WO2007111219A1

WO2007111219A1 - Ｉｉｉ族窒化物単結晶の成長方法

Info

Publication number: WO2007111219A1
Application number: PCT/JP2007/055868
Authority: WO
Inventors: Michimasa Miyanaga; Naho Mizuhara; Shinsuke Fujiwara; Hideaki Nakahata; Tomohiro Kawase
Original assignee: Sumitomo Electric Industries, Ltd.
Priority date: 2006-03-29
Filing date: 2007-03-22
Publication date: 2007-10-04
Also published as: JP5374872B2; EP2000567A4; EP2000567B1; KR101346501B1; CN101351579B; US20100147211A1; CN101351579A; JPWO2007111219A1; EP2000567A2; US8361226B2; KR20080103955A; EP2000567A9

Abstract

　本ＩＩＩ族窒化物単結晶の成長方法は、昇華法によるＡｌxＧａ1-xＮ単結晶（４）の成長方法であって、坩堝（１２）内に原料（１）を配置する工程と、原料（１）を昇華させて坩堝（１２）内にＡｌxＧａ1-xＮ（０＜ｘ≦１）単結晶（４）を成長させる工程とを備え、原料（１）はＡｌyＧａ1-yＮ原料（２）と不純物元素（３）とを含み、不純物元素（３）はＩＶｂ族元素およびＩＩａ族元素からなる群から選ばれる少なくとも１つである。かかる成長方法によれば、大型で転位密度が低く結晶性のよいＩＩＩ族窒化物単結晶を安定して成長させることができる。

Description

明細書

III族窒化物単結晶の成長方法

技術分野

[0001] 本発明は、発光素子、電子素子、半導体センサなどの半導体デバイスの基板などに用いられる m族窒化物単結晶の成長方法に関する。さらに詳しくは、転位密度が低く結晶性のよい m族窒化物単結晶の成長方法に関する。

背景技術

[0002] Al Ga Ν (0<χ≤1、以下同じ)単結晶などの III族窒化物結晶は、発光素子、電

1

子素子、半導体センサなどの半導体デバイスを形成するための材料として非常に有用なものである。

[0003] 力かる III族窒化物単結晶を作製するための方法としては、気相法、中でも昇華法力 X線回折ピークの半値幅が小さい結晶性のよい単結晶を得る観点から、提案されている（たとえば、米国特許第 5858086号明細書 (特許文献 1)、米国特許第 629 6956号明細書 (特許文献 2)および米国特許第 6001748号明細書 (特許文献 3)を参照)。

[0004] しかし、昇華法で大型（たとえば、直径 2インチ (約 5. 08cm) X厚さ 2mm以上、以下同じ)の III族窒化物単結晶を作製しょうとすると、下地基板に好適な高品質の結晶が存在しないことなどから、結晶成長が不均一となり、転位密度の増大、結晶性の低下、多結晶の発生などの問題があり、実用的な大きさで転位密度が低く結晶性のょヽ Al Ga N単結晶を安定して成長させる方法が、未だ提案されて!、な！/ヽ。

1

特許文献 1：米国特許第 5858086号明細書

特許文献 2：米国特許第 6296956号明細書

特許文献 3：米国特許第 6001748号明細書

発明の開示

発明が解決しょうとする課題

[0005] 本発明は、大型で転位密度が低く結晶性のよい III族窒化物単結晶を安定して成長させる方法を提供することを目的とする。課題を解決するための手段

[0006] 本発明は、坩堝内に原料を配置する工程と、原料を昇華させて坩堝内に Al Ga

X 1-x

Ν (0<χ≤1)単結晶を成長させる工程とを備え、原料は Al Ga N (0<y≤l)原料 y l-y

と不純物元素とを含み、不純物元素は IVb族元素および Ila族元素力なる群力選ばれる少なくとも 1つである III族窒化物単結晶の成長方法である。

[0007] 本発明にかかる III族窒化物単結晶の成長方法において、坩堝内に、第 1の原料室と、第 2の原料室と、結晶成長室とが設けられ、第 1の原料室と第 2の原料室との間ならびに第 1および第 2の原料室の少なくとも 1つの原料室と結晶成長室との間に通気口が設けられ、第 1の原料室に Al Ga N原料を配置し、第 2の原料室に不純物 y l-y

元素を配置することができる。

[0008] さらに、本発明に力かる ΙΠ族窒化物単結晶の成長方法において、原料は Al Ga y l-y

N原料と不純物元素とが混合されていてもよい。また、不純物元素を Si、 Cおよび Ge のいずれ力 1つとすることができる。また、原料中における Al Ga N原料中の Al原 y l-y

子のモル数 nに対する不純物元素の原子のモル数 nの比 n /nを 0· 01以上 0. 5

A E E A

以下とすることができる。また、原料中に含有される酸素原子のモル数 nに対する不

O

純物元素の原子のモル数 nの比 n Znを 2以上 1 X 10⁴以下とすることができる。ま

E E O

た、坩堝を金属炭化物で形成することができる。また、坩堝内にさらに下地基板を配置し、下地基板上に Al Ga N単結晶を成長させることができる。また、 Al Ga N単 x ι-χ χ 1-χ 結晶の直径を 2インチ径以上とすることができる。また、 Al Ga N単結晶上に、 Al G

X 1-x t a N (0<t≤l)原料を昇華させて、 Al Ga N単結晶に比べて不純物元素の含有

1-t X 1-x

濃度が低、A1 Ga N (0< s≤l)単結晶を成長させる工程をさらに含むことができる s 1— s 発明の効果

[0009] 本発明によれば、大型で転位密度が低く結晶性のよい III族窒化物単結晶を安定に成長させる方法を提供することができる。

図面の簡単な説明

[0010] [図 1]本発明にかかる ΠΙ族窒化物単結晶の成長方法の一実施形態を示す模式断面図である。 [図 2]本発明にかかる m族窒化物単結晶の成長方法の他の実施形態の要部を示す模式断面図である。

[図 3]本発明にかかる m族窒化物単結晶の成長方法のさらに他の実施形態の要部を示す模式断面図である。

[図 4]本発明にかかる m族窒化物単結晶の成長方法のさらに他の実施形態の要部を示す模式断面図である。

[図 5]本発明にかかる m族窒化物単結晶の成長方法のさらに他の実施形態の要部を示す模式断面図である。

[図 6]本発明にかかる m族窒化物単結晶の成長方法のさらに他の実施形態の要部を示す模式断面図である。

符号の説明

[0011] 1 原料、 2 Al Ga N原料、 3 不純物元素、 4 Al Ga N単結晶、 5 Al Ga N y 1 y x l-χ s i s 単結晶、 7 Al Ga N原料、 9 下地基板、 10 昇華炉、 11 反応容器、 11a Nガ

t 1-t 2 ス導入口、 l ib Nガス排出口、 12 坩堝、 12a, 12b, 12c, 12e 通気口、 12p

2

第 1の原料室、 12q 第 2の原料室、 12r 結晶成長室、 13 加熱体、 14 高周波カロ熱コイル、 15 放射温度計、 16 下地基板保護材。

発明を実施するための最良の形態

[0012] (実施形態 1)

本発明にかかる III族窒化物単結晶の成長方法の一実施形態は、図 1を参照して、坩堝 12内に原料 1を配置する工程と、原料 1を昇華させて坩堝 12内に Al Ga N (0 x 1-x

<χ≤1、以下同じ)単結晶 4を成長させる工程とを備え、原料 1は、 Al Ga N (0<y y l-y

≤1、以下同じ)原料 2と不純物元素 3とを含み、不純物元素 3は IVb族元素および II a族元素力なる群力選ばれる少なくとも 1つであることを特徴とする。

[0013] 昇華させる原料 1として、 Al Ga N単結晶 4を形成するための直接の原料である A

X 1-x

1 Ga N原料 2とともに、 IVb族元素および Ila族元素カゝらなる群カゝら選ばれる少なくと y l-y

も 1つの不純物元素 3を含むことにより、 Al Ga N単結晶 4の成長速度が高くなり、

X 1-x

大型で転位密度が低く結晶性がよい Al Ga N単結晶 4を安定して成長させることが

X 1-x

できる。力かる不純物元素 Eは、 A1と反応し Al E (g) (ここで、 pおよび qは正の数）となり、 Al Ga N単結晶 4の成長の際に Alの輸送材として作用して、結晶成長速度を高

X 1-x

めるとともに転位密度を低減し結晶性を向上させるものと考えられる。

[0014] ここで、原料 1は、 Al Ga N原料 2と、 IVb族元素および Ila族元素からなる群から

y l-y

選ばれる少なくとも 1つの不純物元素 3とが含まれていれば足り、それらの含有形態は問わない。したがって、図 1に示すように、 Al Ga N原料 2と不純物元素 3とがそ

y i-y

れぞれ纏まって坩堝 12内に配置されていてもよい。また、図 2に示すように、 Al Ga

y l-y

N原料 2と不純物元素 3とが混合されて坩堝 12内に配置されていてもよい。また、図 3 に示すように、坩堝 12中に通気口 12aを介して各室のガス交換が可能な第 1の原料室 12pおよび第 2の原料室 12qを設け、第 1の原料室 12pに Al Ga N原料 2が、第

y l-y

2の原料室 12qに不純物元素 3が配置されて、てもよ、。

[0015] また、 Al Ga N原料 2および不純物元素 3の形態は、 Al Ga N原料 2および不純

y l-y y i-y 物元素 3の糸且成比が制御できる形態であれば特に制限はなぐ固形物であれば、塊状であっても、粒状であっても、粉末状であってもよい。なお、坩堝 12ならびに後に説明する原料室 12p, 12qおよび結晶成長室 12rが不純物元素 3で形成されていると、 Al Ga N単結晶の成長の際、不純物元素 3の濃度を制御できず、上記の不純

X 1-x

物元素による効果が得られにくい。また、 Al Ga N原料 2とそれから得られる Al Ga

y l-y χ i

N単結晶 4との化学組成は、 x=y= lの場合は同一である力それ以外の場合で

-χ

は一般に Al Ga N原料 2の昇華条件および Al Ga N単結晶 4の成長条件などに

y l-y x 1-χ

よって異なる。 Al Ga N原料 2の昇華条件および Al Ga N単結晶 4の成長条件な

y l-y x 1-χ

どが決まると、所定の化学組成の Al Ga N単結晶 4を得るための Al Ga N原料 2

x l-χ y i-y

の化学組成が決まる。

[0016] ここで、本実施形態において用いられる昇華法とは、図 1を参照して、 Al Ga N原

y i-y 料 2を含む原料 1を昇華させた後、再度固化させて Al Ga N単結晶 4を得る方法を

X 1-x

いう。昇華法による結晶成長においては、たとえば、図 1に示すような高周波加熱方式の縦型の昇華炉 10を用いる。この縦型の昇華炉 10における反応容器 11の中央部には、通気口 12eを有する WC製の坩堝 12が設けられ、坩堝 12の周りに坩堝 12 の内部力外部への通気を確保するように加熱体 13が設けられている。また、反応容器 11の外側中央部には、加熱体 13を加熱するための高周波加熱コイル 14が設けられている。さらに、反応容器 11の端部には、反応容器 11の坩堝 12の外部に N

2 ガスを流すための Nガス導入口 11aおよび Nガス排出口 11cと、坩堝 12の下面およ

2 2

び上面の温度を測定するための放射温度計 15が設けられている。

[0017] 図 1を参照して、上記縦型の昇華炉 10を用いて、以下のようにして本発明にかかる Al Ga N単結晶 4を作製することができる。坩堝 12の下部に Al Ga N原料 2およ ι 1 び不純物元素 3を含む原料 1を収納し、反応容器 11内に Nガスを流しながら、高周

2

波加熱コイル 14を用いて加熱体 13を加熱することにより坩堝 12内の温度を上昇させて、坩堝 12の原料 1側の温度を、それ以外の部分の温度よりも高く保持することによって、原料 1から Al Ga Nおよび不純物元素を昇華させて、坩堝 12の上部で A1

1

Ga Nを再度固化させて Al Ga N単結晶 4を成長させる。

1— 1—

[0018] ここで、 Al Ga N単結晶 4の成長中は、坩堝 12の原料 1側の温度は 1600°C〜23

1

00°C程度とし、坩堝 12の上部 (Al Ga N単結晶 4を成長させる部分)の温度を原料

1

1側の温度より 10°C〜200°C程度低くすることにより、結晶性のよい Al Ga N単結

1

晶 4が得られる。また、結晶成長中も反応容器 11内の坩堝 12の外側に Nガスを、ガ

2

ス分圧が 101. 3hPa〜1013hPa程度になるように流し続けることにより、 Al Ga N

1 単結晶 4への不純物の混入を低減することができる。

[0019] なお、坩堝 12内部の昇温中は、坩堝 12の原料 1側の温度よりもそれ以外の部分の温度を高くすることにより、坩堝 12内部の不純物を通気口 12eを通じて除去することができ、 Al Ga N単結晶 4への不純物の混入をより低減することができる。

1

[0020] 本実施形態において、不純物元素は、 IVb族元素および Ila族元素力なる群から選ばれる少なくとも 1つである。 IVb族元素および Ila族元素は、いずれも A1の輸送材としての作用を有すると考えられ、 Al Ga N単結晶の成長速度を高め結晶性を向

1

上させる。ここで、 IVb族元素とは、元素の長周期表において IVb族に分類される元素をいい、 C (炭素）、 Si (ケィ素）、 Ge (ゲルマニウム)などが該当する。また、 Ila族元素とは、元素の長周期表において Ila族に分類される元素をいい、アルカリ土類金属とも呼ばれ、 Mg (マグネシウム）、 Ca (カルシウム）などが該当する。上記の IVb族元素および Ila族元素力も選ばれる複数の不純物元素を併用することもできる。しかし、 IVb族元素から複数の元素（たとえば Siおよび C)を選ぶと、選ばれた複数の元素（Si とじと）が反応して、安定な化合物（SiC)を形成するため、 A1の輸送材としての作用効果が失われ、 Al Ga N単結晶の成長速度を高め結晶性を向上させるのに十分な

1

効果が得られなくなる場合があるので、好ましくな、。

[0021] ここで、不純物元素は、 Si、 Cおよび Geのいずれ力 1つであることが好ましい。上記の不純物元素において、 IVb族元素から任意に特定される 1つの元素、その中でも S i、 Cまたは Geは、 Al Ga N単結晶の成長速度を高め結晶性を向上させる観点から

1

、好ましい。

[0022] 本実施形態において、原料 1中における Al Ga N原料 2中の Al原子のモル数 n y 1-y A に対する不純物元素 3の原子のモル数 nの比 n Zn (以下、単にモル比 n /nとい

E E A E A

う）は、 0. 01以上 0. 5以下であることが好ましぐ 0. 05以上 0. 5以下であることがより好ましい。モル比 n Zn力 0. 01より小さいと Alの輸送材としての作用効果が小さ

E A

ぐ 0. 5より大きいと Al Ga N単結晶 4の成長が阻害される。

1

[0023] また、本実施形態にぉ、て、原料 1中に含有される酸素原子のモル数 nに対する

O

不純物元素 3の原子のモル数 nの比 n Zn (以下、単にモル比 n /nという）は、 2

E E O E O

以上 I X 10⁴以下であることが好ましい。モル比 n Zn力 2より小さいと不純物元素

E O

3の原子の相対的なモル数が小さく不純物元素 3による A1の輸送効果が得られに《なるため、 1 X 10⁴より大きいと不純物元素 3の原子の相対的なモル数が大きくなりすぎるため、いずれの場合も Al Ga N単結晶 4の成長が阻害される。かかる観点から

1

、モル比 n /nは 3以上 1 X 10⁴以下であることがより好ましぐ 10以上 1 X 10⁴以下

E O

であることがさらに好ましい。ここで、原料 1中に含有される酸素原子のモル数は、所定量の原料 1と過剰量の炭素を反応させて得られる一酸化炭素の生成量から算出される。

[0024] また、原料 1中に含有される酸素原子は、本願が意図する不純物元素 3の上記作用効果を低減するとともに、酸素原子自体が Al Ga N単結晶 4の成長を直接阻害

1

する場合がある。このため、原料 1中に含まれる Al Ga N原料 2のモル数 nと原料 1 y 1-y

中に含有される酸素原子のモル数 nを用いて、 a = 100 X n /nで定義される

O MO O

原料 1の酸素モル含有率 α は、 1モル％以下が好ましぐ 0. 1モル％以下がより好

Ο

ましい。 [0025] 本実施形態において、特に、 Al Ga N原料 2中の A1原子のモル数 nに対する不

y 1-y A

純物元素 3の原子のモル数 nが少ない（たとえば、モル比 n Znが 0. 01より小さい）

E E A

場合、 Al Ga N原料 2中に含有される酸素原子のモル数 nに対する不純物元素 3

y 1-y O

の原子のモル数 nが少ない場合 (たとえば、モル比 n Zn力 3より小さい）場合、い

E E O

ずれの場合も、安定な結晶成長を行なうことが困難となり、結晶成長速度が低下し、結晶性が悪くなる。

[0026] ここで、不純物元素 3は、単体の他、各種ィ匕合物の形態で用いることができる。しかし、酸ィ匕物は、原料 1全体の酸素含有量を高め、また本願が意図する不純物元素 3 の上記作用効果が得られに《なるなど、結晶成長を阻害するため、好ましくない。

[0027] なお、本実施形態においては、 Al Ga N原料 2に不純物元素 3が添加された原料

y l-y

1を、 Al Ga N単結晶 4の成長前に、熱処理を行なうことができる。かかる結晶成長

1

前の原料 1の熱処理は、 IVb族元素力任意に特定される 1つの元素および Ila族元素からなる群力選ばれる不純物元素 3以外の不純物元素を低減する観点ならびに原料 1中における上記不純物元素 3の活性ィ匕および分散性の向上の観点から、好ましい。力かる結晶成長前の原料 1の熱処理を行なう場合は、熱処理後結晶成長前の原料 1中において、 Al Ga N原料 2中の Al原子のモル数 nに対する不純物元素 3

y 1-y A

の原子のモル数 nの比（すなわち、モル比 n Zn )、原料 1の酸素モル含有率 α

E E A O

および原料 1中に含有される酸素原子のモル数 nに対する不純物元素 3の原子の

O

モル数 nの比（すなわち、モル比 n Zn )が上記の範囲内となることが好ましい。

E E O

[0028] また、本実施形態において、坩堝 12は、特に制限はないが、 Al Ga N単結晶 4を

1

安定して成長させる観点から、 Al Ga N原料 2または不純物元素 3と反応を起こさ

y l-y

ず、また、不純物元素 3を結晶成長雰囲気中に放出することなく Al Ga N単結晶 4

1

の成長の際の劣化が少ない材料で形成されていることが好ましぐ特に金属炭化物で形成されていることが好ましい。坩堝 12を形成する金属炭化物としては、 TiC、 Zr C、 NbC、 TaC、 MoC、 WCなどが好ましく挙げられる。特に、不純物元素 3が結晶成長雰囲気中に放出されなど不純物元素 3が意図せずに成長中の結晶に供給され得る場合には、結晶成長の際に雰囲気中の不純物元素 3の含有量が変動 (たとえば、次第に過剰になる）して、結晶成長が阻害され得る。 [0029] (実施形態 2)

本発明にかかる ΠΙ族窒化物単結晶の成長方法の他の実施形態は、図 1および図 2 を参照して、坩堝 12内に原料 1を配置する工程と、原料 1を昇華させて坩堝 12内に Al Ga N単結晶 4を成長させる工程とを備え、原料 1は、 Al Ga N原料 2と、不純 ι i

物元素 3とを含み、不純物元素 3は、 IVb族元素および Ila族元素からなる群力選ばれる少なくとも 1つである点では、実施形態 1と共通する。

[0030] しかし、本実施形態は、図 2を参照して、上記において、原料 1は、 Al Ga N原料

2と不純物元素 3とが混合されている状態で坩堝 12内に配置されている点で、 Al Ga

N原料 2と不純物元素 3とがおのおの纏まった状態で坩堝 12内に配置されている実施形態 1と異なる。

[0031] 本実施形態においては、坩堝 12内に配置されている原料 1は、 Al Ga N原料 2と不純物元素 3とが混合されているため、原料 1が昇華された際の坩堝 12内の Al Ga

N原料ガスと不純物元素ガスとの分布がより均一になりやすぐより安定に Al Ga N

ι 単結晶 4が成長する。

[0032] なお、本実施形態においても、実施形態 1と同様に、不純物元素は Si、 Cおよび Ge のいずれ力 1つであることが好ましぐモル比 n Znは 0. 01以上 0. 5以下であること

E A

が好ましぐモル比 n Znは 3以上 1 X 10⁴以下であることが好ましぐ坩堝 12は金属

E O

炭化物で形成されてヽることが好ま、。

[0033] (実施形態 3)

本発明にかかる III族窒化物単結晶の成長方法のさらに他の実施形態は、図 1および図 3を参照して、坩堝 12内に原料 1を配置する工程と、原料 1を昇華させて坩堝 1 2内に Al Ga N単結晶 4を成長させる工程とを備え、原料 1は、 Al Ga N原料 2と、

1— l

不純物元素 3とを含み、不純物元素 3は、 IVb族元素および Ila族元素からなる群から選ばれる少なくとも 1つである点では、実施形態 1と共通する。

[0034] しかし、本実施形態は、図 3を参照して、上記において、坩堝 12内に、第 1の原料室 12pと、第 2の原料室 12qと、結晶成長室 12rとが設けられ、第 1の原料室 12pと第 2の原料室 12qとの間ならびに第 1および第 2の原料室 12p, 12qの少なくとも 1つの原料室と結晶成長室 12rとの間に通気口 12a, 12b, 12cが設けられ、第 1の原料室 12pに Al Ga N原料 2が配置され、第 2の原料室 12qに不純物元素 3が配置されて l

いる点で、坩堝 12内に Al Ga N原料 2と不純物元素 3とがおのおの纏まった状態

l

で配置されている実施形態 1、ならびに、坩堝 12内に Al Ga N原料 2と不純物元素

l

3とが混合された状態で配置されている実施形態 2と異なる。

[0035] 本実施形態においては、通気口 12aを介して各室のガス交換が可能な第 1の原料室 12pおよび第 2の原料室 12qに、それぞれ、 Al Ga N原料 2と不純物元素 3とが配置されているため、 Al Ga N原料 2と不純物元素 3とが直接接触することなぐ原

l

料 1が昇華された坩堝 12内において Al Ga N原料ガスと不純物元素ガスとの分布

l

をより均一にすることができ、より安定した Al Ga N単結晶 4の成長が可能となる。

1

[0036] ここで、図 3には、第 1の原料室 12pと第 2の原料室 12qとの間、第 1の原料室 12pと結晶成長室 12rとの間、および第 2の原料室 12qと結晶成長室 12rとの間に、それぞれ通気口 12a, 12b, 12cが設けられている例が示されている力本実施形態は、通気口 12bおよび 12cについては、少なくとも 1つの通気口が設けられていればよい。

[0037] なお、本実施形態においても、実施形態 1および 2と同様に、不純物元素は Si、 C および Geのいずれ力 1つであることが好ましぐモル比 n Znは 0. 01以上 0. 5以下

E A

であることが好ましぐモル比 n Znは 2以上 1 X 10⁴以下であることが好ましぐ坩堝

E O

12は金属炭化物で形成されて、ることが好まし、。

[0038] (実施形態 4)

本発明にかかる III族窒化物単結晶の成長方法のさらに他の実施形態は、図 1および図 4を参照して、坩堝 12内に原料 1を配置する工程と、料 1を昇華させて坩堝 12 内に Al Ga N単結晶 4を成長させる工程とを備え、原料 1は、 Al Ga N原料 2と、

ι l

[0039] しかし、本実施形態は、図 4を参照して、上記において、坩堝 12内にさらに下地基板 9を配置し、下地基板 9上に Al Ga N単結晶 4を成長させる点で、坩堝 12内に下

1

地基板を配置せず、坩堝 12内の原料 1側と反対側に Al Ga N単結晶 4を成長させ

1

る実施形態 1〜3と異なる。なお、図 4においては、原料 1は、 Al Ga N原料 2と不純

l

物元素 3とが混合されている状態で坩堝 12内に配置されている (実施形態と 2と同様の原料 1の配置）が、原料 1の配置に関しては、実施形態 1および 3の形態も可能である。

[0040] 本実施形態においては、下地基板 9上に Al Ga N単結晶 4を成長させるため、よ

1

り安定した Al Ga N単結晶 4の成長が可能となる。ここで、下地基板 9は、 Al Ga

1 1

Ν単結晶 4を成長させることができるものであれば特に制限はなぐ Al Ga N単結晶

1 と化学組成が同じ同種基板であっても、化学組成が異なる異種基板であってもよい。結晶性をよくする観点から、同種基板または Al Ga N単結晶との格子定数の差が

1

小さい異種基板が好ましい。また、大型の Al Ga N単結晶を得る観点から、口径の

1

大きい大型の基板であることが好ましい。かかる観点から、下地基板として、 SiC基板、 Al O基板、 GaN基板などが好ましく用いられる。

2 3

[0041] 本実施形態において、 2インチ径以上の直径の下地基板を用いることにより、 2インチ径以上の直径を有する大型の Al Ga N単結晶を成長させることができる。なお、

1

一般に、結晶、基板などのウェハの製造においては、 1インチ径、 2インチ径、 4インチ径などの所定のサイズの直径のウェハが製造される。すなわち、単位換算では、 1 インチは 2. 54cmであるが、ここでいう 2インチ径とは、基板、結晶などのウェハの直径を示すサイズの 1種であり、直径は厳密に 5. 08cmに限定されず、製造の際の誤差が含まれる。

[0042] なお、本実施形態においても、実施形態 1〜3と同様に、不純物元素は Si、 Cおよび Geのいずれ力 1つであることが好ましぐモル比 n Znは 0. 01以上 0. 5以下であ

E A

ることが好ましぐモル比 n Znは 3以上 1 X 10⁴以下であることが好ましぐ坩堝 12は

E O

金属炭化物で形成されて、ることが好ま、。

[0043] (実施形態 5)

本発明にかかる III族窒化物単結晶の成長方法のさらに他の実施形態は、図 1および図 5および図 6を参照して、実施形態 1〜4のいずれかの成長方法により成長させた Al Ga N単結晶 4上に、 Al Ga N (0<t≤ 1)原料 7を昇華させて、 Al Ga N単

1 t 1-t 1 結晶 4に比べて不純物元素 3の含有濃度が低ヽ Al Ga N (0< s≤ 1)単結晶（5)を成長させる工程をさらに含む。

[0044] 本実施形態においては、結晶性のよい Al Ga N単結晶 4上に安定して結晶性の

1 よがよく不純物元素 3の含有濃度が低い汎用性の高い Al Ga N単結晶 5を成長さ

χ2 1-χ2

せることができる。ここで、 Al Ga N単結晶 4および Al Ga N単結晶 5に含有される

1— 1—

不純物元素の種類および濃度は、 SIMS (2次イオン質量分析法)などによって測定できる。

[0045] 本実施形態において、 Al Ga N単結晶 4上に、 Al Ga N (0<t≤ 1)原料 7を昇

1 t 1-t

華させて、 Al Ga N単結晶 4に比べて不純物元素 3の含有濃度が低、A1 Ga N (

l 1

0< s≤l)単結晶（5)を成長させる工程には、特に制限はなぐ図 5および図 6を参照して、坩堝 12中に、原料として上記の不純物元素を配置することなく Al Ga N原料

t 1-t

7を配置して行なうことができる。ここで、図 5を参照して、下地基板 9上に成長させた Al Ga N単結晶 4上に Al Ga N単結晶をさらに成長させることができる。また、図 6 ι l

を参照して、成長させた Al Ga N単結晶 4を基板に加工した後、この Al Ga N単

1— 1 結晶 4の基板上に Al Ga N単結晶 5をさらに成長させることができる。

1—

[0046] また、 Al Ga N単結晶上に成長させる Al Ga N単結晶は、その化学組成が Al G

l 1

a N単結晶と同じ (s = x)であっても異なって（s≠x)いてもよい。ただし、結晶性の

1

高ヽ Al Ga N単結晶を成長させる観点からは、 Al Ga N単結晶の化学組成は、 A

1 1

1 Ga N単結晶の化学組成に近いことが好ましぐ同じであることがより好ましい。な

1

お、 Al Ga N原料 7とそれから得られる Al Ga N単結晶 5との化学糸且成は、 s t t 1-t 1

1の場合は同一である力それ以外の場合では一般に Al Ga N原料 7の昇華条件

t 1-t

および Al Ga N単結晶 5の成長条件などによって異なる。 Al Ga N原料 7の昇華

1 t 1-t

条件および Al Ga N単結晶 5の成長条件などが決まると、所定の化学組成の Al Ga

i

N単結晶 5得るための Al Ga N原料 7の化学組成が決まる。

1 t 1-t

実施例

[0047] (実施例 1)

図 1および図 4を参照して、 WC製の坩堝 12の下部に、原料 1として A1N粉末 (A1

y

Ga N原料 2)と Si粉末（不純物元素 3)とを A1N粉末 (Al Ga N原料 2)中の A1原

1-y y 1 y

子に対する Si粉末の Si原子（不純物元素 3の原子）のモル比 n Znが 0. 05となるよ

E A

うに混合したものを配置した。また、坩堝 12の上部に下地基板 9として直径 2インチ（ 5. 08cm)の SiC基板を配置した。ここで、 A1N粉末および Si粉末 (原料 1)中の酸素モル含有率 a は 0. 1モル％、また、 A1N粉末および Si粉末 (原料 1)に含有される

O

酸素原子に対する Si粉末の Si原子（不純物元素 3の原子）のモル比 n Znは 20で

E O

あった。なお、 SiC基板 (下地基板 9)の裏面には、下地基板保護材 16である WC材を密着させた。

[0048] 次に、反応容器 11内に Nガスを流しながら、高周波加熱コイル 14を用いて坩堝 1

2

2内の温度を上昇させた。坩堝 12内の昇温中は、坩堝 12の SiC基板 (下地基板 9) 側の温度を原料 1側の温度よりも高くして、昇温中に SiC基板 (下地基板 9)の表面をエッチングにより清浄するとともに、昇温中に SiC基板 (下地基板 9)および坩堝 12内部から放出された不純物を、通気口 12eを通じて除去した。

[0049] 次に、坩堝 12の原料 1側の温度を 2100°C、 SiC基板（下地基板 9)側の温度を 20 00°Cにして、原料 1から A1Nおよび Cを昇華させて、坩堝 12の上部に配置された Si C基板（下地基板 9)上で、 A1Nを再度固化させて A1N単結晶 (Al Ga N単結晶 4)

1

を成長させた。 A1N単結晶 (Al Ga N単結晶 4)成長中も、反応容器 11内の坩堝 1

1

2の外側に Nガスを流し続け、反応容器 11内の坩堝 12の外側のガス分圧が 101. 3

2

hPa〜1013hPa程度になるように、 Nガス導入量と Nガス排出量とを制御した。上

2 2

記の結晶成長条件で 30時間 A1N結晶 (Al Ga N単結晶 4)を成長させた後、室温（

1

25°C)まで冷却して、 A1N単結晶を得た。

[0050] 得られた A1N単結晶（Al Ga N単結晶 4)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 4m

1

mと大型で厚さが均一であり、結晶成長速度は 133 mZhrであった。この A1N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は 70arcsecと小さぐ結晶性が良好であった。また、この A1N単結晶の転位密度は、 EPD (Etch-Pit Density)法（ェツチングにより主面に形成されたピットの密度を転位密度として算出する方法をいう）により算出したところ、 5. O X 10⁵cm ²と低力つた。結果を表 1にまとめた。

[0051] (比較例 1)

原料 1を不純物元素 3を含まな、A1N粉末 (Al Ga N原料 2)のみとした以外は、

l

実施例 1と同様にして A1N単結晶（Al Ga N単結晶 4)を成長させた。得られた A1N

1

単結晶（Al Ga N単結晶 4)は、直径が 2インチ（5. 08cm)であった力厚さが不均

1

一であり、平均厚さは 0. 4mmであり、結晶成長速度は 13 mZhrであった。なお、 SiC基板（下地基板 9)上に A1N単結晶が成長して、な、部分が認められた。この A1 N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は 500arcsecと大きぐ結晶性が悪力つた。また、一部の領域には多結晶が混在していた。また、この A1N単結晶の転位密度は、 1. O X 10⁹cm ²と高力つた。結果を表 1にまとめた。

[0052] (実施例 2)

原料 1として A1N粉末 (Al Ga N原料 2)と Si粉末 (不純物元素 3)とを、 A1N粉末

y i-y

中の Al原子に対する Si粉末の Si原子のモル比 n /nが 0. 01となるように混合した

E A

もの（原料 1の酸素モル含有率 oc は 0. 1モル％、原料 1に含有される酸素原子に

O

対する Si粉末の Si原子のモル比 n Znは 4)を用いた以外は、実施例 1と同様にし

E O

て A1N単結晶（Al Ga N単結晶 4)を成長させた。得られた A1N単結晶（Al Ga N

1 1 単結晶 4)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 3mmと大型で厚さが均一であり、結晶成長速度は 100 μ mZhrであった。この A1N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は 120arcsecと小さぐ結晶性が良好であった。また、この A1N単結晶の転位密度は 6. O X 10⁵cm ²と低力つた。結果を表 1にまとめた。

[0053] (実施例 3)

y i-y

中の Al原子に対する Si粉末の Si原子のモル比 n /nが 0. 3となるように混合したも

E A

の（原料 1の酸素モル含有率 a は 0. 1モル％、原料 1に含有される酸素原子に対

O

する Si粉末の Si原子のモル比 n Znは 60)を用いた以外は、実施例 1と同様にして

E O

A1N単結晶（Al Ga N単結晶 4)を成長させた。得られた A1N単結晶（Al Ga N単

1— 1 結晶 4)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 4. 5mmと大型で厚さが均一であり、結晶成長速度は 150 μ mZhrであった。この A1N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は: L_00arcsecと小さぐ結晶性が良好であった。また、この A1N単結晶の転位密度は 7. O X 10⁵cm ²と低力つた。結果を表 1にまとめた。

[0054] (実施例 4)

y i-y

中の Al原子に対する Si粉末の Si原子のモル比 n /nが 0. 5となるように混合したも

E A

の（原料 1の酸素モル含有率は 0. 1モル％、原料 1に含有される酸素原子に対する Si粉末の Si原子のモル比 n /nは 200)を用いた以外は、実施例 1と同様にし

E O

1 1 単結晶 4)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 5mmと大型で厚さが均一であり、結晶成長速度は 166 μ mZhrであった。この A1N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は 120arcsecと小さぐ結晶性が良好であった。また、この A1N単結晶の転位密度は 8. O X 10⁵cm ²と低力つた。結果を表 1にまとめた。

[0055] (実施例 5)

原料 1として A1N粉末 (Al Ga N原料 2)とじ (炭素）粉末 (不純物元素 3)とを、 A1N

y i-y

粉末中の Al原子に対する C粉末の C原子のモル比 n Znが 0. 01となるように混合

E A

したもの (原料 1の酸素モル含有率 a は 0. 1モル％、原料 1に含有される酸素原子

O

に対する C粉末の C原子のモル比 n Znは 4)を用いた以外は、実施例 1と同様にし

E O

1 1 単結晶 4)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 4. 8mmと大型で厚さが均一であり、結晶成長速度は 150 μ mZhrであった。この A1N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は 45arcsecと小さぐ結晶性が良好であった。また、この A1N単結晶の転位密度は 9. O X 10⁴cm ²と低力つた。結果を表 1にまとめた。

[0056] (実施例 6)

原料 1として A1N粉末 (Al Ga N原料 2)と C粉末 (不純物元素 3)とを、 A1N粉末中

y i-y

の Al原子に対する C粉末の C原子のモル比 n /nが 0. 05となるように混合したもの

E A

(原料 1の酸素モル含有率 α は 0. 1モル％、原料 1に含有される酸素原子に対す

Ο

る C粉末の C原子のモル比 n Znは 20)を用いた以外は、実施例 1と同様にして A1

E O

N単結晶（Al Ga N単結晶 4)を成長させた。得られた A1N単結晶（Al Ga N単結

1— 1— 晶 4)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 9mmと大型で厚さが均一であり、結晶成長速度は 300 μ mZhrであった。この A1N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は 30arcsecと小さぐ結晶性が良好であった。また、この A1N単結晶の転位密度は 5. O X 10⁴cm ²と低かった。結果を表 1にまとめた。

[0057] (実施例 7)

原料 1として A1N粉末 (Al Ga N原料 2)と C粉末 (不純物元素 3)とを、 A1N粉末中の Al原子に対する C粉末の C原子のモル比 n Znが 0. 3となるように混合したもの（

E A

原料 1の酸素モル含有率 α は 0. 1モル％、原料 1に含有される酸素原子に対する

Ο

C粉末の C原子のモル比 n Znは 60)を用いた以外は、実施例 1と同様にして A1N

E O

単結晶（Al Ga N単結晶 4)を成長させた。得られた A1N単結晶（Al Ga N単結晶

1 1

4)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 10. 5mmと大型で厚さが均一であり、結晶成長速度は 350 μ mZhrであった。この A1N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は 30arcsecと小さぐ結晶性が良好であった。また、この A1N単結晶の転位密度は 6. O X 10⁴cm ²と低かった。結果を表 1にまとめた。

[0058] (実施例 8)

y i-y

の Al原子に対する C粉末の C原子のモル比 n Znが 0. 5となるように混合したもの（

E A

Ο

C粉末の C原子のモル比 n Znは 200)を用いた以外は、実施例 1と同様にして A1N

E O

1 1

4)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 12mmと大型で厚さが均一であり、結晶成長速度は 400 μ mZhrであった。この A1N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は 45arcsecと小さぐ結晶性が良好であった。また、この A1N単結晶の転位密度は 1. O X 10⁵cm ²と低かった。

結果を表 1にまとめた。

[0059] [表 1]

原料 1として A1N粉末 (Al Ga N原料 2)と Ge粉末 (不純物元素 3)とを、 A1N粉末

i

中の Al原子に対する Ge粉末の Ge原子のモル比 n /nが 0· 05となるように混合し

E A

たもの (原料 1の酸素モル含有率 a は 0. 1モル％、原料 1に含有される酸素原子

O

に対する Ge粉末の Ge原子のモル比 n /nは 20)を用いた以外は、実施例 1と同様

E O

にして A1N単結晶（Al Ga N単結晶 4)を成長させた。得られた A1N単結晶（Al Ga

1 1

N単結晶 4)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 6mmと大型で厚さが均一であり、結晶成長速度は 200 μ mZhrであった。この A1N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は 50arcsecと小さぐ結晶性が良好であった。また、この A1N単結晶の転位密度は 8. O X 10⁴cm ²と低力つた。結果を表 2にまとめた。

[0061] (実施例 10)

原料 1として A1N粉末 (Al Ga N原料 2)と Ca粉末 (不純物元素 3)とを、 A1N粉末

i

中の Al原子に対する Ca粉末の Ca原子のモル比 n /nが 0· 05となるように混合し

E A

たもの (原料 1の酸素モル含有率 a は 0. 1モル％、

O 原料 1に含有される酸素原子に対する Ca粉末の Ca原子のモル比 n /nは 20)を用いた以外は、実施例 1と同様

E O

1 1

N単結晶 4)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 3mmと大型で厚さが均一であり、結晶成長速度は 100 μ mZhrであった。この A1N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は 120arcsecと小さぐ結晶性が良好であった。また、この A1N単結晶の転位密度は 6. O X 10⁵cm ²と低カゝつた。結果を表 2にまとめた。

[0062] (実施例 11)

原料 1として A1N粉末 (Al Ga N原料 2)と Mg粉末 (不純物元素 3)とを、 A1N粉末

i

中の Al原子に対する Mg粉末の Mg原子のモル比 n Znが 0· 05となるように混合し

E A

O

に対する Mg粉末の Mg原子のモル比 n Znは 20)を用いた以外は、実施例 1と同

E O

様にして A1N単結晶（Al Ga N単結晶 4)を成長させた。得られた A1N単結晶（A1

1

Ga N単結晶 4)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 2mmと大型で厚さが均一であり

1

、結晶成長速度は 67 mZhrであった。この A1N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は 150arcsecと小さぐ結晶性が良好であった。また、この A1N 単結晶の転位密度は 7. O X 10⁵cm ²と低カゝつた。結果を表 2にまとめた。

[0063] (実施例 12)

原料 1として A1N粉末 (Al Ga N原料 2)と Si粉末および Ca粉末 (不純物元素 3)と

y i-y

を、 A1N粉末中の Al原子に対する Si粉末の Si原子および Ca粉末の Ca原子のモル比 n Znがそれぞれ 0. 025および 0. 025となるように混合したもの（原料 1の酸素

E A

モル含有率 α は 0. 1モル％、原料 1に含有される酸素原子に対する Si粉末の Si

MO

原子および Ca粉末の Ca原子のモル比 n /nはそれぞれ 10および 10)を用いた以

E O

外は、実施例 1と同様にして A1N単結晶 (Al Ga N単結晶 4)を成長させた。得られ

1

た A1N単結晶（Al Ga N単結晶 4)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 4. 5mmと大

1

型で厚さが均一であり、結晶成長速度は 150 mZhrであった。この A1N単結晶の（ 0002)面における X線回折ピークの半値幅は 70arcsecと小さぐ結晶性が良好であつた。また、この A1N単結晶の転位密度は 5. O X 10⁵cm ²と低かった。結果を表 2にまとめた。

[0064] (実施例 13)

原料 1として A1N粉末 (Al Ga N原料 2)と C粉末および Ca粉末 (不純物元素 3)と

y i-y

を、 A1N粉末中の Al原子に対する C粉末の C原子および Ca粉末の Ca原子のモル比 n Znがそれぞれ 0. 025および 0. 025となるように混合したもの（原料 1の酸素モ

E A

ル含有率 _α は 0. 1モル％、原料 1に含有される酸素原子に対する C粉末の C原子

Ο

および Ca粉末の Ca原子のモル比 η /ηはそれぞれ 10および 10)を用いた以外は

Ε Ο

、実施例 1と同様にして A1N単結晶 (Al Ga N単結晶 4)を成長させた。得られた A1

1

N単結晶（Al Ga N単結晶 4)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 6mmと大型で厚

1

さが均一であり、厚さが 6mmで均一であり、結晶成長速度は 200 mZhrであった。この A1N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は 45arcsecと小さく、結晶性が良好であった。また、この A1N単結晶の転位密度は 8. O X 10⁴cm ²と低かつた。結果を表 2にまとめた。

[0065] (実施例 14)

原料 1として Al Ga N粉末 (Al Ga N原料 2)と C粉末とを、 A1N粉末中の Al原

0.65 0.35 y 1-y

子に対する C粉末の C原子のモル比 n Znが 0. 05となるように混合したもの (原料 1 の酸素モル含有率 α は 0. 1モル％、原料 1に含有される酸素原子に対する C粉末 Ο

の C原子のモル比 η Ζηは 20)を用いた以外は、実施例 1と同様にして単結晶 (A1

Ε Ο

Ga N単結晶 4)を成長させた。得られた単結晶の化学組成は、 XPS (X-ray Photo l

electron Spectroscopy ;X線光電子分光）法により測定したところ、 Al Ga Nであつ

0.8 0.2 た。すなわち、得られた Al Ga N単結晶 4は、 Al Ga N原料 2に比べてより多くの

l 1

割合で Al原子を含んでいた。これは、 C原子により A1の輸送が促進されたためと考えられる。得られた Al Ga N単結晶（Al Ga N単結晶 4)は、直径 2インチ（5. 08cm

0.8 0.2 l

) X厚さ 8mmと大型で厚さが均一であり、結晶成長速度は 266 mZhrであった。この Al Ga N単結晶の（0002)面における X線回折ピークの半値幅は 50arcsecと

0.8 0.2

小さぐ結晶性が良好であった。また、この Al Ga N単結晶の転位密度は 1. 0 X 1

0.8 0.2

0⁵cm ²と低カゝつた。結果を表 2にまとめた。

[表 2]

表 1および表 2から明らかなように、昇華法による Al Ga N単結晶の成長において

、昇華させる原料として Al Ga N原料と IVb族元素から任意に特定される元素および Ila族元素力なる群力選ばれる少なくとも 1つの不純物元素とを含めることにより、結晶成長速度が高くなるとともに、転位密度が低く結晶性のよい Al Ga N単結晶が得られた。また、昇華させる原料中における Al Ga N原料中の Al原子に対する不純物元素の原子のモル比 n Znを 0. 01以上 0. 5以下とすること、および Zまた

E A

は、昇華させる原料中に含有される酸素原子対する不純物元素の原子のモル比 n

E

Znを 3以上 I X 10⁴以下とすることにより、結晶成長速度が高く維持されるとともに、

O

さらに転位密度が低く結晶性のよい Al Ga N単結晶が得られた。

1

[0068] (実施例 15)

実施例 5と同様にして、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ 4. 8mmの A1N単結晶（A1 Ga N単結晶 4)を成長させた。この A1N単結晶（Al Ga N単結晶 4)は、転位密度が 9. O X 10⁴cm ²と低ぐ SIMSで測定された不純物濃度は、炭素原子濃度が 1 X 1 0¹⁸cm ³程度、酸素原子濃度が l X 10¹⁷cm ³以下であった。図 5を参照して、引き続き、この A1N単結晶（Al Ga N単結晶 4)上に、さらに A1N粉末 (Al Ga N原料 7)を

1 t 1-t

昇華させて、 A1N単結晶（Al Ga N単結晶 5)を成長させた。このときの結晶成長条

1—

件は、坩堝 12の Al Ga N原料 7側の温度を 2200°C、 Al Ga N単結晶 4側（すな

t 1-t 1

わち下地基板 9側）の温度を 2050°Cとした以外は、実施例 5と同様とした。得られた A1N単結晶（Al Ga N単結晶 5)は、直径 2インチ（5. 08cm) X厚さ lmmと大型で

1—

厚さが均一であった。この A1N単結晶（Al Ga N単結晶 5)は、転位密度が 2. 0 X 1

1—

0⁵cm ²と低ぐ SIMSで測定された不純物濃度は、炭素原子濃度および酸素原子濃度のいずれもが 1 X 10¹⁷cm— ³以下と極めて低かった。このように、 Al Ga N原料 2と I

Vb族元素および Ila族元素からなる群力選ばれる少なくとも 1つの不純物元素 3とを含む原料 1を昇華させて成長させた Al Ga N単結晶 4上に、さらに Al Ga N原

1 t 1-t 料 7を昇華させて、 Al Ga N単結晶 4に比べて不純物元素 3の含有濃度が低、A1

l

Ga N単結晶 5を成長させることにより、転位密度および不純物濃度がいずれも低い

1

Al Ga N単結晶 5が得られた。

1—

[0069] 今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は、上記した説明でなくて請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味および範囲内のすべての変更が含まれることが意図される。

Claims

請求の範囲

[1] 坩堝（ 12)内に原料（ 1 )を配置する工程と、前記原料（ 1 )を昇華させて前記坩堝 ( 1 2)内で Al Ga N (0<x≤ 1)単結晶（4)を成長させる工程とを備え、

1

前記原料（1)は、 Al Ga N (0<y≤l)原料（2)と、不純物元素（3)とを含み、

y l-y

前記不純物元素（3)は、 IVb族元素および Ila族元素からなる群力選ばれる少なくとも 1つである ΠΙ族窒化物単結晶の成長方法。

[2] 前記坩堝（12)内に、第 1の原料室（12p)と、第 2の原料室（12q)と、結晶成長室（ 12)とが設けられ、

前記第 1の原料室（12p)と前記第 2の原料室（12q)との間、ならびに前記第 1および前記第 2の原料室（ 12p, 12q)の少なくとも 1つの原料室と前記結晶成長室（ 12r) との間に、通気口（12a, 12b, 12c)が設けられ、

前記第 1の原料室（12p)に前記 Al Ga N原料（2)を配置し、前記第 2の原料室（

y l-y

12q)に前記不純物元素（3)を配置する請求の範囲第 1項に記載の III族窒化物単結晶の成長方法。

[3] 前記原料（1)は、前記 Al Ga N原料（2)と前記不純物元素（3)とが混合されて、

y l-y

る請求の範囲第 1項に記載の in族窒化物単結晶の成長方法。

[4] 前記不純物元素（3) 1S Si、 Cおよび Geのいずれか 1つであることを特徴とする請求の範囲第 1項に記載の ΠΙ族窒化物単結晶の成長方法。

[5] 前記原料（1)中における前記 Al Ga N原料（2)中の A1原子のモル数 nに対する

y l-y A

前記不純物元素（3)の原子のモル数 nの比 η Ζη ί 0. 01以上 0. 5以下である

E E A

請求の範囲第 1項に記載の ΠΙ族窒化物単結晶の成長方法。

[6] 前記原料（1)中に含有される酸素原子のモル数 nに対する前記不純物元素（3)

O

の原子のモル数 nの比 n Zn力 2以上 1 X 10⁴以下である請求の範囲第 1項に記

E E O

載の ΠΙ族窒化物単結晶の成長方法。

[7] 前記坩堝（12)が金属炭化物で形成されている請求の範囲第 1項に記載の III族窒化物単結晶の成長方法。

[8] 前記坩堝（12)内にさらに下地基板 (9)を配置し、前記下地基板 (9)上に Al Ga

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N単結晶（4)を成長させる請求の範囲第 1項に記載の ΠΙ族窒化物単結晶の成長方法。

[9] 前記 Al Ga N単結晶（4)が 2インチ径以上の直径を有する請求の範囲第 1項に

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記載の ΠΙ族窒化物単結晶の成長方法。

[10] 請求の範囲第 1項の成長方法により成長させた前記 Al Ga N単結晶（4)上に、 A1

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Ga N (0<t≤l)原料（7)を昇華させて、前記 Al Ga N単結晶（4)に比べて前記 t 1-t 1

不純物元素（3)の含有濃度が低!、A1 Ga N (0< s≤l)単結晶（5)を成長させるェ

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程をさらに含む III族窒化物単結晶の成長方法。