WO2016132815A1 - 窒化物半導体自立基板作製方法 - Google Patents

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松岡　隆志
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a nitride semiconductor free-standing substrate made of a nitride semiconductor crystal such as GaN, AlN, InGaN, or InN.
  • group III nitride semiconductors have attracted attention as semiconductor materials used for light-emitting elements such as light-emitting diodes and lasers.
  • group III nitride semiconductors include GaN and InGaN.
  • This nitride semiconductor has a band gap energy corresponding to a wide wavelength range from infrared light to ultraviolet light, and is a light emitting diode (LED) such as blue or green, or a semiconductor laser whose oscillation wavelength is from ultraviolet to infrared.
  • LED light emitting diode
  • White LEDs that have been put to practical use for energy-saving lighting and are widely available on the market are composed of a combination of a blue LED made of a nitride semiconductor and a yellow fluorescent material.
  • a semiconductor laser having a wavelength of 400 to 410 nm made of a nitride semiconductor is used for recording / reading a commercially available high-density DVD (Digital Versatile Disk).
  • a semiconductor thin film with good crystallinity is essential.
  • a semiconductor element has a structure in which a plurality of single crystal thin films made of the same material as the substrate are stacked on a single crystal substrate. This makes it possible to grow a high-quality single crystal thin film with few defects. Among the defects, dislocations are particularly notable. In an optical element, this dislocation density has a great influence on element characteristics such as light emission efficiency and element lifetime. For example, in a semiconductor laser used for InP-based optical fiber communication, a device life of 100,000 hours, which is a requirement from the system, can be ensured only when the dislocation density is 10 3 / cm 2 or less.
  • the equilibrium vapor pressure between the vapor phase and the solid phase of nitrogen (N) is a conventional III-V group semiconductor material, for example, It is several orders of magnitude higher than the equilibrium vapor pressure of phosphorus (P) in InP.
  • N a conventional III-V group semiconductor material
  • P phosphorus
  • a GaN single crystal substrate cannot be produced at low cost.
  • Sapphire substrates are currently used for commercially available white LEDs and blue traffic lights. The lattice mismatch between GaN and sapphire is 13.8%, and threading dislocations with a density of 10 8-9 / cm 2 exist in GaN. For this reason, the efficiency of the white LED is only 180 lm / w, which is more than twice that of a fluorescent lamp at present.
  • Non-Patent Document 1 In an ultraviolet LED with a wavelength of 260 nm, which is expected as a germicidal lamp, the luminous efficiency is improved as the dislocation density decreases (see Non-Patent Document 1). However, since the band gap difference between the light emitting layer and the carrier injection layer (cladding layer) cannot be increased due to the limitation of the band gap energy inherent to the material, the light emission efficiency has reached its limit.
  • nitride semiconductors are expected to have high performance transistors due to the properties of nitride semiconductors.
  • lateral transistors that move carriers in parallel to the substrate surface
  • HEMT high electron mobility transistors
  • threading dislocations reduce the mobility of electrons.
  • vertical transistors that move carriers in the direction perpendicular to the substrate surface are expected to operate at high voltage and high power. However, since carriers run parallel to threading dislocations, they are more affected by threading dislocations than horizontal transistors. Receive.
  • GaN substrate a GaN substrate called a “self-supporting substrate” is commercially available.
  • the price of a commercially available GaN free-standing substrate is about 200,000 yen with a diameter of 2 inches.
  • This substrate is fabricated through the steps of GaN growth on a single crystal substrate such as GaAs or sapphire, substrate peeling, GaN cutting, and GaN substrate polishing.
  • an ultraviolet LED by using this GaN free-standing substrate, it is possible to reduce the dislocation density in the LED structure and improve the light emission efficiency by one digit or more (see Non-Patent Document 2).
  • a sapphire substrate is generally used as a growth substrate, and a GaN single crystal thin film having a film thickness of about 1 to 2 ⁇ m is grown on this using a metal organic vapor phase epitaxy (MOVPE) method.
  • MOVPE metal organic vapor phase epitaxy
  • the hydride vapor phase epitaxy (HVPE) method which is two orders of magnitude faster than the MOVPE method, is used to grow a thick GaN film, and then the growth substrate is removed to form an ingot-like GaN film.
  • a GaN free-standing substrate is manufactured by cutting into a thick substrate. At present, ingot-like GaN films are grown with Ga polarity (Group III polarity).
  • This polarity is unique to the wurtzite type, which is a hexagonal crystal structure that is a GaN crystal structure that is not in the zinc blend type, which is a cubic crystal structure of GaAs and InP that has been put into practical use. is there.
  • FIG. 5 is an explanatory diagram showing polarities when crystals grow in the c-axis direction of the wurtzite type.
  • FIG. 5A in the case of Ga (+ C) polar growth, one N atom is captured by one Ga atom.
  • FIG. 5B in the N (-C) polarity, one N atom is captured by three Ga atoms.
  • N atoms are more easily captured than in the case of Ga polarity growth. Therefore, it can be easily analogized that the state of crystal growth depends on the polarity.
  • All commercially available LEDs are manufactured by Ga polar growth. This is because growth is easier than in N-polar growth (see Non-Patent Document 3).
  • a state after growth of a thick GaN film for a GaN free-standing substrate manufactured with Ga polarity will be described with reference to FIG.
  • a sapphire substrate 601 having a diameter of 2.5 inches is used.
  • the surface orientation of the side wall of the grown GaN film 602 becomes ⁇ 1-101 ⁇ or ⁇ 1-102 ⁇ , and the diameter decreases as the film thickness of the GaN film 602 increases.
  • the film thickness of the grown GaN film 602 reaches about 7 to 8 mm, the diameter of the uppermost surface is reduced to 2 inches, and no further growth is possible. With this thickness, only about 6 GaN free-standing substrates can be produced. For this reason, the current manufacturing technique has a problem that a high cost is required for manufacturing a single free-standing substrate, and the GaN free-standing substrate becomes expensive.
  • the threading dislocation density at the interface between GaN and a substrate such as sapphire is 10 8-9 / cm 2 as described above.
  • the threading dislocation density on the surface after growth is 10 5-6 / cm 2 .
  • the present invention has been made to solve the above problems, and an object of the present invention is to make it possible to produce a nitride semiconductor free-standing substrate having a low threading dislocation density at a lower cost.
  • a nitride semiconductor self-supporting substrate manufacturing method includes a first step of forming a buffer layer made of a nitride semiconductor of GaN, AlN, InGaN, and InN on a main surface of a growth substrate made of crystal.
  • a fourth step of forming a boule comprising: a fifth step of removing the growth substrate from the boule; and a sixth step of dividing the boule to produce a plurality of nitride semiconductor free-standing substrates.
  • the growth substrate may be made of sapphire.
  • the main surface of the growth substrate made of crystals is nitrided before forming the buffer layer, and in the fourth step, the nitride semiconductor is crystal-grown with the main surface set to N polarity. That's fine.
  • the growth substrate may be made of ScAlMgO 4 crystals.
  • the main surface of the growth substrate made of crystals is nitrided before forming the buffer layer, and in the fourth step, the nitride semiconductor is crystal-grown with the main surface set to N polarity. May be.
  • the nitride semiconductor is any one of GaN, InGaN, and InN
  • an AlN layer made of AlN is formed on the growth layer, the surface of the formed AlN layer is oxidized, and the surface is After nitriding the surface of the oxidized AlN layer, the nitride semiconductor may be crystal-grown with the main surface having N polarity.
  • the surface of the growth layer is oxidized, the surface of the growth layer that has been oxidized is nitrided, and then the nitride semiconductor is in a state where the main surface is N-polar. The crystal may be grown.
  • the growth substrate may have a main surface inclined by 0.4 to 1.2 ° from the c-plane.
  • the growth substrate is preferably inclined by 0.4 to 1.2 ° from the c plane with the m axis as the rotation axis.
  • a boule made of a nitride semiconductor crystal is obtained by crystal growth of a nitride semiconductor of GaN, AlN, InGaN, and InN with the main surface of N polarity. Since it was formed, an excellent effect that a nitride semiconductor free-standing substrate can be produced at a lower cost can be obtained.
  • FIG. 1 is an explanatory diagram for explaining a nitride semiconductor self-supporting substrate manufacturing method according to Embodiment 1 of the present invention.
  • FIG. 2 is an explanatory diagram for explaining another method for fabricating a nitride semiconductor free-standing substrate in the second embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is an explanatory diagram for explaining another method for fabricating a nitride semiconductor free-standing substrate in the third embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is an explanatory diagram for explaining a problem in the case where GaN crystal is grown in a state where the main surface is Ga polarity.
  • FIG. 5 is an explanatory diagram for explaining the polarity of the GaN substrate surface.
  • FIG. 6 is an explanatory diagram for explaining a state after the growth of thick GaN for a nitride semiconductor free-standing substrate manufactured with Ga polarity.
  • FIG. 1 is an explanatory diagram for explaining a nitride semiconductor self-supporting substrate manufacturing method according to Embodiment 1 of the present invention.
  • the main surface of the growth substrate 101 made of crystals is nitrided.
  • the growth substrate 101 is made of, for example, sapphire.
  • nitriding may be performed in a growth furnace of a metal organic chemical vapor deposition (MOVPE) apparatus.
  • MOVPE metal organic chemical vapor deposition
  • the substrate 101 is loaded into the growth furnace and sealed, ammonia gas is supplied into the growth furnace, and the temperature of the substrate 101 is heated to 1050 ° C.
  • the flow rate of ammonia gas to be supplied is 5 standard little / min. (Slm), and the pressure in the growth furnace is 86659.3 Pa (650 Torr). In this environment, nitriding is performed for 5 minutes.
  • a buffer layer 102 made of GaN is formed on the main surface of the nitrided growth substrate 101.
  • the buffer layer 102 that is not a crystal may be formed by a metal organic vapor phase epitaxy (MOVPE) method using ammonia and trimethyl gallium (TEG) as raw materials under a low temperature condition of, for example, about 550 ° C.
  • MOVPE metal organic vapor phase epitaxy
  • TMG trimethyl gallium
  • the buffer layer 102 may be formed with a thickness of about 20 nm.
  • the carrier gas for transporting the raw material into the growth furnace is hydrogen
  • the ammonia that is a group V raw material has a flow rate of 5 slm
  • the ratio of the ammonia supply amount to the TEG supply amount that is a group III material is 2000.
  • a growth furnace pressure of 650 Torr. The growth time is 3 minutes.
  • the buffer layer 102 is heated to be single-crystallized, and as shown in FIG. 1C, the crystallization is composed of a plurality of hexagonal columnar growth islands whose top surface is N-polar.
  • Layer 103 is formed. For example, it may be heated to about 1050 ° C. in the MOVPE apparatus used for forming the buffer layer 102.
  • the growth furnace pressure is 650 Torr
  • the gas is supplied with nitrogen gas and ammonia gas
  • the processing time is 5 minutes.
  • the growth islands are aggregated by promoting growth in a direction parallel to the plane of the growth substrate 101, and a continuous growth layer 103a is formed as shown in FIG.
  • the carrier gas for transporting the raw material into the growth reactor is hydrogen
  • the ammonia is at a flow rate of 5 slm
  • the trimethylgallium (TMG) below Ga is at a V / III ratio of 1500
  • the growth reactor pressure is 650 Torr.
  • the growth time is 1 hour.
  • the growth layer 103a is formed to a thickness of about 1.7 ⁇ m. Since the growth island constituting the crystallized layer 103 has N-polarity on the upper surface side, GaN epitaxially grown also has N-polarity on the growth surface side, and the main surface of the growth layer 103a has N-polarity.
  • a boule 104 made of GaN crystal is grown on the growth layer 103a with GaN crystal grown with the main surface being N-polar.
  • GaN may be epitaxially grown by using the MOVPE method using ammonia and trimethyl gallium as a source, with each growth island constituting the growth layer 103a as a nucleus.
  • the carrier gas for transporting the raw material into the growth furnace is hydrogen (10 slm)
  • the flow rate of ammonia is 15 slm
  • the trimethylgallium (TMG) below the Ga has a V / III ratio of 1500
  • the growth furnace pressure is 650 Torr.
  • the growth rate is 7 ⁇ m per hour. Since the growth island has N polarity on the upper surface side, GaN epitaxially grown also has N polarity on the growth surface side. Further, the growth is performed after the flat growth layer 103a has already been formed. Even if the growth rate is increased, GaN can be grown in a flat state.
  • HVPE hydride vapor phase epitaxy
  • GaN can be epitaxially grown more efficiently by using GaCl 3 instead of GaCl.
  • the hydride vapor phase growth method since the growth rate is high, the boule 104 having a desired size (thickness) can be formed in a shorter time.
  • the main surface of the growth substrate 101 may be tilted from the c-plane with the m axis as the rotation axis.
  • a well-known step flow growth is achieved.
  • the step growth can be promoted, and a flat surface where the steps are arranged can be obtained, and the crystallinity is good.
  • a Boolean 104 can be formed. In the case of a-axis rotation, step bunching occurs during epitaxial growth, and surface irregularities become severe.
  • the growth substrate 101 is removed in the sixth step S106 as shown in FIG.
  • the growth substrate 101 may be removed by cutting with an inner peripheral blade or a wire saw to produce the boule 104 in a single state.
  • Another method is to irradiate 3rd or 4th wavelength UV light of wavelength YAG laser from the back side of the substrate and absorb the light in the GaN near the substrate to melt and peel the GaN. There is also a way to do it.
  • the surface of the boule 104 is processed into a mirror surface by grinding and polishing. Thereafter, in the seventh step S107, as shown in FIG.
  • a plurality of nitride semiconductor free-standing substrates 105 are manufactured by cutting out to a desired thickness.
  • the boule 104 is cut into a disc shape to produce a plurality of disc-like crystals, and the produced disc-like crystals are mirror-polished to complete the nitride semiconductor free-standing substrate 105.
  • a GaN free-standing substrate is produced.
  • nitride semiconductor free-standing substrates can be produced from one boules, which is more inexpensive.
  • a nitride semiconductor free-standing substrate can be manufactured.
  • the main surface is made Ga-polar, but under this condition, the crystal growth grows and the area of the main surface becomes small. For this reason, conventionally, it can only be formed to a thickness of about 7 to 8 mm.
  • the main surface is crystal-grown with N polarity, the area of the surface of the growing crystal layer is equal to or larger than the area of the main surface of the growth substrate, so the area of the main surface is reduced. And can be formed thicker. This property depends on the habit of the crystal.
  • the film thicker defects such as threading dislocations can be reduced on the surface side of the substrate.
  • the dislocation density generated at the interface between the substrate and GaN due to the lattice mismatch between the substrate and GaN decreases as the film thickness increases. This is because two adjacent threading dislocations form a dislocation loop and become one because of the strain present in the crystal.
  • the threading dislocation density of 10 8-9 / cm 3 existing at the interface between GaN and the substrate decreases to 10 5-6 / cm 3 when grown to a thickness of 7 to 8 mm. For this reason, the surface of the nitride semiconductor free-standing substrate in the present invention can be in a more crystalline state.
  • FIG. 2 is an explanatory diagram for explaining the nitride semiconductor free-standing substrate manufacturing method according to the second embodiment of the present invention.
  • the growth substrate is made of sapphire.
  • the present invention is not limited to this.
  • a nitride semiconductor free-standing substrate can be produced more easily and in a more crystalline state.
  • a method for manufacturing a nitride semiconductor self-supporting substrate in Embodiment 2 using a growth substrate made of ScAlMgO 4 crystal will be described.
  • the main surface of the growth substrate 201 made of ScAlMgO 4 crystal is nitrided.
  • a buffer layer 202 made of GaN is formed on the main surface of the nitrided growth substrate 201.
  • the buffer layer 202 that is not crystallized may be formed by a MOVPE method using ammonia and trimethylgallium as a source under a low temperature condition of about 550 ° C., for example.
  • the buffer layer 202 may be formed with a thickness of about 20 nm.
  • the buffer layer 202 is heated to be single-crystallized, and as shown in FIG. 2C, the crystallization is made up of a plurality of growth islands having a hexagonal column shape whose upper surface has N polarity.
  • Layer 203 is formed. For example, it may be heated to about 1050 ° C. in the MOVPE apparatus used for forming the buffer layer 202. By this heat treatment, a part of the buffer layer 202 is evaporated (vaporized), and a part thereof is crystallized, so that a plurality of thin hexagonal columnar growth islands are formed. Further, since the main surface of the growth substrate 201 is nitrided, the upper surface of each growth island has N polarity.
  • the growth islands are aggregated by promoting the growth in the direction parallel to the plane of the growth substrate 101, and a continuous growth layer 203a is formed as shown in FIG. To do.
  • a boule 204 made of GaN crystal is grown on the growth layer 203a with GaN crystal grown in a state where the main surface has N polarity.
  • GaN may be epitaxially grown by using the MOVPE method using ammonia and trimethyl gallium as a source, with each growth island constituting the growth layer 203a as a nucleus. Since the growth island has N polarity on the upper surface side, GaN epitaxially grown also has N polarity on the growth surface side.
  • GaN is epitaxially grown to some extent by the MOVPE method described above
  • GaN is epitaxially grown by HVPE method using GaCl gas and NH 3 gas generated by reacting HCl and Ga source. 204 may be formed.
  • the hydride vapor phase growth method since the growth rate is high, the boule 204 having a desired size (thickness) can be formed in a shorter time.
  • GaCl 3 may be used instead of GaCl.
  • the growth substrate 201 is removed in the sixth step S206 as shown in FIG. Since the growth substrate 201 is made of ScAlMgO 4 crystal, most of the portion can be removed by cleavage. The remaining portion may be dissolved and removed with hydrofluoric acid. By removing the growth substrate 201 in this way, the surface of the obtained boule 204 (growth layer 203a) is not damaged by processing, and an atomic step appears. Thereafter, in a seventh step S207, as shown in FIG. 2G, a plurality of nitride semiconductor free-standing substrates 205 are produced by cutting out (dividing) to a desired thickness.
  • the boule 204 is cut into a disc shape to produce a plurality of disc-like crystals, and the produced disc-like crystals are mirror-polished to complete the nitride semiconductor free-standing substrate 205.
  • a GaN free-standing substrate is also produced.
  • FIG. 3 is an explanatory diagram for explaining the nitride semiconductor free-standing substrate manufacturing method according to the third embodiment of the present invention. Also in the third embodiment, a growth substrate made of ScAlMgO 4 crystal is used.
  • a buffer made of GaN is formed on the main surface of the growth substrate 301 without nitriding the main surface of the growth substrate 301 made of ScAlMgO 4 crystal.
  • Layer 302 is formed.
  • the buffer layer 302 that is not crystallized may be formed by a MOVPE method using ammonia and triethylgallium as a source under a low temperature condition of about 550 ° C., for example.
  • the buffer layer 302 may be formed with a thickness of about 20 nm.
  • the buffer layer 302 is heated to be single crystallized, and crystallized by a plurality of hexagonal columnar growth islands whose upper surface is made of Ga polarity.
  • Layer 303 is formed. For example, it may be heated to about 1050 ° C. in the MOVPE apparatus used for forming the buffer layer 302.
  • a part of the buffer layer 302 is evaporated (vaporized), and a part thereof is crystallized to form a plurality of thin hexagonal columnar growth islands.
  • the upper surface of each growth island is Ga-polar.
  • the growth islands are aggregated by promoting the growth in the direction parallel to the growth substrate surface, and a continuous growth layer 303a is formed as shown in FIG.
  • the growth layer 303a has a Ga polarity on the main surface.
  • an AlN layer 304 is grown on the growth layer 303a to a thickness of about 0.5 ⁇ m.
  • the growth raw material is ammonia and the aluminum raw material trimethylaluminum (TMA).
  • TMA trimethylaluminum
  • the growth temperature is 1200 ° C. and the growth furnace pressure is 300 Torr.
  • a flat AlN layer (Group III polarity) AlN layer 304 is formed.
  • the surface of the formed AlN layer 304 is exposed to an oxygen atmosphere to oxidize the surface, and an oxide layer is formed on the surface.
  • the surface oxide layer is nitrided.
  • GaN is grown again on the AlN layer 304 which is oxidized and subsequently nitrided.
  • it may be grown by the MOVPE method.
  • MOVPE MOV-polymer vapor deposition
  • a GaN film having a main surface of N polarity can be crystal-grown.
  • a boule 204 can be obtained as shown in FIG.
  • the growth substrate 301 is removed in the sixth step S306 as shown in FIG. Since the growth substrate 301 is made of ScAlMgO 4 crystal, most of the portion can be removed by cleavage. The remaining portion may be dissolved and removed with hydrofluoric acid. By removing the growth substrate 301 in this manner, the surface of the obtained boule 305 (growth layer 203a) is not damaged by processing, and an atomic step appears. Thereafter, in a seventh step S307, as shown in FIG. 3G, a plurality of nitride semiconductor free-standing substrates 306 are produced by cutting out (dividing) into a desired thickness. For example, the boule 305 is cut into a disc shape to produce a plurality of disc-like crystals, and the produced disc-like crystals are mirror-polished to complete the nitride semiconductor free-standing substrate 306.
  • GaN is grown with the main surface of N polarity to form a boule made of GaN crystals, so that the diameter of the GaN crystal increases as the thickness of the GaN crystals increases. Since the film thickness is not limited and a GaN boule that is much thicker than that of Ga polarity can be grown, a nitride semiconductor free-standing substrate can be produced at a lower cost. Further, by using a growth substrate made of ScAlMgO 4 crystal, the growth substrate can be removed very easily as described above.
  • the lattice mismatch of ScAlMgO 4 crystal with GaN is ⁇ 1.9, which is very small compared to 13.8 in the case of sapphire. For this reason, the dislocation density in the obtained nitride semiconductor free-standing substrate can be reduced.
  • the ScAlMgO 4 crystal was formed as compared with the case where a sapphire substrate was used as shown in Table 1 below, both in the case where all were grown by the MOVPE method and the case where a part was grown by the hydride vapor phase growth method. When it is used, the dislocation density is lower.
  • the boules made of GaN crystals are formed by crystal growth of GaN with the main surface set to N polarity, so that the boules can be formed to a desired thickness.
  • a nitride semiconductor free-standing substrate can be manufactured at a lower cost.
  • the growth substrate from ScAlMgO 4 crystals, a nitride semiconductor free-standing substrate can be manufactured more easily and at a lower cost.
  • the thickness of the GaN boule can be 20 cm, and in this case, the threading dislocation density can be 10 3 / cm 2 . This value is equivalent to the case of GaAs and InP that have been put into practical use, and is effective in improving the device life.
  • the dislocation density in the obtained nitride semiconductor free-standing substrate can be reduced.
  • a nitride semiconductor free-standing substrate with a lower dislocation density it is possible to produce a long-life laser, increase the brightness of the light-emitting diode, improve the light-emitting efficiency of the light-emitting diode with an emission wavelength in the ultraviolet region, and increase the output power of the transistor. Can be realized.
  • an AlN, InGaN, or InN free-standing substrate can be manufactured by the same method as described above.
  • InGaN is suitable because it has the smallest lattice constant difference from ScAlMgO 4 .

Abstract

　成長層（１０３ａ）の上に、主表面をＮ極性とした状態でＧａＮを結晶成長してＧａＮの結晶からなるブール（１０４）を形成する。バッファ層（１０２）の形成に用いたＭＯＶＰＥ装置を用いた連続処理により、アンモニアおよびトリメチルガリウムをソースとしたＭＯＶＰＥ法で、成長層（１０３ａ）を構成する各成長島を核とし、ＧａＮをエピタキシャル成長させればよい。

Description

窒化物半導体自立基板作製方法
　本発明は、ＧａＮ，ＡｌＮ，ＩｎＧａＮ，ＩｎＮなどの窒化物半導体の結晶からなる窒化物半導体自立基板作製方法に関する。
　近年、発光ダイオードやレーザなどの発光素子に用いる半導体材料として、III族窒化物半導体が着目されている。例えば、III族窒化物半導体としてＧａＮやＩｎＧａＮなどがある。この窒化物半導体は、赤外光から紫外光の広い波長範囲に対応するバンドギャップエネルギーを有し、青色や緑色などの発光ダイオード（ＬＥＤ）や、発振波長が紫外域から赤外域の半導体レーザの材料として有望視されている。省エネの照明用に実用化され、広く市販されている白色ＬＥＤは、窒化物半導体からなる青色ＬＥＤと、黄色の蛍光材料との組み合わせから、構成されている。例えば、市販の高密度のＤＶＤ（Digital Versatile Disk）の記録・読み出しには、窒化物半導体からなる波長４００～４１０ｎｍの半導体レーザが用いられている。
　このような素子においては、結晶性の良い半導体薄膜が必須である。一般に、半導体素子は、単結晶基板上に基板と同種の材料からなる単結晶薄膜を複数積層した構造からなっている。このことによって、欠陥の少ない高品質な単結晶薄膜の成長が可能となっている。欠陥のうち、特に注目すべきは、転位である。光素子においては、この転位密度は、発光効率や素子寿命などの素子特性に大きな影響を与える。例えば、ＩｎＰ系の光ファイバ通信に用いられる半導体レーザにおいては、この転位密度を１０3／ｃｍ2以下にすることによって初めてシステムからの要求である素子寿命１０万時間を確保できている。
　ところが、窒化物半導体の場合、例えば、窒化物半導体の中心材料であるＧａＮにおいては、窒素（Ｎ）の気相・固相間の平衡蒸気圧が、従来からあるIII-V族半導体材料、例えば、ＩｎＰの燐（Ｐ）の平衡蒸気圧に較べて数桁高い。このため、ＧａＮ単結晶基板を安価で作製することはできない。現在市販の白色ＬＥＤや青色交通信号機などには、サファイア基板が用いられている。ＧａＮとサファイアとの間の格子不整は１３．８％あり、ＧａＮ中には密度１０8-9／ｃｍ2もの貫通転位が存在している。このため、白色ＬＥＤの効率も、現状では、蛍光灯の２倍を超える程度である１８０ｌｍ／ｗでしかない。
　殺菌灯として期待されている波長２６０ｎｍの紫外ＬＥＤでは、転位密度の減少に伴い発光効率は改善されている（非特許文献１参照）。しかしながら、材料固有のバンドギャップエネルギの制限から、発光層とキャリア注入層（クラッド層）との間のバンドギャップ差を大きくできないため、発光効率は限界に達している。
　また、窒化物半導体には、窒化物半導体の物性から、高いパフォーマンを有するトランジスタも期待されている。キャリアを基板表面に平行に移動する、いわゆる、横型トランジスタ、例えば、高電子移動度トランジスタ（ＨＥＭＴ）では、貫通転位が電子の移動度を低下させてしまう。また、基板表面に垂直な方向にキャリアを移動させる縦型トランジスタは、高耐圧・大電力動作が期待されているが、キャリアが貫通転位と平行に走行するために、横型トランジスタより貫通転位の影響を受ける。
　以上のことを検討すると、基板としての１つの解は、ＧａＮ基板を用いることである。現在、「自立基板」と称されるＧａＮ基板が市販されている。市販されているＧａＮ自立基板の価格は、直径２インチで２０万円程度である。この基板は、ＧａＡｓやサファイアなどの単結晶基板上へのＧａＮ成長、基板剥離、ＧａＮの切断、ＧａＮ基板の研磨の工程を通して作製されている。紫外ＬＥＤの場合、このＧａＮ自立基板を用いることによって、ＬＥＤ構造内の転位密度を低減でき、発光効率を１桁以上向上させることが実現されている（非特許文献２参照）。
H. Hirayama, H.Hirayama, S. Fujikawa, N.Noguchi, J. Norimatsu, T.Takano, K. Tsubaki, and N. Kamata, "222-282 nm AlGaN and InAlGaN-based deep-UV LEDs fabricated on high-quality AlN on sapphire", phys. stat. sol. (a), vol.206, pp.1176-1182, 2009. K. Akita, T. Nakamura, and H. Hirayama, " Effects of GaN substrates on InAlGaN quaternary UV LEDs", phys. stat. sol. (a), vol.201, pp.2624-2627, 2004. E. S. Hellman, "The Polarity of GaN: a Critical Review", MRS Internet J. Nitride Semicond. Res. vol.3, pp.11.1-11.11, 1998.
　ところで、現在、一般には、サファイア基板を成長基板として用い、この上に有機金属気相成長（ＭＯＶＰＥ）法を用いて膜厚１～２μｍ程度のＧａＮ単結晶薄膜を結晶成長し、その後、成長速度がＭＯＶＰＥ法に較べて二桁早いハイドライド気相成長（ＨＶＰＥ）法を用いて、厚膜ＧａＮを成長し、この後、成長基板を除去してインゴット状のＧａＮ膜を形成し、これを所望の厚さの基板に切り出すことで、ＧａＮ自立基板を作製している。現状では、インゴット状のＧａＮ膜は、Ｇａ極性（III族極性）で成長されている。この極性は、従来から実用化されてきたＧａＡｓやＩｎＰの立方晶状の結晶構造であるジンクブレンド型にはないＧａＮの結晶構造である六方晶状の結晶構造であるウルツ鉱型特有の特性である。
　以下、図５を用いて上記極性について説明する。図５は、ウルツ鉱型のｃ軸方向に結晶成長したときの極性を示す説明図である。図５の（ａ）に示すように、Ｇａ（＋Ｃ）極性成長の場合には、Ｎ原子１個がＧａ原子１個で捕獲されている。一方、図５の（ｂ）に示すように、Ｎ（－Ｃ）極性では、Ｎ原子１個がＧａ原子３個で捕獲されている。このように、Ｎ極性成長では、Ｇａ極性成長の場合より、Ｎ原子が捕獲されやすいことになる。従って、極性によって、結晶成長の状況が左右されることが容易に類推される。
　市販のＬＥＤなどは、全てＧａ極性成長で作製されている。この理由は、Ｎ極性成長に較べて、成長が容易なためである（非特許文献３参照）。Ｇａ極性で作製されるＧａＮ自立基板用の厚膜ＧａＮ成長後の状態を図６を用いて説明する。直径２インチのＧａＮ基板を得るために、直径２．５インチのサファイア基板６０１が用いられている。成長させているＧａＮ膜６０２の側壁の面方位は、｛１－１０１｝または｛１－１０２｝となり、ＧａＮ膜６０２の膜厚が厚くなるのにともない直径が小さくなる。成長したＧａＮ膜６０２の膜厚が７～８ｍｍ程度に到達すると、最上面の直径が２インチにまで小さくなり、これ以上成長させることができない状態となる。この厚さでは、６枚程度しかＧａＮ自立基板が作製できない。このため、現状の作製技術では、一枚の自立基板の作製のために、高いコストを要し、ＧａＮ自立基板が高価になってしまうという問題がある。
　さらに、市販のＧａＮ自立基板においては、サファイアなどの基板とＧａＮとの間の界面での貫通転位密度は、前述したように１０8-9／ｃｍ2である。ＧａＮブール成長時の厚膜化にともない、結晶中に生じる歪みによって貫通転位は合体が進み、貫通転位密度は減少する。しかしながら、ＧａＮを厚さ７～８ｍｍ程度しか成長できないために、成長後の表面での貫通転位密度としては１０5-6／ｃｍ2存在している。
　本発明は、以上のような問題点を解消するためになされたものであり、より安価に貫通転位密度の少ない窒化物半導体自立基板が作製できるようにすることを目的とする。
　本発明に係る窒化物半導体自立基板作製方法は、結晶からなる成長基板の主表面上に、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＩｎＧａＮ、およびＩｎＮのいずれかの窒化物半導体からなるバッファ層を形成する第１工程と、バッファ層を加熱して単結晶化し、上面がＮ極性とされた六角柱状の複数の成長島からなる結晶化層を形成する第２工程と、成長基板の平面に平行な方向への成長を促進させることにより成長島を凝集させて連続した成長層を形成する第３工程と、成長層の上に、主表面をＮ極性とした状態で窒化物半導体を結晶成長して窒化物半導体の結晶からなるブールを形成する第４工程と、ブールより成長基板を取り除く第５工程と、ブールを分割して複数の窒化物半導体自立基板を作製する第６工程とを備える。
　上記窒化物半導体自立基板作製方法において、成長基板は、サファイアから構成されば良い。この場合、第１工程では、バッファ層を形成する前に結晶からなる成長基板の主表面を窒化することで、第４工程で、主表面をＮ極性とした状態で窒化物半導体を結晶成長すればよい。
　上記窒化物半導体自立基板作製方法において、成長基板は、ＳｃＡｌＭｇＯ4の結晶から構成されていても良い。この場合、第１工程では、バッファ層を形成する前に結晶からなる成長基板の主表面を窒化することで、第４工程で、主表面をＮ極性とした状態で窒化物半導体を結晶成長してもよい。また、窒化物半導体は、ＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＩｎＮのいずれかである場合、第４工程では、成長層の上にＡｌＮからなるＡｌＮ層を形成し、形成したＡｌＮ層の表面を酸化し、表面を酸化したＡｌＮ層の表面を窒化した後、主表面をＮ極性とした状態で窒化物半導体を結晶成長するとよい。また、窒化物半導体は、ＡｌＮである場合、第４工程では、成長層の表面を酸化し、表面を酸化した成長層の表面を窒化した後、主表面をＮ極性とした状態で窒化物半導体を結晶成長すればよい。また、成長基板は、主表面がｃ面より０．４～１．２°傾斜しているとよい。特に、傾斜角については、成長基板は、主表面がｃ面よりｍ軸を回転軸として０．４～１．２°傾斜しているとよい。
　以上説明したように、本発明によれば、主表面をＮ極性とした状態でＧａＮ、ＡｌＮ、ＩｎＧａＮ、およびＩｎＮのいずれかの窒化物半導体を結晶成長して窒化物半導体の結晶からなるブールを形成するようにしたので、より安価に窒化物半導体自立基板が作製できるという優れた効果が得られる。
図１は、本発明の実施の形態１における窒化物半導体自立基板作製方法を説明するための説明図である。 図２は、本発明の実施の形態２における他の窒化物半導体自立基板作製方法を説明するための説明図である。 図３は、本発明の実施の形態３における他の窒化物半導体自立基板作製方法を説明するための説明図である。 図４は、主表面をＧａ極性とした状態でＧａＮを結晶成長した場合の問題を説明するための説明図である。 図５は、ＧａＮ基板表面の極性について説明する説明図である。 図６は、Ｇａ極性で作製される窒化物半導体自立基板用の厚膜ＧａＮ成長後の状態を説明するための説明図である。
　以下、本発明の実施の形態について図を参照して説明する。
［実施の形態１］
　はじめに、本発明の実施の形態１について説明する。図１は、本発明の実施の形態１における窒化物半導体自立基板作製方法を説明するための説明図である。
　まず、第１工程Ｓ１０１で、図１の（ａ）に示すように、結晶からなる成長基板１０１の主表面を窒化する。成長基板１０１は、例えば、サファイアから構成されている。例えば、有機金属気相成長（ＭＯＶＰＥ）装置の成長炉内で窒化すればよい。まず、成長炉内に基板１０１を搬入して密閉し、成長炉内にアンモニアガスを供給し、また、基板１０１の温度を１０５０℃に加熱する。供給するアンモニアガスの流量は、５standard little/ｍｉｎ．（ｓｌｍ）とし、成長炉内の圧力は８６６５９．３Ｐａ（６５０Ｔｏｒｒ）とする。この環境下で５分窒化する。
　次に、第２工程Ｓ１０２で、図１の（ｂ）に示すように、窒化された成長基板１０１の主表面上に、ＧａＮからなるバッファ層１０２を形成する。例えば、アンモニアおよびトリメチルガリウム（ＴＥＧ）を原料とした有機金属気相成長（ＭＯＶＰＥ）法により、例えば５５０℃程度の低温条件として結晶とはなっていないバッファ層１０２を形成すればよい。バッファ層１０２は、厚さ２０ｎｍ程度に形成すればよい。例えば、成長炉内への原料輸送のキャリアガスは水素とし、Ｖ族原料であるアンモニアは流量５ｓｌｍとし、アンモニア供給量とIII族原料であるＴＥＧ供給量との比（V/III比）は２０００とし、成長炉圧力６５０Ｔｏｒｒとする。また、成長時間を３分間とする。
　次に、第３工程Ｓ１０３で、バッファ層１０２を加熱することで単結晶化し、図１の（ｃ）に示すように、上面がＮ極性とされた六角柱状の複数の成長島からなる結晶化層１０３を形成する。例えば、バッファ層１０２形成に用いたＭＯＶＰＥ装置内で、１０５０℃程度に加熱すればよい。例えば、成長炉圧力を６５０Ｔｏｒｒとし、成長炉内には、ガスは窒素ガスおよびアンモニアガスを供給し、処理時間を５分間とする。この加熱処理により、バッファ層１０２の一部は蒸発（気化）し、一部が結晶化し、薄い六角柱状の複数の成長島が形成れるようになる。また、成長基板１０１の主表面が窒化されているので、各成長島の上面は、Ｎ極性となっている。
　次に、第４工程Ｓ１０４で、成長基板１０１の平面に平行な方向への成長を促進させることにより成長島を凝集させ、図１の（ｄ）に示すように、連続した成長層１０３ａを形成する。例えば、成長炉内への原料輸送のキャリアガスは水素とし、アンモニアは流量５ｓｌｍとし、Ｇａ下量のトリメチルガリウム（ＴＭＧ）は、V/III比を１５００の条件とし、成長炉圧力６５０Ｔｏｒｒとする。また、成長時間１時間とする。成長層１０３ａは、層厚１．７μｍ程度に形成する。結晶化層１０３を構成している成長島は上面側をＮ極性としているので、エピタキシャル成長するＧａＮも、成長表面側がＮ極性となり、成長層１０３ａの主表面はＮ極性となる。
　次に、第５工程Ｓ１０５で、図１の（ｅ）に示すように、成長層１０３ａの上に、主表面をＮ極性とした状態でＧａＮを結晶成長してＧａＮの結晶からなるブール１０４を形成する。バッファ層１０２の形成に用いたＭＯＶＰＥ装置を用いた連続処理により、アンモニアおよびトリメチルガリウムをソースとしたＭＯＶＰＥ法で、成長層１０３ａを構成する各成長島を核とし、ＧａＮをエピタキシャル成長させればよい。
　例えば、成長炉内への原料輸送のキャリアガスは水素（１０ｓｌｍ）とし、アンモニアは流量１５ｓｌｍとし、Ｇａ下量のトリメチルガリウム（ＴＭＧ）は、V/III比を１５００の条件とし、成長炉圧力６５０Ｔｏｒｒとする。この条件によれば、成長速度は、毎時７μｍとなる。成長島は上面側をＮ極性としているので、エピタキシャル成長するＧａＮも、成長表面側がＮ極性となる。また、既に平坦な成長層１０３ａが形成された上における成長であり、成長速度を高めても、平坦な状態でＧａＮが成長できる。
　なお、上述したＭＯＶＰＥ法によりＧａＮをある程度エピタキシャル成長させた後、続いて、ＨＣｌとＧａソースとを反応させることで生成したＧａＣｌガスおよびＮＨ3ガスを用いたハイドライド気相成長（Hydride Vapor Phase Epitaxy；ＨＶＰＥ）法により、ＧａＮをエピタキシャル成長させることでブール１０４を形成してもよい。なお、ＧａＣｌの代わりにＧａＣｌ3を用いることで、より効率的にＧａＮをエピタキシャル成長させることができる。ハイドライド気相成長法によれば、成長速度が速いので、より短時間で所望とする大きさ（厚さ）のブール１０４が形成できるようになる。
　ここで、より結晶性のよい状態でブール１０４を形成するために、成長基板１０１は、主表面がｃ面より０．４～１．２°傾斜したものを用いるとよい。特に、ｍ軸を回転軸として、成長基板１０１の主表面をｃ面から傾けるとよい。このような微傾斜面を主表面とすることで、よく知られたステップフロー成長となり、エピタキシャル成長において、ステップ成長を促進でき、ステップの並んだ平坦な表面が得られるようになり、結晶性のよいブール１０４が形成できるようになる。なお、ａ軸回転の場合は、エピタキシャル成長中にステップバンチングが生じ、表面の凹凸が激しくなる。
　以上のようにすることで所望の厚さのブール１０４を形成した後、第６工程Ｓ１０６で、図１の（ｆ）に示すように、成長基板１０１を除去する。例えば、内周刃やワイヤソウなどを用いて切断することで成長基板１０１を除去し、単独の状態のブール１０４を作製すればよい。別の方法としては、波長ＹＡＧレーザの波長１．０６μｍの３倍波あるいは４倍波の紫外光を基板裏面側から照射し、基板近傍のＧａＮに光を吸収させることによってＧａＮを熔解し、剥離する方法もある。また、切断により除去した後、研削研磨してブール１０４の表面を鏡面に加工する。この後、第７工程Ｓ１０７で、図１の（ｇ）に示すように、所望の厚さに切り出すことで複数の窒化物半導体自立基板１０５を作製する。例えば、ブール１０４を円盤状に切断して複数の円板状結晶を作製し、作製した円盤状の結晶を鏡面研磨して窒化物半導体自立基板１０５を完成させる。実施の形態１では、ＧａＮ自立基板が作製される。
　以上に示したように、主表面をＮ極性としてブールを形成することで、より厚く形成できるようになり、１つのブールからより多くの窒化物半導体自立基板が作製できるようになり、より安価に窒化物半導体自立基板が作製できるようになる。
　一般には、ＧａＮの結晶成長では、主表面をＧａ極性とされているが、この条件では、結晶成長するとともに主表面の面積が小さくなる。このため、従来では、７～８ｍｍ程度の厚さにまでしか形成できていない。一方で、主表面をＮ極性として結晶成長させれば、成長させている結晶層表面の面積が、成長基板の主表面の面積と同等あるいはそれ以上となるため、主表面の面積を縮小させることなく、より厚く形成できる。この性質は、結晶のハビットによっている。
　また、より厚く形成することで、基板の表面側においては、貫通転位などの欠陥を減少させることができるようになる。基板とＧａＮとの格子不整のために基板とＧａＮとの界面に発生する転位密度は、膜厚の増加と共に減少する。結晶中に存在している歪みのために、隣接する二本の貫通転位が転位ループを形成し、一本となるためである。Ｇａ極性成長の場合、ＧａＮと基板との界面に存在していた貫通転位密度１０8-9／ｃｍ3は、７～８ｍｍ厚さ成長すると１０5-6／ｃｍ3に減少する。このため、本発明における窒化物半導体自立基板の表面においては、より結晶性のよい状態とすることができる。
［実施の形態２］
　次に、本発明の実施の形態２について、図２を用いて説明する。図２は、本発明の実施の形態２における窒化物半導体自立基板作製方法を説明するための説明図である。前述した実施の形態１では、成長基板をサファイアから構成する場合について説明したが、これに限るものではない。成長基板は、ＳｃＡｌＭｇＯ4の結晶から構成することで、より容易に、かつより結晶性のよい状態で窒化物半導体自立基板が作製できるようになる。以下、ＳｃＡｌＭｇＯ4の結晶からなる成長基板を用いた実施の形態２における窒化物半導体自立基板作製方法について説明する。
　まず、第１工程Ｓ２０１で、図２の（ａ）に示すように、ＳｃＡｌＭｇＯ4の結晶からなる成長基板２０１の主表面を窒化する。次に、第２工程Ｓ２０２で、図２の（ｂ）に示すように、窒化された成長基板２０１の主表面上に、ＧａＮからなるバッファ層２０２を形成する。例えば、アンモニアおよびトリメチルガリウムをソースとしたＭＯＶＰＥ法により、例えば５５０℃程度の低温条件として結晶とはなっていないバッファ層２０２を形成すればよい。バッファ層２０２は、厚さ２０ｎｍ程度に形成すればよい。
　次に、第３工程Ｓ２０３で、バッファ層２０２を加熱することで単結晶化し、図２の（ｃ）に示すように、上面がＮ極性とされた六角柱状の複数の成長島からなる結晶化層２０３を形成する。例えば、バッファ層２０２形成に用いたＭＯＶＰＥ装置内で、１０５０℃程度に加熱すればよい。この加熱処理により、バッファ層２０２の一部は蒸発（気化）し、一部が結晶化し、薄い六角柱状の複数の成長島が形成れるようになる。また、成長基板２０１の主表面が窒化されているので、各成長島の上面は、Ｎ極性となっている。
　次に、第４工程Ｓ１０４で、成長基板１０１の平面に平行な方向への成長を促進させることにより成長島を凝集させ、図２の（ｄ）に示すように、連続した成長層２０３ａを形成する。
　次に、第５工程Ｓ２０４で、図２の（ｄ）に示すように、成長層２０３ａの上に、主表面をＮ極性とした状態でＧａＮを結晶成長してＧａＮの結晶からなるブール２０４を形成する。バッファ層２０２形成に用いたＭＯＶＰＥ装置を用いた連続処理により、アンモニアおよびトリメチルガリウムをソースとしたＭＯＶＰＥ法により、成長層２０３ａを構成する各成長島を核とし、ＧａＮをエピタキシャル成長させればよい。成長島は上面側をＮ極性としているので、エピタキシャル成長するＧａＮも、成長表面側がＮ極性となる。
　なお、上述したＭＯＶＰＥ法によりＧａＮをある程度エピタキシャル成長させた後、続いて、ＨＣｌとＧａソースとを反応させることで生成したＧａＣｌガスおよびＮＨ3ガスを用いたＨＶＰＥ法により、ＧａＮをエピタキシャル成長させることでブール２０４を形成してもよい。ハイドライド気相成長法によれば、成長速度が速いので、より短時間で所望とする大きさ（厚さ）のブール２０４が形成できるようになる。前述したように、なお、ＧａＣｌの代わりにＧａＣｌ3を用いるようにしても良い。
　以上のようにすることで所望の厚さのブール２０４を形成した後、第６工程Ｓ２０６で、図２の（ｆ）に示すように、成長基板２０１を除去する。ＳｃＡｌＭｇＯ4結晶から成長基板２０１を構成しているので、劈開により、ほとんどの部分を除去することができる。また、残っている部分は、フッ酸により溶解除去すればよい。このように成長基板２０１を除去することで、得られたブール２０４（成長層２０３ａ）の表面は、加工によるダメージがなく、原子ステップが出現している状態となる。この後、第７工程Ｓ２０７で、図２の（ｇ）に示すように、所望の厚さに切り出す（分割）ことで複数の窒化物半導体自立基板２０５を作製する。例えば、ブール２０４を円盤状に切断して複数の円板状結晶を作製し、作製した円盤状の結晶を鏡面研磨して窒化物半導体自立基板２０５を完成させる。実施の形態２でも、ＧａＮ自立基板が作製される。
［実施の形態３］
　次に、本発明の実施の形態３における他の窒化物半導体自立基板作製方法について、図３を用いて説明する。図３は、本発明の実施の形態３における窒化物半導体自立基板作製方法を説明するための説明図である。実施の形態３においても、ＳｃＡｌＭｇＯ4の結晶からなる成長基板を用いる。
　まず、第１工程Ｓ３０１で、図３の（ａ）に示すように、ＳｃＡｌＭｇＯ4の結晶からなる成長基板３０１の主表面を窒化することなく、成長基板３０１の主表面上に、ＧａＮからなるバッファ層３０２を形成する。例えば、アンモニアおよびトリエチルガリウムをソースとしたＭＯＶＰＥ法により、例えば５５０℃程度の低温条件として結晶とはなっていないバッファ層３０２を形成すればよい。バッファ層３０２は、厚さ２０ｎｍ程度に形成すればよい。
　次に、第２工程Ｓ３０２で、図３の（ｂ）に示すように、バッファ層３０２を加熱することで単結晶化し、上面がＧａ極性とされた六角柱状の複数の成長島からなる結晶化層３０３を形成する。例えば、バッファ層３０２形成に用いたＭＯＶＰＥ装置内で、１０５０℃程度に加熱すればよい。この加熱処理により、バッファ層３０２の一部は蒸発（気化）し、一部が結晶化し、薄い六角柱状の複数の成長島が形成れるようになる。また、成長基板３０１の主表面が窒化されていないので、各成長島の上面は、Ｇａ極性となっている。
　次に、第３工程Ｓ３０３で、成長基板表面に平行な方向への成長を促進させることにより成長島を凝集させ、図３の（ｃ）に示すように、連続した成長層３０３ａを形成する。成長層３０３ａは、主表面がＧａ極性となっている。
　次に、第４工程Ｓ３０４で、図３の（ｄ）に示すように、成長層３０３ａの上に、ＡｌＮ層３０４を厚さ０．５μｍ程度成長する。例えば、ＭＯＶＰＥ法により成長させれば良い。成長原料はアンモニア、およびアルミニウム原料トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）である。成長温度は１２００℃、成長炉圧力は３００Ｔｏｒｒである。この結果、平坦なＡｌ極性（III族極性）のＡｌＮ層３０４が形成される。次いで、形成したＡｌＮ層３０４の表面を酸素雰囲気に曝して表面を酸化し、表面に酸化層を形成する。次いで、表面の酸化層を窒化する。
　次に、第５工程Ｓ３０５で、表面を酸化し引き続いて窒化したＡｌＮ層３０４の上に再度、ＧａＮを成長させる。例えば、ＭＯＶＰＥ法により成長させれば良い。これらの結果、主表面がＮ極性とされたＧａＮの膜を結晶成長させることができる。これに続き、ＨＶＰＥ法によりＧａＮをより厚く成長させれば、図３の（ｅ）に示すように、ブール２０４をえることができる。
　以上のようにすることで所望の厚さのブール３０５を形成した後、第６工程Ｓ３０６で、図３の（ｆ）に示すように、成長基板３０１を除去する。ＳｃＡｌＭｇＯ4結晶から成長基板３０１を構成しているので、劈開により、ほとんどの部分を除去することができる。また、残っている部分は、フッ酸により溶解除去すればよい。このように成長基板３０１を除去することで、得られたブール３０５（成長層２０３ａ）の表面は、加工によるダメージがなく、原子ステップが出現している状態となる。この後、第７工程Ｓ３０７で、図３の（ｇ）に示すように、所望の厚さに切り出す（分割）ことで複数の窒化物半導体自立基板３０６を作製する。例えば、ブール３０５を円盤状に切断して複数の円板状結晶を作製し、作製した円盤状の結晶を鏡面研磨して窒化物半導体自立基板３０６を完成させる。
　以上に示したように、主表面をＮ極性とした状態でＧａＮを結晶成長してＧａＮの結晶からなるブールを形成するようにしたので、ＧａＮの結晶の厚膜化にともないその直径が拡大し、膜厚の制限がなくなり、Ｇａ極性の場合より遙かに厚いＧａＮブールを成長できるため、より安価に窒化物半導体自立基板が作製できるようになる。また、ＳｃＡｌＭｇＯ4結晶から構成した成長基板を用いることで、上述したように成長基板の除去が極めて容易となる。
　また、ＳｃＡｌＭｇＯ4結晶のＧａＮとの格子不整合は、－１．９であり、サファイアの場合の１３．８に比較して非常に小さい。このため、得られる窒化物半導体自立基板における転位密度が低減できる。全てをＭＯＶＰＥ法で成長した場合および一部をハイドライド気相成長法で成長した場合のいずれにおいても、以下の表１に示すように、サファイア基板を用いた場合に比較して、ＳｃＡｌＭｇＯ4結晶を用いた場合の方が、低い転位密度となっている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　以上に説明したように、本発明では、主表面をＮ極性とした状態でＧａＮを結晶成長してＧａＮの結晶からなるブールを形成するようにしたので、所望とする厚さにブールが形成できるようになり、より安価に窒化物半導体自立基板が作製できるようになる。
　主表面をＧａ極性とした状態での結晶成長では、図４に示すように、基板４０１の上にエピタキシャル成長させているＧａＮ膜４０２の側部に、付随成長４０３が生じる。付随成長４０３には、引っ張り応力が掛かっている。この結果、エピタキシャル成長中にＧａＮ膜４０２に転位が入りやすい。さらに、原子空孔も生じやすい。転位や空孔は、結晶欠陥として働き、エピタキシャル成長層の特性を劣化させる。これに対し、主表面をＮ極性とした状態でＧａＮを結晶成長する場合には、上述した付随成長はほとんど生じない。この結果、高品質のブールを得ることができる。
　また、成長基板をＳｃＡｌＭｇＯ4の結晶から構成することで、より容易により安価に窒化物半導体自立基板が作製できるようになる。また、例えば、ＧａＮのブールの厚さを２０ｃｍとすることが可能であり、この場合、貫通転位密度を１０3／ｃｍ2にすることができる。この値は、従来から実用化されてきたＧａＡｓやＩｎＰの場合と同等であり、素子寿命の向上にも有効である。
　また、成長基板をＳｃＡｌＭｇＯ4の結晶から構成することで、得られる窒化物半導体自立基板における転位密度を低減させることができるようになる。より低い転位密度の窒化物半導体自立基板を用いることで、長寿命のレーザの作製、発光ダイオードの高輝度化、発光波長が紫外域の発光ダイオードにおける発光効率の向上、より高出力のトランジスタなどが実現できるようになる。
　なお、本発明は以上に説明した実施の形態に限定されるものではなく、本発明の技術的思想内で、当分野において通常の知識を有する者により、多くの変形および組み合わせが実施可能であることは明白である。例えば、上述した同様の方法で、ＡｌＮ、ＩｎＧａＮ、もしくはＩｎＮの自立基板を作製できる。特に、ＳｃＡｌＭｇＯ4の結晶からなる成長基板を用いる場合、ＩｎＧａＮは、ＳｃＡｌＭｇＯ4との格子定数差が最も小さく好適である。
　ただし、ＡｌＮの自立基板作製の場合、ＳｃＡｌＭｇＯ4の結晶からなる成長基板の主表面を窒化しない条件では、成長層を形成した後、新たにＡｌＮ層を形成することはなく、ＡｌＮからなる成長層の表面を酸化し、続いて窒化した後、ＭＯＶＰＥ法によりＡｌＮを成長させ、ＡｌＮからなるブールを形成するようにすれば良い。
　１０１…成長基板、１０２…バッファ層、１０３…結晶化層、１０３ａ…成長層、１０４…ブール、１０５…窒化物半導体自立基板。

Claims (8)

  1. 　結晶からなる成長基板の主表面上に、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＩｎＧａＮ、およびＩｎＮのいずれかの窒化物半導体からなるバッファ層を形成する第１工程と、
    　前記バッファ層を加熱して単結晶化し、上面がＮ極性とされた六角柱状の複数の成長島からなる結晶化層を形成する第２工程と、
    　前記成長基板の平面に平行な方向への成長を促進させることにより前記成長島を凝集させて連続した成長層を形成する第３工程と、
    　前記成長層の上に、主表面をＮ極性とした状態で前記窒化物半導体を結晶成長して前記窒化物半導体の結晶からなるブールを形成する第４工程と、
    　前記ブールより前記成長基板を取り除く第５工程と、
    　前記ブールを分割して複数の窒化物半導体自立基板を作製する第６工程と
    　を備えることを特徴とする窒化物半導体自立基板作製方法。
  2. 　請求項１記載の窒化物半導体自立基板作製方法において、
    　前記成長基板は、サファイアから構成されていることを特徴とする窒化物半導体自立基板作製方法。
  3. 　請求項２記載の窒化物半導体自立基板作製方法において、
    　前記第１工程では、前記バッファ層を形成する前に結晶からなる成長基板の主表面を窒化することで、前記第４工程で、主表面をＮ極性とした状態で前記窒化物半導体を結晶成長する
    　ことを特徴とする窒化物半導体自立基板作製方法。
  4. 　請求項１記載の窒化物半導体自立基板作製方法において、
    　前記成長基板は、ＳｃＡｌＭｇＯ4の結晶から構成されていることを特徴とする窒化物半導体自立基板作製方法。
  5. 　請求項４記載の窒化物半導体自立基板作製方法において、
    　前記第１工程では、前記バッファ層を形成する前に結晶からなる成長基板の主表面を窒化することで、前記第４工程で、主表面をＮ極性とした状態で前記窒化物半導体を結晶成長する
    　ことを特徴とする窒化物半導体自立基板作製方法。
  6. 　請求項４記載の窒化物半導体自立基板作製方法において、
    　窒化物半導体は、ＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＩｎＮのいずれかであり、
    　前記第４工程では、前記成長層の上にＡｌＮからなるＡｌＮ層を形成し、形成した前記ＡｌＮ層の表面を酸化し、表面を酸化した前記ＡｌＮ層の表面を窒化した後、主表面をＮ極性とした状態で前記窒化物半導体を結晶成長する
    　ことを特徴とする窒化物半導体自立基板作製方法。
  7. 　請求項４記載の窒化物半導体自立基板作製方法において、
    　窒化物半導体は、ＡｌＮであり、
    　前記第４工程では、前記成長層の表面を酸化し、表面を酸化した前記成長層の表面を窒化した後、主表面をＮ極性とした状態で前記窒化物半導体を結晶成長する
    　ことを特徴とする窒化物半導体自立基板作製方法。
  8. 　請求項１～７のいずれか１項に記載の窒化物半導体自立基板作製方法において、
    　前記成長基板は、主表面がｃ面より０．４～１．２°傾斜していることを特徴とする窒化物半導体自立基板作製方法。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020535092A (ja) * 2017-09-26 2020-12-03 シックスポイント マテリアルズ， インコーポレイテッド 超臨界アンモニアの中での窒化ガリウムバルク結晶の成長のための種結晶および製造方法

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10304740B2 (en) * 2016-12-15 2019-05-28 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. RAMO4 monocrystalline substrate
JP2020186153A (ja) * 2019-05-15 2020-11-19 トヨタ自動車株式会社 半導体層の成長方法、半導体装置の製造方法、及び、バルク結晶の製造方法
CN111128688B (zh) * 2019-12-31 2022-09-27 东莞市中镓半导体科技有限公司 n型氮化镓自支撑衬底的制作方法
CN111607824A (zh) * 2020-06-02 2020-09-01 无锡吴越半导体有限公司 基于ScAlMgO4衬底的氮化镓单晶及其制备方法
WO2021260529A1 (en) * 2020-06-25 2021-12-30 King Abdullah University Of Science And Technology Ultraviolet light-emitting diode based on n-polar alingan alloys and method

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003277196A (ja) * 2002-03-26 2003-10-02 Hitachi Cable Ltd 窒化物半導体結晶の製造方法及び窒化物半導体ウエハ並びに窒化物半導体デバイス
WO2005015618A1 (ja) * 2003-08-12 2005-02-17 Nippon Telegraph And Telephone Corporation 窒化物半導体成長用基板
JP2010509177A (ja) * 2006-11-15 2010-03-25 ザ リージェンツ オブ ザ ユニバーシティ オブ カリフォルニア 有機金属化学気相成長法による、高品質のＮ面ＧａＮ、ＩｎＮおよびＡｌＮならびにそれらの合金のヘテロエピタキシャル成長の方法
JP2010087192A (ja) * 2008-09-30 2010-04-15 Furukawa Electric Co Ltd:The 半導体電子デバイスおよび半導体電子デバイスの製造方法
JP2010199441A (ja) * 2009-02-26 2010-09-09 Furukawa Electric Co Ltd:The 半導体電子デバイスおよび半導体電子デバイスの製造方法
WO2014037446A1 (en) * 2012-09-05 2014-03-13 Saint-Gobain Cristaux Et Detecteurs A group iii-v substrate material with particular crystallographic features and methods of making

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TW417315B (en) * 1998-06-18 2001-01-01 Sumitomo Electric Industries GaN single crystal substrate and its manufacture method of the same
JP5451280B2 (ja) * 2008-10-09 2014-03-26 キヤノン株式会社 ウルツ鉱型結晶成長用基板およびその製造方法ならびに半導体装置
US8329565B2 (en) * 2008-11-14 2012-12-11 Soitec Methods for improving the quality of structures comprising semiconductor materials

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003277196A (ja) * 2002-03-26 2003-10-02 Hitachi Cable Ltd 窒化物半導体結晶の製造方法及び窒化物半導体ウエハ並びに窒化物半導体デバイス
WO2005015618A1 (ja) * 2003-08-12 2005-02-17 Nippon Telegraph And Telephone Corporation 窒化物半導体成長用基板
JP2010509177A (ja) * 2006-11-15 2010-03-25 ザ リージェンツ オブ ザ ユニバーシティ オブ カリフォルニア 有機金属化学気相成長法による、高品質のＮ面ＧａＮ、ＩｎＮおよびＡｌＮならびにそれらの合金のヘテロエピタキシャル成長の方法
JP2010087192A (ja) * 2008-09-30 2010-04-15 Furukawa Electric Co Ltd:The 半導体電子デバイスおよび半導体電子デバイスの製造方法
JP2010199441A (ja) * 2009-02-26 2010-09-09 Furukawa Electric Co Ltd:The 半導体電子デバイスおよび半導体電子デバイスの製造方法
WO2014037446A1 (en) * 2012-09-05 2014-03-13 Saint-Gobain Cristaux Et Detecteurs A group iii-v substrate material with particular crystallographic features and methods of making

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020535092A (ja) * 2017-09-26 2020-12-03 シックスポイント マテリアルズ， インコーポレイテッド 超臨界アンモニアの中での窒化ガリウムバルク結晶の成長のための種結晶および製造方法

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