JP2003133246A

JP2003133246A - 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子及び窒化ガリウム系化合物半導体の製造方法

Info

Publication number: JP2003133246A
Application number: JP2002228904A
Authority: JP
Inventors: Akihiko Ishibashi; 明彦石橋; Yuzaburo Ban; 雄三郎伴; Hidemi Takeishi; 英見武石; Nobuyuki Kamimura; 信行上村; Masahiro Kume; 雅博粂; Isao Kidoguchi; 勲木戸口
Original assignee: Matsushita Electric Industrial Co Ltd
Current assignee: Panasonic Holdings Corp
Priority date: 1996-01-19
Filing date: 2002-08-06
Publication date: 2003-05-09

Abstract

(57)【要約】【課題】電気的、光学的および結晶構造的等の性質に
優れた窒化ガリウム系半導体発光素子およびその製造方
法を提供する。【解決手段】本発明による窒化ガリウム系化合物半導
体素子の製造方法は、表面が（０００１）面から［１１
−２０］方向に第１の角度で傾斜している炭化珪素基板
の該表面に、導電性を有する窒化アルミニウム層を形成
する工程と、該窒化アルミニウム層の上部に、窒化ガリ
ウム系化合物半導体積層構造体を形成する工程と、を包
含する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、青色領域から紫外
領域で発光する窒化ガリウム系化合物半導体発光素子、
およびこの発光素子に用いられる窒化ガリウム系化合物
半導体の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】青色より短い波長領域で発光する発光素
子は、フルカラーディスプレーや、高い密度で記録可能
な光ディスク用光源として期待されている。このような
発光素子に用いられる半導体として、ＺｎＳｅ等のII−
VI族化合物半導体、ＳｉＣ、およびＧａＮ等のIII−V族
化合物半導体が知られている。これらの半導体に対する
研究は盛んになされている。最近、ＧａＮやＩｎ_xＧａ
_1-xＮ(０＜x＜１、以下ＩｎＧａＮとも略称する)等の化
合物半導体を用いて、青色発光ダイオードが実現され、
窒化ガリウム系化合物半導体を用いた発光素子は注目さ
れている（特開平７−１６２０３８号公報）。

【０００３】図１９を参照しながら、従来の窒化ガリウ
ム系化合物半導体発光素子を説明する。この発光素子
は、サファイア（単結晶Ａｌ₂Ｏ₃）基板１００上に、Ｇ
ａＮバッファ層１０１、ｎ型Ａｌ_xＧａ_1-xＮ(０＜x＜
１、以下ＡｌＧａＮとも略称する)クラッド層１０２、
ＩｎＧａＮ活性層１０３、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１
０４、およびｐ型ＧａＮコンタクト層１０５を順次積層
した構造を備えている。ｐ型ＧａＮコンタクト層１０５
の上には、ｐ側電極（Ａｕ電極）１０７が形成され、ｎ
型ＡｌＧａＮクラッド層１０２の一部露出部分上に、ｎ
側電極（Ａｌ電極）１０８が形成されている。

【０００４】以下に、図２０（ａ）〜（ｄ）を参照しな
がら、上記従来の発光素子に用いられる窒化ガリウム系
化合部半導体の製造方法を説明する。

【０００５】窒化ガリウム系化合物半導体の形成に、一
般的に、有機金属気相成長法（ＭＯＶＰＥ法）や分子線
エピタキシー法（ＭＢＥ法）が用いられている。ここで
は、例えば、ＭＯＶＰＥ法を用いて、窒化ガリウム系化
合物半導体を形成する方法について説明する。

【０００６】図２０（ａ）に示されるようなサファイア
（単結晶Ａｌ₂Ｏ₃）基板１２１を、不図示のＭＯＶＰＥ
装置の反応炉に設置した後、６００℃程度の温度で、有
機金属のトリメチルガリウム（ＴＭＧ）と、アンモニア
（ＮＨ₃）を基板１２１上に供給する。キャリアガス
は、水素である。このようにして、多結晶状態のＧａＮ
層１２２ａを基板１２１上に堆積させる。

【０００７】次に、ＧａＮ多結晶層１２２ａの上に、Ｇ
ａＮ単結晶層を形成する。図２（ｂ）は、ＧａＮ単結晶
層の成長シーケンスを示す。以下に、この工程をより詳
細に説明する。

【０００８】Ｇａ原料であるＴＭＧの供給を停止し、基
板１２１の温度を１０００℃程度に昇温した後、再びＴ
ＭＧを基板上に供給する。これによって、図２０（ｂ）
に示されるように、結晶軸に沿った配向性の高いＧａＮ
単結晶の核１２２ｂが形成される。このような温度（１
０００℃）で形成されるＧａＮ単結晶の核１２２ｂの粒
径の範囲は、約数μm〜数百μmである。

【０００９】次に、基板温度を１０００℃に維持しなが
ら、ＴＭＧ、ＮＨ₃の供給を続けると、図２０（ｃ）に
示されるように、ＧａＮ単結晶の核１２２ｂは、主に２
次元的に成長する。これによって、核１２２ｂは互いに
つながって、図２０（ｄ）に示されるように、ＧａＮの
単結晶層１２２ｃが形成される。ＧａＮ多結晶層１２２
ａおよびＧａＮ単結晶層１２２ｃが、ＧａＮバッファ層
１２２を構成する。

【００１０】次に、ＧａＮバッファ層１２２の上に、Ｍ
ＯＶＰＥ法によって、不図示の他の窒化ガリウム系半導
体層を成長させる。

【００１１】上記成長法によると、ＧａＮ単結晶層１２
２ｃは、１０００℃での１段階の結晶成長で形成され
る。

【００１２】以下に、図２１を参照しながら、図１９の
発光素子の製造方法を説明する。

【００１３】図２１に示されるように、サファイア基板
１００上に、上記方法によって、６００℃でＧａＮ多結
晶層を堆積した後、その上にＧａＮ単結晶層を１０００
℃で成長させ、ＧａＮバッファ層１０１を形成する。

【００１４】その後、ＧａＮバッファ層１０１の上に、
窒化ガリウム系化合物半導体積層構造１０９を成長させ
る。より詳細に説明すると、まず、１０００℃で、ＴＭ
Ａ（トリメチルアルミニウム）、ＴＭＧ（トリメチルガ
リウム）、ＳｉＨ₄（モノシラン）、およびアンモニア
を用いて、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１０２を成長す
る。次に、基板温度を７００℃までに降温し、ＴＭＩ
（トリメチルインジウム）、ＴＭＧおよびＮＨ₃を用い
て、ＩｎＧａＮ活性層１０３を成長させる。その後、再
び基板温度を１０００℃までに昇温し、ＴＭＡ、ＴＭ
Ｇ、Ｃｐ２Ｍｇ（シクロペンタジエニルマグネシウム）
およびＮＨ₃を用いてｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１０４
を成長させる。さらに、ＴＭＧ、Ｃｐ２ＭｇおよびＮＨ
₃を用いて、ｐ型ＧａＮコンタクト層１０５を成長させ
る。

【００１５】次に、図１９に示されるように、ｎ型Ａｌ
ＧａＮクラッド層１０２の一部が露出するまで、ＩｎＧ
ａＮ活性層１０３、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１０４、
およびｐ型ＧａＮコンタクト層１０５を、プラズマ等を
用いて、部分的にドライエッチングする。

【００１６】次に、ｐ型ＧａＮコンタクト層１０５上に
ｐ側電極（Ａｕ電極）１０７を形成し、ｎ型ＡｌＧａＮ
クラッド層１０２の一部露出部分上にｎ側電極（Ａｌ電
極）１０８を形成する。

【００１７】

【発明が解決しようとする課題】上記従来技術におい
て、サファイア基板上に、１段階（１０００℃）の結晶
成長で、ＧａＮバッファ層１０１を構成するＧａＮ単結
晶層を成長する方法では、ＧａＮ単結晶層の高品質を図
れない。すなわち、ＧａＮ単結晶層の電気的、光学的お
よび結晶構造的等のすべての性質を良好にすることはで
きない。

【００１８】その理由は、次のようである。上記従来の
方法によると、比較的高い温度（１０００℃）で、Ｇａ
Ｎ多結晶層１２２ａの上にＧａＮ単結晶の核１２２ｂを
形成するので、図２０（ｃ）に示されるように、ＧａＮ
単結晶の核１２２ｂの配向性にばらつきを生じる。この
ため、最終的に得られるＧａＮ単結晶層１２２ｃの構造
は、図２０（ｄ）に示されるように、幾つかの異なる配
向性を持った領域に分かれてしまう。

【００１９】このように、ＧａＮ単結晶層１２２ｃの構
造が異なる配向性を持った複数の領域に分かれているの
で、ＧａＮ単結晶層１２２ｃとその上に形成される他の
半導体単結晶層との界面に多数の欠陥が存在する。これ
らの欠陥において、電子やホールの非発光再結合が起こ
り、注入電流密度の高い発光素子を製造するのが困難で
ある。

【００２０】また、従来では、窒化物系化合物半導体発
光素子の基板として用いられたサファイア基板は絶縁性
であるため、図１９に示されるように、ｎ型ＡｌＧａＮ
クラッド層１０２、ＩｎＧａＮ活性層１０３、ｐ型Ａｌ
ＧａＮクラッド層１０４、およびｐ型ＧａＮコンタクト
層１０５を、部分的にエッチング除去して、一部が露出
しているｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１０２上に、ｎ側電
極１０８を形成する工程が必要であった。

【００２１】本発明は、上記事情に鑑みてなされたもの
であって、その目的とするところは、(1)電気的、光学
的および結晶構造的等の性質に優れた窒化ガリウム系半
導体の製造方法を提供すること、および(2)ｎ側電極を
形成するための半導体積層構造の一部をエッチング除去
する工程が不要であり、動作電圧の小さな窒化ガリウム
系半導体発光素子を提供することにある。

【００２２】

【課題を解決するための手段】本発明による窒化ガリウ
ム系化合物半導体素子の製造方法は、表面が（０００
１）面から［１１−２０］方向に第１の角度で傾斜して
いる炭化珪素基板の該表面に、導電性を有する窒化アル
ミニウム層を形成する工程と、該窒化アルミニウム層の
上部に、窒化ガリウム系化合物半導体積層構造体を形成
する工程と、を包含しており、そのことにより上記目的
が達成される。

【００２３】ある実施形態では、前記第１の角度は、約
１°から１８°までである。

【００２４】ある実施形態では、前記第１の角度は、約
５°から１２°までである。

【００２５】ある実施形態では、前記窒化アルミニウム
層を形成する工程は、約８００℃から１２００℃までの
温度で行う。

【００２６】ある実施形態では、前記窒化アルミニウム
層は単結晶からなっている。

【００２７】ある実施形態では、前記窒化アルミニウム
層の上に、窒化ガリウム単結晶層を形成する工程をさら
に包含する。

【００２８】ある実施形態では、前記窒化アルミニウム
層中に、不純物としてシリコンがドープされている。

【００２９】本発明による窒化ガリウム系化合物半導体
発光素子は、表面が（０００１）面から［１１−２０］
方向に第１の角度で傾斜している炭化珪素基板と、該炭
化珪素基板の表面に形成された導電性を有する窒化アル
ミニウム層と、該窒化アルミニウム層の上に設けられ
た、窒化ガリウム系化合物半導体積層構造体と、を備え
ており、そのことにより上記目的が達成される。

【００３０】ある実施形態では、前記第１の角度は、約
１°から１８°までである。

【００３１】ある実施形態では、前記第１の角度は、約
５°から１２°までである。

【００３２】ある実施形態では、前記積層構造体の上方
に設けられた電極をさらに備えており、該積層構造体と
該電極との間に、前記基板の導電型と反対の導電型を有
するＩｎ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ＜１）層が設けられてい
る。

【００３３】ある実施形態では、前記電極は白金から形
成されている。

【００３４】本発明による他の窒化ガリウム系化合物半
導体発光素子の製造方法は、基板上に設けられた、Ａｌ
_xＧａ_yＩｎ_zＮ（０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜１、０＜ｚ≦
１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）活性層を含む窒化ガリウム系化合
物半導体積層構造体を備えた窒化ガリウム系化合物半導
体発光素子の製造方法であって、第１の温度範囲で、該
活性層を形成する工程と、該活性層の上に、Ｉｎの蒸発
を抑制するためのＧａＮキャップ層を形成する工程と、
該第１の温度範囲より高い第２の温度範囲で、該活性層
に対して熱処理を行う工程と、を包含しており、そのこ
とにより上記目的が達成される。

【００３５】ある実施形態では、前記ＧａＮキャップ層
の厚さは、約１ｎｍ以上１０ｎｍ以下である。

【００３６】ある実施形態では、前記第１の温度範囲は
約５００〜８００℃、前記第２の温度範囲は１０００℃
以上である。

【００３７】

【発明の実施の形態】以下に、本発明の実施形態を詳細
に説明する。なお、本願明細書において、「窒化ガリウ
ム系化合物半導体」とは、窒化ガリウム（ＧａＮ）のＧ
ａが部分的に他のIII族元素に置き換えられた半導体、
例えば、Ｉｎ_sＧａ_1-sＮ（０≦ｓ＜１）およびＡｌ_tＧ
ａ_1-tＮ（０≦ｔ＜１）を含み、各構成原子の一部がド
ーパント原子等に置き換えられた半導体や、他の不純物
が添加された半導体をも含むものとする。Ｉｎ_sＧａ_1-s
ＮおよびＡｌ_tＧａ_1-tＮは、それぞれ「ＩｎＧａＮ」お
よび「ＡｌＧａＮ」とも略称する。

【００３８】また、本明細書では、「半導体発光素子」
は、発光ダイオードや半導体レーザを含む。

【００３９】（第１の実施形態）図１および図２を参照
しながら、本発明による窒化ガリウム系化合物半導体の
製造方法を説明する。より詳細にいえば、サファイア基
板上にＧａＮ単結晶層を形成する方法を説明する。な
お、本実施形態では、結晶層の形成に有機金属気相成長
法（ＭＯＶＰＥ法）を用いる。

【００４０】図１（ａ）〜（ｄ）は、本発明によるＧａ
Ｎ単結晶層の成長方法を示す断面図である。図２（ａ）
は、ＧａＮ単結晶層の成長シーケンスを示す。

【００４１】まず、結晶成長を行うため、サファイア
（単結晶Ａｌ₂Ｏ₃）Ｃ面基板１０を不図示のＭＯＶＰＥ
装置の反応炉内のサセプター上に設置し、真空排気した
後、７０Ｔｏｒｒの水素雰囲気において、１０５０℃で
１５分間加熱することによって、基板１０の表面に対し
てクリーニング処理を施す。

【００４２】次に、図２（ａ）に示されるように、基板
を６００℃程度まで冷却した後、トリメチルガリウム
（ＴＭＧ）を２０μモル／分、アンモニアを２．５L／
分、およびキャリア水素を２L／分程度供給して、図１
（ａ）に示されるような多結晶状態のＧａＮ層（ＧａＮ
多結晶層）１１ａを５０ｎｍ堆積させる。ＧａＮ多結晶
層１１ａを堆積する温度範囲（第１の温度範囲）は、５
００〜６００℃程度であることが好ましい。

【００４３】次に、ＧａＮ多結晶層１１ａ上に良好なＧ
ａＮ単結晶層を形成するために、下記のような３段階の
結晶成長工程を行う。

【００４４】第１段階は、ＧａＮ単結晶の核層を形成す
る工程である。ＴＭＧの供給のみを停止し、基板温度を
９５０℃程度まで昇温した後、図１（ｂ）に示されるよ
うに、ＴＭＧを２０μモル／分供給し、ＧａＮ単結晶の
核層１１ｂを堆積させる。９５０℃でのＧａＮ単結晶の
核層１１ｂの形成時間は、約３分である。ＧａＮ単結晶
の核層１１ｂを形成する温度範囲（第２の温度範囲）
は、７００℃以上、１０００℃以下であることが好まし
い。７００℃より低いと、アンモニアは十分に分解でき
ない。１０００℃より高いと、ＧａＮ多結晶層１１ａの
単結晶化が進み、ＧａＮ多結晶層１１ａの表面に凹凸が
形成してしまう。このため、ＧａＮ多結晶層１１ａの上
に、表面の平坦性が高いＧａＮ単結晶の核層１１ｂが成
長できない。このことについて、以下により詳細に説明
する。本発明によって形成されるＧａＮ単結晶の核層１
１ｂの結晶粒径の範囲は、約数μm〜数百μmである。

【００４５】次に、第２段階の結晶成長を行う。この工
程において、上記第１段階に続いて、ＴＭＧを供給しな
がら基板温度を９５０℃から１０５０℃程度まで（第３
の温度範囲）昇温（昇温時間：２分）し、この温度を３
分間維持する。

【００４６】次に、第３段階の結晶成長を行う。この工
程において、上記第２段階に続いて、ＴＭＧを供給しな
がら基板温度を１０５０℃から１０９０℃程度まで（第
４の温度範囲）昇温し（昇温時間：２分）、この温度を
約６０分間維持する。

【００４７】上記第２および第３段階の工程によって、
第１段階で形成されたＧａＮ単結晶の核層１１ｂは、図
１（ｄ）に示されるように、ＧａＮ単結晶層１１ｃに成
長する。ＧａＮ単結晶層１１ｃの厚さは、０．１μm以
上５μm以下程度である。よい結晶性を得るために、第
２および第３段階の成長温度（１０５０℃および１０９
０℃）を、１０００℃以上、１２００℃以下に設定する
ことが好ましい。

【００４８】最後に、ＴＭＧの供給のみを停止し、アン
モニアと水素の混合雰囲気で、基板を室温まで冷却す
る。

【００４９】上記のように、ＧａＮ多結晶層１１ａ上
に、ＧａＮ単結晶層１１ｃが形成される。ＧａＮ多結晶
層１１ａおよびＧａＮ単結晶層１１ｃが、ＧａＮバッフ
ァ層１１を構成する。このＧａＮバッファ層１１の上
に、発光するための窒化ガリウム系半導体積層構造体が
堆積される。本実施形態において、バッファ層１１を構
成する多結晶層としてＧａＮが用いられるが、ＧａＮの
代わりに、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜x≦１）が用いられて
もよい。

【００５０】本発明の重要な点は、ＧａＮ単結晶層１１
ｃを形成するのに、複数段階（３段階）の成長工程で結
晶成長を行うことにある。これよって、高い品質のＧａ
Ｎ単結晶層１１ｃが得られる。

【００５１】ＧａＮ単結晶層１１ｃの形成機構につい
て、以下に、より詳細に説明する。

【００５２】本発明によると、ＧａＮ多結晶層１１ａ上
に、上記第１段階において、比較的低い温度、すなわち
１０００℃より低い温度（９５０℃）で、ＧａＮ単結晶
の核層１１ｂを堆積させる。このような低い堆積温度を
用いることによって、ＧａＮ単結晶の核層１１ｂの核
は、大きさが小さく、基板全面に緻密に形成できる。こ
のため、ＧａＮ単結晶の核層１１ｂの表面の平坦性が上
がる。また、堆積温度が低いため、ＧａＮ単結晶の核層
１１ｂの結晶の配向性は低く、多方向に向いている。

【００５３】上記第２段階（１０５０℃）において、Ｇ
ａＮ単結晶の核層１１ｂの核のうち、基板１０の表面の
配向性を持った核は、図１（ｃ）に示されるように、特
に、基板１０の表面に平行な方向に２次元的に大きく成
長する。この結果、隣接する配向性の低い核も取り込ま
れて、核が基板１０の表面に平行な方向に２次元的につ
ながって、配向性の高いＧａＮ単結晶の核層が形成され
る。すなわち、様々な方向にランダムに配向していたＧ
ａＮ単結晶の核層１１ｂの核結晶が、基板１０の表面に
平行な方向に沿って、同一の方向に配向するように成長
する。

【００５４】上記第３段階において、より高い温度（１
０９０℃）で結晶成長を進行させると、図１（ｄ）に示
されるように、基板１０の表面に平行な方向において配
向性の高いＧａＮ単結晶の核層１１ｃは、基板１０の表
面に垂直な方向に成長する。すなわち、基板１０の表面
の配向性に沿って、Ｃ軸に強く配向したＧａＮ単結晶層
１１ｃが、基板１０上の広い範囲で形成される。このよ
うに形成されたＧａＮ単結晶層１１ｃは、高い表面平坦
性を有する。

【００５５】本実施形態によって形成されるＧａＮ単結
晶層１１ｃの結晶性を評価するために、２結晶Ｘ線回折
における回折ピーク半値全幅を測定した。ＧａＮ単結晶
層１１ｃの結晶は、３分という半値全幅を示す。一方、
従来の１段階（１０００℃）の結晶成長法によって形成
されるＧａＮ単結晶層の結晶は、５分という高い値の半
値全幅を有する。このことから、本実施形態によると、
結晶性に優れた良好なＧａＮ単結晶層が得られることが
分かる。

【００５６】さらに、光学顕微鏡を用いて、本実施形態
によって形成されるＧａＮ単結晶層１１ｃの表面の写真
を撮って、その平坦性について調べた。その結果は、図
３（ａ）および（ｂ）に示されている。図３（ｃ）およ
び（ｄ）は、比較例として、従来技術によって得られた
ＧａＮ単結晶層の表面状態を示す。図３（ａ）および
（ｃ）は、ＧａＮ単結晶層の平面図である。図３（ｂ）
および（ｄ）は、それぞれ図３（ａ）および（ｃ）の線
３Ｂ−３Ｂおよび線３Ｄ−３Ｄに沿った断面の状態を示
す。

【００５７】従来技術によると、ＧａＮ単結晶層の表面
において、ほぼ発光素子サイズの３００μｍの距離の範
囲で、凹凸が観測される（図３（ｃ））。また、図３
（ｄ）から分かるように、ＧａＮ単結晶層の表面のラフ
ネスは、およそ１００オングストロームである。ＧａＮ
単結晶層の表面の平坦性が悪いため、その上に急峻な界
面を有する窒化ガリウム系半導体多層膜を堆積させるの
は困難である。

【００５８】これに対して、本実施形態によると、図３
（ａ）に示されるように、均一で平坦な表面を有するＧ
ａＮ単結晶層が得られる。また、図３（ｂ）から分かる
ように、本実施形態によって得られたＧａＮ単結晶層１
１ｃに対して、表面凹凸を検出できない。測定に用いた
光学顕微鏡の調査限界は５０オングストロームであるた
め、本実施形態によって得られたＧａＮ単結晶層１１ｃ
の表面のラフネスは、５０オングストローム以下である
と推定した。本実施形態によると、ＧａＮ単結晶層１１
ｃの表面は優れた平坦性を示すので、その上に、良好な
結晶性および急峻な界面を有する窒化ガリウム系半導体
多層膜を形成することができる。

【００５９】本実施形態によって得られるＧａＮ単結晶
層１１ｃの上に、ＭＯＶＰＥ法によって、ＩｎＧａＮ層
を含む窒化ガリウム系半導体多層膜を堆積し、その室温
フォトルミネッセンスを観測した。観測結果は、図４
（ａ）に示される。図４（ａ）から分かるように、４１
０ｎｍ付近に、バンド端発光のみが現れている。このこ
とは、高い品質を有する窒化ガリウム系半導体多層膜が
形成されていることを示す。

【００６０】図４（ｂ）は、従来技術によってＧａＮ単
結晶層を形成し、その上に、ＩｎＧａＮ層を含む窒化ガ
リウム系半導体多層膜を堆積した場合、室温フォトルミ
ネッセンスを観測した結果を示す。この図から分かるよ
うに、４１０ｎｍ付近のバンド端発光に加え、５５０ｎ
ｍ付近に欠陥に起因すると考えられる深い準位からの発
光が観測される。これは、ＩｎＧａＮ層の品質が低下し
たためである。

【００６１】（第２の実施形態）図５および６を参照し
ながら、本発明の第２の実施形態として、ＳｉＣ基板２
１０上にＧａＮ単結晶層を形成する方法を説明する。

【００６２】本実施形態において、基板２１０の材料と
して、６Ｈ構造を有するＳｉＣが用いられている。Ｓｉ
Ｃ基板２１０は、窒素がドープされており、ｎ型導電型
を有する。ＳｉＣ基板２１０は、（０００１）面から
３．５度程度［１１−２０］方向に傾斜している。本願
明細書において、このような基板を「傾斜基板」または
「オフ基板」（misoriented substrate）と称する。

【００６３】また、本実施形態では、基板２１０上に、
ＧａＮ単結晶層を形成するための多結晶層の堆積に、電
子サイクロトロン共鳴ＣＶＤ法（ＥＣＲ−ＣＶＤ法）ま
たは電子サイクロトロン共鳴スパッタ法（ＥＣＲスパッ
タ法)を用いる。なお、多結晶層を形成する材料とし
て、ＡｌＮを用いる。

【００６４】図５（ａ）〜（ｄ）は、本発明によるＧａ
Ｎ単結晶層の成長方法を示す断面図である。図６は、Ｇ
ａＮ単結晶層の成長シーケンスを示す。

【００６５】まず、結晶成長を行うため、炭化珪素基板
２１０を不図示のＥＣＲ−ＣＶＤまたはＥＣＲスパッタ
装置の反応炉内のサセプター上に設置し、真空排気した
後、７０Ｔｏｒｒの水素雰囲気において、１０５０℃で
１５分間加熱することによって、基板２１０の表面に対
してクリーニング処理を施す。

【００６６】次に、図６に示されるように、基板２１０
を２００℃程度まで冷却した後、固体Ａｌ（純度６Ｎ）
と窒素ガスとをＥＣＲ−ＣＶＤまたはＥＣＲスパッタの
反応炉内に供給する。ＥＣＲ−ＣＶＤまたはＥＣＲスパ
ッタの反応炉内の圧力は、１×１０^-3Ｔｏｒｒである。
次に、２．４５ＧＨｚ、５００Ｗのマイクロ波をかけ、
図５（ａ）に示されるように、多結晶状態のＡｌＮ層
（ＡｌＮ多結晶層）２１１ａを５０ｎｍ程度堆積させ
る。このように得られるＡｌＮ多結晶層２１１ａの結晶
粒子のサイズの範囲は、数Å〜数千Å程度である。

【００６７】次に、ＡｌＮ多結晶層２１１ａを堆積した
基板２１０を、ＭＯＶＰＥ装置の反応炉内に設置し、ア
ンモニアと水素の混合雰囲気中で１０００℃程度で１０
分間熱処理する。ＧａＮ多結晶層２１１ａの導電性を高
めるために、熱処理の温度を約８００℃以上１２００℃
以下に設定するのが好ましい。この処理によって、図５
（ｂ）に示されるように、ＡｌＮ多結晶層２１１ａのＣ
軸配向性を向上させる。

【００６８】次に、ＡｌＮ多結晶層２１１ａ上に良好な
ＧａＮ単結晶層を形成するために、第１の実施形態で説
明した３段階の結晶成長工程とほぼ同様な工程を行う。
より詳細に説明すると、次のようである。

【００６９】第１段階において、基板温度を１０００℃
に維持し、水素ガスをキャリアガスとして、ＴＭＧとア
ンモニアを供給する。これにより、図５（ｃ）に示され
るように、ＡｌＮ多結晶層２１１ａの上に、Ｃ軸配向性
の強いＧａＮ単結晶の核層２１１ｂを形成する。ＧａＮ
単結晶の核層２１１ｂの形成時間は、約２分である。

【００７０】第２段階において、基板温度を１０５０℃
程度まで昇温し、ＧａＮ多結晶層２１１ａを成長させ
る。第３段階において、基板温度を１０９０℃程度まで
昇温し、ＧａＮ多結晶層２１１ａをさらに成長させ、図
５（ｄ）に示されるように、ＧａＮ単結晶層２１１ｃ
（厚さ：０．１μm〜５μm程度）が形成される。第２段
階および第３段階におけるＭＯＶＰＥ法による他の結晶
成長条件は、第１の実施形態のそれと同様である。

【００７１】ＡｌＮ多結晶層２１１ａおよびＧａＮ単結
晶層２１１ｃが、バッファ層２１１を構成する。このバ
ッファ層２１１の上に、発光するための窒化ガリウム系
半導体積層構造が堆積される。

【００７２】ＥＣＲ−ＣＶＤまたはＥＣＲスパッタ法を
用いて、ＡｌＮ多結晶層２１１ａを堆積させるのは、次
の利点を有する。ＥＣＲ−ＣＶＤまたはＥＣＲスパッタ
法によると、ＡｌＮ多結晶層２１１ａを２００℃という
低い温度で堆積できる。一方、ＭＯＶＰＥ法によると、
窒素の原料であるアンモニアが分解しないため、ＡｌＮ
多結晶層は２００℃では堆積できない。

【００７３】本実施形態において、ＥＣＲ−ＣＶＤまた
はＥＣＲスパッタ法を用いて、ＡｌＮ多結晶層２１１ａ
を２００℃程度の温度で形成するので、ＡｌＮ多結晶層
２１１ａの結晶粒子のサイズ（数Å〜数千Å）が小さ
い。このような小さなサイズを有する結晶粒子に対して
熱処理を行い、ＡｌＮ多結晶層２１１ａの配向性を向上
させることによって、ＡｌＮ多結晶層２１１ａの上に、
高い密度および高い配向性を有するＧａＮ単結晶の核を
形成できる。一方、ＭＯＶＰＥ法による温度（６００℃
程度）で堆積したＡｌＮ多結晶層を用いた場合は、上記
ＥＣＲ−ＣＶＤまたはＥＣＲスパッタ法を用いる場合に
比べて、ＡｌＮ多結晶層の上に、高い密度および高い配
向性を有するＧａＮ単結晶の核を形成するのが困難であ
る。本発明によると、約１５０〜２５０℃の範囲の温度
であれば、多結晶層として十分に機能するＡｌＮ多結晶
層２１１ａが堆積できる。上記説明では、基板として炭
化珪素が用いられているが、炭化珪素の代わりに、サフ
ァイアが用いられてもよい。

【００７４】本実施形態によって形成されたＧａＮ単結
晶層２１１ｃの結晶性を評価するために、２結晶Ｘ線回
折における回折ピーク半値全幅を測定した。ＧａＮ単結
晶層１１ｃは、３分という２結晶Ｘ線回折の半値全幅を
示す。このことから、本実施形態によって、表面がきわ
めて平坦で高い品質のＧａＮ単結晶層２１１ｃが得られ
ることがわかる。

【００７５】以下に、基板２１０として、ＳｉＣ傾斜基
板を用いる理由について説明する。本実施形態では、
（０００１）面から［１１−２０］方向に３．５度傾斜
するように研磨したｎ型ＳｉＣ基板が用いられている。
これによって、ＳｉＣ基板上に、特にＡｌＧａＮ混晶を
堆積する場合、ＡｌＧａＮ混晶の表面の平坦性が向上す
る。なお、（０００１）面から［１−１００］方向に
３．５度傾斜するように研磨したｎ型ＳｉＣ基板を用い
ても、上記と同様な効果が得られる。

【００７６】図７は、ＳｉＣ傾斜基板上に堆積されたＡ
ｌＧａＮ層の表面のラフネスと、ＡｌＧａＮ中のＡｌの
組成との関係を示す。横軸は、ＡｌＧａＮ中のＡｌの組
成を示し、縦軸は、ＡｌＧａＮ層の表面のラフネスを示
す。図７において、点線は、（０００１）ジャスト基板
を用いた場合を示す。本願明細書において、「（０００
１）ジャスト基板」とは、（０００１）面からいずれの
方向にも傾斜していない基板を指す。図７における実線
は、（０００１）面から［１１−２０］方向に３．５度
傾斜している基板を用いた場合を示す。縦軸に対応する
値が大きくなればなるほど、ＡｌＧａＮの表面のラフネ
スが大きくなり、表面の平坦性に欠けることを示す。図
７から分かるように、傾斜基板を用いる場合、Ａｌの組
成が３０％程度までに大きくなっても、ＡｌＧａＮ層の
表面の平坦性は劣らない。

【００７７】図８は、ＡｌＧａＮ層の表面ラフネスと基
板の傾斜角度との関係を示す。ＡｌＧａＮ層の表面ラフ
ネスは、横軸に示される。傾斜角度は、基板が（０００
１）面から［１１−２０］方向に傾斜する角度を指し、
図８の縦軸に示される。

【００７８】図８に示されるように、ＡｌＧａＮの表面
ラフネスは、傾斜角度が高くなるに従って小さくなる。
図８から分かるように、傾斜角度が約１度から１８度ま
での範囲で、ＡｌＧａＮ層の表面は、平坦性が保たれ
る。

【００７９】基板の傾斜角度が約５度から１５度までの
範囲で、以下に説明するＡｌＧａＮへのｐ型ドーパント
の取り込まれ率も向上する。

【００８０】ｐ型ＡｌＧａＮ層を作製する際、（０００
１）ジャスト基板が用いられる場合、Ａｌ組成の増加に
ともなって、ｐ型ドーパントであるＭｇの取り込まれ率
が低下し、素子の抵抗が高くなるということが本願発明
者によってわかった。本実施形態によると、傾斜基板を
用いることによって上記問題は解決できる。

【００８１】図９は、炭化珪素傾斜基板を用いる場合
の、ドーパントであるＭｇのＡｌＧａＮ層への取り込ま
れ率とＡｌＧａＮのＡｌ組成との関係を示す。横軸は、
ＡｌＧａＮのＡｌ組成を示し、縦軸は、ＭｇのＡｌＧａ
Ｎ層への取り込まれ率を示す。図９に示されるように、
傾斜基板を用いる場合のＡｌＧａＮへのＭｇの取り込ま
れ率は、ジャスト基板を用いる場合のＡｌＧａＮへのＭ
ｇの取り込まれ率より高い。

【００８２】さらに、図９から分かるように、Ａｌ組成
が増加するに従って、ジャスト基板を用いる場合のＭｇ
の取り込まれ率は低下するが、傾斜基板を用いる場合の
Ｍｇの取り込まれ率は低下しない。この傾向は、ドーパ
ントにＭｇを用いた場合に限らず、ドーパントとして、
Ｚｎ、Ｃ、Ｃａを用いても同様である。

【００８３】このように、本実施形態によると、窒化ガ
リウム系半導体中のｐ型ドーパントの濃度を高くできる
ので、発光素子の動作電圧を低減することが可能とな
る。

【００８４】本実施形態では、傾斜基板が用いられてい
るが、その代わり、（０００１）ジャスト基板が用いら
れてもよい。この場合、バッファ層を構成する多結晶層
としてｎ型ＡｌＮ層を用いることによって、抵抗を小さ
くし、発光素子の動作電圧を低減できる。

【００８５】傾斜基板を用いるもう１つの利点として、
基板上に形成されるＩｎＧａＮ活性層付近での結晶欠陥
が低減できる。

【００８６】図１０（ａ）は、（０００１）ジャスト炭
化珪素基板上に形成されたＩｎＧａＮ／ＧａＮ／ＡｌＮ
多層膜の断面を示すＴＥＭ（透過形電子顕微鏡、transm
ission electron microscopy）写真である。図１０
（ｂ）は、（０００１）面から３．５度で[１１−２０]
方向に傾斜する炭化珪素基板上に形成されたＩｎＧａＮ
／ＧａＮ／ＡｌＮ多層膜の断面を示すＴＥＭ写真であ
る。

【００８７】図１０（ａ）に示されるように、ジャスト
基板が用いられる場合、ＧａＮ膜中の結晶欠陥部分（枝
状の模様）は、基板の表面に垂直な方向（Ｃ軸方向）に
沿って存在し、ＩｎＧａＮ層まで至っている。一方、図
１０（ｂ）に示されるように、傾斜基板が用いられる場
合、ＧａＮ膜中の結晶欠陥部分は、Ｃ軸方向に垂直な方
向に曲がるように存在する。このため、ＩｎＧａＮ層付
近における欠陥の量が低減される。これは、傾斜基板の
表面のステップによって、結晶の格子緩和が起こるから
であると考えられる。

【００８８】第１および第２の実施形態で説明した窒化
ガリウム系化合物半導体の製造方法は、発光素子の製造
に限定されることなく、受光素子の製造にも適用でき
る。

【００８９】（第３の実施形態）図１１および１２を参
照しながら、上記第１および第２の実施形態で説明した
窒化ガリウム系化合物半導体の製造方法を用いて、窒化
ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法を説明す
る。本実施形態において、基板の材料として、サファイ
アが用いられている。なお、結晶層の形成にＭＯＶＰＥ
法を用いる。図１２は、結晶層の成長シーケンスを示
す。

【００９０】まず、結晶成長を行うため、サファイア
（単結晶Ａｌ₂Ｏ₃）Ｃ面基板１０を不図示のＭＯＶＰＥ
装置の反応炉内のサセプター上に設置し、真空排気した
後、７０Ｔｏｒｒの水素雰囲気において、１０５０℃で
１５分間加熱することによって、基板１０の表面に対し
てクリーニング処理を施す（図１２の(1)）。

【００９１】次に、基板１０を６００℃まで冷却した
後、アンモニアを２．５L／分の流量で１分供給し、基
板１０の表面を窒化する（図１２の(2)）。その後、図
１１に示されるように、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）
を２０μモル／分、アンモニアを２．５L／分、および
キャリア水素を２L／分程度供給して、多結晶状態のＧ
ａＮ層（ＧａＮ多結晶層）１１ａを５０ｎｍ程度堆積さ
せる（図１２の(3)）。

【００９２】次に、ＧａＮ多結晶層１１ａ上に良好なＧ
ａＮ単結晶層を形成するために、上記第１および第２の
実施形態で説明した３段階の結晶成長工程を行う（図１
２の(4)）。すなわち、ＴＭＧの供給のみを停止し、基
板温度を９５０℃まで昇温した後、ＴＭＧを２０μモル
／分供給し、ＧａＮ単結晶の核層を堆積させる（第１段
階）。次に、ＴＭＧを供給しながら基板温度を９５０℃
から１０５０℃および１０９０℃程度まで段階的に昇温
して、ＧａＮ単結晶層１１ｃを成長する（第２および第
３段階）。ＧａＮ多結晶層１１ａおよびＧａＮ単結晶層
１１ｃが、図１１に示されるＧａＮバッファ層１１を構
成する。

【００９３】次に、モノシラン（水素ベース５０ｐｐ
ｍ)を１０cc/分、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）を
２μモル／分追加して供給し、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド
層１２を堆積させる（図１２の(5)）。

【００９４】次に、ＴＭＧ、ＴＭＡおよびモノシランの
供給のみを停止し、アンモニアと水素の混合雰囲気中
で、基板温度を７００℃に降温して基板温度が一定にな
った後、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）を２００μモ
ル／分、ＴＭＧを２０μモル／分供給して、ＩｎＧａＮ
混晶からなる活性層１３を１０ｎｍ堆積させる（図１２
の(6)）。ＩｎＧａＮ活性層１３を形成する温度の範囲
は、５００℃以上８００℃以下であればよい。活性層
は、Ａｌ_xＧａ_yＩｎ_zＮ(０≦x＜１、０≦y＜１、０＜z
≦１、x＋y＋z＝1）から形成されてもよい。

【００９５】次に、ＴＭＩの供給のみを停止し、ＴＭＧ
とアンモニアとの流量をそのまま維持し、アンドープＧ
ａＮキャップ層（ＩｎＧａＮ活性層の蒸発抑制層）３０
を1ｎｍ程度堆積させる（図１２の(7)）。このとき、Ｔ
ＭＧの流量を変化させてもよい。

【００９６】次に、ＴＭＧの供給も停止し、アンモニア
と水素の混合雰囲気で、基板温度を１０００〜１０９０
℃程度まで昇温し、１０分間熱処理を行う（図１２の
(8)）。

【００９７】次に、ＴＭＡ、ＴＭＧを上記の流量と同じ
流量で、さらにシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃ
ｐ２Ｍｇ）を０．１μモル／分供給して、ｐ型ＡｌＧａ
Ｎクラッド層１４を堆積させる（図１２の(9)）。その
後、ＴＭＡの供給のみを停止し、ｐ型ＧａＮコンタクト
層１５を堆積させる（図１２の(10)）。次に、ＴＭＧお
よびＣｐ２Ｍｇの供給を停止し、基板温度を６００℃に
降温した後、再びＴＭＧ、ＴＭＩおよびＣｐ２Ｍｇを供
給して、ｐ型Ｉｎ_xＧａ_1-xＮ(０＜ｘ＜１)からなる中間
層３１（厚さ：０．０１μm〜１μm程度）を堆積させる
（図１２の(11)）。ｐ型ＩｎＧａＮ中間層３１のバンド
ギャップが小さいので、ｐ型ＩｎＧａＮ中間層３１とそ
の上に形成されるｐ型電極（Ｐｔ）との間のショットキ
ー障壁を低減することができ、大幅に抵抗を低減するこ
とができる。

【００９８】次に、アンモニアと水素の混合雰囲気で、
基板を５００℃まで冷却した後、アンモニアの供給を停
止し、水素雰囲気中で５分間熱処理を行う（図１２の(1
2)）。

【００９９】最後に、公知の技術を用いて、ｎ型ＡｌＧ
ａＮクラッド層１２、ＩｎＧａＮ活性層１３、アンドー
プＧａＮキャップ層３０、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１
４、ｐ型ＧａＮコンタクト層１５、およびｐ型ＩｎＧａ
Ｎ中間層３１を、部分的にエッチング除去して、一部が
露出しているｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２上に、ｎ型
電極(Ａｌ）１８を形成する。また、ｐ型ＩｎＧａＮ中
間層３１上に、ｐ側電極（Ｐｔ)１７を形成する。

【０１００】図１３（ａ）に示されるように、ＩｎＧａ
Ｎ活性層１３とｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１４との間に
ｐ型ＧａＮガイド層３３、ＩｎＧａＮ活性層１３とｎ型
ＡｌＧａＮクラッド層１２との間にｎ型ＧａＮガイド層
３２が形成されてもよい。

【０１０１】以下に、アンドープＧａＮキャップ層３０
を形成する理由を説明する。

【０１０２】ＩｎＧａＮ活性層１３上にアンドープＧａ
Ｎキャップ層３０を設けることによって、ＩｎＧａＮ活
性層１３から蒸気圧の数桁高いＩｎが再蒸発することを
抑制することができる。本実施形態のように、ＩｎＧａ
Ｎ活性層１３の堆積温度と同じ温度、すなわち、７００
℃でアンドープＧａＮキャップ層３０を数原子層（１ｎ
ｍ程度）堆積することによって、図１３（ａ）に示され
るように、急峻な活性層／ガイド層界面が実現できる。

【０１０３】図１３（ｂ）は、従来によるアンドープＧ
ａＮキャップ層３０が形成されていない場合の、ＩｎＧ
ａＮ活性層１０３と、ＩｎＧａＮ活性層１０３を挟むｎ
型ガイト層１３２およびｐ型ガイト層１３３との断面を
示す。図１３（ｂ）に示されるように、ＩｎＧａＮ活性
層１０３とｐ型ＧａＮガイド層１３３との間の界面は、
急峻な界面ではなく、平坦性を欠けている。

【０１０４】さらに、アンドープＧａＮキャップ層３０
を形成することによって、Ｉｎを効果的にＩｎＧａＮ活
性層中に混入させることができる。ＩｎＧａＮ活性層１
３は、７００℃という低い温度で堆積するので、ＩｎＧ
ａＮ活性層１３の配向性等の結晶性が悪い。本実施形態
のように、７００℃の低温でＩｎ再蒸発抑制層（アンド
ープＧａＮキャップ層）３０をＩｎＧａＮ活性層１３上
に設けることによって、基板温度を１０９０℃に昇温
し、ＩｎＧａＮ活性層１３に対して充分に熱処理を行う
ことができる。これよって、ＩｎＧａＮ活性層１３の配
向性を向上できる。

【０１０５】図１４は、ＩｎＧａＮ活性層１３の室温フ
ォトルミネッセンス強度と、ＩｎＧａＮ活性層１３に対
する熱処理時間との関係を示す。熱処理時間の増加に伴
って、発光強度は約１桁増大し、発光効率が著しく向上
することが確認される。

【０１０６】上記説明では、図１５（ａ）に示されるよ
うに、５００〜８００℃程度の温度で、アンドープＧａ
Ｎキャップ層３０を形成した（）後、一旦ＴＭＧの供
給を停止し、すなわち、結晶成長を停止してから、基板
温度を１０００〜１０９０℃程度まで昇温し熱処理を行
った。この代わりに、図１５（ｂ）に示されるように、
５００〜８００℃程度の温度で、ＩｎＧａＮ活性層１３
を形成した（）後、ＴＭＩのみの供給を停止すると同
時に、基板温度を１０００〜１０９０℃まで昇温しても
よい。すなわち、昇温しながらアンドープＧａＮキャッ
プ層３０を成長させる。

【０１０７】アンドープＧａＮキャップ層３０の厚さ
は、１０ｎｍ以下であればよい。アンドープＧａＮキャ
ップ層３０の厚さのより好ましい範囲は、１〜３ｎｍ程
度である。アンドープＧａＮキャップ層３０の厚さが小
さすぎる（１ｎｍ以下）と、十分にＩｎの蒸発を抑制で
きない。アンドープＧａＮキャップ層３０の厚さが大き
すぎる（３ｎｍ）と、デバイスの直列抵抗が高くなり、
発光を得るために、十分な電流が供給できない。なお、
ＧａＮキャップ層３０は、ＩｎがＩｎＧａＮ活性層１３
からの蒸発を抑制することさえできれば、不純物でドー
プされていてもよい。

【０１０８】（第４の実施形態）以下に、図１６を参照
しながら、第４の実施形態として窒化ガリウム系化合物
半導体発光素子を説明する。本実施形態では、基板４１
０の材料として、サファイアを用いずに、６Ｈ構造を有
する炭化珪素（ＳｉＣ）が用いられている。ＳｉＣ基板
４１０は、窒素がドープされており、ｎ型導電型を有す
る。ＳｉＣ基板４１０は、（０００１）面から３．５度
で［１１−２０］方向に傾斜している。ＳｉＣ基板４１
０は、（０００１）面から［１−１００］方向に３．５
度傾斜していても、同様な効果が得られる。

【０１０９】図１６は、本実施形態の半導体発光素子の
断面を模式的に示す。この半導体発光素子は、図１６に
示されるように、炭化珪素基板４１０と、基板４１０の
上に形成されたＡｌＮバッファ層４１１と、バッファ層
４１１の上に設けられた半導体積層構造体４１９と、半
導体積層構造体４１９上に形成されたｐ型ＩｎＧａＮ中
間層３１と、発光に必要な電流（駆動電流）を供給する
ための一対の電極４１７および４１８を備えている。

【０１１０】半導体積層構造体４１９は、バッファ層４
１１に近い側から順番に、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１
２、ｎ型ＧａＮガイド層３２、ＩｎＧａＮ活性層１３、
ｐ型ＧａＮガイド層３３、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１
４、およびｐ型ＧａＮコンタクト層１５を含んでいる。

【０１１１】次に、上記窒化ガリウム系化合物半導体発
光素子の製造方法を説明する。本実施形態において、バ
ッファ層４１１が良好な導電性を有するように、上記第
１および第２の実施形態で説明したバッファ層の形成方
法と異なる方法でバッファ層４１１を堆積させる。本実
施形態では、基板４１０上に、半導体結晶層の堆積に有
機金属気相成長法（ＭＯＶＰＥ法）を用いる。

【０１１２】まず、結晶成長を行うため、６Ｈ炭化珪素
基板４１０を不図示のＭＯＶＰＥ装置の反応炉内のサセ
プター上に設置し、真空排気した後、７０Ｔｏｒｒの水
素雰囲気において、１０５０℃で１５分間加熱すること
によって、基板４１０の表面に対してクリーニング処理
を施す。

【０１１３】次に、基板温度を１０００℃まで降温した
後、アンモニアを２．５L／分の流量で１分供給し、基
板４１０の表面を窒化する。その後、図１６に示される
ように、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）を１０μモ
ル／分、アンモニアを２．５L／分、モノシラン（水素
ベース５０ｐｐｍ)を１０cc/分、およびキャリア水素を
２L／分程度供給して、ｎ型ＡｌＮバッファ層４１１を
２００ｎｍ程度堆積させる。

【０１１４】バッファ層４１１をｎ型にすることによっ
て、基板４１０の裏面にｎ側電極を設けても、電気抵抗
は高くならない。なお、ｎ型ＡｌＮバッファ層４１１
は、１０００℃程度の高温で堆積したので、結晶欠陥が
少なくほぼ単結晶となっており、良好な導電性を有す
る。ｎ型ＡｌＮバッファ層４１１を堆積させる温度の好
ましい範囲は、８００℃以上１２００℃以下である。堆
積温度が８００℃より低いと、ｎ型ＡｌＮバッファ層４
１１の配向性が悪くなり、よい結晶性が得られない。堆
積温度が１２００℃より高いと、ＡｌおよびＮの再蒸発
に起因して、ｎ型ＡｌＮバッファ層４１１の結晶性が劣
る。

【０１１５】ＡｌＮバッファ層４１１の上に、第２の実
施形態で説明した方法を用いて、ＧａＮ単結晶層を形成
してもよい。この場合、ＡｌＮバッファ層とＧａＮ単結
晶層とがバッファ層４１１を構成する。

【０１１６】次に、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）
の供給量を２μモル／分に変更すると同時に、モノシラ
ン（水素ベース５０ｐｐｍ)を１０cc/分、トリメチルガ
リウム（ＴＭＧ）を２０μモル／分追加して供給し、ｎ
型ＡｌＧａＮクラッド層１２を堆積させる。

【０１１７】次に、ＴＭＡの供給のみを停止し、ｎ型Ｇ
ａＮガイド層３２を堆積させる。その後、ＴＭＧ、モノ
シランの供給のみを停止し、アンモニアと水素の混合雰
囲気中で、基板温度を７００℃に降温して、基板温度が
一定になった後、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）を２
００μモル／分、ＴＭＧを２０μモル／分供給して、Ｉ
ｎＧａＮ混晶からなる活性層１３を１０ｎｍ堆積させ
る。ＩｎＧａＮ活性層１３を形成する温度の範囲は、５
００℃以上８００℃以下であればよい。活性層は、Ａｌ
_xＧａ_yＩｎ_zＮ(０＜x＜１、０≦y＜１、０＜z≦１、x＋
y＋z＝1）から形成されてもよい。

【０１１８】次に、ＴＭＩの供給のみを停止し、ＴＭＧ
とアンモニアとの流量をそのまま維持し、アンドープＧ
ａＮキャップ層（ＩｎＧａＮ活性層の蒸発抑制層）３０
を1ｎｍ程度堆積させる。このとき、ＴＭＧの流量を変
化させてもよい。

【０１１９】ＩｎＧａＮ活性層１３を堆積させる後に、
アンドープＧａＮキャップ層３０を形成する理由は、次
のようである。アンドープＧａＮキャップ層３０を設け
ることによって、ＩｎＧａＮ活性層１３から蒸気圧の数
桁高いＩｎが再蒸発することが抑制できる。本実施形態
のように、ＩｎＧａＮ活性層１３の堆積温度と同じ温
度、すなわち、７００℃でアンドープＧａＮキャップ層
３０を数原子層（１ｎｍ）程度堆積することによって、
活性層と後で形成されるガイド層との間に急峻な界面が
実現できる。

【０１２０】次に、ＴＭＧの供給も停止し、アンモニア
と水素の混合雰囲気で、基板温度を１０００〜１０９０
℃程度まで昇温し、１０分間熱処理を行う。ＩｎＧａＮ
活性層１３は、７００℃程度の低温で堆積したため、配
向性等の結晶性が悪い。この熱処理は、ＩｎＧａＮ活性
層１３の配向性を上げるためである。本実施形態のよう
に、７００℃の低温でＩｎ再蒸発抑制層（アンドープＧ
ａＮキャップ層）３０をＩｎＧａＮ活性層１３上に設け
ることによって、基板温度を１０００℃に昇温した後、
ＩｎＧａＮ活性層１３に対して充分に熱処理を行うこと
ができる。これによって、ＩｎＧａＮ活性層１３の配向
性は向上できる。

【０１２１】図１４は、ＩｎＧａＮ活性層１３の室温フ
ォトルミネッセンス強度と、ＩｎＧａＮ活性層１３に対
する熱処理時間との関係を示す。熱処理時間の増加に伴
って、発光強度は約１桁増大し、発光効率が著しく向上
することが確認される。

【０１２２】次に、ＴＭＧを２０μモル／分、さらに、
シクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ２Ｍｇ）を
０．１μモル／分供給して、ｐ型ＧａＮガイド層３３を
堆積させる。

【０１２３】次に、ＴＭＡを上記ｎ型ＡｌＧａＮクラッ
ド層１２を形成する場合の流量と同じ流量で追加し、ｐ
型ＡｌＧａＮクラッド層１４を堆積させる。その後、Ｔ
ＭＡの供給のみを停止し、ｐ型ＧａＮコンタクト層１５
を堆積させる。

【０１２４】次に、ＴＭＧおよびＣｐ２Ｍｇの供給を停
止し、基板温度を６００℃に降温した後、再びＴＭＧ、
ＴＭＩおよびＣｐ２Ｍｇを供給してｐ型Ｉｎ_xＧａ_1-xＮ
(０＜ｘ＜１)からなる中間層３１（厚さ：０．０１μm
〜１μm程度）を堆積させる。ｐ型ＩｎＧａＮ中間層３
１のバンドギャップが小さいので、ｐ型ＩｎＧａＮ中間
層３１とその上に形成されるｐ型電極（Ｐｔ）との間の
ショットキー障壁を低減することができ、大幅に抵抗を
低減することができる。

【０１２５】ｐ型ＩｎＧａＮ中間層３１は、ｐ型ＩｎＧ
ａＮを堆積後、５００℃程度で７０Ｔｏｒｒの減圧水素
雰囲気中で熱処理を行うことにより形成できる。減圧の
水素雰囲気中であれば、４００℃以上の熱処理で、ｐ型
不純物の活性化が図れる。窒素原子の解離を抑制するこ
とを考慮すると、熱処理温度は、５００℃程度の低温が
好ましい。

【０１２６】その後、アンモニアと水素の混合雰囲気
で、基板を５００℃まで冷却した後、アンモニアの供給
を停止し、水素雰囲気中で５分間熱処理を行う。

【０１２７】最後に、ｎ型ＳｉＣ基板４１０側に、チタ
ン（Ｔｉ）を用いてｎ型電極４１８を、ｐ型ＩｎＧａＮ
中間層３１側に白金（Ｐｔ）を用いてｐ型電極４１７を
形成する。Ｐｔを選んだのは、Ｐｔは仕事関数が大きい
ので、ｐ型ＩｎＧａＮ層３１との障壁を小さくできるた
めである。

【０１２８】上記のように作製した窒化ガリウム系化合
物半導体発光素子に、電流を注入しレーザ発振させる
と、動作電圧は５Ｖという低い値である。一方、従来の
発光素子によると、動作電圧は３０Ｖ程度である。すな
わち、本実施形態によると、発光素子の動作電圧は大幅
に低減できる。

【０１２９】本実施形態のように、ｎ型ＳｉＣ基板４１
０の上に、低抵抗なｎ型ＡｌＮバッファ層４１１を設
け、導電性を有する基板４１０の裏面に電極４１８を形
成している。このことによって、従来のように、ｎ側電
極を形成するために、基板上にエピタキシャル成長させ
た半導体多層膜をエッチングする必要がなくなる。

【０１３０】上記第２の実施形態および本実施形態にお
いて、炭化珪素基板が用いられていたが、本発明は、こ
れに限定されない。炭化珪素基板のかわりに、シリコン
基板を用い、シリコン基板の表面に、炭化処理によって
炭化珪素膜が形成されればよい。また、シリコン基板
が、（１１１）面から３．５度程度で[１１０]方向に傾
斜すれば、炭化珪素基板が用いられる場合と同様な効果
が得られる。

【０１３１】また、これまでの説明において、活性層は
ＩｎＧａＮからなるバルクまたはＩｎＧａＮ単一量子井
戸であるが、本発明はこれに限定されない。活性層は、
図１７に示されるように、ＩｎＧａＮ系多重量子井戸
（multi quantum well）であってもよい。多重量子井戸
型発光素子の方が、発光素子の高性能化を図れる。

【０１３２】多重量子井戸型発光素子の製造について
は、上記説明した方法が用いられる。ＩｎＧａＮ系多重
量子井戸発光素子は、次のように形成される。基板上に
形成されたｎ型ＡｌＧａＮクラッド層（厚さ：０．５μ
m程度）の上に、ｎ型ＧａＮガイド層（厚さ：０．１μm
程度）を成長させ、さらに、Ｉｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎウエル層
（厚さ：３０Å程度）と、Ｉｎ_0.02Ｇａ_0.98Ｎバリア層
（厚さ：５０Å程度）とを交互に９回繰り返して成長さ
せ、その後１０番目のＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎウエル層を成長
させる。次に、１０番目のＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎウエル層上
に順次、アンドープＧａＮキャップ層（厚さ：１０〜３
０Å程度）、ｐ型ＧａＮガイド層（厚さ：０．１μm程
度）、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層（厚さ：０．５μm程
度）、およびｐ型ＧａＮコンタクト層（厚さ：０．３μ
m程度）を成長させる。（第５の実施形態）以下に、第５の実施形態として、窒
化ガリウム系化合物半導体発光素子を説明する。本実施
形態の発光素子において、ｐ型ＧａＮガイド層およびｐ
型ＡｌＧａＮクラッド層のｐ型ドーパントとして、Ｍｇ
の代わりに、炭素（Ｃ）が用いられている点で、上記実
施形態の発光素子と異なる。

【０１３３】ｐ型ＧａＮガイド層の形成は、ＴＭＧを２
０μモル／分、プロパンを０．５μモル／分供給して行
う。ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層の形成は、ＴＭＡを２μ
モル／分、ＴＭＧを２０μモル／分、プロパンを０．５
μモル／分供給して行う。その他の堆積条件は、上記実
施形態の場合と同一である。

【０１３４】図１８は、ｐ型ＧａＮガイド層およびＩｎ
ＧａＮ活性層におけるｐ型不純物濃度のデプスプロファ
イルを示す。図１８に示されるように、従来の発光素子
において、ｐ型不純物であるMgは、ＧａＮガイド層の成
長中に活性層側へ拡散してしまう。一方、本実施形態の
発光素子において、ｐ型不純物である炭素は、ＧａＮガ
イド層の成長中に活性層側へほとんど拡散していない。
炭素は、良好なｐ型ドーパントであることが分かる。

【０１３５】また、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層に対して
も、ｐ型ドーパントとして炭素を用いることによって、
ｐ型ドーパントがＧａＮガイド層を介して活性層へ拡散
することが防止し、デバイスの信頼性を向上させること
ができる。なお、ＧａＮガイド層がアンドープの場合、
ＡｌＧａＮクラッド層だけに、炭素をドープしてもよ
い。さらに、炭素をｐ型ドーパントとするのは、傾斜基
板が用いられている発光素子の場合だけでなく、（００
０１）ジャスト基板が用いられている発光素子の場合で
も有効である。

【０１３６】

【発明の効果】本発明によれば、次の効果が得られる。

【０１３７】(1) 基板上に、配向性および表面平坦性に
優れた高い品質のＧａＮ単結晶層が作製できる。このＧ
ａＮ単結晶層上に、窒化ガリウム系半導体多層膜を堆積
した場合、高い品質の多層膜の成長が可能である。この
ため、高い効率の発光素子を作製することができる。

【０１３８】(2) ２００℃程度の低い温度で、バッファ
層を構成するｎ型ＡｌＮ多結晶層を堆積できるので、ｎ
型ＡｌＮ多結晶層の上に、より緻密なＧａＮ単結晶の核
を形成できる。このため、高い配向性を有するＧａＮ単
結晶層が成長できる。

【０１３９】(3) 炭化珪素基板は（０００１）面から
［１１−２０］方向に傾斜しているので、優れた表面平
坦性を有するＧａＮ単結晶層を基板上に成長できる。さ
らに、炭化珪素基板上に形成されたｐ型ＡｌＧａＮ層に
おいて、Ａｌの組成が増える場合に、ｐ型ドーパントの
取り込まれ効率が低下することが抑制できる。

【０１４０】(4) Ｓｉをドープしたｎ型ＡｌＮバッファ
層を用いることにより、電気抵抗を小さくできる。しか
も、ｎ型ＳｉＣ基板側に直接ｎ側電極を形成できるの
で、発光素子の作製において、大幅に工程を簡素化でき
る。

【０１４１】(5) ＩｎＧａＮ活性層の上に、アンドープ
ＧａＮキャップ層が形成されているので、ＩｎＧａＮ活
性層／ｐ型ＧａＮガイド層、またはＩｎＧａＮ活性層／
ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層の界面の急峻性を向上でき
る。このため、欠陥を低減でき、発光素子の効率および
信頼性が飛躍的に向上する。

【０１４２】(6) ＩｎＧａＮ活性層に対して熱処理を行
うことにより、ＩｎＧａＮ活性層の配向性が向上する。
このため、本発明による発光素子の発光効率は、従来の
発光素子のそれより１０倍以上に増大する。

【０１４３】(7) ｐ側電極の下にｐ型ＩｎＧａＮ層が設
けられているので、ｐ側電極のコンタクト抵抗を低減で
き、発光素子の動作電圧を１／６程度に低減できる。

【０１４４】(8) ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層のｐ型ドー
パントとして炭素を用いることによって、ＩｎＧａＮ活
性層にドーパントが拡散することが抑制できるので、発
光素子の信頼性および発光効率を大幅に向上できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】（ａ）〜（ｄ）は、本発明による窒化ガリウム
系半導体の製造工程を示す図

【図２】（ａ）は本発明による結晶成長のシーケンスを
示す図（ｂ）は従来技術による結晶成長のシーケンスを示す図

【図３】（ａ）および（ｂ）は、本発明の製造方法によ
って成長させたＧａＮ単結晶層の表面状態を示す図（ｃ）および（ｄ）は、従来の製造方法によって成長さ
せたＧａＮ単結晶層の表面状態を示す図

【図４】（ａ）は本発明の製造方法で成長させたＩｎＧ
ａＮ層の室温フォトルミネッセンスを示す図（ｂ）は従
来の製造方法で成長させたＩｎＧａＮ層の室温フォトル
ミネッセンスを示す図

【図５】（ａ）〜（ｄ）は、本発明による窒化ガリウム
系半導体の製造工程を示す図

【図６】本発明による結晶成長のシーケンスを示す図

【図７】炭化珪素基板を用いる場合のＡｌＧａＮ層の表
面ラフネスとＡｌの組成との関係を示す図

【図８】炭化珪素基板の傾斜角度とＡｌＧａＮ層の表面
ラフネスとの関係を示す図

【図９】炭化珪素基板を用いる場合のＡｌＧａＮ層中の
Ｍｇの取り込まれ率とＡｌの組成との関係を示す図

【図１０】（ａ）は、（０００１）ジャスト炭化珪素基
板上に形成されたＩｎＧａＮ／ＧａＮ／ＡｌＮ多層膜の
断面を示すＴＥＭ写真（ｂ）は、炭化珪素傾斜基板上に形成されたＩｎＧａＮ
／ＧａＮ／ＡｌＮ多層膜の断面を示すＴＥＭ写真

【図１１】本発明によるサファイア基板を用いた発光素
子の構成を示す断面図

【図１２】本発明による発光素子の製造するための結晶
成長シーケンスを示す図

【図１３】（ａ）は、本発明によるアンドープＧａＮキ
ャップ層を用いた場合のＩｎＧａＮ活性層／ｐ型ＧａＮ
ガイド層との界面を示す図（ｂ）は、従来のＩｎＧａＮ活性層／ｐ型ＧａＮガイド
層との界面を示す図

【図１４】本発明によるＩｎＧａＮ層の発光効率と熱処
理の時間との関係を示す図

【図１５】本発明によるアンドープＧａＮキャップ層を
形成するシーケンスを示す図であり、（ａ）は結晶成長中断がある場合を示す図（ｂ）は結晶成長中断がない場合を示す図

【図１６】本発明による炭化珪素基板を用いた発光素子
の構成を示す断面図

【図１７】本発明による多重量子井戸型発光素子の構成
を示す図

【図１８】炭素（本発明によるドーパント）およびＭｇ
（従来のドーパント）が活性層への拡散を表す不純物の
デプスプロファイルを示す図

【図１９】従来のサファイア基板を用いた発光素子の構
成を示す断面図

【図２０】（ａ）〜（ｄ）は、従来の窒化ガリウム系半
導体の製造工程を示す図

【図２１】従来の発光素子の製造工程を示す図

【符号の説明】

１０サファイアＣ面基板１１、２１１バッファ層１１ａＧａＮ多結晶層１１ｂ、２１１ｂＧａＮ単結晶の核層１１ｃ、２１１ｃＧａＮ単結晶層１２ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１３ＩｎＧａＮ活性層１４ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１５ｐ型ＧａＮコンタクト層１７、４１７ｐ側電極１８、４１８ｎ側電極３０アンドープＧａＮキャップ層（ＩｎＧａＮ活性層
の蒸発抑制層）３１ｐ型ＩｎＧａＮ中間層３１３２ｎ型ＧａＮガイド層３３ｐ型ＧａＮガイド層２１０、４１０ＳｉＣ基板２１１ａＡｌＮ多結晶層４１１ＡｌＮバッファ層

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者武石英見大阪府門真市大字門真1006番地松下電器産業株式会社内 (72)発明者上村信行大阪府門真市大字門真1006番地松下電器産業株式会社内 (72)発明者粂雅博大阪府門真市大字門真1006番地松下電器産業株式会社内 (72)発明者木戸口勲大阪府門真市大字門真1006番地松下電器産業株式会社内Ｆターム(参考） 5F041 AA03 AA24 AA40 AA43 CA04 CA05 CA23 CA24 CA33 CA40 CA46 CA49 CA57 CA65 CA67 CA73 CA77 CA82 CB11 CB36 FF01 5F045 AA04 AA10 AA19 AB09 AB14 AC08 AC12 AD10 AD13 AD14 AF02 AF09 BB12 CA11 DA52 DA67 5F073 AA45 AA51 AA73 AA74 AA89 BA06 CA02 CA07 CB04 CB05 CB06 CB10 CB17 CB22 DA05 DA07 DA16 DA35 EA28 EA29

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】表面が（０００１）面から［１１−２
０］方向に第１の角度で傾斜している炭化珪素基板の該
表面に、導電性を有する窒化アルミニウム層を形成する
工程と、該窒化アルミニウム層の上部に、窒化ガリウム
系化合物半導体積層構造体を形成する工程と、を包含す
る、窒化ガリウム系化合物半導体素子の製造方法。
【請求項２】前記第１の角度は、約１°から１８°ま
でである、請求項１に記載の窒化ガリウム系化合物半導
体素子の製造方法。
【請求項３】前記第１の角度は、約５°から１２°ま
でである、請求項１に記載の窒化ガリウム系化合物半導
体素子の製造方法。
【請求項４】前記窒化アルミニウム層を形成する工程
は、約８００℃から１２００℃までの温度で行う、請求
項１に記載の窒化ガリウム系化合物半導体素子の製造方
法。
【請求項５】前記窒化アルミニウム層は単結晶からな
っている、請求項１に記載の窒化ガリウム系化合物半導
体素子の製造方法。
【請求項６】前記窒化アルミニウム層の上に、窒化ガ
リウム単結晶層を形成する工程をさらに包含する、請求
項１に記載の窒化ガリウム系化合物半導体素子の製造方
法。
【請求項７】前記窒化アルミニウム層中に、不純物と
してシリコンがドープされている、請求項１に記載の窒
化ガリウム系化合物半導体素子の製造方法。
【請求項８】表面が（０００１）面から［１１−２
０］方向に第１の角度で傾斜している炭化珪素基板と、
該炭化珪素基板の表面に形成された導電性を有する窒化
アルミニウム層と、該窒化アルミニウム層の上に設けら
れた、窒化ガリウム系化合物半導体積層構造体と、を備
えている、窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。
【請求項９】前記第１の角度は、約１°から１８°ま
でである、請求項８に記載の窒化ガリウム系化合物半導
体発光素子。
【請求項１０】前記第１の角度は、約５°から１２°
までである、請求項８に記載の窒化ガリウム系化合物半
導体発光素子。
【請求項１１】前記積層構造体の上方に設けられた電
極をさらに備えており、該積層構造体と該電極との間
に、前記基板の導電型と反対の導電型を有するＩｎ_xＧ
ａ_1-xＮ（０＜ｘ＜１）層が設けられている、請求項８
に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。
【請求項１２】前記電極は白金から形成されている、
請求項８に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素
子。
【請求項１３】基板上に設けられた、Ａｌ_xＧａ_yＩｎ
_zＮ（０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜１、０＜ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋
ｚ＝１）活性層を含む窒化ガリウム系化合物半導体積層
構造体を備えた窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の
製造方法であって、第１の温度範囲で、該活性層を形成
する工程と、該活性層の上に、Ｉｎの蒸発を抑制するた
めのＧａＮキャップ層を形成する工程と、該第１の温度
範囲より高い第２の温度範囲で、該活性層に対して熱処
理を行う工程と、を包含する、窒化ガリウム系化合物半
導体発光素子の製造方法。
【請求項１４】前記ＧａＮキャップ層の厚さは、約１
ｎｍ以上１０ｎｍ以下である、請求項１３に記載の窒化
ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法。
【請求項１５】前記第１の温度範囲は約５００〜８０
０℃、前記第２の温度範囲は１０００℃以上である、請
求項１３に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子
の製造方法。