JP3247437B2 - 窒化物系半導体素子およびその製造方法 - Google Patents
窒化物系半導体素子およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、窒化物系半導体素子、
特にディスプレー，光通信やＯＡ機器の光源等に最適な
紫外域光〜橙色光を発生する発光ダイオードおよびレー
ザーダーオード等に用いることができる半導体発光素子
に関するものである。
特にディスプレー，光通信やＯＡ機器の光源等に最適な
紫外域光〜橙色光を発生する発光ダイオードおよびレー
ザーダーオード等に用いることができる半導体発光素子
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】半導体素子、特に可視光発光ダイオード
（ＬＥＤ）は、広い分野において表示素子や種々の光源
として使用されている。しかし、紫外域〜青色発光ダイ
オードは実用化されておらず、特に３原色を必要とする
ディスプレー用として開発が急がれている。レーザーダ
イオードは、光ディスクやコンパクトディスクの光源と
して、記録密度を１０倍以上大きくすることができると
いうことで期待されているものの、まだ実用化されてい
ない。紫外域光〜青色光を発生する発光ダイオードおよ
びレーザーダイオードとしては、ＧａＮ，ＺｎＳｅ，Ｚ
ｎＳやＳｉＣなどの化合物半導体を用いることが考えら
れている。
（ＬＥＤ）は、広い分野において表示素子や種々の光源
として使用されている。しかし、紫外域〜青色発光ダイ
オードは実用化されておらず、特に３原色を必要とする
ディスプレー用として開発が急がれている。レーザーダ
イオードは、光ディスクやコンパクトディスクの光源と
して、記録密度を１０倍以上大きくすることができると
いうことで期待されているものの、まだ実用化されてい
ない。紫外域光〜青色光を発生する発光ダイオードおよ
びレーザーダイオードとしては、ＧａＮ，ＺｎＳｅ，Ｚ
ｎＳやＳｉＣなどの化合物半導体を用いることが考えら
れている。
【０００３】しかし、一般的に、これらの広いバンドギ
ャップを有する化合物半導体の単結晶薄膜の作製は難し
く、発光素子に使用可能な薄膜の製造方法はまだ確立さ
れていない。例えば、青色発光素子として有望視されて
いる窒化ガリウム（ＧａＮ）は、これまではサファイア
のＣ面（０００１）上にＭＯＣＶＤ法（ＭｅｔａｌＯｒ
ｇａｎｉｃ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏ
ｓｉｔｉｏｎ）、あるいはＶＰＥ法（Ｖａｐｏｒ Ｐｈ
ａｓｅ Ｅｐｉｔａｘｙ）により成膜されている〔ジャ
ーナル オブ アプライド フィジクス（Ｊｏｕｒｎａ
ｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ）５６（１
９８４）２３６７−２３６８〕。しかし、この方法で
は、良好な結晶を得るためには反応温度を高くする必要
があり、製造が著しく困難であった。さらに、高温度で
の成長であるため、窒素が不足して欠陥となり、キャリ
ア密度が極めて大きくなるので、良好な半導体特性がい
まだ得られていない。したがって、それを克服するため
に、サファイアＣ面（０００１）上に窒化アルミニウム
のバッファー層を設け、その上に比較的膜厚の大きいＧ
ａＮ薄膜を作製して半導体発光素子を作製している。
ャップを有する化合物半導体の単結晶薄膜の作製は難し
く、発光素子に使用可能な薄膜の製造方法はまだ確立さ
れていない。例えば、青色発光素子として有望視されて
いる窒化ガリウム（ＧａＮ）は、これまではサファイア
のＣ面（０００１）上にＭＯＣＶＤ法（ＭｅｔａｌＯｒ
ｇａｎｉｃ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏ
ｓｉｔｉｏｎ）、あるいはＶＰＥ法（Ｖａｐｏｒ Ｐｈ
ａｓｅ Ｅｐｉｔａｘｙ）により成膜されている〔ジャ
ーナル オブ アプライド フィジクス（Ｊｏｕｒｎａ
ｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ）５６（１
９８４）２３６７−２３６８〕。しかし、この方法で
は、良好な結晶を得るためには反応温度を高くする必要
があり、製造が著しく困難であった。さらに、高温度で
の成長であるため、窒素が不足して欠陥となり、キャリ
ア密度が極めて大きくなるので、良好な半導体特性がい
まだ得られていない。したがって、それを克服するため
に、サファイアＣ面（０００１）上に窒化アルミニウム
のバッファー層を設け、その上に比較的膜厚の大きいＧ
ａＮ薄膜を作製して半導体発光素子を作製している。
【０００４】また、低温成膜を実現する試みでは、供給
する窒素ガスに電子シャワーを照射して活性化する方法
が行われている〔ジャパニーズ ジャーナル オブ ア
プライド フィジクス（Ｊａｐ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．），２０，Ｌ５４５（１９８１）〕。しかし、この
方法によっても発光にいたる良質の膜質は得られていな
い。また、窒素の不足を起こさないように活性の高い窒
素源を用いて成膜を行うことが試みられている。活性の
高い窒素を得るためには、プラズマを利用する方法が行
われている〔ジャーナル オブ バキューム サイエン
ス アンド テクノロジー（Ｊ．Ｖａｃ．Ｓｃｉ．Ｔｅ
ｃｈｎｏｌ．），Ａ７，７０１（１９８９）〕が、成功
していないのが現状である。
する窒素ガスに電子シャワーを照射して活性化する方法
が行われている〔ジャパニーズ ジャーナル オブ ア
プライド フィジクス（Ｊａｐ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．），２０，Ｌ５４５（１９８１）〕。しかし、この
方法によっても発光にいたる良質の膜質は得られていな
い。また、窒素の不足を起こさないように活性の高い窒
素源を用いて成膜を行うことが試みられている。活性の
高い窒素を得るためには、プラズマを利用する方法が行
われている〔ジャーナル オブ バキューム サイエン
ス アンド テクノロジー（Ｊ．Ｖａｃ．Ｓｃｉ．Ｔｅ
ｃｈｎｏｌ．），Ａ７，７０１（１９８９）〕が、成功
していないのが現状である。
【０００５】さらに、ＧａＩｎＮ混晶薄膜についても検
討が行われており、多くはサファイアＣ面上にＭＯＶＰ
Ｅ法（Ｍｅｔａｌ Ｏｒｇａｎｉｃ Ｖａｐｏｒ Ｐｈ
ａｓｅ Ｅｐｉｔａｘｙ）により成膜されている〔ジャ
ーナル オブ アプライドフィジクス（Ｊｏｕｒｎａｌ
ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ）２８（１９
８９）Ｌ−１３３４〕。しかし、この方法では、ＧａＮ
とＩｎＮの成長温度が大きく異なるために、良質なＧａ
ＩｎＮ混晶を得ることが難しい。また、ＧａＡｌＮ混晶
については、アンモニアガスを用いるガスソースＭＢＥ
法（Ｇａｓ−Ｓｏｕｒｃｅ Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ Ｂｅ
ａｍ Ｅｐｉｔａｘｙ）により成膜された例が報告され
ている〔ジャーナル オブ アプライド フィジクス
（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉ
ｃｓ）５３（１９８２）６８４４−６８４８〕。しか
し、この方法では、液体窒素温度においてカソードルミ
ネッセンスが観測されているものの、まだ発光素子を作
製できるような良質な薄膜は得られていない。
討が行われており、多くはサファイアＣ面上にＭＯＶＰ
Ｅ法（Ｍｅｔａｌ Ｏｒｇａｎｉｃ Ｖａｐｏｒ Ｐｈ
ａｓｅ Ｅｐｉｔａｘｙ）により成膜されている〔ジャ
ーナル オブ アプライドフィジクス（Ｊｏｕｒｎａｌ
ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ）２８（１９
８９）Ｌ−１３３４〕。しかし、この方法では、ＧａＮ
とＩｎＮの成長温度が大きく異なるために、良質なＧａ
ＩｎＮ混晶を得ることが難しい。また、ＧａＡｌＮ混晶
については、アンモニアガスを用いるガスソースＭＢＥ
法（Ｇａｓ−Ｓｏｕｒｃｅ Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ Ｂｅ
ａｍ Ｅｐｉｔａｘｙ）により成膜された例が報告され
ている〔ジャーナル オブ アプライド フィジクス
（Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉ
ｃｓ）５３（１９８２）６８４４−６８４８〕。しか
し、この方法では、液体窒素温度においてカソードルミ
ネッセンスが観測されているものの、まだ発光素子を作
製できるような良質な薄膜は得られていない。
【０００６】従来の窒化物系半導体薄膜の作製方法であ
るＭＯＣＶＤ法やＭＯＶＰＥ法を用いる場合には、炭素
を含有する原料を使用する必要があったり、成膜時の圧
力が高いために、薄膜中に炭素が不純物として多く取り
込まれて特性の低い窒化物系半導体が成長するという欠
点があった。
るＭＯＣＶＤ法やＭＯＶＰＥ法を用いる場合には、炭素
を含有する原料を使用する必要があったり、成膜時の圧
力が高いために、薄膜中に炭素が不純物として多く取り
込まれて特性の低い窒化物系半導体が成長するという欠
点があった。
【０００７】一方、絶縁性の単結晶基板上に直接にＩｎ
および／またはＧａを含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の
単結晶薄膜が形成されてなる構造が提案されている（米
国特許４，４０４，２６５号）。しかし、この場合、以
下の問題点がある。その基板上に直接にＩＩＩ−Ｖ族化
合物半導体の単結晶薄膜が成長する条件はきわめて限定
されているため、その実施は容易ではない。さらに直接
に該半導体薄膜が成長する場合においても、基板と該半
導体との格子不整合のために、半導体薄膜に大きな応力
がかかり、そのため、素子としての耐久性が低い。さら
にまた、基板に単結晶半導体が形成されているために、
導電性が低くなり、素子として動作させるための良好な
オーミック電極がとりにくい。
および／またはＧａを含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の
単結晶薄膜が形成されてなる構造が提案されている（米
国特許４，４０４，２６５号）。しかし、この場合、以
下の問題点がある。その基板上に直接にＩＩＩ−Ｖ族化
合物半導体の単結晶薄膜が成長する条件はきわめて限定
されているため、その実施は容易ではない。さらに直接
に該半導体薄膜が成長する場合においても、基板と該半
導体との格子不整合のために、半導体薄膜に大きな応力
がかかり、そのため、素子としての耐久性が低い。さら
にまた、基板に単結晶半導体が形成されているために、
導電性が低くなり、素子として動作させるための良好な
オーミック電極がとりにくい。
【０００８】このように、窒化物系半導体薄膜において
は、ＧａＡｓ系半導体やＳｉ半導体と異なり、それ自身
の単結晶基板がないため、ヘテロエピタキシー法による
薄膜成長を行わなくてはならず、半導体素子とくに発光
素子として使用できる結晶性の良好な薄膜を作製するこ
とが困難であるという問題点がある。
は、ＧａＡｓ系半導体やＳｉ半導体と異なり、それ自身
の単結晶基板がないため、ヘテロエピタキシー法による
薄膜成長を行わなくてはならず、半導体素子とくに発光
素子として使用できる結晶性の良好な薄膜を作製するこ
とが困難であるという問題点がある。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、この問題点
を解決して、窒化物系半導体素子、特に紫外〜橙色領域
において良好な特性を有する半導体発光素子を提供しよ
うとするものである。
を解決して、窒化物系半導体素子、特に紫外〜橙色領域
において良好な特性を有する半導体発光素子を提供しよ
うとするものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記問題
点を解決するため鋭意研究を重ねた結果、基板面の少な
くとも一方向の周期的な原子配列の原子間距離を、その
上に直接に成長する配向性多結晶窒化物系半導体を構成
する窒化物の格子面の原子間距離の整数倍に近づけるこ
とによって、この配向性多結晶窒化物半導体上に、非常
に薄い膜厚でも結晶性が良好な単結晶窒化物系半導体薄
膜を形成することが判明し、これにより優れた特性の半
導体素子を得ることが明らかとなった。
点を解決するため鋭意研究を重ねた結果、基板面の少な
くとも一方向の周期的な原子配列の原子間距離を、その
上に直接に成長する配向性多結晶窒化物系半導体を構成
する窒化物の格子面の原子間距離の整数倍に近づけるこ
とによって、この配向性多結晶窒化物半導体上に、非常
に薄い膜厚でも結晶性が良好な単結晶窒化物系半導体薄
膜を形成することが判明し、これにより優れた特性の半
導体素子を得ることが明らかとなった。
【００１１】すなわち、本発明の窒化物系半導体素子
は、基板と、該基板上に直接形成されている厚さが５０
００オングストローム以下の配向性多結晶窒化物系半導
体からなる第１層と、該第１層の上に直接形成されてい
る単結晶窒化物系半導体からなる動作層と、所定の部位
に接続されている２個以上の電極とを有し、少なくとも
１個の電極が前記第１層に接続されていることを特徴と
する。
は、基板と、該基板上に直接形成されている厚さが５０
００オングストローム以下の配向性多結晶窒化物系半導
体からなる第１層と、該第１層の上に直接形成されてい
る単結晶窒化物系半導体からなる動作層と、所定の部位
に接続されている２個以上の電極とを有し、少なくとも
１個の電極が前記第１層に接続されていることを特徴と
する。
【００１２】また、本発明の窒化物系半導体素子の製造
方法は、窒素含有化合物をガス状で供給するガスソー
ス、ＩＩＩ族元素を供給する固体ソース、およびｎ型と
ｐ型のドーパントを供給するソースを有する分子線エピ
タキシー法による結晶成長装置を用い、圧力が１０−５
Ｔｏｒｒ以下で、基板温度が３００〜１０００℃で、ガ
ス状の窒素含有化合物とＩＩＩ族元素を基板面に供給
し、該基板上に０．１〜２０オングストローム／ｓｅｃ
の成長速度で配向性多結晶窒化物系半導体の第１層を作
製し、続いて圧力が１０−５Ｔｏｒｒ以下で、基板温度
が３００〜１０００℃で、ガス状の窒素含有化合物とＩ
ＩＩ族元素を前記第１層の表面に供給し、該第１層上に
０．１〜１０オングストローム／ｓｅｃの成長速度で単
結晶窒化物系半導体層を作製する窒化物系半導体素子の
製造方法であって、前記配向性多結晶窒化物系半導体層
の作製と前記単結晶窒化物系半導体層の作製を、それぞ
れにおける窒素含有化合物とＩＩＩ属元素の供給量と供
給温度、前記基板温度、および前記各層の成長速度を、
前記配向性多結晶窒化物系半導体層と前記単結晶窒化物
系半導体層の膜質を確認しながら、それぞれ独立に制御
することによって、実現することを特徴とする。
方法は、窒素含有化合物をガス状で供給するガスソー
ス、ＩＩＩ族元素を供給する固体ソース、およびｎ型と
ｐ型のドーパントを供給するソースを有する分子線エピ
タキシー法による結晶成長装置を用い、圧力が１０−５
Ｔｏｒｒ以下で、基板温度が３００〜１０００℃で、ガ
ス状の窒素含有化合物とＩＩＩ族元素を基板面に供給
し、該基板上に０．１〜２０オングストローム／ｓｅｃ
の成長速度で配向性多結晶窒化物系半導体の第１層を作
製し、続いて圧力が１０−５Ｔｏｒｒ以下で、基板温度
が３００〜１０００℃で、ガス状の窒素含有化合物とＩ
ＩＩ族元素を前記第１層の表面に供給し、該第１層上に
０．１〜１０オングストローム／ｓｅｃの成長速度で単
結晶窒化物系半導体層を作製する窒化物系半導体素子の
製造方法であって、前記配向性多結晶窒化物系半導体層
の作製と前記単結晶窒化物系半導体層の作製を、それぞ
れにおける窒素含有化合物とＩＩＩ属元素の供給量と供
給温度、前記基板温度、および前記各層の成長速度を、
前記配向性多結晶窒化物系半導体層と前記単結晶窒化物
系半導体層の膜質を確認しながら、それぞれ独立に制御
することによって、実現することを特徴とする。
【００１３】なお、ここで配向性多結晶窒化物系半導体
層とは基板と該窒化物系半導体の界面付近において、結
晶がほぼ一定方向に配向しており、かつ基板から遠ざか
るとともにその結晶性が良くなっている薄膜である。
層とは基板と該窒化物系半導体の界面付近において、結
晶がほぼ一定方向に配向しており、かつ基板から遠ざか
るとともにその結晶性が良くなっている薄膜である。
【００１４】以下、本発明についてさらに詳細に説明す
る。
る。
【００１５】本発明における基板は、その表面上におけ
る原子の周期的配列の少なくとも一方向と、前記第１層
の窒化物系半導体の該基板に直接接する格子面の結晶軸
のうちの一方向が同方向であり、前者の方向の原子間距
離と後者の方向の原子間距離の整数倍（１以上で１０以
下）とのずれが好ましくは５％以内である。
る原子の周期的配列の少なくとも一方向と、前記第１層
の窒化物系半導体の該基板に直接接する格子面の結晶軸
のうちの一方向が同方向であり、前者の方向の原子間距
離と後者の方向の原子間距離の整数倍（１以上で１０以
下）とのずれが好ましくは５％以内である。
【００１６】基板表面上に周期的に配列する原子は、そ
の基板結晶の格子点を占める原子であり、かつ一番上に
位置する原子のことである。第１層の配向性多結晶窒化
物系半導体を構成する窒化物の格子面の少なくとも一方
向の原子間距離の整数倍とは、１以上で１０以下であ
る。これが１０以上になると基板表面に露出している原
子と窒化物系半導体の原子軌道の重なりが少なく、結晶
を配向させる作用が小さくなるため、配向性の良い多結
晶窒化物系半導体層を得ることが困難となる。さらに、
配向性多結晶窒化物系半導体を構成する窒化物の格子面
の少なくとも一方向の原子間距離の整数倍と、基板の表
面上で前記一方向と同方向に周期的に配列した原子の原
子間距離とのずれは、５％以内であることが好ましく、
これ以上のずれになると、配向性の良好な窒化物系半導
体層を得ることが困難になる。ずれの値はより好ましく
は３％以下、さらに好ましくは１％以下とすることであ
る。
の基板結晶の格子点を占める原子であり、かつ一番上に
位置する原子のことである。第１層の配向性多結晶窒化
物系半導体を構成する窒化物の格子面の少なくとも一方
向の原子間距離の整数倍とは、１以上で１０以下であ
る。これが１０以上になると基板表面に露出している原
子と窒化物系半導体の原子軌道の重なりが少なく、結晶
を配向させる作用が小さくなるため、配向性の良い多結
晶窒化物系半導体層を得ることが困難となる。さらに、
配向性多結晶窒化物系半導体を構成する窒化物の格子面
の少なくとも一方向の原子間距離の整数倍と、基板の表
面上で前記一方向と同方向に周期的に配列した原子の原
子間距離とのずれは、５％以内であることが好ましく、
これ以上のずれになると、配向性の良好な窒化物系半導
体層を得ることが困難になる。ずれの値はより好ましく
は３％以下、さらに好ましくは１％以下とすることであ
る。
【００１７】ここで、基板と窒化物系半導体との原子間
距離のずれとは、該基板上に成長する窒化物系半導体の
基板と接する格子面の一つの方向の原子間距離（ａ）と
該単結晶基板を特定の面で切断した場合に表面に周期的
に配列している一つの方向の原子間距離（ｂ）とのずれ
のことを言い、ずれの大きさは｜ｂ−ｎ×ａ｜／ｂ×１
００（％）（ｎ＝１〜１０）で表す。原子間距離は、各
窒化物系半導体や単結晶基板の格子定数がわかっている
ので、基板の切断面が決まれば計算することができる。
距離のずれとは、該基板上に成長する窒化物系半導体の
基板と接する格子面の一つの方向の原子間距離（ａ）と
該単結晶基板を特定の面で切断した場合に表面に周期的
に配列している一つの方向の原子間距離（ｂ）とのずれ
のことを言い、ずれの大きさは｜ｂ−ｎ×ａ｜／ｂ×１
００（％）（ｎ＝１〜１０）で表す。原子間距離は、各
窒化物系半導体や単結晶基板の格子定数がわかっている
ので、基板の切断面が決まれば計算することができる。
【００１８】また、第１層の配向性多結晶窒化物系半導
体を構成する窒化物の格子面の二方向の原子間距離の整
数倍と、基板の表面上で周期的に配列した原子の前記二
方向と同方向の原子間距離とのずれが両方とも５％以内
にあることはさらに好ましいものとなる。この場合に
は、配向性多結晶窒化物系半導体を構成する窒化物の格
子面の形と基板上原子の周期的な配列の形が同じである
ことが好ましい。
体を構成する窒化物の格子面の二方向の原子間距離の整
数倍と、基板の表面上で周期的に配列した原子の前記二
方向と同方向の原子間距離とのずれが両方とも５％以内
にあることはさらに好ましいものとなる。この場合に
は、配向性多結晶窒化物系半導体を構成する窒化物の格
子面の形と基板上原子の周期的な配列の形が同じである
ことが好ましい。
【００１９】本発明に用いることができる基板として
は、Ｓｉ，Ｇｅ，ＳｉＣ等の単結晶半導体基板、ＧａＡ
ｓ，ＩｎＡｓ，ＩｎＰ，ＧａＳｂ等のＩＩＩ−Ｖ族化合
物半導体基板、ＡｌＮ，ＺｎＯ，サファイア（Ａｌ2 ０
3 ），石英（ＳｉＯ2 ），ＴｉＯ2 ，ＭｇＯ，ＭｇＦ
2 ，ＣａＦ2 やＳｒＴｉＯ3 等の単結晶基板がある。こ
れらの基板が前述の条件を満足させるには、上記の単結
晶基板の所定の面を基準として、これから所望の角度だ
け傾いた面が出るように結晶を成長させるか、結晶成長
した後にカッティング・研磨する方法が用いられる。ま
た、これらの基板は、通常は完全な格子面が表面に出て
いるものではなく、一般的には±２度程度はずれている
ものであり、そのような基板でも使うことは可能であ
る。しかし、好ましくは±１度以下とすることであり、
さらに好ましくは±０．５度以下とすることである。さ
らに、一般的に用いられるガラス、多結晶基板あるいは
単結晶基板の上に、上記のような条件を満足するような
単結晶薄膜を成長せしめ基板とし、この上に目的とする
配向性多結晶窒化物系半導体を成長させることができ
る。該単結晶薄膜の例としては、ＧａＮについては単結
晶Ｓｉ基板上に形成したＺｎＯやＳｉＣ等がある。この
単結晶薄膜の厚さとしては表面が平坦な単結晶であれば
よく、特に限定されるものではない。
は、Ｓｉ，Ｇｅ，ＳｉＣ等の単結晶半導体基板、ＧａＡ
ｓ，ＩｎＡｓ，ＩｎＰ，ＧａＳｂ等のＩＩＩ−Ｖ族化合
物半導体基板、ＡｌＮ，ＺｎＯ，サファイア（Ａｌ2 ０
3 ），石英（ＳｉＯ2 ），ＴｉＯ2 ，ＭｇＯ，ＭｇＦ
2 ，ＣａＦ2 やＳｒＴｉＯ3 等の単結晶基板がある。こ
れらの基板が前述の条件を満足させるには、上記の単結
晶基板の所定の面を基準として、これから所望の角度だ
け傾いた面が出るように結晶を成長させるか、結晶成長
した後にカッティング・研磨する方法が用いられる。ま
た、これらの基板は、通常は完全な格子面が表面に出て
いるものではなく、一般的には±２度程度はずれている
ものであり、そのような基板でも使うことは可能であ
る。しかし、好ましくは±１度以下とすることであり、
さらに好ましくは±０．５度以下とすることである。さ
らに、一般的に用いられるガラス、多結晶基板あるいは
単結晶基板の上に、上記のような条件を満足するような
単結晶薄膜を成長せしめ基板とし、この上に目的とする
配向性多結晶窒化物系半導体を成長させることができ
る。該単結晶薄膜の例としては、ＧａＮについては単結
晶Ｓｉ基板上に形成したＺｎＯやＳｉＣ等がある。この
単結晶薄膜の厚さとしては表面が平坦な単結晶であれば
よく、特に限定されるものではない。
【００２０】特に、発光素子や受光素子として用いる場
合には、３６０〜８００ｎｍの波長領域で８０％以上の
透過率を有する透明単結晶基板を用いることも好まし
く、これにより基板を通して発光あるいは受光を行うこ
とが可能となる。そのような透明単結晶基板としては、
サファイア，単結晶石英，ＭｇＯ，ＴｉＯ2 ，Ｍｇ
Ｆ2，ＣａＦ2 やＳｒＴｉＯ3 等がある。なかでも、サ
ファイア基板が好ましく、このサファイアの格子面とし
ては、
合には、３６０〜８００ｎｍの波長領域で８０％以上の
透過率を有する透明単結晶基板を用いることも好まし
く、これにより基板を通して発光あるいは受光を行うこ
とが可能となる。そのような透明単結晶基板としては、
サファイア，単結晶石英，ＭｇＯ，ＴｉＯ2 ，Ｍｇ
Ｆ2，ＣａＦ2 やＳｒＴｉＯ3 等がある。なかでも、サ
ファイア基板が好ましく、このサファイアの格子面とし
ては、
【００２１】
【外３】
【００２２】等があり、これらの面を基準として所望の
角度だけ傾斜させることにより必要とする基板表面を出
すことができる。例えば、
角度だけ傾斜させることにより必要とする基板表面を出
すことができる。例えば、
【００２３】
【外４】
【００２４】を用いれば、Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎにおいてｘ
＝０から０．４５までの範囲、そしてＧａ1-y Ａｌy Ｎ
においてｙ＝０から１までの範囲で、窒化物系半導体の
ｃ軸の３倍長とサファイアｃ軸のＲ面射影軸長さとが５
％以内のずれとなり、本発明の基板として使うことがで
きる。さらに、図１に示すように、
＝０から０．４５までの範囲、そしてＧａ1-y Ａｌy Ｎ
においてｙ＝０から１までの範囲で、窒化物系半導体の
ｃ軸の３倍長とサファイアｃ軸のＲ面射影軸長さとが５
％以内のずれとなり、本発明の基板として使うことがで
きる。さらに、図１に示すように、
【００２５】
【外５】
【００２６】に９．２度傾けた面を基板面として用いる
ことによって、窒化物系半導体のｃ軸の３倍長、および
窒化物系半導体のＡ面と該Ｃ面の交線の長さの４倍長と
が、
ことによって、窒化物系半導体のｃ軸の３倍長、および
窒化物系半導体のＡ面と該Ｃ面の交線の長さの４倍長と
が、
【００２７】
【外６】
【００２８】に９．２度傾けた面に周期的に配列した原
子の原子間距離に対して、二方向とも５％以内のずれと
なるので、より好ましいものとなる。
子の原子間距離に対して、二方向とも５％以内のずれと
なるので、より好ましいものとなる。
【００２９】本発明において基板の厚さは特に限定はさ
れないが、発光素子として基板を通して光を取り出す場
合においては、厚さは薄ければ薄いほど好ましいものと
なる。実用的には窒化物系半導体薄膜を作製するプロセ
ス、素子を作製するプロセスにおいては基板の機械的強
度が必要となるため、厚さは０．０５〜２．０ｍｍであ
ることが好ましいものとなる。厚さが０．０５ｍｍ以下
では機械的強度が低いため取扱いが困難であるし、厚さ
が２．０ｍｍ以上になると素子化の場合に切断すること
が困難であり、発光素子とした場合に光の取り出し効率
が低くなるために好ましくない。
れないが、発光素子として基板を通して光を取り出す場
合においては、厚さは薄ければ薄いほど好ましいものと
なる。実用的には窒化物系半導体薄膜を作製するプロセ
ス、素子を作製するプロセスにおいては基板の機械的強
度が必要となるため、厚さは０．０５〜２．０ｍｍであ
ることが好ましいものとなる。厚さが０．０５ｍｍ以下
では機械的強度が低いため取扱いが困難であるし、厚さ
が２．０ｍｍ以上になると素子化の場合に切断すること
が困難であり、発光素子とした場合に光の取り出し効率
が低くなるために好ましくない。
【００３０】本発明においては、基板上に直接に形成さ
れている窒化物系半導体層が、厚さが５０００オングス
トローム以下の配向性多結晶窒化物系半導体層であるこ
とを特徴とする。基板上に直接に接する配向性多結晶窒
化物系半導体層は、該基板の表面上における原子の周期
的配列の少なくとも一方向と第１層の窒化物系半導体の
該基板に直接に接する格子面の結晶軸のうちの一方向が
同方向であり、前者の方向の原子間距離と後者の方向の
原子間距離の整数倍（１以上で１０以下）とのずれが５
％以内であるために、基板と該窒化物系半導体の界面付
近においても、結晶は二次元的に成長し、ずれの少ない
方向に配向しており、かつ基板から遠ざかるとともにそ
の結晶配向性は良くなっていくことに特徴がある。この
ように、本発明の配向性多結晶窒化物系半導体層は、窒
化物系半導体からなる結晶が基板面と平行方向に配向し
ており、そのため表面の平坦性が良くなることが特徴で
あり、この層上に特性の良好な動作層を形成することが
可能となる。この配向性が良くなる現象は、半導体薄膜
成長中にＲＨＥＥＤ（Ｒｅｆｒａｃｔｉｖｅ Ｈｉｇｈ
Ｅｎｅｒｇｙ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｄｉｆｒａｃｔｉ
ｏｎ）を観察するか、膜成長後に透過電子顕微鏡やＸ線
回折法による分析を行うことによっても知ることができ
る。配向性多結晶窒化物系半導体層の厚さは、５０００
オングストローム以下であるが、これは膜成長速度やず
れの程度に依存し、膜成長速度が大きい場合やずれが大
きい場合には、配向性多結晶窒化物系半導体層の膜厚を
大きくしないと、表面が平坦な単結晶窒化物系半導体が
成長しない傾向にある。この配向性多結晶窒化物系半導
体層を本発明の分子線エピタキシー法（ＭＢＥ法）によ
り作製する場合には、厚さが５０００オングストローム
以下で十分な素子特性を有するので、これ以上の厚膜に
する場合には膜成長時間が長くかかりすぎるために現実
的ではないという問題がある。例えば、膜成長速度が数
オングストローム／秒で、一方向のずれの大きさが１％
程度の時には、厚さが５００〜１０００オングストロー
ム程度でも表面が平坦で結晶性の良好な配向性多結晶窒
化物系半導体層を得ることができる。さらにずれが二方
向とも１％以下の場合では、数十オングストロームの膜
厚でも表面が平坦で結晶性の良好な配向性多結晶窒化物
系半導体層とすることができる。したがって、該配向性
多結晶窒化物系半導体層の厚さは、１０から５０００オ
ングストロームの範囲にあることが好ましいものとな
る。
れている窒化物系半導体層が、厚さが５０００オングス
トローム以下の配向性多結晶窒化物系半導体層であるこ
とを特徴とする。基板上に直接に接する配向性多結晶窒
化物系半導体層は、該基板の表面上における原子の周期
的配列の少なくとも一方向と第１層の窒化物系半導体の
該基板に直接に接する格子面の結晶軸のうちの一方向が
同方向であり、前者の方向の原子間距離と後者の方向の
原子間距離の整数倍（１以上で１０以下）とのずれが５
％以内であるために、基板と該窒化物系半導体の界面付
近においても、結晶は二次元的に成長し、ずれの少ない
方向に配向しており、かつ基板から遠ざかるとともにそ
の結晶配向性は良くなっていくことに特徴がある。この
ように、本発明の配向性多結晶窒化物系半導体層は、窒
化物系半導体からなる結晶が基板面と平行方向に配向し
ており、そのため表面の平坦性が良くなることが特徴で
あり、この層上に特性の良好な動作層を形成することが
可能となる。この配向性が良くなる現象は、半導体薄膜
成長中にＲＨＥＥＤ（Ｒｅｆｒａｃｔｉｖｅ Ｈｉｇｈ
Ｅｎｅｒｇｙ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｄｉｆｒａｃｔｉ
ｏｎ）を観察するか、膜成長後に透過電子顕微鏡やＸ線
回折法による分析を行うことによっても知ることができ
る。配向性多結晶窒化物系半導体層の厚さは、５０００
オングストローム以下であるが、これは膜成長速度やず
れの程度に依存し、膜成長速度が大きい場合やずれが大
きい場合には、配向性多結晶窒化物系半導体層の膜厚を
大きくしないと、表面が平坦な単結晶窒化物系半導体が
成長しない傾向にある。この配向性多結晶窒化物系半導
体層を本発明の分子線エピタキシー法（ＭＢＥ法）によ
り作製する場合には、厚さが５０００オングストローム
以下で十分な素子特性を有するので、これ以上の厚膜に
する場合には膜成長時間が長くかかりすぎるために現実
的ではないという問題がある。例えば、膜成長速度が数
オングストローム／秒で、一方向のずれの大きさが１％
程度の時には、厚さが５００〜１０００オングストロー
ム程度でも表面が平坦で結晶性の良好な配向性多結晶窒
化物系半導体層を得ることができる。さらにずれが二方
向とも１％以下の場合では、数十オングストロームの膜
厚でも表面が平坦で結晶性の良好な配向性多結晶窒化物
系半導体層とすることができる。したがって、該配向性
多結晶窒化物系半導体層の厚さは、１０から５０００オ
ングストロームの範囲にあることが好ましいものとな
る。
【００３１】本発明における配向性多結晶窒化物系半導
体としては、Ａｌ，ＧａあるいはＩｎから選ばれる少な
くとも１種類のＩＩＩ族元素と窒素を有するものであ
る。
体としては、Ａｌ，ＧａあるいはＩｎから選ばれる少な
くとも１種類のＩＩＩ族元素と窒素を有するものであ
る。
【００３２】例えば、Ｇａを主成分とした配向性多結晶
窒化物系半導体をサファイア基板上に成長させる場合に
は、サファイアＲ面上では窒化物系半導体のｃ軸の方向
がサファイアｃ軸をＲ面上に射影した軸の方向に配向し
た構造となり、その厚みは膜成長速度に依存するが、通
常は３００〜２５００オングストロームとなる。また、
窒化物系半導体をサファイア基板上に成長させる場合に
は、サファイアＲ面上では窒化物系半導体のｃ軸の方向
がサファイアｃ軸をＲ面上に射影した軸の方向に配向し
た構造となり、その厚みは膜成長速度に依存するが、通
常は３００〜２５００オングストロームとなる。また、
【００３３】
【外７】
【００３４】に９．２度（θ1 ）傾けた面を基板面とし
て使用する場合には、配向性多結晶窒化物系半導体は、
数十オングストローム以下、たとえば２０オングストロ
ームという非常に薄い膜厚において表面が平坦で結晶性
が良好となる。
て使用する場合には、配向性多結晶窒化物系半導体は、
数十オングストローム以下、たとえば２０オングストロ
ームという非常に薄い膜厚において表面が平坦で結晶性
が良好となる。
【００３５】また、本発明においては、基板上に直接に
接している配向性多結晶窒化物系半導体の第２の態様と
して、窒化物系半導体の組成が、基板側から順次変化し
て最終的に必要とする動作層の組成となるような組成傾
斜構造があげられる。組成傾斜構造とは、Ｇａ1-x-y Ｉ
ｎx Ａｌy Ｎ（０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）からなる半導
体薄膜を基板上に形成せしめ、最終的には必要とする動
作層の組成とするものである。該Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌ
y Ｎ（０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）の組成を、基板側から
順次ｘおよび／あるいはｙの値を変化させればよいが、
この場合に、格子定数が大きくなる方向に組成を変化さ
せるか、格子定数が小さくなる方向に変化させるかは、
必要とする動作層の特性を考慮して決めることができ
る。このような組成傾斜構造とすることにより、結晶の
欠陥が存在する場合においても、動作層に作用する応力
を小さくすることができるため、素子の特性を向上させ
たり、耐久性を上げたりすることも可能となる。
接している配向性多結晶窒化物系半導体の第２の態様と
して、窒化物系半導体の組成が、基板側から順次変化し
て最終的に必要とする動作層の組成となるような組成傾
斜構造があげられる。組成傾斜構造とは、Ｇａ1-x-y Ｉ
ｎx Ａｌy Ｎ（０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）からなる半導
体薄膜を基板上に形成せしめ、最終的には必要とする動
作層の組成とするものである。該Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌ
y Ｎ（０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）の組成を、基板側から
順次ｘおよび／あるいはｙの値を変化させればよいが、
この場合に、格子定数が大きくなる方向に組成を変化さ
せるか、格子定数が小さくなる方向に変化させるかは、
必要とする動作層の特性を考慮して決めることができ
る。このような組成傾斜構造とすることにより、結晶の
欠陥が存在する場合においても、動作層に作用する応力
を小さくすることができるため、素子の特性を向上させ
たり、耐久性を上げたりすることも可能となる。
【００３６】さらには、基板上に直接に接している配向
性の窒化物系半導体の第３の態様として、窒化物系半導
体の組成が異なる厚さが１００オングストローム以下の
複数の配向性多結晶窒化物系半導体層を交互に積層した
構造をあげることができる。この構造によって、素子の
特性を向上させたり、耐久性を上げたりすることができ
る。この場合に、各層の厚さが大きくなりすぎると、そ
の効果が小さくなるので、１００オングストローム以下
であることが必要で、好ましくは７０オングストローム
以下であり、さらに好ましくは５０オングストローム以
下にすることである。また、配向性多結晶窒化物系半導
体層の厚さは、１０オングストローム以上であることが
必要であり、これ以下の厚さになると、効果が現れなく
なる。
性の窒化物系半導体の第３の態様として、窒化物系半導
体の組成が異なる厚さが１００オングストローム以下の
複数の配向性多結晶窒化物系半導体層を交互に積層した
構造をあげることができる。この構造によって、素子の
特性を向上させたり、耐久性を上げたりすることができ
る。この場合に、各層の厚さが大きくなりすぎると、そ
の効果が小さくなるので、１００オングストローム以下
であることが必要で、好ましくは７０オングストローム
以下であり、さらに好ましくは５０オングストローム以
下にすることである。また、配向性多結晶窒化物系半導
体層の厚さは、１０オングストローム以上であることが
必要であり、これ以下の厚さになると、効果が現れなく
なる。
【００３７】このようにして得られた配向性多結晶窒化
物系半導体の表面の平坦性は、表面凹凸の大きさが１０
０オングストローム以下であり、この上に結晶性の良好
な第２層を成長させることが可能である。この凹凸の大
きさは、原子間力顕微鏡によって測定することができ
る。
物系半導体の表面の平坦性は、表面凹凸の大きさが１０
０オングストローム以下であり、この上に結晶性の良好
な第２層を成長させることが可能である。この凹凸の大
きさは、原子間力顕微鏡によって測定することができ
る。
【００３８】本発明においては、基板上に直接に接して
形成する配向性多結晶窒化物系半導体層は、電気伝導性
が良く、素子を動作させるための電極と接続することに
よって、動作層全体に均一に電場を印加することが可能
である。さらにこの機能を向上させるために、ｎ型ある
いはｐ型にドーピングすることができ、特にｎ型ドーピ
ングすることが好ましいものである。ｎ型のドーパント
としては、Ｓｉ，Ｇｅ，Ｃ，Ｓｎ，Ｓｅ，Ｔｅ等があ
り、これらのドーパントの種類とドーピング量を変える
ことによってキャリアー密度を制御し、電気的抵抗を下
げることができる。この場合、キャリアー密度は１０17
ｃｍ-3以上、好ましくは１０18ｃｍ-3以上とすると良
い。
形成する配向性多結晶窒化物系半導体層は、電気伝導性
が良く、素子を動作させるための電極と接続することに
よって、動作層全体に均一に電場を印加することが可能
である。さらにこの機能を向上させるために、ｎ型ある
いはｐ型にドーピングすることができ、特にｎ型ドーピ
ングすることが好ましいものである。ｎ型のドーパント
としては、Ｓｉ，Ｇｅ，Ｃ，Ｓｎ，Ｓｅ，Ｔｅ等があ
り、これらのドーパントの種類とドーピング量を変える
ことによってキャリアー密度を制御し、電気的抵抗を下
げることができる。この場合、キャリアー密度は１０17
ｃｍ-3以上、好ましくは１０18ｃｍ-3以上とすると良
い。
【００３９】本発明における単結晶窒化物系半導体とし
ては、Ａｌ，ＧａあるいはＩｎから選ばれる少なくとも
一種類のＩＩＩ族元素と窒素を構成元素として有するも
のである。バンドギャップとしては、ＩｎＮの２．４ｅ
Ｖ、ＧａＮの３．４ｅＶからＡｌＮの６．２ｅＶの広い
領域を含むものである。バンドギャップの制御は、Ａ
ｌ，ＧａあるいはＩｎからなる混晶系半導体薄膜を作製
することにより行うことができる。その例としては、Ａ
ｌＧａＮ，ＧａＩｎＮあるいはＡｌＧａＩｎＮがある。
さらに、ｐ型あるいはｎ型のドーパントを該半導体や混
晶半導体にドーピングすることにより行うことも可能で
ある。
ては、Ａｌ，ＧａあるいはＩｎから選ばれる少なくとも
一種類のＩＩＩ族元素と窒素を構成元素として有するも
のである。バンドギャップとしては、ＩｎＮの２．４ｅ
Ｖ、ＧａＮの３．４ｅＶからＡｌＮの６．２ｅＶの広い
領域を含むものである。バンドギャップの制御は、Ａ
ｌ，ＧａあるいはＩｎからなる混晶系半導体薄膜を作製
することにより行うことができる。その例としては、Ａ
ｌＧａＮ，ＧａＩｎＮあるいはＡｌＧａＩｎＮがある。
さらに、ｐ型あるいはｎ型のドーパントを該半導体や混
晶半導体にドーピングすることにより行うことも可能で
ある。
【００４０】本発明においては、基板上に形成する単結
晶窒化物系半導体の動作層としては、少なくとも一種類
のｎ型，ｉ型あるいはｐ型単結晶窒化物系半導体層を有
しており、目的とする素子によっては二組の単結晶窒化
物系半導体層からなる動作層からなるものである。ｎ型
のドーパントとしては、Ｓｉ，Ｇｅ，Ｃ，Ｓｎ，Ｓｅ，
Ｔｅ等があり、ｐ型あるいはｉ型ドーパントとしてはＭ
ｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｚｎ，Ｂｅ，Ｃｄ，ＨｇやＬｉ等があ
る。これらのドーパントの種類とドーピング量を変える
ことによって、目的とする導電型やキャリアー密度とす
ることができる。また、この時に膜厚の方向によりドー
ピングする濃度を変えた構造としたり、特定の層のみに
ドーピングするδドーピング層を設けた構造とすること
もできる。
晶窒化物系半導体の動作層としては、少なくとも一種類
のｎ型，ｉ型あるいはｐ型単結晶窒化物系半導体層を有
しており、目的とする素子によっては二組の単結晶窒化
物系半導体層からなる動作層からなるものである。ｎ型
のドーパントとしては、Ｓｉ，Ｇｅ，Ｃ，Ｓｎ，Ｓｅ，
Ｔｅ等があり、ｐ型あるいはｉ型ドーパントとしてはＭ
ｇ，Ｃａ，Ｓｒ，Ｚｎ，Ｂｅ，Ｃｄ，ＨｇやＬｉ等があ
る。これらのドーパントの種類とドーピング量を変える
ことによって、目的とする導電型やキャリアー密度とす
ることができる。また、この時に膜厚の方向によりドー
ピングする濃度を変えた構造としたり、特定の層のみに
ドーピングするδドーピング層を設けた構造とすること
もできる。
【００４１】本発明において、配向性多結晶窒化物系半
導体層とは、電子線が窒化物系半導体層のある結晶軸方
向から入射した場合のＲＨＥＥＤパターンが、ストリー
ク状になっており、それとは異なる結晶軸方向から入射
した場合のパターンが、スポット状あるいは横に広がっ
たようなライン状となっていることから、区別すること
ができる。また、単結晶窒化物系半導体層とは、電子線
が窒化物系半導体の異なる結晶軸方向から入射した場合
のＲＨＥＥＤパターンが両方ともストリーク状になって
いることから、区別することができる。そして多結晶窒
化物系半導体層とは、電子線が窒化物系半導体の異なる
結晶軸方向から入射した場合のＲＨＥＥＤパターンが両
方ともスポット状になっていることから、区別すること
ができる。また、このような結晶性は、多軸Ｘ線回折
法，透過電子顕微鏡法，電子線回折法によっても区別す
ることができ、場合によって方法を選択すればよい。
導体層とは、電子線が窒化物系半導体層のある結晶軸方
向から入射した場合のＲＨＥＥＤパターンが、ストリー
ク状になっており、それとは異なる結晶軸方向から入射
した場合のパターンが、スポット状あるいは横に広がっ
たようなライン状となっていることから、区別すること
ができる。また、単結晶窒化物系半導体層とは、電子線
が窒化物系半導体の異なる結晶軸方向から入射した場合
のＲＨＥＥＤパターンが両方ともストリーク状になって
いることから、区別することができる。そして多結晶窒
化物系半導体層とは、電子線が窒化物系半導体の異なる
結晶軸方向から入射した場合のＲＨＥＥＤパターンが両
方ともスポット状になっていることから、区別すること
ができる。また、このような結晶性は、多軸Ｘ線回折
法，透過電子顕微鏡法，電子線回折法によっても区別す
ることができ、場合によって方法を選択すればよい。
【００４２】窒化物系半導体素子としては、例えば、ｎ
型あるいはｐ型窒化物系半導体層を流れる多数キャリア
をゲートに加える電圧によって制御する電界効果トラン
ジスタ、ｎ型／ｐ型／ｎ型あるいはｐ型／ｎ型／ｐ型か
らなる窒化物系半導体積層構造のようなバイポーラ・ト
ランジスタ、ｎ型およびｐ型あるいはｉ型窒化物系半導
体層が少なくとも一組有する構造からなる発光素子、ｎ
型／ｉ型／ｐ型からなる窒化物系半導体積層構造のよう
な受光素子、ｐ+ 型／ｎ型／ｎ+ 型からなる窒化物系半
導体積層構造のような整流素子、ｎ型および／あるいは
ｐ型と量子井戸構造を組み合わせた構造からなる発光素
子や電子素子とすることができるが、特にこれらに限ら
れるものではない。
型あるいはｐ型窒化物系半導体層を流れる多数キャリア
をゲートに加える電圧によって制御する電界効果トラン
ジスタ、ｎ型／ｐ型／ｎ型あるいはｐ型／ｎ型／ｐ型か
らなる窒化物系半導体積層構造のようなバイポーラ・ト
ランジスタ、ｎ型およびｐ型あるいはｉ型窒化物系半導
体層が少なくとも一組有する構造からなる発光素子、ｎ
型／ｉ型／ｐ型からなる窒化物系半導体積層構造のよう
な受光素子、ｐ+ 型／ｎ型／ｎ+ 型からなる窒化物系半
導体積層構造のような整流素子、ｎ型および／あるいは
ｐ型と量子井戸構造を組み合わせた構造からなる発光素
子や電子素子とすることができるが、特にこれらに限ら
れるものではない。
【００４３】発光素子として用いられる動作層の例とし
ては、図２ないし図１３に示すような構成を挙げること
ができる。
ては、図２ないし図１３に示すような構成を挙げること
ができる。
【００４４】まず、図２に示す動作層の構成は、基板２
３の上に形成された配向性多結晶（ＧａＮ）２４上に形
成されている単結晶（ｎ−ＧａＮ）２５／単結晶（ｐ−
ＧａＮ）２６である。なお、この素子では、前記配向性
多結晶（ＧａＮ）２４上に電極２７が接続されるととも
に、動作層２６上にも電極２８が形成されている。
３の上に形成された配向性多結晶（ＧａＮ）２４上に形
成されている単結晶（ｎ−ＧａＮ）２５／単結晶（ｐ−
ＧａＮ）２６である。なお、この素子では、前記配向性
多結晶（ＧａＮ）２４上に電極２７が接続されるととも
に、動作層２６上にも電極２８が形成されている。
【００４５】図３に示す動作層構成は、基板２３上の配
向性多結晶（Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）２９上に形成されてい
る単結晶（ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶（ｐ−
Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３１である。この素子では、電極２
７が配向性多結晶（Ｇａ1-xＩｎx Ｎ）２９上に形成さ
れ、電極２８が前記動作層３１上に形成されている。こ
の他にも動作層構成として、ｎ−ＧａＮ／ｉ−ＧａＮ，
ｎ−Ｇａ1-x Ａｌx Ｎ／ｐ−Ｇａ1-x Ａｌx Ｎがあり、
さらに図４〜図１３の構成が挙げられる。
向性多結晶（Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）２９上に形成されてい
る単結晶（ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶（ｐ−
Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３１である。この素子では、電極２
７が配向性多結晶（Ｇａ1-xＩｎx Ｎ）２９上に形成さ
れ、電極２８が前記動作層３１上に形成されている。こ
の他にも動作層構成として、ｎ−ＧａＮ／ｉ−ＧａＮ，
ｎ−Ｇａ1-x Ａｌx Ｎ／ｐ−Ｇａ1-x Ａｌx Ｎがあり、
さらに図４〜図１３の構成が挙げられる。
【００４６】図４に示す動作層構成は、基板２３上の配
向性多結晶（ｎ+ −ＧａＮ）３２上に形成されている単
結晶（ｎ−ＧａＮ）２５／単結晶（ｐ−ＧａＮ）２６で
ある。この素子でも、電極２７が配向性多結晶（ｎ+ −
ＧａＮ）３２上に形成され、電極２８が動作層２６上に
形成されている。
向性多結晶（ｎ+ −ＧａＮ）３２上に形成されている単
結晶（ｎ−ＧａＮ）２５／単結晶（ｐ−ＧａＮ）２６で
ある。この素子でも、電極２７が配向性多結晶（ｎ+ −
ＧａＮ）３２上に形成され、電極２８が動作層２６上に
形成されている。
【００４７】図５に示す動作層構成は、基板２３上の配
向性多結晶（Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）２９上に形成されてい
る単結晶（ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶（ｉ−
Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３３／単結晶（ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx
Ｎ）３１である（０≦ｘ≦１）。この素子でも、電極２
７が配向性多結晶（Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）２９上に形成さ
れ、電極２８が動作層３１上に形成されている。
向性多結晶（Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）２９上に形成されてい
る単結晶（ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶（ｉ−
Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３３／単結晶（ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx
Ｎ）３１である（０≦ｘ≦１）。この素子でも、電極２
７が配向性多結晶（Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）２９上に形成さ
れ、電極２８が動作層３１上に形成されている。
【００４８】図６に示す動作層構成は、基板２３上の配
向性多結晶（Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）２９上に形成されてい
る単結晶（ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶（ｐ−
Ｇａ1-y Ｉｎy Ｎ）３４／単結晶（ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx
Ｎ）３１である（ｘ≦ｙ、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）。
この素子でも、電極２７が配向性多結晶（Ｇａ1-x Ｉｎ
x Ｎ）２９上に形成され、電極２８が動作層３１上に形
成されている。
向性多結晶（Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）２９上に形成されてい
る単結晶（ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶（ｐ−
Ｇａ1-y Ｉｎy Ｎ）３４／単結晶（ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx
Ｎ）３１である（ｘ≦ｙ、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）。
この素子でも、電極２７が配向性多結晶（Ｇａ1-x Ｉｎ
x Ｎ）２９上に形成され、電極２８が動作層３１上に形
成されている。
【００４９】図７に示す動作層構成は、基板２３上の配
向性多結晶（Ｇａ1-a Ａｌa Ｎ）３５上に形成されてい
る単結晶（ｎ−Ｇａ1-a Ａｌa Ｎ）３６／単結晶（ｐ−
Ｇａ1-b Ａｌb Ｎ）３７／単結晶（ｐ−Ｇａ1-a Ａｌa
Ｎ）３８である（ａ≦ｂ、０≦ａ≦１、０≦ｂ≦１）。
この素子でも、電極２７が配向性多結晶（Ｇａ1-a Ａｌ
a Ｎ）３５上に形成され、電極２８が動作層３８上に形
成されている。
向性多結晶（Ｇａ1-a Ａｌa Ｎ）３５上に形成されてい
る単結晶（ｎ−Ｇａ1-a Ａｌa Ｎ）３６／単結晶（ｐ−
Ｇａ1-b Ａｌb Ｎ）３７／単結晶（ｐ−Ｇａ1-a Ａｌa
Ｎ）３８である（ａ≦ｂ、０≦ａ≦１、０≦ｂ≦１）。
この素子でも、電極２７が配向性多結晶（Ｇａ1-a Ａｌ
a Ｎ）３５上に形成され、電極２８が動作層３８上に形
成されている。
【００５０】図８に示す動作層構成は、基板２３上の配
向性多結晶（Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎ）３９上に形成
されている単結晶（ｎ−Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎ）４
０／単結晶（ｉ−Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎ）４１／単
結晶（ｐ−Ｇａ1-x-y ＩｎxＡｌy Ｎ）４２である（０
≦ｘ＋ｙ≦１）。この素子でも、電極２７が配向性多結
晶３９上に形成され、電極２８が動作層４２上に形成さ
れている。
向性多結晶（Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎ）３９上に形成
されている単結晶（ｎ−Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎ）４
０／単結晶（ｉ−Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎ）４１／単
結晶（ｐ−Ｇａ1-x-y ＩｎxＡｌy Ｎ）４２である（０
≦ｘ＋ｙ≦１）。この素子でも、電極２７が配向性多結
晶３９上に形成され、電極２８が動作層４２上に形成さ
れている。
【００５１】図９に示す動作層構成は、基板２３上の配
向性多結晶ＧａＮ上に形成されている単結晶（ｎ−Ｇａ
Ｎ）２５／単結晶（ｐ−ＧａＮ）２６／単結晶（ｐ−Ｇ
ａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶（ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx
Ｎ）３１である。この素子では、配向性多結晶２４，単
結晶２６および単結晶３０上に、それぞれ電極２７，２
８および４３が形成され、動作層の単結晶３１上に電極
４４が形成されている。
向性多結晶ＧａＮ上に形成されている単結晶（ｎ−Ｇａ
Ｎ）２５／単結晶（ｐ−ＧａＮ）２６／単結晶（ｐ−Ｇ
ａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶（ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx
Ｎ）３１である。この素子では、配向性多結晶２４，単
結晶２６および単結晶３０上に、それぞれ電極２７，２
８および４３が形成され、動作層の単結晶３１上に電極
４４が形成されている。
【００５２】図１０に示す動作層構成は、基板２３上に
形成されたＧａＩｎＮ組成傾斜構造層４５上に形成され
ている単結晶（ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶
（ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３１である。この素子でも、
電極２７が組成傾斜構造層４５上に形成され、電極２８
が動作層３１上に形成されている。
形成されたＧａＩｎＮ組成傾斜構造層４５上に形成され
ている単結晶（ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶
（ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３１である。この素子でも、
電極２７が組成傾斜構造層４５上に形成され、電極２８
が動作層３１上に形成されている。
【００５３】図１１に示す動作層構成は、基板２３上に
形成された歪超格子構造層４９上に形成されている単結
晶（ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶（ｐ−Ｇａ
1-x Ｉｎx Ｎ）３１である。この素子でも、電極２７が
歪超格子構造層４９上に形成され、電極２８が動作層３
１上に形成されている。
形成された歪超格子構造層４９上に形成されている単結
晶（ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶（ｐ−Ｇａ
1-x Ｉｎx Ｎ）３１である。この素子でも、電極２７が
歪超格子構造層４９上に形成され、電極２８が動作層３
１上に形成されている。
【００５４】図１２に示す動作層構成は、基板２３上の
配向性多結晶（Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）２９上に形成されて
いる単結晶（ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／量子井戸層
４６／単結晶（ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３１である。こ
の素子でも、電極２７が配向性多結晶２９上に形成さ
れ、電極２８が動作層３１上に形成されている。ここ
で、量子井戸構造とは、量子効果が発現する数百オング
ストローム以下の窒化物系半導体層の活性層をそれより
もバンドギャップの大きな窒化物系半導体層のクラッド
層ではさんだ構造である。このような構造を一つ有する
単一量子井戸構造や、このような量子井戸構造を薄いバ
リア層を隔てて積層した多重量子井戸構造とすることに
より、発光効率を高めたり、発光のしきい値電流を低く
することが可能である。
配向性多結晶（Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）２９上に形成されて
いる単結晶（ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／量子井戸層
４６／単結晶（ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３１である。こ
の素子でも、電極２７が配向性多結晶２９上に形成さ
れ、電極２８が動作層３１上に形成されている。ここ
で、量子井戸構造とは、量子効果が発現する数百オング
ストローム以下の窒化物系半導体層の活性層をそれより
もバンドギャップの大きな窒化物系半導体層のクラッド
層ではさんだ構造である。このような構造を一つ有する
単一量子井戸構造や、このような量子井戸構造を薄いバ
リア層を隔てて積層した多重量子井戸構造とすることに
より、発光効率を高めたり、発光のしきい値電流を低く
することが可能である。
【００５５】図１３に示す動作層構成は、発光層を２層
有する構造のものであり、基板２３上の配向性多結晶
（Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）２９上に形成された単結晶（ｎ−
Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶（ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx
Ｎ）３１／単結晶（ｎ−Ｇａ1-y Ｉｎy Ｎ）４７／単結
晶（ｐ−Ｇａ1-y Ｉｎy Ｎ）３４である。この素子で
は、配向性多結晶２９，単結晶３１および単結晶４７上
に、それぞれ電極２７，２８および４３が形成され、動
作層の単結晶３４上に電極４４が形成されている。この
場合、たとえば電極２７と電極２８の間に電圧を印加す
ると、青色の発光を得ることができ、電極４３と電極４
４の間に電圧を印加すると緑色の発光を得ることがで
き、電極２７と電極４４の間に電圧を印加すると、黄色
の発光色を得ることができる。このように電圧を印加す
る電極を選ぶことによって、二つの異なった発光色や中
間色を発光する素子を得ることが可能となる。
有する構造のものであり、基板２３上の配向性多結晶
（Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）２９上に形成された単結晶（ｎ−
Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ）３０／単結晶（ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx
Ｎ）３１／単結晶（ｎ−Ｇａ1-y Ｉｎy Ｎ）４７／単結
晶（ｐ−Ｇａ1-y Ｉｎy Ｎ）３４である。この素子で
は、配向性多結晶２９，単結晶３１および単結晶４７上
に、それぞれ電極２７，２８および４３が形成され、動
作層の単結晶３４上に電極４４が形成されている。この
場合、たとえば電極２７と電極２８の間に電圧を印加す
ると、青色の発光を得ることができ、電極４３と電極４
４の間に電圧を印加すると緑色の発光を得ることがで
き、電極２７と電極４４の間に電圧を印加すると、黄色
の発光色を得ることができる。このように電圧を印加す
る電極を選ぶことによって、二つの異なった発光色や中
間色を発光する素子を得ることが可能となる。
【００５６】本発明における単結晶窒化物系半導体から
なる動作層の膜厚としては、エッチング等のプロセスを
容易にするためには、膜厚を薄くすることが好ましく、
その膜厚としては５μｍ以下で、好ましくは３μｍ以下
にすることである。発光素子の場合には、発光した光を
取り出す効率を上げるために動作層の厚さは、３μｍ以
下にすることが必要であり、とくに短波長の発光素子の
場合には、光の吸収が起こり易いために、動作層は薄い
方が好ましいが、トンネル電流が流れない厚さであるこ
とは必要であり、その厚さは１００オングストロームで
ある。
なる動作層の膜厚としては、エッチング等のプロセスを
容易にするためには、膜厚を薄くすることが好ましく、
その膜厚としては５μｍ以下で、好ましくは３μｍ以下
にすることである。発光素子の場合には、発光した光を
取り出す効率を上げるために動作層の厚さは、３μｍ以
下にすることが必要であり、とくに短波長の発光素子の
場合には、光の吸収が起こり易いために、動作層は薄い
方が好ましいが、トンネル電流が流れない厚さであるこ
とは必要であり、その厚さは１００オングストロームで
ある。
【００５７】半導体発光素子として使う場合において
は、例えば、ＭＩＳ（Ｍｅｔａｌ−Ｉｎｓｕｌａｔｏｒ
−Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ）型素子では、動作層と
してｉ型単結晶窒化物系半導体を用いるときは、厚さを
５０００オングストローム以下とすることが必要であ
り、これ以上の厚さにすると電流が流れにくくなるた
め、発光素子として使うことができない。ｐｎ接合素子
では、動作層としてｐ型単結晶窒化物系半導体とｎ型単
結晶窒化物系半導体の厚さを、各々３μｍ以下とするこ
とが必要である。これ以上の厚さとすると、薄膜成長に
時間がかかりすぎるので、実用的でないし、発光した光
の取り出し効率が低下するという問題点がある。
は、例えば、ＭＩＳ（Ｍｅｔａｌ−Ｉｎｓｕｌａｔｏｒ
−Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ）型素子では、動作層と
してｉ型単結晶窒化物系半導体を用いるときは、厚さを
５０００オングストローム以下とすることが必要であ
り、これ以上の厚さにすると電流が流れにくくなるた
め、発光素子として使うことができない。ｐｎ接合素子
では、動作層としてｐ型単結晶窒化物系半導体とｎ型単
結晶窒化物系半導体の厚さを、各々３μｍ以下とするこ
とが必要である。これ以上の厚さとすると、薄膜成長に
時間がかかりすぎるので、実用的でないし、発光した光
の取り出し効率が低下するという問題点がある。
【００５８】また、半導体発光素子として応用する場合
には、ｐ型あるいはｉ型単結晶窒化物系半導体を表面層
とし、かつ該表面層に電極を形成することが必要であ
る。動作層において発光した光を効率的に外部に取り出
すためには、基板側から取り出すこともできるが、該表
面層側から取り出すことも可能である。表面層側から光
を取り出すためには、該表面層に均一に電圧を印加する
ようにパターンを形成した電極を該表面の５０％を越え
ない範囲で覆い、基板という厚い層を通さずに電極側か
ら光を取り出すことが好ましい。該表面層を電極が５０
％以上覆うと、光の取り出し効率が低下するので好まし
くない。ここで、パターン形成された電極は、クシ状，
ミアンダ状（ｍｅａｎｄｅｒ）あるいはネット状等とす
ることができる。
には、ｐ型あるいはｉ型単結晶窒化物系半導体を表面層
とし、かつ該表面層に電極を形成することが必要であ
る。動作層において発光した光を効率的に外部に取り出
すためには、基板側から取り出すこともできるが、該表
面層側から取り出すことも可能である。表面層側から光
を取り出すためには、該表面層に均一に電圧を印加する
ようにパターンを形成した電極を該表面の５０％を越え
ない範囲で覆い、基板という厚い層を通さずに電極側か
ら光を取り出すことが好ましい。該表面層を電極が５０
％以上覆うと、光の取り出し効率が低下するので好まし
くない。ここで、パターン形成された電極は、クシ状，
ミアンダ状（ｍｅａｎｄｅｒ）あるいはネット状等とす
ることができる。
【００５９】窒化物系半導体の表面に電圧を印加するた
めの電極の材料としては、Ａｌ，Ｉｎ，Ｃｕ，Ａｇ，Ａ
ｕ，Ｐｔ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｒｈ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｃｏ，
Ｓｎ，Ｐｂ等の金属の単体あるいはそれらの合金やＰ
ｔ，Ｗ，Ｍｏ等のシリサイドを用いることができる。ま
た、酸化スズ，酸化インジウム，酸化スズ−酸化インジ
ウム，酸化亜鉛，縮退したＺｎＳｅ等を用いることがで
きる。特に好ましくは、ｎ型窒化物系半導体に形成する
電極としては、Ａｌ，Ｉｎ，Ｔｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｃｏ，
Ａｇ，Ｓｎ，Ｐｂ等の金属の単体あるいはそれらの合金
を用いることができる。ｐ型窒化物系半導体に形成する
電極としては、Ａｇ，Ａｕ，Ｐｔ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｒｈ等
の金属の単体あるいはそれらの合金を用いることができ
る。特に、発光した光を電極側から取り出す場合には、
ｐ型あるいはｉ型窒化物系半導体に形成する電極のパタ
ーンとしては、ミアンダ状，ネット状やクシ状とするこ
とも好ましいものとなる。電極の幅と電極間の距離はｐ
型あるいはｉ型半導体層の電気抵抗や印加する電圧の大
きさにより変えればよく、電極の幅を狭くして電極間の
距離を小さくすれば、光を該電極を通して取り出す場合
の取り出し効率を向上せしめることができる。
めの電極の材料としては、Ａｌ，Ｉｎ，Ｃｕ，Ａｇ，Ａ
ｕ，Ｐｔ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｒｈ，Ｗ，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｃｏ，
Ｓｎ，Ｐｂ等の金属の単体あるいはそれらの合金やＰ
ｔ，Ｗ，Ｍｏ等のシリサイドを用いることができる。ま
た、酸化スズ，酸化インジウム，酸化スズ−酸化インジ
ウム，酸化亜鉛，縮退したＺｎＳｅ等を用いることがで
きる。特に好ましくは、ｎ型窒化物系半導体に形成する
電極としては、Ａｌ，Ｉｎ，Ｔｉ，Ｃｕ，Ｚｎ，Ｃｏ，
Ａｇ，Ｓｎ，Ｐｂ等の金属の単体あるいはそれらの合金
を用いることができる。ｐ型窒化物系半導体に形成する
電極としては、Ａｇ，Ａｕ，Ｐｔ，Ｉｒ，Ｐｄ，Ｒｈ等
の金属の単体あるいはそれらの合金を用いることができ
る。特に、発光した光を電極側から取り出す場合には、
ｐ型あるいはｉ型窒化物系半導体に形成する電極のパタ
ーンとしては、ミアンダ状，ネット状やクシ状とするこ
とも好ましいものとなる。電極の幅と電極間の距離はｐ
型あるいはｉ型半導体層の電気抵抗や印加する電圧の大
きさにより変えればよく、電極の幅を狭くして電極間の
距離を小さくすれば、光を該電極を通して取り出す場合
の取り出し効率を向上せしめることができる。
【００６０】次に、本発明の窒化物系半導体素子の製造
方法について説明する。
方法について説明する。
【００６１】本発明は、ＭＢＥ法において、窒素含有化
合物をガス状で供給するガスソース，ＩＩＩ族元素を供
給する固体ソースを有する結晶成長装置を用い、圧力が
１０−５Ｔｏｒｒ以下、基板温度が３００〜１０００℃
において、ガス状の窒素含有化合物とＩＩＩ族元素を基
板面に供給することにより０．１〜２０オングストロー
ム／ｓｅｃの成長速度で第１層を作製し、続いて、圧力
が１０−５Ｔｏｒｒ以下、基板温度が３００〜１０００
℃において、ガス状の窒素含有化合物とＩＩＩ族元素を
第１層の表面に供給し、０．１〜１０オングストローム
／ｓｅｃの成長速度で単結晶窒化物系半導体層を形成す
ることにより窒化物系半導体素子を得る窒化物系半導体
素子の製造方法であって、前記配向性多結晶窒化物系半
導体層の作製と前記単結晶窒化物系半導体層の作製を、
それぞれにおける窒素含有化合物とＩＩＩ属元素の供給
量と供給温度、前記基板温度、および前記各層の成長速
度を、前記配向性多結晶窒化物系半導体層と前記単結晶
窒化物系半導体層の膜質を確認しながら、それぞれ独立
に制御することによって、実現することを特徴とする窒
化物系半導体素子の製造方法である。
合物をガス状で供給するガスソース，ＩＩＩ族元素を供
給する固体ソースを有する結晶成長装置を用い、圧力が
１０−５Ｔｏｒｒ以下、基板温度が３００〜１０００℃
において、ガス状の窒素含有化合物とＩＩＩ族元素を基
板面に供給することにより０．１〜２０オングストロー
ム／ｓｅｃの成長速度で第１層を作製し、続いて、圧力
が１０−５Ｔｏｒｒ以下、基板温度が３００〜１０００
℃において、ガス状の窒素含有化合物とＩＩＩ族元素を
第１層の表面に供給し、０．１〜１０オングストローム
／ｓｅｃの成長速度で単結晶窒化物系半導体層を形成す
ることにより窒化物系半導体素子を得る窒化物系半導体
素子の製造方法であって、前記配向性多結晶窒化物系半
導体層の作製と前記単結晶窒化物系半導体層の作製を、
それぞれにおける窒素含有化合物とＩＩＩ属元素の供給
量と供給温度、前記基板温度、および前記各層の成長速
度を、前記配向性多結晶窒化物系半導体層と前記単結晶
窒化物系半導体層の膜質を確認しながら、それぞれ独立
に制御することによって、実現することを特徴とする窒
化物系半導体素子の製造方法である。
【００６２】ここで、窒素含有化合物としては、アンモ
ニア，三フッ化窒素，ヒドラジンあるいはジメチルヒド
ラジンを単独で、またはそれらを主体とする混合ガスを
用いることができる。また、アンモニア，三フッ化窒
素，ヒドラジンあるいはジメチルヒドラジンは窒素，ア
ルゴンやヘリウム等の不活性ガスで希釈して使用するこ
とができる。これらのガスの供給方法としては、結晶成
長装置内で基板に向けて開口部を有するガスセルを用い
ればよく、その開口部の形状の例としては、ノズル状，
スリット状や多孔質状とすることができる。ガス供給装
置としては、開口部に至る配管の途中にバルブや流量制
御装置、圧力制御装置を接続することによりこれらのガ
スの混合比や供給量の制御、供給の開始・停止を行うこ
とをできるようにしたものを用いることが好ましい。さ
らに良質な窒化物系半導体薄膜を作製するために、該ガ
スセルを所定の温度に加熱することにより、窒素を含有
する化合物を加熱して基板表面に供給することが、より
好ましいものとなる。該ガスセルには、加熱を効率的に
行うために、アルミナ，シリカ，ボロンナイトライド，
炭化ケイ素等の耐食性の優れた材料を、繊維状，フレー
ク状，破砕状，粒状としたものを用い、これをガスセル
に充填したり、さらにはそれらを多孔質状にして該ガス
セルに設置してガス状化合物との接触面積を大きくする
ことにより、加熱効率を上げることが好ましいものとな
る。加熱する温度は、充填物の種類や窒素を含有する化
合物の供給量等によって変えることが必要であり、１０
０〜７００℃の範囲に設定することが好ましいものとな
る。また、窒素あるいはアンモニアを、プラズマガスセ
ルを用いて活性化して、基板面に供給することも可能で
ある。ガス状化合物の基板面への供給量は、ＩＩＩ族元
素より大きくする必要があり、ガス状化合物の供給量が
ＩＩＩ族元素の供給量より小さくなると、生成する窒化
物系半導体薄膜からのガス状化合物から供給される窒素
の抜けが大きくなるため、良好な半導体薄膜を得ること
が困難になる。したがって、該ガス状化合物の供給量は
ＩＩＩ族元素より１０倍以上、好ましくは１００倍以
上、さらに好ましくは１０００倍以上にすることであ
る。
ニア，三フッ化窒素，ヒドラジンあるいはジメチルヒド
ラジンを単独で、またはそれらを主体とする混合ガスを
用いることができる。また、アンモニア，三フッ化窒
素，ヒドラジンあるいはジメチルヒドラジンは窒素，ア
ルゴンやヘリウム等の不活性ガスで希釈して使用するこ
とができる。これらのガスの供給方法としては、結晶成
長装置内で基板に向けて開口部を有するガスセルを用い
ればよく、その開口部の形状の例としては、ノズル状，
スリット状や多孔質状とすることができる。ガス供給装
置としては、開口部に至る配管の途中にバルブや流量制
御装置、圧力制御装置を接続することによりこれらのガ
スの混合比や供給量の制御、供給の開始・停止を行うこ
とをできるようにしたものを用いることが好ましい。さ
らに良質な窒化物系半導体薄膜を作製するために、該ガ
スセルを所定の温度に加熱することにより、窒素を含有
する化合物を加熱して基板表面に供給することが、より
好ましいものとなる。該ガスセルには、加熱を効率的に
行うために、アルミナ，シリカ，ボロンナイトライド，
炭化ケイ素等の耐食性の優れた材料を、繊維状，フレー
ク状，破砕状，粒状としたものを用い、これをガスセル
に充填したり、さらにはそれらを多孔質状にして該ガス
セルに設置してガス状化合物との接触面積を大きくする
ことにより、加熱効率を上げることが好ましいものとな
る。加熱する温度は、充填物の種類や窒素を含有する化
合物の供給量等によって変えることが必要であり、１０
０〜７００℃の範囲に設定することが好ましいものとな
る。また、窒素あるいはアンモニアを、プラズマガスセ
ルを用いて活性化して、基板面に供給することも可能で
ある。ガス状化合物の基板面への供給量は、ＩＩＩ族元
素より大きくする必要があり、ガス状化合物の供給量が
ＩＩＩ族元素の供給量より小さくなると、生成する窒化
物系半導体薄膜からのガス状化合物から供給される窒素
の抜けが大きくなるため、良好な半導体薄膜を得ること
が困難になる。したがって、該ガス状化合物の供給量は
ＩＩＩ族元素より１０倍以上、好ましくは１００倍以
上、さらに好ましくは１０００倍以上にすることであ
る。
【００６３】本発明において、成長時の圧力が１０-5Ｔ
ｏｒｒ以下であることが必要であり、窒化物系半導体薄
膜成長に必要なガス状の窒素含有化合物や金属蒸気が互
いに衝突せずに基板面に到達することができるために好
ましいものとなる。圧力が１０-5Ｔｏｒｒ以上になると
成長室内の不純物が多くなったり、基板面に到達する前
に反応が起こったりするために、結晶性の良好な窒化物
系半導体薄膜が得られなくなるという問題点がある。特
に、不純物としては炭素や酸素を含有する化合物を少な
くすることが重要であって、そのなかでも一酸化炭素や
二酸化炭素の分圧を低く抑えることによって、窒化物系
半導体薄膜中に取り込まれる酸素や炭素の量を少なくす
ることが好ましい。したがって、一酸化炭素や二酸化炭
素の分圧を１０-8Ｔｏｒｒ以下にすることが好ましく、
さらに好ましくは１０-10 Ｔｏｒｒ以下とすることであ
る。これらの不純物ガスの種類や濃度は四重極質量分析
計により測定することができる。
ｏｒｒ以下であることが必要であり、窒化物系半導体薄
膜成長に必要なガス状の窒素含有化合物や金属蒸気が互
いに衝突せずに基板面に到達することができるために好
ましいものとなる。圧力が１０-5Ｔｏｒｒ以上になると
成長室内の不純物が多くなったり、基板面に到達する前
に反応が起こったりするために、結晶性の良好な窒化物
系半導体薄膜が得られなくなるという問題点がある。特
に、不純物としては炭素や酸素を含有する化合物を少な
くすることが重要であって、そのなかでも一酸化炭素や
二酸化炭素の分圧を低く抑えることによって、窒化物系
半導体薄膜中に取り込まれる酸素や炭素の量を少なくす
ることが好ましい。したがって、一酸化炭素や二酸化炭
素の分圧を１０-8Ｔｏｒｒ以下にすることが好ましく、
さらに好ましくは１０-10 Ｔｏｒｒ以下とすることであ
る。これらの不純物ガスの種類や濃度は四重極質量分析
計により測定することができる。
【００６４】窒化物系半導体薄膜の成長温度は、３００
〜１０００℃であるが、これは窒化物系半導体薄膜の組
成、使用する窒素含有化合物の種類、ドーピングする材
料、成長速度によって変えることができる。
〜１０００℃であるが、これは窒化物系半導体薄膜の組
成、使用する窒素含有化合物の種類、ドーピングする材
料、成長速度によって変えることができる。
【００６５】本発明において、窒化物系半導体薄膜の成
長速度は、０．１〜２０オングストローム／ｓｅｃであ
ることが必要となる。成長速度が０．１オングストロー
ム／ｓｅｃ未満では、必要とする膜厚を得るための成長
時間がかかりすぎたり、成長雰囲気からの膜への汚染が
大きくなるので、良質な窒化物系半導体薄膜が作製でき
なくなるし、２０オングストローム／ｓｅｃを越える
と、島状成長となるため良質な窒化物系半導体薄膜を得
ることができなくなる。配向性多結晶窒化物系半導体薄
膜を成長させるためには、成長速度は０．１〜２０オン
グストローム／ｓｅｃにすればよく、単結晶窒化物系半
導体薄膜を該配向性多結晶窒化物系半導体層上に成長さ
せるためには、０．１〜１０オングストローム／ｓｅｃ
にすればよい。成長速度の制御は、主としてＩＩＩ族元
素の基板面への供給量を変える、すなわちＩＩＩ族元素
蒸発用ルツボの温度を調節することによって行う。その
他、窒素含有化合物の供給量、基板温度を変えることに
よって行うことができる。
長速度は、０．１〜２０オングストローム／ｓｅｃであ
ることが必要となる。成長速度が０．１オングストロー
ム／ｓｅｃ未満では、必要とする膜厚を得るための成長
時間がかかりすぎたり、成長雰囲気からの膜への汚染が
大きくなるので、良質な窒化物系半導体薄膜が作製でき
なくなるし、２０オングストローム／ｓｅｃを越える
と、島状成長となるため良質な窒化物系半導体薄膜を得
ることができなくなる。配向性多結晶窒化物系半導体薄
膜を成長させるためには、成長速度は０．１〜２０オン
グストローム／ｓｅｃにすればよく、単結晶窒化物系半
導体薄膜を該配向性多結晶窒化物系半導体層上に成長さ
せるためには、０．１〜１０オングストローム／ｓｅｃ
にすればよい。成長速度の制御は、主としてＩＩＩ族元
素の基板面への供給量を変える、すなわちＩＩＩ族元素
蒸発用ルツボの温度を調節することによって行う。その
他、窒素含有化合物の供給量、基板温度を変えることに
よって行うことができる。
【００６６】本発明の固体ソースとは、ＩＩＩ族元素と
してはＩＩＩ族元素の金属の単体や合金、あるいは金属
塩を用いることができる。ＩＩＩ族元素とは、Ａｌ，Ｇ
ａ，Ｉｎから選ばれる少なくとも一種類の元素のことで
ある。
してはＩＩＩ族元素の金属の単体や合金、あるいは金属
塩を用いることができる。ＩＩＩ族元素とは、Ａｌ，Ｇ
ａ，Ｉｎから選ばれる少なくとも一種類の元素のことで
ある。
【００６７】また、本発明の窒化物系半導体薄膜を作製
するときに、不純物をドーピングして、キャリア密度制
御、ｐ型，ｉ型あるいはｎ型の導電型制御を行うことも
できる。ｐ型またはｉ型の窒化物系半導体薄膜を得るた
めにドーピングする不純物の例としては、Ｍｇ，Ｃａ，
Ｓｒ，Ｚｎ，Ｂｅ，Ｃｄ，ＨｇやＬｉ等があり、ｎ型窒
化物系半導体薄膜を得るために、ドーピングする不純物
としては、Ｓｉ，Ｇｅ，Ｃ，Ｓｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ等が
ある。これらのドーパントの種類とドーピング量を変え
ることによって、キャリアーの種類やキャリアー密度を
変えることができる。この場合、膜厚の方向によりドー
ピングする濃度を変えたり、特定の層のみにドーピング
するδ−ドーピングの方法を用いることもできる。さら
に、ドーピング時に電子線や紫外線を照射して、導電型
の制御を促進することも可能である。また、積層構造を
作製した後に、電子線を照射したり、加熱処理すること
により、ｐ型化の効率を上げることもできる。
するときに、不純物をドーピングして、キャリア密度制
御、ｐ型，ｉ型あるいはｎ型の導電型制御を行うことも
できる。ｐ型またはｉ型の窒化物系半導体薄膜を得るた
めにドーピングする不純物の例としては、Ｍｇ，Ｃａ，
Ｓｒ，Ｚｎ，Ｂｅ，Ｃｄ，ＨｇやＬｉ等があり、ｎ型窒
化物系半導体薄膜を得るために、ドーピングする不純物
としては、Ｓｉ，Ｇｅ，Ｃ，Ｓｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ等が
ある。これらのドーパントの種類とドーピング量を変え
ることによって、キャリアーの種類やキャリアー密度を
変えることができる。この場合、膜厚の方向によりドー
ピングする濃度を変えたり、特定の層のみにドーピング
するδ−ドーピングの方法を用いることもできる。さら
に、ドーピング時に電子線や紫外線を照射して、導電型
の制御を促進することも可能である。また、積層構造を
作製した後に、電子線を照射したり、加熱処理すること
により、ｐ型化の効率を上げることもできる。
【００６８】本発明におけるＭＢＥ法による窒化物系半
導体薄膜を作製する上で、ＩＩＩ族元素と窒素含有化合
物とを同時に基板面に供給したり、ＩＩＩ族元素と窒素
含有化合物を交互に基板面に供給したり、あるいは該薄
膜成長時に成長を中断して該薄膜の結晶化を促進する方
法を行うこともできる。とくに、ＲＨＥＥＤパターンを
観察してストリークが見えることを確認しながら膜成長
を行うことは好ましいものである。
導体薄膜を作製する上で、ＩＩＩ族元素と窒素含有化合
物とを同時に基板面に供給したり、ＩＩＩ族元素と窒素
含有化合物を交互に基板面に供給したり、あるいは該薄
膜成長時に成長を中断して該薄膜の結晶化を促進する方
法を行うこともできる。とくに、ＲＨＥＥＤパターンを
観察してストリークが見えることを確認しながら膜成長
を行うことは好ましいものである。
【００６９】以下、一例としてアンモニアガスを使用す
るＭＢＥ法により作製された窒化物系半導体積層構造を
用いた半導体発光素子の製造方法について説明するが、
特にこれに限定されるものではない。
るＭＢＥ法により作製された窒化物系半導体積層構造を
用いた半導体発光素子の製造方法について説明するが、
特にこれに限定されるものではない。
【００７０】装置としては、図１４に示すような真空容
器１内に、蒸発用ルツボ（クヌードセンセル）２，３，
４，５および６、ガスセル７、基板加熱ホルダー８を備
えた結晶成長装置を使用した。なお、図中符号９は基板
であり、１０は四重極質量分析計、１１はＲＨＥＥＤ電
子銃、１２はＲＨＥＥＤスクリーン、１３はシュラウ
ド、１４〜１８はシャッター、１９はバルブ、２０はコ
ールドトラップ、２１は拡散ポンプ、２２は油回転ポン
プである。
器１内に、蒸発用ルツボ（クヌードセンセル）２，３，
４，５および６、ガスセル７、基板加熱ホルダー８を備
えた結晶成長装置を使用した。なお、図中符号９は基板
であり、１０は四重極質量分析計、１１はＲＨＥＥＤ電
子銃、１２はＲＨＥＥＤスクリーン、１３はシュラウ
ド、１４〜１８はシャッター、１９はバルブ、２０はコ
ールドトラップ、２１は拡散ポンプ、２２は油回転ポン
プである。
【００７１】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れ、基板
面において１０13〜１０17／ｃｍ2・ｓｅｃになる温度
に加熱した。アンモニアの導入にはガスセル７を用い、
基板９に直接吹き付けるようにした。導入量は基板表面
において１０16〜１０20／ｃｍ2 ・ｓｅｃになるように
供給した。蒸発用ルツボ３および４にはＩｎ，Ａｌ，Ａ
ｓ，Ｓｂ等を入れ、所定の組成の混晶系の化合物半導体
になるように温度および供給時間を制御して成膜を行な
う。蒸発用ルツボ５には、Ｍｇ、Ｃａ，Ｓｒ，Ｚｎ，Ｂ
ｅ，Ｃｄ，ＨｇやＬｉ等を入れ、蒸発ルツボ６には、Ｓ
ｉ，Ｇｅ，Ｃ，Ｓｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ等を入れ、所定の
供給量になるように温度および供給時間を制御すること
によりドーピングを行なう。
面において１０13〜１０17／ｃｍ2・ｓｅｃになる温度
に加熱した。アンモニアの導入にはガスセル７を用い、
基板９に直接吹き付けるようにした。導入量は基板表面
において１０16〜１０20／ｃｍ2 ・ｓｅｃになるように
供給した。蒸発用ルツボ３および４にはＩｎ，Ａｌ，Ａ
ｓ，Ｓｂ等を入れ、所定の組成の混晶系の化合物半導体
になるように温度および供給時間を制御して成膜を行な
う。蒸発用ルツボ５には、Ｍｇ、Ｃａ，Ｓｒ，Ｚｎ，Ｂ
ｅ，Ｃｄ，ＨｇやＬｉ等を入れ、蒸発ルツボ６には、Ｓ
ｉ，Ｇｅ，Ｃ，Ｓｎ，Ｓ，Ｓｅ，Ｔｅ等を入れ、所定の
供給量になるように温度および供給時間を制御すること
によりドーピングを行なう。
【００７２】基板９としとては、サファイアＲ面を用
い、３００〜９００℃に加熱した。
い、３００〜９００℃に加熱した。
【００７３】まず、基板９を真空容器１内で９００℃で
加熱した後、所定の成長温度に設定し、０．１〜２０オ
ングストローム／ｓｅｃの成長速度で、１０〜５０００
オングストロームの厚みの配向性多結晶窒化物系半導体
層を作製する。この窒化物系半導体層には蒸発ルツボ６
を用いて、ｎ型ドーピングして導電性を上げることもで
きる。さらに、該窒化物系半導体層の上に０．１〜１０
オングストローム／ｓｅｃの成長速度で０．０５〜３μ
ｍの厚みのｎ型単結晶窒化物系半導体層を作製した。続
いて、該ｎ型単結晶窒化物系半導体層の上に蒸発ルツボ
２のＧａのシャッターと同時に蒸発ルツボ５のシャッタ
ーを開けて、１００〜１００００オングストロームのｐ
型あるいはｉ型となるドーパントをドーピングした窒化
物系半導体層を形成し、窒化物系半導体積層構造を作製
した。
加熱した後、所定の成長温度に設定し、０．１〜２０オ
ングストローム／ｓｅｃの成長速度で、１０〜５０００
オングストロームの厚みの配向性多結晶窒化物系半導体
層を作製する。この窒化物系半導体層には蒸発ルツボ６
を用いて、ｎ型ドーピングして導電性を上げることもで
きる。さらに、該窒化物系半導体層の上に０．１〜１０
オングストローム／ｓｅｃの成長速度で０．０５〜３μ
ｍの厚みのｎ型単結晶窒化物系半導体層を作製した。続
いて、該ｎ型単結晶窒化物系半導体層の上に蒸発ルツボ
２のＧａのシャッターと同時に蒸発ルツボ５のシャッタ
ーを開けて、１００〜１００００オングストロームのｐ
型あるいはｉ型となるドーパントをドーピングした窒化
物系半導体層を形成し、窒化物系半導体積層構造を作製
した。
【００７４】ついで、該積層構造を用いて半導体発光素
子を作製した例を説明する。該積層構造にリソグラフィ
ープロセスを行うことにより、素子の形状を決めるとと
もに電流を注入するための電極を設ける。リソグラフィ
ープロセスは通常のフォトレジスト材料を用いるプロセ
スで行うことができ、エッチング法としてはドライエッ
チング法を行うことが好ましい。ドライエッチング法と
しては、通常の方法を用いることができ、イオンミリン
グ、ＥＣＲエッチング、反応性イオンエッチング、イオ
ンビームアシストエッチング、集束イオンビームエッチ
ングを用いることができる。とくに本発明においては窒
化物系半導体積層薄膜の全体膜厚が小さいために、これ
らのドライエッチング法が効率的に適用できるのも特長
の一つである。また、ドライエッチングによる窒化物系
半導体積層薄膜がダメージを受けた場合には、本発明の
窒素含有化合物あるいは窒素、アルゴン、ヘリウム等の
不活性ガス中での熱処理を行うことも、優れた特性の素
子を得るうえでは好ましいものとなる。熱処理温度や時
間は、素子の窒化物系半導体の組成や構造により変えれ
ばよい。たとえば、ＧａＮ系発光素子では、５００℃で
３０分間アンモニア流中で熱処理を行うことによって、
エッチングによって生じた表面のダメージを回復するこ
とができる。
子を作製した例を説明する。該積層構造にリソグラフィ
ープロセスを行うことにより、素子の形状を決めるとと
もに電流を注入するための電極を設ける。リソグラフィ
ープロセスは通常のフォトレジスト材料を用いるプロセ
スで行うことができ、エッチング法としてはドライエッ
チング法を行うことが好ましい。ドライエッチング法と
しては、通常の方法を用いることができ、イオンミリン
グ、ＥＣＲエッチング、反応性イオンエッチング、イオ
ンビームアシストエッチング、集束イオンビームエッチ
ングを用いることができる。とくに本発明においては窒
化物系半導体積層薄膜の全体膜厚が小さいために、これ
らのドライエッチング法が効率的に適用できるのも特長
の一つである。また、ドライエッチングによる窒化物系
半導体積層薄膜がダメージを受けた場合には、本発明の
窒素含有化合物あるいは窒素、アルゴン、ヘリウム等の
不活性ガス中での熱処理を行うことも、優れた特性の素
子を得るうえでは好ましいものとなる。熱処理温度や時
間は、素子の窒化物系半導体の組成や構造により変えれ
ばよい。たとえば、ＧａＮ系発光素子では、５００℃で
３０分間アンモニア流中で熱処理を行うことによって、
エッチングによって生じた表面のダメージを回復するこ
とができる。
【００７５】窒化物系半導体の表面に均一に電圧を印加
するための電極は、ＭＢＥ法，ＣＶＤ法，真空蒸着法，
電子ビーム蒸着法やスパッタ法により、作製することが
できる。特に、発光した光を電極側から取り出す場合に
は、ｐ型あるいはｉ型窒化物系半導体に形成する電極の
パターンとしては、ミアンダ状、ネット状やクシ状とす
ることも好ましいものとなる。電極の幅と電極間の距離
はｐ型あるいはｉ型半導体層の電気抵抗や印加する電圧
の大きさにより変えればよく、電極の幅を狭くして電極
間の距離を小さくすれば、光を該電極を通して取り出す
場合の取り出し効率が向上する。また、この場合も電極
形成後に、本発明の窒素含有化合物あるいは窒素，アル
ゴン，ヘリウム等の不活性ガス中での熱処理を行うこと
も優れた特性の素子を得るうえでは好ましいものとな
る。熱処理温度や時間は電極材料や構造により変えれば
よい。たとえば、ｎ型窒化物系半導体にはＡｌをｉ型窒
化物系半導体にはＡｕを用いたＭＩＳ型のＧａＮ系発光
素子では、４００℃で６０分間アルゴン流中で熱処理を
行うことによって、良好な金属／半導体接触を得ること
ができる。
するための電極は、ＭＢＥ法，ＣＶＤ法，真空蒸着法，
電子ビーム蒸着法やスパッタ法により、作製することが
できる。特に、発光した光を電極側から取り出す場合に
は、ｐ型あるいはｉ型窒化物系半導体に形成する電極の
パターンとしては、ミアンダ状、ネット状やクシ状とす
ることも好ましいものとなる。電極の幅と電極間の距離
はｐ型あるいはｉ型半導体層の電気抵抗や印加する電圧
の大きさにより変えればよく、電極の幅を狭くして電極
間の距離を小さくすれば、光を該電極を通して取り出す
場合の取り出し効率が向上する。また、この場合も電極
形成後に、本発明の窒素含有化合物あるいは窒素，アル
ゴン，ヘリウム等の不活性ガス中での熱処理を行うこと
も優れた特性の素子を得るうえでは好ましいものとな
る。熱処理温度や時間は電極材料や構造により変えれば
よい。たとえば、ｎ型窒化物系半導体にはＡｌをｉ型窒
化物系半導体にはＡｕを用いたＭＩＳ型のＧａＮ系発光
素子では、４００℃で６０分間アルゴン流中で熱処理を
行うことによって、良好な金属／半導体接触を得ること
ができる。
【００７６】この方法で加工した積層構造をダイシング
ソー等で切断して素子チップとし、ついでリードフレー
ムにセッティングした後に、ダイボンディング法および
／またはワイヤーボンディング法により、Ａｕ線あるい
はＡｌ線を用いて配線を行い、エポキシ系樹脂、メタク
リル系樹脂やカーボネート系樹脂等によりパッケージす
ることにより発光素子を作製した。
ソー等で切断して素子チップとし、ついでリードフレー
ムにセッティングした後に、ダイボンディング法および
／またはワイヤーボンディング法により、Ａｕ線あるい
はＡｌ線を用いて配線を行い、エポキシ系樹脂、メタク
リル系樹脂やカーボネート系樹脂等によりパッケージす
ることにより発光素子を作製した。
【００７７】
【作用】本発明による窒化物系半導体発光素子は，特定
の基板上に極めて薄い膜厚において、表面の平坦性およ
び結晶性が良好であるため、素子作製プロセスが容易で
かつ信頼性が高いものとなるという特徴がある。電流注
入により青色発光する素子を作製することができた。ま
た，膜厚が小さいため発光素子を作製するプロセスが容
易で信頼性の高いものになり，かつ光の取り出し効率を
高くすることができるという特徴がある。
の基板上に極めて薄い膜厚において、表面の平坦性およ
び結晶性が良好であるため、素子作製プロセスが容易で
かつ信頼性が高いものとなるという特徴がある。電流注
入により青色発光する素子を作製することができた。ま
た，膜厚が小さいため発光素子を作製するプロセスが容
易で信頼性の高いものになり，かつ光の取り出し効率を
高くすることができるという特徴がある。
【００７８】
【実施例】以下、実施例によりさらに詳細に説明する。
【００７９】（実施例 １）アンモニアを用いたＭＢＥ
法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につい
て説明する。
法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につい
て説明する。
【００８０】図１４に示すような真空容器１内に、蒸発
用ルツボ２，３，４，５，６、ガスセル７、および基板
加熱ホルダー８を備えた結晶成長装置を用いた。
用ルツボ２，３，４，５，６、ガスセル７、および基板
加熱ホルダー８を備えた結晶成長装置を用いた。
【００８１】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れ、１０
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
【００８２】基板９としては，サファイアＲ面基板を用
いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の交線が形成する原
子間隔が、該サファイア基板の原子間隔と１５．７％、
ＧａＮのｃ軸長の３倍が該サファイア基板の原子間隔と
０．７％のずれとなる。
いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の交線が形成する原
子間隔が、該サファイア基板の原子間隔と１５．７％、
ＧａＮのｃ軸長の３倍が該サファイア基板の原子間隔と
０．７％のずれとなる。
【００８３】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【００８４】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜
は、アンモニアをガスセル９から供給しながら、Ｇａの
ルツボのシャッターを開けて行い、１．２オングストロ
ーム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚１０００オングストロー
ムの配向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ
２の温度を１０１０℃として、１．０オングストローム
／ｓｅｃの成膜速度で膜厚３５００オングストロームの
単結晶ｎ−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッ
ターと同時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開け
て、膜厚５００オングストロームのＺｎをドーピングし
た単結晶ｐ−ＧａＮ層を形成することによって、窒化物
系半導体積層構造を作製した。
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜
は、アンモニアをガスセル９から供給しながら、Ｇａの
ルツボのシャッターを開けて行い、１．２オングストロ
ーム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚１０００オングストロー
ムの配向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ
２の温度を１０１０℃として、１．０オングストローム
／ｓｅｃの成膜速度で膜厚３５００オングストロームの
単結晶ｎ−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッ
ターと同時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開け
て、膜厚５００オングストロームのＺｎをドーピングし
た単結晶ｐ−ＧａＮ層を形成することによって、窒化物
系半導体積層構造を作製した。
【００８５】ついで、該積層薄膜にリソグラフィープロ
セスを適用することにより、電流を注入するための電極
を設ける。リソグラフィープロセスは、通常のフォトレ
ジスト材料を用いるプロセスで行うことができる。エッ
チング法として、Ａｒによるイオンミリングを行うこと
によって、ｎ−ＧａＮ層およびｐ−ＧａＮ層を除去し、
電圧を印加するための電極パターンを形成するための窓
を作製した。続いて、レジストを除去後にアンモニアガ
ス流中で５００℃で３０分間の熱処理を行った。つい
で、電極を作製するためのレジストパターンを形成し、
真空蒸着法によって配向性多結晶ＧａＮ層の上に厚さ３
０００オングストロームのＡｌ電極を、ｐ−ＧａＮ層の
上には厚さ３０００オングストロームのＡｕ電極を形成
し、アルゴン中で４００℃で６０分間の熱処理を行っ
た。
セスを適用することにより、電流を注入するための電極
を設ける。リソグラフィープロセスは、通常のフォトレ
ジスト材料を用いるプロセスで行うことができる。エッ
チング法として、Ａｒによるイオンミリングを行うこと
によって、ｎ−ＧａＮ層およびｐ−ＧａＮ層を除去し、
電圧を印加するための電極パターンを形成するための窓
を作製した。続いて、レジストを除去後にアンモニアガ
ス流中で５００℃で３０分間の熱処理を行った。つい
で、電極を作製するためのレジストパターンを形成し、
真空蒸着法によって配向性多結晶ＧａＮ層の上に厚さ３
０００オングストロームのＡｌ電極を、ｐ−ＧａＮ層の
上には厚さ３０００オングストロームのＡｕ電極を形成
し、アルゴン中で４００℃で６０分間の熱処理を行っ
た。
【００８６】この方法で得られた積層構造をダイシング
ソーで切断し、ワイヤボンダーにより金線を用いて配線
を行った。本発明の素子構造を図２に、ダイオード特性
を測定した結果を図１５に、発光スペクトルを図１６に
それぞれ示した。この素子の２０ｍＡの電流を注入する
と、発光波長４７０ｎｍ、発光強度９０ｍｃｄの青色の
発光が観測された。
ソーで切断し、ワイヤボンダーにより金線を用いて配線
を行った。本発明の素子構造を図２に、ダイオード特性
を測定した結果を図１５に、発光スペクトルを図１６に
それぞれ示した。この素子の２０ｍＡの電流を注入する
と、発光波長４７０ｎｍ、発光強度９０ｍｃｄの青色の
発光が観測された。
【００８７】（実施例 ２）アンモニアを用いたＭＢＥ
法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につい
て説明する。
法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につい
て説明する。
【００８８】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【００８９】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＭｇを入れて２８
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＭｇを入れて２８
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
【００９０】基板９としては、サファイアＲ面基板を用
いた。
いた。
【００９１】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【００９２】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル７から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚１０００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として、１．０オングストローム／ｓｅ
ｃの成膜速度で膜厚３５００オングストロームの単結晶
ｎ−ＧａＮ層を設ける。つぎに、ルツボ２のシャッター
と同時にＭｇのルツボ５のシャッターを同時に開けて、
膜厚５００オングストロームのＭｇをドーピングした単
結晶ｉ−ＧａＮ層を形成することによって、窒化物系半
導体積層構造を作製した。
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル７から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚１０００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として、１．０オングストローム／ｓｅ
ｃの成膜速度で膜厚３５００オングストロームの単結晶
ｎ−ＧａＮ層を設ける。つぎに、ルツボ２のシャッター
と同時にＭｇのルツボ５のシャッターを同時に開けて、
膜厚５００オングストロームのＭｇをドーピングした単
結晶ｉ−ＧａＮ層を形成することによって、窒化物系半
導体積層構造を作製した。
【００９３】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【００９４】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長４３０ｎｍ、発光強度５ｍｃｄの紫色の発光が
観測された。
発光波長４３０ｎｍ、発光強度５ｍｃｄの紫色の発光が
観測された。
【００９５】（実施例 ３）アンモニアを用いたＭＢＥ
法により、Ｇａ1-x Ｉｎx 系半導体発光素子（ｘ＝０．
１）を作製した例について説明する。
法により、Ｇａ1-x Ｉｎx 系半導体発光素子（ｘ＝０．
１）を作製した例について説明する。
【００９６】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【００９７】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ３にはＩｎ金属を入れて
８２０℃に加熱し、および５にはＭｇを入れて２８０℃
に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し，ガスの
導入には内部にアルミナファイバーを充填したガスセル
７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板９に
吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ３にはＩｎ金属を入れて
８２０℃に加熱し、および５にはＭｇを入れて２８０℃
に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し，ガスの
導入には内部にアルミナファイバーを充填したガスセル
７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板９に
吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
【００９８】基板９としては，サファイアＲ面基板を用
いた。この時、Ｇａ0.9 Ｉｎ0.1 ＮのＡ面とＣ面の交線
が形成する原子間隔が該サファイア基板の原子間隔と１
６．０％、Ｇａ0.9 Ｉｎ0.1 Ｎのｃ軸長の３倍が該サフ
ァイア基板の原子間隔と１．８のずれとなる。
いた。この時、Ｇａ0.9 Ｉｎ0.1 ＮのＡ面とＣ面の交線
が形成する原子間隔が該サファイア基板の原子間隔と１
６．０％、Ｇａ0.9 Ｉｎ0.1 Ｎのｃ軸長の３倍が該サフ
ァイア基板の原子間隔と１．８のずれとなる。
【００９９】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０１００】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで７００℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａの蒸発用
ルツボ２とＩｎの蒸発用ルツボ３のシャッターを同時に
開けて行い、１．３オングストローム／ｓｅｃの成膜速
度で、膜厚１７００オングストロームの配向性多結晶Ｇ
ａ０．９Ｉｎ０．１Ｎ層を作製する。続いて、ルツボ２
の温度を１０１０℃、ルツボ３の温度を８００℃として
１．０オングストローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚３５
００オングストロームの単結晶ｎ−Ｇａ０．９ Ｉｎ
０．１ Ｎ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと
同時にＭｇのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜
厚５００オングストロームのＭｇをドーピングしたｉ−
単結晶Ｇａ０．９ Ｉｎ０．１ Ｎ層を形成することによ
って窒化物系半導体積層構造を作製した。
し、ついで７００℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａの蒸発用
ルツボ２とＩｎの蒸発用ルツボ３のシャッターを同時に
開けて行い、１．３オングストローム／ｓｅｃの成膜速
度で、膜厚１７００オングストロームの配向性多結晶Ｇ
ａ０．９Ｉｎ０．１Ｎ層を作製する。続いて、ルツボ２
の温度を１０１０℃、ルツボ３の温度を８００℃として
１．０オングストローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚３５
００オングストロームの単結晶ｎ−Ｇａ０．９ Ｉｎ
０．１ Ｎ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと
同時にＭｇのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜
厚５００オングストロームのＭｇをドーピングしたｉ−
単結晶Ｇａ０．９ Ｉｎ０．１ Ｎ層を形成することによ
って窒化物系半導体積層構造を作製した。
【０１０１】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【０１０２】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると，
発光波長４８０ｎｍ、発光強度５０ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
発光波長４８０ｎｍ、発光強度５０ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
【０１０３】（実施例 ４）アンモニアを用いたＭＢＥ
法によりＧａ1-x Ｉｎx 系半導体発光素子（ｘ＝０．
３）を作製した例について説明する。
法によりＧａ1-x Ｉｎx 系半導体発光素子（ｘ＝０．
３）を作製した例について説明する。
【０１０４】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【０１０５】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ３にはＩｎ金属を入れて
８８０℃に加熱し、および５にはＭｇを入れて２８０℃
に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し，ガスの
導入には内部にアルミナファイバーを充填したガスセル
７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板９に
吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ３にはＩｎ金属を入れて
８８０℃に加熱し、および５にはＭｇを入れて２８０℃
に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し，ガスの
導入には内部にアルミナファイバーを充填したガスセル
７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板９に
吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
【０１０６】基板９としては，サファイアＲ面基板を用
いた。この時、Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 ＮのＡ面とＣ面の交線
が形成する原子間隔が該サファイア基板の原子間隔と１
６．７％、Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎのｃ軸長の３倍が該サフ
ァイア基板の原子間隔と４．３％のずれとなる。
いた。この時、Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 ＮのＡ面とＣ面の交線
が形成する原子間隔が該サファイア基板の原子間隔と１
６．７％、Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎのｃ軸長の３倍が該サフ
ァイア基板の原子間隔と４．３％のずれとなる。
【０１０７】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０１０８】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで６８０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａの蒸発用
ルツボ２とＩｎの蒸発用ルツボ３のシャッターを同時に
開けて行い、１．５オングストローム／ｓｅｃの成膜速
度で膜厚１７００オングストロームの配向性多結晶Ｇａ
0.9 Ｉｎ0.3 Ｎ層を作製する。続いて、ルツボ２の温度
を９９０℃、ルツボ３の温度を８４０℃として１．０オ
ングストローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚３５００オン
グストロームの単結晶ｎ−Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ層を設け
る。次に、ルツボ２のシャッターと同時にＭｇのルツボ
５のシャッターを同時に開けて、膜厚５００オングスト
ロームのＭｇをドーピングしたｉ−単結晶Ｇａ0.7 Ｉｎ
0.3 Ｎ層を形成することによって、窒化物系半導体積層
構造を作製した。
し、ついで６８０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａの蒸発用
ルツボ２とＩｎの蒸発用ルツボ３のシャッターを同時に
開けて行い、１．５オングストローム／ｓｅｃの成膜速
度で膜厚１７００オングストロームの配向性多結晶Ｇａ
0.9 Ｉｎ0.3 Ｎ層を作製する。続いて、ルツボ２の温度
を９９０℃、ルツボ３の温度を８４０℃として１．０オ
ングストローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚３５００オン
グストロームの単結晶ｎ−Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ層を設け
る。次に、ルツボ２のシャッターと同時にＭｇのルツボ
５のシャッターを同時に開けて、膜厚５００オングスト
ロームのＭｇをドーピングしたｉ−単結晶Ｇａ0.7 Ｉｎ
0.3 Ｎ層を形成することによって、窒化物系半導体積層
構造を作製した。
【０１０９】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【０１１０】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると，
発光波長５４０ｎｍ、発光強度７０ｍｃｄの緑色の発光
が観測された。
発光波長５４０ｎｍ、発光強度７０ｍｃｄの緑色の発光
が観測された。
【０１１１】（実施例 ５）アンモニアを用いたＭＢＥ
法により、Ｇａ1-x Ａｌx 系半導体発光素子（ｘ＝０．
３）を作製した例について説明する。
法により、Ｇａ1-x Ａｌx 系半導体発光素子（ｘ＝０．
３）を作製した例について説明する。
【０１１２】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【０１１３】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ４にはＡｌ金属を入れて
１０７０℃に加熱し、およびルツボ５にはＭｇを入れて
２８０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用
し，ガスの導入には内部にアルミナファイバーを充填し
たガスセル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接
に基板９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給
した。
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ４にはＡｌ金属を入れて
１０７０℃に加熱し、およびルツボ５にはＭｇを入れて
２８０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用
し，ガスの導入には内部にアルミナファイバーを充填し
たガスセル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接
に基板９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給
した。
【０１１４】基板９としては，サファイアＲ面基板を用
いた。この時、Ｇａ0.7 Ａｌ0.3 ＮのＡ面とＣ面の交線
が形成する原子間隔が該サファイア基板の原子間隔と１
４．５％、Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎのｃ軸長の３倍が該サフ
ァイア基板の原子間隔と０．９％のずれとなる。
いた。この時、Ｇａ0.7 Ａｌ0.3 ＮのＡ面とＣ面の交線
が形成する原子間隔が該サファイア基板の原子間隔と１
４．５％、Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎのｃ軸長の３倍が該サフ
ァイア基板の原子間隔と０．９％のずれとなる。
【０１１５】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０１１６】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで８５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながら、Ｇａの蒸発
用ルツボ２とＩｎの蒸発用ルツボ３のシャッターを同時
に開けて行い、１．５オングストローム／ｓｅｃの成膜
速度で、膜厚１９００オングストロームの配向性多結晶
Ｇａ０．７ Ａｌ０．３ Ｎ層を作製する。続いて、ルツ
ボ２の温度を９９０℃、ルツボ３の温度を１０５０℃と
して１．０オングストローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚
３５００オングストロームの単結晶ｎ−Ｇａ０．７ Ａ
ｌ０．３ Ｎ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッター
と同時にＭｇのルツボ５のシャッターを同時に開けて、
膜厚５００オングストロームのＭｇをドーピングしたｉ
−単結晶Ｇａ０．７ Ａｌ０．３ Ｎ層を形成することに
よって窒化物系半導体積層構造を作製した。
し、ついで８５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながら、Ｇａの蒸発
用ルツボ２とＩｎの蒸発用ルツボ３のシャッターを同時
に開けて行い、１．５オングストローム／ｓｅｃの成膜
速度で、膜厚１９００オングストロームの配向性多結晶
Ｇａ０．７ Ａｌ０．３ Ｎ層を作製する。続いて、ルツ
ボ２の温度を９９０℃、ルツボ３の温度を１０５０℃と
して１．０オングストローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚
３５００オングストロームの単結晶ｎ−Ｇａ０．７ Ａ
ｌ０．３ Ｎ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッター
と同時にＭｇのルツボ５のシャッターを同時に開けて、
膜厚５００オングストロームのＭｇをドーピングしたｉ
−単結晶Ｇａ０．７ Ａｌ０．３ Ｎ層を形成することに
よって窒化物系半導体積層構造を作製した。
【０１１７】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【０１１８】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長３７０ｎｍ、発光パワーが０．５ｍＷの紫外の
発光が観測された。
発光波長３７０ｎｍ、発光パワーが０．５ｍＷの紫外の
発光が観測された。
【０１１９】（実施例 ６）アンモニアを用いたＭＢＥ
法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につい
て説明する。
法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につい
て説明する。
【０１２０】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【０１２１】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
【０１２２】基板９としては、図１に示すように、サフ
ァイアＲ面をＡ面方向に９．２度傾けた面を基板面とし
て用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の交線が形成す
る原子間隔の４倍が該サファイア基板の原子間隔と１．
０％、ＧａＮのｃ軸長の３倍が該サファイア基板の原子
間隔と０．７％のずれとなる。
ァイアＲ面をＡ面方向に９．２度傾けた面を基板面とし
て用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の交線が形成す
る原子間隔の４倍が該サファイア基板の原子間隔と１．
０％、ＧａＮのｃ軸長の３倍が該サファイア基板の原子
間隔と０．７％のずれとなる。
【０１２３】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０１２４】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚５００オングストロームの配向
性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温度
を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃの
成膜速度で膜厚４０００オングストロームの単結晶ｎ−
ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同時
にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚５
００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶ｐ
−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積層
構造を作製した。
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚５００オングストロームの配向
性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温度
を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃの
成膜速度で膜厚４０００オングストロームの単結晶ｎ−
ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同時
にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚５
００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶ｐ
−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積層
構造を作製した。
【０１２５】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【０１２６】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長４７０ｎｍ、発光強度１１０ｍｃｄの青色の発
光が観測された。
発光波長４７０ｎｍ、発光強度１１０ｍｃｄの青色の発
光が観測された。
【０１２７】（実施例 ７）アンモニアを用いたＭＢＥ
法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につい
て説明する。
法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につい
て説明する。
【０１２８】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【０１２９】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入て１９０
℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガス
の導入には内部にアルミナファイバーを充填したガスセ
ル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板９
に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入て１９０
℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガス
の導入には内部にアルミナファイバーを充填したガスセ
ル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板９
に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
【０１３０】基板９としては、
【０１３１】
【外８】
【０１３２】に２０．２度傾けた面を基板面として用い
た。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の交線が形成する原子
間隔の１倍が該サファイア基板の原子間隔と３３．２
％、ＧａＮのｃ軸長の８倍が該サファイア基板の原子間
隔と０．５％のずれとなる。
た。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の交線が形成する原子
間隔の１倍が該サファイア基板の原子間隔と３３．２
％、ＧａＮのｃ軸長の８倍が該サファイア基板の原子間
隔と０．５％のずれとなる。
【０１３３】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０１３４】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚４６００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃ
の成膜速度で膜厚４０００オングストロームの単結晶ｎ
−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同
時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚
５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶
ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積
層構造を作製した。
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚４６００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃ
の成膜速度で膜厚４０００オングストロームの単結晶ｎ
−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同
時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚
５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶
ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積
層構造を作製した。
【０１３５】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【０１３６】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長４７０ｎｍ、発光強度６０ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
発光波長４７０ｎｍ、発光強度６０ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
【０１３７】（実施例 ８）アンモニアを用いたＭＢＥ
法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につい
て説明する。
法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につい
て説明する。
【０１３８】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【０１３９】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
【０１４０】基板９としては、図１７に示すように、Ｍ
ｇＯ（００１）面を（１００）面方向に１１．３度（θ
2 ）かつ（０１０）面方向に１１．３度（θ3 ）傾けた
面を基板面として用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面
の交線が形成する原子間隔の２倍が該ＭｇＯ基板の原子
間隔と２．７％、ＧａＮのｃ軸長の２倍が該ＭｇＯ基板
の原子間隔と３．９％のずれとなる。
ｇＯ（００１）面を（１００）面方向に１１．３度（θ
2 ）かつ（０１０）面方向に１１．３度（θ3 ）傾けた
面を基板面として用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面
の交線が形成する原子間隔の２倍が該ＭｇＯ基板の原子
間隔と２．７％、ＧａＮのｃ軸長の２倍が該ＭｇＯ基板
の原子間隔と３．９％のずれとなる。
【０１４１】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０１４２】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚２０００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃ
の成膜速度で膜厚４０００オングストロームの単結晶ｎ
−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同
時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚
５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶
ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積
層構造を作製した。
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚２０００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃ
の成膜速度で膜厚４０００オングストロームの単結晶ｎ
−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同
時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚
５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶
ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積
層構造を作製した。
【０１４３】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【０１４４】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長４７０ｎｍ、発光強度４５ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
発光波長４７０ｎｍ、発光強度４５ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
【０１４５】（実施例 ９）アンモニアを用いたＭＢＥ
法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につい
て説明する。
法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につい
て説明する。
【０１４６】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【０１４７】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
【０１４８】基板９としては、ＳｒＴｉ０3 の（１１
０）面を基板面として用いた。この時、ＧａＮのＡ面と
Ｃ面の交線が形成する原子間隔の１倍が該ＳｒＴｉ０3
基板の原子間隔と０．２％、ＧａＮのｃ軸長の２倍が該
ＳｒＴｉＯ3 基板の原子間隔と３２．３％のずれとな
る。
０）面を基板面として用いた。この時、ＧａＮのＡ面と
Ｃ面の交線が形成する原子間隔の１倍が該ＳｒＴｉ０3
基板の原子間隔と０．２％、ＧａＮのｃ軸長の２倍が該
ＳｒＴｉＯ3 基板の原子間隔と３２．３％のずれとな
る。
【０１４９】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０１５０】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚２５００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃ
の成膜速度で膜厚３０００オングストロームの単結晶ｎ
−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同
時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚
５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶
ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積
層構造を作製した。
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚２５００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃ
の成膜速度で膜厚３０００オングストロームの単結晶ｎ
−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同
時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚
５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶
ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積
層構造を作製した。
【０１５１】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【０１５２】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長４７０ｎｍ、発光強度４０ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
発光波長４７０ｎｍ、発光強度４０ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
【０１５３】（実施例 １０）アンモニアを用いたＭＢ
Ｅ法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につ
いて説明する。
Ｅ法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につ
いて説明する。
【０１５４】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【０１５５】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
【０１５６】基板９としては、Ｔｉ０2 の（１１０）面
を基板面として用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の
交線が形成する原子間隔の１倍が該Ｔｉ０2 基板の原子
間隔と０．９％、ＧａＮのｃ軸長の１倍が該Ｔｉ０2 基
板の原子間隔と１２．３％のずれとなる。
を基板面として用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の
交線が形成する原子間隔の１倍が該Ｔｉ０2 基板の原子
間隔と０．９％、ＧａＮのｃ軸長の１倍が該Ｔｉ０2 基
板の原子間隔と１２．３％のずれとなる。
【０１５７】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０１５８】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚２４００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃ
の成膜速度で膜厚３０００オングストロームの単結晶ｎ
−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同
時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚
５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶
ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積
層構造を作製した。
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚２４００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃ
の成膜速度で膜厚３０００オングストロームの単結晶ｎ
−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同
時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚
５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶
ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積
層構造を作製した。
【０１５９】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【０１６０】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長４７０ｎｍ、発光強度４８ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
発光波長４７０ｎｍ、発光強度４８ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
【０１６１】（実施例 １１）アンモニアを用いたＭＢ
Ｅ法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につ
いて説明する。
Ｅ法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につ
いて説明する。
【０１６２】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【０１６３】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
【０１６４】基板９としては、ＣａＦ2 の（１００）面
を基板面として用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の
交線が形成する原子間隔の１倍が該ＣａＦ2 基板の原子
間隔と０．９％、ＧａＮのｃ軸長の１倍が該ＣａＦ2 基
板の原子間隔と５．５％のずれとなる。
を基板面として用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の
交線が形成する原子間隔の１倍が該ＣａＦ2 基板の原子
間隔と０．９％、ＧａＮのｃ軸長の１倍が該ＣａＦ2 基
板の原子間隔と５．５％のずれとなる。
【０１６５】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０１６６】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚１８００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃ
の成膜速度で膜厚４０００オングストロームの単結晶ｎ
−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同
時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚
５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶
ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積
層構造を作製した。
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚１８００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃ
の成膜速度で膜厚４０００オングストロームの単結晶ｎ
−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同
時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚
５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶
ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積
層構造を作製した。
【０１６７】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【０１６８】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長４７０ｎｍ、発光強度５２ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
発光波長４７０ｎｍ、発光強度５２ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
【０１６９】（実施例 １２）アンモニアを用いたＭＢ
Ｅ法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につ
いて説明する。
Ｅ法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例につ
いて説明する。
【０１７０】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【０１７１】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
２０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしてはアンモニアを使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、３７０℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
【０１７２】基板９としては、図１８に示すようにＭｇ
Ｆ2 の（１１０）面を（１００）面方向に２３．７度
（θ4 ）傾けた面を基板面として用いた。この時、Ｇａ
ＮのＡ面とＣ面の交線が形成する原子間隔の１倍が該Ｍ
ｇＦ2 基板の原子間隔と０．５％、ＧａＮのｃ軸長の３
倍が該ＭｇＦ2 基板の原子間隔と２．２％のずれとな
る。
Ｆ2 の（１１０）面を（１００）面方向に２３．７度
（θ4 ）傾けた面を基板面として用いた。この時、Ｇａ
ＮのＡ面とＣ面の交線が形成する原子間隔の１倍が該Ｍ
ｇＦ2 基板の原子間隔と０．５％、ＧａＮのｃ軸長の３
倍が該ＭｇＦ2 基板の原子間隔と２．２％のずれとな
る。
【０１７３】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０１７４】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚１０００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃ
の成膜速度で膜厚４０００オングストロームの単結晶ｎ
−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同
時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚
５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶
ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積
層構造を作製した。
し、ついで７５０℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
アンモニアをガスセル９から供給しながらＧａのルツボ
のシャッターを開けて行い、１．２オングストローム／
ｓｅｃの成膜速度で膜厚１０００オングストロームの配
向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続いて、ルツボ２の温
度を１０１０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃ
の成膜速度で膜厚４０００オングストロームの単結晶ｎ
−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと同
時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜厚
５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結晶
ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒化物系半導体積
層構造を作製した。
【０１７５】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【０１７６】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長４７０ｎｍ、発光強度７５ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
発光波長４７０ｎｍ、発光強度７５ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
【０１７７】（実施例 １３）三フッ化窒素を用いたＭ
ＢＥ法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例に
ついて説明する。
ＢＥ法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例に
ついて説明する。
【０１７８】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【０１７９】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
００℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしては三フッ化窒素を使用し、
ガスの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガ
スセル７を使用し、２５０℃に加熱してガスを直接に基
板９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給し
た。
００℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしては三フッ化窒素を使用し、
ガスの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガ
スセル７を使用し、２５０℃に加熱してガスを直接に基
板９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給し
た。
【０１８０】基板１１としては，ＧａＡｓの（００１）
面を（０１０）面方向に８．１度傾けた面を基板面とし
て用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の交線が形成す
る原子間隔の１倍が該ＧａＡｓ基板の原子間隔と２．５
％、ＧａＮのｃ軸長の４倍が該ＧａＡｓ基板の原子間隔
と３．１％のずれとなる。
面を（０１０）面方向に８．１度傾けた面を基板面とし
て用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の交線が形成す
る原子間隔の１倍が該ＧａＡｓ基板の原子間隔と２．５
％、ＧａＮのｃ軸長の４倍が該ＧａＡｓ基板の原子間隔
と３．１％のずれとなる。
【０１８１】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０１８２】まず、基板９を６２０℃の温度に保持し成
膜を行う。成膜は三フッ化窒素をガスセル９から供給し
ながらＧａのルツボのシャッターを開けて行い、０．６
オングストローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚５００オン
グストロームの配向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続い
て、ルツボ２の温度を９８０℃として０．４オングスト
ローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚４０００オングストロ
ームの単結晶ｎ−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２の
シャッターと同時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時
に開けて、膜厚５００オングストロームのＺｎをドーピ
ングした単結晶ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒
化物系半導体積層構造を作製した。
膜を行う。成膜は三フッ化窒素をガスセル９から供給し
ながらＧａのルツボのシャッターを開けて行い、０．６
オングストローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚５００オン
グストロームの配向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続い
て、ルツボ２の温度を９８０℃として０．４オングスト
ローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚４０００オングストロ
ームの単結晶ｎ−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２の
シャッターと同時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時
に開けて、膜厚５００オングストロームのＺｎをドーピ
ングした単結晶ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒
化物系半導体積層構造を作製した。
【０１８３】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【０１８４】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長４７０ｎｍ、発光強度２５ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
発光波長４７０ｎｍ、発光強度２５ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
【０１８５】（実施例 １４）三フッ化窒素を用いたＭ
ＢＥ法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例に
ついて説明する。
ＢＥ法により、ＧａＮ系半導体発光素子を作製した例に
ついて説明する。
【０１８６】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【０１８７】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
００℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしては三フッ化窒素を使用し、
ガスの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガ
スセル７を使用し、２５０℃に加熱してガスを直接に基
板９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給し
た。
００℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９
０℃に加熱した。ガスとしては三フッ化窒素を使用し、
ガスの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガ
スセル７を使用し、２５０℃に加熱してガスを直接に基
板９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給し
た。
【０１８８】基板１１としては，ＧａＰの（００１）面
を基板面として用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の
交線が形成する原子間隔の１倍が該ＧａＰ基板の原子間
隔と０．１％、ＧａＮのｃ軸長の４倍が該ＧａＰ基板の
原子間隔と５．３％のずれとなる。
を基板面として用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の
交線が形成する原子間隔の１倍が該ＧａＰ基板の原子間
隔と０．１％、ＧａＮのｃ軸長の４倍が該ＧａＰ基板の
原子間隔と５．３％のずれとなる。
【０１８９】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０１９０】まず、基板９を６００℃の温度に保持し成
膜を行う。成膜は三フッ化窒素をガスセル９から供給し
ながらＧａのルツボのシャッターを開けて行い、０．６
オングストローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚７００オン
グストロームの配向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続い
て、ルツボ２の温度を９８０℃として０．４オングスト
ローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚５０００オングストロ
ームの単結晶ｎ−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２の
シャッターと同時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時
に開けて、膜厚５００オングストロームのＺｎをドーピ
ングした単結晶ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒
化物系半導体積層構造を作製した。
膜を行う。成膜は三フッ化窒素をガスセル９から供給し
ながらＧａのルツボのシャッターを開けて行い、０．６
オングストローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚７００オン
グストロームの配向性多結晶ＧａＮ層を作製する。続い
て、ルツボ２の温度を９８０℃として０．４オングスト
ローム／ｓｅｃの成膜速度で膜厚５０００オングストロ
ームの単結晶ｎ−ＧａＮ層を設ける。次に、ルツボ２の
シャッターと同時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時
に開けて、膜厚５００オングストロームのＺｎをドーピ
ングした単結晶ｐ−ＧａＮ層を形成することによって窒
化物系半導体積層構造を作製した。
【０１９１】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【０１９２】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長４７０ｎｍ、発光強度２８ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
発光波長４７０ｎｍ、発光強度２８ｍｃｄの青色の発光
が観測された。
【０１９３】（実施例 １５）三フッ化窒素を用いたＭ
ＢＥ法により、Ｇａx Ｉｎ1-x Ｎ系半導体発光素子を作
製した例について説明する。
ＢＥ法により、Ｇａx Ｉｎ1-x Ｎ系半導体発光素子を作
製した例について説明する。
【０１９４】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【０１９５】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
００℃に加熱し、蒸発用ルツボ３にはＩｎを入れて９３
０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９０
℃に加熱した。ガスとしては三フッ化窒素を使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、２００℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
００℃に加熱し、蒸発用ルツボ３にはＩｎを入れて９３
０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて１９０
℃に加熱した。ガスとしては三フッ化窒素を使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、２００℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
【０１９６】基板９としては、図１に示すように、サフ
ァイアＲ面をＡ面方向に９．２度傾けた面を基板面とし
て用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の交線が形成す
る原子間隔の４倍が該サファイア基板の原子間隔と１．
０％、ＧａＮのｃ軸長の３倍が該サファイア基板の原子
間隔と０．６％のずれとなる。
ァイアＲ面をＡ面方向に９．２度傾けた面を基板面とし
て用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の交線が形成す
る原子間隔の４倍が該サファイア基板の原子間隔と１．
０％、ＧａＮのｃ軸長の３倍が該サファイア基板の原子
間隔と０．６％のずれとなる。
【０１９７】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０１９８】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで７００℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
三フッ化窒素をガスセル９から供給しながら、まずＧａ
のルツボのシャッターのみを開け、ついでＧａとＩｎの
ルツボのシャッターを同時に開けて、蒸発用ルツボ３の
温度を９００℃から９６０℃まで１．２℃／ｍｉｎの速
度で昇温しながら、膜厚１０００オングストロームの配
向性多結晶において始めはＧａＮ層からなり最終的にＧ
ａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎとなる組成傾斜層を形成する。続い
て、ルツボ２の温度を９８０℃、ルツボ３の温度を９４
０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃの成膜速度
で膜厚４０００オングストロームの単結晶ｎ−Ｇａ0.7
Ｉｎ0.3 Ｎ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと
同時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜
厚５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結
晶ｐ−Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ層を形成することによって窒
化物系半導体積層構造を作製した。
し、ついで７００℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
三フッ化窒素をガスセル９から供給しながら、まずＧａ
のルツボのシャッターのみを開け、ついでＧａとＩｎの
ルツボのシャッターを同時に開けて、蒸発用ルツボ３の
温度を９００℃から９６０℃まで１．２℃／ｍｉｎの速
度で昇温しながら、膜厚１０００オングストロームの配
向性多結晶において始めはＧａＮ層からなり最終的にＧ
ａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎとなる組成傾斜層を形成する。続い
て、ルツボ２の温度を９８０℃、ルツボ３の温度を９４
０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃの成膜速度
で膜厚４０００オングストロームの単結晶ｎ−Ｇａ0.7
Ｉｎ0.3 Ｎ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと
同時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜
厚５００オングストロームのＺｎをドーピングした単結
晶ｐ−Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ層を形成することによって窒
化物系半導体積層構造を作製した。
【０１９９】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。
法を適用することにより、発光素子を作製した。
【０２００】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長５３５ｎｍ、発光強度９０ｍｃｄの緑色の発光
が観測された。
発光波長５３５ｎｍ、発光強度９０ｍｃｄの緑色の発光
が観測された。
【０２０１】（実施例 １６）三フッ化窒素を用いたＭ
ＢＥ法により、Ｇａx Ｉｎ1-x Ｎ系半導体受光素子を作
製した例について説明する。
ＢＥ法により、Ｇａx Ｉｎ1-x Ｎ系半導体受光素子を作
製した例について説明する。
【０２０２】装置としては、実施例１と同様の結晶成長
装置を用いた。
装置を用いた。
【０２０３】蒸発用ルツボ２にはＧａ金属を入れて１０
００℃に加熱し、蒸発用ルツボ３にはＩｎを入れて９３
０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて２２０
℃に加熱した。ガスとしては三フッ化窒素を使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、２００℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
００℃に加熱し、蒸発用ルツボ３にはＩｎを入れて９３
０℃に加熱し、蒸発用ルツボ５にはＺｎを入れて２２０
℃に加熱した。ガスとしては三フッ化窒素を使用し、ガ
スの導入には内部にアルミナファイバーを充填したガス
セル７を使用し、２００℃に加熱してガスを直接に基板
９に吹き付けるようにして５ｃｃ／ｍｉｎで供給した。
【０２０４】基板９としては、図１に示すように、サフ
ァイアＲ面をＡ面方向に９．２度傾けた面を基板面とし
て用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の交線が形成す
る原子間隔の４倍が該サファイア基板の原子間隔と１．
０％、ＧａＮのｃ軸長の３倍が該サファイア基板の原子
間隔と０．６％のずれとなる。
ァイアＲ面をＡ面方向に９．２度傾けた面を基板面とし
て用いた。この時、ＧａＮのＡ面とＣ面の交線が形成す
る原子間隔の４倍が該サファイア基板の原子間隔と１．
０％、ＧａＮのｃ軸長の３倍が該サファイア基板の原子
間隔と０．６％のずれとなる。
【０２０５】真空容器内の圧力は、成膜時において２×
１０-6Ｔｏｒｒであった。
１０-6Ｔｏｒｒであった。
【０２０６】まず、基板９を９００℃で３０分間加熱
し、ついで７００℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
三フッ化窒素をガスセル９から供給しながら、まずＧａ
のルツボのシャッターのみを開け、ついでＧａとＩｎの
ルツボのシャッターを同時に開けて、蒸発用ルツボ３の
温度を９００℃から９６０℃まで１．２℃／ｍｉｎの速
度で昇温しながら、膜厚１０００オングストロームの配
向性多結晶において始めはＧａＮ層からなり最終的にＧ
ａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎとなる組成傾斜層を形成する。続い
て、ルツボ２の温度を９８０℃、ルツボ３の温度を９４
０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃの成膜速度
で膜厚２５００オングストロームの単結晶ｎ−Ｇａ0.7
Ｉｎ0.3 Ｎ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと
同時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜
厚５０００オングストロームのＺｎをドーピングした単
結晶ｉ−Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ層を形成した。さらに、Ｚ
ｎのルツボの温度を１９０℃にとて、２０００オングス
トロームのすることによって単結晶ｐ−Ｇａ0.7 Ｉｎ
0.3 Ｎ層を積層することによって窒化物系半導体積層構
造を作製した。
し、ついで７００℃の温度に保持し成膜を行う。成膜は
三フッ化窒素をガスセル９から供給しながら、まずＧａ
のルツボのシャッターのみを開け、ついでＧａとＩｎの
ルツボのシャッターを同時に開けて、蒸発用ルツボ３の
温度を９００℃から９６０℃まで１．２℃／ｍｉｎの速
度で昇温しながら、膜厚１０００オングストロームの配
向性多結晶において始めはＧａＮ層からなり最終的にＧ
ａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎとなる組成傾斜層を形成する。続い
て、ルツボ２の温度を９８０℃、ルツボ３の温度を９４
０℃として１．０オングストローム／ｓｅｃの成膜速度
で膜厚２５００オングストロームの単結晶ｎ−Ｇａ0.7
Ｉｎ0.3 Ｎ層を設ける。次に、ルツボ２のシャッターと
同時にＺｎのルツボ５のシャッターを同時に開けて、膜
厚５０００オングストロームのＺｎをドーピングした単
結晶ｉ−Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ層を形成した。さらに、Ｚ
ｎのルツボの温度を１９０℃にとて、２０００オングス
トロームのすることによって単結晶ｐ−Ｇａ0.7 Ｉｎ
0.3 Ｎ層を積層することによって窒化物系半導体積層構
造を作製した。
【０２０７】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、図１９に示すようなｐｉｎ型
の受光素子を作製した。
法を適用することにより、図１９に示すようなｐｉｎ型
の受光素子を作製した。
【０２０８】この素子に５４０ｎｍにおいて１００Ｗ／
ｍ2 の放射照度の光を照射し、バイアス電圧を２０Ｖ印
加したところ、光電流として６ｍＡの出力が得られた。
ｍ2 の放射照度の光を照射し、バイアス電圧を２０Ｖ印
加したところ、光電流として６ｍＡの出力が得られた。
【０２０９】（比較例 １）高周波誘導加熱コイルとカ
ーボンサセプタを備えた石英反応管を用い、キャリアガ
スとしては水素を使用し、トリメチルガリウムおよびア
ンモニアガスを該反応管中に供給して、ＧａＮ半導体積
層薄膜を作製した例について説明する。
ーボンサセプタを備えた石英反応管を用い、キャリアガ
スとしては水素を使用し、トリメチルガリウムおよびア
ンモニアガスを該反応管中に供給して、ＧａＮ半導体積
層薄膜を作製した例について説明する。
【０２１０】基板としてはサファイアＲ面を用い１０４
０℃に加熱し、トリメチルガリウムは−１５℃に冷却し
て水素ガスをキャリアーガスとして４０ｃｃ／ｍｉｎの
流量とすることにより、アンモニアガスは１０００ｃｃ
／ｍｉｎとしキャリアーガスとしては水素ガスを１５０
０ｃｃ／ｍｉｎとすることにより応管中へ供給し、０．
２μｍ／ｍｉｎの成長速度で１０μｍの厚さのｎ−Ｇａ
Ｎ半導体層を成長した。続いて、前記のガスとともにジ
エチル亜鉛を４５℃に加熱して水素ガスをキャリアーガ
スとして２０ｃｃ／ｍｉｎの流量で供給して反応管中へ
供給して、厚さが１μｍのＺｎをドーピングしたｉ−Ｇ
ａＮ半導体薄膜を成長させることによって窒化物系半導
体積層構造を作製した。
０℃に加熱し、トリメチルガリウムは−１５℃に冷却し
て水素ガスをキャリアーガスとして４０ｃｃ／ｍｉｎの
流量とすることにより、アンモニアガスは１０００ｃｃ
／ｍｉｎとしキャリアーガスとしては水素ガスを１５０
０ｃｃ／ｍｉｎとすることにより応管中へ供給し、０．
２μｍ／ｍｉｎの成長速度で１０μｍの厚さのｎ−Ｇａ
Ｎ半導体層を成長した。続いて、前記のガスとともにジ
エチル亜鉛を４５℃に加熱して水素ガスをキャリアーガ
スとして２０ｃｃ／ｍｉｎの流量で供給して反応管中へ
供給して、厚さが１μｍのＺｎをドーピングしたｉ−Ｇ
ａＮ半導体薄膜を成長させることによって窒化物系半導
体積層構造を作製した。
【０２１１】ついで、該積層薄膜に実施例１と同様の方
法を適用することにより、発光素子を作製した。この場
合には、電極を形成するために５μｍ以上の厚さのＧａ
Ｎ半導体薄膜をエッチングして除去する必要があるが、
Ａｒによるイオンミリングでは３時間もかかるために実
用的ではない。
法を適用することにより、発光素子を作製した。この場
合には、電極を形成するために５μｍ以上の厚さのＧａ
Ｎ半導体薄膜をエッチングして除去する必要があるが、
Ａｒによるイオンミリングでは３時間もかかるために実
用的ではない。
【０２１２】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長４８０ｎｍ、発光強度１８ｍｃｄの青色の発光
が観測されたが、素子表面内の発光が不均一であり、か
つ素子の耐久性が低く数分間で発光強度が数ｍｃｄに低
下してしまった。
発光波長４８０ｎｍ、発光強度１８ｍｃｄの青色の発光
が観測されたが、素子表面内の発光が不均一であり、か
つ素子の耐久性が低く数分間で発光強度が数ｍｃｄに低
下してしまった。
【０２１３】（比較例 ２）実施例１において、基板と
してサファイアＣ面を用いた以外は同様の方法によりＧ
ａＮ系半導体積層構造を作製した。
してサファイアＣ面を用いた以外は同様の方法によりＧ
ａＮ系半導体積層構造を作製した。
【０２１４】この場合、ＧａＮのＣ面の格子定数とサフ
ァイアＣ面の格子定数のミスマッチは１３．８％であ
る。
ァイアＣ面の格子定数のミスマッチは１３．８％であ
る。
【０２１５】サファイアＣ面に成長するＧａＮ半導体薄
膜は５０００オングストローム以上の膜厚でも多結晶状
態であり、表面に凹凸があり島状成長しているため発光
素子を作製することはできなかった。
膜は５０００オングストローム以上の膜厚でも多結晶状
態であり、表面に凹凸があり島状成長しているため発光
素子を作製することはできなかった。
【０２１６】（比較例 ３）実施例１において、基板と
して
して
【０２１７】
【外９】
【０２１８】を用いた以外は同様の方法によりＧａＮ系
半導体積層構造を作製した。
半導体積層構造を作製した。
【０２１９】この場合、ＧａＮのＡ面とＣ面交線が形成
する原子間隔の１倍が該サファイア基板の原子間隔と３
３．２％、ＧａＮのＣ軸長の１倍が該サファイア基板の
原子間隔と２６．７％のミスマッチである。
する原子間隔の１倍が該サファイア基板の原子間隔と３
３．２％、ＧａＮのＣ軸長の１倍が該サファイア基板の
原子間隔と２６．７％のミスマッチである。
【０２２０】
【外１０】
【０２２１】に成長するＧａＮ半導体薄膜は５０００オ
ングストローム以上の膜厚でも多結晶状態であり、表面
に凹凸があり島状成長しているため発光素子を作製する
ことはできなかった。
ングストローム以上の膜厚でも多結晶状態であり、表面
に凹凸があり島状成長しているため発光素子を作製する
ことはできなかった。
【０２２２】（比較例 ４）実施例１において、基板と
して
して
【０２２３】
【外１１】
【０２２４】に１２．４度傾けた基板を用いた以外は同
様の方法によりＧａＮ系半導体積層構造を作製した。
様の方法によりＧａＮ系半導体積層構造を作製した。
【０２２５】この場合、ＧａＮのＡ面とＣ面交線が形成
する原子間隔の１倍が該サファイア基板の原子間隔と３
３．２％、ＧａＮのＣ軸長の１３倍が該サファイア基板
の原子間隔と０．９％のミスマッチである。
する原子間隔の１倍が該サファイア基板の原子間隔と３
３．２％、ＧａＮのＣ軸長の１３倍が該サファイア基板
の原子間隔と０．９％のミスマッチである。
【０２２６】第１層は表面に凹凸が見られ、その上に積
層されるｎ−ＧａＮやｉ−ＧａＮの膜厚均一性も悪くな
っていた。
層されるｎ−ＧａＮやｉ−ＧａＮの膜厚均一性も悪くな
っていた。
【０２２７】この素子に２０ｍＡの電流を注入すると、
発光波長４７０ｎｍ、発光強度１０ｍｃｄの青色の発光
が観測された。しかし、発光する部分は不均一であり、
電流もリークしていることがわかった。
発光波長４７０ｎｍ、発光強度１０ｍｃｄの青色の発光
が観測された。しかし、発光する部分は不均一であり、
電流もリークしていることがわかった。
【０２２８】（比較例 ５）実施例１において、ＧａＮ
系半導体層の成長速度を１５０オングストローム／秒と
した以外は同様の方法によりＧａＮ系半導体積層構造を
作製した。
系半導体層の成長速度を１５０オングストローム／秒と
した以外は同様の方法によりＧａＮ系半導体積層構造を
作製した。
【０２２９】第１層は５０００オングストローム以上の
厚さになっても多結晶状態であり、表面に凹凸があり島
状成長しているため発光素子を作製することはできなか
った。
厚さになっても多結晶状態であり、表面に凹凸があり島
状成長しているため発光素子を作製することはできなか
った。
【０２３０】
【発明の効果】以上説明したように、本発明による窒化
物系半導体発光素子は，特定の基板上に極めて薄い膜厚
において、表面の平坦性および結晶性が良好であるた
め、素子作製プロセスが容易でかつ信頼性が高いものと
なるという特徴がある。電流注入により青色発光する素
子を作製することができた。また，膜厚が小さいため発
光素子を作製するプロセスが容易で信頼性の高いものに
なり，かつ光の取り出し効率を高くすることができると
いう特徴がある。
物系半導体発光素子は，特定の基板上に極めて薄い膜厚
において、表面の平坦性および結晶性が良好であるた
め、素子作製プロセスが容易でかつ信頼性が高いものと
なるという特徴がある。電流注入により青色発光する素
子を作製することができた。また，膜厚が小さいため発
光素子を作製するプロセスが容易で信頼性の高いものに
なり，かつ光の取り出し効率を高くすることができると
いう特徴がある。
【図１】六方晶の結晶系において
【外１２】 にθ1 傾けた結晶面を示す斜視図である。
【図２】実施例１で作製した配向性多結晶ＧａＮ／ｎ−
ＧａＮ／ｐ−ＧａＮからなる発光素子の断面構成図であ
る。
ＧａＮ／ｐ−ＧａＮからなる発光素子の断面構成図であ
る。
【図３】配向性多結晶Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ／ｎ−Ｇａ1-x
Ｉｎx Ｎ／ｐ−Ｇａ1-x ＩｎxＮからなる発光素子の断
面構成図である。
Ｉｎx Ｎ／ｐ−Ｇａ1-x ＩｎxＮからなる発光素子の断
面構成図である。
【図４】配向性多結晶ｎ+ −ＧａＮ／ｎ−ＧａＮ／ｐ−
ＧａＮからなる発光素子の断面構成図である。
ＧａＮからなる発光素子の断面構成図である。
【図５】配向性多結晶Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ／ｎ−Ｇａ1-x
Ｉｎx Ｎ／ｉ−Ｇａ1-y ＩｎyＮ／ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx
Ｎ（ｘ≦ｙ）からなる発光素子の断面構成図である。
Ｉｎx Ｎ／ｉ−Ｇａ1-y ＩｎyＮ／ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx
Ｎ（ｘ≦ｙ）からなる発光素子の断面構成図である。
【図６】配向性多結晶Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ／ｎ−Ｇａ1-x
Ｉｎx Ｎ／ｐ−Ｇａ1-y ＩｎyＮ／ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx
Ｎ（ｘ≦ｙ）からなる発光素子の断面構成図である。
Ｉｎx Ｎ／ｐ−Ｇａ1-y ＩｎyＮ／ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx
Ｎ（ｘ≦ｙ）からなる発光素子の断面構成図である。
【図７】配向性多結晶Ｇａ1-a Ａｌa Ｎ／ｎ−Ｇａ1-a
Ａｌa Ｎ／ｐ−Ｇａ1-b ＡｌbN/p-Ga1-a Ａｌa Ｎ（ａ
≧ｂ）からなる発光素子の断面構成図である。
Ａｌa Ｎ／ｐ−Ｇａ1-b ＡｌbN/p-Ga1-a Ａｌa Ｎ（ａ
≧ｂ）からなる発光素子の断面構成図である。
【図８】配向性多結晶Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎ／ｎ−
Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎ／ｉ−Ｇａ1-a-b Ｉｎa Ａｌ
b Ｎ／ｐ−Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎからなる発光素子
の断面構成図である。
Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎ／ｉ−Ｇａ1-a-b Ｉｎa Ａｌ
b Ｎ／ｐ−Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎからなる発光素子
の断面構成図である。
【図９】配向性多結晶ＧａＮ／ｎ−ＧａＮ／ｐ−ＧａＮ
／ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ／ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎからな
る発光素子の断面構成図である。
／ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ／ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎからな
る発光素子の断面構成図である。
【図１０】ＧａＩｎＮ組成傾斜構造／ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎ
x Ｎ／ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎからなる発光素子の断面構
成図である。
x Ｎ／ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎからなる発光素子の断面構
成図である。
【図１１】歪超格子構造／ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ／ｐ−
Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎからなる発光素子の断面構成図であ
る。
Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎからなる発光素子の断面構成図であ
る。
【図１２】配向性多結晶Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ／ｎ−Ｇａ
1-x Ｉｎx Ｎ／量子井戸構造／ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎか
らなる発光素子の断面構成図である。
1-x Ｉｎx Ｎ／量子井戸構造／ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎか
らなる発光素子の断面構成図である。
【図１３】配向性多結晶Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ／ｎ−Ｇａ
1-x Ｉｎx Ｎ／ｐ−Ｇａ1-x ＩｎxＮ／ｎ−Ｇａ1-y Ｉ
ｎy Ｎ／ｐ−Ｇａ1-y Ｉｎy Ｎからなる発光素子の断面
構成図である。
1-x Ｉｎx Ｎ／ｐ−Ｇａ1-x ＩｎxＮ／ｎ−Ｇａ1-y Ｉ
ｎy Ｎ／ｐ−Ｇａ1-y Ｉｎy Ｎからなる発光素子の断面
構成図である。
【図１４】薄膜作製に用いた結晶成長装置の概略図であ
る。
る。
【図１５】実施例１で作製したＧａＮ発光素子のダイオ
ード特性を示したグラフである。
ード特性を示したグラフである。
【図１６】実施例１で作製したＧａＮ発光素子の発光ス
ペクトルを示したグラフである。
ペクトルを示したグラフである。
【図１７】立方晶の結晶系において（００１）面を（１
００）面方向にθ2 傾け、さらに（０１０）面方向にθ
3 だけ傾けた結晶面を示す斜視図である。
００）面方向にθ2 傾け、さらに（０１０）面方向にθ
3 だけ傾けた結晶面を示す斜視図である。
【図１８】正方晶の結晶系において（００１）面を（１
００）面方向にθ4 傾けた結晶面を示す斜視図である。
００）面方向にθ4 傾けた結晶面を示す斜視図である。
【図１９】配向性多結晶Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ／ｎ−Ｇａ
1-x Ｉｎx Ｎ／ｉ−Ｇａ1-x ＩｎxＮ／ｐ−Ｇａ1-x Ｉ
ｎx Ｎからなる受光素子の断面構成図である。
1-x Ｉｎx Ｎ／ｉ−Ｇａ1-x ＩｎxＮ／ｐ−Ｇａ1-x Ｉ
ｎx Ｎからなる受光素子の断面構成図である。
１ 真空容器 ２ 蒸発用ルツボ ３ 蒸発用ルツボ ４ 蒸発用ルツボ ５ 蒸発用ルツボ ６ 蒸発用ルツボ ７ ガスセル ８ 基板加熱ホルダー ９ 基板 １０ 四重極質量分析計 １１ ＲＨＥＥＤ電子銃 １２ ＲＨＥＥＤスクリーン １３ シュラウド １４ シャッター １５ シャッター １６ シャッター １７ シャッター １８ シャッター １９ バルブ ２０ コールドトラップ ２１ 拡散ポンプ ２２ 油回転ポンプ ２３ 基板 ２４ 配向性多結晶ＧａＮ ２５ 単結晶ｎ−ＧａＮ ２６ 単結晶ｐ−ＧａＮ ２７ 電極 ２８ 電極 ２９ 配向性多結晶Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ ３０ 単結晶ｎ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ ３１ 単結晶ｐ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ ３２ 配向性多結晶ｎ+ −ＧａＮ ３３ 単結晶ｉ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ ３４ 単結晶ｐ−Ｇａ1-y Ｉｎy Ｎ ３５ 配向性多結晶Ｇａ1-a Ａｌa Ｎ ３６ 単結晶ｎ−Ｇａ1-a Ａｌa Ｎ ３７ 単結晶ｐ−Ｇａ1-b Ａｌb Ｎ ３８ 単結晶ｐ−Ｇａ1-a Ａｌa Ｎ ３９ 配向性多結晶Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎ ４０ 単結晶ｎ−Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎ ４１ 単結晶ｉ−Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎ ４２ 単結晶ｐ−Ｇａ1-x-y Ｉｎx Ａｌy Ｎ ４３ 電極 ４４ 電極 ４５ ＧａＩｎＮ組成傾斜構造層 ４６ 量子井戸構造層 ４７ 単結晶ｎ−Ｇａ1-y Ｉｎy Ｎ ４８ 単結晶ｉ−Ｇａ1-x Ｉｎx Ｎ ４９ 歪超格子構造
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−81482（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−17484（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−211888（ＪＰ，Ａ) 特開 昭48−76478（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−119196（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−92067（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−188977（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−34486（ＪＰ，Ａ) 1991年（平成３年）春季第38回応用物 理学関係連合講演会予稿集第１分冊 30 ａ−ＳＺＫ−25，日本，ｐ．305 日本結晶成長学会誌 Ｖｏｌ．13 Ｎ ｏ．４（1986）ｐ．218−225 Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．, 日本，Ｖｏｌ．28 Ｎｏ．12，ｐ．Ｌ 2112−Ｌ2114 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01L 33/00 H01S 5/00 - 5/50
Claims (25)
- 【請求項１】 基板と、該基板上に直接形成されている
厚さが５０００オングストローム以下の配向性多結晶窒
化物系半導体からなる第１層と、該第１層の上に直接形
成されている単結晶窒化物系半導体からなる動作層と、
所定の部位に接続されている２個以上の電極とを有し、
少なくとも１個の電極が前記第１層に接続されているこ
とを特徴とする窒化物系半導体素子。 - 【請求項２】 前記基板の表面上における原子の周期的
配列の少なくとも一方向と第１層の窒化物系半導体の該
基板に直接に接する格子面の結晶軸のうちの一方向が同
方向であり、前者の方向の原子間距離と後者の方向の原
子間距離の整数倍（１以上で１０以下）とのずれが５％
以内であることを特徴とする請求項１記載の窒化物系半
導体素子。 - 【請求項３】 前記基板が、３６０〜８００ｎｍの波長
領域で８０％以上の透過率を有する透明性単結晶基板で
あることを特徴とする請求項１または２記載の窒化物系
半導体素子。 - 【請求項４】 前記透明性単結晶基板がサファイア基板
であることを特徴とする請求項３記載の窒化物系半導体
素子。 - 【請求項５】 前記透明性単結晶基板の表面が該サファ
イアのＲ面 【外１】 であることを特徴とする請求項４記載の窒化物系半導体
素子。 - 【請求項６】 前記サファイア基板の表面が該サファイ
アのＲ面 【外２】 面をＡ面 【外３】 面方向に９．２度傾けた面であることを特徴とする請求
項４記載の窒化物系半導体素子。 - 【請求項７】 前記単結晶窒化物系半導体が、Ａｌ，Ｇ
ａおよびＩｎから選ばれた少なくとも一種のＩＩＩ族元
素と、窒素とからなることを特徴とする請求項１記載の
窒化物系半導体素子。 - 【請求項８】 前記第１層の配向性多結晶窒化物系半導
体の結晶軸のｃ軸方向が前記基板面と平行に配向してい
ることを特徴とする請求項１記載の窒化物系半導体素
子。 - 【請求項９】 前記第１層の配向性多結晶窒化物系半導
体が、前記基板接触部分から前記動作層接触部分に向け
て順次組成が変化して最終的には必要とする前記動作層
の組成となるような組成傾斜構造を有することを特徴と
する請求項１記載の窒化物系半導体素子。 - 【請求項１０】 前記第１層の配向性多結晶窒化物系半
導体が、厚さが１００オングストローム以下の組成が異
なる複数の窒化物系半導体層を交互に積層した構造を有
することを特徴とする請求項１記載の窒化物系半導体素
子。 - 【請求項１１】 前記第１層の配向性多結晶窒化物系半
導体が、ｎ型ドーピングされていることを特徴とする請
求項１記載の窒化物系半導体素子。 - 【請求項１２】 前記単結晶窒化物系半導体の動作層
が、ｐ型，ｉ型およびｎ型の単結晶窒化物系半導体から
選ばれた２種以上の組み合わせよりなる１組の層からな
ることを特徴とする請求項１記載の窒化物系半導体素
子。 - 【請求項１３】 前記単結晶窒化物系半導体の動作層
が、ｐ型，ｉ型およびｎ型単結晶窒化物系半導体から選
ばれた２種以上の組み合わせよりなる少なくとも２組の
層からなることを特徴とする請求項１記載の窒化物系半
導体素子。 - 【請求項１４】 前記単結晶窒化物系半導体の動作層の
厚さが５μｍ以下であることを特徴とする請求項１２ま
たは１３記載の窒化物系半導体素子。 - 【請求項１５】 前記単結晶窒化物系半導体の動作層
が、少なくとも１組のｐ型，ｉ型およびｎ型の単結晶窒
化物系半導体からなり、該ｐ型あるいはｉ型の単結晶窒
化物系半導体層に電圧を印加するための電極が接続され
ていることを特徴とする請求項１４記載の窒化物系半導
体素子。 - 【請求項１６】 前記ｐ型あるいはｉ型の単結晶窒化物
系半導体により表面層が構成され、かつ該表面層に電圧
を均一に印加して光を取り出すためのパターンを有する
電極が前記表面層の５０％を超えない範囲で形成されて
いることを特徴とする請求項１４記載の窒化物系半導体
素子。 - 【請求項１７】 前記単結晶窒化物系半導体の動作層
が、厚さが５０００オングストローム以下のｉ型単結晶
窒化物系半導体と、厚さが３μｍ以下のｎ型単結晶窒化
物系半導体とからなり、該ｉ型単結晶窒化物系半導体層
に電圧を印加するための電極が形成されていることを特
徴とする請求項１４記載の窒化物系半導体素子。 - 【請求項１８】 前記単結晶窒化物系半導体の動作層
が、少なくとも１組の厚さが２μｍ以下のｐ型単結晶窒
化物系半導体と、厚さが３μｍ以下のｎ型単結晶窒化物
系半導体とからなり、該ｐ型単結晶窒化物系半導体層に
電圧を印加するための電極が形成されていることを特徴
とする請求項１４記載の窒化物系半導体素子。 - 【請求項１９】 前記単結晶窒化物系半導体の動作層
が、少なくとも１組のｐ型単結晶窒化物系半導体、ｉ型
単結晶窒化物系半導体およびｎ型単結晶窒化物系半導体
からなり、該ｐ型単結晶窒化物系半導体層に電圧を印加
するための電極が形成されており、光の照射を受けるこ
とにより前記動作層に電流が生じることを特徴とする請
求項１または１４記載の窒化物系半導体素子。 - 【請求項２０】 窒素含有化合物をガス状で供給するガ
スソース、ＩＩＩ族元素を供給する固体ソース、および
ｎ型とｐ型のドーパントを供給するソースを有する分子
線エピタキシー法による結晶成長装置を用い、圧力が１
０−５Ｔｏｒｒ以下で、基板温度が３００〜１０００℃
で、ガス状の窒素含有化合物とＩＩＩ族元素を基板面に
供給し、該基板上に０．１〜２０オングストローム／ｓ
ｅｃの成長速度で配向性多結晶窒化物系半導体の第１層
を作製し、続いて圧力が１０−５Ｔｏｒｒ以下で、基板
温度が３００〜１０００℃で、ガス状の窒素含有化合物
とＩＩＩ族元素を前記第１層の表面に供給し、該第１層
上に０．１〜１０オングストローム／ｓｅｃの成長速度
で単結晶窒化物系半導体層を作製する窒化物系半導体素
子の製造方法であって、 前記配向性多結晶窒化物系半導体層の作製と前記単結晶
窒化物系半導体層の作製を、それぞれにおける窒素含有
化合物とＩＩＩ属元素の供給量と供給温度、前記基板温
度、および前記各層の成長速度を、前記配向性多結晶窒
化物系半導体層と前記単結晶窒化物系半導体層の膜質を
確認しながら、それぞれ独立に制御することによって、
実現する ことを特徴とする窒化物系半導体素子の製造方
法。 - 【請求項２１】 前記窒素含有化合物として、アンモニ
ア，三フッ化窒素，ヒドラジンあるいはジメチルヒドラ
ジンを用いることを特徴とする請求項２０記載の窒化物
系半導体素子の製造方法。 - 【請求項２２】 前記窒素含有化合物のガスを加熱して
基板表面に供給することを特徴とする請求項２０記載の
窒化物系半導体素子の製造方法。 - 【請求項２３】 前記窒素含有化合物として、窒素ある
いはアンモニアを用い、これらはプラズマガス状で供給
することを特徴とする請求項２０記載の窒化物系半導体
素子の製造方法。 - 【請求項２４】 前記窒化物系半導体薄膜を成長させる
際に、結晶成長装置内の炭素含有化合物の分圧を１０
−８Ｔｏｒｒ以下にすることを特徴とする請求項２０記
載の窒化物系半導体素子の製造方法。 - 【請求項２５】 少なくとも１組のｐ型あるいはｉ型単
結晶窒化物系半導体およびｎ型単結晶窒化物系半導体か
らなる前記動作層と前記第１層の所要の部位をドライエ
ッチングした後に、窒素含有化合物ガスと不活性ガス中
または各々のガス中で、そのガス中での該窒化物系半導
体の分解温度以下で熱処理を行い、かつ所要の部位に少
なくとも２つの電極を形成することを特徴とする請求項
２０記載の窒化物系半導体素子の製造方法。
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-
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- 1992-08-07 JP JP21179392A patent/JP3247437B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| １９９１年（平成３年）春季第３８回応用物理学関係連合講演会予稿集第１分冊 ３０ａ−ＳＺＫ−２５，日本，ｐ．３０５ |
| Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，日本，Ｖｏｌ．２８ Ｎｏ．１２，ｐ．Ｌ２１１２−Ｌ２１１４ |
| 日本結晶成長学会誌 Ｖｏｌ．１３ Ｎｏ．４（１９８６）ｐ．２１８−２２５ |
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