JP7260089B2

JP7260089B2 - nitride semiconductor

Info

Publication number: JP7260089B2
Application number: JP2018211573A
Authority: JP
Inventors: 素顕岩谷; 雄太川瀬; 章岩山; 哲也竹内; 智上山; 勇赤▲崎▼; 秀人三宅
Original assignee: Mie University NUC; Meijo University
Current assignee: Mie University NUC; Meijo University
Priority date: 2018-11-09
Filing date: 2018-11-09
Publication date: 2023-04-18
Anticipated expiration: 2038-11-09
Also published as: JP2020075842A

Description

本発明は窒化物半導体に関するものである。 The present invention relates to nitride semiconductors.

紫外発光デバイス、特に紫外半導体レーザにおいて、素子の特性や寿命に大きく影響を与える結晶欠陥を低減させることは極めて重要な課題である。紫外発光デバイスは、一般的には、ＡｌＮ結晶を下地にして成長させたＡｌＧａＮ系窒化物半導体結晶を用いて作製される。
例えば、特許文献１には、サファイア基板の表面にＡｌＮ核形成を行った後、ＡｌＮ核を埋め込んで貫通転位を低減し、その後、縦方向に高速に結晶成長させることを繰り返すことによって得られた品質の良好なＡｌＮ層を下地として、その上にＡｌＮのモル分率が０．７以上の品質の良好なＡｌＧａＮ層を形成することが開示されている。 In ultraviolet light emitting devices, particularly ultraviolet semiconductor lasers, it is extremely important to reduce crystal defects that greatly affect the characteristics and life of the device. Ultraviolet light emitting devices are generally manufactured using AlGaN-based nitride semiconductor crystals grown on AlN crystals.
For example, in Patent Document 1, after forming AlN nuclei on the surface of a sapphire substrate, AlN nuclei are embedded to reduce threading dislocations, and then crystal growth is repeated in the vertical direction at high speed. It is disclosed that a high-quality AlN layer is used as a base layer, and a high-quality AlGaN layer having an AlN molar fraction of 0.7 or more is formed thereon.

特開２００９－５４７８０号公報JP-A-2009-54780 H.Miyake, C.Lin, K.Tokoro, K.Hiramatsu"Preparation of high-quality AlN on sapphire by high-temperature face-to-face annealing"、Journal of Crystal Growth ２０１６年 Vol．４５６、P．１５５－１５９H.Miyake, C.Lin, K.Tokoro, K.Hiramatsu "Preparation of high-quality AlN on sapphire by high-temperature face-to-face annealing", Journal of Crystal Growth 2016 Vol. 456, P.S. 155-159

しかし、特許文献１におけるＡｌＮ層は、作製する際に結晶成長させる装置内への材料の供給を変化させる必要があり手間がかかる。また、ＡｌＧａＮ層のＡｌＮのモル分率が小さい（０．７未満）ＡｌＧａＮ層の成長においては、下地であるＡｌＮ層と格子定数が大きく異なるため下地であるＡｌＮ層と同等の品質のＡｌＧａＮ層の成長は困難である。
非特許文献１に示すように、発明者はサファイア基板の上にスパッタ法を用いてＡｌＮ層を結晶成長させ、高温（窒素雰囲気中、１７００℃、３時間）でアニールすることで低欠陥のＡｌＮ結晶を作製する技術を開発した。このＡｌＮ層は結晶欠陥が１×１０⁹／ｃｍ²以下であり高品質である。しかし、このＡｌＮ層の表面にＡｌＧａＮ層を積層して結晶成長させると、格子定数の違いによりＡｌＧａＮ層に圧縮応力がかかることによって格子緩和が生じ、ＡｌＧａＮ層内において、ＡｌＮ層とＡｌＧａＮ層との界面から結晶欠陥が生じる。そのため、サファイア基板の上にスパッタ法を用いてＡｌＮ層を結晶成長させて高温でアニールしたＡｌＮ層の上に後述する図１に示す構造を作製した場合、結晶表面における欠陥密度は、サファイア基板上にＭＯＣＶＤ法等を用いて積層した欠陥の多いＡｌＮ層の表面に同様の構造（後述する図１に示す構造）を結晶成長した場合と同等（３～５×１０⁹／ｃｍ²）であることがわかった。 However, the AlN layer in Patent Literature 1 requires changing the supply of materials into the apparatus for crystal growth during fabrication, which is time-consuming. Further, in the growth of an AlGaN layer having a small AlN mole fraction (less than 0.7), the lattice constant of the underlying AlN layer is significantly different from that of the underlying AlN layer. Growth is difficult.
As shown in Non-Patent Document 1, the inventor crystal-grown an AlN layer on a sapphire substrate using a sputtering method, and annealed it at a high temperature (in a nitrogen atmosphere, 1700°C for 3 hours) to obtain a low-defect AlN layer. We have developed a technique for producing crystals. This AlN layer has crystal defects of 1×10 ⁹ /cm ² or less and is of high quality. However, when an AlGaN layer is laminated on the surface of this AlN layer and crystal growth is performed, a compressive stress is applied to the AlGaN layer due to a difference in lattice constant, which causes lattice relaxation, and the AlN layer and the AlGaN layer are separated from each other within the AlGaN layer. Crystal defects arise from the interface. Therefore, when the AlN layer is crystal-grown on a sapphire substrate using a sputtering method and the structure shown in FIG. It should be equivalent (3 to 5×10 ⁹ /cm ² ) to the case where a similar structure (the structure shown in FIG. 1 to be described later) is crystal-grown on the surface of the AlN layer with many defects laminated using the MOCVD method or the like. I found out.

本発明は、上記従来の実情に鑑みてなされたものであって、ＡｌＮを含み下地となる層による影響に関わらず、品質の良好な窒化物半導体を提供することを解決すべき課題としている。 The present invention has been made in view of the above-mentioned conventional circumstances, and an object to be solved is to provide a nitride semiconductor of good quality regardless of the influence of the underlying layer containing AlN.

本発明の窒化物半導体は、
ＡｌＮ又はＡｌＧａＮで形成された第１層と、
前記第１層の表面に積層して結晶成長され、ＡｌＧａＮを含み、ＡｌＮのモル分率が前記第１層より小さく、前記第１層側に位置する界面に転位が集中した複数の転位集中領域、及び前記転位集中領域の表面に積層され、ＡｌＧａＮを含み、ＡｌＮのモル分率が前記第１層より小さく、前記転位集中領域より転位が少ない上層を有する第２層と、
を備えており、
前記転位集中領域、及び前記上層におけるＡｌＮのモル分率は、層の厚み方向において変化していないことを特徴とする。
The nitride semiconductor of the present invention is
a first layer made of AlN or AlGaN;
a plurality of dislocation concentrated regions laminated and crystal-grown on the surface of the first layer, containing AlGaN, having an AlN molar fraction smaller than that of the first layer, and having dislocations concentrated at an interface located on the first layer side; and a second layer deposited on the surface of the dislocation concentrated region and comprising AlGaN and having an upper layer having a lower mole fraction of AlN than the first layer and having fewer dislocations than the dislocation concentrated region;
and
The AlN mole fraction in the dislocation concentrated region and the upper layer is characterized by not changing in the thickness direction of the layer .

この窒化物半導体は、ＡｌＮ又はＡｌＧａＮで形成された下地となる層である第１層の表面に、ＡｌＧａＮを含み、ＡｌＮのモル分率が第１層より小さい第２層を積層して結晶成長すると、格子定数の違いにより、第２層に転位が生じることになる。この窒化物半導体は、第２層に転位集中領域を形成することによって、第２層を積層する初期の段階に転位を集中させておき、さらには、転位集中領域から外側に延びた転位を曲げることで、上層への転位の伝搬を抑えることができる。これにより、この窒化物半導体は発光層等の構造を上層の表面に良好に形成することができる。 In this nitride semiconductor, a second layer containing AlGaN and having a lower mole fraction of AlN than the first layer is laminated on the surface of the first layer, which is a base layer made of AlN or AlGaN, and crystal growth is performed. Then, dislocations occur in the second layer due to the difference in lattice constant. In this nitride semiconductor, by forming a dislocation concentrated region in the second layer, dislocations are concentrated in the initial stage of stacking the second layer, and further, the dislocations extending outward from the dislocation concentrated region are bent. Propagation of dislocations to the upper layer can thus be suppressed. As a result, the nitride semiconductor can satisfactorily form a structure such as a light-emitting layer on the surface of the upper layer.

したがって、本発明の窒化物半導体はＡｌＮを含み下地となる層による影響に関わらず品質が良好である。 Therefore, the nitride semiconductor of the present invention has good quality regardless of the influence of the underlying layer containing AlN.

実施例１の窒化物半導体の構造を示す模式図である。1 is a schematic diagram showing the structure of a nitride semiconductor of Example 1. FIG. 実施例１の窒化物半導体を作製中に、作製中の窒化物半導体の表面に向けて６５８ｎｍの波長の光を照射し、結晶成長する時間に対する、作製中の窒化物半導体の表面からの光の反射率の変化をプロットしたグラフである。During the production of the nitride semiconductor of Example 1, the surface of the nitride semiconductor being produced was irradiated with light having a wavelength of 658 nm, and the light from the surface of the nitride semiconductor being produced was measured against the crystal growth time. It is the graph which plotted the change of reflectance. 実施例１の窒化物半導体を作製中に、スパッタ法を用いたＡｌＮテンプレート基板の表面に積層されたＡｌＧａＮ層の表面にｎ－ＡｌＧａＮ層を１μｍ、３μｍ、５μｍエピタキシャル成長した時におけるそれぞれの結晶表面の顕微鏡写真、及びｎ－ＡｌＧａＮ層を１μｍ、３μｍ、５μｍエピタキシャル成長した時までの反射率の変化をプロットしたグラフである。During the production of the nitride semiconductor of Example 1, the respective crystal surfaces when the n-AlGaN layer was epitaxially grown to 1 μm, 3 μm, and 5 μm on the surface of the AlGaN layer laminated on the surface of the AlN template substrate using the sputtering method. 1 is a micrograph and a graph plotting changes in reflectance when an n-AlGaN layer is epitaxially grown to a thickness of 1 μm, 3 μm, and 5 μm. 実施例１の窒化物半導体の表面をＣＬ測定して得られた画像である。4 is an image obtained by CL measurement of the surface of the nitride semiconductor of Example 1. FIG. 実施例１の窒化物半導体における（１１－２０）面に平行な結晶断面のＴＥＭ画像である。4 is a TEM image of a crystal cross section parallel to the (11-20) plane in the nitride semiconductor of Example 1. FIG. 実施例１～３の窒化物半導体のそれぞれを作製中に、各基板の表面に積層されたＡｌＧａＮ層の表面にｎ－ＡｌＧａＮ層を各々１μｍ、３μｍ、５μｍエピタキシャル成長した時における結晶表面の顕微鏡写真である。Micrographs of crystal surfaces when n-AlGaN layers of 1 μm, 3 μm, and 5 μm were epitaxially grown on the surface of the AlGaN layer laminated on the surface of each substrate during the production of each of the nitride semiconductors of Examples 1 to 3. be. 実施例１～３の窒化物半導体の各基板の表面に積層されたＡｌＧａＮ層の表面にｎ－ＡｌＧａＮ層を各々１μｍ、３μｍ、５μｍエピタキシャル成長した時までの反射率の変化をプロットしたグラフである。5 is a graph plotting changes in reflectance when n-AlGaN layers were epitaxially grown to 1 μm, 3 μm, and 5 μm respectively on the surface of the AlGaN layer laminated on the surface of each nitride semiconductor substrate of Examples 1 to 3. FIG. 実施例１～３の窒化物半導体のそれぞれを作製中に、各基板の表面に積層されたＡｌＧａＮ層の表面にｎ－ＡｌＧａＮ層を各々１μｍ、３μｍ、５μｍエピタキシャル成長した時にＣＬ測定して得られた表面の画像である。1 μm, 3 μm, and 5 μm of n-AlGaN layers were epitaxially grown on the surfaces of the AlGaN layers laminated on the surfaces of the respective substrates during the production of each of the nitride semiconductors of Examples 1 to 3, respectively. It is an image of the surface. 実施例４の窒化物半導体の構造を示す模式図である。FIG. 10 is a schematic diagram showing the structure of the nitride semiconductor of Example 4; 実施例４の窒化物半導体を作製中に、作製中の窒化物半導体の表面に向けて６５８ｎｍの波長の光を照射し、結晶成長する時間に対する、作製中の窒化物半導体の表面からの光の反射率の変化をグラフである。During the production of the nitride semiconductor of Example 4, the surface of the nitride semiconductor being produced was irradiated with light having a wavelength of 658 nm, and the light from the surface of the nitride semiconductor being produced was measured against the crystal growth time. 4 is a graph of changes in reflectance;

本発明における好ましい実施の形態を説明する。 A preferred embodiment of the present invention will be described.

本発明の窒化物半導体の第２層の反射率は、層の厚み方向の中間部が上部、及び下部よりも低くなり得る。この場合、この窒化物半導体の中間部には転位集中領域の先端部が位置し、上部には上層が位置しており、転位集中領域の表面に上層を積層して結晶成長させることによって、反射率が中間部から上部に向けて高くなっている。つまり、この窒化物半導体は、上層を積層して結晶成長することによって上部の結晶性を良好にすることができ、これにより、この窒化物半導体は発光層等の構造を上層の表面に良好に形成することができる。 The reflectance of the second layer of the nitride semiconductor of the present invention can be lower in the middle part in the thickness direction of the layer than in the upper part and the lower part. In this case, the tip of the dislocation concentrated region is located in the middle part of the nitride semiconductor, and the upper layer is located in the upper part. The rate increases from the middle to the top. In other words, this nitride semiconductor can improve the crystallinity of the upper layer by laminating the upper layer and growing the crystal, and thereby the structure of the light-emitting layer and the like can be improved on the surface of the upper layer. can be formed.

次に、本発明の窒化物半導体発光素子を具体化した実施例１～４について、図面を参照しつつ説明する。 Next, Examples 1 to 4 embodying the nitride semiconductor light emitting device of the present invention will be described with reference to the drawings.

＜実施例１＞
今回、発明者らが鋭意検討した結果、ＡｌＮ層の表面側にＡｌＧａＮ層を積層して結晶成長する成長条件として、Ｖ／ＩＩＩ比を高くして、従来に比べて低い成長レートとすることによって、ＡｌＮ層の表面側にＡｌＧａＮ層を積層して結晶成長する初期の段階において、山形状の転位集中領域を含む三次元成長をさせ、その後、二次元成長させることによって、従来に比べて表面の平坦性が向上した高品質なＡｌＧａＮ層を得ることができることを見出した。 <Example 1>
As a result of intensive studies by the inventors, it was found that the growth conditions for crystal growth by laminating the AlGaN layer on the surface side of the AlN layer were to increase the V/III ratio and to make the growth rate lower than in the conventional case. In the initial stage of crystal growth by laminating the AlGaN layer on the surface side of the AlN layer, three-dimensional growth including mountain-shaped dislocation concentrated regions is performed, and then two-dimensional growth is performed, thereby increasing the surface area compared to the conventional art. It was found that a high-quality AlGaN layer with improved flatness can be obtained.

実施例１の窒化物半導体１は、図１に示すように、サファイア基板１０Ａ、第１層であるＡｌＮ層１０Ｂ、第１層であるＡｌＧａＮ層１１、第２層であるｎ－ＡｌＧａＮ層１２、発光層１３を備えている。発光層１３は第１ガイド層１３Ａ、２重量子井戸活性層１３Ｂ、及び第２ガイド層１３Ｃを備えている。窒化物半導体１は結晶欠陥のレベルを確認するためのテスト構造であり、発光層１３として機能する２重量子井戸活性層１３Ｂの表面に位置する第２ガイド層１３Ｃまでの結晶成長を行ったものである。
実施例１の窒化物半導体１は、ＭＯＣＶＤ法（有機金属気相成長法）を用いて積層して結晶成長する。 As shown in FIG. 1, the nitride semiconductor 1 of Example 1 includes a sapphire substrate 10A, a first AlN layer 10B, a first AlGaN layer 11, a second n-AlGaN layer 12, A light-emitting layer 13 is provided. The light emitting layer 13 includes a first guide layer 13A, a double quantum well active layer 13B, and a second guide layer 13C. The nitride semiconductor 1 is a test structure for confirming the level of crystal defects, and crystal growth is performed up to the second guide layer 13C located on the surface of the double quantum well active layer 13B functioning as the light emitting layer 13. is.
The nitride semiconductor 1 of Example 1 is laminated and crystal-grown using MOCVD (metal organic chemical vapor deposition).

サファイア基板１０ＡはＣ面（（０００１）面）が表面（表は図１における上側である、以下同じ）である。ＡｌＮ層１０Ｂはサファイア基板１０Ａの表面に、スパッタ法を用いて積層される。ＡｌＮ層１０ＢはＡｌＮで形成されている。ＡｌＮ層１０ＢはＡｌＮのモル分率が１である。ＡｌＮ層１０Ｂの厚みは１７５ｎｍである。ＡｌＮ層１０Ｂを積層したところで、Ｎ₂（窒素）雰囲気中で１７００℃、３時間アニールを行う。こうして、サファイア基板１０Ａ、及びＡｌＮ層１０Ｂを有するスパッタ法を用いたＡｌＮテンプレート基板１０（以下、スパッタ－テンプレート基板１０ともいう）を作製する。その後、ＭＯＣＶＤ法を用いて層構造を形成する。 The surface of the sapphire substrate 10A is the C plane ((0001) plane) (the table is the upper side in FIG. 1, the same applies hereinafter). The AlN layer 10B is laminated on the surface of the sapphire substrate 10A using a sputtering method. The AlN layer 10B is made of AlN. The AlN layer 10B has a molar fraction of AlN of one. The AlN layer 10B has a thickness of 175 nm. After laminating the AlN layer 10B, annealing is performed at 1700° C. for 3 hours in an N ₂ (nitrogen) atmosphere. In this way, an AlN template substrate 10 (hereinafter also referred to as a sputtering template substrate 10) having a sapphire substrate 10A and an AlN layer 10B using a sputtering method is manufactured. After that, a layer structure is formed using the MOCVD method.

ＭＯＣＶＤ法を実行することができる反応炉（以下、反応炉ともいう）内にスパッタ－テンプレート基板１０を配置し、スパッタ－テンプレート基板１０の表面にＮ（窒素）原料であるＮＨ₃（アンモニア）を流しながら（以下、供給は停止しない）、Ｈ₂（水素）雰囲気中で、スパッタ－テンプレート基板１０の温度を１１５０℃まで昇温した後、１０分間保持する。 A sputtering template substrate 10 is placed in a reactor (hereinafter also referred to as a reactor) capable of executing the MOCVD method, and NH ₃ (ammonia), which is an N (nitrogen) raw material, is applied to the surface of the sputtering template substrate 10. The temperature of the sputtering template substrate 10 is raised to 1150° C. in an atmosphere of H ₂ (hydrogen) while flowing (hereinafter, the supply is not stopped), and then held for 10 minutes.

次に、ＡｌＮ層１０Ｂの表面にＡｌＧａＮ層１１を積層して結晶成長する。ＡｌＧａＮ層１１の厚みは１μｍである。ＡｌＧａＮ層１１は、スパッタ－テンプレート基板１０の温度を１１５０℃にした状態で、Ｇａ（ガリウム）原料のＴＭＧａ（トリメチルガリウム）、及びＡｌ（アルミニウム）原料のＴＭＡｌ（トリメチルアルミニウム）を反応炉内に供給して形成する。ＡｌＧａＮ層１１はＡｌＮにＧａＮを少量添加したものであり、ＡｌＮのモル分率が０．９９である。ＡｌＧａＮ層１１はＡｌＧａＮで形成されている。ＡｌＧａＮ層１１は結晶表面の平坦性向上を目的としてＡｌＮにＧａを１％添加しているが、Ｇａを添加せずＡｌＮでもよい。 Next, the AlGaN layer 11 is stacked on the surface of the AlN layer 10B and crystal-grown. The AlGaN layer 11 has a thickness of 1 μm. The AlGaN layer 11 is formed by supplying TMGa (trimethylgallium) as a Ga (gallium) source and TMAl (trimethylaluminum) as an Al (aluminum) source into the reactor while the temperature of the sputtering template substrate 10 is set to 1150°C. to form. The AlGaN layer 11 is made by adding a small amount of GaN to AlN, and the molar fraction of AlN is 0.99. The AlGaN layer 11 is made of AlGaN. Although 1% Ga is added to AlN for the purpose of improving the flatness of the crystal surface, the AlGaN layer 11 may be AlN without adding Ga.

次に、ＡｌＧａＮ層１１の表面にｎ－ＡｌＧａＮ層１２を積層して結晶成長する。ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みは５μｍである。ｎ－ＡｌＧａＮ層１２はＡｌＮ層１０Ｂの表面側に積層して結晶成長される。先ず、スパッタ－テンプレート基板１０の温度を１１３０℃まで降温し、所定の温度に達したら、ＡｌＮのモル分率が０．６になるようにＮ₂、ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、及びドナーとなるＳｉ原料であるＳｉＨ₄（シラン）を反応炉内に供給する。この時、Ｖ／ＩＩＩ比は８００～１２００として、成長レートを０．８～１．２μｍ／ｈとし、低く抑える。ｎ－ＡｌＧａＮ層１２におけるＳｉの添加濃度は３×１０¹⁸ｃｍ^-3になるように原料の供給流量を調整する。つまり、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２はＡｌＧａＮを含み、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２のＡｌＮのモル分率はＡｌＮ層１０Ｂ、及びＡｌＧａＮ層１１より小さい。 Next, the n-AlGaN layer 12 is stacked on the surface of the AlGaN layer 11 and crystal-grown. The thickness of the n-AlGaN layer 12 is 5 μm. The n-AlGaN layer 12 is laminated on the surface side of the AlN layer 10B and crystal-grown. First, the temperature of the sputtering template substrate 10 is lowered to 1130° C., and when the temperature reaches a predetermined temperature, N ₂ , TMGa, TMAl, and a donor Si raw material are added so that the molar fraction of AlN becomes 0.6. Some SiH ₄ (silane) is fed into the reactor. At this time, the V/III ratio is set to 800 to 1200, and the growth rate is set to 0.8 to 1.2 μm/h to keep it low. The supply flow rate of the raw material is adjusted so that the doping concentration of Si in the n-AlGaN layer 12 is 3×10 ¹⁸ cm ⁻³ . That is, the n-AlGaN layer 12 contains AlGaN, and the AlN mole fraction of the n-AlGaN layer 12 is smaller than that of the AlN layer 10B and the AlGaN layer 11 .

次に、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の表面に発光層１３を積層して結晶成長する。先ず第１ガイド層１３Ａを積層して結晶成長する。第１ガイド層１３Ａの厚みは１８０ｎｍである。
先ず、ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、及びＳＨ₄の反応炉内への供給を停止し、スパッタ－テンプレート基板１０の温度を１１００℃まで降温する。所定の温度に達したら、ＡｌＮのモル分率が０．５になるようにＴＭＧａ、及びＴＭＡｌを反応炉内に供給する。 Next, the light-emitting layer 13 is stacked on the surface of the n-AlGaN layer 12 and crystal-grown. First, the first guide layer 13A is stacked and crystal-grown. The thickness of the first guide layer 13A is 180 nm.
First, the supply of TMGa, TMAl and SH ₄ into the reactor is stopped, and the temperature of the sputtering template substrate 10 is lowered to 1100.degree. When the predetermined temperature is reached, TMGa and TMAl are supplied into the reactor such that the molar fraction of AlN is 0.5.

次に、第１ガイド層１３Ａの表面に２重量子井戸活性層１３Ｂを積層して結晶成長する。２重量子井戸活性層１３ＢはＡｌＮのモル分率が０．３のＡｌＧａＮ井戸層、及びＡｌＮモル分率が０．５のＡｌＧａＮ障壁層を有している（図示せず。）。ＡｌＧａＮ井戸層の厚みは４ｎｍである。ＡｌＧａＮ障壁層の厚みは８ｎｍである。２重量子井戸活性層１３Ｂは、スパッタ－テンプレート基板１０の温度を１１００℃にした状態でＡｌＧａＮ井戸層を積層して結晶成長させ、続いて、第１ガイド層１３Ａと同じ成長条件でＡｌＧａＮ障壁層を積層して結晶成長させる。これを２回繰り返すことで、ＡｌＧａＮ/ＡｌＧａＮの２重量子井戸活性層１３Ｂを形成する。 Next, the double quantum well active layer 13B is stacked on the surface of the first guide layer 13A and crystal-grown. The double quantum well active layer 13B has an AlGaN well layer with an AlN mole fraction of 0.3 and an AlGaN barrier layer with an AlN mole fraction of 0.5 (not shown). The AlGaN well layer has a thickness of 4 nm. The AlGaN barrier layer has a thickness of 8 nm. The double quantum well active layer 13B is formed by stacking AlGaN well layers while the temperature of the sputtering template substrate 10 is set to 1100° C., and then growing the AlGaN barrier layer under the same growth conditions as the first guide layer 13A. are stacked to grow crystals. By repeating this twice, the double quantum well active layer 13B of AlGaN/AlGaN is formed.

次に、ＡｌＮのモル分率が０．５になるようにＴＭＧａ、及びＴＭＡｌを反応炉内に供給して、第２ガイド層１３Ｃを積層して結晶成長する。こうして、発光層１３を形成する。第２ガイド層１３Ｃの厚みは１８０ｎｍである。 Next, TMGa and TMAl are supplied into the reactor so that the molar fraction of AlN is 0.5, and the second guide layer 13C is laminated and crystal-grown. Thus, the light emitting layer 13 is formed. The thickness of the second guide layer 13C is 180 nm.

そして、ＴＭＧａ、及びＴＭＡｌの反応炉内への供給を停止して、結晶成長を終了させ、Ｈ₂とＮＨ₃を反応炉内に流しながら室温までスパッタ－テンプレート基板１０の温度を降温する。スパッタ－テンプレート基板１０の温度が室温になった後、反応炉のパージを十分行い、スパッタ－テンプレート基板１０を反応炉から取り出す。こうして、図１に示す層構造を有する窒化物半導体１が完成する。 Then, the supply of TMGa and TMAl into the reactor is stopped to terminate crystal growth, and the temperature of the sputtering template substrate 10 is lowered to room temperature while flowing H ₂ and NH ₃ into the reactor. After the temperature of the sputtering template substrate 10 reaches room temperature, the reactor is sufficiently purged, and the sputtering template substrate 10 is removed from the reactor. Thus, nitride semiconductor 1 having the layer structure shown in FIG. 1 is completed.

ＭＯＣＶＤ法を用いて作製中の窒化物半導体１の表面に向けて６５８ｎｍの波長の光を照射し、結晶成長する時間に対する、作製中の窒化物半導体１の表面からの光の反射率の変化をプロットしたグラフを図２に示す。 Light with a wavelength of 658 nm was irradiated toward the surface of the nitride semiconductor 1 being fabricated using the MOCVD method, and changes in the reflectance of light from the surface of the nitride semiconductor 1 being fabricated with respect to crystal growth time were measured. A plotted graph is shown in FIG.

図２に示すように、ＡｌＧａＮ層１１の結晶成長中には反射率の低下が見られないが、ＡｌＧａＮ層１１の表面にｎ－ＡｌＧａＮ層１２を積層して結晶成長させると反射率が急激に低下する。さらにｎ－ＡｌＧａＮ層１２を積層して結晶成長させ、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長を開始しておよそ１００分経過した（ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みがおよそ２μｍになった）ところで反射率は極小値を示す。そして、さらに結晶成長を続けると反射率は上昇し、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長を開始しておよそ２６０分経過した（ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みがおよそ５μｍになった）ところでＡｌＧａＮ層１１の結晶成長中における反射率とほぼ同じになり、定常状態となる。つまり、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２は厚みがおよそ５μｍ以上になると平坦な結晶表面が得られることがわかった。ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長中における反射率は層の厚み方向の中間部が上部、及び下部よりも低い。
窒化物半導体１はｎ－ＡｌＧａＮ層１２のＡｌＮのモル分率を０．６としているが、ＡｌＮのモル分率を０．５としても同様の結果が得られる（図示せず。）。 As shown in FIG. 2, the reflectance does not decrease during the crystal growth of the AlGaN layer 11, but when the n-AlGaN layer 12 is stacked on the surface of the AlGaN layer 11 and crystal-grown, the reflectance sharply increases. descend. Further, the n-AlGaN layer 12 is laminated and crystal-grown, and about 100 minutes after the start of the crystal growth of the n-AlGaN layer 12 (when the thickness of the n-AlGaN layer 12 reaches about 2 μm), the reflectance is Indicates a local minimum. As the crystal growth continues, the reflectance increases, and about 260 minutes after the start of the crystal growth of the n-AlGaN layer 12 (when the thickness of the n-AlGaN layer 12 reaches about 5 μm), the AlGaN layer 11 becomes almost the same as the reflectance during the crystal growth of , and becomes a steady state. In other words, it was found that a flat crystal surface can be obtained when the n-AlGaN layer 12 has a thickness of about 5 μm or more. The reflectance of the n-AlGaN layer 12 during crystal growth is lower in the middle portion in the layer thickness direction than in the upper and lower portions.
Although the nitride semiconductor 1 has the AlN mole fraction of 0.6 in the n-AlGaN layer 12, similar results can be obtained even if the AlN mole fraction is 0.5 (not shown).

ＭＯＣＶＤ法を用いて窒化物半導体１を作製中に、スパッタ－テンプレート基板１０の表面に積層されたＡｌＧａＮ層１１の表面にｎ－ＡｌＧａＮ層１２を１μｍ、３μｍ、５μｍエピタキシャル成長した時におけるそれぞれの結晶表面の顕微鏡写真、及びｎ－ＡｌＧａＮ層１２を１μｍ、３μｍ、５μｍエピタキシャル成長した時までの反射率の変化をプロットしたグラフを図３に示す。 Each crystal surface when the n-AlGaN layer 12 is epitaxially grown to 1 μm, 3 μm, and 5 μm on the surface of the AlGaN layer 11 laminated on the surface of the sputtering template substrate 10 during the fabrication of the nitride semiconductor 1 using the MOCVD method. and a graph plotting changes in reflectance when the n-AlGaN layer 12 is epitaxially grown to 1 μm, 3 μm, and 5 μm are shown in FIG.

図３に示すように、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みが１μｍの時（ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長を開始しておよそ５０分経過した時）には、結晶表面に多くの凹凸が現われ、反射率が低下していく。
ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みが３μｍの時（ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長を開始しておよそ１５０分経過した時）には、結晶表面の凹凸が埋没しつつあり、平坦になりつつあるが、まだ、凹凸が現れており、極小値を示した反射率が回復する傾向にある。
ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みが５μｍの時（ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長を開始しておよそ２６０分経過した時）には、結晶表面が極めて平坦になり、反射率がＡｌＧａＮ層１１の結晶成長中における反射率とほぼ同じになり、定常状態になっている。
以上から、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みがおよそ２μｍまで（ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長を開始しておよそ１００分の間）三次元成長（凹凸）が生じ、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みがおよそ２μｍを超える（ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長を開始しておよそ１００分を過ぎる）と、三次元成長（凹凸）を埋没させるように二次元成長するものと考えられる。 As shown in FIG. 3, when the thickness of the n-AlGaN layer 12 is 1 μm (about 50 minutes after the start of crystal growth of the n-AlGaN layer 12), many irregularities appear on the crystal surface, Reflectance decreases.
When the thickness of the n-AlGaN layer 12 is 3 μm (about 150 minutes after the start of crystal growth of the n-AlGaN layer 12), the unevenness of the crystal surface is being buried and flattened. , unevenness still appears, and the reflectance, which showed a minimum value, tends to recover.
When the thickness of the n-AlGaN layer 12 is 5 μm (about 260 minutes after the start of the crystal growth of the n-AlGaN layer 12), the crystal surface becomes extremely flat, and the reflectance of the AlGaN layer 11 is equal to that of the crystal of the AlGaN layer 11. The reflectance becomes almost the same as that during growth, and is in a steady state.
From the above, three-dimensional growth (unevenness) occurs until the thickness of the n-AlGaN layer 12 reaches about 2 μm (for about 100 minutes after the crystal growth of the n-AlGaN layer 12 starts), and the thickness of the n-AlGaN layer 12 increases. When the thickness exceeds approximately 2 μm (approximately 100 minutes after the start of crystal growth of the n-AlGaN layer 12), it is considered that two-dimensional growth occurs so as to bury the three-dimensional growth (unevenness).

窒化物半導体１の表面をＣＬ測定して得られた画像を図４に示す。図４における複数の黒い点は転位であることを示している。ＣＬ測定における加速電圧は３．０ｋＶである。ＣＬ測定によって得られた画像から見積もられた窒化物半導体１の第２ガイド層１３Ｃにおける転位密度は７．５×１０⁸／ｃｍ²であり、極めて転位の数が少ない。 An image obtained by CL measurement of the surface of the nitride semiconductor 1 is shown in FIG. A plurality of black dots in FIG. 4 indicate dislocations. The acceleration voltage in CL measurement is 3.0 kV. The dislocation density in the second guide layer 13C of the nitride semiconductor 1 estimated from the image obtained by CL measurement is 7.5×10 ⁸ /cm ² , which is an extremely small number of dislocations.

窒化物半導体１における（１１－２０）面に平行な結晶断面のＴＥＭ画像を図５に示す。図５に示すように、ＡｌＧａＮ層１１の表面にｎ－ＡｌＧａＮ層１２が積層して結晶成長する初期の段階において、高さが２μｍ未満の山形状の特異な領域が複数形成されている。この領域は、圧縮応力が集中している領域であることが解析によってわかった。この領域は転位が集中する転位集中領域１２Ａである。転位集中領域１２Ａにおける転位には多方向に伸びる傾向が見られる。転位集中領域１２Ａにおける転位密度は２．５×１０¹⁰／ｃｍ²である。ｎ－ＡｌＧａＮ層１２は、転位集中領域１２Ａに転位が集中することによって、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の上部における転位を低減させていることがわかった。つまり、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の上部は転位集中領域１２Ａよりも転位が少ない上層１２Ｂである。 FIG. 5 shows a TEM image of a crystal cross section parallel to the (11-20) plane in the nitride semiconductor 1. As shown in FIG. As shown in FIG. 5, at the initial stage of crystal growth of the n-AlGaN layer 12 laminated on the surface of the AlGaN layer 11, a plurality of peculiar mountain-shaped regions with a height of less than 2 μm are formed. Analysis revealed that this region is a region where compressive stress is concentrated. This region is a dislocation concentrated region 12A where dislocations are concentrated. The dislocations in the dislocation concentrated region 12A tend to extend in multiple directions. The dislocation density in the dislocation concentrated region 12A is 2.5×10 ¹⁰ /cm ² . It was found that the n-AlGaN layer 12 reduces dislocations in the upper portion of the n-AlGaN layer 12 by concentrating dislocations in the dislocation concentrated region 12A. That is, the upper portion of the n-AlGaN layer 12 is the upper layer 12B having fewer dislocations than the dislocation concentrated regions 12A.

上層１２Ｂにおける転位には上下方向に伸びる傾向が見られる。上層１２Ｂの下部（すなわち、転位集中領域１２Ａの近傍）における転位密度は２．６×１０⁹／ｃｍ²である。また、上層１２Ｂの上部（すなわち、第１ガイド層１３Ａの近傍）における転位密度は１．８×１０⁹／ｃｍ²である。
つまり、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２はＡｌＮ層１０Ｂ側に位置する界面に転位が集中した複数の転位集中領域１２Ａ、及び転位集中領域１２Ａの表面に転位集中領域１２Ａより転位が少ない上層１２Ｂを有する。 Dislocations in the upper layer 12B tend to extend in the vertical direction. The dislocation density in the lower portion of upper layer 12B (that is, in the vicinity of dislocation concentrated region 12A) is 2.6×10 ⁹ /cm ² . Also, the dislocation density in the upper portion of the upper layer 12B (that is, in the vicinity of the first guide layer 13A) is 1.8×10 ⁹ /cm ² .
In other words, the n-AlGaN layer 12 has a plurality of dislocation-concentrated regions 12A in which dislocations are concentrated at the interface located on the AlN layer 10B side, and an upper layer 12B having fewer dislocations than the dislocation-concentrated regions 12A on the surface of the dislocation-concentrated regions 12A.

また、第１ガイド層１３Ａにおける転位密度は１．５×１０⁹／ｃｍ²であり、第２ガイド層１３Ｃにおける転位密度は７．５×１０⁸／ｃｍ²である。
こうして、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の表面にさらに第１ガイド層１３Ａ、２重量子井戸活性層１３Ｂ、及び第２ガイド層１３Ｃ等の構造をエピタキシャル成長する過程において転位はより低減し、最終的に第２ガイド層１３Ｃの転位密度が１×１０⁹／ｃｍ²を下回ることがわかった。 The dislocation density in the first guide layer 13A is 1.5×10 ⁹ /cm ² , and the dislocation density in the second guide layer 13C is 7.5×10 ⁸ /cm ² .
In this way, dislocations are further reduced in the process of epitaxially growing structures such as the first guide layer 13A, the double quantum well active layer 13B, and the second guide layer 13C on the surface of the n-AlGaN layer 12, and finally the second guide layer 13C is formed. It was found that the dislocation density of the guide layer 13C is less than 1×10 ⁹ /cm ² .

このように、窒化物半導体１は、ＡｌＮで形成された下地となる層であるＡｌＮ層１０Ｂ、及びＡｌＧａＮで形成されたＡｌＧａＮ層１１の表面に、ＡｌＧａＮを含み、ＡｌＮのモル分率がＡｌＮ層１０Ｂ、及びＡｌＧａＮ層１１より小さいｎ－ＡｌＧａＮ層１２を積層して結晶成長すると、格子定数の違いにより、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２に転位が生じることになる。窒化物半導体１は、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２に転位集中領域１２Ａを形成することによって、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２を積層する初期の段階に転位を集中させておき、さらには、転位集中領域１２Ａから外側に延びた転位を曲げることで、上層１２Ｂへの転位の伝搬を抑えることができる。これにより、窒化物半導体１は発光層１３等の構造を上層１２Ｂの表面に良好に形成することができる。 Thus, the nitride semiconductor 1 includes AlGaN on the surfaces of the AlN layer 10B, which is a base layer made of AlN, and the AlGaN layer 11 made of AlGaN, and the molar fraction of AlN is the AlN layer. 10B and the n-AlGaN layer 12 smaller than the AlGaN layer 11 are laminated and crystal grown, dislocations occur in the n-AlGaN layer 12 due to the difference in lattice constant. In the nitride semiconductor 1, by forming the dislocation concentrated regions 12A in the n-AlGaN layer 12, dislocations are concentrated in the initial stage of stacking the n-AlGaN layer 12. By bending the dislocations extending to the upper layer 12B, propagation of the dislocations to the upper layer 12B can be suppressed. Thereby, the nitride semiconductor 1 can satisfactorily form the structure of the light emitting layer 13 and the like on the surface of the upper layer 12B.

したがって、本発明の窒化物半導体１はＡｌＮを含み下地となるＡｌＮ層１０Ｂ、及びＡｌＧａＮ層１１による影響に関わらず品質が良好である。 Therefore, the nitride semiconductor 1 of the present invention has good quality regardless of the influence of the underlying AlN layer 10B and the AlGaN layer 11 containing AlN.

窒化物半導体１のｎ－ＡｌＧａＮ層１２の反射率は、層の厚み方向の中間部が上部、及び下部よりも低い。つまり、窒化物半導体１の中間部には転位集中領域１２Ａの先端部が位置し、上部には上層１２Ｂが位置しており、転位集中領域１２Ａの表面に上層１２Ｂを積層して結晶成長させることによって、反射率が中間部から上部に向けて高くなっている。つまり、窒化物半導体１は、上層１２Ｂを積層して結晶成長することによって上部の結晶性を良好にすることができ、これにより、窒化物半導体１は発光層１３等の構造を上層１２Ｂの表面に良好に形成することができる。 The reflectance of the n-AlGaN layer 12 of the nitride semiconductor 1 is lower in the middle portion in the layer thickness direction than in the upper and lower portions. In other words, the tip of the dislocation concentrated region 12A is located in the middle part of the nitride semiconductor 1, and the upper layer 12B is located in the upper part. , the reflectance increases from the intermediate portion to the upper portion. In other words, the nitride semiconductor 1 can improve the crystallinity of the upper portion by laminating the upper layer 12B and growing the crystal, and thereby the nitride semiconductor 1 has the structure of the light emitting layer 13 and the like on the surface of the upper layer 12B. can be formed well in

＜実施例２、３＞
次に、スパッタ－テンプレート基板１０に代えて、ＭＯＣＶＤ法を用いてサファイア基板１０Ａの表面にＡｌＮ層を積層して結晶成長したテンプレート基板（以下、ＭＯＣＶＤ－テンプレート基板ともいう）を使い、窒化物半導体１と同様の構造を備えた実施例２の窒化物半導体２（以下、実施例２の窒化物半導体２ともいう）、及びスパッタ－テンプレート基板１０に代えて、ＡｌＮ自立基板を使い、窒化物半導体１と同様の構造を備えた実施例３の窒化物半導体３（以下、実施例３の窒化物半導体３ともいう）を作製した。
実施例２の窒化物半導体２はＭＯＣＶＤ－テンプレート基板を使用している点が実施例１の窒化物半導体１と相違する。実施例１と同一の構成は符号を付して詳細な説明は省略する。実施例２の窒化物半導体２を作製する手順は、実施例１のスパッタ－テンプレート基板１０を作製する手順を除き実施例１の窒化物半導体１を作製する手順と同一であり詳細な説明は省略する。
実施例３の窒化物半導体３はＡｌＮ自立基板を使用している点が実施例１の窒化物半導体１と相違する。実施例１と同一の構成は符号を付して詳細な説明は省略する。実施例３の窒化物半導体３を作製する手順は、実施例１のスパッタ－テンプレート基板１０を作製する手順を除き実施例１の窒化物半導体１を作製する手順と同一であり詳細な説明は省略する。 <Examples 2 and 3>
Next, instead of the sputtering template substrate 10, a template substrate (hereinafter also referred to as MOCVD-template substrate) obtained by laminating an AlN layer on the surface of the sapphire substrate 10A using the MOCVD method for crystal growth is used to obtain a nitride semiconductor. In place of the nitride semiconductor 2 of Example 2 (hereinafter also referred to as the nitride semiconductor 2 of Example 2) having the same structure as that of Example 1 and the sputtering template substrate 10, an AlN self-supporting substrate is used to obtain a nitride semiconductor A nitride semiconductor 3 of Example 3 (hereinafter also referred to as nitride semiconductor 3 of Example 3) having the same structure as that of Example 1 was fabricated.
The nitride semiconductor 2 of Example 2 differs from the nitride semiconductor 1 of Example 1 in that an MOCVD-template substrate is used. Components that are the same as those of the first embodiment are denoted by reference numerals, and detailed descriptions thereof are omitted. The procedure for fabricating the nitride semiconductor 2 of Example 2 is the same as the procedure for fabricating the nitride semiconductor 1 of Example 1 except for the procedure of fabricating the sputtering template substrate 10 of Example 1, and detailed description is omitted. do.
The nitride semiconductor 3 of Example 3 differs from the nitride semiconductor 1 of Example 1 in that an AlN self-supporting substrate is used. Components that are the same as those of the first embodiment are denoted by reference numerals, and detailed descriptions thereof are omitted. The procedure for fabricating the nitride semiconductor 3 of Example 3 is the same as the procedure for fabricating the nitride semiconductor 1 of Example 1 except for the procedure of fabricating the sputtering template substrate 10 of Example 1, and detailed description is omitted. do.

ＭＯＣＶＤ法を用いて窒化物半導体１～３のそれぞれを作製中に、各基板（スパッタ－テンプレート基板１０、ＭＯＣＶＤ－テンプレート基板、及びＡｌＮ自立基板）の表面に積層されたＡｌＧａＮ層１１の表面にｎ－ＡｌＧａＮ層１２を各々１μｍ、３μｍ、５μｍエピタキシャル成長した時の結晶表面の顕微鏡写真を図６に示す。
実施例２の窒化物半導体２、及び実施例３の窒化物半導体３はｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みが１μｍの時にはヒロックが発生することによって凹凸が多く現れている。実施例２の窒化物半導体２、及び実施例３の窒化物半導体３はｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みが５μｍの時には厚みが１μｍの時に比べて表面が平坦になっている。実施例２の窒化物半導体２、及び実施例３の窒化物半導体３におけるｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長中の結晶表面の様子の変化は実施例１の窒化物半導体１におけるｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長中の結晶表面の様子の変化と同様の傾向を示している。 On the surface of the AlGaN layer 11 laminated on the surface of each substrate (sputtering-template substrate 10, MOCVD-template substrate, and AlN free-standing substrate) during fabrication of each of the nitride semiconductors 1 to 3 using the MOCVD method, n FIG. 6 shows micrographs of the crystal surface when the -AlGaN layer 12 was epitaxially grown to 1 μm, 3 μm, and 5 μm.
In the nitride semiconductor 2 of Example 2 and the nitride semiconductor 3 of Example 3, when the thickness of the n-AlGaN layer 12 is 1 μm, hillocks are generated and many irregularities appear. In the nitride semiconductor 2 of Example 2 and the nitride semiconductor 3 of Example 3, when the thickness of the n-AlGaN layer 12 is 5 μm, the surface is flatter than when the thickness is 1 μm. The change in the state of the crystal surface during the crystal growth of the n-AlGaN layer 12 in the nitride semiconductor 2 of Example 2 and the nitride semiconductor 3 of Example 3 is similar to that of the n-AlGaN layer 12 in the nitride semiconductor 1 of Example 1. It shows the same tendency as the change of the appearance of the crystal surface during crystal growth.

各基板の表面に積層されたＡｌＧａＮ層１１の表面にｎ－ＡｌＧａＮ層１２を各々１μｍ、３μｍ、５μｍエピタキシャル成長した時までの反射率の変化をプロットしたグラフを図７に示す。
図７に示すように、実施例２の窒化物半導体２、及び実施例３の窒化物半導体３はｎ－ＡｌＧａＮ層１２を結晶成長させると反射率は一旦低下した後上昇している。実施例２の窒化物半導体２、及び実施例３の窒化物半導体３における反射率の変化は実施例１の窒化物半導体１における反射率の変化と同様の傾向を示している。 FIG. 7 shows a graph plotting changes in reflectance when the n-AlGaN layer 12 was epitaxially grown to 1 μm, 3 μm, and 5 μm on the surface of the AlGaN layer 11 laminated on the surface of each substrate.
As shown in FIG. 7, in the nitride semiconductor 2 of Example 2 and the nitride semiconductor 3 of Example 3, when the n-AlGaN layer 12 was crystal-grown, the reflectance decreased once and then increased. The change in reflectance of the nitride semiconductor 2 of Example 2 and the nitride semiconductor 3 of Example 3 show the same tendency as the change of reflectance of the nitride semiconductor 1 of Example 1. FIG.

ＭＯＣＶＤ法を用いて窒化物半導体１～３のそれぞれを作製中に、各基板の表面に積層されたＡｌＧａＮ層１１の表面にｎ－ＡｌＧａＮ層１２を各々１μｍ、３μｍ、５μｍエピタキシャル成長した時にＣＬ測定して得られた表面の画像を図８に示す。図８における複数の黒い点は転位であることを示し、黒い帯状の領域は転位が密集していることを示している。ＣＬ測定における加速電圧は３．０ｋＶである。 During the production of each of nitride semiconductors 1 to 3 using the MOCVD method, CL was measured when an n-AlGaN layer 12 was epitaxially grown to a thickness of 1 μm, 3 μm, and 5 μm on the surface of the AlGaN layer 11 laminated on the surface of each substrate. FIG. 8 shows an image of the surface obtained by A plurality of black dots in FIG. 8 indicate dislocations, and black belt-like regions indicate dense dislocations. The acceleration voltage in CL measurement is 3.0 kV.

図８に示すように、実施例２の窒化物半導体２、及び実施例３の窒化物半導体３はｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みが１μｍの時に多くの転位が見られる。また、表面には凹凸が現れている（図６参照。）。つまり、実施例２の窒化物半導体２、及び実施例３の窒化物半導体３は転位が集中する転位集中領域を有している。
そして、実施例２の窒化物半導体２、及び実施例３の窒化物半導体３はｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みが３μｍの時に転位が大きく低減する。また、表面の平坦性はｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みが１μｍの時に比べて向上している（図６参照。）。つまり、実施例２の窒化物半導体２、及び実施例３の窒化物半導体３は転位集中領域の表面に転位集中領域より転位が少ない上層を有する。
そして、実施例２の窒化物半導体２、及び実施例３の窒化物半導体３はｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みが５μｍの時に転位がさらに低減する。
このように、実施例２の窒化物半導体２、及び実施例３の窒化物半導体３におけるｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長に伴う転位の変化は実施例１の窒化物半導体１におけるｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長に伴う転位の変化と同様の傾向を示している。
以上より、ＭＯＣＶＤ－テンプレート基板、及びＡｌＮ自立基板を使用しても、スパッタ－テンプレート基板１０を使用した場合と同様にｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長によって表面に伝搬する転位を低減することができることがわかった。 As shown in FIG. 8, many dislocations are observed in the nitride semiconductor 2 of Example 2 and the nitride semiconductor 3 of Example 3 when the thickness of the n-AlGaN layer 12 is 1 μm. In addition, irregularities appear on the surface (see FIG. 6). That is, the nitride semiconductor 2 of Example 2 and the nitride semiconductor 3 of Example 3 have dislocation concentrated regions where dislocations are concentrated.
In the nitride semiconductor 2 of Example 2 and the nitride semiconductor 3 of Example 3, dislocations are significantly reduced when the thickness of the n-AlGaN layer 12 is 3 μm. Also, the flatness of the surface is improved compared to when the thickness of the n-AlGaN layer 12 is 1 μm (see FIG. 6). That is, the nitride semiconductor 2 of Example 2 and the nitride semiconductor 3 of Example 3 have an upper layer with fewer dislocations than the dislocation concentrated region on the surface of the dislocation concentrated region.
In the nitride semiconductor 2 of Example 2 and the nitride semiconductor 3 of Example 3, dislocations are further reduced when the thickness of the n-AlGaN layer 12 is 5 μm.
Thus, the change in dislocation accompanying the crystal growth of the n-AlGaN layer 12 in the nitride semiconductor 2 of Example 2 and the nitride semiconductor 3 of Example 3 is similar to that of the n-AlGaN layer in the nitride semiconductor 1 of Example 1. 12 shows the same trend as the dislocation change with crystal growth.
From the above, even if the MOCVD-template substrate and the AlN free-standing substrate are used, dislocations propagating to the surface due to the crystal growth of the n-AlGaN layer 12 can be reduced in the same way as when the sputtering-template substrate 10 is used. I found out.

このように、窒化物半導体２、３は、ＡｌＮで形成された下地となる層であるＡｌＮ層、ＡｌＮ自立基板、及びＡｌＧａＮで形成されたＡｌＧａＮ層１１の表面に、ＡｌＧａＮを含み、ＡｌＮのモル分率がＡｌＮ層、ＡｌＮ自立基板、及びＡｌＧａＮ層１１より小さいｎ－ＡｌＧａＮ層１２を積層して結晶成長すると、格子定数の違いにより、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２に転位が生じることになる。窒化物半導体２、３は、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２に転位集中領域を形成することによって、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２を積層する初期の段階に転位を集中させておき、さらには、転位集中領域から外側に延びた転位を曲げることで、上層への転位の伝搬を抑えることができる。これにより、窒化物半導体２、３は発光層１３等の構造を上層の表面に良好に形成することができる。 In this way, the nitride semiconductors 2 and 3 contain AlGaN on the surface of the AlN layer which is a base layer made of AlN, the AlN self-supporting substrate, and the AlGaN layer 11 made of AlGaN. When an AlN layer, an AlN self-supporting substrate, and an n-AlGaN layer 12 having a smaller fraction than the AlGaN layer 11 are laminated and crystal grown, dislocations occur in the n-AlGaN layer 12 due to the difference in lattice constant. In the nitride semiconductors 2 and 3, by forming dislocation concentrated regions in the n-AlGaN layer 12, dislocations are concentrated in the initial stage of stacking the n-AlGaN layer 12, and furthermore, dislocations are concentrated outside the dislocation concentrated regions. Propagation of dislocations to the upper layer can be suppressed by bending the dislocations extending to the upper layer. Thereby, the nitride semiconductors 2 and 3 can satisfactorily form a structure such as the light emitting layer 13 on the surface of the upper layer.

したがって、実施例２の窒化物半導体２、及び実施例３の窒化物半導体３もＡｌＮを含み下地となるＡｌＮ層、ＡｌＮ自立基板、及びＡｌＧａＮ層１１による影響に関わらず品質が良好である。 Therefore, the nitride semiconductor 2 of Example 2 and the nitride semiconductor 3 of Example 3 also have good quality regardless of the influence of the underlying AlN layer containing AlN, the AlN self-supporting substrate, and the AlGaN layer 11 .

＜実施例４＞
実施例４の窒化物半導体４は、図９に示すように、ＡｌＧａＮ層１１とｎ－ＡｌＧａＮ層１２との間にＡｌＧａＮ組成傾斜層１６を積層して結晶成長している点、及びｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みが実施例１～３と相違する。実施例１と同一の構成は符号を付して詳細な説明は省略する。 <Example 4>
In the nitride semiconductor 4 of Example 4, as shown in FIG. 9, the AlGaN composition gradient layer 16 is laminated between the AlGaN layer 11 and the n-AlGaN layer 12 for crystal growth, and the n-AlGaN The thickness of layer 12 differs from Examples 1-3. Components that are the same as those of the first embodiment are denoted by reference numerals, and detailed descriptions thereof are omitted.

ＡｌＧａＮ組成傾斜層１６は、ＡｌＧａＮ層１１の表面に積層して結晶成長している。また、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２はＡｌＧａＮ組成傾斜層１６の表面に積層して結晶成長している。ＡｌＧａＮ組成傾斜層１６は、ＡｌＧａＮ層１１からｎ－ＡｌＧａＮ層１２に向かうにつれて、ＡｌＮのモル分率が０．９９から０．６に徐々に変化して結晶成長している。ＡｌＧａＮ組成傾斜層１６の厚みは１μｍである。ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みは４μｍである。 The AlGaN composition gradient layer 16 is laminated on the surface of the AlGaN layer 11 and crystal-grown. Also, the n-AlGaN layer 12 is laminated on the surface of the AlGaN composition gradient layer 16 and is crystal-grown. The AlGaN composition gradient layer 16 is crystal-grown with the molar fraction of AlN gradually changing from 0.99 to 0.6 from the AlGaN layer 11 toward the n-AlGaN layer 12 . The thickness of the AlGaN composition gradient layer 16 is 1 μm. The thickness of the n-AlGaN layer 12 is 4 μm.

ＭＯＣＶＤ法を用いて実施例４の窒化物半導体４を作製中に、作製中の窒化物半導体４の表面に向けて６５８ｎｍの波長の光を照射し、結晶成長する時間に対する、作製中の窒化物半導体４の表面からの光の反射率の変化をプロットしたグラフを図１０に示す。
図１０に示すように、実施例４の窒化物半導体４は、ＡｌＧａＮ層１１の結晶成長中に反射率の低下が見られないが、ＡｌＧａＮ組成傾斜層１６の結晶成長中のＡｌＮのモル分率が０．７を下回る組成から反射率の低下が見られ（図１０における、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の近傍のＡｌＧａＮ組成傾斜層１６）、ＡｌＧａＮ組成傾斜層１６の表面にｎ－ＡｌＧａＮ層１２を積層して結晶成長させると反射率が急激に低下する。このことから、ＡｌＧａＮ組成傾斜層１６において、ＡｌＮのモル分率がおよそ０．７を下回ると転位が増加し、転位集中領域の形成が開始していると考えられる。そして、ＡｌＧａＮ組成傾斜層１６において、ＡｌＮのモル分率がおよそ０．７を下回らなければ、転位が増加しないと考えられる。つまり、ＡｌＧａＮ組成傾斜層１６において転位の量は、ＡｌＮのモル分率がおよそ０．７を境にして発生せず増加しない傾向と増加する傾向とに遷移すると考えられる。さらにｎ－ＡｌＧａＮ層１２を積層して結晶成長をさせ、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長を開始しておよそ７０分経過した（ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みがおよそ１．５μｍになった）ところで反射率は極小値を示す。そして、さらに結晶成長を続けると反射率は上昇し、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の結晶成長を開始しておよそ２１０分経過した（ｎ－ＡｌＧａＮ層１２の厚みがおよそ４μｍになった）ところでＡｌＧａＮ層１１及びＡｌＧａＮ組成傾斜層１６の結晶成長中における反射率とほぼ同じになり、定常状態となる。つまり、実施例４の窒化物半導体４の反射率の変化は窒化物半導体１～３で得られた反射率の変化と同様の傾向を示すことがわかった。
以上より、実施例４の窒化物半導体４のｎ－ＡｌＧａＮ層１２は実施例１の窒化物半導体１と同様に、転位が集中した複数の転位集中領域、及び転位集中領域の表面に転位集中領域より転位が少ない上層を有していると考えられる。また、ＡｌＧａＮ組成傾斜層１６においても転位集中領域の形成が開始していると考えられる。 While fabricating the nitride semiconductor 4 of Example 4 using the MOCVD method, the surface of the nitride semiconductor 4 being fabricated was irradiated with light having a wavelength of 658 nm, and the crystal growth time of the nitride semiconductor being fabricated was measured. FIG. 10 shows a graph plotting changes in reflectance of light from the surface of the semiconductor 4 .
As shown in FIG. 10 , in the nitride semiconductor 4 of Example 4, no decrease in reflectance was observed during the crystal growth of the AlGaN layer 11 , but the molar fraction of AlN during the crystal growth of the AlGaN composition gradient layer 16 is lower than 0.7 (the AlGaN composition gradient layer 16 near the n-AlGaN layer 12 in FIG. 10), and the n-AlGaN layer 12 is laminated on the surface of the AlGaN composition gradient layer 16. When the crystal is grown by heating, the reflectance drops abruptly. From this, it is considered that in the AlGaN composition gradient layer 16, when the AlN mole fraction falls below about 0.7, dislocations increase and formation of dislocation concentrated regions begins. It is believed that dislocations do not increase unless the molar fraction of AlN in the AlGaN composition gradient layer 16 is less than approximately 0.7. In other words, it is considered that the amount of dislocations in the AlGaN composition gradient layer 16 transitions between a tendency of not increasing and not increasing when the molar fraction of AlN is approximately 0.7. Further, the n-AlGaN layer 12 is stacked to allow crystal growth, and about 70 minutes have passed since the crystal growth of the n-AlGaN layer 12 was started (when the thickness of the n-AlGaN layer 12 reached about 1.5 μm). Reflectance shows a minimum value. As the crystal growth continues, the reflectance increases, and about 210 minutes after the start of the crystal growth of the n-AlGaN layer 12 (when the thickness of the n-AlGaN layer 12 reaches about 4 μm), the AlGaN layer 11 and the reflectance during the crystal growth of the AlGaN composition gradient layer 16 becomes almost the same, and the steady state is established. In other words, it was found that the change in reflectance of nitride semiconductor 4 of Example 4 showed the same tendency as the change in reflectance obtained in nitride semiconductors 1-3.
As described above, the n-AlGaN layer 12 of the nitride semiconductor 4 of Example 4, like the nitride semiconductor 1 of Example 1, has a plurality of dislocation-concentrated regions in which dislocations are concentrated, and dislocation-concentrated regions on the surface of the dislocation-concentrated regions. It is believed to have an upper layer with fewer dislocations. It is also considered that the formation of dislocation concentrated regions has started in the AlGaN composition gradient layer 16 as well.

このように、窒化物半導体４は、ＡｌＮで形成された下地となる層であるＡｌＮ層１０Ｂ、及びＡｌＧａＮで形成されたＡｌＧａＮ層１１の表面に、ＡｌＧａＮを含み、ＡｌＮのモル分率がＡｌＮ層１０Ｂ、及びＡｌＧａＮ層１１より小さいｎ－ＡｌＧａＮ層１２を積層して結晶成長すると、格子定数の違いにより、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２に転位が生じることになる。窒化物半導体４は、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２に転位集中領域を形成することによって、ｎ－ＡｌＧａＮ層１２を積層する初期の段階に転位を集中させておき、さらには、転位集中領域から外側に延びた転位を曲げることで、上層への転位の伝搬を抑えることができると考えられる。これにより、窒化物半導体４は発光層１３等の構造を上層の表面に良好に形成することができる。 Thus, the nitride semiconductor 4 includes AlGaN on the surfaces of the AlN layer 10B, which is a base layer made of AlN, and the AlGaN layer 11 made of AlGaN, and the molar fraction of AlN is the AlN layer. 10B and the n-AlGaN layer 12 smaller than the AlGaN layer 11 are laminated and crystal grown, dislocations occur in the n-AlGaN layer 12 due to the difference in lattice constant. In the nitride semiconductor 4, by forming dislocation concentrated regions in the n-AlGaN layer 12, dislocations are concentrated in the initial stage of stacking the n-AlGaN layer 12, and furthermore, dislocations extend outward from the dislocation concentrated regions. By bending the dislocations, it is thought that the propagation of the dislocations to the upper layer can be suppressed. Thereby, the structure of the light emitting layer 13 and the like can be satisfactorily formed on the surface of the upper layer of the nitride semiconductor 4 .

したがって、実施例４の窒化物半導体４もＡｌＮを含み下地となるＡｌＮ層１０Ｂ、及びＡｌＧａＮ層１１による影響に関わらず品質が良好である。 Therefore, the nitride semiconductor 4 of Example 4 also contains AlN and has good quality regardless of the influence of the underlying AlN layer 10B and the AlGaN layer 11 .

本発明は上記記述及び図面によって説明した実施例１～４に限定されるものではなく、例えば次のような実施例も本発明の技術的範囲に含まれる。
（１）実施例１では、ｎ型不純物としてＳｉを添加してｎ－ＡｌＧａＮ層としているが、これに限らず、ｎ型不純物である、Ｇｅ、Ｔｅ等であっても良い。また、ｐ型不純物としてＭｇ、Ｚｎ，Ｂｅ、Ｃａ、Ｓｒ、及びＢａ等を添加して、ｐ－ＡｌＧａＮ層としてもよい。
（２）実施例１、２、４ではサファイア基板を使用しているがＳｉＣ基板等の他の基板にＡｌＮ層を積層して結晶成長しても良い。
（３）実施例１では、ＡｌＧａＮ層のＡｌＮのモル分率が０．９９であるが、ＧａＮを添加せず、組成をＡｌＮのみとしてもよい。 The present invention is not limited to Examples 1 to 4 explained by the above description and drawings, and the following examples are also included in the technical scope of the present invention.
(1) In Example 1, the n-AlGaN layer is formed by adding Si as the n-type impurity, but the n-type impurity such as Ge, Te, etc. may be used. Further, Mg, Zn, Be, Ca, Sr, Ba, etc. may be added as p-type impurities to form a p-AlGaN layer.
(2) Although the sapphire substrate is used in Examples 1, 2, and 4, an AlN layer may be laminated on another substrate such as a SiC substrate for crystal growth.
(3) In Example 1, the molar fraction of AlN in the AlGaN layer is 0.99, but the composition may be AlN alone without adding GaN.

１、２、３、４…窒化物半導体
１０Ｂ…ＡｌＮ層（第１層）
１１…ＡｌＧａＮ層（第１層）
１２…ｎ－ＡｌＧａＮ層（第２層）
１２Ａ…転位集中領域
１２Ｂ…上層 1, 2, 3, 4... Nitride semiconductor 10B... AlN layer (first layer)
11... AlGaN layer (first layer)
12... n-AlGaN layer (second layer)
12A... Dislocation concentrated region 12B... Upper layer

Claims

a first layer made of AlN or AlGaN;
a plurality of dislocation concentrated regions laminated and crystal-grown on the surface of the first layer, containing AlGaN, having an AlN molar fraction smaller than that of the first layer, and having dislocations concentrated at an interface located on the first layer side; and a second layer deposited on the surface of the dislocation concentrated region and comprising AlGaN and having an upper layer having a lower mole fraction of AlN than the first layer and having fewer dislocations than the dislocation concentrated region;
and
A nitride semiconductor , wherein the dislocation concentrated regions and the upper layer have AlN mole fractions that do not change in the thickness direction of the layers .

2. The nitride semiconductor according to claim 1, wherein reflectance of said second layer is lower in the middle portion in the thickness direction than in the upper portion and the lower portion.