JP5375392B2 - Gallium nitride based semiconductor optical device and method for fabricating gallium nitride based semiconductor optical device - Google Patents

Gallium nitride based semiconductor optical device and method for fabricating gallium nitride based semiconductor optical device Download PDF

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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a GaN-based semiconductor optical device capable of preventing the deterioration of light emission characteristics caused by indium segregation in an active layer. <P>SOLUTION: In the GaN-based semiconductor optical device 11a, the principal plane 13a of a template 13 tilts from a surface perpendicular to a reference axis Cx that extends along the c-axis of this first GaN-based semiconductor in the direction of the m-axis of the first GaN-based semiconductor with the tilt angle in the range of &ge;63 degrees and less than 80 degrees. A GaN-based based semiconductor epitaxial region 15 is formed on the principal plane 13a. An active layer 17 is formed on the GaN-based based semiconductor epitaxial region 15. The active layer 17 includes at least one semiconductor epitaxial layer 19 composed of InGaN. The direction of the film thickness of the semiconductor epitaxial layer 19 tilts toward the reference axis Cx. This reference axis Cx is directed toward the direction of the axis [0001] of the first GaN-based semiconductor. <P>COPYRIGHT: (C)2011,JPO&amp;INPIT

Description

本発明は、GaN系半導体光素子、及びGaN系半導体光素子を作製する方法に関する。   The present invention relates to a GaN-based semiconductor optical device and a method for manufacturing a GaN-based semiconductor optical device.

特許文献1には、III−V族窒化物系半導体自立基板を製造する方法が記載されている。この方法によれば、III−V族窒化物系半導体のエピタキシャル成長に好適な所定のオフ角を有するIII−V族窒化物系半導体自立基板を製造できる。c面からa軸方向またはm軸方向に0.07度〜20度の角度で傾いた表面を持つサファイア基板上にIII−V族窒化物系半導体単結晶のエピタキシャル層を成長した後に、エピタキシャル層を前記異種基板から剥離する。   Patent Document 1 describes a method for manufacturing a group III-V nitride semiconductor free-standing substrate. According to this method, a group III-V nitride semiconductor free-standing substrate having a predetermined off angle suitable for epitaxial growth of a group III-V nitride semiconductor can be manufactured. After growing an epitaxial layer of a group III-V nitride semiconductor single crystal on a sapphire substrate having a surface inclined at an angle of 0.07 to 20 degrees in the a-axis direction or the m-axis direction from the c-plane, the epitaxial layer Is peeled from the dissimilar substrate.

特許文献2には、異種基板上に形成される窒化ガリウム系半導体層からなる窒化物半導体発光素子が記載されている。基板にバッファ層を介して形成される。n型半導体層にエッチッグ加工を行ってC面に対して異なるA面の面方位の表面を形成する。A面及びC面に接合させて活性層を成長する。2種の面方位で接する活性層を形成するとき、成長速度の差により量子井戸の幅(活性層)の膜厚が互いに異なるものになる。これ故に、発光波長のピークが異なる複数色の発色が得られる。   Patent Document 2 describes a nitride semiconductor light-emitting element composed of a gallium nitride-based semiconductor layer formed on a heterogeneous substrate. It is formed on the substrate via a buffer layer. Etch processing is performed on the n-type semiconductor layer to form a surface having a plane orientation different from the C plane. An active layer is grown by bonding to the A plane and the C plane. When an active layer in contact with two kinds of plane orientations is formed, the thickness of the quantum well width (active layer) differs from each other due to the difference in growth rate. Therefore, a plurality of colors can be obtained with different emission wavelength peaks.

特許文献3には、窒化物半導体と異なる材料よりなる異種基板上に窒化物半導体を成長した後に、この窒化物半導体に部分的に凹部を形成する。凹部側面に窒化物半導体の横方向の成長が可能な面を露出させた後に、該窒化物半導体上に別の窒化物半導体を成長する。この別の窒化物半導体上に、n型窒化物半導体、活性層及びp型窒化物半導体を成長する。   In Patent Document 3, after a nitride semiconductor is grown on a different substrate made of a material different from that of the nitride semiconductor, a concave portion is partially formed in the nitride semiconductor. After exposing the surface on which the lateral growth of the nitride semiconductor can be performed on the side surface of the recess, another nitride semiconductor is grown on the nitride semiconductor. An n-type nitride semiconductor, an active layer, and a p-type nitride semiconductor are grown on the other nitride semiconductor.

非特許文献1及び2には、ピエゾ電界の計算について記載されている。   Non-Patent Documents 1 and 2 describe the calculation of the piezoelectric field.

特開2005−343713号公報JP 2005-343713 A 特開2005−129905号公報JP 2005-129905 A 特開2005−20034号公報Japanese Patent Laid-Open No. 2005-20034

Japanese Journal of Applied Physics vol.39 (2000) pp.413Japanese Journal of Applied Physics vol.39 (2000) pp.413 Journal of Applied Physics vol.91 No.12 (2002) pp.9904Journal of Applied Physics vol.91 No.12 (2002) pp.9904

発明者らの知見によれば、上記の特許文献の方法とは異なる基板、例えば自立GaN基板上に長波長の発光素子を作製するとき、GaN基板の表面の面方位を調整することができる。現時点において、自立GaN基板のコストが高く、また自立GaN基板のサイズを大口径にすることは容易ではない。さらに、所望の面方位を有する実用的なサイズの自立GaN基板を得ることを多大なる技術開発を必要とする。   According to the knowledge of the inventors, when a light emitting element having a long wavelength is produced on a substrate different from the method of the above-mentioned patent document, for example, a self-standing GaN substrate, the plane orientation of the surface of the GaN substrate can be adjusted. At present, the cost of the free-standing GaN substrate is high, and it is not easy to increase the size of the free-standing GaN substrate. Furthermore, a great deal of technological development is required to obtain a practically sized free-standing GaN substrate having a desired plane orientation.

特許文献1のようにc面から5度〜20度程度の角度で傾斜した結晶面は、所望のインジウム取り込み性能を示さない。これ故に、長波長の発光を提供できるインジウム組成を得るために、InGaN層の成長温度を下げる必要がある。成長温度の低下は、InGaN層の高品質化を困難にする。   A crystal plane inclined at an angle of about 5 degrees to 20 degrees from the c-plane as in Patent Document 1 does not exhibit desired indium uptake performance. Therefore, it is necessary to lower the growth temperature of the InGaN layer in order to obtain an indium composition that can provide long-wavelength light emission. Lowering the growth temperature makes it difficult to improve the quality of the InGaN layer.

特許文献2のようにa面といった無極性面上では、成長表面のステップ密度は小さく、テラスが大きい。この面方位のインジウム取り込み性能は優れるけれども、Inの偏析が起こりやすく、In偏析の可能性は、大きなインジウム組成において高まる。   On a nonpolar surface such as a-plane as in Patent Document 2, the step density on the growth surface is small and the terrace is large. Although the indium uptake performance in this plane orientation is excellent, In segregation is likely to occur, and the possibility of In segregation increases with a large indium composition.

一方、GaN系半導体光素子の発光は、広い波長範囲で変更可能である。発光層には、インジウムを含むGaN系半導体層を用いることができる。発光波長の変更は、発光層におけるインジウム組成を調整することによって行われる。このGaN系半導体層の一つとして、例えばInGaNが挙げられる。InGaNは強い非混和性を示し、このため、InGaN成長においては自発的にIn組成の揺らぎが生じ、Inの偏析が起こる。Inの偏析は、InGaNだけでなく、この他のインジウム含有のGaN系半導体でも観測される。また、Inの偏析は、発光波長の変更のためにIn組成を増加させるとき、顕著である。   On the other hand, the light emission of the GaN-based semiconductor optical device can be changed in a wide wavelength range. As the light emitting layer, a GaN-based semiconductor layer containing indium can be used. The emission wavelength is changed by adjusting the indium composition in the light emitting layer. One example of this GaN-based semiconductor layer is InGaN. InGaN exhibits strong immiscibility. For this reason, in the InGaN growth, the In composition fluctuates spontaneously, and In segregates. In segregation is observed not only in InGaN but also in other indium-containing GaN-based semiconductors. Further, In segregation is remarkable when the In composition is increased due to the change of the emission wavelength.

発光層におけるInの偏析は、例えば半導体レーザではしきい値電流を増加させる。また、発光層におけるInの偏析は、例えば発光ダイオードでは面発光の不均一の原因となる。故に、いずれの発光素子においても、In偏析を低減することが望ましい。   The segregation of In in the light emitting layer increases the threshold current in a semiconductor laser, for example. In addition, segregation of In in the light emitting layer causes uneven surface emission in, for example, a light emitting diode. Therefore, it is desirable to reduce In segregation in any light emitting element.

発明者らは、異種基板上にInGaN系発光素子を作製することを検討している。異種基板上のc面GaNにおいて所望のInGaN井戸層を得るためには、井戸層のインジウム組成を調整する。InGaN層の結晶品質は、In組成の増加と伴って低下して、この結果、発光強度の低下及び発光スペクトル半値幅の増大になる。   The inventors are examining the production of InGaN-based light-emitting elements on different substrates. In order to obtain a desired InGaN well layer in c-plane GaN on a heterogeneous substrate, the indium composition of the well layer is adjusted. The crystal quality of the InGaN layer decreases with an increase in In composition, resulting in a decrease in emission intensity and an increase in emission spectrum half width.

本発明は、上記の事情を鑑みて為されたものであり、窒化ガリウム系半導体と異なる材料の異種基板上に設けられ、In偏析による発光特性の低下を抑制可能な窒化ガリウム系半導体発光素子を提供することを目的とし、またこの窒化ガリウム系半導体発光素子を作製する方法を提供することを目的とする。   The present invention has been made in view of the above circumstances, and is a gallium nitride semiconductor light-emitting element that is provided on a heterogeneous substrate made of a material different from that of a gallium nitride semiconductor and can suppress a decrease in light emission characteristics due to In segregation. An object of the present invention is to provide a method for manufacturing this gallium nitride based semiconductor light emitting device.

本発明の一側面に係る窒化ガリウム系半導体光素子は、(a)窒化ガリウム系半導体と異なる材料から成る主面を有する支持体と、開口を有し前記主面を覆うマスクと、該マスクの前記開口において前記主面に設けられ第1及び第2の側面を有する凹部と、前記第2の側面を覆う絶縁体と、前記第1及び第2の側面上に設けられると共に前記マスクを埋め込む半導体領域とを含むテンプレートと、(b)前記テンプレート上に設けられた窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域と、(c)前記窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域上に設けられ、活性層のための半導体エピタキシャル層とを備える。前記半導体領域は、第1の窒化ガリウム系半導体からなり、該第1の窒化ガリウム系半導体のc軸方向は前記第1の側面の方位によって規定され、前記テンプレートの前記半導体領域の主面は、該第1の窒化ガリウム系半導体のc軸に沿って延びる基準軸に直交する面から該第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜しており、前記第1の側面は、前記支持体の前記主面に対して傾斜しており、前記支持体の前記主面と前記第1の側面との交差角は、63度以上80度未満の範囲にあり、前記第2の側面は、前記支持体の前記主面に対して傾斜しており、前記半導体エピタキシャル層は、構成元素としてインジウムを含む第2の窒化ガリウム系半導体からなり、前記第2の窒化ガリウム半導体のc軸は前記半導体領域の前記主面の法線軸に対して傾斜しており、前記基準軸の向きは、前記第1の窒化ガリウム系半導体の[0001]軸及び[000−1]軸のいずれかの方向である。   A gallium nitride based semiconductor optical device according to one aspect of the present invention includes (a) a support having a main surface made of a material different from that of a gallium nitride based semiconductor, a mask having an opening and covering the main surface, A recess provided on the main surface in the opening and having first and second side surfaces, an insulator covering the second side surface, and a semiconductor provided on the first and second side surfaces and embedding the mask A template including a region, (b) a gallium nitride based semiconductor epitaxial region provided on the template, and (c) a semiconductor epitaxial layer provided on the gallium nitride based semiconductor epitaxial region for an active layer. Prepare. The semiconductor region is made of a first gallium nitride semiconductor, the c-axis direction of the first gallium nitride semiconductor is defined by the orientation of the first side surface, and the main surface of the semiconductor region of the template is The first gallium nitride semiconductor is inclined at an inclination angle ranging from 63 degrees to less than 80 degrees in the direction of the m axis of the first gallium nitride semiconductor from a plane orthogonal to the reference axis extending along the c axis. The first side surface is inclined with respect to the main surface of the support, and an intersection angle between the main surface of the support and the first side surface is 63 degrees or more and less than 80 degrees. The second side surface is inclined with respect to the main surface of the support, and the semiconductor epitaxial layer is made of a second gallium nitride-based semiconductor containing indium as a constituent element, Second gallium nitride semiconductor The axis is inclined with respect to the normal axis of the main surface of the semiconductor region, and the direction of the reference axis is either the [0001] axis or the [000-1] axis of the first gallium nitride semiconductor. Direction.

この窒化ガリウム系半導体光素子によれば、支持体の主面が第1の側面に対して63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜すると共に絶縁体が第2の側面を覆うので、第2の側面上の絶縁膜、第1の側面、及びマスクを埋め込むように半導体領域を支持体上に設けるとき、半導体領域の主面もまた、第1の窒化ガリウム系半導体のc軸に沿って延びる基準軸に直交する面から第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜する。上記の傾斜角のテンプレートでは、その半導体領域の主面のモフォロジも、幅の狭い複数のテラスからなる。また、テンプレート上にはGaN系半導体エピタキシャル領域が設けられているので、GaN系半導体エピタキシャル領域は、テンプレートの半導体領域の結晶軸を引き継ぐ。これ故に、GaN系半導体エピタキシャル領域は、そのc軸に沿って延びる基準軸に直交する面からm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の角度で傾斜する平面に沿って延在する。したがって、GaN系半導体エピタキシャル領域の主面のモフォロジも幅の狭い複数のテラスを有する。このテラス配列はマイクロステップを構成する。上記の角度範囲においてテラス幅が狭いので、複数のテラスにわたってIn組成の不均一は生じにくい。故に、In偏析に起因する発光特性の低下が抑制される。また、テラス構造がc軸からの傾斜角によって規定されるので、該傾斜角が第1のGaN系半導体の{0001}面を基準に規定されるテンプレート、及び該傾斜角が第1のGaN系半導体の{000−1}面を基準に規定されるテンプレートのいずれにおいても、発光特性の低下が抑制される。つまり、基準軸が第1のGaN系半導体の[0001]軸及び[000−1]軸のいずれかの方向に向いていても、発光特性の低下が抑制される。   According to this gallium nitride based semiconductor optical device, the main surface of the support is inclined at an inclination angle in the range of not less than 63 degrees and less than 80 degrees with respect to the first side surface, and the insulator covers the second side surface. When the semiconductor region is provided on the support so as to embed the insulating film on the second side surface, the first side surface, and the mask, the main surface of the semiconductor region also extends along the c-axis of the first gallium nitride semiconductor. The first gallium nitride semiconductor is inclined at an inclination angle ranging from 63 degrees to less than 80 degrees in the direction of the m-axis of the first gallium nitride semiconductor from a plane orthogonal to the extending reference axis. In the template having the above inclination angle, the morphology of the main surface of the semiconductor region is also composed of a plurality of narrow terraces. Also, since the GaN-based semiconductor epitaxial region is provided on the template, the GaN-based semiconductor epitaxial region takes over the crystal axis of the template semiconductor region. Therefore, the GaN-based semiconductor epitaxial region extends along a plane inclined at an angle in the range of 63 degrees or more and less than 80 degrees in the m-axis direction from a plane orthogonal to the reference axis extending along the c-axis. Therefore, the morphology of the main surface of the GaN-based semiconductor epitaxial region also has a plurality of terraces with a narrow width. This terrace arrangement constitutes a microstep. Since the terrace width is narrow in the above angle range, nonuniformity of the In composition is unlikely to occur over a plurality of terraces. Therefore, a decrease in light emission characteristics due to In segregation is suppressed. Further, since the terrace structure is defined by an inclination angle from the c-axis, a template in which the inclination angle is defined with reference to the {0001} plane of the first GaN-based semiconductor, and the inclination angle is the first GaN-based In any of the templates that are defined based on the {000-1} plane of the semiconductor, the deterioration of the light emission characteristics is suppressed. In other words, even if the reference axis is oriented in either the [0001] axis or the [000-1] axis of the first GaN-based semiconductor, a decrease in light emission characteristics is suppressed.

本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子では、前記半導体領域の前記主面は、該第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に前記基準軸に直交する面から70度以上の角度で傾斜していることが好ましい。このGaN系半導体光素子では、この角度範囲の基板主面は、更に幅の狭い複数のテラスを有する。故に、In偏析が低減される。   In the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the main surface of the semiconductor region is inclined at an angle of 70 degrees or more from the plane perpendicular to the reference axis in the m-axis direction of the first gallium nitride based semiconductor. It is preferable. In this GaN-based semiconductor optical device, the substrate main surface in this angular range has a plurality of terraces that are narrower. Therefore, In segregation is reduced.

本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子では、前記半導体領域の前記主面は、該第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に前記基準軸に直交する面から71度以上79度以下の角度で傾斜していることが好ましい。このGaN系半導体光素子によれば、ステップ端成長とテラス上成長のバランスが良好である。故に、In偏析が低減される。   In the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the main surface of the semiconductor region is 71 degrees or greater and 79 degrees or less from a plane perpendicular to the reference axis in the m-axis direction of the first gallium nitride based semiconductor. It is preferable to be inclined at an angle. According to this GaN-based semiconductor optical device, the balance between step end growth and growth on the terrace is good. Therefore, In segregation is reduced.

本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子では、前記第1の窒化ガリウム系半導体のa軸方向のオフ角は有限の値であり、また−3度以上+3度以下の範囲にあることができる。このGaN系半導体光素子によれば、a軸方向のオフ角は、エピタキシャル領域の表面モフォロジを良好にすると共に、In偏析が低減される。   In the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the off angle in the a-axis direction of the first gallium nitride based semiconductor may be a finite value, and may be in the range of −3 degrees to +3 degrees. According to this GaN-based semiconductor optical device, the off angle in the a-axis direction improves the surface morphology of the epitaxial region and reduces In segregation.

本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子は、前記活性層上に設けられた第2導電型窒化ガリウム系半導体層を備えることができる。前記窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域は、第1導電型窒化ガリウム系半導体層を含み、前記活性層は、所定の軸の方向に交互に配置された井戸層及び障壁層を含み、前記井戸層は前記半導体エピタキシャル層からなると共に、前記障壁層は窒化ガリウム系半導体からなり、前記半導体エピタキシャル層は、歪みを内包するInGaNからなり、前記第1導電型窒化ガリウム系半導体層、前記活性層及び前記第2導電型ガリウム系半導体層は、前記所定の軸の方向に配列されると共に、前記基準軸の方向は前記所定の軸の方向と異なる。   The gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention may include a second conductivity type gallium nitride based semiconductor layer provided on the active layer. The gallium nitride based semiconductor epitaxial region includes a first conductivity type gallium nitride based semiconductor layer, the active layer includes well layers and barrier layers alternately arranged in a predetermined axis direction, and the well layer includes the well layer The barrier layer is made of a gallium nitride based semiconductor, the semiconductor epitaxial layer is made of InGaN containing a strain, the first conductivity type gallium nitride based semiconductor layer, the active layer, and the second layer The conductive gallium-based semiconductor layers are arranged in the direction of the predetermined axis, and the direction of the reference axis is different from the direction of the predetermined axis.

このGaN系半導体光素子によれば、小さいIn偏析は、単層膜からなる半導体エピタキシャル層だけでなく、量子井戸構造の活性層において達成される。   According to this GaN-based semiconductor optical device, small In segregation is achieved not only in a semiconductor epitaxial layer composed of a single layer film but also in an active layer having a quantum well structure.

本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子では、前記活性層は、370nm以上である発光波長を生成するように設けられることが好ましい。このGaN系半導体光素子によれば、370nm以上の発光波長を発生する活性層を達成するインジウム組成の範囲において、In偏析を小さくできる。また、前記活性層は、650nm以下である発光波長を生成するように設けられることが好ましい。このGaN系半導体光素子によれば、650nm以上の発光波長を発生する活性層では、半導体エピタキシャル層のインジウム組成が大きいので、所望の結晶品質の半導体エピタキシャル層が得られにくい。   In the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the active layer is preferably provided so as to generate an emission wavelength of 370 nm or more. According to this GaN-based semiconductor optical device, In segregation can be reduced in the range of the indium composition that achieves an active layer that generates an emission wavelength of 370 nm or more. Moreover, it is preferable that the said active layer is provided so that the light emission wavelength which is 650 nm or less may be produced | generated. According to this GaN-based semiconductor optical device, in the active layer that generates an emission wavelength of 650 nm or more, the semiconductor epitaxial layer has a large indium composition, so that it is difficult to obtain a semiconductor epitaxial layer having a desired crystal quality.

本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子では、前記活性層は480nm以上である発光波長を生成するように設けられていることが好ましい。また、本発明に係るGaN系半導体光素子では、前記活性層は600nm以下である発光波長を生成するように設けられていることが好ましい。このGaN系半導体光素子によれば、In偏析が低減される。また、63度以上80度未満の範囲の傾斜角は、480nm以上で600nm以下の発光波長の範囲において有効である。   In the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the active layer is preferably provided so as to generate an emission wavelength of 480 nm or more. In the GaN-based semiconductor optical device according to the present invention, the active layer is preferably provided so as to generate an emission wavelength of 600 nm or less. According to this GaN-based semiconductor optical device, In segregation is reduced. An inclination angle in the range of 63 degrees to less than 80 degrees is effective in the emission wavelength range of 480 nm to 600 nm.

本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子では、前記半導体領域の前記主面は、該第1の窒化ガリウム系半導体の{20−21}面及び{20−2−1}面のいずれかから−3度以上+3度以下の範囲の角度で傾斜した半導体面であることができる。この窒化ガリウム系半導体光素子によれば、{20−21}面及び{20−2−1}面は、基準軸に直交する面から約75度で傾斜している。この角度近傍で良好な発光特性を示している。また、本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子では、前記半導体領域の前記主面は、該第1の窒化ガリウム系半導体の{20−21}面及び{20−2−1}面のいずれかの半導体面であることができる。これらの面方位では、In偏析が低減される。   In the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the main surface of the semiconductor region is from either the {20-21} plane or the {20-2-1} plane of the first gallium nitride based semiconductor. The semiconductor surface may be inclined at an angle in a range of 3 degrees to 3 degrees. According to this gallium nitride based semiconductor optical device, the {20-21} plane and the {20-2-1} plane are inclined at about 75 degrees from the plane orthogonal to the reference axis. Good light emission characteristics are shown in the vicinity of this angle. In the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the main surface of the semiconductor region is either the {20-21} plane or the {20-2-1} plane of the first gallium nitride based semiconductor. It can be a semiconductor surface. In these plane orientations, In segregation is reduced.

本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子は、前記基準軸は前記[0001]軸の方向に向いている。或いは、本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子は、前記基準軸は前記[000−1]軸の方向に向いている。   In the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the reference axis is in the direction of the [0001] axis. Alternatively, in the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the reference axis is in the direction of the [000-1] axis.

本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子では、前記テンプレートの前記半導体層はInAlGa1−S−TN(0≦S≦1、0≦T≦1、0≦S+T<1)からなることができる。また、本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子では、前記テンプレートの前記半導体層はGaNからなることが好ましい。この窒化ガリウム系半導体光素子によれば、GaNは、二元化合物であるGaN系半導体であるので、良好な結晶品質と安定した半導体主面とが提供される。 In the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the semiconductor layer of the template is made of In S Al T Ga 1- STN (0 ≦ S ≦ 1, 0 ≦ T ≦ 1, 0 ≦ S + T <1). Can be. In the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the semiconductor layer of the template is preferably made of GaN. According to this gallium nitride based semiconductor optical device, since GaN is a GaN based semiconductor that is a binary compound, good crystal quality and a stable semiconductor main surface are provided.

本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子では、前記基板の前記主面の表面モフォロジは複数のマイクロステップを有する。該マイクロステップの主要な構成面は、少なくともm面及び{10−11}面を含む。このGaN系半導体光素子では、上記の構成面及びステップ端においては、Inの取り込みが良好である。また、In偏析が低減される。   In the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the surface morphology of the main surface of the substrate has a plurality of microsteps. The main constituent surfaces of the microstep include at least an m-plane and a {10-11} plane. In this GaN-based semiconductor optical device, the incorporation of In is good at the above-described configuration surface and step end. In addition, In segregation is reduced.

本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子では、前記支持体は、スピネル、サファイア、酸化亜鉛、炭化シリコン、シリコン及び酸化ガリウムのいずれかからなることができる。この窒化ガリウム系半導体光素子によれば、これらの材料は、63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜する主面の半導体領域をテンプレートに提供できる。   In the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the support may be made of any one of spinel, sapphire, zinc oxide, silicon carbide, silicon and gallium oxide. According to this gallium nitride based semiconductor optical device, these materials can provide the template with the semiconductor region of the main surface inclined at an inclination angle in the range of 63 degrees or more and less than 80 degrees.

本発明に係る窒化ガリウム系半導体光素子は、前記半導体領域は、前記凹部の前記第1の側面上において前記第1の窒化ガリウム系半導体のc軸方向にエピタキシャルに成長されたエピタキシャル膜である。この窒化ガリウム系半導体光素子によれば、支持体の第1の側面と支持体の主面との成す角度によって、半導体領域の主面に面方位が規定される。   In the gallium nitride based semiconductor optical device according to the present invention, the semiconductor region is an epitaxial film grown epitaxially in the c-axis direction of the first gallium nitride based semiconductor on the first side surface of the recess. According to this gallium nitride based semiconductor optical device, the plane orientation is defined on the main surface of the semiconductor region by the angle formed by the first side surface of the support and the main surface of the support.

本発明の別の側面は、窒化ガリウム系半導体光素子を作製する方法である。この方法は、(a)窒化ガリウム系半導体と異なる材料から成る主面を有する支持体と、開口を有し前記主面を覆うマスクと、該マスクの前記開口において前記主面に設けられ第1及び第2の側面を有する凹部と、前記第2の側面を覆う絶縁体と、前記第1及び第2の側面上に設けられると共に前記マスクを埋め込む半導体領域とを含むテンプレートを準備する工程と、(b)前記主面上に、窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域を成長する工程と、(c)前記窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域の主面上に、活性層のための半導体エピタキシャル層を形成する工程とを備える。前記半導体領域は、第1の窒化ガリウム系半導体からなり、前記テンプレートの前記半導体領域の主面は、該第1の窒化ガリウム系半導体のc軸に沿って延びる基準軸に直交する面から該第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜しており、前記支持体の前記主面と前記第1の側面と交差角は63度以上80度未満の範囲にあり、前記第1の側面は、前記支持体の前記主面に対して傾斜しており、前記第2の側面は、前記支持体の前記主面に対して傾斜しており、前記半導体エピタキシャル層は、構成元素としてインジウムを含む第2の窒化ガリウム系半導体からなり、前記第2の窒化ガリウム半導体のc軸は前記半導体領域の前記主面の法線軸に対して傾斜しており、前記半導体エピタキシャル層は第2の窒化ガリウム系半導体からなり、前記第2の窒化ガリウム系半導体は構成元素としてインジウムを含み、前記第2の窒化ガリウム系半導体のc軸は前記基準軸に対して傾斜しており、前記基準軸は、前記第1の窒化ガリウム系半導体の[0001]軸及び[000−1]軸のいずれかの方向に向いている。   Another aspect of the present invention is a method for fabricating a gallium nitride based semiconductor optical device. This method includes (a) a support having a main surface made of a material different from that of a gallium nitride based semiconductor, a mask having an opening and covering the main surface, and a first surface provided on the main surface in the opening of the mask. And providing a template including a recess having a second side surface, an insulator covering the second side surface, and a semiconductor region provided on the first and second side surfaces and embedding the mask; (B) growing a gallium nitride based semiconductor epitaxial region on the main surface; and (c) forming a semiconductor epitaxial layer for an active layer on the main surface of the gallium nitride based semiconductor epitaxial region. Is provided. The semiconductor region is made of a first gallium nitride-based semiconductor, and the main surface of the template semiconductor region is formed from a surface orthogonal to a reference axis extending along the c-axis of the first gallium nitride-based semiconductor. The gallium nitride semiconductor 1 is inclined at an inclination angle in a range of 63 degrees or more and less than 80 degrees in the m-axis direction, and an intersection angle between the main surface of the support and the first side surface is 63 degrees or more and 80 degrees. The first side surface is inclined with respect to the main surface of the support body, and the second side surface is inclined with respect to the main surface of the support body. The semiconductor epitaxial layer is made of a second gallium nitride semiconductor containing indium as a constituent element, and the c-axis of the second gallium nitride semiconductor is inclined with respect to the normal axis of the main surface of the semiconductor region. The semiconductor epitaxy The layer is made of a second gallium nitride based semiconductor, the second gallium nitride based semiconductor contains indium as a constituent element, and the c-axis of the second gallium nitride based semiconductor is inclined with respect to the reference axis. The reference axis is directed to either the [0001] axis or the [000-1] axis of the first gallium nitride semiconductor.

この方法によれば、支持体の主面が第1の側面に対してm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜すると共に絶縁体が第2の側面を覆うので、半導体領域が、第2の側面上の絶縁膜、第1の側面、及びマスクを埋め込むように支持体上に成長される。これ故に、半導体領域の主面もまた、該第1の窒化ガリウム系半導体のc軸に沿って延びる基準軸に直交する面から該第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜する。半導体領域の主面が上記の傾斜角を成すとき、半導体領域の主面は、幅の狭い複数のテラスからなる。また、半導体領域の主面上には窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域が設けられているので、窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域の結晶軸は、半導体領域の結晶軸を引き継ぐ。これ故に、窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域の主面も、そのc軸に沿って延びる基準軸からm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の角度で傾斜している。したがって、窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域の主面も幅の狭い複数のテラスを有する。これらのテラスの配列により、マイクロステップが構成される。上記の角度範囲ではテラスの幅が狭い。狭いテラス幅ゆえに、各テラスに付着したIn原子のマイグレーションによる移動が妨げられる。故に、複数のテラスにわたってIn組成の不均一は生じにくい。したがって、In偏析による発光特性の低下が抑制される。また、テラス構造がc軸からの傾斜角によって規定されるので、第1のGaN系半導体の{0001}面を基準に規定されるテンプレート及び第1のGaN系半導体の{000−1}面を基準に規定されるテンプレートのいずれにおいても、発光特性の低下が抑制される。つまり、基準軸の方向が第1の窒化ガリウム系半導体の[0001]軸及び[000−1]軸のいずれかの方向であるとき、発光特性の低下が抑制される。   According to this method, the main surface of the support body is inclined with respect to the first side surface in the m-axis direction at an inclination angle in the range of not less than 63 degrees and less than 80 degrees, and the insulator covers the second side surface. A semiconductor region is grown on the support to embed the insulating film on the second side, the first side, and the mask. Therefore, the main surface of the semiconductor region is also 63 degrees or more in the direction of the m-axis of the first gallium nitride semiconductor from the plane orthogonal to the reference axis extending along the c-axis of the first gallium nitride semiconductor. Tilt at an inclination angle in the range of less than 80 degrees. When the main surface of the semiconductor region forms the above-described inclination angle, the main surface of the semiconductor region is composed of a plurality of narrow terraces. Further, since the gallium nitride based semiconductor epitaxial region is provided on the main surface of the semiconductor region, the crystal axis of the gallium nitride based semiconductor epitaxial region takes over the crystal axis of the semiconductor region. Therefore, the main surface of the gallium nitride based semiconductor epitaxial region is also inclined at an angle in the range of 63 degrees to less than 80 degrees in the m-axis direction from the reference axis extending along the c-axis. Accordingly, the main surface of the gallium nitride based semiconductor epitaxial region also has a plurality of narrow terraces. A microstep is constituted by the arrangement of these terraces. In the above angle range, the terrace is narrow. Because of the narrow terrace width, the migration of In atoms attached to each terrace is hindered. Therefore, nonuniformity of the In composition hardly occurs over a plurality of terraces. Therefore, a decrease in light emission characteristics due to In segregation is suppressed. Further, since the terrace structure is defined by the inclination angle from the c-axis, the template defined on the basis of the {0001} plane of the first GaN-based semiconductor and the {000-1} plane of the first GaN-based semiconductor In any of the templates stipulated in the reference, the deterioration of the light emission characteristics is suppressed. That is, when the direction of the reference axis is one of the [0001] axis and the [000-1] axis of the first gallium nitride semiconductor, a decrease in light emission characteristics is suppressed.

本発明に係る方法では、前記半導体領域の前記主面は、前記第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に前記基準軸に直交する面から70度以上の範囲の角度で傾斜していることが好ましい。この方法では、この角度範囲のテンプレート主面は、更に幅の狭い複数のテラスを有する。本発明に係る方法では、前記半導体領域の前記主面は、該第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に前記基準軸に直交する面から71度以上79度以下の角度で傾斜していることが好ましい。この窒化ガリウム系半導体光素子によれば、ステップ端成長とテラス上成長のバランスが良好である。   In the method according to the present invention, the main surface of the semiconductor region is inclined at an angle in a range of 70 degrees or more from a plane orthogonal to the reference axis in the m-axis direction of the first gallium nitride semiconductor. It is preferable. In this method, the template main surface in this angular range has a plurality of terraces that are narrower. In the method according to the present invention, the main surface of the semiconductor region is inclined at an angle of 71 degrees or more and 79 degrees or less from a plane orthogonal to the reference axis in the m-axis direction of the first gallium nitride semiconductor. Preferably it is. According to this gallium nitride based semiconductor optical device, the step edge growth and the growth on the terrace are well balanced.

本発明に係る方法では、前記活性層は、所定の軸の方向に交互に配置された井戸層及び障壁層を含む量子井戸構造を有しており、前記半導体エピタキシャル層は前記井戸層であり、前記障壁層は窒化ガリウム系半導体からなることが好ましい。当該方法は、前記半導体エピタキシャル層上に前記障壁層を形成する工程と、前記活性層上に、第2導電型窒化ガリウム系半導体層を成長する工程とを更に備えることができる。前記窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域は、第1導電型窒化ガリウム系半導体層を含み、前記第1導電型窒化ガリウム系半導体層、前記活性層及び前記第2導電型窒化ガリウム系半導体層は、所定の軸の方向に配列されると共に、前記基準軸の方向は前記所定の軸の方向と異なる。   In the method according to the present invention, the active layer has a quantum well structure including well layers and barrier layers alternately arranged in a predetermined axis direction, and the semiconductor epitaxial layer is the well layer, The barrier layer is preferably made of a gallium nitride based semiconductor. The method may further include a step of forming the barrier layer on the semiconductor epitaxial layer and a step of growing a second conductivity type gallium nitride based semiconductor layer on the active layer. The gallium nitride based semiconductor epitaxial region includes a first conductivity type gallium nitride based semiconductor layer, and the first conductivity type gallium nitride based semiconductor layer, the active layer, and the second conductivity type gallium nitride based semiconductor layer are predetermined Arranged in the direction of the axis, the direction of the reference axis is different from the direction of the predetermined axis.

この方法では、単層膜からなる半導体エピタキシャル層の成長だけでなく、量子井戸構造の活性層の成長においても、小さいIn偏析が達成されている。   In this method, small In segregation is achieved not only in the growth of a semiconductor epitaxial layer composed of a single layer film but also in the growth of an active layer having a quantum well structure.

本発明に係る方法では、前記第1の窒化ガリウム系半導体のa軸方向のオフ角は有限の値であり、また−3度以上+3度以下の範囲にあることが好ましい。この方法によれば、a軸方向からのオフ角により、良好な表面モフォロジのエピタキシャル領域を成長できる。   In the method according to the present invention, the off-angle in the a-axis direction of the first gallium nitride semiconductor is preferably a finite value, and is preferably in the range of −3 degrees to +3 degrees. According to this method, an epitaxial region having a good surface morphology can be grown by an off angle from the a-axis direction.

本発明に係る方法では、前記半導体領域の前記主面における前記傾斜角は、該第1の窒化ガリウム系半導体の{20−21}面及び{20−2−1}面のいずれかの結晶面から−3度以上+3度以下の範囲で分布している。この方法によれば、{20−21}面及び{20−2−1}面は、基準軸から75.09度で傾斜している。この角度近傍で良好な発光特性を示している。   In the method according to the present invention, the inclination angle of the main surface of the semiconductor region is the crystal plane of either the {20-21} plane or the {20-2-1} plane of the first gallium nitride semiconductor. From −3 degrees to +3 degrees. According to this method, the {20-21} plane and the {20-2-1} plane are inclined at 75.09 degrees from the reference axis. Good light emission characteristics are shown in the vicinity of this angle.

本発明に係る方法では、前記半導体領域はInAlGa1−S−TN(0≦S≦1、0≦T≦1、0≦S+T<1)からなることができる。また、本発明に係る方法では、前記半導体領域はGaNからなることが好ましい。この方法によれば、GaNは、二元化合物であるGaN系半導体であるので、良好な結晶品質と安定した半導体主面とが提供される。 In the method according to the present invention, the semiconductor region may be made of In S Al T Ga 1- STN (0 ≦ S ≦ 1, 0 ≦ T ≦ 1, 0 ≦ S + T <1). In the method according to the present invention, the semiconductor region is preferably made of GaN. According to this method, since GaN is a GaN-based semiconductor that is a binary compound, good crystal quality and a stable semiconductor main surface are provided.

本発明に係る方法では、前記半導体領域の前記主面の表面モフォロジは複数のマイクロステップを有しており、該マイクロステップの主要な構成面は、少なくともm面及び{10−11}面を含む。この方法では、上記の構成面及びステップ端においては、Inの取り込みが良好である。このため、Inの偏析が低減される。   In the method according to the present invention, the surface morphology of the main surface of the semiconductor region has a plurality of microsteps, and main constituent surfaces of the microstep include at least an m-plane and a {10-11} plane. . In this method, the incorporation of In is good at the above-described configuration surface and step end. For this reason, the segregation of In is reduced.

本発明に係る方法では、前記支持体は、スピネル、サファイア、酸化亜鉛、炭化シリコン、シリコン及び酸化ガリウムのいずれかからなることができる。この方法によれば、これらの材料は、63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜する主面の半導体領域をテンプレートに提供できる。   In the method according to the present invention, the support may be composed of any one of spinel, sapphire, zinc oxide, silicon carbide, silicon, and gallium oxide. According to this method, these materials can provide the template with a semiconductor region of the main surface inclined at an inclination angle in the range of 63 degrees or more and less than 80 degrees.

本発明に係る方法では、前記半導体領域は、前記凹部の前記第1の側面上において前記第2の側面に対して選択的に、前記第1の窒化ガリウム系半導体のc軸方向にエピタキシャル成長された半導体を含むことができる。この方法によれば、支持体の第1の側面と支持体の主面との交差角によって、半導体領域の主面に面方位を規定できる。   In the method according to the present invention, the semiconductor region is epitaxially grown in the c-axis direction of the first gallium nitride based semiconductor selectively on the first side surface of the recess with respect to the second side surface. Semiconductors can be included. According to this method, the plane orientation can be defined on the main surface of the semiconductor region by the intersection angle between the first side surface of the support and the main surface of the support.

本発明の上記の目的および他の目的、特徴、並びに利点は、添付図面を参照して進められる本発明の好適な実施の形態の以下の詳細な記述から、より容易に明らかになる。   The above and other objects, features, and advantages of the present invention will become more readily apparent from the following detailed description of preferred embodiments of the present invention, which proceeds with reference to the accompanying drawings.

以上説明したように、窒化ガリウム系半導体と異なる材料の異種基板上に設けられIn偏析による発光特性の低下を抑制可能な窒化ガリウム系半導体発光素子が提供される。また、本発明によれば、この窒化ガリウム系半導体発光素子を作製する方法が提供される。   As described above, a gallium nitride-based semiconductor light-emitting element that is provided on a different substrate made of a material different from that of a gallium nitride-based semiconductor and can suppress a decrease in light emission characteristics due to In segregation is provided. Further, according to the present invention, a method for producing this gallium nitride based semiconductor light emitting device is provided.

図1は、本実施の形態に係るGaN系半導体光素子の構造を概略的に示す図面である。FIG. 1 is a drawing schematically showing the structure of a GaN-based semiconductor optical device according to the present embodiment. 図2は、本実施の形態に係るGaN系半導体光素子の構造を概略的に示す図面である。FIG. 2 is a drawing schematically showing the structure of the GaN-based semiconductor optical device according to the present embodiment. 図3は、図1及び図2に示されたGaN系半導体光素子におけるテンプレートの構造を示す図面である。FIG. 3 is a diagram showing a template structure in the GaN-based semiconductor optical device shown in FIGS. 1 and 2. 図4は、テンプレートの作製における主要な工程を含む工程フローを示す図面である。FIG. 4 is a drawing showing a process flow including main processes in the production of a template. 図5は、テンプレートの作製における主要な工程を模式的に示す図面である。FIG. 5 is a drawing schematically showing main steps in the production of a template. 図6は、テンプレートの作製における主要な工程を模式的に示す図面である。FIG. 6 is a drawing schematically showing main steps in the production of a template. 図7は、所望の傾斜角のテンプレートを得るための異種基板の主面の傾斜角を模式的に示す図面である。FIG. 7 is a drawing schematically showing the inclination angle of the main surface of the dissimilar substrate for obtaining a template having a desired inclination angle. 図8は、実施例1に係るエピタキシャル基板E1、E2を示す図面である。FIG. 8 is a view showing epitaxial substrates E1 and E2 according to the first embodiment. 図9は、X線回折結果及び理論計算の結果を示す図面である。FIG. 9 is a drawing showing the results of X-ray diffraction and theoretical calculations. 図10は、本実施の形態に係るGaN系半導体光素子を作製する方法の主要な工程を示す図面である。FIG. 10 is a drawing showing the main steps of a method for producing a GaN-based semiconductor optical device according to this embodiment. 図11は、実施例2に係る発光ダイオード構造(LED1、LED2)を示す図面である。FIG. 11 is a view showing a light emitting diode structure (LED1, LED2) according to Example 2. 図12は、発光ダイオード構造LED1、LED2のエレクトロルミネッセンススペクトルを示す図面である。FIG. 12 is a diagram showing electroluminescence spectra of the light emitting diode structures LED1 and LED2. 図13は、エピタキシャル基板E3、E4におけるカソードルミネッセンス(CL)像を示す図面である。FIG. 13 is a drawing showing cathodoluminescence (CL) images on the epitaxial substrates E3 and E4. 図14は、発光ダイオード構造LED1、LED2において発光波長と電流注入量との関係の測定を示す図面である。FIG. 14 is a drawing showing the measurement of the relationship between the emission wavelength and the current injection amount in the light emitting diode structures LED1 and LED2. 図15は、ピエゾ電界に関する計算結果を示す図面である。FIG. 15 is a diagram showing calculation results regarding the piezoelectric field. 図16は、異なるIn組成を有する井戸層の発光ダイオード構造のエレクトロルミネッセンスを示す図面である。FIG. 16 is a diagram showing electroluminescence of a well layer light emitting diode structure having different In compositions. 図17は、InGaN井戸層の発光ダイオード及びAlGaInP井戸層の外部量子効率並びに人間の視感度曲線を示す図面である。FIG. 17 is a diagram showing the external quantum efficiency and human visibility curve of an InGaN well layer light emitting diode and an AlGaInP well layer. 図18は、実施例4に係るレーザダイオード構造(LD1)を示す図面である。18 is a drawing showing a laser diode structure (LD1) according to Example 4. FIG. 図19は、m軸方向へc軸から取られた様々な傾斜角(オフ角)を有するGaN主面上に堆積されたInGaNのIn組成とオフ角との関係を示す図面である。FIG. 19 is a drawing showing the relationship between the In composition and the off angle of InGaN deposited on a GaN main surface having various inclination angles (off angles) taken from the c axis in the m-axis direction. 図20は、c面及びオフ角βを有するGaN系半導体面上へのIn含有のGaN系半導体の堆積を模式的に示す図面である。FIG. 20 is a drawing schematically showing the deposition of an In-containing GaN-based semiconductor on a GaN-based semiconductor surface having a c-plane and an off angle β. 図21は、実施例6における半導体レーザを概略的に示す図面である。FIG. 21 is a drawing schematically showing a semiconductor laser in Example 6. 図22はm面+75度オフGaN基板上の量子井戸構造のフォトルミネッセンス(PL)スペクトルPL+75、及びm面−75度オフGaN基板上の量子井戸構造のPLスペクトルPL−75を示す図面である。FIG. 22 is a drawing showing a photoluminescence (PL) spectrum PL + 75 of a quantum well structure on an m-plane + 75 ° off-GaN substrate and a PL spectrum PL-75 of a quantum well structure on an m-plane + 75 ° off-GaN substrate. 図23は、成長温度が高いときの成長モード及び成長温度が低いときの成長モードを模式的に示す図面である。FIG. 23 is a drawing schematically showing a growth mode when the growth temperature is high and a growth mode when the growth temperature is low. 図24は、ステップフローな成長及びテラス上成長により成長されたGaNの成長表面のAFM像を示す図面である。FIG. 24 is a drawing showing an AFM image of a growth surface of GaN grown by step flow growth and growth on a terrace. 図25は、非安定面におけるGaN及びInGaNの高温成長におけるステップフローな成長の成長機構、及び非安定面におけるGaN及びInGaNの低温成長におけるテラス上成長及びステップ端成長の成長機構を模式的に示す図面である。FIG. 25 schematically shows the growth mechanism of step-flow growth in the high-temperature growth of GaN and InGaN on the non-stable surface, and the growth mechanism of growth on the terrace and step edge growth in the low-temperature growth of GaN and InGaN on the non-stable surface. It is a drawing. 図26は、c面からm軸方向に様々な傾斜角度で傾斜したGaN基板上に、摂氏760度ですべて同条件でInGaNを成長する実験結果を示す図面である。FIG. 26 is a diagram showing experimental results of growing InGaN under the same conditions at 760 degrees Celsius on a GaN substrate inclined at various inclination angles in the m-axis direction from the c-plane. 図27は、例として{10−11}面の表面原子配列を示す図面である。FIG. 27 is a drawing showing a surface atomic arrangement of {10-11} plane as an example. 図28は、例としてm軸方向に45度程度傾けた面の成長表面の原子配列を示す図面である。FIG. 28 is a drawing showing an atomic arrangement on the growth surface of a plane inclined by about 45 degrees in the m-axis direction as an example. 図29は、{10−11}面とm面から形成されるミクロなステップからなる成長表面を示す図面である。FIG. 29 is a drawing showing a growth surface composed of micro steps formed from a {10-11} plane and an m-plane. 図30は、例としてc面をm軸方向にオフ角75度で傾けた面の表面原子配列を示す図面である。FIG. 30 is a drawing showing a surface atomic arrangement of a surface obtained by inclining the c-plane with an off angle of 75 degrees in the m-axis direction as an example. 図31は、In取り込みとオフ角との関係を示す図面である。FIG. 31 is a diagram showing the relationship between In incorporation and off-angle. 図32は、In取り込み、In偏析、及びピエゾ電界について、各面及び角度範囲の特徴を示す図面である。FIG. 32 is a drawing showing the characteristics of each surface and angle range for In uptake, In segregation, and piezoelectric field. 図33は、In取り込み、In偏析、及びピエゾ電界について、詳細な各面及び角度範囲の特徴を示す図面である。FIG. 33 is a drawing showing the detailed characteristics of each surface and angle range for In uptake, In segregation, and piezoelectric field.

本発明の知見は、例示として示された添付図面を参照して以下の詳細な記述を考慮することによって容易に理解できる。引き続いて、添付図面を参照しながら、本発明のGaN系半導体光素子、GaN系半導体光素子を作製する方法、エピタキシャル基板及びGaN系半導体領域を成長する方法に係る実施の形態を説明する。可能な場合には、同一の部分には同一の符号を付する。なお、本記述においては、六方晶系結晶の結晶軸を示すa1軸、a2軸、a3軸、c軸において、各結晶軸の正方向と逆向きを示す表記に関して、例えば[000−1]軸は[0001]軸の逆向きであり、逆向きを示すために数字(例えば「1」)の前に負号を付する「−1」を用いる。   The knowledge of the present invention can be easily understood by considering the following detailed description with reference to the accompanying drawings shown as examples. Subsequently, embodiments of the GaN-based semiconductor optical device, the method for manufacturing the GaN-based semiconductor optical device, the epitaxial substrate, and the method for growing the GaN-based semiconductor region of the present invention will be described with reference to the accompanying drawings. Where possible, the same parts are denoted by the same reference numerals. In this description, regarding the a1 axis, a2 axis, a3 axis, and c axis indicating the crystal axes of the hexagonal crystal, for example, the [000-1] axis is used to indicate the direction opposite to the positive direction of each crystal axis. Is the reverse direction of the [0001] axis, and "-1" with a negative sign in front of a number (for example, "1") is used to indicate the reverse direction.

図1は本実施の形態に係るGaN系半導体光素子の構造を概略的に示す図面である。GaN系半導体光素子11aとしては、例えば発光ダイオード等がある。図2は、本実施の形態に係るGaN系半導体光素子の構造を概略的に示す図面である。GaN系半導体光素子11bとしては、例えば半導体レーザ等がある。図3は、図1及び図2に示されたGaN系半導体光素子におけるテンプレートの構造を示す図面である。   FIG. 1 schematically shows the structure of a GaN-based semiconductor optical device according to the present embodiment. Examples of the GaN based semiconductor optical device 11a include a light emitting diode. FIG. 2 is a drawing schematically showing the structure of the GaN-based semiconductor optical device according to the present embodiment. Examples of the GaN-based semiconductor optical device 11b include a semiconductor laser. FIG. 3 is a diagram showing a template structure in the GaN-based semiconductor optical device shown in FIGS. 1 and 2.

図1及び図2を参照すると、GaN系半導体光素子11a、11bは、テンプレート13と、GaN系半導体エピタキシャル領域15と、活性層17とを備える。テンプレート13は、支持体131と、マスク133と、凹部135と、半導体領域139とを含む。支持体131は、窒化ガリウム系半導体と異なる材料から成ると共に、主面131aを有する。支持体131上には半導体領域139が設けられており、その主面139aは、テンプレート13の主面13aを提供する。テンプレート13の半導体領域139の主面139aは、該第1の窒化ガリウム系半導体のc軸に沿って延びる基準軸Cxに直交する面から該第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜している。   Referring to FIGS. 1 and 2, the GaN-based semiconductor optical devices 11 a and 11 b include a template 13, a GaN-based semiconductor epitaxial region 15, and an active layer 17. The template 13 includes a support 131, a mask 133, a recess 135, and a semiconductor region 139. The support 131 is made of a material different from that of the gallium nitride based semiconductor and has a main surface 131a. A semiconductor region 139 is provided on the support 131, and the main surface 139 a provides the main surface 13 a of the template 13. The main surface 139a of the semiconductor region 139 of the template 13 is 63 in the direction of the m-axis of the first gallium nitride semiconductor from the plane orthogonal to the reference axis Cx extending along the c-axis of the first gallium nitride semiconductor. It is inclined at an inclination angle in the range of not less than 80 degrees and less than 80 degrees.

テンプレート13において、マスク133は、開口133a及びストライプ133bを有する。ストライプ133bは、例えばシリコン酸化物といったシリコン系無機絶縁物からなることができる。マスク133は主面131aを覆い、マスク133の開口133aには凹部135が位置している。凹部135は、マスク133の開口133aに設けられ、また第1及び第2の側面135a、135bを有する。第1及び第2の側面135a、135bは主面131aに対して傾斜している。本実施例では、マスク133のストライプ133b及び凹部135は隣接しており、またストライプ133b及び凹部135並びに第1及び第2の側面135a、135bは、一方向(例えばX軸方向)に延在している。この方向は、例えばc軸の傾斜方向に直交する方向であることが良い。絶縁体137は、第2の側面135bを覆う。絶縁体137は、例えばシリコン酸化物といったシリコン系無機絶縁物からなることができる。また、半導体領域139は、第1及び第2の側面135a、135b上に設けられると共にマスク133及び絶縁体137を埋め込む。これ故に、半導体領域139はマスク133の側面133c及び上面133dを覆うと共に、絶縁体137及び第1の側面135aを覆う。半導体領域139は、第2の側面135bに対して選択的に、凹部135の第1の側面135aに対しておいて成長されるので、半導体領域139が第1の側面135aを覆う。半導体領域139は、第1の窒化ガリウム系半導体のc軸方向にエピタキシャル成長された半導体領域を含むことができる。支持体131の第1の側面135aと支持体131の主面131aとの交差角AGによって、半導体領域139の主面139aに面方位を規定できる。   In the template 13, the mask 133 has openings 133a and stripes 133b. The stripe 133b can be made of a silicon-based inorganic insulator such as silicon oxide. The mask 133 covers the main surface 131a, and a recess 135 is located in the opening 133a of the mask 133. The recess 135 is provided in the opening 133a of the mask 133, and has first and second side surfaces 135a and 135b. The first and second side surfaces 135a and 135b are inclined with respect to the main surface 131a. In the present embodiment, the stripe 133b and the recess 135 of the mask 133 are adjacent to each other, and the stripe 133b and the recess 135 and the first and second side surfaces 135a and 135b extend in one direction (for example, the X-axis direction). ing. This direction is preferably a direction orthogonal to the inclination direction of the c-axis, for example. The insulator 137 covers the second side surface 135b. The insulator 137 can be made of a silicon-based inorganic insulator such as silicon oxide. The semiconductor region 139 is provided on the first and second side surfaces 135a and 135b and embeds the mask 133 and the insulator 137 therein. Therefore, the semiconductor region 139 covers the side surface 133c and the upper surface 133d of the mask 133, and covers the insulator 137 and the first side surface 135a. Since the semiconductor region 139 is selectively grown on the first side surface 135a of the recess 135 with respect to the second side surface 135b, the semiconductor region 139 covers the first side surface 135a. The semiconductor region 139 can include a semiconductor region epitaxially grown in the c-axis direction of the first gallium nitride based semiconductor. The plane orientation of the main surface 139a of the semiconductor region 139 can be defined by the intersection angle AG between the first side surface 135a of the support 131 and the main surface 131a of the support 131.

支持体131は、ウルツ鉱型構造(六方晶系結晶体)、閃亜鉛鉱型構造、ダイヤモンド構造、三斜晶系構造、スピネル型結晶構造等の結晶構造を有する材料からなることができる。支持体131は、スピネル、サファイア、酸化亜鉛、炭化シリコン、シリコン及び酸化ガリウムのいずれかからなることができる。これらの材料は、63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜する主面の半導体領域をテンプレートに提供できる。   The support 131 can be made of a material having a crystal structure such as a wurtzite structure (hexagonal crystal), a zinc blende structure, a diamond structure, a triclinic structure, or a spinel crystal structure. The support 131 can be made of any of spinel, sapphire, zinc oxide, silicon carbide, silicon, and gallium oxide. These materials can provide a template with a semiconductor region of a main surface inclined at an inclination angle in a range of 63 degrees or more and less than 80 degrees.

支持体131が例えばサファイア、6H−SiC、4H−SiC、ZnO等の異種基板からなるとき、第1の側面135aは{0001}面であることができる。半導体領域139は、例えばサファイア{0001}面上にエピタキシャルに成長する。第1の側面135aの法線軸が、第1の窒化ガリウム系半導体のc軸方向に向いている。また、支持体131が例えばシリコン、3C−SiC、スピネル(例えばMgAl)等の異種基板からなるとき、第1の側面135aは{111}面であることができる。半導体領域139は、異種基板{111}面上にエピタキシャルに成長する。第1の側面135aの法線軸が、第1の窒化ガリウム系半導体のc軸方向に向いている。さらに、支持体131が例えば酸化ガリウム(例えばβ−Ga)等の異種基板からなるとき、第1の側面135aは酸化ガリウムa面であることができる。半導体領域139は、異種基板a面上にエピタキシャルに成長する。第1の側面135aには、第1の窒化ガリウム系半導体のc軸方向に成長する。 When the support 131 is made of a heterogeneous substrate such as sapphire, 6H—SiC, 4H—SiC, or ZnO, the first side surface 135a can be a {0001} plane. The semiconductor region 139 grows epitaxially on, for example, a sapphire {0001} plane. The normal axis of the first side surface 135a faces the c-axis direction of the first gallium nitride semiconductor. When the support 131 is made of a different substrate such as silicon, 3C—SiC, spinel (eg, MgAl 2 O 4 ), the first side surface 135a can be a {111} plane. The semiconductor region 139 grows epitaxially on the heterogeneous substrate {111} plane. The normal axis of the first side surface 135a faces the c-axis direction of the first gallium nitride semiconductor. Furthermore, when the support 131 is made of a heterogeneous substrate such as gallium oxide (for example, β-Ga 2 O 3 ), the first side surface 135a can be a gallium oxide a surface. The semiconductor region 139 grows epitaxially on the different substrate a surface. The first side surface 135a grows in the c-axis direction of the first gallium nitride based semiconductor.

支持体131の主面131aに沿って延在する参照平面と第1の側面135aとの成す角は、基準軸Cxに直交する面から該第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に63度以上80度未満の範囲にある。   The angle formed between the reference plane extending along the main surface 131a of the support 131 and the first side surface 135a is 63 in the direction of the m-axis of the first gallium nitride semiconductor from the plane orthogonal to the reference axis Cx. It is in the range of not less than 80 degrees and less than 80 degrees.

開口133aの短辺L1の長さは0.5マイクロメートル以上であることができる。エピタキシャル成長のための第1の側面を規定できる。また、短辺L1の長さは5マイクロメートル以下にあることができる。マスク133の開口133aのサイズによれば、63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜する主面139aの半導体領域139をテンプレート13に提供できる。   The length of the short side L1 of the opening 133a can be 0.5 micrometers or more. A first side for epitaxial growth can be defined. Further, the length of the short side L1 can be 5 micrometers or less. According to the size of the opening 133a of the mask 133, the semiconductor region 139 of the main surface 139a inclined at an inclination angle in the range of not less than 63 degrees and less than 80 degrees can be provided to the template 13.

マスク133の短辺L2は0.5マイクロメートル以上であることができる。エピタキシャル成長のための第1及び第2の側面を区画する。また、マスク133の短辺L2は5マイクロメートル以下の範囲にあることができる。マスク133のカバーのサイズは、隣接する開口133aからストライプ133bを覆って成長してきた窒化ガリウム結晶体が一体に連結されて形成された半導体領域139をテンプレート13に提供できるように決定される。このテンプレート13では、半導体領域139の主面139aは、63度以上80度未満の範囲の傾斜角でそのc軸に対して傾斜する。   The short side L2 of the mask 133 can be 0.5 micrometers or more. First and second side surfaces for epitaxial growth are defined. In addition, the short side L2 of the mask 133 can be in a range of 5 micrometers or less. The size of the cover of the mask 133 is determined so that the template 13 can be provided with the semiconductor region 139 formed by integrally connecting the gallium nitride crystals grown from the adjacent openings 133a so as to cover the stripe 133b. In the template 13, the main surface 139a of the semiconductor region 139 is inclined with respect to the c-axis at an inclination angle in the range of not less than 63 degrees and less than 80 degrees.

マスク133の開口133aは周期的に配列されることができる。また、マスク133のストライプ133b周期的に配列されることができる。   The openings 133a of the mask 133 can be periodically arranged. Further, the stripes 133b of the mask 133 can be periodically arranged.

半導体領域139は、InAlGa1−S−TN(0≦S≦1、0≦T≦1、0≦S+T<1)からなることができる。半導体領域139は、第1のGaN系半導体からなり、例えばGaN、InGaN、AlGaN等であることが良い。GaNは、二元化合物であるGaN系半導体であるので、良好な結晶品質と安定したテンプレート主面とを提供できる。また、第1のGaN系半導体は、例えばAlN等からなることができる。 The semiconductor region 139 can be made of In S Al T Ga 1- STN (0 ≦ S ≦ 1, 0 ≦ T ≦ 1, 0 ≦ S + T <1). The semiconductor region 139 is made of a first GaN-based semiconductor, and is preferably made of, for example, GaN, InGaN, AlGaN, or the like. Since GaN is a binary compound GaN-based semiconductor, it can provide good crystal quality and a stable template main surface. The first GaN-based semiconductor can be made of, for example, AlN.

図1を参照すると、テンプレート13のc面は平面Scに沿って延びている。平面Sc上では、六方晶系GaN系半導体の結晶軸を示すための座標系CR(c軸、a軸、m軸)が示されている。テンプレート13の主面13aは、この第1のGaN系半導体のc軸に沿って延びる基準軸Cxに直交する面から該第1のGaN系半導体のm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜している。傾斜角αは、テンプレート13の主面13aの法線ベクトルVNと基準軸Cxとの成す角度によって規定され、この角度αは、本実施例では、ベクトルVC+とベクトルVNとの成す角に等しい。   Referring to FIG. 1, the c-plane of the template 13 extends along the plane Sc. On the plane Sc, a coordinate system CR (c-axis, a-axis, m-axis) for indicating the crystal axes of the hexagonal GaN-based semiconductor is shown. The main surface 13a of the template 13 is not less than 63 degrees and less than 80 degrees in the direction of the m-axis of the first GaN-based semiconductor from the plane orthogonal to the reference axis Cx extending along the c-axis of the first GaN-based semiconductor. Inclined at an inclination angle of the range. The inclination angle α is defined by the angle formed between the normal vector VN of the main surface 13a of the template 13 and the reference axis Cx, and this angle α is equal to the angle formed by the vector VC + and the vector VN in this embodiment.

GaN系半導体エピタキシャル領域15は、主面13a上に設けられている。GaN系半導体エピタキシャル領域15は一又は複数の半導体層を含むことができる。GaN系半導体エピタキシャル領域15上には、活性層17が設けられている。活性層17は、少なくとも一つの半導体エピタキシャル層19を含む。半導体エピタキシャル層19は、GaN系半導体エピタキシャル領域15上に設けられている。半導体エピタキシャル層19は、インジウムを含む第2のGaN系半導体からなり、例えばInGaN、InAlGaN等からなる。半導体エピタキシャル層19の膜厚方向は、基準軸Cxに対して傾斜している。この基準軸Cxは、第1のGaN系半導体の[0001]軸の方向、或いは[000−1]軸の方向に向いていることができる。本実施例では、基準軸Cxは、ベクトルVC+で示される方向に向いており、この結果、ベクトルVC−は[000−1]軸の方向に向いている。   The GaN-based semiconductor epitaxial region 15 is provided on the main surface 13a. The GaN-based semiconductor epitaxial region 15 can include one or more semiconductor layers. An active layer 17 is provided on the GaN-based semiconductor epitaxial region 15. The active layer 17 includes at least one semiconductor epitaxial layer 19. The semiconductor epitaxial layer 19 is provided on the GaN-based semiconductor epitaxial region 15. The semiconductor epitaxial layer 19 is made of a second GaN-based semiconductor containing indium, for example, InGaN, InAlGaN, or the like. The film thickness direction of the semiconductor epitaxial layer 19 is inclined with respect to the reference axis Cx. The reference axis Cx can be oriented in the direction of the [0001] axis of the first GaN-based semiconductor or the direction of the [000-1] axis. In the present embodiment, the reference axis Cx is oriented in the direction indicated by the vector VC +, and as a result, the vector VC− is oriented in the direction of the [000-1] axis.

このGaN系半導体光素子11aによれば、上記の傾斜角のテンプレート13では、その主面13aは、図1に示されるような幅の狭い複数のテラスを含む表面モフォロジM1からなる。また、半導体領域139上にはGaN系半導体エピタキシャル領域15が設けられているので、GaN系半導体エピタキシャル領域15の結晶軸は、テンプレート13の半導体領域139における結晶軸を引き継いでいる。これ故に、GaN系半導体エピタキシャル領域15の主面15aも、基準軸Cxに直交する面からm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の角度で傾斜しており、GaN系半導体エピタキシャル領域15の主面15aも、幅の狭い複数のテラスを含む表面モフォロジM2を有する。これらのテラスの配列はマイクロステップを構成する。上記の角度範囲のテラスの幅が狭いので、複数のテラスにわたってIn組成の不均一は生じにくい。故に、In偏析による発光特性の低下が抑制される。   According to the GaN-based semiconductor optical device 11a, the main surface 13a of the template 13 having the inclination angle is composed of a surface morphology M1 including a plurality of narrow terraces as shown in FIG. Further, since the GaN-based semiconductor epitaxial region 15 is provided on the semiconductor region 139, the crystal axis of the GaN-based semiconductor epitaxial region 15 takes over the crystal axis in the semiconductor region 139 of the template 13. Therefore, the main surface 15a of the GaN-based semiconductor epitaxial region 15 is also inclined at an angle in the range of 63 degrees to less than 80 degrees in the m-axis direction from the plane orthogonal to the reference axis Cx. The main surface 15a also has a surface morphology M2 including a plurality of narrow terraces. The arrangement of these terraces constitutes a microstep. Since the terrace in the above angle range is narrow, nonuniformity of the In composition is unlikely to occur over a plurality of terraces. Therefore, a decrease in light emission characteristics due to In segregation is suppressed.

また、テラス構造がc軸からの傾斜角に関係しているので、該傾斜角が第1のGaN系半導体の{0001}面を基準に規定されるテンプレート、及び該傾斜角が第1のGaN系半導体の{000−1}面を基準に規定されるテンプレートのいずれにおいても、発光特性の低下が抑制される。つまり、基準軸Cxは第1のGaN系半導体の[0001]軸及び[000−1]軸のいずれかの方向に向いていても、発光特性の低下が抑制される。   Further, since the terrace structure is related to the tilt angle from the c-axis, a template whose tilt angle is defined based on the {0001} plane of the first GaN-based semiconductor, and the tilt angle is the first GaN In any of the templates defined on the basis of the {000-1} plane of the system semiconductor, a decrease in light emission characteristics is suppressed. In other words, even if the reference axis Cx is oriented in either the [0001] axis or the [000-1] axis of the first GaN-based semiconductor, a decrease in light emission characteristics is suppressed.

GaN系半導体光素子11aでは、テンプレート13の主面13aは、該第1のGaN系半導体のm軸の方向に基準軸に直交する面から70度以上80度未満の範囲の角度で傾斜していることが好ましい。この角度範囲の基板主面13aは、更に幅の狭い複数のテラスを有する。   In the GaN-based semiconductor optical device 11a, the main surface 13a of the template 13 is inclined at an angle in the range of 70 degrees or more and less than 80 degrees from the plane perpendicular to the reference axis in the m-axis direction of the first GaN-based semiconductor. Preferably it is. The substrate main surface 13a in this angular range has a plurality of terraces that are narrower.

GaN系半導体光素子11aによれば、活性層17におけるIn偏析による発光特性の低下が抑制される。   According to the GaN-based semiconductor optical device 11a, a decrease in light emission characteristics due to In segregation in the active layer 17 is suppressed.

図1を参照すると、座標系Sが示されている。テンプレート13の主面13aは、Z軸の方向を向いており、またX方向及びY方向に延びている。X軸はa軸の方向に向いている。   Referring to FIG. 1, a coordinate system S is shown. The main surface 13a of the template 13 faces the Z-axis direction and extends in the X direction and the Y direction. The X axis is in the direction of the a axis.

GaN系半導体エピタキシャル領域15は、一又は複数の第1導電型GaN系半導体層を含むことができる。本実施例では、GaN系半導体エピタキシャル領域15は、Z方向に配列されたn型GaN半導体層23及びn型InGaN半導体層25を含んでいる。n型GaN半導体層23及びn型InGaN半導体層25が、テンプレート13の主面13aにエピタキシャル成長されるので、n型GaN半導体層23の主面23a及びn型InGaN半導体層25の主面25a(本実施例では、表面15aと等価)も、それぞれ、テラス構造を有するモフォロジM3、M2を有する。   The GaN-based semiconductor epitaxial region 15 can include one or a plurality of first conductivity type GaN-based semiconductor layers. In this embodiment, the GaN-based semiconductor epitaxial region 15 includes an n-type GaN semiconductor layer 23 and an n-type InGaN semiconductor layer 25 arranged in the Z direction. Since the n-type GaN semiconductor layer 23 and the n-type InGaN semiconductor layer 25 are epitaxially grown on the main surface 13a of the template 13, the main surface 23a of the n-type GaN semiconductor layer 23 and the main surface 25a of the n-type InGaN semiconductor layer 25 (this In the embodiment, the surface 15a) also has morphology M3, M2 each having a terrace structure.

モフォロジM1、M2、M3は、c軸傾斜の方向に配列された複数のマイクロステップを有しており、これらのマイクロステップは、傾斜方向に交差する方向に延びている。マイクロステップの主要な構成面は、少なくともm面及び{10−11}面を含む。上記の構成面及びステップ端においては、Inの取り込みが良好である。   The morphology M1, M2, M3 has a plurality of microsteps arranged in the c-axis tilt direction, and these microsteps extend in a direction intersecting the tilt direction. The main constituent surfaces of the microstep include at least an m-plane and a {10-11} plane. In the above configuration surface and step end, In is well taken in.

GaN系半導体光素子11aは、活性層17上に設けられたGaN系半導体領域21を備えることができる。GaN系半導体領域21は、一又は複数の第2導電型GaN系半導体層を含むことができる。GaN系半導体領域21は、Z方向に配列された電子ブロック層27及びコンタクト層29を含む。電子ブロック層27は、例えばAlGaNからなることができ、またコンタクト層29は、例えばp型GaNまたはp型AlGaNからなることができる。   The GaN-based semiconductor optical device 11 a can include a GaN-based semiconductor region 21 provided on the active layer 17. The GaN-based semiconductor region 21 can include one or a plurality of second conductivity type GaN-based semiconductor layers. The GaN-based semiconductor region 21 includes an electron block layer 27 and a contact layer 29 arranged in the Z direction. The electron block layer 27 can be made of, for example, AlGaN, and the contact layer 29 can be made of, for example, p-type GaN or p-type AlGaN.

GaN系半導体光素子11aでは、活性層17は、370nm以上である発光波長を生成するように設けられることが好ましい。370nm以上の波長の光を発生する活性層を達成するインジウム組成の範囲において、In偏析を小さくできる。また、活性層17は、650nm以下である発光波長を生成するように設けられることが好ましい。650nm以上の発光波長を発生する活性層では、半導体エピタキシャル層のインジウム組成が大きいので、所望の結晶品質の半導体エピタキシャル層が得られにくい。   In the GaN-based semiconductor optical device 11a, the active layer 17 is preferably provided so as to generate an emission wavelength of 370 nm or more. In segregation can be reduced in the range of the indium composition that achieves an active layer that generates light having a wavelength of 370 nm or longer. Moreover, it is preferable that the active layer 17 is provided so that the light emission wavelength which is 650 nm or less may be produced | generated. In an active layer that generates an emission wavelength of 650 nm or more, since the indium composition of the semiconductor epitaxial layer is large, it is difficult to obtain a semiconductor epitaxial layer having a desired crystal quality.

活性層17は、量子井戸構造31を有することができ、この量子井戸構造31は、所定の軸Axの方向に交互に配置された井戸層33及び障壁層35を含む。本実施例では、井戸層33は半導体エピタキシャル層19からなり、井戸層33は例えばInGaN、InAlGaN等からなる。また、障壁層35はGaN系半導体からなり、GaN系半導体は、例えばGaN、InGaN、AlGaN等からなることができる。n型GaN系半導体層23、25、活性層17及びGaN系半導体層27、29は、所定の軸Axの方向に配列される。基準軸Cxの方向は所定の軸Axの方向と異なる。   The active layer 17 can have a quantum well structure 31, and the quantum well structure 31 includes well layers 33 and barrier layers 35 that are alternately arranged in a direction of a predetermined axis Ax. In this embodiment, the well layer 33 is made of the semiconductor epitaxial layer 19, and the well layer 33 is made of InGaN, InAlGaN, or the like, for example. The barrier layer 35 is made of a GaN-based semiconductor, and the GaN-based semiconductor can be made of, for example, GaN, InGaN, AlGaN, or the like. The n-type GaN-based semiconductor layers 23 and 25, the active layer 17, and the GaN-based semiconductor layers 27 and 29 are arranged in the direction of a predetermined axis Ax. The direction of the reference axis Cx is different from the direction of the predetermined axis Ax.

このGaN系半導体光素子11aによれば、小さいIn偏析は、単層膜からなる半導体エピタキシャル層だけでなく、量子井戸構造31において達成されている。   According to this GaN-based semiconductor optical device 11a, small In segregation is achieved not only in the semiconductor epitaxial layer made of a single layer film but also in the quantum well structure 31.

GaN系半導体光素子11aは、コンタクト層29上に設けられた第1の電極37(例えば、アノード)を含むことができ、第1の電極37は、コンタクト層29を覆う透明電極を含むことができる。透明電極としては、例えばNi/Auを用いられる。テンプレート13の支持体131が導電性を有するとき、GaN系半導体光素子11aは、テンプレート13の裏面13b上に設けられた第2の電極39(例えば、カソード)を含むことができ、第2の電極39は、例えばTi/Alから成る。テンプレート13の支持体131が導電性を持たないとき、第2の電極39は、エッチング等により部分的に露出された半導体領域139の露出面にオーミック接触を成すように設けられる。   The GaN-based semiconductor optical device 11 a can include a first electrode 37 (for example, an anode) provided on the contact layer 29, and the first electrode 37 can include a transparent electrode that covers the contact layer 29. it can. For example, Ni / Au is used as the transparent electrode. When the support 131 of the template 13 is conductive, the GaN-based semiconductor optical device 11a can include a second electrode 39 (for example, a cathode) provided on the back surface 13b of the template 13, and the second The electrode 39 is made of, for example, Ti / Al. When the support 131 of the template 13 is not conductive, the second electrode 39 is provided so as to make ohmic contact with the exposed surface of the semiconductor region 139 partially exposed by etching or the like.

活性層17は、電極37、39の両端に印加された外部電圧に応答して光LB1を生成し、本実施例ではGaN系半導体光素子11aは面発光素子を含む。この活性層17において、ピエゾ電界が小さい。   The active layer 17 generates light LB1 in response to an external voltage applied across the electrodes 37 and 39. In this embodiment, the GaN-based semiconductor optical device 11a includes a surface light emitting device. In the active layer 17, the piezoelectric field is small.

テンプレート13の半導体領域139におけるa軸方向のオフ角AOFFは有限の値であることが好ましい。a軸方向のオフ角AOFFは、エピタキシャル領域の表面モフォロジを良好にする。このオフ角AOFFはXZ面内における角度である。オフ角AOFFの範囲が、例えば−3度以上+3度以下の範囲にあることができ、具体的には、オフ角AOFFの範囲は、例えば−3度以上−0.1度以下及び+0.1度以上+3度以下の範囲にあることが好ましい。オフ角AOFFの範囲が例えば−0.4度以上−0.1度以下及び+0.1度以上+0.4度以下の範囲にあるとき、表面モフォロジがさらに良好になる。 The off angle A OFF in the a-axis direction in the semiconductor region 139 of the template 13 is preferably a finite value. The off angle A OFF in the a-axis direction improves the surface morphology of the epitaxial region. This off angle A OFF is an angle in the XZ plane. The range of the off angle A OFF can be, for example, a range of −3 degrees or more and +3 degrees or less. Specifically, the range of the off angle A OFF is, for example, −3 degrees or more and −0.1 degrees or less and +0. It is preferably in the range of 1 degree or more and +3 degree or less. When the range of the off angle A OFF is, for example, in a range of not less than −0.4 degrees and not more than −0.1 degrees and not less than +0.1 degrees and not more than +0.4 degrees, the surface morphology is further improved.

GaN系半導体光素子11aでは、活性層17は480nm以上である発光波長を生成するように設けられていることが好ましい。また、活性層17は600nm以下である発光波長を生成するように設けられていることが好ましい。63度以上80度未満の範囲の傾斜角は、480nm以上で600nm以下の発光波長の範囲において有効である。この波長範囲にあるような長波長では、大きなIn組成が井戸層に必要であり、大きなIn偏析を示す面、例えばc面やm面及び{10−11}面等では、発光強度が大きく低下する。一方、本実施の形態の角度範囲では、In偏析が小さいため、480nm以上の長波長領域でも発光強度の低下が小さい。   In the GaN-based semiconductor optical device 11a, the active layer 17 is preferably provided so as to generate an emission wavelength of 480 nm or more. The active layer 17 is preferably provided so as to generate an emission wavelength of 600 nm or less. An inclination angle in a range of 63 degrees or more and less than 80 degrees is effective in a light emission wavelength range of 480 nm or more and 600 nm or less. At a long wavelength in this wavelength range, a large In composition is required for the well layer, and the emission intensity is greatly reduced on the surface showing large In segregation, such as the c-plane, m-plane and {10-11} plane. To do. On the other hand, since the In segregation is small in the angular range of the present embodiment, the decrease in emission intensity is small even in a long wavelength region of 480 nm or more.

図2を参照すると、GaN系半導体光素子11bは、GaN系半導体光素子11aと同様に、テンプレート13と、GaN系半導体エピタキシャル領域15と、活性層17とを備える。テンプレート13のc面は、図2に示された平面Scに沿って延びている。平面Sc上には、座標系CR(c軸、a軸、m軸)が示されている。テンプレート13の主面13aは、この第1のGaN系半導体のc軸に沿って延びる基準軸Cxに直交する面から該第1のGaN系半導体のm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜している。傾斜角αは、テンプレート13の主面13aの法線ベクトルVNと基準軸Cxとの成す角度によって規定され、この角度は、本実施例では、ベクトルVC+とベクトルVNとの成す角に等しい。GaN系半導体エピタキシャル領域15は、主面13a上に設けられている。活性層17は、少なくとも一つの半導体エピタキシャル層19を含む。半導体エピタキシャル層19は、GaN系半導体エピタキシャル領域15上に設けられている。半導体エピタキシャル層19は第2のGaN系半導体からなり、第2のGaN系半導体は構成元素としてインジウムを含む。半導体エピタキシャル層19の膜厚方向は、基準軸Cxに対して傾斜している。この基準軸Cxは、第1のGaN系半導体の[0001]軸の方向、或いは[000−1]軸の方向に向いていることができる。本実施例では、基準軸Cxは、ベクトルVC+で示される方向に向いており、この結果、ベクトルVC−は、[000−1]軸の方向に向いている。また、図2にも、オフ角AOFFが示されており、このオフ角AOFFはXZ面内における角度である。 Referring to FIG. 2, the GaN-based semiconductor optical device 11b includes a template 13, a GaN-based semiconductor epitaxial region 15, and an active layer 17, similarly to the GaN-based semiconductor optical device 11a. The c-plane of the template 13 extends along the plane Sc shown in FIG. On the plane Sc, a coordinate system CR (c-axis, a-axis, m-axis) is shown. The main surface 13a of the template 13 is not less than 63 degrees and less than 80 degrees in the direction of the m-axis of the first GaN-based semiconductor from the plane orthogonal to the reference axis Cx extending along the c-axis of the first GaN-based semiconductor. Inclined at an inclination angle of the range. The inclination angle α is defined by the angle formed between the normal vector VN of the main surface 13a of the template 13 and the reference axis Cx, and this angle is equal to the angle formed by the vector VC + and the vector VN in this embodiment. The GaN-based semiconductor epitaxial region 15 is provided on the main surface 13a. The active layer 17 includes at least one semiconductor epitaxial layer 19. The semiconductor epitaxial layer 19 is provided on the GaN-based semiconductor epitaxial region 15. The semiconductor epitaxial layer 19 is made of a second GaN-based semiconductor, and the second GaN-based semiconductor contains indium as a constituent element. The film thickness direction of the semiconductor epitaxial layer 19 is inclined with respect to the reference axis Cx. The reference axis Cx can be oriented in the direction of the [0001] axis of the first GaN-based semiconductor or the direction of the [000-1] axis. In the present embodiment, the reference axis Cx is oriented in the direction indicated by the vector VC +, and as a result, the vector VC− is oriented in the direction of the [000-1] axis. FIG. 2 also shows an off angle A OFF , and this off angle A OFF is an angle in the XZ plane.

このGaN系半導体光素子11bによれば、テンプレート13では、その主面13a(図3に示された半導体領域139の主面139a)は、図2に示されるような幅の狭い複数のテラスを含む表面モフォロジM1からなる。また、テンプレート13の半導体領域139上にはGaN系半導体エピタキシャル領域15が設けられている。GaN系半導体エピタキシャル領域15の結晶軸は、テンプレート13における半導体領域139の結晶軸を引き継いでいる。これ故に、GaN系半導体エピタキシャル領域15の主面15aも、基準軸Cxに直交する面からm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の角度で傾斜している。したがって、GaN系半導体エピタキシャル領域15の主面15aも、幅の狭い複数のテラスを含む表面モフォロジM2を有する。これらのテラスの配列はマイクロステップを構成する。上記の角度範囲のテラスの幅が狭いので、複数のテラスにわたってIn組成の不均一は生じにくい。故に、In偏析による発光特性の低下が抑制される。   According to the GaN-based semiconductor optical device 11b, in the template 13, the main surface 13a (the main surface 139a of the semiconductor region 139 shown in FIG. 3) has a plurality of narrow terraces as shown in FIG. Containing surface morphology M1. A GaN-based semiconductor epitaxial region 15 is provided on the semiconductor region 139 of the template 13. The crystal axis of the GaN-based semiconductor epitaxial region 15 inherits the crystal axis of the semiconductor region 139 in the template 13. Therefore, the main surface 15a of the GaN-based semiconductor epitaxial region 15 is also inclined at an angle in the range of 63 degrees to less than 80 degrees in the m-axis direction from the plane orthogonal to the reference axis Cx. Accordingly, the main surface 15a of the GaN-based semiconductor epitaxial region 15 also has a surface morphology M2 including a plurality of narrow terraces. The arrangement of these terraces constitutes a microstep. Since the terrace in the above angle range is narrow, nonuniformity of the In composition is unlikely to occur over a plurality of terraces. Therefore, a decrease in light emission characteristics due to In segregation is suppressed.

GaN系半導体光素子11bの一実施例では、GaN系半導体エピタキシャル領域15は、Ax軸の方向(Z方向)に配列されたn型クラッド層41及び光ガイド層43aを含んでいる。n型クラッド層41は、例えばAlGaNまたはGaNからなることができ、また光ガイド層43aは、例えばアンドープInGaNからなることができる。n型クラッド層41及び光ガイド層43aが、テンプレート13の主面13a(図3に示された半導体領域139の主面139a)にエピタキシャル成長されるので、n型クラッド層41の主面41a及び光ガイド層43aの主面43c(本実施例では、表面15aと等価)も、それぞれ、テラス構造を有する表面モフォロジを有する。上記の表面モフォロジは、c軸の傾斜方向に配列された複数のマイクロステップを有しており、これらのマイクロステップは、傾斜方向に交差する方向に延びている。マイクロステップの主要な構成面は、少なくともm面及び{10−11}面等を含む。上記の構成面及びステップ端においては、Inの取り込みが良好である。   In one embodiment of the GaN-based semiconductor optical device 11b, the GaN-based semiconductor epitaxial region 15 includes an n-type cladding layer 41 and a light guide layer 43a arranged in the direction of the Ax axis (Z direction). The n-type cladding layer 41 can be made of, for example, AlGaN or GaN, and the light guide layer 43a can be made of, for example, undoped InGaN. Since the n-type cladding layer 41 and the light guide layer 43a are epitaxially grown on the main surface 13a of the template 13 (the main surface 139a of the semiconductor region 139 shown in FIG. 3), the main surface 41a of the n-type cladding layer 41 and the light The main surface 43c of the guide layer 43a (equivalent to the surface 15a in this embodiment) also has a surface morphology having a terrace structure. The surface morphology has a plurality of microsteps arranged in the c-axis tilt direction, and these microsteps extend in a direction intersecting the tilt direction. The main constituent surfaces of the microstep include at least an m-plane and a {10-11} plane. In the above configuration surface and step end, In is well taken in.

GaN系半導体光素子11bは、GaN系半導体領域21は、Z方向に配列された光ガイド層43b、電子ブロック層45、クラッド層47及びコンタクト層49を含む。光ガイド層43bは、例えばアンドープInGaNからなることができる。電子ブロック層45は、例えばAlGaNからなることができ、クラッド層47は、例えばp型AlGaNまたはp型GaNからなることができ、またコンタクト層49は、例えばp型GaNまたはp型AlGaNからなることができる。   In the GaN-based semiconductor optical device 11b, the GaN-based semiconductor region 21 includes a light guide layer 43b, an electron block layer 45, a cladding layer 47, and a contact layer 49 arranged in the Z direction. The light guide layer 43b can be made of undoped InGaN, for example. The electron block layer 45 can be made of, for example, AlGaN, the clad layer 47 can be made of, for example, p-type AlGaN or p-type GaN, and the contact layer 49 can be made of, for example, p-type GaN or p-type AlGaN. Can do.

GaN系半導体光素子11bは、コンタクト層49上に設けられた第1の電極51(例えば、アノード)を含むことができ、第1の電極51は、コンタクト層49を覆う絶縁膜53のストライプ窓を介してコンタクト層49に接続される。第1の電極51としては、例えばNi/Auを用いられる。テンプレート13の支持体131が導電性を有するとき、GaN系半導体光素子11bは、テンプレート13の裏面13b上に設けられた第2の電極55(例えば、カソード)を含むことができ、第2の電極55は、例えばTi/Alから成る。テンプレート13の支持体131が導電性を持たないとき、第2の電極55は、エッチング等により部分的に露出された半導体領域139の露出面にオーミック接触を成すように設けられる。   The GaN-based semiconductor optical device 11 b can include a first electrode 51 (for example, an anode) provided on the contact layer 49, and the first electrode 51 is a stripe window of the insulating film 53 that covers the contact layer 49. Is connected to the contact layer 49. For example, Ni / Au is used as the first electrode 51. When the support 131 of the template 13 is conductive, the GaN-based semiconductor optical device 11b can include a second electrode 55 (for example, a cathode) provided on the back surface 13b of the template 13, and the second The electrode 55 is made of, for example, Ti / Al. When the support 131 of the template 13 does not have conductivity, the second electrode 55 is provided to make ohmic contact with the exposed surface of the semiconductor region 139 partially exposed by etching or the like.

活性層17は、電極51、55の両端に印加された外部電圧に応答して光LB2を生成し、本実施例ではGaN系半導体光素子11bは端面発光素子を含む。この活性層17において、ピエゾ電界のZ成分(所定の軸Axの方向に関する成分)は、p型GaN系半導体層43a、45、47、49からn型GaN系半導体層41、43aへ向かう方向と逆向きである。このGaN系半導体光素子11bによれば、ピエゾ電界のZ成分が、電極51、55の両端に印加された外部電圧による電界の方向と逆向きであるので、発光波長のシフトが低減される。   The active layer 17 generates light LB2 in response to an external voltage applied to both ends of the electrodes 51 and 55. In this embodiment, the GaN-based semiconductor optical device 11b includes an end surface light emitting device. In the active layer 17, the Z component of the piezoelectric field (component relating to the direction of the predetermined axis Ax) is a direction from the p-type GaN-based semiconductor layers 43 a, 45, 47, 49 to the n-type GaN-based semiconductor layers 41, 43 a. The reverse direction. According to the GaN-based semiconductor optical device 11b, since the Z component of the piezoelectric field is opposite to the direction of the electric field due to the external voltage applied to both ends of the electrodes 51 and 55, the shift of the emission wavelength is reduced.

GaN系半導体光素子11a、11bでは、テンプレート13におけるa軸方向のオフ角AOFFは有限の値であることが好ましい。a軸方向のオフ角AOFFは、エピタキシャル領域の表面モフォロジを良好にする。オフ角AOFFの範囲が、例えば−3度以上+3度以下の範囲にあることができ、具体的には、オフ角AOFFの範囲は、例えば−3度以上−0.1度以下及び+0.1度以上+3度以下の範囲にあることが好ましい。オフ角AOFFの範囲が例えば−0.4度以上−0.1度以下及び+0.1度以上+0.4度以下の範囲にあるとき、表面モフォロジがさらに良好になる。 In the GaN-based semiconductor optical devices 11a and 11b, the off angle A OFF in the a-axis direction in the template 13 is preferably a finite value. The off angle A OFF in the a-axis direction improves the surface morphology of the epitaxial region. The range of the off angle A OFF can be, for example, a range of −3 degrees or more and +3 degrees or less. Specifically, the range of the off angle A OFF is, for example, −3 degrees or more and −0.1 degrees or less and +0. It is preferably in the range of 1 degree or more and +3 degree or less. When the range of the off angle A OFF is, for example, in a range of not less than −0.4 degrees and not more than −0.1 degrees and not less than +0.1 degrees and not more than +0.4 degrees, the surface morphology is further improved.

GaN系半導体光素子11a、11bでは、活性層17は480nm以上である発光波長を生成するように設けられていることが好ましい。また、活性層17は600nm以下である発光波長を生成するように設けられていることが好ましい。63度以上80度未満の範囲の傾斜角は、480nm以上で600nm以下の発光波長の範囲において有効である。このぐらいの波長になってくると、だいぶ井戸層のIn組成が大きくなり、c面やm面及び{10−11}面等のIn偏析の大きな面では、発光強度が大きく低下する。一方、この角度範囲では、In偏析が小さいため、480nm以上の長波長領域でも発光強度の低下が小さい。また、井戸層の厚さの範囲は、例えば0.5nm〜10nmであることができる。InGa1−XN井戸層のIn組成Xの範囲は、例えば0.01〜0.50であることができる。 In the GaN-based semiconductor optical devices 11a and 11b, the active layer 17 is preferably provided so as to generate an emission wavelength of 480 nm or more. The active layer 17 is preferably provided so as to generate an emission wavelength of 600 nm or less. An inclination angle in a range of 63 degrees or more and less than 80 degrees is effective in a light emission wavelength range of 480 nm to 600 nm. When this wavelength is reached, the In composition of the well layer is considerably increased, and the emission intensity is greatly reduced on the surface of large In segregation such as the c-plane, m-plane and {10-11} plane. On the other hand, since the In segregation is small in this angular range, the decrease in emission intensity is small even in the long wavelength region of 480 nm or more. The range of the thickness of the well layer can be, for example, 0.5 nm to 10 nm. The range of the In composition X of the In X Ga 1-X N well layer can be, for example, 0.01 to 0.50.

引き続き、テンプレートの作製について説明する。図4は、テンプレートの作製における主要な工程を含む工程フローを示す図面である。図5及び図6は、テンプレートの作製における主要な工程を模式的に示す図面である。図7は、所望の傾斜角のテンプレートを得るための異種基板の主面の傾斜角を模式的に示す図面である。   Next, the production of the template will be described. FIG. 4 is a drawing showing a process flow including main processes in the production of a template. 5 and 6 are drawings schematically showing main steps in the production of a template. FIG. 7 is a drawing schematically showing the inclination angle of the main surface of the dissimilar substrate for obtaining a template having a desired inclination angle.

工程S120では、異種基板141を準備する。引き続く説明では、異種基板141は例えばサファイアからなる。図5(a)に示されるように、異種基板141の主面141aの法線Nは、そのc軸と角度γを成す。実施例では、角度γは角度αの範囲内で選択される。   In step S120, a heterogeneous substrate 141 is prepared. In the following description, the dissimilar substrate 141 is made of, for example, sapphire. As shown in FIG. 5A, the normal line N of the main surface 141a of the heterogeneous substrate 141 forms an angle γ with the c-axis. In the embodiment, the angle γ is selected within the range of the angle α.

工程S121では、マスクのための誘電体膜を異種基板141の主面141a上に成長する。この誘電体膜の膜厚は例えば10ナノメートル以上であることができ、また500ナノメートルであることができる。次いで、図5(b)に示されるように、工程S122では、フォトリソグラフィ及びエッチングを用いて、誘電体膜の加工によりマスク143を形成する。本実施例では、マスク143はストライプ143aを含む。好適な実施例では、ストライプ143aは、テンプレート上に成長される窒化ガリウム系半導体のc軸に直交する方向に延在し、また該c軸の傾斜方向に配列されている。工程S123では、マスク143を用いて異種基板141をエッチングして、支持体145を形成する。エッチングはドライエッチングを用いることができる。このエッチングにより異種基板141の主面141aに凹部147が形成される。支持体145には、ストライプ143a及び凹部147が交互に配列されている。ストライプ143aは支持体145の主面145aを覆っている。凹部147は、テンプレート上に成長される窒化ガリウム系半導体のc軸に直交する方向に延在し、また該c軸の傾斜方向に配列されている。凹部147は、第1及び第2の側面147a、147bを含み、第1の側面147aは所定の面方位を有し、第2の側面147bは、第1の側面147aに所定の面方位が形成されるような面方位に形成される。第1の側面147aの面方位は、後の工程において成長される窒化ガリウム系半導体のc軸の傾斜角を規定する。異種基板141がサファイアからなるとき、第1の側面147aは{0001}面からなり、第2の側面147bはファセット面からなる。図5(c)に示されるように、第1の側面147aはc軸Cxと交差し、本実施例ではc軸Cxにほぼ直交する。   In step S121, a dielectric film for a mask is grown on the main surface 141a of the heterogeneous substrate 141. The film thickness of the dielectric film can be, for example, 10 nanometers or more, and can be 500 nanometers. Next, as shown in FIG. 5B, in step S122, a mask 143 is formed by processing the dielectric film using photolithography and etching. In this embodiment, the mask 143 includes a stripe 143a. In the preferred embodiment, the stripes 143a extend in a direction perpendicular to the c-axis of the gallium nitride based semiconductor grown on the template and are arranged in the inclined direction of the c-axis. In step S123, the heterogeneous substrate 141 is etched using the mask 143 to form the support 145. Etching can be dry etching. By this etching, a recess 147 is formed in the main surface 141a of the different substrate 141. On the support 145, stripes 143a and recesses 147 are alternately arranged. The stripe 143 a covers the main surface 145 a of the support 145. The recesses 147 extend in a direction perpendicular to the c-axis of the gallium nitride based semiconductor grown on the template, and are arranged in the inclination direction of the c-axis. The recess 147 includes first and second side surfaces 147a and 147b, the first side surface 147a has a predetermined surface orientation, and the second side surface 147b forms a predetermined surface orientation on the first side surface 147a. It is formed in such a plane orientation. The plane orientation of the first side surface 147a defines the inclination angle of the c-axis of a gallium nitride based semiconductor grown in a later step. When the heterogeneous substrate 141 is made of sapphire, the first side surface 147a is made of a {0001} surface, and the second side surface 147b is made of a facet surface. As shown in FIG. 5C, the first side surface 147a intersects with the c-axis Cx, and is substantially orthogonal to the c-axis Cx in this embodiment.

工程S124では、図6(a)に示されるように、第2の側面147bを覆うように第2の側面147b上に絶縁膜149を形成すると共に、第1の側面147aを覆うこと無く第1の側面147aを露出させる。この絶縁膜149の選択形成は、例えば膜の堆積、フォトリソグラフィ及びエッチングにより行われる。この絶縁膜の膜厚は例えば10ナノメートル以上であることができ、また500ナノメートル以下であることができる。   In step S124, as shown in FIG. 6A, the insulating film 149 is formed on the second side surface 147b so as to cover the second side surface 147b, and the first side surface 147a is not covered. The side surface 147a is exposed. The selective formation of the insulating film 149 is performed by, for example, film deposition, photolithography, and etching. The film thickness of this insulating film can be, for example, 10 nanometers or more, and can be 500 nanometers or less.

工程S125では、支持体145上にマスク143を覆うように一体の窒化ガリウム系半導体を成長して、単結晶の半導体領域を形成する。この半導体領域の形成は、凹部147の第1の側面147aへのエピタキシャル成長によって行われる。工程S125−1では、図6(b)に示されるように、比較的低温、例えば摂氏500度程度で、凹部147を埋める程度に窒化ガリウム系半導体を成長する。この成長では、個々の凹部147において、窒化ガリウム系半導体は側面147aにエピタキシャルに成長されるので、この窒化ガリウム系半導体のc軸は支持体145の主面に対して角度γ程度で傾斜している。次いで、工程S125−2では、図6(c)に示されるように、比較的高温、例えば摂氏1100度程度で、凹部147を埋めた窒化ガリウム系半導体の結晶軸を引き継いで、同じ種類の窒化ガリウム系半導体を成長する。この成長は、工程S125−1における成長に比べて、窒化ガリウム系半導体の横方向成長を促進する条件で行われる。これらの工程によって、支持体145上にマスク143及び絶縁膜149を覆うように単結晶の半導体領域151を形成する。望ましい実施例では、単結晶の半導体領域151はGaNからなることができ、このテンプレートをGaNテンプレートと呼ぶ。   In step S125, an integrated gallium nitride based semiconductor is grown on the support 145 so as to cover the mask 143, thereby forming a single crystal semiconductor region. This semiconductor region is formed by epitaxial growth of the recess 147 on the first side surface 147a. In step S125-1, as shown in FIG. 6B, a gallium nitride based semiconductor is grown to fill the recess 147 at a relatively low temperature, for example, about 500 degrees Celsius. In this growth, since the gallium nitride semiconductor is epitaxially grown on the side surface 147a in each recess 147, the c-axis of the gallium nitride semiconductor is inclined at an angle γ with respect to the main surface of the support 145. Yes. Next, in step S125-2, as shown in FIG. 6C, the crystal axis of the gallium nitride semiconductor in which the recess 147 is filled is taken over at a relatively high temperature, for example, about 1100 degrees Celsius, and the same type of nitriding is performed. Growing gallium-based semiconductors. This growth is performed under conditions that promote the lateral growth of the gallium nitride-based semiconductor as compared to the growth in step S125-1. Through these steps, a single crystal semiconductor region 151 is formed over the support 145 so as to cover the mask 143 and the insulating film 149. In a preferred embodiment, the single crystal semiconductor region 151 can be made of GaN, and this template is called a GaN template.

異種基板141の材料は、サファイアに限定されることなく、スピネル、酸化亜鉛、炭化シリコン、シリコン及び酸化ガリウムのいずれかからなることができる。これらの材料は、63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜する主面の半導体領域をテンプレートに提供できる。図7は、異種基板の主面とその材料の結晶軸との関係を示す図面である。図7(a)を参照すると、シリコンでは、結晶軸<111>が主面の法線Nと角度γを成す。結晶軸<111>は<−101>軸の方向に角度γで傾斜される。シリコンに凹部を形成するためにエッチャントは例えばKOHであることができる。図7(b)を参照すると、4H−SiC、6H−SiCでは、結晶軸<0001>が主面の法線Nと角度γを成す。結晶軸<0001>は<1−100>軸の方向に角度γで傾斜される。4H−SiC、6H−SiCに凹部を形成するためにドライエッチングを施すことができる。図7(c)を参照すると、3C−SiCでは、結晶軸<111>が主面の法線Nと角度γを成す。結晶軸<111>は<−101>軸の方向に角度γで傾斜される。3C−SiCに凹部を形成するためにドライエッチングを施すことができる。図7(d)を参照すると、ZnOでは、結晶軸<0001>が主面の法線Nと角度γを成す。結晶軸<0001>は<1−100>軸の方向に角度γで傾斜される。ZnOに凹部を形成するためにエッチャントは例えば硝酸であることができる。図7(e)を参照すると、スピネルでは、結晶軸<111>が主面の法線Nと角度γを成す。結晶軸<111>は<−101>軸の方向に角度γで傾斜され。スピネルに凹部を形成するためにドライエッチングを施すことができる。図7(f)を参照すると、β−Gaでは、そのc軸が主面と角度γを成す。c軸はa軸に対して103.7度の角度を成す。β−Gaに凹部を形成するためにエッチャントは例えばフッ酸であることができる。 The material of the heterogeneous substrate 141 is not limited to sapphire, and can be any of spinel, zinc oxide, silicon carbide, silicon, and gallium oxide. These materials can provide a template with a semiconductor region of a main surface inclined at an inclination angle in a range of 63 degrees or more and less than 80 degrees. FIG. 7 is a drawing showing the relationship between the main surface of a different substrate and the crystal axes of the material. Referring to FIG. 7A, in silicon, the crystal axis <111> forms an angle γ with the normal N of the main surface. The crystal axis <111> is inclined at an angle γ in the direction of the <−101> axis. In order to form the recess in the silicon, the etchant can be, for example, KOH. Referring to FIG. 7B, in 4H—SiC and 6H—SiC, the crystal axis <0001> forms an angle γ with the normal N of the main surface. The crystal axis <0001> is inclined at an angle γ in the direction of the <1-100> axis. Dry etching can be performed to form a recess in 4H—SiC or 6H—SiC. Referring to FIG. 7C, in 3C-SiC, the crystal axis <111> forms an angle γ with the normal line N of the main surface. The crystal axis <111> is inclined at an angle γ in the direction of the <−101> axis. Dry etching can be performed to form a recess in 3C-SiC. Referring to FIG. 7D, in ZnO, the crystal axis <0001> forms an angle γ with the normal N of the main surface. The crystal axis <0001> is inclined at an angle γ in the direction of the <1-100> axis. In order to form a recess in ZnO, the etchant can be, for example, nitric acid. Referring to FIG. 7E, in the spinel, the crystal axis <111> forms an angle γ with the normal N of the main surface. The crystal axis <111> is inclined at an angle γ in the direction of the <−101> axis. Dry etching can be performed to form recesses in the spinel. Referring to FIG. 7F, in β-Ga 2 O 3 , the c-axis forms an angle γ with the main surface. The c-axis forms an angle of 103.7 degrees with respect to the a-axis. In order to form the recess in β-Ga 2 O 3 , the etchant can be, for example, hydrofluoric acid.

このテンプレートを用いて、窒化ガリウム系半導体光素子のためのエピタキシャル基板が提供される。エピタキシャル基板は、上記の窒化ガリウム系半導体光素子のためのテンプレートと、このテンプレート上に設けられた窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域と、この窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域上に設けられ活性層のための半導体エピタキシャル層とを備える。テンプレートを用いて、窒化ガリウム系半導体と異なる材料の異種基板上に設けられIn偏析による発光特性の低下を抑制可能な窒化ガリウム系半導体発光素子のためのエピタキシャル基板が提供される。   Using this template, an epitaxial substrate for a gallium nitride based semiconductor optical device is provided. An epitaxial substrate includes a template for the above-described gallium nitride based semiconductor optical device, a gallium nitride based semiconductor epitaxial region provided on the template, and a semiconductor for an active layer provided on the gallium nitride based semiconductor epitaxial region. An epitaxial layer. An epitaxial substrate for a gallium nitride-based semiconductor light-emitting element that is provided on a different substrate made of a material different from that of a gallium nitride-based semiconductor and that can suppress a decrease in light emission characteristics due to In segregation is provided.

(実施例1)
実施例1では、予備的な実験としてGaNテンプレートに替えて、GaNウエハを用いた。発明者らの知見によれば、GaNウエハを用いた実験は、GaNテンプレートを用いた実験と同様な結果を提供できる。GaNウエハS1及びGaNウエハS2を準備した。GaNウエハS1の主面は六方晶系GaNにおけるc面からなる。GaNウエハS2の主面は、六方晶系GaNにおけるm軸方向にc面から75度の角度で傾斜しており、この傾斜面は(20−21)面として示される。いずれの主面も鏡面研磨されている。ウエハS2の主面では、−3度以上+3度以下の範囲の角度で(20−21)面からオフ角が分布している。
Example 1
In Example 1, a GaN wafer was used in place of the GaN template as a preliminary experiment. According to the knowledge of the inventors, the experiment using the GaN wafer can provide the same result as the experiment using the GaN template. A GaN wafer S1 and a GaN wafer S2 were prepared. The main surface of the GaN wafer S1 is a c-plane in hexagonal GaN. The main surface of the GaN wafer S2 is inclined at an angle of 75 degrees from the c-plane in the m-axis direction in hexagonal GaN, and this inclined surface is shown as a (20-21) plane. All main surfaces are mirror-polished. On the main surface of the wafer S2, the off angles are distributed from the (20-21) plane at an angle in the range of −3 degrees to +3 degrees.

GaNウエハS1及びGaNウエハS2上に、有機金属気相成長法により、Siドープn型GaN層及びアンドープInGaN層をエピタキシャルに成長して、図8に示されるエピタキシャル基板E1、E2を作製した。エピタキシャル成長のための原料として、トリメチルガリウム(TMG)、トリメチルインジウム(TMI)、アンモニア(NH)、シラン(SiH)を用いた。 An Si-doped n-type GaN layer and an undoped InGaN layer were epitaxially grown on the GaN wafer S1 and the GaN wafer S2 by metal organic vapor phase epitaxy to produce epitaxial substrates E1 and E2 shown in FIG. Trimethyl gallium (TMG), trimethyl indium (TMI), ammonia (NH 3 ), and silane (SiH 4 ) were used as raw materials for epitaxial growth.

成長炉内にウエハS1、S2を設置した。これらのウエハ上に以下の条件でエピタキシャル成長を行った。摂氏1050度の温度及び27kPaの炉内圧力において、NHとHを流しながら10分間熱処理を行った。この熱処理温度として、例えば摂氏850度以上1150度以下の温度を用いることができる。また、熱処理の雰囲気として、NHとH等の組み合わせを用いることができる。この熱処理による表面改質によって、ウエハS2の表面に、オフ角によって規定されるテラス構造が形成される。 Wafers S1 and S2 were placed in the growth furnace. Epitaxial growth was performed on these wafers under the following conditions. A heat treatment was performed for 10 minutes while flowing NH 3 and H 2 at a temperature of 1050 degrees Celsius and an in-furnace pressure of 27 kPa. As this heat treatment temperature, for example, a temperature of 850 to 1150 degrees Celsius can be used. Further, a combination of NH 3 and H 2 can be used as the atmosphere for the heat treatment. By the surface modification by this heat treatment, a terrace structure defined by the off angle is formed on the surface of the wafer S2.

この熱処理の後に、TMG、NH、SiHを成長炉に供給して、摂氏1000度においてSiドープしたGaN層61a、61bを成長した。GaN層61a、61bの厚さは例えば2マイクロメートルである。次いで、TMG、TMI、NHを成長炉に供給して、摂氏750度の基板温度でアンドープInGaN層63a、63bを成長した。InGaN層63a、63bの厚さは20nmである。また、モル比はV/III=7322であり、成長炉圧力は100kPaである。成膜後に、成長炉の温度を室温まで降温して、エピタキシャル基板E1、E2を作製した。 After this heat treatment, TMG, NH 3 and SiH 4 were supplied to the growth reactor to grow Si-doped GaN layers 61a and 61b at 1000 degrees Celsius. The thickness of the GaN layers 61a and 61b is, for example, 2 micrometers. Next, TMG, TMI, and NH 3 were supplied to the growth reactor to grow undoped InGaN layers 63a and 63b at a substrate temperature of 750 degrees Celsius. The thickness of the InGaN layers 63a and 63b is 20 nm. Further, the molar ratio is V / III = 7322, and the growth furnace pressure is 100 kPa. After the film formation, the temperature of the growth furnace was lowered to room temperature to produce epitaxial substrates E1 and E2.

エピタキシャル基板E1、E2のX線回折測定を行った。スキャンはω−2θ法を用いて行われた。X線の回折角が結晶の格子定数を反映するので、例えばInGaN3元混晶の各元素のモル分率を測定できる。   X-ray diffraction measurement of the epitaxial substrates E1 and E2 was performed. The scan was performed using the ω-2θ method. Since the X-ray diffraction angle reflects the lattice constant of the crystal, for example, the molar fraction of each element of the InGaN ternary mixed crystal can be measured.

また、エピタキシャル基板E1、E2では、ウエハの主面のオフ角が互いに異なるので、X線回折測定を行う際に、それぞれのウエハの主面のオフ角に合わせた位置に、X線入射装置、試料台、X線検出装置を配置した。   In addition, in the epitaxial substrates E1 and E2, since the off angles of the main surfaces of the wafers are different from each other, when performing X-ray diffraction measurement, the X-ray incidence device, A sample stage and an X-ray detector were arranged.

具体的には、エピタキシャル基板E1では[0001]方向に軸立てを行った。回折結果を理論計算とフィッティングして、InGaN中のIn組成が決定される。この面方位では、ウエハ主面の法線方向[0001]と測定の軸立て方向[0001]が一致するので、理論計算から得られた値がそのまま実際の組成として使用できる。   Specifically, the epitaxial substrate E1 was axially aligned in the [0001] direction. The In composition in InGaN is determined by fitting the diffraction result with theoretical calculation. In this plane orientation, the normal direction [0001] of the main surface of the wafer coincides with the measurement axis direction [0001], so the values obtained from the theoretical calculation can be used as they are as the actual composition.

エピタキシャル基板E2では[10−10]方向に軸立てを行う。この軸立てで、ウエハ主面{20−21}面に対して15度だけ傾斜してX線が入射するので、X線回折からの値は、In組成を過小に見積もっている。このため、実験結果を理論計算とフィッティングする際に、[10−10]方向からの傾きに応じて測定値を補正する必要がある。この補正により、InGaN中のIn組成が決定される。   The epitaxial substrate E2 is axially aligned in the [10-10] direction. With this shafting, X-rays are incident with an inclination of 15 degrees with respect to the wafer main surface {20-21} plane, so the value from X-ray diffraction underestimates the In composition. For this reason, when fitting an experimental result with theoretical calculation, it is necessary to correct | amend a measured value according to the inclination from a [10-10] direction. By this correction, the In composition in InGaN is determined.

図9は、X線回折結果及び理論計算の結果を示す図面である。図9(a)を参照すると、エピタキシャル基板E1の実験結果EX1及び理論計算結果TH1が示されている。図9(b)を参照すると、エピタキシャル基板E2の実験結果EX2及び理論計算結果TH2が示されている。エピタキシャル基板E1のIn組成は20.5パーセントであり、一方、エピタキシャル基板E2のIn組成は19.6パーセントである。この実験結果は、GaNのc面に比べてGaN(20−21)面が同等のIn取り込みであることを示している。このことは、例えば発光ダイオードや、半導体レーザダイオード等の光デバイスの作製において、高いIn組成を必要とする長波長の発光素子に好適である。また、同じIn組成であれば、InGaNの成長温度を高めることが可能であり、発光層の結晶性を向上できる。   FIG. 9 is a drawing showing the results of X-ray diffraction and theoretical calculations. Referring to FIG. 9A, an experimental result EX1 and a theoretical calculation result TH1 of the epitaxial substrate E1 are shown. Referring to FIG. 9B, an experimental result EX2 and a theoretical calculation result TH2 of the epitaxial substrate E2 are shown. The In composition of the epitaxial substrate E1 is 20.5 percent, while the In composition of the epitaxial substrate E2 is 19.6 percent. This experimental result indicates that the GaN (20-21) plane has the same In incorporation compared to the c-plane of GaN. This is suitable for a long-wavelength light-emitting element that requires a high In composition in the production of optical devices such as light-emitting diodes and semiconductor laser diodes. Further, if the In composition is the same, the growth temperature of InGaN can be increased, and the crystallinity of the light emitting layer can be improved.

(実施例2)
図10に示される工程に従って、有機金属気相成長法により、図11(a)及び図11(b)にそれぞれ示される発光ダイオード構造(LED1、LED2)のエピタキシャル基板をGaNテンプレートS3及びGaNテンプレートS4上に作製した。エピタキシャル成長のための原料として、トリメチルガリウム(TMG)、トリメチルインジウム(TMI)、トリメチルアルミニウム(TMA)、アンモニア(NH)、シラン(SiH)、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム(CpMg)を用いた。
(Example 2)
In accordance with the steps shown in FIG. 10, the epitaxial substrates of the light-emitting diode structures (LED1, LED2) shown in FIGS. 11 (a) and 11 (b) are formed on the GaN template S3 and the GaN template S4 by metal organic vapor phase epitaxy, respectively. Made above. Use as a raw material for epitaxial growth, trimethyl gallium (TMG), trimethyl indium (TMI), trimethyl aluminum (TMA), ammonia (NH 3), silane (SiH 4), biscyclopentadienyl magnesium (Cp 2 Mg) It was.

GaNテンプレートS3及びS4を準備した。本実施例では、GaNテンプレートS3及びS4の支持体の導電性材料は、例えばシリコンからなる。工程S101では、六方晶系GaNにおけるc面からなる主面を有するGaNテンプレートS3が準備された。工程S102では、63度から80度未満の傾斜角の範囲内の傾斜角に該当するGaNテンプレートS4が準備された。本実施例では、GaNテンプレートS4は、六方晶系GaNにおけるm軸方向にc面から75度の角度で傾斜したGaN主面を有しており、この傾斜面は(20−21)面として示される。   GaN templates S3 and S4 were prepared. In this embodiment, the conductive material of the support of the GaN templates S3 and S4 is made of, for example, silicon. In step S101, a GaN template S3 having a principal surface made of a c-plane in hexagonal GaN was prepared. In step S102, a GaN template S4 corresponding to an inclination angle within a range of an inclination angle of 63 degrees to less than 80 degrees was prepared. In this example, the GaN template S4 has a GaN main surface inclined at an angle of 75 degrees from the c-plane in the m-axis direction in hexagonal GaN, and this inclined surface is shown as a (20-21) plane. It is.

テンプレートS3、S4上に以下の条件でエピタキシャル成長を行った。まず、工程S103では、テンプレートS3、S4を成長炉内に設置した。工程S104では、GaN系半導体領域が成長される。例えば、摂氏1100度において、TMG、NH、SiHを成長炉に供給して、SiドープGaN層65bを成長した。GaN層65bの厚さは例えば5マイクロメートルである。次いで、摂氏850度の基板温度で、TMG、TMI、NH、SiHを成長炉に供給して、SiドープInGaN層67bを成長した。InGaN層67bの厚さは100nmである。InGaN層67bのIn組成は例えば0.02である。 Epitaxial growth was performed on the templates S3 and S4 under the following conditions. First, in step S103, the templates S3 and S4 were installed in the growth furnace. In step S104, a GaN-based semiconductor region is grown. For example, at 1100 degrees Celsius, TMG, NH 3 and SiH 4 were supplied to the growth reactor to grow the Si-doped GaN layer 65b. The thickness of the GaN layer 65b is, for example, 5 micrometers. Next, TMG, TMI, NH 3 and SiH 4 were supplied to the growth reactor at a substrate temperature of 850 degrees Celsius to grow the Si-doped InGaN layer 67b. The thickness of the InGaN layer 67b is 100 nm. The In composition of the InGaN layer 67b is, for example, 0.02.

工程S105では、活性層を成長する。工程S106では、摂氏870度の基板温度で、TMG、NHを成長炉に供給して、この成長温度T1でアンドープGaN障壁層69bを成長した。GaN層69bの厚さは15nmである。工程S107では、成長後に、成長を中断して、摂氏870度から摂氏760度に基板温度を変更する。変更後に、工程S108では、この成長温度T2で、TMG、TMI、NHを成長炉に供給して、アンドープInGaN井戸層71bを成長した。InGaN井戸層71bの厚さは3nmである。InGaN層71bのIn組成は例えば0.25である。井戸層71bにおいては、発光波長に応じてIn流量を変更している。InGaN井戸層71bの成長後に、TMIの供給を停止した。工程S109では、TMG、NHを成長炉に供給しながら、摂氏760度から摂氏870度に基板温度を変更した。この変更中にも、アンドープGaN障壁層73bの一部が成長されている。変更後に、工程S110で、アンドープGaN障壁層73bの残りを成長した。GaN障壁層73bの厚さは15nmである。工程S111では、障壁層の成長、温度変更、井戸層の成長、を繰り返して、InGaN井戸層(75b、79b)、GaN障壁層(77b、81b)を形成した。 In step S105, an active layer is grown. In step S106, TMG and NH 3 were supplied to the growth reactor at a substrate temperature of 870 degrees Celsius, and the undoped GaN barrier layer 69b was grown at the growth temperature T1. The thickness of the GaN layer 69b is 15 nm. In step S107, after the growth, the growth is interrupted, and the substrate temperature is changed from 870 degrees Celsius to 760 degrees Celsius. After the change, in step S108, TMG, TMI, and NH 3 were supplied to the growth reactor at the growth temperature T2 to grow the undoped InGaN well layer 71b. The thickness of the InGaN well layer 71b is 3 nm. The In composition of the InGaN layer 71b is, for example, 0.25. In the well layer 71b, the In flow rate is changed according to the emission wavelength. After the growth of the InGaN well layer 71b, the supply of TMI was stopped. In step S109, the substrate temperature was changed from 760 degrees Celsius to 870 degrees Celsius while supplying TMG and NH 3 to the growth reactor. During this change, a part of the undoped GaN barrier layer 73b is grown. After the change, the remainder of the undoped GaN barrier layer 73b was grown in step S110. The thickness of the GaN barrier layer 73b is 15 nm. In step S111, the growth of the barrier layer, the temperature change, and the growth of the well layer were repeated to form the InGaN well layers (75b, 79b) and the GaN barrier layers (77b, 81b).

工程S112では、GaN系半導体領域が成長される。例えば、GaN障壁層81bの成長後に、TMGの供給を停止して、基板温度を摂氏1000度に上昇した。この温度で、TMG、TMA、NH、CpMgを成長炉に供給して、p型AlGaN電子ブロック層83bを成長した。電子ブロック層83bのAl組成は例えば0.18であり、電子ブロック層83bは例えば20nmであった。この後に、TMAの供給を停止して、p型GaNコンタクト層85bを成長した。p型GaNコンタクト層85bは例えば50nmであった。成膜後に、成長炉の温度を室温まで降温して、エピタキシャル基板E4を作製した。本実施例におけるp型領域の成長温度は、c面上へのp型領域の成長に最適な成長温度に比べて100度ほど低い。発明者らの実験により、以下のことが確認されている:本オフ角範囲内の基板上に成膜した活性層はp層成長時の昇温に敏感で劣化しやすく、c面へのp型領域の成長に最適な温度では、特に長波長の活性層を成長した際にマクロな暗領域が広がる。ここで、暗領域は蛍光顕微鏡像における非発光領域を意味する。p層成長温度を下げることにより、p層成長時の昇温による暗領域の広がりを防ぐことができた。 In step S112, a GaN-based semiconductor region is grown. For example, after the growth of the GaN barrier layer 81b, the supply of TMG was stopped and the substrate temperature was raised to 1000 degrees Celsius. At this temperature, TMG, TMA, NH 3 and Cp 2 Mg were supplied to the growth reactor to grow the p-type AlGaN electron blocking layer 83b. The Al composition of the electron block layer 83b was, for example, 0.18, and the electron block layer 83b was, for example, 20 nm. Thereafter, the supply of TMA was stopped, and the p-type GaN contact layer 85b was grown. The p-type GaN contact layer 85b was 50 nm, for example. After the film formation, the temperature of the growth furnace was lowered to room temperature to produce an epitaxial substrate E4. The growth temperature of the p-type region in this example is about 100 degrees lower than the growth temperature optimum for the growth of the p-type region on the c-plane. The inventors have confirmed that the following: The active layer formed on the substrate within the off-angle range is sensitive to temperature rise during the growth of the p layer and easily deteriorates. At the optimum temperature for the growth of the mold region, the macro dark region spreads, particularly when a long wavelength active layer is grown. Here, the dark region means a non-light emitting region in the fluorescence microscope image. By reducing the p-layer growth temperature, it was possible to prevent the dark region from spreading due to the temperature rise during the p-layer growth.

次いで、テンプレートS3についても同じ成膜条件を用いて、SiドープGaN層(厚さ:5マイクロメートル)65a、SiドープInGaN層(厚さ:100nm)67a、p型AlGaN電子ブロック層(厚さ:20nm)83a及びp型GaNコンタクト層(厚さ:50nm)85aを成長した。活性層は、InGan井戸層(厚さ:3nm)71a、75a、79a、GaN障壁層(厚さ:15nm)69a、73a、77a、81aを含む。コンタクト層の成長後に、成長炉の温度を室温まで降温して、エピタキシャル基板E3を作製した。   Next, for the template S3, using the same film forming conditions, a Si-doped GaN layer (thickness: 5 micrometers) 65a, a Si-doped InGaN layer (thickness: 100 nm) 67a, and a p-type AlGaN electron blocking layer (thickness: 20 nm) 83a and a p-type GaN contact layer (thickness: 50 nm) 85a. The active layer includes InGan well layers (thickness: 3 nm) 71a, 75a, 79a, and GaN barrier layers (thickness: 15 nm) 69a, 73a, 77a, 81a. After the growth of the contact layer, the temperature of the growth furnace was lowered to room temperature to produce an epitaxial substrate E3.

工程S113では、エピタキシャル基板E3、E4上に電極を形成した。まず、エッチング(例えば、RIE)によりメサ形状を形成した。メサ形状のサイズは例えば一辺400μm角である。次いで、p型GaNコンタクト層85a、85b上にp透明電極(Ni/Au)87a、87bを形成した。この後に、pパッド電極(Ti/Au)を形成した。テンプレートS3、S4のSiドープGaN層65a、65bは、エッチングによる除去によって形成された露出面65c、65dにn電極(Ti/Al)89a、89bを形成した。電極アニール(例えば、摂氏550度で1分)の手順で行った。これの工程により、発光ダイオード構造LED1、LED2が得られた。   In step S113, electrodes were formed on the epitaxial substrates E3 and E4. First, a mesa shape was formed by etching (for example, RIE). The size of the mesa shape is, for example, 400 μm square. Next, p transparent electrodes (Ni / Au) 87a and 87b were formed on the p-type GaN contact layers 85a and 85b. Thereafter, a p-pad electrode (Ti / Au) was formed. In the Si-doped GaN layers 65a and 65b of the templates S3 and S4, n electrodes (Ti / Al) 89a and 89b are formed on the exposed surfaces 65c and 65d formed by etching. The procedure was an electrode annealing (for example, 550 degrees Celsius for 1 minute). Through these steps, light-emitting diode structures LED1 and LED2 were obtained.

発光ダイオード構造LED1、LED2に電流を印加して、エレクトロルミネッセンススペクトルを測定した。電極サイズは400マイクロメートル角であり、印加電流は120mAである。図12は、発光ダイオード構造LED1、LED2のエレクトロルミネッセンススペクトルを示す図面である。スペクトルEL、ELM75が示されている。これらのスペクトルのピーク波長は同程度であり、スペクトルELM75のピーク強度がスペクトルELのピーク強度の2倍以上であり、またスペクトルELM75の半値全幅がスペクトルELの半値全幅の半分以下である。発光ダイオード構造LED2の光出力が高く、また半値全幅が小さい。これらは、優れた色純度を示すと共に、また他の色の発光と混ぜ合わせた際の演色性を高めることができる。LEDモードにおける発光の半値全幅が小さく、これは、レーザダイオードのしきい値を低くすることに非常に有効である。 An electroluminescence spectrum was measured by applying current to the light emitting diode structures LED1 and LED2. The electrode size is 400 micrometers square and the applied current is 120 mA. FIG. 12 is a diagram showing electroluminescence spectra of the light emitting diode structures LED1 and LED2. The spectra EL C and EL M75 are shown. Peak wavelength of these spectra are comparable, the peak intensity of the spectrum EL M75 is more than twice the peak intensity of the spectrum EL C, and in less than half the full width at half maximum of the spectrum EL M75 is the full width at half maximum of the spectrum EL C is there. The light output of the light emitting diode structure LED2 is high, and the full width at half maximum is small. These exhibit excellent color purity and can enhance color rendering when mixed with light emission of other colors. The full width at half maximum of light emission in the LED mode is small, which is very effective for lowering the threshold value of the laser diode.

図13は、エピタキシャル基板E3、E4のカソードルミネッセンス(CL)像を示す図面である。図13(a)を参照すると、エピタキシャル基板E3のカソードルミネッセンス像が示されている。図13(a)の発光像にはムラがあり、発光に寄与していない暗領域が広いことがわかる。この発光の不均一は、エピタキシャル基板E3の活性層におけるIn偏析に因ると考えられる。c面基板を用いるエピタキシャル基板では、発光波長が長くになるにつれて、発光の不均一の程度は顕著になる。これ故に、c面基板を用いる発光素子では、発光が長波長になるほど、光出力が低下し、また発光スペクトルの半値全幅も大きくなる。   FIG. 13 is a drawing showing cathodoluminescence (CL) images of the epitaxial substrates E3 and E4. Referring to FIG. 13A, a cathodoluminescence image of the epitaxial substrate E3 is shown. It can be seen that the light emission image of FIG. 13A is uneven and the dark region that does not contribute to light emission is wide. This non-uniform emission is considered to be due to In segregation in the active layer of the epitaxial substrate E3. In an epitaxial substrate using a c-plane substrate, the degree of non-uniformity of light emission becomes more prominent as the emission wavelength becomes longer. Therefore, in a light emitting element using a c-plane substrate, the longer the wavelength of light emission, the lower the light output and the full width at half maximum of the emission spectrum.

図13(b)を参照すると、エピタキシャル基板E4のカソードルミネッセンス像が示されている。図13(b)の発光像は、図13(a)の発光像に比べて発光の均一性に優れる。故に、エピタキシャル基板E4では、InGaN層のIn偏析が小さいと考えられる。このため、発光素子の発光強度が大きく、発光半値幅も小さくなる。また、テンプレートS4上に作製された発光素子では、長波長の発光における光出力の低下が小さく、また長波長の発光スペクトルにおける半値幅の増大も小さい。   Referring to FIG. 13B, a cathodoluminescence image of the epitaxial substrate E4 is shown. The light emission image in FIG. 13B is superior in light emission uniformity compared to the light emission image in FIG. Therefore, in the epitaxial substrate E4, In segregation of the InGaN layer is considered to be small. For this reason, the light emission intensity of the light emitting element is large and the light emission half width is also small. In addition, in the light emitting device manufactured on the template S4, the decrease in light output in the long wavelength light emission is small, and the increase in half width in the long wavelength emission spectrum is also small.

図14は、発光ダイオード構造LED1、LED2において発光波長と電流注入量との関係の測定を示す図面である。図14を参照すると、発光ダイオード構造LED1では、電流注入量を増やすにつれて発光波長が次第に短波長にシフトする。これに対して、発光ダイオード構造LED2では、少ない電流注入量のとき僅かに発光波長が短波長にシフトした後は、発光波長は、ほとんど電流量の増加に対して変化しない。このことは、発光ダイオードへの印加電流量を変えて発光ダイオードの発光強度を変更する際に、発光波長の変動がほとんどないことを示している。つまり、発光ダイオード構造LED2では、LEDモードにおける発光ピーク波長の電流依存性が低減される。   FIG. 14 is a drawing showing the measurement of the relationship between the emission wavelength and the current injection amount in the light emitting diode structures LED1 and LED2. Referring to FIG. 14, in the light emitting diode structure LED1, the emission wavelength gradually shifts to a short wavelength as the current injection amount is increased. On the other hand, in the light emitting diode structure LED2, after the light emission wavelength is slightly shifted to a short wavelength when the current injection amount is small, the light emission wavelength hardly changes with an increase in the current amount. This indicates that there is almost no fluctuation in the emission wavelength when changing the light emission intensity of the light emitting diode by changing the amount of current applied to the light emitting diode. That is, in the light emitting diode structure LED2, the current dependency of the emission peak wavelength in the LED mode is reduced.

光励起による発光測定では、発光ダイオード構造LED1(c面)の発光波長は550nmであり、発光ダイオード構造(75度オフ)LED2の発光波長は505nmであった。光励起されている発光ダイオード構造の内部状態は、非常に少ない電流が注入されている発光ダイオード構造の内部状態に相当する。   In the light emission measurement by light excitation, the light emission wavelength of the light emitting diode structure LED1 (c-plane) was 550 nm, and the light emission wavelength of the light emitting diode structure (75 degrees off) LED2 was 505 nm. The internal state of the light-emitting diode structure that is photoexcited corresponds to the internal state of the light-emitting diode structure into which a very small current is injected.

電流注入に対する発光波長の依存性と光励起による発光測定結果から、以下のことを意味している:発光ダイオード構造LED2では、印加電圧を徐々に大きくしていったときに、非常に小さい発光(実用的な面では「光り出す前」)において発光波長のシフトが実質的に完了しており、十分な強度の発光が生じた後にはほとんど発光波長がシフトしない。   From the dependence of the emission wavelength on the current injection and the emission measurement result by photoexcitation, the following is meant: In the light emitting diode structure LED2, when the applied voltage is gradually increased, the emission is very small (practical) In terms of generality, the shift of the emission wavelength is substantially completed “before light emission”), and the emission wavelength hardly shifts after the emission of sufficient intensity occurs.

c面上の活性層におけるピエゾ電界は、GaN系半導体のm軸の方向にc面から63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜したGaN系半導体面上に設けられた活性層におけるピエゾ電界に比べて大きい。図14に示される特性から、発光ダイオード構造LED2におけるピエゾ電界の向きは、発光ダイオード構造LED1におけるピエゾ電界の向きと逆である。また、電流注入の際の電界方向は、発光ダイオード構造LED2におけるピエゾ電界の方向と反対である。図15は、非特許文献1及び2に示された計算結果を示す図面である。図15(a)及び図15(b)におけるピエゾ電界を表す曲線において正負が異なるのは、電界の方向の定義の問題である。また、曲線の傾きや曲率が異なるのは、計算に用いたパラメータが異なるためである。   The piezo electric field in the active layer on the c-plane is piezo electric in the active layer provided on the GaN-based semiconductor surface inclined at an inclination angle in the range of 63 degrees to less than 80 degrees from the c-plane in the m-axis direction of the GaN-based semiconductor. Larger than the electric field. From the characteristics shown in FIG. 14, the direction of the piezoelectric field in the light emitting diode structure LED2 is opposite to the direction of the piezoelectric field in the light emitting diode structure LED1. The direction of the electric field at the time of current injection is opposite to the direction of the piezoelectric field in the light emitting diode structure LED2. FIG. 15 is a diagram showing calculation results shown in Non-Patent Documents 1 and 2. The difference between positive and negative in the curves representing the piezoelectric field in FIGS. 15A and 15B is the problem of the definition of the direction of the electric field. The slopes and curvatures of the curves are different because the parameters used for the calculation are different.

(実施例3)
c面からm軸方向に75度の角度で傾斜した主面を有するGaNテンプレートS5、S6上に、発光ダイオード構造LED3、LED4を作製した。発光ダイオード構造LED3、LED4の発光波長は互いに異なる。発光ダイオード構造LED3、LED4における発光波長の変更は、井戸層のIn組成を変更することによって行った。In組成の変更のために、井戸層の成長時にIn原料(例えばTMI)の流量を変えた。この活性層の変更を除いて、発光ダイオード構造LED3、LED4の作製は発光ダイオード構造LED2と同じである。
(Example 3)
Light emitting diode structures LED3 and LED4 were fabricated on GaN templates S5 and S6 having main surfaces inclined at an angle of 75 degrees in the m-axis direction from the c-plane. The light emitting diode structures LED3 and LED4 have different emission wavelengths. The light emission wavelength in the light emitting diode structures LED3 and LED4 was changed by changing the In composition of the well layer. In order to change the In composition, the flow rate of the In raw material (for example, TMI) was changed during the growth of the well layer. Except for the change of the active layer, the light emitting diode structures LED3 and LED4 are manufactured in the same manner as the light emitting diode structure LED2.

図16は、異なるIn組成を有する井戸層の発光ダイオード構造のエレクトロルミネッセンスを示す図面である。発光ダイオード構造LED3の井戸層は例えばIn0.16Ga0.84Nであり、発光ダイオード構造LED4の井戸層は例えばIn0.20Ga0.80Nである。発光ダイオード構造LED3(ピーク波長:460nm)及び発光ダイオード構造LED4(ピーク波長:482nm)を比べると、これらの波長において発光強度の差や半値全幅の差が観察されない。これは、高効率の長波長の発光素子を作製するために非常に好適なことである。 FIG. 16 is a diagram showing electroluminescence of a well layer light emitting diode structure having different In compositions. The well layer of the light emitting diode structure LED3 is, for example, In 0.16 Ga 0.84 N, and the well layer of the light emitting diode structure LED4 is, for example, In 0.20 Ga 0.80 N. When the light emitting diode structure LED3 (peak wavelength: 460 nm) and the light emitting diode structure LED4 (peak wavelength: 482 nm) are compared, no difference in emission intensity or full width at half maximum is observed at these wavelengths. This is very suitable for producing a highly efficient long wavelength light emitting device.

図17は、InGaN井戸層の発光ダイオード及びAlGaInP井戸層の発光ダイオードにおける外部量子効率並びに人間の視感度曲線を示す図面である。長波長の光を発生する発光ダイオード構造を得るために、大きなIn組成の井戸層を作製する。発明者らの知見によれば、図17に示されるように、c面GaN基板上の発光ダイオード構造では、InGaN井戸層のIn組成の増加に伴ってInGaNの結晶性が低下する。この結晶性の低下により、発光強度は低下すると共に、スペクトルの半値全幅も大きくなる。特に500nmを越える長波長領域では、高い外部量子効率の発光ダイオードといった発光素子を作製できない。   FIG. 17 is a diagram showing external quantum efficiency and human visibility curves in an InGaN well layer light emitting diode and an AlGaInP well layer light emitting diode. In order to obtain a light emitting diode structure that emits light having a long wavelength, a well layer having a large In composition is formed. According to the knowledge of the inventors, as shown in FIG. 17, in the light emitting diode structure on the c-plane GaN substrate, the crystallinity of InGaN decreases with the increase of the In composition of the InGaN well layer. This decrease in crystallinity reduces the emission intensity and increases the full width at half maximum of the spectrum. In particular, in a long wavelength region exceeding 500 nm, a light emitting element such as a light emitting diode with high external quantum efficiency cannot be produced.

既に説明したように、発光素子はIn元素を含むGaN系半導体井戸層を含んでおり、このGaN系半導体井戸層は、GaN系半導体のm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の傾斜角でc面を基準にして傾斜したGaN系半導体面上に成長されている。この発光素子によれば、発光強度の差や半値全幅の差が観察されない。これは、高効率の長波長の発光素子を作製するために非常に好適なことである。   As already described, the light-emitting element includes a GaN-based semiconductor well layer containing an In element. It is grown on a GaN-based semiconductor surface that is inclined with respect to the c-plane at the corners. According to this light emitting element, no difference in light emission intensity or full width at half maximum is observed. This is very suitable for producing a highly efficient long wavelength light emitting device.

(実施例4)
GaNテンプレートS4と同等の品質のGaNテンプレートS5上に、図18に示されるレーザダイオード構造(LD1)のエピタキシャル基板を作製した。エピタキシャル成長のための原料として、トリメチルガリウム(TMG)、トリメチルインジウム(TMI)、トリメチルアルミニウム(TMA)、アンモニア(NH)、シラン(SiH)、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム(CpMg)を用いた。
Example 4
An epitaxial substrate of the laser diode structure (LD1) shown in FIG. 18 was fabricated on the GaN template S5 having the same quality as the GaN template S4. Use as a raw material for epitaxial growth, trimethyl gallium (TMG), trimethyl indium (TMI), trimethyl aluminum (TMA), ammonia (NH 3), silane (SiH 4), biscyclopentadienyl magnesium (Cp 2 Mg) It was.

63度から80度未満の傾斜角の範囲内の傾斜角に該当するGaNテンプレートS5が準備された。GaNテンプレートS5は、六方晶系GaNにおけるm軸方向にc軸に直交する平面から75度の角度で傾斜した主面を有しており、この傾斜面は(20−21)面として示される。テンプレートS5上に以下の条件でエピタキシャル成長を行った。   A GaN template S5 corresponding to an inclination angle within a range of an inclination angle of 63 degrees to less than 80 degrees was prepared. The GaN template S5 has a main surface inclined at an angle of 75 degrees from a plane orthogonal to the c-axis in the m-axis direction in hexagonal GaN, and this inclined surface is shown as a (20-21) plane. Epitaxial growth was performed on template S5 under the following conditions.

まず、テンプレートS5を成長炉内に設置した。このテンプレート上にGaN系半導体領域が成長される。例えば、摂氏1150度において、TMG、TMA、NH、SiHを成長炉に供給して、n型クラッド層89を成長した。n型クラッド層89は、例えばSiドープAlGaN層である。AlGaN層の厚さは例えば2マイクロメートルであり、そのAl組成は例えば0.04であった。 First, the template S5 was installed in the growth furnace. A GaN-based semiconductor region is grown on the template. For example, at 1150 degrees Celsius, TMG, TMA, NH 3 , and SiH 4 were supplied to the growth reactor to grow the n-type cladding layer 89. The n-type cladding layer 89 is, for example, a Si-doped AlGaN layer. The thickness of the AlGaN layer was, for example, 2 micrometers, and the Al composition thereof was, for example, 0.04.

次いで、摂氏830度の基板温度で、TMG、TMI、NHを成長炉に供給して、光ガイド層91aを成長した。光ガイド層91aは、例えばアンドープのIn0.02Ga0.98N層からなり、その厚さは100nmである。 Next, TMG, TMI, and NH 3 were supplied to the growth reactor at a substrate temperature of 830 degrees Celsius to grow the optical guide layer 91a. The optical guide layer 91a is made of, for example, an undoped In 0.02 Ga 0.98 N layer, and has a thickness of 100 nm.

次いで、活性層93を成長する。摂氏870度の基板温度で、TMG、NHを成長炉に供給して、この成長温度T1でGaN系半導体障壁層93aを成長した。障壁層93aは、例えばアンドープGaNであり、その厚さは15nmである。障壁層の成長後に、成長を中断して、摂氏870度から摂氏830度に基板温度を変更する。変更後の成長温度T2で、TMG、TMI、NHを成長炉に供給して、アンドープInGaN井戸層93bを成長した。その厚さは3nmである。井戸層の成長後に、TMIの供給を停止すると共に、TMG、NHを成長炉に供給しながら、摂氏830度から摂氏870度に基板温度を変更した。この変更中にも、アンドープGaN障壁層93aの一部が成長されている。温度の変更が完了した後に、アンドープGaN障壁層93aの残りを成長した。GaN障壁層93aの厚さは15nmである。続けて、障壁層の成長、温度変更、井戸層の成長、を繰り返して、InGaN井戸層93b、GaN障壁層93aを形成した。 Next, the active layer 93 is grown. TMG and NH 3 were supplied to the growth furnace at a substrate temperature of 870 degrees Celsius, and the GaN-based semiconductor barrier layer 93a was grown at the growth temperature T1. The barrier layer 93a is, for example, undoped GaN and has a thickness of 15 nm. After the growth of the barrier layer, the growth is interrupted and the substrate temperature is changed from 870 degrees Celsius to 830 degrees Celsius. At the growth temperature T2 after the change, TMG, TMI, and NH 3 were supplied to the growth reactor to grow the undoped InGaN well layer 93b. Its thickness is 3 nm. After the well layer was grown, the substrate temperature was changed from 830 degrees Celsius to 870 degrees Celsius while TMI supply was stopped and TMG and NH 3 were supplied to the growth reactor. Even during this change, a part of the undoped GaN barrier layer 93a is grown. After the temperature change was completed, the remainder of the undoped GaN barrier layer 93a was grown. The thickness of the GaN barrier layer 93a is 15 nm. Subsequently, the InGaN well layer 93b and the GaN barrier layer 93a were formed by repeating the growth of the barrier layer, the temperature change, and the growth of the well layer.

摂氏830度の基板温度で、TMG、TMI、NHを成長炉に供給して、活性層93上に光ガイド層91bを成長した。光ガイド層91bは、例えばアンドープのInGaN層からなる。光ガイド層91bの厚さは100nmであり、そのIn組成は0.02であった。 TMG, TMI, and NH 3 were supplied to the growth reactor at a substrate temperature of 830 degrees Celsius to grow the light guide layer 91b on the active layer 93. The light guide layer 91b is made of, for example, an undoped InGaN layer. The thickness of the light guide layer 91b was 100 nm, and its In composition was 0.02.

光ガイド層91b上に、GaN系半導体領域が成長される。光ガイド層91bの成長後に、TMG及びTMIの供給を停止して、基板温度を摂氏1000度に上昇した。この温度で、TMG、TMA、NH、CpMgを成長炉に供給して、電子ブロック層95及びp型クラッド層97を成長した。電子ブロック層95は例えばAlGaNであった。電子ブロック層95の厚さは例えば20nmであり、Al組成は0.12であった。p型クラッド層97は例えばAl0.06Ga0.94Nであった。p型クラッド層97の厚さは例えば400nmであり、そのAl組成は0.06であった。この後に、TMAの供給を停止して、p型コンタクト層99を成長した。p型コンタクト層99は例えばGaNからなり、その厚さ例えば50nmであった。成膜後に、成長炉の温度を室温まで降温して、エピタキシャル基板E5を作製した。 A GaN-based semiconductor region is grown on the light guide layer 91b. After the growth of the light guide layer 91b, the supply of TMG and TMI was stopped, and the substrate temperature was raised to 1000 degrees Celsius. At this temperature, TMG, TMA, NH 3 , and Cp 2 Mg were supplied to the growth reactor to grow the electron block layer 95 and the p-type cladding layer 97. The electron block layer 95 is, for example, AlGaN. The thickness of the electron block layer 95 was 20 nm, for example, and the Al composition was 0.12. The p-type cladding layer 97 was, for example, Al 0.06 Ga 0.94 N. The thickness of the p-type cladding layer 97 was 400 nm, for example, and its Al composition was 0.06. Thereafter, the supply of TMA was stopped and the p-type contact layer 99 was grown. The p-type contact layer 99 is made of, for example, GaN and has a thickness of, for example, 50 nm. After the film formation, the temperature of the growth furnace was lowered to room temperature to produce an epitaxial substrate E5.

エピタキシャル基板E5上に電極を形成した。まず、シリコン酸化膜といった絶縁膜101を堆積し、この絶縁膜にフォトリソグラフィ及びエッチングによりコンタクト窓を形成した。コンタクト窓は、例えばストライプ形状であり、その幅は例えば10マイクロメートルである。次いで、p型GaNコンタクト層99上にp電極(Ni/Au)103aを形成した。この後に、pパッド電極(Ti/Au)を形成した。n電極(Ti/Al)103bをエピタキシャル基板E5の裏面に形成した。電極アニール(例えば、摂氏550度で1分)の手順で行って基板生産物を作製した。これの工程の後に、800マイクロメートル間隔で基板生産物を切断して、ゲインガイド型レーザダイオードLD5が得られた。しきい値電流は5kAcm−2であった。そのときの発振波長は405nmであった。この半導体レーザでは、LEDモードにおける発光のスペクトルの半値全幅が小さい。また、この半導体レーザのInGaN層のIn偏析は小さい。なお、テンプレートS5の支持体が導電性を持たないとき、n電極103bは、エッチング等により部分的に露出されたテンプレートS5の露出面にオーミック接触を成すように設けられる。 An electrode was formed on the epitaxial substrate E5. First, an insulating film 101 such as a silicon oxide film was deposited, and a contact window was formed on the insulating film by photolithography and etching. The contact window has a stripe shape, for example, and has a width of, for example, 10 micrometers. Next, a p-electrode (Ni / Au) 103 a was formed on the p-type GaN contact layer 99. Thereafter, a p-pad electrode (Ti / Au) was formed. An n-electrode (Ti / Al) 103b was formed on the back surface of the epitaxial substrate E5. A substrate product was produced by an electrode annealing procedure (for example, 550 degrees Celsius for 1 minute). After this process, the substrate product was cut at intervals of 800 micrometers to obtain a gain guide type laser diode LD5. The threshold current was 5 kAcm −2 . The oscillation wavelength at that time was 405 nm. In this semiconductor laser, the full width at half maximum of the emission spectrum in the LED mode is small. Further, the In segregation of the InGaN layer of this semiconductor laser is small. In addition, when the support body of template S5 does not have electroconductivity, n electrode 103b is provided so that an ohmic contact may be made with the exposed surface of template S5 partially exposed by etching or the like.

(実施例5)
実施例5では、予備的な実験としてGaNテンプレートに替えて、再びGaNウエハを用いた。発明者らの知見によれば、GaNウエハを用いた実験は、GaNウエハの面方位と同じ面方位のGaNテンプレートを用いた実験と同様な結果を提供できる。様々なオフ角のGaNウエハ上にInGaNを堆積して、そのInGaNのIn組成を測定した。図19は、m軸方向へc軸から取られた様々な傾斜角(オフ角)を有するGaN主面上に堆積されたInGaNのIn組成とオフ角との関係を示す図面である。プロットP1〜P4におけるオフ角を示す:
プロットP1:63度
プロットP2:75度
プロットP3:90度(m面)
プロットP4:43度
プロットP5:0度(c面)
In組成は、プロットP5(c面)からプロットP4までオフ角の増加と共に単調に減少している。一方、プロットP1、P2では、プロットP5(c面)と同等のIn取り込みを示している。プロットP3(m面)も、優れたIn取り込みを示すけれども、80度以上のオフ角ではIn偏析が大きくなり、長波長化に伴う発光強度の低下という不具合がある。
(Example 5)
In Example 5, as a preliminary experiment, a GaN wafer was used again instead of the GaN template. According to the knowledge of the inventors, the experiment using the GaN wafer can provide the same result as the experiment using the GaN template having the same plane orientation as that of the GaN wafer. InGaN was deposited on GaN wafers having various off angles, and the In composition of the InGaN was measured. FIG. 19 is a drawing showing the relationship between the In composition and the off angle of InGaN deposited on a GaN main surface having various inclination angles (off angles) taken from the c axis in the m-axis direction. Show off-angles in plots P1-P4:
Plot P1: 63 degree plot P2: 75 degree plot P3: 90 degree (m-plane)
Plot P4: 43 degrees Plot P5: 0 degrees (c-plane)
The In composition monotonously decreases with increasing off-angle from plot P5 (c-plane) to plot P4. On the other hand, plots P1 and P2 show In uptake equivalent to plot P5 (c-plane). Plot P3 (m-plane) also shows excellent In uptake, but there is a problem that In segregation increases at an off angle of 80 degrees or more, and the emission intensity decreases as the wavelength increases.

図20(a)を参照しながら、63度以上80度未満の範囲内のオフ角βを有するGaN系半導体面上へのIn含有のGaN系半導体の堆積を模式的に説明する。上記の傾斜角範囲のオフ角の半導体表面、例えば{20−21}面付近の表面には、{10−11}面からなるテラスT1とm面からなるテラスT2とが現れている。半導体表面はこれらのテラスT1、T2からなる微細なステップで構成される。発明者らの実験によると、m面だけでなく{10−11}面におけるIn取り込みは、c面におけるIn取り込みと同等、或いはc面におけるIn取り込みより優れている。また、In取り込みを高めるためには、InNの島状成長が可能になる十分な大きさのテラス幅が必要である。   With reference to FIG. 20A, the deposition of an In-containing GaN-based semiconductor on a GaN-based semiconductor surface having an off angle β in the range of 63 degrees to less than 80 degrees will be schematically described. On the semiconductor surface having an off-angle in the above-mentioned inclination angle range, for example, the surface near the {20-21} plane, a terrace T1 composed of {10-11} plane and a terrace T2 composed of m-plane appear. The semiconductor surface is composed of fine steps including these terraces T1 and T2. According to the experiments by the inventors, the In incorporation in the {10-11} plane as well as the m plane is equivalent to or superior to the In incorporation in the c plane. Further, in order to increase In incorporation, a sufficiently large terrace width that enables InN island-like growth is necessary.

10度から50度の範囲のオフ角では、{10−11}面からなるテラスT4とc面からなるテラスT5とが現れている。半導体表面はこれらのテラスT4、T5からなる微細なステップで構成される。この角度範囲では、オフ角が大きくなるほどテラスT4、T5の幅が小さくなり、これ故に、図19に示されるように、10度から50度の範囲のオフ角の半導体表面では、Inの取り込みが小さい。これは、c面と{10−11}面からなるステップが半導体表面に形成されていると、テラスT4、T5上でInが取り込まれる。しかしながら、テラスT4、T5から構成されるテラスエッジ(ステップ端)T6に現れる化学結合のボンドの視点から検討すると、テラスエッジT6ではIn原子が取り込まれない。   At an off angle in the range of 10 degrees to 50 degrees, a terrace T4 composed of {10-11} plane and a terrace T5 composed of c plane appear. The semiconductor surface is composed of fine steps composed of these terraces T4 and T5. In this angle range, the width of the terraces T4 and T5 decreases as the off-angle increases. Therefore, as shown in FIG. 19, the incorporation of In occurs at the off-angle semiconductor surface in the range of 10 to 50 degrees. small. This is because In is taken in on the terraces T4 and T5 when the step composed of the c-plane and the {10-11} plane is formed on the semiconductor surface. However, from the viewpoint of the bond of chemical bonds appearing at the terrace edge (step end) T6 composed of the terraces T4 and T5, In atoms are not taken in at the terrace edge T6.

一方、発明者らの実験によれば、テラスT1、T2からなるマイクロステップ構造ではInの取込能が良好である。これはテラスT1、T2上だけではなく、テラスT1、T2から構成されるテラスエッジ(ステップ端)T3でもInが効率よく取り込まれる。テラスエッジT3に現れる化学結合のボンドの視点からの検討によって裏付けられる。取り込まれたInは、アンモニア雰囲気中における熱処理(井戸層の成長と障壁層の成長との間の温度上昇)工程において、半導体表面から脱離する可能性が下がる。故に、例えばInGaNからなる井戸層を成膜温度T1で成長した後に障壁層の成長温度T2に昇温する際に井戸層の表面を炉内の雰囲気に露出させても、井戸層の表面から脱離するIn量を低減できる。   On the other hand, according to experiments by the inventors, the microstep structure composed of the terraces T1 and T2 has a good In uptake ability. This is because not only on the terraces T1 and T2, but also on the terrace edge (step end) T3 composed of the terraces T1 and T2, In is efficiently taken in. This is supported by the examination from the viewpoint of the bond of the chemical bond appearing on the terrace edge T3. The incorporated In is less likely to be detached from the semiconductor surface in a heat treatment (temperature increase between the growth of the well layer and the growth of the barrier layer) in an ammonia atmosphere. Therefore, for example, when the well layer made of InGaN is grown at the deposition temperature T1 and then raised to the growth temperature T2 of the barrier layer, the well layer is exposed from the surface of the well layer even if it is exposed to the furnace atmosphere. The amount of In released can be reduced.

50度を越えるオフ角の範囲であり実施例の{20−21}面に代表される半導体表面は、優れたIn取り込み能力を示す。また、この半導体表面に成長された活性層からの発光像は、良好な均一性を有する。その発光スペクトルの半値幅は狭く、発光素子の光出力も高い。また、長波長の発光を可能にするためにIn組成を増加した井戸層を作製しても、発光効率の低下が小さい。故に、本実施の形態に係る光素子及びその作製方法は、InGaN層を含む光素子を実現する際に、非常に有効な特性を持つ。   The semiconductor surface represented by the {20-21} plane in the example and having an off angle range of more than 50 degrees exhibits excellent In incorporation ability. Further, the light emission image from the active layer grown on the semiconductor surface has good uniformity. The half width of the emission spectrum is narrow, and the light output of the light emitting element is also high. In addition, even if a well layer having an increased In composition is formed to enable light emission at a long wavelength, a decrease in light emission efficiency is small. Therefore, the optical element and the manufacturing method thereof according to the present embodiment have very effective characteristics when realizing an optical element including an InGaN layer.

GaN系半導体膜を成長する方法は、図20(a)に示されるように、複数のマイクロステップを有する表面を有するGaN系半導体領域Bを準備する工程と、構成元素としてInを含むGaN系半導体膜Fをマイクロステップ表面上に成長する。マイクロステップは、主要な構成面として少なくともm面及び{10−11}面を含む。或いは、GaN系半導体膜を成長する方法は、GaN系半導体からなり主面を有する半導体エピタキシャル領域Bを成長する工程と、構成元素としてInを含むGaN系半導体膜Fを半導体エピタキシャル領域Bの主面上に成長する。半導体エピタキシャル領域Bの主面は、GaN系半導体のc軸に沿って延びる基準軸に直交する面から該第1のGaN系半導体のm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜している。   As shown in FIG. 20A, a method for growing a GaN-based semiconductor film includes a step of preparing a GaN-based semiconductor region B having a surface having a plurality of microsteps, and a GaN-based semiconductor containing In as a constituent element. A film F is grown on the microstep surface. The microstep includes at least an m-plane and a {10-11} plane as main constituent surfaces. Alternatively, a method for growing a GaN-based semiconductor film includes a step of growing a semiconductor epitaxial region B made of a GaN-based semiconductor and having a main surface, and a GaN-based semiconductor film F containing In as a constituent element on the main surface of the semiconductor epitaxial region B. Grow up. The main surface of the semiconductor epitaxial region B has an inclination angle in a range of not less than 63 degrees and less than 80 degrees in the m-axis direction of the first GaN-based semiconductor from a plane orthogonal to the reference axis extending along the c-axis of the GaN-based semiconductor. It is inclined at.

マイクロステップ構造の一例を示す。マイクロステップ構造の高さは、例えば0.3nm以上であり、例えば10nm以下である。その幅は、例えば0.3nm以上であり、例えば500nm以下である。その密度は、例えば2×10cm−1以上であり、例えば3.3×10cm−1以下である。 An example of a microstep structure is shown. The height of the microstep structure is, for example, 0.3 nm or more, for example, 10 nm or less. The width is, for example, 0.3 nm or more, for example, 500 nm or less. The density is, for example, 2 × 10 4 cm −1 or more, for example, 3.3 × 10 7 cm −1 or less.

63度以上80度未満の範囲のオフ角では、小さいIn偏析が実現される理由を以下のように説明できる。c面、m面(非極性面)、{11−22}面及び{10−11}面等の安定面からなる大きなテラスでは、Inのマイグレーションが可能である。それ故に、原子半径の大きなIn原子がマイグレーションにより集まり、この結果、In偏析が生じる。図13(a)に示されるように、c面上のカソードルミネッセンス像は不均一な発光を示す。一方、63度以上80度未満の範囲内のオフ角に対応する結晶面、例えば{20−21}面ではテラスT1、T2のテラス幅が狭いので、InがテラスT1、T2上で取り込まれたとき十分なInマイグレーションは生じない。また、テラスエッジT3で取り込まれたときも同様に、十分なInマイグレーションは生じない。このため、原子の堆積時にInが吸着された場所で結晶に取り込まれる。堆積において、Inがランダムに吸着されるので、図13(b)に示されるように、{20−21}面上のカソードルミネッセンス像は均一な発光を示す。   The reason why small In segregation is realized at an off angle in the range of 63 degrees or more and less than 80 degrees can be explained as follows. In migration is possible on a large terrace composed of stable surfaces such as c-plane, m-plane (nonpolar plane), {11-22} plane, and {10-11} plane. Therefore, In atoms having a large atomic radius gather due to migration, and as a result, In segregation occurs. As shown in FIG. 13A, the cathodoluminescence image on the c-plane shows non-uniform light emission. On the other hand, in the crystal plane corresponding to the off angle within the range of 63 degrees or more and less than 80 degrees, for example, the {20-21} plane, the terraces T1 and T2 have a narrow terrace width, so In was taken in on the terraces T1 and T2. Sometimes sufficient In migration does not occur. Similarly, when In is taken in at the terrace edge T3, sufficient In migration does not occur. For this reason, it is taken into the crystal at the place where In is adsorbed during the deposition of atoms. In the deposition, In is adsorbed at random, as shown in FIG. 13B, the cathodoluminescence image on the {20-21} plane shows uniform light emission.

c面及びm面では、図19に示されるように、良好なIn取り込みを示す。しかしながら、大きなIn偏析が生じ、特に大きなIn組成においてIn偏析が増加して、不均一な発光像に起因する非発光領域が増加する。活性層のIn組成の増加により、発光スペクトルの半値全幅が広くなる。一方、c面と{10−11}面との間のオフ角では、図19に示されるように、In取り込みがc面に比べて低下する。しかしながら、{10−11}面とm面との間のオフ角では、図19に示されるように、In取り込みがc面に比べて良好であり、またIn偏析も小さい。   The c-plane and m-plane show good In uptake as shown in FIG. However, large In segregation occurs, and particularly in a large In composition, In segregation increases, resulting in an increase in non-light-emitting regions due to non-uniform light emission images. By increasing the In composition of the active layer, the full width at half maximum of the emission spectrum becomes wider. On the other hand, at the off-angle between the c-plane and the {10-11} plane, In incorporation is reduced as compared with the c-plane, as shown in FIG. However, at the off angle between the {10-11} plane and the m plane, as shown in FIG. 19, In incorporation is better than the c plane, and In segregation is small.

以上説明したように、{20−21}面によって代表される結晶面のオフ角の範囲は、良好なIn取り込み性を示し、小さなIn偏析を示す。故に、非常に結晶性の良いInGaNを成長することができ、発光波長に応じて、これまでに比べて広い範囲でIn組成を変更できる。故に、良好な光素子を作製することができる。   As described above, the range of the off angle of the crystal plane represented by the {20-21} plane shows good In uptake and small In segregation. Therefore, InGaN having very good crystallinity can be grown, and the In composition can be changed in a wider range than before depending on the emission wavelength. Therefore, a favorable optical element can be manufactured.

上記の説明は、{20−21}面を参照しながら行われたけれども、{20−2−1}面についても同様に当てはまる。また、上記の説明に記載された{20−21}面、{10−11}面、m面といった結晶面及び結晶方位は、その記載自体により特定されるものだけでなく、結晶学的に等価な面及び方位ものも示している。例えば{20−21}面とは(02−21)面、(0−221)面、(2−201)面、(−2021)面、(−2201)面の結晶学的に等価な面も代表する。   Although the above description has been made with reference to the {20-21} plane, the same applies to the {20-2-1} plane. Further, the crystal planes and crystal orientations such as {20-21} plane, {10-11} plane, and m plane described in the above description are not only specified by the description itself but also crystallographically equivalent. The plane and orientation are also shown. For example, the {20-21} plane is a crystallographically equivalent plane of the (02-21) plane, the (0-221) plane, the (2-201) plane, the (−2021) plane, and the (−2201) plane. To represent.

(実施例6)
図21は、本実施例における半導体レーザを概略的に示す図面である。図21に示される半導体レーザを以下のように作製した。まず、(20−21)面を有するGaNテンプレート110を準備した。このGaNテンプレートのGaN半導体領域の主面(20−21)面上に以下の半導体層をエピタキシャル成長した。
n型クラッド層111:SiドープInAlGaN、成長温度900度、厚さ2μm、Al組成0.14、In組成0.03;
光ガイド層112a:アンドープGaN、成長温度840度、厚さ250nm;
光ガイド層112b:アンドープInGaN、成長温度840度、厚さ100nm、In組成0.03;
活性層113;
障壁層113a:アンドープGaN、成長温度870度、厚さ15nm;
井戸層113b:アンドープInGaN、成長温度730度、厚さ3nm、In組成0.30;
光ガイド層114b:アンドープInGaN、成長温度840度、厚さ100nm、In組成0.03;
電子ブロック層115:MgドープAlGaN、成長温度1000度、厚さ20nm、Al組成0.12;
光ガイド層114a:アンドープGaN、成長温度840度、厚さ250nm;
p型クラッド層116:MgドープInAlGaN、成長温度900度、厚さ400nm、Al組成0.14、In組成0.03;
p型コンタクト層117:MgドープGaN、成長温度900度、厚さ50nm。
(Example 6)
FIG. 21 is a drawing schematically showing a semiconductor laser in the present example. The semiconductor laser shown in FIG. 21 was produced as follows. First, a GaN template 110 having a (20-21) plane was prepared. The following semiconductor layers were epitaxially grown on the main surface (20-21) surface of the GaN semiconductor region of this GaN template.
n-type cladding layer 111: Si-doped InAlGaN, growth temperature 900 ° C., thickness 2 μm, Al composition 0.14, In composition 0.03;
Optical guide layer 112a: undoped GaN, growth temperature 840 degrees, thickness 250 nm;
Optical guide layer 112b: undoped InGaN, growth temperature 840 degrees, thickness 100 nm, In composition 0.03;
Active layer 113;
Barrier layer 113a: undoped GaN, growth temperature 870 degrees, thickness 15 nm;
Well layer 113b: undoped InGaN, growth temperature 730 degrees, thickness 3 nm, In composition 0.30;
Optical guide layer 114b: undoped InGaN, growth temperature 840 degrees, thickness 100 nm, In composition 0.03;
Electron blocking layer 115: Mg-doped AlGaN, growth temperature 1000 degrees, thickness 20 nm, Al composition 0.12;
Optical guide layer 114a: undoped GaN, growth temperature 840 degrees, thickness 250 nm;
p-type cladding layer 116: Mg-doped InAlGaN, growth temperature 900 degrees, thickness 400 nm, Al composition 0.14, In composition 0.03;
p-type contact layer 117: Mg-doped GaN, growth temperature 900 ° C., thickness 50 nm.

p型コンタクト層117上に、シリコン酸化膜といった絶縁膜118を堆積した後に、フォトリソグラフィ及びウエットエッチングを用いて幅10μmのストライプ窓を形成した。このストライプ窓を介してp型コンタクト層117に接触するp−電極(Ni/Au)119aを形成すると共に、パッド電極(Ti/Au)を蒸着した。GaNテンプレート110の裏面には、n−電極(Ni/Al)119bを形成すると共に、パッド電極(Ti/Au)を蒸着した。これらの工程によって作製された基板生産物を800μm間隔で、共振器のための端面を形成した。共振器のための端面にはSiO/TiO多層膜からなる反射膜を形成して、ゲインガイド型レーザダイオードを作製した。このレーザダイオードの発振波長は520nmで発振した。そのしきい値電流は7kA/cmであった。なお、テンプレートS5の支持体が導電性を持たないとき、n電極103bは、エッチング等により部分的に露出されたテンプレートS5の露出面にオーミック接触を成すように設けられる。 After depositing an insulating film 118 such as a silicon oxide film on the p-type contact layer 117, a stripe window having a width of 10 μm was formed using photolithography and wet etching. A p-electrode (Ni / Au) 119a contacting the p-type contact layer 117 through the stripe window was formed, and a pad electrode (Ti / Au) was deposited. On the back surface of the GaN template 110, an n-electrode (Ni / Al) 119b was formed and a pad electrode (Ti / Au) was deposited. The substrate product produced by these steps was formed with an end face for the resonator at intervals of 800 μm. A reflection film made of a SiO 2 / TiO 2 multilayer film was formed on the end face for the resonator to produce a gain guide type laser diode. The laser diode oscillated at 520 nm. The threshold current was 7 kA / cm 2 . In addition, when the support body of template S5 does not have electroconductivity, n electrode 103b is provided so that an ohmic contact may be made with the exposed surface of template S5 partially exposed by etching or the like.

再び予備的な実験としてGaNテンプレートに替えて、GaNウエハを用いた。発明者らの知見によれば、GaNウエハを用いた実験は、GaNウエハの面方位と同じ面方位のGaNテンプレートを用いた実験と同様な結果を提供できる。{20−21}面を有するGaN基板(m面+75度オフGaN基板)及び{20−2−1}面を有するGaN基板(m面−75度オフGaN基板)を成長炉のサセプタ上に配置した。これらのGaN基板上に同時に、発光素子のための半導体積層を成長した。活性層は量子井戸構造を有し、井戸層はInGaNからなり、障壁層はGaNからなる。活性層の成長温度は800度を用いた。   As a preliminary experiment, a GaN wafer was used instead of the GaN template. According to the knowledge of the inventors, the experiment using the GaN wafer can provide the same result as the experiment using the GaN template having the same plane orientation as that of the GaN wafer. A GaN substrate having a {20-21} plane (m plane + 75 degree off GaN substrate) and a GaN substrate having a {20-2-1} plane (m plane—75 degree off GaN substrate) are arranged on the susceptor of the growth reactor. did. At the same time, a semiconductor stack for a light emitting device was grown on these GaN substrates. The active layer has a quantum well structure, the well layer is made of InGaN, and the barrier layer is made of GaN. The growth temperature of the active layer was 800 degrees.

図22はm面+75度オフGaN基板上の量子井戸構造のフォトルミネッセンス(PL)スペクトルPL+75、及びm面−75度オフGaN基板上の量子井戸構造のPLスペクトルPL−75を示す図面である。PLスペクトルPL+75のピーク波長は424nmであり、PLスペクトルPL−75のピーク波長は455nmである。ピーク波長差は30nm程度であり、これは、N面から傾斜を取った{20−2−1}面のIn取り込みが、Ga面から傾斜を取った{20−21}面に比べて大きいことを示している。図1に示された基準軸Cxの向きとして選ばれた[000−1]軸に対して、基板主面の法線がm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の傾斜角を成すとき、この基板主面は、良好なIn取り込み能を示す。 FIG. 22 is a diagram showing a photoluminescence (PL) spectrum PL +75 of a quantum well structure on an m-plane + 75-degree off-GaN substrate and a PL spectrum PL- 75 of a quantum well structure on an m-plane-75-degree off-GaN substrate. . The peak wavelength of the PL spectrum PL +75 is 424 nm, and the peak wavelength of the PL spectrum PL −75 is 455 nm. The peak wavelength difference is about 30 nm. This is because the In incorporation of the {20-2-1} plane inclined from the N plane is larger than the {20-21} plane inclined from the Ga plane. Is shown. With respect to the [000-1] axis selected as the direction of the reference axis Cx shown in FIG. 1, the normal line of the substrate main surface forms an inclination angle in the range of 63 degrees to less than 80 degrees in the m-axis direction. Sometimes, the main surface of the substrate exhibits a good In uptake ability.

引き続き、GaN系半導体の成長について説明する。
1.GaN及びInGaNの成長機構(安定面)
GaN及びInGaNの成長機構について説明する。GaN系半導体の成長においては、結晶成長中に原子レベルで平坦な成長表面が形成されるような面方位、例えばc面があり、この面方位は「安定面」と呼ばれる。安定面へのGaNの成長機構は以下のようなものである。安定面上のGaN成長では、成長表面は数100nmオーダーの大きなテラス幅を持ったマクロな原子層ステップから形成される。このGaNの成長機構は、その成長温度の点から3種類に分類される。
Subsequently, the growth of the GaN-based semiconductor will be described.
1. Growth mechanism of GaN and InGaN (stable surface)
The growth mechanism of GaN and InGaN will be described. In the growth of a GaN-based semiconductor, there is a plane orientation such as a c-plane that forms a flat growth surface at the atomic level during crystal growth, for example, this plane orientation is called a “stable plane”. The growth mechanism of GaN on the stable surface is as follows. In GaN growth on a stable surface, the growth surface is formed from macro atomic layer steps having a large terrace width on the order of several 100 nm. The growth mechanism of GaN is classified into three types in terms of the growth temperature.

図23は、成長温度が高いときの成長モード及び成長温度が低いときの成長モードを模式的に示す図面である。成長炉における摂氏900度を超える成長温度では、図23(a)に示される成長モードが生じる。高い成長温度では、成長表面でのGaN分子のマイグレーションが大きいので、テラス上で結晶中に取り込まれることはほとんどなく、GaN分子がキンクと呼ばれる活性化エネルギの大きいステップ端に到達した時点で初めて結晶中に取り込まれる。その結果、その成長では、ステップ端が積層状に伸びていく。この成長モードをいわゆる「ステップフローな成長」と呼ぶ。図24は、GaNの成長表面のAFM像を示す図面である。図24(a)を参照すると、原子層ステップがある一定の方向に形成していっている様子が良くわかる。   FIG. 23 is a drawing schematically showing a growth mode when the growth temperature is high and a growth mode when the growth temperature is low. At the growth temperature exceeding 900 degrees Celsius in the growth furnace, the growth mode shown in FIG. At high growth temperature, the migration of GaN molecules on the growth surface is large, so it is rarely taken into the crystal on the terrace, and the crystal is not crystallized for the first time when the GaN molecule reaches the step edge with a large activation energy called kink. Captured inside. As a result, in the growth, the step end extends in a laminated form. This growth mode is called “step flow growth”. FIG. 24 is a drawing showing an AFM image of the growth surface of GaN. Referring to FIG. 24 (a), it can be clearly seen that atomic layer steps are formed in a certain direction.

一方、成長炉における摂氏700度から摂氏900度程度の成長温度では、図23(b)に示される成長モードが生じる。低い成長温度では、成長表面での分子のマイグレーションは小さいので、分子はステップ端に到達することなく、大きなテラス上で結晶に取り込まれる。分子が取り込まれた部分が核となり、ステップが広がるような成長をする。この成長モードを「テラス上成長」と呼ぶ。図24(b)は、テラス上成長により成長されたGaNの成長表面のAFM像を示す図面である。この成長におけるモフォロジでは、多数の生成核が形成され、また多数の核からステップが広がる。これ故に、ステップが一方向に伸びるのではなく、全方位に形成されていく。   On the other hand, the growth mode shown in FIG. 23B occurs at a growth temperature of about 700 to 900 degrees Celsius in the growth furnace. At low growth temperatures, the migration of molecules at the growth surface is small, so that the molecules do not reach the step edge and are incorporated into the crystal on a large terrace. The part where the molecule is taken in becomes a nucleus and grows so that the step spreads. This growth mode is called “growth on the terrace”. FIG. 24B is a drawing showing an AFM image of the growth surface of GaN grown by growth on the terrace. In this growth morphology, a large number of nuclei are formed, and steps are spread from the large number of nuclei. Therefore, the steps do not extend in one direction but are formed in all directions.

摂氏700度以下の成長温度では、上記の成長モードと異なる成長モードが生じる。非常に低い成長温度では、分子のマイグレーションがほとんどないので、GaN分子が成長表面に到達した時点で即座に結晶中に取り込まれる。これ故に、結晶欠陥が非常に導入されやすく、高品質なGaN膜を成長することは難しい。この成長モードを「島状成長」と呼ぶ。   At a growth temperature of 700 degrees Celsius or lower, a growth mode different from the above growth mode occurs. At very low growth temperatures, there is almost no molecular migration, so GaN molecules are immediately incorporated into the crystal when they reach the growth surface. Therefore, crystal defects are very easily introduced, and it is difficult to grow a high-quality GaN film. This growth mode is called “island growth”.

次いで、c面からm軸方向に傾斜した様々な面方位の結晶面における成長を説明する。c面からm軸方向に傾斜した様々な面方位の結晶面に、摂氏1100度の成長温度でGaNを成長した。その表面をAFMで観察したところ、図23(a)に示すようなマクロな原子層ステップが観察された面方位は、以下の3種類の面からなるステップだけであることを見いだした。つまり、これらの面は、c面、m面、及びc面から約62度で傾斜した{10−11}面である。すなわち、c面をm軸方向に傾けた結晶面での成長では、安定面といえる面は上記3つの面だけである。3種類の安定面以外の面を総称して「非安定面」と呼ぶ。   Next, growth on crystal planes with various plane orientations inclined in the m-axis direction from the c-plane will be described. GaN was grown at a growth temperature of 1100 degrees Celsius on crystal planes with various plane orientations inclined in the m-axis direction from the c-plane. When the surface was observed by AFM, it was found that the plane orientation in which the macro atomic layer step as shown in FIG. 23A was observed was only the step composed of the following three types of planes. That is, these surfaces are the c-plane, the m-plane, and the {10-11} plane inclined at about 62 degrees from the c-plane. That is, in the growth on the crystal plane in which the c-plane is inclined in the m-axis direction, only the above three planes can be regarded as stable planes. Surfaces other than the three types of stable surfaces are collectively referred to as “unstable surfaces”.

続いて、安定面上へのInGaNの成長機構を説明する。InGaNの成長機構は基本的にGaNと同じであると考えられる。異なる点は、InGaN成長では、InNの成長表面での滞在時間はGaNと比べて短く、InNの脱離が容易に生じる。これ故に、ある程度の大きさのIn組成のInを結晶中に添加したいとき、成長温度を下げる必要があり、おおよそその温度は摂氏900度以下となる。すなわち、安定面上のInGaNの成長は、テラス上成長となる。   Next, the growth mechanism of InGaN on the stable surface will be described. The growth mechanism of InGaN is considered to be basically the same as that of GaN. The difference is that in InGaN growth, the residence time of InN on the growth surface is shorter than that of GaN, and InN desorption occurs easily. Therefore, when it is desired to add In having a certain size of In to the crystal, it is necessary to lower the growth temperature, and the temperature is approximately 900 degrees Celsius or less. That is, the growth of InGaN on the stable surface becomes growth on the terrace.

2.GaN及びInGaNの成長機構(非安定面)
非安定面におけるGaN及びInGaNの成長機構を説明する。摂氏1100度における成長温度で非安定面の面上に成長したGaN表面のAFM観察によれば、安定面からの比較的小さい傾斜角(「サブオフ角」と呼ぶ)の面方位上への成長では、そのオフ角に近い安定面から形成される細かなステップが観察された。そのテラス幅は、安定面ジャストの面方位への成長に比較して小さく、サブオフ角が大きいほどさらに小さくなる。安定面に対しておよそ角度2度程度の傾斜をさせると、AFM像では原子層ステップは観察されなくなった。これらの結果より、安定面近傍では成長中に安定面が出やすく、比較的テラス幅の大きいステップが形成される。図25(a)は、非安定面におけるGaN及びInGaNの高温成長におけるステップフローな成長の成長機構を模式的に示す図面である。図25において、矢印は成長方向を示す。
2. Growth mechanism of GaN and InGaN (unstable surface)
The growth mechanism of GaN and InGaN on the non-stable surface will be described. According to AFM observation of the GaN surface grown on the surface of the non-stable surface at the growth temperature of 1100 degrees Celsius, in the growth on the plane orientation of the relatively small inclination angle (referred to as “sub-off angle”) from the stable surface. Fine steps formed from a stable surface close to the off angle were observed. The terrace width is smaller than the growth of the stable plane just to the plane orientation, and becomes smaller as the sub-off angle increases. When the tilt was about 2 degrees with respect to the stable surface, the atomic layer step was not observed in the AFM image. From these results, a stable surface is likely to appear during growth near the stable surface, and a step having a relatively large terrace width is formed. FIG. 25A is a drawing schematically showing a growth mechanism of step flow growth in high-temperature growth of GaN and InGaN on an unstable surface. In FIG. 25, the arrow indicates the growth direction.

一方、安定面から大きく傾斜するとき、テラス幅は小さくなると共に、AFM像では観察できないようなミクロなステップが形成されていることが考えられる。また、安定面は上記3種類しかないので、このミクロなステップも安定面からなるミクロなテラスで形成されており、高温で成長されたGaNの表面では、ある方向にステップが伸びるような成長をしていると考えられる。   On the other hand, when it is greatly inclined from the stable surface, the terrace width is reduced, and it is considered that micro steps that cannot be observed in the AFM image are formed. In addition, since there are only three types of stable surfaces, this micro step is also formed by a micro terrace composed of stable surfaces, and the growth of the step extends in a certain direction on the surface of GaN grown at high temperature. it seems to do.

成長温度が低い場合のGaNの成長機構を説明する。安定面近傍では、安定面からなる広いテラスが形成されやすく、成長表面での分子のマイグレーションは小さいので、テラス上成長が支配的になる。図25(b)は、非安定面におけるGaN及びInGaNの低温成長におけるテラス上成長の成長機構を模式的に示す図面である。   The growth mechanism of GaN when the growth temperature is low will be described. In the vicinity of the stable surface, a wide terrace composed of the stable surface is likely to be formed, and the migration of molecules on the growth surface is small, so the growth on the terrace is dominant. FIG. 25B is a drawing schematically showing a growth mechanism of growth on a terrace in low-temperature growth of GaN and InGaN on an unstable surface.

一方、安定面からのサブオフ角が大きな面方位の結晶面への成長では、表面のステップ密度が高まり、テラス幅が数nmオーダーまでミクロなものとなる。安定面からのサブオフ角が大きいとき、狭いテラス幅の故にテラス上成長の成長機構は起こりにくい。成長表面での分子のマイグレーションが小さい成長温度のときでも、活性化エネルギの高いステップ端に原子が到達しやすくなる。すなわち、安定面からのサブオフ角が大きくなると、より低温までステップ端が伸びていくような成長をすることが考えられる。この成長は、ステップフロー成長に比べるとテラス幅のスケールが2桁近く小さいので、ここでは「ステップ端成長」と呼ぶ。図25(c)は、非安定面におけるGaN及びInGaNの低温成長におけるステップ端成長の成長機構を模式的に示す図面である。   On the other hand, in the growth from a stable surface to a crystal plane having a large sub-off angle, the step density of the surface is increased, and the terrace width becomes as small as several nanometers. When the sub-off angle from the stable surface is large, the growth mechanism of growth on the terrace hardly occurs because of the narrow terrace width. Even at a growth temperature where the migration of molecules on the growth surface is small, atoms easily reach the step end where the activation energy is high. That is, when the sub-off angle from the stable surface becomes large, it can be considered that the step end grows to a lower temperature. This growth is referred to herein as “step edge growth” because the scale of the terrace width is nearly two orders of magnitude smaller than the step flow growth. FIG. 25C is a drawing schematically showing the growth mechanism of step edge growth in the low temperature growth of GaN and InGaN on the unstable surface.

上記の説明から以下のように考えられる。成長温度が低い場合、安定面及び安定面近傍ではテラス上成長が支配的である。安定面からのサブオフ角が大きくなると、次第にテラス上成長は弱まり、ステップ端成長が支配的になってくる。また、このことは成長温度が低いInGaNの成長機構とも一致する。   From the above description, it can be considered as follows. When the growth temperature is low, growth on the terrace is dominant in the stable surface and in the vicinity of the stable surface. As the sub-off angle from the stable surface increases, the growth on the terrace gradually weakens, and the step edge growth becomes dominant. This also coincides with the growth mechanism of InGaN having a low growth temperature.

3.In取り込みに関して
InGaN成長における各成長面でのIn取り込みを説明する。In組成を調べるために、c面からm軸方向に様々な傾斜角度で傾斜したGaN基板上に、摂氏760度ですべて同条件でInGaNを成長する実験を行った。図26は、その実験結果を示しており、横軸はc軸からm軸方向への傾斜角(オフ角)を示し、縦軸は、成長されたInGaNのIn組成を示す。
角度 In組成
0 21.6
10 11.2
16.6 9.36
25.9 7.54
35 4.33
43 4.34
62 22.7
68 29
75 19.6
78 18.5
90 23.1
角度の単位は「度」である。
図26を参照すると、c面におけるIn取り込みは良好である。c面からオフ角を大きくしていくと、Inの取り込みが低下していく。さらにオフ角を大きくしていくと、傾斜角40度を越えたあたりからIn取り込みが向上し始める。安定面である{10−11}面のIn取り込みはc面と同程度になっている。さらにオフ角を大きくしていくと、In取り込みは向上し、68度付近で極大値を示す。この角度を超えるとき、In取り込みは減少に転じる。In取り込みは、オフ角80度あたりを極小値を示す。この角度を超えてm面に近づくとき、In取り込みは向上する。m面はc面と同等程度のIn取り込みを示す。
3. Regarding In incorporation, In incorporation on each growth surface in InGaN growth will be described. In order to investigate the In composition, an experiment was conducted to grow InGaN under the same conditions at 760 degrees Celsius on a GaN substrate inclined at various inclination angles in the m-axis direction from the c-plane. FIG. 26 shows the experimental results, in which the horizontal axis indicates the inclination angle (off angle) from the c-axis to the m-axis direction, and the vertical axis indicates the In composition of the grown InGaN.
Angle In composition
0 21.6
10 11.2
16.6 9.36
25.9 7.54
35 4.33
43 4.34
62 22.7
68 29
75 19.6
78 18.5
90 23.1
The unit of the angle is “degree”.
Referring to FIG. 26, the In incorporation at the c-plane is good. As the off angle is increased from the c-plane, the incorporation of In decreases. As the off-angle is further increased, In incorporation begins to improve around the inclination angle exceeding 40 degrees. In incorporation of the {10-11} plane, which is a stable plane, is about the same as that of the c plane. As the off-angle is further increased, the In uptake is improved and shows a local maximum at around 68 degrees. When this angle is exceeded, In uptake decreases. In incorporation shows a local minimum around an off angle of 80 degrees. In incorporation is improved when approaching the m-plane beyond this angle. The m plane shows the same amount of In uptake as the c plane.

このIn取り込みの振る舞いを項目1及び2におけるInGaNの成長機構に基づき説明する。   The behavior of In incorporation will be described based on the growth mechanism of InGaN in items 1 and 2.

まず、図23(b)に示したように、安定面近傍でテラス上成長が支配的な場合には、図26に示されるようにInが良く取り込まれる。安定面からなるテラス上でIn取り込みが良い理由を、結晶表面の原子配列から以下のように説明できる。図27は、例として(10−11)面の表面原子配列を示す。図27を参照すると、c面c0及び(10−11)面が示されている。図27に示されるように、In原子は矢印Y(In)で示したN原子2個と2本の結合手で結合する。N原子2個は図27における直交座標系TにおけるX軸方向に並んでいる。それら2個のN原子が、図27における直交座標系TにおけるX軸の正(手前)方向及び負(奥行き)方向に変位でき、この配置は、原子半径の大きなIn原子を取り込みやすい状況にある。この原子配列が、テラス上成長でIn取り込みやすい理由を示すと考えられる。   First, as shown in FIG. 23B, when the growth on the terrace is dominant in the vicinity of the stable surface, In is well taken in as shown in FIG. The reason why In incorporation is good on a terrace composed of stable surfaces can be explained from the atomic arrangement on the crystal surface as follows. FIG. 27 shows a surface atomic arrangement of (10-11) plane as an example. Referring to FIG. 27, c-plane c0 and (10-11) plane are shown. As shown in FIG. 27, the In atom is bonded to two N atoms indicated by an arrow Y (In) with two bonds. Two N atoms are arranged in the X-axis direction in the orthogonal coordinate system T in FIG. These two N atoms can be displaced in the positive (front) direction and the negative (depth) direction of the X axis in the Cartesian coordinate system T in FIG. 27, and this arrangement is in a state where In atoms having a large atomic radius are likely to be taken in. . This atomic arrangement is considered to indicate the reason why In is easily taken in by growth on the terrace.

同様の考え方でステップ端成長する場合のIn取り込みを説明する。図28は、例としてm軸方向に45度程度傾けた面の成長表面の原子配列を示す。図28を参照すると、c面c0、c面から45度傾斜面m45及び(10−11)面が示されている。ステップ端に着目してみると、In原子は、矢印B1(In)で示したN原子2個とは2本の結合手で結合し、矢印R(In)で示したN原子1個とは1本の結合手で結合する。この場合、In原子との結合に関わる矢印B1(In)で示したN原子と矢印R(In)で示したN原子の変位できる方向が垂直の関係にあり、また原子半径の大きなInを取り込むためには3つのN原子が変位する必要があり、この原子配列はInを取り込みにくいような状態にある。これ故に、ステップ端成長ではIn取り込みが悪いと考えられる。これらを考え合わせると、図26の結果の一部が良く説明できる。すなわち、c面と{10−11}面の間の面方位では、安定面近傍ではテラス上成長が支配的でInの取り込みは良好である。一方、安定面からのサブオフ角が大きくなるにつれて、テラス上成長が弱まりステップ端成長が支配的になることでIn取り込みが小さくなる。   In incorporation in the case of step edge growth based on the same concept will be described. FIG. 28 shows an atomic arrangement on the growth surface of a plane inclined by about 45 degrees in the m-axis direction as an example. Referring to FIG. 28, c-plane c0, a 45-degree inclined plane m45 and a (10-11) plane from the c-plane are shown. Focusing on the step end, the In atom is bonded to two N atoms indicated by the arrow B1 (In) with two bonds, and is different from one N atom indicated by the arrow R (In). Join with one bond. In this case, the N atom indicated by the arrow B1 (In) related to the bond with the In atom is perpendicular to the direction in which the N atom indicated by the arrow R (In) can be displaced, and In having a large atomic radius is taken in. In order to achieve this, it is necessary to displace three N atoms, and this atomic arrangement is in a state where it is difficult to incorporate In. Therefore, it is considered that In incorporation is poor in step edge growth. When these are considered together, a part of the result of FIG. 26 can be well explained. That is, in the plane orientation between the c-plane and the {10-11} plane, growth on the terrace is dominant in the vicinity of the stable plane, and In incorporation is good. On the other hand, as the sub-off angle from the stable surface increases, the growth on the terrace weakens and the step edge growth becomes dominant, so that the In incorporation becomes smaller.

一方、{10−11}面とm面の間でも同様の考え方が成り立つと考えられる。   On the other hand, it is considered that the same idea holds between the {10-11} plane and the m plane.

しかしながら、{10−11}面とm面との間のうちの{10−11}面寄りのc面からのオフ角が63度以上80度未満の範囲では、上記のような説明では理解できない振る舞いを示している。そこで、この角度範囲における表面原子配列をさらに検討するとき、この角度範囲でのみステップ端でもInが良く取り込まれることを見出した。図29は、例としてc面をm軸方向にオフ角75度で傾けた面の表面のステップの状態を模式的に示したものである。上記の角度範囲では、図29に示したように、成長表面は(10−11)面とm面とから形成されるミクロなステップからなっている。そのステップ端がm軸方向に伸びるようなステップ端成長をする。図30は、例としてm軸方向に75度程度傾けた面の成長表面の原子配列を示す。図30を参照すると、m面m0、c面から75度傾斜面m75及び(10−11)面が示されている。この場合、矢印R2(In)で示したN原子1個とは1本の結合手で結合し、矢印B2(In)で示したN原子1個とは1本の結合手で結合する。この配置では、2つのN原子の変位できる方向が対向するような状態にあり、また原子半径の大きなInを取り込むためには2つのN原子のみが変位すればよく、これ故に、このステップ端ではIn原子を取り込みやすいことが考えられる。また、他の角度範囲のステップ端についてもその表面原子配列を検討した。良いIn取り込みを示すステップ端での成長が可能である角度が、上記範囲のみであることを発明者らは見出した。   However, in the range where the off angle from the c-plane closer to the {10-11} plane between the {10-11} plane and the m-plane is 63 degrees or more and less than 80 degrees, the above explanation cannot be understood. It shows behavior. Therefore, when further examining the surface atomic arrangement in this angular range, it was found that In is well incorporated at the step end only in this angular range. FIG. 29 schematically shows, as an example, the state of the step on the surface of the c-plane inclined at an off angle of 75 degrees in the m-axis direction. In the above angle range, as shown in FIG. 29, the growth surface is composed of micro steps formed from the (10-11) plane and the m plane. The step end grows so that the step end extends in the m-axis direction. FIG. 30 shows an atomic arrangement on the growth surface of a plane inclined by about 75 degrees in the m-axis direction as an example. Referring to FIG. 30, an m-plane m0, a 75-degree inclined plane m75 and a (10-11) plane from the c-plane are shown. In this case, one N atom indicated by arrow R2 (In) is bonded by one bond, and one N atom indicated by arrow B2 (In) is bonded by one bond. In this arrangement, the direction in which two N atoms can be displaced is in opposition, and only two N atoms need to be displaced in order to incorporate In having a large atomic radius. It can be considered that In atoms are easily incorporated. In addition, the surface atom arrangement of step edges in other angle ranges was also examined. The inventors have found that the angle at which the growth at the step end showing good In incorporation is possible is only in the above range.

以上の考察に基づいて、In取り込みのオフ角依存性を見積もった。図31は、In取り込みとオフ角との関係を示す図面である。In取り込みは、テラス上成長成分とステップ端成長成分との両方を見積もり、トータルIn取り込みは、これらの和によって示される。縦軸において、In取り込み量をc面上におけるIn取り込みに規格化している。実線Tはテラス上成長によって取り込まれるIn量を示し、実線Sはステップ端成長によって取り込まれるIn量を示し、実線SUMはその和を示す。このようにテラス上成長では、テラス上成長が支配的な安定面近傍でIn取り込みが高く、安定面から離れるほどテラス上成長が支配的でなくなりInは取り込まれなくなる。   Based on the above consideration, the off-angle dependence of In incorporation was estimated. FIG. 31 is a diagram showing the relationship between In incorporation and off-angle. The In incorporation estimates both the growth component on the terrace and the step edge growth component, and the total In incorporation is represented by the sum of these. On the vertical axis, the In uptake is normalized to In uptake on the c-plane. The solid line T indicates the amount of In taken in by growth on the terrace, the solid line S shows the amount of In taken in by step edge growth, and the solid line SUM shows the sum. As described above, in the growth on the terrace, the In incorporation is high in the vicinity of the stable surface where the growth on the terrace is dominant, and the growth on the terrace is not dominant and the In is not taken in as the distance from the stable surface increases.

一方、ステップ端成長は安定面から離れるほどステップ密度が高まって支配的になる。しかしながら、c面から傾斜角63度以上80度未満の角度範囲の外側では、ステップ端成長によるIn取り込みはほとんどない。傾斜角63度以上80度未満の角度範囲でのみ、大きなIn取り込みがステップ端で生じるので、ステップ端成長が活発になるにつれてIn取り込みが大きくなるような振る舞いを示す。その結果、実線SUMで示したようなオフ角依存性となり、図31に示された見積もりは、図26に示された実験結果を良く説明している。   On the other hand, the step edge growth becomes dominant as the step density increases as the distance from the stable surface increases. However, there is almost no In incorporation due to step edge growth outside the angle range from the c-plane with an inclination angle of 63 ° to less than 80 °. A large In uptake occurs at the step end only in an angle range of an inclination angle of 63 degrees or more and less than 80 degrees, and therefore the behavior is such that the In uptake increases as the step end growth becomes active. As a result, the off-angle dependence as shown by the solid line SUM is obtained, and the estimation shown in FIG. 31 well explains the experimental result shown in FIG.

4.In偏析に関して
以上の結果を踏まえて、InGaN膜中のIn偏析を説明する。c面基板上のInGaN活性層を有する光素子では、特に活性層の発光波長が長波長になるほど、すなわちInGaN結晶中のIn組成が高くなるほど、InGaN結晶中のIn偏析が大きくなる。この結果、InGaNの結晶品質が低下して、発光強度の低下や発光波長半値幅の増大が観察される。一方、発明者らの実験によれば、m軸方向へのc軸の傾斜角63度以上80度未満の範囲では、長波長領域を発光するInGaN層の発光強度低下は、c面やその他の安定面上におけるInGaN層に比べて小さく、また、半値幅の増大も小さい。
4). Based on the above results regarding In segregation, In segregation in the InGaN film will be described. In an optical element having an InGaN active layer on a c-plane substrate, In segregation in the InGaN crystal increases as the emission wavelength of the active layer becomes longer, that is, as the In composition in the InGaN crystal increases. As a result, the crystal quality of InGaN deteriorates, and a decrease in emission intensity and an increase in the half-value width of the emission wavelength are observed. On the other hand, according to the experiments by the inventors, in the range where the inclination angle of the c-axis in the m-axis direction is not less than 63 degrees and less than 80 degrees, the decrease in emission intensity of the InGaN layer that emits light in the long wavelength region It is smaller than the InGaN layer on the stable surface, and the increase in half width is small.

発明者らは、この理由を成長機構やIn取り込みに基づき検討した。安定面上に成長したInGaN膜が大きなIn偏析を示す理由は以下のものと考えられる。図23(b)に示されるように、テラス上成長におけるIn取り込みでは、GaN及びInNの分子は、テラス上に到達した後に結晶中に取り込まれる前に、広いテラス上でマイグレーションしている。そのマイグレーションの際に、GaNとInNの非混和性によってInNが自発的に凝集する。この凝集によって、InGaN結晶中でInの偏析が生じると考えられる。   The inventors examined this reason based on the growth mechanism and In incorporation. The reason why the InGaN film grown on the stable surface exhibits large In segregation is considered as follows. As shown in FIG. 23B, in the In incorporation in the growth on the terrace, the GaN and InN molecules migrate on the wide terrace after reaching the terrace and before being incorporated into the crystal. During the migration, InN spontaneously aggregates due to the immiscibility of GaN and InN. This aggregation is thought to cause In segregation in the InGaN crystal.

一方、図31に示されるように、安定面からのサブオフ角が大きいとき、ステップ端でInが取り込まれる。成長表面に達したGaN及びInNの分子は、狭いテラス上ではほとんどマイグレーションせず、直ちに結晶中に取り込まれる。これ故に、InGaN結晶中において、取り込まれたInは、ほとんどランダムに分布して、In偏析は小さいと考えられる。この傾向は、ステップ密度が大きいほど顕著であると考えられる。このため、安定面からのサブオフ角が大きいほど、均一なInGaN膜が得られる。しかしながら、既に説明したように、ステップ端成長では、特定の角度範囲を除いた傾斜角ではIn取り込みが悪い。これ故に、所望のIn組成を得るためには、成長温度を下げる必要がある。成長温度の低下において、支配的な成長モードが、ステップ端成長から島状成長に変化して、この結果、結晶欠陥等が増え、InGaN膜質が著しく悪化する。   On the other hand, as shown in FIG. 31, when the sub-off angle from the stable surface is large, In is taken in at the step end. The GaN and InN molecules that have reached the growth surface hardly migrate on the narrow terrace and are immediately taken into the crystal. Therefore, it is considered that the incorporated In is distributed almost randomly in the InGaN crystal and the In segregation is small. This tendency is considered to be more remarkable as the step density is larger. For this reason, a uniform InGaN film is obtained as the sub-off angle from the stable surface increases. However, as described above, in the step edge growth, the In incorporation is poor at an inclination angle excluding a specific angle range. Therefore, in order to obtain a desired In composition, it is necessary to lower the growth temperature. As the growth temperature decreases, the dominant growth mode changes from step edge growth to island growth. As a result, crystal defects and the like increase and the quality of the InGaN film significantly deteriorates.

上記説明のように、In取り込みとIn偏析はトレードオフの関係にあることが考えられる。発明者らは、In取り込みとIn偏析が両立する範囲を見出した。この角度範囲は、c軸からm軸方向に傾斜角63度以上80度未満である。この角度範囲では、ステップ端成長でもInが効率的に取り込まれ、またInGaN膜におけるIn偏析は小さい。特に、70度以上80度未満の角度範囲では、ステップ密度が高まるので、よりIn偏析の小さく且つ均質性の高いInGaN膜を成長可能である。さらに、In取り込みを考慮すると、特に71度以上79度以下の角度範囲において、ステップ端成長とテラス上成長のバランスが良好である。その中でも、72度以上78度以下の角度で、ステップ端成長とテラス上成長のバランスが最も良い。これ故に、所望の組成を得るためにInGaN膜の成長温度を高めることが可能であり、また、結晶欠陥の少ない均一なInGaN膜を成長することが可能である。   As described above, it is considered that In incorporation and In segregation are in a trade-off relationship. The inventors have found a range in which In incorporation and In segregation are compatible. This angle range is an inclination angle of 63 degrees or more and less than 80 degrees in the m-axis direction from the c-axis. In this angular range, In is efficiently taken in even by step edge growth, and In segregation in the InGaN film is small. In particular, in the angle range of 70 degrees or more and less than 80 degrees, the step density increases, so that an InGaN film with smaller In segregation and higher homogeneity can be grown. Further, when In incorporation is taken into consideration, the step edge growth and the growth on the terrace are well balanced particularly in an angle range of 71 degrees or more and 79 degrees or less. Among them, the balance between step edge growth and growth on the terrace is the best at an angle of 72 degrees to 78 degrees. Therefore, it is possible to raise the growth temperature of the InGaN film in order to obtain a desired composition, and it is possible to grow a uniform InGaN film with few crystal defects.

図32及び図33は、以上説明したIn取り込み、In偏析、及びピエゾ電界の点から、各面及び角度範囲の特徴を示す図面である。図32及び図33において、二重丸のシンボルは特に良好な特性を示し、一重丸のシンボルは良好な特性を示し、三角のシンボルは特に通常の特性を示し、クロスのシンボルは劣る特性を示す。特徴的な角度として、c軸からm軸の方向への傾斜角63度、70度、71度、72度、78度、79度、80度が示される。m方向63度以上80度未満の角度範囲が、特には70度以上80度未満の角度範囲が、更には71度以上79度以下、その中でも72度以上78度以下の角度範囲が、長波長領域での光素子、特に発光ダイオード素子やレーザダイオード素子を作製する上で、その発光効率と発光半値幅の小さいことから非常に有利である。   32 and 33 are drawings showing the characteristics of each surface and angle range in terms of the above-described In uptake, In segregation, and piezoelectric field. In FIGS. 32 and 33, the double circle symbol shows particularly good characteristics, the single circle symbol shows good characteristics, the triangle symbol shows particularly normal characteristics, and the cross symbol shows inferior characteristics. . As characteristic angles, inclination angles from the c-axis to the m-axis are 63 degrees, 70 degrees, 71 degrees, 72 degrees, 78 degrees, 79 degrees, and 80 degrees. An angle range of 63 degrees or more and less than 80 degrees in the m direction, in particular, an angle range of 70 degrees or more and less than 80 degrees, further 71 degrees or more and 79 degrees or less, of which an angular range of 72 degrees or more and 78 degrees or less is a long wavelength In producing an optical element in a region, particularly a light-emitting diode element or a laser diode element, it is very advantageous because of its low luminous efficiency and low half-width of light emission.

上記の説明において、例えば面方位(20−21)や(10−11)のような記法を用いている。本実施の形態に説明を考慮するとき、結晶学的に等価な面において、当業者は、本実施の形態に記載された発明の効果が得られると考える。したがって、例えば「(20−21)」という面方位は、等価な(2−201)、(−2201)、(20−21)、(−2021)、(02−21)、(0−221)を含むと考えることができる。   In the above description, for example, a notation such as a plane orientation (20-21) or (10-11) is used. When considering the description of this embodiment, those skilled in the art think that the effects of the invention described in this embodiment can be obtained in terms of crystallographic equivalents. Therefore, for example, the plane orientation “(20-21)” is equivalent to (2-201), (−2201), (20-21), (−2021), (02-21), (0-221). Can be considered to be included.

好適な実施の形態において本発明の原理を図示し説明してきたが、本発明は、そのような原理から逸脱することなく配置および詳細において変更され得ることは、当業者によって認識される。本発明は、本実施の形態に開示された特定の構成に限定されるものではない。したがって、特許請求の範囲およびその精神の範囲から来る全ての修正および変更に権利を請求する。   While the principles of the invention have been illustrated and described in the preferred embodiments, it will be appreciated by those skilled in the art that the invention can be modified in arrangement and detail without departing from such principles. The present invention is not limited to the specific configuration disclosed in the present embodiment. We therefore claim all modifications and changes that come within the scope and spirit of the following claims.

近年、GaN系の発光素子において、長波長の発光が望まれており、c面から傾斜角を取った半極性面や、m面及びa面に代表される非極性面が注目されている。その理由は、以下のものである。長波長の発光を得るために井戸層のIn組成が増えるので、井戸層と障壁層との格子定数差が大きくなり、発光層に大きな歪みが生じる。このとき、c面のような極性面では、ピエゾ電界の働きにより、発光素子の量子効率が低下する。これを避けるために、非極性面(a面やm面)等の様々な結晶面における研究が進められている。しかし、いまだc面上の効率を超えるものは出来ていないのが現状である。発明者らは、基板の主面が、c面からm軸方向に約62度の角度で傾斜された{10−11}面とm面からなるマイクロステップ構造を形成するために、c面からm軸方向に63度以上80度未満の角度で傾けた面に注目した。特に、c面からm軸方向に75度の傾斜面である{20−21}面と、この面を中心とするc面からm軸方向への傾斜角63度さらには70度以上80度未満の領域に注目した。この領域は、基板の主面に{10−11}面からなるテラスの幅とm面からなるテラスの幅が小さく、ステップ密度が大きくなり、In偏析が小さくなる。   In recent years, long-wavelength light emission is desired in GaN-based light-emitting elements, and a semipolar plane with an inclination angle from the c-plane and nonpolar planes typified by the m-plane and a-plane are attracting attention. The reason is as follows. Since the In composition of the well layer increases in order to obtain long-wavelength light emission, the lattice constant difference between the well layer and the barrier layer increases, and a large distortion occurs in the light-emitting layer. At this time, on the polar surface such as the c-plane, the quantum efficiency of the light-emitting element decreases due to the action of the piezoelectric field. In order to avoid this, studies on various crystal planes such as non-polar planes (a-plane and m-plane) are underway. However, the current situation is that nothing exceeding the efficiency on the c-plane has been made. In order to form a microstep structure in which the principal surface of the substrate is a {10-11} plane inclined at an angle of about 62 degrees in the m-axis direction from the c plane and the m plane, Attention was paid to the surface inclined at an angle of 63 degrees or more and less than 80 degrees in the m-axis direction. In particular, the {20-21} plane, which is an inclined plane of 75 degrees in the m-axis direction from the c-plane, and an inclination angle of 63 degrees from the c-plane around the plane in the m-axis direction, or more than 70 degrees and less than 80 degrees. Focused on the area. In this region, the width of the terrace composed of {10-11} plane and the width of the terrace composed of m-plane are small on the main surface of the substrate, the step density is large, and In segregation is small.

11a、11b…GaN系半導体光素子、VN…法線ベクトル、VC+…[0001]軸方向のベクトル、VC−…[000−1]軸方向のベクトル、Sc…平面、Cx…基準軸、Ax…所定の軸、13…テンプレート、13a…テンプレートの主面、15…GaN系半導体エピタキシャル領域、17…活性層、α…主面傾斜角、19…半導体エピタキシャル層、M1、M2、M3…表面モフォロジ、21…GaN系半導体領域、23…n型GaN半導体層、25…n型InGaN半導体層、27…電子ブロック層、29…コンタクト層、31…量子井戸構造、33…井戸層、35…障壁層、37…第1の電極、39…第2の電極、AOFF…a軸方向のオフ角、41…n型クラッド層、43a…光ガイド層、43b…光ガイド層、45…電子ブロック層、47…クラッド層、49…コンタクト層、51…第1の電極、53…絶縁膜、55…第2の電極、131…支持体、131a…支持体主面、133…マスク、133a…開口、135a…凹部、133b…ストライプ、135a、135b…側面、137…絶縁体、139…半導体領域、139a…半導体領域の主面、141…異種基板、141a…異種基板の主面、143…マスク、143a…ストライプ、143b…開口、145…支持体、145a…支持体の主面、147…凹部、147a、147b…凹部の側面、149…絶縁膜、151…半導体領域 11a, 11b: GaN-based semiconductor optical device, VN: normal vector, VC + ... [0001] axial vector, VC -... [000-1] axial vector, Sc ... plane, Cx ... reference axis, Ax ... Predetermined axis, 13 ... template, 13a ... main surface of template, 15 ... GaN-based semiconductor epitaxial region, 17 ... active layer, α ... main surface inclination angle, 19 ... semiconductor epitaxial layer, M1, M2, M3 ... surface morphology, 21 ... GaN-based semiconductor region, 23 ... n-type GaN semiconductor layer, 25 ... n-type InGaN semiconductor layer, 27 ... electron blocking layer, 29 ... contact layer, 31 ... quantum well structure, 33 ... well layer, 35 ... barrier layer, 37 ... first electrode, 39 ... second electrode, A OFF ... off angle in the a-axis direction, 41 ... n-type cladding layer, 43a ... light guide layer, 43b ... light guide layer, 45 ... electricity Sub block layer, 47 ... cladding layer, 49 ... contact layer, 51 ... first electrode, 53 ... insulating film, 55 ... second electrode, 131 ... support, 131a ... support main surface, 133 ... mask, 133a ... Opening, 135a ... concave, 133b ... stripe, 135a, 135b ... side surface, 137 ... insulator, 139 ... semiconductor region, 139a ... main surface of semiconductor region, 141 ... foreign substrate, 141a ... main surface of different substrate, 143 ... Mask, 143a ... stripe, 143b ... opening, 145 ... support, 145a ... main surface of support, 147 ... recess, 147a, 147b ... side of recess, 149 ... insulating film, 151 ... semiconductor region

Claims (25)

窒化ガリウム系半導体光素子であって、
窒化ガリウム系半導体と異なる材料から成る主面を有する支持体と、開口を有し前記主面を覆うマスクと、該マスクの前記開口において前記支持体に設けられ第1及び第2の側面を有する凹部と、前記第2の側面を覆う絶縁体と、前記第1及び第2の側面上に設けられると共に前記マスクを埋め込む半導体領域とを含むテンプレートと、
前記テンプレート上に設けられた窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域と、
前記窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域上に設けられ、活性層のための半導体エピタキシャル層と
を備え、
前記半導体領域は、第1の窒化ガリウム系半導体からなり、該第1の窒化ガリウム系半導体のc軸方向は前記第1の側面の面方位によって規定され、
前記テンプレートの前記半導体領域の主面は、該第1の窒化ガリウム系半導体のc軸に沿って延びる基準軸に直交する面から該第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜しており、
前記第1の側面は、前記支持体の前記主面に対して傾斜しており、前記支持体の前記主面と前記第1の側面との交差角は、63度以上80度未満の範囲にあり、
前記第2の側面は、前記支持体の前記主面に対して傾斜しており、
前記半導体エピタキシャル層は、構成元素としてインジウムを含む第2の窒化ガリウム系半導体からなり、
前記第2の窒化ガリウム半導体のc軸は前記半導体領域の前記主面の法線軸に対して傾斜しており、
前記基準軸の向きは、前記第1の窒化ガリウム系半導体の[0001]軸及び[000−1]軸のいずれかの方向である、ことを特徴とする窒化ガリウム系半導体光素子。
A gallium nitride based semiconductor optical device,
A support having a main surface made of a material different from that of the gallium nitride semiconductor; a mask having an opening and covering the main surface; and first and second side surfaces provided on the support in the opening of the mask. A template including a recess, an insulator covering the second side surface, and a semiconductor region provided on the first and second side surfaces and embedding the mask;
A gallium nitride based semiconductor epitaxial region provided on the template;
A semiconductor epitaxial layer provided on the gallium nitride based semiconductor epitaxial region for an active layer ;
With
The semiconductor region is made of a first gallium nitride based semiconductor, and the c-axis direction of the first gallium nitride based semiconductor is defined by the plane orientation of the first side surface,
The main surface of the semiconductor region of the template is 63 degrees or more in the direction of the m-axis of the first gallium nitride semiconductor from the plane orthogonal to the reference axis extending along the c-axis of the first gallium nitride semiconductor. Inclined at an inclination angle of less than 80 degrees,
The first side surface is inclined relative to the main surface of the support, intersection angles between the main surface and the first side of the support is in the range of less than 80 degrees 63 degrees Yes,
The second side surface is inclined with respect to the main surface of the support;
The semiconductor epitaxial layer is made of a second gallium nitride based semiconductor containing indium as a constituent element,
The c-axis of the second gallium nitride semiconductor is inclined with respect to the normal axis of the main surface of the semiconductor region;
The direction of the reference axis is the direction of either the [0001] axis or the [000-1] axis of the first gallium nitride semiconductor.
前記半導体領域の前記主面は、該第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に前記基準軸に直交する面から70度以上の角度で傾斜している、ことを特徴とする請求項1に記載された窒化ガリウム系半導体光素子。   2. The main surface of the semiconductor region is inclined at an angle of 70 degrees or more from a plane perpendicular to the reference axis in the m-axis direction of the first gallium nitride semiconductor. The gallium nitride based semiconductor optical device described in 1. 前記半導体領域の前記主面は、該第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に前記基準軸に直交する面から71度以上79度以下の角度で傾斜している、ことを特徴とする請求項1又は請求項2に記載された窒化ガリウム系半導体光素子。   The main surface of the semiconductor region is inclined at an angle of 71 degrees or more and 79 degrees or less from a plane perpendicular to the reference axis in the m-axis direction of the first gallium nitride semiconductor. A gallium nitride based semiconductor optical device according to claim 1 or 2. 前記第1の窒化ガリウム系半導体のa軸方向のオフ角は有限の値であり、また−3度以上+3度以下の範囲にある、ことを特徴とする請求項1〜請求項3のいずれか一項に記載された窒化ガリウム系半導体光素子。   The off angle in the a-axis direction of the first gallium nitride semiconductor is a finite value and is in a range of not less than -3 degrees and not more than +3 degrees. 2. A gallium nitride based semiconductor optical device according to one item. 前記活性層上に設けられた第2導電型窒化ガリウム系半導体層を備え、
前記窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域は、第1導電型窒化ガリウム系半導体層を含み、
前記活性層は、所定の軸の方向に交互に配置された井戸層及び障壁層を含み、
前記井戸層は前記半導体エピタキシャル層からなると共に、前記障壁層は窒化ガリウム系半導体からなり、前記半導体エピタキシャル層は、歪みを内包するInGaNからなり、
前記第1導電型窒化ガリウム系半導体層、前記活性層及び前記第2導電型窒化ガリウム系半導体層は、前記所定の軸の方向に配列されると共に、前記基準軸の方向は前記所定の軸の方向と異なる、ことを特徴とする請求項1〜請求項4のいずれか一項に記載された窒化ガリウム系半導体光素子。
A second conductivity type gallium nitride based semiconductor layer provided on the active layer;
The gallium nitride based semiconductor epitaxial region includes a first conductivity type gallium nitride based semiconductor layer,
The active layer includes well layers and barrier layers alternately arranged in a predetermined axis direction,
The well layer is made of the semiconductor epitaxial layer, the barrier layer is made of a gallium nitride based semiconductor, the semiconductor epitaxial layer is made of InGaN containing strain,
The first conductivity type gallium nitride based semiconductor layer, the active layer, and the second conductivity type gallium nitride based semiconductor layer are arranged in the direction of the predetermined axis, and the direction of the reference axis is the direction of the predetermined axis The gallium nitride based semiconductor optical device according to claim 1, wherein the gallium nitride based semiconductor optical device is different from a direction.
前記活性層は、370nm以上650nm以下の波長範囲の光を生成するように設けられている、ことを特徴とする請求項1〜請求項5のいずれか一項に記載された窒化ガリウム系半導体光素子。   The gallium nitride based semiconductor light according to any one of claims 1 to 5, wherein the active layer is provided so as to generate light in a wavelength range of 370 nm or more and 650 nm or less. element. 前記活性層は、450nm以上600nm以下の波長範囲の光を生成するように設けられている、ことを特徴とする請求項1〜請求項6のいずれか一項に記載された窒化ガリウム系半導体光素子。   The gallium nitride based semiconductor light according to any one of claims 1 to 6, wherein the active layer is provided so as to generate light having a wavelength range of 450 nm to 600 nm. element. 前記半導体領域の前記主面は、該第1の窒化ガリウム系半導体の{20−21}面及び{20−2−1}面のいずれかから−3度以上+3度以下の範囲の角度で傾斜した半導体面である、ことを特徴とする請求項1〜請求項7のいずれか一項に記載された窒化ガリウム系半導体光素子。   The main surface of the semiconductor region is inclined at an angle in a range of −3 degrees to +3 degrees from either the {20-21} plane or the {20-2-1} plane of the first gallium nitride semiconductor. The gallium nitride based semiconductor optical device according to claim 1, wherein the gallium nitride based semiconductor optical device is a semiconductor surface. 前記基準軸は前記[0001]軸の方向に向く、ことを特徴とする請求項1〜請求項8のいずれか一項に記載された窒化ガリウム系半導体光素子。   The gallium nitride based semiconductor optical device according to any one of claims 1 to 8, wherein the reference axis is oriented in the direction of the [0001] axis. 前記基準軸は前記[000−1]軸の方向に向く、ことを特徴とする請求項1〜請求項9のいずれか一項に記載された窒化ガリウム系半導体光素子。   The gallium nitride based semiconductor optical device according to any one of claims 1 to 9, wherein the reference axis is oriented in the direction of the [000-1] axis. 前記半導体領域はGaNからなる、ことを特徴とする請求項1〜請求項10のいずれか一項に記載された窒化ガリウム系半導体光素子。   The gallium nitride based semiconductor optical device according to any one of claims 1 to 10, wherein the semiconductor region is made of GaN. 前記半導体領域の前記主面の表面モフォロジは複数のマイクロステップを有しており、
該マイクロステップの主要な構成面は、少なくともm面及び{10−11}面を含む、ことを特徴とする請求項1〜請求項11のいずれか一項に記載された窒化ガリウム系半導体光素子。
The surface morphology of the main surface of the semiconductor region has a plurality of microsteps,
12. The gallium nitride based semiconductor optical device according to claim 1, wherein main constituent surfaces of the microstep include at least an m-plane and a {10-11} plane. .
前記支持体は、スピネル、サファイア、酸化亜鉛、炭化シリコン、シリコン及び酸化ガリウムのいずれかからなる、ことを特徴とする請求項1〜請求項12のいずれか一項に記載された窒化ガリウム系半導体光素子。   The gallium nitride based semiconductor according to any one of claims 1 to 12, wherein the support is made of any one of spinel, sapphire, zinc oxide, silicon carbide, silicon, and gallium oxide. Optical element. 前記半導体領域は、前記凹部の前記第1の側面上において前記第1の窒化ガリウム系半導体のc軸方向にエピタキシャルに成長された半導体を含む、ことを特徴とする請求項1〜請求項13のいずれか一項に記載された窒化ガリウム系半導体光素子。   14. The semiconductor region according to claim 1, wherein the semiconductor region includes a semiconductor epitaxially grown in the c-axis direction of the first gallium nitride based semiconductor on the first side surface of the recess. A gallium nitride based semiconductor optical device according to any one of the above. 窒化ガリウム系半導体光素子を作製する方法であって、
窒化ガリウム系半導体と異なる材料から成る主面を有する支持体と、開口を有し前記主面を覆うマスクと、該マスクの前記開口において前記主面に設けられ第1及び第2の側面を有する凹部と、前記第2の側面を覆う絶縁体と、前記第1及び第2の側面上に設けられると共に前記マスクを埋め込む半導体領域とを含むテンプレートを準備する工程と、
前記テンプレートの主面上に、窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域を成長する工程と、
前記窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域の主面上に、活性層のための半導体エピタキシャル層を形成する工程と
を備え、
前記半導体領域は、第1の窒化ガリウム系半導体からなり、
前記テンプレートの前記半導体領域の主面は、該第1の窒化ガリウム系半導体のc軸に沿って延びる基準軸に直交する面から該第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に63度以上80度未満の範囲の傾斜角で傾斜しており、
前記支持体の前記主面と前記第1の側面と交差角は63度以上80度未満の範囲にあり、前記第1の側面は、前記支持体の前記主面に対して傾斜しており、
前記第2の側面は、前記支持体の前記主面に対して傾斜しており、
前記第2の窒化ガリウム半導体のc軸は前記半導体領域の前記主面の法線軸に対して傾斜しており、
前記半導体エピタキシャル層は第2の窒化ガリウム系半導体からなり、前記第2の窒化ガリウム系半導体は構成元素としてインジウムを含み、
前記第2の窒化ガリウム系半導体のc軸は前記基準軸に対して傾斜しており、
前記基準軸は、前記第1の窒化ガリウム系半導体の[0001]軸及び[000−1]軸のいずれかの方向に向いている、ことを特徴とする方法。
A method of fabricating a gallium nitride based semiconductor optical device,
A support having a main surface made of a material different from that of a gallium nitride semiconductor, a mask having an opening and covering the main surface, and first and second side surfaces provided on the main surface in the opening of the mask Preparing a template including a recess, an insulator covering the second side surface, and a semiconductor region provided on the first and second side surfaces and embedding the mask;
Growing a gallium nitride based semiconductor epitaxial region on the main surface of the template;
Forming a semiconductor epitaxial layer for an active layer on a main surface of the gallium nitride based semiconductor epitaxial region ;
With
The semiconductor region is made of a first gallium nitride based semiconductor,
The main surface of the semiconductor region of the template is 63 degrees or more in the direction of the m-axis of the first gallium nitride semiconductor from the plane orthogonal to the reference axis extending along the c-axis of the first gallium nitride semiconductor. Inclined at an inclination angle of less than 80 degrees,
The crossing angle between the main surface of the support and the first side surface is in a range of not less than 63 degrees and less than 80 degrees, and the first side surface is inclined with respect to the main surface of the support,
The second aspect, Ri Contact inclined with respect to the main surface of said support,
C-axis of the second gallium nitride semiconductor is inclined with respect to the normal axis of said main surface of said semiconductor region,
The semiconductor epitaxial layer is made of a second gallium nitride based semiconductor, and the second gallium nitride based semiconductor contains indium as a constituent element,
The c-axis of the second gallium nitride based semiconductor is inclined with respect to the reference axis;
The reference axis is directed to either the [0001] axis or the [000-1] axis of the first gallium nitride based semiconductor.
前記半導体領域の前記主面は、前記第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に前記基準軸に直交する面から70度以上の範囲の角度で傾斜している、ことを特徴とする請求項15に記載された方法。   The main surface of the semiconductor region is inclined at an angle in a range of 70 degrees or more from a plane perpendicular to the reference axis in the m-axis direction of the first gallium nitride semiconductor. Item 16. The method according to Item 15. 前記半導体領域の前記主面は、該第1の窒化ガリウム系半導体のm軸の方向に前記基準軸に直交する面から71度以上79度以下の角度で傾斜している、ことを特徴とする請求項15又は請求項16に記載された方法。   The main surface of the semiconductor region is inclined at an angle of 71 degrees or more and 79 degrees or less from a plane perpendicular to the reference axis in the m-axis direction of the first gallium nitride semiconductor. 17. A method as claimed in claim 15 or claim 16. 前記活性層は、所定の軸の方向に交互に配置された井戸層及び障壁層を含む量子井戸構造を有しており、
前記井戸層は前記半導体エピタキシャル層からなり、
前記障壁層は窒化ガリウム系半導体からなり、
当該方法は、
前記半導体エピタキシャル層上に前記障壁層を形成する工程と、
前記活性層上に、第2導電型窒化ガリウム系半導体層を成長する工程と
を備え、
前記窒化ガリウム系半導体エピタキシャル領域は、第1導電型窒化ガリウム系半導体層を含み、
前記第1導電型窒化ガリウム系半導体層、前記活性層及び前記第2導電型窒化ガリウム系半導体層は、所定の軸の方向に配列されると共に、前記基準軸の方向は前記所定の軸の方向と異なる、ことを特徴とする請求項15〜請求項17のいずれか一項に記載された方法。
The active layer has a quantum well structure including well layers and barrier layers alternately arranged in a predetermined axis direction;
The well layer comprises the semiconductor epitaxial layer;
The barrier layer is made of a gallium nitride based semiconductor,
The method is
Forming the barrier layer on the semiconductor epitaxial layer;
On the active layer, and growing a second conductivity type gallium nitride based semiconductor layer,
With
The gallium nitride based semiconductor epitaxial region includes a first conductivity type gallium nitride based semiconductor layer,
The first conductivity type gallium nitride based semiconductor layer, the active layer, and the second conductivity type gallium nitride based semiconductor layer are arranged in a predetermined axis direction, and the direction of the reference axis is the direction of the predetermined axis The method according to any one of claims 15 to 17, characterized in that
前記第1の窒化ガリウム系半導体のa軸方向のオフ角は有限の値であり、また−3度以上+3度以下の範囲にある、ことを特徴とする請求項15〜請求項18のいずれか一項に記載された方法。   The off angle in the a-axis direction of the first gallium nitride semiconductor is a finite value and is in a range of not less than -3 degrees and not more than +3 degrees. The method according to one item. 前記半導体領域の前記主面における前記傾斜角は、該第1の窒化ガリウム系半導体の{20−21}面及び{20−2−1}面のいずれかの結晶面から−3度以上+3度以下の範囲で分布している、ことを特徴とする請求項15〜請求項19のいずれか一項に記載された方法。   The inclination angle of the main surface of the semiconductor region is −3 degrees or more and +3 degrees from the crystal plane of the {20-21} plane or {20-2-1} plane of the first gallium nitride semiconductor. The method according to claim 15, wherein the method is distributed in the following range. 前記半導体領域はInAlGa1−S−TN(0≦S≦1、0≦T≦1、0≦S+T<1)からなる、ことを特徴とする請求項15〜請求項20のいずれか一項に記載された方法。 The semiconductor region of In S Al T Ga 1-S -T N (0 ≦ S ≦ 1,0 ≦ T ≦ 1,0 ≦ S + T <1) made of, claim 15 claim 20, characterized in that The method as described in any one. 前記半導体領域はGaNからなる、ことを特徴とする請求項15〜請求項21のいずれか一項に記載された方法。   The method according to any one of claims 15 to 21, wherein the semiconductor region is made of GaN. 前記半導体領域の前記主面の表面モフォロジは複数のマイクロステップを有しており、
該マイクロステップの主要な構成面は、少なくともm面及び{10−11}面を含む、ことを特徴とする請求項15〜請求項22のいずれか一項に記載された方法。
The surface morphology of the main surface of the semiconductor region has a plurality of microsteps,
The method according to any one of claims 15 to 22, wherein the main constituent surfaces of the microstep include at least an m-plane and a {10-11} plane.
前記支持体は、スピネル、サファイア、酸化亜鉛、炭化シリコン、シリコン及び酸化ガリウムのいずれかからなる、ことを特徴とする請求項15〜請求項23のいずれか一項に記載された方法。   The method according to any one of claims 15 to 23, wherein the support is made of any one of spinel, sapphire, zinc oxide, silicon carbide, silicon, and gallium oxide. 前記半導体領域は、前記凹部の前記第1の側面上において前記第2の側面に対して選択的に、前記第1の窒化ガリウム系半導体のc軸方向にエピタキシャル成長された半導体を含む、ことを特徴とする請求項15〜請求項24のいずれか一項に記載された方法。   The semiconductor region includes a semiconductor epitaxially grown in the c-axis direction of the first gallium nitride based semiconductor selectively on the first side surface of the recess with respect to the second side surface. The method according to any one of claims 15 to 24.
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