JP4793824B2 - 窒化物半導体層の形成方法 - Google Patents

Description

本発明は窒化物半導体層の形成方法に関し、特に無極性窒化物半導体層の形成方法の改善に関する。

ＩＩＩ族窒化物半導体は、直接遷移型半導体であって高い発光効率を有する材料である。したがって、ＩＩＩ族窒化物半導体を利用した発光デバイスの研究開発が盛んに行われている。そのような発光デバイスの例として、紫外光から可視光までの波長領域内で発光し得る発光ダイオード（ＬＥＤ）および半導体レーザ素子（ＬＤ）が存在する。

より具体的には、ＩＩＩ族窒化物半導体としては、ＢＮ、ＡｌＮ、ＧａＮ、ＩｎＮ、およびそれらの混晶であるＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＩｎＮ、ＡｌＧａＩｎＮなどが含まれる。しかし、主に商品化されている発光デバイスは、結晶学的（０００１）面（いわゆるｃ面）に平行な主面を有するＧａＮ層（以下、ｃ面に平行な主面を有する層をｃ面層とも略称する）上に複数のＩＩＩ族窒化物半導体層を積層して作製されている。ここで、ＩＩＩ族窒化物半導体は、結晶構造として六方晶系のウルツ鉱構造を有し、分極性を有する材料である。

図１は、ＩＩＩ族窒化物半導体の結晶構造の一例として、ＧａＮの結晶構造を模式的な斜視図で図解している。この図において、異種原子間を結ぶ実線は最近接のＧａ原子とＮ原子との結合を表している。他方、破線は、ＧａＮが有する六方晶構造の単位格子を表している。すなわち、結晶軸ａ１とａ２は互いに１２０度の角度をなし、ｃ軸はそれらの結晶軸ａ１とａ２に対して垂直の関係にある。

図１におけるＧａＮ結晶構造の図解から、ｃ軸方向に直交するｃ面に平行な原子面として、Ｇａ原子のみを含むＧａ原子面とＮ原子のみを含むＮ原子面とが交互に積層されていることがわかる。このような結晶構造において、Ｇａ原子とＮ原子が互いに異なる電気陰性度を有し、Ｇａ原子面はわずかにプラスに帯電し、Ｎ原子面はわずかにマイナスに帯電し、その結果としてｃ軸方向には自発分極が発生する。すなわち、ＧａＮ結晶はｃ軸方向に一軸異方性を有する分極性物質である。

さらに、ＧａＮ結晶のｃ面上に異種半導体層を結晶成長させてヘテロ接合を形成した場合には、格子定数差に基づいてＧａＮ結晶に圧縮歪または引っ張り歪が生じ、ＧａＮ結晶内でｃ軸方向に圧電分極（ピエゾ分極）が発生する。例えば、発光素子中の多重量子井戸（ＭＱＷ）発光層に含まれるｃ面に平行なＧａＮ障壁層上にＩｎＧａＮ量子井戸層を結晶成長させた場合、ＧａＮとＩｎＧａＮとの格子定数差に起因して歪応力が生じ、ｃ軸方向にピエゾ分極（圧電分極）が発生する。

したがって、障壁層と量子井戸層との界面には、ＧａＮ結晶とＩｎＧａＮ結晶との自発分極差により生じた固定電荷およびピエゾ分極により生じた固定電荷の双方が存在する。その結果、自発分極による内部電場に加えてピエゾ分極による内部電場が重畳されて、井戸層面に垂直なｃ軸方向に大きな分極電場が発生することになる。このような分極電場においては、ＩｎＧａＮ中のＩｎ組成比が大きくなるほど、自発分極に比べてピエゾ分極の影響が優勢になる。

上述のような分極電場の影響によって、ｃ面に平行な発光層（ｃ面発光層）を含むＧａＮ系発光デバイスにおいては、発光効率の低下や、必要な注入電流の増大にともなう発光のピーク波長シフトなどの問題が生じる。これらの問題が生じるメカニズムとしては、分極電場に起因して量子井戸層中の電子と正孔の波動関数が空間的に分離されて発光確率が激減する量子閉じ込めシュタルク効果（ＱＣＳＥ）が考えられている。

そこで、近年では、ＩＩＩ族窒化物半導体を利用する発光デバイスのさらなる発光効率の向上のために、分極電場の影響を回避し得る無極性面に平行なＩＩＩ族窒化物半導体層（以下、無極性面に平行な層を無極性層とも略称する）を利用することが期待されている。例えば、ＧａＮ結晶の極性面であるｃ面に直交する無極性面である（１１−２０）面（いわゆるａ面）または（１−１００）面（いわゆるｍ面）上に歪量子井戸層を形成し、それによって、極性面であるＧａＮのｃ面に起因する分極電場の影響を回避する方法が検討されている。すなわち、ＧａＮ結晶のａ面上またはｍ面上に結晶成長させられるＩＩＩ族窒化物半導体層（ａ面層またはｍ面層）においては、その厚さ方向に平行な成長軸方向とｃ軸とが垂直になるので、その成長軸方向（厚さ方向）には分極電場が発生しない。

Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，Ｖｏｌ．８１，（２００２），ｐｐ．４６９−４７１および特表２００５−５２２８８９号公報は、（１−１０２）面（いわゆるｒ面）に平行な主面を有するサファイア基板（以下、ｒ面サファイア基板とも称す）上に平滑な表面を有するａ面ＧａＮ層を結晶成長させる方法を開示している。その方法では、ＭＯＶＰＥ（有機金属気相成長）によって、ｒ面サファイア基板上に比較的低温でＧａＮバッファ層（低温バッファ層）を形成した後に、高温でａ面ＧａＮ層を成長させる。その際に、低温ＧａＮバッファ層の成長温度は４００℃〜９００℃の範囲内であり、その厚さは１〜１００ｎｍの範囲内である。
特表２００５−５２２８８９号公報 Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，Ｖｏｌ．８１，（２００２），ｐｐ．４６９−４７１

しかしながら、特許文献１または非特許文献１の方法によって高品質のａ面窒化物半導体層を形成するためには、低温バッファ層の成長条件を厳密に管理する必要がある。より具体的には、低温バッファ層の最適な成長条件の範囲は非常に狭く、その成長温度に関して許容される変動範囲は±１０℃以内であって、最適な層厚に関して許容される変動範囲は±５ｎｍ以内である。したがって、そのような低温バッファ層は、再現性および生産性の観点から問題がある。

上述のような先行技術の状況に鑑み、本発明は、サファイア基板と窒化物半導体層との間に低温バッファ層を介在させることなく、平坦で高品質の無極性窒化物半導体層を得ることを目的としている。

本発明による窒化物半導体層の形成方法では、サファイア基板の（１−１０２）面に平行な一主面を窒化処理し、その窒化処理された基板面上に有機金属気相成長法によって第１の窒化物半導体層および第２の窒化物半導体層を順次結晶成長させ、基板の窒化処理と第１および第２の窒化物半導体層の結晶成長とが同じ基板温度で行なわれ、有機金属気相成長法において反応室内に導入されるトリメチルガリウムガスに対するアンモニアガスの体積比は第２の窒化物半導体層の成長時に比べて第１の窒化物半導体層の成長時において大きく、第１と第２の窒化物半導体層の各々は（１１−２０）面に平行なＧａＮ層であることを特徴としている。なお、第１の窒化物半導体層は、３μｍ以下の厚さに結晶成長させられることが好ましい。

また、第１の成長条件におけるトリメチルガリウムガスに対するアンモニアガスの体積比は、１５２よりも大きいことが好ましい。

以上のような本発明によれば、サファイア基板の表面を窒化処理して、その上に成長条件の異なる２段階成長を実施することによって、高品質の窒化物半導体結晶層を成長させることができる。この高品質の窒化物半導体結晶層はその上に高品質の窒化物系半導体結晶層を成長させるための下地層として利用することができ、例えば高性能の窒化物系半導体発光素子を作製するための下地層として利用することができる。

以下においては、本発明を実施するための種々の形態に関する種々の条件についてより詳細に説明する。

（２段階成長による無極性ＩＩＩ族窒化物半導体層の形成方法）
まず、本発明の一実施形態による無極性ＩＩＩ族窒化物半導体層の形成方法について説明する。より具体的には、常圧ＭＯＶＰＥ（有機金属気相成長）法によって、ｒ面サファイア基板上に無極性a面ＧａＮ層を形成する方法について説明する。本願においては、１段目のＧａＮ層成長と２段目のＧａＮ層成長とを連続して成長させたＧａＮ層を「２段階成長ＧａＮ層」と称する。また、以後において特に断らない限り、ＧａＮ層とはｒ面サファイア基板上に成長させたa面ＧａＮ層を意味するものとする。なお、ＭＯＶＰＥ法の結晶成長時の圧力は常圧として例示されるが、減圧下のＭＯＶＰＥ法をも利用し得ることは言うまでもない。ＭＯＶＰＥ法においてＧａＮ層を成長させるためには、周知のように、Ｖ族元素原料ガスとしてのＮＨ₃（アンモニア）、ＩＩＩ族元素原料ガスとしてのＴＭＧａ（トリメチルガリウム）、およびキャリアガスとしてのＨ₂ガスとＮ₂ガスが用いられ得る。

図２は、サファイア基板の単位格子を模式的な斜視図で図解している。この図中でハッチングが施された面が、サファイア結晶のｒ面を表している。このｒ面に平行な主面を有するｒ面サファイア基板上に、本発明にしたがってＧａＮ層を結晶成長させれば、無極性のａ面ＧａＮ層を成長させることができる。

図３の模式的斜視図においては、ｒ面サファイア基板１０２上に成長するａ面ＧａＮ層１０１の結晶軸方向［０００１］_GaN、［１−１００］_GaN、および［１１−２０］_GaNとそのサファイア基板の結晶軸方向［０００１］_Sapphireとの関係が図解されている。ｒ面サファイア基板の主面に関する面加工精度は、ｒ面に対するずれ角が±２°以下の範囲内であることが望まれる。

図４の模式的グラフは、本発明においてＭＯＶＰＥ法によってａ面ＧａＮ層を結晶成長させる温度プロファイルの一例を示している。すなわち、このグラフの横軸は成長時間を表し、縦軸は成長温度を表している。このグラフの下部において横軸に沿って挿入されているタイミングチャートは、原料ガスであるＴＭＧａとＮＨ₃およびキャリアガスであるＨ₂ガスをそれぞれ供給するタイミングを示している。すなわち、それらのタイミングチャートの高レベルはガスの供給を表し、低レベルはガスの供給の停止を表している。なお、図４においてはキャリアガスに含まれ得るＮ₂ガスの供給に関するタイミングチャートが示されていないが、キャリアガスはＧａＮ層成長過程のいずれの時点においてＮ₂ガスを含んでいてもよい。

ａ面ＧａＮ層を結晶成長させる具体的例示として、図４に示されているように、まずＭＯＶＰＥ反応室内において基板温度を室温から１１５０℃まで昇温させる。基板温度が１１５０℃に安定した後に反応室内へＨ₂ガスの供給を開始して、Ｈ₂ガス雰囲気中においてサファイア基板の表面を１０分間で熱クリーニングする。次に、ＮＨ₃ガスの供給を開始して、サファイア基板の表面を窒化処理する。この窒化処理中において、例えば基板温度は１１５０℃、処理時間は１０分間、そしてＮＨ₃ガスの供給量は１分間に５Ｌ（Ｌ／ｍｉｎ）であることが好ましい。

サファイア基板の窒化処理の終了後に、ＴＭＧａの供給を開始して、例えば１．１μｍの厚さを有する１段目のａ面ＧａＮ層を結晶成長させる。この結晶成長の際のＭＯＶＰＥにおいて、例えば基板温度は１１５０℃、ＴＭＧａの供給量は毎分２５０マイクロモル（μｍｏｌ／ｍｉｎ）、ＮＨ₃ガスの供給量は７．５Ｌ／ｍｉｎ、そしてＶ族元素／ＩＩＩ族元素（以下、Ｖ／ＩＩＩと略称する）の供給モル比は１３３９であることが好ましい。なお、本発明において、１段目のＧａＮ層の成長条件におけるＮＨ₃供給量が２段目のＧａＮ層の成長条件に比べて多いという特徴があるので、１段目のＧａＮ層を「高Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮ層」とも称して、２段目のＧａＮ層に比べて特徴的に識別可能とする。

１段目のＧａＮ層の成長後に、引き続いて２段目のＧａＮ層の成長を行う。この２段目のＧａＮ層の成長条件は、ＮＨ₃供給量を０．８５Ｌ／ｍｉｎの小さな値に変更すること以外では１段目のＧａＮ層の成長条件と同じである。すなわち、２段目のＧａＮ層の成長時において、基板温度は１１５０℃、ＴＭＧａの供給量は２５０μｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比は１５２である。本明細書においては、２段目のＧａＮ層を「低Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮ層」とも称して、１段目のＧａＮ層に比べて特徴的に識別可能とする。なお、２段目のＧａＮ層は、例えば１０μｍの厚さに成長させる。

２段目のＧａＮ層の成長が終了すれば、ＴＭＧａと水素ガスの供給を停止して、Ｎ₂ガスとＮＨ₃ガスの混合雰囲気中で基板温度の降下を開始させる。基板温度が５００℃まで下がった時点でＮＨ₃の供給を停止し、Ｎ₂ガス雰囲気中で基板を室温まで降温させる。

なお、１段目のＧａＮ層の成長から２段目のＧａＮ層の成長に移る際のＮＨ₃供給量の変更では、瞬時に減少させてもよいし、徐々に減少させてもよい。また、以上の説明では２段階成長が例示されたが、ＮＨ₃供給量を多段階に分割して減少させるように変更をしてもよい。さらに、１段目と２段目のＧａＮ層の成長を一周期として、２周期以上のＧａＮ層の成長を行えば、さらに表面の平坦性および結晶性が向上したａ面ＧａＮ層が得られる。

（２段階成長ＧａＮ層の特性）
本発明にしたがって形成した２段階成長ＧａＮ層の表面は、きわめて平坦でありかつ鏡面のように平滑であり得る。より具体的には、光学顕微鏡による観察からもその表面の高度な平坦性が確認でき、その表面にはピットおよびクラックの発生がみられない。さらに、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）測定によるその表面の自乗平均粗さ（Ｒｍｓ）は、縦１０μｍで横１０μｍの測定領域において５ｎｍ以下であり得て、原子レベルでも極めて平坦であることが確認され得る。

結晶性の評価では、Ｘ線回折（ＸＲＤ）による解析において、ａ面ＧａＮ層の（１１−２０）面反射に関するロッキングカーブの半値全幅が例えば４８０ａｒｃｓｅｃ程度に小さくなり得る。もちろん、Ｘ線回折ピークの半値全幅が小さいほど、結晶性が良好であることを表している。なお、このＸ線測定の際のＸ線入射方向は、ａ面ＧａＮ層の＜０００１＞方向（いわゆるｃ軸方向）に平行である。

なお、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による断面観察の結果では、サファイア基板と２段階成長ＧａＮ層との界面には多数の小さな空隙が存在していることを認識することができる。

（１段目ＧａＮ層の厚さと２段階成長ＧａＮ層の表面モフォロジとの関係）
以下において、１段目の高Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮ層の厚さと２段階成長ＧａＮ層の表面モフォロジとの関係について調査した結果を説明する。

この調査において、２段階成長ＧａＮ層の形成は、図４に関連した前述の成長条件にて行われた。ただし、１段目に成長する高Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮ層の厚さがそれぞれ０．０５μｍ、０．１μｍ、０．５μｍ、１．１μｍ、３．０μｍ、および５．０μｍに変化させられた６種のサンプルが作製された。さらに、図４に類似した図５に示す条件にしたがって、高Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮ層を成長させずに（その厚さが０μｍに相当）、低Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮだけを成長させたサンプルも作製した（便宜上、このサンプルにおけるａ面ＧａＮ層も２段階成長ＧａＮ層と称することとする）。すなわち、１段目の高Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮ層の厚（厚さ０も含む）が異なる合計７種のサンプルを作製し、それらのサンプルにおいて成長させられた２段階成長ＧａＮ層の表面モフォロジが相互に比較された。

ここで、２段階成長ＧａＮ層の表面の平坦性を評価する指標として、サファイア基板面の全表面積に対する平坦なａ面ＧａＮ層が成長した面積の割合を「平坦なＧａＮ面の面積占有率」と定義する。その面積占有率は、光学顕微鏡像の測定から算出され得る。

図６のグラフは、１段目ＧａＮ層の厚さ［μｍ］と２段階成長ＧａＮ層の平坦なＧａＮ面の面積占有率［％］との関係を示している。このグラフからわかるように、１段目ＧａＮ層を省略した場合（その厚さ０の場合）に比べて、１段目ＧａＮ層を含む２段階成長ＧａＮ層の平坦なＧａＮ面の面積占有率は、１段目ＧａＮ層の厚さがいずれの場合においても増加している。特に、１段目ＧａＮ層の厚さが０．０５から０．５μｍの範囲においては、平坦なＧａＮ面の面積占有率が顕著に増加している。また、１段目ＧａＮ層の厚さが０．５μｍから３μｍの範囲においては、平坦なＧａＮ面の面積占有率が９９％以上であり、広範囲に平坦な表面が得られる。他方、１段目ＧａＮ層の厚さが５μｍのとき、平坦なＧａＮ面の面積占有率は９８％であり、その面積占有率に僅かな減少がみられる。

以上から、１段目ＧａＮ層を挿入することによって、その層厚にかかわらず、平坦なＧａＮ面の面積占有率が改善されることがわかる。なお、１段目ＧａＮ層の結晶成長の時間と費用を考慮すれば、図６からわかるように、１段目ＧａＮ層の厚さは３μｍ以下であることが好ましい。

（１段目ＧａＮ層の厚さと２段階成長ＧａＮ層の結晶性との関係）
次に、１段目の高Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮ層の厚さと２段階成長ＧａＮ層の結晶性との関係を調べた結果について説明する。

図７のグラフの横軸は１段目ＧａＮ層の厚さ［μｍ］を表し、縦軸は２段階成長後ＧａＮ層の（１１−２０）面反射のロッキングカーブの半値全幅（ＦＷＨＭ）を表している。前述のように、この半値全幅の値が小さいほど結晶性がよいことを意味する。この場合のＸ線の入射方向も、ａ面ＧａＮ層の＜０００１＞方向（すなわちｃ軸方向）に平行である。このグラフにおいて、１段目ＧａＮ層を省略した（厚さ０の）場合に比べれば、１段目ＧａＮ層含む２段階成長ＧａＮ層のＦＷＨＭがいずれの場合にも減少している。すなわち、１段目ＧａＮ層を成長させることによって、２段階成長ＧａＮ層の結晶性が向上することがわかる。

図７のグラフをさらに詳細に検討すれば、１段目ＧａＮ層の厚さが０．０５μｍから１．１μｍの範囲内にある場合において、ＦＷＨＭが顕著に減少している。また、１段目ＧａＮ層の厚さが１．１μｍから３μｍの範囲内にある場合においては、ＦＷＨＭが一定である。他方、１段目ＧａＮ層の厚さを約３μｍからさらに増大させれば、ＦＷＨＭはわずかに増加することがわかる。

以上から、１段目ＧａＮ層を挿入することにより、その層厚にかかわらず２段階成長ＧａＮ層の結晶性が改善されることがわかる。ただし、１段目ＧａＮ層の結晶成長の時間と費用を考慮すれば、平坦なＧａＮ面の面積占有率を向上させかつ結晶性のよい２段階成長ＧａＮ層を得るためには、１段目ＧａＮ層の厚さが３μｍ以下の範囲内であることが好ましいことがわかる。

（１段目ＧａＮ層成長時のＶ／ＩＩＩモル比と２段階成長ＧａＮ層の結晶性との関係）
以下においては、１段目ＧａＮ層の成長時のＶ／ＩＩＩモル比と２段階成長ＧａＮ層の結晶性との関係について調査した結果を説明する。

この調査における結晶成長条件は、１段目ＧａＮ層の成長においてＶ／ＩＩＩモル比を種々に変更したことを除けば、図４に関連した前述の成長条件と同様である。すなわち、サファイア基板の窒化処理時間は１０分である。１段目ＧａＮ層の成長条件に関しては、Ｖ／ＩＩＩモル比が１３３９、７３２、および３１３である３種類において、それぞれに厚さが０．１μｍ、０．５μｍ、１．１μｍ、３．０μｍ、および５．０μｍに変更されたサンプルが作製された。Ｖ／ＩＩＩモル比が１３３９、７３２、および３１３である場合のＮＨ₃供給量は、それぞれ７．５、４．１、および１．７５Ｌ／ｍｉｎであり、それらのいずれの場合にもＴＭＧａ供給量は２５０μｍｏｌ／ｍｉｎである。

他方、２段目ＧａＮ層の成長条件に関しては、基板温度が１１５０℃、ＴＭＧａの供給量が２５０μｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が１５２であり、１段目の成長条件に拘わらず一定に設定された。また、いずれの場合にも、２段目ＧａＮ層は１０μｍの厚さに成長させられた。

図８のグラフは、図６と同様に、１段目ＧａＮ層の厚さ［μｍ］と平坦なＧａＮ面の面積占有率［％］との関係を示している。このグラフにおいて、実線、点線、および一点鎖線の曲線は、１段目ＧａＮ層の成長条件におけるＶ／ＩＩＩモル比がそれぞれ１３３９、７３２、および３１３である３種類の場合の結果を示している。

図８におけるＶ／ＩＩＩモル比が１３３９の場合の結果（実線の曲線）は、図６の結果と同一である。他方、図８からわかるように、Ｖ／ＩＩＩモル比が７３２の場合（点線の曲線）では、１段目ＧａＮ層のいずれの厚さにおいても、Ｖ／ＩＩＩモル比が１３３９の場合の平坦なＧａＮ面の面積占有率を上回る結果が得られていない。また、Ｖ／ＩＩＩモル比が３１３の場合（一点鎖線の曲線）でも同様に、Ｖ／ＩＩＩモル比が１３３９および７３２の場合の平坦なＧａＮ面の面積占有率を上回る結果は得られていない。すなわち、平坦なＧａＮ面の面積占有率がもっとも大きくなるのは、１段目ＧａＮ層の成長時のＶ／ＩＩＩモル比が１３３９の場合であり、Ｖ／ＩＩＩモル比を小さくするほど平坦なＧａＮ面の面積占有率が小さくなることがわかる。したがって、１段目ＧａＮ層の成長条件におけるＶ／ＩＩＩモル比はできるだけ大きい方が好ましく、少なくとも２段目ＧａＮ層の成長時のＶ／ＩＩＩ供給モル比（本調査では１５２）よりも大きいことが好ましい。

（１段目ＧａＮ層の表面モフォロジ）
以下においては、１段目に成長させる高Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮ層の表面モフォロジに関して、ＳＥＭによって調査した結果について説明する。

この調査においては、図４に類似した図９の模式的グラフに示す常圧ＭＯＶＰＥ条件によって、厚さ１μｍの高Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮ層がr面サファイア基板上に形成された。その成長時において、基板温度は１１５０℃、ＴＭＧａ供給量は２５０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＮＨ₃供給量は７．５Ｌ／ｍｉｎ、Ｖ／ＩＩＩモル比は１３３９、そしてキャリアガスはＨ₂ガスとＮ₂ガスであった。

得られた高Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮ層の表面は、目視おいて白濁していた。また、ＳＥＭによる表面観察において、サファイア基板上には多数の凹凸状のＧａＮ結晶成長核が発生していることがわかった。

（２段階成長ＧａＮ層のＳＥＭ断面観察）
２段階成長後のa面ＧａＮ層のＳＥＭによる断面観察おいて、サファイア基板と２段階成長ＧａＮ層との界面には多数の微小空隙が存在していることがわかった。この微小空隙の存在によってそこでサファイア基板中の転位が終端し、その結果として２段階成長ＧａＮ層の結晶性が向上すると考えられる。また、サファイア基板とＧａＮ層との熱膨張係数差により生じる歪応力もそれらの微小空隙によって低減され得るので、その結果として２段階成長ＧａＮ層中のクラックの発生も抑制され得ると考えられる。

なお、以上の説明ではａ面ＧａＮ層について説明されたが、窒化物半導体層における無極性面にはａ面のほかにｍ面もあり、半極性面には｛１１−２２｝面や｛１０−１１｝面などもある。望まれる場合には、本発明はａ面以外の無極性面や半極性面の窒化物系半導体層の成長にも適用することができる。

従来では、高品質の窒化物半導体層を形成するためには、サファイア基板上の低温バッファ層の成長条件を厳密に管理する必要があった。しかし、以上のような本発明によれば、従来の低温バッファ層を必要とすることなく、サファイア基板表面を窒化処理しかつ窒化物系半導体層の成長条件におけるＶ／ＩＩＩモル比を成長途中で変更することによって、平坦で高品質な窒化物半導体層を得ることができ、その高品質の窒化物半導体層の再現性および生産性が向上する。

ＧａＮの結晶構造を示す模式的斜視図である。 サファイアの結晶構造を示す模式的斜視図である。 ｒ面サファイア基板とその上に成長するＧａＮ層との結晶方位関係を示す模式的斜視図である。 本発明によるＧａＮ層の２段階成長に適用されるＭＯＶＰＥ条件の一例を示す模式的グラフである。 高Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮ層を省略して低Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮ層のみを成長させる場合に適用されるＭＯＶＰＥ条件の一例を示す模式的グラフである。 １段目ＧａＮ層の厚さと平坦なＧａＮ面の面積占有率との関係を示すグラフである。 １段目ＧａＮ層の厚さとＸ線回折ピークの半値全幅との関係を示すグラフである。 １段目ＧａＮ層の厚さと平坦なＧａＮ面の面積占有率との関係を示すグラフである。 高Ｖ／ＩＩＩ−ＧａＮ層のみを成長させる場合のＭＯＶＰＥ条件の一例を示す模式的グラフである。

符号の説明

１０１ ｒ面サファイア基板上に成長させられるａ面ＧａＮ層、１０２ ｒ面サファイア基板。

Claims (3)

1. サファイア基板の（１−１０２）面に平行な一主面を窒化処理し、
   前記窒化処理された前記主面上に有機金属気相成長法によって第１の窒化物半導体層および第２の窒化物半導体層を順次結晶成長させ、
   前記基板の窒化処理と前記第１および第２の窒化物半導体層の結晶成長とが同じ基板温度で行なわれ、
   前記有機金属気相成長法において反応室内に導入されるトリメチルガリウムガスに対するアンモニアガスの体積比は、前記第２の窒化物半導体層の成長時に比べて前記第１の窒化物半導体層の成長時において大きく、
   前記第１と第２の窒化物半導体層の各々は（１１−２０）面に平行なＧａＮ層であることを特徴とする窒化物半導体層の形成方法。
2. 前記第１の窒化物半導体層は３μｍ以下の厚さに結晶成長させられることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体層の形成方法。
3. 前記第１の窒化物半導体層の成長時におけるトリメチルガリウムガスに対するアンモニアガスの体積比は１５２よりも大きいことを特徴とする請求項１または２に記載の窒化物半導体層の形成方法。

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