JP3968566B2 - 窒化物半導体結晶の製造方法及び窒化物半導体ウエハ並びに窒化物半導体デバイス - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、転位密度の小さな窒化物半導体結晶の製造方法、かかる方法により得られた窒化物半導体結晶を有する窒化物半導体ウエハ及び窒化物半導体デバイスに関する。
【０００２】
【従来の技術】
一般に半導体エピタキシャル層を形成する場合において最も容易な方法は、成長させる半導体と同一材料からなる単結晶基板を形成し、得られた基板上に半導体結晶を気相成長させる方法であり、実際にいくつかの材料系で成功している。しかしながら、単結晶基板を得ることが技術的に困難であったり、コスト高である等の理由により、基板上にそれと異なる半導体結晶を成長させざるをえないことが多い。そのような場合の基板と半導体結晶との組み合わせとしては、例えばシリコン基板上のGaAs、サファイア又は炭化珪素基板上の窒化物半導体、GaAs基板上のII−VI族半導体等が知られている。
【０００３】
ところが基板上にそれと異なる半導体を成長させると、格子不整合、熱膨張係数の不整合、表面エネルギーの不整合等、様々な特性の不整合により、成長した半導体エピタキシャル層中に高密度で転位が導入される。半導体中の転位は光デバイス、電子デバイス等の半導体デバイスにおいて非発光再結合中心、散乱中心等となるため、転位密度の大きい半導体を用いたデバイスは特性及び安定性に著しく劣る。
【０００４】
窒化ガリウム（GaN）、窒化アルミニウムガリウム（AlGaN）、窒化インジウムガリウム（InGaN）等に代表される窒化物半導体もバルク結晶成長が困難であり、実用に耐えうるサイズの単結晶基板は未だ得られていない。そのためサファイアや炭化珪素等の基板上に窒化物半導体結晶をエピタキシャル成長させる方法が一般に使用されているが、上述のように転位の発生が深刻な問題となっている。
【０００５】
有機金属気相成長法（MOVPE法）を用いた「２段階成長法」により、窒化物半導体層の転位密度を低減することが近年提案された（特公平8-8217号等）。図４は従来の２段階成長法による結晶成長時の温度変化を示すグラフである。この方法では、サファイア等の基板表面に1000℃以上の高温で水素ガスを噴射することにより表面の酸化膜を除去した後（水素クリーニング）、(イ) 基板上に500〜600℃でGaN、AlN等からなる低温バッファ層を成長させ、(ロ) 1000℃程度に昇温し（アニール）、(ハ) 1000℃程度でGaN等の窒化物半導体層を成長させている。工程(イ)では、結晶成長温度がGaN、AlN等の融点より低いため、多結晶の低温バッファ層が形成される。続いて工程(ロ) で1000℃程度に昇温することにより、低温バッファ層が部分的に単結晶化する。工程(ハ) では、この単結晶を核としてGaN等のエピタキシャル層を形成する。この方法によれば、10¹⁰〜10¹¹ cm^-2であったサファイア基板上GaNの転位密度を10⁹ cm^-2程度に低減することができる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、２段階成長法による転位密度の低減は未だ不十分であり、成長装置の種類及び構造によっては十分に転位密度が低減できない場合もある。特定の成長装置において低転位化に適した条件が実現されることもあるが、その場合でも長期間では装置の状態の変動等が結晶成長の条件に影響を与えるため、転位密度の小さい窒化物半導体の成長層を安定して得ることが困難である。
【０００７】
従って本発明の目的は、結晶成長の様態を適切に制御して、転位密度の小さな窒化物半導体結晶を基板の全面にわたって形成することができる窒化物半導体結晶の製造方法、かかる方法により得られた窒化物半導体結晶を有する窒化物半導体ウエハ及び窒化物半導体デバイスを提供することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、様々な基板上に窒化物半導体結晶を成長させ、各成長段階における様態の推移と最終的な転位密度との関係を調べた結果、窒化物半導体の微結晶粒を核として窒化物半導体島構造を形成した後、さらに窒化物半導体島構造を基板表面と平行な方向に成長させて窒化物半導体島構造を相互に結合させることにより、転位密度を従来よりも低減でき、10⁸ cm^-2〜10⁷ cm^-2程度とすることが可能であることを発見し、本発明に想到した。
【０００９】
すなわち、本発明の窒化物半導体結晶の製造方法は、(a) 基板上に窒化物半導体からなる微結晶粒を形成する工程と、(b) 前記微結晶粒を核として、前記基板の表面に対して傾斜した複数のファセット面を有する窒化物半導体島構造を形成する工程と、(c) 前記窒化物半導体島構造を前記基板の表面と平行な方向に成長させることにより複数の前記窒化物半導体島構造を相互に結合させ、もって平坦な表面を有する窒化物半導体結晶層を形成する工程とを有し、前記工程(a) 〜(c) を同一の成長装置内で連続して行うことを特徴とする。
【００１０】
基板としては(1) 窒化物半導体、サファイア、炭化珪素、珪素、酸化亜鉛、LiGaO₂又はLiAlO₂からなる基板を用いるか、又は(2) 窒化物半導体、サファイア、炭化珪素、珪素、酸化亜鉛、LiGaO₂又はLiAlO₂からなる基板本体の表面に窒化物半導体層を形成してなる複合基板を用いるのが好ましい。
【００１１】
(1) の基板を用いる場合の工程(a) は、工程(b) 及び(c) における結晶成長温度よりも低温で前記基板上に窒化物半導体結晶バッファ層を形成する工程と、前記窒化物半導体結晶バッファ層をその結晶成長温度よりも高温で熱処理することにより微結晶粒を形成する工程とを含むのが好ましい。
【００１２】
(2) の複合基板を用いる場合において微結晶粒は、窒化物半導体層側の表面に微細な凹凸を有する複合基板上に窒化物半導体結晶を成長させるか、又は複合基板の窒化物半導体層を構成する原子とその上に成長する窒化物半導体結晶を構成する原子との相互作用を阻害する物質で表面を部分的に覆った複合基板上に窒化物半導体結晶を成長させることにより形成するのが好ましい。複合基板表面の微細な凹凸は、窒化物半導体層表面をオゾン雰囲気中に晒すか、窒化物半導体層表面を熱処理するか、又は窒化物半導体層表面に、それに対してエッチング作用を有するガスを接触させることにより形成するのが好ましい。また前記原子間の相互作用を阻害する物質としては珪素、酸素、窒化珪素、酸化珪素又は金属が好ましく用いられる。(2) の場合において工程(a) は、前記複合基板を成長装置内に載置し、前記成長装置内に原料ガスを導入することにより窒化物半導体からなる微結晶粒を形成する工程であるのが好ましい。
【００１３】
窒化物半導体結晶の成長条件は工程(a) 〜(c) でそれぞれ異なるのが好ましく、結晶成長温度、結晶成長雰囲気圧力、結晶成長速度及び結晶成長雰囲気組成の少なくとも１つが、前記工程(a) 〜(c) でそれぞれ異なるのがより好ましく、具体的には、
(1) 前記工程(b) における結晶成長温度を前記工程(c) における結晶成長温度より低くする結晶成長条件、
(2) 前記工程(b) における結晶成長雰囲気中の水素濃度を前記工程(c) における結晶成長雰囲気中の水素濃度より高くする結晶成長条件、
(3) 前記工程(b) における結晶成長雰囲気圧力を前記工程(c) における結晶成長雰囲気圧力より高くする結晶成長条件、及び
(4) 前記工程(b) における結晶成長速度を前記工程(c) における結晶成長速度より遅くする結晶成長条件の少なくとも１つにより、窒化物半導体結晶を成長させるのが好ましい。
【００１４】
本発明において、窒化物半導体の微結晶粒はIn_nGa_1-nN（0＜n≦0.3）からなるのが好ましい。前記窒化物半導体島構造と工程(c) で形成される前記窒化物半導体結晶層とは、同じ組成を有していても異なる組成を有していても良い。同じ組成を有する場合、両者ともGaNからなるのが好ましい。また転位の伝播方向を制御して転位密度を低減するためには、窒化物半導体島構造と、窒化物半導体島構造から前記基板表面に対して平行な方向に成長する窒化物半導体結晶層とを異なる組成にすることにより、島構造の表面に格子歪を導入するのが有利である。この場合、窒化物半導体島構造と窒化物半導体結晶層とはいずれもIn_xAl_yGa_zN（x≧0、y≧0、z≧0、x＋y＋z＝1）により表される組成を有するが、In及び／又はAlの含有量が異なっているのが好ましい。前記窒化物半導体結晶層は、Al_yGa_1-yN（0＜y≦1）により表される組成を有する層とGaNにより表される組成を有する層とからなるのが好ましい。
【００１５】
窒化物半導体結晶の成長の一部又は全部をMOVPE法又はHVPE法により行うのが好ましい。また前記工程(b) では窒化物半導体結晶にIn、Al又はSiを添加し、窒化物半導体島構造の形成を促進させるのが好ましい。さらに工程(c) では、窒化物半導体島構造から基板表面と平行な方向に成長する窒化物半導体結晶にMgを添加することにより、平坦な表面を有する窒化物半導体結晶層が得られるので好ましい。
【００１６】
本発明の窒化物半導体ウエハは、上記本発明の製造方法により得られた窒化物半導体結晶の上に、複数の半導体層が形成されていることを特徴とする。本発明の方法によれば、窒化物半導体結晶の表面全体における転位密度を1×10⁹ cm^-2以下とすることができる。
【００１７】
本発明の半導体デバイスは、本発明の窒化物半導体ウエハを用いて構成されたことを特徴とする。
【００１８】
【発明の実施の形態】
[1] 窒化物半導体結晶の製造方法
図１は各工程における窒化物半導体結晶の断面構造を示す概略図である。工程(a) では窒化物半導体からなる微結晶粒２を基板１上に形成する。基板１と窒化物半導体との材料特性の不整合が大きくても、このように基板と結晶とが接する面積が小さい場合には、窒化物半導体結晶を構成する原子は乱れず相互に結合している状態を保つことができるので、微結晶粒２には転位が導入されない。
【００１９】
工程(b) では、得られた微結晶粒２を核として、基板の表面に対して傾斜した複数のファセット面を有する窒化物半導体島構造３を形成する。島構造３は基板と結晶が接する面積が大きいので転位５が導入される。転位５は基板表面に垂直方向に伝播してファセット面まで達する。窒化物半導体島構造３は、実質的に多角錐状であることが重要である。成長条件によっては多角錐状の窒化物半導体島構造３ではなく、基板に対して垂直なファセット面と基板に対して平行なファセット面とからなる島構造が形成される場合もあるが、この場合には窒化物半導体結晶層４表面の転位５が大幅に低減しない。
【００２０】
工程(c) では、窒化物半導体島構造３を基板１の表面と平行な方向に成長させることにより、複数の島構造３を相互に結合させ、平坦な表面を有する窒化物半導体結晶層４を形成する。工程(c) により転位５の伝播方向は基板表面に対して平行な方向に変更される。隣接する窒化物半導体島構造３が相互に結合すると転位がループを形成するので、平坦な結晶層４の表面に現れる転位５は著しく減少する。
【００２１】
以上の工程(a) 〜(c) は同一の成長装置内で連続して行う。一つの成長装置内で連続して結晶を成長させれば、他の装置から移送する場合のように層表面が空気に触れて酸化することがなく、その後に形成する半導体層の結晶性が悪化することもない。
【００２２】
窒化物半導体の結晶成長は気相成長装置内で行うのが好ましく、例えば有機金属気相成長（MOVPE）装置又はハイドライド気相成長（HVPE）装置内で行うのが好ましい。MOVPE法は結晶性のよい窒化物半導体結晶を成長させることができ、HVPE法は結晶成長速度が速いので効率良く窒化物半導体結晶を成長させることができる。なおMOVPE法及びHVPE法自体は公知であるので、それらの実施条件は適宜設定することができる。またMOVPE法とHVPE法とを組み合わせてもよく、まず基板上にMOVPE法により窒化物半導体結晶をエピタキシャル成長させて微結晶粒を形成し（工程(a)）、次いでその上にHVPE法により工程(b) 及び(c) の結晶成長を行うこともできる。
【００２３】
窒化物半導体結晶の成長条件は工程(a) 〜(c) でそれぞれ異なるのが好ましく、結晶成長温度、結晶成長雰囲気圧力、結晶成長速度及び結晶成長雰囲気組成の少なくとも１つが、前記工程(a) 〜(c) でそれぞれ異なるのがより好ましい。
【００２４】
(a) 微結晶粒形成工程
この工程では窒化物半導体からなる微結晶粒を基板上に形成する。基板には窒化物半導体と格子定数及び熱膨張係数が近い材料を用いるのが好ましく、具体的には(1) 窒化物半導体、サファイア、炭化珪素、珪素、酸化亜鉛、LiGaO₂又はLiAlO₂からなる基板を用いるか、(2) 窒化物半導体、サファイア、炭化珪素、珪素、酸化亜鉛、LiGaO₂又はLiAlO₂からなる基板本体の表面に窒化物半導体層を形成してなる複合基板を用いるのが好ましい。基板又は基板本体はサファイアであるのが好ましい。
【００２５】
成長する窒化物半導体の結晶性を乱さないために、基板の表面粗さはTTV（Total Thickness Variation）で５μm以下であるのが好ましい。基板の結晶成長面はＣ面±５°以内の面又はＡ面±５°以内の面とするのが好ましい。基板の面方位がＣ面±５°以内の面（Ｃ面又はＣ面から５°以内で傾いた面）又はＡ面±５°以内の面（Ａ面又はＡ面から５°以内で傾いた面）のいずれかであれば、基板上における窒化物半導体のエピタキシャル成長を、結晶性の良いエピタキシャル層が得られるＣ面成長とすることができる。基板の厚さは、基板に用いる材料及び結晶成長手順を考慮して適宜選択するが、線膨張係数の差に起因する反りを防ぐため、サファイア基板の場合500μm以下であるのが好ましい。
【００２６】
基板が(1) に挙げた材料からなる場合の工程(a) は、工程(b) 及び(c) における結晶成長温度よりも低い成長温度Tg₁で基板上に窒化物半導体結晶バッファ層を形成する工程と、窒化物半導体結晶バッファ層をその結晶成長温度よりも高温で熱処理することにより微結晶粒を形成する工程とを含むのが好ましい。Tg₁は400〜800℃とするのが好ましい。Tg₁が400℃より低いとバッファ層が成長しにくいので好ましくない。またTg₁が800℃より高いと単結晶の窒化物半導体結晶バッファ層が形成されてしまい、微結晶粒とするのが困難なので好ましくない。続いて熱処理することにより窒化物半導体結晶バッファ層を微結晶粒化するが、このとき800〜1200℃の範囲まで昇温するのが好ましい。
【００２７】
(2) の複合基板を用いる場合の微結晶粒は、窒化物半導体層側の表面に微細な凹凸を有する複合基板上に窒化物半導体結晶を成長させるか、又は複合基板の窒化物半導体層を構成する原子とその上に成長する窒化物半導体結晶を構成する原子との相互作用を阻害する物質で表面を部分的に覆った複合基板上に窒化物半導体結晶を成長させることにより形成するのが好ましい。
【００２８】
原子間の相互作用を阻害する物質としては珪素、酸素、窒化珪素、酸化珪素又は金属が好ましく用いられる。続いて基板上に窒化物半導体結晶を成長させると、上記の物質で覆われていない領域でのみ結晶が成長して微結晶粒が形成される。結晶成長に気相成長法を用いる場合は、例えばサファイア／GaN複合基板のGaN表面にテトラエチルシラン（TESi）、シラン（SiH₄）等のSiを含むガスを接触させることができる。
【００２９】
複合基板の表面に微細な凹凸を形成するには、窒化物半導体層表面をオゾン雰囲気中に晒すか、窒化物半導体層表面を熱処理するか、又は窒化物半導体層表面に、それに対してエッチング作用を有するガスを接触させるのが好ましい。窒化物半導体層表面を熱処理する方法の好ましい態様によれば、水素雰囲気の結晶成長装置内で複合基板の窒化物半導体層表面を700〜1300℃で５〜15分間熱処理する。一方、ガスにより複合基板の表面をエッチングする場合において、供給するガスは基板表面の材料により異なるが、基板表面がGaNからなる時は塩素系ガス、水素ガス等を用いることができる。窒化物半導体層表面をオゾン雰囲気中に晒す方法を用いる場合、例えば成長装置の外で層表面をオゾン雰囲気中に５〜15分間晒すのが好ましい。
【００３０】
(2) の複合基板を用いる場合は、上記のようにして得た複合基板表面の凹凸を核として、窒化物半導体の微結晶粒を形成する。この場合、工程(a) は複合基板を成長装置内に載置し、800〜1300℃で成長装置内に原料ガスを導入することにより窒化物半導体結晶を成長させ、窒化物半導体からなる微結晶粒を形成する工程であるのが好ましい。
【００３１】
結晶は必ずしも平坦な層状に成長するとは限らないが、供給した原料が基板上に平坦な層状に成長した場合の厚さをt_FLとして各層の厚さを示す。基板上の微結晶粒の高さは、t_FLが0.01〜0.1μmとなるように設定するのが好ましい。
【００３２】
基板上に形成する窒化物半導体の微結晶粒は、In_nGa_1-nN（0＜n≦0.3）からなるのが好ましい。単結晶からなる微結晶粒の形成を容易にして、転位密度の低い窒化物半導体結晶層を得る観点から、ｎは0.02〜0.2であるのがより好ましい。また窒化物半導体島構造及び窒化物半導体結晶層にGaNを用いる場合は、微結晶粒もGaNを用いて形成することにより材料の不整合をなくし、結晶性を向上させることができる。
【００３３】
(b) 窒化物半導体島構造の形成工程（工程(b) ）及び結合工程（工程(c) ）
窒化物半導体島構造は、基板の表面に対して傾斜した複数のファセット面を有する。この島構造は基板との接触面積が大きいために転位が導入される。発生した転位は基板との界面に対して垂直方向に伝播し、たとえエピタキシャル層を厚くしても転位の低減は見られない。しかし本発明においては、窒化物半導体島構造が基板表面と平行な方向にさらに成長して窒化物半導体結晶層を形成するので、転位の伝播方向が基板表面に対して平行方向に変化する。そして窒化物半導体結晶層が十分に厚くなると、転位は結晶の端に出るか閉ループを形成するので、層表面に現れる転位が大幅に減少する。
【００３４】
窒化物半導体島構造と工程(c) で形成される前記窒化物半導体結晶層とは、同じ組成を有していても異なる組成を有していても良い。同じ組成を有する場合は両者ともGaNからなるのが好ましく、窒化物半導体結晶層に格子不整合が生じるのを抑えることができる。
【００３５】
一方、窒化物半導体島構造と窒化物半導体結晶層とを異なる組成にすれば、格子歪を導入して転位伝播方向を効果的に制御し、結晶層表面の転位密度を低減することができる。この場合、窒化物半導体島構造と窒化物半導体結晶層とはいずれもIn_xAl_yGa_zN（x≧0、y≧0、z≧0、x＋y＋z＝1）により表される組成を有するが、In及び／又はAlの含有量が異なっているのが好ましい。窒化物半導体島構造から基板表面と平行な方向に成長する窒化物半導体結晶層は、Al_yGa_1-yN（0＜y≦1）により表される組成を有する層とGaNにより表される組成を有する層とからなるのが好ましい。Al_yGa_1-yN（0＜y≦1）からなる層では、0＜ｙ≦0.2とするのがより好ましい。
【００３６】
図２は、窒化物半導体島構造と窒化物半導体結晶層とが異なる組成を有する場合の好ましい一実施形態による窒化物半導体結晶の断面構造を示す。基板１上に形成された窒化物半導体からなる微結晶粒２の上に、まずGaNからなる島構造６を形成し、次にAl_yGa_1-yN（0＜y≦1）からなる窒化物半導体結晶層７を島構造６から基板表面と平行な方向にt_FLが200 nm以下となる厚さに形成し、さらにGaNからなる窒化物半導体結晶層８を形成する。ここで、Al_yGa_1-yN（0＜y≦1）からなる窒化物半導体結晶層７がt_FL200 nmとなる厚さを超えると、GaNからなる窒化物半導体結晶層８との間に格子不整合が生じ、かえって転位密度が増加してしまうことがあるので好ましくない。
【００３７】
工程(b) 及び(c) において重要なのは、窒化物半導体島構造のファセット面が基板表面に対して傾斜していることと、窒化物半導体島構造を相互に結合させて窒化物半導体結晶層の表面を平坦にすることである。そのために、窒化物半導体の結晶成長温度、結晶成長雰囲気圧力、結晶成長速度及び結晶成長雰囲気組成の少なくとも１つを調節するのが好ましく、具体的には、
(1) 工程(b) における結晶成長温度を工程(c) における結晶成長温度より低くする結晶成長条件、
(2) 工程(b) における結晶成長雰囲気中の水素濃度を工程(c) における結晶成長雰囲気中の水素濃度より高くする結晶成長条件、
(3) 工程(b) における結晶成長雰囲気圧力を工程(c) における結晶成長雰囲気圧力より高くする結晶成長条件、及び
(4) 工程(b) における結晶成長速度を工程(c) における結晶成長速度より遅くする結晶成長条件の少なくとも１つにより、窒化物半導体結晶を成長させるのが好ましい。工程(b) 及び(c) を気相成長装置内で行う場合は、雰囲気中の水素濃度及び圧力を容易に調節できる。
【００３８】
工程(b) における結晶成長温度Tg₂は、好ましくは800〜1050℃であり、より好ましくは850〜950℃である。工程(c) における結晶成長温度Tg₃は好ましくは1050〜1200℃であり、より好ましくは1050〜1150℃である。工程(b) における結晶成長雰囲気中の水素濃度は10％以上であるのが好ましく、50％以上であるのがより好ましい。工程(c) における結晶成長雰囲気中の水素濃度は０〜50％であるのが好ましく、０〜30％であるのがより好ましい。雰囲気圧力については、工程(b) の結晶成長において40 〜 107 kPaであるのが好ましく、80 〜 107 kPaであるのがより好ましい。工程(c) における結晶成長雰囲気圧力は9.3 〜 20 kPaであるのが好ましく、9.3 〜 13.3 kPaであるのがより好ましい。工程(b) における結晶成長速度は0.1〜４μm/hr.であるのが好ましく、0.1〜２μm/hr.であるのがより好ましい。工程(c) における結晶成長速度は２〜８μm/hr.であるのが好ましく、４〜８μm/hr.であるのがより好ましい。
【００３９】
窒化物半導体結晶の島状成長や、基板と平行方向の成長を添加物により促進させるのが好ましい。窒化物半導体島構造の形成を促進する物質として好ましいのはIn、Al及びSiである。平坦な表面を有する窒化物半導体結晶層を得るために好ましい物質はMgである。これらは１×10¹⁶〜５×10²⁰ cm^-3の割合で各層に添加するのが好ましい。
【００４０】
窒化物半導体島構造の厚さは、t_FLが0.1〜１μmとなるようにするのが好ましく、窒化物半導体結晶層の厚さは、t_FLが１〜10μmとなるようにするのが好ましい。
【００４１】
[2] 窒化物半導体ウエハ及び窒化物半導体デバイス
本発明の窒化物半導体ウエハは、上記本発明の製造方法により得られた窒化物半導体結晶の上に複数の半導体層が形成されていることを特徴とする。本発明の製造方法によれば、窒化物半導体結晶の表面全体における転位密度を1×10⁹ cm^-2以下とすることができるので、高性能の窒化物半導体ウエハが得られる。基板上の窒化物半導体結晶層（テンプレート）の上に設ける半導体層は、半導体ウエハの用途により適宜選択する。また半導体層は、テンプレートと同一の成長装置内で連続して形成してもよいし、テンプレートととは異なる成長装置内で形成してもよい。本発明の半導体ウエハは、半導体層形成の他に研削、エッチング、熱処理等を施して製造してもよい。
【００４２】
本発明の半導体デバイスは、本発明の窒化物半導体ウエハを用いて構成されたことを特徴とする。本発明の窒化物半導体ウエハに真空蒸着、スパッタリング等による電極の形成、表面酸化、ドーピング、フォトリソグラフィ、エッチング、洗浄、ダイシング、組み立て等を施すことにより、高電子移動度トランジスタ(HEMT)、電界効果トランジスタ(FET)等のトランジスタ、発光ダイオード(LED)等の窒化物半導体デバイスを得ることができる。
【００４３】
【実施例】
本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。
実施例１
図３は、本実施例における結晶成長時の温度変化を示すグラフである。直径50 mm及び厚さ330μmのＣ面サファイア基板をMOVPE装置内に導入し、水素雰囲気中で1200℃に加熱することにより基板表面の酸化物等を除去した後（水素クリーニング）、サファイア基板の温度を500℃に下げた。Inの原料としてトリメチルインジウム(TMI)ガス、Gaの原料としてトリメチルガリウム(TMG)ガス、Nの原料としてアンモニア(NH₃)ガスをそれぞれ用い、キャリアガスには水素／窒素からなる混合ガス又は水素ガスを用いて窒化物半導体結晶を成長させた。エピタキシャル成長の手順は以下の通りである。
【００４４】
まず窒化物半導体からなる微結晶粒を形成した（工程(a)）。原料ガスとしてTMIガスを11μmol／分、TMGガスを380μmol／分及びNH₃ガスを10 slmの速度で供給し、キャリアガスとしてH₂ガスを140 slmの速度で供給した。結晶成長温度Tg₁を500℃として、In_0.03Ga_0.97Nからなる窒化物半導体結晶をt_FLが20 nmとなる厚さに成長させ、得られた窒化物半導体結晶バッファ層を直ちに1050℃まで昇温することにより、基板上に微結晶粒を形成した。
【００４５】
次に微結晶粒を核として結晶を成長させ、窒化物半導体島構造を形成した（工程(b)）。工程(b) では原料ガスとしてTMGガスを850μmol／分及びNH₃ガスを20slmの速度で供給し、キャリアガスとしてH₂ガスを20 slm及びN₂ガスを60 slmの速度で供給した。成長装置内の雰囲気圧力は101 kPaであった。結晶成長温度Tg₂を試料ごとに800〜1050℃の範囲で変更し、GaNからなる窒化物半導体島構造をそれぞれ形成した。島構造はt_FLが600 nmとなる厚さにした。さらに原料及びキャリアガスは工程(b) と同じままで成長温度Tg₃を1100℃とし、t_FLが2000 nmとなるまで窒化物半導体島構造から基板表面と平行な方向に窒化物半導体結晶層を成長させた（工程(c)）。
【００４６】
図５は、各結晶成長温度Tg₂において形成された窒化物半導体島構造の表面を示す電子顕微鏡写真である。図５から明らかなように、Tg₂が1050℃の場合は表面に見られる窒化物半導体島構造の数が少なく、平坦な部分が存在している。しかし平坦な表面の割合はTg₂の低下にともなって減少しており、Tg₂が900℃では表面全体を多角錐状の窒化物半導体島構造が覆っている。
【００４７】
また得られた窒化物半導体結晶層の表面を電子顕微鏡で観察してピットの数を測定し、転位密度を算出した。図６は結晶成長温度Tg₂と転位密度との関係を示すグラフである。Tg₂が900〜1050℃の範囲では、Tg₂の低下にともない転位密度が減少した。Tg₂の低下にともない、工程(b) における窒化物半導体島構造の形成が促進されて窒化物半導体結晶表面の平坦部分が減少し、基板表面に対して傾斜したファセット面の占める割合が増加したためであると考えられる。Tg₂が900℃より低くなると、かえって転位密度が増加したが、これは結晶の成長温度が低すぎるためにGaNの結晶性が悪化したことが原因である。Tg₂が900℃の時の転位密度は6.3×10⁸ cm^-2であって、800℃≦Tg₂≦1050℃の範囲において最小であった。このことから、Tg₂が900℃程度であると全体に窒化物半導体島構造が形成され、転位密度を低減できることが分かった。また従来の２段階成長法により形成したGaN層の転位密度は10⁹ cm^-2程度であるので、本実施例では従来と比較して大幅な転位密度の低減に成功したと言うことができる。
【００４８】
実施例２
工程(b) における結晶成長雰囲気中の水素濃度と転位密度との関係を調べた。工程(b) において、キャリアガス中のH₂ガスとN₂ガスの比率を変化させるとともに、結晶成長温度Tg₂を900℃に固定した以外は実施例１と同様にして、基板上に窒化物半導体結晶を成長させ、得られた窒化物半導体結晶層表面の転位密度を調べた。この時キャリアガスの総流量（80 slm）は一定のまま、H₂ガスの濃度を０〜100％の範囲で変化させた。図７は、雰囲気中の水素濃度と転位密度との関係を示すグラフである。図７から明らかなように、水素濃度の上昇とともに転位密度が減少し、水素濃度が100％の場合に転位密度は5.2×10⁸ cm^-2となった。結晶成長雰囲気中の水素濃度が高いほど窒化物半導体島構造の形成が促進され、基板表面に対して平行な結晶面の割合が減少するためであると考えられる。
【００４９】
実施例３
工程(c) における結晶成長温度Tg₃と転位密度との関係を調べた。Tg₃を変化させるとともに、工程(b) における結晶成長雰囲気中の水素濃度を100％とした以外は実施例２と同様にして、基板上に窒化物半導体結晶を成長させ、得られた窒化物半導体結晶層表面の転位密度を調べた。図８は、結晶成長温度Tg₃と転位密度との関係を示すグラフである。図８から明らかなように、Tg₃の上昇にともない転位密度が減少し、Tg₃が1120℃の時に転位密度が3.8×10⁸ cm^-2となった。工程(c) において成長する窒化物半導体結晶層の成長温度が高いほど横方向成長が促進され、転位の伝播方向を変える効果が大きくなると考えられる。
【００５０】
実施例４
工程(c) における結晶成長雰囲気圧力と転位密度との関係を調べた。工程(c)において、キャリアガスの流量を変化させることにより成長装置内の雰囲気圧力を変化させるとともに、結晶成長温度Tg₃を1120℃に固定した以外は実施例３と同様にして、基板上に窒化物半導体結晶を成長させ、得られた窒化物半導体結晶層表面の転位密度を調べた。図９は、工程(c) における結晶成長雰囲気圧力と転位密度との関係を示すグラフである。図９から明らかなように、雰囲気圧力の低下にともない転位密度が減少し、雰囲気圧力が10 kPaの場合に転位密度が３×10⁸ cm^-2となった。工程(c) において雰囲気圧力が低いほど横方向の成長が促進され、転位の伝播方向を変える効果が大きくなると考えられる。
【００５１】
実施例５
窒化物半導体島構造と窒化物半導体結晶層とが異なる組成を有する場合の転位密度を調べた。図２に示すように、窒化物半導体島構造から基板表面と平行な方向に成長する窒化物半導体結晶層をAl_yGa_1-yN（0＜y≦1）とGaNとの積層構造とするとともに、工程(c) における結晶成長雰囲気圧力を10 kPaに固定した以外は実施例４と同様にして、基板上に窒化物半導体結晶を成長させ、得られた窒化物半導体結晶層表面の転位密度を調べた。本実施例においては、工程(c) でAlの原料であるトリメチルアルミニウム(TMA)を他の原料ガスに加えて供給し、ｙが0.05、0.2又は１であるAl_yGa_1-yNからなる窒化物半導体結晶を10〜200 nm成長させた後、GaNからなる窒化物半導体結晶を2000 nm成長させた。
【００５２】
図10は、それぞれのｙについてAl_yGa_1-yN層の厚さt_FLと転位密度との関係を示すグラフである。ｙが0.05の場合はAl_yGa_1-yN層（Al_0.05Ga_0.95N層）の厚さが増加すると転位密度が徐々に減少し、厚さがt_FL200 nmの時は転位密度が2.4×10⁸ cm^-2となった。島構造の表面で組成の異なる材料が接することにより格子歪が導入されて転位の伝播方向が変わり、表面の転位密度が減少したと考えられる。ｙが0.2の場合は、Al_yGa_1-yN層（Al_0.2Ga_0.8N層）がt_FL10〜50 nmの範囲において厚さの増加にともない転位密度が減少した。t_FLが50 nmとなる厚さの時に転位密度は２×10⁸ cm^-2となったが、Al_0.2Ga_0.8N層が50 nmより厚くなるとかえって転位密度が増加した。ｙが１の場合、即ちAlNを成長させた場合にも厚さがt_FLで10 nmの時に転位密度が1.5×10⁸ cm^-2となったが、厚さの増加にともない転位密度が急激に増加した。ｙが0.2以上の場合には、次に成長させるGaNとの間の格子不整合に起因する新たな転位が発生しやすいため、Al_yGa_1-yN層が厚いと転位密度がかえって増加してしまうと考えられる。
【００５３】
実施例６
窒化物半導体結晶層へのMgの添加と転位密度との関係を調べた。工程(c) において、Mgの原料であるビシクロペンタジエニルマグネシウムガスを他の原料ガスに加えて供給するとともに、工程(c) における結晶成長雰囲気圧力を10 kPaに固定した以外は実施例４と同様にして、基板上に窒化物半導体結晶を成長させ、得られた窒化物半導体結晶層表面の転位密度を調べた。基板表面と平行な方向に成長する窒化物半導体結晶にMgを５×10²⁰cm^-3の割合で添加すると、転位密度は１×10⁸ cm^-2となった。Mgが結晶の横方向成長を促進するため、転位の伝播方向を変える効果が大きくなって表面の転位密度が低減したと考えられる。
【００５４】
実施例７
窒化物半導体島構造へのSiの添加と、窒化物半導体結晶層表面の転位密度との関係を調べた。工程(b) において、Siの原料であるテトラエチルシラン(TESi)を他の原料ガスに加えて供給した以外は実施例６と同様にして、基板上に窒化物半導体結晶を成長させ、得られた半導体層表面の転位密度を調べた。窒化物半導体島構造中にSiを５×10¹⁹ cm^-3の割合で添加すると、窒化物半導体結晶層表面の転位密度は８×10⁷ cm^-2となった。Siが結晶の島状成長を促進し、基板表面に対して平行な結晶面の割合を減少させたと考えられる。
【００５５】
実施例８
窒化物半導体からなる微結晶粒の組成と転位密度との関係を調べた。微結晶粒の組成をIn_nGa_1-nNとしてｎを変化させるとともに、工程(b) における結晶成長温度Tg₂を900℃に固定した以外は実施例１と同様にして、基板上に窒化物半導体結晶を成長させ、得られた窒化物半導体結晶層表面の転位密度を調べた。図11は、In_nGa_1-nNのｎと転位密度との関係を示すグラフである。ｎが０の場合、即ち微結晶粒がGaNからなる場合にも従来の２段階成長法により得られた窒化物半導体結晶層の転位密度（10⁹ cm^-2程度）より低転位密度の窒化物半導体結晶層を得られたが、ｎが0.02〜0.2の範囲ではさらに転位密度が低下して６×10⁸ cm^-2程度となった。ｎが0.2より大きくなると転位密度は増加に転じ、ｎが0.4より大きい場合は１×10⁹ cm^-2以上の転位密度となった。In_nGa_1-nNにおけるIn比が微結晶粒の密度に影響を与え、その結果窒化物半導体結晶層表面の転位密度が変化したと考えられる。
【００５６】
実施例９
表面に微細な凹凸を有する基板を用いて窒化物半導体の微結晶粒を形成した。MOVPE法によりＣ面サファイア基板上にGaN結晶を2000 nm成長させて複合基板を形成した（GaN表面の転位密度：１×10⁹ cm^-2）。得られた複合基板をオゾン雰囲気中に10分間晒すことによりGaN表面に微細な凹凸を形成した後、MOVPE法を用いて1000℃の成長温度でGaN結晶をt_FL20 nmの厚さに成長させ、微結晶粒を形成した。得られた微結晶粒の上に、結晶成長温度Tg₂を900℃に固定した以外は実施例１と同様にして、窒化物半導体島構造及び窒化物半導体結晶層を形成した。得られた窒化物半導体結晶層の表面における転位密度は７×10⁸ cm^-2であった。
【００５７】
実施例 10
MOVPE法を用いてＣ面サファイア基板上にGaN結晶を2000 nm成長させて複合基板を形成した（GaN表面の転位密度：１×10⁹ cm^-2）。水素雰囲気のMOVPE装置内において、得られた複合基板を10分間1000℃に加熱してGaN表面に微細な凹凸を形成した後、1000℃の成長温度でGaN結晶をt_FL20 nmの厚さに成長させることにより、窒化物半導体からなる微結晶粒を形成した。得られた微結晶粒の上に、結晶成長温度Tg₂を900℃に固定した以外は実施例１と同様にして、窒化物半導体島構造及び窒化物半導体結晶層を形成した。得られた窒化物半導体結晶層の表面における転位密度は５×10⁸ cm^-2であった。
【００５８】
実施例 11
Siで表面を部分的に覆った基板を用いて、窒化物半導体の微結晶粒を形成した。MOVPE法を用いてＣ面サファイア基板上にGaN結晶を2000 nm成長させて複合基板を形成し（GaN表面の転位密度：１×10⁹ cm^-2）、GaN表面に１mmolのテトラエチルシラン(TESi)を接触させた。これにより、Siが成長雰囲気中に存在するNH₃と反応し、複合基板のGaN表面を部分的に覆う窒素珪素膜が形成された。次に、MOVPE法を用いて複合基板上に1100℃の成長温度でGaN結晶を成長させたところ、基板表面のうち窒化珪素で覆われていない部分に選択的に結晶が成長して微結晶粒が形成された。結晶成長温度Tg₂を900℃に固定した以外は実施例１と同様にして、得られた微結晶粒の上に窒化物半導体島構造及び窒化物半導体結晶層を形成した。得られた窒化物半導体結晶層の表面における転位密度は５×10⁷ cm^-2であった。
【００５９】
実施例 12
窒化物半導体結晶の成長速度と転位密度との関係を調べた。工程(b) においてTMGガス及びNH₃ガスからなる原料ガスの流量を半減させるとともに、結晶成長温度Tg₂を900℃に固定した以外は実施例１と同様にして、基板上に窒化物半導体結晶を成長させ、得られた窒化物半導体結晶層表面の転位密度を調べた。工程(c) における原料ガスの流量は実施例１と同じなので、工程(b) における結晶成長の速度は工程(c) における速度の半分となった。得られた窒化物半導体結晶層の表面における転位密度は３×10⁸ cm^-2であった。工程(b) において結晶の成長速度が小さいと、基板表面に対して傾斜したファセット面を有する窒化物半導体島構造の形成が促進されると考えられる。
【００６０】
実施例13
工程(c) における結晶成長雰囲気圧力を10 kPaに固定した以外は実施例４と同様にして、窒化物半導体の微結晶粒からなる低温バッファ層12、表面の転位密度が３×10⁸cm^-2であるアンドープGaN層13をサファイア基板11上に形成した。図12に示すように、アンドープGaN層13上にn-GaN層14（厚さ３μm）、InGaN／GaN多重量子井戸層15（InGaNの厚さ２nm、GaNの厚さ５nm）、p-AlGaN層16（厚さ２μm）、p-InGaNコンタクト層17（厚さ0.05μm）を順次形成し、窒化物半導体ウエハを作製した。その後、得られたウエハの表面をRIE（Reactive Ion Etching）により部分的に除去し、n-GaN層14の一部を露出させてTi／Al電極19を形成した。さらにp-InGaNコンタクト層17上にNi／Au電極18を形成して、発光ダイオード(LED)を作製した。
【００６１】
また従来の２段階成長法によりアンドープGaN層（転位密度１×10⁹ cm^-2）を形成した以外は、本実施例と同様にして比較用のLEDを作製した。得られた各LEDに20 mAの電流を通電したところ、本発明の実施例によるLEDの発光出力は13 mWであったのに対し、比較用のLEDの発光出力は５mWであった。このことから、本発明により得られた低転位密度のアンドープGaN層を用いた発光デバイスは、従来の２段階成長法により得られたアンドープGaN層を用いた発光デバイスに比べて、格段に優れた特性を有していることが分かった。
【００６２】
実施例14
工程(c) における結晶成長雰囲気圧力を10 kPaに固定するとともに、アンドープGaN層23の厚さを３μmとした以外は実施例４と同様にして、窒化物半導体の微結晶粒からなる低温バッファ層22、表面の転位密度が３×10⁸cm^-2であるアンドープGaN層23をサファイア基板21上に形成した。図13に示すように、アンドープGaN層23上にアンドープAlGaN層24（厚さ0.01μm）、n-AlGaN層25（厚さ0.02μm）、アンドープAlGaN層26（厚さ0.01μm）を順次形成し、窒化物半導体ウエハを作製した。得られたウエハ上に、フォトリソグラフィ及び真空蒸着プロセスを用いてソース電極27、ゲート電極28及びドレイン電極29を形成し、高電子移動度トランジスタ(HEMT)を作製した。
【００６３】
また従来の２段階成長法により形成したアンドープGaN層（転位密度１×10⁹ cm^-2）を用いた以外は、本実施例と同様にして比較用のHEMTを作製した。得られた各HEMTの直流伝達特性を調べたところ、本発明の実施例によるHEMTの相互コンダクタンスは215 mS/mmであり、比較用のHEMTの相互コンダクタンスは82 mS/mmであった。本発明の実施例によるHEMTは、比較用のHEMTに比べてアンドープGaN層表面における転位密度が小さいためゲートリーク電流が減少し、ゲート電圧による２次元電子密度の制御性が向上したと考えられる。
【００６４】
以上実施例により本発明を詳細に説明したが、本発明はそれらに限定されず、本発明の技術的思想の範囲内で種々の変更を施すことができる。例えばMOVPE法を用いたエピタキシャル成長について主に記載してきたが、本発明はこれに限定されず、HVPE法により窒化物半導体結晶を成長させることもできる。
【００６５】
【発明の効果】
以上詳述した通り、本発明の窒化物半導体結晶の製造方法によれば、基板表面に対して傾斜した複数のファセット面を有する窒化物半導体島構造の表面において転位の伝播方向が変化するので、転位密度の小さな窒化物半導体結晶層を基板の全面にわたって形成することが可能となる。従って、本発明の製造方法によって得られた窒化物半導体結晶を用いて、優れたデバイス特性及び安定性を有する窒化物半導体デバイスを得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 各工程における窒化物半導体結晶の断面構造を示す概略図であり、(a) は微結晶粒形成工程を示し、(b) は窒化物半導体島構造の形成工程を示し、(c) は窒化物半導体島構造の結合工程を示す。
【図２】 工程(b) で異なる組成を有する２種類の窒化物半導体結晶を成長させた場合の各工程における窒化物半導体結晶の断面構造を示す概略図であり、(a) は微結晶粒形成工程を示し、(b) は窒化物半導体島構造の形成工程を示し、(c) は窒化物半導体島構造の結合工程を示す。
【図３】 本発明の一実施例による結晶成長時の温度変化を示すグラフである。
【図４】 従来の２段階成長法による結晶成長時の温度変化を示すグラフである。
【図５】 各結晶成長温度Tg₂において形成された窒化物半導体島構造表面を示す電子顕微鏡写真である。
【図６】 工程(b) における結晶成長温度Tg₂と転位密度との関係を示すグラフである。
【図７】 工程(b) における結晶成長雰囲気中の水素濃度と転位密度との関係を示すグラフである。
【図８】 工程(c) における結晶成長温度Tg₃と転位密度との関係を示すグラフである。
【図９】 工程(c) における結晶雰囲気圧力と転位密度との関係を示すグラフである。
【図１０】 Al_yGa_1-yN層の厚さと転位密度との関係を示すグラフである。
【図１１】 微結晶粒を形成するIn_nGa_1-nNのｎと転位密度との関係を示すグラフである。
【図１２】 本発明の一実施例による発光ダイオードの断面構造を示す概略図である。
【図１３】 本発明の一実施例による高電子移動度トランジスタの断面構造を示す概略図である。
【符号の説明】
１・・・基板
２・・・微結晶粒
３、６・・・窒化物半導体島構造
４・・・窒化物半導体結晶層
５・・・転位
７・・・Al_yGa_1-yN（0＜y≦1）からなる窒化物半導体結晶層
８・・・GaNからなる窒化物半導体結晶層
11、21・・・サファイア基板
12、22・・・低温バッファ層
13、23・・・アンドーブGaN層
14・・・n-GaN層
15・・・InGaN／GaN多重量子井戸層
16・・・p-AlGaN層
17・・・p-InGaNコンタクト層
18・・・Ni／Au電極
19・・・Ti／Al電極
24、26・・・アンドープAlGaN層
25・・・n-AlGaN層
27・・・ソース電極
28・・・ゲート電極
29・・・ドレイン電極

Claims (21)

1. (a) 窒化物半導体、サファイア、炭化珪素、珪素、酸化亜鉛、 LiGaO ₂ 又は LiAlO ₂ からなる基板本体の表面に窒化物半導体層を形成してなる複合基板上に窒化物半導体からなる微結晶粒を形成する工程と、(b) 前記微結晶粒を核として、前記基板の表面に対して傾斜した複数のファセット面を有する窒化物半導体島構造を形成する工程と、(c) 前記窒化物半導体島構造を前記基板の表面と平行な方向に成長させることにより複数の前記窒化物半導体島構造を相互に結合させ、もって平坦な表面を有する窒化物半導体結晶層を形成する工程とを有する窒化物半導体結晶の製造方法であって、前記複合基板は、オゾン雰囲気中に晒す、熱処理する、又はエッチング作用を有するガスを接触させることにより、前記窒化物半導体層側の表面に微細な凹凸を形成したものであり、前記微結晶粒は高さ t _FL （供給した原料が基板上に平坦な層状に成長した場合の高さ）が 0.01 〜 0.1 μ m であり、前記工程(a) 〜(c) を同一の成長装置内で連続して行うことを特徴とする窒化物半導体結晶の製造方法。
2. 請求項１に記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、前記工程(a) は、前記複合基板を成長装置内に載置し、前記成長装置内に原料ガスを導入することにより窒化物半導体からなる前記微結晶粒を形成する工程であることを特徴とする方法。
3. 請求項１又は２に記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、窒化物半導体結晶の成長の一部又は全部をMOVPE法又はHVPE法により行うことを特徴とする方法。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、窒化物半導体結晶の成長条件が前記工程(a) 〜(c) でそれぞれ異なることを特徴とする方法。
5. 請求項４に記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、結晶成長温度、結晶成長雰囲気圧力、結晶成長速度及び結晶成長雰囲気組成の少なくとも１つが、前記工程(a) 〜(c) でそれぞれ異なることを特徴とする方法。
6. 請求項５に記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、(1) 前記工程(b) における結晶成長温度を前記工程(c) における結晶成長温度より低くする結晶成長条件、(2) 前記工程(b) における結晶成長雰囲気中の水素濃度を前記工程(c) における結晶成長雰囲気中の水素濃度より高くする結晶成長条件、(3) 前記工程(b) における結晶成長雰囲気圧力を前記工程(c) における結晶成長雰囲気圧力より高くする結晶成長条件、及び(4) 前記工程(b) における結晶成長速度を前記工程(c) における結晶成長速度より遅くする結晶成長条件の少なくとも１つにより、窒化物半導体結晶を成長させることを特徴とする方法。
7. 請求項６に記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、前記工程(b)における結晶成長温度が800〜1050℃であり、前記工程(c)における結晶成長温度が1050〜1200℃であることを特徴とする方法。
8. 請求項６に記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、前記工程(b)における結晶成長雰囲気中の水素濃度が50％以上であり、前記工程(c)における結晶成長雰囲気中の水素濃度が0〜30％であることを特徴とする方法。
9. 請求項６に記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、前記工程(b)における結晶成長雰囲気圧力が40 〜 107 kPaであり、前記工程(c)における結晶成長雰囲気圧力が9.3 〜 20 kPaであることを特徴とする方法。
10. 請求項６に記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、前記工程(b)における結晶成長速度が0.1〜4μm/hrであり、前記工程(c)における結晶成長速度が2〜8μm/hrであることを特徴とする方法。
11. 請求項１〜10のいずれかに記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、前記窒化物半導体の微結晶粒がIn_nGa_1-nN（0＜n≦0.3）からなることを特徴とする方法。
12. 請求項１〜11のいずれかに記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、前記窒化物半導体島構造がGaNからなることを特徴とする方法。
13. 請求項１〜12のいずれかに記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、前記工程(c) で形成される前記窒化物半導体結晶層がGaNからなることを特徴とする方法。
14. 請求項１〜12のいずれかに記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、前記窒化物半導体島構造と、前記窒化物半導体島構造から前記基板表面に対して平行な方向に成長する窒化物半導体結晶層とが異なる組成を有することを特徴とする方法。
15. 請求項14に記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、前記窒化物半導体島構造と前記窒化物半導体結晶層とはいずれもIn_xAl_yGa_zN（x≧0、y≧0、z≧0、x＋y＋z＝1）により表される組成を有するが、In及び／又はAlの含有量が異なっていることを特徴とする方法。
16. 請求項15に記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、前記窒化物半導体結晶層は、Al_yGa_1-yN（0＜y≦1）により表される組成を有する層とGaNにより表される組成を有する層とからなることを特徴とする方法。
17. 請求項１〜16のいずれかに記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、前記工程(b) ではIn、Al又はSiを添加した窒化物半導体結晶により前記窒化物半導体島構造を形成することを特徴とする方法。
18. 請求項１〜17のいずれかに記載の窒化物半導体結晶の製造方法において、前記工程(c) ではMgを添加した窒化物半導体結晶により前記窒化物半導体結晶層を成長させることを特徴とする方法。
19. 請求項１〜18のいずれかに記載の窒化物半導体結晶の製造方法により得られた窒化物半導体結晶の上に複数の半導体層が形成されていることを特徴とする窒化物半導体ウエハ。
20. 請求項19に記載の窒化物半導体ウエハにおいて、前記窒化物半導体結晶の表面全体における転位密度が1×10⁹cm^-2以下であることを特徴とする窒化物半導体ウエハ。
21. 請求項19又は20に記載の窒化物半導体ウエハを用いて構成されたことを特徴とする窒化物半導体デバイス。

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