JP2009149483A - 窒化物半導体自立基板及び窒化物半導体自立基板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】自立基板の反りを低減した窒化物半導体自立基板及び窒化物半導体自立基板の製造方法を提供する。
【解決手段】本発明に係る窒化物半導体自立基板は、窒化物半導体結晶からなる窒化物半導体自立基板において、窒化物半導体自立基板の内部に、基板表面と平行な断面において１０個／ｃｍ２以上から６００個／ｃｍ２以下の密度でインバージョンドメインを有する。
【選択図】図４
【解決手段】本発明に係る窒化物半導体自立基板は、窒化物半導体結晶からなる窒化物半導体自立基板において、窒化物半導体自立基板の内部に、基板表面と平行な断面において１０個／ｃｍ２以上から６００個／ｃｍ２以下の密度でインバージョンドメインを有する。
【選択図】図４
Description
本発明は、窒化物半導体自立基板及び窒化物半導体自立基板の製造方法に関する。特に、本発明は、自立基板の反りを低減した窒化物半導体自立基板及び窒化物半導体自立基板の製造方法に関する。
従来の窒化物半導体自立基板としてのＧａＮ単結晶基板の製造方法として、例えば、サファイア基板、シリコン基板、又はガリウム砒素基板等の窒化物半導体とは異なる異種基板上に気相成長法を用いて窒化物半導体層をヘテロエピタキシャル成長させた後、研磨、エッチング、又は剥離等の手段を用いて異種基板を除去することにより窒化物半導体層のみを残存させて窒化物半導体自立基板を形成する方法がある（例えば、特許文献１参照）。このＧａＮ単結晶基板の製造方法は、［１１−２］方向に一定の間隔をおいて並ぶと共に、［−１１０］方向に半ピッチずらした点状の窓を有するマスクを（１１１）ＧａＡｓ基板の上に形成し、形成したマスク上にＧａＮバッファ層を成長した後、ＧａＮバッファ層上にＧａＮ結晶をエピタキシャル成長させ、その後、ＧａＡｓ基板及びマスクを除去してＧａＮ自立基板を形成する工程を備える。
特許第３７８８０４１号公報
しかし、特許文献１に記載のＧａＮ単結晶基板の製造方法では、窒化物半導体の格子定数とは大きく異なる格子定数を有する異種基板上に窒化物半導体結晶が成長されるので、窒化物半導体結晶の成長の初期段階において多くの欠陥が発生する。したがって、異種基板と窒化物半導体結晶とを分離すると、窒化物半導体結晶の表面の欠陥密度と裏面の欠陥密度との差である欠陥密度差が生じる。欠陥密度差が生じると、内部応力が窒化物半導体結晶内に残存する。これにより、異種基板を分離した後の窒化物半導体自立基板には反りが生じる。
このような反りを有する窒化物半導体自立基板は、面内で面方位が一様な方向に向いていない。したがって、この窒化物半導体自立基板を研磨等により平坦に加工した場合であっても、面内のオフ角にバラツキが生じる。そして、面内のオフ角にバラツキを有する窒化物半導体自立基板から発光装置を形成すると、このオフ角のバラツキにより発光装置が発する光の波長にバラツキが生じる。更に、所望の波長の光を発する発光装置の歩留りが低下するという不都合がある。
したがって、本発明の目的は、自立基板の反りを低減した窒化物半導体自立基板及び窒化物半導体自立基板の製造方法を提供することにある。
本発明は、上記目的を達成するため、窒化物半導体結晶からなる窒化物半導体自立基板において、窒化物半導体自立基板の内部に、基板表面と平行な断面において１０個／ｃｍ２以上から６００個／ｃｍ２以下の密度でインバージョンドメインを有する窒化物半導体自立基板が提供される。
また、上記窒化物半導体自立基板において、基板表面は、０個／ｃｍ２以上から２００個／ｃｍ２以下の密度でインバージョンドメインを有していてもよい。
また、本発明は、上記目的を達成するため、窒化物半導体結晶の成長初期において窒化物半導体結晶の成長条件を調整することにより、１０個／ｃｍ２以上から６００個／ｃｍ２以下の密度のインバージョンドメインを異種基板の表面と平行な断面において有する窒化物半導体結晶を異種基板上に成長する窒化物半導体結晶成長工程と、異種基板からインバージョンドメインを有する窒化物半導体結晶を分離して窒化物半導体自立基板を形成する分離工程とを備える窒化物半導体自立基板の製造方法が提供される。
また、上記窒化物半導体自立基板の製造方法は、窒化物半導体結晶成長工程は、インバージョンドメインを有する窒化物半導体結晶を異種基板上に成長し、インバージョンドメインを有する窒化物半導体結晶の表面上に０個／ｃｍ２以上から２００個／ｃｍ２以下の密度でインバージョンドメインを有する窒化物半導体結晶を連続的に成長する工程を含んでいてもよい。
また、上記窒化物半導体自立基板の製造方法は、窒化物半導体自立基板は、直径２０ｍｍ以上、厚さ２００μｍ以上であってもよく、分離工程の後に、異種基板から分離して形成された窒化物半導体自立基板から窒化物半導体自立基板に含まれるインバージョンドメインを有する窒化物半導体結晶の一部を除去する工程を含んでいてもよい。
本発明の窒化物半導体自立基板及び窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、自立基板の反りを低減した窒化物半導体自立基板を提供することができ、かつ、反りの少ない窒化物半導体自立基板を製造することができる。
［第１の実施の形態］
図１は、本発明の第１の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法に用いるＨＶＰＥ炉の概略図を示す。
図１は、本発明の第１の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法に用いるＨＶＰＥ炉の概略図を示す。
（ＨＶＰＥ炉１０の構造）
第１の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法に用いるハライド気相エピタキシー（Ｈａｌｉｄｅ Ｖａｐｏｒ Ｐｈａｓｅ Ｅｐｉｔａｘｙ：ＨＶＰＥ）装置としてのＨＶＰＥ炉１０は、石英から形成される石英反応管１００と、石英反応管１００内部の所定の位置に設置され、窒化物半導体自立基板の原料を搭載する石英ボート１２０と、石英ボート１２０に近接した位置に配置されるハロゲンガス導入管としてのＨＣｌ導入管１３０と、窒化物半導体の単結晶が表面上に形成される異種基板１を保持する基板ホルダ１５０と、異種基板１に近接した位置に配置されるＮ（窒素）源供給管としてのＮＨ３導入管１４０とを備える。更に、ＨＶＰＥ炉１０は、石英反応管１００の周囲を包囲して石英反応管１００の内部に熱を供給するヒータ１１０を備える。
第１の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法に用いるハライド気相エピタキシー（Ｈａｌｉｄｅ Ｖａｐｏｒ Ｐｈａｓｅ Ｅｐｉｔａｘｙ：ＨＶＰＥ）装置としてのＨＶＰＥ炉１０は、石英から形成される石英反応管１００と、石英反応管１００内部の所定の位置に設置され、窒化物半導体自立基板の原料を搭載する石英ボート１２０と、石英ボート１２０に近接した位置に配置されるハロゲンガス導入管としてのＨＣｌ導入管１３０と、窒化物半導体の単結晶が表面上に形成される異種基板１を保持する基板ホルダ１５０と、異種基板１に近接した位置に配置されるＮ（窒素）源供給管としてのＮＨ３導入管１４０とを備える。更に、ＨＶＰＥ炉１０は、石英反応管１００の周囲を包囲して石英反応管１００の内部に熱を供給するヒータ１１０を備える。
本実施形態においては、石英ボート１２０には窒化物半導体結晶の原料の１つとしてのＧａメタルが搭載される。そして、ヒータ１１０の加熱によりＧａメタルは溶融して、Ｇａ融液２となる。また、本実施形態に係る異種基板１は、一例として、直径が２インチであり、（０００１）面、すなわち、ｃ面を有するサファイア基板である。サファイア基板は、その表面が、石英反応管１００の長手方向に対して垂直となるように、基板ホルダ１５０上に固定される。なお、サファイア基板の表面が石英ボート１２０から所定の距離だけ離れた位置に配置されるように、基板ホルダ１５０が配置される位置は調整される。
また、本実施形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により製造される窒化物半導体自立基板は、一例として、ＩｎｘＡｌｙＧａ１−ｘ−ｙＮ（０≦ｘ、０≦ｙ、ｘ＋ｙ≦１）で表される窒化物半導体から形成される自立基板である。本実施形態に係る窒化物半導体自立基板は、例えば、ＧａＮ自立基板である。
図２は、本発明の第１の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造の流れを示す。
（窒化物半導体自立基板の製造方法）
まず、ＨＶＰＥ炉１０内にサファイア基板を導入する（Ｓ１００）。具体的には、基板ホルダ１５０上にサファイア基板を固定する。続いて、Ｇａメタルを搭載した石英ボート１２０を９００℃に加熱して、Ｇａメタルを溶融してＧａ融液２とする。更に、サファイア基板が配置されている所定の領域を１１００℃に加熱して、水素キャリアガス雰囲気で１０分間、サファイア基板の表面をクリーニングする（Ｓ１１０）。クリーニング終了後、サファイア基板が配置されている所定の領域を５００℃まで降温する。
まず、ＨＶＰＥ炉１０内にサファイア基板を導入する（Ｓ１００）。具体的には、基板ホルダ１５０上にサファイア基板を固定する。続いて、Ｇａメタルを搭載した石英ボート１２０を９００℃に加熱して、Ｇａメタルを溶融してＧａ融液２とする。更に、サファイア基板が配置されている所定の領域を１１００℃に加熱して、水素キャリアガス雰囲気で１０分間、サファイア基板の表面をクリーニングする（Ｓ１１０）。クリーニング終了後、サファイア基板が配置されている所定の領域を５００℃まで降温する。
続いて、ＨＣｌ導入管１３０から水素キャリアガスと共にＨＣｌガスを導入する。ＨＣｌ導入管１３０からＨＣｌガスが導入されると、石英ボート１２０内のＧａ融液２とＨＣｌガスとが反応してＧａＣｌが生成する。そして、生成したＧａＣｌは水素キャリアガスと共にサファイア基板上に供給される。一方、ＮＨ３導入管１４０からは、窒素キャリアガスとＮＨ３ガスとがサファイア基板上に供給される。これにより、サファイア基板上にＧａＮから形成される低温バッファ層が成長する（Ｓ１２０）。低温バッファ層は、一例として、３０ｎｍの膜厚になるように成長される。
低温バッファ層を成長した後、サファイア基板が配置されている所定の領域を１０５０℃に加熱する。そして、水素キャリアガスと共にＧａＣｌを、ＨＣｌ導入管１３０を介して低温バッファ層上に供給すると共に、ＮＨ３導入管１４０からＮＨ３ガスを窒素キャリアガスと共に供給する。例えば、ＧａＮの成長速度が１００μｍ／ｈｏｕｒとなる条件で、ＧａＣｌとＮＨ３とを供給する。そして、一例として、８時間のＧａＮの成長を実施して、所定膜厚としての膜厚が８００μｍのＧａＮ結晶を低温バッファ層上に成長させる（Ｓ１３０）。これにより、サファイア基板上に低温バッファ層と所定膜厚のＧａＮ結晶とが形成されたエピタキシャルウエハが得られる。
続いて、得られたエピタキシャルウエハをＨＶＰＥ炉１０から取り出す（Ｓ１４０）。そして、取り出したエピタキシャルウエハを研磨装置に移送する。次に、研磨装置に移送されたエピタキシャルウエハを、ダイヤモンド研磨剤を用いて研磨する。具体的には、サファイア基板側をラッピングして、サファイア基板及び低温バッファ層を除去する（Ｓ１５０）。これにより、本発明の第１の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により製造された窒化物半導体自立基板としての約８００μｍ厚、直径約５０ｍｍのＧａＮ自立基板としてのＧａＮ基板がサファイア基板から分離される（Ｓ１６０）。
第１の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によって得られたＧａＮ自立基板は、裏面が凸面となるように反った形状を有していた。なお、ＧａＮ自立基板とＧａＮ自立基板の外周の裏面の高さとの差、すなわち反り量は、レーザー変位計を用いて計測すると１００μｍ程度であった。続いて、得られたＧａＮ自立基板の表面及び裏面を研磨して、４００μｍ厚の平坦なＧａＮ自立基板を形成した。得られた４００μｍ厚のＧａＮ自立基板のオフ角を測定すると、ＧａＮ自立基板の面内のオフ角のバラツキは、（最大−最小）＝０．７度であった。
また、第１の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によって得られた４００μｍ厚のＧａＮ自立基板を劈開して劈開面をＴＥＭ観察したところ、インバージョンドメインと考えられる筋状の領域が観察された。なお、インバージョンドメインとは、極性を異にする領域のことである。更に、当該ＧａＮ自立基板のＣＢＥＤ（Ｃｏｎｖｅｒｇｅｎｔ Ｂｅａｍ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）による極性判定を実施したところ、筋状の領域がインバージョンドメインであることが確認された。そして、第１の実施の形態に係るＧａＮ自立基板のインバージョンドメインの密度については、ＧａＮ自立基板の表面と平行な断面において１００個／ｃｍ２の密度で基板内部に存在していることが認められ、また、１００個／ｃｍ２の密度で基板表面に存在していることが認められた。
なお、ＧａＮ自立基板の内部におけるインバージョンドメインの密度の測定方法の詳細は以下のとおりである。すなわち、ＧａＮ自立基板の裏面（成長面と反対側の面）から５０μｍの高さの位置において、基板表面（又は裏面）と平行な断面を形成する。そして、形成した断面においてインバージョンドメインの密度を測定する。
なお、窒化物半導体の格子定数と大きく異なる格子定数を有するサファイア等の異種基板上には、異種基板の格子構造を引き継いだ状態で窒化物半導体結晶をエピタキシャル成長させることが不可能である。したがって、異種基板上に窒化物半導体結晶が成長する際には、異種基板上の任意の位置に窒化物半導体の結晶の初期核が発生して、発生した初期核を起点として窒化物半導体結晶が成長していく。そして、隣接する結晶同士が融合して、平面的に連続した起伏のない結晶膜に成長していく。このようなヘテロエピタキシャル結晶では、成長段階の初期において多くの結晶欠陥が発生して、成長条件によってはインバージョンドメインが初期核形成の段階で発生する。本実施形態は、結晶成長時にインバージョンドメインを積極的に発生させる条件を採用したものである。
（比較例）
比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法は、サファイア基板表面のクリーニング（Ｓ１１０）を実施した後に、サファイア基板が配置されている所定の領域を５００℃まで降温した後、サファイア基板の表面を窒化する工程を更に備える点を除き、第１の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法と同一である。したがって、相違点を除き詳細な説明は省略する。なお、サファイア基板の表面を窒化する工程は、サファイア基板上に形成されるＧａＮ結晶層中にインバージョンドメインが発生することを防止することを目的としてなされる工程である。
比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法は、サファイア基板表面のクリーニング（Ｓ１１０）を実施した後に、サファイア基板が配置されている所定の領域を５００℃まで降温した後、サファイア基板の表面を窒化する工程を更に備える点を除き、第１の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法と同一である。したがって、相違点を除き詳細な説明は省略する。なお、サファイア基板の表面を窒化する工程は、サファイア基板上に形成されるＧａＮ結晶層中にインバージョンドメインが発生することを防止することを目的としてなされる工程である。
サファイア基板の表面の窒化は以下のように実施する。すなわち、まず、サファイア基板の近傍に位置するＮ源供給管としてのＮＨ３導入管１４０からＮＨ３ガスをサファイア基板上に１Ｌ／ｍｉｎで供給して、サファイア基板の表面を含む所定の領域をＮＨ３と水素との混合雰囲気とする。そして、サファイア基板の表面をＮＨ３と水素との混合雰囲気に３分間、曝すことにより、サファイア基板の表面を窒化する。続いて、第１の実施の形態と同様に窒化したサファイア基板の表面上にＧａＮの低温バッファ層を形成する。その後の工程は、第１の実施の形態と同一である。
比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたＧａＮ基板は、裏面が凸面となるように反った形状を有していた。比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法で形成したＧａＮ基板の反り量は、レーザー変位計を用いて計測すると１５０μｍ程度であった。続いて、得られた比較例に係るＧａＮ基板の表面及び裏面を研磨して、４００μｍ厚の平坦なＧａＮ基板を形成した。比較例に係る４００μｍ厚のＧａＮ基板のオフ角を測定すると、ＧａＮ基板の面内のオフ角のバラツキは、（最大−最小）＝０．９度であった。
（第１の実施の形態の効果）
比較例と第１の実施の形態との相違点は、サファイア基板の表面を窒化するか否かである。第１の実施の形態においては、インバージョンドメインが発生しやすい窒化物半導体結晶の成長条件、すなわち、サファイア基板の表面を窒化せずに、サファイア基板上に低温バッファ層を形成する。これにより、第１の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、インバージョンドメインを有する窒化物半導体自立基板を形成することができる。そして、第１の実施の形態において形成される窒化物半導体自立基板は、サファイア基板の表面を窒化する工程を経て形成された比較例に係る窒化物半導体自立基板よりも反りが小さい。
比較例と第１の実施の形態との相違点は、サファイア基板の表面を窒化するか否かである。第１の実施の形態においては、インバージョンドメインが発生しやすい窒化物半導体結晶の成長条件、すなわち、サファイア基板の表面を窒化せずに、サファイア基板上に低温バッファ層を形成する。これにより、第１の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、インバージョンドメインを有する窒化物半導体自立基板を形成することができる。そして、第１の実施の形態において形成される窒化物半導体自立基板は、サファイア基板の表面を窒化する工程を経て形成された比較例に係る窒化物半導体自立基板よりも反りが小さい。
なお、本実施形態は、窒化物半導体結晶の成長初期にインバージョンドメインが発生しやすい成長条件の１つは異種基板１の表面の窒化を実施しないことである、という発明者が得た知見を応用したものである。
以上より、第１の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板は、当該自立基板のオフ角のバラツキが、比較例に係る自立基板と比較して小さくなる。したがって、第１の実施の形態において得られた窒化物半導体自立基板から、ＬＥＤ、ＬＤ等の発光装置を製造した場合に、製造した発光装置が発する光の波長のバラツキを低減することができる。更に、第１の実施の形態によれば、発光装置の製造の際の歩留りの向上に大きく寄与することができる。
［第２の実施の形態］
図３は、本発明の第２の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造の流れを示す。
図３は、本発明の第２の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造の流れを示す。
第２の実施の形態では、ボイド形成剥離法（Ｖｏｉｄ−ａｓｓｉｓｔｅｄ Ｓｅｐａｒａｔｉｏｎ Ｍｅｔｈｏｄ：ＶＡＳ法）を用いる。ＶＡＳ法は、サファイア基板とＧａＮ成長層との間に網目状構造を有する窒化チタン（ＴｉＮ）の薄膜を形成して結晶成長を実施する方法である。ＶＡＳ法を用いてサファイア基板上にＧａＮエピタキシャル層を成長して、その後、サファイア基板を除去することによりＧａＮ自立基板が得られる。
具体的には、まず、一例として、直径が２インチであり、ｃ面を有する異種基板としてのサファイア基板上に、有機金属気相エピタキシャル成長（Ｍｅｔａｌ Ｏｒｇａｎｉｃ Ｖａｐｏｒ Ｐｈａｓｅ Ｅｐｉｔａｘｙ：ＭＯＶＰＥ）法を用いて不純物がドープされていないアンドープのＧａＮ層を形成する（Ｓ２００）。形成するＧａＮ層の原料としては、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）とＮＨ３とを用いる。なお、形成するアンドープのＧａＮ層の膜厚は、一例として、３００ｎｍである。
次に、真空蒸着法を用いて、一例として、形成したＧａＮ層の上に膜厚が２０ｎｍのＴｉを蒸着して、Ｔｉ薄膜としてのＴｉ層を形成する（Ｓ２１０）。そして、Ｔｉ層が形成されたＧａＮ層を有するサファイア基板を、電気炉に移送する。続いて、電気炉内を２０％のＮＨ３と８０％のＨ２との混合ガス雰囲気として、Ｔｉ層が形成されたＧａＮ層を有するサファイア基板に１０５０℃、２０分間の熱処理を施す（Ｓ２２０）。これにより、アンドープのＧａＮ層の一部がエッチングされて高密度の空隙を有するボイド形成ＧａＮ層が形成されると共に、Ｔｉ層が窒化される。窒化されたＴｉ層は、その表面にサブミクロンオーダーの微細な開口が高密度に形成された穴形成ＴｉＮ層に変化する。
続いて、ボイド形成ＧａＮ層と穴形成ＴｉＮ層とを有するサファイア基板を、ＨＶＰＥ炉１０の基板ホルダ１５０に搭載する。そして、このサファイア基板の上に、成長開始時のＶ族原料とＩＩＩ族原料との比であるＶ／ＩＩＩ比を所定値に調整して、所定厚のＧａＮを形成する（Ｓ２３０）。具体的には、成長開始時のＶ／ＩＩＩ比を２０に設定して、ボイド形成ＧａＮ層と穴形成ＴｉＮ層とを有するサファイア基板上に８００μｍ厚のＧａＮを形成する。
ここで、ＧａＮの形成条件は以下のとおりである。まず、Ｇａメタルを搭載する石英ボート１２０を９００℃に加熱すると共に、基板ホルダ１５０の側を１１００℃に加熱する。また、キャリアガスとして５％のＨ２と９５％のＮ２との混合ガスを用い、原料ガスとして、ＨＣｌガスとＧａメタルとを反応させて生成したＧａＣｌガスとＮＨ３ガスとを用いる。原料ガスは、ＧａＮの成長開始時におけるＶ／ＩＩＩ比が２０になるように設定する。なお、ＮＨ３ガスは、ＧａＣｌガスと同時にサファイア基板上に供給する。
ＧａＮの成長は、以下のように進行する。まず、ＧａＮ結晶の核がＴｉＮ層上に３次元の島状に成長する。次に、ＧａＮ結晶同士が島状の結晶のそれぞれを起点として、サファイア基板表面の横方向に成長して互いに結合する。これにより、ＧａＮ結晶の表面の平坦化が進行する。なお、ＧａＮ結晶の成長の進行度合いは、ＧａＮ結晶の成長時間を様々に設定して、各成長時間ごとにＨＶＰＥ炉１０外に取り出したサファイア基板の表面及び断面を顕微鏡観察して確認した。
ＧａＮ結晶の成長の終了後、ＨＶＰＥ炉１０内を冷却する（Ｓ２４０）。ＨＶＰＥ炉１０内を冷却する過程で、ＴｉＮ層上に形成されたＧａＮ層は、ボイド形成ＧａＮ層との境界から自然に剥離する（Ｓ２５０）。これにより、８００μｍ厚の窒化物半導体自立基板としてのＧａＮ自立基板が形成される。
第２の実施の形態において形成されたＧａＮ自立基板は、表面に多数のくぼみが存在すると共に、裏面が凸面となるように反った形状を有していた。第２の実施の形態において形成されたＧａＮ自立基板の反り量を、レーザー変位計を用いて計測したところ、１０μｍ程度であった。続いて、得られたＧａＮ自立基板の表面及び裏面を表面のくぼみがなくなるまで研磨して、４００μｍ厚の平坦なＧａＮ自立基板を形成した。このＧａＮ自立基板のオフ角を測定すると、ＧａＮ自立基板の面内のオフ角のバラツキは、（最大−最小）＝０．２度であった。
更に、得られたＧａＮ自立基板を劈開して、劈開面をＴＥＭ観察すると、劈開面にはインバージョンドメインと考えられる筋状の多数の領域が確認された。これら多数の領域の筋は、ＧａＮ自立基板の表面まで到達していた。そして、ＣＢＥＤによる極性判定を実施したところ、この領域がインバージョンドメインであることが確認された。そして、第２の実施の形態に係るＧａＮ自立基板のインバージョンドメインの密度については、ＧａＮ自立基板の表面と平行な断面において３００個／ｃｍ２の密度で基板内部に存在していることが認められ、また、３００個／ｃｍ２の密度で基板表面に存在していることが認められた。
（第２の実施の形態の効果）
第２の実施の形態においては、インバージョンドメインが発生しやすい成長条件、すなわち、Ｖ／ＩＩＩ比を高い条件とする。これにより、第２の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、インバージョンドメインを有する窒化物半導体自立基板を形成することができる。
第２の実施の形態においては、インバージョンドメインが発生しやすい成長条件、すなわち、Ｖ／ＩＩＩ比を高い条件とする。これにより、第２の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、インバージョンドメインを有する窒化物半導体自立基板を形成することができる。
なお、本実施形態は、窒化物半導体結晶の成長初期にインバージョンドメインが発生しやすい成長条件の１つはＶ／ＩＩＩ比を高くすることである一方、インバージョンドメインが消滅しやすい条件はＶ／ＩＩＩ比を低くすることである、との発明者が得た知見を応用したものである。
そして、第２の実施の形態において形成される窒化物半導体自立基板は、成長初期のＶ／ＩＩＩ比を第２の実施の形態よりも低くして形成された比較例に係る窒化物半導体自立基板よりも反りが非常に小さい。したがって、第２の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によって形成された窒化物半導体自立基板は、当該自立基板のオフ角のバラツキも比較例に係る自立基板よりも小さくなるので、第２の実施の形態において得られた窒化物半導体自立基板は、発光波長のバラツキの小さいＬＥＤ、ＬＤ等の発光素子の製造ができると共に、製造する際の歩留りの向上に大きく寄与することができる。
［第３の実施の形態］
図４は、本発明の第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造の流れを示す。
図４は、本発明の第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造の流れを示す。
第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法は、第２の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法とは、ＴｉＮ層上へのＧａＮ結晶の成長を開始した時のＶ／ＩＩＩ比を、所定膜厚のＧａＮを形成した後に異なる値のＶ／ＩＩＩ比に変更する点を除き、略同一の工程を備える。したがって、相違点を除き詳細な説明は省略する。
第３の実施の形態では、ＴｉＮ層上に成長するＧａＮ結晶の成長条件の１つである成長開始時のＶ／ＩＩＩ比は、１５となるように調整する。そして、一例として、５００μｍ厚のＧａＮ結晶を成長した後、Ｖ／ＩＩＩ比を一例として１２になるようにＮＨ３流量を変更、調整して、連続的にＧａＮ結晶の成長を実施する。その他の工程及び成長条件等は第２の実施の形態と同一である。これにより、８００μｍ厚で、第２の実施の形態に係るＧａＮ自立基板とは異なり、表面が平坦なＧａＮ自立基板が得られる。
具体的には、まず、ＭＯＶＰＥ法を用いてアンドープのＧａＮ層をサファイア基板上に形成する（Ｓ３００）。次に、形成したＧａＮ層の上に膜厚が２０ｎｍのＴｉを真空蒸着法により蒸着して、Ｔｉ薄膜を形成する（Ｓ３１０）。そして、Ｔｉ薄膜が形成されたＧａＮ層を有するサファイア基板を、電気炉に移送して、電気炉内を２０％のＮＨ３と８０％のＨ２との混合ガス雰囲気とする。そして、Ｔｉ薄膜が形成されたＧａＮ層を有するサファイア基板に１０５０℃、２０分間の熱処理を施す（Ｓ３２０）。
続いて、ボイド形成ＧａＮ層と穴形成ＴｉＮ層とを有するサファイア基板を、ＨＶＰＥ炉１０の基板ホルダ１５０に搭載する。そして、このサファイア基板の上に、成長開始時のＶ族原料とＩＩＩ族原料との比であるＶ／ＩＩＩ比を１５に調整して、５００μｍ厚のＧａＮを形成する（Ｓ３３０）。続いて、Ｖ／ＩＩＩ比を１２に変更して、５００μｍ厚に形成したＧａＮ上に、ＧａＮ結晶を８００μｍ厚まで連続的に成長する（Ｓ３４０）。ＧａＮ結晶の成長の終了後、ＨＶＰＥ炉１０内を冷却する（Ｓ３５０）。ＨＶＰＥ炉内を冷却する過程で、ＴｉＮ層上に形成されたＧａＮ層は、ボイド形成ＧａＮ層との境界から自然に剥離する（Ｓ３６０）。これにより、８００μｍ厚の窒化物半導体自立基板としてのＧａＮ自立基板が形成される。
第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたＧａＮ自立基板は、裏面が凸面になるように反っており、その反り量は、レーザー変位計を用いて計測したところ、１２０μｍ程度であった。また、得られたＧａＮ自立基板の表面の５０μｍと、裏面の３５０μｍとを研磨して、４００μｍ厚の平坦なＧａＮ自立基板を形成した。このＧａＮ自立基板のオフ角を測定すると、ＧａＮ自立基板の面内のオフ角のバラツキは、（最大−最小）＝０．７５度であった。
更に、第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたＧａＮ自立基板を劈開して、劈開面をＴＥＭ観察した。その結果、インバージョンドメインと考えられる筋状の多数の領域が観察された。この多数の筋状の領域は、ＧａＮ自立基板表面まで到達している第１のインバージョンドメインが存在する領域と、ＧａＮ自立基板表面まで到達していない第２のインバージョンドメインが存在する領域とに分類できた。ＣＢＥＤによる極性判定を実施したところ、これら多数の領域がインバージョンドメインであることが確認された。なお、第３の実施の形態に係るＧａＮ自立基板のインバージョンドメインの密度については、ＧａＮ自立基板の表面と平行な断面において１０個／ｃｍ２の密度で基板内部に存在していることが認められ、また、基板表面においては、０個／ｃｍ２の密度であることが認められた。
なお、形成されるＧａＮ自立基板の寸法は、直径が２０ｍｍ以上、厚さが２００μｍであることが好ましい。これは、窒化物半導体自立基板としてハンドリングができる厚さを確保することを要するからである。更に、形成したＧａＮ自立基板が反る場合、同一の曲率をもって反るのであれば、直径が小さい基板であるほど反り量は少なくなり、基板が反ることによるオフ角のバラツキは小さい。すなわち、基板の直径が小さい場合、本発明の第１から第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法を用いる効果が小さい。
一方、直径が大きい基板であるほど基板外周部での反り量は大きくなり、基板が反ることによるオフ角のバラツキも大きくなるので、本発明の第１から第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法を用いる効果が非常に大きいからである。すなわち、形成するＧａＮ自立基板の寸法が、直径が２０ｍｍ以上である場合であっても、本発明の本発明の第１から第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、反りの少ない窒化物半導体自立基板を形成することができる。
（第３の実施の形態の効果）
第３の実施の形態と第２の実施の形態との相違点は、ＴｉＮ層上にＧａＮ結晶の成長を開始する時のＶ／ＩＩＩ比を成長開始時から所定膜厚までは所定値に維持して、所定膜厚のＧａＮ結晶を成長した後に、Ｖ／ＩＩＩ比を変更するか否かである。第３の実施の形態においては、所定膜厚のＧａＮ結晶を成長した後は、インバージョンドメインが発生しにくい成長条件、すなわち、Ｖ／ＩＩＩ比を低い条件とする。
第３の実施の形態と第２の実施の形態との相違点は、ＴｉＮ層上にＧａＮ結晶の成長を開始する時のＶ／ＩＩＩ比を成長開始時から所定膜厚までは所定値に維持して、所定膜厚のＧａＮ結晶を成長した後に、Ｖ／ＩＩＩ比を変更するか否かである。第３の実施の形態においては、所定膜厚のＧａＮ結晶を成長した後は、インバージョンドメインが発生しにくい成長条件、すなわち、Ｖ／ＩＩＩ比を低い条件とする。
すなわち、第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法では、窒化物半導体結晶成長の成長初期にインバージョンドメインを発生しやすい成長条件を適用すると共に、基板の表面側の成長時には、インバージョンドメインが発生しにくい成長条件を適用する。これにより、窒化物半導体結晶の内部にインバージョンドメインを有し、窒化物半導体結晶の表面に到達するインバージョンドメインが少ない窒化物半導体自立基板を形成することができる。
したがって、第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、異種基板１を剥離した後の窒化物半導体自立基板の反りが非常に小さくなると共に、自立基板の反りに起因したオフ角のバラツキを低減することができるので、当該自立基板を用いて作成した発光素子が発光する光の波長のバラツキを低減することができる。また、当該自立基板を用いて作成した発光素子の歩留りを向上させることができる。
なお、一度発生したインバージョンドメインは成長条件を一定に保つと、所定の領域を保ちながら結晶成長層の表面まで伸びていく性質を有する。そして、インバージョンドメインが結晶表面まで到達している自立基板を用いて、当該自立基板上に発光装置の半導体層をエピタキシャル成長で形成すると、インバージョンドメインが存在する領域の表面が荒れるという問題が発生する。したがって、従来は、インバージョンドメインが成長層内に発生しないような結晶成長条件が選択されていた。
しかしながら、第１の実施の形態ないし第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法は、発明者が以下の知見を得てなされたものである。すなわち、まず第１の知見として、窒化物半導体結晶内にインバージョンドメインが存在すると、窒化物半導体の厚さ方向に結晶格子がずれることにより内部応力が緩和され、窒化物半導体自立基板の反りが抑制されることを発明者は見出した。第２の知見として、単位面積当たりのインバージョンドメインの数が多く、かつ、結晶表面付近までインバージョンドメインが伸びていると自立基板の反りが低下する傾向を見出した。更に、第３の知見として、インバージョンドメインが自立基板の最表面まで到達すると、自立基板の表面が荒れるので、インバージョンドメインを自立基板の表面までは到達させず、自立基板の表面に到達しない位置でインバージョンドメインをとめて自立基板を形成することが望ましいことを発明者は見出した。
そこで、第１の実施の形態及び第２の実施の形態では、インバージョンドメインが基板内部に存在する窒化物半導体自立基板の製造方法を説明して、インバージョンドメインを有する自立基板の優位性を説明した。更に、第３の実施の形態では、本発明に係る窒化物半導体自立基板の最良の製造方法として、インバージョンドメインを内部に有すると共に基板表面にはインバージョンドメインが到達していない自立基板の製造方法について説明したものである。
なお、窒化物半導体自立基板内にインバージョンドメインが発生する製造過程であれば、第１ないし第３の実施の形態に示した窒化物半導体自立基板の製造方法には限定されない。更に、最終的に得られる窒化物半導体自立基板中にインバージョンドメインが残存することは要せず、製造工程中においてインバージョンドメインが発生すればよい。すなわち、窒化物半導体自立基板の製造方法において、インバージョンドメインを有する領域とインバージョンドメインを有さない領域を形成した後、インバージョンドメインを有する領域の少なくとも一部を、研磨、エッチング等により除去して窒化物半導体自立基板を形成してもよい。
また、インバージョンドメインを有する窒化物半導体結晶を異種基板上に数ｍｍ程度の厚さまで成長させて窒化物半導体結晶のインゴットを形成することもできる。形成した窒化物半導体結晶のインゴットをスライスすることにより、複数枚の窒化物半導体結晶自立基板を得ることができる。
［第４の実施の形態］
第４の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法は、第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法とは、ＴｉＮ層上へのＧａＮ結晶の成長を開始した時のＶ／ＩＩＩ比を、所定膜厚のＧａＮを形成した後に異なる値のＶ／ＩＩＩ比に変更する際に、各Ｖ／ＩＩＩ比の値が異なる点を除き略同一の工程を備える。したがって、詳細な説明は省略する。
第４の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法は、第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法とは、ＴｉＮ層上へのＧａＮ結晶の成長を開始した時のＶ／ＩＩＩ比を、所定膜厚のＧａＮを形成した後に異なる値のＶ／ＩＩＩ比に変更する際に、各Ｖ／ＩＩＩ比の値が異なる点を除き略同一の工程を備える。したがって、詳細な説明は省略する。
第４の実施の形態では、ＴｉＮ層上に成長するＧａＮ結晶の成長条件の１つである成長開始時のＶ／ＩＩＩ比は、２０となるように調整する。そして、一例として、５００μｍ厚のＧａＮ結晶を成長した後、Ｖ／ＩＩＩ比を１２になるようにＮＨ３流量を調整して、連続的にＧａＮ結晶の成長を実施する。その他の工程及び成長条件等は第３の実施の形態と同一である。
第４の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたＧａＮ自立基板は、裏面が凸面になるように反っており、その反り量は、レーザー変位計を用いて計測したところ、２０μｍ程度であった。また、得られたＧａＮ自立基板の表面の５０μｍと、裏面の３５０μｍとを研磨して、４００μｍ厚の平坦なＧａＮ自立基板を形成した。このＧａＮ自立基板のオフ角を測定すると、ＧａＮ自立基板の面内のオフ角のバラツキは、（最大−最小）＝０．２３度であった。
更に、第４の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたＧａＮ自立基板を劈開して、劈開面をＴＥＭ観察した。その結果、インバージョンドメインと考えられる筋状の多数の領域が観察された。ＣＢＥＤによる極性判定を実施したところ、これら多数の領域がインバージョンドメインであることが確認された。そして、第４の実施の形態に係るＧａＮ自立基板のインバージョンドメインの密度については、ＧａＮ自立基板の表面と平行な断面において３００個／ｃｍ２の密度で基板内部に存在していることが認められ、また、基板表面においては、０個／ｃｍ２の密度であることが認められた。
［第５の実施の形態］
第５の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法は、第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法とは、ＴｉＮ層上へのＧａＮ結晶の成長を開始した時のＶ／ＩＩＩ比を、所定膜厚のＧａＮを形成した後に異なる値のＶ／ＩＩＩ比に変更する際に、各Ｖ／ＩＩＩ比の値が異なる点を除き略同一の工程を備える。したがって、詳細な説明は省略する。
第５の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法は、第３の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法とは、ＴｉＮ層上へのＧａＮ結晶の成長を開始した時のＶ／ＩＩＩ比を、所定膜厚のＧａＮを形成した後に異なる値のＶ／ＩＩＩ比に変更する際に、各Ｖ／ＩＩＩ比の値が異なる点を除き略同一の工程を備える。したがって、詳細な説明は省略する。
第５の実施の形態では、ＴｉＮ層上に成長するＧａＮ結晶の成長条件の１つである成長開始時のＶ／ＩＩＩ比は、４０となるように調整する。そして、一例として、５００μｍ厚のＧａＮ結晶を成長した後、Ｖ／ＩＩＩ比を１２になるようにＮＨ３流量を調整して、連続的にＧａＮ結晶の成長を実施する。その他の工程及び成長条件等は第３の実施の形態と同一である。
第５の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたＧａＮ自立基板は、裏面が凸面になるように反っており、その反り量は、レーザー変位計を用いて計測したところ、５μｍ程度であった。また、得られたＧａＮ自立基板の表面の５０μｍと、裏面の３５０μｍとを研磨して、４００μｍ厚の平坦なＧａＮ自立基板を形成した。このＧａＮ自立基板のオフ角を測定すると、ＧａＮ自立基板の面内のオフ角のバラツキは、（最大−最小）＝０．１度であった。
更に、第５の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたＧａＮ自立基板を劈開して、劈開面をＴＥＭ観察した。その結果、インバージョンドメインと考えられる筋状の多数の領域が観察された。ＣＢＥＤによる極性判定を実施したところ、これら多数の領域がインバージョンドメインであることが確認された。そして、第５の実施の形態に係るＧａＮ自立基板のインバージョンドメインの密度については、ＧａＮ自立基板の表面と平行な断面において６００個／ｃｍ２の密度で基板内部に存在していることが認められ、また、基板表面においては、２００個／ｃｍ２の密度であることが認められた。
［応用例］
図５は、本発明の第１から第５の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法において製造した窒化物半導体自立基板を用いて形成した発光装置の断面図を示す。
図５は、本発明の第１から第５の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法において製造した窒化物半導体自立基板を用いて形成した発光装置の断面図を示す。
応用例に係る発光装置２０は、第１から第５の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法において形成したＧａＮ基板２００と、ＧａＮ基板２００上に形成されるｎ型クラッド層２０５と、ｎ型クラッド層２０５の上に形成される活性層２１０と、活性層２１０の上に形成されるｐ型クラッド層２１５と、ｐ型クラッド層２１５の上に形成されるｐ型コンタクト層２２０とを備える。
更に、発光装置２０は、ＧａＮ基板２００のｎ型クラッド層２０５が形成されている面の反対側の面の略全面に形成される下部電極２３５と、ｐ型コンタクト層２２０のｐ型クラッド層２１５と接している面の反対側の所定の領域に形成される上部電極２３０とを備える。また、応用例に係る活性層２１０は、量子井戸構造を有する。一例として、活性層２１０は、３層の井戸層２１２と、井戸層２１２をそれぞれ挟み込む４層の障壁層２１４とを含む多重量子井戸構造を有する。
なお、活性層２１０が有する量子井戸構造は、単一量子井戸構造、又は歪み量子井戸構造から形成することもできる。更に、活性層２１０は、量子井戸構造ではなく、ダブルへテロ構造から形成することもできる。
応用例に係る発光装置２０が備える複数の半導体層は、一例として、有機金属化学気相成長（Ｍｅｔａｌ Ｏｒｇａｎｉｃ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ：ＭＯＣＶＤ）法により形成することができる。複数の半導体層は、一例として、有機金属原料のトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ２Ｍｇ）を用いてＭＯＣＶＤ法により形成することができる。なお、複数の半導体層の形成時に有機金属原料と共に供給するキャリアガスは、一例として、水素及び窒素を用いる。
具体的には、第１から第５の実施の形態において形成したＧａＮ基板２００の上に、まず、１０５０℃において、Ｓｉのドーピング濃度が１×１０１９ｃｍ−３であるｎ型クラッド層２０５としてのｎ型ＧａＮ層を形成する。ｎ型クラッド層２０５の膜厚は、一例として４μｍである。続いて、８００℃において、３層の障壁層２１４としてのＧａＮ障壁層と、４層の井戸層２１２としてのＩｎ０．１Ｇａ０．９Ｎ井戸層とを含む活性層２１０としてのＩｎＧａＮ系活性層を形成する。Ｉｎ０．１Ｇａ０．９Ｎ井戸層の膜厚は、一例として３ｎｍであり、ＧａＮ障壁層の膜厚は、一例として１０ｎｍに形成される。
更に、ｐ型クラッド層２１５としてのｐ型Ａｌ０．１Ｇａ０．９Ｎクラッド層と、ｐ型コンタクト層２２０としてのｐ型ＧａＮコンタクト層とをこの順で形成する。なお、ｐ型のドーパントとしては、一例として、Ｍｇを用いる。また、上部電極２３０及び下部電極２３５を、Ｔｉ、Ｎｉ、又はＡｌ等を含む金属材料から形成する。
表１は、第１ないし第５の実施の形態において形成された窒化物半導体自立基板、及び比較例において形成された窒化物半導体自立基板を用いて形成した発光装置の発光波長のバラツキの結果を示す。
表１の中で、表面モフォロジの欄における記号の意味は以下のとおりである。すなわち、二重丸「◎」は、表面荒れがほとんど観察されなかった基板である。また、一重丸「○」は、表面荒れが少々観察された基板である。更に、バツ「×」は、表面荒れが多く観察された基板である。なお、表面荒れが多いと、発光装置の歩留まりが低下する。
第１ないし第５の実施の形態において形成された窒化物半導体自立基板、及び比較例において形成された窒化物半導体自立基板を用いて図５に示す発光装置をそれぞれ形成した。そして、ＥＬ測定により、発光波長のバラツキを測定した。その結果、オフ角のバラツキの小さな発光装置で、発光波長のバラツキが小さくなる結果が得られた。これは、インバージョンドメインを有する自立基板を用いることにより基板の反りが低減し、基板面内のオフ角のバラツキが小さくなることに起因する結果である。
表１を参照すると分かるように、ＧａＮ自立基板が、自立基板表面と平行な断面、すなわち、基板内部において１０個／ｃｍ２以上から６００個／ｃｍ２以下の密度でインバージョンドメインを有する場合、自立基板の反り量を比較例に比べて低減することができる。自立基板の反りが小さい場合（例えば、反り量が５μｍから１２０μｍの場合）、発光装置の発光波長のバラツキを、９ｎｍから１８ｎｍの範囲にすることができる。なお、０個／ｃｍ２以上から２００個／ｃｍ２以下の密度でインバージョンドメインを自立基板の表面に有する場合、基板表面のモフォロジを良好なものにすることができる。
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上記に記載した実施の形態は特許請求の範囲に係る発明を限定するものではない。また、実施の形態の中で説明した特徴の組合せの全てが発明の課題を解決するための手段に必須であるとは限らない点に留意すべきである。
１ 異種基板
２ Ｇａ融液
１０ ＨＶＰＥ炉
２０ 発光装置
１００ 石英反応管
１１０ ヒータ
１２０ 石英ボート
１３０ ＨＣｌ導入管
１４０ ＮＨ３導入管
１５０ 基板ホルダ
２００ ＧａＮ基板
２０５ ｎ型クラッド層
２１０ 活性層
２１２ 井戸層
２１４ 障壁層
２１５ ｐ型クラッド層
２２０ ｐ型コンタクト層
２３０ 上部電極
２３５ 下部電極
２ Ｇａ融液
１０ ＨＶＰＥ炉
２０ 発光装置
１００ 石英反応管
１１０ ヒータ
１２０ 石英ボート
１３０ ＨＣｌ導入管
１４０ ＮＨ３導入管
１５０ 基板ホルダ
２００ ＧａＮ基板
２０５ ｎ型クラッド層
２１０ 活性層
２１２ 井戸層
２１４ 障壁層
２１５ ｐ型クラッド層
２２０ ｐ型コンタクト層
２３０ 上部電極
２３５ 下部電極
Claims (5)
- 窒化物半導体結晶からなる窒化物半導体自立基板において、
前記窒化物半導体自立基板の内部に、基板表面と平行な断面において１０個／ｃｍ２以上から６００個／ｃｍ２以下の密度でインバージョンドメインを有する窒化物半導体自立基板。 - 前記基板表面は、０個／ｃｍ２以上から２００個／ｃｍ２以下の密度でインバージョンドメインを有する請求項１に記載の窒化物半導体自立基板。
- 窒化物半導体結晶の成長初期において窒化物半導体結晶の成長条件を調整することにより、１０個／ｃｍ２以上から６００個／ｃｍ２以下の密度のインバージョンドメインを有する窒化物半導体結晶を異種基板上に成長する窒化物半導体結晶成長工程と、
前記異種基板から前記インバージョンドメインを有する窒化物半導体結晶を分離して窒化物半導体自立基板を形成する分離工程と
を備える窒化物半導体自立基板の製造方法。 - 前記窒化物半導体結晶成長工程は、
前記インバージョンドメインを有する窒化物半導体結晶を異種基板上に成長し、前記インバージョンドメインを有する窒化物半導体結晶の表面上に０個／ｃｍ２以上から２００個／ｃｍ２以下の密度でインバージョンドメインを有する窒化物半導体結晶を連続的に成長する工程を含む
請求項３に記載の窒化物半導体自立基板の製造方法。 - 前記分離工程の後に、前記異種基板から分離して形成された前記窒化物半導体自立基板から前記窒化物半導体自立基板に含まれる前記インバージョンドメインを有する窒化物半導体結晶の一部を除去する工程を含む
請求項３から４のいずれか１項に記載の窒化物半導体自立基板の製造方法。
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