(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
GaAs単結晶を基板とするIII族窒化物半導体単結晶薄膜をエピタキシャル成長させる、半導体装置の製造方法において、
ＲＦプラズマソース分子線エピタキシャル法によって、前記基板のGaAs（001）面上に、In、Ga、As、Ｎの各原料元素を、InおよびGa、As、Ｎの順に交互に前記基板面上に供給して、InGaAsＮ単結晶薄膜を形成する第１過程と、
マイグレーションエンハンストエピタキシー法によって、前記InGaAsＮ単結晶薄膜の上に、III族元素およびＮを交互に供給して、III族窒化物単結晶薄膜を形成する第２過程と、
分子線エピタキシャル法によって、前記III族窒化物単結晶薄膜の上に、III族窒化物半導体結晶を成長させる第３過程とを含むことを特徴とする半導体装置の製造方法。
【請求項２】
GaAs単結晶を基板とするIII族窒化物半導体単結晶薄膜をエピタキシャル成長させる、半導体装置の製造方法において、
ＲＦプラズマソース分子線エピタキシャル法によって、清浄化した前記基板のGaAs(001)面上に、基板温度350〜450［℃］で、In、Ga、As、Ｎの各原料元素を、InおよびGa、As、Ｎの順に交互に供給して、InGaAsＮ単結晶薄膜を形成する第１過程と、
マイグレーションエンハンストエピタキシー法によって、前記InGaAsＮ単結晶薄膜の上に、基板温度450〜550［℃］でGaおよびＮを交互に供給して、GaＮ単結晶薄膜を形成する第２過程と、
分子線エピタキシャル法によって、前記GaＮ単結晶薄膜の上に、基板温度600〜700［℃］でIII族窒化物半導体結晶を成長させる第３過程とを含むことを特徴とする半導体装置の製造法。
【請求項３】
前記第１過程、前記第２過程および前記第３過程では、Ｎをプラズマ状にすることによって供給することを特徴とする請求項１または２に記載の半導体装置の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、発光ダイオードや半導体レーザー等の半導体装置の製造方法に関し、詳しくは、窒化ガリウム（GaＮ）、窒化アルミニウム（AlＮ）、窒化インジウム（InＮ）をはじめとするIII族窒化物半導体を結晶成長させるエピタキシャル技術に関する。
【０００２】
【従来の技術】
III族窒化物半導体の結晶成長をさせる技術として、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）、分子線エピタキシャル法（ＭＢＥ法）がある。このような技術によってGaＮを成長させたとき、立方晶GaＮは、熱力学的に準安定相であり、安定相の六方晶GaＮに比べて、低品質な結晶となることで知られている。その成長用基板には、通常、GaAs(001)や立方晶SiＣ(001)などの立方晶構造を持つ基板が使用される。この基板は、六方晶GaＮの成長に一般的に用いられるサファイア（Al2O3）に比べて劈開性が良く、レーザーの共振端面の製作などに有利である。さらに、基板自体を導電性にすることも可能である。
【０００３】
成長方法に関しては、前記のＭＯＣＶＤ法によって、発光ダイオードや半導体レーザーが実現（六方晶GaＮ）されている。一方、立方晶GaＮの成長に関しては、どちらの成長法によっても高品質の結晶は得られていないが、ＭＯＣＶＤ法に比べ、ＭＢＥ法が有利であると考えられている。その理由は、ＭＯＣＶＤおよびＭＢＥ両成長法において、III族窒化物半導体結晶に対する最適成長温度がそれぞれ異なる。つまり、ＭＯＣＶＤ法は1000〜1100［℃］であるのに対し、ＭＢＥ法は600〜800［℃］と低温である。準安定相である立方晶GaＮの成長には、ＭＢＥ法による成長温度の方がより適していると考えられる（III族窒化物半導体：赤崎勇著）。
【０００４】
ＭＢＥ法には、ＲＦ（Radio Frequency）−ＭＢＥ法がある。ＲＦ−ＭＢＥ法は、ＲＦプラズマセルを用いたＭＢＥ装置によって行われる。ＲＦ−ＭＢＥ法は、分子状窒素（Ｎ２）に高周波の磁界をかけて、励起したプラズマ（以下、プラズマ状窒素という）を発生させる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
従来のＲＦ−ＭＢＥ成長技術には、以下のような三つの問題点がある。
【０００６】
（１）一つ目は、図１３に示すように、立方晶GaＮをGaAs(001)基板１０１上へ成長させる場合、GaAsとGaＮの格子不整合が約20％と大きく、バッファー層１０２がモザイク状のアモルファス構造をとる。このため、安定層である六方晶GaＮ１０３が優位に成長し、立方晶GaＮが成長しない。
【０００７】
（２）二つ目は、図１４に示すように、GaＮ成長面の平坦性がわずかに崩れ、GaＮ(111)面であるGaＮ(111)ファセット面１０４が形成されると、これにｃ軸が配向した六方晶GaＮ１０５が成長する。図１４では、符号１０６が立方晶GaＮである。
【０００８】
（３）三つ目は、図１５（ａ）に示すように、高エネルギーのプラズマ状窒素１０７が基板１０１へダメージを及ぼし、図１５（ｂ）に示すように、基板表面に凹凸ができる。図１５（ｂ）では、符号１０９がGaである。そして、GaAs(111)ファセット面１０８が形成されると同様に、図１５（ｃ）に示すように、六方晶GaＮ１０５が成長する。
【０００９】
このように、従来の成長技術には、
（１）バッファー層がモザイク状のアモルファス構造をとる
（２）GaＮ成長中にGaＮ(111)ファセットが形成し、GaＮ(111)ファセットにｃ軸が配向した六方晶GaＮの成長により、立方晶GaＮの成長が妨げられる
（３）基板がプラズマ状窒素によりダメージを受け、凹凸ができ、それに伴うGaAs(111)ファセットより六方晶GaＮが成長し、立方晶GaＮの成長を妨げる
という課題がある。
【００１０】
この発明は、前記の三つの課題を解決し、立方晶GaＮをはじめとする、高品質なIII族窒化物半導体結晶を実現できる、半導体装置の製造方法を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
前記課題を解決するために、請求項１の発明は、GaAs単結晶を基板とするIII族窒化物半導体単結晶薄膜をエピタキシャル成長させる、半導体装置の製造方法において、ＲＦプラズマソース分子線エピタキシャル法によって、前記基板のGaAs（001）面上に、In、Ga、As、Ｎの各原料元素を、InおよびGa、As、Ｎの順に交互に前記基板面上に供給して、InGaAsＮ単結晶薄膜を形成する第１過程と、マイグレーションエンハンストエピタキシー法によって、前記InGaAsＮ単結晶薄膜の上に、III族元素およびＮを交互に供給して、III族窒化物単結晶薄膜を形成する第２過程と、分子線エピタキシャル法によって、前記III族窒化物単結晶薄膜の上に、III族窒化物半導体結晶を成長させる第３過程とを含むことを特徴とする半導体装置の製造方法である。
【００１２】
請求項２の発明は、GaAs単結晶を基板とするIII族窒化物半導体単結晶薄膜をエピタキシャル成長させる、半導体装置の製造方法において、ＲＦプラズマソース分子線エピタキシャル法によって、清浄化した前記基板のGaAs(001)面上に、基板温度350〜450［℃］で、In、Ga、As、Ｎの各原料元素を、InおよびGa、As、Ｎの順に交互に供給して、InGaAsＮ単結晶薄膜を形成する第１過程と、マイグレーションエンハンストエピタキシー法によって、前記InGaAsＮ単結晶薄膜の上に、基板温度450〜550［℃］でGaおよびＮを交互に供給して、GaＮ単結晶薄膜を形成する第２過程と、分子線エピタキシャル法によって、前記GaＮ単結晶薄膜の上に、基板温度600〜700［℃］でIII族窒化物半導体結晶を成長させる第３過程とを含むことを特徴とする半導体装置の製造法である。
【００１３】
請求項３の発明は、請求項１または２に記載の半導体装置の製造方法おいて、前記第１過程、前記第２過程および前記第３過程では、Ｎをプラズマ状にすることによって供給することを特徴とする。
【００１４】
GaAs(001)基板上に立方晶III族窒化物半導体の結晶成長をする場合、成長初期段階での制御が極めて重要である。第１成長層として、InGaAsＮをＭＢＥ法（InGaAsの１原子層形成）とAsとＮの置換（窒化処理）とを交互に繰り返すことにより成長を行うと、基板−成長層界面の凹凸化を抑制し、立方晶かつ単結晶のバッファー層が実現する。これを立方晶GaＮ成長ためのテンプレートとし、マイグレーションエンハンストエピタキシー法により第２層としてGaＮを成長し、さらにその上に、ＭＢＥ法により第３層としてGaＮを成長させる。
【００１５】
この結果、従来の問題であった六方晶GaＮの混入を大幅に減少し、GaAs基板の立方晶構造を成長層に継承し、結晶中の立方晶GaＮの割合を98％まで向上することが可能である。
【００１６】
【発明の実施の形態】
つぎに、この発明の実施の形態について詳しく説明する。この実施の形態では、ヒ化ガリウム（GaAs）単結晶を基板とする、III族窒化物半導体単結晶薄膜をエピタキシャル成長させる。このために、GaAs(001)基板を用いる。清浄化したGaAs(001)面上に、基板温度350〜450［℃］の基板温度で、インジウム（In）、ガリウム（Ga）、ヒ素（As）、窒素（Ｎ）の各原料元素を（In＋Ga）、As、Ｎの順に交互に供給し、InGaAsＮ単結晶薄膜を形成する。その上に、450〜550［℃］の基板温度で、GaおよびＮを交互に供給することにより、GaＮ単結晶薄膜を形成する。さらにその上に、600℃〜700℃の基板温度で、III族窒化物半導体結晶を成長させる。
【００１７】
具体的には、ＲＦ−ＭＢＥ法によりGaAs単結晶基板上に、GaおよびIn等のIII族元素とAsおよびプラズマ状窒素を供給し、エピタキシャル成長させる。窒素分子は、化学的に非常に安定なため反応性が悪く、GaＮのＭＢＥ成長では、窒素をどのように供給するかが、大きな問題となる。この実施の形態では、窒素（Ｎ２）を、プラズマ状にすることにより活性化させて使用した。
【００１８】
まず、GaAs(001)面上に350〜450［℃］の基板温度で、（In＋GaもしくはGa）、Asの順に照射し、InGaAs約１原子層を形成する。つづいて、プラズマ状窒素を照射する窒化処理を数回繰り返し、InGaAsＮ一次バッファー層を形成させる。以上が第１過程である。窒化処理によって、表面のAs原子の一部をＮ原子で置換する。
【００１９】
つぎに、Asビームを照射しながら基板温度を450〜550［℃］に昇温し、昇温終了と同時にAsビームの照射を止める。そして、450℃〜550［℃］の基板温度を維持しながら、マイグレーションエンハンストエピタキシー法（ＭＥＥ法）により、Ga、プラズマ状窒素の順に原料ビームを交互に照射することを繰り返し、立方晶GaＮ二次バッファー層を形成する。以上が第２過程である。
【００２０】
さらに続いて、基板温度を600〜700［℃］に昇温する。この温度を維持したまま、基板上にGaとプラズマ状窒素ビームとを同時に照射し、III族窒化物半導体結晶として、ＭＢＥ法によりGaＮをエピタキシャル成長させる。以上が第３過程である。
【００２１】
これらの第１過程〜第３過程をとることにより、六方晶GaＮの混入の少ない立方晶GaＮを実現する。
【００２２】
以上の実施の形態によって、次の効果が発生する。
【００２３】
従来の方法における立方晶GaＮの結晶性低下および六方晶GaＮの混入の主な原因は、GaAs(111)ファセット面の形成およびGaＮ(111)ファセット面の形成による。つまり、プラズマ状窒素のダメージによる基板−成長層界面の平坦性の劣化、および、基板とエピタキシャル層との格子不整合が大きいことによるバッファー層のアモルファス化による。これらのことから言えることは、準安定層である立方晶GaＮの製作には、成長初期段階の制御が極めて重要となることである。
【００２４】
まず、一次バッファー層の効果について述べる。
【００２５】
上述の基板へのダメージとアモルファス状バッファー層の形成の問題とを同時に解決し、単結晶かつ立方晶構造をとるバッファー層を実現するために、350〜450［℃］の基板温度で、原料元素を交互に基板上へ供給して、結晶の成長を行なった。III族元素、Asの順に原料を供給し、GaAs、AlAs、InAs等のIII族ヒ素化合物を１原子層だけ成長させ、これにプラズマ状窒素を単独で照射することにより、表面のAs原子の一部をＮ原子で置換する窒化処理の工程を交互に数回繰り返す。
【００２６】
これによって、単結晶のバッファー層が実現し、同時に、六方晶GaＮの形成を促す基板ダメージを押さえることに成功した。なお、III族元素をGa、In、Alおよびこれらの混晶にかえて成長を行なった結果、高エネルギー反射電子線回折（Rheed：Reflection high-energy electron diffraction）の観察より、InGaAsＮの場合が最も単結晶化が進み、かつ、立方晶の構造をもつバッファー層が得られることが判明した。
【００２７】
通常、ダメージを受けやすいGaAs(001)等の基板にとって、窒化現象はマイナスとなるが、ＭＥＥ法により原子層レベルで平坦なInGaAsを１原子層だけ形成し、これを窒化物形成のテンプレートとし、窒化処理を施すものである。その結果、基板−エピタキシャル層間の界面平坦性の向上、バッファー層の単結晶化、および、得られた単結晶バッファー層を立方晶GaＮのテンプレートとして用いて、基板の立方晶構造をエピタキシャル層へ維持させ、高品質な立方晶GaＮを実現できる。つまり、ＭＥＥ法によるヒ素化合物の形成と窒化処理を融合した、本発明のキーテクノロジーである。
【００２８】
つぎに、二次バッファー層の効果について述べる。
【００２９】
ＲＦ−ＭＢＥ法では、窒化物の最適成長温度は600〜800［℃］として知られている。しかし、上述のInGaAsＮ一次バッファー層成長後の昇温過程で、Asを常に供給し続けても、基板温度が600［℃］を超えると、エピタキシャル膜の剥離が起こる。この原因は、InGaAsＮ表面からのAsの脱離によるものだと考えられる。
【００３０】
450〜550［℃］の基板温度でAsの脱離を防止し、かつ、InGaAsＮ層の安定化を図るために、GaＮ層を挿入した結果、基板温度を700［℃］まで昇温しても、基板からの剥離が起こらなかった。さらに、このGaＮ二次バッファー層をＭＥＥ法によって成長させることにより、ＭＢＥ法で成長させた試料に比べて、Rheed回折像の対称性が向上し、その後のエピタキシャル層の結晶性も向上した。
【００３１】
以上、本願発明に係るGaAs基板上に立方晶GaＮを形成した構造体は、劈開性に優れ、半導体レーザー等の劈開面を利用したデバイス作製に有効である。
【００３２】
【実施例】
以下に、この発明の実施例を詳細に説明する。この実施例では、ＲＦプラズマソースＭＢＥ装置によって、GaAs(001)基板上にInGaAsＮ一次バッファー層、その上にGaＮ二次バッファー層、さらにその上に立方晶GaＮの成長を行なった。
【００３３】
ＭＢＥ装置は、原料元素および基板を収めた容器であり、真空ポンプにより10-7［Torr］から10-10［Torr］に排気される。また、Ga、InおよびAs等の金属元素は、電気炉で加熱されることによって、元素ビームとして照射される。そして、電気炉の温度を変化させることにより、ビーム強度を調整することができる。窒素は、マスフローコントローラーにより流量を調整され、ＲＦ装置によりプラズマ状窒素として基板上に照射される。
【００３４】
まず、InGaAsＮ一次バッファー層を成長させるため、基板を400［℃］に加熱する。それぞれの原料の照射量は、Inが6.5×10-8［Torr］、Gaが3.6×10-8［Torr］、Asが1×10-5［Torr］、Ｎ2が２［sccm］、ＲＦ出力が300［Ｗ］である。III族元素およびＶ族の原料供給シャッターを交互に開閉することにより、エピタキシャル層の結晶性を飛躍的に向上させるＭＥＥ法を採用した。
【００３５】
原料元素供給方法は、図１に示すタイムチャートに従って、（In＋Ga）を10秒、Asを５秒、プラズマ状窒素を２秒の順に照射し、これを１サイクルとして、計15サイクルを行った。In原子、Ga原子の供給量は、１サイクルあたり、InGaAsの１原子層を形成するのに必要な量の90％〜100％に相当する量に調整した。III族元素の１原子層に相当する量は、GaAs(InGaAs)のＭＢＥ成長のRheedの強度の振動より決定した。InGaAsＮ層成長後のRheed像を図４に示す。比較のために、基板温度550［℃］において、GaＮを15原子層分ＭＢＥ法成長させた後のRheed像を図５に示す。基板温度400［℃］において、GaAsＮをＭＥＥ法により成長させるにあたっての原料供給タイムチャートを図２に示す。成長後のRheed像を図６に示す。ただし、原料であるGa、プラズマ状窒素の照射量は、InGaAsＮ層成長時と同条件である。
【００３６】
図４〜図６を比較すると、InGaAsＮ層成長後のRheedパターン（図４）が最も良好であり、成長層の単結晶化を示すものである。それに対して、基板温度550［℃］でＭＢＥ成長したGaＮ層のRheed像（図５）は、モザイク状のパターンを示し、結晶性が劣悪であることを現している。ここで、GaＮを基板温度550［℃］で成長させているが、ＭＢＥ法により基板温度400［℃］で成長させると、さらに結晶が劣化し、Rheed回折が起こらなくなる。基板温度400［℃］でＭＥＥ成長したGaAsＮは、前の二例のちょうど中間的なRheedパターン（図６）を示している。比較的結晶化が進んでいるものの、図４と比べると劣化は否めず、アモルファス状であることが想像できる。
【００３７】
さらに、バッファー層として、InGaAsＮ層を挿入した試料の電子顕微鏡写真（ＳＥＭ）像を図７に示し、特に差が顕著にあらわれた、ＭＢＥ成長させたGaＮ層を挿入した試料の断面ＳＥＭ像を図８に示す。そして、これらを比較する。図８では、基板−成長層界面に著しい凹凸がみられる。しかし、図７では、InGaAsＮ層を挿入することにより、凹凸が無くなっている。「ＭＥＥ法（InGaAs成長）＋窒化（AsとＮの置換）」という組み合わせにより、プラズマ状窒素による基板へのダメージが飛躍的に軽減されることが検証された。
【００３８】
つづいて、InGaAsＮ一次バッファー層を形成させた試料とGaAsＮ一次バッファー層を形成させた試料とに対して、GaＮ二次バッファー層の成長を行うため、Asを1×10-5［Torr］のビーム強度で基板に照射したまま、基板温度を500［℃］に昇温した。照射されたAsは成長に関与しないが、基板表面からのAsの脱離を防ぎ、結晶の劣化を防ぐ効果がある。
【００３９】
昇温終了後、GaＮをＭＥＥ法により成長させるにあたっての図３に示す原料供給タイムチャートに従って、Gaを４秒、プラズマ状窒素を２秒の順に照射し、これを１サイクルとし、計400サイクルを行い、80原子層を成長させた。原料供給条件は、Gaが3.6×10-8［Torr］、Ｎ2が２［sccm］、ＲＦ出力が300［Ｗ］で、Ga原子の供給量は１サイクルあたりGaＮ原子層を形成するのに必要な量の20［％］に相当する量に調整した。
【００４０】
つづいて、この両試料を基板温度を650［℃］に加熱し、ＭＢＥ法により、Gaが１×10-6［Torr］、Ｎ2が３［sccm］、ＲＦ出力が350［Ｗ］の原料供給条件において、一時間あたり0.3［μm］の速度でGaＮを成長させた。InGaAsＮ一次バッファー層に続いてGaＮ二次バッファー層を成長させた後のRheed像を図９（ａ）に示し、さらにその後、基板温度650［℃］においてGaＮをＭＢＥ成長させた後のRheed像を図９（ｂ）に示す。比較のために、一次バッファー層としてＭＥＥ成長させたGaAsＮ層を採用、同様に成長を行った後のRheed像をそれぞれ図１０（ａ）、（ｂ）に示す（基板温度500［℃］におけるGaＮ二次バッファー層、基板温度650［℃］におけるGaＮ成長層は両試料で共通）。図９および図１０では、左側が＜-110＞入射、右側が＜110＞入射のRheed像を示す。なお、＜-110＞の中で、「-1」は１のバーを表す。
【００４１】
一次バッファー層としてInGaAsＮを用いた場合のRheed像（図９（ｂ））では、４倍のストリークパターンが確認された。一方、GaAsＮを一次バッファー層として採用した試料では、図１０（ｂ）に示すように、ファセット面の形成および双晶欠陥の形成を示す斜め方向のパターンを示した。両試料において500［℃］のGaＮ二次バッファー層、650［℃］のGaＮ成長層の条件は共通であるため、図９（ｂ）、図１０（ｂ）の結果は、一次バッファー層の効果を示している。つまり、成長初期段階における結晶性制御は、その後の成長層の結晶性を大きく左右することを意味する。
【００４２】
ここで、Ｘ線回折逆格子マップ測定により検証を進める。図１１および図１２に、一次バッファー層としてInGaAsＮ層、GaAsＮ層をそれぞれ挿入した試料について行ったＸ線回折逆格子マップ測定の結果を示す。図１１および図１２では、ピーク１０およびピーク１１が、それぞれGaAs(002)面、立方晶GaＮ(002)面による回折ピークである。また、図１２には、ピーク１２およびピーク１３が存在するが、それぞれ六方晶GaＮ（0002）面、六方晶GaＮ(10-11)面による回折ピークであり、前者はGaＮ（111）ファセットより、後者は双晶欠陥より成長した六方晶GaＮである。なお、(10-11)の中で、「-1」は１のバーを表す。立方晶六方晶GaＮ(0002)面、GaＮ(10-11)面のピークの積分強度を計算し、GaＮ成長層において立方晶GaＮの占める割合を計算した。その結果、GaAsＮ一次バッファー層を挿入した試料が60［％］であるのに対し、InGaAsＮ一次バッファー層を挿入した試料は98［％］と大きく、その効果が確認できた。
【００４３】
以上、この発明の実施の形態および実施例を詳述してきたが、この発明はこの実施の形態および実施例に限られるものではなく、この発明の要旨を逸脱しない範囲の変更等があってもこの発明に含まれる。たとえば、この実施の形態および実施例では、基板上にGaＮを形成したが、AlＮやInＮなど他のIII族窒化化合物半導体にも、この発明の適用が可能である。
【００４４】
【発明の効果】
以上、説明したように、この発明によれば、ＲＦプラズマソースＭＢＥ法による高品質な立方晶III族窒化物をGaAs(001)基板上へ成長させることができる。
【００４５】
また、この発明によれば、InGaAsＮをＭＥＥ法（InGaAsの１原子層形成）とAsとＮの置換（窒化処理）とを交互に繰り返すことにより、第１成長層の成長を行うと、基板−成長層界面の凹凸化を抑制し、立方晶かつ単結晶のバッファー層が実現する。これを立方晶GaＮ成長ためのテンプレートとし、ＭＥＥ法により第２層としてGaＮを成長し、さらにその上に、ＭＢＥ法により第３層としてGaＮを成長させることで、従来の問題であった六方晶GaＮの混入を大幅に減少させ、GaAs基板の立方晶構造を成長層に継承させ、結晶中の立方晶GaＮの割合を98％まで向上させることが可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明の実施例における原料元素の供給を表す供給チャートである。
【図２】この発明の実施例における原料元素の供給を表す供給チャートである。
【図３】この発明の実施例における原料元素の供給を表す供給チャートである。
【図４】この発明の実施例のInGaAsＮバッファー層成長後のRheed像を示す写真である。
【図５】図４の試料との比較試料のRheed像を示す写真である。
【図６】図４の試料との比較試料のRheed像を示す写真である。
【図７】この発明の実施例により結晶成長を行った試料の断面電子顕微鏡写真（断面ＳＥＭ）である。
【図８】図７のと比較試料の断面電子顕微鏡写真（断面ＳＥＭ）である。
【図９】この発明の実施例による二次バッファー層成長後とGaＮ層（第３層）成長後の電子線回折像を示す写真である。
【図１０】図９の構成と対応した比較試料の電子線回折像を示す写真である。
【図１１】この発明の実施例により結晶成長を行った試料と比較試料のＸ線逆格子マップを示す写真である。
【図１２】図１１の比較試料のＸ線逆格子マップを示す写真である。
【図１３】従来の問題点を示す模式図である。
【図１４】従来の問題点を示す模式図である。
【図１５】従来の問題点を示す模式図である。
【符号の説明】
１０  GaAs(002)のＸＲＤ回折ピーク
１１  GaＮ(002)のＸＲＤ回折ピーク
１２  GaＮ(0002)のＸＲＤ回折ピーク
１３  GaＮ(1011)のＸＲＤ回折ピーク
【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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【図１４】
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【図１５】
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