JP5234968B2 - n型導電性窒化アルミニウム半導体結晶及びその製造方法 - Google Patents
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Description
発光素子などの半導体素子を形成するためには、n電極に電気的に接合したn型半導体層とp電極に電気的に接合したp型半導体層との間にグラッド層、活性層などを含む積層構造を形成する必要があり、発光効率の点から何れの層においても高い結晶性、すなわち、結晶の転位や点欠陥が少ないことや、積層構造を形成する窒化アルミニウムガリウム(AlGaN)との格子定数差や熱膨張係数差が小さいこと、さらには、素子の劣化を防ぐ観点から熱伝導率が高いことが要求される。そのため、AlN系の半導体素子を作製するためにはAlN単結晶基板上に上記層構造を形成するのが有利である。
AlN系半導体素子を製造する場合には、先ず、基板上にn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶層を形成する必要があり、n型導電性窒化アルミニウム半導体結晶を形成する方法としてはMOVPE法によりSiがドープされたn型導電性AlN結晶層を形成する方法が知られている(特許文献2参照)。また、InGaN系、AlGaN系、及びAlInGaN系結晶についてはHVPEにおいてSiがドープされたn型導電性結晶層を形成する方法が知られている(特許文献3)。
HVPE法を利用してn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶からなる自立性基板を得ることができれば、該基板の裏面に直接n電極を形成することが可能となり、上記問題を解決することができると考えられる。しかしながら、前記特開2000−91234号公報に開示されている方法をAlN系に適用してみたところ、アルミニウム原料に用いたハロゲン化アルミニウムと窒素源に用いたアンモニアガスとの反応がハロゲン化ガリウムとの反応と比較して非常に速いため、基板上に成長するAlNの均一性が著しく悪化することが判明した。また、AlNについて前記特開2000−91234号公報に記載されている1,100℃という温度で膜形成を行った場合には、単結晶が得られる結晶成長速度は最も速い場合でも数μm/h程度であり、自立性基板となるような厚さの膜を効率的に製造することはできないことが明らかとなった。さらに、得られた結晶層にはハロゲン不純物が含まれていることも判明した。ハロゲン不純物が含まれる場合には電気的特性が低下するばかりでなく耐久性が低下することが懸念される。
(1)単結晶基板(但し、窒化アルミニウム単結晶基板を除く)上に、窒化アルミニウム結晶層、及びSi原子の含有量が1×1018〜5×1020cm−3であり、実質的にハロゲン原子を含有せずそして5.9eV以下のエネルギーを有する光を実質的に吸収しないn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶からなる層がこの順番で積層されてなる積層体を製造する下記(3)の方法。
(2)窒化アルミニウム単結晶基板上に、Si原子の含有量が1×1018〜5×1020cm−3であり、ハロゲン原子を実質的に含有せずそして5.9eV以下のエネルギーを有する光を実質的に吸収しないn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶からなる層が積層されてなる積層体。
(4)前記(2)の積層体を製造する方法であって、窒化アルミニウム単結晶基板を予め1,200℃以上に加熱したのち、Alのハロゲン化物、窒素原子を含む化合物、及び式SiHxCl4−x(式中、xは0〜3の整数である。)で示される化合物を含むガスと接触させて当該基板の上にSi原子がドープされたn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶を気相成長させる工程
を含むことを特徴とする方法。
なお、前記(3)の方法においては、良好なn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶層を確実に得ることができるという観点から、前記工程(A)における基板温度を1,000〜1,150℃とすることが好ましい。
上記単結晶基板としては、例えばサファイア、窒化珪素、窒化ガリウム、酸化亜鉛、シリコン、ホウ化ジルコニウムが使用できる。これらの中でも熱安定性が良く、紫外領域における透過性が良好という理由からサファイアを使用するのが好ましい。
上記積層体は、上記単結晶基板と「Si原子の含有量が1×1018〜5×1020cm−3であり、実質的にハロゲン原子を含有せずそして5.9eV以下のエネルギーを有する光を実質的に吸収しないn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶」(以下、本n型導電性窒化アルミニウム半導体結晶ともいう)からなる層(以下、本n型導電性窒化アルミニウム半導体結晶層ともいう)との間に「窒化アルミニウム結晶層」(以下、中間層ともいう)を有する。該中間層は、その上にn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶を高速成長する場合において、得られた当該結晶を本n型導電性窒化アルミニウム半導体結晶として得るために必要である。このような中間層を形成しない場合には、HVPE法により本n型導電性窒化アルミニウム半導体結晶層を形成することが困難となる。
上記窒化アルミニウム単結晶基板は、基板それ自体が窒化アルミニウム結晶からなるものはもちろん、窒化アルミニウム以外の素材からなる基板上に窒化アルミニウム単結晶層を有するものであってもよく、窒化アルミニウム多結晶基板上に窒化アルミニウム単結晶層を有するものであってもよい。しかしながら、n型導電性AlN層の結晶性と表面の平滑性との観点から、窒化アルミニウム単結晶基板を使用する場合であっても、1,000〜1,150℃の温度範囲においてHVPE法により成長させた中間層を形成することが好ましい。
本n型導電性窒化アルミニウム半導体結晶は、多結晶であっても単結晶であっても良いが、多結晶体の場合、結晶粒界がキャリアである電子の補償サイトとして働いて導電性を阻害するため、半導体素子製造用の基板としての有用性から単結晶であることが好ましい。また、単結晶であっても、単結晶中に転位が存在すると、転位がキャリアである電子の補償サイトとして働いて導電性を阻害するため、該結晶に含まれる転位密度は、好ましくは2×1010cm−2以下、特に好ましくは5×109cm−2以下である。
本n型導電性窒化アルミニウム半導体結晶は、塩素原子などのハロゲン原子不純物を実質的に含有しないという特徴を有する。ここで、ハロゲン原子を実質的に含有しないとは、ハロゲン原子不純物の含有量が5×1018cm−3以下であることを意味する。ハロゲン原子含有量を抑えることにより電気的特性が向上すると共に耐久性も高くなる。これら効果の観点からハロゲン原子不純物の含有量は1×1018cm−3以下であることが好ましい。本発明においては特開2005−252248号公報に記載されるような装置を用いて基板を局所的に加熱することにより1,200℃以上の成長温度を実現している。これは高品質の窒化アルミニウム単結晶を成長させるためには1,200℃以上の高温度が必要であるためである。
1,200℃以上の温度において窒化アルミニウム半導体結晶を成長させることにより、基板表面に吸着したアルミニウム化学種の拡散が促進されて結晶品質が改善される他、基板表面におけるハロゲン化アルミニウムガスと窒素源ガスとの反応が十分に進むため、半導体結晶内に残留するハロゲン原子を実質的に含有しなくなるものと考えられる。なお、ハロゲン原子不純物の含有量はSi濃度と同様に二次イオン質量分析法により測定することができる。
ここで、5.9eV以下のエネルギーを有する光を実質的に吸収しないとは、基板上に成長したn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶又はn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶自立性基板について可視領域および紫外領域すなわち1.59〜5.9eV範囲の吸収スペクトルを透過法により測定し、さらに測定値を用いて、式:I/I0=EXP(−αL)、(ただし、バックグラウンド測定によりバックグラウンドを除去した場合)に従って、吸収係数を算出したときの、1.59eV以上5.9eV以下のエネルギーを有する光に対する吸収係数が5,000cm−1以下、好ましくは2,000cm−1以下であることを意味する。ここでI0は入射光の強度、Iは透過光の強度、Lはn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶もしくはその自立性基板の厚さ、αは吸収係数を示す。測定に際しては、バックグラウンド測定を行い被測定物表面の反射の影響を除去することが好ましく、さらに、AlNの表面における乱反射が起こる場合には、予め表面研磨を行うことや、研磨が困難な場合、屈折率の近い溶媒内に被測定物を設置して乱反射の影響を低減することが可能である。
本n型導電性窒化アルミニウム半導体結晶層の厚さは、本発明の積層体をそのまま発光素子用の基板に用い、横方向導電型の発光素子構造(フリップチップタイプともいう)を使用するのであれば、好ましくは2μm以上、特に好ましくは3μm以上であることが望ましく、自立性基板を製造する観点からは、さらに厚膜に成長させて例えば20μm以上、特に50μm以上とすることが好ましい。
前記工程(A)および(B)は、何れもHVPE法によって行うことができ、従来から知れているHVPE装置を用い、試料を装置外に出すことなく連続して行うことができる。HVPE装置としては前記特開2005−252248号公報の図1に示されるような基板部を900℃〜1,700℃に加熱できる装置が好適に使用できる。前記工程(A)および(B)を同一装置内で連続して行った場合には、おそらく(A)工程で形成された中間層表面の活性状態が維持された状態で工程(B)の成長が起こるためと思われるが、転位密度が低い良好な結晶性を有し、表面平滑性に優れる本n型導電性窒化アルミニウム半導体結晶層を形成することができる。このような理由から、前記工程(A)および(B)を同一装置内で連続して行うことが好ましい。
を含むことを特徴とする方法(以下、本発明の第2方法という)。
本発明の第2方法では、本発明の第1方法の(A)工程を行わず、基板として窒化アルミニウム単結晶基板を用いて、上記工程(B’)を行う。
以下、図1に示す装置を用いて本発明の第1方法による積層体の製造例について説明する。
図1に示す装置における原料ガス供給側の反応管において、ノズル15からキャリアガスで希釈されたハロゲン化アルミニウムガスが供給され、ノズル16からSiHxCl4−x(式中、xは0〜3の整数である。)で示される化合物を含むシリコン源ガスをキャリアガスで希釈して供給する。また、ノズル15とノズル16の間の空間を流路としてキャリアガスで希釈された窒素源ガスが供給される。
シリコン源ガスについても配管を通じて図示していないシリコン源ガス供給源と接続されている。シリコン源ガスとしては本発明においてはSiHxCl4−x(式中、xは0〜3の整数である。)で示される化合物を含むガスを使用することが可能である。SiCl4をシリコン源ガスとして用いる場合、SiCl4は常温で液体であるためバブラーと呼ばれる金属容器内にSiCl4を貯めておき、金属容器を外部から所定の温度に保持し、内部のSiCl4の温度を制御した状態で金属容器内の液体にキャリアガスをバブリングしながら流通することにより、保持温度の飽和蒸気圧と流通した体積の積に相当するSiCl4ガスがキャリアガスとともに輸送される。一方、SiHxCl4−x(式中、xは1〜3の整数である。)に関しては常温でガスであるため、マスフローコントローラにより直接流量を調節することにより輸送される。SiHxCl4−x(式中、xは1〜3の整数である。)を使用する場合、供給するガス濃度が高い場合は、窒素やアルゴン、ヘリウム等の不活性ガスや水素ガスをベースガスとして希釈したものを予めボンベに充填したものを流量調節器により供給量を制御しても良い。
キャリアガスとしては、例えば水素、窒素、ヘリウム、またはアルゴンの単体ガス、もしくはそれらの混合ガスが使用可能であり、あらかじめ精製器を用いて酸素、水蒸気、一酸化炭素或いは二酸化炭素等の不純ガス成分を除去しておくことが好ましい。
図1に示す装置においては、サセプタ13としてカーボン発熱体を熱分解窒化ホウ素でコートした複合体ヒータを用い、サセプタ13上に設置した基板14を加熱した。ヒータの端面には電極部分を有しており、当該サセプタには電極を介して外部から電力を印加する。当該サセプタは発熱体をコートしている熱分解窒化ホウ素が水素ガスやハロゲン化アルミニウムガス、アンモニアガス、シリコン源ガスに対する耐食性が良好であるため、本発明の使用温度領域である室温から1,700℃以下の温度において安定的に使用できる。本発明においては、当該サセプタを用いたが、特開2005−252248号公報に記載されるように基板部分が局所的に1,200℃以上に加熱できるものであれば加熱手段はこの限りではない。
すなわち、反応器内のサセプタ上に基板をセットした後に反応器内にキャリアガスを流通させ反応器内の雰囲気をキャリアガス雰囲気とする。その後、基板表面に付着している有機物を除去する目的で、サセプタに電力を供給してサセプタを加熱するか、又は外部加熱手段を用いて基板を加熱することによって基板を1,000〜1,100℃程度の高温状態に10分間程度保持する(以下、この処理をサーマルクリーニングともいう)。サーマルクリーニング終了後に基板温度を第1層目の層、すなわち中間層の成長温度である1,000〜1,150℃に調整してから原料ガスであるハロゲン化アルミニウム及び窒素源ガスを反応器内に導入して反応を開始するという手順により、基板上に中間層の窒化アルミニウム結晶を成長させることができる。
反応時における各種反応ガス、キャリアガスの分圧や流速等の条件に関しては反応器の大きさや形状に応じて適宜設定すればよい。一般的に、ハロゲン化アルミニウムガスの供給量は基板上への窒化アルミニウム半導体結晶の成長速度を勘案して決める。基板上に供給される全ガス(キャリアガス、ハロゲン化アルミニウムガス、窒素源ガス、シリコン源ガス)の標準状態における体積の合計に対するハロゲン化アルミニウムガスの標準状態における体積の割合をハロゲン化アルミニウムガスの供給分圧として定義すると、1×10−6atm〜1×10−1atmの範囲が通常選択される。n型導電性窒化アルミニウム半導体結晶に取り込まれるシリコン濃度は、シリコン源の供給量におおむね比例することが確かめられており、したがって、シリコン源ガスの供給量によりコントロールすることが可能である。一般的にはハロゲン化アルミニウムガスの0.000001〜0.1倍、特に0.00005〜0.005倍の供給量が好適に選択されるが、リアクタの形状やガスフローの速度や圧力によって影響を受けるのでこの限りでない。また、窒素源ガスの供給量は、一般的に供給する上記ハロゲン化アルミニウムガスの1〜100倍、特に1〜20倍の供給量が好適に選択されるがこの限りでない。また系内の圧力は減圧状態、常圧状態、加圧状態のいずれでもよい。
本発明において、成長したn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶の評価は次のようにして行った。即ち、抵抗率については非接触方式抵抗率測定器(Lehighton Electronics Inc.製LEI−1510B)を用いて行った。膜厚については、基板面積、成長前後の基板の重量変化と窒化アルミニウムの密度から算出した。転位密度に関しては電界放射型透過型電子顕微鏡(Philips Electoron Optics社製Tecnai F20)により、200kVの加速電圧でサンプルの上方より平面観察を行い、観察された転位を計測し、観察視野で除することにより算出した。また表面の形状観察を原子間力顕微鏡を用いて行った。不純物濃度についてはセシウムイオンを一次イオンに用いた二次イオン質量分析法を用いて、シリコン及び酸素の不純物量を定量した。また、可視・紫外領域における透過・吸収スペクトルを日本分光社製V−7300を用いて測定した。
上記積層体から本n型導電性窒化アルミニウム半導体結晶層を分離する方法としては、例えば厚膜形成後にレーザーにより剥離する方法や成長用の下地基板を反応性イオンエッチングで除去する方法、界面にZnOやGaN層などの熱分解性物質を挿入して成長中に基板層から剥離する方法などが好適に採用できる。
このようにして得られる自立性基板は、それ自体がn型導電性を有するため、該自立性基板上に半導体層を積層して半導体素子とすることができる。上記自立性基板を用いて半導体発光素子を製造する場合には、該自立性基板上に、n型クラッド層、活性層、p型クラッド層、p型電極を順次積層すればよい。これら層の形成は、従来法と特に変わる点はなく、例えばJapanese Journal of Applied Physics,Vol.44,No.10,2005,pp.7191−7206に記載されているような方法により行うことができる。
上記自立性基板を用いて半導体発光素子を製造した場合には、自立性基板自体の裏側に直接n電極を形成し、垂直導電型素子とすることができる。また、本発明の自立性基板は5.9eV以下のエネルギーを有する光を透過するので、裏面から光を取り出すことも可能となる。この場合に於いては、n電極は透明電極とすることが好ましい。また、n型電極自体を反射膜として利用することで素子部分からの発光を表面側に効率良く取り出すことも可能になる。
本実施例は、図1に示す反応管を用いてn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶を成長させた実施例である。なお、本実施例では反応管の上流に設置した金属アルミニウムと塩化水素ガスを500℃で反応させることにより三塩化アルミニウムガスを発生させた。また、外部加熱装置として抵抗加熱炉を用いたほか、反応管内にカーボン発熱体を有する熱分解窒化ホウ素からなるサセプタを用い、カーボン発熱体に外部から電力を供給することによりサセプタ上に設置したサファイア(0001)基板を1,200℃以上に加熱することができるものとした。さらに、アルミニウム源ガスとして三塩化アルミニウムガスを用い、窒素源ガスとしてアンモニアガスを用い、両者を反応させて窒化アルミニウムを成長させた。また、シリコン源としてSiCl4を用いた。
まず、反応管内のサセプタ上にサファイア(0001)基板を設置し、常圧状態でノズル15から水素ガスを300sccm、ノズル16から窒素ガスを600sccm、ノズル15とノズル16の間の空間から水素ガスを1,700sccm、合計流量2,600sccmをキャリアガスとして流通した。次いで外部加熱装置を用いて反応管を外部から500℃に加熱した後、サセプタに電力を印加して1,065℃に加熱した。1,065℃に到達した状態で10分間保持して基板のサーマルクリーニングを行った。次いで総流量に対して5×10−4atmの供給分圧になるように三塩化アルミニウムガスを供給し、また、三塩化アルミニウムガスの供給分圧に対して2.5倍となる供給分圧になるようにアンモニアガスを供給し、この状態で5秒間保持することにより、中間層である窒化アルミニウム結晶を成長させた。なお、本実施例で成長した中間層について、別途中間層のみを成長させた実験を行い、膜厚が22nmであることを断面SEMにより確認した。また、原子間力顕微鏡を用いた観察の結果、結晶が柱状であることを確認した。
30分間成長を行った後、三塩化アルミニウムガス及びSiCl4ガスの供給を停止し、サセプタに印加した電力を落とすことにより降温し、続いて、外部加熱装置を降温した。このとき、基板上に成長したn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶の分解を防ぐため、加熱装置が500℃の温度に下がるまでアンモニアガスを反応管に流通した。加熱装置が室温付近まで下がったことを確認して、反応器から基板を取り出した。
第2段階目の成長、すなわちn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶の成長時に供給したSiCl4の供給量を、三塩化アルミニウムガスの供給分圧に対して0.005倍とした以外は全て同じ手順、同じ条件でn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶の成長を行った実施例である。
成長したn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶の膜厚は5.7μmであり、成長速度は11.4μm/hであった。二次イオン質量分析法により測定したシリコン濃度は1×1020cm−3、酸素濃度は1×1019cm−3であり、塩素濃度は1×1018cm−3以下であった。透過型電子顕微鏡から転位密度は1×1010cm−2と算出された。非接触率抵抗率測定器により測定した抵抗率は38Ω・cmであった。原子間力顕微鏡により表面を観察したところ原子ステップが見られる程に平坦化されていた。また、可視・紫外域における吸収スペクトルからは、1.59〜5.9eVにおける吸収係数が2,100cm−1であったので、5.9eV以下のエネルギーにおいて実質的に透過することがわかった。
特開2005−252248の「実施の形態1」において開示された方法に基づき、図1に示す反応管を用いてシリコン基板上に厚みが130μmの窒化アルミニウムエピタキシャル層を積層した後、50%フッ酸、濃硝酸、98%酢酸および純水を体積比で1:2:1:4として調製したエッチャントに浸漬して初期基板であるシリコン基板のみを溶解し、窒化アルミニウム自立基板を得た。
続いて、実施例1で用いたサファイア(0001)基板に替えて上記の窒化アルミニウム自立基板を用いた以外は全て同じ手順、同じ条件でn形導電性窒化アルミニウム半導体結晶の成長を行なった。
成長したn形導電性窒化アルミニウム半導体結晶の膜厚は5.2μmであり、成長速度は10.4μm/hであった。二次イオン質量分析法により測定したシリコン濃度は7×1019cm−3、酸素濃度は1×1019cm−3であり、塩素濃度は1×1018cm−3以下であった。透過型電子顕微鏡から転位密度は4.8×109cm−2と算出された。非接触率抵抗率測定器により測定した抵抗率は53Ω・cmであった。原子間力顕微鏡により表面を観察したところ原子ステップが見られる程に平坦化されていた。また、可視・紫外域における吸収スペクトルからは、1.59〜5.9eVにおける吸収係数が1,800cm−1であったので、5.9eV以下のエネルギーにおいて実質的に透過することがわかった。
実施例3において中間層を形成せずに窒化アルミニウム自立基板上に直接n形導電性窒化アルミニウム半導体結晶を成長させた他は同様にしてn形導電性窒化アルミニウム半導体結晶層の形成を行った。得られたn形導電性窒化アルミニウム半導体結晶について実施例3と同様の評価を行ったところ、次のような結果となった。n形導電性窒化アルミニウム半導体結晶の膜厚は4.7μmであり、成長速度:9.4μm/hであった。また、膜中の不純物濃度はそれぞれ、シリコンが1×1020cm−3、酸素濃度が1×1019cm−3、塩素濃度が1×1018cm−3以下であった。同様に、転位密度は5.8×109cm−2であった。また、抵抗率は86Ω・cmであった。一方、表面平滑性としてAFMを観察したが、原子ステップは観測されず、RMSとして1.2nmであり、1.59〜5.9eVにおける吸収係数は2,050cm−1であった。
サファイア基板をサーマルクリーニングした後、中間層を形成せずに直接n形導電性窒化アルミニウム半導体結晶の成長を試みた比較例である。サーマルクリーニング条件及びn形導電性窒化アルミニウム半導体結晶の成長条件は実施例1と同様とした。その結果、n形導電性窒化アルミニウム半導体結晶の膜厚は4.2μmであり、成長速度は8.4μm/hであった。しかし、膜中の不純物濃度はそれぞれ、シリコンが5×1019cm−3、塩素濃度が1×1018cm−3以下であったが、酸素濃度が1×1020cm−3と中間層を挿入しなかった場合に比べて多量に含まれており、酸素がキャリアを補償したためと考えられるが、抵抗率が107Ω・cmであり、導電性を示さなかった。また、基板の外観は鏡面であったが、電子顕微鏡により表面に多数のピットの存在が確認された。
Claims (5)
- 窒化アルミニウム単結晶基板上に、Si原子の含有量が1×1018〜5×1020cm−3であり、ハロゲン原子を実質的に含有せずそして5.9eV以下のエネルギーを有する光を実質的に吸収しないn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶からなる層が積層されてなる積層体。
- 前記n型導電性窒化アルミニウム半導体結晶の抵抗率が2,000Ω・cm以下である請求項1に記載の積層体。
- 窒化アルミニウム単結晶基板を、予め1,200℃以上に加熱したのち、Alのハロゲン化物、窒素原子を含む化合物及び式SiHxCl4−x(式中、xは0〜3の整数である。)で示される化合物を含むガスと接触させて当該基板の上にSi原子がドープされたn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶を気相成長させる工程
を含むことを特徴とする請求項1に記載の積層体を製造する方法。 - (A)加熱された単結晶基板(但し、窒化アルミニウム単結晶基板を除く)と、Alのハロゲン化物及び窒素原子を含む化合物を含むガスとを接触させて該単結晶基板上にAlN結晶を気相成長させ0.5nm以上の厚さを有する窒化アルミニウム結晶層を形成する工程、及び
(B)前記工程で得られた、表面に窒化アルミニウム結晶層を有する基板を、予め1,200℃以上に加熱したのち、Alのハロゲン化物、窒素原子を含む化合物、及び式SiHxCl4−x(式中、xは0〜3の整数である。)で示される化合物を含むガスと接触させて当該基板の窒化アルミニウム結晶層上にSi原子がドープされたn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶を気相成長させる工程
を含むことを特徴とする、
単結晶基板(但し、窒化アルミニウム単結晶基板を除く)上に、窒化アルミニウム結晶層、及びSi原子の含有量が1×1018〜5×1020cm−3であり、ハロゲン原子を実質的に含有せずそして5.9eV以下のエネルギーを有する光を実質的に吸収しないn型導電性窒化アルミニウム半導体結晶からなる層がこの順番で積層されてなる積層体を製造する方法。 - 前記工程(A)における単結晶基板の温度を1,000〜1,150℃とする請求項4に記載の方法。
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