JP2009147271A - 基板製造方法およびｉｉｉ族窒化物半導体結晶 - Google Patents

Abstract

【課題】高い結晶性と表面平坦性に優れたＮ極性面を表面とするIII族窒化物半導体を提供すること。
【解決手段】本発明においては、成長用基板として主面が（０００１）面に対し０．５°以上２．０°以下のオフ角をもつ基板を採用する。このような成長用基板選択の結果、結晶核の殆どがステップに発生することとなる。そして、Ｎ極性面を成長面とするIII族窒化物半導体をエピタキシャル成長させる工程における供給原料のＶ／III比を小さく設定する。このような原料供給によって、Ｎ極性面が窒素原子で終端され尽くされてはいない環境を実現し、Ｖ族原子の表面拡散を促進させている。このようにすると、表面平坦性に優れ且つ高い結晶性（チルト成分とツイスト成分が共に小さくしかも貫通転位密度が低い）を有している「−ｃ面」（Ｎ極性面）を表面とするIII族窒化物半導体結晶が得られる。
【選択図】図１

Description

本発明は、III族窒化物半導体の結晶成長技術に関し、より詳細には、結晶性と表面平坦性が共に良好なIII族窒化物半導体を得るための結晶成長技術に関する。

一般式Ａｌ_{１−ｘ−ｙ}Ｇａ_ｘＩｎ_ｙＮ（ｘ≧０、ｙ≧０、１≧（ｘ＋ｙ）≧０）で表記されるIII族窒化物半導体は、そのバンドギャップ・エネルギが赤外から紫外の波長の範囲内にあり、その物性を利用して、紫外、青色又は緑色等の発光ダイオードや発光波長４００〜４１０ｎｍの半導体レーザ等が既に市販されており、今後は、赤外域での発光素子や電子デバイス等の半導体素子用材料として期待されている。

III族窒化物半導体は高融点であり且つ融点付近の窒素の解離圧が高いため、常圧付近での融液からの引き上げ法によるバルク結晶成長は困難である。フラックス法や１万気圧以上の高圧下での結晶成長法も検討されてはいるものの結晶性や生産性の観点からは依然として問題がある。

このため、現状では、半導体素子製造用のIII族窒化物半導体は、サファイア等の異種材料基板上にIII族窒化物半導体を（０００１）面を成長面としてエピタキシャル成長させて得る方法が多く取られている。実際、III族窒化物半導体を用いた発光ダイオードは、有機金属化学気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）によりサファイア基板上にIII族窒化物半導体をエピタキシャル成長させたものを用いて作製されている。

しかし、このようなIII族窒化物半導体にも更なる高品質化という課題がある。例えば、サファイア基板上に作製した半導体レーザ（ＬＤ）の素子寿命は極めて短いが、その主な原因は、III族窒化物半導体中に１０^{１０〜１２}ｃｍ^−２という高密度で存在している貫通転位にある。ＬＤの発光層内の貫通転位密度を低減させる方法としては、サファイア基板上でのＥＬＯ（エピタキシャル・ラテラル・オーバー）法などの選択成長法が開発されており、この方法により発光層内の貫通転位密度は１０^８ｃｍ^−２程度にまで低減されている。しかし、ＥＬＯ法などの選択成長法によっても、得られるＬＤの素子寿命は１０００時間程度でしかなく、十分なものとはなっていない。その原因は、ＬＤの発光部の両側に存在する多数の欠陥が、ＬＤ動作中に発光部に進入してくるためであると考えられている。

ところで、ウルツ型の結晶構造をもつIII族窒化物半導体では、（０００１）面に垂直な方向（すなわち、ｃ軸方向）に自然分極が発生している。また、III族窒化物半導体に結晶歪みがかかる場合にも同様に、ｃ軸方向にピエゾ電界が発生する。現在市販されているＬＥＤやＬＤの殆どは、ｃ軸に垂直な方向に結晶層が積層されて素子構成されており、上述の自然分極起因の電界やピエゾ電界は、素子特性を劣化させる方向に作用する。

例えば、活性層であるＧａＮ層の両面をＡｌ_１−ｘＧａ_ｘＮ（０＜ｘ＜１）層で挟んだダブルへテロ（ＤＨ）構造型の発光デバイスにおいては、ＧａＮ層とＡｌ_１−ｘＧａ_ｘＮ層との間の格子定数差に基づいた歪みがＧａＮ層内に発生してピエゾ電界が発生する。そして、このピエゾ電界と自然分極電界によって、活性層であるＧａＮ層に外部から注入された電子と正孔が空間的に分離され、発光するための再結合確率が低下して内部量子効率が低くなり、その結果、外部量子効率も低下するという問題がある。

一方、上述の内部電界を積極的に利用した半導体素子も提案されている。（０００１）面を主面とするＧａＮの上にＡｌ_１−ｘＧａ_ｘＮ（０＜ｘ＜１）層を形成した場合にはこれらの材料の格子定数差に基づいてＧａＮは圧縮応力を受け、ＧａＮとＡｌ_１−ｘＧａ_ｘＮ（０＜ｘ＜１）層との界面に電子が蓄積することが知られているが、この電子の蓄積層をチャネルとして利用する電界効果トランジスタ（ＦＥＴ）が提唱されている。

このように、III族窒化物半導体は、ＧａＡｓ等の閃亜鉛型結晶構造の半導体にはない結晶方位依存の特有な性質を有するため、これを抑制したり逆に積極的に利用するためにさまざまな結晶面上へのエピタキシャル成長が試みられており、非極性面(
面であるａ面や
面であるｍ面）、あるいは、半極性面（極性面である｛０００１｝面（ｃ面）に対して傾いた面）上にエピタキシャル成長させたIII族窒化物半導体のＬＥＤでは、発光波長の駆動電流依存性が抑制可能であり偏光特性が改善されるという報告（非特許文献１:K. Okamot et al., Jpn. J. Appl.Phys., 45, pp. L1197-L1199, (2006）を参照）や、窒素極性面（Ｎ極性面：
面）上にIII族窒化物半導体をエピタキシャル成長させた研究報告（非特許文献２：S. Rajan et al., Jpn. J. of Appl. Phys. Vol.44, No,49, pp.L1478-L1480 (2003) ）がある。

従来、III族窒化物半導体のエピタキシャル成長は殆ど、（０００１）面（ＧａＮ結晶の場合のＧａ極性面：以降ではこれを「＋ｃ面」という）への成長であった。しかし、
（Ｎ極性面、以降ではこれを「−ｃ面」という）上にIII族窒化物半導体をエピタキシャル成長させると、III族窒化物半導体結晶中に生じる自然分極とピエゾ分極の電界の方向を同一方向とすることができるため、半導体素子の設計上、種々の利点がある。

例えば、現在市販されている光通信用外部変調素子は逆バイアス下で使用されそのバイアスの大きさは２０Ｖ前後であるが、Ｎ極性のIII族窒化物半導体では自然分極とピエゾ分極の電界の方向が同一となるため、外部変調素子を順方向で動作させることができる（特許文献１：特開２００４−１３３４３７号公報）。また、Ｎ極性窒化物半導体を用いたＡｌＧａＮ／ＧａＮ型ＦＥＴでは、二次元電子ガス密度が向上する結果、高いパフォーマンスが期待できる。

ところが、−ｃ面方向に成長させたIII族窒化物半導体はヒルロックなどが発生し易く、平坦な表面を得ることが難しいことが知られている（例えば、非特許文献３：P. R. Hageman et. al.， J. Cryst. Growth 255, pp.241-249 (2003) ）。松岡らは、−ｃ面方向成長のIII族窒化物半導体の高品質化のための成長条件を検討し、表面が平坦で、しかも、(０００２)面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が３５arcsecと極めてチルト成分が小さな−ｃ面III族窒化物半導体を得ている（非特許文献４：T. Matsuoka et al.， phys. stat. sol. (b) 243, No.7, 1446-1450 (2006)）。

また、最近では、＋ｃ面成長させたものと同等の平坦性をもつ、Ｎ極性ＩｎＧａＮ／ＧａＮ／多重量子井戸（ＭＱＷ）層の結晶成長に成功したとの報告もなされている（非特許文献５：S. Keller et al., Appl. Phys. Lett. 90, 191908（2007））。

しかしながら、これまでに得られている「−ｃ面」方向成長のIII族窒化物半導体は、チルト成分は小さな結晶であるもののツイスト成分は依然として大きく、高品質化のための結晶成長条件の更なる検討が必要とされている。ここで、「チルト成分」とは基板上に成長した結晶の結晶軸の「傾きの成分」であり、「ツイスト成分」とは結晶軸の「捻れの成分」である。
特開２００４−１３３４３７号公報 K. Okamoto et al., Jpn. J. Appl.Phys., 45, pp. L1197-L1199, (2006） S. Rajan et al., Jpn. J. of Appl. Phys. Vol.44, No,49, pp.L1478-L1480. P. R. Hageman et al.， J. Cryst. Growth 255 (2003), pp.241-249. T. Matsuoka et al.， phys. stat. sol. (b) 243, No.7, 1446-1450 (2006). S. Keller et al., Appl. Phys. Lett. 90, 191908（2007）.

本発明は、このような問題に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、高い結晶性と表面平坦性に優れた−ｃ面を表面とするIII族窒化物半導体をエピタキシャル成長により得るための技術を提供することにある。

かかる課題を解決するために、本発明の基板製造方法は、主面が（０００１）面に対し０．５°以上２．０°以下のオフ角をもつ基板の表面を窒化する工程と、前記表面窒化した基板上に第１のIII族窒化物半導体層を形成する第１の気相成長工程と、前記第１のIII族窒化物半導体層上に
面を成長面とする第２のIII族窒化物半導体層を形成する第２の気相成長工程とを備え、前記窒化工程は、前記基板の表面を窒素含有雰囲気に暴露することにより実行されることを特徴とする。

好ましくは、前記窒化工程は、９００℃以上１１００℃以下の温度範囲で窒素含有雰囲気に１分以上３０分以下で暴露することにより実行される。

本発明において、前記窒素含有雰囲気は、例えばアンモニア（ＮＨ_３）含有雰囲気である。

好ましくは、前記第２の気相成長工程は、Ｖ／IIIモル比が３００乃至１００００となる原料ガス供給条件下で実行される。

また、好ましくは、前記第２の気相成長工程は水素ガス濃度が５０モル％以上のキャリアガスにより原料ガスを供給して実行され、当該第２の気相成長工程は７６〜８５０Ｔｏｒｒの低圧条件下で実行される。

本発明において、前記第１及び第２のIII族窒化物半導体層のIII族元素は、例えば、ガリウム、アルミニウム、及びインジウムの少なくとも１種である。

この場合、前記第１の気相成長工程は、III族元素の原料ガスとしてトリエチルガリウム（ＴＥＧ：（Ｃ_２Ｈ_５）_３Ｇａ）を用い、５００℃以上６５０℃以下の温度範囲で、前記第１のIII族窒化物半導体層を５〜３０ｎｍの層厚で形成することが好ましい。

本発明においては、前記第２の気相成長工程の前に、前記第１の気相成長工程で形成された第１のIII族窒化物半導体層を１０００℃以上の温度で熱処理する工程を備えるようにすることができる。

また、前記第２のIII族窒化物半導体層の上に、第３のIII族窒化物半導体結晶を
面を成長面としてハイドライド気相成長（ＨＶＰＥ）させる第３の気相成長工程を更に備えるようにしてもよい。

好ましくは、前記第３の気相成長工程は、前記第３のIII族窒化物半導体結晶の成長速度を５０μｍ／ｈ以下とする条件で実行される。

本発明において、前記基板は、例えばサファイア基板である。

本発明では、前記第３のIII族窒化物半導体結晶を分離して新たな基板とする工程を更に備えるようにしてもよい。

本発明のIII族窒化物半導体結晶は、異種基板上にエピタキシャル成長したIII族窒化物半導体結晶であって、前記III族窒化物半導体結晶は
面を成長面とし、（０００２）面のロッキングカーブの半値全幅が２００arcsec以下、かつ、
面のロッキングカーブの半値幅が７００arcsec以下であることを特徴とする。

好ましくは、前記異種基板は、主面が（０００１）面に対し０．５°以上２．０°以下のオフ角をもつものである。

また、本発明のIII族窒化物半導体結晶は、異種基板上にエピタキシャル成長したIII族窒化物半導体結晶であって、前記III族窒化物半導体結晶は
面を成長面とし、前記異種基板は、主面が（０００１）面に対し０．５°以上２．０°以下のオフ角をもつことを特徴とする。

このIII族窒化物半導体結晶は、好ましくは、（０００２）面のロッキングカーブの半値全幅が２００arcsec以下、かつ、
面のロッキングカーブの半値全幅が７００arcsec以下である。

好ましい態様の本発明のIII族窒化物半導体結晶は、表面粗さがＲＭＳ値で１．０ｎｍ以下であり、さらに好ましくは、結晶表面での貫通転位密度が１×１０^１０ｃｍ^−２未満である。

前記異種基板は例えばサファイア基板であり、前記III族窒化物半導体結晶は例えば、窒化ガリウム、窒化アルミニウム、窒化インジウム、又はこれらの混晶である。

本発明においては、成長用基板として主面が（０００１）面に対し０．５°以上２．０°以下のオフ角をもつ基板を採用することとしたので、結晶核の殆どがステップに発生することとなる結果、表面平坦性に優れ且つ高い結晶性（チルト成分とツイスト成分が共に小さくしかも貫通転位密度が低い）を有している−ｃ面を表面とするIII族窒化物半導体結晶が得られる。

そして、このようなIII族窒化物半導体結晶を用いて半導体素子を作製すれば、高いパフォーマンスのデバイスを得ることができる。

以下に、図面を参照して、本発明の基板製造方法およびこれにより得られるIII族窒化物半導体結晶について説明する。なお、以下の説明では、III族窒化物半導体結晶として、III族元素がガリウム、アルミニウム、及びインジウムの少なくとも１種である窒化物半導体（窒化ガリウム、窒化アルミニウム、窒化インジウム、又はこれらの混晶）を例として説明するが、これに限定されるものではない。また、III族窒化物半導体結晶の成長に用いる異種基板がサファイア基板であるとして説明するが、この他にも、III族窒化物と異なる材料系であれば、ＳｉＣ基板、ＬｉＧａＯ_２基板、あるいはＮｄＧａＯ_２基板などその他のどのような基板であってもよい。

（成長用基板）：本発明において用いられる成長用基板は、主面が（０００１）面に対して０．５°以上２．０°以下の「オフ角」を有するものである。ここで、オフ角を設ける方向についての特別な制限は不要である。このような基板面が選択される理由は、後述する結晶成長の初期段階で結晶核生成のための「ステップ」の適度な密度を確保するためである。ここで、「ステップ」とは、テラスと他のテラスとの境界に生じる段差であって、殆どの結晶核はこのステップに沿うように生成するものと考えられる。

本発明者らは、高い結晶性の−ｃ面III族窒化物半導体結晶をエピタキシャル成長させるための結晶核の適切な密度は１０^７〜５×１０^８ｃｍ^−２程度であると考えており、結晶核密度を好ましい範囲のものとするために、成長用基板の主面を（０００１）面から０．５°〜２．０°の範囲でオフさせることとしている。

このような成長用基板を用いると、エピタキシャル成長前の熱的処理（サーマル・クリーニング）によって清浄なステップが適切な密度で現れ、このステップに沿って上述の好ましい密度範囲での結晶核生成が起こることとなる。そして、このような適切な結晶核密度が実現されると、当該結晶核を起点としてＥＬＯ（Epitaxial Lateral Overgrowth）成長モードでの−ｃ面III族窒化物半導体の結晶成長が実現されると考えられる。

III族窒化物半導体（例えばＧａＮ）を成長用基板（例えばサファイア基板）上にエピタキシャル成長させる場合、先ず基板上にＧａＮの微小な多数の結晶核が形成され、これを起点にして成長した島状の結晶が合体することで連続したエピタキシャル膜が成長すると考えられる。このような結晶成長のプロセスでは、個々の結晶核の結晶軸がほぼ同一方向を向いていることが必要である。

結晶核の結晶軸の方向を決定付ける最大の要因は成長用基板に他ならないが、サファイアとＧａＮとでは１３．８％もの大きな格子定数差があるため、成長用基板上に形成される結晶核（微小ＧａＮ結晶）には結晶軸の「傾き」（チルト）と「捻れ」（成長軸の回転、ツイスト）が生じ、これらによって特徴づけられる歪みが生じる。なお、このようなチルトやツイストの発生の主原因は、螺旋転位や刃状転位といった結晶中の構造欠陥であると考えられる。

格子不整合のあるヘテロエピタキシャル成長により成長した窒化物結晶はモザイク性をもち、互いにわずかに結晶方位の異なるカラム状結晶粒が集合して膜を形成している。このモザイク性は原子レベルで観察される転位や点欠陥などの結晶欠陥の反映である。内部に転位の少ないカラム状結晶粒が、結晶粒界を介して結合しており、粒界には転位が存在する。

一方モザイク性を巨視的に評価する手法としてＸ線回折法が広く使用されている。モザイク性をもつ結晶は、結晶中に少しずつ面方位の異なる領域が存在する。このような結晶は逆格子空間では、逆格子点が原点を中心とした球面方向に広がりをもつことになる。したがってＸ線回折によりこの球面方向の広がりを測定すれば、面方位の揺らぎの程度を評価することができる。

そのためには、入射Ｘ線と検出器の角度（２θ）を回折ピーク位置に固定して、試料結晶と入射Ｘ線の角度（ω）を回折条件付近でスキャンする。こうすることで、逆格子空間で原点を中心とした球面状の逆格子点の広がりを、回折強度の分布として評価することができる。このような測定は、Ｘ線ロッキングカーブ（ＸＲＣ）あるいは、ωモード（スキャン）測定とよばれ、測定された回折ピークの幅が面方位の揺らぎの程度を反映し、定量的な指標として半値全幅（半値幅）を用いる。こうして測定された半値全幅は、その値が小さい程試料結晶が高品質で結晶学的に優れた結晶であることを示す。

薄膜結晶のモザイク性は、成長方向との関わりで、チルトとよばれる結晶軸の成長方向の揺らぎと、ツイストとよばれる結晶成長方向を軸とした結晶の回転に分けられる。回折面と結晶の回転軸を適切に選ぶことにより、Ｘ線ロッキングカーブ測定でチルトとツイストを分離することが可能である。結晶構造または格子定数の異なる基板に窒化物層を形成するとき、必ずしもチルトとツイストの大きさは同程度の大きさとはならない。

基板の種類や窒化物層の成長方法や成長条件によっては、チルトの大きさは極めて小さいが、ツイストの大きさは極めて大きい場合もある。このような窒化物層の発光特性や電気的特性は著しく悪く、このような窒化物層を利用して実用的な発光デバイスを作製することは困難である。窒化物層を発光デバイスや電子デバイスに利用する場合、チルトとツイストのそれぞれが小さいことが望ましい。

Ｘ線ロッキングカーブ測定を用いたチルトとツイストの表現は、回折面とＸ線の入射方向を選ぶことにより複数の方法が可能である。成長面が
面である場合、たとえば（０００２）面のＸ線回折強度の角度依存性の半値全幅はチルトを定量的に表現する。成長面が
面である場合、たとえば
面のＸ線回折強度の角度依存性の半値全幅はツイストを定量的に表現する。

成長面が
面である場合、
面あるいは
面のＸ線回折強度の角度依存性の半値全幅はツイストとチルトの両方の情報を含んで、結晶のモザイク性を表現しているが、通常ツイストの成分がより強く反映されているため、これらをツイストの定量的指標として用いる場合が多い。純粋なツイストの定量的表現である
面の回折は、Ｘ線をサンプルの表面に水平に入射しなければならないため、測定上の困難さや表面モフォロジーに影響を受けることなどから、ツイストの定量的指標としてむしろ
面や
面のロッキングカーブの半値全幅を用いることが多い。

面は
面よりもｃ軸となす角度が小さいため、ロッキングカーブの半値全幅にツイストの成分がより強く反映される。チルトよりツイストが大きな結晶では、
面のロッキングカーブの半値全幅は
面のそれよりも大きくなる。

結晶核を起点にして成長した島状結晶が合体する際の界面には、必然的に結晶欠陥が発生する。従って、結晶核の密度が大きい場合には、島状結晶が合体してできる界面の成長用基板面内での総面積は大きくなって導入される結晶欠陥密度も高くなり、チルトの角度やツイストの角度も大きくなる。

これとは逆に、結晶核の密度が小さい場合には、個々の結晶核を起点として成長した島状結晶が合体してできた界面の成長用基板面内での総面積は小さくなって結晶欠陥の減少が期待できる一方で、合体するまでに個々の島状結晶が大きく成長することとなる結果、三次元的な結晶成長をした後にはじめて島状結晶同士が合体することとなり、成長用基板面を覆う連続したエピタキシャル膜となった際の表面は凹凸の激しいものとなり易い。

つまり、III族窒化物半導体のエピタキシャル膜中の結晶欠陥密度を減らすためは結晶核密度を低くすることが有効である反面、エピタキシャル膜表面の平坦性を高めるためには結晶核密度を高くすることが有効であって、二律背反の関係にあるということが言える。

本発明において成長用基板の主面を（０００１）面から０．５°〜２．０°の範囲でオフさせることとしているのは、このような二律背反の関係にある結晶性と平坦性の両者を、共に良好なものとするための適切な結晶核密度を実現するためである。

図１は本発明の基板製造方法のシーケンス例を説明するための図である。先ず、上述の成長用基板（例えば、（０００１）面に対し０．５°以上２．０°以下のオフ角をもつサファイア基板）を反応室にセットする。そして、この成長用基板を加熱して表面を熱的にクリーニングする（工程Ａ）。このクリーニング温度は、エピタキシャル膜の成長温度から５０℃程度高く設定することが好ましい。

また、クリーニング時間は、クリーニング温度にも依存するが、一般には２〜１５分程度が適当である。これは、余り長時間クリーニングを施すと成長用基板の表面が水素によってエッチングされてしまい、表面の平坦性が損なわれるためである。図１に示した例では、温度１０５０℃で１０分のクリーニングが実行されている。このクリーニングによってサファイア基板表面に結晶学的なステップが現れ、これが結晶核の生成サイトとなる。

次に、反応室にＮＨ_３ガスを導入して、成長用基板の表面を窒素含有雰囲気に暴露することにより窒化する（工程Ｂ）。ここで重要なことは、成長用基板の表面全体が窒化されることである。成長用基板の表面窒化が不十分あると、後にエピタキシャル成長されるＮ極性III族窒化物半導体のエピタキシャル膜の結晶性が低下してしまう。これは、窒化が不十分であると、Ｎ極性III族窒化物半導体のエピタキシャル膜中に、Ｎ極性とＧａ極性の領域が混在し易く、アンチフェーズドメインが形成されてしまうことによると考えられる。

これに対して、成長用基板の表面が充分に窒化された場合には、エピタキシャル膜中にIII族極性の領域は形成されず、Ｎ極性のみのIII族窒化物半導体エピタキシャル膜が得られる。なお、窒化が過剰に行なわれると、成長用基板の表面がエッチングされてしまい、基板表面に大きなうねり状の凹凸が現れてしまう。このようなことから、１０５０℃程度の温度での窒化時間としては３〜１５分が適当である。図１に示した例では、窒化処理温度を１０５０℃とし、処理時間を１０分としているが、低温で窒化する場合には処理時間をより長くする必要があり、高温で窒化する場合には処理時間を短くする必要がある。好ましい範囲は、温度９００〜１１００℃、時間１〜３０分である。

続いて、基板温度を下げてバッファ層を成長させる（工程Ｃ）。この工程では、基板温度を５５０℃とし、ＴＥＧとＮＨ_３を１〜３分間原料供給して２０ｎｍの厚みの非晶質のＧａＮバッファ層を成長させている。なお、バッファ層のＧａＮは完全な非晶質である必要はなく、電子線回折において微弱な回折スポットが現れる程度の結晶性のものでもよい。

ここでのＴＥＧ流量は１〜１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＮＨ_３流量は３〜７ｓｌｍであり、キャリアガスとしては水素である。本発明者らの検討の結果によれば、良好なＮ極性III族窒化物半導体の成長のためのバッファ層は、成長温度５００〜６５０℃、層厚５〜３０ｎｍで成長させたものである。

バッファ層の成長にＴＥＧを用いたのは、プロセスの再現性とバッファ層の品質を考慮したことによる。ＴＥＧの蒸気圧はトリメチルガリウム（ＴＭＧ）よりも１桁程度低いため、ガス流量を１桁程度多くすることができる。その結果、成長速度が遅く設定することが可能となって、厚さ２０ｎｍ程度の薄膜であっても再現性良く結晶成長させることができる。

また、ＴＭＧを用いてＧａＮバッファ層を成長させると、原料であるＴＭＧに含まれている炭素が結晶中に取り込まれてしまい、バッファ層は黄色を呈するようになる。これに対して、ＴＭＧよりも低い分解温度のＴＥＧを用いて成長させたバッファ層は無色である。この着色の有無は結晶の純度を反映しており、ＴＥＧを用いたほうが高純度のバッファ層が得られることを意味している。

このバッファ層の上にＮ極性III族窒化物半導体をエピタキシャル成長させることとなるが、本発明では、このエピタキシャル成長に先立って、非晶質のＧａＮバッファ層を例えば１０００℃以上の温度で熱処理して結晶化を促進させる工程を設けている（工程Ｄ）。図１に示した例では、この工程の処理温度は、上述の窒化工程（工程Ｂ）の温度よりも低く且つ後のエピタキシャル成長工程（工程Ｅ）の温度よりも高い温度である１０３０℃として３〜１５分間処理されている。なお、このときの雰囲気は窒素ガス、あるいは窒素ガスとＮＨ_３の混合ガスである。

結晶化が促進されたＧａＮバッファ層の上に、Ｎ極性III族窒化物半導体をエピタキシャル成長させる（工程Ｅ）。図１に示した例では、ＴＭＧのガス供給量を８０〜１２０ｎｍｏｌ／ｍｉｎとし、ＮＨ_３のガス供給量は、Ｖ／III比が３００〜１００００となるように設定される。なお、エピタキシャル成長時の圧力は１５０〜８５０Ｔｏｒｒ程度の低圧とすることが好ましい。

本発明でのエピタキシャル成長条件は、＋ｃ面のIII族窒化物半導体を結晶成長させる場合の条件に比較して、供給原料のＶ／III比が小さい点、および、キャリアガス中に水素を多量に含ませる点に特徴がある。なお、Ｖ／III比は３００〜１００００の範囲で設定されるが、成長温度が低いほどＶ／III比を小さく設定することが好ましい。

ここでのキャリアガスとしては水素を用い、その流量は１．２５〜７．５ｓｌｍとする。このような原料供給条件下で、基板温度を例えば１０２０℃として、成長速度０．７〜１．７μｍ／ｈで、０．５〜１０μｍのＧａＮ層をエピタキシャル成長させる。キャリアガスとしては、水素に窒素やＡｒなどを加えてもよいが、キャリアガス中での水素ガス濃度は５０モル％を超える方が好ましい。

本発明のエピタキシャル成長において供給原料のＶ／III比を小さく設定する理由は、以下のようなものである。III族窒化物半導体（ここではＧａＮを考える）を成長させる場合の成長基板表面での拡散種はＧａ（あるいはＧａの水素化物）であると考えられるが、Ｇａ極性をもつIII族窒化物半導体の表面は当然Ｇａ面が安定面であるため、拡散種であるＧａは容易に表面拡散してＧａ原子の拡散長は長いと考えられる。

しかし、Ｎ極性をもつIII族窒化物半導体の安定面は窒素原子で終端されたＮ面であるからＧａ原子の表面拡散は起こり難いことが予想される。そこで、本発明では、＋ｃ面のIII族窒化物半導体を結晶成長させる場合に比較して供給原料のＶ／III比を小さく設定し且つキャリアガス中の水素濃度を高めに設定することにより、−ｃ面が窒素原子で終端され尽くされてはいない環境としてＧａ原子の表面拡散を促進させている。

なお、図１に示した例では、バッファ層形成の工程（工程Ｃ）と当該バッファ層の結晶化工程（工程Ｄ）を別個の工程としているが、工程Ｃの基板温度を上げて両工程を単一のものとすることも可能である。

このような手順によって本発明の−ｃ面を成長面とするIII族窒化物半導体結晶が得られるが、さらに、III族窒化物半導体結晶を
面を成長面として、例えば５０μｍ／ｈ以下の成長速度でハイドライド気相成長させることもできる。また、このようにして得られた厚膜のIII族窒化物半導体結晶を成長用基板（やエピタキシャル成長層）から剥離（分離）して新たな基板とすることもできる。

本発明によって得られるIII族窒化物半導体結晶は、CAICISSによる評価によって−ｃ面を有していることが確認された。また、多数のＧａＮの結晶成長を行った結果、その内１００％の結晶でチルトの指標となる（０００２）面のロッキングカーブの半値全幅が３０arcsec〜２００arcsecの範囲にありチルトは小さく、かつツイストの指標となる
面のロッキングカーブの半値全幅は２００arcsec〜７００arcsecの範囲にありツイストも小さい。

また、その内８０％の結晶で、チルトの指標となる（０００２）面のロッキングカーブの半値全幅が３０arcsec〜１５０arcsecの範囲にありチルトは小さく、かつツイスト角の指標となる
面のロッキングカーブの半値全幅は２００arcsec〜５５０arcsecの範囲にありツイストも小さい。

また、その内６０％の結晶で、歩留まり６０％でチルトの指標となる（０００２）面のロッキングカーブの半値全幅が３０arcsec〜１２０arcsecの範囲にありチルトは小さく、かつツイストの指標となる
面のロッキングカーブの半値全幅は２００arcsec〜４５０arcsecの範囲にありツイストも小さい。

この測定結果は、０．５〜１０μｍの厚さのＧａＮを成長した場合でありこの範囲内ではロッキングカーブの半値全幅は膜厚に依存しなかった。基板界面から０．５〜１０μｍのIII族窒化物半導体結晶一般についても同様な結果が得られる。一般に１０μｍを超えるＧａＮの厚膜成長では、厚みを増すにつれ貫通転位密度が減少するためロッキングカーブの半値幅は減少する。

加えて、ＡＦＭで測定した表面粗さはＲＭＳ値で１．０ｎｍ以下（多くの場合０．６ｎｍ以下）と極めて平坦な面を有しており、しかも、ＴＥＭで評価した表面での貫通転位密度は１×１０^９ｃｍ^−２未満と低転位密度である。

本発明で得られる−ｃ面III族窒化物半導体は、非特許文献４（T. Matsuoka et al.， phys. Stat. sol. (b) 243, No.7, 1446-1450 (2006)）に記載されているものに比較して顕著に低いツイスト角を示しており、しかも、低チルト角や表面平坦性といった特性についての再現性も高い。本発明者らは、この最大の要因が、成長用基板として主面が（０００１）面に対し０．５°以上２．０°以下のオフ角をもつ基板を採用したことにあると考えている。

上記オフ角が小さい場合（通常入手可能なサファイア基板主面のオフ角は０．２°以下である）、結晶核生成のために必要なステップの間隔が広くならざるを得ないが、この場合には結晶核がテラス内にも発生してしまい、成長モードが理想的なステップフローモードとはならない。また、テラスに多数発生した結晶核の結晶成長軸は相互に無関係な方向を向いてしまう結果、ツイスト角が大きくなってしまうのである。

これに対して本発明の場合には、結晶核の殆どはステップに発生し、当該結晶核は基板面とステップの側面から束縛を受けることとなるため、結晶核の結晶軸が一定の方向を向き易いのである。

このように、本発明の基板製造方法により得られる−ｃ面を表面とするIII族窒化物半導体結晶は、従来の＋ｃ面を表面とするIII族窒化物半導体結晶に比較して、表面平坦性に優れ且つ高い結晶性（チルト成分とツイスト成分が共に小さくしかも貫通転位密度が低い）を有しているため、本発明のIII族窒化物半導体結晶を用いて半導体素子を作製すれば、高いパフォーマンスのデバイスを得ることができる。例えば、本発明のIII族窒化物半導体結晶を用いて光検出器を作製すれば、その低貫通転位密度により、暗電流を低く抑えることなどが期待できる。

また、本発明の基板製造方法により得られる−ｃ面を表面とするIII族窒化物半導体結晶層を有する基板は、厚膜成長時の下地基板としても有用である。従来の＋ｃ面を表面とするIII族窒化物半導体結晶層を有する基板を下地基板として、ＨＶＰＥ法等の高速成長方法でミリ単位の厚膜成長を行う場合、基板周辺部は高次の面のファセットが形成され、成長面である＋ｃ面の面積が成長と共に小さくなっていく。具体的には５０．８ｍｍのサファイア基板上に厚さ５ｍｍの結晶を成長すると、結晶表面では直径約４０ｍｍとなる。従っていくら成長を続けても下地基板の大きさよりも大きい結晶を得ることは困難であった。

本発明の基板製造方法により得られる−ｃ面を表面とするIII族窒化物半導体結晶層を有する基板を下地基板として厚膜成長すると、基板周辺部は＋ｃ面の時とは逆側のファセットが形成される。-ｃ面側にミリ単位の成長を続けると種結晶よりも大きい面積の基板を得ることが可能である。また結晶の成長中に発生するピットも、穴が小さくなるような方向であり、ピットのない結晶の成長が可能である。

図２は、本発明に用いられるＨＶＰＥ装置の構成例を説明するための図であるが、構成の詳細に特別な制限はない。図２に図示したＨＶＰＥ装置は、リアクター１００内に、下地基板１０９を載置するためのサセプター１０７と、成長させる窒化物半導体の原料を入れるリザーバー１０５とを備えている。また、リアクター１００内にガスを導入するための導入管１０１〜１０４と、排気するための排気管１０８が設置されている。さらに、リアクター１００を側面から加熱するためのヒーター１０６が設置されている。

リアクター１００の材質としては、石英、多結晶ＢＮ、ステンレス等が用いられる。好ましい材質は石英である。リアクター１００内には、反応開始前にあらかじめ雰囲気ガスを充填しておく。雰囲気ガスとしては、例えば水素、窒素、Ｈｅ、Ｎｅ、Ａｒのような不活性ガス等を挙げることができる。これらのガスは混合して用いてもよい。

サセプター１０７の材質としてはカーボンが好ましく、ＳｉＣで表面をコーティングしているものがより好ましい。サセプター１０７の形状は、本発明で用いる下地基板１０９を設置することができる形状であれば特に制限されないが、結晶成長する際に成長している結晶の上流側に構造物が存在しないものであることが好ましい。上流側に結晶が成長する可能性のある構造物が存在すると、そこに多結晶体が付着し、その生成物としてＨＣｌガスが発生して結晶成長させようとしている結晶に悪影響が及んでしまう。

リザーバー１０５には、成長させるIII族窒化物半導体のIII族源となる原料を入れる。そのようなIII族源となる原料として、ガリウム、アルミニウム、インジウムなどを挙げることができる。

リザーバー１０５にガスを導入するための導入管１０４からは、リザーバー１０５に入れた原料と反応するガスを供給する。例えば、リザーバー１０５にIII族源となる原料を入れた場合は、導入管１０４からＨＣｌガスを供給することができる。このとき、ＨＣｌガスとともに、導入管１０４からキャリアガスを供給してもよい。キャリアガスとしては、例えば水素、窒素、Ｈｅ、Ｎｅ、Ａｒのような不活性ガス等を挙げることができる。これらのガスは混合して用いてもよい。キャリアガスは雰囲気ガスと同一であっても異なっていてもよいが、同一であることが好ましい。

導入管１０１からは、窒素源となる原料ガスを供給する。通常はＮＨ_３を供給する。また、導入管１０２からは、キャリアガスを供給する。キャリアガスとしては、導入管１０４から供給するキャリアガスと同じものを例示することができる。また、導入管１０３からは、ドーパントガスを供給することができる。例えば、ＳｉＨ₄やＳｉＨ₂Ｃｌ₂等のｎ型のドーパントガスを供給することができる。

導入管１０１〜１０３から供給する上記ガスは、それぞれ互いに入れ替えて別の導入管から供給しても構わない。また、Ｖ族源となる原料ガスとキャリアガスは、同じ導入管から混合して供給してもよい。さらに他の導入管からキャリアガスを混合してもよい。これらの供給態様は、リアクター１００の大きさや形状、原料の反応性、目的とする結晶成長速度などに応じて、適宜決定することができる。

ガス排気管１０８は、ガス導入のための導入管１０１〜１０４とは反対側のリアクター内壁から排出することができるように設置するのが一般的である。図１では、ガス導入のための導入管１０１〜１０４が設置されているリアクター上面とは反対に位置するリアクター底面にガス排気管１０８が設置されている。

本発明におけるＨＶＰＥ法による結晶成長は、通常は９５０℃〜１１２０℃で行い、９７０℃〜１１００℃で行うことが好ましく、９８０℃〜１０９０℃で行うことがより好ましく、９９０℃〜１０８０℃で行うことがさらに好ましい。リアクター内の圧力は１０ｋＰａ〜２００ｋＰａであるのが好ましく、３０ｋＰａ〜１５０ｋＰａであるのがより好ましく、５０ｋＰａ〜１２０ｋＰａであるのがさらに好ましい。

室温から成長温度まで昇温する際のガス雰囲気は、少なくとも水素、窒素、ＮＨ_３からなることが好ましく、水素、窒素からなることがより好ましく、窒素のみからなることが更に好ましい。
面は（０００１）面と比べ反応性が高い為、ＮＨ_３等のエッチング性のガスが多量に含まれていると、表面が荒れてしまい、後の厚膜成長で良好な結晶が得られない。

本発明のＨＶＰＥ成長において、結晶成長の成長速度を制御することは非常に重要である。成長速度が速すぎると柱状の成長が主となり、平坦で均質な結晶を得ることができない。また遅すぎると、ＨＶＰＥ法の特徴である高速成長という利点を失ってしまう。成長速度は５μｍ／ｈ〜１００μｍ／ｈが好ましく、１０μｍ／ｈ〜７０μｍ／ｈがより好ましく、２０μｍ／ｈ〜５０μｍ／ｈであることが更に好ましい。成長速度は、III族原料ガス流量、Ｖ族原料ガス流量、キャリアガスの種類、流量、温度を適宜設定することによって制御することができる。

成長用基板として、主面が（０００１）面に対して０．９°のオフ角をもつサファイア基板を用い、図１に示したシーケンスに従ってＧａＮのエピタキシャル成長を行なった。

先ず、このサファイア基板を反応室にセットし、温度１０３０℃で５分間、水素雰囲気中で熱的クリーニングを行なった後、温度を一定にしたまま反応室にＮＨ_３ガスを導入して、５分間、成長用基板の表面を窒化した。

続いて、基板温度を５５０℃にまで下げて、基板温度が安定した状態で、ＴＥＧとＮＨ_３を３．５分間原料供給して２０ｎｍの厚みのＧａＮバッファ層を成長させた。このときのＴＥＧ流量は１８．４μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＮＨ_３流量は５ｓｌｍであり、キャリアガスは水素である。

このバッファ層に、窒素ガス２０ｓｌｍとＮＨ_３０．１ｓｌｍを流した雰囲気中で１０３０℃、１０分間の結晶化処理を施した。その後、水素をキャリアガスとして、ＴＭＧを１０６μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＮＨ_３ガスをＶ／III比が６６０となるように供給（流量１．２５ｓｌｍ）して圧力６５０Ｔｏｒｒで１８０分間のＧａＮエピタキシャル成長を行なった。得られたＧａＮ層の厚みは３．８μｍであり、成長速度は１．３μｍ／ｈである。なお、キャリアガス中の水素ガス濃度は１００モル％である。

図３（Ａ）および（Ｂ）はそれぞれ、本実施例によって得られたＧａＮ結晶の（０００２）面のロッキングカーブおよび
面（（２０−２１）面）のロッキングカーブのＸ線回折チャートである。チルトに対応する（０００２）面のロッキングカーブの半値全幅は１０６arcsecであり、ツイストに対応する
面および
面のロッキングカーブの半値全幅はそれぞれ２７７arcsecおよび３６７arcsecであって、これらの結果は、チルトおよびツイストが共に非常に小さいことを意味している。

図４および図５はそれぞれ、エピタキシャル成長後のＧａＮ層表面をＡＦＭ観察した像（図４）、および、ＧａＮ層表面の断面ＴＥＭ像（図５）である。この−Ｃ面をもつＧａＮ層の表面粗さはＲＭＳ値で０．４ｎｍと極めて平坦な面となっており、しかも、貫通転位密度は概ね８×１０^８ｃｍ^−２と低転位密度のＧａＮ層であることが確認された。

実施例１と同等の方法で作製された、
面を主面としたＧａＮ層を有する２インチサファイア基板を下地基板とした。このＧａＮ層の厚さは１．５μｍであり、Ｘ線ロッキングカーブの半値全幅はチルトに対応する（０００２）回折で９７arcsec、ツイストに対応する
回折で４５５arcsecであった。これを、直径８０ｍｍ、厚さ２０ｍｍのＳｉＣコーティングしたカーボン製の基板ホルダー上に置き、ＨＶＰＥ装置のリアクター１００内に図２に示したように配置した。

９８０℃まで昇温した後、ＮＨ_３ガスと、水素キャリアガスと、ＧａとＨＣｌの反応生成物であるＧａＣｌを形成する為のＨＣｌガスとを、それぞれ導入管１０１、１０３、１０４から供給しながら、ＧａＮ層を１時間成長させた。このＧａＮ層成長工程において、成長圧力を１．０１×１０^５Ｐａとし、ＧａＣｌガスＧ３の分圧を１．２２×１０²Ｐａとし、ＮＨ₃ガスＧ４の分圧を１．２２×１０⁴Ｐａとした。ＧａＮ層成長工程終了後、室温まで降温し厚さ約６０μｍのＧａＮ単結晶膜を得た。

得られた結晶のＸ線ロッキングカーブの半値全幅は、チルトに対応する（０００２）回折は１３０arcsecと下地ＧａＮ結晶より若干大きいがほぼ同等の値であり、ツイストに対応する
は２５３arcsecと下地ＧａＮ結晶に比べ大きく減少した。これは厚膜成長により主に刃状転位が減少したことに対応している。

上述したとおり、本発明により、表面平坦性に優れ且つ高い結晶性（チルト成分とツイスト成分が共に小さくしかも貫通転位密度が低い）を有している「−ｃ面」（Ｎ極性面）を表面とするIII族窒化物半導体結晶が得られる。そして、このようなIII族窒化物半導体結晶を用いて半導体素子を作製すれば、高いパフォーマンスのデバイスを得ることができる。

本発明の基板製造方法のシーケンス例を説明するための図である。 ハイドライド気相成長（ＨＶＰＥ）装置の構成例を示す図である。 実施例１によって得られたＧａＮ結晶の（０００２）面のロッキングカーブのＸ線回折チャート（Ａ）、および、（２０−２１）面のロッキングカーブのＸ線回折チャート（Ｂ）である。 エピタキシャル成長後のＧａＮ層表面をＡＦＭ観察した像である。 エピタキシャル成長後のＧａＮ層表面の断面ＴＥＭ像である。

符号の説明

１００ リアクター
１０１ Ｖ族原料用配管
１０２ ドーパント原料用配管
１０３ キャリアガス用配管
１０４ III族原料用配管
１０５ III族原料用リザーバー
１０６ ヒーター
１０７ サセプター
１０８ 排気管
１０９ 下地基板

Claims (21)

1. 主面が（０００１）面に対し０．５°以上２．０°以下のオフ角をもつ基板の表面を窒化する工程と、
   前記表面窒化した基板上に第１のIII族窒化物半導体層を形成する第１の気相成長工程と、
   前記第１のIII族窒化物半導体層上に
   面を成長面とする第２のIII族窒化物半導体層を形成する第２の気相成長工程とを備え、
   前記窒化工程は、前記基板の表面を窒素含有雰囲気に暴露することにより実行されることを特徴とする基板製造方法。
2. 前記窒化工程は、９００℃以上１１００℃以下の温度範囲で窒素含有雰囲気に１分以上３０分以下で暴露することにより実行されることを特徴とする請求項１に記載の基板製造方法。
3. 前記窒素含有雰囲気がアンモニア含有雰囲気である請求項１又は２に記載の基板製造方法。
4. 前記第２の気相成長工程は、Ｖ／IIIモル比が３００乃至１００００となる原料ガス供給条件下で実行される請求項１乃至３の何れか１項に記載の基板製造方法。
5. 前記第２の気相成長工程は、水素ガス濃度が５０モル％以上のキャリアガスにより原料ガスを供給して実行される請求項１乃至４の何れか１項に記載の基板製造方法。
6. 前記第２の気相成長工程は、７６〜８５０Ｔｏｒｒの低圧条件下で実行される請求項１乃至５の何れか１項に記載の基板製造方法。
7. 前記第１及び第２のIII族窒化物半導体層のIII族元素はガリウム、アルミニウム、及びインジウムの少なくとも１種である請求項１乃至６の何れか１項に記載の基板製造方法。
8. 前記第１の気相成長工程は、III族元素の原料ガスとしてトリエチルガリウム（ＴＥＧ：（Ｃ_２Ｈ_５）_３Ｇａ）を用い、５００℃以上６５０℃以下の温度範囲で、前記第１のIII族窒化物半導体層を５〜３０ｎｍの層厚で形成するものである請求項７に記載の基板製造方法。
9. 前記第２の気相成長工程の前に、前記第１の気相成長工程で形成された第１のIII族窒化物半導体層を１０００℃以上の温度で熱処理する工程を備えている請求項１乃至８の何れか１項に記載の基板製造方法。
10. 前記第２のIII族窒化物半導体層の上に、第３のIII族窒化物半導体結晶を
    面を成長面としてハイドライド気相成長させる第３の気相成長工程を更に備えている請求項１乃至９の何れか１項に記載の基板製造方法。
11. 前記第３の気相成長工程は、前記第３のIII族窒化物半導体結晶の成長速度を５０μｍ／ｈ以下とする条件で実行される請求項１０に記載の基板製造方法。
12. 前記基板はサファイア基板である請求項１乃至１１の何れか１項に記載の基板製造方法。
13. 前記第３のIII族窒化物半導体結晶を分離して新たな基板とする工程を更に備えている請求項１０乃至１２の何れか１項に記載の基板製造方法。
14. 異種基板上にエピタキシャル成長したIII族窒化物半導体結晶であって、
    前記III族窒化物半導体結晶は
    面を成長面とし、（０００２）面のロッキングカーブの半値全幅が２００arcsec以下、かつ、
    面のロッキングカーブの半値全幅が７００arcsec以下であることを特徴とするIII族窒化物半導体結晶。
15. 前記異種基板は、主面が（０００１）面に対し０．５°以上２．０°以下のオフ角をもつものである請求項１４に記載のIII族窒化物半導体結晶。
16. 異種基板上にエピタキシャル成長したIII族窒化物半導体結晶であって、
    前記III族窒化物半導体結晶は
    面を成長面とし、前記異種基板は、主面が（０００１）面に対し０．５°以上２．０°以下のオフ角をもつことを特徴とするIII族窒化物半導体結晶。
17. （０００２）面のロッキングカーブの半値全幅が２００arcsec以下、かつ、
    面のロッキングカーブの半値全幅が７００arcsec以下であることを特徴とする請求項１６に記載のIII族窒化物半導体結晶。
18. 表面粗さがＲＭＳ値で１．０ｎｍ以下である請求項１４乃至１７の何れか１項に記載のIII族窒化物半導体結晶。
19. 前記III族窒化物半導体結晶表面での貫通転位密度が１×１０^１０ｃｍ^−２未満である請求項１４乃至１８の何れか１項に記載のIII族窒化物半導体結晶。
20. 前記異種基板はサファイア基板である請求項１４乃至１９の何れか１項に記載のIII族窒化物半導体結晶。
21. 前記III族窒化物半導体結晶は、窒化ガリウム、窒化アルミニウム、窒化インジウム、又はこれらの混晶である請求項１４乃至２０の何れか１項に記載のIII族窒化物半導体結晶。