[go: up one dir, main page]

JP2013193918A - 窒化ガリウム結晶自立基板及びその製造方法 - Google Patents

窒化ガリウム結晶自立基板及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP2013193918A
JP2013193918A JP2012062425A JP2012062425A JP2013193918A JP 2013193918 A JP2013193918 A JP 2013193918A JP 2012062425 A JP2012062425 A JP 2012062425A JP 2012062425 A JP2012062425 A JP 2012062425A JP 2013193918 A JP2013193918 A JP 2013193918A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
base substrate
substrate
gan crystal
plane
sapphire
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
JP2012062425A
Other languages
English (en)
Inventor
Taishi Furuya
大士 古家
Masanobu Azuma
正信 東
Kazuyuki Tadatomo
一行 只友
Narihito Okada
成仁 岡田
Keisuke Yamane
啓輔 山根
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Tokuyama Corp
Yamaguchi University NUC
Original Assignee
Tokuyama Corp
Yamaguchi University NUC
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Tokuyama Corp, Yamaguchi University NUC filed Critical Tokuyama Corp
Priority to JP2012062425A priority Critical patent/JP2013193918A/ja
Priority to PCT/JP2013/056940 priority patent/WO2013141099A1/ja
Publication of JP2013193918A publication Critical patent/JP2013193918A/ja
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/01—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes on temporary substrates, e.g. substrates subsequently removed by etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
    • C23C16/30—Deposition of compounds, mixtures or solid solutions, e.g. borides, carbides, nitrides
    • C23C16/301—AIII BV compounds, where A is Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C23C16/303—Nitrides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
    • C30B25/02—Epitaxial-layer growth
    • C30B25/18—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
    • C30B25/186—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate being specially pre-treated by, e.g. chemical or physical means
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
    • C30B29/403—AIII-nitrides
    • C30B29/406—Gallium nitride
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/0237—Materials
    • H01L21/0242—Crystalline insulating materials
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/02428—Structure
    • H01L21/0243—Surface structure
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02367—Substrates
    • H01L21/02433—Crystal orientation
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02518—Deposited layers
    • H01L21/02521—Materials
    • H01L21/02538—Group 13/15 materials
    • H01L21/0254—Nitrides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/0262—Reduction or decomposition of gaseous compounds, e.g. CVD
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/02636—Selective deposition, e.g. simultaneous growth of mono- and non-monocrystalline semiconductor materials
    • H01L21/02639—Preparation of substrate for selective deposition
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02612—Formation types
    • H01L21/02617—Deposition types
    • H01L21/02636—Selective deposition, e.g. simultaneous growth of mono- and non-monocrystalline semiconductor materials
    • H01L21/02647—Lateral overgrowth
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/02104—Forming layers
    • H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
    • H01L21/02656—Special treatments
    • H01L21/02664—Aftertreatments

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
  • Chemical Vapour Deposition (AREA)

Abstract

【課題】暗点密度が２×１０８個／ｃｍ２未満であり、表面が、無極性または半極性の面方位を有することを特徴とする窒化ガリウム結晶自立基板、並びにその製造方法を提供する。
【解決手段】下地基板の主面に対して傾斜した、例えばサファイア単結晶のｃ面からなる側壁を有する複数本の溝部を形成したサファイア下地基板を用いて、当該側壁を起点として横方向結晶成長させて窒化ガリウム結晶層を形成し、該結晶層の膜厚を１００μｍ以上、好ましくは３００μｍ以上に成長させ、次いで冷却することによりサファイア下地基板と窒化ガリウム結晶層とを剥離せしめることを特徴とする窒化ガリウム結晶自立基板の製造方法。
【選択図】図６

Description

本発明は、窒化ガリウム結晶自立基板、詳しくは、サファイア下地基板上に貫通転位密度（暗点密度）が小さな窒化ガリウム（ＧａＮ）結晶層を積層し、該積層基板から分離した窒化ガリウム結晶自立基板、並びにその製造方法に関する。
発光ダイオード（ＬＥＤ）や半導体レーザ（ＬＤ）などの半導体発光素子として、サファイア基板上に、ｎ型ＧａＮ層、ＩｎＧａＮ層からなる量子井戸層とＧａＮ層からなる障壁層とが交互積層された多重量子井戸層（Multiple Quantum Wells：ＭＱＷｓ）、及びｐ型ＧａＮ層が順に積層形成された構造を有するものが量産化されている。このような量産化されている半導体発光素子では、いずれのＧａＮ層も、軸方向にＧａＮ結晶が結晶成長し、表面が、ｃ面（＜０００１＞面）となっている。
ところで、表面がｃ面であるＧａＮ結晶層では、Ｇａ原子のみを含むＧａ原子面が僅かにプラスに帯電する一方、Ｎ原子のみを含むＮ原子面が僅かにマイナスに帯電し、結果としてｃ軸方向（層厚さ方向）に自発分極が発生する。また、ＧａＮ結晶層上に異種半導体層をヘテロエピタキシャル成長させた場合、両者の格子定数の違いによって、ＧａＮ結晶に圧縮歪や引っ張り歪が生じ、ＧａＮ結晶内でｃ軸方向に圧電分極（ピエゾ分極）が発生する（特許文献１及び２）。
この結果、前記構成の半導体発光素子では、多重量子井戸層において、ＩｎＧａＮ量子井戸層に固定電荷に起因する自発分極に加えて、ＩｎＧａＮ量子井戸層に加わる圧縮歪により生じたピエゾ分極が重畳され、そのためｃ軸方向に大きな内部分極電場が発生することとなる。この内部分極電場の影響を受けて、量子閉じ込めシュタルク効果（Quantum−Confined Stark Effect：ＱＣＳＥ）により、発光効率の低下や必要な注入電流の増大に伴う発光のピーク波長シフトなどの問題が生じると考えられている。
上記問題を解決するために、ＧａＮ結晶の無極性面である、ａ面（＜１１−２０＞面）やｍ面（＜１−１００＞面）を用いて、その上にＩｎＧａＮ層を形成し、自発分極とピエゾ分極の重畳された内部電界の影響を回避することが検討されている（特許文献１〜３）。更に、ｃ面が、ａ軸あるいはｍ軸方向に約６０度傾斜した半極性面といわれている面、例えば、半極性の＜１１−２２＞面上にＩｎＧａＮ量子井戸層を形成し、それによって内部電界の影響を回避することも検討されている（非特許文献１及び２）。
しかしながら、現在入手可能な上記ＧａＮ結晶の無極性面や半極性面を主面とする基板は、貫通転位密度が２〜３×１０８個／ｃｍ２程度と言われており、より貫通転位密度が低い高い結晶品質の結晶基板が望まれている。
結晶転位は、下地基板であるサファイアと成長結晶であるＧａＮとの格子定数差などによって、サファイアとＧａＮとの界面から発生する。この転位発生を抑制するためには、ＧａＮ結晶自立基板上へＧａＮ結晶層を成長するホモエピタキシャル成長が有効である。ホモエピタキシャル成長では、下地基板と成長層とが同じ物質であるため、物性の違いによる転位の発生を抑えることが可能である。このため、ホモエピタキシャル成長を行うためにはＧａＮ結晶自立基板が必要となる。
加えて、上記の内部電界の影響を回避するため、無極性面および半極性面を主面とするＧａＮ結晶自立基板が高効率な半導体発光素子の作製に有用である。しかしながら、現在は無極性面および半極性面を主面とするＧａＮ結晶自立基板は流通しておらず、入手が困難である。
無極性面および半極性面を主面とするＧａＮ結晶自立基板の作製方法としては、バルク状のＧａＮ結晶から特定の面を主面として切り出す方法があるが、極めてコストが高くなる、また大面積の基板が得られないなどの問題があり、工業的には受け入れられない。
現行の自立基板の作製方法では、下地基板とその上に成長したＧａＮ結晶層との分離が必要である。従来から下地基板とＧａＮ結晶層との分離技術はいくつか知られている。レーザーリフトオフ法は、サファイア基板上にＧａＮ結晶層を積層した積層基板のサファイア側からレーザーを照射し、サファイア界面のＧａＮ結晶層をレーザーによって分解し、サファイア基板とＧａＮ結晶層とを分離する方法であるが、分離の際、レーザー照射によるダメージがＧａＮ結晶層に発生する恐れがある。化学エッチング法は、サファイアが化学的に安定で酸溶液やアルカリ溶液に不溶の為、サファイア基板の分離には適していない。機械研磨は、サファイアが非常に硬いため困難を極め、また研磨工程においてＧａＮ結晶層にダメージが発生する恐れがある。結晶成長過程での剥離層の挿入は、成長させるＧａＮ結晶の品質が悪化する恐れがあり、また結晶成長の工程が増えるという問題がある。
特開２００８−５３５９３号公報 特開２００８−５３５９４号公報 特開２００７−２４３００６号公報
Ｊａｐａｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｖｏｌ．４５，２００６，Ｌ６５９． Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ Ｖｏｌ．９０，２００７，２６１９１２．
ＧａＮの、貫通転位密度が低く高い結晶品質のａ面やｍ面を主面とする自立基板、或いは＜１１−２２＞面を主面とする自立基板など、無極性面や半極性面を主面としたＧａＮ結晶のみからなるＧａＮ結晶自立基板、並びにその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、複数本の凹状の溝部を有するサファイア下地基板を用いて、該下地基板の溝部の側壁面を起点として所望の結晶面を有するＧａＮ結晶を作製する方法について研究を進め、いくつかの提案をした。この研究を更に推し進める中で、側壁面から成長したＧａＮ結晶においては、ＧａＮとサファイアとの熱膨張率の違い、それにより生じる両者界面付近の熱応力によって、下地基板から自然剥離する現象を確認し、本願発明を完成するに至った。
即ち、本発明により、下地基板の主面に対して傾斜した側壁を有する複数本の溝部を形成したサファイア下地基板を用いて、前記側壁から横方向結晶成長させて窒化ガリウム結晶層を形成し、該結晶層の膜厚を１００μｍ以上に成長させた後、前記サファイア下地基板と窒化ガリウム結晶層とを同時に冷却することにより、サファイア下地基板と窒化ガリウム結晶層とを剥離せしめることを特徴とする窒化ガリウム結晶自立基板の製造方法が提供される。
上記発明において、
１）下地基板の窒化ガリウム結晶層を形成する側の全表面積に対して、結晶成長の起点となる側壁の総面積の割合が、１〜２０％であること、
２）結晶成長の起点となる側壁が、サファイア単結晶のｃ面であること
が好適である。
本発明により、また、暗点密度が２×１０８個／ｃｍ２未満であり、表面が無極性または半極性の面方位を有することを特徴とする窒化ガリウム結晶自立基板が提供される。
本発明により、暗点密度が２×１０８個／ｃｍ２未満の無極性或いは半極性の面方位を有するＧａＮ結晶自立基板を、低コストで、簡便な操作で、且つ結晶品質を悪化させることなく提供することができる。
該自立基板を用いてＬＥＤやＬＤなどの半導体発光素子構造を形成した場合、サファイア基板上へのヘテロエピタキシャル成長とは異なり、下地基板と成長層との物質が同じであるため、基板と成長層との間での転位の発生を抑えることができ、高発光効率の半導体発光素子が作製できる。
更に、ＧａＮ結晶層表面の面方位は無極性面または半極性面であるため、従来のｃ面を主面とする窒化ガリウム結晶層基板に比べて、量子閉じ込めシュタルク効果による発光効率の低下の影響が小さい。
サファイア下地基板の一例を示す図である。 サファイア下地基板の部分断面図である。 マスキング部を有するサファイア下地基板の部分斜視図である。 実施例１の下地基板とＧａＮ結晶との冷却後の自然剥離状態を示す写真である。 比較例１の下地基板とＧａＮ結晶との冷却後の自然剥離状態を示す写真である。 基板分離後のＧａＮ結晶剥離面のノマルスキー型微分干渉顕微鏡により観察した断面像である。 基板分離後のＧａＮ結晶剥離面のノマルスキー型微分干渉顕微鏡により観察した表面像である。 下地基板上にＥＬＯ成長したＧａＮ結晶の断面ＳＥＭ像である。
本発明の自立基板の製造方法は、複数本の溝部を有するサファイアからなる下地基板を使用し、且つ、該基板上に特定量の膜厚のＧａＮ結晶を成長させることに特徴がある。
上記下地基板は、サファイアからなる基板であって、該基板の主面に対して傾斜した側壁を有する溝部を複数本有し、該側壁の一部が結晶成長起点となる。
暗点密度とは、結晶の転位欠陥である貫通転位の密度を示すための指標となる物性値であり、走査型電子顕微鏡／カソードルミネッセンス（ＳＥＭ・ＣＬ）装置を用いて測定される。測定時の加速電圧は５ｋＶとし、観察範囲は２０μm×２０μmとする。このとき、観察範囲内に観察された暗点の総数より暗点密度を算出する。
サファイア下地基板の主面は、目的とするＧａＮ結晶の結晶面に合わせて任意の面方位が選択される。例えば、＜１１−２２＞面を表面に有するＧａＮ結晶を成長させたい場合は、サファイア下地基板の主面は＜１０−１２＞とする。＜１０−１１＞面を表面に有するＧａＮ結晶を成長させたい場合は、サファイア下地基板の主面は＜１１−２３＞とする。その他、＜１０−１０＞面、＜１１−２０＞面、＜２０−２１＞面等を主面することができる。この主面は、所望のＧａＮ結晶を得るために、結晶軸に対して所定の角度傾斜したミスカット面であってもよい。
該下地基板は、通常、厚みが０．３〜３．０ｍｍ、直径が５０〜３００ｍｍの円盤状のものが使用される。
上記のとおり、下地基板の主面は任意に選択できるが、該下地基板は複数の溝部を有し、且つ、溝部側壁の一部が結晶成長の起点となりうることが必要である。例えば、下地基板主面が＜１０−１２＞面、溝部の延びる方向が＜１１−２０＞面の面方位、即ち、ａ軸方向である場合に、溝部の一方の側壁にｃ面が形成される。或いは、下地基板主面が＜１１−２３＞面、溝部の延びる方向が＜１０−１０＞面の面方位、即ち、ｍ軸方向である場合に、溝部の一方の側壁にｃ面が形成される。
主面が上記何れの面方位であっても、成長起点となる側壁を起点として選択的横方向成長（Epitaxial Lateral Overgrowth：ＥＬＯ）法により結晶成長させて厚みを特定量以上とすれば、本発明が達成される。後述する自然剥離を容易にするためには、側壁は、その総面積が下地基板の窒化ガリウム結晶層を形成する側の全表面積に対して、１〜２０％であることが好ましい。
サファイア下地基板の主面には、複数本の溝部が並行に設けられる。溝部の開口部幅は特に制限されず、通常０．５〜１０μｍの範囲から設定される。溝部の間隔、即ち、相互に隣接する溝部と溝部の下地基板主面線上の間隔は、１〜１００μｍである。溝部底面の横方向の幅、即ち溝部の延びる方向に直角な方向の距離（ｗ）も特に限定されず、１〜１０００００μｍが一般的である。主面上の溝部の数は、形成されるＧａＮ結晶の所望する面積に応じて任意に設けることができるが、上記開口幅、溝部の間隔、底面の幅を勘案して、通常、１ｍｍ当り、１０〜５００本程度設ければ良い。図１に、代表的な下地基板を示す。
上記溝部は、下地基板主面に対して所定の角度で傾斜した側壁を有しており、図２に示すように、その断面形状は、溝開口部から溝底部に向かって溝幅を狭めるように外向きに傾斜したテ―パー状になっている。傾斜角度とは、図２に示すように、下地基板主面と溝部側壁の延長面とがなす角度（Θ）を意味する。該角度は、下地基板主面の面方位に対応して形成される側壁面の面方位を勘案して決定される。
例えば、サファイア下地基板主面の面方位が＜１０−１２＞であり、所望するＧａＮ結晶の面方位が＜１１−２２＞面である場合は、この角度（Θ）を５８．４度として、この側壁から、ＧａＮ結晶を、サファイア下地基板のｃ軸にＧａＮ結晶のｃ軸が同一の方向となるように成長させて所望の結晶を得る。
このときの角度５８．４度は、所望するＧａＮ結晶の主面である＜１１−２２＞面と、成長方向であるＧａＮ結晶のｃ軸に対して垂直となるＧａＮ結晶のｃ面とがなす角度が、５８．４度であることから決定される。しかし、用いるサファイア下地基板の主面である＜１０−１２＞面と、溝部の側壁に現れるサファイアｃ面とがなす角度は５７．６度であるため、下地基板主面と溝部側壁とがなす角度（Θ）は５７．６度となり、その上に成長したＧａＮ結晶層の表面は、サファイア下地基板の主面に対し、約０．８度傾斜する。そこで、この角度を相殺するように、基板主面部分がサファイア＜１０−１２＞面にオフ角をつけた面であるミスカット基板を用いることにより、ＧａＮ結晶の＜１１−２２＞面がサファイア下地基板主面に対して平行となるように成長したＧａＮ結晶層を得ることができる。
サファイア下地基板主面の面方位が＜１１−２３＞であり、所望するＧａＮ結晶の面方位が＜１０−１１＞面である場合は、この角度を６２．０度とする。しかしながら、上記理由と同じ理由により生じる、約０．８度の下地基板主面とＧａＮ結晶表面との傾斜角度を相殺するように、基板主面部分がサファイア＜１１−２３＞面にオフ角をつけた面であるミスカット基板を用いることにより、ＧａＮ結晶の＜１０−１１＞面がサファイア下地基板主面に対して平行となるように成長したＧａＮ結晶層を得ることができる。
サファイア下地基板主面の面方位が＜１１−２０＞であり、所望するＧａＮ結晶の面方位が＜１０−１０＞面である場合、或いは、サファイア下地基板主面の面方位が＜１０−１０＞であり、所望するＧａＮ結晶の面方位が＜１１−２０＞面である場合は、この角度を９０度として、この側壁から、ＧａＮ結晶を、サファイア下地基板のｃ軸とＧａＮ結晶のｃ軸とが同一の方向となるように成長させて所望の結晶を得る。
しかし、下地基板主面と溝部側壁とがなす角度（Θ）が９０度となる溝部を形成することはエッチング技術上困難であるが、下地基板主面と溝部側壁とがなす角度（Θ）が９０度に近い溝部を有するサファイア下地基板を用いることにより、＜１１−２０＞面を主面とするサファイア下地基板上に、ＧａＮ結晶の＜１０−１０＞面がサファイア下地基板主面に対して平行となるように成長したＧａＮ結晶層を、或いは、＜１０−１０＞面を主面とするサファイア下地基板上に、ＧａＮ結晶の＜１１−２０＞面がサファイア下地基板主面に対して平行となるように成長したＧａＮ結晶層を得ることができる。
サファイア下地基板主面の面方位が＜１０−１０＞であり、所望するＧａＮ結晶の面方位が＜１１−２０＞面である場合は、この角度を９０度として、この側壁から、ＧａＮを、サファイア下地基板のｃ軸にＧａＮ結晶のｃ軸が同一の方向となるように成長させて所望の結晶を得る。
このときの角度９０度は、所望するＧａＮ結晶の主面である＜１０−１０＞面と、成長方向であるＧａＮ結晶のｃ軸に対して垂直となるＧａＮ結晶のｃ面とがなす角度が、９０度であることから決定される。しかし、前記のように下地基板主面と溝部側壁とがなす角度（Θ）が９０度となる溝部を形成することは技術上困難である。しかしながら、下地基板主面と溝部側壁とがなす角度（Θ）が９０度に近い溝部を有するサファイア基板を用いることにより、＜１０−１０＞面を主面とするサファイア下地基板上に、ＧａＮの＜１１−２０＞面がサファイア下地基板主面に対して平行となるように成長したＧａＮ層を得ることができる。
サファイア下地基板主面の面方位が＜０００１＞であり、所望するＧａＮ結晶の面方位が＜１０−１０＞面である場合は、この角度を９０度として、この側壁から、ＧａＮを、サファイア下地基板のa軸にＧａＮ結晶のｃ軸が同一の方向となるように成長させて所望の結晶を得る。
このときの角度９０度は、所望するＧａＮ結晶の主面である＜１０−１０＞面と、成長方向であるＧａＮ結晶のｃ軸に対して垂直となるＧａＮ結晶のｃ面とがなす角度が、９０度であることから決定される。しかし、前記のように下地基板主面と溝部側壁とがなす角度（Θ）が９０度となる溝部を形成することは技術上困難である。しかしながら、下地基板主面と溝部側壁とがなす角度（Θ）が９０度に近い溝部を有するサファイア基板を用いることにより、＜０００１＞面を主面とするサファイア下地基板上に、ＧａＮの＜１０−１０＞面がサファイア下地基板主面に対して平行となるように成長したＧａＮ層を得ることができる。
上記溝部側壁における、ＧａＮ結晶を成長させる領域（以下、結晶成長領域という）の幅（ｄ）は特に制限されないが、暗点密度を低減するためには、１０〜３０００ｎｍとすることが好ましく、１００〜１０００ｎｍとすることが特に好ましい。結晶成長領域の幅（ｄ）の下限は小さいほど良いが、下記に述べる溝部作製の際の技術上の制約から決定される。
結晶成長領域の幅（ｄ）とは、図２に示す如く、側壁全てが結晶成長領域である場合は、下地基板主面と側壁が交わる辺と、側壁と溝部底面が交わる辺との間の、側壁上の最短距離（間隔）を云う。図３に示す如く、側壁の一部がマスキングされ結晶成長領域が制限されている場合は、上記最短距離（間隔）から、マスキング部分の幅を除いた距離（ｄ）を云う。
下地基板の側壁を起点としてＧａＮ結晶がＥＬＯ成長し、最終的には下地基板を覆って、下地基板主面に平行な表面を有する種々の面方位のＧａＮ結晶層が形成される。
本発明においては、上記側壁を起点として成長したＧａＮの結晶層を、下地基板上に１００μｍ以上の厚みで形成させることが必須である。結晶層の膜厚を１００μｍ以上とすることにより、成長後の冷却工程において、下地基板とＧａＮ結晶層との境界面に応力が集中して、両者が別途剥離の為の操作をする必要が無く自然剥離する（図４参照）。膜厚が１００μｍ未満では、境界でのスムースな自然剥離は起こらず、ＧａＮ結晶層が破壊される（図５参照）。
この自然剥離が生じる理由としては、第一に、下地基板のサファイアとＧａＮとの熱膨張係数の差異にあると考えられる。サファイア下地基板とＧａＮの熱膨張係数の違いにより、ＧａＮ結晶成長後の冷却工程において、サファイアとＧａＮ結晶層との界面に熱応力が掛かり、自然剥離を引き起こす原動力となる。第二の理由として、サファイアとＧａＮ結晶とは、結晶成長領域であるサファイアの側壁面上では化学的に結合しているものの、溝部の他の面や主面とは単に接触して積層されていることが考えられる。サファイアに形成した溝部の側壁のみからＧａＮ結晶を成長させた場合、下地基板であるサファイアとその上に成長したＧａＮ結晶とが化学的に結合しているのは成長起点となった側壁部のみであり、その他の部分は単に接触しているのみである。また側壁からのＥＬＯ成長によって空隙が形成され、当然ながらこの空隙部もサファイアとＧａＮとは結合していない。
用いるサファイア下地基板の側壁は、その総面積が下地基板のＧａＮ結晶層を形成する側の全表面積に対して、１〜２０％であることが好適である。すなわち、ＧａＮ結晶層が横方向成長して下地基板表面全域を覆った時に、ＧａＮ結晶の成長起点となる領域が１〜２０％である場合は、サファイアとＧａＮ結晶層との結合力は１/１００〜１/５に低減していると考えられる。
図６、７に、剥離後のＧａＮ結晶の剥離面の光学顕微鏡写真（断面、表面ノマルスキー像）を示す。この写真から、サファイアから剥離したＧａＮ結晶層の剥離表面形状は、図１や図２に示した溝部を形成したサファイア下地基板上に成長したＧａＮ結晶層の形状と同一であることが確認され、剥離がサファイア下地基板とＧａＮ結晶層との界面で生じていることがわかる。
結晶層の膜厚は、自然剥離時にＧａＮ結晶層も一部破壊される場合があるので、１００μｍ以上とする必要があり、特に３００μｍ以上とすることが好適である。
上記所定の傾斜角度の側壁を有する溝部は、溝部形成予定部分だけが開ロ部となるようにフォトレジストのパターニングを形成し、フォトレジストをエッチングレジストとし、サファイア下地基板を反応性イオンエッチング（Reactive Ion Etching：ＲＩＥ）等のドライエッチング或いはウエットエッチングをすることにより形成することができる。
更に、側壁の幅、溝部開口部幅、溝部間隔、底面幅などの制御手段としては、フォトレジストのパターニングを形成する段階において、フォトレジストの塗布量、ベーク温度、ベーク時間、ＵＶ照射量、ＵＶ照射する際のフォトマスクの形状などが挙げられる。また、エッチングの段階において、エッチングガス種、エッチングガス濃度、エッチングガス混合比、アンテナパワー、バイアスパワー、エッチング時間などによっても制御できる。
これら種々の条件を組み合わせることにより、所定の形状である溝部を有したサファイア下地基板を得ることができる。前記側壁の幅は、単位時間あたりにサファイアがエッチングされる速度であるエッチングレートを求め、エッチング時間を変更することで制御が可能である。
上記方法において、サファイア下地基板主面の選定、並びに溝部の延びる方向の設定により、種々の面方位の側壁を有する下地基板を作成することができる。
具体的には、下地基板主面が＜１０−１２＞面、溝部の延びる方向が＜１１−２０＞面の面方位、即ち、ａ軸方向である場合は、結晶成長面である側壁にはｃ面が露出する。或いは、下地基板主面が＜１１−２３＞面、溝部の延びる方向が＜１０−１０＞面の面方位、即ち、ｍ軸方向である場合は、結晶成長面である側壁にはｃ面が露出する。或いは、下地基板主面が＜１１−２０＞面、溝部の延びる方向が＜１０−１０＞面の面方位、即ち、ｍ軸方向である場合は、結晶成長面である側壁にはｃ面が露出する。或いは、下地基板主面が＜１０−１０＞面、溝部の延びる方向が＜１１−２０＞面の面方位、即ち、ａ軸方向である場合は、結晶成長面である側壁にはｃ面が露出する。或いは、下地基板主面が＜０００２＞面、溝部の延びる方向が＜１０−１０＞面の面方位、即ち、ｍ軸方向である場合は、結晶成長面である側壁にはａ面が露出する。
上記の通り、サファイア下地基板は、その主面の面方位並びに結晶成長の起点の面となる側壁の面方位を任意に設計することができる。種々の面方位を有する側壁の中で、ｃ面側壁を起点とした横方向成長が優先的に起こり易いし制御し易い。従って、溝部を構成する側壁の少なくとも一部にｃ面からなる側壁を形成しておくことは、好ましい態様である。
また、側壁の一部をマスキングする場合、その手段としては、真空蒸着、スパッタリング、ＣＶＤ（Chemical Vapor Deposition）等の方法により、結晶成長領域以外の領域に、ＳｉＯ２膜、ＳｉＮｘ、膜、ＴｉＯ２膜、ＺｒＯ２膜等を形成してマスキングする方法が挙げられる。該マスキング層の厚さは、通常０．０１〜３μｍ程度である。
本発明においては、前記下地基板を用いて、その側壁を起点として、ＧａＮ結晶層を、ＥＬＯ法により横方向に結晶成長させることを特徴とする。得られるＧａＮ結晶層の結晶表面の面方位は、前記の通りサファイ下地基板主面に対応し、＜１１−２２＞面、＜１０−１１＞面、＜２０−２１＞面などからなる。
ＧａＮ結晶の成長方法は、特に限定されず、有機金属気相成長法（Metal Organic Vapor Phase Epitaxy：ＭＯＶＰＥ）、分子線エピタキシ法（Molecular Beam Epitaxy：ＭＢＥ）、ハイドライド気相成長法（Hydridｅ Vapor Phase Epitaxy：ＨＶＰＥ）が採用される。
本発明においては、結晶の成長速度が速いことから、ＨＶＰＥ法が好ましく採用される。特に、第一段の成長法にＭＯＶＰＥ法を採用して先ず高品質の結晶を生成させ、続いてＨＶＰＥ法でその上に高速で結晶成長させる二段法は特に好適な方法である。
以下では、ＨＶＰＥ法を利用した成長方法について説明する。また、本願発明の発明者等によって提案されたＷＯ２０１０／０２３８４６号公報に記載の溝部を有する下地基板に関する技術を何ら制限なく準用できる。
ＨＶＰＥ法とは、塩化ガリウムと、窒素源となるアンモニア等を、気相反応させて下地基板上にＧａＮ結晶をエピタキシャル成長させる方法であり、それ自体公知の方法である。
結晶成長に用いられるＨＶＰＥ装置は、大きくは反応管、加熱系、ガス供給系、及びガス排気系から構成される。ガス供給系はマスフローコントローラーによって、ガス供給量の精密な制御が可能である。加熱系は、石英製の反応管を抵抗加熱式のヒーターで覆い、反応管、及びその中に設置される基板やサセプタ、金属原料を加熱するホットウォール法が用いられている。ホットウォール法を用いることにより、原料ガスを充分に加熱して基板表面に供給することができ、供給原料の飽和蒸気圧を高くすることができる。その結果、多量の原料供給が可能となり高速成長を実現できる。
反応管の中は大きく金属原料部と基板加熱部に分けられる。金属原料部にはＧａ金属が置かれており、高温下にて、ＨＣｌガスを供給することにより、Ｇａ金属とＨＣｌガスとが反応し、ＧａＣｌが生成する。生成したＧａＣｌガスは、石英製の配管を通り、基板加熱部へと運ばれる。基板加熱部には、ガスの流れに対して垂直に炭素製或いはＳｉＣのサセプタが配置され、サセプタは自転機構を有している。そして、そのサセプタ上にサファイア下地基板、もしくは、サファイア下地基板上にＧａＮ結晶を成長させた積層基板がセットされ、金属原料部で生成したＧａＣｌガス、及び、ＮＨ３ガスとが基板上で反応することで、ＧａＮ結晶の成長が進行する。
結晶成長には原料ガスとして窒素原料であるＮＨ３ガス、Ｇａ源であるＧａＣｌを生成するためのＨＣｌガスが用いられる。ＧａＣｌ生成には、ＨＣｌガスの代わりにＣｌ２ガスを使用しても良い。またＧａ原料であるＧａ金属は装置内に設置される。原料ガスであるＮＨ３とＨＣｌガスの他に、Ｈ２やＮ２などのキャリアガスが用いられる。
本発明のサファイア下地基板を用いてＧａＮの結晶成長を行う際、該基板主面からの成長を起こさずに、溝部の側壁から優先的に成長がおこるように制御するためには、成長温度、成長圧力、原料ガス供給量、原料ガス供給比、キャリアガス種、キャリアガス量等の種々の条件を最適化する必要があり、使用する成長方法や反応装置や原料等を決定した上で、予め、予備的な実験でその条件を決定しておけば良い。また、本発明に用いるサファイア下地基板は、結晶成長させる領域以外がＳｉＯ２からなる結晶成長阻害層で被覆されたものでも良く、結晶成長阻害層の付与によっても該基板主面からの成長を抑制し、溝部の側壁から優先的に成長が起こるよう制御することができる。
具体的には、下地基板主面が＜１０−１２＞面、或いは＜１１−２３＞面である場合、ＧａＮ結晶は下地基板主面、サファイアｃ面が露出した溝部側壁、もう一方の溝部側壁から結晶成長する可能性がある。この場合、サファイアｃ面が露出した溝部側壁から優先的に成長が起こるように制御するには、上記種々の成長条件の最適化が必要である。また、下地基板主面からの成長は、結晶成長阻害層の付与によっても抑制が可能である。
下地基板主面が＜１１−２０＞面、或いは＜１０−１０＞面、或いは＜０００２＞面である場合、ＧａＮ結晶は下地基板主面、及び溝部側壁から結晶成長する可能性がある。このとき、両側の溝部側壁は同じ面方位を有しているため、どちらからも同じ面方位を有したＧａＮ結晶が成長し、どちらか一方の溝部側壁から結晶が成長するように制御する必要はなく、下地基板主面からの成長を抑制すればよい。下地基板主面からの成長を抑制するには結晶成長阻害層の付与が効果的であるが、上記種々の成長条件の最適化のみでも制御は可能である。
以下具体的にＧａＮ結晶層の成長とサファイア下地基板からの剥離について説明する。
まず、サファイア下地基板、或いはサファイア下地基板上にＧａＮ結晶が積層された積層基板を基板主面が上向きになるようにサセプタにセットした後、反応管を結晶成長の温度まで加熱する。ヒーターは金属原料部、基板加熱部それぞれを個別に制御することができ、金属原料部は８００〜９００℃、基板加熱部は９００℃〜１１５０℃に加熱する。このとき、基板加熱部が５００℃以上ではＧａＮ結晶の熱分解が生じるため、それを防ぐ目的でＨ２ガス、及びＮＨ３ガスを流通させる。また反応管が設定温度に達した後、その状態を数分間保持することにより、基板表面のサーマルクリーニングを行う。
次いで、反応管内に設置されたＧａ金属にＨＣｌガスを０．１〜２．０Ｌ／ｍｉｎの流量で流通させることで、Ｇａ金属とＨＣｌガスとが反応し、ＧａＣｌが生成する。また、ＮＨ３を１〜４０Ｌ／ｍｉｎの流量で流通させる。このとき、キャリアガスはＨ２やＮ２、或いはそれらの混合ガスで、流量は１〜１００Ｌ／ｍｉｎである。このとき、サファイア下地基板、或いはサファイア下地基板上にＧａＮ結晶が積層された積層基板の上にＧａＮ結晶が成長する。
ＧａＮ結晶の成長を終えるには、ＨＣｌガスの流通を止める。このとき、ＧａＮ結晶の熱分解を防ぐために、ＮＨ３ガスは基板部温度が６００℃以下になるまで流し続けておく。
ＧａＮ結晶を成長した後、基板の冷却を行う。冷却は、例えば、低温ガス等を供給して強制的に行ってもよく、また、自然放冷によって行ってもよい。冷却によってサファイア下地基板、及びＧａＮ結晶層の温度を２０℃〜１５０℃まで低下させる。冷却速度は、例えば、１〜１００℃／ｍｉｎである。
この冷却の際、熱膨張係数が相対的に大きいサファイア下地基板は上に凸に反ろうとする熱応力が生じ、ＧａＮ結晶層には圧縮応力が掛かる。本発明においては、溝形状を有したサファイア下地基板の側壁のみからＧａＮ結晶を成長させているため、サファイアとＧａＮとが化学的に結合している領域が狭く、結合力が小さいため、特別な機械的応力を印加することなく、冷却時の熱応力のみにてサファイア下地基板とＧａＮ結晶層との界面において自然剥離が生じる。
上記作用効果の観点からは、サファイア下地基板のＧａＮ結晶層を形成する側の全表面積に対して、結晶成長の起点となる領域である側壁の総面積の割合が、１〜２０％であることが好ましく、より好ましくは１〜１５％、さらに好ましくは１〜１０％である。この、サファイア下地基板のＧａＮ結晶層を形成する側の全表面積に対する結晶成長の起点となる側壁の総面積の割合は、サファイア下地基板に形成した溝形状の溝深さを変えることや、溝を形成する間隔を変えることで制御される。
上記方法によって、暗点密度が２×１０８個／ｃｍ２未満であり、表面が、無極性または半極性の面方位を有することを特徴とする窒化ガリウム結晶自立基板が製造される。得られたＧａＮ結晶積層自立基板は、必要に応じて表面研磨等を行い、各種半導体発光素子の基板として使用することができ、或いは、この自立基板をＧａＮ結晶成長用の下地基板として使用することもできる。
以下、本発明を、実施例を挙げて具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例によって何ら制限されるものではない。また、実施例の中で説明されている特徴の組み合わせすべてが本発明の解決手段に必須のものとは限らない。
実施例１
〔サファイア下地基板の作製〕
＜１０−１２＞面サファイア基板上にストライプ状にレジストをパターニングし、次いで反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）によりドライエッチングすることで、サファイア基板上に複数本の溝部を形成した。溝部は、溝開口幅が３μｍ、溝の深さが０．１μｍ、及び隣接する溝部までの基板主面部分の幅が３μｍとなるように形成した。側壁の傾斜角度は約６０度であり、溝深さ及び側壁の傾斜角度より算出した側壁の幅（ｄ）は０．１１５μｍである。
ドライエッチングの後、レジストを洗浄除去することでサファイア下地基板を得た。このサファイア下地基板は、基板主面、８４６６本の溝部、c面側壁から構成された結晶成長領域、及び溝部底面を有する。ｃ面側壁の総面積は、サファイア下地基板の成長側の全面積を基準にして、およそ１．８９％である。
〔ＭＯＶＰＥによるＧａＮ結晶層の形成〕
作製したサファイア下地基板を、ＭＯＶＰＥ装置内に、基板表面が上向きになるように石英トレイ上にセットした後、基板を１１５０℃に加熱すると共に反応容器内の圧力を１００ｋＰａとし、また、反応容器内にキャリアガスとしてＨ２を１０Ｌ／ｍｉｎで流通させ、その状態を１０分間保持することにより基板をサーマルクリーニングした。
次いで、基板の温度を４６０℃とすると共に反応容器内の圧力を１００ｋＰａとし、また、反応容器内を流通させるキャリアガスをＨ２５Ｌ／ｍｉｎの流量で流しながら、そこにＶ族元素供給源（ＮＨ３）、及びＩＩＩ族元素供給源（ＴＭＧ）を、それぞれの供給量が５Ｌ／ｍｉｎ及び５．５μｍｏｌ／ｍｉｎで基板上にアモルファス状のＧａＮを約２５ｎｍ堆積させた。続いて基板の温度を１０７５℃とすると共に反応容器内の圧力を２０ｋＰａとし、また、反応容器内を流通させるキャリアガスをＨ２として、それを５Ｌ／ｍｉｎの流量で流通させることで、基板上に堆積したＧａＮを再結晶化し、溝部側壁の結晶成長領域に選択的にＧａＮ結晶核を形成した。
続いて、基板の温度を１０２５℃とすると共に反応容器内の圧力を２０ｋＰａとし、また、反応容器内を流通させるキャリアガスをＨ２として、それを５Ｌ／ｍｉｎの流量で流通させながら、そこにＶ族元素供給源（ＮＨ３）、及びＩＩＩ族元素供給源（ＴＭＧ）を、それぞれの供給量が２Ｌ／ｍｉｎ及び３０μｍｏｌ／ｍｉｎとなるように３００分間流し、ＧａＮ結晶核の上にＧａＮ（アンドープＧａＮ）を結晶成長させることにより、基板の主面に形成された溝部の各側壁から横方向結晶成長するように基板上にＧａＮ結晶層を形成した。下地基板の主面に形成された溝部の各側壁から成長したＧａＮ結晶同士は、結晶同士がぶつかった時点において会合し、基板主面に対して平行に＜１１−２２＞面を主面とするＧａＮ結晶層を形成し、ＧａＮ結晶積層基板を作製した。
〔ＨＶＰＥによるＧａＮ結晶層の形成、下地基板からの剥離〕
ＭＯＶＰＥにて作製したＧａＮ結晶積層基板を基板主面が上向きになるようにサセプタにセットした後、反応管内にＮ２ガスを３０ｍｉｎ流通させ、反応管内をＮ２ガス雰囲気下とした。金属原料部が８５０℃、基板加熱部が１０４０℃となるように反応管を加熱し、設定温度到達後、２５分間保持した。このとき、基板加熱部が５００℃に達するまでは反応管内にはＮ２ガスを流通させ、５００℃以上ではＨ２ガス、及び、ＮＨ３ガスを流通させた。
２５分保持の後、反応管内に設置されたＧａ金属にＨＣｌガスを０．８Ｌ／ｍｉｎ流通させた。またＮＨ３ガスを８Ｌ／ｍｉｎ、キャリアガスであるＨ２ガスを３４Ｌ／ｍｉｎ流通し、３６０分間ＧａＮ結晶を成長させた。ＧａＮ結晶の膜厚は３６０μｍであった。
その後、ＨＣｌガスの流通を止めて、成長を終了させ、基板の冷却を行った。冷却はガスを流通させながら、自然放冷にて行った。冷却時、基板温度が６００℃以下になるまではＮＨ３ガスを５Ｌ／ｍｉｎ、及びＨ２ガスを１７．１Ｌ／ｍｉｎ流通し、６００℃以下ではＮ２ガスを３７．７Ｌ／ｍｉｎ流通した。
基板温度が１５０℃以下になった時点で、装置内から基板を取り出したが、その時点においてすでにサファイア下地基板とＧａＮ結晶層とは自然に剥離していた。自然剥離後のＧａＮ結晶を図４に示す。図の左側が剥離したサファイア下地基板であり、右側が剥離したＧａＮ結晶層の剥離面である。
図６、図７に下地基板分離後のＧａＮ結晶剥離面の、ノマルスキー型微分干渉顕微鏡により観察した断面および表面像を示す。また、図８には下地基板上にＥＬＯ成長したＧａＮ結晶の断面ＳＥＭ像を示した。溝部を形成したサファイア下地基板の側壁からＧａＮ結晶を成長させると、図８のような形状で結晶が成長する。図６からはＧａＮ結晶層の剥離面がこの形状を保持していることが観察され、剥離はＧａＮ結晶層とサファイア下地基板との界面で生じたことがわかる。また、図７に示した剥離したＧａＮ結晶層の表面像からは、ストライプ状の形状が全域において観察され、サファイア下地基板とＧａＮ結晶層との界面での剥離が、一部分ではなく全域において生じていることが確認できる。
得られた結晶は、＜１１−２２＞面を主面とする、厚み３６０μｍの自立ＧａＮ結晶であった。
実施例２
用いたサファイア下地基板の側壁の幅（ｄ）を１．１５μｍとした以外は、実施例１と同様にしてＧａＮ結晶を成長させた。このとき、ｃ面側壁の総面積は、サファイア下地基板の成長側の全面積を基準にして、およそ１６．１％である。冷却工程を経て取り出したＧａＮ結晶は、実施例１と同様に下地基板と自然剥離し、厚み３６０μｍの自立ＧａＮ結晶となっていた。
比較例１
用いたサファイア下地基板の側壁の幅（ｄ）を１．１５μｍとしたこと、および、ＨＶＰＥ装置でのＧａＮ結晶の成長時間を１５分間としたこと以外は、実施例１と同様にしてＧａＮ結晶を成長させた。冷却工程を経て取り出したＧａＮ結晶は、ＧａＮ結晶層のサファイア下地基板からの剥離が生じていなかった。
成長後のＧａＮ結晶を図５に示す。図５からは、サファイア下地基板の上にＧａＮ結晶が成長しており、クラック等も発生していないことが見て取れる。ＧａＮ結晶層の厚みは２７μｍであり、ＧａＮ結晶層の膜厚が薄いため、ＧａＮ結晶層に掛かる応力が小さく、自然剥離が生じなかったと考えられる。
〔暗点密度評価〕
実施例１、及び実施例２のそれぞれで得られたＧａＮ結晶自立基板について、走査型電子顕微鏡／カソードルミネッセンス（ＳＥＭ・ＣＬ）装置を用いて、ＧａＮ結晶自立基板の表面の観察を行った。このときの加速電圧は５ｋＶ、観察範囲は２０μm×２０μmとし、観察範囲内に観察された暗点の総数から暗点密度を算出したところ、表１に示す結果が得られた。
実施例１および実施例２の暗点密度評価結果から、転位の少ない高品質の半極性面ＧａＮ結晶自立基板が得られることが認識できる。
１０ サファイア下地基板
１１ 下地基板主面
２０ 下地基板溝部
２１ 溝部側壁
２２ 溝部底面
２３ 側壁結晶成長領域
３０ ＧａＮ結晶層
３１ ＧａＮ結晶層表面
４０ マスキング部

Claims (5)

  1. 下地基板の主面に対して傾斜した側壁を有する複数本の溝部を形成したサファイア下地基板を用いて、前記側壁から横方向結晶成長させて窒化ガリウム結晶層を形成し、該結晶層の膜厚を１００μｍ以上に成長させた後、前記サファイア下地基板と窒化ガリウム結晶層とを同時に冷却することにより、サファイア下地基板と窒化ガリウム結晶層とを剥離せしめることを特徴とする窒化ガリウム結晶自立基板の製造方法。
  2. 下地基板の窒化ガリウム結晶層を形成する側の全表面積に対して、結晶成長の起点となる側壁の総面積の割合が、１〜２０％であることを特徴とする請求項１に記載の窒化ガリウム結晶自立基板の製造方法。
  3. 結晶成長の起点となる側壁が、サファイア単結晶のｃ面であることを特徴とする請求項１または２に記載の窒化ガリウム結晶自立基板の製造方法。
  4. 窒化ガリウム結晶層の成長の少なくとも一部を、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ）によって行うことを特徴とする請求項１〜３の何れか一項に記載の窒化ガリウム結晶自立基板の製造方法。
  5. 暗点密度が２×１０８個／ｃｍ２未満であり、表面が、無極性または半極性の面方位を有することを特徴とする窒化ガリウム結晶自立基板。
JP2012062425A 2012-03-19 2012-03-19 窒化ガリウム結晶自立基板及びその製造方法 Pending JP2013193918A (ja)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012062425A JP2013193918A (ja) 2012-03-19 2012-03-19 窒化ガリウム結晶自立基板及びその製造方法
PCT/JP2013/056940 WO2013141099A1 (ja) 2012-03-19 2013-03-13 窒化ガリウム結晶自立基板及びその製造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012062425A JP2013193918A (ja) 2012-03-19 2012-03-19 窒化ガリウム結晶自立基板及びその製造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP2013193918A true JP2013193918A (ja) 2013-09-30

Family

ID=49222559

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2012062425A Pending JP2013193918A (ja) 2012-03-19 2012-03-19 窒化ガリウム結晶自立基板及びその製造方法

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP2013193918A (ja)
WO (1) WO2013141099A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017522721A (ja) * 2014-05-20 2017-08-10 サントル、ナショナール、ド、ラ、ルシェルシュ、シアンティフィク、（セーエヌエルエス） 半極性ｉｉｉ族窒化物層を含む半導体材料の製造方法
JP2020079194A (ja) * 2020-01-23 2020-05-28 古河機械金属株式会社 基板の製造方法、ｉｉｉ族窒化物半導体系素子の製造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002029897A (ja) * 2000-07-10 2002-01-29 Sumitomo Electric Ind Ltd 単結晶ＧａＮ基板の製造方法と単結晶ＧａＮ基板
JP2006232640A (ja) * 2005-02-25 2006-09-07 Kyocera Corp Ｒ面サファイア基板とそれを用いたエピタキシャル基板及び半導体装置、並びにその製造方法
JP2009184842A (ja) * 2008-02-01 2009-08-20 Toyoda Gosei Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物系化合物半導体の製造方法、ウエハ、ｉｉｉ族窒化物系化合物半導体素子
JP2010037156A (ja) * 2008-08-06 2010-02-18 Toyoda Gosei Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物系化合物半導体及び窒化ガリウム自立基板の製造方法
WO2010023846A1 (ja) * 2008-08-25 2010-03-04 国立大学法人山口大学 半導体基板及びその製造方法
JP2011032113A (ja) * 2009-07-30 2011-02-17 Shin Etsu Handotai Co Ltd 窒化物半導体自立基板の製造方法
WO2012121154A1 (ja) * 2011-03-07 2012-09-13 株式会社トクヤマ 下地基板、窒化ガリウム結晶積層基板及びその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002029897A (ja) * 2000-07-10 2002-01-29 Sumitomo Electric Ind Ltd 単結晶ＧａＮ基板の製造方法と単結晶ＧａＮ基板
JP2006232640A (ja) * 2005-02-25 2006-09-07 Kyocera Corp Ｒ面サファイア基板とそれを用いたエピタキシャル基板及び半導体装置、並びにその製造方法
JP2009184842A (ja) * 2008-02-01 2009-08-20 Toyoda Gosei Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物系化合物半導体の製造方法、ウエハ、ｉｉｉ族窒化物系化合物半導体素子
JP2010037156A (ja) * 2008-08-06 2010-02-18 Toyoda Gosei Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物系化合物半導体及び窒化ガリウム自立基板の製造方法
WO2010023846A1 (ja) * 2008-08-25 2010-03-04 国立大学法人山口大学 半導体基板及びその製造方法
JP2011032113A (ja) * 2009-07-30 2011-02-17 Shin Etsu Handotai Co Ltd 窒化物半導体自立基板の製造方法
WO2012121154A1 (ja) * 2011-03-07 2012-09-13 株式会社トクヤマ 下地基板、窒化ガリウム結晶積層基板及びその製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
古家 大士、外２名: ""ｒ面サファイア加工基板上｛１１−２２｝ＧａＮ成長における転位ブロッキング"", 第５９回応用物理学関係連合講演会講演予稿集, JPN6013028745, 18 March 2012 (2012-03-18), pages 125, ISSN: 0003172577 *
岡田 成仁，他: "ハイドライド気相成長による非極性面ＧａＮの低転位化", 第５９回応用物理学関係連合講演会講演予稿集, JPN6013028747, 18 March 2012 (2012-03-18), pages 15 - 223, ISSN: 0003172578 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017522721A (ja) * 2014-05-20 2017-08-10 サントル、ナショナール、ド、ラ、ルシェルシュ、シアンティフィク、（セーエヌエルエス） 半極性ｉｉｉ族窒化物層を含む半導体材料の製造方法
JP2020079194A (ja) * 2020-01-23 2020-05-28 古河機械金属株式会社 基板の製造方法、ｉｉｉ族窒化物半導体系素子の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2013141099A1 (ja) 2013-09-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101410950B (zh) 使用纳米结构柔性层和hvpe制造高质量化合物半导体材料的生长方法
JP4932121B2 (ja) Ｉｉｉ−ｖ族窒化物系半導体基板の製造方法
EP2684988A1 (en) Base, substrate with gallium nitride crystal layer, and process for producing same
JP5367376B2 (ja) 低転位密度ＧａＮの成長のためのプロセス
JP3987660B2 (ja) 窒化物半導体構造とその製法および発光素子
JP5276852B2 (ja) Ｉｉｉ族窒化物半導体エピタキシャル基板の製造方法
JP5635013B2 (ja) エピタキシャル成長用テンプレート及びその作製方法
JP5328931B2 (ja) 低欠陥密度の自立窒化ガリウム基板の製法およびそれにより製造されたデバイス
JP4462251B2 (ja) Ｉｉｉ−ｖ族窒化物系半導体基板及びｉｉｉ−ｖ族窒化物系発光素子
CN101542024A (zh) 使用纳米结构模板制造单晶半导体材料
JP2010258459A (ja) 窒化物半導体構造とその製造方法および発光素子
JP6947746B2 (ja) 複合ＧａＮナノカラムの製造方法
JP2008277841A (ja) Ｉｉｉ−ｖ族窒化物系半導体基板の製造方法
JP2013173641A (ja) 窒化ガリウム結晶積層基板及びその製造方法
JP4952616B2 (ja) 窒化物半導体基板の製造方法
JP6346457B2 (ja) 窒化ガリウム結晶自立基板の製造方法
JP5814131B2 (ja) 構造体、及び半導体基板の製造方法
WO2013141099A1 (ja) 窒化ガリウム結晶自立基板及びその製造方法
JP2007134741A (ja) 窒化物半導体構造とその製造方法および発光素子
JP4810517B2 (ja) Ｉｉｉ−ｖ族窒化物系半導体基板
JP5080820B2 (ja) 窒化物半導体構造とその製造方法および発光素子
JP2006324694A (ja) 窒化物半導体構造とその製造方法および発光素子
JP2007134742A (ja) 窒化物半導体構造とその製造方法および発光素子
JP5869064B2 (ja) エピタキシャル成長用テンプレート及びその作製方法
RU135186U1 (ru) Полупроводниковое светоизлучающее устройство

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20141211

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821

Effective date: 20141212

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20151013

A02 Decision of refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02

Effective date: 20160308