CN102369590A - 氮化物半导体的结晶生长方法和半导体装置的制造方法 - Google Patents

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Abstract

实行如下工序：将至少在上表面具有-r面氮化物半导体结晶的基板配置在反应室内的工序(S1)；将反应室内的基板进行加热，而使基板的温度上升的升温工序(S2)；在基板上使氮化物半导体层生长的生长工序(S3)。在升温工序(S2)中，将氮气源和III族元素气源供给到反应室内。

Description

氮化物半导体的结晶生长方法和半导体装置的制造方法
技术领域
本发明涉及使用有机金属气相沉积法的氮化物半导体的结晶生长方法。另外，本发明还涉及氮化物系半导体装置的制造方法。本发明特别是涉及从紫外到蓝色、绿色、橙色和白色等整个可视区域的波长范围的发光二极管、激光二极管等的GaN系半导体发光元件。这样的发光元件被期待着向显示、照明和光信息处理领域等的应用。
背景技术
具有作为V族元素的氮(N)的氮化物半导体，根据其带隙的大小，有望被视为短波长发光元件的材料。其中，氮化镓系化合物半导体(GaN系半导体)的研究盛行，蓝色发光二级管(LED)、绿色LED和以GaN系半导体为材料的半导体激光器也得到实用化。
氮化镓系半导体具有纤锌矿型晶体结构。图1模式化地表示GaN的单位晶格。AlaGabIncN(0≤a、b、c≤1，a+b+c＝1)半导体的结晶中，图1所示的Ga的一部分能够被置换成Al和/或In。
图2表示的是，为了以四指数表示法(六方晶指数)表示纤锌矿型晶体结构的面而被通常所使用的4个初基平移矢量(Primitive TranslationVector)a1、a2、a3、c。初基平移矢量c在[0001]方向延长，该方向称为“c轴”。与c轴垂直的面(plane)被称为“c面”或“(0001)面”。还有，“c轴”和“c面”也有被分别表述为“C轴”和“C面”的情况。
在纤锌矿型晶体结构中，如图3所示，在c面以外也存在代表性的晶面取向。图3(a)表示(0001)面，图3(b)表示(10-10)面，图3(c)表示(11-20)面，图3(d)表示(11-12)面。在此，在表示密勒指数的括号内的数字的左侧附加的“-”意思是横线(bar)。(0001)面、(10-10)面、(11-20)面和(11-12)面分别是c面、m面、a面和r面。m面和a面是与c轴(初基平移矢量c)平行的“非极性面”，但r面是“半极性面”。
多年来，利用了氮化镓系化合物半导体的发光元件，能够通过“c面生长(c-plane growth)”制作。在本说明书是，所谓“X面生长”意思是，在与六方晶纤锌矿结构的X面(X＝c、m、a、r等)垂直的方向上发生外延生长。在X面生长中，有将X面称为“生长面”的情况。另外，也有将通过X面生长所形成的半导体的层称为“X面半导体层”的情况。
若利用由c面生长所形成的半导体层叠结构制造发光元件，则c面为极性面，因此在与c面垂直的方向(c轴方向)发生强烈的内部极化。发生极化的理由在于，在c面，GaN原子和N原子的位置偏离c轴方向。若这样的极化在发光部发生，则发生载流子的量子限制斯塔克效应。由于该效应，导致发光部内的载流子的发光再结合概率降低，因此发光效率降低。
因此，近年来，在m面和a面等非极性面或r面等半极性面上使氮化镓系化合物半导体生长这项研究活跃。如果能够选择非极性面作为生长面，则在发光部的层厚方向(结晶生长方向)就不会发生极化，因此也不会发生载流子的量子限制斯塔克效应，能够制作潜在意义上高效率的发光元件。生长面选择半极性面时，也能够大幅地减轻量子限制斯塔克效应的影响。
专利文献1公开有一种方法，其通过m生长形成氮化镓化合物半导体层。
先行技术文献
专利文献
专利文献1：特开2008-91488号公报
根据与现有的c面生长相同的生长方法可知，若在-r面GaN基板上使GaN结晶层生长，则由于生长的GaN层的厚度，导致表面形态发生巨大变化。如后面详细说明的，GaN层的厚度为5μm以下时，在GaN层的表面形成条纹状形态和凹坑，在表面产生数μm左右的很大的段差。若这样的段差存在于GaN层的表面，则在其上均匀地形成薄的发光层(代表性的厚度：3nm左右)就困难。另外，在这样的具有凹凸的面上形成电极而制作发光元件时，半导体层的形成不充分，因此存在pn接合短路的情况。
出于这些理由，为了通过-r面生长而实现发光元件，就需要将GaN层形成得很厚，以使表面不会产生段差。具体来说，需要使GaN层的厚度为5.0μm以上，更优选为7.5μm以上。根据如此生长得厚的GaN层，虽然能够确保表面的平坦性，但是制造的生产能力降低，因此对于量产化来说成为很大的障碍。
发明内容
本发明为了解决上述的课题而做，其目的在于，提供一种新的氮化物半导体层的形成方法，即使没有使GaN层生长得很厚，也能够确保GaN层的表面平坦性。
另外，本发明的另一目的在于，提供一种半导体装置的制造方法，其包括通过该氮化物半导体层的形成方法而形成氮化物半导体层的工序。
本发明的第一氮化物半导体层的形成方法，是通过有机金属气相沉积法使氮化物半导体层生长的氮化物半导体层的形成方法，其中，包括：将至少在上表面具有表面为-r面的氮化物半导体结晶的基板配置在反应室内的工序(S1)；将所述反应室内的所述基板加热，而使所述基板的温度上升的升温工序(S2)；所述升温工序(S2)之后在所述基板上使氮化物半导体层生长的生长工序(S3)，并且，所述升温工序(S2)包括将氮气源和III族元素气源供给到所述反应室内的工序。
在有的实施方式中，所述升温工序(S2)包括：在升温中将氮化物半导体所构成的连续的初始生长层在所述基板上形成的工序。
在有的实施方式中，在所述升温工序(S2)和所述生长工序(S3)之间，所述氮化物半导体结晶的表面维持平滑。
在有的实施方式中，在根据所述氮气源的供给率对所述III族元素气源的供给率之比率来定义V/III比时，使在所述升温工序(S2)中的V/III比、比在所述生长工序(S3)中的V/III比大。
在有的实施方式中，将所述升温工序(S2)的V/III比设定为4000以上。
在有的实施方式中，在所述升温工序(S2)中供给到所述反应室的所述III族元素气源的供给率，按照比在所述生长工序(S3)中供给到所述反应室的所述III族元素气源的供给率小的方式设定。
在有的实施方式中，所述氮气源是氨气。
在有的实施方式中，所述III族元素气源是Ga气源。
在有的实施方式中，所述升温工序(S2)包括如下工序：使所述基板的温度从比850℃低的温度，上升到850℃以上的温度。
在有的实施方式中，所述III族元素气源向所述反应室的供给，在所述基板的温度达到850℃之前开始。
在有的实施方式中，在所述升温工序(S2)的升温的途中，使所述氮气源和III族元素气源向所述反应室的供给开始。
在有的实施方式中，所述升温工序(S2)是使温度从热清洗时的温度至n型氮化物半导体层的生长温度为止上升的工序。
在有的实施方式中，所述升温工序(S2)是使温度从InGaN活性层的生长温度至p-GaN层的生长温度为止上升的工序。
在有的实施方式中，所述升温工序(S2)包括：使温度从热清洗时的温度至n型氮化物半导体层的生长温度为止上升的工序；和使温度从InGaN活性层的生长温度至p-GaN层的生长温度为止上升的工序。
在有的实施方式中，所述生长工序(S3)中，在所述基板的温度保持在990℃以上的状态下使所述氮化物半导体层生长。
在有的实施方式中，所述生长工序(S3)中，使所述氮化物半导体层按5μm以下的厚度生长。
本发明的半导体装置的制造方法，包括：将至少在上表面具有表面为-r面的氮化物半导体结晶的基板加以准备的工序；在所述基板上形成半导体层叠结构的工序，其中，所述形成半导体层叠结构的工序包括：根据本发明的第一的氮化物半导体层的形成方法来形成氮化物半导体层的工序。
在有的实施方式中，还包括将所述基板的至少一部分除去的工序。
本发明的外延基板的制造方法，包括：将至少在上表面具有表面为-r面的氮化物半导体结晶的基板加以准备的工序；根据本发明的第一的氮化物半导体层的形成方法将氮化物半导体层在所述基板上形成的工序。
本发明的第二的氮化物半导体层的形成方法，是通过有机金属气相沉积法使氮化物半导体层生长的氮化物半导体层的形成方法，其中，包括：将至少在上表面具有氮化物半导体结晶、且所述上表面的法线和-r面的法线所形成的角度为1°以上5°以下的基板，在反应室内进行配置的工序(S1)；将所述反应室内的所述基板加热，而使所述基板的温度上升的升温工序(S2)；所述升温工序(S2)之后在所述基板上使氮化物半导体层生长的生长工序(S3)，并且，所述升温工序(S2)包括将氮气源和III族元素气源供给到所述反应室内的工序。
在有的实施方式中，所述基板向[10-12]方向或a轴方向倾斜。
根据本发明，即使生长的氮化物半导体层的厚度为400nm以下，也能够形成具有平滑的表面的-r面氮化物半导体层，因此可以大幅缩短其生长时间，可以提高结晶生长工序的生产能力。使用从-r面按1°以上的角度倾斜的面作为主面的GaN基板时，也会起到同样的效果。
附图说明
图1是模式化地表示GaN的单位晶格的立体图。
图2是表示纤锌矿型晶体结构的初基平移矢量a1、a2、a3、c的立体图。
图3(a)～(d)是表示立方晶纤锌矿结构的代表性的晶面取向的模式图。
图4是表示MOVCD装置的反应室的结构例的图。
图5是表示现有的处理过程的图。
图6(a)和(b)分别是表示以现有方法制作的厚400nm的+r面GaN层和-r面GaN层的表面的光学显微镜照片(生长温度1090℃)。
图7是表示以现有方法制作的厚400nm的-r面GaN层的表面的另一光学显微镜照片(生长温度990℃)。
图8是表示以现有方法制作的厚400nm的+c面GaN层的表面的光学显微镜照片。
图9是模式化地表示+c面GaN层的表面原子排列的图。
图10A是模式化地表示+r面GaN层的表面原子排列的图。
图10B是模式化地表示-r面GaN层的表面原子排列的图。
图11是表示本发明的氮化物半导体层的形成方法的流程图。
图12是表示本发明的处理过程的图。
图13是表示本发明的另一处理过程的图。
图14是表示根据本发明的氮化物半导体层的形成方法得到的氮化物半导体层的剖面图。
图15是表示根据本发明的氮化物半导体层的形成方法得到的另一氮化物半导体层的剖面图。
图16是实施例1的GaN层表面的光学显微镜照片。
图17是实施例2的GaN层表面的光学显微镜照片
图18是表示在实施例3的-r面GaN基板上制作的发光元件的构造的剖面图。
图19是在实施例3的-r面GaN基板上制作的发光元件的表面的光学显微镜照片。
图20是表示实施例5的发光元件的构造的剖面图。
图21是表示作为裁切基板的GaN基板110，和形成于GaN基板110之上的氮化物半导体层120、130的剖面图。
图22是表示作为裁切基板的GaN基板110，和形成于GaN基板110之上的氮化物半导体层130的剖面图。
图23(a)是模式化地表示GaN基板的晶体结构(纤锌矿型晶体结构)的图，(b)是表示-r面的法线、[10-12]方向和a轴的方向的相互关系的立体图。
图24(a)和(b)分别是表示GaN基板的主面和-r面的关系的剖面图。
图25(a)和(b)是模式化地表示GaN基板8的主面及其邻近区域的剖面图。
具体实施方式
在说明本发明之前，先说明根据现有的有机金属气相沉积法(MOVCD)、在-r面GaN基板上进行GaN层的结晶生长时的问题点。
首先，准备+c面、+r面和-r面的各种GaN基板，在硫酸和过氧化氢的混合液中进行10分钟的清洗。其后，用缓冲氢氟酸进行10分钟表面处理，再进行10分钟水洗。
在此，所谓+r面，意思是(-1012)面、(0-112)面、(1-102)面、(10-12)面、(01-12)面、(-1102)面，所谓-r面，意思是(-101-2)面、(0-11-2)面、(1-10-2)面、(10-1-2)面、(01-1-2)面、(-110-2)面。
其欠，在图4所示的MOVCD装置的反应室1中进行GaN层的生长。在图4的反应室1的内部，设置有支承GaN基板2的石英托盘3、和使石英托盘3得以乘放的碳衬托器(carbon susceptor)4。在碳衬托器4的内部***有未图示的热电偶，实测碳衬托器4的温度。碳衬托器4由未图示的线圈通过RF感应加热方式被加热。基板2借助来自碳衬托器4的热传导被加热。还有，在本说明书的中“基板温度”是由热电偶测量的温度。该温度是基板2所对应的直接的热源的碳衬托器4的温度。由热电偶测量的温度，被认为与基板2的温度大致相等。
就图4所示的反应室1而言，其与气体供给装置5连结，且从气体供给装置5将各种气体(气源、载气、掺杂剂气体)供给到反应室1的内部。另外，在反应室1上连结有气体排放装置6，由气体排放装置6进行反应室1的排气。
将实施了上述清洗的GaN基板2搬入反应室1的内部，搭载在石英托盘3上之后，向反应室1供给氨、氢、氮，在这些混合气体气氛中，对GaN基板2进行10分钟的热清洗。热清洗以750℃的基板温度进行。热清洗之后，在氨、氢、氮的混合气体气氛中，使基板温度上升至1090℃。基板温度到达1090℃后，在氨、氢、氮、三甲基镓的生长气氛中，进行GaN层的结晶生长。根据氮气源的供给率对III族元素气源的供给率的比率来定义V/III比。GaN层生长中的V/III比设定在2300左右。
图5是表示上述的处理过程的图，图中的横轴是时间，纵轴是基板温度。从时刻t1至时刻t2的期间是升温工序，从时刻t2至时刻t3的期间是生长工序。
图6(a)和(b)分别表示在+r面GaN基板上和-r面GaN基板上以1090℃生长的GaN层(厚400nm)的表面光学显微镜照片。另外，图7表示在-r面GaN基板上以990℃生长的GaN层(厚400nm)的表面光学显微镜照片。
在图6(a)的+r面GaN层表面未观察到显著的凹凸，但在图6(b)和图7的-r面GaN层表面，观察到条纹状的形态。
图8是+c面GaN(厚：400nm)的表面的光学显微镜照片。如图8表明的，在+c面，没有在-r面产生的问题，而是形成平滑的GaN层。
如上，在经过-r面GaN基板上的GaN结晶生长而观察到条纹状形态的状态下，在GaN表面发生大的段差，因此难以形成一般所使用的3nm左右的薄膜的发光层，除此之外，在发光元件的制作时，还有电极短路的情况，有发光元件的制作极其困难这样的课题。
本发明者详细的研究的结果认为，在以往的+c面GaN中不认为是问题的GaN层表面的粗糙，在-r面GaN中热清洗等的热处理中发生，这引起了条纹状的表面形态异常。如此在-r面GaN层的表面，由于条纹状的异常的表面形态导致发生大的段差，这是在以往的c面生长中未得到认识的现象，另外在+r面生长中也是没有发生过的现象。
本发明者根据以下所示的实验，认为GaN层的表面形态产生异常的原因在于，GaN层生长前的衬底表面(-r面GaN基板表面)的粗糙，从而完成了本发明。
<基于热的表面粗糙的实验>
首先，准备+r面GaN基板和-r面GaN基板，对于这些基板，在硫酸和过氧化氢的混合液中进行10分钟的清洗。其次，用缓冲氢氟酸进行10分钟表面处理，再进行10分钟水洗。之后，将这些GaN基板搬入MOCVD装置的反应室内，在氨(氮气源)、氢、氮的混合气体气氛中，以750℃的基板温度，进行10分钟的热清洗。
接着，将氨、氢、三甲基镓(III族元素气源)供给到反应室内，将基板温度保持在750℃的状态下，使厚400nm的GaN层在基板上生长。基板温度为750℃，比通常的生长工序中的温度(例如1000℃)低，因此哪个基板上所生长的GaN层都没有观察到表面粗糙。
接下来，使基板温度从750℃至850℃、925℃、990℃、1090℃各设定温度为止升温。从750℃向各个温度的升温中，使气氛中存在氨、氢、氮。
在+r面GaN基板上生长的GaN层，从750℃至1090℃的全部试样中，在GaN层表面未观察到显著的凹凸。但是，在-r面GaN层中可知，从850℃就在GaN层表面观察到凹凸，在850℃以上的温度(例如990℃)在GaN层表面凹凸显著地产生开始。GaN层表面的凹凸被认为是由于作为衬底的-r面GaN基板的表面粗糙而发生的。
由此认为，-r面GaN基板的表面比+r面GaN基板的表面更为热不稳定化。按道理，升华温度由材料决定，但是GaN这样的材料，由于-r面和+r面的面取向不同，可知热稳定性不同。
在+r面表面和-r面表面之间的热稳定性的不同，被认为引起了表面的原子排列的不同。以下，一边参照图9、图10A、图10B，一边说明这一点。图9是模式化地表示+c面GaN结晶的结构的立体图，图10A是模式化地表示+r面GaN结晶的结构的立体图，图10B是模式化地表示-r面GaN结晶的结构的立体图。
如图9所示，+c面GaN结晶的表面以镓原子为终端。最表面的镓原子在上方具有1个结合键，在下方具有3个结合键。向下方伸长的3个结合键与氮原子结合，因此形成稳定的面。例如，表面的镓原子即使有一个脱离，处于其下的氮元素仍由3个结合键固定，因此针对原子的脱离而言，能够认为其是稳定的。
在图10A的+r面GaN表面，结晶表面以镓原子为终端，相对于此，在-r面GaN表面，结晶表面以氮原子为终端。在氮化镓的反应场中，氮原子的蒸气压高。因此，氮原子与比较稳定存在的镓原子的结合弱，在氮化镓化合物内容易发生氮原子的原子空穴。若根据这样的事实进行考察，则因为+r面的最表面以镓原子为终端，所以即使在高温下仍比较稳定，相对于此，因为-r面的最表面以氮原子为终端，所以相对于温度的稳定性低。其结果是，在-r面而氮原子从最表面脱离，且容易以其为起点而在最表面形成凹凸构造。若这样的凹凸存在于衬底(-r面GaN基板)，则认为外延结晶生长无法均匀地生长，生长层的表面产生凹凸。
历来，作为抑制GaN基板的表面粗糙的方法，能够进行的是在使基板温度上升的过程中，向GaN基板的表面供给氨气。其目的在于，随着温度上升，N原子从GaN结晶脱离，因此通过向基板表面供给N原子气源(氨)，从而防止N原子从GaN结晶表面脱落。专利文献1公开，对于m面GaN基板也进行同样的处理。
然而，来自本发明者详细的研究结果表明，即使在升温工序中供给氨，认为也不能充分地抑制-r面GaN基板的表面粗糙。
在此，由-r面生长而产生的条纹状的表面形态，其原因被认为是在以往的+c面GaN中不构成问题的、在升温时的GaN基板的表面粗糙。
本发明者对于抑制在升温工序中产生的这种-r面GaN层的表面粗糙的方法进行了锐意研究，其结果发现，在升温工序中，如果不仅向反应室内供给氮气氛(V族元素气源)，而且供给III族元素气源，则能够抑制-r面GaN层的表面粗糙。
以下，参照图11到图13，说明本发明的氮化物半导体层的形成方法。
首先，参照图11。在本发明中，如图11所示，实行如下工序：将至少在上表面具有表面为-r面的氮化物半导体结晶的基板配置在MOCVD装置的反应室内的工序(S1)；将反应室内的基板加热，而使基板的温度上升的升温工序(S2)；在基板上使氮化物半导体层生长的生长工序(S3)。
就至少在上表面具有表面为-r面的氮化物半导体结晶的基板而言，代表性的有-r面GaN基板。但是，这样的基板并不限定为-r面GaN基板，也可以是在表面设有-r面GaN层的SiC基板、在表面设有-r面GaN层的蓝宝石基板。另外，基板表面的-r面氮化物半导体结晶并非限定为GaN结晶，只要是AlxGayN层(0≤x≤1，0≤y≤1，x+y＝1)结晶即可，也不必非要是单层构造。
在本发明中最赋特征的点在于，升温工序(S2)包括将氮气源(V族元素气源)和III族元素气源供给到反应室内的工序。在现有的升温工序中，作为容易从GaN结晶脱落的N原子的气源而供给氨，但不供给III族元素气源。这是由于考虑到，作为III族元素的Ga的原子与V族元素的N原子相比，难以从GaN结晶表面脱落，不需要在升温工序中防止Ga原子的升华。另外还由于，若在升温工序中将III族元素气源与氮气源(氨)一起供给，则在达到本来的生长温度(代表性的为1000℃以上)前，在低温下III-V族化合物层(GaN层)就开始生长，因此可预见到GaN层的结晶性劣化。如从所周知的，若生长温度变低，则GaN层的结晶性劣化，因此通常将基板温度设定在1000℃以上，达到设定温度之后再开始结晶生长。
但是，在-r面生长时，本发明者试着在升温工序中将III族元素气源(Ga气源)与氮气源(氨)一起供给，则意外地还发现，即使形成薄的GaN层(厚度：例如400nm)，其表面形态也显著改善。另外，所得到的GaN层的结晶品质也没有特别降低。这被认为是由于，在升温工序中衬底(-r面GaN基板)的粗糙得到抑制。
基于实验可知，对应升温工序(S2)的气体供给条件而存在如下情况：升温中由氮化物半导体构成的连续的初始生长层被形成于基板上的情况；GaN层的生长没有发生，但是-r面氮化物半导体结晶的表面被维持得平滑的情况。任何情况下，最终得到的GaN层的表面都是平滑的。
本发明中使用的氮气源是具有代表性的氨。另外，III族元素气源是三甲基镓(TMG)、三乙基镓(TEG)、三甲基铟(TMI)、三甲基铝(TMA)等有机金属气体。有机金属气体优选以氮气或氢气作为载气而加以混合的状态被供给到反应室。还有，在反应室中，除了这些气源以外，也可以另行供给氮气和氢气。另外，也可以适宜含有掺杂剂气体。
升温工序(S2)中优选的气体供给条件为，根据在不供给III族元素气源时升温中能够产生的表面粗糙的程度(凹凸段差)来决定。如果凹凸段差为H[nm](例如H±10nm)，则优选例如以能够使厚度H[nm]左右的GaN层生长的条件，决定气源的供给率。
出于使结晶生长速度稳定化、半导体装置以高成品率形成这一理由，优选氮气源的供给率，在升温工序(S2)和生长工序(S3)之间大体维持固定。另外，因为优选在达到本来的生长温度之前，在升温工序(S2)中生长的结晶层不太厚，所以优选在升温工序(S2)中，使III族元素气源的供给率比生长工序(S3)相对地小。作为其结果，优选在升温工序(S2)中的V/III比，比在生长工序(S3)中的V/III比设定得大。升温工序(S2)中的V/III比例如设定在4000以上。
图12是表示本发明的处理过程的图，图中的横轴是时间，纵轴是基板温度。从时刻t1至时刻t2的期间是升温工序(S2)，从时刻t2至时刻t3的期间是生长工序(S3)。与图5比较可知，在升温中供给气源(N和Ga的气源)这一点上，存在本发明的特征点。
从时刻t1至时刻t2的长度，例如为3分钟到10分钟左右。从该时刻t1至时刻t2的期间，通常不必持续供给气源。重要的一点在于，反应室的气氛中含有氮气源和III族气源。因此，在升温工序(S2)中，即便气源的供给周期性地或暂时性地中断，只要反应室的气氛中存在充分量的气源即可。
升温工序(S2)的基板温度的上升率(升温速度)，例如能够设定在20℃/分至80℃/分的范围。升温速度不必固定，在升温工序中，基板温度可以暂时性地保持为固定值，也可以暂时性地降低。
还有，升温工序(S2)并不限定为，使基板温度从热清洗时的温度(600℃～900℃左右)至氮化物半导体层生长温度(850℃～1100℃左右)为止上升的工序。也可以是使基板温度从InGaN层的生长温度(650℃～850℃左右)至p-GaN层的生长温度(950℃～1100℃左右)为止上升的工序。图13是表示，在使基板温度从InGaN层的生温度(650℃～850℃左右)至p-GaN层的生长温度(950℃～1100℃左右)为止上升的工序中供给气源的示例的图。在图13的例子中，从时刻t4至时刻t5的期间是升温工序(S2)，从时刻t5至时刻t6的期间是生长工序(S3)。为了在InGaN层生长前使衬底(-r面GaN基板)表面平滑，优选在时刻t4之前，实行图12所示的各工序。
如前述，在升温工序(S2)中，若基板温度处于950℃以上，则Ga原子和N原子从-r面GaN表面剧烈地升华，因此容易在表面发生凹凸。但是，根据本发明，通过将III族元素气源与氮气源(氨)一起供给，不仅能够抑制N原子从-r面GaN表面升华，也能够抑制Ga原子的升华。
升温工序(S2)的III族气源的供给率，以使升温中由于Ga原子的升华而在GaN层表面所形成的凹部得以弥补的方式设定。例如，在从750℃升温至1000℃左右时，在以往的条件下，在-r面GaN层的表面形成有160nm左右的凹部时，供给Ga气源而使厚160nm左右以上的GaN层在升温工序中生长。
图14是表示由本发明的氮化物半导体层的形成方法形成的氮化物半导体层的剖面图。在图14的例子中表示的是，在以-r面为表面的GaN基板11上使氮化物半导体层12和氮化物半导体层13层叠的构造。氮化物半导体层12通过升温工序(S2)形成，氮化物半导体层13通过生长工序(S3)形成。氮化物半导体层13不必非要是GaN的单层膜，可以是含有AlGaN层、InGaN层等的混晶的多层膜，也可以是含有的p-GaN层，n-GaN层等的多层膜。
图15是表示由本发明的氮化物半导体层的形成方法形成的氮化物半导体层的另一剖面图。在图15的例子中表示的是，在以-r面为表面的GaN基板11上使氮化物半导体层13生长后的构造。虽然不能确认到由升温工序(S2)形成的氮化物半导体层的存在，但是氮化物半导体层13的表面具有平滑的表面形态，可知在升温工序(S2)中，-r面GaN基板11的表面被维持得平滑。
本发明的升温工序(S2)，优选为使温度从比850℃低的温度变化至比850℃高的温度的工序。根据前述的实验，使基板温度上升至比850℃高的温度时，-r面GaN层表面发生粗糙。因此，在升温工序(S2)中，基板温度上升至850℃以上时，重要的是将氮气源和III族气源供给到生长面。由此，在氮化物半导体层的生长工序(S3)之跟前，能够得到平滑的-r面GaN表面。因此，升温工序(S2)中的气源的供给，优选在基板温度达到850℃之前开始。
还有，氮化物半导体层的生长工序(S3)，优选将基板温度设定在990℃以上来进行。这是由于，进行这样高温下的生长时，本发明的效果显著。
(实施例1)
将-r面GaN基板配置在MOCVD装置内，在氨、氢、氮的混合气体气氛中，进行750℃、10分钟的热处理。
接着，在氨、氢、氮、三甲基镓的气氛中，使基板温度从750℃上升至1090℃。升温中的V族原料和III族原料的供给比(V/III比)为4600左右。升温中进行结晶生长的GaN层的厚度，计算上为150nm左右。
基板温度到达1090℃后，使三甲基镓的供给停止，在氨、氢、氮的混合气体气氛中降温。
图16是上述升温中进行了结晶生长的GaN层表面的光学显微镜照片。未观测到条纹状的异常的表面形态。通过激光显微镜测量该试料的表面粗糙度时，均方根粗糙度RMS为10nm。在现有例中，表面的均方根粗糙度RMS为71nm，可知根据本发明，GaN层的表面形态得到大幅度改善。
(实施例2)
将-r面GaN基板配置在MOCVD装置内，在氨、氢、氮的混合气体气氛中，在750℃基板温度下进行10分钟的热处理。接着，在氨、氢、氮、三甲基镓的气氛中，使基板温度从750℃上升至1090℃。升温中的V族原料和III族原料的供给比(V/III比)为4600左右。升温中进行结晶生长的GaN层的厚度，计算上为150nm左右。
基板温度到达1090℃后，使三甲基镓的供给率增加，在氨、氢、氮、三甲基镓的混合气体气氛中，进行厚400nm的GaN层的结晶生长。GaN层结晶生长时的V/III比为2300左右。GaN层生长后，使三甲基镓的供给停止，在氨、氢、氮的混合气体气氛中降温。
图17是上述GaN层表面的光学显微镜照片。若与现有例比较，则未观测到条纹状的异常的表面形态。通过激光显微镜测量该试料的表面粗糙度时，均方根粗糙度RMS为7nm。在现有例中，表面的均方根粗糙度RMS为50nm，可知根据本发明，GaN层的表面形态得到大幅度改善。
(实施例3)
一边参照图18，一边说明使用本发明的方法在-r面GaN基板上制作的发光元件的例子。
首先，将-r面GaN基板21配置在MOCVD装置内，在氨、氢、氮的混合气体气氛中，在750℃基板温度下进行10分钟的热处理。其次，在氨、氢、氮、三甲基镓、硅烷的气氛中，使基板温度从750℃上升至1090℃。升温中的V族原料和III族原料的供给比(V/III比)为4600左右。升温中进行结晶生长的n型GaN层22的厚度，计算上为150nm左右。
基板温度到达1090℃后，使三甲基镓的供给率增加，在氨、氢、氮、三甲基镓、硅烷的混合气体气氛中，进行厚2.5μm的n型GaN层23的结晶生长。GaN层结晶生长时的V/III比为2300左右。接着，使生长温度降温至780℃，形成由InGaN活性层9nm、GaN阻挡层15nm构成的发光层24。降温时III族原料的供给。In原料使用三甲基铟。
接着，在氨、氢、氮、三甲基镓的气氛中使生长温度升至995℃。升温中进行结晶生长的本征GaN层25的膜厚，计算上为120nm左右。此外，还进行了如下结晶生长：第一p-GaN层26结晶生长5nm，p-AlGaN层27结晶生长20nm，第二p-GaN层28结晶生长500nm。p型的杂质使用Mg。p-AlGaN层27的Al组成为15％左右。接着，通过使用了氯气的干蚀刻，使n型GaN层23的一部分露出后，在n型GaN层23露出的地方形成n型电极30，在p-GaN层28的上部形成p型电极29，由此制作成发光元件。
还有，在本实施例中，虽然在升温中进行了本征GaN层25的结晶生长，但也可以在升温后实施。即，也可以从发光层24的生长温度进行升温时不供给镓气源、而在升温后供给镓气源来进行本征GaN层25的结晶生长。但是，更优选在升温中形成本征GaN层25的方法。因为这能够抑制升温中在发光层24的结晶表面发生粗糙。
另外，也可以不形成本征GaN层25，而在发光层24之上直接形成第一p-GaN层26。这时，可以从发光层24的生长温度进行升温时形成第一p-GaN层26，也可以在升温后形成第一p-GaN层26。
图19是在表示p-GaN层28的表面的光学显微镜照片。在-r面GaN基板生长的氮化物半导体层(多层)的合计厚度为3.2μm。通过现有的制造方法形成如此薄的层叠结构时，会观测到条纹状的异常的表面形态，但根据本发明，能够实现良好的表面形态。
(实施例4)
以下，通过与实施例3同样的方法制造发光元件，说明测量其I-V特性的结果。本实施例的发光元件，通过与实施例3同样的方法制作。即，在本实施方式的制造方法中，在形成n型GaN层23之前的升温工序、和在形成发光层24之后使第一p-GaN层26形成之前的升温工序中，进行Ga的气源的供给。在本实施例中，作为n型电极30，使用由Ti/Al层叠而成的电极；作为p型电极29，使用由Pd/Pt层叠而成的电极。
若评价如此制造的发光元件的I-V特性，则可知95％的发光元件显示出良好的I-V特性，能够实现高成品率。
(实施例5)
以下，通过与实施例3不同的方法制造发光元件，说明测量其I-V特性的结果。在本实施例中，在形成n型GaN层23之前的升温工序，不进行Ga的气源的供给，在形成发光层24之后使第一p-GaN层26形成之前的升温工序中，进行Ga的气源的供给。
图20是表示实施例5的发光元件的构造的剖面图。在本实施例的制造方法中，首先，将-r面GaN基板21配置在MOCVD装置内，在氨、氢、氮的混合气体气氛中，进行在750℃基板温度10分钟的热处理。其次，在氨、氢、氮的气氛中，使基板温度从750℃上升至1090℃。
基板温度到达1090℃后，开始向MOCVD装置内供给三甲基镓和硅烷，在氨、氢、氮、三甲基镓、硅烷的混合气体气氛中，进行厚2.5μm的n型GaN层23的结晶生长。GaN层结晶生长时的V/III比为2300左右。接着，使生长温度降温至780℃，形成由InGaN活性层9nm、GaN阻挡层15nm构成的发光层24。降温时III族原料的供给停止。In原料使用三甲基铟。
接着，在氨、氢、氮、三甲基镓的气氛中使生长温度升至995℃。升温中进行结晶生长的本征GaN层25的膜厚，计算上为120nm左右。第一p-GaN层26结晶生长了5nm，p-AlGaN层27结晶生长了20nm，第二p-GaN层28结晶生长了500nm。p型的杂质使用Mg。p-AlGaN层27的Al组成为15％左右。接着，通过使用了氯气的干蚀刻，使n型GaN层23的一部分露出后，在n型GaN层23露出的地方形成由Pd/PtTi/Al构成的n型电极30，在p-GaN层28的上部形成由Pd/Pt构成的p型电极29。
若评价如此制造的发光元件的I-V特性，则只有50％的发光元件元素显示出良好的I-V特性。
若比较实施例4和实施例5，则实施例4的一方能够得到比实施例5高的成品率。由该结果可知，在本发明中，通过在形成n型GaN层23之前的升温工序(即，形成n型GaN层22的工序)中供给Ga气源，从而能够得到更高的成品率。
根据本发明，能够恰当地制造如上述具有氮化物半导体层的层叠结构的半导体装置，但本发明不仅可以制造最终的半导体装置，而且可以用于在表面具有高品质的外延层的基板(外延基板)的制造。即，如果实行如下工序：将至少在上表面具有表面为-r面的氮化物半导体结晶的基板加以准备的工序；通过上述的氮化物半导体层的形成方法将氮化物半导体层形成于基板上的工序，则可以制造具有图14或图15所示的结构的外延基板。
还有，现实的-r面不需要是相对于-r面完全平行的面，也可以从-r面以稍微的角度(0～±1°)倾斜。存在有意识地使基板和半导体的表面
(主面)从-r面按1°以上的角度倾斜的情况。在以下说明的实施例中，无论是GaN基板，还是形成于其上的氮化物半导体层，均有意识地使其表面(主面)从-r面按1°以上的角度倾斜。
(实施例6)
在本实施例中，使用从-r面按1°以上的角度倾斜的面作为主面的GaN基板(偏晶向基板(オフ基板))，替代-r面GaN基板。图21或图22所示的GaN基板110，替换图14、图15的GaN基板11，使用其表面从-r面按1°以上的角度倾斜的GaN基板。这样的GaN基板110，一般被称为“偏晶向基板”。偏晶向基板以如下方式制作：单晶锭上切下基板，且经由研磨基板的表面的工序，有意识地将从-r面以特定取向倾斜的面作为主面。
在该GaN基板110上，形成氮化物半导体层120、氮化物半导体层130。图21或图22所示的半导体层120、130，主面从-r面按1°以上的角度倾斜。这是由于，若在倾斜的基板的主面上层叠各种半导体层，则这些半导体层的表面(主面)也从-r面倾斜。
接着，一边参照图23，一边对于本实施例的GaN基板的倾斜说明详情。
图23(a)是模式化地表示GaN基板的晶体结构(纤锌矿型晶体结构)的图，表示使图2的晶体结构方向旋转了90°的构造。在GaN结晶的c面，存在+c面和-c面。+c面是Ga原子在表面显现的(0001)面，称为“Ga面”。另一方面，-c面是N(氮)原子在表面显现的(000-1)面，称为“N面”。+c面和-c面处于平行的关系，与-r面相交的角度均为43.2°。因为c面具有极性，如此一来，能够将c面分成+c面和-c面，但将作为非极性面的a面区分为+a面和-a面则没有意义。
图23(a)所示的+c轴方向，是从-c面向+c面垂直延伸的方向。另一方面，a轴方向对应图2的单位矢量a2，朝向与-r面平行的[-12-10]方向。图23(b)是表示-r面的法线、[10-12]方向和a轴方向的相互关系的立体图。-r面的法线与[10-12]方向平行，如图23(b)所示，[10-12]方向和a轴方向双方垂直。
GaN基板的主面从-r面以1°以上的角度倾斜，意思是该GaN基板的主面的法线，从-r面的法线以1°以上的角度倾斜。
接着，参照图24。图24(a)和(b)分别是表示GaN基板的主面和-r面的关系的剖面图。该图是与-r面和c面的两方垂直的剖面图。在图24中，示出表示[10-12]方向的箭头。如图23所示，-r面相对于[10-12]方向平行。因此，-r面的法线矢量相对于[10-12]方向垂直。
在图24(a)和(b)所示的例子中，GaN基板的主面的法线矢量从-r面的法线矢量向[10-12]方向倾斜。如果更详细地阐述，则在图24(a)的例子中，主面的法线矢量沿着[10-12]方向向+c面的一侧倾斜，但在图24(b)的例子中，主面的法线矢量沿着[10-12]方向向-c面的一侧倾斜。在本说明书中，前者的情况下主面的法线矢量对-r面的法线矢量的倾斜角度(倾斜角度θ)取为正值，后述的情况下倾斜角度θ取为负值。任意一种情况下，都称为“主面向[10-12]方向倾斜”。
在本实施方式中，是倾斜角度处于1°以上、5°以下的范围的情况，和倾斜角度处于-5°以上、-1°以下的范围，因此能够与倾斜角度比0°大、低于±1°的情况同样地起到本发明的效果。以下，一边参照图25，一边说明其理由。图25(a)和(b)分别是对应图24(a)和(b)的剖面图，示出从-r面向c轴方向倾斜的GaN基板8的主面的邻近区域。倾斜角度θ为5°以下时，如图25(a)和(b)所示，在GaN基板8的主面上形成有多个梯级。各梯级具有单原子层量的高度
Figure BPA00001444915500181
以大致等间隔(
Figure BPA00001444915500182
以上)平行排列。通过这样的梯级的排列，GaN基板8的主面整体上从-r面倾斜，但微观上认为有大量的-r面区域露出。主面从-r面倾斜的GaN基板8的表面之所以成为这样的构造，是由于-r面原本作为晶面就非常稳定。
若在这样的GaN基板8之上形成GaN系化合物半导体层，则在GaN系化合物半导体层的主面也呈现出与GaN基板8的主面同样的形状。即，在GaN系化合物半导体层的主面形成有多个梯级，GaN系化合物半导体层的主面整体上从-r面倾斜。
同样的现象，被认为即使主面的法线矢量的倾斜方向朝向+c面和-c面以外的面取向仍会发生。主面的法线矢量例如向a轴方向倾斜，如果倾斜角度处于1°以上、5°以下的范围，则认为也同样。
还有，若倾斜角度θ的值比-5°小，则由于压电电场的效果变大，导致内部量子效率降低。因此，如果压电电场显著发生，则通过-r面生长实现半导体发光元件的意义变小。另外，若倾斜角度θ的值比5°大，则梯级间隔狭窄，无法获得优质的结晶生长。因此在本发明中，将倾斜角度θ的绝对值限制在5°以下。但是，即使将倾斜角度θ设定在例如5°时，由于制造偏差，现实的倾斜角度θ也有人从5°偏离±1°左右的可能性。完全排除这样的制造偏差很困难，另外，这种程度的微小的角度偏移也不妨碍本发明的效果。
产业上的可利用性
本发明在以-r面为表面的GaN基板上的结晶生长中，能够抑制成为课题的条纹状的异常生长，大幅改善表面形态。在本发明中，因为能够使400nm左右的薄GaN层按均匀的厚度生长，所以不需要厚膜GaN。这大幅改善了发光器件结晶生长时的生产能力。
符号说明
8  半导体层
11 -r面GaN基板
12 升温中生长的氮化物半导体层
13 氮化物半导体层
21 -r面GaN基板
22 升温中生长的n型GaN层
23 n型GaN层
24 InGaN发光层
25 升温中生长的本征GaN层
26 第一p-GaN层
27 p-AlGaN层
28 第二p-GaN层
29 p型电极
30 n型电极
权利要求书(按照条约第19条的修改)
1.一种氮化物半导体层的形成方法，是通过有机金属气相沉积法使氮化物半导体层生长的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，包括：
将至少在上表面具有表面为-r面的氮化物半导体结晶的基板配置在反应室内的工序(S1)；
将所述反应室内的所述基板进行加热，而使所述基板的温度上升的升温工序(S2)；
所述升温工序(S2)之后在所述基板上使氮化物半导体层生长的生长工序(S3)，
并且，所述升温工序(S2)包括将氮气源和III族元素气源供给到所述反应室内的工序。
2.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述升温工序(S2)包括；在升温中将氮化物半导体所构成的连续的初始生长层在所述基板上形成的工序。
3.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
在所述升温工序(S2)和所述生长工序(S3)之间，所述氮化物半导体结晶的表面维持平滑。
4.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
在根据所述氮气源的供给率对所述III族元素气源的供给率之比率来定义V/III比时，使在所述升温工序(S2)中的V/III比、比在所述生长工序(S3)中的V/III比大。
5.(删除)
6.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
在所述升温工序(S2)中供给到所述反应室的所述III族元素气源的供给率，按照比在所述生长工序(S3)中供给到所述反应室的所述III族元素气源的供给率小的方式设定。
7.(删除)
8.(删除)
9.(删除)
10.(修改后)根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述氮气源和所述III族元素气源向所述反应室的供给，在所述基板的温度达到850℃之前开始。
11.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
在所述升温工序(S2)的升温的途中，使所述氮气源和III族元素气源向所述反应室的供给开始。
12.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述升温工序(S2)是使温度从热清洗时的温度至n型氮化物半导体层的生长温度为止上升的工序。
13.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述升温工序(S2)是使温度从InGaN活性层的生长温度至p-GaN层的生长温度为止上升的工序。
14.(删除)
15.(删除)
16.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述生长工序(S3)中，使所述氮化物半导体层按5μm以下的厚度生长。
17.(修改后)一种半导体装置的制造方法，包括：将至少在上表面具有表面为-r面的氮化物半导体结晶的基板加以准备的工序；在所述基板上形成半导体层叠结构的工序，其特征在于，
所述形成半导体层叠结构的工序包括：根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法来形成氮化物半导体层的工序。
18.根据权利要求17所述的半导体装置的制造方法，其特征在于，
还包括将所述基板的至少一部分除去的工序。
19.(修改后)一种外延基板的制造方法，其特征在于，包括：
将至少在上表面具有表面为-r面的氮化物半导体结晶的基板加以准备的工序；
根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法将氮化物半导体层在所述基板上形成的工序。
20.一种氮化物半导体层的形成方法，是通过有机金属气相沉积法，使氮化物半导体层生长的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，包括如下工序：
将至少在上表面具有氮化物半导体结晶，所述上表面的法线和-r面的法线形成的角度为1°以上、5°以下的基板配置在反应室内的工序(S1)；
加热所述反应室内的所述基板，使所述基板的温度上升的升温工序(S2)；
所述升温工序(S2)之后，在所述基板上使氮化物半导体层生长的生长工序(S3)，
所述升温工序(S2)包括将氮气源和III族元素气源供给到所述反应室内的工序。
21.根据权利要求20所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述基板向[10-12]方向或a轴方向倾斜。
22.(增加)根据权利要求10所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述氮气源和III族元素气源向所述反应室的供给，在所述基板的温度达到600℃之后开始。
23.(增加)根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述升温工序(S2)包括：使温度从热清洗时的温度至n型氮化物半导体层的生长温度为止上升的工序，以及使温度从InGaN活性层的生长温度至p-GaN层的生长温度为止上升的工序；或者，使温度从所述热清洗时的温度至所述n型氮化物半导体层的生长温度为止上升的工序；以及使温度从所述InGaN活性层的生长温度至本征GaN层的生长温度为止上升的工序。
24.(增加)根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
经由所述升温工序(S2)得以生长的所述氮化物半导体层的厚度，根据在不供给III族元素气源时在升温工序(S2)中所产生的表面粗糙的段差来决定。
25.(增加)根据权利要求20所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述氮气源和III族元素气源向所述反应室的供给，在所述基板温度达到950℃之前开始。
26.(增加)根据权利要求20所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述升温工序(S2)包括：使温度从热清洗时的温度至n型氮化物半导体层的生长温度为止上升的工序，以及使温度从InGaN活性层的生长温度至p-GaN层的生长温度为止上升的工序；或者，使温度从所述热清洗时的温度至所述n型氮化物半导体层的生长温度为止上升的工序，以及使温度从所述InGaN活性层的生长温度至本征GaN层的生长温度为止上升的工序。
27.(增加)根据权利要求20所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
在所述升温工序(S2)中供给到所述反应室的所述III族元素气源的供给率，按照比在所述生长工序(S3)中供给到所述反应室的所述III族元素气源的供给率小的方式设定。
28.(增加)根据权利要求20所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
经由所述升温工序(S2)得以生长的所述氮化物半导体层的厚度，根据在不供给III族元素气源时在升温工序(S2)中所产生的表面粗糙的段差来决定。

Claims (21)

1.一种氮化物半导体层的形成方法，是通过有机金属气相沉积法使氮化物半导体层生长的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，包括：
将至少在上表面具有表面为-r面的氮化物半导体结晶的基板配置在反应室内的工序(S1)；
将所述反应室内的所述基板进行加热，而使所述基板的温度上升的升温工序(S2)；
所述升温工序(S2)之后在所述基板上使氮化物半导体层生长的生长工序(S3)，
并且，所述升温工序(S2)包括将氮气源和III族元素气源供给到所述反应室内的工序。
2.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述升温工序(S2)包括：在升温中将氮化物半导体所构成的连续的初始生长层在所述基板上形成的工序。
3.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
在所述升温工序(S2)和所述生长工序(S3)之间，所述氮化物半导体结晶的表面维持平滑。
4.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
在根据所述氮气源的供给率对所述III族元素气源的供给率之比率来定义V/III比时，使在所述升温工序(S2)中的V/III比、比在所述生长工序(S3)中的V/III比大。
5.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
在所述升温工序(S2)中的V/III比设定为4000以上。
6.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
在所述升温工序(S2)中供给到所述反应室的所述III族元素气源的供给率，按照比在所述生长工序(S3)中供给到所述反应室的所述III族元素气源的供给率小的方式设定。
7.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述氮气源是氨气。
8.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述III族元素气源是Ga气源。
9.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述升温工序(S2)包括如下工序：使所述基板的温度从比850℃低的温度，上升到850℃以上的温度。
10.根据权利要求9所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述III族元素气源向所述反应室的供给，在所述基板的温度达到850℃之前开始。
11.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
在所述升温工序(S2)的升温的途中，使所述氮气源和III族元素气源向所述反应室的供给开始。
12.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述升温工序(S2)是使温度从热清洗时的温度至n型氮化物半导体层的生长温度为止上升的工序。
13.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述升温工序(S2)是使温度从InGaN活性层的生长温度至p-GaN层的生长温度为止上升的工序。
14.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述升温工序(S2)包括：使温度从热清洗时的温度至n型氮化物半导体层的生长温度为止上升的工序；和使温度从InGaN活性层的生长温度至p-GaN层的生长温度为止上升的工序。
15.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述生长工序(S3)中，在所述基板的温度保持在990℃以上的状态下使所述氮化物半导体层生长。
16.根据权利要求1所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述生长工序(S3)中，使所述氮化物半导体层按5μm以下的厚度生长。
17.一种半导体装置的制造方法，包括：将至少在上表面具有表面为-r面的氮化物半导体结晶的基板加以准备的工序；在所述基板上形成半导体层叠结构的工序，其特征在于，
所述形成半导体层叠结构的工序包括：根据权利要求1～6中任一项所述的氮化物半导体层的形成方法来形成氮化物半导体层的工序。
18.根据权利要求17所述的半导体装置的制造方法，其特征在于，
还包括将所述基板的至少一部分除去的工序。
19.一种外延基板的制造方法，其特征在于，包括：
将至少在上表面具有表面为-r面的氮化物半导体结晶的基板加以准备的工序；
根据权利要求1～6中任一项所述的氮化物半导体层的形成方法将氮化物半导体层在所述基板上形成的工序。
20.一种氮化物半导体层的形成方法，是通过有机金属气相沉积法使氮化物半导体层生长的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，包括：
将至少在上表面具有氮化物半导体结晶、且所述上表面的法线和-r面的法线所形成的角度为1°以上5°以下的基板，在反应室内进行配置的工序(S1)；
将所述反应室内的所述基板进行加热，而使所述基板的温度上升的升温工序(S2)；
所述升温工序(S2)之后在所述基板上使氮化物半导体层生长的生长工序(S3)，
并且，所述升温工序(S2)包括将氮气源和III族元素气源供给到所述反应室内的工序。
21.根据权利要求20所述的氮化物半导体层的形成方法，其特征在于，
所述基板向[10-12]方向或a轴方向倾斜。
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