JP4003802B2

JP4003802B2 - 窒化ガリウム結晶の成長方法

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Publication number: JP4003802B2
Application number: JP2006215148A
Authority: JP
Inventors: 健作元木; 拓司岡久; 直樹松本
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 2006-08-08
Filing date: 2006-08-08
Publication date: 2007-11-07
Anticipated expiration: 2019-09-28
Also published as: JP2007001861A

Description

この発明は、３−５族化合物半導体からなる発光ダイオード（ＬＥＤ）、レ−ザ（ＬＤ）などの発光デバイスなどに用いられるＧａＮ単結晶の成長方法に関する。

３−５族窒化物系半導体（ＧａＮ、ＧａＩｎＮ）を用いた発光デバイスは、青色ＬＥＤなどで既に実用化されている。広いＧａＮ基板が得られないため、窒化物半導体発光デバイスは、基板としてもっぱらサファイアが用いられてきた。サファイア（Ａｌ_２Ｏ_３）は（０００１）面が６回対称性を持ち、その上にＧａＮ単結晶の薄膜が成長する。サファイア上のＧａＮ薄膜、ＧａＩｎＮ薄膜は転位が極めて多い。が、それでも青色ＬＥＤとして利用でき寿命も長い。サファイアは化学的にも物理的にも堅牢であり耐熱性もある。非常に硬く安定な基板材料である。このような長所があるからＧａＩｎＮ系青色ＬＥＤの基板として、サファイア基板が独占的に使われる。

ところがサファイア基板には次のような問題点がある。サファイア基板には劈開面がない。しかも極めて硬い材料である。ウエハ上に多数のＬＥＤ素子を製造しチップに分割するとき通常の半導体のように劈開面で自然に割るというわけにいかない。機械的手段（ダイシング）でウエハを縦横に切断してチップとするしかない。ダイシング工程がコストを押し上げる。半導体レ−ザとする場合はさらに劈開によって反射面を作成することができない。そのため品質面で問題があった。さらに反射面作製のためのコスト高を招くという欠点があった。さらにサファイアは絶縁性基板である。

これもさまざまな問題を引き起こす。絶縁性だから、通常のＬＥＤのように基板底面を電極とすることができない。ためにデバイスの上下面に電極を作るということができない。デバイスの一部をエッチングで除去しＧａＮ下層部を露出させ、これをｎ電極とする必要がある。リードと電極の接続のために２回ワイヤボンディングしなければならない。下側電極を取り付ける半導体層には横方向に電流が流れるが抵抗を下げるためある程度の層の厚みがなくてはならない。ために下側半導体層が厚くなる。また電極が同一面に二つ作製されるから大きいチップ面積が必要になる。このようなわけでサファイア基板上のＧａＮデバイスはコスト高になっている。

これらサファイア基板の問題を解決するためにＳｉＣ基板を使うことが提案されたこともある。ＳｉＣ単結晶は劈開面がありここから自然劈開できる。ダイシング工程、半導体レ−ザの共振器の問題を解決できるはずである。またＳｉＣは導電性があり下側電極をＳｉＣ基板の底面に設けることができる。電極のためにスペースをとるということはないし、ワイヤボンディングも１回で済む。しかしＳｉＣはサファイアよりずっと高価であり、入手が難しく供給に不安がある。さらにＳｉＣ基板上に成長したＧａＮなど薄膜の結晶性の問題もある。コスト高なのでＳｉＣ基板のＧａＩｎＮ系青色ＬＥＤは今でも殆ど実用化されていない。

結晶性の問題について述べる。サファイア基板、ＳｉＣ基板上にＧａＮ結晶薄膜を成長させるとＧａＮと基板材料との間の格子定数のミスマッチのため転位などの多くの欠陥がエピタキシャル層に導入される。異なる材料であり格子定数が異なるから結晶性が悪いという問題である。現に、現在市販されているサファイア基板のＧａＮ系ＬＥＤデバイスの、エピタキシャル層（ＧａＮ、ＧａＩｎＮなど）には１０^９ｃｍ^−２もの高密度の転位が存在すると言われている。

ＳｉＣ基板の場合は幾分低く、エピタキシャル層には１０^８ｃｍ^−２程度の転位が存在すると言われている。

Ｓｉ、ＧａＡｓなどの半導体の場合そのような高密度の転位があると有効なデバイスとはならない。デバイス作製のためには、Ｓｉは無転位結晶が、ＧａＡｓは低転位結晶が不可欠である。

不思議な事にＧａＮ系薄膜の場合このような高密度の転位があってもＬＥＤとしては正常に機能する。高密度の転位はＧａＮ系ＬＥＤの実用化の妨げになっていない。転位のために劣化が進行するということもない。ＧａＩｎＮ系青色ＬＥＤの場合、高密度転位はＬＥＤ機能上、別段問題にならない。

ＬＥＤとしてはそれでいいのであるが、ＬＤとして用いる場合はそのような多数の欠陥の存在はやはり問題になる。ＬＥＤに比べ格段に高密度の電流を流すＬＤの場合、欠陥が引き金になって格子構造が乱れ、欠陥が増殖するという懸念がある。ＧａＩｎＮ系の青色半導体レ−ザはサファイア基板を用いて作られているが、なお寿命の点で問題がある。それは１０^９ｃｍ^−２もの多数の転位がＧａＩｎＮ系のＬＤの寿命を制限しているのだろう。

これらの点を勘案すると、ＧａＮ半導体デバイスにとって最も理想的な基板は、ＧａＮ単結晶であると本発明者は考える。ＧａＮ単結晶を基板に使えば格子定数ミスマッチの問題はなくなる。またＧａＮは劈開性があるからウエハをチップに切り出す工程が容易になる。レ−ザの場合の共振器ミラー面として利用できる。しかもＧａＮ結晶には導電性があり電極配置が単純化される。このような点でＧａＮ単結晶が基板として最適である。どうしてＧａＮ単結晶が使われなかったかというと実用的なサイズを持った大型のＧａＮ単結晶をこれまで製造することができなかったからである。

固体原料を加熱してもＧａＮの融液にはならず昇華してしまう。ＧａＮ融液というものができないから融液から出発するチョコラルスキー法などが使えない。超高圧化で液相（融液）と固相の平衡状態が存在するはずと言われているが超高圧装置でＧａＮ単結晶を製造することは極めて難しい。たとえＧａＮ単結晶が超高圧装置で合成できたとしても小粒の結晶であって、とても基板としては不適である。大型結晶を平衡状態から作りだすには巨大な超高圧装置が必要で商業ベースにのらない。

本発明者は技術上の問題について検討し、窓付きマスクを通してＧａＮを気相成長させることによって結晶欠陥密度を低減する方法を提案した。これはラテラルオーバーグロース成長法または単にラテラル成長法と呼ばれる。

特願平９−２９８３００号特願平１０−９００８号特願平１０−１０２５４６号電子情報通信学会論文誌ｖｏｌ．Ｊ８１−Ｃ−ＩＩ、Ｎｏ．１、ｐ５８−６４（１９９８年１月）酒井朗、碓井彰「ＧａＮ選択横方向成長による転位密度の低減」応用物理第６８巻第７号ｐ７７４−７７９（１９９９）

特許文献１、２によって本発明者のラテラル成長法を提案している。これはＧａＡｓ基板上にストライプ状窓、ドット状窓を開けたマスクを設け、マスクの上からＧａＮを気相成長させＧａＡｓ基板を除去してＧａＮの結晶を得る方法である。これは１枚のＧａＮ基板を作る手段であるが、

特許文献３にはそのようなＧａＮ基板を種結晶に使って、さらにラテラル成長して厚いＧａＮインゴットを製造しインゴットをスライスして複数枚のＧａＮ基板を作り出す方法を提案している。これら本発明者の新規な方法によって、ＧａＮ単結晶基板の商業ベースでの製造が初めて可能になった。

ＧａＮは劈開面があるからＧａＮを基板に使えば劈開の問題を克服できる。ｎ型ＧａＮ基板があるので、その上にＬＥＤを作り、ｎ型ＧａＮ基板の底部にｎ電極を設けることができる。同一平面上に二つの電極を設ける必要がないからチップ面積を節減できる。ワイヤは一本で済む。このようにＬＥＤ基板としてはこのＧａＮ基板は有用である。ＬＤ基板とする場合劈開面を共振器ミラーとすることができるので好都合である。しかしこのＧａＮ基板はいまだ問題があってＬＤ基板にはできない。

青色、紫色の短波長レ−ザダイオードを実現するには、基板中の欠陥密度をさらに小さくすることが最大の課題であることが明らかになってきた。高い電流密度の過酷な条件で使用するレ−ザダイオードであるから、転位などの欠陥がレ−ザの特性や寿命に悪影響を及ぼすということが明らかになった。特にレ−ザの寿命を延ばすためには、ＧａＮ結晶をさらに低欠陥密度にする必要がある、ということが分かった。

従来の方法では、ストライプ形状のマスクを使用してラテラル成長を行ってもＧａＮ結晶の転位密度（ＥＰＤ）は１×１０^７ｃｍ^−２以下にはならなかった。このようなＧａＮ結晶でもレ−ザは作製できるが、長寿命のＧａＮ系レ−ザを作るにはＧａＮ基板のＥＰＤは１×１０^６ｃｍ^−２以下であることが強く望まれる。現在到達しているレベルよりもさらにＥＰＤを引き下げる必要がある。ここで長寿命というのは１万時間以上の寿命を意味する。

１×１０^６ｃｍ^−２以下の低転位のＧａＮ結晶を提供することが本発明の第１の課題である。そのような低転位ＧａＮ単体基板の製造方法を提供することが本発明の第２の課題である。

上記の課題を解決するため、本発明者は気相成長による結晶成長様式の検討を行った。
ここで従来試みられてきた転位低減のために結晶成長法としてのラテラルオーバーグロース法について振り返ってみた。

ストライプマスク等を使用して、ＧａＮのラテラルオーバーグロースを行った場合のことは、例えば、

非特許文献１、２に記載されている。図１４〜図１７にその工程を示す。

図１４はサファイア基板の上にＧａＮを付けＧａＮの［１１−２０］方向に延びるストライプ窓マスクを設けた状態を示す。図１５のように気相成長が始まるとマスク窓から優先的に選択成長がおこり（１１−２２）面、（−１−１２２）面が優先的に成長する。だから三角形のＧａＮの畝が窓にそって形成される。基板からの転位がＧａＮ薄膜に引き継がれる。細線によって転位の方向を示す。上向きに成長しているから転位も上向きに進む。

窓が埋まったのち、図１６のようにＧａＮはマスク窓からはみ出して横方向に延びて行く。この間高さには大きな変化は見られない。最先端はファセット面（１１−２２）、（−１−１２２）である。これが横方向に成長してゆく。細線で示す転位は横方向に曲がる。

やがて隣接マスク窓からの成長層がマスク窓中間で合体してファセット面が埋め込まれる。隣接窓の中間で転位が集合した面欠陥ができる。図１７に示す。その後ｃ面（０００１）において、二次元的な成長が行われ鏡面状の成長が進行する。もちろん鏡面状の成長を行わせるのは容易でないが平坦平滑なＧａＮ単結晶を作るのが目的であるから成長の途上でも鏡面を維持しつつ成長させなければならないと考えられている。

この場合、窓から横方向にはみ出してマスクの上に成長した部分において、貫通転位密度が小さいことが既に報告されている。前記非特許文献２はその原因を詳しく考察している。非特許文献２の述べるマスクによる転位低減の理由は次のようである。結晶がｃ軸方向に成長する場合、転位もｃ軸方向へ延びてゆく。ｃ軸方向に連続する転位が貫通転位である。ところがマスクの上を横方向（ｃ軸と直角方向）に結晶が成長すると、大体の傾向として転位も横方向に延びる。だからｃ軸に直交する貫通転位が減少するのであろうと考えられる。

先述の報告例非特許文献２では、マスク窓の中で基板に対し垂直に成長した後、横方向に成長し始めるということが述べられている。またマスク上で隣接窓から成長した結晶が合体した部分に面状の欠陥部が形成されるということも述べられている。この面状の欠陥は膜厚が増えるとともに小さくなり、膜厚が１４０μｍ程度以上になると消失するということも非特許文献１に報告されている。だから窓付きマスクを使ったラテラルオーバーグロースによってＧａＮのＥＰＤを一挙に１０^７ｃｍ^−２のオーダーにまで減少させることができた、と述べている。

本発明者も、この様なＧａＮのラテラル成長を行い、成長の詳細な様子を観察し検討した。以降の記述において、通常のエピタキシャル成長で見られる（０００１）面すなわちｃ面での二次元成長と区別するためｃ面以外のファセット面を単にファセット面と呼ぶことにする。

マスク上に延びた結晶は、膜厚が６μｍ程度の時に合体する。その後結晶は上方（ｃ軸方向）に成長する。ｃ面を積み重ねるような二次元的な成長であり平面を維持しながら成長した。表面は鏡面状の平面である。成長膜厚を０．２ｍｍから０．６ｍｍまで変化させてさまざまのＧａＮ膜を成長させた。結晶中の転位密度は幾分低下したが、転位密度が１×１０^７ｃｍ^−２を下回ることはなかった。これでは半導体レ−ザのための基板としてはなお不十分であると言わねばならない。

本発明者は、転位が減らない原因について次のように考えた。上向きの単純な二次元的な成長（平坦性を維持しながらｃ面を重ねてゆく、つまり鏡面成長）を行う限りでは、ｃ面に垂直な方向に転位が延び続けるのみである。上向きに自由に延びるかぎり転位を消滅させるような機構が働かない。だから上向きに厳密に平坦性を維持しながら二次元的成長を行うかぎり一旦発生した転位を消去することができない。

それに非特許文献１、２などで行われている鏡面成長（全表面においてｃ軸方向に等速度で成長させること）はもう一つ問題がある。鏡面成長は成長温度が高すぎて、ＧａＡｓを基板にする場合高熱のためＧａＡｓ基板がぼろぼろに劣化してしまうという難点があった。サファイアを基板にする限り成長温度が高すぎるのは別段問題でないが、ＧａＡｓを基板としようとすると成長温度をもっと下げる必要がある。本発明者はＧａＡｓ基板を用いたい。サファイアより化学的に反応しやすいからＧａＮ成長後簡単にＧａＡｓ基板を除去できる。こういう伏線もあった。

さて、転位の問題に戻る。転位密度を低減するには、一旦発生した転位を消去するような何らかの機構がなければならない。単純に上方に一様速度で鏡面成長するのでは転位が減少しない。

本発明者は、転位の消滅機構を結晶中にもうけ、これを保持したまま結晶成長を行うことによって転位低減が可能になるだろうと考える。

転位消滅機構を発生させ、これを内在させたまま結晶成長を行うことのできる方法について検討した。そして転位を消去する機構を含む結晶成長法を見い出した。それが本発明である。

本発明は平坦面を発生させるのではなくファセット面を生ずるような条件で結晶成長を行い、ファセット面を埋め込むような工夫をせず、最後までファセットが残るようにする。ファセット面が転位を消滅させるのである。

本発明はファセット面に転位消滅機能があるということに初めて気づきファセット面によって転位を減少させるものである。隣接ファセット面は境界を持つがファセット面の境界に転位を集合させ消去する。ファセット面の境界は転位の集合面となるし、転位集合面の交線は転位が集積した多重線となる。ファセット面を利用して転位を減少させると、従来よりも１桁低い１０^６ｃｍ^−２以下の低転位のものを得ることができる。さらに驚くべきことに１０^４ｃｍ^−２〜５×１０^３ｃｍ^−２のような低転位のＧａＮ単結晶をも作製できる。

ここで述べるファセット面というのはｃ面でなく成長方向と直交しない面である。通常の結晶成長では平坦面を維持しながら成長させるようにする。だからファセットが発生するような成長はよくないのである。ところが本発明はその常識を反転させファセットの発生を許容しファセットが結晶成長中に連続して存在するようにして転位を低減するようにする。こうしてこれまで例を見ない低転位のＧａＮ結晶を成長させることができた。これから低転位ＧａＮ基板を製造する事が可能になる。青色、紫色半導体レ−ザ用の基板として最適の結晶基板である。

本発明のＧａＮ成長様式は、次のように記述することができる。
（１）ファセット面を発生させファセット面を消滅させる事なく成長の最後までファセット面を存在させた状態で成長させること。
（２）ファセット面は隣接ファセット面との間に境界を有すること。
（３）複数のファセット面の交点である多重点を有すること。
これによって１０^６ｃｍ^−２以下の低転位ＧａＮ結晶を初めて実現できた。

分かりにくい着想であるから詳しく説明する必要がある。ファセット面というのは成長方向に垂直な面（成長面）以外の面をいう。ここではｃ軸方向に成長させるからｃ面が成長面である。ｃ面以外はファセット面ということになる。以後面や方向を具体的に述べるから、その定義をここできっちりと説明しておこう。

ＧａＮは六方晶系（hexagonal）であるから軸方向や面方位を表すには４つの指数を使う表記方法を採用する。３指数の表記もあるが、ここでは一貫して４指数の表現を用いる。ａ軸、ｂ軸は１２０度をなし長さは等しい（ａ＝ｂ）これらに直交するｃ軸は特異な軸でありａ軸と等しくない（ｃ≠ａ）。ａ軸とｂ軸だけではａｂ面の方向を表すさいに対称性がなくなるのでもう一つの軸を想定する。これを仮にｄ軸とする。ａ、ｂだけで充分に方位を指定できるが対称性を損なわないようにもう一つ余分の軸ｄを導入したのであるからこれらは互いに独立でない。一つの平行面群を４つの指数（ｋｌｍｎ）で表現したとすると、これは原点から数えて１枚目の面がａ軸、ｂ軸、ｄ軸、ｃ軸を切る点の原点からの距離がａ／ｋ、ｂ／ｌ、ｄ／ｍ、ｃ／ｎであるということである。これは他の晶系の場合と同じ定義である。ただしａ、ｂ、ｄ軸は平面内に含まれる冗長な座標であるから、ｋ、ｌ、ｍは独立でなく、常にｋ＋ｌ＋ｍ＝０というサムルールがある。ｃ軸に関しては立方晶等の場合と同じである。同等な平行面がｃ軸単位長さにｎ枚あるときｃ方向の指数がｎとなる。だから４つの指数のうち前３つについては回転対称性があるが、後ろひとつ（ｃ軸）の指数は独立である。

個々の面方位は丸い括弧（…）で表現する。集合的な面方位は波括弧｛…｝によって表現する。集合的なというのはある面方位をその晶系が許す全ての対称操作によって到達できる全ての面方位の集合を意味する。結晶方位も同じ指数によって表現する。結晶方位はそれに垂直な面の指数と同じ指数をつかう。個別の方位は角括弧［…］であらわす。集合方位は鍵括弧＜…＞で表現する。これらの事は結晶学の常識であるが混乱を避けるため説明した。マイナスの指数は数字の上に横線を引いて示すのが直観的に分かりやすくて結晶学の決まりでもある。しかし数字の上に横線を引く事ができないから、ここでは数字の前に−をつけて負数を示す。

ｃ軸方向に成長させるということは６方向に同等な軸をもつような面に成長させるということである。ファセット面はｃ面（０００１）以外だということであるから、ｋ、ｌ、ｍのいずれかが０でなければファセット面だということである。
しかしそうはいっても対称性などから現れ易いファセットと現れにくい、或いは現れないファセットの別がある。出現頻度の高い主なファセット面は

｛１−２１２｝、｛１−２１１｝、｛ｎ−２ｎｎｋ｝（ｎ、ｋは整数）、｛１−１０１｝、｛１−１０２｝、｛ｎ−ｎ０ｋ｝（ｎ、ｋは整数）

などである。先述のように｛…｝は集合的面の表示である。例えば｛１−２１２｝面は、個別面にすると（１−２１２）、（２−１−１２）、（１１−２２）、（−１２−１２）、（−２１１２）、（−１−１２２）の６つの面を含む。この６つの傾斜面（ファセット面）が以後に述べる逆六角錐形状のピットを形成する面となる。しかし煩雑であるから６つの面の個別面指数は書かない。単に｛１−２１２｝のファセット面というように述べるが、実は上の６つの同等な面を差している。反対にもしも｛２−１−１２｝、｛１１−２２｝などと表記していてもこれは｛１−２１２｝と全く同じ要素の集合で等価である。

本発明において、転位低減の原因となる基本原理は、面方位の異なるファセット面とファセット面の境界に、或いは面方位の異なる複数のファセット面の集まる多重点に転位などの欠陥を寄せ集めるメカニズムが働いているためであると考えられる。

それによって結晶内の転位等の欠陥がファセット面の境界面、ファセット面の多重点に集められた結果、結晶内の転位欠陥は、順次減少してゆき高品質化が進む。それと同時に欠陥の集合部となるファセット面の境界面、ファセット面の多重点には欠陥が増加してゆくことになる。本発明のあらましの原理は以上のようである。以下に本発明の原理をさらに詳しく説明する。ファセット面がどうして転位を寄せ集める作用があるのかということは分かりにくい。初めに２つのファセット面での転位の進行方向の曲がりについてのべ、ついで具体的な成長ピットでの転位の集積について説明する。

一般に転位の進行する向きは、結晶成長の方向に依存する。ＧａＮ結晶の場合、マスク窓内のｃ軸方向の２次元的成長をしているとき転位はｃ軸方向に進む。マスクの縁を越えると結晶成長がらマスク上への横方向の成長モードに変わる。成長方向が横方向になると転位の進行方向も横方向に変わる。これはラテラルオーバーグロースに関する報告であきらかにされている。

図１４〜図１７はラテラルオーバーグロースの工程を示している。これは先ほど説明したが転位を考えるためもう一度振り返る。図１４は基板上にマスクをもうけた状態である。図１５は基板の上にＧａＮを成長させた状態を示す。マスクで覆われない部分にＧａＮが（ｃ軸方向に）成長する。マスク上には成長しないから三角畝状にＧａＮ結晶ができる。転位は真っ直ぐ上向き（ｃ軸方向）である。結晶外形の傾斜角は予め決まる。さらに成長が進むと図１６に示すように結晶がマスクの上にのぼり横向きに（ａｂ面内）成長する。転位は横方向に折れ曲がる。さらに成長が進むと隣接窓からのＧａＮ結晶が被覆部の中点で相合してさらに上向きに成長する。相合線に大きい欠陥ができる。転位は相合線によって終端されて消滅するものもある。従来のラテラルオーバーグロースは相合以後平坦面（鏡面）になるように成長させていた。

本発明は鏡面成長でなく、凹凸状のファセットを大量に含む成長を行わせる。すると異なるファセット面が交差する部分が多数現れる。ファセット面の交差部について考察する。これには二つの場合がある。

（１）ファセット面角度が１８０度以下の場合
まず、異なる面指数のファセット面間のなす角度が１８０度より小さい場合、境界線が凸になっている場合を考える。図１にこれを示す。四角柱の上に傾斜面４つよりなる錐体を描いているが、これは一般の場合を書いている。二つのファセット面Ｆａ、Ｆｂだけを考えているのである。斜線を付けた斜面がファセット面である。平均的な成長方向はｃ軸方向である。

しかしファセット面での成長方向Ａ、Ｂはファセット面Ｆａ、Ｆｂに立てた法線を底面に投影した方向である。転位が進行する方向は成長方向に等しいと考えられる。図２にファセット面状の成長方向と転位の進行方向を底面に投影したものを示す。成長方向Ａと転位進行方向ａは等しいが外側に発散する。ファセット面が凸に相合するから転位は外向きに進行する。ファセットの境界線ｍから転位は離れる。異なる転位線が交差することはない。この場合、自由に下地結晶を引き継いで結晶成長が進むものと考えられる。成長面指数の違いによる不純物濃度の差は有り得るが、転位などの欠陥の挙動については下地結晶の欠陥を引き継ぐに留まる。だから特に転位減少というようなことは起こらない。図３は成長後の状態を示す。厚みがますだけで転位密度は変わらない。ファセット交差角が１８０度以下（劣角）なら転位減少効果がない。

（２）ファセット面角度が１８０度以上の場合
重要なのは、異なる面指数のファセット面のなす角度が１８０度より大きい場合つまり境界線が凹になっている場合である。図４にこのような場合を示す。斜線部がファセット面Ｆａ、Ｆｂである。平均的な成長方向はｃ軸方向である。ファセット面での成長方向Ａ、Ｂはファセット面に立てた法線を底面に投影した方向である。転位が進行する方向は成長方向に等しいと考えられる。図５にファセット面状の成長方向と転位の進行方向を底面に投影したものを示す。成長方向Ａと転位進行方向ａは等しいがこれらは内側に収束する。ファセット面が凹に相合するから転位は内向きに進行する。隣接ファセット面上の異なる転位線が境界線ｍで交差する。境界線で転位の向きｃというように屈折する。図６のように転位線ｃは境界線に垂直な面内に集積される。

結晶成長とともに集積線ｍは次第に上昇するから転位集積線ｍの軌跡は面になる。これが面状欠陥部Ｋである。面状欠陥部Ｋは小傾角粒界となりうる。面状欠陥部Ｋは二つのファセット面Ｆａ、Ｆｂの二等分面となる。ファセット面の上に存在した転位はこのように面に吸収されてファセット面から消えてゆく。面状欠陥部Ｋに集まった転位線はなお斜め内向きに進むから次第に中心線上に溜まってゆく。だから面からも転位が減少し中心線にたまってゆくことになる。これが本発明の転位低減の基本的な原理である。ファセット面の交差角度が１８０度以上（優角）であれば必ずこのような転位減少効果がある。

次に、面指数の異なる複数のファセット面が多重点を有している場合について述べる。図４〜図６と同じようなものであるが、図７はより具体的なファセット面の集合（ピット）を描いている。実際にファセットが出現するＧａＮ成長をしてみると図１〜３のような突起にはならない。図４〜６のような凹部（ピット）になる。本発明はファセット面のこのような非対称性を巧みに利用しようとする。
図７は｛１−２１２｝面のなす逆六角錐ＥＧＨＩＪＮ−Ｄに該当する。図８はピットのｃ面への投影図である。平均的な成長方向はｃ軸方向である。ピット内では成長方向Ａ、Ｂ…はその面に直角な方向、あるいは表面に平行でファセット面の横方向線に対し直交する方向であろうと考えられる。平坦な表面での成長方向はｃ軸方向である。ファセット面の成長方向Ａ、Ｂ…に沿って転位線は延びて行く。Ｆａでの転位の進行方向ａはＡと平行である。Ｆｂでの転位の進行方向ｂはＢと平行である。６つの角錐面（ファセット面）は同一速度で成長するから転位はやがて境界線ｍに至る。

境界線ｍを越えて隣接ファセット面に転位が延びるか？という問題であるが、あるファセット面の成長方向Ｂと転位進行方向ｂは平行であった。隣接ファセット面の成長方向はそのファセット面の成長方向と６０度異なる。もしも隣接ファセット面状の転位となるにはその転位は６０度も方向を曲げる必要がある。これはできない。つまり転位は境界線ｍを乗り越えることができない。だから境界線ｍで消滅するか境界線ｍにそって中心へ向かうことになる。境界線ｍは結晶の特異線であるから転位が潜り込むのを許す。

実際には平均的に上に向かう成長がおこっているのであるから、ピットは少しずつ埋まってゆく。にもかかわらずピットが小さくならないのは上方の開口部が広がろうとするからである。表面でのｃ軸方向の成長を速度をＶとし、ファセット面の表面に対する傾きをθとして、ファセット面での成長速度がＶｓｉｎθであるとするとピットの大きさは不変で上方へＶの速度で上昇するだけである。古い転位は成長とともに結晶の中に埋まってしまう。つまり転位線は境界線ｍの中に埋め込まれる。転位が境界線ｍに入り込むので他の領域での転位は減少して行く。

転位は隣接ファセット面の二等分面の中に埋め込まれる。この面を面状欠陥部Ｋとよぶ。図９にこれを示す。面状欠陥部Ｋはピット中心線に関し回転対称で互いに６０゜の角度をなす面である。

成長は上方向に起こるから、境界線にある転位は中心方向に推移する。だから転位の集合は境界線ｍを滑り落ちて中心軸線に溜まる。これが図９の多重点Ｄの下方の連続する線状欠陥部Ｌである。

多重点Ｄには、他のファセット面境界からの転位、小傾角粒界などが合流し全てが集まってくる。こうして６つのファセット面が形成するピット内の全ての転位が多重点Ｄに集められるということになる。転位のいくらかはその推移の途中で消滅する。残りは凝集して多重点Ｄに残存する。

多重点に集合した転位などの欠陥は成長とともに多重点の垂直下方に線状の転位欠陥の集合として残る。線状欠陥部Ｌである。その他に、ファセット面境界の下に帯状の欠陥（面状欠陥）Ｋも残るし、小傾角粒界も残存する。

転位を集めた帯状の面欠陥、小傾角粒界、線状欠陥は確かに結晶中に残存する。
だから転位が減っていないと言えない。転位の多くは境界線に相合したとき消滅する。境界線から多重点に集合したときにも消滅する。さらに非常に狭い領域に集められた転位は、相互作用によって消滅する。例えば刃状転位同士の衝突により消滅する。だから成長とともに欠陥密度が減少して行くのである。

面状欠陥、線状欠陥など欠陥の集合体の形成は成長条件とも関係しており、成長条件の最適化によって集合体を減らすことができる。成長条件によっては小傾角粒界などの面欠陥は消えてしまう場合もある。この場合の結晶性は良好である。

また成長条件によっては、帯面状の面欠陥、小傾角粒界、線状欠陥の集合体の付近に多数の転位が集まって観察されることもある。線状欠陥などはエッチピットとしては一つと数えられる。簡単に言えば一つの多重点Ｄが平均例えば１０^４個の転位を集めるとすれば、エッチピットは１０^−４に減るということになる。

これまで本発明の転位低減方法を詳しく述べてきた。しかしまだ触れていない重大な問題点がある。これまで述べた方法はあくまでその時点でファセット部が存在する部位における転位低減法であった。結晶の一部でもｃ軸成長の部分（鏡面成長）があると、この部分では転位減少の効果が全くないということになってしまう。ｃ軸成長の場合転位はｃ軸方向に運ばれるだけで減少することはないからである。

図１１に結晶の縦断面を示す。斜線部ｓがｃ軸成長部、白地部ｗがファセット成長部とする。図１１は成長方向にこれらの断面が不変だという場合である。ｃ軸成長部ｓと、ファセット成長部ｗの境界をｑとする。境界ｑは成長方向に不変である。白地部分ｗでは先述の転位低減効果がある。しかし斜線部ｓでは転位は減少しない。初めのＥＰＤをＱとすると、これが斜線部では保存されるから、ファセット成長部でのＥＰＤがたとえ０だとしても、最終的なＥＰＤは比例配分になるから、ＥＰＤ＝Ｑｓ／（ｓ＋ｗ）というふうになる。低減効果はｓ／（ｓ＋ｗ）で与えられる。これはせいぜい１／２とか１／３程度にしかならない。ところが本発明は実施例で述べるように１／１００００程度の減少効果をもたらすものである。

この点に関しても、本発明者は既に巧みな解決策を準備している。その解決策について述べよう。

ＧａＮ結晶の成長において、ファセットのできかたは、成長条件に依存する。例えば、ＮＨ_３分圧、ＧａＮ成長速度、成長温度、ガスの流し方などの成長条件による。これらの成長条件を巧みに制御して鏡面成長がおこらずファセット成長が起こるようにする。従来の方法とは反対に本発明は鏡面を回避しファセットを選好する。

例えば成長温度が高いほど鏡面になりやすく（ｃ面成長）ファセットが生じ難い。成長温度が低いほどファセット成長しやすいということである。成長速度が遅いほど鏡面成長しやすくファセットが生じにくい。成長速度を上げるとファセット成長しやすいということである。ＮＨ_３分圧が低いと鏡面になりやすい。つまりＮＨ_３分圧を上げることによりファセット成長させうるということである。ＨＣｌ分圧が低い程鏡面になりやすい。だからＨＣｌ分圧を上げるとファセット成長しやすいということになる。つまり鏡面成長の反対の条件にするとファセット成長することができる。

ＧａＮ結晶の成長中に、これらの成長条件を変動させて、ファセット面の存在する領域を横方向に変化させ、どの領域も厚さ方向に見てファセット成長をした経験があるようにする。ファセット成長した経験というのを単に「ファセット成長履歴」とよぶ。条件を時間的に変動させ、全面積においてどこかでファセット成長の履歴があるようにする。ファセット成長した部分は転位の種がなくなるから以後鏡面成長しても転位は存在しない。こうすることによって全表面において低転位密度化を達成することができる。結晶断面上向きに高さｚをとる。成長厚みは時間に比例するから高さｚは時間ｔに比例する。時間ｔで論じると履歴という時間を含む表現になる。結晶中に三次元座標（ｘ，ｙ，ｚ）をとりファセット特性関数ｗ（ｘ，ｙ，ｚ）を定義する。これは（ｘ，ｙ，ｚ）がファセット成長部分なら１、そうでない場合は０という値をとるような特性関数である。
ｗ（ｘ，ｙ，ｚ）＝０点（ｘ，ｙ，ｚ）が鏡面成長
ｗ（ｘ，ｙ，ｚ）＝１点（ｘ，ｙ，ｚ）がファセット成長
二次元の履歴特性関数Ｗ（ｘ，ｙ）は表面点（ｘ，ｙ）から垂線を下しｚ方向のどこかにファセット成長ｗ（ｘ，ｙ，ｚ）＝１があれば、点（ｘ，ｙ）のＷを１とし、ｚ方向のどこにもファセット成長がなかったときは、点（ｘ，ｙ）のＷを０とする関数であるとする。
Ｗ（ｘ，ｙ）＝ｍａｘ_ｚ｛ｗ（ｘ，ｙ，ｚ）｝
というように定義される履歴特性関数である。これが１ならｚ方向のどこかでファセット成長していたということである。表面全体でＷ（ｘ，ｙ）＝１とすれば全面がファセット履歴を持つということである。しかし、たとえ表面全体でＷ（ｘ，ｙ）＝１であったとしても任意のｚに対するｘｙ面で必ずｗ（ｘ，ｙ，ｚ）＝１となるというものでない。ある時刻（あるｘｙ平面）でｗ（ｘ，ｙ，ｚ）＝１となる点が多いというような事情があれば表面全体でＷ（ｘ，ｙ）＝１となる。

図１２はそのような場合の成長面の縦断面を示す。白地がファセット成長部（ピット成長部）ｗである。これは転位を吸収する作用があった。成長の初期に一時的にファセット成長領域（白地）の広い時がある。このときにファセット成長領域が転位を面状欠陥と線状欠陥に吸収してしまっている。その後その上の部分でｃ軸成長がおこっても転位の種がないので転位が存在しない。図１２において斜線部（鏡面成長部）であってもその下方に白地（ファセット成長）が一旦存在しているなら転位はほとんどないのである。だから成長の終わりごろに斜線部（鏡面成長部）面積が大きくなっても低転位なのである。

図１３はいっそう極端にしたものである。成長の初期に全面においてファセット成長が起こるように（白地）している。ここでファセット成長が起こるので低転位化される。以後成長条件を変えてｃ軸成長（鏡面成長）させても転位の種がないから転位は伝達されない。このような横断的なファセット成長領域の動きによって全面において低転位化させることができる。

軸方向にみてどこかでファセット成長の履歴があればその後ｃ軸成長しても転位の数は少ない。であるから、ある時刻ある高さの面での転位分布はその高さでのファセット領域、鏡面領域の分布によっては決まらない。それまでの成長においてファセット成長があれば転位は下がっているのである。これまでファセット成長によって転位を線状欠陥に掃きよせるから転位が減るという説明をしてきたが、それならファセット面積Ｆと鏡面の面積（Ｗ−Ｆ）に転位が比例配分されるだけのように見える。それなら転位の劇的な減少は起こるはずがない。本発明は転位を１０^−４〜１０^−３のオーダーで減少させるが、その原因は縦方向の全てのファセット成長履歴が有効に働くというところにある。

このようなファセット成長の履歴を与えるのはなるべく成長初期の方が効果的である。特に長いインゴットを作製する場合などは、なるべく成長初期にファセット履歴附与の操作を行うほうが工業的に有利となる。ファセット履歴を与えるには成長温度を下げる、ＨＣｌ分圧を上げる、ＮＨ_３分圧を上げる、成長速度を上げるなどのいずれかの手段を取れば良い。またファセット成長履歴附与作用は、成長中において、結晶成長部近傍の条件変動によって自然になされる場合もある。

こうして転位を減少させつつ本発明のＧａＮ結晶成長が行われる。本発明のＧａＮ結晶には、帯面状の面欠陥、小傾角粒界、線状の転位欠陥集合体などが存在する。が、それらが含まれる領域以外の領域は、転位が殆ど存在しない。無転位の領域となっている。最終的に基板として使用する場合、貫通転位密度は極めて少なくて結晶性は大きく改善されている。ＬＤの基板としても充分に実用に耐える低転位ＧａＮ単結晶となっている。

以上に説明してきた本発明のＧａＮ結晶成長法の基本概念を以下に纏める。
（１）ファセット面とファセット面との境界部へ転位が移動することによる転位の低減。
（２）ファセット面境界下部に転位が集合することによる欠陥面（面状欠陥部）の形成。
（３）複数のファセット面の交差する多重点における転位の合流、閉じ込めによる転位の拡散防止。
（４）多重点下部に転位が集合することによる線状欠陥部の形成。
（５）ファセット面成長履歴保有領域の拡大による低欠陥部の増加。

これらの作用によって、本発明は、多重点以外に殆ど転位欠陥が存在せず、多重点のみに転位欠陥を有するＧａＮ単結晶を得る事ができる。多重点はＥＰＤの観測で一つのエッチピットとして計算される。もしも一つの多重点（線状欠陥）が例えば平均して１０^４個の転位を集積できるとすると、初めに１０^８ｃｍ^−２の転位があった場合、１０^４ｃｍ^−２のレベルに転位を減少させることができる。

以上、本発明の基本的な部分を説明した。さらに本発明の詳細な説明を行う。本発明は、これまで述べてきたように、気相成長の成長表面が平面状態でなく、三次元的なファセット構造をもったまま、ファセット構造を埋め込まないで成長することによって、転位を低減する単結晶窒化ガリウムの結晶成長法である。つまり鏡面にならずファセット面になるような条件でＧａＮを成長させるということである。

三次元的なファセット構造としては、ファセット面を有するすり鉢状ピットであるか、或いはファセット面を有するピットの複合体などを意味する。

さらに本発明は、ファセット構造をもったまま、ファセット面の境界部で平均的な成長面に対してほぼ垂直に面状の欠陥を有しながら転位を低減する単結晶窒化ガリウムの結晶成長法である。

あるいは本発明は、ファセット構造をもったまま、複数のファセット面の多重点で平均的な成長面に対してほぼ垂直に線状の欠陥の集合部を有しながら転位を低減する単結晶窒化ガリウムの結晶成長法であるということもできる。

成長ピットとなる場合は、｛１１−２２｝面がその側面として最も多く出現する。だから６つの同等な｛１１−２２｝面に囲まれた逆六角錐状のピットとなることが多い。次いで｛１−１０１｝面も出現することがある。その場合は先述の｛１１−２２｝と｛１−１０１｝によって逆１２角錐状のピットとなる。ファセット面は殆ど凹部（ピット）となり隆起（突起部）にはならないという事が分かった。ファセット面の主な物は｛１１−２２｝、｛１−２１１｝、｛ｎ−２ｎｎｋ｝（ｎ、ｋは整数）、｛１−１０１｝、｛１−１０２｝、｛ｎ−ｎ０ｋ｝（ｎ、ｋは整数）等である。

本発明は、さらにまた、ファセット構造を埋め込まないで結晶成長することにより三次元的なファセット構造からなるピットを形成し平均的な成長方向に対してはほぼ垂直に線状の欠陥の集合部を有して、転位を低減しＧａＮ単結晶を成長させる結晶成長法である。ファセット構造が逆六角錐状のピットであった場合、これら線状の欠陥の集合部は、ピットの底に連続して存在する。

本発明はまた三次元的なファセット構造からなるピットの、ファセット面の境界線の下部に帯面状の面欠陥が存在するよう結晶成長させて、転位を低減する単結晶窒化ガリウムの結晶成長法である。

本発明はさらに、三次元的なファセット構造からなるピット構造が逆六角錐である場合ピットのファセット面境界線の下部に存在する帯面状の面欠陥が放射状に６０゜の角度をもって存在するよう成長させることにより、転位を低減するＧａＮ単結晶の結晶成長法である。

本発明は、ＧａＮ結晶成長中に、ファセット面の存在する領域を横方向に変化させ、任意のどの領域においても成長方向（縦方向）にファセット面成長の履歴をもたせることにより、転位を低減させる単結晶窒化ガリウムの結晶成長法である。

三次元的なファセット構造からなるピットのファセット面は｛１１−２２｝面である場合が最も多い。その場合、ピット部下部に平均的な成長面に対してほぼ垂直に存在する帯面状の面欠陥の面方位は｛１１−２０｝である。その場合、帯面状面欠陥は小傾角粒界として存在することもある。

ファセット面を維持しながら成長させることだけが重要で本発明にとってＧａＮの成長方向は任意である。特に平均的な成長方向がｃ軸方向であると転位低減の効果はより大きい。

本発明の転位低減の効果を得るためには、気相成長中および成長後のＧａＮ結晶表面において、結晶表面の総面積Ｗに対する、三次元的なファセット構造の表面凹凸部の面積Ｆの比率Ｆ／Ｗが１０％以上であることが必要である。ここで三次元的ファセット構造というのはファセット面からなるピットとピットの複合体を含むものである。

一層転位低減効果を得るためには、総面積Ｗに対するファセット面積Ｆの比率Ｆ／Ｗが４０％以上であることが望ましい。転位低減のためには有る程度以上の面積を三次元的ファセット構造によって覆う必要があるからである。

より効果的に転位を減少させるにはファセット面積比を８０％以上にする事が好ましい。８０％以上となると、成長ピットからなるファセット構造の場合は、成長ピットは互いに連結しあうようになる。

さらに三次元的なファセット面を含む成長ピットとその複合体の全てが互いに連結し表面にｃ面部が存在しない（Ｆ／Ｗ＝１００％）場合、転位削減効果は最も著しい。

以上に述べたものは成長表面に現れるものが明確な方位をもつファセット面である場合である。しかし明確な方位のファセット面を持たない成長ピットが表面を占有する場合でも同様な転位低減効果がある、ということを確認した。例えば丸みを帯びた逆六角錐状のピットが存在する場合である。ピット面が明確な方位をもつファセット面でなくてもファセット面と同様に転位を減少させることができる。丸みを帯びた曲面からなっていてもピット状（凹部）になっているから転位線は面の継ぎ目で相合し消滅するのである。

本発明は、気相成長後の表面における成長ピット及び成長ピットの複合体が、ファセット面からずれた曲面を有する場合をも含む。同様に、気相成長後の表面における成長ピット及び成長ピットの複合体からなる表面凹凸部の総面積に対する比率が１０％以上であり、かつ全ての面がファセット面からずれた曲面を含むファセット面で構成された場合をも含む。

三次元的ファセット面を有するピット径或いはファセット面を有するピットの複合体であるところのピット径は１０μｍから１０００μｍである事が望ましい。ピット径はあまりに小さすぎると転位低減効果が小さい。ピット径があまりに大きすぎると研磨時のロスが大きくなり非経済的である。

以上において説明したものはＧａＮの成長法である。ＧａＮ基板とするにはさらに次のような工程が必要になる。気相成長において、表面が平面状態でなく三次元的なファセット構造をもたせて低転位のＧａＮ単結晶を成長させる。

このファセット構造をもって成長させた低転位ＧａＮ単結晶を機械的加工して平面性を与える。さらに表面を研磨して平坦平滑な表面を持った単結晶ＧａＮ基板を得る。

平面性を与えるための機械加工は研削加工であることもある。或いは平面性を与えるための機械加工はスライス切断加工であっても良い。

本発明の結晶成長方法は、気相成長による。ＧａＮの気相成長法としては、
○ＨＶＰＥ法（Hydride Vapor Phase
Epitaxy）
○ＭＯＣＶＤ法（有機金属化学蒸着法；Metallorganic
Chemical Vapor Phase Deposition）
○ＭＯＣ法（有機金属塩化物気相成長法；Metallorganic
Chloride Vapor Phase Epitaxy）
○ 昇華法
などがある。本発明はこれらの方法の何れを用いても実施することができる。ここでは最も簡便で成長速度も速いと考えられるＨＶＰＥ法による場合について説明する。

ＨＶＰＥ法というのは、ホットウォール型の反応炉の上流部にＧａボートをもうけ加熱したＧａ融液にＨＣｌガスを吹き込むようにし、反応炉の下流部に基板をもうけＮＨ_３を吹き込むようにしておき、加熱したＧａメタル（融液）にＨＣｌを吹きこんんでＧａＣｌを合成し、下方へ送り、下方でＮＨ_３と反応させＧａＮを合成しＧａＮが基板に堆積するようにしたものである。

ＧａＮ成長に用いる基板としては、サファイア、ＳｉＣ、Ｓｉ、スピネル（ＭｇＡｌ_２Ｏ_４）_、ＮｄＧａＯ_３、ＺｎＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ_２、ＧａＡｓ、ＧａＰ、ＧａＮ、ＡｌＮなどの単結晶基板が適する。マスクを介することなく直接にこれらの基板の上にＧａＮを成長させることができる。マスクを介することも有効である（後述）。これらは格子定数や熱膨張率の点でＧａＮの基板として好適なものである。

ｃ軸方向にＧａＮ単結晶を成長させる場合は軸廻りに六回対称性あるいは三回対称性がある単結晶基板を用いる必要がある。つまり結晶系としては六方晶系（ｈｅｘａｇｏｎａｌｓｙｍｍｅｔｒｙ）であるか立方晶系（ｃｕｂｉｃｓｙｍｍｅｔｒｙ）である単結晶である。立方晶系の場合（１１１）面を使えば三回対称性がある。上記のものは生成する時の温度や圧力によって二つ以上の晶系をとるものもある。

ここでは、上記物質で六方晶系、立方晶系のものを選ぶ。サファイア、ＳｉＣ、ＳｉＯ_２、ＮｄＧａＯ_３、ＺｎＯ、ＧａＮ、ＡｌＮなどは六方晶系の単結晶を用いることができる。Ｓｉ、スピネル、ＭｇＯ、ＧａＡｓ、ＧａＰなどは立方晶系の（１１１）面基板を用いることができる。これはＧａＮをｃ面で成長させるものであるが、ｃ面以外を表面にする場合は基板の表面もこれとは違ってくる。ＧａＮと基板の対称性を合わせる必要がある。

ＧａＮ成長の為の基板は、表面に開口部を有した非晶質または多結晶物質のマスク層をもうけたサファイア、ＳｉＣ、Ｓｉ、スピネル（ＭｇＡｌ_２Ｏ_４）、ＮｄＧａＯ_３、ＺｎＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ_２、ＧａＡｓ、ＧａＰ、ＧａＮ、ＡｌＮなどの単結晶基板を使用することも有用である。マスクの使用はＧａＮ結晶の低転位化に寄与するところがある。

マスクのもうけ方にも２種類の選択肢がありうる。一つは基板の上に直接にマスクを形成する手法である。この場合エピ層に先立ち窓の内部の基板露出面にＧａＮバッファ層を堆積する等の工夫が必要になる。もう一つは基板の上に予め薄くＧａＮ層を形成しておいて、その上にマスクを形成する手法である。後者の方が成長がスムーズに進行し、より好ましい場合が多い。

マスクは沢山の開口部（窓）を持たなくてはならない。開口部にのみＧａＮ結晶が成長するからである。マスクの上ではＧａＮが成長を開始しない。マスクはラテラル成長（Lateral Overgrowth）を行うためのものである。

マスク窓の形状にも幾つかの選択肢がある。
（１）ドット形状…円形、正方形など孤立した点が規則的に分布するもの。ｃ面のＧａＮを成長させる場合は、隣接する３つの窓が正三角形の頂点をなすように配列するとよい。列の方向はある低次の結晶方位に平行にする。
（２）ストライプ形状…多数の平行帯状の被覆部と開口部を交互にもうけるもの。被覆部の幅、開口部の幅、或いはピッチがパラメータとなる。帯状被覆部、開口部はある低次の結晶方位に平行になるようにする。開口部、被覆部長さは基板の長さに等しい。
（３）有限長ストライプ形状…有限長の帯状開口部をもうけたもの。被覆部の幅、開口部の幅、ピッチ、方位の他に、開口部長さもパラメータとなる。

これらの窓付きマスクを使用した成長は、マスク無しの成長に比べて、初期の段階から、欠陥を低減することができるという効果がある。

マスク付き基板、あるいはマスクなし基板の上に、ファセット面を多数有するＧａＮ結晶を気相成長させる。このあと、凹凸のある表面を研削加工によって、平坦平滑化する。

下地基板と上方のＧａＮ結晶の材料が異なる場合は、エッチング、研削加工によって下地基板を除去することもできる。下地基板を除去し基板側を研削研磨して裏面も平坦に加工することもできる。これは１枚のＧａＮウエハを作製する場合である。厚い結晶を成長させて、これを切断して複数枚のウエハを作製することもできる。

そのため、サファイア、ＳｉＣ、Ｓｉ、スピネル（ＭｇＡｌ_２Ｏ_４）、ＮｄＧａＯ_３、ＺｎＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ_２、ＧａＡｓ、ＧａＰ、ＧａＮ、ＡｌＮなどの単結晶基板の上に、ＧａＮを複数枚分の厚さに気相成長してインゴットとした後、軸と直角の方向にスライス切断して複数枚のウエハを得るようにする。

或いは、表面に開口部を有する非晶質又は多結晶からなるマスク層を有するサファイア、ＳｉＣ、Ｓｉ、スピネル（ＭｇＡｌ_２Ｏ_４）、ＮｄＧａＯ_３、ＺｎＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ_２、ＧａＡｓ、ＧａＰ、ＧａＮ、ＡｌＮなどの単結晶基板の上に、ＧａＮを複数枚分の厚さに気相成長してインゴットとした後、軸と直角の方向にスライス切断して複数枚のウエハを得るようにすることもできる

１枚のウエハを作るときと同様に、このマスク層は、上記の基板上に直接に形成しても良いし、上記基板上にＧａＮエピ成長層を形成したあと、マスク層を形成しても良い。一般には後者の方が、成長がスムーズに進行し、より好ましい場合が多い。

異質の材料を基板とするので、熱膨張率などの相違から、基板側やＧａＮ結晶側にクラックが発生しやすい。そういう意味からは、ＧａＡｓ基板が最も有望ということになる。熱膨張率、格子定数がＧａＮに近いからである。しかしＧａＡｓは高熱の成長雰囲気でＮＨ_３との反応による損傷を受け易い。時に平坦な鏡面のＧａＮ結晶を成長させようとする場合高温に加熱するがＧａＡｓ基板は高温にすると一部が軟化して崩れてしまう。本発明が採用するファセット面を保持する成長は鏡面成長よりも温度が低くて良い。ファセット成長の温度に対してはＧａＡｓ基板はよく耐える。だから本発明はＧａＡｓ基板を好適に利用することができる。

ＧａＡｓ基板（１１１）面上にマスク層を形成し、その上に平面状態でなく三次元的なファセット構造をもったまま、特にファセット面からなるピット及びピットの複合体を有したまま、それらのファセット構造を埋め込まないで成長させることにより転位を低減し、その後、ＧａＡｓ基板を除去した後、表面、裏面を研磨することにより、単結晶ＧａＮ単体基板を製造する事ができる。ＧａＡｓ基板の除去は、王水などのウエットエッチングによって容易になされる。

こうして得られた単結晶ＧａＮの単体基板を種結晶として、さらにＧａＮ結晶を成長させることができる。ＧａＮ単体基板を種結晶として、その上に成長表面が平面状態でなく、三次元的ファセット構造をもちファセット構造を保ったまま、特にファセット面からなるピット、及びピット複合体を有したまま、ファセット構造を埋め込まないで低転位のＧａＮ結晶を複数枚分の厚さに成長させ、軸垂直方向にスライス加工して複数枚のウエハとし、研磨加工することによってＧａＮ単体基板を量産することが可能である。

こうして得られたＧａＮ基板は、最後に研磨加工が行われるが、本発明の成長様式が反映されたＧａＮ基板となる。気相成長の成長表面が平面状態でなく三次元的なファセット構造をもったままファセット構造を埋め込まないでＧａＮ結晶を成長させることにより転位を低減する。集積された転位は線状の欠陥の集合部を有しており、その線状欠陥集合部の密度は１０^５ｃｍ^−２以下である。

線状欠陥集合部の密度の測定方法として二つある。一つは、ＣＬ（カソードルミネセンス）により測定する方法である。試料側に負電圧を印加し電子ビームを試料に照射すると電子によって結晶内部の電子が励起される。これが元の状態に戻る時に光を発する。電子加速電圧を調節し価電子帯の電子が伝導帯に励起されて戻る時に発する光はバンド幅に等しいエネルギーを持つ。バンド端からの発光によるスキャン像を観察すると、ピット部は白い領域として観察され、ｃ面を成長面として成長した領域は、黒い領域として観察される。これらの線状欠陥部は、ピット面成長部である白い領域の中の黒い点として観察される。だからＣＬにおいてある面積中の黒い点の数を数えて面積で割れば線状欠陥の密度が分かる。

また、もう一つの測定方法は、エッチピット密度の測定である。線状欠陥は以下の手法によって大きなエッチピットとして観測される。２５０℃に加熱した硫酸、燐酸の混酸の中で、測定すべきＧａＮ単結晶基板をエッチングし、その表面のピット数をカウントすることによって測定される。

通常の転位はせいぜい数μｍ径のエッチピットとなるが、これらの線状欠陥部は１０μｍから数十μｍ径の大きな六角形エッチピットとして観察される。このような大きな六角形状のエッチピットの密度を観測すると、密度としては１０^５ｃｍ^−２以下として観測される。また、この欠陥の集合部の大きなエッチピット以外にも、通常の転位に起因する小さなエッチピットも観測され、それらの合計の密度は１０^６ｃｍ^−２以下である。

［実施例１（サファイア上、マスク無し成長＋研削加工）］
図１８（ａ）〜（ｃ）に実施例１の工程を示す。基板２１の上に窓付きのマスク２２を付ける。基板はサファイア、ＧａＡｓなど先述の基板の何れでも良い。窓を通してＧａＮ結晶を気相成長させる。鏡面条件を避け、ファセット成長する条件で成長させるから図１８（ｂ）のようにファセット面２５が無数に現れた凹凸に富む表面となる。鏡面ｓも幾分存在することもある。凹凸表面を研削加工および研磨加工して平坦平滑な表面とする。図１８（ｃ）のように基板つきのＧａＮ単結晶を得る。
ここでは基板としてサファイア単結晶基板を使用した。ｃ面の単結晶サファイア基板である。表面全体に予めＨＶＰＥ法によって厚さ２μｍのＧａＮエピ成長層を形成した。ＧａＮ／サファイア基板の２重構造の基板ができたことになる。その表面にストライプ状マスクを設けたもの（乙）と、マスクを設けずそのままのもの（甲）の二通りの基板を準備した。マスクストライプの方向（長手方向）はサファイア基板状のＧａＮ層の＜１−１００＞方向に平行になるようにした。マスク窓の幅は４μｍ、被覆部の幅は４μｍで、周期８μｍである。マスク材質はＳｉＯ_２であり膜厚は０．１μｍである。

乙の基板はマスク／ＧａＮ／サファイアという三層構造を持ち、甲の基板はＧａＮ／サファイアという二層構造をもつ。このような基板の上にＨＶＰＥ法によって、ＧａＮ結晶の成長を行った。本実施例で用いたＨＶＰＥ装置は、常圧の反応炉の内部にＧａメタルを収容したボートを設けＨＣｌ＋キャリヤガスをボートに向けて導入できるようにし、下方に基板を置き基板の近傍にＮＨ_３＋キャリヤガスを引き込むようにしてある。周囲にはヒ−タがあってＧａボートや基板を加熱できる。下方には排気口があり真空ポンプによって真空にひかれている。８００℃に加熱されたＧａボートに炉の上方からＨＣｌガスを流し、Ｇａメタルと反応させＧａＣｌを合成する。下方の基板の近傍にはＮＨ_３ガスを流しておき、下方へ落下してくるＧａＣｌと反応させ基板上にＧａＮを堆積させる。キャリヤガスはすべて水素とした。

（バッファ層の形成）
まず基板を約４９０℃の低温に保持し、ＮＨ_３ガス分圧を０．２ａｔｍ（２０ｋＰａ）、ＨＣｌ分圧を２×１０^−３ａｔｍ（０．２ｋＰａ）として、成長時間１０分で、ＧａＮバッファ層を約３０ｎｍの厚みに形成した。甲基板は１００ｎｍ厚みのマスクがありマスクの上にはＧａＮが堆積しない。だから窓の内部にのみバッファ層が３０ｎｍ積み上げられたことになる。乙基板は全面が３０ｎｍのバッファ層によって被覆される。

（エピタキシャル層の形成）
これらの試料を９８０℃〜１０５０℃に昇温してバッファ層の上にさらにエピ層を設けた。甲基板（マスクなし）については二通りの条件でエピ層を形成した。これをサンプルＡ、Ｂとする。乙基板（マスクあり）については５種類の異なる条件でエピ成長した。これをサンプルＣ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇとする。

○サンプルＡ
使用基板サファイア基板（マスクなし）
成長温度１０５０℃
ＮＨ_３分圧０．２ａｔｍ（２０ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧５×１０^−３ａｔｍ（０．５ｋＰａ）
成長時間８時間
成長層厚さ２９０μｍ

○サンプルＢ
使用基板サファイア基板（マスクなし）
成長温度１０００℃
ＮＨ_３分圧０．３ａｔｍ（３０ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧２×１０^−２ａｔｍ（２ｋＰａ）
成長時間３．５時間
成長層厚さ４２０μｍ

○サンプルＣ
使用基板サファイア基板（マスクつき）
成長温度１０５０℃
ＮＨ_３分圧０．２ａｔｍ（２０ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧５×１０^−３ａｔｍ（０．５ｋＰａ）
成長時間９時間
成長層厚さ２７０μｍ

○サンプルＤ
使用基板サファイア基板（マスクつき）
成長温度１０２０℃
ＮＨ_３分圧０．２ａｔｍ（２０ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧１×１０^−２ａｔｍ（１ｋＰａ）
成長時間６時間
成長層厚さ３３０μｍ

○サンプルＥ
使用基板サファイア基板（マスクつき）
成長温度１０００℃
ＮＨ_３分圧０．３ａｔｍ（３０ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧２×１０^−２ａｔｍ（２ｋＰａ）
成長時間３．５時間
成長層厚さ４００μｍ

○サンプルＦ
使用基板サファイア基板（マスクつき）
成長温度１０００℃
ＮＨ_３分圧０．４ａｔｍ（４０ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧３×１０^−２ａｔｍ（３ｋＰａ）
成長時間３時間
成長層厚さ４６５μｍ

○サンプルＧ
使用基板サファイア基板（マスクつき）
成長温度９８０℃
ＮＨ_３分圧０．４ａｔｍ（４０ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧４×１０^−２ａｔｍ（４ｋＰａ）
成長時間２．５時間
成長層厚さ４４０μｍ

これら６つのサンプルの成膜パラメータは以上のようである。サンプルＡとＣは同一の条件であるが時間が違う。サンプルＢとＥは同じ条件で時間も同じであるが膜厚が異なる。

温度は重要なパラメータであるが、サンプルＡ、Ｃ、Ｄは１０５０℃、１０２０℃など比較的高い温度にして膜を作っている。サンプルＢ、Ｅ、Ｆ、Ｇは１０００℃以下の比較的低温での成長となっている。

ＮＨ_３分圧も成膜に影響するように見える。サンプルＡ、Ｃ、ＤはＮＨ_３分圧が０．２ａｔｍ（２０ｋＰａ）である。サンプルＢ、ＥはＮＨ_３分圧が０．３ａｔｍ（３０ｋＰａ）である。サンプルＦ、Ｇは最も高くて０．４ａｔｍ（４０ｋＰａ）である。

ＨＣｌ分圧に関して言えば、サンプルＡ、Ｃ、Ｄは１０^−２ａｔｍ（１ｋＰａ）以下であり、サンプルＢ、Ｅ、Ｆ、Ｇは２×１０^−２ａｔｍ（２ｋＰａ）以上である。

同じ条件が持続する限り時間と成長層厚さは比例するだろうと考えられる。単位時間当たりの成長速度はサンプルＣ（３０μｍ／ｈ）、Ａ（３６μｍ／ｈ）が特に低い。サンプルＤ（５５μｍ／ｈ）も低い。これらは１００μｍ／ｈ未満の成長速度である。サンプルＢ（１２０μｍ／ｈ）、Ｅ（１１４μｍ／ｈ）、Ｆ（１５５μｍ／ｈ）、Ｇ（１７６μｍ／ｈ）はいずれも１００μｍ／ｈを越えている。

成長速度が大きいサンプル（Ｇ、Ｆ、Ｂ、Ｅ）は、概していえば、ＮＨ_３分圧が高く、ＨＣｌ分圧が高く、温度が低いものである。反対に、ＮＨ_３分圧が低く、ＨＣｌ分圧が低く、温度が高いと成長速度は遅い（Ｃ、Ａ、Ｄ）ようである。

これらサンプルの表面を顕微鏡観察した。成長表面の状態をサンプル毎に次に述べる。また成長表面の顕微鏡写真を画像解析し、ピット部の面積Ｆを表面全体の面積Ｗで割った値（ファセット部比率）Ｆ／Ｗを求めた。

成長後の表面は、成長条件によって様々に異なる。あるものは鏡面成長しきれない平坦面となった。あるものはピット状ファセットによって覆われて著しく凹凸のある表面となった。鏡面成長したサンプルＡ、Ｃは表面はｃ面であり平滑平坦でファセットはまったく存在しない。殆ど鏡面状態のサンプルＤは１０％程度のファセット部を含む。

それ以外のサンプルＢ、Ｅ、Ｆ、Ｇは三次元的ファセットがピットとして表面を覆っている。ピットにおけるファセット面は｛１１−２２｝面となっていることが多い。その場合ピットは逆六角錘形となる。｛１１−２２｝面と同時に｛１−１０１｝面が出る場合もある。その場合ピットは逆１２角錘形となる。平坦部はｃ面となることが多い。しかしｃ面以外に低傾斜角の面も出現した。

表面の顕微鏡観察のあと、各サンプルのＧａＮ成長層の上から研削加工した。さらに表面を研磨してＧａＮ結晶表面の平坦化を行った。研磨加工後の表面平坦性は、表面粗さがＲｍａｘ１．５ｎｍ以下のレベルに仕上げ、製品形態（ウエハ）にした。

その後いろいろな評価を行った。ＥＰＤを求めるため、硫酸、燐酸の混酸を２５０℃に加熱した液にサンプルを浸しエッチングをおこないエッチピットが表面にでるようにした。エッチングによって出現したエッチピットを顕微鏡を用いて数えた。先述のようにファセット部面積比率Ｆ／Ｗは顕微鏡写真の画像解析によって算出した。ｃ面からわずかに傾いた低傾斜面は画像解析ではｃ面に含まれてしまう。だからＦ／Ｗの値は必ずしも定義に忠実でない。むしろピット部と総面積の比と考えるべきである。以下に成長後表面状態、ファセット面積比率Ｆ／Ｗ、ＥＰＤの測定値を各サンプルについて示す。

○サンプルＡ
成長後の表面状態：鏡面状態で、表面ピットは観測されず。
成長後のファセット部面積比率（Ｆ／Ｗ）：０％
ＥＰＤ：１×１０^８ｃｍ^−２

○サンプルＢ
成長後の表面状態：平面部とファセットが混在。ファセットは表面ピットとして数多く観測される。
成長後のファセット部面積比率（Ｆ／Ｗ）：約５０％
ＥＰＤ：３×１０^５ｃｍ^−２

○サンプルＣ
成長後の表面状態：鏡面状態で、表面ピットは観測されず。
成長後のファセット部面積比率（Ｆ／Ｗ）：０％
ＥＰＤ：３×１０^７ｃｍ^−２

○サンプルＤ
成長後の表面状態：殆ど鏡面状態で、表面ピットはところどころに観測される。
成長後のファセット部面積比率（Ｆ／Ｗ）：１０％
ＥＰＤ：８×１０^５ｃｍ^−２

○サンプルＥ
成長後の表面状態：平面部とファセットが混在。ファセットは表面ピットとして数多く観測される。
成長後のファセット部面積比率（Ｆ／Ｗ）：約４０％
ＥＰＤ：５×１０^４ｃｍ^−２

○サンプルＦ
成長後の表面状態：鏡面状態からほど遠い。部分的にｃ面平面部が観察される。ピットが連結した状態。
成長後のファセット部面積比率（Ｆ／Ｗ）：約８０％
ＥＰＤ：２×１０^４ｃｍ^−２

○サンプルＧ
成長後の表面状態：全面にわたってピット叉はそれ以外のファセットからなる表面状態。
成長後のファセット部面積比率（Ｆ／Ｗ）：ほぼ１００％
ＥＰＤ：１×１０^４ｃｍ^−２

これらのサンプルのうち、ファセットの存在しないサンプルＡ、Ｃは本発明に含まれない。サンプルＢ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇにおいてはファセット成長しており本発明の構成となっている。いずれもＥＰＤが極めて小さい。従来いかにしてもＧａＮ結晶のＥＰＤは１０^７ｃｍ^−２以下には下がらなかったが、これらサンプルはいずれも１０^６ｃｍ^−２より小さくなっている。本発明の目的はＥＰＤを１０^６ｃｍ^−２以下に下げることであった。いずれの実施例もこれを満たす。サンプルＤ、Ｂは８×１０^５ｃｍ^−２、３×１０^５ｃｍ^−２であり要求を満たす。サンプルＥ、Ｆ、Ｇは１０^４ｃｍ^−２代であり、かつて類例をみない未曾有の低転位ＧａＮ単結晶である。

サンプルＡ、Ｂはともにマスクを使用しないでＧａＮエピ層を形成したものである。これらを比較しよう。本発明のものでないサンプルＡは成長温度が高くＮＨ_３、ＨＣｌ分圧が低く成長速度が遅くて鏡面成長している。ところがＥＰＤは高くて１０^８ｃｍ^−２もあり、従来レベル（１０^７ｃｍ^−２以上）である。

本発明に属するサンプルＢは成長温度低くＮＨ_３、ＨＣｌ分圧が高く成長速度が速くてファセット成長している。ファセット比率は５０％であり、ＥＰＤは３×１０^５ｃｍ^−２であるから課題（＜１０^６ｃｍ^−２）を満たしている。何れもマスクなしなのであるからサンプルＢにおいてＥＰＤがサンプルＡの１／３００に減少した原因はマスクにない。

ＥＰＤ減少の原因がファセットの存在にあるのは明らかである。ファセットの存在するところがＥＰＤが０になり、鏡面の部分は従来どおりというような単純なものでない。もしそうならＥＰＤは鏡面部分の密度とファセット領域の密度によって比例配分されるはずである。ファセット部分がサンプルＢにおいて５０％であるから、もし単純な比例配分であれば、ＥＰＤは全体としてＡの半分の５×１０^７ｃｍ^−２となる筈である。ところが１／３００に減っている。ということはサンプルＢにおいて鏡面になっている領域もＥＰＤが減っているということなのである。だから鏡面領域の内奥部に何らかの変化が起こっているということである。

サンプルＡ（マスク無し）とサンプルＣ（マスク有り）はいずれもファセットがなく完全な鏡面となっている。温度が高くＮＨ_３、ＨＣｌ分圧が低く成長速度が遅いという共通の性質があった。両者を比較するとマスクの影響を知る事ができる。サンプルＡは１０^８ｃｍ^−２、Ｃは３×１０^７ｃｍ^−２であるからいずれも従来技術の壁（＞１０^７ｃｍ^−２）を越えない。ＥＰＤが、ＢはＡの約３割に減少している。これはサンプルＣがマスク窓を通した成長をしているからである。マスクの利益はＥＰＤを３割程度に減少させるに過ぎない。ファセットの方がより劇的にＥＰＤを減少させることができる。

ファセットによる転位削減効果はサンプルＤによっても良く分かる。サンプルＤは殆どが鏡面であってピットの存在する面積は１０％に過ぎない。にもかかわらずＥＰＤは８×１０^５ｃｍ^−２に減少している。マスク有りの従来技術（サンプルＣ；３×１０^７ｃｍ^−２）と比較してもＥＰＤが１／４０に減少している。ファセット領域だけＥＰＤが０で鏡面領域は従来と同じＥＰＤ密度だとすればファセット面が０．１ならＥＰＤは２．７×１０^７ｃｍ^−２にしか低下しないはずである。表面におけるファセット面の比率は０．１なのであるが、ファセット履歴が鏡面におけるＥＰＤをも減少させているのである。鏡面領域の内部にファセットが影響を及ぼしている。先述のように本発明のファセットによる転位減少は表面だけをみていては理解できない。

サンプルＥ、Ｆ、ＧはいずれもＥＰＤが１０^４ｃｍ^−２のオーダーで類例がないと書いた。その中でも最もＥＰＤが小さいのはファセット面積比率が１００％のサンプルＧ（１×１０^４ｃｍ^−２）である。３つの内でＥＰＤが多いのはファセット比率が４０％のサンプルＥ（５×１０^４ｃｍ^−２）である。これらのことから、ファセット領域がたとえ表面の１０％程度でもＥＰＤ減少には卓抜した効果（サンプルＤ）があり、ファセット比率が高いほどＥＰＤの低減は著しいという事が分かる。

ピット状ファセット成長したサンプルの縦断面を、透過電子顕微鏡で観察した。何れのサンプルでも、ピット状ファセットの中心部に、基板面に垂直に筋状の欠陥が存在するという事が分かった。これはｃ軸方向の筋状欠陥である。

またピットの中心部の筋状の欠陥を含んだ面状の欠陥も見られた。場合によっては、ピット中心の筋状欠陥を中心に約６０゜の角度をもって放射状に開く面状欠陥を有することもある。これらの面状欠陥の面方位は｛１１−２０｝であった。面状欠陥は小傾角粒界となっていることが確認された。

結晶の透過電子顕微鏡観察の結果は、サンプルＢ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇともにほぼ同じ様な状況であった。ピット中心部では転位が見られたが、ピット中心から離れた箇所では透過電子顕微鏡の視野内では殆ど転位がみられない、という場合が多かった。

この実施例でＥＰＤを１０^４ｃｍ^−２のオーダーまで低減できた。さらなる条件の最適化によって、ＥＰＤをさらに低くできる可能性がある。また１０^４ｃｍ^−２の程度のＥＰＤであれば、このＧａＮ基板上にＬＤ（レ−ザダイオード）を作製した場合、十分な長寿命が得られるであろうことが期待される。また、ＬＤ用基板としてさらに有用なものとするために、比較的厚さの厚いサンプルＦ、Ｇについては裏面のサファイアを研削により除去し、単体のＧａＮ基板とする事ができた。

［実施例２（ＧａＡｓ基板上、厚付け＋スライス加工）］
図１９（ａ）〜（ｃ）に実施例２の工程を示す。基板２１の上に窓付きのマスク２２を付ける。基板はサファイア、ＧａＡｓなど先述の基板の何れでも良い。窓を通してＧａＮ結晶２７を気相成長させる。鏡面条件を避け、ファセット成長する条件で成長させるから図１９（ｂ）のようにファセット面２５が無数に現れた凹凸に富む表面となる。鏡面ｓも幾分存在することもある。基板を除去してＧａＮ結晶２７を取りだし凹凸表面を研削加工および研磨加工して平坦平滑な表面とする。図１９（ｃ）のようにＧａＮ単体の単結晶２８を得る。
実施例１はサファイアを基板としてＧａＮウエハ１枚だけを作製したものであった。今度は一つの結晶から複数枚のウエハを切り出す（スライス）ことができるようにする。結晶の上下の位置の違いによるＥＰＤの相違を知るためである。またサファイア基板でなくＧａＡｓ基板を用いることにする。

２インチ（１１１）ＧａＡｓ基板のＧａ面（（１１１）ａ面ともいう）を使用した。マスクにするため、ＧａＡｓ基板の全面にＳｉＯ_２膜をプラズマＣＶＤ法によって形成した。マスクの厚みは０．１μｍである。その後フォトリソグラフィによってマスク窓を開けた。

マスク窓は様々の形状が可能であるが、ここではドット状の窓を千鳥配列になるように設けた。ドット窓は直径２μｍ程度の大きさで円形でも正方形でも良い。ＧａＡｓ基板の＜１１−２＞方向に４μｍピッチで１列に配列し、かつ＜１１−２＞方向に３．５μｍ離れたところに同じ４μｍピッチで同じ大きさのドット窓の列を設ける。隣接する列に属するドットは＜１１−２＞方向に２μｍ（半ピッチ）ずれるようにした。これを＜１１−２＞方向に繰り返す構造とした。つまり近接する３つのドット中心を結ぶと１辺が４μｍの正三角形ができるような窓の配列である。

ドット窓付きマスクを形成したＧａＡｓ基板に、ＨＶＰＥ法によってＧａＮバッファ層とエピ層を形成した。実施例１と同様に、常圧の反応炉の内部上方にＧａメタルを収容したボートを設け８００℃に加熱しＨＣｌガスを流してＧａＣｌを生成し、下方の基板付近に吹き込むＮＨ_３ガスとＧａＣｌを反応させて基板上にＧａＮ膜を成長させる。実施例１はウエハ１枚分だけの成長であったが、実施例２は複数枚ウエハを製造しようとするものである。実施例２で使用するＨＶＰＥ装置は長時間成長が可能な構造となっており、実施例１の装置とは異なる設備である。

（バッファ層の形成）
ＧａＡｓ基板を約５００℃の低温に保ち、ＮＨ_３分圧０．２ａｔｍ（２０ｋＰａ）、ＨＣｌ分圧２×１０^−３ａｔｍ（０．２ｋＰａ）として約３０分間ＧａＮ膜を成長させた。マスク窓のＧａＡｓ露出部のみに約８０ｎｍ厚みのバッファ層が堆積した。キャリヤガスはいずれも水素ガスである。

（エピ層の形成）
ＧａＡｓ基板の温度を約１０００℃に上げて、ＮＨ_３分圧０．４ａｔｍ（４０ｋＰａ）、ＨＣｌ分圧３×１０^−２ａｔｍ（３ｋＰａ）とした。成長時間は約１００時間であった。
１００時間のエピ成長によって、高さが２５ｍｍのＧａＮインゴットが作製できた。インゴットの底にはＧａＡｓ基板がついたままである。ＧａＮ成長表面は、二次元的な平面（鏡面）成長でなく、高密度のファセットが見られる。平面成長部であるｃ面からなる領域は１０％程度しかない。９０％がファセットの存在する領域である（Ｆ／Ｗ＝０．９）。｛１１−２２｝面からなる逆六角錐状のピットも数多く観察された。

このインゴットを、スライサーによりスライス切断加工して薄片（ウエハ）を得た。ＧａＡｓ基板側の約２ｍｍ厚の部分と、成長面側の約３ｍｍ厚の部分は切り捨てた。薄片を研磨加工して、表面が平坦な２インチ径、厚さ３５０μｍのＧａＮ基板が２０枚得られた。

同一のＧａＮインゴットであっても部位によってＥＰＤは違う。そこでＧａＡｓ基板側に近いウエハ（Ｈ）、中央部のウエハ（Ｉ）、成長面側に近いウエハ（Ｊ）の３枚を取り出して実施例１と同様の顕微鏡観察、画像処理によって表面状態、ＥＰＤ等を調べた。

○サンプルＨＥＰＤ：８×１０^３ｃｍ^−２
○サンプルＩＥＰＤ：６×１０^３ｃｍ^−２
○サンプルＪＥＰＤ：５×１０^３ｃｍ^−２

このように極めて低いＥＰＤの値が得られた。実施例１の場合最小ＥＰＤが１０^４ｃｍ^−２であったが、それよりなお低いのである。ＮＨ_３分圧（０．４ａｔｍ（４０ｋＰａ））、ＨＣｌ分圧（３×１０^−２ａｔｍ（３ｋＰａ））ともに高く温度は低く（１０００℃）て実施例１のサンプルＦと同程度の成長条件である。

研磨後のウエハの表面を観察すると、エッチピットは逆六角錐状で数μｍ〜数十μｍのものまで様々のサイズのものがあった。カソードルミネセンスの実験から、エッチピットの中心は、結晶成長時のファセットからなる成長ピットの中心部に上下方向に合致することが多いということが分かった。特に径の大きいエッチピットはほとんどが結晶成長時の成長ピットの中心部に位置する。

次に薄片に加工して試料を作製し透過電子顕微鏡によって縦方向の欠陥の観察をした。エッチピットの中心部でありファセットからなる結晶成長時の成長ピットの中心部に、基板面に垂直方向の筋状欠陥が見える。さらに筋状欠陥を含む面状の欠陥も観察される。場合によってはピット中心の筋状欠陥を含む面状の欠陥が６０度の挟角をもって存在している。ピット中心部付近では複数の転位が見られた。しかしピット中心から離れた箇所では透過電子顕微鏡の視野内で殆ど転位が見られなかった。また、カソードルミネッセンスの結果から、エッチピットの外形が正六角形状からややずれて、丸みを帯びた曲線を持った形状となっている箇所もあったが、転位低減効果については同等であった。

このような極端な低転位ＧａＮはこれまで全く存在しなかった。このような低転位のＧａＮ基板を使用してＧａＮ系のＬＤを作製すると長寿命のレ−ザデバイスを作製できる可能性がある。

［実施例３（サファイア基板、厚付け＋スライス加工）］
図２０（ａ）〜（ｃ）に実施例３の工程を示す。基板２１に上に窓付きのマスク２２を付ける。基板はサファイア、ＧａＡｓなど先述の基板の何れでも良い。窓を通して厚みのあるＧａＮ結晶２９を気相成長させる。鏡面条件を避け、ファセット成長する条件で成長させるから図２０（ｂ）のようにファセット面２５が無数に現れた凹凸に富む表面となる。鏡面ｓも幾分存在することもある。厚みのあるＧａＮ結晶２９を軸と垂直の方向に切断し複数枚のウエハとする。ウエハの表面を研削加工および研磨加工して平坦平滑な表面とする。図２０（ｃ）のように複数枚のＧａＮ単体のミラーウエハ３０、３１、３２、３３…を得る。
実施例２はＧａＡｓ基板を使ってＧａＮを厚付けしスライスして２０枚のウエハにした。今度はサファイア基板を使ってＧａＮを厚付けしスライスして複数枚のウエハを得るようにしよう。
厚さ０．４ｍｍのｃ面を有するサファイア単結晶を基板とした。予めＨＶＰＥ法で、サファイア表面に約１μｍのＧａＮエピ層を形成した。

その表面に０．１μｍ厚みのマスク材料（ＳｉＯ_２）を被覆した。マスク窓はさまざまの形状が可能であるが、実施例２と同様のドッド窓とした。寸法や周期は同様である。サファイアの上にＧａＮ層があるからＧａＮ層の方位に対してマスク窓の配列の方向を定義する。

ドット窓は直径２μｍ程度の大きさで円形でも正方形でも良い。ＧａＮ層の＜１−１００＞方向に４μｍピッチで１列に配列し、かつ＜１１−２０＞方向に３．５μｍ離れたところに同じ４μｍピッチで同じ大きさのドット窓の列を設ける。隣接する列に属するドットは＜１−１００＞方向に２μｍ（半ピッチ）ずれるようにした。これを＜１１−２０＞方向に繰り返すようにした。つまり近接する３つのドット中心を結ぶと１辺が４μｍの正三角形ができるような窓の配列である。
バッファ層の形成は行わず、マスクの上から直接にエピ層を成長させた。実施例２と同じ長時間成膜できるＨＶＰＥ装置を用いた。

（エピ層の形成）
マスク／ＧａＮ／サファイア基板からなる基板の温度を約１０３０℃に保ち、ＮＨ_３分圧０．３５ａｔｍ（３５ｋＰａ）、ＨＣｌ分圧４×１０^−２ａｔｍ（４ｋＰａ）とした。成長時間は約１００時間であった。実施例２と時間は同じであるが、ＮＨ_３分圧は少し低く、ＨＣｌ分圧は少し高くしてある。

エピタキシャル成長によって、高さ約３ｃｍのＧａＮインゴットが作製できた。冷却時の熱応力のため、インゴットの底に付いているサファイア基板にクラックが入っていた。ＧａＮインゴットにはクラックはなく使用可能な状態であった。ＧａＮ成長表面は、実施例２と同様でファセットが数多く見られた。平面成長部であるｃ面からなる領域は極狭くて３０％程度であった。ファセット領域が７０％であるから、ファセット領域比率Ｆ／Ｗは０．７である。

｛１１ー２２｝面からなる逆六角錐状のピットも多数観察された。インゴットをスライス切断加工して２４枚のウエハを得た。サファイア基板側の３ｍｍ厚の部分と成長面側の３ｍｍ厚の部分は切り捨てた。２４枚のウエハは研磨加工して厚さ３５０μｍの平坦平滑なＧａＮウエハとした。

実施例２と同じように同一インゴットの異なる部位からとったウエハ３枚を比較した。サファイア基板側に近いサンプル（Ｋ）、中央部のサンプル（Ｌ）、成長面側に近いサンプル（Ｍ）の３枚を取り出し、顕微鏡観察によって表面状態、ＥＰＤ等を調べた。

○サンプルＫＥＰＤ：２×１０^４ｃｍ^−２
○サンプルＬＥＰＤ：１×１０^４ｃｍ^−２
○サンプルＭＥＰＤ：８×１０^３ｃｍ^−２

実施例２より高いが、それでも十分に低いＥＰＤの値が得られた。実施例１の場合最小ＥＰＤが１０^４ｃｍ^−２であったが、それと同等である。実施例１の手法はウエハ１枚しか作れないが実施例３の厚付け法は一度で数十枚のＧａＮウエハを製造できる。ＮＨ_３分圧（０．３５ａｔｍ（３５ｋＰａ））、ＨＣｌ分圧（４×１０^−２ａｔｍ（４ｋＰａ））ともに高く温度（１０３０℃）もまた高いということが重要である。これによってファセットの多い成長を持続する。

研磨後のウエハの表面を観察すると、エッチピットは逆六角錐状で数μｍ〜数十μｍのものまで様々のサイズのものがあった。カソードルミネセンスの実験から、エッチピットの中心は、結晶成長時のファセットからなる成長ピットの中心部に上下方向に合致することが多いということが分かった。特に径の大きいエッチピットはほとんどが結晶成長時の成長ピットの中心部に位置する。これも実施例２と共通する。

次に薄片に加工して試料を作製し透過電子顕微鏡によって縦方向の欠陥の観察をした。エッチピットの中心部でありファセットからなる結晶成長時の成長ピットの中心部に、基板面に垂直方向の筋状欠陥が見える。さらに筋状欠陥を含む面状の欠陥も観察される。場合によってはピット中心の筋状欠陥を含む面状の欠陥が６０度の挟角をもって存在している。ピット中心部付近では複数の転位が見られた。しかしピット中心から離れた箇所では透過電子顕微鏡の視野内で殆ど転位が見られなかった。

このような低転位ＧａＮはこれまで全く存在しなかった。このような低転位のＧａＮ基板を使用してＧａＮ系のＬＤを作製すると長寿命のレ−ザデバイスを作製できる可能性がある。

［実施例４（サファイア基板、４段階エピ、厚づけ＋スライス加工）］
図２０（ａ）〜（ｃ）に実施例４の工程を示す。基板２１に上に窓付きのマスク２２を付ける。基板はサファイア、ＧａＡｓなど先述の基板の何れでも良い。窓を通して厚みのあるＧａＮ結晶２９を気相成長させる。鏡面条件を避け、ファセット成長する条件で成長させるから図２０（ｂ）のようにファセット面２５が無数に現れた凹凸に富む表面となる。鏡面ｓも幾分存在することもある。厚みのあるＧａＮ結晶２９を軸と垂直の方向に切断し複数枚のウエハとする。ウエハの表面を研削加工および研磨加工して平坦平滑な表面とする。図２０（ｃ）のように複数枚のＧａＮ単体のミラーウエハ３０、３１、３２、３３…を得る。
実施例３と同様の方法によって、サファイア基板上にＧａＮ層、マスク層（ドット窓）を形成した基板を準備した。
バッファ層はつくらず、エピ層だけの条件を変えて４段階の成長によって作製した。実施例２で用いたのと同じように長時間成長できるＨＶＰＥ装置を用いた。

（ＧａＮエピ層の形成）
第１段階（最初の２時間）
成長温度；１０３０℃
ＮＨ_３分圧；０．１２ａｔｍ（１２ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧；２×１０^−２ａｔｍ（２ｋＰａ）
第２段階（次の２時間）
成長温度；１０３０℃
ＮＨ_３分圧；０．３５ａｔｍ（３５ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧；２×１０^−２ａｔｍ（２ｋＰａ）
第３段階（続く２時間）
成長温度；１０３０℃
ＮＨ_３分圧；０．１２ａｔｍ（１２ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧；２×１０^−２ａｔｍ（２ｋＰａ）
第４段階（残りの９５時間）
成長温度；１０３０℃
ＮＨ_３分圧；０．３５ａｔｍ（３５ｋＰａ）
ＨＣｌ分圧；４×１０^−２ａｔｍ（４ｋＰａ）

成長時間の合計は１０１時間である。成長温度は１０３０℃で一貫している。１〜３段階は初期の短い間（６時間）の変化であり、おもにＮＨ_３分圧を変えている。４段階の９５時間の成長は実施例３と全く同じ条件である。

エピ成長の結果、実施例３とほぼ同じように高さ約３ｃｍのＧａＮインゴットが作製できた。外観も実施例３と同じであった。成長表面の状態も実施例３と近似していた。実施例４のインゴットを実施例３と同様な加工（スライス加工＋研磨加工）によって、２４枚の２インチ径、厚さ３５０μｍのＧａＮウエハを得た。実施例３と同じようにサファイア基板側の３ｍｍ厚みの部分、成長面側の３ｍｍ厚さの部分は切り捨てた。

ＧａＮ基板を評価するため、実施例３、２と同様に、サファイア基板側のサンプル（Ｐ）、中央部のサンプル（Ｑ）、成長面側に近いサンプル（Ｒ）の３枚のウエハをとって表面観察、ＥＰＤ測定を行った。
○サンプルＰＥＰＤ：１×１０^４ｃｍ^−２
○サンプルＱＥＰＤ：８×１０^３ｃｍ^−２
○サンプルＲＥＰＤ：６×１０^３ｃｍ^−２

実施例２、３と同じように成長面側へ行くほどにＥＰＤが下がるという傾向がある。ＥＰＤは実施例３の場合よりさらに低くなっている。
エッチピットは逆六角錐状で径が２μｍ程度の小さいものから数十μｍ程度のものまでさまざまのサイズのものがあった。

実施例３と実施例４のエッチピットを詳細に比較検討した。カソードルミネッセンス（ＣＬ）の結果から、径の大きいエッチピットは、基板に垂直な線状の欠陥に起因していると考えられる。径の小さなエッチピットは通常の貫通転位によるものと考えられる。詳しくみると、実施例３と実施例４において、小さい径のエッチピットの密度に差が見られた。実施例４の方が小さいエッチピットの密度が低い。

小さなエッチピットの密度の測定値
実施例３実施例４
Ｋ１．５×１０^４ｃｍ^−２Ｐ５×１０^３ｃｍ^−２
Ｌ６×１０^３ｃｍ^−２Ｑ４×１０^３ｃｍ^−２
Ｍ４×１０^３ｃｍ^−２Ｒ２×１０^３ｃｍ^−２

この原因を調べるために、実施例３、実施例４のインゴットのサファイア基板に近い側の３ｍｍ程の（切り捨てた部分）結晶を割り、高さ方向の断面をカソードルミネセンスによって分析した。実施例４の方が、成長の初期において、ピット形状が大きく変化しており、ファセット成長領域が厚さ方向で全面に渡って存在しているということが判明した。

これは実施例４において初期の成長条件を複雑に変動させピット形状を変化させたことによる。成長初期のピット形状変化によるファセット成長部が横方向に多様な変化をすることによる。厚さ方向において全領域にわたってファセット成長の履歴を持つようになって実施例４の転位を著しく減少させたものである。

［実施例５（ＧａＡｓ上種結晶＋インゴット）］
基板としてＧａＡｓ基板を使用する。ＧａＡｓ基板は、２インチ径（１１１）基板のＧａ面を使用し、実施例２と同様に、まず全面にＳｉＯ_２膜をプラズマＣＶＤによって０．１μｍ厚になるよう形成し、その後フォトリソグラフィによってマスク窓を開けた。

マスク窓は、様々な形状が可能であるが、ここではストライプ状の窓を形成した。ストライプ窓は、３μｍ幅、６μｍピッチでストライプの方向はＧａＡｓ基板の＜１１−２＞方向とした。このようなストライプ窓をマスクの全面に形成した。ＳｉＯ_２マスクの膜厚は当然０．１μｍである。
マスクを形成した基板上に、ＨＶＰＥ法によって、ＧａＮを成長させた。実施例５におけるＨＶＰＥ法は、実施例２と同じ装置を使用した。

（バッファ層の形成）
実施例２と同様にして、まず約５００℃の低温にて、ＮＨ_３ガス分圧を０．２ａｔｍ（２０ｋＰａ）、ＨＣｌガス分圧を２×１０^−３ａｔｍ（２ｋＰａ）とし、成長時間約３０分で、ＧａＮからなるバッファ層を約８０ｎｍを成長させた。マスク膜厚（１００ｎｍ）の方がバッファ層より厚いから、この段階ではマスク開口部（窓）のＧａＡｓ基板表面にＧａＮバッファ層が成長する。マスクの上にはＧａＮが堆積しない。

（エピ層の形成）
その後１０００℃まで昇温して、この温度でＧａＮエピタキシャル層を成長させた。同じＨＶＰＥ装置内であるが条件が違う。ＮＨ_３分圧０．４ａｔｍ（４０ｋＰａ）、ＧａＣｌ分圧３×１０^−２ａｔｍ（３ｋＰａ）とした。成長時間は約４時間であった。
その後ＧａＡｓ基板を王水中でエッチング除去した。さらに図１９に示したプロセスに従って研削加工によりＧａＮ結晶を外形加工した。表面を研磨加工することにょって、厚さ約０．４ｍｍのＧａＮ結晶を得た。
この結晶のエッチピット密度を測定したところ、ＥＰＤは２×１０^４ｃｍ^−２であった。充分に低いエッチピット密度であって、単体でＧａＮ単結晶基板として使用可能である。

（ＧａＮ種結晶からのエピ成長）
次にこの基板を種結晶として、図２１のプロセスに従って、インゴット作製を試みた。同じＨＶＰＥ法を用いた。成長条件は、ＮＨ_３分圧０．４ａｔｍ（４０ｋＰａ）、ＨＣｌ分圧３×１０^−２ａｔｍ（３ｋＰａ）である。１００時間の成長時間で約２．６ｃｍの高さのＧａＮインゴットを得た。クラックの発生は全くなく理想的な状態であった。成長表面の状態は、二次元的な平面成長でなく、ファセットが数多く見られた。平面成長部であるｃ面からなる領域は、全表面積にうち５％程度しかなかった。９５％はファセット部であった。｛１１−２２｝面よりなる逆六角錐形状のピットも数多く観察された。

このインゴットをスライサーによりスライス切断加工をしウエハに切りだした。これはスライサーの切断模様があるのでウエハの両面を研磨した。それによって、２インチ径、厚さ３５０μｍの表面が平坦なＧａＮ基板が２５枚得られた。ＧａＡｓ基板側であった１ｍｍ厚ほどの部分と、成長面側の３ｍｍ厚さ程の部分は切り捨てた。収率はこれまでのなかで最も高く、ＧａＡｓ基板からの砒素の混入もなかった。良質の単結晶を得易い方法であった。

これらのＧａＮ基板（ウエハ）について評価を行った。評価のため、切りだしたＧａＮウエハのうち、ＧａＡｓ基板側のウエハサンプルをＳ、インゴット中央部付近のサンプルをＴ、インゴット上部のウエハサンプルをＵとした。実施例１と同様の方法によってウエハ面のＥＰＤを測定した。ＥＰＤの測定結果は以下のようであった。

○ サンプルＳＥＰＤ：７×１０^３ｃｍ^−２
○ サンプルＴＥＰＤ：５×１０^３ｃｍ^−２
○ サンプルＵＥＰＤ：３×１０^３ｃｍ^−２

以上のように、これまでで最も低いＥＰＤの値が得られた。エッチピットを顕微鏡観察した。エッチピットは六角錐状で数μｍから数十μｍのものまで見られた。エッチピットは、結晶成長時のファセットからなる成長ピットの中心部に位置する事が多い、ということがカソードルミネセンスによる観察によって分かった。特に、径の大きいエッチピットは、そのほとんどが、結晶成長時の成長ピットの中心部に位置する。

ウエハを薄片に加工し試料を作製して、透過型電子顕微鏡による縦方向断面の観察を行った。その結果、エッチピットの中心であり、かつファセットからなる結晶成長時の成長ピットの中心部に、基板面に垂直方向の、筋状の欠陥が観察された。また、ピットの中心部の筋状の欠陥を含んだ面状の欠陥も見られた。場合によっては、中心のピット中心部の筋状の欠陥を中心に約６０度の角度で開いた６枚の面状の欠陥を有する場合があった。ピット中心部付近では、複数の転位が見られたが、全般に転位は少なかった。中心から離れた箇所では、透過電子顕微鏡の視野内では転位が殆ど見られなかった。

本発明の単結晶ＧａＮの結晶成長法及びＧａＮ単結晶基板の製造法により、従来得られなかった１０^６ｃｍ^−２以下の低転位のＧａＮ単結晶が得られるようになった。これにより低転位ＧａＮ単結晶の工業的な生産が可能になる。低転位ＧａＮ単結晶基板を使用して、長寿命かつ高品質の青色、紫色の短波長の半導体レ−ザが製作可能になる。

隣接するファセット面のなす角度が１８０度以下の場合ファセット面を含む角錐において結晶は発散する方向に成長することを示す斜視図。隣接するファセット面のなす角度が１８０度以下の場合転位の進行方向が成長方向と平行であるから転位は境界線から遠ざかることを示す平面図。隣接するファセット面のなす角度が１８０度以下の場合ファセット面を含む角錐において結晶は発散する方向に成長し転位も発散し角錐が上方へそのまま嵩上げされて成長することを示す斜視図。隣接するファセット面のなす角度が１８０度以上の場合ファセット面を含む逆角錐において結晶は内側に収束する方向に成長することを示す斜視図。隣接するファセット面のなす角度が１８０度以上の場合転位の進行方向が成長方向と平行であるから転位は境界線に近づくことを示す平面図。隣接するファセット面のなす角度が１８０度以上の場合ファセット面を含む角錐において結晶は収束する方向に成長し転位も境界線に収束し逆角錐が上方へそのまま嵩上げされて成長することを示す斜視図。ＧａＮ気相成長において逆六角錐ピットが表面に出現した状態を表す斜視図。成長ピットにおける成長方向Ｂ、転位の進行方向ｂなどを表し、転位が境界線に衝突することを示す逆六角錐の平面図。ＧａＮ気相成長において逆六角錐ピットが表面に出現した場合、転位が内向きに進行し境界線に集積され境界線を成長方向に延ばした面状の欠陥部が生成することを示す斜視図。成長ピットの逆六角錐における成長方向Ｂ、転位の進行方向ｂなどを示す平面図。転位が境界線に衝突し境界線状を内向きに進行し中心点に集積するから中心が転位の多重点となることを示す逆六角錐の平面図。成長条件を一定に保ちほぼ一定のピット面形状で成長した場合の結晶の縦断面図。斜線部が鏡面成長（ｃ軸成長）部ｓであり、白地部がファセット成長部ｗである。成長条件を変化させファセット成長部と鏡面成長部を横方向に変化させて大部分にファセット成長の履歴をもたせるようにした場合の結晶の縦断面図。斜線部が鏡面成長（ｃ軸成長）部ｓであり、白地部がファセット成長部ｗである。成長条件を変化させファセット成長部と鏡面成長部を横方向に変化させてある時刻に全体にファセット成長の履歴をもたせるようにした場合の結晶の縦断面図。斜線部が鏡面成長（ｃ軸成長）部ｓであり、白地部がファセット成長部ｗである。ＧａＮのラテラルオーバーグロースにおいて、基板に窓付きマスクをもうけた状態の断面図。ＧａＮのラテラルオーバーグロースにおいて、マスクの開口部にのみＧａＮ結晶が三角畝状に成長した状態の断面図。ＧａＮのラテラルオーバーグロースにおいて、マスクの開口部を越えてマスク上を横方向に延びてＧａＮ結晶が台形畝状に成長した状態の断面図。ＧａＮのラテラルオーバーグロースにおいて、隣接する開口部から成長した結晶が二等分線状で相合しファセット面が消滅して平坦面を維持しつつ上方に鏡面成長している状態の断面図。本発明の一つの実施例にかかるＧａＮの成長過程を示す断面図。図１８（ａ）は基板に窓付きマスクを形成した状態の断面図。図１８（ｂ）は窓開口部を通して基板にＧａＮ結晶がファセット成長した状態の断面図。図１８（ｃ）は結晶成長面を研削加工しさらに研磨加工して平滑平坦にして基板つきのＧａＮウエハとしたものの縦断面図。本発明の他の実施例にかかるＧａＮの成長過程を示す断面図。図１９（ａ）は基板に窓付きマスクを形成した状態の断面図。図１９（ｂ）は窓開口部を通して基板にＧａＮ結晶がファセット成長した状態の断面図。図１９（ｃ）は基板を除去しＧａＮ結晶を取りだし凹凸ある結晶成長面を研削加工・研磨加工して平滑平坦にし裏面も研削加工して単体のＧａＮウエハとしたものの縦断面図。本発明の他の実施例にかかるＧａＮの成長過程を示す断面図。図２０（ａ）は基板に窓付きマスクを形成した状態の断面図。図２０（ｂ）は窓開口部を通して基板に厚みのあるＧａＮ結晶がファセット成長した状態の断面図。図２０（ｃ）は基板を除去し長いＧａＮ結晶インゴットを切断して複数枚のアズカットウエハとしてウエハの両面を研削加工して平坦平滑なミラーウエハにしたものの縦断面図。本発明の他の実施例にかかるＧａＮの成長過程を示す断面図。図２１（ａ）は基板に窓付きマスクを形成した状態の断面図。図２１（ｂ）は窓開口部を通して基板にＧａＮ結晶がファセット成長した状態の断面図。図２１（ｃ）は基板を除去しＧａＮ結晶インゴットを切断して１つのアズカットウエハとしウエハの両面を研削加工して平坦平滑にしたものの縦断面図。図２１（ｄ）はそれを種結晶としてさらに長いＧａＮインゴットをファセット成長させた状態の断面図。図１９（ｅ）は長いＧａＮインゴットを切断して複数枚のウエハとし両面を研削加工しミラーウエハとしたものの断面図。

符号の説明

１基板
２マスク
３開口部（窓）
４三角畝状に成長したＧａＮ結晶
５ファセット面
６縦転位
７横転位
８転向ファセット面
９ファセット面
１０ＧａＮ鏡面結晶
１１面状欠陥部
１２鏡面表面
２１基板
２２マスク
２３開口部（窓）
２４エピ成長ＧａＮ結晶
２５ファセット面
２６基板付きＧａＮウエハ
２７エピ成長ＧａＮ結晶
２８ＧａＮウエハ
２９厚付けエピ成長ＧａＮ結晶
３０〜３３スライスしたウエハ
３４エピ成長ＧａＮ結晶
３５ＧａＮ種結晶
３６エピ成長ＧａＮ結晶
３７〜４０スライスしたＧａＮウエハ

Claims

下地基板の上に、気相成長の成長表面が平面状態でなく、ファセット面を組み合わせた凹部を有する三次元的なファセット構造を持つようにし、ファセット構造を成長終了まで埋め込まないまま、成長条件を変動させることによりファセット面の存在する領域を横方向に変化させながら成長させることを特徴とする窒化ガリウム結晶の成長方法。
窒化ガリウム結晶の成長方法において、窒化ガリウム結晶のどの領域も厚さ方向に見てファセット成長履歴があるように成長させることを特徴とする請求項１に記載の窒化ガリウム結晶の成長方法。
ファセット成長履歴を成長初期で与えることを特徴とする請求項２に記載の窒化ガリウム結晶の成長方法。
窒化ガリウム結晶の気相成長を、サファイア、ＳｉＣ、Ｓｉ、スピネル、ＮｄＧａＯ_３、ＺｎＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ_２、ＧａＡｓ、ＧａＰ、ＧａＮ、ＡｌＮの何れかからなる単結晶下地基板上に成長させた後、これら下地基板を除去したことを特徴とする請求項１から請求項３の何れかに記載の窒化ガリウム結晶の成長方法。
窒化ガリウム結晶の気相成長を、表面に開口部を有した非晶質または多結晶からなるマスク層を有した、サファイア、ＳｉＣ、Ｓｉ、スピネル、ＮｄＧａＯ_３、ＺｎＯ、ＭｇＯ、ＳｉＯ_２、ＧａＡｓ、ＧａＰ、ＧａＮ、ＡｌＮの何れかからなる単結晶下地基板上に成長させた後、これら下地基板を除去したことを特徴とする請求項１から請求項３の何れかに記載の窒化ガリウム結晶の成長方法。