JP2013241337A - Group iii nitride-based compound semiconductor, wafer having group iii nitride-based compound semiconductor formed thereon, and group iii nitride-based compound semiconductor element - Google Patents
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Abstract
Description
本発明はいわゆるウルツァイト構造のIII族窒化物系化合物半導体及びその製造方法に関する。本発明は特にエピタキシャル成長によりｍ面を主面とするIII族窒化物系化合物半導体を得る方法に関する。
尚、本願においてIII族窒化物系化合物半導体とは、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ（ｘ、ｙ、ｘ＋ｙはいずれも０以上１以下）で示される半導体、及び、ｎ型化／ｐ型化等のために任意の元素を添加したものを含む。更には、III族元素及びＶ族元素の組成の一部を、Ｂ及び／又はＴｌ、並びに／或いは、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ及び／又はＢｉで置換したものをも含むものとする。
The present invention relates to a group III nitride compound semiconductor having a so-called wurzeite structure and a method for producing the same. The present invention particularly relates to a method for obtaining a group III nitride compound semiconductor having an m-plane as a main surface by epitaxial growth.
In the present application, the group III nitride compound semiconductor is a semiconductor represented by Al x Ga y In 1-xy N (where x, y, and x + y are each 0 or more and 1 or less), and n-type / p-type. Including those added with any element for conversion. Furthermore, it is intended to include those in which a part of the composition of the group III element and the group V element is substituted with B and / or Tl and / or P, As, Sb and / or Bi.
III族窒化物系化合物半導体発光素子が広く使用される様になり、その特性改良が幅広く行われている。ここで、III族窒化物系化合物半導体発光素子の製造方法は、サファイアその他の異種基板にIII族窒化物系化合物半導体をエピタキシャル成長させるものが一般的である。その際、III族窒化物系化合物半導体の膜厚方向はｃ軸となり、主面はｃ面となるエピタキシャル成長方法が最も普及している。 Group III nitride compound semiconductor light emitting devices are widely used, and their characteristics have been improved widely. Here, the manufacturing method of the group III nitride compound semiconductor light-emitting device is generally one in which a group III nitride compound semiconductor is epitaxially grown on sapphire or other dissimilar substrates. At this time, an epitaxial growth method in which the film thickness direction of the group III nitride compound semiconductor is the c-axis and the main surface is the c-plane is most popular.
一方、例えば多重量子井戸等がｃ軸方向に積層されている場合（積層された各層の境界がｃ面に平行である場合）には、III族窒化物系化合物半導体発光素子内部の歪によりピエゾ電界が発生し、量子効率の低下が生じることが知られている。また、発光素子以外のＨＥＭＴ等の素子を形成する場合も、内部歪によるピエゾ電界の発生は好ましくない。
そこで、エピタキシャル成長させるIII族窒化物系化合物半導体の膜厚方向を、ｃ軸以外の方向にする技術が検討されている。
On the other hand, for example, when multiple quantum wells are stacked in the c-axis direction (when the boundary between the stacked layers is parallel to the c-plane), the piezoelectric is caused by strain inside the group III nitride compound semiconductor light emitting device. It is known that an electric field is generated and the quantum efficiency is lowered. In addition, when an element such as HEMT other than the light emitting element is formed, generation of a piezoelectric field due to internal strain is not preferable.
Therefore, a technique for changing the film thickness direction of the group III nitride compound semiconductor to be epitaxially grown to a direction other than the c-axis has been studied.
特許文献１はマスクを形成して、好まざる成長軸方向の結晶が混在することを避けるものである。非特許文献１に記載された技術では、好まざる成長軸方向の結晶が混在することを避けることができない。本発明者らは非特許文献１の技術を応用して、本発明を完成させた。 In Patent Document 1, a mask is formed to avoid mixing undesirable crystals in the growth axis direction. In the technique described in Non-Patent Document 1, it is unavoidable to mix undesirable crystals in the growth axis direction. The present inventors applied the technology of Non-Patent Document 1 to complete the present invention.
本発明は、主面上に凹凸が形成され、III 族窒化物半導体と異なる材料から成る基板と、該基板の上に成長させたIII族窒化物系化合物半導体とから成る半導体において、凹凸は、主面に平行な面と主面に平行でない側面とを有し、基板とIII族窒化物系化合物半導体との間に、III族窒化物系化合物半導体以外の材料から成る被膜が全く形成されておらず、III族窒化物系化合物半導体は、基板の凹凸の側面から横方向にエピタキシャル成長して凹凸を覆い、III族窒化物系化合物半導体の主面に平行な面の結晶方位面は、横方向にエピタキシャル成長させたIII族窒化物系化合物半導体により形成される結晶方位面のみから成る半導体であることを特徴とする。
ここで、基板はｃ面を主面とするサファイア基板とすることができる。その場合に、成長させたIII族窒化物系化合物半導体の主面に平行な面の結晶方位面は、ｍ面、又は、ａ面とすることができる。
The present invention provides an unevenness formed on a main surface, a substrate made of a material different from a group III nitride semiconductor, and a semiconductor made of a group III nitride compound semiconductor grown on the substrate, A film having a surface parallel to the main surface and a side surface not parallel to the main surface, and a film made of a material other than the group III nitride compound semiconductor is completely formed between the substrate and the group III nitride compound semiconductor. In addition, the group III nitride compound semiconductor epitaxially grows laterally from the uneven side surface of the substrate to cover the unevenness, and the crystal orientation plane parallel to the main surface of the group III nitride compound semiconductor is the lateral direction. It is characterized in that it is a semiconductor consisting only of a crystal orientation plane formed by a group III nitride compound semiconductor epitaxially grown on the substrate.
Here, the substrate can be a sapphire substrate having a c-plane as a main surface. In this case, the crystal orientation plane parallel to the main surface of the grown group III nitride compound semiconductor can be the m plane or the a plane.
また、基板は、ａ面を主面とするサファイア基板であり、側面は、サファイアのｃ面からのオフ角が４５度以下とすることができる。その場合に、成長させたIII族窒化物系化合物半導体の主面に平行な面の結晶方位面は、ｍ面とすることができる。
さらに、基板は、ａ面を主面とするサファイア基板であり、側面と主面との交線は、サファイア基板のａ面内において、ｍ軸からｃ軸方向に０度以上４０度以下の範囲で、ｍ軸と交差した線分とすることができる。その場合に、成長させたIII族窒化物系化合物半導体の主面に平行な面の結晶方位面は、ｍ面とすることができる。
Moreover, a board | substrate is a sapphire board | substrate which uses a surface as a main surface, and the off angle from the c surface of sapphire can make a side surface into 45 degrees or less. In this case, the crystal orientation plane parallel to the main surface of the grown group III nitride compound semiconductor can be the m plane.
Furthermore, the substrate is a sapphire substrate having an a-plane as a main surface, and the line of intersection between the side surface and the main surface is in the range of 0 ° to 40 ° in the c-axis direction from the m-axis within the a-plane of the sapphire substrate. Thus, a line segment intersecting the m-axis can be obtained. In this case, the crystal orientation plane parallel to the main surface of the grown group III nitride compound semiconductor can be the m plane.
また、基板は、ｍ面を主面とするサファイア基板であり、側面と主面の交線は、サファイア基板のｍ面内において、ａ軸からｃ軸方向に１５度以上９０度以下の範囲で、ａ軸と交差している線分とすることができる。その場合には、成長させたIII族窒化物系化合物半導体の主面に平行な面の結晶方位面は、（１１−２２）面、ｒ面、又はｍ面とすることができる。 The substrate is a sapphire substrate having an m-plane as a main surface, and an intersection line between the side surface and the main surface is within a range of 15 degrees to 90 degrees in the m-plane of the sapphire substrate from the a axis to the c axis direction. , A line segment intersecting with the a axis. In that case, the crystal orientation plane parallel to the main surface of the grown group III nitride compound semiconductor can be the (11-22) plane, the r plane, or the m plane.
上記の発明において、基板の凹凸の表面は窒化されていることが望ましい。
また、上記発明において、凹凸の平面形状をストライプ状としたり、格子状とすることができる。
また、本発明は、上記の半導体を有した半導体素子、特に、半導体発光素子とすることができる。さらに、本発明は、上記の半導体を有したウエハとすることができる。
In the above invention, the uneven surface of the substrate is preferably nitrided.
Moreover, in the said invention, the planar shape of an unevenness | corrugation can be made into stripe form, or can be made into a grid | lattice form.
Further, the present invention can be a semiconductor device having the above-described semiconductor, in particular, a semiconductor light emitting device. Furthermore, the present invention can be a wafer having the semiconductor described above.
［親出願の記載内容］
以下の特徴を有した発明も、本件明細書には記載されている。
第１の特徴は、凹凸の側面のうち、法線ベクトルの異なる２種の面の一方を、III族窒化物系化合物半導体がエピタキシャル成長しにくい材料により覆うことである。
他の特徴は、凹凸の側面のうち、法線ベクトルの異なる２種の面の一方の表面に凹凸又は荒れを形成してIII族窒化物系化合物半導体のエピタキシャル成長を困難とさせることである。尚、この場合、法線ベクトルの異なる２種の面の一方の面を例えばエッチング等により形成した後に当該面に凹凸又は荒れを形成しても、当該凹凸又は荒れを有する面を初めから形成しても良い。
[Contents of parent application]
An invention having the following characteristics is also described in this specification.
The first feature is that one of two types of surfaces having different normal vectors among the side surfaces of the unevenness is covered with a material in which the group III nitride compound semiconductor is difficult to epitaxially grow.
Another feature is to make the epitaxial growth of the group III nitride compound semiconductor difficult by forming unevenness or roughness on one surface of two types of surfaces having different normal vectors among the side surfaces of the unevenness. In this case, even if one surface of the two types of surfaces having different normal vectors is formed by, for example, etching, the surface having the unevenness or roughness is formed from the beginning even if the surface is uneven or rough. May be.
また、他の特徴は、加熱処理する工程は、アルミニウム又はアルミニ ウムの化合物を供給することにより厚さ１Å以上４０Å以下のアルミニウム薄膜を形成することである。
他の特徴は、トリメチルアルミニウムを供給することによりアルミニウム薄膜を形成することである。
他の特徴は、アルミニウム薄膜を形成する工程を３００℃以上４２０℃以下の温度で行うことである。
他の特徴は、加熱処理する工程は、水素雰囲気下、９００℃以上１２００℃以下の所定温度までの昇温中と当該所定温度での２０分以下の保持を行うことである。
他の特徴は、加熱処理する工程においては、アンモニアその他のIII族窒化物系化合物半導体の窒素源となりうる反応性窒素化合物を供給しないことである。
Another feature is that in the heat treatment step, an aluminum thin film having a thickness of 1 to 40 mm is formed by supplying aluminum or an aluminum compound.
Another feature is to form an aluminum thin film by supplying trimethylaluminum.
Another feature is that the step of forming the aluminum thin film is performed at a temperature of 300 ° C. or higher and 420 ° C. or lower.
Another feature is that the heat treatment is performed in a hydrogen atmosphere during a temperature rise to a predetermined temperature of 900 ° C. or higher and 1200 ° C. or lower and holding at the predetermined temperature for 20 minutes or shorter.
Another feature is that no reactive nitrogen compound that can be a nitrogen source of ammonia or other group III nitride compound semiconductor is supplied in the heat treatment step.
他の特徴は、主面とは異り、主面よりもIII族窒化物系化合物半導体が結晶性し易い側面を有する凹凸が形成されているサファイア基板上に、当該側面上にエピタキシャル成長させて、所望の面方位の主面としたIII族窒化物系化合物半導体が形成されたウエハである。
他の特徴は、主面がａ面であるサファイア基板上に、ｍ面を主面とするIII族窒化物系化合物半導体が形成されたウエハであって、サファイア基板と前記III族窒化物系化合物半導体との間に、III族窒化物系化合物半導体以外の材料から成る被膜が全く形成されていないことである。
他の特徴は、主面がａ面であるサファイア基板上に、ｍ面を主面とするIII族窒化物系化合物半導体が形成されたウエハであって、サファイア基板と前記III族窒化物系化合物半導体との間の、前記サファイア基板の主面であるａ面の少なくとも一部の領域には、III族窒化物系化合物半導体以外の材料からなる被膜が形成されていないことである。
他の特徴は、凹凸加工により基板の主面以外の面が形成され、当該面の少なくとも一部にIII族窒化物系化合物半導体が接していることである。
他の特徴は、上記のウエハ上に形成され、分割されたことを特徴とするIII族窒化物系化合物半導体素子である。
Another feature is that, unlike the main surface, the group III nitride compound semiconductor is more easily crystallized than the main surface on the sapphire substrate on which the irregularities are formed, and is epitaxially grown on the side surface, This is a wafer on which a group III nitride compound semiconductor having a main surface with a desired plane orientation is formed.
Another feature is a wafer in which a group III nitride compound semiconductor having an m-plane as a main surface is formed on a sapphire substrate whose main surface is an a plane, and the sapphire substrate and the group III nitride compound That is, no film made of a material other than the group III nitride compound semiconductor is formed between the semiconductor and the semiconductor.
Another feature is a wafer in which a group III nitride compound semiconductor having an m-plane as a main surface is formed on a sapphire substrate whose main surface is an a plane, and the sapphire substrate and the group III nitride compound A film made of a material other than the group III nitride compound semiconductor is not formed in at least a part of the a-plane which is the main surface of the sapphire substrate between the semiconductor and the semiconductor.
Another feature is that a surface other than the main surface of the substrate is formed by uneven processing, and at least a part of the surface is in contact with the group III nitride compound semiconductor.
Another feature is a group III nitride compound semiconductor device formed on the wafer and divided.
例えば特許文献１では、ある面を主面とするサファイア等の異種基板に、所望の結晶成長面を有する凹凸を形成し、他の面は被覆して結晶成長が生じないようにし、例えばその異種基板の結晶成長面に垂直方向にIII族窒化物系化合物半導体のｃ軸が一致するようにエピタキシャル成長を生じさせて、異種基板の主面に垂直方向にIII族窒化物系化合物半導体の所望の軸方向を得るものである。
本発明者らの検討によれば、非特許文献１に記載された技術では、サファイア基板の主面と平行にIII族窒化物系化合物半導体のｃ面とｍ面が混在したエピタキシャル成長が生じるばかりであった。
本発明者らが更に検討を加えたところ、主面がａ面であり、ｃ面からのオフ角が４５度以下である側面を少なくとも有する凹凸を主面に形成したサファイア基板を用い、表面にアルミニウム薄膜を形成した後、窒化処理する際の条件を最適化することで、サファイア基板の主面と平行にIII族窒化物系化合物半導体のｍ面が形成されることがわかった。
For example, in Patent Document 1, unevenness having a desired crystal growth surface is formed on a heterogeneous substrate such as sapphire having a certain surface as a main surface, and the other surface is covered so that crystal growth does not occur. Epitaxial growth is performed such that the c-axis of the group III nitride compound semiconductor coincides with the crystal growth surface of the substrate in a direction perpendicular to the crystal growth surface of the substrate, and a desired axis of the group III nitride compound semiconductor in the direction perpendicular to the main surface of the heterogeneous substrate. Get directions.
According to the study by the present inventors, the technique described in Non-Patent Document 1 not only causes epitaxial growth in which the c-plane and m-plane of the group III nitride compound semiconductor are mixed in parallel with the main surface of the sapphire substrate. there were.
As a result of further investigation by the present inventors, a sapphire substrate having a principal surface on which the main surface is an a surface and at least a side surface having an off angle of 45 degrees or less from the c surface is formed on the surface. It was found that the m-plane of the group III nitride compound semiconductor was formed parallel to the main surface of the sapphire substrate by optimizing the nitriding conditions after forming the aluminum thin film.
本発明者らの上記工程におけるエピタキシャル成長機構は次の通りである。
図１．Ａ及び図１．Ｂは、以下の実施例で行った場合の説明図である。これに基づき説明する。図１．Ａの様に主面をａ面とするサファイア基板の表面に、六角柱（六角錐台）状の凸部が適当な間隔で形成されるものとする。図１．Ａでは凸部を１個のみ示している。ここで、六角柱（六角錐台）状の凸部の側面に、ｃ面からのオフ角が４５度以下である側面が形成されているとする。図１．Ａでは灰色とした側面と、それと向かい合うもう一つの面である。六角柱（六角錐台）状の凸部の他の側面はｃ面に平行でも垂直でもないので、ｃ面でもなく、また、ｍ面でもａ面でもない。
本発明者らの検討によると、厚さ４０Å以下のアルミニウム薄膜を、図１．Ａのような凸部を有する主面をａ面としたサファイア基板に形成し、その後窒化処理によりＡｌＮ膜としたのちにIII族窒化物系化合物半導体をエピタキシャル成長させると、主として六角柱（六角錐台）状の凸部のｃ面からのオフ角が４５度以下である側面から、サファイアのｃ軸とIII族窒化物系化合物半導体のｃ軸が一致するように、III族窒化物系化合物半導体のエピタキシャル成長が主として生じる。この際、サファイアの凸部の他の側面からや、ａ面であるサファイアの凸部の頂上面やサファイアの凹部の面からは速い成長が生じない。
こうして、サファイアの六角柱（六角錐台）状の凸部のｃ面からのオフ角が４５度以下である側面からの、サファイアのｃ軸とIII族窒化物系化合物半導体のｃ軸が一致するようなIII族窒化物系化合物半導体のエピタキシャル成長が主として生じ、いわゆる横方向エピタキシャル成長（ＥＬＯ）的にサファイア基板表面を全て埋めていく。この際、サファイア基板の主面であるａ面（及びその法線であるａ軸）と平行に、III族窒化物系化合物半導体のｍ面（及びその法線であるｍ軸）が形成されるように、エピタキシャル成長が進む（図１．Ｂ）。各軸にはＧａＮの軸か、サファイア（Ｓａｐ．）の軸かを添え字で示した。これは、ｃ面を主面とするサファイア基板にIII族窒化物系化合物半導体をエピタキシャル成長させる場合に、サファイア基板のａ軸方向とIII族窒化物系化合物半導体のｍ軸方向が一致するとの公知の事実と整合する。
尚、図１．Ｃのような凸部（凹凸）を形成しても良い。図１．Ｃの凸部は、ストライプ状であって、段差の頂上面と底面がサファイア基板のａ面、段差の側面がｃ面のみである。
また、図１．Ｂに示した通り、凹凸の側面から成長するIII族窒化物系化合物半導体は、−ｃ方向に成長し、その表面は−ｃ面である。これは、成長途中のIII族窒化物系化合物半導体をアルカリ溶液に浸して、当該成長面が極めてエッチングされやすいことから結論付けられた。
The epitaxial growth mechanism in the above steps of the present inventors is as follows.
FIG. A and FIG. B is explanatory drawing at the time of performing in the following Examples. This will be described based on this. FIG. As shown in A, hexagonal columnar (hexagonal frustum) -shaped convex portions are formed at appropriate intervals on the surface of a sapphire substrate whose main surface is a-plane. FIG. In A, only one convex portion is shown. Here, it is assumed that a side surface having an off angle of 45 degrees or less from the c-plane is formed on the side surface of the hexagonal column (hexagon frustum) -shaped convex portion. FIG. In A, it is a gray side and another side facing it. Since the other side surface of the hexagonal column (hexagonal frustum) -shaped convex portion is neither parallel nor perpendicular to the c-plane, it is neither the c-plane nor the m-plane or the a-plane.
According to the study by the present inventors, an aluminum thin film having a thickness of 40 mm or less was formed as shown in FIG. When a main surface having a convex part such as A is formed on an a-plane sapphire substrate, and then an AlN film is formed by nitriding, and then a group III nitride compound semiconductor is epitaxially grown, a hexagonal column (hexagonal frustum) ) Of the III-nitride compound semiconductor so that the c-axis of the sapphire coincides with the c-axis of the group III nitride compound semiconductor from the side surface where the off-angle from the c-plane of the ridge-shaped projection is 45 degrees or less. Epitaxial growth occurs mainly. At this time, rapid growth does not occur from the other side surface of the sapphire protrusion, or from the top surface of the sapphire protrusion or the surface of the sapphire recess that is the a-plane.
Thus, the c-axis of the sapphire and the c-axis of the group III nitride compound semiconductor from the side surface where the off-angle from the c-plane of the sapphire hexagonal column (hexagonal frustum) -shaped projection is 45 degrees or less coincide. Such a group III nitride compound semiconductor mainly undergoes epitaxial growth, and fills the entire surface of the sapphire substrate by so-called lateral epitaxial growth (ELO). At this time, the m-plane of the group III nitride compound semiconductor (and the m-axis that is the normal) is formed in parallel with the a-plane (and the a-axis that is the normal) of the sapphire substrate. Thus, the epitaxial growth proceeds (FIG. 1.B). Each axis is indicated by a suffix indicating whether it is a GaN axis or a sapphire (Sap.) Axis. This is because the a-axis direction of a sapphire substrate and the m-axis direction of a group III nitride compound semiconductor coincide with each other when a group III nitride compound semiconductor is epitaxially grown on a sapphire substrate having a c-plane as a main surface. Consistent with the facts.
In addition, FIG. A convex portion (unevenness) such as C may be formed. FIG. The convex part of C is striped, and the top and bottom surfaces of the step are the a-plane of the sapphire substrate and the side surface of the step is only the c-plane.
In addition, FIG. As shown in B, the group III nitride compound semiconductor that grows from the uneven side surface grows in the −c direction, and the surface thereof is the −c plane. This was concluded from the fact that the growing surface of the group III nitride compound semiconductor during the growth was immersed in an alkaline solution and the growth surface was very easily etched.
凹凸加工は、例えばエッチングマスクを用いたドライエッチングにより行うと良い。
図１．Ｄの平面図のエッチングマスク（ハッチングした部分）を用いてドライエッチングを行えば、図１．Ｅのようなストライプ状の凸部を有する基板が得られる。
図１．Ｆの平面図のエッチングマスク（ハッチングした部分）を用いてドライエッチングを行えば、図１．Ｇのような格子状の凸部を有する基板が得られる。
図１．Ｅのサファイア基板は、ストライプ状の凸部の側面が全てｃ面である。図１．Ｅの形状のサファイア基板上にIII族窒化物系化合物半導体発光素子を形成した場合、基板の凹凸形状によりIII族窒化物系化合物半導体層との界面での屈折による光取り出し効果が、図１．Ａ形状のサファイア基板上にIII族窒化物系化合物半導体発光素子を形成した場合に比較して劣る。これは図１．Ｅに示すように、凹凸が、主面であるａ面に対して平行であるｍ軸に対して平行な面のみで形成されているため、発光の進行方向の、当該ｍ軸方向に進行する成分が、凹凸により屈折の影響を全く受けないためである。そこで光取り出し効果を向上させるため、図１．Ｇのような格子状の凸部を有する基板に加工すると良い。この際、ｍ面となる凸部の側面は、III族窒化物系化合物半導体のエピタキシャル成長には用いられないので、図１．Ｆのエッチングマスクにおいては図面内の横方向のマスク部分を細く且つ少なく形成することで、ａ面を主面とするサファイア基板に形成されるべき凹凸の側面のｃ面の面積の減少を抑制すると良い。
The uneven processing is preferably performed by dry etching using an etching mask, for example.
FIG. If dry etching is performed using the etching mask (hatched portion) in the plan view of D, FIG. A substrate having striped convex portions such as E is obtained.
FIG. If dry etching is performed using the etching mask (hatched portion) in the plan view of FIG. A substrate having a grid-like convex portion such as G is obtained.
FIG. In the sapphire substrate E, the side surfaces of the striped convex portions are all c-planes. FIG. When a group III nitride compound semiconductor light-emitting device is formed on a sapphire substrate having the shape E, the light extraction effect due to refraction at the interface with the group III nitride compound semiconductor layer is shown in FIG. This is inferior to the case where a group III nitride compound semiconductor light emitting device is formed on an A-shaped sapphire substrate. This is illustrated in FIG. As shown in E, since the unevenness is formed only by a plane parallel to the m-axis that is parallel to the a-plane which is the main surface, it proceeds in the m-axis direction of the direction of light emission. This is because the component is not affected by refraction due to the unevenness. Therefore, in order to improve the light extraction effect, FIG. It is good to process it into the board | substrate which has a grid | lattice-like convex part like G. At this time, the side surface of the convex portion serving as the m-plane is not used for the epitaxial growth of the group III nitride compound semiconductor. In the etching mask of F, by reducing the lateral mask portion in the drawing to be thin and small, it is possible to suppress a reduction in the area of the c-plane on the side surface of the unevenness to be formed on the sapphire substrate having the a-plane as the main surface. good.
また、以上の凹凸を形成したのみであってもｍ面を主面とするIII族窒化物系化合物半導体は形成可能であるが、全てのサファイア基板の凹凸の側面であるｃ面からIII族窒化物系化合物半導体を形成すると、不連続面が形成されてしまう。即ち、図１．Ｈの断面図に示した通り、向かい合うサファイア基板の凹凸の側面であるｃ面からは、III族窒化物系化合物半導体がその−ｃ軸方向にエピタキシャル成長するため、向かい合うIII族窒化物系化合物半導体の接合面は不連続面となってしまう。尚、図１．Ｈ乃至図１．Ｌではサファイア基板の凸部の側面はｃ面からわずかにオフした面であるが、説明を簡略化するため単にｃ面と呼ぶ。
そこで、図１．Ｉの断面図のように、サファイア基板の凹凸の側面のうち、法線ベクトルの向きが揃ったｃ面を残し、それとは逆向きのｃ面を、III族窒化物系化合物半導体のエピタキシャル成長が生じない材料によりマスクすると良い。この場合、マスクされていないｃ面は全て法線ベクトルが揃っているので、エピタキシャル成長するIII族窒化物系化合物半導体の−ｃ方向は全て揃う。即ち、異なるサファイア基板の凹凸の側面であるｃ面からエピタキシャル成長したIII族窒化物系化合物半導体は、接合面で不連続とならない。
或いは図１．Ｊの断面図ように、サファイア基板の凹凸の側面のうち、法線ベクトルの向きが揃ったｃ面を残し、それとは逆向きのｃ面を、III族窒化物系化合物半導体のエピタキシャル成長が生じない程度に面荒れを形成したり、凹凸を形成したりすると良い。この場合も、面荒れ等していないｃ面は全て法線ベクトルが揃っているので、エピタキシャル成長するIII族窒化物系化合物半導体の−ｃ方向は全て揃う。即ち、異なるサファイア基板の凹凸の側面であるｃ面からエピタキシャル成長したIII族窒化物系化合物半導体は、接合面で不連続とならない。
面荒れは、例えば図１．Ｋのようエッチングマスクを用いると図１．Ｅのような単純なストライプ状の凹凸が形成され、法線ベクトルが約１８０度異なる面が形成されるのに対し、図１．Ｌのようなエッチングマスクを用いることで、法線ベクトルが揃った側面と、凹凸によりエピタキシャル成長が行われない、または極めて遅い、或いは形成されても雑晶となるようにすると良い。
Even if only the above irregularities are formed, a group III nitride compound semiconductor having an m-plane as a main surface can be formed, but the group III nitride is formed from the c-plane which is the side surface of the irregularities of all sapphire substrates. When a physical compound semiconductor is formed, a discontinuous surface is formed. That is, FIG. As shown in the cross-sectional view of H, since the group III nitride compound semiconductor is epitaxially grown in the −c-axis direction from the c-plane which is the uneven side surface of the sapphire substrate, the group III nitride compound semiconductor facing The joint surface becomes a discontinuous surface. In addition, FIG. H to FIG. In L, the side surface of the convex portion of the sapphire substrate is a surface slightly off from the c-plane, but is simply referred to as the c-plane in order to simplify the explanation.
Therefore, FIG. As shown in the cross-sectional view of I, the c-plane with the normal vector orientation is left among the uneven side surfaces of the sapphire substrate, and the c-plane in the opposite direction is left on the epitaxial growth of the group III nitride compound semiconductor. Mask with no material. In this case, since the normal vectors are all aligned on the unmasked c-plane, all the −c directions of the group III nitride compound semiconductor epitaxially grown are aligned. That is, the group III nitride compound semiconductor epitaxially grown from the c-plane, which is the uneven side surface of the different sapphire substrate, does not become discontinuous at the junction surface.
Or FIG. As shown in the sectional view of J, among the uneven side surfaces of the sapphire substrate, the c-plane in which the normal vectors are aligned is left, and the c-plane in the opposite direction is not epitaxially grown on the group III nitride compound semiconductor. It is preferable to form rough surface or unevenness. Also in this case, since the normal vectors are all aligned on the c-plane that is not roughened, all the −c directions of the group III nitride compound semiconductor that is epitaxially grown are aligned. That is, the group III nitride compound semiconductor epitaxially grown from the c-plane, which is the uneven side surface of the different sapphire substrate, does not become discontinuous at the junction surface.
For example, FIG. When an etching mask such as K is used, FIG. As shown in FIG. 1, a simple stripe-shaped concavo-convex shape such as E is formed, and a plane whose normal vector is different by about 180 degrees is formed. By using an etching mask such as L, it is preferable that the epitaxial growth is not performed due to the side surface having the normal vector aligned and the unevenness, or is extremely slow or formed into a miscellaneous crystal even if formed.
更には、本発明者らは、ｍ面を主面とするサファイア基板にストライプ状の凹凸を形成する場合に、当該ストライプの長手方向の結晶方位の設計により、ストライプ状の凹凸の側面を特殊な指数面とすることで、当該側面からエピタキシャル成長し、横方向成長により凹凸を全て覆ったのちのIII族窒化物系化合物半導体の主面が、サファイア基板のｍ面に平行なｍ面又はｒ面（（１０−１２）面）、或いはサファイア基板のｍ面からわずかにオフしたｍ面となることを見出した。
この際、III族窒化物系化合物半導体のエピタキシャル成長する面がｍ面に垂直ではないため、対となるストライプの反対側の側面からはIII族窒化物系化合物半導体がエピタキシャル成長しない、又は極めて遅い成長しか生じないことが確認された。
更に、ｃ面を主面とするサファイア基板にストライプ状の凹凸を形成する場合に、当該ストライプの長手方向の結晶方位の設計により、側面からエピタキシャル成長し、横方向成長により凹凸を全て覆ったのちのIII族窒化物系化合物半導体の主面が、サファイア基板のｃ面に平行なｍ面かａ面となることを見出した。
このように、本発明は、基板の主面に対し、異なる面を形成して、主面その他の好まざる凹凸の側面からはIII族窒化物系化合物半導体をエピタキシャル成長させず、所望の凹凸の側面からIII族窒化物系化合物半導体をエピタキシャル成長させる包括的な発明である。所望の凹凸の側面からのエピタキシャル成長が支配的となり、他の面からのエピタキシャル成長を凌ぐ理由は場合により様々である。例えば他の面からはエピタキシャル成長が全くされないか非常に遅い。さらに他の面からのエピタキシャル成長が全くされないか非常に遅い理由としては、所望の側面以外はそもそもエピタキシャル成長しない面若しくは成長しがたい面のみを選択して形成する、或いは以下のように、例えばサファイア基板面の加熱処理と窒化処理のような、エピタキシャル成長の選択性を著しく向上させる手法を用いることである。以下の実施例ではサファイア基板の実施例を説明するが、本願発明は、他の材料の基板、少なくとも六方晶系の基板に適用可能である。例えばスピネルやＳｉＣ基板に適用できる。
所望の凹凸の側面の表面エネルギーと、他の面の表面エネルギーとの大小や、所望の凹凸の側面にエピタキシャル成長により形成された結晶又はIII族窒化物系化合物半導体の原料化学種の基板面近傍における拡散長という概念を用いても説明が可能である。
Furthermore, when forming stripe-like unevenness on a sapphire substrate having an m-plane as a main surface, the present inventors specialize the side surfaces of the stripe-like unevenness by designing the crystal orientation in the longitudinal direction of the stripe. By making it an exponential surface, the principal surface of the group III nitride compound semiconductor after epitaxial growth from the side surface and covering all irregularities by lateral growth is an m-plane or r-plane parallel to the m-plane of the sapphire substrate ( (10-12) plane) or the m plane slightly off from the m plane of the sapphire substrate.
At this time, since the surface of the group III nitride compound semiconductor epitaxially grown is not perpendicular to the m-plane, the group III nitride compound semiconductor does not grow epitaxially from the opposite side surface of the paired stripe, or only very slow growth occurs. It was confirmed that it did not occur.
Furthermore, when forming stripe-shaped irregularities on a sapphire substrate with the c-plane as the main surface, the crystal orientation in the longitudinal direction of the stripes is epitaxially grown from the side, and all the irregularities are covered by lateral growth. It has been found that the main surface of the group III nitride compound semiconductor is an m-plane or a-plane parallel to the c-plane of the sapphire substrate.
As described above, the present invention forms a different surface with respect to the main surface of the substrate, and does not epitaxially grow the group III nitride compound semiconductor from the main surface or other undesired side surfaces of the main surface. It is a comprehensive invention for epitaxially growing Group III nitride compound semiconductors. The epitaxial growth from the side surface of the desired irregularity becomes dominant, and there are various reasons for surpassing the epitaxial growth from the other surface. For example, epitaxial growth is not performed at all from the other side or is very slow. Further, the reason why epitaxial growth from other surfaces is not performed at all or very slow is that the surface other than the desired side surface is not epitaxially grown or the surface that is difficult to grow is selected, or the sapphire substrate is formed as follows, for example. It is to use a technique that remarkably improves the selectivity of epitaxial growth, such as surface heat treatment and nitriding treatment. In the following examples, examples of sapphire substrates will be described, but the present invention is applicable to substrates of other materials, at least hexagonal substrates. For example, it can be applied to a spinel or a SiC substrate.
In the vicinity of the substrate surface of the source chemical species of the crystal or group III nitride compound semiconductor formed by epitaxial growth on the surface energy of the side surface of the desired unevenness and the surface energy of the other surface, or the surface of the desired unevenness The explanation can also be made using the concept of diffusion length.
アルミニウム薄膜を形成し、窒化処理を行った場合、凹凸の側面からエピタキシャル成長が生じ、主面からエピタキシャル成長が生じない理由としては、例えば次のような可能性が考えられる。
即ち、本発明の技術に基づく加熱処理と窒化処理は平滑な面である主面からのエピタキシャル成長を生ぜず、加工面であって平滑でない側面からのエピタキシャル成長が生じさせる。加工した側面は、加工しない表面、加工した底面に比べて、表面が荒れている（平坦でない、湾曲している、表面粗さが大きい、等）と考えられる。そのことが、III族窒化物系化合物半導体が選択的に側面に成長しやすい原因と考えている。この選択的な成長を起こさせるのに最適な条件が、今回発明の条件である。
In the case where an aluminum thin film is formed and nitriding is performed, the following may be considered as the reason why epitaxial growth occurs from the side surfaces of the unevenness and epitaxial growth does not occur from the main surface.
That is, the heat treatment and the nitriding treatment based on the technique of the present invention do not cause epitaxial growth from the main surface which is a smooth surface, but causes epitaxial growth from a non-smooth side surface which is a processed surface. The processed side surface is considered to have a rough surface (not flat, curved, large surface roughness, etc.) compared to the non-processed surface and the processed bottom surface. This is considered to be the reason why the group III nitride compound semiconductor easily grows selectively on the side surface. The conditions optimal for causing this selective growth are the conditions of the present invention.
本発明の実施には、サファイア基板の高温水素ガス処理のみも有効であるが、積極的にアルミニウム源を供給して、金属アルミニウム層を形成しても良い。サファイア基板の高温水素ガス処理は言わばエッチングと還元反応によりサファイア基板に存在したアルミニウム原子を表面に出すものであり、アルミニウム源を供給する場合は、新たにアルミニウム原子を付加形成するものである。アルミニウム源としては、特にサファイア基板表面との反応制御の面から、有機アルミニウム化合物が好ましく、アルキルアルミニウム、特にトリメチルアルミニウムが好ましい。以下の実験事実に証明される通り、アルミニウム薄膜の形成温度や形成する厚さは本発明の本質であって、特に好適な範囲が見出されている。
アルミニウム源を供給せず、サファイア基板表面の高温水素ガス処理を行う場合、例えばその後一旦基板温度を３００〜４２０℃に下げたのち、窒化処理を行うと、より良い。サファイア基板の高温水素ガス処理は、所定時間保持するほか、目標温度に達したのちすぐに冷却することでも良い。この場合は、目標温度に達する前後の時間でサファイア基板の高温水素ガス処理がされる。
In implementing the present invention, only high-temperature hydrogen gas treatment of the sapphire substrate is effective, but a metal aluminum layer may be formed by positively supplying an aluminum source. The high-temperature hydrogen gas treatment of the sapphire substrate is to put out aluminum atoms present on the sapphire substrate by etching and reduction reaction. When supplying an aluminum source, new aluminum atoms are additionally formed. The aluminum source is preferably an organoaluminum compound, particularly alkyl aluminum, particularly trimethyl aluminum, from the viewpoint of reaction control with the sapphire substrate surface. As proved by the following experimental facts, the forming temperature and the forming thickness of the aluminum thin film are the essence of the present invention, and a particularly suitable range has been found.
In the case of performing high-temperature hydrogen gas treatment on the surface of the sapphire substrate without supplying an aluminum source, for example, it is better if the substrate temperature is once lowered to 300 to 420 ° C. and then nitriding is performed. The high-temperature hydrogen gas treatment of the sapphire substrate may be held for a predetermined time or may be cooled immediately after reaching the target temperature. In this case, the high temperature hydrogen gas treatment of the sapphire substrate is performed before and after reaching the target temperature.
このように、本発明により、単に平坦な基板に、単に表面処理やバッファ層その他の層を介してIII族窒化物系化合物半導体を形成する場合に得られる、当該基板の主面とエピタキシャル成長結晶の主面との面方位の関係とは異なる、基板の主面とエピタキシャル成長結晶の主面との面方位のウエハを得ることができる。具体的には、ａ面を主面とするのサファイア基板にマスク材料を全く介さずにｍ面を主面とするIII族窒化物系化合物半導体を形成したウエハ、ａ面を主面とするのサファイア基板にマスク材料がａ面を覆い尽くさない状態で形成されて、ｍ面を主面とするIII族窒化物系化合物半導体を形成したウエハである。これらは凹凸を形成した基板を用いて、例えば上記製造方法により容易に得られる。尚、凹凸の所望の面全域からエピタキシャル成長する必要はなく、例えばボイド（空隙）が生じていたとしても本願発明に包含される。
このようなウエハを用いると、ｍ面又はｍ面からわずかにオフした面に平行に積層界面を有するIII族窒化物系化合物半導体素子を形成できる。このような素子は、III族窒化物系化合物半導体の積層界面に垂直方向にはピエゾ電界が生じないので、その特性は、ｃ面に平行に積層界面を有するIII族窒化物系化合物半導体素子よりも向上する。例えば発光素子では発光効率の向上が期待できる。
As described above, according to the present invention, the main surface of the substrate and the epitaxially grown crystal obtained when the group III nitride compound semiconductor is simply formed on the flat substrate through the surface treatment, the buffer layer, or other layers. It is possible to obtain a wafer having a plane orientation different from the relationship of the plane orientation with the main surface, between the main surface of the substrate and the main surface of the epitaxially grown crystal. Specifically, a wafer in which a group III nitride compound semiconductor having the m-plane as the main surface is formed on the sapphire substrate having the a-plane as the main surface without any mask material, and the a-plane as the main surface. This is a wafer on which a mask material is formed on a sapphire substrate without covering the a-plane, and a group III nitride compound semiconductor having an m-plane as a main surface is formed. These can be easily obtained, for example, by the above-described manufacturing method using a substrate having irregularities formed thereon. Note that it is not necessary to perform epitaxial growth from the entire surface of the desired uneven surface, and for example, even if a void (void) is generated, it is included in the present invention.
When such a wafer is used, a group III nitride compound semiconductor device having a laminated interface parallel to the m-plane or a plane slightly off from the m-plane can be formed. Such an element does not generate a piezo electric field in the direction perpendicular to the stacked interface of the group III nitride compound semiconductor. Therefore, the characteristics thereof are higher than those of the group III nitride compound semiconductor device having the stacked interface parallel to the c-plane. Will also improve. For example, a light emitting element can be expected to improve luminous efficiency.
以下の実施例ではエピタキシャル成長するIII族窒化物系化合物半導体として窒化ガリウムを示しているが、当然のことながら窒化ガリウムの上に他の組成のIII族窒化物系化合物半導体を積層し、或いは厚膜の他の組成のIII族窒化物系化合物半導体を形成することは容易であって本願発明に含まれる。 In the following examples, gallium nitride is shown as an epitaxially grown group III nitride compound semiconductor, but it goes without saying that a group III nitride compound semiconductor of another composition is laminated on the gallium nitride, or a thick film. It is easy to form a group III nitride compound semiconductor of other composition and is included in the present invention.
図２は、本発明に係るIII族窒化物系化合物半導体の製造方法の具体的な一実施例の、基板温度と、原料及びキャリアガス（水素）の供給及び非供給を示した模式図である。図２の最下段に、各工程番号を付した。
工程１では、水素下、サファイア基板を１１６０℃まで昇温し、その後３００〜４２０℃に降温する。
工程２では、キャリアガス（窒素と水素の混合ガス）を導入しながら、基板温度を３００〜４２０℃に保ったまま、トリメチルアルミニウムを導入する。
工程３では、トリメチルアルミニウムの導入を停止し、キャリアガス（窒素と水素の混合ガス）とアンモニアを導入しながら基板温度を１０１０℃まで上昇させる。
工程４では、キャリアガス（窒素と水素の混合ガス）とアンモニアを導入しながら、トリメチルガリウムを導入してエピタキシャル成長を行う。
工程５では、アンモニアと窒素の雰囲気下で基板温度を３００℃以下まで下げる。
尚、以下の実験結果は、工程２乃至４においてキャリアガスを窒素のみとした場合、又は水素のみとした場合においてもほぼ同様であった。
FIG. 2 is a schematic diagram showing the substrate temperature and the supply and non-supply of raw materials and carrier gas (hydrogen) in a specific example of the method for producing a group III nitride compound semiconductor according to the present invention. . Each process number was attached | subjected to the lowest stage of FIG.
In step 1, the temperature of the sapphire substrate is raised to 1160 ° C. under hydrogen and then lowered to 300 to 420 ° C.
In step 2, while introducing a carrier gas (mixed gas of nitrogen and hydrogen), trimethylaluminum is introduced while maintaining the substrate temperature at 300 to 420 ° C.
In step 3, the introduction of trimethylaluminum is stopped, and the substrate temperature is raised to 1010 ° C. while introducing a carrier gas (a mixed gas of nitrogen and hydrogen) and ammonia.
In step 4, epitaxial growth is performed by introducing trimethylgallium while introducing carrier gas (mixed gas of nitrogen and hydrogen) and ammonia.
In step 5, the substrate temperature is lowered to 300 ° C. or lower in an atmosphere of ammonia and nitrogen.
The following experimental results were almost the same when the carrier gas was only nitrogen or hydrogen only in steps 2 to 4.
図３は、本実施例における主面をａ面とするサファイア基板の加工形状を示すものである。図３．Ａのように、正六角形を多数配置させたマスクを用いて、六角柱（六角錐台）状に凸部を残してサファイア基板表面をエッチングする。この際、１個の六角形の向き合う辺の間隔はＡであり、隣り合う六角形のマスクの向き合う辺が間隔Ｂであるようにした。また、六角形の辺に平行な、３つの直線のうち、１本をサファイア基板のｍ軸と平行、即ちｃ軸と垂直とした。
図３．Ａのようなマスクを用いて主面をａ面とするサファイア基板をエッチングすると、図３．Ｂのように、六角柱の側面がやや傾いた、六角錐台状の凸部が個々に形成される。この際、凸部の頂上の六角形の辺のうち、上記サファイア基板のｍ軸と平行、即ちｃ軸と垂直な辺を有する側面は、サファイア基板のｃ面からわずかに傾いた（オフした）面となった。ｃ面と成す角は４５度以下であり、図３．Ｂのように、当該面にはサファイアのｃ軸を付して示してある。尚、凸部の高さをｈとする。
FIG. 3 shows a processed shape of the sapphire substrate having the main surface in this embodiment as the a-plane. FIG. The surface of the sapphire substrate is etched using a mask in which a number of regular hexagons are arranged as in A, leaving a convex portion in a hexagonal prism shape. At this time, the interval between the sides of one hexagon facing each other is A, and the sides of the adjacent hexagonal mask facing each other are the interval B. One of the three straight lines parallel to the hexagonal side was parallel to the m-axis of the sapphire substrate, that is, perpendicular to the c-axis.
FIG. When a sapphire substrate whose principal surface is a-plane is etched using a mask such as A, FIG. As shown in B, hexagonal truncated pyramid-shaped convex portions each having a slightly inclined side surface are formed. At this time, among the hexagonal sides on the top of the convex portion, the side surface having the side parallel to the m-axis of the sapphire substrate, that is, the side perpendicular to the c-axis is slightly inclined (turned off) from the c-plane of the sapphire substrate. Became a face. The angle formed with the c-plane is 45 degrees or less, and FIG. Like B, the surface is shown with a c-axis of sapphire. Note that the height of the convex portion is h.
まず、図３．Ａのマスクの辺の間隔Ａを３μｍ、隣り合うマスクの間隔Ｂを２μｍ、図３．Ｂの凸部の高さｈを０．８μｍとして、主面をａ面とするサファイア基板にエッチングにより凸部を多数設けて、図２に従い、アルミニウム薄膜の形成、窒化処理、及び窒化ガリウムの４μｍ厚のエピタキシャル成長を行った。ここで、アルミニウム薄膜の形成と窒化処理の条件について、次のように実験を行った。
尚以下では、形成される窒化ガリウムについて、Ｘ線回折の２θスキャンにより、サファイア基板の主面（ａ面）に平行な面がｍ面であるＧａＮ結晶（以下、単にｍ−ＧａＮと記す）と、サファイア基板の主面（ａ面）に平行な面がｃ面であるＧａＮ結晶（以下、単にｃ−ＧａＮと記す）との比を、ｍ面間の干渉による回折Ｘ線強度とｃ面間の干渉による回折Ｘ線強度の比として求めた。
First, FIG. 2. The distance A between the sides of the mask A is 3 μm, the distance B between adjacent masks is 2 μm, FIG. The height h of the convex portion of B is 0.8 μm, and a large number of convex portions are provided by etching on a sapphire substrate with the main surface being a-plane. According to FIG. 2, formation of an aluminum thin film, nitriding treatment, and 4 μm of gallium nitride Thick epitaxial growth was performed. Here, an experiment was performed as follows for the conditions of the formation of the aluminum thin film and the nitriding treatment.
In the following, the gallium nitride to be formed is a GaN crystal (hereinafter, simply referred to as m-GaN) whose surface parallel to the main surface (a-plane) of the sapphire substrate is m-plane by 2θ scan of X-ray diffraction. The ratio of a GaN crystal (hereinafter simply referred to as c-GaN) whose plane parallel to the principal surface (a-plane) of the sapphire substrate is c-plane is the diffracted X-ray intensity due to interference between m-planes and c-plane It was calculated | required as ratio of the diffraction X-ray intensity by interference.
１．アンモニアの共存の可否：
トリメチルアルミニウムを供給する際に、アンモニアを共存させるかどうかを検討した。トリメチルアルミニウムに対するアンモニアのモル比（Ｖ／III比）を０、１０、６０、１１０と変化させた場合に、その後形成される窒化ガリウムについて、Ｘ線回折の２θスキャンにより、ｍ−ＧａＮとｃ−ＧａＮの比を求めた。その結果を図４．Ａに示す。
アンモニアのモル比が０又は１０では、ｃ−ＧａＮは検出されなかった。アンモニアのモル比が６０では、ｃ−ＧａＮに基づくピークが検出された。アンモニアのモル比が１１０では、ｍ−ＧａＮに基づくピークが検出されず、実質的に全てｃ−ＧａＮであった。
この結果から、多量のアンモニアが共存したままトリメチルアルミニウムを供給すると、主としてサファイア基板のａ面に良好な窒化アルミニウムバッファが形成されてしまい、その後のＧａＮエピタキシャル成長においては、当該サファイア基板のａ面からの成長が主体となり、ｃ−ＧａＮが多量に形成され、ｍ−ＧａＮは余り形成されないことがわかる。ここから、アンモニアは、実質的にない状態が好ましいと言える。
1. Ammonia coexistence:
It was investigated whether ammonia was allowed to coexist when trimethylaluminum was supplied. When the molar ratio of ammonia to trimethylaluminum (V / III ratio) is changed to 0, 10, 60, and 110, gallium nitride formed thereafter is analyzed by m-GaN and c- The GaN ratio was determined. The result is shown in FIG. Shown in A.
When the molar ratio of ammonia was 0 or 10, c-GaN was not detected. When the molar ratio of ammonia was 60, a peak based on c-GaN was detected. When the molar ratio of ammonia was 110, no peak based on m-GaN was detected, and substantially all were c-GaN.
From this result, if trimethylaluminum is supplied in the presence of a large amount of ammonia, a good aluminum nitride buffer is formed mainly on the a-plane of the sapphire substrate. In the subsequent GaN epitaxial growth, the a-plane from the a-plane of the sapphire substrate is formed. It can be seen that growth is the main component, c-GaN is formed in a large amount, and m-GaN is not formed much. From this, it can be said that it is preferable that ammonia is substantially absent.
２．アルミニウム薄膜形成時間（アルミニウム薄膜の厚さ）について：
トリメチルアルミニウムの供給時の基板温度を４００℃とし、供給時間を０秒から４８０秒の間で振った。その後形成される窒化ガリウムについて、Ｘ線回折の２θスキャンにより、ｍ−ＧａＮとｃ−ＧａＮの比を求めた。その結果を図４．Ｂに示す。
トリメチルアルミニウムの供給時間が４００秒以下では、ｃ−ＧａＮに基づくピークは検出されなかった。一方、トリメチルアルミニウムの供給時間が４８０秒では、ｍ−ＧａＮの割合は０．３％となった。
これは、アルミニウム薄膜を厚くしすぎると、窒化処理でサファイア基板のａ面上に良好な窒化アルミニウムバッファが形成されてしまい、その後のＧａＮエピタキシャル成長においては、当該サファイア基板のａ面からの成長が主体となり、ｃ−ＧａＮが多量に形成され、ｍ−ＧａＮは余り形成されないことがわかる。ここから、アルミニウム薄膜の厚さは４０Å以下（トリメチルアルミニウム４００秒供給に相当）とすべきことがわかる。
2. About aluminum thin film formation time (thickness of aluminum thin film):
The substrate temperature during the supply of trimethylaluminum was 400 ° C., and the supply time was shaken between 0 seconds and 480 seconds. Thereafter, the ratio of m-GaN to c-GaN was determined by 2θ scan of X-ray diffraction for the gallium nitride formed thereafter. The result is shown in FIG. Shown in B.
When the supply time of trimethylaluminum was 400 seconds or less, no peak based on c-GaN was detected. On the other hand, when the supply time of trimethylaluminum was 480 seconds, the ratio of m-GaN was 0.3%.
This is because if the aluminum thin film is made too thick, a good aluminum nitride buffer is formed on the a-plane of the sapphire substrate by nitriding, and in the subsequent GaN epitaxial growth, the growth from the a-plane of the sapphire substrate is the main Thus, it can be seen that a large amount of c-GaN is formed and not much m-GaN is formed. From this, it can be seen that the thickness of the aluminum thin film should be 40 mm or less (corresponding to supply of trimethylaluminum for 400 seconds).
３．アルミニウム薄膜形成時の温度について：
トリメチルアルミニウムの供給時間を１６０秒（アルミニウム薄膜の厚さ１５Åに相当）とし、基板温度を３５０〜４５０℃の間で振った。その後形成される窒化ガリウムについて、Ｘ線回折の２θスキャンにより、ｍ−ＧａＮとｃ−ＧａＮの比を求めた。その結果を図４．Ｃに示す。
基板温度が４２０℃以下では、ｃ−ＧａＮに基づくピークは検出されなかった。一方、基板温度が４３０℃以上では、ｍ−ＧａＮの割合は０．０１％程度以下となった。
これは、アルミニウム薄膜の形成温度が高すぎると、その後の窒化処理でサファイア基板のａ面上に良好な窒化アルミニウムバッファが形成されてしまい、その後のＧａＮエピタキシャル成長においては、当該サファイア基板のａ面からの成長が主体となり、ｃ−ＧａＮが多量に形成され、ｍ−ＧａＮは余り形成されないとの理由によるものと考えられる。ここから、アルミニウム薄膜形成時の温度は４２０℃以下とすべきことがわかる。３５０℃以上であれば良く、恐らく３００℃でも良好なｍ−ＧａＮが得られる。
3. Regarding the temperature when forming an aluminum thin film:
The supply time of trimethylaluminum was 160 seconds (corresponding to an aluminum thin film thickness of 15 mm), and the substrate temperature was shaken between 350 to 450 ° C. Thereafter, the ratio of m-GaN to c-GaN was determined by 2θ scan of X-ray diffraction for the gallium nitride formed thereafter. The result is shown in FIG. Shown in C.
When the substrate temperature was 420 ° C. or lower, no peak based on c-GaN was detected. On the other hand, when the substrate temperature was 430 ° C. or higher, the ratio of m-GaN was about 0.01% or lower.
This is because if the formation temperature of the aluminum thin film is too high, a good aluminum nitride buffer is formed on the a-plane of the sapphire substrate by the subsequent nitriding treatment, and in the subsequent GaN epitaxial growth, from the a-plane of the sapphire substrate It is thought that this is because the growth of c-GaN is the main component, c-GaN is formed in a large amount, and m-GaN is not formed much. From this, it can be seen that the temperature during the formation of the aluminum thin film should be 420 ° C. or lower. It may be 350 degreeC or more, and a favorable m-GaN is probably obtained also at 300 degreeC.
以上の実験で得られた、ｃ−ＧａＮが検出されなかったｍ−ＧａＮについて、ｍ面内の結晶軸方向を確かめるために、Ｘ線回折のΦスキャン（４軸Ｘ線回折装置による）を行った。結果を図５．Ａに示す。上段は、サファイアの（１１−２３）面からのΦスキャンで、サファイアのｃ軸方向の位置にピークが生じている。下段はＧａＮの（１０−１１）面からのΦスキャンで、ＧａＮのｃ軸方向の位置にピークが生じている。これらが一致することから、以上の実験で得られたｍ−ＧａＮは、そのｃ軸が、ａ面を主面とするサファイア基板のｃ軸に平行であることがわかる。これを模式図で示すと図５．Ｂの通りである。各軸にはＧａＮの軸か、サファイア（Ｓａｐｐｈｉｒｅ）の軸かを添え字で示した。
このように、本発明によれば、ａ面を主面とするサファイア基板上に、ｍ面を主面とする厚膜のIII族窒化物系化合物半導体が形成できる。この際、サファイア基板のｃ軸とIII族窒化物系化合物半導体のｃ軸が平行となる。
このように、本発明によれば、マスクを形成しないで、極めて良質のｍ面を主面とするIII族窒化物系化合物半導体を得ることができる。
尚、図３．Ａの六角形のマスクのＡとＢを、０．５μｍずつ、或いは０．７５μｍずつとしたり、図３．Ｂの凸部の高さを０．３５〜１．２μｍの間で振って実験したが、上記の実験結果と有意な差は生じなかった。
In order to confirm the crystal axis direction in the m-plane for m-GaN in which c-GaN was not detected, obtained by the above experiment, X-ray diffraction Φ scan (using a 4-axis X-ray diffractometer) was performed. It was. The results are shown in FIG. Shown in A. The upper stage is a Φ scan from the (11-23) plane of sapphire, and a peak occurs at a position in the c-axis direction of sapphire. The lower stage is a Φ scan from the (10-11) plane of GaN, and a peak occurs at a position in the c-axis direction of GaN. Since these agree | coincide, it turns out that the c-axis of m-GaN obtained by the above experiment is parallel to the c-axis of the sapphire substrate whose a-plane is the main surface. This is schematically shown in FIG. B. Each axis is indicated by a suffix indicating whether it is a GaN axis or a sapphire axis.
Thus, according to the present invention, a thick group III-nitride compound semiconductor having an m-plane as a main surface can be formed on a sapphire substrate having an a-plane as a main surface. At this time, the c-axis of the sapphire substrate and the c-axis of the group III nitride compound semiconductor are parallel.
Thus, according to the present invention, it is possible to obtain a group III nitride compound semiconductor having a very good m-plane as a main surface without forming a mask.
FIG. 2. A and B of the hexagonal mask of A are set to 0.5 μm or 0.75 μm, or FIG. The experiment was performed by swinging the height of the convex portion of B between 0.35 and 1.2 μm, but no significant difference was found from the above experimental results.
サファイア基板表面の加熱処理にあたり、トリメチルアルミニウムを供給しないで実験した。これは図２で工程２を省略したものである。即ち、サファイア基板表面を水素下で加熱処理した。尚、工程３の窒化処理の開始時の温度は３００〜４２０℃とした。比較的良好なｍ面を主面とするIII族窒化物系化合物半導体が得られた。
この際、工程１で、サファイア基板の温度が１１６０℃に達した瞬間に冷却を始めても、即ちサファイア基板の温度を１１６０℃で保つ時間が０であっても、同様に比較的良好なｍ面を主面とするIII族窒化物系化合物半導体が得られた。
In the heat treatment of the surface of the sapphire substrate, an experiment was conducted without supplying trimethylaluminum. This is obtained by omitting step 2 in FIG. That is, the sapphire substrate surface was heat-treated under hydrogen. In addition, the temperature at the time of the start of the nitriding process of the process 3 was 300-420 degreeC. A group III nitride compound semiconductor having a relatively good m-plane as the main surface was obtained.
At this time, in Step 1, even if cooling is started at the moment when the temperature of the sapphire substrate reaches 1160 ° C., that is, even if the time for maintaining the temperature of the sapphire substrate at 1160 ° C. is 0, a relatively good m-plane Thus, a group III nitride compound semiconductor having a main surface of was obtained.
ｍ面を主面とするサファイア基板に、次のようにストライプ状の凹凸を形成した。即ち、ストライプの長手方向を主面内のｃ軸からａ軸方向に４５度傾けた方向とした。
ストライプを形成するためのエッチングマスクは、凸部を残すためのエッチングしないマスクの幅を２μｍ幅、エッチング部であるマスクとマスクの間隔を３μｍとした。エッチング深さは０．７μｍとした。ストライプ状の凸部の側面は、主面であるｍ面と約７０度の角度を成した。
このような凹凸を形成したｍ面を主面とするサファイア基板に、実施例１と同様の処理の後、窒化ガリウム（III族窒化物系化合物半導体）をエピタキシャル成長させた。結果を概念図として、図６に示す。
図６に示される通り、サファイア基板の凹凸に食い込んだ形の六角柱状のIII族窒化物系化合物半導体が観察された。
Striped irregularities were formed on a sapphire substrate having an m-plane as a main surface as follows. That is, the longitudinal direction of the stripe was set to a direction inclined 45 degrees from the c-axis in the main surface to the a-axis direction.
In the etching mask for forming the stripe, the width of the non-etched mask for leaving the convex portion was 2 μm wide, and the distance between the mask as the etching portion and the mask was 3 μm. The etching depth was 0.7 μm. The side surface of the stripe-shaped convex portion formed an angle of about 70 degrees with the m-plane as the main surface.
Gallium nitride (Group III nitride compound semiconductor) was epitaxially grown on the sapphire substrate having the m-plane with such irregularities as a main surface, after the same treatment as in Example 1. The result is shown in FIG. 6 as a conceptual diagram.
As shown in FIG. 6, a hexagonal columnar group III nitride compound semiconductor having a shape that digs into the irregularities of the sapphire substrate was observed.
即ち、サファイア基板ｍ面のエッチング加工により、今まで知られていなかった、III族窒化物系化合物半導体がエピタキシャル成長可能な新たな面が形成され、本実施例によりその有効性が確認されたものである。 That is, a new surface capable of epitaxial growth of a group III nitride compound semiconductor, which has not been known so far, was formed by etching the sapphire substrate m surface, and its effectiveness was confirmed by this example. is there.
実施例３の結果を踏まえ、ａ面を主面とするサファイア基板、ｍ面を主面とするサファイア基板、ｃ面を主面とするサファイア基板をそれぞれ用意し、各々幅２μｍのストライプ状の凸部を下記のような角度範囲で形成して、窒化ガリウムを６０分間エピタキシャル成長させた厚膜において、どの面がサファイア基板の主面と平行となるかを確認した。
以下の実施例４乃至６においては、各サファイア基板に、幅２μｍのストライプ状の凸部を０．０１度ずつずらして放射状に形成した。隣り合うストライプ状の凸部は、一方の端では間隔２μｍ、他方の端では４μｍとした。各ストライプの長さは約１３ｍｍとした。こうして、３つのサファイア基板に、９０度の範囲で長手方向の異なるストライプを形成して、１０度ごとに、Ｘ線回折の２θスキャンと、Ｘ線回折のΦスキャン（４軸Ｘ線回折装置による）を実施して、形成された窒化ガリウムの面方位を確認した。また、窒化ガリウムを１２０秒間成長させて、各ストライプの長手方向に垂直な断面を走査電子線顕微鏡（ＳＥＭ）写真により解析し、主面と側面のいずれから成長が生じているのか確認した。
この際、窒化ガリウムの形成方法は、窒化ガリウムの成長時間の他は実施例１に倣った。これらの結果を実施例４乃至実施例６として以下に示す。
Based on the results of Example 3, a sapphire substrate with the a-plane as the main surface, a sapphire substrate with the m-plane as the main surface, and a sapphire substrate with the c-plane as the main surface are prepared. In the thick film formed by epitaxially growing gallium nitride for 60 minutes, it was confirmed which surface was parallel to the main surface of the sapphire substrate.
In Examples 4 to 6 below, stripe-shaped convex portions having a width of 2 μm were radially formed on each sapphire substrate by shifting by 0.01 degrees. Adjacent stripe-shaped convex portions had an interval of 2 μm at one end and 4 μm at the other end. The length of each stripe was about 13 mm. In this way, stripes having different longitudinal directions are formed on three sapphire substrates in the range of 90 degrees, and every 10 degrees, 2θ scan of X-ray diffraction and Φ scan of X-ray diffraction (by a 4-axis X-ray diffractometer) ) To confirm the plane orientation of the formed gallium nitride. Further, gallium nitride was grown for 120 seconds, and a cross section perpendicular to the longitudinal direction of each stripe was analyzed by a scanning electron microscope (SEM) photograph to confirm whether growth occurred from either the main surface or the side surface.
At this time, the method for forming gallium nitride followed that of Example 1 except for the growth time of gallium nitride. These results are shown below as Examples 4 to 6.
ａ面を主面とするサファイア基板を用い、上述の条件で、窒化ガリウムを形成し、表１の結果を得た。ストライプ状の凹凸の長手方向は、主面であるａ面内のｍ軸からｃ軸まで変化させた。Ｘ線回折の２θスキャン結果を０度、３０度、６０度、９０度の場合について、図７に示す。
表１に示す通り、断面のＳＥＭ写真の解析から、すべてのストライプの方向において、主面のみからの成長は、生じなかった。
ｍ軸に対してストライプの長手方向が０度〜４０度の間において、側面のみからの成長が確認され、Ｘ線回折結果の解析により、サファイア基板の主面であるａ面に平行な、厚膜ＧａＮの表面は（１０−１０）ｍ面であった。
ｍ軸に対してストライプの長手方向が５０度と８０度では、側面のみからの成長が確認されたが、Ｘ線回折結果の解析によっては厚膜ＧａＮの表面は特定することができなかった。
ｍ軸に対してストライプの長手方向が９０度の方向は、側面のみからの成長であった。Ｘ線回折結果の解析により、厚膜ＧａＮの表面は（１１−２２）面であった。
ｍ軸に対してストライプの長手方向が６０度及び７０度では、主面と側面両方からの成長が観察され、Ｘ線回折結果の解析により、厚膜ＧａＮの表面に（０００１）ｃ面が検出された。このｃ面ＧａＮのピークは、サファイア基板の主面であるａ面から成長したｃ面ＧａＮのピークと考えられるが、凹凸の側面から成長したＧａＮは高指数面であってピークが観測されなかったものと考えられる。
０度〜４０度の間で成長した（１０−１０）ｍ面ＧａＮと（１１−２０）ａ面サファイア基板との面内配向を調査する為に、Ｘ線回折のΦスキャンを行った。実施したのはｍ面ＧａＮの（１０−１１）面とａ面サファイア基板の（１１−２３）面のΦスキャンである。０度〜４０度で成長したｍ面ＧａＮとａ面サファイア基板との面内配向は、すべて図８に示すように、ＧａＮのｃ軸とサファイアのｃ軸が平行であった。
As shown in Table 1, from the analysis of the SEM photograph of the cross section, growth from only the main surface did not occur in all stripe directions.
When the longitudinal direction of the stripe is between 0 and 40 degrees with respect to the m-axis, growth from only the side surface is confirmed, and the thickness parallel to the a-plane that is the main surface of the sapphire substrate is determined by analysis of the X-ray diffraction results. The surface of the film GaN was a (10-10) m plane.
When the longitudinal direction of the stripe was 50 degrees and 80 degrees with respect to the m-axis, growth from only the side surface was confirmed, but the surface of the thick GaN could not be specified by analysis of the X-ray diffraction results.
The direction in which the longitudinal direction of the stripe was 90 degrees with respect to the m-axis was growth only from the side surface. According to the analysis of the X-ray diffraction result, the surface of the thick film GaN was the (11-22) plane.
When the longitudinal direction of the stripe is 60 degrees and 70 degrees with respect to the m-axis, growth from both the main surface and the side surface is observed, and the (0001) c-plane is detected on the surface of the thick GaN film by analyzing the X-ray diffraction results It was done. This c-plane GaN peak is considered to be a c-plane GaN peak grown from the a-plane which is the main surface of the sapphire substrate, but the GaN grown from the uneven side is a high index plane and no peak was observed. It is considered a thing.
In order to investigate the in-plane orientation between the (10-10) m-plane GaN and the (11-20) a-plane sapphire substrate grown between 0 and 40 degrees, a Φ scan of X-ray diffraction was performed. What was performed was a Φ scan of the (10-11) plane of m-plane GaN and the (11-23) plane of the a-plane sapphire substrate. The in-plane orientation of the m-plane GaN grown at 0 to 40 degrees and the a-plane sapphire substrate was such that the c-axis of GaN and the c-axis of sapphire were parallel as shown in FIG.
〔実施例４の考察〕
一般的に、（１１−２０）ａ面サファイア基板上には、直接、又はバッファ層を介してＧａＮを成長させた場合、基板主面、つまり、サファイアの（１１−２０）ａ面とＧａＮの（０００１）ｃ面が平行となる。
[Consideration of Example 4]
Generally, when GaN is grown directly or via a buffer layer on a (11-20) a-plane sapphire substrate, the substrate main surface, that is, the (11-20) a-plane of sapphire and the GaN The (0001) c-plane is parallel.
ｍ軸に対してストライプの長手方向が０度〜４０度の場合、加工したａ面サファイア基板の側面が（０００１）ｃ面、又は（０００１）ｃ面からオフした面の場合、基板主面、つまり、サファイアの（１１−２０）ａ面とＧａＮの（１０−１０）ｍ面が平行となるようにＧａＮが成長する。サファイア基板とＧａＮの面内配向性は、ＧａＮのｃ軸とサファイアのｃ軸が平行となる。これは、以下のように説明できる。
ｃ面サファイア基板上には、ｃ面ＧａＮが成長することは公知の事実である。その面内配向は、ｃ面サファイア基板のａ軸方向とｃ面ＧａＮのｍ軸方向が平行となる関係である。ちょうど図９のような関係となる。
今回ａ面サファイア基板を加工して形成した側面である（０００１）ｃ面、又は（０００１）ｃ面からオフした面に、（０００１）ｃ面ＧａＮが成長し、上記公知事実のような配向関係（図９のような配向関係）となった場合、基板主面、つまり、サファイアの（１１−２０）ａ面と平行に（１０−１０）ｍ面ＧａＮが成長する。また、０度〜４０度まで同じ面内配向であったことから、これらの側面はすべてｃ面からオフした面であると予想される。
When the longitudinal direction of the stripe is 0 to 40 degrees with respect to the m-axis, when the side surface of the processed a-plane sapphire substrate is a (0001) c plane or a plane off from the (0001) c plane, That is, GaN grows so that the (11-20) a plane of sapphire and the (10-10) m plane of GaN are parallel. The in-plane orientation of the sapphire substrate and GaN is such that the c-axis of GaN and the c-axis of sapphire are parallel. This can be explained as follows.
It is a known fact that c-plane GaN grows on a c-plane sapphire substrate. The in-plane orientation is a relationship in which the a-axis direction of the c-plane sapphire substrate is parallel to the m-axis direction of the c-plane GaN. The relationship is exactly as shown in FIG.
(0001) c-plane GaN grows on the (0001) c-plane, or the plane off the (0001) c-plane, which is the side surface formed by processing the a-plane sapphire substrate this time, and the orientation relationship as in the above-mentioned known fact In the case of (orientation relationship as shown in FIG. 9), (10-10) m-plane GaN grows in parallel with the main surface of the substrate, that is, the (11-20) a plane of sapphire. Moreover, since it was the same in-plane orientation from 0 degree to 40 degree | times, all of these side surfaces are estimated to be a surface off from c plane.
ｍ軸に対してストライプの長手方向が５０度〜９０度の場合、サファイアの側面の面方位は、（１０−１４）、（１０−１５）、…、（１０−１０）といった高指数面となる。ＳＥＭ写真から、６０度及び７０度の場合、側面と主面からの成長が観察されていることから、これら高指数面を持つ側面からは優先的なＧａＮの成長は生じ難いことが解る。Ｘ線回折により、（０００１）ｃ面に基づくピークが観察されていることから、基板主面に成長したＧａＮが（０００１）ｃ面成長したと考えられる。側面からの成長もＳＥＭ写真により確認されているが、Ｘ線回折から、側面のＧａＮからと思われるピークは観察されていない。これら高指数面上に、どのような面方位のＧａＮが成長するのか知られていない。従って、基板主面、つまり、サファイアの（１１−２０）ａ面と平行にどのような面方位を持ったＧａＮが成長するのか推測することは困難である。しかし、これら高指数面の中で、５０度、８０度、９０度方向において側面のみからの成長が観察されており、これらの側面からは、基板主面よりも側面に優先的にＧａＮが成長することが解る。 When the longitudinal direction of the stripe is 50 degrees to 90 degrees with respect to the m-axis, the plane orientation of the side surface of the sapphire is a high index plane such as (10-14), (10-15), ..., (10-10) Become. From the SEM photographs, it can be seen that the growth from the side surface and the main surface is observed at 60 degrees and 70 degrees, so that the preferential growth of GaN hardly occurs from the side surfaces having these high index surfaces. Since a peak based on the (0001) c plane is observed by X-ray diffraction, it is considered that GaN grown on the main surface of the substrate has grown on the (0001) c plane. Although the growth from the side surface is also confirmed by the SEM photograph, the peak considered to be from the GaN on the side surface is not observed from the X-ray diffraction. It is not known what plane orientation of GaN grows on these high index planes. Therefore, it is difficult to estimate what plane orientation GaN grows in parallel with the main surface of the substrate, that is, the (11-20) a plane of sapphire. However, in these high index planes, growth is observed only from the side surfaces in the directions of 50 degrees, 80 degrees, and 90 degrees, and from these side faces, GaN grows preferentially on the side surfaces rather than the main surface of the substrate. I understand what to do.
ｍ面を主面とするサファイア基板を用い、上述の条件で、窒化ガリウムを形成し、表２の結果を得た。ストライプ状の凹凸の長手方向は、主面であるｍ面内のａ軸からｃ軸まで変化させた。Ｘ線回折の２θスキャン結果を０度、３０度、７０度、９０度の場合について、図１０に示す。
表２に示す通り、断面のＳＥＭ写真の解析から、すべてのストライプの方向において、主面のみからの成長は、行われなかった。０度と１０度の場合、主面と側面からの成長が観察され、Ｘ線回折により、成長したＧａＮの（１１−２２）面がサファイア基板の主面であるｍ面に平行であることが解った。通常、（１０−１０）ｍ面サファイア基板上には、（１１−２２）面又は、（１０−１０）ｍ面、（１０−１３）面又は混在した結晶が成長することが解っている。従って、この（１１−２２）面のＸ線回折結果は、基板主面から成長したＧａＮの（１１−２２）面のピークと考えられる。２０度の時、側面のみからの成長が観察されたが、Ｘ線回折からＧａＮの（１１−２２）面の弱いピークが観察された。これはわずかに主面から（１１−２２）面が平行となるＧａＮが成長したと考えられる。３０度〜６０度では、側面のみからの成長が確認できているが、厚膜ＧａＮの表面の面方位を特定することができなかった（実施例３）。７０度の方向は、側面のみからの成長であり、厚膜ＧａＮの表面は、強度が小さいながらも（１０−１２）ｒ面であることが解った。８０度では、側面のみからの成長、９０度ではわずかながらに主面からの成長と思われるピークが観察された。Ｘ線回折により、８０度及び９０度では、ＧａＮの（１０−１０）ｍ面からのピークが観察されていることから、このＧａＮのｍ面のピークは、側面から成長したＧａＮのピークと考えられる。９０度で観察される（１１−２２）面のピークは主面から成長したＧａＮのピークと考えられる。
８０度と９０度で成長した（１０−１０）ｍ面ＧａＮと（１０−１０）ｍ面サファイア基板との面内配向を調査する為に、Φスキャンを行った。ｍ面ＧａＮの（１０−１１）面とａ面サファイア基板の（１１−２０）面のΦスキャンを行った。ｍ面ＧａＮとｍ面サファイア基板との面内配向は図１１のＸ線回折結果に示すようなＧａＮのｃ軸とサファイア基板のｃ軸が垂直であるという結果となった。
As shown in Table 2, from the analysis of the SEM photograph of the cross section, growth from only the main surface was not performed in all stripe directions. In the case of 0 degrees and 10 degrees, growth from the main surface and the side surface is observed, and the (11-22) plane of the grown GaN is parallel to the m-plane which is the main surface of the sapphire substrate by X-ray diffraction. I understand. Usually, it has been found that a (11-22) plane, (10-10) m plane, (10-13) plane or a mixed crystal grows on a (10-10) m plane sapphire substrate. Therefore, the X-ray diffraction result of the (11-22) plane is considered to be the peak of the (11-22) plane of GaN grown from the substrate main surface. At 20 degrees, growth from only the side surface was observed, but a weak peak on the (11-22) plane of GaN was observed from X-ray diffraction. This is probably because GaN with the (11-22) plane parallel to the main surface grew slightly. Although growth from only the side surface could be confirmed at 30 to 60 degrees, the surface orientation of the surface of the thick film GaN could not be specified (Example 3). It was found that the direction of 70 degrees is growth from only the side surface, and the surface of the thick film GaN is a (10-12) r plane although the strength is small. At 80 degrees, a growth from only the side surface was observed, and at 90 degrees, a slight peak was observed that seemed to be the growth from the main surface. Since the peak from the (10-10) m plane of GaN is observed at 80 degrees and 90 degrees by X-ray diffraction, the peak of the GaN m plane is considered to be the peak of GaN grown from the side surface. It is done. The peak of (11-22) plane observed at 90 degrees is considered to be the peak of GaN grown from the main surface.
In order to investigate the in-plane orientation of (10-10) m-plane GaN and (10-10) m-plane sapphire substrates grown at 80 and 90 degrees, a Φ scan was performed. A Φ scan of the (10-11) plane of m-plane GaN and the (11-20) plane of the a-plane sapphire substrate was performed. The in-plane orientation of the m-plane GaN and the m-plane sapphire substrate resulted in the GaN c-axis and the sapphire substrate c-axis being perpendicular as shown in the X-ray diffraction results of FIG.
〔実施例５の考察〕
一般的に、（１０−１０）ｍ面サファイア基板上には、直接、又はバッファ層を介してＧａＮを成長させた場合、基板主面、つまり、サファイアの（１０−１０）ｍ面と平行に（１１−２２）面、又は（１０−１０）ｍ面、又は（１０−１３）面ＧａＮが成長することが報告されている。
[Consideration of Example 5]
Generally, when GaN is grown on a (10-10) m-plane sapphire substrate directly or through a buffer layer, it is parallel to the main surface of the substrate, that is, the (10-10) m-plane of sapphire. It has been reported that (11-22) plane, or (10-10) m plane, or (10-13) plane GaN grows.
ａ軸に対してストライプの長手方向が０度〜２０度の場合、ＳＥＭ写真の解析により、側面と主面からの成長が観察されていることから、これらの側面では優先的なＧａＮの成長は生じないことが解る。Ｘ線回折から、（１１−２２）面のピークが観察されていることから、基板主面に成長したＧａＮが主体となっていると考えられる。側面からの成長もＳＥＭ写真により確認されているが、Ｘ線回折からは、側面のＧａＮが成長したものと思われるピークは観察されていない。 When the longitudinal direction of the stripe is 0 ° to 20 ° with respect to the a-axis, growth from the side surface and the main surface is observed by the analysis of the SEM photograph. I understand that it doesn't happen. From the X-ray diffraction, the peak of the (11-22) plane is observed, so it is considered that GaN grown on the main surface of the substrate is the main component. Although the growth from the side surface is also confirmed by the SEM photograph, the peak which seems to be the growth of the side GaN is not observed from the X-ray diffraction.
ａ軸に対してストライプの長手方向が３０度〜６０度の場合、ＳＥＭ写真の解析により、側面のみからの成長が観察された。これらの側面では優先的にＧａＮの成長が生じることが解る。しかし、Ｘ線回折ではピークが観察されず、基板主面、つまり、サファイアの（１０−１０）ｍ面と平行にどのような面方位のＧａＮが成長しているのか解らなかった。この場合、サファイアの側面の面方位は、（１１−２３）、（１１−２４）、…という高指数面となる。これら高指数面上に、どのような面方位のＧａＮが成長するのか知られておらず、基板主面、つまり、サファイアの（１０−１０）ｍ面と平行にどのような面方位を持ったＧａＮが成長するのか推測することは困難である。しかし、これら高指数面において側面のみからの成長が観察されており、これらの側面からは基板主面よりも側面に優先的にＧａＮが成長することが解る。
４０度と５０度の間では、Ｘ線回折ではピークが検出されなかったが、断面のＳＥＭ写真から、ＧａＮの（１１−２０）ａ面がわずかに傾いていることが解った。これは実施例３において図６で示した。
When the longitudinal direction of the stripe was 30 to 60 degrees with respect to the a axis, growth from only the side surface was observed by analysis of the SEM photograph. In these aspects, it can be seen that GaN grows preferentially. However, no peak was observed by X-ray diffraction, and it was not known what plane orientation of GaN was growing in parallel with the main surface of the substrate, that is, the (10-10) m plane of sapphire. In this case, the surface orientation of the side surface of the sapphire is a high index surface such as (11-23), (11-24),. It is not known what plane orientation of GaN grows on these high index planes, and what plane orientation was parallel to the main surface of the substrate, that is, the (10-10) m plane of sapphire. It is difficult to guess whether GaN will grow. However, growth is observed only from the side surfaces on these high index surfaces, and it can be seen that GaN grows preferentially on the side surfaces rather than the main surface of the substrate from these side surfaces.
Between 40 and 50 degrees, no peak was detected by X-ray diffraction, but it was found from the SEM photograph of the cross section that the (11-20) a plane of GaN was slightly tilted. This is shown in FIG.
ａ軸に対してストライプの長手方向が７０度の場合、側面のみからの成長が観察されていることから、この側面では優先的にＧａＮの成長が生じることが解る。Ｘ線回折から、基板主面にＧａＮの（１０−１２）ｒ面が平行になるように成長していることが解る。この凹凸の側面はサファイアの高指数面であり、この面にどのようなＧａＮが成長するのか解っていない。従って、今回なぜサファイア基板の主面に平行に（１０−１２）ｒ面が形成されるようにＧａＮが成長したのか説明することは困難である。面内配向を調べる為に、Ｘ線回折のΦスキャンを行ったところ図１２のようになった。概念図を図１３に記載する。ここで図１３の、切断された六角柱がＧａＮ結晶を示し、六角柱の軸方向がＧａＮのｃ軸である。図１３に示す面方向にＧａＮが成長したと考えられる。 When the longitudinal direction of the stripe is 70 degrees with respect to the a-axis, growth from only the side surface is observed, and it is understood that GaN grows preferentially on this side surface. From the X-ray diffraction, it can be seen that the (10-12) r plane of GaN grows parallel to the main surface of the substrate. The uneven side surface is a high index surface of sapphire, and it is not known what GaN will grow on this surface. Therefore, it is difficult to explain why GaN has grown so that a (10-12) r plane is formed in parallel to the main surface of the sapphire substrate. In order to investigate the in-plane orientation, a Φ scan of X-ray diffraction was performed, and the result was as shown in FIG. A conceptual diagram is shown in FIG. Here, the cut hexagonal column in FIG. 13 represents a GaN crystal, and the axial direction of the hexagonal column is the c-axis of GaN. It is considered that GaN has grown in the plane direction shown in FIG.
ａ軸に対してストライプの長手方向が８０度及び９０度の場合、加工したｍ面サファイア基板の側面が（１１−２０）ａ面、又は（１１−２０）ａ面からオフした面の場合、基板主面、つまり、サファイアの（１０−１０）ｍ面と平行に（１０−１０）ｍ面ＧａＮが成長する。これは、以下のように説明できる。
ａ面サファイア基板上には、ｃ面ＧａＮが成長することは公知の事実である。その面内配向は、サファイア基板のｍ軸方向とＧａＮのａ軸方向が平行となる関係である。
今回ｍ面を主面とするサファイア基板を加工して形成した側面（１１−２０）ａ面、又は（１１−２０）ａ面からオフした面に、（０００１）ｃ面が平行となるようにＧａＮが成長し、上記公知事実のような配向関係となった場合、基板主面、つまり、サファイアの（１０−１０）ｍ面とＧａＮの（１１−２０）ａ面が平行になるように成長するはずである。
しかし、今回の場合、サファイアの（１０−１０）ｍ面とＧａＮの（１０−１０）ｍ面が平行になるように成長している（図１４）。これは公知の事実とは異なる。今回の結果の原因の可能性として、以下のようなことが考えられる。
上記でも説明した通り、サファイア基板のａ面上には、ｃ面が平行になるようにＧａＮが成長することは公知の事実である。その面内配向は、サファイア基板のｍ軸方向とＧａＮのａ軸方向が平行となる関係以外に、サファイア基板のｍ軸方向とＧａＮのｍ軸方向が平行となる関係も報告されている（J. Appl.Phys. 74, 4430 (1993)、Appl. Phys. Lett., Vol. 82, No. 5, 3 February 2003）。このような配向となった場合、基板主面、つまり、サファイアの（１０−１０）ｍ面とＧａＮの（１０−１０）ｍ面が平行になるように成長したと考えられる。
When the longitudinal direction of the stripe is 80 degrees and 90 degrees with respect to the a axis, the side surface of the processed m-plane sapphire substrate is the (11-20) a plane, or the (11-20) a plane off from the a plane. (10-10) m-plane GaN grows in parallel with the main surface of the substrate, that is, the (10-10) m-plane of sapphire. This can be explained as follows.
It is a known fact that c-plane GaN grows on an a-plane sapphire substrate. The in-plane orientation is a relationship in which the m-axis direction of the sapphire substrate and the a-axis direction of GaN are parallel.
This time, the (0001) c plane is parallel to the side surface (11-20) a plane formed by processing a sapphire substrate whose main surface is the m plane, or a plane off from the (11-20) a plane. When GaN grows and has an orientation relationship as described above, the substrate main surface, that is, the (10-10) m surface of sapphire and the (11-20) a surface of GaN grow in parallel. Should do.
However, in this case, the sapphire (10-10) m-plane and GaN (10-10) m-plane are grown in parallel (FIG. 14). This is different from known facts. Possible causes of this result are as follows.
As described above, it is a known fact that GaN grows on the a-plane of the sapphire substrate so that the c-plane is parallel. In addition to the relationship in which the m-axis direction of the sapphire substrate and the a-axis direction of GaN are parallel, the in-plane orientation has also been reported to have a relationship in which the m-axis direction of the sapphire substrate and the m-axis direction of GaN are parallel (J Appl. Phys. 74, 4430 (1993), Appl. Phys. Lett., Vol. 82, No. 5, 3 February 2003). In such an orientation, it is considered that the main surface of the substrate, that is, the (10-10) m plane of sapphire and the (10-10) m plane of GaN grew in parallel.
ｃ面を主面とするサファイア基板を用い、上述の条件で、窒化ガリウムを形成し、表３の結果を得た。ストライプ状の凹凸の長手方向は、主面であるｃ面内のｍ軸からそれと９０度の角度を成すａ軸まで変化させた。Ｘ線回折の２θスキャン結果を０度、３０度、６０度、９０度の場合について、図１５に示す。
表３に示す通り、断面のＳＥＭ写真の解析から、すべてのストライプの方向において、側面のみからの成長が行われていることが解った。０度、１０度、５０度〜７０度においては、Ｘ線回折により、ＧａＮの（１０−１０）ｍ面がサファイア基板の主面であるｃ面に平行であることが解った。また、２０度〜４０度、８０度及び９０度においては、Ｘ線回折により、ＧａＮの（１１−２０）ａ面がサファイア基板の主面であるｃ面に平行であることが解った。即ち３０度おきにサファイア基板の主面と平行となる厚膜ＧａＮの表面がｍ面、ａ面と交替する。ｃ面サファイアは３回対称であることから、ストライプの側面は３０度おきにｍ面とａ面がある。この結晶の対称性が今回の結果に結果に反映していると考えられる。今回、０度〜９０度の範囲でストライプの長手方向を変化させたが、１１０度〜１３０度、１７０度〜１９０度、２３０度〜２５０度、２９０度〜３１０度、３５０度及び３６０度では厚膜ＧａＮを成長させた場合にその表面がｍ面となり、９０度及び１００度、１４０度〜１６０度、２００度〜２２０度、２６０度〜２８０度、３２０度〜３４０度では厚膜ＧａＮを成長させた場合にその表面がａ面となることが容易に予測できる。 As shown in Table 3, from the analysis of the SEM photograph of the cross section, it was found that the growth was performed only from the side surface in all stripe directions. At 0 degrees, 10 degrees, and 50 degrees to 70 degrees, it was found by X-ray diffraction that the (10-10) m plane of GaN is parallel to the c plane, which is the main surface of the sapphire substrate. In addition, at 20 to 40 degrees, 80 degrees, and 90 degrees, it was found by X-ray diffraction that the (11-20) a plane of GaN is parallel to the c plane that is the main surface of the sapphire substrate. That is, every 30 degrees, the surface of thick GaN parallel to the main surface of the sapphire substrate alternates with the m-plane and the a-plane. Since c-plane sapphire is three-fold symmetric, the side surface of the stripe has m-plane and a-plane every 30 degrees. This crystal symmetry is considered to be reflected in the results. This time, the longitudinal direction of the stripe was changed in the range of 0 degrees to 90 degrees, but 110 degrees to 130 degrees, 170 degrees to 190 degrees, 230 degrees to 250 degrees, 290 degrees to 310 degrees, 350 degrees and 360 degrees. When the thick film GaN is grown, the surface becomes an m plane, and the thick film GaN is formed at 90 degrees and 100 degrees, 140 degrees to 160 degrees, 200 degrees to 220 degrees, 260 degrees to 280 degrees, and 320 degrees to 340 degrees. When grown, it can be easily predicted that the surface will be a-plane.
厚膜ＧａＮの表面がｍ面となる場合（０度、１０度、５０度〜７０度）と厚膜ＧａＮの表面がａ面となる場合（２０度〜４０度、８０度、９０度）とで面内配向を確認する為に、Φスキャンを行った。
厚膜ＧａＮの表面がｍ面となる場合については、ＧａＮの（１０−１１）面とサファイア基板の（１１−２３）面のΦスキャンを行った。結果は図１６のように、ＧａＮのｃ軸とサファイア基板のａ軸が平行であった。
厚膜ＧａＮの表面がａ面となる場合については、ＧａＮの（１０−１０）面とサファイア基板の（１１−２３）面のΦスキャンを行った。結果は図１７のように、ＧａＮのｍ軸とサファイア基板のｍ軸が平行であり、３つのドメイン構造を有するという結果となった。
When the surface of the thick film GaN is m-plane (0 degree, 10 degrees, 50 degrees to 70 degrees) and when the surface of the thick film GaN is a-plane (20 degrees to 40 degrees, 80 degrees, 90 degrees) In order to confirm the in-plane orientation, a Φ scan was performed.
In the case where the surface of the thick GaN layer is an m-plane, Φ scan was performed on the (10-11) plane of GaN and the (11-23) plane of the sapphire substrate. As a result, as shown in FIG. 16, the c-axis of GaN and the a-axis of the sapphire substrate were parallel.
In the case where the surface of the thick film GaN is an a-plane, a Φ scan of the (10-10) plane of GaN and the (11-23) plane of the sapphire substrate was performed. As a result, as shown in FIG. 17, the m-axis of GaN and the m-axis of the sapphire substrate are parallel and have three domain structures.
〔実施例６の考察〕
一般的に、（０００１）ｃ面を主面とするサファイア基板上には、直接、又はバッファ層を介してＧａＮを成長させた場合、基板主面、つまり、サファイアの（０００１）ｃ面と平行に（０００１）ｃ面ＧａＮが成長する。
[Consideration of Example 6]
Generally, when GaN is grown directly or via a buffer layer on a sapphire substrate having a (0001) c plane as a main surface, the substrate main surface, that is, parallel to the (0001) c plane of sapphire. (0001) c-plane GaN grows.
ｍ軸にストライプの長手方向が略一致し、凹凸側面がサファイアの（１１−２０）ａ面、又は（１１−２０）ａ面からオフした面となる場合、即ち、加工したｃ面サファイア基板の側面が（１１−２０）ａ面、又は（１１−２０）ａ面からオフした面の場合、基板主面、つまり、サファイアの（０００１）ｃ面と平行に（１０−１０）ｍ面ＧａＮが成長する。これは、以下のように説明できる。
ａ面サファイア基板上には、ｃ面ＧａＮが成長することは公知の事実である。その面内配向は、サファイア基板のｃ軸方向とＧａＮのｍ軸方向が平行となる関係である。ちょうど図１８のような関係となる。
今回ｃ面サファイア基板を加工して形成した側面（１１−２０）ａ面、又は（１１−２０）ａ面からオフした面に、（０００１）ｃ面ＧａＮが成長し、上記公知事実のような配向関係（下の図のような配向関係）となり、基板主面、つまり、サファイアの（０００１）ｃ面と平行に（１０−１０）ｍ面ＧａＮが成長した。
When the longitudinal direction of the stripe substantially coincides with the m-axis, and the uneven side surface is a (11-20) a surface of sapphire or a surface off from the (11-20) a surface, that is, the processed c-plane sapphire substrate When the side surface is a (11-20) a plane or a plane off from the (11-20) a plane, the (10-10) m-plane GaN is parallel to the substrate main surface, that is, the (0001) c plane of sapphire. grow up. This can be explained as follows.
It is a known fact that c-plane GaN grows on an a-plane sapphire substrate. The in-plane orientation is a relationship in which the c-axis direction of the sapphire substrate and the m-axis direction of GaN are parallel. The relationship is exactly as shown in FIG.
The (0001) c-plane GaN grows on the side surface (11-20) a plane formed by processing the c-plane sapphire substrate or the plane off from the (11-20) a plane. (10-10) m-plane GaN grew in parallel with the substrate main surface, that is, the (0001) c-plane of sapphire.
ａ軸にストライプの長手方向が略一致し、凹凸側面がサファイアの（１０−１０）ｍ面、又は（１０−１０）ｍ面からオフした面となる場合、即ち、加工したｃ面サファイア基板の側面が（１０−１０）ｍ面、又は（１０−１０）ｍ面からオフした面の場合、基板主面、つまり、サファイアの（０００１）ｃ面と平行に（１１−２０）ａ面ＧａＮが成長する。これは、以下のように説明できる。
Appl. Phys. Lett. 92, 092121 (2008)で、R. Armitage and H. Hirayama らが、ｍ面サファイア基板上には、（１０−１０）ｍ面ＧａＮ、又は、（１１−２２）面ＧａＮ、又は、混在した結晶が成長するという報告がある。また、Jpn. J. Appl. Phys., Vol. 47, No. 5 (2008)では、T. WEIらが、ｍ面サファイア基板上には、（１０−１０）ｍ面ＧａＮ、又は、（１０−１３）面ＧａＮが成長すると報告している。
ｍ面サファイア上にｍ面ＧａＮが成長する場合、その面内配向は、サファイア基板のｃ軸方向とＧａＮのｃ軸方向が直交することが公知事実から解っている（図１９）。しかし、今回の場合、サファイアの等価な方向である３つの＜１０−１０＞ｍ軸方向とＧａＮの[１０−１０]ｍ軸方向が同一である方向であり、３つのドメイン構造を有していることから、単にｍ面サファイア上にｍ面ＧａＮが成長するのみでは説明できない。
ｍ面サファイア上にＧａＮの（１０−１３）面が平行となるように成長する場合、（１０−１３）面ＧａＮのｃ軸方向と（１０−１０）ｍ面サファイアのｍ軸方向は約３２度の角を成す(図２０)。つまり図１９と図２０、さらに図２０のＧａＮが１８０度回転したＧａＮが同時に存在したとき、サファイアの（０００１）ｃ面に平行に、（１１−２０）ａ面ＧａＮが成長し、図１７のＸ線回折結果（Φスキャン）のような３つのドメインを持つ（１１−２０）ａ面ＧａＮとなり、今回の結果に近い形となる。
今回ｃ面サファイア基板を加工して形成した側面（１０−１０）ｍ面、又は（１０−１０）ｍ面からオフした面に、（１０−１０）ｍ面と（１０−１３）面ＧａＮの３つが同時成長したと考えられ、３つのドメインを有するが、基板主面、つまり、サファイアの（０００１）ｃ面と平行に（１１−２０）ａ面ＧａＮが成長したと考えられる。
When the longitudinal direction of the stripe substantially coincides with the a-axis and the uneven side surface is a (10-10) m-plane of sapphire or a plane off from the (10-10) m-plane, that is, the processed c-plane sapphire substrate When the side surface is a (10-10) m plane or a plane off from the (10-10) m plane, the (11-20) a-plane GaN is parallel to the main surface of the substrate, that is, the (0001) c plane of sapphire. grow up. This can be explained as follows.
Appl. Phys. Lett. 92, 092121 (2008), R. Armitage and H. Hirayama et al. (10-10) m-plane GaN or (11-22) -plane GaN on an m-plane sapphire substrate. There are reports that mixed crystals grow. In Jpn. J. Appl. Phys., Vol. 47, No. 5 (2008), T. WEI et al. (10-10) m-plane GaN or (10 -13) It is reported that plane GaN grows.
When m-plane GaN grows on m-plane sapphire, the in-plane orientation is known from the known fact that the c-axis direction of the sapphire substrate and the c-axis direction of GaN are orthogonal (FIG. 19). However, in this case, the three <10-10> m-axis directions, which are equivalent directions of sapphire, and the [10-10] m-axis direction of GaN are the same, and have three domain structures. Therefore, it cannot be explained simply by growing m-plane GaN on m-plane sapphire.
When growing on m-plane sapphire so that the (10-13) plane of GaN is parallel, the c-axis direction of (10-13) plane GaN and the m-axis direction of (10-10) m-plane sapphire are about 32. A corner of degrees is formed (FIG. 20). That is, when GaN obtained by rotating GaN of FIG. 19 and FIG. 20 and FIG. 20 by 180 degrees exists at the same time, (11-20) a-plane GaN grows in parallel to the (0001) c plane of sapphire, and FIG. It becomes (11-20) a-plane GaN having three domains as in the X-ray diffraction result (Φ scan), which is close to the current result.
The (10-10) m-plane and (10-13) -plane GaN are formed on the side surface (10-10) m-plane formed by processing the c-plane sapphire substrate or the plane off the (10-10) m-plane. Three are considered to have grown at the same time and have three domains, but it is thought that (11-20) a-plane GaN has grown in parallel with the substrate main surface, that is, the (0001) c-plane of sapphire.
〔各実施例のまとめ〕
アルカリエッチングの結果から、（１１−２０）ａ面サファイア基板を加工して形成した側面 （０００１）ｃ面に（０００１）ｃ面が平行となるようにＧａＮが成長する場合が、その成長方向は−ｃ軸方向である。
（１１−２０）ａ面サファイア基板を加工して側面にサファイアの（０００１）ｃ面を形成した場合、主面である（１１−２０）ａ面よりも側面である（０００１）ｃ面に、ＧａＮが優先的に成長する。
（０００１）ｃ面サファイア基板を加工して側面にサファイアの（１１−２０）ａ面を形成した場合、主面である（０００１）ｃ面よりも側面である（１１−２０）ａ面に、ＧａＮが優先的に成長する。ａ面かｃ面のどちらか一方の方がＧａＮ成長し易いと考えると、これらの結果は矛盾する。従って、ａ面、ｃ面のどちらが成長し易いという考え方では無く、加工した側面が成長し易いと考える方が自然である。選択的な成長を起こさせるのに最適な条件が、本発明の加熱処理と窒化処理である。
（０００１）ｃ面サファイア基板を加工して側面にサファイアの（１０−１０）ｍ面を形成した場合、主面である（０００１）ｃ面よりも側面である（１０−１０）ｍ面に、ＧａＮが優先的に成長する。主面である（０００１）ｃ面に平行に（１１−２０）ａ面ＧａＮが成長する。
（１０−１０）ｍ面サファイア基板を加工して側面にサファイアの（１１−２０）ａ面を形成した場合、主面である（１０−１０）ｍ面よりも側面である（１１−２０）ａ面に、ＧａＮが優先的に成長する。主面である（１０−１０）ｍ面に平行に（１０−１０）ｍ面ＧａＮが成長する。
[Summary of each example]
As a result of alkaline etching, when GaN grows so that the (0001) c-plane is parallel to the side (0001) c-plane formed by processing the (11-20) a-plane sapphire substrate, the growth direction is -C direction.
When the (0001-20) a-plane sapphire substrate is processed to form the (0001) c-plane of sapphire on the side surface, the (0001) c-plane which is the side surface rather than the (11-20) a-plane which is the main surface, GaN grows preferentially.
When the (0001) c-plane sapphire substrate is processed to form the (11-20) a plane of sapphire on the side surface, the (11-20) a plane which is the side surface than the (0001) c plane which is the main surface, GaN grows preferentially. If one of the a-plane and c-plane is considered to grow more easily, these results contradict each other. Therefore, it is natural not to think that either the a-plane or the c-plane is easy to grow, but to think that the processed side face is easy to grow. The optimum conditions for causing selective growth are the heat treatment and nitriding treatment of the present invention.
When a (0001) c-plane sapphire substrate is processed to form a (10-10) m-plane of sapphire on the side surface, the (10-10) m-plane which is the side surface than the (0001) c-plane which is the main surface, GaN grows preferentially. (11-20) a-plane GaN grows in parallel to the (0001) c-plane which is the main surface.
When (10-10) m-plane sapphire substrate is processed to form a (11-20) a-plane of sapphire on the side, it is a side rather than the (10-10) m-plane which is the main surface (11-20) GaN grows preferentially on the a-plane. (10-10) m-plane GaN grows in parallel with the (10-10) m-plane which is the main surface.
本発明により、膜厚方向（エピタキシャル成長により異なる組成の層を積層する際の境界に垂直な方向）がｍ軸となるIII族窒化物系化合物半導体素子の形成が容易となる。これにより、組成の異なる層間でピエゾ電界の発生しない発光素子、ＨＥＭＴ等の形成が容易となる。 The present invention facilitates the formation of a group III nitride compound semiconductor device in which the film thickness direction (the direction perpendicular to the boundary when layers having different compositions are laminated by epitaxial growth) is the m-axis. This facilitates formation of a light emitting element, HEMT, or the like that does not generate a piezoelectric field between layers having different compositions.
Ａ：マスクである六角形の向かい合う２つの辺の間隔
Ｂ：２つのマスクの向かい合う２つの辺の間隔
ｈ：凸部の高さ
A: Distance between two opposing sides of the hexagon that is the mask B: Distance between two opposing sides of the two masks h: Height of the convex portion
Claims (14)
前記凹凸は、前記主面に平行な面と前記主面に平行でない側面とを有し、
前記基板と前記III族窒化物系化合物半導体との間に、III族窒化物系化合物半導体以外の材料から成る被膜が全く形成されておらず、
前記III族窒化物系化合物半導体は、前記基板の前記凹凸の前記側面から横方向にエピタキシャル成長して前記凹凸を覆い、前記III族窒化物系化合物半導体の前記主面に平行な面の結晶方位面は、前記横方向にエピタキシャル成長させたIII族窒化物系化合物半導体により形成される結晶方位面のみから成る半導体。 In a semiconductor having irregularities formed on the main surface, a substrate made of a material different from the group III nitride semiconductor, and a group III nitride compound semiconductor grown on the substrate,
The unevenness has a surface parallel to the main surface and a side surface not parallel to the main surface,
Between the substrate and the group III nitride compound semiconductor, no film made of a material other than the group III nitride compound semiconductor is formed,
The group III nitride compound semiconductor is laterally epitaxially grown from the side surface of the irregularities of the substrate to cover the irregularities, and a crystal orientation plane of a plane parallel to the main surface of the group III nitride compound semiconductor Is a semiconductor composed only of a crystal orientation plane formed by a group III nitride compound semiconductor epitaxially grown in the lateral direction.
前記側面は、サファイアのｃ面からのオフ角が４５度以下であることを特徴とする請求項１に記載の半導体。 The substrate is a sapphire substrate having an a-plane as a main surface,
The semiconductor according to claim 1, wherein the side surface has an off angle of 45 degrees or less from the c-plane of sapphire.
前記側面と前記主面との交線は、前記サファイア基板のａ面内において、ｍ軸からｃ軸方向に０度以上４０度以下の範囲で傾斜していることを特徴とする請求項１に記載の半導体。 The substrate is a sapphire substrate having an a-plane as a main surface,
The line of intersection between the side surface and the main surface is inclined in the range of 0 degree or more and 40 degrees or less from the m-axis to the c-axis direction in the a-plane of the sapphire substrate. The semiconductor described.
前記側面と前記主面の交線は、前記サファイア基板のｍ面内において、ａ軸からｃ軸方向に１５度以上９０度以下の範囲で傾斜していることを特徴とする請求項１に記載の半導体。 The substrate is a sapphire substrate having an m-plane as a main surface,
The intersecting line between the side surface and the main surface is inclined in a range of 15 degrees or more and 90 degrees or less from the a-axis to the c-axis direction in the m-plane of the sapphire substrate. Semiconductors.
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