JP2010118559A - 窒化物半導体デバイス - Google Patents

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Abstract

【課題】発光効率を低下させることなく発光波長を長波長化することが可能な窒化物半導体デバイスを提供する。
【解決手段】本発明の窒化物半導体デバイスは、（０００１）面と、（０００１）面以外の面とを有するＧａＮ層１０３と、ＧａＮ層１０３と接し、インジウムを含むＩｎＧａＮ層１０４とを備え、ＩｎＧａＮ層１０４において、（０００１）面以外の面と接する部分のインジウムの組成比は、（０００１）面と接する部分のインジウムの組成比に比べて高いことを特徴とする。
【選択図】図１

Description

本発明は、窒化物半導体デバイスに関し、特に窒化物発光デバイスに関する。
最近は窒化物半導体を用いたデバイス（窒化物半導体デバイス）として発光デバイスが実用化されている。このような発光デバイスとしての発光ダイオードは、様々な高輝度タイプのものが量産化され、屋外ディスプレイや自動車のヘッドランプ、屋内照明の光源などに応用されている。同様に、発光デバイスとしての半導体レーザ素子は、大容量ディスクストレージ機器の光源として多く用いられている。窒化物半導体はＧａＮをベースとする材料系であり、特にＧａＮへインジウム（Ｉｎ）を添加することで発光波長を制御することができることから、高輝度青色発光ダイオードや青紫色半導体レーザ素子に用いられている。
窒化物半導体発光デバイスでは通常、窒化物半導体の（０００１）面上にＩｎＧａＮなどからなる発光層が結晶成長された後、様々なプロセスを経て発光デバイスが作製される（例えば、非特許文献１参照）。結晶成長には通常、アンモニア（ＮＨ3）が窒素源として用いられる。ＮＨ3を窒素源に用いると、ＩｎＧａＮ中のインジウム組成は（０００１）面上において最も高くなるため、発光波長の長波長化に有利である。また、（０００１）面以外の面方位へのＩｎＧａＮ結晶成長技術も最近は研究が進んでいる。
Babara Neubert、他２名、"GaInN quantum wells grown on facets of selectively grown GaN stripes"、APPLIED PHYSICS LETTERS 87,182111(2005)、American Institute of Physics
しかしながら、従来の窒化物半導体発光デバイスにおいて、発光波長の長波長化にむけてインジウムを含む窒化物半導体からなる活性層を（０００１）面上に結晶成長した場合、窒化物半導体の＜０００１＞方向の分極は非常に大きいため、発光層のインジウム組成が大きくなるにしたがって分極も増す。その結果、量子井戸内における電子と正孔が空間的に分離してしまうため、発光層の発光効率が低下してしまうという問題点がある。
一方、（１−１０１）面などといった（０００１）面以外の面方位の面上に発光層を形成した場合では、分極が弱いため、発光層のインジウム組成を大きくしていっても高い発光効率を得ることができる。しかしながら、（０００１）面以外の面上に発光層を形成する場合にはインジウムの取り込み効率が極めて低くなるため、発光波長を長波長化し、可視光波長で発光する発光層を得ることが困難である。
また、現状では（０００１）面以外の面方位を持つ基板は面積が小さく、しかも極めて高価である。そのため、主面が（０００１）面であるＧａＮ上にエッチングプロセスや成長の異方性を利用して（０００１）面以外の面を露出させ、そこに発光層を作り込む方法も研究されている。しかし、（０００１）面以外の面上に発光層を成長させる際、（０００１）面以外の面に隣接する（０００１）面にインジウムが優先的に取り込まれてしまうため、可視光波長領域に発光域を有する高品質なＩｎＧａＮがいまだ得られていない。
そこで、本発明は、かかる問題点に鑑み、発光効率を低下させることなく発光波長を長波長化することが可能な窒化物半導体デバイスを提供することを目的とする。
発明者らは、上記Ｉｎを含む窒化物半導体の結晶成長上の制約を打破するため、窒素源のガスにトリエチルアミンを併用した窒化物半導体の結晶成長について実験を行なった。その結果、窒素源のガスだけを用いた場合に比べて、（０００１）面以外への面方位に対してインジウム取り込み効率が劇的に向上することがわかった。それにより本発明に至ったものである。
上記目的を達成するために、本発明の窒化物半導体デバイスは、（０００１）面と、（０００１）面以外の面とを有する第１の窒化物半導体と、前記第１の窒化物半導体に接し、インジウムを含む第２の窒化物半導体とを備え、前記第２の窒化物半導体において、前記（０００１）面以外の面と接する部分のインジウムの組成比は、前記（０００１）面と接する部分のインジウムの組成比に比べて高いことを特徴とする。
窒素源のガスにトリエチルアミンを併用して窒化物半導体を結晶成長させた場合、（０００１）面以外の面上のインジウム組成が（０００１）面上のインジウム組成に比べて高くなる。従って、上記構成を有する窒化物半導体デバイスにおいて、第２の窒化物半導体はトリエチルアミンを用いて形成されたこととなる。そうすると、分極の少ない（０００１）面以外の面上に高インジウム組成の窒化物半導体が形成されるので、発光効率を低下させることなく発光波長を長波長化することが可能な窒化物半導体デバイスを実現することができる。
また、前記第２の窒化物半導体において、前記（０００１）面以外の面と接する部分の厚さは、前記（０００１）面と接する部分の厚さに比べて厚くてもよい。
窒素源のガスにトリエチルアミンを併用して窒化物半導体を結晶成長させた場合、（０００１）面以外の面上の膜厚が（０００１）面上の膜厚に比べて厚くなる。従って、上記構成を有する窒化物半導体デバイスにおいて、第２の窒化物半導体はトリエチルアミンを用いて形成されたこととなる。そうすると、分極の少ない（０００１）面以外の面上に高インジウム組成の窒化物半導体が形成されるので、発光効率を低下させることなく発光波長を長波長化することが可能な窒化物半導体デバイスを実現することができる。
また、前記（０００１）面以外の面は、（１−１０１）面、（１１−２２）面、（１−１０２）面及び（１１−２４）面のいずれかであってもよい。
基板の（０００１）面に対してエッチングを行って凹凸を形成した後に基板上に窒化物半導体を結晶成長させると、結晶成長条件によって上記のような面方位を有する面が自動的に現れる。たとえば、高温かつ低アンモニア流量比の結晶成長条件においては、（１−１０１）面が自動的に露出する。従って、エッチングで基板に現れる面方位に関係なく、特異の面方位を窒化物半導体に選択的に露出させることができる。そのため、エッチング形状の制御性は高い必要がなくなるため、低コストの窒化物半導体デバイスを実現することができる。
また、前記窒化物半導体デバイスは、前記第２の窒化物半導体を発光層とする発光デバイスであってもよい。
上記構成により、第２の窒化物半導体の上下に異なる導電性の窒化物半導体を設けることで、電子と正孔を上下の窒化物半導体から発光層に導入することが可能となり、輝度及び信頼性が高い発光デバイスを実現することができる。
また、前記第３の窒化物半導体において、前記（０００１）面以外の面上に位置する部分は、前記（０００１）面上に位置する部分に比べて炭素濃度が高くてもよい。
上記構成により、（０００１）面以外の面上の第３の窒化物半導体は、炭素を効率よく窒素サイトへ取り込むことができる。一方、（０００１）面上の第３の窒化物半導体はサイト制御性が乏しい。すなわち、第３の窒化物半導体は（０００１）面以外の面上の領域においてのみ高濃度のｐ型領域となるため、１回の結晶成長によって第３の窒化物半導体に電流狭窄構造をｐ型領域形成と同時に形成することができる。その結果、高効率かつ高輝度なレーザ素子を実現することができる。
また、前記第２の窒化物半導体を挟んで前記第１の窒化物半導体と反対側、あるいは前記第１の窒化物半導体を挟んで前記第２の窒化物半導体と反対側に設けられ、且つアルミニウムを含む第３の窒化物半導体層をさらに有し、前記第３の窒化物半導体において、前記（０００１）面上に位置する部分の厚さは、前記（０００１）面以外の面上に位置する部分の厚さに比べて厚くてもよい。
上記構成により、（０００１）面上の第３の窒化物半導体を介した電流パスを低減することができ、第３の窒化物半導体を電流ブロック層として機能させることができる。従って、高効率かつ高輝度のレーザ素子を実現することができる。
また、前記発光デバイスは、レーザ素子であり、前記第３の窒化物半導体は、アルミニウムを含む複数の層が周期的に並んでなる周期構造体であり、前記第３の窒化物半導体において、前記（０００１）面上に位置する部分の前記周期構造体の周期は、前記（０００１）面以外の面上に位置する部分の前記周期構造体の周期に比べて長くてもよい。
上記構成により、第３の窒化物半導体において＜０００１＞方向への電流パスは細くなる。一方、（０００１）面内への電流パスは分極効果により増大する。従って、第３の窒化物半導体において横方向に流れる電流はインジウム組成の高い活性層へ流れ込むことになる。その結果、効果的な電流狭窄を行うことができるため、高効率かつ高輝度なレーザ素子を実現することができる。
また、前記周期構造体は、アルミニウムを１％未満含む層を有してもよい。
上記構成により、特に（１−１０１）面に対する転位及び歪を大幅に低減することができるため、高効率かつ高輝度なレーザ素子を実現することができる。
また、前記第２の窒化物半導体は、導電性を有しており、前記窒化物半導体デバイスは、さらに、前記第２の窒化物半導体の上方に接する形で設けられた電極を備えてもよい。
上記構成において、第２の窒化物半導体は電極とのコンタクト層として機能する。第２の窒化物半導体は（０００１）面以外の面においてインジウムが高く、禁制帯幅が狭いため、第２の窒化物半導体では同じ不純物濃度であっても（０００１）面以外の面において不純物の活性化エネルギーは低下し、高いキャリア濃度となる。その結果、低消費電力な窒化物半導体デバイスを実現することができる。
また、本発明は、窒素及びインジウムを含むガスにトリエチルアミンを添加したガスを用いて、窒化物半導体の（０００１）面以外の面上にインジウムを含む窒化物半導体を結晶成長させることを特徴とする窒化物半導体デバイスの製造方法とすることもできる。
上記構成において、（０００１）面以外の面上に高いインジウム組成の窒化物半導体を形成することができるので、発光効率を低下させることなく発光波長を長波長化することが可能な窒化物半導体デバイスを実現することができる。
また、トリエチルアミンを添加しないガスを用いて窒化物半導体を結晶成長させる工程をさらに含み、トリエチルアミンを添加したガスを用いて結晶成長した窒化物半導体は、トリエチルアミンを添加しないガスを用いて結晶成長した窒化物半導体に比べ、炭素濃度が高いか、水素濃度が低くてもよい。
炭素含有量が増加すると窒化物半導体中の水素の動きが抑制されるため、信頼性が高い窒化物半導体デバイスを実現することができる。また、水素含有量が減少すると活性層などへの水素拡散を効率よく抑制されるので、安定した動作電圧にて発光可能な発光デバイスを実現することができる。
本発明によれば、高価な（０００１）面以外の面方位を持つ基板を用いることなく、また製造プロセスを複雑化することなく、発光効率の高い可視光領域の窒化物半導体デバイスを実現できる。また、動作電圧の低い信頼性に優れた窒化物半導体デバイスを実現できる。
以下、本発明の実施の形態における窒化物半導体デバイスについて、図面を参照しながら説明する。
図１は、本実施の形態に係る窒化物半導体デバイスの構造を示す断面図である。
この窒化物半導体デバイスは、サファイア基板１０１、ＧａＮ層１０２、ＧａＮ層１０３及びＩｎＧａＮ層１０４を備える。
サファイア基板１０１は（０００１）面を主面とし、ＧａＮ層１０２はサファイア基板１０１の（０００１）面上に接する形で設けられている。ＧａＮ層１０２は表面に例えば約２．５μｍのメサ高さの凸部（メサ）を有し、ＧａＮ層１０２の凸部の上面及び凸部以外の部分の表面は（０００１）面となっている。
ＧａＮ層１０３は、本発明の第１の窒化物半導体の一例であり、ＧａＮ層１０２の凸部を覆うように、凸部を含むＧａＮ層１０２の全面上に接する形で設けられている。ＧａＮ層１０３は、ＧａＮ層１０２の表面形状を反映して表面に凸部を有する。ＧａＮ層１０３の凸部の上面及び凸部以外の部分の表面は（０００１）面となっており、凸部の側面としての斜面は（１−１０１）面となっている。よって、ＧａＮ層１０３は、（０００１）面と、（０００１）面以外の面としての（１−１０１）面とを有する。
ＩｎＧａＮ層１０４は、本発明の第２の窒化物半導体の一例であり、ＧａＮ層１０３の凸部を覆うように、凸部を含むＧａＮ層１０３の全面上に接する形で設けられている。ＩｎＧａＮ層１０４はインジウムを含み、ＩｎＧａＮ層１０４において、＜１−１０１＞方向に成長した部分つまりＧａＮ層１０３の（１−１０１）面と接する部分のインジウムの組成比は、＜０００１＞方向に成長した部分つまりＧａＮ層１０３の（０００１）面と接する部分のインジウムの組成比に比べて高い。
ＩｎＧａＮ層１０４において、ＧａＮ層１０３の（１−１０１）面と接する部分の＜１−１０１＞方向の厚さは、ＧａＮ層１０３の（０００１）面と接する部分の＜０００１＞方向の厚さに比べて厚い。さらに、ＩｎＧａＮ層１０４は不純物として炭素を含み、ＩｎＧａＮ層１０４はＧａＮ層１０３に比べて炭素濃度が高い。さらにまた、ＩｎＧａＮ層１０４は不純物として水素を含み、ＩｎＧａＮ層１０４はＧａＮ層１０３に比べて水素濃度が低い。
次に、上記構造を有する窒化物半導体デバイスの製造方法について述べる。図２は、同窒化物半導体デバイスの製造方法を説明するための断面図である。
まず、サファイア基板１０１の（０００１）面上にＧａＮ層１０２を結晶成長させたテンプレート基板を用意する。そして、このテンプレート基板の上にＳｉＯ2膜を堆積後、光露光法及びＣＦ4系反応性イオンエッチングによって堆積されたＳｉＯ2膜のパターニングを行なう。さらに、塩素系ドライエッチング技術を用いてＳｉＯ2膜のパターンをＧａＮ層１０２に転写する。そして、弗化水素酸を用いてＳｉＯ2膜を全面除去して図２（ａ）に示すようなメサ構造をＧａＮ層１０２に形成する。
次に、有機金属気相成長（ＭＯＣＶＤ）炉にテンプレート基板を搬入後、１０００℃にてＧａＮ層１０３を結晶成長させる。ここでガリウム（Ｇａ）原料としてはトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を用いており、窒素（Ｎ）原料としてはＮＨ3のみを用いている。このときＧａＮ層の結晶成長の異方性により、再成長されたＧａＮ層１０３の凸部の側面には、図２（ｂ）に示すように（１−１０１）面が自動的に露出する。
次に、図２（ｃ）に示すように、ＩｎＧａＮ層１０４をＧａＮ層１０３の（０００１）面及び（１−１０１）面上に結晶成長させる。ＩｎＧａＮ層１０４の結晶成長では成長温度を８００℃にしており、インジウム原料としてはトリメチルインジウム（ＴＭＩ）を用いている。Ｎ原料としては、ＮＨ3の他にトリエチルアミン（ＮＥｔ３）も加えている。ＮＥｔ３添加の場合、ＮＨ3に対するＮＥｔ３の流量比は約２％としており、Ｎ原料ガスの全流量（ＮＨ3及びＮＥｔ３の流量）に対するＴＭＩの流量比は約８０％である。なお、ＮＥｔ３を添加することなくＮＨ3のみを用いてＩｎＧａＮ層１０４を結晶成長させると、インジウム組成約９％のＩｎＧａＮ層が得られ、そのときの発光波長は約４０５ｎｍとなる。
最後に、ＩｎＧａＮ層１０４の結晶成長が終了した後、テンプレート基板をＭＯＣＶＤ炉から取り出す。
次に、上記構造を有する窒化物半導体デバイスについて得た実験結果について述べる。
ＩｎＧａＮ層中に取り込まれたインジウム量を調べるため、窒化物半導体デバイスに対してカソードルミネッセンス（ＣＬ）法によるライン分析を行なった。このＣＬ法による測定結果を図３Ａ及び図３Ｂに示す。図３ＡはＩｎＧａＮ層形成に際してＮＥｔ３を用いた本実施の形態に係る窒化物半導体デバイスの測定結果を示す図であり、図３ＢはＩｎＧａＮ層形成に際してＮＥｔ３を用いない従来の窒化物半導体デバイスの測定結果を示す図である。図３Ａ及び図３Ｂでは測定位置を横軸とし、縦軸を測定で観測された発光波長（ＣＬ発光波長）としている。また、ＣＬ法による測定の位置は各図にある挿し絵内に矢印にて示している。図３Ａ及び図３Ｂでは見やすいために各領域の境界、つまりＩｎＧａＮ層における凸部上面の（０００１）面の領域（図において（０００１）ｔｏｐ）と、凸部側面の（１−１０１）面の領域（図において（１−１０１））と、凸部以外の（０００１）面の領域（図において（０００１）ｂｏｔｔｏｍ）との境界を破線にて示しており、一点鎖線は従来の窒化物半導体デバイスのＩｎＧａＮのＣＬ発光波長（約４０５ｎｍ）を表している。
図３Ａより、（０００１）ｔｏｐ及び（０００１）ｂｏｔｔｏｍに比べて、斜面である（１−１０１）面では、ＣＬ発光波長が非常に大きく長波長側にシフトしているのがわかる。その中心波長約４４０ｎｍから計算すると、インジウム組成は１７％と見積もることができる。一方、（０００１）ｔｏｐ及び（０００１）ｂｏｔｔｏｍでは発光波長が４００ｎｍ弱であり、インジウム組成は約８％程度と見積もられる。このように、ＮＥｔ３を併用したＩｎＧａＮ層の結晶成長では、（０００１）面のインジウム取り込みが抑制される一方、（１−１０１）面などの非（０００１）面におけるインジウム取り込み量が飛躍的に増大するという実験結果が得られた。
一方、図３ＢのＮＨ3のみによるＩｎＧａＮ層の結晶成長では、（０００１）ｔｏｐ及び（０００１）ｂｏｔｔｏｍにおける発光波長である４０５ｎｍからインジウム組成は約９％と見積もられ、これは設計値の通りである。一方、斜面である（１−１０１）面からはピーク波長を読みとれるだけの発光強度が得られなかった。非特許文献１などから、ＮＨ3のみによるＩｎＧａＮ層の結晶成長では、（１−１０１）面におけるインジウム取り込み量は（０００１）面に比べてかなり小さいことが分かっている。また図３Ｂより、（０００１）ｔｏｐと（１−１０１）の境界部において発光波長が長波長化しているが、これは（１−１０１）面において取り込まれなかったインジウムが（０００１）面に回ったため、局所的にインジウム組成が向上したためと考えられる。このように、通常のＮＨ3のみによるＩｎＧａＮ層の結晶成長では、（０００１）面におけるインジウム取り込み量が最も高いことがわかる。
図３Ａ及び図３Ｂを比べると、発光強度が２桁程度異なることが分かる。これはＮＥｔ３を添加したことによってＮＨ3が効率よく分解されたため、欠陥の少ない高品質なＩｎＧａＮ層が得られたためであると考えられる。また、ＮＨ3のみによるＩｎＧａＮ層の結晶成長とＮＥｔ３を併用したＩｎＧａＮ層の結晶成長とのいずれにおいても（０００１）ｔｏｐ及び（０００１）ｂｏｔｔｏｍの発光強度が異なるように見えるが、これについては２つの理由が考えられる。１つは表面の高さに差があるため、ＣＬ法による測定における電子ビーム径が異なった結果、発光強度にも差が出たことである。もう１つは図２（ａ）に示した段差形成プロセスに起因するもので、（０００１）ｂｏｔｔｏｍは掘り込んでいるために（０００１）ｔｏｐに比べて転位が多く、これによって発光波長に差が出たことである。
ここで、ＮＥｔ３は炭素を６つ含む原料であるため、ＩｎＧａＮ層の結晶成長中に層への炭素混入が懸念される。従って、ＩｎＧａＮ層中に取り込まれた炭素量を確認する実験を行った。図４はＮＨ3のみにて結晶成長させたＧａＮ層（下地ＧａＮ層）上にＮＥｔ３を併用してＧａＮ層（併用ＧａＮ層）を連続成長させた試料の二次イオン質量分析（ＳＩＭＳ）法による組成分析結果を示す図である。併用ＧａＮ層の膜厚は約２００ｎｍである。なお、試料表層において高い炭素濃度となっているが、これは表面へのコンタミによるものである。
図４において、下地ＧａＮ層では炭素濃度が１０16ｃｍ-3の半ばであるのに対し、併用ＧａＮ層の炭素濃度は１０17ｃｍ-3となっている。２つの濃度値の差から、ＮＥｔ３を併用して結晶成長させることにより、１０16ｃｍ-3の半ば程度の炭素が混入するものと考えられる。しかしながら、この混入量は光デバイスへの応用には全く問題のないレベルであり、ＮＥｔ３を併用して結晶成長させることによる炭素混入について心配する必要はないものと考えられる。
また、ＮＥｔ３の併用によって（１−１０１）面における成長速度が増大する効果が認められた。ＮＨ3のみによるＩｎＧａＮ層の結晶成長では、（０００１）面に比べて（１−１０１）面における成長速度は５分の１程度にまで低下する。これに対してＮＥｔ３を併用したＩｎＧａＮ層の結晶成長では、（０００１）面に比べて（１−１０１）面の成長速度が３〜４倍程度も増大する。この傾向は（１１−２２）面など他の面方位についても同じであった。この原因についての定性的な理解には、ＧａＮ層の結晶成長にＮＥｔ３併用を適用した場合が手がかりとなる。従って、ＧａＮ層の結晶成長にＮＥｔ３併用成長法を適用した場合の実験結果について次に述べる。図５は、ＮＨ3及びＮＥｔ３の流量を変化させてＧａＮ層を結晶成長させた試料の表面を原子間力走査顕微鏡（ＡＦＭ）にて観察した結果を示す図である。図５のグラフではＮＨ3の流量を縦軸とし、ＮＥｔ３の流量を横軸としている。そして、画像はＮＨ3及びＮＥｔ３の流量がグラフの座標で示される値のときの試料表面の画像である。画像における白抜きの数字はその画像が得られたときの試料の表面の粗さを表しており、単位はｎｍである。
通常条件（ＮＨ3の流量が１８０ｍｍｏｌ／ｍｉｎ、ＮＥｔ３の流量が０μｍｏｌ／ｍｉｎの条件）では、ＧａＮ層は原子層ステップ程度の粗さにて平坦成長していることが、図５よりわかる。一方、ＮＨ3の流量のみを低下させていくと表面が荒れ始め、ＮＨ3の流量が２ｍｍｏｌ／ｍｉｎ以下になると非常に大きな凹凸が発生するようになる。これは、ＮＨ3が少ないと表面でのマイグレーションが不足する結果、（１−１０１）面などの側面への結晶成長が鈍化し、表面の凹凸が増大してしまうことが原因と考えられる。一方、ＮＥｔ３の流量を増加していくと、特にＮＨ3の流量が低い場合において表面の荒れは著しく改善されていく。特にＮＨ3の流量を１０ｍｍｏｌ／ｍｉｎとしＮＥｔ３の流量を２０μｍｏｌ／ｍｉｎにすると、表面の荒れは通常条件と同等にまで改善する。
このように、ＮＨ3の流量を１桁以上低減することが可能であり、またＮＥｔ３の添加によってＮＨ3の分解が促進される結果、（１−１０１）面などの側面へのマイグレーションも改善され、表面の平坦性が向上する。我々はジメチルヒドラジン（ＤＭＨｙ）を窒素源に用いた過去の実験において、ＧａＮ層が（０００１）面には全く結晶成長されず、側面にのみ優先的に結晶成長されることを見出している。通常のＮＨ3による結晶成長では側面の成長速度は遅く、このような現象は起こらない。おそらく、ＮＥｔ３やＤＭＨｙのような有機窒素源を用いると、このように側面への結晶成長が促進されるものと思われる。さらに、ＮＨ3の流量を減らしつつＮＥｔ３の流量を増やしていくと、表面の荒れがかなり改善されるものの、小さい窪みが増えていくのがわかる。これはＮＨ3が少なすぎるために、ＮＨ3を攻撃できなかったＮＥｔ３が熱分解した結果、余剰の炭素などが表面に付着した結果であると考えられる。
以上の図５に示したＧａＮ層についての実験結果を模式的にまとめたものが図６である。図６に示されるように、ＮＨ3の流量を大きくした条件では、ＮＥｔ３を添加してもＮＨ3のみによる熱分解が支配的であるため、ＮＥｔ３を併用する効果はほとんど現れない。一方、ＮＨ3の流量を減らしていくと表面が荒れ始める。このとき、ＮＥｔ３の流量を加えていくと、分解が促進されて平坦な表面が得られる。さらにＮＥｔ３の流量を増やしていくと、余剰なＮＥｔ３による分解生成物が表面に付着するため、また荒れ始める。一方、さらにＮＨ3の流量を減らしていくと、ＮＨ3の量が絶対的に不足してしまうため、ＮＥｔ３を加えても窒素抜けやエッチングが発生する。
次に、（１−１０１）面へのインジウムの取り込みが促進されていることを証明するため、下記のような実験を行なった。
まず、図７Ａのようなプロセスを経て、表面に鋸歯状の構造を持つテンプレート基板を作製する。すなわち、サファイア基板２０１の（０００１）面上にＧａＮ層２０２を結晶成長させた基板を用意する（図７Ａ（ａ））。そして、基板の上にＳｉＯ2膜２０３を形成し、さらにＳｉＯ2膜２０３をパターニングしてストライプ窓を形成する（図７Ａ（ｂ））。このストライプ窓の方向は＜１１−２０＞方向と一致している。その後、ＧａＮ層２０４をＮＨ3のみによって結晶成長させる（図７Ａ（ｃ））。このとき、側面への成長速度は乏しいため、（１−１０１）面にて構成される側面が自動的に形成される。（０００１）面は消失し、表面は全て（１−１０１）面によって構成されている。続いて、ＧａＮ層２０４の上にＧａＮ層２０５を再成長させた後、ＮＨ3にＮＥｔ３を併用してＩｎＧａＮ層２０６を結晶成長させてテンプレート基板とする。なお、同時に、ＮＥｔ３を併用せずにＮＨ3のみでＩｎＧａＮ層２０６を結晶成長させた比較用のテンプレート基板も作製する。
図７Ｂ及び図７Ｃは、図７Ａに示したプロセスを経て作製したテンプレート基板の上面からの光学顕微鏡像を示す図である。具体的には、図７Ｂ及び図７Ｃは、それぞれＮＥｔ３を併用してＩｎＧａＮ層を結晶成長させたテンプレート基板と、ＮＨ3のみでＩｎＧａＮ層を結晶成長させた比較用のテンプレート基板の上面からの光学顕微鏡像である。
図７Ｂ及び図７Ｃを見て明らかなように、ＮＥｔ３を併用してＩｎＧａＮ層を結晶成長させた場合、インジウムが全てＩｎＧａＮ層中に取り込まれており、表面に金属光沢を有するインジウムドロップレットは析出していない。一方、ＮＨ3のみでＩｎＧａＮ層を結晶成長させた場合では、ＩｎＧａＮ層中に取り込まれなかったインジウムがドロップレットとして表面に多量析出している。従って、ＮＥｔ３を併用したＩｎＧａＮ層の結晶成長では、通常はインジウムの取り込み効率の悪い（１−１０１）面であっても効率よくＩｎＧａＮ層を結晶成長させることが可能であることがわかる。
このようにＮＥｔ３のような有機窒素源を用いる場合、特に（１−１０１）面へのＩｎＧａＮ層の結晶成長が促進される結果、平坦性の向上やＮＨ3の流量の低減が可能となる。従って、ＩｎＧａＮ層の結晶成長においては前述のように、通常のＮＨ3のみによる結晶成長とは正反対の傾向が起こるものと考えられる。この劇的な違いについて明確な答えはないが、各面における原子吸着の差が原因であると考えられる。図８Ａ〜図８Ｄに３族窒化物半導体の（０００１）面及び（１−１０１）面の原子配列を模式的に示す。図８Ａが（０００１）面を主面とする３族窒化物半導体の上面における原子配列を示す図であり、図８Ｂが同３族窒化物半導体の断面における原子配列を示す図である。同様に、図８Ｃが（１−１０１）面を主面とする３族窒化物半導体の上面における原子配列を示す図であり、図８Ｄが同３族窒化物半導体の断面における原子配列を示す図である。
（０００１）面では「１」と記されている３族原子が最表面であり（図８Ｂ）、この直上に窒素原子が吸着することによって上層の結晶成長が起こる。一方、（１−１０１）面は（０００１）面に比べて複雑な構造となっている。すなわち、（１−１０１）面では窒素原子が最表面原子となっており（図８Ｄ）、窒素原子について図中で「１」及び「２」と記されている２種類の配置が存在する。ここに結晶成長が起こる場合、まず３族原子が吸着されなければならない。１の窒素原子の上には３族原子が１本のボンドによって結合する。すなわち、（０００−１）面のＮ極性面のような構造を取る。一方、２と記された窒素原子上に３族原子が吸着される場合、隣接する２の窒素原子との間でブリッジ型に結合する。これは立方晶のＧａＮにおける（００１）面のような原子配列となる。そのため、（１−１０１）面の上層の表面は（０００−１）面と立方晶の（００１）面の双方の特徴を持っていると見なせる。また、（１−１０１）面に３族原子が吸着する場合、上記のような原子配置以外に、結晶成長を阻害するような吸着が発生する。すなわち、「１」及び「２」の２つの窒素原子と結合するような場合で、「３」と記された３族原子の直上に吸着される場合である。この場合、表面が終端されてしまうため、次の原子吸着が進まない。特にインジウムにおいてこの影響は顕著で、これが（１−１０１）面においてインジウム取り込み効率が低い要因となっている。一方、ＮＥｔ３を併用したＩｎＧａＮ層の結晶成長の実験結果からは、斜面のインジウム取り込み効率が逆に向上していた。これは、上記のような（１−１０１）面におけるインジウムの望まれざる吸着構造が何らかの理由によって抑制されるためと考えられる。ＤＭＨｙを用いた側壁選択成長についても共通する機構が存在すると考えられ、これらの鍵を握るのは炭素の表面吸着か、もしくは表面における炭素のサーファクタント効果であると考えられる。
次に、ＮＥｔ３を併用してＩｎＧａＮ層を結晶成長させると（１−１０１）面におけるインジウムの取り込み効率が上がることを確認するために、化学平衡定数の変化を調べた。図９は、３族元素＋ＮＨ3＝３族窒化物＋（３／２）Ｈ2で示されるＮＥｔ３を併用しない成長モードにおける化学平衡定数の変化を破線で示し、３族元素＋ＮＨ3＋ＮＥｔ３＝３族窒化物＋３Ｃ2Ｈ6＋（１／２）Ｎ2で示されるＮＥｔ３を併用した成長モードにおける化学平衡定数の変化を実線で示した図である。図９では横軸を温度Ｔとし、縦軸を自由エネルギーの変化ΔＧ及び気体定数Ｒを用いて下記の式１で表される化学平衡定数Ｋとしている。
ΔＧ＋ＲＴ（ｌｎＫ）＝０・・・式（１）
図９から明らかなように、ＡｌＮ、ＧａＮ及びＩｎＮのいずれの生成においてもＮＥｔ３を用いることで化学平衡定数が大きくなる。特にＩｎＮでは、ＮＥｔ３併用による成長促進効果は著しく、非併用時におけるＡｌＮ成長の場合に匹敵する。
このような高い反応性は、ＮＥｔ３の高い自由エネルギーによって説明することができる。すなわち、ＮＥｔ３などの有機窒素原料を併用して窒化物半導体を結晶成長させると、自由エネルギーが高いＮＥｔ３が熱分解を起こし、まずはエチル基が遊離する。このエチル基は単独では不安定であるため、ＮＨ3の水素を攻撃する。その結果、ＮＨ3の水素はエタン（Ｃ2Ｈ6）として安定化される。一方、水素原子が一つ脱離した後のＮＨ2も不安定であるため、さらにエチル基に攻撃され、次第に水素を失っていく。そして最後は、窒化物成長に寄与できる窒素源となった結果、３族元素と化学結合することで窒化物半導体となる。
ここで前述のとおり、ＮＥｔ３から遊離したエチル基は不安定であるため、ＮＨ3の水素原子と同じく、窒化物半導体の表面に吸着した水素も攻撃する。そして窒化物半導体に含まれる水素濃度は低減する。一方、ＮＥｔ３は炭素を多く含むため、ＮＥｔ３の熱分解過程において一部の炭素が遊離する可能性がある。これは窒化物半導体中に混入し、炭素濃度を上昇させる。従って、ＮＥｔ３を併用して窒化物半導体を結晶成長させた場合と、ＮＥｔ３を併用しないで窒化物半導体を結晶成長させた場合とで窒化物半導体における炭素濃度及び水素濃度が異なる。これを確認するために、窒化物半導体における各種元素濃度を調べた。図１０Ａは、ＮＥｔ３を併用して結晶成長させた窒化物半導体におけるガリウム濃度、窒素濃度、マグネシウム濃度、金濃度、炭素濃度及び水素濃度の深さ方向への分布を示す図である。図１０Ｂは、ＮＥｔ３を併用せずに結晶成長させた窒化物半導体におけるガリウム濃度、窒素濃度、マグネシウム濃度、金濃度、炭素濃度及び水素濃度の深さ方向への分布を示す図である。図１０Ａ及び図１０Ｂでは横軸を窒化物半導体の表面からの深さとし、縦軸を各種元素濃度としている。なお、測定サンプルとしては、サファイア基板上に厚さ１μｍのアンドープＧａＮ層が結晶成長により形成され、さらにアンドープＧａＮ層上に厚さ約０．８μｍのｐ型ＧａＮ層が結晶成長により形成されたものが用いられた。
図１０Ａ及び図１０Ｂから明らかなように、ＮＥｔ３を併用して結晶成長させた窒化物半導体層はＮＥｔ３を併用せずに結晶成長させた窒化物半導体に比べて炭素濃度が高く、かつ水素濃度が低い。
以上のように、ＮＥｔ３を併用したＩｎＧａＮ層の結晶成長において、（０００１）面以外の面方位において高いインジウム取り込み効率を示すことが実験及び理論的考察から明らかとなった。以降では我々が見出したこの現象を用いた、新しい窒化物半導体デバイスを実施例として述べる。
なお、上記実施の形態において、本発明の第１の窒化物半導体としてのＧａＮ層は、（０００１）面の他に（０００１）面以外の面として（１−１０１）面を有するとしたが、（０００１）面以外の面として（１１−２２）面、（１−１０２）面及び（１１−２４）面を有してもよい。
ＧａＮ層に（１１−２２）面を露出させる場合、以下の方法によりＧａＮ層の形成が行われる。すなわち、主面が（０００１）面の基板に、ドライエッチングなどで（０００１）面に対して垂直面である（１１−２０）面を側壁として出させる。ＧａＮ層に（１−１０１）面を露出させる場合、主面が（０００１）面の基板にドライエッチングなどで、（０００１）面に対して垂直面である（１−１００）面を側壁として出させるため、ここは（１−１０１）面を露出させる場合と異なる。次に、（１１−２２）面の成長速度が遅い結晶成長条件を用いてＧａＮ層を結晶成長させて、ＧａＮ層に（１１−２２）面を自動的に露出させる。このＧａＮ層の結晶成長では、５族元素の供給を減らし、キャリアガスを全て水素にすることで、不安定である斜め面のエッチングを促進させ、斜め面が出やすくする。また、成長温度を少し低めし、表面での３族元素のマイグレーションを抑える。さらに、成長圧力を下げ、斜め面からの脱離を促進する。具体的な成長条件として、成長温度が１０００℃とされ、成長圧力が２００Ｔｏｒｒとされ、ＮＨ3／ＴＭＧ比が約１０００とされる。この結晶成長条件は、ＧａＮ層に（１−１０１）面を露出させる場合と同じである。
ＧａＮ層に（１−１０２）面及び（１１−２４）面を露出させる場合、成長条件として、成長温度が１０５０℃とされ、成長圧力が２００Ｔｏｒｒとされ、ＮＨ3／ＴＭＧ比が約４０００とされ、キャリアガスは９０％が水素で残りは窒素とされる。
ＧａＮ層に（０００１）面を露出させる場合、ＧａＮ層の結晶成長では、５族元素の供給を増やし、キャリアガスを一部窒素にすることで、斜め面のエッチングを抑えて、表面が平坦になるようにする。また、キャリアガスを全て窒素にすると表面からの脱離が少なくなりすぎ、表面が荒れやすくなってしまうため、水素をある程度加える。また、成長温度を少し高めし、横方向にマイグレーションが促進されるようにする。温度を上げると表面からの窒素脱離が多くなるが、それを補うためにもＮＨ3流量も同時に上げる。具体的な成長条件として、成長温度が１１００℃とされ、成長圧力が２００Ｔｏｒｒとされ、ＮＨ3／ＴＭＧ比が約８０００とされ、キャリアガスは水素が８０％程度とされる。
また、上記実施の形態において、本発明の第２の窒化物半導体としてのＩｎＧａＮ層は導電性を有し、窒化物半導体デバイスはさらにＩｎＧａＮ層の上方に接する形で設けられた電極を備えてもよい。この場合、ＩｎＧａＮ層は電極とのコンタクト層として機能する。ＩｎＧａＮ層は（０００１）面以外の面においてインジウムが高く、禁制帯幅が狭いため、ＩｎＧａＮ層では同じ不純物濃度であっても（０００１）面以外の面において不純物の活性化エネルギーは低下し、高いキャリア濃度となる。その結果、低消費電力な窒化物半導体デバイスが実現される。
また、上記実施の形態において、ＩｎＧａＮ層を結晶成長させる際に用いる、窒素及びインジウムを含むガスとしてＴＭＩ及びＮＨ3の混合ガスを例示したが、これに限られない。
（第１の実施例）
図１１Ａは本実施例に係る窒化物半導体発光ダイオード（発光デバイス）の構造を示す断面図である。
この窒化物半導体発光ダイオードは、ＡｌＮ層８０３、ｎ型ＧａＮ層８０４、アンドープＡｌＧａＮ層８０５、アンドープＧａＮ層８０６、ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ活性層（発光層）８０７、アンドープＧａＮ層８０８、アンドープＡｌＧａＮ層８０９、ｐ型ＧａＮ層８１０、ｐ側電極８１１及びｎ側電極８１２を備える。
ＡｌＮ層８０３には貫通孔が設けられており、その中にはｎ側電極８１２が埋め込まれている。ＡｌＮ層８０３の貫通孔と連なるようにＧａＮ層８０４には穴が設けられており、その中には同様にｎ側電極８１２が埋め込まれている。
ＧａＮ層８０４は、ＡｌＮ層８０３の下面上に下に凸状に設けられている。つまり、ＧａＮ層８０４は例えば６μｍの高さを持つ凸部として形成されており、ＧａＮ層８０４の下面には（０００１）面が、側面としての斜面には（１−１０１）面が結晶成長により自動的に露出している。ＧａＮ層８０４は例えばＳｉドーパントを用いてｐ型化されており、例えば１×１０19ｃｍ-3のＳｉ濃度を有する。
ＡｌＧａＮ層８０５は、本発明の第３の窒化物半導体の一例であり、ＧａＮ層８０６を挟んで活性層８０７と反対側に設けられている。ＡｌＧａＮ層８０５において、ＧａＮ層８０４の（０００１）面と接する部分の＜０００１＞方向の厚さと（１−１０１）面と接する部分の＜１−１０１＞方向の厚さとは異なり、（０００１）面と接する部分において厚く（１−１０１）面と接する部分において薄い。例えば、ＡｌＧａＮ層８０５の厚さは（０００１）面と接する部分において約１０ｎｍと厚くなり、（１−１０１）面と接する部分において約２ｎｍと薄くなっている。
ＧａＮ層８０６は、本発明の第１の窒化物半導体の一例であり、ＡｌＧａＮ層８０５表面を覆うようにＡｌＧａＮ層８０５上に設けられている。ＧａＮ層８０６の下面は（０００１）面となっており、側面としての斜面は（１−１０１）面となっている。
活性層８０７は、本発明の第２の窒化物半導体の一例であり、ＧａＮ層８０６表面を覆うようにＧａＮ層８０６上に設けられている。活性層８０７において、ＧａＮ層８０６の（０００１）面と接する部分の＜０００１＞方向の厚さと（１−１０１）面と接する部分の＜１−１０１＞方向の厚さは異なる。つまり、活性層８０７において、（１−１０１）面と接する部分の厚さは、（０００１）面と接する部分の厚さに比べて厚い。
活性層８０７は、例えば１０ペアの活性層であり、その層厚は、発光波長が４７０ｎｍの純青色になるように設計されている。活性層８０７において、ＧａＮ層８０６の（１−１０１）面と接する部分のインジウムの組成比は、ＧａＮ層８０６の（０００１）面と接する部分のインジウムの組成比に比べて高い。
ＧａＮ層８０８は、本発明の第４の窒化物半導体の一例であり、ＡｌＧａＮ層８０９及び活性層８０７の間に両者に接する形で設けられている。ＧａＮ層８０８は、下面に（０００１）面を有し、凸部の側面としての斜面に（０００１）面以外の面を有する。
ＡｌＧａＮ層８０９は、本発明の第３の窒化物半導体の一例であり、活性層８０７を挟んでＧａＮ層８０６と反対側に設けられている。ＡｌＧａＮ層８０９において、ＧａＮ層８０８の（０００１）面と接する部分の＜０００１＞方向の厚さと（１−１０１）面と接する部分の＜１−１０１＞方向の厚さは異なり、（０００１）面と接する部分において厚く（１−１０１）面と接する部分において薄い。例えば、ＡｌＧａＮ層８０９の厚さは（０００１）面と接する部分において約１０ｎｍと厚くなり、（１−１０１）面と接する部分において約２ｎｍと薄くなっている。
ＧａＮ層８１０は、ＡｌＧａＮ層８０９表面を覆うようにＡｌＧａＮ層８０９上に設けられている。ＧａＮ層８１０は、＜０００１＞方向に対して例えば２００ｎｍの膜厚を有する。ＧａＮ層８１０のｐ型化のドーパントとしては例えばビスシクロペンタジエニルマグネシウムが用いられている。
ｐ側電極８１１は電極金属として例えばＮｉ／Ｐｔ／Ａｕが用いられた電極であり、ＧａＮ層８１０表面を覆うようにＧａＮ層８１０上に設けられている。ｎ側電極８１２は、電極金属として例えばＴｉ／Ａｕが用いられた電極である。
次に、上記構造を有する窒化物半導体発光ダイオードの製造方法について述べる。図１１Ｂは、同窒化物半導体発光ダイオードの製造方法を説明するための断面図である。
まず、図１１Ｂ（ａ）に示すように、シリコン基板８０１の（１１１）面上に、厚さ２００ｎｍのＳｉＯ2膜８０２を堆積し、図２（ａ）にて説明したようなプロセスを経て、ＳｉＯ2膜８０２をパターニングしてストライプ窓を形成する。ストライプ窓の幅は４μｍである。ここでストライプ窓は紙面に垂直方向に形成されており、＜１１−２０＞方向と平行である。
次に、シリコン基板８０１をＭＯＣＶＤ炉に入れ、図１１Ｂ（ｂ）に示すように、シリコン基板８０１に対して結晶成長を行なう。このとき、Ｎ原料（窒素源）としてはＮＨ3のみを用いる。すなわち、１１００℃にて厚さ１５０ｎｍのＡｌＮ層８０３を結晶成長させた後、ＧａＮ層８０４を結晶成長させる。ＧａＮ層８０４の結晶成長ではシランガスをＳｉドーパントとして用いており、ＧａＮ層８０４において１×１０19ｃｍ-3のＳｉ濃度となるようにシランガスの流量が制御されている。
次に、図１１Ｂ（ｂ）に示すように、Ａｌ組成が例えば２５％のＡｌＧａＮ層８０５を結晶成長させる。
次に、図１１Ｂ（ｃ）に示すように、活性層８０７まわりの結晶成長を行う。つまり、厚さ２０ｎｍのＧａＮ層８０６を結晶成長させた後、活性層８０７を結晶成長させ、さらに厚さ２０ｎｍのＧａＮ層８０８を結晶成長させる。このとき、窒素原料としてはＮＨ3と共にＮＥｔ３を併用する。ＮＥｔ３の流量はＮＨ3に比べて０．５〜２％となるように流量制御しておく。その後、ＮＥｔ３の供給を止め、ＮＨ3のみによる成長モードに切り替える。そして、図１１Ｂ（ｃ）に示すように、ｐ側の半導体層構造を結晶成長により形成していく。つまり、組成２５％のＡｌＧａＮ層８０９を結晶成長させた後、ＧａＮ層８１０を結晶成長させる。
次に、ＧａＮ層８１０の結晶成長が終わった後、降温後にシリコン基板８０１をＭＯＣＶＤ炉から取り出し、図８（ｅ）で示す電極形成工程に移る。すなわち、まず、シリコン基板８０１の結晶成長が行われた面の側から全面にｐ側電極８１１を蒸着する。そしてシリコン基板８０１に対してＣｌＦ3ガスによって気相エッチングを行い、シリコン基板８０１を完全に除去する。このとき、ＳｉＯ2膜８０２も一緒に除去される。続いて、光露光法及び塩素系ドライエッチング技術を用いて、ＡｌＮ層８０３及びＧａＮ層８０４の一部に穴を形成した後、そこにｎ側電極８１２を形成する。
ここで、窒化物半導体発光ダイオードの製造方法は、ＡｌＮ層８０３、ＧａＮ層８０４、ＡｌＧａＮ層８０５、ＡｌＧａＮ層８０９およびＧａＮ層８１０のようにＮＥｔ３を添加しないガスを用いて窒化物半導体を結晶成長させる工程と、ＧａＮ層８０６、活性層８０７およびＧａＮ層８０８のようにＮＥｔ３を添加したガスを用いて窒化物半導体を結晶成長させる工程とを含む。そして、ＮＥｔ３を添加したガスを用いて結晶成長した窒化物半導体は、ＮＥｔ３を添加しないガスを用いて結晶成長した窒化物半導体に比べ、炭素濃度が高いか、水素濃度が低くなる。
以上のように本実施例の窒化物半導体発光ダイオードによれば、高いインジウム組成にて構成され、青色に発光することができる活性層８０７が斜面である（１−１０１）面に形成されている。この（１−１０１）面に形成された活性層８０７は、（０００１）面に形成された活性層８０７に比べて分極が弱いため、活性層８０７において電子と正孔の再結合が効率よく進む。その結果、発光効率を向上させることができる。
また、前述のＣＬ測定結果でも明らかなように、（１−１０１）面に形成された活性層８０７は、通常のＮＨ3のみによる結晶成長では固溶できないような高いインジウム組成を持つ。そのため、本実施例の窒化物半導体発光ダイオードによれば、高温にて長波長発光可能な活性層８０７を簡単に形成することができる。
また、本実施例の窒化物半導体発光ダイオードによれば、ＡｌＧａＮ層８０５及び８０９は、（０００１）面に形成された部分において厚くなっており、これを越えての電流注入は困難となっている。すなわち、ＡｌＧａＮ層８０５及び８０９は電流ブロック層として機能し、（１−１０１）面上の活性層８０７に効率よく電流が流れる。そのため、さらに発光効率を向上させることができる。
また、本実施例の窒化物半導体発光ダイオードによれば、ｐ側電極８１１にてｐ側の半導体層構造を全て覆い、シリコン基板８０１側から発光を取り出す構造としている。また、同発光ダイオードの断面形状は平坦膜ではなく、メサ形状となっている。従って、光取り出し効率の高い発光ダイオードを実現することができる。
また、本実施例の窒化物半導体発光ダイオードによれば、活性層８０７の端はＡｌＮ層８０３によって終端されているため、外気の酸素などによる影響をなくすことができる。経時変化を抑える発光ダイオードを実現することができる。
本実施例において、発光層は、ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ活性層のように、井戸層および障壁層が共にＩｎＧａＮから構成されるとしたが、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ活性層や、ＩｎＧａＮ／ＩｎＡｌＧａＮ活性層などのように、井戸層および障壁層に別の材料を用いて構成されてもよい。すなわち、発光層内にＩｎを含む層を有していれば良い。
（第２の実施例）
図１２Ａは本実施例に係る窒化物半導体レーザ素子（発光デバイス）の構造を示す断面図である。
この窒化物半導体レーザ素子は、ＧａＮ自立基板９０１、ｎ型ＧａＮ層９０２、ｎ型ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３、アンドープＧａＮ層９０４、ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層（発光層）９０５、アンドープＧａＮ層９０６、オーパーフロー抑制（ＯＦＳ）層９０７、ｐ型ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８、ｐ型ＧａＮ層９０９、ＳｉＯ2膜９１０、ｐ側電極９１１及びｎ側電極９１２を備える。
ＧａＮ自立基板９０１は、キャリア濃度が１０19ｃｍ-3のｎ型導電性の基板であり、該基板の（０００１）面上には例えば１．８μｍの段差部が設けられている。なお、図１２Ａでは、紙面が（１−１００）面となるようにＧａＮ自立基板９０１が描かれている。
ＧａＮ層９０２は、ＧａＮ自立基板９０１の段差部の側面を覆って形成され、ＧａＮ自立基板９０１の形状を反映して段差部を有する。ＧａＮ層９０２の上面には（０００１）面が、段差部の側面としての斜面には（１１−２２）面が結晶成長により自動的に露出している。
ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３は、本発明の第３の窒化物半導体の一例であり、ＧａＮ層９０４を挟んでＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５と反対側に設けられている。ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３は、ＧａＮ層９０２の段差部の側面を覆って形成され、ＧａＮ層９０２の形状を反映して段差部を有する。ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３は、それぞれがアルミニウムを含む複数の層が周期的に並んでなる周期構造体であり、ＧａＮ層９０２の（０００１）面と接する部分の周期は（１１−２２）面と接する部分の周期に比べて長い。つまり、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３を構成する各ＡｌＧａＮにおいて、（０００１）面と接する部分の＜０００１＞方向の厚さは、（１１−２２）面と接する部分の＜１１−２２＞方向の厚さに比べて厚い。例えば、ＡｌＧａＮの厚さは（０００１）面と接する部分において約５ｎｍと厚くなり、（１１−２２）面と接する部分において約１ｎｍと薄くなっている。一方、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３を構成するＧａＮにおいて、（１１−２２）面と接する部分の＜１１−２２＞方向の厚さは（０００１）面と接する部分の＜０００１＞方向の厚さは等しく、例えば約２０ｎｍである。ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３のアルミニウム組成は例えば１０％であり、ＧａＮのみがｎ型導電性（Ｓｉ濃度１０19ｃｍ-3）とされている。
ＧａＮ層９０４は、本発明の第１の窒化物半導体の一例であり、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３の段差部の側面を覆って形成され、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３の形状を反映して段差部を有する。ＧａＮ層９０４の上面は（０００１）面となっており、段差部の側面としての斜面は（１１−２２）面となっている。ＧａＮ層９０４は、例えば２０ｎｍの膜厚を有する。
ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５は、本発明の第２の窒化物半導体の一例であり、ＧａＮ層９０４の段差部の側面を覆って形成され、ＧａＮ層９０４の形状を反映して段差部を有する。ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５は、ＧａＮ層９０４の（０００１）面と接する部分と（１１−２２）面と接する部分において異なる厚さを有する。つまり、ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５において、（１１−２２）面と接する部分の＜１１−２２＞方向の厚さは（０００１）面と接する部分の＜０００１＞方向の厚さに比べて厚い。ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５は、例えば３ペアの活性層である。
ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５において、ＧａＮ層８０６の（１１−２２）面と接する部分のインジウムの組成比は、ＧａＮ層９０４の（０００１）面と接する部分のインジウムの組成比に比べて高い。
ＧａＮ層９０６は、ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５及びＯＦＳ層９０７の間に両者に接する形で設けられている。ＧａＮ層９０６の上面は（０００１）面となっており、段差部の側面としての斜面は（１１−２２）面となっている。ＧａＮ層９０６は、例えば２０ｎｍの膜厚を有する。
ＯＦＳ層９０７は、本発明の第３の窒化物半導体の一例であり、ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５を挟んでＧａＮ層９０４と反対側に設けられている。ＯＦＳ層９０７は、アルミニウム組成が例えば２０％のアンドープＡｌＧａＮから構成される。ＯＦＳ層９０７は、ＧａＮ層９０６の（０００１）面と接する部分と（１１−２２）面と接する部分において異なる厚さを有する。つまり、ＯＦＳ層９０７において、（１１−２２）面と接する部分の＜１１−２２＞方向の厚さは（０００１）面と接する部分の＜０００１＞方向の厚さに比べて薄い。例えば、ＯＦＳ層９０７の厚さは（０００１）面と接する部分において約２５ｎｍと厚くなり、（１１−２２）面と接する部分において約５ｎｍと薄くなっている。
ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８は、本発明の第３の窒化物半導体の一例であり、ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５を挟んでＧａＮ層９０４と反対側に設けられている。
ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８は、それぞれがアルミニウムを含む複数の層が周期的に並んでなる周期構造体であり、ＧａＮ層９０６の（０００１）面の上方に位置する部分（＜０００１＞方向に結晶成長した部分）と（１１−２２）面の上方に位置する部分（＜１１−２１＞方向に結晶成長した部分）において異なる周期を有する。つまり、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８を構成するＡｌＧａＮにおいて、（０００１）面の上方に位置する部分の周期は（１１−２２）面の上方に位置する部分の周期に比べて長い。従って、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８は、（０００１）面の上方に位置する部分と（１１−２２）面の上方に位置する部分において異なる厚さを有する。つまり、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８を構成するＡｌＧａＮにおいて、（１１−２２）面の上方に位置する部分の＜１１−２２＞方向の厚さは（０００１）面の上方に位置する部分の＜０００１＞方向の厚さに比べて薄い。例えば、ＡｌＧａＮの厚さは（０００１）面の上方に位置する部分において約１０ｎｍと厚くなり、（１１−２２）面の上方に位置する部分において約２ｎｍと薄くなっている。一方、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８を構成するＧａＮにおいて、（１１−２２）面の上方に位置する部分の＜１１−２２＞方向の厚さは、ＧａＮ層９０４の（０００１）面の上方に位置する部分の＜０００１＞方向の厚さは等しく、例えば約２０ｎｍである。
ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８のアルミニウム組成は例えば１０％である。
ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８を構成するＧａＮは、不純物として炭素を含み、ｐ型導電性とされている。そして、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８のＧａＮにおける炭素濃度は、（０００１）面上に位置する部分で（１１−２２）面上に位置する部分に比べて高くなっており、（１１−２２）面の上方に位置する部分において１×１０18ｃｍ-3以上とされている。このように、炭素濃度を設定することにより、（１１−２２）面の上方に位置するＧａＮをｐ型層として有効に機能させることができる。
ＧａＮ層９０９は、ＧａＮ層９０６の段差部の側面を覆って形成され、ＧａＮ層９０６の形状を反映して段差部を有する。
ｐ側電極９１１は電極金属として例えばＮｉ／Ｐｔ／Ａｕが用いられた電極であり、ＳｉＯ2膜９１０の開口に埋め込まれてＧａＮ層９０９に接する形で設けられている。ｎ側電極９１２は、電極金属として例えばＴｉ／Ａｕが用いられた電極であり、ＧａＮ自立基板９０１上に設けられている。
次に、上記構造を有する窒化物半導体レーザ素子の製造方法について述べる。図１２Ｂは、同窒化物半導体レーザ素子の製造方法を説明するための断面図である。
まず、図１２Ｂ（ａ）に示すように、塩素系ドライエッチングによってＧａＮ自立基板９０１に段差を形成する。
次に、図１２Ｂ（ｂ）に示すように、ＧａＮ自立基板９０１をＭＯＣＶＤ炉に搬入し、ＮＨ3のみによる結晶成長をＧａＮ自立基板９０１の（０００１）面上に対して行なう。すなわちまず、ＧａＮ層９０２を結晶成長させた後、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３を結晶成長させる。この結晶成長では、通常の成長条件に比べ、ＮＨ3流量を増加させつつ、キャリアガスの窒素ガス混合比を増大させている。
次に、ＮＥｔ３をＭＯＣＶＤ炉に流し、ＮＥｔ３成長モードにする。ここでＮＥｔ３の流量はＮＨ3流量の２％となるように設定している。そして、図１２Ｂ（ｃ）に示すように、ＧａＮ層９０４を成長させた後、ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５を結晶成長させ、さらにＧａＮ層９０６を結晶成長させる。
次に、ＭＯＣＶＤ炉へのＮＥｔ３の導入を停止し、再びＮＨ3のみによる成長モードに移行する。そして、図１２Ｂ（ｄ）に示すように、ＯＦＳ層９０７を結晶成長させた後、ｐ型ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８を結晶成長させる。ここで、ｐ型のドーパントは炭素であり、炭素源として四臭化炭素を用いている。炭素はＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８のＡｌＧａＮ及びＧａＮの双方とも添加されており、炭素濃度は双方とも１０18ｃｍ-3である。引き続き、炭素ドープしたｐ型ＧａＮ層９０９を結晶成長させる。ここでも四臭化炭素をドーパントに用いており、炭素濃度は１０19ｃｍ-3である。
ここで、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８及びＧａＮ層９０９におけるドーパントとしての炭素の挙動であるが、（０００１）面では窒素サイトと共にガリウムサイトにも入りやすい。しかし、（１−１０１）面や（１１−２２）面などでは図８Ａ〜図８Ｄに示したように原子配列が（０００１）面とは異なり、最表面が窒素原子となるため、炭素は窒素サイトへ優先的に添加される。すなわち、電子が１つ不足するために炭素はアクセプタとして有効に機能する。一方、（０００１）面の炭素ドープされたＡｌＧａＮ及びＧａＮはサイト制御性が乏しいため、高絶縁性を示す。そのため、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８及びＧａＮ層９０９において、それぞれ、高いｐ型導電率となった領域９０８ａ及び９０９ａが１回の結晶成長において作り込まれる。
次に、結晶成長が終了した後、ＧａＮ自立基板９０１をＭＯＣＶＤ炉から取り出し、図１２Ｂ（ｅ）で示す電極形成工程に移る。すなわち、まず、ウェハ表面にＳｉＯ2膜９１０を成膜した後、光露光法及び弗化水素酸によってＧａＮ層９０６の斜面としての（１１−２２）面上においてＳｉＯ2膜９１０を開口し、ＳｉＯ2膜９１０に対して窓開けを行う。次に、ＳｉＯ2膜９１０の窓開けした部分にｐ側電極９１１を蒸着する。また、ＧａＮ自立基板９０１の裏面にはｎ側電極９１２を蒸着する。最後に図１２Ｂの紙面に平行な方向である＜１−１００＞方向に沿ってＧａＮ自立基板９０１を劈開することにより、レーザ共振器の反射面を形成する。
ここで、窒化物半導体レーザ素子の製造方法は、ＧａＮ層９０２、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３、ＯＦＳ層９０７、ｐ型ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８およびＧａＮ層９０９のようにＮＥｔ３を添加しないガスを用いて窒化物半導体を結晶成長させる工程と、ＧａＮ層９０４、ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５およびＧａＮ層９０６のようにＮＥｔ３を添加したガスを用いて窒化物半導体を結晶成長させる工程とを含む。そして、ＮＥｔ３を添加したガスを用いて結晶成長した窒化物半導体は、ＮＥｔ３を添加しないガスを用いて結晶成長した窒化物半導体に比べ、炭素濃度が高いか、水素濃度が低くなる。
以上のように本実施例の窒化物半導体レーザ素子によれば、（１１−２２）面にＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５が形成されるため、ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５における分極が小さくなる。その結果、発光効率を向上させることができる。
また、本実施例の窒化物半導体レーザ素子によれば、ＮＥｔ３を併用したＩｎＧａＮの面方位選択成長により、（１１−２２）面上のＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５のインジウムの組成比は高くなる。その結果、長波長発光可能なレーザ素子を実現することができる。
また、本実施例の窒化物半導体レーザ素子によれば、（１１−２２）面上のＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５は長波長で発光する。その結果、屈折率が大きく、光閉じ込めを効率よく行うことが可能なレーザ素子を実現することができる。
また、本実施例の窒化物半導体レーザ素子によれば、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３及び９０８において、（１１−２２）面におけるアルミニウムの空間平均的な組成比率は（０００１）面における値よりも小さくなるように成長されている。従って、（１１−２２）面におけるＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３及び９０８の屈折率は（０００１）面のそれに比べて高くなる。その結果、（１１−２２）面上のＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５の光を効率よく閉じ込めることが可能である。
また、本実施例の窒化物半導体レーザ素子によれば、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３及び９０８は（０００１）面において、周期が長く、従って厚さも厚いため、縦方向への電子／正孔の導電性は悪くなっている。一方、超格子構造のために横方向の導電性は高く、（１１−２２）面上のＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５へ電子／正孔を効率よく導くことが可能である。そして、ＯＦＳ層９０７は（０００１）面で非常に厚いため、電流ブロック層として機能しつつ、（１１−２２）面上のＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５にてあふれた電子を再びＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５に戻す役割を果たす。また、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８及びＧａＮ層９０９において、置換サイト制御された領域９０８ａ及び９０９ａは高いｐ型導電性を示す一方、（０００１）面上の部分では絶縁性が高いため、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０８及びＧａＮ層９０９は電流狭窄構造を形成する。よって、これらの機構により、（１１−２２）面のＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５へ電子及び正孔が効率よく流れ込むようになるため、注入電流を効率よく光に変換することが可能である。
また、本実施例の窒化物半導体レーザで素子によれば、ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層９０５の実効的な幅はＧａＮ自立基板９０１の段差のエッチング高さによってほぼ決定される。そのため、リッジ型導波路のように結晶成長後のエッチングが必要とされない。エッチング高さの誤差が光出射角に与える影響は、リッジ型導波路のエッチング深さに対するものよりもマージンが大きいため、歩留まりを良くすることができる。
本実施例において、発光層は、ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ活性層のように、井戸層および障壁層が共にＩｎＧａＮから構成されるとしたが、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ活性層や、ＩｎＧａＮ／ＩｎＡｌＧａＮ活性層などのように、井戸層および障壁層に別の材料を用いて構成されてもよい。すなわち、発光層内にＩｎを含む層を有していれば良い。
本実施例において、窒化物半導体レーザで素子は、ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子構造体を超格子層（ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層９０３および９０８）として含むとしたが、ＡｌＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子構造体を超格子層として含んでも良い。このとき、一方のＡｌ組成を１０％とし、もう一方のＡｌ組成を１％未満とすることが好ましい。このようにアルミニウム組成を設定することにより、（１１−２２）面に対する転位及び歪を大幅に低減することができるため、高効率かつ高輝度な窒化物半導体レーザ素子を実現することができる。
以上、本発明の窒化物半導体デバイスについて、実施の形態に基づいて説明したが、本発明は、この実施の形態に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱しない範囲内で当業者が思いつく各種変形を施したものも本発明の範囲内に含まれる。
本発明は、窒化物半導体デバイスに利用でき、特に高輝度な照明光源や液晶バックライト、さらには屋外ディスプレイ等に用いることが可能である。
本発明の実施の形態に係る窒化物半導体デバイスの構造を示す断面図である。 同窒化物半導体デバイスの製造方法を説明するための断面図である。 同実施の形態に係る窒化物半導体デバイスのＣＬ法による測定結果を示す図である。 従来の窒化物半導体デバイスのＣＬ法による測定結果を示す図である。 下地ＧａＮ層上に併用ＧａＮ層を連続成長させた試料のＳＩＭＳ法による組成分析結果を示す図である。 ＮＨ3及びＮＥｔ３の流量を変化させてＧａＮ層を結晶成長させた試料の表面をＡＦＭにて観察した結果を示す図である。 ＧａＮ層についてのＡＦＭ観察結果を模式的にまとめた図である。 測定サンプルとしてのテンプレート基板の作製方法を説明するための断面図である。 同テンプレート基板の上面からの光学顕微鏡像を示す図である。 比較用テンプレート基板の上面からの光学顕微鏡像を示す図である。 （０００１）面を主面とする３族窒化物半導体の上面における原子配列を示す図である。 （０００１）面を主面とする３族窒化物半導体の断面における原子配列を示す図である。 （１−１０１）面を主面とする３族窒化物半導体の上面における原子配列を示す図である。 （１−１０１）面を主面とする３族窒化物半導体の断面における原子配列を示す図である。 ＮＥｔ３を併用しない成長モード及びＮＥｔ３を併用した成長モードにおける化学平衡定数の変化を示す図である。 ＮＥｔ３を併用して結晶成長させた窒化物半導体における各種元素濃度の深さ方向への分布を示す図である。 ＮＥｔ３を併用せずに結晶成長させた窒化物半導体における各種元素濃度の深さ方向への分布を示す図である。 本発明の第１の実施例に係る窒化物半導体発光ダイオードの構造を示す断面図である。 同窒化物半導体発光ダイオードの製造方法を説明するための断面図である。 本発明の第２の実施例に係る窒化物半導体レーザ素子の構造を示す断面図である。 同窒化物半導体レーザ素子の製造方法を説明するための断面図である。
符号の説明
１０１、２０１ サファイア基板
１０２、１０３、２０２、２０４、２０５、８０４、８０６、８０８、８１０、９０２、９０４、９０６、９０９ ＧａＮ層
１０４、２０６ ＩｎＧａＮ層
２０３、８０２、９１０ ＳｉＯ2膜
８０１ シリコン基板
８０３ ＡｌＮ層
８０５、８０９ ＡｌＧａＮ層
８０７ 活性層
８１１、９１１ ｐ側電極
８１２、９１２ ｎ側電極
９０１ ＧａＮ自立基板
９０３、９０８ ＡｌＧａＮ／ＧａＮ超格子層
９０５ ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層
９０７ ＯＦＳ層
９０８ａ、９０９ａ 領域

Claims (11)

  1. （０００１）面と、（０００１）面以外の面とを有する第１の窒化物半導体と、
    前記第１の窒化物半導体に接し、インジウムを含む第２の窒化物半導体とを備え、
    前記第２の窒化物半導体において、前記（０００１）面以外の面と接する部分のインジウムの組成比は、前記（０００１）面と接する部分のインジウムの組成比に比べて高い
    窒化物半導体デバイス。
  2. 前記第２の窒化物半導体において、前記（０００１）面以外の面と接する部分の厚さは、前記（０００１）面と接する部分の厚さに比べて厚い
    請求項１に記載の窒化物半導体デバイス。
  3. 前記（０００１）面以外の面は、（１−１０１）面、（１１−２２）面、（１−１０２）面及び（１１−２４）面のいずれかである
    請求項１に記載の窒化物半導体デバイス。
  4. 前記窒化物半導体デバイスは、前記第２の窒化物半導体を発光層とする発光デバイスである
    請求項１に記載の窒化物半導体デバイス。
  5. 前記第２の窒化物半導体を挟んで前記第１の窒化物半導体と反対側、あるいは前記第１の窒化物半導体を挟んで前記第２の窒化物半導体と反対側に設けられ、且つアルミニウムを含む第３の窒化物半導体層をさらに有し、
    前記第３の窒化物半導体において、前記（０００１）面上に位置する部分の厚さは、前記（０００１）面以外の面上に位置する部分の厚さに比べて厚い
    請求項４に記載の窒化物半導体デバイス。
  6. 前記発光デバイスは、レーザ素子であり、
    前記第３の窒化物半導体は、アルミニウムを含む複数の層が周期的に並んでなる周期構造体であり、
    前記第３の窒化物半導体において、前記（０００１）面上に位置する部分の前記周期構造体の周期は、前記（０００１）面以外の面上に位置する部分の前記周期構造体の周期に比べて長い
    請求項５に記載の窒化物半導体デバイス。
  7. 前記第３の窒化物半導体において、前記（０００１）面以外の面上に位置する部分は、前記（０００１）面上に位置する部分に比べて炭素濃度が高い
    請求項６に記載の窒化物半導体デバイス。
  8. 前記周期構造体は、アルミニウムを１％未満含む層を有する
    請求項６に記載の窒化物半導体デバイス。
  9. 前記第２の窒化物半導体は、導電性を有しており、
    前記窒化物半導体デバイスは、さらに、前記第２の窒化物半導体の上方に接する形で設けられた電極を備える
    請求項１に記載の窒化物半導体デバイス。
  10. 窒素及びインジウムを含むガスにトリエチルアミンを添加したガスを用いて、窒化物半導体の（０００１）面以外の面上にインジウムを含む窒化物半導体を結晶成長させる
    窒化物半導体デバイスの製造方法。
  11. トリエチルアミンを添加しないガスを用いて窒化物半導体を結晶成長させる工程をさらに含み、
    トリエチルアミンを添加したガスを用いて結晶成長した窒化物半導体は、トリエチルアミンを添加しないガスを用いて結晶成長した窒化物半導体に比べ、炭素濃度が高いか、水素濃度が低い
    請求項１０に記載の窒化物半導体デバイスの製造方法。
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