JP4816277B2 - 窒化物半導体自立基板及び窒化物半導体発光素子 - Google Patents

Description

本発明は、窒化物系化合物半導体結晶からなる窒化物半導体自立基板及び当該基板を用いた窒化物半導体発光素子に関し、特に、発光デバイス構造を形成した場合に、発光波長、発光出力、素子寿命等のばらつきが小さく、発光デバイスの歩留まりを向上させることが可能な窒化物半導体自立基板及び窒化物半導体発光素子に関するものである。

窒化物半導体材料は禁制帯幅が充分大きく、バンド間遷移も直接遷移型であるため、短波長発光素子への適用が盛んに検討されている。また電子の飽和ドリフト速度が大きいこと、ヘテロ接合による２次元電子ガスの利用が可能なこと等から、電子素子への応用も期待されている。

これらの素子を構成する窒化物半導体層は、有機金属気相成長法（ＭＯＶＰＥ）、分子線気相成長法（ＭＢＥ）、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ）等の気相成長法を用いて下地基板上にエピタキシャル成長を行うことにより得られる。ところが、窒化物半導体層と格子定数が整合する下地基板が存在しなかったため、良質の成長層を得ることが困難であり、得られる窒化物半導体層中には多くの結晶欠陥が含まれていた。結晶欠陥は素子特性の向上を阻害する要因であるので、これまで窒化物半導体層中の結晶欠陥を低減する検討が盛んに行われてきた。

結晶欠陥が比較的少ないIII族元素窒化物系化合物半導体結晶を得る方法として、サファイア等の異種基板上に低温堆積緩衝層（バッファ層）を形成し、その上にエピタキシャル成長層を形成する方法が知られている。低温堆積緩衝層を用いた結晶成長法では、まずサファイア等の基板上にＡｌＮ又はＧａＮを５００℃付近で堆積し、アモルファス状の膜ないし一部多結晶を含む連続膜を形成する。これを１０００℃付近に昇温することにより一部を蒸発させ、又は結晶化させて、密度の高い結晶核を形成する。これを成長の核として比較的結晶性のよいＧａＮ膜が得られる。しかしながら、低温堆積緩衝層を形成する方法を用いても、得られる基板には貫通転位や空孔等の結晶欠陥が相当程度存在し、現在望まれている高性能の素子を得るには不充分であった。

この問題を解決するため、近年、結晶成長用のＧａＮ基板を自立させたＧａＮ単結晶基板（以下、ＧａＮ自立基板と記す）が開発されてきた。ＧａＮ自立基板の製造方法としては、例えば、下地基板に開口部を有するマスクを形成し、開口部からラテラル成長させることにより転位の少ないＧａＮ層を得る技術、いわゆるＥＬＯ（Epitaxial Lateral Overgrowth）技術を用いてサファイア基板上にＧａＮ層を形成した後、サファイア基板をエッチング等により除去し、ＧａＮ自立基板を得ることが提案されている（例えば、特許文献１参照）。

また、ＥＬＯ法をさらに発展させた方法として、ＦＩＥＬＯ（Facet-Initiated Epitaxial Lateral Overgrowth）法が開発されている（例えば、非特許文献１参照）。ＦＩＥＬＯ法は、酸化シリコンマスクを用いて選択成長を行う点でＥＬＯ法と共通するが、選択成長の際にマスク開口部にファセットを形成する点で相違している。ファセットを形成することにより、転位の伝搬方向を変え、エピタキシャル成長層の上面に至る貫通転位を低減する。ＦＩＥＬＯ法を用いて、例えばサファイア等の下地基板上に厚膜のＧａＮ層を成長させ、その後下地基板を除去すれば、結晶欠陥の比較的少ない良質のＧａＮ自立基板を得ることができる。

上記以外にも、低転位のＧａＮ自立基板を得る方法として、ＤＥＥＰ（Dislocation Elimination by the Epi-growth with Inverted-Pyramidal Pits）法が開発されている（例えば、非特許文献２参照）。ＤＥＥＰ法は、ＧａＡｓ基板上にパターニングした窒化珪素等のマスクを用いてＧａＮを成長させることにより、結晶表面に意図的にファセット面で囲まれたピットを複数形成し、前記ピットの底部に転位を集積させることにより、その他の領域を低転位化するものである。

ＥＬＯ法やＤＥＥＰ法で得られたＧａＮ基板は、通常アズグロウンの状態では、その表面にピットやヒロック等のモフォロジが現れており、そのままではデバイス作製のためのエピタキシャル層を成長させることが難しい。このため、基板表面を研磨加工して鏡面に仕上げてから、デバイス作製に使用するのが一般的である。

更に、転位密度の低いＧａＮ基板の製造方法として、サファイアｃ面（（０００１）面）基板上にＧａＮ層を形成し、その上にチタン膜を形成後、水素ガスまたは水素含有化合物ガスを含む雰囲気中で基板を熱処理してＧａＮ層中に空隙を形成し、更に、ＧａＮ層上にＧａＮ半導体層を形成する方法が開示されている（例えば、特許文献２参照）。
特開平１１−２５１２５３号公報 特開２００３−１７８９８４号公報 Akira Usui et. al.,「Thick GaN Epitaxial Growth with Low Dislocation Density by Hydride Vapor Phase Epitaxy」, Jpn. J. Appl. Phys. vol. 36(1997) pp. L899-L902 Kensaku Motoki et. al.,「Preparation of Large Freestanding GaN Substrates by Hydride Vapor Phase Epitaxy Using GaAs as a Starting Substrate」, Jpn. J. Appl. Phys. Vol. 40(2001)pp. L140-L143

上記のような方法で作製したＧａＮ自立基板においては、確かにその転位密度が低減される。しかしながら、本発明者の更なる研究によれば、実際に１枚のＧａＮ自立基板上に発光デバイス構造を成長し、実装して複数の素子を形成した場合には、これらの素子間で発光波長に大きなばらつきが生じてしまい、更に、発光出力や素子寿命が極端に悪い素子が含まれることが分かった。発光波長、発光出力、素子寿命が設計値に対して大きくばらつくと、歩留まりの低下につながり、非常に大きな問題となってしまう。

従って、本発明の目的は、上記の問題を解決し、発光デバイス構造を形成した場合に、発光波長、発光出力、素子寿命等のばらつきが小さく、発光デバイスの歩留まりを向上させることが可能な窒化物半導体自立基板及び当該基板を用いた窒化物半導体発光素子を提供することにある。

本発明者は、上記課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、（１）発光波長、発光出力、素子寿命が基板面内で大きくばらつくのは、基板上に成長した発光デバイス構造中において新たに発生した転位のためであり、この転位は、基板面内の格子定数の不均一性に起因していること、（２）更に、基板面内の格子定数のばらつきを特定の範囲内とすることにより、発光波長、発光出力、素子寿命のばらつきを極めて小さくできること、を見出し、本発明を完成させた。

即ち、本発明の窒化物半導体自立基板は、六方晶の結晶格子からなるＡｌ _ｘ Ｉｎ _ｙ Ｇａ _{１−ｘ−ｙ} Ｎ（０≦ｘ＋ｙ≦１）の自立した窒化物系化合物半導体結晶が所定の直径を有する基板からなり、前記基板の最外周から半径方向に２ｍｍ内側までの領域を除いた面内を前記基板の直径方向に１ｍｍ間隔で測定した際のＸ線回折測定による結果から得られるａ軸長の格子定数のばらつきが±１２ｐｐｍ以下であり、前記ａ軸長の格子定数は、前記Ｘ線回折測定により前記基板の（０００６）面の面間隔ｄ _０００６ と（２０−２４）面の面間隔ｄ _{２０−２４} を求め、次の（１）式によりｃ軸長の格子定数を算出し、（２）式により前記ａ軸長の格子定数を算出することにより求めたものであり、前記ばらつきは、前記ａ軸長の格子定数の測定結果の標準偏差を平均値で除したものであることを特徴とする。

前記窒化物半導体自立基板上に、少なくとも窒化物系化合物半導体からなる発光層を形成して窒化物半導体発光素子とすることができる。

本発明の窒化物半導体自立基板によれば、発光素子の製造に際し、発光波長、発光出力、素子寿命等のばらつきを小さくして、設計値どおりの所望の特性を有する発光素子を数多く得ることができる。

従って、この窒化物半導体自立基板を用いて窒化物半導体発光素子を形成すれば、歩留まりを劇的に向上させることが可能となる。

本発明では、窒化物半導体自立基板において、該基板面内での格子定数のばらつきを所定の範囲内とすることを特徴としている。基板面内の格子定数のばらつきはその結晶成長過程で形成される不純物濃度分布に関連しているため、以下、ＧａＮ自立基板を例にして、その結晶成長過程に触れつつ説明する。

（ＧａＮ自立基板の結晶成長過程）
以下、図１を参照して、格子定数が異なる領域が形成される原因について説明する。
ＧａＮの成長は、ほとんどの場合、図１に示すように、成長初期に多数の３次元核が発生し、それらが互いに結合して連続膜を形成する、いわゆるＶｏｌｍｅｒ−Ｗａｂｅｒ型の成長様式をとる。

即ち、まず、成長用基材２上に、複数のＧａＮ結晶核１が発生する（ａ）。これらのＧａＮ結晶核１は、それぞれ、ｃ面（（０００１）面）の結晶成長を行うｃ面成長領域３と、ファセット面（（１１−２２）、（１−１０２）、（１１−２３）、（１１−２５）面等）の結晶成長を行うファセット成長領域（前期）４ａとで結晶成長を行う（ｂ）。この際、ｃ面の結晶成長速度よりもファセット面の結晶成長速度が遅いので、ファセット成長領域（前期）４ａは不純物を比較的取り込みやすい。成長用基材２上でファセット成長領域（前期）４ａ同士が繋がり出すと、その上部に、ファセット成長領域（中期）４ｂが形成され（ｃ）、更にその上部にファセット成長領域（後期）４ｃが形成され、最終的にｃ面成長領域３と繋がる（ｄ）。

図１（ｂ）〜（ｄ）に示した通り、不純物濃度の高い領域は、ファセット成長領域（前期４ａ、中期４ｂ、後期４ｃ）の履歴として結晶成長方向に延びた形で現れる。このように、不純物濃度の異なる領域が基板表面もしくは、基板表面近傍まで到達するので、必然的に研磨加工後のＧａＮ基板表面面内に不純物濃度の異なる領域が現れ、同時に格子定数のばらつきが生じてしまう。

以上説明したように、ＧａＮ自立基板では、厚くエピタキシャル成長したＧａＮ結晶を基板として用いるので、基板中に局所的に不純物濃度の不均一な領域が存在し得る。
そこで本発明者は、結晶成長のごく初期段階ではファセットを出しながら成長するが、膜厚を３５０μｍ、好ましくは２５０μｍ、最も好ましくは１００μｍ成長するまでに平坦にしてしまい（即ち、図１（ａ）〜（ｄ）までの工程を完了してしまい）、その上の領域は常に成長界面がｃ面のみであるように成長する方法でＧａＮ厚膜を形成することにより、基板面内において実際に使用される領域（Ｇａ極性面において最外周から半径方向に２ｍｍ内側までの領域を除いた面）における格子定数のばらつきを小さくできることを見出した。

（格子定数の範囲）
本発明者が詳細に実験を行った結果、少なくとも基板面内において実際に使用される領域（Ｇａ極性面において最外周から半径方向に２ｍｍ内側までの領域を除いた面）における格子定数（特にａ軸長）のばらつきが、±１２ｐｐｍ以下の窒化物半導体基板を用いることにより上述した問題が解決できることが明らかとなった。なお、ここでいうばらつきとは、格子定数測定結果の標準偏差を平均値で除したものである。

格子定数のばらつきとしては、具体的には、ａ軸長のばらつきが±１２ｐｐｍ以下、好ましくは±１０ｐｐｍ以下、最も好ましくは±８ｐｐｍ以下とすることが好ましい。ａ軸長のばらつきが±１２ｐｐｍを超えると、後述する実施例の結果からも明らかな通り、ＬＥＤの発光波長のばらつきの幅が激増すると共に、６ｍＷの出力が得られるチップの割合及び５０００時間以上の寿命が得られるチップの割合が激減するからである。

（格子定数の測定方法）
ＧａＮ自立基板の格子定数は、Ｘ線回折測定によりＧａＮ（０００６）の面間隔ｄ_０００６とＧａＮ（２０−２４）の面間隔ｄ_{２０−２４}を求め、次の（１）（２）式を用いて算出することができる。（１）式は、ｃ軸長を算出する式であり、（２）式は、ａ軸長を算出する式である。

格子定数の測定にＧａＮ（０００６）やＧａＮ（２０−２４）を用いた理由は、より誤差の少ない測定が行えるためである。ここで、（２）式のｄ_２０００は、ＧａＮ（２０００）の面間隔である。

（測定条件）
以下にＸ線回折測定における好ましい測定条件を述べる。Ｘ線回折測定にはスペクトリス株式会社製のＸ’Ｐｅｒｔ−ＭＲＤを用いることができる。Ｘ線管球の陽極材はＣｕとし、加速電圧を４５ｋＶ、フィラメントに流す電流を４０ｍＡとすることが好ましい。管球の先の光学系は、１／２°のダイバージェンススリット、Ｘ線ミラー、Ｇｅ（２２０）２結晶モノクロメータ、横幅０．２ｍｍ、縦幅０．２ｍｍのクロススリットコリメータの順の構成とすることができる。また、直径２インチのＧａＮ自立基板１１面内の格子定数分布を調査するため、格子定数を基板の直径方向に１ｍｍ間隔で測定することが好ましい。ここで最外周から２ｍｍ内側の領域は評価対象外とすることが望ましい。

なお、格子定数は、窒化物半導体の結晶構造では、一般に、ａ軸長とｃ軸長があるが、本発明における格子定数のばらつきは、特に、ａ軸長の値のばらつきを考える。

ボイド形成剥離法（Void-assisted Separation Method：ＶＡＳ法）を用いてサファイア基板上にＧａＮエピタキシャル層を成長させ、その後、サファイア基板を除去することによりＧａＮ自立基板を作製し、評価した。ＶＡＳ法の詳細は特許文献１に記載されているが、簡単に言うと、サファイア基板とＧａＮ成長層との間に、網目構造を有する窒化チタンの薄膜を挟み込んで結晶成長を行う方法である。

以下、図２を参照して本実施例のＧａＮ自立基板の作製方法を説明する。
まず、直径２インチの単結晶ｃ面サファイア基板２１を用意し（図２（ａ））、この上に、ＭＯＶＰＥ法により、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）とＮＨ_３を原料として、アンドープＧａＮ層２２を３００ｎｍの厚さに成長させた（図２(ｂ)）。次にこのＧａＮエピタキシャル基板上に、金属Ｔｉ膜２３を２０ｎｍの厚さに蒸着し（図２(ｃ)）、これを電気炉に入れて、２０％のＮＨ_３と８０％のＨ_２の混合ガスの気流中にて、１０５０℃で２０分の熱処理を施した。その結果、アンドープＧａＮ層２２の一部がエッチングされて高密度の空隙を有するＧａＮ層２５に変化するとともに、金属Ｔｉ膜２３が窒化されて、表面にサブミクロンの微細な穴が高密度に形成された網目構造ＴｉＮ層２４に変化した。その結果、図２（ｄ）に示す構造の基板（以後ボイド形成基板と呼ぶ）が得られた。

このボイド形成基板をＨＶＰＥ炉に入れ、ＧａＮ結晶を全体で４００μｍの厚さに堆積させた。まずＧａＮ結晶の成長に用いた原料はＮＨ_３とＧａＣｌで、キャリアガスとして５％のＨ_２と９５％のＮ_２の混合ガスを用いた。成長条件は、常圧、基板温度１０４０℃であった。供給ガス中のＧａＣｌ及びＮＨ_３の分圧は、成長の開始時には、それぞれ８×１０^−３ａｔｍ及び５．６×１０^−２ａｔｍであり、Ｖ／ＩＩＩ比を７とした。またＧａＮ結晶の成長過程で、ドーピング原料ガスとしてＳｉＨ_２Ｃｌ_２を基板領域に供給することによりＳｉのドーピングを行った。

この際、ＧａＮの結晶核１１がまずボイド形成基板上に３次元の島状に生成し（図２(ｅ)）、次いで結晶同士が横方向に成長して互いに結合し、表面の平坦化が進行していった（図２（ｆ））。また、透過型電子顕微鏡で観察した結果、ほとんどの転位は膜厚１μｍ程度までに他の転位とループを形成し消滅していることが分かった。従って、全厚数μｍに到達した時点で平坦化を促進する条件（基板温度を１０８０℃、Ｖ／ＩＩＩ比を２）に変更し、全厚１００μｍ程度までに完全に平坦化した(図２(ｇ))。この様子は、成長時間を変えて炉外に取り出した基板表面及び断面を顕微鏡観察することにより確認した。平坦化後、Ｖ／ＩＩＩ比を７に戻し全厚４００μｍになるまでＧａＮ厚膜２７を成長した(図２(ｈ))。

ＧａＮ結晶成長の終了後ＨＶＰＥ装置を冷却する過程で、ＧａＮ厚膜２７はボイド層を境にボイド形成基板から自然に剥離し、ＧａＮ自立基板２８が得られた（図２(ｉ)）。このＧａＮ自立基板２８の表裏両面を鏡面研磨加工することにより表面を２０μｍ及び裏面を５０μｍ除去し、平坦性を向上させた。鏡面研磨により、ＧａＮ自立基板２８の最終厚さは３３０μｍとなった（図２(ｊ)）。

得られたＧａＮ自立基板２８の格子定数は、Ｘ線回折測定によりＧａＮ（０００６）の面間隔ｄ_０００６とＧａＮ（２０−２４）の面間隔ｄ_{２０−２４}を求め、上記（１）（２）式を用いて算出した。

また、Ｘ線回折測定にはスペクトリス株式会社製のＸ’Ｐｅｒｔ−ＭＲＤを用いた。Ｘ線管球の陽極材はＣｕとし、加速電圧を４５ｋＶ、フィラメントに流す電流を４０ｍＡとした。管球の先の光学系は、１／２°のダイバージェンススリット、Ｘ線ミラー、Ｇｅ（２２０）２結晶モノクロメータ、横幅０．２ｍｍ、縦幅０．２ｍｍのクロススリットコリメータの順の構成とした。直径２インチのＧａＮ自立基板１１面内の格子定数分布を調査するため、格子定数を基板の直径方向に１ｍｍ間隔で測定した。ここで最外周から２ｍｍ内側の領域は評価対象外とした。その結果、格子定数のばらつきは±７．３９ｐｐｍであった。

ボイド形成基板をＨＶＰＥ炉に入れ、原料ガスとしてＮＨ_３とＧａＣｌを、キャリアガスとして５％のＨ_２と９５％のＮ_２の混合ガスを用いてＧａＮ基板を成長した。成長条件は、常圧、基板温度１０４０℃であった。供給ガス中のＧａＣｌ及びＮＨ_３の分圧は、成長の開始時には、それぞれ８×１０^−３ａｔｍ及び５．６×１０^−２ａｔｍであり、Ｖ／ＩＩＩ比を７とした。またＧａＮ結晶の成長過程で、ドーピング原料ガスとしてＳｉＨ_２Ｃｌ_２を基板領域に供給することによりＳｉのドーピングを行った。

全厚１００μｍに到達した時点で平坦化を促進する条件（基板温度を１０８０℃、Ｖ／ＩＩＩ比を２）に変更し、全厚２５０μｍ程度までに完全に平坦化した。平坦化後、Ｖ／ＩＩＩ比を７に戻し、全厚４００μｍになるまでＧａＮ厚膜を成長した。ＧａＮ結晶成長の終了後ＨＶＰＥ装置を冷却する過程で、ＧａＮ厚膜はボイド層を境にボイド形成基板から自然に剥離し、ＧａＮ自立基板が得られた。このＧａＮ自立基板の表裏両面を鏡面研磨加工することにより表面を２０μｍ及び裏面を５０μｍ除去し、平坦性を向上させた。鏡面研磨により、ＧａＮ自立基板の最終厚さは３３０μｍとなった。こうして得られたＧａＮ自立基板に対し、実施例１と同様に格子定数の測定を行ったところ、ａ軸長のばらつきが±８．９２ｐｐｍであった。

ボイド形成基板をＨＶＰＥ炉に入れ、原料ガスとしてＮＨ_３とＧａＣｌを、キャリアガスとして５％のＨ_２と９５％のＮ_２の混合ガスを用いてＧａＮ基板を成長した。成長条件は、常圧、基板温度１０４０℃であった。供給ガス中のＧａＣｌ及びＮＨ_３の分圧は、成長の開始時には、それぞれ８×１０^−３ａｔｍ及び５．６×１０^−２ａｔｍであり、Ｖ／ＩＩＩ比を７とした。またＧａＮ結晶の成長過程で、ドーピング原料ガスとしてＳｉＨ_２Ｃｌ_２を基板領域に供給することによりＳｉのドーピングを行った。

全厚２００μｍに到達した時点で平坦化を促進する条件（基板温度を１０８０℃、Ｖ／ＩＩＩ比を２）に変更し、全厚３５０μｍ程度までに完全に平坦化した。平坦化後、Ｖ／ＩＩＩ比を７に戻し全厚４００μｍになるまでＧａＮ厚膜を成長した。ＧａＮ結晶成長の終了後ＨＶＰＥ装置を冷却する過程で、ＧａＮ厚膜はボイド層を境にボイド形成基板から自然に剥離し、ＧａＮ自立基板が得られた。このＧａＮ自立基板の表裏両面を鏡面研磨加工することにより表面を２０μｍ及び裏面を５０μｍ除去し、平坦性を向上させた。鏡面研磨により、ＧａＮ自立基板の最終厚さは３３０μｍとなった。こうして得られたＧａＮ自立基板に対し、実施例１と同様に格子定数の測定を行ったところ、ａ軸長のばらつきが±１１．９４ｐｐｍであった。

［比較例］
次に、図３に示す工程により、格子定数のばらつきの大きいＧａＮ基板を作成した。
まず、図３（ａ）〜（ｄ）までの製造方法により、図２と同様にしてボイド形成基板を得た。

次に、ボイド形成基板をＨＶＰＥ炉に入れ、ＧａＮ結晶を全体で４００μｍの厚さに堆積させた。ＧａＮ結晶の成長に用いた原料はＮＨ_３とＧａＣｌで、キャリアガスとして５％のＨ_２と９５％のＮ_２の混合ガスを用いた。成長条件は、常圧、基板温度１０４０℃であった。供給ガス中のＧａＣｌ及びＮＨ_３の分圧は、成長の開始時には、それぞれ８×１０^−３ａｔｍ及び５．６×１０^−２ａｔｍであり、Ｖ／ＩＩＩ比を７とした。またＧａＮ結晶の成長過程で、ドーピング原料ガスとしてＳｉＨ_２Ｃｌ_２を基板領域に供給することによりＳｉのドーピングを行った。

この際、ＧａＮ結晶核１１がまずボイド形成基板上に３次元の島状に生成し（図３（ｅ））、次いで結晶同士が横方向に成長して互いに結合し、表面の平坦化が進行していった（図３（ｆ）、（ｇ））。このまま全厚４００μｍになるまでＧａＮ厚膜３７を成長した(図３（ｈ）)。
ＧａＮ結晶成長の終了後ＨＶＰＥ装置を冷却する過程で、ＧａＮ厚膜３７はボイド層を境にボイド形成基板から自然に剥離し、ＧａＮ自立基板３８が得られた（図３(ｉ)）。このＧａＮ自立基板３８の表裏両面を鏡面研磨加工することにより表面を２０μｍ及び裏面を５０μｍ除去し、平坦性を向上させた。鏡面研磨により、ＧａＮ自立基板３８の最終厚さは３３０μｍとなった（図３（ｊ））。こうして得られたＧａＮ自立基板３８に対し、実施例１と同様に格子定数の測定を行ったところ、ａ軸長のばらつきが±１７．１ｐｐｍであった。

［実験例］
このようにして得られた実施例１〜３及び比較例のＧａＮ自立基板上にそれぞれ図４に示す青色発光ダイオード(ＬＥＤ)構造を作製した。

まず、２インチ径のｃ面ＧａＮ自立基板４１をＭＯＶＰＥ装置に導入した後に、基板温度を１０７５℃として、電子濃度が４×１０^１８ｃｍ^−３のＳｉドープｎ型ＧａＮ層４２を、アンモニア／ＴＭＧモル比＝２０００の条件で４μｍ成長させた。その後、基板温度を７５０℃に下げ、６周期のＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸層４３を形成した。 次に、再び基板温度を１０７５℃、アンモニア／ＴＭＧモル比＝８０００として、Ｍｇドープのｐ型Ａｌ_０．１５Ｇａ_０．８５Ｎ層４４（正孔濃度＝５×１０^１７ｃｍ^−３）を３５ｎｍ成長後、アンモニア／ＴＭＧモル比のみを２００〜１０００の間で変化させ、上記と同様な成長プロセスでＭｇドープのｐ型ＧａＮコンタクト層４５（正孔濃度＝１×１０^１８ｃｍ^−３）を２００ｎｍ成長させた。ｐ型ＧａＮコンタクト層４５を成長後、ウエハを酸素中で６００℃に加熱し、２０分間熱処理を加えｐ型ＧａＮコンタクト層４５を低抵抗化した。

このようにして得られた青色ＬＥＤ用エピタキシャルウエハの裏面にｎ型電極４７、ＳｉＯ_２膜（図示せず）、表面にｐ型電極を兼ねた透明電極４６（Ｎｉ２ｎｍ／Ａｕ６ｎｍ）を形成して、図４に示すＬＥＤ構造を製造した。その後チップサイズを３００μｍ×３００μｍ角としてそれぞれのウエハから１０，０００個のＬＥＤチップを切り出した。
これらのＬＥＤチップの発光波長、発光出力を調査した。通電条件は２０ｍＡとした。さらに通電条件を５０ｍＡとして、出力が初期出力の半分になるまでの時間を寿命として評価した（寿命の加速試験）。評価結果を表１に示す。

表１の結果より、実施例１〜３のＧａＮ自立基板では、格子定数のばらつきが±１２ｐｐｍ以下となり、この実施例１〜３のＧａＮ自立基板を用いて発光素子を作成することにより、比較例のＧａＮ自立基板を用いて発光素子を作成した場合より、ＬＥＤの発光波長のばらつきの範囲が激減すると共に、６ｍＷの出力が得られたチップの割合、５０００時間以上の寿命が得られたチップの割合が著しく向上し、所望の設計値に対する歩留まりが大幅に改善することが確認できた。

以上、本発明を実施例に基づいて詳細に説明したが、これらは例示であり、それらの各プロセスの組合せ等にいろいろな変形例が可能なこと、またそうした変形例も本発明の範囲にあることは当業者に理解されるところである。たとえば、実施例においてはＨＶＰＥ法でＧａＮを結晶成長したが、別工程のＭＯＶＰＥ法によって成長しても良い。

また、実施例では成長用基材としてサファイア基板を用いたが、ＧａＡｓやＳｉ、ＺｒＢ_２、ＺｎＯ等のように、従来ＧａＮ系エピタキシャル層用基板として報告例のある基板は、すべて適用が可能である。

更に、実施例ではＳｉドープの基板の製造方法を例示したが、アンドープや他のドーパント、例えばＭｇやＦｅ、Ｓ、Ｏ、Ｚｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｓｅ等をドープした複合自立基板に適用することもできる。

また、上記実施例では、ＧａＮ自立基板の例を示したが、ＧａＮのみならず、他の窒化物半導体基板（例えば、ＡｌＮ基板やＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮ等の混晶基板）にも同様に適用することができる。

ＧａＮの結晶成長過程を示す概略図である。 実施例に係るＧａＮ自立基板の製造方法を示す概略図である。 比較例に係るＧａＮ自立基板の製造方法を示す概略図である。 ＧａＮ自立基板を用いたＬＥＤ構造を示す断面図である。

符号の説明

１ ＧａＮ結晶核
２ 成長用基材
３ ｃ面成長領域
４ ファセット成長領域（４ａ：前期、４ｂ：中期、４ｃ：後期）
１１ ＧａＮ結晶核
１３ ｃ面成長領域
１４ ファセット成長領域
２１，３１ サファイア基板
２２，３２ アンドープＧａＮ層
２３，３３ 金属Ｔｉ膜
２４，３４ 網目構造ＴｉＮ層
２５，３５ 空隙を有するＧａＮ層
２６ ファセットに囲まれたピット
２７，３７ ＧａＮ厚膜
２８，３８，４１ ＧａＮ自立基板
４２ Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層
４３ ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸層
４４ Ｍｇドープｐ型Ａｌ_０．１５Ｇａ_０．８５Ｎ層
４５ Ｍｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層
４６ 透明電極（ｐ型電極）
４７ ｎ型裏面電極

Claims (2)

1. 六方晶の結晶格子からなるＡｌ _ｘ Ｉｎ _ｙ Ｇａ _{１−ｘ−ｙ} Ｎ（０≦ｘ＋ｙ≦１）の自立した窒化物系化合物半導体結晶が所定の直径を有する基板からなり、
   前記基板の最外周から半径方向に２ｍｍ内側までの領域を除いた面内を前記基板の直径方向に１ｍｍ間隔で測定した際のＸ線回折測定による結果から得られるａ軸長の格子定数のばらつきが±１２ｐｐｍ以下であり、
   前記ａ軸長の格子定数は、前記Ｘ線回折測定により前記基板の（０００６）面の面間隔ｄ _０００６ と（２０−２４）面の面間隔ｄ _{２０−２４} を求め、次の（１）式によりｃ軸長の格子定数を算出し、（２）式により前記ａ軸長の格子定数を算出することにより求めたものであり、
   前記ばらつきは、前記ａ軸長の格子定数の測定結果の標準偏差を平均値で除したものであることを特徴とする窒化物半導体自立基板。
   

   

   
2. 請求項１項記載の窒化物半導体自立基板上に、少なくとも窒化物系化合物半導体からなる発光層を形成したことを特徴とする窒化物半導体発光素子。

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