JP2007073975A - Ｉｉｉ族窒化物結晶の品質改善方法、エピタキシャル成長用基板、および半導体素子 - Google Patents

Abstract

【課題】作製条件に特段の制限を設けることなく、III族窒化物結晶における結晶品質の改善を実現する。
【解決手段】単結晶の基材１とその主面上にエピタキシャル形成されたIII族窒化物結晶膜からなる上部層２とで構成されたエピタキシャル基板１０を、窒素雰囲気下で１６５０℃以上の温度で加熱処理した。その結果、表面におけるピットが低減し、係る加熱処理がIII族窒化物結晶の表面平坦性の改善に効果があることが確認された。また、III族窒化物結晶内の転位密度が熱処理前の１／２以下となることも確認された。
【選択図】図１

Description

本発明は、III族窒化物結晶の結晶品質を改善する技術に関する。

III族窒化物結晶は、フォトニックデバイス及び電子デバイスなどの半導体素子を構成する材料として用いられており、近年においては、携帯電話などに用いられる高速ＩＣチップなどを構成する半導体材料としても注目を浴びている。特に、ＡｌＮ膜はフィ−ルドエミッタへの応用材料として注目されている。

こうしたデバイス応用のためには、III族窒化物結晶は自立した状態で供されることが理想的である。しかし、現状のところ、結晶品質や製造コストなどの問題から、所定の単結晶基材の上に、III族窒化物結晶をせいぜい１０μｍ程度に（熱膨張率差に起因したそりの生じない程度に）エピタキシャル形成した、いわゆるエピタキシャル基板として供給される態様が一般的である。その形成方法としては、一般にＭＯＣＶＤ法（有機金属化学的気相成長法）、ＭＢＥ法（分子線エピタキシ−法）といった薄膜形成方法が用いられる。

ただし、このような構成を有するエピタキシャル基板においては、基材とIII族窒化物結晶との間に格子定数に差があり、係る格子ミスマッチに起因した転位が両者の界面にて発生する。係る転位は、デバイス機能層であるIII族窒化物膜に貫通し、そのほとんどが表面にまで伝搬する。良好なデバイス特性の実現のためには、このデバイス機能層にまで伝搬する転位を、できるだけ抑制することが必要となる。

係る基材とIII族窒化物結晶との間の格子ミスマッチに起因した結晶品質の改善方法として、ＥＬＯ法が提案されている（例えば、非特許文献１参照）。これは、転位密度の低減に、マスク等を用いた選択横方向成長技術を利用するものである。

また、上記III族窒化物結晶がＡｌＮからなる場合、選択成長が期待できないため、基材加工を行うことによるＥＬＯ法を用いた低転位化（例えば、特許文献１参照）や、サファイア基板を直接に窒化することによる低転位ＡｌＮの形成方法が提案されている（例えば、特許文献２参照）。

酒井 朗，碓井 彰，「GaN選択横方向成長による転位密度の低減」， 「応用物理」，応用物理学会，第６８巻，第７号，P.774〜779 (1999) 特許３４５５５１２号公報 特開２００４−１３７１４２号公報

機能デバイスとして作用させるべくIII族窒化物結晶を基材上に形成する際、該機能デバイスの性能を向上させるためには、結晶品質をできるだけ改善する必要がある。例えば、エピタキシャル基板が機能デバイスに用いられる場合、通常はさらにその上方に単結晶層が形成されるが、係る単結晶層が良好な結晶品質を有するためには、エピタキシャル基板を構成するIII族窒化物結晶の表面の平坦性が良好であることが必要である。ここで、表面の平坦性が良好であるとは、例えばピットが存在しないことや、表面粗さが小さいこと（好ましくは原子レベルでフラットであること）などを意味する。

また、転位密度をでき得る限り小さく抑えることが必要である。転位密度を小さくすることにより、例えば、発光デバイスであれば発光効率の向上が、受光デバイスであれば暗電流の低減が、さらには、電子デバイスであれば移動度の向上を見込むことができる。

ところが、非特許文献１、特許文献１および特許文献２に開示された技術は、転位の低減は実現可能であるが、表面平坦性の改善を目的とするものではなかった。

本発明は上記課題に鑑みてなされたものであり、III族窒化物結晶の結晶品質の改善を容易に実現する方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決するため、請求項１の発明は、所定の単結晶基材の上に形成されてなるIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、１５００℃以上の加熱温度で加熱する加熱工程、を備えることを特徴とする。

また、請求項２の発明は、請求項１に記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、前記加熱温度が１６００℃以上であることを特徴とする。

また、請求項３の発明は、請求項１または請求項２に記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、前記加熱工程が、窒素元素含有雰囲気にてなされることを特徴とする。

また、請求項４の発明は、請求項３に記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、前記加熱工程が、窒素ガス雰囲気にてなされることを特徴とする。

また、請求項５の発明は、請求項１ないし請求項４のいずれかに記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、前記加熱工程においては前記単結晶基材と前記III族窒化物結晶とから反応生成物が生じない、ことを特徴とする。

また、請求項６の発明は、請求項１ないし請求項５のいずれかに記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、前記III族窒化物結晶の主面の結晶方位が、実質的に（０００１）面であることを特徴とする。

また、請求項７の発明は、請求項１ないし請求項６のいずれかに記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、前記III族窒化物結晶において全III族元素におけるＡｌの割合が８０モル％以上であることを特徴とする。

また、請求項８の発明は、請求項７に記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、前記III族窒化物結晶がＡｌＮであることを特徴とする。

また、請求項９の発明は、請求項１ないし請求項８のいずれかに記載の結晶品質改善方法であって、前記加熱工程を、前記III族窒化物結晶の形成に用いた装置とは別個の装置で行うことを特徴とする。

また、請求項１０の発明は、所定の単結晶基材と、前記単結晶基材の上にエピタキシャル形成されてなる上部層と、を備えるエピタキシャル成長用基板であって、前記上部層が、請求項１ないし請求項９のいずれかに記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法によって処理された第１のIII族窒化物結晶からなる、ことを特徴とする。

また、請求項１１の発明は、半導体素子であって、請求項１０に記載のエピタキシャル成長用基板の上に第２のIII族窒化物結晶からなる半導体層が形成されてなり、前記第２のIII族窒化物結晶の主面内の格子定数が前記第１のIII族窒化物結晶の主面内の格子定数よりも小さくない、ことを特徴とする。

請求項１ないし９の発明によれば、加熱処理を行うことで、エピタキシャル形成されたIII族窒化物の結晶品質の改善が実現される。例えば、当該発明に係る方法が施される前に比して、転位の低減が実現される。また、III族窒化物結晶が０．５μｍ程度以上の膜厚を有する場合であれば、ピットの解消による結晶表面の平坦性の改善も実現される。しかも、加熱処理に際しては、III族窒化物結晶の成膜自体の条件設定や制御に対して、特段の制限が要求されることはない。

特に、請求項２の発明によれば、III族窒化物結晶の膜厚が０．００５μｍ程度以上の場合であっても、ピットの解消や表面粗さの向上といった結晶表面の平坦性の改善とともに、転位密度の低減も実現できる。

また、請求項１０の発明によれば、該エピタキシャル成長用基板の上に半導体素子の機能層としての半導体層を高品質に形成することができるようになる。

また、請求項１１の発明によれば、クラックが抑制された高品質な半導体層を有する半導体素子を提供することができる。

III族窒化物半導体材料を用いた半導体素子は、その機能層である半導体素子層をエピタキシャル基板の上にエピタキシャル形成させることによって得られるが、結晶品質を向上させるためには、下地基板であるエピタキシャル基板を高品質化させることが有効である。以下に説明する、本発明の実施の形態に係る結晶品質改善方法は、係るエピタキシャル基板の高品質化を実現するための方法である。

具体的には、エピタキシャル基板表面のピット等の発生による表面平坦性劣化を抑制することにより、エピタキシャル基板と半導体素子層の界面での転位の再発生を抑制することができる。エピタキシャル基板の表面粗さは、原子ステップが明瞭に観察される程度の平坦性が実現される程度が望ましく、具体的には、ＡＦＭにより計測された５μｍ□の表面粗さ（ｒａ）は１０Å以下であることが望ましい。あるいは、ＡＦＭにより計測された５μｍ□の範囲において、ピットの個数が１個以下であることが望ましい。また、本発明による品質改善方法は、エピタキシャル基板の転位密度を低減することにより、貫通して残存する転位密度を低減できるという効果も併せ持つ。

図１は、本発明の実施の形態に係る品質改善方法の適用対象であるIII族窒化物結晶を上部層２として含む、エピタキシャル基板１０の断面模式図である。なお、図示の都合上、図１の図面における各層の厚みの比率および縦横の比率は、実際の比率を反映したものではない。

上部層２は、該III族窒化物結晶とは異なる組成の単結晶材料からなる基材１の上に形成されてなる。上部層２は、例えばＭＯＣＶＤ法、ＭＢＥ法、ＨＶＰＥ法（ハイドライドを用いた気相エピタキシャル成長法）、スパッタ法などの公知の成膜手法によって形成された、III族窒化物結晶からなるエピタキシャル膜である。ＭＯＣＶＤ法には、ＰＡＬＥ法（パルス原子層エピタキシ法；Pulsed Atomic Layer Epitaxy）、プラズマアシスト法やレーザーアシスト法などが併用できる。ＭＢＥ法に関しても、同様の技術を併用可能である。ＭＯＣＶＤ法あるいはＭＢＥ法といった成長方法は、製造条件を高精度に制御することができるので、高品質な結晶を成長させることに適している。一方、ＨＶＰＥ法は、原料を一時に多量に供給できるため、短時間で厚膜を成長させることに適している。上部層２を形成する際に、これらの方法を組み合わせて形成することも可能である。

上部層２は、一般的には１×１０⁹／ｃｍ²程度ないしはそれ以上の転位を含んでいる。III族窒化物結晶においては、らせん転位および刃状転位という二種類の転位が存在しうるが、上部層２においては刃状転位が主に存在する。III族窒化物結晶とは、Ｂ_xＡｌ_yＧａ_zＩｎ_1-x-y-zＮ（ｘ，ｙ，ｚ≧０）の組成で表され、ウルツ鉱構造あるいは閃亜鉛鉱構造を有する結晶をいう。上部層２の厚みは、特に限定されるものではなく、最終的に利用されるデバイス構造あるいは使用形態に最適な膜厚を選択する。例えば、数ｎｍ〜数ｍｍ程度の膜厚が想定される。また、上部層２の組成は、平均組成を示しており、必ずしも組成を全て均一である必要はなく、例えば、傾斜組成にしたり、異なる組成の応力緩和層を挿入したりすることも可能である。

また、上部層２内には、上部層２を形成する際に不可避的に含まれてしまうＨ、Ｃ、Ｏ、Ｓｉ、遷移金属等の不純物が存在する場合もあるし、導電率制御のために意図的に導入される、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｄといった不純物を含むこともできる。

基材１は、その上に形成する上部層２の組成や構造、あるいはさらにその上に形成される層を含む各層の形成手法に応じて適宜に選択される。例えば、ＳｉＣ（炭化ケイ素）やサファイアなどの基板を用いる。あるいは、ＺｎＯ、ＬｉＡｌＯ₂、ＬｉＧａＯ₂、ＭｇＡｌ₂Ｏ₄、（ＬａＳｒ）（ＡｌＴａ）Ｏ₃、ＮｄＧａＯ₃、ＭｇＯといった各種酸化物材料、Ｓｉ、Ｇｅといった各種ＩＶ族単結晶、ＳｉＧｅといった各種IV−IV族化合物、ＧａＡｓ、ＡｌＮ、ＧａＮ、ＡｌＧａＮといった各種III−Ｖ族化合物およびＺｒＢ₂といった各種ホウ化物の単結晶から適宜選択して用いてもよい。このうち、（０００１）面を主面とするIII族窒化物結晶を上部層２として得る場合には、例えば（０００１）面ＳｉＣあるいは（１１−２０）面及び（０００１）面サファイアを基材１として用いることができる。また、（１１−２０）面を主面とするIII族窒化物結晶を上部層２として得る場合には、例えば（１１−２０）面ＳｉＣあるいは（１０−１２）面サファイアを基材１として用いることができる。基材１の厚みには特段の材質上の制限はないが、取り扱いの便宜上、数百μｍ〜数ｍｍの厚みのものが好適である。

本実施の形態においては、係るエピタキシャル基板１０を、所定の処理装置によって少なくとも１２５０℃以上に、好ましくは１６００℃以上に加熱する熱処理を行うことによって、上部層２を構成するIII族窒化物結晶の結晶品質の改善が実現される。図１のように上部層２がエピタキシャル膜として形成されている場合、係る熱処理は、特に転位の低減や表面におけるピットの解消に対して有効である。例えば、転位密度は、おおよそ１／２以下にまで減少する。特に、刃状転位を効果的に合体消失させることができる。

上部層２の膜厚がある程度大きい場合、例えば０．５μｍ程度ないしはそれ以上の場合は、１２５０℃以上の加熱でピットの解消が実現できる。ただし、１５００℃以下の温度範囲では、表面粗さはむしろ悪化し、表面平坦性の改善という観点からは不十分である。良好な結晶表面を得るには、１５００℃以上の温度で加熱を行うことが必要である。

一方、上部層２の膜厚が０．００５μｍ程度ないしそれ以上で、０．５μｍ以下の場合、例えば０．２μｍ程度の場合には、ピットの解消と表面粗さの改善のいずれについても、実現のためには、１６００℃以上における熱処理が必要である。このように、膜厚が薄い場合、III族窒化物結晶からなるエピタキシャル膜を上部層２として形成する際に、上部層２と基材１の格子ミスマッチによる三次元核の形成に伴う表面平坦性の大幅な悪化が引き起こされているため、熱処理の温度を１６００℃以上と高くすることにより、物質移動の効果をより促進する必要があると考えられる。もちろん、０．５μｍ以上の膜厚を持つ上部層２においてもこの効果は存在し、より効果的にピットの解消が可能となるため、０．５μｍ以上の膜厚を持つ上部層２の場合において１６００℃以上における熱処理行うことを排除するものではない。

なお、加熱温度を少なくとも１２５０℃以上とするのは、一般に、ＭＯＣＶＤ法などで上部層２を形成する際の基板自体の温度が１２５０℃以下であることから、それ以上の温度で加熱を行うことで、少なくとも転位の低減という効果が得られるからである。ＭＯＣＶＤ法などの成膜手法は、一般に非平衡反応によって成膜を行う手法であるので、基材１上にエピタキシャル膜には、熱平衡状態において存在する数よりも多くの結晶欠陥（転位など）が、いわば凍結されたような状態で存在していると考えられるが、１２５０℃以上に加熱することで、熱平衡状態に近づき、転位が低減されるものと推察される。ただし、これは、ＭＯＣＶＤ法による形成温度を１２５０℃以下に限定するものではなく、それ以上の温度で形成するものであっても良い。Ａｌを主成分とするIII族窒化物、特にＡｌＮの場合、ＭＯＣＶＤ法による形成温度を１２５０℃以上に高くすることが想定される。もちろん、１２５０℃以上の基板温度で成膜した場合においても、基板温度以上の温度で加熱処理を行うことにより、本実施の形態に係る品質改善方法の効果は得られる。

なお、本実施の形態に係るこのような加熱処理による結晶品質の改善は、III族窒化物が全III族元素におけるＡｌの割合が８０モル％以上である場合に特に有効であり、なかでもＡｌＮの場合に有効である。III族窒化物がＡｌＮの場合、組成揺らぎ等のばらつきの問題が無いので、品質管理上はこの場合が最も望ましいが、全III族元素におけるＡｌの割合が８０モル％以上であれば、ＡｌＮの場合と同じ温度の加熱処理において、同様の結晶品質の改善効果が確認され、加熱処理前の上部層２の品質もＡｌＮの場合とほぼ同程度の品質が得られる。全III族元素におけるＡｌの割合が８０％未満の場合、ＡｌＮの場合と同じ温度で加熱処理を行うと、他のIII族元素、例えばＧａ成分の蒸発によるピットの発生が問題となり、表面平坦性が損なわれる場合がある。

ところで、III族窒化物結晶のエピタキシャル膜による上部層２の形成そのものを、本実施の形態に係る熱処理と同程度の高温下で行うことで結晶欠陥の抑制を図ろうとする場合、エピタキシャル成長の条件を好適に維持しつつ係る結晶欠陥の抑制を行うことになるため、その条件設定や成膜制御は一般に難しくなる。これに対して、本実施の形態においては、いったんIII族窒化物結晶のエピタキシャル膜を何らかの方法で作製した上で、これを作成温度（成膜温度）よりも高温に加熱することから、成膜自体の条件設定や制御に対して、特段の制限が要求されることがなく、品質の良いIII族窒化物結晶を得ることができる、というメリットがある。

なお、本実施の形態に係る熱処理は、III族窒化物の形成と連続して、同じ処理装置で行っても良いし、それぞれの処理を別の処理装置で行うことも可能である。後者の場合、成膜処理と加熱処理とを、それぞれの処理に好適な別個の装置で行うことが出来る、というメリットがある。

熱処理中の雰囲気に関しては、III族窒化物の分解を防ぐためにも窒素元素を含有する雰囲気であるのが望ましい。例えば、窒素ガス、アンモニアガスを含む雰囲気を用いることができる。熱処理時の圧力条件に関しては、減圧から加圧までどの圧力で行っても結晶品質が改善されることが、確認されている。

また、係る品質改善方法は、単結晶である基材１の結晶配列の規則性を利用して、その上に形成された上部層２の結晶品質の改善を行うものでもある。そのため、基材１として用いる材料は、結晶品質の改善のために行う熱処理の温度帯で分解、融解しないもの、あるいは、上部層２を形成するIII族窒化物結晶と強く反応しないものが望ましい。熱処理中に基材１の結晶配列に乱れが生じるのを回避する必要があるからである。従って、熱処理の際、基材１と上部層２との界面において両者の反応生成物が顕著に形成されないことが望ましい。反応生成物が顕著に形成されないとは、具体的には、熱処理後の両者の界面に反応生成物が全く存在しないか、あるいは存在したとしてもその厚みがせいぜい上部層２の膜厚の１／１０以下であることを意味する。この膜厚を超えると、反応生成物の存在により、上部層２の表面平坦性が損なわれる可能性があるからである。よって、熱処理により基材１と上部層２との界面において全体的にあるいは局所的に極薄の反応生成物が生成されることは、本発明からは除外されない。転位の低減等のためのバッファ層的な役割を果たすなど、こうした極薄の反応生成物が存在した方がむしろ好ましい場合もある。係る観点からは、融点の高いサファイア、ＭｇＯ、ＳｉＣが、基材１の材料として望ましい。

従って、熱処理は、基材１の融点を超えない温度範囲で、あるいは、基材１と上部層２との反応生成物の生成が顕著に起こらない温度範囲つまりは過度な反応による上部層２の結晶品質の劣化が生じない温度範囲で行うことが望ましい。特に、基材１としてサファイアを用い、上部層２をＡｌを含むIII族窒化物にて形成する場合には、両者の界面にγ−ＡＬＯＮが顕著に形成されない温度範囲で熱処理を行うことが好ましい。γ−ＡＬＯＮが顕著に形成されてしまうと、上部層２の表面粗さが大きくなり、デバイス応用が困難となってしまうからである。

紫外域での光デバイス用途の場合には、動作波長の光に対し透明な材料を用いることが望ましく、III族窒化物の結晶構造との相性から鑑みると、基材１としてはサファイアが最も好適である。また、高出力の光デバイスや、放熱性が必要な電子デバイスなどを用途とする場合には、高い熱伝導率を持つＳｉＣが最も好適である。

また、本実施の形態に係る熱処理を行う場合に、表面平坦性の向上に加えて転位の低減という効果を得ようとするならば、熱平衡状態を目標として行うことになるので、熱処理時間は長い方が望ましい。しかし、過度な熱処理による表面平坦性の劣化が引き起こされることを避けるため、熱処理時間は、上部層２の厚みに応じて適宜に設定する必要がある。

加熱に対する結晶構造の安定性という点に鑑みれば、本実施の形態に係る結晶品質の改善方法は、ウルツ鉱構造のIII族窒化物結晶に適用される場合により効果を発揮する。

また、Ａｌの組成が高いIII族窒化物結晶ほど、効果的に結晶品質を改善することができ、ＡｌＮの場合にその効果が最も顕著である。Ａｌを多く含むIII族窒化物は、同じくIII族窒化物であるＧａＮ、ＩｎＮなどと比較して融点が高く、熱分解による結晶品質劣化が起こりにくいため、高温での結晶品質の改善の効果を最も有効に活用できることがその理由である。なお、ＢＮも融点が高いため、Ｂを多く含む場合にも本手法を適用することができるが、ＢＮ自体がウルツ鉱構造が安定状態の結晶構造でないため、Ｂを多量に含む場合は、顕著な効果を得ることは難しい。

特に、上部層２が、（０００１）面を主面とするIII族窒化物のエピタキシャル膜として形成されてなる場合、転位低減の効果が顕著に得られると共に、熱処理後のエピタキシャル基板１０の表面において、原子ステップが観察出来る程度の平坦性を実現することも可能である。このような主面を有するエピタキシャル膜として上部層２を形成するためには、（０００１）面サファイア、（１１−２０）面サファイア、（０００１）面ＳｉＣを基材１として用いることが好適である。この場合、上記設定面から微傾斜させた基板を用いることもできる。

特に、（０００１）面を主面とするＡｌＮエピタキシャル膜を上部層２として用いる場合、熱処理前の上部層２については、Ｘ線ロッキングカーブ測定（ωスキャン）による（０００２）面の半値幅が２００秒以下、より好ましくは１００秒以下であることが好ましい。また、Ｘ線ロッキングカーブ測定（ωスキャン）による（０００２）面の半値幅の下限値は、特に定めるものではないが、材料及び結晶構造から計算される理論値（〜１０秒）を下回るものではない。係る半値幅が実現されるということは、上部層２の表面において、成長方位に揺らぎが少なく、Ｃ面が揃い、らせん成分の転位が少ない状態が実現されているということになり、このことは上部層２上に結晶品質の良い第２のIII族窒化物結晶を形成する上でより好適だからである。上記Ｘ線ロッキングカーブの半値幅を実現するためには、基材１上に、いわゆる低温緩衝層を挿入することは望ましくないが、結晶品質を悪化させない程度の薄い低温緩衝層を挿入することは可能である。

また、（０００１）面を主面とするＡｌＮエピタキシャル膜を上部層２として用いる場合、熱処理前の上部層２内の刃状転位密度は、ＡｌＮエピタキシャル膜としては低い数値である、５×１０¹⁰／ｃｍ²以下であることが望ましい。なお、本実施の形態において、転位密度は、平面ＴＥＭを用いて評価している。基材１の表面に窒化層を形成しておくことで、熱処理前のＡｌＮの転位密度を上記のように低く抑えることができる。熱処理前の転位密度を低減しておくことにより、熱処理による結晶品質の改善をより短時間でかつより効果的に実現することができるからである。なお、条件設定によっては、熱処理前の上部層２の転位密度を１×１０⁹／ｃｍ²の程度にまで低減しておくことが可能である。

このような結晶品質を持つ（０００１）面を主面とするＡｌＮエピタキシャル膜を上部層２として形成するには、形成速度がせいぜい数μｍ／ｈｒ程度であるＭＯＣＶＤ法あるいはＭＢＥ法が、その手法として好適であるといえる。この場合、形成時間等の効率から考えて、膜厚は１０μｍ以下、好ましくは３μｍ以下とするのが好適である。特に、上記のような上部層２を、トリメチルアルミニウムとアンモニアを用いてＭＯＣＶＤ法によって形成する場合、基板自体の温度を１１００℃以上とすることが望ましい。形成速度を低く抑え基板自体の温度を上げることにより、より平衡状態に近くすることができるからである。また、形成時圧力を１Ｔｏｒｒ以上の減圧雰囲気、好ましくは１００Ｔｏｒｒ以下、さらに好ましくは２０Ｔｏｒｒ以下とし、トリメチルアルミニウムとアンモニアの供給比を１：５００以下、より好ましくは１：２００以下とするのが望ましい。気相中での、原料の反応を効率的に抑制できるからである。

なお、上述のように上部層２を構成するウルツ鉱型構造をとるＡｌＮは、結晶構造が対象中心を有さず、Ａｌ原子と窒素原子とが入れ換わると、結晶の向きが反転することになる。すなわち、結晶が原子配列に応じた極性を有しているといえる。仮に、上部層２の表面において互いに極性の異なる領域である反位区が併存する場合には、反位区の境界（反位境界）は 一種の面欠陥となってしまう。この場合、熱処理後においても、この面欠陥に起因した欠陥が生じてしまうおそれがあり、好ましくない。よって、上部層２は、その表面の極性が全体に揃っていることが好ましい。

また、特にＡｌＮを上部層２のエピタキシャル膜として用いる場合、上記の転位低減効果は表面部分のみで見出されるものではなく、基材１とIII族窒化物エピタキシャル膜界面の近傍０．０１μｍ程度の範囲においても、表面部分と同程度に見出されることが特徴的である。これは、熱処理することにより、基板との界面近傍においても複数の刃状転位が合体消失が起こっていることによる。これは、本実施の形態における改善方法を用いない場合、上部層２であるＡｌＮエピタキシャル膜の転位密度が、膜厚が厚くなるのに従い、漸次転位が減少していくのと対照的である。

このような転位の低減状態を鑑みるに、ＡｌＮエピタキシャル膜を上部層２とするエピタキシャル基板１０について、表面平坦性の向上のみならず、転位密度の低減の効果を引き出すには、上部層２の厚みは、この刃状転位の合体消失がほぼ終わる膜厚である５ｎｍ以上であることが必要である。好ましくは、０．０５μｍ以上である。これは、熱処理時にＡｌＮエピタキシャル膜がエッチングされることによる膜厚減少を考慮したものである。

加熱処理に用いる処理装置の内部には、水素成分、酸素成分、炭素成分などといったガス中の不純物を制御するための部材が配置されていてもよい。また、エピタキシャル基板１０を固定するための治具に本機能を持たせることもできる。

また、加熱処理の際、上部層２の表面でのエッチングの抑制、不純物付着、あるいは過度な熱処理による表面荒れの抑制を目的として、上部層２の表面上に、例えば窒化珪素からなる保護層を設けることもできる。ただし、特に、ＡｌＮエピタキシャル膜を上部層２として用いる場合は、その化学的安定性から、このような保護層を用いなくとも安定して熱処理の効果を得ることができる。

なお、本実施の形態にかかるエピタキシャル基板１０の上に機能層としての半導体層をIII族窒化物によって形成し、半導体素子を得る場合、係る半導体層を構成するIII族窒化物の主面内の格子定数は、上部層２を構成するIII族窒化物の主面内の格子定数よりも小さくないことが好ましい。これをみたす場合、半導体層におけるクラックが抑制され、より高品質な半導体層を有する半導体素子を得ることができるからである。ただし、格子定数差が大きくなると、上部層２と半導体層を構成するIII族窒化物の界面にて転位が発生する可能性があるため、ＧａＮが有する主面内の格子定数以下が望ましく、さらには、Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎが有する主面内の格子定数以下が望ましく、最も望ましいのは、Ａｌ_0.5Ｇａ_0.5Ｎが有する主面内の格子定数以下が望ましい。

＜変形例＞
上述の実施の形態においては、上部層２をエピタキシャル膜として形成してなる態様について説明しているが、上部層２は、多結晶膜として形成されてもよい。あるいは、粉末状のIII族窒化物結晶を基材１上に載置することによって形成されてもよい。これらの場合、特に粉末状のIII族窒化物結晶にて上部層２を形成した場合、エピタキシャル膜よりも本質的に結晶品質が悪いだけでなく、結晶欠陥のみならず結晶粒界や空隙なども存在するが、熱処理によって上部層２の結晶品質が改善されるという点では、上述の実施の形態と同様の効果が得られるといえる。むろん、すでに結晶配列が整っているエピタキシャル基板を用いる場合の方が、多結晶粉末を載置する場合や多結晶膜を形成するよりも、短時間で転位密度を低減することができるという点で好適であるのはいうまでもない。

また基材１は、その全体が同一の材料にて構成されている必要はない。上部層２が形成される基材１の表面が、単結晶から構成されていればよい。例えば、サファイア上にＡｌＮ膜の単結晶が形成された状態のものを基材１として用い、上部層２として粉末のＡｌＮを形成するような態様であってもよい。

また、上述の実施の形態においては、図１に例示するように、エピタキシャル基板１０に上部層２として形成されたIII族窒化物結晶を対象としているが、基材１を備えないIII族窒化物のみからなる結晶に対し本実施の形態に係る熱処理を施す場合も、同様の効果を得ることができる。

また、基材１の表面は、種々の形状を有することが出来る。原子レベルで平坦であってもよいし、サブミクロンからミクロンオーダーの凹凸が形成されていてもよい。微細加工プロセスを用いることにより、係る凹凸を形成することができる。さらには、基材１の表面の一部を被覆するような被覆膜などが、同じく微細加工プロセスや熱処理によって形成されていてもよい。また、上部層２の成長前に、プラズマ処理、光化学処理、及び洗浄処理による表面改質を加えてもよい。

さらに、上部層２の上に第２のIII族窒化物結晶を形成する際、上部層２の表面は、種々の形状に加工することが出来る。サブミクロンからミクロンオーダーの凹凸が形成されていてもよい。微細加工プロセスを用いることにより、係る凹凸を形成することができる。さらには、上部層２表面の一部を被覆するような被覆膜などが、同じく微細加工プロセスや熱処理によって形成されていてもよい。また、第２のIII族窒化物の成長前に、プラズマ処理、光化学処理、及び洗浄処理による表面改質を加えてもよい。

以下に、上述の実施の形態について、いくつかの実施例および比較例を示す。図７は、得られたエピタキシャル基板の具体的な作成・処理条件および品質特性を一覧にして示す図である。以下、これに基づいて説明する。

（実施例１）
本実施例においては、（０００１）面サファイアを基材１とし、ＭＯＣＶＤ法によって、１２００℃で、上部層２として（０００１）面ＡｌＮ層を膜厚１μｍで形成することにより、３つのエピタキシャル基板１０を得た。本ＡｌＮ層と基材の間には、基材窒化層が挿入されている。ＡｌＮ層の結晶性を評価したところ、Ｘ線ロッキングカ−ブの（０００２）面の半値幅が７０秒、（１０−１２）面の半値幅が１１００秒であった。転位密度は、２×１０¹⁰／ｃｍ²であった。なお、Ｘ線ロッキングカーブ測定は、オープンスリットを用い、ωスキャン法により行い、（０００２）面を用いた場合は、ＡｌＮのｃ軸方向からの結晶ゆらぎの傾き成分を、（１０−１２）面を用いた場合は、ＡｌＮのｃ軸を中心とした結晶揺らぎの主に回転成分を測定するものである。図２に、エピタキシャル基板１０のＡＦＭ（原子間力顕微鏡）像を示す。ＡＦＭにより計測された５μｍ□の表面粗さ（ｒａ）は３Å以下であり、ＡＦＭ像においては、原子レベルのステップが観察されるものの、表面に多くのピットが観察された。

次に、エピタキシャル基板１０を熱処理炉の反応室内の所定位置に配置して、１気圧に保持しつつ窒素ガスを供給し、熱処理を行った。熱処理は、それぞれの基板ごとに、（ａ）１６５０℃、および（ｂ）１５５０℃という異なる温度で２時間行った。

上記の熱処理の後、ＡｌＮ層の結晶品質を評価したところ、（ａ）、（ｂ）のいずれも、Ｘ線ロッキングカ−ブの（０００２）面の半値幅が７０秒、（１０−１２）面の半値幅が７００秒であった。転位密度は、いずれも５×１０⁹／ｃｍ²であった。図３に（ａ）の１６５０℃熱処理の場合のエピタキシャル基板１０のＡＦＭ像を示す。ＡＦＭにより計測された５μｍ□の表面粗さ（ｒａ）は３Å以下であり、ＡＦＭ像においては、原子レベルのステップが明瞭に観察されピットは観察されなかった。一方、（ｂ）については図示を省略するが、ピットは観察されなかった。ただし、表面粗さについては、（ｂ）は（ａ）と同様であった。

（実施例２）
本実施例においては、（０００１）面サファイア基板を基材１とし、ＭＯＣＶＤ法によって、１２００℃で、上部層２として（０００１）面ＡｌＮ層を膜厚０．２μｍで形成することにより、３つのエピタキシャル基板１０を得た。本ＡｌＮ層と基材の間には、基材窒化層が挿入されている。ＡｌＮ層の結晶性を評価したところ、Ｘ線ロッキングカ−ブの（０００２）面の半値幅が９０秒、（１０−１２）面の半値幅が２０００秒であった。転位密度は、５×１０¹⁰／ｃｍ²であった。図４に、エピタキシャル基板１０のＡＦＭ像を示す。ＡＦＭにより計測された５μｍ□のＡＦＭにより計測された５μｍ□の粗さ（ｒａ）が１０〜５０Åであり、ＡＦＭ像においては、表面に多くのピットが観察された。

次に、エピタキシャル基板１０を熱処理炉の反応室内の所定位置に配置して、１気圧に保持しつつ窒素ガスを供給し、熱処理を行った。熱処理は、それぞれの基板ごとに、（ａ）１６５０℃、および（ｂ）１５５０℃という異なる温度で２時間行った。

上記の熱処理の後、ＡｌＮ層の結晶品質を評価したところ、熱処理温度により異なる結果が得られた。

（ａ）の場合、Ｘ線ロッキングカ−ブの（０００２）面の半値幅が１５０秒、（１０−１２）面の半値幅が７５０秒であった。転位密度は、５×１０⁹／ｃｍ²であった。図５に、（０００１）面サファイアを基材１とした場合のエピタキシャル基板１０のＡＦＭ像を示す。ＡＦＭにより計測された５μｍ□の表面粗さ（ｒａ）は３Å以下であり、ＡＦＭ像においては、原子レベルのステップが明瞭に観察されピットは観察されなかった。

これに対し、（ｂ）の場合は、転位密度には熱処理前に比べて低減がみられるものの、表面粗さについては変化がなかった。

（実施例１，２について）
実施例１、２に示すように、１６００℃以上における窒素ガス雰囲気中での熱処理により、ＡｌＮの転位密度が１／２以下となり、併せてピットが大幅に低減されることが確認され、転位低減、表面平坦化といった結晶品質の改善効果が確認された。また、両実施例とも、顕著なγ−ＡＬＯＮ層は確認されなかった。また、膜厚が１．０μｍ程度と厚い場合は、１５００℃以上における熱処理で同様の効果が得られることが確認された。

（実施例３）
本実施例においては、（０００１）面サファイア基板を基材１とし、ＭＯＣＶＤ法によって、上部層２として（０００１）面ＡｌＮ層を膜厚１．０μｍで形成することにより、結晶品質の異なる（ａ）〜（ｃ）の３つのエピタキシャル基板１０を得た。ＡｌＮ層とそれぞれの基材の間には、基材窒化層が挿入されている。また、図示は省略するが、これらのエピタキシャル基板１０のＡＦＭ像においては、図２と同様に表面に多くのピットが観察された。

次に、エピタキシャル基板１０を熱処理炉の反応室内の所定位置に配置して、１気圧に保持しつつ窒素ガスを供給した。この状態で１６５０℃とし１５時間熱処理を行った。

上記の熱処理の後、ＡｌＮ層の結晶品質を評価したところ、（ａ）においては基板上ともＸ線ロッキングカ−ブの（０００２）面の半値幅が７０秒、（１０−１２）面の半値幅が３５０秒であった。転位密度は、９×１０⁸／ｃｍ²であった。ＡＦＭにより計測された５μｍ□の表面粗さ（ｒａ）は３Å以下であり、ＡＦＭ像においては、図３と同様に原子レベルのステップが明瞭に観察されピットは観察されなかった。また、（ｂ）についても同様であった。一方、（ｃ）については熱処理前後で変化がなかった。

すなわち、エピタキシャル基板におけるＡｌＮの転位密度が少ないものを用いることにより、より転位密度の少ないＡｌＮの層を実現することができた。一方、熱処理条件が同じでも、（ｃ）のように熱処理前の結晶品質が悪い場合には、熱処理によって結晶品質は改善されないことが確認された。

なお、図８は、熱処理前の（ａ）のエピタキシャル基板１０の断面ＴＥＭ像（明視野像）である。図８において、上部層２であるＡｌＮ中の転位は黒い線として観察されるが、基材１であるサファイアとの界面近傍で特に多く、上方ほど減少している。一方、図９は、条件で熱処理した後のエピタキシャル基板１０の断面ＴＥＭ像（暗視野像）である。図９において、上部層２の転位は白い線として観察されるが、図８と比較すると、界面近傍においても転位が少ないことが分かる。

（比較例１）
本比較例においては、実施例１および２と同様にエピタキシャル基板を用意し、熱処理を行ったが、熱処理温度を１２００℃とした。

上記の熱処理の後、ＡｌＮ層の結晶品質を評価したところ、結晶品質は、熱処理前と何ら変化が観察されなかった。

（比較例２）
本比較例においては、実施例１および２と同様にエピタキシャル基板を用意し、熱処理を行ったが、熱処理温度を１４５０℃とした。

上記の熱処理の後、ＡｌＮ層の結晶品質を評価したところ、実施例１と同様にＡｌＮ層を膜厚１μｍで形成した（ａ）については、転位密度が低減し、ピットも観察されなかったものの、表面粗さが著しく悪化した。また、実施例２と同様にＡｌＮ層を膜厚０．２μｍで形成した（ｂ）については、転位密度には熱処理前に比べて低減がみられるものの、表面粗さについてはむしろ悪化がみられた。

（比較例３）
本比較例においては、実施例１および２におけるサファイア基板を用いたエピタキシャル基板を用意し、熱処理を行ったが、熱処理温度を１７５０℃とした。

上記の熱処理の後、ＡｌＮ層の結晶品質を評価したところ、γ−ＡＬＯＮ層が混在すると共に、ＡＦＭにより計測された５μｍ□の表面粗さ（ｒａ）は５０ｎｍ以上であった。Ｘ線ロッキングカ−ブの（０００２）面の半値幅は５００秒以上、（１０−１２）面の半値幅は３０００秒以上であった。図６は、係る熱処理後のエピタキシャル基板の表面ＳＥＭ像であるが、凹凸が明瞭に確認される。

（比較例１〜３について）
比較例１に示すように、熱処理温度が１２００℃と低い場合には、転位低減、表面平坦化といった結晶品質の改善効果について、いずれも確認されなかった。

また、比較例２に示すように、熱処理温度が１４５０℃の場合には、転位の低減は実現されるものの、表面平坦性については必ずしも十分に改善されなかった。

また、比較例３に示すように、たとえ１５００℃以上の高温における熱処理であっても、顕著にγ−ＡＬＯＮが形成されるような熱処理においては、結晶品質の劣化が確認された。

エピタキシャル基板１０の構成を示す断面模式図である。 実施例１における熱処理前のエピタキシャル基板の表面を示す図である。 実施例１における熱処理後のエピタキシャル基板の表面を示す図である。 実施例２における熱処理前のエピタキシャル基板の表面を示す図である。 実施例２における熱処理後のエピタキシャル基板の表面を示す図である。 比較例３における熱処理後のエピタキシャル基板の表面を示す図である。 実施例および比較例におけるエピタキシャル基板の具体的な作成・処理条件および品質特性を一覧にして示す図である。 実施例３（ａ）における熱処理前のエピタキシャル基板のＴＥＭ断面観察像を示す図である。 実施例３（ａ）における熱処理後のエピタキシャル基板のＴＥＭ断面観察像を示す図である。

符号の説明

１ 基材
２ エピタキシャル膜
１０ エピタキシャル基板

Claims (11)

1. 所定の単結晶基材の上に形成されてなるIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、
   １５００℃以上の加熱温度で加熱する加熱工程、
   を備えることを特徴とするIII族窒化物結晶の品質改善方法。
2. 請求項１に記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、
   前記加熱温度が１６００℃以上であることを特徴とする、III族窒化物結晶の品質改善方法。
3. 請求項１または請求項２に記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、
   前記加熱工程が、窒素元素含有雰囲気にてなされることを特徴とする、
   III族窒化物結晶の品質改善方法。
4. 請求項３に記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、
   前記加熱工程が、窒素ガス雰囲気にてなされることを特徴とする、III族窒化物結晶の品質改善方法。
5. 請求項１ないし請求項４のいずれかに記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、
   前記加熱工程においては前記単結晶基材と前記III族窒化物結晶とから反応生成物が生じない、
   ことを特徴とするIII族窒化物結晶の品質改善方法。
6. 請求項１ないし請求項５のいずれかに記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、
   前記III族窒化物結晶の主面の結晶方位が、実質的に（０００１）面であることを特徴とする、III族窒化物結晶の品質改善方法。
7. 請求項１ないし請求項６のいずれかに記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、
   前記III族窒化物結晶において全III族元素におけるＡｌの割合が８０モル％以上であることを特徴とする、
   III族窒化物結晶の品質改善方法。
8. 請求項７に記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法であって、
   前記III族窒化物結晶がＡｌＮであることを特徴とする、
   III族窒化物結晶の品質改善方法。
9. 請求項１ないし請求項８のいずれかに記載の結晶品質改善方法であって、
   前記加熱工程を、前記III族窒化物結晶の形成に用いた装置とは別個の装置で行うことを特徴とする、
   III族窒化物結晶の品質改善方法。
10. 所定の単結晶基材と、
    前記単結晶基材の上にエピタキシャル形成されてなる上部層と、
    を備えるエピタキシャル成長用基板であって、
    前記上部層が、請求項１ないし請求項９のいずれかに記載のIII族窒化物結晶の品質改善方法によって処理された第１のIII族窒化物結晶からなる、
    ことを特徴とするエピタキシャル成長用基板。
11. 半導体素子であって、
    請求項１０に記載のエピタキシャル成長用基板の上に第２のIII族窒化物結晶からなる半導体層が形成されてなり、
    前記第２のIII族窒化物結晶の主面内の格子定数が前記第１のIII族窒化物結晶の主面内の格子定数よりも小さくない、
    ことを特徴とする半導体素子。