(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
シリコンがドーピングされたｎ型窒化アルミニウム単結晶基板であって、
ドナー不純物として機能するシリコン以外の不純物濃度がシリコン濃度以下であり、
２３℃におけるフォトルミネセンス測定において、３７０〜３９０ｎｍにピークを有する発光スペクトル強度（Ｉ１）と窒化アルミニウムのバンド端の発光ピーク強度（Ｉ２）の比（Ｉ１／Ｉ２）が０．５以下であり、
厚みが２５〜５００μｍであり、
２３℃における電子濃度とシリコン濃度の比（電子濃度／シリコン濃度）が０．０００５〜０．００１であるｎ型窒化アルミニウム単結晶基板。
【請求項２】
アクセプター濃度が１０１８ｃｍ−３以下であり、かつシリコン濃度を超えない請求項１に記載のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板。
【請求項３】
転位密度が１０６ｃｍ−２以下である請求項１または２に記載のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板。
【請求項４】
２３℃における電子濃度が１×１０１３〜１×１０１７ｃｍ−３である請求項１〜３の何れかに記載のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板。
【請求項５】
請求項１〜４の何れかに記載のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板の上下の主面に電極層を備えた縦型窒化物半導体デバイス。
【請求項６】
請求項５に記載の縦型窒化物半導体デバイスにおいて、一方の主面側にオーミック電極層を有し、他方の主面にショットキー電極層を有する縦型ショットキーバリアダイオード。
【請求項７】
シリコン以外のドナー不純物濃度が１０１７ｃｍ−３以下である請求項１に記載のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】  本発明は、シリコンがドーピングされた、自立性のあるｎ型単結晶窒化アルミニウム基板（ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板）に関する。
【背景技術】
【０００２】  現在、パワーデバイス材料として主にシリコンが用いられているが、さらに高性能なパワーデバイスを実現しうる材料として、窒化ガリウムや炭化珪素などのワイドバンドギャップ半導体が注目されている。窒化アルミニウムは、これらの材料に比べて、さらに広いバンドギャップエネルギー（６．２ｅＶ）を持っていることに加え、絶縁破壊耐圧（１２ＭＶ／ｃｍ）、熱伝導率（３．０Ｗｃｍ−１Ｋ−１）も優れているため、上述の材料を用いた場合よりさらに高い耐電圧特性を有するパワーデバイスを実現することが可能である。【０００３】  高い素子性能（大容量・高耐電圧）を実現する為の素子構造として、窒化ガリウムおよび炭化珪素を用いたデバイスでは、導電性基板を支持基板として用いた、縦型、つまり素子の表面から裏面の間に電流が流れる、もしくは電圧が印加される半導体素子構造が提案されている（特許文献１〜３参照）。縦型構造を採用することにより、横型、つまりデバイスを駆動させる為の電流の流れ方向が横方向のデバイスにおいて課題であった、耐電圧特性を向上することが可能になる。さらに、縦型構造を採用することにより、デバイスに印加する電力を大きくすることが可能となる。また、縦型構造が有効なデバイスとして半導体レーザーなどの発光デバイスも挙げられる。縦型デバイス構造を採用することによって、横型構造で問題となるメサ構造端部での電流集中を回避し、活性層への均一な電流注入が可能となり、素子の信頼性が向上することが期待される。【０００４】  このような縦型の素子構造を実現する為には、上述の通り、導電性基板を使用する必要がある。導電性を有する窒化アルミニウムに関しては、有機金属気相エピタキシー（ＭＯＶＰＥ：Ｍｅｔａｌｏｒｇａｎｉｃ  Ｖａｐｏｒ  Ｐｈａｓｅ  Ｅｐｉｔａｘｙ）法やハイドライド気相エピタキシー（ＨＶＰＥ：Ｈｙｄｒｉｄｅ  Ｖａｐｏｒ  Ｐｈａｓｅ  Ｅｐｉｔａｘｙ）法などの化学的気相成長法によってシリコンをドープすることによりｎ型導電性結晶層を形成する手法が知られている（特許文献４〜６）。【０００５】  しかしながら、特許文献４、５、６においては、サファイア基板や炭化珪素基板のような異種基板上にｎ型窒化アルミニウム単結晶層を形成しているため、高品質かつ基板として使用できる程の膜厚を有するｎ型窒化アルミニウム単結晶層を作製することは困難であった。【０００６】  一方、高品質な窒化アルミニウム単結晶層を形成する方法として、同種、すなわち、窒化アルミニウム単結晶からなるベース基板上に、窒化アルミニウム単結晶層を成長させる方法も開発されている（非特許文献１）。非特許文献１に記載の方法によれば、窒化アルミニウム単結晶からなるベース基板と同程度の結晶品質であり、高純度な窒化アルミニウム厚膜層を形成することができる。そして、この方法によれば、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層は、転位密度が１０６ｃｍ−２程度のものを得ることができる。【０００７】  また、同種基板上に窒化アルミニウム単結晶の厚膜を化学的気相成長により形成させた例は特許文献７、非特許文献２にも記載されている。【０００８】  また、転移密度が低く、結晶性のよいIII族窒化物単結晶を安定して成長させる方法としては、昇華法などの���理的気相成長法が知られている。昇華法によれば、厚みのあるIII族窒化物単結晶が得られる。特許文献８には、III族窒化物単結晶の成長速度を高め、結晶性を向上させるためにＳｉ等の不純物元素の共存下で昇華を行うことが教示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００３−０８６８１６号
【特許文献２】特開２００６−１００８０１号
【特許文献３】特開２００９−０５９９１２号
【特許文献４】特開２０００−０９１２３４号
【特許文献５】特開２００３−２７３３９８号
【特許文献６】ＷＯ２００８／０９６８８４
【特許文献７】ＷＯ２０１５／０５６７１４
【特許文献８】ＷＯ２００７／１１１２１９
【非特許文献】
【００１０】
【非特許文献１】Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｅｘｐｒｅｓｓ．５（２０１２）０５５５０４
【非特許文献２】Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｅｘｐｒｅｓｓ．５（２０１２）１２５５０１
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】  特許文献８に記載のように、昇華法によれば、転位密度が低く結晶性が良好であり、厚みのあるIII族窒化物単結晶を得ることができる。そして、特許文献８の方法により得られる窒化アルミニウム単結晶には、不純物元素としてのシリコン（Ｓｉ）が混入する。混入したシリコンがドナーとして作用すれば、得られる単結晶はｎ型導電性を有すると期待できる。しかし、シリコンが混入した昇華法窒化アルミニウム単結晶は、他の不純物や、アルミニウムや窒素が欠落した点欠陥の影響であると考えられるが、シリコンの含有量から期待されるほどにはｎ型導電性を発現しない場合がある。【００１２】  非特許文献１、２、特許文献７の同種基板を用いた化学的気相成長法によれば、高い結晶品質かつ高純度の窒化アルミニウム厚膜層を形成することができる。そして、特許文献７には、ｎ型導電性を発現する窒化アルミニウム厚膜層（基板）について記載されている。しかしながら、近年、より一層高いｎ型導電性を発揮する窒化アルミニウム単結晶基板が求められており、これら公知技術は改善の余地があった。【００１３】  窒化アルミニウム単結晶にドープされたシリコンは、一部は熱的に励起されてドナーとして機能するが、上述した他の不純物や点欠陥によって補償される結果、ドナーとして機能するのではなく、多くは結晶中の異物として存在し、ｎ型導電性の発現には寄与しないと推定される。このようなｎ型導電性の発現に寄与しないシリコン等は、結晶性を損なう要因となり、また転移の発生や、望ましくない着色を引き起こすとも推定される。このため、シリコンの補償要因となる他の不純物や点欠陥の混入が抑制され、ドープされたシリコンの多くがｎ型導電性の発現に寄与しうるｎ型窒化アルミニウム単結晶基板が望まれる。【００１４】  したがって、本発明は、上記の様な現状を鑑みてなされ、シリコンがドープされ、高いｎ型導電性を有し、自立性のあるｎ型窒化アルミニウム単結晶基板を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】  本発明者等は、上記課題を解決するため、鋭意検討した。その結果、種々の製造条件を検討したところ、ｎ型導電性を補償するアルミニウム（Ａｌ）欠陥の割合を低減することにより、ｎ型導電特性を低下させるアクセプター性補償中心密度が低減し、その結果、高いｎ型導電性を有し、自立した基板として使用できる程度の厚みの高品質なｎ型単結晶窒化アルミニウム単結晶層を形成できることを見出し、本発明を完成するに至った。ｎ型導電性向上のメカニズムは必ずしも明らかではないが、適切な成長条件を選択することにより、シリコンの補償中心となる他の不純物や、アルミニウム欠陥の割合が低下することによって、シリコンがドナーとして機能する割合が増加するためと考えられる。【００１６】  すなわち、第一の本発明は、シリコンがドーピングされたｎ型窒化アルミニウム単結晶基板であって、２３℃おけるフォトルミネセンス測定において、３７０〜３９０ｎｍにピークを有する発光スペクトル強度（Ｉ１）と窒化アルミニウムのバンド端の発光ピーク強度（Ｉ２）の比（Ｉ１／Ｉ２）が０．５以下であり、厚みが２５〜５００μｍであり、２３℃における電子濃度とシリコン濃度の比（電子濃度／シリコン濃度）が０．０００５〜０．００１のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板である。下記に詳述するが、３７０〜３９０ｎｍにピークを有する発光スペクトル強度（Ｉ１）は、Ａｌ欠陥の量を表すことが知られている。また、窒化アルミニウムのバンド端の発光ピーク（Ｉ２）は、２１０ｎｍ付近に確認できる。【００１７】  そして、本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板は、前記ｎ型窒化アルミニウム単結晶中に含まれる、アクセプターの濃度が１０１８ｃｍ−３以下であり、かつシリコン濃度を超えないことが好ましい。このような条件を満たすことにより、良好なｎ型導電性を得ることが可能となる。【００１８】  また、本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板は、転位密度が１０６ｃｍ−２以下であることが好ましい。この条件を満足することにより、本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板を使用した低抵抗かつ高い信頼性の縦型電子デバイスを作製することができる。 【００１９】  さらに、本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板は、２３℃における電子濃度が１×１０１３〜１×１０１７ｃｍ−３であることが好ましい。【００２０】  第二の本発明は、前記ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板の上下に電極を備えた縦型窒化物半導体デバイスである。
【発明の効果】
【００２１】  本発明によれば、従来実現されていない、高いｎ型導電性を有する、自立性のあるｎ型窒化アルミニウム単結晶基板が提供され、ｎ型窒化アルミニウム基板による縦型半導体デバイスの作製が可能となる。なお、この縦型窒化物半導体デバイスとは、ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板の上下面に電極が形成された構造であり、ショットキーバリアダイオード、トランジスタ、発光ダイオード、レーザーダイオードなど種々の半導体デバイスに適用することが出来る。
【発明を実施するための形態】
【００２２】  （ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板）  本発明において、ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板は、シリコンをドナーとして含む窒化アルミニウム単結晶からなる基板である。ｎ型基板とは、電圧の印加により電流を生じ、電荷を運ぶキャリアとして自由電子が使われる半導体基板である。負の電荷を持つ自由電子がキャリアとして移動することで電流が生じる。つまり、多数キャリアが電子となる半導体基板である。
【００２３】  本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板は、２３℃におけるフォトルミネセンス測定において、３７０〜３９０ｎｍにピークを有する発光スペクトル強度（Ｉ１）と窒化アルミニウムのバンド端の発光ピーク強度（Ｉ２）の比（Ｉ１／Ｉ２）が０．５以下である。
【００２４】  ２３℃におけるフォトルミネセンス測定において、３７０〜３９０ｎｍのピークを有する発光スペクトルは、ｎ型導電性を補償するＡｌ欠陥であることが報告されている（例えば非特許文献Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．８６（２００５）２２２１０８参照）。また、３７０〜３９０ｎｍのピークを有する発光スペクトルは、不純物の混入量が増加すると共に発光ピーク強度が強くなることも示唆されている（例えば非特許文献Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．９０（２００７）１５１９０８参照）。一方、窒化アルミニウムのバンド端は、２１０ｎｍ付近に観察することができる。
【００２５】  本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板は、３７０〜３９０ｎｍにピークを有する発光スペクトル強度（Ｉ１）と窒化アルミニウムのバンド端付近（約２１０ｎｍ）の発光ピーク強度（Ｉ２）の比（Ｉ１／Ｉ２）が０．５以下である。発光ピークの強度比（Ｉ１／Ｉ２）が０．５を超える場合には、ｎ型導電性が低下するため好ましくない。高いｎ型導電性を維持するためには、発光ピークの強度比（Ｉ１／Ｉ２）は０．３以下であることが好ましく、０．２以下であることがより好ましい。発光ピークの強度比（Ｉ１／Ｉ２）は、低ければ低いほど好ましいが、工業的な生産を考慮すると、下限値が０．００１である。
【００２６】  また、本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板は、厚みが２５〜５００μｍである。所望の用途、設計に応じて上述の範囲内で基板の厚みを適時決定すればよい。基板の厚みが２５μｍ未満の場合は、基板としての自立性を確保することが困難となり、さらにはデバイス製造プロセス中のクラック発生要因となり、歩留りの低下を招くため好ましくない。一方、基板の厚みが５００μｍを超える場合は、後述するｎ型窒化アルミニウム単結晶基板の製造時間が長くなることによる生産性の低下に加え、デバイスの特性面において縦方向の抵抗値の増加要因となる。ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板の厚みは、好ましくは３０〜３００μｍ、さらに好ましくは５０〜２００μｍである。
【００２７】  また、本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板は、２３℃における電子濃度とシリコン濃度の比（電子濃度／シリコン濃度）が、０．０００５〜０．００１である。電子濃度とシリコン濃度の比が高いことは、電子伝導に寄与するシリコンの割合が高くなること、すなわちドナー活性化率が高いことを意味している。また別の観点からは、電子濃度とシリコン濃度の比が高くなるということは、ｎ型導電性を補償するアクセプター性欠陥の形成量が少ないこと、もしくは炭素、マグネシウム、カルシウムなどのアクセプター性不純物の混入量が少ないことを指す。その結果、デバイスの信頼性やｎ型導電性が向上する。電子濃度とシリコン濃度の比の理想値は１、すなわちドーピングされたシリコンが全て電子伝導に寄与することである。しかし、窒化アルミニウムにおけるシリコンの活性化エネルギーを考慮すると、何ら限定的に解釈されるべきではないが、上限値は０．００１程度と推定される。よって、室温における電子濃度とシリコン濃度の比は、好ましくは０．０００７〜０．００１である。
【００２８】  ２３℃における電子濃度は、所望のデバイス特性を実現するためには、幅広い範囲で任意に制御できることが好ましく、広範囲な用途で使用可能な縦型デバイスとするためには１×１０１３〜１×１０１７ｃｍ−３であることが好ましい。ただし、電子濃度の最適値は、目的とするデバイスによりそれぞれ異なるので、ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板を用いたデバイスの用途に応じて、１×１０１３〜１×１０１７ｃｍ−３、好ましくは１×１０１４〜１×１０１７ｃｍ−３、さらに好ましくは５×１０１４〜１×１０１７ｃｍ−３の範囲から適宜決定することが好ましい。
【００２９】  一方、ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板中のシリコン濃度は、電子濃度、および電子濃度とシリコン濃度の比が上述の範囲内になるように、適宜決定すればよい。電子濃度は、公知のホール効果測定、ＣＶ測定などにより測定することができるが、本発明で規定する電子濃度は、測定温度２３℃におけるホール効果測定によって測定している。シリコン濃度は、セシウムイオンを１次イオンに用いたＳＩＭＳ分析により定量する。
【００３０】  また、本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板は、結晶中に含まれる、アクセプター濃度が１０１８ｃｍ−３以下であり、かつシリコン濃度を超えないことが好ましい。ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板中のアクセプター濃度は、非特許文献（Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．８９（２００６）１８２１１２）に記載されているｎ型窒化アルミニウム薄膜と同様に、電子濃度の温度依存性から算出できる。ｎ型窒化アルミニウム単結晶中のアクセプターとして機能する要素として、アクセプター性欠陥およびアクセプター性不純物が挙げられ、それらの総和が結晶中のアクセプター濃度と等しいと考えられる。アクセプター性不純物としては、炭素、マグネシウム、カルシウムなどが挙げられるが、これら元素に限定されるものではない。アクセプター性不純物濃度は、２次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）などの公知の技術によって測定することができる。
【００３１】  アクセプター濃度は、シリコン濃度以下であって、かつ、低ければ低い方が、高い電子濃度とシリコン濃度の比（電子濃度／シリコン濃度）が得られるため好ましい。そのため、アクセプター濃度は、シリコン濃度未満であり、かつ１０１８ｃｍ−３以下であることが好ましく、さらに好ましくは１０１６ｃｍ−３以下であり、最も好ましくは１０１５ｃｍ−３以下である。また、その下限値は、理想的では０であるが、不可避的混入、測定精度や不純物濃度の検出下限値を考慮すると、１０１０ｃｍ−３程度である。
【００３２】  また、本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板は、転位密度が１０６ｃｍ−２以下であることが好ましい。
【００３３】  ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板中の転位は、電子の移動度を低下させる要因となり、その結果、ｎ型導電特性が低下する。また、縦型デバイス用基板として本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶を使用する場合、転位が電流のリーク源となり、デバイスの信頼性を低下させる。このようなｎ型導電特性およびデバイス信頼性の低下を抑制するためには、ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板中の転位密度は１０６ｃｍ−２以下であることが好ましく、より好ましくは１０４ｃｍ−２以下である。転位密度の好適な下限値は０ｃｍ−２であるが、工業的な生産を考慮すると１０２ｃｍ−２である。転位密度の測定は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による観察、又は簡易的にアルカリ溶液に浸漬した後のエッチピット密度の観察により行うことができる。なお、本発明においては、エッチピット密度を転位密度とした。
【００３４】  この他、ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板の主面の面方位は、Ｃ面（Ａｌ極性面）および−Ｃ面（Ｎ極性面）であり、目的に応じてＭ軸もしくはＡ軸に傾斜させた、いわゆるオフ角度を有する面であっても良い。オフ角度は、特に限定されるものではないが、一般的には０〜３°程度である。
【００３５】  また、本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板は、シリコン以外のドナー不純物が少ない方が好ましい。具体的には、ゲルマニウム、スズ、酸素等のシリコン以外のドナー不純物量が多いと、実効的なドナー活性化率が悪化して、シリコン濃度に対する電子濃度の比が低下する等の不具合が生じる場合がある。よって、ドナー不純物として機能するシリコン以外の不純物濃度はシリコン以下であり、かつ１０１７ｃｍ−３以下、さらに好ましくは１０１６ｃｍ−３以下であることが好ましい。
【００３６】  （ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板の製造方法）  次に、本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板の製造方法について説明する。先ず、ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板を製造するために使用する、窒化アルミニウム単結晶種基板を準備する。この窒化アルミニウム単結晶種基板上に、各種の方法によりｎ型窒化アルミニウム単結晶層を成長させた後、該種基板を分離することにより、ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板を製造する。
【００３７】  （窒化アルミニウム単結晶種基板）  窒化アルミニウム単結晶種基板の転位密度は、１０４ｃｍ−２以下、さらには１０−３ｃｍ−２以下であることが好ましい。転位密度が１０４ｃｍ−２を超える場合には、窒化アルミニウム単結晶種基板上にｎ型窒化アルミニウム単結晶層を形成する際に、ｎ型窒化アルミニウム単結晶膜中に応力が蓄積され、膜厚が厚くなるにしたがってクラックが発生しやすくなる傾向にある。また、転位密度が１０４ｃｍ−２を超える場合には、得られるｎ型窒化アルミニウム単結晶層（ｎ型窒化アルミニウム単結晶基板）の転位密度を１０６ｃｍ−２以下とすることが難しくなる傾向にある。そして、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層の転位密度が１０６ｃｍ−２を超えている場合には、成長時のｎ型窒化アルミニウム単結晶層表面に多数のヒロックが形成されており、それに伴って表面平滑性が低下する傾向にある。このような現象が生じると、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層の結晶品質が低下するのみでなく、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層中に意図せず混入するシリコン以外の不純物濃度が高くなり、得られるｎ型窒化アルミニウム単結晶基板のｎ型導電性を低下させる要因となる。
【００３８】  なお、窒化アルミニウム単結晶種基板の転位密度の下限値は０ｃｍ−２であるが、工業的な生産を考慮すると１０２ｃｍ−２である。転位密度の測定は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による観察、又は簡易的にアルカリ溶液に浸漬した後のエッチピット密度の観察により行うことができる。なお、本発明においては、エッチピット密度を転位密度とした。
【００３９】  上記に示した低転位密度の窒化アルミニウム単結晶種基板は、公知の方法で製造することができる。そして、上記の特性が得られれば、その方法は特に限定されるものではないが、昇華法（例えば、Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  Ｃｒｙｓｔａｌ  Ｇｒｏｗｔｈ．３１２．２５１９に記載）や、特開２０１０−８９９７１に提案されるような手法を用いることができる。
【００４０】  窒化アルミニウム単結晶種基板は、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層を形成する主面がＣ面であることが好ましい。さらに、主面の表面粗さは、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層の結晶品質を低下させないため、原子層レベルで平滑であることが好ましい。具体的には、種基板の主面全面において平均二乗粗さ（ＲＭＳ）で０．２ｎｍ以下であることが好ましい。表面粗さが上述の範囲を超える場合や、種基板の主面に、研磨による傷などが存在する場合は、転位密度が多い場合と同様、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層のクラックの発生要因となる。
【００４１】  ｎ型窒化アルミニウム単結晶層を成長する主面の面方位はＣ面であることが好ましく、Ｃ面からの傾き（オフ角度）は、特に限定されるものではないが、０〜３°程度であることが好ましい。
【００４２】  また、窒化アルミニウム単結晶種基板の厚みは、特に制限されるものではないが、通常０．３〜１．０ｍｍ程度である。このような種基板を準備することで、高い結晶品質のｎ型窒化アルミニウム単結晶層を形成することが可能となる。
【００４３】  （種基板上のｎ型窒化アルミニウム単結晶層の成長方法）  次に、この窒化アルミニウム単結晶種基板上に成長させる、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層の成長方法ついて説明する。
【００４４】  ｎ型窒化アルミニウム単結晶層は、ＨＶＰＥ法、ＭＯＶＰＥ法、分子線エピタキシー（ＭＢＥ：Ｍｏｌｅｃｕｌｅ  Ｂｅａｍ  Ｅｐｉｔａｘｙ）法など、公知の結晶成長法によって製造される。中でも、比較的高い結晶成長速度で高品質の単結晶層が得られるなどの生産性を考慮すると、ＨＶＰＥ法もしくはＭＯＶＰＥ法が好ましく、最も高い成長速度で高品質の単結晶層が得られるＨＶＰＥ法が最も好ましい。
【００４５】  （ＨＶＰＥ法によるｎ型窒化アルミニウム単結晶層の成長方法）  ＨＶＰＥ法を採用する場合は、アルミニウム源としてハロゲン化アルミニウム（例えば、３塩化アルミニウムガス等）、窒素源としてアンモニア、及びシリコン源としてＳｉＨαＣｌ４−α（αは０〜３の整数である）のガスを窒化アルミニウム単結晶種基板上に、水素および窒素などのキャリアガスと共に供給し、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層を成長させることが好ましい。その他、シリコン源として石英（ＳｉＯ２）やシリコン（Ｓｉ）などのシリコン供給源材料を使用することもできる。
【００４６】  ｎ型窒化アルミニウム単結晶層を成長させる際の種基板の温度は、１２００〜１５００℃とすることが好ましく、さらに１３５０〜１４５０℃とすることが好ましく、特に１４００〜１４５０℃とすることが好ましく、１４１０〜１４４０℃とすることが最も好ましい。一般的に、Ｓｉをドーピングしてｎ型窒化物半導体層を成長する場合は、成長時にシリコンドーピングにより単結晶層中に歪が蓄積され、クラックが発生するなどの現象が起こることが知られている。しかし、上述したような１２００℃以上、好ましくは１３５０℃以上の高温において、ｎ型窒化アルミニウム単結晶を成長することによって、膜厚を２５μｍ以上としても、成長中の新たな転位やクラックの発生を大幅に低減することが可能となる。ｎ型窒化アルミニウム単結晶層を成長させる際の種基板の温度が高くなると一般に、基板周辺部材の温度も高くなるため、周辺部材からの不純物の混入量が増加する傾向にある。また結晶成長速度が高くなるに伴って、塩素などの原料ガス由来の不純物が増加することが考えられる。そのため、過度に基板温度を高くする、もしくは結晶成長速度が速くなると、得られるｎ型窒化アルミニウム単結晶層中の電子濃度とシリコン濃度の比（電子濃度／シリコン濃度）が低下し、０．０００５未満となるおそれがある。これは、窒化アルミニウム単結晶にドープされたシリコンの多くが結晶中に異物として存在し、ｎ型導電性の発現には寄与しないためと推定される。一方、結晶成長速度を適度に制御することで、ドープされたシリコンの多くがｎ型導電性の発現に寄与するようになる。この原因は必ずしも明らかではないが、結晶成長速度を比較的緩やかにすることで、意図せぬ不純物の混入やアルミニウム欠陥の形成が抑制され、より多くのシリコンがドナーとして機能するためと考えられる。したがって、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層を成長させる際の種基板の温度は、好ましくは１５００℃以下、さらに好ましくは１４５０℃以下、特に好ましくは１４４０℃以下である。
【００４７】  さらに、アンモニアなどの窒素源となるガスとアルミニウム源となるガスとの供給モル比（Ｖ／ＩＩＩ比）は、使用する結晶成長装置の構造にも依存するが、０．５〜１００にすることが好ましく、さらに２〜２０とすることが好ましい。なお、キャリアガスとして窒素を用いる場合には、上記Ｖ／ＩＩＩ比には、キャリアガスに含まれる窒素は算入しない。Ｖ／ＩＩＩ比が低いと（すなわち供給されるＡｌ原子が過剰であると）、結晶成長速度が速くなる傾向にある。また、アルミニウム源であるハロゲン化アルミニウムの供給が過剰であると、ハロゲンが不純物として単結晶層中に残留することがある。
【００４８】  また、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層の成長速度は、ｎ型導電性や発光特性を悪化させない範囲において、特に制限されるものではないが、１０〜１００μｍ／ｈであることが好ましく、より好ましくは１０〜５０μｍ／ｈ、さらに好ましくは１５〜３０μｍ／ｈ、特に好ましくは１５〜２０μｍ／ｈである。工業的な生産効率を考慮すると、成長速度は大きい方が好ましいが、成長速度が大きくなるにつれて、成長表面にヒロックが形成され、結晶品質が低下する傾向にある。  以上の種基板の温度、Ｖ／ＩＩＩ比、成長速度の条件は、使用する装置の大きさ、形状により最適値が異なるため、上記の例示範囲で最適値を決定すればよい。
【００４９】  ｎ型窒化アルミニウム単結晶層を成長する際のシリコンのドーピング方法は、例えば、シリコン源としてＳｉＨαＣｌ４−α（αは０〜３の整数である）のガスを用いてドーピングする方法を用いることが好ましい。膜厚方向におけるシリコン濃度を一定にする場合は、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層成長時のＳｉＨαＣｌ４−αガスの流量を一定に保てばよい。また、シリコンをドーピングする別の方法として、窒化アルミニウム単結晶種基板を加熱するサセプターの周辺であって、石英やシリコンなどのシリコン供給源材料を該種基板の上流側に設置し、該シリコン供給源材料からの脱離シリコンを利用してドーピングする方法などを用いることができる。シリコンの含有量は、上述のＳｉＨαＣｌ４−αガスの供給量、シリコン供給源材料の量、配置を調整して適宜決定すればよい。ただし、過剰量のシリコンをドーピングするような条件下にすると、得られるｎ型窒化アルミニウム単結晶層（基板）の発光ピークの強度比（Ｉ１／Ｉ２）が高くなる傾向にあり、ｎ型導電特性が低下してしまうため好ましくない。
【００５０】  以上のような方法を採用することで、シリコンをドーピングした、高品質かつ自立性のあるｎ型窒化アルミニウム単結晶層を形成することはできるが、一般的に、成長条件は結晶成長装置の構造に大きく影響を受ける。例えば、ガス供給部の構造の違いによる供給原料ガスの線速度や、被加熱部の構造の違いによる原料ガスの対流の変化が挙げられる。これらの違いによって、種基板上での実効的なＡｌ原料およびＮ原料の供給量および供給比が、装置によって異なることが予想される。よって、上述したパラメーターの範囲内において、適宜成長条件を調整することによって、本発明のｎ型導電特性および発光特性を安定して実現することが可能となる。
【００５１】  非特許文献（Ａｐｐｌ.Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．７２（１９９８）４５９）には、シリコンをドーピングした際には、ドーピング量の増加に伴ってＡｌ欠陥の形成エネルギーが低下する傾向であることが示されている。上述の通り、クラックの発生を抑制する観点からは高温での成長が好ましいが、一方で高濃度のシリコンをドーピングする際には、Ａｌ欠陥の形成を抑制する手段として、上記の非特許文献に記載の通り、成長温度を低く設定することが好ましい。クラックの抑制およびＡｌ欠陥の形成の抑制の両方の観点から、成長温度は１３５０〜１４５０℃、さらに１４００〜１４５０℃、特に１４１０〜１４４０℃の範囲が好ましい。
【００５２】  また成長速度もシリコンドーピング量の増加に伴い、低く設定することで、Ａｌ欠陥の形成を抑制し、本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶の発光特性およびｎ型導電性を達成することが可能となる。
【００５３】  本発明において、アルミニウム欠陥濃度が低く、結晶性がよい自立性のあるｎ型窒化アルミニウム単結晶層（基板）を成長（製造）するには、例えば、（１）成長温度が１３５０〜１４５０℃、好ましくは１４００〜１４５０℃、さらに好ましくは１４１０〜１４４０℃の範囲であって、（２）Ｖ／ＩＩＩ比が５〜２０、（３）ｎ型窒化アルミニウム単結晶の成長速度を１５〜３０μｍ／ｈ、さらに１５〜２０μｍ／ｈとする、（４）成長圧力が７００〜７６０Ｔｏｒｒ、さらに７４０〜７６０Ｔｏｒｒ、であることが好ましい。これらの（１）〜（４）の成長パラメーターは、上述の通り、ｎ型窒化アルミニウム層を成長する装置の違いによって具体的な条件は異なるものの、本発明の好ましい範囲内において調整すればよい。本発明で使用した装置においては、上記（１）、（２）、（３）の条件を満足することにより、優れた特性のｎ型窒化アルミニウム単結晶層を製造することができた。製造条件の選定についての具体的指針としては、（１）成長温度が高いと成長速度が速くなる傾向にあり、（２）Ｖ／ＩＩＩ比が低いと成長速度が速くなる傾向にある。そして、（３）成長速度が速いと、得られるｎ型窒化アルミニウム単結晶層中の電子濃度とシリコン濃度の比（電子濃度／シリコン濃度）が低下し、０．０００５未満となるおそれがある。このため、たとえば成長温度が過度に速い場合には、Ｖ／ＩＩＩ比を高くするなどの手段で成長速度が適切な範囲となるように制御することが好ましい。
【００５４】  成長速度が速い場合に、電子濃度とシリコン濃度の比（電子濃度／シリコン濃度）が低下する理由は明らかではないが、本発明者等は次のように考察している。すなわち、成長速度が速くなると、塩化アルミニウムガス比の増加に伴い、塩素（Ｃｌ）などの意図せぬ不純の混入量が増加する結果、電子濃度とシリコン濃度の比が低下するものと考えられる。また、成長速度が速くなると、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層中に含まれる欠陥（エッチピット密度の増加）が増加する傾向にあるため、これらの欠陥が電子濃度とシリコン濃度の比を低下させる要因になると考えられる。そのため、本発明においては、成長速度は比較的遅い方が好ましいと考えられる。
【００５５】  以上のような方法で成長させるｎ型窒化アルミニウム単結晶層の厚みは、特に制限されるものではないが、後述の分離工程で単結晶の一部も除去されることがあるため、所望とするｎ型窒化アルミニウム単結晶基板よりも厚めに設定する。そのため、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層は、２５〜６００μｍとすることが好ましい。
【００５６】  （分離方法）  上述の方法により窒化アルミニウム単結晶種基板上にｎ型窒化アルミニウム単結晶層が形成された積層基板を作製した後、種基板とｎ型窒化アルミニウム単結晶層とを分離する方法について説明する。
【００５７】  分離手法は、特に制限はなく、下記で例示するような公知の技術を使用することができる。例えば、積層基板を作製した後、種基板部分を機械研磨する方法、水酸化カリウムなどのアルカリ溶液に浸漬して種基板部分のみを溶解する方法、特開２００３−１６８８２０で提案されているレーザー光を照射することにより分離する方法などが挙げられる。これにより自立したｎ型窒化アルミニウム単結晶基板を得ることができる。上述の方法により窒化アルミニウム単結晶種基板を分離した側の面、およびその反対側の面（成長表面）は、化学機械（ＣＭＰ）研磨を行い、機械研磨および成長後の表面酸化などによるダメージ層を除去し、平滑性を向上させることが好ましい。なお、成長表面のＣＭＰ研磨を行う順番は、分離後に限定されるものではなく、適宜決定すればよく、例えば、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層の成長後に行ってもよい。
【００５８】  （半導体デバイスの作製）  このようにして得られたｎ型窒化アルミニウム単結晶基板において、基板の両面（例えば、基板の上下の面）に動作電極を形成することによって、縦型の半導体デバイスを作製することができる。また、この縦型の窒化物半導体デバイスにおいて、一方の主面側（例えば、上面）にオーミック電極層を形成し、他方の主面（例えば、下面）にショットキー電極層を形成することにより、縦型ショットキーバリアダイオードとすることができる。その他の態様として、本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板と電極との間に、適宜窒化アルミニウムガリウム（ＡｌＸＧａ１−ＸＮ、０≦Ｘ≦１）層を形成することもできる。窒化アルミニウムガリウム層は、目的に応じて、シリコンをドーピングしたｎ型、Ｍｇをドーピングしたｐ型にすることもできるし、不純物をドーピングしないアンドープ層であってもよい。また、本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板は、横型の窒化物半導体デバイスの製造にも当然に使用できる。
【実施例】
【００５９】  以下、実施例および比較例をあげて本発明について詳しく説明するが、本発明はこれら実施例に限定されるものではない。【００６０】  実施例１  本発明のｎ型窒化アルミニウム単結晶基板を作製するための窒化アルミニウム単結晶種基板にはＣ面窒化アルミニウム単結晶種基板（１５ｍｍ×１５ｍｍ×厚み５００μｍ）を用いた。この窒化アルミニウム単結晶種基板の転位密度（エッチピット密度）は、１×１０４ｃｍ−２であった。なお、この転位密度は、下記に記述するｎ型窒化アルミニウム単結晶基板の転位密度の測定方法と同じ方法で求めた。【００６１】  この種基板をＨＶＰＥ装置内のパイロリティックボロンナイトライド製のサセプター上に設置した後、ＨＶＰＥ装置内の圧力を７５０Ｔｏｒｒとし、水素、窒素の混合キャリアガス雰囲気下で、種基板を１４３０℃に加熱した。この際、全キャリアガス流量（１０ｓｌｍ）に対して０．５体積％になるようにアンモニアガスを供給した。次いで、４５０℃に加熱した金属Ａｌと塩化水素ガスを反応させることによって得られる塩化アルミニウムガスを全キャリアガス供給量に対して０．０３５体積％になるように供給し、種基板上にｎ型窒化アルミニウム単結晶層を５０μｍ形成した。ここで、Ｖ／ＩＩＩ比は１４．３である。この際、サセプター上に石英片（２ｍｍ×２ｍｍ×厚み１ｍｍ）を設置し、加熱下で起こる石英の自然脱離現象を利用して、窒化アルミニウム単結晶層中にシリコンをドーピングした。石英片は、種基板に対して、ガスの上流側に１ｃｍの距離に設置した。得られたｎ型窒化アルミニウム単結晶層と成長時間の関係から見積もられる成長速度は１８μｍ／ｈであった。【００６２】  ｎ型窒化アルミニウム単結晶層が形成された積層基板をＨＶＰＥ装置から取り出した後、高分解能Ｘ線回折装置（スペクトリス社パナリティカル事業部製Ｘ‘Ｐｅｒｔ）により、加速電圧４５ｋＶ、加速電流４０ｍＡの条件で、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層の（００２）面および（１０１）面のＸ線ロッキングカーブ測定を行った。Ｘ線ロッキングカーブの半値幅はそれぞれ、２８ａｒｃｓｅｃ、１９ａｒｃｓｅｃであった。【００６３】  次に、フォトルミネセンス装置（堀場製作所製ＬａｂＲａｍＨＲ−８００）でｎ型窒化アルミニウム単結晶層のフォトルミネセンス測定を行った。励起光源には１９３ｎｍのＡｒＦレーザー（コヒーレント製ＥｘｃｉＳｔａｒＳ−２００）を用いた。３０°傾斜させた試料にレーザー光を照射し、試料から発生したルミネッセンスを集束レンズにて結像した後、分光器にて検出し、波長に対するスペクトル強度を得た。測定条件は、測定温度は室温（２３℃）とし、照射時間は１０秒として、積算回数は３回、ホール径は１０００μｍ、グレーティングは３００ｇｒｏｏｖｅｓ／ｍｍとした。バンド端発光ピーク（Ｉ２）は２０９ｎｍであり、３８０ｎｍ付近に微弱な発光ピーク（Ｉ２）が観察された。それぞれのピークの強度の比（Ｉ１／Ｉ２）は０．１３であった。【００６４】  その後、得られた窒化アルミニウム単結晶基板を７ｍｍ角程度の正方形形状Ａ１〜Ａ４に切断した。切断後の基板の一つＡ１については、機械研磨によって種基板部分を除去し、ｎ型窒化アルミニウム単結晶自立基板を作製��た。得られた自立基板のサイズは、６．５ｍｍ×６．５ｍｍ×厚み３９μｍであり、無色透明であった。【００６５】  Ａ２は、３００℃に加熱した水酸化カリウムと水酸化ナトリウムの混合溶液に５ｍｉｎ浸漬した後、微分干渉顕微鏡によって、１００μｍ角の視野範囲で、任意の１０視野を観察し、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層表面のエッチピット密度（転位密度）を観察した。算出されたエッチピット密度（転位密度）は２×１０４ｃｍ−２であった。【００６６】  Ａ３は、セシウムイオンを１次イオンに用いたＳＩＭＳ分析により、シリコン、酸素および炭素の定量分析を行った。濃度は、窒化アルミニウム標準試料の窒素２次イオン強度に基づき定量した。シリコン濃度は、３×１０１７ｃｍ−３であった。また、酸素および炭素濃度は、それぞれ１×１０１７ｃｍ−３（今回の測定における検出下限値）以下であった。よって、この場合、アクセプター性不純物（炭素）は１×１０１７ｃｍ−３以下と見なすことができた。【００６７】  Ａ４は、４０℃に加熱した塩酸中で表面を洗浄した。次いで、その基板の一つを使用し、成長表面の四隅に、真空蒸着法によりオーミック電極層として、Ｔｉ（２０ｎｍ）／Ａｌ（１００ｎｍ）／Ｔｉ（２０ｎｍ）／Ａｕ（５０ｎｍ）電極を形成し、窒素雰囲気中９５０℃の条件で熱処理を行った。その後、ホール効果測定装置（東陽テクニカ製Ｒｅｓｉｔｅｓｔ８３００）により、周波数１００ｍＨｚ、磁場０．３８Ｔ、測定温度２５〜５２７℃の条件でホール効果測定（ｎ型導電性評価）を行った。室温（２３℃）における電子濃度は、２．４×１０１４ｃｍ−３であり、シリコン濃度に対する電子濃度の比は０．０００８であった。また、電子濃度の温度依存性から見積もられるアクセプター濃度は、８×１０１６ｃｍ−３であった。【００６８】  比較例１  厚みを２００μｍ形成し、成長温度を１４５０℃にした以外は、実施例１と同様の条件でｎ型窒化アルミニウム単結晶層を成長し、同様の評価を行った。基板厚みから見積もったｎ型窒化アルミニウム単結晶層の成長速度は２２μｍ／ｈであった。フォトルミネセンス測定から得られたピーク強度の比（Ｉ１／Ｉ２）は０．２２であった。実施例１と同様に、７ｍｍ角程度の正方形形状Ｂ１〜Ｂ４に切断し、同様の評価を行った。【００６９】  Ｂ１より、６ｍｍ×６ｍｍ×厚み１７０μｍの自立基板が作製できることを確認した。Ｂ２では、エッチピット密度を測定し、２×１０４ｃｍ−２であった。Ｂ３で得られたシリコン濃度は２×１０１７ｃｍ−３、酸素および炭素濃度は、それぞれ１×１０１７ｃｍ−３（今回の測定における検出下限値）以下であった。Ｂ４では、室温（２３℃）における電子濃度５×１０１３ｃｍ−３が得られ、シリコン濃度に対する電子濃度の比は０．０００２５であった。また、電子濃度の温度依存性から見積もられるアクセプター濃度は、１×１０１７ｃｍ−３であった。【００７０】  比較例２  塩化アルミニウムガスの供給量を０．０４３体積％に変更し、成長温度を１５２０℃とした以外は、実施例１と同様の条件で、ｎ型窒化アルミニウム単結晶層を１００μｍ形成した。ここで、Ｖ／ＩＩＩ比は１１．６である。成長速度は３２μｍ／ｈであった。フォトルミネセンス測定から得られ��ピーク強度の比（Ｉ１／Ｉ２）は０．８１であった。実施例１と同様に、７ｍｍ角程度の正方形形状Ｃ１〜Ｃ４に切断し、同様の評価を行った。【００７１】  Ｃ１より、６ｍｍ×６ｍｍ×厚み７０μｍの自立基板が作製できることを確認した。Ｃ２では、エッチピット密度を測定し、２×１０４ｃｍ−２であった。Ｃ３で得られたシリコン濃度は２×１０１７ｃｍ−３、酸素および炭素濃度は、それぞれ１×１０１８ｃｍ−３、１×１０１７ｃｍ−３（今回の測定における検出下限値）以下であった。Ｃ４では、室温（２３℃）における電子濃度３×１０１２ｃｍ−３が得られ、シリコン濃度に対する電子濃度の比は０．００００１５であった。また、電子濃度の温度依存性から見積もられるアクセプター濃度は、１．９×１０１７ｃｍ−３であった。【００７２】  比較例３  サセプター上に設置する石英片（２ｍｍ×２ｍｍ×厚み１ｍｍ）を３個にした以外は、比較例１と同様にｎ型窒化アルミニウム単結晶層を成長し、同様の評価を行った。フォトルミネセンス測定から得られたピーク強度の比（Ｉ１／Ｉ２）は９．８であった。基板厚みから見積もったｎ型窒化アルミニウム単結晶層の成長速度は２３μｍ／ｈであった。実施例１と同様に、７ｍｍ角程度の正方形形状Ｄ１〜Ｄ４に切断し、同様の評価を行った。【００７３】  Ｄ１より、６ｍｍ×６ｍｍ×厚み１７０μｍの自立基板が作製できることを確認した。Ｄ２では、エッチピット密度を測定し、３×１０４ｃｍ−２であった。Ｄ３で得られたシリコン濃度は８×１０１９ｃｍ−３、酸素および炭素濃度はそれぞれ５×１０１７ｃｍ−３、１×１０１７ｃｍ−３（今回の測定における検出下限値）以下であった。Ｄ４では、室温（２３℃）における電子濃度２×１０１３ｃｍ−３が得られ、シリコン濃度に対する電子濃度の比は０．００００００２５であった。また、電子濃度の温度依存性から見積もられるアクセプター濃度は、６×１０１９ｃｍ−３であった。【００７４】  実施例２  サセプター上に設置する石英片数を２個にした以外は、実施例１と同様の条件でｎ型窒化アルミニウム単結晶層を成長し、同様の評価を行った。フォトルミネセンス測定から得られたピーク強度の比（Ｉ１／Ｉ２）は０．４２であった。基板厚みから見積もったｎ型窒化アルミニウム単結晶層の成長速度は２０μｍ／ｈであった。実施例１と同様に、７ｍｍ角程度の正方形形状E１〜E４に切断し、同様の評価を行った。【００７５】  Ｅ１より、６ｍｍ×６ｍｍ×厚み４０μｍの自立基板が作製できることを確認した。E２では、エッチピット密度を測定し、４．２×１０４ｃｍ−２であった。E３で得られたシリコン濃度は１×１０１８ｃｍ−３、酸素濃度は３×１０１７ｃｍ−３であり、炭素濃度は１×１０１７ｃｍ−３（今回の測定における検出下限値）以下であった。E４では、室温（２３℃）における電子濃度７×１０１４ｃｍ−３が得られ、シリコン濃度に対する電子濃度の比は０．０００７であった。また、電子濃度の温度依存性から見積もられるアクセプター濃度は、３×１０１７ｃｍ−３であった。【００７６】  比較例４  成長温度を１４５０℃、塩化アルミニウムガスの体積流量比を０．０５体積％にした以外は、実施例１と同様の条件でｎ型窒化アルミニウム単結晶層を成長し、同様���評価を行った。ここで、Ｖ／ＩＩＩ比は１０である。フォトルミネセンス測定から得られたピーク強度の比（Ｉ１／Ｉ２）は０．３７であった。基板厚みから見積もったｎ型窒化アルミニウム単結晶層の成長速度は３２μｍ／ｈであった。実施例１と同様に、７ｍｍ角程度の正方形形状Ｆ１〜Ｆ４に切断し、同様の評価を行った。【００７７】  Ｆ１より、６ｍｍ×６ｍｍ×厚み４０μｍの自立基板が作製できることを確認した。Ｆ２では、エッチピット密度を測定し、１×１０５ｃｍ−２であった。Ｆ３で得られたシリコン濃度は２×１０１７ｃｍ−３、酸素濃度および炭素濃度は１×１０１７ｃｍ−３（今回の測定における検出下限値）以下であった。Ｆ４では、室温（２３℃）における電子濃度８×１０１３ｃｍ−３が得られ、シリコン濃度に対する電子濃度の比は０．０００４であった。また、電子濃度の温度依存性から見積もられるアクセプター濃度は、１．１×１０１７ｃｍ−３であった。【００７８】  参考例  市販されている昇華法により作製された窒化アルミニウム基板において、同様の評価を行った。エッチピット密度は９×１０３ｃｍ−２であった。シリコン濃度は５×１０１８ｃｍ−３、酸素濃度は２×１０１９ｃｍ−３であり、炭素濃度は３×１０１９ｃｍ−３であった。また、ホール効果測定を行ったところ、抵抗値が高いため正確な測定結果は得られなかった。この結果より、昇華法により作製された窒化アルミニウム基板は、絶縁体であり、比抵抗値は１０６Ωｃｍ以上と見積もられた。フォトルミネセンス測定から得られたピーク強度の比（Ｉ１／Ｉ２）は１０以上であった。【００７９】
【表１】
0006625536.tif 000002