JP2003300800A - Ｉｉｉ族元素窒化物半導体ウェーハの製造方法 - Google Patents
Ｉｉｉ族元素窒化物半導体ウェーハの製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 歪みや欠陥、転位が少なく、また厚い膜であ
ってもクラックが入りにくいＧａＮ結晶膜を提供する。 【解決手段】 サファイア基板上に複数の成長領域を形
成するようにストライプ状にパターニングされたマスク
を有し、この成長領域から成長したＧａＮ結晶がマスク
を介して隣合う成長領域から成長したＧａＮ結晶と合体
してマスクを覆って成るＧａＮ結晶膜であって、マスク
上の結晶領域に、ストライプ方向に沿って走る複数の転
位が基板面のほぼ法線方向に配列した欠陥を有し、スト
ライプ方向に対して垂直な断面で見たとき、基板面にほ
ぼ平行な方向に伝播してきた転位が、マスク上で結晶が
合体した箇所の近傍において基板面のほぼ法線方向に伝
播しているＧａＮ結晶膜。
ってもクラックが入りにくいＧａＮ結晶膜を提供する。 【解決手段】 サファイア基板上に複数の成長領域を形
成するようにストライプ状にパターニングされたマスク
を有し、この成長領域から成長したＧａＮ結晶がマスク
を介して隣合う成長領域から成長したＧａＮ結晶と合体
してマスクを覆って成るＧａＮ結晶膜であって、マスク
上の結晶領域に、ストライプ方向に沿って走る複数の転
位が基板面のほぼ法線方向に配列した欠陥を有し、スト
ライプ方向に対して垂直な断面で見たとき、基板面にほ
ぼ平行な方向に伝播してきた転位が、マスク上で結晶が
合体した箇所の近傍において基板面のほぼ法線方向に伝
播しているＧａＮ結晶膜。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、サファイア基板上
にエピタキシャル成長により形成されたＧａＮ結晶膜、
及びこのＧａＮ膜を用いて作製された半導体装置に関す
る。また本発明は、異種材料基板上にエピタキシャル成
長により形成されたＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハ
及びこのＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハを用いて作
製された半導体装置ならびにこれらの製造方法に関す
る。 【０００２】 【従来の技術】窒化ガリウム（ＧａＮ）は、禁制帯幅が
３．４ｅＶと大きく、かつ直接遷移型であることから青
色発光素子材料として注目されている。 【０００３】このＧａＮ材料を用いた発光デバイスを作
製するための基板材料としては、成長させるエピタキシ
ャル層と同じ物質のバルク結晶、すなわちＧａＮのバル
ク結晶を用いることが望ましい。しかしながら、ＧａＮ
結晶では、窒素の解離圧が高いことからバルク結晶が形
成しにくく、ＧａＮからなるバルク結晶基板の作製は非
常に困難である。そのため、格子定数が比較的近いサフ
ァイア（Ａｌ２Ｏ３）基板を用い、その上にＧａＮをエ
ピタキシャル成長している。このように従来は、格子定
数、熱膨張係数などの物理的性質、さらには化学的性質
においてもエピタキシャル層と全く異なる基板材料が用
いられてきた。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】このような異種基板上
にエピタキシャル成長を行うと、基板やエピタキシャル
層に歪みや欠陥が発生し、また、厚い膜を成長した場合
にはクラックが発生することが報告されている（ジャパ
ニーズ ジャーナル オブ アプライド フィジックス
第３２巻（１９９３）１５２８−１５３３頁（Ｊｐｎ．
Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｖｏｌ．３２（１９９３）ｐ
ｐ．１５２８−１５３３））。このような場合には、デ
バイスとしての性能が極端に悪くなるどころか、成長層
が粉々に破壊されるという結果をしばしば招いていた。 【０００５】サファイア基板上に成長したＧａＮ膜中の
転位構造と結晶品質の相関について、ジャーナル オブ
マテリアルズ サーチ 第１１巻（１９９６）５８０
−５９２頁（Ｊ．Ｍａｔｅｒ．Ｒｅｓ．Ｖｏｌ．１１
（１９９６）ｐｐ．５８０−５９２）に報告がある。 【０００６】そこでは、（１）サファイア基板上のＧａ
Ｎ膜は、基板表面の法線に平行にｃ軸配向したアイラン
ド状結晶粒が互いに会合した結果形成されること、
（２）その際、個々の結晶は、ｃ軸を回転軸として互い
にわずかな角度だけ回転しているため、結晶粒境界に転
位が形成されること、（３）これら転位がＧａＮ結晶の
ｃ面に平行な変位ベクトルを持つ貫通転位の起源である
こと等が記されている。 【０００７】つまり、このような貫通転位がＧａＮ結晶
膜中に存在するということは、ＧａＮ結晶膜が元の結晶
粒で区切られるドメイン状の形態を有し、且つＧａＮ結
晶膜のｃ面に平行な結晶方位成分が各ドメインごとに乱
れた構造を有することを示しているといえる。これは、
ＧａＮ結晶膜が、モザイク構造を形成していることの現
れでもあり、結晶としての品質を高めるためには、ｃ面
に平行な変位ベクトルを持つ転位の密度を極力低くしな
ければならないことを意味している。 【０００８】このような問題を解決する方法として、特
開平８−６４７９１号公報には、格子不整合系のエピタ
キシャル成長において、基板とエピタキシャル成長層と
の格子不整合により発生する転位を特定の場所に集中さ
せることを特徴とするエピタキシャル成長方法が開示さ
れている。この方法により、所望の領域での転位密度を
低減することができるので、半導体レーザなどの高品質
の結晶性を要求される半導体発光素子の作製が可能にな
ると記載されている。具体的には、最初の結晶成長でサ
ファイア基板上にアモルファスＧａＮ膜を形成し、これ
をストライプ状にエッチングした後、２回目の結晶成長
でこのアモルファスＧａＮ膜および基板上にＧａＮ膜を
エピタキシャル成長させている。他の実施例としては、
上記アモルファスＧａＮ膜に代えてＳｉＯ２膜をストラ
イプ上に形成し、基板上にのみエピタキシャル層を成長
させている。 【０００９】しかしながら、このような方法では、表面
にアモルファス領域を有しているため全面に均質な成長
層が得られなかったり、ＳｉＯ２膜部分で成長が起こら
ない領域を有しているため全面に平坦な成長層を得るこ
とができないため、素子形成箇所に制約が生じていた。 【００１０】上記の問題に加えて、サファイア、炭化珪
素あるいはＭｇＡｌ２Ｏ４などの基板材料はＧａＮエピ
タキシャル成長膜とは格子定数や結晶構造あるいは熱膨
張係数などの点で異なっており、エピタキシャル形成さ
れたウェーハにおいては反りの問題が深刻である。例え
ばサファイア基板を用いた場合には図１４の断面図に模
式的に示すように大きな反りが見られる。反りの大きさ
は１インチ径基板の場合には中心部は外周部に較べてｍ
ｍ単位での上に凸な状態になることもある（曲率半径が
７０ｃｍ以下にもなることがある。）。 【００１１】この反りの問題は先に述べた基板材料の種
類を代えたり、ＡｌＧａＮやＩｎＧａＮなどの混晶材料
やＡｌＮやＩｎＮ等のＩＩＩ族元素窒化物半導体をＧａ
Ｎに代えてエピタキシャル成長しても程度の差こそあれ
事情に変わりはない。そこで以下ではサファイアを基板
材料としてＧａＮをエピタキシャル成長した場合を例に
とってもっぱら説明する。 【００１２】ウェーハの反りが深刻な場合、例えば、後
の素子形成におけるリソグラフィ技術の適用において問
題が生じる。反りの大きな場合には製造プロセスにおけ
る少なくともリソグラフィの適用に先だってウェーハを
細分化する必要が生じる。例えば、５ｍｍ角程度に細分
化してからリソグラフィ技術を適用して電流注入用のス
トライプレーザ用の窓等を形成することが必要になる。 【００１３】さて、ウルツ鉱型結晶構造を有するＩＩＩ
族元素窒化物半導体の応用の一つには先に述べたように
青色系の光デバイスがある。特に高密度記録の書き込
み、読み出しが可能な青色レーザを光源としたデジタル
ビデオデイスク（ＤＶＤ）への期待は大きい。このよう
な半導体レーザのファブリペロ共振器は一般に劈開によ
って形成される。例えばサファイア基板の上にＧａＮエ
ピタキシャル層を形成し、その上に窒素をＶ族元素とし
たＩＩＩ族元素窒化物半導体でレーザ用ダブル・ヘテロ
（ＤＨ）構造をエピタキシャル法で形成し、前記リソグ
ラフィ技術における問題を克服してストライプ構造を形
成できたとしよう。その後のプロセスとしては電極等を
形成するわけであるが、最終的には一般に劈開によって
ファブリペロ共振器を形成しなければならない。 【００１４】しかし、ＧａＮエピタキシャル層とサファ
イア基板との劈開面のズレが大きい場合、サファイア基
板が存在したままできれいな劈開を行うことは非常に困
難である。そこで劈開に先だって、サファイア基板を研
磨等で除去することが必要となる。すなわち、リソグラ
フィ技術上の問題から小面積に切り刻んだウエーハの裏
面サファイアを研磨するという煩雑なプロセスが伴うこ
とになる。 【００１５】また、たとえサファイア基板を残したまま
劈開が可能であったとしても絶縁物であるサファイア基
板１０１が裏面に存在するのでそのままでは裏面には電
極が形成できないため、ＤＨ構造の表面から部分的に掘
り込んだところ（電極形成層１０６）に電極１０２を形
成するというプロセスも必要となる。すなわち、図１５
（ａ）（ファブリペロ共振器断面から見たレーザ構造の
断面概念図）に示すように裏面電極に代わる電極１０２
を形成する必要がある。なお、１０４は酸化珪素膜、１
０５はレーザ光出射領域である。一方、サファイア基板
１０１が取り除かれていれば図１５（ｂ）のように表面
の電極１０３に対向して裏面に電極１０２を配置するこ
とができる。 【００１６】さらに、ウェーハにサファイア等の厚い異
種材料基板がついていることによる反りの問題は、その
ウェーハ上にＤＨ構造等をエピタキシャル成長する場合
にも生じる。特に、反りの大きなウェーハであるとホル
ダーに設置しにくいこと、ホルダーとウェーハ全体を接
触させることができないために、エピタキシャル成長時
にウェーハ面内で温度差が生じるといった問題も生じ
る。 【００１７】そこで本発明の目的は、格子定数や熱膨張
係数が異なる異種基板上にエピタキシャル成長を行って
形成されたものであっても、歪みや欠陥、転位が少な
く、また厚い膜であってもクラックが入りにくい、Ｇａ
Ｎ結晶膜、ＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハ及びその
製造方法を提供することである。 【００１８】また本発明の目的は、エピタキシャル成長
により形成されたＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハ、
特にＧａＮ結晶膜上に半導体素子構造を形成することに
より、優れた特性を有する半導体装置を提供することに
ある。 【００１９】 【課題を解決するための手段】本発明は、サファイア基
板上に複数の成長領域を形成するようにストライプ状に
パターニングされたマスクを有し、該成長領域から成長
したＧａＮ結晶が該マスクを介して隣り合う成長領域か
ら成長したＧａＮ結晶と合体して該マスクを覆って成る
ＧａＮ結晶膜であって、該マスク上の結晶領域に、スト
ライプ方向に沿って走る複数の転位が基板面のほぼ法線
方向に配列した欠陥を有し、ストライプ方向に対して垂
直な断面で見たとき、基板面にほぼ平行な方向に伝播し
てきた転位が、該マスク上で結晶が合体した箇所の近傍
において基板面のほぼ法線方向に伝播している転位を有
することを特徴とするＧａＮ結晶膜に関する。 【００２０】また本発明は、基板面のほぼ法線方向に伝
播した前記転位がＧａＮ結晶のｃ面に対して斜めに傾い
た方向の変位ベクトルを持つ転位であり、ストライプ方
向に沿って走る前記転位がＧａＮ結晶のｃ面に平行な変
位ベクトルを持つ転位である上記本発明のＧａＮ結晶膜
に関する。 【００２１】また本発明は、ＧａＮ結晶のｃ面に対して
斜めに傾いた方向の変位ベクトルを持つ転位の密度に対
する、ＧａＮ結晶のｃ面に平行な変位ベクトルを持つ転
位の密度の比が、結晶成長初期の層領域に比べて上層領
域において小さい上記本発明のＧａＮ結晶膜に関する。 【００２２】また本発明は、前記欠陥が、前記マスク上
のストライプ方向の両端近傍と、前記マスク上で結晶が
合体した箇所の近傍に形成されている上記本発明のＧａ
Ｎ結晶膜に関する。 【００２３】また本発明は、ＧａＮ結晶膜中の転位の５
０％以上がＧａＮ結晶のｃ面に対して斜めに傾いた方向
の変位ベクトルを持つ転位であることを特徴とするＧａ
Ｎ結晶膜に関する。 【００２４】また本発明は、ＧａＮ結晶膜中の転位の５
０％未満がＧａＮ結晶のｃ面に平行な変位ベクトルを持
つ転位であることを特徴とするＧａＮ結晶膜に関する。 【００２５】また本発明は、ＧａＮ結晶膜中の転位の５
０％以上がＧａＮ結晶のｃ面に対して斜めに傾いた方向
の変位ベクトルを持つ転位であり、ＧａＮ結晶膜中の転
位の５０％未満がＧａＮ結晶のｃ面に平行な変位ベクト
ルを持つ転位であることを特徴とするＧａＮ結晶膜に関
する。 【００２６】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転位
が、同じ層領域中の転位の５０％以上である層領域を有
することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハに関する。 【００２７】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に平行な変位ベクトルを持つ転位が、同じ層領域
中の転位の５０％未満である層領域を有することを特徴
とするＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハに関する。 【００２８】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転位
が、同じ層領域中の転位の５０％以上であり、該ｃ面に
平行な変位ベクトルを持つ転位が５０％未満である層領
域を有することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化物半導体
ウェーハに関する。 【００２９】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転位
が、同じ層領域中の転位の６０％以上である層領域を有
することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハに関する。 【００３０】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に平行な変位ベクトルを持つ転位が、同じ層領域
中の転位の４０％未満である層領域を有することを特徴
とするＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハに関する。 【００３１】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転位
が、同じ層領域中の転位の６０％以上であり、該ｃ面に
平行な変位ベクトルを持つ転位が４０％未満である層領
域を有することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化物半導体
ウェーハに関する。 【００３２】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転位
が、同じ層領域中の転位の７０％以上である層領域を有
することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハに関する。 【００３３】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に平行な変位ベクトルを持つ転位が、同じ層領域
中の転位の３０％未満である層領域を有することを特徴
とするＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハに関する。 【００３４】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転位
が、同じ層領域中の転位の７０％以上であり、該ｃ面に
平行な変位ベクトルを持つ転位が３０％未満である層領
域を有することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化物半導体
ウェーハに関する。 【００３５】また本発明は、前記層領域を有する結晶膜
は、異種基板上に成長された結晶膜であって、該異種基
板上に複数の成長領域が形成するようにストライプ状に
パターニングされたマスクが設けられ、該成長領域から
成長した結晶が該マスクを介して隣り合う成長領域から
成長した結晶と合体して該マスクを覆って成る結晶膜で
ある上記本発明のＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハに
関する。 【００３６】また本発明は、成長させる結晶とは異なる
材料からなる異種基板上に複数の成長領域を形成するよ
うにストライプ状にパターニングされたマスクを形成す
る工程、該マスクの表面の清浄化処理を行う工程、該成
長領域からファセット構造を形成しながら結晶成長さ
せ、該マスクを介して隣り合う成長領域から成長した結
晶と合体して該マスクを覆い、さらに該ファセット構造
を埋め込んで表面を平坦化するようにエピタキシャル成
長する工程を有することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化
物半導体ウェーハの製造方法に関する。 【００３７】また本発明は、上記ＩＩＩ族元素窒化物半
導体ウェーハを用いて作製された半導体装置に関する。 【００３８】 【発明の実施の形態】＜ＧａＮ結晶膜の成長方法＞本発
明のＧａＮ結晶膜の成長方法の一実施形態について図面
を参照して説明する。 【００３９】初めに、サファイア基板１上にＧａＮを含
む下地結晶膜２を成長し、その表面上にフォトリソグラ
フィー法とウェットエッチング法を用いてストライプ状
のマスク４を形成し、成長領域３を形成する（図１
（ａ））。 【００４０】マスク４は基板１上に直接形成してもよい
が、下地結晶膜２の形成により予め転位密度をある程度
低減することができ、後に形成するＧａＮ結晶膜５の転
位構造をより効果的に制御できるため、この下地結晶膜
２は形成することが好ましい。このような下地結晶膜の
材料としては、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ
（０＜Ｘ＜１）、ＩｎｘＧａ１−ｘＮ（０＜Ｘ＜１）な
どのＩＩＩ族元素窒化物が好ましい。なお、前記下地結
晶膜の組成は必ずしも後にその上に形成するエピタキシ
ャル層の組成と同じである必要はなく、場合によっては
ＩＩＩ族元素窒化物に限る必要もないが、上記エピタキ
シャル層と同じ結晶系でウルツ鉱型結晶構造を有する材
料が好ましい。このような下地結晶膜の厚さは０．５μ
ｍ〜２０μｍが好ましい。薄すぎると十分な効果が得ら
れず、厚すぎるとクラックが発生しやすくなる。 【００４１】このような下地結晶膜は、基板側から低温
バッファ層と高温成長層からなる多層構造とすることが
好ましい。低温バッファ層は、４００〜６００℃程度の
比較的低温で成長させるアモルファスに近い結晶層であ
り、これにより高密度の結晶核を形成することができ
る。膜厚は０．０１〜０．１μｍ程度に薄く形成するこ
とが好ましい。高温成長層は、９５０〜１０５０℃程度
の比較的高温で成長させた高品質層である。 【００４２】ここで、下地結晶膜の形成条件について一
実施形態を挙げて簡単に説明する。下地結晶膜の形成
は、有機金属気相成長法（Ｍｅｔａｌ−Ｏｒｇａｎｉｃ
Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏ
ｎ：ＭＯＣＶＤ）で形成することができる。下地結晶膜
の形成に用いるＭＯＣＶＤ装置は減圧装置の一種であ
り、一般に使用されているＭＯＣＶＤ装置を使用するこ
とができる。 【００４３】低温バッファ層の形成にあたっては、ま
ず、サファイア基板をＭＯＣＶＤ装置の基板ホルダに設
置し、水素を流しながら数１０Ｔｏｒｒ以上の減圧下で
９００〜１１００℃に基板温度を保持し、数分から３０
分間の熱処理を行った。この目的は、基板のクリーニン
グにあり、水素圧力が高いほど良く、場合によっては１
気圧上でおこなってもよいが、減圧下で行うのは装置上
の制約からである。 【００４４】その後、基板温度を４００℃〜６００℃に
降下させ、トリメチル・ガリウム（ＴＭＧ）とアンモニ
ア（ＮＨ３）を装置に導入して厚さ０．０１μｍ〜０．
０５μｍのＧａＮ低温バッファ層を形成した。低温バッ
ファ層の厚さの最適範囲については、低温バッファ層上
への高温成長ＧａＮ層の成長時における昇温時の結晶化
過程に影響するようで本発明者らの実験結果から得られ
た数値である。したがって、下地結晶膜の材料がＧａＮ
でない場合や低温バッファ層上への高温成長層形成時の
昇温履歴や或いは昇温雰囲気が変われば、低温バッファ
層の厚さの最適範囲は変化すると考えられる。 【００４５】低温バッファ層成長時に供給するＩＩＩ族
元素Ｇａ原料（ＴＭＧ）に対するＶ族元素窒素原料（Ｎ
Ｈ３）のモル比（Ｖ／ＩＩＩ比）は１００００〜３００
００が好ましい。ＣＶＤ装置へのＴＭＧの導入は、キャ
リアガスとして水素ないし窒素ガスを数百ｍｌ／分でＴ
ＭＧ液体原料にバブリングさせて行い、ＮＨ３は前記Ｖ
／ＩＩＩ比になるように供給した。ＣＶＤ装置には、必
要により、原料ガスに加えてキャリアガスとして窒素ガ
ス、さらに水素ガスを導入し、全圧力を３０〜７００Ｔ
ｏｒｒとした。キャリアガスとしての窒素はアルゴンや
ヘリウム等の不活性ガスに置き換えてもよい。キャリア
ガスとしての水素は、低温バッファ層の結晶性に関わる
知見が得られており、全圧力の１／１０〜１／３程度の
分圧にすることが好ましい。 【００４６】低温バッファ層の成長条件は上記のように
比較的ゆるやかであり、この上層に高温成長層が形成さ
れ、多段階で下地結晶膜が形成される。 【００４７】さらに低温バッファ層の形成条件の典型例
を示す。サファイア基板の水素中でのクリーニングは、
１００Ｔｏｒｒの減圧下、１０００℃で１０分間行っ
た。その後、４５０〜５００℃へ降温し、アンモニアガ
スとＴＭＧをＶ／ＩＩＩ比＝２００００、水素キャリア
ガスをアンモニアガスの１．２倍、窒素キャリアガスを
アンモニアガスの２．６倍供給して成長を行った。低温
バッファ層の厚さは０．０１５μｍ〜０．０４μｍの範
囲に調整した。 【００４８】なお、基板がＳｉＣからなる場合のクリー
ニングは８００℃で行ってもよく、基板がＭｇＡｌ２Ｏ
４からなる場合においても、サファイア基板に比べて低
温で行ってもよい。基板のクリーニング時の温度や時間
については、用いる基板によって適宜、選択すればよ
い。また、このような基板のクリーニングは必須の工程
ではないが、実施することが好ましい。このような基板
のクリーニングを行うことによって、低温バッファ層上
に形成される高温成長層の結晶性の再現性が良好にな
る。また、このクリーニングの代わりに、下地基板のバ
ッファ層形成装置へのローディング前に行う表面処理技
術を改良することによってもクリーニングを行った場合
と同様な効果が得られる可能性がある。 【００４９】以上、下地結晶膜の形成についてＧａＮか
らなる下地結晶膜について説明したが、ＧａＮを主体と
し、ＡｌやＩｎ、あるいはＢを含んだ混晶としてもよ
い。なお、下地結晶膜の材料としてはＧａＮや、ＧａＮ
を主体としたものが好ましいが、種々の材料を適用する
ことができる。 【００５０】このような多段階成長法により形成された
下地結晶膜により、基板界面から発生する転位がいっそ
う低減され、マスク上の結晶領域における転位制御をよ
り効果的に行うことができる。なお、低温バッファ層の
みを形成してその上にマスクを形成してもよく、またマ
スクを基板上に直接形成した後、成長領域にのみに低温
バッファ層を形成してもよい。 【００５１】マスクの形状はストライプ形状が好まし
く、このときマスク１４の厚さは０．０１〜５μｍが好
ましい。マスクの材料としては、ＳｉＯ２を用いること
が好ましいがこれに限られるものではなく、ＳｉＮｘ等
の絶縁体膜でもよい。 【００５２】マスク１４の幅は０．２μｍ〜２ｍｍが好
ましい。マスク幅を広くすることにより下部結晶から貫
通してくる転位を効果的に遮蔽することができるが、広
くしすぎると、成長層の平坦化までに必要な膜厚が著し
く厚くなり、また、マスク上での異常成長や膜の反りが
起きやすくなるため、２ｍｍ以下とすることが好まし
い。一方、狭すぎると、下部結晶から貫通してくる転位
が十分に遮蔽できないだけでなく、ファセット構造が十
分に形成されず転位の制御が不十分となり、その結果、
本発明の特徴的な転位の形態を有するＧａＮ結晶膜を得
ることが困難となる。このことから、マスク幅は０．５
μｍ〜１ｍｍの範囲がより好ましく、１μｍ〜５００μ
ｍがさらに好ましい。 【００５３】また、成長領域３（開口部）の幅は、０．
０１〜１００μｍの範囲にあることが好ましく、０．５
〜１００μｍがより好ましく、１〜１０μｍがさらに好
ましい。広すぎると貫通転位が多くなるだけでなく、フ
ァセット構造が十分に形成されず転位の制御が不十分と
なり、その結果、本発明の特徴的な転位の形態を有する
ＧａＮ結晶膜を得ることが困難となる。これらマスク幅
をＡとし成長領域の幅をＢとした場合、Ｂ／（Ａ＋Ｂ）
の比は０．０００００５〜１が好ましく、０．０００５
〜１がより好ましく、０．００２〜０．９がさらに好ま
しい。 【００５４】マスクのストライプの方向は、＜１１−２
０＞方向もしくはこの方向と垂直な＜１−１００＞方向
からそれぞれ３０度以内の方向が好ましく、＜１１−２
０＞方向もしくは＜１−１００＞方向がさらに好まし
い。特に、ＨＶＰＥ法では、＜１１−２０＞方向もしく
は＜１−１００＞方向、ＭＯＶＰＥ法では、＜１１−２
０＞方向が好ましい。 【００５５】次に、成長領域３に対しＧａＮ結晶のエピ
タキシャル成長を行う。マスク４の付いた基板をエピタ
キシャル装置の反応管に挿入して、水素ガス、窒素ガ
ス、または、水素と窒素の混合ガスとＮ原料ガスを供給
しながら基板を所定の成長温度まで昇温する。温度が安
定してからＧａ原料を供給して、成長領域３にＧａＮ結
晶層を成長する。結晶成長方法は、Ｇａ原料に塩化ガリ
ウム（ＧａＣｌ）を用い、Ｎ原料にアンモニア（Ｎ
Ｈ３）ガスを用いる塩化物輸送法による気相成長（ＶＰ
Ｅ：Ｖａｐｏｒ Ｐｈａｓｅ Ｅｐｉｔａｘｙ）である
ハイドライドＶＰＥ法が好ましいが、Ｇａ原料に有機金
属化合物を用いる有機金属化合物気相成長（ＭＯＶＰ
Ｅ：Ｍｅｔａｌ Ｏｒｇａｎｉｃ Ｖａｐｏｒ Ｐｈａ
ｓｅ Ｅｐｉｔａｘｙ）を用いてもよい。 【００５６】ＧａＮ結晶は、初期段階ではマスク４上に
成長せず、成長領域３のみで結晶成長が起こり、成長領
域上のＧａＮ結晶には基板の面方位とは異なる面方位を
有するファセット６が形成される（図１（ｂ））。この
ときのＧａＮ結晶の成長条件はファセット構造が形成さ
れるように６５０℃から１１００℃の成長温度、Ｎ原料
の供給量はＧａ原料の供給量に対し等倍から１０００倍
の範囲で行うことが好ましい。 【００５７】さらにエピタキシャル成長を続けると、Ｇ
ａＮ結晶はファセット面に対して垂直な方向に成長が進
むため、成長領域だけでなくマスク４を覆うようにな
る。そして隣接する成長領域のＧａＮ結晶のファセット
と接触する（図１（ｃ））。 【００５８】さらにエピタキシャル成長を続けると、フ
ァセットが埋め込まれ（図１（ｄ））、最終的には、平
坦な表面を有するＧａＮ結晶膜５を得ることができる
（図１（ｅ））。 【００５９】通常、サファイア基板上にＧａＮ結晶の結
晶成長を行うと、基板との界面で発生した結晶欠陥にと
もなう転位は、界面と垂直方向に伸びるために、たとえ
エピタキシャル膜を厚くしても、転位の低減は見られな
い。 【００６０】本発明における成長方法では、選択成長に
より成長領域にファセット構造を形成している。このフ
ァセットは成長速度が他の面より遅いために現れる。フ
ァセットの出現により転位がファセットに向かって進
み、基板と垂直に伸びていた転位が垂直な方向へ伸びる
ことができなくなる。転位はファセットの成長とともに
横方向に曲げられ、そのほとんどの転位は、結晶の端に
出てしまうか、閉ループを形成する。その結果、エピタ
キシャル膜の膜厚増加に伴い、上部の成長領域では結晶
欠陥が減少していく。これにより、エピタキシャル膜内
の欠陥の低減を図ることができる。このようにファセッ
ト構造を形成して成長することで、結晶欠陥を大幅に減
らすことが可能になる。 【００６１】特に、Ｇａ原料に塩化物を用いる塩化物輸
送法による気相成長では、ＧａＮ結晶の成長が速いた
め、ファセット構造のうち基板面と同じ面が消えるのが
はやい。したがって基板と垂直に伸びる転位は、はやく
からファセット構造のうち基板面と異なる面の方向に伸
びることになりＧａＮ結晶における垂直に伸びる転位
（貫通転位）を大幅に減らすことができる。 【００６２】なお、Ｇａ原料に有機金属化合物を用いる
有機金属化合物気相成長では塩化物輸送法による気相成
長と比べて成長速度が遅くなるが、上述のようにのＧａ
Ｎ結晶のファセット構造のうち基板面と同じ面が速く消
えるようにすればよい。例えば成長領域に対するマスク
の面積を大きくすればマスク上からの成長種の供給量が
増えるため成長領域におけるＧａＮ結晶の成長を速める
ことができる。 【００６３】またＧａＮのエピタキシャル成長について
述べたが、ＩｎＧａＮ膜、ＡｌＧａＮ膜あるいはＩｎＮ
膜をエピタキシャル成長しても同様な効果が得られる。
さらに成長するこれらの結晶膜に不純物を添加しても同
様な効果が得られる。 【００６４】上述のように、本実施の形態で得られるＧ
ａＮ結晶膜は、結晶欠陥が大幅に減少しており、このＧ
ａＮ結晶膜上に形成する半導体レーザ等の素子構造（Ｇ
ａＮ結晶膜を含む積層構造）における結晶欠陥も大幅に
減少させることができる。このため、異種基板（例えば
サファイア基板）上に作製する積層構造の結晶性を改善
することができ、優れた特性を有する半導体レーザ等の
半導体装置を提供することができる。 【００６５】また、このようなＧａＮの結晶膜の膜厚を
所望の厚さに成長した後、少なくともサファイア基板等
の異種基板を除去することで、好ましくは異種基板とマ
スクとＧａＮ結晶膜の一部を除去することで、結晶欠陥
の少ないＧａＮ結晶膜が得られ、これを基板として用い
ることで半導体レーザ等の素子を形成する上でさらに様
々な利点が得られる。 【００６６】例えば、半導体発光素子の製造にＧａＮ結
晶膜の基板を用いた場合は、サファイア基板等の絶縁性
の異種基板を用いた場合に問題となっていた半導体発光
素子における基板裏面への電極形成が可能になる。 【００６７】さらに、ＧａＮ結晶膜からなる基板（Ｇａ
Ｎ結晶膜基板）上に形成する半導体発光素子がＧａＮ結
晶膜を含む半導体レーザの場合は、ＧａＮ結晶膜基板と
半導体レーザの積層構造との劈開面が同じであるため、
劈開による共振器ミラーの作製が可能となる。 【００６８】なお、上記では、ＧａＮ結晶膜基板を用い
て素子を作製した場合の利点について説明したが、サフ
ァイア基板等の異種基板上に、前述の選択成長方法によ
り所望の厚さのＧａＮ結晶膜を形成した後に半導体素子
構造を順次作製し、その後、この異種基板を除去するこ
とによっても、基板裏面への電極形成と、劈開による共
振器ミラーの形成が可能であることは言うまでもない。 【００６９】サファイア基板等の異種基板上へのＧａＮ
結晶膜形成時の膜厚としては、２０μｍ〜１ｍｍが好ま
しく、８０μｍ〜５００μｍがより好ましい。 【００７０】また、ＧａＮ結晶膜上に素子構造を形成す
る場合には、結晶成長する側のＧａＮ結晶膜の面だけで
なく、異種基板付きＧａＮ結晶膜から異種基板やマスク
等を削除した側、すなわちＧａＮ結晶膜の異種基板側の
面を利用して素子構造を形成してもよい。この場合に、
異種基板とともに除去するＧａＮ結晶膜の厚さは３００
μｍ以下が好ましく、５〜１５０μｍがより望ましい。 【００７１】このようなＧａＮ結晶膜を素子基板として
用いることにより、形成される半導体素子の積層構造の
結晶性を改善することができ、その結果、優れた特性を
有する半導体素子を提供することができる。 【００７２】また半導体発光素子に適用した場合は、サ
ファイア基板で問題となっていた半導体発光素子におけ
る基板裏面への電極形成が可能になる。 【００７３】さらに半導体発光素子が半導体レーザの場
合は、ＧａＮ結晶膜と劈開面が異なる異種基板上にレー
ザ構造を形成しても、劈開による共振器ミラーの作製が
可能になる。 【００７４】次に、以上のようにして作製したＧａＮ結
晶膜の結晶構造について詳細に説明する。 【００７５】＜転位の基本構造＞まず、本発明の理解の
ために、ＧａＮ結晶中の転位の基本構造について説明す
る。ＧａＮ結晶は、六方晶単位格子から構成され、結晶
中の各方位を表す指数と転位構造の関係は図２のように
なる。一般に、六方晶構造を持つ結晶中には、転位によ
ってもたらされる原子間の変位ベクトルであるバーガー
スベクトルｂとして、＜１１−２０＞／３、＜０００１
＞、＜１１−２３＞／３の３種類が存在することが知ら
れている。 【００７６】ここで、＜１１−２０＞／３は図２に示し
た六方晶格子のｃ面に平行なａ軸ベクトルと等価なベク
トルで正負の符号を考慮すると６個存在し、＜０００１
＞はｃ軸と等価で２個存在し、＜１１−２３＞／３はｃ
面に対して斜めに傾いた方向であり六角錐の稜ａ＋ｃと
等価で１２個存在する。 【００７７】一本の転位に対して必ず一つのバーガース
ベクトルｂが定義され、転位線の走る方向が変化したと
してもバーガースベクトルｂの方向が変わることはあり
得ない。 【００７８】転位のキャラクタを示す「刃状（ｅｄｇ
ｅ）」、「螺旋（ｓｃｒｅｗ）」といった呼び名は、転
位線の走る方向に対してバーガースベクトルｂがそれぞ
れ、垂直、平行な場合を示している。刃状と螺旋のキャ
ラクタが混ざった場合、すなわち転位線に対してバーガ
ースベクトルｂが斜めのときは「混合（ｍｉｘｅｄ）」
転位と呼ぶ。 【００７９】こうした規則に従えば、六方晶格子の［０
００１］方向（すなわちｃ軸方向）に沿って走った転位
は、バーガースベクトルｂ＝＜１１−２０＞／３のとき
は刃状転位、バーガースベクトルｂ＝＜０００１＞では
螺旋転位、バーガースベクトルｂ＝＜１１−２３＞／３
では混合転位であると定義付けられる。 【００８０】転位の呼び方で注意すべき点は、一本の転
位内で、バーガースベクトルｂの方向に対して転位線方
向が変化する場合である。転位は必ずしも図２に示すよ
うに真っ直ぐに走っているとは限らず、むしろ曲がって
いる場合が多い。ここで、極端な例として転位線が輪状
に形成されている場合を考えると、バーガースベクトル
ｂと平行に走る部分は螺旋転位となり、バーガースベク
トルｂと垂直に走る部分は刃状転位となる。つまり、一
本の転位の中で複数の呼び名を持つことになる。そのた
め、曲がった転位は、バーガースベクトルｂの方向で定
義しなほうがより正確である。特に、本発明のＧａＮ結
晶膜中の転位は後に示すように折れ曲がった形態をもつ
ため、以下、本文中ではバーガースベクトルｂの方向に
よる転位の定義付けも適宜行うものとする。 【００８１】なお、一般的に、サファイア基板上のＧａ
Ｎ結晶膜は、六方晶格子のｃ軸に沿って成長し、通常、
膜中の転位はｃ軸に沿って走っている。すなわち、転位
線は膜を貫く形で存在しており、このような転位を、上
記の呼び名とは別の意味、すなわち膜の厚さ方向に貫く
転位の意味で「貫通転位」と呼んでいる。 【００８２】＜転位キャラクタの判別方法＞次に、本発
明における転位キャラクタの判別方法について説明す
る。本発明においては、主に透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）
により転位の観察を行った。 【００８３】一般に、転位をＴＥＭにより観察する場
合、入射電子線に対してＴＥＭサンプルを傾け、それに
よって優先的に励起された回折ビームを対物絞りで抽出
し結像させる手法を用いる。これは、ＴＥＭサンプル中
の特定の結晶格子面によって入射電子線を回折させるこ
とに対応している。この手法により観察されるＴＥＭ像
における転位のコントラストは、格子面による電子線の
回折条件が転位近傍で局所的に異なっていることに起因
している。つまり、転位近傍の格子面はその他の領域に
比べて局所的に湾曲しているため、転位の存在する部分
とそうでない部分では電子線のブラッグ反射条件が異な
り、ＴＥＭ像中では転位線の形状に対応したコントラス
トが出現する。 【００８４】実際のＧａＮの結晶構造は六方晶格子を持
つが、ここでは説明を簡単にするために、単純立方格子
を持つ結晶構造を用いて上記原理を説明する。単純立方
格子の結晶中に存在する転位の周囲の格子面の模式図を
図３に示す。この場合、紙面に垂直に走る刃状転位が存
在し（⊥の部分）、この転位は図示した方向にバーガー
スベクトルｂを有している。 【００８５】本図で注目すべき点は、バーガースベクト
ルｂと平行な方向に法線ベクトルｇＡを持つ格子面Ａは
転位の存在によってその付近で局所的に湾曲している
が、バーガースベクトルｂと垂直な方向に法線ベクトル
ｇＢを持つ格子面Ｂは転位線近傍でも湾曲していないこ
とである。 【００８６】ここで、格子面Ａを用いてＴＥＭ像を結像
した場合は、上述のブラック反射条件が転位線近傍とそ
の他の領域で異なるために転位線のコントラストが出現
する。これに対して格子面Ｂを用いてＴＥＭ像を結像し
た場合は、転位線による格子面の湾曲が存在しないため
に転位線のコントラストは出現しない。 【００８７】つまり、ＴＥＭ観察の際に選択された回折
格子面の法線ベクトル（「回折ベクトル」と呼ぶ。）ｇ
と転位線のバーガースベクトルｂが垂直である場合、す
なわち、それぞれのベクトルの内積がゼロ（回折ベクト
ルｇ・バーガースベクトルｂ＝０）の場合に転位のコン
トラストが消滅することになる。 【００８８】こうした原理を逆に利用すれば、未知の転
位キャラクタ（刃状、螺旋、混合）を決定することがで
きる。 【００８９】図３の転位キャラクタが未知であるとして
以下に転位キャラクタの決定方法を説明する。ここで示
した結晶構造は単純立方格子なので、転位のバーガース
ベクトルは、格子面Ａに垂直な方向、格子面Ｂに垂直な
方向、紙面に垂直な方向の３種類の内のいずれかであ
る。 【００９０】まず、任意の格子面を用いてＴＥＭ観察を
開始する。例えば、格子面Ａで電子線を回折させると
（回折ベクトルｇＡ）、ＴＥＭ像中に出現したコントラ
ストからＴＥＭサンプル中にどのような形で転位が存在
してるか、すなわち結晶に対する転位線の走っている方
向が決定される。この場合は、転位線はＴＥＭサンプル
の表面法線（電子線の入射方向）に平行に走っているこ
とがわかる。なお、この観察条件で転位が観察されると
いうことは、そのバーガースベクトルｂは格子面Ｂに垂
直な方向や紙面に垂直な方向ではないということもでき
る。 【００９１】次に、同視野に対して別の格子面Ｂ（回折
ベクトルｇＢ）を用いて観察を行う。コントラストは消
失するが、このことから転位のバーガースベクトルｂは
回折ベクトルｇＢに垂直な方向を持っていることが一義
的に判明し、結果として図示したバーガースベクトルｂ
の方向が決まる。 【００９２】最終的に、この場合は、転位線方向に対し
てバーガースベクトルｂは垂直であるため、転位が刃状
転位であることがわかる。 【００９３】上記の例は最も簡単な単純立方格子中の刃
状転位の場合であったが、この原理は図２に示した六方
晶格子やそれ以外の結晶格子中に存在するあらゆる転位
にも同様に適用でき、ＧａＮ結晶中に存在する転位キャ
ラクタの判別方法として確立されている。 【００９４】＜本発明のＧａＮ結晶膜の転位構造＞次
に、前記の方法に従って作製されたＧａＮ結晶膜のＴＥ
Ｍ観察等の結果に基づいて、本発明のＧａＮ結晶膜の転
位構造を説明する。 【００９５】まず、下地結晶層のみに着目すると、スト
ライプ方向から見たＴＥＭ断面写真には、垂直方向に走
る暗い線状のコントラスト、即ち貫通転位が観察され
た。個々の転位のキャラクタを判別した結果、刃状転位
が全体の７０％以上で、残りの殆どは混合転位であり、
螺旋転位は非常に少ないことがわかった。 【００９６】次に、マスク開口部の成長領域から成長し
たＧａＮ結晶層に着目すると、その転位の殆どは下地結
晶層の貫通転位を引継ぎ、両層の界面には新たに発生し
た欠陥は観察されなかった。また、この引き継がれた転
位は、その多くが折れ曲がった形態をとっていた。特
に、マスク近傍では、マスクを覆うように折れ曲がった
転位がパイルアップしている様子が観察された。また、
このような転位の折れ曲がりは上層のＧａＮ結晶層の約
５μｍの厚さ内で生じていることが観察された。 【００９７】４種類の回折ベクトルｇを用いて断面の一
部の同一視野をＴＥＭ観察したところ、回折ベクトルｇ
を変化させることによって転位のコントラストが見えた
り見えなかったりする様子が観察された。この観察か
ら、下地結晶層の刃状転位を引き継いだバーガースベク
トルｂが＜１１−２０＞／３の転位と、下地結晶層の混
合転位を引き継いだバーガースベクトルｂが＜１１−２
３＞／３の転位が判別できた。 【００９８】ここで、これら両者の転位の折れ曲がり状
態や構造を比較すると、前者がマスクの位置に関係なく
比較的ランダムに折れ曲がっているのに対し、後者はマ
スク近傍でそれが顕著であることがわかった。 【００９９】また、前者の転位をステレオマイオグラフ
ィー、及び膜表面に垂直な方向からＴＥＭ観察すると、
折れ曲がって水平になった部分は、ＴＥＭサンプル面
（ＴＥＭ写真面に相当）に対して約３０度傾き、転位の
持つバーガースベクトルｂと平行であることが解った。
つまり、前者の転位は、下地結晶層中に刃状キャラクタ
を持った転位が上層のＧａＮ結晶層に引き継がれた後、
この結晶層中で折れ曲がり、螺旋のキャラクタに変化し
たものである。下地結晶層中の転位の７０％以上を占め
ていた刃状転位は、殆どこのようなメカニズムで折れ曲
がるため、大多数の転位がＧａＮ結晶層を貫通しなかっ
たものと期待される。 【０１００】一方、後者の転位ついては、ＴＥＭ観察か
ら混合転位であることがわかり、また、折れ曲がって基
板と水平になった部分は前者の転位と異なり、もはや滑
り面上には存在せず、ＴＥＭサンプル面にほぼ並行に存
在する［１−１００］方向に平行に走っていることが解
った。また、このような後者の転位はファセットを起点
として折れ曲がっていた。 【０１０１】このことから、下地結晶層中で混合転位だ
った転位は、上層のＧａＮ結晶層に引き継がれた後、フ
ァセットを起点として折れ曲がり、ファセットの成長に
伴って基板と水平方向に伝播しているといえる。 【０１０２】以上に説明した転位の構造を図示すると図
４のようになる。 【０１０３】次に、さらに詳細に、マスク上領域での転
位構造ならびに結晶構造について説明する。 【０１０４】図５は、ＧａＮ結晶膜５中のマスク上領域
の欠陥構造を表す断面のＴＥＭ写真である。マスクのス
トライプ方向はＧａＮ結晶の［１１−２０］方向に沿っ
ており、ＴＥＭ像はそのストライプ方向に平行に観察し
たものである。注目すべき点は、図中にＤ１、Ｄ２で示
したように、マスクの中央部および端部から［０００
１］方向に伸びた欠陥が存在していることである。こう
した欠陥はマスク方向が［１−１００］のものでも存在
することを確認した。 【０１０５】図６（ａ）及び（ｂ）は、それぞれＤ１欠
陥部分をクローズアップし、異なる回折ベクトルｇで観
察したＴＥＭ像である。これより、Ｄ１欠陥は２種類の
転位群から構成されていることがわかる。その一つは図
６（ａ）で観察される、ＴＥＭサンプル表面（紙面）に
垂直に走り［０００１］方向に沿ってパイルアップした
転位素片であり、そのコントラストは図６（ｂ）の回折
ベクトルｇでは消滅している。これらは、転位群が［１
１−２０］方向に走り［０００１］方向に整列し、いず
れも［０００１］方向に垂直なバーガースベクトルｂを
持つことを示している。他の転位群は、図６（ｂ）で顕
著に観察されるような、［０００１］方向に沿って走る
転位である。 【０１０６】まず、前者の転位群について詳細に解析し
ていく。図７（ａ）及び（ｂ）はそれぞれＤ１欠陥を
［１１−２０］方向から観察した際の高分解ＴＥＭ像お
よびそれに対応する透過電子線回折図形である。図７
（ａ）では輪切り状の転位が、図６（ａ）と同様に［０
００１］方向に周期的に整列している様子が観察され
る。その整列した面を境界とした両側の結晶の格子縞の
傾きを注意深く観察すると、図７（ａ）の挿入図に示す
ようになっていることが解った（図中の矢印は結晶のｃ
軸を示し、傾きは誇張して描いてある。）。また、図７
（ｂ）の回折図形においてもスプリットした回折スポッ
トが観察され、高次の回折サイトほどスプリット間隔が
広くなっている。以上の結果から、Ｄ１欠陥は、［１１
−２０］方向にその回転軸をもつ小傾角粒界の性質を持
つと結論できる。 【０１０７】この小傾角粒界を構成する転位群のバーガ
ースベクトルｂは、図７（ｃ）に示す方法で直接決定し
た。結晶中に転位が存在する場合、転位を含むようにし
て原始的周期でサーキット（バーガースサーキット）を
描くと転位のバーガースベクトルｂを検出することがで
きる。図７（ｃ）は、Ｓを起点として転位芯の左→上→
右→下というように左右、上下の辺の長さが等しくなる
ようにバーガースサーキットを描いた結果であり、転位
の存在によって終点のＦと起点のＳとの間にズレが生じ
ている。ここで、起点Ｓから終点Ｆに向かい３１／２ａ
／２（ａはＧａＮ六方晶格子のａ軸ベクトルで＜１１−
２０＞／３に相当）の絶対値を持ったベクトルが本転位
のバーガースベクトルｂとなる。但し、ここで得られた
バーガースベクトルｂは、あくまで転位の真のバーガー
スベクトルｂの［１１−２０］方向への投影であること
に注意を要する。こうした個々の転位に対する解析を、
小傾角粒界を構成する殆どの転位に対して行った結果、
この小傾角粒界を構成している転位は１種類であること
がわかった。 【０１０８】この転位構造で着目すべき点は、転位によ
って形成される余剰半格子面が転位線の下側に存在して
いることである。図２でも明らかなように、転位の存在
によって必ず余分な格子面が形成される。転位は通常
「Ｔ」の記号で表示されることが多いが、この場合
「Ｔ」の縦棒のように転位芯の下側に余剰半格子面が存
在している。こうした余剰半格子面が個々の転位の下側
に小傾角粒界中の転位の数だけ存在しているため、小傾
角粒界の両側の結晶は図７（ａ）の挿入図のように傾く
ことになる。 【０１０９】同様の観察をＤ２欠陥に対しても行った。
その結果、Ｄ２欠陥もＤ１欠陥と同様に小傾角粒界であ
ることが判明した。しかながら、Ｄ１欠陥と異なる点
は、第１に個々の転位の周期的配列間隔がＤ１欠陥のそ
れ（約７ｎｍ）に比べて２〜４倍広いこと、第２に転位
のバーガースベクトルｂの絶対値はＤ１欠陥のそれと同
値であるが逆向きになっていることである。つまり、余
剰半格子面が転位線の上側に存在しているため、Ｄ２欠
陥の場合、小傾角粒界の両側の結晶は図７（ａ）の挿入
図とは異なり、ｃ軸の方向が粒界面から離れるように傾
いている。 【０１１０】以上の結果を総合して、マスク上の欠陥構
造を単純に模式的に表すと図８に示すようになる。すな
わち、Ｄ１、Ｄ２欠陥は共に小傾角粒界であり、それぞ
れを構成する転位は同値で逆向きのバーガースベクトル
ｂを有するため、マスク上領域のｃ軸が開口部（成長領
域３）上領域のｃ軸に比べて傾いた構造になっている。
透過電子線回折図形から見積もったマスク上約２μｍ領
域の平均的なｃ軸の傾きは約１度であった。個々の転位
の間隔は膜の上部にいくに従って広くなり、Ｄ１欠陥は
マスク上約５μｍ、Ｄ２欠陥はマスク上約２μｍ以上の
領域では観察されなかった。小傾角粒界の傾きは、粒界
内の転位の間隔が広くなるに従って小さくなるので、マ
スク上のｃ軸の傾きも個々の転位間の増大とともに減少
し、結局消失することになる。 【０１１１】次に、Ｄ１、Ｄ２欠陥を形成する転位の起
源および構造について説明する。前述のとおり、ＧａＮ
結晶膜中には主として２種類の転位が存在する。一つ
は、下地結晶膜中の刃状転位を引き継ぎ上層のＧａＮ結
晶膜中で水平方向に折れ曲がった転位（以下「Ａ転位」
という。）、他の一つは、下地結晶膜中の混合転位を引
き継ぎ同様に水平方向に折れ曲がった転位（以下「Ｂ転
位」という。）である。ここで、Ａ転位のバーガースベ
クトルｂは＜１１−２０＞／３で六方晶格子のａ軸ベク
トルと等価であることに注意する。先にも述べたよう
に、小傾角粒界を構成する転位のバーガースベクトルｂ
の絶対値は３１／２ａ／２であり、この値がａ軸ベクト
ルと等価なバーガースベクトルｂの［１１−２０］方向
への投影値である可能性が高い。それゆえ、Ｄ１、Ｄ２
欠陥を構成する小傾角粒界中の転位の起源はＡ転位であ
ると考えられる。マスク上で開口部から成長した結晶が
合体する前のファセット表面には、折れ曲がったＡ転位
の水平部分が突き出していると考えられるが、ファセッ
トが合体した時点でその転位が結晶中に取り込まれＤ
１、Ｄ２欠陥が形成されたものと考えられる。 【０１１２】次に、図６（ｂ）に観察されたＤ１欠陥中
に含まれるもう一つの転位群について説明する。ＴＥＭ
解析によれば、これらの転位群はバーガースベクトルｂ
が＜１１−２３＞／３タイプの転位であることがわかっ
た。さらに図６（ｂ）では、矢印に示したような折れ曲
がった形状の転位がしばしば観察された。こうした形態
からこれらの転位群の起源はＢ転位であり、ＧａＮ結晶
のファセットの成長時に横方向に伝播してきたＢ転位
が、ファセットが合体したＤ１欠陥の位置で再度縦方向
に伝播したものと考えられる。原理的には、先に述べた
小傾角粒界を構成する転位は、ＧａＮ結晶膜の表面と平
行な面上に存在するため、貫通転位密度を上昇させるこ
とにはならない。しかし、Ｂ転位の縦方向への再伝播に
よって、開口部上と比較してマスク上における貫通転位
密度が大きくなり、これが結果的にＧａＮ結晶膜中の残
留貫通転位の起源になると考えられる。 【０１１３】＜膜厚と転位密度の推移＞次にＧａＮ結晶
膜の膜厚と転位密度の推移について説明する。 【０１１４】前述の説明から、Ａ転位はＧａＮ結晶膜中
で横方向に折れ曲がって、マスク上領域で小傾角粒界を
構成する。小傾角粒界が膜表面に平行に走る転位群から
構成されるため、一旦折れ曲がったＡ転位は最終的に結
外に達するまで膜表面に平行に存在しているといえる。
つまり、Ａ転位は小傾角粒界の長さ以上、すなわちここ
で示した測定サンプル中では下地結晶層２とＧａＮ結晶
層５の界面から５μｍ以上には存在しない。さらに、Ａ
転位が最初に横方向に折れ曲がるのは、マスク開口部上
であり、ファセットが形成されその断面が三角形状のＧ
ａＮ結晶が成長し終わる前の段階である（図４参照）。
したがって、Ａ転位の密度は、開口幅で大きさが決定さ
れるファセットの三角形の高さ以上の膜厚部分で急激に
減少することになる。 【０１１５】一方、Ｂ転位の伝播履歴は、まずファセッ
ト面６で横方向に折れ曲がってマスクの中央に向かい、
マスク中央部で再度縦方向に折れ曲がって上部へ伝播す
るため、原則的には開口部からの転位密度をそのまま引
き継ぐことになる。 【０１１６】上記観点から、本発明に従って形成したＧ
ａＮ結晶膜の転位構造を図１７に模式的に示した。ここ
では転位の代表的な構造が描かれており、主にＡ転位
（ｃ面に対して平行な変位ベクトルを持つ転位）とＢ転
位（ｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転
位）が存在する。図では、マスク中央のストライプ方向
に沿って走る転位は、それぞれ単独に存在するように描
かれているが、下記のマスク形成状態等の成長条件によ
っては、マスク端でストライプ方向に曲がったＡ転位と
つながっているものも存在していた。 【０１１７】以下、転位構造に起因する、膜厚に依存す
る膜表面の転位密度の推移を述べる。 【０１１８】まず、各転位の全転位密度に対する割合の
推移については、本発明によるＧａＮ結晶膜中では、図
１７に示すような上記転位構造によって、上層領域（低
転位密度層）において、Ａ転位（ｃ面に対して平行な変
位ベクトルを持つ転位）すなわち下地結晶中の刃状転位
であった転位が減少し、Ｂ転位（ｃ面に対して斜めに傾
いた変位ベクトルを持つ転位）すなわち下地結晶２中の
混合転位であった転位はそのまま上部層へ引き継がれる
ため、全転位数に対するＡ転位の割合は少なくなり、反
してＢ転位の割合が多くなる。 【０１１９】ここでは、上記ＴＥＭ観察によってＧａＮ
結晶膜中の転位のキャラクタを判別した結果、従来の一
般的な方法でサファイア基板上に直接成長したＧａＮ結
晶膜中では、Ｂ転位の割合が３０％以下であったのに対
して、マスク幅、開口部幅、マスク周期に対する開口部
幅の割合、マスクのストライプ方向を変化させることで
全転位数に対して少なくとも５０％以上がＢ転位となる
領域が存在することを確認した。 【０１２０】次に、全転位密度の推移については、ま
ず、膜表面が平坦になった直後に観察される、上記混合
転位の伝播履歴を反映した転位分布について述べる。図
９は、エッチピット法により膜表面に突き出た転位を検
出した結果を示すグラフであり、縦軸にはエッチピット
密度、横軸にはストライプ方向に垂直な方向の距離をと
り、厚さの異なる２種類のＧａＮ結晶膜について示され
ている。膜表面が平坦になった時点の膜厚３７μｍで
は、マスクストライプの周期に対応した転位密度の増減
が確認される。しかしながら、こうした周期的分布も膜
厚の増大とともに消失し、膜厚９５μｍでは観察されな
い。 【０１２１】図１０は、ＧａＮ結晶膜表面で検出された
全エッチピット密度を膜厚に対してプロットしたグラフ
である。膜厚が３０μｍ以内における転位密度の急激な
減少は、Ａ転位が前述の機構で横方向に伝播して結晶外
へ掃き出されたためである。一方、残った転位は膜厚の
増加と共に緩やかに減少していくことがわかる。 【０１２２】上記の転位構造から、下地結晶膜内におけ
る転位密度や転位キャラクターが、最終的な結晶中の全
転位密度、特に上層領域中の全転位密度に対して大きな
影響を与えることがわかる。たとえば、下地結晶膜内に
おける混合転位（ｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクト
ルを持つ転位、Ｂ転位）を少なくすることができれば、
あるいは下地結晶膜内の全転位密度を低減できないまで
も混合転位の比率を低減することができれば、最終的に
はより全転位密度の少ないＧａＮ結晶を得ることができ
る。混合転位を削減させるための手段として、好ましく
は、異種基板結晶上にＧａＮ系結晶を成長させる際に、
最初に六方晶ＧａＮの島状成長が生じるように成長条件
を選ぶことが望ましい。このとき、この島状結晶の表面
が原子的に平坦で、原子的ステップ（段差）が生じない
結晶を成長させることがより好ましい。この成長条件と
して、例えば、異種基板結晶表面をＧａＮ成長前に十分
に窒化させること、あるいは、基板結晶の表面の面方位
として（０００１）などの低指数面からできるだけ傾き
を少なくすることなどが有効である。 【０１２３】＜転位密度の測定＞転位密度の計数方法に
は主として二つの方法がある。第一は透過電子顕微鏡に
よって結晶中の転位を直接観察し、その数を計測する方
法である。本発明に記載したような、エピタキシャル薄
膜中の貫通転位に対しては、断面観察（膜表面に垂直な
方向に沿う観察）と平面観察があるが、転位密度を計数
する場合は、精度上、平面観察が望ましく、かつできる
だけ広い範囲を観察することが必要である。 【０１２４】第二は膜表面に貫通転位が突き出した部分
を化学溶液によって選択的にエッチングし、結果的に形
成された窪み（エッチピット）の数を光学顕微鏡もしく
は走査電子顕微鏡を用いて計数する方法である。この場
合、上記透過電子顕微鏡法に比べて広い範囲を計数対象
領域にすることができるため、統計的に信頼性の高い値
を得ることができる。但し、エッチピットと貫通転位が
一対一に対応することの確証が必要であり、あらかじめ
化学溶液を適切に選択し、エッチピット形成のためのエ
ッチング条件を精度良く決定しておかなければならな
い。 【０１２５】＜ＧａＮ系半導体装置の製造＞ＧａＮ系半
導体装置の製造の一実施形態について図１１を参照して
説明する。本実施の形態は、上記のようにして作製され
たＧａＮ結晶膜上にＧａＮ系半導体素子を作製するもの
である。特に、ＧａＮ系半導体発光素子の作製について
説明する。 【０１２６】まず、上記のＧａＮ結晶膜の成長方法に従
って、基板１上にｎ型ＧａＮ結晶膜６５を形成する（図
１１（ａ）及び（ｂ））。 【０１２７】次に、このｎ型ＧａＮ結晶膜６５上にＧａ
Ｎ系半導体発光素子の素子構造を作製する。ｎ型ＧａＮ
結晶膜６５が形成された基板をＭＯＣＶＤ装置にセット
し、所定の温度、ガス流量、Ｖ族元素／ＩＩＩ族元素比
で、ｎ型ＧａＮ層６６、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層６
７、ｎ型ＧａＮ光ガイド層６８、アンドープＩｎＧａＮ
量子井戸層とアンドープＩｎＧａＮ障壁層からなる多重
量子井戸構造活性層６９、ｐ型ＡｌＧａＮ層７０、ｐ型
ＧａＮ光ガイド層７１、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層７
２、ｐ型ＧａＮコンタクト層７３を順次形成して発光素
子構造を作製する（図１１（ｃ））。 【０１２８】次に、発光素子構造を形成した基板を研磨
器にセットし、基板１、下地結晶膜２、マスク４及びＧ
ａＮ結晶膜の一部を研磨してｎ型ＧａＮ結晶膜６５を露
出させる。露出したＧａＮ結晶膜の面、すなわちＧａＮ
系半導体発光素子裏面側にｎ型電極７４を形成し、表面
側にｐ型電極７５を形成する（図１１（ｄ））。 【０１２９】本実施の形態により以下の効果が得られ
る。 【０１３０】本発明のＧａＮ結晶膜上にＧａＮ系半導体
素子構造を成長することにより、従来のサファイア基板
を用いた成長で問題となっていたＧａＮ系半導体素子構
造におけるエピタキシャル成長膜の結晶性が改善でき、
素子特性を向上させることができる。 【０１３１】特にＧａＮ系半導体発光素子の場合におい
ては、裏面に電極を形成することができるため、従来の
ようにドライエッチング等の複雑な作製工程で電極をＧ
ａＮ結晶膜の表面に形成することなく素子を作製でき電
極作製工程が簡略化できる。 【０１３２】またＧａＮ系半導体発光素子がＧａＮ系半
導体レーザの場合は、結晶欠陥が少ないＧａＮ結晶厚膜
を形成した後に、基板、マスク等を除去することで、劈
開によりＧａＮ系半導体レーザ構造の共振器ミラー面を
形成できる。サファイアとＧａＮ結晶とは結晶の劈開面
が異なるため、従来、サファイア基板上に作製したレー
ザ構造の共振器ミラーは劈開により形成することが困難
であった。これに対し、本発明では結晶欠陥が少ないＧ
ａＮ結晶膜６５を厚く成長することができるため、サフ
ァイア基板やマスクを除去してもＧａＮ結晶膜上に形成
したＧａＮ系半導体レーザ構造には影響はなく、またＧ
ａＮ結晶膜６５上のレーザ構造は劈開により共振器ミラ
ー面を形成できる利点を持っているため、従来のドライ
エッチング等による複雑な工程で共振器ミラー面を形成
したものに比べ大幅に簡略化でき歩留まりも大幅に向上
できる。 【０１３３】なお、上記の説明では、ＧａＮ結晶膜上に
ＧａＮ系半導体素子の積層構造を作製した後に基板１と
マスク２とＧａＮ結晶膜６５の一部を除去したが、Ｇａ
Ｎ結晶膜を形成し基板１とマスク２とＧａＮ結晶膜６５
の一部を除去した後にＧａＮ系半導体素子の積層構造を
作製してもよい。 【０１３４】またＧａＮ系半導体素子としては、ＧａＮ
系半導体レーザやＧａＮ系ＬＥＤ等のＧａＮ系半導体発
光素子の他にＦＥＴやＨＢＴなどのデバイスにも適用可
能である。 【０１３５】＜ＧａＮ結晶膜の転位のキャラクタ組成＞
前記のＧａＮ結晶膜の成長方法に従ってサファイア基板
上に成長したＧａＮ結晶膜において、サファイア基板と
マスクを含む下層領域が除去されたＧａＮ結晶膜は、含
有される転位の過半数がＧａＮ結晶のｃ面に対して斜め
に傾いた変位ベクトルを持つ転位（Ｂ転位）であること
が、前記のＴＥＭによる解析で確認された。これに対し
て従来の一般的な方法でサファイア基板上に直接成長し
たＧａＮ結晶膜（サファイア基板を除く結晶層領域）中
では、Ｂ転位の割合が３０％以下であった。また、本発
明のＧａＮ結晶膜の上層領域（サファイア基板とマスク
を含む下層領域が除去された結晶領域）中のＡ転位（Ｇ
ａＮ結晶のｃ面に平行な変位スベクトルを持つ転位）の
全転位数に対する割合は、従来のＧａＮ結晶膜中のそれ
に対して少なくなっており、本発明の結晶膜の上層領域
中に含有される転位は、ほぼＢ転位とＡ転位のみであっ
た。 【０１３６】本発明のＧａＮ結晶膜は上記の特徴的な転
位構造を有するため、ＧａＮ結晶膜中のＢ転位の割合が
増大していることはＡ転位が低減、すなわち全転位の密
度が低減していることを意味する。よって、半導体レー
ザ等の半導体装置の用途に好適なＧａＮ結晶膜は、Ｂ転
位がＧａＮ結晶膜に含有される転位中の５０％以上であ
ることが好ましい。また、このＧａＮ結晶膜中のＡ転位
の全転位数に対する割合は５０％未満であることが好ま
しい。さらにＡ転位の転位密度は１×１０８／ｃｍ２未
満であることが好ましい。このＧａＮ結晶膜中の全転位
の転位密度は２×１０８／ｃｍ２以下であることが好ま
しく、１×１０７／ｃｍ２以下であることがより好まし
い。 【０１３７】また、サファイア基板とマスクを含む下層
領域を除去して好適なＧａＮ結晶膜を得るためには、サ
ファイア基板上へ形成するＧａＮ結晶膜の膜厚は、２０
μｍ〜１ｍｍが好ましく、８０μｍ〜５００μｍがより
好ましい。また、基板とともに除去する下部領域のＧａ
Ｎ結晶膜の厚さは３００μｍ以下が好ましく、５〜１５
０μｍがより望ましい。下地結晶層を形成している場合
はサファイア基板等の除去とともに下地結晶層も除去す
ることが好ましい。 【０１３８】以上は、ＧａＮからなる結晶膜について説
明したが、本発明はウルツ鉱型結晶構造を有するＩＩＩ
族元素窒化物半導体であれば適用可能である。ＧａＮ以
外のＩＩＩ族元素窒化物半導体としては、ＩｎＧａＮ、
ＡｌＧａＮ、ＩｎＮ等が挙げられる。なお、ボロンと窒
素からなるＩＩＩ族元素窒化物半導体の結晶構造は立方
晶であるが、ＩＩＩ族元素窒化物半導体にボロンが含有
されていても、ウルツ鉱型結晶構造を保てる含有量の範
囲であれば本発明に包含される。 【０１３９】＜ＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハ＞半
導体レーザ等の半導体装置に好適なＩＩＩ族元素窒化物
半導体、すなわちＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハ
は、ウルツ鉱型結晶構造におけるｃ面に対して斜めに傾
いた変位ベクトル（バーガースベクトル）を持つ転位
（Ｂ転位）が、同じ層領域中の転位の５０％以上である
層領域を有する。この層領域の全転位数に対するＢ転位
の割合は、６０％以上が好ましく、７０％以上がより好
ましい。さらに７０％〜９０％の範囲にあることが好ま
しい。本発明においては、層領域中の転位が最も低減さ
れた理想的な状態はＢ転位以外の転位（特にＡ転位）の
発生を完全に抑えた状態であるため、Ｂ転位の割合の最
も好ましい値は１００％であり、これがＢ転位の割合の
上限でもある。 【０１４０】また、半導体レーザ等の半導体装置に好適
なＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハは、ウルツ鉱型結
晶構造におけるｃ面に平行な変位ベクトルを持つ転位
（Ａ転位）が、同じ層領域中の転位の５０％未満である
層領域を有する。この層領域の全転位数に対するＡ転位
の割合は、４０％未満が好ましく、３０％未満がより好
ましい。さらに３０％〜１０％の範囲にあることが好ま
しい。本発明においては、層領域中の転位が最も低減さ
れた理想的な状態はＢ転位以外の転位の発生を完全に抑
えた状態であり、特にＡ転位の発生を完全に抑えた状態
が好ましい。 【０１４１】また、半導体レーザ等の半導体装置に好適
なＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハは、ウルツ鉱型結
晶構造におけるｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトル
を持つ転位（Ｂ転位）が、同じ層領域中の転位の５０％
以上であり、該ｃ面に平行な変位ベクトルを持つ転位
（Ａ転位）が５０％未満である層領域を有する。Ｂ転位
が６０％以上でＡ転位が４０％未満であることが好まし
く、さらにＢ転位が７０％以上でＡ転位が３０％未満で
あることがより好ましい。 【０１４２】本発明のＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハ中の全転位密度は、結晶品質の向上の上では低ければ
低いほど良いが、実際には、マスク上で横方向に成長
（選択横方向成長（ＥＬＯ成長））する前のＧａＮ結晶
領域や下地結晶膜、基板中に存在する転位密度や、ＥＬ
Ｏ成長前における全転位中のＡ転位の存在比率にも依存
するため、２×１０８／ｃｍ２以下が好ましく、１×１
０８／ｃｍ２以下がより好ましく、５×１０７／ｃｍ２
以下がさらに好ましい。 【０１４３】なお、Ｂ転位の存在比率はＡ転位が減少し
た分だけ増加することになるため、高ければ高いほど良
いが、ＥＬＯ成長前のＧａＮ結晶領域や下地結晶膜、基
板中に存在する全転位に対するＡ転位の存在比率や、横
方向成長後に結晶膜を比較的厚く成長した場合に生ずる
転位同士の再反応機構等にも影響を受ける。 【０１４４】また、上記本発明のＩＩＩ族元素窒化物半
導体ウェーハにおいては、ウルツ鉱型結晶構造における
転位密度が、ｃ軸の一方向に従ってほぼ単調に減少して
いる層領域を有することが好ましい。 【０１４５】Ａ転位とＢ転位の上記の転位キャラクタ組
成を持つ層領域を有する本発明のＩＩＩ族元素窒化物半
導体ウェーハとしては以下の形態が挙げられる。 （ａ）結晶成長に用いた異種基板を一主面に有するＩＩ
Ｉ族元素窒化物半導体結晶膜。 （ｂ）結晶成長に用いた異種基板が少なくとも除去され
たＩＩＩ族元素窒化物半導体結晶膜。 （ｃ）結晶成長に用いた異種基板を一主面に有し、他の
主面にさらに結晶層が形成されたＩＩＩ族元素窒化物半
導体結晶膜。 （ｄ）結晶成長に用いた異種基板が少なくとも除去され
た上記（ｃ）のＩＩＩ族元素窒化物半導体結晶膜。 【０１４６】なお、形態（ｂ）において、結晶成長に用
いた異種基板とともにマスクを含む異種基板側の結晶の
下層領域を除去することにより、結晶膜の全領域が、Ａ
転位とＢ転位の上記転位キャラクタ組成を持つ層領域で
ある結晶膜を得ることができる。 【０１４７】また、形態（ｄ）において、結晶成長に用
いた異種基板とともにマスクを含む異種基板側の結晶の
下層領域を除去することにより、ＩＩＩ族元素窒化物半
導体結晶膜の層領域が、Ａ転位とＢ転位の上記転位キャ
ラクタ組成を持つ層領域である結晶膜を得ることができ
る。 【０１４８】異種基板としては、サファイア基板が最も
好ましいが、Ｓｉ基板、ＺｎＯ基板、ＳｉＣ基板、Ｌｉ
ＧａＯ２基板、ＭｇＡｌ２Ｏ４基板等を用いることもで
きる。 【０１４９】＜マスクの表面処理による転位形成の制御
＞本発明によれば、選択横方向成長（ＥＬＯ成長）を利
用してＩＩＩ族元素窒化物半導体結晶膜を形成する際、
基板上のマスクの表面処理を行うことによって、ＩＩＩ
族元素窒化物半導体結晶中の転位構造を制御することが
できる。この転位制御により、上記の好ましい転位キャ
ラクタ組成を有する、全転位密度が低減され欠陥の少な
い高品質なＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハを得るこ
とができる。 【０１５０】以下に、この転位形成の制御のメカニズム
についてＧａＮ結晶膜を例にとって説明する。 【０１５１】図１２（ａ）は、ＧａＮ結晶のＥＬＯ成長
において、表面が平坦な結晶膜が形成される前であっ
て、且つマスク上でファセットを持つＧａＮ結晶が会合
し合体する前の典型的な状態を表した、マスクストライ
プ方向に垂直な模式的部分断面図である。マスク上の結
晶領域内の転位は図中に「⊥」で示すように、いずれも
余剰半格子面が上側に存在するようにマスクストライプ
方向に沿って伝播し配列している。図１２（ｂ）は上記
の転位の履歴を表す模式図であり、図１２（ａ）をＧａ
Ｎ結晶のｃ軸に沿った方向から見た部分平面図である。 【０１５２】これらの図が示すように前述のＴＥＭによ
る解析結果から、本発明によるＧａＮ結晶膜中の転位の
形態においては、サファイア基板上でｃ軸方向に沿って
存在していた刃状転位、すなわちＧａＮ結晶のｃ面に平
行な変位ベクトルを持つ転位（Ａ転位）が、開口部から
さらに成長した領域で折れ曲がってｃ面内をマスクに向
かって伝播し、再度曲がってマスクストライプ方向に沿
って伝播している。言い換えれば、Ａ転位のマスクスト
ライプ方向に沿う再伝播をより促進することによって、
マスク上での結晶の会合・合体時に生じやすいｃ軸方向
への伝播、つまり膜表面へ貫通する転位を抑制すること
が可能になり、結果的にＡ転位の貫通転位密度を減少さ
せることができる。 【０１５３】次に、Ａ転位のｃ面内でのマスクストライ
プ方向に沿う再伝播をより促進するためのメカニズムを
説明する。 【０１５４】Ａ転位のｃ面内でのマスクストライプ方向
に沿う伝播挙動は、結晶内でマスクストライプ方向に垂
直に働く剪断応力で決定され、その剪断応力は主として
ＥＬＯ成長中のＧａＮ結晶とマスクとの界面に働く力に
よって引き起こされる。また、図１２（ａ）に示すよう
な各転位の余剰半格子面が上に存在する形態は界面を圧
縮する力が働いている場合にもたらされ、その圧縮力の
増大とともにＡ転位のマスクストライプ方向に沿う伝播
がより促される。 【０１５５】こうした圧縮力は、マスク材料物質やＧａ
Ｎ結晶の表面に働く表面張力、ＧａＮ結晶とマスク間の
界面張力の大きさを変化させることによって制御するこ
とが可能である。 【０１５６】図１３はマスク表面、ファセット表面、Ｇ
ａＮ／マスク界面の三重点に作用する各表面（界面）張
力（それぞれをγｍ、γｇ、γｇｍとする）を表した図
である。 【０１５７】ＧａＮ／マスク界面に働く正味の圧縮力Ｆ
（＞０）は、ファセット表面とＧａＮ／マスク界面のな
す角をθとすると Ｆ＝γｇｍ＋γｇｃｏｓθ−γｍ で表される。 【０１５８】この式から明らかなように、γｇｍの増
加、γｇの増加、γｍの減少とともに圧縮力Ｆの値は大
きくなる。 【０１５９】Ｆ値、すなわち圧縮力を増大させる方法の
一例は、マスクの表面処理によってγｍの低下を図るこ
とである。それにより、ＥＬＯ成長の際の結晶膜中に働
く結晶内剪断応力が増大し、Ａ転位のマスクストライプ
方向に沿う再伝播が促進されることになる。 【０１６０】転位がファセット表面に突き出している
と、その転位はＥＬＯ成長が進行してファセットが会合
した時に再度ｃ軸方向へ伝播する可能性を持っている。
こうした転位は会合後のＧａＮ結晶層の成長とともに表
面へと伝播する性質を持つため、膜表面への貫通転位密
度を増加させてしまう。 【０１６１】そこで、マスクの表面処理を行う本発明に
よれば、ファセットが会合する前のマスク上結晶内にお
けるＡ転位の多くは、上記メカニズムによってマスクス
トライプ方向に沿って存在するため、ファセット表面に
突き出る転位の数は格段に少なくなる。そのため、ファ
セットがマスク上で会合したときにｃ軸方向へと伝播す
る転位の数が低減され、その結果、Ａ転位の貫通転位密
度を低下させることができる。 【０１６２】一方、ＧａＮ結晶のｃ面に対して斜めに傾
いた変位ベクトルを持ち、且つｃ面内に存在するＢ転位
は、たとえ上記の剪断応力が結晶内に生じたとしてもＡ
転位のような挙動は示さない。これはマスク上結晶領域
のＢ転位の変位ベクトルが、転位が容易に移動すること
のできる滑り面上に存在しないためである。したがっ
て、Ｂ転位は、Ａ転位に比べて転位終端がファセット表
面に突き出る確率が高くなる。この状態をもってファセ
ットが会合すると、Ｂ転位は会合部で再度折れ曲がって
ｃ軸方向へと伝播する可能性が高くなり、形成されたＧ
ａＮ結晶膜中で貫通転位として残留することになる。 【０１６３】以上の原理から、主としてＡ転位が減少し
た分だけ、ＧａＮ結晶膜中の全貫通転位密度が減少し、
かつ全貫通転位密度に対するＢ転位の存在比率は増加す
ることになる。 【０１６４】＜マスク表面の清浄化処理＞マスク表面の
表面張力γｍを低下させる方法として、マスクを形成し
た後に、マスクの表面を清浄化する方法が挙げられる。
マスク表面を清浄化する方法としては、バッファード・
フッ酸等を用いたウェットエッチング、ラジカルイオン
ビームやイオンビームを用いた物理的化学的エッチング
等のドライエッチング、オゾン照射、紫外線照射、還元
性雰囲気下での熱処理などが挙げられる。また、これら
の処理を組み合わせて行ってもよい。 【０１６５】還元性雰囲気下の熱処理としては、例えば
水素雰囲気下で４００℃〜８００℃程度に加熱すること
により行われる。アッシング等によるレジスト剥離など
フォトレジスト工程においてマスク表面に付着した酸化
物等からなる不純物化合物は、この加熱還元処理によっ
て、還元され、揮発性の高い元素あるいは化合物に変換
され、マスク表面から除去される。 【０１６６】上記清浄化処理の中でも特に、表面を一定
量エッチングして新しい清浄面を露出させる処理を行う
ことが好ましく、そのような処理としてはエッチング処
理が好ましい。表面を一定量エッチング除去する際、そ
のエッチング除去量は、表面から１〜５００ｎｍ除去す
ることが好ましく、１０〜２００ｎｍ除去することがよ
り好ましい。 【０１６７】このような清浄化処理を行うことによっ
て、マスク形成の際に発生しマスク表面に付着した不純
物を除去することができ、その結果、マスク表面の表面
エネルギー、すなわち表面張力γｍを低下させることが
できる。このような効果は、マスクをフォトリソグラフ
ィーを用いて形成した場合に顕著に現れる。上記方法に
よれば、フォトリソグラフィー工程におけるＳｉＯ２等
のマスク材料の残渣や、レジスト材料の残渣、これらの
残渣等から形成される不純物をほぼ完全に除去すること
ができる。 【０１６８】また、これらの清浄化処理の前処理とし
て、エチルメチルケトンやエタノール、メタノール等の
有機溶剤を用いた溶解処理を行ってもよい。さらにこの
溶解処理の際に超音波洗浄を行ってもよい。また、酸化
剤や還元剤による表面汚染物の除去処理を行ってもよ
い。また、水またはガス吹き付けによる高圧ブローを行
うこともできる。これらの前処理の際、適宜、純水によ
る水洗を行うことが好ましい。 【０１６９】以上は、マスク材料としてＳｉＯ２を用い
た場合の表面浄化処理について説明したが、マスクはＳ
ｉＯ２に限られるものではなく、ＳｉＮｘ、Ｗ等の他の
マスク材料を用いた場合でもマスクの表面エネルギー、
すなわち表面張力を低減することにより同様な効果が得
られる。 【０１７０】＜ウェーハからの異種基板の除去＞得られ
たウェーハを用いて素子形成を行う際、ウェーハからサ
ファイア等の異種基板を取り去ってからエピタキシャル
成長を行えば、前記の反りにともなう問題はすべて回避
される。すなわち、ウエーハを細分化することなく露光
その他の素子形成プロセスを行うことができ、劈開も容
易に行うことができ、さらに裏面（異種基板側の面）に
電極の形成もできることになる。かつ、ダブルヘテロ構
造（ＤＨ構造）等の素子構造の形成のためのエピタキシ
ャル成長時のホルダーへの設置の困難さや温度分布の発
生の問題も回避される。 【０１７１】反りが大きい場合は、エピタキシャル成長
層、あるいは更にその上にＤＨ構造等の素子構造を形成
したウエーハの表面にパターン形成しようとしてもウエ
ーハ全面で精度を得ることが困難である。精度良いパタ
ーンを形成しようとすればウエーハを小面積になるよう
に例えば５ｍｍ角程度にウエーハを切り刻んだ後に露光
をするなどの工夫をしなければならないことは既に前記
本発明の課題においても述べた。 【０１７２】本発明のウェーハは、サファイア等の熱伝
導特性に優れた材料を異種基板に用いた場合には後に形
成されるデバイスのヒートシンクとしてそのまま利用す
ることが可能であり、反りの問題を考慮しても異種基板
を残しておくことが有利な場合もある。 【０１７３】しかし、大型ウエーハを用いたプロセスに
おいては、反りの問題が大きいため、デバイス形成前に
異種基板を除去することが好ましい。ＧａＮに代表され
る窒素原子をＶ族元素とした光デバイス、とりわけ半導
体レーザの場合に発生する劈開や裏面電極配置における
前記問題の解決には異種基板を取り除くことが必要であ
る。 【０１７４】すなわち、本発明のＩＩＩ元素窒化物半導
体ウェーハは、少なくとも異種基板についてはすべてを
除去することが好ましい。その結果、一主面にストライ
プ状の絶縁物を有するＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハが得られる。また、このストライプ状の絶縁物からな
るマスクについては、残すことでデバイス形成プロセス
での目合わせに使うこともできるが、先に述べた裏面に
電極を形成する点からは取り除いた方が好ましい。ま
た、異種基板上に下地結晶層を形成していた場合はこの
下地結晶層も除去することが好ましい。すなわち、異種
基板とともに、バッファ層があればこれも取り除き、さ
らにマスクも除去することがより好ましい。 【０１７５】なお、マスクを選択エッチング、例えばマ
スク材料がＳｉＯ２の場合には希フッ酸等で取り除く
と、ストライプ状の溝がウェーハの裏面に残る。その結
果、一主面にストライプ状の食刻パターンを配したＩＩ
Ｉ族元素窒化物半導体ウェーハが得られる。この食刻パ
ターンは、マスクパターンに従って形成されるため、こ
の食刻パターンのストライプ方向が＜１１−２０＞又は
＜１−１００＞方向であるＩＩＩ族元素窒化物半導体ウ
ェーハが好ましいウェーハとして得られる。このマスク
の跡であるストライプ状の溝は、デバイス形成プロセス
での目合わせに使うことができる。但し、ウェーハ裏面
にこうした溝等があればゴミや汚れがつきやすく、かつ
取りにくくなる場合もあるため、マスクを除去した後、
裏面が平坦になるように研磨あるいは研削を行うことが
好ましい。 【０１７６】＜異種基板の除去方法＞次に、異種基板を
取り除く方法について具体例を挙げて説明する。ここで
は約２５０μｍ厚のＧａＮ結晶をサファイア基板上に成
長して得られたウエーハを研磨してサファイア基板を除
去した例を説明する。 【０１７７】まず、ＧａＮ結晶側の表面（ウェーハ表
面）を粘土状のいわゆるコンパウンドで保護する。次に
露出したサファイア表面（ウェーハ裏面）をサンドブラ
スト法によって研磨する。サンドブラスト法は良く知ら
れているように研磨面にジルコニア、アルミナ、炭化珪
素などの粒子をノズルから高速で衝突させるものである
ため、曲面をもった素材の高速の研磨に適した方法であ
る。高速で研磨しようとすれば粒径の尺度として５００
番程度のものを用い、低速で研磨する場合は３０００番
程度の粒径の小さなものを用いることが好ましい。ま
た、粒子の材料としてはジルコニアが好ましく、サファ
イア以外の炭化珪素、ＭｇＡｌ２Ｏ４などからなる異種
基板についても良好な研磨性が得られた。 【０１７８】このサンドブラストによる研磨はサファイ
ア基板の厚さが５０μｍ厚程度になるまで行った。この
後、コンパウンドを取り去ると反りは著しく軽減されて
いた。同時にサファイア基板にはクラックが多数発生し
ており、サファイア基板が薄くなった以上に反りの軽減
が加速されていた。 【０１７９】クラックの発生はサファイア基板の厚さが
１００μｍでも発生し、実質的に反りが解除される。 【０１８０】サンドブラスト法による研磨、コンパウン
ド除去後においてクラックの発生がない場合には反りは
かなり残存している。しかし、この場合においてもドラ
イアイスや液体窒素などの寒剤に曝することによってウ
エーハ温度を下げるとサファイア基板にクラックが発生
し、反りを低減できる。 【０１８１】クラックを発生させて実質的に反りを解除
するための条件は、ＩＩＩ族元素窒化物半導体エピタキ
シャル層の厚さ１００〜５００μｍにおいては、異種基
板の厚さがそのエピタキシャル層の厚さの２分の１以下
であることが好ましい。厚めの異種基板を用いて結晶成
長し、エピタキシャル層の厚さの２分の１以下になるま
で異種基板を研磨してもよいし、所定のエピタキシャル
層の厚さの２分の１以下の厚さの異種基板を用いてエピ
タキシャル成長を行ってもよい。例えば、厚さ２００μ
ｍのサファイア基板上に厚さ５００μｍのＧａＮ層をエ
ピタキシャル成長させた場合、成長温度から室温に降温
する段階でサファイア基板にクラックが発生し、反りが
軽減される。たとえクラックが発生しなくても寒剤に浸
して温度を下げれば、容易にクラックが発生して反りが
軽減される。 【０１８２】なお、サファイア基板のサンドブラスト研
磨はサファイア基板を完全に取り除くまで行ってもよい
が、サンドブラスト法によるＧａＮ層への損傷をなるべ
く避けるために１０μｍ厚程度のサファイア基板を残し
ておくとよい。 【０１８３】以上のようにして反りが解除されたウエー
ハは、ＧａＮ成長面（ウェーハ表面）にて通常の研磨用
重しに平らに張り付けることができ、サファイア基板、
下地結晶層、選択成長用マスクを常法により研磨除去す
ることができる。その結果、ＧａＮエピタキシャル層の
みからなるウェーハが得られる。実際には、選択成長用
マスクが露出した時点からウエーハ全体の厚さをモニタ
ーしながらＧａＮエピタキシャル層に至るまで研磨を行
った。 【０１８４】なお、このような研磨の際、選択成長マス
クまで研磨せず、マスクが露出した時点で研磨を停止
し、マスクをエッチングで取り除いてもよい。マスク材
がＳｉＯ２ならば希フッ酸ですぐに除去することができ
る。 【０１８５】また、後述するが、半導体レーザ等のデバ
イスの作製のためには、マスク近傍の領域は比較的転位
密度が大きいため、この領域を含む層領域（以下「高転
位密度層」という。）を上記研磨の際に除去することが
好ましい。 【０１８６】また、ＧａＮエピタキシャル層のみからな
るウェーハの厚みとしては、２００μｍ程度以上あれ
ば、後に述べるその上へのＤＨ構造の形成や各種デバイ
ス作製プロセスに必要な十分な強度が得られる。 【０１８７】＜青色半導体レーザの作製＞次に、上記の
ようにして得られた１インチ直径のＧａＮエピタキシャ
ル層のみからなるウェーハを基板（以下「ＧａＮ基板」
という。）として、半導体レーザ用ＤＨ構造形成のため
のエピタキシャル成長を行い、青色半導体レーザを作製
した一例を説明する。 【０１８８】ＤＨ構造は種々のプロセスで形成可能であ
るが、ここではＧａＡｓ基板やＩｎＰ基板等の導電性基
板の上に形成された半導体レーザの製造プロセスとほぼ
同様のプロセスを用いることができる。 【０１８９】図１６に、ＧａＮ基板上に形成したＤＨ構
造を有する半導体レーザの共振器断面より見た構造断面
図を示す。ＧａＮ基板２０１側よりケイ素添加ｎ型Ａｌ
０． ０５Ｇａ０．９５Ｎクラッド層２０２（厚さ０．５
μｍ）、ケイ素添加ｎ型ＧａＮ光ガイド層２０３（厚さ
０．１μｍ）、無添加Ｉｎ０．２Ｇａ０．８Ｎ量子井戸
層（厚さ３０Ａ）と無添加Ｉｎ０．０５Ｇａ０．９５Ｎ
障壁層からなる７周期の多重量子井戸構造活性層２０
４、マグネシウム添加ｐ型Ａｌ０．２Ｇａ０．８Ｎイン
ジウム解離防止層２０５（厚さ２００Ａ）、マグネシウ
ム添加ｐ型ＧａＮ光ガイド層２０６（厚さ０．１μ
ｍ）、マグネシウム添加ｐ型Ａｌ０．０５Ｇａ ０．９５
Ｎクラッド層２０７（厚さ０．５μｍ）、及びマグネシ
ウム添加ｐ型ＧａＮコンタクト層２０８（厚さ０．２μ
ｍ）を連続してＭＯＣＶＤ法によって形成した。ＤＨ構
造の最上層には酸化珪素膜２０９を形成し、幅１０μｍ
のストライプ状の電流注入用窓を形成し、この上にニッ
ケルと金からなるｐ型電極２１０を形成した。２１２は
レーザ光出射領域である。次に、ｐ型電極面で研磨用重
しに貼りつけ、ＧａＮ基板を研磨し、劈開可能な厚さ
（通常、６０μｍ〜１００μｍ）に仕上げた後、チタン
とアルミニウムからなるｎ型電極２１１を裏面に形成す
る。この後、劈開によって共振器面を形成し、隣り合う
電流注入用窓の中間で切断すれば青色レーザ素子ペレッ
トが完成する。最終的に出来上がったレーザのストライ
プ長すなわち共振器間隔長は２５０μｍとした。 【０１９０】このような上記プロセスの利点は、裏面に
電極を形成する直前に、劈開可能な厚さまでウエーハを
研磨すればよく、上部電流狭窄用ストライプ構造の形成
や表面への電極の形成が厚いウエーハ状態で実施できる
メリットがある。 【０１９１】＜レーザ特性＞以上のようにして作製した
半導体レーザを室温（約２５℃）でパルス動作させ、閾
値を測定した。得られたレーザの閾値電流は１２０ｍＡ
（電流密度〜４ｋＡ／ｃｍ２）前後の良好な値を示し
た。これに対して、選択成長用マスクなしにサファイア
基板上に成長したＧａＮウエーハを基板として作製した
レーザは、５０ｍＡ程度高い値を示した。 【０１９２】この理由については、転位密度が減ったこ
と、とりわけＡ転位密度が大幅に減少したためと考えら
れる。ＧａＮ系では転位密度の高い結晶においても高い
輝度の発光ダイオードが容易に得られることから、転位
は少数キャリアの再結合センターとしての機能は小さい
ようである。しかし、半導体レーザでは閾値電流は十分
に下がらない。半導体レーザはよく知られているように
活性層中での導波光に対して光学的利得を得る条件が達
成されなくてはならない。しかし、前記のようにＡ転位
は結晶中の小傾角粒界の発生原因であり、この小傾角粒
界においては光散乱が起こりやすい。すなわち、Ａ転位
密度の大きな結晶においては小傾角粒界での光散乱が原
因で導波光に対する光学的利得が上がらないために閾値
を下げることができなかったと解釈される。逆に言え
ば、本発明によればＡ転位密度を大幅に減少できたこと
で、本発明のウェーハ上に成長したＤＨ構造活性層中で
の導波光の散乱が減少し、高い光学的利得を得たことに
より閾値の減少が達成されたと考えられる。 【０１９３】さて、閾値測定を行ったレーザはいずれも
ウエーハの中央部１ｃｍ直径内から劈開したもので共振
器となる劈開面に傷等のないものを選別したものであ
る。しかし、ウエーハ間で閾値のバラツキに特徴があ
り、これが２つに分類できることが判明した。閾値のバ
ラツキの少ないものをＡ群のウエーハ、閾値にややバラ
ツキがあるものをＢ群のウエーハとして以下説明する。 【０１９４】Ａ群のウエーハでは各ウエーハにおいて閾
値のバラツキは１０パーセント内外であり、かつ最も大
きい閾値のものでもウエーハ内平均値の１２０パーセン
トを超えるものは見つからなかった。Ｂ群のウエーハに
おいても閾値のバラツキはやはり１０パーセント内外で
あることには変わりがないが、特徴はウエーハ内平均値
の１．５倍以上のものが１０ないし２０個に１つ程度の
割合で生じることである。 【０１９５】Ａ群ウエーハとＢ群ウエーハの差違につい
て詳しく調べたが出来上がったレーザに関して特別な差
違は見られなかった。そこで、ＤＨ構造エピタキシャル
成長後のウエーハについて断面構造を調べてみた。この
結果、Ａ群ウエーハではＧａＮ基板ウエーハ全断面にわ
たって低転位層となっているのに対し、Ｂ群ウエーハで
はＧａＮ基板ウエーハ裏面付近に高転位層が存在してい
ることが解った。 【０１９６】高転位層がどのようにＤＨエピタキシャル
層に影響し、さらにレーザ閾値に影響するかについては
現状ではよく解らない。しかし、以下に述べる理由がそ
の原因だと考えられる。すなわち、前記したようにＧａ
Ｎ基板ウエーハに高転位層が存在した場合には、ＤＨ構
造エピタキシャル成長や後のプロセスにおける高温加熱
時に高転位層で転位が反応したり、高転位層でウエーハ
面と水平に折れ曲がった刃状転位が再び、層厚に方向に
折れ曲がってＤＨ構造エピタキシャルに到達するためと
考える。１０ないし２０個に１つの割合で閾値の大きな
ものがでる理由は図９からも予想されることであるがス
トライプ選択成長マスクの周期で転位密度の変化がＧａ
Ｎ基板エピタキシャル層の高転位密度層を含む初期成長
層には存在し、この周期変化に応じた特に高密度の領域
から延びた転位群が電流狭窄用ストライプ活性層領域に
到達した場合に生じると考えられる。 【０１９７】従って、製造歩留まりや特性検査工数を考
えた場合には高転位密度層を完全に除去したＧａＮ基板
を用意してＤＨ構造エピタキシャル成長を行うことが好
ましい。すなわち、半導体レーザの作製に用いるＧａＮ
基板としては、サファイア基板、下地結晶層、マスク、
マスク近傍の高転位密度層までをすべて取り除いたもの
が好ましい。ただし、レーザ構造の形成のためのエピタ
キシャル成長の際には、ＧａＮ基板に適度の厚みが要求
されることを考慮することが必要である。 【０１９８】以上、サファイア基板上に成長したＧａＮ
ウェーハを基板に用いて作製したレーザの特性について
述べたが、サファイア基板上に成長する際にＡｌを添加
したＧａＮ、すなわちＡｌＧａＮウェーハを基板として
作製したレーザについてもレーザ特性を調べた。この場
合、レーザの閾値電流は２０ｍＡ程度低減するものが得
られた。この場合のＡｌ０．０５Ｇａ０．９５Ｎクラッ
ド層２０２の厚みは１．５μｍとした。閾値電流の低減
は、クラッド層２０２の厚膜化による光閉じ込め効果が
原因と思われ、上部クラッド層２０７についても厚膜化
すればさらに閾値電流や微分量子効率の改善が可能であ
ると考えられる。 【０１９９】＜成長表面の平坦化による閾値の再現性向
上＞半導体レーザのＤＨ構造をエピタキシャル成長する
場合にはＧａＮ基板の表面状態について注意が必要であ
る。注意する点はＧａＮ基板の成長表面の平坦性で、成
長表面が平坦でないとＤＨ構造エピタキシャル層、特に
活性層の平坦性が保持できない。活性層の平坦性の確保
が重要なことは導波の点から考えれば明らかであるが、
特に結晶学的に決まる劈開によって形成される共振器面
と活性層面のなす角度が直角からズレることの方を危惧
すべきである。この角度のズレがあると導波してきた光
が共振器面で反射されてもどる場合に大きく損失し、し
きい値を増大させるからである。この角度のズレの許容
限界は１度を大きく下回ると考えられる。 【０２００】一般に、ＧａＮ基板の成長表面は１００μ
ｍ以上の厚いエピタキシャル成長後の表面であり、多く
は成長縞やうねりがみられる。そこで、サファイア基板
を除去し、マスクと共にマスク近傍の高転位密度層を取
り除いたＧａＮ基板を研磨用重りからはがして裏表を張
り替え、ＧａＮ基板の成長最上層を研磨して成長縞やう
ねりを取り除いてから、ＤＨ構造形成のためのエピタキ
シャル成長を行った。すなわち、ここでは、ＧａＮ基板
の成長終了面を研磨して平滑化した表面を主面としてＤ
Ｈ構造形成のためのエピタキシャル成長を行った。この
ようにして作製されたＧａＮ基板をウエーハに用いて作
製されたストライプレーザの閾値はバラツキが小さく良
好なレーザ特性が得られた。 【０２０１】別の形態として、ＤＨ構造形成のためのエ
ピタキシャル成長を、サファイア基板、下地結晶層、マ
スク、及びマスク近傍の高転位密度層を取り除いて形成
されたＧａＮ基板の裏面（サファイア基板が存在してい
た側の面）に行って半導体レーザを作製した。すなわ
ち、ＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハの表裏の２つの
主面のうち転位密度の比較的高い方の主面上に素子構造
が形成された場合においても、得られた半導体レーザの
閾値等のレーザ特性は同様に良好であった。この場合、
成長面の成長縞やうねりを除去するための研磨工程が不
要となる。なお、ＧａＮ基板の表面に成長した場合に較
べて転位密度は若干高くなることが考えられるが、マス
ク近傍の高転位密度層を十分に除去すれば、閾値等のレ
ーザ特性が良好な半導体レーザを作製することができ
る。 【０２０２】以上、半導体レーザのＤＨ構造が平坦であ
る場合について説明した。しかし、ＤＨ構造を有する半
導体レーザの製造方法には、水平横モードの制御を行う
ために、ＤＨ構造の形成ためのエピタキシャル成長前に
基板表面を加工して予め電流注入領域となる部分に溝を
彫り込む等の技術がある。このような技術においても本
発明のＧａＮ基板等のＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハは問題なく適用可能である。 【０２０３】本発明のＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハは、電界効果トランジスタ等の電子輸送デバイスに適
用しても、電子の移動度が改善されたり、電極等の製造
歩留まりや信頼性が向上する等の効果が得られる。この
電子の移動度の改善は、Ａ転位がもたらす小傾角粒界で
の散乱が減ったためと考えられる。また、電極の信頼性
の改善は、半導体レーザにもいえるが、転位が減少した
結果、電極金属の転位線（特にＡ転位）に沿っての異常
拡散が減少したためと考えられる。このように、本発明
のウェーハは、高集積化された各種半導体装置に適用可
能であり、ＩＩＩ族元素窒化物半導体の応用分野の一つ
として期待されている、自動車エンジン等の発熱装置の
近くに搭載しても動作可能な高温動作−高性能半導体装
置の実現にも大きく寄与するものである。 【０２０４】 【実施例】次に本発明の実施例について図面を参照して
説明する。 【０２０５】（実施例１）本発明の実施例について図１
を参照して説明する。本実施例では、基板として、（０
００１）面サファイア（Ａｌ２Ｏ３）基板１上に膜厚１
μｍのＧａＮ膜（下地結晶膜）２をあらかじめ形成した
基板を用いた。この下地結晶膜の成長にはＭＯＣＶＤ装
置を用いた。まずサファイアを４５０℃に加熱して、Ｇ
ａ原料のトリメチルガリウム（ＴＭＧ：（ＣＨ３）３Ｇ
ａ）とアンモニア（ＮＨ３）を供給して、４００Åの厚
さのＧａＮを成長した。その後、温度を１０００℃に上
昇させてＧａＮを成長させた。このＧａＮ膜２表面にＳ
ｉＯ２膜を形成し、フォトリソグラフィー法とウエット
エッチングでストライプ状のマスク４を形成し、成長領
域３を分離・形成した。成長領域３及びマスク４は、そ
れぞれ幅５μｍ及び２μｍのストライプ状とした。スト
ライプ方向は＜１１−２０＞方向とした（（図１
（ａ））。 【０２０６】成長領域３に成長するＧａＮ結晶は、Ｇａ
原料にガリウム（Ｇａ）と塩化水素（ＨＣｌ）の反応生
成物である塩化ガリウム（ＧａＣｌ）とＮ原料にアンモ
ニア（ＮＨ３）ガスを用いるハイドライドＶＰＥ法によ
り成長させた。ＧａＣｌは、金属ＧａとＨＣｌを８００
℃程度に保った反応管上流部で反応させて得た。基板を
成長装置にセットし、水素雰囲気で成長温度１０００℃
に昇温する。成長温度が安定してから、ＨＣｌ流量を２
０ｃｃ／毎分で供給し、ＮＨ３流量１０００ｃｃ／毎分
で５分程度供給することで、成長領域３にＧａＮ結晶の
｛１−１０１｝面からなるファセットを成長させた（図
１（ｂ））。さらに、２０分間程度エピタキシャル成長
を続け、マスク４を覆うまでファセット６を発達させた
（図１（ｃ））。 【０２０７】エピタキシャル成長を続けることによりフ
ァセット構造を埋め込み（図１（ｄ））、最終的には、
５時間の成長で２００μｍ程度の平坦な表面を有するＧ
ａＮ膜を形成させた（図１（ｅ））。ＧａＮ結晶膜５を
形成後、アンモニアガスを供給しながら、常温まで冷却
し成長装置より取り出した。 【０２０８】本実施例によって形成されたＧａＮ膜５に
は、サファイア基板１と格子定数や熱膨張係数が違うに
もかかわらずクラックが入っていないことが確認され
た。しかも、厚膜成長を行ったＧａＮ結晶膜には、欠陥
が非常に少なく、転位密度は１０７／ｃｍ２程度であっ
た。なお、転位密度は、透過電子顕微鏡を用い、膜表面
付近の平面観察によって計測した。 【０２０９】本実施例で成長したＧａＮ結晶膜は欠陥が
非常に少なく、この上にレーザ、ＦＥＴ、ＨＢＴなどの
高品質なデバイス構造を成長することで、デバイス特性
を向上させることが可能となる。 【０２１０】（実施例２）本実施例について図１１を参
照して説明する。図１１は、本発明のＧａＮ結晶膜上に
ＧａＮ系半導体レーザを製造する方法を説明するための
概略工程断面図である。 【０２１１】（０００１）面のサファイア基板１上に、
実施例１と同様にＭＯＣＶＤ法で膜厚１μｍのＧａＮ膜
２を形成した。このＧａＮ膜２上にＳｉＯ２膜を形成
し、実施例１と同様にフォトリソグラフィー法とウエッ
トエッチングでストライプ状のマスク４を形成し、成長
領域３を分離・形成した。成長領域３及びマスク４は、
それぞれ幅５μｍ及び２μｍのストライプ状とした。ス
トライプ方向は＜１１−２０＞方向から１０度傾けて形
成した（図１１（ａ））。 【０２１２】成長領域３に成長するＧａＮ結晶は、上記
の実施例１と同様にＧａ原料にガリウム（Ｇａ）と塩化
水素（ＨＣｌ）の反応生成物である塩化ガリウム（Ｇａ
Ｃｌ）とＮ原料にアンモニア（ＮＨ３）ガスを用いるハ
イドライドＶＰＥ法を用いた。基板を成長装置にセット
し、水素雰囲気で成長温度１０００℃に昇温する。６５
０℃の温度から基板をＮＨ３ガス雰囲気にする。成長温
度が安定してから、ＨＣｌ流量を４０ｃｃ／毎分で供給
し、ＮＨ３流量１０００ｃｃ／毎分、およびシラン（Ｓ
ｉＨ４）流量０．０１ｃｃ／毎分で１５０分間の成長
で、実施例１で説明した図１の（ａ）から（ｅ）の成長
過程を経て、マスク４を埋め込んだ膜厚２００μｍのｎ
型ＧａＮ結晶膜６５を形成する（図１１（ｂ））。ｎ型
ＧａＮ結晶膜６５を形成後、ＮＨ３ガス雰囲気で常温ま
で冷却し、成長装置より取り出す。ＧａＮ結晶膜６５
は、１×１０１８ｃｍ−３以上のキャリア濃度であっ
た。 【０２１３】次に、ＧａＮ系半導体レーザ構造の作製に
は、有機金属化学気相成長法（ＭＯＶＰＥ）を用いて作
製した。 【０２１４】ＧａＮ膜６５を形成後、ＭＯＣＶＤ装置に
セットし、水素雰囲気で成長温度１０５０℃に昇温す
る。６５０℃の温度からＮＨ３ガス雰囲気にする。Ｓｉ
を添加した１μｍの厚さのｎ型ＧａＮ層６６、Ｓｉを添
加した０．４μｍの厚さのｎ型Ａｌ０．１５Ｇａ
０．８５Ｎクラッド層６７、Ｓｉを添加した０．１μｍ
の厚さのｎ型ＧａＮ光ガイド層６８、２．５ｎｍの厚さ
のアンドープＩｎ０．２Ｇａ０ ．８Ｎ量子井戸層と５ｎ
ｍの厚さのアンドープＩｎ０．０５Ｇａ０．９５Ｎ障壁
層からなる１０周期の多重量子井戸構造活性層６９、マ
グネシウム（Ｍｇ）を添加した２０ｎｍの厚さのｐ型Ａ
ｌ０．２Ｇａ０．８Ｎ層７０、Ｍｇを添加した０．１μ
ｍの厚さのｐ型ＧａＮ光ガイド層７１、Ｍｇを添加した
０．４μｍの厚さのｐ型Ａｌ０．１５Ｇａ０．８５Ｎク
ラッド層７２、Ｍｇを添加した０．５μｍの厚さのｐ型
ＧａＮコンタクト層７３を順次形成しレーザー構造を作
製した。ｐ型のＧａＮコンタクト層７３を形成した後、
ＨＮ３ガス雰囲気で常温まで冷却し、成長装置から取り
出した（図１１（ｃ））。２．５ｎｍの厚さのアンドー
プＩｎ０．２Ｇａ０．８Ｎ量子井戸層と５ｎｍの厚さの
アンドープＩｎ０．０５Ｇａ ０．９５Ｎ障壁層からなる
多重量子井戸構造活性層６９は、７８０℃の温度で形成
した。 【０２１５】次に、レーザー構造が形成されたサファイ
ア基板を研磨器にセットし、サファイア基板１、ＧａＮ
膜２、ＳｉＯ２マスク４、及びＧａＮ結晶膜６５の５０
μｍを研磨してＧａＮ結晶膜６５を露出させた。 【０２１６】露出したＧａＮ結晶膜６５面には、チタン
（Ｔｉ）−アルミ（Ａｌ）のｎ型電極７４を形成し、ｐ
型のＧａＮ層７３上にはニッケル（Ｎｉ）一金（Ａｕ）
のｐ型電極７５を形成した（図１１（ｄ））。 【０２１７】なお、本実施例では、サファイア基板１、
ＧａＮ下地結晶膜２、ＳｉＯ２マスク４及びＧａＮ結晶
膜６５の一部を研磨により除去してｎ型の電極を形成し
たが、研磨を行わずにドライエッチングによりｎ型Ｇａ
Ｎ層６６または６５まで除去してｎ型電極を形成し、共
振器ミラー面を形成してもよい。 【０２１８】（実施例３）本発明の実施例について図１
を参照して説明する。本実施例では、基板として、（０
００１）面サファイア（Ａｌ２Ｏ３）基板１上に膜厚１
μｍのＧａＮ膜２（下地結晶膜）をあらかじめ形成した
基板を用いた。この下地結晶膜の成長にはＭＯＣＶＤ装
置を用いた。まずサファイアを４５０℃に加熱して、Ｇ
ａ原料のトリメチルガリウム（ＴＭＧ：（ＣＨ３）３Ｇ
ａ）とアンモニア（ＮＨ３）を供給して、４００Åの厚
さのＧａＮを成長した。その後、温度を１０００℃に上
昇させてＧａＮを成長させた。 【０２１９】このＧａＮ膜２表面にＳｉＯ２膜を形成
し、次のようにしてフォトリソグラフィーとウエットエ
ッチングでストライプ状のマスク４を形成した。まず、
ＧａＮ膜２表面に形成したＳｉＯ２膜上にフォトレジス
ト（感光性樹脂）を付与してレジスト薄膜を形成する。
次に、このレジスト薄膜に、ストライプ状のパターンを
有する露光用マスクを介して紫外線を照射する。続いて
溶剤を用いて現像を行いレジストパターンを形成する。
そして、このレジストパターンをエッチング用マスクと
して、下層のＳｉＯ２膜をウェットエッチング或いはド
ライエッチングにより選択エッチングする。この選択エ
ッチングの後、不要になったレジストパターンを剥離液
あるいはアッシングにより除去する。 【０２２０】このような方法によって、サファイア基板
上に成長領域３を分離・形成した。成長領域３及びマス
ク４は、それぞれ幅５μｍ及び２μｍのストライプ状と
した。ストライプ方向は＜１１−２０＞方向とした
（（図１（ａ））。 【０２２１】上記のようにして調製されたマスク付きサ
ファイア基板を結晶成長装置の反応管にセットする直前
に、次のような工程でストライプ状マスクのＳｉＯ２表
面を清浄化した。 【０２２２】まず、エチルメチルケトン或いはエタノー
ル等の有機溶剤中に浸して超音波洗浄を１０分間以上行
い、続いて超純水で１０分間以上洗浄した。次に、８０
〜１００℃に加温した硝酸溶液中に３０分間以上浸し、
続いて超純水で１０分間以上洗浄した。その後、バッフ
ァード・フッ酸（フッ化アンモニウム＋フッ酸混合緩衝
溶液）に２０秒〜２５秒間浸してＳｉＯ２マスク表面を
１０００Å程度エッチングした。続いて超純水で１０分
程度洗浄し、窒素気流中で乾燥を行った。その後、この
基板を結晶成長装置の反応管にセットした。 【０２２３】成長領域３に成長するＧａＮ結晶は、Ｇａ
原料にガリウム（Ｇａ）と塩化水素（ＨＣｌ）の反応生
成物である塩化ガリウム（ＧａＣｌ）とＮ原料にアンモ
ニア（ＮＨ３）ガスを用いるハイドライドＶＰＥ法によ
り成長させた。基板を成長装置にセットし、水素雰囲気
で成長温度１０００℃に昇温する。成長温度が安定して
から、ＨＣｌ流量を２０ｃｃ／毎分で供給し、ＮＨ３流
量１０００ｃｃ／毎分で５分程度供給することで、成長
領域３にＧａＮ結晶の｛１−１０１｝面からなるファセ
ットを成長させた（図１（ｂ））。さらに、２０分間程
度エピタキシャル成長を続け、マスク４を覆うまでファ
セット６を発達させた（図１（ｃ））。 【０２２４】エピタキシャル成長を続けることによりフ
ァセット構造を埋め込み（図１（ｄ））、最終的には、
５時間の成長で２００μｍ程度の平坦な表面を有するＧ
ａＮ膜を形成させた（図１（ｅ））。ＧａＮ結晶膜５を
形成後、アンモニアガスを供給しながら、常温まで冷却
し成長装置より取り出した。 【０２２５】本実施例によって形成されたＧａＮ膜５に
は、サファイア基板１と格子定数や熱膨張係数が違うに
もかかわらずクラックが入っていないことが確認され
た。 【０２２６】また、この結晶の表面付近の層領域の転位
をＴＥＭ解析したところ、ｃ面に対して平行な変位ベク
トルを持つ転位（Ａ転位）の密度が大幅に減って、Ａ転
移の割合がその層領域においては全転位数に対して２０
％程度であり、ｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトル
を持つ転位（Ｂ転位）の割合が８０％程度となってい
た。さらに、その層領域の全転位密度も１×１０６／ｃ
ｍ２程度にまで減少していた。なお、転位密度は、透過
電子顕微鏡を用い、膜表面付近の平面観察によって計測
した。 【０２２７】本実施例で成長したＧａＮ結晶膜は欠陥が
非常に少なく、この上にレーザ、ＦＥＴ、ＨＢＴなどの
高品質なデバイス構造を成長することで、デバイス特性
を向上させることが可能となる。 【０２２８】なお、実施例においては本発明によるウェ
ーハ上に結晶成長を行ってデバイスを作製したが、ウェ
ーハそのものを素子の動作領域としたデバイスに対して
も用いることができることはいうまでもない。 【０２２９】 【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、Ｇ
ａＮ結晶等のＩＩＩ族元素窒化物半導体と異種基板との
熱膨張係数差や格子定数差によるエピタキシャル層での
クラックの発生が抑えられ、また、転位密度が低減さ
れ、転位による欠陥の発生が抑制され、高品質のＧａＮ
結晶膜等のＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハを提供す
ることができる。また、本発明のＧａＮ結晶膜等のＩＩ
Ｉ族元素窒化物半導体ウェーハを用いれば、この上に高
品質の半導体素子、例えばレーザ構造やトランジスタ構
造を作製することができ、その特性が飛躍的に向上す
る。
にエピタキシャル成長により形成されたＧａＮ結晶膜、
及びこのＧａＮ膜を用いて作製された半導体装置に関す
る。また本発明は、異種材料基板上にエピタキシャル成
長により形成されたＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハ
及びこのＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハを用いて作
製された半導体装置ならびにこれらの製造方法に関す
る。 【０００２】 【従来の技術】窒化ガリウム（ＧａＮ）は、禁制帯幅が
３．４ｅＶと大きく、かつ直接遷移型であることから青
色発光素子材料として注目されている。 【０００３】このＧａＮ材料を用いた発光デバイスを作
製するための基板材料としては、成長させるエピタキシ
ャル層と同じ物質のバルク結晶、すなわちＧａＮのバル
ク結晶を用いることが望ましい。しかしながら、ＧａＮ
結晶では、窒素の解離圧が高いことからバルク結晶が形
成しにくく、ＧａＮからなるバルク結晶基板の作製は非
常に困難である。そのため、格子定数が比較的近いサフ
ァイア（Ａｌ２Ｏ３）基板を用い、その上にＧａＮをエ
ピタキシャル成長している。このように従来は、格子定
数、熱膨張係数などの物理的性質、さらには化学的性質
においてもエピタキシャル層と全く異なる基板材料が用
いられてきた。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】このような異種基板上
にエピタキシャル成長を行うと、基板やエピタキシャル
層に歪みや欠陥が発生し、また、厚い膜を成長した場合
にはクラックが発生することが報告されている（ジャパ
ニーズ ジャーナル オブ アプライド フィジックス
第３２巻（１９９３）１５２８−１５３３頁（Ｊｐｎ．
Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｖｏｌ．３２（１９９３）ｐ
ｐ．１５２８−１５３３））。このような場合には、デ
バイスとしての性能が極端に悪くなるどころか、成長層
が粉々に破壊されるという結果をしばしば招いていた。 【０００５】サファイア基板上に成長したＧａＮ膜中の
転位構造と結晶品質の相関について、ジャーナル オブ
マテリアルズ サーチ 第１１巻（１９９６）５８０
−５９２頁（Ｊ．Ｍａｔｅｒ．Ｒｅｓ．Ｖｏｌ．１１
（１９９６）ｐｐ．５８０−５９２）に報告がある。 【０００６】そこでは、（１）サファイア基板上のＧａ
Ｎ膜は、基板表面の法線に平行にｃ軸配向したアイラン
ド状結晶粒が互いに会合した結果形成されること、
（２）その際、個々の結晶は、ｃ軸を回転軸として互い
にわずかな角度だけ回転しているため、結晶粒境界に転
位が形成されること、（３）これら転位がＧａＮ結晶の
ｃ面に平行な変位ベクトルを持つ貫通転位の起源である
こと等が記されている。 【０００７】つまり、このような貫通転位がＧａＮ結晶
膜中に存在するということは、ＧａＮ結晶膜が元の結晶
粒で区切られるドメイン状の形態を有し、且つＧａＮ結
晶膜のｃ面に平行な結晶方位成分が各ドメインごとに乱
れた構造を有することを示しているといえる。これは、
ＧａＮ結晶膜が、モザイク構造を形成していることの現
れでもあり、結晶としての品質を高めるためには、ｃ面
に平行な変位ベクトルを持つ転位の密度を極力低くしな
ければならないことを意味している。 【０００８】このような問題を解決する方法として、特
開平８−６４７９１号公報には、格子不整合系のエピタ
キシャル成長において、基板とエピタキシャル成長層と
の格子不整合により発生する転位を特定の場所に集中さ
せることを特徴とするエピタキシャル成長方法が開示さ
れている。この方法により、所望の領域での転位密度を
低減することができるので、半導体レーザなどの高品質
の結晶性を要求される半導体発光素子の作製が可能にな
ると記載されている。具体的には、最初の結晶成長でサ
ファイア基板上にアモルファスＧａＮ膜を形成し、これ
をストライプ状にエッチングした後、２回目の結晶成長
でこのアモルファスＧａＮ膜および基板上にＧａＮ膜を
エピタキシャル成長させている。他の実施例としては、
上記アモルファスＧａＮ膜に代えてＳｉＯ２膜をストラ
イプ上に形成し、基板上にのみエピタキシャル層を成長
させている。 【０００９】しかしながら、このような方法では、表面
にアモルファス領域を有しているため全面に均質な成長
層が得られなかったり、ＳｉＯ２膜部分で成長が起こら
ない領域を有しているため全面に平坦な成長層を得るこ
とができないため、素子形成箇所に制約が生じていた。 【００１０】上記の問題に加えて、サファイア、炭化珪
素あるいはＭｇＡｌ２Ｏ４などの基板材料はＧａＮエピ
タキシャル成長膜とは格子定数や結晶構造あるいは熱膨
張係数などの点で異なっており、エピタキシャル形成さ
れたウェーハにおいては反りの問題が深刻である。例え
ばサファイア基板を用いた場合には図１４の断面図に模
式的に示すように大きな反りが見られる。反りの大きさ
は１インチ径基板の場合には中心部は外周部に較べてｍ
ｍ単位での上に凸な状態になることもある（曲率半径が
７０ｃｍ以下にもなることがある。）。 【００１１】この反りの問題は先に述べた基板材料の種
類を代えたり、ＡｌＧａＮやＩｎＧａＮなどの混晶材料
やＡｌＮやＩｎＮ等のＩＩＩ族元素窒化物半導体をＧａ
Ｎに代えてエピタキシャル成長しても程度の差こそあれ
事情に変わりはない。そこで以下ではサファイアを基板
材料としてＧａＮをエピタキシャル成長した場合を例に
とってもっぱら説明する。 【００１２】ウェーハの反りが深刻な場合、例えば、後
の素子形成におけるリソグラフィ技術の適用において問
題が生じる。反りの大きな場合には製造プロセスにおけ
る少なくともリソグラフィの適用に先だってウェーハを
細分化する必要が生じる。例えば、５ｍｍ角程度に細分
化してからリソグラフィ技術を適用して電流注入用のス
トライプレーザ用の窓等を形成することが必要になる。 【００１３】さて、ウルツ鉱型結晶構造を有するＩＩＩ
族元素窒化物半導体の応用の一つには先に述べたように
青色系の光デバイスがある。特に高密度記録の書き込
み、読み出しが可能な青色レーザを光源としたデジタル
ビデオデイスク（ＤＶＤ）への期待は大きい。このよう
な半導体レーザのファブリペロ共振器は一般に劈開によ
って形成される。例えばサファイア基板の上にＧａＮエ
ピタキシャル層を形成し、その上に窒素をＶ族元素とし
たＩＩＩ族元素窒化物半導体でレーザ用ダブル・ヘテロ
（ＤＨ）構造をエピタキシャル法で形成し、前記リソグ
ラフィ技術における問題を克服してストライプ構造を形
成できたとしよう。その後のプロセスとしては電極等を
形成するわけであるが、最終的には一般に劈開によって
ファブリペロ共振器を形成しなければならない。 【００１４】しかし、ＧａＮエピタキシャル層とサファ
イア基板との劈開面のズレが大きい場合、サファイア基
板が存在したままできれいな劈開を行うことは非常に困
難である。そこで劈開に先だって、サファイア基板を研
磨等で除去することが必要となる。すなわち、リソグラ
フィ技術上の問題から小面積に切り刻んだウエーハの裏
面サファイアを研磨するという煩雑なプロセスが伴うこ
とになる。 【００１５】また、たとえサファイア基板を残したまま
劈開が可能であったとしても絶縁物であるサファイア基
板１０１が裏面に存在するのでそのままでは裏面には電
極が形成できないため、ＤＨ構造の表面から部分的に掘
り込んだところ（電極形成層１０６）に電極１０２を形
成するというプロセスも必要となる。すなわち、図１５
（ａ）（ファブリペロ共振器断面から見たレーザ構造の
断面概念図）に示すように裏面電極に代わる電極１０２
を形成する必要がある。なお、１０４は酸化珪素膜、１
０５はレーザ光出射領域である。一方、サファイア基板
１０１が取り除かれていれば図１５（ｂ）のように表面
の電極１０３に対向して裏面に電極１０２を配置するこ
とができる。 【００１６】さらに、ウェーハにサファイア等の厚い異
種材料基板がついていることによる反りの問題は、その
ウェーハ上にＤＨ構造等をエピタキシャル成長する場合
にも生じる。特に、反りの大きなウェーハであるとホル
ダーに設置しにくいこと、ホルダーとウェーハ全体を接
触させることができないために、エピタキシャル成長時
にウェーハ面内で温度差が生じるといった問題も生じ
る。 【００１７】そこで本発明の目的は、格子定数や熱膨張
係数が異なる異種基板上にエピタキシャル成長を行って
形成されたものであっても、歪みや欠陥、転位が少な
く、また厚い膜であってもクラックが入りにくい、Ｇａ
Ｎ結晶膜、ＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハ及びその
製造方法を提供することである。 【００１８】また本発明の目的は、エピタキシャル成長
により形成されたＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハ、
特にＧａＮ結晶膜上に半導体素子構造を形成することに
より、優れた特性を有する半導体装置を提供することに
ある。 【００１９】 【課題を解決するための手段】本発明は、サファイア基
板上に複数の成長領域を形成するようにストライプ状に
パターニングされたマスクを有し、該成長領域から成長
したＧａＮ結晶が該マスクを介して隣り合う成長領域か
ら成長したＧａＮ結晶と合体して該マスクを覆って成る
ＧａＮ結晶膜であって、該マスク上の結晶領域に、スト
ライプ方向に沿って走る複数の転位が基板面のほぼ法線
方向に配列した欠陥を有し、ストライプ方向に対して垂
直な断面で見たとき、基板面にほぼ平行な方向に伝播し
てきた転位が、該マスク上で結晶が合体した箇所の近傍
において基板面のほぼ法線方向に伝播している転位を有
することを特徴とするＧａＮ結晶膜に関する。 【００２０】また本発明は、基板面のほぼ法線方向に伝
播した前記転位がＧａＮ結晶のｃ面に対して斜めに傾い
た方向の変位ベクトルを持つ転位であり、ストライプ方
向に沿って走る前記転位がＧａＮ結晶のｃ面に平行な変
位ベクトルを持つ転位である上記本発明のＧａＮ結晶膜
に関する。 【００２１】また本発明は、ＧａＮ結晶のｃ面に対して
斜めに傾いた方向の変位ベクトルを持つ転位の密度に対
する、ＧａＮ結晶のｃ面に平行な変位ベクトルを持つ転
位の密度の比が、結晶成長初期の層領域に比べて上層領
域において小さい上記本発明のＧａＮ結晶膜に関する。 【００２２】また本発明は、前記欠陥が、前記マスク上
のストライプ方向の両端近傍と、前記マスク上で結晶が
合体した箇所の近傍に形成されている上記本発明のＧａ
Ｎ結晶膜に関する。 【００２３】また本発明は、ＧａＮ結晶膜中の転位の５
０％以上がＧａＮ結晶のｃ面に対して斜めに傾いた方向
の変位ベクトルを持つ転位であることを特徴とするＧａ
Ｎ結晶膜に関する。 【００２４】また本発明は、ＧａＮ結晶膜中の転位の５
０％未満がＧａＮ結晶のｃ面に平行な変位ベクトルを持
つ転位であることを特徴とするＧａＮ結晶膜に関する。 【００２５】また本発明は、ＧａＮ結晶膜中の転位の５
０％以上がＧａＮ結晶のｃ面に対して斜めに傾いた方向
の変位ベクトルを持つ転位であり、ＧａＮ結晶膜中の転
位の５０％未満がＧａＮ結晶のｃ面に平行な変位ベクト
ルを持つ転位であることを特徴とするＧａＮ結晶膜に関
する。 【００２６】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転位
が、同じ層領域中の転位の５０％以上である層領域を有
することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハに関する。 【００２７】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に平行な変位ベクトルを持つ転位が、同じ層領域
中の転位の５０％未満である層領域を有することを特徴
とするＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハに関する。 【００２８】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転位
が、同じ層領域中の転位の５０％以上であり、該ｃ面に
平行な変位ベクトルを持つ転位が５０％未満である層領
域を有することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化物半導体
ウェーハに関する。 【００２９】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転位
が、同じ層領域中の転位の６０％以上である層領域を有
することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハに関する。 【００３０】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に平行な変位ベクトルを持つ転位が、同じ層領域
中の転位の４０％未満である層領域を有することを特徴
とするＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハに関する。 【００３１】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転位
が、同じ層領域中の転位の６０％以上であり、該ｃ面に
平行な変位ベクトルを持つ転位が４０％未満である層領
域を有することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化物半導体
ウェーハに関する。 【００３２】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転位
が、同じ層領域中の転位の７０％以上である層領域を有
することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハに関する。 【００３３】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に平行な変位ベクトルを持つ転位が、同じ層領域
中の転位の３０％未満である層領域を有することを特徴
とするＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハに関する。 【００３４】また本発明は、ウルツ鉱型結晶構造におけ
るｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転位
が、同じ層領域中の転位の７０％以上であり、該ｃ面に
平行な変位ベクトルを持つ転位が３０％未満である層領
域を有することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化物半導体
ウェーハに関する。 【００３５】また本発明は、前記層領域を有する結晶膜
は、異種基板上に成長された結晶膜であって、該異種基
板上に複数の成長領域が形成するようにストライプ状に
パターニングされたマスクが設けられ、該成長領域から
成長した結晶が該マスクを介して隣り合う成長領域から
成長した結晶と合体して該マスクを覆って成る結晶膜で
ある上記本発明のＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハに
関する。 【００３６】また本発明は、成長させる結晶とは異なる
材料からなる異種基板上に複数の成長領域を形成するよ
うにストライプ状にパターニングされたマスクを形成す
る工程、該マスクの表面の清浄化処理を行う工程、該成
長領域からファセット構造を形成しながら結晶成長さ
せ、該マスクを介して隣り合う成長領域から成長した結
晶と合体して該マスクを覆い、さらに該ファセット構造
を埋め込んで表面を平坦化するようにエピタキシャル成
長する工程を有することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化
物半導体ウェーハの製造方法に関する。 【００３７】また本発明は、上記ＩＩＩ族元素窒化物半
導体ウェーハを用いて作製された半導体装置に関する。 【００３８】 【発明の実施の形態】＜ＧａＮ結晶膜の成長方法＞本発
明のＧａＮ結晶膜の成長方法の一実施形態について図面
を参照して説明する。 【００３９】初めに、サファイア基板１上にＧａＮを含
む下地結晶膜２を成長し、その表面上にフォトリソグラ
フィー法とウェットエッチング法を用いてストライプ状
のマスク４を形成し、成長領域３を形成する（図１
（ａ））。 【００４０】マスク４は基板１上に直接形成してもよい
が、下地結晶膜２の形成により予め転位密度をある程度
低減することができ、後に形成するＧａＮ結晶膜５の転
位構造をより効果的に制御できるため、この下地結晶膜
２は形成することが好ましい。このような下地結晶膜の
材料としては、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ
（０＜Ｘ＜１）、ＩｎｘＧａ１−ｘＮ（０＜Ｘ＜１）な
どのＩＩＩ族元素窒化物が好ましい。なお、前記下地結
晶膜の組成は必ずしも後にその上に形成するエピタキシ
ャル層の組成と同じである必要はなく、場合によっては
ＩＩＩ族元素窒化物に限る必要もないが、上記エピタキ
シャル層と同じ結晶系でウルツ鉱型結晶構造を有する材
料が好ましい。このような下地結晶膜の厚さは０．５μ
ｍ〜２０μｍが好ましい。薄すぎると十分な効果が得ら
れず、厚すぎるとクラックが発生しやすくなる。 【００４１】このような下地結晶膜は、基板側から低温
バッファ層と高温成長層からなる多層構造とすることが
好ましい。低温バッファ層は、４００〜６００℃程度の
比較的低温で成長させるアモルファスに近い結晶層であ
り、これにより高密度の結晶核を形成することができ
る。膜厚は０．０１〜０．１μｍ程度に薄く形成するこ
とが好ましい。高温成長層は、９５０〜１０５０℃程度
の比較的高温で成長させた高品質層である。 【００４２】ここで、下地結晶膜の形成条件について一
実施形態を挙げて簡単に説明する。下地結晶膜の形成
は、有機金属気相成長法（Ｍｅｔａｌ−Ｏｒｇａｎｉｃ
Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏ
ｎ：ＭＯＣＶＤ）で形成することができる。下地結晶膜
の形成に用いるＭＯＣＶＤ装置は減圧装置の一種であ
り、一般に使用されているＭＯＣＶＤ装置を使用するこ
とができる。 【００４３】低温バッファ層の形成にあたっては、ま
ず、サファイア基板をＭＯＣＶＤ装置の基板ホルダに設
置し、水素を流しながら数１０Ｔｏｒｒ以上の減圧下で
９００〜１１００℃に基板温度を保持し、数分から３０
分間の熱処理を行った。この目的は、基板のクリーニン
グにあり、水素圧力が高いほど良く、場合によっては１
気圧上でおこなってもよいが、減圧下で行うのは装置上
の制約からである。 【００４４】その後、基板温度を４００℃〜６００℃に
降下させ、トリメチル・ガリウム（ＴＭＧ）とアンモニ
ア（ＮＨ３）を装置に導入して厚さ０．０１μｍ〜０．
０５μｍのＧａＮ低温バッファ層を形成した。低温バッ
ファ層の厚さの最適範囲については、低温バッファ層上
への高温成長ＧａＮ層の成長時における昇温時の結晶化
過程に影響するようで本発明者らの実験結果から得られ
た数値である。したがって、下地結晶膜の材料がＧａＮ
でない場合や低温バッファ層上への高温成長層形成時の
昇温履歴や或いは昇温雰囲気が変われば、低温バッファ
層の厚さの最適範囲は変化すると考えられる。 【００４５】低温バッファ層成長時に供給するＩＩＩ族
元素Ｇａ原料（ＴＭＧ）に対するＶ族元素窒素原料（Ｎ
Ｈ３）のモル比（Ｖ／ＩＩＩ比）は１００００〜３００
００が好ましい。ＣＶＤ装置へのＴＭＧの導入は、キャ
リアガスとして水素ないし窒素ガスを数百ｍｌ／分でＴ
ＭＧ液体原料にバブリングさせて行い、ＮＨ３は前記Ｖ
／ＩＩＩ比になるように供給した。ＣＶＤ装置には、必
要により、原料ガスに加えてキャリアガスとして窒素ガ
ス、さらに水素ガスを導入し、全圧力を３０〜７００Ｔ
ｏｒｒとした。キャリアガスとしての窒素はアルゴンや
ヘリウム等の不活性ガスに置き換えてもよい。キャリア
ガスとしての水素は、低温バッファ層の結晶性に関わる
知見が得られており、全圧力の１／１０〜１／３程度の
分圧にすることが好ましい。 【００４６】低温バッファ層の成長条件は上記のように
比較的ゆるやかであり、この上層に高温成長層が形成さ
れ、多段階で下地結晶膜が形成される。 【００４７】さらに低温バッファ層の形成条件の典型例
を示す。サファイア基板の水素中でのクリーニングは、
１００Ｔｏｒｒの減圧下、１０００℃で１０分間行っ
た。その後、４５０〜５００℃へ降温し、アンモニアガ
スとＴＭＧをＶ／ＩＩＩ比＝２００００、水素キャリア
ガスをアンモニアガスの１．２倍、窒素キャリアガスを
アンモニアガスの２．６倍供給して成長を行った。低温
バッファ層の厚さは０．０１５μｍ〜０．０４μｍの範
囲に調整した。 【００４８】なお、基板がＳｉＣからなる場合のクリー
ニングは８００℃で行ってもよく、基板がＭｇＡｌ２Ｏ
４からなる場合においても、サファイア基板に比べて低
温で行ってもよい。基板のクリーニング時の温度や時間
については、用いる基板によって適宜、選択すればよ
い。また、このような基板のクリーニングは必須の工程
ではないが、実施することが好ましい。このような基板
のクリーニングを行うことによって、低温バッファ層上
に形成される高温成長層の結晶性の再現性が良好にな
る。また、このクリーニングの代わりに、下地基板のバ
ッファ層形成装置へのローディング前に行う表面処理技
術を改良することによってもクリーニングを行った場合
と同様な効果が得られる可能性がある。 【００４９】以上、下地結晶膜の形成についてＧａＮか
らなる下地結晶膜について説明したが、ＧａＮを主体と
し、ＡｌやＩｎ、あるいはＢを含んだ混晶としてもよ
い。なお、下地結晶膜の材料としてはＧａＮや、ＧａＮ
を主体としたものが好ましいが、種々の材料を適用する
ことができる。 【００５０】このような多段階成長法により形成された
下地結晶膜により、基板界面から発生する転位がいっそ
う低減され、マスク上の結晶領域における転位制御をよ
り効果的に行うことができる。なお、低温バッファ層の
みを形成してその上にマスクを形成してもよく、またマ
スクを基板上に直接形成した後、成長領域にのみに低温
バッファ層を形成してもよい。 【００５１】マスクの形状はストライプ形状が好まし
く、このときマスク１４の厚さは０．０１〜５μｍが好
ましい。マスクの材料としては、ＳｉＯ２を用いること
が好ましいがこれに限られるものではなく、ＳｉＮｘ等
の絶縁体膜でもよい。 【００５２】マスク１４の幅は０．２μｍ〜２ｍｍが好
ましい。マスク幅を広くすることにより下部結晶から貫
通してくる転位を効果的に遮蔽することができるが、広
くしすぎると、成長層の平坦化までに必要な膜厚が著し
く厚くなり、また、マスク上での異常成長や膜の反りが
起きやすくなるため、２ｍｍ以下とすることが好まし
い。一方、狭すぎると、下部結晶から貫通してくる転位
が十分に遮蔽できないだけでなく、ファセット構造が十
分に形成されず転位の制御が不十分となり、その結果、
本発明の特徴的な転位の形態を有するＧａＮ結晶膜を得
ることが困難となる。このことから、マスク幅は０．５
μｍ〜１ｍｍの範囲がより好ましく、１μｍ〜５００μ
ｍがさらに好ましい。 【００５３】また、成長領域３（開口部）の幅は、０．
０１〜１００μｍの範囲にあることが好ましく、０．５
〜１００μｍがより好ましく、１〜１０μｍがさらに好
ましい。広すぎると貫通転位が多くなるだけでなく、フ
ァセット構造が十分に形成されず転位の制御が不十分と
なり、その結果、本発明の特徴的な転位の形態を有する
ＧａＮ結晶膜を得ることが困難となる。これらマスク幅
をＡとし成長領域の幅をＢとした場合、Ｂ／（Ａ＋Ｂ）
の比は０．０００００５〜１が好ましく、０．０００５
〜１がより好ましく、０．００２〜０．９がさらに好ま
しい。 【００５４】マスクのストライプの方向は、＜１１−２
０＞方向もしくはこの方向と垂直な＜１−１００＞方向
からそれぞれ３０度以内の方向が好ましく、＜１１−２
０＞方向もしくは＜１−１００＞方向がさらに好まし
い。特に、ＨＶＰＥ法では、＜１１−２０＞方向もしく
は＜１−１００＞方向、ＭＯＶＰＥ法では、＜１１−２
０＞方向が好ましい。 【００５５】次に、成長領域３に対しＧａＮ結晶のエピ
タキシャル成長を行う。マスク４の付いた基板をエピタ
キシャル装置の反応管に挿入して、水素ガス、窒素ガ
ス、または、水素と窒素の混合ガスとＮ原料ガスを供給
しながら基板を所定の成長温度まで昇温する。温度が安
定してからＧａ原料を供給して、成長領域３にＧａＮ結
晶層を成長する。結晶成長方法は、Ｇａ原料に塩化ガリ
ウム（ＧａＣｌ）を用い、Ｎ原料にアンモニア（Ｎ
Ｈ３）ガスを用いる塩化物輸送法による気相成長（ＶＰ
Ｅ：Ｖａｐｏｒ Ｐｈａｓｅ Ｅｐｉｔａｘｙ）である
ハイドライドＶＰＥ法が好ましいが、Ｇａ原料に有機金
属化合物を用いる有機金属化合物気相成長（ＭＯＶＰ
Ｅ：Ｍｅｔａｌ Ｏｒｇａｎｉｃ Ｖａｐｏｒ Ｐｈａ
ｓｅ Ｅｐｉｔａｘｙ）を用いてもよい。 【００５６】ＧａＮ結晶は、初期段階ではマスク４上に
成長せず、成長領域３のみで結晶成長が起こり、成長領
域上のＧａＮ結晶には基板の面方位とは異なる面方位を
有するファセット６が形成される（図１（ｂ））。この
ときのＧａＮ結晶の成長条件はファセット構造が形成さ
れるように６５０℃から１１００℃の成長温度、Ｎ原料
の供給量はＧａ原料の供給量に対し等倍から１０００倍
の範囲で行うことが好ましい。 【００５７】さらにエピタキシャル成長を続けると、Ｇ
ａＮ結晶はファセット面に対して垂直な方向に成長が進
むため、成長領域だけでなくマスク４を覆うようにな
る。そして隣接する成長領域のＧａＮ結晶のファセット
と接触する（図１（ｃ））。 【００５８】さらにエピタキシャル成長を続けると、フ
ァセットが埋め込まれ（図１（ｄ））、最終的には、平
坦な表面を有するＧａＮ結晶膜５を得ることができる
（図１（ｅ））。 【００５９】通常、サファイア基板上にＧａＮ結晶の結
晶成長を行うと、基板との界面で発生した結晶欠陥にと
もなう転位は、界面と垂直方向に伸びるために、たとえ
エピタキシャル膜を厚くしても、転位の低減は見られな
い。 【００６０】本発明における成長方法では、選択成長に
より成長領域にファセット構造を形成している。このフ
ァセットは成長速度が他の面より遅いために現れる。フ
ァセットの出現により転位がファセットに向かって進
み、基板と垂直に伸びていた転位が垂直な方向へ伸びる
ことができなくなる。転位はファセットの成長とともに
横方向に曲げられ、そのほとんどの転位は、結晶の端に
出てしまうか、閉ループを形成する。その結果、エピタ
キシャル膜の膜厚増加に伴い、上部の成長領域では結晶
欠陥が減少していく。これにより、エピタキシャル膜内
の欠陥の低減を図ることができる。このようにファセッ
ト構造を形成して成長することで、結晶欠陥を大幅に減
らすことが可能になる。 【００６１】特に、Ｇａ原料に塩化物を用いる塩化物輸
送法による気相成長では、ＧａＮ結晶の成長が速いた
め、ファセット構造のうち基板面と同じ面が消えるのが
はやい。したがって基板と垂直に伸びる転位は、はやく
からファセット構造のうち基板面と異なる面の方向に伸
びることになりＧａＮ結晶における垂直に伸びる転位
（貫通転位）を大幅に減らすことができる。 【００６２】なお、Ｇａ原料に有機金属化合物を用いる
有機金属化合物気相成長では塩化物輸送法による気相成
長と比べて成長速度が遅くなるが、上述のようにのＧａ
Ｎ結晶のファセット構造のうち基板面と同じ面が速く消
えるようにすればよい。例えば成長領域に対するマスク
の面積を大きくすればマスク上からの成長種の供給量が
増えるため成長領域におけるＧａＮ結晶の成長を速める
ことができる。 【００６３】またＧａＮのエピタキシャル成長について
述べたが、ＩｎＧａＮ膜、ＡｌＧａＮ膜あるいはＩｎＮ
膜をエピタキシャル成長しても同様な効果が得られる。
さらに成長するこれらの結晶膜に不純物を添加しても同
様な効果が得られる。 【００６４】上述のように、本実施の形態で得られるＧ
ａＮ結晶膜は、結晶欠陥が大幅に減少しており、このＧ
ａＮ結晶膜上に形成する半導体レーザ等の素子構造（Ｇ
ａＮ結晶膜を含む積層構造）における結晶欠陥も大幅に
減少させることができる。このため、異種基板（例えば
サファイア基板）上に作製する積層構造の結晶性を改善
することができ、優れた特性を有する半導体レーザ等の
半導体装置を提供することができる。 【００６５】また、このようなＧａＮの結晶膜の膜厚を
所望の厚さに成長した後、少なくともサファイア基板等
の異種基板を除去することで、好ましくは異種基板とマ
スクとＧａＮ結晶膜の一部を除去することで、結晶欠陥
の少ないＧａＮ結晶膜が得られ、これを基板として用い
ることで半導体レーザ等の素子を形成する上でさらに様
々な利点が得られる。 【００６６】例えば、半導体発光素子の製造にＧａＮ結
晶膜の基板を用いた場合は、サファイア基板等の絶縁性
の異種基板を用いた場合に問題となっていた半導体発光
素子における基板裏面への電極形成が可能になる。 【００６７】さらに、ＧａＮ結晶膜からなる基板（Ｇａ
Ｎ結晶膜基板）上に形成する半導体発光素子がＧａＮ結
晶膜を含む半導体レーザの場合は、ＧａＮ結晶膜基板と
半導体レーザの積層構造との劈開面が同じであるため、
劈開による共振器ミラーの作製が可能となる。 【００６８】なお、上記では、ＧａＮ結晶膜基板を用い
て素子を作製した場合の利点について説明したが、サフ
ァイア基板等の異種基板上に、前述の選択成長方法によ
り所望の厚さのＧａＮ結晶膜を形成した後に半導体素子
構造を順次作製し、その後、この異種基板を除去するこ
とによっても、基板裏面への電極形成と、劈開による共
振器ミラーの形成が可能であることは言うまでもない。 【００６９】サファイア基板等の異種基板上へのＧａＮ
結晶膜形成時の膜厚としては、２０μｍ〜１ｍｍが好ま
しく、８０μｍ〜５００μｍがより好ましい。 【００７０】また、ＧａＮ結晶膜上に素子構造を形成す
る場合には、結晶成長する側のＧａＮ結晶膜の面だけで
なく、異種基板付きＧａＮ結晶膜から異種基板やマスク
等を削除した側、すなわちＧａＮ結晶膜の異種基板側の
面を利用して素子構造を形成してもよい。この場合に、
異種基板とともに除去するＧａＮ結晶膜の厚さは３００
μｍ以下が好ましく、５〜１５０μｍがより望ましい。 【００７１】このようなＧａＮ結晶膜を素子基板として
用いることにより、形成される半導体素子の積層構造の
結晶性を改善することができ、その結果、優れた特性を
有する半導体素子を提供することができる。 【００７２】また半導体発光素子に適用した場合は、サ
ファイア基板で問題となっていた半導体発光素子におけ
る基板裏面への電極形成が可能になる。 【００７３】さらに半導体発光素子が半導体レーザの場
合は、ＧａＮ結晶膜と劈開面が異なる異種基板上にレー
ザ構造を形成しても、劈開による共振器ミラーの作製が
可能になる。 【００７４】次に、以上のようにして作製したＧａＮ結
晶膜の結晶構造について詳細に説明する。 【００７５】＜転位の基本構造＞まず、本発明の理解の
ために、ＧａＮ結晶中の転位の基本構造について説明す
る。ＧａＮ結晶は、六方晶単位格子から構成され、結晶
中の各方位を表す指数と転位構造の関係は図２のように
なる。一般に、六方晶構造を持つ結晶中には、転位によ
ってもたらされる原子間の変位ベクトルであるバーガー
スベクトルｂとして、＜１１−２０＞／３、＜０００１
＞、＜１１−２３＞／３の３種類が存在することが知ら
れている。 【００７６】ここで、＜１１−２０＞／３は図２に示し
た六方晶格子のｃ面に平行なａ軸ベクトルと等価なベク
トルで正負の符号を考慮すると６個存在し、＜０００１
＞はｃ軸と等価で２個存在し、＜１１−２３＞／３はｃ
面に対して斜めに傾いた方向であり六角錐の稜ａ＋ｃと
等価で１２個存在する。 【００７７】一本の転位に対して必ず一つのバーガース
ベクトルｂが定義され、転位線の走る方向が変化したと
してもバーガースベクトルｂの方向が変わることはあり
得ない。 【００７８】転位のキャラクタを示す「刃状（ｅｄｇ
ｅ）」、「螺旋（ｓｃｒｅｗ）」といった呼び名は、転
位線の走る方向に対してバーガースベクトルｂがそれぞ
れ、垂直、平行な場合を示している。刃状と螺旋のキャ
ラクタが混ざった場合、すなわち転位線に対してバーガ
ースベクトルｂが斜めのときは「混合（ｍｉｘｅｄ）」
転位と呼ぶ。 【００７９】こうした規則に従えば、六方晶格子の［０
００１］方向（すなわちｃ軸方向）に沿って走った転位
は、バーガースベクトルｂ＝＜１１−２０＞／３のとき
は刃状転位、バーガースベクトルｂ＝＜０００１＞では
螺旋転位、バーガースベクトルｂ＝＜１１−２３＞／３
では混合転位であると定義付けられる。 【００８０】転位の呼び方で注意すべき点は、一本の転
位内で、バーガースベクトルｂの方向に対して転位線方
向が変化する場合である。転位は必ずしも図２に示すよ
うに真っ直ぐに走っているとは限らず、むしろ曲がって
いる場合が多い。ここで、極端な例として転位線が輪状
に形成されている場合を考えると、バーガースベクトル
ｂと平行に走る部分は螺旋転位となり、バーガースベク
トルｂと垂直に走る部分は刃状転位となる。つまり、一
本の転位の中で複数の呼び名を持つことになる。そのた
め、曲がった転位は、バーガースベクトルｂの方向で定
義しなほうがより正確である。特に、本発明のＧａＮ結
晶膜中の転位は後に示すように折れ曲がった形態をもつ
ため、以下、本文中ではバーガースベクトルｂの方向に
よる転位の定義付けも適宜行うものとする。 【００８１】なお、一般的に、サファイア基板上のＧａ
Ｎ結晶膜は、六方晶格子のｃ軸に沿って成長し、通常、
膜中の転位はｃ軸に沿って走っている。すなわち、転位
線は膜を貫く形で存在しており、このような転位を、上
記の呼び名とは別の意味、すなわち膜の厚さ方向に貫く
転位の意味で「貫通転位」と呼んでいる。 【００８２】＜転位キャラクタの判別方法＞次に、本発
明における転位キャラクタの判別方法について説明す
る。本発明においては、主に透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）
により転位の観察を行った。 【００８３】一般に、転位をＴＥＭにより観察する場
合、入射電子線に対してＴＥＭサンプルを傾け、それに
よって優先的に励起された回折ビームを対物絞りで抽出
し結像させる手法を用いる。これは、ＴＥＭサンプル中
の特定の結晶格子面によって入射電子線を回折させるこ
とに対応している。この手法により観察されるＴＥＭ像
における転位のコントラストは、格子面による電子線の
回折条件が転位近傍で局所的に異なっていることに起因
している。つまり、転位近傍の格子面はその他の領域に
比べて局所的に湾曲しているため、転位の存在する部分
とそうでない部分では電子線のブラッグ反射条件が異な
り、ＴＥＭ像中では転位線の形状に対応したコントラス
トが出現する。 【００８４】実際のＧａＮの結晶構造は六方晶格子を持
つが、ここでは説明を簡単にするために、単純立方格子
を持つ結晶構造を用いて上記原理を説明する。単純立方
格子の結晶中に存在する転位の周囲の格子面の模式図を
図３に示す。この場合、紙面に垂直に走る刃状転位が存
在し（⊥の部分）、この転位は図示した方向にバーガー
スベクトルｂを有している。 【００８５】本図で注目すべき点は、バーガースベクト
ルｂと平行な方向に法線ベクトルｇＡを持つ格子面Ａは
転位の存在によってその付近で局所的に湾曲している
が、バーガースベクトルｂと垂直な方向に法線ベクトル
ｇＢを持つ格子面Ｂは転位線近傍でも湾曲していないこ
とである。 【００８６】ここで、格子面Ａを用いてＴＥＭ像を結像
した場合は、上述のブラック反射条件が転位線近傍とそ
の他の領域で異なるために転位線のコントラストが出現
する。これに対して格子面Ｂを用いてＴＥＭ像を結像し
た場合は、転位線による格子面の湾曲が存在しないため
に転位線のコントラストは出現しない。 【００８７】つまり、ＴＥＭ観察の際に選択された回折
格子面の法線ベクトル（「回折ベクトル」と呼ぶ。）ｇ
と転位線のバーガースベクトルｂが垂直である場合、す
なわち、それぞれのベクトルの内積がゼロ（回折ベクト
ルｇ・バーガースベクトルｂ＝０）の場合に転位のコン
トラストが消滅することになる。 【００８８】こうした原理を逆に利用すれば、未知の転
位キャラクタ（刃状、螺旋、混合）を決定することがで
きる。 【００８９】図３の転位キャラクタが未知であるとして
以下に転位キャラクタの決定方法を説明する。ここで示
した結晶構造は単純立方格子なので、転位のバーガース
ベクトルは、格子面Ａに垂直な方向、格子面Ｂに垂直な
方向、紙面に垂直な方向の３種類の内のいずれかであ
る。 【００９０】まず、任意の格子面を用いてＴＥＭ観察を
開始する。例えば、格子面Ａで電子線を回折させると
（回折ベクトルｇＡ）、ＴＥＭ像中に出現したコントラ
ストからＴＥＭサンプル中にどのような形で転位が存在
してるか、すなわち結晶に対する転位線の走っている方
向が決定される。この場合は、転位線はＴＥＭサンプル
の表面法線（電子線の入射方向）に平行に走っているこ
とがわかる。なお、この観察条件で転位が観察されると
いうことは、そのバーガースベクトルｂは格子面Ｂに垂
直な方向や紙面に垂直な方向ではないということもでき
る。 【００９１】次に、同視野に対して別の格子面Ｂ（回折
ベクトルｇＢ）を用いて観察を行う。コントラストは消
失するが、このことから転位のバーガースベクトルｂは
回折ベクトルｇＢに垂直な方向を持っていることが一義
的に判明し、結果として図示したバーガースベクトルｂ
の方向が決まる。 【００９２】最終的に、この場合は、転位線方向に対し
てバーガースベクトルｂは垂直であるため、転位が刃状
転位であることがわかる。 【００９３】上記の例は最も簡単な単純立方格子中の刃
状転位の場合であったが、この原理は図２に示した六方
晶格子やそれ以外の結晶格子中に存在するあらゆる転位
にも同様に適用でき、ＧａＮ結晶中に存在する転位キャ
ラクタの判別方法として確立されている。 【００９４】＜本発明のＧａＮ結晶膜の転位構造＞次
に、前記の方法に従って作製されたＧａＮ結晶膜のＴＥ
Ｍ観察等の結果に基づいて、本発明のＧａＮ結晶膜の転
位構造を説明する。 【００９５】まず、下地結晶層のみに着目すると、スト
ライプ方向から見たＴＥＭ断面写真には、垂直方向に走
る暗い線状のコントラスト、即ち貫通転位が観察され
た。個々の転位のキャラクタを判別した結果、刃状転位
が全体の７０％以上で、残りの殆どは混合転位であり、
螺旋転位は非常に少ないことがわかった。 【００９６】次に、マスク開口部の成長領域から成長し
たＧａＮ結晶層に着目すると、その転位の殆どは下地結
晶層の貫通転位を引継ぎ、両層の界面には新たに発生し
た欠陥は観察されなかった。また、この引き継がれた転
位は、その多くが折れ曲がった形態をとっていた。特
に、マスク近傍では、マスクを覆うように折れ曲がった
転位がパイルアップしている様子が観察された。また、
このような転位の折れ曲がりは上層のＧａＮ結晶層の約
５μｍの厚さ内で生じていることが観察された。 【００９７】４種類の回折ベクトルｇを用いて断面の一
部の同一視野をＴＥＭ観察したところ、回折ベクトルｇ
を変化させることによって転位のコントラストが見えた
り見えなかったりする様子が観察された。この観察か
ら、下地結晶層の刃状転位を引き継いだバーガースベク
トルｂが＜１１−２０＞／３の転位と、下地結晶層の混
合転位を引き継いだバーガースベクトルｂが＜１１−２
３＞／３の転位が判別できた。 【００９８】ここで、これら両者の転位の折れ曲がり状
態や構造を比較すると、前者がマスクの位置に関係なく
比較的ランダムに折れ曲がっているのに対し、後者はマ
スク近傍でそれが顕著であることがわかった。 【００９９】また、前者の転位をステレオマイオグラフ
ィー、及び膜表面に垂直な方向からＴＥＭ観察すると、
折れ曲がって水平になった部分は、ＴＥＭサンプル面
（ＴＥＭ写真面に相当）に対して約３０度傾き、転位の
持つバーガースベクトルｂと平行であることが解った。
つまり、前者の転位は、下地結晶層中に刃状キャラクタ
を持った転位が上層のＧａＮ結晶層に引き継がれた後、
この結晶層中で折れ曲がり、螺旋のキャラクタに変化し
たものである。下地結晶層中の転位の７０％以上を占め
ていた刃状転位は、殆どこのようなメカニズムで折れ曲
がるため、大多数の転位がＧａＮ結晶層を貫通しなかっ
たものと期待される。 【０１００】一方、後者の転位ついては、ＴＥＭ観察か
ら混合転位であることがわかり、また、折れ曲がって基
板と水平になった部分は前者の転位と異なり、もはや滑
り面上には存在せず、ＴＥＭサンプル面にほぼ並行に存
在する［１−１００］方向に平行に走っていることが解
った。また、このような後者の転位はファセットを起点
として折れ曲がっていた。 【０１０１】このことから、下地結晶層中で混合転位だ
った転位は、上層のＧａＮ結晶層に引き継がれた後、フ
ァセットを起点として折れ曲がり、ファセットの成長に
伴って基板と水平方向に伝播しているといえる。 【０１０２】以上に説明した転位の構造を図示すると図
４のようになる。 【０１０３】次に、さらに詳細に、マスク上領域での転
位構造ならびに結晶構造について説明する。 【０１０４】図５は、ＧａＮ結晶膜５中のマスク上領域
の欠陥構造を表す断面のＴＥＭ写真である。マスクのス
トライプ方向はＧａＮ結晶の［１１−２０］方向に沿っ
ており、ＴＥＭ像はそのストライプ方向に平行に観察し
たものである。注目すべき点は、図中にＤ１、Ｄ２で示
したように、マスクの中央部および端部から［０００
１］方向に伸びた欠陥が存在していることである。こう
した欠陥はマスク方向が［１−１００］のものでも存在
することを確認した。 【０１０５】図６（ａ）及び（ｂ）は、それぞれＤ１欠
陥部分をクローズアップし、異なる回折ベクトルｇで観
察したＴＥＭ像である。これより、Ｄ１欠陥は２種類の
転位群から構成されていることがわかる。その一つは図
６（ａ）で観察される、ＴＥＭサンプル表面（紙面）に
垂直に走り［０００１］方向に沿ってパイルアップした
転位素片であり、そのコントラストは図６（ｂ）の回折
ベクトルｇでは消滅している。これらは、転位群が［１
１−２０］方向に走り［０００１］方向に整列し、いず
れも［０００１］方向に垂直なバーガースベクトルｂを
持つことを示している。他の転位群は、図６（ｂ）で顕
著に観察されるような、［０００１］方向に沿って走る
転位である。 【０１０６】まず、前者の転位群について詳細に解析し
ていく。図７（ａ）及び（ｂ）はそれぞれＤ１欠陥を
［１１−２０］方向から観察した際の高分解ＴＥＭ像お
よびそれに対応する透過電子線回折図形である。図７
（ａ）では輪切り状の転位が、図６（ａ）と同様に［０
００１］方向に周期的に整列している様子が観察され
る。その整列した面を境界とした両側の結晶の格子縞の
傾きを注意深く観察すると、図７（ａ）の挿入図に示す
ようになっていることが解った（図中の矢印は結晶のｃ
軸を示し、傾きは誇張して描いてある。）。また、図７
（ｂ）の回折図形においてもスプリットした回折スポッ
トが観察され、高次の回折サイトほどスプリット間隔が
広くなっている。以上の結果から、Ｄ１欠陥は、［１１
−２０］方向にその回転軸をもつ小傾角粒界の性質を持
つと結論できる。 【０１０７】この小傾角粒界を構成する転位群のバーガ
ースベクトルｂは、図７（ｃ）に示す方法で直接決定し
た。結晶中に転位が存在する場合、転位を含むようにし
て原始的周期でサーキット（バーガースサーキット）を
描くと転位のバーガースベクトルｂを検出することがで
きる。図７（ｃ）は、Ｓを起点として転位芯の左→上→
右→下というように左右、上下の辺の長さが等しくなる
ようにバーガースサーキットを描いた結果であり、転位
の存在によって終点のＦと起点のＳとの間にズレが生じ
ている。ここで、起点Ｓから終点Ｆに向かい３１／２ａ
／２（ａはＧａＮ六方晶格子のａ軸ベクトルで＜１１−
２０＞／３に相当）の絶対値を持ったベクトルが本転位
のバーガースベクトルｂとなる。但し、ここで得られた
バーガースベクトルｂは、あくまで転位の真のバーガー
スベクトルｂの［１１−２０］方向への投影であること
に注意を要する。こうした個々の転位に対する解析を、
小傾角粒界を構成する殆どの転位に対して行った結果、
この小傾角粒界を構成している転位は１種類であること
がわかった。 【０１０８】この転位構造で着目すべき点は、転位によ
って形成される余剰半格子面が転位線の下側に存在して
いることである。図２でも明らかなように、転位の存在
によって必ず余分な格子面が形成される。転位は通常
「Ｔ」の記号で表示されることが多いが、この場合
「Ｔ」の縦棒のように転位芯の下側に余剰半格子面が存
在している。こうした余剰半格子面が個々の転位の下側
に小傾角粒界中の転位の数だけ存在しているため、小傾
角粒界の両側の結晶は図７（ａ）の挿入図のように傾く
ことになる。 【０１０９】同様の観察をＤ２欠陥に対しても行った。
その結果、Ｄ２欠陥もＤ１欠陥と同様に小傾角粒界であ
ることが判明した。しかながら、Ｄ１欠陥と異なる点
は、第１に個々の転位の周期的配列間隔がＤ１欠陥のそ
れ（約７ｎｍ）に比べて２〜４倍広いこと、第２に転位
のバーガースベクトルｂの絶対値はＤ１欠陥のそれと同
値であるが逆向きになっていることである。つまり、余
剰半格子面が転位線の上側に存在しているため、Ｄ２欠
陥の場合、小傾角粒界の両側の結晶は図７（ａ）の挿入
図とは異なり、ｃ軸の方向が粒界面から離れるように傾
いている。 【０１１０】以上の結果を総合して、マスク上の欠陥構
造を単純に模式的に表すと図８に示すようになる。すな
わち、Ｄ１、Ｄ２欠陥は共に小傾角粒界であり、それぞ
れを構成する転位は同値で逆向きのバーガースベクトル
ｂを有するため、マスク上領域のｃ軸が開口部（成長領
域３）上領域のｃ軸に比べて傾いた構造になっている。
透過電子線回折図形から見積もったマスク上約２μｍ領
域の平均的なｃ軸の傾きは約１度であった。個々の転位
の間隔は膜の上部にいくに従って広くなり、Ｄ１欠陥は
マスク上約５μｍ、Ｄ２欠陥はマスク上約２μｍ以上の
領域では観察されなかった。小傾角粒界の傾きは、粒界
内の転位の間隔が広くなるに従って小さくなるので、マ
スク上のｃ軸の傾きも個々の転位間の増大とともに減少
し、結局消失することになる。 【０１１１】次に、Ｄ１、Ｄ２欠陥を形成する転位の起
源および構造について説明する。前述のとおり、ＧａＮ
結晶膜中には主として２種類の転位が存在する。一つ
は、下地結晶膜中の刃状転位を引き継ぎ上層のＧａＮ結
晶膜中で水平方向に折れ曲がった転位（以下「Ａ転位」
という。）、他の一つは、下地結晶膜中の混合転位を引
き継ぎ同様に水平方向に折れ曲がった転位（以下「Ｂ転
位」という。）である。ここで、Ａ転位のバーガースベ
クトルｂは＜１１−２０＞／３で六方晶格子のａ軸ベク
トルと等価であることに注意する。先にも述べたよう
に、小傾角粒界を構成する転位のバーガースベクトルｂ
の絶対値は３１／２ａ／２であり、この値がａ軸ベクト
ルと等価なバーガースベクトルｂの［１１−２０］方向
への投影値である可能性が高い。それゆえ、Ｄ１、Ｄ２
欠陥を構成する小傾角粒界中の転位の起源はＡ転位であ
ると考えられる。マスク上で開口部から成長した結晶が
合体する前のファセット表面には、折れ曲がったＡ転位
の水平部分が突き出していると考えられるが、ファセッ
トが合体した時点でその転位が結晶中に取り込まれＤ
１、Ｄ２欠陥が形成されたものと考えられる。 【０１１２】次に、図６（ｂ）に観察されたＤ１欠陥中
に含まれるもう一つの転位群について説明する。ＴＥＭ
解析によれば、これらの転位群はバーガースベクトルｂ
が＜１１−２３＞／３タイプの転位であることがわかっ
た。さらに図６（ｂ）では、矢印に示したような折れ曲
がった形状の転位がしばしば観察された。こうした形態
からこれらの転位群の起源はＢ転位であり、ＧａＮ結晶
のファセットの成長時に横方向に伝播してきたＢ転位
が、ファセットが合体したＤ１欠陥の位置で再度縦方向
に伝播したものと考えられる。原理的には、先に述べた
小傾角粒界を構成する転位は、ＧａＮ結晶膜の表面と平
行な面上に存在するため、貫通転位密度を上昇させるこ
とにはならない。しかし、Ｂ転位の縦方向への再伝播に
よって、開口部上と比較してマスク上における貫通転位
密度が大きくなり、これが結果的にＧａＮ結晶膜中の残
留貫通転位の起源になると考えられる。 【０１１３】＜膜厚と転位密度の推移＞次にＧａＮ結晶
膜の膜厚と転位密度の推移について説明する。 【０１１４】前述の説明から、Ａ転位はＧａＮ結晶膜中
で横方向に折れ曲がって、マスク上領域で小傾角粒界を
構成する。小傾角粒界が膜表面に平行に走る転位群から
構成されるため、一旦折れ曲がったＡ転位は最終的に結
外に達するまで膜表面に平行に存在しているといえる。
つまり、Ａ転位は小傾角粒界の長さ以上、すなわちここ
で示した測定サンプル中では下地結晶層２とＧａＮ結晶
層５の界面から５μｍ以上には存在しない。さらに、Ａ
転位が最初に横方向に折れ曲がるのは、マスク開口部上
であり、ファセットが形成されその断面が三角形状のＧ
ａＮ結晶が成長し終わる前の段階である（図４参照）。
したがって、Ａ転位の密度は、開口幅で大きさが決定さ
れるファセットの三角形の高さ以上の膜厚部分で急激に
減少することになる。 【０１１５】一方、Ｂ転位の伝播履歴は、まずファセッ
ト面６で横方向に折れ曲がってマスクの中央に向かい、
マスク中央部で再度縦方向に折れ曲がって上部へ伝播す
るため、原則的には開口部からの転位密度をそのまま引
き継ぐことになる。 【０１１６】上記観点から、本発明に従って形成したＧ
ａＮ結晶膜の転位構造を図１７に模式的に示した。ここ
では転位の代表的な構造が描かれており、主にＡ転位
（ｃ面に対して平行な変位ベクトルを持つ転位）とＢ転
位（ｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトルを持つ転
位）が存在する。図では、マスク中央のストライプ方向
に沿って走る転位は、それぞれ単独に存在するように描
かれているが、下記のマスク形成状態等の成長条件によ
っては、マスク端でストライプ方向に曲がったＡ転位と
つながっているものも存在していた。 【０１１７】以下、転位構造に起因する、膜厚に依存す
る膜表面の転位密度の推移を述べる。 【０１１８】まず、各転位の全転位密度に対する割合の
推移については、本発明によるＧａＮ結晶膜中では、図
１７に示すような上記転位構造によって、上層領域（低
転位密度層）において、Ａ転位（ｃ面に対して平行な変
位ベクトルを持つ転位）すなわち下地結晶中の刃状転位
であった転位が減少し、Ｂ転位（ｃ面に対して斜めに傾
いた変位ベクトルを持つ転位）すなわち下地結晶２中の
混合転位であった転位はそのまま上部層へ引き継がれる
ため、全転位数に対するＡ転位の割合は少なくなり、反
してＢ転位の割合が多くなる。 【０１１９】ここでは、上記ＴＥＭ観察によってＧａＮ
結晶膜中の転位のキャラクタを判別した結果、従来の一
般的な方法でサファイア基板上に直接成長したＧａＮ結
晶膜中では、Ｂ転位の割合が３０％以下であったのに対
して、マスク幅、開口部幅、マスク周期に対する開口部
幅の割合、マスクのストライプ方向を変化させることで
全転位数に対して少なくとも５０％以上がＢ転位となる
領域が存在することを確認した。 【０１２０】次に、全転位密度の推移については、ま
ず、膜表面が平坦になった直後に観察される、上記混合
転位の伝播履歴を反映した転位分布について述べる。図
９は、エッチピット法により膜表面に突き出た転位を検
出した結果を示すグラフであり、縦軸にはエッチピット
密度、横軸にはストライプ方向に垂直な方向の距離をと
り、厚さの異なる２種類のＧａＮ結晶膜について示され
ている。膜表面が平坦になった時点の膜厚３７μｍで
は、マスクストライプの周期に対応した転位密度の増減
が確認される。しかしながら、こうした周期的分布も膜
厚の増大とともに消失し、膜厚９５μｍでは観察されな
い。 【０１２１】図１０は、ＧａＮ結晶膜表面で検出された
全エッチピット密度を膜厚に対してプロットしたグラフ
である。膜厚が３０μｍ以内における転位密度の急激な
減少は、Ａ転位が前述の機構で横方向に伝播して結晶外
へ掃き出されたためである。一方、残った転位は膜厚の
増加と共に緩やかに減少していくことがわかる。 【０１２２】上記の転位構造から、下地結晶膜内におけ
る転位密度や転位キャラクターが、最終的な結晶中の全
転位密度、特に上層領域中の全転位密度に対して大きな
影響を与えることがわかる。たとえば、下地結晶膜内に
おける混合転位（ｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクト
ルを持つ転位、Ｂ転位）を少なくすることができれば、
あるいは下地結晶膜内の全転位密度を低減できないまで
も混合転位の比率を低減することができれば、最終的に
はより全転位密度の少ないＧａＮ結晶を得ることができ
る。混合転位を削減させるための手段として、好ましく
は、異種基板結晶上にＧａＮ系結晶を成長させる際に、
最初に六方晶ＧａＮの島状成長が生じるように成長条件
を選ぶことが望ましい。このとき、この島状結晶の表面
が原子的に平坦で、原子的ステップ（段差）が生じない
結晶を成長させることがより好ましい。この成長条件と
して、例えば、異種基板結晶表面をＧａＮ成長前に十分
に窒化させること、あるいは、基板結晶の表面の面方位
として（０００１）などの低指数面からできるだけ傾き
を少なくすることなどが有効である。 【０１２３】＜転位密度の測定＞転位密度の計数方法に
は主として二つの方法がある。第一は透過電子顕微鏡に
よって結晶中の転位を直接観察し、その数を計測する方
法である。本発明に記載したような、エピタキシャル薄
膜中の貫通転位に対しては、断面観察（膜表面に垂直な
方向に沿う観察）と平面観察があるが、転位密度を計数
する場合は、精度上、平面観察が望ましく、かつできる
だけ広い範囲を観察することが必要である。 【０１２４】第二は膜表面に貫通転位が突き出した部分
を化学溶液によって選択的にエッチングし、結果的に形
成された窪み（エッチピット）の数を光学顕微鏡もしく
は走査電子顕微鏡を用いて計数する方法である。この場
合、上記透過電子顕微鏡法に比べて広い範囲を計数対象
領域にすることができるため、統計的に信頼性の高い値
を得ることができる。但し、エッチピットと貫通転位が
一対一に対応することの確証が必要であり、あらかじめ
化学溶液を適切に選択し、エッチピット形成のためのエ
ッチング条件を精度良く決定しておかなければならな
い。 【０１２５】＜ＧａＮ系半導体装置の製造＞ＧａＮ系半
導体装置の製造の一実施形態について図１１を参照して
説明する。本実施の形態は、上記のようにして作製され
たＧａＮ結晶膜上にＧａＮ系半導体素子を作製するもの
である。特に、ＧａＮ系半導体発光素子の作製について
説明する。 【０１２６】まず、上記のＧａＮ結晶膜の成長方法に従
って、基板１上にｎ型ＧａＮ結晶膜６５を形成する（図
１１（ａ）及び（ｂ））。 【０１２７】次に、このｎ型ＧａＮ結晶膜６５上にＧａ
Ｎ系半導体発光素子の素子構造を作製する。ｎ型ＧａＮ
結晶膜６５が形成された基板をＭＯＣＶＤ装置にセット
し、所定の温度、ガス流量、Ｖ族元素／ＩＩＩ族元素比
で、ｎ型ＧａＮ層６６、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層６
７、ｎ型ＧａＮ光ガイド層６８、アンドープＩｎＧａＮ
量子井戸層とアンドープＩｎＧａＮ障壁層からなる多重
量子井戸構造活性層６９、ｐ型ＡｌＧａＮ層７０、ｐ型
ＧａＮ光ガイド層７１、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層７
２、ｐ型ＧａＮコンタクト層７３を順次形成して発光素
子構造を作製する（図１１（ｃ））。 【０１２８】次に、発光素子構造を形成した基板を研磨
器にセットし、基板１、下地結晶膜２、マスク４及びＧ
ａＮ結晶膜の一部を研磨してｎ型ＧａＮ結晶膜６５を露
出させる。露出したＧａＮ結晶膜の面、すなわちＧａＮ
系半導体発光素子裏面側にｎ型電極７４を形成し、表面
側にｐ型電極７５を形成する（図１１（ｄ））。 【０１２９】本実施の形態により以下の効果が得られ
る。 【０１３０】本発明のＧａＮ結晶膜上にＧａＮ系半導体
素子構造を成長することにより、従来のサファイア基板
を用いた成長で問題となっていたＧａＮ系半導体素子構
造におけるエピタキシャル成長膜の結晶性が改善でき、
素子特性を向上させることができる。 【０１３１】特にＧａＮ系半導体発光素子の場合におい
ては、裏面に電極を形成することができるため、従来の
ようにドライエッチング等の複雑な作製工程で電極をＧ
ａＮ結晶膜の表面に形成することなく素子を作製でき電
極作製工程が簡略化できる。 【０１３２】またＧａＮ系半導体発光素子がＧａＮ系半
導体レーザの場合は、結晶欠陥が少ないＧａＮ結晶厚膜
を形成した後に、基板、マスク等を除去することで、劈
開によりＧａＮ系半導体レーザ構造の共振器ミラー面を
形成できる。サファイアとＧａＮ結晶とは結晶の劈開面
が異なるため、従来、サファイア基板上に作製したレー
ザ構造の共振器ミラーは劈開により形成することが困難
であった。これに対し、本発明では結晶欠陥が少ないＧ
ａＮ結晶膜６５を厚く成長することができるため、サフ
ァイア基板やマスクを除去してもＧａＮ結晶膜上に形成
したＧａＮ系半導体レーザ構造には影響はなく、またＧ
ａＮ結晶膜６５上のレーザ構造は劈開により共振器ミラ
ー面を形成できる利点を持っているため、従来のドライ
エッチング等による複雑な工程で共振器ミラー面を形成
したものに比べ大幅に簡略化でき歩留まりも大幅に向上
できる。 【０１３３】なお、上記の説明では、ＧａＮ結晶膜上に
ＧａＮ系半導体素子の積層構造を作製した後に基板１と
マスク２とＧａＮ結晶膜６５の一部を除去したが、Ｇａ
Ｎ結晶膜を形成し基板１とマスク２とＧａＮ結晶膜６５
の一部を除去した後にＧａＮ系半導体素子の積層構造を
作製してもよい。 【０１３４】またＧａＮ系半導体素子としては、ＧａＮ
系半導体レーザやＧａＮ系ＬＥＤ等のＧａＮ系半導体発
光素子の他にＦＥＴやＨＢＴなどのデバイスにも適用可
能である。 【０１３５】＜ＧａＮ結晶膜の転位のキャラクタ組成＞
前記のＧａＮ結晶膜の成長方法に従ってサファイア基板
上に成長したＧａＮ結晶膜において、サファイア基板と
マスクを含む下層領域が除去されたＧａＮ結晶膜は、含
有される転位の過半数がＧａＮ結晶のｃ面に対して斜め
に傾いた変位ベクトルを持つ転位（Ｂ転位）であること
が、前記のＴＥＭによる解析で確認された。これに対し
て従来の一般的な方法でサファイア基板上に直接成長し
たＧａＮ結晶膜（サファイア基板を除く結晶層領域）中
では、Ｂ転位の割合が３０％以下であった。また、本発
明のＧａＮ結晶膜の上層領域（サファイア基板とマスク
を含む下層領域が除去された結晶領域）中のＡ転位（Ｇ
ａＮ結晶のｃ面に平行な変位スベクトルを持つ転位）の
全転位数に対する割合は、従来のＧａＮ結晶膜中のそれ
に対して少なくなっており、本発明の結晶膜の上層領域
中に含有される転位は、ほぼＢ転位とＡ転位のみであっ
た。 【０１３６】本発明のＧａＮ結晶膜は上記の特徴的な転
位構造を有するため、ＧａＮ結晶膜中のＢ転位の割合が
増大していることはＡ転位が低減、すなわち全転位の密
度が低減していることを意味する。よって、半導体レー
ザ等の半導体装置の用途に好適なＧａＮ結晶膜は、Ｂ転
位がＧａＮ結晶膜に含有される転位中の５０％以上であ
ることが好ましい。また、このＧａＮ結晶膜中のＡ転位
の全転位数に対する割合は５０％未満であることが好ま
しい。さらにＡ転位の転位密度は１×１０８／ｃｍ２未
満であることが好ましい。このＧａＮ結晶膜中の全転位
の転位密度は２×１０８／ｃｍ２以下であることが好ま
しく、１×１０７／ｃｍ２以下であることがより好まし
い。 【０１３７】また、サファイア基板とマスクを含む下層
領域を除去して好適なＧａＮ結晶膜を得るためには、サ
ファイア基板上へ形成するＧａＮ結晶膜の膜厚は、２０
μｍ〜１ｍｍが好ましく、８０μｍ〜５００μｍがより
好ましい。また、基板とともに除去する下部領域のＧａ
Ｎ結晶膜の厚さは３００μｍ以下が好ましく、５〜１５
０μｍがより望ましい。下地結晶層を形成している場合
はサファイア基板等の除去とともに下地結晶層も除去す
ることが好ましい。 【０１３８】以上は、ＧａＮからなる結晶膜について説
明したが、本発明はウルツ鉱型結晶構造を有するＩＩＩ
族元素窒化物半導体であれば適用可能である。ＧａＮ以
外のＩＩＩ族元素窒化物半導体としては、ＩｎＧａＮ、
ＡｌＧａＮ、ＩｎＮ等が挙げられる。なお、ボロンと窒
素からなるＩＩＩ族元素窒化物半導体の結晶構造は立方
晶であるが、ＩＩＩ族元素窒化物半導体にボロンが含有
されていても、ウルツ鉱型結晶構造を保てる含有量の範
囲であれば本発明に包含される。 【０１３９】＜ＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハ＞半
導体レーザ等の半導体装置に好適なＩＩＩ族元素窒化物
半導体、すなわちＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハ
は、ウルツ鉱型結晶構造におけるｃ面に対して斜めに傾
いた変位ベクトル（バーガースベクトル）を持つ転位
（Ｂ転位）が、同じ層領域中の転位の５０％以上である
層領域を有する。この層領域の全転位数に対するＢ転位
の割合は、６０％以上が好ましく、７０％以上がより好
ましい。さらに７０％〜９０％の範囲にあることが好ま
しい。本発明においては、層領域中の転位が最も低減さ
れた理想的な状態はＢ転位以外の転位（特にＡ転位）の
発生を完全に抑えた状態であるため、Ｂ転位の割合の最
も好ましい値は１００％であり、これがＢ転位の割合の
上限でもある。 【０１４０】また、半導体レーザ等の半導体装置に好適
なＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハは、ウルツ鉱型結
晶構造におけるｃ面に平行な変位ベクトルを持つ転位
（Ａ転位）が、同じ層領域中の転位の５０％未満である
層領域を有する。この層領域の全転位数に対するＡ転位
の割合は、４０％未満が好ましく、３０％未満がより好
ましい。さらに３０％〜１０％の範囲にあることが好ま
しい。本発明においては、層領域中の転位が最も低減さ
れた理想的な状態はＢ転位以外の転位の発生を完全に抑
えた状態であり、特にＡ転位の発生を完全に抑えた状態
が好ましい。 【０１４１】また、半導体レーザ等の半導体装置に好適
なＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハは、ウルツ鉱型結
晶構造におけるｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトル
を持つ転位（Ｂ転位）が、同じ層領域中の転位の５０％
以上であり、該ｃ面に平行な変位ベクトルを持つ転位
（Ａ転位）が５０％未満である層領域を有する。Ｂ転位
が６０％以上でＡ転位が４０％未満であることが好まし
く、さらにＢ転位が７０％以上でＡ転位が３０％未満で
あることがより好ましい。 【０１４２】本発明のＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハ中の全転位密度は、結晶品質の向上の上では低ければ
低いほど良いが、実際には、マスク上で横方向に成長
（選択横方向成長（ＥＬＯ成長））する前のＧａＮ結晶
領域や下地結晶膜、基板中に存在する転位密度や、ＥＬ
Ｏ成長前における全転位中のＡ転位の存在比率にも依存
するため、２×１０８／ｃｍ２以下が好ましく、１×１
０８／ｃｍ２以下がより好ましく、５×１０７／ｃｍ２
以下がさらに好ましい。 【０１４３】なお、Ｂ転位の存在比率はＡ転位が減少し
た分だけ増加することになるため、高ければ高いほど良
いが、ＥＬＯ成長前のＧａＮ結晶領域や下地結晶膜、基
板中に存在する全転位に対するＡ転位の存在比率や、横
方向成長後に結晶膜を比較的厚く成長した場合に生ずる
転位同士の再反応機構等にも影響を受ける。 【０１４４】また、上記本発明のＩＩＩ族元素窒化物半
導体ウェーハにおいては、ウルツ鉱型結晶構造における
転位密度が、ｃ軸の一方向に従ってほぼ単調に減少して
いる層領域を有することが好ましい。 【０１４５】Ａ転位とＢ転位の上記の転位キャラクタ組
成を持つ層領域を有する本発明のＩＩＩ族元素窒化物半
導体ウェーハとしては以下の形態が挙げられる。 （ａ）結晶成長に用いた異種基板を一主面に有するＩＩ
Ｉ族元素窒化物半導体結晶膜。 （ｂ）結晶成長に用いた異種基板が少なくとも除去され
たＩＩＩ族元素窒化物半導体結晶膜。 （ｃ）結晶成長に用いた異種基板を一主面に有し、他の
主面にさらに結晶層が形成されたＩＩＩ族元素窒化物半
導体結晶膜。 （ｄ）結晶成長に用いた異種基板が少なくとも除去され
た上記（ｃ）のＩＩＩ族元素窒化物半導体結晶膜。 【０１４６】なお、形態（ｂ）において、結晶成長に用
いた異種基板とともにマスクを含む異種基板側の結晶の
下層領域を除去することにより、結晶膜の全領域が、Ａ
転位とＢ転位の上記転位キャラクタ組成を持つ層領域で
ある結晶膜を得ることができる。 【０１４７】また、形態（ｄ）において、結晶成長に用
いた異種基板とともにマスクを含む異種基板側の結晶の
下層領域を除去することにより、ＩＩＩ族元素窒化物半
導体結晶膜の層領域が、Ａ転位とＢ転位の上記転位キャ
ラクタ組成を持つ層領域である結晶膜を得ることができ
る。 【０１４８】異種基板としては、サファイア基板が最も
好ましいが、Ｓｉ基板、ＺｎＯ基板、ＳｉＣ基板、Ｌｉ
ＧａＯ２基板、ＭｇＡｌ２Ｏ４基板等を用いることもで
きる。 【０１４９】＜マスクの表面処理による転位形成の制御
＞本発明によれば、選択横方向成長（ＥＬＯ成長）を利
用してＩＩＩ族元素窒化物半導体結晶膜を形成する際、
基板上のマスクの表面処理を行うことによって、ＩＩＩ
族元素窒化物半導体結晶中の転位構造を制御することが
できる。この転位制御により、上記の好ましい転位キャ
ラクタ組成を有する、全転位密度が低減され欠陥の少な
い高品質なＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハを得るこ
とができる。 【０１５０】以下に、この転位形成の制御のメカニズム
についてＧａＮ結晶膜を例にとって説明する。 【０１５１】図１２（ａ）は、ＧａＮ結晶のＥＬＯ成長
において、表面が平坦な結晶膜が形成される前であっ
て、且つマスク上でファセットを持つＧａＮ結晶が会合
し合体する前の典型的な状態を表した、マスクストライ
プ方向に垂直な模式的部分断面図である。マスク上の結
晶領域内の転位は図中に「⊥」で示すように、いずれも
余剰半格子面が上側に存在するようにマスクストライプ
方向に沿って伝播し配列している。図１２（ｂ）は上記
の転位の履歴を表す模式図であり、図１２（ａ）をＧａ
Ｎ結晶のｃ軸に沿った方向から見た部分平面図である。 【０１５２】これらの図が示すように前述のＴＥＭによ
る解析結果から、本発明によるＧａＮ結晶膜中の転位の
形態においては、サファイア基板上でｃ軸方向に沿って
存在していた刃状転位、すなわちＧａＮ結晶のｃ面に平
行な変位ベクトルを持つ転位（Ａ転位）が、開口部から
さらに成長した領域で折れ曲がってｃ面内をマスクに向
かって伝播し、再度曲がってマスクストライプ方向に沿
って伝播している。言い換えれば、Ａ転位のマスクスト
ライプ方向に沿う再伝播をより促進することによって、
マスク上での結晶の会合・合体時に生じやすいｃ軸方向
への伝播、つまり膜表面へ貫通する転位を抑制すること
が可能になり、結果的にＡ転位の貫通転位密度を減少さ
せることができる。 【０１５３】次に、Ａ転位のｃ面内でのマスクストライ
プ方向に沿う再伝播をより促進するためのメカニズムを
説明する。 【０１５４】Ａ転位のｃ面内でのマスクストライプ方向
に沿う伝播挙動は、結晶内でマスクストライプ方向に垂
直に働く剪断応力で決定され、その剪断応力は主として
ＥＬＯ成長中のＧａＮ結晶とマスクとの界面に働く力に
よって引き起こされる。また、図１２（ａ）に示すよう
な各転位の余剰半格子面が上に存在する形態は界面を圧
縮する力が働いている場合にもたらされ、その圧縮力の
増大とともにＡ転位のマスクストライプ方向に沿う伝播
がより促される。 【０１５５】こうした圧縮力は、マスク材料物質やＧａ
Ｎ結晶の表面に働く表面張力、ＧａＮ結晶とマスク間の
界面張力の大きさを変化させることによって制御するこ
とが可能である。 【０１５６】図１３はマスク表面、ファセット表面、Ｇ
ａＮ／マスク界面の三重点に作用する各表面（界面）張
力（それぞれをγｍ、γｇ、γｇｍとする）を表した図
である。 【０１５７】ＧａＮ／マスク界面に働く正味の圧縮力Ｆ
（＞０）は、ファセット表面とＧａＮ／マスク界面のな
す角をθとすると Ｆ＝γｇｍ＋γｇｃｏｓθ−γｍ で表される。 【０１５８】この式から明らかなように、γｇｍの増
加、γｇの増加、γｍの減少とともに圧縮力Ｆの値は大
きくなる。 【０１５９】Ｆ値、すなわち圧縮力を増大させる方法の
一例は、マスクの表面処理によってγｍの低下を図るこ
とである。それにより、ＥＬＯ成長の際の結晶膜中に働
く結晶内剪断応力が増大し、Ａ転位のマスクストライプ
方向に沿う再伝播が促進されることになる。 【０１６０】転位がファセット表面に突き出している
と、その転位はＥＬＯ成長が進行してファセットが会合
した時に再度ｃ軸方向へ伝播する可能性を持っている。
こうした転位は会合後のＧａＮ結晶層の成長とともに表
面へと伝播する性質を持つため、膜表面への貫通転位密
度を増加させてしまう。 【０１６１】そこで、マスクの表面処理を行う本発明に
よれば、ファセットが会合する前のマスク上結晶内にお
けるＡ転位の多くは、上記メカニズムによってマスクス
トライプ方向に沿って存在するため、ファセット表面に
突き出る転位の数は格段に少なくなる。そのため、ファ
セットがマスク上で会合したときにｃ軸方向へと伝播す
る転位の数が低減され、その結果、Ａ転位の貫通転位密
度を低下させることができる。 【０１６２】一方、ＧａＮ結晶のｃ面に対して斜めに傾
いた変位ベクトルを持ち、且つｃ面内に存在するＢ転位
は、たとえ上記の剪断応力が結晶内に生じたとしてもＡ
転位のような挙動は示さない。これはマスク上結晶領域
のＢ転位の変位ベクトルが、転位が容易に移動すること
のできる滑り面上に存在しないためである。したがっ
て、Ｂ転位は、Ａ転位に比べて転位終端がファセット表
面に突き出る確率が高くなる。この状態をもってファセ
ットが会合すると、Ｂ転位は会合部で再度折れ曲がって
ｃ軸方向へと伝播する可能性が高くなり、形成されたＧ
ａＮ結晶膜中で貫通転位として残留することになる。 【０１６３】以上の原理から、主としてＡ転位が減少し
た分だけ、ＧａＮ結晶膜中の全貫通転位密度が減少し、
かつ全貫通転位密度に対するＢ転位の存在比率は増加す
ることになる。 【０１６４】＜マスク表面の清浄化処理＞マスク表面の
表面張力γｍを低下させる方法として、マスクを形成し
た後に、マスクの表面を清浄化する方法が挙げられる。
マスク表面を清浄化する方法としては、バッファード・
フッ酸等を用いたウェットエッチング、ラジカルイオン
ビームやイオンビームを用いた物理的化学的エッチング
等のドライエッチング、オゾン照射、紫外線照射、還元
性雰囲気下での熱処理などが挙げられる。また、これら
の処理を組み合わせて行ってもよい。 【０１６５】還元性雰囲気下の熱処理としては、例えば
水素雰囲気下で４００℃〜８００℃程度に加熱すること
により行われる。アッシング等によるレジスト剥離など
フォトレジスト工程においてマスク表面に付着した酸化
物等からなる不純物化合物は、この加熱還元処理によっ
て、還元され、揮発性の高い元素あるいは化合物に変換
され、マスク表面から除去される。 【０１６６】上記清浄化処理の中でも特に、表面を一定
量エッチングして新しい清浄面を露出させる処理を行う
ことが好ましく、そのような処理としてはエッチング処
理が好ましい。表面を一定量エッチング除去する際、そ
のエッチング除去量は、表面から１〜５００ｎｍ除去す
ることが好ましく、１０〜２００ｎｍ除去することがよ
り好ましい。 【０１６７】このような清浄化処理を行うことによっ
て、マスク形成の際に発生しマスク表面に付着した不純
物を除去することができ、その結果、マスク表面の表面
エネルギー、すなわち表面張力γｍを低下させることが
できる。このような効果は、マスクをフォトリソグラフ
ィーを用いて形成した場合に顕著に現れる。上記方法に
よれば、フォトリソグラフィー工程におけるＳｉＯ２等
のマスク材料の残渣や、レジスト材料の残渣、これらの
残渣等から形成される不純物をほぼ完全に除去すること
ができる。 【０１６８】また、これらの清浄化処理の前処理とし
て、エチルメチルケトンやエタノール、メタノール等の
有機溶剤を用いた溶解処理を行ってもよい。さらにこの
溶解処理の際に超音波洗浄を行ってもよい。また、酸化
剤や還元剤による表面汚染物の除去処理を行ってもよ
い。また、水またはガス吹き付けによる高圧ブローを行
うこともできる。これらの前処理の際、適宜、純水によ
る水洗を行うことが好ましい。 【０１６９】以上は、マスク材料としてＳｉＯ２を用い
た場合の表面浄化処理について説明したが、マスクはＳ
ｉＯ２に限られるものではなく、ＳｉＮｘ、Ｗ等の他の
マスク材料を用いた場合でもマスクの表面エネルギー、
すなわち表面張力を低減することにより同様な効果が得
られる。 【０１７０】＜ウェーハからの異種基板の除去＞得られ
たウェーハを用いて素子形成を行う際、ウェーハからサ
ファイア等の異種基板を取り去ってからエピタキシャル
成長を行えば、前記の反りにともなう問題はすべて回避
される。すなわち、ウエーハを細分化することなく露光
その他の素子形成プロセスを行うことができ、劈開も容
易に行うことができ、さらに裏面（異種基板側の面）に
電極の形成もできることになる。かつ、ダブルヘテロ構
造（ＤＨ構造）等の素子構造の形成のためのエピタキシ
ャル成長時のホルダーへの設置の困難さや温度分布の発
生の問題も回避される。 【０１７１】反りが大きい場合は、エピタキシャル成長
層、あるいは更にその上にＤＨ構造等の素子構造を形成
したウエーハの表面にパターン形成しようとしてもウエ
ーハ全面で精度を得ることが困難である。精度良いパタ
ーンを形成しようとすればウエーハを小面積になるよう
に例えば５ｍｍ角程度にウエーハを切り刻んだ後に露光
をするなどの工夫をしなければならないことは既に前記
本発明の課題においても述べた。 【０１７２】本発明のウェーハは、サファイア等の熱伝
導特性に優れた材料を異種基板に用いた場合には後に形
成されるデバイスのヒートシンクとしてそのまま利用す
ることが可能であり、反りの問題を考慮しても異種基板
を残しておくことが有利な場合もある。 【０１７３】しかし、大型ウエーハを用いたプロセスに
おいては、反りの問題が大きいため、デバイス形成前に
異種基板を除去することが好ましい。ＧａＮに代表され
る窒素原子をＶ族元素とした光デバイス、とりわけ半導
体レーザの場合に発生する劈開や裏面電極配置における
前記問題の解決には異種基板を取り除くことが必要であ
る。 【０１７４】すなわち、本発明のＩＩＩ元素窒化物半導
体ウェーハは、少なくとも異種基板についてはすべてを
除去することが好ましい。その結果、一主面にストライ
プ状の絶縁物を有するＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハが得られる。また、このストライプ状の絶縁物からな
るマスクについては、残すことでデバイス形成プロセス
での目合わせに使うこともできるが、先に述べた裏面に
電極を形成する点からは取り除いた方が好ましい。ま
た、異種基板上に下地結晶層を形成していた場合はこの
下地結晶層も除去することが好ましい。すなわち、異種
基板とともに、バッファ層があればこれも取り除き、さ
らにマスクも除去することがより好ましい。 【０１７５】なお、マスクを選択エッチング、例えばマ
スク材料がＳｉＯ２の場合には希フッ酸等で取り除く
と、ストライプ状の溝がウェーハの裏面に残る。その結
果、一主面にストライプ状の食刻パターンを配したＩＩ
Ｉ族元素窒化物半導体ウェーハが得られる。この食刻パ
ターンは、マスクパターンに従って形成されるため、こ
の食刻パターンのストライプ方向が＜１１−２０＞又は
＜１−１００＞方向であるＩＩＩ族元素窒化物半導体ウ
ェーハが好ましいウェーハとして得られる。このマスク
の跡であるストライプ状の溝は、デバイス形成プロセス
での目合わせに使うことができる。但し、ウェーハ裏面
にこうした溝等があればゴミや汚れがつきやすく、かつ
取りにくくなる場合もあるため、マスクを除去した後、
裏面が平坦になるように研磨あるいは研削を行うことが
好ましい。 【０１７６】＜異種基板の除去方法＞次に、異種基板を
取り除く方法について具体例を挙げて説明する。ここで
は約２５０μｍ厚のＧａＮ結晶をサファイア基板上に成
長して得られたウエーハを研磨してサファイア基板を除
去した例を説明する。 【０１７７】まず、ＧａＮ結晶側の表面（ウェーハ表
面）を粘土状のいわゆるコンパウンドで保護する。次に
露出したサファイア表面（ウェーハ裏面）をサンドブラ
スト法によって研磨する。サンドブラスト法は良く知ら
れているように研磨面にジルコニア、アルミナ、炭化珪
素などの粒子をノズルから高速で衝突させるものである
ため、曲面をもった素材の高速の研磨に適した方法であ
る。高速で研磨しようとすれば粒径の尺度として５００
番程度のものを用い、低速で研磨する場合は３０００番
程度の粒径の小さなものを用いることが好ましい。ま
た、粒子の材料としてはジルコニアが好ましく、サファ
イア以外の炭化珪素、ＭｇＡｌ２Ｏ４などからなる異種
基板についても良好な研磨性が得られた。 【０１７８】このサンドブラストによる研磨はサファイ
ア基板の厚さが５０μｍ厚程度になるまで行った。この
後、コンパウンドを取り去ると反りは著しく軽減されて
いた。同時にサファイア基板にはクラックが多数発生し
ており、サファイア基板が薄くなった以上に反りの軽減
が加速されていた。 【０１７９】クラックの発生はサファイア基板の厚さが
１００μｍでも発生し、実質的に反りが解除される。 【０１８０】サンドブラスト法による研磨、コンパウン
ド除去後においてクラックの発生がない場合には反りは
かなり残存している。しかし、この場合においてもドラ
イアイスや液体窒素などの寒剤に曝することによってウ
エーハ温度を下げるとサファイア基板にクラックが発生
し、反りを低減できる。 【０１８１】クラックを発生させて実質的に反りを解除
するための条件は、ＩＩＩ族元素窒化物半導体エピタキ
シャル層の厚さ１００〜５００μｍにおいては、異種基
板の厚さがそのエピタキシャル層の厚さの２分の１以下
であることが好ましい。厚めの異種基板を用いて結晶成
長し、エピタキシャル層の厚さの２分の１以下になるま
で異種基板を研磨してもよいし、所定のエピタキシャル
層の厚さの２分の１以下の厚さの異種基板を用いてエピ
タキシャル成長を行ってもよい。例えば、厚さ２００μ
ｍのサファイア基板上に厚さ５００μｍのＧａＮ層をエ
ピタキシャル成長させた場合、成長温度から室温に降温
する段階でサファイア基板にクラックが発生し、反りが
軽減される。たとえクラックが発生しなくても寒剤に浸
して温度を下げれば、容易にクラックが発生して反りが
軽減される。 【０１８２】なお、サファイア基板のサンドブラスト研
磨はサファイア基板を完全に取り除くまで行ってもよい
が、サンドブラスト法によるＧａＮ層への損傷をなるべ
く避けるために１０μｍ厚程度のサファイア基板を残し
ておくとよい。 【０１８３】以上のようにして反りが解除されたウエー
ハは、ＧａＮ成長面（ウェーハ表面）にて通常の研磨用
重しに平らに張り付けることができ、サファイア基板、
下地結晶層、選択成長用マスクを常法により研磨除去す
ることができる。その結果、ＧａＮエピタキシャル層の
みからなるウェーハが得られる。実際には、選択成長用
マスクが露出した時点からウエーハ全体の厚さをモニタ
ーしながらＧａＮエピタキシャル層に至るまで研磨を行
った。 【０１８４】なお、このような研磨の際、選択成長マス
クまで研磨せず、マスクが露出した時点で研磨を停止
し、マスクをエッチングで取り除いてもよい。マスク材
がＳｉＯ２ならば希フッ酸ですぐに除去することができ
る。 【０１８５】また、後述するが、半導体レーザ等のデバ
イスの作製のためには、マスク近傍の領域は比較的転位
密度が大きいため、この領域を含む層領域（以下「高転
位密度層」という。）を上記研磨の際に除去することが
好ましい。 【０１８６】また、ＧａＮエピタキシャル層のみからな
るウェーハの厚みとしては、２００μｍ程度以上あれ
ば、後に述べるその上へのＤＨ構造の形成や各種デバイ
ス作製プロセスに必要な十分な強度が得られる。 【０１８７】＜青色半導体レーザの作製＞次に、上記の
ようにして得られた１インチ直径のＧａＮエピタキシャ
ル層のみからなるウェーハを基板（以下「ＧａＮ基板」
という。）として、半導体レーザ用ＤＨ構造形成のため
のエピタキシャル成長を行い、青色半導体レーザを作製
した一例を説明する。 【０１８８】ＤＨ構造は種々のプロセスで形成可能であ
るが、ここではＧａＡｓ基板やＩｎＰ基板等の導電性基
板の上に形成された半導体レーザの製造プロセスとほぼ
同様のプロセスを用いることができる。 【０１８９】図１６に、ＧａＮ基板上に形成したＤＨ構
造を有する半導体レーザの共振器断面より見た構造断面
図を示す。ＧａＮ基板２０１側よりケイ素添加ｎ型Ａｌ
０． ０５Ｇａ０．９５Ｎクラッド層２０２（厚さ０．５
μｍ）、ケイ素添加ｎ型ＧａＮ光ガイド層２０３（厚さ
０．１μｍ）、無添加Ｉｎ０．２Ｇａ０．８Ｎ量子井戸
層（厚さ３０Ａ）と無添加Ｉｎ０．０５Ｇａ０．９５Ｎ
障壁層からなる７周期の多重量子井戸構造活性層２０
４、マグネシウム添加ｐ型Ａｌ０．２Ｇａ０．８Ｎイン
ジウム解離防止層２０５（厚さ２００Ａ）、マグネシウ
ム添加ｐ型ＧａＮ光ガイド層２０６（厚さ０．１μ
ｍ）、マグネシウム添加ｐ型Ａｌ０．０５Ｇａ ０．９５
Ｎクラッド層２０７（厚さ０．５μｍ）、及びマグネシ
ウム添加ｐ型ＧａＮコンタクト層２０８（厚さ０．２μ
ｍ）を連続してＭＯＣＶＤ法によって形成した。ＤＨ構
造の最上層には酸化珪素膜２０９を形成し、幅１０μｍ
のストライプ状の電流注入用窓を形成し、この上にニッ
ケルと金からなるｐ型電極２１０を形成した。２１２は
レーザ光出射領域である。次に、ｐ型電極面で研磨用重
しに貼りつけ、ＧａＮ基板を研磨し、劈開可能な厚さ
（通常、６０μｍ〜１００μｍ）に仕上げた後、チタン
とアルミニウムからなるｎ型電極２１１を裏面に形成す
る。この後、劈開によって共振器面を形成し、隣り合う
電流注入用窓の中間で切断すれば青色レーザ素子ペレッ
トが完成する。最終的に出来上がったレーザのストライ
プ長すなわち共振器間隔長は２５０μｍとした。 【０１９０】このような上記プロセスの利点は、裏面に
電極を形成する直前に、劈開可能な厚さまでウエーハを
研磨すればよく、上部電流狭窄用ストライプ構造の形成
や表面への電極の形成が厚いウエーハ状態で実施できる
メリットがある。 【０１９１】＜レーザ特性＞以上のようにして作製した
半導体レーザを室温（約２５℃）でパルス動作させ、閾
値を測定した。得られたレーザの閾値電流は１２０ｍＡ
（電流密度〜４ｋＡ／ｃｍ２）前後の良好な値を示し
た。これに対して、選択成長用マスクなしにサファイア
基板上に成長したＧａＮウエーハを基板として作製した
レーザは、５０ｍＡ程度高い値を示した。 【０１９２】この理由については、転位密度が減ったこ
と、とりわけＡ転位密度が大幅に減少したためと考えら
れる。ＧａＮ系では転位密度の高い結晶においても高い
輝度の発光ダイオードが容易に得られることから、転位
は少数キャリアの再結合センターとしての機能は小さい
ようである。しかし、半導体レーザでは閾値電流は十分
に下がらない。半導体レーザはよく知られているように
活性層中での導波光に対して光学的利得を得る条件が達
成されなくてはならない。しかし、前記のようにＡ転位
は結晶中の小傾角粒界の発生原因であり、この小傾角粒
界においては光散乱が起こりやすい。すなわち、Ａ転位
密度の大きな結晶においては小傾角粒界での光散乱が原
因で導波光に対する光学的利得が上がらないために閾値
を下げることができなかったと解釈される。逆に言え
ば、本発明によればＡ転位密度を大幅に減少できたこと
で、本発明のウェーハ上に成長したＤＨ構造活性層中で
の導波光の散乱が減少し、高い光学的利得を得たことに
より閾値の減少が達成されたと考えられる。 【０１９３】さて、閾値測定を行ったレーザはいずれも
ウエーハの中央部１ｃｍ直径内から劈開したもので共振
器となる劈開面に傷等のないものを選別したものであ
る。しかし、ウエーハ間で閾値のバラツキに特徴があ
り、これが２つに分類できることが判明した。閾値のバ
ラツキの少ないものをＡ群のウエーハ、閾値にややバラ
ツキがあるものをＢ群のウエーハとして以下説明する。 【０１９４】Ａ群のウエーハでは各ウエーハにおいて閾
値のバラツキは１０パーセント内外であり、かつ最も大
きい閾値のものでもウエーハ内平均値の１２０パーセン
トを超えるものは見つからなかった。Ｂ群のウエーハに
おいても閾値のバラツキはやはり１０パーセント内外で
あることには変わりがないが、特徴はウエーハ内平均値
の１．５倍以上のものが１０ないし２０個に１つ程度の
割合で生じることである。 【０１９５】Ａ群ウエーハとＢ群ウエーハの差違につい
て詳しく調べたが出来上がったレーザに関して特別な差
違は見られなかった。そこで、ＤＨ構造エピタキシャル
成長後のウエーハについて断面構造を調べてみた。この
結果、Ａ群ウエーハではＧａＮ基板ウエーハ全断面にわ
たって低転位層となっているのに対し、Ｂ群ウエーハで
はＧａＮ基板ウエーハ裏面付近に高転位層が存在してい
ることが解った。 【０１９６】高転位層がどのようにＤＨエピタキシャル
層に影響し、さらにレーザ閾値に影響するかについては
現状ではよく解らない。しかし、以下に述べる理由がそ
の原因だと考えられる。すなわち、前記したようにＧａ
Ｎ基板ウエーハに高転位層が存在した場合には、ＤＨ構
造エピタキシャル成長や後のプロセスにおける高温加熱
時に高転位層で転位が反応したり、高転位層でウエーハ
面と水平に折れ曲がった刃状転位が再び、層厚に方向に
折れ曲がってＤＨ構造エピタキシャルに到達するためと
考える。１０ないし２０個に１つの割合で閾値の大きな
ものがでる理由は図９からも予想されることであるがス
トライプ選択成長マスクの周期で転位密度の変化がＧａ
Ｎ基板エピタキシャル層の高転位密度層を含む初期成長
層には存在し、この周期変化に応じた特に高密度の領域
から延びた転位群が電流狭窄用ストライプ活性層領域に
到達した場合に生じると考えられる。 【０１９７】従って、製造歩留まりや特性検査工数を考
えた場合には高転位密度層を完全に除去したＧａＮ基板
を用意してＤＨ構造エピタキシャル成長を行うことが好
ましい。すなわち、半導体レーザの作製に用いるＧａＮ
基板としては、サファイア基板、下地結晶層、マスク、
マスク近傍の高転位密度層までをすべて取り除いたもの
が好ましい。ただし、レーザ構造の形成のためのエピタ
キシャル成長の際には、ＧａＮ基板に適度の厚みが要求
されることを考慮することが必要である。 【０１９８】以上、サファイア基板上に成長したＧａＮ
ウェーハを基板に用いて作製したレーザの特性について
述べたが、サファイア基板上に成長する際にＡｌを添加
したＧａＮ、すなわちＡｌＧａＮウェーハを基板として
作製したレーザについてもレーザ特性を調べた。この場
合、レーザの閾値電流は２０ｍＡ程度低減するものが得
られた。この場合のＡｌ０．０５Ｇａ０．９５Ｎクラッ
ド層２０２の厚みは１．５μｍとした。閾値電流の低減
は、クラッド層２０２の厚膜化による光閉じ込め効果が
原因と思われ、上部クラッド層２０７についても厚膜化
すればさらに閾値電流や微分量子効率の改善が可能であ
ると考えられる。 【０１９９】＜成長表面の平坦化による閾値の再現性向
上＞半導体レーザのＤＨ構造をエピタキシャル成長する
場合にはＧａＮ基板の表面状態について注意が必要であ
る。注意する点はＧａＮ基板の成長表面の平坦性で、成
長表面が平坦でないとＤＨ構造エピタキシャル層、特に
活性層の平坦性が保持できない。活性層の平坦性の確保
が重要なことは導波の点から考えれば明らかであるが、
特に結晶学的に決まる劈開によって形成される共振器面
と活性層面のなす角度が直角からズレることの方を危惧
すべきである。この角度のズレがあると導波してきた光
が共振器面で反射されてもどる場合に大きく損失し、し
きい値を増大させるからである。この角度のズレの許容
限界は１度を大きく下回ると考えられる。 【０２００】一般に、ＧａＮ基板の成長表面は１００μ
ｍ以上の厚いエピタキシャル成長後の表面であり、多く
は成長縞やうねりがみられる。そこで、サファイア基板
を除去し、マスクと共にマスク近傍の高転位密度層を取
り除いたＧａＮ基板を研磨用重りからはがして裏表を張
り替え、ＧａＮ基板の成長最上層を研磨して成長縞やう
ねりを取り除いてから、ＤＨ構造形成のためのエピタキ
シャル成長を行った。すなわち、ここでは、ＧａＮ基板
の成長終了面を研磨して平滑化した表面を主面としてＤ
Ｈ構造形成のためのエピタキシャル成長を行った。この
ようにして作製されたＧａＮ基板をウエーハに用いて作
製されたストライプレーザの閾値はバラツキが小さく良
好なレーザ特性が得られた。 【０２０１】別の形態として、ＤＨ構造形成のためのエ
ピタキシャル成長を、サファイア基板、下地結晶層、マ
スク、及びマスク近傍の高転位密度層を取り除いて形成
されたＧａＮ基板の裏面（サファイア基板が存在してい
た側の面）に行って半導体レーザを作製した。すなわ
ち、ＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハの表裏の２つの
主面のうち転位密度の比較的高い方の主面上に素子構造
が形成された場合においても、得られた半導体レーザの
閾値等のレーザ特性は同様に良好であった。この場合、
成長面の成長縞やうねりを除去するための研磨工程が不
要となる。なお、ＧａＮ基板の表面に成長した場合に較
べて転位密度は若干高くなることが考えられるが、マス
ク近傍の高転位密度層を十分に除去すれば、閾値等のレ
ーザ特性が良好な半導体レーザを作製することができ
る。 【０２０２】以上、半導体レーザのＤＨ構造が平坦であ
る場合について説明した。しかし、ＤＨ構造を有する半
導体レーザの製造方法には、水平横モードの制御を行う
ために、ＤＨ構造の形成ためのエピタキシャル成長前に
基板表面を加工して予め電流注入領域となる部分に溝を
彫り込む等の技術がある。このような技術においても本
発明のＧａＮ基板等のＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハは問題なく適用可能である。 【０２０３】本発明のＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェー
ハは、電界効果トランジスタ等の電子輸送デバイスに適
用しても、電子の移動度が改善されたり、電極等の製造
歩留まりや信頼性が向上する等の効果が得られる。この
電子の移動度の改善は、Ａ転位がもたらす小傾角粒界で
の散乱が減ったためと考えられる。また、電極の信頼性
の改善は、半導体レーザにもいえるが、転位が減少した
結果、電極金属の転位線（特にＡ転位）に沿っての異常
拡散が減少したためと考えられる。このように、本発明
のウェーハは、高集積化された各種半導体装置に適用可
能であり、ＩＩＩ族元素窒化物半導体の応用分野の一つ
として期待されている、自動車エンジン等の発熱装置の
近くに搭載しても動作可能な高温動作−高性能半導体装
置の実現にも大きく寄与するものである。 【０２０４】 【実施例】次に本発明の実施例について図面を参照して
説明する。 【０２０５】（実施例１）本発明の実施例について図１
を参照して説明する。本実施例では、基板として、（０
００１）面サファイア（Ａｌ２Ｏ３）基板１上に膜厚１
μｍのＧａＮ膜（下地結晶膜）２をあらかじめ形成した
基板を用いた。この下地結晶膜の成長にはＭＯＣＶＤ装
置を用いた。まずサファイアを４５０℃に加熱して、Ｇ
ａ原料のトリメチルガリウム（ＴＭＧ：（ＣＨ３）３Ｇ
ａ）とアンモニア（ＮＨ３）を供給して、４００Åの厚
さのＧａＮを成長した。その後、温度を１０００℃に上
昇させてＧａＮを成長させた。このＧａＮ膜２表面にＳ
ｉＯ２膜を形成し、フォトリソグラフィー法とウエット
エッチングでストライプ状のマスク４を形成し、成長領
域３を分離・形成した。成長領域３及びマスク４は、そ
れぞれ幅５μｍ及び２μｍのストライプ状とした。スト
ライプ方向は＜１１−２０＞方向とした（（図１
（ａ））。 【０２０６】成長領域３に成長するＧａＮ結晶は、Ｇａ
原料にガリウム（Ｇａ）と塩化水素（ＨＣｌ）の反応生
成物である塩化ガリウム（ＧａＣｌ）とＮ原料にアンモ
ニア（ＮＨ３）ガスを用いるハイドライドＶＰＥ法によ
り成長させた。ＧａＣｌは、金属ＧａとＨＣｌを８００
℃程度に保った反応管上流部で反応させて得た。基板を
成長装置にセットし、水素雰囲気で成長温度１０００℃
に昇温する。成長温度が安定してから、ＨＣｌ流量を２
０ｃｃ／毎分で供給し、ＮＨ３流量１０００ｃｃ／毎分
で５分程度供給することで、成長領域３にＧａＮ結晶の
｛１−１０１｝面からなるファセットを成長させた（図
１（ｂ））。さらに、２０分間程度エピタキシャル成長
を続け、マスク４を覆うまでファセット６を発達させた
（図１（ｃ））。 【０２０７】エピタキシャル成長を続けることによりフ
ァセット構造を埋め込み（図１（ｄ））、最終的には、
５時間の成長で２００μｍ程度の平坦な表面を有するＧ
ａＮ膜を形成させた（図１（ｅ））。ＧａＮ結晶膜５を
形成後、アンモニアガスを供給しながら、常温まで冷却
し成長装置より取り出した。 【０２０８】本実施例によって形成されたＧａＮ膜５に
は、サファイア基板１と格子定数や熱膨張係数が違うに
もかかわらずクラックが入っていないことが確認され
た。しかも、厚膜成長を行ったＧａＮ結晶膜には、欠陥
が非常に少なく、転位密度は１０７／ｃｍ２程度であっ
た。なお、転位密度は、透過電子顕微鏡を用い、膜表面
付近の平面観察によって計測した。 【０２０９】本実施例で成長したＧａＮ結晶膜は欠陥が
非常に少なく、この上にレーザ、ＦＥＴ、ＨＢＴなどの
高品質なデバイス構造を成長することで、デバイス特性
を向上させることが可能となる。 【０２１０】（実施例２）本実施例について図１１を参
照して説明する。図１１は、本発明のＧａＮ結晶膜上に
ＧａＮ系半導体レーザを製造する方法を説明するための
概略工程断面図である。 【０２１１】（０００１）面のサファイア基板１上に、
実施例１と同様にＭＯＣＶＤ法で膜厚１μｍのＧａＮ膜
２を形成した。このＧａＮ膜２上にＳｉＯ２膜を形成
し、実施例１と同様にフォトリソグラフィー法とウエッ
トエッチングでストライプ状のマスク４を形成し、成長
領域３を分離・形成した。成長領域３及びマスク４は、
それぞれ幅５μｍ及び２μｍのストライプ状とした。ス
トライプ方向は＜１１−２０＞方向から１０度傾けて形
成した（図１１（ａ））。 【０２１２】成長領域３に成長するＧａＮ結晶は、上記
の実施例１と同様にＧａ原料にガリウム（Ｇａ）と塩化
水素（ＨＣｌ）の反応生成物である塩化ガリウム（Ｇａ
Ｃｌ）とＮ原料にアンモニア（ＮＨ３）ガスを用いるハ
イドライドＶＰＥ法を用いた。基板を成長装置にセット
し、水素雰囲気で成長温度１０００℃に昇温する。６５
０℃の温度から基板をＮＨ３ガス雰囲気にする。成長温
度が安定してから、ＨＣｌ流量を４０ｃｃ／毎分で供給
し、ＮＨ３流量１０００ｃｃ／毎分、およびシラン（Ｓ
ｉＨ４）流量０．０１ｃｃ／毎分で１５０分間の成長
で、実施例１で説明した図１の（ａ）から（ｅ）の成長
過程を経て、マスク４を埋め込んだ膜厚２００μｍのｎ
型ＧａＮ結晶膜６５を形成する（図１１（ｂ））。ｎ型
ＧａＮ結晶膜６５を形成後、ＮＨ３ガス雰囲気で常温ま
で冷却し、成長装置より取り出す。ＧａＮ結晶膜６５
は、１×１０１８ｃｍ−３以上のキャリア濃度であっ
た。 【０２１３】次に、ＧａＮ系半導体レーザ構造の作製に
は、有機金属化学気相成長法（ＭＯＶＰＥ）を用いて作
製した。 【０２１４】ＧａＮ膜６５を形成後、ＭＯＣＶＤ装置に
セットし、水素雰囲気で成長温度１０５０℃に昇温す
る。６５０℃の温度からＮＨ３ガス雰囲気にする。Ｓｉ
を添加した１μｍの厚さのｎ型ＧａＮ層６６、Ｓｉを添
加した０．４μｍの厚さのｎ型Ａｌ０．１５Ｇａ
０．８５Ｎクラッド層６７、Ｓｉを添加した０．１μｍ
の厚さのｎ型ＧａＮ光ガイド層６８、２．５ｎｍの厚さ
のアンドープＩｎ０．２Ｇａ０ ．８Ｎ量子井戸層と５ｎ
ｍの厚さのアンドープＩｎ０．０５Ｇａ０．９５Ｎ障壁
層からなる１０周期の多重量子井戸構造活性層６９、マ
グネシウム（Ｍｇ）を添加した２０ｎｍの厚さのｐ型Ａ
ｌ０．２Ｇａ０．８Ｎ層７０、Ｍｇを添加した０．１μ
ｍの厚さのｐ型ＧａＮ光ガイド層７１、Ｍｇを添加した
０．４μｍの厚さのｐ型Ａｌ０．１５Ｇａ０．８５Ｎク
ラッド層７２、Ｍｇを添加した０．５μｍの厚さのｐ型
ＧａＮコンタクト層７３を順次形成しレーザー構造を作
製した。ｐ型のＧａＮコンタクト層７３を形成した後、
ＨＮ３ガス雰囲気で常温まで冷却し、成長装置から取り
出した（図１１（ｃ））。２．５ｎｍの厚さのアンドー
プＩｎ０．２Ｇａ０．８Ｎ量子井戸層と５ｎｍの厚さの
アンドープＩｎ０．０５Ｇａ ０．９５Ｎ障壁層からなる
多重量子井戸構造活性層６９は、７８０℃の温度で形成
した。 【０２１５】次に、レーザー構造が形成されたサファイ
ア基板を研磨器にセットし、サファイア基板１、ＧａＮ
膜２、ＳｉＯ２マスク４、及びＧａＮ結晶膜６５の５０
μｍを研磨してＧａＮ結晶膜６５を露出させた。 【０２１６】露出したＧａＮ結晶膜６５面には、チタン
（Ｔｉ）−アルミ（Ａｌ）のｎ型電極７４を形成し、ｐ
型のＧａＮ層７３上にはニッケル（Ｎｉ）一金（Ａｕ）
のｐ型電極７５を形成した（図１１（ｄ））。 【０２１７】なお、本実施例では、サファイア基板１、
ＧａＮ下地結晶膜２、ＳｉＯ２マスク４及びＧａＮ結晶
膜６５の一部を研磨により除去してｎ型の電極を形成し
たが、研磨を行わずにドライエッチングによりｎ型Ｇａ
Ｎ層６６または６５まで除去してｎ型電極を形成し、共
振器ミラー面を形成してもよい。 【０２１８】（実施例３）本発明の実施例について図１
を参照して説明する。本実施例では、基板として、（０
００１）面サファイア（Ａｌ２Ｏ３）基板１上に膜厚１
μｍのＧａＮ膜２（下地結晶膜）をあらかじめ形成した
基板を用いた。この下地結晶膜の成長にはＭＯＣＶＤ装
置を用いた。まずサファイアを４５０℃に加熱して、Ｇ
ａ原料のトリメチルガリウム（ＴＭＧ：（ＣＨ３）３Ｇ
ａ）とアンモニア（ＮＨ３）を供給して、４００Åの厚
さのＧａＮを成長した。その後、温度を１０００℃に上
昇させてＧａＮを成長させた。 【０２１９】このＧａＮ膜２表面にＳｉＯ２膜を形成
し、次のようにしてフォトリソグラフィーとウエットエ
ッチングでストライプ状のマスク４を形成した。まず、
ＧａＮ膜２表面に形成したＳｉＯ２膜上にフォトレジス
ト（感光性樹脂）を付与してレジスト薄膜を形成する。
次に、このレジスト薄膜に、ストライプ状のパターンを
有する露光用マスクを介して紫外線を照射する。続いて
溶剤を用いて現像を行いレジストパターンを形成する。
そして、このレジストパターンをエッチング用マスクと
して、下層のＳｉＯ２膜をウェットエッチング或いはド
ライエッチングにより選択エッチングする。この選択エ
ッチングの後、不要になったレジストパターンを剥離液
あるいはアッシングにより除去する。 【０２２０】このような方法によって、サファイア基板
上に成長領域３を分離・形成した。成長領域３及びマス
ク４は、それぞれ幅５μｍ及び２μｍのストライプ状と
した。ストライプ方向は＜１１−２０＞方向とした
（（図１（ａ））。 【０２２１】上記のようにして調製されたマスク付きサ
ファイア基板を結晶成長装置の反応管にセットする直前
に、次のような工程でストライプ状マスクのＳｉＯ２表
面を清浄化した。 【０２２２】まず、エチルメチルケトン或いはエタノー
ル等の有機溶剤中に浸して超音波洗浄を１０分間以上行
い、続いて超純水で１０分間以上洗浄した。次に、８０
〜１００℃に加温した硝酸溶液中に３０分間以上浸し、
続いて超純水で１０分間以上洗浄した。その後、バッフ
ァード・フッ酸（フッ化アンモニウム＋フッ酸混合緩衝
溶液）に２０秒〜２５秒間浸してＳｉＯ２マスク表面を
１０００Å程度エッチングした。続いて超純水で１０分
程度洗浄し、窒素気流中で乾燥を行った。その後、この
基板を結晶成長装置の反応管にセットした。 【０２２３】成長領域３に成長するＧａＮ結晶は、Ｇａ
原料にガリウム（Ｇａ）と塩化水素（ＨＣｌ）の反応生
成物である塩化ガリウム（ＧａＣｌ）とＮ原料にアンモ
ニア（ＮＨ３）ガスを用いるハイドライドＶＰＥ法によ
り成長させた。基板を成長装置にセットし、水素雰囲気
で成長温度１０００℃に昇温する。成長温度が安定して
から、ＨＣｌ流量を２０ｃｃ／毎分で供給し、ＮＨ３流
量１０００ｃｃ／毎分で５分程度供給することで、成長
領域３にＧａＮ結晶の｛１−１０１｝面からなるファセ
ットを成長させた（図１（ｂ））。さらに、２０分間程
度エピタキシャル成長を続け、マスク４を覆うまでファ
セット６を発達させた（図１（ｃ））。 【０２２４】エピタキシャル成長を続けることによりフ
ァセット構造を埋め込み（図１（ｄ））、最終的には、
５時間の成長で２００μｍ程度の平坦な表面を有するＧ
ａＮ膜を形成させた（図１（ｅ））。ＧａＮ結晶膜５を
形成後、アンモニアガスを供給しながら、常温まで冷却
し成長装置より取り出した。 【０２２５】本実施例によって形成されたＧａＮ膜５に
は、サファイア基板１と格子定数や熱膨張係数が違うに
もかかわらずクラックが入っていないことが確認され
た。 【０２２６】また、この結晶の表面付近の層領域の転位
をＴＥＭ解析したところ、ｃ面に対して平行な変位ベク
トルを持つ転位（Ａ転位）の密度が大幅に減って、Ａ転
移の割合がその層領域においては全転位数に対して２０
％程度であり、ｃ面に対して斜めに傾いた変位ベクトル
を持つ転位（Ｂ転位）の割合が８０％程度となってい
た。さらに、その層領域の全転位密度も１×１０６／ｃ
ｍ２程度にまで減少していた。なお、転位密度は、透過
電子顕微鏡を用い、膜表面付近の平面観察によって計測
した。 【０２２７】本実施例で成長したＧａＮ結晶膜は欠陥が
非常に少なく、この上にレーザ、ＦＥＴ、ＨＢＴなどの
高品質なデバイス構造を成長することで、デバイス特性
を向上させることが可能となる。 【０２２８】なお、実施例においては本発明によるウェ
ーハ上に結晶成長を行ってデバイスを作製したが、ウェ
ーハそのものを素子の動作領域としたデバイスに対して
も用いることができることはいうまでもない。 【０２２９】 【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、Ｇ
ａＮ結晶等のＩＩＩ族元素窒化物半導体と異種基板との
熱膨張係数差や格子定数差によるエピタキシャル層での
クラックの発生が抑えられ、また、転位密度が低減さ
れ、転位による欠陥の発生が抑制され、高品質のＧａＮ
結晶膜等のＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハを提供す
ることができる。また、本発明のＧａＮ結晶膜等のＩＩ
Ｉ族元素窒化物半導体ウェーハを用いれば、この上に高
品質の半導体素子、例えばレーザ構造やトランジスタ構
造を作製することができ、その特性が飛躍的に向上す
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明のＧａＮ結晶膜の形成方法を説明する
ための概略工程断面図である。 【図２】 ＧａＮ結晶中の転位の基本構造の説明図であ
る。 【図３】 転位の周囲の格子面の状態を説明するための
模式図である。 【図４】 本発明のＧａＮ結晶膜の転位構造を説明する
ための模式図である。 【図５】 本発明のＧａＮ結晶膜のマスク上領域の欠陥
構造を表す膜断面のＴＥＭ写真である。 【図６】 本発明のＧａＮ結晶膜のマスク上領域の欠陥
構造を表す膜断面のＴＥＭ写真である。 【図７】 本発明のＧａＮ結晶膜の欠陥構造を説明する
ための図である。 【図８】 本発明のＧａＮ結晶膜の欠陥構造を説明する
ための模式的断面図である。 【図９】 ＧａＮ結晶膜表面に突き出た転位の密度（エ
ッチピット密度）を、ストライプ方向に垂直方向の距離
に対してプロットした図である。 【図１０】 ＧａＮ結晶膜表面で検出された全エッチピ
ット密度を膜厚に対してプロットした図である。 【図１１】 本発明のＧａＮ結晶膜上にＧａＮ系半導体
レーザー構造を形成する方法の概略工程断面図である。 【図１２】 本発明の結晶成長におけるマスク近傍の転
位の形態を説明するための模式図である。図１２（ａ）
は部分断面図、図１２（ｂ）は部分平面図である。 【図１３】 本発明の結晶成長におけるマスク表面、フ
ァセット表面、結晶／マスク界面に働く表面（界面）張
力の状態を説明するためのマスク近傍の模式的部分断面
図である。 【図１４】 ウェーハの反りの状態を説明するための模
式的断面図である。 【図１５】 ファブリペロ共振器断面から見たレーザ構
造の概略断面図である。 【図１６】 ダブルヘテロ構造を有する半導体レーザの
構造断面図である。 【図１７】 本発明のＧａＮ結晶膜の転位構造を説明す
るための模式図である。 【符号の説明】 １ 基板 ２ 下地結晶膜 ３ 成長領域 ４ マスク ５ ＧａＮ結晶膜 ６ ファセット ６５ ｎ型ＧａＮ膜 ６６ ｎ型ＧａＮ層 ６７ ｎ型Ａｌ０．１５Ｇａ０．８５Ｎクラッド層 ６８ ｎ型ＧａＮ光ガイド層 ６９ 多重量子井戸構造活性層 ７０ Ｐ型Ａｌ０．２Ｇａ０．８Ｎ層 ７１ ｐ型ＧａＮ光ガイド層 ７２ ｐ型Ａｌ０．１５Ｇａ０．８５Ｎクラッド層 ７３ ｐ型ＧａＮコンタクト層 ７４ ｎ型電極 ７５ ｐ型電極 １０１ サファイア基板 １０２ 電極 １０３ 電極 １０４ 酸化珪素膜 １０５ レーザ光出射領域 １０６ 電極形成層 ２０１ ＧａＮ基板 ２０２ ｎ型クラッド層 ２０３ ｎ型ＧａＮ光ガイド層 ２０４ 多重量子井戸構造活性層 ２０５ ｐ型解離防止層 ２０６ ｐ型光ガイド層 ２０７ ｐ型クラッド層 ２０８ ｐ型コンタクト層 ２０９ 酸化珪素膜 ２１０ ｐ型電極 ２１１ ｎ型電極 ２１２ レーザ光出射領域
ための概略工程断面図である。 【図２】 ＧａＮ結晶中の転位の基本構造の説明図であ
る。 【図３】 転位の周囲の格子面の状態を説明するための
模式図である。 【図４】 本発明のＧａＮ結晶膜の転位構造を説明する
ための模式図である。 【図５】 本発明のＧａＮ結晶膜のマスク上領域の欠陥
構造を表す膜断面のＴＥＭ写真である。 【図６】 本発明のＧａＮ結晶膜のマスク上領域の欠陥
構造を表す膜断面のＴＥＭ写真である。 【図７】 本発明のＧａＮ結晶膜の欠陥構造を説明する
ための図である。 【図８】 本発明のＧａＮ結晶膜の欠陥構造を説明する
ための模式的断面図である。 【図９】 ＧａＮ結晶膜表面に突き出た転位の密度（エ
ッチピット密度）を、ストライプ方向に垂直方向の距離
に対してプロットした図である。 【図１０】 ＧａＮ結晶膜表面で検出された全エッチピ
ット密度を膜厚に対してプロットした図である。 【図１１】 本発明のＧａＮ結晶膜上にＧａＮ系半導体
レーザー構造を形成する方法の概略工程断面図である。 【図１２】 本発明の結晶成長におけるマスク近傍の転
位の形態を説明するための模式図である。図１２（ａ）
は部分断面図、図１２（ｂ）は部分平面図である。 【図１３】 本発明の結晶成長におけるマスク表面、フ
ァセット表面、結晶／マスク界面に働く表面（界面）張
力の状態を説明するためのマスク近傍の模式的部分断面
図である。 【図１４】 ウェーハの反りの状態を説明するための模
式的断面図である。 【図１５】 ファブリペロ共振器断面から見たレーザ構
造の概略断面図である。 【図１６】 ダブルヘテロ構造を有する半導体レーザの
構造断面図である。 【図１７】 本発明のＧａＮ結晶膜の転位構造を説明す
るための模式図である。 【符号の説明】 １ 基板 ２ 下地結晶膜 ３ 成長領域 ４ マスク ５ ＧａＮ結晶膜 ６ ファセット ６５ ｎ型ＧａＮ膜 ６６ ｎ型ＧａＮ層 ６７ ｎ型Ａｌ０．１５Ｇａ０．８５Ｎクラッド層 ６８ ｎ型ＧａＮ光ガイド層 ６９ 多重量子井戸構造活性層 ７０ Ｐ型Ａｌ０．２Ｇａ０．８Ｎ層 ７１ ｐ型ＧａＮ光ガイド層 ７２ ｐ型Ａｌ０．１５Ｇａ０．８５Ｎクラッド層 ７３ ｐ型ＧａＮコンタクト層 ７４ ｎ型電極 ７５ ｐ型電極 １０１ サファイア基板 １０２ 電極 １０３ 電極 １０４ 酸化珪素膜 １０５ レーザ光出射領域 １０６ 電極形成層 ２０１ ＧａＮ基板 ２０２ ｎ型クラッド層 ２０３ ｎ型ＧａＮ光ガイド層 ２０４ 多重量子井戸構造活性層 ２０５ ｐ型解離防止層 ２０６ ｐ型光ガイド層 ２０７ ｐ型クラッド層 ２０８ ｐ型コンタクト層 ２０９ 酸化珪素膜 ２１０ ｐ型電極 ２１１ ｎ型電極 ２１２ レーザ光出射領域
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 酒井 朗
東京都港区芝五丁目７番１号 日本電気株
式会社内
(72)発明者 砂川 晴夫
東京都港区芝五丁目７番１号 日本電気株
式会社内
(72)発明者 水田 正志
東京都港区芝五丁目７番１号 日本電気株
式会社内
Ｆターム(参考） 4G077 AA03 BE15 DB01 EE02 EE07
TC12 TC16 TK10
5F045 AA01 AA04 AB14 AC03 AC08
AC12 AC13 AD08 AD10 AD14
AF09 BB12 CA12 DA53 DA67
DB02
5F073 AA45 AA74 CA07 CB05 DA05
DA07
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 【請求項１】 成長させる結晶とは異なる材料からなる
異種基板上に複数の成長領域を形成するようにストライ
プ状にパターニングされたマスクを形成する工程、該マ
スクの表面張力を低減させる清浄化処理を行う工程、該
成長領域からファセット構造を形成しながら結晶成長さ
せ、該マスクを介して隣り合う成長領域から成長した結
晶と合体して該マスクを覆い、さらに該ファセット構造
を埋め込んで表面を平坦化するようにエピタキシャル成
長する工程を有することを特徴とするＩＩＩ族元素窒化
物半導体ウェーハの製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003109345A JP2003300800A (ja) | 1998-09-30 | 2003-04-14 | Ｉｉｉ族元素窒化物半導体ウェーハの製造方法 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10-291354 | 1998-09-30 | ||
| JP29135498 | 1998-09-30 | ||
| JP12281699 | 1999-03-26 | ||
| JP11-122816 | 1999-03-26 | ||
| JP2003109345A JP2003300800A (ja) | 1998-09-30 | 2003-04-14 | Ｉｉｉ族元素窒化物半導体ウェーハの製造方法 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21104499A Division JP2000349338A (ja) | 1998-09-30 | 1999-06-22 | ＧａＮ結晶膜、ＩＩＩ族元素窒化物半導体ウェーハ及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003300800A true JP2003300800A (ja) | 2003-10-21 |
Family
ID=29407395
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003109345A Withdrawn JP2003300800A (ja) | 1998-09-30 | 2003-04-14 | Ｉｉｉ族元素窒化物半導体ウェーハの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003300800A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US9136192B2 (en) | 2012-03-30 | 2015-09-15 | Sintokogio, Ltd. | Warp correction device and warp correction method for semiconductor element substrate |
-
2003
- 2003-04-14 JP JP2003109345A patent/JP2003300800A/ja not_active Withdrawn
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP2014522731A (ja) * | 2011-07-21 | 2014-09-08 | 新東工業株式会社 | 半導体素子用基板の処理方法 |
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