JP2007261936A - 窒化物系化合物半導体素子及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 Ｃ軸に対して僅かに傾斜させたサファイア基板を用いることにより、エピタキシャル成長した窒化物系化合物半導体結晶の品質を向上し、極めて平滑な表面状態を有する窒化物系化合物半導体素子を提供する。
【解決手段】 ＜０００１＞方向より０．０５°から０．２°傾斜させた鏡面研磨サファイア（０００１）を基板２０１とする。傾斜角を０．０５°から０．２°に保つことによりサファイア基板上のステップ２０２密度を最適に制御し、極めて平坦かつ欠陥密度を低減し、電気的光学的特性を向上した窒化物系化合物半導体素子が得られる。一般式Ｉｎ_xＧａ_yＡｌ_zＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）で表される化合物を意味する窒化物系化合物半導体。
【選択図】 図２

Description

本発明は基板上に窒化物系化合物半導体結晶を作成する方法と、当該方法を用いて作成した窒化物系化合物半導体素子に関する。

従来、窒化物系化合物半導体は、発光素子やハイパワーデバイスとして、利用または研究されており、その構成する組成を調節することにより、例えば、発光素子の場合、技術的には青色から橙色までの幅の広い発光素子として利用することができる。近年、その特性を利用して青色発光ダイオードや緑色発光ダイオードが実用化され、また、半導体レーザー素子として青紫色半導体レーザが開発されつつある。

窒化物系化合物半導体を上記発光素子として作製する場合、通常、鏡面研磨サファイア（０００１）基板等、窒化物系化合物半導体がエピタキシャル成長する基板上に、ｎ型の特性を示す電流注入層を形成し、その上に発光層及びｐ型の特性を示す電流注入層を形成する。発光層は厚みが１０ｎｍ以下の量子井戸を使用すると発光強度が大きくなることが知られており、発光波長は例えばＩｎＧａＮからなる発光層のＩｎ組成比を調整することにより可変である。エピタキシャル成長の方法としては、ＭＯＣＶＤ、ＭＢＥ等の気相成長技術が用いられている。例えば、ＭＯＣＶＤ法では、サファイア（０００１）面基板を１０００℃程度の還元雰囲気で処理し、アンモニアを供給して基板表面の初期窒化を行い、５００℃程度の低温でＧａＮあるいはＡｌＮバッファ層を形成し、１０００℃程度に昇温して窒化物系化合物半導体結晶を作製している。

一般に、量子井戸は１層のみから形成されている場合もあるが、井戸層と障壁層を有する多重量子井戸構造（ＭＱＷ）を利用する方が発光効率を高くできる事が知られている。ところが、Ｉｎを含む窒化物系化合物半導体（例えばＩｎＧａＮ）よりなる量子井戸構造を用いて発光素子を作製する場合、サファイア基板との格子不整合が１３％と非常に大きく、基板界面から量子井戸を経て表面に達する貫通転位が高密度に存在している。このため、転位を介して流れる電流は発光に寄与しない成分となり、駆動電流密度の増大と発熱の原因となっている。また、Ｉｎを含む窒化物系化合物半導体の結晶成長時の化学的熱平衡状態が非常に不安定なため、転位を中心にＩｎが凝集あるいは離散し、目的とする均一なＩｎ組成の量子井戸構造を形成することが困難である。仮に目的とするＩｎ組成の量子井戸構造を形成できたとしても、結晶性の良い量子井戸層の形成は困難であり、高い発光効率を実現することが難しい。また、前記の理由によって、基板内において、量子井戸構造を形成するＩｎを有する窒化物系化合物半導体膜のＩｎ組成や、膜厚の均一性が損なわれ、基板全面で均一に目的の発光波長と発光強度を持つ発光素子を作製することが困難である。

上述する問題点に対して、特許文献１では、サファイア基板面とＣ面（（０００１）面）のなす角を５゜以内として、バッファ層を介した２段階成長により発光特性を向上させる技術が開示されている。上記公報では、発光素子（ＬＥＤ）における輝度向上に関する技術が示されているのみであって、素子化プロセスおよび発光素子の特性に影響する結晶最表面の平坦性向上および結晶転位密度の低減に関する技術は開示されていない。
特開平９−２３０２６号公報

前記ＭＯＣＶＤ法では初期窒化および低温バッファ層を介して結晶成長を行っているが、この方法では転位密度が高く結晶品質が不十分であり、高電流密度で駆動するレーザー素子において特に問題となる。また、基板表面の傾斜角を単純に５°以内とした場合でも基板表面のステップ密度が十分に規定されないため、言い換えると表面の平坦性が十分でないため、基板傾斜角のばらつきによって窒化物系化合物半導体の結晶品質および表面状態が敏感に変動する。

従来例に開示されている０．２°から５°程度の傾斜角の場合は（０００１）面サファイア基板上に成長された窒化物系化合物半導体、例えばＧａＮは基板との界面から発生した転位が高密度に存在している。これは、サファイア基板とＧａＮの格子定数差によって三次元成長し易いことおよび、＜０００１＞方向からの傾斜角が０．２゜から５゜の範囲のサファイア基板を使用しているために不均一に分布する基板表面のステップが整然としたステップフロー成長を阻害しているためであると考えられる。

ヘテロエピタキシャル成長において、低温で形成されるバッファ層は、アモルファスあるいは多結晶であったものが昇温過程で原子の再配列により基板の情報を受けつつ単結晶化し、高温ではホモエピタキシャル成長に近い条件で結晶成長を可能にする作用を持つ。しかし、サファイアとＧａＮのように大きな格子不整合を有する系ではバッファ層の効果が不十分であり、＜０００１＞方向からの傾斜角による基板表面のステップ差を吸収するためのバッファ層形成条件が狭い範囲に限定される。

基板表面の初期窒化もバッファ層と同様にホモエピタキシャル成長に近づける働きをするが、窒化過程はサファイア表面近傍の酸素原子離脱と気相からの窒素原子の拡散により支配されるため初期の基板表面形状を保った状態で進行する。したがって、不適切な傾斜角を有するサファイア基板表面のステップは窒化による影響をそれほど受けずに残留する。このような基板のミクロに見た表面を図１に模式的に示す。基板１０１上に原子層オーダーのステップ１０２が不均一に分布している。基板表面に到達した原料種はマイグレーションと再離脱を繰り返しつつ基板表面の安定なサイト、すなわち原子層のステップ１０２に到達し成長核１０３を形成するが、ステップ分布を反映して成長核形成も不均一となる。したがって、傾斜角を規定しない基板上の成長では２次元成長（一層ずつ面で積層されるモード）は阻害され、局所的に結晶の成長が進む３次元核成長モードが主となり、成長した結晶同士が隣接して連結する場所から貫通転位を発生させる。

また、Ｉｎを含む層の組成均一性および結晶性が不十分であって、より高効率の発光ダイオードまたは、低閾値の半導体レーザを作製しようとすると、従来の技術だけでは目的とする低駆動電流、高発光効率の発光素子が得られない。そのため、より良い電気特性と発光特性を持つ発光素子の作製が求められていた。

本願記載の窒化物系化合物半導体素子は、サファイア基板上に、窒化物系化合物半導体を形成した窒化物系化合物半導体素子であって、前記サファイア基板表面の結晶方位が＜０００１＞方向より０．０５°以上０．２°以下の範囲で傾斜していることを特徴とする。

本願記載の窒化物系化合物半導体素子は、サファイア基板上に、窒化物系化合物半導体を形成した窒化物系化合物半導体素子であって、前記窒化物系化合物半導体はＩｎを含む窒化物系化合物半導体層を含み、前記Ｉｎを含む窒化物系化合物半導体層の積層面が＜０００１＞方向より０．０５°以上０．２°以下の範囲で傾斜していることを特徴とする。

本願記載の窒化物系化合物半導体素子は、前記傾斜の方向が、＜１１−２０＞方向又は＜１−１００＞方向であることを特徴とする。

本願記載の窒化物系化合物半導体素子の製造方法は、サファイア基板上に、窒化物系化合物半導体を気相成長させる工程を有する窒化物系化合物半導体素子の製造方法において、前記サファイア基板表面の結晶方位が＜０００１＞方向より０．０５°以上０．２°以下の範囲で傾斜していることを特徴とする。

本願記載の窒化物系化合物半導体素子の製造方法は、前記窒化物系化合物半導体層を気相成長させる工程は、５００〜８００℃で窒化物系化合物半導体からなるバッファ層を前記サファイア基板上に気相成長する工程を含み、前記バッファ層を気相成長する前に、前記サファイア基板を前記バッファ層の成長温度よりも高い温度でサーマルクリーニングする工程を有することを特徴とする。

本願記載の窒化物系化合物半導体素子の製造方法は、前記サファイア基板表面の結晶方位が＜０００１＞方向より＜１１−２０＞方向又は＜１−１００＞方向に０．０５°以上０．２°以下の範囲で傾斜していることを特徴とする。

本発明においては、上記課題を解決する手段として、Ｉｎを含有する複数層よりなる窒化物系化合物半導体を発光層とする発光素子を製造する際に、まず、結晶方位を＜０００１＞方向から極僅かに傾斜させたサファイアやＧａＮ等の基板を用いて貫通転位を低減させ、発光に寄与しない電流経路を減少させ、活性層下地層の表面平坦性を向上させる。さらに、その後、複数層の井戸層と障壁層からなる発光層を成長し、井戸層となる窒化物系化合物半導体層の形成後、一定期間の成長中断を設ける過程と、井戸層に接し、井戸層よりもバンドギャップエネルギーが大きい障壁層となる窒化物系化合物半導体を形成後、一定期間の成長中断を設ける過程をおいて、さらなる表面状態の改善と活性層の組成を均一化させることを特徴とする。

先に示したように従来例で見た表面は図１のようになるが、本発明では図２のようになる。基板２０１を＜０００１＞方向から＜１１−２０＞方向或いは＜１−１００＞方向に角度を規定して傾斜させることによりステップ２０２を均一に分布させ、かつステップ密度を最適に制御する。その結果、基板全面で成長核２０３が均一に形成され、整然としたステップフロー成長となる。この状態では安定した二次元成長が実現される。

従来例に開示されている０．２°から５°程度の傾斜角の場合は（０００１）面サファイア基板上に成長された窒化物系化合物半導体、例えばＧａＮは基板との界面から発生した転位が高密度（１×１０¹¹ｃｍ^-2以上）に存在している。これは、サファイア基板とＧａＮの格子定数差によって三次元成長し易いことおよび、＜０００１＞方向からの傾斜角が規定されていないために不均一に分布する基板表面のステップが整然としたステップフロー成長を阻害しているためであると考えられる。

ヘテロエピタキシャル成長において、低温で形成されるバッファ層は、アモルファスあるいは多結晶であったものが昇温過程で原子の再配列により基板の情報を受けつつ単結晶化し、高温ではホモエピタキシャル成長に近い条件で結晶成長を可能にする作用を持つ。しかし、サファイアとＧａＮのように大きな格子不整合を有する系ではバッファ層の効果が不十分であり、＜０００１＞方向からの傾斜角による基板表面のステップ差を吸収するためのバッファ層形成条件が狭い範囲に限定される。また、ＧａＮ基板上へのホモエピタキシャル成長の場合でも、表面エネルギーを低下させ、面内で一様な成長を実現するためにある程度の厚さにバッファ層を形成することが望ましく、その際に基板表面ステップを最適な状態に設定することが重要である。

基板表面の初期窒化もバッファ層と同様にホモエピタキシャル成長に近づける働きをするが、窒化過程はサファイア表面近傍の酸素原子離脱と気相からの窒素原子の拡散により支配されるため初期の基板表面形状を保った状態で進行する。したがって、傾斜角を規定されていない基板表面のステップは窒化による影響をそれほど受けずに残留し、ステップフロー成長を阻害して、転位を発生させる。

本発明では、サファイア基板を＜０００１＞方向から＜１１−２０＞方向あるいは＜１−１００＞方向に傾斜させることにより最表面のステップ密度を最適な状態に規定し、安定して二次元成長を促進させる。＜０００１＞方向から＜１１−２０＞方向あるいは＜１−１００＞方向に０．０５°から０．２°傾斜角させた基板を用いて作製したレーザーあるいは発光ダイオードは、積層する窒化物系化合物半導体の高品質化によって、発光効率が向上し、特にレーザーにおいては長寿命化が実現される。

さらに、障壁層となる窒化物系化合物半導体を形成後に成長中断を設けることによって、固相に取り込まれた原料種の凝集を防止して組成を均一にすることができ、組成不均一が解消されることで、さらに表面平坦性が向上する。その際、成長中断時間を、１秒以上６０分以下とすることにより、顕著な効果が得られる。同様に、井戸層となる窒化物系化合物半導体形成後に設ける成長中断時間を、１秒以上６０分以下にすることによって、更なる効果が現われる。また、成長中断時には、窒素を主体とするキャリアガスあるいは、窒素を主体とするキャリアガスとＶ族原料ガスを混合して流すことにより、より顕著な効果が現われる。

発光素子を作製する際に、微傾斜基板と成長中断を併用すれば、より高い効果が得られる。すなわち、通常基板を用いて成長した結晶において貫通転位が存在すると、転位周辺で凝集したＩｎが層内で拡散しない。そこで、微傾斜基板を用いて貫通転位密度を減少させた上で、成長中断により転位周辺でのＩｎ凝集を解消することが効果的である。

本発明により、従来に比べて平均表面粗さおよび結晶品質の向上した窒化物系化合物半導体結晶をエピタキシャル成長することができる。すなわち、＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向あるいは＜１１−２０＞方向に０．０５°から０．２°の傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面サファイア基板を用いることによって、二次元成長を促進し結晶中の転位を減少させる。さらに、Ｉｎを含有する窒化物系化合物半導体からなる多層膜を活性層とする窒化物系化合物半導体発光素子において、活性層成長後に一定期間の成長中断を設けることにより、発光強度が高い窒化物系化合物半導体発光素子を提供するものである。よって、本発明の手法を用いて作製した発光素子および電子素子は特性および寿命を向上させることができる。

まず、本発明を詳細に説明する。一般的に、窒化物系化合物半導体を結晶成長する際は、サファイア、ＳｉＣ、ＧａＮ、ＧａＡｓ、スピネル（ＭｇＡｌ₂Ｏ₄）等が基板として用いられる。また、結晶成長を行う方法としては、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ）、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ）、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ）で行うのが通例である。

中でも、作製する窒化物系化合物半導体の結晶性や、生産性を考慮すると、基板としては、サファイアまたはＧａＮを使用し、成長方法としてはＭＯＣＶＤ法を使用するのが最も一般的な方法である。

図３に本願実施例の製造に使用したＭＯＣＶＤ装置の概略図を示す。図中、３０１は＜０００１＞方向から＜１１−２０＞あるいは＜１−１００＞方向に０．０５°から０．２°傾斜した（０００１）面サファイア基板であり、カーボンサセプタ（３０２）上に配置されている。サセプタの中には、やはりカーボン製抵抗加熱用ヒーターが配置されており、熱電対により基板温度をモニターし、制御することができる。３０３は二重の石英でできた水冷反応管である。Ｖ族原料としては、アンモニア（３０６）を使用し、ＩＩＩ族原料としては、トリメチルガリウム（以下、ＴＭＧと言う）、トリメチルアルミニウム（以下、ＴＭＡと言う）、トリメチルインジウム（以下、ＴＭＩと言う）（３０７ａ〜３０７ｃ）を窒素ガスまたは水素ガスでバブリングして使用した。また、ｎ型のドーピング原料としてはＳｉＨ₄（３０９）を使用し、ｐ型のドーピング原料としては、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム（以下、Ｃｐ₂Ｍｇと言う）（３０７ｄ）を使用した。各原料は、マスフローコントローラ（３０８）で正確に流量を制御して原料入り口（３０４）より反応管に導入されて、排気ガス出口（３０５）より排出される。

次に、窒化物系化合物半導体レーザ／発光ダイオードを形成する結晶成長手順について、代表的な例を図４を参照しながら説明する。まず、基板（４０１）を洗浄して、結晶成長装置内に設置する。基板は、水素雰囲気中１１００℃程度の温度で約１０分程度熱処理を施し、その後温度を５００℃〜６００℃程度に降温する。温度が一定になれば、キャリアガスを窒素に替え、窒素ガスの全流量を１０ｌ／ｍｉｎ、アンモニアを約３ｌ／ｍｉｎ流し、数秒後、ＴＭＧを約２０μｍｏｌ／ｍｉｎ流し、約１分間低温でのバッファ層としてのＧａＮ膜（４０２）の成長を行った。成長した膜の厚さは約２０ｎｍである。

その後、ＴＭＧの供給を停止し、温度を１０５０℃まで昇温し、再びＴＭＧを約５０μｍｏｌ／ｍｉｎとＳｉＨ₄ガスを約１０ｎｍｏｌ／ｍｉｎ供給してｎ型のＧａＮ膜（４０３）を約４μｍ成長する。次に、ＴＭＡを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ供給し、０．５μｍの厚さのｎ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ膜（４０４）を成長する。この層は光閉じ込め層であり、発光ダイオードを製造する際には不要である。

次に、ＴＭＡの供給を停止し、約０．１μｍ厚さのＧａＮ膜（４０５）を成長する。この層は、光ガイド層であり、発光ダイオードを製造する際には不要である。その後、ＳｉＨ₄とＴＭＧの供給を停止し、基板の温度を８５０℃〜７００℃程度まで低下させる。この温度は、発光素子の発光波長を決定する一つのパラメータとなり、低温ほど発光波長が長くなる傾向を示す。上述した基板温度は、紫〜緑の発光素子を作製するための温度であり、必要な波長帯が紫〜緑の波長帯になければ、基板温度をかえても問題はない。温度が安定すると、ＴＭＧを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＩを１０μｍｏｌ／ｍｉｎで供給し、Ｉｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎからなる活性層（４０６）を形成する障壁層を約５ｎｍの厚さになるように成長する。活性層成長時には、ＳｉＨ₄を１０ｎｍｏｌ／ｍｉｎ程度流しても良い。

障壁層の成長終了後、一旦ＴＭＧとＴＭＩの供給を停止し、キャリアガスとＮＨ₃ガスを流しながら、１秒〜６０分間の成長中断を行う。その後、再び、ＴＭＧを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＩを５０μｍｏｌ／ｍｉｎ供給し、Ｉｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎからなる活性層の井戸層を約３ｎｍの厚さになるように成長する。井戸層成長後、再びＴＭＧとＴＭＩの供給を停止し、キャリアガスとＮＨ₃ガスを流しながら、１秒〜６０分間の成長中断を行う。この活性層となる井戸層と障壁層の成長を繰り返し、必要な層数の多重量子井戸を成長した後、最後に障壁層を成長して活性層（４０６）の成長を終了する。通常の場合、井戸層の層数は、２層から５層にするのが最も発光効率の良い素子ができることがわかっている。

活性層成長後に、ＩｎＧａＮ膜の昇華を防止する目的で、ＴＭＧを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＡを５μｍｏｌ／ｍｉｎ、及びＣｐ₂Ｍｇを供給し、約３０ｎｍの厚さのＡｌＧａＮ層（４０７）を成長する。その後、ＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃｐ₂Ｍｇの供給を停止し、基板温度を再び１０５０℃に昇温する。昇温後、ＴＭＧを５０μｍｏｌ／ｍｉｎとＣｐ₂Ｍｇを供給し、ｐ型のＧａＮよりなる光ガイド層（４０８）を０．１μｍ成長する。本層は発光ダイオードを製造する際には不要である。次に、ＴＭＡを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ供給し、０．５μｍの厚さのｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ膜（４０９）を成長する。この層は光閉じ込め層であり、発光ダイオードを製造する際には不要である。成長終了後、ＴＭＡの供給を停止し、ｐ型のＧａＮよりなるコンタクト層（４１０）を約０．５μｍ成長し、終了後、ＴＭＧとＣｐ₂Ｍｇの供給を停止して基板加熱を終了する。

図５に活性層近傍の成長温度と各原料の供給量を示す。図中、５０１、５０２、５０３、５０４、５０５及び５０６は各々、成長中断、障壁層の成長、井戸層の成長、ｎ型ＧａＮ膜の成長、ｐ型ＧａＮの成長、及びＡｌＧａＮ昇華防止層の成長を行っている期間を示す。

温度が室温になれば、結晶成長装置より基板を取りだし、反応性イオンエッチングを用いて、一部のｎ型ＧａＮを露出し、必要な形状の絶縁膜（４１１）とｐ型電極（４１２ａ）とｎ型電極（４１２ｂ）を蒸着法により形成する。また、光を取り出す端面は、基板を劈開することで形成する。

発光ダイオードを作製する場合は、劈開による端面は必要なく、ｐ型電極側またはｎ型電極側から光を透過させて使用する。

上記の例では微傾斜基板を用いた上で成長中断を行っているが、成長中断を行わなくても、従来と比較して結晶性は十分によくなった。

さらに、微傾斜基板上に発光素子を作製し、活性層成長時に成長中断を行うことによって、発光素子の発光強度が増加する原因について、詳細は解らないが、Ｉｎを含む窒化物系化合物半導体は高温では化学的に不安定な状態で成長しており、さらに膜中を貫通する転位がＩｎを凝集させる作用を持ち、Ｉｎを含む窒化物系化合物半導体層成長直後は結晶が良好な状態で存在していない。そのため、まず、微傾斜基板を用いて貫通転位密度を減少させ、さらに窒素雰囲気中で熱にさらされることにより、Ｉｎを含む窒化物系化合物半導体中のＩｎ凝集が解消されて安定な相状態に自然に落ち着き、結晶の状態が良好なものに移行するのではないかと思われる。特に発光に寄与する井戸層に隣接している障壁層の結晶状態が井戸層の結晶質の向上に大きく影響を与えているのではないかと推測している。

また、本例では、低温バッファ層としてＧａＮ膜を成長した場合について記述したが、低温バッファ層としてはＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０≦ｘ≦１）を使用しても発光素子を作製する上で何ら問題がない。

また、基板としてＧａＮを使用する場合には、水素雰囲気中の熱処理と低温でのバッファ層の成長は行う必要がなく、昇温は、不活性ガスを主とするキャリアガスとＮＨ₃雰囲気中で行い、ＴＭＧ及び／またはＳｉＨ₄の導入と同時に下層のＧａＮ膜の成長から行うことができる。

（実施例１）
＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．０５°傾斜させて鏡面研磨したサファイア（０００１）基板を通常の横形ＭＯＣＶＤ装置反応炉にセットして、水素を供給しつつ１１００℃まで昇温し１０分間サーマルクリーニングを行う。その後６００℃まで降温してＧａＮバッファ層を５０ｎｍ堆積させ、アンモニアを供給しつつ１０００℃まで昇温し、アンドープＧａＮ層を５μｍ厚成長した。このＧａＮ膜は、段差計による測定で平均表面粗さが１．０ｎｍ、二結晶Ｘ線回折ピークの半値幅２．５ａｒｃｍｉｎ、電子濃度４×１０¹⁵ｃｍ^-3、移動度５００ｃｍ²／Ｖ・ｓｅｃであり、良好な結晶特性が得られた。

また、上記と同じ基板を用いて、上記実施形態で用いたＧａＮバッファ層の代わりに、基板温度６００℃で５０ｎｍ厚堆積したＡｌＮバッファ層を適用した場合でも、バッファ層上に成長されたＧａＮ層では上述と同等の良好な結晶特性が得られた。また、上記工程のサーマルクリーニング後に引き続き、アンモニア雰囲気中でサファイア基板表面を１１００℃で１０分間初期窒化をした後に上記と同様の方法でバッファ層とＧａＮ層を成長させても、形成されたＧａＮ層の結晶特性は上記と同等の良好な特性であった。

（比較例１）
比較のため、＜０００１＞から＜１−１００＞方向へ２．１°傾斜したサファイア基板を用いて実施例１と全く同様の工程でアンドープＧａＮ層を成長したところ、二次元成長が阻害されたことによる凹凸が発生し、平均表面粗さ２．０ｎｍ、二結晶Ｘ線回折ピークの半値幅４ａｒｃｍｉｎ、電子濃度１０¹⁶ｃｍ^-3、移動度９０ｃｍ²／Ｖ・ｓｅｃと結晶としての特性が劣化した。

そこで、さらに上述の工程において、バッファ層の堆積温度を５５０℃、厚さを４０ｎｍに変更したとしても、平均表面粗さが２．０ｎｍと変化せず、結晶特性は３．５ａｒｃｍｉｎ、８×１０¹⁵ｃｍ^-3、２００ｃｍ²／Ｖ・ｓｅｃであり、実施例１で示した０．０５°の傾斜角を有するサファイア基板を用いてＧａＮ層を形成した場合の結晶の特性には及ばない。

ここで、サファイア基板の表面方位を＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向への傾斜角を０．０２°から０．５°まで変化させ、実施例１および従来例１と同様の工程により形成したＧａＮ層の表面粗さ（平坦性）および貫通転位密度を調べた結果を図６の●で示す。０．０２°から０．０４５°および０．２１°から０．５°の範囲では、サファイア基板表面の傾斜角によって引き起こされる結晶成長不良により表面に凹凸が発生した。

また、表面粗さと貫通転位密度はほぼ一対一に対応しており、表面粗さが１．５ｎｍ以下のＧａＮ層では貫通転位密度は１０⁹ｃｍ^-2台に抑制できるが、表面粗さが１．５ｎｍを超える層においては５×１０¹⁰ｃｍ^-2以上と大きくなることも分かった。すなわち、サファイア基板の表面の面方位の傾きが０．０５°から０．２°の範囲の場合には、表面粗さも小さく、かつ、貫通転位も比較的小さく抑制することができた。

これは、この傾斜角度範囲内においては、ＧａＮ層成長時に良好な２次元成長が実現され（ＧａＮ層が一原子層ずつ積層される状況が実現され）、３次元核成長時に見られる局所的に進行する成長はなく、かつ、３次元核成長時特有の局所的成長領域のＧａＮ結晶同士が隣接して接する領域での貫通転位の発生も抑制できた効果であると考えられる。

（実施例２）
次に実施例１とは傾斜方向が９０°異なる方向に傾斜させたサファイア基板を用いた場合の本発明の実施形態について説明する。本実施例では、＜０００１＞方向から＜１１−２０＞方向に０．１５°傾斜させて鏡面研磨したサファイア（０００１）基板を通常の横形ＭＯＣＶＤ装置反応炉にセットして、実施例１と同様の工程によりアンドープＧａＮ層を成長した。本実施例で作製されたＧａＮ層の結晶特性は、平均表面粗さ１．１ｎｍ、二結晶Ｘ線回折半値幅２．６ａｒｃｍｉｎ、電子濃度４×１０¹⁵ｃｍ^-3、移動度５００ｃｍ²／Ｖ・ｓｅｃと良好であった。

また、本実施例において上述と同じ基板を用いて、ＧａＮまたはＡｌＮまたはＡｌＧａＮバッファ層の堆積温度を５００℃〜６５０℃、厚さを４０ｎｍ〜７０ｎｍの範囲で変化させても、形成されたＧａＮ層の特性にほとんど変化が見られず、良好なＧａＮ層を得ることができた。また、バッファ層形成前にサファイア基板表面をアンモニア雰囲気中で初期窒化する工程を追加しても、ＧａＮ層の結晶特性は同様であった。

（比較例２）
実施例２との比較のために、＜１１−２０＞方向に１．８°傾斜したサファイア（０００１）基板を用いて実施例２と同様の工程でＧａＮ層の成長を行ったが、ＧａＮ層の結晶特性が実施例２の場合より著しく劣化して、表面に２．０ｎｍ以上の平均粗さを有する凹凸が発生した。さらに、実施例２と同様にＧａＮまたはＡｌＮまたはＡｌＧａＮバッファ層の堆積温度を５００℃〜６５０℃、厚さを４０ｎｍ〜７０ｎｍの範囲で変化させたが、ＧａＮ層の結晶特性に大きな改善は見られなかった。

ここで、表面方位を＜０００１＞から＜１１−２０＞方向への０．０２°から０．５°の範囲で傾斜角を変化させたサファイア基板を用いて実施例２と同様の工程によりＧａＮ層を成長させた場合のＧａＮ層の表面粗さと貫通転位密度の測定結果を図６の○に示す。＜１−１００＞方向への傾斜の時と同様に＜１１−２０＞方向へ傾斜させた場合も、傾斜角を０．０４５°以下、及び０．２１°以上の場合には、平均表面粗さが１．５ｎｍ以上と大きくなった。

また、この場合の貫通転位密度も５×１０¹⁰ｃｍ^-2以上と多くなることが分かった。一方、サファイア基板の面方位を（０００１）面から＜１１−２０＞方向に０．０５°から０．２°範囲内で傾けた場合には、ＧａＮ層の平均表面粗さは顕著に低減され約０．８ｎｍまで平坦化が実現できた。また、このような平均表面粗さの小さなＧａＮ層の貫通転位密度は３×１０⁹ｃｍ^-2と比較的少なく抑制することができた。

以上のように、サファイア基板の表面方位が、その上に形成するＧａＮ結晶層の平均表面粗さ、および貫通転位密度に大きな影響を及ぼすことが分かった。この結晶性の改善は、バッファ層の成長条件（基板温度や厚さ）、さらにはＧａＮ層自体の成長温度を上記実施例の１１００℃から９５０℃、１０００℃、１１５０℃、１２００℃と変化させた場合にも確認でき、サファイア基板の面方位の傾斜角を０．０５°から０．２°の範囲内とすることが最も肝要であることが確かめられた。

（実施例３）
図７に本願の窒化物系化合物半導体を用いて作製したＬＥＤの例を示す。図において、７０１はサファイア（０００１）基板、７０２はＧａＮバッファ層、７０３はｎ型ＧａＮコンタクト層、７０４はＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ単一量子井戸層からなるＩｎＧａＮ活性層、７０５はｐ型ＡｌＧａＮ保護層、７０６はｐ型ＧａＮコンタクト層、７０７はｐ型電極、７０８はｎ型電極である。＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．０５°傾斜させて鏡面研磨したサファイア（０００１）基板７０１を用いて、基板温度６００℃でＧａＮバッファ層７０２を５０ｎｍ厚堆積させ、続いて基板温度を１０００℃に上昇させアンモニア、ＴＭＧおよびＳｉＨ₄を用いてｎ型ＧａＮコンタクト層７０３を５μｍ厚成長した。この時のｎ型ＧａＮコンタクト層７０３はｎ型不純物が１×１０¹⁸ｃｍ^-3の密度で含まれるようにした。

続いて、７５０℃まで基板温度を降温し、アンモニア、ＴＭＧ、ＴＭＩ、を用いてＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ単一量子井戸層のＩｎＧａＮ活性層７０４を３．５ｎｍ厚、Ｍｇ添加のｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ保護層７０５を３０ｎｍ厚成長した後、再度１０００℃まで基板温度を昇温し、アンモニア、ＴＭＧおよびＣｐ₂Ｍｇを用いて０．５μｍ厚のｐ型ＧａＮコンタクト層７０６を成長した。成長終了後、ウェハー基板を取り出して窒素雰囲気中で８００℃、２０分間の熱処理を行い、常法に従ってエッチング、電極形成の工程を用いてＬＥＤを作製した。ｎ型電極７０８はＡｌ、ｐ型電極７０７はＡｕ／Ｎｉである。

完成したＬＥＤに２０ｍＡの順方向電流を流したところ、発光ピーク波長４５０ｎｍ、発光スペクトルの半値幅１３ｎｍ、輝度は２ｃｄであった。また、本実施例のＬＥＤ素子での発光パターンを観測したところ、ＩｎＧａＮ活性層７０４のほぼ全面で均一に発光しており、微細な発光強度の分布は見られなかった。この場合の、発光強度のばらつきは±２０％以下に抑えられていた。

本実施例においても、ＩｎＧａＮ活性層７０４を成長する直前の状態であるところのｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の表面の結晶性を評価した。実施例１および２とは異なり、ＩｎＧａＮ活性層７０４の下地となるｎ型ＧａＮコンタクト層７０３にはＳｉが不純物として添加されているが、平均表面粗さと貫通転位密度を評価したところ、実施例１とほぼ同様の良好な特性が確認できた。ただし、この場合Ｓｉを添加しない実施例１の状態に比べて多少の表面粗さの悪化が見られたが、高々１．１ｎｍから１．３ｎｍの範囲であり、ＩｎＧａＮ活性層７０４の厚さ３．５ｎｍより小さく制御できていることを確認した。またこの時の貫通転位密度も５×１０⁹ｃｍ^-2と比較的低レベルに抑制されていた。

また、本実施例と同様の方法を用いて、基板の傾斜角のみ変更したＬＥＤ素子を評価した結果、０．０５°から０．２°の傾斜角の範囲にある素子では、本実施例と同様の発光スペクトルの半値幅の狭帯域化と、発光強度分布の均一化、発光効率の向上が観測できた。この場合の傾斜角の方向としては＜１−１００＞＜１１−２０＞のいずれの場合も、同様の効果が確認できた。この効果は、図６で示したように、成長された窒化物半導体層の表面粗さが低減され、非常に平坦な膜上に活性層を形成できた結果であると考えられる。

（比較例３）
比較のため、＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．２５°傾斜させたサファイア基板を用いて実施例３と同様の方法で作製したＬＥＤに２０ｍＡの順方向電流を流したところ、発光波長４５０ｎｍと実施例３と同じであったが、発光スペクトルの半値幅は３５ｎｍと実施例３より広がっており、輝度は９００ｍｃｄと発光効率が低下していることが分かった。さらに、発光パターン評価においても、発光強度の素子面内での分布が±７０％と非常に大きいことが分かった。よって、本発明により発光スペクトルの半値幅が大幅に狭帯域化し、色純度と発光強度の著しい向上が実現できた。また、発光強度の素子面内での分布も均一にすることが可能となった。

これは、ＩｎＧａＮ活性層７０４の下地であるｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の表面が、量子井戸７０４の厚さより十分小さな平均粗さになるように平坦化された結果、ＩｎＧａＮ活性層７０４の厚さが面内で均一化された結果である。このような、発光スペクトルの半値幅を狭くする効果は、ｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の平均表面粗さがＩｎＧａＮ活性層７０４の厚さより小さい時に確認でき、特に、ＩｎＧａＮ活性層７０４の厚さの半分以下になった場合に顕著であった。

上記実施例３では、ｎ型ＧａＮコンタクト層表面の平均粗さは１．１ｎｍから１．２ｎｍであり、ＩｎＧａＮ活性層７０４の厚さ（３．５ｎｍ）の３０〜４０％程度の粗さとなっていることが分かる。さらに、発光パターンの均一性に関しても、同様に、ｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の表面粗さをＩｎＧａＮ活性層７０４の厚さより小さくすることにより、発光強度の素子面内での分布が±５０％より小さくすることが可能であり、望ましくはこの粗さをＩｎＧａＮ活性層７０４厚の半分以下にすることにより、発光強度分布を±２５％以下に均一化することができた。

上記のような量子井戸活性層を有する窒化物系化合物半導体発光素子において、活性層の厚さは３．５ｎｍ以上に設定する方が発光効率が高く望ましい。したがって、その下地となるｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の表面粗さは活性層の厚さのおよそ半分である１．８ｎｍ以下の場合に発光均一化の効果が顕著となった。すなわち、図６に示したように＜０００１＞方向からのサファイア基板表面の傾斜角度を０．０５゜以上０．２゜以下であればこの条件を満たし、均一性が高く、かつ高い発光効率を実現できることがわかった。

（実施例４）
図８に本発明を適用した窒化物系化合物半導体を用いて作製した半導体レーザの例を示す。図において、８０１はサファイア基板、８０２はＧａＮバッファ層、８０３はｎ型コンタクト層、８０４はｎ型クラッド層、８０５は活性層、８０６はｐ型蒸発防止層、８０７はｐ型クラッド層、８０８はｐ型コンタクト層、８０９は電流狭窄層、８１０はｐ型電極、８１１はｎ型電極である。

＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．０５°傾斜させて鏡面研磨したサファイア（０００１）基板をＭＯＣＶＤ装置の反応炉にセットし、基板温度５００℃でアンモニアおよびＴＭＧを用いて５０ｎｍ厚のＧａＮバッファ層８０２を成長させた。

次に基板温度を１０００℃に昇温し、アンモニア、ＴＭＧおよびＳｉＨ₄を用いて０．４μｍ厚のＧａＮからなるｎ型コンタクト層８０３を成長させた後、アンモニア、ＴＭＧ、ＴＭＡおよびＳｉＨ₄により０．２μｍ厚のｎ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎからなるｎ型クラッド層８０４を成長させた。この層の電子濃度は２×１０¹⁸ｃｍ^-3である。ＴＭＧ、ＴＭＡ、ＳｉＨ₄を止めて基板温度を７００℃まで降温し、アンモニア、ＴＭＧ、ＴＭＩにより１．５ｎｍ厚のＩｎ_0.25Ｇａ_0.75Ｎ井戸層２層と３．０ｎｍ厚のＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎバリア層３層からなる活性層８０５を成長させた。

続いて、アンモニア、ＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃｐ₂Ｍｇを用いて６ｎｍ厚のｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎからなるｐ型蒸発防止層８０６を成長させる。ｐ型蒸発防止層８０６成長後、基板温度を１０５０℃まで上昇させ、アンモニア、ＴＭＧ、ＴＭＡおよびＣｐ₂Ｍｇを用いて０．２μｍのｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎからなるｐ型クラッド層８０７を成長させ、ＴＭＡ供給を停止し、０．５μｍのｐ型ＧａＮからなるｐ型コンタクト層８０８を成長させる。

以上の工程終了後、基板をＭＯＣＶＤ装置反応炉より取り出して、窒素雰囲気中で８００℃にて２０分間の熱処理によりｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎからなるｐ型クラッド層８０７、ｐ型コンタクト層８０８のｐ型化を行う。続いて常法に従ってエッチング、電極形成を行いスクライビングまたはダイシングにより分割してレーザ素子を作製した。ｎ型電極８１１はＴｉ／Ａｌ、ｐ型電極８１０はＡｕ／Ｎｉである。

完成した素子に室温で電流を流したところ、４０ｍＡの閾値電流で４３２ｎｍ波長でのレーザ発振が観測され、このときの立ち上がり電圧は４Ｖであった。また、５ｍＷ出力時の駆動電流は４７ｍＡ、駆動電圧は４．６Ｖであった。また、室温における素子寿命は１００００時間以上であることが確認できた。

このように、低発振閾値電流が実現でき、信頼性が改善されるのは、多重量子井戸の活性層８０５の下地となるｎ型クラッド層８０４の表面の平均粗さが小さくできたことによるものである。この場合、実施例３の場合と比べ、活性層８０５直下の層がＡｌ_0.15Ｇａ_0.85ＮとＡｌを１５％含んでいる点、およびサファイア基板８０１と活性層８０５の間にＧａＮバッファ層８０２を含め３層が挿入されている点が異なる。しかし、実際に本実施例素子の活性層８０５成長直前の状態であるところのｎ型クラッド層８０４の表面を評価した結果、図６の●で示したアンドープＧａＮ層の場合とほぼ同様の結果が得られた。

すなわち、実施例４でのｎ型クラッド８０４の表面の平均粗さは１．１〜１．３ｎｍと小さく、貫通転位密度も５×１０⁹ｃｍ^-2と少なかった。このときのｎ型クラッド層８０４の平均表面粗さは、多重量子井戸の活性層８０５を構成する個々の量子井戸層の厚さ（１．５ｎｍ）よりも小さくできている。このことが、発光パターンの均一化（すなわち半導体レーザにおける光導波路方向のゲインの均一化と吸収損失の低減）、および発光スペクトルの半値幅（すなわち半導体レーザでのゲインの半値幅）の狭帯域化を実現する。

よって、半導体レーザで効率良くレーザ発振を実現することが可能となった。このように、本発明はＧａＮ層の高品質化に留まらず、ＡｌＧａＮの場合にも同様の効果を有することが確認できた。

さらに、本実施例において、サファイア基板の傾斜角度のみを上記の０．０５°から０．１５°、０．２０°に変更し、同様の素子を作製して評価した場合にも、それぞれの素子の発振閾値電流４５ｍＡ、５０ｍＡ、室温での素子寿命が１２０００時間、７０００時間であり、いずれも良好な特性の半導体レーザが実現できた。

（比較例４）
比較のために＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．２５°傾斜させたサファイア基板を用いて上記手法で作製したレーザ素子に電流を流したところ、閾値電流２５０ｍＡで４３２ｎｍのレーザー発振が観測された。立ち上がり電圧は４Ｖであった。また、５ｍＷ出力時の駆動電流は２８０ｍＡ、駆動電圧は４．９Ｖであった。室温における素子寿命は１００時間以下であった。

さらに、同様に傾斜角を０．０３°のサファイア基板を適用して実施例４と同様の半導体レーザを作製した場合にも、発振閾値電流が１００ｍＡ以上、室温での素子寿命が３００時間未満と、実施例４に比べて著しく素子特性の悪化が観測された。

（実施例５）
本実施例では、微傾斜基板を用いて作製した発光ダイオードについて、基板微傾斜角と素子中に存在する貫通転位密度、表面粗さおよび電流注入時の発光強度の関係を示す。

基板として＜０００１＞方向から＜１１−２０＞および＜１−１００＞方向に０．０２°から０．５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面サファイア基板を用い、実施形態で示した方法で順次、窒化物系化合物半導体層を成長する。

活性層の成長条件は、まず、ｎ型ＧａＮ層を成長後、ＮＨ₃を流しながら基板温度を一定の温度になるように調整する。基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の障壁層となるＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎを約５ｎｍの厚さで成長した。続いて、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、５０μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の井戸層となるＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎを約３ｎｍの厚さで成長した。井戸層成長後、ＴＭＧの供給量を１０μｍｏｌ／ｍｉｎに減少し、再び活性層の障壁層を成長した。障壁層成長後、井戸層を成長する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的のＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本実施例では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で素子を作製した。ＡｌＧａＮ成長後は、実施の形態に示す方法でｐ型層を成長したもの及び、電極形成等の過程を経て発光ダイオードとした試料を作製した。

この方法で作製し、電極形成していない試料を断面ＴＥＭ観察して貫通転位密度を評価し、段差計にて表面粗さを測定したところ、図６と同様の結果が得られた。いずれの場合も、基板傾斜角が０．０２°から０．０４５°および０．２１°から０．５°の範囲では基板表面の傾斜によって引き起こされる結晶成長不良により高密度の貫通転位と表面荒れが発生している。また、活性層中にＩｎの凝集による数ｎｍ径のドット状領域が多数見られた。０．０５°から０．２°の傾斜では貫通転位が著しく減少し、表面荒れが個々の量子井戸層厚より十分小さい１．８ｎｍ以下に改善された。断面ＴＥＭ観察より、下地層のｎ型ＧａＮの成長段階から表面平坦性が向上していることがわかった。貫通転位の減少によって、活性層中のＩｎ凝集が解消された結果、ドット状領域がほとんど見られなくなり、下地層の平坦性向上によって、量子井戸活性層の層厚揺らぎが改善された。

電極を形成して素子化した試料に２０ｍＡの電流を流した場合の発光強度を＜０００１＞方向から＜１１−２０＞および＜１−１００＞方向への基板傾斜角に対して調査した結果を図９に示す。●は＜０００１＞から、＜１−１００＞への傾斜、○は＜０００１＞から＜１１−２０＞への傾斜角をあらわしている。図９からわかるように傾斜角度が０．０５°から０．２°の範囲で、発光強度が増大している。

また、図１０は＜０００１＞から＜１−１００＞への傾斜において、多重量子井戸活性層の成長温度の影響を調べた結果である。●は成長温度が７００℃の時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時である。図１０に示すように、基板微傾斜角の発光強度への影響は、成長温度により若干変化するが、いずれも０．０５°から０．２°の基板傾斜で発光強度が増加している。図６と図９及び図１０の比較から、貫通転位と発光強度の相関が明らかであり、本発明により、従来技術で作製した場合に比べてより低い駆動電流で同等以上の発光強度が得られることがわかる。これは、本発明によって、発光に寄与しない電流経路が減少した事を意味する。

本実施例では、活性層の井戸層の層数が３層の例について記述したが、２層、及び４層から１０層までの多重量子井戸についての効果は本実施例と同様であった。

また、同様の方法でレーザを作製した場合、０．０５°から０．２°の微傾斜基板上に作製したレーザは、同一電流値に対する発光強度が高く、発光強度に応じて発振を開始する閾値電流密度が低くなる傾向を示した。

（実施例６）
本実施例では、微傾斜基板上に成長中断を用いて作製した障壁層と活性層を持つ発光ダイオードについて電流注入時の発光強度と、活性層及び障壁層成長後の成長中断時間との関係を示す。

基板として＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面サファイア基板を用い、実施形態で示した方法で順次、窒化物系化合物半導体層を成長した。

活性層は、まず、ｎ型ＧａＮ層を成長後、ＮＨ₃を流しながら基板温度を一定の温度になるように調整して、基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層を形成する障壁層であるＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎを約５ｎｍの厚さで成長した。その後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄の供給を一旦停止し、キャリアガス及びＮＨ₃ガスを供給したまま一定の成長中断を行う。その後、再びＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、５０μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の井戸層となるＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎを約３ｎｍの厚さで成長した。井戸層成長後、ＴＭＧの供給量を１０μｍｏｌ／ｍｉｎに減少し、再び活性層の障壁層を成長した。障壁層成長後、一定期間の成長中断を介し井戸層を成長する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的のＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本ＡｌＧａＮ膜と活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には成長中断を設けても構わないし、設けなくても構わない。但し、井戸層の層数が２層以下の場合には、終端する障壁層成長後にも成長中断を設けたほうが発光素子の電流注入による発光強度が高くなることがわかっている。本実施例では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で素子を作製した。

ＡｌＧａＮ成長後は、実施の形態に示す方法でｐ型層を成長し、電極形成等の過程を経て発光ダイオードを作製した。

この方法で作製した発光ダイオードに２０ｍＡの電流を流した際の発光強度を、障壁層成長後の成長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１１に示す。図中、●は多重量子井戸活性層の成長温度が７００℃の時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時であり、また、強度１０の所に引いてある破線は、各々の成長温度での成長中断時間が０秒の場合の発光強度であり、丸または三角で示した強度が発光強度の平均値である。

図９及び図１１との比較で明らかなように、微傾斜基板に加えて、成長中断を用いることにより、さらに発光強度が増大することがわかる。

図１０に示すように、成長中断による発光強度への影響は、成長温度により若干変化するが、いずれも１秒以上の成長中断により発光強度は増加している。活性層の成長温度が高い場合、成長中断期間は短く、逆に成長温度が低い場合には成長中断期間が長い方が効果が大きい。図に示されているように、成長温度が７００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約６０分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は、１秒以上１０分以下である。また、成長温度が７５０℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約１５分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は、１秒以上５分以下であった。

また、成長温度が８００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約５分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は、１秒以上２分以下であった。

本実施例では、＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面サファイア基板を使用した例について記述したが、傾斜角が０．０５°から０．２°の範囲であれば、他の方向への傾斜でも同様の効果を発揮することを確認した。

また、本実施例では、活性層の井戸層の層数が３層の例について記述したが、２層、及び４層から１０層までの多重量子井戸についての効果は本実施例と同様傾向であり、同様の方法でレーザを作製した場合、障壁層の成長中断をいれて活性層を作製したレーザは、同一電流値に対する発光強度が高く、発光強度に応じて発振を開始するしきい値電流密度が低くなる傾向を示した。

（実施例７）
本実施例では、＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面サファイア基板を用いて、活性層の障壁層成長後に一定の成長中断時間をおいて成長し、その後、活性層の井戸層成長後にも同様に、一定の成長中断期間を設けて成長した場合の発光ダイオードの電流注入に於ける発光強度と井戸層成長後の成長中断時間との関係を調査した例について報告する。発光ダイオードを形成する各層の成長方法は実施例２に示した方法と同様である。以下、活性層を成長する条件について記述する。

まず、ｎ型ＧａＮを成長後、ＮＨ₃を流しながら基板温度を一定の温度になるように調整する。基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の障壁層となるＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎを約５μｍの厚さで成長した。その後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄の供給を一旦停止し、キャリアガス及びＮＨ₃ガスを供給したまま一定の成長中断を行う。その後、再びＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄ガスを各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１５μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の井戸層となるＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎを約５μｍの厚さで成長した。その後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄の供給を一旦停止し、キャリアガス及びＮＨ₃ガスを供給したまま一定の成長中断を行う。障壁層成長後及び井戸層成長後、各々一定期間の成長中断を介し、各々の層が隣接するように成長する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的のＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本ＡｌＧａＮ膜と、活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には、成長中断を設けても構わないし、設けなくても構わない。但し、井戸層の層数が２層以下の場合には、終端する障壁層成長後にも成長中断を設けたほうが、発光素子への電流注入による発光強度が強くなることがわかっている。本実施例では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で素子を作製した。また、障壁層成長後の成長中断時間は、６０秒とした。

この方法で作製した発光ダイオードに２０ｍＡの電流を流した際の発光強度を、井戸層成長後の成長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１２に示す。図中、●は多重量子井戸活性層の成長温度が７００℃の時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時、強度１０の所に引いてある破線は、各々の成長温度での成長中断時間が０秒の場合の発光強度であり、丸または三角で示した強度が発光強度の平均値である。

図９と図１２との比較で明らかなように、微傾斜基板に加えて、成長中断を用いることにより、さらに発光強度が増大することがわかる。

図１２に示されているように、井戸層成長後の成長中断による発光強度への影響は成長温度により若干変化するが、いずれも１秒以上の成長中断により発光強度は増加している。活性層の成長温度が高い場合、成長中断時間は短く、逆に成長温度が低い場合、成長中断時間は長い方が効果的である。

図１２に示されているように、成長温度が７００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約６０分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は１秒以上１０分以下である。また、成長温度が７５０℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約１５分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は１秒以上５分以下であった。

成長温度が８００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約５分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は１秒以上２分以下であった。

また、障壁層を成長後、成長中断を行わずに井戸層を成長後のみ成長中断を行った場合には、発光強度への若干の効果はあったものの、図１０に示した程の大きな効果は確認できず、最大で３倍程度の発光強度の増加に止まるのみであった。

（実施例８）
本実施例では、基板として＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面サファイアを用いて、実施例５に示す方法で、発光ダイオードを作製した際、活性層を形成する障壁層成長後の成長中断を行う期間に流すキャリアガスの水素ガスと窒素ガスの混合比を変化させた場合の発光ダイオードの発光特性を調査した結果について記述する。

図１３に、活性層の成長温度を７５０℃に固定し、障壁層成長後の成長中断時間を６０秒とし、成長中断中に流すキャリアガスの総量を変えずに窒素ガスと水素ガスの比率を変えて供給し作製した発光ダイオードの発光波長と強度の関係を示す。●は発光強度を、○は発光波長を示す。図１３に示すように、キャリアガスのＮ₂比率が減少するに従って、発光波長は短波長化する傾向にあり、また、発光強度も減少する傾向にある。本傾向は、活性層の成長温度が８００℃程度の高温や７００℃程度の低温でも同様の傾向を示す。また、障壁層成長後の成長中断だけでなく、井戸層成長後に成長中断を設ける場合においても、成長中断中のキャリアガスとしてＮ₂を使用する方が、発光素子の発光強度が強く、波長も長波長になる傾向を示した。

（実施例９）
本実施例では、基板として＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面サファイアを用いて、実施例１に示す方法で、発光ダイオードを作製した際、活性層を形成する障壁層成長後の成長中断を行う期間に流すＮＨ₃ガスの導入量を変化させた場合の成長中断時間と発光強度の関係を調査した結果について記述する。

図１４に、活性層の成長温度を７５０℃に固定し、ＮＨ₃導入量と成長中断時間を変化させた場合の発光ダイオードの発光強度を測定した結果について示す。●はＮＨ₃＝５ｌ／ｍｉｎの時、○はＮＨ₃＝３ｌ／ｍｉｎの時、△はＮＨ₃＝０ｌ／ｍｉｎの時である。

図１４に示すように、ＮＨ₃導入量がゼロの場合においても、発光強度が増加する事が確認されたが、ＮＨ₃の導入により、発光強度増加の効果がより顕著に現われており、また、成長中断時間も長く設定できるため製造が容易となる。本傾向は、活性層の成長温度が８００℃程度の高温や７００℃程度の低温でも同様の傾向を示す。また、障壁層成長後の成長中断だけでなく、井戸層成長後に成長中断を設ける場合においても同様の傾向を示した。

（実施例１０）
本実施例では、ＧａＮ微傾斜基板を用いて作製した発光ダイオードについて、ＧａＮ基板の微傾斜角と素子中に存在する貫通転位密度、表面粗さおよび電流注入時の発光強度の関係を示す。

基板として＜０００１＞方向から＜１１−２０＞および＜１−１００＞方向に０．０２°から０．５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を用い、実施形態で示した方法で順次、窒化物系化合物半導体層を成長し、実施例５で説明した手順で各層間の成長中断を入れずに活性層を成長した。活性層を形成する井戸層の層数は３層である。素子構造成長後、実施の形態に示す方法でｐ型層を成長したもの及び、電極形成等の過程を経て発光ダイオードとした試料を作製した。

前記方法で作製し、電極形成していない試料を断面ＴＥＭ観察して貫通転位密度を評価し、段差計にて表面粗さを測定した。結果を図１５に示す。図中、●は＜１−１００＞方向への傾斜を表し、○は＜１１−２０＞方向への傾斜を表す。いずれの場合も、基板傾斜角が０．０２°から０．０４５°および０．２１°から０．５°の範囲では基板表面の傾斜によって引き起こされる結晶成長不良により高密度の貫通転位と表面荒れが発生している。一方、０．０５°から０．２°の傾斜では貫通転位が著しく減少し、表面荒れが個々の量子井戸層厚より十分小さく、微傾斜サファイア基板上の素子よりもさらに改善され、４ｎｍ以下であった。断面ＴＥＭ観察より、下地層のｎ型ＧａＮの成長段階から表面平坦性が向上していることがわかった。貫通転位の減少によって、活性層中のＩｎ凝集が解消され、下地層の平坦性向上によって、量子井戸活性層の層厚揺らぎが改善された。

次に、前記試料に電極を形成して素子化した試料に２０ｍＡの電流を流した場合の発光強度を＜０００１＞方向から＜１１−２０＞および＜１−１００＞方向への基板傾斜角に対して調査した結果を図１６に示す。●は＜０００１＞から＜１−１００＞への傾斜、○は＜１１−２０＞への傾斜である。０．０５°から０．２°の傾斜で発光強度が増大していることがわかる。

図１７に＜０００１＞から＜１−１００＞への傾斜基板において、多重量子井戸活性層の成長温度の影響を示す。図に示すように、基板微傾斜角の発光強度への影響は成長温度により若干変化するが、いずれも０．０５°から０．２°の基板傾斜で発光強度が増加している。この傾向は微傾斜サファイア基板と同じであるが、改善効果はより大きいことがわかる。図６と図９、図１０、図１５、図１６および図１７の比較から、微傾斜ＧａＮ基板上に作製した素子においても貫通転位と発光強度の相関が明らかであり、本発明により、従来技術で作製した場合に比べてより低い駆動電流で同等以上の発光強度が得られることがわかる。これは、本発明によって、発光に寄与しない電流経路が減少した事を意味するものである。

本実施例では、活性層の井戸層の層数が３層の例について記述したが、２層、及び４層から１０層までの多重量子井戸についての効果は本実施例と同様であった。

また、同様の方法でレーザを作製した場合、０．０５°から０．２°の微傾斜基板上に作製したレーザは、同一電流値に対する発光強度が高く、発光強度に応じて発振を開始するしきい値電流密度が低くなる傾向を示し、低下の度合は微傾斜サファイア基板上に作製した場合に比べてより顕著であった。

（実施例１１）
本実施例では、微傾斜ＧａＮ基板上に成長中断を用いて作製した障壁層と活性層を持つ発光ダイオードについて電流注入時の発光強度と、活性層及び障壁層成長後の成長中断時間との関係を示す。

基板として＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を用い、実施形態で示した方法で順次、窒化物系化合物半導体層を成長した。

活性層は、まず、ｎ型ＧａＮ層を成長後、ＮＨ₃を流しながら基板温度を一定の温度になるように調整して、基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層を形成する障壁層であるＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎを約５ｎｍの厚さで成長した。その後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄の供給を一旦停止し、キャリアガス及びＮＨ₃ガスを供給したまま一定の成長中断を行う。その後、再びＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、５０μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の井戸層となるＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎを約３ｎｍの厚さで成長した。井戸層成長後、ＴＭＧの供給量を１０μｍｏｌ／ｍｉｎに減少し、再び活性層の障壁層を成長した。障壁層成長後、一定期間の成長中断を介し井戸層を成長する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的のＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本ＡｌＧａＮ膜と活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には成長中断を設けても構わないし、設けなくても構わない。但し、井戸層の層数が２層以下の場合には、終端する障壁層成長後にも成長中断を設けたほうが発光素子の電流注入による発光強度が高くなることがわかっている。本実施例では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で素子を作製した。

ＡｌＧａＮ成長後は、実施の形態に示す方法でｐ型層を成長し、電極形成等の過程を経て発光ダイオードを作製した。

この方法で作製した発光ダイオードに２０ｍＡの電流を流した際の発光強度を、障壁層成長後の成長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１８に示す。●は多重量子井戸活性層の成長温度が７００℃の時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時である。図中、強度４００の位置に引いてある破線は、各々の成長温度での成長中断時間が０秒の場合の発光強度であり、丸または三角で示した強度が発光強度の平均値である。

図１６と図１８との比較で明らかなように、微傾斜ＧａＮ基板に加えて、成長中断を用いることにより、さらに発光強度が増大することがわかる。

図１８に示すように、成長中断による発光強度への影響は、成長温度により若干変化するが、いずれも１秒以上の成長中断により発光強度は増加している。活性層の成長温度が高い場合、成長中断期間は短く、逆に成長温度が低い場合には成長中断期間が長いほど効果が大きい。図に示されているように、成長温度が７００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約６０分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は、１秒以上１０分以下である。また、成長温度が７５０℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約１５分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は、１秒以上５分以下であった。また、成長温度が８００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約５分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は、１秒以上２分以下であった。

本実施例では、＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を使用した例について記述したが、傾斜角が０．０５°から０．２°の範囲であれば、他の方向への傾斜でも同様の効果を発揮することを確認した。

また、本実施例では、活性層の井戸層の層数が３層の例について記述したが、２層、及び４層から１０層までの多重量子井戸についての効果は本実施例と同様傾向であり、同様の方法でレーザを作製した場合、障壁層の成長中断を入れて活性層を作製したレーザは、同一電流値に対する発光強度が高く、発光強度に応じて発振を開始するしきい値電流密度が低くなる傾向を示した。

（実施例１２）
本実施例では、＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を用いて、活性層の障壁層成長後に一定の成長中断時間をおいて成長し、その後、活性層の井戸層成長後にも同様に、一定の成長中断期間を設けて成長した場合の発光ダイオードの電流注入に於ける発光強度と井戸層成長後の成長中断時間との関係を調査した例について報告する。発光ダイオードを形成する各層の成長方法は実施例６に示した方法と同様である。以下、活性層を成長する条件について記述する。

まず、ｎ型ＧａＮを成長後、ＮＨ₃を流しながら基板温度を一定の温度になるように調整する。基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の障壁層となるＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎを約５μｍの厚さで成長した。その後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄の供給を一旦停止し、キャリアガス及びＮＨ₃ガスを供給したまま一定の成長中断を行う。その後、再びＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄ガスを各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１５μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の井戸層となるＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎを約５μｍの厚さで成長した。その後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄の供給を一旦停止し、キャリアガス及びＮＨ₃ガスを供給したまま一定の成長中断を行う。障壁層成長後及び井戸層成長後、各々一定期間の成長中断を介し、各々の層が隣接するように成長する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的のＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本ＡｌＧａＮ膜と、活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には、成長中断を設けても構わないし、設けなくても構わない。但し、井戸層の層数が２層以下の場合には、終端する障壁層成長後にも成長中断を設けたほうが、発光素子の電流注入による発光強度が高くなることがわかっている。本実施例では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で素子を作製した。また、障壁層成長後の成長中断時間は、６０秒とした。

この方法で作製した発光ダイオードに２０ｍＡの電流を流した際の発光強度を、井戸層成長後の成長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１９に示す。●は多重量子井戸活性層の成長温度が７００℃の時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時である。図中、強度４００の位置に引いてある破線は、各々の成長温度での成長中断時間が０秒の場合の発光強度であり、丸または三角で示した強度が発光強度の平均値である。

図１６と図１９との比較で明らかなように、微傾斜ＧａＮ基板に加えて、成長中断を用いることにより、さらに発光強度が増大することがわかる。

図１９に示されているように、井戸層成長後の成長中断による発光強度への影響は成長温度により若干変化するが、いずれも１秒以上の成長中断により発光強度は増加している。活性層の成長温度が高い場合、成長中断時間は短く、逆に成長温度が低い場合、成長中断時間は長い方が効果的である。また、成長温度が７００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約６０分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は１秒以上１０分以下であり、成長温度が７５０℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約１５分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は１秒以上５分以下であった。

成長温度が８００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約５分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は１秒以上２分以下であった。一方、障壁層を成長後、成長中断を行わずに井戸層を成長後のみ成長中断を行った場合には、発光強度への若干の効果はあったものの、図１７に示した程の大きな効果は確認できず、最大で３倍程度の発光強度の増加に止まるのみであった。

以上、実施例を用いて説明したが、本発明は上記本実施例で示した材料、層構造の組み合わせに限らず、ＧａＮ活性層／ＡｌＧａＮクラッド層等の組み合わせで構成されるダブルヘテロ構造および、窒化物系化合物半導体で構成される単一量子井戸および多重量子井戸を活性層として有する半導体レーザー装置においても同様の効果が得られる。中でも量子井戸活性層を用いた場合の効果が顕著であり、特に量子井戸活性層厚よりも小さな平均表面粗さを有する下地層の適用による発光素子の特性改善は顕著である。

傾斜角を規定されていない基板の表面および三次元成長を示す断面模式図である。 本発明により＜０００１＞方向からの傾斜角を規定した基板の表面および二次元成長を示す断面模式図である。 本実施例で使用した結晶成長装置の概略図である。 窒化物系化合物半導体を用いて作製した発光素子の概略図である。 活性層近傍の成長温度と各原料の供給量を表した図である。 基板表面の傾斜角と貫通転位密度及び、平均表面粗さの関係を示した図である。 実施例３に示すＬＥＤの断面図である。 実施例４に示すレーザの断面図である。 サファイア基板表面の傾斜角と発光素子の発光強度の関係を示した図である。 発光層の成長温度を変えた時の基板傾斜角と発光素子の発光強度の関係を示した図である。 障壁層成長後の成長中断時間と発光素子の発光強度の関係を示した図である。 井戸層成長後の成長中断時間と発光素子の発光強度の関係を示した図である。 キャリアガスの窒素分圧と発光素子の発光強度および発光波長の関係を示した図である。 成長中断中のＮＨ₃量と発光素子の発光強度の関係を示した図である。 ＧａＮ基板表面の傾斜角と貫通転位密度及び平均表面粗さの関係を示した図である。 ＧａＮ基板表面の傾斜角と発光素子の発光強度の関係を示した図である。 発光層の成長温度を変えた時のＧａＮ基板傾斜角と素子の発光強度の関係を示した図である。 障壁層成長後の成長中断時間と素子の発光強度の関係を示した図である。 井戸層成長後の成長中断時間と素子の発光強度の関係を示した図である。

符号の説明

１０１…基板
１０２…ステップ
１０３…成長核
２０１…基板
２０２…ステップ
２０３…成長核
４０１…基板
４０２…バッファ層としてのＧａＮ膜
４０３…ｎ型ＧａＮ
４０４…ｎ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ膜
４０５…ＧａＮ膜
４０６…活性層
４０７…ＡｌＧａＮ膜
４０８…ｐ型ＧａＮ膜
４０９…ｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ膜
４１０…ｐ型ＧａＮコンタクト層
４１１…絶縁膜
４１２ａ…ｐ型電極
４１２ｂ…ｎ型電極
５０１…成長中断期間
５０２…障壁層の成長期間
５０３…井戸層の成長期間
５０４…ｎ型ＧａＮの成長期間
５０５…ｐ型ＧａＮの成長期間
５０６…昇華防止層の成長期間
７０１…サファイア（０００１）基板
７０２…ＧａＮバッファ層
７０３…ｎ型ＧａＮコンタクト層
７０４…ＩｎＧａＮ活性層
７０５…ｐ型ＡｌＧａＮ保護層
７０６…ｐ型ＧａＮコンタクト層
７０７…ｐ型電極
７０８…ｎ型電極
８０１…サファイア基板
８０２…ＧａＮバッフア層
８０３…ｎ型コンタクト層
８０４…ｎ型クラッド層
８０５…活性層
８０６…ｐ型蒸発防止層
８０７…ｐ型クラッド層
８０８…ｐ型コンタクト層
８０９…電流狭窄層
８１０…ｐ型電極
８１１…ｎ型電極

Claims (6)

1. サファイア基板上に、窒化物系化合物半導体を形成した窒化物系化合物半導体素子であって、
   前記サファイア基板表面の結晶方位が＜０００１＞方向より０．０５°以上０．２°以下の範囲で傾斜していることを特徴とする窒化物系化合物半導体素子。
2. サファイア基板上に、窒化物系化合物半導体を形成した窒化物系化合物半導体素子であって、
   前記窒化物系化合物半導体はＩｎを含む窒化物系化合物半導体層を含み、
   前記Ｉｎを含む窒化物系化合物半導体層の積層面が＜０００１＞方向より０．０５°以上０．２°以下の範囲で傾斜していることを特徴とする窒化物系化合物半導体素子。
3. 前記傾斜の方向が、＜１１−２０＞方向又は＜１−１００＞方向であることを特徴とする請求項１又は２に記載の窒化物系化合物半導体素子。
4. サファイア基板上に、窒化物系化合物半導体を気相成長させる工程を有する窒化物系化合物半導体素子の製造方法において、
   前記サファイア基板表面の結晶方位が＜０００１＞方向より０．０５°以上０．２°以下の範囲で傾斜していることを特徴とする窒化物系化合物半導体素子の製造方法。
5. 前記窒化物系化合物半導体層を気相成長させる工程は、５００〜８００℃で窒化物系化合物半導体からなるバッファ層を前記サファイア基板上に気相成長する工程を含み、
   前記バッファ層を気相成長する前に、前記サファイア基板を前記バッファ層の成長温度よりも高い温度でサーマルクリーニングする工程を有することを特徴とする請求項４に記載の窒化物系化合物半導体素子の製造方法。
6. 前記サファイア基板表面の結晶方位が＜０００１＞方向より＜１１−２０＞方向又は＜１−１００＞方向に０．０５°以上０．２°以下の範囲で傾斜していることを特徴とする請求項４又は５に記載の窒化物系化合物半導体素子の製造方法。

Images