JP5754391B2 - Group III nitride semiconductor crystal manufacturing method - Google Patents
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Description
本発明は、いわゆるＮａフラックス法によるIII 族窒化物半導体結晶の製造方法に関する。特に、結晶育成開始時に発生するメルトバックを抑制する方法に関する。 The present invention relates to a method for producing a group III nitride semiconductor crystal by a so-called Na flux method. In particular, the present invention relates to a method for suppressing meltback that occurs at the start of crystal growth.
ＧａＮなどのIII 族窒化物半導体の製造方法として、いわゆるＮａフラックス法が知られている。これは、Ｎａ（ナトリウム）とＧａ（ガリウム）との混合融液を約８００℃、数十気圧下で窒素とを反応させて、ＧａＮを結晶成長させる方法である。 A so-called Na flux method is known as a method for producing a group III nitride semiconductor such as GaN. In this method, a mixed melt of Na (sodium) and Ga (gallium) is reacted with nitrogen at about 800 ° C. and several tens of atmospheres to grow GaN crystals.
Ｎａフラックス法では、種結晶を用いることが一般的である。種結晶としては、サファイア基板などの基板上にＨＶＰＥ法などによってＧａＮ層を形成した、いわゆるテンプレート基板や、ＧａＮ基板が用いられている。特許文献１には、種結晶として、基板上に下地膜が形成されたテンプレート基板を用いることが記載されている。そのテンプレート基板の基板にはサファイアなどを用いることが記載され、下地膜にはＧａＮ、ＡｌＮ、ＡｌＧａＮ、ＧａＮ／ＡｌＮなどを用いることが記載されている。 In the Na flux method, it is common to use a seed crystal. As the seed crystal, a so-called template substrate or GaN substrate in which a GaN layer is formed on a substrate such as a sapphire substrate by the HVPE method or the like is used. Patent Document 1 describes that a template substrate having a base film formed on a substrate is used as a seed crystal. It is described that sapphire or the like is used for the substrate of the template substrate, and that GaN, AlN, AlGaN, GaN / AlN or the like is used for the base film.
また、特許文献２のように、Ｎａフラックス法において混合融液にＣ（炭素）を添加する方法が知られている。Ｃを添加することにより、雑晶の発生の抑制や、窒素の溶解度の向上などの効果があるが、その詳細なメカニズムについては明らかとなっていない。 Further, as disclosed in Patent Document 2, a method of adding C (carbon) to a mixed melt in the Na flux method is known. By adding C, there are effects such as suppression of generation of miscellaneous crystals and improvement of nitrogen solubility, but the detailed mechanism is not clear.
しかし、Ｎａフラックス法では、結晶育成開始から混合融液中の窒素が過飽和となるまでの間に、種結晶のＧａＮが融解（メルトバック）してしまう問題がある。このメルトバックは、混合融液中の温度分布や溶液組成などに影響され、種結晶表面が不均一な厚さとなってしまう。特に混合融液にＣを添加する場合には、種結晶のＧａＮがよりいっそうメルトバックしやすくなるばかりでなく、局所的にエッチングが進み、表面の平坦性が大きく悪化する、という問題があった。種結晶としてテンプレート基板を用いた場合には、テンプレート基板の一部領域でメルトバックによりサファイア基板表面が露出してしまい、その領域上にＧａＮが育成しなくなってしまうこともあった。 However, the Na flux method has a problem that GaN of the seed crystal melts (melts back) from the start of crystal growth until the nitrogen in the mixed melt becomes supersaturated. This meltback is affected by the temperature distribution in the mixed melt, the solution composition, and the like, and the seed crystal surface has a non-uniform thickness. In particular, when C is added to the mixed melt, there is a problem that not only the seed crystal GaN is more easily melted back, but also the etching progresses locally and the flatness of the surface is greatly deteriorated. . When a template substrate is used as a seed crystal, the surface of the sapphire substrate is exposed by meltback in a partial region of the template substrate, and GaN may not grow on the region.
このメルトバックを考慮して、従来はサファイア基板上のＧａＮ層の厚さを５〜３０μｍと厚くしていた。しかしそれではＧａＮ層を形成するのに時間がかかり、テンプレート基板の生産性が低下してしまう。また、ＧａＮ層を厚くすることで、メルトバックによりサファイア基板が露出しＧａＮが育成しない領域が生じてしまう問題は減少できるが、種結晶表面が不均一となり、ＧａＮを均一に育成できない問題は解決できない。 Considering this meltback, the thickness of the GaN layer on the sapphire substrate has conventionally been increased to 5 to 30 μm. However, it takes time to form the GaN layer, and the productivity of the template substrate is reduced. Also, increasing the thickness of the GaN layer can reduce the problem that the sapphire substrate is exposed by meltback and a region where GaN does not grow is reduced, but the problem is that the seed crystal surface becomes uneven and GaN cannot be grown uniformly. Can not.
特許文献１には、上記メルトバックの問題を抑制するため、いったん育成温度よりも低い温度を保持した後、育成温度まで昇温してＧａＮを育成させる方法が示されている。しかし、育成温度を低下させると、雑晶を発生させてしまうことが問題である。また、特許文献１にはメルトバックがＧａＮだけでなくＡｌＮでも生じることが記載されている。したがって、ＡｌＧａＮについてもメルトバックが生じることが類推される。しかし、特許文献１から類推される事実に反して、ＡｌＧａＮはほとんどメルトバックされないことを発明者らは発見し、種結晶のメルトバックは５００ｎｍ以下に抑えられることがわかり、さらに種結晶のメルトバックを５００ｎｍ以下にすることで、その上に育成させる結晶の品質が大幅に改善されることを発見した。 Patent Document 1 discloses a method for growing GaN by holding the temperature lower than the growth temperature and then raising the temperature to the growth temperature in order to suppress the problem of the meltback. However, when the growth temperature is lowered, it is a problem that miscellaneous crystals are generated. Patent Document 1 describes that meltback occurs not only with GaN but also with AlN. Therefore, it is presumed that meltback also occurs in AlGaN. However, contrary to the fact inferred from Patent Document 1, the inventors have found that AlGaN is hardly melted back, and it has been found that the meltback of the seed crystal can be suppressed to 500 nm or less. It has been found that the quality of crystals grown thereon is significantly improved by setting the thickness to 500 nm or less.
本発明はこの新規な発見に基づくものであり、その目的は、種結晶のメルトバックを抑制し、インクルージョンや異常成長が発生しない高品質なIII 族窒化物半導体結晶を育成することのできるフラックス法によるIII 族窒化物半導体結晶の製造方法を提供することである。 The present invention is based on this novel discovery, and its object is to suppress the seed crystal meltback and to grow a high-quality group III nitride semiconductor crystal free from inclusion and abnormal growth. To provide a method for producing a group III nitride semiconductor crystal.
第１の発明は、III 族金属とアルカリ金属とを少なくとも含む混合融液と、少なくとも窒素を含む気体とを反応させて、種結晶にIII 族窒化物半導体結晶を育成させるIII 族窒化物半導体結晶の製造方法において、種結晶は、Ａｌを含むIII 族窒化物半導体層を最表層とする構造であり、種結晶上に、種結晶のメルトバックを５００ｎｍ以下に抑えつつ、III 族窒化物半導体結晶を育成させる、ことを特徴とするIII 族窒化物半導体結晶の製造方法である。 The first invention is a group III nitride semiconductor crystal in which a mixed melt containing at least a group III metal and an alkali metal is reacted with a gas containing at least nitrogen to grow a group III nitride semiconductor crystal on a seed crystal. In the manufacturing method, the seed crystal has a structure in which the group III nitride semiconductor layer containing Al is the outermost layer, and the group III nitride semiconductor crystal is formed on the seed crystal while suppressing the meltback of the seed crystal to 500 nm or less. Is a method for producing a group III nitride semiconductor crystal, characterized in that
III 族金属は、Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎのうち少なくとも１つであり、特にＧａのみを用いることが望ましい。アルカリ金属は、通常はＮａ（ナトリウム）を用いるが、Ｋ（カリウム）を用いてもよく、ＮａとＫの混合物であってもよい。さらには、Ｌｉ（リチウム）やアルカリ土類金属を混合してもよい。また、混合融液には、結晶成長させるIII 族窒化物半導体の伝導型、磁性などの物性の制御や、結晶成長の促進、雑晶の抑制、成長方向の制御、などの目的でドーパントを添加してもよい。特に混合融液にはＣ（炭素）を添加することが望ましい。Ｃを添加すると、雑晶発生の抑制や窒素溶解度の向上させて結晶成長速度を速める効果を得られるためである。また、ｎ型ドーパントしてＧｅ（ゲルマニウム）などを用いることができ、ｐ型ドーパントとしてＺｎ（亜鉛）、Ｍｇ（マグネシウム）などを用いることができる。 The group III metal is at least one of Ga, Al, and In, and it is particularly desirable to use only Ga. As the alkali metal, Na (sodium) is usually used, but K (potassium) may be used, or a mixture of Na and K may be used. Furthermore, Li (lithium) or an alkaline earth metal may be mixed. In addition, dopants are added to the mixed melt for purposes such as controlling the physical properties of III-nitride semiconductors for crystal growth, properties such as magnetism, promoting crystal growth, suppressing miscellaneous crystals, and controlling the growth direction. May be. In particular, it is desirable to add C (carbon) to the mixed melt. This is because when C is added, the effect of suppressing the generation of miscellaneous crystals and improving the solubility of nitrogen can be obtained to increase the crystal growth rate. Further, Ge (germanium) or the like can be used as the n-type dopant, and Zn (zinc), Mg (magnesium) or the like can be used as the p-type dopant.
添加するＣの割合は、アルカリ金属に対して０．１〜２ｍｏｌ％とすることが望ましい。この範囲であれば、Ｃ添加による上記効果を十分に発揮させることができる。より望ましくは０．２〜１．２ｍｏｌ％である。特にこの範囲でＧａＮの縦方向のメルトバックが激しくなるためである。 The ratio of C to be added is preferably 0.1 to 2 mol% with respect to the alkali metal. If it is this range, the said effect by C addition can fully be exhibited. More desirably, it is 0.2 to 1.2 mol%. This is because, in this range, the longitudinal meltback of GaN becomes intense.
また、窒素を含む気体とは、窒素分子や、アンモニア等の窒素を構成元素として含む化合物の気体であり、それらの混合ガスでもよく、さらには希ガス等の不活性ガスに混合されていてもよい。 Further, the gas containing nitrogen is a gas of a compound containing nitrogen as a constituent element, such as nitrogen molecules or ammonia, and may be a mixed gas thereof, or even mixed with an inert gas such as a rare gas. Good.
種結晶は、最表層（種結晶が基板そのものである場合にはその基板、基板と、その基板上に積層された層とで構成されている場合には、基板側から順に単数または複数の層を積層させた構造において最も基板側から離れた層）としてＡｌを含むIII 族窒化物半導体層（望ましくはＡｌＧａＮ層）を有した構造であれば任意である。ＡｌＧａＮ層はＧａＮ層上に積層された構造であることが望ましい。ＡｌＧａＮ層表面の平坦性が増すからである。ＧａＮ層とＡｌＧａＮ層との間に何らかの層を有していてもよい。そのような構造として、たとえば、サファイア基板などの成長基板上にＧａＮ層、ＡｌＧａＮ層が順に積層された構造のテンプレート基板や、ＧａＮ基板上にＡｌＧａＮ層が積層された構造である。これらＧａＮ層やＡｌＧａＮ層はアンドープであってもよいが、ｎ型やｐ型の不純物がドープされていてもよい。テンプレート基板の場合、通常、成長基板とＧａＮ層との間にＡｌＮ、ＧａＮ、またはＡｌＧａＮからなるバッファ層を形成する。 The seed crystal is an outermost layer (in the case where the seed crystal is a substrate itself, the substrate, and in the case where the seed crystal is composed of a layer stacked on the substrate, one or a plurality of layers in order from the substrate side). Any structure can be used as long as it has a group III nitride semiconductor layer (preferably an AlGaN layer) containing Al as a layer farthest from the substrate side). The AlGaN layer is desirably a structure laminated on the GaN layer. This is because the flatness of the AlGaN layer surface is increased. Any layer may be provided between the GaN layer and the AlGaN layer. Examples of such a structure include a template substrate having a structure in which a GaN layer and an AlGaN layer are sequentially stacked on a growth substrate such as a sapphire substrate, and a structure in which an AlGaN layer is stacked on a GaN substrate. These GaN layers and AlGaN layers may be undoped, but may be doped with n-type or p-type impurities. In the case of a template substrate, a buffer layer made of AlN, GaN, or AlGaN is usually formed between the growth substrate and the GaN layer.
Ａｌを含むIII 族窒化物半導体層のIII 族金属に対するＡｌ組成比（以下、単にＡｌ組成比とする）は、２〜５０ｍｏｌ％とすることが望ましい。つまり、組成式Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ（０≦ｘ、ｙ、ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）としてｘが０．０２〜０．５であることが望ましい。Ａｌ組成比が５０ｍｏｌ％より大きいと、混合融液中に雑晶を発生させたり、育成するIII 族窒化物半導体の結晶性を悪化させるなどするためである。また、Ａｌ組成比が２％ｍｏｌよりも小さいと、このＡｌを含むIII 族窒化物半導体層によるメルトバック抑制効果が十分に得られない。より望ましくは３〜１０ｍｏｌ％である。 The Al composition ratio of the Group III nitride semiconductor layer containing Al to the Group III metal (hereinafter simply referred to as Al composition ratio) is preferably 2 to 50 mol%. That is, it is desirable that x is 0.02 to 0.5 in the composition formula Al x Ga y In z N (0 ≦ x, y, z ≦ 1, x + y + z = 1). This is because if the Al composition ratio is larger than 50 mol%, miscellaneous crystals are generated in the mixed melt, or the crystallinity of the group III nitride semiconductor to be grown is deteriorated. On the other hand, if the Al composition ratio is less than 2% mol, the effect of suppressing meltback by the group III nitride semiconductor layer containing Al cannot be sufficiently obtained. More desirably, it is 3 to 10 mol%.
Ａｌを含むIII 族窒化物半導体層の厚さ（III 族窒化物半導体結晶を育成する前の厚さ）は、２ｎｍ〜２μｍとすることが望ましい。２μｍよりも厚くすると、Ａｌを含むIII 族窒化物半導体層の形成に時間がかかり、種結晶の生産性が低下してしまう。さらに育成するIII 族窒化物半導体の結晶性を悪化させてしまう。また、２ｎｍよりも薄くすると、Ａｌを含むIII 族窒化物半導体層によるメルトバック抑制効果が十分に得られない。より望ましくは１０〜２００ｎｍである。 The thickness of the group III nitride semiconductor layer containing Al (thickness before growing the group III nitride semiconductor crystal) is preferably 2 nm to 2 μm. If it is thicker than 2 μm, it takes a long time to form the group III nitride semiconductor layer containing Al, and the productivity of the seed crystal decreases. Further, the crystallinity of the group III nitride semiconductor to be grown is deteriorated. On the other hand, if the thickness is less than 2 nm, the effect of suppressing meltback by the group III nitride semiconductor layer containing Al cannot be sufficiently obtained. More desirably, the thickness is 10 to 200 nm.
III 族窒化物半導体結晶の育成前におけるＡｌを含むIII 族窒化物半導体層表面の二乗平均平方根粗さは、２ｎｍ以下であることが望ましい。二乗平均平方根粗さが２ｎｍよりも大きいと、凹凸部分からメルトバックが進行し、ＧａＮ結晶に異常成長が起こる場合がある。より望ましい二乗平均平方根粗さは１ｎｍ以下である。 The root mean square roughness of the surface of the group III nitride semiconductor layer containing Al before the growth of the group III nitride semiconductor crystal is desirably 2 nm or less. When the root mean square roughness is larger than 2 nm, meltback proceeds from the uneven portion, and abnormal growth may occur in the GaN crystal. A more preferable root mean square roughness is 1 nm or less.
育成するIII 族窒化物半導体結晶は、好ましくはＧａＮ結晶である。４元系や３元系のIII 族窒化物半導体よりも組成比の制御が容易であり、ＡｌＮやＩｎＮよりも結晶性の高い育成が容易であるためである。 The group III nitride semiconductor crystal to be grown is preferably a GaN crystal. This is because the composition ratio can be controlled more easily than quaternary or ternary group III nitride semiconductors, and it is easier to grow with higher crystallinity than AlN or InN.
第２の発明は、第１の発明において、Ａｌを含むIII 族窒化物半導体層は、ＡｌＧａＮ層であることを特徴とする。 According to a second invention, in the first invention, the group III nitride semiconductor layer containing Al is an AlGaN layer.
第３の発明は、第１、２の発明において、ＧａＮ層はＧａＮ基板である、ことを特徴とするIII 族窒化物半導体結晶の製造方法である。 A third invention is a method for producing a group III nitride semiconductor crystal according to the first or second invention, wherein the GaN layer is a GaN substrate.
第４の発明は、第１の発明から第３の発明において、Ａｌを含むIII 族窒化物半導体層は、III 族金属に対するＡｌ組成比が２〜５０ｍｏｌ％であることを特徴とするIII 族窒化物半導体結晶の製造方法である。 A fourth invention is a group III nitride according to the first to third inventions, wherein the group III nitride semiconductor layer containing Al has an Al composition ratio of 2 to 50 mol% with respect to the group III metal. This is a method for producing a physical semiconductor crystal.
第５の発明は、第１の発明から第４の発明において、III 族窒化物半導体結晶の育成前におけるＡｌを含むIII 族窒化物半導体層の厚さは、２ｎｍ〜２μｍであることを特徴とするIII 族窒化物半導体結晶の製造方法である。 A fifth invention is characterized in that, in the first to fourth inventions, the thickness of the group III nitride semiconductor layer containing Al before the growth of the group III nitride semiconductor crystal is 2 nm to 2 μm. This is a method for producing a group III nitride semiconductor crystal.
第６の発明は、第１の発明から第５の発明において、混合融液には、炭素が添加されていることを特徴とするIII 族窒化物半導体結晶の製造方法である。 A sixth invention is a method for producing a group III nitride semiconductor crystal according to the first to fifth inventions, wherein carbon is added to the mixed melt.
第７の発明は、第６の発明において、炭素は、アルカリ金属に対して０．１〜２ｍｏｌ％添加する、ことを特徴とするIII 族窒化物半導体結晶の製造方法である。 A seventh invention is a method for producing a group III nitride semiconductor crystal according to the sixth invention, wherein carbon is added in an amount of 0.1 to 2 mol% relative to the alkali metal.
第８の発明は、第１の発明から第７の発明において、III 族金属はＧａ、アルカリ金属はＮａであり、育成させるIII 族窒化物半導体結晶はＧａＮ結晶である、ことを特徴とするIII 族窒化物半導体結晶の製造方法である。 An eighth invention is characterized in that, in the first to seventh inventions, the group III metal is Ga, the alkali metal is Na, and the group III nitride semiconductor crystal to be grown is a GaN crystal. This is a method for producing a group nitride semiconductor crystal.
本発明者らは、フラックス法によるIII 族窒化物半導体結晶の育成において、ＡｌＧａＮはほとんどメルトバックしないことを発見した。そしてＡｌＧａＮ上にIII 族窒化物半導体結晶を育成すれば、種結晶のメルトバックは５００ｎｍ以下に抑えられることがわかった。本発明はこの知見に基づくものである。 The present inventors have found that AlGaN hardly melts back in the growth of a group III nitride semiconductor crystal by a flux method. It was also found that when a group III nitride semiconductor crystal is grown on AlGaN, the seed crystal meltback can be suppressed to 500 nm or less. The present invention is based on this finding.
本発明によると、Ａｌを含むIII 族窒化物半導体層（特にＡｌＧａＮ層）はほとんどメルトバックしないため、最表層のＡｌを含むIII 族窒化物半導体層がメルトバックをストップさせる層として機能し、種結晶のメルトバックが抑制される。そのため、Ａｌを含むIII 族窒化物半導体層上に均一な厚さにIII 族窒化物半導体結晶を育成させることができる。さらに、メルトバックを５００ｎｍ以下に抑えることでインクルージョン（結晶中に融液を内包してしまう欠陥）や異常成長が全く発生しない高品質の結晶を育成することが可能となる。また、従来の種結晶のようにＧａＮ層を厚くする必要がないため、種結晶を短時間で作製することができ、生産性を向上させることができる。 According to the present invention, the group III nitride semiconductor layer containing Al (especially the AlGaN layer) hardly melts back, so the group III nitride semiconductor layer containing Al as the outermost layer functions as a layer for stopping the meltback, Crystal meltback is suppressed. Therefore, the group III nitride semiconductor crystal can be grown to a uniform thickness on the group III nitride semiconductor layer containing Al. Furthermore, by suppressing the meltback to 500 nm or less, it is possible to grow a high quality crystal that does not contain any inclusions (defects that enclose the melt in the crystal) or abnormal growth. Further, since it is not necessary to make the GaN layer thick unlike the conventional seed crystal, the seed crystal can be manufactured in a short time, and the productivity can be improved.
以下、本発明の具体的な実施例について図を参照に説明するが、本発明は実施例に限定されるものではない。 Hereinafter, specific examples of the present invention will be described with reference to the drawings. However, the present invention is not limited to the examples.
まず、実施例１のＧａＮ結晶の製造に用いる製造装置の構成について説明する。製造装置は、図１に示すように、圧力容器１０と、反応容器１１と、坩堝１２と、加熱装置１３と、供給管１４、１６と、排気管１５、１７と、によって構成されている。 First, the configuration of a manufacturing apparatus used for manufacturing the GaN crystal of Example 1 will be described. As shown in FIG. 1, the manufacturing apparatus includes a pressure vessel 10, a reaction vessel 11, a crucible 12, a heating device 13, supply pipes 14 and 16, and exhaust pipes 15 and 17.
圧力容器１０は、円筒形のステンレス製であり、耐圧性を有している。また、圧力容器１０には、供給管１６、排気管１７が接続されている。圧力容器１０の内部には、反応容器１１と加熱装置１３が配置されている。このように反応容器１０を圧力容器内に配置することで、反応容器１０にさほど耐圧性が必要なくなるため、反応容器１０として低コストのものを使用することができ、再利用性も向上する。 The pressure vessel 10 is made of cylindrical stainless steel and has pressure resistance. A supply pipe 16 and an exhaust pipe 17 are connected to the pressure vessel 10. A reaction vessel 11 and a heating device 13 are disposed inside the pressure vessel 10. By arranging the reaction vessel 10 in the pressure vessel in this way, the pressure resistance of the reaction vessel 10 is not required so much, so that a low-cost reaction vessel 10 can be used, and reusability is improved.
反応容器１１はＳＵＳ製であり耐熱性を有している。反応容器１１内には、坩堝１２が配置される。坩堝１２は、たとえばＷ（タングステン）、Ｍｏ（モリブデン）、ＢＮ（窒化ホウ素）、アルミナ、ＹＡＧ（イットリウムアルミニウムガーネット）などである。坩堝１２には、ＧａとＮａを含む混合融液２１が保持され、混合融液２１中には種結晶１８が保持される。 The reaction vessel 11 is made of SUS and has heat resistance. A crucible 12 is disposed in the reaction vessel 11. The crucible 12 is, for example, W (tungsten), Mo (molybdenum), BN (boron nitride), alumina, YAG (yttrium aluminum garnet), or the like. The crucible 12 holds a mixed melt 21 containing Ga and Na, and a seed crystal 18 is held in the mixed melt 21.
反応容器１１には、供給管１４、排気管１５が接続されており、供給管１４、排気管１５に設けられた弁（図示しない）により反応容器１１内の換気、窒素の供給、反応容器１１内の圧力の制御、を行う。また、圧力容器１０にも供給管１６より窒素が供給され、供給管１６、排気管１７の弁（図示しない）で窒素の供給量、排気量を調整することで、圧力容器１０内の圧力と反応容器１１内の圧力とがほぼ同じになるよう制御する。また、加熱装置１３により、反応容器１１内の温度を制御する。 A supply pipe 14 and an exhaust pipe 15 are connected to the reaction container 11, and ventilation in the reaction container 11, supply of nitrogen, and reaction container 11 are performed by valves (not shown) provided in the supply pipe 14 and the exhaust pipe 15. Control the pressure inside. Further, nitrogen is also supplied from the supply pipe 16 to the pressure vessel 10, and the pressure in the pressure vessel 10 is adjusted by adjusting the supply amount of nitrogen and the exhaust amount by valves (not shown) of the supply pipe 16 and the exhaust pipe 17. The pressure in the reaction vessel 11 is controlled to be substantially the same. Further, the temperature in the reaction vessel 11 is controlled by the heating device 13.
また、坩堝１２を回転させて坩堝１２中に保持される混合融液２１を攪拌することができる装置が設けられ、ＧａＮ結晶の育成中に混合融液２１を撹拌して混合融液２１中のＮａ、Ｇａ、窒素の濃度分布が均一となるようにする。これによりＧａＮ結晶を均質に育成することができる。坩堝１２を回転させる装置は、反応容器１１内部から圧力容器１０外部まで貫通する回転軸２２と、反応容器１０内部に回転軸２２と連結されて配置され、坩堝１２を保持するテーブル２３と、回転軸２２の回転を制御する駆動装置２４と、によって構成されている。この駆動装置２４による回転軸２２の回転によってテーブル２３を回転させ、テーブル２３上に保持されている坩堝１２を回転させる。 In addition, a device capable of rotating the crucible 12 and stirring the mixed melt 21 held in the crucible 12 is provided, and the mixed melt 21 is stirred during the growth of the GaN crystal. The concentration distribution of Na, Ga, and nitrogen is made uniform. Thereby, a GaN crystal can be grown uniformly. An apparatus for rotating the crucible 12 includes a rotary shaft 22 that penetrates from the inside of the reaction vessel 11 to the outside of the pressure vessel 10, a table 23 that is connected to the rotary shaft 22 inside the reaction vessel 10, holds the crucible 12, and rotates. And a driving device 24 that controls the rotation of the shaft 22. The table 23 is rotated by the rotation of the rotary shaft 22 by the driving device 24, and the crucible 12 held on the table 23 is rotated.
なお、反応容器１１として耐圧性を有したものを使用すれば、必ずしも圧力容器１０は必要ではない。また、ＧａＮ結晶育成中のＮａの蒸発を防止するために、坩堝１２には蓋を設けてもよい。また、坩堝１２の回転に替えて、あるいは加えて、坩堝１２を揺動させる装置を設けてもよい。 In addition, if the thing with pressure resistance is used as the reaction vessel 11, the pressure vessel 10 is not necessarily required. Further, a lid may be provided on the crucible 12 in order to prevent evaporation of Na during GaN crystal growth. Further, a device for swinging the crucible 12 may be provided instead of or in addition to the rotation of the crucible 12.
次に、実施例１のＧａＮ結晶の製造工程について、図２を参照に説明する。 Next, the manufacturing process of the GaN crystal of Example 1 will be described with reference to FIG.
まず、種結晶１８として、図２（ａ）に示す構成のものを用意する。種結晶１８は、テンプレート基板であり、直径２インチのｃ面サファイア基板１００上にＭＯＣＶＤ法によってＡｌＮからなるバッファ層（図示しない）、ＧａＮ層１０１、ＡｌＧａＮ層１０２を順に積層させることにより作製したものである。最表層はＡｌＧａＮ層１０２である。ＧａＮ層１０１の厚さは２μｍでアンドープである。ＡｌＧａＮ層１０２は、厚さ１００ｎｍ、Ａｌ組成比５％（ＡｌおよびＧａに対するＡｌ組成比、単位はｍｏｌ％、つまりＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎである。以下、Ａｌ組成比において同様）でアンドープである。サファイア基板１００上に直接、あるいはバッファ層を介してＡｌＧａＮ層１０２を設けずに、間にＧａＮ層１０２を設けているのは、ＧａＮ層１０１によってＡｌＧａＮ層１０２の平坦性を高め、結晶性を良好とするためである。 First, a seed crystal 18 having the configuration shown in FIG. The seed crystal 18 is a template substrate, which is produced by laminating a buffer layer (not shown) made of AlN, a GaN layer 101, and an AlGaN layer 102 in this order on a c-plane sapphire substrate 100 having a diameter of 2 inches by MOCVD. It is. The outermost layer is the AlGaN layer 102. The thickness of the GaN layer 101 is 2 μm and is undoped. The AlGaN layer 102 is undoped with a thickness of 100 nm and an Al composition ratio of 5% (Al composition ratio with respect to Al and Ga, the unit is mol%, that is, Al 0.05 Ga 0.95 N. The same applies to the Al composition ratio hereinafter). The reason why the GaN layer 102 is provided between the sapphire substrate 100 and the AlGaN layer 102 without providing the AlGaN layer 102 directly through the buffer layer is to improve the flatness of the AlGaN layer 102 by the GaN layer 101 and to improve the crystallinity. This is because.
次に、この種結晶１８を、坩堝１２の底面に配置し、Ｎａ、Ｇａ、Ｃを坩堝１２内に配置し、その坩堝１２を反応容器１１の中に入れて封をし、さらにその反応容器１１を圧力容器１０内に配置して封をした。Ｎａは３０ｇ、Ｇａは３０ｇ、Ｃは８０ｍｇとした。ＮａやＧａは、固体の状態で坩堝１２内に配置してもよいし、液体のＮａ、Ｇａをそれぞれ坩堝１２内に入れたり、液体のＮａ、Ｇａを混合してから坩堝１２内に入れてもよい。Ｃは雑晶の発生を抑制し、混合融液への窒素溶解度を高めて結晶成長を促進するために添加した。 Next, this seed crystal 18 is placed on the bottom surface of the crucible 12, Na, Ga, C are placed in the crucible 12, the crucible 12 is placed in the reaction vessel 11 and sealed, and the reaction vessel is further sealed. 11 was placed in the pressure vessel 10 and sealed. Na was 30 g, Ga was 30 g, and C was 80 mg. Na or Ga may be placed in the crucible 12 in a solid state, or liquid Na and Ga may be placed in the crucible 12, or liquid Na and Ga may be mixed and then placed in the crucible 12. Also good. C was added to suppress the generation of miscellaneous crystals and increase the solubility of nitrogen in the mixed melt to promote crystal growth.
次に、加熱装置１３により加熱して坩堝１２内にＧａとＮａの混合融液２１を生じさせ、混合融液２１の温度を８７０℃とした。また、供給管１４、排気管１５により反応容器１１内に窒素を供給して、反応容器１１内の圧力を３．０ＭＰａとした。また、圧力容器１０内にも供給管１６、排気管１７より窒素を供給して、圧力容器１０内の圧力が反応容器１１内の圧力と同程度となるようにした。坩堝１２は２０ｒｐｍで回転させ、１５秒間隔で回転方向を反転させた。種結晶１８は、ＧａとＮａの混合融液２１中に保持される。この温度、圧力を６０時間維持し、種結晶１８のＡｌＧａＮ層１０２上にＧａＮ層１０３を育成した（図２（ｂ）参照）。 Next, it heated with the heating apparatus 13, the mixed melt 21 of Ga and Na was produced in the crucible 12, and the temperature of the mixed melt 21 was 870 degreeC. Further, nitrogen was supplied into the reaction vessel 11 through the supply pipe 14 and the exhaust pipe 15 so that the pressure in the reaction vessel 11 was 3.0 MPa. In addition, nitrogen was also supplied into the pressure vessel 10 through the supply pipe 16 and the exhaust pipe 17 so that the pressure in the pressure vessel 10 became approximately the same as the pressure in the reaction vessel 11. The crucible 12 was rotated at 20 rpm, and the rotation direction was reversed at intervals of 15 seconds. The seed crystal 18 is held in a mixed melt 21 of Ga and Na. The temperature and pressure were maintained for 60 hours, and the GaN layer 103 was grown on the AlGaN layer 102 of the seed crystal 18 (see FIG. 2B).
次に、加熱、加圧を停止して常温、常圧に戻し、ＧａＮ層１０３の結晶成長を終了させた後、エタノールなどによってＮａを除去し、坩堝１２から種結晶１８を取り出した。 Next, heating and pressurization were stopped and the temperature was returned to room temperature and normal pressure. After crystal growth of the GaN layer 103 was completed, Na was removed with ethanol or the like, and the seed crystal 18 was taken out from the crucible 12.
以上により育成したＧａＮ層１０３は、厚さ５００μｍであり、全面が均一に育成していた。その膜厚分布は、５％以内のばらつきであった。また、ＧａＮ層１０３にはインクルージョンや異常成長した部分がまったく、透明な結晶が得られた。また、種結晶１８には全面にＡｌＧａＮ層１０２が残っており、メルトバックは１００ｎｍ以下であることがわかった。 The GaN layer 103 grown as described above had a thickness of 500 μm, and the entire surface was grown uniformly. The film thickness distribution varied within 5%. In addition, the GaN layer 103 was completely crystallized with inclusions and abnormally grown portions. It was also found that the AlGaN layer 102 remained on the entire surface of the seed crystal 18 and the meltback was 100 nm or less.
このように、実施例１のＧａＮ結晶の製造方法によると、混合融液にＣを添加することで、Ｃを添加しない場合よりもメルトバックしやすくなったＮａフラックス法によるＧａＮ育成においても、種結晶１８のメルトバックを抑制することができ、均一にＧａＮを育成することができる。これは、種結晶１８の最表層がＡｌＧａＮ層１０２であるためであり、このＡｌＧａＮ層１０２が、結晶育成開始から混合融液２１中へ窒素が過飽和となるまでの間においてもほとんど溶解しないため、メルトバックをストップさせる層として機能し、種結晶１８のメルトバックを抑制することができる。 Thus, according to the GaN crystal manufacturing method of Example 1, by adding C to the mixed melt, it is easier to melt back than in the case where C is not added. Melt back of the crystal 18 can be suppressed, and GaN can be grown uniformly. This is because the outermost layer of the seed crystal 18 is the AlGaN layer 102, and the AlGaN layer 102 hardly dissolves even during the period from the start of crystal growth until the nitrogen is supersaturated into the mixed melt 21. It functions as a layer for stopping the meltback, and the meltback of the seed crystal 18 can be suppressed.
また、種結晶１８のメルトバックが抑制される結果、結晶品質が大幅に改善されるばかりでなく、ＧａＮ層１０１は従来に比べて薄くすることができ、種結晶１８を従来に比べて短時間で作製することができる。よって、種結晶１８の生産性を向上させることができ、ひいてはＧａＮ結晶の生産性を向上させることができる。 Further, as a result of suppressing the meltback of the seed crystal 18, not only the crystal quality is greatly improved, but also the GaN layer 101 can be made thinner than before, and the seed crystal 18 can be made shorter than before. Can be produced. Therefore, the productivity of the seed crystal 18 can be improved, and as a result, the productivity of the GaN crystal can be improved.
種結晶１８として、実施例１の構成のものに替えて、以下の構成の種結晶２８を用いた。種結晶２８は、図３のように、直径２インチのｎ+ −ＧａＮ基板２００上に、ＭＯＣＶＤ法により、ｎ−ＧａＮ層２０１、ＡｌＧａＮ層２０２を積層させることにより作製したものである。ｎ−ＧａＮ層２０１は厚さ１μｍ、ＡｌＧａＮ層２０２は厚さ５０ｎｍ、Ａｌ組成比１０％でアンドープである。 As the seed crystal 18, a seed crystal 28 having the following configuration was used instead of the one having the configuration of Example 1. As shown in FIG. 3, the seed crystal 28 is produced by laminating an n-GaN layer 201 and an AlGaN layer 202 on an n + -GaN substrate 200 having a diameter of 2 inches by MOCVD. The n-GaN layer 201 is 1 μm thick, the AlGaN layer 202 is 50 nm thick, and the Al composition ratio is 10%, and is undoped.
この種結晶２８を用いて、実施例１と同じ製造装置、製造方法によってＡｌＧａＮ層２０２上にＧａＮ層２０３を育成した。ＧａＮ層２０３の厚さは５００μｍであり、膜厚分布は５％以内のばらつきであった。また、ＧａＮ層２０３にはインクルージョンや異常成長がなく、高品質な結晶であった。 Using this seed crystal 28, a GaN layer 203 was grown on the AlGaN layer 202 by the same manufacturing apparatus and manufacturing method as in Example 1. The thickness of the GaN layer 203 was 500 μm, and the film thickness distribution varied within 5%. Further, the GaN layer 203 was a high-quality crystal without inclusion or abnormal growth.
図４は、結晶育成終了後の種結晶２８のＣＬ（カソードルミネッセンス）像を示したものである。図４のように、種結晶２８のＡｌＧａＮ層２０２と、育成したＧａＮ層２０３との界面は平坦であることがわかる。また、ＡｌＧａＮ層２０２の厚さが変化してしないことから、ＡｌＧａＮ層２０２はメルトバックしていないことがわかる。このことから、種結晶２８の最表層であるＡｌＧａＮ層２０２は、メルトバックがそれ以上進行しないようストップさせる層として機能していることがわかり、これにより種結晶２８のメルトバックが抑制されていることがわかる。 FIG. 4 shows a CL (cathode luminescence) image of the seed crystal 28 after the completion of crystal growth. As can be seen from FIG. 4, the interface between the AlGaN layer 202 of the seed crystal 28 and the grown GaN layer 203 is flat. Further, since the thickness of the AlGaN layer 202 is not changed, it can be seen that the AlGaN layer 202 is not melted back. From this, it can be seen that the AlGaN layer 202, which is the outermost layer of the seed crystal 28, functions as a layer that stops the meltback from proceeding further, thereby suppressing the meltback of the seed crystal 28. I understand that.
なお、種結晶の構造は、実施例１、２に示した構造に限るものではなく、最表層としてＡｌを含むIII 族窒化物半導体層（特にＡｌＧａＮ層）が積層された構造であれば任意である。そのような構造であれば、種結晶のメルトバックを５００ｎｍ以下に抑制しつつ、ＧａＮ結晶を均一な厚さに育成することができる。実施例１、２以外の例としては、たとえば、ＡｌＧａＮ基板そのものであったり、サファイア基板上に直接ＡｌＧａＮ層が形成された構造などである。特に、ＧａＮ層上にＡｌＧａＮ層が積層された構造とするのがよい。ＡｌＧａＮ層の平坦性を高め、結晶性を良好とすることができるからである。それらＧａＮ層、ＡｌＧａＮ層には、必要に応じてｎ型不純物やｐ型不純物をドープして伝導性を制御してもよいし、磁性を制御するための不純物をドープしてもよい。たとえば、実施例２の種結晶２８においてｎ−ＧａＮ層２０１を省き、ｎ+ −ＧａＮ基板２００上に直接、あるいはバッファ層を介してＡｌＧａＮ層２０２が積層された構造であってもよい。そのような構造であれば、最表層のＡｌＧａＮ層がメルトバックの進行をストップさせる層として機能し、種結晶のメルトバックを抑制することができる。 The structure of the seed crystal is not limited to the structure shown in the first and second embodiments, and may be any structure as long as a group III nitride semiconductor layer containing Al as the outermost layer (particularly an AlGaN layer) is laminated. is there. With such a structure, the GaN crystal can be grown to a uniform thickness while suppressing the meltback of the seed crystal to 500 nm or less. Examples other than Examples 1 and 2 include, for example, an AlGaN substrate itself or a structure in which an AlGaN layer is directly formed on a sapphire substrate. In particular, a structure in which an AlGaN layer is stacked on the GaN layer is preferable. This is because the flatness of the AlGaN layer can be improved and the crystallinity can be improved. The GaN layer and AlGaN layer may be doped with an n-type impurity or a p-type impurity as necessary to control conductivity, or may be doped with an impurity for controlling magnetism. For example, the seed crystal 28 of Example 2 may have a structure in which the n-GaN layer 201 is omitted and the AlGaN layer 202 is stacked directly on the n + -GaN substrate 200 or via a buffer layer. With such a structure, the outermost AlGaN layer functions as a layer that stops the progress of the meltback, and the meltback of the seed crystal can be suppressed.
また、種結晶の最表層であるＡｌを含むIII 族窒化物半導体層の厚さは、実施例１、２では１００ｎｍ、５０ｎｍとしたが、本発明はこれに限るものではない。ただし２ｎｍ〜２μｍとすることが望ましい。２ｎｍ未満では十分なメルトバック防止効果を得ることができず、２μｍより大きいとＡｌを含むIII 族窒化物半導体層を形成するのに時間がかかり種結晶の生産性が低下し、またＡｌを含むIII 族窒化物半導体層上に育成されるIII 族窒化物半導体の結晶品質が低下してしまう。 The thickness of the group III nitride semiconductor layer containing Al, which is the outermost layer of the seed crystal, is 100 nm and 50 nm in Examples 1 and 2, but the present invention is not limited to this. However, it is desirable to set it as 2 nm-2 micrometers. If the thickness is less than 2 nm, a sufficient effect of preventing meltback cannot be obtained. If the thickness is more than 2 μm, it takes time to form a group III nitride semiconductor layer containing Al, and the productivity of the seed crystal is lowered. The crystal quality of the group III nitride semiconductor grown on the group III nitride semiconductor layer is degraded.
また、種結晶の最表層であるＡｌを含むIII 族窒化物半導体層のＡｌ組成比は、実施例１、２では５、１０％としたが、本発明はこれに限るものではない。ただし、２％〜５０％とすることが望ましい。Ａｌ組成比が５０％より大きいと、混合融液中に雑晶を発生させたり、育成するIII 族窒化物半導体の結晶性を悪化させるなどするためである。また、Ａｌ組成比が２％よりも小さいと、このＡｌを含むIII 族窒化物半導体層によるメルトバック抑制効果が十分に得られない。なお、実施例１、２はＡｌを含むIII 族窒化物半導体層としてＡｌＧａＮ層を用いているが、Ａｌ組成比が２〜５０％の範囲であれば、ＡｌＧａＩｎＮ層であってもよい。 The Al composition ratio of the group III nitride semiconductor layer containing Al, which is the outermost layer of the seed crystal, is 5 to 10% in Examples 1 and 2, but the present invention is not limited to this. However, 2% to 50% is desirable. This is because if the Al composition ratio is larger than 50%, miscellaneous crystals are generated in the mixed melt, or the crystallinity of the group III nitride semiconductor to be grown is deteriorated. On the other hand, if the Al composition ratio is less than 2%, the effect of suppressing meltback by the group III nitride semiconductor layer containing Al cannot be sufficiently obtained. In Examples 1 and 2, an AlGaN layer is used as a group III nitride semiconductor layer containing Al. However, an AlGaInN layer may be used if the Al composition ratio is in the range of 2 to 50%.
また、Ａｌを含むIII 族窒化物半導体層表面の二乗平均平方根粗さは、２ｎｍ以下であることが望ましい。これよりも二乗平均平方根粗さが大きいと、凹凸部分からメルトバックが進行し、ＧａＮ結晶が異常成長してしまう場合がある。 Further, the root mean square roughness of the surface of the group III nitride semiconductor layer containing Al is preferably 2 nm or less. If the root mean square roughness is larger than this, the meltback proceeds from the uneven portion, and the GaN crystal may grow abnormally.
また、混合融液に添加するＣの量は、必ずしも実施例１、２の値に限るものではない。ただし、Ｎａに対して０．１〜２ｍｏｌ％とすることが望ましい。この範囲であれば、Ｃ添加による上記効果を十分に発揮させることができる。 Further, the amount of C added to the mixed melt is not necessarily limited to the values in Examples 1 and 2. However, it is desirable to set it as 0.1-2 mol% with respect to Na. If it is this range, the said effect by C addition can fully be exhibited.
また、実施例１、２では、結晶育成温度を８７０℃としたが、本発明はこの値に限るものではない。ただし、８５０〜９５０℃とすれば、より確実なメルトバック抑制効果を得ることができる。特に高温でIII 族窒化物半導体結晶を育成する場合に本発明は有効である。高温ではIII 族窒化物半導体のメルトバックがより進行しやすいためである。 In Examples 1 and 2, the crystal growth temperature is 870 ° C., but the present invention is not limited to this value. However, if it is set to 850-950 degreeC, the more reliable meltback suppression effect can be acquired. The present invention is particularly effective when growing a group III nitride semiconductor crystal at a high temperature. This is because the meltback of the group III nitride semiconductor is more likely to proceed at a high temperature.
また、実施例１、２では、Ｎａフラックス法によりＧａＮを育成するものであったが、本発明はＧａＮの育成に限るものではない。４元系のＡｌＧａＩｎＮや、３元系のＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮなどの育成にも本発明は適用可能である。ただし、本発明は実施例１、２のようにＧａＮの育成に適用することが好ましい。３元系、４元系のIII 族窒化物半導体よりも組成比の制御が容易であり、より高い結晶性を有した結晶育成が可能であるためである。 In Examples 1 and 2, GaN is grown by the Na flux method, but the present invention is not limited to GaN growth. The present invention is also applicable to growth of quaternary AlGaInN, ternary AlGaN, InGaN, and the like. However, the present invention is preferably applied to GaN growth as in Examples 1 and 2. This is because the composition ratio can be controlled more easily than ternary and quaternary group III nitride semiconductors, and crystals with higher crystallinity can be grown.
［比較例１］
種結晶として、直径２インチのｎ+ −ＧａＮ基板上に、ＭＯＣＶＤ法によって厚さ１μｍのｎ−ＧａＮ層を積層させることにより作製したものを用い、実施例１と同じ製造装置、製造方法でＧａＮ結晶を育成した。図５は、結晶育成終了後の比較例１の種結晶のＣＬ像を示したものである。図５のように、種結晶のｎ−ＧａＮ層はメルトバックにより消滅してｎ+ −ＧａＮ基板が露出し、そのｎ+ −ＧａＮ基板と、育成したＧａＮ層との界面は、凹凸が生じていることがわかる。種結晶のメルトバックがｎ+ −ＧａＮ基板にまで及び、混合融液中の温度分布や溶液組成などの影響で不均一にメルトバックが進行したためである。また、育成したＧａＮ層の一部領域は異常成長していた。
[Comparative Example 1]
A seed crystal produced by laminating an n-GaN layer having a thickness of 1 μm by an MOCVD method on an n + -GaN substrate having a diameter of 2 inches and using the same manufacturing apparatus and method as in Example 1 is used. Crystals were grown. FIG. 5 shows a CL image of the seed crystal of Comparative Example 1 after completion of crystal growth. As shown in FIG. 5, the n-GaN layer of the seed crystal disappears by meltback and the n + -GaN substrate is exposed, and the interface between the n + -GaN substrate and the grown GaN layer is uneven. I understand that. This is because the meltback of the seed crystal reaches the n + -GaN substrate and the meltback proceeds non-uniformly due to the influence of the temperature distribution in the mixed melt, the solution composition, and the like. Further, a part of the grown GaN layer was abnormally grown.
［比較例２］
種結晶として、直径２インチのｃ面サファイア基板上に、ＭＯＣＶＤ法により１μｍのＡｌＮ層を形成したテンプレート基板を用い、実施例１と同じ製造装置、製造方法でＧａＮ結晶を育成した。ＧａＮは種結晶の表面全面に育成したが、その育成したＧａＮの表面は凹凸が激しく、結晶内部にインクルージョンが多数存在した。また、格子欠陥の密度が高く、クラックが多数入っており、結晶品質が著しく劣っていた。これは、ＡｌＮは表面平坦性が悪く、ＧａＮとの格子定数差が大きいためである。
[Comparative Example 2]
A GaN crystal was grown by the same manufacturing apparatus and manufacturing method as in Example 1 using a template substrate in which a 1 μm AlN layer was formed by MOCVD on a c-plane sapphire substrate having a diameter of 2 inches as a seed crystal. Although GaN was grown on the entire surface of the seed crystal, the surface of the grown GaN was severely uneven, and there were many inclusions inside the crystal. Moreover, the density of lattice defects was high, many cracks were included, and the crystal quality was extremely inferior. This is because AlN has poor surface flatness and a large lattice constant difference from GaN.
本発明に製造されるIII 族窒化物半導体結晶は、III 族窒化物半導体基板の作製に用いることができ、その基板は、III 族窒化物半導体からなる発光素子、電界効果トランジスタなどの半導体素子を製造する際の成長基板として利用することができる。 The group III nitride semiconductor crystal produced in the present invention can be used for the production of a group III nitride semiconductor substrate, and the substrate includes a semiconductor element such as a light-emitting element or a field effect transistor made of a group III nitride semiconductor. It can be used as a growth substrate for manufacturing.
１０：圧力容器
１１：反応容器
１２：坩堝
１３：加熱装置
１４、１６：供給管
１５、１７：排気管
１８、２８：種結晶
２２：回転軸
２３：テーブル
２４：駆動装置
１００：サファイア基板
１０１：ＧａＮ層
１０２：ＡｌＧａＮ層
２００：ｎ+ −ＧａＮ基板
２０１：ｎ−ＧａＮ層
２０２：ＡｌＧａＮ層
10: Pressure vessel 11: Reaction vessel 12: Crucible 13: Heating device 14, 16: Supply tube 15, 17: Exhaust tube 18, 28: Seed crystal 22: Rotating shaft 23: Table 24: Drive device 100: Sapphire substrate 101: GaN layer 102: AlGaN layer 200: n + -GaN substrate 201: n-GaN layer 202: AlGaN layer
Claims (8)
前記種結晶は、ＧａＮ層上に、最表層としてＡｌを含むIII 族窒化物半導体層が積層された構造であり、
前記III 族窒化物半導体結晶の育成前における前記Ａｌを含むIII 族窒化物半導体層表面の二乗平均平方根粗さは、２ｎｍ以下であり、
前記種結晶上に、前記種結晶のメルトバックを５００ｎｍ以下に抑えつつ、前記III 族窒化物半導体結晶を育成させる、
ことを特徴とするIII 族窒化物半導体結晶の製造方法。 In the method for producing a group III nitride semiconductor crystal, a mixed melt containing at least a group III metal and an alkali metal is reacted with a gas containing at least nitrogen to grow a group III nitride semiconductor crystal on a seed crystal.
The seed crystal has a structure in which a group III nitride semiconductor layer containing Al as an outermost layer is laminated on a GaN layer ,
The root-mean-square roughness of the surface of the group III nitride semiconductor layer containing Al before the growth of the group III nitride semiconductor crystal is 2 nm or less,
Growing the Group III nitride semiconductor crystal on the seed crystal while suppressing the meltback of the seed crystal to 500 nm or less.
A method for producing a group III nitride semiconductor crystal, characterized in that:
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