JP4900336B2 - Ｉｉｉ族窒化物発光素子を製造する方法、及びｉｉｉ族窒化物発光素子 - Google Patents

Description

本発明は、III族窒化物発光素子を製造する方法、及びIII族窒化物発光素子に関する。

特許文献１には、高輝度および高出力の窒化物半導体発光素子の製造方法が記載されている。この方法では、少なくともインジウムを含む窒化物半導体よりなる活性層を用いている。ｎ型窒化物半導体層がＡｌＧａＮ層を含み、このＡｌＧａＮ層が活性層に接するように形成されている。ｐ型窒化物半導体層がＩｎＧａＮまたはＧａＮの層を含み、この層（ＩｎＧａＮ層またはＧａＮ層）が活性層に接するように形成されており、また該層の外側にＡｌＧａＮ層が形成される。

特許文献２には、高出力化を実現する窒化物半導体レーザが記載されている。窒化物半導体素子では、活性層は、少なくともＩｎを含む窒化物半導体からなる井戸層と障壁層とを有する。この活性層が、障壁層のバンドギャップエネルギと同一又はそれよりも大きく井戸層と障壁層との間の全体に設けられた窒化物半導体層を含む。
特開平１１−２４３２２７号公報 特開２００４−１０４０８８号公報

長波長の光を発生するIII族窒化物発光素子では、短波長の光を発生する活性層に比べて、活性層のインジウム組成を大きくすることが必要である。発明者の実験によれば、ＧａＮ基板といったIII族窒化物基板上に、０．１８以上のインジウム組成を有するＩｎＧａＮを活性層のために成長するとき、ＩｎＧａＮとＧａＮとの格子不整合に起因して生成された貫通転位が観察された。

発明者の実験では、０．１８以上のインジウム組成を有するＩｎＧａＮを成長するとき、その成長の初期において、サファイア基板上に設けられた下地の窒化ガリウム系半導体層とＩｎＧａＮとの格子不整合に起因して、ＩｎＧａＮが島状に成長されることが促進される。この成長では、島状のＩｎＧａＮ層の結合により新たな貫通転位が発生する可能性がある。

この結果は、サファイア基板を用いた実験から得られたものであり、サファイア基板上の窒化ガリウム系半導体は、本来的に大きな貫通転位密度（例えば１×１０^＋８ｃｍ^−２程度以上）を有するので、高インジウムのＩｎＧａＮ成長における上記の現象は、明らかにされていなかった。しかしながら、高インジウムのＩｎＧａＮ成長を低転位の窒化ガリウム基板（例えば、転位密度１×１０^＋７ｃｍ^−２程度以下）上に行うとき、ＩｎＧａＮ層の成長において貫通転位の発生が明らかになってきた。

ＩｎＧａＮに替えて、構成元素としてＡｌを添加してＩｎＡｌＧａＮを用いることによって、格子不整合度を少し低減させることができる。しかしながら、ＩｎＡｌＧａＮの採用により発光波長が短波長にシフトする。故に、波長のシフトを避けるために、井戸層の材料としてＩｎＡｌＧａＮを用いることができない。したがって、ＩｎＧａＮ成長に伴う貫通転位の生成を防ぐことが求められている。

本発明は、このような事情を鑑みて為されたものであり、５００ｎｍよりも長波長の光を発生可能であると共に、貫通転位により発光強度の低下を避けることが可能な、III族窒化物発光素子を製造する方法を提供することを目的とし、また５００ｎｍよりも長波長の光を発生可能であると共に、貫通転位による発光強度低下を回避可能なIII族窒化物発光素子を提供することを目的とする。

本発明の一側面は、５００ｎｍよりも長波長の光を発生するIII族窒化物発光素子を作製する方法である。この方法は、（ａ）窒化ガリウム半導体基板の主面上に、窒化ガリウム系半導体からなり活性層のための障壁層を成長する工程と、（ｂ）前記障壁層の主面を部分的に覆うアルミニウム窒化物領域を形成する工程と、（ｃ）前記障壁層の主面及び前記アルミニウム窒化物領域を覆うＩｎＧａＮ井戸層を成長する工程とを備える。前記窒化ガリウム半導体基板は１×１０^＋７ｃｍ^−２以下の貫通転位密度の領域を有しており、前記アルミニウム窒化物領域の平均膜厚が１モノレイヤよりも薄い。

この方法によれば、ＩｎＧａＮの成長に先立って障壁層の主面を部分的に覆うアルミニウム窒化物領域を形成するので、ＩｎＧａＮは、アルミニウム窒化物領域に覆われていない表面に成長される。このＩｎＧａＮの成長はアルミニウム窒化物領域の表面を覆うように進む。これと同様にして、アルミニウム窒化物領域におけるいくつかの開口から複数のＩｎＧａＮが成長する。これらのＩｎＧａＮ同士は、アルミニウム窒化物領域が薄いので、転位を生成することなく繋がる。この成長により、５００ｎｍよりも長波長の光を発生するためのＩｎＧａＮ層が成長される。

本発明に係る方法では、前記障壁層の主面を覆う前記アルミニウム窒化物領域の被覆率は、０．１以上であり、０．９以下であることが好ましい。この方法では、小さすぎる被覆率は島状成長による結晶品質の低下が顕著になる。大きすぎる被覆率は、アルミニウム窒化物領域上を十分にＩｎＧａＮ井戸層で覆えなくなる。

本発明に係る方法では、前記井戸層及び障壁層の成長は有機金属気相成長法で行われることができる。

本発明に係る方法では、前記アルミニウム窒化物領域を形成する工程では、インジウム原料及びガリウム原料を成長炉に供給すること無くアルミニウム原料及び窒素原料を成長炉に供給して、前記アルミニウム窒化物領域が成長される。この方法では、アルミニウム原料及び窒素原料を同時に供給してアルミニウム窒化物領域を成長する。好ましくは、アルミニウム原料は誘起アルミニウム原料であり、窒素原料は、アンモニア及びアミン類である。

本発明に係る方法では、前記障壁層を成長した後に、前記アルミニウム窒化物領域を成長するに先立って、前記障壁層の成長の第１の成長温度から前記井戸層の成長の第２の成長温度に基板温度を変更する工程を更に備えることができる。前記アルミニウム窒化物領域を成長する工程は前記基板温度を変更した後に行われ、前記第２の成長温度は前記第１の成長温度よりも低いことが好ましい。

この方法によれば、井戸層の成長がアルミニウム窒化物領域の成長に引き続き行われるので、アルミニウム窒化物領域の成長後に井戸層の成長温度に温度を変更することなく、井戸層の成長が開始される。

本発明に係る方法では、前記基板温度を変更する前記工程では、前記障壁層の成長における第１の圧力から前記井戸層の成長における第２の圧力に成長炉の圧力が変更される。この方法によれば、アルミニウム窒化物領域の成長は、減圧成長の条件で行われる。

本発明に係る方法は、前記障壁層を成長した後に、前記アルミニウム窒化物領域を成長するに先立って、前記障壁層の成長における第１の圧力から前記井戸層の成長における第２の圧力に成長炉の圧力を変更する工程を更に備えることができる。前記第２の圧力は前記第１の圧力よりも低いことが好ましい。

本発明に係る方法では、前記井戸層の厚さは２０ｎｍ以下であることが好ましい。また、本発明に係る方法では、前記井戸層の厚さは０．５ｎｍ以上であることができる。

本発明に係る方法では、前記ＩｎＧａＮ井戸層のＩｎ_ＸＧａ_１−ＸＮにおけるインジウム組成Ｘは、０．１８以上であることができる。この方法では、インジウム組成Ｘが０．１８以上であれば、長波長の発光が提供される。本発明に係る方法では、前記インジウム組成Ｘは０．３０以下であることができる。この方法では、大きすぎるインジウム組成は井戸層に大きな歪みを与える。

本発明に係る方法では、前記窒化ガリウム基板の前記主面は半極性面であり、 前記窒化ガリウム基板の前記主面は、前記窒化ガリウム基板の六方晶窒化ガリウムのｃ面から９０度未満の角度で傾斜していることができる。この方法によれば、半極性により、ピエゾ電界によるブルーシフトが低減される。本発明に係る方法では、前記窒化ガリウム基板の前記主面は極性面であることができる。この方法によれば、低転位密度の大口径基板を用いて、III族窒化物発光素子を作製できる。また、窒化ガリウム基板の主面が比較的小さい傾斜の半極性面であれば、非極性表面を用いることに比べて、低転位密度の大口径基板を用いて、III族窒化物発光素子を作製できる。

本発明に係る方法では、前記窒化ガリウム基板の前記主面は非極性面であることができる。この方法によれば、非極性面を用いて、貫通転位による発光強度の低下を回避可能なIII族窒化物発光素子が作製される。

本発明の別の側面は、５００ｎｍよりも長波長の光を発生するIII族窒化物発光素子である。このIII族窒化物発光素子は、（ａ）１×１０^＋７ｃｍ^−２以下の貫通転位密度の領域を有する窒化ガリウム支持基体と、（ｂ）前記窒化ガリウム支持基体上に設けられ活性層とを備える。前記活性層は、窒化ガリウム系半導体からなる障壁層と、前記障壁層の主面を部分的に覆うアルミニウム窒化物領域と、前記障壁層の主面及び前記アルミニウム窒化物領域を覆うＩｎＧａＮ井戸層とを含み、前記アルミニウム窒化物領域の平均膜厚が１モノレイヤよりも薄く、前記障壁層の前記主面は、前記アルミニウム窒化物領域に覆われていない第１のエリアと前記アルミニウム窒化物領域に覆われた第２のエリアとを含み、前記ＩｎＧａＮ井戸層は、前記第１のエリアに設けられたエピタキシャル成長部と、該エピタキシャル成長部から前記アルミニウム窒化物領域の表面に沿って延びる延在部とを含む。

このIII族窒化物発光素子によれば、障壁層の主面を部分的にアルミニウム窒化物領域で覆われており、また、高インジウム組成のＩｎＧａＮ井戸層がエピタキシャル成長部及び延在部を含む。アルミニウム窒化物領域上の延在部は障壁層に接していないので、障壁層とＩｎＧａＮとの格子不整に関係なく、エピタキシャル成長部の結晶性を引き継ぐ。故に、ＩｎＧａＮ井戸層の全体にわたって、その結晶品質が良好になる。したがって、III族窒化物発光素子は、５００ｎｍよりも長波長の光を発生可能であると共に、貫通転位により発光強度の低下を避けることが可能である。

本発明に係るIII族窒化物発光素子では、前記障壁層の主面を覆う前記アルミニウム窒化物領域の被覆率は、０．１以上であり、０．９以下であることが好ましい。このIII族窒化物発光素子では、小さすぎる被覆率は島状成長による結晶品質の低下が顕著になり、良質なエピタキシャル成長部が得られない。大きすぎる被覆率は、アルミニウム窒化物領域上を十分に延在部で覆えなくなる。

本発明に係るIII族窒化物発光素子では、前記井戸層の厚さは２０ｎｍ以下であることが好ましい。また、前記井戸層の厚さは０．５ｎｍ以上であることができる。本発明に係る方法では、前記ＩｎＧａＮ井戸層のインジウム組成Ｘは、０．１８以上であることができる。このIII族窒化物発光素子では、ＩｎＧａＮ井戸層のインジウム組成Ｘが０．１８以上であれば、長波長の発光が提供される。本発明に係るIII族窒化物発光素子では、前記ＩｎＧａＮ井戸層のインジウム組成Ｘは０．３０以下であることができる。このIII族窒化物発光素子では、大きすぎるインジウム組成は井戸層に大きな歪みを与える。

本発明に係るIII族窒化物発光素子は、前記ＧａＮ支持基体と前記活性層との間に設けられたＩｎＧａＮ緩衝層を更に備えることができる。前記ＩｎＧａＮ緩衝層のＩｎ_ＹＧａ_１−ＹＮにおけるインジウム組成Ｙは、前記ＩｎＧａＮ井戸層のインジウム組成よりも小さい。このIII族窒化物発光素子によれば、高インジウム組成のＩｎＧａＮの歪みを低減できる。

本発明に係るIII族窒化物発光素子では、前記窒化ガリウム支持基体の前記主面は極性面であることができる。このIII族窒化物発光素子によれば、低転位密度の窒化ガリウム支持基体が提供される。

本発明に係るIII族窒化物発光素子では、前記窒化ガリウム支持基体の前記主面は半極性面であり、前記窒化ガリウム支持基体の前記主面は、前記窒化ガリウム基板の六方晶窒化ガリウムのｃ面から９０度以下の角度で傾斜している。このIII族窒化物発光素子によれば、ピエゾ電界によるブルーシフトが小さい。また、低転位密度の窒化ガリウム支持基体を利用できる。

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

以上説明したように、本発明の一側面によれば、５００ｎｍよりも長波長の光を発生可能であると共に、貫通転位により発光強度の低下を避けることが可能な、III族窒化物発光素子を製造する方法が提供される。また本発明の別の側面によれば、５００ｎｍよりも長波長の光を発生可能であると共に、貫通転位により発光強度の低下を回避可能なIII族窒化物発光素子が提供される。

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

図１は、本実施の形態に係るIII族窒化物発光素子を製造する方法及びエピタキシャルウエハを製造する方法の主要な工程を示す図面である。図１を参照すると、フローチャート１００が示されている。図２及び図３は、III族窒化物発光素子を製造する方法及びエピタキシャルウエハを製造する方法の主要な工程を示す図面である。本実施の形態では、５００ｎｍよりも長波長の光を発生するIII族窒化物発光素子を作製する方法を説明する。

工程Ｓ１０１において、図２（ａ）に示されるような窒化ガリウム半導体基板（以下、「ＧａＮ基板」として参照する）１３を準備する。ＧａＮ基板１３は、六方晶系窒化ガリウムからなる。ＧａＮ基板は、１×１０^＋７ｃｍ^−２以下の貫通転位密度の領域を有している。この転位密度の条件を満たす入手可能なＧａＮ基板は、例えば、大きな貫通転位密度を有する高転位領域と小さな貫通転位密度を有する低転位領域とを含み、これらが交互に配置されている。ＧａＮ基板１３は主面１３ａ及び裏面１３ｂを有する。ＧａＮ基板１３において、エッジ１３ｃ上に２点間の最大距離Ｄは例えば径４５ｍｍ以上であることができ、例えば２インチサイズのＧａＮ基板がこれに該当する。

図２（ａ）を参照すると、ベクトルＶ_Ｃがｃ軸の方向を示しており、ベクトルＶ_Ｎが主面１３ａの法線を示している。これらのベクトルは、角度θを成している。ＧａＮ基板１３の主面１３ａは、例えば、角度θが実質的にゼロである極性面であることができる。極性面によれば、低転位密度の大口径基板を用いて、III族窒化物発光素子を作製できる。或いは、ＧａＮ基板１３の主面１３ａは、例えば半極性面であることができ、また該六方晶窒化ガリウムのｃ軸に直交する平面に対して１５度以上９０度未満の角度θで所定の方向に傾斜している。この傾斜により、ピエゾ電界の影響を低減可能な半導体発光素子を作製できる。また、窒化ガリウム基板の主面が比較的小さい傾斜であれば、非極性表面を用いることに比べて、低転位密度の大口径基板を用いて、III族窒化物発光素子を作製できる。角度θは、例えば（θ_Ｍ ^２＋θ_Ａ ^２）^１／２によって規定される。角度成分θ_Ａは六方晶窒化ガリウムのａ軸方向に対する傾斜角成分であり、角度成分θ_Ｍは六方晶窒化ガリウムのｍ軸方向に対する傾斜角成分である。好ましくは、所定の方向は、ａ軸またはｍ軸のいずれかの方向であることができる。

工程Ｓ１０２では、ＧａＮ基板１３を反応炉１１に設置した後に、図２（ｂ）に示されるように、アンモニア及び水素を用いてＧａＮ基板１３の熱処理を行う。反応炉１１は、有機金属気相成長炉であることができる。により半導体発光素子を作製するための有機金属気相成長法の原料には、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）、アンモニア（ＮＨ_３）、シラン（ＳｉＨ_４）、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム（ＣＰ_２Ｍｇ）を用いた。

工程Ｓ１０２では、また、図２（ｃ）に示されるように、第１導電型窒化ガリウム系半導体領域１５をＧａＮ基板１３上に成長する。本実施例は、ＧａＮ基板１３上にｎ型ＧａＮ層１７を成長する。次いで、ｎ型ＧａＮ層１７上にＩｎＧａＮ緩衝層１９を成長する。ＩｎＧａＮ緩衝層１９の成長温度は、例えば摂氏８００度以上摂氏９００度以下であることができる。

ＩｎＧａＮ緩衝層１９の厚みＤ_１９は、例えば２０ｎｍ以上であることができ、これにより緩衝層としての効果を持たすことができるという利点がある。厚みＤ_１９は、例えば３００ｎｍ以下であることができ、これにより格子不整合による転位の発生を抑制できるという利点がある。ＩｎＧａＮ緩衝層１９のインジウム組成は、例えば０．０２以上であることができ、これにより緩衝層としての効果を持たすことができるという利点がある。このインジウム組成は、例えば０．０８以下であることができ、これにより格子不整合による転位の発生を抑制できるという利点がある。活性層の成長に先立って、井戸層のインジウム組成より小さいＩｎＧａＮ緩衝層１９を成長することにより、窒化ガリウム基板と量子井戸層との格子不整合に起因した歪みを緩和でき、発光効率を向上できるという利点がある。

工程Ｓ１０３では、図３（ａ）に示されるように、ＩｎＧａＮ緩衝層１９上に活性層２１を成長する。ＩｎＧａＮ緩衝層１９の主面１９ａに活性層２１が接触している。活性層２１は障壁層２５及びＩｎ_ＸＧａ_１−ＸＮ（０＜Ｘ＜１）井戸層２９を含む。

活性層２１の成長では、工程Ｓ１０４において、ＩｎＧａＮ緩衝層１９上に障壁層２５を成膜温度Ｔ_Ｂで成長する。障壁層２５の厚さＤ_Ｂは、例えば６ｎｍ以上２５ｎｍ以下であることができる。障壁層２５は、窒化ガリウム系半導体からなり、例えばＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮ等であることができる。ＧａＮからなる障壁層２５の成長温度Ｔ_Ｂは、例えば摂氏８５０度以上摂氏９５０度以下であることができる。
また、ＩｎＧａＮからなる障壁層２５の成膜条件として以下のものがある：
成長温度Ｔ_Ｂ：摂氏７２０度以上摂氏９００度以下
炉内圧力：４０ｋＰａ以上１０１ｋＰａ以下
インジウム気相比：０．１以下
成長速度：０．１マイクロメートル／時以上０．８マイクロメートル／時以下
また、ＡｌＧａＮからなる障壁層２５の成膜条件として以下のものがある：
成長温度ＴＢ：摂氏８８０度以上摂氏９５０度以下
炉内圧力：２０ｋＰａ以上１０１ｋＰａ以下
アルミニウム気相比：０．１以下
成長速度：０．１マイクロメートル／時以上０．８マイクロメートル／時以下

活性層２１の成長では、工程Ｓ１０５では、障壁層２５の主面２５ａを部分的に覆うアルミニウム窒化物領域２７を形成する。この工程では、インジウム原料及びガリウム原料を成長炉に供給すること無くアルミニウム原料（例えば、有機アルミニウム）及び窒素原料（例えば、ＮＨ_３及び／又はアミン類）を成長炉に供給して、アルミニウム窒化物を堆積する。アルミニウム原料及び窒素原料を同時に供給して、１モノレイヤよりも薄い平均膜厚のアルミニウム窒化物領域２７を障壁層２５の主面２５ａ上に成長する。アルミニウム窒化物領域２７の平均膜厚が１モノレイヤよりも薄いので、アルミニウム窒化物領域２７が、障壁層２５の主面２５ａを部分的にしか覆えない。ＡｌＮの１モノレイヤは、例えば０．２７ｎｍ程度の厚さである。好適な成長条件として以下のものを用いる。
ＴＭＡの流量：０．００５リットル／分
ＮＨ_３の流量：１０リットル／分
成膜温度Ｔ_ＡｌＮ：摂氏７００度
成膜速度：０．０５マイクロメートル／時
厚み：０．５モノレイヤ
成長時間：１０秒
炉内圧力：２０ｋＰａ。
また、アルミニウム窒化物領域２７の形成に以下の成膜条件を適用できる：
成長温度Ｔ_ＡｌＮ：摂氏９００度以上摂氏１１００度以下
炉内圧力：２０ｋＰａ以上６０ｋＰａ以下
成膜速度：０．０１マイクロメートル／時以上０．１マイクロメートル／時以下

障壁層２５の主面２５ａを覆うアルミニウム窒化物領域２７の被覆率は０．１以上であることが好ましい。小さすぎる被覆率は島状成長による結晶品質の低下が顕著になる。また、被覆率は０．９以下であることが好ましい。この方法では、大きすぎる被覆率は、アルミニウム窒化物領域上を十分にＩｎＧａＮ井戸層で覆えなくなる。

活性層２１の成長では、工程Ｓ１０６では、障壁層２５の主面２５ａ及びアルミニウム窒化物領域２７を覆うＩｎＧａＮ井戸層２９を成長する。ＩｎＧａＮ井戸層２９の形成に以下の成膜条件を適用できる：
成長温度Ｔ_Ｗ：摂氏７３０度以上摂氏７７０度以下
炉内圧力：６０ｋＰａ以上１００ｋＰａ以下
インジウム気相比：０．５以上０．８以下
成膜速度：０．１マイクロメートル／時以上０．８マイクロメートル／時以下

井戸層２９の厚さＤ_Ｗは２０ｎｍ以下であることが好ましい。２０ｎｍよりも厚いと結晶性が低下し易いからである。井戸層２９の厚さＤ_Ｗは０．５ｎｍ以上であることができる。０．５ｎｍよりも薄いと、所望の波長を得るためのインジウム組成を高くする必要が生じる。ＩｎＧａＮ井戸層２９のインジウム組成（Ｉｎ_ＸＧａ_１−ＸＮにおけるＸ）は、０．１８以上であることができる。インジウム組成Ｘが０．１８以上であれば、標準的に用いられる井戸層厚みの３ｎｍで５００ｎｍを超える波長を得ることができる。ＩｎＧａＮ井戸層２９のインジウム組成Ｘは０．３０以下であることができる。０．３よりも大きいと、結晶性が低下し易い。

次いで、活性層２１の成長では、工程Ｓ１０７において、ＩｎＧａＮ井戸層２９上に障壁層３１を成長する。障壁層３１は障壁層２５と同様の条件で成長できる。

工程Ｓ１０８において、所望の量子井戸構造が完成するまで、工程Ｓ１０５、工程Ｓ１０６及び工程Ｓ１０７を繰り返すことができる。

図４（ａ）〜図４（ｄ）は、本実施の形態に係る方法により活性層を形成するときにおける井戸層の成長を模式的に示す図面である。本実施の形態によれば、図４（ａ）に示されるように、ＩｎＧａＮの成長に先立って障壁層２５の主面２５ａのエリア２５ｂにアルミニウム窒化物領域２７を形成する。故に、ＩｎＧａＮ２９ａは、アルミニウム窒化物領域２７に覆われていないエリア２５ｃに成長される。このＩｎＧａＮはアルミニウム窒化物領域２７の表面を覆うように成長していき、井戸層の成長途中ではＩｎＧａＮ２９ｃを形成する。これと同様に、アルミニウム窒化物領域におけるいくつかの開口２７ａから複数のＩｎＧａＮ２９ａ、２９ｂが成長し、これらのＩｎＧａＮ同士が転位を生成することなく繋がってＩｎＧａＮ２９ｃが形成される。一般に、ＩＶ族半導体（例えばＳｉＧｅ／Ｓｉ基板）やIII−Ｖ族化合物半導体（例えばＩｎＧａＡｓ／ＧａＡｓ基板）の格子不整合系エピタキシャル成長では、格子不整合度ｆが２％よりも大きくなると、島状成長が生じ、それぞれの島と島が合体する際に貫通転位が発生して、結晶性を悪化することがわかっている。ＩｎＧａＮにおいて、Ｉｎ組成０．１８のとき、ＧａＮとの格子不整合度は約２％に相当するため、同様のメカニズムで結晶性の悪化が生じる。活性層成長直前の面内の格子定数はＧａＮの値になるが、格子定数の小さな窒化アルミニウムを面内の被覆率が０．１以上０．９以下で形成すると、ＩｎＧａＮ層初期の島状成長が抑制され、貫通転位の発生を抑制できる。このため、窒化アルミニウム層が無い場合に比べて、結晶性を向上でき、発光効率を向上できる。
格子不整合度ｆは以下のように規定される：
ｆ＝１００×（（エピタキシャル層の格子定数）−（基板の格子定数））／基板の格子定数
ＧａＮのａ軸方向の格子定数：０．３１８９ナノメートル
Ｉｎ組成０．１８のＩｎＧａＮのａ軸格子定数：０．３２５２ナノメートル
ＩｎＧａＮ成長を進めると、障壁層２５の主面２５ａ及びアルミニウム窒化物領域２７の表面の全体に平坦に成長されたＩｎＧａＮ２９ｄが形成される。この成長により、５００ｎｍよりも長波長の光を発生する高インジウム組成ＩｎＧａＮ層が成長される。

図４（ｅ）〜図４（ｇ）は、障壁層上のアルミニウム窒化物領域を用いることなく活性層を形成するときにおける井戸層の成長を模式的に示す図面である。ＩｎＧａＮ成長の初期では、障壁層２５の表面２５ａ上に、分離された島状のＩｎＧａＮ２６ａ、２６ｂが成長される。さらにＩｎＧａＮ成長を進めると、島状のＩｎＧａＮ２６ｃ、２６ｄが成長されて、ＩｎＧａＮ２６ｃ、２６ｄが互いに繋がるようになる。引き続きＩｎＧａＮ成長を行うと、ＩｎＧａＮ２６ｃとＩｎＧａＮ２６ｄとの接続面に転位２４が生成される。

本実施の形態の方法によれば、高インジウム組成のＩｎＧａＮ層の成長に際しても、転位の生成が抑制される。

好適な形態では、工程Ｓ１０３は、障壁層２５を成長した後に、アルミニウム窒化物領域２７を成長するに先立って、障壁層２５の成長における圧力Ｐ_Ｂ（例えば４０ｋＰａ〜１０１ｋＰａ）から井戸層２９の成長における圧力Ｐ_Ｗ（例えば４０ｋＰａ〜１０１ｋＰａ）に成長炉１１の圧力を変更する工程を更に備えることができる。井戸層２９の成膜における圧力Ｐ_Ｗは障壁層２５の成膜における圧力Ｐ_Ｂよりも低いことが好ましい。この方法によれば、アルミニウム窒化物領域２７の成長は、減圧成長の条件で行われる。トリメチルアルミニウムは、アンモニアと気相反応し易いため、常圧１０１ｋＰａに近い成長圧力では、成長速度が得られず、好適でない。

また、好適な形態では、工程Ｓ１０３は、障壁層２５を成長した後に、アルミニウム窒化物領域２７を成長するに先立って、障壁層２５の成長温度Ｔ_Ｂから井戸層２９の成長温度Ｔ_Ｗに基板温度を変更する工程を備えることが好ましい。アルミニウム窒化物領域２７の成長は、上記の基板温度を変更した後に行われる。障壁層２５の成長温度Ｔ_Ｗは井戸層２９の成長温度Ｔ_Ｂよりも低い。この方法によれば、井戸層２９の成長がアルミニウム窒化物領域２７の成長に引き続き行われるので、アルミニウム窒化物領域２７の成長後に井戸層２９の成長温度に温度を変更することなく、井戸層２９の成長が開始される。なお、基板温度を変更する工程では、障壁層２５の成長における圧力Ｐ_Ｂから井戸層２９の成長における圧力Ｐ_Ｗに成長炉１１の圧力を変更できる。

活性層２１の成長の後に、図３（ｂ）に示されるように、第２導電型窒化ガリウム系半導体領域３３を成長する。本実施例は、活性層２１上に電子ブロック層３５を成長する。電子ブロック層３５は活性層２１上に接触している。電子ブロック層３５は、例えばＡｌＧａＮ、ＧａＮ等からなることができる。電子ブロック層３５の成長温度は、例えば摂氏９５０度以上摂氏１１００度以下であることができる。電子ブロック層３５の厚みは、例えば５ｎｍ以上５０ｎｍ以下であることができる。次いで、電子ブロック層３５上にｐ型コンタクト層３７を成長する。ｐ型コンタクト層３７は、例えばｐ型ＧａＮ、ｐ型ＩｎＧａＮ等からなることができる。

工程Ｓ１１０において、ｐ型コンタクト層３７上にアノード電極を形成すると共に、ＧａＮ基板１３の裏面１３ｂ上にカソード電極を形成する。

図５は、本実施の形態に係るIII族窒化物発光素子の構造を概略的に示す模式図である。III族窒化物発光素子４１は、５００ｎｍよりも長波長の光を発生するである。III族窒化物発光素子４１としては、例えば発光ダイオード、半導体レーザ等である。III族窒化物発光素子４１は、１×１０^＋７ｃｍ^−２以下の貫通転位密度の領域を有する窒化ガリウム支持基体４３と、窒化ガリウム支持基体４３上に設けられ活性層４５とを備える。活性層４５は、障壁層４７と、アルミニウム窒化物領域４９と、ＩｎＧａＮ井戸層５１とを含む。障壁層４７は、窒化ガリウム系半導体からなり、例えばアンドープＧａＮ、アンドープＩｎＧａＮ等からなることができる。アルミニウム窒化物領域４９は、障壁層４７の主面４７ａを部分的に覆う。図５に示されるように、アルミニウム窒化物領域４９の形状は、障壁層毎に異なっている。アルミニウム窒化物領域４９の平均膜厚が１モノレイヤよりも薄い。ＩｎＧａＮ井戸層５１は、障壁層４７の主面４７ａ及びアルミニウム窒化物領域４９を覆う。障壁層４７の主面４７ａは、第１のエリア４９ｂ及び第２のエリア４９ｃを含む。第１のエリア４９ｂは、アルミニウム窒化物領域４９に覆われておらず、第２のエリア４９ｃは、アルミニウム窒化物領域４９に覆われている。ＩｎＧａＮ井戸層５１は、第１のエリア４９ｂに設けられたエピタキシャル成長部５１ｂと、該エピタキシャル成長部５１ｂからアルミニウム窒化物領域４９の表面に沿って延びる延在部５１ｃとを含む。

このIII族窒化物発光素子４１によれば、障壁層４７の主面４７ａを部分的にアルミニウム窒化物領域４９で覆われており、また、高インジウム組成のＩｎＧａＮ井戸層５１がエピタキシャル成長部５１ｂ及び延在部５１ｃを含む。アルミニウム窒化物領域上の延在部５１ｃは障壁層４７に接していないので、障壁層４７とＩｎＧａＮとの格子不整に関係なく、エピタキシャル成長部５１ｂの結晶性を引き継ぐ。故に、ＩｎＧａＮ井戸層５１の全体にわたって、その結晶品質が良好になる。したがって、III族窒化物発光素子４１は、５００ｎｍよりも長波長の光を発生可能であると共に、貫通転位による発光強度の低下を避けることが可能になるが提供される。故に、ＩｎＧａＮ井戸層の全体にわたって、その結晶品質が良好になる。したがって、III族窒化物発光素子は、５００ｎｍよりも長波長の光を発生可能であると共に、貫通転位により発光強度の低下を避けることが可能である。

エピタキシャル成長部５１ｂは、アルミニウム窒化物領域４９の開口に現れる障壁層４７上に設けられるので、障壁層と同様に良好な結晶品質を有する。延在部５１ｃには、アルミニウム窒化物領域４７の平均膜厚が１モノレイヤよりも薄いので、エピタキシャル成長部５１ｂからのラテラル成長による延在部５１ｃは、エピタキシャル成長部５１ｂの結晶品質と同等の結晶品質を引き継ぐことができる。

既に説明したように、障壁層４７の主面４７ａを覆うアルミニウム窒化物領域４９の被覆率は０．１以上０．９以下であることが好ましい。小さすぎる被覆率は島状成長による結晶品質の低下が顕著になり、良質なエピタキシャル成長部５１ｂが得られない。大きすぎる被覆率は、アルミニウム窒化物領域上を十分に延在部５１ｃで覆えなくなる。また、より好ましくは、被覆率は０．３以上０．７以下である。また、アルミニウム窒化物領域４９の厚さはモノレイヤでるので、量子井戸構造における電気的性質に与える影響は小さい。

井戸層５１の厚さは２０ｎｍ以下０．５ｎｍ以上であることができる。ＩｎＧａＮ井戸層５１のインジウム組成Ｘが０．１８以上であれば、長波長の発光が提供される。ＩｎＧａＮ井戸層５１のインジウム組成Ｘが０．３０以下であることができる。大きすぎるインジウム組成は井戸層５１に大きな歪みを与える。また、III族窒化物発光素子４１は、５００ｎｍ以上５５０ｎｍ以下の波長範囲の光を発生可能である

III族窒化物発光素子４１では、ｎ型窒化ガリウム系半導体領域５３とｐ型窒化ガリウム系半導体領域５５との間に設けられている。

ｎ型窒化ガリウム系半導体領域５３は、ＧａＮ支持基体４３と活性層４５との間に設けられたｎ型ＩｎＧａＮ緩衝層５７を更に備えることができる。ＩｎＧａＮ緩衝層５７のＩｎ_ＹＧａ_１−ＹＮにおけるインジウム組成Ｙは、ＩｎＧａＮ井戸層５１のインジウム組成よりも小さい。これによれば、高インジウム組成のＩｎＧａＮの歪みを低減できる。また、ｎ型窒化ガリウム系半導体領域５３は、ＧａＮ支持基体４３とＩｎＧａＮ緩衝層５７との間に設けられたｎ型ＧａＮ層５９を更に備えることができる。

ｐ型窒化ガリウム系半導体領域５５は、ｐ型電子ブロック層６１及びｐ型コンタクト層６３を含むことができる。

窒化ガリウム支持基体４３の主面４３ａは極性面であることができる。これによれば、低転位密度の窒化ガリウム支持基体が提供される。また、窒化ガリウム支持基体４３の主面４３ａは半極性面であることができる。これによればピエゾ電界によるブルーシフトが小さい。また、いずれの場合も、低転位密度で大口径の窒化ガリウム支持基体を利用できる。

図６は、井戸層と障壁層との界面近傍の結晶格子を模式的に示す図面である。図６（ａ）を参照すると、ＡｌＮの部分被覆を利用した活性層が示されている。障壁層Ｂの表面をＡｌＮが部分的に覆っており、高インジウム組成の井戸層Ｗ_Ｐが、障壁層及びＡｌＮ領域を覆って成長されている。一方、図６（ｂ）を参照すると、ＡｌＮの部分被覆を利用されていない活性層が示されている。高インジウム組成の井戸層Ｗ_Ｃが、障壁層Ｂの全表面を直接に覆って成長されている。

図６（ｃ）は、図６（ａ）及び図６（ｂ）に示された量子井戸構造における応力分布を障壁層を基準にして示す図面である。図６（ｃ）には、図６（ａ）に示された構造の応力特性線Ｓ_Ｐと図６（ｂ）に示された構造の応力特性線Ｓ_Ｃとが示されている。井戸層Ｗのインジウム組成が多いので、格子不整が存在する。しかしながら、ＡｌＮ部分被覆の作用により、図６（ｃ）に示されるように、障壁層と井戸層の界面付近における応力の分布は変更される。ＡｌＮ部分被覆により障壁層と井戸層との接触面積が小さくされるので、応力の最大値が小さくなっており、臨界歪みを越えていない。

井戸層の表面を覆うＡｌＮを用いることによって、Ａｌを構成元素として含む井戸層を用いること必要がない。格子不整合を低減することを目的とし、例えば被覆率５０％（０．５モノレイヤー）となるように井戸層成長の直前にＡｌＮを成長する。井戸層の局所応力に最大値を低減可能であると共に、ＩｎＧａＮ成長の島状成長の合体に伴う貫通転位密度が低減される。

なお、該六方晶窒化ガリウムのｃ軸に直交する平面に対して１５度以上９０度以下の角度θで所定の方向に傾斜している。また、窒化ガリウム基板の主面は非極性面であることができる。この非極性面を用いて、貫通転位による発光強度低下を回避可能なIII族窒化物発光素子が作製される。

（実施例）
以下の通り有機金属気相成長法により、単一量子井戸（ＳＱＷ）構造を作製した。発光波長は約５１０ｎｍである。原料には、トリメチルガリウム（ＴＭＧａ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、アンモニア（ＮＨ_３）、シラン（ＳｉＨ_４）を用いた。基板には、以下の２インチのｎ型自立ＧａＮ基板を用いた：
［１１−２０］方向オフ角、［１−１００］方向オフ角、転位密度（ｃｍ^−２）
１６．３〜１６．８度、 ０．２０〜０．３５度、 ５×１０^＋５〜７×１０^＋６
以下に手順により成長を行った。まず、炉内圧力を１０１ｋＰａに制御しながら炉内にＮＨ_３とＨ_２を供給して、摂氏１０５０度の基板温度で１０分間のクリーニングを行った。その後、ＴＭＧ、ＮＨ_３、ＳｉＨ_４を成長炉に供給しながら、厚さ２０００ｎｍのｎ型ＧａＮバッファ層を成長した。次いで、ＮＨ_３以外の原料の供給を停止すると共に摂氏７５０度まで降温した後に、厚さ５０ｎｍのＩｎ_０．０４Ｇａ_０．９６Ｎ緩衝層を成長した。

基板温度を摂氏８８０度まで昇温した後に、圧力１０１ｋＰａ、厚さ１５ｎｍのＧａＮ障壁層を成長した。

次に、ＮＨ_３以外の原料の供給を停止し、成長温度を摂氏７００度まで下げると共に、炉内圧力を２０ｋＰａまで減圧にした後に、トリメチルアルミニウムを成長炉に供給を供給して、０．０５μｍ／ｈの成長速度でＡｌＮ初期層を１０秒間成長した。ＡｌＮ初期層の厚さは、０．５モノレイヤであった。

引き続き、ＴＭＧａとＴＭＩｎを成長炉に供給して、厚さ３ｎｍのＩｎ_０．１８Ｇａ_０．８２Ｎ井戸層を成長した。

その後、基板温度を再び摂氏８８０度まで昇温した後に、厚さ１０ｎｍのＧａＮ障壁層を成長した。この後に、炉内圧力を１０１ｋＰａに戻した。

基板温度を降温して成長炉からエピタキシャルウエハを取り出した。こうして、図７（ａ）に示されるＳＱＷ構造を作製した。比較のため、ＡｌＮ初期層ＭＬの無いエピタキシャルウエハも作製した。エピタキシャルウエハ表面を走査型電子顕微鏡にて、２万倍の倍率で観察した。ＡｌＮ初期層ＭＬの無いエピタキシャルウエハ表面では、図７（ｂ）に示されるように、表面に貫通転位に起因のＶピット（Ｖ状欠陥）が高密度で観察された。Ｖピット密度ＶＰＤは、例えば８×１０^＋８ｃｍ^−２程度であった。一方、ＡｌＮ初期層ＭＬが有るエピタキシャルウエハ表面には、図７（ｃ）に示されるように、Ｖピットはほとんど存在せず、元々のＧａＮ基板の貫通転位密度と同等であった。Ｖピット密度ＶＰＤは、例えば１×１０^＋６ｃｍ^−２未満であった。これらの結果は、井戸層で転位が発生したことが示された。

室温フォトルミネッセンス（ＰＬ）法を用いて活性層の光学特性を評価した。波長３２５ｎｍのＨｅ−Ｃｄレーザを用い、スポット径２００μｍ、レーザパワー１ｍＷを用いた。図７（ｄ）に示されるように、ＰＬスペクトルのピーク波長はそれぞれ約５１０ｎｍであった。ＡｌＮ初期層の有るエピタキシャルウエハは、ＡｌＮ初期層の無いエピタキシャルウエハと比較して、約２倍のＰＬ強度が得られた。半値全幅は、ＡｌＮ層有するエピタキシャルウエハでは５０ｎｍであり、Ａｌ層無しのエピタキシャルウエハで６３ｎｍであった。ＡｌＮ層無いエピタキシャルウエハの半値全幅が大きくなった原因として、転位の生成による歪み不均一化の影響があると考えられる。

（実施例２）
発光ダイオード（ＬＥＤ）を以下の通り有機金属気相成長法によりを作製した。基板には、以下の２インチの自立ＧａＮ基板を用いた：
［１１−２０］方向オフ角、［１−１００］方向オフ角、転位密度（ｃｍ^−２）
１６．２〜１６．５度、 ０．１５〜０．３２度、 ５×１０^＋５〜６×１０^＋６

以下の手順で成長した。まず、成長炉内の圧力を１０１ｋＰａに調整しながら成長炉内にＮＨ_３とＨ_２を供給しながら、摂氏１０５０度の基板温度で１０分間クリーニングを行った。その後、ＴＭＧ、ＮＨ_３、ＳｉＨ_４を導入して、厚さ２０００ｎｍのｎ型ＧａＮバッファ層を成長した。ＮＨ_３以外の原料の供給を停止し、摂氏７５０度まで降温した後に、厚さ５０ｎｍのＩｎ_０．０４Ｇａ_０．９６Ｎ緩衝層を成長した。

次いで、基板温度を摂氏８８０度まで昇温した後に、厚さ１５ｎｍのＧａＮ障壁層を成長した。

次に、ＮＨ_３以外の原料の供給を停止し、成長温度を摂氏７００度まで下げ、成長炉内圧力を２０ｋＰａまで減圧にした。この後に、トリメチルアルミニウムを成長炉に供給を供給して、ＡｌＮ初期層を０．５モノレイヤの膜厚を成長した。成長速度は、０．０５μｍ／ｈであった。

その後すぐに、ＴＭＧａとＴＭＩｎを導入して、厚さ３ｎｍのＩｎ_０．１８Ｇａ_０．８２Ｎ井戸層を成長した。

その後、基板温度を再び摂氏８８０度まで昇温し、厚さ１５ｎｍのＧａＮ障壁層を成長した。ＡｌＮ初期層、井戸層及び障壁層の成長を３回繰り返し、三重量子井戸構造を作製した。

その後、成長炉内圧力を１０１ｋＰａに戻すと共に、摂氏１０００度に基板温度を昇温した後に、厚さ２０ｎｍのＭｇドープＡｌ_０．０８Ｇａ_０．９２Ｎ層を成長した。引き続き、厚さ５０ｎｍのｐ型ＧａＮを成長した。降温した後に、ＬＥＤ構造のエピタキシャルウエハを成長炉から取り出した。比較のため、ＡｌＮ初期層の無いエピタキシャルウエハも同様に作製した。

引き続き、以下の順にデバイスプロセスを行った。エピタキシャルウエハ上に半透明ｐ電極を形成した。この後に、素子分離のためのメサをエピタキシャルウエハに形成した。ＧａＮ基板の裏面にｎ電極を形成した。電極アニール及びｐパッド電極の形成を行って基板生産物を作製した。電極材の堆積には、例えば蒸着法を用い、メサのパターン形成にはフォトリソグラフィー法を用い、メサの形成には反応性イオンエッチング法を用いた。

半導体チップのサイズは４００μｍ×４００μｍであるように、発光ダイオードが基板生産物に配列されている。基板生産物を分離して複数の半導体チップを形成した。基板生産物上のいくつかの発光ダイオードに通電を行って、エレクトロルミネッセンス強度を測定した。発光波長は約５１０ｎｍであった。印加電流２０ｍＡでの光出力値は以下の通りであった。
ＡｌＮ層有り ０．９ｍＷ
ＡｌＮ層無し ０．４ｍＷ。
このことから、ＡｌＮ層有りのもので、出力が向上することがわかった。

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

図１は、本実施の形態に係るIII族窒化物発光素子を製造する方法及びエピタキシャルウエハを製造する方法の主要な工程を示す図面である。 図２は、III族窒化物発光素子を製造する方法及びエピタキシャルウエハを製造する方法の主要な工程を示す図面である。 図３は、III族窒化物発光素子を製造する方法及びエピタキシャルウエハを製造する方法の主要な工程を示す図面である。 図４（ａ）〜図４（ｄ）は、本実施の形態に係る方法により活性層を形成するときにおける井戸層の成長を模式的に示す図面である。図４（ｅ）〜図４（ｇ）は、障壁層上のアルミニウム窒化物領域を用いることなく活性層を形成するときにおける井戸層の成長を模式的に示す図面である。 図５は、本実施の形態に係るIII族窒化物発光素子の構造を概略的に示す模式図である。 図６は、井戸層と障壁層との界面近傍を模式的に示す図面である。 図７は、発光ダイオード構造のエピタキシャルウエハに関する実施例を示す図面である。

符号の説明

１３…窒化ガリウム半導体基板（ＧａＮ基板）、１３ａ…ＧａＮ基板主面、１３ｂ…ＧａＮ基板裏面、１３ｃ…エッジ、１５…第１導電型窒化ガリウム系半導体領域、１７…ｎ型ＧａＮ層、１９…ＩｎＧａＮ緩衝層、２１…活性層、２５…障壁層、２７…アルミニウム窒化物領域、２９…Ｉｎ_ＸＧａ_１−ＸＮ（０＜Ｘ＜１）井戸層、３３…第２導電型窒化ガリウム系半導体領域、３５…電子ブロック層、
３７…ｐ型コンタクト層

Claims (18)

1. ５００ｎｍよりも長波長の光を発生するIII族窒化物発光素子を作製する方法であって、
   窒化ガリウム半導体基板の主面上に、窒化ガリウム系半導体からなり活性層のための障壁層を成長する工程と、
   前記障壁層の主面を部分的に覆うアルミニウム窒化物領域を形成する工程と、
   前記障壁層の主面及び前記アルミニウム窒化物領域を覆うようにＩｎＧａＮ井戸層を成長する工程と
   を備え、
   前記窒化ガリウム半導体基板は、１×１０^＋７ｃｍ^−２以下の貫通転位密度の領域を有しており、
   前記障壁層の主面を覆う前記アルミニウム窒化物領域の被覆率は、０．１以上であり、０．９以下であり、
   前記アルミニウム窒化物領域の平均膜厚が１モノレイヤよりも薄い、ことを特徴とする方法。
2. 前記井戸層及び障壁層の成長は有機金属気相成長法で行われる、ことを特徴とする請求項１に記載された方法。
3. 前記アルミニウム窒化物領域を形成する工程では、インジウム原料及びガリウム原料を成長炉に供給すること無くアルミニウム原料及び窒素原料を成長炉に供給して、前記アルミニウム窒化物領域が成長される、ことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載された方法。
4. 前記障壁層を成長した後に、前記アルミニウム窒化物領域を成長するに先立って、前記障壁層の成長における第１の成長温度から前記井戸層の成長における第２の成長温度に基板温度を変更する工程を更に備え、
   前記アルミニウム窒化物領域の成長は、前記基板温度を変更した後に行われ、
   前記第２の成長温度は前記第１の成長温度よりも低い、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方法。
5. 前記基板温度を変更する前記工程では、前記障壁層の成長における第１の圧力から前記井戸層の成長における第２の圧力に成長炉の圧力が変更される、ことを特徴とする請求項４に記載された方法。
6. 前記障壁層を成長した後に、前記アルミニウム窒化物領域を成長するに先立って、前記障壁層の成長における第１の圧力から前記井戸層の成長における第２の圧力に成長炉の圧力を変更する工程を更に備え、
   前記第２の圧力は前記第１の圧力よりも低い、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方法。
7. 前記井戸層の厚さは２０ｎｍ以下である、ことを特徴とする請求項１〜請求項６のいずれか一項に記載された方法。
8. 前記ＩｎＧａＮ井戸層のＩｎ_ＸＧａ_１−ＸＮにおけるインジウム組成Ｘは、０．１８以上である、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方法。
9. 前記窒化ガリウム半導体基板の前記主面は半極性面であり、
   前記窒化ガリウム半導体基板の前記主面は、前記窒化ガリウム半導体基板の六方晶窒化ガリウムのｃ面から９０度未満の角度で傾斜している、ことを特徴とする請求項１〜請求項８のいずれか一項に記載された方法。
10. 前記窒化ガリウム半導体基板の前記主面は非極性面である、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方法。
11. 前記窒化ガリウム半導体基板の前記主面は極性面である、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方法。
12. ５００ｎｍよりも長波長の光を発生するIII族窒化物発光素子であって、
    １×１０^＋７ｃｍ^−２以下の貫通転位密度の領域を有する窒化ガリウム支持基体と、
    前記窒化ガリウム支持基体上に設けられ活性層と
    を備え、
    前記活性層は、窒化ガリウム系半導体からなる障壁層と、前記障壁層の主面を部分的に覆うアルミニウム窒化物領域と、前記障壁層の主面及び前記アルミニウム窒化物領域を覆うＩｎＧａＮ井戸層とを含み、
    前記アルミニウム窒化物領域の平均膜厚が１モノレイヤよりも薄く、
    前記障壁層の前記主面は、前記アルミニウム窒化物領域に覆われていない第１のエリアと前記アルミニウム窒化物領域に覆われた第２のエリアとを含み、
    前記ＩｎＧａＮ井戸層は、前記第１のエリアに設けられたエピタキシャル成長部と、該エピタキシャル成長部から前記アルミニウム窒化物領域の表面に沿って設けられた延在部とを含み、
    前記障壁層の主面を覆う前記アルミニウム窒化物領域の被覆率は、０．１以上であり、０．９以下である、ことを特徴とするIII族窒化物発光素子。
13. 前記井戸層の厚さは２０ｎｍ以下である、ことを特徴とする請求項１２に記載されたIII族窒化物発光素子。
14. 前記ＩｎＧａＮ井戸層のＩｎ_ＸＧａ_１−ＸＮにおけるインジウム組成Ｘは０．１８以上である、ことを特徴とする請求項１２又は請求項１３に記載されたIII族窒化物発光素子。
15. 前記インジウム組成Ｘは０．３０以下である、ことを特徴とする請求項１４に記載されたIII族窒化物発光素子。
16. 前記窒化ガリウム支持基体と前記活性層との間に設けられたＩｎＧａＮ緩衝層を更に備え、
    前記ＩｎＧａＮ緩衝層のＩｎ_ＹＧａ_１−ＹＮにおけるインジウム組成Ｙは、前記ＩｎＧａＮ井戸層のインジウム組成よりも小さい、ことを特徴とする請求項１２〜請求項１５のいずれか一項に記載されたIII族窒化物発光素子。
17. 前記窒化ガリウム支持基体の前記主面は、前記窒化ガリウム支持基体の六方晶窒化ガリウムのｃ面から９０度以下の角度で傾斜している、ことを特徴とする請求項１２〜請求項１６のいずれか一項に記載されたIII族窒化物発光素子。
18. 前記窒化ガリウム支持基体の前記主面は極性面である、ことを特徴とする請求項１２〜請求項１６のいずれか一項に記載されたIII族窒化物発光素子。