(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
ランダムな結晶面を有する複数の結晶粒からなる微結晶窒化物半導体電子素子であって、
異なった前記結晶面上で異なる組成又は膜厚を有するＩｎＧａＮ混晶微結晶を形成させた微結晶窒化物半導体電子素子。
【請求項２】
前記複数の結晶粒のうち９０％以上において、１ｍｍ２以上の面積である前記結晶面を有する請求項１記載の微結晶窒化物半導体電子素子。
【請求項３】
前記複数の結晶粒の面積が、前記結晶粒における少数キャリアの拡散長よりも十分大きいことを特徴とする請求項１記載の微結晶窒化物半導体電子素子。
【請求項４】
Ｘ線回折測定の２θ／θスキャンを行った場合に、２つ以上の異なる結晶面方位からの回折が観測される請求項１記載の微結晶窒化物半導体電子素子。
【請求項５】
走査型電子顕微鏡又は後方散乱電子回折像により、２つ以上の異なる前記結晶面を有する前記結晶粒の存在が確認できる請求項１記載の微結晶窒化物半導体電子素子。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、多結晶・微結晶構造からなる半導体電子素子に関する。
【背景技術】
【０００２】
半導体電子素子とは、ｐｎ接合またはｐｉｎなどダブルヘテロ接合を有する発光ダイオード（以下、「ＬＥＤ」という。）や太陽電池や光センサなどの受光素子、ディスプレイなどに用いる電子放出素子などの光や電子を放出・吸収する半導体素子をいう。
【０００３】
近年、窒化物半導体を用いた紫外、青、緑色発光ダイオードや蛍光体を組み合わせた白色発光ダイオードは既に実用化されている。
【０００４】
中でも白色発光ダイオードは、現在の蛍光灯に代わる第4の照明として着目されており、発光効率などの特性は近年蛍光灯と同等もしくはそれ以上（＞150lm/W）という報告もあり目覚しい進展をみせている。
【０００５】
白色発光ダイオードの市場は今後大きく発展し、2015年には6500億円にものぼると予想されている。これらのことを考慮した場合、現在の窒化物系発光ダイオードのコストダウンは非常に重要な課題である。またディプレイなどへの応用も考えるとより大きな基板上に作製することが重要である。現在の窒化物半導体発光ダイオードは、サファイア基板上に成長しており、この基板の価格は2インチサイズで約1万円前後であり、またサファイア基板の大面積化は難しく、これらの問題が価格や応用面での問題となっている。
【０００６】
これらの問題を解決する手法の一つとして、より安価で大面積化が容易なガラス基板などのアモルファス基板や多結晶窒化物半導体基板の使用が考えられる。事実、下記の特許文献にはサファイア単結晶基板に代わる大面積・安価な基板として多結晶・アモルファス基板を用いた窒化物半導体光デバイスに関する技術が開示されている。
【０００７】
【特許文献１】特開2000-133841号公報
【０００８】
特許文献１の技術では、石英基板上に多結晶窒化ガリウム（以後GaN）発光ダイオードを作製している。しかし、この多結晶発光ダイオードの発光強度は単結晶発光ダイオードに比べて100倍弱いと報告されている。
【０００９】
このような多結晶発光ダイオードにおける特性悪化の主要因は単結晶との結晶品質の違いにある。特許文献１では、低温GaN緩和層を堆積するなどの工夫をし、可能な限り単結晶発光ダイオードに近い構造や特性を得ることを試みている。しかし、通常、多結晶構造では単結晶に比べ結晶粒界が格段に多いため、この粒界に存在する転位などの欠陥が非発光センターとなり、発光効率が大幅に低減してしまう。
【００１０】
またこのような理由から、従来の多結晶基板上の発光ダイオードではコストを抑えることができても効率が悪く、低コストで且つ高効率な多結晶発光ダイオードの実現は非常に困難である。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
つまり、多結晶構造を基体とする高効率発光ダイオードなどの光素子を実現するには、結晶粒界で起きる非発光再結合を低減し、高効率化を実現しなければならない。そのためには、単にアモルファス基板や多結晶基板上に単結晶上の素子構造と類似した構造を作りこむのではなく、多結晶構造の特性を活かした新しい素子構造やその成長手法の開発が必要不可欠である。
【００１２】
上記の事情に鑑みて、本発明の目的は、安価で大面積化が容易な多結晶窒化物半導体基板を用いて、新規高効率光素子構造とその作製手法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明は、それぞれ異なる結晶面（ファセット）を有する結晶粒から成る多結晶もしくは微結晶窒化物半導体（以後単に多結晶窒化物半導体）を基体としており、各結晶粒のファセットがランダムになることを利用した、もしくはその構造を制御することを特徴とした半導体電子素子である。
【００１４】
ここで述べる多結晶窒化物半導体は、半導体内に含まれる各結晶粒の平均直径が、GaN結晶における少数キャリアの拡散長（数十nm）よりも十分長い1mm以上であることを特徴とする。例えば、電子・光学顕微鏡の100mm2以上の像において、２つ以上の結晶方位の異なる結晶粒・微結晶から形成され、かつ各結晶粒・微結晶の面積の標準偏差が少なくても１mm2以上であることを特徴とする多結晶窒化物半導体を意味する。
【００１５】
各微結晶もしくはその結晶粒の結晶軸配向、ファセットの形状、サイズ、混晶組成を制御し、異なった結晶面上での異なった結晶作製プロセスを同時進行させることにより、結晶面ごとの特性の違いを利用した白色を含む発光波長制御が可能な半導体光素子である。
【００１６】
InGaNやAlGaN混晶を用いてこれらの多結晶・微結晶半導体を形成すれば、各結晶粒ごとの混晶成長過程の違いから層厚や混晶組成が不均一性を示すことを利用し、蛍光体などを必要としない新しい白色光源としての応用が可能な半導体光素子が形成可能であり、まったく新しい安価・簡易な手法で白色光デバイスの形成が可能となる。
【００１７】
多結晶窒化物半導体は、X線回折測定の２θ/θスキャンにおいて２つ以上の異なる結晶面方位からの回折が見られることを特徴とする半導体電子素子である。
【００１８】
多結晶窒化物半導体素子の基板材料としては紫外・可視・近赤外波長領域で透明な低コスト多結晶材料を好適とするが、単結晶基板やさらに安価な非晶質基板など、いかなる材料も利用可能であり、多結晶基板に限るものではない。
【００１９】
本発明の一手段に係る多結晶窒化物半導体光素子は、上記の特徴を有する多結晶構造を基体とし、第１の量子井戸構造を含む活性層と、更に、この活性層を挟んで形成される第２のn型半導体クラッド層と、第３のｐ型クラッド層、それぞれに接続される一対のコンタクト層と、そのコンタクト層のそれぞれに接続される第一の電極及び第二の電極と、を有することも好ましい。
【００２０】
また上記各手段において、第１多結晶半導体層はInｘGa1-xN（0<x<1）、もしくはAlyGa1-z-yInzN（0<y<1、0<z<1）の式で表される多結晶窒化物半導体で形成される。
【００２１】
第２のｎ型クラッド層は、多結晶活性層に電子キャリアを注入・閉じ込めるために形成される層であり、限定されるわけではないが例えばＧａＮ、ＩｎＧａＮ混晶又はＡｌＧａＮ混晶多結晶にＳｉ等を不純物として注入した層を好適に用いることができる。
【００２２】
第３のｐ型クラッド層は、多結晶活性層に正孔キャリアを注入・閉じ込めるために形成される層であり、限定されるわけではないが例えばＧａＮ、ＩｎＧａＮ混晶又はＡｌＧａＮ混晶多結晶にMg等を不純物として注入した層を好適に用いることができる。
【発明の効果】
【００２３】
以上、本発明により、新規な多結晶半導体光素子を提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２４】
本発明者らは、安価で大面積化が容易な多結晶半導体を用い、更にそれぞれ異なる結晶面を積極的に利用することで多結晶独自の特徴を活かした新しい光電子素子が開発できる点に想到し、本発明を完成するに至った。
【００２５】
以下、本発明の実施の形態について図面を用いて詳細に説明する。但し、本発明は多くの異なる実施の形態、実施例として表すことができ、本実施形態、実施例に狭く限定されることがないのはいうまでもない。
【００２６】
（実施形態１）
図１は、本実施形態に係る窒化物多結晶半導体の表面電子顕微鏡像（SEM：４０×３０mm2イメージ）である。同時に後方電子回折像（EBSP）により得た各結晶粒の結晶方位解析結果も示す。SEMとEBSPの結果を比較することにより、本実施形態に係る多結晶半導体が様々な結晶方位を持つ多結晶体であり、各結晶粒内では結晶方位が揃っており、結晶粒一つ一つの結晶品質は比較的高いと考えられる。この多結晶は比較的大きい結晶粒（この場合の平均結晶粒面積の標準偏差は４０mm2）を持ち、GaN結晶における少数キャリアの拡散長（数十nm）よりもこの結晶粒面積が十分に大きいので結晶粒界の影響が小さく、それぞれランダムに配向した結晶粒から高効率発光が得られる可能性が高い。現在まで報告されている多結晶半導体研究のほとんどは、いかに単結晶半導体の結晶性に近づけるかという考えで研究が進められていたが、本発明では多結晶・微結晶構造のランダムな結晶配向性を積極的に利用するところに特徴がある。
【００２７】
図2は本実施形態に係る多結晶発光ダイオード(LED)構造の概略図である。本実施形態に係るLEDは、基板１、低温緩和層２、ｎ型コンタクト層３、ｎ型クラッド層４、活性層５、ｐ型クラッド層６、ｐ型コンタクト層７を順に積層して構成されている。またｎ型コンタクト層３上には第一の電極８が、ｐ型コンタクト層７上には第二の電極９が形成されており、第一と第二の電極の間に電圧を印加することで活性層５に正孔及び電子を注入し、発光させることが可能である。
【００２８】
基板１は、この上部に形成されるＧａＮ等の各多結晶層を成長させるために用いられるものであり、またGaN結晶における少数キャリアの拡散長（数十nm）よりも十分大きい結晶粒面積を持つ多結晶層を成長させるために用いられるものである。限定されるわけではないが例えばAlNやGaN多結晶窒化物半導体基板やサファイア基板やＳｉＣ基板、ガラスなどのアモルファス基板、金属基板を基板に用いることができる。ここで、十分に大きい結晶粒を持つ多結晶層とは、例えば電子顕微鏡、光学顕微鏡像（100mm2以上のサイズ）において、２つ以上の結晶方位の異なる結晶粒・微結晶から形成され、各結晶粒・微結晶の面積の標準偏差が少なくても１mm2以上であることを特徴とする。
【００２９】
低温緩和層２は、基板１上に成長する多結晶層の被覆率や平坦性向上させるための層であり、また上記結晶粒径を持つ多結晶層を成長するための層であり、限定されるわけではないがGaN多結晶やAlGaN混晶、InGaN混晶低温緩和層を好適に用いることができる。
【００３０】
また低温緩和層２は、膜の被覆とその後の結晶化・結晶粒の増大のために用いることもできる。例えば、本実施例において基板１として、ガラスなどのアモルファス基板も用いることができるが、この場合まず低温緩和層を堆積後、基板温度を適切な温度に上昇することによって結晶化させ、結晶粒を大きくし、面積１mm2以上の複数の結晶粒を持つ多結晶構造の成長が可能となる。
【００３１】
ｎ型コンタクト層３は、ｎ型クラッド層４との導通を図るために形成される層であり、限定されるわけではないが例えばＧａＮ多結晶、ＩｎＧａＮ混晶又はＡｌＧａＮ混晶多結晶にＳｉ等を不純物として注入した層を好適に用いることができる。
【００３２】
ｎ型クラッド層４は、電子を活性層５に注入するためのものであって、限定されるわけではないが例えばＧａＮ多結晶、ＡｌＧａＮ混晶やＩｎＧａＮ混晶多結晶にＳｉ等を不純物として注入した層を好適に用いることができる。
【００３３】
活性層５は、基板１、コンタクト層２、クラッド層３上に形成されるため、ランダムに配向した多結晶窒化物半導体構造から成る。今まで報告されている多結晶半導体素子では、この多結晶構造を可能な限り単結晶構造に近づける努力が主流であったが、本実施形態では、このランダムに配向した結晶粒を積極的に利用することで新しい機能の発現が可能であることを示す。例えば“K. Nisizuka et. al.,
Appl. Phys. Lett., 85, 3122(2004)”ではInGaN混晶を活性層に用いた量子井戸構造において、そのIn組成やInGaN井戸層厚が下地層の結晶方位によって大きくことなり、360-450nm付近から異なる発光波長の光が検出されている。これらの発光は（0001）、（11-22）、(11-20)面からの発光であり、結晶方位ごとにInの組成やInGaN混晶の組成が異なるためだと考えられる。つまり様々な結晶方位を作りだし、InGaN混晶を成長すればIn組成もランダムに制御できる可能性がある。  これらの手法を利用すれば、現在の紫外LEDに蛍光体を用いて作製される白色LEDとは根本的に異なる手法で、まったく新しい白色LEDの実現が可能となる。
【００３４】
しかし、上記文献記載の技術では、単結晶サファイア上に成長を行っており、LED構造自体も単結晶であるため、特殊な加工を施さない限り、多様な結晶方位をもつ単結晶構造を実現するのは困難であり、従来の蛍光体+紫外LEDを基体とした白色LEDよりもコストの面で大幅に上回ってしまう。本実施形態では、元々多結晶半導体を基体としているため、ランダムな結晶方位を有する活性層の形成が容易である。またサファイアなどの高価な基板を用いずに作製ができるため、コストの面で従来の白色LEDよりも断然に優れている。
【００３５】
本実施形態に係る活性層５は、例えばInGaN混晶多結晶からなり、ランダムに配向した結晶粒ごとにIn組成の取り込み過程やInGaN混晶の成長速度が異なるため、結晶粒ごとに異なる発光波長を持つと考えられる。これらの配向性や各InGaN多結晶粒のIn組成のランダム性を積極的に利用、制御することで蛍光体を用いないまったく新しい白色LED構造の実現が期待できる。
【００３６】
ｐ型クラッド層６は、正孔を多結晶活性層５に注入するために用いられるものであり、この層としては、限定されるわけではないが例えばＧａＮ多結晶又はＡｌＧａＮ混晶、ＩｎＧａＮ混晶多結晶にＭｇ等を不純物として注入した層を好適に用いることができる。
【００３７】
ｐ型コンタクト層７は、正孔を活性層５に注入するために用いられるものであって、限定されるわけではないが例えばＧａＮ多結晶やＩｎＧａＮ混晶、ＡｌＧａＮ混晶多結晶にＭｇ等を不純物として注入した層を好適に用いることができる。
【００３８】
第一の電極８は、活性層５に電子を注入させるために用いられるものであって、導電性を有する限りにおいて限定されるわけではないが、例えばアルミニウム（Ａｌ）やチタン（Ｔｉ）、金（Ａｕ）等により構成される電極層を好適に用いることができる。
【００３９】
第二の電極９は、活性層５に正孔を注入するために用いられるものであって、導電性を有する限りにおいて限定されるわけではないが、例えばパラジウム（Ｐｄ）、ニッケル（Ｎｉ）、金（Ａｕ）等により構成される電極層を好適に用いることができる。
【００４０】
以上、本実施形態に係る多結晶LEDは、第一の電極及び第二の電極の間に電圧が印加され、活性層５に電子及び正孔が注入されることで発光する。
【００４１】
本発明に係る多結晶半導体を基体とした光素子は、現在の白色LEDの大幅なコストの低下や大面積化において産業上重要な素子と成り得る。また更に、可視光域に広い発光および受光波長を有することができるため、安価で高効率な太陽電池などへの利用が可能である。
【００４２】
ここで、本実施形態に係る多結晶ＬＥＤの製造方法について説明する。本実施形態に係るＬＥＤの製造方法は、基板１に低温緩和層２を形成する工程、ｎ型コンタクト層３を形成する工程、ｎ型クラッド層４を形成する工程、活性層５を形成する工程、ｐ型クラッド層６を形成する工程、ｐ型コンタクト層７を形成する工程、第一の電極８を形成する工程、第二の電極９を形成する工程、を有している。
【００４３】
多結晶ＬＥＤ構造は、限定されるわけではないが例えば有機金属気相成長法、ＭＢＥ法又はパルスレーザー堆積法を用いることができる。
【００４４】
基板１は、この上部に形成されるＧａＮ等の各多結晶層を成長させるために用いられるものであり、またＧａＮ結晶における少数キャリアの拡散長（数十nm）よりも十分大きい結晶粒面積を持つ多結晶層を成長させるために用いられるものである。限定されるわけではないが、例えばＧａＮやＡｌＮ多結晶窒化物半導体基板やサファイア基板やＳｉＣ基板、ガラスなどのアモルファス基板、金属基板を基板に用いることができる。ここで、十分に大きい結晶粒を持つ多結晶層とは、例えば電子顕微鏡像や光学顕微鏡像（100mm2以上のイメージサイズ）において、２つ以上の結晶方位の異なる結晶粒・微結晶から形成され、各結晶粒・微結晶の面積の標準偏差が１mm2以上であることを特徴とする。
【００４５】
基板１によっては多結晶半導体の被覆率や平坦性が異なるため、低温緩和層２を用いて被覆率や平坦性を向上させることができる。低温緩和層は限定されるわけではないが多結晶ＡｌＮやＧａＮ、ＩｎＮやその混晶で形成される。成長温度は例えば５５０℃程度の低温で成長する。
【００４６】
基板１にｎ型コンタクト層２を形成する工程は、基板１として導電性を有する多結晶半導体基板や金属基板、アモルファス基板、単結晶基板を用いる場合、本工程は省略可能である。
【００４７】
ｎ型クラッド層３を形成する際の基板温度は、形成する層の材料によって異なるため適宜調整が可能であるが、SiドープＧａＮ多結晶層を形成する場合は８００℃以上１１００℃以下が好ましい範囲である。厚みは約数μｍである。
【００４８】
活性層５は、例えばInGaN混晶多結晶からなり、ランダムに配向した結晶粒ごとにIn組成の取り込み過程やInGaN混晶の成長速度が異なるため、結晶粒ごとに異なる発光波長を持つと考えられる。成長温度は例えば600℃から800℃の範囲であり、InGaN多結晶活性層の厚さは10〜100nmであるか、それ以下である。InGaN混晶は、下地の各結晶粒の情報をひきついで成長し、結晶粒ごとに結晶方位が異なるため、成長速度とIn原料の取り込まれ率が異なる。結果として、ランダムに形成された結晶粒により、XIn＝0〜0.5の異なるIn組成を持つInGaN結晶粒が容易に形成可能であり、こららのInGaN多結晶粒のIn組成のランダム性を積極的に利用、制御することで蛍光体を用いないまったく新しい白色LED構造の実現が期待できる。
【００４９】
ｐ型クラッド層６、ｐ型コンタクト層７を形成する工程は、上記ｎ型クラッド層４を形成する工程と材料が異なる以外ほぼ同様の工程を採用することができる。
【００５０】
第一の電極８を形成する工程は、限定されるわけではないが、真空蒸着により形成することができる。第一の電極９はｎ型コンタクト層２の上に形成されるため、例えばフォトリソグラフィとドライエッチングを用いてｎ型コンタクト層２を露出させた後、第一の電極９を形成させる態様が好ましい。なおフォトリソグラフィを採用する場合、フォトリソグラフィに先立ち、ＳｉＯ２等の保護膜をプラズマＣＶＤ法等で全面に製膜することも好ましい態様である。なお第一の電極8は、形成した後、窒素雰囲気下でアニールすることでオーミック電極とすることが好ましい。
【００５１】
第二の電極９を形成する工程は、限定されるわけではないが、真空蒸着により形成することができる。本工程は限定されるわけではないが、例えばＳｉＯ２等の保護膜をプラズマＣＶＤ法等で全面に製膜し、ｐ型コンタクト層８上に電流注入窓をパターニングにより形成し、その部分に第二電極９を形成することが好ましい形態である。また第二の電極９も、第一の電極と同様、窒素雰囲気下でアニールすることオーミック電極とすることが好ましい。なお、上記アニール、保護膜の製膜は第一の電極８の形成工程のものと同時に行うことができる。
【００５２】
以上の工程により、本実施形態に係る多結晶ＬEＤを製造することができる。
【００５３】
本実施形態の一つとして太陽電池への応用も可能である。太陽電池の構造は本実施形態に係るＬＥＤと類似しており、各層厚は異なるものの基板１、低温緩和層２、ｎ型コンタクト層３、ｎ型クラッド層４、多結晶活性層５、ｐ型クラッド層６、ｐ型コンタクト層７、を順に積層して構成されており、ｎ型コンタクト層２上には第一の電極８が、ｐ型コンタクト層7上には第二の電極９がそれぞれ積層されている。本実施形態における上記各層、各電極は、機能においてほぼ実施形態１と同様であり、その説明については省略する。
【実施例】
【００５４】
以上の実施形態に係る多結晶半導体素子の効果を確認すべく、実際に多結晶AlN基板上GaN、InGaN多結晶構造を作成し、評価した。以下説明する。
【００５５】
（多結晶AlN基板上GaN多結晶構造の製造方法）
基板には多結晶AlN基板を用いた。成長には有機金属気相（MOCVD）成長法を用いてGaN多結晶低温緩和層を成長後、GaN多結晶層を2〜7μｍ成長させた。
【００５６】
（多結晶AlN基板上GaN多結晶成長における低温緩和層の効果）
成長工程は、まず多結晶AlN基板をMOCVD装置内で３０分間１１００℃で熱処理した後、５５０℃の低温でＧａＮ緩和層を形成し、その後基板温度を１０８０℃に昇温し、多結晶GaN層を成長した。
ＧaＮ低温緩和層の有無によりＧａＮ多結晶層の表面被覆率が変化する。図３に多結晶ＧａＮの低温緩和層の有無による表面モフォロジーの変化を示した。ここで、成長圧力は２００Ｔｏｒｒ一定とした。表面の電子顕微鏡像を比較すればわかるように、ＧａＮ低温緩和層を用いた場合、表面の被覆率が向上していることがわかる。つまり、ＧａＮ低温緩和層が多結晶ＧａＮ層の被覆率の増加において効果的であることがわかる。低温緩和層を用いて成長した多結晶ＧａＮの被覆率は８１％であるが、用いない場合は６６％まで下がっている。
【００５７】
（多結晶AlN基板上GaN多結晶成長における成長圧力の効果１）
低温緩和層の効果が確認できたので、すべての成長工程に上記のＧａＮ低温緩和層を挿入し、今度は成長圧力を変えて多結晶ＧａＮ層を成長した。成長温度は１０８０℃一定とし、成長圧力を３０、７６、２００、３００Ｔｏｒｒと変化させて１時間成長を行った。図４に表面および断面の電子顕微鏡像を示す。成長圧力が低下するに従い、表面の多結晶ＧａＮの被覆率が１００％に近づくことがわかる。
また断面電子顕微鏡像から、多結晶ＧａＮの各結晶粒は、基板である多結晶ＡｌＮの結晶粒に沿って成長していることがわかり、各結晶粒の特性自体は単結晶そのものと同等であると考えられる。
また成長圧力を低くすると、表面の平坦性が向上していることがわかる。このことから成長圧力を適宜選ぶことにより、表面被覆率と表面平坦性を制御可能であることがわかる。
【００５８】
（多結晶AlN基板上GaN多結晶成長における成長圧力の効果２）
図５に成長圧力を変化させて成長した多結晶ＧａＮサンプルのＸ線回折測定結果を示す。比較のためＧａＮを成長していない多結晶ＡｌＮ基板の結果も示す。多結晶構造の形成を示す複数の結晶方位からの回折ピークが観測されている。多結晶ＧａＮサンプルでは明らかに多結晶ＡｌＮからとは異なるピークが観測されており、ＧａＮ多結晶が成長していることが確認できる。これらの回折ピークも成長圧力により変化し、成長圧力が３０Ｔｏｒｒと低い場合、(０００２)面の回折ピークが強くなっており多結晶膜の配向性が向上していることがわかる。
つまり、低成長圧力３０Ｔｏｒｒにおいて表面被覆率、平坦性、配向性が改善されている。
【００５９】
（多結晶AlN基板上GaN多結晶成長における成長圧力の効果３）
図６に成長圧力を変化させて成長した多結晶ＧａＮサンプルの室温フォトルミネッセンススペクトルを示す。ここでは比較のため市販されている単結晶バルクＧａＮ基板のフォトルミネッセンス測定結果も同時に示す。多結晶ＧａＮからの発光強度は成長圧力が高いほど高く、３０Ｔｏｒｒと低い圧力ではバルクＧａＮに比べ発光ピーク強度が約１/１０まで減少した。しかし、３００Ｔｏｒｒで成長したサンプルでも、発光強度はバルクＧａＮサンプルと同等であったが、ＧａＮの禁制帯幅（360nm）以外の低エネルギー側の発光が支配的であった。
【００６０】
（多結晶AlN基板上GaN多結晶成長における成長温度依存性１）
次に多結晶GａＮの成長温度依存性を調べた。成長圧力は比較的良好な光学特性を示した３００Ｔｏｒｒを採用し、多結晶ＧａＮの成長温度を５５０、７００、８００、９００、１０８０℃と変化させた。図７に多結晶ＧａＮの表面電子顕微鏡像を示す。成長温度１０８０℃では被覆されていない領域も見られるが、成長圧力の制御と同様に成長温度を下げることによっても被覆率が向上し、９００℃以下ではほぼ１００％の被覆率を達成することができた。また表面の粗さ（RMS値で表示）は成長温度が低くなるほど小さくなり、５５０℃でもっとも低い０．０９mｍという値が得られた。以上の結果は成長温度を適宜選択することにより、被覆率や表面平坦性を制御することが可能であることを示している。
【００６１】
（多結晶AlN基板上GaN多結晶成長における成長温度依存性２）
図８に成長温度を変化させた多結晶ＧａＮサンプルの室温フォトルミネッセンススペクトルを示す。比較のため単結晶バルクＧａＮサンプルの結果も同時に示す。成長温度を９００℃としたサンプルは、単結晶バルクＧａＮとほぼ同等の発光強度と半値幅を示すことがわかった。つまり、成長圧力や成長温度を最適化することにより、大きな結晶粒をもつ多結晶構造の被覆率や平坦性、そして光学特性の改善が可能であることがわかった。具体的には、優れた光学特性を持つ多結晶ＧａＮ構造の実現には(1)低温ＧａＮ緩和層の導入(2)高成長圧力（〜３００Ｔｏｒｒ）(3)最適な成長温度（〜９００℃）の選定が重要であることがわかった。
このような多結晶ＧａＮサンプルにおける優れた光学特性は、GaNにおける少数キャリアの拡散長（数十nm）よりも十分大きい面積を持つランダム配向結晶粒を積極的に用いた結果である。つまり、安価で大面積化が容易な多結晶構造においても、各多結晶・微結晶粒のランダム制御により高効率発光が得られ、光デバイス応用が十分可能であることが実験的に示唆された。
【００６２】
（実施例２）
（多結晶ＩｎＧａＮ混晶の成長）
次に多結晶・微結晶粒のランダム制御による効果を調べるために、上述した多結晶ＧａＮ上に多結晶ＩｎＧａＮ混晶を成長し、各結晶粒に成長したＩｎＧａＮ混晶の組成やその光学特性について調べた。
【００６３】
多結晶ＩｎＧａＮ混晶の成長は、上述した多結晶ＧａＮ膜上に成長温度７００-８００℃で成長を行った。成長圧力は２００Ｔｏｒｒ一定とした。成長温度、インジウムとガリウムの原料供給比を変化させることで組成の異なるＩｎＧａＮ混晶の作製を行い評価した。
【００６４】
図9に多結晶ＩｎＧａＮの表面・断面電子顕微鏡像（約７０μｍ×１００μｍ）を示す。多結晶ＩｎＧａＮ混晶の結晶粒面積の標準偏差は約１３０mm2であり、GaN単結晶の少数キャリアの拡散長よりも十分に大きい結晶粒が形成されていることがわかる。また断面像から多結晶ＡｌＮ基板上にＩｎＧａＮ／ＧａＮ多結晶構造が各下地結晶粒に沿って成長が起きていることがわかる。
【００６５】
図１０に多結晶ＩｎＧａＮサンプルの表面電子顕微鏡像とそのEBSP測定結果を示す。二つの像の比較から各結晶粒が異なる面方位を持つ多結晶構造を形成していることが確認でき、各結晶粒は単結晶に近い結晶性を有することがわかる。図９（ｂ）のＥＢＳＰにおいて赤、青、緑の各結晶粒の結晶面は（０００２）、（１−１２０）、（１０−１０）ファセットに対応している。
【００６６】
図１１に低温ＰＬスペクトルを示す。この図では４つの多結晶ＩｎＧａＮサンプルの測定結果と同条件で成長した単結晶ＩｎＧａＮの結果も同時に示した。同条件で成長した単結晶ＩｎＧａＮのＩｎ組成は(i)9％、(ii)16％、(iii)25％、(iv)40％であった。点線で示したＩｎＧａＮ単結晶のフォトルミネッセンススペクトルに比べ、ブロードな発光スペクトルが得られていることがわかる。またＩｎ組成の増加に伴い、発光波長も長波長化し赤色域からの発光も得られていることがわかる。
【００６７】
図１２は図１０で示したサンプル（Ｉｎ組成は(iii)25％）のカソードルミネッセンス測定結果である。分光器の波長を５１５ｎｍ、５９０ｎｍと固定したときの発光イメージをそれぞれ示す。明らかに波長５１５ｎｍと５９０ｎｍで得たイメージは異なっており、結晶粒ごとに異なった発光波長を有していることがわかる。つまり、各ファセットを制御することによりさまざまなＩｎ組成を有するＩｎＧａＮ結晶粒の成長が可能であり、可視光域でブロードな発光波長を得ることができる。この結果は蛍光体を用いない多結晶ランダムファセット制御により白色光デバイスの実現が可能であることを示している。
【００６８】
図１３は各結晶粒から得られたカソードルミネッセンススペクトルを示す。ここではＩｎ組成(iv)40％の多結晶ＩｎＧａＮの結果を用いた。（０００２）、（１−１２０）、（１０−１０）ファセットからの発光はそれぞれ異なっており、各結晶粒が異なるＩｎ組成を持つことが改めて確認できた。また各結晶粒のＩｎ組成は（１０−１０）、（１−１２０）、（０００２）の結晶面順にＩｎ組成が高くなっていることがわかった。これらの結果は、各結晶粒・ファセットの制御によりＩｎ組成が制御可能であり、白色光の演色性も制御できることを示している。
【００６９】
図１３に多結晶ＧａＮ上多結晶ＩｎＧａＮサンプルそして図２に示した実施形態とほぼ同構造をもった多結晶ＩｎＧａＮ/ＧａＮダブルへテロ構造におけるフォトルミネッセンススペクトルを示す。比較のため通常の蛍光体を用いた窒化物半導体白色ＬＥＤ、蛍光灯のスペクトルも同時に示す。すでに実用化されている白色ＬＥＤや蛍光灯は可視光域において非常にブロードな発光スペクトルを持つが、本実施形態により作製した多結晶ＩｎＧａＮ混晶やそのダブルへテロ構造においても青（４００−４５０ｎｍ）から赤（６００ｎｍ）までのブロードな発光が得られており、ランダムファセット制御による多結晶ＩｎＧａＮ構造の新規白色光デバイスへの応用可能性が示唆された。
【００７０】
以上の通り、上記実施例により、上記実施形態に係る多結晶半導体光機能素子の効果が達成できることを確認した。以上により新規な半導体光デバイスを実現することができる。
【産業上の利用可能性】
【００７１】
本発明に係る半導体光素子は、ＬＥＤや太陽電池として産業上利用可能である。また更に、受光素子や電子デバイス等広範な分野においても利用が可能である。
【図面の簡単な説明】
【００７２】
【図１】多結晶ＡｌＮ基板の表面ＳＥＭ、ＥＢＳＰ像とカラーマップ
【図２】一実施形態に係る多結晶ＬＥＤの断面概略図である。。
【図３】多結晶ＧａＮ膜の低温緩和層の効果：(a)緩和層なし(b)緩和層有り
【図４】多結晶ＧａＮ膜の表面・断面SEM像の成長圧力依存性。図中の数値は被覆率を示す。
【図５】多結晶GaN膜のXRD測定結果の成長圧力依存性。一番下は多結晶ＡｌＮ基板のＸＲＤ測定結果。
【図６】多結晶ＧａＮ膜の室温ＰＬスペクトルの成長圧力依存性。
【図７】多結晶ＧａＮ膜の表面ＳＥＭ像の成長温度依存性。数値は表面粗さを示す。
【図８】多結晶ＧａＮ膜の室温ＰＬスペクトルの成長温度依存性。
【図９】多結晶ＩｎＧａＮ膜の表面・断面ＳＥＭ像。
【図１０】多結晶ＩｎＧａＮ膜の表面ＳＥＭ像とＥＢＳＰ像。
【図１１】多結晶ＩｎＧａＮ膜の低温ＰＬスペクトル。図中の実線が多結晶ＩｎＧａＮ、点線は同条件で成長した単結晶ＩｎＧａＮの測定結果。
【図１２】図１０で示したＳＥＭ像のＣＬによるパンクロマティック像。(ａ)波長５１５ｎｍ（ｂ）５９０ｎｍの発光イメージ。
【図１３】多結晶ＩｎＧａＮサンプルのＣＬ測定による各結晶方位からの発光スペクトル 
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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