JP5402505B2 - 窒素化合物半導体素子の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、短波長ＬＥＤや短波長ＬＤなどの発光素子、フォトダイオード等の受光素子、トランジスタなどに適用される窒素化合物半導体素子の製造方法に関する。
窒素化合物半導体は、大きいバンドギャップを有すると共に直接遷移型のものであるため、窒素化合物半導体素子は、短波長ＬＥＤや短波長ＬＤなどの短波長発光素子として期待されている。かかる窒素化合物半導体素子は、サファイア基板上に、例えばＡｌＮよりなるバッファ層を介して機能領域層が形成されて構成されている。
サファイア基板上にバッファ層を形成する方法としては、従来、基板温度が例えば６００℃となる条件下で気相成長することにより、アモルファス状または多結晶のＡｌＮ層を形成し、その後、温度を１０００℃以上に昇温する方法が知られている。然るに、この方法においては、Ａｌを含まないＧａＮよりなるバッファ層を形成する場合には有効であるが、Ａｌを含むＡｌ1-x Ｇａx Ｎ（０≦ｘ＜１）よりなるバッファ層を形成する場合には、Ａｌを含むことにより、ＧａＮよりなるバッファ層を形成する場合と比較して著しい結晶の劣化が生ずる、という問題がある。
そのため、最近においては、基板温度が１０００〜１２００℃となる条件下で気相成長することにより、ＡｌＮ単結晶よりなるバッファ層を形成する方法（特許文献１参照）、基板温度が１０５０〜１２００℃となる条件で気相成長することにより、ＡｌＮ単結晶よりなる第１バッファ層を形成した後、基板温度が１２５０〜１３５０℃となる条件で、Ａｌ1-x Ｇａx Ｎ（０．８≦ｘ≦０．９７）単結晶よりなる第２バッファ層を形成する方法（特許文献２参照）が提案されている。
サファイア基板上にバッファ層を形成する方法としては、従来、基板温度が例えば６００℃となる条件下で気相成長することにより、アモルファス状または多結晶のＡｌＮ層を形成し、その後、温度を１０００℃以上に昇温する方法が知られている。然るに、この方法においては、Ａｌを含まないＧａＮよりなるバッファ層を形成する場合には有効であるが、Ａｌを含むＡｌ1-x Ｇａx Ｎ（０≦ｘ＜１）よりなるバッファ層を形成する場合には、Ａｌを含むことにより、ＧａＮよりなるバッファ層を形成する場合と比較して著しい結晶の劣化が生ずる、という問題がある。
そのため、最近においては、基板温度が１０００〜１２００℃となる条件下で気相成長することにより、ＡｌＮ単結晶よりなるバッファ層を形成する方法（特許文献１参照）、基板温度が１０５０〜１２００℃となる条件で気相成長することにより、ＡｌＮ単結晶よりなる第１バッファ層を形成した後、基板温度が１２５０〜１３５０℃となる条件で、Ａｌ1-x Ｇａx Ｎ（０．８≦ｘ≦０．９７）単結晶よりなる第２バッファ層を形成する方法（特許文献２参照）が提案されている。
しかしながら、上記の特許文献１および特許文献２に記載の方法においては、得られるバッファ層の表面の凹凸が著しく、平坦な表面を有するバッファ層を形成することが困難であり、そのため、素子の製造において歩留りが低下する、という問題があることが判明した。
本発明は、以上のような事情に基づいてなされたものであり、その目的は、結晶性および表面の平坦性に優れたバッファ層を形成することができる窒素化合物半導体素子の製造方法を提供することにある。
本発明の窒素化合物半導体素子の製造方法は、基板上に、気相成長によって、それぞれＡｌ1-x Ｇａx Ｎ（但し、０≦ｘ＜１）よりなる第１バッファ層および第２バッファ層が積層され、当該第２バッファ層上に機能領域層が積層された窒素化合物半導体素子を製造する方法において、
Ｖ／III 比が１０００〜２０００の原料ガスを用い、基板上に、基板温度が９００〜９７５℃となる条件下に気相成長することにより、第１バッファ層を形成する工程と、
Ｖ／III 比が３００〜１０００の原料ガスを用い、前記第１バッファ層上に、基板温度が１１５０〜１３００℃となる条件下に気相成長することにより、第２バッファ層を形成する工程と
を有することを特徴とする。
Ｖ／III 比が１０００〜２０００の原料ガスを用い、基板上に、基板温度が９００〜９７５℃となる条件下に気相成長することにより、第１バッファ層を形成する工程と、
Ｖ／III 比が３００〜１０００の原料ガスを用い、前記第１バッファ層上に、基板温度が１１５０〜１３００℃となる条件下に気相成長することにより、第２バッファ層を形成する工程と
を有することを特徴とする。
本発明の窒素化合物半導体素子の製造方法においては、前記基板がサファイア基板であることが好ましい。
本発明の製造方法によれば、第１バッファ層形成工程および第２バッファ層形成工程において、それぞれＶ／III 比が特定の範囲にある原料ガスを用い、基板温度が特定の範囲にある条件下で気相成長させるため、結晶性および表面の平坦性に優れた第１バッファ層および第２バッファ層を形成することができる。
以下、本発明の窒素化合物半導体素子の製造方法の実施の形態について説明する。
本発明の製造方法は、基板上に、気相成長によって、Ａｌ1-x Ｇａx Ｎ（但し、０≦ｘ＜１）よりなる第１バッファ層を形成する第１バッファ層形成工程と、この第１バッファ層上に、Ａｌ1-x Ｇａx Ｎ（但し、０≦ｘ＜１）よりなる第２バッファ層を形成する第２バッファ層形成工程とを有し、第２バッファ層上に、アルミニウム、ガリウム、インジウムなどのIII 族元素から選択された１種以上の金属元素の窒素化合物半導体よりなる機能領域層が形成される。
ここで、基板としては、サファイア基板を用いることが好ましい。
本発明の製造方法は、基板上に、気相成長によって、Ａｌ1-x Ｇａx Ｎ（但し、０≦ｘ＜１）よりなる第１バッファ層を形成する第１バッファ層形成工程と、この第１バッファ層上に、Ａｌ1-x Ｇａx Ｎ（但し、０≦ｘ＜１）よりなる第２バッファ層を形成する第２バッファ層形成工程とを有し、第２バッファ層上に、アルミニウム、ガリウム、インジウムなどのIII 族元素から選択された１種以上の金属元素の窒素化合物半導体よりなる機能領域層が形成される。
ここで、基板としては、サファイア基板を用いることが好ましい。
〔第１バッファ層形成工程〕
第１バッファ層形成工程において、気相成長法としては、有機金属気相成長法（ＶＯＣＶＤ）を好適に利用することができる。
原料ガスとしては、有機金属化合物および窒素供給用ガスが用いられる。有機金属化合物としては、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）を用いることができ、窒素供給用ガスとしてアンモニアを用いることができる。
また、キャリアガスとして、窒素ガスおよび水素ガスを用いることができる。
第１バッファ層形成工程において、気相成長法としては、有機金属気相成長法（ＶＯＣＶＤ）を好適に利用することができる。
原料ガスとしては、有機金属化合物および窒素供給用ガスが用いられる。有機金属化合物としては、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）を用いることができ、窒素供給用ガスとしてアンモニアを用いることができる。
また、キャリアガスとして、窒素ガスおよび水素ガスを用いることができる。
第１バッファ層形成工程において、用いられる原料ガスは、そのＶ／III 比が１０００以上とされる。このＶ／III 比が１０００未満である場合には、後述する基板温度の範囲では、窒素供給用ガスであるアンモニアの分解が十分に進行せず、窒素源が不足状態となるため、金属成分の多い化合物が生成される結果、結晶性に優れた例えばＸＲＤ（Ｘ線回折）測定による半値幅（以下、「ＸＲＤ半値幅」という。）が１５０ｓｅｃ以下の第１バッファ層を形成することが困難となる。
また、以下の理由により、原料ガスは、そのＶ／III 比が２０００以下とされる。すなわち、一般に、気相成長により形成された窒素化合物結晶は、III 族元素による極性とＶ族元素( 窒素) による極性を示すことが知られている。また、それぞれの極性で成長速度に違いが生じることも知られている。更に、ｃ面サファイア等を用い有機金属気相成長法により堆積された窒素化合物結晶はIII 族元素による極性を示すことも知られている。しかしながら、Ｖ／III 比が２０００を超える原料ガスを用いる場合には、原料ガス中の窒素成分量が過大であるため、サファイア基板の表面の一部が窒化されることにより、当該サファイア基板の表面には窒素極性領域が形成されるので、III 族極性と窒素極性との成長速度の相違により、得られる第１バッファ層の表面に凹凸が形成されやすくなる。
また、以下の理由により、原料ガスは、そのＶ／III 比が２０００以下とされる。すなわち、一般に、気相成長により形成された窒素化合物結晶は、III 族元素による極性とＶ族元素( 窒素) による極性を示すことが知られている。また、それぞれの極性で成長速度に違いが生じることも知られている。更に、ｃ面サファイア等を用い有機金属気相成長法により堆積された窒素化合物結晶はIII 族元素による極性を示すことも知られている。しかしながら、Ｖ／III 比が２０００を超える原料ガスを用いる場合には、原料ガス中の窒素成分量が過大であるため、サファイア基板の表面の一部が窒化されることにより、当該サファイア基板の表面には窒素極性領域が形成されるので、III 族極性と窒素極性との成長速度の相違により、得られる第１バッファ層の表面に凹凸が形成されやすくなる。
第１バッファ層形成工程においては、基板温度が９００〜９７５℃となる条件下で気相成長が行われる。基板温度が９００℃未満である場合には、結晶性に優れた例えばＸＲＤ半値幅が１５０ｓｅｃ以下の第１バッファ層を形成することが困難となる。一方、基板温度が９７５℃を超える場合には、平坦な表面を有する第１バッファ層および第２バッファ層を形成することが困難となる。
第１バッファ層形成工程において、気相成長の処理圧力は、例えば１０〜３０ｋＰａである。
また、形成される第１バッファ層の厚みは、２０〜１００ｎｍであることが好ましい。この厚みが過小である場合には、第１バッファ層が無い状態に近づくために第２のバッファ層形成時に表面に凹凸が形成されやすくなる。一方、この厚みが過大である場合には、第１のバッファ層形成時に表面に凹凸が生じてしまい、その凹凸が第２のバッファ層形成時にも引き継がれてしまい、表面が平坦な第２バッファ層を得ることが困難となる。
また、形成される第１バッファ層の厚みは、２０〜１００ｎｍであることが好ましい。この厚みが過小である場合には、第１バッファ層が無い状態に近づくために第２のバッファ層形成時に表面に凹凸が形成されやすくなる。一方、この厚みが過大である場合には、第１のバッファ層形成時に表面に凹凸が生じてしまい、その凹凸が第２のバッファ層形成時にも引き継がれてしまい、表面が平坦な第２バッファ層を得ることが困難となる。
〔第２バッファ層形成工程〕
第２バッファ層形成工程において、気相成長法としては、有機金属気相成長法（ＶＯＣＶＤ）を好適に利用することができる。
原料ガスとしては、有機金属化合物および窒素供給用ガスが用いられる。有機金属化合物としては、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）を用いることができ、窒素供給用ガスとしてアンモニアを用いることができる。
また、キャリアガスとして、窒素ガスおよび水素ガスを用いることができる。
第２バッファ層形成工程において、気相成長法としては、有機金属気相成長法（ＶＯＣＶＤ）を好適に利用することができる。
原料ガスとしては、有機金属化合物および窒素供給用ガスが用いられる。有機金属化合物としては、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）を用いることができ、窒素供給用ガスとしてアンモニアを用いることができる。
また、キャリアガスとして、窒素ガスおよび水素ガスを用いることができる。
第２バッファ層形成工程において、用いられる原料ガスは、そのＶ／III 比が３００〜１０００とされる。このＶ／III 比が３００未満である場合には、得られる第２バッファ層は、表面の一部に凹凸が形成されやすくなる。一方、このＶ／III 比が１０００を超える場合には、平坦な表面を有する第２バッファ層を形成することが困難となる。
第２バッファ層形成工程においては、基板温度が１１５０〜１３００℃となる条件下で気相成長が行われる。基板温度が１１５０℃未満である場合には、結晶が第１バッファ層の表面に対して垂直な方向に成長しやすくなり、第２バッファ層は、第１バッファ層の表面全体を覆うよう形成されず、表面に凹凸が形成されやすくなる。一方、基板温度が１３００℃を超える場合には、ＣＶＤ装置の部品を構成する石英が軟化することにより、原料ガスの流量に変化が生じて再現性が低くなると共に、ＣＶＤ装置の使用寿命を縮めてしまう、という問題がある。
第２バッファ層形成工程において、気相成長の処理圧力は、例えば１０〜３０ｋＰａである。
また、形成される第２バッファ層の厚みは、１００ｎｍ〜１０μｍであることが好ましい。この厚みが過小である場合には、気相成長において結晶核がつながりきらず、得られる第２バッファ層は表面に凹凸を有するものとなりやすい。一方、この厚みが過大である場合には、サファイア基板との熱膨張の差、格子不整合による歪みが増大することにより、クラックが発生しやすくなる。
また、形成される第２バッファ層の厚みは、１００ｎｍ〜１０μｍであることが好ましい。この厚みが過小である場合には、気相成長において結晶核がつながりきらず、得られる第２バッファ層は表面に凹凸を有するものとなりやすい。一方、この厚みが過大である場合には、サファイア基板との熱膨張の差、格子不整合による歪みが増大することにより、クラックが発生しやすくなる。
以上のような方法によれば、第１バッファ層形成工程および第２バッファ層形成工程において、それぞれＶ／III 比が特定の範囲にある原料ガスを用い、基板温度が特定の範囲にある条件下で気相成長させるため、結晶性および表面の平坦性に優れた第１バッファ層および第２バッファ層を形成することができる。
以下、本発明の実施の形態を具体的な一例を挙げて更に詳細に説明する。
図１は、本発明の製造方法によって得られる窒素化合物半導体素子の一例における構成を示す説明図である。この窒素化合物半導体素子はＬＥＤとして構成されたものであって、基板１０上に、第１バッファ層１１および第２バッファ層１２がこの順で積層され、第２バッファ層１２上には、機能領域層２０が形成されている。
第１バッファ層１１および第２バッファ層１２の各々はＡｌ1-x Ｇａx Ｎ（但し、０≦ｘ＜１）単結晶により形成されている。
図示の例の機能領域層２０は、ｎ−ＡｌＧａＮ層２１と、ｎ−ＡｌＧａＮブロック層２２と、ＡｌＧａＩｎＮ発光層２３と、ｐ−ＡｌＧａＮブロック層２４と、ｐ−ＡｌＧａＮ層２５とがこの順で積層されてなる複合層により構成されている。図１において、２６はｐ電極層、２７はｐパッド、２８はｎパッドである。
図１は、本発明の製造方法によって得られる窒素化合物半導体素子の一例における構成を示す説明図である。この窒素化合物半導体素子はＬＥＤとして構成されたものであって、基板１０上に、第１バッファ層１１および第２バッファ層１２がこの順で積層され、第２バッファ層１２上には、機能領域層２０が形成されている。
第１バッファ層１１および第２バッファ層１２の各々はＡｌ1-x Ｇａx Ｎ（但し、０≦ｘ＜１）単結晶により形成されている。
図示の例の機能領域層２０は、ｎ−ＡｌＧａＮ層２１と、ｎ−ＡｌＧａＮブロック層２２と、ＡｌＧａＩｎＮ発光層２３と、ｐ−ＡｌＧａＮブロック層２４と、ｐ−ＡｌＧａＮ層２５とがこの順で積層されてなる複合層により構成されている。図１において、２６はｐ電極層、２７はｐパッド、２８はｎパッドである。
そして、本発明においては、上記の窒素化合物半導体素子が以下のようにして製造される。
〔第１バッファ層および第２バッファ層の形成〕
先ず、ＣＶＤ装置の処理炉内に基板１０を配置し、処理炉内に流量が１０ｓｌｍの水素ガスを流しながら、炉内温度を例えば１１５０℃に昇温することにより、基板１０のクリーニングを行う。
次いで、炉内圧力を例えば１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を下げて基板温度を９５０℃に設定する。そして、原料ガスとして、流量が８．７μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が１３９２０μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が１６００）を処理炉内に７００秒間供給し、基板１０の表面に気相成長させることにより、厚みが５０ｎｍのＡｌＮ単結晶よりなる第１バッファ層１１を形成する。
〔第１バッファ層および第２バッファ層の形成〕
先ず、ＣＶＤ装置の処理炉内に基板１０を配置し、処理炉内に流量が１０ｓｌｍの水素ガスを流しながら、炉内温度を例えば１１５０℃に昇温することにより、基板１０のクリーニングを行う。
次いで、炉内圧力を例えば１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を下げて基板温度を９５０℃に設定する。そして、原料ガスとして、流量が８．７μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が１３９２０μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が１６００）を処理炉内に７００秒間供給し、基板１０の表面に気相成長させることにより、厚みが５０ｎｍのＡｌＮ単結晶よりなる第１バッファ層１１を形成する。
次いで、トリメチルアルミニウムの供給を停止した後、炉内温度を昇温して基板温度を１３００℃に設定する。そして、原料ガスとして、流量が５０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が２２０００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が４４０）を処理炉内に４０分間供給し、第１バッファ層１１の表面に気相成長させることにより、厚みが１μｍのＡｌＮ単結晶よりなる第２バッファ層１２を形成する。
〔機能領域層の形成〕
炉内圧力を３０ｋＰａとし、キャリアガスとして流量が１５ｓｌｍの窒素ガスおよび流量が１２ｓｌｍの水素ガスを流しながら、炉内温度を１１５０℃に昇温し、原料ガスとして、流量が１００μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルガリウム、流量が１８μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウム、流量が２５００００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア、および流量が０．０１３μｍｏｌ／ｍｉｎのテトラエチルシラン（ＴＥＳｉ）を処理炉内に５０分間供給し、第１バッファ層１１の表面に気相成長させることにより、厚みが３μｍ ＡｌとＧａとの組成比が０．１５：０．８５のｎ−ＡｌＧａＮ層２１を形成し、更に、原料ガスのうちトリメチルアルミニウムの流量を３６μｍｏｌ／ｍｉｎに変更して原料ガスを２０秒間供給し、ｎ−ＡｌＧａＮ層２１上に気相成長させることにより、厚みが２０ｎｍでＡｌとＧａとの組成比が０．３：０．７のｎ−ＡｌＧａＮブロック層２２を形成する。 次いで、炉内圧力を６０ｋＰａとし、キャリアガスとして流量が１５ｓｌｍの窒素ガスおよび流量が２５ｓｌｍの水素ガスを流しながら、炉内温度を８５０℃とし、原料ガスとして、流量が１０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルガリウム、流量が０．０２μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウム、流量が３．５μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルインジウム、および流量が３１００００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニアを６０秒間供給し、その後、原料ガスとして、流量が１０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルガリウム、流量が１．０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウム、および流量が３１００００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニアを３００秒間供給し、ｎ−ＡｌＧａＮブロック層２２上に気相成長させることにより、厚みが２ｎｍ井戸層および厚みが１０ｎｍの障壁層よりなる４周期の量子井戸構造を有するＡｌＧａＩｎＮ発光層２３を形成する。
次いで、炉内圧力を６０ｋＰａに保持し、キャリアガスとして流量が１５ｓｌｍの窒素ガスおよび流量が２５ｓｌｍの水素ガスを流しながら、炉内温度を１０５０℃とし、原料ガスとして、流量が１００μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルガリウム、流量が３６μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウム、流量０．２６μｍｏｌ／ｍｉｎのビスシクロペンタジエニルマグネシウム、および流量が２５００００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニアを２０秒間供給し、ＡｌＧａＩｎＮ発光層２３上に気相成長させることにより、厚みが２０ｎｍでＡｌとＧａとの組成比が０．３：０．７のｐ−ＡｌＧａＮブロック層２４を形成し、更に、原料ガスのうちトリメチルアルミニウムの流量を１８μｍｏｌ／ｍｉｎに変更して原料ガスを１００秒間供給し、ｐ−ＡｌＧａＮブロック層２４上に気相成長させることにより、厚みが１００ｎｍでＡｌとＧａとの組成比が０．１５：０．８５のｐ−ＡｌＧａＮ層２５を形成する。
炉内圧力を３０ｋＰａとし、キャリアガスとして流量が１５ｓｌｍの窒素ガスおよび流量が１２ｓｌｍの水素ガスを流しながら、炉内温度を１１５０℃に昇温し、原料ガスとして、流量が１００μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルガリウム、流量が１８μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウム、流量が２５００００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア、および流量が０．０１３μｍｏｌ／ｍｉｎのテトラエチルシラン（ＴＥＳｉ）を処理炉内に５０分間供給し、第１バッファ層１１の表面に気相成長させることにより、厚みが３μｍ ＡｌとＧａとの組成比が０．１５：０．８５のｎ−ＡｌＧａＮ層２１を形成し、更に、原料ガスのうちトリメチルアルミニウムの流量を３６μｍｏｌ／ｍｉｎに変更して原料ガスを２０秒間供給し、ｎ−ＡｌＧａＮ層２１上に気相成長させることにより、厚みが２０ｎｍでＡｌとＧａとの組成比が０．３：０．７のｎ−ＡｌＧａＮブロック層２２を形成する。 次いで、炉内圧力を６０ｋＰａとし、キャリアガスとして流量が１５ｓｌｍの窒素ガスおよび流量が２５ｓｌｍの水素ガスを流しながら、炉内温度を８５０℃とし、原料ガスとして、流量が１０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルガリウム、流量が０．０２μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウム、流量が３．５μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルインジウム、および流量が３１００００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニアを６０秒間供給し、その後、原料ガスとして、流量が１０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルガリウム、流量が１．０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウム、および流量が３１００００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニアを３００秒間供給し、ｎ−ＡｌＧａＮブロック層２２上に気相成長させることにより、厚みが２ｎｍ井戸層および厚みが１０ｎｍの障壁層よりなる４周期の量子井戸構造を有するＡｌＧａＩｎＮ発光層２３を形成する。
次いで、炉内圧力を６０ｋＰａに保持し、キャリアガスとして流量が１５ｓｌｍの窒素ガスおよび流量が２５ｓｌｍの水素ガスを流しながら、炉内温度を１０５０℃とし、原料ガスとして、流量が１００μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルガリウム、流量が３６μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウム、流量０．２６μｍｏｌ／ｍｉｎのビスシクロペンタジエニルマグネシウム、および流量が２５００００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニアを２０秒間供給し、ＡｌＧａＩｎＮ発光層２３上に気相成長させることにより、厚みが２０ｎｍでＡｌとＧａとの組成比が０．３：０．７のｐ−ＡｌＧａＮブロック層２４を形成し、更に、原料ガスのうちトリメチルアルミニウムの流量を１８μｍｏｌ／ｍｉｎに変更して原料ガスを１００秒間供給し、ｐ−ＡｌＧａＮブロック層２４上に気相成長させることにより、厚みが１００ｎｍでＡｌとＧａとの組成比が０．１５：０．８５のｐ−ＡｌＧａＮ層２５を形成する。
次いで、フォトリソグラフィおよびＩＣＰ装置によりフォトエッチング処理を施して、ｎ−ＡｌＧａＮ層２１の表面を露出させる。そして、ｐ−ＡｌＧａＮ層２５上に、それぞれ厚みが５ｎｍのＮｉ層およびＡｕ層よりなるｐ電極層２６を形成した後、このｐ電極２６層およびｎ−ＡｌＧａＮ層２１の表面に、Ａｌを蒸着することにより、ｐパッド２７およびｎパッド２８を形成し、５００℃の大気中で２０分間アニール処理を行うことにより、窒素化合物半導体素子（ＬＥＤ）が得られる。 このＬＥＤの発光波長は３６０ｎｍ、出力は２ｍＷである。
以上において、第１バッファ層１１および第２バッファ層１２を形成するための原料ガスとして、トリメチルガリウムを加えたものを用いることができ、これにより、それぞれＡｌＧａＮ単結晶よりなる第１バッファ層１１および第２バッファ層１２を形成することができる。
本発明の窒素化合物半導体素子をＬＥＤに適用する場合には、第１バッファ層１１および第２バッファ層１２のバンドギャップエネルギーが、機能領域層２０におけるＡｌＧａＩｎＮ発光層２３のバンドギャップエネルギーよりも大きくなるよう、第１バッファ層１１および第２バッファ層１２の各々の組成比が選択される。
また、本発明の窒素化合物半導体素子は、ＬＥＤに限定されず、ＬＤなどの他の発光素子、フォトダイオード等の受光素子、トランジスタなどに適用することができる。
また、本発明の窒素化合物半導体素子は、ＬＥＤに限定されず、ＬＤなどの他の発光素子、フォトダイオード等の受光素子、トランジスタなどに適用することができる。
図２は、ＡｌＧａＩｎＮ混晶におけるバンドギャップエネルギーとｃ軸格子定数との関係を示す図である。ＡｌＧａＩｎＮ混晶のバンドギャップエネルギーと格子定数との関係では、同一のバンドギャップエネルギーではＡｌＮとＧａＮとを結んだ線上にある組成、すなわちＡｌx1Ｇａ1-x1Ｎ（但し、０≦ｘ１≦１）が最も格子定数が小さくなる。
更に、そのバンドギャップエネルギーよりも大きなエネルギーを有するＡｌx2Ｇａ1-x2Ｎ（ｘ１＜ｘ２）は、Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ（但し、０≦ｘ＜１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）において確実に格子定数が小さくなる。そのため、ＡｌＧａＩｎＮ発光層からの光を吸収せず、かつ、格子定数もＡｌＧａＩｎＮ発光層よりも小さくなるために引っ張り応力によるクラックの発生も抑えることができる。
また、Ａｌ1-x Ｇａx Ｎ（但し、０≦ｘ＜１）よりなる第１バッファ層および第２バッファ層のバンドギャップエネルギーがＡｌＧａＩｎＮ発光層のバンドギャップエネルギーよりも小さい場合には、第１バッファ層および第２バッファ層がＡｌＧａＩｎＮ発光層からの光を吸収するために発光効率低下の原因となる。第１バッファ層および第２バッファ層の格子定数がＡｌＧａＩｎＮ発光層の格子定数より大きい場合には、素子全体に引っ張り応力が与えられるために、クラックの発生を引き起こす。
更に、そのバンドギャップエネルギーよりも大きなエネルギーを有するＡｌx2Ｇａ1-x2Ｎ（ｘ１＜ｘ２）は、Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ（但し、０≦ｘ＜１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）において確実に格子定数が小さくなる。そのため、ＡｌＧａＩｎＮ発光層からの光を吸収せず、かつ、格子定数もＡｌＧａＩｎＮ発光層よりも小さくなるために引っ張り応力によるクラックの発生も抑えることができる。
また、Ａｌ1-x Ｇａx Ｎ（但し、０≦ｘ＜１）よりなる第１バッファ層および第２バッファ層のバンドギャップエネルギーがＡｌＧａＩｎＮ発光層のバンドギャップエネルギーよりも小さい場合には、第１バッファ層および第２バッファ層がＡｌＧａＩｎＮ発光層からの光を吸収するために発光効率低下の原因となる。第１バッファ層および第２バッファ層の格子定数がＡｌＧａＩｎＮ発光層の格子定数より大きい場合には、素子全体に引っ張り応力が与えられるために、クラックの発生を引き起こす。
〈実験例１〉 ＣＶＤ装置の処理炉内にｃ面サファイア基板を配置し、処理炉内に流量が１０ｓｌｍの水素ガスを流しながら、炉内温度を例えば１１５０℃に昇温することにより、ｃ面サファイア基板のクリーニングを行った。
次いで、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を下げて基板温度を９５０℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が８．７μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が１３９２０μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が１６００）を処理炉内に１４００秒間供給し、ｃ面サファイア基板の表面に気相成長させることにより、厚みが１００ｎｍのＡｌＮ単結晶よりなる第１バッファ層を形成した。得られた第１バッファ層のＸＲＤ半値幅を測定した。
次いで、ＣＶＤ装置の処理炉内に、第１バッファ層が形成されたｃ面サファイア基板を配置し、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を昇温して基板温度を１３００℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が５０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が２２０００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が４４０）を処理炉内に４０分間供給し、第１バッファ層１１の表面に気相成長させることにより、厚みが１μｍのＡｌＮ単結晶よりなる第２バッファ層を形成した。得られた第２バッファ層のＸＲＤ半値幅を測定した。
また、第１バッファ層の形成において、基板温度を、８００℃〜１２５０℃の範囲で変更した以外は、上記と同様にして第１バッファ層および第２バッファ層を形成し、それぞれのＸＲＤ半値幅を測定した。
ＸＲＤ半値幅の測定結果を図３に示す。
次いで、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を下げて基板温度を９５０℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が８．７μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が１３９２０μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が１６００）を処理炉内に１４００秒間供給し、ｃ面サファイア基板の表面に気相成長させることにより、厚みが１００ｎｍのＡｌＮ単結晶よりなる第１バッファ層を形成した。得られた第１バッファ層のＸＲＤ半値幅を測定した。
次いで、ＣＶＤ装置の処理炉内に、第１バッファ層が形成されたｃ面サファイア基板を配置し、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を昇温して基板温度を１３００℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が５０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が２２０００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が４４０）を処理炉内に４０分間供給し、第１バッファ層１１の表面に気相成長させることにより、厚みが１μｍのＡｌＮ単結晶よりなる第２バッファ層を形成した。得られた第２バッファ層のＸＲＤ半値幅を測定した。
また、第１バッファ層の形成において、基板温度を、８００℃〜１２５０℃の範囲で変更した以外は、上記と同様にして第１バッファ層および第２バッファ層を形成し、それぞれのＸＲＤ半値幅を測定した。
ＸＲＤ半値幅の測定結果を図３に示す。
図３の結果から、第１バッファ層形成工程において、基板温度が８００℃から９５０℃の範囲では、温度が上昇するに従って、得られる第１バッファ層のＸＲＤ半値幅が小さくなることが確認された。これは、基板温度の上昇に伴い、得られる第１バッファ層の結晶状態がアモルファスライクな状態から単結晶状態となっているためと考えられる。
また、基板温度が９５０℃から１１００℃の範囲では、温度が上昇するに従って、得られる第１バッファ層のＸＲＤ半値幅が大きくなることが確認された。これは、基板温度が９５０℃付近では、気相成長のモードが２次元的な平面成長モードであるのに対し、基板温度が上昇することにより、気相成長のモードがグレイン状の結晶粒の集合体のモードに移行し、グレイン同士が互いに干渉し歪を生じさせるためと考えられる。
更に、基板温度が１１００℃以上では、温度が上昇するに従って、得られる第１バッファ層のＸＲＤ半値幅が小さくなることが確認された。これは、本来のＡｌＮの成長温度に近づいたために結晶性の改善が行われたためであると考えられる。
また、第２バッファ層のＸＲＤ半値幅は、第１バッファ層のＸＲＤ半値幅が大小に従って変化しており、第１バッファ層のＸＲＤ半値幅に依存することが理解される。
そして、第１バッファ層形成工程において、基板温度が９００〜９７５℃となる条件で気相成長することにより、半値幅が１５０ｓｅｃ以下、すなわち結晶性に優れた第１バッファ層および第２バッファ層が形成されることが確認された。
また、基板温度が９５０℃から１１００℃の範囲では、温度が上昇するに従って、得られる第１バッファ層のＸＲＤ半値幅が大きくなることが確認された。これは、基板温度が９５０℃付近では、気相成長のモードが２次元的な平面成長モードであるのに対し、基板温度が上昇することにより、気相成長のモードがグレイン状の結晶粒の集合体のモードに移行し、グレイン同士が互いに干渉し歪を生じさせるためと考えられる。
更に、基板温度が１１００℃以上では、温度が上昇するに従って、得られる第１バッファ層のＸＲＤ半値幅が小さくなることが確認された。これは、本来のＡｌＮの成長温度に近づいたために結晶性の改善が行われたためであると考えられる。
また、第２バッファ層のＸＲＤ半値幅は、第１バッファ層のＸＲＤ半値幅が大小に従って変化しており、第１バッファ層のＸＲＤ半値幅に依存することが理解される。
そして、第１バッファ層形成工程において、基板温度が９００〜９７５℃となる条件で気相成長することにより、半値幅が１５０ｓｅｃ以下、すなわち結晶性に優れた第１バッファ層および第２バッファ層が形成されることが確認された。
図４は、基板温度が９５０℃による第１バッファ層の表面の電子顕微鏡写真であり、図５は、基板温度が１０５０℃による第１バッファ層の表面の電子顕微鏡写真である。これらの図から明らかなように、基板温度が９５０℃による第１バッファ層は表面が平坦なものであり、これに対して、基板温度が１０５０℃による第１バッファ層は表面に凹凸が形成されたものであることが確認された。
図６は、基板温度が９５０℃による第１バッファ層上に形成された第２バッファ層の表面の原子力間顕微鏡像であり、図７は、基板温度が１０５０℃による第１バッファ層上に形成された第２バッファ層の表面の原子力間顕微鏡像である。これらの図から明らかなように、基板温度が９５０℃による第１バッファ層上に形成された第２バッファ層は表面が平坦なものであり、これに対して、基板温度が１０５０℃による第１バッファ層上に形成された第２バッファ層は表面に凹凸が形成されたものであることが確認された。
また、基板温度が９５０℃による第１バッファ層上に形成された第２バッファ層の表面のＲＭＳ（Ｒｏｏｔ ｍｅａｎ ｓｑｕａｒｅ）を測定したところ、０．１６ｎｍであり、基板温度が１０５０℃による第１バッファ層上に形成された第２バッファ層の表面のＲＭＳを測定したところ、６．０ｎｍであった。
図６は、基板温度が９５０℃による第１バッファ層上に形成された第２バッファ層の表面の原子力間顕微鏡像であり、図７は、基板温度が１０５０℃による第１バッファ層上に形成された第２バッファ層の表面の原子力間顕微鏡像である。これらの図から明らかなように、基板温度が９５０℃による第１バッファ層上に形成された第２バッファ層は表面が平坦なものであり、これに対して、基板温度が１０５０℃による第１バッファ層上に形成された第２バッファ層は表面に凹凸が形成されたものであることが確認された。
また、基板温度が９５０℃による第１バッファ層上に形成された第２バッファ層の表面のＲＭＳ（Ｒｏｏｔ ｍｅａｎ ｓｑｕａｒｅ）を測定したところ、０．１６ｎｍであり、基板温度が１０５０℃による第１バッファ層上に形成された第２バッファ層の表面のＲＭＳを測定したところ、６．０ｎｍであった。
〈実験例２〉 ＣＶＤ装置の処理炉内にｃ面サファイア基板を配置し、処理炉内に流量が１０ｓｌｍの水素ガスを流しながら、炉内温度を例えば１１５０℃に昇温することにより、ｃ面サファイア基板のクリーニングを行った。
次いで、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を下げて基板温度を９５０℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が８．７μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が１３９２０μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が１６００）を処理炉内に７００秒間供給し、ｃ面サファイア基板の表面に気相成長させることにより、厚みが５０ｎｍのＡｌＮ単結晶よりなる第１バッファ層を形成した。
次いで、ＣＶＤ装置の処理炉内に、第１バッファ層が形成されたｃ面サファイア基板を配置し、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を昇温して基板温度を１３００℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が５０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が２２０００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が４４０）を処理炉内に４０分間供給し、第１バッファ層１１の表面に気相成長させることにより、厚みが１μｍのＡｌＮ単結晶よりなる第２バッファ層を形成した。得られた第２バッファ層のＸＲＤ半値幅を測定した。
また、第１バッファ層の形成において、原料ガスのＶ／III 比を変化させたこと以外は、上記と同様にして第１バッファ層および第２バッファ層を形成し、それぞれのＸＲＤ半値幅を測定した。
ＸＲＤ半値幅の測定結果を図８に示す。
次いで、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を下げて基板温度を９５０℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が８．７μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が１３９２０μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が１６００）を処理炉内に７００秒間供給し、ｃ面サファイア基板の表面に気相成長させることにより、厚みが５０ｎｍのＡｌＮ単結晶よりなる第１バッファ層を形成した。
次いで、ＣＶＤ装置の処理炉内に、第１バッファ層が形成されたｃ面サファイア基板を配置し、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を昇温して基板温度を１３００℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が５０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が２２０００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が４４０）を処理炉内に４０分間供給し、第１バッファ層１１の表面に気相成長させることにより、厚みが１μｍのＡｌＮ単結晶よりなる第２バッファ層を形成した。得られた第２バッファ層のＸＲＤ半値幅を測定した。
また、第１バッファ層の形成において、原料ガスのＶ／III 比を変化させたこと以外は、上記と同様にして第１バッファ層および第２バッファ層を形成し、それぞれのＸＲＤ半値幅を測定した。
ＸＲＤ半値幅の測定結果を図８に示す。
図８の結果から明らかなように、 第１バッファ層の形成工程における原料ガスのＶ／III 比が約２０００以下では、Ｖ／III 比が高くなるに従って、得られる第２バッファ層のＸＲＤ半値幅が小さくなることが理解され、Ｖ／III 比が１０００以上であれば、ＸＲＤ半値幅が１５０ｓｅｃ以下、すなわち結晶性に優れた第２バッファ層が得られることが確認された。
〈実験例３〉 ＣＶＤ装置の処理炉内にｃ面サファイア基板を配置し、処理炉内に流量が１０ｓｌｍの水素ガスを流しながら、炉内温度を例えば１１５０℃に昇温することにより、ｃ面サファイア基板のクリーニングを行った。
次いで、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を下げて基板温度を９５０℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が８．７μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が１３９２０μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が１６００）を処理炉内に７００秒間供給し、ｃ面サファイア基板の表面に気相成長させることにより、厚みが５０ｎｍのＡｌＮ単結晶よりなる第１バッファ層を形成した。
次いで、ＣＶＤ装置の処理炉内に、第１バッファ層が形成されたｃ面サファイア基板を配置し、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を昇温して基板温度を１１５０℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が５０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が２２０００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が４４０）を処理炉内に４０分間供給し、第１バッファ層１１の表面に気相成長させることにより、厚みが１μｍのＡｌＮ単結晶よりなる第２バッファ層を形成した。得られた第２バッファ層の表面のＲＭＳを測定したところ、０．１６ｎｍであった。
また、第２バッファ層の形成において、基板温度を１１５０℃から１１００℃に変更したこと以外は、上記と同様にして第１バッファ層および第２バッファ層を形成し、得られた第２バッファ層の表面のＲＭＳを測定したところ、３．８ｎｍであり、平坦な表面を有する第２バッファ層を形成することができなかった。
次いで、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を下げて基板温度を９５０℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が８．７μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が１３９２０μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が１６００）を処理炉内に７００秒間供給し、ｃ面サファイア基板の表面に気相成長させることにより、厚みが５０ｎｍのＡｌＮ単結晶よりなる第１バッファ層を形成した。
次いで、ＣＶＤ装置の処理炉内に、第１バッファ層が形成されたｃ面サファイア基板を配置し、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を昇温して基板温度を１１５０℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が５０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が２２０００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が４４０）を処理炉内に４０分間供給し、第１バッファ層１１の表面に気相成長させることにより、厚みが１μｍのＡｌＮ単結晶よりなる第２バッファ層を形成した。得られた第２バッファ層の表面のＲＭＳを測定したところ、０．１６ｎｍであった。
また、第２バッファ層の形成において、基板温度を１１５０℃から１１００℃に変更したこと以外は、上記と同様にして第１バッファ層および第２バッファ層を形成し、得られた第２バッファ層の表面のＲＭＳを測定したところ、３．８ｎｍであり、平坦な表面を有する第２バッファ層を形成することができなかった。
〈実験例４〉 ＣＶＤ装置の処理炉内にｃ面サファイア基板を配置し、処理炉内に流量が１０ｓｌｍの水素ガスを流しながら、炉内温度を例えば１１５０℃に昇温することにより、ｃ面サファイア基板のクリーニングを行った。
次いで、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を下げて基板温度を９５０℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が８．７μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が１３９２０μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が１６００）を処理炉内に７００秒間供給し、ｃ面サファイア基板の表面に気相成長させることにより、厚みが５０ｎｍのＡｌＮ単結晶よりなる第１バッファ層を形成した。
次いで、ＣＶＤ装置の処理炉内に、第１バッファ層が形成されたｃ面サファイア基板を配置し、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を昇温して基板温度を１１５０℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が５０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が２２０００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が４４０）を処理炉内に４０分間供給し、第１バッファ層１１の表面に気相成長させることにより、厚みが１μｍのＡｌＮ単結晶よりなる第２バッファ層を形成した。得られた第２バッファ層の表面のＲＭＳを測定したところ、０．１６ｎｍであった。
また、第２バッファ層の形成において、それぞれ原料ガスのＶ／III 比を１００、２０００に変化させたこと以外は、上記と同様にして第１バッファ層および第２バッファ層を形成し、得られた第２バッファ層の表面のＲＭＳを測定したところ、Ｖ／III 比が１００ではＲＭＳの値が６．１ｎｍ、Ｖ／III 比が２０００ではＲＭＳの値が３．９ｎｍであり、いずれも平坦な表面を有する第２バッファ層を形成することができなかった。
次いで、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を下げて基板温度を９５０℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が８．７μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が１３９２０μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が１６００）を処理炉内に７００秒間供給し、ｃ面サファイア基板の表面に気相成長させることにより、厚みが５０ｎｍのＡｌＮ単結晶よりなる第１バッファ層を形成した。
次いで、ＣＶＤ装置の処理炉内に、第１バッファ層が形成されたｃ面サファイア基板を配置し、炉内圧力を１０ｋＰａとし、処理炉内にキャリアガスとして流量がそれぞれ８ｓｌｍの窒素ガスおよび水素ガスを流しながら、炉内温度を昇温して基板温度を１１５０℃に設定した。そして、原料ガスとして、流量が５０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルアルミニウムおよび流量が２２０００μｍｏｌ／ｍｉｎのアンモニア（Ｖ／III 比が４４０）を処理炉内に４０分間供給し、第１バッファ層１１の表面に気相成長させることにより、厚みが１μｍのＡｌＮ単結晶よりなる第２バッファ層を形成した。得られた第２バッファ層の表面のＲＭＳを測定したところ、０．１６ｎｍであった。
また、第２バッファ層の形成において、それぞれ原料ガスのＶ／III 比を１００、２０００に変化させたこと以外は、上記と同様にして第１バッファ層および第２バッファ層を形成し、得られた第２バッファ層の表面のＲＭＳを測定したところ、Ｖ／III 比が１００ではＲＭＳの値が６．１ｎｍ、Ｖ／III 比が２０００ではＲＭＳの値が３．９ｎｍであり、いずれも平坦な表面を有する第２バッファ層を形成することができなかった。
１０ 基板
１１ 第１バッファ層
１２ 第２バッファ層
２０ 機能領域層
２１ ｎ−ＡｌＧａＮ層
２２ ｎ−ＡｌＧａＮブロック層
２３ ＡｌＧａＩｎＮ発光層
２４ ｐ−ＡｌＧａＮブロック層
２５ ｐ−ＡｌＧａＮ層
２６ ｐ電極層
２７ ｐパッド
２８ ｎパッド
１１ 第１バッファ層
１２ 第２バッファ層
２０ 機能領域層
２１ ｎ−ＡｌＧａＮ層
２２ ｎ−ＡｌＧａＮブロック層
２３ ＡｌＧａＩｎＮ発光層
２４ ｐ−ＡｌＧａＮブロック層
２５ ｐ−ＡｌＧａＮ層
２６ ｐ電極層
２７ ｐパッド
２８ ｎパッド
Claims (2)
- 基板上に、気相成長によって、それぞれＡｌ1-x Ｇａx Ｎ（但し、０≦ｘ＜１）よりなる第１バッファ層および第２バッファ層が積層され、当該第２バッファ層上に機能領域層が積層された窒素化合物半導体素子を製造する方法において、
Ｖ／III 比が１０００〜２０００の原料ガスを用い、基板上に、基板温度が９００〜９７５℃となる条件下に気相成長することにより、第１バッファ層を形成する工程と、
Ｖ／III 比が３００〜１０００の原料ガスを用い、前記第１バッファ層上に、基板温度が１１５０〜１３００℃となる条件下に気相成長することにより、第２バッファ層を形成する工程と
を有することを特徴とする窒素化合物半導体素子の製造方法。 - 前記基板がサファイア基板であることを特徴とする請求項１に記載の窒素化合物半導体素子の製造方法。
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