CN102893374A - 结构体、及半导体基板的制造方法 - Google Patents

结构体、及半导体基板的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种结构体，其具备：蓝宝石的基底基板、和配置在上述基底基板上的III族氮化物半导体的半导体层，上述基底基板的上表面是自属于{1-100}面群的m面相对于与上述m面正交且属于{11-20}面群的a面的法线以0.5°以上且4°以下的角度倾斜的结晶面。

Description

结构体、及半导体基板的制造方法
技术领域
本发明涉及结构体、及半导体基板的制造方法。
背景技术
III族氮化物半导体作为下一代的低耗电型的照明、高频/高功率电子设备用的材料备受瞩目。III族氮化物半导体被应用于紫外/蓝色/绿色/白色发光二级管、紫外/蓝色/绿色激光二级管、高频/高功率电子设备等中。特别是在照明用途中，作为荧光灯的替代品对高功率的发光二级管的制作方法进行了深入研究。
在基底基板上生长III族氮化物半导体时，基底基板的上表面多被定为{0001}面群的面。生长在该{0001}面群的面上的III族氮化物半导体由于III族原子与V族原子之间的自发极化效应、或者起因于III族原子的原子间距离与V族原子的原子间距离之差大而引起的压电场效应(Piezoelectric fieldeffect)的影响，存在其特性降低的倾向。即，在III族氮化物半导体用于发光二级管、激光二级管等发光元件中时，由于产生量子阱内的载流子的空间的分离，活性层中的载流子的发光再结合受到阻碍，所以存在发光元件的效率降低的倾向。
与此相对，提出了使用没有极性的(无极性的){1-100}面群的面、{-12-10}面群的面、或极性小的(半极性的){10-12}面群的面作为基底基板的上表面。其中，以{1-100}面群的面作为基底基板的上表面在基底基板上生长的III族氮化物半导体由于其掺杂、组成控制的特性也良好，所以特别受瞩目。
专利文献1中记载了在以(1-100)面(m面)作为主表面的蓝宝石基板上晶体生长GaN系氮化物半导体。该蓝宝石基板的主表面理想的是正m面，但最期望设定为以能够容许的误差范围计自正m面向a轴方向及c轴方向这两个方向倾斜±0.5°以下的结晶面。由此，根据专利文献1，能够得到优质的GaN系氮化物半导体的外延生长膜。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-239250号公报
发明内容
发明要解决的问题
但是，本发明者进行了研究，结果发现，若以蓝宝石基板的上表面作为正m面在蓝宝石基板上生长GaN，则在GaN内产生非常多的孪晶，并且在蓝宝石基板的上表面(m面)与GaN的生长面(m面)之间的晶格失配(lattice mismatch)大，所以无法获得良好的GaN(III族氮化物半导体)的结晶性。
本发明的目的在于提高以m面作为生长面的III族氮化物半导体的半导体层中的结晶性。
用于解决问题的方案
本发明的第1方面所述的结构体，其特征在于，其具备：蓝宝石的基底基板、和配置在上述基底基板上的III族氮化物半导体的半导体层，上述基底基板的上表面是自属于{1-100}面群的m面相对于与上述m面正交且属于{11-20}面群的a面的法线以0.5°以上且4°以下的角度倾斜的结晶面。
本发明的第2方面所述的半导体基板的制造方法，其特征在于，具备以下工序：第1工序，在第1期间，在将蓝宝石的基底基板加热至第1温度的状态下，向上述基底基板的上表面供给III族原料而不供给V族原料，由此对上述基底基板的上表面进行处理；第2工序，在继上述第1期间之后的第2期间，在将上述基底基板加热至上述第1温度的状态下，向上述基底基板的上表面供给上述III族原料以及上述V族原料，由此在上述基底基板上生长出III族氮化物半导体的半导体层，其中，上述基底基板的上表面是自属于{1-100}面群的m面相对于与上述m面正交且属于{11-20}面群的a面的法线以0.5°以上且4°以下的角度倾斜的结晶面。
本发明的第3方面所述的半导体基板的制造方法，除了本发明的第2方面所述的半导体基板的制造方法的特征以外，其特征在于，上述第1期间的长度为10秒以上且300秒以下。
本发明的第4方面所述的半导体基板的制造方法，除了本发明的第2方面或第3方面所述的半导体基板的制造方法的特征以外，其特征在于，进一步具备以下工序：第3工序，在继上述第2期间之后的第3期间，边向上述半导体层的上表面供给上述V族原料而不供给上述III族原料，边由上述第1温度升温至第2温度；第4工序，在继上述第3期间之后的第4期间，在将上述基底基板加热至上述第2温度的状态下，向上述半导体层的上表面供给上述III族原料及上述V族原料，由此在上述半导体层上生长出III族氮化物半导体的第2半导体层。
发明效果
根据本发明，能够提高以m面作为生长面的III族氮化物半导体的半导体层中的结晶性。
附图说明
图1是表示本发明的实施方式所述的半导体基板的制造方法的工序截面图。
图2是表示本发明的实施方式所述的半导体基板的制造方法的时间流程图。
图3是用于说明本发明的实施方式中的结晶面的图。
图4是表示比较例2中的GaN层的X射线分析结果的图。
图5是实施例1中的GaN层的表面的光学显微镜照片。
图6是表示实施例1中的缺陷密度与倾斜角的关系的图。
图7是实施例1中的GaN的缓冲层的表面的SEM照片。
图8是表示实施例1中的X射线半值宽度与倾斜角的关系的图。
图9是用于说明比较例3中的结晶面的图。
图10是表示比较例1中的GaN层的X射线分析结果的图。
图11是比较例3中的GaN的缓冲层的表面的光学显微镜照片。
图12是比较例3中的GaN的缓冲层的表面的SEM照片。
图13是比较例3中的GaN层的表面的SEM照片。
具体实施方式
用图1及图2来说明本发明的实施方式所述的半导体基板的制造方法。图1是表示本发明的实施方式所述的半导体基板的制造方法的工序截面图。图2是表示本发明的实施方式所述的半导体基板的制造方法的时间流程图。图3是表示本发明中使用的蓝宝石结晶的表面与结晶面/结晶方位的关系的示意图，是用于说明本发明的实施方式中的结晶面的图。以下，作为III族氮化物半导体主要以GaN为例进行说明，但关于其它的物质系(例如In-Ga-N、Ga-Al-N、In-Ga-Al-N)也同样。
在图1(a)所示的工序中，准备基底基板10。基底基板10由蓝宝石(Al2O3)的单晶形成。基底基板10的上表面10a是自m面相对于a面的法线以角度θ1倾斜的结晶面CS1(参照图3)。m面是属于{1-100}面群的面。a面是与该m面正交且属于{11-20}面群的面。θ1是0.5°以上且4°以下的值。蓝宝石的单晶具有拟六方晶系的晶体结构。
如图3(a)所示那样，属于{1-100}面群的m面例如是(10-10)面。与该m面正交且属于{11-20}面群的a面例如是(-12-10)面。如图3(b)所示那样，a面的法线朝向(属于<-12-10>方位群)[-12-10]方位。此时，如图3(c)所示那样，构成基底基板10的上表面10a的结晶面CS1是以m面(10-10)中的与a面(-12-10)相反侧的边CS1a为轴相对于a面的法线[-12-10]以角度θ1倾斜的结晶面。角度θ1是0.5°以上且4°以下的值。
这里，如果使角度θ1低于0.5°，则在之后的工序中在基底基板10上生长III族氮化物半导体的半导体层(例如GaN层)时，由于在该半导体层内产生非常多的孪晶，所以有可能无法得到良好的半导体层的结晶性(参照图8)。此外，由于存在加工装置的加工精度的制约，所以难以进行将角度θ1控制为低于0.5的加工。
与此相对，本实施方式中，由于将角度θ1设定为0.5°以上，所以在之后的工序中在基底基板10上生长III族氮化物半导体的半导体层(例如GaN层)时，由于如后述那样能够大幅降低在半导体层内产生的孪晶，所以能够提高半导体层的结晶性(参照图8)。
此外，如果使角度θ1大于4°，则在之后的工序中在基底基板10上生长III族氮化物半导体的半导体层(例如GaN层)时，有可能导致在该半导体层的表面产生的坑(pit)的密度变大而超过实用上容许的范围(即，5×105/cm2以下)(参照图6)。
与此相对，本实施方式中，由于将角度θ1设定为4°以下，所以在之后的工序中在基底基板上生长III族氮化物半导体的半导体层(例如GaN层)时，能够将在该半导体层的表面产生的坑的密度控制在实用上容许的范围(即，5×105/cm2以下)内(参照图6)。
接着，如图2(a)所示那样，在时刻t0～t1的期间，将基底基板10的温度由常温加热至第1温度T1。第1温度T1是700℃以上且900℃以下的温度。
这里，如果使第1温度T1低于700℃，则有可能导致在之后的工序中在基底基板10上生长的III族氮化物半导体的半导体层20的品质降低、甚至无法生长半导体层20。此外，如果使第1温度T1高于900℃，则即使想要生长以m面作为生长面的III族氮化物半导体的半导体层20，也会由于表面粗糙度增加、甚至生长面变成混杂有其它面方位的面而难以得到具有所期望的生长面的半导体20。
并且，此时，如图2(b)所示那样向基底基板10的上表面10a供给载气而不供给V族原料及III族原料。以后，载气向基底基板10的上表面10a连续地供给。载气是对晶体生长为惰性的气体。载气例如为氢气、氮气、氩气等。
而且(第1工序)，在第1期间TP1，在将蓝宝石的基底基板10加热至第1温度T1的状态下，向基底基板10的上表面10a供给III族原料而不供给V族原料。由此，对基底基板10的上表面10a进行处理。V族原料是氮的氢化物或有机金属。V族原料是例如氨气。III族原料是III族原子的氯化物或有机金属。即，III族原料是III原子-Cl或III原子-Cl3、或者它们的有机金属即三甲基III族化合物或三乙基III族化合物等。然而，III族原料并不特别限定于该例示的物质。在想要生长的III族氮化物半导体为GaN时，III族原料例如是GaCl气。
另外，III族氮化物半导体为其它的物质系时，III族原料成为其包含的III族原子(In、Ga、Al中的1个以上)的氯化物或有机金属。
这里，如果在第1期间TP1向基底基板10的上表面10a供给V族原料和III族原料这两者，则即使想要生长以m面作为生长面的III族氮化物半导体的半导体层20，也会由于生长面变成混杂有其它面方位的面而难以得到具有所期望的生长面的半导体20。
与此相对，本实施方式中，在第1期间TP1，向基底基板10的上表面10a供给III族原料而不供给V族原料。由此，对基底基板10的上表面10a进行处理，所以能够使基底基板10的上表面10a处于其上容易生长以m面作为生长面的III族氮化物半导体的半导体层20的状态。由此，在之后的工序中，能够在基底基板10上生长以m面作为生长面的III族氮化物半导体的半导体层20。
另外，开始III族原料的供给的时刻(第1期间TP1的开始时刻)的基底基板10的温度只要在从700℃到900℃之间就没有问题，进一步期望为750℃到850℃，进一步期望为775℃到825℃。即，第1期间TP1的开始时刻也可以是基底基板10的温度即将达到第1温度T1的时刻t1。若该开始III族原料的供给时的基底基板10的温度低于700℃，则由于之后生长的半导体层20的结晶学品质(结晶性)降低，所以还会导致其后生长的半导体层(第2半导体层)30的结晶性也降低。此外，若开始III族原料的供给时的基底基板10的温度高于900℃，则之后生长的半导体层20的表面粗糙度增加，并且还引起裂纹等的发生。
此外，第1期间TP1的长度是10秒以上且300秒以下。第1期间TP1的长度只要是从10秒到300秒之间的值就没有问题，但期望为30秒到180秒，进一步期望为从40秒到120秒之间的值。
如果第1期间TP1的长度比10秒短，则由于III族原料没有充分地供给到基底基板(蓝宝石)10的上表面10a，所以在之后的工序中III族氮化物半导体的半导体层20的晶体生长无法良好地进行。若第1期间TP1的长度比300秒长，则在基底基板(蓝宝石)10的上表面10a引起III族原料的凝集等，成为之后的工序中的异常生长(生长面的错乱)的原因。
在图1(b)所示的工序(第2工序)中，在继第1期间TP1之后的第2期间TP2，在将基底基板10加热至第1温度T1的状态下，向基底基板10的上表面10a供给III族原料以及V族原料。由此，即通过气相生长法，在基底基板10上生长III族氮化物半导体的半导体层20。当III族原料为III族原子的氢化物时，气相生长法例如是HVPE(Hydride Vapor Phase Epitaxy，氢化物气相外延)法。或者，当III族原料为III族原子的有机金属时，气相生长法例如是MOVPE(Metal-Organic Vapor Phase Epitaxy，金属有机气相外延)法。
具体而言，在第1期间TP1完成时，在将基底基板10的温度保持在第1温度T1的状态下，不中断III族原料的供给并开始向基底基板10的上表面10a供给V族原料。并且，在第2期间TP2，在将基底基板10的温度保持在第1温度T1的状态下，同时向基底基板10的上表面10a供给III族原料和V族原料。半导体层20生长成为足以作为缓和层起作用的厚度，所述缓和层用于缓和在之后的工序中在其上生长的半导体层30与基底基板10的晶格失配。这样的半导体层20的厚度例如为数十nm以上。该半导体层20由于其包含的孪晶已被大幅度地减少，基底基板(蓝宝石)的上表面(结晶面CS1)与半导体层(例如GaN层)20的生长面(m面)之间的晶格失配减少，所以结晶性提高。
接着(第3工序)，在继第2期间TP2之后的第3期间TP3，边向半导体层20的上表面20a供给V族原料不供给III族原料而，边将基底基板10的温度由第1温度T1升温至第2温度T2。即，如图2(b)所示那样，在第2期间TP2完成时(时刻t2)，停止向20的上表面20a供给III族原料。在时刻t2～t3的期间(第2期间TP2)，边向半导体层20的上表面20a供给V族原料，边将基底基板10的温度升温至第2温度T2。第2温度T2是1000℃以上的温度。
这里，如果使第2温度T2低于1000℃，则在之后的工序中在半导体层20上生长III族氮化物半导体的半导体层30时，有可能无法充分提高半导体层30的结晶性。
或者，假设为在第3期间TP3，边向半导体层20的上表面20a供给III族原料和V族原料这两者，边将基底基板10的温度由第1温度T1升温至第2温度T2的情况。这种情况下，在第3期间TP3，由于在低于1000℃的温度下开始生长III族氮化物半导体的半导体层30，所以虽然能够作为结晶生长，但由于边进行温度变化边进行半导体层30的生长，所以有可能无法充分地进行半导体层30的生长控制。
与此相对，本实施方式中，考虑并实施在第3期间TP3向半导体层20的上表面20a供给V族原料而不供给III族原料作为优选的方法。即，不开始生长III族氮化物半导体的半导体层30。由此，能够在之后的工序中达到第2温度T2(1000℃以上)后，开始III族氮化物半导体的半导体层30的生长。
或者，假设为在第3期间TP3，边向半导体层20的上表面20a供给III族原料而不供给V族原料，边将基底基板10的温度由第1温度T1升温至第2温度T2的情况。这种情况下，在第3期间TP3，边仅供给III族原料边进行升温时，在结晶表面析出III族金属，其诱发成为结晶缺陷等、结晶变得不完全的原因。
与此相对，本实施方式中，在第3期间TP3，由于向半导体层20的上表面20a供给V族原料而不供给III族原料，所以虽然不会在结晶表面进行新的结晶析出，但由于供给V族原料，所以也不会引起结晶的分解，能够以保持第2期间结束的状态的形态进行第4期间的晶体生长。
在图1(c)所示的工序(第4工序)中，在继第3期间TP3之后的第4期间TP4，在将基底基板10加热至第2温度T2的状态下，向半导体层20的上表面20a供给III族原料及V族原料。由此，即通过气相生长法，在半导体层20上生长III族氮化物半导体的半导体层(第2半导体层)30。该半导体层(例如GaN层)30所包含的孪晶已被大幅度地减少，结晶性提高(参照图8)。
如上所述，能够得到依次层叠有基底基板10、半导体层20、及半导体层30的结构体ST。该结构体ST中，如上所述，基底基板10的上表面10a成为自属于{1-100}面群的m面相对于与该m面正交且属于{11-20}面群的a面的法线以0.5°以上且4°以下的角度θ1倾斜的结晶面SC1(参照图3)。进而，半导体层20和半导体层30可以是不同的III族氮化物半导体，半导体层30中包含LED、LD、FET、HEMT、太阳能电池等设备结构也没有问题，在半导体层30中一旦进行第4工序中所具备的条件下的晶体生长，则变更晶体生长温度或原料供给条件也没有任何的问题。
在图1(d)所示的工序中，从结构体ST剥离基底基板10。从结构体ST剥离基底基板10的方法可以采用公知的方法。由此，能够得到包含半导体层20及半导体层30的半导体基板SB。
(实施例及比较例的概要)
以下示出本发明的实施例，但以下的实施例并不限定本发明。
实施例1及比较例1～4的晶体生长采用HVPE(氢化物气相生长)法来确认。作为载气，使用氢气。作为III族原料，使用在750℃下使HCl气与金属Ga反应而得到的GaCl。作为V族原料，使用氨(NH3)气。生长压力设定为常压(约1013hPa)。
另外，也进行了作为载气使用氮气的情况，但由于结果相同，所以省略对其的说明。
(比较例1)
将具有自m面(10-10)不倾斜的结晶面的上表面的蓝宝石的基底基板在1040℃下进行10分钟退火，然后，在将温度保持在1040℃的状态下以1slm导入30分钟氨气而进行蓝宝石的基底基板的上表面的氮化。然后，在将温度保持在1040℃的状态下在V/III比＝40的条件下用10分钟生长30μm左右的GaN层。将生长的GaN层的表面的SEM照片和X射线分析(ω-2θscan)的结果示于图10中。
如图10的X射线分析的结果所示那样，在比较例1中的GaN层中，除了(10-10)面以外，(10-13)面、(11-22)面也发生生长。即，比较例1中的GaN层由于包含(10-10)面(m面)以外的生长面，所以没有成为具有所期望的生长面的GaN层(半导体层)。
此外，如图10的SEM照片所示那样，比较例1中的GaN层具有包含很多凹凸的不平坦的表面。由此可以认为比较例1中的GaN层包含许多的孪晶。
(比较例2)
使用具有自m面(10-10)不倾斜的结晶面的上表面的蓝宝石的基底基板，不导入载气氢气以外的气体，基底基板的温度达到800℃后在1分钟25sccm的条件下供给GaCl气(III族原料)而不供给氨气(V族原料)。然后，在将基底基板的温度保持在800℃的状态下在V/III比＝50的条件下供给GaCl气(III族原料)和氨气(V族原料)，以5分钟生长氮化镓的缓冲层(半导体层)。然后，停止GaCl气(III族原料)的供给，边供给氨气(V族原料)和载气，边升温至达到晶体生长温度即1040℃。在达到1040℃的晶体生长温度后再次在V/III比＝40的条件下供给10分钟GaCl气(III族原料)，生长约30μm的(10-10)的GaN层(半导体层)。将生长的GaN层的X射线分析(ω-2θscan)的结果示于图4中。生长的GaN层的表面的光学显微镜照片与图5(a)相同。
如图4的X射线分析的结果所示那样，可知在比较例2中的GaN层中，(10-10)面(m面)已生长，其它的面没有生长。即，比较例2中的GaN层由于不包含(10-10)面(m面)以外的生长面，所以成为具有所期望的生长面的GaN层(半导体层)。
但是，如图5(a)的光学显微镜照片所示那样，比较例2中的GaN层依然具有包含许多凹凸的不平坦的表面。由此可以认为，比较例2中的GaN层依然包含许多的孪晶。
另外，在该生长中，将不供给氨气(V族原料)而供给GaCl气(III族原料)的时间在从10到300秒之间进行变更，所得到的结果相同。此外，GaCl气(III族原料)的供给开始温度也在从700到900℃之间进行了确认，但得到同样的结果。进而，关于之后继续进行的缓冲层(半导体层)的生长，在V/III比＝20～100的范围内将时间在从1到60分钟的范围内进行变更，这种情况下也依然得到同样的结果。
这样确认为：在上述的实施方式中，在第1期间T1，在将蓝宝石的基底基板10加热至第1温度T1的状态下，向基底基板10的上表面10a供给III族原料而不供给V族原料，这是为了得到具有所期望的生长面(m面)的GaN层(半导体层)而有效的条件，但不是为了减少GaN层内的孪晶而充分的条件。
(比较例3)
接着，准备蓝宝石的基底基板，其具有自m面(10-10)沿<0001>方向倾斜0°、1°、2°的结晶面的上表面。倾斜1°、2°时，如图9所示那样，基底基板的上表面是自m面(10-10)相对于c面(0001)的法线[0001]以角度θ2倾斜的结晶面CS2。m面是属于{1-100}面群的面。c面是与该m面正交且属于{0001}面群的面。
在对该基底基板进行加热的温度达到800℃后，在1分钟25sccm的条件下导入GaCl气(III族原料)。然后，在800℃的温度下在V/III比＝50的条件下以5分钟生长氮化镓的缓冲层(半导体层)2.5μm。将利用光学显微镜得到的所生长的缓冲层(半导体层)的表面的观察结果示于图11中。图11(a)、(b)、(c)分别表示在具有自m面(10-10)沿<0001>方向倾斜0°、1°、2°的结晶面的上表面的、蓝宝石的基底基板上生长的缓冲层(半导体层)的表面。
如图11(a)～(c)的光学显微镜照片所示那样，沿<0001>方向倾斜时，与自m面(10-10)不倾斜时同样地在表面观察到长方形、或细长的近似三角形的形态的图案。
为了确认该图案的原因为何，将蓝宝石的基底基板自m面(10-10)沿<0001>方向倾斜1°时的GaN的缓冲层的表面用0.25mol/L、温度200℃的KOH溶液进行10分钟蚀刻。将其结果的表面的SEM照片示于图12中。
如图12的SEM照片所示那样，观察到长方形的短边对应的部分的蚀刻变深。该蚀刻变深的部分认为是GaN的晶格中的2个N原子面即2个(000-1)面彼此相对的部分。即，若结合即使旋转180°也得到同样的峰的X射线分析(图4的较小的X射线衍射(XRD)图即phi-Scan的图)的结果来考虑，可知在与该看似线状的表面垂直的面形成了呈镜面对称的孪晶。
进而，对于使用具有自m面(10-10)沿<0001>方向倾斜1°的结晶面的上表面的、蓝宝石的基底基板时没有进行蚀刻的GaN的缓冲层，停止GaCl气(III族原料)的供给，边供给氨气(V族原料)和载气，边升温至达到晶体生长温度即1040℃。达到1040℃的晶体生长温度后再次在V/III比＝40的条件下供给10分钟GaCl气(III族原料)，生长约30μm的(10-10)的GaN层(半导体层)。将生长的GaN层的表面的SEM照片示于图13中。
如图13的SEM照片所示那样，可知在具有自m面(10-10)沿<0001>方向倾斜1°的结晶面的上表面的、蓝宝石的基底基板上生长出的GaN层的表面存在明显的鳞状的缺陷。
这样确认为：在具有自m面(10-10)沿<0001>方向倾斜的结晶面的上表面的、蓝宝石的基底基板上生长III族氮化物半导体的半导体层(缓冲层)，这对于减少GaN层内的孪晶并不有效。
(实施例1)
接着，准备蓝宝石的基底基板，其具有自m面(10-10)沿<-12-10>方向倾斜0°、1°、2°、3°、5°的结晶面的上表面。然后，在与比较例3同样的条件下，在基底基板上生长2.5μm的GaN的缓冲层(半导体层)。将利用光学显微镜得到的所生长的GaN的缓冲层的表面的观察结果示于图5中。在使用自(10-10)不倾斜的基底基板时存在的孪晶沿<-12-10>方向倾斜1°的时刻完全消失。然而，随着该倾斜角变大，坑状的缺陷存在增加的倾向。
图6是对该缺陷密度(坑密度(pit density))与倾斜角的关系绘制的图表。如图6所示那样，可知：为了达到被认为是制作良好的发光元件所需的条件即缺陷密度Dth1＝5×105cm-2以下，只要将自(10-10)向<-12-10>方向的倾斜角控制在4°以下即可。
此外，将在具有自m面(10-10)沿<-12-10>方向倾斜1°的结晶面的、上表面的蓝宝石的基底基板上生长的GaN的缓冲层的表面的SEM照片示于图7中。如图7的SEM照片所示那样，实施例1中的GaN的缓冲层具有非常光滑且平坦的表面。由此可以认为，在实施例1中的GaN层中，孪晶被大幅度地减少。
进而，将在具有自m面(10-10)沿<-12-10>方向倾斜0°、1°、2°、3°、5°的结晶面的上表面的、蓝宝石的基底基板上生长的GaN的缓冲层的表面的X射线分析((10-10)的X射线摇摆曲线(rocking curve)的半峰全宽(FWHM))的结果分别以“Just”、“a-(1)”、“a-(2)”、“a-(3)”、“a-(5)”的形式示于图8中。另外，图8中，为了比较，将比较例3中在具有自m面(10-10)沿<0001>方向倾斜1°、2°的结晶面的上表面的、蓝宝石的基底基板上生长的GaN的缓冲层的表面的X射线分析的结果以“c-(1)”、“c-(2)”的形式一并示出。
如图8所示那样，可知从“Just”到“a-(1)”X射线半峰全宽急剧减少，结晶性大幅提高。即，可知自m面(10-10)沿<-12-10>方向倾斜的角度的临界值为0.5°。若设此时的X射线半峰全宽的值为阈值Wth1，则“a-(1)”、“a-(2)”、“a-(3)”、“a-(5)”的任一条件的X射线半峰全宽也控制在阈值Wth1以下。即，可知“a-(1)”、“a-(2)”、“a-(3)”、“a-(5)”的任一条件的GaN的缓冲层均具有良好的结晶性。
这样确认为：在上述的实施方式中，将基底基板10的上表面10a设定为自m面相对于a面的法线以角度θ1(0.5°以上且4°以下的值)倾斜的结晶面CS1，这是在其上生长III族氮化物半导体的半导体层(例如GaN层)时为了减少半导体层内的孪晶并提高半导体层的结晶性有效的条件。
另一方面，如图8所示那样，确认到“c-(1)”、“c-(2)”的条件的X射线半峰全宽与“Just”的条件的X射线半峰全宽相同，对于提高半导体层的结晶性并不有效。
符号说明
10 基底基板
20 半导体层
30 半导体层
SB 半导体基板
ST 结构体

Claims (4)

1.一种结构体，其特征在于，其具备：蓝宝石的基底基板、和配置在所述基底基板上的III族氮化物半导体的半导体层，
所述基底基板的上表面是自属于{1-100}面群的m面相对于与所述m面正交且属于{11-20}面群的a面的法线以0.5°以上且4°以下的角度倾斜的结晶面。
2.一种半导体基板的制造方法，其特征在于，其具备以下工序：
第1工序，在第1期间，在将蓝宝石的基底基板加热至第1温度状态下，向所述基底基板的上表面供给III族原料而不供给V族原料，由此对所述基底基板的上表面进行处理；
第2工序，在继所述第1期间之后的第2期间，在将所述基底基板加热至所述第1温度的状态下，向所述基底基板的上表面供给所述III族原料以及所述V族原料，由此在所述基底基板上生长出III族氮化物半导体的半导体层，
所述基底基板的上表面是自属于{1-100}面群的m面相对于与所述m面正交且属于{11-20}面群的a面的法线以0.5°以上且4°以下的角度倾斜的结晶面。
3.根据权利要求2所述的半导体基板的制造方法，其特征在于，所述第1期间的长度是10秒以上且300秒以下。
4.根据权利要求2或3所述的半导体基板的制造方法，其特征在于，其进一步具备以下工序：
第3工序，在继所述第2期间之后的第3期间，边向所述半导体层的上表面供给所述V族原料而不供给所述III族原料，边将所述基底基板的温度由所述第1温度升温至第2温度；
第4工序，在继所述第3期间之后的第4期间，在将所述基底基板加热至所述第2温度的状态下，向所述半导体层的上表面供给所述III族原料及所述V族原料，由此在所述半导体层上生长出III族氮化物半导体的第2半导体层。
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