JP4862855B2 - 半導体素子 - Google Patents

Description

本発明は、例えば高密度光ディスクの読み取り装置などに用いられる、III−Ｖ窒化物を用いた発光ダイオードやレーザーダイオードなどの短波長の発光素子、フォトダイオードなどの受光素子、高温環境でも動作する高温半導体素子、高速動作半導体素子などの半導体素子に関するものである。

ウルツ鉱型結晶構造を持つIII−Ｖ族窒化物は広い禁制帯幅を有する直接遷移型の半導体であるため、短波長の発光素子や受光素子、更に高温半導体素子や高速半導体素子の材料として注目されている。このようなウルツ鉱型結晶構造を持つIII−Ｖ族窒化物としては、窒化ガリウム（ＧａＮ）、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、窒化ホウ素（ＢＮ）、窒化インジウム（ＩｎＮ）、及びこれらの混晶があり、物質の違いや混晶の組成比を変化させることにより禁制帯幅を変化させることができる。

特に、窒化ガリウム及びその混晶は、発光素子材料として活発に研究されている。そして、最近では窒化ガリウム系化合物半導体を用いた青色及び青緑色ＬＥＤ（発光ダイオード）が実用化され、次の段階として高密度光ディスクの読み取り装置などに使用される短波長ＬＤ（レーザーダイオード）の実用化が期待されている。

ところで、ＬＥＤやＬＤなどの半導体素子を形成する場合には、半導体の単結晶膜を同種の単結晶基板上に成長させる必要があるが、前記したIII−Ｖ族窒化物は基板となる大型の単結晶を合成することができなかったため、従来から異種基板上にIII−Ｖ族窒化物単結晶膜を成長させるヘテロエピタキシャル成長が用いられていた。このヘテロエピタキシャル成長のための基板としては、サファイア単結晶の（０００１）面（Ｃ面）や（１１−２０）面（Ａ面）、Ｓｉ単結晶の（１１１）面、６Ｈ−ＳｉＣ単結晶の（０００１）面、ＭｇＡｌ_２Ｏ_４単結晶の（１１１）面などが知られている。

これらの中でもサファイア単結晶基板は、低温成長バッファー層を介して結晶性の良好な窒化ガリウム系化合物半導体の単結晶膜を成長させることが可能であり、また比較的安価なため、上記の窒化ガリウム系化合物半導体を用いた青色及び青緑色ＬＥＤなどに最も一般的に用いられている。

しかし、特にＬＤについてはＧａＡｓ系化合物半導体やＩｎＰ系化合物半導体を用いた赤外域のものが実用化されているが、III−Ｖ族窒化物を用いた青色発光のＬＤはまだ研究段階にあり、幾つかの研究報告がなされている。例えば、Ｊｐｎ. Ｊ. Ａｐｐｌ. Ｐｈｙｓ., Ｖｏｌ.３５（１９９６）ＰＰ.Ｌ７４〜Ｌ７６、Ｊｐｎ. Ｊ. Ａｐｐｌ. Ｐｈｙｓ., Ｖｏｌ.３５（１９９６）ＰＰ.Ｌ２１７〜Ｌ２２０、及びＡｐｐｌ. Ｐｈｙｓ. Ｌｅｔｔ., Ｖｏｌ.６８、 Ｎｏ.１５（１９９６）ＰＰ.２１０５〜２１０７などがあるが、いずれもパルス発振である。

また、連続発振としては、Ａｐｐｌ. Ｐｈｙｓ. Ｌｅｔｔ., Ｖｏｌ.６９、 Ｎｏ.２６（１９９６）ＰＰ.４０５６〜４０５８に報告があるが、連続発振中の温度上昇のため寿命が短い。その理由は、使用する単結晶基板がIII−Ｖ族窒化物ではないため、基板上のIII−Ｖ族窒化物単結晶膜との間で格子定数の差及び熱膨張係数の差が大きく、結晶性の良好なIII−Ｖ族窒化物単結晶膜の合成が困難であり、単結晶膜中に転位などの多くの欠陥を含んでしまうためである。

このように発光素子としての応用は一部で実現しているが、高温半導体素子や高速半導体素子はまだ実用化されていない。その理由もまた、III−Ｖ族窒化物単結晶膜中に転位などの多くの欠陥が含まれているためである。高温下では転位が増殖して性能を著しく低下させるため寿命が短くなり、またこれらの転位はキャリアの移動度を下げてしまうため高速動作の実現が困難である。

このため低温成長バッファー層の導入による膜質の改善が試みられているが、充分な改善がなされていない現状である。また、使用する単結晶基板の劈開が困難であるため、ＬＤの形成に際して共振面の平坦性を確保できず、共振面の形成工程も複雑であるという問題点がある。

上記問題点を解決する方法として、III−Ｖ族窒化物である窒化ガリウム単結晶を単結晶基板に利用する試みが、Ｊｐｎ. Ｊ. Ａｐｐｌ. Ｐｈｙｓ., Ｖｏｌ.３５（１９９６）ＰＰ.Ｌ７７〜Ｌ７９に報告されている。しかしながら、現在合成できる窒化ガリウム単結晶は最大でも約２ｍｍ角と小さく、連続発振可能なＬＤなどの半導体素子としての実用化は困難である。

更に、発光素子、特にＬＤは発光時の発熱量が大きく、高速半導体素子は高速動作時の発熱量が大きいため、更に高温半導体素子でも素子の劣化をおさえるため、熱の放散性を良くする必要があることから、熱伝導率の大きな基板を用いることが望ましい。しかしながら、必要な単結晶膜を結晶成長させることが可能なサファイア、Ｓｉ、ＭｇＡｌ_２Ｏ_４等の基板は、いずれも熱伝導率が小さい。このため、高出力や温度安定性の要求される素子では、これらの基板をヒートシンク材料にボンディングして用いている。尚、Ｊｐｎ. Ｊ. Ａｐｐｌ. Ｐｈｙｓ.,Ｖｏｌ.３４（１９９５）ＰＰ.Ｌ１５１７〜Ｌ１５１９には、サファイア単結晶基板上にＡｌＮ膜を介してＧａＮ層を形成した素子が提案されているが、サファイア単結晶を基板とするので上記放熱性の問題が解決されていない。

熱伝導率の大きな材料の基板上に半導体材料を成長させた例としては、特開昭６４−４２８１３号公報に示されるように、ダイヤモンド単結晶基板上に半導体の単結晶膜を形成したものがある。これは、ダイヤモンド単結晶基板上に、窒化ガリウム、窒化インジウム、窒化アルミニウムなどから選択された少なくとも１種の物質からなる少なくとも１層の単結晶層を形成した薄膜単結晶基板に関するもので、熱伝導率が大きく、熱膨張係数が小さく、耐熱性及び環境性に優れた基板を提供することを目的としている。しかし、このダイヤモンド単結晶基板も、III−Ｖ族窒化物単結晶との格子定数及び熱膨張係数の整合が充分でない。

Ｊｐｎ. Ｊ. Ａｐｐｌ. Ｐｈｙｓ., Ｖｏｌ.３５（１９９６）ＰＰ.Ｌ７４〜Ｌ７６ Ｊｐｎ. Ｊ. Ａｐｐｌ. Ｐｈｙｓ., Ｖｏｌ.３５（１９９６）ＰＰ.Ｌ２１７〜Ｌ２２０ Ａｐｐｌ. Ｐｈｙｓ. Ｌｅｔｔ., Ｖｏｌ.６８、 Ｎｏ.１５（１９９６）ＰＰ.２１０５〜２１０７ Ａｐｐｌ. Ｐｈｙｓ. Ｌｅｔｔ., Ｖｏｌ.６９、 Ｎｏ.２６（１９９６）ＰＰ.４０５６〜４０５８ Ｊｐｎ. Ｊ. Ａｐｐｌ. Ｐｈｙｓ., Ｖｏｌ.３５（１９９６）ＰＰ.Ｌ７７〜Ｌ７９ Ｊｐｎ. Ｊ. Ａｐｐｌ. Ｐｈｙｓ.,Ｖｏｌ.３４（１９９５）ＰＰ.Ｌ１５１７〜Ｌ１５１９ 特開昭６４−４２８１３号公報

上記のごとく、III−Ｖ族窒化物単結晶膜の成長に従来から使用されてきたサファイア、Ｓｉ、ＳｉＣ、ＭｇＡｌ_２Ｏ_４などの基板材料は、III−Ｖ族窒化物との格子定数や熱膨張係数の整合が充分でない。このため、これらの基板上に結晶性の良好なIII−Ｖ族窒化物単結晶膜を合成することは困難であり、現状では基板との間に低温成長バッファー層の形成が必要不可欠であった。

また、上記した従来使用のＳｉＣ以外の各単結晶基板は、ＬＤの共振面形成のための劈開ができなかった。エッチングにより劈開面を形成する試みがあるが、十分平坦な共振面が得られず、形成工程も複雑になる欠点があった。また、ＳｉＣを基板とした場合には、原因は明らかではないが、恐らく熱膨張率の差に伴う応力、あるいはＳｉＣ成分のＧａＮ膜中への拡散のため、発光特性が悪いという問題があった。更に、従来最も一般的に使用されているサファイア基板は熱伝導率が極めて小さく、発光素子などに用いるためにはヒートシンクにボンディングする必要があった。しかも、サファイアは導電性がないため、ヒートシンクにボンディングする際の電極の取りまわしが困難であった。

上記Ｊｐｎ. Ｊ. Ａｐｐｌ. Ｐｈｙｓ., Ｖｏｌ.３５（１９９６）ＰＰ.Ｌ７７〜Ｌ７９に記載されるように、窒化ガリウムの単結晶基板を使用すれば良質のIII−Ｖ族窒化物単結晶膜の合成が可能である。しかし、基板に用いる窒化ガリウム単結晶は大型化が困難な現状であり、また熱伝導率も小さく、放熱性に劣っている。また、上記特開昭６４−４２８１３号公報に記載の技術は、放熱を目的として熱伝導率が大きいダイヤモンド単結晶基板を用いているが、III−Ｖ族窒化物単結晶との格子定数や熱膨張係数の整合が充分でないといった問題があった。

本発明は、このような現状に鑑み、III−Ｖ族窒化物と格子定数及び熱膨張係数が整合している基板を用い、特に劈開面をもち、熱伝導率が良く、比較的大きな単結晶が得られる基板を用いて、その基板上に結晶性の良好なIII−Ｖ族窒化物単結晶膜を成長させ、III−Ｖ族窒化物を用いた連続発振が可能な短波長の発光素子、受光素子、高温半導体素子や高速半導体素子などの半導体素子を提供することを目的とする。

上記目的を達成するため、本発明が提供する半導体素子は、１０ｐｐｂ以上０.１モル％以下の遷移金属を含有し、Ｘ線回折におけるロッキングカーブの半値幅が１.５分以下であり、（１０−１０）面もしくは（１１−２０）面を劈開面として利用した共振面を（０００１）面の基板面に対して垂直に形成するか、（０００１）面もしくは（１−２１０）面を劈開面として利用した共振面を（１０−１０）面の基板面に対して垂直に形成するか、または（０００１）面もしくは（１−１００）面を劈開面として利用した共振面を（１１−２０）面の基板面に対して垂直に形成したIII−Ｖ族窒化物単結晶基板と、該窒化物単結晶基板上にＭＯＣＶＤ法によって成膜された窒化アルミニウム、窒化ホウ素、窒化インジウム及びこれらの物質からなる混晶の中から選ばれた少なくとも１種のIII−Ｖ族窒化物の単結晶膜とを備えることを特徴とする。前記III−Ｖ族窒化物単結晶基板は、窒化アルミニウムから構成されていることが好ましい。

また、上記本発明の半導体素子において、前記III−Ｖ族窒化物の単結晶膜は、III−Ｖ族窒化物単結晶半導体基板上に窒化アルミニウム、窒化ホウ素、窒化インジウム及びこれらの物質からなる混晶の中から選ばれた少なくとも１種のIII−Ｖ族窒化物の低温バッファー層を介して成膜されていることが好ましい。

本発明における半導体素子とは、発光素子、受光素子、高温半導体素子、高速半導体素子などを含み、特に発光素子は発光ダイオード（ＬＥＤ）及びレーザーダイオード（ＬＤ）を含むものである。特にＬＤの場合には、共振面を窒化アルミニウム単結晶基板とIII−Ｖ族窒化物単結晶膜の劈開によって形成することができる。その場合、劈開面としてIII−Ｖ族窒化物単結晶膜の（１０−１０）面か（１１−２０）面を利用し、そのためには窒化アルミニウム単結晶の（０００１）面を基板とするか、若しくは劈開面としてIII−Ｖ族窒化物単結晶膜の（０００１）面を利用し、そのためには窒化アルミニウム単結晶の（１０−１０）面か（１１−２０）面を基板とすることが有利である。

また、基板として窒化アルミニウム単結晶を使用する本発明においては、これまで結晶性及び膜表面の平滑性に優れたIII−Ｖ族窒化物単結晶膜を成長させるために必要であったIII−Ｖ族窒化物の低温成長バッファー層を無くし、窒化アルミニウム単結晶基板上にIII−Ｖ族窒化物単結晶膜を直接形成して半導体素子を構成することも可能である。

本発明によれば、III−Ｖ族窒化物と格子定数及び熱膨張係数が整合していて、劈開面をもち、放熱性が良好な大型の窒化アルミニウム単結晶基板を用いることにより、その上に結晶性の良好なIII−Ｖ族窒化物単結晶膜を成長させることができ、III−Ｖ族窒化物を用いた半導体素子、例えば連続発振可能な短波長の発光素子、受光素子、高温半導体素子、高速半導体素子などを提供することができる。

また、本発明によれば、従来必要であった低温成長バッファー層が不要になるうえ、ヒートシンクを取り付ける必要のない放熱性に優れた半導体素子を提供することができ、特にIII−Ｖ族窒化物を用いた発光ダイオードやレーザーダイオードなどの発光素子を実現することが可能となり、レーザーダイオードでは基板の劈開を利用して共振器を作ることができる。

本発明は、III−Ｖ族窒化物と格子定数及び熱膨張係数が近く、熱伝導率が良好であって、比較的大きな単結晶が得られる窒化アルミニウム（ＡｌＮ）を基板として用い、この窒化アルミニウム単結晶基板上にIII−Ｖ族窒化物を成長させることにより結晶性の優れた単結晶膜を形成し、短波長の発光に適した発光素子などの半導体素子を実現したものである。

一般に発光素子などの半導体素子を実現化するためには、製造コストを低減できるよう大きな単結晶基板を用いる必要がある。III−Ｖ族窒化物の単結晶は自然には産出せず、人工合成する必要があって、従来から窒化ホウ素、窒化ガリウム、窒化アルミニウムの各単結晶の人工合成が行われている。その中でも、窒化アルミニウム単結晶は比較的大きなものを安定的に且つ安価に合成することができるので、半導体素子を形成するための基板として適している。

また、本発明者らは、特願平８−１４１２３６号として、更に大型で高品質の窒化物単結晶の製造方法を提案した。この方法は、ＡｌＮなどの窒化物の粉末に該窒化物と加熱下に反応してこれを分解気化させる酸化物の粉末を混合し、その混合粉末を窒素雰囲気中か又は水素及び／又は炭素を含む窒素雰囲気中において該窒化物の昇華温度又は溶融温度よりも低い温度で加熱し、窒化物粉末を酸化物粉末との反応により分解気化せしめ、この分解気化成分を気相から基板上に結晶成長させて、ＡｌＮ等の窒化物を得るものである。

この方法によって、バルク素材として実用に供し得る大きさのもの、具体的には長さ及び幅が共に１０ｍｍ以上且つ厚みが３００μｍ以上の窒化アルミニウム単結晶を製造することができ、この大型で高品質の窒化アルミニウム単結晶は本発明の半導体素子用の基板として最適である。特に、ＡｌＮ粉末に混合する酸化物粉末として、IＶａ族又はＶａ族元素の酸化物、中でもＴｉＯ_２粉末を使用することが好ましく、この場合に得られる窒素以外の成分の９０モル％以上がＡｌであって、酸素含有量が５００ｐｐｍ以下の高品質の窒化アルミニウム単結晶が、本発明の半導体素子の基板として特に好ましい。

かかる窒化アルミニウム単結晶の結晶性は、Ｘ線回折におけるロッキングカーブの半値幅で１.５分以下であることが好ましく、半値幅が１.５分を上回る単結晶基板を用いると半導体素子の寿命などの性能を低下させる傾向がある。また、窒化アルミニウム単結晶の基板としての厚みは、３００μｍ以上であることが好ましく、３００μｍ未満になると結晶性が低下しやすい。

窒化アルミニウム単結晶には、遷移金属を１０ｐｐｂ以上０.１モル％以下含有することが好ましく、特に遷移金属はチタンであることが好ましい。遷移金属は半導体素子の性能を劣化させる酸素と結合しやすく、単結晶中に微量に含まれる酸素不純物を捕獲して、単結晶基板から半導体素子への酸素の拡散を起こりにくくし、半導体素子の性能劣化を抑制する。しかし、遷移金属の含有量が１０ｐｐｂ未満ではこの効果がみられず、０.１モル％を越えると単結晶中に遷移金属及びその窒化物や酸化物などが異物として析出するため、窒化アルミニウム単結晶の結晶性が損なわれる。

III−Ｖ族窒化物を用いた発光素子、中でもＬＥＤとＬＤは、発光素子の特性（発光強度、寿命など）の向上のために結晶性の良さが求められる。単結晶基板上に形成される単結晶膜の結晶性は、単結晶基板と単結晶膜の格子定数及び熱膨張係数が近いほど良くなることが知られている。本発明で基板とする窒化アルミニウムは、それ自体がIII−Ｖ族窒化物であることから、従来基板として用いられてきたサファイア、Ｓｉ、ＳｉＣ、ＭｇＡｌ_２Ｏ_４に比べて、単結晶膜を構成するIII−Ｖ族窒化物と格子定数及び熱膨張係数が近い。

従って、窒化アルミニウム単結晶基板上に形成されるIII−Ｖ族窒化物膜は結晶性が良く、これを用いた本発明の発光素子は従来構造のものより特性が向上する。このため、従来技術では異種基板上に結晶性の良いIII−Ｖ族窒化物の単結晶膜を得るために低温成長のバッファー層の形成が必要不可欠とされていたが、本発明では必ずしもバッファー層を設ける必要が無い。

また、発光素子のうちＬＤは、その構造に共振面を形成する必要がある。共振面は高い平坦性が要求されることから、劈開による形成が好ましい。本発明では、窒化アルミニウム単結晶基板上にIII−Ｖ族窒化物単結晶膜を形成するので、両者の結晶面方位は揃い、劈開面も一致する。よって、従来のサファイア基板等の場合と異なり、単結晶基板と単結晶膜の劈開によって容易に共振面を形成することができる。

この場合、特に、窒化アルミニウム単結晶基板として（０００１）面、（１０−１０）面、（１１−２０）面の基板を用いることが好ましい。（０００１）面基板の場合には、劈開面として（１０−１０）面か（１１−２０）面を利用した共振面を基板面と垂直に形成することにより、素子形成が容易になる。（１０−１０）面基板の場合には（０００１）面か（１−２１０）面を、また（１１−２０）面基板の場合は（０００１）面か（１−１００）面を、それぞれ劈開面として利用した共振面を基板面と垂直に形成することによって、素子形成が容易になる。それ以外の面方位の基板を用いた場合は、基板に対して劈開面が斜めに傾くため、素子形成の際の取り扱いが難しくなる。

中でも（１０−１０）面基板又は（１１−２０）面基板を用いることが好ましい。これは、（０００１）面基板の場合は３０°回転ごとに劈開面が存在するため、劈開面がきれいにならず、平坦な共振面を形成しにくくなるのに対して、（１０−１０）面基板と（１１−２０）面基板では劈開面が９０°回転になり、きれいな共振面を比較的容易に形成できるからである。

更に、III−Ｖ族窒化物を用いた発光素子、中でもＬＥＤとＬＤ、及び高速動作半導体素子では、駆動電力が大きくなることが予測され、また高温半導体素子でも温度によるダメージを減らすため、特に放熱性の良い構造が必要となる。窒化アルミニウムは、従来基板として用いられてきたサファイア、ＭｇＡｌ_２Ｏ_４等に比べ極めて大きな熱伝導率を有するため、上記の半導体素子を形成した場合に放熱性が良く、基板とは別にヒートシンクを用いる必要がない。従って、これら従来の基板材料を用いる場合よりも、コスト低減が可能である。特にIII−Ｖ族化合物を用いたＬＤは発振しきい値電流や駆動電圧が大きく、発熱量が極めて大きくなることが予想されるため、本発明の構造が極めて有効となる。

尚、本発明で用いる窒化アルミニウム基板では、その上に結晶性及び膜表面の平滑性に優れたIII−Ｖ族窒化物単結晶膜を成長させるために、III−Ｖ族窒化物単結晶膜を形成させる面の表面粗さを０.１μｍ以下とすることが好ましい。

窒化アルミニウム単結晶基板上に成長させるIII−Ｖ族窒化物単結晶膜は、ウルツ鉱型結晶構造を有するIII−Ｖ族窒化物、例えばＧａＮ、ＡｌＮ、ＢＮ及びＩｎＮ、並びにＡｌ_ｘＧａ_{（１−ｘ）}Ｎ、Ｉｎ_ｘＧａ_{（１−ｘ）}Ｎ、Ｂ_ｘＧａ_{（１−ｘ）}Ｎ、Ｂ_ｘＡｌ_{（１−ｘ）}Ｎ、Ｉｎ_ｘＡｌ_{（１−ｘ）}Ｎ、Ｂ_ｘＩｎ_{（１−ｘ）}Ｎなどの混晶である。混晶の場合には、例に挙げた３元混晶の他に、４元や更に多元の混晶を用いても良い。

これらのIII−Ｖ族窒化物の単結晶膜を窒化アルミニウム単結晶基板上に成長させる方法としては、ＭＢＥ法（Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ Ｂｅａｍ Ｅｐｉｔａｘｙ ｍｅｔｈｏｄ；分子線エピタキシー法）、ＭＯＣＶＤ法（Ｍｅｔａｌ Ｏｒｇａｎｉｃ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄ；有機金属化学蒸着法）、スパッタ法、真空蒸着法など、基板上に単結晶膜を形成するのに用いられている公知の方法を用いることができる。これらの方法で単結晶膜を成長させるためには、基板を高温に加熱する必要があり、単結晶膜の成長可能な基板温度は成長させる膜の種類や成膜方法により異なるが、III−V族窒化物単結晶膜では５００℃から１３００℃の間が好ましい。

窒化アルミニウム基板上には、上記のごとくIII−Ｖ族窒化物単結晶膜を低温成長バッファー層の介在なしに成長させることができる。しかしながら、結晶性及び膜表面の平滑性に優れたIII−Ｖ族窒化物単結晶膜を成長させるためには、基板上にIII−Ｖ族窒化物の低温成長バッファー層を形成し、この上に単結晶膜を形成することが望ましい。低温成長バッファー層を利用する場合、バッファー層としてはウルツ鉱型結晶構造を有するIII−Ｖ族窒化物を使用でき、特に格子整合するものが好ましいが、必ずしもその上に成長させる単結晶膜と同一の材料に制限されるものではない。

低温成長バッファー層の形成方法としては、先に述べたIII−Ｖ族窒化物単結晶膜の形成方法と同一の方法を用いれば良いが、基板温度を単結晶膜を成長させる場合よりも低くし、アモルファス又は多結晶の膜を成長させる必要がある。低温成長バッファー層を形成するための基板温度は、成長させる膜の種類や成膜方法により異なるが、一般に２０℃から９００℃の間である。尚、低温成長バッファー層は、形成時はアモルファス又は多結晶であるが、その上に単結晶膜を形成するために基板温度を高くした際に単結晶に変化することが多い。

半導体素子におけるIII−Ｖ族窒化物単結晶膜は、通常は不純物の添加により導電率を制御して用いられる。即ち、本発明のIII−Ｖ族窒化物単結晶膜では、不純物として、ケイ素、スズ、酸素、硫黄、セレン、テルルなどから選ばれた少なくとも１種類を添加することによりｎ型伝導性を、あるいは亜鉛、ベリリウム、マグネシウム、カリウムなどから選ばれた少なくとも１種類を添加することによりｐ型伝導性を持たせることが可能である。低温成長バッファー層も、III−Ｖ族窒化物単結晶膜と同様に、不純物添加により導電率を制御して用いることができる。

以上のようにして、図１に示すように窒化アルミニウム単結晶基板１上にIII−Ｖ族窒化物単結晶膜２を形成し、更にその上に材料や混晶の組成比の変化によりバンドギャップを変化させたIII−Ｖ族窒化物の単結晶膜を積層した構造を形成して、所定の電極を設けることにより、発光ダイオードやレーザーダイオードなどの本発明の半導体素子を形成することができる。

［実施例１］
まず、基板とする窒化アルミニウム単結晶を以下のごとく製造した。純度９９％のＡｌＮ粉末と純度９９％のＴｉＯ_２粉末をＡｌＮに対するＴｉＯ_２のモル比が０.７５となるように配合し、エタノール中で超音波混合を行い、その後乾燥することによりエタノールを除去して混合粉末とした。一方、結晶成長用の基板として、１０ｍｍ角のｃ面カットされたβ型ＳｉＣ単結晶板を準備した。

この混合粉末とＳｉＣ単結晶基板を、図２に示すように加熱炉内に配置した。即ち、加熱炉３は、誘導加熱コイル４と断熱材マッフル５とを備え、断熱材マッフル５の内側には蓋を備えた容器状の黒鉛坩堝６を配置し、その内側に蓋のないＢＮ坩堝７が備え付けてある。また、加熱炉３の上部には、雰囲気ガスの入口８ａと出口８ｂを設けてある。この加熱炉３のＢＮ坩堝７内に、圧縮成形した上記混合粉末９を配置し、その上方に対向させて上記ＳｉＣ単結晶板の基板１０をセットした。

この加熱炉３内を一旦真空にした後、入口８ａから窒素ガスを導入して炉内を１気圧（７６０Ｔｏｒｒ）とし、誘導加熱により混合粉末９の周囲をＡｌＮの分解温度（２２００℃）より低い１８００℃に加熱する一方、加熱部制御により基板１０の周囲を１７００℃に昇温して２４時間保持した。この時の加熱炉３内の気相成分を分光分析した結果、酸素分圧は０.０５Ｔｏｒｒ、炭素分圧（Ｐｒ）と酸素分圧（Ｐｏ）の比Ｐｒ／Ｐｏは２.０であった。

その結果、ＳｉＣ単結晶板からなる基板１０の下側表面に、１０ｍｍ角で厚み８２００μｍの透明琥珀色の窒化アルミニウムが成長し、Ｘ線回折による結晶性評価により窒化アルミニウムの単結晶であることが確認できた。また、その組成分析の結果、Ａｌの含有率は９２モル％であり、酸素量は３５０ｐｐｍ、炭素は８モル％、Ｔｉが０.０２モル％であった。

上記のごとく得られた窒化アルミニウム単結晶の表面を平坦に研磨して、有機溶媒により洗浄し、その（０００１）面を基板として用いて、図３に示す構造を有するＩｎ_０.１Ｇ_０.９Ｎを活性層とした発光ダイオード（ＬＥＤ）を形成した。即ち、上記の窒化アルミニウム基板１１を用い、この窒化アルミニウム基板１１の表面にｎ型ＧａＮ低温成長バッファー層１３を介してｎ型ＧａＮ単結晶膜１２を形成し、更にｎ型Ｉｎ_０.１Ｇ_０.９Ｎ単結晶膜１４及びｐ型ＧａＮ単結晶膜１５を順に成膜し、電極１６、１７を形成することにより、Ｉｎ_０.１Ｇ_０.９Ｎを活性層とする発光ダイオード（ＬＥＤ）を形成した。

上記各III−Ｖ族窒化物単結晶膜の成長は、ＭＯＣＶＤ法を用いて、大気圧下で以下の通り行った。最初のｎ型ＧａＮ低温成長バッファー層１３は、キャリアガスとしてＨ_２を１０ｌ／ｍｉｎの流量で、原料ガスとしてＮＨ_３、トリメチルガリウム、ＳｉＨ_４（Ｈ_２希釈、濃度１０ｐｐｍ）をそれぞれ４.０ｌ／ｍｉｎ、３０μｍｏｌ／ｍｉｎ、４ｎｍｏｌ／ｍｉｎの流量で反応室内に導入し、基板温度５００℃にて１分間保持して、窒化アルミニウム単結晶基板１１上にｎ型ＧａＮ低温成長バッファー層１３を膜厚２５ｎｍだけ成長させた。次に、導入ガスはそのままで基板温度を１０００℃に上昇させ、低温成長バッファー層１３上にｎ型ＧａＮ単結晶膜１２を６０分間で４μｍの膜厚に成長させた。

引き続いて基板温度を８００℃にし、キャリアガスとしてＮ_２ガスを１０ｌ／ｍｉｎの流量で、原料ガスとしてＮＨ_３、トリメチルインジウム、トリメチルガリウム、ＳｉＨ_４（Ｈ_２希釈、濃度１０ｐｐｍ）をそれぞれ４.０ｌ／ｍｉｎ、２４μｍｏｌ／ｍｉｎ、２μｍｏｌ／ｍｉｎ、１ｎｍｏｌ／ｍｉｎの流量で反応室内に導入し、ｎ型ＧａＮ単結晶膜１２上にｎ型Ｉｎ_０.１Ｇ_０.９Ｎ単結晶膜１４を７分間で２０ｎｍの膜厚に成長させた。更に、基板温度を再び１０００℃とし、ｎ型Ｉｎ_０.１Ｇ_０.９Ｎ単結晶膜１４上にｐ型ＧａＮ単結晶膜１５を１５分間で膜厚０.８μｍに成長させた。その際、成長に用いたガスは、ＳｉＨ_４に代えてビスシクロペンタジエチルマグネシウムを３.６μｍｏｌ／ｍｉｎの流量で用いた以外、ｎ型ＧａＮ単結晶膜１２の成長時と同じとした。

以上の各単結晶膜の成長を行った後、膜成長後の基板全体をＮ_２雰囲気中にて７００℃でアニール処理した。その後、反応性ドライエッチングにより各窒化物単結晶膜を部分的に加工することにより、ｎ型ＧａＮ単結晶層１２の一部を表面に露出させた。最後に、最上層のｐ型ＧａＮ単結晶膜１５上及び露出させたｎ型ＧａＮ単結晶膜１２上に、スパッタ法によりアルミニウムの電極１６、１７をそれぞれ形成して、ＬＥＤを構成した。

尚、各工程途中のサンプルをそれぞれ用意し、ＲＨＥＥＤ（高速反射電子線回析）を用いてその結晶構造を評価したところ、ｎ型ＧａＮ単結晶膜１２、ｎ型Ｉｎ_０.１Ｇ_０.９Ｎ単結晶膜１４、ｐ型ＧａＮ単結晶膜１５とも全てウルツ鉱型結晶構造を有する単結晶膜となっており、それぞれの（０００１）面が窒化アルミニウム単結晶基板１１の（０００１）面に平行に成長していることが判明した。

かくして得られたＬＥＤの特性を室温にて評価したところ、４４０ｎｍにピーク波長を持つ青色発光が確認された。また、このＬＥＤを１時間連続して発光させたところ、素子性能に影響を与えるほどの素子の温度上昇はなく、輝度の低下等の性能劣化は生じなかった。

［実施例２］
上記実施例１と同じ窒化アルミニウム単結晶の（０００１）面を基板として用い、図４に示す構造を有するＩｎ_０.２Ｇａ_０.８Ｎ／Ｉｎ_０.０５Ｇａ_０.９５Ｎ量子井戸構造２７を活性層としたレーザーダイオード（ＬＤ）を形成した。

即ち、図４に示すように、上記の窒化アルミニウム基板２１の表面に、ｎ型ＧａＮ低温成長バッファー層２３を形成し、引き続き順次ｎ型ＧａＮ単結晶膜２２、ｎ型Ｉｎ_０.１Ｇａ_０.９Ｎ単結晶膜２４、ｎ型Ａｌ_０.１５Ｇａ_０.８５Ｎ単結晶膜２５、ｎ型ＧａＮ単結晶膜２６、Ｉｎ_０.２Ｇａ_０.８Ｎ／Ｉｎ_０.０５Ｇａ_０.９５Ｎ量子井戸構造２７、ｐ型Ａｌ_０.２Ｇａ_０.８Ｎ単結晶膜２８、ｐ型ＧａＮ単結晶膜２９、ｐ型Ａｌ_０.１５Ｇａ_０.８５Ｎ単結晶膜３０、ｐ型ＧａＮ単結晶膜３１を形成し、電極３２、３３を形成してＬＤを構成した。

上記各III−Ｖ族窒化物単結晶膜の成長は、ＭＯＣＶＤ法を用い、大気圧下で下記のごとく行った。最初に、窒化アルミニウム単結晶基板２１上に、基板温度５００℃にてｎ型ＧａＮ低温成長バッファー層２３を成長させた。その際、キャリアガスとしてＨ_２を１０ｌ／ｍｉｎの流量で、原料ガスとしてＮＨ_３、トリメチルガリウム、ＳｉＨ_４（Ｈ_２希釈、濃度１０ｐｐｍ）をそれぞれ４.０ｌ／ｍｉｎ、３０μｍｏｌ／ｍｉｎ、４ｎｍｏｌ／ｍｉｎの流量で反応室内に導入し、２５ｎｍの膜厚に成長させた。

次に、導入ガスはそのままで基板温度を１０００℃に上昇させ、ｎ型ＧａＮ低温成長バッファー層２３上に、ｎ型ＧａＮ単結晶膜２２を６０分間で膜厚４μｍまで成長させた。その後、キャリアガスとしてＨ_２ガスを１０ｌ／ｍｉｎの流量で、原料ガスとしてＮＨ_３、トリメチルインジウム、トリメチルガリウム、ＳｉＨ_４（Ｈ_２希釈、濃度１０ｐｐｍ）をそれぞれ４.０ｌ／ｍｉｎ、２４μｍｏｌ／ｍｉｎ、２μｍｏｌ／ｍｉｎ、１ｎｍｏｌ／ｍｉｎの流量で反応室内に導入し、ｎ型ＧａＮ単結晶膜２２上にｎ型Ｉｎ_０．１Ｇａ_０.９Ｎ単結晶膜２４を３５分間で１００ｎｍの膜厚に成長させた。

次に、基板温度を再び１０００℃とし、ｎ型Ａｌ_０.１５Ｇａ_０.８５Ｎ単結晶膜を成長させた。即ち、原料ガスとしてＮＨ_３、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、ＳｉＨ_４（Ｈ_２希釈、濃度１０ｐｐｍ）をそれぞれ４.０ｌ／ｍｉｎ、６μｍｏｌ／ｍｉｎ、２４μｍｏｌ／ｍｉｎ、４ｎｍｏｌ／ｍｉｎの流量で用い、５分間で４００ｎｍの膜厚に成長させた。続いて、このｎ型Ａｌ_０．１５Ｇａ_０.８５Ｎ単結晶膜２５上に、ｎ型ＧａＮ単結晶膜２６を成長させた。原料ガスなど成長条件は前のｎ型ＧａＮ単結晶膜２２と同様であり、２分間で１００ｎｍの膜厚に成長させた。

更に、このｎ型ＧａＮ単結晶膜２６の上に、Ｉｎ_０.２Ｇａ_０.８Ｎ／Ｉｎ_０.０５Ｇａ_０.９５Ｎをそれぞれ２.５ｎｍ／５.０ｎｍの膜厚で積層して、２６周期の量子井戸構造２７を形成した。その際、Ｉｎ_０.２Ｇａ_０.８Ｎ層の形成には、キャリアガスとしてＨ_２ガスを１０ｌ／ｍｉｎの流量で、原料ガスとしてＮＨ_３、トリメチルガリウム、トリメチルインジウムをそれぞれ４.０ｌ／ｍｉｎ、１μｍｏｌ／ｍｉｎ、２４μｍｏｌ／ｍｉｎの流量で用いた。また、Ｉｎ_０.０５Ｇａ_０.９５Ｎ層は、キャリアガスとしてＨ_２ガスを１０ｌ／ｍｉｎの流量で、原料ガスとしてＮＨ_３、トリメチルガリウム、トリメチルインジウムをそれぞれ４.０ｌ／ｍｉｎ、１μｍｏｌ／ｍｉｎ、１.２μｍｏｌ／ｍｉｎの流量で用いて成長を行った。

引き続いて、ｐ型Ａｌ_０.２Ｇａ_０.８Ｎ単結晶膜２８を成長させた。原料ガスはＮＨ_３、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、ビスシクロペンタジエチルマグネシウムをそれぞれ４.０ｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、２４μｍｏｌ／ｍｉｎ、３.６μｍｏｌ／ｍｉｎの流量で用い、４分間で２００ｎｍの膜厚まで成長させた。このｐ型Ａｌ_０.２Ｇａ_０.８Ｎ単結晶膜２８の上に、ｐ型ＧａＮ単結晶膜２９を成長させた。成長に用いた原料ガスは先のｎ型ＧａＮ単結晶膜２２と同様であるが、ＳｉＨ_４（Ｈ_２希釈、濃度１０ｐｐｍ）に代えて、ビスシクロペンタジエチルマグネシウムを３.６μｍｏｌ／ｍｉｎの流量で用い、１００ｎｍの膜厚に成長させた。

更に、このｐ型ＧａＮ単結晶膜２９上に、ｐ型Ａｌ_０.１５Ｇａ_０.８５Ｎ単結晶膜３０を成長させた。成長に用いた原料ガスは、ＳｉＨ_４（Ｈ_２希釈、濃度１０ｐｐｍ）に代えてビスシクロペンタジエチルマグネシウムを３.６μｍｏｌ／ｍｉｎ流した以外、先のｎ型Ａｌ_０.１５Ｇａ_０.８５Ｎ単結晶膜２５の成長時と同様であり、８分間で４００ｎｍの膜厚に成長させた。次に、前のｐ型ＧａＮ単結晶膜２９の場合と同様にして、ｐ型ＧａＮ単結晶膜３１を５００ｎｍの膜厚に成長させた。

以上の各単結晶膜の成長を行った後、Ｎ_２雰囲気中にて全体を７００℃でアニール処理した。次に、反応性ドライエッチングにより各窒化物単結晶膜を部分的に加工することにより、下層のｎ型ＧａＮ単結晶層２２の一部を表面に露出させた。その後、窒化アルミニウム単結晶基板２１の（１０−１０）面を劈開して、共振器を形成した後、最上層のｐ型ＧａＮ単結晶膜３１上及び露出したｎ型ＧａＮ単結晶膜２２上にスパッタ法によりアルミニウムの電極３２、３３を形成して、ＬＤを構成した。

尚、各工程途中のサンプルをそれぞれ用意し、ＲＨＥＥＤを用いて評価したところ、各層とも全てウルツ鉱型結晶構造を有する単結晶膜となっており、各単結晶膜の（０００１）面が窒化アルミニウム単結晶基板２１の（０００１）面に平行に成長していることが判明した。

得られたＬＥＤの特性を室温にて評価したところ、４２０ｎｍにピーク波長を持ち、半価幅が０.９ｎｍのレーザ光の発光が確認された。また、１時間連続して発光させたところ、素子性能に影響を与えるほどの素子の温度上昇はなく、輝度の低下等の性能劣化は生じなかった。

［実施例３］
図４に示す低温成長バッファー層２３を形成しないこと以外は上記実施例２と同様にして、図５に示す構造のＬＤを製造した。尚、図５に示すＬＤは、低温成長バッファー層２３が存在しない点を除いて実施例２における図４のＬＤと同一構造である。

この図５の構造を有するＬＤの特性を室温で評価したところ、４２０ｎｍにピーク波長を持ち、半価幅が１.０ｎｍのレーザ光の発光が確認された。また、１時間連続して発光させたが、素子性能に影響を与えるほどの素子の温度上昇はなく、輝度の低下等の性能劣化は生じなかった。この結果から、低温成長バッファー層を形成しなくとも、これを形成した実施例２のＬＤと比べて、実用性能の点で大きな違いは認められないことが分かった。

［比較例１］
図６に示すように、サファイア単結晶の（０００１）面からなるサファイア単結晶基板４１を用い、且つ共振器をドライエッチングで形成した以外は、上記実施例２と同様にして、ＬＤの形成を行った。即ち、図６に示すＬＤは、基板の材質と共振面の形成方法が異なる以外、実施例２における図４のＬＤと同一構造である。

このＬＤの特性を室温にて評価したところ、４２０ｎｍにピーク波長を持ち、半価幅が１.８ｎｍのレーザ光の発光が確認されたが、１０分間の連続発光で明らかな輝度の低下が生じた。

［実施例４］
基板とする窒化アルミニウム単結晶を合成する際に、使用するＳｉＣ単結晶基板を６Ｈ−ＳｉＣの（１０−１０）面とした以外は前記実施例１と同様にして、窒化アルミニウム単結晶の（１０−１０）面を合成した。この窒化アルミニウム（１０−１０）面を基板として用い、（０００１）面で劈開した以外は前記実施例２と同様にして、図４に示す構造のＬＤを製造した。

このＬＤの特性を室温で評価したところ、４２０ｎｍにピーク波長を持ち、半値幅が０.６ｎｍのレーザ光の発光が得られた。この結果から、窒化アルミニウム単結晶基板に（１０−１０）面を用いて、（０００１）面の劈開で共振器を構成することによって、発光スペクトルの半値幅がより一層狭いＬＤを形成でき、共振面の形成に（０００１）面を用いることが好ましいことが分かった。

［実施例５］
基板とする窒化アルミニウム単結晶を合成する際に、使用するＳｉＣ単結晶基板を６Ｈ−ＳｉＣの（０００１）面とし、窒化アルミニウム単結晶の成長時間を５０分及び１時間とした以外は前記実施例１と同様にして、窒化アルミニウム単結晶の（０００１）面をそれぞれ合成した。得られた各窒化アルミニウム単結晶は、厚みがそれぞれ２９０μｍ及び３４０μｍであり、（０００２）面のロッキングカーブをＣｕ−Ｋα線によるガリウム（１１０）面を用いた４結晶法で測定した半値幅はそれぞれ１.７分及び１.２分であった。

これらの厚みの異なる各窒化アルミニウム単結晶の（０００１）面を基板として用い、前記実施例２と同様にして図４に示す構造のＬＤをそれぞれ製造した。得られた各ＬＤの特性を室温で評価したところ、共に４２０ｎｍにピーク波長を持ち、半値幅がそれぞれ１.６ｎｍ及び１.５ｎｍのレーザ光の発光が得られた。更に、２４時間発光させた後、再び半値幅を測定すると、それぞれ１.８ｎｍ及び１.５ｎｍとなった。

これらの結果から、窒化アルミニウム単結晶基板のロッキングカーブの半値幅が１.５分を越える基板（厚み２９０μｍ）を用いたＬＤでは、発光スペクトルの半値幅が広く、しかも発光特性に経時変化が見られる傾向があるため、単結晶基板のロッキングカーブ半値幅は１.５分以下が好ましいことが分かった。また、窒化アルミニウム単結晶基板の厚みを３００μｍ以上にすることで、結晶性の良い単結晶が得られることが分かった。

［実施例６］
基板とする窒化アルミニウム単結晶を合成する際に、ＡｌＮに対するＴｉＯ_２のモル比を０.００１、０.２、及び１０となるように変化させた混合粉末を用い、使用するＳｉＣ単結晶基板を６Ｈ−ＳｉＣの（０００１）面とし、混合粉末の周囲の温度を１９００℃とした以外は前記実施例１と同様にして、窒化アルミニウム単結晶の（０００１）面を合成した。得られた各単結晶中に含まれるＴｉの含有量は、それぞれ窒素以外の成分の８ｐｐｂ、０.０６モル％、及び０.１５モル％であった。

これらのＴｉ含有量の異なる各窒化アルミニウム単結晶の（０００１）面を基板として用い、前記実施例２と同様にして図４に示す構造のＬＤをそれぞれ製造した。得られた各ＬＤの特性を室温で評価したところ、共に４２０ｎｍにピーク波長を持ち、半値幅がそれぞれ０.８ｎｍ、１.０ｎｍ及び１.９ｎｍのレーザ光の発光が確認された。更に、２４時間発光させた後、再び半値幅を測定すると、それぞれ１.５ｎｍ、１.０ｎｍ及び１.９ｎｍとなった。

これらの結果から、遷移金属であるＴｉの含有量が１０ｐｐｂ未満の窒化アルミニウム単結晶基板に形成したＬＤは発光特性に経時変化が認められ、また同含有量が０.１モル％を越える基板に形成したＬＤは発光の半値幅が広くなる傾向があることが分かった。このことから、窒化アルミニウム単結晶基板中の遷移金属であるチタンの含有量は、１０ｐｐｂ以上０.１モル％以下が好ましいことが分かった。

［実施例７］
前記実施例１と同じ窒化アルミニウム単結晶の（０００１）面を基板として用い、図７に示す構造を有するＡｌ_０.５Ｇａ_０.５Ｎのｐ−ｎ接合ダイオードを形成した。即ち、図７に示すように、前記の窒化アルミニウム単結晶基板２１の表面に、ｎ型Ａｌ_０.５Ｇａ_０.５Ｎ単結晶膜３４を形成し、引き続きその上にｐ型Ａｌ_０.５Ｇａ_０.５Ｎ単結晶膜３５を形成した後、電極３６、３７を設けてダイオードを構成した。

上記各III−Ｖ族窒化物単結晶膜の成長は、ＭＯＣＶＤ法を用い、大気圧下で下記のごとく行った。最初に、窒化アルミニウム単結晶基板２１上に、基板温度１０００℃にてｎ型Ａｌ_０.５Ｇａ_０.５Ｎ単結晶膜３４を成長させた。その際、キャリアガスとしてＨ_２を１０ｌ／ｍｉｎの流量で、原料ガスとしてＮＨ_３、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、ＳｉＨ_４（Ｈ_２希釈、濃度１０ｐｐｍ）をそれぞれ４.０ｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１６μｍｏｌ／ｍｉｎ、４ｎｍｏｌ／ｍｉｎの流量で反応室内に導入し、３分間で３００ｎｍの膜厚に成長させた。

次に、基板温度を１０００℃に保ったまま、ｐ型Ａｌ_０.５Ｇａ_０.５Ｎ単結晶膜３５を成長させた。その際、原料ガスとしてＮＨ_３、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、ビスシクロペンタジエチルマグネシウムを、それぞれ４.０ｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１５μｍｏｌ／ｍｉｎ、３.６ｎｍｏｌ／ｍｉｎの流量で用い、４分間で３２０ｎｍの膜厚に成長させた。

以上の各単結晶膜３４、３５の成長を行った後、反応性ドライエッチングにより各単結晶膜３４、３５を部分的に加工することにより、下層のｎ型Ａｌ_０.５Ｇａ_０.５Ｎ単結晶膜３４の一部を表面に露出させた。その後、この露出させたｎ型Ａｌ_０.５Ｇａ_０.５Ｎ単結晶膜３４上及び最上層のｐ型Ａｌ_０.５Ｇａ_０.５Ｎ単結晶膜３５上に、スパッタリング法によりチタンの電極３６、３７をそれぞれ形成して、ダイオードを構成した。

得られたダイオードの電気的特性を評価したところ、室温で良好な整流特性が得られ、ダイオードとして動作していることが確認された。更に、温度を２００℃まで上昇させて同様の動作テストを行った結果、整流特性が確認され、高温下でもダイオードとして動作することが分かった。このことから、窒化アルミニウム単結晶基板は、ダイオードを構成するのにも適していることが分かった。

［比較例２］
図８に示すようにサファイア単結晶の（０００１）面からなるサファイア単結晶基板４１を用いた以外は、上記実施例７と同様にしてダイオードを作成した。即ち、図８に示すダイオードは、基板の材質が異なる以外、実施例７における図７のダイオードと同一の構造である。

このダイオードの電気的特性を評価したところ、室温では整流特性が得られダイオードとして同一することが確認できたが、温度を２００℃に上昇させて同様の動作テストを行った結果、整流特性は確認できなかった。

本発明の半導体素子の要部を示す概略の断面図である。 実施例１における窒化アルミニウム単結晶基板の製造に用いた加熱炉を示す概略の断面図である。 実施例１の発光ダイオードの構造を示す概略の断面図である。 実施例２のレーザーダイオードの構造を示す概略の断面図である。 実施例３のレーザーダイオードの構造を示す概略の断面図である。 比較例１のレーザーダイオードの構造を示す概略の断面図である。 実施例７のダイオードの構造を示す概略の断面図である。 比較例２のダイオードの構造を示す概略の断面図である。

符号の説明

１ 窒化アルミニウム単結晶基板
２ III−Ｖ族窒化物単結晶膜
３ 加熱炉
４ 誘導加熱コイル
５ 断熱材マッフル
６ 黒鉛坩堝
７ ＢＮ坩堝
９ 混合粉末
１０ 基板
１１ 窒化アルミニウム単結晶基板
１２ ｎ型ＧａＮ単結晶膜
１３ ｎ型ＧａＮ低温成長バッファー層
１４ ｎ型Ｉｎ_０.１Ｇａ_０.９Ｎ単結晶膜
１５ ｐ型ＧａＮ単結晶膜
１６、１７ 電極
２１ 窒化アルミニウム単結晶基板
２２ ｎ型ＧａＮ単結晶膜
２３ ｎ型ＧａＮ低温成長バッファー層
２４ ｎ型Ｉｎ_０.１Ｇａ_０.９Ｎ単結晶膜
２５ ｎ型Ａｌ_０.１５Ｇａ_０.８５Ｎ単結晶膜
２６ ｎ型ＧａＮ単結晶膜
２７ Ｉｎ_０.２Ｇａ_０.８Ｎ／Ｉｎ_０.０５Ｇａ_０.９５Ｎ量子井戸構造
２８ ｐ型Ａｌ_０.２Ｇａ_０.８Ｎ単結晶膜
２９ ｐ型ＧａＮ単結晶膜
３０ ｐ型Ａｌ_０.１５Ｇａ_０.８５Ｎ単結晶膜
３１ ｐ型ＧａＮ単結晶膜
３２、３３ 電極
３４ ｎ型Ａｌ_０.５Ｇａ_０.５Ｎ単結晶膜
３５ ｐ型Ａｌ_０.５Ｇａ_０.５Ｎ単結晶膜
３６、３６ 電極
４１ サファイア単結晶基板

Claims (6)

1. １０ｐｐｂ以上０.１モル％以下の遷移金属を含有し、Ｘ線回折におけるロッキングカーブの半値幅が１.５分以下であり、（１０−１０）面もしくは（１１−２０）面を劈開面として利用した共振面を（０００１）面の基板面に対して垂直に形成するか、（０００１）面もしくは（１−２１０）面を劈開面として利用した共振面を（１０−１０）面の基板面に対して垂直に形成するか、または（０００１）面もしくは（１−１００）面を劈開面として利用した共振面を（１１−２０）面の基板面に対して垂直に形成したIII−Ｖ族窒化物単結晶基板と、該窒化物単結晶基板上にＭＯＣＶＤ法によって成膜された窒化アルミニウム、窒化ホウ素、窒化インジウム及びこれらの物質からなる混晶の中から選ばれた少なくとも１種のIII−Ｖ族窒化物の単結晶膜とを備えることを特徴とする半導体素子。
2. 前記III−Ｖ族窒化物の単結晶膜は、III−Ｖ族窒化物単結晶半導体基板上に窒化アルミニウム、窒化ホウ素、窒化インジウム及びこれらの物質からなる混晶の中から選ばれた少なくとも１種のIII−Ｖ族窒化物の低温バッファー層を介して成膜されていることを特徴とする、請求項１に記載の半導体素子。
3. 前記III−Ｖ族窒化物単結晶基板の表面荒さが０.１μｍ以下であることを特徴とする、請求項１又は２に記載の半導体素子。
4. 前記III−Ｖ族窒化物単結晶基板が窒化アルミニウムから構成されていることを特徴とする、請求項１〜３のいずれかに記載の半導体発光素子。
5. １時間連続して発光させて輝度の低下が生じないことを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の半導体発光素子。
6. ２００℃においても整流特性を有することを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の半導体発光素子。

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