JP4462251B2

JP4462251B2 - Ｉｉｉ−ｖ族窒化物系半導体基板及びｉｉｉ−ｖ族窒化物系発光素子

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Description

本発明は、電極のオーミック不良やデバイスの特性不良、信頼性不良といった問題を回避することができるIII−Ｖ族窒化物系半導体基板、及び該半導体基板を使用したIII−Ｖ族窒化物系発光素子に関するものである。

窒化ガリウム（ＧａＮ）、窒化インジウムガリウム（ＩｎＧａＮ）、窒化ガリウムアルミニウム（ＧａＡｌＮ）等のIII−Ｖ族窒化物系半導体材料は、禁制帯幅が充分大きく、バンド間遷移も直接遷移型であるため、短波長発光素子への適用が盛んに検討されている。また、電子の飽和ドリフト速度が大きいこと、ヘテロ接合による２次元キャリアガスの利用が可能なこと等から、電子素子への応用も期待されている。

半導体のデバイスを作製する場合、その下地基板にはエピタキシャル成長する結晶と格子定数や線膨張係数の同じ基板を使用する、いわゆるホモエピタキシャル成長を行うのが一般的である。例えば、ＧａＡｓやＡｌＧａＡｓのエピタキシャル成長を行うための基板には、ＧａＡｓ単結晶基板が用いられている。しかし、ＧａＮ等のIII−Ｖ族窒化物系半導体結晶に限っては、これまでに実用に足るサイズ、特性のIII−Ｖ族窒化物系半導体基板を製造することができなかった。このため、ＧａＮ成長用の基板としては単結晶サファイアが用いられ、この単結晶サファイア基板上に有機金属気相成長（ＭＯＶＰＥ）法、分子線気相成長法（ＭＢＥ）、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ）等の気相成長法により、ＧａＮをヘテロエピタキシャル成長させていた。

しかしながら、サファイア基板は、ＧａＮと格子定数が異なるため、サファイア基板上に直接ＧａＮを成長させたのでは単結晶膜を成長させることができない。このため、サファイア基板上にＳｉなどをヘテロ成長させる目的で考案された、低温バッファ層技術をＧａＮの成長に応用して、サファイア基板上に一旦５００℃程度の低温でＡｌＮやＧａＮのバッファ層を成長させ、この低温成長バッファ層で格子の歪みを緩和させてからその上にＧａＮを成長させる方法が案出された。

この低温成長窒化物層をバッファ層として用いることで、サファイア基板上のＧａＮの単結晶エピタキシャル成長が可能になった。しかし、低温バッファ層は、成長温度と成長膜厚の最適な条件設定範囲が狭く、再現性を取るのが難しい。

このため、サファイア基板上に連続でデバイス構造をエピタキシャル成長させるのではなく、一旦、ＧａＮ単層だけを成長させた基板、いわゆるテンプレートだけをまとめて作り溜めしておいて、あるいは、ＧａＮテンプレートだけを外部から調達して、その上に改めてデバイス構造をエピタキシャル成長させる方法も用いられている。

しかし、サファイア上にＧａＮを成長させたテンプレートでは、低温バッファ層技術を用いても、やはり基板と結晶の格子のずれは如何ともし難く、得られたＧａＮは、１０^９〜１０^１０ｃｍ^−２もの転位密度を有している。この欠陥は、ＧａＮ系デバイス、特にＬＤや紫外発光ＬＥＤを製作する上で障害となるため、ＧａＮテンプレートは、もっぱら、デバイス特性に転位の影響が出にくい、可視ＬＥＤ用や電子デバイス用に用いられている。

一方、転位密度の低いエピタキシャル成長層が要求されるＬＤや紫外ＬＥＤデバイスでは、結晶成長用の基板としてＧａＮ材料単体からなる基板を用い、この上に素子部を構成する半導体多層膜を形成する手法が検討されている。以下、こうした結晶成長用のＧａＮ基板を、ＧａＮ自立基板と称する。

ＧａＮ自立基板は、サファイア基板等の異種基板上に、転位密度を低減したＧａＮ層を厚くエピ成長させ、成長後にＧａＮ層を下地から剥離して、得られたＧａＮ層を自立したＧａＮ基板として用いる方法が一般的である。

例えば、下地基板に開口部を有するマスクを形成し、開口部からラテラル成長させることにより転位の少ないＧａＮ層を得る技術、いわゆるＥＬＯ（Epitaxial Lateral Overgrowth）技術を用いてサファイア基板上にＧａＮ層を形成した後、サファイア基板をエッチング等により除去し、ＧａＮ自立基板を得ることが提案されている（例えば、特許文献１参照）。

更に、サファイア等の基板上で網目構造のＴｉＮ薄膜を介してＧａＮを成長することにより、下地基板とＧａＮ層の界面にボイドを形成するＶＡＳ法（Void-Assisted Separation）により、ＧａＮ基板の剥離と低転位化を同時に可能にする手法も開示されている（例えば、非特許文献１参照）。

これらの方法で得られたＧａＮ基板は、通常アズグロウンの状態では、その表面にピットやヒロック等のモフォロジが現れており、そのままではデバイス作製のためのエピ層を成長させることが難しい。このため、基板表面を研磨加工して、鏡面に仕上げてから使用されるのが一般的である。
特開平１１−２５１２５３号公報 Y. Oshima et. al., 「Preparation of Freestanding GaN Wafers by Hydride Vapor Phase Epitaxy with Void−Assisted Separation.」, Jpn. J. Appl. Phys. vol. 42（2003）pp. L1-L3

一般に、半導体のバルク結晶は、結晶の成長方向（すなわち、基板厚さ方向）に、不純物濃度の異なる層が周期的に多重に積層されてなる構造を持っていることが多い。この多層構造は、結晶成長中に結晶を回転させていることにより、結晶が温度勾配のある領域や、原料やドーパント濃度の異なる領域を周期的に通過することで、不純物濃度の異なる結晶層が積層されていくことによって現出すると考えられる。この多層構造の様子は、ＳＩＭＳなどを使って基板の厚さ方向に不純物の濃度分布を調べると、不純物濃度が結晶の回転数と成長速度によって決まる一定周期の振幅を伴っていることからも推測できる。

また、成長した結晶を成長方向と平行に切断し、切断面にある種のエッチングを施す、或いは励起光を当てて発光の様子を観察すると、「結晶成長界面」（観察している箇所が丁度成長していた時刻にその場所に存在していたはずの仮想的な結晶成長界面の意味）に平行な、一定周期の明瞭な縞模様が見られる。観察される縞はストリエーションとか成長縞と呼ばれている。即ち、結晶中には、その結晶の特定領域が成長した時刻に於ける結晶成長界面形状が、不純物の濃度ムラ＝ストリエーションラインとして刻まれていて、それの推移を辿ることで結晶成長界面の履歴が判る。上記縞模様の周期は、前述の不純物濃度分布の周期よりも長周期の場合もあり、必ずしも両者は一致するわけではないが、前記のような縞模様が現れるということは、基板の厚さ方向に不純物濃度の周期的な変動が存在することを示唆している。

通常、ＧａＡｓやＩｎＰ等の化合物半導体基板にも、基板の厚さ方向に向かって上述のストリエーションが形成されているが、これらの結晶は、融液から成長させたバルク結晶から切り出されているため、ストリエーション内の基板厚さ方向の不純物濃度差は比較的少なく、これがデバイス作製に悪影響を与えることはまず無いと推測される。なぜなら、上記の不純物濃度差は、前述のように、例えば結晶の回転などにより、結晶が温度勾配のある領域や、原料やドーパント濃度の異なる領域を、周期的に通過することで、結晶に取り込まれる不純物濃度に差が生じて引き起こされるが、ＧａＡｓやＩｎＰ等の結晶成長においては、結晶成長界面は、常に同一の融液表面に接しているため、温度勾配やドーパントの濃度勾配は、後述するＧａＮ結晶に較べて極端に少ない環境で成長されているからである。

一方、ＧａＮ基板は、前述のように気相成長で製造されるため、融液から成長される他の化合物半導体結晶と較べて、温度勾配の急峻な環境を周期的に通過しながら成長される場合が多い。また、結晶のある通過位置における結晶成長速度は、そこに存在する原料ガス濃度に左右され、また、そこで取り込まれる不純物濃度は、そこに存在するドーパントガス濃度に左右されるが、これらはいずれも炉内の原料ガスの流れの分布によって決まってしまうため、融液から成長される結晶と較べてばらつきが非常に大きくなりやすい。このため、原料ガスが炉内を偏って流れていた場合、結晶基板を回転させていれば、見かけは平均化されて、厚さも不純物濃度も均一な結晶ができるが、実際は、成長速度の極端に大きい領域と小さい領域を交互に通過しながら成長するため、これを詳細に調べてみると、不純物濃度差の非常に大きい層を多層に積み重ねた構造となっている場合が往々にして見つかるのである。

半導体基板のキャリア濃度は、一般にｖａｎｄｅｒＰａｕｗ法や渦電流測定法で測られているが、これらは、いずれもバルクとしての平均化されたキャリア濃度を見ているのであり、基板の厚さ方向に周期的な不純物濃度の分布があっても、それを検知することはできない。しかし、前述のように不純物濃度差の非常に大きいストリエーションが存在している場合は、高キャリア濃度層と低キャリア濃度層を交互に積層したのと等価であり、いくら平均化された見かけのキャリア濃度が高かったとしても、その基板に電極を付けるとオーミックが取れなかったり、基板に垂直に電流を流すデバイスでは、動作電圧を上昇させる、デバイスの発熱を増やして信頼性を劣化させるといった不具合につながる問題があった。

従って、本発明は上記事情に鑑みなされたものであって、その目的とするところは、通常のバルク結晶の測定で得られる、平均化された電気特性の値通りの性能を得ることが可能なIII−Ｖ族窒化物系半導体基板及びIII−Ｖ族窒化物系発光素子を提供することにある。

これまで、当業者間において、基板のストリエーションに着目して基板厚さ方向のキャリア濃度分布を規定するということは行われていなかった。しかし、本発明者は、前述のように、たとえ均一組成を有する単結晶基板といえども、その内部には不純物の濃度分布＝キャリア濃度分布が厚さ方向に周期的に存在している点に着目し、基板厚さ方向の最小キャリア濃度層のキャリア濃度を特定の値以上とするように制御して基板を作製することができれば、電極付けや、基板の内部抵抗に起因して発生するデバイスの特性不良や信頼性不良といった問題が回避できることを見出した。

更に、本発明者は、結晶成長中に結晶基板が回転させられている場合、その回転中心に近い側と遠い側では、基板面内でストリエーションにおけるキャリア濃度の振幅（最小キャリア濃度と最大キャリア濃度の差）に差が生じてしまうことに着目し、平均化されたキャリア濃度が面内で均一に見えていても、この振幅が異なれば、その上に作製したデバイスの動作性能に差が出てしまうことを見出した。

本発明は、このように当業者がこれまで着目していなかった新たな視点における上記知見に基づいてなされたものである。即ち、本発明のIII−Ｖ族窒化物系半導体基板は、ｎ型不純物を含有した窒化ガリウムの単結晶からなる自立した基板であって、前記基板の表面がＣ面のガリウム面であり、前記基板の厚さ方向に対して前記ｎ型不純物濃度の分布が周期的な変動を有しており、前記基板面内の任意の場所で前記ｎ型不純物濃度の最小値が５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上であり、前記基板の厚さ方向における前記ｎ型不純物濃度の周期的な変動の振幅が前記基板面内の任意の場所において２×１０ ¹⁸ ｃｍ ^-3 以下であることを特徴とする。

また、前記基板表面に鏡面研磨加工を施すことが望ましい。

前記ｎ型不純物がシリコン又は酸素とすることができる。

更に、前記III−Ｖ族窒化物系半導体基板上に、少なくともIII−Ｖ族窒化物系半導体からなる活性層を形成してIII−Ｖ族窒化物系発光素子とすることもできる。

本発明によれば、基板の平均化されたキャリア濃度は十分に高くても、深さ方向の不純物濃度分布が周期的に変動している（即ち、低濃度層と高濃度層が周期構造を成していて、低濃度層が存在している）ことに起因して起こる電極のオーミック不良やデバイスの特性不良、信頼性不良といった問題を回避することができる。その結果、設計通りのIII−Ｖ族窒化物系発光素子を歩留まり良く製造することが可能となる。

（自立基板）
本発明における自立基板（自立した基板）とは、自らの形状を保持でき、ハンドリングに不都合が生じない程度の強度を有する基板をいう。このような強度を具備させるためには、自立基板の厚みは、好ましくは２００μｍ以上とする。また、素子形成後の劈開の容易性等を考慮し、自立基板の厚みは、好ましくは１ｍｍ以下とする。あまり厚さが厚いと劈開が困難となり、劈開面に凹凸が生じる。この結果、たとえば半導体レーザ等に適用した場合、反射のロスによるデバイス特性の劣化が問題となる。また、その直径は５０ｍｍ以上であることが好ましい。

（III−Ｖ族窒化物系半導体）
本発明におけるIII−Ｖ族窒化物系半導体としては、Ｉｎ_ｘＧａ_ｙＡｌ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ（０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｘ＋ｙ≦１）で表される半導体が挙げられる。このうち、窒化ガリウム（ＧａＮ）が最も好ましい。強度、製造安定性等、基板材料に求められる特性を満足するからである。また、基板の表面は、（０００１）のIII族面（ガリウム面）であることが望ましい。ＧａＮ系の結晶は、極性が強く、III族面（ガリウム面）の方がＶ族面（窒素面）よりも化学的、熱的に安定で、デバイスの作製が容易であるからである。

（基板表面）
一般に、アズグロウンのＧａＮ系エピ表面には、ヒロック等の大きな凹凸や、ステップバンチングによって現れると思われる微少な凹凸が多数存在している。これらは、その上にエピを成長させたときのモフォロジや、膜厚、組成等を不均一にする要因となるばかりでなく、デバイス作製プロセスにおいても、フォトリソグラフィ工程の露光精度を落とすという問題がある。従って、基板表面は平坦な鏡面として研磨加工されていることが望ましい。しかし、研磨加工により、研磨基板の表面には、加工ダメージ層が残留していることがある。転位密度は、ｇｒｏｗｎ−ｉｎ（結晶成長時）で生じた転位のみならず、研磨加工等により結晶成長後に導入された転位によっても増大するため、転位密度を下げ、表面荒れの生じにくい基板を得るためにも、研磨後の加工ダメージ層は、ウェットエッチング、ドライエッチング、歪除去アニール等の手法で除去されていることが望ましい。表面研磨加工後の基板表面は、平坦であることが望ましいことはいうまでもないが、その粗さは、５０μｍ範囲で測定した算術平均粗さＲａの値が１０ｎｍ以下であることが望ましい。なお、可視ＬＥＤ用基板では、微細な加工等がそれほど必要ではなく、それよりもコスト競争力が重視される傾向があるため、結晶成長で得られたままの基板（ａｓ−ｇｒｏｗｎ基板）を用いても構わない。

（基板裏面）
一般に、ＧａＮ系の自立基板は、異種の下地基板にヘテロエピ成長させたものを何らかの手法で剥離させて得られる。このため、剥離したままの基板の裏面は、梨地状に荒れていたり、下地基板の一部が付着していたりすることが多い。また、基板の反りに起因して、平坦でない場合もある。これらは、基板上にエピを成長させる際に、基板の温度分布の不均一を生じる原因となり、その結果、エピの均一性を悪化させたり、再現性を悪くしたりしてしまう。このため、一般に、基板裏面は平坦に研磨加工されていることが望ましい。

（基板のｎ型不純物）
基板のｎ型不純物は、ＳｉやＯの他に、Ｇｅ、Ｓｅ、Ｓといったものを対象とすることができる。

（キャリア濃度）
基板厚さ方向の不純物濃度差が問題とされるのは、基板に対して垂直に通電して動作させるＬＥＤやＬＤといった発光デバイス用のＧａＮ基板においてであり、これらの用途の基板においては、デバイスを作製したときの電極の付けやすさや、電極〜基板間の接触抵抗の低減、通電時の基板抵抗の低減といった観点から、少なくとも５×１０^１７ｃｍ^−３以上のキャリア濃度が要求される。しかし、このキャリア濃度はあくまでも平均化された見かけのキャリア濃度であり、これまでは、基板のストリエーションに着目して、基板厚さ方向のキャリア濃度分布を規定するということが当業者間で行われていなかった。本発明者は、たとえ均一組成を有する単結晶基板といえども、その内部には不純物の濃度分布＝キャリア濃度分布が厚さ方向に周期的に存在しているという観点から、基板厚さ方向の最低キャリア濃度層のキャリア濃度を５×１０^１７ｃｍ^−３以上とするように制御して基板を作製することにより、電極付けや、基板の内部抵抗に起因して発生するデバイスの特性不良や信頼性不良といった問題が回避できることを明らかにした。

（キャリア濃度の振幅）
また、結晶成長中に結晶基板が回転させられている場合、その回転中心に近い側と遠い側では、基板面内でストリエーションにおけるキャリア濃度の振幅（キャリア濃度の最大値と最小値の差）に差が生じてしまう。平均化されたキャリア濃度が面内で均一に見えていても、この振幅が異なれば、その上に作製したデバイスの動作性能に差が出てしまうのである。基板面内の任意の場所における該振幅は２×１０^１８ｃｍ^−３以下であることが望ましい。かかる範囲としたのは、振幅が２×１０^１８ｃｍ^−３を超えると、基板面内の最高キャリア濃度は２．５×１０^１８ｃｍ^−３を超えてしまうことになり、基板の結晶性劣化に伴うデバイス性能の低下が起こり始めるためである。

（キャリア濃度の測定方法）
発光デバイス用のＧａＮ基板は、通常ＳｉやＯをドープしたｎ型基板が用いられている。半導体基板のキャリア濃度は前述の通り平均化されたバルク情報として測定されることが多いため、ストリエーション内のキャリア濃度分布を精確に測定することは難しい。しかし、これらのｎ型ドーパントは、ＧａＮ結晶中での活性化率が１００％に近いので、基板厚さ方向のドーパント濃度分布を測定することで、ストリエーション内のキャリア濃度分布をほぼ精確に把握することができる。このドーパント濃度は、一般に良く用いられているＳＩＭＳ分析で容易に測定が可能である。

（キャリア濃度の制御方法）
基板厚さ方向の最低キャリア濃度層のキャリア濃度を５×１０^１７ｃｍ^−３以上とするように、また、面内の任意の場所においてキャリア濃度の振幅を２×１０^１８ｃｍ^−３以下とするように制御して基板を作製するためには、結晶成長炉内の温度分布の均一化と原料ガス、ドーパントガスの流れの均一化を図った上で、適当な結晶成長速度と結晶回転数を組み合わせて、最適条件を選び、前記のＳＩＭＳ分析で目的とする不純物濃度分布を満足しているか確認して、成長条件を最終決定すれば良い。個々の結晶成長条件は、使用する炉によっても異なるし、前記パラメータの組み合わせによって、多数の最適条件が存在するので、一義的に決めることはできない。

（基板の製造方法）
本発明のIII−Ｖ族窒化物系半導体基板は、異種基板上にIII−Ｖ族窒化物系半導体の単結晶を成長した後、これを剥離することにより得られる。III−Ｖ族窒化物系半導体の単結晶は、ＨＶＰＥ法（ハイドライド気相成長）により成長することが望ましい。これは、ＨＶＰＥ法は結晶成長速度が速く、厚膜成長を必要とする基板の作製に適するからである。以下、具体的にＧａＮ自立基板を製造する際に用いるＨＶＰＥ反応炉について詳述する。

（ＨＶＰＥ反応炉）
図１に、ＧａＮ自立基板の結晶成長に用いる一般的なＨＶＰＥ炉の構成を示す。
このＨＶＰＥ反応炉１０は、横長の石英製反応管１の外側に、原料加熱用ヒータ２ａと結晶成長領域加熱用ヒータ２ｂからなるヒータで加熱するホットウォール式であり、反応管１の図面左側（上流側）には、Ｖ族原料となるＮＨ_３ガスを導入するアンモニアガス導入配管３と、III族原料となるＧａＣｌを形成するための塩酸（ＨＣｌ）ガスを導入する塩酸ガス導入配管４と、導電性制御のためのドーパントガスを導入するドーピングガス導入配管５とを備えている。また、塩酸ガス導入配管４は、途中で拡径されてガリウム融液溜め６が形成されており、金属ガリウムを融解したガリウム融液７を収容できるようになっている。一方、石英反応管１内の図面中央近傍には、下地基板８を配置し、回転軸９ａを中心に回転可能に設けられた基板フォルダ９が配置されている。更に、図面右側（下流側）には、排ガスを外部に放出するための排気管１１が設けられている。

このＨＶＰＥ反応炉１０を用いてＧａＮを成長させるには、まず、原料加熱用ヒータ２ａを８００℃に、結晶成長領域加熱用ヒータ２ｂを１０００℃に加熱すると共に、ガリウム融液溜め６をＧａの融点以上の温度に加熱して金属ガリウムを融解し、ガリウム融液７を形成する。

次に、アンモニアガス導入配管３からＶ族原料となるＮＨ_３ガスを、塩酸ガス導入配管４からIII族原料を生成させる為のＨＣｌガスを、ドーピングガス導入配管５からドーパント成分を含むガスを導入する。なお、反応性の制御の点から、原料ガスであるＨＣｌガス及びＮＨ_３ガスは、Ｈ_２ガスなどのキャリアガスと混合して用いられる。また、ＨＶＰＥ成長では炉内の石英部材からのＳｉの混入が少なからず起こるので、成長条件によっては、ドーピングガスを流さなくてもｎ型不純物を含有するＧａＮ結晶を成長させることができる。

塩酸ガス導入配管４では、途中で、ＨＣｌガスがガリウム融液７と接触して、
Ｇａ＋ＨＣｌ→ＧａＣｌ＋（１／２）Ｈ_２という反応が起こり、塩化ガリウムＧａＣｌを生成する。

このＧａＣｌガスとキャリアガスＨ_２の混合ガス、及びアンモニアＮＨ_３とキャリアガスＨ_２の混合ガスが反応管１内の空間内を矢印方向に運ばれ、基板フォルダ９に設けられた下地基板８上で、ＧａＣｌ＋ＮＨ_３→ＧａＮ＋ＨＣｌ＋Ｈ_２の反応が起こり、下地基板８上にＧａＮが堆積される。なお、結晶成長の下地とする下地基板８は、回転軸９ａによって支持された基板フォルダ９に固定されており、成長中は回転されている。反応管内に導入されたガスは、下流の排気管１１によって除害設備に導かれ、無害化処理を施された後、大気に排出される。

（ＨＶＰＥ炉の改良例）
ＨＶＰＥ炉は、図２のような構造のものに改良することができる。このＨＶＰＥ炉２０は、回転軸１９ａを中心に回転可能に設けられた基板フォルダ１９を原料ガスの流れに対して１０°傾けて配置した以外は、図１に示したＨＶＰＥ炉と同様に形成されている。
このように構成することで、原料ガスの流れが下流側に行くに従って流路断面積が狭くなり、流速が大きくなる。この作用により、上流側でのＧａＣｌ原料の消耗による原料濃度の低下の影響を相殺して、流れの上流から下流に亘って成長速度が減少するのを抑制する。

（ＨＶＰＥ炉の変形例）
ＨＶＰＥ炉は、図３のような構造のものに変形することもできる。このＨＶＰＥ炉３０は、回転軸２９ａを中心に回転可能に設けられた基板フォルダ２９を多数枚同時成長型とし、直径２インチの基板を３枚載置可能とした以外は、図１に示したＨＶＰＥ炉と同様に形成されている。
この基板フォルダ２９は、回転軸２９ａの周りに回転が可能であるが、個々の下地基板８自体は回転しない。即ち、ＨＶＰＥ成長中に下地基板８が自転せずに公転する点が、図１に示したＨＶＰＥ炉と異なっている。

（下地基板からの剥離方法）
ＧａＮ系半導体単結晶を成長した後、これを下地基板から剥離する方法には、ボイド形成剥離法（ＶＡＳ法）を用いることができる。ＶＡＳ法は、大口径の基板を再現良く剥離することが可能で、かつ、低転位で特性の均一なＧａＮ自立基板を得ることができるという点で優れている。以下、図４に基づきＶＡＳ法について説明する。

（ＶＡＳ法）
ＶＡＳ法では、まずサファイアなどの異種基板４１上に、ＭＯＶＰＥ法で、低温成長ＧａＮバッファ層（図示せず）を介してＧａＮ層４３（例えばＳｉドープＧａＮ層４３）を０．５μｍ程度成長させる（ａ）。次に、このＧａＮ層４３上に、金属Ｔｉ薄膜４５を２０ｎｍ程度の厚さに蒸着し（ｂ）、この基板を電気炉に入れ、アンモニアを含有する水素ガス気流中で１０５０℃程度に加熱し、熱処理を施す。こうすることで、ＧａＮ層４３の一部がエッチングされて高密度の空隙（ボイド）を有するボイド層４６が発生し、またＴｉ薄膜４５は窒化されて表面にサブミクロンの微細な穴が高密度に形成された網目状のＴｉＮ層４７に変化する（ｃ）。この基板を下地基板として図１〜図３に示すようなＨＶＰＥ反応炉に入れ、その上に厚膜のＧａＮ層４８を成長する（ｄ）。ＨＶＰＥ反応炉を冷却する過程で、厚膜のＧａＮ層４８はボイド層４６を境に下地基板から自然に剥離し、ＧａＮ自立基板４９が得られる（ｅ）。得られた基板の表裏面を平坦化加工することによってＧａＮ自立基板５０とされる（ｆ）。

（ＧａＮ系発光素子）
得られたＧａＮ自立基板は、その上にＭＯＶＰＥ法でIII−Ｖ族窒化物系半導体結晶をエピタキシャル成長させ、発光ダイオードを製造する用途に適している。

本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。

（ＶＡＳ法による下地基板の作製）
まず、これから述べる比較例及び実施例において使用される下地基板（ボイド形成ＧａＮテンプレート）をＶＡＳ法により作製した。

図４に示すように、φ２インチ径のサファイアＣ面ジャスト基板（異種基板４１）上に、ＭＯＶＰＥ法で、２０ｎｍの低温成長ＧａＮバッファ層（図示せず）を介してＳｉドープＧａＮ層４３を０．５μｍ成長させた（ａ）。成長圧力は常圧、バッファ層成長時の基板温度は６００℃、エピ層成長時の基板温度は１１００℃とした。原料は、III族原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を、Ｖ族原料としてアンモニアを、ドーパントとしてモノシランを用いた。キャリアガスは、水素と窒素の混合ガスである。結晶の成長速度は４μｍ／ｈであった。エピ層のキャリア濃度は、２×１０^１８ｃｍ^−３とした。

次に、このＧａＮエピ基板上に、金属Ｔｉ薄膜４５を２０ｎｍの厚さに蒸着した（ｂ）。こうして得られた基板を電気炉に入れ、２０％のアンモニアを含有する水素ガス気流中において１０５０℃で２０分間熱処理した。その結果、ＳｉドープＧａＮ層４３の一部がエッチングされて高密度の空隙層（ボイド層４６）が発生し、またＴｉ薄膜４５は窒化されて表面にサブミクロンの微細な穴が高密度に形成された窒化チタン層（ＴｉＮ層４７）に変化した（ｃ）。以下、説明する比較例及び実施例は、総てこの下地基板（ボイド形成ＧａＮテンプレート）を用いて行ったものである。

［比較例１］
（基板中心部から２０ｍｍ離れた場所において、不純物濃度の最小値が５×１０^１７ｃｍ^−３以上でなく、面内の振幅が２×１０^１８ｃｍ^−３以下でない場合）
まず、図１に示したＨＶＰＥ炉を用いて、ボイド形成ＧａＮテンプレート（下地基板８）上に、厚膜のＧａＮを成長させた。ＨＶＰＥの成長条件は、キャリアガス中に８×１０^−３ａｔｍの塩化ガリウム及び４．８×１０^−２ａｔｍのアンモニアからなる原料ガスを含有する供給ガス用いて、ＧａＮ層を目標の厚さに成長させた。キャリアガスは、水素を５％含有する窒素ガスを用いた。ＧａＮ層の成長条件は常圧及び１０００℃の基板温度であった。またＧａＮ結晶の成長工程において、ドーピング原料ガスとしてジクロルシランを基板領域に供給することによりシリコンをドープした。

図５及び図６は、図１に示したＨＶＰＥ炉を用いて成長したＧａＮ結晶の膜厚分布を示す図である。

図５は、原料ガスの流れ方向に対する成長速度分布を明らかにするために、故意に基板回転を止めて成長したものである。本成長条件においては、塩化ガリウムのモル流量に対して、十分に沢山のアンモニアガスを流しており、従って、ＧａＮの成長速度は塩化ガリウムの供給律速となっている。塩化ガリウムは、ＧａＮの結晶成長で消費されるため、下流に行くほど原料濃度が下がり、従って成長速度も遅くなっていく。図５より、本成長条件においては、基板の直径である５０ｍｍの間に、成長速度は約１／５に減少することが分かる。

図６は、同じ成長条件で、基板を１０ｒｐｍで回転させて成長させたＧａＮ結晶の膜厚分布である。基板の回転により、原料ガス流れの上流と下流における成長速度の差が平均化されて、表面はかなり平坦化していた。

上述の成長条件で、基板を１０ｒｐｍで回転させて、中心膜厚が約６００μｍのＧａＮ層４８を形成し（図４（ｄ））、基板剥離により自立基板４９とした後（図４（ｅ））、この基板の表裏面をそれぞれラップ、鏡面研磨して、厚さ４３０μｍのＧａＮ自立基板５０とした（図４（ｆ））。

この基板の直径に沿って、５ｍｍ角の試料を一列に９枚切り出し、それぞれＩｎ電極を付けてｖａｎｄｅｒＰａｕｗ法でキャリア濃度を測定したところ、その値は１．１±０．１×１０^１８ｃｍ^−３の範囲に納まっていた。次に、基板の中心と、中心から１０ｍｍ及び２０ｍｍ離れた場所から切り出した試料について、基板の厚さ方向のＳｉ濃度分布を測定した。基板の中心と、中心から１０ｍｍ、２０ｍｍ離れた場所におけるＳＩＭＳ測定結果をそれぞれ図７〜９に示す。

図７に、ＧａＮ自立基板の中央部に於けるＳｉ濃度プロファイルを示す。基板の中央部から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布は、それほど大きな変動は無く、約１０μｍの深さまでの測定で、最大値１．２３×１０^１８ｃｍ^−３、最小値９．９６×１０^１７ｃｍ^−３、平均値１．１２×１０^１８ｃｍ^−３であった。ここで、Ｓｉ濃度の変動の振幅を（最大濃度−最小濃度）とすると、その値は２．３４×１０^１７ｃｍ^−３となる。

図８に、ＧａＮ自立基板の中央から１０ｍｍの地点に於けるＳｉ濃度プロファイルを示す。基板の中心から１０ｍｍ離れた場所から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布は、中央部のそれと較べてやや変動が大きく、最大値１．７５×１０^１８ｃｍ^−３、最小値５．５８×１０^１７ｃｍ^−３、平均値１．１２×１０^１８ｃｍ^−３であった。これより、この測定点におけるＳｉ濃度の振幅は１．１９×１０^１８ｃｍ^−３となる。

図９に、ＧａＮ自立基板の中央から２０ｍｍの地点に於けるＳｉ濃度プロファイルを示す。基板の中心から２０ｍｍ離れた場所から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布は、中央部のそれと較べてさらに変動が大きく、最大値３．２１×１０^１８ｃｍ^−３、最小値３．２３×１０^１７ｃｍ^−３、平均値１．１４×１０^１８ｃｍ^−３であった。これより、基板の中心から２０ｍｍ離れた場所におけるＳｉ濃度の振幅は２．８９×１０^１８ｃｍ^−３となる。

従って、この基板は、面内の任意の場所におけるＳｉ濃度の振幅が、約２．８９×１０^１８ｃｍ^−３以下であるといえる。尚、ＳＩＭＳ測定において、基板の最表面は、吸着不純物等の影響で、異常な不純物濃度が測定される場合がある。また、結晶欠陥等の存在する特異な点上で測定した場合も、基板の大部分を占める母相部分とは異なる不純物濃度を示す場合がある。このため、本明細書においては、これらの特異な点を除いて測定される値を取り扱うものとする。従って、上述の不純物濃度の値も、明らかに基板表面の影響と判断される高濃度な測定値は除外して取り扱っている。以降に述べる実施例等においても、同様とする。

上述の基板とまったく同じ方法で作製したＧａＮ自立基板上に、図１０に示す構造のＬＥＤエピを成長し、チップ化してＬＥＤ特性の面内ばらつきを調査した。ＬＥＤ構造エピはＭＯＶＰＥ成長装置を用いて成長した。成長に用いた原料は、ＴＭＧ、ＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）、ＴＭＩ（トリメチルインジウム）、ＮＨ_３である。成長は、まず基板をＮＨ_３：水素＝１：１の混合気流中で１１５０℃まで昇温し、温度が安定してから５分保持した後、第一層の成長に必要なIII族原料を流し始めるという手順で行った。成長したエピの構造は、ＧａＮ基板５１側から順に、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層５２を１μｍ、Ｉｎ_０．１５Ｇａ_０．８５Ｎ／ＧａＮ−３−ＭＱＷ活性層５３(ｗｅｌｌ層３ｎｍ，ｂａｒｒｉｅｒ層１０ｎｍ)、Ｍｇドープｐ型Ａｌ_０．１Ｇａ_０．９Ｎ層５４を４０ｎｍ、ｐ型ＧａＮ層５５を５００ｎｍである。ＭＱＷ層の成長は、成長温度を８００℃まで下げて行った。それ以外の層の成長温度は、１１５０℃である。成長圧力は、すべて常圧とした。エピ層成長後、ＧａＮ基板５１の裏面にＴｉ／Ａｌからなるｎ型電極５６を、ｐ型ＧａＮ層５５の表面にＮｉ／Ａｕからなるｐ型電極５７を形成した。

作製したＬＥＤチップの２０ｍＡ時の駆動電圧Ｖｆは、基板面内で３．２５〜６．０２Ｖと大きくばらついており、基板の外周側で取得したチップほどＶｆが高くなる傾向が見られた。Ｖｆ＜３．５Ｖを合格品とすると、この基板では合格率は４５％であった。また、定電流駆動で実施した信頼性試験の結果でも、基板の外周側で取得したチップほど発光出力の変動幅が大きい傾向が見られた。

［実施例１］
（不純物濃度の最小値が５×１０^１７ｃｍ^−３以上であり、面内の振幅が２×１０^１８ｃｍ^−３以下の場合）
図２に示す構造のＨＶＰＥ反応炉を用いた以外は、比較例１と同じ条件でＧａＮの自立基板を作製した。

図１１及び図１２は、図２に示したＨＶＰＥ炉を用いて成長したＧａＮ結晶の膜厚分布を示す図である。

図１１は、原料ガスの流れ方向に対する成長速度分布を明らかにするために、故意に基板回転を止めて成長したものである。塩化ガリウムは、ＧａＮの結晶成長で消費され、下流に行くほど原料濃度が下がるが、上述の如く基板を傾けて配置したことで、比較例１に対して、下流側で成長速度が遅くなる傾向を大幅に緩和することができる。
図１２は、同じ成長条件で、基板を１０ｒｐｍで回転させて成長させたＧａＮ結晶の膜厚分布である。基板の回転により、原料ガス流れの上流と下流における成長速度の差が平均化されて、表面はほぼ平坦化していた。

図２に示したＨＶＰＥ炉を用いて比較例１と同じ条件でＧａＮの自立基板を作製し、基板の直径に沿って５ｍｍ角の試料を一列に９枚切り出して、それぞれＩｎ電極を付けてｖａｎｄｅｒＰａｕｗ法でキャリア濃度を測定した。その結果、キャリア濃度の値は１．２±０．１×１０^１８ｃｍ^−３の範囲に納まっていた。次に、基板の中心と、中心から１０ｍｍ及び２０ｍｍ離れた場所から切り出した試料について、基板の厚さ方向のＳｉ濃度分布を測定した。基板の中心と、中心から１０ｍｍ及び２０ｍｍ離れた場所におけるＳＩＭＳ測定結果をそれぞれ図１３〜１５に示す。

図１３に、ＧａＮ自立基板の中央部に於けるＳｉ濃度プロファイルを示す。基板の中央部から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布は、約１０μｍの深さまでの測定で、最大値１．３１×１０^１８ｃｍ^−３、最小値１．１０×１０^１８ｃｍ^−３、平均値１．２１×１０^１８ｃｍ^−３であった。ここで、Ｓｉ濃度の変動の振幅を（最大濃度−最小濃度）とすると、その値は２．１０×１０^１７ｃｍ^−３となる。

図１４に、ＧａＮ自立基板の中央から１０ｍｍの地点に於けるＳｉ濃度プロファイルを示す。基板の中心から１０ｍｍ離れた場所から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布は、最大値１．４０×１０^１８ｃｍ^−３、最小値１．０７×１０^１８ｃｍ^−３、平均値１．２０×１０^１８ｃｍ^−３であった。これより、基板の中心から１０ｍｍ離れた場所におけるＳｉ濃度の振幅は３．３×１０^１７ｃｍ^−３となる。

図１５に、ＧａＮ自立基板の中央から２０ｍｍの地点に於けるＳｉ濃度プロファイルを示す。基板の中心から２０ｍｍ離れた場所から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布も、中央部のそれとほとんど遜色無く、最大値１．４５×１０^１８ｃｍ^−３、最小値８．５８×１０^１７ｃｍ^−３、平均値１．１７×１０^１８ｃｍ^−３であった。これより、Ｓｉ濃度の振幅は５．９２×１０^１７ｃｍ^−３となる。

上記結果より、基板の外周部に行くに従って、Ｓｉ濃度の振幅は徐々に大きくなる傾向が見えるが、基板の中心におけるＳｉ濃度の振幅が２．１０×１０^１７ｃｍ^−３で、中心から２０ｍｍの点、即ち、基板の最外周から５ｍｍの点で測定したＳｉ濃度の振幅が５．９２×１０^１７ｃｍ^−３であったということは、この基板では、面内の任意の場所におけるＳｉ濃度の振幅は、１０^１７ｃｍ^−３台に納まっているであろうと推定される。

上記のＧａＮ自立基板上に、比較例１と同じく図１０に示す構造のＬＥＤエピを成長し、チップ化してＬＥＤ特性の面内ばらつきを調査した。作製したＬＥＤチップの２０ｍＡ時の駆動電圧Ｖｆは、基板面内で３．２５〜３．５５Ｖと比較的均一であり、基板の面内全域でほぼ均一なＶｆの分布が観測された。Ｖｆ＜３．５Ｖを合格品とすると、この基板では合格率は９８％であった。また、定電流駆動で実施した信頼性試験の結果でも、基板の面内でチップの取得位置に対応した分布は見られなかった。

［実施例２］
（不純物濃度の最小値が５×１０^１７ｃｍ^−３以上であるが、面内の振幅が２×１０^１８ｃｍ^−３以下でない場合）
図１に示したＨＶＰＥ装置を用い、比較例１と同じ条件で、ＧａＮの自立基板を作製した。比較例１との違いは、Ｓｉ濃度の最低値が結晶の外周側でも５×１０^１７ｃｍ^−３より低くならないように、ドーパントガスであるジクロルシランの流量を増やしたことにある。その結果、成長終了後の結晶の表面を観察すると、特に結晶の外周側で細かい凹凸の発生が見られた。この結晶の表裏面に、比較例１と同じ研磨加工を施し、得られた基板から直径に沿って５ｍｍ角の試料を一列に９枚切り出して、それぞれＩｎ電極を付けてｖａｎｄｅｒＰａｕｗ法でキャリア濃度を測定した。キャリア濃度は、比較例１の時よりもやや上がり、１．６±０．１×１０^１８ｃｍ^−３の範囲となった。次に、基板の中心と、中心から１０ｍｍ及び２０ｍｍ離れた場所から切り出した試料について、基板の厚さ方向のＳｉ濃度分布を測定した。

基板の中央部から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布は、やはりそれほど大きな変動は無く、約６μｍの深さまでの測定で、最大値１．７１×１０^１８ｃｍ^−３、最小値１．４８×１０^１８ｃｍ^−３、平均値１．６１×１０^１８ｃｍ^−３であった。従って、Ｓｉ濃度の変動の振幅は、２．３０×１０^１７ｃｍ^−３となる。

基板の中心から１０ｍｍ離れた場所から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布は、中央部のそれと較べてやや変動が大きく、最大値２．１９×１０^１８ｃｍ^−３、最小値１．０８×１０^１８ｃｍ^−３、平均値１．６３×１０^１８ｃｍ^−３であった。これより、この測定点におけるＳｉ濃度の振幅は１．１１×１０^１８ｃｍ^−３となる。

基板の中心から２０ｍｍ離れた場所から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布は、中央部のそれと較べてさらに変動が大きく、最大値３．６１×１０^１８ｃｍ^−３、最小値８．２５×１０^１７ｃｍ^−３、平均値１．６０×１０^１８ｃｍ^−３であった。これより、基板の中心から２０ｍｍ離れた場所におけるＳｉ濃度の振幅は２．７９×１０^１８ｃｍ^−３となる。従って、この基板は、面内の任意の場所におけるＳｉ濃度の振幅が、約２．７９×１０^１８ｃｍ^−３以下であると言える。

上記のＧａＮ自立基板上に、比較例１と同じく図１０に示す構造のＬＥＤエピを成長し、チップ化してＬＥＤ特性の面内ばらつきを調査した。作製したＬＥＤチップの２０ｍＡ時の駆動電圧Ｖｆは、基板面内で３．３５〜３．８１Ｖと比較的均一であり、基板の面内全域でほぼ均一なＶｆの分布が観測された。Ｖｆ＜３．５Ｖを合格品とすると、この基板では合格率は９１％であった。しかし、基板の外周部で、ＬＥＤの発光出力が低い分布傾向があり、定電流駆動で実施した信頼性試験の結果では、外周部ほど発光出力の変動が大きい傾向が観測された。

［実施例３］
（不純物濃度の最小値が５×１０^１７ｃｍ^−３以上であり、面内の振幅が２×１０^１８ｃｍ^−３以下の場合）
図２に示したＨＶＰＥ装置を用い、実施例１と同じ条件で、ＧａＮの自立基板を作製した。実施例１との違いは、ＨＶＰＥ装置の基板の傾き角度を５°と小さくした点にある。得られた基板から直径に沿って５ｍｍ角の試料を一列に９枚切り出して、それぞれＩｎ電極を付けてｖａｎｄｅｒＰａｕｗ法で測定したキャリア濃度は、実施例１とほとんど変わらない、１．５±０．２×１０^１８ｃｍ^−３の範囲に納まっていた。次に、基板の中心と、中心から１０ｍｍ及び２０ｍｍ離れた場所から切り出した試料について、基板の厚さ方向のＳｉ濃度分布を測定した。

基板の中央部から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布は、約１０μｍの深さまでの測定で、最大値１．６９×１０^１８ｃｍ^−３、最小値１．２８×１０^１８ｃｍ^−３、平均値１．４９×１０^１８ｃｍ^−３であった。ここで、Ｓｉ濃度の変動の振幅を（最大濃度−最小濃度）とすると、その値は４．１×１０^１７ｃｍ^−３となる。

基板の中心から１０ｍｍ離れた場所から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布は、最大値２．１６×１０^１８ｃｍ^−３、最小値８．６２×１０^１７ｃｍ^−３、平均値１．５１×１０^１８ｃｍ^−３であった。これより、基板の中心から１０ｍｍ離れた場所におけるＳｉ濃度の振幅は１．３０×１０^１８ｃｍ^−３となる。

基板の中心から２０ｍｍ離れた場所から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布は、最大値２．４４×１０^１８ｃｍ^−３、最小値５．４３×１０^１７ｃｍ^−３、平均値１．５１×１０^１８ｃｍ^−３であった。これより、Ｓｉ濃度の振幅は１．９０×１０^１８ｃｍ^−３となる。

上記結果より、基板の外周部に行くに従って、Ｓｉ濃度の振幅は徐々に大きくなる傾向が見え、この基板では、基板面内でぎりぎりＳｉ濃度の振幅が２×１０^１８ｃｍ^−３以内に納まっている程度の分布を持っていると推定される。

上記のＧａＮ自立基板上に、比較例１と同じく図１０に示す構造のＬＥＤエピを成長し、チップ化してＬＥＤ特性の面内ばらつきを調査した。作製したＬＥＤチップの２０ｍＡ時の駆動電圧Ｖｆは、基板面内で３．３０〜３．７７Ｖと比較的均一であり、基板の面内全域でほぼ均一なＶｆの分布が観測された。Ｖｆ＜３．５Ｖを合格品とすると、この基板では合格率は９２％であった。この基板でも、基板の外周部で、ＬＥＤの発光出力がやや低い分布傾向が見られ、定電流駆動で実施した信頼性試験の結果でも、外周部で発光出力の変動が大きい傾向が観測されたが、問題となるような異常な挙動は見られなかった。

［比較例２］
（不純物濃度の最小値が５×１０^１７ｃｍ^−３以上でなく、面内の振幅が２×１０^１８ｃｍ^−３以下でない場合）
図３に示すような、多数枚同時成長型のサセプタを有するＨＶＰＥ装置を用いて、比較例１と同じ条件で、ＧａＮ自立基板を作製した。
得られた基板から直径に沿って５ｍｍ角の試料を一列に９枚切り出して、それぞれＩｎ電極を付けてｖａｎｄｅｒＰａｕｗ法で測定したキャリア濃度は、これも比較例１とほとんど変わらない、１．１±０．２×１０^１８ｃｍ^−３の範囲に納まっていた。次に、基板の中心と、中心から１０ｍｍ及び２０ｍｍ離れた場所から切り出した試料について、基板の厚さ方向のＳｉ濃度分布を測定した。

この基板では、基板の中央部から外周部に渡って、いずれの位置から切り出した試料のＳｉ濃度の深さ分布でも、大きな変動が観測され、基板中央部では、約６μｍの深さまでの測定で、最大値３．０９×１０^１８ｃｍ^−３、最小値３．８９×１０^１７ｃｍ^−３、平均値１．１３×１０^１８ｃｍ^−３であった。従って、Ｓｉ濃度の変動の振幅は、２．７０×１０^１８ｃｍ^−３となる。

基板の中心から１０ｍｍ離れた場所から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布は、最大値３．０３×１０^１８ｃｍ^−３、最小値４．１０×１０^１７ｃｍ^−３、平均値１．１３×１０^１８ｃｍ^−３であった。これより、この測定点におけるＳｉ濃度の振幅は２．６２×１０^１８ｃｍ^−３となる。

基板の中心から２０ｍｍ離れた場所から切り出した試料で測定したＳｉ濃度の深さ分布は、最大値３．２１×１０^１８ｃｍ^−３、最小値３．３５×１０^１７ｃｍ^−３、平均値１．１５×１０^１８ｃｍ^−３であった。これより、基板の中心から２０ｍｍ離れた場所におけるＳｉ濃度の振幅は２．８７×１０^１８ｃｍ^−３となる。従って、この基板は、面内の任意の場所におけるＳｉ濃度の振幅が、約２．８７×１０^１８ｃｍ^−３以下であるといえる。

上記のＧａＮ自立基板上に、比較例１と同じく図１０に示す構造のＬＥＤエピを成長し、チップ化してＬＥＤ特性の面内ばらつきを調査した。作製したＬＥＤチップの２０ｍＡ時の駆動電圧Ｖｆは、基板面内で３．３１〜５．８３Ｖと大きくばらついており、基板の全面に亘って平均的にＶｆが高い傾向が観測された。Ｖｆ＜３．５Ｖを合格品とすると、この基板では合格率は１５％しかなかった。また、定電流駆動で実施した信頼性試験の結果でも、基板の面内でチップの取得位置に対応した分布は見られず、全体的に発光出力の変動が大きい傾向が観測された。

以上、実施例に基づいて本発明を説明したが、これは例示であり、種々のプロセスの組合せ等にいろいろな変形例が可能なこと、またそうした変形例も本発明の範囲にあることは当業者に理解されるところである。たとえば、実施例においては、従来のＨＶＰＥ反応炉（図１）を改良したＨＶＰＥ反応炉（図２）を用いることで、結晶への不純物の取り込まれ方が周期的に変動することを防いだわけだが、図１に示す従来のＨＶＰＥ反応炉であっても、例えば原料流速を極端に速くすれば、原料の利用効率は犠牲になるが、流れの上流〜下流の成長速度差は少なくなって、不純物濃度の深さ方向の分布を均一化させることが可能である。要は、基板の深さ方向に関する不純物濃度の変動幅を小さくすることが肝要であり、その手段は問わない。

結晶成長に用いる従来のＨＶＰＥ反応炉の構造を示す断面模式図である。図１のＨＶＰＥ反応炉を改良した構造を示す断面模式図である。図１のＨＶＰＥ反応炉を変形した構造を示す断面模式図である。ＧａＮ基板の製造工程（ＶＡＳ法）を説明するための模式図である。比較例１において、基板回転を止めて成長したときのＧａＮの膜厚分布を示すグラフである。比較例１において、基板を回転させて成長したときのＧａＮの膜厚分布を示すグラフである。比較例１で作製したＧａＮ自立基板結晶の中央部に於けるＳｉ濃度プロファイルを示す図である。比較例１で作製したＧａＮ自立基板結晶の中央から１０ｍｍの地点に於けるＳｉ濃度プロファイルを示す図である。比較例１で作製したＧａＮ自立基板結晶の中央から２０ｍｍの地点に於けるＳｉ濃度プロファイルを示す図である。比較例および実施例で作製したＬＥＤの構造を示す断面図である。実施例１において、基板回転を止めて成長したときのＧａＮの膜厚分布を示すグラフである。実施例１において、基板を回転させて成長したときのＧａＮの膜厚分布を示すグラフである。実施例１で作製したＧａＮ自立基板結晶の中央部に於けるＳｉ濃度プロファイルを示す図である。実施例１で作製したＧａＮ自立基板結晶の中央から１０ｍｍの地点に於けるＳｉ濃度プロファイルを示す図である。実施例１で作製したＧａＮ自立基板結晶の中央から２０ｍｍの地点に於けるＳｉ濃度プロファイルを示す図である。

符号の説明

１反応管
２ａ原料加熱用ヒータ
２ｂ結晶成長領域加熱用ヒータ
３アンモニアガス導入配管
４塩酸ガス導入配管
５ドーピングガス導入配管
６ガリウム融液溜め
７ガリウム融液
８下地基板
９，１９，２９基板フォルダ
９ａ，１９ａ，２９ａ回転軸
１０，２０，３０ＨＶＰＥ反応炉
４１異種基板
４３ＳｉドープＧａＮ層
４５Ｔｉ薄膜
４６ボイド層
４７ＴｉＮ層
４８ＧａＮ層
４９ＧａＮ自立基板
５０ＧａＮ自立基板
５１ＧａＮ基板
５２Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層
５３ＩｎＧａＮ／ＧａＮ−ＭＱＷ活性層
５４Ｍｇドープｐ型Ａｌ_０．１０ＧａＮ層
５５ｐ型ＧａＮ層
５６ｎ型電極（Ｔｉ／Ａｌ）
５７ｐ型電極（Ｎｉ／Ａｕ）
６０ＬＥＤチップ

Claims

ｎ型不純物を含有した窒化ガリウムの単結晶からなる自立した基板であって、前記基板の表面がＣ面のガリウム面であり、前記基板の厚さ方向に対して前記ｎ型不純物濃度の分布が周期的な変動を有しており、前記基板面内の任意の場所で前記ｎ型不純物濃度の最小値が５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上であり、前記基板の厚さ方向における前記ｎ型不純物濃度の周期的な変動の振幅が前記基板面内の任意の場所において２×１０ ¹⁸ ｃｍ ^-3 以下であることを特徴とするIII−Ｖ族窒化物系半導体基板。
前記基板表面に鏡面研磨加工が施されていることを特徴とする請求項１記載のIII−Ｖ族窒化物系半導体基板。
前記ｎ型不純物がシリコンであることを特徴とする請求項１記載のIII−Ｖ族窒化物系半導体基板。
前記ｎ型不純物が酸素であることを特徴とする請求項１記載のIII−Ｖ族窒化物系半導体基板。
請求項１乃至４のいずれか１項記載のIII−Ｖ族窒化物系半導体基板上に、少なくともIII−Ｖ族窒化物系半導体からなる活性層を形成したことを特徴とするIII−Ｖ族窒化物系発光素子。