JP2007035824A

JP2007035824A - ＡｌＮ層の成長方法およびＩＩＩ族窒化物系化合物半導体素子の製造方法

Info

Publication number: JP2007035824A
Application number: JP2005215398A
Authority: JP
Inventors: Hiroo Yonezu; 宏雄米津; Akira Nakajima; 昭中島; Yuzo Furukawa; 雄三古川
Original assignee: Toyohashi University of Technology NUC
Current assignee: Toyohashi University of Technology NUC
Priority date: 2005-07-26
Filing date: 2005-07-26
Publication date: 2007-02-08

Abstract

【課題】Ｇａを供給してＡｌＮ（窒化アルミニウム）を成長させることにより、ＡｌＮの貫通転位を少なくし、結晶性の良いＡｌＮを得る方法を提供する。
【解決手段】ＡｌＮ層４の成長は、ＳｉＣ基板２の基板温度が８５０℃、Ｇａの供給量が、０〜１．４×１０^−４Ｐａ、Ａｌの供給量が４．５×１０^−５Ｐａ、Ｎの供給量が電力１８０ワットで、Ｎ_２の流量が０．１９ｓｃｃｍとされる。この条件において、ＡｌＮ層４は、５００ｎｍの厚さ成長させられる。ＡｌおよびＧａの供給には、クヌードセンセルを用いた金属ＡｌおよびＧａの昇華、Ｎの供給には、ＲＦプラズマ銃による窒素プラズマを用いた。また、Ｎ／Ａｌ比は、１よりわずかに小さい条件とした。なお、Ｇａの照射は、ＡｌＮ層４の最初の１０ｎｍのみであり、ＡｌＮ層４が１０ｎｍ成長した時点で、Ｇａの供給量はゼロとされる。ＡｌＮ層４が成長する間、ＡｌおよびＮの供給量は一定である。
【選択図】図１

Description

本発明は、ＡｌＮ（窒化アルミニウム）層の成長方法に関し、特にＳｉＣ（炭化シリコン）基板上にＡｌＮ層を結晶性良く成長させる方法に関するものである。

ＧａＮを中心とする窒化物半導体は、短波長光デバイスの材料として有望である。既に市販されている窒化物半導体を用いた発光ダイオードおよびレーザーダイオードは、フルカラーのディスプレイ、信号機、および光ディスクの書き込み、読み込み光源など、様々な場所で利用されている。

これらの発光ダイオードやレーザーダイオードの応用範囲をさらに広げるためには、半導体を用いたデバイスのさらなる短波長化、長寿命化および高効率化が必要である。例えば、光ディスクの記憶容量は短波長化に伴い、飛躍的に増大させることができる。また、紫外レーザーダイオードは、蛍光灯の励起光源としての応用が提案されているが、この場合、デバイスの寿命と効率が性能を決定する。

上記のような応用分野においては、デバイスの短波長化、長寿命化および高効率化を実現するためには、半導体の結晶品質を向上させる必要がある。半導体の結晶性を向上させるために様々な研究が行われているが、例えば、ＡｌＧａＩｎＮ系の化合物半導体の結晶性を向上させるための技術が特許文献１に記載されている。
特開平９−１９９７５９号公報

本発明の発明者らは、窒化物半導体の中で最も大きなエネルギーバンドギャップＥｇを持つＡｌＮの高品質化に着目した。大きなＥｇを持つＡｌＮは、デバイスの短波長化に有望な材料だからである。しかしながら、ＡｌＮの成長技術は、ＧａＮに比べ研究が遅れている。現在までの報告では、最も結晶性の良いＡｌＮの貫通転位密度は１×１０^９ｃｍ程度であり、ＧａＮに比べると１００倍程度大きく、結晶性の良いＡｌＮが得られているとは言い難い。

結晶性の良いＡｌＮを得るためには、ＡｌＮとの格子不整合率が１％と比較的小さい炭化シリコン（ＳｉＣ）基板を用いることが考えられる。このＳｉＣ基板上にＡｌＮを成長させても上述したように、１×１０^９ｃｍ程度の貫通転位が発生する。これは、格子不整合率が比較的小さいＳｉＣ基板であっても、ＡｌＮの成長初期に生じた貫通転位は、半導体の成長の段階で消滅することがなく、成長方向に伝播してしまうためである。したがって、結晶性の良いＡｌＮを生成するためには、ＳｉＣ基板上の成長初期のＡｌＮの貫通転位をできるだけ低減させる必要がある。

本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、Ｇａを供給してＡｌＮを成長させることにより、ＡｌＮの貫通転位を少なくし、結晶性の良いＡｌＮを得ることを目的とする。

上記の課題を解決するために、請求項１に記載の発明は、ＳｉＣ基板上にＡｌＮ層をエピタキシャル成長させるＡｌＮ層の成長方法であって、
前記ＡｌＮ層の成長開始時に、前記ＡｌＮ層が成長する条件の下で、前記ＳｉＣ基板へＧａを供給することを特徴とする。

これによれば、Ｇａを供給することで、ＡｌＮのＳｉＣ基板上への成長が、成長方向に伝播する貫通転位ではなく、成長界面に伝播するミスフィット転位にすることができる。よって、ＡｌＮがＳｉＣ基板上で二次元的に成長するため、貫通転位の発生が抑制される。

Ｇａを供給することで、ＳｉＣ基板上に成長するＡｌＮの貫通転位を低減することができ、結晶性の良いＡｌＮを製造することができる。

以下、この発明の要素について詳細に説明する。
（ＳｉＣ基板）
ＡｌＮ層を成長させるＳｉＣ基板は、六方晶系の６Ｈあるいは４Ｈ単結晶基板や、立方晶系の３Ｃ単結晶基板等を用いることができる。これらのうち、特に、ＡｌＮ層を成長させるのに好適なＳｉＣ基板は、６Ｈ−ＳｉＣ（０００１）面や４Ｈ−ＳｉＣ（０００１）面であり、また、最も好ましいのは、６Ｈ−ＳｉＣ（０００１）面基板である。

（ＡｌＮの成長条件）
ＡｌＮの成長条件とは、ＡｌおよびＮに加えて、Ｇａを供給した状況であっても、ＳｉＣ基板上にＡｌＮ層が成長する条件を意味する。このＡｌＮ層は、Ｇａを供給して成長させても、ＧａがＡｌＮ層に全く取り込まれないか、あるいは取り込まれていても非常に少ない量のＧａが取り込まれている場合であって、Ｇａの存在を無視できるようなＡｌＮ層を意味する。さらに具体的いうと、ＡｌＮ層内のＧａの組成比が１％以下であれば、Ｇａはドーピングレベル（不純物レベル）と見なせるため、このような層はＡｌＮ層といえる。したがって、ＡｌＮ層内のＧａの組成比が１％以下となるような成長条件が、ＡｌＮの成長条件といえる。また、このＡｌＮ層の成長条件は、基板温度の条件が重要であり、ＭＢＥ法ではＳｉＣ基板の温度が８００℃以上であることが好ましく、９００℃でもＧａの取り込みが無いことが確認されているが、ＡｌＮ層の表面に表面荒れが発生することがある。したがって、ＳｉＣ基板の温度は８５０℃程度が最も好ましい温度であると考えられる。

また、本発明では、ＡｌＮ層の成長の開始時にＧａを供給することが重要である。このＡｌＮ層の成長開始時とは、ＳｉＣ基板上にＡｌＮ層を成長させ始める時（成長開始時）からＡｌＮ層が所定量成長するまでを意味する。したがって、ＡｌＮ層の成長開始時とは、成長開始時のその瞬間を意味するものではなく、ＡｌＮ層がＳｉＣ基板上で、二次元的に成長するのに必要な所定期間を意味するものである。例えば、ＡｌＮ層が１０ｎｍ成長する期間Ｇａを供給した場合は、ＳｉＣ上に良好なＡｌＮ層が得られる。また、Ｇａの供給はＡｌＮ層の成長開始時に行えばよいが、少なくともＡｌＮ層の成長開始時にＧａを供給すればよく、ＡｌＮ層が１０ｎｍ成長したときにＧａの供給を止めても良いし、ＡｌＮ層が１０ｎｍ成長した後もＧａの供給を続けても良く、この場合も良好なＡｌＮ層が得られている。ＡｌＮ層の成長開始時にＧａを供給することにより、基板界面における貫通転移の発生確率を低減することができる。これにより、良質なＡｌＮ層の成長が可能となる。

一般的にＲＦ−ＭＢＥ法におてＧａＮ層又はＡｌＧａＮ層を成長させる場合、基板温度は、ＧａＮ層では７００から７５０℃、ＡｌＧａＮ層では７５０から８００℃程度である。本発明では、当該基板温度を高く設定することにより、ＡｌＮを成長させるときにＧａが存在しても、当該Ｇａが結晶内へ実質的に取り込まれない環境を形成している。即ち、ＡｌＮ層は成長可能であるが、ＧａＮ層やＡｌＧａＮ層は成長しない温度としている。
例えば基板温度を８００℃として、Ｇａの存在下においてＡｌＮをＲＦ−ＭＢＥ法で成長させる場合、反応室内におけるＡｌとＧａの存在比は１：１とすることができる。Ｇａの存在比を大きくとればそれだけＡｌＮ層にＧａが取り込まれる確率が大きくなる。他方、基板温度を高くすればＧａの取り込まれる確率は低くなる。従って、Ｇａの供給量は、もっぱら基板温度との関係を考慮して、更には成長装置の特性及び成長速度等を考慮して、ＡｌＮ層にＧａが取り込まれることなく、かつ貫通転移の発生確率を低減することを条件として、任意に選択される。
また、ＡｌＮ層の成長方法は、特に限定されないが、周知の分子線結晶成長法（ＭＢＥ法）、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）、ハイライド気相成長法（ＨＶＰＥ法）、スパッタ法、イオンプレーティング法、電子シャワー法等によっても行うことができる。各成長方法においても、特に、上述の基板温度条件を適切な値、すなわちＧａがＡｌＮ層に取り込まれず、かつＡｌＮ層がＳｉＣ基板上に二次元成長する温度条件とすることが重要である。

また、ＡｌＮ層の上層に成長させるIII族窒化物系化合物半導体は、一般式として、Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_{１−Ｘ−Ｙ}Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）で表され、ＡｌＮ、ＧａＮ及びＩｎＮのいわゆる２元系、Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ、Ａｌ_ＸＩｎ_１−ＸＮ及びＧａ_ＸＩｎ_１−ＸＮ（以上において、０＜Ｘ＜１）のいわゆる３元系を包含する。III族元素の少なくとも一部をボロン（Ｂ）、タリウム（Ｔｌ）等で置換しても良く、また、窒素（Ｎ）の少なくとも一部をリン（Ｐ）、ヒ素（Ａｓ）、アンチモン（Ｓｂ）、ビスマス（Ｂｉ）等で置換しても良い。III族窒化物系化合物半導体は、任意のドーパントを含むものであってもよい。ｎ型不純物として、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃ等を用いることができる。ｐ型不純物として、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｂｅ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等を用いることができる。なお、ｐ型不純物をドープした後にIII族窒化物系化合物半導体を電子線照射、プラズマ照射もしくは炉による加熱にさらすことも可能であるが必須ではない。

上述したような各条件の下、Ａｌ、ＮおよびＧａを供給して、ＳｉＣ基板上にＡｌＮ層を成長させた。Ｘ線回折の測定結果では、ＳｉＣ基板上にＡｌＮ層がエピタキシャル成長していることが確認された。また、Ｇａを供給することにより、ＳｉＣ基板上にＡｌＮ層が良好にエピタキシャル成長していることの立証のために、Ｇａを供給しないでＳｉＣ基板上にＡｌＮ層を成長させた。両者を比較すると、Ｇａを供給してＡｌＮ層を成長させた場合の方が、貫通転位密度が５倍程度低いものであることがわかった。したがって、Ｇａを供給することにより結晶性の良いＡｌＮ層をＳｉＣ基板上に成長させることができる。さらに、ＡｌＮ層の成長初期の１０ｎｍに限りＧａの供給を行った場合でも、結晶性の良いＡｌＮ層を得ることができた。これは以下のように説明できる。ＳｉＣ基板上にＡｌＮ層を成長させる際、成長初期の三次元成長は格子緩和の促進、および貫通転位の増加を引き起こす。これに対し、成長初期に基板上に層を二次元成長させた場合は、発生する転位を成長方向に伝播する貫通転位ではなく、成長界面に伝播するミスフィット転位にすることができる。したがって、ＡｌＮ層の成長初期１０ｎｍの間Ｇａを供給することにより、成長初期のＡｌＮ層をＳｉＣ基板上に二次元的に成長させることができ、貫通転位の少ない、良好な結晶性のＡｌＮ層を得ることができる。

また、ＳｉＣ基板上にエピタキシャル成長させたＡｌＮ層の上に形成される発光素子の構成としては、量子井戸構造（単一量子井戸構造もしくは多重量子井戸構造）、ホモ構造、シングルヘテロ構造もしくはダブルヘテロ構造等を用いることができる。

本発明を実施するための形態について、具体的な実施例を以下に示して説明する。（第１実施例）
図１は第１実施例の試料構造を示す図である。２は炭化シリコン基板（以下、ＳｉＣ基板とする）であり、ｏｎ−ａｘｉｓ６Ｈ−ＳｉＣ（０００１）の基板である。まずＳｉＣ基板２を、１６００℃で１０分間、Ｈ_２でエッチングすることにより、基板表面の研磨傷を除去し、さらに基板表面にステップを形成する。その後、ＳｉＣ基板２は、フッ素によるエッチングが行われる。このフッ素エッチングは、ＨＦとＨ_２Ｏの比を１：４にし、５分間行われる。その後、ＳｉＣ基板２を１０分間水洗いし、分子線気相成長法装置（以下、ＭＢＥ装置とする）に導入する。

ＳｉＣ基板２をＭＢＥ装置に導入した後、ＳｉＣ基板２のサーマルクリーニングが行われる。このサーマルクリーニングは、装置内の温度を９８０℃に保った状態で１０分間行われる。その後、窒化アルミニウム（以下、ＡｌＮとする）層４の成長が行われる。ＡｌＮ層４の成長は、ＳｉＣ基板２の基板温度が８５０℃、Ｇａの供給量が０〜１．４×１０^−４パスカル（以下、Ｐａとする）、Ａｌの供給量が４．５×１０^−５Ｐａ、Ｎの供給量が電力１８０ワットで、Ｎ_２の流量が０．１９ｓｃｃｍとされる。この条件において、ＡｌＮ層４は、５００ｎｍの厚さ成長させられる。ＡｌおよびＧａの供給には、クヌードセンセルを用いた金属ＡｌおよびＧａの昇華、Ｎの供給には、ＲＦプラズマ銃による窒素プラズマを用いた。また、Ｎ／Ａｌ比は、１よりわずかに小さい条件とした。なお、Ｇａの照射は、ＡｌＮ層４の最初の１０ｎｍのみであり、ＡｌＮ層４が１０ｎｍ成長した時点で、Ｇａの供給量はゼロとされる。ＡｌＮ層４が成長する間、ＡｌおよびＮの供給量は一定である。

（第２実施例）
図２は第２実施例の試料構造を示す図である。第１実施例では、ＡｌＮ層４を形成するにあたり、ＡｌＮ層４が１０ｎｍ成長する時点までＧａを供給していたが、第２実施例では、ＡｌＮ層６が５００ｎｍ成長する間、Ｇａを供給したものである。第２実施例の他の条件は第１実施例と同じである。

（比較例）
上記第１および第２実施例と比較するための比較例について述べる。比較例は、Ｇａの供給を行わない条件でＳｉＣ基板２上にＡｌＮ層を形成したものである。なお、Ｇａの供給を行わない点を除いては、第１および第２実施例と同じ条件とした。

（Ｇａ照射による刃状転位の低減）
上述した第１、第２実施例および比較例の各ＡｌＮ層についての測定結果について考察する。図３は、ＡｌＮ層の（１−１０２）対称面回折からのＸ線回折装置によるロッキンカーブ測定結果である。図３（ａ）は、比較例のロッキンカーブ曲線であり、図３（ｂ）は、第１実施例のロッキンカーブ曲線である。なお、図３（ｂ）測定時のＧａの照射量は、８．２×１０^−５Ｐａとした。

図３の（ａ）のロッキンカーブの半値全幅（ＦＷＨＭ）は６１０ａｒｃｓｅｃであり、（ｂ）のＦＷＨＭは、２６０ａｒｃｓｅｃであった。これは、ＡｌＮ層成長時にＧａを照射することにより、ＡｌＮ層４のツイスト（刃状転位）が減少したことを示しており、比較例よりも第１実施例の方が結晶性が良いといえる。なお、図示はしないが、第２実施例のＦＷＨＭは２６０ａｒｃｓｅｃであった。

（Ｇａ照射による格子緩和率の変化）
図４は、第１実施例において、ＡｌＮ層４の（０００２）対称面のＸ線回折による２θ−θ測定結果である。この図４より、ＡｌＮ層４のｃ軸の格子定数算出することができる。図４のＣｏｈｅｒｅｎｔＡｌＮは、ＡｌＮ層４がＳｉＣ基板２にコヒーレントに成長した場合のＡｌＮ層４のピーク位置である。同様に、ＢｕｌｋＡｌＮは、ＡｌＮ層４がＳｉＣ基板２に完全緩和した場合のＡｌＮ層４のピーク位置である。

図４の（ａ）は、第１実施例で、Ｇａを非照射とした場合（供給量がゼロ）、図４の（ｂ）は、Ｇａの照射量が２．３×１０^−５Ｐａの場合、（ｃ）は、Ｇａの照射量が５．８×１０^−５Ｐａの場合、（ｄ）は、Ｇａの照射量が８．２×１０^−５Ｐａの場合、（ｅ）はＧａの照射量が１．４×１０^−４Ｐａの場合である。

図４（ａ）のＧａが非照射の場合はピーク位置より、格子緩和率は７３．８％と演算される。これに対し、（ｂ）では、ピーク位置が（ａ）よりも低角側に移動しているのがわかる。つまり、ＡｌＮ層４のｃ軸の格子定数が増加していることになる。

このように、Ｇａを照射することによりＡｌＮ層４のｃ軸の格子定数が増加する原因として、ＡｌＮ層４の格子緩和率の減少あるいはＧａのＡｌＮ層４への取り込みによるＡｌＧａＮ結晶の成長が考えられる。しかし、後者のＡｌＧａＮ結晶の成長という原因は考えにくい。第１実施例において、Ｇａを照射したのは、ＡｌＮ層４の成長初期の１０ｎｍのみであり、これはＡｌＮ層４の２％にすぎず、これが格子定数に影響するとは考えにくいからである。したがって、Ｇａ照射によるｃ軸の格子定数の増加の主な原因は、格子緩和率の減少であると考えられる。なお、ＡｌＮ層４へのＧａの取り込みは全く無いわけではなく、１原子％以下であると推測される。

図４の（ｃ）および（ｄ）のように、Ｇａの照射量を増加させてＡｌＮ層４を成長させると、格子緩和率が減少していくことがわかる。特に、（ｄ）ではＧａ照射量８．２×１０^−５Ｐａにおいて格子緩和率３９．１％という小さな値が得られた。これは、比較例のＡｌＮ層の格子緩和率７４％に比べ、大幅に低減されていることがわかる。しかし、（ｅ）ではピークが高角側に移動しており、格子緩和率が再び増加している。

（Ｇａ照射量によるロッキンカーブのＦＷＨＭの変化）
図５は、Ｇａ照射量とロッキンカーブのＦＷＨＭの関係を示す図である。図５には、（１−１０２）非対称回折のＦＷＨＭと（０００２）対称回折のＦＷＨＭがプロットされている。（１−１０２）非対称回折のＦＷＨＭは、Ｇａ照射量が８．２×１０^−５Ｐａの場合が最も小さくなることがわかる。これは、図４において述べたように、格子緩和率が最も小さい場合のＧａ照射量である。したがって、図５の（１−１０２）非対称回折と格子緩和率には相関があることがわかる。格子緩和が抑制された条件で成長したＡｌＮ層４ほど、（１−１０２）非対称回折のＦＷＨＭが小さく、すなわち、ツイストが減少するといえる。

これに対し、（０００２）対称回折のＦＷＨＭは、Ｇａの照射量の増加に従い大きくなる傾向がある。これは、ＡｌＮ層４のチルトの広がりを示していると考えられる。はっきりとした理由はわかっていないが、チルトの広がりによりツイストが減少することが窒化物半導体でしばしば観察されている。今回成長させたＡｌＮ層４の貫通転位密度は、刃状転位で律則されているため、ツイストの減少に従って貫通転位密度は低下すると予想される。今回の第１実施例におけるＧａ照射量の最適条件８．２×１０^−５ＰａでのＡｌＮ層４の貫通転位密度は、演算により、２×１０^８ｃｍ^−２と予測される。これは、比較例であるＧａを照射しないＡｌＮ層の貫通転位密度１×１０^９ｃｍ^−２よりも低減されていることがわかる。

上述したように、ＡｌＮ層４の成長初期へのＧａの同時照射により、ＡｌＮの格子緩和の抑制と貫通転位密度を低減することができる。したがって、Ｇａの照射により結晶性の良いＡｌＮ層を得ることができる。

また、ＳｉＣ基板２へのＡｌＮ層４の成長温度を８５０℃とすることにより、ＡｌＮ層４へのＧａの取り込みを防ぐことができる。基板温度が８００℃以下の場合はＧａのＡｌＮ層への取り込みが懸念され、また基板温度が９００℃以上の場合はＡｌＮ層の表面荒れが発生する可能性がある。したがって、ＳｉＣ基板上へのＡｌＮ層の成長では、基板温度は８５０℃が最適温度であると考えられる。

また、第１実施例のように、ＡｌＮ層へのＧａの照射をＡｌＮ層の成長初期に行うことにより、貫通転位密度を低減することができる。これは、成長過程の初期の三次元成長は、格子緩和の促進、および貫通転位の増加を引き起こす。貫通転位を減少させるには、成長初期から二次元成長させることで、発生する転位を成長方向に伝播する貫通転位ではなく、成長界面に伝播するミスフィット転位にする必要がある。第１実施例では、ＡｌＮ層の最初の１０ｎｍにＧａを照射することにより、ＡｌＮ層を成長初期で二次元成長させ、貫通転位を減少させることができた。第２実施例ではＡｌＮ層５００ｎｍに渡りＧａを照射させたが、図３のロッキンカーブのＦＷＨＭが第２実施例と第１実施例とで同じ値であった。よって、第１実施例のようにＡｌＮ層の成長初期にＧａを照射させることで結晶性の良いのＡｌＮ層を成長させることができる。

（第３実施例）
第１実施例の条件と同じ条件で、ＡｌＮ／６Ｈ−ＳｉＣ上へＡｌＧａＮ／ＡｌＮの多重量子井戸構造（ＭＱＷ）を製造した例を第３実施例として図６に示す。図６において、ＳｉＣ基板１０はｏｎ−ａｘｉｓ６Ｈ−ＳｉＣ（０００１）基板であり、第１実施例と同様に、Ｈ_２エッチングおよびフッ素エッチングを行った。また、ＲＦ−ＭＢＥ装置にＳｉＣ基板１０を導入した後、ＡｌＮ層の成長前に、ＳｉＣ基板のサーマルクリーニングを行った。その後、２５０ｎｍのＡｌＮｔｅｍｐｌａｔｅ層１２を８５０℃で成長させた。このＡｌＮｔｅｍｐｌａｔｅ層１２の初期の１０ｎｍには、Ｇａを同時照射させた。Ｇａ照射量は、８．４×１０^−５Ｐａである。

その後、ＡｌＧａＮｗｅｌｌ層１４とＡｌＮｂａｒｒｉｅｒ層１６を交互に１５サイクル成長させた。ＡｌＧａＮｗｅｌｌ層１４は１サイクルあたり２ｎｍ、ＡｌＮｂａｒｒｉｅｒ層１６は６ｎｍ成長させた。ＡｌＧａＮｗｅｌｌ層１４成長時の条件は、基板温度が７５０℃、Ａｌ供給量が２．１×１０^−５Ｐａ、Ｇａ供給量が６．９×１０^−５Ｐａ、Ｎプラズマの供給量が電力１８０ワットでＮ_２の流量が０．１９ｓｃｃｍとした。なお、ＡｌＧａＮｗｅｌｌ層１４のＧａ組成は５５原子％とした。

また、ＡｌＮｂａｒｒｉｅｒ層１６成長時の条件は、基板温度が７５０℃、Ａｌ供給量が２．１×１０^−５Ｐａ、Ｎプラズマの供給量が電力１８０ワットでＮ_２の流量が０．１９ｓｃｃｍであり、この場合、Ｎプラズマの供給時にシャッターを閉じてＮプラズマの供給量を減少させた。

最後に、ＡｌＮｃａｐｐｉｎｇ層１８を１８０ｎｍ成長させた。成長条件は、基板温度が８００℃、Ａｌ供給量が２．９×１０^−５Ｐａ、Ｎプラズマの供給量が電力１８０ワットでＮ_２の流量が０．１９ｓｃｃｍとした。

次に図７を用いて、図６のＡｌＧａＮ／ＡｌＮＭＱＷ構造を成長させた際のＡｌ、ＧａおよびＮプラズマの供給量の調節方法について説明する。窒化物半導体の成長には、III／V比をある条件に合わせる必要があるが、成長中に短時間でＡｌ、ＧａおよびＮプラズマの供給量を調整することは困難である。したがって、第３実施例では、成長時にＮプラズマのシャッター開閉を行った。このシャッター開閉のシーケンスが図７に示されている。このシャッター開閉シーケンスにより、ＡｌＧａＮｗｅｌｌ層１４とＡｌＮｂａｒｒｉｅｒ層１６のIII／V比を一定に保つことができた。また、ＡｌＮｂａｒｒｉｅｒ層１６の成長後に、表面に残留する過剰Ａｌを除去するために、５０秒間のＮプラズマ照射を設けた。

図８に、成長中のＲＨＥＥＤその場観察結果を示す。電子線入射方向は＜１１−２０＞方向である。図８の（ａ）は６Ｈ−ＳｉＣ基板、（ｂ）はＡｌＮｔｅｍｐｌａｔｅ層１２、（ｃ）はＡｌＧａＮｗｅｌｌ層１４およびＡｌＮｂａｒｒｉｅｒ層１６、（ｄ）はＡｌＮｃａｐｐｉｎｇ層１８である。ＡｌＮｔｅｍｐｌａｔｅ層１２の成長初期からＡｌＮｃａｐｐｉｎｇ層１８の成長の終わりまで常に鋭いストリークパターンが観察されている。また、各層が二次元的に成長できたことが確認された。

次に、第３実施例のＡｌＮ／ＭＱＷ／ＡｌＮ／６Ｈ−ＳｉＣ構造の発光特性を室温におけるＣＬ測定により求めた。この結果を図９に示す。測定に用いた電子線の加速電圧は７ｋＶである。図９に示すように、第３実施例のＣＬスペクトルより、発光波長が２４６ｎｍの紫外発光が得られていることがわかった。このピーク波長は、ＡｌＧａＮｗｅｌｌ層１４の発光波長の理論値とほぼ一致するため、発光はＡｌＧａＮｗｅｌｌ層１４からのものであると推測される。このピーク波長でマッピング測定を行った結果を図１０に示す。図１０は、ＡｌＮ／ＭＱＷ／ＡｌＮ／６Ｈ−ＳｉＣ構造からのＣＬマッピング測定結果である。図１０より、観察範囲内で発光の弱い領域（ダークスポット）がわずがに見られるが、このダークスポットが占める面積は全体の１０％程度であり、全体の９０％から強い発光が確認された。

上記の測定結果より、第３実施例のＡｌＧａＮ／ＡｌＮＭＱＷ構造の転位密度はかなり低いと考えられる。これは、ＡｌＮｔｅｍｐｌａｔｅ層１２を成長させる際、成長初期の１０ｎｍの間Ｇａを照射させたことにより、結晶性の良いＡｌＮｔｅｍｐｌａｔｅ層１２が得られているためであると考えられる。したがって、窒化物半導体の短波長化には、貫通転位密度の低いＡｌＮ層を用いることが有効である。

なお、上述した各実施例では、ＭＢＥ装置を用いてＡｌＮ層などを成長させたが、ＡｌＮ層の成長方法はこれに限られず、ハライド気相成長法（ＭＯＣＶＤ法又はＭＯＶＰＥ法）、化学気相成長法（ＣＶＤ法）等を用いても良い。また、上記実施例ではＳｉＣ基板として６Ｈ−ＳｉＣ（０００１）面の基板を用いたが、これに限らず、４Ｈ−ＳｉＣ（０００１）面の基板を用いても良い。

本発明の第１実施例の構造を示す図である。本発明の比較例の構造を示す図である。本発明のＡｌＮ層のＸ線回折のロッキンカーブである。本発明のＡｌＮ層のＸ線回折による２θ―θ測定結果である。本発明のＡｌＮ層のＧａ照射量とロッキンカーブのＦＷＨＭの関係を示す図である。本発明の第３実施例の構造を示す図である。本発明の第３実施例のＡｌＧａＮ／ＡｌＮＭＱＷのシャッターシーケンスを説明するための図である。本発明の第３実施例の成長中のＲＨＥＥＤ観察結果である。本発明の第３実施例のＣＬスペクトル測定結果である。本発明の第３実施例のＣＬマッピング測定結果である。

符号の説明

２ＳｉＣ基板
４ＡｌＮ層
６ＡｌＮ層
１０ＳｉＣ基板
１２ＡｌＮｔｅｍｐｌａｔｅ層
１４ＡｌＧａＮｗｅｌｌ層
１６ＡｌＮｂａｒｒｉｅｒ層
１８ＡｌＮｃａｐｐｉｎｇ層

Claims

ＳｉＣ基板上にＡｌＮ層をエピタキシャル成長させる方法であって、
前記ＡｌＮ層の成長開始時に、前記ＡｌＮ層が成長する条件の下で、前記ＳｉＣ基板へＧａを供給する、ことを特徴とするＡｌＮ層の成長方法。
前記ＡｌＮ層が成長する条件とは、前記ＳｉＣ基板の基板温度をＧａＮ若しくはＡｌＧａＮの成長条件温度よりも高くする、ことを特徴とする請求項１に記載の成長方法。
ＲＦ-ＭＢＥ法により前記ＡｌＮ層を成長させる、ことを特徴とする請求項１又は２に記載の成長方法。
前記ＳｉＣ基板の（０００１）面に前記ＡｌＮ層を成長させる、ことを特徴とする請求項３に記載の成長方法。
請求項１〜４のいずれかに記載のＡｌＮ層の成長方法を含むIII族窒化物系化合物半導体素子の製造方法。