專利名稱：結構體、及半導體基板的制造方法
技術領域：
本發(fā)明涉及結構體、及半導體基板的制造方法。
背景技術：
III族氮化物半導體作為下一代的低耗電型的照明、高頻/高功率電子設備用的材料備受矚目。III族氮化物半導體被應用于紫外/藍色/綠色/白色發(fā)光二級管、紫外/藍色/綠色激光二級管、高頻/高功率電子設備等中。特別是在照明用途中，作為熒光燈的替代品對高功率的發(fā)光二級管的制作方法進行了深入研究。在基底基板上生長III族氮化物半導體時，基底基板的上表面多被定為{0001}面群的面。生長在該{0001}面群的面上的III族氮化物半導體由于III族原子與V族原子之間的自發(fā)極化效應、或者起因于III族原子的原子間距離與V族原子的原子間距離之差 大而引起的壓電場效應(Piezoelectric field effect)的影響,存在其特性降低的傾向。即，在III族氮化物半導體用于發(fā)光二級管、激光二級管等發(fā)光元件中時，由于產生量子阱內的載流子的空間的分離，活性層中的載流子的發(fā)光再結合受到阻礙，所以存在發(fā)光元件的效率降低的傾向。與此相對，提出了使用沒有極性的(無極性的){1-100}面群的面、{-12-10}面群的面、或極性小的(半極性的){10-12}面群的面作為基底基板的上表面。其中，以{1-100}面群的面作為基底基板的上表面在基底基板上生長的III族氮化物半導體由于其摻雜、組成控制的特性也良好，所以特別受矚目。專利文獻I中記載了在以(1-100)面(m面)作為主表面的藍寶石基板上晶體生長GaN系氮化物半導體。該藍寶石基板的主表面理想的是正m面，但最期望設定為以能夠容許的誤差范圍計自正m面向a軸方向及c軸方向這兩個方向傾斜±0.5°以下的結晶面。由此，根據(jù)專利文獻1，能夠得到優(yōu)質的GaN系氮化物半導體的外延生長膜?，F(xiàn)有技術文獻專利文獻專利文獻I :日本特開2009-239250號公報

發(fā)明內容
發(fā)明要解決的問題但是，本發(fā)明者進行了研究，結果發(fā)現(xiàn)，若以藍寶石基板的上表面作為正m面在藍寶石基板上生長GaN，則在GaN內產生非常多的孿晶，并且在藍寶石基板的上表面(m面)與GaN的生長面(m面)之間的晶格失配(lattice mismatch)大，所以無法獲得良好的GaNdII族氮化物半導體)的結晶性。本發(fā)明的目的在于提高以m面作為生長面的III族氮化物半導體的半導體層中的
結晶性。用于解決問題的方案
本發(fā)明的第I方面所述的結構體，其特征在于，其具備藍寶石的基底基板、和配置在上述基底基板上的III族氮化物半導體的半導體層，上述基底基板的上表面是自屬于{1-100}面群的m面相對于與上述m面正交且屬于{11-20}面群的a面的法線以O. 5°以上且4°以下的角度傾斜的結晶面。本發(fā)明的第2方面所述的半導體基板的制造方法，其特征在于，具備以下工序第I工序，在第I期間，在將藍寶石的基底基板加熱至第I溫度的狀態(tài)下，向上述基底基板的上表面供給III族原料而不供給V族原料，由此對上述基底基板的上表面進行處理；第2工序，在繼上述第I期間之后的第2期間，在將上述基底基板加熱至上述第I溫度的狀態(tài)下，向上述基底基板的上表面供給上述III族原料以及上述V族原料，由此在上述基底基板上生長出III族氮化物半導體的半導體層，其中，上述基底基板的上表面是自屬于{1-100}面群的m面相對于與上述m面正交且屬于{11-20}面群的a面的法線以O. 5°以上且4°以下的角度傾斜的結晶面。本發(fā)明的第3方面所述的半導體基板的制造方法，除了本發(fā)明的第2方面所述的半導體基板的制造方法的特征以外，其特征在于，上述第I期間的長度為10秒以上且300·秒以下。本發(fā)明的第4方面所述的半導體基板的制造方法，除了本發(fā)明的第2方面或第3方面所述的半導體基板的制造方法的特征以外，其特征在于，進一步具備以下工序第3工序，在繼上述第2期間之后的第3期間，邊向上述半導體層的上表面供給上述V族原料而不供給上述III族原料，邊由上述第I溫度升溫至第2溫度；第4工序，在繼上述第3期間之后的第4期間，在將上述基底基板加熱至上述第2溫度的狀態(tài)下，向上述半導體層的上表面供給上述III族原料及上述V族原料，由此在上述半導體層上生長出III族氮化物半導體的第2半導體層。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠提高以m面作為生長面的III族氮化物半導體的半導體層中的
結晶性。


圖I是表示本發(fā)明的實施方式所述的半導體基板的制造方法的工序截面圖。圖2是表示本發(fā)明的實施方式所述的半導體基板的制造方法的時間流程圖。圖3是用于說明本發(fā)明的實施方式中的結晶面的圖。圖4是表示比較例2中的GaN層的X射線分析結果的圖。圖5是實施例I中的GaN層的表面的光學顯微鏡照片。圖6是表示實施例I中的缺陷密度與傾斜角的關系的圖。圖7是實施例I中的GaN的緩沖層的表面的SEM照片。圖8是表示實施例I中的X射線半值寬度與傾斜角的關系的圖。圖9是用于說明比較例3中的結晶面的圖。圖10是表示比較例I中的GaN層的X射線分析結果的圖。圖11是比較例3中的GaN的緩沖層的表面的光學顯微鏡照片。圖12是比較例3中的GaN的緩沖層的表面的SEM照片。
圖13是比較例3中的GaN層的表面的SEM照片。
具體實施例方式用圖I及圖2來說明本發(fā)明的實施方式所述的半導體基板的制造方法。圖I是表示本發(fā)明的實施方式所述的半導體基板的制造方法的工序截面圖。圖2是表示本發(fā)明的實施方式所述的半導體基板的制造方法的時間流程圖。圖3是表示本發(fā)明中使用的藍寶石結晶的表面與結晶面/結晶方位的關系的示意圖，是用于說明本發(fā)明的實施方式中的結晶面的圖。以下，作為III族氮化物半導體主要以GaN為例進行說明，但關于其它的物質系(例如 In-Ga-N、Ga-Al-N、In-Ga-Al-N)也同樣。在圖1(a)所示的工序中，準備基底基板10。基底基板10由藍寶石(Al2O3)的單晶形成?；谆?0的上表面IOa是自m面相對于a面的法線以角度Θ I傾斜的結晶面CSl (參照圖3)。m面是屬于{1-100}面群的面。a面是與該m面正交且屬于{11-20}面群的面。Θ I是0.5°以上且4°以下的值。藍寶石的單晶具有擬六方晶系的晶體結構。
如圖3(a)所示那樣，屬于{1-100}面群的m面例如是(10-10)面。與該m面正交且屬于{11-20}面群的a面例如是(-12-10)面。如圖3(b)所示那樣，a面的法線朝向(屬于〈-12-10〉方位群)[-12-10]方位。此時，如圖3(c)所示那樣，構成基底基板10的上表面IOa的結晶面CSl是以m面(10-10)中的與a面(-12-10)相反側的邊CSla為軸相對于a面的法線[-12-10]以角度Θ I傾斜的結晶面。角度Θ I是O. 5°以上且4°以下的值。這里，如果使角度Θ I低于O. 5°，則在之后的工序中在基底基板10上生長III族氮化物半導體的半導體層(例如GaN層)時，由于在該半導體層內產生非常多的孿晶，所以有可能無法得到良好的半導體層的結晶性(參照圖8)。此外，由于存在加工裝置的加工精度的制約，所以難以進行將角度Θ I控制為低于O. 5的加工。與此相對，本實施方式中，由于將角度Θ I設定為O. 5°以上，所以在之后的工序中在基底基板10上生長III族氮化物半導體的半導體層(例如GaN層)時，由于如后述那樣能夠大幅降低在半導體層內產生的孿晶，所以能夠提高半導體層的結晶性(參照圖8)。此外，如果使角度Θ I大于4°，則在之后的工序中在基底基板10上生長III族氮化物半導體的半導體層(例如GaN層)時，有可能導致在該半導體層的表面產生的坑(pit)的密度變大而超過實用上容許的范圍(即，5X IOVcm2以下)(參照圖6)。與此相對，本實施方式中，由于將角度Θ I設定為4°以下，所以在之后的工序中在基底基板上生長III族氮化物半導體的半導體層(例如GaN層)時，能夠將在該半導體層的表面產生的坑的密度控制在實用上容許的范圍(即，5X IOVcm2以下)內(參照圖6)。接著，如圖2(a)所示那樣，在時刻t0 tl的期間，將基底基板10的溫度由常溫加熱至第I溫度Tl。第I溫度Tl是700°C以上且900°C以下的溫度。這里，如果使第I溫度Tl低于700°C，則有可能導致在之后的工序中在基底基板10上生長的III族氮化物半導體的半導體層20的品質降低、甚至無法生長半導體層20。此夕卜，如果使第I溫度Tl高于900°C，則即使想要生長以m面作為生長面的III族氮化物半導體的半導體層20，也會由于表面粗糙度增加、甚至生長面變成混雜有其它面方位的面而難以得到具有所期望的生長面的半導體20。并且，此時，如圖2(b)所示那樣向基底基板10的上表面IOa供給載氣而不供給V族原料及III族原料。以后，載氣向基底基板10的上表面IOa連續(xù)地供給。載氣是對晶體生長為惰性的氣體。載氣例如為氫氣、氮氣、氬氣等。而且(第I工序)，在第I期間TP1，在將藍寶石的基底基板10加熱至第I溫度Tl的狀態(tài)下，向基底基板10的上表面IOa供給III族原料而不供給V族原料。由此，對基底基板10的上表面IOa進行處理。V族原料是氮的氫化物或有機金屬。V族原料是例如氨氣。III族原料是III族原子的氯化物或有機金屬。即，III族原料是III原子-Cl或III原子-Cl3、或者它們的有機金屬即三甲基III族化合物或三乙基III族化合物等。然而，III族原料并不特別限定于該例示的物質。在想要生長的III族氮化物半導體為GaN時，III族原料例如是GaCl氣。另外，III族氮化物半導體為其它的物質系時，III族原料成為其包含的III族原子(In、Ga、Al中的I個以上)的氯化物或有機金屬。這里，如果在第I期間TPl向基底基板10的上表面IOa供給V族原料和III族原 料這兩者，則即使想要生長以m面作為生長面的III族氮化物半導體的半導體層20，也會由于生長面變成混雜有其它面方位的面而難以得到具有所期望的生長面的半導體20。與此相對，本實施方式中，在第I期間TP1，向基底基板10的上表面IOa供給III族原料而不供給V族原料。由此，對基底基板10的上表面IOa進行處理，所以能夠使基底基板10的上表面IOa處于其上容易生長以m面作為生長面的III族氮化物半導體的半導體層20的狀態(tài)。由此，在之后的工序中，能夠在基底基板10上生長以m面作為生長面的III族氮化物半導體的半導體層20。另外，開始III族原料的供給的時刻(第I期間TPl的開始時刻)的基底基板10的溫度只要在從700°C到900°C之間就沒有問題，進一步期望為750°C到850°C，進一步期望為775°C到825°C。S卩，第I期間TPl的開始時刻也可以是基底基板10的溫度即將達到第I溫度Tl的時刻tl。若該開始III族原料的供給時的基底基板10的溫度低于700°C，則由于之后生長的半導體層20的結晶學品質(結晶性)降低，所以還會導致其后生長的半導體層(第2半導體層)30的結晶性也降低。此外，若開始III族原料的供給時的基底基板10的溫度高于900°C，則之后生長的半導體層20的表面粗糙度增加，并且還引起裂紋等的發(fā)生。此外，第I期間TPl的長度是10秒以上且300秒以下。第I期間TPl的長度只要是從10秒到300秒之間的值就沒有問題，但期望為30秒到180秒，進一步期望為從40秒到120秒之間的值。如果第I期間TPl的長度比10秒短，則由于III族原料沒有充分地供給到基底基板(藍寶石)10的上表面10a，所以在之后的工序中III族氮化物半導體的半導體層20的晶體生長無法良好地進行。若第I期間TPl的長度比300秒長，則在基底基板(藍寶石)10的上表面IOa引起III族原料的凝集等，成為之后的工序中的異常生長(生長面的錯亂)的原因。在圖I (b)所示的工序(第2工序)中，在繼第I期間TPl之后的第2期間TP2，在將基底基板10加熱至第I溫度Tl的狀態(tài)下，向基底基板10的上表面IOa供給III族原料以及V族原料。由此，即通過氣相生長法，在基底基板10上生長III族氮化物半導體的半導體層20。當III族原料為III族原子的氫化物時，氣相生長法例如是HVPE (Hydride VaporPhase Epitaxy，氫化物氣相外延)法?；蛘撸擨II族原料為III族原子的有機金屬時，氣相生長法例如是MOVPE (Metal-Organic Vapor Phase Epitaxy,金屬有機氣相外延)法。具體而言，在第I期間TPl完成時，在將基底基板10的溫度保持在第I溫度Tl的狀態(tài)下，不中斷III族原料的供給并開始向基底基板10的上表面IOa供給V族原料。并且，在第2期間TP2，在將基底基板10的溫度保持在第I溫度Tl的狀態(tài)下，同時向基底基板10的上表面IOa供給III族原料和V族原料。半導體層20生長成為足以作為緩和層起作用的厚度，所述緩和層用于緩和在之后的工序中在其上生長的半導體層30與基底基板10的晶格失配。這樣的半導體層20的厚度例如為數(shù)十nm以上。該半導體層20由于其包含的孿晶已被大幅度地減少，基底基板(藍寶石)的上表面(結晶面CSl)與半導體層(例如GaN層)20的生長面(m面)之間的晶格失配減少，所以結晶性提高。接著(第3工序)，在繼第2期間TP2之后的第3期間TP3，邊向半導體層20的上表面20a供給V族原料不供給III族原料而，邊將基底基板10的溫度由第I溫度Tl升溫至第2溫度T2。S卩，如圖2(b)所示那樣，在第2期間TP2完成時(時刻t2)，停止向20的上表面20a供給III族原料。在時刻t2 t3的期間(第2期間TP2)，邊向半導體層20·的上表面20a供給V族原料，邊將基底基板10的溫度升溫至第2溫度T2。第2溫度T2是1000°C以上的溫度。這里，如果使第2溫度T2低于1000°C，則在之后的工序中在半導體層20上生長III族氮化物半導體的半導體層30時，有可能無法充分提高半導體層30的結晶性?；蛘撸僭O為在第3期間TP3，邊向半導體層20的上表面20a供給III族原料和V族原料這兩者，邊將基底基板10的溫度由第I溫度Tl升溫至第2溫度T2的情況。這種情況下，在第3期間TP3，由于在低于1000°C的溫度下開始生長III族氮化物半導體的半導體層30，所以雖然能夠作為結晶生長，但由于邊進行溫度變化邊進行半導體層30的生長，所以有可能無法充分地進行半導體層30的生長控制。與此相對，本實施方式中，考慮并實施在第3期間TP3向半導體層20的上表面20a供給V族原料而不供給III族原料作為優(yōu)選的方法。即，不開始生長III族氮化物半導體的半導體層30。由此，能夠在之后的工序中達到第2溫度T2(1000°C以上)后，開始III族氮化物半導體的半導體層30的生長?；蛘撸僭O為在第3期間TP3，邊向半導體層20的上表面20a供給III族原料而不供給V族原料，邊將基底基板10的溫度由第I溫度Tl升溫至第2溫度T2的情況。這種情況下，在第3期間TP3，邊僅供給III族原料邊進行升溫時，在結晶表面析出III族金屬，其誘發(fā)成為結晶缺陷等、結晶變得不完全的原因。與此相對,本實施方式中，在第3期間TP3,由于向半導體層20的上表面20a供給V族原料而不供給III族原料，所以雖然不會在結晶表面進行新的結晶析出，但由于供給V族原料，所以也不會引起結晶的分解，能夠以保持第2期間結束的狀態(tài)的形態(tài)進行第4期間的晶體生長。在圖1(c)所示的工序(第4工序)中，在繼第3期間TP3之后的第4期間TP4，在將基底基板10加熱至第2溫度T2的狀態(tài)下，向半導體層20的上表面20a供給III族原料及V族原料。由此，即通過氣相生長法，在半導體層20上生長III族氮化物半導體的半導體層(第2半導體層)30。該半導體層(例如GaN層)30所包含的孿晶已被大幅度地減少，結晶性提高(參照圖8)。如上所述，能夠得到依次層疊有基底基板10、半導體層20、及半導體層30的結構體ST。該結構體ST中，如上所述，基底基板10的上表面IOa成為自屬于{1-100}面群的m面相對于與該m面正交且屬于{11-20}面群的a面的法線以O. 5°以上且4°以下的角度Θ I傾斜的結晶面SCl (參照圖3)。進而，半導體層20和半導體層30可以是不同的III族氮化物半導體，半導體層30中包含LED、LD、FET、HEMT、太陽能電池等設備結構也沒有問題，在半導體層30中一旦進行第4工序中所具備的條件下的晶體生長，則變更晶體生長溫度或原料供給條件也沒有任何的問題。在圖I (d)所示的工序中，從結構體ST剝離基底基板10。從結構體ST剝離基底基板10的方法可以采用公知的方法。由此，能夠得到包含半導體層20及半導體層30的半導體基板SB。(實施例及比較例的概要) 以下示出本發(fā)明的實施例，但以下的實施例并不限定本發(fā)明。實施例I及比較例I 4的晶體生長采用HVPE (氫化物氣相生長)法來確認。作為載氣，使用氫氣。作為III族原料，使用在750°C下使HCl氣與金屬Ga反應而得到的GaCl。作為V族原料，使用氨(NH3)氣。生長壓力設定為常壓(約1013hPa)。另外，也進行了作為載氣使用氮氣的情況，但由于結果相同，所以省略對其的說明。(比較例I)將具有自m面(10-10)不傾斜的結晶面的上表面的藍寶石的基底基板在1040°C下進行10分鐘退火，然后，在將溫度保持在1040°c的狀態(tài)下以Islm導入30分鐘氨氣而進行藍寶石的基底基板的上表面的氮化。然后，在將溫度保持在1040°C的狀態(tài)下在V/III比=40的條件下用10分鐘生長30 μ m左右的GaN層。將生長的GaN層的表面的SEM照片和X射線分析(ω-2 Θ scan)的結果示于圖10中。如圖10的X射線分析的結果所示那樣，在比較例I中的GaN層中，除了(10_10)面以外，(10-13)面、(11-22)面也發(fā)生生長。即，比較例I中的GaN層由于包含(10-10)面(m面)以外的生長面，所以沒有成為具有所期望的生長面的GaN層(半導體層)。此外，如圖10的SEM照片所示那樣，比較例I中的GaN層具有包含很多凹凸的不平坦的表面。由此可以認為比較例I中的GaN層包含許多的孿晶。(比較例2)使用具有自m面(10-10)不傾斜的結晶面的上表面的監(jiān)寶石的基底基板，不導入載氣氫氣以外的氣體，基底基板的溫度達到800°C后在I分鐘25SCCm的條件下供給GaCl氣(III族原料)而不供給氨氣(V族原料)。然后，在將基底基板的溫度保持在800°C的狀態(tài)下在V/III比=50的條件下供給GaCl氣(III族原料)和氨氣(V族原料)，以5分鐘生長氮化鎵的緩沖層(半導體層)。然后，停止GaCl氣(III族原料)的供給，邊供給氨氣(V族原料)和載氣，邊升溫至達到晶體生長溫度即1040°C。在達到1040°C的晶體生長溫度后再次在V/III比=40的條件下供給10分鐘GaCl氣(III族原料)，生長約30 μ m的(10-10)的GaN層(半導體層)。將生長的GaN層的X射線分析(ω-2 Θ scan)的結果示于圖4中。生長的GaN層的表面的光學顯微鏡照片與圖5(a)相同。
如圖4的X射線分析的結果所示那樣，可知在比較例2中的GaN層中，(10-10)面(m面)已生長，其它的面沒有生長。即，比較例2中的GaN層由于不包含(10-10)面(m面)以外的生長面，所以成為具有所期望的生長面的GaN層(半導體層)。但是，如圖5(a)的光學顯微鏡照片所示那樣，比較例2中的GaN層依然具有包含許多凹凸的不平坦的表面。由此可以認為，比較例2中的GaN層依然包含許多的孿晶。另外，在該生長中，將不供給氨氣(V族原料)而供給GaCl氣(III族原料)的時間在從10到300秒之間進行變更，所得到的結果相同。此外，GaCl氣(III族原料)的供給開始溫度也在從700到900°C之間進行了確認，但得到同樣的結果。進而，關于之后繼續(xù)進行的緩沖層(半導體層)的生長，在V/III比=20 100的范圍內將時間在從I到60分鐘的范圍內進行變更，這種情況下也依然得到同樣的結果。這樣確認為在上述的實施方式中，在第I期間Tl，在將藍寶石的基底基板10加熱至第I溫度Tl的狀態(tài)下，向基底基板10的上表面IOa供給III族原料而不供給V族原 料，這是為了得到具有所期望的生長面(m面)的GaN層(半導體層)而有效的條件，但不是為了減少GaN層內的孿晶而充分的條件。(比較例3)接著，準備藍寶石的基底基板，其具有自m面(10-10)沿〈0001〉方向傾斜0°、1°、2°的結晶面的上表面。傾斜1°、2°時，如圖9所不那樣,基底基板的上表面是自m面(10-10)相對于c面(0001)的法線
以角度Θ2傾斜的結晶面CS2。m面是屬于{1-100}面群的面。c面是與該m面正交且屬于{0001}面群的面。在對該基底基板進行加熱的溫度達到800°C后，在I分鐘25sccm的條件下導入GaCl氣(III族原料)。然后，在800°C的溫度下在V/III比=50的條件下以5分鐘生長氮化鎵的緩沖層(半導體層)2.5 μ m。將利用光學顯微鏡得到的所生長的緩沖層(半導體層)的表面的觀察結果示于圖11中。圖11(a)、(b)、(c)分別表示在具有自m面(10-10)沿〈0001〉方向傾斜0°、1°、2°的結晶面的上表面的、藍寶石的基底基板上生長的緩沖層(半導體層)的表面。如圖11(a) (C)的光學顯微鏡照片所示那樣，沿〈0001〉方向傾斜時，與自m面(10-10)不傾斜時同樣地在表面觀察到長方形、或細長的近似三角形的形態(tài)的圖案。為了確認該圖案的原因為何，將藍寶石的基底基板自m面(10-10)沿〈0001〉方向傾斜1°時的GaN的緩沖層的表面用O. 25mol/L、溫度200°C的KOH溶液進行10分鐘蝕刻。將其結果的表面的SEM照片示于圖12中。如圖12的SEM照片所示那樣，觀察到長方形的短邊對應的部分的蝕刻變深。該蝕刻變深的部分認為是GaN的晶格中的2個N原子面即2個(000-1)面彼此相對的部分。即，若結合即使旋轉180°也得到同樣的峰的X射線分析(圖4的較小的X射線衍射(XRD)圖即phi-Scan的圖)的結果來考慮，可知在與該看似線狀的表面垂直的面形成了呈鏡面對稱的孿晶。進而，對于使用具有自m面(10-10)沿〈0001〉方向傾斜1°的結晶面的上表面的、藍寶石的基底基板時沒有進行蝕刻的GaN的緩沖層，停止GaCl氣(III族原料)的供給，邊供給氨氣(V族原料)和載氣，邊升溫至達到晶體生長溫度即1040°C。達到1040°C的晶體生長溫度后再次在V/III比=40的條件下供給10分鐘GaCl氣(III族原料)，生長約30 μ m的(10-10)的GaN層(半導體層)。將生長的GaN層的表面的SEM照片示于圖13中。如圖13的SEM照片所示那樣，可知在具有自m面(10-10)沿〈0001〉方向傾斜1°的結晶面的上表面的、藍寶石的基底基板上生長出的GaN層的表面存在明顯的鱗狀的缺陷。這樣確認為在具有自m面(10-10)沿〈0001〉方向傾斜的結晶面的上表面的、藍寶石的基底基板上生長III族氮化物半導體的半導體層(緩沖層)，這對于減少GaN層內的孿晶并不有效。(實施例I)接著，準備藍寶石的基底基板，其具有自m面(10-10)沿〈-12-10〉方向傾斜0°、1°、2°、3°、5°的結晶面的上表面。然后，在與比較例3同樣的條件下，在基底基板上生長2. 5 μ m的GaN的緩沖層(半導體層)。將利用光學顯微鏡得到的所生長的GaN的緩沖層的表面的觀察結果示于圖5中。在使用自(10-10)不傾斜的基底基板時存在的孿晶沿 〈-12-10〉方向傾斜1°的時刻完全消失。然而，隨著該傾斜角變大，坑狀的缺陷存在增加的傾向。圖6是對該缺陷密度(坑密度(pit density))與傾斜角的關系繪制的圖表。如圖6所示那樣，可知為了達到被認為是制作良好的發(fā)光元件所需的條件即缺陷密度Dthl=5X IO5CnT2以下，只要將自(10-10)向〈-12-10〉方向的傾斜角控制在4°以下即可。此外，將在具有自m面(10-10)沿〈-12-10〉方向傾斜1°的結晶面的、上表面的藍寶石的基底基板上生長的GaN的緩沖層的表面的SEM照片示于圖7中。如圖7的SEM照片所示那樣，實施例I中的GaN的緩沖層具有非常光滑且平坦的表面。由此可以認為，在實施例I中的GaN層中，孿晶被大幅度地減少。進而，將在具有自m面(10-10)沿〈-12-10〉方向傾斜0°、1°、2°、3°、5°的結晶面的上表面的、藍寶石的基底基板上生長的GaN的緩沖層的表面的X射線分析((10-10)的X射線搖擺曲線(rocking curve)的半峰全寬(FWHM))的結果分別以“Just”、“a_(l) ”、“a_(2) ”、“a_(3) ”、“a_(5) ”的形式示于圖8中。另外，圖8中，為了比較，將比較例3中在具有自m面(10-10)沿〈0001〉方向傾斜1°、2°的結晶面的上表面的、藍寶石的基底基板上生長的GaN的緩沖層的表面的X射線分析的結果以“c-(l) ”、“c_(2) ”的形式一并示出。如圖8所示那樣，可知從“Just”到“a-(l) ”X射線半峰全寬急劇減少，結晶性大幅提高。即，可知自m面(10-10)沿〈-12-10〉方向傾斜的角度的臨界值為O. 5°。若設此時的X射線半峰全寬的值為閾值Wthl，則“a-⑴”、“a-⑵”、“a_(3) ”、“a_(5) ”的任一條件的X射線半峰全寬也控制在閾值Wthl以下。即，可知“a-(I) ”、“a-(2) ”、“a-(3) ”、“a_(5) ”的任一條件的GaN的緩沖層均具有良好的結晶性。這樣確認為在上述的實施方式中，將基底基板10的上表面IOa設定為自m面相對于a面的法線以角度Θ1(0.5°以上且4°以下的值)傾斜的結晶面CS1，這是在其上生長III族氮化物半導體的半導體層(例如GaN層)時為了減少半導體層內的孿晶并提高半導體層的結晶性有效的條件。另一方面，如圖8所示那樣，確認到“c-(l) ”、“c_(2) ”的條件的X射線半峰全寬與“Just”的條件的X射線半峰全寬相同，對于提高半導體層的結晶性并不有效。符號說明
10基底基板20半導體層30半導體層

SB半導體基板ST結構體
權利要求
1.一種結構體，其特征在于，其具備藍寶石的基底基板、和配置在所述基底基板上的III族氮化物半導體的半導體層， 所述基底基板的上表面是自屬于{1-100}面群的m面相對于與所述m面正交且屬于{11-20}面群的a面的法線以0.5°以上且4°以下的角度傾斜的結晶面。
2.—種半導體基板的制造方法，其特征在于，其具備以下工序 第I工序，在第I期間，在將藍寶石的基底基板加熱至第I溫度狀態(tài)下，向所述基底基板的上表面供給III族原料而不供給V族原料，由此對所述基底基板的上表面進行處理； 第2工序，在繼所述第I期間之后的第2期間，在將所述基底基板加熱至所述第I溫度的狀態(tài)下，向所述基底基板的上表面供給所述III族原料以及所述V族原料，由此在所述基底基板上生長出III族氮化物半導體的半導體層， 所述基底基板的上表面是自屬于{1-100}面群的m面相對于與所述m面正交且屬于{11-20}面群的a面的法線以O. 5°以上且4°以下的角度傾斜的結晶面。
3.根據(jù)權利要求2所述的半導體基板的制造方法，其特征在于，所述第I期間的長度是10秒以上且300秒以下。
4.根據(jù)權利要求2或3所述的半導體基板的制造方法，其特征在于，其進一步具備以下工序 第3工序，在繼所述第2期間之后的第3期間，邊向所述半導體層的上表面供給所述V族原料而不供給所述III族原料，邊將所述基底基板的溫度由所述第I溫度升溫至第2溫度； 第4工序，在繼所述第3期間之后的第4期間，在將所述基底基板加熱至所述第2溫度的狀態(tài)下，向所述半導體層的上表面供給所述III族原料及所述V族原料，由此在所述半導體層上生長出III族氮化物半導體的第2半導體層。
全文摘要
本發(fā)明提供一種結構體，其具備藍寶石的基底基板、和配置在上述基底基板上的III族氮化物半導體的半導體層，上述基底基板的上表面是自屬于{1-100}面群的m面相對于與上述m面正交且屬于{11-20}面群的a面的法線以0.5°以上且4°以下的角度傾斜的結晶面。
文檔編號H01L21/205GK102893374SQ201180017729
公開日2013年1月23日 申請日期2011年2月8日 優(yōu)先權日2010年2月10日
發(fā)明者八百隆文, 李賢宰, 藤井克司 申請人:八百隆文