JP5303941B2 - ＡｌｘＧａ１−ｘＮ単結晶の成長方法 - Google Patents

Description

本発明は、半導体デバイスの基板などに好ましく用いられる大型で結晶性のよいＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ≦１、以下同じ）単結晶の成長方法に関する。

Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶などのＩＩＩ族窒化物結晶は、発光素子、電子素子、半導体センサなどの半導体デバイスを形成するための材料として非常に有用なものである。

かかるＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶を作製するための方法としては、気相法、中でも昇華法が、Ｘ線回折のロッキングカーブにおける回折ピークの半値幅が小さい高品質の単結晶を得る観点から、提案されている。たとえば、米国特許第５８５８０８６号明細書（特許文献１）には、昇華法などの気相法により０．５ｍｍ／ｈｒより高い成長速度でＡｌＮ単結晶を成長させることが開示されている。また、米国特許第６２９６９５６号明細書（特許文献２）には、種結晶上に昇華法により成長させた結晶径が１ｉｎｃｈ（２５．４ｍｍ）以上で不純物の含有率が４５０ｐｐｍ以下のＡｌＮバルク単結晶が開示されている。また、米国特許第６００１７４８号明細書（特許文献３）には、昇華法により成長させた長さ１０ｍｍ以上で幅１０ｍｍ以上で厚さ３００μｍ以上のＡｌＮ結晶が開示されている。

しかし、昇華法で大型（たとえば、直径１ｉｎｃｈ（２５．４ｍｍ）×厚さ２ｍｍ以上、以下同じ）のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶を作製しようとすると、結晶成長が不均一となり、転位密度の増大、結晶品質の低下、多結晶の発生などの問題があり、実用的な大きさで転位密度が低く高品質のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶を安定して成長させる方法が、未だ提案されていない。
米国特許第５８５８０８６号明細書 米国特許第６２９６９５６号明細書 米国特許第６００１７４８号明細書

Ａｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ≦１）単結晶は、一般に昇華法を用いて成長される。かかる昇華法における結晶成長のタイプには、下地結晶を用いないで結晶核を生成させてこの結晶核を成長させるタイプ（以下、結晶核成長タイプともいう）と、下地結晶上に結晶成長させるタイプ（以下、下地結晶上結晶成長タイプともいう）がある。ここで、下地結晶上結晶成長タイプにおいては、大口径のＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ≦１）基板を入手することが困難であるため、成長させるＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶とは化学組成が異なるＳｉＣ結晶などの異種下地結晶が用いられる。

異種下地結晶を用いる下地結晶上結晶成長タイプにおいては、比較的大口径化が容易である反面、異種下地結晶とその上に成長させるＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶と間の格子定数や熱膨張率のミスマッチにより転位などの欠陥が発生するため、通常低品質の結晶しか得られない。一方、結晶核成長タイプにおいて、高品質の結晶が得られやすいが、下地結晶を用いないため、安定して大口径のバルク結晶を得ることが難しく、実用に供し得る大型で高品質の結晶を製造することは一般に困難である。

このため、下地結晶として入手可能な限り大口径のＡｌ_yＧａ_1-yＮ（０＜ｙ≦１、以下同じ）結晶を種結晶として用いることが望まれる。しかし、かかるＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶を入手しても、結晶成長法、結晶成長条件、化学組成（すなわち結晶を構成する元素の種類と比率）、不純物濃度の違いなどにより、種結晶と種結晶上に成長する単結晶との間に応力が発生し、成長する単結晶に転位などの欠陥、クラック、反りなどが発生する。

本発明は、上記課題を解決して、大型で高品質のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法を提供することを目的とする。

本発明は、結晶径Ｄｍｍと厚さＴｍｍとがＴ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たすＡｌ_yＧａ_1-yＮ（０＜ｙ≦１）種結晶を準備する工程と、昇華法によりＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の主表面上にＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ≦１）単結晶を成長させる工程と、を備え、Ａｌ _y Ｇａ _1-y Ｎ種結晶はＩＶＢ族元素のうちの少なくとも１種類の元素を質量比で１００ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下含有するＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法である。

本発明にかかるＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法において、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶は、昇華法によりＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の結晶核を生成させてその結晶核を成長させたものとすることができる。また、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶は、主表面として（０００１）表面を有することができる。

本発明によれば、大型で高品質のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法を提供することができる。

本発明にかかるＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法の一実施形態は、図１を参照して、結晶径Ｄ（単位：ｍｍ）と厚さＴ（単位：ｍｍ）とがＴ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たすＡｌ_yＧａ_1-yＮ（０＜ｙ≦１）種結晶４を準備する工程と、昇華法によりＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４の主表面４ｍ上にＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ≦１）単結晶５を成長させる工程と、を備える。結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）とがＴ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たす厚さの小さいＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の主表面上にＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶を成長させることにより、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶上に成長するＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶中に発生する応力が緩和され、成長するＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶に転位などの欠陥、クラック、反りなどが発生するのが抑制され、大型で高品質のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶が得られる。このことは、成長させるＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の厚さが１ｍｍ以上の場合に特に有効である。

ここで、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶と成長させるＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の化学組成は、同じ（すなわちｙ＝ｘ）であっても異なって（すなわちｙ≠ｘ）もよいが、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長の際に結晶中に発生する応力を低減する観点から、化学組成の差（すなわち｜ｙ−ｘ｜）が小さいことが好ましく、化学組成が同じ（すなわちｙ＝ｘ）であることがより好ましい。

本実施形態のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法は、図１を参照して、結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）とがＴ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たすＡｌ_yＧａ_1-yＮ（０＜ｙ≦１）種結晶４を準備する工程を備える。Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）とがＴ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たすことにより、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長の際に、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶上に成長するＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶中に発生する応力の緩和が可能となる。かかる観点から、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）とがＴ＜０．００２Ｄ＋０．１の関係を満たすことがより好ましい。

また、上記の観点から、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の厚さＴ（ｍｍ）は０．２５ｍｍ未満が好ましく、０．２ｍｍ未満がより好ましく、０．１５ｍｍ未満がさらに好ましい。また、ハンドリングが容易な観点から、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の厚さＴ（ｍｍ）は、０．０１ｍｍ以上が好ましく、０．０５ｍｍ以上がより好ましい。

Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶を準備する工程には、特に制限はなく、昇華法など気相法、溶液法（フラックス法を含む）などの液相法を用いて、バルク結晶を成長させた後そのバルク結晶を結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）とがＴ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たすように加工することができる。

また、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶中の転位などの欠陥、反りおよびクラックを低減する観点から、昇華法によりＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の結晶核を生成させてその結晶核を成長させたものを種結晶として準備することが好ましい。さらに、種結晶中の転位を低減して、成長させるＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の転位などの欠陥を低減する観点から、結晶核を成長させて得られるＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の形状は、結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）について、Ｄ≧３の関係を満たすことが好ましく、Ｔ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たすことがより好ましい。

本実施形態のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法は、図１を参照して、昇華法によりＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４の主表面４ｍ上にＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５を成長させる工程を備える。かかるＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の主面上にＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶を成長させることにより、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶中に発生する応力の緩和が可能となり、転位などの欠陥、クラック、反りなどの発生が抑制され、大型で高品質のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶が得られる。

昇華法には、以下の２種類の結晶成長のタイプがある。１つのタイプは、図１および図３を参照して、下地結晶の主表面上に結晶を成長させるタイプ（以下、下地結晶上結晶成長タイプともいう。）である。たとえば、図１を参照して、Ａｌ_tＧａ_1-tＮ（０＜ｔ≦１、以下同じ）原料３を昇華させた後再度固化させて、下地結晶としてのＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４の主表面４ｍ上にＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ≦１）単結晶５を成長させる。また、図３を参照して、Ａｌ_sＧａ_1-sＮ（０＜ｓ≦１、以下同じ）原料２を昇華させた後再度固化させて、ＳｉＣ結晶、Ａｌ₂Ｏ₃結晶などの下地結晶１の主表面１ｍ上にＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４を成長させる。

もう一つのタイプは、図２を参照して、下地結晶を用いることなく結晶核を生成させてその結晶核を成長させるタイプ（以下、結晶核成長タイプともいう。）である。たとえば、Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料２を昇華させた後再度固化させてＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４の結晶核を生成させてその結晶核を成長させることにより、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４を成長させる。

昇華法における結晶成長（下地結晶上結晶成長タイプおよび結晶核成長タイプ）においては、たとえば、図１に示すような高周波加熱方式の縦型の昇華炉１０を用いる。この縦型の昇華炉１０における反応容器１１の中央部には、通気口１２ｃを有するＷＣ製の坩堝１２が設けられ、坩堝１２の周りに坩堝１２の内部から外部への通気を確保するようにカーボン製の加熱体１３が設けられている。坩堝１２は、坩堝本体１２ｑと坩堝蓋板１２ｐにより構成されている。また、反応容器１１の外側中央部には、加熱体１３を加熱するための高周波加熱コイル１４が設けられている。さらに、反応容器１１の端部には、反応容器１１の坩堝１２の外部にＮ₂ガスを流すためのＮ₂ガス導入口１１ａおよびＮ₂ガス排出口１１ｃと、坩堝１２の下面および上面の温度を測定するための放射温度計１５が設けられている。

本実施形態のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法において、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４の主表面４ｍ上にＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５を成長させる工程は、たとえば、図１を参照して、上記縦型の昇華炉１０を用いて、以下のように行なわれる。

まず、坩堝本体１２ｑの下部にＡｌ_tＧａ_1-tＮ原料３を収納し、坩堝蓋板１２ｐの内面上に、上記のＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４を、その主表面４ｍがＡｌ_tＧａ_1-tＮ原料３に対向するように配置する。次に、反応容器１１内にＮ₂ガスを流しながら、高周波加熱コイル１４を用いて加熱体１３を加熱することにより坩堝１２内の温度を上昇させて、坩堝１２のＡｌ_tＧａ_1-tＮ原料３側の温度を、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４側の温度よりも高く保持することによって、Ａｌ_tＧａ_1-tＮ原料３からＡｌ_xＧａ_1-xＮを昇華させて、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４の主表面４ｍ上でＡｌ_xＧａ_1-xＮを再度固化させてＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５を成長させる。ここで、Ａｌの昇華温度および昇華圧力は、Ｇａの昇華温度および昇華圧力とそれぞれ異なる。このため、Ａｌ_tＧａ_1-tＮ原料のＡｌの組成比ｔと、Ａｌ_tＧａ_1-tＮ原料から昇華するＡｌ_xＧａ_1-xＮのＡｌの組成比ｘとの関係は、昇華温度によって変わるが、所定の昇華温度において所定の関係を有する。

ここで、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５の成長中は、坩堝１２のＡｌ_tＧａ_1-tＮ原料３側の温度（以下、昇華温度ともいう）は１６００℃〜２３００℃程度とし、坩堝１２のＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４側の温度（以下、結晶成長温度ともいう）をＡｌ_tＧａ_1-tＮ原料３側の温度（昇華温度）より１０℃〜２００℃程度低くすることにより、高品質のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５が得られる。また、結晶成長中も反応容器１１内の坩堝１２の外側にＮ₂ガスを、ガス分圧が１０１．３ｈＰａ〜１０１３ｈＰａ程度になるように流し続けることにより、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５への不純物の混入を低減することができる。

なお、坩堝１２内部の昇温中は、坩堝１２のＡｌ_tＧａ_1-tＮ原料３側の温度よりもそれ以外の部分の温度を高くすることにより、坩堝１２内部の不純物を通気口１２ｃを通じて除去することができ、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５への不純物の混入をより低減することができる。

本実施形態のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の製造方法において用いられるＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶は、昇華法によりＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の結晶核を生成させてその結晶核を成長させたもの（すなわち、結晶核成長タイプ）であることが好ましい。かかる昇華法により、高品質で結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）とがＴ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たすＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶を得ることができる。

図２を参照して、昇華法によりＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４の結晶核を生成させてその結晶核を成長させることによりＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４を成長させる工程は、たとえば、以下のように行なわれる。

まず、坩堝本体１２ｑの下部にＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２を収納して、Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料２に対向するように坩堝蓋板１２ｐを配置する。次に、図１および図２を参照して、反応容器１１内にＮ₂ガスを流しながら、高周波加熱コイル１４を用いて加熱体１３を加熱することにより坩堝１２内の温度を上昇させて、坩堝１２のＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度を、坩堝蓋板１２ｐ側の温度よりも高く保持することによって、Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料２からＡｌ_yＧａ_1-yＮを昇華させて、坩堝蓋板１２ｐ上で、Ａｌ_yＧａ_1-yＮを再度固化させて、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４の結晶核を生成させてその結晶核を成長させることにより、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４を成長させる。ここで、Ａｌの昇華温度および昇華圧力は、Ｇａの昇華温度および昇華圧力とそれぞれ異なる。このため、Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料のＡｌの組成比ｓと、Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料から昇華するＡｌ_yＧａ_1-yＮのＡｌの組成比ｙとの関係は、昇華温度によって変わるが、所定の昇華温度において所定の関係を有する。

ここで、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の成長中は、坩堝１２のＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度（昇華温度）は１６００℃〜２３００℃程度とし、坩堝１２の坩堝蓋板１２ｐ側の温度（結晶成長温度）をＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度（昇華温度）より１０℃〜２００℃程度低くすることにより、高品質のＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４が得られる。また、結晶成長中も反応容器１１内の坩堝１２の外側にＮ₂ガスを、ガス分圧が１０１．３ｈＰａ〜１０１３ｈＰａ程度になるように流し続けることにより、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４への不純物の混入を低減することができる。

なお、坩堝１２内部の昇温中は、坩堝１２のＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度よりもそれ以外の部分の温度を高くすることにより、坩堝１２内部の不純物を通気口１２ｃを通じて除去することができ、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４への不純物の混入をより低減することができる。

図２を参照して、上記のようにして成長されたＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４は、六角平板状などの多角平板状の形状を有し、坩堝蓋板１２ｐ上に多角平板状の結晶が起立した状態で付着している。

また、本実施形態のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の製造方法において用いられるＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶は、昇華法により下地結晶の主表面上にＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶を成長させたもの（すなわち、下地結晶上結晶成長タイプ）であってもよい。図３を参照して、昇華法により下地結晶１の主表面１ｍ上にＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４を成長させる工程は、たとえば、以下のように行なわれる。

まず、坩堝本体１２ｑの下部にＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２を収納し、坩堝蓋板１２ｐの内面上に、ＳｉＣ結晶、Ａｌ₂Ｏ₃結晶、Ｓｉ結晶、ＧａＮ結晶、ＺｎＯ結晶などの結晶径Ｄｍｍの下地結晶１を、その主表面１ｍがＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２に対向するように配置する。

次に、反応容器１１内にＮ₂ガスを流しながら、高周波加熱コイル１４を用いて加熱体１３を加熱することにより坩堝１２内の温度を上昇させて、坩堝１２のＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度を、下地結晶１側の温度よりも高く保持することによって、Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料２からＡｌ_yＧａ_1-yＮを昇華させて、下地結晶１の主表面１ｍ上でＡｌ_yＧａ_1-yＮを再度固化させてＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４を成長させる。ここで、Ａｌの昇華温度および昇華圧力は、Ｇａの昇華温度および昇華圧力とそれぞれ異なる。このため、Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料のＡｌの組成比ｓと、Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料から昇華するＡｌ_yＧａ_1-yＮのＡｌの組成比ｙとの関係は、昇華温度によって変わるが、所定の昇華温度において所定の関係を有する。

ここで、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４の成長中は、坩堝１２のＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度（以下、昇華温度ともいう。）は１６００℃〜２３００℃程度とし、坩堝１２の下地結晶１側の温度（以下、結晶成長温度ともいう）をＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度（昇華温度）より１０℃〜２００℃程度低くすることにより、高品質の結晶径Ｄ（ｍｍ）で厚さＴ₀（ｍｍ）のＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４が得られる。また、結晶成長中も反応容器１１内の坩堝１２の外側にＮ₂ガスを、ガス分圧が１０１．３ｈＰａ〜１０１３ｈＰａ程度になるように流し続けることにより、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４への不純物の混入を低減することができる。

なお、坩堝１２内部の昇温中は、坩堝１２のＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度よりもそれ以外の部分の温度を高くすることにより、坩堝１２内部の不純物を通気口１２ｃを通じて除去することができ、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４への不純物の混入をより低減することができる。

上記のようにして得られた結晶径Ｄ（ｍｍ）で厚さＴ₀（ｍｍ）のＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４をその主表面に平行な面でスライスして、スライス面を研磨することにより、結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）（ここで、Ｔ₀＞Ｔ）とがＴ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たすＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４が得られる。

ここで、本実施形態のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法に用いられるＡｌ_yＧａ_1-yＮ単結晶４は、主表面として（０００１）表面を有することが好ましい。Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶が主表面として（０００１）表面を有することより、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の主面上に大型のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶を成長させることが容易となる。高品質のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶を安定にかつ効率よく成長させる観点から、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の（０００１）Ｇａ表面上に、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶を成長させることが好ましい。

また、本実施形態のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法に用いられるＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４は、ＩＶＢ族元素のうちの少なくとも１種類の元素を質量比で１０ｐｐｍ以上含有することが好ましい。ここで、ＩＶＢ族元素のうちの少なくとも１種類の元素を１０ｐｐｍ（質量比）以上含有するＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶は、主表面として（０００１）表面を有し、六角平板状などの多角平板状の形状を有し、結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）とがＴ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たす単結晶となりやすい。かかる観点から、ＩＶＢ族元素のうちの少なくとも１種類の元素の含有率は、１０ｐｐｍ以上が好ましく、５０ｐｐｍ以上がより好ましく、１００ｐｐｍ以上がさらに好ましい。また、過剰な量の不純物は結晶中の欠陥を増殖させるため、過剰な量の不純物を低減する観点から、５０００ｐｐｍ以下が好ましく、５００ｐｐｍ以下がより好ましい。ここで、ＩＶＢ族元素の元素とは、長周期律表におけるＩＶＢ族元素をいい、具体的には、Ｃ（炭素）、Ｓｉ（ケイ素）、Ｇｅ（ゲルマニウム）、Ｓｎ（スズ）、Ｐｂ（鉛）をいう。

ここで、ＩＶＢ族元素のうちの少なくとも１種類の元素を１０ｐｐｍ（質量比）以上含有するＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶を成長させるため、特に制限はないが、たとえば、Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料２とともにＩＶＢ族元素のうちの少なくとも１種類の元素を含む物質（以下、ＩＶＢ族元素含有物質）を坩堝１２に収納して成長させることができる。ここで、Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料２およびＩＶＢ族元素含有物質の全体の原料に対するＩＶＢ族元素含有物質の含有量は、ＩＶＢ族元素がＡｌ_sＧａ_1-sＮおよびＩＶＢ族元素の和に対するＩＶＢ族元素の含有率が、質量比で、好ましくは５０ｐｐｍ以上、より好ましくは５００ｐｐｍ以上となるようにする。

また、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の成長中において、坩堝１２のＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度（昇華温度）は１８００℃〜２３００℃が好ましい。また、坩堝１２の坩堝蓋板１２ｐ側の温度（結晶成長温度）は、Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度（昇華温度）より１０℃〜２５０℃程度低く、すなわち、１５５０℃〜２２９０℃が好ましい。

また、本実施形態のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法に用いられるＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４について、Ｘ線回折のロッキングカーブにおける回折ピークの半値幅は、１５０ａｒｃｓｅｃ以下が好ましく、５０ａｒｃｓｅｃ以下がより好ましい。また、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４の転位密度は、１×１０⁶ｃｍ^-2以下が好ましい。ここで、結晶の転位密度の測定方法には、特に制限はなく、たとえば結晶の表面をエッチングすることにより得られるピットの密度（ＥＰＤ；エッチピット密度）を測定することができる。Ｘ線回折のロッキングカーブにおける回折ピークの半値幅が１５０ａｒｃｓｅｃ以下または転位密度が１×１０⁶ｃｍ^-2以下の高品質のＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の主表面上には、高品質のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶を成長させることができる。

（参考例１）
１．ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の成長
図３を参照して、ＷＣ製の坩堝本体１２ｑの下部に、原料としてＡｌＮ粉末（Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料２）およびＳｉ粉末（ＩＶＢ族元素）を配置した。ここで、原料中におけるＳｉ粉末（ＩＶＢ族元素）の含有率は、３００ｐｐｍとした。次いで、ＷＣ製の坩堝蓋板１２ｐの内面上に、結晶径が４０ｍｍの下地結晶１としてのＳｉＣ下地結晶をその主表面１ｍである（０００１）Ｓｉ表面が原料に対向するように配置した。

次に、図１および図３を参照して、反応容器１１内にＮ₂ガスを流しながら、高周波加熱コイル１４を用いて坩堝１２内の温度を上昇させた。坩堝１２内の昇温中は、坩堝１２の坩堝蓋板１２ｐ側の温度をＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度よりも高くして、昇温中に坩堝蓋板１２ｐの表面をエッチングにより清浄するとともに、昇温中に坩堝１２内部から放出された不純物を、通気口１２ｃを通じて除去した。

次に、坩堝１２のＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度（昇華温度）を１７００℃、坩堝蓋板１２ｐ側の温度（結晶成長温度）を１６００℃にして、原料からＡｌＮおよびＳｉを昇華させて、坩堝蓋板１２ｐの内面上に配置されたＳｉＣ下地結晶１の（０００１）Ｓｉ表面（主表面１ｍ）上で、ＡｌＮを再度固化させてＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）を成長させた。ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）成長中も、反応容器１１内の坩堝１２の外側にＮ₂ガスを流し続け、反応容器１１内の坩堝１２の外側のガス分圧が１０１．３ｈＰａ〜１０１３ｈＰａ程度になるように、Ｎ₂ガス導入量とＮ₂ガス排出量とを制御した。上記の結晶成長条件で８０時間ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）を成長させた後、室温（２５℃）まで冷却して、坩堝蓋板１２ｐを取り出したところ、ＳｉＣ下地結晶１の（０００１）Ｓｉ表面（主表面１ｍ）上に、結晶径Ｄが４０ｍｍで厚さＴ₀が１ｍｍのＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）が成長していた。

次に、このＡｌＮ種結晶の主表面に平行な面でスライスして、スライス面を研磨して、結晶径Ｄが４０ｍｍで厚さＴが０．２１ｍｍのＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）を得た。このＡｌＮ種結晶におけるＳｉ（ＩＶＢ族元素）の含有率は、ＳＩＭＳ（２次イオン質量分析）により測定したところ、８０ｐｐｍであった。このＡｌＮ種結晶のＸ線回折におけるロッキングカーブを測定したところ、回折ピークの半値幅は１８０ａｒｃｓｅｃであった。

２．ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶）の成長
図１を参照して、ＷＣ製の坩堝本体１２ｑの下部に、原料としてＡｌＮ粉末（Ａｌ_tＧａ_1-tＮ原料３）を配置した。次いで、ＷＣ製の坩堝蓋板１２ｐの内面上に、結晶径Ｄが４０ｍｍで厚さＴが０．２１ｍｍのＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）をその主表面４ｍである（０００１）Ａｌ表面がＡｌＮ粉末（Ａｌ_tＧａ_1-tＮ原料３）に対向するように配置した。

次に、反応容器１１内にＮ₂ガスを流しながら、高周波加熱コイル１４を用いて坩堝１２内の温度を上昇させた。坩堝１２内の昇温中は、坩堝１２の坩堝蓋板１２ｐ側の温度をＡｌ_tＧａ_1-tＮ原料３側の温度よりも高くして、昇温中に坩堝蓋板１２ｐおよびＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）の表面をエッチングにより清浄するとともに、昇温中に坩堝１２内部から放出された不純物を、通気口１２ｃを通じて除去した。

次に、坩堝１２のＡｌ_tＧａ_1-tＮ原料３側の温度（昇華温度）を１９００℃、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４側の温度（結晶成長温度）を１８００℃にして、原料からＡｌＮを昇華させて、坩堝１２の上部のＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）上で、ＡｌＮを再度固化させてＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５）を成長させた。ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５）成長中も、反応容器１１内の坩堝１２の外側にＮ₂ガスを流し続け、反応容器１１内の坩堝１２の外側のガス分圧が１０１．３ｈＰａ〜１０１３ｈＰａ程度になるように、Ｎ₂ガス導入量とＮ₂ガス排出量とを制御した。上記の結晶成長条件で３０時間ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５）を成長させた後、室温（２５℃）まで冷却して、坩堝蓋板１２ｐを取り出したところ、ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）の主表面４ｍ上にＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５）が成長していた。

このＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５）の大きさは、結晶径が４０ｍｍで厚さが４ｍｍであった。このＡｌＮ単結晶のＸ線回折におけるロッキングカーブを測定したところ、回折ピークの半値幅は２２０ａｒｃｓｅｃと小さかった。また、このＡｌＮ単結晶の転位密度は、ＥＰＤ（エッチピット密度）測定により算出したところ、５×１０⁶ｃｍ^-2と低くかった。すなわち、参考例１のＡｌＮ単結晶は高品質であった。結果を表１にまとめた。

（参考例２）
１．ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の成長
参考例１と同様にして、結晶径Ｄが４０ｍｍで厚さＴ₀が１ｍｍのＡｌＮ種結晶を成長させた。このＡｌＮ種結晶をその主表面と平行な面でスライスして、そのスライス面を研磨して結晶径Ｄが４０ｍｍで厚さＴが０．２４ｍｍのＡｌＮ種結晶を得た。このＡｌＮ種結晶におけるＳｉ（ＩＶＢ族元素）の含有率は８０ｐｐｍであった。また、このＡｌＮ種結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は１８０ａｒｃｓｅｃであった。

２．ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶）の成長
次に、上記結晶径Ｄが４０ｍｍで厚さＴが０．２４ｍｍのＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）を用いたこと以外は、参考例１と同様にして、ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５）を成長させた。得られたＡｌＮ単結晶の大きさは、結晶径が４０ｍｍで厚さが４ｍｍであった。このＡｌＮ単結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は２３０ａｒｃｓｅｃと小さかった。また、このＡｌＮ単結晶の転位密度は、６×１０⁶ｃｍ^-2と低かった。すなわち、参考例２のＡｌＮ単結晶は高品質であった。結果を表１にまとめた。

（比較例１）
１．ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の成長
結晶径が２０ｍｍのＳｉＣ下地結晶を用いたこと以外は、参考例１と同様にして、結晶径Ｄが２０ｍｍで厚さＴ₀が１ｍｍのＡｌＮ種結晶を成長させた。このＡｌＮ種結晶をその主表面と平行な面でスライスして、そのスライス面を研磨して結晶径Ｄが２０ｍｍで厚さＴが０．２５ｍｍのＡｌＮ種結晶を得た。このＡｌＮ種結晶におけるＳｉ（ＩＶＢ族元素）の含有率は８０ｐｐｍであった。また、このＡｌＮ種結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は１６０ａｒｃｓｅｃであった。

２．ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶）の成長
次に、上記の結晶径Ｄが２０ｍｍで厚さＴが０．２５ｍｍのＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）を用いたこと以外は、参考例１と同様にして、ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５）を成長させた。得られたＡｌＮ単結晶の大きさは、結晶径が２０ｍｍで厚さが４ｍｍであった。このＡｌＮ単結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は３５０ａｒｃｓｅｃと大きかった。また、このＡｌＮ単結晶の転位密度は、５×１０⁷ｃｍ^-2と高かった。すなわち、比較例１のＡｌＮ単結晶は低品質であった。結果を表１にまとめた。

（比較例２）
１．ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の成長
原料としてＡｌＮ粉末（Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料２）のみを用いたこと以外は、参考例１と同様にして、結晶径Ｄが４０ｍｍで厚さＴ₀が１ｍｍのＡｌＮ種結晶を成長させた。このＡｌＮ種結晶をその主表面と平行な面でスライスして、そのスライス面を研磨して結晶径Ｄが４０ｍｍで厚さＴが０．３２ｍｍのＡｌＮ種結晶を得た。また、このＡｌＮ種結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は２８０ａｒｃｓｅｃと大きかった。

２．ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶）の成長
次に、上記の結晶径Ｄが４０ｍｍで厚さＴが０．３２ｍｍのＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）を用いたこと以外は、参考例１と同様にして、ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５）を成長させた。得られたＡｌＮ単結晶の大きさは、結晶径が４０ｍｍで厚さが４ｍｍであった。このＡｌＮ単結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は４６０ａｒｃｓｅｃと大きかった。また、このＡｌＮ単結晶の転位密度は、１×１０⁸ｃｍ^-2と高かった。すなわち、比較例２のＡｌＮ単結晶は低品質であった。結果を表１にまとめた。

（実施例３）
１．ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の成長
図２を参照して、ＷＣ製の坩堝本体１２ｑの下部に、原料としてＡｌＮ粉末（Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料２）およびＳｉ粉末（ＩＶＢ族元素）を配置した。ここで、原料中におけるＳｉ粉末（ＩＶＢ族元素）の含有率は、５００ｐｐｍとした。次いで、原料に対向するようにＷＣ製の坩堝蓋板１２ｐを配置した。

次に、図１および図２を参照して、反応容器１１内にＮ₂ガスを流しながら、高周波加熱コイル１４を用いて坩堝１２内の温度を上昇させた。坩堝１２内の昇温中は、坩堝１２の坩堝蓋板１２ｐ側の温度をＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度よりも高くして、昇温中に坩堝蓋板１２ｐの表面をエッチングにより清浄するとともに、昇温中に坩堝１２内部から放出された不純物を、通気口１２ｃを通じて除去した。

次に、坩堝１２のＡｌ_sＧａ_1-sＮ原料２側の温度（昇華温度）を２２００℃、坩堝蓋板１２ｐ側の温度（結晶成長温度）を２１５０℃にして、原料からＡｌＮおよびＳｉを昇華させて、坩堝１２の上部の坩堝蓋板１２ｐ上で、ＡｌＮを再度固化させてＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）を成長させた。ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）成長中も、反応容器１１内の坩堝１２の外側にＮ₂ガスを流し続け、反応容器１１内の坩堝１２の外側のガス分圧が１０１．３ｈＰａ〜１０１３ｈＰａ程度になるように、Ｎ₂ガス導入量とＮ₂ガス排出量とを制御した。上記の結晶成長条件で１５時間ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）を成長させた後、室温（２５℃）まで冷却して、坩堝蓋板１２ｐを取り出したところ、坩堝蓋板１２ｐの内面上に六角平板状の複数個のＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）が成長していた。

上記複数個のＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶４）のうちの１個のＡｌＮ種結晶の大きさは、結晶径Ｄが２５ｍｍ、厚さＴが０．１６ｍｍであった。このＡｌＮ種結晶におけるＳｉ（ＩＶＢ族元素）の含有率は、１５０ｐｐｍであった。このＡｌＮ種結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は７０ａｒｃｓｅｃとたいへん小さかった。すなわち、実施例３のＡｌＮ種結晶はたいへん高品質であった。

２．ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶）の成長
次に、上記の結晶径Ｄが２５ｍｍで厚さＴが０．１６ｍｍのＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）を用いたこと以外は、参考例１と同様にして、ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５）を成長させた。得られたＡｌＮ単結晶の大きさは、結晶径が２５ｍｍで厚さが４ｍｍであった。このＡｌＮ単結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は７０ａｒｃｓｅｃとたいへん小さかった。また、このＡｌＮ単結晶の転位密度は、６×１０⁵ｃｍ^-2とたいへん低かった。すなわち、実施例３のＡｌＮ単結晶はたいへん高品質であった。結果を表１にまとめた。

（実施例４）
１．ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の成長
ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の成長時間を１０時間としたこと以外は、実施例３と同様にして、複数のＡｌＮ種結晶を成長させた。これらのＡｌＮ種結晶のうちの１個のＡｌＮ種結晶の大きさは、結晶径Ｄが１４ｍｍ、厚さＴが０．１８ｍｍであった。このＡｌＮ種結晶におけるＳｉ（ＩＶＢ族元素）の含有率は、１２０ｐｐｍであった。このＡｌＮ種結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は８０ａｒｃｓｅｃとたいへん小さかった。すなわち、実施例４のＡｌＮ種結晶はたいへん高品質であった。

２．ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶）の成長
次に、上記の結晶径Ｄが１４ｍｍで厚さＴが０．１８ｍｍのＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）を用いたこと以外は、参考例１と同様にして、ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５）を成長させた。得られたＡｌＮ単結晶の大きさは、結晶径が１４ｍｍで厚さが４ｍｍであった。このＡｌＮ単結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は８０ａｒｃｓｅｃとたいへん小さかった。また、このＡｌＮ単結晶の転位密度は、８×１０⁵ｃｍ^-2とたいへん低かった。すなわち、実施例４のＡｌＮ単結晶はたいへん高品質であった。結果を表１にまとめた。

（実施例５）
１．ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の成長
原料中のＩＶＢ族元素として含有率４００ｐｐｍのＣ（炭素）粉末を用いて、ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の成長時間を２０時間としたこと以外は、実施例３と同様にして、複数のＡｌＮ種結晶を成長させた。これらのＡｌＮ種結晶のうちの１個のＡｌＮ種結晶の大きさは、結晶径Ｄが２２ｍｍ、厚さＴが０．１４ｍｍであった。このＡｌＮ種結晶におけるＣ（ＩＶＢ族元素）の含有率は、ＳＩＭＳ（２次イオン質量分析）により測定したところ、１２０ｐｐｍであった。このＡｌＮ種結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は２５ａｒｃｓｅｃと極めて小さかった。すなわち、実施例５のＡｌＮ種結晶は極めて高品質であった。

２．ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶）の成長
次に、上記の結晶径Ｄが２２ｍｍで厚さＴが０．１４ｍｍのＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）を用いたこと以外は、参考例１と同様にして、ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶５）を成長させた。得られたＡｌＮ単結晶の大きさは、結晶径が２２ｍｍで厚さが４ｍｍであった。このＡｌＮ単結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は２０ａｒｃｓｅｃと極めて小さかった。また、このＡｌＮ単結晶の転位密度は、５×１０⁴ｃｍ^-2と極めて低かった。すなわち、実施例５のＡｌＮ単結晶は極めて高品質であった。結果を表１にまとめた。

（実施例６）
１．ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の成長
原料中のＩＶＢ族元素として含有率６００ｐｐｍのＣ粉末を用いて、ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の成長時間を４０時間としたこと以外は、実施例３と同様にして、複数のＡｌＮ種結晶を成長させた。これらのＡｌＮ種結晶のうちの１個のＡｌＮ種結晶の大きさは、結晶径Ｄが４０ｍｍ、厚さＴが０．１７ｍｍであった。このＡｌＮ種結晶におけるＣ（ＩＶＢ族元素）の含有率は、１４０ｐｐｍであった。このＡｌＮ種結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は２０ａｒｃｓｅｃと極めて小さかった。すなわち、実施例５のＡｌＮ種結晶は極めて高品質であった。

２．ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶）の成長
次に、上記の結晶径Ｄが４０ｍｍで厚さＴが０．１７ｍｍのＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）を用いたこと以外は、参考例１と同様にして、ＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶）を成長させた。得られたＡｌＮ単結晶の大きさは、結晶径が４０ｍｍで厚さが４ｍｍであった。このＡｌＮ単結晶のＸ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅は１５ａｒｃｓｅｃと極めて小さかった。また、このＡｌＮ単結晶の転位密度は、９×１０³ｃｍ^-2と極めて低かった。すなわち、実施例６のＡｌＮ単結晶は極めて高品質であった。結果を表１にまとめた。

また、上記の表１の参考例１、参考例２、実施例３〜実施例６ならびに比較例１および２におけるＡｌＮ種結晶の結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）との関係を、それぞれＲＥ１、ＲＥ２、Ｅ３〜Ｅ６ならびにＣ１およびＣ２として、図４にプロットした。

表１および図４を参照して、ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）とがＴ≧０．００３Ｄ＋０．１５の関係にある比較例１（Ｃ１）および比較例２（Ｃ２）に比べて、ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）とがＴ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たす参考例１（ＲＥ１）、参考例２（ＲＥ２）および実施例３（Ｅ３）〜実施例６（Ｅ６）では、Ｘ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅が小さく、転位密度が低い高品質のＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶）が得られた。

また、ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）とが０．００２Ｄ＋０．１≦Ｔ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たす参考例１（ＲＥ１）、参考例２（ＲＥ２）、実施例３（Ｅ３）および実施例４（Ｅ４）に比べて、ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）とがＴ＜０．００２Ｄ＋０．１の関係を満たす実施例５（Ｅ５）および実施例６（Ｅ６）では、Ｘ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅がより小さく、転位密度がより低い、さらに高品質のＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶）が得られた。

また、ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）の結晶径Ｄ（ｍｍ）と厚さＴ（ｍｍ）とが０．００２Ｄ＋０．１≦Ｔ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たす参考例１（ＲＥ１）、参考例２（ＲＥ２）、実施例３（Ｅ３）および実施例４（Ｅ４）において、ＳｉＣ下地結晶（下地結晶）上で成長させたＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）を用いた参考例１（ＲＥ１）および参考例２（ＲＥ２）に比べて、ＡｌＮ種結晶（Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶）結晶核を生成させてその結晶核を成長させたＡｌＮ種結晶を用いた実施例３（Ｅ３）および実施例４（Ｅ４）では、Ｘ線回折のロッキングカーブ測定における回折ピークの半値幅がより小さく、転位密度がより低い、より高品質のＡｌＮ単結晶（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶）が得られた。

なお、上記の実施例および比較例は、ＡｌＮ種結晶およびＡｌＮ単結晶について説明したが、Ａｌ_yＧａ_1-yＮ（０＜ｙ≦１）種結晶およびＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ≦１）単結晶についても、結晶の構成元素としてＡｌが含まれ、本発明にかかる成長方法が適用され得る限り、同様の結果が得られることはいうまでもない。

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は、上記した説明でなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内のすべての変更が含まれることが意図される。

Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法の一実施形態を示す概略断面図である。 Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の成長方法の一実施形態を示す概略断面図である。 Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の成長方法の他の実施形態を示す概略断面図である。 実施例および比較例におけるＡｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の結晶径Ｄｍｍと厚さＴｍｍとの関係を示すグラフである。

符号の説明

１ 下地結晶、１ｍ，４ｍ 主表面、２ Ａｌ_sＧａ_1-sＮ原料、３ Ａｌ_tＧａ_1-tＮ原料、４ Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶、５ Ａｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶、１０ 昇華炉、１１ 反応容器、１１ａ Ｎ₂ガス導入口、１１ｃ Ｎ₂ガス排出口、１２ 坩堝、１２ｃ 通気口、１２ｐ 坩堝蓋板、１２ｑ 坩堝本体、１３ 加熱体、１４ 高周波加熱コイル、１５ 放射温度計。

Claims (3)

1. 結晶径Ｄｍｍと厚さＴｍｍとがＴ＜０．００３Ｄ＋０．１５の関係を満たすＡｌ_yＧａ_1-yＮ（０＜ｙ≦１）種結晶を準備する工程と、
   昇華法により、前記Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の主表面上にＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ≦１）単結晶を成長させる工程と、を備え、
   前記Ａｌ _y Ｇａ _1-y Ｎ種結晶は、ＩＶＢ族元素のうちの少なくとも１種類の元素を質量比で１００ｐｐｍ以上５００ｐｐｍ以下含有するＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法。
2. 前記Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶は、昇華法により前記Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶の結晶核を生成させて前記結晶核を成長させたものである請求項１に記載のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法。
3. 前記Ａｌ_yＧａ_1-yＮ種結晶は、主表面として（０００１）表面を有する請求項１または請求項２に記載のＡｌ_xＧａ_1-xＮ単結晶の成長方法。

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