JP2013179368A - 窒化物半導体層成長用構造、積層構造、窒化物系半導体素子および光源ならびにこれらの製造方法 - Google Patents

窒化物半導体層成長用構造、積層構造、窒化物系半導体素子および光源ならびにこれらの製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】窒化物半導体層、窒化物系半導体素子および光源を製造するためのコストを低減しつつ、これらの品質を向上させる。
【解決手段】本願に開示された半導体発光素子は、非極性面又は半極性面を主面とし、偏光光を発光する活性層を含む窒化物系半導体積層構造を備えた半導体発光素子であって、偏光光が横切る位置に互いに間隔をおいて形成された複数のストライプ構造を有し、ストライプ構造が延びる方向と偏光光の偏光方向とがなす角度の絶対値は、３°以上かつ４５°以下である。
【選択図】図４４

Description

本開示は、窒化物半導体層を成長させるための構造、その構造を備える積層構造、その積層構造を備える窒化物系半導体素子およびその窒化物系半導体素子を備える光源ならびにこれらの製造方法に関する。
Ｖ族元素として窒素（Ｎ）を有する窒化物半導体は、そのバンドギャップの大きさから、短波長発光素子の材料として有望視されている。そのなかでも、窒化ガリウム系化合物半導体（ＧａＮ系半導体）の研究は盛んに行われ、青色発光ダイオード（ＬＥＤ）、緑色ＬＥＤ、ならびに、ＧａＮ系半導体を材料とする半導体レーザも実用化されている（例えば、特許文献１、２参照）。
ＧａＮ系半導体は、ＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ，ｚ＜１、０＜ｙ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）半導体を含み、ウルツ鉱型結晶構造を有している。図１は、ＧａＮの単位格子を模式的に示している。ＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ，ｚ＜１、０＜ｙ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）半導体の結晶では、図１に示すＧａの一部がＡｌおよび／またはＩｎに置換され得る。
図２は、ウルツ鉱型結晶構造の面を４指数表記（六方晶指数）で表すために一般的に用いられている４つの基本ベクトルａ1、ａ2、ａ3、ｃを示している。基本ベクトルｃは、［０００１］方向に延びており、この方向は「ｃ軸」と呼ばれる。ｃ軸に垂直な面（ｐｌａｎｅ）は「ｃ面」または「（０００１）面」と呼ばれている。なお、「ｃ軸」および「ｃ面」は、それぞれ、「Ｃ軸」および「Ｃ面」と表記される場合もある。
ＧａＮ系半導体を用いて半導体素子を作製する場合、ＧａＮ系半導体結晶を成長させる基板として、ｃ面基板すなわち（０００１）面を表面に有する基板が使用される。しかしながら、ｃ面においてはＧａの原子層と窒素の原子層の位置がｃ軸方向に僅かにずれているため、分極（Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ Ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ）が形成される。このため、「ｃ面」は「極性面」とも呼ばれている。分極の結果、活性層におけるＩｎＧａＮの量子井戸にはｃ軸方向に沿って自発分極やピエゾ分極による内部電界が発生する。このような内部電界が活性層に発生すると、キャリアの量子閉じ込めシュタルク効果により活性層内における電子およびホールの分布に位置ずれが生じるため、内部量子効率が低下する。このため、半導体レーザであれば、しきい値電流の増大が引き起こされる。ＬＥＤであれば、消費電力の増大や発光効率の低下が引き起こされる。また、注入キャリア密度の上昇と共に内部電界のスクリーニングが起こり、発光波長の変化も生じる。
そこで、これらの課題を解決するため、非極性面、例えば［１−１００］方向に垂直な、ｍ面と呼ばれる（１−１００）面を表面に有する基板を使用することが検討されている。ここで、ミラー指数を表すカッコ内の数字の左に付された「−」は、「バー」を意味する。ｍ面は、図２に示されるように、ｃ軸（基本ベクトルｃ）に平行な面であり、ｃ面と直交している。ｍ面においてはＧａ原子と窒素原子は同一原子面上に存在するため、ｍ面に垂直な方向に分極は発生しない。その結果、ｍ面に垂直な方向に半導体積層構造を形成すれば、活性層にピエゾ電界も発生しないため、上記課題を解決することができる。ｍ面は、（１−１００）面、（−１０１０）面、（１０−１０）面、（−１１００）面、（０１−１０）面、（０−１１０）面の総称である。なお、本明細書において、「Ｘ面成長」とは、六方晶ウルツ鉱構造のＸ面（Ｘ＝ｃ、ｍ等）に垂直な方向にエピタキシャル成長が生じることを意味するものとする。Ｘ面成長において、Ｘ面を「主面」もしくは「成長面」と称する場合がある。また、Ｘ面成長によって形成された半導体の層を「Ｘ面半導体層」と称する場合がある。
よって、例えばこのような非極性面を主面として有するＬＥＤは、従来のｃ面上の素子に比べて発光効率の向上が実現できる。
現在、非極性面であるｍ面を主面とする窒化物半導体構造を用いたＬＥＤやレーザダイオードは、研究レベルでは実現されている。これら研究のほとんどは、成長用基板としてｍ面を主面とするＧａＮバルク基板を用いている。よって、成長膜と基板との間の格子不整合や熱膨張係数の違いなどの問題がなく、結晶品質の高い窒化物半導体素子構造の成長が可能であり、高効率ＬＥＤやレーザ発振が実現されている。
しかし、現在このｍ面を主面とする窒化物系半導体素子の結晶成長に用いられているＧａＮバルク基板は、従来ｃ面ＧａＮ系ＬＥＤに用いられているサファイア基板と比較すると高価であり、また大口径化も難しいという問題がある。
例えば現状のＧａＮバルク基板の価格は、同サイズのサファイア基板と比較すると２桁以上高い。またそのサイズは、ｍ面ＧａＮの基板は１〜２ｃｍ角程度の大きさであり、ｃ面ＧａＮのバルク基板でも２インチ以上の大口径化が現状は困難である。一方、サファイア基板は現在２インチサイズなら数千円程度と安価であり、４インチ、６インチ以上の大口径化がすでに実現されている。
よって、非極性面であるｍ面窒化物半導体成長においても、サファイアを基板として用いることができれば特に低コスト化の面で有効であるといえる。
ｍ面を主面とするサファイア基板（以降、ｍ面サファイア）上には、ｍ面窒化物半導体を成長させることが可能である（特許文献３）。また、ｍ面サファイア基板上には、所定条件で、半極性面である（１１−２２）面や（１０−１−３）面を成長させることもできる（非特許文献１）。
一般的に、サファイア基板などの結晶構造、格子定数または熱膨張係数が異なる異種基板上に成長した窒化物半導体結晶（つまり、ヘテロ成長した窒化物半導体結晶）は、高密度の貫通転位（刃状転位やらせん転位、混合転位を意味する。以後、これらを総合して単に転位と呼ぶ）や積層欠陥を含む。これは窒化物半導体と異種基板との間の大きな格子不整合度や結晶構造の違いが主たる要因である。異種基板と窒化物半導体界面で発生した転位や欠陥は、活性層や素子表面まで到達し、ＬＥＤの効率低下や素子寿命の劣化などデバイス特性を著しく悪化させる。積層欠陥は、通常ｃ面内に形成されるため、従来のｃ面サファイア上に成長した窒化物系半導体素子では、成長方向に伸びることがない。したがって、従来のｃ面成長では、活性層まで積層欠陥が到達しなかった。しかし、非極性面成長においてはｃ面が側面として存在するため、ｃ面内に発生した積層欠陥は活性層や素子表面に到達する可能性があり、これがデバイス特性を劣化させる主たる要因となりうる。よって、非極性面を主面とする窒化物系半導体素子において、高効率なＬＥＤやレーザダイオードを実現させるためには、貫通転位密度に加えて積層欠陥密度も低減する必要がある。
これらの転位や積層欠陥を低減する技術の一つとして、マスクパターンを用いた選択成長法が知られている。このような成長法は、Ｅｐｉｔａｘｙ Ｌａｔｅｒａｌ Ｏｖｅｒ Ｇｒｏｗｔｈ（ＥＬＯＧ）と一般的に呼ばれている。
半極性や非極性ＧａＮを用いた横方向選択成長については、特許文献４などですでに報告されている。特許文献４では、Ｒ面サファイア基板上にＡ面を主面とするＧａＮ膜を成長し、そのＧａＮ表面にＳｉＯ2マスクを形成し横方向選択成長を実施している。また、特許文献４では、ストライプ状のＳｉＯ2マスクを面内で様々な方向に向けて、横方向成長の面方位依存性についても調べている。
他の横方向選択成長法としては、Ｐｅｎｄｅｏ成長法がある。この方法は、前述したＥＬＯＧ法と類似しているが、凹凸構造を有する基板を用いて横方向成長させる点が異なる。窒化物半導体再成長は凸部からのみ起こるため、再成長膜は宙吊りの状態となる。これがＰｅｎｄｅｏ（ラテン語で吊るすという意味）という名前の由来である。
類似する横方向選択成長法はいくつか存在し、成長法の名前や呼び方についてもいくつか類似するものが存在する。本明細書では、再成長させるときの成長核または起点となる窒化物半導体領域と、エッチングなどの加工により剥き出しになった異種基板表面領域とを含む凹凸構造を有する基板を用意し、この凹凸構造の凸部の窒化物半導体領域から選択的に窒化物半導体膜を再成長させる方法を総称してＰｅｎｄｅｏ成長と呼ぶことにする。また、凸部の頂上部にマスクがある状態で再成長させるＰｅｎｄｅｏ成長を単にＰｅｎｄｅｏ成長もしくはマスク有Ｐｅｎｄｅｏ成長と呼び、凸部の頂上部にマスクが無い状態で再成長させるＰｅｎｄｅｏ成長をマスクレスＰｅｎｄｅｏ成長と呼ぶ。
Ｐｅｎｄｅｏ成長において、凹部の表面を誘電体などで覆う横方向選択法もある（非特許文献２、３）。これらはａｉｒ−ｂｒｉｄｇｅｄ ＥＬＯやＬＯＦＴ（ｌａｔｅｒａｌ ｏｖｅｒｇｒｏｗｔｈ ｆｒｏｍ ｔｒｅｎｃｈｅｓ）と呼ばれる方法である。ａｉｒ−ｂｒｉｄｇｅｄ ＥＬＯでは、異種基板が剥き出しになるまでエッチングせず、窒化物半導体膜をある程度エッチングした後に、その窒化物半導体表面を誘電体材料でマスクする。また、ＬＯＦＴでは、エッチングして露出させた異種基板表面を誘電体材料でマスクする。これらの方法では、前述したＥＬＯＧ法と同様、誘電体マスク上には再成長が起こらない。
特開２００１−３０８４６２号公報 特開２００３−３３２６９７号公報 ＷＯ２００８−０４７９０７ Ａ１ 特開２００９−２９５９９４号公報 特開２００９−２０３１５１号公報
Ｊａｐａｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ ４５， Ｎｏ．６，Ｌ１５４−Ｌ１５７ （２００６） Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ ７６，３７６８ （２０００） Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ ７５，２０６２ （１９９９） Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ ９３，１４２１０８ （２００８） Ｐｈｙｓｉｃａ Ｓｔａｔｕｓ Ｓｏｌｉｄｉ Ｂ ２４８， Ｎｏ．３， ５８３ （２０１１） Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｅｘｐｒｅｓｓ ２，０４１００２ （２００９）
前述した従来の技術では、ｍ面窒化物半導体層形成のさらなる低コスト化および高品質化が求められていた。低コスト化および高品質化はｍ面以外の非極性面および半極性面窒化物半導体層にも要求されている。
本願の、限定的でない例示的なある実施形態は、窒化物半導体層、窒化物系半導体素子および光源を製造するためのコストを低減しつつ、これらの品質を向上させる。
本発明の一態様である窒化物半導体層成長用構造は、ｍ面を成長面とするサファイア基板と、前記サファイア基板の前記成長面上に形成された複数のリッジ状の窒化物半導体層とを備え、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層のそれぞれの間に配置される凹部の底面は前記サファイア基板のｍ面であり、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の成長面はｍ面であり、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の延びる方向と前記サファイア基板のｃ軸とのなす角度の絶対値が０度以上３５度以下である。
また、本発明の他の態様である窒化物半導体層成長用構造は、成長面を有する基板と、前記基板とは異なる結晶構造を有し、前記成長面上に形成された複数のリッジ状の窒化物半導体層とを備え、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層のそれぞれの間に配置される凹部の底面には前記基板が露出し、前記複数のリッジ状窒化物半導体層の成長面は非極性面または半極性面であり、前記複数のリッジ状窒化物半導体層のｃ軸を前記基板の前記成長面に正射影した第１の方向において、前記基板と前記複数のリッジ状窒化物半導体層との間の格子不整合度は２％以上であり、前記成長面内において前記第１の方向と垂直な第２の方向において、前記基板と前記複数のリッジ状窒化物半導体層との間の格子不整合度は１０％以上であり、前記基板と前記複数のリッジ状窒化物半導体層との界面を基準とした前記底面の深さは０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下である。
また、本発明のさらに他の態様は、非極性面又は半極性面を主面とし、偏光光を発光する活性層を含む窒化物系半導体積層構造を備えた半導体発光素子であって、前記偏光光が横切る位置に互いに間隔をおいて形成された複数のストライプ構造を有し、前記ストライプ構造が延びる方向と前記偏光光の偏光方向とがなす角度の絶対値は、３°以上且つ４５°以下である。
本開示によれば、凹部内に露出する基板の側面や凹部の底面からの結晶成長が抑制されるため、表面平坦性の高い窒化物半導体層を形成することができる。これにより、窒化物半導体層を有する積層構造、窒化物系半導体素子および光源のコストを低減しつつ、これらの品質を向上させることができる。
ＧａＮの単位格子を模式的に示す斜視図である。 ウルツ鉱型結晶構造の基本ベクトル（ｐｒｉｍｉｔｉｖｅｖｅｃｔｏｒｓ）ａ1、ａ2、ａ3、ｃを示す斜視図である。 （ａ）から（ｄ）は、マスクを有するＰｅｎｄｅｏ法による横方向選択成長の過程を示す模式図である。 （ａ）から（ｄ）は、マスクレスＰｅｎｄｅｏ法による横方向選択成長の過程を示す模式図である。 （ａ）、（ｂ）は、例示的な実施の形態１の凹凸加工基板（窒化物半導体層成長用構造）９１０の構成を示す平面図および断面図である。 （ａ）、（ｂ）は、実施の形態１のリッジ状の窒化物半導体層８３０のバリエーションを示す平面図である。 （ａ）、（ｂ）は、実施の形態１のリッジ状の窒化物半導体層８３０のバリエーションを示す平面図である。 （ａ）、（ｂ）は、実施の形態１の凹凸加工基板（窒化物半導体層成長用構造）９１０のバリエーションを示す図である。 （ａ）から（ｅ）は、実施の形態２の凹凸加工基板（窒化物半導体層成長用構造）９１０およびヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０の形成方法を示す図である。 （ａ）、（ｂ）は、面内マスク傾斜角度（θ＝０°）の定義を説明するための図である。 （ａ）、（ｂ）は、面内マスク傾斜角度θ≠０°の場合の定義を説明するための図である。 （ａ）、（ｂ）は、ａ軸方向にα度オフしたｍ面サファイア基板を用いた場合の面内マスク傾斜角度の定義を示す図である。 （ａ）、（ｂ）は、ｃ軸方向にβ度オフしたｍ面サファイア基板を用いた場合の面内マスク傾斜角度の定義を示す図である。 （ａ）は、側面の傾斜角度γが０°より大きく９０°未満の場合の凹凸加工基板９１０におけるストライプの延びる方向（長軸方向）の断面模式図であり、（ｂ）は、傾斜角度γが９０°の場合の凹凸加工基板９１０におけるストライプの延びる方向（長軸方向）の断面模式図である。 （ａ）は、面内マスク傾斜角度θ＝０°の場合のリッジ状の窒化物半導体層８３０および凹部８５０を示す模式図であり、（ｂ）は、面内マスク傾斜角度θ＝９０°の場合のリッジ状の窒化物半導体層８３０および凹部８５０を示す模式図である。 （ａ）は、（１１−２２）面とａ面ファセットとの関係を示す図であり、（ｂ）は、ｍ面とｒ面ファセットとの関係を示す図である。 （ａ）はｃ面サファイア基板上ｃ面ＧａＮにおける積層欠陥を示す図であり、（ｂ）は、ｍ面サファイア基板上ｍ面ＧａＮにおける積層欠陥を示す図である。 ｍ面サファイア基板上に成長した種結晶ｍ面窒化物半導体膜８１２のＸ線２θ−ω測定結果を示したグラフである。 （ａ）は、ｍ面サファイア基板上に半極性面（（１０−１−３）面）を主面とする窒化物半導体膜が形成された試料のＸ線２θ−ω測定結果を示すグラフであり、（ｂ）は、ｍ面サファイア基板上に半極性面（１１−２２）面を主面とする窒化物半導体膜が形成された試料のＸ線２θ−ω測定結果を示すグラフである。 ｍ面サファイア基板上に成長した種結晶ｍ面窒化物半導体膜８１２のＸ線ロッキングカーブ測定結果を示したグラフである。 （ａ）、（ｂ）は、ストライプ状マスクを用いた凹凸加工基板９１０のＳＥＭ像を示す図である。（ａ）は、マスクの延びる方向（長軸方向）の断面像（台形状構造）と鳥瞰図であり、（ｂ）はマスクの延びる方向（長軸方向）の断面像（三角形状構造）と鳥瞰図である。 レーザ顕微鏡により撮影した再成長後のヘテロｍ面ＧａＮ基板（ヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）の表面モフォロジーを示す図である。 （ａ）から（ｃ）は、再成長後のヘテロｍ面ＧａＮ基板（ヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）のＳＥＭ像を示す図である。（ａ）は鳥瞰図、（ｂ）は凸部窒化物半導体領域の断面図、（ｃ）は凹部８５０のサファイア基板との界面付近の断面図である。 （ａ）から（ｈ）は、表面モフォロジーの面内マスク傾斜角度性を示した図である。（ａ）はθ＝０度、（ｂ）はθ＝１７度、（ｃ）はθ＝２１度、（ｄ）はθ＝２５度、（ｅ）はθ＝３５度、（ｆ）はθ＝３９度、（ｇ）はθ＝４７度、（ｈ）はθ＝８０度の場合の観測結果である。 再成長後のヘテロｍ面ＧａＮ基板（ヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）の表面ｒｍｓ粗さの面内マスク傾斜角度依存性を示したグラフである。 （ａ）から（ｃ）は、ＧａＮ層のみからなる凹凸加工基板上に再成長を施した場合の表面モフォロジーを示す図であり、（ａ）はθ＝０度、（ｂ）はθ＝４５度、（ｃ）はθ＝９０度の場合の観測結果を示す。 面内マスク傾斜角度が（ａ）０度、（ｂ）４３度、（ｃ）９０度の再成長へテロｍ面ＧａＮ基板（ヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）のＸ線２θ−ω測定結果を示す図である。 （１１−２２）面とｍ面（２−２００）面のＸ線積分強度比の面内マスク傾斜角度依存性を示す図である。 （ａ）は、サファイア基板のエッチング側面深さを２５０ｎｍとし、（ｂ）は、サファイア基板のエッチング側面深さを１５０ｎｍ以下とした場合の（１１−２２）面／ｍ面（２−２００）面Ｘ線積分強度比の面内マスク傾斜角度依存性を示すグラフである。 （ａ）および（ｂ）は、それぞれ、成長面がｍ面およびオフ面である場合の結晶軸の方向を説明するための図である。 Ｍ面サファイア基板上に成膜したＭ面ＧａＮのエピタキシー関係を示す図である。（ａ）Ｍ面ＧａＮの格子図、（ｂ）Ｍ面サファイアの格子図である。 再成長へテロｍ面ＧａＮ基板のＸＲＣ半値幅の面内マスク傾斜角度依存性を示すグラフである。 （ａ）は面内マスク傾斜角度が５度、（ｂ）は面内マスク傾斜角度が１４度のときの再成長へテロｍ面ＧａＮ基板（ヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）の室温ＰＬ測定結果を示したグラフである。 （ａ）から（ｃ）は、それぞれ面内マスク傾斜角度が０度、５度、２１度のときの再成長へテロｍ面ＧａＮ基板（ヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）の低温（１０Ｋ）ＰＬ測定結果を示したグラフであり、（ｄ）は、選択成長を行う前の種結晶ｍ面ＧａＮの低温（１０Ｋ）ＰＬ測定結果を示したグラフである。 再成長へテロｍ面ＧａＮ基板（ヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）のＤｅｅｐ ｌｅｖｅｌ発光強度とバンド端発光強度の比と面内マスク傾斜角度の関係を示したグラフである。 （ａ）から（ｃ）は、それぞれ面内マスク傾斜角度が０度、５度、１０度のときの表面モフォロジーと表面ＲＭＳ粗さ及びＲａの値を示したグラフである。 ストライプ幅の比、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）を変化させたときの低温１０Ｋにおける再成長へテロｍ面ＧａＮ基板（ヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）のＰＬ測定結果である。Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）を、それぞれ（ａ）０．２９、(ｂ)０．３８、(ｃ)０．５０，（ｄ）０．５８，（ｅ）０．６４、（ｆ）０．９９とした場合の測定結果である。 再成長へテロｍ面ＧａＮ基板（ヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）の低温１０ＫのＰＬスペクトルにおける、３．４８ｅＶ付近のドナー束縛励起子起因発光（Ｄ０，Ｘ）と３．４２ｅＶ付近の積層欠陥起因発光の強度比とストライプ幅の比、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の関係を示したグラフである。 再成長へテロｍ面ＧａＮ基板（ヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）上に成長したＩｎＧａＮ系量子井戸構造の低温（１０Ｋ）のＰＬスペクトルを示した図である。（ａ）は比較のため、ｍ面ＧａＮバルク基板上に直接成長した場合の結果、（ｂ）と（ｃ）は、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）０．６７、０．２９のＰｅｎｄｅｏ横方向選択成長ｍ面ＧａＮ上にそれぞれ量子井戸構造を成長した場合の測定結果を示した図である。 Ｌ幅を５μｍ一定とし、Ｓ幅を（ａ）１０μｍ、（ｂ）５０μｍ、（ｃ）１００μｍ、（ｄ）２００μｍ、（ｅ）３００μｍと変化させたときの、再成長へテロｍ面ＧａＮ基板（ヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）の表面側（つまりｍ軸側）から撮影したレーザ顕微鏡写真である。 実施形態に係る窒化物系半導体発光素子８０１の断面模式図である。 白色光源の実施形態を示す断面図である。 第４の実施形態に係る半導体発光素子を示す模式断面図である。 （ａ）は第４の実施形態に係るストライプ状の空隙を含むヘテロ窒化物半導体基板を示す断面図である。（ｂ）はストライプ状の空隙をｍ軸方向から見た平面図である。 （ａ）及び（ｂ）は空隙の変形例を示すヘテロ窒化物半導体基板の模式的な拡大断面図である。 （ａ）〜（ｃ）は空隙の他の変形例を示すヘテロ窒化物半導体基板の模式的な拡大断面図である。 ストライプ構造の変形例を示すヘテロ窒化物半導体基板の模式平面図である。 （ａ）及び（ｂ）はストライプ構造の他の変形例を示すヘテロ窒化物半導体基板の模式平面図である。 （ａ）及び（ｂ）はストライプ構造の他の変形例を示すヘテロ窒化物半導体基板の模式平面図である。 （ａ）はＧａＮにおけるａ軸方向の偏光光の伝搬ベクトルを示す模式図である。（ｂ）はＧａＮにおけるｍ軸から見た場合のａ軸方向及びｃ軸方向の配光特性を示す模式図である。 ヘテロ窒化物半導体基板に設けた空隙のａ軸方向に対する面内傾斜角度βを０°とした場合の、空隙の斜面に入射する偏光光の一例を示す模式断面図である。 偏光方向に対して垂直な方向（β＝９０°）に形成された空隙に入射する偏光光の一例を示す模式図である。 （ａ）は平坦な出射面を有する半導体発光素子における出射面に対するａ軸方向からの入射光と透過光の一例を示す模式図である。（ｂ）は第４の実施形態に係る空隙へのａ軸方向からの入射光と透過光の一例を示す模式図である。 ｐ波及びｓ波の入射角と反射率及び透過率との関係を示す図である。 （ａ）〜（ｃ）は屈折率が互いに異なる界面におけるｐ波及びｓ波のエネルギー反射率Ｒｐ及びＲｓの入射角依存性の計算結果を示す。 （ａ）〜（ｄ）は第４の実施形態に係る横方向選択成長法による空隙の形成方法を示す工程順の模式断面図である。 （ａ）〜（ｄ）は第４の実施形態に係る横方向選択成長法による空隙の形成方法の一変形例を示す工程順の模式断面図である。 （ａ）及び（ｂ）は第４の実施形態及び第５の実施形態に係る凹凸加工基板を示し、（ａ）は模式断面図であり、（ｂ）は模式平面図である。 （ａ）及び（ｂ）は第４の実施形態及び第５の実施形態に係る凹凸加工基板の変形例を示す模式断面図である。 （ａ）は第５の実施形態に係るストライプ状の空隙を含むヘテロ窒化物半導体基板を示す模式断面図である。（ｂ）は第５の実施形態に係るヘテロ窒化物半導体基板をｍ軸方向から見た模式平面図である。 第５の実施形態に係る半導体発光素子を示す模式断面図である。 第５の実施形態の一変形例に係る半導体発光素子におけるａ軸方向から見た模式断面図である。 （ａ）及び（ｂ）は第５の実施形態の一変形例に係る半導体発光素子を示し、（ａ）はｃ軸方向から見た模式断面図であり、（ｂ）はｎ型電極におけるａ軸方向から見た模式断面図である。 （ａ）及び（ｂ）は第６の実施形態に係る半導体発光素子に用いるヘテロ窒化物半導体基板の作製方法を示す工程順の模式断面図である。 第６の実施形態に係る半導体発光素子を示す模式断面図である。 は第６の実施形態の第１変形例に係る半導体発光素子を示す模式面図である。 第６の実施形態の第２変形例に係る半導体発光素子を示す模式面図である。 （ａ）は第７の実施形態に係る半導体発光素子を示す模式断面図である。（ｂ）は第７の実施形態の一変形例に係る半導体発光素子を示す模式断面図である。 第８の実施形態に係る半導体発光素子を示す模式面図である。 実施例Ａに係る半導体発光素子を示す模式断面図である。 半導体発光素子における出射光の偏光度の測定系を示す模式図である。 （ａ）及び（ｂ）は配光分布特性の測定系を示す模式図である。 比較例４に係る半導体発光素子における配光分布特性を示すグラフである。 （ａ）及び（ｂ）は実施例６、参考例１及び比較例１に係る半導体発光素子における配光分布特性を示すグラフである。 実施例８、参考例３及び比較例３に係る半導体発光素子におけるストライプ構造の面内傾斜角度βと比偏光度との関係を示すグラフである。 実施例６、参考例１及び比較例１に係る半導体発光素子におけるストライプ構造とａ軸とがなす角度と比光取出し効率との関係を示した図である。 （ａ）及び（ｂ）は実施例Ｂに係る凹凸加工基板を示す断面走査型電子顕微鏡像（ＳＥＭ）である。 （ａ）及び（ｂ）は空隙を有するヘテロ窒化物半導体基板を示す断面ＳＥＭ像の一例である。 （ａ）及び（ｂ）はへテロ窒化物半導体基板上に作製した実施例Ｂに係る半導体発光素子を示す透過型電子顕微鏡像である。 （ａ）及び（ｂ）は実施例Ｂに係る配光分布特性を示し、（ａ）は比較例５の評価結果であり、（ｂ）は実施例９の評価結果である。 （ａ）及び（ｂ）は実施例Ｃに係る空隙を有するヘテロ窒化物半導体基板を示す断面ＳＥＭ像の一例である。 （ａ）〜（ｈ）はへテロ窒化物半導体基板の表面モフォロジーの面内傾斜角度β依存性を示す表面顕微鏡像図である。 再成長されたへテロ窒化物半導体基板であるヘテロｍ面ＧａＮ基板における表面ｒｍｓ粗さの面内傾斜角度β依存性を示すグラフである。 （ａ）〜（ｃ）は面内傾斜角度βのストライプ構造を有するへテロ窒化物半導体基板のＸ線２θ−ω測定結果を示すグラフである。 （１１−２２）面とｍ面（２−２００）面とのＸ線積分強度比の値の面内傾斜角度β依存性を示すグラフである。 （ａ）及び（ｂ）はｍ面サファイア上に成長する（１１−２２）半極性面の結晶方位の関係を示す模式図である。 （ａ）及び（ｂ）はストライプ状の窒化物半導体層１１０ａを示し、（ａ）は面内傾斜角度β＝０°の場合の模式的な斜視図であり、（ｂ）は面内傾斜角度β＝９０°の場合の模式的な斜視図である。 （ａ）及び（ｂ）はサファイア基板のエッチング側面の深さを変化させた場合の（１１−２２）面／ｍ面（２−２００）面Ｘ線積分強度比の値の面内傾斜角度β依存性を示すグラフである。 へテロ窒化物半導体基板におけるＸＲＣ半値幅の面内傾斜角度β依存性を示すグラフである。 （ａ）及び（ｂ）は面内傾斜角度βがそれぞれ５°及び１４°の場合のへテロ窒化物半導体基板における室温ＰＬ測定結果を示すグラフである。 （ａ）〜（ｃ）は面内傾斜角度βがそれぞれ０°、５°及び２１°の場合のへテロ窒化物半導体基板のへテロ窒化物半導体基板における低温ＰＬ測定結果を示すグラフである。（ｄ）は比較用であって、ｍ面サファイア基板上に直接に成長した種結晶ｍ面ＧａＮ膜における低温ＰＬ測定結果を示すグラフである。 へテロ窒化物半導体基板におけるＤｅｅｐ ｌｅｖｅｌ発光強度とバンド端発光強度との比の値の面内傾斜角度β依存性を示すグラフである。
本発明の一態様の概要は以下の通りである。
本発明の一態様である窒化物半導体層成長用構造は、ｍ面を成長面とするサファイア基板と、前記サファイア基板の前記成長面上に形成された複数のリッジ状の窒化物半導体層とを備え、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層のそれぞれの間に配置される凹部の底面は前記サファイア基板のｍ面であり、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の成長面はｍ面であり、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の延びる方向と前記サファイア基板のｃ軸とのなす角度の絶対値が０度以上３５度以下である。
前記角度の絶対値は、０度より大きくてもよい。
前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の延びる方向と平行な側面と前記ｍ面とのなす当該リッジ状の窒化物半導体層内側の角度が０度より大きく１５０度より小さくてもよい。
前記サファイア基板と前記窒化物半導体層との界面を基準とした前記底面の深さは０ｎｍを越え１５０ｎｍ以下であってもよい。
本発明の他の一態様である窒化物半導体層成長用構造は、ｍ面を成長面とするサファイア基板と、前記サファイア基板の前記成長面上に形成された複数のリッジ状の窒化物半導体層とを備え、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層のそれぞれの間に配置される凹部の底面は前記サファイア基板のｍ面であり、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の成長面はｍ面であり、前記サファイア基板と前記窒化物半導体層との界面を基準とした前記底面の深さは０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下である。
前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の延びる方向と前記サファイア基板のｃ軸とのなす角度は０°以上１０°以下であってもよい。
本発明の他の一態様である窒化物半導体層成長用構造は、成長面を有する基板と、前記基板とは異なる結晶構造を有し、前記成長面上に形成された複数のリッジ状の窒化物半導体層とを備え、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層のそれぞれの間に配置される凹部の底面には前記基板が露出し、前記複数のリッジ状窒化物半導体層の成長面は非極性面または半極性面であり、前記複数のリッジ状窒化物半導体層のｃ軸を前記基板の前記成長面に正射影した第１の方向において、前記基板と前記複数のリッジ状窒化物半導体層との間の格子不整合度は２％以上であり、前記成長面内において前記第１の方向と垂直な第２の方向において、前記基板と前記複数のリッジ状窒化物半導体層との間の格子不整合度は１０％以上であり、前記基板と前記複数のリッジ状窒化物半導体層との界面を基準とした前記底面の深さは０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下である。
前記第１の方向における格子不整合度は１０％未満であってもよい。
前記基板の格子面間隔をｄｓ、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の面間隔をｄｇ、前記格子不整合度をＭ（％）とした場合、前記格子不整合度Ｍ（％）は下記（式１）、
Ｍ（％）＝１００（ｄｇ-ｄｓ）/ｄｓ （式１）
によって表されるものであってもよい。
前記基板は、ｍ面を前記成長面とするサファイア基板であって、前記複数のリッジ状窒化物半導体層の成長面は（１１-２２）面であってもよい。
前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の底面における幅をＬ幅、前記凹部の底面における幅をＳ幅とした場合、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の値が０．６以上１未満であってもよい。
前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の上面にはマスクが設けられていなくてもよい。
前記Ｌ幅が０．１μｍ以上１０μｍ以下であり、前記Ｓ幅が０．１５μｍ以上３０μｍ以下であり、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の値が０．６以上０．９９６以下であってもよい。
前記Ｌ幅が０．１μｍ以上１０μｍ以下であり、Ｓ幅が３０μｍ以上３００μｍ以下であり、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の値が０．７５以上１未満であってもよい。
前記Ｌ幅が１μｍ以上５μｍ以下であり、Ｓ幅が３０μｍ以上３００μｍ以下であり、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の値が０．８５７以上１未満であってもよい。
前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の延びる方向と平行な側面と前記基板または前記サファイア基板の成長面とのなす当該リッジ状の窒化物半導体層内側の角度が０°より大きく１５０°より小さくてもよい。
前記基板または前記サファイア基板の成長面と前記リッジ状の窒化物半導体層との間に配置されたＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）から構成されるバッファ層を備えていてもよい。
前記バッファ層は、前記凹部の底面または側面上に存在しなくてもよい。
前記バッファ層は、ＡｌＮからなるものであってもよい。
本発明の他の一態様である積層構造は、上記いずれかに記載の窒化物半導体層成長用構造と、前記窒化物半導体層成長用構造における複数のリッジ状の窒化物半導体層に接する窒化物半導体層とを備える。
本発明の他の一態様である積層構造は、上記いずれかに記載の窒化物半導体層成長用構造と、前記窒化物半導体層成長用構造における複数のリッジ状の窒化物半導体層の上面に接する窒化物半導体層とを備える。
本発明の他の一態様である窒化物系半導体発光素子は、上記いずれかに記載の積層構造を備える。
本発明の他の一態様である光源は、上記窒化物系半導体発光素子と、前記窒化物系半導体発光素子から放射された光の波長を変換する蛍光物質を含む波長変換部とを備える。
本発明の他の一態様である積層構造の製造方法は、成長面を有する基板を用意する工程（ａ）と、前記成長面上に窒化物半導体膜を成長させる工程（ｂ）と、前記窒化物半導体膜を貫通する複数の凹部を形成することにより、複数のリッジ状窒化物半導体層を形成する工程（ｃ）と、前記複数のリッジ状窒化物半導体層を起点として窒化物半導体層を成長させる工程（ｄ）とを含む積層構造の製造方法であって、前記複数のリッジ状窒化物半導体層の成長面は非極性面または半極性面であり、前記複数のリッジ状窒化物半導体層のｃ軸を前記基板の前記成長面に正射影した第１の方向において、前記基板と前記複数のリッジ状窒化物半導体層との間の格子不整合度は２％以上であり、前記成長面内において前記第１の方向と垂直な第２の方向において、前記基板と前記複数のリッジ状窒化物半導体層との間の格子不整合度は１０％以上であり、前記工程（ｃ）では、前記複数の凹部の底面に前記基板が露出し、前記基板と前記複数のリッジ状窒化物半導体層との界面を基準とした前記凹部の底面の深さが０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下になるように、前記複数の凹部を形成する。
本発明の他の一態様である積層構造の製造方法は、ｍ面を成長面とするサファイア基板を用意する工程（ａ）と、前記成長面上に窒化物半導体膜を成長させる工程（ｂ）と、前記窒化物半導体膜を貫通する複数の凹部を形成することにより、複数のリッジ状窒化物半導体層を形成する工程（ｃ）と、前記複数のリッジ状窒化物半導体層を起点として窒化物半導体層を成長させる工程（ｄ）とを含む積層構造の製造方法であって、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層のそれぞれの間に配置される凹部の底面は前記サファイア基板のｍ面であり、前記複数のリッジ状窒化物半導体層の成長面はｍ面であり、前記工程（ｃ）では、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の延びる方向と前記サファイア基板のｃ軸とのなす角度の絶対値が０度以上３５度以下となり、かつ、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の底面における幅をＬ幅、前記凹部の底面における幅をＳ幅とした場合、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の値が０．６以上１未満となるように、前記複数の凹部を形成する。
本発明の他の一態様である積層構造の製造方法は、ｍ面を成長面とするサファイア基板を用意する工程（ａ）と、前記成長面上に窒化物半導体膜を成長させる工程（ｂ）と、前記窒化物半導体膜を貫通する複数の凹部を形成することにより、複数のリッジ状窒化物半導体層を形成する工程（ｃ）と、前記複数のリッジ状窒化物半導体層を起点として窒化物半導体層を成長させる工程（ｄ）とを含む積層構造の製造方法であって、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層のそれぞれの間に配置される凹部の底面は前記サファイア基板のｍ面であり、前記複数のリッジ状窒化物半導体層の成長面はｍ面であり、前記工程（ｃ）では、前記複数の凹部の底面に前記基板が露出し、前記基板と前記複数のリッジ状窒化物半導体層との界面を基準とした前記凹部の底面の深さが０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下となり、かつ、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の底面における幅をＬ幅、前記凹部の底面における幅をＳ幅とした場合、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の値が０．６以上１未満となるように、前記複数の凹部を形成する。
本発明の他の一態様である積層構造の製造方法は、ｍ面を成長面とするサファイア基板を用意する工程（ａ）と、前記サファイア基板の成長面上に窒化物半導体膜を成長させる工程（ｂ）と、前記窒化物半導体膜を貫通する複数の凹部を形成することにより、複数のリッジ状窒化物半導体層を形成する工程（ｃ）と、前記複数のリッジ状窒化物半導体層を起点として窒化物半導体層を成長させる工程（ｄ）とを含む積層構造の製造方法であって、前記工程（ｃ）では、前記複数の凹部の底面がサファイア基板のｍ面となり、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の成長面がｍ面となり、前記複数のリッジ状窒化物半導体層の延びる方向と前記サファイア基板のｃ軸とのなす角度の絶対値が０度以上３５度以下となるように、前記複数の凹部を形成する。
前記工程（ｃ）では、前記複数のリッジ状窒化物半導体層において前記複数のリッジ状窒化物半導体層の延びる方向と平行な側面と、前記サファイア基板のｍ面とのなす当該リッジ状窒化物半導体層内側の角度を０度より大きく１５０度より小さくしてもよい。
前記工程（ｃ）では、前記複数の凹部の底面の幅の最小値が０．１μｍ以上３０μｍ以下となるように、前記複数の凹部を形成してもよい。
前記工程（ｃ）では、前記サファイア基板と前記複数のリッジ状窒化物半導体層との界面を基準とした前記複数の凹部の底面の深さが、０ｎｍを越え５００ｎｍ以下となるように、前記複数の凹部を形成してもよい。
前記工程（ｃ）では、前記サファイア基板と前記複数のリッジ状窒化物半導体層との界面を基準とした前記複数の凹部の底面の深さが、０ｎｍを越え１５０ｎｍ以下となるように、前記複数の凹部を形成してもよい。
前記複数のリッジ状窒化物半導体層の延びる方向と前記サファイア基板のｃ軸とのなす角度が０度より大きく１０度以下となるように、前記複数の凹部を形成してもよい。
前記工程（ｃ）では、フォトリソグラフィー技術を用いて前記複数の凹部を形成してもよい。
本発明の他の一態様である窒化物系半導体素子は、上記いずれかの方法により形成した前記窒化物半導体層を基板として用いる。
前記基板または前記サファイア基板が除去されていてもよい。
本発明の他の一態様である積層構造の製造方法は、ｍ面を成長面とするサファイア基板を用意する工程（ａ）と、前記サファイア基板の成長面上に窒化物半導体膜を成長させる工程（ｂ）と、前記窒化物半導体膜を貫通する複数の凹部を形成することにより、複数のリッジ状窒化物半導体層を形成する工程（ｃ）と、前記複数のリッジ状窒化物半導体層を起点として窒化物半導体層を成長させる工程（ｄ）とを含む積層構造の製造方法であって、前記工程（ｃ）では、前記複数の凹部の底面がサファイア基板のｍ面となり、前記複数のリッジ状の窒化物半導体層の成長面がｍ面となり、前記サファイア基板と前記複数のリッジ状窒化物半導体層との界面を基準とした前記凹部の底面の深さが０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下となるように、前記複数の凹部を形成する。
本発明の他の一態様である、窒化物系半導体素子の製造方法は上記いずれかに記載の積層構造の製造方法を含む。
本発明の他の一態様である半導体発光素子は、非極性面又は半極性面を主面とし、偏光光を発光する活性層を含む窒化物系半導体積層構造を備えた半導体発光素子であって、前記偏光光が横切る位置に互いに間隔をおいて形成された複数のストライプ構造を有し、前記ストライプ構造が延びる方向と前記偏光光の偏光方向とがなす角度の絶対値は、３°以上且つ４５°以下である。
前記主面はｍ面であり、前記偏光方向はａ軸方向であって、前記ストライプ構造が延びる方向とａ軸方向とがなす角度の絶対値は、３°以上且つ３５°以下であってもよい。
前記ストライプ構造が延びる方向と前記偏光方向とがなす角度の絶対値は、３°以上且つ１０°以下である。
本発明の他の一態様である半導体発光素子は、非極性面又は半極性面を主面とし、偏光光を発光する活性層を含む窒化物系半導体積層構造を備えた半導体発光素子であって、前記偏光光が横切る位置に互いに間隔をおいて形成された複数のストライプ構造を有し、前記ストライプ構造が延びる方向と前記偏光光の偏光方向とがなす角度の絶対値は、０°以上且つ３°未満である。
前記半導体発光素子は、光を外部に出射する出射面を有し、前記複数のストライプ構造は、前記出射面に形成されていてもよい。
前記複数のストライプ構造は、前記窒化物系半導体積層構造の内部に形成されていてもよい。
前記半導体発光素子は、前記窒化物系半導体積層構造と接する基板をさらに備え、前記複数のストライプ構造は、前記窒化物系半導体積層構造と前記基板との間に形成されていてもよい。
前記基板は、窒化物半導体と異なる材料から構成されていてもよい。
前記基板は、ｍ面を主面とするサファイア基板であってもよい。
互いに隣接する前記ストライプ構造同士の間には空隙が設けられていてもよい。
前記ストライプ構造は、空隙であってもよい。
前記空隙の幅は、前記活性層から離れるにつれて大きくなるものであってもよい。
前記主面はｍ面であり、前記偏光方向はａ軸方向であってもよい。
前記偏光光は、前記活性層のａ軸方向と比べてｃ軸方向に広い放射角度を持つ配光特性を有するものであってもよい。
前記ストライプ構造は、窒化物半導体よりも低い屈折率を持つ材料を含んでいてもよい。
本発明の他の一態様である光源は、上記いずれかに記載の半導体発光素子と、前記半導体発光素子から放射された光の波長を変換する蛍光物質を含む波長変換部とを備える。
非極性ｍ面を主面とする窒化物系半導体素子の低コスト化を実現するには、現在主に使用されている高価なＧａＮバルク基板に代えて、他の安価な基板を用いることが有効である。
ｍ面を主面とする窒化物半導体結晶の成長用基板としては、ｍ面を主面とするＳｉＣ基板やサファイア基板を用いることができる。また、（１００）面を主面とするＬｉＡｌＯ2基板も用いることができる。サファイア基板は、安価で、大口径化が容易で、熱的・化学的に安定であるという特長がある。また、サファイア基板は、従来のｃ面ＧａＮ系発光素子でもよく使用されている。
しかしながら、本発明者は、ｍ面サファイア基板上に成長したｍ面窒化物半導体膜を用いて横方向選択成長を実現しようとする場合、従来のｃ面サファイア基板上のｃ面窒化物半導体成長の場合や、ｒ面サファイア基板上のａ面窒化物半導体成長の横方向選択成長の場合と異なり、転位および欠陥の密度を低減することが難しく、高品質化に課題があることを発見した。
本発明者の検討によると、ｍ面サファイア基板上にｍ面窒化物半導体を成膜し、Ｐｅｎｄｅｏ成長を実施した場合に、エッチングにより剥き出しになったｍ面サファイア基板から（１１−２２）面の半極性窒化物半導体膜が成長し得ることがわかった。つまり、Ｐｅｎｄｅｏ法による再成長を実施するとｍ面と（１１−２２）面の半極性面が混在し、結晶性や表面粗さが悪化する可能性がある。
また、ｍ面以外の非極性面または極性面を成長面とする窒化物半導体をサファイアまたはサファイア以外の基板上に成膜する場合も同様の問題が発生しうる。本発明者らは、Ｐｅｎｄｅｏ法による再成長を実施するための複数のリッジ状窒化物半導体層のｃ軸を基板の成長面に正射影した第１の方向において、基板と複数のリッジ状窒化物半導体層との間の格子不整合度は２％以上であり、成長面内において前記第１の方向と垂直な第２の方向において、基板と複数のリッジ状窒化物半導体層との間の格子不整合度は１０％以上となる場合にも、異なる面方位を有する結晶が同時に成長しやすいことを見出した。
このような状況のもと、本発明者は、ｍ面サファイア基板上にｍ面窒化物半導体を成長させる場合に発生する固有な問題である半極性異常成長およびｍ面以外の非極性面または極性面を成長面とする窒化物半導体をサファイアまたはサファイア以外の基板上に成膜する場合に発生する異常成長を抑制し、低コスト化および高品質化を達成する手段を見出した。
つぎに、Ｐｅｎｄｅｏ成長法について説明する。図３にＰｅｎｄｅｏ成長法の模式図を示す。図３（ａ）に示すように、まず、サファイア基板８１１などの異種基板上に窒化物半導体膜８１２を成長させ、その後誘電体などからなるマスク８２０を形成する。誘電体マスクとしては、例えばＳｉＯ2やＳｉＮ、ＳｉＯＮ、ＺｒＯなどを用いることができる。その後、マスクのないスペース部分８４０をエッチングし、図３（ｂ）に示すように開口部の窒化物半導体膜８１２を除去することで異種基板が剥き出しになった新たな凹部８５０を形成し、凹凸加工基板９００を用意する。次に、この凹凸加工基板９００の上に窒化物半導体膜を再成長する。図３（ｃ）にその様子を示す。このときマスク８２０上には、窒化物半導体膜は成長せず、マスク８２０は再成長防止層として働く。よって、凹凸加工基板９００では窒化物半導体表面の側面からのみ窒化物半導体膜を成長させることが可能であり、横方向に窒化物半導体膜８６０を再成長する。
このＰｅｎｄｅｏ成長法では、図３（ｂ）に示すように再成長の起点となるリッジ状の窒化物半導体層８３０（エッチングにより残留した部分）と、エッチングにより異種基板が剥き出しになった凹部８５０とが形成される。
エッチングにより形成された凹部８５０は周期的に形成される。この凹凸形状は、ある面内の結晶方位に基づく方向に細く長いストライプ形状を取ることが一般的であるが、転位や欠陥を横方向に伝搬させ、結果として成長表面付近の転位・欠陥密度を低減するという効果が得られればよく、必ずしもストライプ形状でなくてもよく、多角形や円状などさまざまな形態に加工することが可能である。
図３（ｂ）の基板上に窒化物半導体膜を再成長すると、凸部の窒化物半導体層８３０から優先的に再成長が起こり、再成長した窒化物半導体膜は、凸部領域の側面から横方向成長し、異種基板領域が剥き出しになっている凹部８５０を覆うように成長が進む。このまま成長を続けると、横方向に成長した窒化物半導体膜８６０同士が結合し、結合部８９０を形成し、剥き出しになっていたサファイア基板８１１の表面（凹部８５０の底面８５１）は再成長膜で覆われる。さらに成長を続けると、今度は再成長窒化物半導体膜が、基板に垂直方向（つまりｍ軸方向）に成長し、マスク８２０を完全に覆い、図３（ｄ）のようにマスク８２０の上部にも結合部を作り、最終的には平坦な窒化物半導体の再成長が可能である。このとき、凹部８５０と横方向成長した窒化物半導体膜８６０の間には、エピタキシャル膜が存在しない空間が生じる場合がある（図３（ｄ）参照）。ただし、この空間隙は常に形成されるわけではなく、原料が十分に供給される条件下においては、凹部８５０と窒化物半導体膜８６０間の空間を殆どなくすことも可能である。このとき、横方向成長による結合部は、Ｐｅｎｄｅｏ成長の場合、マスク８２０の上部の結合部８８０および凹部８５０の上部の結合部８９０の２種類が周期的に形成されることになる。再成長した窒化物半導体膜は、凸部窒化物半導体層８３０を起点として横方向に成長が進むため、一部の転位は縦方向であるｍ軸方向ではなく、横方向に屈曲し、凹部で転位・欠陥密度を大幅に低減できるため、窒化物半導体膜８６０の表面領域の高品質化が可能となる。
一般的に、Ｐｅｎｄｅｏ成長において、エッチングにより形成される凹部の深さは、凸部の窒化物半導体領域に比べて深ければ深いほどよいとされている。なぜならば、再成長時にエッチングにより剥き出しになっている凹部の異種基板表面から窒化物半導体膜が成長してしまう可能性があるからである。このＰｅｎｄｅｏ成長では、凸部の窒化物半導体領域のみから再成長させることで転位・欠陥密度の低減を実現している。よってエッチングにより形成した凹部の異種基板表面からの再成長を起こさないか、起こったとしても横方向再成長に影響を及ぼさないようにすることが重要である。エッチング深さが深ければ深いほど、再成長時の原料は、凹部の底には到達することが難しくなり、凸部の窒化物半導体領域からのみ優先的に成長するため、横方向選択成長が促進される。またもし凹部で成長が起こったとしてもエッチング深さが大きければ、再成長膜への影響や干渉は少ない。
Ｐｅｎｄｅｏ成長法は、図３に示した誘電体等からなるマスク８２０がなくても横方向選択成長の実現が可能である。この点はＥＬＯＧ法とは異なる。この方法はマスクレスＰｅｎｄｅｏ成長と呼ばれ、誘電体マスクを除去すると、マスク材料自体からの不純物の混入の抑制やマスク８２０の上部に発生する結合部８８０が発生しないなどの利点がある。マスクレスＰｅｎｄｅｏ法について図４に示した。図４（ａ）に示す工程においては、マスク有Ｐｅｎｄｅｏ成長と同様に、エッチングによって凹凸を形成後、図４（ｂ）に示すように、マスクを除去した凹凸加工基板９１０を再成長用基板として用い、この凸部窒化物半導体層８３０から再成長させる。図４（ｃ）に示すように、凹部８５０を覆うように横方向成長が起こるのと同時に、凸部上面にも成長が起こる。すなわち、凸部上面と、再成長した膜とが接している。最終的には図４（ｄ）のように、再成長を続けることで平坦な窒化物半導体膜８７０を得ることが可能である。
マスクレスＰｅｎｄｅｏ成長では、マスクを除去するため、ＳｉＯ2などの誘電体膜からの不純物の混入がない。したがって、良質な再成長窒化物半導体膜が得られるという利点がある。さらに、誘電体マスクを形成する工程を省くことができるため、製造コストを削減できるという利点もある。
以下、例示的な実施の形態の窒化物系半導体素子について、図面を参照しながら説明する。本発明にかかる実施の形態は、ｍ面を主面とするサファイア基板上のｍ面窒化物半導体のＰｅｎｄｅｏ法による横方向選択成長に関する。以下の図面においては、説明の簡潔化のため、実質的に同一の機能を有する構成要素を同一の参照符号で示す。本発明は以下の実施形態に限定されない。
なお、本実施形態においては種結晶膜や再成長膜として主に窒化ガリウム層（以後、ＧａＮ層）を中心に説明するが、これらの層はＡｌやＩｎ、Ｂを含む層であってもよい。また、種結晶や再成長膜はＧａＮ層のみから形成される必要はなく、例えばＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）層が１層含まれていたり、またはそれぞれ組成の異なる複数のＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）層が交互に積層されていたり、これらの層にさらにＢ元素が混入されている構造であってもよい。
（実施の形態１）
図５（ａ）、（ｂ）は、例示的な実施の形態１に係る窒化物半導体層成長用構造（凹凸加工基板９１０）を示す断面図および平面図である。
図５（ａ）に示すように、凹凸加工基板９１０は、ｍ面を成長面８１１ａとして有するサファイア基板８１１と、サファイア基板８１１の成長面８１１ａの上に設けられた複数のリッジ状の窒化物半導体層８３０とを備える。複数のリッジ状の窒化物半導体層８３０のそれぞれの間には、凹部８５０が配置されている。図５（ｂ）に示す例において、リッジ状の窒化物半導体層８３０は、サファイア基板８１１のｃ軸方向から角度θだけ傾いた方向に延びている。ただし、本実施形態においては、必ずしも、リッジ状の窒化物半導体層８３０の延びる方向はサファイア基板８１１のｃ軸方向から傾いていなくてもよく、リッジ状の窒化物半導体層８３０の延びる方向とサファイア基板８１１のｃ軸とのなす角度θが０度以上３５度以下であればよい。これにより、リッジ状の窒化物半導体層８３０を種結晶として窒化物半導体層を成長させるために原料を供給したときに、凹部８５０に露出するサファイア基板８１１の側面８５２からの半極性窒化物半導体の成長が抑制される。よって、成長される窒化物半導体層の結晶性や表面の平坦性が向上する。
凹部８５０の底面８５１には、サファイア基板８１１のｍ面が露出している。窒化物半導体層の原料粒子はサファイアのｍ面に付着しにくいため、リッジ状の窒化物半導体層８３０を種結晶として窒化物半導体層を成長させるときには、原料粒子は凹部８５０の底面８５１ではなく側面のリッジ状の窒化物半導体層８３０に付着しやすくなる。これにより、底面８５１から結晶性の低い窒化物半導体が成長するのが抑制される。
また、リッジ状の窒化物半導体層８３０の成長面（上面）は窒化物半導体のｍ面である。また、図５（ａ）、（ｂ）には、リッジ状の窒化物半導体層８３０の成長面にマスクが設けられていない例を示しているが、本実施形態においては、図３（ａ）から（ｄ）に示すようなマスク８２０が設けられていてもよい。
本実施形態の凹凸加工基板９１０は、例えばウエハ状態のサファイア基板８１１を用いて形成される。図面にはウエハの一部のみを示している。また、見易さを考慮して各構成要素を図示しており、実際の各構成要素の大きさの比率は図示される比率に限られない。
本実施形態において、サファイア基板８１１の成長面は、ｍ面から５度以内の角度だけ傾いていてもよい。また、凹部８５０の底面８５１に露出する面も、ｍ面から５度以内の角度だけ傾いていてもよい。また、リッジ状の窒化物半導体層８３０の成長面も、ｍ面から５度以内の角度だけ傾いていてもよい。
ｍ面から５度以内傾いた面は、ｍ面と同様の性質を有する。従って、本発明の「ｍ面」は、ｍ面から５度以内傾いた面を含む。
図５（ｂ）に示す例では、「リッジ状の窒化物半導体層８３０の延びる方向」は、リッジ状の窒化物半導体層８３０の平面形状における長辺の伸びる方向と一致している。これらは必ずしも一致していなくてもよい。
さらに、角度θの絶対値は０度以上１０度以下であってもよい。この場合には、積層欠陥密度を特に低減できる。詳細は、後に測定結果を参照しながら説明する。
本実施形態の複数のリッジ状の窒化物半導体層８３０は、図５（ｂ）に示す配置に限られない。ただし、リッジ状の窒化物半導体層８３０は、ウエハ上において途切れていてもよく、同じ方向に設けられていなくてもよい。例えば、図６（ａ）に示す複数のリッジ状の窒化物半導体層８３０は矩形状の平面形状を有する。図６（ａ）において、ｍ面におけるリッジ状の窒化物半導体層８３０の長さは、ウエハの長さよりも小さい。それぞれのリッジ状の窒化物半導体層８３０は、サファイアのｃ軸方向から角度θだけ傾いている。角度θの絶対値は、例えば、０度以上３５度以下である。図６（ｂ）に示す複数のリッジ状の窒化物半導体層８３０は、サファイアのｃ軸方向から時計回りに角度θだけ傾いたリッジ状の窒化物半導体層８３０ａと、ｃ軸方向から反時計回りに角度θだけ傾いたリッジ状の窒化物半導体層８３０ｂとを有している。
また、図７（ａ）に示すように、本実施形態において、リッジ状の窒化物半導体層８３０および凹部８５０の幅（サファイアのａ軸方向の長さ）は一律でなくてもよい。また、複数のリッジ状の窒化物半導体層８３０の平面形状は異なっていてもよく、例えば図７（ｂ）に示すように、長さの異なるリッジ状の窒化物半導体層８３０ｃ、８３０ｄが配置されていてもよい。
図８（ａ）に示すように、本実施形態においては、リッジ状の窒化物半導体層８３０の側面８３０Ａは傾いていてもよい。この場合、リッジ状の窒化物半導体層８３０の延びる方向と平行な側面８３０Ａとｍ面とのなすリッジ内側の角度γが０°より大きく１５０°より小さくてもよい。
また、リッジ状の窒化物半導体層８３０の断面は、四角形または台形に限られず、三角形や他の多角形、または曲面を含んでいてもよい。
また、本実施形態では、複数のリッジ状の窒化物半導体層８３０のいくつか、または１つのリッジ状の窒化物半導体層８３０の一部の延びる方向のサファイアのｃ軸方向からの傾きが、０度以上３５度以下の条件を満たさなくてもよい。この場合、複数のリッジ状の窒化物半導体層８３０のうち少なくとも５０％の延びる方向とサファイア基板８１１のｃ軸とのなす角度が０度以上３５度以下であればよい。
サファイア基板８１１は、ｍ面を主面とするサファイア結晶から形成されている。サファイア基板８１１の厚さは例えば０．１ｍｍ以上１ｍｍ以下である。サファイア基板８１１（ウエハ）の直径は例えば１インチ以上８インチ以下である。また、リッジ状の窒化物半導体層８３０の厚さは例えば１０ｎｍ以上１０μｍ以下であり、リッジ状窒化物半導体層８３０の幅（窒化物半導体のｃ軸に平行な断面における長さ）は例えば０．１μｍ以上３０μｍ以下である。また、凹部８５０の幅は１μｍ以上１００μｍ以下である。
一般的に、サファイア基板は、窒化物半導体の成長条件下、つまり１０００度以上の高温でも高い熱的安定性を有する。また、化学的にも安定であり、比較的安価で大口径化が可能である。従って、窒化物半導体成長のための異種基板、すなわちヘテロ基板として有望となり得る。
窒化物半導体層８３０は、サファイア基板８１１上に全体的にｍ面成長された窒化物半導体膜に凹部８５０を形成することにより形成されている。窒化物半導体層８３０は、例えば、フォトリソグラフィー技術を用いて窒化物半導体膜の一部を除去した残りの部分である。
凹部８５０の底面８５１に窒化物半導体が残存するのを回避するため、凹部８５０を形成するためのエッチングを深めに行ってもよい。この場合、サファイア基板８１１の一部も除去され、図５（ａ）に示すように、凹部８５０の下部に、サファイア基板８１１の側面８５２が露出する。凹部８５０を形成するためにサファイア基板８１１の一部を除去しなくてもよく、この場合、図８（ｂ）に示すように、凹部８５０の底面８５１が、サファイア基板８１１と窒化物半導体層８３０との界面と同じ高さに存在する。
サファイア基板８１１と窒化物半導体層８３０との界面を基準とした凹部８５０の底面８５１の深さは、例えば、０ｎｍ以上５００ｎｍ以下、または０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下であってもよい。
本実施形態においては、リッジ状の窒化物半導体層８３０の延びる方向とサファイア基板８１１のｃ軸とのなす角度の絶対値を０度以上３５度とする代わりに、リッジ状の窒化物半導体層８３０の側面に露出するサファイアの面積を小さくしてもよい。すなわち、サファイア基板８１１と窒化物半導体層８３０との界面を基準とした凹部８５０の底面８５１の深さは、０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下であってもよい。この構造においても、リッジ状の窒化物半導体層８３０の側面に露出するサファイア基板８１１から成長する半極性窒化物半導体の量が少なくなるため、窒化物半導体層の結晶性・表面平坦性を高めることができる。なお、リッジの間における凹部の底面にｍ面以外の面が露出する場合、凹部の底面からの窒化物半導体の成長が問題となるため、凹部の底面を深く形成する必要がある。本実施形態では、凹部８５０の底面８５１がｍ面サファイアであるため、底面８５１から窒化物半導体が成長しにくい。よって、底面８５１からの成長を考慮せずに凹部８５０を浅くすることができる。
さらに、リッジ状の窒化物半導体層８３０の延びる方向とサファイア基板８１１のｃ軸とのなす角度の絶対値を０度以上３５度とし、かつ、サファイア基板８１１と窒化物半導体層８３０との界面を基準とした凹部８５０の底面８５１の深さを、０ｎｍを越え１５０ｎｍ以下となるようにしてもよい。これにより、底面８５１の深さが０ｎｍを越えた場合も、リッジ状の窒化物半導体層８３０の側面に露出するサファイア基板８１１から成長する半極性窒化物半導体の量をさらに低減することができる。
（実施の形態２）
次に、例示的な実施の形態２に係る窒化物半導体の成長方法について、図９を参照して説明する。この方法により、実施の形態１の凹凸加工基板９１０および凹凸加工基板９１０を用いて成長させた窒化物半導体層を形成することができる。
[サファイア基板の準備と種結晶窒化物半導体膜８１２の準備]
実施の形態２に係る窒化物半導体の成長方法では、まず、図９（ａ）に示すように、ｍ面サファイア基板８１１を用意する。サファイア基板８１１としては、例えば直径１インチから８インチのサイズのものを使用することができ、またサファイア基板８１１の厚さは、例えば０．１ｍｍから１ｍｍである。また基板表面に傾斜角（以後オフ角と呼ぶ）をつけたｍ面サファイア基板も好適に用いることができる。オフ角は０から５度の範囲であれば、本発明の実施形態を支障なく実施することができ、またその傾斜方向は、ｍ軸に対して垂直方向であればよく、例えばｃ軸、a軸、［１１−２２］軸方向などである。
次にｍ面サファイア基板の表面処理（洗浄等）を行う。表面処理の工程としては、例えば、有機洗浄、硫酸や燐酸、フッ酸などの酸系溶液により表面処理、水洗処理があり、またこれらの工程を組み合わせて用いることもできる。またサファイア基板の表面処理として熱処理法を用いることもできる。サファイア基板に対して１０００℃から１４００℃付近の高温下で熱処理することにより、原子層ステップをもつ表面を得ることができる。このときのガス雰囲気は、窒素や酸素、水素、塩素などを含む雰囲気であればよい。熱処理方法としては、電気炉などを用いることもできるし、またこの熱処理工程自体を成長炉で行うこともできる。またこの熱処理工程は、前述の有機洗浄や酸洗浄と組み合わせることもできる。これらの溶液系洗浄や熱処理による表面処理は省略してもよい。市販されている基板の扱いに十分注意すれば、そのまま洗浄せずに窒化物半導体の成長も可能である。
つぎに、図９（ｂ）に示すように、ｍ面サファイア基板８１１上に種結晶用窒化物半導体膜８１２を成長する。窒化物半導体の成長には、例えば、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法：ｍｅｔａｌ ｏｒｇａｎｉｃ ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ法）またはＨＶＰＥ（ｈｙｄｒｅｉｄｅ ｖａｐｏｒ ｐｈａｓｅ ｅｐｉｔａｘｙ）法を用いても良い。高温下で成長が可能な点や、大口径基板の成長に適した成長炉であるという点で、ＭＯＣＶＤ法およびＨＶＰＥ法は窒化物半導体の成長法として優れている。また、窒化物半導体の成長には、ＭＢＥ（ｍｏｌｅｃｕｌａｒ ｂｅａｍ ｅｐｉｔａｘｙ）法を用いても良い。本実施形態では、ＭＯＣＶＤ法による成長法について説明する。
ＭＯＣＶＤ法では、まず、ｍ面サファイア基板のサーマルクリーニングを行う。この工程は、サファイア表面に付着した水分や有機物の分解除去が主目的であるのが、前述したサファイア基板表面の原子層ステップを得る目的で行ってもよい。条件としては、例えば８００〜１２００℃の温度で１０〜６０分行うことができる。このときの成長炉内の圧力は１０〜１００ｋＰａであり、キャリアガスとしてはＨ2やＮ2、もしくはこの混合ガスを用いることができる。
つぎに、ｍ面サファイア基板上に窒化物半導体膜を成長する。キャリアガスとしてはＨ2やＮ2、もしくはこの混合ガスを用いることができる。III族原料としては例えばＧａ原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ），トリエチルガリウム（ＴＥＧ）、Ｉｎ原料としてトリメチルインジウム（ＴＭＧ），Ａｌ原料としてトリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、Ｂ原料としてトリエチルボロン（ＴＥＢ）などを用いることができる。また窒素原料として例えばアンモニア（ＮＨ3）を用いることができる。
窒化物半導体膜の成長条件としては、窒化物半導体主面の面方位をｍ面方位に制御できる条件であれば良い。前述したように、ｍ面サファイア基板上の窒化物半導体成長においては、成長条件によっては（１０−１−３）面や（１１−２２）面を主面とする半極性面窒化物半導体が成長する場合がある。ｍ面サファイア基板上にｍ面窒化物半導体を成長するためには、サファイア基板のサーマルクリーニング後の（１）III族原料もしくはV族原料の照射の有無、（２）バッファ層、（３）バッファ層上のエピ層、および（４）各工程における成長温度、照射・成長時間などの条件を好適に選べばよい。
例えば本実施形態においては、サーマルクリーニング後に基板温度を４００度から８００度に降温した後、上述の工程（１）として０．１〜１００μｍｏｌ／ｍｉｎの供給量条件下でＴＭＡ照射を２〜３０秒行い、その後同じ温度で、工程（２）のＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）バッファを成長する。このときのバッファ層として、ＡｌＮ層を用いてもよい。成長条件は、例えば、Ｖ／ＩＩＩ比を１０以上５０００以下とし、厚さは２０ｎｍから５００ｎｍの範囲とする。バッファ層成長後、工程（３）のエピ膜としてＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）膜の成長を行う。エピ膜は、例えばＧａＮでもよい。このときの各条件は例えば成長温度は８００度から１１００度であり、ＴＭＧ供給量は１〜２００μｍｏｌ／ｍｉｎであり、Ｖ／ＩＩＩ比は１０以上１００００以下、圧力は１０〜１００ｋＰａである。このような条件下で成長することにより、ｍ面を主面とする窒化物半導体の成長が可能となり、この窒化物半導体層を種結晶用窒化物半導体膜８１２として用いることができる。
なお、種結晶窒化物半導体の厚さは、好適に選ぶことができるが、後の工程でこの種結晶膜にマスクを形成し、一部の領域でサファイア基板が剥き出しになるまでエッチングを施すことを考慮すると、厚すぎるとこの加工が困難になる。この観点から、望ましい種結晶の厚さは例えば１０ｎｍから１０μｍである。
なお、この窒化物半導体層は、伝導性制御を施してもよい。ｎ型伝導性を得たい場合には、例えばドーパントとしてＳｉＨ4やＧｅＨ4などを原料ガスとして用い、ＳｉやＧｅをドーピングすることで実現できる。またｐ型伝導性を得たい場合には、例えばドーパントとしてＣｐ2Ｍｇ（ＢＩＳ ＣＹＣＬＯＰＥＮＴＡＤＩＥＮＹＬ ＭＡＧＮＥＳＩＵＭ)などを原料ガスとして用いることができ、Ｍｇをドーピングすることで実現できる。
[凹凸加工基板９１０の準備]
次に、Ｐｅｎｄｅｏ成長用凹凸基板の作製方法について説明する。本実施形態では主に図４に示したマスクレスＰｅｎｄｅｏ成長による方法について説明する。
まず、図９（ｃ）に示すように、その種結晶表面に、レジストを塗布し、一般的なフォトリソグラフィー技術によりマスクパターンを形成する。マスクパターンとしては、例えば典型的なライン＆スペース（Ｌ＆Ｓ）パターン、つまり細く長いストライプ状のパターンを用いることができる。このマスク８２０のライン部分（露光後に残るレジスト部分）とスペース部分８４０（露光後に残らず、下地である種結晶用窒化物半導体膜８１２の表面が剥き出しになる部分）が、それぞれ加工後に凸部の窒化物半導体層８３０と凹部８５０の幅を決める。つまり、ライン部分は種結晶がそのまま残る領域になるため、転位密度や欠陥密度が高い低結晶品質領域となり、スペース部分は、種結晶部から横方向再成長により膜が形成される領域であり、高結晶品質領域となる。それぞれの幅は、例えばライン幅は０．１μｍから３０μｍであり、スペース幅は１μｍから１００μｍである。なお、転位は、例えば透過型顕微鏡などによって観察することができる。
次にエッチングにより、スペース部分８４０から、サファイア基板表面部分が露出するまで種結晶用窒化物半導体膜８１２を除去する。これにより、種結晶用窒化物半導体膜８１２を貫通する凹部８５０を形成する。種結晶用窒化物半導体膜８１２のうちマスク８２０によって覆われていた部分からリッジ状の窒化物半導体層８３０が形成される。
エッチング方法としては、例えばウェットエッチングやスパッタエッチング、プラズマエッチング、スパッタイオンビームエッチング、反応性イオンビームエッチングなど様々な方法があり、これらの方法を適宜用いることが可能である。
また、凹部８５０をエッチングにより形成する際、種結晶用窒化物半導体膜８１２とともにサファイア基板８１１の一部がエッチングされても良い。もし、開口部である凹部８５０にエッチングされずに残った窒化物半導体膜があると、窒化物半導体膜再成長時に、残った膜からも再成長が起こってしまい、良質な再成長膜が得られない場合がある。よって、こういった凹部８５０に残留しうる窒化物半導体膜を完全に除去するため、サファイア基板の一部もエッチングするとよい。この際、凹部８５０の側面には、リッジ状の窒化物半導体層８３０の側面だけではなく、サファイア基板８１１の側面８５２も含まれる。凹部８５０の底面には、ｍ面が露出している。
前述した凹部８５０の形成方法はエッチング以外の方法でもよい。例えば一般的なスクライビングといった機械的な加工方法であってもよいし、レーザを用いたスクライビングであっても良いし、また前述したエッチング方法と組み合わせた方法であってもよい。
本実施形態において、種結晶用窒化物半導体膜８１２をエッチングし凹凸加工基板９１０を作製する際にできる、凹部８５０のサファイア基板のエッチング深さは小さいほどよい。このサファイア基板のエッチング深さは、サファイア基板８１１の側面８５２の深さ（高さ）でもある。前述したように一般的なＰｅｎｄｅｏ成長では、このエッチング深さは深ければ深いほどよい。これは凹部８５０のサファイア基板表面へ原料が到達しにくくし、開口部での結晶成長を抑制できるためである。しかし、本実施形態においては、凹部８５０のエッチング深さによっては、後に実施する再成長工程において、ｍ面と結晶方位が異なる半極性面窒化物半導体膜が成長してしまうことがわかった。このような半極性面成長は、エッチングの際にできたサファイア基板８１１の側面８５２から起こっていることがわかり、この半極性面成長を抑制するために、凹部８５０のサファイア基板のエッチング深さ（同、サファイア基板８１１の側面８５２の高さ）を０ｎｍ以上５００ｎｍ以下に、０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下の範囲に制御してもよい。
次にストライプマスクの面内傾斜角度について説明する。本明細書におけるストライプマスクの面内傾斜角度の定義を図１０、図１１に示す。図１０は、オフ角が０°のｍ面サファイア基板上にｍ面ＧａＮを成長させた場合の図である。（ａ）は主面側から見た図であり、（ｂ）は（ａ）の破線部に対応する断面図である。なお、本明細書および図面では、サファイアのｃ軸方向（ＧａＮのａ軸方向）にストライプマスクの延びる方向が平行な場合をθ＝０°とした(図１０)。本明細書における面内マスク傾斜角度がθ≠０°とは、図１１のように、ストライプマスクをサファイアのｃ軸方向（ＧａＮのａ軸方向）から面内で回転させた状態を示す。例えば図１１は、０°＜θ＜９０°の場合を示しているが、θ＝９０°とは、ストライプマスクの延びる方向が、サファイアのａ軸方向（ＧａＮ膜のｃ軸方向）と平行であることを示す。
図１２は、ｍ面サファイア基板がａ軸方向にオフ角を持つ場合の面内マスク傾斜角度の例である。例えば図１２の場合、ｍ面サファイア基板はａ軸方向にα度オフしている。この場合でも、面内マスク傾斜角度は、ＧａＮのａ軸方向を基準とし、ＧａＮのａ軸方向(ｍ面サファイアならばｃ軸方向)がストライプマスクの延びる方向が平行なときをθ＝０°とする。この場合、θ＝９０°の方向は、サファイアのａ軸方向（ＧａＮのｃ軸）の成長主面への射影成分と平行になる。
図１３は、ｍ面サファイア基板がｃ軸方向にオフ角を持つ場合の面内マスク傾斜角度の例である。例えば図１３の場合、ｍ面サファイア基板はｃ軸方向にβ度オフしている。この場合、面内マスク傾斜角度は、ＧａＮのａ軸の成長主面への射影成分方向を基準とし、この方向がストライプマスクの延びる方向が平行なときをθ＝０°とする。この場合、θ＝９０°の方向は、サファイアのａ軸方向（ＧａＮのｃ軸）と平行になる。
このときのｍ面サファイア基板のオフ角の範囲は、前述したように０〜５°の範囲であれば、本発明の実施形態を支障なく実施することができる。
凹部８５０を形成した後、表面に残留したレジストマスクを除去し、図９（ｄ）に示す凹凸加工基板９１０を作製することができる。
本実施形態の凹凸加工基板９１０断面模式図を図１４に示す。この図では、ストライプの延びる方向をＧａＮのｃ軸方向（つまり面内マスク傾斜角度θ＝９０°。ｍ面サファイア基板のａ軸方向）としている。図１４（ａ）、（ｂ）においては側面の傾斜角度γが異なり、（ａ）は０°＜γ＜９０°の場合、（ｂ）はγ＝９０°の場合の図である。傾斜角度γは、サファイア基板８１１のｍ面と、リッジ状の窒化物半導体層８３０の側面との間の角度である。側面の傾斜角度γは、レジストの形状やエッチング方法などで制御することができ、結果として断面形状を台形や三角形、多角形に制御することができる。例えば、上底と下底がほぼ同じ長さの矩形状の断面形状を有する窒化物半導体層８３０を形成する場合（γ＝９０°）には、おなじく断面が矩形状に近いレジストマスクを形成し、エッチング条件を適宜選択すればよい。また、上底よりも下底の方が長い台形の断面形状を有するリッジ状の窒化物半導体層８３０を形成する場合、例えばレジストマスクの断面形状を三角形状など側面方向に傾斜をつけた構造とし、エッチング条件を適宜選択すればよい。逆に、リッジ状の窒化物半導体層８３０が上底よりも下底のほうが短い台形の断面形状を有するリッジ状の窒化物半導体層８３０を形成する場合（γ＞９０°）には、ウェットエッチングなどにより側面からのエッチング速度を向上させる（サイドエッチ）状態でエッチングを行えばよい。
種結晶である窒化物半導体層８３０の側面とサファイア基板８１１の側面８５２の側面傾斜角度γはほぼ同等な値となるが、必ずしも同じである必要はない。また本実施形態においては、側面傾斜角度γは広い範囲で選択することができ、例えば０°＜γ＜１５０°の範囲が望ましい。
本実施形態では、リッジ状の窒化物半導体層８３０の厚さは例えば１０ｎｍ〜１０μｍとしたが、この厚さについては適宜選択することができる。本開示のｍ面窒化物半導体の横方向選択成長を実現するには、ｍ面窒化物半導体再成長が始まる同じｍ面窒化物半導体からなる種結晶部分と、窒化物半導体膜部分が除去され、ｍ面サファイア基板が剥き出しになった凹部８５０が形成されていれば良い。よってリッジ状の窒化物半導体層８３０は、ｍ面を主面とする窒化物半導体層が形成されていれば良く、例えば、リッジ状の窒化物半導体層８３０は、前述したバッファ層のみから形成されていてもよい。
[凹凸加工基板９１０上への窒化物半導体膜８７０の再成長]
次に、図９（ｅ）に示すように、凹凸加工基板９１０上にｍ面窒化物半導体膜８７０の再成長を行う。ｍ面窒化物半導体の再成長には、ＭＯＣＶＤ法やＨＶＰＥ法、ＭＢＥ法など、窒化物半導体の結晶成長に用いられている方法を適宜使用することができる。また、前述した種結晶用窒化物半導体膜８１２と窒化物半導体膜８７０の成長法が同じである必要は必ずしもない。しかし、高温下で成長が可能な点や大口径化に向いているという点では、ＭＯＣＶＤ法やＨＶＰＥ法が適した窒化物半導体の再成長法であるといえる。本実施形態では、再成長法としてＭＯＣＶＤ法を用いた形態について説明する。
凹凸加工基板９１０をＭＯＣＶＤ装置に搬送後、ｍ面窒化物半導体層の再成長を行う。キャリアガスとしてはＨ2やＮ2、もしくはその混合ガスを用いることができる。III族原料としては例えばＴＭＧ，ＴＥＧ，ＴＭＩ，ＴＭＡ，ＴＥＢなどを用いることができる。また窒素原料として例えばＮＨ3を用いることができる。
本実施形態においては、成長炉内圧力を１０〜１００ｋＰａとし、キャリアガスとしてＨ2とＮ2の混合ガスを用い、基板搬入後、成長温度まで昇温した。昇温途中、基板温度が４００〜１０００℃になったところで、ＮＨ3ガスを成長炉内に導入し、引き続き昇温した。このときのＮＨ3ガス流量は、０．１〜５ｓｌｍ（ｓｔａｎｄａｒｄ ｌｉｔｅｒ／ｍｉｎ）とした。
基板温度が再成長温度に達したら、III族原料を導入し、再成長を開始した。再成長温度は８００〜１１００℃であり、例えばＧａＮ膜を成長する場合、ＴＭＧ流量は１〜２００μｍｏｌ／ｍｉｎであり、Ｖ／ＩＩＩ比は１０以上１００００以下、圧力は１０〜１００ｋＰａである。キャリアガスはＨ2ガスを用いることもできるし、Ｎ2に切り替えてもよいし、これらを混合して用いることもできる。
再成長において重要な点の一つは、各ストライプ状の種結晶から再成長した膜を結合させ平坦な膜を得ることである。一般的に窒化物半導体の非極性面成長においては、減圧・低Ｖ/ＩＩＩ比条件下で比較的平坦な膜が得られる。よって、平坦な再成長膜を得るための条件は、例えばＧａＮ膜を成長する場合、再成長温度は８００〜１１００℃であり、ＴＭＧ流量は１〜２００μｍｏｌ／ｍｉｎであり、Ｖ／ＩＩＩ比は１０以上２５０以下、圧力は１０〜３３ｋＰａである。キャリアガスはＨ2ガスを用いることもできるし、Ｎ2に切り替えてもよいし、これらを混合して用いることもできる。
再成長膜の厚さは、広い範囲で選択することができるが、例えば１μｍから３０μｍであり、ＭＯＣＶＤ法を用いる場合は、例えば１μｍから１０μｍである。
[面内マスク傾斜角度依存性]
このように凹凸加工基板９１０を用意し、前述の条件下で窒化物半導体膜の再成長を行うことで、Ｐｅｎｄｅｏ法により転位密度や欠陥密度を低減した窒化物半導体膜８７０を得ることができる。しかし、ｍ面サファイア基板上に成膜したｍ面窒化物半導体膜により形成された凹凸加工基板９１０の場合、ストライプ状に形成した凸部の面内傾斜角度によって、（１）表面平坦性、（２）半極性異常成長の有無、（３）結晶性が変化する。このような現象は、ｍ面サファイア上のｍ面窒化物半導体特有の現象といえる。次に、この理由について述べる。
図１５（ａ）、（ｂ）に凹凸加工基板９１０における一つの凸部分（リッジ構造）の模式図を示す。もっとも単純な場合として、面内マスク傾斜角度が（ａ）θ＝０°と(ｂ)θ＝９０°の場合を示す。ｍ面サファイア基板とｍ面窒化物半導体のエピタキシー関係は、主面の法線方向であるｍ軸は平行だが、面内のａ軸とｃ軸については９０°ずれている。よって、図１５（ａ）のように凹凸加工基板９１０を用意した場合、再成長が起こるＧａＮの主面はｍ面であるが、側面はｃ面となる。一方、同じく加工時にできたサファイア基板の主面（凹部８５０に相当）はｍ面であるが、その側面８５２はサファイアのａ面となる。つまり、主面は同じｍ面であっても、その側面は図１５（ａ）の場合、ＧａＮはｃ面、サファイアはａ面と異なることがわかる。一方、図１５（ｂ）に示した面内マスク傾斜角度をθ＝９０°とした場合は、その側面はＧａＮがａ面、サファイアがｃ面となる。この結果、面内でストライプ状マスクの傾斜角度をθ=０°から９０°に変化させると、ＧａＮにおいてはａ面ファセットを起点とした再成長が徐々にｃ面ファセットを起点とした再成長モードに変化する。一方、サファイアの側面ではａ面ファセットからｃ面ファセットへと徐々に変化する。
このようにｍ面サファイア基板上ｍ面窒化物半導体を基体とした凹凸加工基板９１０においては、その面内マスク傾斜角度によって、横方向再成長の起点となるファセット面が複雑に変化するため、再成長により得られる膜の（１）表面平坦性、（２）半極性異常成長の有無、（３）結晶性が変化する。次にそれぞれの面内マスク傾斜角度依存性について説明する。
[（１）面内マスク傾斜角度と表面平坦性の関係]
まず、再成長した窒化物半導体膜８７０の表面平坦性について説明する。マスクの面内傾斜角度によっては、横方向選択成長の起点となるファセット面も変化するため、表面平坦性が大きく変化する。横方向成長の起点となるファセット面としては、例えばＧａＮのａ面、ｃ面、（１０−１１）面、（１１−２２）面、もしくはこれらの面がｍ軸方向に傾斜したｒ面などが挙げられる。ＧａＮ層の横方向成長においては、ｃ軸方向に比べてａ軸方向において、成長速度が速くなることがわかっている。これは、ｃ面ファセットはａ面ファセットに比べて熱の影響を受け易く、ＧａＮ層の分解・脱離が起きやすいため、実効的な成長速度が小さくなったと考えられる。よって、面内マスク傾斜角度θが０°のとき（ストライプマスクの延びる方向はＧａＮのａ軸方向、横方向成長の起点となるファセットはｃ軸方向）は、もっとも成長速度が遅く、表面平坦化の効果が得られにくい。一方で、θが大きくなるに従い、表面平坦性は高くなり（空隙が埋まり易くなり）、この効果がθ＝９０°（つまりストライプマスクの延びる方向はＧａＮのｃ軸方向、横方向成長の起点となるファセットはａ軸方向）のときにもっとも大きくなる。
この表面平坦化効果を最大化できる条件で再成長を行うのは、再成長窒化物半導体膜の結晶性向上において重要である。本実施形態であるマスクレスＰｅｎｄｅｏ成長においては、種結晶部である窒化物半導体層８３０（ライン部分）の上部に再成長した膜は、転位や欠陥がそのまま残留するため結晶性は悪く、凹部８５０（スペース部分）に横方向再成長した膜において転位密度・欠陥密度の低減効果が得られる。この観点では、マスク形成時のライン部分とスペース部分の比は、スペース部分が大きくなるようにすることが望ましい。しかし、スペース部分をあまり大きくすると、窒化物半導体層８３０から再成長した窒化物半導体膜８７０が十分に結合できず、空隙を有する再成長膜となる。よって、より大きな面積比を有するスペース部分（つまり凹部８５０）領域を形成し、空隙のない平坦な再成長膜表面を得るためには、表面平坦化効果がもっとも得られる面内マスク傾斜角度を選択することが望ましい。
しかし、前述の横方向再成長における表面平坦化効果は、ｍ面窒化物半導体のみを考慮した場合の結果である。本発明者の検討によると、本実施形態のように再成長を行う前の基板表面に、凹部８５０の底面のようにｍ面サファイア表面がむき出しになった領域がある場合、この表面平坦性と面内マスク傾斜角度の関係が変化することがわかった。
本発明者の実験結果によると、凹凸加工基板９１０を用意し、再成長の窒化物半導体膜８７０を成長する工程において、面内マスク傾斜角度θが０°から３５°まで増加する場合、前述のＧａＮ膜の特徴と同様な原理で表面平坦性は向上するが、θ＞３５°では表面平坦性が悪化し始め、３５°＜θ＜９０°の範囲では、表面平坦性に優れた再成長窒化物半導体膜の形成が困難であることがわかった。
このような面内マスク傾斜角度θ＝３５°以上で起こる表面モフォロジーの変化は、次に述べる半極性面異常成長と関連があることがわかった。
[（２）ｍ面サファイア基板からの半極性面異常成長]
本発明者の検討によると、面内マスク傾斜角度が３５°＜θ＜９０°の範囲において、再成長膜の表面が悪化するのは、この角度範囲では半極性面である（１１−２２）面が、凹部８５０に露出するｍ面サファイア領域から成長するためであることがわかった。正確には、スペース部分８４０をエッチングする際に形成された、ｍ面サファイア基板８１１の側面８５２が原因であると考えられる。
面内マスク傾斜角度θが０°のとき、ＧａＮの側面ファセットの法線成分はｃ軸方向を向くが、サファイア基板８１１の側面８５２は、ａ軸方向を向く（図１５（ａ））。そして、面内マスク傾斜角度θが大きくなると、サファイア基板８１１の側面８５２は、ａ軸方向からｃ軸方向に向かって徐々に変化する。
つまり、サファイア基板８１１の側面８５２においては、θ≠０°であれば、その側面にはａ面やｃ面をもつファセットが存在し、θの値の上昇に伴い、側面内のｃ面ファセットの比率がａ面ファセットに比べて大きくなる。このサファイアのｃ面ファセットが（１１−２２）面半極性面成長と関連があると考えられ、このｃ面ファセットの比率がθとともに増加し、θ＞３５°では、窒化物半導体層８３０以外のサファイア基板８１１の側面８５２からも半極性面窒化物半導体膜の成長が顕著に生じたと考えられる。
ｍ面サファイア基板上に窒化物半導体膜を成長すると、その成長条件によってはｍ面ではなく（１１−２２）半極性面を主面とする窒化物半導体膜が成長することが知られている（非特許文献１）。この（１１−２２）半極性面の面方位の関係を図１６（ａ）に示す。ｍ面サファイア基板上の（１１−２２）半極性窒化物半導体の成長は、ｍ面サファイア表面のｒ面ファセットと関係があると考えられる（図１６（ｂ）参照）。図１６（ａ）に示したＧａＮの（１１−２２）面とａ面である（１１−２０）面間の角度は３１．６度であり、図１６（ｂ）に示したサファイアのｍ面である（１−１００）面とｒ面（１−１０２）面間の角度は３２．４度であり、その差は１度以下である。ｒ面サファイア基板上にａ面を主面とする窒化物半導体が成長するのは公知の事実である。よって、図１６に示すように、ｍ面サファイア基板上（１１−２２）半極性窒化物半導体成長が起こる要因の一つとして、ｍ面サファイアの成長面上に存在するｒ面ファセットからａ面窒化物半導体が成長するメカニズムが考えられ、このようにｒ面ファセット上にａ面窒化物半導体が成長した結果、主面が（１１−２２）面となる半極性窒化物半導体が成長するものと考えられる。
このことを考慮すると、サファイアのｒ面ファセットはｃ軸方向を向いているため、本実施形態のように凹凸加工基板９１０を用意する工程において、窒化物半導体領域とともにｍ面サファイア基板の一部がエッチングされることを想定すると、ａ面ファセットが形成されている場合よりもｃ面ファセットが形成されている場合の方がよりｒ面ステップは形成され易く、結果として（１１−２２）半極性面成長が起こりやすいといえる。
前述のように面内マスク傾斜角度θによって、側面に含まれるサファイアのｃ面ファセットの面積比率が変化するため、この結果、θによって（１１−２２）半極性面成長の起こり易さも変化したと考えられる。本発明者の検討結果によると、半極性面異常成長の影響を抑え、ｍ面方位のみを有する窒化物半導体結晶の再成長が実現できる面内マスク傾斜角度の範囲はθが０°から３５°の範囲であった。
つまり、凹凸加工基板９１０のストライプ構造の面内マスク傾斜角度を０°から３５°の範囲で制御すれば、半極性面異常成長を抑制しつつ、表面平坦性に優れた窒化物半導体膜８７０を得ることができる。
このｍ面サファイア基板表面がむき出しになった凹部８５０から発生する（１１−２２）半極性異常成長は、面内マスク傾斜角度と同様に凹部８５０のエッチング深さ（つまりサファイア基板８１１の側面８５２の深さ）にも依存する。面内マスク傾斜角度が０〜３５°の範囲であっても、このエッチング深さが深すぎると半極性面異常成長が起こる場合があった。これは、たとえθ＝０°に加工したとしても、原子レベルで平坦なサファイア基板８１１の側面８５２を得ることは事実上難しく、一部にはｃ面やｒ面を有するファセットが形成されるためと考えられる。この現象は、サファイア基板のエッチング側面の面積が広ければ広いほど起きやすいと考えられる。このような半極性面異常成長は、面内マスク傾斜角度にももちろん依存するが、凹部８５０のサファイア基板のエッチング深さ（同サファイア基板８１１の側面８５２の高さ）を、０ｎｍを越え５００ｎｍ以下に、より望ましくは、０ｎｍを越え１５０ｎｍ以下に制御すれば、より効果的に抑制できる。
[（３）面内マスク傾斜角度と結晶性および転位密度・積層欠陥密度の関係]
次に、窒化物半導体膜の面内マスク傾斜角度と転位密度・欠陥密度の低減効果について説明する。まず転位密度については、面内マスク傾斜角度の広い範囲で、横方向選択成長により低減できることがわかっている。例えば、前述した表面平坦性が高く、半極性面異常成長が抑制できる面内マスク傾斜角度θ＝０°〜３５°であれば、転位密度低減効果により結晶品質を向上できる。しかし、非極性面窒化物半導体においては、転位密度の低減と同時に積層欠陥密度の低減が重要である。
図１７にデバイス構造内の積層欠陥の模式図を示す。（ａ）は主面が極性面である一般的なｃ面ＧａＮ、（ｂ）は本実施形態におけるｍ面ＧａＮの模式図である。積層欠陥は通常、ｃ面に沿って形成される（一般的にはこの積層欠陥をＢａｓａｌ Ｓｔａｃｋｉｎｇ Ｆａｕｌｔ，ＢＳＦと呼ぶ）。よって、従来のｃ面を主面とするＬＥＤなどのデバイス構造においては、仮に積層欠陥が発生したとしても、その欠陥が活性層領域に到達する可能性は低く、発光効率を悪化させる主要因とはならない。一方、本実施形態のような非極性面構造や半極性面構造においては、ｃ面が側面および斜面として存在するため、積層欠陥が発生すると、活性層領域までこの欠陥が存在することになり、発光効率の悪化や発光波長を変化させる要因となりうる。よって、非極性面・半極性面成長においては、転位密度とともに積層欠陥密度も低減させる必要がある。
積層欠陥密度の低減効果は、選択成長が起こるファセットの面方位によって大きく異なる。図１７に示したように、積層欠陥はｃ面に沿って主に発生するため、図１５（ａ）のように面内マスク傾斜角度θが０°であれば、種結晶に積層欠陥が存在していたとしても、横方向には積層欠陥は伝搬しない。一方、図１５（ｂ）のようにθ＝９０°の場合、ＧａＮのファセット面はａ面であるため、ｃ面に存在する積層欠陥は横方向成長とともにａ軸方向に延びる。よって横方向成長により得られる膜にも積層欠陥が存在することになる。このように、横方向選択成長によって、積層欠陥密度を低減するには、横方向成長ファセット面の法線が、ｃ軸に近い方が望ましい。よって、積層欠陥密度低減効果は、面内マスク傾斜角度θが０°に近い方が理想的であることがわかる。
一方で、前述した表面平坦性においては、面内マスク傾斜角度は０°以上とすることが望ましい。
前述の積層欠陥密度は、面内マスク傾斜角度が０°よりも大きくても低減できることがわかった。本発明者の検討によると、積層欠陥密度が低減できる望ましい面内マスク傾斜角度の範囲は、０°から１０°であった。また、この範囲であれば、マスクパターンを適宜選択することにより、表面平坦性も同時に改善できる。
以上述べた面内マスク傾斜角度の制限は、種結晶となるｍ面サファイア基板上のｍ面窒化物半導体膜中の積層欠陥密度が低い場合（例えば１０3ｃｍ-1以下）、積層欠陥密度を更に低減させる必要がないため、面内マスク傾斜角度は０°から１０°の範囲に限定する必要はない。この場合、再成長膜においては、表面平坦性と半極性異常成長の抑制のみを考えればよいので、面内マスク傾斜角度は０°から３５°の広い範囲で制御すればよい。
面内マスク傾斜角度θが０°から３５°の範囲であっても、窒化物半導体の再成長条件（厚さなどの成長条件）や、マスクパターンのラインおよびスペースの幅によっては、再成長膜が十分結合できず、空隙が存在するような表面となりうる。しかし、この面内マスク傾斜角度範囲であれば、半極性異常成長は起きないので良質な結晶性をもつｍ面窒化物半導体の再成長膜が得られる。
表面平坦性については、θが０°であっても、たとえばスペース幅を狭めたり、成長時間を長くして厚さを大きくしたりすることで空隙のない表面を得ることができる。またデバイス応用の観点では、必ずしも空隙をなくす必要はない。空隙が存在することを前提にデバイス構造を設計する場合は、半極性面異常成長のみを抑制すればよいので、面内マスク傾斜角度は０°から３５°の範囲で適宜選ぶことができる。
本実施形態では、マスクレスＰｅｎｄｅｏ横方向選択成長法について主に説明したが、図３に示すようにＳｉＯ2やＳｉＮなど誘電体マスクや、ＴｉやＮｉ、Ｔａ、Ａｌ、Ｗ、Ｍｏなどから形成される金属マスク、もしくはＴｉＮなどの窒化された金属マスクが凸部窒化物半導体領域のマスク８２０として残ったまま、窒化物半導体膜８７０を形成するマスクを有するＰｅｎｄｅｏ成長法においても、同様な効果が得られる。この場合、図３のマスク８２０において窒化物半導体層８３０に存在する転位がマスク８２０の上部に伝搬することを防ぐことができるため、結晶性を向上できる可能性がある。
なお、ｍ面サファイア基板上に成長した凸部窒化物半導体層８３０や窒化物半導体膜８７０は伝導性制御を行うためのｎ型ドーパントやｐ型ドーパントが添加されていてもよい。ｎ型ドーパントとしては例えばＳｉやＧｅが、ｐ型ドーパントとしては例えばＢｅ、Ｚｎ、Ｍｇなどが好適に用いられる。
なお、本実施形態においては、凹凸加工基板９１０作製時のマスクとして、主に細く長いストライプ状構造が周期的に形成されたものについて説明したが、マスクの形状はこの限りではなく、様々な形状のマスクを用いることができる。例えば、四角形などの多角形、楕円などの円状のマスク形状が周期的に並んだマスク形状であってもよい。また、直線的なストライプ状マスクではなく、ジグザグに屈曲した構造が面内のある一方向に長く、それと直角の方向に周期的に並んだマスク構造であっても良い。またこれらの個々のパターンは必ずしも周期的に形成される必要はない。ただし、前述したように横方向選択成長により転位密度に加えて積層欠陥密度も低減させる場合には、加工してできた凸部窒化物半導体領域の延びる方向に垂直な方向にできる側面の法線が、窒化物半導体のｃ軸方向に近い方が望ましい。積層欠陥密度の低減効果が得られる面内マスク傾斜角度の望ましい範囲は、０°から１０°であるので、このような条件を満たすエッチング側面を形成できれば、マスクの形状によらず、転位密度と積層欠陥密度の低いヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０を作製することが可能である。
以上のような条件に基づき、ｍ面サファイア基板上ｍ面窒化物半導体膜を種結晶としたＰｅｎｄｅｏ成長を実施することにより、ｍ面サファイア基板を用いた特有の問題である半極性面異常成長を抑制しつつ、表面平坦性・結晶性に優れたヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０を得ることができる。
（実施例１）
以下、本開示にかかる良質なｍ面へテロＧａＮ基板の作製方法について、具体的な実施例に基づいて説明する。
しかし、本発明の実施形態は、以下に示す実施例に限定されるものではない。
[種結晶となるｍ面サファイア基板上ｍ面窒化物半導体の成長]
まずは、本実施例の種結晶として用いたｍ面サファイア基板上のｍ面窒化物半導体の製造方法について説明する。この製造方法は、以下の工程を含む。
（１） ｍ面サファイア基板の表面処理
（２） ｍ面サファイア基板のサーマルクリーニング
（３） ｍ面サファイア基板上へのトリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）原料照射と低温ＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）バッファ層成長
（４） ｍ面ＧａＮ膜成長
以下、各工程について説明する。
[工程（１）ｍ面サファイア基板の表面処理]
本実施例のｍ面サファイア基板の厚さは４３０μｍ、直径は２インチであり、当該ｍ面サファイア基板の主面の法線とｍ面の法線とのなす角度は０°±０．１°である。成長前の基板洗浄については、以下のような手順で行った。有機溶媒で洗浄し、その後、硫酸と燐酸を１：１の比率で混合した溶液中で１３０℃、１５分間基板洗浄を行い、純水でリンスした。この基板洗浄過程は省略した場合でも、後に説明するｍ面ＧａＮの結晶性や表面平坦性には大きな影響を及ぼさなかった。
[工程（２）ｍ面サファイア基板のサーマルクリーニング]
本実施例では、ｍ面窒化物半導体の成長に有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法：ｍｅｔａｌ ｏｒｇａｎｉｃ ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ法）を用いた。キャリアガスにはＨ2とＮ2の混合ガスを用いた。
ｍ面サファイア基板をＭＯＣＶＤ装置に搬送後、昇温し、サーマルクリーニングを行った。サーマルクリーニング温度は１０００〜１２００℃、時間は１０〜６０分とした。
[工程（３）ｍ面サファイア基板上へのＴＭＡ照射とバッファ層成長]
サーマルクリーニング終了後、基板温度を４００〜８００℃まで降温し、ＴＭＡを照射後、引き続き同じ温度でバッファ層を成長した。
ＴＭＡ照射時間は２〜３０秒であり、その後、窒素源として例えばＮＨ3を照射し、バッファ層を同じ温度で成長した。このときのバッファ層として、ＡｌＮ層を用いた。成長条件は、Ｖ／ＩＩＩ比を１０以上５０００以下とし、厚さは２０ｎｍから５００ｎｍの範囲とした。
[工程（４）ｍ面ＧａＮ膜成長]
バッファ層成長後、ＮＨ3を照射しながら基板温度９００℃〜１１００℃の範囲に昇温し、1〜５分温度の安定待ちを行った後、ＧａＮ膜の成長を行った。本実施例では、基板温度９５０℃、Ｇａ原料であるトリメチグガリウム流量４０ｓｃｃｍ、ＮＨ3流量５００ｓｃｃｍ、圧力１３ｋＰａの条件下で厚さ１〜３μｍのＧａＮ膜を成長した。
成長したＧａＮ膜の面方位はＸ線回折測定により確認することができる。図１８は、本実施例において作製したｍ面サファイア基板上ｍ面ＧａＮ種結晶の２θ−ω測定結果である。この測定においては、Ｘ線はｍ面ＧａＮのａ軸方向に平行になるように入射した。
図１８において、２θ＝６８．７°はｍ面サファイア基板のピークであり、（３−３００）面の回折ピークである。このピークよりもやや低角度側にｍ面ＧａＮの（２−２００）面からの回折ピークが２θ＝６７．９度付近に観測されている。本実施例で作製したｍ面サファイア基板上ｍ面ＧａＮ膜においては、他の半極性面ＧａＮ膜からのピークは観測されなかった。
本実施例の条件から大きく逸脱した成長条件で成膜した場合、図１９（ａ）、（ｂ）に示すような半極性面ＧａＮからのピークが観測された。図１９（ａ）は（１０−１−３）面をもつ半極性面ＧａＮの２θ−ω測定結果であり、（１０−１−３）面の回折ピークが２θ＝６３．５°付近に観測されている。また図１９（ｂ）は（１１−２２）面をもつ半極性面ＧａＮの２θ−ω測定結果であり、（１１−２２）面の回折ピークが２θ＝６９．２°付近に観測されている。
このようにｍ面サファイア基板上ＧａＮ膜の成長条件を適宜選択することで、ｍ面を主面とする窒化物半導体のみ（つまり半極性面結晶の混在がない）からなる結晶成長が実現可能であることを説明したが、このようにして得られたｍ面窒化物半導体の結晶性は一般的に低い。
図２０に、前述した成長法により得られたｍ面サファイア基板上ｍ面ＧａＮ膜の（１−１００）面Ｘ線ωロッキングカーブ（ＸＲＣ）測定結果の一例を示す。実線と点線はＸ線をそれぞれＧａＮのａ軸、ｃ軸方向に平行になるように入射した場合のＸＲＣ測定結果である。ＸＲＣの半値幅から結晶品質や転位・欠陥密度を評価することができる。例えば従来のｃ面サファイア基板上のｃ面ＧａＮにおいては、その主面である対称面（０００２）面の半値幅は、一般的に数百秒程度である。しかし、本実施例で得られたｍ面ＧａＮの(１-１００)面ＸＲＣ半値幅は、ＧａＮのａ軸方向にＸ線を入射した場合１０００秒程度と非常に大きい値を示した。これは、従来のｃ面ＧａＮ膜に比べて、本実施例で得られたｍ面ＧａＮ膜の結晶品質が悪く、非常に高い転位密度を含有していることを示している。透過型電子顕微鏡により見積もった転位密度はおよそ１０10ｃｍ-2台であり、従来のｃ面サファイア上の窒化物半導体膜が１０8から１０9ｃｍ-2、もしくはそれ以下であることを考えると一桁以上高いことがわかる。
またｍ面ＧａＮ膜のｃ軸方向にＸ線を入射した場合のＸＲＣ半値幅は更に悪く、２０００秒程度であった。このように本実施形態で得られたヘテロｍ面ＧａＮ膜は、面内でＸ線入射方向を変えると、ＸＲＣ半値幅が大きく異なる結果となった。これは、ヘテロｍ面ＧａＮ膜の結晶性が面内で非対称性を持つことを意味している。このような非対称性が生じるのは、ヘテロｍ面ＧａＮ膜中に面欠陥である積層欠陥が発生していることに起因している。
つまり、本実施形態であるｍ面サファイア基板上のｍ面窒化物半導体のヘテロ成長においては、サファイア基板との大きな格子不整合度の影響により、高密度の転位が発生しており、これに加えてＸＲＣの非対称性から確認できるように、積層欠陥が発生している。よって、ヘテロ成長したｍ面ＧａＮ結晶品質を向上し、デバイス特性を改善するためには、従来のｃ面ＧａＮのヘテロ成長とは異なり、転位と積層欠陥の両方の密度を低減する必要がある。
本実施例では、このｍ面サファイア基板上のｍ面ＧａＮ膜を種結晶として用い、下記のような横方向選択成長法により転位密度と積層欠陥密度を低減し、良質な再成長ｍ面窒化物半導体基板を作製した。
[凹凸加工基板９１０の作製]
本実施例では、図４に示したマスクレスＰｅｎｄｅｏ成長用凹凸加工基板９１０の作製方法について説明する。まず、前述した成長手順により、ｍ面サファイア基板上に成長したｍ面窒化物半導体膜を用意し、一般的なフォトリソグラフィー技術によりマスクパターンを形成した(図４（ａ）)。マスクパターンとしては、典型的なライン＆スペース（Ｌ＆Ｓ）パターン、つまり細く長いストライプ状のパターンを用いた。本実施例では、マスク８２０のライン部分として幅がＬ＝５μｍ、スペース部分８４０として幅がＳ＝１０μｍのＬ＆Ｓパターンを用いた。フォトリソグラフェィー工程終了後のレジストの厚さはおよそ２〜３μｍであった。また本実施例では面内マスク傾斜角度θは０°とした。
次に誘導結合プラズマエッチング（ＩＣＰエッチング）装置を用いて、スペース部分８４０から種結晶用窒化物半導体膜８１２の一部を除去し、ｍ面サファイア基板表面部分を露出させ、リッジ状の窒化物半導体層８３０と凹部８５０を形成した。凹部８５０をエッチングにより形成する際、種結晶用窒化物半導体膜８１２の一部が残留することがないように、サファイア基板８１１の一部もエッチングした。
スペース部分８４０の領域に存在するＧａＮ層がすべて除去され、ｍ面サファイア基板表面が剥き出しになるまでエッチングし、凹部８５０を形成した。その後、表面に残留したレジストマスクを除去し、図４（ｂ）に示す凹凸加工基板９１０を完成した。
本実施形態の凹凸加工基板９１０の例を図２１（ａ），（ｂ）に示す。図２１（ａ），（ｂ）は、ストライプ状Ｌ＆Ｓパターンマスクを用いて、凸部ＧａＮ膜とエッチングによりサファイア表面が露出した凹部である凹部８５０を形成した後の走査型電子顕微鏡像（ＳＥＭ像）である。ここでは凸部ＧａＮの延びる方向の断面図（左側）と鳥瞰図（右側）を示す。リッジ状の窒化物半導体層８３０の形状は、マスク形成条件やエッチング条件を適宜選ぶことで制御可能である。図２１に示したように、リッジ状の窒化物半導体層８３０の断面形状は、（ａ）台形や（ｂ）三角形に制御することが可能である。本実施例では、リッジ状窒化物半導体層８３０として、断面形状が台形構造のＧａＮ膜を用いた。また図２１（ａ），（ｂ）に示すように、本実施例では凹部８５０はサファイア基板も一部エッチングされており、その深さはおよそ２５０ｎｍであった。
本実施例のように面内マスク傾斜角度が０度、もしくはそれに近い角度の場合、リッジ状の窒化物半導体層８３０の両側面は、＋ｃ面と−ｃ面（もしくは±ｃ面から傾斜した面）のＧａＮファセットとなる。一般的に、＋ｃ面と−ｃ面ではエッチング耐性が異なるため、エッチング速度が異なる。よって、通常面内マスク傾斜角０度付近でエッチングを行うと、断面形状が非対称になる場合がある。
本実施例では、前述したＩＣＰドライエッチングの条件を適宜選ぶことで、図２１（ａ）、（ｂ）に示したように比較的対称性の良い断面を得ることに成功した。しかし、本実施形態では、再成長は凸部窒化物半導体層８３０を起点として起こるので、ストライプ状の両側面の形状の非対称性が、再成長膜に及ぼす影響は低いと考えられ、凸部窒化物半導体層に形成される両側面が対称な傾斜角度を持つ必要は必ずしもない。
本実施例では、凸部窒化物半導体層８３０の厚さは約１〜３μｍとしたが、この厚さについては適宜選択することができる。本開示のｍ面窒化物半導体の横方向選択成長を実現するには、ｍ面窒化物半導体再成長が始まる同じｍ面窒化物半導体からなる種結晶部分と、窒化物半導体膜部分が除去され、ｍ面サファイア基板が剥き出しになった凹部８５０が形成されていれば良い。前述したように、ｍ面サファイア基板上のＴＭＡ照射とバッファ層は、ｍ面を主面とする窒化物半導体膜を得るため（つまり半極性面成長を抑制するため）に必要なプロセスであるので、本実施例においては欠くことができない工程である。よって、ある実施形態においては、凸部窒化物半導体層８３０は、前述したバッファ層のみから形成されていればよい。
しかし、図４に示すように、横方向選択再成長により得られる本実施例のｍ面窒化物半導体膜８７０の結晶品質は、種結晶であるリッジ状窒化物半導体層８３０の結晶品質に大きく依存する。前述した凸部窒化物半導体層８３０がバッファ層のみで形成される場合には良質な再成長窒化物半導体膜を得るのが困難である。そのため、本実施例では、バッファ層上にｍ面を成長面に有する種結晶用窒化物半導体膜８１２を形成し、この層を加工することで凸部窒化物半導体層８３０とした。凸部窒化物半導体層８３０は、一般的に厚ければ厚いほど結晶性は高くなりやすく、窒化物半導体膜８７０の高品質化にも有利だが、種結晶成長時間の増加や、エッチング工程時間の増加などにより、コストが増加するという問題が生じる。本実施例では、種結晶の結晶性と成長時間のトレードオフを考慮し、種結晶用窒化物半導体膜８１２の厚さを１〜３μｍとした。
[凹凸加工基板９１０上窒化物半導体膜８７０の再成長]
次に、凹凸加工基板９１０上にｍ面窒化物半導体膜８７０の再成長を行った。
凹凸加工基板９１０をＭＯＣＶＤ装置に搬送後、再成長温度まで昇温した。キャリアガスにはＨ2とＮ2の混合ガスを用いた。本実施例では、昇温途中でＮＨ3ガスを導入した。これは凸部窒化物半導体層８３０の熱分解を抑制することが目的である。基板温度が５００度になった時点で、ＮＨ3ガス０．５ｓｌｍを成長炉内に導入し、そのまま再成長温度まで導入後、引き続きＧａＮ膜の再成長を行った。本実施例では、成長温度を９５０度とした。
窒化物半導体膜８７０のその他の成長条件は以下のように設定した：Ｖ／ＩＩＩ比＝１６０、成長圧力１３．３ｋＰａ、成長速度約４μｍ／ｈｏｕｒ。窒化物半導体膜８７０の成長条件は、この条件に限らず適宜選ぶことができる。しかし、図４（ｄ）のように、それぞれの凸部窒化物半導体領域から再成長した窒化物半導体膜８７０を結合させて平坦な膜を得るには、適した成長温度、Ｖ／ＩＩＩ比、成長圧力の条件下で再成長を行うことが望ましい。ｍ面窒化物半導体膜の再成長条件としては、成長温度は８５０〜１１００度、Ｖ／ＩＩＩ比は５０〜２０００、成長圧力は１〜１００ｋＰａであり、成長温度は９５０〜１１００度、Ｖ／ＩＩＩ比は５０〜２００、成長圧力は１〜３０ｋＰａであってもよい。
図２２に再成長後のサンプルの表面の顕微鏡写真を示す。本実施例では、面内マスク傾斜角度θ＝０°としたので、ストライプの延びる方向がＧａＮのａ軸方向に平行となる。
前述した横方向成長が促進される成長条件を用いたことにより、図２１に示した凹凸形状は見られず、再成長により凹凸が埋まり、比較的平坦なｍ面ＧａＮ再成長膜が実現できていることがわかる。一方で、ストライプ状凹凸構造の延びる方向に沿って、いくつかのピットが見られる。これは図４（ｄ）の結合部８９０に対応する。このピットの影響により表面粗さが大きくなり、図２２のサンプルの表面ｒｍｓ（ｒｏｏｔ ｍｅａｎ ｓｑｕａｒｅ）粗さは約１３３ｎｍであった。
図１５（ａ）に示したように、面内マスク傾斜角度θ＝０°では、横方向成長の起点となる側面ファセットはＧａＮにおけるｃ軸方向成分を持つ。前述したようにｃ面ファセットは、ａ面ファセットに比べると、成長速度が遅く、マイグレーション長が短いので、表面平坦性向上効果はａ面ファセットの場合に比べると小さい。よって面内マスク傾斜角度を増加させることで、この側面ファセットをａ軸方向に傾斜させることで、マイグレーション効果が促進され、ピットの発生を防ぐことができる。面内マスク傾斜角度依存性については、実施例２で説明する。
本実施例ではスペース間隔は１０μｍ間隔としているが、このスペース間隔を短くすれば、面内マスク傾斜角度が０°であってもピットや空隙がない平坦な再成長膜表面を得ることができる。例えば、スペース間隔を７μｍにした場合図２２で見られたピットはなくなり、平坦な再成長窒化物半導体表面が得られることは実験結果で確認している。つまり、凸部窒化物半導体領域同士の間隔を狭くすることで、マイグレーション長が短い問題を克服し、表面平坦性を改善することもできる。
しかし、本実施例のマスクレスＰｅｎｄｅｏ横方向選択成長により得られる高品質、低転位・欠陥密度領域は、凹部８５０の領域である。種結晶である凸部窒化物半導体層８３０の上に再成長される再成長膜には、種結晶に存在していた転位や欠陥がそのまま残るため、このリッジ状窒化物半導体層８３０の結晶性の改善効果は低い。よって、窒化物半導体膜８７０の表面において、転位密度や積層欠陥密度を低減し、より高い結晶品質を得ることができる凹部８５０の幅の最適化が、この膜の上に形成するデバイス構造の特性を向上させる上で重要である。
例えば窒化物半導体膜８７０の結晶性を向上させる方法として、凸部窒化物半導体層８３０の幅つまりＬ＆ＳパターンのＬを短くしてもよい。このＬの幅については、本実施形態においては好適に選ぶことができ、その範囲は１ｎｍから１００μｍであってもよいし、１ｎｍから１０μｍであってもよい。
ピットや空隙を減らし、より平坦な再成長表面を得るには、Ｌ＆ＳパターンのＳ（スペース）間隔を短くする以外にも、再成長時間を長くし、ピットや空隙が埋まるまで再成長膜を堆積してもよい。
図２３（ａ）、（ｂ）、（ｃ）に実施例１で得られた再成長ＧａＮ膜（ヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）のＳＥＭ像を示す。（ａ）は鳥瞰図であり、（ｂ）は凸部窒化物半導体層８３０から再成長した窒化物半導体膜８７０の断面図、（ｃ）は凹部８５０の剥き出しになったサファイア基板表面付近の断面ＳＥＭ像である。再成長窒化物半導体膜の厚さは約８μｍであり、断面ＳＥＭ像から種結晶である凸部窒化物半導体層８３０から再成長が起こり、隣同士の凸部から再成長した膜が結合し、最終的に平坦な表面が形成されていることがわかる。
図２３（ｃ）を見ると、凹部８５０の剥き出しになったサファイア表面から窒化物半導体が再成長している様子は見られない。凹凸基板表面に飛来した原料は、凹部８５０のサファイア表面には吸着せずにマイグレーションし、凸部窒化物半導体領域に達し、この窒化物半導体膜からのみ優先的に再成長していることがわかる。つまり、ｍ面サファイア表面には原料は吸着しにくく、飛来した原料はｍ面サファイア表面では、エピタキシャル成長が起きにくいことがわかる。
本実施例では、スペース幅として１０μｍのマスクを用いたが、スペース幅を３０〜２５０μｍとした凹凸加工基板においても、成長条件を最適化することにより、凹部８５０の剥き出しになったサファイア基板表面よりも種結晶部に優先的に原料が供給され横方向選択成長が起こることを確認している。このように、再成長時の原料は、サファイア表面に吸着しにくく、種結晶部まで到達し、窒化物半導体膜の成長に寄与することがわかった。スペース幅の詳細な検討については実施例５でより詳細に説明する。
本実施例では、サファイア基板の側面８５２の高さは約２５０ｎｍであったが、このように比較的浅いエッチング深さでも、ｍ面を有するサファイア表面からの再成長が起こらず、横方向選択成長が実現できているのは、前述の特徴によるものと考えられる。サファイア基板８１１の側面８５２の高さ（エッチング深さ）の依存性については実施例３でより詳細に説明する。
このサンプルのＸ線２θ−ω測定を行ったところ、図１８の結果と同様に、凹凸加工基板９１０上に再成長したＧａＮ層からの（２−２００）ピークとｍ面サファイア基板からの（３−３００）ピークのみが観測されており、半極性面に起因したピーク（（１０−１−３）面や（１１−２２）面）は観測されなかった。つまり、実施例１の条件下で作製した凹凸加工基板９１０を用いて再成長したＧａＮ膜は、ｍ面に起因した回折ピークのみが観測されており、半極性面異常成長が起こっていないことがわかった。
本実施例で得られた再成長ｍ面ＧａＮ膜の(１-１００)面Ｘ線ωロッキングカーブ（ＸＲＣ）半値幅の結果を表１に示す。このとき、Ｘ線はそれぞれＧａＮのａ軸、ｃ軸方向に平行になるように入射した。比較のため種結晶として用いたｍ面ＧａＮ膜の半値幅の値も同じ表に示す。前述したようにｍ面サファイア基板上に成長したｍ面ＧａＮ膜の半値幅は１０００秒以上と高い値となっており、更にＧａＮのａ軸とｃ軸方向にＸ線をそれぞれ入射した場合、ＧａＮのｃ軸方向に入射した場合のＸＲＣ半値幅が倍程度大きくなっている。これはすでに説明したようにｃ軸方向にＸ線入射時は積層欠陥の情報が反映されるためであった。つまり、本実施例の種結晶であるｍ面ＧａＮ膜は、ａ軸とｃ軸方向Ｘ線入射のＸＲＣ測定結果に非対称性が見られ、積層欠陥を多く含む結晶であることがわかる。
一方、同一のｍ面ＧａＮを種結晶とし凹凸加工基板９１０を形成した後に、ｍ面ＧａＮ膜を再成長した場合は、ＸＲＣ半値幅がａ，ｃ軸方向それぞれ５３７秒、６３９秒まで減少した。ＧａＮのａ軸方向入射時の値は、約半分の値まで減少した。これは再成長により転位密度が大幅に低減したことを意味する。また、種結晶の結果に比べて、再成長膜のａ，ｃ軸入射の半値幅の値は類似しており、対称性が改善している。これは、本実施例の再成長ｍ面ＧａＮ膜において、転位密度とともに積層欠陥密度も低減していることを示している。
積層欠陥密度が低減した要因の一つとしては、本実施例においてストライプ状Ｌ＆ＳパターンをＧａＮのａ軸方向（マスク傾斜角度０度）に形成したことが挙げられる。図１７に示したように、積層欠陥は窒化物半導体膜のｃ面内に存在するため、積層欠陥密度を効果的に削減するには、窒化物半導体のｃ軸方向に側面を形成し、そこから横方向選択成長をさせるほうがよい。
表１の二つのサンプルの厚さは４倍程度異なり、再成長膜の方が種結晶膜に比べて厚くなっている。つまり、表１の結果は、厚さの違いによるものと考えることもできる。しかし、本発明者が検討した結果、例えば種結晶ｍ面ＧａＮの成長において、厚さのみを８μｍ程度まで増加させても、ＸＲＣ半値幅に大きな改善はなく、値としてはＧａＮのａ軸、ｃ軸方向にＸ線を入射した場合でそれぞれ、１１００秒、１９００秒程度までしか改善しなかった。つまり、表１の結果は、明らかに横方向選択再成長により得られた改善効果を示していることがわかる。
本実施例１では、図２１（ｂ）に示したように凸部窒化物半導体領域の断面形状が三角形構造を持つ凹凸加工基板上再成長ｍ面窒化物半導体膜の結果を示したが、図２１（ａ）に示した台形構造を持つ凸部窒化物半導体を種結晶とした場合でも、同様な転位密度と積層欠陥密度の低減効果が得られた。つまり、再成長した窒化物半導体膜８７０の結晶性は、種結晶である凸部窒化物半導体層８３０の結晶性に大きく影響を受けるため、凸部窒化物半導体領域の形状に対する依存は小さいと考えられる。よって、細く長いストライプ状に形成された凸部窒化物半導体層８３０の延びる方向の断面形状は、適宜選択することができ、四角（矩形）や台形、三角形などの多角形構造でもよいし、曲面を含む断面構造であってもよい。
（実施例２）
[ｍ面窒化物半導体マスクレスＰｅｎｄｅｏ成長の面内マスク傾斜角度依存性]
実施例１では、面内マスク傾斜角度０°、つまりｍ面窒化物半導体のａ軸方向にストライプ状マスクの延びる方向が平行になるように凹凸加工基板９１０を用意し、その上に横方向選択成長する方法とその膜の特性について説明した。このように加工することで、ストライプ状に形成した凸部窒化物半導体層８３０の両側面の法線は、窒化物半導体の±ｃ軸方向成分を持つ。このような側面を横方向成長の起点としたことで、転位密度とともに積層欠陥密度も低減することができた。しかしその一方で、面内マスク傾斜角度θが０°の場合、マイグレーション長は十分ではなく、表面にはまだ多数のピットが見られ、実施例１の条件下では表面の平坦化は不十分であった。
そこで本実施例２では、表面平坦性向上を目指し、ストライプ状マスク加工により形成した凸部窒化物半導体領域の面内マスク傾斜角度を０°から９０°まで最小１°ステップで変化させて、実験を行った。
本実施例２において、ｍ面サファイア基板洗浄、種結晶用窒化物半導体膜８１２の成長工程、凹凸加工基板９１０の作製工程は、ストライプ状のマスクの面内傾斜角度を０から９０°の範囲で変化させた以外、基本的に実施例１で説明した工程と同じ条件を用いたので、詳細な工程の説明は省略する。
ストライプ状に長い凸部窒化物半導体領域の延びる方向が主面であるｍ面内で異なる傾斜角度をもつ凹凸加工基板９１０を用意し、実施例１とほとんど同じ条件下で、ｍ面窒化物半導体膜の再成長を行った。
例として、図２４に面内マスク傾斜角度を変化させたときのＰｅｎｄｅｏ再成長後のＧａＮ基板（ヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）のレーザ顕微鏡により撮影した表面モフォロジーを示す。面内マスク傾斜角度により表面平坦性が大きく変化していることがわかる。本実施例２では、面内マスク傾斜角度が０°においても、空隙が発生し、表面粗さは実施例１の場合に比べて悪化している。本実施例２では、表面平坦性やマイグレーション効果の違いを見るために、あえて面内マスク傾斜角度０°においても凹部８５０に空隙が発生するように再成長窒化物半導体膜の成長温度を実施例１の条件よりも３０度低く調整した。成長温度以外にも、成長圧力やＶ／ＩＩＩ比を低くすることもマイグレーション長を助長し、表面平坦性が向上すると考えられる。
面内マスク傾斜角度θが１７°まで増えると、０°のときに見られた空隙は埋まり、表面平坦性が著しく改善した。これは前述したようにＧａＮのｃ軸方向の横方向成長から、ａ軸方向の横方向成長へとシフトし、角度θが増加したことにより、マイグレーション長が増加し、表面平坦性が向上したためと考えられる。
一方、面内マスク傾斜角度θが３５°付近になると、表面平坦性が悪化し始めた。面内に所々結合していない領域が見られ、θが４０°を超えるとこの傾向が顕著に見られた。
図２５に傾斜角度と表面粗さの関係を示す。この図では、図２４のレーザ顕微鏡像から見積もった表面ｒｍｓ粗さと面内マスク傾斜角度を示している。表面平坦性は、面内マスク傾斜角度θが０°から大きくなると改善し、５°から３５°付近でもっともよい値を示すが、３５°を超えると、表面粗さが増加した。低角度領域における表面平坦性の変化は、横方向成長の起点となるファセット面の面方位の違い、マイグレーション長の違いで説明ができる。一方、３５°以上の領域の変化は、異なる原因で起こっていると考えられる。本発明者の検討によると、この変化は半極性面異常成長と関連があることがわかった。
図２４の面内マスク傾斜角度が（ｇ）４７°と（ｈ）８０°の表面モフォロジーを見ると、空隙の間に、ｍ面とは明らかに異なる結晶面を有する突起物が成長していることがわかる。このような突起物は、角度が高角側にずれるにつれて多くなり、特にθ＝８０°のサンプルにおいて多数見られた。
図２６には、比較のためＧａＮのみからなる凹凸基板上に再成長した場合の結果を示す。これらのサンプルでは、ｍ面サファイア基板がむき出しになるまでエッチングをせず、スペース部分８４０のエッチングを種結晶用窒化物半導体膜８１２の途中で終了している。よって、サファイア基板の影響を排除し、ＧａＮのみからなる凹凸基板の面内マスク傾斜角度の依存性をみることができる。図では面内マスク傾斜角度を０°、４５°、９０°に変化させている。０°の場合、再成長後も凹凸形状がそのまま残っている。これはＧａＮのｃ軸方向のマイグレーション長が短いことに起因している。一方、角度が４５°、９０°になると、凹凸形状が埋まり、平坦化していることがわかる。図２４との違いは明白であり、本実施例のように、面内マスク傾斜角度θが３５°以上で起こる表面平坦性の悪化や突起物の発生は、明らかに凹部８５０の剥き出しになったｍ面サファイア基板表面に起因することがわかる。
この突起物の正体が(１１−２２)半極性面であることは、ＸＲＤ２θ−ω測定から明らかになった。図２７に、例として面内マスク傾斜角度θが０°、４３°、９０°のときの２θ−ω測定結果を示す。面内マスク傾斜角度が０°のときは、ｍ面サファイア（３−３００）とｍ面ＧａＮ（２−２００）のピークのみが観測されるが、４３°では（１１−２２）面の回折ピークが高角側に現れ、９０°では更にこの強度が強くなっている。
図２８に、このＸＲＤ２θ−ω測定結果から見積もった（１１−２２）面とｍ面（２−２００）面の積分強度比の面内マスク傾斜角度依存性を示す。（１１−２２）面の積分強度は、表面粗さが増大し始めた３５°付近を境に増加していることがわかる。このようなＸＲＤ測定結果の変化は、表面モフォロジーの変化（図２５）と一致している。以上の結果から、面内マスク傾斜角度３５°以上で起こる表面平坦性の悪化は、半極性面異常成長に起因していると考えられ、その半極性面とは（１１−２２）面を主面とする成長であることがわかった。
本発明者は、本実施例２における（１１−２２）面半極性異常成長がｍ面サファイア基板から直接成長していることを下記のような方法でも確かめた。
凹凸加工基板９１０にｍ面ＧａＮ膜を再成長する際に、何も加工を施していないｍ面サファイア基板も同時にＭＯＣＶＤ装置内に投入した。つまり、このｍ面サファイア基板においては、前述のＴＭＡ照射やバッファ層を用いずに、実施例１で説明した再成長窒化物半導体成長の工程を直接実施した。
ｍ面サファイア基板上に前述の工程により直接窒化物半導体膜を成長した場合のＸＲＤ２θ−ω測定結果は、図１９（ｂ）と同様にｍ面サファイアからの（３−３００）ピークと（１１−２２）面からの回折ピークのみが観測されており、ｍ面ＧａＮに起因する（２−２００）のピークは観測されなかった。つまり、再成長窒化物半導体の工程をｍ面サファイア基板に直接施した場合、ｍ面を主面とする窒化物半導体は成長せず、（１１−２２）面を主面とする半極性面窒化物半導体が成長することがわかった。
よって、本実施形態のｍ面サファイア基板を用いたｍ面窒化物半導体のＰｅｎｄｅｏ横方向選択成長においては、凹凸加工した際に剥き出しになったｍ面サファイア基板領域から半極性面窒化物半導体が成長してしまうという問題が生じることがわかった。
前述の半極性面が成長してしまう問題は、ｍ面サファイア基板を用いたＰｅｎｄｅｏ成長に固有な問題である。例えばｍ面ＧａＮの異種基板としては、ｍ面ＳｉＣ基板を用いることもできるが、この場合にはそもそも半極性面窒化物半導体成長は起こらない。またＰｅｎｄｅｏ成長ではなく、ＥＬＯＧやＬＯＦＴ、ａｉｒ−ｂｒｉｄｇｅｄ ＥＬＯなどの法では、再成長が起こる領域は窒化物半導体領域のみから形成され、それ以外の領域は誘電体材料などでマスクされており、異種基板表面は露出していない。よって、本実施例で見られたような、異種基板表面からの半極性窒化物半導体成長を抑制することができる。しかし前述のいずれの方法も、基板コストの問題や誘電体などのマスク材料からの不純物混入による結晶品質の低下が懸念されるため問題がある。よって本実施形態のように低コストで且つマスクを用いないｍ面サファイア基板上のｍ面窒化物半導体Ｐｅｎｄｅｏ成長法の実現が重要な意味をもつ。
実施例１において説明したように、（１１−２２）面半極性面異常成長は、凹凸加工基板９１０作製時に形成されたサファイア基板８１１の側面８５２に起因していると考えられる。サファイア基板８１１の側面８５２に存在するｃ軸方向を向くｒ面ファセットが起点となり、半極性面異常成長が起こったと考えられる。実験結果から推測すると、面内マスク傾斜角度が３５°より小さい場合、半極性面成長の起点となるｒ面ファセット領域は少なく、ＸＲＤ測定でも検知できないほどしか、半極性面領域は形成されていないと考えられ、再成長ｍ面領域に比べるとその影響は無視できるレベルと考えられる。一方、角度が３５°を超えると半極性面の成長が顕著におき、原料はＧａＮ層のみではなく、サファイア基板８１１の側面８５２領域にも供給され、そこで成長が起こるため、表面モフォロジーも変化し、ｍ面と（１１−２２）面が混在する再成長膜が得られたものと考えられる。
以上の結果から、ｍ面サファイア基板上のｍ面窒化物半導体膜を種結晶としたＰｅｎｄｅｏ成長においては、面内マスク傾斜角度によって半極性面異常成長が起こることがわかった。この影響を排除し、表面平坦性に優れ、ｍ面方位に制御された再成長膜を得るには、面内マスク傾斜角度を０°から３５°の範囲で制御することが必要であることがわかった。
（実施例３）
本実施例２では、半極性面異常成長が、凹部８５０の中のサファイア基板８１１の側面８５２を起点として生じ、この現象は面内マスク傾斜角度を３５°より大きくした凹凸加工基板において顕著に起こることを説明した。このような傾向がみられるのは、面内マスク傾斜角度が大きくなるに従い、サファイア基板８１１の側面８５２のファセット面がａ軸方向からｃ軸方向に変化するためである。サファイア基板８１１の側面８５２の法線がｃ軸方向に近いとｒ面ファセットが形成されやすくなり、半極性面成長が起こり易くなる（図１６参照）と考えられる。つまり、本実施形態においては、サファイア基板８１１の側面８５２内にｃ軸方向やｒ軸方向成分を含むファセットが一部でも存在すれば、そのファセットを起点として半極性面異常成長が起きる可能性があるといえる。
このことを考慮すると、例えば面内マスク傾斜角度が０°とした場合でも、半極性面異常成長が起こる可能性は０ではないといえる。エッチングによる側面を形成する際、そのエッチング表面を原子レベルで平坦にするのは不可能に近い。よって、エッチング側面は多少の揺らぎが存在する。つまり、０°の場合でも完全に側面のファセット面を制御できるわけではなく、サファイア基板８１１の側面８５２内にはａ面ファセット以外の結晶面を有するファセット（例えばｒ面）も存在しうる。
実際、特許文献５では、凹凸加工したｍ面サファイア基板に直接窒化物半導体を成長させる検討を行っており、このときの凸部の延びる方向がｃ軸方向であり、サファイアの側面の法線がａ軸方向を向いている場合（本実施形態では面内マスク傾斜角度が０°に対応）でも、（１１−２２）面成長が確認されたと報告している。
半極性面異常成長を抑制するには、実施例２において説明したように面内マスク傾斜角度制御による、ｃ軸やｒ軸方向に法線成分を持つファセットを減らすことも効果的だが、半極性面成長が起こりうるサファイア基板８１１の側面８５２の領域自体を減らすことも効果的だと考えられる。原理的にこのサファイア基板８１１の側面８５２の深さが０に近ければ、半極性面成長は起きにくくなり、面内マスク傾斜角度依存性も小さくなる。また、半極性面成長が起きたとしても、本来のｍ面窒化物半導体領域に比べると極めて小さい領域でしか起きていないはずなので、再成長膜全体への影響も限りなく小さくできるはずである。
本実施例３では、サファイア基板８１１の側面８５２の深さ依存性について調査した。
本実施例３において、ｍ面サファイア基板洗浄、種結晶用窒化物半導体膜８１２の成長工程、面内マスク傾斜角度を０から９０°まで変化させたストライプ状Ｌ＆Ｓパターン、凹凸加工基板９１０を用意する工程、窒化物半導体膜８７０を成長する工程は、基本的に実施例１、２と同じ条件を用いた。ただし、サファイア基板８１１の側面８５２の深さの影響を調査するために、凹凸加工時のエッチング時間は変化させた。
図２９（ａ）、（ｂ）にサファイア基板８１１の側面８５２のエッチング深さを変化させて作製した窒化物半導体膜８７０の（１１−２２）面とｍ面（２−２００）面のＸ線回折ピーク積分強度比の面内マスク傾斜角度依存性を示す。図２９（ａ）は図２８に示した実施例２と同じ結果を用いており、この場合のサファイア基板８１１の側面８５２の深さはおよそ２５０ｎｍであった。一方、図２９（ｂ）は凹凸加工時のエッチング時間を短くしたサンプルであり、エッチング深さはおよそ１５０ｎｍである。
図２９（ａ）はすでに説明したように、面内マスク傾斜角度θが３５°以上になると（１１−２２）面の回折強度が大きくなり、再成長膜に半極性面が共存していることがわかる。一方、（ｂ）のエッチング深さを１５０ｎｍにしたサンプルでは、θの値が増加しても急激に（１１−２２）面の回折強度が強くなる傾向は見られなかった。
この実験結果は、半極性面異常成長がサファイア基板８１１の側面８５２の深さを低くし、この側面領域の面積を小さくすることで抑制できることを示している。これは、前述したように、半極性面異常成長の起点となるｒ面ファセットの数が、サファイア基板８１１の側面８５２の深さを低くすることで減少したためと考えられる。
以上の結果から、ｍ面サファイア基板上ｍ面窒化物半導体膜を種結晶としたＰｅｎｄｅｏ成長において、面内マスク傾斜角度とともにサファイア基板のエッチング深さをある範囲に制御することで、半極性面異常成長を抑制できることがわかった。面内マスク傾斜角度を制御すれば、サファイア基板８１１の側面８５２のエッチング深さは、０から５００ｎｍの範囲でも半極性面成長を抑制することができるが、サファイア基板８１１の側面８５２のエッチング深さを０から１５０ｎｍの範囲で制御すれば、より効果的に半極性面異常成長を抑制することができる。
本発明者の検討結果から、Ｐｅｎｄｅｏ再成長時に目的とは異なる面方位の窒化物半導体が異常成長する問題は、エッチング工程で形成された基板側面８５２の高さを０ｎｍ以上５００ｎｍ以下に、または０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下の範囲に制御すれば、異なる面方位を有するファセットが存在する領域を相対的に減らすことができるので、面内マスク傾斜角度に依存せず、基板側面８５２からの異常成長を効果的に抑制することができることが明らかとなった。これにより、高品質で且つ平坦性に優れた非極性面窒化物半導体のＰｅｎｄｅｏ再成長膜を得ることができる。
なお、凹凸加工基板９１０を用意する工程において、基板側面８５２の高さを０ｎｍ以上５００ｎｍ以下に、または０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下の範囲に制御するとともに、面内マスク傾斜角度も目的とは異なる面方位の窒化物半導体の異常成長が起こりにくい０度から３５度以内に設計することで、更に効果的に基板側面８５２領域からの異常成長を抑制することができる。
ここで、図１４のストライプの延びる方向に垂直な両側面の傾斜角度γの依存性についても説明する。サファイアのｒ面ファセットは、図１６に示したようにｃ軸からｍ軸に傾いた結晶面である。よって、サファイア基板８１１の側面８５２の法線がａ軸方向よりもｃ軸方向を向いている場合（例えば図１５）の方が、ｒ面ファセットを起点とした半極性面異常成長が起こり易くなることはすでに説明した。同様に、図１４に示すように、サファイア基板側面の傾斜角度γを９０°に制御すれば、原理的にはｒ面ファセットは発生せず、面内マスク傾斜角度θが９０°であっても半極性面異常成長を抑制できる可能性はある。しかし、現状では原子レベルで急峻な側面をもつエッチング加工が困難であり、側面傾斜角度をγ＝９０°に設計したとしても一部の領域ではｒ面ファセットが発生し、γ＜９０°の領域が現れ、そこから半極性面成長が起きる可能性が高いと考えられる。現状では面内マスク傾斜角度θとサファイア基板８１１の側面８５２の深さを制御すれば、半極性面異常成長を十分抑制できる。図１４における側面傾斜角度γは広い範囲で選択することができ、例えば０°＜γ＜１５０°の範囲で制御することが望ましい。
＜半極性異常成長が起こりやすい条件について＞
ｍ面サファイア基板を用いたＰｅｎｄｅｏ再成長時に起こる半極性異常成長の要因は、ｍ面サファイア基板上に窒化物半導体膜を成長した場合、その窒化物半導体膜の取りうる面方位（結晶方位）が一種類ではなく、複数存在することにある。
具体的には、前述したように、ｍ面サファイア基板上に窒化物半導体膜を成長させた場合、ｍ面である（１−１００）面や(１０−１−３)面、（１１−２２）面を主面とする窒化物半導体の成長が起こる。成長条件や成長前の基板表面状態によってこれらの面方位のうちの一つが成膜することがあれば、これらの面方位が混在して成膜されることもある。
例えば、図１４（ａ）、（ｂ）に示すように、凹部８５０の側面においては、例えば窒化物半導体のａ面とサファイア基板のｃ面というように、異なる面方位が露出する。このように基板と成長膜の面方位にずれが生じるのは、基板と成長膜の結晶構造がそもそも異なり（サファイアはコランダム構造であり、窒化物半導体はウルツ鉱構造である）、基板と成長膜の間に複雑なエピタキシー関係が存在するためである。
本実施形態における非極性面であるｍ面窒化物半導体のＰｅｎｄｅｏ横方向選択再成長において、ｍ面窒化物半導体とは異なる面方位を有する結晶が同時に成長してしまうという問題は、（１）基板が窒化物半導体とは異なる結晶構造を有し、且つ（２）一つではなく、複数の面方位を有する窒化物半導体膜が成膜する可能性があるという二つの条件を同時に満たす基板を用いた場合、起こりえる。
まず（１）の条件について説明する。例えば、基板として、ＧａＮバルク基板やＺｎＯといった、窒化物半導体と同じウルツ鉱構造を有する半導体や酸化物を用いた場合、図１４（ａ）、（ｂ）に示すような凹部８５０を形成し、基板の表面がむき出しになった領域や基板の側面８５２が形成されたとしても、これらの領域から主面と異なる面方位を持つ結晶が再成長過程で形成されることはない。厳密には結晶構造が異なるものの、窒化物半導体と非常に近い結晶構造を有するＳｉＣ基板を用いた場合にも、異なる面方位が同時に成長してしまうという問題は発生しないと考えられる。
これは、成長膜と基板とが同じ結晶構造を有しているので、成長主面はもちろん、エッチングにより形成された基板の側面８５２の面方位も成長膜のエッチングにより形成された側面と同じ面方位を持つためである。
続いて（２）の条件について説明する。前述したようにｍ面サファイア基板上には、ｍ面である（１−１００）面や(１０-１-３)面、（１１−２２）面の面方位を主面とする窒化物半導体の成長が起こりうる。
図３０（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、成長面がｍ面およびオフ面である場合の結晶軸の方向を説明するための図である。図３０（ａ）、（ｂ）において、「成長面」とは基板の成長面である。
図３０（ａ）に示すように、サファイア基板の成長面がｍ面から傾いていない（オフされていない）場合、ｃ軸方向やａ軸方向は成長面と平行である。この場合、本発明者は、窒化物半導体膜のｃ軸方向（第１の方向）において、ｍ面サファイア基板と窒化物半導体膜との間の格子不整合度が２％以上であり、成長面内において、第１の方向と垂直な第２の方向（ａ軸方向）において、ｍ面サファイア基板と窒化物半導体膜との間の格子不整合度が１０％以上であれば、異なる面方位を有する結晶が同時に成長しやすいことを見出した。
図３０（ｂ）に示すように、サファイア基板の成長面がｍ面から傾いている場合（オフされている場合）には、ｃ軸方向が成長面と平行でない場合がある。このような場合、格子不整合度は、窒化物半導体のｃ軸をサファイア基板の成長面に正射影した方向（第１の方向：成長面におけるｃ軸方向成分）を基準にして導出される。すなわち、第１の方向において、基板と窒化物半導体膜との間の格子不整合度は２％以上であり、基板の成長面内における第１の方向と垂直な第２の方向において、基板と窒化物半導体層との間の格子不整合度は１０％以上である。
ここで、格子不整合度（歪量）Ｍ（％）は、下記（式１）により計算される。ここで、ｄｓは基板の格子面間隔、ｄｇは基板の上に成長される膜の面間隔である。
Ｍ（％）＝１００（ｄｇ-ｄｓ）/ｄｓ （式１）
格子不整合度は、成長膜と基板との界面における、それぞれの面間隔の差の値から定義され、成長膜の厚さが臨界厚さを超え、十分に厚い場合における残留歪とは根本的に異なる。本明細書における格子不整合度とは、成長膜と基板のエピタキシー関係、面間隔差から理論的に推定できる歪量であり、実験的に求められる残留歪量とは異なる。
また、基板と成長膜の面間隔の差の値の大きさによって、成長膜の成長モード（エピタキシーモード）が異なる。成長膜と基板の面間隔の差の値がさほど大きく無い場合（例えば１０％未満）、成長は格子整合モードで起こる。一方、面間隔の差の値が例えば１０％以上と極めて大きい場合、エピタキシーは格子整合モードではなく、ドメイン整合モードで起こる。
例えば基板の成長面内の面間隔をｄｓとし、その基板の格子面とエピタキシー関係にある成長膜の成長面内の面間隔をｄｇとすると、格子整合モードでは、
ａ・ｄｓ＝ａ・ｄｇ （ａは１以上の整数）
という関係が成長膜と基板の界面で成立する。この場合、基板の格子面と成長膜の格子面とは1対1の関係にある。
一方、ドメイン整合モードでは、
（ａ±１）・ｄｓ＝ａ・ｄｇ （ａは１以上の整数）
という関係が成長膜と基板の界面で成立する。ドメイン整合モードでの成長は、非常に大きな格子の不整合が前提となっている。したがって、この不整合を緩和するため、格子面を追加し（もしくは取り除き）、歪を小さくしている。このように、ドメイン整合モードでは、極めて大きい歪を緩和するため、成長膜と基板との格子面が複数ずつ対（ドメイン）をなして整合する。
ドメイン整合モードで成長した界面は、成長膜と基板の複数の格子面の数を調整し、歪を緩和するが、格子面の数が成長膜と基板とそもそも合っていないので、界面にはそのドメインの周期ごとにミスフィット転位が存在する。
なお、上述したドメイン整合モードにおいて、成長膜と基板の格子面間隔数の差を１としたが、この数は１より大きくてもよく、材料系によって異なる。ただし、窒化物半導体の異種基板上のエピタキシャル成長においてはほとんどの場合１となる。
なお、上述の（式１）に示すように、本実施形態における格子不整合度は、ドメイン整合モードではなく格子整合モードを想定して計算される。すなわち、格子面（面間隔）が１：１で対応している場合を想定して計算される。
図３１に、ｍ面サファイア上にｍ面ＧａＮが成膜した場合のそれぞれの結晶軸の関係と格子定数を示す。図３１はｍ軸側から見た原子配列を示している。なお、図３１において、酸素原子の図示は省略している。
図３１に示すように、ｍ面窒化物半導体を成長させる場合、成長面におけるａ軸（[１１-２０]方向）とｃ軸方向（[０００１]方向）との格子定数の差（非対称性）が大きい。このような傾向は、ｍ面以外の非極性面や半極性面の窒化物半導体を成長させる場合にも共通している。この非対称性は、前述したように基板材料の結晶構造が窒化物半導体と同じか、もしくは類似していない限り、非常に大きくなる。
比較のため、例えばＧａＮバルク基板やＺｎＯ基板を用いる場合を考える。これらの基板上にｍ面ＧａＮを成長する場合、成長膜のｃ軸およびａ軸と基板のｃ軸およびａ軸は一致する。したがって、ＧａＮバルク基板を用いた場合の格子不整合度は両方向で０％であり、ＺｎＯ基板を用いた場合の格子不整合度はｃ軸方向で０．４％、ａ軸方向で１．９％である。このように、非対称性は非常に小さい。
しかし、図３１に示したように、ｍ面サファイア基板の結晶構造は窒化物半導体の結晶構造と異なり、成長面において、それぞれのｃ軸とａ軸は９０度回転した関係にある。すなわち、サファイアのｃ軸にＧａＮのａ軸が対応し、サファイアのａ軸にＧａＮのｃ軸が対応した状態で成長が起こる。サファイアのａ軸方向とＧａＮのｃ軸方向の格子不整合度は８．３％（サファイアの格子面間隔ｄ（１１−２０）とＧａＮの格子面間隔ｄ（０００２）を（式１）に代入することにより算出）であり、格子整合モードのエピタキシー関係にある。一方、サファイアのｃ軸方向の格子定数とＧａＮのａ軸方向の格子定数は、それぞれ１２．９９Åと３．１８９Åであり、３倍程度異なる。この結晶軸方向の格子不整合度は、サファイアのｃ軸方向の面間隔ｄ(０００６)＝２．１６５Å（１２．９９Åを６で除した値）と、ＧａＮのａ軸方向の面間隔ｄ(１１-２０)＝１．５９５Å（=３．１８９Åを２で除した値）を用いて求められ、２６％となる。
このような大きな格子不整合度が存在する場合、３枚のサファイアｃ軸方向面間隔、つまりｄ(０００６)×３と、４枚のＧａＮａ軸方向面間隔、つまりｄ(１１-２０)×４の、それぞれ複数の面間隔を一つのユニットとして格子が整合しようとするドメイン整合モードによるエピタキシー関係が成り立つ。この場合、ドメイン整合モードにおける格子不整合度は１．８％まで低減するが、この結晶軸方向はそもそも面間隔の枚数がサファイア３枚に対しＧａＮ４枚とずれが生じているため、この面間隔の周期ごとにミスフィット転位を含む構造となる。これが、先に述べた、ドメイン整合モードのエピタキシー関係の例である。
一般的に、非極性面窒化物半導体のヘテロエピタキシーでは、格子定数差が小さい基板がなく、面内の格子不整合度の非対称性が大きくなる。このような格子不整合度の非対称性が、非極性面窒化物半導体へテロエピタキシー膜の高品質化を困難にする一つの要因となっているといえる。
このような大きな面内格子不整合度の非対称性をもつヘテロエピタキシーでは、成長面内の方向によって結晶成長モードが異なることは前述した通りである。ｍ面サファイア基板上ｍ面ＧａＮのエピタキシーにおいては、比較的格子定数差が小さいＧａＮのｃ軸方向（サファイアのａ軸方向）では格子整合モードで、格子定数差が非常に大きいＧａＮａ軸方向（サファイアｃ軸方向）ではドメイン整合モードで結晶成長が進む。
非極性面を有する窒化物半導体のヘテロエピタキシーでは、このように面内で結晶成長モードが異なる場合がほとんどである。現在まで、ｒ面サファイア基板上のａ面窒化物半導体成長や、γ−ＬｉＡｌＯ2基板上ｍ面窒化物半導体成長、ｍ面サファイア基板上のｍ面ＺｎＯ成長、ｍ面窒化物半導体成長などにおいて同様の結果が報告されている。例えばｒ面サファイア基板上のａ面ＧａＮの成長においては、その面内格子定数の関係は、サファイアのａ軸とＧａＮのｍ軸とが平行になり、サファイアの[-１１０１]方向とＧａＮのｃ軸とが平行になる。それぞれの格子不整合度は、約１６．１％、１．２％である。
この場合、格子不整合度が非常に大きいサファイアのａ軸およびＧａＮのｍ軸方向のエピタキシーはドメイン整合モードとなり、周期的に転位が存在し、歪が緩和されている。ドメイン整合モードでの成長は、サファイアのｄ（１１−２０）面７枚に対し、ＧａＮのｄ（１０−１０）面６枚で起こり、この場合の不整合度は０．５％に低減される。一方、格子不整合度が小さいサファイアの[-１１０１]方向およびＧａＮのｃ軸方向のエピタキシーは格子整合モードで起こる。
このように非極性面窒化物半導体のヘテロエピタキシーにおける面内歪と成長モードの非対称性は、いくつかの研究において確認されているが、本実施形態のように複数の面方位を有する窒化物半導体が成長しやすいという特徴は、ｍ面サファイア上にｍ面窒化物半導体を成長させる場合に顕著であるといえる。
前述したように、ｍ面サファイア上ｍ面窒化物半導体のヘテロエピタキシーにおいて、サファイアのｃ軸とＧａＮのａ軸との格子不整合度は２６％、サファイアのａ軸とＧａＮのｃ軸との格子不整合度は８．２％となる。サファイアのｃ軸とＧａＮのａ軸方向においては、ドメイン整合モードで成長が起こる。基本的には、ＧａＮのｄ（１１−２０）面４枚おきに（サファイア側ならｄ(０００６)３枚おきに）、周期的転位を含みながら歪は積極的に緩和される。この結晶軸方向においてはドメイン整合モードにより歪は小さくなる。
一方、この方向から９０度ずれたサファイアのａ軸およびＧａＮのｃ軸方向は格子整合モードで成長が起きる。この方向の歪量は、８％程度と大きい。このＧａＮのｃ軸方向の大きい歪量が、他の非極性へテロエピでは見られない、異なる複数の面方位を有する窒化物半導体成長が起こる原因となっていると本発明者は考えている。
事実、複数の面方位の成長が確認されず、比較的容易に非極性面窒化物半導体の面方位制御が容易なヘテロエピタキシーでは、この格子整合モードで成長が起きる結晶軸方向はｃ軸成分を有し、且つその歪量は１％程度と小さい。例えばｒ面サファイア基板上のａ面ＧａＮにおいては、サファイアの[-１１０１]方向とＧａＮのｃ軸方向との格子不整合度は１．２％である。また、(１００)面γ−ＬｉＡｌＯ2上のｍ面ＧａＮにおいては、γ−ＬｉＡｌＯ2の[０１０]方向がＧａＮのｃ軸と平行になるようにエピタキシーが起こるが、この方向の格子不整合度は０．３％である。
このように、ｍ面サファイア基板上のｍ面ＧａＮ成長においては、面内のＧａＮのｃ軸方向成分の歪量が、他の非極性窒化物半導体へテロエピタキシー系に比べると、極めて大きく、この大きな歪量がｍ面以外の面方位の窒化物半導体が成長してしまう起点となっていると考えられる。
ｍ面サファイア基板上にｍ面窒化物半導体を成長させる場合に、バッファ層としてＡｌＮ層を用いることによって面方位を再現性よく制御できることからも、前述のモデルが正しいことが確認できる。ｍ面ＡｌＮのｃ軸長はＧａＮのそれよりも短いため、サファイアａ軸／ＡｌＮｃ軸の歪量は約４％となり、ＧａＮのそれにくらべて半分程度まで減少しており、これがｍ面以外の面方位、つまり半極性面異常成長を抑制できた一つの要因であると考えられる。
しかし、本実施形態のＰｅｎｄｅｏ横方向選択成長では、再成長時にＡｌＮのバッファ層は用いない。よって、サファイア基板８１１が剥き出しになった凹部８５０の底面８５１と側面８５２とでは、面方位が異なるため、再成長するＧａＮとサファイア表面の歪の関係も異なる。特に前述したように、側面８５２にサファイアｒ面ファセットが存在する場合、このｒ面ファセットからａ面ＧａＮが成長するメカニズムと同じメカニズムで（１１−２２）面ＧａＮが成長する。これはｍ面サファイア上ｍ面ＧａＮにおけるＧａＮのｃ軸方向の格子不整合度（約８％）が、このｒ面ファセットを起点とした（１１−２２）面ＧａＮ成長において劇的に低減されることに起因していると考えられる（この場合、格子不整合度は、ｒ面サファイア上ａ面ＧａＮと同様なメカニズムにより、１．２％まで低減することになる）。
窒化物半導体膜の面内ｃ軸方向成分を有する結晶軸における格子整合モードでのエピタキシーにおいて、その歪量は１％程度であれば、先に述べたｒ面サファイア基板上ａ面ＧａＮ(格子整合モードの格子不整合度＝１．２％)や、γ−ＬｉＡｌＯ2基板上ｍ面ＧａＮ(格子整合モードの格子不整合度＝０．３％)の例からも、主面と異なる面方位を有する窒化物半導体の異常成長が起こりにくいと考えられる。よって、格子整合モードのエピタキシーが起こる窒化物半導体膜の面内ｃ軸方向成分においては、その歪量が２％を超える場合において、複数の面方位を有する窒化物半導体の成長が起こりやすいと考えられる。
以上のことをまとめると、非極性面窒化物半導体のヘテロエピタキシーにおいて、成長面内の互いに９０度異なる方向で定義される２つの方向（面内成長軸）の内、窒化物半導体のｃ軸を成長面に正射影した方向（第１の方向）における格子不整合度が２％以上であり、成長面内において第１の方向と垂直な方向（第２の方向）の格子不整合度が１０％以上である場合、複数の面方位を有する窒化物半導体の異常成長が起こり易いと考えられる。
より窒化物半導体の異常成長が起こり易い条件は、成長面内の互いに９０度異なる方向で定義される２つの方向の内、窒化物半導体のｃ軸を成長面に正射影した方向（第１の方向）の格子不整合度が２％以上１０％未満であり、成長面内において第１の方向と垂直な方向（第２の方向）の格子不整合度が１０％以上である。
このような問題が発生しうる材料系は、ｍ面サファイア基板とｍ面ＧａＮとの組み合わせ以外にも、いくつか存在する。このような材料系は、例えば、半極性面窒化物半導体をヘテロ成長させる組み合わせである。
その１つが、ｍ面サファイア基板と（１１−２２）半極性窒化物半導体との組み合わせである。この組み合わせにおいては、（１１−２２）半極性面を成長しようとしても、ｍ面や（１０−１−３）面が意図せず成長してしまう可能性が高い。
非特許文献５によると、サファイアの[１１−２０]方向とＧａＮの［１−１００］方向とが平行になり、サファイアの[０００１]方向とＧａＮの［-１-１２３］方向とが平行になる。また、それぞれの格子不整合度は、１６．１％、−６．３％であると報告されている。ＧａＮの［-１-１２３］方向は、ＧａＮのｃ軸方向を成長面内に正射影した方向であるため、非特許文献５において、半極性（１１−２２）面ＧａＮの面内ｃ軸方向成分の歪量（格子不整合度）は−６．３％である。この非特許文献５では、歪量をドメイン整合モードで計算している。本実施例において、格子不整合度を格子整合モードで見積もると、格子不整合度は更に大きくなり、１０％以上の値となる。
つまり、ｍ面サファイア基板上に半極性面（１１−２２）面ＧａＮを成長させるエピタキシーにおいては、ＧａＮのｃ軸方向成分（ｃ軸を基板の成長面に正射影した方向である第１の方向）、成長面において第１の方向と垂直な方向の両方において面内格子不整合度が１０％以上の大きな値となる。
ｍ面サファイア基板上への（１１−２２）半極性窒化物半導体のエピタキシーにおいても、図４に示した工程により、凹凸加工基板９１０を用意し、リッジ状窒化物半導体層を形成し、Ｐｅｎｄｅｏ再成長を行うことで、積層欠陥密度や転位密度を低減し、(１１−２２)半極性窒化物半導体層の結晶品質を向上させることができる。
ただし、非極性面や半極性面窒化物半導体層において多く存在する積層欠陥を劇的に減少させ、結晶品質を効果的に向上させるためには、リッジ状窒化物半導体層の延びる方向とｍ面サファイア基板のｃ軸とのなす角度が９０度であってもよい。
ｍ面サファイア基板上のｍ面窒化物半導体のエピタキシーの場合、窒化物半導体の面内のｃ軸方向([０００１])とサファイアのａ軸方向([１１-２０])が平行になる関係となり、転位密度と共に積層欠陥密度を効果的に低減させるためには、リッジ状窒化物半導体層の延びる方向は、ｍ面サファイア基板のｃ軸と平行に近くてもよい（面内マスク傾斜角度と積層欠陥密度の詳細については、実施例４において詳細に説明する）。
しかし、ｍ面サファイア基板上の（１１−２２）半極性面窒化物半導体の場合、窒化物半導体のｃ軸方向成分（ｃ軸方向を成長面内に正射影した方向、［-１-１２３］）は、サファイアのｃ軸方向([０００１])と平行である。
以上の理由から、ｍ面サファイア基板上の（１１−２２）半極性面窒化物半導体層のＰｅｎｄｅｏ再成長を行う場合、凹凸加工基板９１０の形態は、リッジ状窒化物半導体層の延びる方向とｍ面サファイア基板のｃ軸とのなす角度が９０度になるようにフォトリソグラフィーやエッチング加工を行ってもよい。
更に、この凹凸加工基板９１０を用意する工程において、エッチング時に形成されるサファイア基板の側面８５２の高さは、０ｎｍ以上５００ｎｍ以下に、または０ｎｍ以上１５０ｎｍ以下の範囲に制御すれば、この側面からの（１１−２２）面以外の窒化物半導体層の異常成長を効果的に抑制でき、高品質で且つ平坦性に優れた半極性面窒化物半導体のＰｅｎｄｅｏ再成長膜を得ることができる。
なお、この場合のリッジ状窒化物半導体層の延びる方向とｍ面サファイア基板のｃ軸とのなす角度は、９０度と完全に平行である必要は必ずしもない。発明者の検討結果によれば、この角度範囲が９０度±１０度に制御し、凹凸加工基板９１０を用意し、Ｐｅｎｄｅｏ再成長を実施すれば、転位密度とともに積層欠陥密度を効果的に低減した（１１−２２）面半極性窒化物半導体層を得ることができることがわかっている。これらの詳細については、実施例４で説明する。
（実施例４）
実施の形態１ですでに述べたように、非極性面窒化物半導体成長においては、転位密度の低減と同時に積層欠陥密度の低減も重要である。本実施例では、再成長ｍ面ＧａＮ膜の結晶性の面内マスク傾斜角度依存性について調べた。転位密度の低減効果については、ＸＲＣ半値幅により評価した。このときＸ線入射方向はＧａＮのａ軸方向とした。また積層欠陥密度の低減効果については、フォトルミネッセンス(ＰＬ)測定により行った。これは、ＰＬ評価の方がより正確に積層欠陥密度の影響を調べることができるためである。
なお、本実施例４において、ｍ面サファイア基板洗浄、種結晶用窒化物半導体膜８１２の成長工程、面内マスク傾斜角度を０から９０°まで変化させたストライプ状Ｌ＆Ｓパターン、凹凸加工基板９１０を用意する工程、窒化物半導体膜８７０を成長する工程には、基本的に実施例１、２と同じ条件を用いた。
図３２に面内マスク傾斜角度θを０°から３５°に変化させた場合の窒化物半導体膜８７０のＸＲＣ半値幅を示す。Ｘ線入射方向は、ＧａＮのａ軸と平行である。この実験においては、２つのｍ面サファイア基板上ｍ面ＧａＮ膜を種結晶用窒化物半導体膜８１２として使用しており、θが０〜１５°のサンプルと１７°〜３５°のサンプルでそれぞれ異なっている。図中の点線は、表１に示した代表的な種結晶ＧａＮ膜のＸＲＣ半値幅の値（１３２６秒、０．３７ｄｅｇｒｅｅ）を示している。２つの種結晶ＧａＮもほとんど同じＸＲＣ半値幅を有していた。ＸＲＣ半値幅は、面内マスク傾斜角度の広い範囲で、種結晶の値に比べほぼ半減しており、本開示のＰｅｎｄｅｏ再成長により転位密度が低減していることがわかる。なお、図中のＸＲＣ半値幅は、面内マスク傾斜角度が増加するに従い、徐々に悪化しているようにも見えるが、これは種結晶ｍ面ＧａＮ膜の違いによるものであり、面内マスク傾斜角度依存性を示すものではないと考えられる。
図３３に、室温のＰＬスペクトルを示す。ＰＬ評価においては、励起源にＨｅ−Ｃｄレーザ（連続波、強度：〜３０ｍＷ）を用いた。図３３では、例として面内マスク傾斜角度がθ＝５°、１４°の結果を示す。ＧａＮのバンド端付近の発光ピークは３．４eＶ付近に見られ、それ以外の発光は深い準位（Ｄｅｅｐ Ｌｅｖｅｌ）に起因した発光である。両サンプルとも図３２のＸＲＣ半値幅の値には大きな違いはなかったが、バンド端の発光強度は、面内マスク傾斜角度の小さいθ＝５°のサンプルにおいて強く、θ＝１４°のサンプルではＤｅｅｐ Ｌｅｖｅｌ発光の方が支配的であった。
二つのサンプルにおける発光スペクトルの差異の要因は、図３２に示したＸＲＣ半値幅に違いがないことを考慮すると、転位密度による可能性は低い。よって、図３２のＸＲＣ半値幅の結果に反映されていない積層欠陥の影響によるものと考えられる。
積層欠陥の影響については低温（１０Ｋ）ＰＬ測定により調査した。図３４（ａ）から（ｃ）に、面内マスク傾斜角度θがそれぞれ０°、５°、２１°の場合の結果を示す。また比較として種結晶用窒化物半導体膜８１２のスペクトルを図３４（ｄ）に示す。θ＝２１°、種結晶のサンプルでは主に３つのピークが観測されている。各発光ピークの値については、成長した膜の歪量などにより多少異なる場合があるが、今回の実験結果の系統的な検討と、他の文献結果との比較検討から、３．４２ｅＶの発光は積層欠陥に起因し、３．４８ｅＶのピークはドナー束縛励起子に起因する発光（Ｄ０，Ｘ）であると考えられる。まず（ｄ）種結晶と（ｃ）θ＝２１°の結果を比較すると、θ＝２１°のサンプルにおいて、（Ｄ０，Ｘ）の強度が積層欠陥に起因するピークに対し増加しており、種結晶に比べて積層欠陥密度が減少していることがわかる。しかし、（Ｄ０，Ｘ）の強度は、積層欠陥のそれとほぼ同等であり、全体の発光強度も弱かった。
これらの結果に比べて、面内マスク傾斜角度θが小さい（ａ）０°、（ｂ）５°のサンプルでは、積層欠陥に起因するピーク強度は弱く、（Ｄ０，Ｘ）に起因する発光が支配的であった。また発光強度もθ＝２１°に比べて、一桁以上増加した。
このように室温ＰＬ測定において、バンド端付近の発光強度が強い再成長ＧａＮ膜においては、低温ＰＬ測定でも積層欠陥に起因した発光強度の大幅な低減と、（Ｄ０，Ｘ）強度の増加が確認された。このように面内マスク傾斜角度の範囲を適切に選択することにより、転位低減効果とともに積層欠陥密度の低減効果も得られることがわかった。
図３５に室温ＰＬ測定から得られた深い準位（Ｄｅｅｐ Ｌｅｖｅｌ）からの発光強度とバンド端付近の発光強度の比の面内マスク傾斜角度依存性を示す。面内マスク傾斜角度が０°〜１０°の範囲では強度比が低く、室温下でもバンド端付近の発光が強く、積層欠陥密度を低減できていると考えられる。一方、深い準位の発光強度とバンド端付近の発光強度の比は、面内マスク傾斜角度θが１０°までは殆ど変化していないが、これ以上の角度になると急激に変化し、深い準位の発光が支配的になった。
上述したように、ＸＲＣ半値幅の測定結果から転位密度低減による結晶品質の向上効果は、少なくても面内マスク傾斜角度θが０°〜３５°の範囲で実現可能である。これに加えて積層欠陥密度の低減効果を得るには面内マスク傾斜角度の範囲を狭める必要があり、その角度θは０°〜１０°の範囲であることが実験結果により明らかになった。
図３５の結果から、面内マスク傾斜角度が０°でなくても積層欠陥密度の低減効果が得られることが明らかになった。実施例１において述べたように、表面平坦性を向上させるためには、面内マスク傾斜角度が０°よりも大きい方が望ましい。θが０°よりも大きくなることでマイグレーション効果が促進され、表面平坦性を向上することができ、平坦性を維持しつつ、凹部８５０をより広く設計することもできる。
図３６に面内マスク傾斜角度を０°から１０°まで変化させたときの表面モフォロジーの変化を示す。０°から５°に変化させただけで、表面のピットは見られなくなり、表面平坦性が改善していることがわかる。さらにθ＝１０°にするとｒｍｓ粗さは更に２０ｎｍまで減少した。
以上の結果から、転位密度と積層欠陥密度の両方を同時に低減し、且つマイグレーションが促進され、表面平坦性も同時に向上できる面内マスク傾斜角度の範囲は、例えば、０°から１０°であることがわかった。
（実施例５）
以下、積層欠陥の影響とＬ幅／Ｓ幅の依存性について調べた結果を説明する。
実施例４では、面内マスク傾斜角度が０°から１０°の範囲であれば、転位密度と共に積層欠陥密度も効果的に低減でき、優れた光学特性が得られることを示した。しかし、それは、Ｌ幅およびＳ幅を、それぞれ５μｍおよび１０μｍと一定にした場合の結果である。Ｌ幅は種結晶であるリッジ状の窒化物半導体層８３０の幅（平面視して、リッジ状窒化物半導体層８３０の延びる方向と垂直な方向の長さ）である。リッジ状窒化物半導体層８３０が設けられているこの領域からの成長では、種結晶の結晶品質がそのまま引き継がれ、選択成長による転位密度や積層欠陥密度の低減効果がほとんど得られない。よって、この領域から成長した半導体層においては、凹部８５０から成長した半導体層と比べると、転位密度や積層欠陥密度が高いため、その結晶性は悪くなる。よって、Ｐｅｎｄｅｏ再成長により得たｍ面窒化物半導体膜の光学特性は、Ｌ幅とＳ幅のそれぞれの幅の比にも影響を受けると考えられる。
そこで、本実施例５では、Ｌ幅とＳ幅の比を変化させた場合の光学特性の変化を主にＰＬ評価手法により調べた。
本実施例においては、面内マスク傾斜角度θを一定の５°としてサンプルを作製した。それ以外の成長条件は、実施例１、２と同様とした。面内マスク傾斜角度θを５°と一定にしたのは、実施例４で述べたように、積層欠陥密度の影響を十分に抑制することができる、０度〜１０度の面内マスク傾斜角度の範囲内で、面内マスク傾斜角度θの影響を受けずに、Ｌ幅とＳ幅の関係を明確にするためである。なお、サンプルの面内マスク傾斜角度θは５°としたが、面内マスク傾斜角度θが０°から１０°の範囲内であれば、以下に述べるＬ幅とＳ幅の比と光学特性の関係に大きな変化がないことを確認している。本実施例では、図３（ａ）から（ｄ）に示すようなマスク８２０を用いたＰｅｎｄｅｏ成長ではなく、図４（ａ）から（ｄ）に示すようなマスクを用いないＰｅｎｄｅｏ成長を行うことによりサンプルを作製している。
本実施例では、Ｌ幅は５μｍ一定とし、Ｓ幅を変化させ、ストライプ幅の比をＳ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）を定義し、そのストライプ幅の比と光学特性を比較した。本実施例では、Ｌ幅を５μｍ一定としているが、Ｌ幅はこの限りではなく、広範囲に選択でき、Ｌ幅の範囲は０．１μｍ以上１０μｍ以下であってもよい。なお、図８（ａ）に示すように、凹部８５０の側面が傾斜している場合、Ｌ幅は、リッジ状の窒化物半導体層の底面の幅である。
このように、Ｓ幅を変化させて凹凸加工基板９１０を用意し、窒化物半導体膜を再成長させて得たヘテロ窒化物半導体基板９２０を評価した。
図３７にストライプ幅の比、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）を変えた場合のＰｅｎｄｅｏ再成長により得られたｍ面ＧａＮサンプルの低温（１０Ｋ）で測定したＰＬスペクトルを示す。ストライプ幅の比、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）が０．２９から０．５８の範囲では、３．４８ｅＶ付近に見られるドナー束縛励起子に起因する発光（Ｄ０，Ｘ）のピーク強度と積層欠陥に起因する発光（３．４２ｅＶ付近）のピーク強度の比はほぼ同程度か、むしろ欠陥に起因するピークの強度が強い。しかし、このストライプ幅の比、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）が０．６以上では、ドナー束縛励起子に起因する発光（Ｄ０，Ｘ）のピーク強度の積層欠陥に起因するピーク強度に対する比が大幅に増加することがわかった。
図３８に低温１０ＫのＰＬ測定における３．４８ｅＶ付近のドナー束縛励起子起因発光（Ｄ０，Ｘ）と３．４２ｅＶ付近の積層欠陥起因発光の強度比とストライプ幅の比、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の関係を示す。縦軸は積層欠陥起因発光強度をドナー束縛励起子起因発光強度で除した値であり、この値が小さければ小さいほど、積層欠陥の影響は小さいといえる。ストライプ幅の比、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）が０．６付近で、発光強度比が大きく変化していることがわかる。ストライプ幅の比、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）が０．６以下では積層欠陥起因の発光強度はドナー束縛励起子起因発光強度よりも高いか、もしくは同程度、つまり１以上の値であったが、０．６以上のストライプ幅構造では、急激にバンド端付近の発光である、ドナー束縛励起子発光の相対強度が０．５以下に改善している。つまり、ストライプ幅の比、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）が０．６以上であるＰｅｎｄｅｏ再成長により得られたｍ面窒化物半導体構造であれば、積層欠陥密度による光学特性の悪化を抑制できることがわかった。
同様の効果は、サファイア基板によらず、異種基板上に成長したｍ面窒化物半導体構造を基体としたＰｅｎｄｅｏ再成長膜において得られると考えられ、また先に示した半極性面（１１−２２）窒化物半導体の場合においても得られると考えられる。
次に、ストライプ幅の比、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）を０．６以上として、積層欠陥密度の影響を可能な限り低減することが、デバイス応用上いかに重要かを以下の方法により確認した。
ストライプ幅の比、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）が０．６７のサンプル（Ｌ幅／Ｓ幅＝５μｍ／１０μｍ）のＰｅｎｄｅｏ再成長ｍ面ＧａＮ膜上に青色発光ＩｎＧａＮ量子井戸構造を形成しその光学特性を低温（１０Ｋ）のＰＬ測定により評価した。比較のため、積層欠陥密度がほぼ０であるｍ面ＧａＮバルク基板上、そしてストライプ幅の比、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）が０．２９であるサンプル上に形成したＩｎＧａＮ量子井戸構造の光学特性を同時に評価した。
発光層の量子井戸構造としては、Ｉｎ組成０．１３である厚さ３ｎｍのＩｎＧａＮ井戸層とＩｎ組成０．０３である厚さ１２．５ｎｍのＩｎＧａＮ障壁層を１５周期形成した。なお、リッジ状の窒化物半導体層と発光層との間には、厚さ約１μｍのＧａＮ層を形成した。
図３９に前述した３つの量子井戸構造の低温（１０Ｋ）のＰＬスペクトルを示す。（ａ）はｍ面ＧａＮバルク基板上、（ｂ）はＳ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）０．６７のＰｅｎｄｅｏ横方向選択成長ｍ面ＧａＮ上、（ｃ）は横方向選択成長をしていない種結晶ｍ面ＧａＮ上にそれぞれ量子井戸構造を成長した場合の結果である。
図３９（ａ）のｍ面ＧａＮバルク基板上に形成した量子井戸構造からは、単峰性の青色発光ピークが観測された。
一方、図３９（ｃ）の種結晶ｍ面ＧａＮ上に形成した量子井戸構造では、ＧａＮバルク基板上の場合と比較すると、量子井戸に起因した青色発光ピークの他に長波長域にもう一つ異なる起源からの発光が見られた。また発光強度自体もバルク基板上の結果に比べて弱く、発光スペクトルの半値幅もブロードであった。このように量子井戸とは別に長波長域に見られる発光の起源は、積層欠陥に起因するものと考えられる。このように、図３９（ｃ）の測定を行った構造においては、結晶欠陥密度が大きい。
これは、ＧａＮバルク基板やＰｅｎｄｅｏ横方向選択成長膜に比べて、種結晶ｍ面ＧａＮ中に高密度の積層欠陥が存在しているためである。
非特許文献６では、積層欠陥付近ではＩｎの偏析が起こることが示唆されている。よって、図３９（ｃ）に見られる、量子井戸本来の発光よりも長い波長の発光起源は、積層欠陥により発生したＩｎ組成の偏析によるものであると考えられる。
これらの結果に対し、図３９（ｂ）のストライプ幅の比、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）が０．６７のＰｅｎｄｅｏ横方向選択成長したヘテロｍ面ＧａＮ上の量子井戸構造の発光スペクトルは、バルク基板上の結果と類似している。量子井戸構造本来の青色発光が支配的であり、積層欠陥に起因した長波長域の発光は大幅に低減されていることがわかる。
つまり、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の比を０．６以上とすれば、積層欠陥密度を効果的に低減できることがわかった。積層欠陥密度を低減することにより、発光効率を高め、その発光波長の制御を容易にすることができる。
このようにＳ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の比を０．６以上とすることで、積層欠陥による光学特性の悪化を大幅に低減できるという実験的事実は、Ｐｅｎｄｅｏ横方向選択成長により得られたヘテロｍ面窒化物半導体膜９２０（図４に示す）の表面積において、積層欠陥を含む領域（つまりリッジ状窒化物半導体層（種結晶領域）８３０）が占める割合を、低欠陥密度領域であるＳ幅に対してどれだけ小さくできるかが重要であるかを示唆している。よって、Ｌ幅とＳ幅の相対値により、積層欠陥密度を低減できる範囲を規定することができる。
また、横方向選択成長を実現し、且つ十分な転位密度低減効果を得る上で望ましいＬ幅の範囲が０．１μｍ以上１０μｍ以下、または１μｍ以上５μｍ以下であることを考慮すると、積層欠陥密度の影響を十分に低減できる最適なＳ幅の範囲は、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）比が０．６より大きければよいので、Ｌ幅が例えば０．１μｍならばＳ幅は０．１５μｍ以上、Ｌ幅が１μｍならばＳ幅は１．５μｍ以上、Ｌ幅が５μｍならばＳ幅は７．５μｍ以上、Ｌ幅が１０μｍならばＳ幅が１５μｍ以上となるストライプ構造を形成すればよい。
次に、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の最適領域について調べた。本実施例で明らかなことは、積層欠陥の光学特性への影響を低減するには、Ｌ幅に対して比較的広いＳ幅領域を確保すればよいということである。本実施例では、Ｌ幅を５μｍで一定としているが、この場合、図３８に示すように、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の比が０．６以上０．９９以下の領域でバンド端付近の発光である（Ｄ０，Ｘ）の発光が支配的であり、積層欠陥に起因した発光を十分に抑制できることが確認されている。
本実施形態であるヘテロｍ面窒化物半導体成長における横方向選択成長を実施する場合、凹部８５０の領域で横方向選択成長した窒化物半導体が十分に結合し、結合部８９０を形成し、平坦な窒化物半導体層（例えば図４（ｄ）に示すヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０）を得ることが、デバイス構造作製やプロセス工程によっては重要な場合がある。この場合、凹部８５０の幅、つまりＳ幅領域をあまり広く取りすぎると、再成長工程において横方向成長膜を十分に被覆させるのに長時間成長を持続させる必要が生じ、プロセス工程のコスト増などの問題が生じる。
本発明者らの検討によると、成長手法にＭＯＶＰＥ成長法を用いた場合、横方向再成長過程において空隙のない窒化物半導体層を実現するのに適したＳ幅の上限はおよそ３０μｍであり、これ以上のＳ幅になると、成長時間が長くなり、プロセスコストの上昇につながる。
つまり、積層欠陥の光学特性への影響を十分に低減し、且つ再成長時に空隙のない平坦な窒化物半導体膜８６０を得るためには、Ｓ幅は３０μｍ以下に制限することが望ましく、その上でＳ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の比を０．６以上に設計することが望ましい。この場合Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の上限は、例えばＬ幅が０．１μｍの場合０．９９６に、Ｌ幅が１．０μｍであれば０．９６８、Ｌ幅が５．０μｍであれば０．８５７となる。
つまり、前述のＬ幅とＳ幅の範囲、Ｓ幅の上限が３０μｍであれば、Ｓ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の比が０．６以上０．９９６以下の範囲であれば、積層欠陥の影響を低減しつつ平坦な再成長膜を得ることが可能となる。
一方で、Ｐｅｎｄｅｏ横方向再成長膜のサンプルにおいて、デバイス応用上、必ずしも各種結晶であるリッジ状窒化物半導体層８３０から再成長した窒化物半導体膜が結合し、全体として平坦である必要はない。プロセスの方法や最終的なデバイス構造設計によっては、あえて各リッジ状窒化物半導体層８３０から再成長した膜を独立させ最終的なデバイス構造を完成させることも可能である。この場合、結合部８９０が形成されないので、結合によりできる欠陥領域のデバイス特性の悪化を防げるというメリットもある。
このようにＳ幅をあえて３０μｍを超える範囲で広く取り、横方向選択成長を実施した結果を図４０に示す。
図４０は、Ｌ幅を５μｍで一定とし、Ｓ幅を（ａ）１０μｍ、（ｂ）５０μｍ、（ｃ）１００μｍ、（ｄ）２００μｍ、（ｅ）３００μｍと変化させたときの、ヘテロ窒化物半導体基板９２０の表面側（つまりｍ軸側）から撮影したレーザ顕微鏡写真である。リッジ状窒化物半導体層８３０を起点として再成長したｍ面ＧａＮのストライプ構造と凹部８５０のサファイア基板がむき出しになった領域の二つが、Ｓ幅が５０μｍ以上のサンプルにおいて確認できる。またこれらのサンプルでは、Ｓ幅が５０μｍ以上と極めて広いのにもかかわらず、凹部８５０のサファイア基板表面に窒化物半導体は成長せず、供給された原料は、サファイア基板表面をマイグレーションし、リッジ状窒化物半導体層８３０に取り込まれていることがわかる。
このような凹部８５０のサファイア基板表面がむき出しになった領域での窒化物半導体の再成長の抑制は、窒化物半導体の再成長条件を最適化することで十分に抑制できることが、本発明者らの検討によってわかっている。
図４０に示したように、あえて凹部８５０に形成される再成長窒化物半導体膜を再結合させず、凹部８５０のサファイア基板表面がそのまま残るように成長した構造においては、凹部８５０のサファイア基板領域に形成された原料がそのサファイア基板に取り込まれずすべてリッジ構造のｍ面ＧａＮに取り込まれるため、リッジ構造のＧａＮの縦方向（ｍ軸方向）もしくは横方向（本実施例においてはｃ軸からａ軸方向に５度傾斜した方向）厚さは急激に増加し、結晶性および光学特性は大幅に向上する。
これらの縦、横方向の厚さや成長速度は、再成長条件によって適宜制御することができる。例えば、図４０に示した実験結果の場合は、主に横方向成長速度を変化させており、横方向の成長速度は、Ｓ幅が１０μｍの場合を１とすると、５０μｍの場合に約２倍、１００μｍの場合に約３倍に増加している。
このように、Ｓ幅が３０μｍを超えるストライプ構造を用いて凹凸加工基板９００を用意し、ヘテロ窒化物半導体基板９２０を作製すれば、サンプル全体で平坦な膜にはならないが、同じプロセス時間で、部分的ではあるが厚さの大きい再成長膜を得ることができる。
膜の厚さが増加する効果により、リッジ部の再成長ＧａＮ膜中の転位密度と積層欠陥密度は更に低減し、結果として結晶品質の飛躍的改善が得られる。
このようにあえて凹部８５０において結合領域を作らないＰｅｎｄｅｏ再成長膜構造においては、Ｓ幅を３０μｍ以上とすることが望ましい。Ｓ幅の上限は、例えば３００μｍである。
よって、前述した積層欠陥の影響を十分に低減することができるＳ幅／（Ｌ幅＋Ｓ幅）の比は、このＳ幅が３０μｍ以上と広い凹部８５０を有する凹凸加工基板９００においては、例えば、Ｌ幅の好適な範囲を０．１μｍ以上１０μｍ以下とすると、０．７５以上１未満であり、Ｌ幅の範囲が１μｍ以上５μｍ以下とすると、０．８５７以上１未満である。
（実施の形態３）
例示的な実施の形態３では、実施の形態１および２においてＰｅｎｄｅｏ横方向選択成長により作製した良質なヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０を基板として用いた窒化物系半導体素子について説明する。例示的な実施の形態３の窒化物系半導体素子は、例えば、窒化物系半導体発光素子である。本実施の形態の窒化物系半導体素子は、ＬＥＤであってもよい。図４１は、例示的な実施の形態３に係る窒化物系半導体発光素子(ＬＥＤ)の構造を示す模式図である。図４１は、窒化物系半導体発光素子８０１の断面構成を模式的に示している。この窒化物系半導体発光素子８０１は、例えば、ＧａＮ系半導体からなる窒化物系半導体積層構造を有する半導体デバイスである。
本実施形態の窒化物系半導体発光素子８０１は、ｍ面サファイア基板８１１上にｍ面窒化物半導体膜をＰｅｎｄｅｏ成長させることによって得られたｍ面を成長面とするヘテロ窒化物半導体基板９２０と、その上に形成された半導体積層構造８０２と、半導体積層構造８０２の上に形成された電極８０７、８０８とを備えている。ヘテロ窒化物半導体基板９２０としては、実施の形態１または２の凹凸加工基板９１０（窒化物半導体層成長用構造）を用い、窒化物半導体を再成長させて窒化物半導体膜８７０を形成することによって形成することができる。ヘテロ窒化物半導体基板９２０は、前述した凸部窒化物半導体層８３０や凹部８５０などを含むが、この図においては全体構造を簡易に示すためにこれらの構造の記入を省略した。半導体積層構造８０２は、ｍ面再成長によって形成されたｍ面半導体積層構造であり、その成長面はｍ面である。
ｍ面窒化物系半導体発光素子８０１は、例えば、ｍ面サファイア基板８１１を除去したものであってもよい。さらに、ｍ面サファイア基板８１１および窒化物半導体膜８７０の一部を除去したものであってもよい。これらの除去は、例えば、ｍ面窒化物系半導体発光素子８０１の素子構造の成長後に、研磨等によって行われる。
前述したようにｍ面サファイア基板上に成長した凸部窒化物半導体層８３０や窒化物半導体膜８７０に、伝導性制御を行うための不純物ドーピングを実施していれば、ｍ面サファイア基板８１１を除去した後に、サファイアとｍ面窒化物半導体膜との間の界面８１０に直接電極を形成することも可能である。例えば、凸部窒化物半導体層８３０や窒化物半導体膜８７０にＳｉをドーピングすれば、ｎ型伝導性を得ることが可能であり、ｎ電極を界面８１０に形成することができる。この場合は、本実施形態の構造とは異なり、素子上面と下面に電極を有する縦型構造となる。
図４１の半導体積層構造８０２は、ＡｌaＩｎbＧａcＮ層（ａ＋ｂ＋ｃ＝１，ａ≧０， ｂ≧０， ｃ≧０）を含む活性層８０４と、ＡｌdＧａeＮ層（ｄ＋ｅ＝１， ｄ≧０， ｅ≧０）８０５とを含んでいる。ＡｌdＧａeＮ層８０５は、活性層８０４を基準にして基板の側とは反対の側に位置している。ここで、活性層８０４は、窒化物系半導体発光素子８０１における電子注入領域である。
本実施形態の活性層８０４は、Ｇａ0.9Ｉｎ0.1Ｎ井戸層（例えば、厚さ９ｎｍ）とＧａＮバリア層（例えば、厚さ９ｎｍ）とが交互に積層されたＧａＩｎＮ／ＧａＮ多重量子井戸（ＭＱＷ）構造（例えば、厚さ８１ｎｍ）を有している。
活性層８０４の上には、ｐ型のＡｌdＧａeＮ層８０５が設けられている。ｐ型のＡｌdＧａeＮ層８０５の厚さは、例えば、０．２〜２μｍである。ＡｌdＧａeＮ層８０５のうち活性層８０４と接する領域に、アンドープのＧａＮ層８０６を設けてもよい。
本実施形態の半導体積層構造８０２には、他の層も含まれており、活性層８０４とヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０との間には、ＡｌuＧａvＩｎwＮ層（ｕ＋ｖ＋ｗ＝１， ｕ≧０， ｖ≧０， ｗ≧０）８０３が形成されている。本実施形態のＡｌuＧａvＩｎwＮ層８０３は、第１導電型（ｎ型）のＡｌuＧａvＩｎwＮ層８０３である。
ＡｌdＧａeＮ層８０５において、Ａｌの組成比率ｄは、厚さ方向に一様である必要は無い。ＡｌdＧａeＮ層８０５において、Ａｌの組成比率ｄが厚さ方向に連続的または階段的に変化していても良い。すなわち、ＡｌdＧａeＮ層８０５は、Ａｌの組成比率ｄが異なる複数の層が積層された多層構造を有していても良いし、ドーパントの濃度も厚さ方向に変化していてもよい。
半導体積層構造８０２の上には、電極８０７が形成されている。本実施形態の電極８０７は、ｐ型半導体領域に接触しており、ｐ型電極（ｐ側電極）の一部として機能する。電極８０７は、例えばＡｇ層もしくはＡｇを一部含む構造から形成されており、その厚さは例えば１００〜５００ｎｍである。
本実施形態の構成では、ｍ面窒化物半導体基板９２０の上のｎ型のＡｌuＧａvＩｎwＮ層（例えば、厚さ０．２〜２μｍ）８０３の一部に、電極８０８（ｎ型電極）が形成されている。図示した例では、半導体積層構造８０２のうち電極８０８が形成される領域は、ｎ型のＡｌuＧａvＩｎwＮ層８０３の一部が露出するように凹部８０９が形成されている。その凹部８０９にて露出したｎ型のＡｌuＧａvＩｎwＮ層８０３の表面に電極８０８が設けられている。電極８０８は、例えば、Ｔｉ層とＡｌ層とＰｔ層との積層構造から構成されており、電極８０８の厚さは、例えば、１００〜２００ｎｍである。
（その他の実施形態）
本開示の実施の形態に係る上記の発光素子は、そのまま光源として使用されても良い。しかし、実施の形態に係る発光素子は、波長変換のための蛍光物質を備える樹脂などと組み合わせれば、波長帯域の拡大した光源（例えば白色光源）として好適に使用され得る。
図４２は、このような白色光源の一例を示す模式図である。図４２の光源は、図４１に示す構成を有する発光素子９３０と、この発光素子９３０から放射された光の波長を、より長い波長に変換する蛍光体（例えばＹＡＧ：Ｙｔｔｒｉｕｍ Ａｌｕｍｎｉｎｕｍ Ｇａｒｎｅｔ）が分散された樹脂層９４０とを備えている。発光素子９３０は、表面に配線パターンが形成された支持部材９５０上に搭載されており、支持部材９５０上には発光素子９３０を取り囲むように反射部材９６０が配置されている。樹脂層９４０は、発光素子９３０を覆うように形成されている。
なお、発光素子９３０の基板８１１として用いるｍ面サファイアの成長面である主面は、ｍ面に対して完全に平行な面である必要はなく、ｍ面から所定の角度で傾斜していてもよい。傾斜角度は、窒化物半導体層における実際の成長面の法線とｍ面（傾斜していない場合のｍ面）の法線とが形成する角度により規定される。実際の成長面は、ｍ面（傾斜していない場合のｍ面）から、ある結晶方位に基づく方向、例えばｃ軸やａ軸、〈１１−２２〉などの方向によって表されるベクトルの方向に向って傾斜することができる。例えば傾斜角度の絶対値は、ｃ軸方向において５°以下、または１°以下の範囲であればよい。また、ａ軸方向において５°以下、または１°以下の範囲であればよい。すなわち、本発明においては、「ｍ面」は、±５°の範囲内でｍ面（傾斜していない場合のｍ面）から所定の方向に傾斜している面を含む。このような傾斜角度の範囲内であれば、窒化物半導体層の成長面は全体的にｍ面から傾斜しているが、微視的には多数のｍ面領域が露出していると考えられる。これにより、ｍ面から絶対値で５°以下の角度で傾斜している面は、ｍ面と同様の性質を有すると考えられる。傾斜角度θの絶対値を５°以下とすることにより、ピエゾ電界によって内部量子効率が低下することを抑制できる。また、本発明の「ｍ面」は、全体的にｍ面から傾斜し、複数のｍ面ステップを有する面を含む。
なお、実施の形態にかかるｍ面サファイア基板上ｍ面窒化物半導体Ｐｅｎｄｅｏ成長により得られたヘテロｍ面窒化物半導体基板９２０は、当然に、ＬＥＤ以外の発光素子（半導体レーザ）や、発光素子以外のデバイス（例えばトランジスタや受光素子）のｍ面窒化物半導体再成長基板として用いることができ、これらのデバイスの低コスト化を実現することができる。
上述したように、実施の形態によれば、Ｐｅｎｄｅｏ法によるｍ面窒化物系半導体膜の横方向選択成長において、安価で大口径化が可能なｍ面サファイア基板を用いて優れた表面平坦性と高品質化が実現できるため、低コストで高効率な非極性ｍ面発光素子を提供することができる。
すなわち、本開示の実施の形態によれば、ヘテロｍ面窒化物半導体横方向選択成長を実現し、転位・欠陥密度の低減した高品質なｍ面窒化物半導体膜と、そのｍ面窒化物半導体膜を基体とした窒化物系半導体素子を提供することができる。
このように、ヘテロ窒化物半導体成長において、横方向選択成長法により高品質で且つ表面平坦性の良いｍ面窒化物半導体膜を得ることが可能であり、（１１−２２）面のような半極性面窒化物半導体の異常成長を抑制することができるため、このヘテロｍ面窒化物半導体膜を基板としたＬＥＤや半導体レーザなどの発光素子、電子素子などの窒化物系半導体素子の実現が可能となる。
次に、本開示の実施の形態と従来技術の差異について説明する。
異種基板上に成長したｍ面窒化物半導体のＰｅｎｄｅｏ成長法についてはいくつか報告がある。非特許文献４では、ｍ面を主面とするＳｉＣ基板上に成長したｍ面窒化物半導体にＳｉＯ2マスクを形成し、その後エッチングにより凸部窒化物半導体領域と凹部となるＳｉＣ基板が剥き出しになった領域を形成し、横方向選択成長を実施し、転位密度と積層欠陥密度の低減を実現している。
しかし、前述の非特許文献４の方法は、基板として高価なＳｉＣ基板を用いているため、コストが上昇する。また、ｃ面を主面とする窒化物半導体成長においては、ＳｉＣ基板のａ軸の格子定数がＧａＮのａ軸の格子定数と近いため、格子不整合度が小さく、比較的高品質な膜の成長が可能である。しかし、非極性面成長であるｍ面やａ面を主面とするヘテロ成長においては、窒化物半導体のｃ軸方向の原子配列が２Ｈ（「Ｈ」の前の数字は、１周期に含まれるIII族原子とＮ原子の単位層の数を表す。窒化物半導体の結晶構造であるウルツ鉱型結晶構造は１周期に２つの単位層を持つ。）であるのに対し、ＳｉＣのｃ軸方向の原子配列は６Ｈもしくは４Ｈ構造であるため、ｃ軸方向の原子配列に不整合が生じる。このことから、非極性ＳｉＣ基板上に成長した窒化物半導体膜には高密度の積層欠陥が発生しやすい。よって、ＳｉＣ基板はｍ面を主面とする窒化物半導体成長において、結晶品質の面でも、必ずしも優れた基板であるとはいえない。
また、非極性ＳｉＣ基板を用いてＰｅｎｄｅｏ成長する場合には、ｍ面サファイア基板を用いたＰｅｎｄｅｏ成長で発生しうる半極性異常成長の問題は発生しない。これは、半極性異常成長がｍ面サファイア基板固有の問題であるためである。
特許文献３では、サファイア基板に凹凸加工を施し、横方向選択成長し、ｍ面窒化物半導体の再成長に成功している。基板にはａ面を主面とするサファイア基板を用いており、この表面にａ面サファイアの面内のｍ軸方向に、細く長いストライプ状の凹凸構造をエッチングにより周期的に形成する。この場合、形成される凸部の表面（主面）はａ面であるが、側面はｃ面（もしくはｃ面から傾いた面）ファセットとなる。特許文献３では、このような加工がされたａ面サファイア基板に窒化物半導体膜を成長すると、成長条件によっては、凸部の側面であるｃ面ファセットからのみ成長させることが可能であることを開示している。
ｃ面サファイア上にはｃ面を主面とする窒化物半導体が成長する。このとき、サファイアのａ軸と窒化物半導体膜のｍ軸が平行になるように結晶成長が起こる。つまり、面内で結晶方位が３０度ずれる。特許文献３では、この関係を利用し、凸部のｃ面サファイアファセット面から横方向にｃ面窒化物半導体を成長し、更にサファイアのａ軸と窒化物半導体膜のｍ軸が平行になる関係を利用し、主面がｍ面である窒化物半導体膜の成長に成功している。
特許文献３では、前述したようにａ面サファイアの細く長い凸部領域の長手方向に垂直な方向に平行な法線成分をもつｃ面ファセットから横方向に窒化物半導体膜を成長させるため、ある程度深くエッチングを施し、十分な側面領域を確保する必要がある。特許文献３では、７００ｎｍ以上の深さを持つ凹凸加工サファイアを形成しているが、サファイアは非常に硬く、マスク材料とのエッチング選択比も小さいため、一般的に深くエッチングするのが難しい。
また、特許文献３では、直接サファイア基板から窒化物半導体層を成長させる。よって、加工ａ面サファイア基板の両側面から、同じ面方位を持つ窒化物半導体膜（特許文献３では−ｃ面ＧａＮ）が成長し、結合部では結晶面方位が不連続となる（特許文献３では−ｃ面同士が結合する）ため高密度の欠陥が結合部で発生することになる。特許文献３では、これらの問題は成長条件を適宜選択することにより解決できると説明している。
本開示の実施の形態では、例えば、図４に示したようなＰｅｎｄｅｏ成長法を基本的な横方向選択成長法として用いる。つまり、エッチング加工により形成された凸部のｍ面窒化物半導体領域が、横方向選択成長させる際の起点となる。よって、再成長は窒化物半導体膜から開始される。一方、特許文献３では、加工したサファイア側面から再成長する。本実施形態では、このように窒化物半導体領域が再成長の核となるので、例えば凸部の窒化物半導体領域の両側面をｃ面ファセットとした場合に、その両側面は＋ｃ面と−ｃ面となり、図４（ｄ）の結合部８９０での欠陥の発生を少なくすることができる。
また、本開示の実施の形態では凹部８５０のようにエッチングにより窒化物半導体層を除去した領域を形成できればよく、特許文献３のように成長側面を形成するため、加工が難しいサファイア基板を深くエッチングする必要性はない。
特許文献３では、ａ面サファイア基板と同様にｍ面サファイア基板を加工した場合の実施例についても説明がされており、その中でもｍ面サファイア基板を凹凸加工し、窒化物半導体を再成長した場合に（１１−２２）面の半極性面が成長してしまう問題について述べている。つまり、この特許文献３の結果からもｍ面サファイア基板上ｍ面窒化物半導体膜を用いたＰｅｎｄｅｏ成長が実現困難であったことがわかる。
本開示の実施の形態では、ｍ面サファイア基板上に成長したｍ面窒化物半導体膜を凹凸加工し、種結晶として凸部ｍ面窒化物半導体領域を形成し、サファイア基板ではなく窒化物半導体領域を再成長の起点としたＰｅｎｄｅｏ成長を実現する方法を提供する。前述したようにｍ面サファイア基板を用いたＰｅｎｄｅｏ成長では、凹部８５０においてｍ面サファイア表面が剥き出しになっているため、半極性面窒化物半導体膜がｍ面窒化物半導体と同時に成長してしまう問題が発生する。本開示の実施の形態によれば、面内マスク傾斜角度、Ｌ＆Ｓパターン間隔、エッチング深さなどの凹凸加工条件を適宜選択することで、半極性面異常成長を抑制することができ、横方向選択成長により転位密度と積層欠陥密度を低減した高品質で且つ低コストなヘテロｍ面窒化物半導体基板を実現することができる。このようなウェハをＬＥＤなどの発光素子の基板として用いれば、ｍ面窒化物半導体は非極性面であるため、自発分極やピエゾ分極による内部電界が活性層の積層方向（基板主面の法線方向）には発生しないため、発光効率の向上が期待される。
本開示は、例えば、紫外から青色、緑色、オレンジ色および白色などの可視域全般の波長域における発光ダイオード、レーザダイオード等のＧａＮ系半導体発光素子に利用することができる。このような発光素子は、表示、照明および光情報処理分野等へ利用することができる。また、例えば、電子素子としても利用することができる。
次に、窒化物系半導体発光素子から出射される光の偏光度を低減することにより、窒化物系半導体発光素子の品質を高めることを検討した結果を説明する。
非極性面又は半極性面を主面とする窒化物半導体を備えた発光素子においては、その活性層領域から出射される光が偏光特性を持つことが知られている。論文「APPLIED PHYSICS LETTERS 92,(2008)091105」に記載されているように、この偏光特性は、非極性及び半極性面窒化物半導体の結晶構造の対称性の低さに起因した光学的異方性による。極性面であるｃ面上に作成した窒化物系半導体発光素子の場合、ｃ軸が主面（成長面）の法線と平行になる。例えば、無歪の窒化物半導体では、主にｃ軸と垂直な方向に光の電界ベクトルが向いた偏光光が得られる。よって、従来のｃ面成長の場合は、結晶の対称性が高く、ｃ軸方向から見ると、ａ軸及びｍ軸が共に６０°ごとに存在しているため（これを６回対称と呼ぶ）、ｃ軸方向に出射する光は無偏光となる。
しかしながら、ｃ面以外の結晶面を成長面とする非極性面及び半極性面成長においては、対称性が低くなることから、出射する光が偏光光となる。例えば、ｍ面を主面とする窒化物系半導体発光素子においては、その表面からは、主にａ軸に電界ベクトルが平行な偏光光が得られる。
さらに、このような偏光特性は、価電子帯の構造に起因しているため、窒化物半導体のIII族原子の組成や歪みによっても変化する。
特開２００９−１１７６４１号公報に記載の半導体発光素子は、高い偏光比の偏光を出射するために、非極性面又は半極性面を成長主面とするIII族窒化物半導体からなる活性層を有し、活性層から偏光を発生する発光部と、偏光を取り出す光取り出し面に設けられ、偏光の波長より狭いラインアンドスペースであるスリットとを備える。
特開２００８−３０５９７１号公報に記載の発光素子は、活性層で発生した偏光光の出力効率の低下を抑制するために、非極性面又は半極性面を主面とするIII族窒化物半導体からなり、第１導電型の第１半導体層、活性層及び第２導電型の第２半導体層がこの順に積層され、活性層から偏光光を発生する発光部と、偏光光の偏光方向に対して垂直方向に延伸するストライプ状の溝が偏光方向に複数配列され、のこぎり波形状の出力面をなす出力部とを備え、発光部から出力部を透過して、出力面から偏光光が出力される。
本明細書においては、特定の方向に電界強度が偏った光を「偏光光（Ｐｏｌａｒｉｚｅｄ Ｌｉｇｈｔ）」と称する。例えば、Ｘ軸方向に電界強度が偏った光を「Ｘ軸方向の偏光光」と称し、このときのＸ軸方向を「偏光方向」と称する。「Ｘ軸方向の偏光光」とは、Ｘ軸方向に偏光した直線偏光光のみを意味するのではなく、他の軸方向に偏光した直線偏光光を含んでいてもよい。より詳細には、「Ｘ軸方向の偏光光」とは、「Ｘ軸方向に偏光透過軸を有する偏光子」を透過する光の強度（電界強度）が「他の軸方向に偏光透過軸を有する偏光子」を透過する光の電界強度よりも大きくなる光を意味する。従って、「Ｘ軸方向の偏光光」は、Ｘ軸方向に偏光した直線偏光光及び楕円偏光光のみならず、種々の方向に偏光した直線偏光光及び楕円偏光光が混在した非コヒーレント光を含む。
偏光子の偏光透過軸を光軸の周りに回転させたとき、その偏光子を透過する光の電界強度が最も強くなるときの強度をＩｍａｘとし、電界強度が最も小さくなるときの強度をＩｍｉｎとするとき、偏光度は、以下の式（１）で定義される。
偏光度＝｜Ｉｍａｘ−Ｉｍｉｎ｜／｜Ｉｍａｘ＋Ｉｍｉｎ｜ …式（１）
「Ｘ軸方向の偏光光」の場合は、偏光子の偏光透過軸がＸ軸に平行なとき、その偏光子を透過する光の電界強度がＩｍａｘとなり、偏光子の偏光透過軸がＹ軸に平行なとき、その偏光子を透過する光の電界強度がＩｍｉｎとなる。完全な直線偏光光では、Ｉｍｉｎ＝０となるため、偏光度は１に等しくなる。一方、完全な非偏光光では、Ｉｍａｘ−Ｉｍｉｎ＝０となるため、偏光度は０に等しくなる。
ｍ面を成長面とする活性層を有する窒化物系半導体発光素子は、上述のように、主としてａ軸方向の偏光光を出射する。このとき、ｃ軸方向の偏光光及びｍ軸方向の偏光光も出射される。しかしながら、ｃ軸方向の偏光光及びｍ軸方向の偏光光は、ａ軸方向の偏光光と比べてその強度が小さい。
本明細書においては、ｍ面を成長面とする活性層を例に挙げ、ａ軸方向の偏光光に着目して議論する。但し、−ｒ面、（２０−２１）面、（２０−２−１）面、（１０−１−３）面及び（１１−２２）面等の半極性面、並びにａ面等の他の非極性面上に成長した窒化物系半導体発光素子においても、結晶の対称性が低いため、その活性層から出射される光は偏光特性を有する。このため、特定の結晶方向の偏光光について同様のことがいえる。
特開２００８−３０５９７１号公報においては、発光素子が持つ偏光特性を維持することを目的としている。一方、発光素子の用途によっては、偏光特性を抑制することが必要となる場合がある。
偏光特性を有する発光素子を光源とする場合は、偏光の向き（偏光の電界ベクトルの向き）と入射面とがなす角度により反射率が異なるため、偏光を持たない発光素子と比べて、配光特性が変化するという問題が生じる。例えば、ｍ面窒化物系半導体発光素子の場合、ａ軸方向の偏光光が出射されるため、発光素子からの光はａ軸方向と比べてｃ軸方向により多く分布する。つまり、配光特性がｃ軸方向に広く分布し、配光特性がａ軸方向とｃ軸方向とで非対称となって、均一にはならないという問題が生じる。なお、活性層からの発光光が偏光特性を持たない従来のｃ面上の発光素子においては、このような配向特性は見られない。すなわち、従来のｃ面上の発光素子における配光特性は、対称性が高い、一様なパターンを示す。
このように、非極性面を主面とするｍ面窒化物系半導体発光素子において、配光特性が非対称になるという問題は、その活性層から出射する光が偏光していることに起因している。これは、偏光光の電界ベクトルが入射面内に存在するｐ波か、又は偏光の電界ベクトルが入射面に垂直なｓ波かによって、半導体層と空気又は半導体層と基板との界面における反射率が異なることが原因である。
従って、一般的な照明装置等にＬＥＤ素子を応用する場合は、そのＬＥＤ素子から出射する光が偏光光である場合は、偏光特性を可能な限り抑制して、配光特性を改善することが重要となる。
本発明者らは、ｍ面を主面とする窒化物系半導体発光素子において、活性層から出射される光の偏光特性及び配光特性と、光が出射する側に形成された、複数のストライプ状の構造（ストライプ構造）との関係について調査した。その結果、出射される光の偏光特性は、窒化物系半導体発光素子の活性層で発生した偏光光が持つ主たる電界ベクトルの方向と、偏光光が横切るように形成されたストライプ構造の形状に依存していることを見出した。以下、図面を参照しながら本開示による発光素子の実施形態について説明する。
以下の図面においては、説明を簡略化するため、実質的に同一の機能を有する構成要素を同一の参照符号で示す場合がある。なお、本開示は、以下の実施形態に限定されない。
（第４の実施形態）
図４３は第４の実施形態に係る発光素子１０ の断面構成を模式的に示している。発光素子１０は、窒化物系半導体発光素子であり、例えば、ＡｌxＩｎyＧａzＮ（但し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｘ≧０、ｙ≧０、ｚ≧０である。）半導体から形成される窒化物系半導体積層構造を有する。発光素子１０は、例えばＬＥＤ素子である。
本実施形態に係る発光素子１０は、ヘテロ窒化物半導体基板６００と、ヘテロ窒化物半導体基板６００の上に形成された半導体積層構造２０と、半導体積層構造２０の上に形成されたｐ型電極（ｐ側電極）３０及びｎ型電極（ｎ側電極）４０とを備えている。ヘテロ窒化物半導体基板６００は、ｍ面を主面とする成長用基板１００の上に窒化物半導体膜３２０を成長させることによって得られる。成長用基板１００は、例えばサファイア基板である。成長用基板１００と窒化物半導体膜３２０との間には、選択成長法により、ストライプ状の複数の空隙６０が形成されている。半導体積層構造２０は、窒化物半導体の再成長によって形成された窒化物系半導体積層構造であり、その成長面はｍ面である。
本実施形態において、成長用基板１００及び活性層２４の成長面は、ｍ面から５°以内の角度だけ傾いていてもよい。この傾斜角は、サファイア基板の表面の法線と、ｍ面の法線とが形成する角度で定義される。また、傾斜する方向は、ｍ面の面内のある結晶学的に定義される方向に傾斜していてもよい。例えば、ｃ軸、ａ軸又は＜１１−２２＞軸方向であってもよい。
ｍ面から５°以内に傾いた面は、ｍ面と同様の性質を有する。従って、本発明の「ｍ面」は、ｍ面から５°以内に傾いた面を含む。本発明の−ｒ面、（２０−２１）面、（２０−２−１）面、（１０−１−３）面及び（１１−２２）面、並びにａ面も、これらの面から５°以内に傾いた面を含む。
半導体積層構造２０は、ＡｌaＩｎbＧａcＮ層（但し、ａ＋ｂ＋ｃ＝１、ａ≧０、ｂ≧０、ｃ≧０である。）から形成される活性層２４を含む。活性層２４は、発光素子１０における電子注入領域であり、主にａ軸方向に偏光した偏光光を出射する。活性層２４は、ｍ面を成長面とするため、ピエゾ分極等による発光効率の低下が抑制されて、高効率の発光光を得ることができる。
活性層２４は、例えば層厚が１ｎｍ以上且つ２０ｎｍ以下のＡｌuＧａvＩｎwＮ（但し、ｕ＋ｖ＋ｗ＝１、ｕ≧０、ｖ≧０、ｗ≧０である。）からなる井戸層と、層厚が３ｎｍ以上且つ５０ｎｍ以下のＡｌuＧａvＩｎwＮ（但し、ｕ＋ｖ＋ｗ＝１、ｕ≧０、ｖ≧０、ｗ≧０である。）からなるバリア層とが交互に積層された多重量子井戸（ＭＱＷ）構造を有している。量子井戸構造における周期数は、例えば２周期以上且つ３０周期以下でもよい。また、量子井戸構造におけるバリア層の層厚は、例えば９ｎｍであってもよい。
多重量子井戸構造におけるＡｌ及びＩｎの各組成と、井戸層及びバリア層の層厚とをそれぞれ調整することにより、偏光光の状態を制御することができる。
例えば、半極性面である（１１−２２）面を主面とする窒化物系半導体発光素子は、Ｉｎの組成及び井戸層の層厚によって、偏光の方向が変化することが知られている。しかしながら、ｍ面を主面とする窒化物系半導体発光素子の場合は、偏光の方向が変化することはなく、ａ軸方向の偏光状態を維持し、偏光度のみが組成及び量子井戸構造によって変化する。（１１−２２）面を主面とする窒化物系半導体発光素子の場合も、偏光方向の変化が起きるのは、Ｉｎの組成が３０％以上の高い領域であり、主にＩｎの組成が２０％よりも大きい場合の青色発光を得られる活性層構造においては、その偏光方向は、ｃ軸方向に垂直な方向であるｍ軸方向の偏光状態を維持することが知られている。
活性層２４を構成する多重量子井戸構造は、Ａｌの組成が共に０である井戸層及びバリア層であってもよい。この場合、４元混晶から３元混晶となるため、組成の制御が容易となる。
活性層２４の上には、ｐ型層２５が設けられている。ｐ型層は、例えば、ＡｌdＧａeＮ（但し、ｄ＋ｅ＝１、ｄ≧０、ｅ≧０である。）層である。ｐ型層２５の層厚は、例えば、０．２μｍ以上且つ２μｍ以下である。ｐ型層２５のうち活性層２４と接する領域に、アンドープ層２６を設けてもよい。アンドープ層２６はＧａＮ層であってもよい。
ｐ型層２５におけるＡｌの組成ｄは、厚さ方向に一様である必要はない。ｐ型層２５において、Ａｌの組成ｄが厚さ方向に連続的又は段階的に変化していてもよい。すなわち、ｐ型層２５は、Ａｌの組成ｄが異なる複数の層が積層された多層構造を有していてもよく、ドーパントの濃度が厚さ方向に変化していてもよい。
活性層２４とヘテロ窒化物半導体基板６００との間には、ｎ型層２２が形成されている。ｎ型層２２は、例えば、ＡｌuＧａvＩｎwＮ層（但し、ｕ＋ｖ＋ｗ＝１、ｕ≧０、ｖ≧０、ｗ≧０である。）である。ｎ型層２２の層厚は、例えば、０．２μｍ以上且つ２μｍ以下である。
ｐ型電極３０は、ｐ型半導体領域（ｐ型層２５）と接触している。ｐ型電極３０は、例えばＡｇ又はＡｇを含む構造を有しており、その厚さは、例えば１００ｎｍから５００ｎｍである。
ｐ型層２５において、ｐ型電極３０との界面近傍のＡｌの組成は０であってもよい（Ａｌの組成ｄ＝０）。これにより、ドーパントであるｐ型不純物の活性化率を向上することができる。また、ｐ型層２５に代えて、Ｉｎを含むＩｎＧａＮ層を用いてもよい。また、ｐ型層２５のうち、ｐ型電極３０との界面近傍のｐ型不純物がｐ型層２５の他の領域よりも高濃度とし、コンタクト層として機能させてもよい。換言すれば、ｐ型層２５とｐ型電極３０との間にｐ型不純物濃度がｐ型層２５よりも高いコンタクト層を設けてもよい。
ｎ型層２２の一部は露出しており、その露出した領域上にｎ型電極（ｎ側電極）４０が形成されている。ｎ型電極４０は、必ずしもｎ型層２２の表面に形成する必要はなく、窒化物半導体膜３２０に形成してもよい。この場合は、窒化物半導体膜３２０にも、ｎ型の導電性を持たせることが望ましい。
図示した例では、半導体積層構造２０のうちｎ型電極４０が形成される領域は、ｎ型層２２の一部が露出するように凹部４２が形成されている。この凹部４２から露出したｎ型層２２の表面にｎ型電極４０が設けられている。ｎ型電極４０は、例えば、Ａｌを含む構造を有している。ｎ型電極４０の厚さは、例えば、１００ｎｍ以上且つ５００ｎｍ以下である。
本実施形態においては、成長用基板１００と窒化物半導体膜３２０との界面５０付近にストライプ状に延びる複数の空隙６０が形成されている。空隙６０は、例えば、成長用基板１００側の領域に形成されてもよく、窒化物半導体膜３２０側の領域に形成されていてもよい。窒化物半導体膜３２０において、互いに隣接する２つの空隙６０の間の部分はストライプ構造を形成する。また、空隙６０自体も、窒化物半導体とは屈折率が異なるストライプ構造を形成する。例えば、空隙６０は、真空であってもよい。また、空隙６０は、結晶成長時の雰囲気等の気体を含んでいてもよい。また、空隙６０は、封止用の樹脂等の固体を含んでいてもよい。さらに、空隙６０は、これらの気体及び固体を含んでいてもよい。
このようなストライプ構造は、必ずしも界面５０の上に形成しなくてもよく、偏光光が横切る位置に形成されていればよい。すなわち、活性層２４からの光の主な出射方向である、活性層２４から成長用基板１００の間のいずれかの領域に形成されていてもよい。例えば、ｎ型層２２、窒化物半導体膜３２０及び成長用基板１００のいずれかの領域に、ストライプ構造が形成されていればよい。
例えば、ストライプ構造は、界面５０から０μｍ以上且つ１０μｍ以下の層厚を持つ窒化物半導体層の上に形成されていてもよい。また、ストライプ構造は、成長用基板１００の内部に界面５０から０μｍ以上且つ１０μｍ以下の範囲で離れた領域に形成されていてもよい。
発光素子１０においては、活性層２４から出射する光のうち、図の上方に出射する光、すなわち活性層２４からｐ型層２５に向かう光は、Ａｇを含む反射率が高いｐ型電極３０によって反射される。このため、ｐ型電極３０が形成されている方向には、最終的に発光素子からの光は出射されない。活性層２４から出射される光は、主として成長用基板１００側から取り出される。従って、ストライプ状の空隙６０を光の出射側に形成することにより、偏光特性を抑制することができる。以下、空隙６０の構造について詳細に説明する。
図４４（ａ）及び図４４（ｂ）を用いて空隙６０の構造を説明する。図４４（ａ）は空隙６０を設けた、成長用基板１００と窒化物半導体膜３２０との界面付近の断面構成を模式的に表している。図４４（ｂ）は図４４（ａ）に示す構造を成長面であるｍ面側、すなわちｍ軸方向から見た平面構成を表している。
図４４（ｂ）に示すように、ストライプ状の凸部（リッジ部）５１が延びる方向、すなわちストライプ状の空隙６０が延びる方向と活性層２４におけるａ軸方向との角度を面内傾斜角度βとすると、面内傾斜角度βは３°以上４５°以下に設定されている。なお、後述するように、複数の空隙６０は、その全てが同一の角度を持つ必要はない。例えば、３°以上且つ４５°以下の範囲で異なる面内傾斜角度βを有するように、各空隙６０を形成してもよい。また、空隙６０は、周期的に形成されていてもよい。この角度βの範囲内で空隙６０を形成することにより、活性層２４から出射される光の偏光特性を抑制することができる。その結果、出射光の配光特性が改善されて、光取り出し効率を向上することができる。面内傾斜角度βは、３°以上且つ３５°以下であってもよい。また、３°以上且つ１０°以下であってもよい。
図４４（ａ）に示す例では、各空隙６０は、窒化物半導体膜３２０に形成されている。空隙６０が形成されていることにより、窒化物半導体膜３２０の界面付近は凹凸状となり、その結果、複数の凸部５１が形成される。各凸部５１は、その頂部を下方、すなわち成長用基板１００側に向けて形成され、界面５０と平行な面を持つ底面５２と、界面５０とは平行でない少なくとも１つの斜面５３を有する。但し、該凸部５１は、必ずしも底面５２を有する必要はない。
図４５（ａ）及び図４５（ｂ）並びに図４６（ａ）〜図４６（ｃ）に、ストライプ状の空隙６０の断面構成の幾つかの例を示す。これらの断面図は、ストライプ状の空隙６０が延びる方向に垂直な方向断面形状を示す。
例えば、図４５（ａ）及び図４５（ｂ）に示すように、凸部５１の断面形状は、逆台形状でもよく、また、台形状でもよい。また、図示はしていないが、方形状でもよい。図４６（ａ）に示すように、底面５２が存在しない逆三角形状でもよい。また、図４６（ｂ）に示すように、斜面が湾曲した半円状でもよい。
また、空隙６０の断面構造も、図４５（ａ）及び図４５（ｂ）に示すように、三角形状でもよく、逆三角形状でもよい。また、図示はしていないが、台形状又は側面が曲面であってもよい。
また、図４６（ｃ）に示すように、空隙６０の斜面５３は、複数の斜面部分から形成されていてもよい。例えば、図４６（ｃ）に示すように、斜面５３の角度をαiと定義すると、αi+1、αi+2、・・・、αk等で定義される複数の斜面を有した凸部構造５１であってもよい。この斜面の角度αの数ｋが極めて多く、それぞれのαが異なる場合、斜面５３は曲面に近くなり、断面形状は図４６（ｂ）のように半円又は半楕円形状となる。さらに、このストライプ状の空隙６０は、等間隔に規則的に配置する必要は必ずしもなく、周期が一部変調されていても、本実施形態の効果を得ることができる。
本実施形態においては、活性層２４からの光が出射する側にストライプ状の凹凸構造が形成され、その凹凸構造が、斜面５３（角度α≠９０°）を一部に有していることが重要である。このため、例えば、空隙６０が形成される範囲内において斜面５３の角度αiの範囲は、広い範囲で選択することができる。複数ある角度αiの範囲は、０°から１８０°であればよい。また、角度αiの範囲は、０°以上且つ１５０°以下であってもよい。
各空隙６０の高さは、波長をλ、窒化物半導体膜３２０の屈折率をｎとした場合に、λ／（４×ｎ）以上であってもよい。また、各空隙６０の高さは、λ／（４×ｎ）以上且つ１０μｍ以下であってもよい。例えば、活性層２４から出射する光の波長が４５０ｎｍであるとすると、この波長域でのＧａＮ層の屈折率は約２．５である。従って、空隙６０の高さは、少なくとも４５ｎｍ以上であってもよい。また、上述したストライプ状の空隙６０の周期と同様に、空隙６０の高さについてもすべての構造において同一である必要はない。
また、図４４（ｂ）に示すように、ストライプ状の空隙６０は、該空隙６０が延びる方向に直線５４を形成する。この直線５４は、例えば、空隙６０と窒化物半導体膜３２０の壁面とから形成される。この直線５４は、必ずしも１本の直線である必要はない。図４７に示すように、複数の角度βで定義される面内傾斜を持つストライプ状の空隙６０で形成されていてもよい。また、ジグザグ状に空隙６０が形成されていてもよい。また、空隙６０は、図４８（ａ）に示すように、連続せずに途切れていてもよい。また、角度βの範囲は３°≦β≦４５°であればよく、図４８（ｂ）に示すように、各空隙６０が、面内で必ずしも同一の方向に傾斜している必要はない。例えば、ａ軸から窒化物半導体の＋ｃ軸方向に３°≦β≦４５°に傾斜していてもよく、逆に−ｃ軸方向に傾斜していてもよい。また、このような傾斜角度範囲を持つ空隙６０が、全空隙のうちの５０％以上であれば、本実施形態の顕著な効果を得ることができる。
また、図４９（ａ）に示すように、複数の空隙６０として、互いに異なる幅寸法を有するストライプ構造を周期的に形成してもよい。また、図４９（ｂ）に示すように、複数の空隙６０として、一部のみが途切れた構造を有していてもよい。
次に、空隙６０と、ｍ面を主面とする発光素子１０から出射する光の偏光特性及び配光特性との関係について説明する。
ｍ面を主面とする窒化物系半導体発光素子から出射する光は、主にａ軸方向に偏光している。図５０（ａ）に示すように、ａ軸偏光した光の伝搬ベクトルは、ａ軸方向に対して垂直な方向となる。よって、出射光の伝搬ベクトルを、例えばｋ１、ｋ２、…とすると、これらの伝搬ベクトルは、ｍ軸とｃ軸とにより形成される平面（本明細書では、ｍｃ面と呼ぶ。）内に存在し、この面と平行となる。具体的には、図５０（ｂ）に示すように、ｍ面窒化物系半導体発光素子からの発光光は、主にａ軸と垂直な方向に出射され、ａ軸方向には相対的に出射光の割合が減少する。すなわち、ａ軸と垂直な方向に放射角度が広い配光特性を有している。
図５１は、ストライプ状の空隙６０を、ｍ面を主面とする発光素子１０のａ軸と平行（角度β＝０°）に形成した場合の一例を模式的に示している。
ストライプ状の空隙６０は、出射面側の成長用基板１００と窒化物半導体膜３２０との界面に形成されている。この場合、出射される光のａ軸偏光光は、空隙６０の斜面５３及び凸部５１の底面５２等に対して、主にｓ波として入射する。前述したように、この場合、ｃ軸偏光光はほとんど出射されず、ａ軸偏光光は、ｍｃ面にその伝搬ベクトルが平行となる。このため、ｐ波成分はｓ波成分と比べて小さく、ほとんど０である。従って、ストライプ状の空隙６０を面内傾斜角度β＝０°として形成した場合には、ｍ面を主面とする発光素子１０から外部に取り出された光は、ａ軸偏光特性が維持される。
図５１の例においては、ストライプ状の空隙６０（凸部５１）が面内傾斜角度β＝０°である場合には、活性層２４から出射したａ軸偏光光は、その光のほとんどがｓ波としてのみストライプ状の空隙６０に入射し、外部に取り出される光もｓ波のままであるため、ａ軸偏光状態が維持されやすい。
角度βが０°よりも大きくなると、入射した光はｓ波成分だけではなく、ｐ波成分も含まれるため、偏光度は抑制される。この偏光度が抑制される効果は、窒化物半導体のａ軸方向から＋ｃ軸方向に傾斜させても、また、−ｃ軸方向に傾斜させても同様の効果を得ることができる。
図５２は、ストライプ状の空隙６０をｍ面を主面とする発光素子１０のａ軸に対して垂直な方向（面内傾斜角度β＝９０°）に形成した場合の一例を模式的に示している。この場合も、光の伝搬ベクトルはｍｃ面に平行となる。つまり、ａ軸方向と垂直な方向に放射角度が広い配光特性を有する。例えば、点Ｑから出射した伝搬ベクトルｋ１のように、伝搬方向がｍ軸方向と平行な場合には、光は、空隙６０の斜面５３及び凸部５１の底面５２等に対して、主にｐ波として入射し、ｓ波はほとんど０である。よって、ｍ軸と平行な伝搬ベクトルを持つａ軸偏光光に対しては、ａ軸方向の偏光特性は維持される。
しかし、この場合、ｍ軸と平行な伝搬ベクトルを持つ光は極一部であり、そのほとんどは、図５２に示した伝搬ベクトルｋ２のように、ｍｃ面に平行でありながら、その伝搬方向はｃ軸方向に傾斜している。伝搬ベクトルｋ２のような偏光光は、空隙６０の斜面５３に対して入射する場合、ｐ波成分のみならず、ｓ波成分も含まれた合成波として入射するため、偏光は維持されない。
以上のように、発光素子構造から出射される光の偏光度は、空隙６０の面内傾斜角度βに依存しており、βが０°付近の場合のみ偏光度が維持できることが分かる。
本明細書においては、角度βに対する偏光度の変化について、比偏光度という値を用いて評価し議論する。比偏光度とは、面内傾斜角度β＝０°の時の偏光度により、任意の角度で面内に傾斜した空隙６０を持つ場合の偏光度を規格化した値である。以下の式（２）に定義する。
比偏光度＝（任意の面内傾斜角度βのストライプ構造を持つ発光素子の偏光度）／（面内傾斜角度β＝０°のストライプ構造を持つ発光素子の偏光度） …式（２）
式（２）に示す比偏光度は、角度βが約３°未満の範囲でほぼ１に近い値を取り、３°以上に大きくなると比偏光度が急激に減少して、偏光度が抑制できることが分かっている。
図５０（ｂ）において説明したように、ｍ面を主面とする窒化物系半導体発光素子から出射する光は、ａ軸偏光している。よって、その伝搬ベクトルはｍｃ面内と平行であり、ｍａ面内には殆ど存在しない。これを光の分布で表現すると、ａ軸方向と比べてｃ軸方向により広い光分布が検出されるということになる。
このような特性は、配光特性の非対称性の原因となる。すなわち、出射面側にストライプ構造を持たない、平坦な出射面を持つｍ面窒化物系半導体発光素子の配光特性は、ａ軸方向とｃ軸方向のそれぞれの配光特性が異なり、非対称な結果となる。ａ軸方向と比べて、ｃ軸方向に配光特性は広く分布しており、ｃ軸方向の配光特性は、０°、つまりｍ軸方向と比べてｃ軸方向に傾いた方向の光強度が強くなる傾向がある。
この配光特性の非対称性についても、本実施形態に係る空隙６０を出射面側に形成することによって低減することができる。図５３（ａ）に、一例として、ＧａＮとサファイアとの界面を有する平坦な出射面を持つ発光素子を模式的に示す。また、図５３（ｂ）に、一例として、角度β＝０°の空隙６０を出射面に持つ発光素子を模式的に示す。図５３（ａ）に示すように、出射面が平坦な場合は、ＧａＮ層側から出射した光が、ある入射角θ１でサファイア基板側に透過する場合、透過光のθ２は、θ１よりも大きくなって、ｃ軸方向により傾斜した光として出射しやすい。
これは、後述するスネルの法則から、窒化物半導体層の屈折率が、サファイア又は大気よりも屈折率が高いため、必ずθ２＞θ１となることに起因している。これが先に述べた配光特性の非対称性を大きくする要因となっている。
これに対し、本実施形態に示す空隙６０を出射面側に形成すれば、例えば図５３（ｂ）に示すように、角度β＝０°のａ軸方向にストライプ状の空隙６０が形成されている場合、ｍｃ面内に伝搬ベクトルを持つ入射光は、図５３（ａ）の場合と比べて、より小さい角度で界面５０に入射しやすくなる。その結果、入射した光は、ｍｃ面内において、ｃ軸方向よりもｍ軸方向に傾斜しやすくなる。すなわち、平坦な出射面を持つ従来のｍ面窒化物系半導体発光素子における配光特性はｃ軸方向に広く分布し、一方、本実施形態の空隙６０が形成されている場合には、ｍ軸側、すなわち発光素子の主軸方向（上下方向）の光強度分布が強くなる。従って、ｃ軸方向の配光特性が改善されて、ａ軸方向との非対称性を改善することができる。また、このように、本実施形態に示す空隙６０は、光取り出し効率の向上にも寄与する。
図５４は、物質の界面におけるｐ波、ｓ波それぞれの入射、反射及び屈折の様子を示している。このような界面におけるエネルギー反射率（ｐ波に対してＲｐ、ｓ波に対してＲｓと表記）は、以下のスネルの法則（式（３））及びフレネルの式（式（４）、式（５））から得ることができる。
ｎ1ｓｉｎθ1＝ｎ2ｓｉｎθ2 …式（３）
Ｒp＝ｔａｎ2（θ1−θ2）／ｔａｎ2（θ1＋θ2） …式（４）
Ｒs＝ｓｉｎ2（θ1−θ2）／ｓｉｎ2（θ1＋θ2） …式（５）
本実施形態に係る発光素子においては、活性層２４から出射した光は、屈折率が高い窒化物半導体層から屈折率が低い大気の層へと透過する。
図５４において、屈折率ｎ1の層をＧａＮ層、屈折率ｎ2の層を大気とした場合のｐ波及びｓ波のそれぞれのエネルギー反射率Ｒp、Ｒsの入射角度θ1依存性の計算結果を図５５（ａ）に示す。
入射角度が２３°よりも小さい領域では、ｐ波及びｓ波は共に反射率は比較的に低く、窒化物半導体層から出射した光は、外部に取り出されやすい。また、この角度範囲では、ｐ波の反射率がｓ波の反射率よりも低く、２２°付近では、ｐ波の反射率が０となる。これはブリュースター角と呼ばれる。
一方、本実施形態のように、光が、屈折率が高い材料から屈折率が低い材料へと入射する場合は、全反射することが知られている。全反射が起きる入射角度を臨界角θcと呼ぶ。臨界角θcは、式（３）に示したスネルの法則において、θ2＝９０°になるときのθ1の値である。つまり、窒化物半導体と大気との界面においては、臨界角θcが２３°付近であるため、これ以上の高い入射角度で界面に入射する光は全反射され、発光素子の外部に光を効率的に取り出すことができない。このような現象が起こると、光は外部に取り出されず、発光素子の外部量子効率を下げる要因となる。
図５５（ｂ）及び図５５（ｃ）に、ＧａＮ層とサファイアとの界面、及びＧａＮ層とＳｉＯ2との界面における計算結果を参考のために示す。
本実施形態に係る空隙６０は、その構造の一部に斜面５３を有している。このような斜面が形成されると、平坦な出射面と比べて、入射角が臨界角よりも小さくなる場合がある（例えば図５３（ｂ）を参照。）。この場合には、反射率が低くなるため、外部に取り出される光が多くなって、光取り出し効率及び外部量子効率を改善することができる。
以上、説明した配光特性及び光取り出し効率の改善効果は、ｍ面窒化物半導体から得られる発光がａ軸偏光しており、さらにその伝搬ベクトルがｍｃ平面に平行である成分が多いという特徴に起因している。これにより、光の強度分布がａ軸よりもｃ軸方向に広く分布するため、ｃ軸に対して垂直となるようにストライプ状の凹凸形状を形成することにより、配光特性及び光取り出し効率を改善することができる。配光特性と光取り出し効率とを改善するという観点からは、活性層２４から出射される光の偏光方向と、ストライプ構造が延びる方向とが平行となるように設計する。
従って、ｍ面窒化物系半導体発光素子におけるａ軸偏光度を維持する場合は、角度βは０°付近、つまりａ軸方向に沿ってストライプ構造を形成することが望ましく、この条件下でも配光特性及び光取り出し効率の改善を図ることができる。
一方、出射光が横切るようにストライプ状の空隙６０を形成することにより、配光特性及び光取り出し効率の改善が可能となる。これらの効果に加えて、ストライプ状の空隙６０のａ軸方向からの角度βを０°よりも大きくすることにより、出射光の偏光度を抑制することができる。
すなわち、本実施形態の主目的である、ａ軸偏光度を抑制し且つ配光特性及び光取り出し効率の改善効果が得られるストライプ状の空隙６０の面内傾斜角度βの範囲は、３°以上且つ４５°以下である。また、角度βの値は、３°以上且つ３５°以下でもよい。また、角度βの値は、３°以上且つ１０°以下であってもよい。
＜リッジ部５１及びその間の空隙６０を設けた発光素子１０の構造＞
以下、空隙６０を界面付近に設けた窒化物系半導体発光素子の構造とその製造方法について詳しく説明する。
本実施形態においては、窒化物半導体層は、非極性又は半極性面を主面とする構造を前提としている。このような非極性面又は半極性面を主面とする窒化物半導体構造から出射する光は偏光を持ち、出射面側に形成したストライプ状の空隙６０により、偏光度を抑制することができ、且つ、配光特性と光取り出し効率とを向上することができる。
また、本実施形態においては、ストライプ構造を、成長用基板１００の裏面、すなわち、エピタキシャル成長を行う主面の反対側の面に形成する場合ではなく、成長用基板１００と成長した窒化物半導体膜３２０の界面付近に形成する方法について詳細に説明する。
例えば、成長用基板１００にサファイアを用いて成長した非極性面又は半極性面窒化物系半導体発光素子の場合は、サファイア基板の裏面にストライプ構造を形成することにより、本実施形態の効果を得ることは可能である。しかしながら、窒化物半導体の結晶成長に一般に用いられるサファイア基板は、硬度が高く、加工が困難である。
そこで、本実施形態においては、成長用基板１００の裏面を加工せず、窒化物半導体膜３２０の成長前の成長基板１００の表面、又は該基板１００上に成長した、厚さが数ｎｍから数μｍ程度の窒化物半導体膜３２０にストライプ状の空隙６０を形成する。
このような方法を用いることにより、成長用基板１００の硬度が高い場合でも、基板を直接に加工することなく、成長用基板１００の主面上にストライプ状の空隙６０を容易に形成することができる。ここでは、ストライプ構造が、活性層２４から見て出射面側に形成されているため、出射される光の偏光度を抑制し、配光特性及び光取り出し効率の向上が可能となる。
本実施形態に係る成長用基板１００には、非極性面又は半極性面を持つ窒化物半導体の成長が可能な基板を用いる。例えば、成長用基板１００には、窒化物半導体であるＧａＮバルク基板を用いてもよい。すなわち、窒化物半導体膜３２０とＧａＮバルク基板との界面付近に、空隙６０を形成してもよい。ＧａＮバルク基板としては、非極性面又は半極性面が成長する基板であればよく、ａ面又はｍ面を主面とするＧａＮバルク基板、又は（１１−２２）面、（２−２０１）面若しくは（２−２０−１）面等の半極性面を主面とするＧａＮバルク基板であってもよい。
しかしながら、現状では、非極性面又は半極性面を主面とする窒化物系半導体素子の結晶成長に用いられているＧａＮバルク基板は高価であり、また、大口径化も難しい。
例えば、現状のｍ面を主面とするＧａＮバルク基板の価格は、同サイズのサファイア基板と比較すると２桁以上も高い。またそのサイズは、ｍ面ＧａＮ基板は、数ｃｍ角程度の大きさであり、ｃ面ＧａＮのバルク基板でさえ、約５．１ｃｍ（＝２インチ）を超える大口径化が現状では困難である。一方、異種基板の１つであるサファイア基板は、現在２インチサイズなら数千円程度と安価であり、約１０．２ｃｍ（＝４インチ）、又は約１５．２ｃｍ（＝６インチ）以上の大口径化がすでに実現されている。
従って、ＧａＮバルク基板を成長用基板１００として用いた場合でも、同様な偏光度抑制効果を得られるものの、コスト面及び大口径化の面では、窒化物半導体とは異なる材料からなる基板、すなわちヘテロ基板を用いることが望ましい。
ヘテロ基板としては、例えば、サファイア、炭化シリコン（ＳｉＣ）、シリコン（Ｓｉ）、酸化ガリウム（Ｇａ2Ｏ3）、酸化リチウムアルミニウム（ＬｉＡｌＯ2）又は酸化亜鉛（ＺｎＯ）等を好適に用いることができる。例えば、ｍ面窒化物半導体成長用の基板としては、ｍ面サファイア、ｍ面ＳｉＣ、（１００）ＬｉＡｌＯ2基板等が報告されている。
ｍ面を主面とする窒化物系半導体発光素子の場合、活性層２４の表面が少なくともｍ面と平行か、又は±５°以内に制御されていればよく、その条件が満たされる範囲内においては、ヘテロ基板は適宜選ぶことができる。
本実施形態に係る効果は、ヘテロ基板としてシリコン（Ｓｉ）を用いても有効である。Ｓｉ基板は、安価で且つ大口径化が容易な基板である。また、Ｓｉのファセット面を用いる成長方法により、半極性面又は非極性面の窒化物半導体の成長が可能であることが分かっている。本実施形態においては、Ｓｉと窒化物半導体層との界面付近に、ストライプ状の空隙６０を形成することにより、前述した効果を得ることができる。しかしながら、Ｓｉ基板は、可視光は吸収するため、光取り出し効率が減少してしまう。よって、Ｓｉ基板のような活性層２４からの発光光を吸収してしまう基板を用いる場合は、空隙６０を形成した後に、該Ｓｉ基板を除去することが望ましい。
成長用基板１００において可視光の吸収が少ないサファイア等においては、成長用基板１００を必ずしも除去する必要はない。しかし、基板を除去した場合においても、除去された基板と界面を有していた窒化物半導体層に空隙６０が形成されていれば、本実施形態の効果は得られる。
本実施形態では、ｍ面サファイア基板上のｍ面窒化物半導体を基体とした、発光素子１０におけるヘテロ窒化物半導体基板６００の製造方法について、図面を参照しながら説明する。以下の図面においては、説明の簡潔化のため、実質的に同一の機能を有する構成要素を同一の参照符号で示す。なお、本開示は、以下の実施形態に限定されない。
本実施形態においては、ヘテロ基板上に成長する種結晶膜又は再成長膜として、主に窒化ガリウム層（ＧａＮ層）を中心に説明するが、これらの層は、Ａｌ、Ｉｎ及びＢのうち少なくとも１つを含む層であってもよい。また、種結晶又は再成長膜はＧａＮ層のみから形成される必要はなく、例えばＡｌxＧａyＩｎzＮ（但し、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１である。）層が１層のみ含まれていたり、又はそれぞれ組成が異なる複数のＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）層が交互に積層されていたり、これらの層にさらにホウ素（Ｂ）が混入されたりする構造であってもよい。
図５６（ａ）〜図５６（ｄ）に、成長用基板とその上に成長する窒化物半導体膜の界面付近の領域に、ストライプ状の空隙を形成する方法について説明する。
まず、図５６（ａ）に示すように、ｍ面を成長面とする成長用基板１００の上に窒化物半導体層１１０を成長させる。続いて、誘電体又は酸化物等からなるマスク１２０を選択的に形成する。マスク材料には、例えば酸化シリコン（ＳｉＯ2）、窒化シリコン（ＳｉＮ）、酸窒化シリコン（ＳｉＯＮ）、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ）、酸化亜鉛（ＺｎＯ）、酸化ガリウム（Ｇａ2Ｏ3）、又は酸化アルミニウム（Ａｌ2Ｏ3）等を用いることができる。
次に、図５６（ｂ）に示すように、マスク１２０を用いて、窒化物半導体層１１０及び成長用基板１００の上部に対してエッチングを行う。これにより、マスク１２０から成長用基板１００が露出した凹部２１０を形成する。
以上のようにして、エッチングにより残留し、再成長の起点となる凸部でありストライプ状の窒化物半導体層１１０ａと、エッチングにより成長用基板１００が露出した凹部２１０とを有する凹凸加工基板５００が形成される。なお、成長用基板１００の上部に対して行うエッチングは、窒化物半導体層１１０が残らないように行うオーバエッチングであり、このオーバエッチングの詳細については後述する。
次に、図５６（ｃ）に示すように、凹凸加工基板５００の上に、窒化物半導体３１０を再成長すると、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａから優先的に再成長が起こる。さらに、成長条件を適宜選択することによって、再成長した窒化物半導体３１０は、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの両側面から横方向成長し、成長用基板１００が露出する凹部２１０を覆うように成長が進む。
次に、図５６（ｄ）に示すように、成長を続けると、横方向に成長した窒化物半導体３１０同士が結合して、結合部４１０を形成する。これにより、露出した成長用基板１００に形成された凹部２１０の底面２１０ａは再成長膜で覆われる。さらに成長を続けると、今度は窒化物半導体３１０が、成長用基板１００の主面に垂直な方向、すなわちｍ軸方向に成長してマスク１２０を完全に覆い、マスク１２０の上方にも結合部４００が形成される。最終的には、平坦な窒化物半導体膜を形成することができる。
このとき、凹部２１０と横方向成長した窒化物半導体３１０の間には、エピタキシャル膜が存在しない空隙６０が生じる。この空隙６０は、ストライプ状に延びる構造となり、斜面５３及び底面５２を含む構造となる。
このように、成長用基板１００と該成長用基板１００の上に再成長した窒化物半導体層１１０に対して凹凸加工を施して、凸部となるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａと成長用基板１００が露出した凹部２１０とを有する凹凸加工基板５００を用意する。この用意した凹凸加工基板５００に窒化物半導体３１０の再成長を行うと、凸部であるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａが延びる方向と平行に、ストライプ状の空隙６０を形成することができる。
このような方法を用いたストライプ状の空隙６０を得る工程においては、再成長した窒化物半導体３１０は、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａを起点として横方向に成長が進む。このため、ヘテロ成長時にその界面で発生し、窒化物半導体層１１０に含まれる一部の転位は、縦方向であるｍ軸方向ではなく横方向に屈曲する。その結果、凹部２１０によって転位及び欠陥密度を大幅に低減することができる。これにより、再成長した窒化物半導体３１０の表面領域の高品質化が可能となる。
以上の方法は、一般に、横方向選択成長と呼ばれる成長方法である。本実施形態の空隙６０を形成する方法は、横方向選択成長法を採用することにより、偏光度の抑制効果と共に、転位密度及び積層欠陥密度を低減することができる。このような横方向選択成長において、一般に、エッチングにより形成される凹部２１０の深さは、凸部であるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａと比べて深ければ深いほど良いとされている。なぜならば、再成長時にエッチングにより露出した凹部２１０の成長用基板１００の表面から、窒化物半導体３１０が成長してしまう可能性があるからである。
この成長方法では、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａのみから再成長させることにより、転位及び欠陥密度を低減できる。よって、エッチングにより形成した凹部２１０の底面２１０ａからの再成長を起こさないか、起こったとしても横方向再成長に影響を及ぼさないようにすることが重要である。
エッチング深さが深ければ深いほど、再成長時の原料は、凹部２１０の底面２１０ａには到達することが難しくなり、凸部である窒化物半導体層１１０からのみ優先的に成長して、横方向選択成長が促進される。また、もし凹部２１０で成長が起こったとしても、エッチングの深さが深ければ、再成長膜への影響及び干渉は少なくなる。
なお、図５６を用いて説明した横方向選択成長による空隙６０の形成方法は、誘電体等からなるマスク１２０を用いなくても、実現が可能である。誘電体からなるマスク１２０を除去すると、マスク１２０を構成する材料自体からの不純物の混入を抑制できる等の利点がある。
（製造方法の一変形例）
図５７（ａ）〜図５７（ｄ）に再成長用のマスクを用いない場合の成長方法を示す。
まず、図５７（ａ）に示す工程においては、図５６（ａ）と同様に、成長用基板１００の上に、窒化物半導体層１１０とマスク１２１とを順次形成する。
次に、図５７（ｂ）に示すように、マスクを用いたエッチングによって表面に凹凸を有する凹凸加工基板５１０を形成する。その後、本変形例においては、マスク１２１を除去する。
次に、図５７（ｃ）に示すように、マスク１２１を除去した凹凸加工基板５１０を再成長用基板として、窒化物半導体膜３２０を凸部であるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａから再成長させる。ここで、再成長は、凹部２１０を覆うように横方向成長が起こるのと同時に、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの上面にも成長が起こる。最終的には、図５７（ｄ）に示すように、再成長を続けることにより、平坦な窒化物半導体膜３２０を得ることができる。
本変形例においては、マスク１２１が窒化物半導体膜３２０中に存在しないため、ＳｉＯ2等の誘電体からなるマスクからの不純物の混入がない。従って、良質な窒化物半導体膜３２０を得られるという利点がある。
さらに、マスク１２１として、一般的なレジスト膜を用いることができるため、誘電体マスクを形成する工程を省くことができる。このため、製造コストを削減できるという利点もある。
以下では、マスク１２１を除去する図５７の一変形例に示す構造を用いて、面内傾斜角度βを持つ空隙６０の形成方法について説明する。図５６の形成方法との違いは、マスクの有無のみであるため、偏光度の抑制効果等については、図５６の場合も同様の効果を得ることができる。
図５８（ａ）及び図５８（ｂ）は、第４の実施形態に係る窒化物半導体層成長用の凹凸加工基板５１０の断面構成及び平面構成を示している。
図５８（ａ）に示すように、凹凸加工基板５１０は、ｍ面を成長面に持つサファイアからなる成長用基板１００と、成長用基板１００の成長面の上に設けられた複数のストライプ状の凸部を持つ窒化物半導体層１１０ａとを有している。複数のストライプ状の窒化物半導体層１１０ａのそれぞれの間には、凹部２１０が設けられている。図５８（ｂ）に示す例において、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａは、ｍ面窒化物半導体のａ軸方向から面内傾斜角度βだけ傾いた方向に延びている。
前述したように、ｍ面窒化物半導体層とｍ面サファイアとの面内の結晶軸は９０°ずれている。すなわち、主面であるｍ軸は平行であるが、面内の窒化物半導体のａ軸（ｃ軸）はサファイアのｃ軸（ａ軸）と平行になるように、エピタキシャル成長することが分かっている。
従って、成長用基板１００を基準として、角度βを定義するならば、成長用基板１００のｃ軸方向と平行な場合に、角度βが０°となる。また、成長用基板１００のａ軸方向と平行な場合に、角度βが９０°となる。
すなわち、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａが延びる方向と、該窒化物半導体層１１０ａのａ軸とがなす角度βが３°以上且つ４５°以下となるように設計した凹凸加工基板５１０を形成する。続いて、形成した凹凸加工基板５１０の上に窒化物半導体膜３２０を再成長すれば、面内傾斜角度βが同一であるストライプ状の空隙６０を有するヘテロ窒化物半導体基板６００を得ることができる。ヘテロ窒化物半導体基板６００の上に作製したｍ面を主面とする発光素子１０は、活性層２４から出射する光の偏光度が抑制され、且つ配光特性及び光取り出し効率が改善される。
凹部２１０の底面２１０ａには、成長用基板１００のｍ面が露出している。窒化物半導体の原料粒子はサファイアのｍ面に付着しにくい。このため、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａを種結晶として窒化物半導体膜３２０を再成長させる際には、原料粒子は凹部２１０の底面２１０ａではなく、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａに付着しやすくなる。これにより、底面２１０ａから結晶性が低い窒化物半導体膜３２０の成長を抑制することができる。
また、図５８（ａ）及び図５８（ｂ）には、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの上面にマスクが設けられていない例を示しているが、本実施形態においては、図５６（ｂ）に示すようなマスク１２０が設けられていてもよい。
本実施形態に係る凹凸加工基板５１０は、例えばウエハ状態の成長用基板１００を用いて形成される。図５８はウエハの一部を示している。また、見やすさを考慮して各構成要素を図示しており、実際の各構成要素の大きさの比率は図示される比率に限られない。
本実施形態において、成長用基板１００の成長面は、前述したように、ｍ面から５°以内の角度だけ傾いていてもよい。また、凹部２１０の底面２１０ａに露出する面も、ｍ面から５°以内の角度だけ傾いていてもよい。また、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの成長面も、ｍ面から５°以内の角度だけ傾いていてもよい。
また、隙６０の面内の傾斜角度βの範囲は、３°以上且つ３５°以下であってもよい。面内傾斜角度β＞３５°の範囲では、エッチングにより形成した凹部２１０の壁面２２０から、半極性面を持つ窒化物半導体膜３２０が異常成長しやすい。従って、横方向再成長により得られた窒化物半導体膜３２０は、ｍ面と半極性面とが混在して、結晶品質及び表面平坦性が著しく悪化することが、本発明者の検討により明らかとなった。具体的には、傾斜角度が３°≦β≦３５°の範囲内で複数の空隙６０を形成すれば、偏光度を抑制し、配光特性及び光取り出し効率を改善することができる。その上、凹部２１０から露出する成長用基板１００からの半極性面に生じる異常成長が抑制されて、表面平坦性と結晶品質とに優れたｍ面窒化物再成長膜３２０及びヘテロ窒化物半導体基板６００を得ることができる。
また、空隙６０の面内傾斜角度βの絶対値は３°以上且つ１０°以下であってもよい。この場合には、積層欠陥密度を特に低減することができる。詳細は、後述する実施例に係る測定結果を参照しながら説明する。
本実施形態に係る複数の凸部からなるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａは、図５８（ｂ）に示すような、単純なライン＆スペースの配置に限られない。前述したように、図４７、図４８又は図４９に示す構造であってもよい。
また、ストライプ状の空隙６０が延びる方向に垂直な断面形状についても、適宜選択することができ、例えば図４５及び図４６に説明した構造であってもよい。
図５９（ａ）に示すように、本実施形態においては、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの側面１１０Ａは、成長用基板１００の成長面の法線に対して傾いていてもよい。この場合、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａが延びる方向と平行な側面１１０Ａとｍ面とがなすリッジの内側の角度γが０°よりも大きく１５０°よりも小さくてもよい。
また、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの断面は、四角形状又は台形状に限られず、三角形状、他の多角形状又は曲面を含んでいてもよい。
また、本実施形態では、複数のストライプ状の窒化物半導体層１１０ａのうちの幾つか、又は１つのストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの一部において、その延びる方向が窒化物半導体のａ軸方向に対して３°以上且つ４５°以下の傾きを持つという条件を満たさなくてもよい。この場合、複数のストライプ状の窒化物半導体層１１０ａのうち少なくとも５０％がその延びる方向と窒化物半導体のａ軸とがなす角度が３°以上且つ４５°以下であればよい。
成長用基板１００の厚さは、例えば０．１ｍｍ以上且つ１ｍｍ以下である。成長用基板１００（ウエハ）の直径は、例えば約２．５ｃｍ（１インチ）以上且つ約２０．３ｃｍ（８インチ）以下である。
また、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの層厚は、例えば１０ｎｍ以上且つ１０μｍ以下である。図５９（ａ）に示す、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａが延びる方向に垂直な方向の幅Ｌは、例えば０．１μｍ以上且つ１０μｍ以下に設定してもよい。また、図５９（ａ）に示す、凹部２１０の幅Ｓは、１μｍ以上且つ３０μｍ以下に設定してもよい。
図５９（ａ）に示す幅Ｌ及び幅Ｓは、ストライプ構造が延びる方向に対して垂直な方向に形成される凹凸構造の周期とほぼ一致する。
本実施形態の主目的である、偏光度を抑制し、配光特性の改善と光取り出し効率の向上との効果のみを得るには、前述した幅Ｌと幅Ｓとから決まる周期は、光の波長レベル、つまり１μｍ以下であってもよい。
一方、この偏光制御の効果と同時に、ヘテロ窒化物半導体膜の結晶性の改善効果を得る場合には、前述した幅Ｌと幅Ｓとから決まる周期は、さらに広い範囲で制御することが可能である。前述したように、その周期が４０μｍであっても、その効果を確認することができている。
凹凸加工基板５１０を作製する工程において、凹部２１０の底面２１０ａにストライプ状の窒化物半導体層１１０ａが残存するのを回避するため、凹部２１０を形成するためのエッチングを深めに行ってもよい。この場合、成長用基板１００の上部も除去されて、図５８（ａ）に示すように、凹部２１０の下部に、成長用基板１００からなる壁面２２０が露出する。
なお、図５９（ｂ）に示すように、凹部２１０を形成する際に、必ずしも成長用基板１００の上部を除去した凹部２１０を形成しなくてもよい。この場合は、凹部２１０の底面２１０ａが、成長用基板１００とストライプ状の窒化物半導体層１１０ａとの界面と同一の高さとなる。
成長用基板１００とストライプ状の窒化物半導体層１１０ａとの界面を基準とした凹部２１０の底面２１０ａの深さは、例えば、０ｎｍ以上且つ５００ｎｍ以下、又は０ｎｍ以上且つ１５０ｎｍ以下であってもよい。
本実施形態においては、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａが延びる方向と、ｍ面を主面とする窒化物半導体膜３２０のａ軸とがなす角度の絶対値を３５°とすると、半極性面による異常成長が起こると説明したが、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの側面から露出するサファイアの面積を小さくすることにより、この問題を回避することができる。
例えば、成長用基板１００とストライプ状の窒化物半導体層１１０ａとの界面を基準とした凹部２１０の底面２１０ａの深さを、０ｎｍ以上且つ１５０ｎｍ以下とすると、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの側面から成長する窒化物半導体膜３２０の半極性面による異常成長を回避することができる。
図５９（ｂ）に示すように、成長用基板１００における凹部２１０内の壁面２２０の面積を可能な限り小さくした構造においては、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの側面の下部に位置する成長用基板１００から成長する半極性の窒化物半導体の量が少なくなる。このため、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａが成長面内で延びる方向と窒化物半導体膜３２０のａ軸との角度が３５°以上であっても、窒化物半導体膜３２０の半極性面による異常成長が抑制されて、表面の平坦性を高めることができる。
なお、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａ同士の間の凹部２１０の底面２１０ａにｍ面以外の面が露出する場合は、凹部２１０の底面２１０ａからの窒化物半導体膜３２０の再成長が問題となるため、凹部２１０を深く形成する必要がある。本実施形態においては、凹部２１０の底面２１０ａがｍ面サファイアであるため、底面２１０ａから窒化物半導体膜３２０が成長しにくい。従って、底面２１０ａからの成長を考慮することなく、凹部２１０を浅く形成することができる。
さらに、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａが延びる面内方向とｍ面を主面とする窒化物半導体膜３２０のａ軸とがなす角度の絶対値を３°以上且つ３５°以下とし、さらに、成長用基板１００とストライプ状の窒化物半導体層１１０ａとの界面を基準とした凹部２１０の底面２１０ａの深さを、０ｎｍよりも大きく且つ１５０ｎｍ以下となるようにしてもよい。これにより、底面２１０ａの深さが０ｎｍよりも大きい場合でも、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの側面の下部から露出する成長用基板１００から成長する半極性の窒化物半導体の量をさらに低減することができる。
また、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａが延びる面内方向とｍ面を主面とする窒化物半導体膜３２０のａ軸とがなす角度の絶対値を０°以上且つ３°以下とし、さらに、成長用基板１００とストライプ状の窒化物半導体層１１０ａとの界面を基準とした凹部２１０の底面２１０ａの深さを、０ｎｍよりも大きく且つ１５０ｎｍ以下となるようにしてもよい。これにより、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの側面の下部から露出する成長用基板１００から成長する半極性の窒化物半導体の量をさらに低減することができ、偏光光を維持することができる。
以上のように、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００の上に、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａを形成し、再成長を行うことにより、該ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａと平行なストライプ状の空隙６０を形成することができる。これにより、ストライプ状の空隙６０がヘテロ窒化物半導体基板６００におけるヘテロ界面の近傍に設けられた、ｍ面を主面とする発光素子１０を得ることができる。
（第５の実施形態）
以下、第５の実施形態について図面を参照しながら説明する。
図６０（ａ）及び図６０（ｂ）は第４の実施形態において説明した製造方法により得られた、ストライプ状の空隙６０を設けたヘテロ窒化物半導体基板６００の模式的な断面構成及び平面構成を示している。ここで、図６０（ａ）に示す構造は、本質的には図５７（ｄ）と同一である。
凹凸加工基板５１０を用意し、窒化物半導体膜３２０の再成長により、ヘテロ窒化物半導体基板６００を形成した場合には、一般に、凹部２１０の上方に成膜された窒化物半導体膜３２０の転位及び欠陥密度は、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの上に成膜された窒化物半導体膜３２０よりも低くなり、結晶の品質が高くなりやすい。
これは、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａには、ヘテロ界面で発生した転位及び欠陥が、そのまま成長方向であるｍ軸方向に伝搬するのに対し、横方向成長により得られる凹部２１０の上側の窒化物半導体膜３２０は、転位及び欠陥が屈曲する等してｍ軸方向に伝搬しにくくなる。
その結果、図６０（ａ）及び図６０（ｂ）に示すように、転位及び欠陥密度の濃淡が、ヘテロ窒化物半導体基板６００の面内に形成される。転位及び欠陥密度が高い領域は、凸部であるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの上に形成されるため、図６０（ｂ）に示すように、ｍ軸側から見ると、ストライプ状の空隙６０と平行に形成され、同一の面内傾斜角度βを有する。
図６１は第５の実施形態に係る半導体発光素子の断面構成を模式的に示している。図６１に示すように、本実施形態に係る発光素子１１は、ヘテロ窒化物半導体基板６００と、該ヘテロ窒化物半導体基板６００の上に形成され、活性層２４を含む半導体積層構造２０とを備えている。ヘテロ窒化物半導体基板６００は、成長用基板１００と、該成長用基板１００の上に選択成長し且つ面内傾斜角度βを持つ複数の空隙６０を含む窒化物半導体膜３２０とから構成されている。半導体積層構造２０には、ｎ型電極４０及びｐ型電極３０が設けられている。活性層２４から出射した光は、主にｐ型電極３０で反射されて、成長用基板１００側から出射する。
図６０で説明したように、本実施形態においては、凸部を構成するストライプ状の窒化物半導体層１１０ａが形成される領域の上側に、凹部２１０よりも高い密度の転位及び欠陥がストライプ状の空隙６０と平行に形成される。通常、この欠陥密度は１桁以上異なる場合がある。よって、本実施形態の構造を基体とした発光素子１１においては、窒化物半導体膜３２０に高転位及び高欠陥密度領域を生じさせる凸部であるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの存在が、発光効率を低下させる要因となり得る。
すなわち、図４３に示した第４の実施形態においては、活性層２４の全体に電流を注入するため、高転位及び高欠陥密度領域の上に形成した活性層２４からも発光が得られるが、該領域の発光効率は低くなるおそれがある。
本実施形態においては、この発光効率が低下する問題を回避するために、ｐ型電極３０とｐ型窒化物半導体層２５との界面に複数の絶縁膜１４０を選択的に形成している。各絶縁膜１４０は、凸部となるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの上に形成されて、空隙６０と同一の角度βを有するストライプ構造となる。このように各絶縁膜１４０を形成すれば、活性層２４におけるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの上に形成された部分は発光に寄与せず、活性層２４における転位及び欠陥が少ない凹部２１０の上側部分のみが発光に寄与するため、発光効率を向上することができる。
絶縁膜１４０は、活性層２４から出射した偏光光を透過する材料であってもよい。例えば、絶縁膜１４０には、ＳｉＯ2、ＳｉＮ、ＺｒＯ、Ｇａ2Ｏ3、Ａｌ2Ｏ3又はＺｎＯ等を用いることができる。
本実施形態に係る発光素子１１は、高転位及び高欠陥密度領域に電流を流さず、活性層２４における発光効率が低い領域を動作させないことにより、発光効率を向上することができる。
なお、ストライプ状の絶縁膜１４０を形成しなくても、例えばｐ型電極３０自体を、ストライプ状の形状とし、各凹部２１０の上側部分のみにｐ型電極３０を形成してもよい。しかし、このような構成とすると、活性層２４から出射した偏光光は、ｐ型電極３０が形成されていないストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの上側の領域では反射されることがない。その結果、発光素子１１における光取り出し効率が低下することにもなる。
従って、各絶縁膜１４０を、ｐ型層２５とｐ型電極３０との間に、空隙６０と平行で且つストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの上側の領域にそれぞれ形成してもよい。この際、ｐ型電極３０は、複数の絶縁膜１４０を覆うように形成してもよい。絶縁膜１４０の厚さは、絶縁性が確保される範囲内で薄くてもよく、例えば２０ｎｍ以上且つ２００ｎｍ以下である。
以上説明したように、ヘテロ窒化物半導体基板６００の主面の面内にａ軸方向に対して傾斜角度βを持つ空隙６０を有する発光素子構造１１を形成することにより、活性層２４から出射する偏光光のａ軸偏光度を抑制し、且つ配光特性及び光取り出し効率を改善することができる。空隙６０の角度βの範囲は、３°以上且つ４５°以下であってもよい。また、角度βは３°以上且つ３５°以下であってもよい。また、角度βは３°以上且つ１０°以下であってもよい。
図５７（ｄ）及び図６０（ａ）に示したように、ストライプ状の空隙６０を設けたヘテロ窒化物半導体基板６００を準備する工程において、横方向にそれぞれ選択成長した窒化物半導体膜３２０同士が互いに結合してなる各結合部４１０は、ストライプ状の空隙６０と平行に形成される。
（第５の実施形態の一変形例）
上述のように、各結合部４１０は、それぞれ異なるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａから再成長した窒化物半導体膜３２０同士が互いに結合するため、結晶面及び結晶方位に僅かなずれが生じて、新たな欠陥及び転位の発生源となり得る。従って、各結合部４１０の上に活性層２４が形成されると、非発光領域として働き、発光効率を下げる要因となり得る。
図６２及び図６３に、結合部４１０の影響を受け難い、本変形例に係る発光素子１２を示す。ここで、図６２及び図６３（ｂ）はａ軸方向から見た断面構成を示し、図６３（ａ）はｃ軸方向から見た断面構成を示す。
本変形例においては、結合部４１０が活性層２４に含まれることを防ぐために、凹凸加工基板５１０の上に窒化物半導体膜３２０を再成長する際に、半導体積層構造２０のうちの活性層２４までを成長し、さらに、ｐ型層２５の成長時に各ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａから再成長した窒化物半導体膜３２０をそれぞれ結合させて、結合部４１０を得る。
このように発光素子１２を作製することにより、活性層２４に結合部４１０が含まれなくなるため、発光効率の低下を防ぐことができる。さらに、本変形例においても、ヘテロ窒化物半導体基板６００の主面の面内にａ軸方向に対して傾斜角度βを３°以上且つ４５°以下で制御され、斜面５３を有するストライプ状の空隙６０を形成することによって、出射された光の偏光度を抑制し、且つ配光特性及び光取り出し効率を向上することができる。
なお、本変形例に係る発光素子１２におけるｎ型電極４０は、図６３（ｂ）に示すように形成してもよい。具体的には、発光素子１２におけるｎ型層２２は、複数の空隙６０により、窒化物半導体膜３２０のｃ軸方向に不連続な構造となる。従って、それぞれがｃ軸方向に孤立したｎ型層２２のすべてに通電できるように、ｎ型電極４０は、各ｎ型層２２の上面及び側面だけでなく、ヘテロ窒化物半導体基板６００における空隙６０の壁面及び底面を連続的に覆うように形成してもよい。
このような構造とすることにより、ヘテロ窒化物半導体基板６００の上に形成された活性層２４に電流を流し、素子全体からの発光を得ることができる。
図６３（ｂ）に示す本変形例に係るｎ型電極４０の構造は、複数の活性層２４及び複数のｎ型層２２がそれぞれ互いに結合していない構造において好適に用いられる構造である。
従って、前述した発光素子１１においては、ｎ型電極４０は、エッチングによりｎ型層２２の表面を形成できれば、その形成位置に制約はない。
（第６の実施形態）
以下、第６の実施形態について図面を参照しながら説明する。
図６４（ａ）及び図６４（ｂ）は第６の実施形態に係るヘテロ窒化物半導体基板６０１の作製方法の詳細を示している。
まず、図６４（ａ）に示すように、成長用基板１００の上に、非極性面を主面とする窒化物半導体層１１０を形成する。本実施形態では、例えば、成長用基板１００をｍ面サファイア基板とし、窒化物半導体層１１０をｍ面サファイア基板上に成長した、ｍ面を主面とする窒化物半導体層とする。続いて、窒化物半導体層１１０の上に、ストライプ状のマスク１２０を選択的に形成する。マスク１２０は、窒化物半導体層１１０の主面内において傾斜している。例えば、ａ軸方向に対する傾斜角度βの範囲は３°以上且つ４５°以下である。
以上の工程は、第４実施形態及び第５の実施形態と同等である。本実施形態においては、図６４（ｂ）に示すように、窒化物半導体層１１０にエッチングを行わずに、該窒化物半導体層１１０の表面上にマスク１２０を介した再成長を行って、窒化物半導体膜３２０を得る。
このような構成で再成長を行えば、マスク１２０の上には窒化物半導体膜３２０の再成長は起きず、マスク１２０で覆われていない窒化物半導体１１０の露出領域２００の表面から優先的に再成長が行われる。ある成長条件下においては、横方向にも窒化物半導体膜３２０の成長が促進される。その結果、マスク１２０上で再成長膜が結合した結合部４１０が形成されると共に、ストライプ状の空隙６０が形成される。
マスク１２０の材料には、例えば、ＳｉＯ2、ＳｉＮ、ＺｒＯ、ＺｎＯ、Ｇａ2Ｏ3若しくはＡｌ2Ｏ3、又はこれらの一部を含む酸化物若しくは誘電体材料を用いることができる。
また、マスク１２０の材料に金属を用いてもよい。例えば、アルミニウム（Ａｌ）、チタン（Ｔｉ）、ニッケル（Ｎｉ）、タングステン（Ｗ）若しくはタンタル（Ｔａ）、又はこれらの一部を含む合金材料であってもよい。
本実施形態においては、マスク１２０を形成した窒化物半導体層１１０の表面上に窒化物半導体膜３２０の再成長を行う。通常、窒化物半導体は高温下、例えば６００℃以上且つ１３００℃以下で成長を行うため、このような成長条件下でも、マスクとしての形状が保たれ、熱分解又は反応が起こりにくい材料であればよく、例えば、酸化物、誘電体又は金属材料を適宜用いることができる。但し、金属材料は、一般に光の吸収係数が高いため、発光素子としての応用を考えると、マスク１２０の材料には、活性層２４から出射する可視光域の偏光光を透過又は反射する材料を用いるとよい。従って、マスク１２０の材料には、透過率が高い酸化膜又は誘電体膜であってもよい。
このように、図６４（ａ）の工程において、窒化物半導体層１１０の上にマスク１２０を選択的に形成し、さらに窒化物半導体膜３２０を再成長する。これにより、図６４（ｂ）の工程において、ａ軸に対して傾斜角度βを持つ空隙６０を有するヘテロ窒化物半導体基板６０１を作製することができる。
図６５はヘテロ窒化物半導体基板６０１の上に作製した第６の実施形態に係る発光素子１３の断面構成を模式的に示している。図６５に示すように、本実施形態に係る発光素子１３は、ヘテロ窒化物半導体基板６０１と、該ヘテロ窒化物半導体基板６００の上に形成され、活性層２４を含む半導体積層構造２０とを備えている。ヘテロ窒化物半導体基板６０１は、成長用基板１００と、該成長用基板１００の上に形成された窒化物半導体層１１０と、該窒化物半導体層１１０の上にマスク１２０を介して選択成長し且つ面内傾斜角度βを持つ複数の空隙６０を含む窒化物半導体膜３２０とから構成されている。半導体積層構造２０には、ｎ型電極４０及びｐ型電極３０が設けられている。活性層２４から出射した光は、主にｐ型電極３０で反射されて、成長用基板１００側から出射する。
（第６の実施形態の第１変形例）
第４の実施形態１及び第５の実施形態と同様に、本実施形態においても、窒化物半導体膜３２０におけるマスク１２０の上方に横方向成長により得られた領域は、窒化物半導体膜３２０におけるマスク１２０で覆われない露出領域２００の上に再成長した領域と比べて、転位密度及び欠陥密度が低くなる。
すなわち、窒化物半導体膜３２０におけるマスク１２０で覆われない露出領域２００の上側部分は、マスク１２０の上側と比べて、転位及び欠陥密度が高くなる。通常、この密度は１桁以上異なる場合がある。よって、本実施形態の構造を基体とした発光素子１３においては、この高転位及び高欠陥密度領域であるマスク１２０で覆われない露出領域２００上の活性層２４は、発光効率を低下させる要因となり得る。
この要因は、第５の実施形態と同様に、ｐ型電極３０とｐ型窒化物半導体層２５との間に絶縁膜１４０を形成することにより、回避することができる。
図６６に露出領域２００の影響を受け難い発光素子１４を示す。絶縁膜１４０は、露出領域２００の上方に形成されているため、空隙６０と同一の角度βを有するストライプ構造となる。このように絶縁膜１４０を形成すれば、マスク１２０で覆われない露出領域２００の上に形成された活性層２４は発光に寄与せず、代わりに、活性層２４における転位及び欠陥が少ないマスク１２０の上側部分のみが発光に寄与するため、発光効率を向上することができる。
ここで、絶縁膜１４０は、活性層２４から出射した偏光光を透過する材料により形成してもよい。例えば、絶縁膜１４０には、ＳｉＯ2、ＳｉＮ又はＺｒＯ等を用いることができる。絶縁膜１４０の厚さは、絶縁が確保される範囲内で薄くてもよく、例えば２０ｎｍ以上且つ２００ｎｍ以下であってもよい。
本実施形態に係る発光素子１４は、高転位及び高欠陥密度領域に電流を流さず、活性層２４における発光効率が低い領域を動作させないことにより、発光効率を向上することができる。
なお、ストライプ状の絶縁膜１４０を形成しなくても、例えばｐ型電極３０自体を、ストライプ状の形状とし、マスク１２０で覆われない露出領域２００の上のみに形成してもよい。しかし、このような構成とすると、活性層２４から出射した偏光光は、マスク１２０で覆われない露出領域２００の上側部分であって、ｐ型電極３０が形成されない領域では、反射されることがないため、発光効率が低下することにもなる。
従って、各絶縁膜１４０を、ｐ型層２５とｐ型電極３０との間に、空隙６０と平行で且つマスク１２０で覆われない露出領域２００の上側にそれぞれ形成してもよい。この際、ｐ型電極３０は、複数の絶縁膜１４０を覆うように形成してもよい。
以上説明したように、ヘテロ窒化物半導体基板６０１の主面の面内にａ軸方向に対して傾斜角度βを持つ空隙６０を有する発光素子構造１３、１４を形成することにより、活性層２４から出射する偏光光のａ軸偏光度を抑制し、且つ配光特性及び光取り出し効率を改善することができる。ヘテロ窒化物半導体基板６０１の上に作製した発光素子の場合、隙６０の角度βの範囲は、３°以上且つ４５°以下であってもよい。また、角度βは３°以上且つ１０°以下であってもよい。
（第６の実施形態の第２変形例）
上述した第５の実施形態に係る図６０及び図６１に説明したように、本実施形態の構造においても、ストライプ状の複数の空隙６０を設けたヘテロ窒化物半導体基板６０１を準備する工程において、窒化物半導体膜３２０には結合部４１０がストライプ状のマスク１２０と平行に形成される。この結合部４１０は、それぞれのマスク１２０で覆われない露出領域２００から再成長した窒化物半導体膜３２０同士が結合することにより形成される。
各結合部４１０は、窒化物半導体層１１０におけるそれぞれ異なる露出領域２００から再成長した窒化物半導体膜３２０同士が互いに結合するため、結晶面及び結晶方位に僅かなずれが生じて、新たな欠陥及び転位の発生源となり得る。従って、各結合部４１０の上に活性層２４が形成されると、非発光領域として働き、発光効率を下げる要因となり得る。
図６７に結合部４１０の影響を受け難い、本変形例に係る発光素子１５を示す。図６７に示すように、第５の実施形態の一変形例と同様に、発光素子１５を作製する際に、活性層２４に結合部４１０を含まないようにし、再成長膜同士の結合をｐ型層２５の成長中に行う。これにより、本変形例に係る発光素子１５は、発光効率の低下を防ぐことができる。
さらに、本変形例においても、ヘテロ窒化物半導体基板６０１の主面の面内にａ軸方向に対して傾斜角度βを３°以上且つ４５°以下で制御され、斜面５３を有するストライプ状の空隙６０を形成することによって、出射された光の偏光度を抑制し、且つ配光特性及び光取り出し効率を向上することができる。
なお、本変形例に係る発光素子１５において、ｎ型電極４０は、窒化物半導体層１１０の表面に形成してもよい。例えば、エッチングにより、窒化物半導体層１１０の表面を露出し、その後、窒化物半導体層１１０における露出した領域の上にｎ型電極４０を形成すればよい。この際、窒化物半導体層１１０には、ｎ型の導電性を持たせることが必要である。
（第７の実施形態）
以下、第７の実施形態について図面を参照しながら説明する。
図６８（ａ）は第７の実施形態に係る発光素子の断面構成を模式的に示している。また、図６８（ｂ）は第７の実施形態の一変形例に係る発光素子の断面構成を模式的に示している。図６８（ａ）は第４の実施形態に係る発光素子１０において、成長用基板１００を除去した構成である。また、図６５（ｂ）は第６の実施形態に係る発光素子１３において、成長用基板１００を除去した構成である。
本開示においては、活性層２４から出射した偏光光は、成長用基板１００と窒化物半導体膜３２０との界面又はその近傍に形成されたストライプ状のリッジ部とその間の空隙６０によって、偏光度を抑制し、配光特性及び光取り出し効率を改善する効果を得ることができる。従って、成長用基板１００は、発光素子として必ずしも必要ではなく、除去されていてもよい。
特に、成長用基板１００において、活性層２４からの発光光がわずかでも吸収される場合は、該成長用基板１００を除去することが望ましい。成長用基板１００を除去することにより、光取り出し効率が向上して、発光素子の特性が向上する。
但し、成長用基板１００として、サファイア等の可視光域の光吸収をほとんど無視できる材料を用いる場合には、必ずしも成長用基板を除去する必要はない。
成長用基板１００を除去するには、該成長用基板１００の材料によって適宜好ましい方法を用いることができる。例えば、レーザリフトオフ法、研磨法、ウェットエッチング法又はドライエッチング法等を用いることができる。
本実施形態においては、成長用基板１００と窒化物半導体膜３２０との界面付近に、複数の空隙６０を形成している。従って、例えばストライプ状の凸部である窒化物半導体層１１０ａにおけるストライプが延びる方向と垂直な方向の幅（図５９に示す幅Ｌ）を可能な限り小さくして、各空隙６０の形成領域を増やすことにより、成長用基板１００を容易に除去することができる。
例えば、一般的なウェハボンディング法を用いれば、成長用基板１００を除去することができる。
図６８（ａ）は、ウェハボンディング法を用いて成長用基板１００を除去した発光素子１０の一例である。図６８（ａ）に示すように、ｐ型層２５の上に、成長用基板１００を除去するために用いる支持基板２７がボンディングされている。支持基板２７の材料としては、本実施形態の場合、ｐ型の導電性を持つ材料であればよく、例えば、ｐ型Ｓｉ基板又はｐ型ＧａＡｓ基板であってもよい。しかし、これらの材料は、活性層２４からの発光光を吸収してしまうため、発光効率が悪化してしまう。よって、基板材料としては、ｐ型ＳｉＣ基板、ｐ型の導電性を持つ酸化物基板又はダイヤモンド基板を用いることができる。また、ｐ型層２５と支持基板２７の間には、基板同士を接合させるための接合層があってもよい。
なお、この接合層が、反射率の高い材料、例えばＡｇ、Ａｌ若しくはＲｈ等の材料、又はこれらを一部に含む材料によって構成されていれば、前述したＳｉ又はＧａＡｓ等の光吸収が起こる材料を支持基板として用いることもできる。
本実施形態に係る発光素子１０は、成長用基板１００を除去するため、窒化物半導体膜３２０の導電型をｎ型とすれば、例えば、支持基板２７の上にｐ型電極３０を形成し、窒化物半導体膜３２０の裏面上にｎ型電極４１を形成すれば、ｐ型電極３０とｎ型電極４１とは互いに対向する位置に配設される。このような構成とすれば、注入される電流が、発光素子１０の上下方向に、いわゆる縦方向に流れる。このため、注入される電流に集中が生じないため、大電流動作に適する。
図６８（ｂ）に示す一変形例に係る発光素子１３の場合は、窒化物半導体膜３２０だけでなく、窒化物半導体層１１０の導電型をもｎ型とする必要がある。
図６８（ａ）及び図６８（ｂ）に示すｎ型電極４１は共に出射面側に設けられる。出射面側に設けられることから、ｎ型電極４１は、透過率が高い材料によって形成してもよい。例えば、Ｉｎｄｉｕｍ Ｔｉｎ Ｏｘｉｄｅ（ＩＴＯ）と呼ばれる、Ｉｎ2Ｏ3及びＳｎＯ2を含む材料からなる透明電極、ＺｎＯを含む透明電極、又は１００ｎｍ以下に薄膜化した金属電極であってもよい。
ｎ型電極４１は、図６８（ａ）に示すように、出射面の全体に形成してもよい。また、ｎ型の導電性を持つ窒化物半導体膜３２０の導電性が高ければ、出射面の一部に形成してもよい。
（第８の実施形態）
以下、第８の実施形態について図面を参照しながら説明する。
図６９は第８の実施形態に係る発光素子の断面構成を模式的に示している。
本実施形態に係る発光素子１６は、発光素子の構造自体は第４の実施形態に係る発光素子１０と同一の構造であるが、成長用基板１００の裏面にも、ストライプ状の凹凸構造７０を有する点が異なる。
このように、ストライプ状の凹凸構造７０を成長用基板１００の裏面にも形成しているため、窒化物半導体膜３２０に設けたストライプ状の空隙６０によって十分に抑制できなかった出射光の偏光度をさらに抑制することができる。これにより、発光素子１６における配光特性及び光取り出し効果をさらに向上することができる。
なお、成長用基板１００の裏面に設けたストライプ状の凹凸構造７０においても、その断面構成及び平面構成は、図４５、図４６、図４７、図４８及び図４９に示した構成であってもよい。
また、ストライプ状の凹凸構造７０における面内傾斜角度の範囲も、前述したストライプ状の空隙６０の角度βの範囲と同一の範囲であってもよい。例えば、ストライプ状の凹凸構造７０の面内傾斜角度をβ’とし、ｍ面を主面とする発光素子１６において、面内のａ軸方向をβ’＝０°と定義すると、β’の範囲は、３°以上且つ４５°以下であってもよい。
ストライプ状の凹凸構造７０は、成長用基板１００の裏面に直接にパターニング及びエッチング加工を施すことによって形成できる。但し、成長用基板１００が加工困難な材料、例えばサファイア等の場合は、成長用基板１００以外に、加工が可能な凹凸形成用の薄膜を形成又はボンディングして、その薄膜に凹凸加工を施してもよい。例えば、成長用基板１００の裏面にＳｉＯ2等を蒸着し、この蒸着膜にエッチング等を施すことにより、面内傾斜角度β’を持つストライプ状の凹凸構造７０を形成してもよい。
また、空隙６０における面内傾斜角度βと、成長用基板１００の裏面に形成したストライプ状の凹凸構造７０における面内傾斜角度β’とは、必ずしも一致する必要はない。
また、空隙６０とストライプ状の凹凸構造７０とのそれぞれの構造も完全に同一である必要はなく、偏光度を抑制できる範囲内において、第４の実施形態で示した構造をそれぞれが独立に用いてもよい。
なお、成長用基板１００の裏面にストライプ状の凹凸構造７０を設けるという本実施形態に係る構成は、第５の実施形態から第７の実施形態にも適用が可能である。
（各実施形態の第１変形例）
各実施形態において、発光素子を構成する半導体積層構造２０の成長面の面内方向において、偏光方向から所定の角度βで傾くように形成された空隙６０は、屈折率が窒化物半導体とは異なる、大気以外の例えば誘電体等の材料によって埋められていてもよい。
例えば、第４〜第８の各実施形態において、空隙６０には、その一部、もしくは全体に、ＳｉＯ2又はＳｉＮ等の誘電体を埋め込んでもよい。
各実施形態においては、活性層２４からの光の出射側に、空隙６０に挟まれたストライプ状のリッジ部が形成されており、該ストライプ状のリッジ部が延びる方向の角度が、窒化物半導体のａ軸方向に対して３°以上且つ４５°以下の範囲で形成されている。さらに、空隙６０に挟まれたリッジ部が斜面５３を有していることが重要である。
従って、各実施形態に示した構成において、各空隙６０に例えば誘電体が埋め込まれてあっても、本変形例に係る効果を得ることができる。
さらに、本変形例においては、例えば、斜面５３を構成する界面は、窒化物半導体と誘電体膜（例えばＳｉＯ2）膜となる。従って、図５５（ｃ）に示したように、臨界角θｃは、空隙６０（図５３（ａ））の場合と比べると大きくなるので、光取り出しの面では有利な構造となる。
以上、説明したように、ストライプ状の空隙６０が、例えば誘電体により埋め込まれ、そのストライプ状の誘電体の面内傾斜角度βが３°以上且つ４５°以下であれば、活性層２４から出射した光の偏光度を抑制すると共に、配光特性を向上し且つ光取り出し効率を改善することができる。
（各実施形態の第２変形例）
各実施形態において、空隙６０は、成長用基板１００の上に形成される窒化物半導体膜３２０に形成する構成に代えて、成長用基板１００の成長面である主面に直接にパターニング及びエッチングを施してもよい。このように、成長用基板１００を直接に凹凸加工することによって、ストライプ状のリッジ部を形成してもよい。この場合、第４の実施形態において説明したストライプ状の空隙６０が成長用基板１００の表面に形成され、空隙６０を有する成長用基板６０の上に窒化物半導体膜３２０が再成長できれば、本変形例に係る効果を得ることができる。
例えば、成長用基板１００がサファイアからなる場合は、図５５（ｂ）に示したように、臨界角θｃは、図５５（ａ）に示す空隙６０及び図５５（ｃ）に示すＳｉＯ2と比べて大きくなるため、光の取り出し効率の面で有利となる。
以上、説明したように、空隙６０が主面に形成された成長用基板１００の上に窒化物半導体膜３２０を再成長した構造において、ストライプ状のリッジ構造の面内傾斜角度βが３°以上且つ４５°以下であれば、活性層２４から出射した光の偏光度を抑制すると共に、配光特性を向上し且つ光取り出し効率を改善することができる。
（各実施形態の第３変形例）
各実施形態は、半極性面を主面とする素子においても同様に適用することが可能である。
例えば、第４の実施形態から上記の第２変形例までの構成において、成長用基板１００の上に再成長する窒化物半導体層１１０、窒化物半導体膜３２０及び半導体積層構造２０の主面（成長面）が半極性面である（１１−２２）面でも同様の効果を得ることができる。
（１１−２２）面を主面とする窒化物系半導体発光素子は、主にｍ軸に偏光した光が出射されることが分かっている。
従って、第４の実施形態から上記の第２変形例までの構成において、ストライプ構造の面内傾斜角度をηとし、該ηを（１１−２２）面窒化物半導体におけるｍ軸とストライプ構造が延びる方向との間の角度として定義する。角度ηが３°以上且つ４５°以下の範囲において、前述したｍ面窒化物半導体を用いた各発光素子と同様の、偏光度の抑制効果、配光特性の改善効果及び光取り出し効率の向上効果を得ることができる。
［実施例Ａ］
＜ストライプ構造を光の出射面に形成した発光素子における角度βと偏光度及び配光特性との関係＞
（実施例６、参考例１及び比較例１の作製）
本実施例では、面内傾斜角度βを変化させたストライプ構造による、偏光度の抑制効果、配光特性及び光取り出し効率への影響を調べるため、まず、単純な構造として、成長用基板の裏面にストライプ状のリッジ構造を形成した発光素子の実験結果について説明する。
図７０は実施例Ａで検討した発光素子を模式的に示している。実施例Ａに係る発光素子は、成長用基板１００にｍ面を主面とするＧａＮバルク基板を用いた。実施例Ａにおいては、ストライプ構造は界面５０付近に形成せず、成長用基板１００の裏面、すなわち光の出射面に形成した。
まず、成長用基板１００の主面上に、エピタキシャル成長により、ＧａＮからなる窒化物半導体膜３２０と、該窒化物半導体膜３２０の上に半導体積層構造２０を形成する。エピタキシャル成長には、有機金属気相成長（ＭＯＣＶＤ：ｍｅｔａｌ ｏｒｇａｎｉｃ ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法を用いた。
具体的には、成長基板１００の主面上に窒化物半導体膜３２０を成長し、続いて、ＧａＮからなるｎ型層２２を成長した。ｎ型層２２のドーパントには、シリコン（Ｓｉ）を用いた。このとき、成長用基板１００の上に最初に成長する窒化物半導体膜３２０にも、Ｓｉドーピングをしている。Ｓｉの原料としては、シラン（ＳｉＨ4）ガスを用いた。発光素子の電気抵抗を下げるという観点から、窒化物半導体膜３２０にドーピングしてもよい。但し、窒化物半導体膜３２０には必ずしもドーピングする必要はなく、アンドープ層としてもよい。窒化物半導体膜３２０とｎ型層２２との厚さの合計値は、約３μｍから８μｍとした。また、それぞれの成長温度は１０５０℃とした。
次に、ｎ型層２２の上に活性層２４を成長した。活性層２４は、Ｉｎ0.13Ｇａ0.87Ｎからなる井戸層とＧａＮからなるバリア層とが交互に積層された多重量子井戸構造を採る。井戸層とバリア層との層厚は、それぞれ３ｎｍと１２．５ｎｍとした。また、量子井戸構造の周期数は、９から１６とした。成長温度は７００℃から８００℃とした。
活性層２４の上には、まず、アンドープＧａＮ層２６を成長する。続いて、ｐ型Ａｌ0.14Ｇａ0.86Ｎ層とｐ型ＧａＮ層との２層を順次成長して、ｐ型層２５とした。ｐ型ドーパントには、マグネシウム（Ｍｇ）の原料であるＣｐ2Ｍｇ（ビスシクロペンタジエニルマグネシウム）を用いた。ｐ型層２５の厚さは２５０ｎｍとし、成長温度は８７５℃とした。
次に、ｐ型層２５の上に、ｐ型電極３０のコンタクト抵抗を下げることができる厚さを持つｐ型ＧａＮコンタクト層を成長した（図示せず。）。ｐ型コンタクト層は、Ｍｇの濃度をｐ型層２５におけるＭｇの濃度よりも高くしている。
このようにして、有機金属気相成長法により、ｍ面ＧａＮバルク基板である成長用基板１００の上に半導体積層構造２０を形成した。
次に、リソグラフィ法及びドライエッチング法により、半導体積層構造２０からｎ型層２２の一部を露出する凹部４２を形成する。続いて、凹部４２から露出したｎ型層２２の表面に、厚さが１００ｎｍのアルミニウム（Ａｌ）からなるｎ型電極４０を形成した。続いて、ｐ型ＧａＮコンタクト層の上に、厚さが４００ｎｍの銀（Ａｇ）からなるｐ型電極３０を形成した。なお、ｎ型電極４０とｐ型電極３０との形成順序は特に問われない。その後、バルク状のＧａＮからなる成長用基板１００を研磨して、該成長用基板１００の厚さを約１００μｍとした。このようにして、発光素子を作製した。
次に、ストライプ状の凹凸構造７０の形成方法について説明する。
まず、成長用基板１００の裏面にハードマスク材料としてＳｉＯ2膜を形成した。ＳｉＯ2膜は、例えば、プラズマＣＶＤ（ｐｌａｓｍａ ｃｈｅｍｉｃａｌ ｖａｐｏｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法により形成した。続いて、ＳｉＯ2膜の上にレジスト膜を塗布し、電子線描画装置により、レジスト膜に対して周期が３００ｎｍのストライプ構造とするパターニングを行った。その後、パターニングされたレジスト膜をマスクとして、ＣＦ4ガス及びＯ2ガスを用いたドライエッチングによってＳｉＯ2膜をエッチングして、ＳｉＯ2膜からハードマスクを形成した。
続いて、ハードマスクが形成された成長用基板１００の裏面に対して、塩素（Ｃｌ2）系ガスによるドライエッチングを行って、成長用基板１００の裏面にストライプ状の凹凸構造７０を形成した。ここでは、凹凸構造７０におけるストライプが延びる方向に垂直な方向の断面形状は、台形状となるように形成した。続いて、ハードマスクとして用いたＳｉＯ2膜をウェットエッチングにより除去した。
このような作製方法により、周期が３００ｎｍで凹凸部分の高低差が３００ｎｍであるストライプ状の凹凸構造７０を成長用基板１００の裏面に形成した。また、斜面５３の成長用基板１００の表面、すなわちｍ面とが、なす角度は約６０°であった。
本実施例においては、面内傾斜角度βがそれぞれ異なるストライプ状の凹凸構造７０を持つ発光素子を同様の方法で作製した。本実施例では、β＝０°の構成を参考例１とし、β＝４５°の構成を実施例６とし、β＝９０°を比較例１とした３つの発光素子をそれぞれ作製した。
（実施例７、参考例２及び比較例２の作製）
実施例６、参考例１及び比較例１と同様の作製方法により、ｍ面ＧａＮバルク基板である成長用基板１００の裏面にストライプ状の凹凸構造７０を形成した。ハードマスクの構成材料も同様に、ＳｉＯ2を用いた。
ストライプ構造の周期は８μｍであり、凹凸構造の高低差は４μｍである。断面形状は、台形に近い形状とした。また、斜面５３の基板表面、すなわちｍ面とが、なす角度は約６０°であった。
実施例６等と同様の作製方法により、ストライプ状の凹凸構造７０を成長用基板１００の裏面に形成し、角度βがそれぞれ０°（参考例２）、４５°（実施例７）及び９０°（比較例２）である発光素子をそれぞれ作製した。
（実施例８、参考例３及び比較例３の作製）
実施例６、参考例１及び比較例１と同様の作製方法により、ｍ面ＧａＮバルク基板である成長用基板１００の上に半導体積層構造２０を作製する。その後、角度β＝０°、５°、３０°、４５°及び９０°とそれぞれに異なる角度βを持つストライプ状の凹凸構造７０を成長用基板１００の裏面に有する発光素子を作製した。
但し、実施例８等においては、ストライプ状の凹凸構造７０は、実施例６、参考例１及び比較例１とは異なる方法により作製した。本実施例においては、ＳｉＯ2からなるハードマスクは用いずに、レジスト膜をマスクとして用いた。すなわち、パターニングしたレジスト膜をマスクとしてドライエッチングを行い、成長用基板１００の裏面にストライプ状の凹凸構造７０を形成した。エッチング後のレジスト膜の残留物は、硫酸と過酸化水素水との混合液からなるエッチャントにより除去した。
実施例８、参考例３及び比較例３におけるストライプ状の凹凸構造７０のそれぞれの周期は８μｍであり、凹凸部分の高低差は２．５μｍであった。また、ストライプ状の凹凸構造７０の断面が、三角形状又は楕円形状となるようにドライエッチングを行った。すなわち、図４６（ａ）及び図４６（ｂ）に示したように、ストライプ状の凹凸構造７０の底面の面積が小さくなるように成長用基板１００にエッチングを行って、ストライプ状の凹凸領域７０を形成した。
ここでは、ストライプ状の凹凸構造７０が延びる方向がａ軸と一致する、すなわちβが０°となる構成を参考例３とし、ａ軸となす角度βが５°、３０°及び４５°となる構成を実施例８とし、ａ軸との角度βが９０°となる構成を比較例３とした。
（比較例４の作製）
実施例６と同一の作製方法により作製した発光素子の成長用基板１００に、ストライプ状の凹凸構造７０を設けないことのみが異なる発光素子を作製して比較例４とした。比較例４の構成は、図７０の構成において、成長用基板１００の裏面に凹凸構造７０を設けないため、平坦な出射面を持つ。
（偏光度の測定方法）
図７１は偏光度の測定系を模式的に表している。測定対象である窒化物系半導体からなる発光素子１を電源６によって発光させる。発光素子１の発光は、実体顕微鏡３により確認する。実体顕微鏡３にはポートが２つあり、一方のポートにシリコンフォトディテクタ４を取り付け、他方のポートにはＣＣＤカメラ５を取り付ける。発光素子１と実体顕微鏡３との間には偏光板２が挿入されている。この偏光板２を回転させて、シリコンフォトディテクタ４により発光強度の最大値と最小値とを測定する。
（配光分布特性の測定方法）
作製した発光素子に対して、Ｏｐｔｒｏｎｉｃ Ｌａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓ社製のＯＬ７００−３０ ＬＥＤゴニオメータ（ＧＯＮＩＯＭＥＴＥＲ）を用いた。国際照明委員会ＣＩＥ発行のＣＩＥ１２７に明記されたｃｏｎｄｉｔｉｏｎ Ａ（発光素子の先端部から受光部７までの距離が３１６ｍｍ）によって、ａ軸方向の配光分布特性とｃ軸方向の配光分布特性とを測定した。
図７２（ａ）及び図７２（ｂ）に配光分布特性の測定系を模式的に示す。
図７２（ａ）に示すａ軸方向の配光分布特性は、半導体発光チップ７００の活性層のｍ面における法線方向であるｍ軸方向［１−１００］と測定器７とを結ぶ測定線８とがなす角度を測定角とし、半導体発光チップ７００のｃ軸を中心軸として半導体発光チップ７００を回転させながら光度を測定した値である。
また、図７２（ｂ）に示すｃ軸方向の配光分布特性は、半導体発光チップ７００の活性層のｍ面における法線方向であるｍ軸方向［１−１００］と測定器７とを結ぶ測定線８とがなす角度を測定角とし、半導体発光チップ７００のａ軸を中心として半導体発光チップ７００を回転させながら光度を測定した値である。
ここでは、配光分布特性の評価は、ｍ軸方向［１−１００］の光度を１として、法線方向から同一の角度におけるａ軸方向及びｃ軸方向の光度を、主面であるｍ面の法線方向［１−１００］の光度、すなわち０°における光度を用いて規格化した値で評価した。
測定した角度範囲は、ｍ軸方向を中心、すなわち０°として、−９０°から＋９０°までとし、ａ軸方向及びｃ軸方向にそれぞれ測定した。
以上のような測定方法を用いて、発光素子の偏光度及び配光特性を評価した。
まず、光が出射する側に凹凸構造７０及び空隙６０等のストライプ構造を持たない、平坦な出射面を有する比較例４に係る発光素子の配光特性の結果を図７３に示す。
図７３からは、ａ軸方向（白丸）及びｃ軸方向（黒丸）に対して、明らかに非対称な配光分布を示していることが分かる。ｃ軸方向に出射する光の分布は、ａ軸方向の光の分布と比べて、より広い角度範囲に強度が分布している。これは、前述したように、ｍ面窒化物半導体上に成長した発光素子における発光が、ａ軸偏光光であることに起因している。その伝搬ベクトルは、図５０（ｂ）に示したように、主にｍｃ平面に存在し、相対的にｍａ平面に存在する光強度が小さくなるためである。
このように、光の出射面に加工を施さない、通常のｍ面を主面とする窒化物系半導体発光素子においては、伝搬ベクトルは主にｍｃ平面に存在し、発光強度の分布もａ軸方向と比べてｃ軸方向に広く分布して、非対称になることが確認できた。
図７４（ａ）及び図７４（ｂ）に面内傾斜角度βを０°、４５°及び９０°とした実施例６、参考例１及び比較例１に係る発光素子の配光特性の評価結果を示す。
図７４（ａ）及び図７４（ｂ）は、それぞれａ軸方向とｃ軸方向との配光特性の評価結果を表している。ここで、ａ軸方向の配光特性とは、図７２（ａ）に示したように、発光素子のｃ軸を軸として、ｍ軸と光軸とが平行な場合を０°とし、ｍ軸からａ軸に傾く方向に角度を増していくようにして光強度分布を評価している。ｃ軸方向の配光特性評価については、図７２（ｂ）に示したように測定した。
図７４（ａ）に示す結果から、ａ軸方向の配光特性は、面内傾斜角度βに依存しないことがわかる。一方、図７４（ｂ）に示す結果から、ｃ軸方向の配光特性は、面内傾斜角度βが４５°以下のとき、図７３に示したストライプ構造を持たない、比較例４のｃ軸方向の配光特性の結果とは明らかに異なっている。すなわち、ストライプ構造の面内傾斜角度βが４５°以下の場合には、ａ軸方向とｃ軸方向との配光特性が近くなり、非対称性が改善されていることが分かる。
次に、角度βと偏光度の抑制効果との関係を、実施例８、参考例３及び比較例３を用いて評価した。図７５にストライプ構造の面内傾斜角度βと比偏光度との関係を示す。ここで、比偏光度とは、前述した式（２）に示したように、活性層２４から出射した光の偏光状態がもっとも維持できるβ＝０°のときの偏光度（参考例３の偏光度）で規格化した値である。
図７５に示すように、面内傾斜角度βが０°から僅かに大きくなると急激に偏光度が抑制されていることが分かる。β＝５°では、比偏光度は０．４以下となる。また、β＝３０°では、比偏光度はさらに低下し、０．２５以下となった。比偏光度は、β＝４５°付近で最小となり、β＝９０°ではやや大きくなった。
このように、活性層２４から出射される光の偏光度は、ストライプ状の凹凸構造７０の面内傾斜角度βに強く依存する。偏光度の抑制効果は、０°から５°の範囲で特に大きく変化し、５°以上の角度領域では、比較的緩やかに変化する。β＝４５°付近では比偏光度が最小値となった。
角度β＝０°の構造においては、約±３°未満であれば、活性層２４から出射される光の偏光度は維持できると考えられる。従って、光の偏光度の抑制効果を得られる面内傾斜角度βは、３°以上であればよいと考えられる。
以上、実験結果に基づいて説明したように、ストライプ状の凹凸構造７０の面内傾斜角度βを０°よりも大きくすることにより、光の偏光度を抑制する効果を得られることが分かった。
しかしながら、偏光度の抑制の度合いは、ストライプ状の凹凸構造７０の形状にも多少は依存する。例えば、実施例８に係る凹凸構造７０の構成は、図４６（ａ）及び図４６（ｂ）に示したように、凸部５１の底面はほとんどなく、その壁面は斜面５３又は曲面で形成されている。
一方、凹凸構造７０の断面形状が台形状の場合は、底面が存在し、その領域における偏光度の抑制効果は得られない。すなわち、凹凸構造７０の形状によっては偏光度の抑制効果は多少変化する。
しかしながら、発光素子の出射面側にストライプ状の凹凸構造７０又は空隙６０が存在し、それらが斜面５３を一部に含む限り、偏光特性における面内傾斜角度β依存性がほぼ変わらないことは、参考例２、実施例７及び比較例２との比較検討により確認しており、同様の効果を得ることができる。
次に、光取り出しの効果について評価した。図７６は、実施例６、参考例１及び比較例１に係る発光素子における、光取り出し効率と面内傾斜角度βとの関係を示している。ここで、光取り出し効率は、比光取り出し効率として評価した。比光取り出し効率とは、実施例６、参考例１及び比較例１の各外部量子効率を、ストライプ構造を持たない平坦な出射面を持つ比較例４の外部量子効率で規格化した値である。また、外部量子効率とは、内部量子効率と光取り出し効率とを用いて、下記の式（６）のように表すことができる。
外部量子効率＝内部量子効率×光取り出し効率 …式（６）
実施例６、参考例１、比較例１及び比較例４の半導体積層構造２０は、同一の構造を持つため、内部量子効率は共に同一であると仮定できる。その仮定の下で、外部量子効率を比較することによって光取り出し効率を評価した。
まず、図７６から、ストライプ状の凹凸構造７０を出射面側に形成することにより、比光取り出し効率が１．１以上の大きい値を示すことが分かる。さらに重要な点は、面内傾斜角度βが０°以上且つ４５°以下の発光素子において、比光取り出し効率は、１．２以上とさらに大きくなっていることである。これは、例えば、図５０に示したように、ｍ面窒化物半導体からなる活性層２４から出射される光の偏光方向がａ軸方向であり、その伝搬ベクトルが主にｍｃ平面に存在するからである。すなわち、ストライプ構造による光取り出し効果は、ストライプ構造が延びる方向がｃ軸方向（β＝９０°）よりも、ａ軸方向（β＝０°）に近い方が好ましいことに起因している。
従って、このようにストライプ構造を形成すれば、ｃ軸方向に主に伝搬する光が、ストライプ構造の凹凸を感じやすくなるためである。
さらに、この実験結果から、角度βが０°以上且つ４５°以下の範囲では、同等レベルの光取り出し効果を得られることが確認できた。
以上、説明したように、ｍ面を主面とする窒化物系半導体発光素子において、出射面側にストライプ状の凹凸構造７０を設け、その面内傾斜角度βを３°以上且つ４５°以下とすることにより、活性層２４から出射される光の偏光度を抑制しつつ、配光特性の向上と光取り出し効率の改善効果とを得られることが分かった。
［実施例Ｂ］
＜成長用基板と窒化物半導体膜との界面に空隙を形成した発光素子の特性＞
実施例Ａにおいて、ある面内傾斜角度βを持つストライプ状の凹凸構造を出射面側に持つ、ｍ面窒化物系半導体発光素子は、偏光度の抑制、配光特性の改善及び光取り出し効率の向上が可能であることを、実験結果に基づいて説明した。
実施例Ｂにおいては、第４の実施形態に係る主な構造でもある、成長基板と窒化物半導体膜界面付近に空隙６０を形成した半導体発光素子において、実施例Ａに示した効果と同様の効果を得られることを実験により確認した。以下、その詳細について述べる。
（ヘテロ窒化物半導体基板６００の作製）
まず、ヘテロ窒化物半導体基板６００の製造方法について説明する。
本実施例では、図５７に示すように、窒化物半導体層１１０を凸状に形成する際のレジストからなるマスク１２１を除去した後に、窒化物半導体膜３２０を再成長する作製方法に基づいて、ｍ面を主面とするヘテロ窒化物半導体基板６００を作製した。
１．ｍ面サファイアからなる成長用基板上の窒化物半導体層の成長
実施例Ｂでは、図５７（ａ）に示す成長用基板１００としてｍ面サファイア基板を用いた。ｍ面サファイア基板の厚さは４３０μｍであり、直径は約５．１ｃｍ（＝２インチ）であり、該ｍ面サファイア基板の主面における法線とｍ面における法線とがなす角度は０°±０．１°である。
次に、有機金属気相成長法により、成長用基板１００の上に、ｍ面を成長面とする窒化物半導体層１１０を成長した。一般に、ｍ面サファイアからなる基板の上にｍ面窒化物半導体を成長させるには、低温バッファ層を成長させる必要があるとされている。本実施例においては、低温バッファ層としてＡｌＮ層を用いた。
低温バッファ層を成長した後に、基板温度を９００℃から１１００℃の範囲に昇温し、ｍ面を主面とする窒化物半導体層１１０を成長させた。窒化物半導体層１１０の層厚は、約１μｍから３μｍとした。
２．凹凸加工基板５１０の作製
次に、図５７（ａ）に示したように、窒化物半導体層１１０の上に、公知のリソグラフィ法により、レジストからなるマスク１２１を形成した。マスク１２１には、典型的なライン＆スペース（Ｌ＆Ｓ）パターン、すなわち、細く長いストライプ状のパターンを用いた。本実施例では、マスク１２１のライン部分として幅Ｌが５μｍ、スペース部分として幅Ｓが１０μｍのＬ＆Ｓパターンを用いた。リソグラフィ工程終了後のマスク１２１の厚さは約２μｍから３μｍであった。
マスク１２１のパターン形成により、ストライプ状の空隙６０が延びる方向である面内傾斜角度βを適宜決定することができる。
次に、誘導結合プラズマエッチング（ＩＣＰエッチング）装置を用いて、マスク１２１を介して、種結晶となる窒化物半導体層１１０をエッチングして、窒化物半導体層１１０から成長用基板１００を選択的に露出する。これにより、凸部となるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａとその間の凹部２１０とを形成した。凹部２１０をエッチングにより形成する際に、窒化物半導体層１１０の一部が残留することがないように、成長用基板１００の上部をもエッチングした。すなわち、マスク１２１のスペース部分から露出するＧａＮ層が除去されて成長用基板１００が露出するまでエッチングをして、凹部２１０を形成した。その後、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの上に残留したマスク１２１を除去して、図５７（ｂ）に示す凹凸加工基板５１０を得た。
図７７（ａ）及び図７７（ｂ）に、本実施例に係る凹凸加工基板５１０の一例を示す。図７７（ａ）及び図７７（ｂ）は、ストライプ状のＬ＆Ｓパターンマスクを用いて、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａと、エッチングによりサファイアの表面が露出した凹部２１０を形成した後の走査型電子顕微鏡像（ＳＥＭ像）である。ここでは、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａが延びる方向に垂直な断面像（左側）と斜視像（右側）とを示す。ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの断面形状は、マスク１２１の形成条件及びエッチング条件を適宜選ぶことにより制御可能である。
図７７に示すように、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの断面形状は、図７７（ａ）に示す断面台形状、又は図７７（ｂ）に示す断面三角形状に制御することが可能である。本実施例では、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａとして、断面形状が台形状のＧａＮ層を用いた。また、図５８（ａ）に示したように、本実施例では、凹部２１０の下部の壁面からもサファイアが露出するようにエッチングされている。この場合の凹部２１０の深さ、すなわち、凹部２１０における成長用基板１００の壁面２２０の高さは、約２５０ｎｍであった。
本実施例においては、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの層厚は、約１μｍから３μｍとしたが、該窒化物半導体層１１０ａの層厚は、適宜調整することができる。本実施例に係るｍ面を主面とする窒化物半導体膜３２０の横方向選択成長を実現するには、窒化物半導体の再成長が始まる、ｍ面を主面とする種結晶であるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａと、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００が下部から露出した凹部２１０とが形成されていればよい。
３．ヘテロ窒化物半導体基板６００の作製(凹凸加工基板上の窒化物半導体膜の再成長)
次に、凹凸加工基板５１０の上に窒化物半導体膜３２０の再成長を行った。
凹凸加工基板５１０を、再度有機金属気相成長装置に搬入した。続いて、成長温度を約９００℃から１０００℃に設定して、再成長を行った。
窒化物半導体膜３２０の成長において重要な点は、各凸部となるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａが起点となる窒化物半導体膜３２０の再成長を、横方向に促進することである。本実施例においては、Ｖ族元素とIII族元素との原料の比であるＶ／III比の値を約１６０とし、成長圧力を約１３．３ｋＰａとし、成長速度を約４μｍ／ｈとする条件下で成長を行った。この条件下で層厚が４μｍから１０μｍの再成長による窒化物半導体膜３２０を形成して、ｍ面を主面とするヘテロ窒化物半導体基板６００を得た。
この際、横方向成長の成長速度を促進する成長条件、並びに凹凸加工基板５１０における凸部の幅Ｌ及び幅Ｓを適宜選ぶことにより、凹部２１０を窒化物半導体膜３２０によって覆うことができる。さらに、凹部２１０の上側に形成される空隙６０の断面構造をも制御することができる。
図７８（ａ）及び図７８（ｂ）に、上述のようにして得られたヘテロ窒化物半導体基板６００の幾つかの作製例を示す。第４の実施形態で説明した、複数の空隙６０が成長用基板１００と窒化物半導体膜３２０との界面領域に形成されていることが分かる。ヘテロ窒化物半導体基板６００の作製条件を調節することにより、ストライプ状の空隙６０の構造及び断面形状を制御できることが分かる。例えば、図７８（ａ）及び図７８（ｂ）は同一スケールのＳＥＭ像であり、図７８（ｂ）に示す空隙６０の高さが、図７８（ａ）に示す空隙６０の高さよりも高い。
以上説明した作製方法により得られた、空隙６０を界面領域に含むヘテロ窒化物半導体基板６００は、本実施例の主な効果である光の偏光度の抑制効果に加えて、結晶性の大幅な改善効果をも得ることが可能となる。
以下に、その一例の実験結果を示す。
［表２］は、本実施例において得られたヘテロ窒化物半導体基板６００の再成長ｍ面ＧａＮ膜における（１−１００）面Ｘ線ωロッキングカーブ（ＸＲＣ）の半値幅の結果を表している。ここで、Ｘ線はＧａＮのａ軸方向及びｃ軸方向にそれぞれ平行となるように入射した。比較のために、ｍ面サファイア基板上に直接に成長したｍ面ＧａＮ層におけるＸＲＣ半値幅の値も［表２］に載せている。
ｍ面サファイア基板上に直接に成長したｍ面ＧａＮ層の半値幅は、１０００秒以上の高い値となっている。さらに、ＧａＮ層のａ軸方向とｃ軸方向とにＸ線をそれぞれ入射した場合は、ＧａＮ層のｃ軸方向に入射した場合のＸＲＣ半値幅が、さらに２倍程度大きくなっている。これは、ｃ軸方向にＸ線を入射したときのＸＲＣ半値幅が、積層欠陥の情報を反映するためである。
すなわち、ｍ面サファイア基板上に直接に成長したｍ面ＧａＮ層におけるＸＲＣ半値幅の測定において、ａ軸方向とｃ軸方向とのＸ線入射の測定結果に非対称性が見られる場合は、通常の転位に加えて、積層欠陥を多く含む結晶であることが分かる。
一方、凹凸加工基板５１０を形成した後に、ｍ面ＧａＮ膜を再成長した場合は、ＸＲＣ半値幅がａ軸方向及びｃ軸方向において、それぞれ５４８秒及び７４６秒にまで減少した。
再成長ｍ面ＧａＮ層におけるａ軸方向入射時の値は、２分の１以下の値にまで減少した。これは再成長により転位密度が大幅に低減したことを意味する。また、直接成長ｍ面ＧａＮ層の結果と比べて、再成長ｍ面ＧａＮ層におけるａ軸方向及びｃ軸方向入射時の半値幅の値は近い値であり、対称性が改善している。これは、本実施例の再成長ｍ面ＧａＮ層において、転位密度と共に積層欠陥密度も低減していることを示している。
以上、説明したように、本実施例に係るストライプ状の空隙６０を成長用基板１００と窒化物半導体膜３２０との界面付近に設けることにより、光の偏光度の抑制効果と共に、窒化物半導体膜３２０自体の転位及び欠陥密度の低減効果、すなわち結晶性の改善効果を得られることが分かる。
このような結晶性改善の効果は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によっても確認することができた。
図７９（ａ）及び図７９（ｂ）に、ヘテロ窒化物半導体基板６００の断面ＴＥＭ像を示す。図７９（ａ）は図５７（ｄ）の１つのストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの周辺領域と対応している。図７９（ｂ）は図７９（ａ）における空隙６０の周辺部を拡大して示している。
まず、図７９（ａ）からは、窒化物半導体膜３２０において、ストライプ状の窒化物半導体層（凸部）１１０ａの上に成長した領域は、凹部２１０の上に成長した領域と比べて高密度の転位（図中の黒い線状部分）が存在することが分かる。
転位密度を調べると、凸部１１０ａ上のＧａＮ層は１０10ｃｍ-2台であり、凹部２１０上のＧａＮ層は１０9ｃｍ-2以下であり、転位密度は一桁以上異なることが分かった。
［表２］の結果と同様に、ヘテロ窒化物半導体基板６００に、ストライプ状の空隙６０を含む構造とすることにより、転位及び欠陥密度も低減されて、結晶性が改善することが、ＴＥＭ像によっても確認することができた。
また、この図７９に見られる転位及び欠陥密度の高い領域は、図６０において説明した領域と同一である。
このように、本実施例においては、特に、空隙６０を設けたヘテロ窒化物半導体基板６００の上に発光素子を作製する場合に、凸部１１０ａの上側に高転位及び高欠陥密度領域が形成される。
図７９（ｂ）に空隙６０の断面形状の拡大像を示す。窒化物半導体膜３２０を再成長することにより、結合部４１０及び斜面５３を持つ空隙６０が形成されていることが確認できる。
以上のような作製方法により、成長用基板１００と窒化物半導体膜３２０との界面５０の領域付近に、ストライプ状の空隙６０を設けたヘテロ窒化物半導体基板６００を準備することができる。
４．ヘテロ窒化物半導体基板６００上の発光素子１０の作製
次に、上記の方法で作製したストライプ状の空隙６０を設けたヘテロ窒化物半導体基板６００の上に半導体積層構造２０を形成した。
本実施例に係るヘテロ窒化物半導体基板６００における空隙６０の面内傾斜角度βは、５°とした。
実施例Ａの図７５に示したように、ストライプ状の凹凸構造７０を成長用基板１００の裏面に形成した発光素子においては、面内傾斜角度βが５°であれば、偏光度の抑制効果を得られることは確認できている。
（実施例９の作製）
面内傾斜角度βが５°である空隙６０を成長用基板１００と窒化物半導体膜３２０との界面５０に含むヘテロ窒化物半導体基板６００の上に、発光素子１０を形成した。
発光素子１０の構造及びその作製方法は、実施例Ａの実施例６と同等である。
（比較例５の作製）
実施例６と同等の方法により作製した発光素子に、ストライプ状の凹凸構造７０を設けないことのみが異なる発光素子を作製して、比較例５とした。
比較例５に係る発光素子における出射面は、図７０におけるストライプ状の凹凸構造７０を形成せず、平坦としている。構造上は、基本的には、上記の比較例４と同一である。但し、実施例９に係るヘテロ窒化物半導体基板６００上に作製した発光素子１０の特性と厳密に比較するため、比較例５に係る発光素子の積層構造は、実施例９に係る発光素子１０と同時に、同一の成長条件の有機金属気相成長法により成長を行った。
（配光特性及び偏光度の比較）
実施例９及び比較例５に係る各発光素子を用いて、それぞれの特性を比較して評価した。図８０（ａ）及び図８０（ｂ）に各発光素子におけるａ軸方向及びｃ軸方向の各配光特性の評価結果を示す。図８０（ａ）は比較例５の結果を示し、図８０（ｂ）は空隙６０を設けた実施例９の結果を示す。
比較例５は、実施例Ａで説明した比較例４と基本的に同一の構造であるため、図７３と同様にａ軸方向と比べてｃ軸方向の配光特性がより広く分布し、非対称となっている。
これに対し、ヘテロ窒化物半導体基板６００に空隙６０を設けた実施例９の場合は、比較例５と比較して、明らかに非対称性が抑制され、ａ軸方向及びｃ軸方向の配光特性の差が小さくなっていることが分かる。
次に、比較例５と実施例９の偏光度の比較を行った。偏光度は、前述した式（１）の定義から与えられる値であり、測定方法は、実施例Ａで説明した方法を用いた。［表３］に偏光度を比較した結果を示す。
本実施例においては、複数の発光素子チップを作製し、電流注入下での偏光度を評価した。［表３］には、それぞれ２つずつのサンプルのデータのみを示している。
空隙６０を界面５０付近に設けた実施例９に係る発光素子の偏光度は、平坦な出射面を持つ比較例５に係る発光素子の結果と比べて、明らかに小さい値を示す。比較例５の値で規格化した場合の実施例９の値は、０．４６となった。
この値を、実施例Ａの図７５と比較する。但し、実施例Ａの図７５の結果は、ストライプ構造の面内傾斜角度βが０°の場合の偏光度で規格化している。よって、厳密には、本実施例Ｂの値とは異なる。一方、比較例５は、ストライプ構造を設けない平坦な出射面を持つ発光素子である。
しかしながら、ストライプ構造の面内傾斜角度β＝０°の場合とストライプ構造を設けない場合との偏光度の違いは、僅かである。従って、両者には若干の誤差はあるものの、これらの点を考慮して比較を行った。
［表３］の結果を図７５の結果と比較すると、本実施例で得られた比偏光度０．４６という値は、実施例Ａの面内傾斜角度β＝５°における比偏光度０．３７とほぼ近い値となっている。これにより、界面５０付近に空隙６０を設けた発光素子１０においても、実施例Ａと同様の効果を得られることが分かった。
実施例Ｂの結果と実施例Ａの結果とにおける比偏光度に若干の違いについては、上述した誤差も考えられるが、ストライプ構造の形状による違いも原因の１つとして考えられる。
以上、説明したように、実施例Ａ及び実施例Ｂの結果から、複数の空隙６０を成長用基板１００と窒化物半導体膜３２０との界面５０付近に形成することにより、光の偏光度を抑制し、配光特性の改善及び光取り出し効率の向上を図れることを実証することができた。
実施形態の効果が得られるストライプ構造（例えば、空隙）の形状は、該ストライプ構造が延びる方向と窒化物半導体膜３２０のａ軸方向、すなわち偏光光の電界ベクトル方向との間の角度をβとし、ａ軸方向に平行な方向をβ＝０°とした場合に、角度βの範囲が３°以上且つ４５°以下とすればよい。
［実施例Ｃ］
＜第６の実施形態に係るヘテロ窒化物半導体基板６０１の作製方法とその発光素子の特性＞
本実施例Ｃにおいては、第６の実施形態において説明した空隙６０を有する発光素子１３の実験結果を示す。
（ヘテロ窒化物半導体基板６０１の作製）
まず、ヘテロ窒化物半導体基板６０１の製造方法について説明する。
本実施例Ｃでは、図６４において説明したヘテロ窒化物半導体基板６０１の作製方法に基づいて、ｍ面を主面とするヘテロ窒化物半導体基板６０１を作製した。
１．ｍ面サファイアからなる成長用基板上の窒化物半導体層の成長
本実施例Ｃでは、図６４（ａ）の成長用基板１００としてｍ面サファイア基板を用いた。ｍ面サファイア基板の厚さは４３０μｍ、直径は約５．１ｃｍ（＝２インチ）であり、該ｍ面サファイア基板の主面における法線とｍ面における法線とがなす角度は０°±０．１°である。
次に、有機金属気相成長法により、成長用基板１００の上に、ｍ面を成長面とする窒化物半導体層１１０を成長した。一般に、ｍ面サファイアからなる基板の上にｍ面窒化物半導体を成長させるには、低温バッファ層を成長させる必要があるとされている。本実施例においては、低温バッファ層としてＡｌＮ層を用いた。
低温バッファ層を成長した後、基板温度を９００℃から１１００℃の範囲に昇温し、ｍ面を主面とする窒化物半導体層１１０を成長させた。窒化物半導体層１１０の層厚は、約１μｍから３μｍとした。
２．ヘテロ窒化物半導体基板６０１の作製
次に、図６１（ａ）に示したように、プラズマＣＶＤ法により、窒化物半導体層１１０の上に、例えば厚さが２００ｎｍのＳｉＯ2膜を形成した。続いて、公知のリソグラフィ法により、ライン＆スペース（Ｌ＆Ｓ）が５μｍ＆５μｍのレジストパターンを、ＳｉＯ2膜の上に形成した。その後、形成したレジストパターンをマスクとして、ＳｉＯ2膜をドライエッチングすることにより、ＳｉＯ2膜からマスク１２０を形成した。マスク１２０のパターン形成により、ストライプ状の空隙６０が延びる方向である面内傾斜角度βを適宜決定することができる。
次に、マスク１２０がパターニングされた窒化物半導体層１１０の上に、ｍ面ＧａＮからなる窒化物半導体膜３２０の再成長を行った。具体的には、表面にマスク１２０が形成された窒化物半導体層１１０を、再度有機金属気相成長装置に搬入した。続いて、成長温度を約９００℃から１０００℃にまで昇温して、再成長を行った。
窒化物半導体膜３２０の成長において重要な点は、マスク１２０から露出するストライプ状の窒化物半導体層１１０ａからの窒化物半導体膜３２０の成長を横方向に促進することである。本実施例においては、Ｖ／III比の値を約１６０とし、成長圧力を約１３．３ｋＰａとし、成長速度約を約４μｍ／ｈとする条件下で成長を行った。この条件下で、層厚が４μｍから１０μｍの再成長による窒化物半導体膜３２０を形成することにより、ｍ面を主面とするヘテロ窒化物半導体基板６０１を得た。
以上、説明したヘテロ窒化物半導体基板６０１の作製方法におけるマスク１２０の寸法及び窒化物半導体膜３２０の成長条件等を適宜選ぶことにより、マスク１２０の上面を窒化物半導体膜３２０によって覆うことができる。さらに、マスク１２０の上側に形成される各空隙６０の断面構造をも制御することができる。
図８１（ａ）及び図８１（ｂ）に、上述のようにして得られたヘテロ窒化物半導体基板６０１の幾つかの作製例を示す。第６の実施形態で説明した、複数の空隙６０が窒化物半導体層１１０と窒化物半導体膜３２０との界面に形成されていることが分かる。図８１（ａ）と図８１（ｂ）とでは、窒化物半導体膜３２０における再成長条件を変えており、再成長条件を適宜選択することにより、ストライプ状の空隙６０の構造及び断面形状を制御できることが分かる。
以上説明した作製方法により得られた、空隙６０を界面領域に含むヘテロ窒化物半導体基板６０１は、光の偏光度の抑制効果に加えて、実施例Ｂと同様に結晶性の大幅な改善効果もを得ることが可能となる。
実施例Ｃの結果が示すように、第６の実施形態においても、複数の空隙６０を成長用基板１００と窒化物半導体膜３２０との界面５０の近傍の領域に形成することができる。このような構造を持つヘテロ窒化物半導体基板６０１を用意し、用意したヘテロ窒化物半導体基板６０１の上に発光素子を作製する。これにより、実施例Ａ及び実施例Ｂで説明したように、偏光度を抑制し、配光特性の改善と光取り出し効率の向上とを実現することができる。
本実施例の効果が得られるストライプ構造（例えば、空隙）の形状は、該ストライプ構造が延びる方向と窒化物半導体膜３２０のａ軸方向、すなわち偏光光の電界ベクトル方向との間の角度をβとし、ａ軸方向に平行な方向をβ＝０°とした場合に、角度βの範囲が３°以上且つ４５°以下とすればよい。
［実施例Ｄ］
＜空隙６０を設けたヘテロ窒化物半導体基板６００における面内傾斜角度βの範囲（３°以上且つ３５°以下）の実験的根拠＞
上述の実施例Ａ、Ｂ及びＣにおいて、ストライプ構造を出射面側に設けることにより、活性層２４から出射される偏光光の偏光度を抑制し、配光特性の改善と、光取り出し効率の向上が可能であることを説明した。また、ストライプ構造の面内傾斜角度βが３°以上且つ４５°以下の範囲で、各実施例Ａ〜Ｃの効果が得られることを実験結果に基づいて示した。
一方、実施例Ｂに示した構造において、ｍ面サファイア基板を成長用基板１００とし、さらにヘテロ窒化物半導体基板６００を基体として、空隙６０を有する発光素子を作製する場合は、偏光度の抑制効果及び配光特性の改善効果以外に、窒化物半導体膜３２０の再成長時にある問題が発生する。このため、ストライプ状の空隙６０が延びる方向とａ軸とがなす角度βは、３°以上且つ３５°以下に設計してもよい。
本実施例Ｄにおいては、角度βを３°以上且つ３５°以下とする理由について説明する。
本実施例では、主に下地層であるヘテロ窒化物半導体基板６００の構造のみを作製して評価しており、該ヘテロ窒化物半導体基板６００上に発光素子２０は作製していない。
なお、本実施例で説明する面内傾斜角度βが３°以上且つ３５°以下とするという条件は、あくまでｍ面サファイア基板を成長用基板１００として用いること、図５６及び図５７に示したように、窒化物半導体層１１０をエッチングして、成長用基板１００の表面を露出する凹部２１０を形成すること、その後に再成長工程を含むヘテロ窒化物半導体基板６００が発光素子に含まれることの、一連の手順の場合に限る。
従って、成長用基板１００の裏面にストライプ状の凹凸構造７０を形成する実施例Ａ、及び窒化物半導体層１１０に凹部２１０を形成しない実施例Ｃにおいては、面内傾斜角度βが３°以上且つ３５°以下という制約はなく、βは３°以上且つ４５°以下の範囲であってもよい。
本発明者は、ｍ面を成長面（主面）とする成長用基板１００を用いたヘテロ窒化物半導体基板６００の構造に基づいて、窒化物半導体膜３２０の面内傾斜角度β依存性を検討したところ、表面平坦性及び結晶性が、角度βに大きく依存することを見出した。
（角度βと表面平坦性）
図８２（ａ）〜図８２（ｈ）に、それぞれ異なる角度βを持つストライプ状の空隙６０を設けたヘテロ窒化物半導体基板６００における表面顕微鏡像を示す。本実験では、角度βを０°から９０°まで変化させており、その結果の一部を図８２に示す。
本実験では、実施例Ｂで説明した方法と同一の条件下で、ｍ面を主面とする成長用基板１００の上にヘテロ窒化物半導体基板６００を作製し、角度βのみを変化させた複数のサンプルの評価を行った。図８２からは、角度βによってヘテロ窒化物半導体基板６００の表面の平坦性が大きく変化していることが分かる。
これら角度βのみが異なるサンプルは、すべて同一の成長条件下で、再成長ＧａＮである窒化物半導体膜３２０を成長させている。しかしながら、得られた各サンプルの表面は、角度βに明らかに依存しており、横方向成長が十分に行われているものと、行われていないものとが存在する。例えば、角度β＝０°では、凸部でありストライプ状の窒化物半導体層１１０ａから再成長した窒化物半導体膜３２０同士は、まったく結合していない。しかし、角度βが大きくなり、例えば１７°以上になると十分に結合されて、表面が平坦な再成長膜が得られている。
このような現象が起こる原因について、次のように考察した。
β＝０°の場合は、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａが延びる方向に対して垂直な面、すなわちリッジ構造の側面は、主にｃ面となる。一方、β＝９０°の場合は、リッジ構造の側面はａ面となる。よって、角度βが大きくなるに従って、リッジ構造の側面は、ＧａＮのｃ面からａ面のファセットへと変化していく。
一般に、ｃ面ファセットとａ面ファセットとの窒化物半導体における結晶成長を比較すると、ａ面ファセットがより熱的に安定で、しかも成長速度が速い。このため、横方向成長を促進されるという観点からは、ｃ面ファセット成長を用いるよりも、ａ面ファセット成長を用いればよい。
図８３に、レーザ顕微鏡によって求めた表面粗さ（ｒｍｓ粗さ）と角度βとの関係を示す。前述したように、角度βが大きくなると表面平坦性は劇的に向上する。本発明者の種々の検討によると、この表面平坦性が向上するという効果は、角度β＝０°から、少し増加させるだけでも十分に効果がある。例えば、図８３からは、角度βが約３°以上であれば、表面ｒｍｓ粗さは１００ｎｍ以下となることが分かり、平坦性の向上効果を得られることが明らかとなった。
一方、前述した仮定に基づけば、表面粗さは角度βが３°以上であればよく、９０°付近ではもっとも平坦になるはずである。なぜなら、リッジ構造の側面は、完全にａ面ファセットのみで構成されるからである。しかしながら、図８２及び図８３の結果を見ると、表面粗さは、角度βが３５°を超えると、再び悪化することが分かった。
この表面粗さの悪化は、角度βが小さいときに見られた表面粗さの悪化の要因とは明らかに異なっている。すなわち、図８２（ｇ）におけるβ＝４７°、及び図８２（ｈ）におけるβ＝８０°の結果に示すように、β＞３５°では、再成長後の表面に３次元的な突起物が形成されており、その密度及び個数が角度βと共に増加していることが分かる。
（角度β＞３５°において発生する突起物の要因）
図８２（ｇ）等に見られる突起物の正体を明らかにするために、本実施例に係るヘテロ窒化物半導体基板６００に対してＸ線回折測定を行った。
図８４に、一例として面内傾斜角度βが０°、４３°及び９０°のときのＸ線２θ−ω測定結果を示す。角度βが０°の場合は、ｍ面サファイア（３−３００）とｍ面ＧａＮ（２−２００）との回折ピークのみが観測される。これは、再成長によりｍ面サファイア基板上に作製した窒化物半導体膜３２０が、ｍ軸方向にのみ配向していること示している。
これに対し、β＝４３°の場合は、上述したｍ面ＧａＮ及びｍ面サファイアの回折ピークだけでなく、さらに高角度側に回折ピークが観測された。この回折ピークは、半極性面である（１１−２２）面の回折ピーク位置である。これは、ヘテロ窒化物半導体基板６００において、β＝４３°でストライプ状の窒化物半導体１１０ａを形成し、且つ窒化物半導体膜３２０を再成長する際に、該窒化物半導体膜３２０がｍ面を主面とする半導体以外にも、半極性面である（１１−２２）を主面とする半導体を含むことを意味している。
さらに、β＝９０°の場合は、この（１１−２２）面からの回折強度が強くなっていることが分かる。
図８５に、Ｘ線２θ−ω測定結果から見積もった（１１−２２）面とｍ面（２−２００）面との積分強度比の値の角度β依存性を示す。図８５からは、半極性面である（１１−２２）面の積分強度が、表面粗さが増大し始めた３５°付近を境に増加していることが分かる。このようなＸＲＤ測定結果の変化は、図８３に示した表面モフォロジーの変化と一致している。
以上の結果から、面内傾斜角度βが３５°を超えると生じる表面平坦性の悪化及び突起物の原因は、半極性面に生じる異常成長に起因していると考えられる。その半極性面とは（１１−２２）面を主面とする成長であることが分かった。
次に、リッジ状の窒化物半導体層１１０の角度βが３５°を超える場合において、（１１−２２）面を主面とする半極性面に異常成長が起こる原因について説明する。
半極性面である（１１−２２）面は、ｍ面サファイア基板上にも成長可能であることが一般に知られている。その際のサファイアとのエピタキシ関係は、ｍ面サファイアのｒ面ファセットを起点とした成長であることが分かっている。また、ｒ面サファイア上にはａ面窒化物半導体が成長することも一般に知られている。すなわち、ｍ面サファイア上の（１１−２２）面成長のメカニズムは、ｍ面サファイア表面における傾斜したｒ面ファセット上にａ面窒化物半導体が成長した結果、得られると考えてよい。
従って、単純には、ｒ面ファセットが多く形成されるような表面を持つｍ面サファイア上で窒化物半導体の成長を行えば、（１１−２２）面を主面とする窒化物半導体膜３２０が得られやすいことになる。
図８６（ａ）に（１１−２２）面窒化物半導体のファセット構造を模式的に示し、図８６（ｂ）にｍ面サファイアのファセット構造を模式的に示す。サファイアのｒ面ファセットは、ｃ軸方向を向いている。従って、例えばドライエッチング等により、ｍ面サファイアの表面に、ａ面ファセットとｃ面ファセットとを共に形成した場合に、ａ面ファセットと比べてｃ面ファセットの方に、よりｒ面ファセットが形成されやすいと考えられる。
図８７（ａ）及び図８７（ｂ）に、面内傾斜角度β＝０°及び９０°の場合の、凹凸加工基板５１０における、ｍ面サファイア（成長用基板１００）とｍ面ＧａＮ（窒化物半導体層１１０）のエピタキシ関係を示す。
ｍ面ＧａＮとｍ面サファイアとの結晶方位の関係は、成長面（主面）は、同一のｍ軸であるが、面内の結晶軸は９０°ずれている。つまり、例えばＧａＮのｃ軸とサファイアのａ軸とが互いに平行になる関係にある。
凸部となるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａを形成する際に、凹部２１０は、窒化物半導体層１１０を除去する必要があるため、オーバエッチングによりサファイア基板の一部をも除去する場合が多い。このとき、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの面内傾斜角度βが０°であるならば、図８７（ａ）に示すように、サファイア基板の壁面２２０はａ面となり、ＧａＮからなるストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの壁面はｃ面となる。
β＝９０°の場合は、これとは逆に、図８７（ｂ）に示すように、サファイア基板の壁面２２０はｃ面となり、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａの壁面はａ面となる。
つまり、角度βが大きい場合、サファイア基板の壁面２２０は、ａ面ファセットから、ｃ面ファセットに変化して行くこととなり、ｒ面ファセットがより形成されやすくなる。ｒ面ファセットが形成されれば、前述したように（１１−２２）面が成長する可能性が高くなると考えられる。
実験結果から推測すると、面内傾斜角度βが３５°以下の場合は、半極性面に生じる異常成長の起点となるｒ面ファセット領域は少なく、ＸＲＤ測定でも検知できないほどしか、半極性面である領域は形成されていないと考えられる。従って、再成長するｍ面の領域と比べるとその影響は無視できると考えられる。
一方、角度βが３５°を超えると、半極性面の成長が顕著となり、再成長中に供給される原料は、ストライプ状の窒化物半導体層１１０ａのみではなく、成長用基板１００の壁面２２０のｒ面ファセットを起点にして成長が生じる。その結果、ｍ面と（１１−２２）面とが混在した再成長膜（窒化物半導体膜３２０）が得られたと考えられる。
以上の結果から、ｍ面サファイアを成長用基板１００として用い、その上に窒化物半導体層１１０を形成すること、及び窒化物半導体層１１０に成長用基板１００の表面を選択的に露出するエッチングを行って凹部２１０を形成することにより得られたヘテロ窒化物半導体基板６００において、偏光制御の効果を維持しつつ、ヘテロｍ面窒化物半導体である窒化物半導体層膜３２０の高品質な結晶成長を実現するには、空隙６０の面内傾斜角度βの範囲を３°以上且つ３５°以下の範囲で制御することが望ましいことが分かった。
（半極性面に生じる異常成長と凹凸加工基板５１０におけるサファイア基板の壁面２２０の高さ依存性）
ここまで、凹凸加工基板５１０を作製する工程において、凹部２１０に形成されるサファイア基板の壁面２２０が、（１１−２２）面である半極性面からの異常成長の起点になっていることについて説明した。加えて、ストライプ構造における面内傾斜角度βを３°以上且つ３５°以下に制御すれば、この問題を回避できることを説明した。
一方、本発明者らは、前述した半極性面に異常成長が起こる原因について、さらに検討を行った結果、面内傾斜角度βの最適化以外にも、半極性面からの異常成長を抑制できる方法があることが分かった。その方法とは、図８７（ａ）及び図８７（ｂ）に示した、半極性面成長が起こる成長用基板１００の壁面２２０の領域を減らすことである。原理的には、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００の壁面２２０の深さが０に近くなれば、半極性面における異常成長は起きにくくなって、面内傾斜角度βの依存性も小さくなる。
また、半極性面における異常成長が起きたとしても、本来のｍ面窒化物半導体領域である窒化物半導体膜３２０と比べると極めて小さい領域でしか起きないはずであり、再成長する窒化物半導体膜３２０の全体への影響も小さいと考えられる。
このような考えに基づき、ヘテロ窒化物半導体基板６００における成長用基板１００の壁面２２０の深さ依存性について検討した。
図８８（ａ）及び図８８（ｂ）は、成長用基板１００の凹部２１０から露出する壁面２２０の深さが異なる場合の窒化物半導体層の（１１−２２）面と、ｍ面（２−２００）面のＸ線回折ピーク積分の強度比の値の面内傾斜角度β依存性を示す。
図８８（ａ）は、図８５に示した結果と同等であり、この場合の成長用基板１００の壁面２２０の深さは、約２５０ｎｍであった。一方、図８８（ｂ）は、凹凸加工時のエッチング時間を短くして、エッチング深さを約１５０ｎｍとした。
図８８（ａ）においては、既に説明したように、面内傾斜角度βが３５°を超えると、（１１−２２）面の回折強度が大きくなり、再成長膜である窒化物半導体膜３２０に半極性面が共存していることが分かる。一方、図８８（ｂ）に示すエッチング深さが約１５０ｎｍであるサンプルの場合は、面内傾斜角度βの値が増加しても（１１−２２）面の回折強度が急激に強くなるという傾向は見られない。
この実験結果は、半極性面異常成長が成長用基板１００の壁面２２０の深さを低くし、この壁面領域の面積を小さくすることで抑制できることを示している。
これは、前述したように、半極性面からの異常成長の起点となるｒ面ファセットの数が、成長用基板１００における凹部２１０の壁面２２０の深さを低くすることによって減少したためと考えられる。
以上の結果から、ｍ面サファイア基板上に再成長する窒化物半導体膜３２０を基にした、ヘテロ窒化物半導体基板６００を作製する作製方法においては、ストライプ構造の面内傾斜角度βと共に、ｍ面サファイア基板である成長用基板１００に対するエッチング深さを所定の範囲に制御することにより、半極性面に生じる異常成長を効果的に抑制できることが分かった。
半極性面からの異常成長は、面内傾斜角度βを０°以上且つ３５°以下の範囲内に制御すれば、抑制することができる。また、面内傾斜角度βに拘わらず、成長用基板１００から露出する壁面２２０のエッチング深さを、０ｎｍから１５０ｎｍの範囲で制御しても半極性面からの異常成長を抑制することができる。
面内傾斜角度βと、サファイア基板から露出する壁面２２０のエッチング深さとの両方を同時に制御してもよい。
このように設計することにより、サファイアからなる成長用基板１００から露出する壁面２２０に存在する、半極性面に生じる異常成長の起点となるｒ面ファセットの影響が劇的に抑制されて、高品質なへテロ窒化物半導体基板６００を作製することができる。
以上説明したように、ｍ面サファイアを成長用基板１００として用い、エッチングにより成長用基板１００の表面を露出して凹部２１０を形成する工程を含むヘテロ窒化物半導体基板６００の作製方法において、偏光制御の効果を維持しつつ、ヘテロｍ面窒化物半導体である窒化物半導体層膜３２０の高品質な結晶成長を実現するには、空隙６０の面内傾斜角度βの範囲を３°以上且つ３５°以下の範囲で制御し、且つ凹部２１０の下部から露出するサファイア基板の壁面２２０の高さを０ｎｍから１５０ｎｍに設計することが望ましいことが分かった。
［実施例Ｅ］
＜空隙６０を設けたヘテロ窒化物半導体基板６００における面内傾斜角度βの範囲（３°以上且つ１０°以下）の実験的根拠＞
非極性面又は半極性面を主面とする窒化物半導体における結晶成長は、転位以外にも積層欠陥が発生しやすく、特に積層欠陥が非極性又は半極性面を主面とする窒化物系半導体発光素子の特性に大きく影響することが分かっている。
従って、非極性面又は半極性面を主面とする窒化物半導体の結晶成長において、転位密度の低減と同時に積層欠陥密度の低減が重要となる。特に、サファイア基板等の窒化物半導体とは異なるヘテロ基板上に成長する非極性又は半極性面を主面とする窒化物半導体構造においては、この問題は極めて重要である。
実施例Ｂにおいて、Ｘ線ωロッキングカーブ（ＸＲＣ）の半値幅の値（［表２］を参照。）を示したように、通常、ｍ面を成長面とするサファイア基板上に直接に成長した窒化物半導体層のＸＲＣ半値幅の値は、ａ軸方向及びｃ軸方向にそれぞれＸ線を入射して測定した場合には、非対称となる。通常、窒化物半導体には、Ｘ線をｃ軸方向に入射した場合のＸＲＣ半値幅が大きくなる。これは、ｃ軸方向において測定したＸＲＣ半値幅が、転位の情報に加えて、積層欠陥の情報を含むためである。
これに対し、実施例Ｂの［表２］に示すように、第４の実施形態及び第６の実施形態に係る空隙６０を設けたヘテロ窒化物半導体基板６００、６０１等においては、転位密度と共に積層欠陥密度も大幅に減少して、結晶性及び光学特性を大幅に改善することができる。また、実施例Ｂに示した積層欠陥の低減効果は、空隙６０の面内傾斜角度βに依存して変化することが分かった。
実施例Ａに示したように、偏光度の抑制効果、配光特性の向上及び光取り出し効率の改善の効果は、ストライプ構造の面内傾斜角度βが３°以上且つ４５°以下の広い範囲で得ることができる。
しかしながら、ＧａＮバルク基板以外のヘテロ基板を成長用基板１００として用いるヘテロ窒化物半導体基板６００、６０１においては、面内傾斜角度βの範囲によっては、積層欠陥密度の低減が十分に実現できないことが分かった。このため、転位及び欠陥を多く含みやすいヘテロ基板である成長用基板１００の上に作製するヘテロ窒化物半導体基板６００、６０１は、前述した偏光度の抑制効果を得られる条件に加えて、積層欠陥密度を十分に低減できる条件下で、面内傾斜角度βを制御することが必須となる。すなわち、面内傾斜角度βの値を適切に制御しないと、積層欠陥が活性層２４に含まれることになり、発光素子の効率が著しく低下してしまう。
本発明者が検討した結果、ヘテロ窒化物半導体基板６００、６０１における、ストライプ状の空隙６０における面内傾斜角度βの範囲は、３°以上且つ１０°以下であってもよいことが明らかになった。
以下、実験結果の詳細について説明する。
本実施例においては、第４の実施形態に係るｍ面サファイア基板上に成長した窒化物半導体膜から形成されるヘテロ窒化物半導体基板６００の構造を基体として、これらのサンプルの転位密度及び積層欠陥密度における空隙６０の面内傾斜角度β依存性を調べた。
転位密度の低減効果については、ＸＲＣ半値幅により評価した。このときのＸ線の入射方向は、ＧａＮにおけるａ軸方向とした。また、積層欠陥密度の低減効果については、フォトルミネッセンス（ＰＬ）の測定により行った。これは、ＰＬを用いた評価の方が積層欠陥密度の影響をより正確に調べることができるためである。
なお、実施例Ｅにおいては、基本的に実施例Ｂと同一の条件下で、ｍ面サファイア基板を用いてヘテロ窒化物半導体基板６００を作製し、これらのサンプルの面内傾斜角度βを０°から９０°まで変化させた。
本実施例の効果は、第６の実施形態及び実施例Ｃに示した、ＳｉＯ2からなるマスク１２０の上に再成長を行う実施形態及び実施例においても、同様に得ることができる。すなわち、ヘテロ基板上のｍ面を主面とする窒化物半導体を成長する構造においては、光の偏光度を抑制しつつ、積層欠陥密度を低減するには、ストライプ構造における面内傾斜角度βは、３°度以上且つ１０°以下の範囲に制御すればよい。
但し、空隙６０を成長用基板１００上の窒化物半導体層１１０と窒化物半導体膜３２０との界面に含む構造が、成長用基板１００にＧａＮバルク基板等を用いた、ホモエピタキシを基体とする構造の場合は、積層欠陥密度の影響はそれ程大きくはないため、面内傾斜角度βの適した範囲は広くなり、３°以上且つ４５°以下であればよい。
図８９に、面内傾斜角度βを０°から３５°に変化させた場合の、ヘテロ窒化物半導体基板６００のＸＲＣ半値幅を示す。Ｘ線の入射方向は、ＧａＮのａ軸方向である。
この実験において、２種類のｍ面サファイア基板上のｍ面ＧａＮ膜を、種結晶用の窒化物半導体層１１０として用いている。すなわち、面内傾斜角度βが０°から１５°のサンプルと、βが１７°から３５°のサンプルとでそれぞれ異なっている。
図８９に示す破線は、［表２］に示した、直接成長した典型的なＧａＮ膜のＸＲＣ半値幅の値（１３２６秒、０．３７ｄｅｇｒｅｅ）を示している。本実施例の２種類の種結晶ＧａＮもほとんど同等のＸＲＣ半値幅を示している。ＸＲＣ半値幅は、面内傾斜角度βの０°から３５°の広い範囲で、直接成長のＧａＮ膜の値と比べて、ほぼ半減していることが分かる。
上記の結果は、第４の実施形態等に示したような、空隙６０を設けたヘテロ窒化物半導体基板６００を用いることにより、光の偏光度の制御と共に、結晶性の改善効果も得られることを示している。
なお、図８９に示すＸＲＣ半値幅は、面内傾斜角度βが増加するに従って、徐々に悪化しているようにも見えるが、これは本実施例に用いた２種類の種結晶のｍ面ＧａＮ層１１０の結晶性の違いによって生じており、面内傾斜角度βの依存性を示すものではないと考えられる。
図９０（ａ）及び図９０（ｂ）に、室温のＰＬスペクトルを示す。ＰＬ評価においては、励起源にＨｅ−Ｃｄレーザ（連続波、強度：〜３０ｍＷ）を用いた。一例として、図９０（ａ）には、面内傾斜角度β＝５°の場合の結果を示し、図９０（ｂ）には、面内傾斜角度β＝１４°の結果を示す。ＧａＮのバンド端付近の発光ピークは３．４ｅＶ付近に見られ、それ以外の発光は深い準位（Ｄｅｅｐ Ｌｅｖｅｌ）に起因した発光である。
両サンプルとも、図８９に示したように、ＸＲＣ半値幅の値には大きな違いはなかった。しかし、バンド端の発光強度は、図９０（ａ）に示した面内傾斜角度が小さいβ＝５°のサンプルにおいて強く、図９０（ｂ）に示したβ＝１４°のサンプルでは、Ｄｅｅｐ Ｌｅｖｅｌの発光が支配的であった。
２つのサンプルにおける発光スペクトルの差異の要因は、図８９に示すＸＲＣ半値幅には違いがないことを考慮すると、転位密度による可能性は低い。つまり、この違いの要因は、積層欠陥密度に起因する。
図９１（ａ）〜図９１（ｃ）に、低温（１０Ｋ）下でのＰＬ測定の結果を示す。図９１（ａ）〜図９１（ｃ）は、面内傾斜角度βがそれぞれ０°、５°及び２１°の場合の結果である。図９１（ｄ）は、比較用として種結晶ＧａＮである窒化物半導体層１１０におけるスペクトルを示している。図９１における縦軸は、積層欠陥に起因するピーク（３．４２ｅＶ付近）の強度で規格化されている。
図９１（ｃ）に示す面内傾斜角度が大きいβ＝２１°の場合と、図９１（ｄ）に示す種結晶のサンプルにおいては、主に３つのピークが観測されている。
各発光ピークの値については、成長した膜の歪み量等により多少異なる場合がある。しかし、今回の実験結果の系統的な検討と他の文献結果との比較とから、３．４２ｅＶ付近の発光は積層欠陥に起因している。すなわち、３．４８ｅＶ付近のピークは、ドナー束縛励起子に起因する発光（Ｄ０，Ｘ）であり、さらに低エネルギー側のピークも転位及び欠陥に起因する発光である。
まず、図９１（ｄ）に示す種結晶ＧａＮと、図９１（ｃ）に示すβ＝２１°との結果を比較すると、β＝２１°のサンプルにおいて、ドナー束縛励起子に起因する発光（Ｄ０，Ｘ）である積層欠陥に起因するピークに対する相対的な強度が増大していることが分かる。これは、ｍ面サファイア基板上に直接に成長して得られた種結晶と比べて、ストライプ状の空隙６０を設けたヘテロ窒化物半導体基板６００の結晶中の積層欠陥密度が減少しているためと考えられる。しかしながら、β＝２１°のサンプルでは、ドナー束縛励起子に起因する発光（Ｄ０，Ｘ）の強度は、積層欠陥の強度とほぼ同等であり、全体の発光強度も小さかった。
これらの結果と比べて、面内傾斜角度βが小さい図９１（ａ）におけるβ＝０°、及び図９１（ｂ）におけるβ＝５°のサンプルの場合は、積層欠陥に起因するピーク強度よりも、ドナー束縛励起子に起因する３．４８ｅＶ付近の発光（Ｄ０，Ｘ）に起因する発光が支配的であった。積層欠陥に起因するピークに対する相対強度は、β＝２１°と比べて、一桁以上増大した。
このように、室温のＰＬ測定において、バンド端付近の発光強度が強い再成長ＧａＮ膜においては、低温のＰＬ測定においても、積層欠陥に起因した発光強度の大幅な低減と、（Ｄ０，Ｘ）強度の増大が確認された。従って、面内傾斜角度βの範囲を適切に選択することにより、転位の低減効果と共に積層欠陥密度の低減効果をも得られることが分かった。
図９２に、室温のＰＬ測定から得られたＤｅｅｐ Ｌｅｖｅｌ（深い準位）の発光強度とバンド端付近の発光強度との比の値の面内傾斜角度β依存性を示す。
面内傾斜角度βが０°から１０°の範囲では強度比の値が小さく、室温下でもバンド端付近の発光が強い。これにより、積層欠陥密度を十分に低減できていることが分かる。
これに対し、面内傾斜角度βが１０°以上になると、Ｄｅｅｐ Ｌｅｖｅｌの発光強度とバンド端付近の発光強度との比の値は急激に増大し、Ｄｅｅｐ ｌｅｖｅｌの発光が支配的となった。図８９に示したように、ＸＲＣ半値幅の測定結果から、転位密度の低減による結晶品質の向上効果は、少なくとも面内傾斜角度βが０°から３５°の範囲でも、実現できる。
この効果に加えて、積層欠陥密度の低減効果を得るには、面内傾斜角度βの範囲を狭める必要があり、角度βの範囲は、０°以上且つ１０°以下であってもよいことが、図８９から図９２の実験結果により明らかとなった。
図９２の結果からは、面内傾斜角度βが０°でなくても、積層欠陥密度の低減効果を得られることが明らかとなった。
なお、実施例Ｄに示したように、面内傾斜角度βが０°よりも大きい方が、リッジ状の窒化物半導体層１１０を起点とした再成長膜同士の再結合を促し、ヘテロ窒化物半導体基板６００、６０１の表面平坦性を向上させる。
第４の実施形態のように、特に積層欠陥密度が高くなりやすい、ヘテロ基板上に成長した非極性面を主面とする窒化物半導体膜３２０に設けるストライプ構造における面内傾斜角度βを３°以上且つ４５°以下とすることにより、出射する光の偏光度を抑制し、且つ配光特性の改善と光取り出し効率の向上とを図ることができる。
さらに、実施例Ｅの結果が示すように、角度βの範囲を３°以上且つ１０°以下とすることにより、前述の効果を維持しつつ、再成長した窒化物半導体中の積層欠陥密度を低減できるという効果をも得ることができる。
また、角度βの範囲を０°以上且つ３°未満とした場合には、図７５に示すように、特にβが０°の場合は出射する光の偏光度は維持される。この場合、図８９及び図９２から、窒化物半導体の結晶性が良好となることが分かる。また、半極性面を持つ窒化物半導体の異常成長をも抑制することができる。
（他の実施形態）
上述した第４〜第８の各実施形態に係る発光素子は、そのまま光源装置として使用してもよい。しかしながら、各実施形態に係る発光素子は、波長変換のための蛍光物質を含む樹脂材等と組み合わせれば、波長帯域が拡大した光源装置（例えば、白色光源装置）として好適に使用され得る。白色光源装置の構成は、図４２に示す装置と同様であるので、ここではその説明を省略する。
本実施形態によると、本実施形態に係る光源装置は、第４から第８の実施形態に係る発光素子と同様に、光の偏光度を抑制できると共に、配向特性及び光取り出し効率の向上を図れる上に、さらに、蛍光体が分散された樹脂層である波長変換部によって、出射光における波長帯域を制御することができる。
以上説明したように、上述した各実施形態、その変形例及び各実施例によれば、非極性面又は半極性面を主面（成長面）とする窒化物系半導体において、光の出射面側に複数のストライプ構造を形成する。このストライプ構造が延びる方向を、ｍ面を成長面とする窒化物半導体のａ軸方向から３°以上且つ４５°以下にｍ面の面内で傾斜させることにより、ｍ面を成長面とする窒化物半導体からなる活性層からの出射光の偏光度を著しく低減して、配光特性を改善することができる。
ストライプ構造は、光の出射面側に形成してもよい。例えば、成長用基板の裏面に形成してもよく、ストライプ構造が延びる方向に対して垂直な方向が凹凸状となる構造であってもよい。例えば、ストライプ構造は、図４４に示すように、窒化物半導体膜３２０の下部に空隙６０を挟んでそれぞれ形成される複数の凸部５１である。また、空隙６０自体がストライプ構造であってもよい。また、図５６（ｄ）に示すように、互いに隣接するマスク１２０上の２つの空隙６０に挟まれた窒化物半導体３１０の一部もストライプ構造といえる。また、図５６（ｄ）及び図５８（ｄ）に示すように、成長用基板１００の主面上に形成されたストライプ状の窒化物半導体層１１０ａもストライプ構造といえる。また、図６４（ｂ）に示すように、窒化物半導体３２０及び窒化物半導体層１１０が一体化して空隙６０の周囲を囲む場合は、隣接する２つの空隙６０に挟まれた窒化物半導体３２０の一部もストライプ構造といえる。この場合、ストライプ構造は、窒化物系半導体積層構造の内部に形成されることになる。また、図６９に示すように、基板１００に形成された凹凸構造７０もストライプ構造といえる。
また、ストライプ構造は、屈折率が異なる２種類の材料により作製することができる。例えば、前述した成長用基板の裏面に形成する場合は、大気と成長用基板の材料との２種類の物質により、ストライプ構造による凹凸状の界面が形成される。また、例えば、サファイア基板とＧａＮ層との界面、又は大気とＧａＮ層との界面等の組み合わせも考えられる。
光取り出し効率の向上を促進するため、ストライプ構造自体は、光の吸収損失が小さい材料により構成されていることが重要となる。例えば、ストライプ構造としては、空隙を意図的に形成する方法、ＳｉＯ2等の誘電体層を用いる方法、又は反射率が高い金属層等を用いる方法等が望ましい。このようなストライプ構造を、上述した角度βで周期的に形成することにより、光の偏光度の低減及び配光特性の改善の効果を得ることができる。
また、ストライプ構造を、非極性面を成長面とする窒化物半導体層とその成長用基板との界面及びその近傍に形成してもよい。一般に、窒化物半導体層の成長用基板として用いられるサファイア基板は、非常に硬く、加工が困難である。従って、窒化物半導体層のサファイア基板と接する界面の近傍に、ストライプ構造を形成すれば、このような問題を回避することができ、偏光度及び配光特性の制御が容易となる。
本開示は、例えば、一般照明に利用し得る。
１ 発光素子
２ 偏光板
３ 実体顕微鏡
４ シリコンフォトディテクタ
５ ＣＣＤカメラ
６ 電源
７ 測定器
８ 測定線
１０，１１，１２，１３，１４，１５，１６ 発光素子
２０ 半導体積層構造
２２ ｎ型層
２４ 活性層
２５ ｐ型層
２６ アンドープ層
２７ 支持基板
３０ ｐ型電極
４０ ｎ型電極
４１ ｎ型電極
４２ 凹部
５０ 界面
５１ 凸部
５２ 底面
５３ 斜面
５４ 直線
６０ 空隙
７０ 凹凸構造
１００ 成長用基板
１１０ 窒化物半導体層
１１０ａ ストライプ状の窒化物半導体層
１１０Ａ 側面
１２０ マスク
１２１ マスク
１４０ 絶縁膜
２００ 露出領域
２１０ 凹部
２１０ａ 底面
２２０ 壁面
３１０ 窒化物半導体
３２０ 窒化物半導体膜
４００ 結合部
４１０ 結合部
５００ 凹凸加工基板（マスクあり）
５１０ 凹凸加工基板（マスクなし）
６００ ヘテロ窒化物半導体基板
６０１ ヘテロ窒化物半導体基板
７００ 半導体発光チップ
７２０ 樹脂層
７４０ 保持部材
７６０ 反射部材
８０１ 窒化物系半導体発光素子
８０２ 半導体積層構造
８０３ ＡｌuＧａvＩｎwＮ層
８０４ 活性層
８０５ ＡｌdＧａeＮ層
８０６ アンドープのＧａＮ層
８０７、８０８ 電極
８０９ ＡｌaＩｎbＧａcＮ層８０３の凹部
８１０ サファイアとｍ面窒化物半導体膜との間の界面
８１１ サファイア基板
８１１ａ 成長面
８１２ 種結晶用窒化物半導体膜
８２０ マスク
８３０、８３０ａ、８３０ｂ、８３０ｃ、８３０ｄ リッジ状窒化物半導体層
８３０Ａ 側面
８４０ スペース部分
８５０ 凹部
８５１ 底面
８５２ 側面
８６０、８７０ 窒化物半導体膜
８８０ 結合部
８９０ 結合部
９００ 凹凸加工基板
９１０ 凹凸加工基板
９２０ ヘテロ窒化物半導体基板
９３０ 発光素子
９４０ 樹脂層
９５０ 支持部材
９６０ 反射部材

Claims (15)

  1. 非極性面又は半極性面を主面とし、偏光光を発光する活性層を含む窒化物系半導体積層構造を備えた半導体発光素子であって、
    前記偏光光が横切る位置に互いに間隔をおいて形成された複数のストライプ構造を有し、
    前記ストライプ構造が延びる方向と前記偏光光の偏光方向とがなす角度の絶対値は、３°以上且つ４５°以下である半導体発光素子。
  2. 前記主面はｍ面であり、前記偏光方向はａ軸方向であって、前記ストライプ構造が延びる方向とａ軸方向とがなす角度の絶対値は、３°以上且つ３５°以下である請求項１に記載の半導体発光素子。
  3. 前記ストライプ構造が延びる方向と前記偏光方向とがなす角度の絶
    対値は、３°以上且つ１０°以下である請求項１または２に記載の半導体発光素子。
  4. 前記半導体発光素子は、光を外部に出射する出射面を有し、前記複数のストライプ構造は、前記出射面に形成されている請求項１から３のいずれかに記載の半導体発光素子。
  5. 前記複数のストライプ構造は、前記窒化物系半導体積層構造の内部に形成されている請求項１から４のいずれかに記載の半導体発光素子。
  6. 前記半導体発光素子は、前記窒化物系半導体積層構造と接する基板をさらに備え、
    前記複数のストライプ構造は、前記窒化物系半導体積層構造と前記基板との間に形成されている請求項１から５のいずれかに記載の半導体発光素子。
  7. 前記基板は、窒化物半導体と異なる材料から構成される請求項６に記載の半導体発光素子。
  8. 前記基板は、ｍ面を主面とするサファイア基板である請求項６または７に記載の半導体発光素子。
  9. 互いに隣接する前記ストライプ構造同士の間には空隙が設けられている請求項１から８のいずれかに記載の半導体発光素子。
  10. 前記ストライプ構造は、空隙である請求項１から９のいずれかに記載の半導体発光素子。
  11. 前記空隙の幅は、前記活性層から離れるにつれて大きくなる請求項９または１０に記載の半導体発光素子。
  12. 前記主面はｍ面であり、前記偏光方向はａ軸方向である請求項１から１１のいずれかに記載の半導体発光素子。
  13. 前記偏光光は、前記活性層のａ軸方向と比べてｃ軸方向に広い放射角度を持つ配光特性を有する請求項１２に記載の半導体発光素子。
  14. 前記ストライプ構造は、窒化物半導体よりも低い屈折率を持つ材料を含む請求項１から１３のいずれかに記載の半導体発光素子。
  15. 請求項１から１４のいずれかに記載の半導体発光素子と、
    前記半導体発光素子から放射された光の波長を変換する蛍光物質を含む波長変換部と
    を備える光源装置。
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