CN1223009A - 氮化物半导体的生长方法、氮化物半导体衬底及器件 - Google Patents

氮化物半导体的生长方法、氮化物半导体衬底及器件 Download PDF

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Abstract

公开了一种晶体缺陷非常之少,可以作为衬底使用的氮化物半导体晶体的生长方法。本方法包括下述工程:在由具有主面、且含有由与氮化物半导体不同的材料形成的异种衬底的支持体之上,形成具备使该支持体的表面选择性地露出来的多个第1窗口的第一选择生长掩模的工序,和用气态3族元素源及气态氮元素源,从窗口露了出来的支持体的表面开始生长氯化物半导体直到相邻的窗口生成的氯化物半导体晶体在选择生长掩模的上表面合为一体为止的工序。

Description

氮化物半导体的生长方法、 氮化物半导体衬底及器件
本发明涉及氮化物半导体的生长方法、氮化物半导体衬底和半导体器件，特别是涉及采用由与氮化物半导体不同的半导体材料形成的衬底生长具有良好的结晶品质的氮化物半导体的方法、氮化物半导体衬底和氮化物半导体器件。
人们知道，一般说，在衬底上生长半导体的时候，当采用与待生长的半导体晶格匹配的衬底时，可以生长晶体缺陷少，具有良好的结晶性的半导体。但是，由于现在还不存在与氮化物半导体晶格匹配，结晶性优良，且可以在其上稳定地生长氮化物半导体晶体的衬底，所以不得不在蓝宝石、尖晶石、炭化硅之类的与氮化物半导体晶格不匹配的衬底上边生长氮化物半导体。
另一方面，虽然各种各样的研究机关都在进行制作与氮化物半导体晶格匹配的GaN大块晶体的尝试，但是还没有人报告说已经得到整体大小数毫米左右的晶体。就是说，到现在为止，还没有得到实际上可以从大块晶体上切下多个晶圆片，并把该晶圆片用做氮化物半导体层的生长用的衬底的实用性的GaN大块晶体。
于是，作为制作GaN衬底的技术，在例如特开平7-202265号公报或特开平7-165498号公报中描述了一种在蓝宝石衬底上形成ZnO缓冲层，再在该ZnO缓冲层之上生长了氮化物半导体之后，溶解除去ZnO缓冲层的技术。但是，在蓝宝石衬底之上生长的ZnO缓冲层的结晶性不好，即便是在其上生长氮化物半导体，也难于得到优质的氮化物半导体晶体。另外，在薄膜ZnO缓冲层之上连续生长可以用做衬底的足够厚的氮化物半导体也是困难的。
制作在发光二极管(LED)器件，激光二极管(LD)器件，光敏器件等种电子器件中可以使用的氮化物半导体电子器件时，如果可以制作由结晶缺陷少的氮化物半导体构成的衬底，则可以在其上以少的晶格缺陷生长构成器件结构的新的氮化物半导体，所以可以飞跃地提高所得器件的性能，可以实现以往所未曾实现过的高性能的器件。
因此，本发明的一个目的是提供结晶性优良的氮化物半导体晶体的生长方法。
具体地，是提供一种可以提供氮化物半导体村底的氮化物半导体晶体的生长方法，以及氮化物半导体衬底和设置在这样的氮化物半导体衬底上的氮化物半导体器件。
本发明的第1方面，可以提供含有下述工序的氮化物半导体的生长方法，这些工序是：(a)在具有主表面，且由用与氮化物半导体不同的材料形成的异种衬底和用设于该异种衬底的主面上的氮化物半导体形成的基底层构成的支持体之上，形成具备使该支持体的基底层的表面选择性地露出来的多个第1窗口的第1选择生长掩模的工序，及(b)用气态的3族元素源和气态的氮元素源，从由该窗口中露出来的该基底层的表面开始生长氮化物半导体，直到相邻的窗口中生长的氮化物半导体选择生长掩模的上表面上合为一体为止的生长工序。在这种情况下，被第1选择生长掩模覆盖起来的该基底层的部分的合计表面积最好比从该第1窗口中露出来的该基底层的部分的合计表面积大。
本发明的第2方面，可以提供含有下述工序的氮化物半导体的生长方法，这些工序是：(a)在具有主面，且包含用与氮化物半导体不同的材料形成的异种衬底的支持体之上，形成具备使该支持体的表面部分地露出来的多个第1窗口的第1选择生长掩模的工序，使得被第1选择生长掩模所覆盖的该支持体的部分的合计表面积比从该第1窗口中露出来的该支持体的部分的合计表面积大，(b)用气态的3族元素源和气态的氮元素源，从由该窗口露出来的该支持体的表面开始生长第1氮化半导体，直到相邻的窗口中生长的氮化物半导体在选择生长掩模的上表面上合为一体为止的生长工序。
在本发明的第1和第2方面中，第1选择生长掩模理想的是用相互分离开来，在中间构成第1窗口的平行地延伸的多个单独条带构成。此外，在第1和第2方面中，每一单独的条带的宽度与各自相应的第1窗口的宽度之比最好大于1小于20。在第1和第2方面中，异种衬底是其主面为(0001)面的蓝宝石衬底，各个单个的条带沿垂直于蓝宝石的(11 20)面的方向延伸，异种衬底是其主面为(11 20)面的蓝宝石衬底，各个单个的条带沿垂直于蓝宝石的(1 102)面的方向延伸，或者，异种衬底是其主面为(111)面的尖晶石衬底，各个单个的条带沿垂直于尖晶石的(110)面的方向延伸，是特别理想的。
还有，在第1和第2方面中，在工序(b)中，可以用有机金属气相外延生长第1氮化物半导体晶体，再在该生长后的第1氮化物半导体晶体之上用卤化物气相生长法生长第2氮化物半导体晶体。或者，第1和第2方面，还可以含有在工序(b)中生长的第1氮化物半导体晶体之上，形成具备使第1氮化物半导体的表面选择性地露出来的多个第2窗口的第2选择生长掩模的工序(c)，和用气态的3族元素源和气态的氮元素源，从由第2窗口中露出来的第1氮化物半导体的表面开始生长第2氮化物半导体，直到相邻的窗口中生长的第2氮化物半导体在选择生长掩模的上表面上合为一体为止的生长工序(d)。在这种情况下，理想的是第2选择生长掩模与上述第1选择生长掩模选取同样的构成。
此外，本发明的第3方面，可以提供含有下述工序的氮化物半导体的生长方法，这些工序是：(a)在具有主面，且含有用与氮化物半导体不同的材料形成的异种衬底的支持体之上，形成氮化物半导体层的工序，(b)在该氮化物半导体层上形成具有与支持体表面实质上平行的底面的多个凹部的工序，(c)在该氮化物半导体层的顶面上选择性地形成第1生长控制掩模，并使该氮化物半导体层从该凹部的侧面选择性地露出来的工序，和(d)用气态的3族元素源和气态的氮元素源，使氮化物半导体从该氮化物半导体层的露出面生长的工序。在这种情况下，第1生长控制掩模最好选取与第1和第2方面中的第1选择生长掩模同样的构成。
第3方面的工序(c)特别理想的是还含有在凹部的底面形成第2生长控制掩模，并用以使该氮化物半导体层从该凹部的侧面选择性地露出来的步骤。在这种情况下，第1生长控制掩模理想的是用相互分离开来，其间构成第1窗口的平行地延伸的多个单独的条带构成。此外，在这种情况下，异种衬底是其主面为(0001)面的蓝宝石衬底，各个单个的条带向沿垂直于蓝宝石的(11 20)面的方向延伸，异种衬底是其主面为(11 20)面的蓝宝石衬底，各个单个的条带沿垂直于蓝宝石的(1 102)面的方向延伸，或者，异种村底是其主面为(111)面的尖晶石衬底，各个单个的条带沿垂直于尖晶石的(110)面的方向延伸，是特别理想的。
在采用本发明生长氮化物半导体晶体时，气态的氮元素源和气态的3族元素源的摩尔比最好按2000以下供给。
此外，若采用本发明，则可以提供由氮化物半导体晶体构成，具有第1主面和第2主面，离第1主面近的区域晶体缺陷相对少，离第2主面近的区域晶体缺陷相对多的氮化物半导体衬底，此外，还可以提供特征为由氮化物半导体晶体构成，具有第1主面和第2主面，第1主面的表面区域的晶体缺陷低于1×105/cm2的氮化物半导体衬底。
再有，若采用本发明，还可以提供包括由本发明的氮化物半导体衬底支持的氮化物半导体器件结构的氮化物半导体器件。
本发明的进一步的展开，如以下的说明和权利要求的范围所述。
在本发明中，氮化物半导体可以用公式InaAlyGa1-a-bN(其中，0≤a,0≤b,a+b≤1)表示。
附图的简单说明
图1A到图1C是按工序的先后说明本发明的第1方面或第2方面的氮化物半导体的生长方法的原理的示意剖面图。
图2是具有在根据本发明生长氮化物半导体层时可以使用的斜的主面的衬底的示意剖面图。
图3是表示氮化物半导体的晶体结构的单胞图。
图4是设有条带状的选择生长掩模的支持体平面图。
图5A和图5B是按工序的先后说明本发明的另一方案的氮化物半导体的生长方法的示意剖面图。
图6到图6C是按工序的先后说明本发明的再一方案的氮化物半导体的生长方法的示意剖面图。
图7A到图7D是按工序的先后说明本发明的第3方面的氮化物半导体的生长方法的的理想的方案的原理的示意剖面图。
图8A是示意性地示出的由本发明的氮化物半导体衬底支持的氮化物半导体发光二极管器件的剖面图。
图8B是图8A所示的发光二极管器件的平面图。
图9是示意性地示出的由本发明的氮化物半导体衬底支持的另一氮化物半导体发光二极管器件的剖面图。
图10是示意性地示出的由本发明的氮化物半导体衬底支持的氮化物半导体激光二极管器件的剖面图。
图11是示意性地示出的由本发明的氮化物半导体衬底支持的另一氮化物半导体激光二极管器件的剖面图。
图12是示意性地示出的由本发明的氮化物半导体衬底支持的再一氮化物半导体激光二极管器件的剖面图。
实施发明的最佳方案
以下，参照附图进行说明。在全部的附图中，同一个或类似的部分用同一个标号表示。
图1A到图1C是按工序的先后说明本发明的第1方面的氮化物半导体的生长方法的原理的示意剖面图。
如图1A所示，首先，准备由用与氮化物半导体不同的材料形成的衬底(以下有时叫做’异种衬底’)11和设于其上的氮化物半导体形成的基底层12构成的支持体10。
在本说明书和权利要求的范围内，所谓基底层指的是在异种衬底11上，由不用本发明的生长方法，用通常的氮化物半导体的生长方法生长的氮化物半导体构成的层。该基底层12既可以是单层结构也可以是多层结构。在图1A中，基底层12示为单层缓冲层。这样的缓冲层，可以缓和在异种衬底11与基底层12上生长的氮化物半导体晶体之间的晶格不匹配，使得在其上可以生长具有更好的结晶性的氮化物半导体晶体，一般在不到900℃的低温，通常是500℃～800℃的低温下生长约数十埃～数百埃的厚度。这样的低温缓冲层用未掺杂的GaN形成是特别理想的。在本发明中，采用把基底层作成为多层结构的办法，可以把在其上形成晶体缺陷更少的氮化物半导体晶体。例如在本发明中，多层结构的基底层可以由设于异种衬底11上的，如上所说低温缓冲层和在其上形成的另外的氮化物半导体层构成。该另外的氮化物半导体层用A1xGa1-xN(0≤x≤0.5)形成是特别理想的。该另外的氮化物半导体层厚度比低温缓冲层还厚，理想的是形成为10微米以下的厚度。基底层12，用气态的3族元素源和气态的氮元素源，用有机金属气相外延生长法(MOVPE)、分子束外延生长法(MBE)、卤化物气相外延生长法(HVPE)等，即便是对生长氮化物半导体不合适的已知方法也可以生长。
再次参照图1A，在已形成于异种衬底11上的基底层12之上，形成具有使基底层12部分地(选择性地)露出来的多个窗口14a～14d的选择生长掩模13。在图1A中，作为理想的方案，选择生长掩模13被表示为由分别具有大体上为矩形剖面的单个条带13a～13e构成的掩模。在图1A中，条带13之间的空间相当于窗口14a～14d。以下常常把窗口14a～14d统称为窗口14。
其次，如图1B所示，根据本发明，用气态的3族元素源和氮元素源从已经从选择生长掩模13的窗口14a～14d中露了出来的基底层12的表面部分开始生长氮化物半导体15。这样一来，当在表面被选择生长掩模13覆盖了起来的(或表面选择性地露出来的)基底层12之上生长氮化物半导体时，在初期，在选择生长掩模13的整个表面上并不生长氮化物半导体，而是首先在已从窗口14中露了出来的基底层12上选择性地生长氮化物半导体。当氮化物半导体进一步生长变成为超过掩模13的上端面时，各个氮化物半导体晶体15，各超过了一个窗口14，各在一个选择生长掩模13之上沿左右横向生长。在横向上生长的氮化物半导体15部分，与在基底层12沿纵向生长的氮化物半导体不同，基底层12的晶体缺陷已被选择生长掩模13覆盖，故基底层12的晶体缺陷难于转移。此外，基底层12的晶体缺陷在选择生长掩模13的上部虽然在氮化物半导体晶体15的生长的同时沿横向伸展，但是却有一种中途停止的倾向。另外，从窗口14进行转位的晶体缺陷有的也出现在生长着的氮化物半导体层表面上，但是，存在着易于在中途停止的倾向。
当象这样地继续进行氮化物半导体晶体15的氮化物半导体的生长时，在选择生长掩模13之上沿横向生长，也沿纵向生长的相邻的氮化物半导体晶体15彼此相连，接着，如图1C所示，所有的晶体15最终合为一体变成为一体化的氮化物半导体晶体16。存在于各个条带掩模13a～13e的上表面大体上中央的剖面三角形的且在条带13a～13e的长度方向上延伸的狭窄而小的空洞17a～17e，是在相邻的氮化物半导体晶体15在选择生长掩模13之上沿横向生长，之后也在纵向上延伸生长合为一体的证据。(在图1A和图1C中，基底层12，氮化物半导体晶体15和合为一体后的氮化物半导体晶体16中的波纹线和弯曲线，表示晶体缺陷(贯通错位)。在图5A和图6A到图6C中意义相同)。
说得更为详细点，因异种衬底11和氮化物半导体之间的晶格不匹配，在异种衬底11之上生长的基底层12或初期生长的氮化物半导体晶体15部分上，发生了比较多的晶体缺陷，该晶体缺陷在氮化物半导体15的生长期间，可以传到生长点端面处。另一方面，在选择生长掩模13之上形成的氮化物半导体晶体16的部分并不是从异种衬底11或基底层12中生长，而是被作成为使氮化物半导体层晶体15沿横向生长，最终使相邻的氮化物半导体晶体15彼此合为一体。因此，在选择生长掩模13上形成的氮化物半导体晶体16的部分的晶体缺陷的个数，与从异种衬底11直接生长的晶体或者从基底层12在窗口14a～14f内初期生长的氮化物半导体晶体部分比，变成为非常之少。采用把该合为一体后的氮化物半导体晶体16用做生长构成为器件结构的种种的氮化物半导体层的衬底的办法，就可以实现比现有器件结晶性更好，因而具有优良的性能的氮化物半导体器件。
其次，同样参照图1A～图1C，说明本发明的第2方面的氮化物半导体的生长方法的原理。在该第2方面的氮化物半导体的生长方法中，规定要这样形成选择生长掩模13，使得被选择生长掩模13覆盖起来的支持体10的部分的表面积的合计比从窗口14a～14f露出来的支持体10的部分的表面积的合计还大。采用象这样地使被选择生长掩模13覆盖起来的支持体10的部分的合计表面积比从窗口14露出来的支持体10的部分的合计表面积还大的办法，就可以得到晶体缺陷更少的氮化物半导体晶体16。在第2方面中，除去用具有象这样的被覆盖起来的合计表面积与已露出来的合计表面积之间的关系的选择生长掩模13之外，采用与第1方面相同的手法，也可以生长合为一体后的半导体晶体16(参照对参照图1A～图1C的第1方面进行的上述说明)。
在本第2方面中，出于对第1方面所述的理由，存在有基底层12是理想的，但是也可以省略。就是说，在本说明书和权利要求的范围内，所谓支持体可以仅由异种衬底11构成，也可以由异种衬底11和在其上形成的基底层12构成。
当然，即便是在第1方面中，也可以形成选择生长掩模13，如在第2方面中那样，使得被选择生长掩模13覆盖起来的支持体10的表面积的合计比从窗口14a～14f露出来的支持体10的表面积的合计还大是理想的。
下面，对根据本发明的氮化物半导体的生长方法中的理想条件进行说明。
<异种衬底>
异种衬底11，如上所述，凡是用与氮化物半导体不同的材料形成的，就没什么特别的限制。例如，可以用具有以C面((0001)面)，R面((1 102)面)或者A面((11 20)面)为主面的蓝宝石、尖晶石(MgAl2O4)之类的绝缘衬底和SiC(含有6H、4H、3C)衬底、ZnS衬底、GaAs衬底和硅衬底之类的，与氮化物半导体不同的材料形成的衬底。另外，虽然在氮化物半导体的生长期间存在着分解的倾向，但是，也不会不能使用与氮化物半导体可以进行晶格匹配的氧化物衬底(例如，ZnO衬底、LaxSr1-xAlyTa1-yO3衬底)。异种衬底可以具有直径1为英寸或者1英寸见方或大于1英寸见方的主面尺寸，最好具有直径1为英寸或1英寸见方至直径为3英寸或3英寸见方的主面尺寸。用本发明生长的氮化物半导体晶体也可以具有与该异种衬底的表面尺寸大体上同等的表面尺寸。
作为异种衬底11也可以用从水平面变斜的主面，特别理想的是用具有阶梯状倾斜的主面的衬底。例如，若参照扩大示出的具有阶梯状变斜的主面的蓝宝石衬底11的剖面的图2进行更为具体的说明时，该衬底11具有大体上水平的平台部分A和台阶部分B。各个平台部分A的表面凹凸可以调整为平均约0.5埃，最大约2埃左右，大体上形成为很有规矩。各个阶梯的台阶B小于30埃，更为理想的是小于25埃，最理想的是小于20埃。各个台阶B的下限理想的是大于2埃。具有这样的倾斜角θ的阶梯部分理想的是在异种衬底11的全部范围内连续地形成，但是也可以部分地形成。所谓倾斜角θ，对于阶梯状地倾斜的主面来说，指的是如图2所示连接多个台阶的底部的直线和最上层的台阶的平台平面之间的夹角。特别是在作为异种衬底11使用具有把C面作为主面的蓝宝石衬底的情况下，在距C面的斜角θ为1度以内，理想的是在0.8度以下，更为理想的是在0.6度以下。采用使用具有象这样地倾斜的主面的异种衬底的办法，就可以使根据本发明生长的氮化物半导体与该异种衬底之间的原子间距接近，因而可以得到晶体缺陷少的氮化物半导体衬底。
<选择生长掩模>
选择生长掩模13使氮化物实质上不可能在其表面上生长。这样的选择生长掩模13用具有在其表面上不生长或者难于生长氮化物半导体的性质的材料形成。这样的材料中，例如，含有氧化硅(SiOx)，氮化硅(SiNy)，氧化钛(TiOx)，氧化锆(ZrOx)之类的氧化物或氮化物，或含它们的多层膜，此外，还可以使用其熔点高于1200℃的金属(例如，W,Ir,Pt)。这些选择生长掩模材料还可以承受根据本发明生长时的氮化物半导体的生长温度，约600℃～1200℃，具有在其表面上不生长或难于生长氮化物半导体的性质。要在支持体10的表面上形成选择生长掩模材料，例如可以利用蒸发，溅射，CVD等的气相制膜技术。此外，要想用这些材料形成具有窗口14的选择生长掩模13，可以采用光刻技术制作具有规定形状的光掩模，并通过该光掩模使上述材料气相成膜的办法，形成具有规定形状的选择生长掩模13。选择生长掩模13的形状没什么特别的限制，例如可以以点，条带，栅格的形状形成，但是如后所述，作为多个单个的条带在特定的面方位上形成每个条带是理想的。
如上所述，选择生长掩模13理想的是如图1A所示由多个单个的条带(13a～13e)构成。在这种情况下，各个条带掩模理想的是具有0.5～100微米，更为理想的是1～50微米，进一步理想的是2～30微米，再进一步理想的是5～20微米，特别理想的是5～15微米的宽度(Ws)，而对各个条带掩模的间隔(相当于各个窗口14的宽度(Ww)的宽度之比(Ws/Ww)，理想的是1到20，更为理想的是1～10。如上所述，条带掩模的宽度比窗口的宽度还大是特别理想的。在此情况下，Ws/Ww比在1以上20以下更为理想，在1以上10以下特别理想。采用把条带掩模的间隔(Ww)作成为8微米以下，理想的是5微米以下，更为理想的是3微米以下的办法，可以生长出晶体缺陷更少的氮化物半导体晶体。条带掩模的间隔(Ww)大于0.1微米是理想的。理想的是，每一条条带掩模具有实质上相同的宽度，实质上相同的厚度，并以实质上相同的间隔相互平行地形成在支持体10的整个表面上。
选择生长掩模13的厚度，理想的是0.01～5微米，更为理想的是0.1～3微米，特别理想的是0.1～2微米。
选择生长掩模13从被它覆盖的部分不生长氮化物半导体，从由其窗口中露出来的部分选择性地生长氮化物半导体，所以，在本说明书和权利要求的范围中叫做‘选择生长’掩模。
<异种衬底和选择生长掩模的理想的关系>
图3是表示氮化物半导体的晶体结构的单胞图。氮化物半导体正确地说是菱面体结构，但是可以用这样的六方晶系近似。按本发明的方法，作为异种衬底11理想的是采用把C面作为主面的蓝宝石衬底，选择生长掩模13由各自沿垂直于蓝宝石A面的方向相互平行地延伸的(换句话说，在沿平行于氮化物半导体的M面((1 100)面)的方向(氮化物半导体的<1100>方向)相互平行地延伸的)多个单个的条带构成。就是说，在主面一侧的蓝宝石衬底的平面图的图4中，蓝宝石衬底11以蓝宝石C面为主面，以定向平面(ORF)面为A面。如图4所示，用分别沿垂直于蓝宝石A面的方向，相互平行地延伸的多个单个的条带构成选择生长掩模13是理想的。另外，应当指出，在图4中，为了便于理解，虽然只示出了5个单个的条带，但是实质上形成有更多的单个条带。
在蓝宝石C面上选择生长氮化物半导体的情况下，氮化物半导体有在面内易于在平行于A面的方向生长，在垂直于A面的方向难于生长的倾向。因此，若设置沿垂直于A面的方向延伸的条带掩模，则相邻的条带之间的氮化物半导体易于在各个条带掩模上边互连起来生长，变成为易于生长图1C所示的那样的晶体16。在这种情况下，在掩模13上边构成沿横向生长的氮化物半导体晶体15的生长点端面，就是说小平面F(参看图1B)分别构成氮化物半导体的A面。
同样，关于使用把A面用做主面的蓝宝石衬底的情况，当例如假定ORF面构成R面时，由于采用形成沿垂直于该R面的方向相互平行地延伸的多条单个条带掩模的办法，具有在条带掩模的宽度方向上氮化物半导体易于生长的倾向，故可以生长晶体缺陷少的氮化物半导体晶体。
此外，对于尖晶石(MgAl2O4)氮化物半导体的生长，有各向异性性质，作为氮化物半导体的生长面(尖晶石的主面)使用(111)面，在ORF面构成(110)面的情况下，氮化物半导体也有沿平行于(110)面的方向易于生长的倾向。因此，当把多个平行的单个条带掩模形成为使之沿垂直于(110)面的方向延伸时，相邻的氮化物半导体晶体彼此间就在选择生长掩模13上边合为一体，得以生长晶体缺陷少的氮化物半导体晶体16。
<氮化物半导体晶体的生长>
用本发明生长的氮化物半导体晶体也可以用气态的3族元素源和气态的氮元素源用MOVPE,MBE,HVPE等，甚至对氮化物半导体不合适的任何已知的方法生长。最好，在初期希望用MOVPE，接着用MOVPE或HVPE生长氮化物半导体晶体。如后所述，特别希望初期用MOVPE用生长氮化物半导体，接着用HVPE使之长厚。
在用MOVPE生长氮化物半导体之际，理想的是把氮元素源气体对3族元素源的气体的摩尔比(氮元素源/3族元素源摩尔比，以下，常常简称为V/Ⅲ比)调整为小于2000。理想的氮源/3族源摩尔比小于1800，更为理想的是氮源/3族源摩尔比小于1500。氮源/3族源摩尔比的下限如果是大于化学量理论比就没有特别的限制，但是，理想的是大于10，更为理想的是大于30，最理想的是大于50。如果该摩尔比的值比2000还大，则从窗口14生长三角形的氮化物半导体，由于晶体缺陷将跟着它伸展，故晶体缺陷中途停止的的情况减少，晶体缺陷的数目变多。但是，如果把氮源/3族源摩尔比调整到2000以下，则各个晶体15在从各个窗口14生长之后，边维持垂直于选择生长掩模的上表面的面，边在各个选择生长掩模13之上沿左右横向生长，与同样地生长的相邻的晶体的同样地垂直的面在选择生长掩模13上边接触，把这些晶体合为一体，所以在选择生长掩模的上表面上，晶体缺陷易于中途停止。再者，从窗口14延伸的晶体缺陷也易于中途停止。因此，可以生长晶体缺陷更少的氮化物半导体晶体。MOVPE在50～400Torr的减压下进行是特别理想的。
在MOVPE中，氮元素源的气体例如用氨和联氨等的氢化物气体，3族元素源的气体可以用TMG(三甲基镓)，TEG(三乙基镓)等的有机镓气体，TMA(三甲基铝)，TMI(三甲基铟)等的有机铝气体，有机铟气体。
此外，在用HVPE生长氮化物半导体晶体，例如生长氮化镓晶体的情况下，让HCl气体在熔融的镓金属上边流过，另一方面，由另一气体供给管道流入氨气，在支持体10上边使这些气体组合进行下述反应：
由于用HVPE法，氮化物半导体晶体的生长速度与MOVPE比快数倍以上，所以例如可以在数个小时内生长300微米的氮化物半导体。
在本发明中，氮化物半导体晶体虽然也与选择生长掩模的宽度有关，但是生长成1微米以上的厚度，理想的是5微米以上，最理想的是10微米以上。这是用来把选择生长掩模的上部用氮化物半导体晶体覆盖起来的氮化物半导体晶体的厚度的下限值，如果比1微米还小的话，正在生长的氮化物半导体晶体有在选择生长掩模之上沿横向难于生长的倾向，故具有晶体缺陷变得比较多的倾向。在氮化物半导体难于沿横向生长的条件下，难于使晶体缺陷减少。对正使之生长的氮化物半导体晶体的厚度的上限虽然没有特别的限制，但是，在用MOVPE生长晶体时，理想的是长成70微米以下。如果长得经比70微米还厚，则生长时间变长，氮化物半导体晶体的表面变粗糙，且选择生长掩模有易于分解的倾向，所以不能说是很理想。
在本发明中，一直生长到变成为支持氮化物半导体器件的衬底为止的氮化物半导体晶体(例如晶体16或者以下要讲的晶体17，晶体116，晶体76)特别理想的是未掺杂氮化镓或n型杂质掺杂氮化镓。
为了缺陷少地生长更厚的氮化物半导体晶体，理想的是首先用MOVPE生长氮化物半导体晶体，接着切换为用HVPE在MOVPE晶体之上生长氮化物半导体晶体。
图5A和图5B，是用来说明这样的更厚的氮化物半导体晶体的生长方法的剖面图。
根据参照图1A～图1C说明过的第1方面或第2方面，在已经用MOVPE生长的氮化物半导体晶体16之上，HVPE用生长同种的氮化物半导体晶体17，一直生长到比氮化物半导体晶体16还厚为止。当象这样地用HVPE在MOVPE晶体16之上再生长氮化物半导体晶体17时，沿纵向伸展的晶体缺陷变的几乎不存在，可以生长在整体上晶体缺陷非常少的氮化物半导体17。HVPE氮化物半导体晶体17的晶体缺陷变得比其下边的MOVPE氮化物半导体晶体16还少，例如，最终可以得到表面区域具有1×105/cm2以下的晶体缺陷的氮化物半导体晶体17。表面区域的晶体缺陷理想的是5×104/cm2以下，更为理想的是1×104/cm2以下，最为理想的是1×103/cm2以下。再有，表面区域意味着从与氮化物半导体晶体的异种衬底11相反一侧的表面(生长结束端面)到深度为5微米为止的区域，在该5微米以内的晶体缺陷的个数可以用TEM(透过式电子显微镜)测定。在本发明中，生长结束后的氮化物半导体晶体的晶体缺陷，定为用TEM以目视(就是说在TEM照片上进行的目视)进行平面观察，所得到的其缺陷的平均密度(在以下的实施例中也与此相同)。
HVPE氮化物半导体晶体17比MOVPE氮化物半导体晶体16还厚，理想的是10微米以上，较为理想的是50微米以上，更为理想的是100微米以上。当比10微米还少时，有晶体缺陷难于变少的倾向。虽然并没有特别规定厚度的上限，但是理想的是小于1毫米的厚度。如果生长到比1毫米还厚，由于氮化物半导体和异种衬底11之间的热膨胀系数之差，整个晶圆片将彻底挠曲，结果变成为动辄变成难于以均一的厚度生长HVPE氮化物半导体晶体的倾向。
在本发明中，在生长氮化物半导体晶体16和/或17时，理想的是向氮化物半导体中掺入n型杂质，更为理想的是掺入n型杂质，使得在各个晶体16或17的每者中该n型杂质的浓度都具有梯度。浓度梯度连续的或阶梯状的都行。特别理想的是在晶体16和17的每者中n型杂质的浓度梯度被赋予为离开异种衬底越远n型杂质的浓度越小。换句话说，理想的是在晶体16内，n型杂质越是接近异种衬底11掺杂浓度就越高，同样，在晶体17内，n型杂质越是接近异种衬底11掺杂浓度就越高。这样一来，只要在各个晶体中定为随着接近生长面(主面)n型杂质浓度就越小，在后边，在制作成器件结构之后，在设置n型电极时，例如，在除去异种衬底11，基底层12，选择生长掩模13，使氮化物半导体衬底16露出来，或者进而连氮化物半导体晶体衬底16也除去，使氮化物半导体衬底17露出来的情况下，可以使高浓度地掺杂了n型杂质的氮化物半导体衬底16、17的表面区域从背面露出来。因此，采用把该露出面用做n侧电极形成面的办法，就可以降低该器件的Vf，提高输出功率。此外，即便是从在氮化物半导体晶体衬底上生长的器件结构一侧进行刻蚀，并在刻蚀面上设置电极，也可以把高浓度掺入了杂质的氮化物半导体晶体16或17作成n电极形成层。
在本发明中，作为向氮化物半导体晶体中掺入的n型杂质，可以用Si,Ge,Sn,S等的4族元素，理想的是用Si和/或Sn。这些n型杂质作为其氢化物或气态有机化合物，在氮化物半导体生长期间可以掺入进去。n型杂质理想的是在5×1016/cm3～5×1021/cm3的范围内掺入。若比5×1016/cm3还低，则氮化物半导体晶体16或17的载流子浓度变成为不充分，故电阻率有变高的倾向。当n型杂质比5×1021/cm3还高时，则由于杂质浓度过高，故结晶性将变坏，晶体缺陷有增大的倾向。n型杂质特别理想的是在1×1017/cm3～5×1020/cm3的范围内掺入。
另外，在本发明中，从MOVPE向HVPE的切换，也可以在用MOVPE使氮化物半导体晶体15合为一体变成一体性的晶体16之前(例如，参看图1B)进行。就是说，虽然用MOVPE使氮化物半导体晶体15在掩模13上边横向生长，但是在相邻的氮化物半导体晶体15彼此间合为一体之前，可以开始HVPE氮化物半导体晶体17的生长。
如图5A所示，在生长了氮化物半导体晶体16和17之后，如后所述，可以原封不动地把示于图5A的结构用做器件衬底，可在其上形成所希望的氮化物半导体器件结构。或者，对图5A的结构沿与异种衬底11的主面垂直的方向从异种衬底11的背面研磨除去至少异种衬底11，基底层12和选择生长掩模13a～13e为止的办法，则可以得到由氮化物半导体晶体16和氮化物半导体晶体17构成的双层结构的氮化物半导体衬底。如果再进一步连氮化物半导体晶体16也除去，则如图5B所示，可以得到由HVPE氮化物半导体晶体17构成的独立(free)的氮化物半导体衬底。该HVPE氮化物半导体衬底就如从上边的说明可以理解到的那样，其特征是表面区域的晶体缺陷低于1×105/cm2。该氮化物半导体衬底还可以具有：已掺入了n型杂质，该n型杂质在氮化物半导体衬底内具有浓度梯度，随着接近其主面(生长结束面)(就是说，随着远离异种衬底11)n型杂质浓度变小这三者之内的一个或两个以上的特征。从另外的观点来看，这样得到的衬底还具备如下的特征：具有第1和第2主面，已掺入了n型杂质，该n型杂质在该衬底内具有浓度梯度。
此外，在本发明中，在生长实质部分的氮化物半导体晶体(例如，氮化物半导体晶体16等，在掩模上进行横向生长之前的晶体)之前，首先，可以生长由氮化物半导体构成的缓冲层。该缓冲层可以由AlN,GaN,AlGaN,InGaN等氮化物半导体构成，与基底层12一样，可以在不到900℃的低温，生长厚度为几十埃～几百埃。在这样的低温生长缓冲层之后再生长实质部分的氮化物半导体晶体这种做法也属于本发明的范围。该缓冲层虽然是为了缓和异种衬底和在后边生长的氮化物半导体之间的晶格不匹配而形成的，但是也可以省略，这取决于氮化物半导体的生长方法，衬底的种类等等。
其次，参照图6A～图6C，说明用来制作晶体缺陷更少的氮化物半导体的第2种手法。首先，如图6A所示，对遵循在上面进行过详细说明的第1或第2方面所生长的氮化物半导体晶体16的表面，在根据需要进行研磨提供平坦的面之后，在氮化物半导体晶体16的表面上，形成具有使氮化物半导体晶体16的表面部分地露出来的多个窗口的第2选择生长掩模113。对第1选择生长掩模13进行的论述(材料、形状、宽度、厚度、窗口的形状、宽度、与异种衬底之间的关系等)，只要没有另外指出，对于该第2选择生长掩模113也同样地适用。
第2选择生长掩模113通常形成于与第1选择生长掩模13的形成位置错开来的位置上。就是说，这样形成第2选择生长掩模113，使得把从支持体10和氮化物半导体晶体16之间的界面发生，并从第1选择生长掩模13的窗口14a～14f延伸后的晶体缺陷可以出现在表面上的氮化物半导体晶体16的部分覆盖起来，使氮化物半导体晶体16的表面选择性地露出来。说得更具体点，在图6A中，选择生长掩模113与第1选择生长掩模13一样，由单个条带113a～113f构成，各个条带处在把和选择生长掩模13的窗口14a～14f对应的，把氮化物半导体晶体16的表面区域覆盖起来的位置，窗口14a～14e位于与第1条带掩模13a～13e的大体上中央区域对应的区域上。采用象这样地采用使第2选择生长掩模113形成在与第1选择生长掩模13的窗口14对应的位置上的办法，就可以用第2选择生长掩模113阻止晶体16的晶体缺陷的贯通。
理想的是使第2选择生长掩模113(被它覆盖的氮化物半导体晶体16的部分)的合计面积比第1选择生长掩模13的窗口14a～14f(从它们中露出来的氮化物半导体16的部分)的合计面积还大。具体地说，在用点、条带等形成选择生长掩模113的形状的情况下，使单位点的表面积，单位条带的宽度比窗口大。这样一来，就可以在晶体16上生长缺陷更少的氮化物半导体。
其次，在用与生长氮化物半导体晶体16的情况同样的手法，生长与氮化物半导体晶体16同种的氮化物半导体晶体(理想的是未掺杂或n型杂质掺杂GaN)时，如图6B所示，与参照图1B对晶体15进行说明过的相同，生长氮化物半导体晶体115，最终在第2选择生长掩模113上把相邻的氮化物半导体晶体115彼此间相连，就可以得到合为一体后的一体的氮化物半导体晶体116。在这种情况下，在第1氮化物半导体晶体16之上生长的第2氮化物半导体晶体115，由于是同种的氮化物半导体，且在晶体缺陷少的第1氮化物半导体晶体16之上生长，所以难于发生因晶格不匹配产生的晶体缺陷，同时，转移的晶体缺陷也减少，因而可以得到结晶性优良的第2氮化物半导体晶体116。采用把该第2氮化物半导体晶体16用于器件结构用的生长衬底的办法，就可以实现结晶性非常优良的氮化物半导体器件。不言而喻，在氮化物半导体116中也和氮化物半导体16或17(参看图1C，图5A)的情况下一样，可以掺入n型杂质。
另外，参照图6A～图6C说明过的第2选择生长掩模的形成和后续的氮化物半导体晶体的生长可以反复进行。即，如果存在已出现了晶格缺陷的氮化物半导体晶体的部分，则可以在该部分再形成新的掩模，并在该掩模上生长新的氮化物半导体。
其次，说明本发明的第3方面的氮化物半导体的生长方法的原理。本发明的第3方面是特征如下的氮化物半导体的生长法：在本发明的支持体上，生长了氮化物半导体后，以该氮化物半导体作为籽晶，抑制其纵向的生长实质上仅沿横向生长新的氮化物半导体，接着，使该半导体沿纵向和横向进行生长。在本发明中，所说的抑制氮化物半导体的纵向生长，是指设法使得至少氮化物半导体的生长不沿纵向进行，而沿横向生长，可以采用使最初生长的氮化物半导体的纵向的面露出来，仅仅从该露出面生长新的氮化物半导体的办法来实现。象这样控制生长方向的氮化物半导体从纵向开始沿横向生长并继续生长时，除了横的生长之外，沿纵向的生长也再次开始。这样一来，就可以得到晶体缺陷进一步减少了的氮化物半导体晶体。
以下，参照图7A～图7D，更为具体地说明象这样地控制氮化物半导体的生长方向进行的本发明的第3方面所涉及的氮化物半导体的生长方法。
如图7A所示，在由形成或未形成基底层12的异种衬底11构成的支持体10之上，理想的是在遍及支持体10的几乎整个面上形成氮化物半导体层71。支持体10包括异种衬底11和基底层12，是已经说得很充分的那样的构成部分。
氮化物半导体层71，特别理想的是用没有掺入杂质(未掺杂)氮化镓(GaN)，或者已掺入了上边说过的n型杂质的GaN形成。
氮化物半导体层71，可以在高温下，具体地说在900℃～1100℃，理想的是950℃到1050℃的温度下在支持体10上生长。氮化物半导体层71，在后边要讲的生长控制掩模形成后，从凹部(对此也在以下详述)的侧面露出来的部分的厚度没有特别的限制。但是，氮化物半导体层71，理想的是形成为使得从凹部的侧面露出来的厚度大于100埃，理想的是大约1～大约10微米，更为理想的是约1～约5微米。
其次，如图7B所示，在已形成于支持体10上的氮化物半导体层71上形成多个凹部(在图7B中可以看见6个凹部72a～72f。以下，有时把多个凹部统称为凹部72)，并在各个凹部72的侧面选择性地使氮化物半导体层71露出来。然后，分别在氮化物半导体层71的上表面上和凹部72a～72f的底面上形成用标号73a～73g表示的第1生长控制掩模和用标号74a～74f表示的第2掩模。有时侯把第1生长控制掩模73a～73g仅仅统称为第1生长控制掩模或掩模73，把第2生长控制掩模74a～74f仅仅统称为第2生长控制掩模或掩模74。第1和第2生长控制掩模73和74可以用与对第1和第2方面等在前边说明过的选择生长掩模同样的材料，用类似的手法形成。
多个的凹部72a～72f，只要是在其侧面使氮化物半导体层71分别选择性地露出来的凹部，不论什么形状的凹部都行，例如，可以用单个圆筒状，方筒状或者沟状形成。各个凹部72的底面构成与支持体10上表面实质上平行的面是理想的。
在氮化物半导体层71上形成的各个凹部72，可以形成为一直到氮化物半导体层71的途中为止，或者在到达支持体10的表面的深度，在有的情况下达到支持体10的内部的深度。凹部72的深度，虽然也受氮化物半导体层71的厚度或第2生长控制掩模74的厚度等左右，但是，总的来说，只要可以把第2生长控制掩模74形成得足够地厚，使得在凹部72底面形成的第2生长控制掩模74不露出异种衬底11，而且不妨害从凹部72的侧面露出来的氮化物半导体层71的沿横向生长的新的氮化物半导体的生长就行。各个凹部72理想的是形成为使异种衬底11不露出来的深度，特别理想的是形成为一直到氮化物半导体层71的厚度方向中途为止的深度。凹部72若在其底面形成使异种衬底11露出来的深度为止，则在形成第2生长控制掩模74时，在凹部72的底面的犄角附近难于形成第2生长控制掩模74，这样一来，在第2生长控制掩模74没有充分地把异种衬底11的表面覆盖起来的情况下，就会从异种衬底11生长新的氮化物半导体，并有可能从那里发生晶体缺陷。虽然凹部72的深度也可以不同，但是，凹部72通常被形成为相同的深度。
要想设置凹部72，可以使用能够部分地去掉氮化物半导体层71的不论什么方法，例如，包括刻蚀，划片法等等。若采用划片法，则易于形成由剖面矩形的平行沟构成的凹部72或由栅格状的沟构成的凹部72。
在用刻蚀法在氮化物半导体层71上选择性地形成凹部72的情况下，可以采用用光刻技术中的种种形状的掩模图形，制作条带状，栅格状等的光掩模，在氮化物半导体层71上形成光刻胶图形，并进行刻蚀的办法形成。在对氮化物半导体层71进行刻蚀的方法中，有湿法刻蚀，干法刻蚀等方法，要想形成平滑的表面，理想的是用干法刻蚀。干法刻蚀，例如有反应离子刻蚀(RIE)，反应离子束刻蚀(RIBE)，电子回旋加速刻蚀(ECR)，离子束刻蚀(IBE)等等，无论那一种方法都可以采用适当选择刻蚀气体的办法，刻蚀氮化物半导体，形成所需要的凹部72。例如，可以用本申请人早先申请的特开平8-17803号公报中所述的氮化物半导体的具体的刻蚀手段。
在用刻蚀形成凹部72的情况下，形成后的凹部72的侧面，如图7B所示，既可以是对异种衬底大体上垂直，也可以是正台面状或倒台面状。
第1掩模73和第2掩模74在凹部72的形成用刻蚀法形成的情况下和用划片法形成的情况下，形成的做法可以多少不同。
在用刻蚀法形成凹部72的情况下，在在第1氮化物半导体层71上边形成了掩模材料层后，再在其上形成光刻胶模，复制规定的图形，进行暴光、显影，形成了第1掩模73后，采用对第1氮化物半导体层71进行刻蚀的办法，就可以形成凹部72。接着，对具有第1掩模73，且已形成了凹部72的氮化物半导体层71，即在掩模73和凹部72的底面、侧面等上再形成生长控制掩模材料层，再用例如CF4和O2气体进行的干法刻蚀，对凹部72的侧面上的掩模材料层选择性地进行刻蚀，形成第2掩模74。若象这样地形成，则例如在图7B中，第1掩模73虽然图示为单层，但是实际上变成为在第1掩模73上边又形成了掩模材料层的双层结构。当然，也可以在形成第2掩模74之前，在除去了第1掩模73之后，用同样的手法，在已经形成了第1掩模73的部分和凹部72的底面上，分别形成第1和第2掩模73和74。
在用划片法形成凹部72的情况下，在用划片刀从上面除去了氮化物半导体层71形成了凹部72之后，如上所述，包括凹部72内在内的氮化物半导体层71整个面上形成生长控制掩模材料层，采用用CF4和O2气体进行的干法刻蚀仅仅对凹部72的侧面部分的生长控制掩模材料层进行刻蚀的办法，可以同时形成第1和第2生长控制掩模73和74。
至于厚度，第1生长控制掩模73和第2生长控制掩模74一样，只要具有不妨害后边要详述的氮化物半导体晶体的生长的厚度，也可以形成互不相同的厚度。例如，第2生长控制掩模74，特别是在异种衬底11上未形成基底层12的情况下，理想的是形成足够的厚度，使得在凹部72的底面不露出异种衬底11，理想的是除此之外，还要形成为不会因热的影响在其中发生针孔那种程度的足够的厚度，但是，当然不会变成为阻碍从被凹部侧面露出来的氮化物半导体层71部分生长氮化物半导体晶体那么厚。当在第2生长控制掩模74上发生针孔时，一般认为有氮化物半导体从针孔沿纵向生长之嫌，将会成为发生晶体缺陷的根由。此外，例如，第1生长控制掩模73，由于在形成得比较薄时氮化物半导体要越过的势垒高度(第1生长控制掩模73的厚度)变低，所以也许会易于越过该势垒，在该掩模73上沿横向生长。这样的生长控制掩模的形成，对本专业的人员应当是知道的。这样的话，例如，可以分成2次进行掩模的形成。
然而，第1生长控制掩模73，对于异种衬底11理想的是具有与先前说过的选择生长掩模对异种衬底的关系同样的关系。因此，在<异种衬底和选择生长掩模的关系>这个标题下所说明的事项，对于第1生长控制掩模73同等适用。就是说，第1生长控制掩模73，剖面实质上由矩形的多个单个条带构成是理想的。在该情况下，单个条带最好形成为：或者是在蓝宝石C面上，沿垂直于蓝宝石A面的方向相互平行地延伸，或者是在蓝宝石A面上沿垂直于蓝宝石R面的方向相互平行地延伸，或者是在尖晶石(111)面上沿垂直于尖晶石(110)面的方向相互平行地延伸。因此，各个凹部72由在与这样的条带状生长控制掩模73相同的方向上延伸的多个单个的沟构成，在相邻的沟之间规定的每一个壁的顶面，理想的是具有与各个条带状生长控制掩模73的平面形状相同的平面形状。
多个条带状生长控制掩模73，理想的是每一个都具有1到20微米，更为理想的是10到20微米的宽度(相当于第1选择生长掩模的宽度Ws)，其间隔理想的是1到20微米，更为理想的是2到5微米。
在这样形成了凹部72，第1和第2生长控制掩模73和74之后，如图7C所示，用对第1和第2方面所说明过的气相生长方法，从氮化物半导体层71的露出侧面生长氮化物半导体75。
如参照图7B说明的那样，氮化物半导体层71，除去在其中形成的凹部72的侧面之外，在其上表面(就是说，凹部间的壁的顶面)和凹部72的底面被生长控制掩模73和74覆盖，氮化物半导体层71由于仅仅在凹部72的侧面才露出来，所以进行气相生长的氮化物半导体仅仅从氮化物半导体层71的这一选择性的露出面进行生长。就是说，氮化物半导体75，首先，从该氮化物半导体层71的露出侧面开始横向生长。接着，氮化物半导体75在继续生长期间，除横向生长外，也沿纵向开始生长，当达到凹部72的上表面时，在凹部两侧在左右方向上生长第1生长控制掩模73，相邻的氮化物半导体晶体75彼此之间，如同在对第1和第2方面所说明的那样，互相合为一体，如图7D所示，变成为一体的氮化物半导体晶体76。象这样地在生长初期控制生长方向的氮化物半导体晶体73，即便是生长得厚，也具有晶体缺陷极其之少的非常良好的结晶性。
待生长的氮化物半导体晶体75最好与氮化物半导体层71是同种的氮化物半导体，特别理想的是未掺杂或n型杂质掺杂GaN。在氮化物半导体晶体76的生长期间，在进行n型杂质掺杂的情况下，如前边说明过的那样，可使浓度上具有梯度。
然而，在第3方面中，第2生长控制掩模74虽然形成它是理想的，但是在不形成它时，也可以生长结晶性优良的氮化物半导体晶体。在这种情况下，对于第1生长控制掩模73和凹部72，把对于第1和第2方面所说明的第1选择生长掩模13和第1窗口14变换读成第1生长控制掩模73和凹部72，就可以把对第1和第2方面所说明的第1选择生长掩模13和第1窗口14的论述完全适用于第1生长控制掩模73和凹部72。另外，在这种情况下，凹部72应该具有不使支持体10的表面露出来的深度。这种情况下，凹部72具有500埃～5微米的深度是特别理想的。
从以上的说明可知，用本发明的方法生长的氮化物半导体晶体16,17,116和76(以下，有时候把这些晶体衬底统称为衬底1000)，由于缺陷非常少，且在其上支持规定的氮化物半导体器件，所以作为衬底是有用的。
本发明的氮化物半导体衬底，特别是用第1到第3方面的方法生长的氮化物半导体衬底，可以这样地描述：具有第1和第2主面，对第1主面(就是说支持器件结构的面或生长结束端面)近的区域晶体缺陷相对地少，对第2主面近的区域晶体缺陷相对地多。第2主面指的是比第1主面更近异种衬底11的主面。若向该氮化物半导体衬底中掺入n型杂质，则由于n型杂质有集中于晶体缺陷多的区域的倾向，故第2主面近旁的表面区域可以构成N+区域。因此，采用把氮化物半导体器件n侧电极设于该区域的办法，就可以使该器件的阈值或正向电压降低。
此外，在从该第1主面来看本发明的氮化物半导体衬底时，可以这样地描述：晶体缺陷相对少的区域(第1区域)和晶体缺陷相对多的区域(第2区域)各偏于一头。该第1区域是与掩模13、73对应的区域，该第2区域是与窗口14、凹部72对应的区域。
本发明的氮化物半导体器件用本发明的氮化物半导体衬底支持其器件结构。在这种情况下，本发明的氮化物半导体衬底，除去支持体10，掩模(13,113,73,74等)之外，也可以在独立状态下支持器件结构，还可以在保持具备掩模原样不变的状态下支持器件结构。此外，本发明的氮化物半导体可以在预先变成为独立的状态之后再在其上形成器件结构，或者可以在保持具备掩模原样不变的状态下在其上形成了器件结构之后，再除去支持体使之变成为独立状态。
本发明的独立的氮化物半导体衬底具有70微米以上的厚度，理想的是100微米以上，更为理想的是300微米以上。如果具有70微米以上的厚度，则氮化物半导体衬底就变得难于破裂，而且处理也将变得容易起来。厚度的上限虽然没有特别地加以限制，但理想的是1mm以下。
此外，已具备异种衬底的状态的本发明的氮化物半导体衬底理想的是具有1～50微米的厚度。当厚度处于该范围内时，归因于和异种衬底之间的热膨胀系数之差而使整个晶圆片挠曲的现象减少。
被本发明的氮化物半导体衬底支持的器件结构，只要是呈现出规定的器件功能的结构没什么特别的限制，虽然包括LED器件结构，LD器件结构等在内，但不限于这些结构。本发明的器件结构至少可以含有n型或p型的氮化物半导体。例如作为n型氮化物半导体层，可以举出具有超晶格结构的n型氮化物半导体层，且在该超晶格结构的n型氮化物半导体层上已经形成了可以形成n侧电极的n型氮化物半导体。例如，本发明的LED器件和LD器件基本上具有有源层和在其两侧设置的2个包覆层。
此外，形成氮化物半导体器件的其它的构成，可以使用例如电极，器件的形状等任何一种合适的电极、形状。
在本发明中，p侧或n侧，意味着对有源层相反的一侧，所谓p侧，是含有可以掺入p型杂质的氮化物半导体层的一侧，n侧是含有可以掺入n型杂质的氮化物半导体层的一侧。
图8A是示出了在本发明的氮化物半导体衬底1000之上设有LED器件结构的示意剖面图，图8B是其平面图。由图8B可知，该LED器件从整体上看大体上是长方体。
如图8A所示，在氮化物半导体衬底1000之上，已形成有用已掺入了Si之类的n型杂质的氮化物半导体，例如，n型GaN制作的n侧缓冲层81。该缓冲层81，通常是在900℃以上的高温下生长的氮化物半导体晶体，该高温缓冲层81与为了缓和衬底和其上生长的氮化物半导体之间的晶格不匹配在低温生长的低温缓冲层(例如，图1A～图1C中的缓冲层12)不同，是作为n型包覆层起作用的缓冲层。在制作LED器件的情况下，该缓冲层81理想的是厚度形成为20埃以上。该缓冲层81最好是形成为，使组成互不相同的第1和第2氮化物半导体薄层交互叠层构成的应变超晶格结构。超晶格结构的缓冲层作为载流子封闭层可以提供结晶性优良的n侧包覆层。这样的超晶格结构的缓冲层，可以采用使例如已经掺入了n型杂质的含铝氮化物半导体，特别是AlGaN薄层与未掺入杂质的GaN层交互地叠层的办法形成。另外，超晶格结构的缓冲层理想的是具有50埃以上的厚度。
在缓冲层81之上，形成有有源层82。有源层82作成为的包括由InGaN构成阱层的量子阱结构是特别理想的。在量子阱结构中含有单一量子阱(SQW)结构和多量子阱(MQW)结构这两者。多量子阱结构是理想的。多量子阱结构的有源层可以采用例如使组成不同的第1和第2InGaN薄层交互地叠层，或者使InGaN薄层与GaN薄层交互地叠层的办法形成。在有源层82采取量子阱结构的情况下，可以向阱层和势垒层中的任何一方或双方掺入n型或p型杂质，也可以不掺入杂质。在有源层82不采取量子阱结构的情况下，向相应的有源层中掺入n型和/或p型杂质。
在有源层82之上，形成有用已掺入了p型杂质例如Mg的p型氮化物半导体制作的p侧包覆层83。该p侧包覆层83，理想的是用含铝氮化物半导体，特别是用AlGaN形成。
在p侧包覆层83上，形成有用已掺入了p型杂质例如Mg的p型氮化物半导体制作的p侧接触层84。该p侧接触层84，用p型GaN形成是特别理想的。
p侧接触层几乎整个面上，设有透光性的p电极85，在其大体上的中央部分上设有圆盘状的键合焊盘86。
如图8A所示，对p侧接触层84，p侧包覆层83，有源层82和缓冲层81进行刻蚀，使得侧面露出来，这种刻蚀一直进行到达到衬底1000的表面内为止，然后设置‘切槽’。采用象这样地进行刻蚀并设置切槽的办法，在之后将芯片切成单个时，减小了给予p-n结结面的冲击，可以得到可靠性更高的一个一个的LED器件的同时，还可以提高成品率。该‘切槽’理想的是在与第1选择生长掩模13的窗口部分14对应的部分形成。另外，采用设置该‘切槽’的办法，在之后除去蓝宝石衬底，第1选择生长掩模等时，还可以明确地判别表示晶体缺陷多的区域和晶体缺陷少的区域的芯片切断位置。
如上所述，采用向氮化物半导体衬底1000中掺入n型杂质的办法，就可以在衬底1000的整个背面上设置n侧电极87。
图9除了保持用基底层10支持本发明的氮化物半导体衬底的状态原样不变之外，还示意性地示出了与图8A和图8B中所示的LED器件类似的结构的LED器件的剖面图。在图9的LED器件中，对p侧接触层84,p侧包覆层83和有源层85进行刻蚀，使得其侧面露出来，该刻蚀也波及到n侧包覆层81，并部分地剩下了n侧包覆层81。在该剩下的n侧包覆层81的表面，设有n侧电极87。
图10是在本发明的氮化物半导体衬底1000上设置的激光二极管(LD)结构的剖面图。
在氮化物半导体衬底1000之上，形成由氮化物半导体制作的缓冲层211。该缓冲层211是在900℃以上的高温下生长的氮化物半导体单晶层，与为了缓和衬底和在其上边生长的氮化物半导体之间的晶格不匹配而在低温下生长的低温缓冲层(例如，图1A～图1C中的缓冲层12)是不同的。在制作LD器件的情况下，该缓冲层211理想的是具有100埃以下的厚度，更为理想的是70埃以下，最为理想的是50埃以下，且形成为使组成互不相同的第1和第2氮化物半导体薄层交互叠层构成的应变超晶格结构。如果作成为应变超晶格结构，由于结晶性改善，故可以实现高功率的LD器件。此外，该缓冲层211也可以省略。
在缓冲层211之上，形成有用氮化物半导体制作的防裂层212。该防裂层212如果用含铟n型氮化物半导体，理想的是用InGaN形成，则能够有效地防止裂纹进入在随后得以形成的含铝氮化物半导体层中去。防裂层212最为理想的是用InxGa1-xN(0＜x＜0.5)形成。防裂层212理想的是形成100埃以上0.5微米以下的厚度。如果比100埃还薄，则难于起到防止裂纹的作用，如果0.5微米还厚，则晶体本身有发生黑变的倾向。另外，该防裂层212也可以省略。
在防裂层212之上，形成有用n型氮化物半导体制作的n侧包覆层213。该n侧包覆层213起着载流子封闭层和光封闭层这两方的作用。该n侧包覆层213理想的是使能带间隙互异的第1和第2氮化物半导体层依次叠层后的超晶格结构的包覆层。这样的超晶格结构理想的是含铝的，更为理想的是含有AlGaN的氮化物半导体。在这种情况下，采用向第1和第2层之内的任何一层中多掺入杂质，进行所谓的调制掺杂的办法，就可以降低LD器件的阈值。这样的超晶格结构的n侧包覆层213，可以使已掺入了n型杂质例如Si的AlGaN薄层和未掺杂的GaN薄层交互地进行叠层来形成。超晶格结构可以提供无裂纹的结晶性良好的载流子封闭层。n侧包覆层213的厚度理想的是100埃以上2微米以下，更为理想的是500埃以上1微米以下。
在n侧包覆层213之上，形成用氮化物半导体制作的n侧光引导层214。该n侧光引导层214起着作为来自以下所述的有源层215的光的引导层的作用，理想的是用GaN或InGaN制作。该n侧光引导层214的厚度理想的是形成为100埃到5微米，更为理想的是200埃到1微米。n侧光引导层214虽然通常掺入Si,Ge等n型杂质作成为n型的导电类型，但是也可以不掺入这样的杂质。该n侧光引导层214的结构可以是超晶格结构。这样的超晶格结构的n侧光引导层214，例如可以采用使第1氮化物半导体例如GaN构成的第1层和由与第1层不同的第2氮化物半导体InGaN构成的第2层交互地进行叠层的办法形成。在此情况下，可以向第1层和第2层中的至少一层掺入n型杂质，也可以不掺杂。
在本发明中，能隙的大小，在超晶格结构中，以能隙大的层作为基准，在量子阱结构的有源层中则以阱层为基准。
在n侧光引导层214之上，形成有用氮化物半导体构成的有源层215。该有源层215作成为具有由含铟的氮化物半导体(理想的是InGaN或InAlN)构成的阱层的量子阱结构是特别理想的。这样的量子阱结构可以是单一量子阱(SQW)结构，也可以是多量子阱(MQW)结构。多量子阱结构是理想的。例如，多量子阱结构可以采用使组成不同的第1和第2InGaN薄层交互地进行叠层的办法构成，也可以采用使InGaN薄层和GaN薄层交互地进行叠层的办法构成。量子阱结构的有源层可以向阱层和/或势垒层中掺入杂质，或也可以不掺入杂质。不掺杂的量子阱结构的有源层是更为理想的。在这种情况下，作为阱层，也可以不用InGaN而代之以用InAlN。
在有源层215之上，形成有能隙比后边要说明的p侧光引导层217还大，且比有源层215(在量子阱结构中是阱层)也大的p侧帽(cap)层216。p侧帽层216的厚度理想的是形成为0.1微米以下，更为理想的是500埃以下，最理想的是300埃以下。当p侧帽层216的厚度比0.1微米大时，裂纹易于进入p侧帽层216中，p侧帽层216变成有难于作为结晶性良好的氮化物半导体层生长倾向。该p侧帽层216理想的是用含铝的氮化物半导体，特别是用AlGaN制作。在该情况下，越是Al的组成比大的AlGaN，在使p侧帽层216形成得薄时，LD器件越易于产生激光振荡。例如，在用y值大于0.2的AlyGa1-yN形成p侧帽层216的情况下，把p侧帽层216的厚度调整到500埃以下是特别理想的。p侧帽层216的厚度的下限没有特别地限制，但是p侧帽层216的厚度理想的是形成为10埃以上。p侧帽层216虽然也可以掺入p型杂质作成为p型，但是由于厚度薄，故也可以掺入n型杂质作成为载流子被补偿后的i型，或者未掺杂型。最为理想的是向p侧帽层216中掺入p型杂质。
在p侧帽层216之上，形成有用能隙比p侧帽层216小的氮化物半导体制作的p侧光引导层217。该p侧光引导层217起着自有源层215的光的引导层的作用，理想的是用与n侧光引导层214相同的GaN或InGaN形成。此外，p侧光引导层217也可以起着生长后述p侧包覆层218时的缓冲层的作用。p侧光引导层217的厚度理想的是形成为100埃～5微米，更为理想的是200埃～1微米，这样，就可以起到理想的光引导层的作用。该p侧光引导层217通常也可以掺入Mg等的p型杂质变成为p导电型，但也可以不掺入杂质。另外，该p侧光引导层217的结构可以是超晶格结构。这样的超晶格结构可以采用使能隙互异的第1和第2氮化物半导体层依次叠层的办法形成。这种超晶格结构的p侧光引导层217可以采用使由GaN构成的第1层，和由InGaN构成的第2层交互地进行叠层的办法形成。在该情况下，也可以向第1层和第2层中的至少一层掺入p型杂质，也可以不掺杂。
在p侧光引导层217之上，形成有用氮化物半导体制作的p侧包覆层218。该p侧包覆层218与n侧包覆层213一样，起着载流子封闭层和光封闭层的双重作用。该p侧包覆层218理想的是含铝的氮化物半导体，更为理想的是含有AlGaN，还采用形成为超晶格结构的办法，使之起着降低p侧层的电阻率的作用。这样的超晶格结构，可以使能隙互异的第1和第2氮化物半导体层依次叠层的办法形成。在这种情况下，采用进行向第1和第2层的不论哪一层的层内多掺入杂质的所谓调制掺杂的办法，就可以降低LD器件的阈值。例如，这样的p侧包覆层218可以使由已掺入了p型杂质，例如，Mg的AlGaN构成的第1薄层，和由未掺杂的GaN构成的第2薄层交互叠层来形成。p侧包覆层218的厚度理想的是形成为100埃以上2微米以下，更为理想的是500埃以上1微米以下。
另外，由于比起把n侧包覆层213作成为超晶格结构来，还是把p侧包覆层218作成为超晶格结构，如上所述，有使p侧层的电阻减少的倾向，故在LD降低器件的正向电压方面是理想的。
在具有量子结构的有源层215的双异质结结构的氮化物半导体器件，特别是LD器件中，在邻近该有源层215，设置包含能隙比有源层215还大，厚度为0.1微米以下的含铝的氮化物半导体的帽层216；在比该帽层86离有源层85还远的位置，设置包含能隙比帽层216还小的氮化物半导体的p侧光引导层217；在离开有源层215比该p侧光引导层217还远的位置设置包含能隙比p侧光引导层217还大的含铝的氮化物半导体的超晶格结构的p侧包覆层218是非常理想的。在这种情况下，p侧帽层216具有比较大的能隙，故从n侧注入的电子被该帽层216阻止。其结果是电子不从有源层215溢出，因而LD器件的漏泄电流减少。
LD器件结构，基本上由n侧包覆层213，n侧光引导层214，有源层215，p侧光引导层217和p侧包覆层218构成。
此外，为了装配p电极，在p侧包覆层218之上，形成了p型氮化物半导体制作的p侧接触层219。该p侧接触层219理想的是用掺入了p型杂质的InaAlbGa1-a-bN(0≤x,0≤y,x+y≤1)，特别是用已掺入了p型杂质特别是Mg的GaN形成。p侧接触层219的厚度，理想的是形成为500埃以下，更为理想的是400埃以下20埃以上。
如图10所示，最上层的p型接触219和p型包覆层218的一部分被刻蚀成为条带状，形成脊形。在该脊形的顶面的整个面上，形成p侧电极220。如p侧电极220理想地用Ni,Pt,Pd,Co,Ni/Au(叠层或合金)，Pt/Au(叠层或合金)，或者Pd/Au(叠层或合金)形成，则可以实现与p型接触层219之间的更理想的欧姆接触。在除p侧电极220顶面之外的p侧包覆层218、p侧接触层219的露出表面上，理想的是形成由SiO2或ZrO2构成的绝缘膜221，并形成通过该绝缘膜221与p电极221电连的p侧焊盘电极222。
此外，在氮化物半导体衬底1000上，如上所述，采用掺入n型杂质的办法，在氮化物半导体衬底1000的背面的几乎整个面上形成n侧电极223。n侧电极223若用Al,Ti,W,Cu,Zn,Sn,In等金属、它们的叠层体或它们的合金形成，则可以实现与n型层(在本例的情况下，是衬底1000的背面)之间的更为理想的欧姆接触。在n侧电极223之上，作成用来搭载热沉(未画出来)的金属化(metallizition)，理想的是形成Au/Sn的双层结构的金属膜(未画出来)。
图11的示意透视图，除示出了在用支持体10支持本发明的氮化物半导体衬底1000的状态下支持LD器件之外，还示出了与图10的结构类似的结构的LD器件。在图11中所示的LD器件中，对除脊形之外的p侧包覆层218,p侧光引导层217，帽层216，有源层215,n侧光引导层214,n侧包覆层213和防裂层212进行刻蚀，使得其侧面露出来，提供长方体结构，这种刻蚀也达到缓冲层211的表面内，使缓冲层211的表面从上述长方体的两侧露出来。在缓冲层211已经露出来的两表面上，形成n侧电极223a和223b(在这种情况下，缓冲层211还起着n侧接触层的作用)。不言而喻，绝缘膜221把已经露出来的p侧包覆层218,p侧光引导层217，帽层216，有源层215,n侧光引导层214,n侧包覆层213和防裂层212的各自的侧面也覆盖了起来。此外，在已经向衬底1000中掺入了n型杂质的情况下，也可以用上述刻蚀对缓冲层211进行完全刻蚀，使衬底1000的表面露出来，在这种情况下，n侧电极223a和223b可以在该已露了出来的衬底1000的表面上形成。此外，n侧电极也可以仅仅设于上述长方体结构的一侧。
图12示出了本发明的再一个LD器件的结构。示于图12的LD器件的绝缘膜221形成得很厚，使得p侧接触层219的顶面从p侧包覆层218的露出面上露出来，p侧电极220与p侧接触层219接触，且在该绝缘膜221上形成的很广阔，结果，除去没有设置焊盘电极222之外，具有与图11所示的结构类似的结构。除此之外，在图12的LD器件中，n侧电极条带223仅仅形成了一个。
为了生长构成本发明的氮化物半导体器件结构的氮化物半导体，可以使用作为适宜生长MOVPE、HVPE、MBE等氮化物半导体的方法众所周知的任何一种合适的方法。理想的生长方法是MOVPE法，该方法可以漂亮地生长晶体。但是，MOVPE法由于费时间，故在形成比较厚的氮化物半导体层的情况下，理想的是用生长比较不费时间的方法进行。此外，理想的是取决于使用目的，适当地选择种种的氮化物半导体的生长法，进行氮化物半导体的生长。此外，在要向氮化物半导体层中掺入n型杂质或p型杂质的情况下，如在该领域中熟知的那样，通常使作为n型杂质的4族元素，以其有机化合物或氢化物的形态，使作为p型杂质的2族元素，以其有机化合物的形态，进行掺杂。
以下，用实施例说明本发明。在以下的实施例中，MOVPE，无论在哪一个实施例中，都在50～400Torr的减压范围内进行。实施例1
在本实施例中，参照图1A～图1C。
首先，在具有以C面为主面，且具有构成A面的ORF面的直径2英寸的蓝宝石衬底11上形成条带状的光掩模，用CVD装置，分别形成由每个条带宽度为10微米，条带间隔为(窗口的间隔)为6微米的多条SiO2条带构成的选择生长掩模13，厚度为0.1微米。各个条带被形成为沿垂直于ORF面的方向相互平行地延伸。
把已形成了选择生长掩模13的蓝宝石衬底11置于MOVPE反应容器内，把温度设定为510℃，用氢做携带气体，用氨和TMG做原料气体，在已形成了选择生长掩模13的衬底11上生长由GaN构成的低温缓冲层(未画出来)，厚度约200埃。该低温缓冲层仅在窗口14内形成。
在形成了缓冲层之后，仅仅停止TMG的气流(就是说，氢携带气体和氨继续流入)，使温度上升到1050℃。在1050℃，用TMG和氨作原料气体，用硅烷气体作掺杂气体，生长由以1×1018/cm3的浓度掺入了Si的GaN构成的氮化物半导体衬底16，厚度为100微米。
然后，从反应容器中取出已经生长了GaN晶体衬底的晶圆片，GaN晶体衬底16的表面抛光形成镜面。比较例1
为进行比较，在实施例1的蓝宝石衬底上，不形成选择生长掩模13，用同样的方法直接生长GaN缓冲层，厚度为200埃，再在其上同样地生长以1×1018/cm3掺杂Si的GaN，厚度为100微米。
在对由实施例1中得到的GaN晶体和由比较例中得到的GaN晶体的单位面积的晶格缺陷(晶体缺陷)的个数用平面TEM观察进行测定后，得知与比较例1的个数比，实施例1的GaN晶体的晶格缺陷的个数是1/10以下。实施例2
在本实施例中，参照图6A～图6C。
在由实施例1中得到的GaN晶体16的表面上，与实施例1一样，把由各个条带宽度为10微米，条带间隔为6微米的多个Si3N4条带构成的第2选择生长掩模113各自形成为0.1微米的厚度。第1选择生长掩模113的位置与第1选择生长掩模13的位置错开。说得更详细点，要这样进行掩模对准，使得第2选择生长掩模113的各个条带位于与第1选择生长掩模的窗口4对应的位置上，且使得与第1选择生长掩模13平行地延伸。
形成了第2选择生长掩模113的晶圆片再次回到MOVPE反应容器中去，用TMG和氨作原料气体，用硅烷气体作掺杂气体，生长以1×1018/cm3的浓度掺入了Si的GaN晶体116，厚度为150微米。
把已生长了GaN晶体116的晶圆片从反应容器中取出，与实施例1一样地对背面进行镜面研磨，借助于平面TEM观察测定单位面积的晶格缺陷(晶体缺陷)的个数。本实施例GaN晶体116的缺陷的个数是比较例1GaN晶体的的缺陷个数的1/100以下。实施例3
在本实施例中，参照图1A～图1C和图6A～图6C。
在实施例1的蓝宝石衬底11之上，生长厚度为200埃的由GaN构成的低温缓冲层，再在其上边生长厚度为5微米的未掺杂GaN层形成双层结构的基底层12。在这样得到的支持体10的基底层12的平面上，用与实施例1同样的手法形成厚度为0.1微米的由各个条带宽度为10微米，条带间隔为8微米的SiO2条带构成的第1选择生长掩模13。该第1选择生长掩模13沿垂直于蓝宝石A面的方向相互平行地延伸。
把已经形成了第1选择生长掩模13的晶圆片移往MOVPE反应容器，在1050℃下，用TMG和氨作原料气体，生长厚度为100微米的未掺杂GaN晶体16。
把已生长了GaN晶体16的晶圆片从反应容器中取出，抛光GaN晶体16的表面形成镜面。在GaN晶体16的表面，用与实施例1相同的手法，把用各个条带宽度为12微米，条带间隔为6微米的多个Si3N4构成的第2选择生长掩模113形成为0.1微米的厚度。每一第2条带掩模形成在与第1选择生长掩模的窗口14对应的位置上。
把已经形成了第2选择生长掩模113的晶圆片再次送回MOVPE反应容器中去，用TMG和氨作原料气体，生长厚度为150微米的未掺杂GaN晶体116。所得到的未掺杂的GaN晶体116的晶体缺陷的个数与实施例2的GaN晶体的晶体缺陷的个数大体上等同。实施例4
除了在实施例1中，作为异种衬底11，采用具有把A面作为主面，且具有构成R面的ORF面的蓝宝石衬底，沿垂直于R面的方向延伸形成二氧化硅条带掩模之外，用与实施例1相同的手法生长厚度为100微米的掺Si的GaN晶体16。该GaN晶体16的晶体缺陷的个数与实施例1的GaN晶体的晶体缺陷的个数大体上等同。实施例5
在本实施例在中，参照图1A～图1C。
首先，准备具有把(211)面作为主面，且具有构成(110)面的ORF面的尖晶石衬底11。在该尖晶石衬底11的表面，经与实施例1相同的处理，沿垂直于ORF面的方向延伸形成由多个SiO2条带构成的第1选择生长掩模13。各个条带宽度为12微米，条带间隔为6微米。
在HVPE装置中，在石英制的反应容器的内部，设置收容Ga金属的石英舟。在离开石英舟的位置上，倾斜地设置已形成了第1选择生长掩模13的尖晶石衬底11。在与反应容器内的Ga金属接近的位置设置卤素气体供给管道，除卤素气体供给管道外，在与衬底11接近的位置上还设有氮元素源供给管道。
用卤素气体供给管道导入氮携带气体的同时还导入HCl气体。这时，镓金属的舟被加热到900℃，尖晶石衬底已被加热到1050℃。接着，使HCl气体和镓金属进行反应生成GaCl3，从接近尖晶石衬底11的氮元素源供给管道同时供给氮携带气体和氨，此外还从卤素同时供给管道供给氯化氢气体和硅烷气体，在生长速度50微米/时下生长3个小时，生长150微米厚的掺入了1×1018/cm3 Si的GaN晶体。
把已经生长了HVPE氮化镓晶体16的晶圆片从反应容器中取出，抛光GaN晶体的表面，除去表面的凹凸，测定晶格缺陷的个数。在本实施例中所得到的GaN晶体16的晶体缺陷的个数与实施例1的GaN晶体的晶体缺陷的个数大体上是一样的。实施例6
在本实施例中，参照图8A和图8B。
首先，把具有在实施例1中得到的掺Si的GaN晶体的晶圆片置入MOVPE装置的反应容器内，在1050℃下，在掺Si的GaN晶体之上，生长1微米厚的由以1×1018/cm3的浓度掺入了Si的GaN晶体构成的高温缓冲层81。
接着，在高温缓冲层81之上，用MOVPE依次生长由厚度为20埃的单量子阱结构的In0.4Ga0.6N构成的有源层82，由厚度为0.3微米的掺Mg的Al0.2Ga0.8N构成的p侧包覆层83，由厚度为0.5微米的掺Mg的GaN构成的p侧接触层84。
然后，从反应容器中取出晶圆片，在氮气氛中600℃下进行退火，使p侧包覆层83和p侧接触层84低电阻化。
之后，从p侧接触层开始依次进行刻蚀，使掺Si的GaN晶体部分地露出来。该刻蚀部分提供以后的划片时的‘切槽’。
在刻蚀之后，在p侧接触层84的几乎整个面上形成厚度为200埃的Ni/Au的双层结构的透光性的p侧电极85，在该p侧电极85之上，形成厚度为0.5微米厚的键合用的焊盘电极86。
在形成了焊盘电极86之后，用研磨法除去该晶圆片的蓝宝石衬底11，低温缓冲层12和第1选择生长掩模13(参照图1C)，使掺Si的GaN晶体16的背面露出来，并在其背面的几乎整个面，形成厚度为0.5微米的n侧电极87。
之后，从n电极一侧沿着上述切槽划片，在掺Si的GaN晶体16的M面((1100)面)和垂直于该M面的面处劈开，得到300微米见方的LED芯片。该LED芯片在20mA下显示520nm的绿光，与在现有的蓝宝石衬底上生长的LED器件相比，输出功率为2倍以上，静电耐压也为2倍以上，显示出非常优良的特性。实施例7
在本实施例中，参照图10。
把由实施例2所得到的已生长了掺Si的GaN晶体116的晶圆片置入MOVPE装置的MOVPE反应容器中，在1050℃下，在掺Si的GaN晶体116之上，生长1微米厚的由掺入了1×1018/cm3的浓度Si的GaN晶体构成的高温缓冲层层211。
接着，在高温缓冲层211之上，生长由掺入了1×1018/cm3Si的In0.1Ga0.9N构成的防裂层212，厚度为500埃。
在防裂层212之上，交互地叠层由掺入了5×1018/cm3Si的n型Al0.2Ga0.8N构成的厚度为20埃的第1层，和由未掺杂GaN构成的厚度为20埃的第2层，形成总的厚度为0.4微米的超晶格结构的n侧包覆层213。
接着，在n侧包覆层213之上，生长由掺入了5×1018/cm3Si的n型GaN构成的n侧光引导层214，厚度为0.1微米。
其次，使由未掺杂的In0.2Ga0.8N构成的厚度为5埃的阱层和未掺杂的In0.01Ga0.95N构成的厚度为50埃的势垒层交互地叠层形成总厚度为175埃的多量子阱(MQW)结构的有源层215。
其次，生长厚度为300埃的，具有能隙比p侧光引导层217还大，且能隙比有源层215还大的，由掺入了1×1020/cm3Mg的P型Al0.3Ga0.9N构成的p侧帽层216。
在p型帽层216之上，生长厚度为0.1微米的由能隙比p型帽层216还小的，由掺入了1×1020/cm3Mg的GaN构成的p侧光引导层217。
接着，在p侧光引导层217之上，交互地叠层由掺入了1×1020/cm3Mg的p型Al0.2Ga0.8N构成的厚度为20埃的第1层，和由掺入了1×1020/cm3Mg的p型GaN构成的厚度为20埃的第2层，形成总的厚度为0.4微米的超晶格结构的p侧包覆层218。
最后，生长由掺入了1×1020/cm3Mg的p型GaN构成的厚度为150埃的p侧接触层219。
在所有的氮化物半导体层都生长之后，在反应容器内，在氮气氛中对该晶圆片在700℃下进行退火处理，使p型层进一步低电阻化。退火后，从反应容器中取出晶圆片，用RIE装置，刻蚀最上层的p侧接触层219和p侧包覆层218，形成具有4微米宽的条带状脊形，在脊形顶面的整个面上形成Ni/Au的双层结构的p侧电极220。其次，在除去p侧电极220之外的p侧包覆层218和接触层219的露出面上，形成由SiO2构成的绝缘膜221，并形成通过该绝缘膜221与p侧电极220电连的p侧焊盘电极222。
在形成了p侧焊盘电极222后，用研磨法除去晶圆片的蓝宝石衬底11，缓冲层12，第1选择生长掩模13，第1GaN晶体16，第2选择生长掩模113，和第2GaN晶体116的一部分，使第2GaN晶体的背面露出来，并在其整个背面形成厚度为0.5微米的Ti/Al的双层结构的n侧电极223，再在其上形成由Au/Sn构成的薄膜，用做与热沉之间的金属化。
之后，从n侧电极223开始划片，在第2GaN晶体116M的面((1 100)面，相当于图6的六角柱的侧面)处把第2GaN晶体116劈开成条状，制成共振面。在该共振面形成SiO2和TiO2的电介质多层膜，最后在与p侧电极220的延伸方向平行方向切断条，得到激光器芯片。把各个芯片在面朝上的状态(衬底和热沉相向的状态)下设置散热片，并对p侧焊盘电极222进行金属丝键合。使所得到的LD器件在室温下进行激光振荡时，在室温下，在阈值电流密度为2.0kA/cm2和阈值电压为4.0V下，确认振荡波长405nm的连续振荡，振荡寿命大于1000小时。实施例8
在本实施例中，参照图9。
用与实施例6的手法类似的手法，在由实施例2中得到的未掺杂GaN晶体116之上，依次生长由掺入了1×1018/cm3Si的GaN构成的高温缓冲层81，由In0.4Ga0.6N构成的厚度为20埃的单量子阱结构的有源层82，由掺Mg的Al0.2Ga0.8N构成的厚度为0.3微米的p侧包覆层83，由掺Mg的GaN构成的厚度为0.5微米的p侧接触层84。其次，经与实施例6一样地处理在p侧接触层84的几乎整个面上形成透光性p侧电极85，再在其上形成焊盘电极86。在进行了规定的刻蚀之后，在高温缓冲层81上，形成n侧电极87。
本实施例的LED器件与实施例6的LED器件的不同之处是：本实施例的LED器件结构形成在比实施例1的GaN晶体16的结晶性还好的第2GaN晶体116之上；此外对于衬底在同一侧面设置p侧电极85和p侧电极87。这样一来，在未掺杂的GaN晶体衬底之上具有叠层已掺入了n型杂质的氮化物半导体层(高温缓冲层81)的结构的氮化物半导体器件中，在n型层一侧设置n电极的情况下，在已掺入了n型杂质的氮化物半导体层上设置n电极，则具有易于得到Vf低发光效率高的LED器件的倾向。事实上，实施例8的LED器件，与实施例6的LED器件相比，输出功率约提高了1.5倍，静电耐压也提高了约1.5倍。实施例9
在本实施例中，参照图1A～图1C和图9。
与实施例3一样，在具有把C面作为主面，且具有构成A面的ORF面的蓝宝石衬底11之上生长由GaN构成的厚度为200埃的低温缓冲层和厚度为4微米的未掺杂的GaN层，形成双层结构的基底层12。用CVD装置，在未掺杂的GaN层之上，形成厚度为0.1微米的由各个条带宽度为20微米、条带间隔为5微米的多个SiO2条带构成的第1选择生长掩模。第1选择生长掩模分别是沿垂直于ORF面的方向相互平行地延伸的掩模。
把该晶圆片转送往MOVPE装置，生长厚度为15微米的掺入了1×1019/cm3Si的GaN晶体。
此后，同实施例8一样，在掺Si的GaN晶体之上，依次生长由掺入了1×1018/cm3Si的GaN晶体构成的高温缓冲层，厚度为20埃的单量子阱结构的In0.4Ga0.6N有源层，由掺Mg的Al0.2Ga0.8N构成的厚度为0.3微米的p侧包覆层，由掺Mg的GaN构成的厚度为0.5微米的p侧接触层。然后从p侧包覆层开始进行刻蚀，使杂质浓度大的掺Si的GaN晶体的表面露出，在其上形成n电极，另一方面，在p侧接触层的几乎整个面上形成透光性p侧电极，再在该p侧电极之上形成键合用的焊盘电极。这样一来，在该LED器件中，n侧电极和p侧电极被设置在衬底的同一侧。最后，在对蓝宝石衬底进行研磨使之变薄到厚度约50微米后，在研磨面一侧，进行划片得到350微米见方的LED器件。该LED器件虽然与实施例6的LED器件显示出大体上同等的特性，但是，器件本身的成品率与实施例6比较为100倍以上。实施例10
在本实施例中，参照图1A～图1C，图2和图9。
准备具有自C面的倾斜角θ=0.13°，阶梯式台阶约15埃，平台宽度W约56埃的阶梯，且具有构成A面的ORF面的直径2英寸的蓝宝石衬底11。
在该蓝宝石衬底的倾斜面上，与实施例9一样，在生长厚度为200埃的由GaN构成的低温缓冲层的同时，在其上生长厚度为4微米的未掺杂GaN层，形成双层结构的基底层12后，用CVD装置，在该未掺杂的GaN层之上形成厚度为0.1微米的第1选择生长掩模13，该选择生长掩模13由各个条带宽度为25微米、条带间隔为5微米的多个的SiO2条带构成。第1选择生长掩模分别是沿垂直于A面的方向相互平行地延伸的掩模。
把该晶圆片转送往MOVPE装置，生长厚度为10微米的掺入了1×1019/cm3Si的GaN晶体。
接着，在掺Si的GaN晶体之上，依次生长由掺入了1×1018/cm3Si的GaN晶体构成的高温缓冲层，厚度为20埃的单量子阱结构的In0.4Ga0.6N有源层，由掺Mg的Al0.2Ga0.8N构成的厚度为0.3微米的p侧包覆层，由掺Mg的GaN构成的厚度为0.5微米的p侧接触层。
在此之后，进行与实施例9相同的处理，得到350微米见方的LED器件。该LED器件与实施例9的LED器件比较，输出功率大约提高了5％，器件本身的成品率与实施例9一样，是高成品率。实施例11
依据实施例9的步骤，在生长了厚度为10微米的掺入了1×1019/cm3Si的GaN晶体后，将该晶圆片从MOVPE装置中取出，在与第1选择生长掩模的窗口部分对应的位置，形成由各个条带宽度为15微米的二氧化硅条带构成的第2选择生长掩模，厚度为0.1微米。把已形成了第2选择生长掩模的晶圆片转送往MOVPE装置，生长厚度为15微米的掺入了1×1019/cm3Si的GaN晶体116。
接着，与实施例9一样，在第2掺Si的GaN晶体116之上，依次生长由掺入了1×1018/cm3Si的GaN晶体构成的高温缓冲层，由厚度为20埃的单量子阱结构的In0.4Ga0.6N有源层，由掺Mg的Al0.2Ga0.8N构成的厚度为0.3微米的p侧包覆层，由掺Mg的GaN构成的厚度为0.5微米的p侧接触层。然后，进行与实施例9相同的处理，得到350微米见方的LED器件。该LED器件显示出与实施例8的LED器件大体上同等的特性，器件本身的成品率与实施例8比较，是100倍以上。实施例12
在本实施例中，特别要参照图8A和图8B。
把具有把C面作为主面，且具有构成A面的ORF面的蓝宝石衬底11置入MOVPE装置的反应容器内，在500℃下在蓝宝石衬底11之上生长厚度为200微米的由GaN构成的低温缓冲层后，把温度设定为1050℃，生长厚度为5微米的由GaN构成的GaN层，形成双层结构的基底层12。
从反应容器中取出该晶圆片，在基底层12的顶面上形成条带状的光掩模，用CVD装置，分别形成厚度为0.1微米的由各个条带宽度为20微米、条带间隔(窗口的宽度)为5微米的多个SiO2条带构成的选择生长掩模13。各个条带掩模被形成为沿垂直于ORF面的方向相互平行地延伸。
把已经形成了第1选择生长掩模13的晶圆片再次置入MOVPE反应容器内，在1050℃下，生长掺入了1×1018/cm3Si的GaN晶体16，厚度为100微米。
从MOVPE反应容器内取出已生长了掺Si的GaN晶体16的晶圆片，抛光掺Si的GaN晶体16的表面形成镜面。在该掺Si的GaN晶体16中，与第1选择生长掩模13对应的表面区域的晶体缺陷的个数低于106/cm2。
其次，把已生长了掺Si的GaN晶体16的晶圆片再次转送往MOVPE反应容器内，在掺Si的GaN晶体16上生长由掺入了1×1018/cm3Si的GaN构成的厚度为1微米的缓冲层(n侧包覆层)81。
接着，在n侧包覆层81之上，依次生长厚度为20埃的单量子阱结构的未掺杂In0.4Ga0.6N有源层82，由掺Mg(1×1020/cm3)的Al0.2Ga0.8N构成的厚度为0.3微米的p侧包覆层83，由掺Mg(1×1020/cm3)的GaN构成的厚度为0.5微米的p侧接触层84。
然后，从MOVPE反应容器内取出晶圆片，在氮气氛中在600℃下进行退火，使p侧包覆层83，p侧接触层84低电阻化。接着，从p侧接触层84开始进行刻蚀，使n侧包覆层81或GaN晶体的表面露出来，设置切槽。
在刻蚀后，在p侧接触层84的几乎整个表面上形成Ni/Au的双层结构的透光性p侧电极85，厚200埃，并在该p侧电极85之上，形成厚度为0.5微米的键合用的p侧焊盘电极86。
在形成了p侧焊盘电极86后，用研磨法除去晶圆片的蓝宝石衬底11，基底层12和第1选择生长掩模13，使GaN晶体16的背面露出来，并在该背面的几乎整个面形成W/Al的双层结构的n侧电极87，厚度为0.5微米。
然后，从上述的切槽处切割晶圆片变成为条状，再按垂直于该条的短边的方向对条进行切割，得到LED芯片。该LED芯片的有源层的下边的氮化物半导体层的晶体缺陷，在第1选择生长掩模的上部少，在窗口部分的上部多。这样，采用在晶体缺陷少的区域上多配设有源层的面积的办法，就可以得到可靠性高的器件。由本实施例中得到的LED，在20mA下，显示出520nm的绿色光，输出功率与在现有的蓝宝石衬底上生长氮化物半导体器件结构的LED相比，为2倍以上，静电耐压也为2倍以上，显示出非常出色的特性。
此外，在本实施例中，虽然把第1选择生长掩模的形状定为条带状，但是也可以预先把与想要切割成的芯片的形状吻合的形状(例如四角形)的选择生长掩模形成为规规矩距的点状，以便在与该选择生长掩模的窗口相当的位置上切割芯片。实施例13
在本实施例中，特别要参照图11。
用实施例12的手法，生长厚度为6微米的掺入了1×1018/cm3Si的GaN晶体16。
把已经生长了该GaN晶体16的晶圆片置入MOVPE反应容器内，在1050℃下，在掺Si的GaN晶体15之上，生长由掺入了1×1018/cm3Si的GaN构成的高温缓冲层211。
其次，在高温缓冲层211之上，生长由已掺入了1×1018/cm3Si的In0.1Ga0.9N构成的厚度为500埃的防裂层212。
接着，在防裂层212之上，交互地叠层100层由已掺入了5×1018/cm3的Si的In0.2Ga0.8N构成的厚度为20埃的第1层，和由未掺杂GaN构成的厚度为20埃的第2层，形成0.4微米的超晶格结构n侧包覆层213。
接着，生长由已掺入了5×1018/cm3Si的n型GaN构成的n侧光引导层214，厚度为0.2微米。
在n侧光引导层214之上，使由未掺杂的In0.2Ga0.8N构成的厚度为25埃的阱层和未掺杂的In0.01Ga0.99N构成的厚度为50埃的势垒层交互叠层形成总厚度为175埃的多量子阱(MQW)结构的有源层215。
在有源层215之上，生长能隙比p侧光引导层217还大，且比有源层215也大的，由掺入了1×1020/cm3Mg的p型Al0.3Ga0.7N构成的p侧帽层216，厚度为300埃。
在p侧帽层216之上，生长能隙比p侧帽层216还小的由掺入了1×1020/cm3Mg的p型GaN构成的p侧光引导层217，厚度为0.1微米。
在p侧光引导层217之上，使由掺入了1×1020/cm3Mg的p型Al0.2Ga0.8N构成的厚度为20埃的第1层，和由掺入了1×1020/cm3Mg的p型GaN构成的厚度为20埃的第2层交互叠层形成总厚度为0.4微米的超晶格结构的p侧包覆层218。
最后，生长由掺入了1×1020/cm3Mg的p型GaN构成的p侧接触层219，厚度为150埃。
在所有的氮化物半导体层都生长了之后，在反应容器内，在氮气氛中，在700℃下使晶圆片退火，使p型层进一步低电阻化。退火后，从反应容器内取出晶圆片，用RIE装置，对最上层的p侧接触层219和p侧包覆层218进行刻蚀，形成具有4微米的条带宽度的脊形。脊形沿与第1选择生长掩模的条带平行方向形成，且形成于第1选择生长掩模的上部的位置。
在形成了脊形后，以脊形条带为中心刻蚀在该脊形条带的两侧露出来的p侧包覆层217，使待形成n侧电极223a,223b的n侧包覆层211的表面露出来。
然后，在脊形顶面的整个面形成Ni/Au的双层结构的p侧电极220。在除p侧电极220之外的p侧包覆层218，p侧接触层219的表面，形成由SiO2构成的绝缘层221，并形成通过该绝缘层221与p侧电极220电连的p侧焊盘电极222。另一方面，在先前已经露出来的n侧包覆层211的表面，形成W/Au的双层结构的n侧电极223a、223b。
在形成了n侧电极后，与实施例1一样地对晶圆片的蓝宝石衬底进行研磨使之变成50微米厚之后，在垂直于条带状的p侧电极220,n侧电极223a、223b的方向上，从蓝宝石衬底11劈开，把这样劈开的有源层215的劈开面当作共振面。在GaN晶体16中混合存在着晶体缺陷多的区域和晶体缺陷少的区域，在LD器件的情况下，在晶体缺陷多的区域之上形成n侧电极223a、223b，使有源层215不存在，由于使热集中的有源层215不会因晶体缺陷而受到破坏，故得以实现可靠性高寿命长的LD器件。
使由本实施例中得到的LD器件在室温下进行激光振荡时，在阈值电流密度为2.0kA/cm2和阈值电压为4.0V下，确认振荡波长405nm的连续振荡，振荡寿命大于1000小时。实施例14
在本实施例中，特别要参照图1A～图1C。
首先，在具有把C面作为主面，且具有构成A面的ORF面的直径2英寸的蓝宝石衬底11上边，用与实施例1相同的手法，形成条带状的光掩模，用CVD装置，分别形成由每个条带宽度为10微米，条带间隔(窗口的间隔)为6微米的多条SiO2条带构成的第1选择生长掩模13，厚度为1微米。各个条带13沿垂直于蓝宝石衬底11的ORF面的方向相互平行地延伸。
把已形成了第1选择生长掩模13的蓝宝石衬底11置于MOVPE反应容器内，把温度设定为510℃，用氢做携带气体，用氨和TMG做原料，在已形成了选择生长掩模13的衬底11上，生长由GaN构成的低温缓冲层(未画出来)，厚度约200埃。
在形成了缓冲层之后，仅仅停止TMG的气流，使温度上升到1050℃。在1050℃，用TMG和氨作原料气体，用硅烷气体作掺杂剂，生长掺入了1×1018/cm3Si的GaN晶体16，厚度为100微米。
然后，从反应容器中取出已经生长了GaN晶体16的晶圆片，抛光GaN晶体(衬底)16的表面形成镜面。
借助于平面TEM观察测定由实施例14得到的GaN晶体和由上述比较例1得到的GaN晶体的晶体缺陷个数。其结果是，由实施例14得到的GaN晶体的晶体缺陷的个数平均为1.3×106/cm2，在比较例1的晶体缺陷的个数为2.4×107/cm2，表明实施例14的GaN晶体的晶体缺陷的个数在比较例1的晶体缺陷的个数的1/10以下。实施例15
在本实施例中，参照图1A～图1C。
在实施例14中所用的蓝宝石衬底11之上，生长由GaN构成的低温缓冲层，厚度为200埃，再在其上生长厚度为5微米的未掺杂GaN层，形成双层结构的基底层12。在该晶圆片的基底层12的顶面，用与实施例14同样的手法，形成厚度为1微米的由各个条带宽度为10微米，条带间隔为3微米的多个SiO2条带构成的第1选择生长掩模13。各个选择生长掩模13沿垂直于蓝宝石衬底11的ORF面的方向延伸。
把已经形成了选择生长掩模13的晶圆片移到HVPE反应容器中去，在1050℃，用GaCl3和氨作原料气体，用硅烷气体作掺杂气体，生长掺Si的GaN晶体16，厚度为300微米。
从反应容器中取出已经生长了GaN晶体16的晶圆片，用研磨法除去蓝宝石衬底11，基底层12和选择生长掩模13后，GaN晶体16的背面加工成镜面，得到掺Si的GaN晶体16。
与实施例14一样，测定研磨一侧和相反一侧的晶体缺陷的个数，得知该数为1×103/cm2，比实施例14的GaN晶体的个数少，得到了具有非常良好的结晶性的器件制作用的衬底。实施例16
作为异种衬底11，除了用具有以A面作为主面，且具有构成R面的ORF面的蓝宝石衬底11之外，用与实施例14同样的手法，生长100微米厚的掺Si的GaN晶体16。此外，各个条带13沿垂直于R面的方向延伸。其结果得到与实施例1几乎同等的腐蚀坑非常少的GaN晶体16。实施例17
首先，准备具有以(111)面作为主面，且具有构成(110)面的ORF面的尖晶石衬底11。在该尖晶石衬底11的表面，用与实施例1相同的手法，形成1微米厚的由多个SiO2条带构成的第1选择生长掩模13，使得其沿垂直于ORF面的方向延伸。各个条带宽度为10微米，条带间隔为3微米。
用已经形成了该选择生长掩模13的尖晶石村底11，用与实施例5相同的HVPE法，生长厚度为150微米的掺入了1×1018/cm3Si的GaN晶体16。
从反应容器中取出已经生长了掺Si的GaN晶体的晶圆片，研磨除去尖晶石衬底11和选择生长掩模13，与实施例14同样地测定晶体缺陷的个数时，得知由本实施例所得的GaN晶体是与实施例14的晶体缺陷的个数大体上同等的腐蚀坑非常少的晶体。实施例18
在本实施例中，特别要参照图8A和图8B。
从实施例14得到的晶圆片上，用研磨法除去蓝宝石衬底11，低温缓冲层和选择生长掩模13，使掺Si的GaN晶体的背面露出来，得到独立的掺Si的GaN晶体衬底1000。
把掺Si的GaN晶体衬底1000置入MOVPE装置的反应容器内，在1050℃下，在其表面上，生长由掺入了1×1018/cm3Si的GaN构成的高温缓冲层81。
在高温缓冲层81之上，依次生长厚度为20埃的单量子阱结构的In0.4Ga0.6N有源层82，由掺Mg(1×1020/cm3)的Al0.2Ga0.8N构成的厚度为0.3微米的p侧包覆层83，由掺Mg(1×1020/cm3)的GaN构成的厚度为0.5微米的p侧接触层84。
然后，从MOVPE反应容器内取出已生长了各氮化物半导体层的晶圆片，在氮气氛中，在600℃下使之退火，使p侧包覆层83,p侧接触层84低电阻化。之后，从p侧接触层84开始进行刻蚀，使掺Si的GaN晶体衬底1000的表面露出来。借助于该刻蚀，设置芯片切断时的‘切槽’。
在上述刻蚀后，在p侧接触层84的几乎整个表面上形成厚度为200埃的Ni/Au的双层结构的透光性p侧电极85，并在该p侧电极85之上，形成厚度为0.5微米的键合用的焊盘电极86。
在形成了焊盘电极后，在GaN晶体衬底1000的背面的整个面形成n侧电极87，厚度为0.5微米。
然后，沿着上述的切槽切片，沿GaN晶体衬底1000M的面((1 100)面)和垂直于该M面的面劈开，得到300微米见方的LED芯片。该LED芯片在20mA下，显示出520nm的绿色光，输出功率与在现有的蓝宝石衬底上生长氮化物半导体器件结构的LED比为2倍以上，静电耐压也为2倍以上，显示出非常出色的特性。实施例19
在本实施例中，特别要参照图10。
把由实施例18得到的独立的掺Si的GaN晶体衬底1000置入MOVPE装置的反应容器内，在该衬底1000的表面，直接形成n侧包覆层213，而无须设置缓冲层211和防裂层212。说得更为具体点，使由掺入了1×1019/cm3Si的Al0.2Ga0.8N构成的厚度为20埃的第1层和由未掺杂GaN构成的厚度为20埃的第2层交互地生长100层，形成总厚度为0.4微米的超晶格结构的n侧包覆层213。
接着，在n侧包覆层213之上，生长由掺入了1×1017/cm3Si的n型GaN构成的n侧光引导层214，厚度为0.1微米。
其次，在n侧光引导层214之上，使由掺入了1×1017/cm3Si的Al0.2Ga0.8N构成的厚度为25埃的阱层和由掺入了1×1017/cm3Si的Al0.01Ga0.95N构成的厚度为50埃的势垒层交互叠层，形成总厚度为175埃的多量子阱(MQW)结构的有源层215。
其次，在有源层215之上，生长厚度为300埃的p侧帽层216，该p侧帽层216由能隙比p侧光引导层217还大，而且比有源层215也大的掺入了1×1020/cm3Mg的p型Al0.3Ga0.9N构成。
接着，在p侧帽层216之上，生长厚度为0.1微米的p侧光引导层217，该p侧光引导层217由能隙比p侧帽层216还小的用掺入了1×1018/cm3Mg的p型GaN构成。
其次，在p侧光引导层217之上，使由掺入了1×1020/cm3Mg的Al0.2Ga0.8N构成的厚度为20埃的第1层和由掺入了1×1020/cm3Mg的p型GaN构成的厚度为20埃的第2层交互地叠层，形成总厚度为0.4微米的超晶格结构的p侧包覆层218。
最后，在p侧包覆层218之上，生长由用1×1020/cm3掺入了Mg的p型GaN构成的p侧接触层219，厚度为150埃。
这样一来，把已经形成了各氮化物半导体层的晶圆片置于反应容器中，在氮气氛内，在700℃下进行退火处理，使p型层进一步低电阻化。在退火后，从反应容器中取出晶圆片，RIE用装置，对最上层的p型接触层219和p侧包覆层218进行刻蚀，提供具有4微米的条带宽度的脊形，在该脊形的顶面的整个面上形成Ni/Au的双层结构的p侧电极220。然后，除p侧电极220的顶面外，在p侧电极220的露出面，p侧包覆层218和接触层19的露出面上，形成由SiO2构成的绝缘膜221，并形成通过该绝缘膜221与p侧电极220电连的p侧焊盘电极222。
在形成了p侧焊盘电极222之后，在掺Si的GaN晶体衬底1000的整个背面上形成厚度为0.5微米的Ti/Al的双层结构的n侧电极223，在其上边形成由Au/Sn构成的薄膜，用做与热沉之间的金属化。
之后，从n侧电极223开始对晶圆片划片，在GaN晶体衬底1000的M面((1 100)面，相当于图3的六角柱的侧面)处把GaN晶体衬底1000劈开，在提供共振面的同时，还得到条。在该共振面的两面或不论哪一面上形成SiO2和TiO2的电介质多层膜，最后在与p侧电极220的延伸方向平行的方向上切断该条，得到LD器件芯片。把各个芯片面朝上设置在热沉上，对p侧焊盘电极222进行金属丝键合。使该LD器件在室温下进行激光振荡时，在室温下，在阈值电流密度为2.0kA/cm2和阈值电压为4.0V下，确认振荡波长405nm的连续振荡，振荡寿命大于1000小时。实施例20
在本实施例中，特别要参照图9。
由实施例15得到的未掺杂GaN晶体16(被蓝宝石衬底11支持)之上，使由掺入了1×1019/cm3Si的Al0.2Ga0.8N构成的厚度为20埃的第1层和由未掺杂GaN构成的厚度为20埃的第2层交互地生长100层，形成总厚度为0.4微米的超晶格结构的n侧包覆层81。
其次，在n侧包覆层81之上，依次生长厚度为20埃的单量子阱结构的In0.4Ga0.6N有源层82，由掺Mg(1×1020/cm3)的Al0.2Ga0.8N构成的厚度为0.3微米的p侧包覆层83，由掺Mg(1×1020/cm3)的GaN构成的厚度为0.5微米的p侧接触层84。然后，从p侧接触层84进行刻蚀，使杂质浓度大的掺Si的GaN晶体1000的表面露出来，在其上形成n侧电极87。另一方面，在p侧接触层84的几乎整个面上形成透光性的p侧电极85，在其上形成键合用的焊盘电极86。最后，在对蓝宝石衬底进行研磨，使其厚度变薄为50微米左右之后，对研磨面进行划片，得到350微米见方的LED器件。
所得到的LED器件，与实施例18中的LED的器件相比，输出功率和静电耐压都提高了大约5倍。实施例21
根据实施例15的手法，在实施例15的蓝宝石衬底11之上生长厚度为200埃的由GaN构成的低温缓冲层，在其上生长4微米厚的未掺杂GaN层之后，形成与实施例15一样的第1选择生长掩模13。
其次，把该晶圆片转移至MOVPE装置，生长掺入了1×1018/cm3Si的GaN晶体16，厚度为15微米。
在该GaN晶体16之上，与实施例20同样，在依次生长n侧包覆层81，有源层82,p侧包覆层83,p侧接触层84之后，进行与实施例20相同的处理，得到350微米见方的LED器件。该LED器件表示出与实施例20的LED器件同样良好的特性，与实施例20的LED器件比还提高了寿命。实施例22
除各个条带宽度为10微米，条带间隔为5微米外，与实施例10同样地进行处理，在倾斜的蓝宝石衬底11之上生长由GaN构成的低温缓冲层和未掺杂的GaN层，在其上形成第1选择生长掩模13。
把该晶圆片移至MOVPE装置，在该晶圆片上生长厚度为10微米的掺入了1×1019/cm3Si的GaN晶体16。
接着，与实施例20同样，在依次生长n侧包覆层81，有源层82，p侧包覆层83,p侧接触层84之后，进行与实施例20相同的处理，得到350微米见方的LED器件。该LED该器件与实施例20的LED器件相比，输出功率大约提高了5％，器件本身的成品率与实施例20的成品率相同。实施例22
除条带间隔分别设定为5微米，3微米和1微米外，与实施例4同样地进行处理生长3种掺Si的GaN晶体16。
与实施例14同样地进行处理并测定腐蚀坑的个数的结果，与条带间隔为5微米的情况相比，在3微米和1微米的情况下，腐蚀坑的个数分别减少了约20％。实施例23
在本实施例中，特别要参照图1A～图1C和图11。
把具有以C面作为主面，且具有构成A面的ORF面的直径2英寸的蓝宝石衬底11置入MOVPE反应容器内，把温度设定为500℃，用氢气作携带气体，用TEM和氨作原料气体，生长由GaN构成的低温缓冲层，厚度为200埃，在其上在1050℃下生长厚度为5微米的未掺杂的GaN层，形成双层结构的基底层12。
从MOVPE反应容器内取出已形成了该基底层12的晶圆片，在该基底层12的表面，形成条带状的光掩模，用CVD装置，形成由各个条带宽度为10微米、条带间隔为2微米的SiO2条带构成的1微米厚的第1选择生长掩模13。
把已形成了选择生长掩模13的晶圆片再次置入MOVPE反应容器内，把温度设定为1050℃，使氨气以0.27摩尔/分的流量，TMG以225微摩尔/分的流量(Ⅴ/Ⅲ比=1200)流入，生长30微米厚的未掺杂的GaN晶体16。在生长后，用断面TEM观察GaN晶体16，在距与基底层12的界面大约5微米左右的高度的下侧区域中晶体缺陷的个数多(108/cm2以上)，在比该下侧区域还往上的区域中晶体缺陷少(106/cm2以下)，可以充分地作为氮化物半导体晶体衬底使用。生长后的晶体16的表面，在与各个条带掩模中央部分和各个窗口部分的中央部分分别对应的部分上稍稍出现了结晶晶体缺陷，但是与Ⅴ/Ⅲ比大于2000的情况相比，晶体缺陷的个数少2个数量级以上。
其次，用氨气和TMG作原料气体，用硅烷气体作掺杂气体，在GaN晶体16之上生长由掺入了3×1018/cm3Si的GaN构成的5微米厚的n侧缓冲层211。
其次，用TMG、TMI和氨气作原料气体，在800℃下，在n侧缓冲层211之上，生长由In0.06Ga0.94N构成的防裂层216，厚度为0.15微米。
接着，在1050℃，使由掺入了1×1019/cm3Si的In0.2Ga0.8N构成的厚度为25埃的第1层和(用TMA、TMG、氨和硅烷气体)，和由未掺杂的GaN构成的厚度为25埃的第2层(用TMG和氨)交互地生长，生长总厚为0.8微米的超晶格结构n侧包覆层213。
接着，在1050℃下，生长由未掺杂的GaN构成的厚度为0.1微米的n侧光引导层214。
其次，用TMA、TMI和氨，在800℃下，使由未掺杂的In0.2Ga0.8N构成的厚度为40埃的阱层，和由未掺杂In0.01Ga0.95N构成的厚度为100埃的势垒层交互地叠层，生长最后在势垒层处结束的总厚为440埃的各量子阱结构的有源层215。
其次，使温度上升到1050℃，用TMA、TMG、氨和Cp2Mg生长能隙比p侧光引导层217还大，由掺入了1×1020/cm3Mg的p型In0.3Ga0.7N构成的厚度为300埃的p侧帽层216。
接着，用TMG和氨，在1050℃，生长能隙比p侧帽层216还小的由未掺杂的GaN构成的p侧光引导层217，厚度为0.1微米。
接着，在1050℃，使由掺入了1×1020/cm3Mg的p型In0.2Ga0.8N构成的厚度为25埃的第1层，和由未掺杂GaN构成的厚度为25埃的第2层交互地生长，生长总厚为0.8微米的超晶格结构的p侧包覆层218。
最后，在1050℃，在p侧包覆层218之上，生长由掺入了2×1020/cm3Mg的p型GaN构成的p侧接触层219，厚度为150埃。
将经以上那样的处理生长了氮化物半导体层的晶圆片置于反应容器中，在氮气氛中在700℃下进行退火处理，使以掺入了p型杂质的层进一步低电阻化。
退火后，从反应容器中取出晶圆片，用RIE装置，对最上层的p型接触层219和p侧包覆层218进行刻蚀，提供具有4微米的条带宽度的脊形。这时，使脊形条带形成于与出现了晶体缺陷的条带掩模13的中央部分和窗口的中央部分对应的位置以外的表面区域上。这样一来，如果在几乎没有晶体缺陷位置上形成脊形条带，由于在激光器振荡期间，具有晶体缺陷难于从衬底向活性区域转移的倾向，故器件的寿命变长，可靠性提高。
其次，在脊形顶面上形成保护掩模，用RIE进行刻蚀，使n侧缓冲层211的表面露出来。已露出来的n侧缓冲层211还起着用来形成n侧电极223a、223b的接触层的作用。另外，进行刻蚀直到GaN晶体16的晶体缺陷多的区域为止，还可以把该露出面作为接触层来提供。
其次，在构成脊形的p侧接触层219的顶面，把由Ni和Au构成的p侧电极220形成为条带状。另一方面，在借助于上述刻蚀露出来的n侧缓冲层211的表面，把由Ti和Al构成的n侧电极223a和223b形成为条带状。
然后，在通过上述刻蚀露出来的氮化物半导体层的侧面，形成由SiO2构成的绝缘膜221，并形成通过该绝缘膜与p电极220电连的p焊盘电极222。
接着，把所得到的晶圆片转送至研磨装置，用金刚石研磨剂把蓝宝石衬底11的背面研磨到变成为70微米的厚度为止，然后，再用细的研磨剂进行1微米抛光，把蓝宝石衬底11的背面加工成镜面，用Au/Sn使其整个背面金属化。
之后，在Au/Sn一侧对晶圆片进行划片，在与条带状的电极垂直的方向上劈开成条状，形成劈开面。在共振面上形成SiO2和TiO2的电介质多层膜，最后在与p电极平行的方向上切断条，得到LED器件芯片。把该芯片面朝上设置到热沉上，对每一电极进行金属丝键合。使该LD器件在室温下进行激光振荡时，在阈值电流密度为2.0kA/cm2和阈值电压为4.0V下，确认振荡波长为405nm的连续振荡，振荡寿命大于一万小时。另外，在从上述晶圆片得到的LD器件之内，随意抽出500个LD器件测定LD器件的寿命时，表明寿命在一万小时以上的占70％以上。
另外，在生长GaN晶体16时，除了把氨的流量设定为0.36摩尔/分，把TMG的流量设定为162微摩尔/分(Ⅴ/Ⅲ比=2222)，生长30微米厚的未掺杂的GaN晶体16，除在任意的位置上形成脊形条带之外，与实施例23同样地制作LD器件。从得到的LD器件中随意抽出500个LD器件之内，寿命达到一万小时的占5％以下。实施例24
除生长厚度为10微米的GaN晶体16之外，用与实施例23同样的手法制作LD器件。在这种情况下，在GaN晶体16的表面出现的晶体缺陷的个数与实施例23的LD器件相比有多一个数量级的倾向，此外，在由得到的LD器件中随意抽出500个LD器件之内，达到一万小时的寿命的占50％以上。实施例25
本实施例，主要参照图11。
在实施例23中在生长GaN晶体16时，除了使氨以0.27摩尔/分，TMG以150微摩尔/分(Ⅴ/Ⅲ比=1800)的流量流入，并向该原料气体中加进硅烷气体之外，经与实施例23同样地处理，生长掺Si的GaN晶体，厚度为30微米。该GaN晶体16，距与基底层12的界面大约5微米左右的下侧区域的晶体缺陷多，在比该下侧区域往上的区域中晶体缺陷少(106/cm2以下)，可以充分地作为氮化物半导体衬底使用。
以后，形成与实施例23相同的氮化物半导体层211～219。接着，用刻蚀，这回是从GaN晶体16的表面除去大约6微米左右为止，在晶体缺陷比较多的区域中，使GaN晶体16露出来，在该露出面，形成n侧电极223a和223b之外，与实施例23一样地进行处理得到LD器件。该LD器件也与实施例3的LD器同样地在低阈值下连续振荡，500个器件中寿命达到一万小时以上的占50％以上。实施例26
在生长GaN晶体16时，除了使氨以0.27摩尔/分，TMG以180微摩尔/分(Ⅴ/Ⅲ比=1500)的流量流入之外，用与实施例23同样的手法，制作LD器件。其结果，在相同的低阈值下连续振荡，并以与实施例23几乎同等的个数得到LD器件。实施例27
在生长GaN晶体时，除了增加TMG的流量把Ⅴ/Ⅲ比设定为800之外，用与实施例23同样的手法，制作LD器件。其结果，在相同的低阈值下连续振荡，并以与实施例23几乎同等的个数得到LD器件。实施例28
在生长GaN晶体16时，除了使氨以0.15摩尔/分，TMG以5毫摩尔/分(Ⅴ/Ⅲ比=30)的流量流入之外，用与实施例23同样的手法，制作LD器件。其结果，不论哪一方都在相同的低阈值下连续振荡，从所得到的LD器件中随意抽出的500个LD器件之内，寿命为一万小时以上的占30％以上。实施例29
在生长GaN晶体16时，除了生长掺入了Si厚度为90微米的掺Si的GaN晶体以外，与实施例23一样，生长氮化物半导体层211～219。然后，从反应容器中取出晶圆片后，归因于蓝宝石衬底11和掺Si的GaN晶体之间的热膨胀系数之差，晶圆片已经挠曲。于是，从蓝宝石衬底11开始研磨该晶圆片，除去蓝宝石衬底11、基底层12和选择生长掩模13。所得到的独立的GaN晶体变得没有挠曲，大体上是平坦的。
其次，与实施例23一样，用刻蚀把p侧接触层219和p侧包覆层218加工成脊形形状，形成p侧电极220，并形成了绝缘膜221后，形成p焊盘电极222。在这种情况下，脊形条带的位置由于已经除去了选择生长掩模13，故借助于显微镜观察，使之与窗口部分一致是困难的。另一方面，在已露出来的晶体缺陷多的GaN晶16的几乎整个背面设置由Ti/Au构成的n侧电极223a、223b。然后，与实施例23一样地对该结构进行加工，得到LD器件。使这些LD器件也在低阈值且在室温下连续振荡，在随意抽出的500个器件之内，寿命为一万个小时以上的占70％以上。实施例30
在本实施例中，特别要参照图1A～图1C和图5A～图5B。
把具有以C面作为主面，且具有构成A面的ORF面的直径2英寸的蓝宝石衬底11置入MOVPE反应容器内，把温度设定为500℃，用氢气作携带气体，用TEM和氨作原料气体生长由GaN构成的低温缓冲层，厚度为200埃，在其上在1050℃下，生长厚度为4微米的未掺杂的GaN层，形成双层结构的基底层12。
从MOVPE反应容器内取出已形成了该基底层12的晶圆片，在该基底层12的表面，形成条带状的光掩模，用CVD装置，形成0.5微米厚的由各个条带宽度为10微米、条带间隔为2微米的多个SiO2条带构成的第1选择生长掩模13。
把已形成了选择生长掩模13的晶圆片再次置入MOVPE反应容器内，把温度设定为1050℃，使氨气以0.27摩尔/分的流量，TMG以225微摩尔/分的流量(Ⅴ/Ⅲ比=1200)流入，生长30微米厚的未掺杂GaN晶体16。若象这样地把Ⅴ/Ⅲ比设定为2000以下来生长GaN晶体，则在生长端面构成基本上垂直于掩模13的平面的小平面的同时，GaN晶体15在掩模13上沿横向生长下去，所以可以得到晶体缺陷非常少的晶体16。已生长了GaN晶体(MOVPE GaN晶体)16具有均一的表面，若用TEM观察其表面区域，可知从窗口14延伸的晶体缺陷几乎全部都在GaN晶体16内的途中停了下来，不出现在表面上。
接着，把已生长了GaN晶体16的晶圆片转送至HVPE装置，用金属镓、HCl气体和氨作原料，生长厚度为200微米的未掺杂的GaN晶体17(HVPE GaN晶体)。借助于平面TEM观察，测定所得到的HVPE GaN晶体17的表面区域的晶体缺陷的个数时，在1×104/cm2以下，得知已经得到了结晶性非常良好的GaN晶体。另外存在的极其之少的晶体缺陷也仅仅是对于平面大体上水平延伸的那些晶体缺陷。
把已生长了HVPE GaN晶体17的晶圆片送至研磨装置，用金刚石研磨剂除去蓝宝石衬底11、基底层12、选择生长掩模13和MOVPE GaN晶体16，使HVPE GaN晶体17的背面露出来，得到总厚度为195微米的独立的GaN晶体衬底。另外，该晶体衬底背面的晶体缺陷也少到1×105/cm2以下。实施例31
在生长HVPE GaN晶体17时，除了向原料气体中加入硅烷气体，最初边掺1×1019/cm3Si边生长GaN，随着生长，减少硅烷气体的流量，最后生长掺入了5×1016/cm3Si的GaN，生长厚度为200微米的这样地设置了Si浓度梯度的GaN以外，用与实施例30同样的手法，得到独立的GaN晶体衬底。在该GaN晶体衬底中，Si量少的面，具有与实施例30的晶体衬底大体上同等的晶体缺陷的个数。实施例32
在生长MOVPE GaN晶体16时，除了向原料气体中加入硅烷气体，最初边掺1×1019/cm3Si边生长GaN，随着生长，减少硅烷气体的流量，最后生长掺入了1×1017/cm3Si的GaN，生长厚度为200微米的设置了Si浓度梯度的GaN以外，用与实施例30同样的手法，得到MOVPE GaN晶体衬底。接着，在生长HVPE GaN晶体时，除了掺入了1×1017/cm3的Si之外，用与实施例30同样的手法，生长200微米厚的掺Si的HVPE GaN晶体17。之后，在除去蓝宝石衬底11、基底层12和选择生长掩模13的全部的同时，还除去仅仅15微米厚的MOVPEGaN晶体16。
象上述那样地得到的MOVPE GaN晶体和HVPE GaN晶体这样的双层结构的GaN晶体衬底，在HVPE GaN晶体的主面的晶体缺陷的个数虽然与实施例30的GaN晶体衬底大体上是同等的，但是MOVPEGaN晶体的背面的晶体缺陷的个数比HVPE GaN晶体的主面的晶体缺陷的个数大约多一个数量级。实施例33
在本实施例中参照图12。
在由实施例30所得到的HVPE GaN晶体衬底(1000)的表面(与研磨除去了蓝宝石衬底11等的背面相反的面)之上，用氨和TMG作原料气体，用硅烷气体作杂质气体，在1050℃下生长由掺入了3×1018/cm3Si的GaN构成的n侧接触层211，厚度为4微米。
在n侧接触层211之上，用TMG、TMI和氨作原料气体，把温度设定为800℃，生长由In0.06Ga0.94N构成的防裂层212，厚度为0.15微米。
接着，在防裂层212之上，在1050℃下，交互地生长厚度为25埃的由未掺杂的Al0.16Ga0.84N构成的第1层(用TMA、TMG和氨)，和厚度为25埃的由掺入了1×1019/cm3Si的n型GaN构成的第2层，生长总厚度为1.2微米的超晶格结构的n侧包覆层213。
接着，在n侧包覆层213之上，使用TMG和氨，在1050℃，生长由未掺杂的GaN构成的n侧光引导层214，厚度为0.1微米。
接着，把温度设定为800℃,3次交互地生长厚度为100埃的由未掺杂的In0.01Ga0.95N构成的势垒层212和由未掺杂的In0.2Ga0.8N构成的阱层，生长最后在势垒层结束的总厚度为520埃的MQW结构的有源层215。
接着，使温度上升到1050℃，用TMA、TMG、氨和Cp2Mg生长由掺入了1×1020/cm3Mg的p型Al0.3Ga0.7N构成的厚度为300埃的p侧帽层216。
其次，在p侧帽层216之上，由掺入了1×1020/cm3Mg的GaN构成的p侧光引导层217，厚度为0.1微米。
接着，交互地生长厚度为25埃的由未掺杂的Al0.16Ga0.84N构成的第1层和厚度为25埃的由掺入了1×1019/cm3Mg的n型GaN构成的第2层，生长总厚度为0.6微米的超晶格结构的p侧包覆层218。
最后，生长厚度为150埃的由掺入了1×1020/cm3Mg的p型GaN构成的p侧接触层219。
把上述那样地生长了氮化物半导体层的晶圆片从反应容器中取出，在最上层的p侧接触层219的表面形成SiO2保护膜，用RIE，用SiCl4气体，刻蚀晶圆片，使待形成n侧电极的n侧接触层211的表面露出来。
其次，在把规定形状的掩模用到最上层的n侧接触层219上，刻蚀n侧接触层219和p侧包覆层218，形成了具有1微米的宽度的脊形条带后，在脊形的侧面和p侧包覆层218的露出表面形成ZrO2绝缘膜221，使得p侧接触层219的顶部露出来，形成通过该绝缘膜211与p侧接触层219电连的宽的p侧电极220。另一方面，在借助于刻蚀而露出来的n侧接触层211的表面，形成n侧电极223。
在对以上那样地得到的晶圆片GaN晶体衬底1000进行研磨使之变薄后，劈开GaN晶体衬底1000，在该劈开面形成LD器件的共振面。劈开后，把各个LD器件分离成芯片，把GaN晶体衬底1000的背面设置到热沉上。示出该LD器件在阈值电流密度为1.5kA/cm2下在室温下发生连续的激光振荡，在20mW的输出功率下，寿命达到1000小时以上。
另外，在本实施例中，虽然用由实施例30得到的衬底制作LD器件，但是即便是从向一侧面作成为取出n、p两种电极的结构的情况下，也可以用由实施例31和实施例32得到的、在n型杂质中设置了浓度梯度的氮化物半导体衬底。在这种情况下，可以不要n侧接触层211，借助于刻蚀使设置了浓度梯度的MOVPE晶体或HVPE晶体露出来，在其露出面形成n侧电极223。实施例34
用在实施例31中得到的浓度梯度，在掺杂Si的HVPE GaN晶体的表面(与研磨除去了蓝宝石衬底11等的背面相反的面)之上，无须形成n侧接触层211，与实施例33同样地依次生长防裂层212,n侧包覆层213,n侧光引导层214，有源层215,p侧帽层216,p侧光引导层217,p侧包覆层218和p侧接触层219。
接着，与实施例33同样地对p侧接触层219和p侧包覆层218进行刻蚀，制作1微米宽的脊形条带，形成绝缘膜221，在p侧接触层上形成p侧电极220，另一方面，在GaN晶体衬底的背面上形成n侧电极223。然后，从背面把GaN晶体衬底研磨到可以劈开的厚度为止，与实施例33同样地劈开，得到LD器件。在本实施例中，即便是GaN晶体衬底进行研磨，由于已设有浓度梯度，所以露出来的面常常是成为在氮化物半导体衬底之内高浓度地掺入n型杂质的面。所得到的LD器件，具有与实施例33大体上相同的特性。实施例35
在本实施例中，参照图7A～图7D。
把具有以C面作为主面，且具有构成A面的ORF面的直径2英寸的蓝宝石衬底11置入MOVPE反应容器内。把温度设定为500℃，用氢气作携带气体，用TEM和氨作原料气体，在蓝宝石衬底11之上，生长由GaN构成的低温缓冲层12，厚度约为200埃。在该基底层12之上，在1050℃下，用TEM和氨作原料气体，用硅烷气体作掺杂气体，生长厚度为2微米的掺入了1×1018/cm3Si的GaN层71。
然后，在GaN层71之上，形成条带状的光掩模，用溅射装置，形成厚度为1微米的条带宽度为15微米、条带间隔为3微米的第1二氧化硅条带。接着，用RIE装置，一直刻蚀到GaN层71的中途位置为止形成沟72。GaN层71仅仅在沟72的侧面和底面露了出来。另外，各个二氧化硅条带沿垂直于蓝宝石衬底11的ORF面的方向延伸。
在这样地形成了沟72之后，用溅射装置，在包含所得到的结构的第1二氧化硅掩模、沟71的侧面和底面在内的整个面上形成了第2二氧化硅之后，除了该第2二氧化硅层的沟72的底面上的部分和第1二氧化硅条带上的部分之外，用CF4和O2气体的混合气体作刻蚀气体，仅仅对沟72的侧面上的部分进行刻蚀。这样一来，在相邻的沟72之间的直壁上形成由第1和第2二氧化硅构成的第1生长控制掩模73，在沟72的底部形成由第2二氧化硅构成的第2生长控制掩模74。
把在GaN层71上形成了沟72及第1和第2生长控制掩模73和74的晶圆片置入MOVPE反应容器中，在1050℃，用TMG和氨作原料气体，用硅烷气体作掺杂剂气体，生长厚度为30微米的掺入了1×1018/cm3Si的GaN晶体76。
从反应容器中取出这样地生长了掺Si的GaN晶体76的晶圆片。
另一方面，为了进行比较，在蓝宝石衬底11上，生长了缓冲层12之后，在其上形成30微米厚的GaN层71，得到进行比较的GaN衬底。
在用平面TEM观察测定两个GaN衬底的晶体缺陷的个数时得知，晶体缺陷的个数，实施例35的GaN衬底为6×106/cm2，与此对照，用于进行比较的GaN衬底为6×1010/cm2。实施例36
用实施例35的手法，在蓝宝石衬底11之上生长基底层12和掺Si的GaN层71。在GaN层71上，用划片法形成与实施例35同样的沟72。在所得到的结构的整个面上形成二氧化硅层，用刻蚀法仅仅除去沟72的侧面上的二氧化硅，形成覆盖沟72的间壁的顶面的第1生长控制掩模73和覆盖沟72的底部的第2生长控制掩模74，仅在沟72的侧面上使GaN层71露出来。用该晶圆片，用与实施例35同样的手法，生长掺Si的GaN晶体76。测定所得到的GaN晶体衬底76的晶体缺陷的个数的结果，得到了与实施例35同样良好的结果。实施例37
除了对GaN层71的刻蚀一直进行到达到蓝宝石衬底11为止以外，用与实施例35相同的手法，生长掺Si的GaN晶体76。该GaN晶体的晶体缺陷与实施例35的晶体同样地少。实施例38
在本实施例中，参照图8A和图8C。
用与实施例35的手法相同的手法，生长厚度为200微米的掺Si的GaN晶体76。用研磨法从该晶圆片除去蓝宝石衬底11、基底层12、GaN层71以及生长控制掩模73和74，得到独立的掺Si的GaN晶体衬底。
把该掺Si的GaN晶体衬底(衬底1000)置入MOVPE装置的MOVPE反应容器内，在1050℃，在衬底的表面上生长由掺入了1×1018/cm3Si的GaN构成的高温缓冲层81。
接着，在该高温缓冲层81之上，依次生长厚度为20埃的单量子阱结构的In0.4Ga0.6N有源层82，由厚度为0.3微米的掺Mg(1×1020/cm3)的Al0.2Ga0.8N构成的p侧包覆层83，由厚度为0.5微米的掺Mg(1×1020/cm3)的GaN构成的p侧接触层84。
从反应容器中取出这样地形成了氮化物半导体层的晶圆片，在氮气氛中在600℃进行退火，使p侧包覆层83和p侧接触层84低电阻化。之后，从p侧接触层开始进行刻蚀，使该GaN晶体衬底1000的表面露出来。
刻蚀后，在p侧接触层84的几乎整个面形成由Ni/Au构成的厚度为200埃的透光性的p侧电极85，在该p电极85之上形成厚度为0.5微米的键合用的焊盘电极86。
然后，在GaN晶体衬底1000的整个背面，形成厚度为0.5微米的n电极87。
从n电极87一侧对所得到的晶圆片进行划片，在GaN衬底1000的M面((1 100)面)和垂直于该M面的面处劈开，得到300微米见方的LED芯片。该LED在20mA下发出520nm的绿色光，与在现有的衬底上生长氮化物半导体器件结构的LED相比，输出功率和静电耐压都为2倍以上，显示出非常优良的特性。实施例39
在本实施例中，参照图10。
用与实施例35的手法同样的手法，生长200微米厚的掺Si的GaN晶体76。用研磨法从该晶圆片上除去蓝宝石村底11、基底层12、GaN层71以及生长控制掩模73和74，得到独立的掺Si的GaN晶体衬底。
把该掺Si的GaN晶体衬底(衬底1000)置入MOVPE装置的MOVPE反应容器内，在该掺Si的GaN晶体衬底1000的表面上，无须形成缓冲层211和防裂层212，使由掺入了1×1019/cm3Si的Al0.2Ga0.8N构成的厚度为20埃的第1层和由未掺杂的GaN构成的厚度为20埃的第2层交互地生长100层，形成总厚度为0.4微米的超晶格结构的n侧包覆层213。
接着，在n侧包覆层213之上，生长厚度为0.1微米的由掺入了1×1017/cm3Si的n型GaN构成的n侧光引导层214。
接着，使由掺入了1×1017/cm3Si的In0.2Ga0.8N构成的厚度为25埃的阱层和由掺入了1×1017/cm3Si的In0.01Ga0.95N构成的厚度为50埃的势垒层交互地生长，形成总厚度为175埃的多量子阱(MQW)结构的有源层215。
其次，生长具有能隙比p侧光引导层217还大，且比有源层215还大的，掺入了1×1020/cm3Mg的P型Al0.3Ga0.9N构成的厚度为300埃的p侧帽层216。
接着，生长由能隙比p型帽层216还小的，掺入了1×1018/cm3Mg的GaN构成的厚度为0.1微米的p侧光引导层217。
然后，使由掺入了1×1020/cm3Mg的p型Al0.2Ga0.8N构成的厚度为20埃的第1层和由掺入了1×1020/cm3Mg的p型GaN构成的厚度为20埃的第2层交互地生长，形成总厚度为0.4微米的超晶格结构的p侧包覆层218。
最后，生长由掺入了1×1020/cm3Mg的p型GaN构成的厚度150埃的p侧接触层219。
将这样地形成了氮化物半导体层的晶圆片置于反应容器内，在氮气氛中，在700℃进行退火，使p型层进一步低电阻化。退火后，从反应容器中取出晶圆片，用RIE装置刻蚀最上层的p型接触层219和p型包覆层218，得到具有4微米的条带宽度的脊形，在该脊形的整个表面形成由Ni/Au构成的p侧电极220。其次，在除了p侧电极220之外的p侧包覆层48，接触层49的露出面，形成SiO2绝缘膜221，形成通过该绝缘膜221与p电极220电连的焊盘电极222。
然后，在GaN晶体衬底1000的整个背面上，形成厚度为0.5微米的由Ti/Al构成的n侧电极223，在其上形成由Au/Sn构成的薄膜，用做与热沉之间的金属化。
之后，从n电极223一侧对晶圆片进行划片，在GaN衬底1000的M面((1 100)面；相当于图3的六角柱的侧面)处把GaN衬底1000劈开成条状，制作共振面。在共振面的两面或不论任何一面形成SiO2和TiO2的电介质多层膜，最后在与p电极平行的方向切断条，得到激光器芯片。然后，把该芯片面朝上(使衬底和热沉相向的状态)设置到热沉上，对焊盘电极222进行金属丝键合。使该LD器件在室温下进行激光振荡时，在阈值电流密度为2.0kA/cm2和阈值电压为4.0V下，确认振荡波长为405nm的连续振荡，振荡寿命大于1000小时。实施例40
在本实施例中，参照图8。
在生长GaN晶体时，除了不掺Si之外，用与实施例35相同的手法，生长未掺杂的GaN晶体76。该GaN晶体76(衬底1000)在受蓝宝石衬底11支持的状态下用于制作以下的器件结构。
在衬底1000上，使由掺入了1×1020/cm3Si的Al0.2Ga0.8N构成的厚度为20埃的第1层和由未掺杂的GaN构成的厚度为20埃的第2层交互地生长100层，形成总厚度为0.4微米的超晶格结构的n侧包覆层81。
接着，在n侧包覆层81之上，依次生长厚度为20埃的单量子阱结构的In0.4Ga0.6N有源层82，由厚度为0.3微米的掺Mg(1×1020/cm3)的Al0.2Ga0.8N构成的p侧包覆层83，由厚度为0.5微米的掺Mg(1×1020/cm3)的GaN构成的p侧接触层84。接着，从p侧接触层84开始进行刻蚀，使n侧包覆层81的表面露出来，在其表面形成n侧电极87，另一方面，在p侧接触层84的几乎整个面形成透光性的p侧电极85，在其上，形成键合用的焊盘电极86。最后从背面研磨蓝宝石衬底直到其厚度变薄为50微米左右之后，在研磨面一侧进行划片，得到350微米见方的器件。
所得到的LED器件与实施例38的LED器件比较，输出功率和静电耐压都提高了约1.5倍。

Claims (186)

1．一种氮化物半导体的生长方法，其特征在于，该方法含有下述工序：
(a)在具有主面，且由用与氮化物半导体不同的材料形成的异种衬底和用设于该异种衬底的主面上的氮化物半导体形成的基底层构成的支持体之上，形成具备使该支持体的基底层的表面选择性地露出来的多个第1窗口的第1选择生长掩模的形成工序；及
(b)用气态的3族元素源和气态的氮元素源，从由该窗口中露出来的该基底层的表面开始生长氮化物半导体，直到相邻的窗口中生长的氮化物半导体在选择生长掩模的上表面上合为一体为止的生长工序。
2．权利要求1所述的方法，其特征是：被第1选择生长掩模所覆盖的该基底层的部分的合计表面积比从第1窗口露出来的该基底层的合计表面积大。
3．权利要求2所述的方法，其特征是：该第1选择生长掩模由相互分离开来，在中间构成该第1窗口的平行地延伸的多个单个条带构成。
4．权利要求3所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该第1窗口的宽度之比超过1，小于20。
5．权利要求3所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该第1窗口的宽度之比超过1，小于10。
6．权利要求3所述的方法，其特征是：每个该第1窗口的宽度小于8微米，大于0.1微米。
7．权利要求6所述的方法，其特征是：每个该第1窗口的宽度小于5微米，大于0.1微米。
8．权利要求3所述的方法，其特征是：每个该条带具有0.01到5微米的厚度。
9．权利要求3所述的方法，其特征是：该异种衬底，是其主面构成(0001)面的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1120)面的方向延伸。
10．权利要求9所述的方法，其特征是：该异种衬底具有倾斜的主面。
11．权利要求10所述的方法，其特征是：该异种村底具有阶梯状倾斜的主面。
12．权利要求3所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(11 20)的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1 102)面的方向延伸。
13．权利要求12所述的方法，其特征是：该异种衬底具有倾斜的主面。
14．权利要求13所述的方法，其特征是：该异种衬底具有阶梯状倾斜的主面。
15．权利要求3所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(111)面的尖晶石衬底，各个条带沿垂直于尖晶石的(110)面的方向延伸。
16．权利要求1所述的方法，其特征是：工序(b)还含有，在该第1氮化物半导体的生长期间内掺入n型杂质的步骤。
17．权利要求16所述的方法，其特征是：这样掺入该n型杂质，使得随着自该异种衬底的距离变大，掺杂浓度变小。
18．权利要求1到17中的任何一项所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于2000的摩尔比供给。
19．权利要求18所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1800的摩尔比供给。
20．权利要求18所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1500的摩尔比供给。
21．权利要求18所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于10的摩尔比供给。
22．权利要求18所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于30的摩尔比供给。
23．权利要求18所述的方法，其特征是：在工序(b)中的第1氮化物半导体的生长用有机金属气相生长法进行。
24．权利要求23所述的方法，其特征是：在50到400Torr的减压下进行氮化物半导体的生长。
25．权利要求1所述的方法，其特征是：在工序(b)中的第1氮化物半导体的生长用有机金属气相生长法进行，且含有在工序(b)中生长的该第1氮化物半导体之上用卤素气相生长法生长第2氮化物半导体的工序(c)。
26．权利要求25所述的方法，其特征是：被第1选择生长掩模所覆盖的该基底层的部分的合计表面积比从第1窗口露出来的该基底层的合计表面积大。
27．权利要求25所述的方法，其特征是：该第1选择生长掩模由相互分离开来，在中间构成该第1窗口的平行地延伸的多个单个条带构成。
28．权利要求27所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该第1窗口的宽度之比超过1，小于20。
29．权利要求28所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该第1窗口的宽度之比超过1，小于10。
30．权利要求28所述的方法，其特征是：每个该第1窗口的宽度小于8微米，大于0.1微米。
31．权利要求28所述的方法，其特征是：每个该第1窗口的宽度小于5微米，大于0.1微米。
32．权利要求27所述的方法，其特征是：各个条带具有0.01到5微米的厚度。
33．权利要求27所述的方法，其特征是：该异种衬底，是其主面构成(0001)面的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1120)面的方向延伸。
34．权利要求33所述的方法，其特征是：该异种衬底具有倾斜的主面。
35．权利要求34所述的方法，其特征是：该异种衬底具有阶梯状倾斜的主面。
36．权利要求35所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(11 20)的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1 102)面的方向延伸。
37．权利要求36所述的方法，其特征是：该异种衬底具有倾斜的主面。
38．权利要求37所述的方法，其特征是：该异种衬底具有阶梯状倾斜的主面。
39．权利要求35所述的方法，其特征是：该异种衬底，是其主面构成(111)面的尖晶石衬底，各个条带沿垂直于尖晶石的(110)面的方向延伸。
40．权利要求25所述的方法，其特征是：工序(b)和/或工序(c)还含有在该氮化物半导体的生长期间内掺入n型杂质的步骤。
41．权利要求40所述的方法，其特征是：这样掺入该n型杂质，使得随着自该异种衬底的距离变大，掺杂浓度变小。
42．权利要求25到41中的任何一项所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于2000的摩尔比供给。
43．权利要求42所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1800的摩尔比供给。
44．权利要求42所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1500的摩尔比供给。
45．权利要求42所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于10的摩尔比供给。
46．权利要求42所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于30的摩尔比供给。
47．权利要求42所述的方法，其特征是：在50到400Torr的减压下进行第1氮化物半导体的生长。
48．权利要求1所述的方法，其特征是：还含有：
在工序(b)中生长的第1氮化物半导体晶体之上，形成具备使第1氮化物半导体的表面选择性地露出来的多个第2窗口的第2选择生长掩模的工序(c)，和
用气态的3族元素源和气态的氮元素源，从由第2窗口中露出来的第1氮化物半导体的表面开始生长第2氮化物半导体，直到相邻的窗口中生长的第2氮化物半导体在选择生长掩模的上表面上合为一体为止的生长工序(d)。
49．权利要求48所述的方法，其特征是：被第1选择生长掩模所覆盖的该基底层的部分的合计表面积比从第1窗口露出来的该基底层的合计表面积大，被第2选择生长掩模所覆盖的该基底层的部分的合计表面积比从第2窗口露出来的该第1氮化物半导体的部分的合计表面积大。
50．权利要求49所述的方法，其特征是：第1和第2选择生长掩模由相互分离开来，在中间构成该窗口的平行地延伸的多个单个条带构成。
51．权利要求50所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该窗口的宽度之比超过1，小于20。
52．权利要求51所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该窗口的宽度之比超过1，小于10。
53．权利要求51所述的方法，其特征是：该窗口的宽度小于8微米，大于0.1微米。
54．权利要求53所述的方法，其特征是：该窗口的宽度小于5微米，大于0.1微米。
55．权利要求50所述的方法，其特征是：各个条带具有0.01到5微米的厚度。
56．权利要求50所述的方法，其特征是：该异种衬底，是其主面构成(0001)面的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1120)面的方向延伸。
57．权利要求56所述的方法，其特征是：该异种衬底具有倾斜的主面。
58．权利要求57所述的方法，其特征是：该异种衬底具有阶梯状倾斜的主面。
59．权利要求50所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(11 20)的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1 102)面的方向延伸。
60．权利要求59所述的方法，其特征是：该异种衬底具有倾斜的主面。
61．权利要求60所述的方法，其特征是：该异种衬底具有阶梯状倾斜的主面。
62．权利要求50所述的方法，其特征是：该异种衬底，是其主面构成(111)面的尖晶石衬底，各个条带沿垂直于尖晶石的(110)面的方向延伸。
63．权利要求48所述的方法，其特征是：工序(b)和/或工序(d)中，还含有在该氮化物半导体的生长期间内掺入n型杂质的步骤。
64．权利要求63所述的方法，其特征是：这样掺入该n型杂质，使得随着自该异种衬底距离变大，掺杂浓度变小。
65．权利要求48到64中的任何一项所述的方法，其特征是：在工序(b)和/或(d)中，气态氮元素源和气态3族元素源以小于2000的摩尔比供给。
66．权利要求65所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1800的摩尔比供给。
67．权利要求65所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1500的摩尔比供给。
68．权利要求65所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于10的摩尔比供给。
69．权利要求65所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于30的摩尔比供给。
70．权利要求65所述的方法，其特征是：在工序(b)和/或(d)中的氮化物半导体的生长用有机金属气相生长法进行。
71．权利要求70所述的方法，其特征是：在工序(b)和/或(d)中，在50到400Torr的减压下进行氮化物半导体的生长。
72．一种氮化物半导体的生长方法，其特征在于，该方法含有下述工序：
(a)在具有主面，且含有用与氮化物半导体不同的材料形成的异种衬底的支持体之上，形成具备使该支持体的表面部分露出来的多个第1窗口的第1选择生长掩模，使得被第1选择生长掩模所覆盖的该支持体的部分的合计表面积比从该第1窗口中露出来的该支持体的部分的合计表面积大的形成工序，及
(b)用气态的3族元素源和气态的氮元素源，从由该窗口中露出来的该基底层的表面开始生长第1氮化物半导体，直到相邻的窗口中生长的氮化物半导体在选择生长掩模的上表面上合为一体为止的生长工序。
73．权利要求72所述的方法，其特征是：该第1选择生长掩模由相互分离开来，在中间构成该窗口的平行地延伸的多个单个条带构成。
74．权利要求73所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该第1窗口的宽度之比小于20。
75．权利要求73所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该第1窗口的宽度之比小于10。
76．权利要求74所述的方法，其特征是：每个该第1窗口的宽度小于8微米，大于0.1微米。
77．权利要求74所述的方法，其特征是：每个该第1窗口的宽度小于5微米，大于0.1微米。
78．权利要求73所述的方法，其特征是：各个条带具有0.01到5微米的厚度。
79．权利要求73所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(0001)面的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1120)面的方向延伸。
80．权利要求79所述的方法，其特征是：该异种村底具有倾斜的主面。
81．权利要求80所述的方法，其特征是：该异种衬底具有阶梯状倾斜的主面。
82．权利要求73所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(11 20)的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1 102)面的方向延伸。
83．权利要求82所述的方法，其特征是：该异种衬底具有倾斜的主面。
84．权利要求83所述的方法，其特征是：该异种衬底具有阶梯状倾斜的主面。
85．权利要求73所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(111)面的尖晶石衬底，各个条带沿垂直于尖晶石的(110)面的方向延伸。
86．权利要求72所述的方法，其特征是：工序(b)还含有，在该第1氮化物半导体的生长期间内掺入n型杂质的步骤。
87．权利要求86所述的方法，其特征是：这样掺入该n型杂质，使得随着自该异种衬底的距离变大，掺杂浓度变小。
88．权利要求72到87中的任何一项所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于2000的摩尔比供给。
89．权利要求88所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1800的摩尔比供给。
90．权利要求88所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1500的摩尔比供给。
91．权利要求88所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于10的摩尔比供给。
92．权利要求88所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于30的摩尔比供给。
93．权利要求88所述的方法，其特征是：在工序(b)中的第1氮化物半导体的生长用有机金属气相生长法进行。
94．权利要求93所述的方法，其特征是：在50到400Torr的减压下进行氮化物半导体的生长。
95．权利要72所述的方法，其特征是：在工序(b)中的第1氮化物半导体的生长用有机金属气相生长法进行，且含有在工序(b)中生长的该第1氮化物半导体之上用卤素气相生长法生长第2氮化物半导体的工序(c)。
96．权利要求95所述的方法，其特征是：该第1选择生长掩模由相互分离开来，在中间构成该窗口的平行地延伸的多个单个条带构成。
97．权利要求96所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该第1窗口的宽度之比小于20。
98．权利要求96所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该第1窗口的宽度之比小于10。
99．权利要求96所述的方法，其特征是：每个该第1窗口的宽度小于8微米，大于0.1微米。
100．权利要求96所述的方法，其特征是：每个该第1窗口的宽度小于5微米，大于0.1微米。
101．权利要求96所述的方法，其特征是：各个条带具有0.01到5微米的厚度。
102．权利要求96所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(0001)面的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1120)面的方向延伸。
103．权利要求102所述的方法，其特征是：该异种衬底具有倾斜的主面。
104．权利要求103所述的方法，其特征是：该异种衬底具有阶梯状倾斜的主面。
105．权利要求96所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(11 20)的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1 102)面的方向延伸。
106．权利要求105所述的方法，其特征是：该异种衬底具有倾斜的主面。
107．权利要求106所述的方法，其特征是：该异种衬底具有阶梯状倾斜的主面。
108．权利要求96所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(111)面的尖晶石衬底，各个条带沿垂直于尖晶石的(110)面的方向延伸。
109．权利要95所述的方法，其特征是：工序(b)和/或工序(c)还含有在该氮化物半导体的生长期间内掺入n型杂质的步骤。
110．权利要求109所述的方法，其特征是：这样掺入该n型杂质，使得随着自该异种衬底的距离变大，掺杂浓度变小。
111．权利要求95到110中的任何一项所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于2000的摩尔比供给。
112．权利要求111所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1800的摩尔比供给。
113．权利要求111所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1500的摩尔比供给。
114．权利要求111所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于10的摩尔比供给。
115．权利要求111所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于30的摩尔比供给。
116．权利要求111所述的方法，其特征是：在50到400Torr的减压下进行氮化物半导体的生长。
117．权利要求72所述的氮化物半导体的生长法，还包括下述工序：
在工序(b)中生长的该第1氮化物半导体晶体之上，形成具备使第1氮化物半导体的表面选择性地露出来的多个第2窗口的第2选择生长掩模的工序(c)，和
用气态的3族元素源和气态的氮元素源，从由第2窗口中露出来的第1氮化物半导体的表面开始生长第2氮化物半导体，直到相邻的窗口中生长的第2氮化物半导体在第2选择生长掩模的上表面上合为一体为止的生长工序(d)。
118．权利要求117所述的方法，其特征是：被该第2选择生长掩模所覆盖的该该第1氮化物半导体的部分的合计表面积比从该第2窗口露出来的该第1氮化物半导体的部分的合计表面积大。
119．权利要求118所述的方法，其特征是：第1和第2选择生长掩模分别由相互分离开来，在中间构成该窗口的平行地延伸的多个单独条带构成。
120．权利要求119所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该窗口的宽度之比小于20。
121．权利要求119所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该窗口的宽度之比小于10。
122．权利要求120所述的方法，其特征是：该窗口的宽度小于8微米，大于0.1微米。
123．权利要求120所述的方法，其特征是：该窗口的宽度小于5微米，大于0.1微米。
124．权利要求119所述的方法，其特征是：各个条带具有0.01到5微米的厚度。
125．权利要求119所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(0001)面的蓝宝石村底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1120)面的方向延伸。
126．权利要求125所述的方法，其特征是：该异种衬底具有倾斜的主面。
127．权利要求126所述的方法，其特征是：该异种衬底具有阶梯状倾斜的主面。
128．权利要求119所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(11 20)面的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1 102)面的方向延伸。
129．权利要求128所述的方法，其特征是：该异种衬底具有倾斜的主面。
130．权利要求128所述的方法，其特征是：该异种衬底具有阶梯状倾斜的主面。
131．权利要求119所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(111)面的尖晶石衬底，各个条带沿垂直于尖晶石的(110)面的方向延伸。
132．权利要117所述的方法，其特征是：工序(b)和/或工序(d)还含有在该氮化物半导体的生长期间内掺入n型杂质的步骤。
133．权利要求132所述的方法，其特征是：这样掺入该n型杂质，使得随着自该异种衬底的距离变大，掺杂浓度变小。
134．权利要求117到133中的任何一项所述的方法，其特征是：在工序(b)和/或(d)中，气态氮元素源和气态3族元素源以小于2000的摩尔比供给。
135．权利要求134所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1800的摩尔比供给
136．权利要求134所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1500的摩尔比供给。
137．权利要求134所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于10的摩尔比供给。
138．权利要求134所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于30的摩尔比供给。
139．权利要求134所述的方法，其特征是：在工序(b)和/或(d)中的氮化物半导体的生长用有机金属气相生长法进行。
140．权利要求139所述的方法，其特征是：在50到400Torr的减压下进行氮化物半导体的生长。
141．一种氮化物半导体的生长方法，其特征在于，该方法包括下述工序：
(a)在具有主面，且含有用与氮化物半导体不同的材料形成的异种衬底的支持体之上，形成氮化物半导体层的工序，
(b)在该氮化物半导体层上，形成具有与支持体表面实质上平行的底面的多个凹部的工序，
(c)在该氮化物半导体层的顶面上选择性地形成第1生长控制掩模，并使该氮化物半导体层从该凹部的侧面选择性地露出来的工序，以及
(d)用气态的3族元素源和气态的氮元素源，使氮化物半导体从该氮化物半导体层的露出面生长的工序。
142．权利要求141所述的方法，其特征是：该凹部由互相分离开而平行地延伸的多个单独的沟构成。
143．权利要求142所述的方法，其特征是：该多个单独的沟在他们之间形成多个单独的壁，该第1生长控制掩模由在各个壁的顶面上形成的单个条带构成。
144．权利要求143所述的方法，其特征是：该第1生长控制掩模的合计表面积比该沟的底面的合计表面积大。
145．权利要求144所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该沟的宽度之比超过1小于20。
146．权利要求145所述的方法，其特征是：每个该条带的宽度与每个该沟的宽度之比超过1小于10。
147．权利要求146所述的方法，其特征是：每个沟的深度是500埃到5微米。
148．权利要求143所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(0001)的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1120)面的方向延伸。
149．权利要求143所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(11 20)的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1 102)面的方向延伸。
150．权利要求143所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(111)面的尖晶石衬底，各个条带沿垂直于尖晶石的(110)面的方向延伸。
151．权利要求141所述的方法，其特征是：工序(d)还包含在该氮化物半导体的生长期间内掺入n型杂质的步骤。
152．权利要求151所述的方法，其特征是：这样掺入该n型杂质，使得随着自该异种衬底的距离变大，掺杂浓度变小。
153．权利要求141到152中的任何一项所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于2000的摩尔比供给。
154．权利要求153所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1800的摩尔比供给。
155．权利要求153所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1500的摩尔比供给。
156．权利要求153所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于10的摩尔比供给。
157．权利要求156所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于30的摩尔比供给。
158．权利要求153所述的方法，其特征是：在工序(d)中的氮化物半导体的生长，用有机金属气相生长法进行。
159．权利要求158所述的方法，其特征是：在50到400Torr的减压下进行氮化物半导体的生长。
160．权利要求141所述的方法，其特征是：工序(c)还含有在该凹部的底面形成第2生长控制掩模，并用它使该氮化物半导体层从该凹部的侧面选择性地露出来的步骤。
161．权利要求160所述的方法，其特征是：该凹部由互相分离开而平行地延伸的多个单独的沟构成。
162．权利要求161所述的方法，其特征是：该多个单独的沟在它们之间形成多个单独的壁，该第1生长控制掩模由在各个壁的顶面形成的单个条带构成。
163．权利要求162所述的方法，其特征是：从该凹部的侧面露出来的该氮化物半导体层部分具有100埃以上的厚度。
164．权利要求162所述的方法，其特征是：从该凹部的侧面露出来的该氮化物半导体层部分具有1到10微米的厚度。
165．权利要求162所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(0001)面的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1120)面的方向延伸。
166．权利要求162所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(11 20)面的蓝宝石衬底，各个条带沿垂直于蓝宝石的(1 102)面的方向延伸。
167．权利要求162所述的方法，其特征是：该异种衬底是其主面构成(111)面的尖晶石衬底，各个条带沿垂直于尖晶石的(110)面的方向延伸。
168．权利要求160所述的方法，其特征是：工序(d)还含有在该氮化物半导体的生长期间内掺入n型杂质的步骤。
169．权利要求168所述的方法，其特征是：掺入该n型杂质，使得随着自该异种衬底的距离变大，掺杂浓度变小。
170．权利要求160到169中的任何一项所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于2000的摩尔比供给。
171．权利要求170所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1800的摩尔比供给。
172．权利要求170所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以小于1500的摩尔比供给。
173．权利要求170所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于10的摩尔比供给。
174．权利要求170所述的方法，其特征是：气态氮元素源和气态3族元素源以大于30的摩尔比供给。
175．权利要求170所述的方法，其特征是：在工序(d)中的氮化物半导体的生长，用有机金属气相生长法进行。
176．权利要求173所述的方法，其特征是：在50到400Torr的减压下进行氮化物半导体的生长。
177．一种氮化物半导体衬底，其特征是：由氮化物半导体晶体构成，具有第1主面和第2主面，距第1主面近的区域的晶体缺陷相对地少，距第2主面近的区域的晶体缺陷相对地多。
178．权利要求177所述的衬底，其特征是：在第1主面的表面上，晶体缺陷相对地少的第1区域和晶体缺陷相对地多的第2区域各偏于一头。
179．权利要求177所述的衬底，其特征是：该衬底具有70微米以上的厚度。
180．一种氮化物半导体衬底，其特征是：由氮化物半导体晶体构成，具有第1和第1主面，第1主面的表面区域的晶体缺陷在1×105/cm2以下。
181．权利要求180所述的氮化物半导体衬底，其特征是：该衬底已掺入了n型杂质。
182．权利要求182所述的氮化物半导体衬底，其特征是：n型杂质在衬底内具有浓度梯度。
183．权利要求180所述的衬底，其特征是：该衬底是用卤素气相生长法生长的。
184．一种氮化物半导体器件，其特征是：含有由权利要求177到183中的任何一项所述的氮化物半导体衬底支持的氮化物半导体器件结构。
185．权利要求184所述的器件，其特征是：该氮化物半导体衬底用由与氮化物半导体不同的材料形成的异种衬底支持。
186．一种氮化物半导体的生长方法，其特征是：在包含异种衬底的支持体上，生长了氮化物半导体之后，以该氮化物半导体为籽晶，抑制新的氮化物半导体沿其纵向的生长，实质上仅仅在横向上生长新的氮化物半导体，接着，使之在纵向和横向上生长，得到遍及该支持体表面的几乎整个面上一体的氮化物半导体晶体。
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