WO2014054284A1 - 窒化物半導体構造、積層構造、および窒化物半導体発光素子 - Google Patents

窒化物半導体構造、積層構造、および窒化物半導体発光素子 Download PDF

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angle
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plane
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成伯 崔
吉田　俊治
横川　俊哉
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パナソニック株式会社
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    • H01S5/34—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers
    • H01S5/343—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser
    • H01S5/34333—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser with a well layer based on Ga(In)N or Ga(In)P, e.g. blue laser

Definitions

  • the present disclosure relates to a structure for growing a nitride semiconductor layer, a stacked structure including the structure, a nitride semiconductor element including the stacked structure, a light source including the nitride semiconductor element, and a manufacturing method thereof.
  • a nitride semiconductor having nitrogen (N) as a group V element is promising as a material for a deep light (200 nm) to visible light emitting element (about 650 nm) because its band gap is variable in a wide energy range.
  • N nitrogen
  • GaN-based semiconductors gallium nitride-based compound semiconductors
  • LEDs blue light-emitting diodes
  • semiconductor lasers made of GaN-based semiconductors have been put into practical use (for example, (See Patent Documents 1 and 2).
  • FIG. 1 schematically shows a unit cell of GaN.
  • FIG. 2 shows four basic vectors a 1 , a 2 , a 3 , and c that are generally used to represent the surface of the wurtzite crystal structure in the 4-index notation (hexagonal crystal index).
  • the basic vector c extends in the [0001] direction, and this direction is called “c-axis”.
  • a plane perpendicular to the c-axis is called “c-plane” or “(0001) plane”.
  • c-axis” and “c-plane” may be referred to as “C-axis” and “C-plane”, respectively.
  • lower case notation is used.
  • a c-plane substrate that is, a substrate having a (0001) plane on the surface is used as a substrate on which a GaN-based semiconductor crystal is grown.
  • polarization Electro Mechanical Polarization
  • piezo polarization has a strong correlation with strain in the crystal.
  • the amount of strain increases as the In composition increases, and therefore the polarization also increases.
  • an internal electric field is generated along the c-axis direction in the InGaN quantum well in the active layer.
  • positional displacement occurs in the distribution of electrons and holes in the active layer due to the quantum confinement Stark effect of carriers, so that the internal quantum efficiency is lowered.
  • a substrate having a nonpolar plane for example, a (1-100) plane called a m plane perpendicular to the [1-100] direction.
  • a nonpolar plane for example, a (1-100) plane called a m plane perpendicular to the [1-100] direction.
  • an LED having such a non-polar surface as a main surface can improve the light emission efficiency as compared with a conventional LED having a c-plane as a main surface.
  • the m-plane is a plane parallel to the c-axis (basic vector c), and is orthogonal to the c-plane.
  • the m plane Ga atoms and nitrogen atoms exist on the same atomic plane, and therefore no polarization occurs in the direction perpendicular to the m plane.
  • the m-plane is a general term for the (1-100) plane, the (-1010) plane, the (10-10) plane, the (-1100) plane, the (01-10) plane, and the (0-110) plane.
  • the X-plane may be referred to as “main surface” or “growth surface”.
  • a semiconductor layer formed by X-plane growth may be referred to as an “X-plane semiconductor layer”.
  • LEDs and laser diodes using a nitride semiconductor structure having a non-polar plane m-plane as the main surface have been realized at the research level.
  • Most of these studies use a GaN bulk substrate with the m-plane as the main growth substrate. Therefore, there is no problem such as lattice mismatch or difference in thermal expansion coefficient between the growth layer and the substrate, it is possible to grow a nitride semiconductor device structure with high crystal quality, and high efficiency LED and laser oscillation are realized. ing.
  • a light-emitting element LED or laser diode
  • main surface is a nonpolar surface
  • Improvements in device characteristics such as higher efficiency and longer life can be expected than light-emitting elements having a c-plane (polar plane) as a main surface.
  • a GaN bulk substrate is used for crystal growth of a nitride semiconductor device having an m-plane as a main surface.
  • the GaN bulk substrate is more expensive than the sapphire substrate used for the c-plane GaN-based LED, and it is difficult to increase the diameter.
  • the sapphire substrate is currently 2 inches in size, it is inexpensive at around several thousand yen, and a large diameter of 6 inches or more has already been realized. Therefore, even in the growth of m-plane nitride semiconductors that are nonpolar surfaces, it can be said that it is particularly effective in terms of cost reduction if sapphire can be used as a substrate.
  • an m-plane nitride semiconductor when a sapphire substrate having an m-plane as a main surface (hereinafter referred to as an m-plane sapphire substrate) is used as a nitride semiconductor growth substrate, an m-plane nitride semiconductor can be grown (Patent Document 3).
  • a (11-22) plane or a (10-1-3) plane, which is a semipolar plane, can be grown on an m-plane sapphire substrate (Non-patent Document 1).
  • the nitride semiconductor crystal grown on the sapphire substrate contains high-density defects and dislocations.
  • Dislocations are defects in which the crystal lattice shift is linear.
  • the main cause of generation of defects and dislocations is a lattice mismatch and a difference in crystal structure between the sapphire substrate and the nitride semiconductor crystal. Defects generated at the interface between the sapphire substrate and the nitride semiconductor crystal reach the active layer and the device surface in the nitride semiconductor crystal, and cause a significant deterioration in device characteristics such as LED efficiency reduction and device lifetime degradation. .
  • nitride semiconductor mainly having a nonpolar plane epitaxially grown on a hetero-substrate (heteroepitaxial growth)
  • dislocations are actively generated to alleviate strain of the nitride semiconductor, thereby improving crystal quality.
  • An object is to provide an improved nitride semiconductor structure, laminated structure, and nitride semiconductor light emitting device.
  • the nitride semiconductor structure of the present disclosure includes a crystal growth seed region including a plurality of nitride semiconductors having a m-plane as a main surface and extending in a range of 0 ° to 10 ° with respect to the a-axis, and a plurality of crystal growth seeds
  • a lateral growth region made of a nitride semiconductor extending in the c-axis direction from each of the regions is provided, and an interval between adjacent crystal growth seed regions (S width) is 20 ⁇ m or more. It is possible to cause lattice relaxation in the lateral growth region, and a nitride semiconductor with reduced strain can be obtained.
  • the nitride semiconductor structure of the present disclosure is characterized in that the interval between adjacent crystal growth seed regions (S width) is 50 ⁇ m or more. It is possible to sufficiently cause lattice relaxation in the laterally grown region, and a nitride semiconductor with good crystallinity in which strain is reduced to about 1/3 can be obtained.
  • the nitride semiconductor structure of the present disclosure is characterized in that the interval between adjacent crystal growth seed regions (S width) is 100 ⁇ m or less.
  • S width the interval between adjacent crystal growth seed regions
  • the m-axis of the lateral growth region is inclined by an angle ⁇ toward the a-axis direction of the nitride semiconductor with respect to the m-axis of the crystal growth seed region, and the angle ⁇ Is characterized by an angle greater than zero.
  • the angle ⁇ is calculated by dividing and evaluating the crystal growth seed region and the lateral growth region with a micro-region x-ray diffractometer having a small spot diameter.
  • the m-axis of the lateral growth region is inclined by an angle ⁇ toward the a-axis direction of the nitride semiconductor with respect to the m-axis of the crystal growth seed region, and the angle ⁇ Is characterized by being larger than 0 degree and not more than 0.35 degree.
  • the angle ⁇ is incident in parallel to the a-axis direction of the nitride semiconductor layer, and the nitride semiconductor layer in the lateral growth region and the nitride semiconductor in the crystal growth seed region with reference to the diffraction peak position of the growth substrate.
  • the difference in the diffraction peak position of the layer is calculated by detecting by the x-ray reciprocal lattice mapping method.
  • Another nitride semiconductor structure of the present disclosure is formed on a sapphire substrate having a m-plane as a main surface and a sapphire substrate, and having the m-plane as a main surface and extending in a range of 0 ° to 10 ° with respect to the a-axis.
  • a crystal growth seed region made of a plurality of nitride semiconductors and a lateral growth region made of a nitride semiconductor extending from each of the plurality of crystal growth seed regions in the c-axis direction, and the plurality of crystal growth seed regions are adjacent to each other
  • the interval (S width) is 20 ⁇ m or more. It is possible to cause lattice relaxation in the lateral growth region, and a nitride semiconductor with reduced strain can be obtained.
  • mechanical strength increases and it is excellent in handleability.
  • nitride semiconductor structure of the present disclosure is characterized in that the interval (S width) between adjacent crystal growth seed regions is 50 ⁇ m or more. It is possible to sufficiently cause lattice relaxation in the laterally grown region, and a nitride semiconductor with good crystallinity in which strain is reduced to about 1/3 can be obtained.
  • another nitride semiconductor structure of the present disclosure is characterized in that the interval between adjacent crystal growth seed regions (S width) is 100 ⁇ m or less.
  • S width the interval between adjacent crystal growth seed regions
  • the laterally grown regions can be easily combined, and a nitride semiconductor structure with good flatness can be obtained in a short crystal growth time.
  • the m-axis of the crystal growth seed region is inclined by an angle ⁇ 1 toward the a-axis direction of the nitride semiconductor with respect to the m-axis of the sapphire substrate, and the lateral direction
  • the m-axis of the growth region is inclined by an angle ⁇ 2 toward the a-axis direction of the nitride semiconductor with respect to the m-axis of the sapphire substrate, and ⁇ 2 is an angle larger than ⁇ 1.
  • the angles ⁇ 1 and ⁇ 2 are calculated by classifying and evaluating the crystal growth seed region and the lateral growth region using a micro-region x-ray diffractometer with a small spot diameter.
  • another nitride semiconductor structure of the present disclosure is characterized in that when ⁇ 2 ⁇ 1 is an angle ⁇ , the angle ⁇ is larger than 0 degree and 0.35 degrees or less.
  • the angle ⁇ 1 and the angle ⁇ 2 are incident on x-rays parallel to the a-axis direction of the nitride semiconductor layer, and the diffraction peak position of the nitride semiconductor layer in the lateral growth region with respect to the diffraction peak position of the sapphire substrate. , By detecting by the x-ray reciprocal lattice mapping method.
  • This configuration makes it possible to promote lattice relaxation in the laterally grown region, reduce the strain, and obtain a nitride semiconductor with excellent crystallinity.
  • a novel nitride semiconductor structure in which non-polar plane nitride semiconductor formed on a hetero-substrate has a substantially reduced strain inside the nitride semiconductor and improved crystallinity. Is done.
  • FIG. (A) to (d) are process sectional views showing a lateral selective growth method by a Pendeo method having a mask.
  • (A) to (d) are process cross-sectional views illustrating a lateral selective growth method by a maskless Pendeo method.
  • FIG. 1 A) to (e) are process cross-sectional views showing a lateral selective growth method by the ABLEG method.
  • 2 is a surface micrograph of Example 1.
  • 4 is a surface micrograph of heteronitride semiconductor substrates 600 having different S widths.
  • (A) Comparative Example 2: L width / S width 5 ⁇ m / 10 ⁇ m,
  • FIG. 6 shows the results of reciprocal lattice mapping measurement of the heteronitride semiconductor substrate 600 in Example 1, wherein (a) shows the incident direction of x-rays and the crystal axis of GaN during reciprocal lattice mapping measurement with respect to the striped uneven substrate structure 510.
  • (B) is a diagram showing the results when x-rays are incident in the c-axis direction of GaN, and (c) is a diagram showing the results when x-rays are incident in the a-axis direction of GaN. is there.
  • (A) has shown the view of the measurement result of reciprocal lattice mapping, and is a schematic diagram of each result with the case where there is no inclination of a crystal lattice.
  • FIG. 4 is a relationship diagram between a crystal lattice tilt angle ⁇ and an XRC half-value width.
  • FIG. 6 is a diagram showing a surface morphology of a nitride semiconductor substrate 600 in Example 3.
  • 6 is a graph showing measurement results of a GaN (2-200) plane microregion X-ray rocking curve in a heteronitride semiconductor substrate 600 in Example 3.
  • 6 is a schematic cross-sectional view of a nitride-based semiconductor light-emitting element according to Embodiment 2.
  • FIG. It is sectional drawing which shows the white light source of Embodiment 3.
  • FIG. 3 shows an observation of the inclination of the crystal lattice from the c-axis direction of GaN during m-plane GaN crystal growth on an m-plane sapphire substrate.
  • the dislocation lines of misfit dislocations are formed in parallel to the c-axis and are not easily formed in the a-axis direction perpendicular to the c-axis. Such a phenomenon is unlikely to occur in the growth having the main surface of the highly polar conventional polar surface (c-plane), and is a phenomenon peculiar to the growth having a nonpolar surface or a semipolar surface as the main surface.
  • misfit dislocations having dislocation lines extending in a certain direction occur, a phenomenon occurs in which the normal direction of the crystal lattice of the nitride semiconductor layer epitaxially grown is inclined with respect to the normal direction of the growth substrate (Non-patent Document 3). ).
  • Such a tilt of the crystal lattice occurs when one layer of crystal plane is added due to the occurrence of misfit dislocations.
  • the GaN m-axis is inclined toward the a-axis direction with the GaN c-axis as the center with respect to the sapphire m-axis. To do.
  • Non-Patent Document 3 if the m-plane GaN on the m-plane sapphire substrate is considered to be completely lattice-relaxed, the distance L between adjacent misfit dislocations at the interface is the a of GaN.
  • the degree of lattice mismatch ⁇ [%] between the axis and the c-axis of the sapphire substrate and the a-axis lattice constant GaN_a 0 of GaN the following equation is given. In Equation 1, it is assumed that lattice relaxation at the interface occurs via the Burgers vector.
  • the tilt angle ⁇ of the crystal lattice is determined by the interval L between adjacent misfit dislocations and the m-axis lattice constant GaN_m 0 of GaN, and is given by the following equation. That is, It becomes.
  • Non-patent Document 4 Since a large degree of lattice mismatch exists between the sapphire substrate and GaN, growth occurs in a domain matching epitaxy mode (DME mode) (Non-patent Document 4).
  • DME mode domain matching epitaxy mode
  • m-plane GaN growth on an m-plane sapphire substrate four GaN a-axis plane spacing (1.59259) is lattice-matched with three sapphire c-axis spacing (2.165 ⁇ ). It corresponds to the relationship.
  • the a-axis direction spacing (1.59259) of GaN is a value that is 1 ⁇ 2 of the a-axis lattice constant (3.185 ⁇ ) of GaN.
  • the c-axis direction spacing (2.1652.1) of sapphire is 1/6 of the c-axis lattice constant (12.99 ⁇ ) of sapphire.
  • the lattice mismatch degree ⁇ between the sapphire c-axis and the GaN a-axis is about 1.8%. That is, care must be taken when calculating the lattice mismatch degree ⁇ .
  • the distance L between misfit dislocations is estimated to be approximately 177 mm from Equation 1. That is, based on this assumption, if the GaN crystal lattice is completely lattice relaxed in the DME mode, the tilt angle ⁇ of the crystal lattice is estimated to be 0.89 degrees.
  • the degree of lattice mismatch between the SiC a-axis and the GaN a-axis is about 3%. If the GaN crystal lattice is completely relaxed, the tilt angle ⁇ of the crystal lattice is estimated to be 1.5 degrees.
  • the strain in the strained crystal can be reduced (relieved) by the occurrence of misfit dislocation.
  • the nitride semiconductor layer undergoes lattice relaxation completely in actual heteroepitaxial growth. That is, strain remains in the nitride semiconductor layer, and the inclination angle ⁇ of the crystal lattice becomes a value smaller than the result calculated from Equation 3.
  • the strain remaining in the nitride semiconductor layer is ⁇ eff [%], It becomes.
  • the strain amount remaining in the m-plane GaN layer can be estimated by measuring the tilt angle ⁇ of the crystal lattice.
  • the inclination angle ⁇ of the crystal lattice can be evaluated using an X-ray diffractometer. Specifically, when the inclination angle ⁇ of the crystal lattice in the a-axis direction of m-plane GaN is measured, X-rays can be incident in parallel with the a-axis direction and evaluation can be performed by a reciprocal lattice mapping method.
  • Non-Patent Documents 2 and 3 report that the above-mentioned tilt of the crystal lattice is observed in nitride semiconductor heterostructures with different In and Al compositions of m-plane nitride semiconductors that are semipolar planes and nonpolar planes. Has been.
  • the structure described above uses a sapphire substrate, which is different from the heterostructure consisting only of a nitride semiconductor as in Non-Patent Documents 2 and 3, but naturally, lattice mismatch occurs at the interface. An inclination is observed.
  • the inclination of the crystal lattice should depend on the degree of lattice mismatch between the substrate and the nitride semiconductor film grown on the substrate and the nitride semiconductor film thickness.
  • the present inventors have found that the tilt angle of the crystal lattice can be controlled by using the lateral selective growth method in the heteroepitaxial growth of an m-plane nitride semiconductor that is a nonpolar plane.
  • the lateral selective growth method is a method for obtaining a high-quality nitride semiconductor film by providing a plurality of crystal growth seed regions and selectively re-growing only from the crystal growth seed region to reduce the dislocation density. is there.
  • the adjacent spacing (S width) of the plurality of crystal growth seeds is designed to be 20 ⁇ m or more, thereby greatly increasing the tilt angle of the crystal lattice.
  • the present inventors have succeeded in promoting the occurrence of relaxation and actively reducing the strain applied to the nitride semiconductor, and found that a high-quality heteronitride semiconductor layer structure can be realized.
  • the above-described model of crystal lattice inclination assumes an m-plane nitride semiconductor film, that is, a single film growth on a sapphire substrate which is a hetero substrate.
  • the degree of inclination of the crystal lattice varies depending on the degree of lattice mismatch, the amount of strain, and the film thickness. That is, the m-plane nitride semiconductor film is mainly strained from the interface with the sapphire substrate (that is, the m-plane), and strain is generated in the m-axis direction that is the growth direction.
  • a nitride semiconductor film regrown from a plurality of crystal growth seed regions starts lateral re-growth in the c-axis direction starting from the c-plane of the crystal growth seed region.
  • the distortion generated at the m-plane interface in the case of single film growth is more positively reduced by using the selective growth method and changing the growth direction from the m-axis direction to the c-axis direction. Conceivable.
  • the present inventors have found that the effect of reducing the distortion by the lateral selective growth technique is not seen in the S width of the order of 5 to 10 ⁇ m used in the conventional lateral selective growth technique, and is larger than 20 ⁇ m. It was found that it was noticeable in the S width.
  • a gallium nitride layer (hereinafter referred to as GaN) is mainly used as a nitride semiconductor layer, a crystal growth seed region, and a lateral growth region.
  • these layers may be layers containing Al, In, or B.
  • an AlN layer may be used.
  • the nitride semiconductor layer, the crystal growth seed region, and the lateral growth region do not need to be formed only from the GaN layer.
  • a nitride semiconductor having an m-plane as a main surface is heteroepitaxially grown on an m-plane sapphire substrate, but the present disclosure is not limited to such an example.
  • the growth substrate for heteroepitaxial growth is not particularly limited as long as a nitride semiconductor layer whose main surface is a non-polar m-plane can be grown.
  • a nitride semiconductor growth substrate having an m-plane as a main surface may be an a-plane sapphire substrate, an m-plane SiC substrate, an m-plane ZnO substrate, a LiAlO 2 substrate, a Ga 2 O 3 substrate, or the like.
  • the surface of these growth substrates may be subjected to uneven processing.
  • the growth substrate may be a Si substrate.
  • the heteronitride semiconductor substrate of this embodiment includes a growth substrate 100 made of m-plane sapphire, a crystal growth seed region 130 made of a nitride semiconductor formed on the growth substrate 100 via a buffer layer 105, and a crystal.
  • the regrowth nitride semiconductor layer 310 is formed so as to cover the growth seed region 130.
  • the crystal growth seed region 130 extends in the a-axis direction of the nitride semiconductor layer.
  • the extending direction of the crystal growth seed region 130 does not have to be completely coincident with the a-axis direction of the nitride semiconductor layer, and in a plane perpendicular to the m-axis direction, it is 0 degree or more and within ⁇ 10 degrees from the a-axis direction. It may be inclined in the range.
  • a plurality of crystal growth seed regions 130 are formed, and an interval between adjacent crystal growth seed regions 130 is referred to as a space width (S width).
  • the regrowth nitride semiconductor layer 310 includes a vertical growth region 320a that is crystal-grown upward from the crystal growth seed region 130, and a lateral growth region 320b that is crystal-grown laterally from the crystal growth seed region 130.
  • the lattice relaxation of the regrowth nitride semiconductor layer 310 can be promoted by setting the S width to 20 ⁇ m or more. Further, by setting the S width to 50 ⁇ m or more, it is possible to sufficiently cause lattice relaxation in the lateral growth region, and the strain is 1 as compared with a single nitride semiconductor film that does not have the lateral growth region 320b. / 3 or so can be reduced. In addition, the half width of XRC measurement indicating crystallinity is reduced. In this way, a nitride semiconductor with reduced residual strain and good crystallinity can be obtained.
  • the laterally grown regions 320b can be easily bonded to each other, and the regrowth nitride semiconductor layer 310 having high flatness can be obtained in a short crystal growth time.
  • the m-axis of the crystal growth seed region 130 and the vertical growth region 320a is inclined by an angle ⁇ 1 in the a-axis direction of the nitride semiconductor with respect to the m-axis of the growth substrate 100 made of m-plane sapphire.
  • the m-axis of the lateral growth region 320b is inclined by an angle ⁇ 2 in the a-axis direction of the nitride semiconductor with respect to the m-axis of the growth substrate 100 made of m-plane sapphire. Since the relaxation of the crystal lattice is further promoted in the lateral growth region 320b, it is more inclined with respect to the m-axis of the growth substrate 100 made of m-plane sapphire.
  • the angle ⁇ 2 is larger than the angle ⁇ 1.
  • ⁇ 2- ⁇ 1 is an angle ⁇
  • the m-axis of the crystal growth seed region 130 and the vertical growth region 320a and the m-axis of the horizontal growth region 320b are inclined by an angle ⁇ in the a-axis direction of the nitride semiconductor.
  • the angle ⁇ is larger than 0 degree and not more than 0.35 degree, and the angle ⁇ approaches 0.35 degree as the relaxation of the crystal lattice is further promoted in the lateral growth region 320b.
  • the growth substrate 100 may be removed.
  • the angle ⁇ 1 and the angle ⁇ 2 cannot be defined, but the angle ⁇ is defined. That is, the m-axis of the crystal growth seed region 130 and the vertical growth region 320a and the m-axis of the horizontal growth region 320b are inclined by an angle ⁇ in the a-axis direction of the nitride semiconductor.
  • the angle ⁇ is larger than 0 degree and not more than 0.35 degree, and the angle ⁇ approaches 0.35 degree as the relaxation of the crystal lattice is further promoted in the lateral growth region 320b.
  • a mask 120 may be formed on the crystal growth seed region 130.
  • the coupling portion 400 is formed on the mask 120.
  • the crystal growth seed region 130 may be formed of a concavo-convex structure 131, and the surface of the concave portion may be covered with a mask 121.
  • the crystal growth seed region 130 is extended in a range of 0 degrees or more and 10 or less with respect to the a axis, which is a direction substantially perpendicular to the c axis. By doing so, a plurality of misfit dislocations can be generated in the crystal growth seed region 130 so as to cross the extending direction of the crystal growth seed region 130.
  • the crystal lattice is inclined, and the m-axis of the crystal growth seed region 130 is inclined in the a-axis direction of the nitride semiconductor with respect to the m-axis of sapphire.
  • the m-axis of the vertical growth region 320a is also inclined in the a-axis direction of the nitride semiconductor with respect to the m-axis of sapphire. It will be.
  • an angle formed by the m-axis of the crystal growth seed region 130 and the m-axis of the growth substrate 100 made of m-plane sapphire with respect to the a-axis direction of the nitride semiconductor is ⁇ 1.
  • the lattice relaxation of the lateral growth region 320a is promoted by setting the interval (S width) between the adjacent crystal growth seed regions 130 to be sufficiently large.
  • the laterally grown region 320 b is affected by strain only from the portion in contact with the crystal growth seed region 130.
  • the lateral growth region 320b is not easily affected by the growth substrate 100 made of m-plane sapphire. That is, the growth planes facing the upper and lower m-axis and c-axis directions of the lateral growth region 320b are free spaces and are not easily affected by distortion. That is, in this lateral growth region 320b, misfit dislocations are likely to occur at the initial stage of regrowth, lattice relaxation occurs positively, and the inclination of the crystal lattice increases. As a result, it is considered that distortion in the crystal is reduced and crystallinity is improved.
  • the crystal growth seed region 130 directly grown on the growth substrate 100 made of m-plane sapphire and the vertical growth region 320a thereon are susceptible to distortion from the interface. In these regions, distortion tends to remain, and lattice relaxation is unlikely to occur as compared with the lateral growth region 320b described above.
  • lattice relaxation is positively generated in the lateral growth region 320b by using the crystal growth seed region 130 extending in a predetermined direction and further setting the S width to a sufficiently large value.
  • crystal distortion is reduced and the crystallinity of the regrown nitride semiconductor can be improved.
  • the effect of promoting the lattice relaxation (strain relaxation) by such lateral growth cannot be obtained in the case of an S width of about 10 ⁇ m that is generally used in the lateral selection method. It is known by examination (Comparative Example 2). That is, in order to promote lattice relaxation (strain relaxation) in the lateral growth region 320b, the S width is preferably 20 ⁇ m or more (Example 3). Furthermore, it is preferable that S width
  • the lateral selective growth method that can be used in the present disclosure is not limited to a specific method.
  • the Pendeo growth method with mask, maskless
  • ABLEG method and ELOG method can be used.
  • an example of a method for performing the lateral selective growth using these methods and thereby producing the nitride semiconductor structure of the present embodiment will be described in detail.
  • FIG. 5 is a process cross-sectional view showing a lateral selective growth method by the Pendeo method having a mask.
  • the upper surface of the nitride semiconductor layer 110 is formed.
  • a mask 120 made of a dielectric or the like is formed.
  • the mask 120 may be a dielectric film containing, for example, oxygen, nitrogen, or carbon, or may be a metal film containing a part of these elements.
  • a film of SiO 2 , TiO 2 , Ga 2 O 3 , HfO 2 , Al 2 O 3 , TaO x , or ZrO may be used.
  • a film of nitrogen SiN, SiN x , Si 3 N 4 , SiON, TiN, CrN, or the like may be used.
  • Any film containing C may be a diamond film or a diamond-like carbon film.
  • the metal film for example, a film of B, Al, Ni, W, Ti, Ag, Cu, Rh, or the like may be used.
  • the mask 120 can be formed by patterning a film partially including any of these materials.
  • a part of the nitride semiconductor layer 110 functions as a crystal growth seed region 130 that becomes a seed crystal during regrowth.
  • the mask 120 in the present embodiment has openings that extend in a stripe shape along a direction perpendicular to the drawing sheet.
  • the planar layout of the mask 120 is designed to define the shape and position of the crystal growth seed region 130.
  • the crystal growth seed region 130 is formed so as to extend along a predetermined direction in the main surface.
  • this predetermined direction is the a-axis direction of the nitride semiconductor.
  • this “predetermined direction” does not have to be completely parallel to the a-axis of the nitride semiconductor, and may be set so as to form an angle within a specific narrow range. In other words, the angle is set so as to form an angle in the range of 0 ° to 10 ° with respect to the a-axis.
  • the nitride semiconductor layer 110 is patterned in a stripe shape by etching the opening 200 that is not covered with the mask 120 in the nitride semiconductor layer 110.
  • the opening 200 is etched until a part of the surface of the growth substrate 100 made of m-plane sapphire is exposed.
  • a plurality of crystal growth seed regions 130 made of a ridge-like nitride semiconductor extending in a direction perpendicular to the drawing sheet are formed.
  • a recess 210 is provided between adjacent crystal growth seed regions 130.
  • the width of the opening 210 substantially coincides with the interval (S width) between adjacent crystal growth seed regions.
  • the concavo-convex processed substrate 500 having a striped concavo-convex formed on the surface is prepared.
  • a recess is also formed in the growth substrate 100 made of m-plane sapphire by etching, and the side surface 220 of the recess is exposed.
  • a regrowth nitride semiconductor 310 is formed on the concavo-convex processed substrate 500.
  • “regrowth” refers to growing the regrowth nitride semiconductor 310 from the patterned crystal growth seed region 130.
  • the nitride semiconductor does not grow on the mask 120, and the mask 120 serves as a regrowth prevention layer.
  • the nitride semiconductor does not grow in the region of the recess 210 where the surface of the sapphire substrate formed by etching is exposed.
  • a nitride semiconductor can be grown in the lateral direction from each side surface of the crystal growth seed region 130.
  • the nitride semiconductor grown in the lateral direction is referred to as “lateral growth region 310b”.
  • lateral growth region 310b in the process of growth is shown.
  • the recesses 210 are periodically arranged, but the width or interval (pitch) of the recesses 210 does not have to be constant over the entire main surface of the growth substrate 100 made of m-plane sapphire. Further, the uneven shape formed by the recess 210 and the crystal growth seed region 130 does not have to be a straight line that extends strictly straight in a predetermined direction.
  • the regrowth of the crystal is preferentially performed from the side surface of the crystal growth seed region 130 by appropriately selecting the growth conditions. Occurs in the lateral direction, and the regrowth proceeds so as to cover the recessed portion 210 exposed from the growth substrate 100 made of m-plane sapphire. If the growth is continued as it is, the adjacent lateral growth regions 310b are joined to form a joint 410. As a result, the surface of the growth substrate 100 made of m-plane sapphire that is partially exposed is covered with the regrowth nitride semiconductor 310.
  • the regrowth nitride semiconductor 310 grows in the direction perpendicular to the substrate (that is, the m-axis direction) and completely covers the mask 120.
  • the regrowth nitride semiconductor 310 forms a coupling portion 400 also on the mask 120, and finally, a flat regrowth nitride semiconductor 310 is formed.
  • a structure in which a nitride semiconductor is grown on a growth substrate made of a material other than a nitride semiconductor in this way may be referred to as a “heteronitride semiconductor substrate” as a whole.
  • FIG. 5D shows a heteronitride semiconductor substrate 610.
  • the regrowth nitride semiconductor 310 does not have to be a single continuous film, and there may be a gap in the joints 400 and 410.
  • a gap (gap) where no epitaxial layer exists may occur between the bottom surface of the recess 210 and the lateral growth region 310b.
  • This gap is not always necessary, and it is possible to eliminate almost no gap between the recess 210 and the lateral growth region under the condition that the raw material for crystal growth is sufficiently supplied.
  • the voids are intentionally formed in the present embodiment.
  • the depth of the recess 210 formed by etching is preferably larger than the height of the crystal growth seed region 130. This is because a polycrystalline nitride semiconductor having poor crystal quality may grow from the bottom surface of the recess 210 of the substrate 100 during regrowth. In the Pendeo growth, the regrowth from the crystal growth seed region 130 and the regrowth from the bottom surface of the recess 210 are different in growth mode, and the crystallinity of the regrowth nitride semiconductor 310 is also different.
  • the Pendeo growth method can be performed without the mask 120 made of a dielectric or the like shown in FIG.
  • the Pendeo growth method without using a mask is called a maskless Pendeo growth method. Since a mask made of a dielectric or the like is not used, it is possible to suppress the mixing of impurities from the mask material, and the coupling portion 400 does not occur in the upper portion of the mask 120 as shown in FIG.
  • the maskless Pendeo growth method will be described with reference to FIG.
  • FIG. 6 is a process sectional view showing a lateral selective growth method by a maskless Pendeo method.
  • a mask 120 is provisionally formed in the same manner as the Pendeo growth with a mask.
  • This mask 120 is used as an etching mask for forming the crystal growth seed region 130.
  • the mask 120 is removed, and an uneven processed substrate 510 is obtained.
  • the upper surface of the crystal growth seed region 130 in the concavo-convex processed substrate 510 in FIG. 6B is not covered with a mask. Using such an uneven substrate 510, regrowth from the surface (upper surface and side surface) of the crystal growth seed region 130 is performed.
  • lateral growth occurs from the side surface of the crystal growth seed region 130 to form a lateral growth region 320b, and vertical growth occurs from the upper surface of the crystal growth seed region 130 to cause vertical growth.
  • a direction growth region 320a is formed.
  • a flat regrowth nitride semiconductor 320 can be obtained, and a heteronitride semiconductor substrate 600 is obtained.
  • impurities from a dielectric such as SiO 2 or SiN are not mixed. Therefore, a good quality regrowth nitride semiconductor layer 320 is obtained.
  • FIG. 7 is a process cross-sectional view showing a lateral selective growth method by the ABLEG (Air Bridged Lateral Growth Growth) method.
  • a mask 120 patterned in a stripe shape is formed on the nitride semiconductor layer 110.
  • the mask 120 has an opening 200 extending in a stripe shape.
  • the direction in which the mask 120 extends in a stripe shape is set in a direction parallel to the a-axis in the case of a nitride semiconductor having an m-plane as a main surface.
  • the concave-convex structure 131 is formed by forming a striped concave portion 211 on the surface of the nitride semiconductor layer 110 by etching. At this time, etching is not performed until the surface of the growth substrate 100 made of m-plane sapphire is exposed, and etching is stopped in the middle of the nitride semiconductor layer 110.
  • the depth of the recess 211 is set so that the regrowth of the nitride semiconductor layer from the recess can be suppressed in the regrowth process.
  • the maximum depth of the recess 211 is determined by the nitride semiconductor layer thickness, and is set to a value smaller than this layer thickness.
  • the depth of the recess 211 can be set to 10 nm or more. For example, it can be set to 100 nm or more.
  • a growth preventing layer 121 made of a dielectric is formed on the entire surface of the concavo-convex structure 131.
  • the growth preventing layer 121 only needs to have a function of suppressing the regrowth of the nitride semiconductor, and may be formed of a dielectric such as SiO 2 or SiN or other materials as described above.
  • the growth preventing layer 121 located on the convex portion of the concavo-convex structure 131 is removed to form the concavo-convex processed substrate 520.
  • the stripe-shaped top region 132 in the uneven substrate 520 functions as a crystal growth seed region.
  • regrowth is performed from the striped top region 132 to obtain a regrowth nitride semiconductor layer 330.
  • the regrowth nitride semiconductor layer 330 continues to grow, the crystals grown from the respective top regions 132 are bonded together to form a bonded portion 420.
  • the coupling portion 420 is not always necessary and may not be coupled.
  • a heteronitride semiconductor substrate 620 is obtained.
  • the concavo-convex processed substrate 520 is produced so that the extending direction of the crystal growth seed region 130 is approximately parallel to the a-axis direction of the nitride semiconductor.
  • the lateral growth region 330b lattice relaxation is further promoted and crystallinity is improved as compared with the m-plane nitride semiconductor layer directly grown on the sapphire substrate.
  • the inclination of the crystal lattice is more prominent in the lateral growth region 330b than in the vertical growth region 330a regrown directly above the top region 132.
  • ⁇ can be controlled to be larger than 0 degree and 0.35 degree or less.
  • the regrowth layer may be a growth substrate or a substrate. This makes it less susceptible to strain from the nitride semiconductor layer, promotes lattice relaxation, and can greatly improve crystallinity.
  • the growth substrate 100 may be removed after the structure is fabricated.
  • the growth substrate 100 may be removed and the layer may be composed only of a nitride semiconductor (the regrowth nitride semiconductor 320 and the crystal growth seed region 130) whose main surface is a nonpolar plane.
  • the growth substrate 100 can be removed by a technique such as polishing or laser lift-off.
  • FIG. 17 is a schematic diagram of a light-emitting element using the nonpolar heteronitride semiconductor substrate described in the first embodiment.
  • the nonpolar heteronitride semiconductor substrate 600 is manufactured using the manufacturing method described in the first embodiment.
  • the nitride semiconductor substrate 600 includes a growth substrate 100 and a regrowth nitride semiconductor layer 320.
  • the regrowth nitride semiconductor layer 320 may be a layer containing Al, In, or B.
  • AlN film may be used.
  • light emitted from the active layer can be prevented from being absorbed by the regrowth nitride semiconductor layer 320 and crack problems can be avoided. It is effective because it can.
  • the regrowth nitride semiconductor layer 320 need not be formed of a single layer such as a GaN layer or an AlN layer.
  • the regrowth nitride semiconductor layer 320 and the crystal growth seed region 130 may be layers having conductive characteristics by doping.
  • Si may be doped to have n-type conductivity.
  • the semiconductor multilayer structure 30 is formed by epitaxial growth.
  • a metal organic chemical vapor deposition (MOCVD) method can be used.
  • MOCVD metal organic chemical vapor deposition
  • Silicon (Si) can be used as the dopant of the n-type layer 32, and silane (SiH 4 ) gas can be used as the Si raw material.
  • the total thickness of the regrowth nitride semiconductor 320 and the n-type layer 32 can be about 3 ⁇ m to 20 ⁇ m. Each growth temperature is about 900 to 1500 ° C.
  • a multi-quantum well structure in which barrier layers composed of layers are alternately stacked can be used.
  • the layer thicknesses of the well layer and the barrier layer can be set to 1 nm to 20 nm and 1 nm to 100 nm, respectively.
  • the number of periods of the quantum well structure can be 1-20.
  • the growth temperature can be 700 ° C.
  • the composition of the active layer 34 may be determined so that the emission wavelength becomes a desired wavelength.
  • each composition of the active layer 34 is desirably controlled so that the band gap energy of the active layer 34 is smaller than the band gap energy of the n-type layer 32.
  • Magnesium (Mg) can be used as the p-type dopant, and Cp 2 Mg (biscyclopentadienyl magnesium) can be used as the raw material.
  • the thickness of the p-type layer 35 can be 10 to 500 nm, and the growth temperature can be 800 to 1400 ° C. In this way, the nitride semiconductor multilayer structure 30 is formed.
  • the recess 39 is formed by removing a part of the p-type layer 35, the active layer 34, and the n-type layer 32 by lithography and dry etching, and a part of the n-type layer 32 is exposed.
  • the region where the recess 39 is formed is preferably the n-type electrode 38 above the crystal growth seed region 130. This is because the nitride semiconductor above the crystal growth seed region 130 has insufficient lattice relaxation, so that the active layer 34 formed in this region may be removed.
  • the region where the recess 39 is formed may be a coupling portion of the lateral growth region. This is because the coupling portion of the laterally grown region includes many defects, and the active layer 34 formed in this region may be removed.
  • an n-type electrode 38 made of aluminum (Al) having a thickness of 100 to 400 nm is formed on the exposed surface of the n-type layer 32.
  • a p-type electrode 37 made of silver (Ag) having a thickness of 100 nm to 400 nm is formed on the p-type layer 35.
  • the order of forming the n-type electrode 38 and the p-type electrode 37 is not particularly limited.
  • the nitride semiconductor light emitting device 10 is completed.
  • the nitride-based semiconductor light-emitting device 10 in the present embodiment can realize a light-emitting device with excellent reliability because the strain in the nitride semiconductor crystal is reduced.
  • FIG. 18 is a schematic diagram of a white light source using the nitride-based semiconductor light-emitting element described in the second embodiment.
  • a nitride-based semiconductor light-emitting element 1000 and a resin layer 2000 in which a phosphor (for example, YAG: Yttrium Aluminum Garnet) that converts the wavelength of light emitted from the light-emitting element 1000 to a longer wavelength is dispersed.
  • the light emitting element 1000 is mounted on a support member 2200 having a wiring pattern formed on the surface, and a reflective member 2400 is disposed on the support member 2200 so as to surround the light emitting element 1000.
  • the resin layer 2000 is formed so as to cover the light emitting element 1000.
  • the white light source in the present embodiment has reduced distortion in the nitride semiconductor crystal, a white light source with excellent reliability can be realized.
  • Example 1 Nitride Semiconductor Multilayer Structure with L Width 5 ⁇ m / S Width 50 ⁇ m
  • the relationship between the crystal lattice inclination and the crystallinity improvement effect will be described by taking an example of lateral selective growth by a maskless PENDEO method of a nitride semiconductor structure having an m-plane as a main surface.
  • an m-plane sapphire substrate was used as the growth substrate 100 shown in FIG.
  • the thickness of the m-plane sapphire substrate is 430 ⁇ m
  • the angle formed between the normal line on the main surface of the m-plane sapphire substrate and the normal line on the m-plane is 0 °. ⁇ 0.1 °.
  • the m-plane sapphire substrate was cleaned for 10 minutes using a cleaning solution heated to 100 degrees Celsius.
  • the cleaning liquid was composed of sulfuric acid and phosphoric acid having a 1: 1 volume ratio. Subsequently, the m-plane sapphire substrate was washed with water.
  • Thermal cleaning of sapphire substrate was set in a metal organic chemical vapor deposition (MOCVD) apparatus.
  • MOCVD metal organic chemical vapor deposition
  • hydrogen and nitrogen were used as carrier gases.
  • the m-plane sapphire substrate was rotated at a rotation speed of 3 rpm.
  • the m-plane sapphire substrate was heated in the MOCVD apparatus.
  • the heating temperature was 1000 to 1100 ° C., and the time was 10 minutes.
  • Table 1 shows the growth conditions of the buffer layer.
  • Example 1 an AlN buffer layer was used as the buffer layer.
  • the AlN buffer layer was supplied with trimethylaluminum (hereinafter referred to as “TMA”) and ammonia, and was grown on the surface of the sapphire substrate.
  • TMA trimethylaluminum
  • ammonia ammonia
  • the thickness of the AlN buffer layer was about 300 nm. Further, the surface of the sapphire substrate was irradiated for 10 seconds with only TMA before the growth of the AlN buffer layer.
  • Table 1 shows the growth conditions of the buffer layer of Example 1.
  • the temperature was raised to about 970 ° C. while supplying ammonia gas, and 1 minute passed.
  • TMG trimethylgallium
  • ammonia ammonia
  • the GaN layer had a thickness of about 2 ⁇ m.
  • a mask 120 made of a resist was formed on the GaN layer by a known lithography method.
  • a typical line & space (L & S) pattern that is, a thin and long stripe pattern was used.
  • the width (L width) of the mask shown in FIG. 6A is constant at 5 ⁇ m, and the width of the opening 210 is 50 ⁇ m.
  • the width of the opening 210 substantially coincides with the interval (S width) between adjacent crystal growth seed regions.
  • the thickness of the mask after the lithography process was about 3 ⁇ m.
  • the extending direction of the crystal growth seed region 130 is determined by the pattern formation of the mask. In this example, this direction was inclined in the plane in the c-axis direction by about 3 degrees from the a-axis direction of the nitride semiconductor. As described above, it is known that by inclining the crystal growth seed region in the m-plane which is the main surface, the lateral growth rate is increased and flattening is easier.
  • Etching process Next, the GaN layer directly grown on the sapphire substrate was etched through a mask using an inductively coupled plasma etching (ICP etching) apparatus. Etching was performed using a chlorine-based gas.
  • ICP etching inductively coupled plasma etching
  • This step selectively exposed the sapphire substrate.
  • a crystal growth seed region 130 to be a convex portion and an opening 210 positioned therebetween were formed.
  • the opening 210 is formed by etching, the upper part of the sapphire substrate is etched so that a part of the GaN layer does not remain.
  • the regrowth nitride semiconductor 320 made of GaN was grown on the concavo-convex processed substrate 510.
  • the concavo-convex processed substrate 510 was carried into the metalorganic vapor phase growth apparatus again. Subsequently, the growth temperature was set to about 950 ° C., and regrowth was performed.
  • Table 3 shows details of the growth conditions of the regrowth nitride semiconductor 320.
  • a GaN regrowth layer having a growth time of 3 hours and a layer thickness of about 5 to 6 ⁇ m was formed to obtain a heteronitride semiconductor substrate 600 having an m-plane as a main surface.
  • Example 2 Nitride Semiconductor Multilayer Structure with L Width 5 ⁇ m / S Width 100 ⁇ m
  • S width was changed from 50 ⁇ m to 100 ⁇ m.
  • Example 1 m-plane GaN monolayer on m-plane sapphire substrate
  • a nitride semiconductor layer 110 made of a GaN layer was formed in the same manner as in Example 1.
  • the nitride semiconductor layer 320 made of GaN was regrown on the GaN layer without performing a photolithography process and an etching process (without forming the crystal growth seed region 130).
  • the formed GaN regrowth layer was a GaN single film and did not include a lateral growth region.
  • Example 2 Nitride semiconductor multilayer structure 600 having an L width of 5 ⁇ m / S width of 10 ⁇ m
  • S width was changed from 50 ⁇ m to 10 ⁇ m.
  • FIG. 8 is a microscopic image of the heteronitride semiconductor substrate observed from the surface (viewed from the m-axis direction) in Example 1. It can be seen that a stripe-like regrown nitride semiconductor structure 320 is formed in the a-axis direction of GaN. The width of the stripe structure was about 15 ⁇ m. That is, since the L width was 5 ⁇ m, it was confirmed that about 5 ⁇ m GaN films were regrown in the ⁇ c-axis directions.
  • the regrowth nitride semiconductor layer 320 is not bonded from each crystal growth seed region 130, and the surface of the underlying sapphire substrate is exposed.
  • Example 4 by increasing the regrowth time and optimizing the S width, it was possible to form a flat film in which the sapphire surface could not be seen by being completely bonded.
  • FIG. 9 shows the surface morphology of other examples for comparison.
  • the laterally grown regions regrown from each of the plurality of crystal growth seed regions 130 were not connected to each other.
  • Example 1 (Evaluation result: Comparison of X-ray rocking curve half-value width of symmetry plane) Next, the crystallinity of Example 1 was evaluated by X-ray diffraction measurement. The crystallinity of the (10-10) plane X-ray omega rocking curve (XRC), which is the symmetry plane of the m-plane GaN layer, was evaluated.
  • XRC X-ray omega rocking curve
  • X-ray diffraction measurement was performed using SLX-2000 manufactured by RIGAKU.
  • the X-ray source was a rotating counter-cathode X-ray tube with Cu as the counter-cathode, and the X-ray focal point was a line focus.
  • the tube voltage and tube current were driven at 50 kV and 250 mA, respectively.
  • As the optical system a dielectric multilayer mirror and a Ge (220) two-crystal optical system were used on the incident side, and the light receiving side was an Open slit.
  • the incident direction of X-rays was the a-axis parallel direction of GaN.
  • Table 4 shows the measurement results of the XRC half width. The result of the m-plane GaN single film grown on the m-plane sapphire substrate of Comparative Example 1 is also shown for comparison.
  • the full width at half maximum of the m-plane GaN layer directly grown on the m-plane sapphire substrate of Comparative Example 1 was as high as 800 seconds. This indicates that a film grown directly without using the lateral selective growth method has a high dislocation density and poor crystallinity.
  • the XRC half-width measurement confirmed a significant crystallinity improvement effect by lateral selective growth.
  • the tilt of the crystal lattice can be easily evaluated by reciprocal lattice mapping measurement using an X-ray diffraction method.
  • the reciprocal lattice mapping measurement was performed using SLX-2000 manufactured by RIGAKU.
  • the X-ray source was a rotating counter-cathode X-ray tube with Cu as the counter-cathode, and the X-ray focal point was a line focus.
  • the tube voltage and tube current were driven at 50 kV and 250 mA, respectively.
  • As the optical system a dielectric multilayer mirror and a Ge (220) two-crystal optical system were used on the incident side, and the light receiving side was a 1/4 slit.
  • the (30-30) plane diffraction of m-plane sapphire and the (20-20) plane diffraction of m-plane GaN are relatively compared, so that the tilt of the crystal lattice of the GaN layer starts from the sapphire substrate. Evaluated.
  • the (30-30) plane of m-plane sapphire and the (20-20) plane diffraction angle of m-plane GaN are m-plane sapphire (30-30): 2 ⁇ 68.295 degrees m-plane GaN (20-20): 2 ⁇
  • the value is relatively close to 67.866 degrees. Therefore, by simultaneously measuring these two diffraction points, it becomes possible to evaluate the relative strain amount of sapphire and GaN and the tilt of the crystal lattice.
  • an offset angle is set to the ⁇ angle so that diffraction of the sapphire (30-30) plane and the GaN (20-20) plane can be detected, and the offset angle is changed (that is, ⁇ ), and 2 ⁇
  • the reciprocal lattice mapping measurement was performed by repeating the ⁇ measurement.
  • the incident direction of X-rays was set to the c-axis direction and the a-axis direction of GaN. That is, reciprocal lattice mapping measurement was performed by changing the offset direction of the ⁇ angle in the c-axis direction and the a-axis direction, respectively.
  • FIG. 10 shows the results of reciprocal lattice mapping measurement of a sample of L width 5 ⁇ m / S width 50 ⁇ m in Example 1.
  • FIG. 10A is a schematic diagram of the structure seen from the surface of the sample, and is a diagram for explaining the crystal growth seed region 130 direction and the X-ray incident direction.
  • the crystal growth seed region 130 has a stripe shape and is formed substantially parallel to the a-axis direction of GaN.
  • FIG. 10B shows a reciprocal lattice mapping measurement result when X-rays are incident in parallel to the c-axis of GaN.
  • FIG. 10C shows a reciprocal lattice mapping measurement result when X-rays are incident parallel to the a-axis of GaN.
  • the reciprocal lattice mapping measurement result will be described with reference to FIG.
  • the reciprocal lattice mapping measurement is obtained by coordinate-transforming the obtained ⁇ and 2 ⁇ measurement results into reciprocal lattice space axes Qx and Qy.
  • the unit of the vertical axis Qy and the horizontal axis Qx is the reciprocal of the lattice constant.
  • FIG. 11A if there is no inclination of the crystal lattice between the growth substrate and the growth layer, there is no difference between the Qx value of the sapphire peak and the Qx value of the GaN peak.
  • FIG. 11A if there is no inclination of the crystal lattice between the growth substrate and the growth layer, there is no difference between the Qx value of the sapphire peak and the Qx value of the GaN peak.
  • FIG. 11A if there is no inclination of the crystal lattice between the growth substrate and the growth layer, there is no difference between the Qx value of the sapphire peak and the Qx
  • the reciprocal lattice mapping result when x-rays are incident in the c-axis direction of GaN shows that the Qx value of the peak from the sapphire substrate and the Qx value of GaN are almost the same value. It was. This indicates that the tilt of the crystal lattice viewed from this direction is almost zero. That is, it was found that the m-axis of GaN hardly tilted in the c-axis direction.
  • the Qx values of sapphire and GaN differ greatly. Since the x-rays are incident in the a-axis direction of GaN, it means that the m-axis of GaN is inclined in the a-axis direction of GaN with respect to the m-axis of sapphire that is the growth substrate.
  • the value of Qx at the peak of GaN was 9E-3 (1 / ⁇ ), and the value of Qy was 0.724 (1 / ⁇ ). That is, the tilt angle of the crystal lattice of Example 1 was estimated to be about 0.69 degrees.
  • the crystal lattice is inclined in a specific direction due to the asymmetry of the crystal axis in the growth plane.
  • the lattice constant in the growth plane is defined in the a-axis direction and the c-axis direction.
  • the a-axis lattice constant of GaN is 3.189 ⁇
  • the c-axis lattice constant of GaN is 5.185 ⁇ , and the difference between the two is large.
  • the process of strain reduction and lattice relaxation is also asymmetric in the plane, and in the case of a nitride semiconductor having an m-plane as a main surface, dislocation lines parallel to the c-axis are likely to be formed.
  • dislocation lines parallel to the c-axis are likely to be formed.
  • misfit dislocations having dislocation lines extending in the c-axis direction are likely to occur at the interface, and dislocations having dislocation lines in the a-axis direction perpendicular to the dislocation lines are unlikely to occur.
  • FIG. 12 shows the reciprocal lattice mapping measurement result of Comparative Example 1. The result shows only the result when X-rays are incident in the a-axis direction of GaN. When X-rays were incident in the c-axis direction of GaN, no tilt of the crystal lattice was observed as in Example 1.
  • the tilt angle of the crystal lattice estimated from the figure was about 0.34 degrees.
  • the dislocation lines of misfit dislocations due to lattice relaxation are easily formed in the c-axis direction, and are difficult to form in the a-axis direction. Therefore, such a tilt of the crystal lattice is a result peculiar to a nonpolar plane nitride semiconductor that is not observed in conventional c-plane nitride semiconductor growth having good symmetry.
  • the value of the inclination of the crystal lattice of Comparative Example 1 was a small value of 1/2 or less compared to the case of Example 1.
  • Such distortion may vary depending on growth conditions.
  • Example 1 and Comparative Example 1 were exactly the same in terms of growth time and the like, except that etching was performed for lateral selective growth.
  • Example 1 In spite of the almost equivalent growth conditions as described above, in Example 1, the inclination of the crystal lattice was about double that of the single film, and it became clear that lattice relaxation was promoted.
  • Example 1 by performing lateral selective growth with an increased S width, the tilt angle of the crystal lattice can be increased and the effect of reducing distortion can be promoted, resulting in a significant improvement in crystallinity. I knew it was possible.
  • FIG. 13 shows reciprocal lattice mapping of (a) Comparative Example 1, (b) Comparative Example 2 (S width 10 ⁇ m), (c) Example 1 (S width 50 ⁇ m), and (d) Example 2 (S width 100 ⁇ m). It is a measurement result.
  • the incident direction of X-rays was the a-axis direction of GaN. Although the results in the c-axis direction are not shown, no tilt of the crystal lattice was observed.
  • the comparative example 1 of FIG. 13A is the same result as FIG. Therefore, the tilt angle of the crystal lattice was estimated to be about 0.34 degrees.
  • the length of the lateral growth region in the c-axis direction was about 15 ⁇ m in Example 1 and about 30 ⁇ m in Example 2 (see FIGS. 9B and 9C).
  • the length in the c-axis direction of the lateral growth region differs about twice as much in Examples 1 and 2, but there is no significant difference in the tilt angle of the crystal lattice. This result means that the increase in the tilt angle of the crystal lattice does not depend on the length of the lateral growth region in the c-axis direction.
  • the inclination angle of the crystal lattice is not proportional to the S width, but increases rapidly above a certain S width. From the result of this measurement, the effect of promoting the inclination of the crystal lattice was confirmed in the range where the S width was larger than 10 ⁇ m and 50 ⁇ m or more.
  • Table 5 shows the relationship between the inclination angle of the crystal lattice obtained from FIG. 13 and the crystallinity.
  • the angle formed by the m axis of the crystal growth seed region with respect to the m axis of sapphire is the m axis of the GaN single film with respect to the m axis of sapphire. It is considered to be equal to the angle. That is, in the results of Table 5, the inclination angle ⁇ of the crystal lattice with respect to the m-axis of sapphire of Comparative Example 1 corresponds to ⁇ 1 in FIG.
  • the nitride semiconductor layer in the vertical growth region 320a has low crystallinity because the high-density dislocations in the underlying crystal growth seed region 130 are inherited, and the diffraction peak intensity is weak in XRC measurement. Therefore, it is considered that the diffraction peak of the nitride semiconductor layer 320 obtained by the reciprocal lattice mapping described in FIG. 13 strongly reflects the information of the laterally grown region 320b, which has high crystallinity and high diffraction peak intensity. It is done. That is, in the results of Table 5, the inclination angle ⁇ of the crystal lattice with respect to the m-axis of sapphire of Comparative Example 2, Example 1, and Example 2 corresponds to ⁇ 2 in FIG.
  • the inclination angle ⁇ of the crystal lattice is an angle formed by the m-axis of the crystal growth seed region and the m-axis of the lateral growth region in the a-axis direction of GaN, and is a value obtained by ⁇ 2- ⁇ 1. is there.
  • the XRC half-width is the half-width of the rocking curve of the diffraction peak measured by making X-rays incident on the a-axis direction of GaN.
  • a smaller value means better GaN crystallinity.
  • the residual strain ⁇ eff is the strain amount of GaN calculated from Equation 4.
  • the calculation was performed assuming that the ideal strain amount is 1.8% assuming that growth occurs in the DME mode.
  • the strain estimated from the tilt angle of the crystal lattice obtained by the measurement was found to be relatively large when the GaN single film of Comparative Example 1 and the S width of Comparative Example 2 were as narrow as 10 ⁇ m. That is, the lattice relaxation was insufficient, and a strain of 1.1% or more remained.
  • Example 1 and Example 2 with a large S width the amount of distortion decreased to 0.41%.
  • the strain of the GaN layer can be greatly reduced and the strain can be reduced to about 1/3. As a result, it has been found that an improvement in crystallinity can be obtained.
  • the improvement in crystallinity of Comparative Example 1 to Comparative Example 2 is an effect of reducing the dislocation density by selective growth. In this case, the crystal distortion was not reduced.
  • FIG. 14 is a diagram showing the relationship between the tilt angle ⁇ of the crystal lattice and the XRC half width. As ⁇ increases, the XRC half-width can be reduced.
  • Such crystallinity improvement effect is related to the tilt angle ⁇ of the crystal lattice.
  • the XRC half-value width is reduced to 400 seconds, Improved. That is, it was found that it is important to make the inclination angle ⁇ of the crystal lattice larger than 0 degree. It was also found that the inclination angle ⁇ of the crystal lattice is preferably close to 0.35 degrees.
  • Example 3 The increase in the inclination angle of the crystal lattice of m-plane GaN in the sample having a large S width by the maskless Pendeo lateral regrowth is the nitride semiconductor regrowth laterally from the crystal growth seed region 130, that is, the lateral direction of FIG. It is considered that this is preferentially occurring in the growth portion 320b.
  • the inclination is also considered to be almost the same as in the case of a single film (Comparative Example 1).
  • the nitride semiconductor portion 320b regrown mainly from the crystal growth seed region 130 mainly in the lateral direction has a high degree of freedom, so that the inclination of the crystal lattice is promoted and distortion is likely to be reduced.
  • Example 3 (Structure of Example 3)
  • a sample was prepared in the same procedure as in Example 1 except that the S width was 20 ⁇ m.
  • the GaN layer was regrown under the conditions shown in Table 6 in addition to the GaN layer regrowth under the conditions shown in Table 3.
  • Micro-area X-ray diffraction evaluation a micro region X-ray diffraction evaluation is performed on an m-plane GaN film on an m-plane sapphire substrate having an S width of 20 ⁇ m, and each of the vertical growth region 320a and the lateral growth region 320b is evaluated. X-ray diffraction peaks were compared.
  • FIG. 15 shows a microscopic image viewed from the surface of the sample in this example.
  • a vertical growth region 320a, a horizontal growth region 320b, and a coupling portion 410 are shown. Although only a part is shown in the figure, the vertical growth region 320a, the horizontal growth region 320b, and the coupling portion 410 are periodically arranged in the c-axis direction of GaN.
  • Example 4 Compared with the sample of Example 1 shown in FIG. 8, in Example 4, the gap between the nitride semiconductor films 320 regrowth from the plurality of crystal growth seed regions 130 is not seen, and the regrowth films are almost bonded. As a result, it was found that the regrowth film had high flatness. This is because the regrowth was further continued for 90 minutes with respect to the conditions of Example 1.
  • X-ray diffraction measurement was performed on a minute region of this sample, and the difference in inclination of the crystal lattice in the vertical growth region 320a and the lateral growth region 320b of the regrowth nitride semiconductor layer 320 was evaluated.
  • the X-ray diffraction evaluation of the minute region was performed using the SPring8 beam line (BL13XU).
  • the wavelength of the X-ray was 8 keV (1.54 mm), the beam was incident in parallel to the GaN a-axis direction, and the measurement was performed while moving the measurement spot in the GaN c-axis direction.
  • FIG. 16 shows the microregion X-ray diffraction evaluation results of the sample in this example.
  • the minute portions actually measured are A to F, and the detailed portions are shown in FIG.
  • a and B correspond to the lateral growth region 320b
  • C and D correspond to the vertical growth region 320a
  • E and F correspond to the lateral growth region 320b opposite to A and B.
  • the measurement result of FIG. 16 is a ⁇ rocking curve spectrum at each point of FIG.
  • the (2-200) plane peak of m-plane GaN was evaluated. It can be seen that the diffraction peak of the ⁇ rocking curve of the (2-200) plane of GaN in FIG. 16 changes depending on the locations A to F. Further, the ⁇ rocking curve spectrum of FIG. 16 was measured with the diffraction peak position of the (30-30) plane of m-plane sapphire as the origin. Therefore, the peak positions of the ⁇ rocking curve spectrum of m-plane GaN measured at points A to F can be comparatively evaluated.
  • the C and D diffraction peaks of the vertical growth region 320a are unimodal, but the peak intensity is relatively weaker than the diffraction peak of the horizontal growth region 320b, and are located on the lower angle side as a whole. You can see that
  • the vertical growth region 320a easily inherits the crystallinity of the underlying nitride semiconductor layer 110, that is, the crystal growth seed region 130.
  • the nitride semiconductor layer 110 and the crystal growth seed region 130 are single films before performing the lateral selective growth, the dislocation density is high and the crystallinity is poor, so the ⁇ rocking curve spectrum is broad and the diffraction intensity Was weak.
  • A, B and E, F which are diffraction peaks in the lateral growth region 320b, have a relatively strong diffraction intensity and have a double peak shape.
  • the lateral growth region 320b includes a plane orientation shift, that is, a region where the crystal lattice is inclined.
  • C and D of the vertical growth region 320a as can be easily estimated from the result of Comparative Example 1, it is assumed that the crystal lattice is inclined due to lattice mismatch between the m-plane sapphire substrate and the m-plane GaN layer. Conceivable. That is, with reference to FIG. 7, it is considered that the diffraction peaks of C and D have an inclination angle ⁇ 1 of the crystal lattice.
  • the points A, B, E, and F which are diffraction peaks in the lateral growth region 320b, had a second diffraction peak on a higher angle side than C and D.
  • this high-angle side peak corresponds to the inclination angle ⁇ 2 of the crystal lattice in FIG. 6, and as a result of the reduction in strain and lattice relaxation being promoted by the lateral selective growth, compared to the longitudinal growth region 320a, It is believed that a larger crystal lattice slope ⁇ 2 was obtained.
  • Example 3 From the experimental results of Example 3 above, the following was found. (1) The inclination of the crystal lattice was about the same as that of Comparative Example 1 when the S width of Comparative Example 2 was 10 ⁇ m, but the inclination of the crystal lattice was promoted when the S width of Example 3 was 20 ⁇ m. It was confirmed. (2) From the examination in Example 3, it is considered that the tilt of the crystal lattice is not promoted in the vertical growth region 320a, and the effect of promoting the tilt of the crystal lattice is significant in the lateral growth region 320b. confirmed.
  • Example 3 is a result showing that the inclination of the crystal lattice is promoted by the lateral selective growth method.
  • the effect is promoted in the range where the S width is 20 ⁇ m or more, and is more remarkably confirmed when the S width is 50 ⁇ m or more.
  • the inclination of the crystal lattice signifies the occurrence of lattice relaxation, and a nonpolar plane nitride semiconductor layer with small distortion and good crystallinity was realized.
  • the nitride semiconductor structure of the present disclosure has improved crystallinity, it can be used for AlInGaN-based semiconductor light emitting devices such as light emitting diodes and laser diodes. Such light-emitting elements are expected to be applied to display, illumination, optical information processing fields, and the like. It can also be used as an electronic element.
  • nitride-based semiconductor light-emitting element 10 1000 nitride-based semiconductor light-emitting element 30 nitride semiconductor laminated structure 32 n-type layer 34 active layer 35 p-type layer 36 Al a In b Ga c N layer 37 p-type electrode layer 38 n-type electrode layer 39 Al a In b Ga c N layer etching part 100 Growth substrate (hetero substrate) 105 Buffer layer 110 Nitride semiconductor layer 120 Mask 121 Growth prevention layer 130 Crystal growth seed region 131 Uneven structure 131 132 Top region 200 Opening 210 211 Recess 220 Side surface 310 320 330 Regrown nitride semiconductor layer 310b 320b 330b Lateral growth region 320a 330a Vertical growth region 400 410 420 Bonding portion 500 510 520 Uneven processed substrate 600 610 620 Heteronitride Semiconductor substrate 2000 Resin layer 2200 Support member 2400 Reflective member

Abstract

　ｍ面を主面とする窒化物半導体構造において、ａ軸に対して０度以上１０度以下の範囲に延伸する窒化物半導体からなる複数の結晶成長シード領域１３０と、複数の結晶成長シード領域の各々からｃ軸方向に拡がった窒化物半導体からなる横方向成長領域３２０ｂを備え、複数の結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）は、２０μｍ以上である。

Description

窒化物半導体構造、積層構造、および窒化物半導体発光素子
　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が広いエネルギー範囲で可変であることから、深紫外（２００ｎｍ）から可視光発光素子（６５０ｎｍ程度）の材料として有望視されている。中でも、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。添付図面では、小文字の表記を使用している。
　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。
　この分極には、２種類あり、自発分極とピエゾ分極がある。特にピエゾ分極は、結晶内の歪と強い相関があり、例えばＧａＮ層上のＩｎＧａＮ井戸層であれば、Ｉｎ組成が大きくなるに従い、歪量も大きくなるので、分極も大きくなる。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、内部電界が発生する。このようなピエゾ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ピエゾ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。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面を主面とするＬＥＤに比べて発光効率の向上が実現できる。
　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）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」または「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。
　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、成長層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。
特開２００１－３０８４６２号公報 特開２００３－３３２６９７号公報 国際公開第２００８／０４７９０７号
Ｊａｐａｎｅｓｅ　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　４５、　Ｎｏ．６、Ｌ１５４－Ｌ１５７　（２００６） Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｅｘｐｒｅｓｓ　３、０１１００４　（２０１０） Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｌｅｔｔｅｒｓ　９９、１３１９０９（２０１１） Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　９３、２７８、（２００３） Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｌｅｔｔｅｒｓ　１００、２０１１０８（２０１２）
　前述したように、非極性面を主面とする窒化物半導体構造を基体とした発光素子（ＬＥＤやレーザダイオード）を作製することで、内部電場の発生による遷移確率の低下を抑制し、従来のｃ面（極性面）を主面とする発光素子よりも、高効率化や長寿命化などのデバイス特性向上が期待できる。
　現在、ｍ面を主面とする窒化物半導体素子の結晶成長には、ＧａＮバルク基板が用いられている。ＧａＮバルク基板は、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、また大口径化が難しいという問題がある。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、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。たとえば、ｍ面を主面とするサファイア基板（以降、ｍ面サファイア基板）を窒化物半導体の成長用基板に用いた場合、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、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）。
　しかしながら、サファイア基板は、結晶構造、格子定数、および熱膨張係数の点で窒化物半導体結晶と異なるため、サファイア基板上に成長した窒化物半導体結晶は、高密度の欠陥および転位を含む。転位は、結晶格子のずれが線状になっている欠陥である。欠陥および転位の発生の主たる原因は、サファイア基板と窒化物半導体結晶との間にある格子不整合および結晶構造の違いにある。サファイア基板と窒化物半導体結晶との界面で発生した欠陥は、窒化物半導体結晶中の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原因となる。
　本開示は、ヘテロ基板上にエピタキシャル成長（ヘテロエピタキシャル成長）した非極性面を主面とする窒化物半導体において、転位を積極的に発生させることで窒化物半導体の歪を緩和させ、それによって結晶品質が向上された窒化物半導体構造、積層構造、および窒化物半導体発光素子を提供することにある。
　本開示の窒化物半導体構造は、ｍ面を主面とし、ａ軸に対して０度以上１０度以下の範囲に延伸する複数の窒化物半導体からなる結晶成長シード領域と、複数の結晶成長シード領域の各々からｃ軸方向に拡がった窒化物半導体からなる横方向成長領域を備え、複数の結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）は、２０μｍ以上であることを特徴としている。横方向成長領域の格子緩和を生じさせることが可能となり、歪みが低減された窒化物半導体を得ることができる。
　さらに、本開示の窒化物半導体構造は、複数の結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）は、５０μｍ以上であることを特徴としている。横方向成長領域の格子緩和を十分に生じさせることが可能となり、歪みが１／３程度まで低減された結晶性が良好な窒化物半導体を得ることができる。
　さらに、本開示の窒化物半導体構造は、複数の結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）は、１００μｍ以下であることを特徴としている。Ｓ幅を１００μｍ以下とすることで横方向成長領域が結合しやすくなり、短い結晶成長時間で平坦性が良好な窒化物半導体構造を得ることができる。
　さらに、本開示の窒化物半導体構造は、横方向成長領域のｍ軸は、結晶成長シード領域のｍ軸に対して、窒化物半導体のａ軸方向に向かって角度α傾斜しており、角度αは０よりも大きな角度であることを特徴としている。角度αは、スポット径の小さい微小領域ｘ線回折装置により結晶成長シード領域と横方向成長領域を区分して評価することによって算出される。
　さらに、本開示の窒化物半導体構造は、横方向成長領域のｍ軸は、結晶成長シード領域のｍ軸に対して、窒化物半導体のａ軸方向に向かって角度α傾斜しており、角度αは０度よりも大きく、かつ０．３５度以下であることを特徴としている。角度αは、窒化物半導体層のａ軸方向に平行にｘ線を入射し、成長用基板の回折ピーク位置を基準として、横方向成長領域の窒化物半導体層と結晶成長シード領域の窒化物半導体層の回折ピーク位置の差異を、ｘ線逆格子マッピング法によって検出することによって算出される。
　本開示の別の窒化物半導体構造は、ｍ面を主面とするサファイア基板と、サファイア基板上に形成され、ｍ面を主面とし、ａ軸に対して０度以上１０以下の範囲に延伸する複数の窒化物半導体からなる結晶成長シード領域と、複数の結晶成長シード領域の各々からｃ軸方向に拡がった窒化物半導体からなる横方向成長領域を備え、複数の結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）は、２０μｍ以上であることを特徴としている。横方向成長領域の格子緩和を生じさせることが可能となり、歪みが低減された窒化物半導体を得ることができる。また、サファイア基板を有することで、機械的強度が高まり、取扱い性に優れる。
　さらに、本開示の別の窒化物半導体構造は、複数の結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）は、５０μｍ以上であることを特徴としている。横方向成長領域の格子緩和を十分に生じさせることが可能となり、歪みが１／３程度まで低減された結晶性が良好な窒化物半導体を得ることができる。
　さらに、本開示の別の窒化物半導体構造は、複数の結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）は、１００μｍ以下であることを特徴としている。Ｓ幅を１００μｍ以下とすることで横方向成長領域が結合しやすくなり、短い結晶成長時間で平坦性が良好な窒化物半導体構造を得ることができる。
　さらに、本開示の別の窒化物半導体構造は、結晶成長シード領域のｍ軸は、サファイア基板のｍ軸に対して、窒化物半導体のａ軸方向に向かって角度β１傾斜しており、横方向成長領域のｍ軸は、サファイア基板のｍ軸に対して、窒化物半導体のａ軸方向に向かって角度β２傾斜しており、β２はβ１よりも大きい角度であることを特徴としている。角度β１、β２は、スポット径の小さい微小領域ｘ線回折装置により前記結晶成長シード領域と前記横方向成長領域を区分して評価することによって算出される。
　さらに、本開示の別の窒化物半導体構造は、β２－β１を角度αとすると、角度αは０度よりも大きく、かつ０．３５度以下であることを特徴としている。前記角度β１および角度β２は、窒化物半導体層のａ軸方向に平行にｘ線を入射し、前記サファイア基板の回折ピーク位置を基準として、横方向成長領域の窒化物半導体層の回折ピーク位置を、ｘ線逆格子マッピング法によって検出することによって算出される。
　本構成によって、横方向成長領域の格子緩和を促進することが可能となり、歪みが低減され、結晶性に優れた窒化物半導体を得ることができる。
　本開示の実施形態によれば、ヘテロ基板上に形成された非極性面窒化物半導体において、窒化物半導体内部の歪みが大幅に緩和され、結晶性が改善された新規な窒化物半導体構造が提供される。
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ａ1、ａ2、ａ3、ｃを示す斜視図である。 ｍ面を主面とする窒化物半導体ヘテロ界面で発生するミスフィット転位による結晶面傾斜について説明する図である。 （ａ）および（ｂ）は、実施形態１のヘテロ窒化物半導体基板を示す図である。 （ａ）から（ｄ）は、マスクを有するＰｅｎｄｅｏ法による横方向選択成長法を示す工程断面図である。 （ａ）から（ｄ）は、マスクレスＰｅｎｄｅｏ法による横方向選択成長法を示す工程断面図である。 （ａ）から（ｅ）は、ＡＢＬＥＧ法による横方向選択成長法を示す工程断面図である。 実施例１の表面顕微鏡写真である。 Ｓ幅が異なるヘテロ窒化物半導体基板６００の表面顕微鏡写真である。（ａ）比較例２：Ｌ幅／Ｓ幅＝５μｍ／１０μｍ、（ｂ）実施例１：Ｌ幅／Ｓ幅＝５μｍ／５０μｍ、（ｃ）実施例２：Ｌ幅／Ｓ幅＝５μｍ／１００μｍ。 実施例１におけるヘテロ窒化物半導体基板６００の逆格子マッピング測定結果であり、（ａ）は、ストライプ状の凹凸基板構造５１０に対する、逆格子マッピング測定時のｘ線の入射方向とＧａＮの結晶軸の関係を示したものであり、（ｂ）は、ｘ線をＧａＮのｃ軸方向に入射した場合、（ｃ）は、ｘ線をＧａＮのａ軸方向に入射した場合の結果を示した図である。 （ａ）、（ｂ）は、逆格子マッピングの測定結果の見方を示しており、結晶格子の傾斜がない場合とある場合のそれぞれの結果の模式図である。 ｘ線をＧａＮのａ軸方向に入射した場合の比較例１の逆格子マッピング測定結果である。 （ａ）、（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）は、結晶成長シード領域およびそれぞれ異なるＳ幅（０（比較例１）、１０（比較例２）、５０（実施例１）、１００μｍ（実施例２））を有するヘテロ窒化物半導体基板６００の、逆格子マッピング測定結果を示した図である。 結晶格子の傾斜角度αとＸＲＣ半値幅の関係図である。 実施例３における窒化物半導体基板６００の表面モフォロジーを示した図である。 実施例３におけるヘテロ窒化物半導体基板６００における、ＧａＮ（２－２００）面微小領域Ｘ線ロッキングカーブ測定結果を示したグラフである。 実施形態２の窒化物系半導体発光素子の模式断面図である。 実施形態３の白色光源を示す断面図である。
　本開示の実施形態を説明する前に、ｍ面サファイア基板上にｍ面ＧａＮを結晶成長した場合に生じる、ミスフィット転位による結晶格子の傾斜について図３を用いて説明する。図３は、ｍ面サファイア基板上のｍ面ＧａＮ結晶成長において、その結晶格子の傾斜の様子をＧａＮのｃ軸方向から観察している。エピタキシャル成長した窒化物半導体層と成長用基板との間で面内方向の格子不整合度が大きい場合、この不一致を解消するために、ある一方向に延びる転位線を有するミスフィット転位（Ｍｉｓｆｉｔ　ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ）が発生する。成長主面がｍ面である場合、ミスフィット転位の転位線はｃ軸に平行に形成され、ｃ軸に垂直なａ軸方向には形成されにくい。このような現象は、対称性の高い従来の極性面（ｃ面）を主面とする成長では起こりにくく、非極性面や半極性面を主面とする成長に特有の現象である。ある一方向に延びる転位線を持つミスフィット転位が発生すると、成長基板の法線方向に対して、エピタキシャル成長した窒化物半導体層の結晶格子の法線方向が傾斜する現象がおきる（非特許文献３）。このような結晶格子の傾斜は、ミスフィット転位の発生により、結晶面が１層追加されることによって発生する。図３に示したように、ｍ面サファイア基板上のｍ面ＧａＮ結晶成長においては、ＧａＮのｍ軸は、サファイアのｍ軸に対して、ＧａＮのｃ軸を中心としてａ軸方向に向かって傾斜する。
　非特許文献３を参考にすると、ｍ面サファイア基板上ｍ面ＧａＮにおいて、ｍ面ＧａＮが完全に格子緩和していると考えると、その界面における隣り合うミスフィット転位の間隔Ｌは、ＧａＮのａ軸とサファイア基板のｃ軸の格子不整合度ε［％］、およびＧａＮのａ軸格子定数ＧａＮ＿ａ0に依存し、以下の式で与えられる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
 この式１においては、界面での格子緩和がバーガーズベクトルを介して発生していると仮定している。
　結晶格子の傾斜角度αは、隣り合うミスフィット転位の間隔ＬとＧａＮのｍ軸格子定数ＧａＮ＿ｍ0によって決まり、以下の式で与えられる。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
すなわち、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000003
 となる。
　サファイア基板とＧａＮ間には大きな格子不整合度が存在するため、ドメインマッチングエピタキシーモード（ＤＭＥモード）で成長が起きる（非特許文献４）。ｍ面サファイア基板上のｍ面ＧａＮ成長の場合、ＧａＮのａ軸方向面間隔（１．５９２５Å）の４つ分が、サファイアのｃ軸方向面間隔（２．１６５Å）の３つ分に格子整合する関係に相当する。ここで、ＧａＮのａ軸方向面間隔（１．５９２５Å）はＧａＮのａ軸格子定数（３．１８５Å）の１／２の値である。また、サファイアのｃ軸方向面間隔（２．１６５Å）は、サファイアのｃ軸格子定数（１２．９９Å）の１／６の値である。このように、ＤＭＥモードの場合、サファイアのｃ軸とＧａＮのａ軸との格子不整合度εは約１．８％である。すなわち、格子不整合度εの計算時には注意が必要である。
　ｍ面サファイア基板上のｍ面ＧａＮ成長においてＧａＮが完全に格子緩和したとすると、式１から、ミスフィット転位の間隔Ｌは、およそ１７７Åと見積もられる。つまり、このような仮定に基づいた場合、ＧａＮの結晶格子がＤＭＥモードにおいて、完全に格子緩和したとすると、結晶格子の傾斜角度αは、０．８９度と見積もられる。
　例えば、ｍ面ＳｉＣ基板上のｍ面ＧａＮ成長の場合、ＳｉＣのａ軸とＧａＮのａ軸との格子不整合度は約３％である。ＧａＮの結晶格子が完全に格子緩和したとすると、結晶格子の傾斜角度αは、１．５度と見積もられる。
　このように、ｍ面サファイア基板上のｍ面ＧａＮ成長ではミスフィット転位の発生によって歪み結晶内の歪みが軽減（緩和）できる。しかしながら、実際のヘテロエピタキシャル成長において窒化物半導体層が完全に格子緩和することは極めて稀である。すなわち、窒化物半導体層には歪みが残留し、結晶格子の傾斜角度αは式３から計算される結果よりも小さい値となる。窒化物半導体層に残留する歪み量をεｅｆｆ［％］とすると、
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000004
となる。式４から、ｍ面サファイア基板上のｍ面ＧａＮ成長では、結晶格子の傾斜角度αを測定することで、ｍ面ＧａＮ層に残留している歪み量を推定できる。ここで、結晶格子の傾斜角度αは、Ｘ線回折装置を用いて評価が可能である。具体的には、ｍ面ＧａＮのａ軸方向の結晶格子の傾斜角度αを測定する場合には、ａ軸方向と平行にＸ線を入射し、逆格子マッピング法によって評価が可能である。
　非特許文献２および３では、半極性面や非極性面であるｍ面窒化物半導体のＩｎやＡｌ組成の異なる窒化物半導体へテロ構造において、前述した結晶格子の傾斜が観測されることが報告されている。
　　前述した構造は、サファイア基板を用いており、非特許文献２および３のような窒化物半導体のみからなるヘテロ構造とは異なるが、当然、界面には格子不整合が発生するため、結晶格子の傾斜が観測される。
　よって、通常、この結晶格子の傾斜は、基板とその基板上に成長する窒化物半導体膜の格子不整合度や、窒化物半導体膜厚に依存するはずである。
　本発明者らは、非極性面であるｍ面窒化物半導体のヘテロエピタキシャル成長において、横方向選択成長法を用いることで、結晶格子の傾斜角度が制御できることを見出した。
　横方向選択成長手法とは、複数の結晶成長シード領域を設け、結晶成長シード領域からのみ、選択的に再成長させることで、転位密度を減らして、高品質な窒化物半導体膜を得る手法である。
　本発明におけるｍ面窒化物半導体の横方向選択成長においては、複数の結晶成長シードの隣り合う間隔（Ｓ幅）を２０μｍ以上に設計することで、結晶格子の傾斜角度を大幅に増大させ、格子緩和の発生を促進し、窒化物半導体にかかる歪みを積極的に低減することに成功し、高品質なヘテロ窒化物半導体層構造が実現できることを見出した。
　前述した結晶格子の傾斜のモデルは、ヘテロ基板であるサファイア基板上のｍ面窒化物半導体膜、つまり単膜成長を仮定している。この場合は、格子不整合度や歪量、膜厚によって、結晶格子の傾斜の度合いが変化する。つまり、ｍ面窒化物半導体膜は、サファイア基板との界面（つまりｍ面）から主に歪を受け、成長方向であるｍ軸方向に歪みが生じる。
　一方、本発明の横方向選択成長法においては、複数の結晶成長シード領域から再成長した窒化物半導体膜は、結晶成長シード領域のｃ面を起点とし、ｃ軸方向に横方向再成長が起こる。
　つまり、単膜成長の場合のｍ面界面で発生した歪みは、選択成長手法を用い、ｍ軸方向だった成長方向を、ｃ軸方向に変化させることで、より積極的に低減されるものと考えられる。
　さらに本発明者らは、このような横方向選択成長手法による歪みの低減効果は、従来の横方向選択成長手法において用いられる５～１０μｍオーダーのＳ幅では見られず、それよりも大きい２０μｍ以上のＳ幅において、顕著に見られること見出した。
　また、このように格子緩和（歪み緩和）が促進された横方向選択成長サンプルは、結晶性も大幅に改善することがわかった。
　以下、図面を参照しながら、本開示の実施形態を詳細に説明する。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。本開示は以下の実施形態に限定されない。
　以下に説明する実施形態においては、窒化物半導体層、結晶成長シード領域、および横方向成長領域として主に窒化ガリウム層（以後、ＧａＮ）を使用している。しかし、これらの層はＡｌやＩｎ、Ｂを含む層であってもよい。例えば、ＡｌＮ層でもよい。また、窒化物半導体層、結晶成長シード領域、および横方向成長領域は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。
　なお、各実施形態では、ｍ面を主面とする窒化物半導体をｍ面サファイア基板上にヘテロエピタキシャル成長させているが、本開示は、このような例に限定されない。ヘテロエピタキシャル成長用の成長用基板は、非極性面であるｍ面を主面とする窒化物半導体層が成長可能であれば、特に限定されない。例えばｍ面を主面とする窒化物半導体の成長用基板は、ａ面サファイア基板、ｍ面ＳｉＣ基板、ｍ面ＺｎＯ基板、ＬｉＡｌＯ2基板、および、Ｇａ2Ｏ3基板などであり得る。これらの成長用基板の表面に凹凸加工が施されていてもよい。成長用基板は、Ｓｉ基板であっても良い。
　（実施形態１）
　本実施形態のヘテロ窒化物半導体基板について、図４（ａ）を用いて説明する。
　本実施形態のヘテロ窒化物半導体基板は、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００と、成長用基板１００上にバッファ層１０５を介して形成された窒化物半導体からなる結晶成長シード領域１３０と、結晶成長シード領域１３０を覆うように形成された再成長窒化物半導体層３１０からなる。結晶成長シード領域１３０は窒化物半導体層のａ軸方向に延伸している。ここで、結晶成長シード領域１３０の延伸方向は窒化物半導体層のａ軸方向に完全に一致する必要はなく、ｍ軸方向に垂直な面内において、ａ軸方向から０度以上±１０度以内の範囲で傾斜していてもよい。結晶成長シード領域１３０は複数形成されており、隣接する結晶成長シード領域１３０の間隔をスペース幅（Ｓ幅）と称する。
　再成長窒化物半導体層３１０は、結晶成長シード領域１３０から上方に結晶成長した縦方向成長領域３２０ａと、結晶成長シード領域１３０から横方向に結晶成長した横方向成長領域３２０ｂからなる。
　Ｓ幅を２０μｍ以上とすることで、再成長窒化物半導体層３１０の格子緩和を促進することができる。さらに、Ｓ幅を５０μｍ以上とすることで、横方向成長領域の格子緩和を十分に生じさせることが可能となり、横方向成長領域３２０ｂを有さない窒化物半導体の単膜に比べて歪みを１／３程度まで低減することが可能となる。また、結晶性を示すＸＲＣ測定の半値幅が小さくなる。このように、残量歪みが低減し結晶性が良好な窒化物半導体を得ることができる。
　Ｓ幅を１００μｍ以下とすることで、横方向成長領域３２０ｂ同士が結合しやすくなり、短い結晶成長時間で平坦性の高い再成長窒化物半導体層３１０を得ることができる。
　結晶成長シード領域１３０および縦方向成長領域３２０ａのｍ軸は、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００のｍ軸に対して、窒化物半導体のａ軸方向に角度β１傾斜している。また、横方向成長領域３２０ｂのｍ軸は、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００のｍ軸に対して、窒化物半導体のａ軸方向に角度β２傾斜している。横方向成長領域３２０ｂでは結晶格子の緩和がより促進されるため、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００のｍ軸に対して、より傾斜することになる。すなわち、角度β２は角度β１よりも大きな値となる。β２－β１を角度αとすると、結晶成長シード領域１３０および縦方向成長領域３２０ａのｍ軸と、横方向成長領域３２０ｂのｍ軸は、窒化物半導体のａ軸方向に角度α傾斜している。角度αは０度よりも大きく、かつ０．３５度以下の値であり、横方向成長領域３２０ｂでは結晶格子の緩和がより促進されるほど、角度αは０．３５度に近づく。
　図４（ｂ）に示すように、成長用基板１００が除去されていても良い。この場合、角度β１および角度β２は定義できないが、角度αは定義される。すなわち、結晶成長シード領域１３０および縦方向成長領域３２０ａのｍ軸と、横方向成長領域３２０ｂのｍ軸は、窒化物半導体のａ軸方向に角度α傾斜している。角度αは０度よりも大きく、かつ０．３５度以下の値であり、横方向成長領域３２０ｂでは結晶格子の緩和がより促進されるほど、角度αは０．３５度に近づく。
　また、図５（ｄ）に示すように、結晶成長シード領域１３０の上部に、マスク１２０が形成されていてもよい。本形態では、マスク１２０の上部に、結合部４００が形成されている。
　また、図７（ｅ）に示すように、結晶成長シード領域１３０は凹凸構造１３１で形成されており、凹部の表面がマスク１２１によって覆われた構造であってもよい。
　次に、図４を参照しながら、結晶格子の傾斜と格子緩和に関して説明する。
　先に説明したように、ｍ面ＧａＮのヘテロエピタキシャル成長では、ミスフィット転位の転位線はｃ軸方向に延びる。そこで本実施形態では、結晶成長シード領域１３０をｃ軸に略垂直な方向である、ａ軸に対して０度以上１０以下の範囲に延伸させる。このようにすることで、結晶成長シード領域１３０には、結晶成長シード領域１３０の延伸方向を横切るように複数のミスフィット転位を発生させることができる。このミスフィット転位によって結晶格子の傾斜が発生し、結晶成長シード領域１３０のｍ軸は、サファイアのｍ軸に対して、窒化物半導体のａ軸方向に傾斜することになる。結晶成長シード領域１３０の上部に縦方向成長領域３２０ａが形成されている場合には、縦方向成長領域３２０ａのｍ軸も、サファイアのｍ軸に対して、窒化物半導体のａ軸方向に傾斜することになる。ここで、結晶成長シード領域１３０のｍ軸と、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００のｍ軸が、窒化物半導体のａ軸方向に対してなす角度をβ１とする。さらに本実施形態では、隣接する結晶成長シード領域１３０の間隔（Ｓ幅）を十分に大きく設定することで、横方向成長領域３２０ａの格子緩和を促進させる。図４に示すように、横方向成長領域３２０ｂは、結晶成長シード領域１３０に接する部分からのみ、歪みの影響を受ける。よって、結晶成長シード領域１３０を起点として、ＧａＮの±ｃ軸方向に横方向成長が進行していくとき、横方向成長領域３２０ｂは、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００の影響を受けにくい。すなわち、横方向成長領域３２０ｂの上下のｍ軸、ｃ軸方向を向いた成長面は、自由空間であるため、歪みの影響を受けにくい。つまり、この横方向成長領域３２０ｂでは、再成長初期段階において、ミスフィット転位が発生しやすく、格子緩和が積極的に起こり、結晶格子の傾斜が大きくなる。その結果、結晶中の歪みが低減し、結晶性が改善すると考えられる。一方、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００上に直接成長している結晶成長シード領域１３０やその上の縦方向成長領域３２０ａでは、界面から歪みの影響を受けやすい。これらの領域には歪みは残留しやすく、先に述べた横方向成長領域３２０ｂに比べると、格子緩和が起こりにくい。
　つまり、本実施形態では、所定方向に延びる結晶成長シード領域１３０を用い、さらにＳ幅を十分に大きな値とすることで、横方向成長領域３２０ｂにおいて格子緩和を積極的に生じさせる。その結果、結晶の歪みが低減し、再成長窒化物半導体の結晶性を改善することができる。
　なお、このような横方向成長による格子緩和（歪み緩和）促進効果は、一般的に横方向選択方法で用いられる１０μｍ前後のＳ幅の場合には、得られないことが、本発明者らの検討によってわかっている（比較例２）。つまり、横方向成長領域３２０ｂにおける格子緩和（歪み緩和）の促進には、Ｓ幅が２０μｍ以上あることが好ましい（実施例３）。さらに、Ｓ幅が５０μｍ以上あることが好ましい（実施例１、実施例２）。
　本開示で使用され得る横方向選択成長法は特定の方法に限定されない。例えば、Ｐｅｎｄｅｏ成長法（マスクあり、マスクレス）、ＡＢＬＥＧ法、ＥＬＯＧ法が使用可能である。以下、これらの方法を用いて横方向選択成長を行い、それによって本実施形態の窒化物半導体構造を作製する方法の例を詳細に説明する。
　図５は、マスクを有するＰｅｎｄｅｏ法による横方向選択成長法を示す工程断面図である。図５（ａ）に示すように、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００上に窒化物半導体からなるバッファ層１０５、および窒化物半導体層１１０を成長させた後、窒化物半導体層１１０の上面に誘電体などからなるマスク１２０を形成する。マスク１２０は、例えば、酸素や窒素、炭素を含む誘電体膜であってもよいし、またこれらの元素を一部含む金属膜であってもよい。例えば、酸素を含む膜であれば、ＳｉＯ2、ＴｉＯ2、Ｇａ2Ｏ3、ＨｆＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＴａＯx、ＺｒＯの膜であってもよい。窒素を含む膜であれば、ＳｉＮやＳｉＮx、Ｓｉ3Ｎ4，ＳｉＯＮ、ＴｉＮ、ＣｒＮなどであってもよい。Ｃを含む膜であれば、ダイヤモンド膜や、ダイヤモンドライクカーボン膜であってもよい。金属膜としては、例えばＢ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｗ、Ｔｉ、Ａｇ、Ｃｕ、Ｒｈなどの膜であってもよい。または、マスク１２０は、これらの材料のいずれかを一部に含む膜をパターニングすることによって形成され得る。窒化物半導体層１１０の一部は、再成長時に種結晶となる結晶成長シード領域１３０として機能する。
　本実施形態におけるマスク１２０は、図の紙面に垂直な方向に沿ってストライプ状に延びる開口部を有している。マスク１２０の平面レイアウトは、結晶成長シード領域１３０の形状および位置を規定するように設計される。
　本実施形態において、結晶成長シード領域１３０は、主面内の所定の方向に沿って延びるように形成される。本実施形態では、この所定の方向を窒化物半導体のａ軸方向とする。ただし、この「所定の方向」は、窒化物半導体のａ軸に完全に平行でなくてもよく、特定の狭い範囲内の角度を形成するように設定されていればよい。つまり、ａ軸に対して０度以上１０以下の範囲にある角度を形成するように設定する。
　次に、図５（ｂ）に示すように、窒化物半導体層１１０のうちマスク１２０で覆われていない開口部２００をエッチングすることによって窒化物半導体層１１０をストライプ状にパターニングする。開口部２００のエッチングは、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００の表面の一部を露出させるまで行う。こうして、図の紙面に垂直な方向に延びるリッジ状の窒化物半導体からなる複数の結晶成長シード領域１３０が形成される。隣接する結晶成長シード領域１３０の間には、凹部２１０が設けられている。開口部２１０の幅は、結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）とほぼ一致する。こうして、表面にストライプ状の凹凸が形成された凹凸加工基板５００が用意される。なお、図４（ｂ）に示される例では、エッチングによってｍ面サファイアからなる成長用基板１００にも凹部が形成され、凹部の側面２２０が露出している。
　　次に、図５（ｃ）に示すように、凹凸加工基板５００の上に再成長窒化物半導体３１０を形成する。なお、本明細書において「再成長」とは、パターニングされた結晶成長シード領域１３０から再成長窒化物半導体３１０を成長させることを言う。
　再成長時、マスク１２０上には窒化物半導体は成長せず、マスク１２０は再成長防止層として働く。
　また、エッチングにより形成されたサファイア基板の表面が剥き出しになった凹部２１０の領域も、窒化物半導体は成長しない。
　よって、凹凸加工基板５００では、結晶成長シード領域１３０の各々の側面から窒化物半導体を横方向に成長させることができる。この横方向に成長した窒化物半導体を「横方向成長領域３１０ｂ」と称する。図５（ｃ）では、成長途上の横方向成長領域３１０ｂが示されている。
　ある実施形態において、凹部２１０は周期的に配列されているが、凹部２１０の幅または間隔（ピッチ）は、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００の主面全域で一定である必要は無い。また、凹部２１０と結晶成長シード領域１３０とが構成する凹凸形状は、厳密に所定方向に真っ直ぐに延びる直線である必要は無い。
　図５（ｂ）に示される凹凸加工基板５００上に再成長窒化物半導体３１０を再成長するとき、成長条件を適宜選択することにより、結晶成長シード領域１３０の側面から優先的に結晶の再成長が横方向に起こり、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００の剥き出しになっている凹部２１０を覆うように再成長が進行する。このまま成長を続けると、隣接する横方向成長領域３１０ｂが結合し、結合部４１０を形成する。その結果、一部が剥き出しになっていたｍ面サファイアからなる成長用基板１００の表面は再成長窒化物半導体３１０によって覆われる。さらに結晶の成長を続けると、今度は再成長窒化物半導体３１０が、基板に垂直な方向（つまりｍ軸方向）に成長し、マスク１２０を完全に覆う。その結果、図５（ｄ）に示すように、再成長窒化物半導体３１０はマスク１２０の上部にも結合部４００を作り、最終的には平坦な再成長窒化物半導体３１０が形成される。このようにして窒化物半導体以外の材料からなる成長用基板上に窒化物半導体が成長した構造物を、全体として「ヘテロ窒化物半導体基板」と称する場合がある。図５（ｄ）には、ヘテロ窒化物半導体基板６１０が示されている。
　なお、再成長窒化物半導体３１０は連続した１枚の膜である必要は無く、結合部４００、４１０に隙間が存在していてもよい。
　図５（ｄ）に示すように、凹部２１０の底面と横方向成長領域３１０ｂとの間には、エピタキシャル層が存在しない空隙（ギャップ）が生じる場合がある。この空隙は必ずしも必要というわけではなく、結晶成長の原料が十分に供給される条件下においては、凹部２１０と横方向成長領域との間の空隙を殆どなくすことも可能である。ただし、本開示の主な効果である、結晶格子の傾斜は、この空隙の存在により、更に促進されている可能性もあるので、本実施形態では、空隙を意図的に形成している。
　Ｐｅｎｄｅｏ成長法の場合、マスク１２０の上部の結合部４００および凹部２１０の上部の結合部４１０が交互に配列された構成が実現する。Ｐｅｎｄｅｏ成長において、エッチングにより形成される凹部２１０の深さは、結晶成長シード領域１３０の高さに比べて大きい方が良い。再成長時に基板１００の凹部２１０の底面から多結晶的な結晶品質の悪い窒化物半導体が成長してしまう可能性があるからである。Ｐｅｎｄｅｏ成長では、結晶成長シード領域１３０からの再成長と、凹部２１０の底面からの再成長とは、成長モードが異なり、再成長窒化物半導体３１０の結晶性も異なる。
　凹部２１０の底面からの再成長を完全に抑制するか、再成長が起こったとしても、横方向再成長部分３１０ｂに影響を及ぼさないようにすることが重要である。凹部２１０が深く、側面２２０の高さが大きいほど、再成長時の原料は、凹部２１０の底面には到達することが難しくなる。その結果、結晶成長シード領域１３０からのみ優先的な結晶成長が生じて横方向選択成長が促進される。もし凹部２１０の底面で再成長が起こったとしても、側面２２０の高さが充分であれば、横方向再成長部分３１０ｂへの影響や干渉は少ない。
　Ｐｅｎｄｅｏ成長法は、図５に示した誘電体等からなるマスク１２０がなくても実行が可能である。マスクを用いないＰｅｎｄｅｏ成長法は、マスクレスＰｅｎｄｅｏ成長法と呼ばれる。誘電体等からなるマスクを用いないため、マスク材料からの不純物の混入の抑制が可能になり、また、図５（ｄ）に示すように、マスク１２０の上部において結合部４００が発生しない。以下、図５を用いて、マスクレスＰｅｎｄｅｏ成長法について説明する。
　図６は、マスクレスＰｅｎｄｅｏ法による横方向選択成長法を示す工程断面図である。まず、図６（ａ）に示すように、マスクありＰｅｎｄｅｏ成長と同様にマスク１２０を暫定的に形成する。このマスク１２０は、結晶成長シード領域１３０を形成するためのエッチングマスクとして用いられる。結晶成長シード領域１３０を形成した後、図６（ｂ）に示すように、マスク１２０は除去され、凹凸加工基板５１０が得られる。図５（ｂ）の凹凸加工基板５００と異なり、図６（ｂ）の凹凸加工基板５１０における結晶成長シード領域１３０の上面はマスクによって覆われていない。このような凹凸加工基板５１０を用いて、結晶成長シード領域１３０の表面（上面および側面）からの再成長を行う。
　図６（ｃ）に示すように、結晶成長シード領域１３０の側面から横方向成長が生じて横方向成長領域３２０ｂが形成されるとともに、結晶成長シード領域１３０の上面から縦方向成長が生じて縦方向成長領域３２０ａが形成される。再成長を更に続けると、図６（ｄ）に示すように、平坦な再成長窒化物半導体３２０を得ることができ、ヘテロ窒化物半導体基板６００が得られる。マスクレスＰｅｎｄｅｏ成長法では、再成長の前にマスクを除去するため、ＳｉＯ2やＳｉＮなどの誘電体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層３２０が得られる。
　図７は、ＡＢＬＥＧ（Ａｉｒ　Ｂｒｉｄｇｅｄ　Ｌａｔｅｒａｌ　Ｅｐｉｔａｘｉａｌ　Ｇｒｏｗｔｈ）法による横方向選択成長法を示す工程断面図である。
　まず、図７（ａ）に示すように、ストライプ状にパターニングされたマスク１２０を窒化物半導体層１１０上に形成する。マスク１２０にはストライプ状に延びる開口部２００が形成されている。マスク１２０のストライプ状に延びる方向は、ｍ面を主面とする窒化物半導体の場合、ａ軸に平行な方向に設定される。
　次に、図７（ｂ）に示すように、エッチングにより、窒化物半導体層１１０の表面にストライプ状の凹部２１１を形成して凹凸構造１３１を形成する。このとき、ｍ面サファイアからなる成長用基板１００の表面がむき出しになるまでエッチングを行わず、窒化物半導体層１１０の途中でエッチングを停止する。凹部２１１の深さは、再成長工程で、凹部からの窒化物半導体層の再成長を抑制できるように設定される。凹部２１１の最大深さは、窒化物半導体層厚によって決まり、この層厚よりも小さい値に設定される。凹部２１１の深さは、１０ｎｍ以上に設定され得る。例えば１００ｎｍ以上に設定され得る。
　次に、図７（ｃ）に示すように、誘電体からなる成長防止層１２１を凹凸構造１３１の全面上に形成する。成長防止層１２１は、窒化物半導体の再成長を抑制する機能を有しておればよく、前述したようにＳｉＯ２やＳｉＮなど誘電体やそれ以外の材料から形成されても良い。
　次に、図７（ｄ）に示すように、凹凸構造１３１の凸部上に位置する成長防止層１２１を除去して凹凸加工基板５２０を形成する。凹凸加工基板５２０におけるストライプ状の頂部領域１３２が結晶成長シード領域として機能する。
　次に、ストライプ状の頂部領域１３２から再成長を行い、再成長窒化物半導体層３３０を得る。再成長窒化物半導体層３３０の成長を続けると、それぞれの頂部領域１３２から成長した結晶同士が結合し、結合部４２０を作る。この結合部４２０は、必ずしも必要ではなく、結合していなくてもよい。こうして、図７（ｅ）に示されるように、ヘテロ窒化物半導体基板６２０が得られる。
　この変形例においても、前述の結晶成長シード領域１３０の延びる方向を、窒化物半導体のａ軸方向とおよそ平行になるように凹凸加工基板５２０が作製される。横方向成長領域３３０ｂは、サファイア基板上に直接成長したｍ面窒化物半導体層に比べて、格子緩和がより促進され、結晶性が改善する。
　結晶格子の傾斜は、頂部領域１３２の直上に再成長した縦方向成長領域３３０ａよりも、横方向成長領域３３０ｂの方が、より顕著である。この二つの領域の相対的な結晶格子の傾斜角度をαとすると、αは０度よりも大きく、０．３５度以下に制御できる。このように横方向成長法が異なっていても、結晶成長シード領域として機能する頂部領域１３２を形成し、その構造を起点に再成長させる場合には、その再成長層が、成長用基板や基の窒化物半導体層からの歪みの影響を受けにくくなり、格子緩和が促進され、結晶性を大幅に改善することができる。
　なお、本実施形態において、構造作製後、成長用基板１００が除去されていてもよい。つまり、最終形態として、成長用基板１００を除去し、非極性面を主面とする窒化物半導体（再成長窒化物半導体３２０および結晶成長シード領域１３０）のみからなる層であってもよい。成長用基板１００は、研磨やレーザリフトオフなどの手法により取り除くことが可能である。
　（実施形態２）
　図１７は、実施形態１で説明した非極性面へテロ窒化物半導体基板を使用した発光素子の模式図である。非極性面へテロ窒化物半導体基板６００は実施形態１で説明した製法を用いて作製される。
　窒化物半導体基板６００は、成長用基板１００上と再成長窒化物半導体層３２０からなる。再成長窒化物半導体層３２０はＡｌやＩｎ、Ｂを含む層であってもよい。例えばＡｌＮ膜であってもよい。例えば、波長２００ｎｍから３６５ｎｍをカバーする深紫外および紫外光発光素子において、活性層から出射する発光が、再成長窒化物半導体層３２０で吸収してしまうことを抑制でき、且つ、クラックの問題を回避できるため有効である。
　また、再成長窒化物半導体層３２０はＧａＮ層やＡｌＮ層などの、単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。
　再成長窒化物半導体層３２０および結晶成長シード領域１３０はドーピングにより、伝導特性を有した層であってもよい。例えばＳｉをドーピングしてｎ型伝導性を有していてもよい。
　再成長窒化物半導体層３２０の主面上に、エピタキシャル成長により、半導体積層構造３０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）法を用いることができる。例えば、非極性面へテロ窒化物半導体基板６００の主面上にＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ、ｙ、ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）層からなるｎ型層３２を成長する。ｎ型層３２のドーパントには、シリコン（Ｓｉ）を用い、Ｓｉの原料としては、シラン（ＳｉＨ4）ガスを用いることができる。再成長窒化物半導体３２０とｎ型層３２との厚さの合計値は、約３μｍから２０μｍとすることができる。また、それぞれの成長温度は９００～１５００℃程度である。
　次に、ｎ型層３２の上に活性層３４を成長した。活性層３４は、ＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ、ｙ、ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）層からなる井戸層とＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ、ｙ、ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）層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用いることができる。井戸層とバリア層との層厚は、それぞれ１ｎｍ～２０ｎｍと１ｎｍ～１００ｎｍとすることができる。また、量子井戸構造の周期数は、１～２０とすることができる。成長温度は７００℃から１２００℃とすることができる。活性層３４の組成は、発光波長が所望の波長となるように決定すると良い。また、活性層３４の各組成は、ｎ型層３２のバンドギャップエネルギーよりも、活性層３４のバンドギャップエネルギーが小さくなるように制御することが望ましい。
　活性層３４の上には、まず、アンドープＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ、ｙ、ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）層３６を成長する。続いて、ｐ型ＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ、ｙ、ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）からなるｐ型層３５を成長する。ｐ型ドーパントにはマグネシウム（Ｍｇ）を用い、原料にはＣｐ2Ｍｇ（ビスシクロペンタジエニルマグネシウム）を用いることができる。ｐ型層３５の厚さは１０～５００ｎｍとし、成長温度は８００～１４００℃とすることができる。このようにして窒化物半導体積層構造３０が形成される。
　次に、リソグラフィ法及びドライエッチング法により、ｐ型層３５、活性層３４、およびｎ型層３２の一部を除去することで凹部３９を形成し、ｎ型層３２の一部を露出させる。ここで、凹部３９を形成領域は、ｎ型電極３８は、結晶成長シード領域１３０の上部であることが好ましい。結晶成長シード領域１３０の上部の窒化物半導体は格子緩和が不十分であるため、この領域に形成された活性層３４を除去しても構わないためである。また、凹部３９を形成領域は、横方向成長領域の結合部であってもよい。横方向成長領域の結合部は欠陥を多く含むため、この領域に形成された活性層３４を除去しても構わないためである。
　続いて、露出したｎ型層３２の表面に、厚さが１００から４００ｎｍのアルミニウム（Ａｌ）からなるｎ型電極３８を形成する。
　続いて、ｐ型層３５上に、厚さが１００ｎｍから４００ｎｍの銀（Ａｇ）からなるｐ型電極３７を形成する。なお、ｎ型電極３８とｐ型電極３７との形成順序は特に問われない。
　このようにして、窒化物系半導体発光素子１０が完成する。
　本実施形態における窒化物系半導体発光素子１０は、窒化物半導体結晶中の歪みが低減されているため、信頼性に優れた発光素子を実現できる。
　（実施形態３）
　図１８は、実施形態２で説明した窒化物系半導体発光素子を使用した白色光源の模式図である。
　窒化物系半導体発光素子１０００と、この発光素子１０００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２０００とを備えている。発光素子１０００は、表面に配線パターンが形成された支持部材２２００上に搭載されており、支持部材２２００上には発光素子１０００を取り囲むように反射部材２４００が配置されている。樹脂層２０００は、発光素子１０００を覆うように形成されている。
　本実施形態における白色光源は、窒化物半導体結晶中の歪みが低減されているため、信頼性に優れた白色光源を実現できる。
　（実施例１：Ｌ幅５μｍ／Ｓ幅５０μｍの窒化物半導体積層構造）
　本実施例では、ｍ面を主面とする窒化物半導体構造のマスクレスＰＥＮＤＥＯ手法による横方向選択成長を例に、結晶格子の傾斜と結晶性改善効果との関係を説明する。
　本実施例では、図６（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°であった。
　（ｍ面サファイア基板の洗浄）
　ｍ面サファイア基板は、摂氏１００度に加熱された洗浄液を用いて１０分間、洗浄された。洗浄液は、１：１の体積比を有する硫酸およびリン酸から構成されていた。続いて、ｍ面サファイア基板は、水を用いて洗浄された。
　（サファイア基板のサーマルクリーニング）
　ｍ面サファイア基板は、有機金属気相成長（ＭＯＣＶＤ）装置内にセットされた。ＭＯＣＶＤ装置内では、水素および窒素がキャリアガスとして用いられた。
　ｍ面サファイア基板は、３ｒｐｍの回転速度で回転された。
　ｍ面サファイア基板は、ＭＯＣＶＤ装置内で加熱された。加熱温度は摂氏１０００～１１００℃であり、時間は１０分とした。
　（バッファ層１０５の成長）
　加熱処理後、基板温度を摂氏６５０度まで降温し、バッファ層を成長した。
　表１は、バッファ層の成長条件を示す。
　本実施例１では、バッファ層として、ＡｌＮバッファ層を用いた。ＡｌＮバッファ層は、トリメチルアルミニウム（以下、「ＴＭＡ」という）およびアンモニアが供給され、サファイア基板の表面に成長した。
　ＡｌＮバッファ層の厚みは、およそ３００ｎｍであった。また、ＡｌＮバッファ層成長前にＴＭＡのみを、サファイア基板の表面に１０秒間照射した。
　表１は、本実施例１のバッファ層の成長条件を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　ＡｌＮバッファ層の堆積後、アンモニアガスを供給しつつ、およそ摂氏９７０℃まで昇温し、１分の時間を経過した。
　その後、トリメチルガリウム（以下、「ＴＭＧ」という）およびアンモニアを供給し、バッファ層の表面に、ＧａＮ層から形成される窒化物半導体積層１１０を得た。表２に、窒化物半導体層の成長条件を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　ＧａＮ層は、２μｍ程度の膜厚を有していた。
（フォトリソグラフィー工程）
　次に、図６（ａ）に示すように、公知のリソグラフィ法により、ＧａＮ層の上にレジストからなるマスク１２０を形成した。本実施例におけるマスクは、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、図６（ａ）に示すマスクの幅（Ｌ幅）を５μｍ一定とし、開口部２１０の幅を５０μｍとした。ここで、開口部２１０の幅は、結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）とほぼ一致する。
　リソグラフィ工程終了後のマスクの厚さは約３μｍであった。マスクのパターン形成により、結晶成長シード領域１３０の延びる方向が決定される。本実施例では、この方向を窒化物半導体のａ軸方向よりも約３度、ｃ軸方向に面内で傾斜させた。このように、主面であるｍ面内で、結晶成長シード領域を傾斜することで、横方向成長速度が大きくなり、より平坦化しやすいことがわかっている。
　（エッチング工程）
　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、マスクを介して、サファイア基板上に直接成長させたＧａＮ層をエッチングした。エッチングは、塩素系のガスを用いて行なった。
　この工程により、サファイア基板を選択的に露出させた。これにより、凸部となる結晶成長シード領域１３０と、その間に位置する開口部２１０とを形成した。開口部２１０をエッチングにより形成する際に、ＧａＮ層の一部が残留することがないように、サファイア基板の上部をエッチングした。
　その後、結晶成長シード領域の上のマスクを除去して、図５（ｂ）に示す凹凸加工基板５１０を得た。
　（窒化物半導体層３２０の再成長）
　次に、凹凸加工基板５１０の上にＧａＮからなる再成長窒化物半導体３２０の成長を行った。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９５０℃に設定して、再成長を行った。
　表３に再成長窒化物半導体３２０の成長条件の詳細を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本実施例においては、成長時間を３時間とし、層厚が５～６μｍ程度のＧａＮ再成長層を形成して、ｍ面を主面とするヘテロ窒化物半導体基板６００を得た。
　（実施例２：Ｌ幅５μｍ／Ｓ幅１００μｍの窒化物半導体積層構造）
　Ｓ幅が５０μｍから１００μｍに変更されたこと以外は、実施例１と同様の実験が行われた。
　（比較例１：ｍ面サファイア基板上ｍ面ＧａＮ単膜層）
　実施例１と同様にＧａＮ層からなる窒化物半導体層１１０を形成した。
　ＧａＮ層上に、フォトリソグラフィー工程およびエッチング工程を実施することなく（結晶成長シード領域１３０を形成することなく）、ＧａＮからなる窒化物半導体層３２０の再成長を行った。形成されたＧａＮ再成長層は、ＧａＮ単膜であり、横方向成長領域を含まなかった。
　（比較例２：Ｌ幅５μｍ／Ｓ幅１０μｍの窒化物半導体積層構造６００）
　Ｓ幅が、５０μｍから１０μｍに変更されたこと以外は、実施例１と同様の実験が行われた。
　（評価結果：実施例１の表面モフォロジー）
　図８は、実施例１において、ヘテロ窒化物半導体基板を表面から観察した（ｍ軸方向から見た）顕微鏡像である。ＧａＮのａ軸方向にストライプ状の再成長窒化物半導体構造３２０が形成されていることがわかる。ストライプ状構造の幅はおよそ１５μｍであった。つまり、Ｌ幅は５μｍであったので、±ｃ軸方向にそれぞれ約５μｍのＧａＮ膜が再成長していることが確認された。
　本実施例の構造では、それぞれの結晶成長シード領域１３０から再成長窒化物半導体層３２０は、結合しておらず、下地であるサファイア基板表面がむき出しになっていた。後に実施例４において示すように、再成長時間を大きくし、Ｓ幅を最適化することにより、完全に結合させ、サファイア表面が見えない、平坦な膜を作ることも可能であった。
　図９にその他の実施例の表面モフォロジーを比較のため示す。（ａ）は比較例２のＳ幅＝１０μｍ、（ｂ）は実施例１のＳ幅＝５０μｍ、（ｃ）は実施例２のＳ幅＝１００μｍの結果である。これらのサンプルにおいては、それぞれの複数の結晶成長シード領域１３０から再成長した横方向成長領域どうしが結合していなかった。
　（評価結果：対称面のＸ線ロッキングカーブ半値幅の比較）
　次に、実施例１の結晶性をＸ線回折測定により評価した。ｍ面ＧａＮ層の対称面である（１０－１０）面のＸ線オメガロッキングカーブ（ＸＲＣ）の半値幅により、その結晶性を評価した。
　Ｘ線回折測定は、ＲＩＧＡＫＵ社製ＳＬＸ－２０００を用いて行った。Ｘ線源はＣｕを対陰極とする回転対陰極Ｘ線管を使用し、Ｘ線焦点はラインフォーカスとした。管電圧と管電流はそれぞれ５０ｋＶ、２５０ｍＡで駆動した。光学系は誘電体多層膜ミラーとＧｅ（２２０）の２結晶光学系を入射側に用い、また受光側はＯｐｅｎスリットとした。
　測定は、ＸＲＣ測定であるため、２θ角度は、ＧａＮの（１０－１０）面回折角度である２θ＝３２．４１６度に固定し、ω角を１６．２０８度付近において、軸立てを行い、スキャンすることで、回折ピークのロッキングカーブ測定を行い、ＸＲＣ半値幅を評価した。Ｘ線の入射方向は、ＧａＮのａ軸平行方向とした。
　表４に、ＸＲＣ半値幅の測定結果を示す。比較例１のｍ面サファイア基板上に成長したｍ面ＧａＮ単膜の結果も比較のため示している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　比較例１のｍ面サファイア基板上に直接成長したｍ面ＧａＮ層の半値幅は、８００秒と高い値となった。これは、横方向選択成長法を用いずに直接成長した膜では、転位密度が高く、結晶性が悪いことを示している。
　一方、実施例１のように、凹凸加工基板５１０を形成した後に、ｍ面ＧａＮを再成長した場合は、ＸＲＣ半値幅が４００秒台にまで減少した。本実施例のマスクレスＰｅｎｄｅｏ成長により転位密度が大幅に低減し、結晶性が改善していることが確認された。
　このように、ＸＲＣ半値幅測定により、横方向選択成長による大幅な結晶性改善効果が確認された。
　（評価結果：逆格子マッピングによる結晶格子の傾斜の評価）
　次に、実施例１の結晶格子の傾斜の評価をおこなった。
　結晶格子の傾斜は、Ｘ線回折法を用いた逆格子マッピング測定により、容易に評価することができる。
　逆格子マッピング測定は、ＲＩＧＡＫＵ社製ＳＬＸ－２０００を用いて行った。Ｘ線源はＣｕを対陰極とする回転対陰極Ｘ線管を使用し、Ｘ線焦点はラインフォーカスとした。管電圧と管電流はそれぞれ５０ｋＶ、２５０ｍＡで駆動した。光学系は誘電体多層膜ミラーとＧｅ（２２０）の２結晶光学系を入射側に用い、また受光側は１／４スリットとした。
　逆格子マッピング測定では、ｍ面サファイアの（３０－３０）面回折と、ｍ面ＧａＮの（２０－２０）面回折を相対比較することで、サファイア基板を原点として、ＧａＮ層の結晶格子の傾斜を評価した。
　ｍ面サファイアの（３０－３０）面および、ｍ面ＧａＮの（２０－２０）面回折角度はそれぞれ
ｍ面サファイア（３０－３０）：　２θ　６８．２９５度
ｍ面ＧａＮ　（２０－２０）：　２θ　６７．８６６度
と比較的近い値を示す。よって、この二つの回折点を同時に測定することで、サファイアとＧａＮの相対的な歪量の評価、結晶格子の傾斜の評価が可能となる。
　測定では、サファイア（３０－３０）面と、ＧａＮ（２０－２０）面の回折が検出できるように、ω角にオフセット角を設定し、そのオフセット角度を変化（つまりΔω）させながら、２θ－ω測定を繰り返すことで、逆格子マッピング測定を実施した。
　本測定では、Ｘ線の入射方向をＧａＮのｃ軸方向とａ軸方向に設定した。つまり、ω角のオフセット方向をｃ軸方向とａ軸方向にそれぞれ変化させて、逆格子マッピング測定を行なった。
　このような測定を行なうことで、ＧａＮのｃ軸方向とａ軸方向のそれぞれに対する結晶格子の傾斜の評価が可能となる。
　図１０に実施例１のＬ幅５μｍ／Ｓ幅５０μｍサンプルの逆格子マッピング測定結果を示す。
　図１０（ａ）は、サンプルの表面からみた構造の模式図であり、結晶成長シード領域１３０方向と、Ｘ線の入射方向を説明するための図である。結晶成長シード領域１３０はストライプ状であり、ＧａＮのａ軸方向にほぼ平行に形成されている。図１０（ｂ）はＸ線をＧａＮのｃ軸に平行に入射した場合の逆格子マッピング測定結果である。図１０（ｃ）はＸ線をＧａＮのａ軸と平行に入射した場合の逆格子マッピング測定結果である。逆格子マッピングのデータは、主面であるｍ面の回折ピーク付近を測定しており、ｍ面サファイア基板の（３－３００）面、およびｍ面ＧａＮの（２－２００）面付近を示している。
　図１１を用いて、逆格子マッピング測定結果について説明する。逆格子マッピング測定は、得られたΔωと２θ－ω測定結果を、逆格子空間軸であるＱｘとＱｙに座標変換することで得られる。逆格子マッピング測定において、縦軸Ｑｙと横軸Ｑｘの単位は、格子定数の逆数である。図１１（ａ）に示すように、成長用基板と成長層との間に結晶格子の傾斜がなければ、サファイアのピークのＱｘ値とＧａＮのピークのＱｘ値に差はない。一方、図１１（ｂ）に示すように、ＧａＮ層に結晶格子の傾斜がある場合、サファイアのピークのＱｘ値とＧａＮのピークのＱｘ値に差を生じる。図１１（ｂ）から、傾斜角度βはｔａｎβ＝Ｑｘ／Ｑｙの関係となる。
　図１０（ｂ）の結果を見ると、ＧａＮのｃ軸方向にｘ線を入射した場合の逆格子マッピング結果は、サファイア基板からのピークのＱｘ値と、ＧａＮのＱｘ値はほぼ同じ値であった。これは、この方向からみた結晶格子の傾斜が、殆どゼロであることを示している。つまり、ＧａＮのｍ軸は、ｃ軸方向にはほとんど傾斜していないことがわかった。
　一方、図１０（ｃ）では、サファイアとＧａＮのＱｘ値が大きく異なることがわかった。ｘ線はＧａＮのａ軸方向に入射していることから、ＧａＮのｍ軸は、成長用基板であるサファイアのｍ軸に対して、ＧａＮのａ軸方向に傾斜していることを意味する。ＧａＮのピークにおけるＱｘの値は９Ｅ－３（１／Å）であり、Ｑｙの値は０．７２４（１／Å）であった。すなわち、実施例１の結晶格子の傾斜角度はおよそ０．６９度と見積もられた。
　このように、非極性面窒化物半導体では、成長面内の結晶軸の非対称性によって、特定の方向に結晶格子の傾斜が起きる。ｍ面を主面とするＧａＮの場合、成長面内の格子定数はａ軸方向とｃ軸方向に定義される。この場合、ＧａＮのａ軸格子定数は３．１８９Å、ＧａＮのｃ軸格子定数は５．１８５Åであり、両者の違いが大きい。よって、歪みの減少や格子緩和のプロセスも面内で非対称となり、ｍ面を主面とする窒化物半導体の場合、ｃ軸と平行な転位線が形成されやすい。この場合、格子緩和により、ｃ軸方向に延びた転位線を持つミスフィット転位が界面で発生しやすく、これと垂直方向であるａ軸方向に転位線を持つ転位は発生しにくいと考えられる。
　図１０の結果は、転位線がｃ軸方向にのみ、非対称に形成されたため、Ｘ線をａ軸方向に入射した場合にのみ、結晶格子の傾斜が観測されたものと考えられる。
　このように、実施例１のマスクレスＰｅｎｄｅｏ成長したサンプル（Ｓ幅が５０μｍ）において、０．６９度の大きな結晶格子の傾斜が存在することがわかった。またこの結晶格子の傾斜角度は、Ｘ線を窒化物半導体層のｃ軸方向に入射した場合は観測されず、ａ軸方向に入射した場合のみ観測されることが確認された。
　（評価結果：比較例１）
　実施例１において観測された結晶格子の傾斜の値を相対的に評価するため、横方向成長領域を含まないＧａＮ単膜である、比較例１の場合の結果について説明する。
　図１２に、比較例１の逆格子マッピング測定結果を示す。結果は、ＧａＮのａ軸方向にＸ線を入射した場合の結果のみを示している。ＧａＮのｃ軸方向にＸ線を入射した場合は、実施例１と同様に結晶格子の傾斜は観測されなかった。
　図に示したように、横方向選択成長を行なっていない、比較例１の場合もＧａＮピークのＱｘ値は、サファイア基板ピークのＱｘ値からずれていることがわかった。
　つまり、比較例１の場合も結晶軸傾斜が起こっていることが確認できた。
　図から見積もった結晶格子の傾斜角度はおよそ０．３４度であった。
　これは、サファイアとＧａＮ層界面で格子不整合度による格子緩和が発生し、結晶格子の傾斜が起こったと考えられる。つまり、サファイアとＧａＮの格子定数や結晶構造が異なり、且つ、非極性面特有の面内の結晶軸異方性がある限り、このような結晶格子の傾斜が少なからず観測されると考えられる。
　本実施例の場合、格子緩和によるミスフィット転位の転位線はｃ軸方向に形成されやすく、ａ軸方向には形成されにくい。よって、このような結晶格子の傾斜は対称性のよい従来のｃ面窒化物半導体成長においては見られない、非極性面窒化物半導体特有の結果である。
　比較例１の結晶格子の傾斜の値は、実施例１の場合に比べると１／２以下の小さい値であった。
　前述したように、ｍ面サファイア基板上のｍ面ＧａＮ成長において、ＤＭＥモードでの成長を仮定し、完全に格子緩和している場合、結晶格子の傾斜角度は０．８９度になると説明した。
　つまり、比較例１の単膜成長の場合も、実施例１の選択成長の場合も、それぞれの結晶格子の傾斜角度は、０．８９度よりも低く、歪みが残留していることがわかる。
　また、このような歪みは、成長条件によっても変動する可能性がある。
　実施例１と比較例１は、横方向選択成長用にエッチング加工を施した以外は、成長時間等の条件はまったく同じであった。
　このようにほぼ同等の成長条件下であるにもかかわらず、実施例１では、結晶格子の傾斜が単膜に比べて倍程度になり、格子緩和が促進されていることが明らかになった。
　このような格子緩和の促進が、表４で示したような結晶性の大幅な改善にも効果的に作用していると考えられる。
　つまり、実施例１のように、Ｓ幅を大きくした横方向選択成長を実施することで、結晶格子の傾斜角度を大きくし、歪みの低減効果を促進でき、結果として大幅な結晶性改善を実現できることがわかった。
　次に、このような格子緩和（歪み緩和）促進効果、結晶性改善効果が得られる、具体的なＳ幅、結晶格子の傾斜角度の範囲について調べた。
　（評価結果：Ｓ幅依存性）
　先に示した実施例１の結果を踏まえて、Ｓ幅を変化させた実施例２および比較例２、そして比較例１のＸ線逆格子マッピング測定を行ない、比較評価した。
　図１３は、（ａ）比較例１、（ｂ）比較例２（Ｓ幅１０μｍ）、（ｃ）実施例１（Ｓ幅５０μｍ）、（ｄ）実施例２（Ｓ幅１００μｍ）の逆格子マッピングの測定結果である。Ｘ線の入射方向は、ＧａＮのａ軸方向とした。ｃ軸方向の結果は示していないが、結晶格子の傾斜はみられなかった。
　図１３（ａ）の比較例１は、図１２と同じ結果である。よって、結晶格子の傾斜角度はおよそ０．３４度と見積もられた。
　次に、図１３（ｂ）の比較例２のＳ幅１０μｍの場合、結晶格子の傾斜角度はおよそ０．３１度であり、結晶格子の傾斜角度は比較例１と大きな差異はなかった。つまり、比較例２のＳ幅１０μｍの場合、結晶格子の傾斜の値、格子緩和状況は、比較例１の単膜成長の場合とほぼ同等であることがわかった。
　この結果は、ｍ面ＧａＮの横方向選択成長において、Ｓ幅が１０μｍ程度の場合は、結晶格子の傾斜角度が単膜の場合と大差がなく、結晶格子緩和や、歪みの低減が促進されていないことを意味する。
　一方、図１３（ｃ）、（ｄ）に示すように、実施例１および２のＳ幅が５０，１００μｍと大きくなると、結晶格子の傾斜が急激に増加した。結晶格子の傾斜角度はそれぞれ０．６９度と見積もられた。
　つまり、Ｓ幅を１０μｍよりも大きくすることで、格子緩和を促進し、結晶格子の傾斜角度を倍程度まで大きくすることが可能であることがわかった。
　さらに、この結晶格子の傾斜角度の値は、実施例１と２においては大きな違いがなく、同等の値であった。
　また、横方向成長領域のｃ軸方向の長さは、実施例１でおよそ１５μｍであり、実施例２でおよそ３０μｍであった（図９（ｂ）および（ｃ）参照）。このように横方向成長領域のｃ軸方向の長さは、実施例１と２では２倍程度異なるが、結晶格子の傾斜角度に大きな違いはなかった。この結果は、結晶格子の傾斜角度の増大は、横方向成長領域のｃ軸方向の長さには依存しないことを意味している。また、結晶格子の傾斜角度はＳ幅に比例するわけではなく、あるＳ幅以上で急激に大きくなる。本測定の結果から、結晶格子の傾斜が促進される効果はＳ幅が１０μｍよりも大きく、５０μｍ以上の範囲で確認された。
　以下にこれらの結果をまとめる。
　（１）本実施例における横方向選択成長構造において、格子緩和を促進し、結晶性を改善することが可能であるが、このような効果を実現するには、Ｓ幅の制御が重要である。Ｓ幅の範囲が５０μｍ以上の範囲では、単膜やＳ幅が小さいサンプルに比べて２倍程度の結晶格子の傾斜角度が観測された。
　（２）結晶格子の傾斜角度のＳ幅依存性から、結晶格子の傾斜角度の大きさは、Ｓ幅に依存しているわけではなく、あるＳ幅の設定値以上で、格子緩和（歪み緩和）の促進効果が得られるものと考えられる。
　（評価結果：結晶格子の傾斜角度と結晶性の関係）
　表５に、図１３から得られた結晶格子の傾斜角度と結晶性の関係を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　結晶成長シード領域はＧａＮ単膜を加工して得られるため、サファイアのｍ軸に対して結晶成長シード領域のｍ軸がなす角度は、サファイアのｍ軸に対してＧａＮ単膜のｍ軸がなす角度に等しいと考えられる。すなわち、表５の結果おいて、比較例１のサファイアのｍ軸に対する結晶格子の傾斜角度βは、図４におけるβ１に相当する。
　縦方向成長領域３２０ａの窒化物半導体層は、下地である結晶成長シード領域１３０の高密度の転位がそのまま引き継がれるため、結晶性が低く、ＸＲＣ測定において回折ピーク強度は弱くなる。従って、図１３において説明した逆格子マッピングによって得られた窒化物半導体層３２０の回折ピークは、結晶性が高く、回折ピーク強度も強い、横方向成長領域３２０ｂの情報を強く反映していると考えられる。すなわち、表５の結果において、比較例２、実施例１および実施例２のサファイアのｍ軸に対する結晶格子の傾斜角度βは、図４におけるβ２に対応する。
　表５の結果において、結晶格子の傾斜角度αは、結晶成長シード領域のｍ軸と、横方向成長領域のｍ軸がＧａＮのａ軸方向になす角度であり、β２－β１で得られる値である。
　表５の結果において、ＸＲＣ半値幅は、Ｘ線をＧａＮのａ軸方向に入射して測定した回折ピークのロッキングカーブの半値幅である。値が小さいほど、ＧａＮの結晶性が良好であることを意味する。
　表５の結果において、残留歪みεｅｆｆは、式４から計算されるＧａＮの歪み量である。この場合、理想的な歪量をＤＭＥモードにより成長が起こった場合を仮定し１．８％として計算を行った。測定により得られた結晶格子の傾斜角度から見積もった歪みは、比較例１のＧａＮ単膜や、比較例２のＳ幅が１０μｍと狭い場合では、比較的大きいことがわかった。すなわち、格子緩和が不十分で、１．１％以上の歪みが残留していた。一方、Ｓ幅の大きい実施例１および実施例２では、歪み量は、０．４１％まで減少した。
　つまり、サファイアのｍ軸に対する結晶格子の傾斜角度β２を０．６９度まで大きくすることで、ＧａＮ層の歪みを大幅に低減し、歪みを１／３程度まで小さくすることができた。結果として結晶性の向上効果が得られることがわかった。
　比較例１から比較例２の結晶性改善は、選択成長によって転位密度が低減した効果である。この場合、結晶の歪みは低減しなかった。
　一方、実施例１と実施例２のＳ幅が５０μｍ以上の場合の結晶性改善は、横方向成長による格子緩和（歪み緩和）の効果が更に加わっている。そのため、結晶に残留する歪みが大幅に低減した。さらに、比較例２に比べて、実施例１および２では、ＸＲＣ半値幅が更に１００秒程度低減した。
　図１４は、結晶格子の傾斜角度αとＸＲＣ半値幅の関係を示す図である。αが大きくなることで、ＸＲＣ半値幅が低減できている。
　このような結晶性改善効果は、結晶格子の傾斜角度αと関連しており、相対的な結晶格子の傾斜角度αが０．３５度になると、４００秒台までＸＲＣ半値幅が低減し、結晶性が改善した。つまり、結晶格子の傾斜角度αを０度よりも大きくすることが重要であることがわかった。また、結晶格子の傾斜角度αが０．３５度に近づくことが好ましいことがわかった。
　（実施例３）
　マスクレスＰｅｎｄｅｏ横方向再成長によるＳ幅の大きいサンプルにおけるｍ面ＧａＮの結晶格子の傾斜角度の増大は、結晶成長シード領域１３０から横方向に再成長した窒化物半導体、つまり、図６の横方向成長部分３２０ｂで優先的に起こっていると考えられる。
　よって、結晶成長シード領域１３０の上面から縦方向に再成長した窒化物半導体（縦方向成長部分）３２０ａは、下地である窒化物半導体膜１１０の結晶構造が、そのまま引き継がれやすいため、結晶格子の傾きも、単膜の場合（比較例１）と殆ど同じであると考えられる。
　一方、結晶成長シード領域１３０から、主に横方向に再成長した窒化物半導体部分３２０ｂは、自由度が大きいため、結晶格子の傾斜が促進され、歪みが減少しやすいと考えられる。
　本実施例では、この効果を微小領域のＸ線回折評価により確認した。
　（実施例３の構造）
　本実施例では、Ｓ幅を２０μｍとした点以外は、実施例１と同様な手順でサンプルを作製した。本実施形態では、表３で示した条件によるＧａＮ層の再成長に加えて、さらに表６の条件で、ＧａＮ層の再成長を行なった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　（評価結果：微小領域Ｘ線回折評価）
　本実施例では、Ｓ幅が２０μｍのＰｅｎｄｅｏ再成長したｍ面サファイア基板上ｍ面ＧａＮ膜に対して、微小領域Ｘ線回折評価を行い、縦方向成長領域３２０ａと横方向成長領域３２０ｂのそれぞれのＸ線回折ピークを比較した。
　図１５に、本実施例におけるサンプルの表面からみた顕微鏡像を示す。図には、縦方向成長領域３２０ａ、横方向成長領域３２０ｂ、および結合部４１０をそれぞれ示した。図には、一部にしか表記していないが、この縦方向成長領域３２０ａ、横方向成長領域３２０ｂ、および結合部４１０は、ＧａＮのｃ軸方向に周期的に並んでいる。
　図８に示した実施例１のサンプルと比較すると、実施例４では複数の結晶成長シード領域１３０から再成長した窒化物半導体膜３２０の間の空隙が見られず、再成長膜同士がほぼ結合し、平坦性の高い再成長膜となっていることがわかった。これは、実施例１の条件に対し、さらに再成長を９０分間継続させたためである。
　本実施例では、このサンプルの微小領域のＸ線回折測定を行い、再成長窒化物半導体層３２０の縦方向成長領域３２０ａおよび横方向成長領域３２０ｂにおける結晶格子の傾斜の差異を評価した。微小領域のＸ線回折評価は、ＳＰｒｉｎｇ８のビームライン（ＢＬ１３ＸＵ）を用いて行った。ビームスポットサイズは、Φ＝１μｍ以下であり、本実施例におけるサンプル構造（Ｌ幅＝５μｍ／Ｓ幅＝２０μｍ）の結晶格子の傾斜は十分評価できる条件とした。
　Ｘ線の波長は、８ｋｅＶ（１．５４Å）であり、ビームは、ＧａＮのａ軸方向に平行に入射し、ＧａＮのｃ軸方向に測定スポットを移動させながら、測定を行った。
　本実施例におけるサンプルの微小領域Ｘ線回折評価結果を図１６に示す。実際に測定を行った微小部分は、Ａ～Ｆであり、詳細な箇所は、図１５に示した。
　Ａ、Ｂは横方向成長領域３２０ｂ、Ｃ、Ｄは縦方向成長領域３２０ａ、Ｅ、ＦはＡ、Ｂとは反対側の横方向成長領域３２０ｂに対応する。
　また、図１６の測定結果は、図１５の各点におけるωロッキングカーブスペクトルである。ωロッキングカーブは、ｍ面ＧａＮの（２－２００）面ピークを評価した。図１６のＧａＮの（２－２００）面のωロッキングカーブの回折ピークは、Ａ～Ｆの場所によって、そのピーク位置や形状が変化していることがわかる。また、図１６のωロッキングカーブスペクトルは、すべてｍ面サファイアの（３０－３０）面の回折ピーク位置を原点として測定を行なった。よって、Ａ～Ｆの各点において測定したｍ面ＧａＮのωロッキングカーブスペクトルのピーク位置は、比較評価することが可能である。
　まず、縦方向成長部分３２０ａのＣおよびＤの回折ピークについて説明する。
　縦方向成長領域３２０ａのＣおよびＤの回折ピークは、単峰性であるが、横方向成長領域３２０ｂの回折ピークに比べて、相対的にピーク強度が弱く、全体的に低角側に位置していることがわかる。
　縦方向成長領域３２０ａは、下地の窒化物半導体層１１０、つまり結晶成長シード領域１３０の結晶性を引き継ぎ易い。
　窒化物半導体層１１０や、結晶成長シード領域１３０は、横方向選択成長を実施する前の単膜であるため、転位密度が高く、結晶性が悪いため、ωロッキングカーブスペクトルはブロードで且つ回折強度が弱かった。
　一方、横方向成長領域３２０ｂの回折ピークである、Ａ，ＢそしてＥ，Ｆは、回折強度が相対的に強く、ダブルピーク形状であった。
　つまり、横方向成長領域３２０ｂには、面方位のずれ、つまり結晶格子が傾斜した領域が存在することを示している。
　縦方向成長領域３２０ａのＣおよびＤにおいては、比較例１の結果からも容易に推測できるように、ｍ面サファイア基板とｍ面ＧａＮ層の格子不整合により、結晶格子の傾斜が起こっていると考えられる。つまり、図７を用いて説明すると、ＣおよびＤの回折ピークは結晶格子の傾斜角度β１を有していると考えられる。
　一方、横方向成長領域３２０ｂの回折ピークである、Ａ，ＢそしてＥ，Ｆの各点においては、ＣおよびＤに比べて、より高角度側に二つ目の回折ピークを有していた。
　つまり、この高角度側のピークは、図６における結晶格子の傾斜角度β２に対応し、横方向選択成長により、歪みの低減、格子緩和が促進された結果、縦方向成長領域３２０ａに比べて、より大きい結晶格子の傾斜β２が得られたと考えられる。
　以上の実施例３の実験結果から以下のことがわかった。
　（１）結晶格子の傾斜は、比較例２のＳ幅が１０μｍの場合は比較例１と同程度であったが、実施例３のＳ幅が２０μｍでは、結晶格子の傾斜が促進されていることが確認された。
　（２）実施例３における検討から、結晶格子の傾斜は、縦方向成長領域３２０ａでは促進されていないと考えられ、結晶格子の傾斜の促進効果は、横方向成長領域３２０ｂにおいて顕著であることが確認された。
　実施例３の結果は、結晶格子の傾斜が、横方向選択成長手法によって促進されていることを示す結果である。その効果はＳ幅が２０μｍ以上の範囲で促進され、Ｓ幅が５０μｍ以上では、より顕著に確認される。結晶格子の傾斜は格子緩和の発生を意味しており、歪みが小さい、結晶性が良好な非極性面窒化物半導体層を実現できた。
　本開示の窒化物半導体構造は結晶性が改善されていることから、発光ダイオード、レーザダイオード等のＡｌＩｎＧａＮ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の応用が期待されている。また、電子素子としても利用することができる。
　１０　１０００　窒化物系半導体発光素子
　３０　窒化物半導体積層構造
　３２　ｎ型層
　３４　活性層
　３５　ｐ型層
　３６　ＡｌaＩｎbＧａcＮ層
　３７　ｐ型電極層
　３８　ｎ型電極層
　３９　ＡｌaＩｎbＧａcＮ層のエッチング部
　１００　成長用基板（ヘテロ基板）
　１０５　バッファ層
　１１０　窒化物半導体層
　１２０　マスク
　１２１　成長防止層
　１３０　結晶成長シード領域
　１３１　凹凸構造１３１
　１３２　頂部領域
　２００　開口部
　２１０　２１１　凹部
　２２０　側面
　３１０　３２０　３３０　再成長窒化物半導体層
　３１０ｂ　３２０ｂ　３３０ｂ　横方向成長領域
　３２０ａ　３３０ａ　縦方向成長領域
　４００　４１０　４２０　結合部
　５００　５１０　５２０　凹凸加工基板
　６００　６１０　６２０　ヘテロ窒化物半導体基板
　２０００　樹脂層
　２２００　支持部材
　２４００　反射部材

Claims (10)

  1. 　ｍ面を主面とし、ａ軸に対して０度以上１０度以下の範囲に延伸する窒化物半導体からなる複数の結晶成長シード領域と、
    　前記複数の結晶成長シード領域の各々からｃ軸方向に拡がった窒化物半導体からなる横方向成長領域と
    を備え、
    　前記複数の結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）は、２０μｍ以上であることを特徴とする窒化物半導体構造。
  2. 　前記複数の結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）は、５０μｍ以上であることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体構造。
  3. 　前記複数の結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）は、１００μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体構造。
  4. 　前記横方向成長領域のｍ軸は、前記結晶成長シード領域のｍ軸に対して、前記窒化物半導体のａ軸方向に向かって角度α傾斜しており、
    　前記角度αは０よりも大きな角度であり、
    　ここで前記角度αは、スポット径の小さい微小領域ｘ線回折装置により前記結晶成長シード領域と前記横方向成長領域を区分して評価することによって算出される角度であることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体構造。
  5. 　前記横方向成長領域のｍ軸は、前記結晶成長シード領域のｍ軸に対して、前記窒化物半導体のａ軸方向に向かって角度α傾斜しており、
    　前記角度αは０度よりも大きく、かつ０．３５度以下であり、
    　ここで前記角度αは、窒化物半導体層のａ軸方向に平行にｘ線を入射し、成長用基板の回折ピーク位置を基準として、横方向成長領域の窒化物半導体層と結晶成長シード領域の窒化物半導体層の回折ピーク位置の差異を、ｘ線逆格子マッピング法によって検出することによって算出される角度であることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体構造。
  6. 　ｍ面を主面とするサファイア基板と、
    　前記サファイア基板上に形成され、ｍ面を主面とし、ａ軸に対して０度以上１０以下の範囲に延伸する窒化物半導体からなる複数の結晶成長シード領域と、
    　前記複数の結晶成長シード領域の各々からｃ軸方向に拡がった窒化物半導体からなる横方向成長領域と
    を備え、
    　前記複数の結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）は、２０μｍ以上であることを特徴とする窒化物半導体構造。
  7. 　前記複数の結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）は、５０μｍ以上であることを特徴とする請求項６に記載の窒化物半導体構造。
  8. 　前記複数の結晶成長シード領域が隣り合う間隔（Ｓ幅）は、１００μｍ以下であることを特徴とする請求項６に記載の窒化物半導体構造。
  9. 　前記結晶成長シード領域のｍ軸は、前記サファイア基板のｍ軸に対して、前記窒化物半導体のａ軸方向に向かって角度β１傾斜しており、
    　前記横方向成長領域のｍ軸は、前記サファイア基板のｍ軸に対して、前記窒化物半導体のａ軸方向に向かって角度β２傾斜しており、
    　前記角度β２は前記角度β１よりも大きい角度であり、
    　ここで前記角度β１、β２は、スポット径の小さい微小領域ｘ線回折装置により前記結晶成長シード領域と前記横方向成長領域を区分して評価することによって算出される角度であることを特徴とする請求項６に記載の窒化物半導体構造。
  10. 　前記結晶成長シード領域のｍ軸は、前記サファイア基板のｍ軸に対して、窒化物半導体のａ軸方向に向かって角度β１傾斜しており、
    　前記横方向成長領域のｍ軸は、前記サファイア基板のｍ軸に対して、窒化物半導体のａ軸方向に向かって角度β２傾斜しており、
    　前記角度β２は前記角度β１よりも大きい角度であり、
    　前記角度β２－前記角度β１を角度αとすると、
    　前記角度αは０度よりも大きく、かつ０．３５度以下であり、
    　ここで前記角度β１および前記角度β２は、窒化物半導体層のａ軸方向に平行にｘ線を入射し、前記サファイア基板の回折ピーク位置を基準として、横方向成長領域の窒化物半導体層の回折ピーク位置を、ｘ線逆格子マッピング法によって検出することによって算出される角度であることを特徴とする請求項６に記載の窒化物半導体構造。
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