JP2006298744A - Ｇａ含有窒化物半導体単結晶、その製造方法、並びに該結晶を用いた基板およびデバイス - Google Patents

Abstract

【課題】結晶欠陥の少ない高品質なＧａ含有窒化物半導体単結晶を提供する。
【解決手段】下記（ａ）〜（ｃ）の１以上を満たすＧａ含有窒化物半導体単結晶。（ａ）Ｇａ含有窒化物半導体単結晶に波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最大反射率が２０％以下であり、最大反射率と最小反射率との差が１０％以内である。（ｂ）カソードルミネッセンス法により測定される転位密度の最大値と最小値の比（最大値／最小値）が１０以下である。（ｃ）時間分解フォトルミネッセンス法により測定される寿命が９５ｐｓ以上である。
【選択図】図１

Description

本発明は、発光ダイオードや半導体レーザー等の発光デバイス、それを用いたチップ及びモジュール、さらに電子デバイス等の半導体デバイス等の基板として好適に用いることができる単結晶であって、結晶欠陥が少なく、かつ良質な結晶性を備えたＧａ含有窒化物半導体単結晶に関する。

近年、半導体発光素子、発光ダイオード、半導体レーザー等の発光デバイスや、電子デバイス等の半導体デバイスにおける光記録等の高密度化、高解像度化の要求が高まり、中でも青色光の発光が可能な窒化物半導体が注目を浴びている。特に結晶欠陥が少なくて良質な結晶性を備えている窒化物半導体基板を提供することが必要とされている。

このような良質な窒化物半導体を元基板上に成長させるためには、目的とする窒化物半導体と格子整合した元基板を選択して用いることが望ましい。しかしながら、現実には、窒化物半導体と格子整合する元基板が得られにくいために、窒化物半導体とは異種材料でありながらも十分な耐熱性や化学的安定性を有する元基板の上に窒化物半導体を成長させている。例えば、比較的低コストであるサファイア元基板や酸化亜鉛元基板を用いて、種々の工夫をしながら窒化物半導体を成長させることが従来より提案されている。

例えば、特開平７−１６５４９８号公報（特許文献１）および特開平７−２０２２６５号公報（特許文献２）には、サファイア元基板上に酸化亜鉛からなるバッファ層を形成し、その上にさらに窒化物半導体を成長させた後に、バッファ層を除去することにより窒化物半導体を得る方法が開示されている。しかしながら、この方法では、サファイア元基板上に形成されるバッファ層の品質が悪いために、その上に形成される窒化物半導体の結晶欠陥が１０⁸個／ｃｍ²以上になってしまい、品質がよい窒化物半導体が得られないという問題があった。

そこでこのような問題に対処するために、特開平１１−２５１２５３号公報（特許公報３）において、サファイア元基板上に下地層を形成した後、ＳｉＯ₂等からなるマスク層を形成して人工的な表面加工を施し、さらにその上に窒化物半導体を成長させる方法が提案されている。この方法によれば、酸化亜鉛からなるバッファ層上に窒化物半導体を成長させる場合に比べて結晶欠陥の少ない窒化物半導体を得ることができる。しかしながら、この方法によって得られる窒化物半導体には、元基板に形成された人工的な表面加工に起因する模様が形成されてしまうという問題があった。例えば、元基板上にストライプ状の表面加工を施した場合には、その上に成長させる窒化物半導体にもストライプ状の模様が入ってしまう。このため、製造された窒化物半導体のうち結晶性が良好な部分を選択して使用しなければならないという不都合があった。

特開平７−１６５４９８号公報 特開平７−２０２２６５号公報 特開平１１−２５１２５３号公報

本発明は、上記問題を解消するためになされたものであり、本発明の目的は、結晶欠陥の少ない高品質なＧａ含有窒化物半導体単結晶及び窒化物半導体基板を提供することにある。また、本発明の別の目的は、結晶欠陥の少ない高品質な窒化物半導体基板を用いることにより、機能が優れた発光デバイスや電子デバイスを提供することにある。

本発明者らは鋭意検討を重ねた結果、従来の方法では得ることができなかった高品質のＧａ含有窒化物半導体単結晶を提供することに成功した。
すなわち本発明の要旨は以下の通りである。
（１） 一般式 Ｂ_xＡｌ_yＧａ_zＩｎ_1-x-y-zＮ_sＰ_tＡｓ_1-s-t （式中、０≦ｘ≦１、０≦ｙ＜１、０＜ｚ≦１、０＜ｓ≦１、０≦ｔ＜１）で表される組成を有し、且つ下記（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）の少なくとも１つを満たすことを特徴とするＧａ含有窒化物半導体単結晶。
（ａ）Ｇａ含有窒化物半導体単結晶に波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最小反射率が２０％以下であり、最大反射率と最小反射率との差が１０％以内である。
（ｂ）カソードルミネッセンス法により測定される転位密度の最大値と最小値の比（最大値／最小値）が１０以下である。
（ｃ）時間分解フォトルミネッセンス法により測定される寿命が９５ｐｓ以上である。
（２） 結晶内に下記（ｄ）で定義される欠陥集中領域が存在しないことを特徴とする（１）に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶。
（ｄ）格子欠陥が１０¹⁰個／ｃｍ²以上であり、長さが２μｍ以上、幅が２μｍ以上、且つ高さが２μｍ以上の領域。
（３） 大きさが４００ｍｍ²以上であることを特徴とする（１）又は（２）に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶。
（４） 厚みが３５０μｍ以上であることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかに記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶。
（５） 結晶中に含まれる格子欠陥が１０⁸個／ｃｍ²未満であることを特徴とする（１）〜（４）のいずれかに記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶。
（６） 六方晶又は立方晶であることを特徴とする（１）〜（５）のいずれかに記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶。
（７） 組成がＧａＮであることを特徴とする（１）〜（６）のいずれかに記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶。

本発明のＧａ含有窒化物半導体単結晶は、下地基板の人工的な表面加工に起因する模様がなく、格子欠陥が１０⁸個／ｃｍ²未満である。また、本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶は、反射率および／または光の散乱に分布がないことが好ましく、欠陥が集中している部分がないことが好ましい。また、結晶の場所による単位面積あたりの転位密度の変動幅が１桁以内であることが好ましい。さらに結晶内にストライプ状やドット状の欠陥がないことが好ましい。また、本発明は、内部に筋や島がない窒化物半導体結晶からなるＧａ含有窒化物半導体単結晶も提供する。

（８） 元基板上にＧａ含有窒化物半導体単結晶を成長させることを特徴とする（１）〜（７）のいずれか記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
（９） 元基板が単結晶であり、その格子定数がａ軸方向に０．３０ｎｍ〜０．３６ｎｍであり、ｃ軸方向に０．４８ｎｍ〜０．５８ｎｍであることを特徴とする（８）に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
（１０） 元基板のバンドギャップエネルギーが２．０ｅＶ〜６．５ｅＶであることを特徴とする（８）又は（９）に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
（１１） 化合物半導体元基板が一般式 Ｂ_x'Ａｌ_y'Ｇａ_z'Ｉｎ_1-x'-y'-z'Ｎ_s'Ｐ_t'Ａｓ_1-s'-t' （式中、０≦ｘ’≦１、０≦ｙ’＜１、０＜ｚ’≦１、０＜ｓ’≦１、０≦ｔ’＜１）で表される組成を有することを特徴とする（８）又は（９）に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
（１２） 元基板がサファイア、酸化亜鉛又は窒化ガリウムであることを特徴とする（８）に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
（１３） 元基板上に形成された初期窒化物半導体層上にＧａ含有窒化物半導体単結晶を成長させることを特徴とする（８）〜（１２）のいずれかに記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
（１４） 元基板上に形成された初期窒化物半導体層上に第１のＧａ含有窒化物半導体単結晶を成長させ、さらにその上に第２のＧａ含有窒化物半導体単結晶層を成長させることを特徴とする請求項１３又は１４に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
（１５） 初期窒化物半導体層の厚みが１μｍ〜２００μｍであることを特徴とする（１３）に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
（１６） 初期窒化物半導体層が窒化ガリウムであることを特徴とする（１３）又は（１４）に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
（１７） 元基板及び／又は元基板上に形成される初期窒化物半導体層の表面粗さＲａが１ｎｍ以下であることを特徴とする（８）〜（１５）のいずれかに記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
（１８） ハイドライド気相成長法によりＧａ含有窒化物半導体単結晶を成長させることを特徴とする（８）〜（１６）のいずれかに記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
（１９） Ｇａ含有窒化物半導体単結晶の成長中に副生物として生成する塩化アンモニウム又は塩化アンモニウム含有ガスを４００℃以上の温度に保ちながら排出することを特徴とする（８）〜（１７）のいずれかに記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。

（２０） （１）〜（７）のいずれかに記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶を含む半導体デバイス用基板。
（２１） （１９）に記載の半導体デバイス用基板を用いた発光デバイス。
（２２） （１９）に記載の半導体デバイス用基板を用いた電子デバイス。

本発明のＧａ含有窒化物半導体単結晶は、下地基板の人工的な表面加工に起因する模様や欠陥がないため、半導体デバイス用基板として使用する時にこれらの模様や欠陥を回避するように領域を選択しながら切り出す必要がない。また、本発明のＧａ含有窒化物半導体単結晶は、結晶欠陥の少ない高品質な結晶であることから、高機能な半導体デバイス用基板として様々な応用分野に有効に利用され得る。さらに、この窒化物半導体基板を用いた本発明の発光デバイスおよび電子デバイスは、製造が容易で高品質である。

以下において、本発明のＧａ含有窒化物半導体単結晶及びその利用形態について詳細に説明する。以下に記載する構成要件の説明は、本発明の代表的な実施態様に基づいてなされることがあるが、本発明はそのような実施態様に限定されるものではない。なお、本明細書において「〜」を用いて表される数値範囲は、「〜」の前後に記載される数値を下限値および上限値として含む範囲を意味する。

［Ｇａ含有窒化物半導体単結晶および基板］
本発明のＧａ含有窒化物半導体単結晶及びそれを用いたＧａ含有窒化物半導体単結晶基板は、下地基板の人工的な表面加工に起因する模様がなく、格子欠陥が１０⁸個／ｃｍ²未満である。本願において「下地基板の人工的な表面加工に起因する模様がない」とは、Ｇａ含有窒化物半導体単結晶を成長させる際に用いる下地基板の表面に人工的に施された模様（凹凸）が原因となって形成される模様がＧａ含有窒化物半導体単結晶中に存在しないことを意味する。従来法にしたがって、表面に人工的な加工が施されている下地基板上にＧａ含有窒化物半導体単結晶を成長させると、結晶中に該加工模様の痕跡が残ってしまう。例えば、ストライプ状やドット状のマスクパターンを表面に形成した下地基板上にＧａ含有窒化物半導体単結晶を成長させると、結晶中にそのパターンと同じ周期で欠陥が残ってしまう。本発明のＧａ含有窒化物半導体単結晶及びそれを用いた窒化物半導体基板には、このような下地基板の表面パターンに起因する模様が存在しない。なお、本願において「下地基板」とは、本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶を成長させる際に用いる基板全体を意味し、サファイアや酸化亜鉛などの元基板とは違う概念として定義される。下地基板は元基板のみからなるものであってもよいし、元基板上に初期窒化物半導体層などを形成したものであってもよい。

本発明のＧａ含有窒化物半導体単結晶に下地基板の人工的な表面加工に起因する模様があるか否かは、光学顕微鏡や蛍光顕微鏡で観察することにより判定することができる。倍率は通常５０倍〜４００倍に設定して観察する。例えば、ストライプ状やドット状等のマスクをパターニングした下地基板上にＥＬＯ（Epitaxial Lateral Overgrowth）等でＧａＮ結晶を成長した場合は、まず光学顕微鏡（ノマルスキー）による表面観察にてマスクによる模様を表面から観察することができる。さらに蛍光顕微鏡によれば、下地基板と成長したＧａＮ結晶の界面も観察することができる。ＧａＮ結晶が下地基板から自立していれば裏返して観察すればよい。一方、自立したＧａＮ結晶を表面研磨し、そのスクラッチ傷やピットの観察をする場合にも、光学顕微鏡によって十分に観察することができる。

図２は、光学顕微鏡で模様がないＧａ含有窒化物半導体結晶を観察した結果（ａ）と、模様があるＧａ含有窒化物半導体結晶を観察した結果（ｂ）を示したものである。図３は、蛍光顕微鏡で模様がないＧａ含有窒化物半導体結晶を観察した結果（ａ）と、模様があるＧａ含有窒化物半導体結晶を観察した結果（ｂ）を示したものである。いずれの手段によっても、下地基板の人工的な表面加工に起因する模様がある場合は容易に認識することができる。
ストライプ状やドット状のマスクパターンを表面に形成した下地基板上にＧａ含有窒化物半導体結晶を成長させると、結晶中にそのパターンを反映して欠陥が集中することがある。本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶は、それと同じような欠陥の集中がまったく見られないことが好ましい。
また、本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶は、場所による単位面積あたりの転位密度の変動幅が１桁以内であることが好ましく、場所により転位密度が変わらないことがより好ましい。ここでいう単位面積とは、通常１ｃｍ²である。即ち、カソードルミネッセンス法により測定される転位密度の最大値と最小値の比（最大値／最小値）が１０以下であることが好ましい。

また、本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶及びそれを用いた窒化物半導体基板は、基板を構成するＧａ含有窒化物半導体結晶の内部に筋や島がないことを特徴とする。本願において「筋」とは線状の欠陥を意味し、その長さや幅は特に制限されない。また本願において「島」とは他から区別される囲まれた領域を意味し、その大きさや形状は特に制限されない。一方、ストライプ状やドット状のマスクパターンを表面に形成した下地基板上に窒化物半導体結晶を成長させると、結晶中にそのパターンを反映した筋や島が観測される。

このような筋や島の有無は、カソードルミネッセンス（ＣＬ）法、ウェットエッチング法、ドライエッチング法、時間分解フォトルミネッセンス（時間分解ＰＬ）法により簡単に判定することができる。また、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察によっても判定することができる。

カソードルミネッセンス法は、結晶に電子線を照射してその発光を観察し、発光しない点を欠陥として検出する方法である（Journal of Crystal Growth 203 (1999) page 1-11参照）。
本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶は、カソードルミネッセンス法により測定される転位密度の最大値と最小値の比（最大値／最小値）が通常１０以下、好ましくは５以下、より好ましくは３以下である。

ウェットエッチング法は、結晶表面をウェットエッチングして表面の欠陥状態を観察する方法である。例えば、燐酸と硫酸の混合液を約２００℃に加熱し、約１時間表面をウェットエッチングすると結晶欠陥がある部分はエッチングされるため、ＡＦＭにより表面の欠陥状態を観察したり、欠陥数を数えたりすることができる（Solid-State Electronics 46 (2002) page 555-558参照）。

また、ウェットエッチング法の代わりにドライエッチング法を用いることもできる。例えば、ＨＣｌガス雰囲気で温度を６００℃に設定し、結晶表面に対して約３０分間ガスエッチングを行ってもよい（Applied Physics Letters Vol.76, Number 23 (2000) page 3421-3423参照）。これらの方法で観察される欠陥状態や欠陥数はほぼ同じであるため、どの方法を使用してもよい。

また、時間分解フォトルミネッセンス法を用いて欠陥状態を観察することができる。フォトルミネッセンスとは、半導体にそのバンドギャップ以上のエネルギーを持つレーザー光を照射して電子を励起し、励起された電子が元のエネルギー準位に戻る時の発光のことをいう。時間分解フォトルミネッセンス法は、その発光した光の寿命（ＰＬ寿命）を測定する方法である（Journal of Luminescence 87-89 (2000) page 1196）。この時間分解フォトルミネッセンス法で測定した発光の寿命は結晶中の欠陥の数に影響される。すなわち、後述の実施例１０に示すように、欠陥密度が多いとＰＬ寿命は短くなるので、欠陥密度とＰＬ寿命には十分な相関がある。
ＰＬ寿命は、欠陥密度低減の観点から長ければ長いほどよく、好ましくは９５ｐｓ以上、より好ましくは９８ｐｓ以上、さらに好ましくは１００ｐｓ以上、特に好ましくは１２０ｐｓ以上、最も好ましくは２００ｐｓ以上である。

本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶は、結晶の内部で反射率や光の散乱に分布がないことが好ましい。
反射率は、例えば３５０ｎｍ〜７００ｎｍの波長をカバーできる光を窒化物半導体基板にあて、その裏面に光の強度を測定できる装置を設置し、基板にあてた光に対して何％が裏面を通り抜けたかを測定すればよい。ある波長の光を基板面内にできるだけ細かくあてて測定を行い、測定された最大反射率と最小反射率との差が１０％以内になっていれば反射率に分布がないと判定する。即ち、本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶は、波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最大反射率は、通常２５％以内、好ましくは２２％以内、より好ましくは２０％以内である。本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶は、波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最小反射率が、通常５％以上、好ましくは１０％以上、より好ましくは１２％以上である。また、波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最大反射率と最小反射率との差が、通常１０％以内、好ましくは９％以内、より好ましくは８％以内である。

Ｇａ含有窒化物半導体結晶には１ｍｍ以上の間隔でストライプ状の欠陥があってもよい。ストライプ状の欠陥の間隔は、１ｍｍ以上であることが好ましく、５ｍｍ以上であることがより好ましく、１０ｍｍ以上であることがさらに好ましい。ストライプ状の欠陥の間隔が１ｍｍ以上であれば、デバイスを作製するときに非常に細かなアライメントを必要とせず、数倍程度の顕微鏡があればデバイスパターンを合わせることができる。また、Ｇａ含有窒化物半導体結晶には、ドット状の欠陥がないことが好ましい。
ここで、ストライプ状あるいはドット状の欠陥とは、格子欠陥が１０¹⁰個／ｃｍ²以上であり、長さが２μｍ以上、幅が２μｍ以上、且つ高さが２μｍ以上の欠陥集中領域のことをいう。ドット状の欠陥とは、通常、長さが２μｍ〜１０μｍ、幅が２μｍ〜１０μｍのものを意味する。
また、Ｇａ含有窒化物半導体結晶は、結晶性の観点から（０００２）面についてのωスキャンによるＸ線ロッキングカーブ（以下、（０００２）×線ロッキングカーブという。）の半値幅が、通常１５０arcsec以下、好ましくは１２０arcsec以下、より好ましくは１１０arcsec以下である。 （０００２）×線ロッキングカーブの半値幅が１５０arcsec以下であれば、結晶軸の傾きや結晶の反り等が実用範囲内になりやすい。

本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶は、大きさが１００ｍｍ²以上であることが好ましく、２００ｍｍ²以上であることがより好ましく、３００ｍｍ²以上であることがさらに好ましく、４００ｍｍ²以上であることが特に好ましい。また、本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶は、厚みが１００μｍ以上であることが好ましく、２００μｍ以上であることがより好ましく、３００μｍ以上であることがさらに好ましく、３５０μｍ以上であることが特に好ましい。

［Ｇａ含有窒化物半導体単結晶および基板の製造方法］
本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶の製造方法は、特許請求の範囲に記載される条件を満たすＧａ含有窒化物半導体結晶を製造しうるものである限り特に制限されないが、以下において、好ましい製造方法について説明する。

本発明で使用する元基板の種類としては、半導体又は誘電体の基板を用いることができるが、半導体基板を用いることが好ましい。例えば、元基板上に成長させようとするＧａ含有窒化物半導体結晶と格子定数が近接するものが好ましく、格子定数がａ軸方向に０．３０ｎｍ〜０．３６ｎｍであり、ｃ軸方向に０．４８ｎｍ〜０．５８ｎｍである化合物半導体基板を用いることが特に好ましい。
また、本発明で使用する元基板の種類としては、２．０ｅＶ〜６．５ｅＶのバンドギャップエネルギーを有する化合物半導体基板が好ましい。そのような化合物半導体基板として、例えば窒化アルミニウム、窒化ガリウム、酸化亜鉛、窒化インジウム等やその化合物が挙げられる。さらにこの範囲の物性ではないが、サファイア、ＳｉＣ等も用いることができる。
また、立方晶系又は六方晶系に属する結晶構造を有する基板が好ましく、立方晶系の基板としては、Ｓｉ、ＧａＡｓ、ＩｎＧａＡｓ、ＧａＰ、ＩｎＰ、ＺｎＳｅ、ＺｎＴｅ、ＣｄＴｄ等を用いることができ、六方晶系の基板としては、サファイア、ＳｉＣ、ＧａＮ、スピネル、ＺｎＯ等を用いることができる。
また、化合物半導体元基板の組成としては、一般式Ｂ_x'Ａｌ_y'Ｇａ_z'Ｉｎ_1-x'-y'-z'Ｎ_s'Ｐ_t'Ａｓ_1-s'-t' （式中、０≦ｘ’≦１、０≦ｙ’＜１、０＜ｚ’≦１、０＜ｓ’≦１、０≦ｔ’＜１）で表される組成を有するものを用いることもできる。
特に好ましい基板は、酸化亜鉛基板、サファイア基板、窒化ガリウム基板である。これらは市販されているものを用いても構わない。

元基板は、直径が１ｃｍ以上であれば、その具体的な形状は特に限定されない。ここでいう「直径が１ｃｍ以上」とは、直径１ｃｍの円を切り出すことができる大きさを有していることを意味するものであり、基板の形状は円形でなくても構わない。例えば、一辺が１ｃｍ以上の矩形であってもよい。元基板の直径としては、好ましくは１ｃｍ以上、より好ましくは１．５ｃｍ以上、特に好ましくは２ｃｍ以上である。
元基板は、その上に窒化物半導体結晶層を形成できる程度の厚みが必要である。元基板の厚みは、１０μｍ以上であることが適当であり、１００μｍ以上であることが好ましく、３００μｍ以上であることがより好ましく、５００μｍ以上あることがさらに好ましい。元基板の厚みの上限は特に制限はないが、厚すぎると除去するのに時間を要するため、２０００μｍ以下であることが好ましく、１５００μｍ以下であることがより好ましく、１０００μｍ以下であることがさらに好ましい。

元基板としては、オフ基板を使用することもできる。例えば、サファイア基板であれば、その窒化物半導体結晶層を成長させる面が（ＡＢＣＤ）面又は（ＡＢＣＤ）面から微傾斜した面である基板を用いることができる。ここで、Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄは自然数を示す。この微傾斜の角度は、通常０°〜１０°、好ましくは０°〜０．５°、より好ましくは０°〜０．２°である。例えば、（０００１）面からｍ軸方向に微傾斜しているサファイア基板を好ましく用いることができる。この他に、例えばａ（１１−２０）面、ｒ（１−１０２）面、ｍ（１−１００）面、これらの面と等価な面及びこれらの面から微傾斜した面も用いることができる。ここで、等価な面とは、立方晶系では９０°、六方晶系では６０°回転させると結晶学的に原子の配列が同じになる面のことをいう。

本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶を製造する際には、元基板上にＧａ含有窒化物半導体結晶を直接成長させてもよいし、元基板上に初期窒化物半導体層を形成してからＧａ含有窒化物半導体結晶を成長させてもよい。
初期窒化物半導体結晶の成長は、後述する本発明の窒化物半導体結晶の成長方法とは異なる方法で行う。例えば、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ法）、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）、ＰＬＤ法（Pulsed Laser Deposition; J. Cryst. Growth, 237/239 (2002) 1153）、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ法）を挙げることができる。好ましいのはＭＢＥ法、ＭＯＣＶＤ法およびＰＬＤ法であり、特に好ましいのはＭＢＥ法とＭＯＣＶＤ法である。

ＭＢＥ法は、成長速度は遅いが、薄膜形成において単分子層レベルの精度で結晶成長を制御できるため、表面性に優れた層状の窒化物半導体結晶が得られる。また、ＭＢＥ法は、比較的低温で結晶成長できるため、サファイア或いは酸化亜鉛等の元基板は初期窒化物半導体層及び／又はＧａ含有窒化物半導体結晶層の形成時に使用されるガスによる作用を受けることなく安定な状態を維持しうる。このような初期窒化物半導体層を形成することにより、初期窒化物半導体層上に成長させる本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶層の結晶状態や表面状態を良好なものとすることができ、さらに高品質なＧａ含有窒化物半導体結晶並びに基板を得ることができる。

一方、ＰＬＤ法はさらに低温（例えば室温）でも成長させることができ、アンモニアガスを使用しないことから、サファイアや、酸化亜鉛のような反応性の高い基板を使用する場合には有利である。
さらにＭＯＣＶＤ法やＨＶＰＥ法では、一度に２インチ基板なら５０枚を超える枚数を成長できる装置もあり、他の成長法に比べて現在では量産性が非常に優れているため工業有利である。

初期窒化物半導体層の厚みは、本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶が安定して良質な結晶性や表面性を備えることができる厚みであれば特に限定されない。生産性の観点から、通常０．１〜５．０μｍであり、好ましくは０．３〜２．０μｍである。
また、初期窒化物半導体層や上記の元基板の表面粗さ（Ｒａ）は、１ｎｍ以下であることが好ましく、０．８ｎｍ以下であることがより好ましく、０．７ｎｍ以下であることがさらに好ましい。ここでいう表面粗さは中心線平均粗さ（Ｒａ）のことであり、ＡＦＭ（Atomic Force Microscopy）[原子間力顕微鏡]により表面の凹凸を測定することにより求めることができる。

なお、本発明において元基板、初期窒化物半導体層、Ｇａ含有窒化物半導体結晶層の相互の位置関係を説明するときに「Ａの上にＢを形成する」という表現を用いているが、この表現はＡの面上に直接Ｂが形成されている場合と、Ａの面上に他の層が形成されておりさらにその層の面上にＢが形成されている場合の両方を含む意味で用いられている。また、元基板、初期窒化物半導体層、Ｇａ含有窒化物半導体結晶層の間には、本発明の効果を損なわない範囲であれば、その他の層を形成することもできる。

次に本発明のＧａ含有窒化物半導体結晶を形成する。
形成するＧａ含有窒化物半導体結晶は、Ｇａと窒素を含有する半導体であれば特に制限はないが、特にＢ_xＡｌ_yＧａ_zＩｎ_1-x-y-zＮ_sＰ_tＡｓ_1-s-t （式中、０≦ｘ≦１、０≦ｙ＜１、０＜ｚ≦１、０＜ｓ≦１、０≦ｔ＜１）で表される組成であることが好ましい。ここで、ｘは好ましくは０≦ｘ≦０．５、特に好ましくは０≦ｘ≦０．２５であり、ｙは好ましくは０≦ｙ≦０．７５、特に好ましくは０≦ｙ≦０．５であり、ｚは好ましくは０．５≦ｚ≦１、特に好ましくは０．７５≦ｚ≦１であり、ｓは好ましくは０．９≦ｓ≦１、特に好ましくは０．９５≦ｓ≦１であり、ｔは好ましくは０≦ｔ≦０．１、特に好ましくは０≦ｔ≦０．０５である。
例えば、ＧａＮ、Ｉｎ_xＧａ_1-xＮ（０≦ｘ＜１）、Ｇａ_xＡｌ_1-xＮ（０＜ｘ≦１）、ＧａＮ_zＰ_1-z（０＜ｚ≦１）、ＧａＮ_zＡｓ_1-z（０＜ｚ≦１）で表わされる結晶等が挙げられ、特に一般式（Ａｌ_xＧａ_1-x）_yＩｎ_1-yＮ（０≦ｘ＜１、０≦ｙ≦１）、（Ａｌ_xＧａ_1-x）_yＩｎ_1-yＮ_zＰ_1-z（０≦ｘ＜１、０≦ｙ≦１、０＜ｚ≦１）、（Ａｌ_xＧａ_1-x）_yＩｎ_1-yＮ_zＡｓ_1-z（０≦ｘ＜１、０≦ｙ≦１、０＜ｚ≦１）で表わされる結晶であることが最も好ましい。
また、Ｇａ含有窒化物半導体結晶は単結晶であり、六方晶又は立方晶であることが好ましい。

本発明では、元基板上に、必要に応じて初期窒化物半導体層を形成した上に、Ｇａ含有窒化物半導体単結晶層を成長させる。場合によっては、Ｇａ含有窒化物半導体単結層の上にさらに窒化物半導体結晶層を成長させてもよい。これらの窒化物半導体結晶層は、同一又は異なる組成の窒化物半導体結晶を、同一又は異なる成長条件でエピタキシャル成長させて形成することができるが、同一の組成の窒化物半導体結晶をエピタキシャル成長させて形成することが好ましい。

本発明のＧａ含有窒化物半導体単結晶層の成長方法は、特に限定されず、例えば、分子線成長法（ＭＢＥ）、有機金属化学気相蒸着法（ＭＯＣＶＤ法）、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ）が挙げられる。好ましくはハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ）を用いて元基板上に直接形成する方法が挙げられる。エピタキシャル成長法の条件は、各種の方法で用いられる条件を用いることができる。また、Ｇａ含有窒化物半導体単結晶層の成長に使用するガスとしては、例えば、塩化水素、フッ化水素、臭化水素、ヨウ化水素等のハロゲン化水素ガス、アンモニア、メチルアミン、ジメチルアミン、エチルアミン、ヒドラジン、メチルヒドラジン、ジメチルヒドラジン等の有機窒素化合物を挙げることができる。特に、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ）を用いて窒化物半導体を成長させる場合、窒化物半導体のIII族原料は塩化水素と反応させてIII族金属塩化物（例えば、ＧａＣｌｘ、ＡｌＣｌｘ、ＩｎＣｌｘ、但し、ｘ＝１〜３であり、ｘの値は生成温度による。）として供給し、窒素原料はアンモニアとして供給することが好ましい。

ここで、元基板として酸化亜鉛を使用して、酸化亜鉛元基板上に第１の窒化物半導体結晶層及び第２の窒化物半導体結晶層を形成する場合について説明する。酸化亜鉛元基板は、窒化物半導体結晶層を形成した後或いは形成中に除去することができる。酸化亜鉛元基板は、窒化物半導体結晶層を形成した後或いは形成中に除去することができる。
元基板として酸化亜鉛を使用した場合には、第１の窒化物半導体の成長温度Ｔ₁は、第２の窒化物半導体の成長温度Ｔ₂以下にすることが好ましく、元基板除去工程における処理温度Ｔ₃に近い温度にすることが好ましい。特に好ましいのは、第１の窒化物半導体の成長温度Ｔ₁と、元基板除去工程における処理温度Ｔ₃を同一温度にする場合である。第１の窒化物半導体結晶層は、以後の工程で良質な第２の窒化物半導体結晶層を成長させるための成長起点となること、窒化物半導体の形成時の使用ガスとして塩化水素、フッ化水素、臭化水素、ヨウ化水素等のハロゲン化水素ガス、アンモニア、メチルアミン、ジメチルアミン、エチルアミン、ヒドラジン、メチルヒドラジン、ジメチルヒドラジン等の有機窒素化合物ガス（以下、これらをまとめて「使用ガス」ともいう。）を用い、元基板温度を１０００℃以上の高温下で急激に反応させた場合、元基板が昇華し消失してしまうこと、及び使用ガスの反応は、元基板の表面又は側面のほんの一部分が、使用ガスの高温雰囲気に晒されるだけでも容易に起こり得ることを考慮して、温度Ｔ₁の上限は９００℃未満とすることが好ましく、８５０℃以下とすることがさらに好ましい。また、温度Ｔ₁の下限は、５００℃以上とすることが好ましく、６５０℃以上とすることがさらに好ましい。

温度Ｔ₁を９００℃未満と比較的低温とし、かつ温度Ｔ₁を維持した状態で、第１の窒化物半導体結晶層を適度な膜厚まで成長させることにより、元基板が昇華して消失することはなく、かつその後の温度Ｔ₃での元基板の除去工程や第２の窒化物半導体成長工程においても、第１の窒化物半導体結晶層は割れることはないため、格子欠陥の少ない良好な結晶状態を第２の窒化物半導体結晶層においても継続して提供することができる。なお、元基板としてサファイア、ＳｉＣ、窒化物半導体を使用する場合はこの限りではない。

また、第１の窒化物半導体結晶層は、元基板を除去した後の第２の窒化物半導体結晶層を成長させるための基板としての役割を果たす。このため、第１の窒化物半導体結晶層の厚みは、温度Ｔ₁から温度Ｔ₂への昇温時や第２の窒化物半導体結晶層の成長中、安定した状態を維持するためにも、通常１〜２００μｍ、好ましくは５０〜１５０μｍの範囲で形成することが望ましい。

第１の窒化物半導体結晶層の成長後に、該第１の窒化物半導体結晶層の周辺部分を除去する工程をさらに実施してもよい。

第１の窒化物半導体結晶を形成すると、第１の窒化物半導体結晶が酸化亜鉛元基板の一方の面上のみならず側面にも覆い被さるように成長する場合がある。このようにして形成された第１の窒化物半導体結晶層の周辺部分は、元基板除去工程を経てもそのままの形状で維持される。このため、このような周辺部分を有する第１の窒化物半導体結晶層に対して第２の窒化物半導体結晶を形成すると、好ましくない結晶成長が進行したり、望ましくない形状をした窒化物半導体結晶層が得られることがある。そこで、第２の窒化物半導体結晶層を形成する前に、あらかじめ第１の窒化物半導体結晶層の周辺部分を除去しておくことが好ましい。

第１の窒化物半導体結晶層の周辺部分を除去する方法は特に制限しないが、ダイシング、スクライブ、ラッピング、外周研削、その他研磨等の方法を挙げることができる。好ましいのはダイシング、外周研削である。

第１の窒化物半導体結晶層形成後に、元基板を除去する工程を実施することができる。元基板除去工程は、第１の窒化物半導体結晶層の形成時に使用したガスと元基板とを反応させることにより行うことが好ましい。また、元基板除去工程の温度Ｔ₃は、第１の窒化物半導体層の成長温度Ｔ₁に近い温度で実施することが好ましい。元基板除去工程の温度Ｔ₃と第１の窒化物半導体結晶層の成長温度Ｔ₁との差は１００℃以下であることが好ましく、５０℃以下であることがより好ましく、３０℃以下であることがさらに好ましく、０℃であることが特に好ましい。

例えば酸化亜鉛等の元基板は、第１の窒化物半導体結晶層の形成後、第１の窒化物半導体の形成時に使用したガスを流したまま容易に除去することができる。すなわち、酸化亜鉛元基板に第１の窒化物半導体結晶層の形成時に使用されるガスを作用させると、酸化亜鉛元基板と前記使用ガスとが激しく反応して酸化亜鉛元基板が昇華消失し、その結果、酸化亜鉛元基板を除去できる。

このような除去方法を採用すれば、従来のように窒化物半導体結晶の成長後に反応炉から一旦取り出して冷却した後、酸等によるエッチングや研磨、レーザー照射スライシング等の別の工程を設ける必要がない。このため、連続した工程で容易に元基板を除去することができる。また、この元基板の除去方法を用いれば、窒化物半導体結晶成長後、室温まで降温する間に元基板と窒化物半導体結晶との熱膨張係数差により生じる基板の反りやクラックが入るということもない。これにより、安定した窒化物半導体結晶およびそれを用いた基板を形成でき、しかも割れやクラックの心配もなく、短時間で効率よく窒化物半導体結晶およびそれを用いた基板を製造できる。

元基板を除去するために使用されるガスとしては、塩化水素、フッ化水素、臭化水素、ヨウ化水素等のハロゲン化水素ガス、アンモニア、メチルアミン、ジメチルアミン、エチルアミン、ヒドラジン、メチルヒドラジン、ジメチルヒドラジン等の有機窒素化合物ガスを挙げることができる。中でも塩化水素ガス及び／又はアンモニアガスを用いることが好ましく、低コスト及び安全上の観点からアンモニアガスを用いることがさらに好ましい。

なお、元基板は、第２の窒化物半導体結晶層を形成している間にストレスのために容易に剥がれたり、粉々に割れたりすることがある（実施例８参照）。このような場合には、元基板を除去するために特段の処理を施さなくてもよい。
また、第１の窒化物半導体結晶層又は第２の窒化物半導体結晶層を形成した後に、元基板と第１の窒化物半導体結晶層との界面にレーザー等を照射して界面を高温にさらすことにより、特に窒化ガリウムの窒素成分が抜けるため、界面に残ったＧａを塩酸等で除去することができ、簡単に元基板を除去することができる。

このようにして元基板を除去しながら、又は除去後に、第１の窒化物半導体結晶層の一方の面上に、第２の窒化物半導体結晶層を温度Ｔ₂でエピタキシャル成長させて第２の窒化物半導体結晶層を形成する。本願において「元基板を除去しながら」とは、元基板の除去を行うと共に、第２の窒化物半導体結晶のエピタキシャル成長を行うことを意味する。すなわち、第１の窒化物半導体結晶層の元基板側と反対側の表面上に第２の窒化物半導体結晶をエピタキシャル成長させると共に、第１の窒化物半導体結晶層の元基板側から元基板を除去することを意味する。また、第２の窒化物半導体結晶層は、元基板を除去してから第１の窒化物半導体結晶層の一方の面上にエピタキシャル成長させることもできる。

第２の窒化物半導体結晶層の成長方法は、第１の窒化物半導体結晶層と同様、各種の成長方法を用いることができるが、窒化物半導体の高速成長が可能なＨＶＰＥ法を用いることが好ましい。第２の窒化物半導体結晶層は、元基板上に成長した格子欠陥の少ない良質な第１の窒化物半導体結晶層上に成長し、かつ厚膜を形成するため、良好な結晶状態及び表面性が伝播されることにより、結晶中の欠陥は更に減少し、かつ高速成長を行っても極めて良好な結晶が維持できる。また、第２の窒化物半導体結晶層は、半導体デバイス用基板として使用するために厚膜に形成することが必要であり、その層厚は通常１００μｍ〜５０ｍｍ、好ましくは２００μｍ〜１５ｍｍ、さらに好ましくは１ｍｍ〜１０ｍｍになるように形成することが望ましい。

第２の窒化物半導体結晶を形成した後に、塩化水素ガスを流すことにより、周辺に異常成長した窒化物半導体結晶を除去する工程をさらに実施してもよい。第２の窒化物半導体結晶を形成する際には、望ましくない箇所や意図しない部分に窒化物半導体結晶が成長することがある。このような窒化物半導体結晶を塩化水素ガスを流すことによって除去すれば、目的とする好ましい窒化物半導体基板を得ることができる。塩化水素ガスを流す量や時間は、異常成長した窒化物半導体結晶の量等に応じて適宜決定することができる。

また、第２の窒化物半導体結晶層の表面には、必要に応じて研磨等の表面処理を行うことができる。研磨等の表面処理を行うことによって、欠陥がほとんど見られない窒化物半導体基板を得ることも可能である。もっとも、上記の製造方法にしたがって形成される窒化物半導体結晶の表面モフォロジーは表面研磨の必要がないくらいに鏡面であることが多いため、研磨等は必須ではない。

第２の窒化物半導体結晶層の上には、さらに第３の窒化物半導体結晶層を形成してもよい。第３の窒化物半導体結晶層の形成工程は、基本的に第２の窒化物半導体結晶層成長工程と同じ要領で実施することができる。第３の窒化物半導体結晶は、第１の窒化物半導体結晶の上に形成してもよいし、第２の窒化物半導体結晶の上に形成してもよい。また、第１及び第２の窒化物半導体結晶の上に形成してもよい。第３の窒化物半導体結晶の成長方向は、第１及び第２の窒化物半導体結晶の成長方向と同一であってもよいし、異なっていてもよい。例えば、第１及び第２の窒化物半導体結晶の成長方向とほぼ直交する方向に第３の窒化物半導体結晶を成長させてもよい。

第３の窒化物半導体結晶層の厚みは、通常１００μｍ〜２ｍｍであり、好ましくは２００μｍ〜１ｍｍである。第３の窒化物半導体結晶を成長させる場合は、第２の窒化物半導体結晶層の膜厚を比較的薄くしておき、第３の窒化物半導体結晶層を比較的厚くしてもよい。

また同様の観点から、本発明の製造方法は、第ｎの窒化物半導体結晶（ｎは４以上）を形成する工程を有していてもよい。

その他、本発明の目的を逸脱しない範囲内で、上記以外の工程をさらに実施することができる。

ここで、元基板としてサファイアを使用して、サファイア元基板上に形成した初期窒化物半導体層上に窒化物半導体結晶層を形成する場合について説明する。
まず、サファイア元基板上に、ＭＢＥ法、ＭＯＣＶＤ法、ＰＬＤ法、ＨＶＰＥ法等により、通常０．１μｍ〜５．０μｍ、好ましくは０．３μｍ〜２．０μｍの厚みの初期窒化物半導体層を形成する。

次に、ＭＢＥ法、ＭＯＣＶＤ法、ＨＶＰＥ法等、好ましくはＨＶＰＥ法により第１の窒化物半導体結晶層を形成する。ＨＶＰＥ法を用いて窒化物半導体を成長させる場合、窒化物半導体のIII族原料は塩化水素と反応させてIII族金属塩化物（例えば、ＧａＣｌｘ、ＡｌＣｌｘ、ＩｎＣｌｘ、但し、ｘ＝１〜３であり、ｘの値は生成温度による。）として供給し、窒素原料はアンモニアとして供給することが好ましい。
III族原料を塩化水素と反応させてIII族金属塩化物を生成する反応温度は、約８５０℃が好ましく、窒素原料と塩化水素とが出会う位置の温度と窒化物半導体を成長する位置の温度は略同じ温度であることが好ましく、例えば約１０５０℃であることが好ましい。成長時間は、目的とする膜厚にもよるが、通常１００μｍ／時間〜１５０μｍ／時間が好ましく、例えば１０ｍｍ成長する場合は６５時間〜１００時間程度である。

第１の窒化物半導体結晶層の厚みは、半導体デバイス用基板として使用するために厚膜に形成することが必要であり、その層厚は通常３５０μｍ以上、好ましくは４００μｍ以上、より好ましくは５００μｍ以上になるように形成することが望ましい。また、窒化物半導体結晶層は１０ｃｍ程度は成膜可能であり、層厚の上限としては、特に制限されないが、通常５ｃｍ以下、用途によっては２０ｍｍ以下、好ましくは１０ｍｍ以下とすることができる。

第１の窒化物半導体結晶層の上には、さらに第２の窒化物半導体結晶を形成してもよい。第２の窒化物半導体結晶層形成工程は、基本的に第１の窒化物半導体結晶層成長工程と同じ要領で実施することができる。第２の窒化物半導体結晶の成長方向は、第１の窒化物半導体結晶の成長方向と同一であってもよいし、異なっていてもよい。例えば、第１の窒化物半導体結晶の成長方向とほぼ直交する方向に第２の窒化物半導体結晶を成長させてもよい。
第２の窒化物半導体結晶の厚みは、前記第１の窒化物半導体結晶層の層厚と同様の厚みを採用することができるが、第１の窒化物半導体結晶の膜厚を比較的薄くしておき、第２の窒化物半導体結晶を比較的厚くしてもよい。

また同様の観点から、本発明の製造方法は、第ｍの窒化物半導体結晶（ｍは２以上）を形成する工程を有していてもよい。

窒化物半導体結晶を形成した後に、塩化水素ガスを流すことにより、周辺に異常成長した窒化物半導体結晶を除去する工程をさらに実施してもよい。窒化物半導体結晶を形成する際には、望ましくない箇所や意図しない部分に窒化物半導体結晶が成長することがある。このような窒化物半導体結晶を塩化水素ガスを流すことによって除去すれば、目的とする好ましい窒化物半導体結晶を得ることができる。塩化水素ガスを流す量や時間は、異常成長した窒化物半導体結晶の量等に応じて適宜決定することができる。

また、窒化物半導体結晶層の表面には、必要に応じて研磨等の表面処理を行うことができる。研磨等の表面処理を行うことによって、欠陥がほとんど見られない窒化物半導体基板を得ることも可能である。もっとも、上記の製造方法にしたがって形成される窒化物半導体結晶の表面モフォロジーは表面研磨の必要がないくらいに鏡面であることが多いため、研磨等は必須ではない。
その他、本発明の目的を逸脱しない範囲内で、上記以外の工程をさらに実施することができる。

なお、サファイア元基板は、第１、第２等の窒化物半導体結晶層を形成している間にストレスのために容易に剥がれたり、粉々に割れたりすることがある（実施例８参照）。このような場合には、元基板を除去するために特段の処理を施さなくてもよい。
また、第１の窒化物半導体結晶層又は第２の窒化物半導体結晶層を形成した後に、元基板と第１の窒化物半導体結晶層との界面にレーザーを照射して界面を高温にさらすことにより、特に窒化ガリウムの窒素成分が抜けるため、界面に残ったＧａを塩酸等で除去することができ、簡単に元基板を除去することができる。

ここで、本発明においては、元基板上に、窒化物半導体結晶層を通常３５０μｍ以上の厚みに積層する。ＨＶＰＥ法により窒化物半導体結晶層を成長させる場合、窒化物半導体のIII族原料は塩化水素と反応させてIII族金属塩化物（例えば、ＧａＣｌｘ、ＡｌＣｌｘ、ＩｎＣｌｘ、但し、ｘ＝１〜３であり、ｘの値は生成温度による。）として供給し、窒素原料はアンモニアとして供給するが、この際に反応の副生物として塩化アンモニウム（ＮＨ₄Ｃｌ）が生成する。結晶成長時、ＨＶＰＥ反応器中は高温（約９００℃〜１１００℃）であるため塩化アンモニウムは気体状であり、通常、他のガス（原料ガス、反応により生成したガス等）とともに反応器から除去される。本発明の製造方法においては、反応器から排出する際の塩化アンモニウムの温度を４００℃以上に保つこと、例えば、塩化アンモニウム含有ガスの温度を４００℃以上に保つことが好ましい。具体的には、例えばＨＶＰＥ反応器中やＨＶＰＥ反応器から抜き出される配管中に存在する塩化アンモニウム含有ガスの温度を４００℃以上に保つことが好ましい。これにより、ＨＶＰＥ反応器からの配管が閉塞することを防止できたり、閉塞するまでの時間を長く維持することができるため、従来よりも窒化物半導体結晶層を厚く積層することができる。塩化アンモニウ含有ガスの温度を４００℃以上に保つ手段としては、例えば、ＨＶＰＥ反応器から抜き出される配管に保温設備或いは断熱設備を付設する、配管をヒーターで加熱する等の手段を採用することができる。

［Ｇａ含有窒化物半導体単結晶の応用］
本発明のＧａ含有窒化物半導体単結晶は、そのまま半導体デバイス用基板として使用してもよいし、さらに層を積層したり、物体に装着したりした上で半導体デバイス用基板として使用してもよい。本発明のＧａ含有窒化物半導体単結晶は、結晶欠陥が少なく、かつ良質な結晶性を備えているため、発光ダイオード、半導体レーザー等、特に青色、白色の発光デバイスやそれを用いたチップ及びモジュール、さらに電子デバイス等の半導体素子等に好適に用いられる。

以下に実施例と比較例を挙げて本発明の特徴をさらに具体的に説明する。以下の実施例に示す材料、使用量、割合、処理内容、処理手順等は、本発明の趣旨を逸脱しない限り適宜変更することができる。したがって、本発明の範囲は以下に示す具体例により限定的に解釈されるべきものではない。

（実施例１）
本実施例１を図１に基づいて説明する。
表面が（０００１）面からなる厚み５００μｍ、一辺が２ｃｍの正方形の酸化亜鉛元基板１０１を用意し、あらかじめ有機溶剤で洗浄することにより前処理した後、該酸化亜鉛元基板１０１をＨＶＰＥ装置（反応器）に設置し、８５０℃に昇温した後、ＧａとＨＣｌの反応生成物であるＧａＣｌとＮＨ₃ガス（以下原料ガスという）を同時に導入して約２時間エピタキシャル成長させることにより、第１のＧａＮ層１０２を約６０μｍ堆積させて下地層１０３を形成した。
次に、下地層１０３をそのままの温度に維持したまま、ＮＨ₃ガスを分圧で１０％程度流すことによって酸化亜鉛元基板１０１をＮＨ₃ガスと反応させて昇華消失させた。
その後いったん温度を下げて、酸化亜鉛元基板１０１が消失した下地層１０３をＨＶＰＥ装置から取り出し、図１（ｃ）に示すように周辺に回り込んだＧａＮの結晶をダイシングにより除去して平板状にし、再びＨＶＰＥ装置に入れた。温度を１０５０℃に昇温し、残った第１のＧａＮ層１０２上に原料ガスを導入して約１０時間エピタキシャル成長させることにより、第２のＧａＮ層１０４を約１ｍｍ形成させ、ＧａＮ単結晶１０５を得た。

成長後に得られたＧａＮ単結晶を光学顕微鏡と蛍光顕微鏡で観察した結果、図２（ａ）および図３（ａ）に示すように全面が均質であることが確認された。すなわち、図２（ｂ）および図３（ｂ）（例えば従来品［特開平１１−２５１２５３号公報の実施例１〜３］）のような下地基板の人工的な表面加工に起因する模様は観察されなかった。ここで、図２の写真は微分干渉像を撮ったものであり、図３は水銀ランプをサンプルに照射してサンプルから発光する光を撮影したものである。倍率は、図２が５０倍で、図３が５０倍である。
これにより、実施例１で得られたＧａＮ単結晶が均質であり、反射率に分布がなく、光の散乱に分布がないことが裏付けられた。また、実施例１で得られたＧａＮ単結晶には、従来法により得られたＧａＮ単結晶のように欠陥が集中した状態は観測されなかった。
得られたＧａＮ単結晶は、波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最大反射率が１８．９７％、最小反射率が１５．９４％であり、その差は１０％以内であった。使用した反射率測定装置（ＳＨＩＭＡＤＺＵ製 ＵＶ−３１００Ｐ）は、光源としてハロゲンランプを用いているものであり、分光した後にサンプルの法線方法に対して５°の角度で光を照射し、その反射光を測定するものである。反射率は、入射光に対する反射光の比率である。
また、結晶内に欠陥集中領域は存在しなかった。

（実施例２）
表面が（１−１００）面からなる厚み５００μｍ、一辺が２ｃｍの正方形の酸化亜鉛元基板を用意し、あらかじめ有機溶剤で洗浄することにより前処理した後、該酸化亜鉛元基板をＨＶＰＥ装置に設置し、８５０℃に昇温した後、原料ガスを導入して約２時間エピタキシャル成長させることにより、第１のＧａＮ層を約６０μｍ堆積させて下地層を形成した。
次に、下地層をそのままの温度に維持したまま、ＮＨ₃ガスを分圧で１０％程度流すことによって酸化亜鉛元基板をＮＨ₃ガスと反応させて昇華消失させた。
その後、温度を１０５０℃に昇温し、第１のＧａＮ層上に原料ガスを導入して約１０時間エピタキシャル成長させることにより、第２のＧａＮ層を約１ｍｍ形成させ、ＧａＮ単結晶を得た。得られたＧａＮ単結晶の表面モフォロジーは表面研磨の必要がないくらいに鏡面であった。また、得られたＧａＮ単結晶は、下地基板に起因する人工的な加工模様がないため均質であり、欠陥がなくて非常に透明であった。
得られたＧａＮ単結晶は、波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最大反射率が１９％、最小反射率が１６％であり、その差は１０％以内であった。
また、結晶内に欠陥集中領域は存在しなかった。

（実施例３）
表面が（１１−２０）面からなる厚み５００μｍ、一辺が２ｃｍの正方形の酸化亜鉛元基板を用意し、あらかじめ有機溶剤で洗浄することにより前処理した後、該酸化亜鉛元基板をＨＶＰＥ装置に設置し、８５０℃に昇温した後、原料ガスを導入して約２時間エピタキシャル成長させることにより、第１のＧａＮ層を約６０μｍ堆積させて下地層を形成した。
次に、下地層をそのままの温度に維持したまま、ＮＨ₃ガスを分圧で１０％程度流すことによって酸化亜鉛元基板をＮＨ₃ガスと反応させて昇華消失させた。
その後、温度を１０５０℃に昇温し、第１のＧａＮ層上に原料ガスを導入して約１０時間エピタキシャル成長させることにより、第２のＧａＮ層を約１ｍｍ形成させ、ＧａＮ単結晶を得た。得られたＧａＮ単結晶の表面モフォロジーは実施例２とは異なり、成長した表面は（１−１００）面と等価な面のファセットが顕著に出る表面状態になった。次に（１１−２０）面の表面研磨を行うことで鏡面に仕上げると、得られたＧａＮ単結晶は下地基板に起因する人工的な加工模様がないため均質であり、欠陥がなくて非常に透明であった。
得られたＧａＮ単結晶は、波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最大反射率が１８．５％、最小反射率が１５．７％であり、その差は１０％以内であった。
また、結晶内に欠陥集中領域は存在しなかった。

（実施例４）
表面が（０００１）面からなる酸化亜鉛基板の代わりに、表面が（０００１）面から＜１−１００＞方向に２度傾斜した基板を使用した以外は実施例１と同様の工程を実施してＧａＮ単結晶を得た。ｍ軸方向へのステップフロー成長の効果で、表面モフォロジーはさらに改善された。
また、さらに（１１−２０）面から＜１−１００＞方向へ傾斜した基板でも同じように表面モフォロジーの改善が見られた。得られたＧａＮ単結晶は、下地基板に起因する人工的な加工模様がないため均質であり、欠陥がなくて透明であった。
得られたＧａＮ単結晶は、波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最大反射率が１８．０％、最小反射率が１５．０％であり、その差は１０％以内であった。
また、結晶内に欠陥集中領域は存在しなかった。

（実施例５）
表面が（０００１）面からなる厚み５００μｍ、一辺が２ｃｍの正方形の酸化亜鉛元基板を用意し、あらかじめ有機溶剤で洗浄することにより前処理した後、ＭＢＥ装置で０．４μｍの初期ＧａＮ層を成長した。そのサンプルをＨＶＰＥ装置に設置し、８５０℃に昇温した後、原料ガスを導入して約２時間エピタキシャル成長させることにより、第１のＧａＮ層を約６０μｍ堆積させて下地層を形成した。
次に、下地層をそのままの温度に維持したまま、ＮＨ₃ガスを分圧で１０％程度流すことによって酸化亜鉛元基板をＮＨ₃ガスと反応させて昇華消失させた。
その後、温度を１０５０℃に昇温し、第１のＧａＮ層上に原料ガスを導入して約１０時間エピタキシャル成長させることにより、第２のＧａＮ層を約１ｍｍ形成させ、ＧａＮ単結晶を得た。
得られたＧａＮ単結晶は、下地基板に起因する人工的な加工模様がないため均質であり、欠陥がなくて非常に透明であった。
また、結晶内に欠陥集中領域は存在しなかった。

（実施例６）
表面が（０００１）面からなる厚み５００μｍ、一辺が２ｃｍの正方形の酸化亜鉛元基板を用意し、あらかじめ有機溶剤で洗浄することにより前処理した後、ＭＢＥ装置で０．４μｍの初期ＧａＮ層を成長した。そのサンプルをＨＶＰＥ装置に設置し、１０５０℃に昇温した後、原料ガスを導入して約２時間エピタキシャル成長させることにより、第１のＧａＮ層を約６０μｍ堆積させて下地層を形成した。
次に、下地層をそのままの温度に維持したまま、ＮＨ₃ガスを分圧で１０％程度流すことによって酸化亜鉛元基板をＮＨ₃ガスと反応させて昇華消失させた。
その後、温度を１０５０℃に維持し、第１のＧａＮ層上に原料ガスを導入して約１０時間エピタキシャル成長させることにより、第２のＧａＮ層を約１ｍｍ形成させ、ＧａＮ単結晶を得た。
得られたＧａＮ単結晶は、下地基板に起因する人工的な加工模様がないため均質であり、欠陥がなくて非常に透明であった。
また、結晶内に欠陥集中領域は存在しなかった。

（実施例７）
表面が（０００１）面からなる厚み５００μｍ、一辺が２ｃｍの正方形の酸化亜鉛元基板を用意し、あらかじめ有機溶剤で洗浄することにより前処理した後、ＭＢＥ装置で初期ＧａＮ層を０．４μｍ成長した。そのサンプルをＨＶＰＥ装置に設置し、１０５０℃に昇温した後、原料ガスを導入して約１０時間エピタキシャル成長させることにより、ＧａＮ層を約１ｍｍ形成させ、ＧａＮ単結晶を得た。下地の酸化亜鉛基板はＧａＮ単結晶の成長中に自然に消失した。
得られたＧａＮ単結晶は、下地基板に起因する人工的な加工模様がないため均質であり、欠陥がなくて非常に透明であった。
得られたＧａＮ単結晶は、波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最大反射率が１８．７％、最小反射率が１５．７％であり、その差は１０％以内であった。
また、結晶内に欠陥集中領域は存在しなかった。

（実施例８）
表面が（０００１）面からなる厚み４３０μｍ、直径２インチのサファイア基板を用意し、あらかじめ有機溶剤で洗浄することにより前処理した後、ＭＯＣＶＤ装置で２μｍの初期ＧａＮ層を成長した。そのサンプルをＨＶＰＥ装置に設置し、１０５０℃に昇温した後、初期ＧａＮ層上に原料ガスを導入して約２４時間エピタキシャル成長させることにより、ＧａＮ層を２．５ｍｍ形成した。成長後のサファイア基板はＧａＮ層とのストレスから粉々に割れており、簡単にサファイア基板から独立したＧａＮ単結晶を得ることができた。得られたＧａＮ単結晶は、下地基板に起因する人工的な加工模様がないため均質であり、欠陥が極めて少なくて非常に透明であった。得られたＧａＮ単結晶の（０００２）Ｘ線ロッキングカーブの半値幅を測定したところ８０arcsecであった。
得られたＧａＮ単結晶は、波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最大反射率が１８．９％、最小反射率は１５．９％であり、その差は１０％以内であった。
カソードルミネッセンス（ＣＬ）法により測定される結晶表面の転位密度の最大値は２．０×１０⁷ｃｍ^-2、最小値は８．８×１０⁶ｃｍ^-2であり、その比（最大値／最小値）は２．３であった。
カソードルミネッセンス観察装置として、Ｇａｔａｎ ＵＫ製 ＭＯＮＯＣＬ３＋を使用し、加速電圧１０ｋＶで測定した。また、ＣＬ法による測定で転位密度が８．８×１０⁶ｃｍ^-2であった箇所をＴＥＭ観察（使用装置：ＦＥＩ製 ＴＥＣＮＡＩ Ｇ２ Ｆ２０、加速電圧２００ｋＶ）したところ、転位密度は８．６×１０⁶ｃｍ^-1であった。
また、結晶内に欠陥集中領域は存在しなかった。

（実施例９）
表面が（０００１）面からなる厚み４３０μｍ、直径２インチのサファイア基板を用意し、あらかじめ有機溶剤で洗浄することにより前処理した後、ＨＶＰＥ装置で１０５０℃で１時間成長し、５μｍの初期ＧａＮ層を成長した。初期ＧａＮ膜の表面粗さ（Ｒａ）は、０．７ｎｍであった。次に初期ＧａＮ層上に原料ガスを導入して約２４時間エピタキシャル成長させることにより、ＧａＮ層を２．５ｍｍ形成した。成長後には実施例８と同様に簡単にＧａＮ単結晶を得ることができた。得られたＧａＮ単結晶は、下地基板に起因する人工的な加工模様がないため均質であり、欠陥が極めて少なくて非常に透明であった。得られたＧａＮ単結晶の（０００２）Ｘ線ロッキングカーブの半値幅を測定したところ１００arcsecであった。
得られたＧａＮ単結晶は、波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最大反射率が１８．９％、最小反射率が１５．９％であり、その差は１０％以内であった。
時間分解フォトルミネッセンス法により測定される寿命は２００ｐｓであった。
また、結晶内に欠陥集中領域は存在しなかった。

（実施例１０）
表面が（０００１）面からなる厚み４３０μｍ、直径２インチのサファイア基板を用意し、あらかじめ有機溶剤で洗浄することにより前処理した後、ＭＯＣＶＤ装置で２μｍの初期ＧａＮ層を成長した（サンプルＡ）。そのサンプルをＨＶＰＥ装置に設置し、１０５０℃に昇温した後、初期ＧａＮ層上に原料ガスを導入して約５時間エピタキシャル成長させることにより、ＧａＮ層を０．５ｍｍ形成し、ＧａＮ単結晶を得た（サンプルＢ）。
得られたＧａＮ単結晶は、下地基板に起因する人工的な加工模様がないため均質であり、欠陥が少なくて非常に透明であった。サンプルＡとサンプルＢの表面の両方について室温で時間分解フォトルミネッセンス（ＴＲＰＬ）測定を行った。時間分解フォトルミネッセンスの測定条件は以下の通りとした。
励起波長：２９４ｎｍ
パルス幅：２５０ｆｓ
繰り返し：７６ＭＨｚ
励起強度：１５ｎＪ／ｃｍ^-2
スポット径：〜１００μｍ
ＰＬ寿命の測定結果は、サンプルＡが９０ｐｓであったのに対して、サンプルＢは４００ｐｓであった。
また、各サンプルの欠陥密度をカソードルミネッセンス（ＣＬ）法で測定したところ、サンプルＡが３．５×１０⁸ｃｍ^-2であったのに対して、サンプルＢは１．７×１０⁷ｃｍ^-2であった。
得られたＧａＮ単結晶は、波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最大反射率が１９．２％、最小反射率が１６．１％であり、その差は１０％以内であった。
カソードルミネッセンス法により、ＧａＮ単結晶中心近傍で測定した転位密度の最大値は１．７×１０^-7ｃｍ^-2、最小値は１．５×１０^-7ｃｍ^-2であった。
また、結晶内に欠陥集中領域は存在しなかった。

（実施例１１）
表面が（０００１）面からなる厚み５００μｍ、直径２ｃｍの酸化亜鉛元基板を用意し、あらかじめ有機溶剤で洗浄することにより前処理した後、該酸化亜鉛元基板をＨＶＰＥ装置に設置し、８５０℃に昇温した後、ＧａとＨＣｌの反応生成物であるＧａＣｌと、５族ガスとしてＮＨ₃ガスとＰＨ₃（ホスフィン）とを同時に導入して、約２時間エピタキシャル成長させることにより、ＧａＮＰ層を約６０μｍ堆積させて下地層を形成した。酸化亜鉛元基板とＧａＮＰ層とが格子整合するように、ＮＨ₃とＰＨ₃の流量をそれぞれ調整した。
次に、下地層をそのままの温度に維持したまま、ＮＨ₃ガスを分圧で１０％程度流すことによって、酸化亜鉛元基板をＮＨ₃ガスと反応させて昇華消失させた。
その後、一旦温度を下げて、酸化亜鉛元基板が消失した下地層をＨＶＰＥ炉から取り出し、周辺に回り込んだＧａＮＰの結晶をダイシングにより除去して平板状にし、再びＨＶＰＥ装置に入れた。温度を１０５０℃に昇温し、残ったＧａＮＰ層上に、ＧａとＨＣｌの反応生成物であるＧａＣｌと、５族ガスとしてＮＨ₃ガスとＰＨ₃（ホスフィン）とを同時に導入して約１０時間エピタキシャル成長させることにより、ＧａＮＰ結晶層を約１ｍｍ形成させ、ＧａＮＰ単結晶を得た。得られたＧａＮ単結晶を光学顕微鏡及び蛍光顕微鏡で観察した結果、全面が均質であることが確認された。
得られたＧａＮＰ単結晶は、波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最大反射率が１６．５％、最小反射率が１５％であり、その差は１０％以内であった。また、これまでの結晶同様に欠陥集中領域は存在しなかった。

以上の実施例１〜１１においては、ＨＶＰＥ反応器から抜き出される配管をヒーターで加熱することにより、反応器から抜き出される塩化アンモニウム含有ガスの温度を４００℃以上に維持した。その結果、５０時間連続運転しても直径５０ｍｍの配管が閉塞することはなかった。

（比較例）
表面が（０００１）面からなる厚み５００μｍ、一辺が２ｃｍの正方形の酸化亜鉛元基板を用意し、あらかじめ有機溶剤で洗浄することにより前処理した。次いで、該酸化亜鉛元基板をＨＶＰＥ装置に設置し、基板温度を６５０℃に昇温した後、原料ガスをＨＶＰＥ装置に同時に導入して約２時間エピタキシャル成長させ、第１のＧａＮ層を約６０μｍ堆積させることにより下地層を形成した。
次に、基板温度の設定をそのまま６５０℃に維持し、ＮＨ₃ガスを分圧で１０％程度流すことによって酸化亜鉛元基板をＮＨ₃ガスと反応させたが、元基板は昇華消失しなかった。
その後、基板温度を１０５０℃に昇温し、第１のＧａＮ層上に原料ガスを導入して約１０時間エピタキシャル成長させて、第２のＧａＮ層を約１ｍｍ形成させた。得られたＧａＮ単結晶には、元基板との熱膨張係数の差によるクラックが入っており、透明性の悪いものであった。

本発明のＧａ含有窒化物半導体単結晶は、下地基板の人工的な表面加工に起因する模様や欠陥がないため、半導体デバイス用基板として使用する時にこれらの模様や欠陥を回避するように領域を選択しながら切り出す必要がない。このため、使用時の手間がかからず、製造時間やコストを削減することができる。また、本発明のＧａ含有窒化物半導体単結晶は、結晶欠陥の少ない高品質な結晶であることから、高機能な基板として様々な応用分野に有効に利用され得る。特に、発光ダイオード、半導体レーザー等、特に青色、白色の発光デバイスやそれを用いたチップ及びモジュール、さらに電子デバイス等の半導体素子等に好適に用いられる。これらの応用製品は、従来の窒化物半導体基板を用いた場合に比べて製造が容易で品質も高いことから、本発明の産業上の利用可能性も高い。

実施例１における製造工程の概略を示す概略説明図である。 実施例１で得られたＧａＮ単結晶の光学顕微鏡写真である。 実施例１で得られたＧａＮ単結晶の蛍光顕微鏡写真である。

符号の説明

１０１ 酸化亜鉛元基板
１０２ 第１のＧａＮ層
１０３ 下地層
１０４ 第２のＧａＮ層
１０５ ＧａＮ単結晶

Claims (22)

1. Ｂ_xＡｌ_yＧａ_zＩｎ_1-x-y-zＮ_sＰ_tＡｓ_1-s-t （式中、０≦ｘ≦１、０≦ｙ＜１、０＜ｚ≦１、０＜ｓ≦１、０≦ｔ＜１）で表される組成を有し、且つ下記（ａ）、（ｂ）及び（ｃ）の少なくとも１つを満たすことを特徴とするＧａ含有窒化物半導体単結晶。
   （ａ）Ｇａ含有窒化物半導体単結晶に波長４５０ｎｍの光を照射して測定される最大反射率が２０％以下であり、最大反射率と最小反射率との差が１０％以内である。
   （ｂ）カソードルミネッセンス法により測定される転位密度の最大値と最小値の比（最大値／最小値）が１０以下である。
   （ｃ）時間分解フォトルミネッセンス法により測定される寿命が９５ｐｓ以上である。
2. 結晶内に下記（ｄ）で定義される欠陥集中領域が存在しないことを特徴とする請求項１に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶。
   （ｄ）格子欠陥が１０¹⁰個／ｃｍ²以上であり、長さが２μｍ以上、幅が２μｍ以上、且つ高さが２μｍ以上の領域。
3. 大きさが４００ｍｍ²以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶。
4. 厚みが３５０μｍ以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶。
5. 結晶中に含まれる格子欠陥が１０⁸個／ｃｍ²未満であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶。
6. 六方晶又は立方晶であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶。
7. 組成がＧａＮであることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶。
8. 元基板上にＧａ含有窒化物半導体単結晶を成長させることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
9. 元基板が化合物半導体単結晶であり、その格子定数がａ軸方向に０．３０ｎｍ〜０．３６ｎｍであり、ｃ軸方向に０．４８ｎｍ〜０．５８ｎｍであることを特徴とする請求項８に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
10. 元基板のバンドギャップエネルギーが２．０ｅＶ〜６．５ｅＶであることを特徴とする請求項８又は９に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
11. 元基板が一般式Ｂ_x'Ａｌ_y'Ｇａ_z'Ｉｎ_1-x'-y'-z'Ｎ_s'Ｐ_t'Ａｓ_1-s'-t' （式中、０≦ｘ’≦１、０≦ｙ’＜１、０＜ｚ’≦１、０＜ｓ’≦１、０≦ｔ’＜１）で表される組成を有することを特徴とする請求項８又は９に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
12. 元基板がサファイア、酸化亜鉛又は窒化ガリウムであることを特徴とする請求項８に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
13. 元基板上に形成された初期窒化物半導体層上にＧａ含有窒化物半導体単結晶を成長させることを特徴とする請求項８〜１２のいずれか１項に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
14. 初期窒化物半導体層の厚みが０．１μｍ〜５．０μｍであることを特徴とする請求項１３に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
15. 元基板上に形成された初期窒化物半導体層上に第１のＧａ含有窒化物半導体単結晶を成長させ、さらにその上に第２のＧａ含有窒化物半導体単結晶層を成長させることを特徴とする請求項１３又は１４に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
16. 初期窒化物半導体層が窒化ガリウムであることを特徴とする請求項１３〜１５のいずれか１項に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
17. 元基板及び／又は元基板上に形成される初期窒化物半導体層の表面粗さＲａが１ｎｍ以下であることを特徴とする請求項８〜１６のいずれか１項に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
18. ハイドライド気相成長法によりＧａ含有窒化物半導体単結晶を成長させることを特徴とする請求項８〜１７のいずれか１項に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
19. Ｇａ含有窒化物半導体単結晶の成長中に副生物として生成する塩化アンモニウム又は塩化アンモニウム含有ガスを４００℃以上の温度に保ちながら排出することを特徴とする請求項８〜１８のいずれか１項に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶の製造方法。
20. 請求項１〜７のいずれか１項に記載のＧａ含有窒化物半導体単結晶を含む半導体デバイス用基板。
21. 請求項２０に記載の半導体デバイス用基板を用いた発光デバイス。
22. 請求項２０に記載の半導体デバイス用基板を用いた電子デバイス。