JP2019125770A - 窒化ガリウム系半導体装置および窒化ガリウム系半導体装置の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】遷移層の厚さと、ＧａＮ系半導体層の電界効果移動度との関係は明らかにされていなかった。【解決手段】遷移層の厚さを、（ｉ）絶縁層を構成する金属元素の原子組成が原子組成分布において極大を有する場合は、極大を有する金属元素の原子組成が極大の値の１／２となる窒化ガリウム系半導体層側の深さ位置、もしくは、極大を有しない場合は、極大を有しない金属元素の原子組成が遷移層よりも絶縁層側に十分に離れた箇所に対して１／２となる深さ位置と、ＧａＮ系半導体層を構成する窒素元素の原子組成が、遷移層よりもＧａＮ系半導体層側に十分に離れた箇所に対して１／２となる深さ位置との間の距離、または、（ｉｉ）結晶構造を有するＧａＮ系半導体層の表面に接して設けられ、透過電子顕微鏡像におけるＧａＮ系半導体層および絶縁層の両方と異なるコントラストにより規定される層の厚さ、と定義するとき、遷移層の厚さは、１．５ｎｍ未満である。【選択図】図１

Description

本発明は、窒化ガリウム系半導体装置および窒化ガリウム系半導体装置の製造方法に関する。

界面準位の形成を抑制するべく、窒化物半導体層と酸化アルミニウム層との界面領域において、４配位Ａｌ原子をＡｌ原子の総数に対して３０原子％以上５０原子％未満とすることが知られている（例えば、特許文献１参照）。また、窒化物半導体と絶縁膜との間にＧａ酸化物が含まれる酸化物層を設けることが知られている（例えば、特許文献２参照）。
［先行技術文献］
［特許文献］
［特許文献１］ 特開２０１３−１４０８６６号公報
［特許文献２］ 国際公開第２０１６／１５１７０４号

窒化ガリウム系半導体層と絶縁層との間に形成される遷移層の厚さと、遷移層直下における窒化ガリウム系半導体層の電界効果移動度との関係は明らかにされていなかった。

本発明の第１の態様においては、窒化ガリウム系半導体装置を提供する。窒化ガリウム系半導体装置は、第１導電型の窒化ガリウム系半導体層と、絶縁層と、遷移層とを備えてよい。絶縁層は、窒化ガリウム系半導体層上に設けられてよい。絶縁層は、金属元素を含んでよい。遷移層は、窒化ガリウム系半導体層と絶縁層との間の境界近傍に設けられてよい。遷移層は、窒化ガリウム系半導体層および絶縁層の元素から構成されてよい。遷移層の厚さを、（ｉ）絶縁層を構成する金属元素の原子組成が原子組成分布において極大を有する場合は、極大を有する金属元素の原子組成が極大の値の１／２となる窒化ガリウム系半導体層側の深さ位置、もしくは、絶縁層を構成する金属元素の原子組成が原子組成分布において極大を有しない場合は、極大を有しない金属元素の原子組成が遷移層よりも絶縁層側に十分離れた箇所における金属元素の原子組成に対して１／２となる深さ位置と、窒化ガリウム系半導体層を構成する窒素元素の原子組成が、遷移層よりも窒化ガリウム系半導体層側に十分離れた箇所における窒素元素の原子組成に対して１／２となる深さ位置との間の距離、または、（ｉｉ）結晶構造を有する窒化ガリウム系半導体層の表面に接して設けられ、透過電子顕微鏡像における窒化ガリウム系半導体層および絶縁層の両方と異なるコントラストにより規定される層の厚さ、と定義するとき、遷移層の厚さは、１．５ｎｍ未満であってよい。

絶縁層は金属酸化物層であってよい。金属酸化物層は、酸化シリコン層および酸化アルミニウム層の少なくともいずれかを含んでよい。

金属酸化物層は、酸化アルミニウム層と、酸化シリコン層とを含んでよい。酸化シリコン層は、少なくとも一部が酸化アルミニウム層上に位置してよい。

遷移層においては、ガリウム元素の原子数に対する窒素元素の原子数の比率が窒化ガリウム系半導体層中のガリウム元素の原子数に対する窒素元素の原子数の比率よりも小さくてよく、かつ、（ａ）絶縁層を構成する金属元素の原子組成が原子組成分布において極大を有する場合は、金属元素の原子数に対する酸素元素の原子数の比率が、極大位置での金属元素の原子数に対する酸素元素の原子数の比率よりも大きくてよい、または、（ｂ）絶縁層を構成する金属元素の原子組成が原子組成分布において極大を有しない場合は、金属元素の原子数に対する酸素元素の原子数の比率が、絶縁層中の金属元素の原子数に対する酸素元素の原子数の比率よりも大きくてよい。

遷移層の厚さは、０．５ｎｍ以下であってよい。

絶縁層が積層された窒化ガリウム系半導体層の表面において、窒化ガリウム系半導体層を構成する元素の原子が規則的に配列している結晶面は、窒化ガリウム系半導体層の界面と平行な方向の長さが３０ｎｍの測定領域において、窒化ガリウム系半導体層の界面と垂直な深さ方向の凹凸の高さが６原子層以下であってよい。

窒化ガリウム系半導体層の結晶面は、窒化ガリウム系半導体層を構成する元素の複数個の原子が規則的に連続して配列したテラス部と、窒化ガリウム系半導体層を構成する元素の原子が規則的に配列していない谷部とを有し、測定領域において、テラス部の上端から谷部の下端までの深さが６原子層以下であってよい。

凹凸の高さが１．５ｎｍ以下であってよい。

本発明の第２の態様においては、窒化ガリウム系半導体層、絶縁層および遷移層を有する第１の態様における窒化ガリウム系半導体装置の製造方法を提供する。窒化ガリウム系半導体装置の製造方法は、第１導電型の窒化ガリウム系半導体層を形成する段階と、絶縁層として窒化ガリウム系半導体層上にアルミニウム含有層を形成する段階と、アルミニウム含有層上に酸化シリコン層を形成する段階とを備えてよい。

アルミニウム含有層を形成する段階は、アルミニウム金属層を形成する段階と、酸素含有雰囲気においてアルミニウム金属層を酸化する段階とを含んでよい。

アルミニウム含有層を形成する段階は、酸化アルミニウムを形成する段階を含んでよい。酸化アルミニウムを形成する段階においては、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）と酸素ガスまたは水とを用いて、プラズマＣＶＤ法または原子層堆積法（ＡＬＤ）により、酸化アルミニウムを形成してよい。

本発明の第３の態様においては、窒化ガリウム系半導体層、絶縁層および遷移層を有する第１の態様における窒化ガリウム系半導体装置の製造方法を提供する。窒化ガリウム系半導体装置の製造方法は、第１導電型の窒化ガリウム系半導体層を形成する段階と、絶縁層として窒化ガリウム系半導体層上に酸化シリコン層を形成する段階とを備えてよい。

酸化シリコン層を形成する段階においては、オルトケイ酸テトラエチル（ＴＥＯＳ）またはモノシランと酸素ガスまたは水とを用いて、プラズマＣＶＤ法または原子層堆積法（ＡＬＤ）により、酸化シリコン層を形成してよい。

第１導電型の窒化ガリウム系半導体層を形成する段階は、第２導電型の窒化ガリウム系半導体層上に、第１導電型の窒化ガリウム系半導体層をエピタキシャル形成する段階を含んでよい。

本発明の第４の態様においては、窒化ガリウム系半導体装置を提供する。窒化ガリウム系半導体装置は、窒化ガリウム系半導体層と、金属酸化物層と、遷移層とを備えてよい。金属酸化物層は、窒化ガリウム系半導体層上に設けられてよい。遷移層は、窒化ガリウム系半導体層と金属酸化物層との間に設けられてよい。遷移層は、酸化ガリウムを含んでよい。窒化ガリウム系半導体層と金属酸化物層との間の界面領域を光電子分光分析することにより得られるガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーと、窒化ガリウム系半導体層のみのガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーとの差が、０．６ｅＶ以下であってよい。

界面領域を光電子分光分析により得られるガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーと、界面領域を光電子分光分析することにより得られる窒素原子の１ｓ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーとの差が、７２１．０ｅＶ以下であってよい。

界面領域を光電子分光分析することにより得られるガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子の結合エネルギーに対する強度変化を示すピーク状波形において、ガリウム原子と窒素原子との結合に由来する成分の強度に対する、ガリウム原子と酸素原子との結合に由来する成分の強度の比が、１．９以下であってよい。

界面領域を光電子分光分析することにより得られるガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーと、窒化ガリウム系半導体層のみのガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーとの差が、０．３ｅＶ以下であってもよい。

界面領域を光電子分光分析することにより得られるガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーと、界面領域を光電子分光分析することにより得られる窒素原子の１ｓ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーとの差が、７２０．７ｅＶ以下であってもよい。

界面領域を光電子分光分析することにより得られるガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子の結合エネルギーに対する強度変化を示すピーク状波形において、ガリウム原子と窒素原子との結合に由来する成分の強度に対する、ガリウム原子と酸素原子との結合に由来する成分の強度の比が、０．９以下であってもよい。

金属酸化物層は、酸化シリコンおよび酸化アルミニウムの少なくともいずれかを含んでよい。

金属酸化物層は、酸化アルミニウム層と、酸化シリコン層とを有してよい。酸化シリコン層は、少なくとも一部が酸化アルミニウム層上に設けられてよい。

窒化ガリウム系半導体装置は、ゲート電極をさらに有してよい。ゲート電極は、金属酸化物層上において金属酸化物層に接してよい。
窒化ガリウム系半導体装置は、ＭＯＳＦＥＴであってよい。ＭＯＳＦＥＴは、ＭＯＳ構造を含んでよい。ＭＯＳ構造は、ゲート電極、金属酸化物層、遷移層および窒化ガリウム系半導体層を有してよい。

ＭＯＳ構造の最大電界効果移動度は、４８ｃｍ^２／Ｖ・ｓ以上であってよい。ＭＯＳ構造の最大電界効果移動度は、９６ｃｍ^２／Ｖ・ｓ以上であってもよい。

なお、上記の発明の概要は、本発明の必要な特徴の全てを列挙したものではない。また、これらの特徴群のサブコンビネーションもまた、発明となりうる。

第１実施形態における横型ＭＯＳＦＥＴ１００の断面図である。 サンプルＮｏ．１の深さ位置［ｎｍ］‐原子組成［ａ．ｕ．］をＥＤＸにより測定した結果を示す図である。 サンプルＮｏ．２の深さ位置［ｎｍ］‐原子組成［ａ．ｕ．］をＥＤＸにより測定した結果を示す図である。 サンプルＮｏ．３の深さ位置［ｎｍ］‐原子組成［ａ．ｕ．］をＥＤＸにより測定した結果を示す図である。 サンプルＮｏ．４の深さ位置［ｎｍ］‐原子組成［ａ．ｕ．］をＥＤＸにより測定した結果を示す図である。 ＥＤＸの測定結果から得られた遷移層４２の厚さと電界効果移動度との関係を示すグラフである。 サンプルＮｏ．１の断面についてのＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像を示す図である。 サンプルＮｏ．２の断面についてのＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像を示す図である。 サンプルＮｏ．３の断面についてのＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像を示す図である。 サンプルＮｏ．４の断面についてのＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像を示す図である。 ＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像から得られた遷移層４２の厚さと電界効果移動度との関係を示すグラフである。 ＥＤＸの測定結果から得られた遷移層４２の厚さと、ＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像から得られた遷移層４２の厚さとの関係を示すグラフである。 横型ＭＯＳＦＥＴ１００の製造方法を示すフローチャートである。 横型ＭＯＳＦＥＴ１００の製造方法の各工程を示す図である。 第２実施形態における縦型ＭＯＳＦＥＴ２００の断面図である。 縦型ＭＯＳＦＥＴ２００の製造方法を示すフローチャートである。 縦型ＭＯＳＦＥＴ２００の製造方法の各工程を示す図である。 第３実施形態における縦型ＭＯＳＦＥＴ３００の断面図である。 縦型ＭＯＳＦＥＴ３００の製造方法を示すフローチャートである。 縦型ＭＯＳＦＥＴ３００の製造方法の各工程を示す図である。 ＸＰＳ分析実験の概要を説明する図である。 第１の試料についてＸＰＳ分析結果を示す図である。 第２の試料についてＸＰＳ分析結果を示す図である。 第３の試料についてＸＰＳ分析結果を示す図である。 Ｇａ２ｐスペクトルのピーク結合エネルギーと、Ｇａ‐Ｎ結合成分の結合エネルギーとの差Δ_Ｇａと、電界効果移動度との関係を示す図である。 Ｇａ２ｐスペクトルにおけるＧａ−Ｏ成分／Ｇａ−Ｎ成分の強度比と電界効果移動度との関係を示す図である。 ＸＰＳ分析におけるＧａ２ｐスペクトルのピーク結合エネルギーとＧａ−Ｏ成分／Ｇａ−Ｎ成分の強度比との関係を示す図である。 ＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像から得られた遷移層４２の厚さと、ＸＰＳ分析から得られた遷移層４２の厚さとの関係を示す図である。 サンプルＮｏ．５の断面について高解像度の透過電子顕微鏡で観察したＳＴＥＭ−ＨＡＡＤＦ像を示す図である。 図２１における領域Ａを拡大した模式図である。 サンプルＮｏ．６の断面について高解像度の透過電子顕微鏡で観察したＳＴＥＭ−ＨＡＡＤＦ像を示す図である。 図２２における領域Ｂを拡大した模式図である。 ｐ型ＧａＮ層３０の表面における凹凸の高さと、ｐ型ＧａＮ層３０の表面における電界効果移動度との関係を示すグラフである。 図２５に示したグラフと、図５に示したグラフとを重ねたグラフである。 凹凸を測定する測定領域４９の一例を示す図である。

以下、発明の実施の形態を通じて本発明を説明するが、以下の実施形態は特許請求の範囲にかかる発明を限定するものではない。また、実施形態の中で説明されている特徴の組み合わせの全てが発明の解決手段に必須であるとは限らない。

図１は、第１実施形態における横型ＭＯＳＦＥＴ（Ｍｅｔａｌ Ｏｘｉｄｅ Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ Ｆｉｅｌｄ Ｅｆｆｅｃｔ Ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒ）１００の断面図である。窒化ガリウム（ＧａＮ）系半導体９０の表（おもて）面９５および裏面９２は、Ｘ‐Ｙ平面に平行であってよい。図１は、横型ＭＯＳＦＥＴ１００の一部をＸ‐Ｚ平面で切断した断面である。本例において、Ｘ軸方向とＹ軸方向とは互いに垂直な方向であり、Ｚ軸方向はＸ‐Ｙ平面に垂直な方向である。Ｘ、ＹおよびＺ軸は、いわゆる右手系を成す。

本例においては、Ｚ軸方向の正方向を「上」と称し、Ｚ軸方向の負方向を「下」と称する場合がある。ただし、「上」および「下」は、必ずしも地面に対する鉛直方向を意味しない。つまり、「上」および「下」の方向は、重力方向に限定されない。「上」および「下」は、基板、層、領域および膜等における相対的な位置関係を特定する便宜的な表現に過ぎない。

本例の横型ＭＯＳＦＥＴ１００は、Ｘ‐Ｙ平面の大きさが１０ｍｍ×１０ｍｍのＧａＮ系半導体チップを用いて形成される。横型ＭＯＳＦＥＴ１００は、ＧａＮ系半導体装置の一例である。図１に示す構造は、横型ＭＯＳＦＥＴ１００の単位構造であってよい。当該単位構造は、Ｙ軸方向に延在し、かつ、Ｘ軸方向に繰り返し設けられてよい。複数の単位構造は、Ｘ‐Ｙ平面視において略矩形形状を構成するよう配置されてよい。複数の単位構造が設けられた領域を活性領域と称する場合もある。活性領域の周囲には、活性領域における電界集中を防ぐ機能を有するエッジ終端構造が設けられてよい。エッジ終端構造は、ガードリング構造、フィールドプレート構造およびＪＴＥ（Ｊｕｎｃｔｉｏｎ Ｔｅｒｍｉｎａｔｉｏｎ Ｅｘｔｅｎｓｉｏｎ）構造の一以上を含んでよい。

本例において、ＧａＮ系半導体９０を構成する基板および層の各々はＧａＮ半導体である。ただし、基板および層の各々は、アルミニウム（Ａｌ）元素およびインジウム（Ｉｎ）元素の一以上の元素をさらに含んでもよい。つまり、ＧａＮ系半導体９０を構成する基板および層の各々は、Ａｌ元素およびＩｎ元素を微量に含んだ混晶半導体、即ちＡｌ_ｘＩｎ_ｙＧａ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ（０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜１）であってもよい。ただし、本例において、ＧａＮ系半導体９０を構成する基板および層の各々は、Ａｌ_ｘＩｎ_ｙＧａ_{１−ｘ−ｙ}Ｎにおいてｘ＝ｙ＝０としたＧａＮ半導体である。

本例のＧａＮ系半導体９０は、ＧａＮ基板１０と、ｎ型ＧａＮ層２０と、ｐ型ＧａＮ層３０とを含む。ＧａＮ基板１０は、いわゆるｃ面ＧａＮ基板であってよい。ＧａＮ基板１０のｃ軸方向は、Ｚ軸方向と平行であってよい。また、ＧａＮ基板１０は、貫通転位密度が１Ｅ＋７ｃｍ^−２未満の低転位自立基板であってよい。なお、Ｅは１０の冪を意味し、例えば１Ｅ＋７は１０^７を意味する。本例のＧａＮ基板１０は、３５０μｍのＺ軸方向の長さ（即ち、厚さ）を有するｎ^＋型の基板である。本例では、ＧａＮ基板１０の下面をＧａＮ系半導体９０の裏面９２と称する。

ｎ型ＧａＮ層２０は、ＧａＮ基板１０上にエピタキシャル形成されてよい。本例のｎ型ＧａＮ層２０は、１μｍの厚さを有し、ｎ型不純物として２Ｅ＋１６ｃｍ^−３のＳｉ元素を含む。なお、ｎ型ＧａＮ層２０は、第２導電型の窒化ガリウム系半導体層の一例である。

ｐ型ＧａＮ層３０は、ｎ型ＧａＮ層２０上にエピタキシャル形成されてよい。本例のｐ型ＧａＮ層３０は、４μｍの厚さを有し、ｐ型不純物として１Ｅ＋１７ｃｍ^−３のＭｇを含む。なお、ｐ型ＧａＮ層３０は、第１導電型の窒化ガリウム系半導体層の一例である。本例では、ｐ型ＧａＮ層３０の上面をＧａＮ系半導体９０の表面９５と称する。

本例においては、第１導電型をｐ型とし、第２導電型をｎ型とする。ただし、他の例においては第１導電型をｎ型とし、第２導電型をｐ型としてもよい。なお、ｎまたはｐは、それぞれ電子または正孔が多数キャリアであることを意味する。ｎまたはｐの右肩に記載した＋または−について、＋はそれが記載されていないものよりもキャリア濃度が高く、−はそれが記載されていないものよりもキャリア濃度が低いことを意味する。

ＧａＮ半導体に対するｐ型不純物は、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｃａ（カルシウム）、Ｂｅ（ベリリウム）およびＺｎ（亜鉛）の一種類以上の元素であってよい。本例においては、ｐ型不純物としてＭｇ元素を用いる。また、ＧａＮ半導体に対するｎ型不純物は、Ｓｉ（シリコン）、Ｇｅ（ゲルマニウム）、およびＯ（酸素）の一種類以上の元素であってよい。本例においては、ｎ型不純物としてＳｉ元素を用いる。

ｐ型ＧａＮ層３０は、Ｘ軸方向において互いに離間する一対のｎ^＋型ＧａＮ領域３２を有する。本例において、ｎ^＋型ＧａＮ領域３２の上部は表面９５に露出する。ｎ^＋型ＧａＮ領域３２は、ｐ型ＧａＮ層３０の底部よりも浅い所定の深さ位置まで設けられてよい。一例において、ｎ^＋型ＧａＮ領域３２は、表面９５から０．１μｍの深さ位置まで設けられる。

本例の横型ＭＯＳＦＥＴ１００は、ゲート電極４０と、遷移層４２と、ゲート絶縁層４４と、ソース電極４６と、ドレイン電極４８とをさらに有する。ゲート電極４０、ゲート絶縁層４４、遷移層４２およびｐ型ＧａＮ層３０は、ＭＯＳ（Ｍｅｔａｌ Ｏｘｉｄｅ Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ）構造を構成してよい。ゲート絶縁層４４は、ｐ型ＧａＮ層３０上に設けられる。より具体的には、ゲート絶縁層４４は、一対のｎ^＋型ＧａＮ領域３２の間に位置するチャネル形成領域３４の上部と、チャネル形成領域３４に隣接するｎ^＋型ＧａＮ領域３２の一部の上部とに設けられる。なお、ゲート絶縁層４４は、絶縁層の一例である。

ゲート絶縁層４４を形成する前にｐ型ＧａＮ層３０およびｎ^＋型ＧａＮ領域３２の表面９５から酸化層を除去するために表面９５を希フッ酸でエッチングし、その後、表面９５上にゲート絶縁層４４を形成した。ゲート絶縁層４４は、金属酸化物層であってよい。なお、後述するように、本明細書において金属元素はＳｉ元素を含むものとする。つまり、本明細書においてＳｉＯ_２層は、金属酸化物層であるとする。

ゲート絶縁層４４は、酸化シリコン（ＳｉＯ_２）層および酸化アルミニウム層の少なくともいずれかを含んでよい。ゲート絶縁層４４は、酸化アルミニウム層と、少なくとも一部が酸化アルミニウム層上に位置するＳｉＯ_２層とを含んでもよい。なお、本明細書においては、上述のような非ガリウム金属の酸化物で形成されているゲート絶縁層４４を、金属酸化物層と称する場合がある。本例のゲート絶縁層４４は、ＳｉＯ_２層または酸化アルミニウム層とＳｉＯ_２層との積層である。ＳｉＯ_２層は、酸化アルミニウム層よりバンドギャップが広く、耐圧特性に優れる。これに対して、酸化アルミニウム層は熱処理により結晶化しやすく、ＳｉＯ_２層に比べて絶縁性に劣る。製造工程を鑑みても、酸化アルミニウムはＳｉＯ_２層に比べてウェットエッチングが難しい。それゆえ、本例においてはゲート絶縁層４４を酸化アルミニウムの単層とはせず、比較的薄い酸化アルミニウム層の下層と比較的厚いＳｉＯ_２層の上層との積層とした。

本例においては、ゲート絶縁層４４とｐ型ＧａＮ層３０との間の境界近傍には、遷移層４２が設けられる。遷移層４２の厚さは、例えば、１．５ｎｍ未満である。遷移層４２は、ＧａＮの自然酸化層、および、ゲート絶縁層４４とｐ型ＧａＮ層３０との異種接合に起因して生じる境界層でもある。なお、本明細書においては、遷移層４２を劣化層と称する場合もある。後述するように、本願の発明者は、遷移層４２の厚さが大きくなるほどチャネル形成領域３４の電界効果移動度が小さくなることを見出した。つまり、遷移層４２の厚さを小さくすることにより、電界効果移動度を大きくすることができることを見出した。

特定の考え方のみに限定されるものではないが、遷移層４２の厚さが大きくなるほど、ｐ型ＧａＮ層３０の上部（即ち、表面９５近傍の領域）がｐ型特性を失い、電界に応答しなくなったと考えられる。ＧａＮ半導体にとってはＳｉ元素およびＯ元素がドナー不純物であり、ワイドギャップ半導体であるＧａＯ_Ｘ半導体にとってもＳｉ元素はドナー不純物である。遷移層４２は、ｎ型化したＧａＮ半導体層およびＧａＯ_Ｘ半導体層を有する層であると考えられる。本明細書においてＧａＯ_Ｘ半導体とは、例えば、組成式におけるガリウム元素の原子数および酸素元素の原子数の比率が１：１であるＧａＯと、当該比率が１：２であるＧａＯ_２と、当該比率が２：３であるＧａ_２Ｏ_３との少なくともいずれかを含む半導体である。このように、ｐ型ＧａＮ層３０の界面近傍にｎ型化した領域（遷移層４２）が存在する場合、この領域はゲート電極４０からの電界で電荷量が変化しないため、電界効果が弱められ、電界効果移動度が小さくなったと考えられる。なお、遷移層４２は、ゲート絶縁層４４の下部からｐ型ＧａＮ層３０の上部に渡って形成されると考えられる。つまり、遷移層４２は、ゲート絶縁層４４およびｐ型ＧａＮ層３０の一部を侵食することにより形成されると考えられる。

なお、上述の特許文献１においては、界面準位の形成を抑制する目的が記載されているものの、遷移層４２の厚さと電界効果移動度との関係について何ら技術的な思想が開示されていない。一般に、電界効果移動度に影響を及ぼすパラメータとして、（１）ｐ型ＧａＮ層３０の表面９５における物理的な凹凸に起因するラフネス散乱、（２）ｐ型ＧａＮ層３０における結晶格子の格子振動に起因するフォノン散乱、（３）ｐ型ＧａＮ層３０中のイオン化不純物およびゲート絶縁層４４中の固定電荷に起因するクーロン散乱、ならびに、（４）ｐ型ＧａＮ層３０とゲート絶縁層４４との界面にトラップされた電荷に起因する界面電荷散乱が考えられる。特許文献１においては、界面にトラップされた電荷に起因する界面電荷散乱の影響を低減する技術的思想を提供するに過ぎない。これに対して、本願においては、上述の（１）から（４）のいずれが支配的であるかは必ずしも明らかではないものの、遷移層４２の厚さを小さくすることにより、電界効果移動度を大きくするものである。

ゲート電極４０は、ゲート絶縁層４４上においてゲート絶縁層４４に接する。本例のゲート電極４０は、ゲート絶縁層４４上に位置する。本例のゲート絶縁層４４は、一対のｎ^＋型ＧａＮ領域３２間の上方において、対向する一対のｎ^＋型ＧａＮ領域３２の間のＸ軸方向の長さよりも長い。本例において、ソース電極４６およびドレイン電極４８の各々は、表面９５においてｎ^＋型ＧａＮ領域３２およびｐ型ＧａＮ層３０に接する。ゲート電極４０、ソース電極４６およびドレイン電極４８の各々は、厚み２００ｎｍのアルミニウム電極であってよい。

ソース電極４６およびドレイン電極４８間に所定の電位差が形成され、かつ、ゲート電極４０に所定の正電位が供給されることにより、一対のｎ^＋型ＧａＮ領域３２間に位置するチャネル形成領域３４に電荷反転領域（即ち、チャネル）が形成される。これにより、ソース電極４６からドレイン電極４８へ電子電流が流れる。ゲート電極４０に所定の正電位が供給されることを横型ＭＯＳＦＥＴ１００がオンするとも称する。これに対して、ゲート電極４０に所定の正電位を供給することを止めると、チャネルが消滅する。これにより、電子電流の流れは止まる、つまり、横型ＭＯＳＦＥＴ１００はオフする。

表１は、ゲート絶縁層４４の形成条件と電界効果移動度のピーク値との関係を示す実験結果である。なお、遷移層４２は、ゲート絶縁層４４を形成する過程において不可避的に形成される。本実験では、ゲート絶縁層４４の形成条件が異なる４つのサンプル（サンプルＮｏ．１からＮｏ．４）のうち、サンプルＮｏ．１からＮｏ．３について電界効果移動度を測定した。なお、サンプルＮｏ．４については、ＭＯＳキャパシタの形成に留めた（即ち、ソース電極４６およびドレイン電極４８等を形成しなかった）ので、電界効果移動度を測定しなかった。

［サンプルＮｏ．１］
サンプルＮｏ．１のゲート絶縁層４４は、酸化アルミニウム層の下層と、ＳｉＯ_２層の上層とを含む積層構造を有する。サンプルＮｏ．１においては、ｐ型ＧａＮ層３０に接して厚み４ｎｍの酸化アルミニウム層を形成し、次いで、厚み１００ｎｍのＳｉＯ_２層を酸化アルミニウム層に接して形成した。サンプルＮｏ．１においては、ＳｉＯ_２層を形成した後に、ゲート絶縁層４４の熱処理は行わなかった。横型ＭＯＳＦＥＴ１００を形成した後に、電流‐電圧特性を測定した。具体的には、ゲート電極４０へ供給する電圧Ｖ_Ｇとドレインに流れる電流Ｉ_ｄの関係から伝達コンダクタンスを求め、電界効果移動度μ_ＦＥを算出した。Ｖ_Ｇ‐μ_ＦＥグラフを作成した。μ_ＦＥのピーク値は、９６ｃｍ^２／Ｖ・ｓであった。

［サンプルＮｏ．２］
サンプルＮｏ．２のゲート絶縁層４４は、ＳｉＯ_２層の単層とした。サンプルＮｏ．２においては、ｐ型ＧａＮ層３０の表面（つまり、ＧａＮ系半導体９０の表面９５）をＯ_２プラズマにより１０分間の処理し、その後、厚み１００ｎｍのＳｉＯ_２層を形成した。ｐ型ＧａＮ層３０の表面に薄いＧａＯ_Ｘ層を形成するとＧａＮ／ＳｉＯ_２の界面準位密度が低減することが指摘されているので、Ｏ_２プラズマにより電界効果移動度が改善するようにも思われる。サンプルＮｏ．２においては、ＳｉＯ_２層を形成した後に、ゲート絶縁層４４の熱処理は行わなかった。また、横型ＭＯＳＦＥＴ１００を形成した後に、Ｖ_Ｇ‐μ_ＦＥグラフから得られたμ_ＦＥのピーク値は、４８ｃｍ^２／Ｖ・ｓであった。

［サンプルＮｏ．３］
サンプルＮｏ．３のゲート絶縁層４４は、ＳｉＯ_２層の単層とした。サンプルＮｏ．３においては、ｐ型ＧａＮ層３０の表面をＯ_２プラズマにより１０分間処理し、その後、厚み１００ｎｍのＳｉＯ_２層を形成した。サンプルＮｏ．３においては、ＳｉＯ_２層を形成した後に、ゲート絶縁層４４の熱処理を行った。具体的には、窒素（Ｎ_２）ガス雰囲気において、７００℃の温度で３０分間、ＧａＮ系半導体９０およびゲート絶縁層４４を熱処理した。横型ＭＯＳＦＥＴ１００を形成した後に、Ｖ_Ｇ‐μ_ＦＥグラフから得られたμ_ＦＥのピーク値は、３６ｃｍ^２／Ｖ・ｓであった。

［サンプルＮｏ．４］
サンプルＮｏ．４のゲート絶縁層４４は、ＳｉＯ_２層の単層とした。サンプルＮｏ．４においては、ｐ型ＧａＮ層３０の表面に対してＯ_２プラズマ処理を行わず、厚み１００ｎｍのＳｉＯ_２層をｐ型ＧａＮ層３０に接して形成した。また、サンプルＮｏ．４においては、ＳｉＯ_２層を形成した後に、ゲート絶縁層４４の熱処理は行わなかった。

サンプルＮｏ．１およびＮｏ．２を比較すると、Ｏ_２プラズマ処理を行うと電界効果移動度が低下する傾向があると言える。Ｏ_２プラズマ処理は遷移層４２の成長を促進する可能性があると考えられる。

また、サンプルＮｏ．２およびＮｏ．３を比較すると、電界効果移動度は、ゲート絶縁層４４の熱処理を「行う」サンプルＮｏ．３よりも、ゲート絶縁層４４の熱処理を「行わない」サンプルＮｏ．２の方が高い。それゆえ、ゲート絶縁層４４の熱処理は電界効果移動度を低下させると言える。つまり、ゲート絶縁層４４の熱処理は、遷移層４２の成長を促進する可能性がある。

本実験の結果を考慮すると、遷移層４２の厚さは、Ｏ_２プラズマ処理によって大きくなり、ゲート絶縁層４４の熱処理により大きくなる可能性がある。それゆえ、遷移層４２の厚さを小さくするためには、ｐ型ＧａＮ層３０の表面のＯ_２プラズマ処理およびゲート絶縁層４４の熱処理をしない方が望ましいと言える。

図２Ａ、図２Ｂ、図２Ｃおよび図２Ｄのそれぞれは、サンプルＮｏ．１からＮｏ．４の深さ位置［ｎｍ］‐原子組成［ａ．ｕ．］をＥＤＸにより測定した結果を示す図である。図２Ａから図２ＤのサンプルＮｏ．１からＮｏ．４は、表１のサンプルＮｏ．１からＮｏ．４に対応する。図２Ａから図２Ｄの各グラフにおいて、横軸は、チャネル形成領域３４を通るＺ軸に平行な直線において、ゲート絶縁層４４からｐ型ＧａＮ層３０に至る距離（深さ）［ｎｍ］である。なお、ゲート絶縁層４４における所定の深さ位置をゼロｎｍとしている。また、縦軸は、ＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）測定において元素／原子のエネルギー強度を反映して得られる、材料の原子組成である。なお、エネルギー強度は、材料中の元素の原子数の大小に対応し得る。ただし、縦軸は、原子間の相対的な原子組成を示すものであり、絶対的な原子組成（ａｔｏｍｉｃ ％）を示すものではない点に注意されたい。酸化シリコン層についてはＸＰＳ（Ｘ−ｒａｙ Ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）により組成がＳｉＯ_２であることを確認し、ＧａＮ層については電子線回折によりＧａＮ結晶相であることを確認した。

本例のゲート絶縁層４４は、金属元素または半導体元素の酸化物または窒化物である。ゲート絶縁層４４は、金属元素または半導体元素を含んでよい。本明細書においては、金属元素も半導体元素も金属元素と記載する。つまり、本明細書において金属元素とは、典型金属元素に加えて、１４族におけるＳｉ、Ｇｅ、スズ（Ｓｎ）および鉛（Ｐｂ）の各元素と、１３族におけるＡｌ、Ｇａ、Ｉｎおよびタリウム（Ｔｌ）などの各元素とを含むとする。本例においては、金属元素としてＳｉ元素およびＡｌ元素の一方または両方を用いる。なお、ゲート絶縁層４４に用いられる金属元素は、他の遷移金属元素であってもよい。

遷移層４２は、ｐ型ＧａＮ層３０およびゲート絶縁層４４の元素から構成されてよい。本例の遷移層４２は、ｐ型ＧａＮ層３０のＧａ元素およびＮ元素、ならびに、ゲート絶縁層４４のＡｌ元素、Ｓｉ元素およびＯ元素を含む。

図２Ａから図２Ｄの各グラフから明らかなように、ｐ型ＧａＮ層３０のＧａ元素およびＮ元素は上方のゲート絶縁層４４に向けて侵入し、ゲート絶縁層４４のＡｌ元素、Ｓｉ元素およびＯ元素は下方のｐ型ＧａＮ層３０に向けて侵入する。本例の遷移層４２においては、Ｇａ元素の原子数に対するＮ元素の原子数の比率がｐ型ＧａＮ層３０中のＧａ元素の原子数に対するＮ元素の原子数の比率よりも小さい。つまり、遷移層４２においては、ｐ型ＧａＮ層３０と比べて、Ｇａ元素の方がＮ元素よりも相対的にリッチ（ｒｉｃｈ）である。

これに加えて、本例の遷移層４２においては、ゲート絶縁層４４を構成する金属元素の原子組成が原子組成分布において極大を有する（つまり、Ａｌ元素のみに注目する）場合、Ａｌ元素の原子数に対するＯ元素の原子数の比率が、遷移層４２の外である当該極大位置でのＡｌ元素の原子数に対するＯ元素の原子数の比率よりも大きい。これに対して、本例の遷移層４２においては、ゲート絶縁層４４を構成する金属元素の原子組成が原子組成分布において極大を有しない（つまり、Ｓｉ元素のみに注目する）場合、Ｓｉ元素の原子数に対するＯ元素の原子数の比率が、ゲート絶縁層４４中のＳｉ元素の原子数に対するＯ元素の原子数の比率よりも大きい。つまり、遷移層４２においては、Ａｌ元素の原子組成が原子組成分布において極大となる深さ位置に比べて、Ｏ元素の方がＡｌ元素よりも相対的にリッチである、または、ゲート絶縁層４４と比べてＯ元素の方がＳｉ元素よりも相対的にリッチである。

図２Ａから図２Ｄにおいて、ゲート絶縁層４４の金属元素およびＯ元素については、距離（深さ）がゼロ付近における原子組成が１になるように規格化している。また、ｐ型ＧａＮ層３０のＧａ元素およびＮ元素は、距離（深さ）が最大付近（サンプルＮｏ．１からＮｏ．３は深さ１２ｎｍ付近、サンプルＮｏ．４は深さ８ｎｍ付近）における原子組成が１になるように規格化している。また、各原子組成分布をアークタンジェント（ａｒｃｔａｎ）関数によりフィッティングしている。ただし、サンプルＮｏ．１の酸化アルミニウム層は遷移層４２近傍において局所的に設けられた層であるので、Ａｌ元素の原子組成分布はｐ型ＧａＮ層３０に近い一部の領域のみをａｒｃｔａｎ関数でフィッティングしている。なお、図を見やすくするために、サンプルＮｏ．１のＡｌ元素の原子組成分布の最大値を他の原子組成より小さい２／３で規格化した。これにより、原子組成分布の相対的な大小関係を維持しつつ、Ａｌ元素、Ｓｉ元素およびＯ元素の原子組成を一のグラフ上に示すことができる。

本例では、相対的にプア（ｐｏｏｒ）である金属元素（ＡｌまたはＳｉのうちいずれかの元素）とＮ元素とを用いて遷移層４２の厚さを決定する。ゲート絶縁層４４を構成する金属元素の原子組成が原子組成分布において極大を有する場合は、極大を有する金属元素の原子組成が極大の値の１／２となるｐ型ＧａＮ層３０側の深さ位置をＸ_Ｍとしてよい。本例においては、Ａｌ元素の原子組成が極大を有するので、Ａｌ元素の原子組成が極大の値の１／２となるｐ型ＧａＮ層３０側の深さ位置をＸ_Ｍとする（サンプルＮｏ．１）。これに対して、ゲート絶縁層４４を構成する金属元素の原子組成が原子組成分布において極大を有しない場合は、極大を有しない金属元素の原子組成が遷移層４２よりもゲート絶縁層４４側に十分に離れた箇所における金属元素の原子組成に対して１／２となる深さ位置をＸ_Ｍとしてよい。本例においては、Ａｌ元素を有さず且つ原子組成分布において極大を有さないＳｉ元素のみを有するサンプルにおいて、ゲート絶縁層４４側に十分に離れた箇所におけるＳｉ元素の原子組成に対して１／２となる深さ位置をＸ_Ｍとする（サンプルＮｏ．２からＮｏ．４）。また、ｐ型ＧａＮ層３０を構成するＮ元素の原子組成が、遷移層４２よりもｐ型ＧａＮ層３０側に十分に離れた箇所におけるＮ元素の原子組成に対して１／２となる深さ位置をＸ_Ｎとしてよい。そして、位置Ｘ_Ｍと位置Ｘ_Ｎとの間の距離を遷移層４２の厚さと定義する。

図２Ａから図２Ｄの説明において、「遷移層４２よりもゲート絶縁層４４側に十分離れた箇所における金属元素の原子組成」とは、遷移層４２よりも十分に上方に位置するゲート絶縁層４４の領域におけるＳｉ元素の原子組成を意味し、例えば、遷移層４２よりも３ｎｍ以上上方、より好ましくは５ｎｍ以上上方に位置するゲート絶縁層４４の領域におけるＳｉ元素の原子組成を意味する。また、「遷移層４２よりもｐ型ＧａＮ層３０側に十分離れた箇所における窒素元素の原子組成」とは、遷移層４２よりも十分に下方のｐ型ＧａＮ層３０の領域のＮの原子組成を意味し、例えば、遷移層４２よりも３ｎｍ以上下方、より好ましくは５ｎｍ以上下方に位置におけるｐ型ＧａＮ層３０の領域のＮ元素の原子組成を意味する。

［サンプルＮｏ．１］
サンプルＮｏ．１においては、金属元素であるＡｌ元素の原子組成が、遷移層４２よりも上方におけるＡｌ元素の原子組成の最大に対して１／２となる深さ位置をＸ_Ｍとした。上述のように、サンプルＮｏ．１において、Ａｌ元素の原子組成分布は、遷移層４２によりも上方において極大を有する。サンプルＮｏ．１において、Ａｌ元素の原子組成分布は、深さ６ｎｍ近傍において極大の値を有する。Ａｌ元素の原子組成が当該極大の値の１／２（縦軸において約０．３３に相当する）に対応する深さ位置であって、ｐ型ＧａＮ層３０側の深さ位置は７．２５ｎｍであった。また、ｐ型ＧａＮ層３０を構成するＮ元素の原子組成が、遷移層４２よりも十分下方におけるＮ元素の原子組成の１／２となる深さ位置をＸ_Ｎとした。Ｘ_ＭとＸ_Ｎとの差であるＸ_Ｎ−Ｘ_Ｍは、０．２１ｎｍであった。

［サンプルＮｏ．２］
サンプルＮｏ．２においては、金属元素であるＳｉ元素の原子組成が、遷移層４２よりも十分上方におけるＳｉ元素の原子組成の１／２となる深さ位置をＸ_Ｍとした。なお、Ｘ_Ｎは、サンプルＮｏ．１と同様に決定した。Ｘ_Ｎ−Ｘ_Ｍは、１．２８ｎｍであった。

［サンプルＮｏ．３］
サンプルＮｏ．３においては、Ｘ_ＭおよびＸ_ＮをサンプルＮｏ．２と同様に決定した。Ｘ_Ｎ−Ｘ_Ｍは、１．５８ｎｍであった。

［サンプルＮｏ．４］
サンプルＮｏ．４においては、Ｘ_ＭおよびＸ_ＮをサンプルＮｏ．２と同様に決定した。Ｘ_Ｎ−Ｘ_Ｍは、０．６９ｎｍであった。

図２Ａから図２Ｄの結果から明らかなように、酸化アルミニウム層を設けたサンプルＮｏ．１において、遷移層４２の厚さが最小となった。特定の考え方に限定されるものではないが、ＳｉＯ_２層からｐ型ＧａＮ層３０へのＳｉ原子の侵入を酸化アルミニウム層が低減することにより、チャネル形成領域３４のｎ型化が低減されたと考えられる。それゆえ、サンプルＮｏ．１においては、電界効果移動度が最も高かったと考えられる。

Ｏ_２プラズマ処理を施したＮｏ．２およびＮｏ．３はＧａとＯがリッチな遷移層４２が厚くなっており、１ｎｍから２ｎｍ程度の薄いＧａＯ_Ｘ層が形成されたことがわかる。ただし、サンプルＮｏ．１に比べて、電界効果移動度は小さかった。

図３は、ＥＤＸの測定結果から得られた遷移層４２の厚さと電界効果移動度との関係を示すグラフである。横軸は、図２Ａから図２ＤのＥＤＸにより決定した遷移層４２の厚さ［ｎｍ］である。縦軸は、表１に示した電界効果移動度［ｃｍ^２／Ｖ・ｓ］のピーク値である。図３に示す様に、遷移層４２の厚さと電界効果移動度との関係が明らかになった。

図３のグラフにおける近似直線は、「電界効果移動度［ｃｍ^２／Ｖ・ｓ］＝−４４×（遷移層４２の厚さ［ｎｍ］）＋１０５」となった。遷移層４２の厚さを薄くすることで、電界効果移動度が大きくできることがわかる。当該近似直線を利用すると、遷移層４２の厚さが約０．４６ｎｍのとき電界効果移動度は８５ｃｍ^２／Ｖ・ｓとなり、遷移層４２の厚さが約０．３４ｎｍのとき電界効果移動度は９０ｃｍ^２／Ｖ・ｓとなり、遷移層４２の厚さが約０．１２ｎｍのとき電界効果移動度は１００ｃｍ^２／Ｖ・ｓとなる。このように、遷移層４２の厚さを、０．５ｎｍ以下、好ましくは０．４ｎｍ以下または０．３ｎｍ以下、さらに好ましくは０．２ｎｍ以下とすることにより、比較的高い電界効果移動度を実現することができる。ここで述べたことは遷移層４２の存在に起因する影響であり、ラフネス散乱、フォノン散乱、クーロン散乱および界面電荷散乱などの散乱を低減できればさらに電界効果移動度を大きくすることができると考えられる。

図４Ａは、サンプルＮｏ．１の断面について高解像度の透過電子顕微鏡で観察したＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ−Ｈｉｇｈ Ａｎｇｌｅ Ａｎｎｕｌａｒ Ｄａｒｋ Ｆｉｅｌｄ）像を示す図である。図４Ｂは、サンプルＮｏ．２の断面についてのＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像を示す図である。図４Ｃは、サンプルＮｏ．３の断面についてのＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像を示す図である。図４Ｄは、サンプルＮｏ．４の断面についてのＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像を示す図である。

サンプルＮｏ．１からＮｏ．４においては、透過電子顕微鏡法により観察した像としてＨＡＡＤＦ像を用いた。本明細書においては、このＨＡＡＤＦ像をＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像または透過電子顕微鏡像と表現する場合がある。なお、本明細書において、透過電子顕微鏡法とＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦとは等価な表現である。各断面はａ面（即ち、（１１−２０）面）を示し、各断面の上下方向はｃ軸方向（即ち、＜０００１＞方向）を示す。ＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像では、相対的に重い原子が明るく表示され、相対的に軽い原子が暗く表示される傾向にある。図４Ａから図４Ｄにおいては、規則的に並んだ白丸のドットがＧａである。図４Ａから図４Ｄの下半分のｐ型ＧａＮ層３０はＧａＮ結晶相であることがわかる。図４Ａから図４Ｄの上半分のＳｉＯ_２層は結晶構造が観測されず、アモルファス相であることがわかる。サンプルＮｏ．１における酸化アルミニウム層は微結晶を含むアモルファス相となっている。

図４Ａから図４Ｄにおいては、結晶構造を有するｐ型ＧａＮ層３０の表面９５に接して設けられ、ＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像におけるｐ型ＧａＮ層３０およびゲート絶縁層４４の両方と異なるコントラストにより規定される層の厚さを、遷移層４２の厚さと定義する。なお、図４Ａから図４Ｄにおいて、明暗のコントラストは、白黒により表示されている。

サンプルＮｏ．１、Ｎｏ．２およびＮｏ．４のように、遷移層４２においては乱れているがＧａ原子の配列が観察できる。この場合、遷移層４２とｐ型ＧａＮ層３０との境界は規則正しいＧａ原子の配列の深さ位置としてよく、遷移層４２とＳｉＯ_２層との境界はＧａ原子の有無から定めてよい。これに対して、サンプルＮｏ．３のように、遷移層４２の結晶状態がアモルファスに近い場合、遷移層４２とｐ型ＧａＮ層３０との境界はＧａ原子の配列の有無から定めてよいが、本例においては遷移層４２とＳｉＯ_２層との境界はコントラストの違いから定めこととする。いずれにしても、サンプルＮｏ．１からＮｏ．４において、ＳｉＯ_２層と、遷移層４２と、ｐ型ＧａＮ層３０とにはコントラストの差異が観察される。

［サンプルＮｏ．１］
サンプルＮｏ．１の遷移層４２の厚さは、約０．３３ｎｍであった。なお、サンプルＮｏ．１においては、酸化アルミニウム層が遷移層４２に接して形成されている。なお、ＧａＮ半導体において、Ｇａ‐Ｇａ間の長さ（即ち、Ｇａの１分子の長さ）は約０．２５ｎｍである。それゆえ、遷移層４２の厚さは、ＧａＮ半導体におけるＧａの約２分子層の厚さと表現することもできる。

［サンプルＮｏ．２］
サンプルＮｏ．２の遷移層４２の厚さは、約１．３ｎｍであった。サンプルＮｏ．２の遷移層４２の厚さは、ＧａＮ半導体におけるＧａの約５分子層の厚さと表現することもできる。

［サンプルＮｏ．３］
サンプルＮｏ．３の遷移層４２の厚さは、約１．４８ｎｍであった。サンプルＮｏ．３の遷移層４２の厚さは、ＧａＮ半導体におけるＧａの約６分子層の厚さと表現することもできる。

［サンプルＮｏ．４］
サンプルＮｏ．４の遷移層４２の厚さは、約０．５４ｎｍであった。サンプルＮｏ．４の遷移層４２の厚さは、ＧａＮ半導体におけるＧａの約２分子層の厚さと表現することもできる。

サンプルＮｏ．１からＮｏ．４において、遷移層４２の厚さと電界効果移動度との関係を表２にまとめる。

図５は、ＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像から得られた遷移層４２の厚さと電界効果移動度との関係を示すグラフである。横軸は、図４Ａから図４ＤのＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦにより測定した遷移層４２の厚さ［ｎｍ］である。縦軸は、表１に示した電界効果移動度［ｃｍ^２／Ｖ・ｓ］のピーク値である。図５に示す様に、遷移層４２の厚さと電界効果移動度との関係が明らかになった。図５に示す測定結果は、図３における遷移層４２の厚さおよび電界効果移動度の関係と同様な関係となる。

図５のグラフにおけるフィッティング直線は、「（電界効果移動度［ｃｍ^２／Ｖ・ｓ］）＝−５１×（遷移層４２の厚さ［ｎｍ］）＋１１３」となった。これは、図３の説明において述べた関係式と同様である。当該フィッティング直線を利用すると、遷移層４２の厚さが約０．４５ｎｍのとき電界効果移動度は９０ｃｍ^２／Ｖ・ｓとなり、遷移層４２の厚さが約０．２６ｎｍのとき電界効果移動度は１００ｃｍ^２／Ｖ・ｓとなる。このように、遷移層４２の厚さを、０．５ｎｍ以下、好ましくは０．４ｎｍ以下、さらに好ましくは０．３ｎｍ以下とすることにより、高い電界効果移動度を実現することができる。

図６は、ＥＤＸの測定結果から得られた遷移層４２の厚さと、ＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像から得られた遷移層４２の厚さとの関係を示すグラフである。横軸が、ＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像から得られた遷移層４２の厚さ［ｎｍ］であり、縦軸が、ＥＤＸの測定結果から得られた遷移層４２の厚さ［ｎｍ］である。図６に示す様に、グラフの傾きはほぼ１である。つまり、ＥＤＸの測定結果による定量的評価と、ＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像から得られた評価とはほぼ一致していると言える。透過電子顕微鏡像のコントラスト差異から遷移層を導出できることがわかる。

サンプルＮｏ．１とＮｏ．４との比較からわかるように、ゲート絶縁層４４に酸化アルミニウム層を設けるサンプルＮｏ．１の方が、ゲート絶縁層４４に酸化アルミニウム層を設けないサンプルＮｏ．４に比べて、遷移層４２の厚さを薄くすることができた。サンプルＮｏ．２およびＮｏ．３の測定結果から遷移層４２が薄いほど電界効果移動度を高くすることができることがわかるので、ゲート絶縁層４４に酸化アルミニウム層を設けることは、電界効果移動度を向上させるうえで一定の効果があると言える。

図７は、横型ＭＯＳＦＥＴ１００の製造方法を示すフローチャートである。本例においては、Ｓ１００からＳ１５０の順に（即ち、番号の若い順に）各段階を実行する。本例においては、上述のサンプルＮｏ．１に対応する横型ＭＯＳＦＥＴ１００の製造方法を主として説明する。

図８は、横型ＭＯＳＦＥＴ１００の製造方法の各工程を示す図である。Ｓ１００は、ｃ面ＧａＮ基板１０上にｎ型ＧａＮ層２０およびｐ型ＧａＮ層３０を順次エピタキシャル形成する段階である。

本例においては、トリメチルガリウム（（ＣＨ_３）_３Ｇａ、以降においてＴＭＧと略記する）、アンモニア（ＮＨ_３）およびモノシラン（ＳｉＨ_４）を含む原料ガスと、窒素（Ｎ_２）および水素（Ｈ_２）を含む押圧ガスとをＧａＮ基板１０上に流す。このとき、ＧａＮ基板１０の温度は１１００℃とする。なお、モノシランのＳｉ元素は、ｎ型ＧａＮ層２０におけるｎ型不純物として機能し得る。これにより、１μｍの厚さを有し、２Ｅ＋１６ｃｍ^−３のＳｉ元素を含むｎ型ＧａＮ層２０を形成する。

ｎ型ＧａＮ層２０を形成した後に、ｐ型ＧａＮ層３０を形成する。本例においては、ＴＭＧ、アンモニアおよびビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ_２Ｍｇ）を含む原料ガスと、窒素（Ｎ_２）および水素（Ｈ_２）を含む押圧ガスとをＧａＮ基板１０上に流す。このとき、ｎ型ＧａＮ基板１０の温度は１０５０℃とする。なお、Ｃｐ_２ＭｇのＭｇは、ｐ型ＧａＮ層３０におけるｐ型不純物として機能し得る。これにより、４μｍの厚さを有し、１Ｅ＋１７ｃｍ^−３のＭｇを含むｐ型ＧａＮ層３０を形成する。

ｎ型ＧａＮ層２０およびｐ型ＧａＮ層３０を形成した後に、ｐ型ＧａＮ層３０の不純物を活性化させるべく熱処理を行う。本例においては、酸素含有の窒素（Ｎ_２）ガス雰囲気において、ＧａＮ系半導体９０を６５０℃で３０分間熱処理した。これにより、Ｓ１００を終了した。

Ｓ１１０は、ｎ^＋型ＧａＮ領域３２を形成する段階である。本例においては、ｎ^＋型ＧａＮ領域３２形成用の開口を有するレジストマスクを形成し、当該レジストマスクを介してｐ型ＧａＮ層３０にドーズ量３Ｅ＋１５［ｃｍ^−２］で表面９５から深さ約０．１μｍの範囲にＳｉイオンを注入した。その後、不純物を活性化させるべく、窒素（Ｎ_２）ガス雰囲気においてＧａＮ系半導体９０を１０００℃で１０分間熱処理した。

本例においては、Ｓ１１０におけるｎ^＋型ＧａＮ領域３２の形成後、Ｓ１２０における酸化アルミニウム層を形成する前にｐ型ＧａＮ層３０やｎ^＋型ＧａＮ領域３２の表面９５から酸化層を除去するために希フッ酸でエッチングする。Ｓ１２０は、ｐ型ＧａＮ層３０上に酸化アルミニウム層５２を形成する段階である。酸化アルミニウム層５２は、Ａｌ含有層の一例である。本例のＳ１２０においては、蒸着法によりｐ型ＧａＮ層３０上に１．５ｎｍの厚さを有するＡｌ金属層を形成し、その後、酸素（Ｏ_２）含有雰囲気においてＡｌ金属層を酸化する。Ａｌ金属層を酸化する段階は、体積比において２０％の酸素（Ｏ_２）ガスと８０％の窒素（Ｎ_２）ガスとを含む雰囲気において５００℃で３０分間熱処理してよく、これに代えて、Ａｌ金属層を大気暴露することにより酸化してもよい。

なお、他の例において、Ｓ１２０の酸化アルミニウム層５２を形成する段階においては、酸化アルミニウムを直接形成してもよい。例えば、トリメチルアルミニウム（（ＣＨ_３）_３Ａｌ、以降においてＴＭＡと略記する）と酸素（Ｏ_２）ガスまたは水（Ｈ_２Ｏ）とを用いて、プラズマＣＶＤ法または原子層堆積法（ＡＬＤ）により、酸化アルミニウムを形成してよい。

Ｓ１３０は、酸化アルミニウム層５２上に酸化シリコン（ＳｉＯ_２）層５４を形成する段階である。本例のＳ１３０においては、オルトケイ酸テトラエチル（ＴＥＯＳ）と酸素（Ｏ_２）ガスとを用いて、プラズマＣＶＤ法により、１００ｎｍの厚さを有するＳｉＯ_２層５４を形成する。より具体的には、酸素プラズマにより酸素のラジカルを形成した後に、ＴＥＯＳガスと酸素のラジカルとを反応させることによりＳｉＯ_２層５４を形成する。Ｏ_２プラズマ処理を行う場合は、ＴＥＯＳガスを流さず、１０分間の酸素プラズマ放電を行った。

なお、他の例においては、ＴＥＯＳと水（Ｈ_２Ｏ）とを用いて、または、モノシランと酸素（Ｏ_２）ガスまたは水（Ｈ_２Ｏ）とを用いて、プラズマＣＶＤ法により、ＳｉＯ_２層５４を形成してもよい。なお、プラズマＣＶＤ法に代えて、原子層堆積法（ＡＬＤ）を用いてもよい。なお、プラズマＣＶＤ法および原子層堆積法においては、気体状態の原料を用いてよい。つまり、水（Ｈ_２Ｏ）は水蒸気であってよく、ＴＥＯＳおよびモノシランもガスであってよい。

このようにして、上述のサンプルＮｏ．１に対応する遷移層４２およびゲート絶縁層４４を形成する。なお、上述のサンプルＮｏ．２からＮｏ．４に対応する遷移層４２およびゲート絶縁層４４を形成するためには、Ｓ１２０の工程を省略すればよい。また、上述のサンプルＮｏ．３に対応する遷移層４２およびゲート絶縁層４４を形成するためには、遷移層４２およびゲート絶縁層４４を窒素（Ｎ_２）ガス雰囲気において７００℃で３０分間熱処理してよい。

Ｓ１４０は、遷移層４２およびゲート絶縁層４４の積層を部分的に削除する段階である。Ｓ１４０においては、ソース電極４６およびドレイン電極４８に対応する領域に開口を有するレジストマスクを用いて遷移層４２およびゲート絶縁層４４をエッチングにより部分的に除去する。

Ｓ１５０は、ゲート電極４０、ソース電極４６およびドレイン電極４８を形成する段階である。本例においては、２００ｎｍの厚さを有するＡｌ電極を蒸着する、次いで、適宜エッチングすることにより各電極を形成する。

なお、他の例において、Ｓ１２０を省略してもよい。つまり、遷移層４２およびゲート絶縁層４４を形成するべく、酸化アルミニウム層５２を形成せずに、ＳｉＯ_２層５４のみを形成してもよい。

図９は、第２実施形態における縦型ＭＯＳＦＥＴ２００の断面図である。本例の縦型ＭＯＳＦＥＴ２００は、プレーナーゲート型である。本例の縦型ＭＯＳＦＥＴ２００は、表面９５上のソース電極４６から裏面９２に接して設けられたドレイン電極４８へ電子電流が流れる。また、本例の縦型ＭＯＳＦＥＴ２００は、一対のｎ^＋型ＧａＮ領域３２間において、底部がｎ型ＧａＮ層２０に達するｎ型ＧａＮ領域５０を有する。ｎ型ＧａＮ領域５０は、Ｘ軸方向においてｎ^＋型ＧａＮ領域３２から離間する。さらに、深さ方向において空乏層が伸張できるように、ｐ型ＧａＮ層３０に比べてｎ型ＧａＮ層２０を厚くする。本例は、主として係る点において第１実施形態と異なる。

図１０は、縦型ＭＯＳＦＥＴ２００の製造方法を示すフローチャートである。本例においても、Ｓ１００からＳ１５０の順に（即ち、番号の若い順に）各段階が行われる。本例の製造方法は、第１実施形態のＳ１１０とは異なるＳ１１２を有する。

図１１は、縦型ＭＯＳＦＥＴ２００の製造方法の各工程を示す図である。第１実施形態と異なるＳ１１２およびＳ１５０について説明する。Ｓ１１２は、ｎ^＋型ＧａＮ領域３２およびｎ型ＧａＮ領域５０を形成する段階である。Ｓ１１２においては、ｎ^＋型ＧａＮ領域３２を形成用の開口を有する第１のレジストマスクを用いてＳｉイオンを注入する第１のイオン注入段階と、ｎ型ＧａＮ領域５０を形成するための開口を有する第２のレジストマスクを用いてＳｉイオンを注入する第２のイオン注入段階とを有してよい。これに代えて、１つのレジストマスクを用いてＳｉイオンを注入してもよい。一例において、レジストマスクの厚さを、イオン注入しない領域、ｎ^＋型ＧａＮ領域３２を形成する領域およびｎ型ＧａＮ領域５０を形成する領域の順に大きくした上で、Ｓｉイオン注入をしてもよい。なお、ｎ型ＧａＮ領域５０を形成する領域にはレジストマスクが設けられなくてもよい。

ｎ^＋型ＧａＮ領域３２を形成するためのドーズ量は３Ｅ＋１５［ｃｍ^−２］であってよく、注入深さは約０．１μｍあってよい。ｎ型ＧａＮ領域５０を形成するためのドーズ量は、３Ｅ＋１３［ｃｍ^−２］であってよく、注入深さは約０．６μｍであってよい。なお、本例においては、ｐ型ＧａＮ層３０の厚さを０．４μｍとした。Ｓｉイオンを注入後、不純物を活性化させるべく、窒素（Ｎ_２）ガス雰囲気においてＧａＮ系半導体９０を１０００℃で１０分間熱処理してよい。

Ｓ１５０においては、表面９５に接してソース電極４６を形成する。これに対して、裏面９２に接してドレイン電極４８を形成する。

なお、他の例において、Ｓ１２０を省略してもよい。つまり、遷移層４２およびゲート絶縁層４４を形成するべく、酸化アルミニウム層５２を形成せずに、ＳｉＯ_２層５４のみを形成してもよい。

図１２は、第３実施形態における縦型ＭＯＳＦＥＴ３００の断面図である。本例の縦型ＭＯＳＦＥＴ３００は、トレンチゲート型である。本例の縦型ＭＯＳＦＥＴ３００は、表面９５上のソース電極４６から裏面９２に接して設けられたドレイン電極４８へ電子電流が流れる。また、本例の縦型ＭＯＳＦＥＴ３００は、一対のｎ^＋型ＧａＮ領域３２間において、底部がｎ型ＧａＮ層２０に達するトレンチ６０を有する。トレンチ６０の底部および側面に接して酸化アルミニウム層５２が設けられ、酸化アルミニウム層５２に接しＳｉＯ_２層５４が形成される。これにより、遷移層４２およびゲート絶縁層４４が、トレンチ６０の内壁に形成される。トレンチ６０の内部において、ゲート絶縁層４４に接してゲート電極４０が形成される。さらに、本例においては、深さ方向において空乏層が伸張できるように、ｐ型ＧａＮ層３０に比べてｎ型ＧａＮ層２０を厚くする。本例は、主として係る点において第１実施形態と異なる。

図１３は、縦型ＭＯＳＦＥＴ３００の製造方法を示すフローチャートである。本例においても、Ｓ１００からＳ１５０の順に（即ち、番号の若い順に）各段階が行われる。本例の製造方法は、第１実施形態のＳ１１０とは異なるＳ１１４、Ｓ１３２およびＳ１５２を有する。

図１４は、縦型ＭＯＳＦＥＴ３００の製造方法の各工程を示す図である。第１実施形態と異なるＳ１１４、Ｓ１３２およびＳ１５２について説明する。Ｓ１１４は、トレンチ６０を形成する段階である。本例においては、ｐ型ＧａＮ層３０およびｎ型ＧａＮ層２０を部分的にエッチングすることにより、ｎ^＋型ＧａＮ領域３２をＸ軸方向において分断し、かつ、ｐ型ＧａＮ層３０に達するトレンチ６０を形成する。

Ｓ１３２は、ゲート電極４０を形成する段階である。本例のゲート電極４０は、少なくともトレンチ６０の内部を完全に充填する。例えば、Ａｌ金属層または多結晶Ｓｉ層を堆積した後、所定の形状にパターニングする。Ｓ１５２は、ソース電極４６およびドレイン電極４８を形成する段階である。Ｓ１５２では、表面９５に接するソース電極４６と裏面９２に接するドレイン電極４８とを形成する。ソース電極４６は、表面９５に接してＡｌ金属層を堆積させた後、所定の形状にパターニングしてよい。これに対して、ドレイン電極４８は、裏面９２に接してＡｌ金属層を堆積させることにより形成できる。

なお、他の例において、Ｓ１２０を省略してもよい。つまり、遷移層４２およびゲート絶縁層４４を形成するべく、酸化アルミニウム層５２を形成せずに、ＳｉＯ_２層５４のみを形成してもよい。

以上の説明においては、第１導電型の窒化ガリウム系半導体層をｐ型ＧａＮ層とし、半導体装置としてはｎチャネルＦＥＴとした。ただし、半導体においては多数キャリアの種類に依らず同様の特性が得られる。第１導電型の窒化ガリウム系半導体層をｎ型ＧａＮ層とし、半導体装置としてｐチャネルＦＥＴとしたときにおいても、同様の結果となる。

図１５は、ＸＰＳ（Ｘ‐ｒａｙ Ｐｈｏｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ、即ち、光電子分光）分析実験の概要を説明する図である。Ｘ線としてはＡｌＫα線を用いた。Ｘ線は透過性がよく、ｎ型ＧａＮ層７０、遷移層４２およびＳｉＯ_２層５４の積層構造のすべてに照射される。一方、Ｘ線によって励起される光電子は脱出深さが数ｎｍであるので、ＸＰＳ分析を可能とするべく、ＳｉＯ_２層５４の厚さは１ｎｍとした。その結果、ｎ型ＧａＮ層７０、ＳｉＯ_２層５４、およびこれらの間の界面領域（即ち、遷移層４２）から放出される光電子が検出される。ＳｉＯ_２層５４および遷移層４２に比べてｎ型ＧａＮ層７０は十分厚い層となる。理解を容易にするべく、光電子が脱出する領域に破線を付す。また、検出器４００が光電子を取り込む方向と、積層構造を有する試料の水平面とが成す角度を４５度とした。

ｎ型ＧａＮ層７０は、主としてＧａ‐Ｎ結合を有する。これに対して、遷移層４２は酸化ガリウムを含むので、遷移層４２は主としてＧａ‐Ｏ結合を有する。なお、酸化ガリウムは、例えば、Ｇａ_２Ｏ_３であるが、これと異なる組成比であってもよい。Ｇａ原子の２ｐ軌道から放出される光電子はｎ型ＧａＮ層７０に由来するＧａ‐Ｎ結合成分と、遷移層４２に由来するＧａ‐Ｏ結合成分とを有する。各々検出されるこれらの結合エネルギーは、互いに僅かに異なっている。そこで、本ＸＰＳ分析においては、Ｇａ原子の２ｐ軌道の結合エネルギー（横軸）に対応する強度（縦軸）を測定した。なお、本明細書においては、Ｇａ原子の２ｐ軌道をＧａ２ｐと略記する場合がある。

Ｇａ２ｐピーク強度は、ｎ型ＧａＮ層７０のＧａと遷移層４２のＧａから放出された光電子からなる。遷移層４２が増えるとともに、Ｇａ２ｐピーク強度に対応する結合エネルギー位置はＧａ‐Ｎ結合エネルギー位置からＧａ‐Ｏ結合エネルギー位置へ変化する。また、Ｇａ２ｐピーク強度に含まれるＧａ‐Ｎ結合成分が減少し、Ｇａ‐Ｏ結合成分が増加する。Ｇａ‐Ｎ結合成分とＧａ‐Ｏ結合成分とを波形分離してＧａ‐Ｎ成分とＧａ‐Ｏ成分との強度の比より遷移層４２の厚さが算出できる（詳細については後述する）。

純粋なＧａ‐Ｎ結合の強度ピークエネルギーは、清浄な表面を有するｎ型ＧａＮ層７０をＸＰＳ分析することにより、予め得ることができる。エピタキシャル成長後のｎ型ＧａＮ層７０をＸＰＳ分析する前に、高真空中でｎ型ＧａＮ層７０の表面をエッチングして清浄な表面を出すことでＧａ‐Ｎ結合の強度ピークに対応するエネルギーを得ることができる。純粋なＧａ‐Ｏ結合の強度ピークに対応するエネルギーも、ｎ型ＧａＮ層７０を酸化した表面をＸＰＳ分析することにより予め得ることができる。また、エピタキシャル成長後のｎ型ＧａＮ層７０やｎ型ＧａＮ層７０の酸化表面が純粋なＧａ‐Ｎ結合相や純粋なＧａ‐Ｏ結合相にできない場合でも、波形分離することでピークエネルギーやピーク波形を得ることができる。本実験において、Ｇａ‐Ｎ結合の強度ピークに対応するエネルギーは１１１７．４ｅＶであり、Ｇａ‐Ｏ結合の強度ピークに対応するエネルギーは１１１８．２ｅＶであった。後述するように、本実験においては、Ｇａ‐Ｎ結合およびＧａ‐Ｏ結合の強度ピークに対応するピークエネルギーと、これらに対応する波形とを利用して、Ｇａ２ｐに関する実測のピーク波形を分解した。なお、本明細書においては、Ｇａ２ｐに関する実測のピーク波形を、Ｇａ２ｐと略記する場合がある。

図１６Ａは、第１の試料についてＸＰＳ分析結果を示す図である。縦軸は強度（ｃｏｕｎｔｓ ｐｅｒ ｓｅｃｏｎｄ、ｃ／ｓと略記する）であり、横軸は結合エネルギー（ｂｉｎｄｉｎｇ ｅｎｅｒｇｙ）［ｅＶ］である。最も高い強度ピークを有する曲線は、Ｇａ原子の２ｐ軌道を測定した実測値である。図１６Ａ中の「Ｇａ‐Ｎ成分」はＧａ‐Ｎ結合の成分であり、ピークエネルギーが１１１７．４ｅＶである。また、図１６Ａ中の「Ｇａ‐Ｏ成分」はＧａ‐Ｏ結合の成分であり、ピークエネルギーが１１１８．２ｅＶである。二番目に高い強度ピークを有する曲線（破線）は、Ｇａ‐Ｏ結合の成分とＧａ‐Ｎ結合の成分とを合わせたものである（図１６Ａ中のＧａ‐Ｏ＋Ｇａ‐Ｎ成分）。

本実験においては、Ｇａ２ｐから放出される光電子のスペクトル（結合エネルギーに対する光電子の強度変化を示すピーク状波形）を「Ｇａ‐Ｎ成分」と「Ｇａ‐Ｏ成分」とに波形分離した。具体的には、「Ｇａ‐Ｎ成分」の波形関数と「Ｇａ‐Ｏ成分」の波形関数を用いて、それらの高さのみを変えて実測にフィッティングした。

第１の試料において、実測のＧａ２ｐスペクトルはピークの結合エネルギーが１１１７．７ｅＶであった。それゆえ、このエネルギー１１１７．７ｅＶとＧａ‐Ｎ結合の結合エネルギー１１１７．４ｅＶとの差Δ_Ｇａは、０．３ｅＶであった。このように、実測のＧａ２ｐスペクトルのピークエネルギーが「Ｇａ‐Ｎ成分」スペクトルのピークエネルギーよりも高いことは、Ｇａ‐Ｏ結合成分を含むことを示している。

後述の実験結果からも明らかであるが、実測のＧａ２ｐスペクトルのピークエネルギーが大きくなるほど、遷移層４２はより多くのＧａ‐Ｏ結合を有する。Ｇａ‐Ｏ結合のエネルギー位置は固定であると見なしてよいので、上述のエネルギー差Δ_Ｇａが大きいほど、遷移層４２が有するＧａ‐Ｏ結合の量が多くなると言える。遷移層４２中の酸化ガリウムの重量または数が、第１の試料の遷移層４２中の酸化ガリウム以下である場合、エネルギー差Δ_Ｇａは０．３ｅＶ以下であってよい。

本実験においては、さらに、Ｇａ‐Ｎ結合のＮ原子１ｓ軌道から放出される光電子についてもスペクトルを測定し、当該ピークの結合エネルギーが３９７．０ｅＶであった。Ｎ１ｓ結合エネルギーを利用することで、大気含有不純物の吸着や表面帯電などがＸＰＳ分析に与える影響を低減することができる。例えば、試料表面に炭化水素などの不純物が吸着することで、表面の電位が変化する。試料内部のＧａ原子やＮ原子から放出される光電子は同じ表面電位の影響を受ける。Ｎ１ｓ結合エネルギーを用いることにより、両原子の結合エネルギー差は表面電位の影響がなくすことができる。このように、Ｎ１ｓ結合エネルギーは、有効な基準エネルギーとなり得る。なお、本明細書においては、Ｎ原子の１ｓ軌道をＮ１ｓと略記する場合がある。

上述のエネルギー差Δ_Ｇａと同様に、Ｎ１ｓスペクトルのピークとＧａ２ｐスペクトルのピークの結合エネルギーの差Δ_Ｇａ−Ｎを用いることができる。本実験において、実測のＧａ２ｐスペクトルのピーク結合エネルギー１１１７．７ｅＶとＮ１ｓのピーク結合エネルギー３９７．０ｅＶとの差Δ_Ｇａ−Ｎは７２０．７ｅＶであった。当該エネルギー差Δ_Ｇａ−Ｎの大小は、遷移層４２がどの程度Ｇａ‐Ｎ結合成分とＧａ‐Ｏ結合成分とを含んでいるかを示し得る。エネルギー差Δ_Ｇａ−Ｎが大きいほど、遷移層４２が有するＧａ‐Ｏ結合の量が多くなると言える。遷移層４２中の酸化ガリウムの重量または数が、第１の試料の遷移層４２中の酸化ガリウム以下である場合、エネルギー差Δは７２０．７ｅＶ以下であってよい。

なお、上述のエネルギー差Δ_ＧａおよびΔ_Ｇａ−Ｎの代替として、Ｇａ２ｐスペクトルの波形を「Ｇａ‐Ｎ成分」と「Ｇａ‐Ｏ成分」とに分離することにより得られるＧａ‐Ｏ成分／Ｇａ‐Ｎ成分の強度比を用いてもよい。第１の試料において、Ｇａ‐Ｏ／Ｇａ‐Ｎの強度比は、０．９であった。このことから、第１の試料においては、比較的、Ｇａ−Ｎ結合成分が多いことがわかった。また、遷移層４２中の酸化ガリウムの重量または数が、第１の試料の遷移層４２中の酸化ガリウム以下である場合、Ｇａ‐Ｏ／Ｇａ‐Ｎの強度比は０．９以下であってよい。さらに、他の例においては、Ｇａ‐Ｏ／Ｇａ‐Ｎの強度比は、１．０以下であってもよい。

図１６Ｂは、第２の試料についてＸＰＳ分析結果を示す図である。縦軸および横軸は、図１６Ａと同じである。図１６Ｂにおいて、最も高い強度ピークを有する曲線は、界面領域をＸＰＳ分析することにより得られるＧａ原子の２ｐ軌道の実測波形であり、ピークエネルギーが１１１８．０ｅＶである。図１６Ｂ中の「Ｇａ‐Ｎ成分」はＧａ‐Ｎ結合の成分であり、ピークエネルギーが１１１７．４ｅＶである。また、図１６Ｂ中の「Ｇａ‐Ｏ成分」はＧａ‐Ｏ結合の成分であり、ピークエネルギーが１１１８．２ｅＶである。また、この実測波形よりも僅かに下に位置する「Ｇａ‐Ｏ＋Ｇａ‐Ｎ成分」波形（破線）はＧａ‐Ｏ結合の成分とＧａ‐Ｎ結合の成分とを合わせたものである。

第２の試料において、実測のＧａ２ｐスペクトルにおけるピーク結合エネルギー１１１８．０ｅＶと、Ｇａ‐Ｎ結合エネルギー１１１７．４ｅＶとの差Δ_Ｇａは、０．６ｅＶであった。なお、遷移層４２中の酸化ガリウムの重量または数が、第２の試料の遷移層４２中の酸化ガリウム以下である場合、エネルギー差Δ_Ｇａは０．６ｅＶ以下であってよい。

また、Ｇａ２ｐスペクトルのピーク結合エネルギー１１１８．０ｅＶと、Ｎ１ｓスペクトルのピーク結合エネルギー３９７．０ｅＶとの差Δ_Ｇａ−Ｎは、７２１．０ｅＶであった。なお、遷移層４２中の酸化ガリウムの重量または数が、第２の試料の遷移層４２中の酸化ガリウム以下である場合、エネルギー差Δ_Ｇａ−Ｎは７２１．０ｅＶ以下であってよい。

さらに、実測のＧａ２ｐスペクトルを「Ｇａ‐Ｎ成分」と「Ｇａ‐Ｏ成分」とに波形分離することにより得られたＧａ‐Ｎ結合成分とＧａ‐Ｏ結合成分について、それぞれの強度の比（即ち、Ｇａ‐Ｏ／Ｇａ‐Ｎの強度比）は、１．９であった。遷移層４２中の酸化ガリウムの重量または数が、第２の試料の遷移層４２中の酸化ガリウム以下である場合、Ｇａ‐Ｏ／Ｇａ‐Ｎの強度比は１．９以下であってよい。さらに、他の例においては、Ｇａ‐Ｏ／Ｇａ‐Ｎの強度比は、２．０以下であってもよい。

図１６Ｃは、第３の試料についてＸＰＳ分析結果を示す図である。縦軸および横軸は、図１６Ａおよび図１６Ｂと同じである。図１６Ｃにおいて、最も高い強度ピークを有する曲線は、界面領域をＸＰＳ分析することにより得られるＧａ２ｐの実測ピークであり、ピークエネルギーが１１１８．１ｅＶである。三番目に高い「Ｇａ‐Ｏ成分」ピークはＧａ‐Ｏ結合の成分であり、ピークエネルギーが１１１８．２ｅＶである。四番目に高い「Ｇａ‐Ｎ成分」はＧａ‐Ｎ結合の成分であり、ピークエネルギーが１１１７．４ｅＶである。また、二番目に高い「Ｇａ‐Ｏ＋Ｇａ‐Ｎ成分」ピーク（破線）はＧａ‐Ｏ結合の成分とＧａ‐Ｎ結合の成分とを合わせたものである。

第３の試料において、Ｇａ２ｐスペクトルのピーク結合エネルギー１１１８．１ｅＶと、Ｇａ‐Ｎ結合エネルギー１１１７．４ｅＶとの差Δ_Ｇａは、０．７ｅＶであった。なお、遷移層４２中の酸化ガリウムの重量または数が、第３の試料の遷移層４２中の酸化ガリウム以下である場合、エネルギー差Δ_Ｇａは０．７ｅＶ以下であってよい。

また、Ｇａ２ｐスペクトルのピーク結合エネルギー１１１８．１ｅＶと、Ｎ１ｓスペクトルのピーク結合エネルギー３９７．０ｅＶとの差Δ_Ｇａ−Ｎは、７２１．１ｅＶであった。なお、遷移層４２中の酸化ガリウムの量または数が、第３の試料の遷移層４２中の酸化ガリウム以下である場合、エネルギー差Δ_Ｇａ−Ｎは７２１．１ｅＶ以下であってよい。

さらに、Ｇａ‐Ｎ結合成分の強度に対する、Ｇａ‐Ｏ結合成分の強度の比（即ち、Ｇａ‐Ｏ／Ｇａ‐Ｎの強度比）は、３．３であった。遷移層４２中の酸化ガリウムの量または数が、第３の試料の遷移層４２中の酸化ガリウム以下である場合、Ｇａ‐Ｏ／Ｇａ‐Ｎの強度比は３．３以下であってよく、３．０以下であってもよい。

図１７は、Ｇａ２ｐスペクトルのピーク結合エネルギーと、Ｇａ‐Ｎ結合成分の結合エネルギーとの差Δ_Ｇａと、電界効果移動度との関係を示す図である。横軸は、ＸＰＳ分析におけるＧａ２ｐスペクトルのピーク結合エネルギーと、Ｇａ‐Ｎ結合成分の結合エネルギーとの差Δ_Ｇａ［ｅＶ］である。縦軸は、上述のＭＯＳ構造の最大電界効果移動度［ｃｍ^２／Ｖ・ｓ］である。横軸をＸとし、縦軸をＹとした場合に、第１の試料は（Ｘ，Ｙ）＝（０．３，９６）に対応する。また、第２の試料は（Ｘ，Ｙ）＝（０．６，４８）に対応し、第３の試料は（Ｘ，Ｙ）＝（０．７，３６）に対応する。

エネルギー差Δ_Ｇａｄが０．６ｅＶ以下、エネルギー差Δ_Ｇａ−Ｎが７２１．０ｅＶ以下、または、Ｇａ‐Ｏ／Ｇａ‐Ｎの強度比が１．９以下である場合に、ＭＯＳ構造の最大電界効果移動度は、４８ｃｍ^２／Ｖ・ｓ以上であってよい。つまり、遷移層４２中の酸化ガリウムが第２の試料に比べて少ない場合に、横型ＭＯＳＦＥＴ１００ならびに縦型ＭＯＳＦＥＴ２００および３００は、４８ｃｍ^２／Ｖ・ｓ以上の最大電界効果移動度を有してよい。また、エネルギー差Δ_Ｇａが０．３ｅＶ以下、エネルギー差Δ_Ｇａ−Ｎが７２０．７ｅＶ以下、または、Ｇａ‐Ｏ／Ｇａ‐Ｎの強度比が０．９以下である場合に、ＭＯＳ構造の最大電界効果移動度は、９６ｃｍ^２／Ｖ・ｓ以上であってよい。同様に、遷移層４２中の酸化ガリウムが第１の試料に比べて少ない場合に、横型ＭＯＳＦＥＴ１００ならびに縦型ＭＯＳＦＥＴ２００および３００は、９６ｃｍ^２／Ｖ・ｓ以上の最大電界効果移動度を有してよい。

ＸＰＳ分析実験に用いた第１から第３の試料について、下記表３に示す。第１の試料においては、ＳｉＯ_２層５４を形成する前にＯ_２プラズマ処理をせずに、かつ、ＳｉＯ_２層５４を形成した後に熱処理を施さなかった。これに対して、第２の試料においては、ＳｉＯ_２層５４を形成する前にｎ型ＧａＮ層７０の表面をＯ_２プラズマ処理したが、ＳｉＯ_２層５４を熱処理しなかった。第３の試料においては、ＳｉＯ_２層５４を形成する前にｎ型ＧａＮ層７０の表面をＯ_２プラズマ処理し、かつ、ＳｉＯ_２層５４を形成した後にＳｉＯ_２層５４を窒素（Ｎ_２）ガス雰囲気において、７００℃の温度で熱処理した。

また、第１から第３の試料における（Ａ）から（Ｅ）の項目を表３に合わせて示す。
（Ａ）Ｇａ２ｐスペクトルの実測ピーク結合エネルギー。
（Ｂ）Ｇａ２ｐスペクトルの実測ピーク結合エネルギーと、Ｇａ‐Ｎ成分の結合エネルギーとの差Δ_Ｇａ。
（Ｃ）Ｇａ２ｐスペクトルの実測ピーク結合エネルギーと、Ｎ１ｓスペクトルのピーク結合エネルギーとの差Δ_Ｇａ−Ｎ。
（Ｄ）Ｇａ２ｐスペクトルのＧａ‐Ｏ／Ｇａ‐Ｎの強度比。
（Ｅ）ＭＯＳＦＥＴの最大電界効果移動度。

図１８は、Ｇａ２ｐスペクトルにおけるＧａ‐Ｏ成分／Ｇａ‐Ｎ成分の強度比と電界効果移動度との関係を示す図である。横軸は、Ｇａ‐Ｏ成分／Ｇａ‐Ｎ成分の強度比であり、縦軸は、ＭＯＳＦＥＴの最大電界効果移動度である。横軸をＸとし、縦軸をＹとした場合に、第１の試料は（Ｘ，Ｙ）＝（０．９，９６）に対応する。また、第２の試料は（Ｘ，Ｙ）＝（１．９，４８）に対応し、第３の試料は（Ｘ，Ｙ）＝（３．３，３６）に対応する。図１８は酸化ガリウムが減少することに応じて、電界効果移動度が上昇し、おおよその傾向は図１７に一致している。

図１９は、ＸＰＳ分析におけるＧａ２ｐスペクトルのピーク結合エネルギーとＧａ‐Ｏ成分／Ｇａ‐Ｎ成分の強度比との関係を示す図である。横軸は、ＸＰＳ分析における実測のピーク結合エネルギー［ｅＶ］である。縦軸は、Ｇａ‐Ｏ成分／Ｇａ‐Ｎ成分の強度比である。図１９においては、上述の第１から第３の試料に加えて、さらに複数の試料についてのＸＰＳ分析結果を示したものである。図１９の結果から、実測値の強度ピークのエネルギーが増加するにつれて、遷移層４２中の酸化ガリウムが増加する傾向が理解できる。

図２０は、ＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像から得られた遷移層４２の厚さと、ＸＰＳ分析から得られた遷移層４２の厚さとの関係を示す図である。横軸は、ＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像から得られた遷移層４２の厚さ［ｎｍ］である。縦軸は、ＸＰＳ分析から得られた遷移層４２の厚さ［ｎｍ］であり、その導出方法は以下に示す。図２０に示すように直線的な関係が得られたことから、ＳＴＥＭ‐ＨＡＡＤＦ像を利用した遷移層４２の厚さと、ＸＰＳ分析から得られた遷移層４２の厚さとに、一対一の対応関係があると言える。なお、近似直線を外挿する場合に、横軸がゼロにおいて縦軸がゼロとならず、約０．３ｎｍとなる。この厚さは約１原子層であり、ＧａＮ表面にＯ原子が吸着した状態をＳＴＥＭ像では評価できないものと考えられる。

ＸＰＳ分析から得られた遷移層４２の厚さｄは、Ｇａ‐Ｏ結合成分とＧａ‐Ｎ結合成分の強度比Ｉ_ＯＸ／Ｉ_ＧａＮより以下の式（１）を用いて算出した。なお、式（１）において、「×」は積を意味する。
ｄ＝λ_ＯＸ×ｃｏｓθ
×ｌｎ［（λ_ＧａＮＮ_ＧａＮ）／（λ_ＯＸＮ_ＯＸ）×（Ｉ_ＯＸ／Ｉ_ＧａＮ）＋１］・・・（１）
ここで、θは光電子取出し角、Ｎ_ＧａＮおよびＮ_ＯＸはそれぞれＧａＮ層およびＧａ酸化層中のＧａ原子密度である。λ_ＧａＮおよびλ_ＯＸはそれぞれＧａＮ層およびＧａ酸化層中のＧａ２ｐ電子の脱出深さであり、［非特許文献１］に記載の半経験式より算出した。化合物に対しては電子の脱出深さλ（ｎｍ）は、Ｅを光電子のエネルギー（ｅＶ）、ａを単原子層の厚さ（ｎｍ）として以下の式（２）で表される。
λ（ｎｍ）＝５３８ａＥ^−２＋０．７２（ａ^３／２Ｅ^１／２）・・（２）
［非特許文献１］：大西孝治・堀池靖浩・吉原一紘、固体表面分析Ｉ、第１刷、講談社、１９９５年４月２０日、第２８頁。

なお、遷移層４２が存在しないか、または、遷移層４２の厚みが前述した範囲内であっても、ｐ型ＧａＮ層３０の界面９４（図２１参照）に凹凸が存在すると、ｐ型ＧａＮ層３０の界面９４における電界効果移動度にバラツキが生じる場合がある。本明細書では、遷移層４２が存在しない場合、ｐ型ＧａＮ層３０にゲート絶縁層４４を積層した領域のｐ型ＧａＮ層の境界を界面９４とする。また、遷移層４２が存在する場合は、ゲート絶縁層４４と遷移層４２の境界を界面９４とする。以下は、遷移層４２が存在しない場合について述べる。

ｐ型ＧａＮ層３０の界面９４における凹凸と、電界効果移動度との関係を、サンプルＮｏ．５およびＮｏ．６を用いて説明する。サンプルＮｏ．５は、ゲート絶縁層４４を形成した後に熱処理を行ったサンプルであり、サンプルＮｏ．６は、ゲート絶縁層４４を形成した後に熱処理を行っていないサンプルである。他の製造条件は、サンプルＮｏ．５およびＮｏ．６で同一である。

図２１は、サンプルＮｏ．５の断面について高解像度の透過電子顕微鏡で観察したＳＴＥＭ−ＨＡＡＤＦ像を示す図である。サンプルＮｏ．５において、ｐ型ＧａＮ層３０と、ゲート絶縁層４４との境界には、明確な遷移層４２は観察されない。ただし、界面９４においてｐ型ＧａＮ層を構成する元素の原子が規則的に配列している結晶面は、Ｚ軸方向に凹凸を有している。

図２２は、図２１における領域Ａを拡大した模式図である。図２２においては、図２１における粒状のＧａ原子を丸印のＧａ原子９９で模式的に示している。本例の結晶面９６は、Ｚ軸方向に凹凸を有している。結晶面９６とは、Ｇａ原子９９が格子状に一定の周期で配列している面を指す。

本明細書では、ｐ型ＧａＮ層３０が所定の測定領域内（例えばＸ軸方向等の所定の方向における長さが３０nmの領域）において原子が連なっている面を最上端層９１とし、そこからの凸部の高さを、Ｚ軸方向における長さ、または、Ｚ軸方向における原子層の層数で表す場合がある。最上端層９１は、一例として、上述した測定領域内において、Ｇａ原子９９の抜けが無いＧａ層のうち、最も上側にあるＧａ層である。また、凹凸または凸部の高さとは、所定の測定領域内において、Ｚ軸方向の正側の最も端に存在する結晶面９６と、Ｚ軸方向の負側の最も端に存在する結晶面９６とのＺ軸方向における距離を指す。図２２の例においては、凸部の高さは３原子層である。

また、ｐ型ＧａＮ層３０が所定の測定領域内において原子が連なっている面（最上端層９１）からｚ軸方向に正側の領域において、ｐ型ＧａＮ層３０の界面９４と平行な方向にＧａ原子９９が３個以上連続して配列された領域をテラス部９７とする。結晶面９６の凹凸の高さは、所定の測定領域内において、Ｚ軸方向の正側の最も端に存在するテラス部９７と、Ｚ軸方向の負側の最も端に存在する谷部９８とのＺ軸方向における距離を用いてもよい。谷部９８は、ｐ型ＧａＮ層３０の界面９４と平行な方向において、Ｇａ原子９９に挟まれた領域であって、且つ、Ｇａ原子９９が３個以上連続して抜けている領域である。つまり谷部９８においては、Ｇａ原子９９が規則的に配列していない。

なお、サンプルＮｏ．５のＳＴＥＭ−ＨＡＡＤＦ像は、下記の条件で取得した。試料を薄膜化して、観察方向に対して垂直な方向における試料の厚みを２０ｎｍとした。透過電子顕微鏡における電子の加速電圧を２００ｋＶとして、観察範囲の拡大倍率を５００万倍として、少なくとも３０ｎｍ以上の幅を有する領域を観察した。取得したＳＴＥＭ−ＨＡＡＤＦ像を、コントラストに基づいて２値化して、それぞれの位置におけるＧａ原子９９の有無を判別した。ＳＴＥＭ−ＨＡＡＤＦ像においては、Ｇａ原子９９が存在する位置は白く、Ｇａ原子９９が存在しない位置は黒くなっている。ｐ型ＧａＮ層３０の界面９４において、最大のコントラストに対して、５０％以上のコントラストを有する位置には、Ｇａ原子９９が存在すると判別した。本明細書において、結晶面９６の凹凸の高さは、上記の条件で取得したＳＴＥＭ−ＨＡＡＤＦ像に基づいて、判別してよい。上記の条件は、１０％以内の誤差を有していてもよい。

図２３は、サンプルＮｏ．６の断面について高解像度の透過電子顕微鏡で観察したＳＴＥＭ−ＨＡＡＤＦ像を示す図である。サンプルＮｏ．６においても、ｐ型ＧａＮ層３０と、ゲート絶縁層４４との境界には、明確な遷移層４２は観察されない。また、界面９４においてｐ型ＧａＮ層を構成する元素の原子が規則的に配列している結晶面は、Ｚ軸方向の凹凸をほとんど有していない。

図２４は、図２２における領域Ｂを拡大した模式図である。図２４に示すように、サンプルＮｏ．６の結晶面９６における凹凸は、１原子層である。サンプルＮｏ．６は、サンプルＮｏ．５よりも、ｐ型ＧａＮ層３０の表面における電界効果移動度が高かった。これは、サンプルＮｏ．６においては、結晶面９６における凹凸による電子の散乱が少ないためと考えられる。

図２５は、ｐ型ＧａＮ層３０の表面における凹凸の高さと、ｐ型ＧａＮ層３０の表面における電界効果移動度との関係を示すグラフである。本例においては、サンプルＮｏ．５、Ｎ０．６の他に、凹凸の高さを変化させた他のサンプルについても測定した。各サンプルにおいては、遷移層４２は観察されなかった。

図２５における横軸は、凹凸高さを原子層の層数で示している。また、凹凸高さは、ｐ型ＧａＮ層３０と平行な方向の観察範囲（本例では３０ｎｍの範囲）における最大の高さを示している。凹凸高さは、観察範囲における平均値を用いてもよいし、ＲＭＳ値を用いてもよいし、他の方法で処理した値を用いてもよい。なお本例では、テラス部９７と谷部９８を用いて凹凸高さを判別した。

図２５に示すように、凹凸が大きくなるほど、電界効果移動度μが低下している。上述したように、凹凸が大きくなると、結晶面９６において電子が散乱されて移動度が低下すると考えられる。

図２６は、図２５に示したグラフと、図５に示したグラフとを重ねたグラフである。なお図５におけるサンプルと、図２５におけるサンプルは、別のサンプルである。図２６に示すように、凹凸の高さが電界効果移動度に与える影響と、遷移層４２の厚みが電界効果移動度に与える影響は、同様の傾向となった。

ｐ型ＧａＮ層３０の界面と平行な測定方向における長さが３０ｎｍの測定領域において、ｐ型ＧａＮ層３０の界面と垂直な深さ方向の凹凸高さが、６原子層以下であってよい。これにより、凹凸による電界効果移動度の劣化を、厚みが１．５ｎｍ以下の遷移層４２による電界効果移動度の劣化と同程度にすることができる。凹凸高さは、１．５ｎｍ以下であってもよい。また、上述したように、長さが３０ｎｍの測定領域において、テラス部９７の上端から谷部９８の下端までの高さが６原子層以下、または、１．５ｎｍ以下であってもよい。

凹凸高さは、遷移層４２の厚みよりも小さくてよい。これにより、凹凸による電界効果移動度の劣化を、遷移層４２による電界効果移動度の劣化よりも小さくできる。また、凹凸高さは、３原子層以下（０．７５ｎｍ以下）であってよく、２原子層以下（０．５ｎｍ以下）であってよく、１原子層以下（０．２５ｎｍ）以下であってもよい。

なお、サンプルＮｏ．６の製造条件は以下の通りである。ゲート絶縁層４４は、二酸化シリコンの単層とした。具体的には、リモートプラズマＣＶＤ装置を用いてＴＥＯＳと酸素ガスを流した状態で放電し、ｐ型ＧａＮ層３０の表面に厚み１００ｎｍのゲート絶縁層４４を形成した。ｐ型ＧａＮ層３０の表面にＧａＯ_ｘ層が形成されると、電界効果移動度が小さくなる傾向があるので、プラズマを安定化させるＯ_２プラズマ処理は行わずにゲート絶縁層４４を形成した。ゲート絶縁層４４を形成した後に、ゲート絶縁層４４の熱処理は行っていない。

サンプルＮｏ．５の製造条件は、サンプルＮｏ．６と同様であるが、ゲート絶縁層４４を形成した後に、窒素雰囲気で７００度、３０分の熱処理を行った。

図２７は、凹凸を測定する測定領域４９の一例を示す図である。本例では、図１に示した横型ＭＯＳＦＥＴ１００におけるｐ型ＧａＮ層３０の表面近傍を測定領域４９とした。測定領域４９は、ｐ型ＧａＮ層３０の表面を含み、且つ、ｐ型ＧａＮ層３０の表面と平行な方向において３０ｎｍの幅を有する領域である。本例の測定領域４９は、横型ＭＯＳＦＥＴ１００のオン時に電子が流れる方向に、３０ｎｍの幅を有している。本例の測定領域４９は、ゲート電極４０の下方において、ソース電極４６およびドレイン電極４８を結ぶ方向（Ｘ軸方向）に３０ｎｍの幅を有している。横型ＭＯＳＦＥＴ１００は、測定領域４９の３０ｎｍの範囲において、凹凸高さが６原子層以下、または、１．５ｎｍ以下である。測定領域４９は、ソース電極４６およびドレイン電極４８の間の中央に配置されていてよい。

図１５から図２７の説明においては、第２導電型の窒化ガリウム系半導体層であるｎ型ＧａＮ層を用いた。ただし、半導体においては多数キャリアの種類に依らず同様の特性が得られる。それゆえ、第２導電型の窒化ガリウム系半導体層をｐ型ＧａＮ層としても、同様の結果となる。

以上、本発明を実施の形態を用いて説明したが、本発明の技術的範囲は上記実施の形態に記載の範囲には限定されない。上記実施の形態に、多様な変更又は改良を加えることが可能であることが当業者に明らかである。その様な変更又は改良を加えた形態も本発明の技術的範囲に含まれ得ることが、特許請求の範囲の記載から明らかである。

特許請求の範囲、明細書、および図面中において示した装置、システム、プログラム、および方法における動作、手順、ステップ、および段階等の各処理の実行順序は、特段「より前に」、「先立って」等と明示しておらず、また、前の処理の出力を後の処理で用いるのでない限り、任意の順序で実現しうることに留意すべきである。特許請求の範囲、明細書、および図面中の動作フローに関して、便宜上「まず、」、「次に、」等を用いて説明したとしても、この順序で実施することが必須であることを意味するものではない。

１０・・ＧａＮ基板、２０・・ｎ型ＧａＮ層、３０・・ｐ型ＧａＮ層、３２・・ｎ^＋型ＧａＮ領域、３４・・チャネル形成領域、４０・・ゲート電極、４２・・遷移層、４４・・ゲート絶縁層、４６・・ソース電極、４８・・ドレイン電極、４９・・・測定領域、５０・・ｎ型ＧａＮ領域、５２・・酸化アルミニウム層、５４・・ＳｉＯ_２層、６０・・トレンチ、７０・・ｎ型ＧａＮ層、９０・・ＧａＮ系半導体、９１・・・最上端層、９２・・裏面、９５・・表面、９４・・・界面、９６・・・結晶面、９７・・・テラス部、９８・・・谷部、９９・・・Ｇａ原子、１００・・横型ＭＯＳＦＥＴ、２００・・縦型ＭＯＳＦＥＴ、３００・・縦型ＭＯＳＦＥＴ、４００・・検出器

Claims (22)

1. 第１導電型の窒化ガリウム系半導体層と、
   前記窒化ガリウム系半導体層上に設けられ、金属元素を含む絶縁層と、
   前記窒化ガリウム系半導体層と前記絶縁層との間の境界近傍に設けられ、前記窒化ガリウム系半導体層および前記絶縁層の元素から構成される遷移層と
   を備え、
   前記遷移層の厚さを、
   （ｉ）前記絶縁層を構成する前記金属元素の原子組成が原子組成分布において極大を有する場合は、極大を有する前記金属元素の原子組成が前記極大の値の１／２となる前記窒化ガリウム系半導体層側の深さ位置、もしくは、前記絶縁層を構成する前記金属元素の原子組成が原子組成分布において極大を有しない場合は、極大を有しない前記金属元素の原子組成が前記遷移層よりも前記絶縁層側に十分に離れた箇所における前記金属元素の原子組成に対して１／２となる深さ位置と、前記窒化ガリウム系半導体層を構成する窒素元素の原子組成が、前記遷移層よりも前記窒化ガリウム系半導体層側に十分に離れた箇所における窒素元素の原子組成に対して１／２となる深さ位置との間の距離、または、
   （ｉｉ）結晶構造を有する前記窒化ガリウム系半導体層の表面に接して設けられ、透過電子顕微鏡像における前記窒化ガリウム系半導体層および前記絶縁層の両方と異なるコントラストにより規定される層の厚さ、
   と定義するとき、
   前記遷移層の厚さは、１．５ｎｍ未満である
   窒化ガリウム系半導体装置。
2. 前記絶縁層は金属酸化物層であり、
   前記金属酸化物層は、酸化シリコン層および酸化アルミニウム層の少なくともいずれかを含む
   請求項１に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
3. 前記金属酸化物層は、
   前記酸化アルミニウム層と、
   少なくとも一部が前記酸化アルミニウム層上に位置する前記酸化シリコン層と
   を含む
   請求項２に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
4. 前記遷移層においては、
   ガリウム元素の原子数に対する窒素元素の原子数の比率が窒化ガリウム系半導体層中のガリウム元素の原子数に対する窒素元素の原子数の比率よりも小さく、かつ、
   （ａ）前記絶縁層を構成する前記金属元素の原子組成が原子組成分布において極大を有する場合は、前記金属元素の原子数に対する酸素元素の原子数の比率が、極大位置での前記金属元素の原子数に対する酸素元素の原子数の比率よりも大きい、または、（ｂ）前記絶縁層を構成する前記金属元素の原子組成が原子組成分布において極大を有しない場合は、前記金属元素の原子数に対する酸素元素の原子数の比率が絶縁層中の前記金属元素の原子数に対する酸素元素の原子数の比率よりも大きい、
   請求項１から３のいずれか一項に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
5. 前記遷移層の厚さは、０．５ｎｍ以下である
   請求項１から４のいずれか一項に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
6. 前記絶縁層が積層された前記窒化ガリウム系半導体層の界面において、前記窒化ガリウム系半導体層を構成する元素の原子が規則的に配列している結晶面は、前記窒化ガリウム系半導体層の界面と平行な方向の長さが３０ｎｍの測定領域において、前記窒化ガリウム系半導体層の界面と垂直な深さ方向の凹凸の高さが６原子層以下である
   請求項１から５のいずれか一項に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
7. 前記窒化ガリウム系半導体層の前記結晶面は、前記窒化ガリウム系半導体層を構成する元素の複数個の原子が規則的に連続して配列したテラス部と、前記窒化ガリウム系半導体層を構成する元素の原子が規則的に配列していない谷部とを有し、
   前記測定領域において、前記テラス部の上端から前記谷部の下端までの高さが６原子層以下である
   請求項６に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
8. 前記凹凸の高さが１．５ｎｍ以下である
   請求項６または７に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
9. 窒化ガリウム系半導体装置の製造方法であって、
   第１導電型の窒化ガリウム系半導体層を形成する段階と、
   絶縁層として前記窒化ガリウム系半導体層上にアルミニウム含有層を形成する段階と、
   前記アルミニウム含有層上に酸化シリコン層を形成する段階と
   を備える、
   窒化ガリウム系半導体層、絶縁層および遷移層を有する請求項１に記載の窒化ガリウム系半導体装置の製造方法。
10. 前記アルミニウム含有層を形成する段階は、
    アルミニウム金属層を形成する段階と、
    酸素含有雰囲気において前記アルミニウム金属層を酸化する段階と
    を含む
    請求項９に記載の窒化ガリウム系半導体装置の製造方法。
11. 前記アルミニウム含有層を形成する段階は、
    トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）と酸素ガスまたは水とを用いて、プラズマＣＶＤ法または原子層堆積法（ＡＬＤ）により、酸化アルミニウムを形成する段階を含む
    請求項９または１０に記載の窒化ガリウム系半導体装置の製造方法。
12. 窒化ガリウム系半導体層と、
    前記窒化ガリウム系半導体層上に設けられた金属酸化物層と、
    前記窒化ガリウム系半導体層と前記金属酸化物層との間に設けられた、酸化ガリウムを含む遷移層と
    を備え、
    前記窒化ガリウム系半導体層と前記金属酸化物層との間の界面領域を光電子分光分析することにより得られるガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーと、窒化ガリウム系半導体層のみのガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーとの差が、０．６ｅＶ以下である
    窒化ガリウム系半導体装置。
13. 前記界面領域を光電子分光分析することにより得られるガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーと、前記界面領域を光電子分光分析することにより得られる窒素原子の１ｓ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーとの差が、７２１．０ｅＶ以下である
    請求項１２に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
14. 前記界面領域を光電子分光分析することにより得られるガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子の結合エネルギーに対する強度変化を示すピーク状波形において、ガリウム原子と窒素原子との結合に由来する成分の強度に対する、ガリウム原子と酸素原子との結合に由来する成分の強度の比が、１．９以下である
    請求項１２または１３に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
15. 前記界面領域を光電子分光分析することにより得られるガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーと、窒化ガリウム系半導体層のみのガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーとの差が、０．３ｅＶ以下である
    請求項１２から１４のいずれか一項に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
16. 前記界面領域を光電子分光分析することにより得られるガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーと、前記界面領域を光電子分光分析することにより得られる窒素原子の１ｓ軌道から放出される光電子のピーク状波形のピーク結合エネルギーとの差が、７２０．７ｅＶ以下である
    請求項１２から１５のいずれか一項に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
17. 前記界面領域を光電子分光分析することにより得られるガリウム原子の２ｐ軌道から放出される光電子の結合エネルギーに対する強度変化を示すピーク状波形において、ガリウム原子と窒素原子との結合に由来する成分の強度に対する、ガリウム原子と酸素原子との結合に由来する成分の強度の比が、０．９以下である
    請求項１２から１６のいずれか一項に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
18. 前記金属酸化物層は、酸化シリコンおよび酸化アルミニウムの少なくともいずれかを含む
    請求項１２から１７のいずれか一項に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
19. 前記金属酸化物層は、酸化アルミニウム層と、少なくとも一部が前記酸化アルミニウム層上に設けられた酸化シリコン層とを有する
    請求項１８に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
20. 前記窒化ガリウム系半導体装置は、前記金属酸化物層上において前記金属酸化物層に接するゲート電極をさらに有し、
    前記窒化ガリウム系半導体装置は、前記ゲート電極、前記金属酸化物層、前記遷移層および前記窒化ガリウム系半導体層を有するＭＯＳ構造を含むＭＯＳＦＥＴである
    請求項１２から１９のいずれか一項に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
21. 前記ＭＯＳ構造の最大電界効果移動度は、４８ｃｍ^２／Ｖ・ｓ以上である
    請求項２０に記載の窒化ガリウム系半導体装置。
22. 前記ＭＯＳ構造の最大電界効果移動度は、９６ｃｍ^２／Ｖ・ｓ以上である
    請求項２０または２１に記載の窒化ガリウム系半導体装置。