JP5077985B2 - 窒化物半導体層の形成方法 - Google Patents

Description

本発明は窒化物半導体層の形成方法に関し、特に無極性窒化物半導体層の形成方法の改善に関する。

ＩＩＩ族窒化物半導体は、直接遷移型半導体であって高い発光効率を有する材料である。したがって、ＩＩＩ族窒化物半導体を利用した発光デバイスの研究開発が盛んに行われている。そのような発光デバイスの例として、紫外光から可視光までの波長領域内で発光し得る発光ダイオード（ＬＥＤ）および半導体レーザ素子（ＬＤ）が存在する。

より具体的には、ＩＩＩ族窒化物半導体としては、ＢＮ、ＡｌＮ、ＧａＮ、ＩｎＮ、およびそれらの混晶であるＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＩｎＮ、ＡｌＧａＩｎＮなどが含まれる。しかし、主に商品化されている発光デバイスは、結晶学的（０００１）面（いわゆるｃ面）に平行な主面を有するＧａＮ層（以下、ｃ面に平行な主面を有する層をｃ面層とも略称する）上に複数のＩＩＩ族窒化物半導体層を積層して作製されている。ここで、ＩＩＩ族窒化物半導体は、結晶構造として六方晶系のウルツ鉱構造を有し、分極性を有する材料である。

図１は、ＩＩＩ族窒化物半導体の結晶構造の一例として、ＧａＮの結晶構造を模式的な斜視図で図解している。この図において、異種原子間を結ぶ実線は最近接のＧａ原子とＮ原子との結合を表している。他方、破線は、ＧａＮが有する六方晶構造の単位格子を表している。すなわち、結晶軸ａ１とａ２は互いに１２０度の角度をなし、ｃ軸はそれらの結晶軸ａ１とａ２に対して垂直の関係にある。

図１におけるＧａＮ結晶構造の図解から、ｃ軸方向に直交するｃ面に平行な原子面として、Ｇａ原子のみを含むＧａ原子面とＮ原子のみを含むＮ原子面とが交互に積層されていることがわかる。このような結晶構造において、Ｇａ原子とＮ原子が互いに異なる電気陰性度を有し、Ｇａ原子面はわずかにプラスに帯電し、Ｎ原子面はわずかにマイナスに帯電し、その結果としてｃ軸方向には自発分極が発生する。すなわち、ＧａＮ結晶はｃ軸方向に一軸異方性を有する分極性物質である。

さらに、ＧａＮ結晶のｃ面上に異種半導体層を結晶成長させてヘテロ接合を形成した場合には、格子定数差に基づいてＧａＮ結晶に圧縮歪または引っ張り歪が生じ、ＧａＮ結晶内でｃ軸方向に圧電分極（ピエゾ分極）が発生する。たとえば、発光素子中の多重量子井戸（ＭＱＷ）発光層に含まれるｃ面に平行なＧａＮ障壁層上にＩｎＧａＮ量子井戸層を結晶成長させた場合、ＧａＮとＩｎＧａＮとの格子定数差に起因して歪応力が生じ、ｃ軸方向にピエゾ分極（圧電分極）が発生する。

したがって、障壁層と量子井戸層との界面には、ＧａＮ結晶とＩｎＧａＮ結晶との自発分極差により生じた固定電荷およびピエゾ分極により生じた固定電荷の双方が存在する。その結果、自発分極による内部電場に加えてピエゾ分極による内部電場が重畳されて、井戸層面に垂直なｃ軸方向に大きな分極電場が発生することになる。このような分極電場においては、ＩｎＧａＮ中のＩｎ組成比が大きくなるほど、自発分極に比べてピエゾ分極の影響が優勢になる。

上述のような分極電場の影響によって、ｃ面に平行な発光層（ｃ面発光層）を含むＧａＮ系発光デバイスにおいては、発光効率の低下や、必要な注入電流の増大にともなう発光のピーク波長シフトなどの問題が生じる。これらの問題が生じるメカニズムとしては、分極電場に起因して量子井戸層中の電子と正孔の波動関数が空間的に分離されて発光確率が激減する量子閉じ込めシュタルク効果（ＱＣＳＥ）が考えられている。

そこで、近年では、ＩＩＩ族窒化物半導体を利用する発光デバイスのさらなる発光効率の向上のために、分極電場の影響を回避し得る無極性面に平行なＩＩＩ族窒化物半導体層（以下、無極性面に平行な層を無極性層とも略称する）を利用することが期待されている。たとえば、ＧａＮ結晶の極性面であるｃ面に直交する無極性面である（１１−２０）面（いわゆるａ面）または（１−１００）面（いわゆるｍ面）上に歪量子井戸層を形成し、それによって、極性面であるＧａＮのｃ面に起因する分極電場の影響を回避する方法が検討されている。すなわち、ＧａＮ結晶のａ面上またはｍ面上に結晶成長させられるＩＩＩ族窒化物半導体層（ａ面層またはｍ面層）においては、その厚さ方向に平行な成長軸方向とｃ軸とが垂直になるので、その成長軸方向（厚さ方向）には分極電場が発生しない。

Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，Ｖｏｌ．８１，（２００２），ｐｐ．４６９−４７１および特表２００５−５２２８８９号公報は、（１−１０２）面（いわゆるｒ面）に平行な主面を有するサファイア基板（以下、ｒ面サファイア基板とも称す）上に平滑な表面を有するａ面ＧａＮ層を結晶成長させる方法を開示している。その方法では、ＭＯＶＰＥ（有機金属気相成長）によって、ｒ面サファイア基板上に比較的低温でＧａＮバッファ層（低温バッファ層）を形成した後に、高温でａ面ＧａＮ層を成長させる。その際に、低温ＧａＮバッファ層の成長温度は４００℃〜９００℃の範囲内であり、その厚さは１〜１００ｎｍの範囲内である。
特表２００５−５２２８８９号公報 Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，Ｖｏｌ．８１，（２００２），ｐｐ．４６９−４７１

しかしながら、特許文献１または非特許文献１の方法によって高品質のａ面窒化物半導体層を形成するためには、低温バッファ層の成長条件を厳密に管理する必要がある。より具体的には、低温バッファ層の最適な成長条件の範囲は非常に狭く、その成長温度に関して許容される変動範囲は±１０℃以内であって、最適な層厚に関して許容される変動範囲は±５ｎｍ以内である。したがって、そのような低温バッファ層は、再現性および生産性の観点から問題がある。

上述のような先行技術の状況に鑑み、本発明は、サファイア基板と窒化物半導体層との間に低温バッファ層を介在させることなく、平坦で高品質の無極性窒化物半導体層を得ることを目的としている。

本発明によるＭＯＶＰＥ（有機金属気相成長）法を用いた窒化物系半導体層の形成方法では、サファイア基板の一主面を窒化処理して、その窒化処理された基板面上に窒化物半導体層を結晶成長させる場合に、サファイア基板の主面は（１−１０２）面に平行であり、Ｈ _２ ガス雰囲気中においてサファイア基板の表面を熱クリーニングし、サファイア基板の窒化処理はＮＨ _３ ガスの供給を開始して１１００℃から１２００℃の範囲内の温度において１分以上３０分以下の処理時間で行われ、窒化物半導体層は（１１−２０）面に平行なＧａＮ層であることを特徴としている。

なお、ＭＯＰＶＰＥ（有機金属気相成長）法において、ＧａＮ層の堆積時に反応室内に導入されるトリメチルガリウムガスに対するアンモニアガスの体積比は１５２〜７３６の範囲内にあることが好ましい。

サファイア基板の窒化処理は、実質的に約１１５０℃において１分以上３０分以下の処理時間で行われることが好ましい。また、その窒化処理は、１１００℃から１２００℃の範囲内の温度において実質的に約１０分の処理時間で行われてもよい。

以上のような本発明によれば、良質の窒化物半導体層を結晶成長させるために、低温バッファ層が不要であり、窒化物半導体層の高温における成長条件を管理するだけでよい。より具体的には、サファイア基板の表面を窒化処理することによって高品質の窒化物半導体層を結晶成長させることができる。

以下においては、本発明を実施するための種々の形態に関する種々の条件についてより詳細に説明する。

（無極性のＩＩＩ族窒化物半導体層の形成方法）
まず、本発明の一実施形態による無極性のＩＩＩ族窒化物半導体層の形成方法について説明する。より具体的には、常圧ＭＯＶＰＥ（有機金属気相成長）法によって、ｒ面サファイア基板上に無極性のａ面ＧａＮ層を形成する方法について説明する。なお、本発明におけるａ面ＧａＮ層とは、とくに断らない限りｒ面サファイア基板上に成長させたａ面ＧａＮ層を意味する。なお、ＧａＮ層を成長させるためには、周知のように、Ｖ族元素原料ガスとしてのＮＨ₃（アンモニア）、ＩＩＩ族元素原料ガスとしてのＴＭＧａ（トリメチルガリウム）、およびキャリアガスとしてのＨ₂ガスとＮ₂ガスが用いられ得る。

図２は、サファイア基板の単位格子を模式的な斜視図で図解している。この図中でハッチングが施された面が、サファイア結晶のｒ面を表している。このｒ面に平行な主面を有するｒ面サファイア基板上に、本発明にしたがってＧａＮ層を結晶成長させれば、無極性のａ面ＧａＮ層を成長させることができる。

図３の模式的斜視図においては、ｒ面サファイア基板１０２上に成長するａ面ＧａＮ層１０１の結晶軸方向［０００１］_GaN、［１−１００］_GaN、および［１１−２０］_GaNとそのサファイア基板の結晶軸方向［０００１］_Sapphireとの関係が図解されている。ｒ面サファイア基板の主面に関する面加工精度は、ｒ面に対するずれ角が±２°以下の範囲内であることが望まれる。

図４の模式的グラフは、本発明においてＭＯＶＰＥ法によってａ面ＧａＮ層を結晶成長させる温度プロファイルの一例を示している。すなわち、このグラフの横軸は成長時間を表し、縦軸は成長温度を表している。このグラフの下部において横軸に沿って挿入されているタイミングチャートは、原料ガスであるＴＭＧａとＮＨ₃およびキャリアガスであるＨ₂ガスをそれぞれ供給するタイミングを示している。すなわち、それらのタイミングチャートの高レベルはガスの供給を表し、低レベルはガスの供給の停止を表している。なお、図４においてはキャリアガスに含まれ得るＮ₂ガスの供給に関するタイミングチャートが示されていないが、キャリアガスはＧａＮ層成長過程のいずれの時点においてＮ₂ガスを含んでいてもよい。

ａ面ＧａＮ層を結晶成長させる具体的例示として、図４に示されているように、まずＭＯＶＰＥ反応室内において基板温度を室温から１１５０℃まで昇温させる。基板温度が１１５０℃に安定した後に反応室内へＨ₂ガスの供給を開始して、Ｈ₂ガス雰囲気中においてサファイア基板の表面を１０分間で熱クリーニングする。次に、ＮＨ₃ガスの供給を開始して、サファイア基板の表面を窒化処理する。この窒化処理中において、例えば基板温度は１１５０℃、処理時間は１０分間、そしてＮＨ₃ガスの供給量は１分間に５Ｌであることが好ましい。

サファイア基板の窒化処理の終了後に、ＴＭＧａの供給を開始して、所望の厚さのａ面ＧａＮ層を結晶成長させる。この結晶成長時において、例えば基板温度は１１５０℃、ＴＭＧａの供給量は毎分２５０マイクロモル（μｍｏｌ）、ＮＨ₃ガスの供給量は１分間に０．８５Ｌ、そしてＶ族元素／ＩＩＩ族元素（以下、Ｖ／ＩＩＩと略称する）の供給モル比は１５２であることが好ましい。ａ面ＧａＮ層の成長が終了すれば、ＴＭＧａと水素ガスの供給を停止して、Ｎ₂ガスとＮＨ₃ガスの混合雰囲気中で基板温度の降下を開始させる。基板温度が５００℃まで下がった時点でＮＨ₃の供給を停止し、Ｎ₂ガス雰囲気中で基板を室温まで降温させる。

（窒化物半導体層の特性）
上述のように窒化処理されたサファイア基板上に直接結晶成長した窒化物半導体層（以下、ダイレクト窒化物半導体層とも称す）の表面は、きわめて平坦でありかつ鏡面であり得る。より具体的には、ダイレクト窒化物半導体層の光学顕微鏡による観察からその表面の優れた平坦性を確認することができ、その表面にはピットおよびクラックの発生がみられない。さらに、その表面の原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）による自乗平均粗さ（Ｒｍｓ）は縦１０μｍで横１０μｍの測定領域において５ｎｍ以下であり得て、原子レベルでも極めて平坦な表面の得られることが確認され得る。

得られる窒化物半導体層の結晶性の評価では、Ｘ線回折（ＸＲＤ）による解析においてａ面ＧａＮ層の（１１−２０）面反射に関するロッキングカーブの半値全幅が、例えば６８１ａｒｃｓｅｃ程度に小さくなり得る。もちろん、Ｘ線回折ピークの半値全幅が小さいほど、結晶性が良好であることを表している。なお、このＸ線測定の際のＸ線入射方向は、ａ面ＧａＮ層の＜１−１００＞方向（いわゆるｍ軸方向）に平行である。

また、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による断面観察の結果では、サファイア基板とダイレクト窒化物半導体層との界面には多数の小さな空隙が存在していることを認識することができる。

（窒化物半導体層の成長の初期過程）
次に、サファイア基板上におけるＧａＮ層の結晶成長の初期過程について説明する。より具体的には、異なる面方位の主面を有する２種類のサファイア基板を用いて、それらの基板面方位とＧａＮ層の成長初期過程との関係を調査した結果について詳細に説明する。この調査において用いられた２種類の基板は、ｃ面サファイア基板とｒ面サファイア基板である。

なお、この場合にサファイア基板上にＧａＮ層を成長させるＭＯＶＰＥにおける成長温度プロファイルとガス供給のタイミングは、図４に示された条件と同じである。すなわち、ｃ面サファイア基板とｒ面サファイア基板のいずれもが窒化処理される。しかし、ガスの供給量に関しては、ｃ面サファイア基板上にＧａＮ層を成長させる場合に最適な条件が採用される。より具体的には、ＴＭＧａ供給量は８８μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＮＨ₃供給量は５Ｌ／ｍｉｎ、Ｖ／ＩＩＩモル比は２５００、そしてキャリアガスはＨ₂ガスとＮ₂ガスである。上述の条件においてｃ面サファイア基板およびｒ面サファイア基板上にそれぞれ厚さ２０ｎｍのＧａＮ層を成長させ、両サファイア基板上に生じるＧａＮ層の成長初期過程が比較された。

図６は、このような比較の一例におけるＡＦＭ像を示している。すなわち、図６（ａ）と図６（ｂ）は、それぞれｒ面サファイア基板上とｃ面サファイア基板上において厚さ２０ｎｍに成長したＧａＮ層の表面のＡＦＭ像を示している。図６（ａ）から、ｒ面サファイア基板上には高密度かつ均一なＧａＮ結晶成長核の生じることがわかる。他方、図６（ｂ）からわかるように、ｃ面サファイア基板上においては、結晶成長核の発生密度が小さく、結晶成長核のサイズも不均一である。すなわち、サファイア基板面の方位が異なれば、ＧａＮ層の結晶成長初期過程に違いの生じることがわかる。

さらに、ｒ面サファイア基板上とｃ面サファイア基板上において十分に厚く成長させたＧａＮ層の表面状態が比較された。すなわち、この場合のＧａＮ層の厚さは１０μｍに増大されている。この比較において、ｒ面サファイア基板上のＧａＮ層は、平坦かつ鏡面である良好な表面を有し得る（このような平坦な鏡面は、光学顕微鏡においてノーコントラストの面として観察される）。すなわち、ｒ面サファイア基板上においては、バッファ層を介さずとも平坦かつ鏡面である表面を有するＧａＮ層を得ることができる。他方、ｃ面サファイア基板上のＧａＮ層においては、その表面に無数のピットの発生が観察され、白濁した外観の表面を呈する。サファイア基板面の方位の相違に依存するＧａＮ層の表面状態におけるこのような相違は、ＧａＮ層の結晶成長初期における結晶核生成の様相の違いに起因していると考えられる。

（窒化処理時間とＧａＮ層の結晶性との関係）
以下においては、サファイア基板の窒化処理時間とＧａＮ層の結晶性との関係について調査した結果を説明する。この調査において、ｒ面サファイア基板の窒化処理は図４に示す温度プロファイルによって行われた。すなわち、基板の窒化処理温度は１１５０℃である。

他方、基板の窒化処理を行わないで形成されるＧａＮ層（以下、ノン窒化ＧａＮ層とも称す）は、図４に類似した図５のグラフに示す温度プロファイルにて成長させた。すなわち、ノン窒化ＧａＮ層は、１１５０℃における基板のＨ₂クリーニング後に、その基板の窒化処理を行わずにＧａＮ層を成長させたサンプルである。

ここで、ＧａＮ層の成長条件はすべてのサンプルおいて同一であり、基板温度は１１５０℃、ＴＭＧａ供給量は８８μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＮＨ₃供給量は５Ｌ／ｍｉｎ、Ｖ／ＩＩＩモル比は２５００、そしてキャリアガスはＨ₂ガスとＮ₂ガスである。成長させられるＧａＮ層の最終的厚さは、５μｍに設定された。以上のような調査の結果、得られたＧａＮ層の表面状態には基板の窒化処理時間による違いはほとんど見られず、その表面には多数のピットが発生していた。

図７のグラフは、この調査に関するＸＲＤ解析におけるＧａＮ層の（１１−２０）面反射のロッキングカーブの半値全幅（ＦＷＨＭ）の結果を示している。このときのＸ線の入射方向は、ＧａＮ層のｍ軸に沿った＜１−１００＞方向である。すなわち、図７のグラフの横軸はサファイア基板の窒化処理時間［ｍｉｎ］を表し、縦軸はＦＷＨＭ［ａｒｃｓｅｃ］を表している。

この図７から明らかなように、基板の窒化処理時間に依存して、ＧａＮ層におけるＸ線回折ピークの半値全幅に変化がみられる。より具体的には、ノン窒化ＧａＮ層（すなわち、基板の窒化処理時間が０分の場合）におけるＸ線回折ピークの半値全幅は１７５５ａｒｃｓｅｃであるのに対して、窒化処理時間が１分の場合のＧａＮ層における半値全幅は８８０ａｒｃｓｅｃであって劇的に減少している。もちろん、前述のように、Ｘ線回折ピークの半値全幅の値が小さいほど、結晶性がよいことを表している。すなわち、基板の窒化処理を行うことによって、ＧａＮ層の結晶性の向上することがわかる。他方、基板の窒化処理時間が３０分より長くなれば、ＧａＮ層におけるＸ線回折ピークの半値全幅が漸増する。したがって、基板の窒化処理温度が１１５０℃の場合には、窒化処理時間は３０分以下であることが好ましい。

（窒化処理温度とＧａＮ層の結晶性との関係）
さらに、サファイア基板の窒化処理温度とＧａＮ層の結晶性との関係について調査した結果を説明する。この場合も、基板の窒化処理は、図４に示す温度プロファイルにしたがって行われた。ただし、窒化処理時間は、１０分間に設定された。他方、ＧａＮ層の成長条件はすべてのサンプルにおいて同一であり、基板温度は１１５０℃、ＴＭＧａ供給量は８８μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＮＨ₃供給量は５Ｌ／ｍｉｎ、Ｖ／ＩＩＩモル比は２５００、そしてキャリアガスはＨ₂ガスとＮ₂ガスである。成長させられるＧａＮ層の最終的厚さは、５μｍに設定された。

この調査の結果、得られたＧａＮ層の表面状態には基板の窒化処理時間による違いがほとんど見られず、その表面には多数のピットが発生していた。

図８のグラフは、この調査に関するＸＲＤ解析におけるＧａＮ層の（１１−２０）面反射のロッキングカーブの半値全幅（ＦＷＨＭ）の結果を示している。このときのＸ線の入射方向は、ＧａＮ層のｍ軸に沿った＜１−１００＞方向である。すなわち、図８のグラフの横軸はサファイア基板の窒化処理温度［℃］を表し、縦軸はＦＷＨＭ［ａｒｃｓｅｃ］を表している。

この図８から明らかなように、基板の窒化処理温度に依存して、ＧａＮ層におけるＸ線回折ピークの半値全幅に変化がみられる。より具体的には、基板の窒化処理温度が８００℃の場合にＧａＮ層におけるＸ線回折ピークの半値全幅は１５３３ａｒｃｓｅｃであるのに対して、窒化処理温度が１１５０℃の場合のＧａＮ層における半値全幅は８５０ａｒｃｓｅｃである。また、図８から明らかなように、窒化処理温度が８００℃から１１５０℃までの範囲では、その温度の上昇とともにＸ線回折ピークの半値全幅の値が小さくなっている。他方、窒化処理温度を１２００℃まで上げれば、その半値全幅は８７２ａｒｃｓｅｃとなり、１１５０℃の場合に比べてわずかに大きくなっている。したがって、窒化処理時間が１０分の場合には、サファイア基板の窒化処理温度は８００℃から１２００℃の範囲内にあることが好ましい。

（ＴＭＧａ供給量とＧａＮ層の表面平坦性との関係）
以下においては、ＭＯＶＰＥにおけるＴＭＧａ供給量とＧａＮ層の表面平坦性との関係について調査した結果を説明する。この調査においても、ＭＯＶＰＥにおける温度プロファイルは、図４に示されたものと同じである。ただし、ＧａＮ層の成長に関しては、ＴＭＧａ供給量を４４、８８、１２６、１５２、２５０μｍｏｌ／ｍｉｎに変化させて５種類のサンプルを作製した。ＮＨ₃供給量は、すべてのサンプルにおいて２．５Ｌ／ｍｉｎである。したがって、ＴＭＧａ供給量が４４、８８、１２６、１５２、２５０μｍｏｌ／ｍｉｎのときに、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比はそれぞれ２５３７、１２６８、８８３、７３６、４４６に対応する。すなわち、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比は、ＩＩＩ族元素原料であるＴＭＧａ供給量に反比例する。

ここで、ＧａＮ層の表面の平坦性を評価する指標として、サファイア基板面の全表面積に対する平坦なＧａＮ層が成長した面積の割合を「平坦なＧａＮ面の面積占有率」と定義する。その面積の測定は、光学顕微鏡像から算出した。

図９のグラフは、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比と平坦なＧａＮ面の面積占有率［％］との関係を示している。このグラフにおいて、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が７３６から２５３７までの範囲では、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比の減少にともなって平坦なＧａＮ面の面積占有率が増加している。他方、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が７３６よりも小さい範囲では、平坦なＧａＮ面の面積占有率が減少傾向を示している。このことは、ＮＨ₃供給量が２．５Ｌ／ｍｉｎの場合、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比を７３６より小さくしても（すなわち、ＴＭＧａ供給量を増やしても）、平坦なＧａＮ面の面積占有率のさらなる増大を図ることができないことを意味している。

図１０のグラフは、ＸＲＤ解析によるａ面ＧａＮ層の（１１−２０）面反射に関するロッキングカーブの半値全幅（ＦＷＨＭ）に及ぼすＶ／ＩＩＩ供給モル比の影響を示している。この場合のＸ線の入射方向は、ＧａＮ層のｍ軸に平行な＜１−１００＞方向である。図１０のグラフに示されているように、Ｘ線回折ピークの半値全幅は、ＴＭＧａ供給量が４４、８８、１２６、１５２、２５０μｍｏｌ／ｍｉｎのときに、それぞれ９７７、８６４、７２６、７４５、６００ａｒｃｓｅｃであった。このことは、ＴＭＧａ供給量の増加とともにＧａＮ層の結晶性が向上していることを意味している。

したがって、平坦かつ結晶性のよいＧａＮ層を得るためには、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比を７３６より小さくすることに加えて、ＮＨ₃供給量を最適化することも望まれる。

（ＮＨ₃供給量とＧａＮ層の表面平坦性との関係）
以下においては、ＮＨ₃供給量とＧａＮ層の表面平坦性との関係について調査した結果を説明する。この調査においても、基板温度プロファイルは図４の場合と同じである。ただし、ＧａＮ層の成長に関しては、ＮＨ₃供給量を０．４５、０．８５、１．７５、２．５０、４．１０Ｌ／ｍｉｎに変化させて５つのサンプルを作製した。ＴＭＧａ供給量は、すべてのサンプルにおいて２５０μｍｏｌ／ｍｉｎである。したがって、ＮＨ₃供給量が０．４５、０．８５、１．７５、２．５０、４．１０Ｌ／ｍｉｎのとき、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比はそれぞれ８０、１５２、３１３、４４６、７３２となる。

ここでも、ＧａＮ層表面の平坦性を評価する指標として、基板の全表面積に対する平坦なＧａＮ層が成長した面積の割合を「平坦なＧａＮ面の面積占有率」と定義する。その面積の測定は、光学顕微鏡像から算出した。

図１１のグラフは、ＮＨ₃供給量と平坦なＧａＮ面の面積占有率［％］との関係を示している。このグラフから、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が１５２から７３２までの範囲では、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が少ないほど平坦なＧａＮ面の面積占有率も増加することがわかる。他方、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が１５２よりも少なくなれば、逆に平坦なＧａＮ面の面積占有率が減少している。

図１２のグラフは、ＸＲＤ解析によるａ面ＧａＮ層の（１１−２０）面反射に関するロッキングカーブの半値全幅（ＦＷＨＭ）に対するＶ／ＩＩＩ供給モル比の影響を示している。この場合のＸ線の入射方向も、ＧａＮ層のｍ軸に沿った＜１−１００＞方向である。この図１２に示されているように、Ｘ線回折ピークの半値全幅は、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が８０、１５２、３１３、４４６、７３２のときに、それぞれ７７４、６８１、６２４、６００、５７７ａｒｃｓｅｃであった。すなわち、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が１５２から７３２範囲では、ＮＨ₃供給量の変化による半値全幅の変化が小さくて約６００ａｒｃｓｅｃである。他方、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比が小さい８０の場合には、半値全幅が顕著に大きくなっていることがわかる。

したがって、平坦かつ結晶性のよいＧａＮ層を得るためには、Ｖ／ＩＩＩ供給モル比を１５２より大きくすることが好ましい。

なお、以上の例示ではａ面ＧａＮ層の成長について説明されたが、前述のように窒化物半導体層における無極性面にはａ面のほかにｍ面もあり、半極性面には｛１１−２２｝面や｛１０−１１｝面などがある。本発明は、ａ面窒化物系半導体層の成長のみならずｍ面窒化物系半導体層の成長にも適用可能であり、望まれる場合には半極性窒化物半導体層の成長にも適用可能である。

従来では、高品質の窒化物半導体層を形成するためには、サファイア基板上の低温バッファ層の成長条件を厳密に管理する必要があった。しかし、以上のような本発明によれば、低温バッファ層を介在させることなく、平坦で高品質の窒化物半導体層を得ることができ、その高品質の窒化物半導体層の再現性および生産性が向上する。

ＧａＮの結晶構造を示す模式的斜視図である。 サファイアの結晶構造を示す模式的斜視図である。 ｒ面サファイア基板とその上に成長するＧａＮ層との結晶方位関係を示す模式的斜視図である。 本発明によるＧａＮ層の成長に適用される成長温度プロファイルの一例を示す模式的グラフである。 サファイア基板の窒化処理のない場合においてＧａＮ層の成長に適用される成長温度プロファイルの一例を示す模式的グラフである。 （ａ）はｒ面サファイア基板上に成長したＧａＮ層の成長初期状態を示すＡＦＭ像であり、（ｂ）はｃ面サファイア基板上に成長したＧａＮ層の成長初期状態を示すＡＦＭ像である。 サファイア基板の窒化処理時間とＧａＮ層のＸ線回折ピークの半値全幅との関係を示すグラフである。 サファイア基板の窒化処理温度とＧａＮ層のＸ線回折ピークの半値全幅との関係を示すグラフである。 ＴＭＧａ供給量と平坦なＧａＮ面の面積占有率との関係を示すグラフである。 ＴＭＧａ供給量とＧａＮ層のＸ線回折ピークの半値全幅との関係を示すグラフである。 ＮＨ₃供給量と平坦なＧａＮ面の面積占有率との関係を示すグラフである。 ＮＨ₃供給量とＧａＮ層のＸ線回折ピークの半値全幅との関係を示すグラフである。

符号の説明

１０１ ａ面ＧａＮ層、１０２ ｒ面サファイア基板。

Claims (4)

1. ＭＯＶＰＥ（有機金属気相成長）法を用いた窒化物半導体層の形成方法であって、
   サファイア基板の一主面を窒化処理し、
   前記窒化処理された前記主面上に窒化物半導体層を結晶成長させる窒化物半導体層の形成方法であって、
   前記サファイア基板の前記主面は（１−１０２）面に平行であり、
   Ｈ _２ ガス雰囲気中において前記サファイア基板の表面を熱クリーニングし、
   前記窒化処理はＮＨ _３ ガスの供給を開始して１１００℃から１２００℃の範囲内の温度において１分以上３０分以下の処理時間で行われ、
   前記窒化物半導体層は（１１−２０）面に平行なＧａＮ層であることを特徴とする窒化物半導体層の形成方法。
2. 前記ＭＯＶＰＥ（有機金属気相成長）法において前記ＧａＮ層の堆積時に反応室内に導入されるトリメチルガリウムガスに対するアンモニアガスの体積比は１５２〜７３６の範囲内にあることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体層の形成方法。
3. 前記窒化処理は実質的に１１５０℃の温度において１分以上３０分以下の処理時間で行われることを特徴とする請求項１または２に記載の窒化物半導体層の形成方法。
4. 前記窒化処理は１１００℃から１２００℃の範囲内の温度において実質的に１０分の処理時間で行われることを特徴とする請求項１または２に記載の窒化物半導体層の形成方法。