III族氮化物半导体元件制造用基板的制造方法、III族氮化物半导体自支撑基板或III族氮化物半导体元件的制造方法、以及III族氮化物生长用基板

摘要

本发明提供使氮化铬层面内的三棱锥形状的氮化铬微晶所占的面积比率提高的III族氮化物半导体元件制造用基板的制造方法。该III族氮化物半导体元件制造用基板的制造方法的特征在于，其具备：成膜工序，在生长用基底基板上形成铬层；氮化工序，通过在规定的条件下氮化该铬层，从而形成氮化铬层；晶体层生长工序，在该氮化铬层上外延生长至少一层III族氮化物半导体层，其中，前述铬层通过溅射法以溅射粒子射程区域的成膜速度为

说明书

本申请是申请日为2011年9月30日、申请号为 201180047494.3、发明名称为“III族氮化物半导体元件制造用基 板的制造方法、III族氮化物半导体自支撑基板或III族氮化物半 导体元件的制造方法、以及III族氮化物生长用基板”的申请的分 案申请。

技术领域

本发明涉及III族氮化物半导体元件制造用基板的制造方 法、III族氮化物半导体自支撑基板或III族氮化物半导体元件的 制造方法、以及III族氮化物生长用基板。

背景技术

一般由III族氮化物半导体构成的例如III族氮化物半导体 元件被广泛用作发光元件或电子器件用元件，该III族氮化物半 导体由Al、Ga等与N的化合物形成。这样的III族氮化物半导体 现在通常是在例如由蓝宝石形成的晶体生长基板上采用 MOCVD(MetalOrganicChemicalVaporDeposition：有机金属 化学气相沉积)法形成的。

然而，由于III族氮化物半导体与晶体生长基板(一般为蓝 宝石)的晶格常数差异大，因而存在下述问题：产生因该晶格 常数的差引发的位错，晶体生长基板上生长的III族氮化物半导 体层的晶体品质会降低。

为了解决该问题，现有技术广泛采用了使GaN层在例如蓝 宝石基板上隔着低温多晶或无定形状态的缓冲层生长的方法。 然而，由于蓝宝石基板的导热率小，所以散热性差，另外，由 于绝缘性而无法流通电流，因此采用在氮化物半导体器件层的 一面形成n电极及p电极来流通电流的构成，采用该构成难以流 通大电流，不适合于制作高输出功率的发光二极管(LED)。

为此，非专利文献1和专利文献1提出了如下激光剥离法等 方法，在导电性且导热率大的另外的支撑基板上贴附生长层， 从蓝宝石基板的背面对GaN层照射具有大于GaN的能隙的量子 能量的激光，使GaN热分解成Ga和N，从而将蓝宝石基板与III 族氮化物半导体层剥离。然而仍存在下述课题：这些方式的激 光剥离装置的成本高；还容易给形成在将被剥离的GaN层上的 器件层引入热损伤；等。

另外，作为其它的现有技术，专利文献2～5公开了使GaN 层在蓝宝石基板上隔着金属氮化物层生长的技术。与上述缓冲 层技术相比较，采用该方法可以减少GaN层的位错密度，能够 生长高品质的GaN层。这是由于金属氮化物层的CrN膜与GaN 层的晶格常数及热膨胀系数的差较小。另外，该CrN膜可以用 化学蚀刻液选择性地蚀刻，对于采用化学剥离法使生长用基板 与III族氮化物半导体器件层分离的工艺有用。

这些专利文献中公开了如下技术，作为氮化铬层的优选条 件，在HVPE(HydrideVaporPhaseEpitaxy：氢化物气相外延 法)装置内，在含氨气的气氛下、1000℃以上的温度下对已成 膜在生长用(0001)蓝宝石基板上的金属铬层实施氮化处理， 从而在基板面上部分地形成如图1(a)所示的三棱锥形状的氮 化铬微晶。氮化铬的晶体结构为岩盐型(立方晶系)，三棱锥的 底面为(111)面，底边平行于蓝宝石基板(0001)面内的〔10-10〕、 〔01-10〕、〔-1100〕方向，如图1(b)的X射线衍射2θ-ω扫描结 果所显示地，自底面的重心朝向三棱锥的顶点的方位为〔111〕。

现有技术文献

非专利文献

非专利文献1:W.S.Wong等、Appl.Phys.Lett.72(1998)599.

专利文献

专利文献1:日本特表2001-501778号公报

专利文献2:国际公开第2006/126330号公报

专利文献3:日本特开2008-91728号公报

专利文献4:日本特开2008-91729号公报

专利文献5:WO2007/023911公报

发明内容

发明要解决的问题

如此，铬层的氮化处理通常在HVPE装置内进行。其理由 可列举如下：HVPE装置内的氮化处理为热壁型，由于氨气在 与作为III族原料的GaCl等III族氯化物气体混合前被加热，因此 使得氨气的分解效率好等。然而存在如下问题：对于形成氮化 物半导体元件，薄膜生长是不可或缺的，采用HVPE生长炉难 以形成氮化物半导体层的薄膜；另外，在HVPE炉中形成CrN层 后，需要转移到MOCVD炉中，而由于此时CrN层表面的氧化等， 使得难以在CrN层上外延生长具有良好结晶性的III族氮化物半 导体层。

本发明人等为了解决这些问题，在MOCVD生长炉内对铬 层实施了氮化处理，继而发现专利文献2～5所记载的制造条件 的一部分是必要条件而非充分条件。即，存在如下情况：如图2 (a)所示，不仅含有大致三棱锥形状的氮化铬微晶，而且还含 有方位各不相同且近似四边形的鳞片状或无定形的微晶；此外， 如图2(b)、图2(c)所示，观测到基底基板上的基板面内的形 状偏差。另外，由图2(d)显示的X射线衍射的结果暗示了近 似四边形的鳞片状的暴露面为岩盐型结构的{100}面群。

为了在氮化铬层上生长结晶性好的III族氮化物半导体结 晶层，优选使得氮化铬层的〔111〕方位与垂直于生长用(0001) 蓝宝石基板面的方向一致、并且氮化铬层的面内旋转的方位集 中为蓝宝石(0001)面内的规定方位，因而形成上述鳞片状或 无定形且方位各不相同的微晶有可能降低结晶层的结晶性、均 一性。

本发明的目的在于提供：III族氮化物半导体元件制造用基 板的制造方法以及III族氮化物半导体自支撑基板或III族氮化 物半导体元件的制造方法，该方法在MOCVD生长炉内氮化铬 层时，通过提高已形成的氮化铬层面内的大致三棱锥形状的氮 化铬微晶所占的面积比率，从而可以提高之后生长在氮化铬层 上的晶体层的结晶性、均一性。

用于解决问题的方案

为了实现上述目的，本发明的要点构成如下所述。

(1)一种III族氮化物半导体元件制造用基板的制造方法， 其特征在于，该方法具备：成膜工序，在生长用基底基板上形 成铬层；氮化工序，通过在规定的条件氮化该铬层，从而形成 氮化铬层；晶体层生长工序，在该氮化铬层上外延生长至少一 层III族氮化物半导体层，其中，前述铬层通过溅射法以溅射粒 子射程区域的成膜速度为/秒的范围、厚度为的 范围的方式成膜，前述氮化铬层在炉内压力6.666kPa以上且 66.66kPa以下、温度1000℃以上的MOCVD生长炉内、含氨气的 气体氛围中形成，前述气体氛围中除了氨气以外的气体成分为 由氮气和氢气组成的载气，氮气在该载气中所占的含有比率为 60～100体积％的范围。

(2)根据上述(1)记载的III族氮化物半导体元件制造用 基板的制造方法，其中，前述氮化铬层表面的氮化铬微晶中具 有大致三棱锥形状的氮化铬微晶所占的面积比率为70％以上。

(3)根据上述(1)或(2)记载的III族氮化物半导体元 件制造用基板的制造方法，其中，前述铬层在多块生长用基底 基板上以平均成膜速度各自为/秒的范围的方式间歇性 地成膜。

(4)根据上述(2)或(3)记载的III族氮化物半导体元 件制造用基板的制造方法，其中，前述大致三棱锥形状的氮化 铬微晶的底边的方位平行于前述III族氮化物半导体层的＜ 11-20＞方向(a轴方向)群。

(5)根据上述(1)～(4)的任一项记载的III族氮化物半 导体元件制造用基板的制造方法，其中，前述生长用基底基板 具有六方晶系或准六方晶系的晶体结构，表面为(0001)面。

(6)一种III族氮化物半导体自支撑基板或III族氮化物半 导体元件的制造方法，其特征在于，该方法具备：成膜工序， 在生长用基底基板上形成铬层；氮化工序，通过在规定的条件 下氮化该铬层，从而形成氮化铬层；晶体层生长工序，在该氮 化铬层上外延生长至少一层III族氮化物半导体层；分离工序， 通过化学蚀刻去除前述氮化铬层，从而使前述生长用基底基板 与前述III族氮化物半导体分离，其中，前述铬层通过溅射法以 溅射粒子射程区域的成膜速度为/秒的范围、厚度为 的范围的方式成膜，前述氮化铬层在炉内压力6.666kPa 以上且66.66kPa以下、温度1000℃以上的MOCVD生长炉内、含 氨气的气体氛围中形成，前述气体氛围中除了氨气以外的气体 成分为由氮气和氢气组成的载气，氮气在该载气中所占的含有 比率为60～100体积％的范围。

(7)根据上述(6)记载的III族氮化物半导体自支撑基板 或III族氮化物半导体元件的制造方法，其中，前述氮化铬层表 面的氮化铬微晶中具有大致三棱锥形状的氮化铬微晶所占的面 积比率为70％以上。

(8)根据上述(6)或(7)记载的III族氮化物半导体自 支撑基板或III族氮化物半导体元件的制造方法，其中，前述铬 层在多块生长用基底基板上以平均成膜速度各自为/秒 的范围的方式间歇性地成膜。

(9)根据上述(7)或(8)记载的III族氮化物半导体自 支撑基板或III族氮化物半导体元件的制造方法，其中，前述大 致三棱锥形状的氮化铬微晶的底边的方位平行于前述III族氮 化物半导体层的＜11-20＞方向(a轴方向)群。

(10)根据上述(6)～(9)的任一项记载的III族氮化物 半导体自支撑基板或III族氮化物半导体元件的制造方法，其 中，前述生长用基底基板具有六方晶系或准六方晶系的晶体结 构，表面为(0001)面。

(11)一种III族氮化物生长用基板，其特征在于，其具有 基板及该基板上的氮化铬层，前述氮化铬层表面的氮化铬微晶 中具有大致三棱锥形状的氮化铬微晶所占的面积比率为70％以 上。

发明的效果

根据本发明，可以提供：III族氮化物半导体元件制造用基 板的制造方法以及III族氮化物半导体自支撑基板或III族氮化 物半导体元件的制造方法，该方法通过适当设定用来在生长用 基底基板上成膜的铬层的成膜条件、以及用于在MOCVD生长 炉内将该铬层氮化的氮化条件，从而可以提高形成的氮化铬层 面内的大致三棱锥形状的氮化铬微晶所占的比例，由此可以提 高在氮化铬层上延续生长的III族氮化物半导体层、III族氮化物 半导体元件结构层的晶体层的结晶性、均一性。

附图说明

图1(a)和图1(b)分别显示对于溅射成膜在蓝宝石(0001) 基板上的铬层在HVPE炉内实施氮化处理后的试样的表面SEM 照片和X射线衍射2θ-ω扫描的结果。

图2(a)～(c)分别显示对于溅射成膜在蓝宝石(0001) 基板上的铬层在规定条件下MOCVD炉内进行氮化处理后的情 况下的试样的表面SEM照片，图2(d)显示X射线衍射2θ-ω扫 描的结果。

图3(a)～(d)是用于说明遵照本发明的III族氮化物半导 体元件制造用基板的制造方法的示意性截面图。

图4(a)和图4(b)是各种溅射装置的示意性立体图，图4 (c)是图4(b)所示溅射装置的示意性截面图。

图5(a)和图5(b)是用来说明成膜速度与平均成膜速度 的关系的图。

图6(a)和图6(b)分别是显示铬层的成膜速度与氮化处 理后的大致三棱锥形状的氮化铬微晶的形成比例的关系的图、 以及显示铬层的平均成膜速度与氮化处理后的大致三棱锥形状 的氮化铬微晶的形成比例的关系的图。

图7(a)和图7(b)显示氮化处理后的试样的表面SEM照 片，图7(c)显示X射线衍射2θ-ω扫描的结果。

图8(a)和图8(b)分别显示将蓝宝石基板上的铬层在氢 气/氮气混合气体氛围、氮气气氛中热处理后的情况下的表现铬 层的表面形态的SEM照片。

图9(a)是显示载气中氮气的比率与大致三棱锥形状的微 晶所占的面积比率的关系的图，图9(b)～(f)显示各个氮化 处理后的试样的表面SEM照片。

图10显示氮化处理时的炉内压力及表现氮化处理后的氮化 铬层的表面状态的SEM照片。

图11显示在载气全为氮气的情况下改变氮化处理温度和处 理时间时的氮化铬层的表面状态的SEM照片。

图12(a)～(e)是用于说明遵照本发明的III族氮化物半导 体元件制造用基板、III族氮化物半导体自支撑基板以及III族氮 化物半导体元件的制造方法的示意性截面图。

图13(a)和图13(b)是分别显示铬层的成膜速度及平均 成膜速度与采用MOCVD法生长的GaN层的X射线摇摆曲线的 半高宽的关系的图。

图14(a)和图14(b)是显示基底基板种类不同引起的氮 化铬层、III族氮化物半导体层的结晶方位(外延)关系的图。

图15是显示铬层的厚度与采用MOCVD法生长的GaN层的 X射线摇摆曲线的半高宽的关系的图。

图16(a)和图16(b)分别是X射线衍射2θ-ω扫描的结果 及氮化处理后的试样的表面SEM照片。

具体实施方式

参照附图的同时对遵照本发明的III族氮化物半导体元件 制造用基板的制造方法、以及III族氮化物半导体自支撑基板或 III族氮化物半导体元件的制造方法的实施方式进行说明。其 中，本发明中的III族氮化物半导体元件制造用基板是指在成膜 于生长用基底基板上的氮化铬层上生长有至少一层III族氮化 物半导体层的基板，III族氮化物半导体自支撑基板是指在成膜 于生长用基底基板上的氮化铬层上生长数百μm以上厚的III族 氮化物半导体层、然后将生长用基底基板分离而得到的基板。 另外，III族氮化物半导体元件是指对上述III族氮化物半导体元 件制造用基板实施电极蒸镀等器件加工而元件分离后的半导体 元件、或者是指在III族氮化物半导体自支撑基板上形成III族氮 化物半导体元件结构层并实施电极蒸镀等器件加工而元件分离 后的半导体元件。另外，作为III族氮化物半导体，例如可列举 出GaN系、InGaN系、AlInGaN系、AlGaN系等，但并不限定于 这些。此外，本说明书中，“层”可以为连续的层，也可以为不 连续的层。“层”表示形成有一定厚度的状态。

图3(a)～(d)是用于说明遵照本发明的III族氮化物半导 体元件制造用基板的制造方法的示意性截面图。图3(a)所示 工序中准备生长用基底基板10。作为一个例子，生长用基底基 板10为蓝宝石单晶、且生长用基底基板的上面侧的表面10a为 (0001)面。蓝宝石的单晶为菱面体晶的晶体结构，是准六方 晶系。

作为生长用基底基板10，只要是具有准六方晶系、六方晶 系和立方晶系中任一晶体结构的材料即可，也可以是蓝宝石以 外的材料。例如，也可以是AlN单晶基板、在各种生长用基板 上形成有AlN外延层的模板基板。

图3(b)所示工序中，以规定的速度在生长用基底基板10 的表面10a上形成铬层20。该铬层20采用溅射法成膜，溅射粒子 射程区域的成膜速度为/秒的范围。另外，溅射时的气氛 为压力0.05～0.5Pa的范围的氩气，压力范围根据装置构成进行 适当调整即可。另外，作为铬层20的成膜方法，可列举出RF(高 频)或DC(直流)溅射法等，以铬层20的厚度为的范 围的方式进行成膜。

关于溅射装置，虽然也有在与靶面积同等或面积小于靶面 积的对向位置安放单～多块基板的情况，但为了提高生产率而 在多块生长用基底基板上进行成膜时，采用如图4(a)所示的 转盘式(carouseltype)或如图4(b)所示的平行平板式，旋转 基板支架或托130进行成膜。此情况下，如图4(c)所示，由于 基板110周期性地通过靶120附近的溅射粒子射程区域140，因此 能以图5(a)所示的成膜速度间歇性地成膜。为了抑制批次内 的成膜厚度的偏差，需要的是，各基板均进行相同次数的成膜， 或者控制每一次的成膜速度，即使不为相同次数的情况下，也 可以减小成膜量的差异。

其中，将基板架或托130的转速记作Arpm时(图5(a))， 由此假设转速为2倍的2×Arpm的情况如图5(b)所示，虽然每 单位时间的成膜次数增加一倍，但由于在区域140停留的时间减 半，因此即使改变转速，每单位时间的成膜厚度也基本没有变 化。其中，成膜厚度除以成膜加工时间后的值称为平均成膜速 度。

本发明的目的在于形成用来提高III族氮化物半导体层的 结晶性的合适的氮化铬层，遍及基底基板整面地均匀形成三棱 锥形状的微晶而非无定形或近似四边形的鳞片状的微晶。以下 对于铬层20的形成条件以及MOCVD生长炉内的氮化条件进行 描述。

准备试样，在图4(b)所示的平行平板式RF溅射装置中安 放蓝宝石(0001)基板，调整高频电源在平均成膜速度为 /秒(成膜速度为/秒)的范围下成膜的铬层20。其中，托的转速设为20rpm。

接着，在MOCVD装置内安放试样，在氨气的含有比率为 25体积％、流量6SLM(标准升每分钟(StandardLitterPer Minute)：换算成0℃、1气压下的流量后的流量)、除了氨气以 外的气体设为氢气含有比率为20体积％以及氮气含有比率为55 体积％(氮气在载气中所占的比例约为73.3体积％)、压力 26.664kPa下、基板温度1080℃下进行10分钟的氮化处理，使铬 层20形成图3(c)的氮化铬层30。其中，氨气的含有比率为5 体积％以上且95体积％以下的范围。含有比率小于5体积％时， 氮化的效率会降低、氮化处理时间会延长。另外，超过95体积％ 时，在装置保护方面，用于防止氨气流入的吹扫气体将无法充 分流通。另外，在氢气和氮气混合气体氛围中以升温速度为 30℃/分钟进行升温，自达到600℃的时刻开始供给氨气。冷却 过程中，在达到600℃的时刻停止供给氨气和氢气，在氮气气氛 中进行冷却。另外，图3(c)和图3(d)以截面为大致三角形 的连续体的形式夸大地显示了氮化铬层。

用SEM(扫描电子显微镜)观察氮化处理后的试样的表面， 进行氮化铬微晶的形状观察，调查试样面内的大致三棱锥形状 的微晶所占的比例与成膜速度及平均成膜速度的关系。试样面 内形成的氮化铬微晶之中大致三棱锥形状的微晶所占的比例 为：对于大致三棱锥所占的比例少的情况，在SEM照片中对判 断为大致三棱锥的微晶叠画三角形的标记，通过图像处理算出 其面积比率。另外，对于大致三棱锥形状的微晶占多半的情况， 对被判断为非大致三棱锥形状的微晶叠画标记并通过图像处理 算出其面积比率，从100％中减除从而求出大致三棱锥形状的微 晶所占的比例。其中，大致三棱锥的判断基准为：凭借SEM照 片的高度造成的反差，能够观察到顶点和3个方向的棱线。另外， 即使微晶并非单个而是多个相连时，除了结合部以外仍能够观 察到棱线的情况也包含在内。因此，此处表达为“大致”三棱 锥形状。

另外，关于各个铬成膜速度条件，使用2块2英寸口径的蓝 宝石基板，在各自的中心以及距中心20mm四周的4点位置计5 点位置处进行面内分布的评价，算出2块总计10点的评价点数。 图6(a)和图6(b)显示了相对于各个成膜速度条件的上述10 点位置处的大致三棱锥形状的微晶所占的面积比率的最大及最 小的范围。溅射时的成膜速度及平均成膜速度慢、例如图6(a) 和图6(b)中(I)所示的成膜速度/秒及平均成膜速度/ 秒的情况下，如图7(a)的SEM照片所示地可知，氮化处理后 未形成大致三棱锥形状的微晶，近似四边形的鳞片状、无定形 的氮化铬微晶占多数。图7(a)的SEM照片的大致三棱锥形状 的微晶所占的比例约为4％。反过来，溅射时的成膜速度及平均 成膜速度快、例如图6(a)和图6(b)中(II)所示的成膜速 度/秒及平均成膜速度/秒的情况下，如图7(b)的SEM 照片所示地可知，氮化处理后大致三棱锥形状占大部分。图7 (b)的SEM照片的氮化铬微晶之中大致三棱锥形状的微晶所占 的比例约为97％。另外，图7(b)中由于较大的大致三棱锥形 状的高度的影响而使SEM照片带有黑白反差，黑色的部分并不 一定不平坦，多数情况下进一步在高倍率下观察到更小的大致 三棱锥形状的微晶。其中，本发明中在图7的SEM照片的倍率下 评价面积比。

即可知，图3(b)所示的铬层20的成膜工序中，通过使溅 射粒子射程区域140的成膜速度为/秒以上、并且使平均成膜 速度为/秒以上，近似四边形的鳞片状、无定形的氮化铬微晶 急剧减少，还如图7(b)的SEM照片所示，大致三棱锥形状的 微晶所占的面积比率可为70％以上、90％以上、进而为95％以上。 另外，SEM照片的图7(b)的试样的X射线衍射2θ-ω扫描的结 果如图7(c)所示，氮化铬在垂直于基底基板面的〔111〕方向 上取向，消除了前述图2(d)那样的CrN{100}方位存在的状 态。想得到致密的膜质时，通常认为成膜速度越慢越好，但从 进行符合本发明目的的良好的氮化处理的方面考虑，发现成膜 速度越快越好。

对于这样的氮化处理后的氮化铬层的微晶的形态变化，学 术性的原因并不确定，但考虑如下：通过高速成膜而在金属铬 层内产生空穴/空穴簇等原子级别的不完整，使氮在铬层中的扩 散速度加快，底部蓝宝石基板表面的AlN中间层的形成有效地 进行，进而氮化铬在固相外延生长时继承AlN中间层的信息形 成取向性好的三棱锥形状的氮化铬微晶。其中，关于中间层的 形成如日本特开2008-110912号公报的图7所示。

其中，如后述地，铬层的厚度为(5～30nm)的范 围是合适值，优选为的范围，如果假设以超过/秒 的平均成膜速度进行成膜，成膜加工时间为5～小于18秒，对于 基板支架或托130的转速也有制约，采用/秒以上的速度难以 确保成膜批次内的膜厚的均一性，因此优选平均成膜速度为/ 秒以下、并且溅射粒子射程区域140的成膜速度为/秒以下。

即，在MOCVD装置内氮化处理铬层、接着在MOCVD装置 内使III族氮化物半导体层生长的情况下，铬层的成膜工序中， 优选平均成膜速度为/秒以上且/秒以下的范围，更优选平 均成膜速度为/秒以上且/秒以下的范围，进一步优选平 均成膜速度为/秒以上且/秒以下的范围。溅射粒子射程区 域140的成膜速度设为/秒以上且/秒以下的范围。

以往，铬层的氮化处理在HVPE装置内进行。认为此是由 于：HVPE装置内的氮化处理为热壁型，在与III族原料的GaCl 等III族氯化物气体混合前，氨气被加热，与此相对，为了抑制 气相反应，MOCVD装置采用仅加热基板部分的构造，因此氨 气的分解效率差，主要利于氮化的原子态氮的供给相比HVPE 法减少。顺便一提，热平衡状态下的氨气的分解率在800℃下约 为1％、在900℃下约为3％左右。然而，对于形成氮化物半导体 元件，薄膜生长是不可或缺的，采用HVPE炉难以形成氮化物 半导体层的薄膜，在HVPE炉中形成CrN层后，需要转移到 MOCVD炉中，而由于此时CrN层表面的氧化等，使得难以在CrN 层上进行具有良好结晶性的外延生长。

一般认为氨的分解反应由下式表示，

…(式1)

氨解离时，先形成原子态氮和原子态氢，原子态氮对金属 铬层的氮化起主导影响。

作为其证据，在蓝宝石基板上成膜金属铬层后，不进行氨 气的供给，而是在作为载气的氢气和氮气的混合气体下或仅在 氮气下，进行1080℃、10分钟的加热处理，此情况下如图8(a) 和图8(b)所示地金属膜聚集，形成数μm尺寸的岛状的不连续 膜，且还可推断氮化基本未进行而形不成氮化铬微晶。其中， 图8(a)是氢气和氮气的混合气体的情况，图8(b)是氮气的 情况。其中可知，有无氢气下形态稍有不同。

因此，调查了改变作为除了氨气以外的载气的氮气与氢气 的混合比率时的铬层的氮化状态的差异。蓝宝石基板10上的金 属铬层的厚度为溅射成膜时的平均成膜速度设为/ 秒、溅射粒子射程区域140的成膜速度设为/秒。氨气的含 有比率设为25体积、流量设为6SLM，将氮气和氢气的混合载气 中的氮气的比率设为0、20、44、73、100体积％，在压力 26.664KPa、基板温度1080℃下进行10分钟的氮化处理，形成了 图3(c)的氮化铬层30。其中，氢气和氮气混合气体氛围中的 升温速度设为30℃/分钟，自达到600℃的时刻开始供给氨气。 冷却过程中，在达到600℃的时刻停止供给氨气和氢气，在氮气 气氛中进行冷却。

用SEM(扫描电子显微镜)观察氮化处理后的试样(在各 个条件下制作2～3片2英寸口径的蓝宝石基板)的各基板的中心 及距中心20mm四周的4点位置计5点的表面，进行氮化铬微晶的 形状观察。其中，大致三棱锥形状的微晶所占的面积比率的算 出方法如之前所述。图9(a)显示载气中氮气的含有比率与大 致三棱锥形状的微晶所占的面积比率的关系。其中显示了各条 件的试样观察点的最大值及最小值的范围。尤其是氮气的比率 越低时试样面内的氮化铬的形态的偏差越大，虽然无法全部例 示，但图9(b)～(f)中显示了代表性的例子。另外，图中记 载了各个前述混合载气中氮气的比率。

可知载气中氮气的含有比率为50体积％以下时，试样面内 位置的大致三棱锥形状的氮化铬微晶的形成面积比率的偏差较 大，而载气中氮气的比率为60体积％以上时，大幅减少试样面 内的偏差，大致三棱锥形状的氮化铬微晶在面内较均匀地形成， 面积比率至少为70％以上。此外可知，为70体积％以上时，大 致三棱锥形状的氮化铬微晶遍及整个面内、以面积比率为90％ 以上地形成。

因此，作为MOCVD生长炉内金属铬层的氮化工序中的、 含氨气的气体氛围中除了氨气以外的气体成分，使用氮气和氢 气作为载气，通过使氮气的含有比率为60～100体积％的范围、 并且使之前所示的成膜金属铬层10时的成膜速度为规定值以 上，从而可以使氮化后的氮化铬层面内的氮化铬微晶之中大致 三棱锥形状的氮化铬微晶所占的面积比率为70％以上。

虽然学术性的原因并不确定，但考虑如下：压力恒定的情 况下，降低氨气与氮气和氢气的混合气体中的氢气的比率时， 式1的反应向右、即促进氨的分解。关于HVPE炉内的氮化处理， 尽管载气是氢气，仍能够均匀地形成大致三棱锥形状的氮化铬 微晶，此是由于氨气在到达金属铬层为止的期间被加热，可通 过氨的分解反应提高产生的原子态氮的浓度，与此相对，由于 MOCVD炉中采用局部地加热基板部分的构造，氨的分解效率 低，因此本发明这样的氮气添加是有效的。

下面，调查了氮化状态对炉内压力的依赖性。采用溅射法 在2英寸口径的蓝宝石基板10上成膜厚的金属铬层。溅射 成膜时的平均成膜速度设为/秒、溅射粒子射程区域140的 成膜速度设为/秒。在氨气的含有比率设为25体积％、流 量设为6SLM、载气全部设为氮气、基板温度1080℃下进行10 分钟的氮化处理，形成了图3(c)的氮化铬层30。炉内的压力 为调整排气侧的导度(conductance)，在6.666KPa、26.664KPa、 66.66Kpa、73.326KPa、99.99KPa的条件下，升温/氮化/降温中 均设为相同压力。另外，氮气气氛中的升温速度设为30℃/分钟， 自达到600℃的时刻开始供给氨气。冷却过程中，在达到600℃ 的时刻停止供给氨气，在氮气气氛中进行冷却。

用SEM观察所得到的试样表面的氮化铬层的形态，结果示 于图10。炉内压力99.99kPa时，大致三棱锥形状的微晶仅部分 地形成且呈相连的状态，将压力降至73.326kPa时，大致三棱锥 形状的微晶开始出现，但形状仍很零乱。炉内压力为66.66kPa 以下时，转变为大致三棱锥形状的微晶均匀地形成的状况。因 此，炉内的压力的合适的范围为66.66kPa以下。虽然认为在实 验的压力范围以下均能够形成均匀的大致三棱锥形状的微晶， 但从使其后继续生长的III族氮化物半导体层的生长压力条件 的变更幅度增加等问题考虑，将已确认的6.666kPa设为下限值。

下面，调查了氮化状态对氮化处理温度及处理时间的依赖 性。采用溅射法在2英寸口径的蓝宝石基板10上成膜厚的 金属铬层。溅射成膜时的平均成膜速度设为/秒、溅射粒子 射程区域140的成膜速度设为/秒。氨气的含有比率设为25 体积％、流量设为6SLM，载气全部设为氮气，基板温度设为 900℃～1080℃的范围，处理时间设为10分钟～40分钟的范围，炉 内压力设为26.66kPa。另外，在氮气混合气体氛围中以升温速 度为30℃/分钟地进行升温，自达到600℃的时刻开始供给氨气， 在前述处理温度下实施规定处理时间的氮化处理，以30℃/分钟 的冷却速度进行降温。冷却过程中，在达到600℃的时刻停止供 给氨气，在氮气气氛中进行冷却。

图11显示通过SEM观察的改变氮化处理温度及处理时间时 的氮化铬层的形态的结果。可知氮化处理温度为900℃时，采用 10分钟、40分钟的处理时间均形不成大致三棱锥状的微晶，而 是呈蔓藤花纹的形态。可知氮化处理温度为1000℃时，采用10 分钟的氮化处理开始由蔓藤花纹的形态转变为形成部分大致三 棱锥形状的微晶，采用40分钟的处理时间形成了有相连的大致 三棱锥的微晶。可知为1080℃的氮化处理温度时，遍及整面地 形成大致三棱锥形状的微晶。可知此情况下，延长处理时间时， 出现如下情况：表面发生氮化铬的重排、微晶的肥大化以及各 个微晶间离散。然而，如果在SEM观察时进一步为高倍率，多 数情况下看似离散的位置也存在尺寸小的大致三棱锥形状的微 晶。参照这些结果，通过改变氮化处理时间，能够控制氮化铬 层的形态，对于形成大致三棱锥形状的微晶，优选1000℃以上 的氮化处理温度。

以上显示了有关金属铬层20的形成条件以及MOCVD炉内 的氮化铬层30的形成条件的优选条件，关于接着实施的III族氮 化物半导体层的生长，在1080℃下对金属铬层实施氮化处理后， 例如成膜GaN的情况下，将基板温度降温至900℃，达成氨气流 量、氢气流量、氮气流量、压力条件后，在炉内导入TMG(三 甲基镓)，形成图3(d)的附图标记40所示的GaN的缓冲层。停 止供给TMG，立即变更前述各气体流量以及压力条件，升温至 1050℃，在炉内再次导入TMG而使GaN层50生长。在生长到规 定厚度的时刻调整TMG的供给以及气氛气体条件等并进行冷 却，从而得到III族氮化物半导体基板。其中，氨气的供给持续 至降温中途的600℃为止。

另外，本例中显示了GaN的情况，但图3(d)的附图标记 40及50的各层也可以为AlN、AlGaN等。另外，附图标记50的 层也可以为具有半导体元件结构的多层结构。

如图12所示，图12(a)的III族氮化物半导体元件制造用基 板90(相当于图3(d))可以在图12(c)所示的工序中使用选 择蚀刻液例如硝酸铈铵与高氯酸或硝酸的混合溶液选择性地溶 解氮化铬层30，将生长用基底基板10与III族氮化物半导体层 (40及50)分离，从而得到III族氮化物半导体自支撑基板150a。

另外，进一步使III族氮化物半导体层60生长在III族氮化物 半导体元件制造用基板上，可以得到如图12(b)所示那样的III 族氮化物半导体元件制造用基板90a。此情况下，III族氮化物半 导体层60可在已生长III族氮化物半导体层50的MOCVD装置内 继续生长，或者也可以取出到MOCVD装置外在另外的生长装 置中进行生长。可以使用该外延基板，在图12(d)所示的工序 中使用选择蚀刻液例如硝酸铈铵与高氯酸或硝酸的混合溶液选 择性地溶解氮化铬层30，将生长用基底基板10与III族氮化物半 导体层40、50及60分离，从而得到III族氮化物半导体自支撑基 板150b。

此外，图12(a)的III族氮化物半导体元件制造用基板的III 族氮化物半导体层50或图12(b)的III族氮化物半导体层60可 以为具有半导体器件结构的多层结构，通过选择性地溶解前述 所示那样的氮化铬层30，去除生长用基底基板10，从而得到如 图12(e)所示的被个别分离的III族氮化物半导体元件160。

其中，作为形成半导体元件的顺序，可以如下地进行：先 从III族氮化物半导体元件制造用基板中去除生长用基底基板， 然后再制作器件；在进行III族氮化物半导体元件制造用基板的 生长表面侧的加工、例如电极70等的形成、元件分离加工等后， 通过溶解氮化铬层30，将生长用基底基板10分离，在分离面形 成电极80等。

以上对氮化铬层上生长有III族氮化物半导体层的III族氮 化物半导体元件制造用基板及III族氮化物半导体自支撑基板 的制造方法以及III族氮化物半导体元件的实施方式进行了描 述，下面显示金属铬的成膜条件与其上生长的III族氮化物半导 体层的结晶性的关系。

如上所述，采用RF溅射法在蓝宝石基板(0001)基板10上 成膜厚的金属铬层20。此时的平均成膜速度以及溅射粒子 射程区域140的成膜速度分别设为/秒以及/ 秒的范围，由此准备了试样。

接着，在MOCVD装置中安放该试样，按照前述顺序在基 板温度1080℃下将金属铬层20氮化处理10分钟。此时的氨气的 含有比率为25体积％、流量为6SLM，作为除了氨气以外的气体 设为氢气含有比率为20体积％及氮气含有比率为55体积％(氮 气在载气中所占的比率为73.3体积％)，总压力设为26.664KPa。

氮化处理后，将基板温度降温至900℃，等数分钟待体系的 温度稳定后，开始供给TMG，生长约2.5μm的GaN缓冲层。此 时的总压力设为86.658kPa，V族(氨)与III族(Ga)的原料气 体组成比(通称V/III比)设为约1000。一旦停止供给TMG，马 上用数分钟将基板温度升温至1050℃。

等数分钟待体系的温度稳定，再次开始供给TMG并使GaN 层进一步生长约3μm(GaN加起来的总膜厚约为5.5μm)，然后 停止供给TMG，开始冷却。在基板温度降至600℃的时刻停止 供给氨气，冷却至室温附近后得到半导体基板。

对于所得到的各试样，测定(0002)衍射面、(10-12)衍 射面的X射线衍射摇摆曲线的半高宽(FWHM)，进行结晶性的 评价。其结果如图13(a)所示，可知溅射粒子射程区域的金属 铬层的成膜速度越慢则(0002)衍射和(10-12)衍射的半高宽 均越大，GaN生长层的结晶性将会降低。

图13(b)显示了金属铬层的平均成膜速度与各自的半高宽 的关系，同样可知平均成膜速度变慢时，X射线衍射的半高宽 变大，结晶性将会降低。

所要求的结晶性根据制品的种类、要求特性的不同而不同， 半高宽优选为600角秒(arcsec)以下、更优选为400角秒以下， 其越窄越好。因此，适当的是，金属铬层成膜时的溅射粒子射 程区域的金属铬层的成膜速度为/秒以上、更优选为/秒以 上、进一步优选为/秒以上。更适当的是，平均成膜速度为 /秒以上、更优选为/秒以上、进一步优选为/秒以上。 这符合前述图6(a)和图6(b)所示的、使氮化铬的大致三棱 锥形状的微晶所占的面积比率为70％以上、更优选为90％以上、 进一步优选为95％以上的条件。

(0002)衍射的半高宽是涉及与成膜的GaN(0001)面垂 直的c轴的摇摆的指标，该值越小表示面内的方位偏差越少。由 于氮化铬层并非以近似四边形的鳞片状或无定形的微晶为主 体、而是以大致三棱锥形状的微晶为主体且连结三棱锥底面重 心与顶点的方位集中，因此认为其上生长的GaN的c轴的摇摆被 减少。

另一方面，(10-12)衍射的半高宽是涉及c面内的晶体方位 的旋转摆动的指标，由于氮化铬层并非近似四边形的鳞片状或 无定形的微晶为主体、而是以三棱锥形状的微晶为主体且三棱 锥的底边集中在与蓝宝石基板的c面内的m轴(＜10-10＞方向 群)平行的方向，因此认为其上生长的GaN的c面内的方位的旋 转摇摆被减少。

其中，作为基底基板的蓝宝石(0001)面上的三棱锥状的 氮化铬微晶、生长的GaN(0001)等III族氮化物半导体层的外 延关系如图14(a)所示地为：

(0001)_蓝宝石//(111)_CrN//(0001)_{III族氮化物半导体层}

以及，

〔1-100〕_蓝宝石//〔10-1〕_CrN//〔11-20〕_{III族氮化物半导体层}。

另外，基底基板为AlN、SiC、GaN单晶的(0001)面、或 者各种生长用基板上形成有AlN、GaN、SiC等六方晶的(0001) 层的模板基板的情况下，外延关系如图14(b)所示地为：

(0001)_六方晶//(111)_CrN//(0001)_{III族氮化物半导体层}

以及，

〔11-20〕_六方晶//〔10-1〕_CrN//〔11-20〕_{III族氮化物半导体层}。

因此，形成了如下特征，沿三棱锥状的氮化铬微晶的底边 的方向为＜10-1＞方向群，其上生长的III族氮化物半导体晶体 层的＜11-20＞方向群的方位不取决于基底基板的种类而总是 平行的。

下面，对金属铬层10的厚度与所得到的III族氮化物半导体 层的结晶性的关系进行说明。

首先，采用溅射法在蓝宝石(0001)基板10上以(没有 铬层)～的范围成膜金属铬层20，准备试样。此时的平均 成膜速度为/秒、溅射粒子射程区域的成膜速度为/ 秒，图4(b)所示的基板托130的转速设为20rpm。

将这些试样安放在MOCVD装置中，并与前述顺序同样地 对金属铬层20实施1080℃、10分钟的氮化处理。此时的氨气的 含有比率设为25体积％、流量设为6SLM。除了氨气以外的载气 全部使用氮气，总压力设为26.664kPa。

接着，变更炉内压力，然后将基板温度降温至900℃，等数 分钟待体系的温度稳定后，开始供给TMG，生长约2.5μm的GaN 缓冲层。此时的总压力设为86.658kPa，V族(氨中的N)与III 族(Ga)的原料气体组成比(通称V/III比)设为约1000。其中， 一旦停止供给TMG，马上用数分钟将基板温度升温至1050℃。

等数分钟待体系的温度稳定，再次开始供给TMG并使GaN 层进一步生长约3μm(GaN加起来各的总膜厚约为5.5μm)，然 后停止供给TMG，开始冷却。在基板温度降至600℃的时刻停 止供给氨气，冷却至室温附近后得到III族氮化物半导体基板。

对于所得到的试样，测定(0002)衍射面、(10-12)衍射 面的X射线衍射摇摆曲线(XRD)的半高宽(FWHM)，进行结 晶性的评价。其结果示于图15，出于GaN层的结晶性方面考虑， 铬层的厚度在以上且以下的范围内，两个衍射面的 XRD半高宽均为600角秒以下是优选的，此外，以上且以下是更优选的范围。另外，金属铬层的膜厚为的情况下， 在900℃的GaN缓冲生长时，在蓝宝石基板上没有生长GaN缓冲 层。推断此是由于没有生长初始核造成的。

在MOCVD炉内氮化金属铬层及继续生长III族氮化物半导 体的GaN层的情况下，金属铬层的厚度的合适范围相比HVPE 法的情况(专利文献3)向更薄的方向移动，认为其反映了两种 制法间的氮化状态的差异、GaN的成膜速度的差异、生长面上 III族原子的表面迁移引发的横方向生长的差异等，具体细节并 不清楚。

另外，对于所得到的各试样，使用已加热至80℃的硝酸铈 铵与高氯酸的混合溶液进行氮化铬层的选择蚀刻评价，而金属 铬层的厚度为以下的情况下，蚀刻不能进行，采用化学剥 离(CLO)无法将GaN层与蓝宝石基板分离。另一方面，金属 铬层的厚度为以上的情况下，通过选择蚀刻氮化铬层能够 分离GaN层。

前者厚度的情况下，认为底部的蓝宝石基板表面的露出率 变大，GaN层以氮化铬层为生长初始核进行横方向生长时，GaN 层将会与蓝宝石基板表面直接接触。出于化学剥离的方面考虑， MOCVD法中的金属铬层的厚度的下限值也为以上。

如上所述，对于为了能够在MOCVD法中进行化学剥离且 使III族氮化物半导体层的结晶性良好的、金属铬层的成膜速度 条件/氮化处理时的气体种类条件/三棱锥形状的氮化铬微晶的 方位与III族氮化物半导体晶体的方位关系的特征/金属铬层的 厚度条件进行了说明，显示了代表性的实施方式的例子，但本 发明并不受该实施方式的限定。

实施例

(实施例1)

按照前述记载的顺序，采用RF溅射法以平均成膜速度/ 秒(溅射粒子射程区域的成膜速度为/秒)在2英寸口径的 蓝宝石(0001)基板上成膜厚的金属铬层，然后在MOCVD 炉内进行基板温度1080℃、10分钟的氮化处理。此时的氨气的 含有比率设为25体积％且流量设为6SLM，除了氨气以外的载气 设为氢气含有比率为20体积％及氮气含有比率为55体积％(氮 气在载气中的比率为73.3体积％)，总压力设为26.664kPa。之后 将基板温度降温至900℃，生长了约2.5μm的GaN缓冲层后，升 温至1050℃而生长了约3μm的GaN层。其中，生长中的炉内的 总压力设为86.658kPa，V族(氨中的N)与III族(Ga)的原料 气体组成比(通称V/III比)设为约1000。生长结束后冷却至室 温附近，得到具有GaN外延层的III族氮化物半导体基板。通过 GaN层的(0002)衍射及(10-12)衍射的X射线摇摆曲线(XRD) 的半高宽来评价结晶性，结果分别为290角秒、330角秒，结晶 性良好。(相当于截止到图12(a)的工序)

接着，将该基板试样安放在HVPE炉中，在氢气气氛中以 约30℃/分钟的升温速度进行升温，在达到600℃的时刻开始供 给氨气。1040℃下等约5分钟待体系的温度稳定，开始在已加热 至850℃的Ga源中供给盐酸(HCl)气体而生成GaCl，使其在该 基板的附近与氨气混合而向基板面供给原料气体，开始GaN的 厚膜生长。其中，氨气的流量为1SLM，盐酸(HCl)气体的流 量为40SCCM(标准cm³/min：换算为大气压1.013Pa、0℃后的 流量)，氢气载气的流量为3.3SLM且V/III比为25，总压为 101.3kPa的常压。通过5小时的生长而得到约350μm厚的GaN厚 膜外延基板。(相当于截止到图12(b)的工序)

通过将该试样在已加热至80℃的硝酸铈铵与高氯酸的混合 溶液中进行氮化铬层的选择蚀刻，可与蓝宝石基板分离而得到 的自支撑基板。所得到的自支撑基板的XRD的半高宽在 (0002)衍射、(10-12)衍射中分别为85角秒、103角秒，非常 良好。(相当于截止到图12(d)的工序)

此外，通过在自支撑基板上生长器件构造的外延层，能够 制作激光二极管等光器件、肖特基势垒二极管等电子器件。如 上所述，采用本发明容易得到具有良好特性的III族氮化物半导 体的自支撑基板。

(实施例2)

采用RF溅射法以平均成膜速度/秒在2英寸口径的蓝宝 石(0001)基板上成膜厚的金属铬层。将该试样在MOCVD 炉内进行基板温度1080℃、10分钟的氮化处理。之后将基板温 度降温至900℃，生长了约2.5μm的GaN缓冲层后，升温至1050℃ 而生长了约4μm的GaN层。在GaN缓冲层上的GaN层添加Si(硅) 作为n型掺杂剂，载流子浓度为2×10¹⁸cm^-3。

接着边使基板温度在750℃～850℃的范围内升降温边形成 作为发光层的In_0.1Ga_0.9N/GaN的MQW(多量子阱)。接着，生 长20nm的Mg掺杂p型AlGaN电子阻挡层、0.2μm的Mg掺杂p型 GaN包层，接着成膜约的载流子浓度为5×10¹⁷cm^-3的p⁺型 GaN接触层，从而得到LED结构的III族氮化物半导体外延基板。

通过干法蚀刻进行所得到的外延基板的从外延层侧到蓝宝 石基板的边长1mm的元件分离槽加工。本槽随着元件间的分离 形成用于供给化学蚀刻液的通道。接着，p⁺GaN层上形成Ag系 的反射层兼欧姆电极，在300℃下采用Au-Au加压热压接法使其 与在背面已形成欧姆电极的p⁺型Si基板接合。

接着，在已加热至80℃的硝酸铈铵与硝酸的混合溶液中进 行氮化铬层的选择蚀刻，分离蓝宝石基板，将LED结构层转印 至Si支撑基板侧。通过干法蚀刻去除GaN缓冲层，在n-GaN面上 形成Ti/Al/Ni/Au的欧姆电极·焊盘电极后，用切片机(dicer)切 断Si支撑基板，制作了立式结构的LED元件。(本实施例相当于 经过图12(a)、图12(b)至图12(e)的工序。)

关于所得到的蓝色LED元件的裸片状态的特性，正向电流 (I_f)为350mA时，正向电压(V_f)为3.3V、峰发光波长(λ_p) 为455nm、输出功率(P_o)为320mW，是非常良好的结果。

如上所述，可以采用本发明在MOCVD炉内连续地进行从 氮化处理到LED结构的外延，从而容易得到具有良好特性的III 族氮化物半导体外延基板、以及将其加工后的III族氮化物半导 体元件。

(实施例3)

准备了2英寸口径的蓝宝石(0001)基板上直接形成有AlN 外延层的AlN(0001)模板基板。AlN层的厚度约为1μm，(0002) 衍射、(10-12)衍射处的XRD的半高宽分别为85角秒、1283角 秒。采用RF溅射法以平均成膜速度/秒的条件在该试样上成 膜的金属铬层。

将该试样安放在MOCVD炉中，以30℃/分钟的速度进行升 温，在1050℃下进行5分钟的氮化处理。氮化处理温度、时间与 蓝宝石基板上的情况不同，此是由于蓝宝石基板的情况下在其 与铬层之间形成AlN中间层的缘故，如果基板表面自开始就为 AlN单晶，则不需要形成AlN中间层且即使在低温度和短时间下 也能形成三棱锥形状的氮化铬层。其中，氨气供给从600℃开始， 含有比率设为25体积％且流量设为6SLM。除了氨气以外的载气 使用氮气，总压力设为26.664kPa。

接着，将基板温度降温至900℃，体系的温度稳定，进行气 体系的切换准备等，约3分钟后开始供给TMG而成膜约2.5μm的 GaN缓冲层。此时的总压力设为650Torr(86.658KPa)，V族(氨 中的N)与III族(Ga)的原料气体组成比(通称V/III比)设为 约1000。其中，一旦停止供给TMG，马上用数分钟将基板温度 升温至1050℃。

等数分钟待体系的温度稳定，再次开始供给TMG而进一步 生长约3μm的GaN层(GaN加起来的总膜厚约为5.5μm)，然后 停止供给TMG，开始冷却。在基板温度降至600℃的时刻停止 供给氨气，冷却至室温附近后得到III族氮化物半导体基板。

通过(0002)衍射、(10-12)衍射处的XRD的半高宽来评 价所得到的GaN层的结晶性，分别为120角秒、218角秒，非常 良好。尤其可知，使用的AlN(0001)模板的面内旋转方位摇 摆被大幅改善而未被延续。另外，从试样中裁剪出断片，在已 加热至80℃的硝酸铈铵与硝酸的混合溶液中进行氮化铬层的选 择蚀刻，确认了AlN模板基板与GaN层的分离。(相当于经过图 12(a)至图12(c)的工序。)

另外准备了具有与前述基本同等的XRD半高宽的AlN (0001)模板基板，采用RF溅射法以平均成膜速度/秒的条 件成膜的金属铬层。接着，在MOCVD装置内实施与前述同 样的氮化处理后，不进行GaN的生长而进行冷却，室温附近时 取出试样。其中，冷却中在为600℃以下的阶段停止供给氨气。

通过X射线衍射θ-2ω扫描评价该试样，结果如图16(a)所 示，可知氮化铬为垂直于AlN(0001)面的〔111〕取向。此外， SEM观察该试样的表面时，如图16(b)可知形成了三棱锥形状 的微晶，其底边的方向偏离也非常少且呈沿平行于AlN的＜ 11-20＞方向群的方向的状态。由于实现了这样的状态，所以 AlN(0001)模板的面内旋转方位摇摆被氮化铬层缓和，GaN 层的面内旋转方位摇摆被大幅地改善，得到结晶性良好的III族 氮化物半导体元件制造用基板。

(比较例1)

采用RF溅射法以平均成膜速度/秒、溅射粒子射程区域 的成膜速度/秒的条件在蓝宝石(0001)基板上成膜的金属铬层。与实施例1同样在MOCVD炉内进行基板温度 1080℃、10分钟的氮化处理。之后将基板温度降温至900℃，生 长约2.5μm的GaN缓冲层后，升温至1050℃而生长约3μm的GaN 层。生长结束后冷却至室温附近，从而得到具有GaN外延层的 半导体基板。

通过(0002)衍射及(10-12)衍射的X射线摇摆曲线(XRD) 的半高宽评价该试样的GaN层的结晶性，结果分别为764角秒、 1005角秒，与实施例1相比较，半高宽大幅增加。

(比较例2)

采用RF溅射法以平均成膜速度/秒、溅射粒子射程区域 的成膜速度/秒的条件在蓝宝石(0001)基板上成膜及厚的金属铬层。此时，基板托的转速设为30rpm。与实 施例1同样在MOCVD炉内进行基板温度1080℃、10分钟的氮化 处理。之后将基板温度降温至900℃，生长约2.5μm的GaN缓冲 层后，升温至1050℃而生长约3μm的GaN层。生长结束后冷却 至室温附近，得到具有GaN外延层的半导体基板。

通过(0002)衍射及(10-12)衍射的X射线摇摆曲线(XRD) 的半高宽评价金属铬层的厚度为的试样的GaN层的结晶 性，结果分别为538角秒、633角秒。另外，关于厚的试样， 分别为838角秒、1288角秒，与实施例1比较，结晶性变差。另 外，虽然前者试样与厚的金属铬层的情况相比结晶性好， 但在已加热至80℃的硝酸铈铵与硝酸的混合溶液中无法选择蚀 刻氮化铬层，蓝宝石基板与GaN层不能分离。

以上，实施方式和实施例中示出了具体例子并详细地说明 了本发明，但本发明并不受上述发明实施方式及实施例的限定， 在不脱离本发明的范畴的范围内，能够进行各种的变更、变形。

产业上的可利用性

根据本发明能够提供：III族氮化物半导体元件制造用基板 的制造方法，该方法通过适当设定在生长用基底基板上成膜的 铬层的成膜条件、以及用于在MOCVD生长炉内氮化该铬层的 氮化条件，可使形成的氮化铬层面内的大致三棱锥形状的氮化 铬微晶所占的比例提高，由此能够提高在氮化铬层上接着生长 的III族氮化物半导体层、III族氮化物半导体元件结构层的晶体 层的结晶性、均一性；以及III族氮化物半导体自支撑基板或III 族氮化物半导体元件的制造方法。

附图标记说明

10生长用基底基板

10a基底基板的上面侧的表面

20金属铬层

30氮化铬层

40III族氮化物半导体缓冲层

50III族氮化物半导体层

60III族氮化物半导体层

70电极

80电极

90III族氮化物半导体元件制造用基板

90aIII族氮化物半导体元件制造用基板

110生长用基底基板

120溅射靶

130基板架或基板托

140溅射粒子射程区域

150aIII族氮化物半导体自支撑基板

150bIII族氮化物半导体自支撑基板

160III族氮化物半导体元件