专利名称：GaN单晶衬底及其制造方法
技术领域：
本发明涉及采用氮化镓(GaN)等氮化物系化合物半导体的发光二极管、半导体激光器等发光器件或场效应晶体管等电子器件用的衬底及其制造方法。
背景技术：
目前，在采用了氮化物系化合物半导体的发光器件等中，使用了稳定的蓝宝石衬底。
不过，在蓝宝石中，由于没有解理面，将蓝宝石衬底用于半导体激光器时，常有这样的问题不能制造解理而成的反射面。
另外，在将蓝宝石作为发光器件等的衬底料材采用时，也常发生这样的问题由于蓝宝石衬底和在该蓝宝石衬底上生长的外延层之间的晶格不匹配和热膨胀系数不同，在外延层中产生错位等晶体缺陷。
作为为解除以这样的蓝宝石为发光器件等的衬底时的问题而开发的技术，特开平8-116090号公报上，刊载有半导体发光器件的制法。该半导体发光器件的制法如下将氮化镓系化合物半导体层生长在砷化镓(GaAs)衬底等半导体单晶衬底上之后，再除去半导体单晶衬底(GaAs衬底)，以剩下的氮化镓系化合物半导体层为新衬底，使作为工作层的氮化镓系化合物半导体单晶层在其上外延生长，制造半导体发光器件。
根据该特开平8-116090号公报的技术，氮化镓系化合物半导体层和在其上生成的氮化镓系化合物半导体单晶层(外延层)的晶格常数与热膨胀系数非常接近，因此，在半导体单晶层(外延层)处，难于发生由于错位等引起的晶格缺陷。另外，衬底和在其上生长的工作层，由同样的氮化镓系化合物半导体构成，因此，相同的晶体聚集在一起，能够容易地解理。因此，能简单地制作半导体激光器等的反射镜。
发明的概述但是，用上述特开平8-116090号公报上刊载的制法制造的GaN衬底，由于晶格不匹配等，晶体品质极低，由于晶体缺陷引起的内部应力，衬底发生很大弯曲，故没有达到实用化的效果。并且随着技术进步，要求进一步提高采用氮化镓系化合物半导体的光半导体器件的特性，本发明者们产生了制作更高质量的GaN单晶衬底的需要。为此，必须进一步降低发生在GaN单晶衬底外延层的错位等晶体缺陷。通过降低晶体缺陷，能够得到具有晶体质量高、内部应力低、几乎没有弯曲的GaN单晶衬底。
本发明是鉴于上述情况而完成的，目的是提供错位等晶体缺陷被降低的GaN单晶衬底及其制造方法。
本发明的GaN单晶衬底的制造方法，其特征在于，包括屏蔽层形成工序，在GaAs衬底上形成具有相互隔离配置的多个开口窗的屏蔽层；和外延层生长工序，在所述屏蔽层上生长由GaN构成的外延层。
根据本发明的GaN单晶衬底的制造方法，在屏蔽层的各个开口窗内形成GaN核，该GaN核依次向屏蔽层上的横向，即向没有形成屏蔽层的开口窗的屏蔽部上方，毫无障碍地自由地横向生长。并且，由于GaN核横向生长时GaN核内的缺陷不扩大，所以能够形成晶体缺陷大幅度降低的GaN单晶衬底。
另外，在本发明的GaN单晶衬底的制造方法中，理想的是还包括在所述的屏蔽层形成工序之前，在所述GaAs衬底上形成过渡层的过渡层形成工序；和在所述过渡层上，形成由GaN构成的下层外延层的下层外延层生长工序。
这时，由GaN构成的下层外延层位于屏蔽层的开口窗之下，在该下层外延层之上，形成由GaN构成的上述外延层，因此，该外延层的晶体缺陷被进一步降低。即错位等晶体缺陷，离过渡层越近，其密度越高，所以，如果预先使下层外延层这样生长，设置距离过渡层的距离而形成屏蔽层，较之没有生长下层外延层的情况，能够实现晶体缺陷的降低。
另外，在本发明的GaN单晶衬底的制造方法中，更为理想的是，还包括在所述外延层生长工序之前，在所述屏蔽层的所述开口窗内的所述GaAs衬底上形成过渡层的过渡层形成工序。
这时，只让GaN外延层生长一次，就可以形成晶体缺陷大幅度降低的GaN单晶衬底，能谋求成本降低。另外，在GaAs衬底上生长GaN外延层时，在接近非晶层的GaN低温过渡层或AIN过渡层生长之后，再以高温生长GaN，这样，即使晶格严重不匹配，也可得到外延生长。低温过渡层形成时，在由SiO2、Si3N4构成的屏蔽层的屏蔽部上面，低温过渡层不生成，而只在开口窗内形成。
另外，在本发明的GaN单晶衬底的制造方法中，更为理想的是，还包括GaAs衬底除去工序，所述外延层在厚度为5～300μm范围内生长，在所述外延层生长工序之后，除去所述GaAs衬底；和在所述外延层上，使GaN构成的第二外延层积层生长的工序。
这种情况下，由于在生长第二外延层之前除去GaAs衬底，所以防止GaAs衬底和过渡层及外延层之间由于热膨胀系数之差引起的热应力的发生，从而可以降低在外延层发生的裂纹及内部应力，因此，可以形成无裂纹，且晶体缺陷大幅度降低的GaN单晶衬底。
另外，在本发明的GaN单晶衬底的制造方法中，更为理想的是，将所述屏蔽层的所述开口窗，沿所述下层外延层的<10-10>方向，以间距L配置多个，形成<10-10>窗群，同时将所述<10-10>窗群，沿所述下层外延层的<1-210>方向，以间距d(0.75L≤d≤1.3L)并列设置多个，而且，所述各<10-10>窗群，所述各开口窗的中心位置，与相邻的所述<10-10>窗群的所述各开口窗的中心位置相对，沿所述<10-10>方向，移动大约1/2L，并列设置。
这时，各<10-10>窗群的各开口窗，其中心位置相对于相邻的<10-10>窗群的各开口窗的中心位置，向<10-10>方向偏移大约1/2L，所以，从各开口窗生长的正六角锥或正六方锥台的GaN晶粒，和从邻接的开口窗生长的晶粒，几乎不产生凹痕、连结得无间隙，能谋求降低外延层的晶体缺陷及内部应力。
另外，在本发明的GaN单晶衬底的制造方法中，理想的是，将所述屏蔽层的所述开口窗，在所述GaAs衬底的(111)面上，沿<11-2>方向以间距L配置多列，形成<11-2>窗群，同时将所述<11-2>窗群，沿所述GaAs衬底的(111)面的<-110>方向，以间距d(0.75L≤d≤1.3L)并列设置多个，而且，所述各<11-2>窗群，所述各开口窗的中心位置相对于相邻的所述<11-2>窗群的所述各开口窗的中心位置，向所述<11-2>方向，偏移大约1/2L，并列设置。
这时，各<11-2>窗群的各开口窗，其中心位置相对于相邻的<11-2>窗群的各开口窗的中心位置，向<11-2>方向偏移大约1/2L，因此，从各开口窗生长的正六角锥或正六方锥台的GaN晶粒，和从邻接的开口窗生长的晶粒，几乎不产生凹痕、连结得无间隙，能够谋求降低外延层的晶体缺陷及内部应力。
另外，在本发明的GaN单晶衬底的制造方法中，更理想的是，还包括在所述外延层生长工序中，使所述外延层较厚地生长，形成GaN单晶的晶锭，将所述晶锭切断多片的切断工序。
这时，为了将GaN单晶的晶锭切断为多片，采用一次制造处理，能得到多片晶体缺陷降低的GaN单晶衬底。
另外，在本发明的GaN单晶衬底的制造方法中，更为理想的是，包括在所述外延层生长工序中，使所述外延层较厚地生长形成GaN单晶的晶锭，将所述晶锭解理为多片的解理工序。
这时，为了将GaN单晶的晶锭解理为多片，采用一次制造处理，可得到多片晶体缺陷降低的GaN单晶衬底。这种情况下，由于是沿GaN晶体的解理面解理晶锭，故可容易地得到多片GaN单晶衬底。
另外，在本发明的GaN单晶衬底的制造方法中，更为理想的是，还包括晶锭形成工序，在由所述制造方法得到的GaN单晶衬底上，较厚地生长由GaN构成的外延层，形成GaN单晶的晶锭；和将所述晶锭切为多片的切断工序。
这时，在由所述的制造方法制造的GaN单晶衬底上，生长GaN外延层，形成晶锭，只切断该晶锭就可得到多片GaN单晶衬底。即通过简单的操作，就能制造多片晶体缺陷降低的GaN单晶衬底。
附图的简单说明如下
图1A～图1D是分别表示第一实施形态的GaN单晶衬底的制造方法的第一～第四工序的图；图2是表示使用HVPE法的气相生长装置的图；图3是表示用于有机金属氯化物气相生长法的气相生长装置的图；图4是第一实施形态的屏蔽层平面图；
图5A～图5D是分别表示第一实施形态的外延生长的第一～第四工序的图；图6A～图6D是分别表示第二实施形态的GaN单晶衬底制造方法的第一～第四工序的图；图7是第二实施形态的屏蔽层平面图；图8A～图8D是分别表示第三实施形态的GaN单晶衬底制造方法的第一～第四工序图；图9是第三实施形态的屏蔽层的平面图；图10A及图10B是分别表示第三实施形态的第二外延层的生长过程的图；图11A及图11D是分别表示第四实施形态的GaN单晶衬底制造方法的第一～第四工序的图；图12是第四实施形态的屏蔽层平面图；图13A～图13E是分别表示第五实施形态的GaN单晶衬底制造方法的第一～第五工序的图；图14是第六实施形态的屏蔽层平面图；图15是第七实施形态的屏蔽层平面图；图16A～图16F是分别表示第八实施形态的GaN单晶衬底制造方法的第一～第六工序的图；图17A～图17C是分别表示第九实施形态的GaN单晶衬底制造方法的第一～第三工序的图；图18A及图18B是分别表示第十实施形态的GaN单晶衬底制造方法的第一及第二工序的图；图19A～图19C是分别表示第十一实施形态的GaN单晶衬底制造方法的第一～第三工序的图；图20是表示采用了第三实施形态的GaN单晶衬底的发光二极管的图；图21是表示采用了第三实施形态的GaN单晶衬底的半导体激光器的图；图22是表示用于升华法的气相生长装置的图。
用于实施发明的最佳实施形态下面，参照附图，详细地说明本发明的最佳实施形态。在各实施形态的说明中，有时使用晶体的晶格方向及晶格面，这里预先说明晶格方向及晶格面的符号。各自的表示方法是个别方向用[]表示，集合方向以<>表示、个别面以()表示，集合面以{}表示。再有，关于负指数，晶体学上将“-”(バ-)标在数字之上，但为便于说明书编制，将负号标在了数字之前。
用图1A-1D的制造工序图说明第一实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法。
首先，在图1A所示的第一工序中，将GaAs衬底2设置在气相生长装置的反应容器内。再有，作为GaAs衬底2，可以采用GaAs(111)面为Ga面的GaAs(111)A衬底，或者，GaAs(111)面为As面的GaAs(111)B衬底的任一种。
将GaAs衬底2设置在气相生长装置的反应容器内之后，在该GaAs衬底2上，形成由GaN构成的过渡层4。作为过渡层4的形成方法，有HVPE(Hydride Vapor Phase Epitaxy氢化物气相外延)法、有机金属氯化物气相生长法、MOCVD法等气相生长法。以下分别详细说明这些气相生长法。
首先说明HVPE法。图2是表示用于HVPE法的常压气相生长装置的图。该装置包括反应腔59，具有第一气体导入口51，第二气体导入口53，第三气体导入口55，及排气口57；和用于加热这个反应腔59的电阻加热器61。另外，在反应腔59内，设置了镓合金(metal)的极皿(ソ-スボ-ト)63，和支承GaAs衬底2的旋转支承部件65。
下面说明采用这样的气相生长装置的过渡层4的最佳形成方法，在GaAs衬底2采用GaAs(111)A衬底时，由电阻加热器61将GaAs衬底2的温度升温并保持为大约450℃～530℃，在这种状态下，由第二气体导入口53，以分压4×40-4atm～4×10-3atm，将氯化氢(HCl)导入到Ga合金的极皿63。通过该处理，Ga合金和氯化氢(HCl)反应，生成氯化镓(GaCl)。接着，从第一气体导入口51，以分压为0.1atm～0.3atm导入氨(NH3)，在GaAs衬底2附近，使该NH3与GaCl反应，生成氯化镓(GaN)。再有，向第一气体导入口51及第二气体导入口53，导入氢(H2)作为载气。再有，在第三气体导入口55只导入氢(H2)。在这种条件下，大约20～40分钟生长GaN，由此，在GaAs衬底2上，形成厚度大约为500～1200埃的由GaN构成的过渡层4。采用HVPE法时，一般认为即使增加氯化镓(GaCl)的合成量过渡层的生长速度也不怎么变化，是反应速度控制。
另外，GaAs衬底2采用GaAs(111)B衬底时，也可以和采用GaAs(111)A衬底时，以大致相同的条件形成过渡层。
其次，说明有机金属氯化物气相生长法。图3是表示用于有机金属氯化物气相生长法的生长装置的图。该装置包括反应腔79，具有第一气体导入口71，第二气体导入口73，第三气体导入口75，及排气口77；和加热该反应腔79的电阻加热器81。再有，在反应腔79内，设置了支承GaAs衬底2的旋转支承部件83。
以下说明采用这样的生长装置的过渡层4的形成方法。GaAs衬底2采用GaAs(111)A衬底时，由电阻加热器81将GaAs衬底2的温度升温并保持在大约450℃～530℃，在这种状态下，由第一气体导入口71，将三甲基镓(TMG)以分压4×10-4～2×10-3atm导入，同时从第二气体导入口73，将氯化氢(HCl)以分压4×10-4～2×10-3atm，只以等量导入。通过该处理，三甲基镓(TMG)和氯化氢(HCl)反应，生成氯化镓(GaCl)。接着，从第三气体导入口75，以分压0.1～0.3atm导入氨(NH3)，在GaAs衬底2附近，使该NH3与GaCl反应，生成氮化镓(GaN)。再有，在第一气体导入口71，第二气体导入口73、及第三气体导入口75、分别导入作为载气的氢(H2)。在这样的条件下，用大约20～40分钟生长GaN，从而，在GaAs衬底2上，形成大约厚500～1200埃的由GaN构成的过渡层4。这时，能够使过渡层4的生长速度大约为0.08μm/hr～0.18μm/hr。
另外，GaAs衬底2采用GaAs(111)B衬底时，也可以和采用GaAs(111)A衬底时大致相同的条件形成过渡层。
另外，所谓MOCVD法，就是在冷壁型反应炉中，将含有Ga的例如三基镓(TMG)等的有机金属和氨(NH3)与载气一起喷射在被加热的GaAs衬底2上，在衬底2上使GaN生长的方法。在此，将含有Ga的有机金属等喷射到GaAs衬底2时，该GaAs衬底2的温度最好是，采用GaAs(111)A衬底时大约为450℃～600℃，采用GaAs(111)B衬底时大约为450℃～550℃。另外，作为含有Ga的有机金属除TMG之外，常采用例如三乙基镓(TEG)等。
以上是形成过渡层4的气相生长法。过渡层4形成之后，使由GaN构成的第一外延层(下层外延层)6生长在该过渡层4上。在第一外延层6的生长，和过渡层的形成方法一样，可以使用HVPE法、有机金属氯化物气相生长法、MOCVD法等气相生长法。以下以这些气相生长法，说明使第一外延层6生长时的最佳条件。
由HVPE法生长第一外延层6时，和过渡层4的形成相同，可以使用图2所示的装置。而且，使用GaAs(111)A衬底作为GaAs衬底2时，由电阻加热器61将GaAs衬底2的温度升温并保持在大约920℃～1030℃，在这种状态下，使第一外延层6生长。这时，可以使第一外延层6的生长速度大约为20μm～200μm/hr。再有，生长速度对GaCl分压即对HCl分压的依赖性很大，HCl分压可取范围为5×10-4atm～5×10-2atm，另一方面，GaAs衬底2采用GaAs(111)B衬底时，由电阻加热器61将GaAs衬底2的温度加热并保持在大约为850℃～950℃，在该状态下，使第一外延层6生长。
利用有机金属氯化物气相生长法使第一外延层6生长时，与过渡层4的形成相同，可以使用图3所示的装置。而且，GaAs衬底2使用GaAs(111)A衬底时，由电阻加热器81，将GaAs衬底2的温度加热并保持在大约920℃～1030℃，以这种状态使第一外延层6生长。这时，可以使第一外延层6的生长速度大约为10μm/hr～60μm/hr。再有，为了提高生长速度，只要提高TMG的分压从而提高GaCl的分压即可，但是，在因气体配管温度形成TMG平衡蒸气压以上的分压时，由于会引起向气体配管内壁TMG的液化，发生配管污染或堵塞，因此，TMG的分压不能过分提高，一般认为，大约5×10-3atm为其上限。为此，生长速度也以60μm/hr左右为上限。
另一方面，在GaAs衬底2采用GaAs(111)B衬底时，由电阻加热器81将GaAs衬底2的温度升温并保持在约850℃～950℃，以这个状态，使第一外延层6生长。这时，可以使第一外延层6的生长速度大约为10μm/hr～50μm/hr。再有，导入反应腔79内的三甲基镓等的分压，由于上述原因，上限为5×10-3atm。
利用MOCVD法生长第一外延层6时，将含有Ga的有机金属等喷射到GaAs衬底2时的该GaAs衬底2的温度理想的是采用GaAs(111)A衬底时大约为750℃～900℃，采用GaAs(111)B衬底时大约为730℃～820℃。以上是第一外延层6的生长条件。
接着，说明图1B所示的第二工序。在图1B所示的第二工序中，从生长装置中取出制造当中的晶片，在外延层6上形成由SiN或SiO2构成的屏蔽层8。屏蔽层8由等离子体CVD等形成厚度约100nm～500nm的SiN膜或SiO2膜，该SiN膜或SiO2膜利用光刻法技术，通过图形蚀刻形成。
图4是图1B所示的第二工序中的晶片的平面图。如图1B及图4所示，在本实施形态的屏蔽层8中，形成多个带状的条形窗10。条形窗10沿着由GaN构成的第一外延层6的<10-10>方向延伸而形成。再有，图4的箭头表示第一外延层6的晶体方向。
形成屏蔽层8之后，进行图1C所示的第三工序。在第三工序中，将形成屏蔽层8的晶片再次设置在气相生长装置的反应容器内。然后，在屏蔽层8和从第一外延层6的条形窗10露出的部分之上，生长第二外延层12。作为第二外延层12的生长方法，和第一外延层6的生长方法相同，有HVPE法、有机金属氯化物气相生长法、MOCVD法等，再有，第二外延层12的厚度理想的是大约为150μm～1000μm。
在此，利用图5A-图5D详细说明第二外延层12的生长过程。如图5A所示，在由GaN构成的第二外延层12的生长初期，第二外延层12不在屏蔽层8上生长，GaN核只在位于条形窗10内的第一外延层6上生长。随着生长进行，第二外延层12的厚度增加，随着该厚度的增加，如图5B所示，在屏蔽层8上，产生第二外延层12的横向生长(lateral growth)。这样，如图5C所示，在屏蔽层8上，从两侧生长起来的外延层12连接起来，并形成一体。通过横向生长而一体化后，如图5D所示，第二外延层12向上方生长，厚度增加。再有，当第二外延层12通过横向生长而和相邻的外延层12一体化时，则较之一体化前，向厚度方向的生长速度加快。以上是第二外延层12的生长过程。
在此，如图4的说明所述，条形窗10沿着GaN构成的第一外延层6的<10-10>方向延伸而形成，因此，条形窗10的宽度方向和第一外延层6的<1-120>方向大体一致。而且，一般而言，GaN外延层向<1-210>方向生长的速度快，所以从第二外延层12的横向生长开始到相邻的外延层12彼此之间形成一体的时间缩短。因此，第二外延层12的生长速度加快。
另外，条形窗10不一定需要沿着第一外延层6的<10-10>方向延伸，例如，沿着外延层6的<1-210>方向延伸形成也可以。
其次，说明第二外延层12的错位密度。如图5所示，在第二外延层12的内部，存在多个错位14。但是，如图5D所示，即使第二外延层12横向生长，错位14也几乎不向横向扩展。另外，即使错位14已向横向扩展也不会成为在水平方向延伸而贯通上下面的贯通错位。因此，在屏蔽层8的没有形成条形窗10的部分(以下称为屏蔽部)之上方，形成比条形窗10的上方区域错位密度低的低错位密度区域16。这样，能够减小第二外延层12的错位密度。另外，从利用横向生长使相邻的外延层12之间一体化后的图5C的状态，外延层12向上方快速生长时，错位14几乎不向上方延伸。因此，第二外延层12的上面，形成没有空隙和贯通错位、埋入性及平坦性优异的面。
如上所述，形成第二外延层12之后，进行由图1D所示的第四工序。在第四工序中，将晶片设置在蚀刻装置内，用氨系蚀刻液完全除去GaAs衬底2。然后，在除去GaAs衬底2之后，对GaAs衬底2的除去面，即过渡层4的下面实施研磨处理，完成本实施形态的GaN单晶衬底13。
再有，在第二外延层12的局部产生异常粒生长时，或第二外延层12的层厚变得不均匀时，对第二外延层12的上面实施研磨处理，加工成镜面，具体地讲，最好是对第二外延层12的上面实施磨光(lapping)研磨之后，再实施抛光(buff)研磨。
另外，图1B及图4所示的屏蔽部的宽度P，理想的是大约在2μm～20μm范围内。如果使屏蔽部的宽度P比所述下限还小，那么第二外延层12的横向生长效果就有降低的倾向，另一方面，如果宽度P大于所述上限，则第二外延层12的生长时间变长，就会有批量生产率降低的倾向。而且，条形窗10的窗宽Q理想的是在0.3μm～10μm范围内。通过使条形窗10的窗宽Q置于这个范围内，能够发挥屏蔽的效果。
另外，在图1A所示的第一工序，论述了生长由GaN构成的过渡层4的情况，但也可以生长由AIN替代GaN构成的过渡层4。这时，可以使用MOVPE法。具体地讲就是，预先将反应容器内充分抽真空，之后，在常压下，采用GaAs(111)A衬底时，使GaAs衬底2升温保持在约550℃～700℃，采用GaAs(111)B衬底时，使GaAs衬底2升温保持在约550℃～700℃，在这种状态下，通入作为载气的氢气，作为原料气的三甲基铝(TMA)及氨(NH3)。然后，通过这样处理，在GaAs衬底2上，形成厚度大约为100埃～1000埃的、由AIN构成的过渡层4。
第二实施形态下面，用图6A～6D的制造工序图说明第二实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法。
首先，在图6A所示的第一工序中，在GaAs衬底2上，直接形成由SiN或SiO2构成的屏蔽层8。屏蔽层8由等离子体CVD等形成厚度约100nm～500nm的SiN膜或SiO2膜，以光刻法技术，由图形蚀刻形成该SiN膜或SiO2膜。
图7是图6A所示的、第一工序中的晶片的平面图。如图6A及图7所示，在本实施形态的屏蔽层8，和第一实施形态相同，也形成多个带状的条形窗10。再有，条形窗10沿着GaAs衬底2的<11-2>方向延伸而形成。另外，图7的箭头表示GaAs衬底2的晶体方向。
屏蔽层8形成之后，进行图6所示的第二工序，在条形窗10内的GaAs衬底2上，形成过渡层24。过渡层24和第一实施形态相同，可以由HVPE法、有机金属氯化物气相生长法、MOCVD法等形成。再有，过渡层24的厚度最好为约50nm～约120nm。
然后，在图6C所示的第三工序中，在过渡层24上生长由GaN构成的外延层26。外延层26理想的是和第一实施形态1相同，由HVPE法、有机金属氯化物气相生长法、MOCVD法等，生长到厚度为约150μm～约1000μm。另外，这种情况下，也可利用外延层的横向生长，降低外延层26的晶体缺陷，特别是可以降低屏蔽层8的屏蔽部上方以及外延层26的上面的晶体缺陷。
在此，如上所述，由于条形窗10沿着GaAs衬底2的<11-2>方向延伸而形成，故条形窗10的宽度方向和GaAs衬底2的<1-10>方向大体一致。而且，一般地，由于GaN外延层向GaAs衬底2的<1-10>方向生长的速度很快，所以从外延层26的横向生长开始到相邻的外延层之间一体化的时间缩短。因此，外延层26的生长速度变快。
再有，条形窗10不一定必须沿着GaAs衬底2的<11-2>方向延伸，例如也可以沿着GaAs衬底2的<1-10>方向延伸而形成。
外延层26生长之后，进行图6D所示的第四工序，除去GaAs衬底2，完成本实施形态的GaN单晶衬底27。再有，作为除去GaAs衬底2的除去方法，例如有蚀刻法。用氨系蚀刻液对GaAs衬底2进行大约1小时湿式蚀刻，由此可以除去该GaAs衬底2。另外，也可用王水对GaAs衬底2进行湿式蚀刻。另外，除去GaAs衬底2之后，也可以对GaAs衬底2的除去面、即屏蔽层8及过渡层24的下面进行研磨处理。而且，和第一实施形态相同，也可以对外延层26的上面进行研磨处理。
这样，根据本实施形态的GaN单晶衬底的制造方法，由于只将外延层生长一次，就可以制造晶体缺陷少、内部应力小的GaN衬底，因此，和第一实施形态相比，能够减少制造工序数量，并且可以降低成本。
第三实施形态在说明第三实施形态之前，先说明完成本实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法的原委。
为满足提高光半导体器件性能的要求，本发明者们为了制作更高品质的GaAs衬底，反复了多次试行错误。结果本发明者们发现了重要的一点要制作高品质的GaN衬底就要降低生长的GaN外延层的内部应力。
一般地，GaN外延层的内部应力可分为热应力和纯粹的内部应力。该热应力是由于GaAs衬底和外延层的热膨胀系数之差而产生的。另外，根据该热应力可以预测GaN衬底弯曲的方向，但是，在没有除去GaAs衬底的状态下，GaN衬底整体的实际弯曲和预测的方向是相反的，而且即使在除去GaAs衬底之后，GaN衬底还是发生很大弯曲，由此判明在GaN外延层存在着纯粹的内部应力。
纯粹的内部应力是从生长的初期阶段就存在的，生长了的GaN外延层中的纯粹的内部应力，测量结果判明为0.2×109～2.0×109dyn/cm2左右。在此说明计算纯粹的内部应力所采用的斯通尼(Stoney)公式。在衬底上形成有薄膜的晶片中，内部应力σ由下述数学式(1)给出σ=Eb2δ3(1-v)I2d---(1)]]>[公式(1)中，σ为内部应力、E为刚性模量，v为泊松比，b为衬底厚度，d为薄膜厚度，I为衬底直径，δ为晶片挠度]。
GaN单晶时，设d＝b，则变为下式(2)σ=Edδ3(1-v)I2---(2)]]> 。
根据该公式(2)，本发明者们计算出了如上所述的外延层的纯粹的内部应力的值。
如果存在纯粹的内部应力和热应力等内部应力，那么衬底就会产生弯曲或发生裂纹，就不能得到大面积、高品质的GaN单晶衬底。因此，本发明者们重新分析了纯内部应力发生的原因。其结果，发现纯粹的内部应力发生的原因如下。即在GaN外延层，晶体一般呈六角柱状，在这柱状粒的界面存在着具有很小倾度的粒界，可以观察到原子排列不匹配。而且在GaN外延层中，存在着很多的错位。并且，这些粒界和错位，通过缺陷的增加、消失，产生GaN外延层的体积收缩等，这就成为纯粹的内部应力发生的原因。
依据上述纯粹的内部应力发生的原因完成的发明实施形态是第三实施形态～第七实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法。
以下用图8A～图8D的制造工序图，说明第三实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法。
在图8所示的第一工序中，用和第一实施形态同样的方法，在GaAs衬底2上，生长由GaN构成的过渡层4及由GaN构成的第一外延层(下层外延层)6。然后在图8所示的第二工序中，在第一外延层6上形成由SiN或SiO2构成的屏蔽层28。本实施形态与第一实施形态的不同点，在于该屏蔽层28的形状。
在此，用图9说明屏蔽层28的形状。如图9所示，在本实施形态中，在屏蔽层28形成多个正方形的开口窗30。而且使各开口窗10沿着第一外延层6的<10-10>方向以间距L配置，形成<10-10>窗群32。而且，该<10-10>窗群32，各开口窗10的中心位置相对于相邻的<10-10>窗群32的各开口窗10的中心位置，各向<10-10>方向移动1/2L，同时在第一外延层6的<1-210>方向，以间距d并列设置多个。再有，在此所说的各开口窗30的中心位置是指各开口窗30的重心位置。另外，使各开口窗30为边长为2μm的正方形，间距L为6μm，间距d为5μm。
接着，在图8C所示的第三工序中，以和第一实施形态相同的方法，在屏蔽层28上，生长第二外延层34。
在此，用图10A及图10B，说明第二外延层34的生长过程。图10A表示第二外延层34的生长初期阶段。如该图所示，在生长初期，从各开口窗30生长正六角锥或六角锥台的GaN晶粒36。而且如图10B所示，如果该GaN晶粒36横向生长在屏蔽层28上，那么各个GaN晶粒36和其他GaN晶粒36之间，不设间隙(凹痕)地联结。而且各GaN晶粒36覆盖屏蔽层28，表面形成镜面状的第二外延层34。
即沿<10-10>方向，使各开口窗30的中心移动1/2L，同时使<10-10>窗群32在<1-210>方向并列设置多个，因此，正六方锥台的GaN晶粒36几乎不产生间隙地生长，其结果，纯粹的内部应力大幅度地降低。
另外，和第一实施形态相同，在第二外延层34的屏蔽层28的相当于屏蔽部上方的区域，由于GaN晶粒36的横向生长效果而几乎不发生错位。
使第二外延层34生长之后，进行图8D所示的第四工序，由蚀刻处理除去GaAs衬底2，完成本实施形态的GaN单晶衬底35。
在本实施形态中，如上所述，使屏蔽层28的各开口窗30为边长2μm的方形。屏蔽层28的开口窗30的形状和尺寸不限于此，最好根据生长条件适当地调整。例如，可以是边长为1～5μm的方形，可以是直径为1～5μm的圆形。而且各窗10的形状，不限于方形、圆形，为椭圆形、多边形也可以。这时各开口窗30的面积最好为0.7μm2～50μm2。如果各窗口30的面积比这个范围过大，则在各开口窗30内的外延层34，易发生缺陷、有内部应力增加的倾向。另一方面，如果各开口窗30的面积比这个范围过小，则各开口窗30的形成就困难，也有外延层34的生长速度降低的倾向。另外，各开口窗30的总面积最好是屏蔽层28的所有开口窗30及屏蔽部面积之和的10-50％，各开口窗30的总面积在这个范围时，就可以显著降低GaN单晶衬底的缺陷密度及内部应力。
另外，在本实施形态中，取间距L为6μm，间距d为5μm，但间距L及间距d的长度并不限定于此。间距L最好在3～10μm的范围内。如果间距L较之10μm过长，那么达到GaN晶粒36之间连结的时间增加，第二外延层34的生长就要花费很多时间。另一方面，如果间距L较之3μm过短，那么晶粒36横向生长的距离缩短，横向生长的效果变差。另外，由同样的理由，间距d最好位于0.75L≤d≤1.3L的范围内。特别是，d＝0.87L时，即如果连结在<10-10>方向相邻的二个开口窗30和在这二个开口窗34的<1-210>方向存在同时到这二个开口窗34的距离最短的一个开口窗30可形成正三角形时，那么晶粒全都无间隙地排列，产生于外延层34的凹痕最少，能够使GaN单晶衬底的缺陷密度及内部应力最小。
另外，<10-10>窗群32的各开口窗30，和相邻的<10-10>窗群32的各开口窗30，在<10-10>方向偏移的距离，不一定是准确的1/2L，如果是2/5L～3/5L的程度，就能降低内部应力。
再有，屏蔽层28的厚度，最好位于大约0.05μm～0.5μm的范围内。那是因为如果屏蔽层28较之这个范围过厚，那么在GaN的生长中就会有裂纹进入，另一方面，如果较之这个范围过薄，在GaN的生长过程中GaAs衬底就会受到蒸发损伤。
第四实施形态。
接着，用图11A～图11D的制造工序图，说明第四实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法。本实施形态除屏蔽层的形状以外，其他和第二实施形态相同。
首先，在图11A所示的第一工序中，由SiN或SiO2构成的屏蔽层38直接在GaAs衬底2上形成。屏蔽层38，由等离子体CVD等形成厚度约100nm～500nm的SiN膜或SiO2膜。该SiN膜或SiO2膜以光刻法技术由图形蚀刻形成。
图12是图11A所示的第一工序中的晶片的平面图。如图12所示，本实施形态的屏蔽层38的形状和第三实施形态的屏蔽层28形状相同。在屏蔽层38形成多个开口窗40。而且各窗口40在GaAs衬底2的<11-2>方向以间距L配置，形成<11-2>窗群42。而且该<11-2>窗群42，其各开口窗40的中心位置相对于相邻的<11-2>窗群42的各开口窗40的中心位置沿<11-2>方向偏移1/2L，同时，在GaAs衬底2的<1-10>方向以间距d并列设置多个。本实施形态的屏蔽层38，和第三实施形态的屏蔽层28的差异，只是这样的各开口窗的配列方向。
屏蔽层38形成之后，在图11B所示的第二工序中，在开口窗40内的GaAs衬底2上，形成过渡层24。
接着，在图11C所示的第三工序中，由GaN构成的外延层26在过渡层24上生长。
在本实施形态中，也和第三实施形态相同，在生长初期，从各开口窗40生长正六方锥台的GaN晶粒。而且，如果该GaN晶粒在屏蔽层38上横向生长，则各GaN晶粒和其他的GaN晶粒之间不设置间隙地连结。而且各GaN晶粒覆盖屏蔽层38，表面形成镜状面的外延层26。
即一边沿着GaAs衬底2的<11-2>方向使各开口窗40的中心偏移1/2L，一边将<11-2>窗群42在<1-10>方向并列设置多个，因此，正六方锥台的GaN晶粒，几乎不产生间隙地生长。其结果是，大幅度降低纯粹的内部应力。
再有，各开口窗40不一定必须沿着GaAs衬底2的<11-2>方向延伸，例如也可以沿着GaAs衬底2的<1-10>方向延伸而形成。
外延层26形成之后，进行图11D所示的第四工序，除去GaAs衬底2，就完成了本实施形态的GaN单晶衬底39。再有，GaN单晶衬底39的表面和内面的粗糙度大时，可将表面及内面进行研磨。
如上所述，根据本实施形态的GaN单晶衬底的制造方法，由于外延层只生长一次，所以能够制造出大幅度降低了晶体缺陷的GaN衬底。能谋求降低成本。
第五实施形态用图13A-图13E，说明第五实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法首先，在图13A所示的第一工序中，和第四实施形态相同，在GaAs衬底2上，理想的是形成厚度大约为100nm～500nm的屏蔽层38。
其次，在图13B所示的第二工序中，在开口窗40内的GaAs衬底2上，理想的情况是，形成厚度约为500nm～1200nm的过渡层24。
然后，在图13C所示的第三工序中，在过渡层24及屏蔽层38上，生长由GaN构成的第一外延层44。第一外延层的厚度理想的是在约50μm～约300μm的范围内。
在本实施形态中，也和第三实施形态及第四实施形态一样，由各开口窗40构成的GaN晶粒，和其他的晶粒之间，不设置间隙(凹痕)地连结，成为将屏蔽层38埋入那样的结构。
在图13D所示的第四工序中，将形成第一外延层44的晶片配置在蚀刻装置内，用王水蚀刻约10个小时，完全除去GaAs衬底2。这样，先形成厚度为约50μm～约300μm厚薄的CaN单晶衬底。
在图13E所示的第五工序中，在第一外延层44上，由上述HVPE法，有机金属氯化物气相生长法、HOCVD法等，生长厚度约为100μm～700μm的、由GaN构成的第二外延层46。由此，生成厚度约为150μm～1000μm的GaN单晶衬底47。
如上所述，在本实施形态中，在第二外延层46生长之前，除去GaAs衬底2，所以能够防止GaAs衬底2、过渡层24及外延层44、46之间，由于热膨胀系数不同而引起热应力的发生。因此，和GaAs衬底2不在途中除去，外延层一直生长到最后的情况比较，能够制作出弯曲和裂纹少的高品质的GaN单晶衬底。
再有，如上所述，之所以使第一外延层44的厚度在约300μm以下，是因为如果第一外延层44过厚，热应力的影响就会变大。另一方面，之所以第一外延层44的厚度在约50μm以上，那是因为如果第一外延层44过薄，那么机械强度就弱，就会难于操作。
另外，在此说明屏蔽层采用第四实施形态的屏蔽层的情况，但本实施形态的屏蔽层也可采用具有第二实施形态那样的条形窗的屏蔽层。而且，GaN单晶衬底47的表面和内面的粗糙度大时，可研磨表面及内面。
第六实施形态下面用图14说明第六实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法。本实施形态的过渡层及外延层的形成方法，和第三实施形态的方法相同，只是屏蔽层的开口窗的形状和第三实施形态不同。
图14是表示本实施形态采用的层蔽层48的各开口窗形状及配置的图。如图所示，各开口窗形成长方形(短栅状)，成为使屏蔽层48正下方的层即第一外延层6的<10-10>方向为纵向的长方形窗50。各长方形窗50以间距L配置在第一外延层6的<10-10>方向，形成<10-10>长方形窗群52。而且，该<10-10>长方形窗群52和相邻的<10-10>长方形窗群52，使各长方形窗50的中心位置，向<10-10>方向偏移1/2L，同时在第一外延层6的<1-210>方向，以间距d并列设置多个。
再有，间距L鉴于在长方形窗50的纵向长度长时，第二外延层在<10-10>方向不横向生长的区域变宽，内部应力难于降低，故该长度范围最好是约4μm～约20μm。另外，纵向即<10-10>方向上相邻的长方形窗50之间的屏蔽层长度，最好是约1μm～约4μm。这是因为，由于向<10-10>方向的GaN的生长慢，所以如果屏蔽层长度过长，则第二外延层的形成就须花费很长时间。
另外，在第一外延层6的<1-210>方向，相邻的长方向窗群52之间的屏蔽宽度(d-w)，最好是约2μm～约10μm。这是因为如果屏蔽宽度(d-w)过宽，则六棱柱状的晶粒为连续化需很长时间，另一方面，屏蔽宽度(d-w)过窄，就不能得到横向生长的效果，晶体缺陷难于降低。而且，各长方形窗52的宽W最好是约1μm～约5μm。这是因为宽度W过宽的话，在各长方形窗50内的GaN层，有缺陷多发生的倾向，另一方面，宽度W过窄的话，各长方形窗50的形成变得困难，第二外延层的生长速度也有降低的倾向。
这样的屏蔽层48形成之后，和第三实施形态一样，在屏蔽层48上，生长由GaN构成的第二外延层12，但是在本实施形态中，也在第二外延层12的生成初期，从各长方形窗50，生长正六方锥台的GaN晶粒。而且，如果该GaN晶粒在屏蔽层48上横向生长，则各GaN晶粒和其他GaN晶粒之间不设置间隙(凹痕)地连结，成为将屏蔽层埋入般的结构。
即在第一外延层6的<10-10>方向，将各长方形窗50的中心位置偏移1/2L，同时将<10-10>长方形窗群52在第一外延层6的<1-210>方向并列设置多个，所以正六方锥台的GaN晶粒，不产生凹痕地生长，能够谋求降低晶体缺陷及降低纯粹的内部应力。
另外，和第三实施形态一样，在第二外延层的屏蔽层48的相当于屏蔽部上方的区域中，由于GaN晶粒的横向生长效果而几乎不发生错位。
而且，各长方形窗50的纵向和第一外延层6的<10-10>方向一致地形成各长方形窗50，因此能够提高在屏蔽层48上生长的第二外延层的生长速度。这是因为，在GaN的生长初期生长速度快的{1-211}面显现出来，向<1-210>方向的生长速度增加，在各长方形窗50内形成的岛状GaN晶粒达到连续膜化的时间缩短。
另外，和本实施形态不同，即使不通过第一外延层6而直接在GaAs衬底2上形成屏蔽层48，也能提高在屏蔽层48上形成的第二外延层的生长速度。这种情况理想的是长方形窗50的纵向方向和屏蔽层48的下层的GaAs衬底2的<11-2>方向一致地形成。
第七实施形态下面，用图15说明第七实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法。本实施形态的特征在于屏蔽层的窗的形状。过渡层及外延层的形成和上述各实施形态相同。
如图15所示，在本实施形态中，屏蔽层58的各开口窗，成为形成正六角环状的六角窗60。而且，该六角窗60的六个边和屏蔽层58的下层的外延层的<10-10>方向一致。通过在该方向形成六角窗60的各边，可以提高形成在屏蔽层58上的外延层的生长速度。这是因为，在GaN的生长初期，生长速度快的{1-211}面，在<1-210>方向生长。再有，理想的是六角窗60的窗宽a大约为2μm，外侧的正六边形边长b大约为5μm，相邻的六角窗60之间的屏蔽宽度W约为3μm。但是，这些值不限于这个范围。另外，图15中的箭头表示屏蔽层58下层的外延层的结晶方向。
在屏蔽层58上形成外延层之后，通过在晶片上施于蚀刻处理，完全除去GaAs衬底，而且，将GaAs衬底的除去面进行研磨处理，形成本实施形态的GaN单晶衬底。
本实施形态的GaN单晶衬底，也和上述各实施形态一样，在屏蔽层上的外延层的相当于屏蔽部上方的区域中，由于GaN晶粒的横向生长效果而几乎不发生错位。
再有，和本实施形态不同，即使不通过外延层而直接在GaAs衬底上形成屏蔽层58，也可以提高形成在屏蔽层上的外延层的生长速度。这时该六角窗42的六个边和GaAs衬底的<11-2>方向一致。
第八实施形态下面，用图16A-16F说明第八实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法。
图16A所示的第一工序中的屏蔽层8的形成、图16B所示的第二工序中的过渡层24的形成、图16C所示的第三工序中的外延层26的生长、图16D所示的第四工序中的GaAs衬底2的除去与第二实施形态一样进行，故说明就省略了。再有，除去GaAs衬底2后的GaN单晶衬底的厚度理想的是和第二实施形态一样为约50μm～约300μm，或者在其之上。
在图16E所示的第五工序中，将图16D所示的GaN单晶作为晶种，在外延层26上生长由GaN构成的外延层62，形成GaN单晶的晶锭64。再有，作为外延层62的生长方法，和上述各实施形态一样，有HVPE法、有机金属氯化物气相生长法和MOCVD法等，在本实施形态中，另外也可采用升华法。升华法就是使用如图22所示的生长装置90进行的生长方法。更详细地说就是在原料GaN粉末92和衬底2对向设置的反应炉94内，在高温下通入NH3气体等，由此一边进行GaN粉末的蒸发扩散，一边通入NH3气体，在衬底2上生长GaN的气相生成法。该升华法，难于进行微细控制，但是适于外延层的增厚，即适于晶锭的制作。在本实施形态中，反应炉的温度设定为约1000℃～约1300℃，将氮气作为载气通入氨气约10sccm～100sccm。
然后，在图16F所示的第六工序中，将GaN单晶的晶锭64作成多个GaN单晶衬底66。作为将晶锭64形成多个GaN单晶衬底的方法有将晶锭64用内周齿切片机等切断的方法和沿着GaN单晶的解理面将晶锭64解理的方法。再有，也可采用切断处理和解理处理两者。
如上所述，根据本实施形态，由于将GaN单晶的晶锭切断或解理为多片，所以能够以简单的操作，得到多片晶体缺陷低的GaN单晶衬底。即与上述各实施形态相比，可以提高批量生产率。
再有，晶锭64的高度，理想的是为约1cm以上。那是因为，如果晶锭64比1cm过低，就没有批量生产的效果。
另外，本实施形态的制造方法，是在通过从图6A到图6D所示的第二实施形态的制造工序的GaN单晶衬底上形成晶锭64，但是本实施形态不限于该方法。另外，以通过第一实施形态～第七实施形态的制造工序的GaN单晶衬底为基础形成晶锭64也可以。
再有，本实施形态的GaN单晶衬底66，由实验判明可以不特意掺杂质进行如下控制，使载流子的浓度为n型1×1016cm-3～1×1020cm-3的范围，电子迁移率在60cm2～800cm2的范围，比电阻在1×10-4Ωcm～1×10Ωcm的范围内。
第九实施形态下面，用图17A～图17C说明第九实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法。
在图17A所示的第一工序中，在GaAs衬底2上形成屏蔽层8及过渡层24。屏蔽层8及过渡层24的形成方法和上述各实施形态相同。
其次，在图17B所示的第二工序中，由GaN构成的外延层68一气生长，形成晶锭70。外延层68的生长方法和第八实施形态的外延层62的生长方法一样。再有，晶锭70的高度理想的是大约1cm以上。
在图17C所示的第三工序中，和第八实施形态的第六工序一样，由切断处理或解理处理使GaN单晶的晶锭70形成多个GaN单晶衬底72。
如上所述，根据本实施形态，由于将GaN单晶的晶锭切为或解理成为多片，所以用简单的操作，就能得到多个晶体缺陷低的GaN单晶衬底。即和第一实施形态～第七实施形态相比较，能提高批量生产率。而且，GaN外延层的生长只是一次，所以即使和第八实施形态比较，也能谋求制造工艺的简化和成本的降低。
再有，本实施形态的GaN单晶衬底72，也和第八实施形态的GaN单晶衬底66一样，由实验判明可如下控制，不特意地掺杂质，使载流子的浓度为n型1×1016cm-3～1×1020cm-3范围内，电子迁移率为60cm2～800cm2范围内，比电阻为1×10-4Ωcm～1×10Ωcm范围内。
第十实施形态用图18A～图18B说明第十实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法。
首先，在图18A所示的第一工序中，在以上述第八实施形态制造的GaN单晶衬底66上生长外延层74，形成GaN单晶的晶锭76。外延层74的生长方法和上述各实施形态一样，可以采用HVPE法、有机金属氯化物气相生长法、MOCVD法和升华法等。
其次，在图18B所示的第二工序中，通过切断处理或解理处理，将GaN单晶的晶锭76形成为多片GaN单晶衬底78，由此，可以得到本实施形态的GaN单晶衬底78。
如上所述，在本实施形态中，以已经制造的GaN单晶衬底为基础制作晶锭，因此能够以简单的操作，得到多片晶体缺陷低的GaN单晶衬底。再有，在本实施形态中，将以第八实施形态制造的GaN单晶衬底66作为晶种，制作晶锭，但是晶锭的晶种不限于此，例如也可以将第九实施形态的GaN单晶衬底72作为晶种。
第十一实施形态用图19A～19C说明第十一实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法。
首先，在图19所示的第一工序中，在GaAs衬底2上形成厚度大约为50nm～120nm的过渡层79。
然后，在图19B所示的第二工序中，不形成屏蔽层，在过渡层79上生长由GaN构成的外延层81，形成高度约为1cm以上的GaN单晶的晶锭83。再有，在生长外延层81中，可以采用HVPE法、有机金属氯化物气相生成法、MOCVD法和升华法等。在此，在本实施形态中，由于不形成屏蔽层，所以不产生外延层的横向生长，晶体缺陷不少，但通过使外延层变厚，能够降低错位。
最后，在图19所示的第三工序中，由切断处理或解理处理，将GaN单晶的晶锭83形成多片GaN单晶衬底85。
如上所述，根据本实施形态，由于将GaN单晶的晶锭切为或解理为多片，故能够用简单的操作得到多片晶体缺陷低的GaN单晶衬底。即，和第一实施形态～第七实施形态比较，能够提高批量生产率。
发光器件及电子器件由上述各实施形态制造的GaN单晶衬底，由于为n型具有导电性，所以通过在其上，用MOCVD法等，外延生长包括InGaN活性层的GaN系层，可以形成发光二极管等发光器件和场效应晶体管(MESFET)等电子器件。这些发光器件等，由于使用以上述各实施形态制造的晶体缺陷少的高品质GaN衬底制作，所以与采用蓝宝石衬底的发光器件比较，特性显著提高。另外，在GaN单晶衬底上生长的外延层的(0001)面，相对于GaN单晶衬底的(0001)面，平行地同质外延生长，解理面一致，因此，上述发光器件等具有优良的性能。
图20是显示采用以第三实施形态得到的GaN单晶衬底35的发光二极管80的图。该发光二极管80为下述量子势阱结构，该结构在GaN单晶衬底35上生长GaN过渡层101、Si掺杂n型势垒层102、厚度为30埃的不掺杂In0.45Ga0.55N势阱层103、Mg掺杂P型Al0.2Ga0.8N势垒层104、Mg掺杂P型GaN接触层105。该发光二极管80，能够根据不掺杂InGaN势阱层103的组成比例改变发光颜色，例如，In的组成比为0.2时发出蔚蓝色光。
对该发光二极管80特性的调查结果，与目前采用蓝宝石衬底的发光二极管的发光辉度为0.5cd相对照，发光辉度为2.5cd，为其5倍。
再有，作为这样的发光二极管衬底，不限于第三实施形态的GaN单晶衬底35，当然也可以使用其他实施形态的GaN单晶衬底。
图21是表示采用以第三实施形态得到的GaN单晶衬底35的半导体激光器82的图。半导体激光器82为下述结构，该结构在GaN单晶衬底35上生长GaN过渡层111、n-GaN接触层112、n-In0.05Ga0.95N包层113、n-Al0.08Ga0.92N包层114、n-GaN波导(ガイド)层115、由Si掺杂In0.15Ga0.85N(35埃)/In0.02Ga0.08N(70埃)多层形成的MQW层116、P-Al0.2Ga0.8N内部包层117、P-GaN波导层118、P-Al0.08Ga0.92N包层119和P-GaN接触层，从其上、下面得到电极。
该半导体激光器82可以使目前数分钟的振荡寿命超过100小时，能够实现大幅度的提高性能。具体地讲，使目前大约1.5分钟的振荡寿命增加大约120小时。
再有，这种半导体激光器，不限于第三实施形态的GaN单晶衬底35，当然也可以使用其他的实施形态的GaN单晶衬底。
进而，省略图示，以本实施形态的GaN单晶衬底为基础，制作了场效应晶体管(MESFEF)。对该场效应晶体管的特性调查的结果，即使在500℃这样的高温下，也可以得到43ms/mm这样高的互导(gm)，由此可知，本实施形态的GaN单晶衬底作为电子器件也是有效的。
实施例1对作为第一实施形态的GaN单晶衬底及其制造方法的实施例的实施例1，参照图1A～图1D进行说明。
GaAs衬底2使用了GaAs(111)面为Ga面的GaAs(111)A衬底。另外，过渡层4、第一外延层6及第二外延层12，全部使用图3所示的气相生长装置，由有机金属氯化物气相生长法形成。
首先，在图1A所示的第一工序中，由有机金属氯化物气相生长法形成过渡层4。这时，由电阻加热器81，使GaAs衬底2升温并保持在约500℃，使三甲基镓(TMG)以分压6×10-4atm、氯化氢以分压6×10-4atm、氨以分压0.13atm，分别通入反应腔79内，使过渡层4的厚度形成约800埃。
然后，在过渡层4上，通过有机金属氯化物气相生长法生长第一外延层6。这时由电阻加热器81，将GaAs衬底2升温并保持在大约970℃，使三甲基镓(TMG)以分压2×10-3atm、氯化氢以分压2×10-3atm、氨以分压为0.2atm，分别通入反应腔79内。然后，以大约150μm/hr的生长速度，使第一外延层6的厚度形成约为4μm。
然后，在图1B所示的第二工序中，在第一外延层6上，形成由SiO2构成的屏蔽层8。这时，使条形窗10的纵向方向向着第一外延层6的[10-10]方向，使屏蔽层8的厚度为约300nm，屏蔽部的宽度P约为5μm，窗宽Q约为2μm。
然后，在图1C所示的第三工序中，通过有机金属氯化物气相生长法，生长第二外延层12。这时，由电阻加热器81，使GaAs衬底2升温并保持在970℃的温度，使三甲基镓(TMG)以分压2×10-3atm、氯化氢以分压2×10-3atm，氨以分压0.25atm，分别通入反应腔79内。然后，以约20μm/hr的生长速度，使第二外延层12的厚度约为100μm。
然后，在图1D所示的第四工序中，将晶片设置在蚀刻装置上，用氨系蚀刻液，将GaAs衬底2液体蚀刻约1小时，从而完全除去GaAs衬底2。最后，对GaAs衬底2的除去面，施于研磨处理，完成GaN单晶衬底13。
根据本实施例制造的GaN单晶衬底有如下诸特性。即该GaN单晶衬底，衬底面为(0001)面，其结晶性为由X射线分析的X射线半值宽4.5分，而且错位密度为单位面积大约107(cm-2)。由此，与在目前的蓝宝石衬底上形成GaN外延层时的缺陷密度大约是单位面积109(cm-2)的相比，晶体缺陷大幅度地降低了。
实施例2下边，参照图1A～图1D说明作为第一实施形态的另一实施例的实施例2。
GaAs衬底2使用了GaAs(111)A衬底。而且，过渡层4、第一外延层6及第二外延层12，全部采用由图2所示的气相生长装置，根据HVPE法形成。
首先，在图1A所示的第一工序中，由HVPE法形成过渡层4。这时，由电阻加热器61，使GaAs衬底2升温并保持在约500℃的温度，使氯化氢以分压5×10-3atm、氨以分压0.1atm分别通入反应腔59内，然后，使过渡层4的厚度形成约为800埃。
接着，在过渡层4上，由HVPE法，生长第一外延层6。这时，由电阻加热器，使GaAs衬底2升温并保持在约970℃的温度，使氯化氢以分压2×10-2atm、氨以分压0.25atm分别通入反应腔79内。然后，使生长速度约为80μm/hr，使第一外延层6的厚度形成约为4μm。
然后，在图1B所示的第二工序中，在第一外延层6上形成屏蔽层8。这时，使条形窗10的纵向方向朝着第一外延层6的[10-10]方向，使屏蔽层8的厚度约为300nm，屏蔽部宽度P约为5μm，窗宽Q约为2μm。
然后，在图1C所示的第三工序中，由HVPE法生长第二外延层12。这时，由电阻加热器61使GaAs衬底2升温并保持在约970℃的温度，使氯化氢以分压2.5×10-2atm、氨以分压0.25atm分别通入反应腔79内。然后，使生长速度约为100μm/hr，使第二外延层12的厚度形成约为100μm。这样，在本实施例中，由于采用HVPE法，所以与采用有机金属氯化物气相生长法的实施例1比较，能多加快外延层的生长速度。
其次，在图1D所示的第四工序中，将晶片设置在蚀刻装置中，用氨系蚀刻液将GaAs衬底2液体蚀刻大约1小时，从而完全除去GaAs衬底2。最后，对GaAs衬底2的除去面施于研磨处理，完成GaN单晶衬底13。
根据本实施例制造的GaN单晶衬底的各种特性如下即该GaN单晶衬底，衬底面为(0001)面，其结晶性为由X射线分析的X射线半值宽4.5分，而且错位密度是单位面积大约5×107(cm-2)程度。因此，与目前的在蓝宝石衬底上形成GaN外延层时的缺陷密度为单位面积大约109(cm-2)相比，可以看出晶体缺陷大幅度地降低了。
实施例3然后，参照图6A～图6D说明作为第二实施形态的实施例的实施例3。
GaAs衬底2采用了GaAs(111)面为As面的GaAs(111)B衬底。而且，过渡层24及第二外延层26，全都采用图3所示的气相生长装置，依据有机金属氯化物气相生长法形成。
首先，在图6A所示的第一工序中，在GaAs衬底2上形成屏蔽层8。这时，使条形窗10的纵向方向朝着GaAs衬底2的[11-2]方向，使屏蔽层8的厚度大约为350nm，屏蔽部的宽度P约为4μm，窗宽Q约为2μm。
其次，在图6B所示的第二工序中，在条形窗10内的GaAs衬底2上，由有机金属氯化物气相生长法形成过渡层24。这时由电阻加热器81使GaAs衬底2升温并保持在约500℃的温度，使三甲基镓(TMG)以分压6×10-4atm、氯化氢以分压6×10-4atm、氨以分压0.1atm分别通入反应腔79内。然后，使过渡层24的厚度形成约为700埃。
接着，在图6C所示的第三工序中，在层蔽层24上，通过有机金属氯化物气相生长法，生长外延层26。这时，由电阻加热器81使GaAs衬底2升温并保持在约820℃的温度，使三甲基镓(TMG)以分压3×10-3atm、氯化氢以分压3×10-3atm、氨以分压0.2atm分别通入反应腔79内。然后使生长速度约为30μm/hr，使外延层26的厚度约为100μm。
然后，在图6D所示的第四工序中，将晶片设置在蚀刻装置中，用氨系蚀刻液，将GaAs衬体2液体蚀刻大约1小时，从而完全除去GaAs衬底2。最后，对GaAs衬底2的除去面施于研磨处理，完成GaN单晶衬底27。
根据本实施例制造的GaN单晶衬底，错位密度是单位面积大约2×107(cm-2)左右，即根据本实施例制造的GaN单晶衬底，比实施例1及实施例2的GaN单晶衬底，错位密度大，但可以看出与目前在蓝宝石衬底上形成GaN外延层的情况相比，晶体缺陷也大幅度地降低了。另外，在本实施例中，由于比实施例1及实施2制作工序数少，所以能够谋求降低成本。
实施例4下面，参照图8A～图8D说明作为第三实施形态的实施例的实施例4。
GaAs衬底2使用了GaAs(111)A衬底。另外，过渡层4，第一外延层6及第二外延层34，全部采用图3所示的气相生长装置，由有机金属氯化物气相生长法形成。
首先，在图8A所示的第一工序中，通过有机金属氯化物气相生长法形成过渡层4。这时，由电阻加热器81将GaAs衬底2的温度升温并保持在大约500℃的温度，使三甲基镓(TMG)以分压6×10-4atm、氯化氢以分压6×10-4atm、氨以分压0.1atm分别导入反应腔79内。然后使过渡层4的厚度形成大约为700埃。
然后，在过渡层4上，通过有机金属氯化物气相生长法，生长第一外延层6。这时，由电阻加热器81将GaAs衬底2升温并保持在大约970℃的温度，使三甲基镓(TMG)以分压2×10-3atm、氯化氢以分压2×10-3atm、氨以分压0.2atm分别导入反应腔79内。然后以15μm/hr的生长速度，使第一外延层6的厚度形成约为2μm。
然后，在图8B所示的第二工序中，在第一外延层6上，形成由SiO2构成的屏蔽层28。这时，将开口窗30取边长为2μm的正方形，使<10-10>窗群32的间距L为6μm，间距d为5μm。另外，将相邻的<10-10>窗群32之间，在<10-10>方向每隔3μm错开。
然后，在图8C所示的第三工序中，通过有机金属氯化物气相生长法生长第二外延层34。这时，由加热器81使GaAs衬底2升温并保持在约1000℃的温度，使三甲基镓(TMG)以分压4×10-3atm、氯化氢以分压4×10-3atm、氨以分压0.2atm分别通入反应腔79内。然后，使生长速度约为25μm/hr，使第二外延层12的厚度形成约为100μm。
然后，在图8D所示的第四工序中，将晶片设置在蚀刻装置中，用王水将GaAs衬底2蚀刻大约10小时，完全除去GaAs衬底2。最后，对GaAs衬底2的除去面施于研磨处理，完成GaN单晶衬底35。
根据本实施例制造的GaN单晶衬底的各种特性如下。即缺陷密度约3×107(cm-2)的程度，比目前的显著降低。另外，也观察不到裂缝。另外其他途径省略屏蔽层形成工序而制造的GaN单晶衬底的曲率半径约65mm，但本实施例的GaN单晶衬底的曲率半径约为770mm，能够使GaN单晶衬底的弯曲大大降低。另外，目前的内部应力为0.05MPa，在本实施例的GaN单晶衬底中为0.005MPa，也大约降低为1/10。再有，GaN单晶衬底的内部应力是由上述的斯通尼公式(公式(2))算出的。另外，通过霍尔(Hall)测定算出了电气特性，其结果是载流子浓度为n型2×1018cm-3、载流子迁移率为180cm2/v.s。
实施例5然后，参照图13A～图13E说明作为第五实施形态的实施例的实施例5。
GaAs衬底2使用了GaAs(111)A衬底。另外，过渡层24、第一外延层44及第二外延层46，全部采用图2所示的气相生长装置，由HVPE法形成。
首先，在图13A所示的第一工序中，在GaAs衬底2上，形成屏蔽层38，这时，使开口窗成为直径为2μm的圆形，使<11-2>窗群的间距L为6μm，间距d为5.5μm。另外，使相邻的<11-2>窗群之间，在<11-2>方向，各自以3μm错开。
然后，在图13B所示的第二工序中，在开口窗40内的GaAs衬底2上，由HVPE法形成过渡层24。这时，由电阻加热器61，将GaAs衬底2升温并保持在约500℃的温度，使三甲基镓(TMG)以分压6×10-4atm、氯化氢以分压6×10-4atm、氨以分压0.1atm分别通入反应腔59内。然后，使过渡层24的厚度形成约为700埃。
然后，在图13C所示的第三工序中，在过渡层24上，由HVPE法生长第一外延层44。这时，由电阻加热器61，将GaAs衬底2的温度升温并保持在约970℃，使三甲基镓(TMG)以分压5×10-3atm、氯化氢以分压5×10-3atm氨以分压0.25atm分别通入反应腔59内。然后，使生长速度约为25μm/hr，使第一外延层44的厚度形成约为50μm。
然后，在图13D所示的第四工序中，将晶片配置在蚀刻装置中，用王水蚀刻约10小时，将GaAs衬底2完全除去。这样，暂时形成厚度约为50μm厚薄的GaN单晶衬底。
然后，在图13E所示的第五工序中，在第一外延层44上，由HVPE法，以生长温度1000℃，使氯化氢以分压2×10-2atm，氨以分压0.2atm，以约100μm/hr的生长速度，生长厚度约为130μm的由GaN构成的第二外延层46。由此，形成厚度约180μm的GaN单晶衬底47。
如上形成的本实施例的GaN单晶衬底，测量结果是，在衬底表面的缺陷密度为2×107/cm2左右，显著降低，也观察不到裂缝。另外，可知能使GaN单晶衬底的弯曲比目前降低，内部应力为0.002GPa，也非常小。
实施例6然后，参照图16A～图16F说明作为第八实施形态的实施例的实施例6。
在本实施例中，GaAs衬底2使用了GaAs(111)A衬底。另外，过渡层24、外延层26及外延层62，全部采用图2所示的气相生长装置，由HVPE法生成。
首先，在图16A所示的第一工序中，在GaAs衬底2上形成屏蔽层8。这时，使条形窗10的纵向方向朝着GaAs衬底2的[11-2]方向，使屏蔽层8的厚度约为300nm、屏蔽部宽度P约为5μm、窗宽Q约为3μm。
然后，在图16B所示的第二工序中，在使GaAs衬底2的温度形成约为500℃的状态下，在条形窗10内的GaAs衬底2上，由HVPE法形成过渡层24。再有，过渡层24的厚度形成约为800埃。
然后，在图16C所示的第三工序中，在使GaAs衬底2的温度形成约为950℃的状态下，在过渡层24上，由HVPE法生长约200μm的外延层26。
然后，在图16D所示的第四工序中，用王水蚀刻除去GaAs衬底2。
在图16E所示的第五工序中，在使反应腔59内的温度为1020℃的状态下，在外延层26上，由HVPE法进一步加厚生成外延层62，形成GaN单晶的晶锭64。晶锭64是上面中央部位稍微下陷的形状，从底到上面中央部位的高度约为2cm，外径约为55mm。
接着，在图16F所示的第六工序中，由有内周齿的切片机将晶锭64切断，得到20片外径约50mm，厚度约350μm的GaN单晶衬底66。在这个GaN单晶衬底66中，看不到明显弯曲的发生。再有，切断处理后，对GaN单晶衬底66施于抛光研磨(ラツピング)及精修研磨。
在上述实施例1～实施例5中，一次制造处理只能得到1片单晶衬底，但在本实施例中，一次制造处理就能得到20片的衬底。制造成本降低为实施的65％。这样，在本实施例中，可谋求大幅度地降低成本，而且可以缩短每一片的制造时间。
再有，测定从晶锭64的最上端部得到的GaN单晶衬底66的电气特性，其结果是，载流子浓度是n型2×1018cm-3，电子迁移率是200cm2/vs，比电阻是0.017Ωcm。
另外，测定从晶锭64最下端部得到的GaN单晶衬底66的电气特性，其结果是，载流子浓度为n型8×1018cm-3，电子迁移率为150cm2/vs，比电阻为0.06Ωcm。
因此，晶锭64中间部的特性，能质量保证为它们之间的值或位于其附近，能够省去全量检查的时间。
再有，采用该GaN晶衬底66，制作以InGaN为发光层的LED时，与目前的蓝宝石衬底上的比较，发光辉度提高了约5倍。发光辉度提高的原因可以认为是因为，与在目前的LED中，在活性层内存在大量的贯通错位相对，在本实施例中，在发光层内，不存在贯通错位。
实施例7下面，参照图16A～图16F说明作为除第八实施形态之另一实施例的在本实施例中，GaAs衬底2使用了GaAs(111)A衬底。另外，过渡层24、外延层26及外延层62全部采用由图3所示的气相生长装置，由有机金属氯化物气相生长法形成。
首先，在图16A所示的第一工序中，在GaAs衬底2上形成屏蔽层8。这时，将条形窗10的纵向方向朝着GaAs衬底2的[11-2]方向，使屏蔽层的厚度约为500nm，屏蔽部的宽度P约为5μm，窗宽Q约为3μm。
然后，在图16B所示的第二工序中，在使GaAs衬底2的温度约为490℃的状态下，在条形窗10内的GaAs衬底2上，由HVPE法，形成过渡层24。再有，过渡层24的厚度形成约为800埃。
然后，在图16C所示的第三工序中，在使GaAs衬底2的温度为约970℃的状态下，在过渡层24上，由有机金属氯化物气相生长法，生长约25μm的外延层26。
然后，在图16D所示的第四工序中，用王水将GaAs衬底2腐蚀除去。
在图16E所示的第五工序中，在使反应腔79内的温度为1000℃的状态下，在外延层26上，由HVPE法，进一步加厚生成外延层62，形成GaN单晶的晶锭64。晶锭64上面中央部位是稍微下陷的状态，从底到上面中央部位的高度约为3cm，外径约为30mm。
接着，在图16F所示的第六工序中，由有内周齿的切片机，将晶锭64切断，得到25片外径约为20～30mm，厚度约为400μm的GaN单晶衬底66。该GaN单晶衬底66，看不到显著的弯曲发生。再有，切断处理后，对GaN单晶衬底66施于抛光研磨及精修研磨。
在上述实施例1～实施例5中，制造处理一次，只能得到1片单晶衬底，但在本实施例中，制造处理一次可得到25片衬底。另外，制造成本降低到实施的约65％。这样，在本实施中，能够谋求大幅度地降低成本，而且，能够缩短每一片的制造时间。
再有，测定从晶锭64中间部位得到的GaN单晶衬底66的电气特性，其结果，载流子浓度为n型2×1018cm-3，电子迁移率为250cm2/vs，比电阻为0.015Ωcm。
实施例8然后，参照图17A～图17C说明作为第九实施形态的实施例的实施例8。
在本实施例中，GaAs衬底2使用了GaAs(111)A衬底。另外，过渡层24及外延层68，全部采用图2所示的生长装置，由HVPE法形成。
首先，在图17A所示的第一工序中，在GaAs衬底2上形成屏蔽层8。这时，使条形窗10的纵向方向朝着衬底2的[11-2]方向，使屏蔽层8的厚度约为250nm，屏蔽部的宽度P约为5μm，窗宽Q约为3μm。而且屏蔽层8形成之后，在使GaAs衬底2的温度约为500℃的状态下，在条形窗10内的GaAs衬底2上，由HVPE法形成过渡层24。再有，过渡层24的厚度形成约为900埃。
然后，在图17B所示的第二工序中，在使GaAs衬底2的温度约为1000℃的状态下，在过渡层24上，由HVPE法生长外延层68，形成GaN单晶的晶锭70。晶锭70是上面中央部位稍微下陷的形状，从底部到上面中央部位的高度约为1.6cm。
接着，在图17C所示的第三工序中，由有内周齿的切片机，切断晶锭70，得到12片厚度约为300μm的GaN单晶衬底72。该GaN单晶衬底72看不到显著的弯曲发生。再有，切断处理后，对GaN单晶衬底72，施于抛光研磨及精修研磨。
在上述实施例1～实施例5中，制造处理一次，只能得到1片单晶衬底，但在本实施例中，制造处理一次，可得到12片衬底。另外，制造成本降低到实施例1的约60％。这样，本实施例，可以谋求大幅度地降低成本，而且，能够缩短每一片的制造时间。
再有，测定从晶锭70中间部位得到的GaN单晶衬底72的电气特性，其结果，载流子浓度为n型1×1019cm-3，电子迁移率为100cm2/vs，比电阻为0.005Ωcm。
实施例9下面，参照图18A-图18B说明作为第十实施形态的实施例的实施例9。
首先，在图18A所示的第一工序中，在以实施例6制造的GaN单晶衬底上，生长外延层74，形成GaN单晶的晶锭76。这时，外延层74，由HVPE法，在使GaAs衬底2的温度约为1010℃的状态下生成。另外，晶锭76是上面中央部位稍微下陷的形状，从底部到上面中央部位的高度约为2.5cm，外径约为55mm。
然后，在图18B所示的第二工序中，由有内周齿的切片机将晶锭76切断，得到15片外径约为50mm、厚度约为600μm的GaN单晶衬底78。
在实施例1～实施例5中，制造处理1次，只能得到1片单晶衬底，但在本实施例中，制造处理1次，能得15片衬底。另外，制造成本，以和实施例1同样的工艺制造的情况相比较，约降低到55％。这样，在本实施中，可以谋求大幅度地降低成本，而且，可以缩短每一片的制造时间。
再有，测量从晶锭76的中间部分得到的GaN单晶衬底78的电气特性，其结果，载流子浓度为n型1×1017cm-3，电子迁移率是650cm2/vs，比电阻是0.08Ωcm。
实施例10下面，参照图18A～图18B说明作为第十实施形态之另一实施例的实施例10。
首先，在图18A所示的第一工序中，在实施例7制造的GaN单晶衬底上，生长外延层74，形成GaN单晶的晶锭76。这时，外延层74，采用由图22所示的生长装置，由升华法，在使GaAs衬底2的温度约为1200℃的状态下生长。再有，流入反应容器内的氨为20sccm。另外，晶锭76，与实施例6～实施例9的晶锭比较，是平坦的，从底部到上面的高度约为0.9cm，外径约为35mm。
然后，在图18B所示的第二工序中，由具有内周齿的切片机，将晶锭76切断，得到5片外径约35mm、厚度约500μm的GaN单晶衬底78。
在实施例1～实施例5中，制造处理1次只能得到1片单晶衬底，但在本实施例中，制造处理1次，能得到5片衬底。另外，制造成本降低到实施例1的大约80％。这样，在本实施例中，可以谋求大幅度地降低成本，而且，可以缩短每1片的制造时间。
再有，测定从晶锭76中间部得到的GaN单晶衬底78的电气特性，其结果，载流子的浓度为n型1×1018cm-3，电子迁移率为200cm2/vs，比电阻为0.03Ωcm。
实施例11然后，参照图19A～19C说明作为第十一实施形态的实施例的实施例11。
首先，在图19A所示的第一工序中，由HVPE法，在形成约为500℃的GaAs衬底2上，形成厚度约为90nm、由GaN构成的过渡层79。再有，作为GaAs衬底，使用了GaAs(111)B衬底。
然后，在图19B所示的第二工序中，由HVPE法，在过渡层79上生长由GaN构成的外延层81，形成GaN单晶的晶锭83。这时，外延层81，由HVPE法，在使GaAs衬底2的温度约为1030℃的状态下生长。另外，晶锭83是上面中央部位稍微下陷的形状，从底部到上面中央部位的高度约为1.2cm。
最后，在图19C所示的第三工序中，由有内周齿的切片机，将晶锭83切断，得到10片厚度约为300μm的GaN单晶衬底85。
在实施例1～实施例5中，制造处理1次只能得到1片单晶衬底，但在本实施例中，制造处理1次，可以得到10片衬底。另外，制造成本降低到实施例1的大约70％。这样，在本实施例中，可以谋求大幅度降低成本，而且可以缩短每一片的制造时间。
再有，测定从晶锭83的中间部位得到的GaN单晶衬底78的电气特性，其结果，载流子浓度为n型1×1019cm-3，电子迁移率为100cm2/vs，比电阻为0.005Ωcm。
产业上利用的可能性如上所述，在本发明的GaN单晶衬底的制造方法中，在屏蔽层的各开口窗内，形成GaN核，该GaN核依次向屏蔽层上的横向，即向没有形成屏蔽层的开口窗的屏蔽部的上方，毫无障碍地，自由地横向生长。因此，根据本发明的GaN单晶衬底的制造方法，可以高效且可靠地得到晶体缺陷大幅度降低的本发明的GaN单晶衬底。
权利要求
1.一种GaN单晶衬底，包括具有相互隔离配置的多个开口窗的屏蔽层；和由GaN构成同时在所述屏蔽层上层叠的外延层，其特征在于，在没有形成所述外延层的所述屏蔽层的一侧，包括过渡层；和在该过渡层与所述屏蔽层之间形成的下层外延层。
2.如权利要求书1所述的GaN单晶衬底，其特征在于，所述屏蔽层的所述开口窗，沿所述下层外延层的<10-10>方向，以间距L，配置多个，形成<10-10>窗群，同时使所述<10-10>窗群沿所述下层外延层的<1-210>方向，以间距d(0.75L≤d≤1.3L)并列设置多个。
3.如权利要求书2所述的GaN单晶衬底，其特征在于，所述各<10-10>窗群，其所述各开口窗的中心位置相对于相邻的所述<10-10>窗群的所述各开口窗的中心位置，向所述<10-10>方向大约偏移1/2L而并列设置。
4.如权利要求书1～3之中任一项所述的GaN单晶衬底，其特征在于，在从所述外延层的与所述屏蔽层的接触面起10μm的范围内，而且，在所述屏蔽层的没有形成所述开口窗的屏蔽部上，形成有比所述开口窗的上方的区域错位密度低的低错位密度区域。
5.如权利要求书4所述的GaN单晶衬底，其特征在于，所述外延层的所述低错位密度区域的错位密度为1×108cm-2以下。
6.如权利要求书1所述的GaN单晶衬底，其特征在于，所述外延层厚度在5μm～300μm范围内，在所述外延层上，还形成有由GaN构成的第二外延层。
7.如权利要求书6所述的GaN单晶衬底，其特征在于，载流子浓度为n型位于1×1016cm-3～1×1020cm-3范围内。
8.如权利要求书7所述的GaN单晶衬底，其特征在于，电子迁移率位于60cm2～800cm2范围内。
9.如权利要求书7所述的GaN单晶衬底，其特征在于，比电阻在1×10-4Ωcm～1×10Ωcm范围内。
10.一种GaN单晶衬底的制造方法，其包括把GaN单晶作为籽晶在该GaN单晶上生长由GaN构成的外延层，形成GaN单晶的晶锭的晶锭形成工序，和将所述晶锭切成多片的切断工序。
11.一种GaN单晶衬底的制造方法，其包括把GaN单晶作为籽晶在该GaN单晶上生长由GaN构成的外延层，形成GaN单晶的晶锭的晶锭形成工序，和将所述晶锭解理为多片的解理工序。
全文摘要
一种GaN单晶衬底的制造方法，其特征在于，包括屏蔽层形成工序，在GaAs衬底2上，形成具有相互隔离配置的多个开口窗10的屏蔽层8；和外延层生成工序，在屏蔽层8上，生长由GaN构成的外延层12。
文档编号H01L33/00GK1542992SQ20041004455
公开日2004年11月3日 申请日期1998年10月29日 优先权日1997年10月30日
发明者元木健作, 冈久拓司, 司, 松本直树, 树 申请人:住友电气工业株式会社