JP2010056234A - 窒化物系半導体発光素子を作製する方法、及びエピタキシャルウエハを作製する方法 - Google Patents

Abstract

【課題】比較的小さいオフ角の窒化ガリウム系半導体面へ良好な結晶品質のＩｎＧａＮ井戸層を成長可能な窒化物系半導体発光素子を作製する方法を提供する。
【解決手段】井戸層２５ａの成長では、以下の範囲内である条件を用いる。成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上７１０度未満の温度であるとき、成長速度Ｖ_Ｇの上限は、以下の式Ｖ_Ｇ＝α１×Ｔ_Ｗ＋β１で与えられる。この式のα１、β１はα１＝０．１２、β１＝−７１．３である。成長温度Ｔ_Ｗが摂氏７１０度以上７５０度以下の温度であるとき、成長速度Ｖ_Ｇの上限は、１３．９ｎｍ／分以下である。成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上６９０度未満の温度であるとき、成長速度Ｖ_Ｇの下限は、５．５ｎｍ／分以上である。成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６９０度以上７５０度以下の温度であるとき、成長速度Ｖ_Ｇの下限は、以下の式Ｖ_Ｇ＝α２×Ｔ_Ｗ＋β２で与えられる。α２＝０．１４、β２＝−９１．１である。
【選択図】図５

Description

本発明は、窒化物系半導体発光素子を作製する方法、及びエピタキシャルウエハを作製する方法に関する。

特許文献１には、ＩｎＧａＮの成長について説明されている。サファイア基板上にバッファ層を成長した後に、該バッファ層上にバッファ層の成長温度よりも高い温度で、ＧａＮまたはＡｌＧａＮからなる半導体層を成長する。この半導体上に、特許文献１に記載された特定の条件でＩｎＧａＮ層を成長する。成長速度の最大は、摂氏９００度の温度で６ｎｍ／分である。フォトルミネッセンススペクトルにおけるピーク波長は４０６ｎｍである。

特許文献２には、ＩｎＧａＮからなる活性層を有した素子を製造する方法が記載されている。この方法では、ＩｎＧａＮの成長における原料ガスのモル比ＴＭＩ／（ＴＭＧ＋ＴＭＩ）と結晶成長温度と波長とに関する特性図に基づいて、成長条件が決定される。サファイア基板のａ面上にバッファ層を成長した後に、該バッファ層上にｎ型ＧａＮ層を摂氏１１５０度の成長温度で成長する。このＧａＮ層上にバリア層を成長した後に、摂氏７００度の成長温度で、特許文献２に記載された所定の原料モル比で、ＩｎＧａＮ井戸層を成長する。０．７９の原料ガスのモル比を用いて、ピーク波長は４７０ｎｍである。
特開平０６−２０９１２２号公報 特開平１１−８４０７号公報

ｃ面主面を有する基板を用いて量子井戸構造を作製するとき、ｃ面の極性に起因するピエゾ電界により、井戸層内において電子と正孔とが空間的に分離される。これ故に、電子の波動関数と正孔の波動関数との重なりが大きくならず、発光素子の内部量子効率が小さくなる。したがって、特許文献１及び２におけるＩｎＧａＮ層を用いて発光素子を作製するとき、内部量子効率の低下が避けられない。

発明者らの知見によれば、ｃ面から傾斜した主面を有するＧａＮ基板上に作製された発光素子では、ピエゾ電界の影響が弱められる。ウエハ主面がｃ面から小さいオフ角で傾斜しているとき、比較的大きな径のウエハを作製することが容易であると考えられる。

ところが、発明者らの実験によれば、オフ角付きＧａＮウエハ上への結晶成長は、ｃ面ＧａＮウエハ上への結晶成長と異なっていた。ｃ面ＧａＮウエハにおいて波長４８０ｎｍの光を生成する活性層の成膜条件では、オフ角ＧａＮウエハ上に形成される活性層は、波長４８０ｎｍよりも短波長の光を生成した。故に、この波長のシフトを補償する成膜条件の検討が必要である。しかしながら、上記の実験から理解されるように、オフ角付きＧａＮウエハ上に形成される活性層の発光波長と成膜条件との関係は未知のものである。

本発明は、窒化物系半導体発光素子を作製する方法を提供することを目的とし、この方法によれば、比較的小さいオフ角の窒化ガリウム系半導体主面へ、良好な結晶品質のＩｎＧａＮ井戸層を成長可能である。また、本発明は、窒化物系半導体発光素子のためのエピタキシャルウエハを作製する方法を提供することを目的とする。

本発明の一側面に係る発明は、量子井戸構造の活性層を有する窒化物系半導体発光素子を作製する方法である。この方法は、（ａ）窒化ガリウム系半導体からなるエピタキシャル半導体領域を形成する工程と、（ｂ）前記エピタキシャル半導体領域上に、摂氏６４０度以上摂氏７５０度以下の温度範囲内の成長温度Ｔ_Ｗ及び成長速度Ｖ_Ｇ（ｎｍ／分）で、前記量子井戸構造の井戸層を成長する工程とを備える。前記エピタキシャル半導体領域は、前記窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜した主面を有している。前記活性層は、４８０ｎｍ以上５５０ｎｍ以下の波長領域にピーク波長を有する発光スペクトルを生成するように設けられており、前記井戸層はＩｎ_ＸＧａ_１−ＸＮ（インジウム組成Ｘ：０＜Ｘ＜１、Ｘは歪み組成）からなる。
前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上７１０度未満の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの上限は、以下の式（１）
Ｖ_Ｇ＝α１×Ｔ_Ｗ＋β１ （１）
で与えられる値であり、式（１）は（成長温度Ｔ_Ｗ、成長速度Ｖ_Ｇ）＝（摂氏７１０度、１３．９ｎｍ／分）、（摂氏６４０度、５．５ｎｍ／分）を満たす。
前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏７１０度以上７５０度以下の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの上限は、１３．９ｎｍ／分以下である。
前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上６９０度未満の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの下限は、５．５ｎｍ／分以上である。
前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６９０度以上７５０度以下の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの下限は、以下の式（２）
Ｖ_Ｇ＝α２×Ｔ_Ｗ＋β２ （２）
で与えられる値であり、式（２）は（成長温度Ｔ_Ｗ、成長速度Ｖ_Ｇ）＝（摂氏６４０度、１３．９ｎｍ／分）、（摂氏６９０度、５．５ｎｍ／分）を満たす。

この方法によれば、窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度〜４５度の範囲の角度で傾斜したエピタキシャル半導体主面上に、上記の範囲の条件における成長速度Ｖ_Ｇ及び成長温度Ｔ_Ｗを用いてＩｎＧａＮ井戸層を成長するとき、比較的小さいオフ角の窒化ガリウム系半導体主面へ、良好な結晶品質のＩｎＧａＮ井戸層を成長可能である。

比較的高い成長温度の領域、つまり成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６９０度以上７５０度以下の温度であるとき、井戸層の成長には、式（２）によって規定される成長速度の下限がある。成長温度が高くなるにつれて、成長速度の下限が大きくなる。なぜなら比較的高い成長温度の領域では、Ｉｎの取り込み効率が低いため、成長速度が低いと所望の波長が得られないからである。また、成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上６９０度以下の温度であるときにも、成長速度には５．５ｎｍ／分の下限がある。なぜなら比較的低い成長温度の領域でも、成長速度が低すぎるとＩｎの取り込み効率が低くなり、所望の波長が得られないからである。

成長温度Ｔ_Ｗが摂氏７００度以上７５０度以下の温度であるとき、成長速度Ｖ_Ｇには１３．９ｎｍ／分の上限がある。なぜなら成長速度が速すぎると、ＩｎＧａＮの結晶品質が悪化して発光特性が悪化するからである。また、比較的低い成長温度の領域、つまり成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上７１０度未満の温度であるとき、井戸層の成長には、式（１）によって規定される成長速度の上限がある。成長温度が低くなるにつれて、成長速度の上限は小さくなる。なぜなら成長温度が低くなるにつれて成長速度を低くしないと、ＩｎＧａＮの結晶品質が悪化して発光特性が悪化するからである。

本発明に係る方法は、前記エピタキシャル半導体領域上に、前記井戸層の前記成長温度Ｔ_Ｗより高い成長温度Ｔ_Ｂで、前記量子井戸構造の障壁層を成長する工程を更に備えることができる。前記障壁層はＩｎ_ＹＧａ_１−ＹＮ（インジウム組成Ｙ：０≦Ｙ≦０．０５、Ｙは歪み組成）からなり、前記井戸層の前記成長温度Ｔ_Ｗと前記障壁層の前記成長温度Ｔ_Ｂとの差は６０度以上２３０度以下である。

この方法によれば、井戸層のインジウム組成Ｘが障壁層のインジウム組成Ｙ（０≦Ｙ≦０．０５）よりも大きいので、井戸層の成長には所望のインジウム組成のＩｎＧａＮを成長できる成膜温度が必要である一方で、良好な結晶品質の障壁層を形成するために、成長温度Ｔ_Ｂは、井戸層の成長温度Ｔ_Ｗより高いことが必要である。成長温度Ｔ_Ｗと成長温度Ｔ_Ｂとの差は６０度未満であるとき、所望の品質の障壁層が得られない。また、活性層の成長に引き続く成長において、井戸層の結晶品質が低下する。成長温度Ｔ_Ｗと成長温度Ｔ_Ｂとの差は２３０度を超えるとき、障壁層の成長中に井戸層の結晶品質が低下する。

本発明に係る方法は、前記活性層上に、第２導電型窒化ガリウム系半導体層を成長する工程を更に備えることができる。前記井戸層の前記成長温度Ｔ_Ｗは、前記第２導電型窒化ガリウム系半導体層の成長温度Ｔ２よりも低く、前記井戸層の前記成長温度Ｔ_Ｗと前記第２導電型窒化ガリウム系半導体層の前記成長温度Ｔ２との差は、１４０度以上５１０度以下である。

この方法によれば、成長温度Ｔ_Ｗと成長温度Ｔ２との差は１４０度未満となるように成長温度Ｔ２が設定されるとき、良好な導電性を有する第２導電型窒化ガリウム系半導体層が得られない。成長温度Ｔ_Ｗと成長温度Ｔ_Ｂとの差は５１０度を超えるように成長温度Ｔ２が設定されるとき、第２導電型窒化ガリウム系半導体層の成長中に井戸層の結晶品質が低下する。

本発明に係る方法は、前記第２導電型窒化ガリウム系半導体層上に、別の第２導電型窒化ガリウム系半導体層を成長する工程を更に備えることができる。前記第２導電型窒化ガリウム系半導体層は電子ブロック層を含み、前記別の第２導電型窒化ガリウム系半導体層の成長速度は、前記井戸層及び前記障壁層の成長速度よりも大きい。

この方法によれば、活性層を形成した後に井戸層の成長温度よりも高温で行われる別の第２導電型窒化ガリウム系半導体層の成長時間を短くできる。

本発明に係る方法では、前記井戸層の前記Ｉｎ_ＸＧａ_１−ＸＮにインジウム組成Ｘは０．１５より大きいことができる。前記井戸層の前記Ｉｎ_ＸＧａ_１−ＸＮは０．４より小さいことができる。この範囲のインジウム組成のＩｎＧａＮの成長が可能となり、波長４８０ｎｍ以上５５０ｎｍ以下の発光素子を得ることができる。

本発明に係る方法では、前記半導体領域の前記主面の傾斜の方向は、前記窒化ガリウム系半導体のａ軸の方向であることができる。この方法によれば、ｍ面を劈開面として使用できる。

本発明に係る方法は、六方晶系半導体Ｉｎ_ＳＡｌ_ＴＧａ_{１−Ｓ−Ｔ}Ｎ（０≦Ｓ≦１、０≦Ｔ≦１、０≦Ｓ＋Ｔ≦１）からなる基板を準備する工程を更に備えることができる。前記基板の前記主面は、該六方晶系半導体のｃ軸に直交する平面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜している。

エピタキシャル半導体領域の主面が窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜するようにエピタキシャル半導体領域を形成するためには、上記の傾斜角の主面の基板を用いることができる。

本発明に係る方法は、前記成膜に先立って、前記基板の前記主面に熱処理を行って改質された主面を前記基板に形成する工程を更に備えることができる。前記熱処理は、アンモニア及び水素を含むガスの雰囲気中で行われる。この方法によれば、この熱処理により、基板の主面にマイクロステップが形成される。

本発明に係る方法は、前記熱処理の後に、第１導電型窒化ガリウム系半導体領域を前記基板上にエピタキシャルに成長する工程を更に備えることができる。前記第１導電型窒化ガリウム系半導体領域の主面は、前記窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度より大きく４５度以下の範囲の角度で傾斜している。

この方法によれば、エピタキシャル成長により、第１導電型窒化ガリウム系半導体領域の主面にも結晶面が引き継がれる。また、基板の主面のマイクロステップも、第１導電型窒化ガリウム系半導体領域の主面及びエピタキシャル半導体領域にも引き継がれる。

本発明に係る方法では、前記基板の前記主面の傾斜の方向は前記窒化ガリウム系半導体のａ軸の方向であることができる。この方法によれば、基板の主面は｛０００１｝面からａ軸方向に傾いていることが、ｍ軸方向への傾斜に比べて、ＩｎＧａＮへのＩｎの取り込みが大きい。このため、より高い成長温度でのＩｎＧａＮ井戸層の成長が可能となり、発光特性が向上する。

本発明に係る方法は、ｍ面劈開を行って共振器面として作製する工程を更に備えることができる。この方法によれば、劈開によって形成されたｍ面を共振器面とする半導体レーザの作製が可能となる。

本発明に係る方法では、前記傾斜の方向と前記窒化ガリウム系半導体のｍ軸の方向とは８９度以上９１度以下の範囲であることができる。傾斜の方向の角度ばらつきが−１度以上＋１度以下の範囲を超えると、レーザとしての特性の低下が顕著になる。

本発明に係る方法では、前記基板は、ｃ軸方向に伸びる貫通転位の密度が第１の貫通転位密度より大きい複数の第１の領域と、ｃ軸方向に伸びる貫通転位の密度が第１の貫通転位密度より小さい複数の第２の領域とを含むことができる。前記第１および第２の領域は交互に配置されており、前記基板の前記主面には前記第１および第２の領域が現れている。

第１の領域は高転位の半導体領域であり、第２の領域は低転位の半導体領域である。基板の低転位の領域に窒化物系半導体発光素子を作製することによって、発光素子の発光効率、信頼性を向上させることができる。

本発明に係る方法では、前記第２の領域の前記貫通転位の密度は１×１０^７ｃｍ^−２未満であることができる。第２の領域の貫通転位の密度が１×１０^７ｃｍ^−２未満であると、実用に十分な信頼性をもつ半導体レーザが得られる。

本発明に係る方法は、前記井戸層を成長した後に、前記障壁層を成長する前に、前記成長温度Ｔ_Ｗから前記成長温度Ｔ_Ｂに温度を変更しながら、窒化ガリウム系半導体層を成長する工程を更に備えることができる。前記窒化ガリウム系半導体層の厚さは前記障壁層の厚さより薄い。この方法によれば、井戸層の成長に引き続いて、障壁層の成長温度へ成長炉の温度が変更される。この井戸層の成長後に窒化ガリウム系半導体層が井戸層上に成長されるので、この昇温中における井戸層の劣化を低減できる。

本発明に係る方法では、前記窒化ガリウム系半導体層の成長における成長速度は前記障壁層の成長における成長速度より小さくできる。この方法によれば、窒化ガリウム系半導体層の成長は、障壁層の成長温度よりも低い温度で行われる。これ故に、昇温が完了するまでの時間を十分に得るために、窒化ガリウム系半導体層の成長速度を上記のように調整することが良い。

本発明に係る方法では、前記窒化ガリウム系半導体層の厚さは前記障壁層の厚さより薄いことができる。この方法によれば、昇温中における形成される窒化ガリウム系半導体層の厚さを薄くでき、井戸層及び障壁層と異なる領域を薄くできる。この結果、障壁層の厚さを十分な値に形成できる。

本発明に係る方法では、前記第１導電型窒化ガリウム系半導体領域、前記活性層、及び前記第２導電型窒化ガリウム系半導体層は、前記基板の前記主面の法線の方向に配列されていることができる。該六方晶系半導体のｃ軸の方向は前記基板の前記主面の法線の方向と異なる。この方法によれば、結晶はｃ軸方向に成長される。成長方向は、半導体層の積層方向と異なる。

本発明の別の側面は、窒化物系半導体発光素子のためのエピタキシャルウエハを作製する方法である。この方法は、（ａ）第１導電型窒化ガリウム系半導体領域を基板上にエピタキシャルに成長する工程と、（ｂ）前記第１導電型窒化ガリウム系半導体領域上に、窒化ガリウム系半導体からなるエピタキシャル半導体領域を形成する工程と、（ｃ）前記エピタキシャル半導体領域上に、摂氏６４０度以上摂氏７５０度以下の温度範囲内の成長温度Ｔ_Ｗ及び成長速度Ｖ_Ｇ（ｎｍ／分）で、活性層のための井戸層を成長する工程と、（ｄ）前記エピタキシャル半導体領域上に、前記井戸層の前記成長温度Ｔ_Ｗより高い成長温度Ｔ_Ｂで、前記活性層のための障壁層を成長する工程と、（ｅ）前記活性層上に、第２導電型窒化ガリウム系半導体層を成長する工程とを備えることができる。前記エピタキシャル半導体領域は、前記窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜した主面を有している。前記活性層は、４８０ｎｍ以上５５０ｎｍ以下の波長領域にピーク波長を有する発光スペクトルを生成するように設けられており、前記井戸層はＩｎ_ＸＧａ_１−ＸＮ（インジウム組成Ｘ：０＜Ｘ＜１、Ｘは歪み組成）からなる。
前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上７１０度未満の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの上限は、以下の式（１）
Ｖ_Ｇ＝α１×Ｔ_Ｗ＋β１ （１）
で与えられる値であり、式（１）は（成長温度Ｔ_Ｗ、成長速度Ｖ_Ｇ）＝（摂氏７１０度、１３．９ｎｍ／分）、（摂氏６４０度、５．５ｎｍ／分）を満たし、前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏７１０度以上７５０度以下の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの上限は、１３．９ｎｍ／分以下であり、前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上６９０度未満の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの下限は、５．５ｎｍ／分以上であり、前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６９０度以上７５０度以下の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの下限は、以下の式（２）
Ｖ_Ｇ＝α２×Ｔ_Ｗ＋β２ （２）
で与えられる値であり、式（２）は（成長温度Ｔ_Ｗ、成長速度Ｖ_Ｇ）＝（摂氏６４０度、１３．９ｎｍ／分）、（摂氏６９０度、５．５ｎｍ／分）を満たす。

この方法によれば、窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度〜４５度の範囲の角度で傾斜したエピタキシャル半導体主面上に、上記の範囲の条件における成長速度Ｖ_Ｇ及び成長温度Ｔ_Ｗを用いてＩｎＧａＮ井戸層を成長するとき、比較的小さいオフ角の窒化ガリウム系半導体主面へ、良好な結晶品質のＩｎＧａＮ井戸層を成長可能である。

比較的高い成長温度の領域、つまり成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６９０度以上７５０度以下の温度であるとき、式（２）によって規定される成長速度の下限がある。成長温度が高くなるにつれて、井戸層の成長において大きな成長速度が必要とされる。なぜなら成長温度が高くなるにつれて、Ｉｎの取り込み効率が低くなるからである。また、成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上６９０度未満の温度であるとき、成長速度には下限があり、小さい過ぎる成長速度では所望の井戸層が得られない。なぜなら小さ過ぎる成長速度ではＩｎの取り込み効率が低くなり、所望の波長が得られないからである。

成長温度Ｔ_Ｗが摂氏７１０度以上７５０度以下の温度であるとき、成長速度Ｖ_Ｇには上限があり、大きすぎる成長速度では、所望の井戸層が得られない。なぜならＩｎＧａＮの結晶品質が悪化して発光特性が悪化するからである。また、比較的低い成長温度の領域、つまり成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上７００度未満の温度であるとき、式（１）によって規定される成長速度の上限がある。成長温度が高くなるにつれて、成長速度の上限も大きくなる。なぜなら成長温度が高くなるにつれて、Ｉｎの取り込み効率が低くなり、成長速度が低いと所望の波長が得られないからである。

本発明に係る方法は、前記成膜に先立って、アンモニア及び水素を含むガスの雰囲気中で基板の主面に熱処理を行う工程を更に備えることができる。この方法によれば、この熱処理により、基板の主面にマイクロステップが形成される。

本発明に係る方法では、前記基板は、六方晶系半導体Ｉｎ_ＳＡｌ_ＴＧａ_{１−Ｓ−Ｔ}Ｎ（０≦Ｓ≦１、０≦Ｔ≦１、０≦Ｓ＋Ｔ≦１）からなり、前記基板の前記主面は、該六方晶系半導体のｃ軸に直交する平面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜している。

エピタキシャル半導体領域の主面が窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜するようにエピタキシャル半導体領域を形成するためには、上記の傾斜角の主面の基板に用いることができる。

本発明の上記の目的および他の目的、特徴、並びに利点は、添付図面を参照して進められる本発明の好適な実施の形態の以下の詳細な記述から、より容易に明らかになる。

以上説明したように、本発明の一側面によれば、窒化物系半導体発光素子を作製する方法が提供される。また、本発明の別の側面によれば、窒化物系半導体発光素子のためのエピタキシャルウエハを作製する方法が提供される。これらの方法によれば、比較的小さいオフ角の窒化ガリウム系半導体主面へ、良好な結晶品質のＩｎＧａＮ井戸層を成長可能である。

本発明の知見は、例示として示された添付図面を参照して以下の詳細な記述を考慮することによって容易に理解できる。引き続いて、添付図面を参照しながら、本発明の窒化物系半導体発光素子を作製する方法、及びエピタキシャルウエハを作製する方法に係る実施の形態を説明する。可能な場合には、同一の部分には同一の符号を付する。

図１は、本実施の形態に係る、窒化物系半導体発光素子を作製する方法、及びエピタキシャルウエハを作製する方法の主要な工程を示すフローチャートである。また、図２〜図４は、本実施の形態に係る、窒化物系半導体発光素子を作製する方法、及びエピタキシャルウエハを作製する方法の主要な工程における基板生産物を示す図面である。

工程Ｓ１０１では、基板１１を準備する。基板１１は、六方晶系半導体Ｉｎ_ＳＡｌ_ＴＧａ_{１−Ｓ−Ｔ}Ｎ（０≦Ｓ≦１、０≦Ｔ≦１、０≦Ｓ＋Ｔ≦１）からなる。図２（ａ）を参照すると、基板１１は、例えばＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮ等からなることができる。基板１１の主面１１ａは、該六方晶系半導体のｃ軸に直交する平面から１０度以上の角度で傾斜している。傾斜角θが１０度未満であると、十分なピエゾ電界低減効果が得られない。また、基板１１の主面１１ａは、４５度以下の範囲の角度で傾斜している。傾斜角θが４５度を超えると、比較的大きな径のウエハを作製することが難しくなる。基板１１の断面には、代表的なｃ面Ｓ_Ｃ、ｃ軸ベクトルＶＣ、及び法線ベクトルＶＮが示されている。傾斜角θは、ｃ軸ベクトルＶＣ及び法線ベクトルＶＮの成す角によって規定される。基板１１のエッジ上の２点の距離の最大値は４５ｍｍ以上であることができ、基板１１の裏面１１ｂは、基板１１の主面１１ａと実質的に平行であることができる。このような基板１１は「ウエハ」と呼ばれる。

引き続く工程では、この基板１１の主面１１ａ上に、半導体結晶がエピタキシャルに成長される。下地のエピタキシャル半導体領域上に活性層が成長され、この下地の主面が窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜するように、エピタキシャル半導体領域を形成する。このために、上記の傾斜角の主面１１ａの基板１１を用いることができる。

基板１１の主面１１ａの傾斜の方向は、例えば基板１１の窒化ガリウム系半導体のａ軸の方向であることができる。基板１１の主面１１ａが｛０００１｝面からａ軸方向に傾いていれば、ｍ軸方向への傾斜に比べて、ＩｎＧａＮへのＩｎの取り込みが大きい。これ故に、より高い成長温度でのＩｎＧａＮ井戸層の成長が可能となり、発光特性が向上する。

基板１１は、成長炉１０内に配置される。引き続く結晶成長では、有機金属気相成長法が用いられる。成膜に先立って、工程Ｓ１０１では、続いて、図２（ｂ）に示されるように、基板１１の主面１１ａに熱処理を行って、改質された主面１１ｃを基板１１に形成する。この熱処理は、アンモニア及び水素、或いは窒素を含むガスの雰囲気中で行われる。熱処理温度は、例えば摂氏８００度以上１２００度以下であることができる。熱処理時間は、例えば１０分程度である。この方法によれば、この熱処理により、基板１１の主面１１ｃにマイクロステップが形成され、マイクロステップは、複数のテラスからなる。マイクロステップの密度は、例えば２．０×１０^４ｃｍ^−１以上３．３×１０^７ｃｍ^−１であることができる。マイクロステップの高さは、例えば０．３ｎｍ以上１０ｎｍ以下であることができる。マイクロステップの長さは、例えば０．３ｎｍ以上５００ｎｍ以下であることができる。

工程Ｓ１０２では、熱処理の後に、図２（ｃ）に示されるように、第１導電型窒化ガリウム系半導体領域１３を基板１１の表面１１ｃ上にエピタキシャルに成長する。この成長は、成長炉１０を用いて行われる。窒化ガリウム系半導体領域１３の主面１３ａは、窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜している。また、主面１３ａは、基板１１の主面１１ｃの構造を引き継いで、同様にマイクロステップが形成される。第１導電型窒化ガリウム系半導体領域１３は、一又は複数の窒化ガリウム系半導体層（例えば、窒化ガリウム系半導体層１５、１７、１９）を含むことができる。例えば、窒化ガリウム系半導体層１５、１７、１９は、それぞれ、ｎ型ＡｌＧａＮ層、ｎ型ＧａＮ層およびｎ型ＩｎＧａＮ層であることができる。窒化ガリウム系半導体層１５、１７、１９は、基板１１の主面１１ｃ上に順にエピタキシャルに成長される。ｎ型ＡｌＧａＮ層は例えば基板１１の全表面を覆う中間層であり、ｎ型ＧａＮ層は例えばｎ型キャリアを供給するための層であり、ｎ型ＩｎＧａＮ層は例えば活性層のための緩衝層である。

工程Ｓ１０３では、図３（ａ）に示されるように、窒化物系半導体発光素子の活性層２１を作製する。活性層２１は、４８０ｎｍ以上５５０ｎｍ以下の波長領域にピーク波長を有する発光スペクトルを生成するように設けられる。以下、活性層２１の量子井戸構造を作製する手順を、図５を参照しながら詳細に説明する。図５は、活性層の形成における原料ガス及び成長炉の温度の変化を表すタイムチャートである。原料ガスとしては、ガリウム源、インジウム源及び窒素源が使用される。ガリウム源、インジウム源及び窒素源は、それぞれ、例えばＴＭＧ、ＴＭＩ、及びＮＨ_３である。

工程Ｓ１０４では、図３（ｂ）に示されるように、窒化ガリウム系半導体からなるエピタキシャル半導体領域２３を形成する。エピタキシャル半導体領域２３は窒化ガリウム系半導体層１９（例えば、緩衝層）上に成長される。エピタキシャル半導体領域２３は、例えば活性層２１の量子井戸構造のための第１の障壁層である。この障壁層はＩｎ_ＹＧａ_１−ＹＮ（インジウム組成Ｙ：０≦Ｙ≦０．０５、Ｙは歪み組成）からなり、第１の障壁層はＧａＮまたはＩｎＧａＮであることができる。本実施例では、ガリウム源及び窒素源を成長炉１０に供給してＧａＮを成長する。この成長は、図５における時刻ｔ０〜ｔ１の間に成長温度Ｔ_Ｂで成長される。ＧａＮ障壁層の厚さＤ_Ｂ１は例えば１５ｎｍである。

エピタキシャル半導体領域２３は、主面２１ａ上に成長されるので、窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜した主面２３ａを有している。エピタキシャル半導体領域２３の表面は、主面２１ａの表面構造を引き継いでいる。

時刻ｔ１で、ガリウム原料の供給を停止する。第１の障壁層を成長した後に、工程Ｓ１０５では、図５に示されるように、井戸層を成長する前に成長温度Ｔ_Ｂから成長温度Ｔ_Ｗに成長炉の温度を変更する。温度の変更は、図５における時刻ｔ１〜ｔ３の期間に行われる。この変更期間中に、例えばアンモニアといった窒素源を成長炉１０に供給すると共に、障壁層の成長における窒素源の供給量が、井戸層の成長における窒素源の供給量と異なるとき、窒素源の供給量を変更して井戸層の成長のための供給量に合わせる。この温度変更期間中の少なくとも一部分において、障壁層の成長における窒素原料の流量から井戸層の成長における窒素原料の流量に、窒素原料の流量が変更される。この変更は、図５における時刻ｔ１〜ｔ２の間に行われる。

時刻ｔ３で、成長炉１０の温度が井戸層の成長温度Ｔ_Ｗに到達する。工程Ｓ１０６では、図３（ｃ）に示されるように、エピタキシャル半導体領域上２３に、時刻ｔ３〜ｔ４の期間で量子井戸構造のための井戸層２５ａを成長する。井戸層２５ａはＩｎ_ＸＧａ_１−ＸＮ（インジウム組成Ｘ：０＜Ｘ＜１、Ｘは歪み組成）からなる。図５に示されるように、井戸層２５ａの成長温度Ｔ_Ｗは成長温度Ｔ_Ｂより低い。井戸層２５ａの主面は、エピタキシャル半導体領域２３の主面上にエピタキシャルに成長されるので、窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜している。また、井戸層２５ａの表面は、エピタキシャル半導体領域２３の表面構造を引き継いでいる。井戸層２５ａの成長は、例えば摂氏６４０度以上摂氏７５０度以下の温度範囲内の成長温度Ｔ_Ｗで行われる。ＩｎＧａＮ井戸層の厚さＤ_Ｗは例えば３ｎｍである。

井戸層２５ａの成長では、成長温度Ｔ_Ｗだけでなく、成長速度Ｖ_Ｇ（ｎｍ／分）が所定の範囲内である条件を用いる。この条件について、以下のものである。

成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上７１０度未満の温度であるとき、成長速度Ｖ_Ｇの上限は、以下の式（１）
Ｖ_Ｇ＝α１×Ｔ_Ｗ＋β１ （１）
で与えられる成長速度の値である。この式（１）のα１、β１は（成長温度Ｔ_Ｗ、成長速度Ｖ_Ｇ）＝（摂氏７１０度、１３．９ｎｍ／分）、（摂氏６４０度、５．５ｎｍ／分）を満たす。より具体的には、係数α１、β１を計算すると
α１＝（１３．９−５．５）／（７１０−６４０）＝８．４／７０＝０．１２
β１＝（６４０×１３．９−７１０×５．５）／（６４０−７１０）＝−４９９１／７０＝−７１．３
である。

成長温度Ｔ_Ｗが摂氏７１０度以上７５０度以下の温度であるとき、成長速度Ｖ_Ｇの上限は、１３．９ｎｍ／分以下である。

成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上６９０度未満の温度であるとき、成長速度Ｖ_Ｇの下限は、５．５ｎｍ／分以上である。

成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６９０度以上７５０度以下の温度であるとき、成長速度Ｖ_Ｇの下限は、以下の式（２）
Ｖ_Ｇ＝α２×Ｔ_Ｗ＋β２ （２）
で与えられる成長速度の値である。この式（２）のα２、β２は（成長温度Ｔ_Ｗ、成長速度Ｖ_Ｇ）＝（摂氏７５０度、１３．９ｎｍ／分）、（摂氏６９０度、５．５ｎｍ／分）を満たす。より具体的には、係数α１、β１を計算すると
α２＝（１３．９−５．５）／（７５０−６９０）＝０．１４
β２＝（６９０×１３．９−７５０×５．５）／（６９０−７５０）＝−５４６６／６０＝−９１．１
である。

この方法によれば、窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度〜４５度の範囲の角度で傾斜したエピタキシャル半導体主面上に、上記の範囲の条件における成長速度Ｖ_Ｇ及び成長温度Ｔ_Ｗを用いてＩｎＧａＮ井戸層２５ａを成長するとき、比較的小さいオフ角の窒化ガリウム系半導体主面へ、良好な結晶品質のＩｎＧａＮ井戸層２５ａを成長可能である。

比較的高い成長温度の領域、つまり成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６９０度以上７５０度以下の温度であるとき、式（２）によって規定される成長速度の下限がある。成長温度が高くなるにつれて、大きな成長速度が必要とされる。なぜなら成長温度が高くなるにつれて、Ｉｎの取り込み効率が低くなるからである。また、成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上６９０度未満の温度であるとき、成長速度には下限がある。なぜなら小さ過ぎる成長速度ではＩｎの取り込み効率が低くなり、所望の波長が得られないからである。

成長温度Ｔ_Ｗが摂氏７１０度以上７５０度以下の温度であるとき、成長速度Ｖ_Ｇには上限がある。なぜなら成長速度が速すぎると、ＩｎＧａＮの結晶品質が悪化して発光特性が悪化するからである。また、比較的低い成長温度の領域、つまり成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上７１０度未満の温度であるとき、式（１）によって規定される成長速度の上限がある。成長温度が高くなるにつれて、成長速度の上限が大きくなる。なぜなら成長温度が高くなるにつれて、Ｉｎの取り込み効率が低くなり、成長速度が低いと所望の波長が得られないからである。

図５に示されるように、時刻ｔ４で井戸層２５ａの成長が終了する。工程Ｓ１０７では、第２の障壁層２９ａの成長温度Ｔ_Ｂへ温度Ｔ_Ｗから温度を変更する。この昇温は、例えば時刻ｔ４〜時刻ｔ６の期間に行われる。この昇温中に井戸層２５ａが劣化することを防ぐために、図４（ａ）に示されるように、井戸層２５ａの表面を覆うように保護層２７ａを成長することができる。保護層２７ａは、井戸層２５ａの材料よりも大きいバンドギャップを有する窒化ガリウム系半導体からなる。時刻ｔ４で井戸層２５ａのＩｎＧａＮの成長を停止するために、インジウム原料の供給を停止する。保護層２７ａの窒化ガリウム系半導体は、障壁層２９ａの成長速度よりも小さい成長速度で成長される。例えばガリウム原料の供給量を減少させて成長速度を調整すると共に、時刻ｔ４〜ｔ５の期間で窒素原料の供給量を減少させる。時刻ｔ４〜ｔ６の期間では、図４（ａ）に示されるように、上記の窒化ガリウム系半導体からなる保護層２７ａがエピタキシャルに成長される。保護層２７ａの表面は、井戸層２５ａの表面構造を引き継いでいる。保護層２７ａの厚さは障壁層２９ａの厚さよりも薄い。本実施例では、保護層２７ａは障壁層２９ａと同じ材料からなり、ＧａＮである。ＧａＮ保護層の厚さＤ_Ｐは例えば２．５ｎｍである。保護層２７ａの主面は、井戸層２５ａの主面上に成長されるので、窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜している。

時刻ｔ６において、成長炉１０の昇温が完了する。時刻ｔ６〜ｔ７で、図４（ｂ）に示されるように、窒化ガリウム系半導体からなる障壁層２９ａを成長温度Ｔ_Ｂで成長する。障壁層２９ａの厚さＤ_Ｂ２は保護層２７ａの厚さＤ_Ｐよりも大きい。昇温中における形成される窒化ガリウム系半導体層の厚さを薄くして、これにより井戸層及び障壁層の厚みに対して保護層２７ａの厚みを薄くできる。故に、障壁層２９ａの厚さを十分な値に形成できる。窒化ガリウム系半導体層からなる保護層２７ａの成長は、障壁層２９ａの成長温度よりも低い温度で行われる。これ故に、昇温が完了するまでの時間を十分に得るために、保護層２７ａの成長速度を上記のように調整することが良い。

障壁層２９ａは例えばＧａＮからなり、障壁層２９ａの厚さＤ_Ｂ２は例えば１２．５ｎｍである。障壁層２９ａの主面は、保護層２７ａの主面上にエピタキシャルに成長されるので、窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜している。保護層２７ａの表面は、井戸層２５ａの表面構造を引き継いでいる。

同様にして活性層２１の形成を続ける。工程Ｓ１０９で、温度Ｔ_Ｂから温度Ｔ_Ｗへの降温（期間ｔ７〜ｔ８〜ｔ９、ｔ１３〜ｔ１４〜ｔ１５）、井戸層の成長（期間ｔ９〜ｔ１０）、保護層の成長（期間ｔ１０〜ｔ１１）及び温度Ｔ_Ｗから温度Ｔ_Ｂへの昇温（期間ｔ１０〜ｔ１１〜ｔ１２）、及び障壁層の成長（期間ｔ１２〜ｔ１３）を繰り返して、量子井戸構造を完成させる。図５に示されるように、量子井戸構造は、障壁層２３、２９ａ、２９ｂ、２９ｃ、井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃ、保護層２７ａ、２７ｂ、２７ｃを含む。

井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃの成長温度Ｔ_Ｗと障壁層２３、２９ａ、２９ｂ、２９ｃの成長温度Ｔ_Ｂとの差は６０度以上２３０度以下であることができる。井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃのインジウム組成Ｘが障壁層２３、２９ａ、２９ｂ、２９ｃのインジウム組成Ｙ（０≦Ｙ≦０．０５）よりも大きいので、井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃの成長には所望のインジウム組成のＩｎＧａＮを成長できる成膜温度が必要である一方で、良好な結晶品質の障壁層２３、２９ａ、２９ｂ、２９ｃを形成するために、成長温度Ｔ_Ｂは、井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃの成長温度Ｔ_Ｗより高いことが必要である。成長温度Ｔ_Ｗと成長温度Ｔ_Ｂとの差は６０度未満であるとき、活性層２１の成長に引き続く成長において、井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃの結晶品質が低下する。成長温度Ｔ_Ｗと成長温度Ｔ_Ｂとの差は２３０度を超えるとき、障壁層２３、２９ａ、２９ｂ、２９ｃの成長中に井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃの結晶品質が低下する。

井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃの膜厚は、２ｎｍ以上１０ｎｍ以下であることができる。また、Ｉｎ_ＸＧａ_１−ＸＮ井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃのインジウム組成Ｘは、０．１５より大きいことができる。井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃのＩｎ_ＸＧａ_１−ＸＮは０．４より小さいことができる。成長温度及び成長速度の条件に従うことによって、上記範囲のインジウム組成のＩｎＧａＮの成長が可能となり、波長４８０ｎｍ以上５５０ｎｍ以下の発光素子を得ることができる。

再び図１を参照すると、工程Ｓ１１０では、活性層２１上に、第２導電型窒化ガリウム系半導体領域３１を基板１１の表面１１ｃ上にエピタキシャルに成長する。この成長は成長炉１０を用いて行われ、第２導電型窒化ガリウム系半導体層３１の成長温度Ｔ２は井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃの成長温度Ｔ_Ｗよりも高い。第２導電型窒化ガリウム系半導体領域３１は、例えば電子ブロック層３３、第１のｐ型コンタクト層３５及び第２のｐ型コンタクト層３７を含むことができる。電子ブロック層３３は例えばＡｌＧａＮからなることができる。ｐ型コンタクト層３５、３７はｐ型ＧａＮからなることができる。第２のｐ型コンタクト層３７のドーパント濃度Ｎ_３７は第１のｐ型コンタクト層３５のドーパント濃度Ｎ_３５よりも大きい。本実施例では、電子ブロック層３３、ｐ型コンタクト層３５、３７の成長温度は、例えば摂氏１１００度である。第２導電型窒化ガリウム系半導体領域３１の形成の工程において、図４（ｃ）に示されるエピタキシャルウエハＥが完成する。必要な場合には、半導体レーザの光ガイドのために一対の光ガイド層を成長することができる。この一対の光ガイド層は活性層を挟む。これらの光ガイド層は、例えばＩｎＧａＮまたはＧａＮからなることができる。

井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃの成長温度Ｔ_Ｗと第２導電型窒化ガリウム系半導体領域３１の成長における最も高い成長温度Ｔ２との差は、１４０度以上５１０度以下である。成長温度Ｔ_Ｗと成長温度Ｔ２との差が１４０度未満となるように成長温度Ｔ２が設定されるとき、第２導電型窒化ガリウム系半導体層３５、３７の抵抗率が高くなる。成長温度Ｔ_Ｗと成長温度Ｔ２との差が５１０度を超えるように成長温度Ｔ２が設定されるとき、第２導電型窒化ガリウム系半導体層３５、３７も成長中の井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃの結晶品質が低下する。

また、ｐ型コンタクト層３５、３７の成長速度は、井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃ及び障壁層２３、２９ａ、２９ｂ、２９ｃの成長速度よりも大きい。活性層２１を形成した後に井戸層２５ａ、２５ｂ、２５ｃの成長温度よりも高温で行われるｐ型コンタクト層３５、３７の成長時間を短くできる。

第１導電型窒化ガリウム系半導体領域１３、活性層２１、及び第２導電型窒化ガリウム系半導体層３１は、基板１１の主面１１ａの法線軸の方向に配列されていることができる。該六方晶系半導体のｃ軸の方向は基板１１の主面１１ａの法線軸の方向と異なる。エピタキシャル成長の成長方向はｃ軸方向である一方で、この成長方向は半導体層１３，２１、３１の積層方向と異なる。

工程Ｓ１１１では、エピタキシャウエハＥ上に電極を形成する。第１の電極（例えば、アノード電極）がコンタクト層３７上に形成されると共に、第２の電極（例えば、カソード電極）が基板裏面１３ｂ（必要な場合に研削された裏面）上に形成される。

電極の形成の後に、ｍ面劈開を行って共振器面として作製することができる。劈開によって形成されたｍ面を共振器面とする半導体レーザの作製が可能となる。また、基板１１におけるｃ軸傾斜の方向と基板１１の窒化ガリウム系半導体のｍ軸の方向とは８９度以上９１度以下の範囲であることができる。基板主面１１ａの傾斜方向がｍ軸方向を基準に−１度以上＋１度以下の範囲を超えると、レーザとしての特性の低下が顕著になる。なお、エピタキシャル半導体領域２３の主面２３ａの傾斜の方向が窒化ガリウム系半導体のａ軸の方向であれば、ｍ面を劈開面として使用できる。

図６は、実施の形態において使用可能なＧａＮ基板の一構造を示す図面である。基板１１は、ｃ軸方向に伸びる貫通転位の密度が第１の貫通転位密度より大きい複数の第１の領域１２ａと、ｃ軸方向に伸びる貫通転位の密度が第１の貫通転位密度より小さい複数の第２の領域１２ｂとを含むことができる。基板１１の主面１１ａには第１および第２の領域１２ａ、１２ｂが現れている。基板１１の主面１１ａにおいて、第１および第２の領域１２ａ、１２ｂの幅は、それぞれ、例えば３０マイクロメートル、３７０マイクロメートルである。第１および第２の領域１２ａ、１２ｂは所定の方向（配列の方向）に交互に配置されている。基板が窒化ガリウムからなるとき、配列の方向は該窒化ガリウムのａ軸の方向であることができる。

第１の領域１２ａは高転位密度の欠陥集中領域の半導体部であり、第２の領域１２ｂは低転位密度の欠陥低減領域の半導体部である。基板１１の低転位密度の領域に窒化物系半導体発光素子を作製することによって、発光素子の発光効率、信頼性を向上させることができる。また、第２の領域１２ｂの貫通転位密度は１×１０^７ｃｍ^−２未満であることができる。第２の領域１２ｂの貫通転位密度が１×１０^７ｃｍ^−２未満であると、実用に十分な信頼性をもつ半導体レーザが得られる。

（実施例１）
引き続き本実施の形態の実施例を説明する。有機金属気相成長法を用いて発光ダイオードの作製を行った。図７には、主要な製造条件が示されている。有機金属気相成長のためのガリウム原料、インジウム原料、アルミニウム原料、及び窒素原料として、それぞれ、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）及びアンモニアを用いた。ｎ型及びｐ型ドーパントとして、ＳｉＨ_４及びＣｐ_２Ｍｇを用いた。ＧａＮウエハ４１を準備した。ＧａＮウエハ４１の主面は、ＧａＮウエハ４１のｃ面に対して１８度の角度で傾斜している。ＧａＮウエハ４１を成長炉に配置した後に、アンモニア及び水素の雰囲気中で熱処理を行った。熱処理温度は摂氏１０５０度であり、熱処理時間は１０分程度であった。熱処理の後に、ＴＭＧ（２４．２μｍｏｌ／分）、ＴＭＡ（４．３μｍｏｌ／分）、ＮＨ_３（５ｓｌｍ）、ＳｉＨ_４を成長炉に供給して、ＧａＮウエハ４１上にｎ型ＡｌＧａＮ層４３を摂氏１１００度で成長した。ｎ型ＡｌＧａＮ層４３の厚さは５０ｎｍであった。ｎ型ＡｌＧａＮ層４３の成長速度は９．８ｎｍ／分であった。ｎ型ＡｌＧａＮ層４３のＡｌ組成は０．１２であった。

ＴＭＧ（２４３．８μｍｏｌ／分）、ＮＨ_３（７．５ｓｌｍ）、ＳｉＨ_４を成長炉に供給して、ｎ型ＡｌＧａＮ層４３上にｎ型ＧａＮ層４５を摂氏１１５０度で成長した。ｎ型ＧａＮ層４５の厚さは２０００ｎｍであった。ｎ型ＧａＮ層４５の成長速度は１２９．６ｎｍ／分であった。

ＴＭＧ（２４．４μｍｏｌ／分）、ＴＭＩ（２４．４μｍｏｌ／分）、ＮＨ_３（６ｓｌｍ）、ＳｉＨ_４を成長炉に供給して、ｎ型ＩｎＧａＮ層４７をｎ型ＧａＮ層４５上に摂氏７８０度で成長した。ｎ型ＩｎＧａＮ層４７の厚さは１００ｎｍであった。ｎ型ＩｎＧａＮ層４７の成長速度は６．７ｎｍ／分であった。ｎ型ＩｎＧａＮ層４７のＩｎ組成は０．０４であった。

活性層４９を成長した。ＴＭＧ（２４．４μｍｏｌ／分）、ＮＨ_３（６ｓｌｍ）を成長炉に供給して、アンドープＧａＮ層４９ａをｎ型ＩｎＧａＮ層４７上に摂氏８７０度で成長した。アンドープＧａＮ層４９ａの厚さは１５ｎｍであった。ＧａＮ層４９ａの成長速度は６．７ｎｍ／分であった。

次いで、成長炉の温度を摂氏８７０度から摂氏６６０度に変更した。

ＴＭＧ（２４．４μｍｏｌ／分）、ＴＭＩ（２７６．２μｍｏｌ／分）、ＮＨ_３（８ｓｌｍ）を成長炉に供給して、アンドープＩｎＧａＮ層４９ｂをＧａＮ層４９ａ上に摂氏６６０度で成長した。ＩｎＧａＮ層４９ｂの厚さは４ｎｍであった。ＩｎＧａＮ層４９ｂの成長速度は５．５ｎｍ／分であった。アンドープＩｎＧａＮ層４９ｂのＩｎ組成は０．２０であった。

成長炉の温度を摂氏６６０度から摂氏８７０度に変更しながらＴＭＧ（２．６μｍｏｌ／分）、ＮＨ_３（６ｓｌｍ）を成長炉に供給して、保護層４９ｃを成長した。保護層４９ｃの厚さは２．５ｎｍであった。ＧａＮ層４９ｃの平均成長速度は１．０ｎｍ／分であった。

ＴＭＧ（２４．４μｍｏｌ／分）、ＮＨ_３（６ｓｌｍ）を成長炉に供給して、アンドープＧａＮ層４９ｄをＧａＮ層４９ｃ上に摂氏８７０度で成長した。ＧａＮ層４９ｄの厚さは１２．５ｎｍであった。ＧａＮ層４９ｄの成長速度は６．７ｎｍ／分であった。

井戸層４９ｂ、保護層４９ｃ及び障壁層４９ｄの成長を繰り返して、活性層４９を形成した。この後に、ＴＭＧ（１３．０μｍｏｌ／分）、ＮＨ_３（６ｓｌｍ）を成長炉に供給して、アンドープＧａＮ層（Ｎ２−ＧａＮ層）５１を活性層４９上に摂氏８７０度で成長した。ＧａＮ層５１の厚さは３ｎｍであった。ＧａＮ層５１の成長速度は４．５ｎｍ／分であった。また、ＴＭＧ（１３．０μｍｏｌ／分）、ＮＨ_３（６ｓｌｍ）を成長炉に供給して、アンドープＧａＮ層（アンドープＧａＮ層）５３をＧａＮ層５１上に摂氏１１００度で成長した。ＧａＮ層５３の厚さは１０ｎｍであった。ＧａＮ層５３の成長速度は６０．０ｎｍ／分であった。

ＴＭＧ（２４．４μｍｏｌ／分）、ＴＭＡ（２．３μｍｏｌ／分）、ＮＨ_３（６ｓｌｍ）、Ｃｐ_２Ｍｇを成長炉に供給して、ｐ型ＡｌＧａＮ層５５をＧａＮ層５３上に摂氏１１００度で成長した。ＡｌＧａＮ層５５の厚さは２０ｎｍであった。ＡｌＧａＮ層５５の成長速度は５．９ｎｍ／分であった。ｐ型ＡｌＧａＮ層５５のＡｌ組成は０．１８であった。

ＴＭＧ（９８．７μｍｏｌ／分）、ＮＨ_３（５ｓｌｍ）、Ｃｐ_２Ｍｇを成長炉に供給して、ｐ型ＧａＮ層５７をｐ型ＡｌＧａＮ層５５上に摂氏１１００度で成長した。ＧａＮ層５７の厚さは２５ｎｍであった。ＧａＮ層５７の成長速度は５８．２ｎｍ／分であった。また、ＴＭＧ（６７．０μｍｏｌ／分）、ＮＨ_３（５ｓｌｍ）、Ｃｐ_２Ｍｇを成長炉に供給して、ｐ型ＧａＮ層５９をｐ型ＧａＮ層５７上に摂氏１１００度で成長した。ＧａＮ層５９の厚さは２５ｎｍであった。ＧａＮ層５９の成長速度は３６．３ｎｍ／分であった。これらの工程によってエピタキシャルウエハが作製された。このエピタキシャルウエハ上にアノード６１ａ及びカソード６１ｂを形成して、図８に示される発光素子が得られた。図８には、オフ角１８度を示すｃ面Ｓｃが代表として描かれており、ｃ軸、ａ軸およびｍ軸の示す結晶座標系ＣＲ並びにＸ軸、Ｙ軸およびＺ軸の示す位置座表系Ｓが示されている。

ＧａＮウエハ４１と同じ品質のＧａＮウエハを準備して、井戸層に関して様々な成長温度及び成長速度を用いて活性層を成長した。活性層を除くエピタキシャル膜の堆積条件として上記の実施例と同じ条件を用いて、多数のエピタキシャルウエハを作製した。また、上記の実施例と同様にして、これらのエピタキシャルウエハ上にアノード及びカソードを形成して発光素子を作製した。これらの発光素子の構造は、活性層の構造を除いて、図８に示される構造と同じである。

図９は、代表的な条件で作製された発光素子のフォトルミネッセンス（ＰＬ）スペクトルＰＬ１、ＰＬ２、ＰＬ３を示す図面である。これらのＰＬスペクトル
ＰＬスペクトルと井戸層の成膜条件とを示す。
ＰＬ名称、成膜温度Ｔ_Ｗ、成長速度Ｖ_Ｇ、半値全幅、ピーク波長；
ＰＬ１：６６０度 、５．５ｎｍ／分、５４ｎｍ、５２４ｎｍ；
ＰＬ２：６９０度 、９．３ｎｍ／分、４９ｎｍ、５１３ｎｍ；
ＰＬ３：７１０度 、１３．９ｎｍ／分、４４ｎｍ、５２０ｎｍ。
図９の結果によれば、成長速度が大きくなるにつれて、ＰＬ強度が強くなると共にＰＬ半値全幅は小さくなる。成長速度に関しては、上限だけでなく、所望の結果を得るための下限が存在していることが明らかになった。

図１０は、これらの発光素子の作製において発光波長と成長速度との関係を示すグラフである。グラフには、プロットＥＰ１〜ＥＰ１４及びＥＱ１〜ＥＱ６が示されている。プロットＥＰ１〜ＥＰ１４は、４８０ｎｍ以上５５０ｎｍ以下の波長領域にピーク波長を有するＰＬスペクトルを生成する活性層を含む素子の作製条件である。プロットＥＰ１〜ＥＰ１４に関しては、成長速度Ｖ_Ｇの上限は、摂氏６４０度以上７１０度以下の成長温度の範囲では式（１）で与えられ、摂氏７１０度以上７５０度以下の成長温度の範囲では１３．９ｎｍ／分である。また、成長速度Ｖ_Ｇの下限は、摂氏６４０度以上６９０度以下の成長温度の範囲では５．５ｎｍ／分であり、摂氏６９０度以上７５０度以下の成長温度の範囲では式（２）で与えられる。

プロット名称、成膜温度Ｔ_Ｗ、成長速度Ｖ_Ｇ、半値全幅、ピーク波長；
ＥＰ１ ：摂氏７１０度、１３．９ｎｍ／分、４４ｎｍ、５２０ｎｍ；
ＥＰ２ ：摂氏７３０度、１３．９ｎｍ／分、４６ｎｍ、５０６ｎｍ；
ＥＰ３ ：摂氏７４０度、１３．９ｎｍ／分、４１ｎｍ、４９５ｎｍ；
ＥＰ４ ：摂氏７５０度、１３．９ｎｍ／分、３６ｎｍ、４８３ｎｍ；
ＥＰ５ ：摂氏７００度、１１．４ｎｍ／分、４９ｎｍ、５１０ｎｍ；
ＥＰ６ ：摂氏６７５度、 ９．３ｎｍ／分、４３ｎｍ、５０９ｎｍ；
ＥＰ７ ：摂氏６９０度、 ９．３ｎｍ／分、４６ｎｍ、５１８ｎｍ；
ＥＰ８ ：摂氏７００度、 ９．３ｎｍ／分、４５ｎｍ、５２３ｎｍ；
ＥＰ９ ：摂氏７１０度、 ９．３ｎｍ／分、８１ｎｍ、５５０ｎｍ；
ＥＰ１０：摂氏６７５度、 ７．１ｎｍ／分、５０ｎｍ、５１８ｎｍ；
ＥＰ１１：摂氏６４０度、 ５．５ｎｍ／分、６７ｎｍ、５１０ｎｍ；
ＥＰ１２：摂氏６６０度、 ５．５ｎｍ／分、６０ｎｍ、５２０ｎｍ；
ＥＰ１３：摂氏６７５度、 ５．５ｎｍ／分、７８ｎｍ、５０７ｎｍ；
ＥＰ１４：摂氏６９０度、 ５．５ｎｍ／分、５２ｎｍ、５０２ｎｍ。

プロットＥＱ１〜ＥＱ６は上記の波長条件を満たさない。
プロット名称、成膜温度Ｔ_Ｗ、成長速度Ｖ_Ｇ；
ＥＱ１ ：摂氏７６０度、１３．９ｎｍ／分、２６ｎｍ、４５９ｎｍ；
ＥＱ２ ：摂氏７３０度、 ９．３ｎｍ／分、３０ｎｍ、４６０ｎｍ；
ＥＱ３ ：摂氏７２０度、 ９．３ｎｍ／分、３３ｎｍ、４７７ｎｍ；
ＥＱ４ ：摂氏７２０度、 ５．５ｎｍ／分、２７ｎｍ、４４４ｎｍ；
ＥＱ５ ：摂氏６９０度、 ３．５ｎｍ／分、３０ｎｍ、４６０ｎｍ；
ＥＱ６ ：摂氏６９０度、 ２．３ｎｍ／分、２８ｎｍ、４３９ｎｍ。

図１０の好適な成長温度及び成膜速度の範囲においては、４８０ｎｍ以上５５０ｎｍ以下のＰＬ発光波長において、実用上十分に高いＰＬ強度と、実用上十分小さいＰＬ半値幅を得ることができる。

ｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜している低オフ角の半極性面半導体表面では、ｃ面に比べてマイクロステップ密度が高く、Ｉｎの取り込みが小さい。ｃ面と（１０−１１）面からなるステップが半導体表面に形成されていると、テラス上ではＩｎが取り込まれる。しかしながら、テラスエッジ（マイクロステップ端）に現れる化学結合のボンドの視点から検討すると、テラスエッジではＩｎ原子が取り込まれない。このため、低オフ角の半極性面上ではｃ面上とは異なる半極性面上特有のＩｎＧａＮ成長条件が必要となる。
また、ｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜している低オフ角の半極性面半導体表面では、ｃ面に比べてマイクロステップ密度が高く、マイグレーションが起こりにくい。このため、障壁層の成長温度を井戸層の成長温度よりも高くしても、ｃ面に比べて障壁層成長中に井戸層の分解が起こりにくい。

好適な実施の形態において本発明の原理を図示し説明してきたが、本発明は、そのような原理から逸脱することなく配置および詳細において変更され得ることは、当業者によって認識される。本発明は、本実施の形態に開示された特定の構成に限定されるものではない。したがって、特許請求の範囲およびその精神の範囲から来る全ての修正および変更に権利を請求する。

図１は、本実施の形態に係る、窒化物系半導体発光素子を作製する方法、及びエピタキシャルウエハを作製する方法の主要な工程を示すフローチャートである。 図２は、本実施の形態に係る、窒化物系半導体発光素子を作製する方法、及びエピタキシャルウエハを作製する方法の主要な工程における基板生産物を示す図面である。 図３は、本実施の形態に係る、窒化物系半導体発光素子を作製する方法、及びエピタキシャルウエハを作製する方法の主要な工程における基板生産物を示す図面である。 図４は、本実施の形態に係る、窒化物系半導体発光素子を作製する方法、及びエピタキシャルウエハを作製する方法の主要な工程における基板生産物を示す図面である。 図５は、活性層の形成における原料ガス及び成長炉の温度の変化を表すタイムチャートである。 図６は、実施の形態において使用可能なＧａＮ基板の一構造を示す図面である。 図７は、実施例１における主要な製造条件を示す図面である。 図８は、オフ角１８度のＧａＮウエハを用いた実施例１における発光素子及びエピタキシャルウエハの構造を示す図面である。 図９は、代表的な条件で作製された発光素子のフォトルミネッセンス（ＰＬ）スペクトルＰＬ１、ＰＬ２、ＰＬ３を示す図面である。 図１０は、実施例１の発光素子の作製において発光波長と成長速度との関係を示すグラフである。

符号の説明

１１…基板、１１ａ…基板主面、１１ｂ…基板裏面、Ｓ_Ｃ…ｃ面、ＶＣ…ｃ軸ベクトル、ＶＮ…法線ベクトル、１０…成長炉、１３…窒化ガリウム系半導体領域、１３ａ…窒化ガリウム系半導体領域主面、１５、１７、１９…窒化ガリウム系半導体層、２１…活性層、Ｄ_Ｂ１…ＧａＮ障壁層、２３…エピタキシャル半導体領域（第１の障壁層）、Ｔ_Ｂ…障壁層の成長温度、Ｔ_Ｗ…井戸層の成長温度、２５ａ、２５ｂ、２５ｃ…井戸層、２７ａ、２７ｂ、２７ｃ…保護層、２３、２９ａ、２９ｂ、２９ｃ…障壁層、３１…第２導電型窒化ガリウム系半導体領域、３３…電子ブロック層、３５、３７…ｐ型コンタクト層

Claims (20)

1. 量子井戸構造の活性層を有する窒化物系半導体発光素子を作製する方法であって、
   窒化ガリウム系半導体からなるエピタキシャル半導体領域を形成する工程と、
   前記エピタキシャル半導体領域上に、摂氏６４０度以上摂氏７５０度以下の温度範囲内の成長温度Ｔ_Ｗ及び成長速度Ｖ_Ｇ（ｎｍ／分）で、前記量子井戸構造の井戸層を成長する工程と
   を備え、
   前記エピタキシャル半導体領域は、前記窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜した主面を有しており、
   前記井戸層はＩｎ_ＸＧａ_１−ＸＮ（インジウム組成Ｘ：０＜Ｘ＜１、Ｘは歪み組成）からなり、
   前記活性層は、４８０ｎｍ以上５５０ｎｍ以下の波長領域にピーク波長を有する発光スペクトルを生成するように設けられており、
   前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上７１０度未満の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの上限は、以下の式（１）
   Ｖ_Ｇ＝α１×Ｔ_Ｗ＋β１ （１）
   で与えられる値であり、式（１）は（成長温度Ｔ_Ｗ、成長速度Ｖ_Ｇ）＝（摂氏７１０度、１３．９ｎｍ／分）、（摂氏６４０度、５．５ｎｍ／分）を満たし、
   前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏７１０度以上７５０度以下の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの上限は、１３．９ｎｍ／分以下であり、
   前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上６９０度未満の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの下限は、５．５ｎｍ／分以上であり、
   前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６９０度以上７５０度以下の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの下限は、以下の式（２）
   Ｖ_Ｇ＝α２×Ｔ_Ｗ＋β２ （２）
   で与えられる値であり、式（２）は（成長温度Ｔ_Ｗ、成長速度Ｖ_Ｇ）＝（摂氏６４０度、１３．９ｎｍ／分）、（摂氏６９０度、５．５ｎｍ／分）を満たす、ことを特徴とする方法。
2. 前記エピタキシャル半導体領域上に、前記井戸層の前記成長温度Ｔ_Ｗより高い成長温度Ｔ_Ｂで、前記量子井戸構造の障壁層を成長する工程を更に備え、
   前記障壁層はＩｎ_ＹＧａ_１−ＹＮ（インジウム組成Ｙ：０≦Ｙ≦０．０５、Ｙは歪み組成）からなり、
   前記井戸層の前記成長温度Ｔ_Ｗと前記障壁層の前記成長温度Ｔ_Ｂとの差は６０度以上２３０度以下である、ことを特徴とする請求項１に記載された方法。
3. 前記活性層上に、第２導電型窒化ガリウム系半導体層を成長する工程を更に備え、
   前記井戸層の前記成長温度Ｔ_Ｗは、前記第２導電型窒化ガリウム系半導体層の成長温度Ｔ２よりも低く、
   前記井戸層の前記成長温度Ｔ_Ｗと前記第２導電型窒化ガリウム系半導体層の前記成長温度Ｔ２との差は、１４０度以上５１０度以下である、ことを特徴とする請求項１または請求項２に記載された方法。
4. 前記第２導電型窒化ガリウム系半導体層上に、別の第２導電型窒化ガリウム系半導体層を成長する工程を更に備え、
   前記第２導電型窒化ガリウム系半導体層は電子ブロック層を含み、
   前記別の第２導電型窒化ガリウム系半導体層の成長速度は前記井戸層及び前記障壁層の成長速度よりも大きい、ことを特徴とする請求項３に記載された方法。
5. 前記井戸層の前記Ｉｎ_ＸＧａ_１−ＸＮにおけるインジウム組成Ｘは、０．１５より大きく、０．４より小さい、ことを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか一項に記載された方法。
6. 前記エピタキシャル半導体領域の前記主面の傾斜の方向は、前記窒化ガリウム系半導体のａ軸の方向である、ことを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれか一項に記載された方法。
7. 六方晶系半導体Ｉｎ_ＳＡｌ_ＴＧａ_{１−Ｓ−Ｔ}Ｎ（０≦Ｓ≦１、０≦Ｔ≦１、０≦Ｓ＋Ｔ≦１）からなる基板を準備する工程を更に備え、
   前記基板の前記主面は、該六方晶系半導体のｃ軸に直交する平面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜している、ことを特徴とする請求項１〜請求項６のいずれか一項に記載された方法。
8. 前記成膜に先立って、前記基板の前記主面に熱処理を行って前記基板に、改質された主面を形成する工程を更に備え、
   前記熱処理は、アンモニア及び水素を含むガスの雰囲気中で行われる、ことを特徴とする請求項７に記載された方法。
9. 前記熱処理の後に、第１導電型窒化ガリウム系半導体領域を前記基板上にエピタキシャルに成長する工程を更に備え、
   前記第１導電型窒化ガリウム系半導体領域の主面は、前記窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜している、ことを特徴とする請求項７または請求項８に記載された方法。
10. 前記傾斜の方向と前記窒化ガリウム系半導体のｍ軸の方向とは８９度以上９１度以下の範囲である、ことを特徴とする請求項６〜請求項９のいずれか一項に記載された方法。
11. 前記基板は、ｃ軸方向に伸びる貫通転位の密度が第１の貫通転位密度より大きい複数の第１の領域と、ｃ軸方向に伸びる貫通転位の密度が第１の貫通転位密度より小さい複数の第２の領域とを含み、
    前記第１および第２の領域は交互に配置されており、
    前記基板の前記主面には前記第１および第２の領域が現れている、ことを特徴とする請求項７〜請求項１０のいずれか一項に記載された方法。
12. 前記第２の領域の前記貫通転位の密度は１×１０^７ｃｍ^−２未満である、ことを特徴とする請求項１１に記載された方法。
13. ｍ面劈開を行って共振器面を作製する工程を更に備える、ことを特徴とする請求項１〜請求項１２のいずれか一項に記載された方法。
14. 前記井戸層を成長した後に、前記障壁層を成長する前に、前記成長温度Ｔ_Ｗから前記成長温度Ｔ_Ｂに温度を変更しながら、窒化ガリウム系半導体層を成長する工程を更に備える、ことを特徴とする請求項１〜請求項１３のいずれか一項に記載された方法。
15. 前記窒化ガリウム系半導体層の厚さは前記障壁層の厚さより薄い、ことを特徴とする請求項１４に記載された方法。
16. 前記窒化ガリウム系半導体層の成長における成長速度は前記障壁層の成長における成長速度より小さい、ことを特徴とする請求項１４または請求項１５に記載された方法。
17. 前記第１導電型窒化ガリウム系半導体領域、前記活性層、及び前記第２導電型窒化ガリウム系半導体層は、前記基板の前記主面の法線の方向に配列されており、
    該六方晶系半導体のｃ軸の方向は前記基板の前記主面の法線の方向と異なる、ことを特徴とする請求項７〜請求項１２のいずれか一項に記載された方法。
18. 窒化物系半導体発光素子のためのエピタキシャルウエハを作製する方法であって、
    第１導電型窒化ガリウム系半導体領域を基板上にエピタキシャルに成長する工程と、
    前記第１導電型窒化ガリウム系半導体領域上に、窒化ガリウム系半導体からなるエピタキシャル半導体領域を形成する工程と、
    前記エピタキシャル半導体領域上に、摂氏６４０度以上摂氏７５０度以下の温度範囲内の成長温度Ｔ_Ｗ及び成長速度Ｖ_Ｇ（ｎｍ／分）で、活性層のための井戸層を成長する工程と、
    前記井戸層上に、前記井戸層の前記成長温度Ｔ_Ｗより高い成長温度Ｔ_Ｂで、前記活性層のための障壁層を成長する工程と、
    前記活性層上に、第２導電型窒化ガリウム系半導体層を成長する工程と
    を備え、
    前記エピタキシャル半導体領域は、前記窒化ガリウム系半導体のｃ面から１０度より大きく４５度以下の範囲の角度で傾斜した主面を有しており、
    前記井戸層はＩｎ_ＸＧａ_１−ＸＮ（インジウム組成Ｘ：０＜Ｘ＜１、Ｘは歪み組成）からなり、
    前記活性層は、４８０ｎｍ以上５５０ｎｍ以下の波長領域にピーク波長を有する発光スペクトルを生成するように設けられており、
    前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上７１０度未満の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの上限は、以下の式（１）
    Ｖ_Ｇ＝α１×Ｔ_Ｗ＋β１ （１）
    で与えられる値であり、式（１）は（成長温度Ｔ_Ｗ、成長速度Ｖ_Ｇ）＝（摂氏７１０度、１３．９ｎｍ／分）、（摂氏６４０度、５．５ｎｍ／分）を満たし、
    前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏７１０度以上７５０度以下の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの上限は、１３．９ｎｍ／分以下であり、
    前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６４０度以上６９０度未満の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの下限は、５．５ｎｍ／分以上であり、
    前記成長温度Ｔ_Ｗが摂氏６９０度以上７５０度以下の温度であるとき、前記成長速度Ｖ_Ｇの下限は、以下の式（２）
    Ｖ_Ｇ＝α２×Ｔ_Ｗ＋β２ （２）
    で与えられる値であり、式（２）は（成長温度Ｔ_Ｗ、成長速度Ｖ_Ｇ）＝（摂氏６４０度、１３．９ｎｍ／分）、（摂氏６９０度、５．５ｎｍ／分）を満たす、ことを特徴とする方法。
19. 前記基板は、六方晶系半導体Ｉｎ_ＳＡｌ_ＴＧａ_{１−Ｓ−Ｔ}Ｎ（０≦Ｓ≦１、０≦Ｔ≦１、０≦Ｓ＋Ｔ≦１）からなり、
    前記基板の前記主面は、該六方晶系半導体のｃ軸に直交する平面から１０度以上４５度以下の範囲の角度で傾斜している、ことを特徴とする請求項１８に記載された方法。
20. 前記成膜に先立って、アンモニア及び水素を含むガスの雰囲気中で基板の主面に熱処理を行う工程を更に備える、ことを特徴とする請求項１８または請求項１９に記載された方法。

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