JP5195613B2 - 窒化物半導体自立基板の製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、青色、緑色、紫外の発光ダイオードおよびレーザーダイオード、あるいは、電子デバイスなどの作製に用いられる窒化物半導体自立基板及びその製造方法、並びに、この窒化物半導体自立基板を用いて作製されるレーザーダイオードに関する。
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は、紫外から緑色までの領域をカバーする発光デバイス材料として、また、高温動作、高出力動作の電子デバイス材料として注目されている。
従来、窒化物半導体以外の半導体においては、ほとんどの場合、当該半導体と同種の単結晶からなる自立基板を準備し、その上に各種の結晶成長法によりデバイス構造を形成することで、様々なデバイスを実現・実用化してきた。
一方、窒化物半導体においては、ＧａＮやＡｌＮなどの窒化物半導体からなる単結晶の自立基板を得るのが技術的に困難であったため、サファイアやＳｉＣ等の異種基板を使わざるを得なかった。この場合、異種基板上への窒化物半導体の成長層中には高密度の欠陥（転位）が発生し、これがデバイス特性の向上を妨げる大きな要因となっていた。代表的な例で言うと、半導体レーザー（レーザーダイオード）の寿命は結晶中の転位密度に強く依存するため、上述の異種基板上への結晶成長により形成した素子においては、実用的な素子寿命を得ることは不可能であった。
しかしながら、近年、各種の手法によりＧａＮやＡｌＮよりなる低欠陥密度の単結晶の自立基板が供給されるようになり、ようやく窒化物半導体を用いた半導体レーザーが実用化されるに至った。
窒化物半導体単結晶の自立基板の製造方法としては、様々な方法が提案されている。代表的なものとしては、種基板上にハイドライド気相成長法（Hydride Vapor Phase Epitaxy Method：ＨＶＰＥ法）によりＧａＮを厚く成長し、成長中あるいは成長後に種基板を除去する方法、溶融Ｎａ中にＧａ金属を含ませた上で、窒素で全体を加圧することで、種結晶上にＧａＮを析出させるＮａフラックス法、アンモニア中にＧａやＧａＮを溶解させ、高温・高圧下で種結晶上にＧａＮを析出させる安熱合成法などが知られている。
この中でも、ＨＶＰＥ法に基づく幾つかの方法が現時点では最も成功を収めており、既にこれらの方法による大面積（２インチ径）のＧａＮ自立基板が市販されている。代表的なものとしては、サファイア基板上のＧａＮ薄膜表面にＴｉを蒸着し、これを熱処理することでボイド構造を形成し、その上にＨＶＰＥ法によりＧａＮを厚く成長し、上記のボイド部分よりサファイア基板を剥離する方法（Void-Assisted Separation Method：ＶＡＳ
法、非特許文献１参照）、或いは、部分的に表面を絶縁体マスクで覆ったＧａＡｓ基板上にＨＶＰＥ法によりＧａＮを厚く成長し、その後ＧａＡｓ基板を除去する方法（Dislocation Elimination by the Epi-growth with Inverted-Pyramidal Pits Method：ＤＥＥＰ
法、非特許文献２参照）が知られている。
Yuichi Oshima et al., Japanese Journal of Applied Physics, Vol.42(2003), pp.L1-L3. Kensaku Motoki et al., Journal of Crystal Growth, Vol. 305 (2007), pp.377-383.
しかしながら、上記従来の窒化物半導体自立基板を用いてレーザーを作製した場合、窒化物半導体レーザーの歩留は１０％以下と非常に悪かった。従来のＧａＡｓ系のレーザーでは５０％以上の歩留が容易に得られることを考えると、現状の窒化物半導体自立基板には、なんらかの問題がある。
本発明の目的は、例えば高い歩留でレーザーダイオードを製作することが可能な窒化物半導体自立基板及びその製造方法、並びに当該自立基板を用いた高歩留のレーザーダイオードを提供することにある。
本発明に係る窒化物半導体自立基板の製造方法の一態様は、ハイドライド気相成長法または有機金属気相成長法により、成長用基板上に窒化物半導体自立基板となる窒化物半導体層を成長して窒化物半導体自立基板を製造する方法であって、前記成長用基板上の前記窒化物半導体層が成長する領域における原料ガスを含むガスのガス流速を１ｍ／ｓ以上に、かつ、前記窒化物半導体層を形成するための原料ガスを含むガスを吹き出すガス吹出口から前記窒化物半導体層が成長する領域までの距離を５０ｃｍ以上に設定して、転位密度が４×１０６／ｃｍ２以下の前記窒化物半導体層を成長する窒化物半導体自立基板の製造方法である。
また、上記窒化物半導体自立基板の製造方法において、前記窒化物半導体層の面内の成長速度分布を±２％以下とするのが好ましい。
本発明によれば、窒化物半導体自立基板の基板表面に沿った方向及び基板表面の垂線に沿った方向の両方向で基板表面の面内各点の結晶軸の向きが従来よりも揃っているため、この窒化物半導体自立基板を用いて作製したレーザーダイオードでは、大幅な歩留の向上を実現できる。
窒化物半導体自立基板の結晶軸の向きのバラツキを説明する斜視図である。 本発明に係る窒化物半導体自立基板の製造方法の一実施形態及び一実施例で用いたＨＶＰＥ装置の概略的な縦断面図である。 本発明の一実施例に係るＧａＮ自立基板の製造方法を示す工程図である。 ＧａＮ自立基板の転位密度と、基板表面に沿った結晶軸の向きのバラツキとの関係を示すグラフである。 ＧａＮ自立基板の転位密度と、基板表面の垂線に沿った結晶軸の向きのバラツキとの関係を示すグラフである。 ＧａＮ自立基板上にレーザー構造のエピタキシャル層を形成したレーザーダイオードの一実施例を示す断面図である。 図２のＨＶＰＥ装置を用いたＧａＮ成長において、ガス吹出口と基板との距離と、ガス流速と、基板面内の膜厚分布との関係を示すグラフである。 図２のＨＶＰＥ装置を用いたＧａＮ成長において、ガス吹出口と基板との距離と、ガス流速と、基板表面に沿った結晶軸の向きのバラツキとの関係を示すグラフである。
以下に、本発明の一実施形態に係る窒化物半導体自立基板及びその製造方法、並びにレーザーダイオードを説明する。
（窒化物半導体自立基板の結晶軸のバラツキとその問題点）
本発明者が、上述した従来方法で製作した窒化物半導体自立基板を詳細に調査した結果、これらの自立基板には、基板表面に沿った結晶軸の向き（基板表面に概ね平行な結晶軸の向き）のバラツキ、または基板表面の垂線に沿った結晶軸の向き（基板表面に概ね垂直な結晶軸の向き）のバラツキの少なくとも一方が、基板面内において、デバイス特性の向上などにおいて問題となると考えられる程度のバラツキを持っていることが判明した。なお、基板表面とは、基板の主面である成長面のことを指し、基板面内とは、基板の成長面における面内のことを指す。
図１に、窒化物半導体自立基板の結晶軸の向きのバラツキの典型的な一例を示す。図１において、窒化物半導体自立基板Ｗの基板表面Ｗ１に沿った、基板表面Ｗ１に概ね平行な
特定の結晶軸の向きをａ、基板表面Ｗ１の垂線（法線）ｎに沿った、基板表面Ｗ１に概ね垂直な特定の結晶軸の向きをｂとしている。図１には、便宜上、基板表面Ｗ１の中心の点Ｏと、点Ｏを通って点Ｏにおける基板表面Ｗ１に平行な結晶軸の向きａに沿った直線Ｌ上の点Ｐ及び点Ｑと、の３点での結晶軸の向きのバラツキを示している。
中心の点Ｏから離れた点Ｐでは、基板表面Ｗ１に平行な方向の結晶軸の向きａは、点Ｏにおける基板表面Ｗ１に平行な方向の結晶軸の向きａより反時計方向に角度α１（反時計方向の角度を正とすると、角度＋α１）ずれている。また、点Ｐとは反対側にある、中心の点Ｏから離れた点Ｑでは、基板表面Ｗ１に平行な方向の結晶軸の向きａは、点Ｏにおける基板表面Ｗ１に平行な方向の結晶軸の向きａより時計方向に角度α２（時計方向なので、角度−α２）ずれている。
基板表面Ｗ１に平行な方向の結晶軸の向きａのバラツキは、例えば、基板表面Ｗ１のある線上の各点における接線が基板表面Ｗ１に平行な方向の結晶軸の向き（ベクトル）ａであるような線（流線のようなもの）を考えた場合、この線が直線とはならず、湾曲した曲線となるような結晶軸のバラツキを持つ。
また、図示例では、中心の点Ｏにおける基板表面Ｗ１に垂直な方向の結晶軸の向きｂは、基板表面Ｗ１の垂線ｎにほぼ一致し、点Ｐでは、基板表面Ｗ１に垂直な方向の結晶軸の向きｂは、基板表面Ｗ１の垂線ｎより時計方向に角度β１（時計方向の角度を負とすると、角度−β１）ずれている。また、点Ｑでは、基板表面Ｗ１に垂直な方向の結晶軸の向きｂは、基板表面Ｗ１の垂線ｎより反時計方向に角度β２（反時計方向なので、角度＋β２）ずれている。
従来の方法で製作した窒化物半導体自立基板は、図１に示すように、基板の面内において面内各点の結晶軸の向きが一様に揃っておらず、基板表面に沿った結晶軸の向きａ、或いは基板表面の垂線に沿った結晶軸の向きｂの少なくとも一方に、ある程度（±０.５°
程度）以上のバラツキがあった。この結晶軸の向きのバラツキが、デバイス作製にあたっての歩留の低下や、デバイス特性の向上を妨げていると考えられる。
例えば、レーザーダイオード製作時には、レーザー発振に必須な共振器の反射面をレーザーダイオードチップ両端の劈開面で形成する。従来のＧａＡｓ系やＩｎＰ系のレーザーダイオードにおいては、結晶面である劈開面は極めて精度の良い平行を保っており、実際に理想的な共振器として動作することが確認されている。しかしながら、窒化物半導体のレーザーダイオードの製作に、上述のような結晶軸の向きａ、ｂが揃っていない自立基板を用いた場合には、レーザーチップ両端の劈開面が平行である保障は無く、劈開面の平行度にバラツキが生じる。このことが、従来のＧａＡｓ系などの半導体のレーザーダイオードの歩留と比較して、窒化物半導体のレーザーダイオードの歩留が非常に低い原因であると考えられる。
（本実施形態の窒化物半導体自立基板の構造）
そこで、本実施形態に係る窒化物半導体自立基板は、基板表面での転位密度が４×１０６／ｃｍ２以下であり、基板表面の面内各点の基板表面に沿った結晶軸の向きが面内でバラツキを有し、当該基板表面に沿った結晶軸の向きのバラツキが±０.２°以下の範囲で
ある窒化物半導体自立基板を実現した。このように、窒化物半導体自立基板の結晶軸の向きの分布（バラツキ）を規定することにより、レーザーダイオードの歩留の向上やデバイス特性の向上を実現できることが判った。
以下に詳述するが、本発明者は、基板面内での成長条件を均一化する新たな成長方法を採用することにより、基板表面の面内における前記基板表面に沿った結晶軸の向きのバラツキを±０.２°以下の範囲にできることを見出した。基板面内での成長条件を均一化す
る新たな成長方法により、アズグロウンの状態での窒化物半導体層の膜厚分布を±２％以下にでき、基板表面に沿った結晶軸の向きが従来よりも揃った窒化物半導体自立基板が得られる。
また、成長初期に形成される核の密度を低くする一般的な方法を用いて、基板表面での転位密度を４×１０６／ｃｍ２以下とすることができる。基板表面での転位密度を４×１０６／ｃｍ２以下とすることで、基板表面の面内各点の基板表面の垂線に沿った結晶軸の向きの面内でのバラツキを±０.２°程度以下の低い値に抑えられることが判った。
ここで、「自立基板」とは、自らの形状を保持できるだけでなく、ハンドリングに不都合が生じない程度の強度を有する基板をいう。このような強度を有するためには、自立基板の厚さを２００μｍ以上とするのが好ましい。また、素子形成後の劈開の容易性等を考慮して、自立基板の厚さをｌｍｍ以下とするのが好ましい。自立基板が厚すぎると劈開が困難となり、劈開面に凹凸が生じる。この結果、たとえば半導体レーザ等に適用した場合、反射のロスによるデバイス特性の劣化が問題となる。
自立基板の直径は、２インチ以上とするのが好ましい。自立基板の直径は、製造時に用いる下地基板（成長用基板）の直径に依存し、下地基板として例えば直径６インチのサファイア基板を用いることで直径６インチの自立基板を得ることができる。
（転位密度（欠陥密度）と結晶軸の向きのバラツキとの関係）
窒化物半導体自立基板の製作において、欠陥密度の低い基板を得るための一般的な方法として、自立基板となる窒化物半導体層を下地となる基板上に成長する最初期において、下地基板上に最初に発生する結晶核の密度を低くし、それぞれの核を大きく成長させて融合するという方法が採られる。これは、結晶欠陥が核と核の融合部分に発生し易いことから、この融合部分を減らすことで結晶欠陥の発生を抑制するという考えに基づくものである。
初期の核密度を減らす方法としては、下地基板の表面を開口部を有する絶縁体マスクで覆い、絶縁体マスクの開口部の密度を低くして核密度を減らす方法や、絶縁体マスクを用いない場合には、成長初期の基板表面での原料の過飽和度を低くすることで原料の基板表面への付着係数を下げて、初期に形成される核の密度を小さくする方法がある。
この核密度を減らして欠陥密度の低い基板を得る方法の問題点としては、成長の最初期に発生する結晶核は、図１に示すように、基板表面に沿う結晶軸の向きが必ずしも相互に揃っているわけではないということが挙げられる。このため、上述のように低密度の核をもとにして自立基板を製作した場合、得られる低欠陥密度の自立基板は、各結晶核毎に基板表面に沿う結晶軸の向きが相互にずれたマクロサイズの結晶の集合体となる。
例えば、３インチ径で表面がＣ面であるＧａＮ自立基板の場合には、基板表面の転位密度が５×１０６／ｃｍ２程度以上であれば、基板表面に沿う結晶軸の向きのバラツキが、±０.２°以下の範囲となるが、上記の一般的方法に従って基板表面の転位密度を４×１
０６／ｃｍ２以下とした低欠陥密度の基板の場合には、基板表面に沿う結晶軸の向きのバラツキは±０.５°以上に悪化してしまう（後述の実施例の図４参照）。
一方、成長初期の核密度を低下させると、最終的に得られる自立基板の表面に垂直な方向の結晶軸の向きのバラツキは少なくなる。窒化物半導体自立基板を成長する際には、成長の進行に伴い徐々に転位密度が減少する。このため、最終的に得られる自立基板では、表面側と裏面側の転位密度が異なることになる。転位密度が異なるということは、基板の表面側と裏面側に存在する原子の個数が異なるということであり、この原子の個数の違いにより基板表面に沿う結晶面が反る。この自立基板の反りによって、基板表面に概ね垂直な特定の結晶軸の向きｂのバラツキを発生させるのである（図１参照）。
成長初期の核密度が低いと、上述の様に核相互の融合により発生する転位が少ないので、基板の表面側と裏面側での転位密度の差が少なく、このため表面に概ね垂直な方向の結晶軸の向きのバラツキが少なくなるのである。
具体的な数値を挙げると、例えば、３インチ径のＧａＮ自立基板において、基板表面の転位密度が５×１０６／ｃｍ２程度以上の場合には、基板表面に概ね垂直な結晶軸の向きのバラツキが±０.５°以上であるのに対して、基板表面の転位密度が４×１０６／ｃｍ
２以下の場合には、基板表面に概ね垂直な結晶軸の向きのバラツキは±０.２°以下の低
い値に抑えられる（後述の実施例の図５参照）。
以上をまとめると、窒化物半導体自立基板においては、初期の核密度を増やすと高転位となり、この場合には基板表面に沿った基板表面に概ね平行な方向の結晶軸の向きのバラツキが少なくなるが、基板表面の垂線に沿った基板表面に概ね垂直な方向の結晶軸のバラツキは大きくなる。一方、初期の核密度を減らすと低転位となり、基板表面に概ね平行な方向の結晶軸の向きのバラツキが大きくなり、基板表面に概ね垂直な方向の結晶軸の向きのバラツキは小さくなる。初期の核密度を増加または減少させても、基板面内における基板表面に概ね平行な方向および概ね垂直な方向の両方向でそれぞれ結晶軸の向きが揃った窒化物半導体自立基板を得るのは、困難なのが現状である。
（結晶軸のバラツキの低減方法）
そこで、本発明者は、上述の窒化物半導体自立基板の結晶軸の向きのバラツキを改善すべく鋭意検討を行った。その結果、成長初期に形成される核の密度を低くする方法を用いて、基板表面の垂線に沿った結晶軸の向きのバラツキを低く抑えると共に、基板面内での成長条件を均一化する新たな成長方法を用いて、成長初期の核の基板表面に沿う結晶軸の向きのバラツキを抑えることで、基板表面に沿う方向および基板表面の垂線に沿う方向の両方向でそれぞれ結晶軸の向きが揃った窒化物半導体自立基板を製作できることを見出した。
以下に具体的に説明するが、自立基板の成長最初期の基板面内での成長条件のバラツキ（不均一）が、成長初期の結晶核の方位ずれの原因となっており、これが最終的な窒化物半導体自立基板の基板表面に沿う結晶軸の向きのバラツキの原因となっている。そこで、基板面内での成長条件のバラツキの少ない、新たな成長方法を導入した。
（基板表面に沿う結晶軸の向きのバラツキと成長条件）
窒化物半導体自立基板、例えば、ＧａＮ自立基板の成長の最初期は、上述のＶＡＳ法においてはＴｉ上へのＧａＮの成長であり、またＤＥＥＰ法においてはＧａＡｓ上のＧａＮの成長であり、いずれも異種材料の基板上の成長となっている。材料が異なる場合、それぞれの材料を構成する原子間の距離がもともと異なるため、これらの異種材料が接合する際には、接合を形成するために必要なエネルギーが最小となるように、それぞれの材料が接合面内で結晶軸の方位をずらしたかたちで接合する場合があることが知られている。代表的な例としては、サファイアＣ面上のＣ面ＧａＮ層の成長が挙げられ、この場合には、成長層であるＧａＮ層がサファイアとの接合面でサファイアに対して３０°回転して成長する。
今回、上述のＧａＡｓやＴｉの下地の上に、ＧａＮ層を成長する場合について詳細に調べた結果、サファイア上のＧａＮ層の場合ほど大きくはないが、１°以下の小さな結晶軸の回転が発生することが判った。また、この小さな結晶軸の回転角は、成長初期の結晶成長条件によって変化することが明らかとなった。回転角を決定するメカニズムは明らかではないが、成長初期の条件が異なると、下地となるＴｉ表面やＧａＡｓ表面の原子の再配列の状況が成長条件の影響を受けて変化し、これが回転角の違いを生じさせるものと推測される。
基板面内で成長条件が異なると、成長初期に基板面内のそれぞれの場所で結晶方位のずれた核が発生する。
自立基板の転位密度が大きい場合、すなわち成長初期の核密度が大きい場合（典型的には４×１０６／ｃｍ２よりも大きい場合）には、隣り合う核が小さいうちに融合する。核が小さいということは、核を回転・変形させるためのエネルギーも少ないので、核同士の融合の際にそれぞれの核が所定の方向に容易に回転・変形し、それぞれの核の結晶方位が揃う。このために、連続膜となった段階での基板表面に沿った方向の結晶軸のバラツキが小さくなる。
従来から広く用いられているＭＯＶＰＥ法（有機金属気相成長法）でサファイア基板上に形成したＧａＮ層について、結晶軸のバラツキに関する報告が無いのは、得られるＧａＮ層の転位密度が１×１０８／ｃｍ２〜１×１０１０／ｃｍ２と大きく、上記のように小さな核が融合する際に容易に結晶方位が揃ってしまうため、結晶軸のバラツキが無視できるほど小さくなるからである。
一方、成長初期の核密度が少なく低転位（典型的には４×１０６／ｃｍ２以下）の自立基板の場合には、核密度が少ないため、結晶方位のずれた核が大きく育った後に融合する。大きな核を回転させるには大きなエネルギーが必要となるため、そのような回転は生じ難く、基板表面に沿った結晶軸の向きにバラツキがある自立基板が形成されるのである。
窒化物半導体自立基板を上述のＶＡＳ法やＤＥＥＰ法などで製作する場合、いずれの方法でも、厚いＧａＮ層を高速（例えば、５０μｍ／ｈｒ以上の成長速度）で成長させるためにＨＶＰＥ法（ハイドライド気相成長法）を用いている。一般的にデバイス構造のエピタキシャル成長に用いられているＭＯＶＰＥ法と比較すると、ＨＶＰＥ法は膜厚分布の均一性が劣っている。具体的には、ＭＯＶＰＥ法での典型的な膜厚分布は３インチ基板で±２％程度なのに対して、ＨＶＰＥ法での典型的な膜厚分布は±数１０％程度である。このような膜厚均一性の悪いＨＶＰＥ法を用いて、窒化物半導体自立基板を成長するということは、言い換えれば、基板表面の場所ごとに異なった条件で成長しているということになり、結果として基板表面に沿った結晶軸方位のバラツキを生じてしまう。
（窒化物半導体自立基板の製造方法）
以上の理由から、ＨＶＰＥ法での膜厚均一性を改善することが、窒化物半導体自立基板の基板表面に沿った結晶軸方位のバラツキを抑制するために有効であると考え、本発明者はＨＶＰＥ法の膜厚均一性を改善する方策を種々検討した。その過程で、原料ガスの吹出口と基板との距離を５０ｃｍ以上とし、かつ、結晶成長領域のガス流速を１ｍ／ｓ以上とすることにより、膜厚分布を劇的に改善できることを見出した。
図２には、本実施形態で用いたＨＶＰＥ装置の概略的な縦断面図を示す。このＨＶＰＥ装置は、図示のように、石英製で両端が閉じた筒体状の反応管１０が水平に配置された横型反応炉を備えている。反応管１０の一端側の側壁を貫通して、反応管１０内にＮＨ３ガスを含むガスを導入するＮＨ３ガス導入管１４と、反応管１０内にＨＣｌガスを含むガスを導入するＨＣｌガス導入管１５とが水平に設けられている。ＮＨ３ガス導入管１４には、反応管１０の上流側にある供給ラインより、ＮＨ３ガスがキャリアガスＮ２、Ｈ２と共に供給され、また、ＨＣｌガス導入管１５には、反応管１０の上流側にある供給ラインより、ＨＣｌガスがキャリアガスＮ２、Ｈ２と共に供給される。
ＨＣｌガス導入管１５は、Ｇａを収容する容器１６に接続されている。容器１６内では、ＨＣｌガス導入管１５から導入されたＨＣｌガスと、容器１６内のＧａ融液１７とが反応してＧａＣｌガスが生成される。生成されたＧａＣｌガスを含むガスは、容器１６に接続されたＧａＣｌガス導出管１８から導出される。ＧａＣｌガス導出管１８は、ＮＨ３ガス導入管１４の出口１４ａ側と平行に配設され、且つＧａＣｌガス導出管１８の出口（ＧａＣｌガス吹出口）１８ａとＮＨ３ガス導入管１４の出口（ＮＨ３ガス吹出口）１４ａの鉛直線上の位置は一致している。
ＧａＣｌガス導出管１８の出口１８ａ及びＮＨ３ガス導入管１４の出口１４ａに対向させて、ＧａＮ層を成長させる出発基板（下地基板）となる成長用基板５を保持する基板ホルダ１１が設けられている。成長用基板５はその表面（成長面）を垂直にして基板ホルダ１１に保持され、ＮＨ３ガス導入管１４の出口１４ａ及びＧａＣｌガス導出管１８の出口１８ａより吹き出されたガスが成長用基板５の表面に吹き付けられる。基板ホルダ１１は、ＮＨ３ガス導入管１４とは反対側の反応管１０の端部の側壁を貫通して水平に設けられた支持軸１２によって支持されている。支持軸１２はその軸回りに回転可能に構成されており、支持軸１２の回転により、基板ホルダ１１上に設置される成長用基板５はその中心軸回りに回転できるようになっている。また、支持軸１２は、水平方向に移動可能であり、基板ホルダ１１上に設置される成長用基板５と、ＧａＣｌガス導出管１８の出口１８ａ及びＮＨ３ガス導入管１４の出口１４ａとの距離ｄを変更できるようになっている。距離ｄは、５〜１００ｃｍの範囲で変更可能である。支持軸１２が貫通する反応管１０端部の側壁には排気管１９が設けられ、反応管１０内のガスが排気管１９から排気される。排気管１９には、真空ポンプなどを備えた排気系（図示省略）が接続されている。
反応管１０の外周部には、原料部ヒータ２０と、成長部ヒータ２１が設けられている。原料部ヒータ２０は容器１６及びその周辺部の外周に設けられ、成長部ヒータ２１は、基板ホルダ１１及びその周辺部の外周に設けられている。支持軸１２には、成長用基板５の温度を測定するための熱電対１３が設けられている。
ＮＨ３ガス導入管１４の出口１４ａから吹き出されたＮＨ３ガスと、ＧａＣｌガス導出管１８の出口１８ａから吹き出されたＧａＣｌガスとは、混合しながら基板ホルダ１１上に設置される成長用基板５へと流れ、成長用基板５の表面でＮＨ３ガスとＧａＣｌガスとが反応してＧａＮ結晶が成長する。
従来のＨＶＰＥ法では、原料ガスの吹出口１４ａ，１８ａと成長用基板５との距離ｄが１０ｃｍ程度と短かったため、III族原料ガスとＶ族原料ガスの混合が不均一な原料ガス
が成長用基板５表面に到達し、これがＧａＮ層の膜厚不均一の一因となっていた。また、従来のＨＶＰＥ法では、ＧａＮ層が成長する領域である成長用基板５上の原料ガスのガス流速が数ｃｍ/ｓ程度と遅かったため、装置内部の治具等の段差や成長生成付着物などの
影響でガス流が乱れ、このことも膜厚分布が大きい一因となっていた。
基板面内における成長条件の均一化による改善の効果は、具体的な数値で言うと、原料ガス吹出口１４ａ，１８ａと成長用基板５との距離ｄが１０ｃｍ、ガス流速が５ｃｍ／ｓとした従来の成長方法の場合には、３インチ径の成長用基板５面内で膜厚分布が±４０％なのに対して、原料ガス吹出口１４ａ，１８ａと成長用基板５との距離ｄを５０ｃｍ、ガス流速を１ｍ／ｓとした実施形態の成長方法の場合には、膜厚分布が±２％と大幅に改善した（後述の実施例の図７参照）。
なお、本明細書で述べるガス流速とは、成長時に用いる総ガス量と等量の窒素ガスを室温で流し、図２の６インチサイズの基板ホルダ１１の端部のＲ点で風速計を用いて測定した値を、成長温度での体積膨張率を考慮して補正した値である。すなわち、室温（３００Ｋ）のガス流速が０.３ｍ／ｓであれば、成長温度、例えば、１０６０℃＝１３３３Ｋの
ガス流速は、１３３３／３００＝４.４４倍である１.３３ｍ／ｓと考える。
この成長条件の均一化を図った新規な成長方法をＶＡＳ法によるＧａＮ自立基板の製作に適用したところ、２〜６インチ径の円形の自立基板において、従来の成長方法では、転位密度が４×１０６／ｃｍ２以下の場合、基板表面に沿った結晶軸の向きのバラツキが±０.５°以上であったのを、実施形態の成長方法では、±０.２°以下に改善することに成功した（後述の実施例の図８参照）。更に、これらのＧａＮ基板においては基板表面の垂
線に沿った結晶軸の向きのバラツキも±０.２°以下であり、基板表面に概ね平行な方向
、概ね垂直な方向の双方で結晶軸の向きが従来より揃ったＧａＮ自立基板が得られた。
また、これら結晶軸の向きの揃ったＧａＮ自立基板を用い、ＧａＮ自立基板上にレーザーダイオード構造のエピタキシャル層を積層形成してレーザーダイオードを作製したところ、５０％以上という高い歩留が得られた。
本発明は、ウルツ鉱構造のＣ面のＧａＮ自立基板だけではなく、Ｍ面、Ａ面、あるいはこれらの面の間の高指数面（（１１−２２）面、（１２−３２）面など）や、これらの面から５°以下の範囲で傾いた微傾斜面を表面に持つＧａＮ自立基板に対しても有効であった。更には、立方晶系である閃亜鉛鉱構造のＧａＮ自立基板に対しても同様に有効であった。即ち、（００１）面、（１１１）Ａ面、（１１１）Ｂ面、あるいはこれらの面の間の高指数面（（１１３）Ａ面、（１１４）Ｂ面）や、これらの面から５°以下の範囲で傾いた微傾斜面を表面に持つ閃亜鉛鉱構造のＧａＮ自立基板にも、ウルツ鉱構造のＧａＮ自立基板と同様に有効であった。また、本発明は、ＧａＮ自立基板に限らず、ＡｌＮ、ＩｎＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮ、ＢＡｌＮ、ＢＩｎＡｌＧａＮなどの窒化物半導体自立基板にも有効である。
本発明は、基板面内の成長条件の均一化が図れれば、どのような成長装置を用いて窒化物半導体自立基板を製作してもよい。図２のＨＶＰＥ装置は成長用基板５を垂直に支持する構造であったが、成長用基板５を水平に支持する構造の横型のＨＶＰＥ装置を用いたり、または、原料ガスを垂直方向に流す縦型のＨＶＰＥ装置を用いたり、或いはＭＯＶＰＥ装置を用いて窒化物半導体自立基板を製作しても勿論よい。
次に、本発明の実施例を説明する。
（第１の実施例）
第１の実施例では、ＶＡＳ法を用いてＧａＮ自立基板を製造した。第１の実施例のＧａＮ自立基板の製造工程を図３に示す。
まず、サファイア基板１上にＭＯＣＶＤ法でＧａＮ薄膜を成長し、このＧａＮ薄膜上に金属膜としてＴｉ膜を蒸着法で形成し、その後に熱処理を行なった。この熱処理により、サファイア基板１上のＧａＮ薄膜を多数のボイド４を有するボイド形成ＧａＮ層２とし、Ｔｉ膜を網目状のＴｉＮ膜３とした成長用基板（出発基板）５を形成した（図３（ａ））。
次に、この成長用基板５上に、ＨＶＰＥ法でＧａＮ厚膜６を３００μｍ以上の厚さに成長した（図３（ｂ））。このＧａＮ厚膜６の成長には、上記の図２に示すＨＶＰＥ装置を用いた。ＧａＮ厚膜６の成長後に、反応炉から基板を取り出し、ＴｉＮ膜３を境界として機械的にＧａＮ厚膜６を剥離して、ＧａＮ基板７を得た（図３（ｃ））。
図２のＨＶＰＥ装置を用いた実施例（比較例を含む）において、ＧａＮ厚膜６の成長時に原料部ヒータ２０の温度は８００〜９５０℃の範囲に保持し、成長部ヒータ２１は１０００〜１２００℃の範囲に保持した。また、熱電対１３によって基板ホルダ１１の裏面で基板温度を測定し、成長用基板５の温度は１０５０〜１１００℃の範囲とした。更に、反応管内１０の圧力は１〜２００ｋＰａ、ＨＣｌ流量は１ｓｃｃｍ〜１０ｓｌｍ、ＮＨ３流量は１ｓｃｃｍ〜２０ｓｌｍ、Ｈ２流量は１ｓｌｍ〜１００ｓｌｍ、Ｎ２流量は１ｓｌｍ〜１００ｓｌｍとした。
比較例として、図２のＨＶＰＥ装置において、ガス吹出口１４ａ、１８ａと成長用基板５との距離ｄを１０ｃｍ、ガス流速を５ｃｍ／ｓに設定して、ウルツ鉱構造のＣ面ＧａＮ
自立基板を作製した。比較例では、成長初期のＧａＣｌ流量およびＮＨ３流量を変化させ、成長用基板５表面での原料ガスの過飽和度を変える事で初期の核密度を制御して、転位密度の異なる種々のＧａＮ自立基板を作製した。
図４に、得られたＧａＮ自立基板の転位密度と、基板表面に沿った結晶軸の向きの基板面内のバラツキとの関係を示す。また、図５に、得られたＧａＮ自立基板の転位密度と、基板表面の垂線に沿った結晶軸の向きの基板面内のバラツキとの関係を示す。
転位密度が約５×１０６／ｃｍ２より大きい場合には、基板表面に沿った結晶軸の向きのバラツキは±０.２°以下であり（図４）、基板表面の垂線に沿った結晶軸の向きのバ
ラツキは±０.５°以上であった（図５）。また、転位密度が４×１０６／ｃｍ２以下の
場合には、基板表面に沿った結晶軸の向きのバラツキは±０.５°以上であり（図４）、
基板表面の垂線に沿った結晶軸の向きのバラツキは±０.２°以下であった（図５）。
これら比較例のＧａＮ自立基板を用いて、それぞれ図６に示す青紫色のレーザーダイオードを作製した。即ち、ＧａＮ自立基板３０上に、ＭＯＰＶＥ法により、ｎ型ＧａＮ層３１、ｎ型ＡｌＧａＮ層３２、ｎ型ＧａＮ光ガイド層３３、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ構造の３重量子井戸層３４、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５、ｐ型ＧａＮ光ガイド層３６、ｐ型ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層３７、ｐ型ＧａＮ層３８を順次、積層形成した。
比較例のそれぞれのＧａＮ自立基板を用いて作製したレーザーダイオードの歩留はいずれも約７％程度であった。これは、上述したように基板表面に概ね平行あるいは概ね垂直な方向の結晶軸のバラツキが大きいために、へき開面で形成する共振器の平行度が悪いためである。
次に、実施例および比較例として、図２のＨＶＰＥ装置において、ガス吹出口１４ａ，１８ａと成長用基板５との距離ｄを５〜１００ｃｍの間で変更すると共に、結晶成長領域のガス流速を１〜３５０ｃｍ／ｓｅｃの範囲で変更して、転位密度が４×１０６／ｃｍ２である３インチ径のウルツ鉱構造のＣ面ＧａＮ基板を製作した。作製したＣ面ＧａＮ基板は、基板表面の面内で均一な転位密度となっていた。ここで、転位密度の値は、基板面内における平均転位密度の値である。
図７に、ガス吹出口と基板との距離ｄと、ガス流速と、基板面内の膜厚分布との関係を示す。また、図８に、ガス吹出口と基板との距離ｄと、ガス流速と、基板表面に沿った結晶軸の向きのバラツキとの関係を示す。
図７に見られるように、ガス吹出口と基板との距離ｄが１０ｃｍ、ガス流速が５ｃｍ／ｓの比較例の自立基板では、膜厚分布が±４０％程度であるが、距離ｄを５０ｃｍに広げ、更に、ガス流速を１ｍ／ｓｅｃ以上とした実施例の自立基板では、膜厚分布を±２％以下とすることができた。
また、図８に示すように、ガス吹出口と基板との距離ｄが１０ｃｍ、ガス流速が５ｃｍ／ｓの比較例の自立基板では、基板表面に沿う結晶軸のバラツキが±０.５°であるのに
対して、ガス吹出口と基板との距離ｄを５０ｃｍに広げ、更に、ガス流速を１ｍ／ｓｅｃ以上とした実施例の自立基板では、±０.２°以下のバラツキとなっている。
以上、図７，図８から、原料吹出口から基板までの距離ｄを広げ、更に、ガス流速を上げることで膜厚分布が改善すると共に、基板表面に沿った結晶軸の向きのバラツキが減少することが分かる。これは、先にも述べた通り、膜厚分布を小さくするということは、基板表面の各点での成長条件を均一化するということであり、その結果として成長初期に形成される複数の核の方位が同一の方向に従来よりも揃った結果と考えられる。
なお、実施例として、原料吹出口と基板間の距離ｄを５０ｃｍとし、ガス流速を１ｍ／ｓｅｃとして製作した、転位密度４×１０６／ｃｍ２の３インチＧａＮ基板では、基板表面に対して概ね平行、概ね垂直の両方向の結晶軸の向きが、基板全面にわたって共に±０
.２°以下のバラツキとなっていた。
同様にして、原料吹出口と基板との距離ｄを５０ｃｍ〜１００ｃｍとし、ガス流速を１ｍ／ｓｅｃ〜１０ｍ／ｓｅｃの範囲で変えて、２〜６インチ径で転位密度が４×１０６／ｃｍ２から２×１０５／ｃｍ２の表面がＣ面のＧａＮ自立基板、およびＣ面からＡ軸方向、Ｍ軸方向、あるいはその中間の方向に５°以下で微傾斜した表面のＧａＮ自立基板を形成した。これらいずれのＧａＮ自立基板においても、基板表面に対して概ね平行、概ね垂直の両方向の結晶軸の向きが、基板全面にわたって共に±０.２°以下のバラツキとする
ことに成功した。更に、原料吹出口から基板までの距離ｄを１００ｃｍとし、ガス流速を３５０ｃｍ／ｓとした場合には、基板表面に対して概ね平行、概ね垂直の両方向の結晶軸の向きのバラツキを、基板全面にわたって共に±０.０２°以下とすることができた。
これら結晶軸の向きが従来よりも揃った実施例のＧａＮ基板を用いて、上述した比較例と同様に図６に示す青紫色のレーザーダイオードを作製したところ、その歩留は６０％程度あり、比較例の７％程度の歩留と比較して大幅に改善した。
このように、本実施例によれば、基板表面に沿った結晶軸の向きの基板面内におけるバラツキの最大絶対値を０.０２°以上０.２°以下の範囲に制御すると共に、基板表面の垂線に沿った結晶軸の向きの基板面内におけるバラツキの最大絶対値を０.０２°以上０.２°以下の範囲に制御することができた。
（第２の実施例）
第１の実施例において、面方位を異にするサファイア基板１から作製された種々の成長用基板５を用いて、ウルツ鉱構造のＧａＮ自立基板を作製した。得られたＧａＮ自立基板は、２〜６インチ径で転位密度が４×１０６／ｃｍ２から２×１０５／ｃｍ２であり、その表面がＣ面、Ｍ面、Ａ面、およびこれらの中間の高指数面、あるいはこれらの面から５°以下で微傾斜した面である。第１の実施例と同様に、ガス吹出口と基板との距離ｄが５０ｃｍ以上でガス流速が１ｍ／ｓ以上の場合に、基板表面に対して概ね平行、概ね垂直の両方向の結晶軸の向きのバラツキが基板面内で共に±０.２°以下となった。また、これ
らの自立基板上にレーザーダイオード構造を成長させた素子の歩留は、第１の実施例と同様に６０％程度と比較例の７％と比較して大幅に改善した。
（第３の実施例）
第１の実施例において、サファイア基板を用いた成長用基板に代えて、面方位を異にする種々のＧａＡｓ基板を用いて、閃亜鉛構造のＧａＮ自立基板を作製した。この第３の実施例では、ＶＡＳ法ではなく、ＧａＡｓ基板上に直接ＧａＮ層を成長し、ＧａＮ層成長後にＧａＡｓ基板をエッチングすることにより、ＧａＮ自立基板を得た。
得られた閃亜鉛鉱構造のＧａＮ自立基板は、２〜６インチ径で転位密度が４×１０６／ｃｍ２から２×１０５／ｃｍ２であり、その表面が（００１）面、（１１１）Ａ面、（１１１）Ｂ面、およびこれらの面の間の高指数面を持つ基板と、これらの結晶面から５°以下の範囲で微傾斜した基板であった。この場合にも、実施例１と同様にガス流速が１ｍ／ｓ以上の場合に、基板表面に対して概ね平行、概ね垂直の両方向の結晶軸の向きの基板面内でのバラツキを共に±０.２°以下とすることに成功した。これらの自立基板上に図６
に示すレーザー構造を成長したところ、その歩留は第１の実施例と同様に６０％程度と、比較例の７％と比べて大幅に改善した。なお、閃亜鉛鉱構造のＧａＮ基板上に成長したレーザは、先のウルツ鉱構造のものとは異なり、青色〜緑色で発振した。これは、閃亜鉛鉱構造のＧａＮの方がウルツ鉱構造のＧａＮよりもバンドギャップが小さいため、より長波長で発光するためである。
（その他の実施例）
第１〜第３の実施例と同様に自立基板を試作したが、ＧａＮ自立基板ではなく、ＡｌＮ、ＩｎＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮ、ＢＡｌＮ、ＢＩｎＡｌＧａＮからなる窒化物半
導体自立基板を作製した。これらいずれの自立基板も、第１〜第３の実施例と同様な優れた結果が得られた。
第１〜第３の実施例と同様に自立基板を試作したが、自立基板となるＧａＮ層の成長方法にＭＯＶＰＥ法を用いて行ったところ、第１〜第３の実施例と同様な優れた結果が得られた。
第１〜第３の実施例と同様に自立基板を試作したが、自立基板となるＧａＮ層の成長方法に、分子線エピタキシ法（ＭＢＥ法）、Ｎａフラックを用いた液相成長法、安熱合成法を用いた。これらの成長方法は、ＨＶＰＥ法やＭＯＶＰＥ法のようにガスを流す成長ではないが、やはり成長速度の基板面内の分布を±２％以下とすることで、これらいずれの成長方法の場合にも、第１〜第３の実施例と同様な優れた結果が得られた。
なお、窒化物半導体自立基板の用途によっては、成長が困難な特異な面を表面とする基板が要求される場合がある。この場合、比較的成長が容易なＣ面などを表面として厚い自立基板を成長し、これを斜めに或いは垂直に切ることで、そのような特異な表面を持つ自立基板が得られる。従来法で製作した自立基板では、上述したように、少なくともＣ面などと直交する１方向の結晶軸が顕著に曲がっているため、このような特異な表面の基板を切り出したとしても、その結晶軸も曲がってしまう。
ところが、本発明による結晶軸の方向の揃った自立基板を用いれば、このような特異な表面を持つ自立基板も、結晶軸が揃ったかたちで製作可能である。
Ｗ 基板
Ｗ１ 基板表面
ａ 基板表面に沿った結晶軸の向き
ｂ 基板表面の垂線に沿った結晶軸の向き
ｄ 距離
ｎ 垂線（法線）
１ サファイア基板
２ ボイド形成ＧａＮ層
３ ＴｉＮ膜
４ ボイド
５ 成長用基板
６ ＧａＮ厚膜
７ ＧａＮ自立基板
１０ 反応管
１１ 基板ホルダ
１２ 支持軸
１３ 熱電対
１４ ＮＨ３ガス導入管
１５ ＨＣｌガス導入管
１６ 容器
１７ Ｇａ融液
１８ ＧａＣｌガス導出管１８
１９ 排気管
２０ 原料部ヒータ
２１ 成長部ヒータ

Claims (2)

  1. ハイドライド気相成長法または有機金属気相成長法により、成長用基板上に窒化物半導体自立基板となる窒化物半導体層を成長して窒化物半導体自立基板を製造する方法であって、前記成長用基板上の前記窒化物半導体層が成長する領域における原料ガスを含むガスのガス流速を１ｍ／ｓ以上に、かつ、前記窒化物半導体層を形成するための原料ガスを含むガスを吹き出すガス吹出口から前記窒化物半導体層が成長する領域までの距離を５０ｃｍ以上に設定して、転位密度が４×１０6／ｃｍ2以下の前記窒化物半導体層を成長することを特徴とする窒化物半導体自立基板の製造方法。
  2. 前記窒化物半導体層の面内の成長速度分布を±２％以下とすることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体自立基板の製造方法。
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