JPH10145006A

JPH10145006A - 化合物半導体素子

Info

Publication number: JPH10145006A
Application number: JP20636297A
Authority: JP
Inventors: Hidetoshi Fujimoto; 英俊藤本; Yasuo Oba; 康夫大場; Genichi Hatagoshi; 玄一波多腰
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1996-09-10
Filing date: 1997-07-31
Publication date: 1998-05-29

Abstract

(57)【要約】【課題】本発明は、基板と窒化物系化合物半導体層と
の間の格子欠陥の発生と電圧上昇とを阻止し、特性の向
上を図る。【解決手段】炭化珪素基板と窒化物系化合物半導体層
とを備えた化合物半導体素子において、炭化珪素基板
（１１）と窒化物系化合物半導体層（１３）との間に、
炭化珪素と窒化物系化合物半導体とからなる中間層（１
２）を備えた化合物半導体素子。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、半導体レーザや発
光ダイオード、あるいは高速動作素子などに用いられる
化合物半導体素子に係り、特に炭化珪素（ＳｉＣ）基板
上の窒化物系化合物半導体層を用いた化合物半導体素子
に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、青色から紫外域にかけての短波長
発光ダイオードや半導体レーザ用の材料としてＧａＮを
始めとする窒化物系化合物半導体が注目されている。例
えば六方晶のＧａＮは、バンドギャップが３．４ｅＶと
大であり、また直接遷移型であるため、短波長発光素子
用の材料として期待されている。しかしながら、ＧａＮ
に格子整合する良質な基板が無いことから、市販の青色
発光ダイオードも含めて一般に絶縁性のサファイア基板
が用いられている。

【０００３】ところで、このサファイア基板とＧａＮと
の間には１６％程度の格子不整合がある。この格子不整
合は、１平方センチメートルあたり１０⁸ 個以上存在す
る格子欠陥の要因となる。

【０００４】例えば、この格子不整合のため、サファイ
ア基板上のＧａＮは島状に成長し易い。また、良質なＧ
ａＮ層を成長させるためにＧａＮ層を厚くしても、サフ
ァイア基板とＡｌ_x Ｇａ_y Ｉｎ_z Ｎ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦
１）との間の熱膨張差により、冷却時に転位の増大やひ
び割れの発生という問題が生じる。

【０００５】また、格子不整合の影響を緩和するために
特公平４−１５２００号公報又は特開平４−２９７０２
３号公報などにあるようにサファイア基板上に極薄膜の
アモルファス状または多結晶のＡｌＮまたはＧａＮを低
温成長によりバッファ層として形成した後、その上にＧ
ａＮ層を形成する方法がある。この方法では、アモルフ
ァス状または多結晶の層が熱歪を緩和させ、バッファ層
内部の微結晶が１０００℃の高温時に方位の揃った種結
晶となり結晶品質を向上させると考えられている。

【０００６】しかし、この方法においても格子不整合に
よる高密度の貫通転位が存在し、残留歪みのために、例
えば半導体レーザのクラッド層に必要な１５％以上のＡ
ｌ組成のＡｌＧａＮ層を０．５μｍ以上の厚さに成長さ
せる場合にはひび割れの発生を回避できない問題があ
る。

【０００７】また、サファイア基板が絶縁性であるため
に上下方向に電流を流せず、そのために種々の課題が示
されている。このような格子不整合の課題、あるいは絶
縁性基板を使用するために生じる種々の課題を解決する
手段の１つとして、特開昭５６−５９６９９号公報や特
開平８−６４９１０号公報などにあるようにＳｉＣ基板
を用いる試みがなされている。

【０００８】通常、ＳｉＣ単結晶としては、種々の構造
を有する結晶（多型）が知られている。各構造は、炭素
原子と珪素原子との対を単位として、積層方向への分子
の並び方が異なり、一般的には、分子の周期の数ｎと結
晶構造を示す文字との組合せにより記述される。例えば
「２Ｈ」は周期２分子の六方晶系（ヘキサゴナル）を意
味し、「３Ｃ」は周期３分子の立方晶系（キュービッ
ク）を意味している。また、「１５Ｒ」は周期１５分子
の菱面体晶系（ロンボヘドラル）を意味している。

【０００９】また、各構造の結晶間では、光学的なエネ
ルギーギャップ、格子定数、熱的・機械的な性質が異な
る。これらの各性質は、窒化物系化合物半導体層の成長
用基板として不適応なものもあり、成長層の結晶構造等
を考慮するといくつかの限定が必要とされる。その結
果、窒化物系化合物半導体層の成長用基板としては、六
方晶系の結晶構造が望ましい旨が周知となっている。

【００１０】さて、上述した特許公開公報においては、
ＳｉＣ基板上に窒化物系化合物半導体層を直接成長させ
た旨が開示されている。しかしながら、６Ｈ型のＳｉＣ
では、立方晶の格子配置を有する部分が３分の２の割合
で含まれており、本質的にはウルツ鉱型の結晶構造とは
異なる。そのため、結晶構造の違いに起因するような欠
陥が発生し、良質な窒化物系化合物半導体結晶を形成す
ることが困難である。

【００１１】さらに、上述した公開特許公報以外にも、
炭化珪素基板と窒化物系化合物半導体層との間の中間層
として、特開平９−１３９５２３号公報にはＣｄＳＳｅ
層を用いることが開示されている。しかし、このような
材料系を用いた場合には、格子定数および熱膨張差が異
なり、基板あるいは窒化物系化合物半導体層との界面に
欠陥が発生し、良質な窒化物系化合物半導体結晶を形成
することが困難である。

【００１２】また、６Ｈ型のＳｉＣでは光学的なエネル
ギーギャップが２．８６ｅＶであり、ＧａＮのエネルギ
ーギャップ値３．３９ｅＶとは０．５ｅＶの差異がある
ため、両者を直接接触させた際に、素子の動作電圧を上
昇させてしまう問題がある。またＡｌＮを中間層として
介した場合にはＡｌＮのエネルギーギャップが６．２ｅ
Ｖと非常に大きいため、動作電圧を低減させることは困
難である。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】以上のように窒化物系
の化合物半導体素子では、６Ｈ型のＳｉＣ基板を用いた
場合、窒化物系化合物半導体層との間の格子不整合に起
因する格子欠陥の発生を抑制することが困難である。ま
た、６Ｈ型のＳｉＣ基板とＧａＮ層との間のエネルギー
ギャップ差が大きいため、素子の動作電圧を上昇させ、
特性を低下させる問題がある。

【００１４】本発明は上記実情を考慮してなされたもの
で、基板と窒化物系化合物半導体層との間の格子欠陥の
発生と電圧上昇とを阻止でき、特性を向上し得る化合物
半導体素子を提供することを目的とする。

【００１５】

【課題を解決するための手段】本発明の第１の骨子とし
て、電圧上昇の阻止について述べる。本発明に係る化合
物半導体素子では、２Ｈ型のＳｉＣを基板として用いる
ことが好ましい。理由は、ウルツ鉱型のＳｉＣは光学的
エネルギーギャップが３．３０ｅＶであり、ＧａＮとの
エネルギーギャップ差が９０ｍｅＶと小さいため、動作
電圧を上昇させないからである。

【００１６】一方、６Ｈ型のＳｉＣと窒化物系化合物半
導体とでは同じ六方晶系の結晶構造を有する。しかし、
６Ｈ型のＳｉＣは、立方晶の格子配置を有する部分が３
分の２の割合で含まれるため、本質的にはウルツ鉱型の
窒化物系化合物半導体とは異なる。そのため、６Ｈ型Ｓ
ｉＣ表面は、ウルツ鉱型のＳｉＣ結晶の表面とは結合し
ようとする原子の感じるポテンシャルが異なり、また、
ウルツ鉱型の結晶と共に他の結晶構造が混在している。
よって、６Ｈ型ＳｉＣ基板と窒化物系化合物半導体とで
は中間層を介して結合可能であるが、中間層を適切に設
定する必要がある。

【００１７】一方、本発明に係るウルツ鉱型のＳｉＣ
は、同じウルツ鉱型同士の結晶の接続であるから、他の
結晶構造が混在しない。よって、２Ｈ型ＳｉＣ基板と窒
化物系化合物半導体とでは中間層を介して結合させ易
い。このとき、中間層は成長軸方向に配向していること
が望ましい。

【００１８】また、窒化物系化合物半導体とウルツ鉱型
ＳｉＣとは全率固溶であるから、これらの混晶を中間層
として成長形成することが可能である。また、混晶の存
在により、上述した９０ｍｅＶのエネルギーギャップ差
が動作電圧の上昇に寄与しない。

【００１９】なお、本発明の実施形態としては、次の
（１）、（２）又はその両方の条件を有することが好ま
しい。（１）窒化物系化合物半導体層とＳｉＣ基板との間に、
それらの分子の混晶層が形成されており、その結晶構造
がウルツ鉱型であること。（２）窒化物系化合物半導体素子において、その成長用
基板として２Ｈ型のＳｉＣを用いること。

【００２０】次に、本発明の第２の骨子として、格子欠
陥の発生阻止について述べる。本発明者らの研究によれ
ば、ひび割れの発生する原因は、基板とＧａＮ系材料間
の熱膨張差よりも、両者間の格子定数差による歪みを緩
和しきれないことが主な要因である。よって、歪みを緩
和させる観点から、転位を十分に運動可能な構成とす
る。また、転位を上層には伝搬させないため、転位を同
一層方向に運動させる構成とする。

【００２１】なお、従来使用されてきたＧａＡｌＡｓ系
材料やＩｎＧａＡｌＰ系の材料では、５００℃程度の成
長温度より低温でも転位が十分に移動するため、Ｓｉ等
の異種基板に成長させても問題はない。しかし、高Ａｌ
組成のＡｌＧａＮでは、１０００℃を越える温度でも転
位の移動が遅く、格子定数差による歪みの除去が不十分
と考えられる。

【００２２】本発明では基板とＡｌＧａＮ層間に格子定
数差と転位の移動速度が大幅に異なる材料からなる多層
構造を緩衝層として挿入し、転位の移動を加速して残留
歪みの低減及び貫通転位密度の低減を図っている。具体
的には、界面に歪みが集中するために転位の運動が加速
され、転位の運動速度差により転位が層間に閉込められ
るので、新たな転位の上層への伝搬が妨げられて低転位
化が可能である。

【００２３】なお、転位低減に関しては、類似の試みが
Ｓｉ上に成長したＧａＡｓ系材料等でも試みられてい
る。この場合、ＧａＡｓとＡｌＧａＡｓ、ＧａＡｓとＧ
ａＩｎＡｓ等の同種類の材料間の多層構造が普通に使用
される。しかし、ＧａＮ系材料では同種材料間の多層構
造を用いても十分に転位を低減できない。原因は、Ｇａ
Ｎ系材料では、結晶を構成する原子間の結合が強固で且
つｃ軸を中心とした対称性が高いことから、ｃ面に沿っ
た転位の運動が遅いためと考えられる。

【００２４】本発明者は、歪み緩和層（中間層）として
有効な材料の組合せを種々調べた。その結果、歪み緩和
層としてはＧａＮとＡｌＮやＡｌＧａＮなどのＧａＮ系
材料同士の組合せよりも、ＳｉＣとＧａＮ、ＳｉＣとＡ
ｌＧａＮ、ＳｉＣとＡｌＮなどの異種材料間同士の組合
せをより効果的と考えた。これらの各異種材料は、互い
に格子定数差が１％から３％と適切である上、互いにｃ
軸に配向し易い材料であるために界面に沿った同一層方
向の転位の運動が容易と考えられる。さらに、ＩＶ−Ｉ
Ｖ族と III−Ｖ族の組合せでは価数の差が常に１であ
り、相互の結合が適度に弱められることが転位の運動が
容易となる一因と考えられる。

【００２５】さて、上述した本発明の骨子に基づいて、
具体的には以下のような解決手段が実現される。請求項
１に対応する発明は、炭化珪素基板と窒化物系化合物半
導体層とを備えた化合物半導体素子において、前記炭化
珪素基板と前記窒化物系化合物半導体層との間に、炭化
珪素と窒化物系化合物半導体とからなる中間層を備えた
化合物半導体素子である。

【００２６】また、請求項２に対応する発明は、炭化珪
素基板と窒化物系化合物半導体層とを備えた化合物半導
体素子において、前記炭化珪素基板と前記窒化物系化合
物半導体層との間に、炭化珪素と窒化物系化合物半導体
との混晶からなる中間層を備えた化合物半導体素子であ
る。

【００２７】ここで、混晶からなる中間層としては、前
記炭化珪素基板側にて炭化珪素を窒化物系化合物半導体
よりも多く含み、前記窒化物系化合物半導体層側にて炭
化珪素を窒化物系化合物半導体よりも少なく含むよう
に、厚さ方向に沿って平均組成が変化していてもよい。
また、混晶層としては、前記炭化珪素基板側より前記窒
化物系化合物半導体層側の炭化珪素を多く含むように、
厚さ方向に沿って平均組成が変化していてもよい。

【００２８】具体的には例えば、ＳｉＣ基板側にて（Ｓ
ｉＣ）_0.5 （ＧａＮ）_0.5 である混晶層を、ＧａＮ層側
にて（ＳｉＣ）_0.1 （ＧａＮ）_0.9 に変化させた場合を
包含している。

【００２９】さらに、請求項３に対応する発明は、炭化
珪素基板と窒化物系化合物半導体層とを備えた化合物半
導体素子において、前記炭化珪素基板と前記窒化物系化
合物半導体層との間に、炭化珪素と窒化物系化合物半導
体との積層からなる中間層を備えた化合物半導体素子で
ある。

【００３０】また、請求項４に対応する発明は、請求項
３に対応する化合物半導体素子において、前記中間層と
しては、前記炭化珪素基板と前記窒化物系化合物半導体
層との格子定数差を緩和させるように、互いに格子定数
が異なり且つ一層の厚さが０．５〜２ｎｍの範囲内にあ
る複数の材料層が交互に積層されてなる超格子構造を備
えた化合物半導体素子である。

【００３１】なお、この範囲から各材料層の厚さを逸脱
させてもよい場合、各材料層は、夫々炭化珪素又は窒化
物系化合物半導体であって、前記炭化珪素基板側にて平
均組成が炭化珪素により近く、前記窒化物系化合物半導
体層側にて平均組成が窒化物系化合物半導体により近く
なるように、厚さ方向に沿って平均組成が変化したもの
としてもよい。

【００３２】具体的には例えば、ＳｉＣ基板上にＡｌ_i
Ｇａ_1-i Ｎ／ＳｉＣ多層膜を介して形成されたＡｌ_x Ｇ
ａ_y Ｉｎ_1-x-y Ｎ(x+y≠１、０≦ｘ,y≦１、または、
ｙ：０、x=1)／Ａｌ_x'Ｇａ_y'Ｉｎ_1-x'-y' Ｎ(x'+y'≠
１、０≦ｘ' ，ｙ' ≦１、または、ｙ' ：０、ｘ'=１）
／Ａｌ_x Ｇａ_y Ｉｎ_1-x-y Ｎ（x+y ≠１、０≦x,y ≦
１、または、ｙ＝０、ｘ：１）ダブルヘテロ構造を有す
る化合物半導体発光素子において、前記多層膜の平均組
成が基板側にてＳｉＣに近くダブルヘテロ接合側にてＡ
ｌ_i Ｇａ_1-i Ｎに近く、その間では徐々に変化させた半
導体発光素子が該当する。

【００３３】ここで、平均組成とは、組成ｘで厚さｄの
第１成分と、組成（１−ｘ）で厚さｔの第２成分とがあ
るとき、｛ｘ・ｄ＋（１−ｘ）ｔ｝／（ｄ＋ｔ）で示さ
れる単位厚さにおける第１成分と第２成分との夫々の含
有率である。

【００３４】平均組成を徐々に変化させる具体的な手段
としては、例えば基板側ではＳｉＣの層厚をＡｌ_i Ｇａ
_1-i Ｎの層厚よりも厚くし、ダブルヘテロ接合側では逆
にＡｌ_i Ｇａ_1-i Ｎの層厚をＳｉＣの層厚よりも厚くす
るなどの方法がある。

【００３５】また、請求項５に対応する発明は、請求項
１乃至請求項３のいずれか１項に対応する化合物半導体
素子において、前記中間層としては、六方晶系又は立方
晶系の結晶構造を有する化合物半導体素子である。

【００３６】また、請求項６に対応する発明は、請求項
１乃至請求項３のいずれか１項に対応する化合物半導体
素子において、前記炭化珪素基板としては、ｃ軸に沿っ
て２分子層を１周期とするウルツ鉱型である化合物半導
体素子である。

【００３７】また、請求項７に対応する発明は、請求項
１乃至請求項３のいずれか１項に対応する化合物半導体
素子において、前記中間層としては、成長軸方向に配向
した多結晶体である化合物半導体素子である。なお、中
間層は、必ずしも多結晶体である必要はなく、単結晶で
あってもよい。中間層が単結晶の場合、成長軸方向の傾
きを小さくするとともに成長面内の結晶位置においても
ずれを抑制することができる。

【００３８】また、請求項８に対応する発明は、炭化珪
素基板と窒化物系化合物半導体層とを備えた化合物半導
体素子において、前記炭化珪素基板と前記窒化物系化合
物半導体層との間に、前記炭化珪素基板と前記窒化物系
化合物半導体層との格子定数差を緩和させるように、炭
化珪素と、互いに格子定数が異なる複数の材料層のいず
れかとが交互に積層されてなる中間層を備えた化合物半
導体素子である。（作用）従って、請求項１，２，３，８に対応する発明
は以上のような手段を講じたことにより、炭化珪素基板
と窒化物系化合物半導体層との間に介在され、混晶や積
層等から形成された中間層が、両者の格子定数差を緩和
させて格子欠陥の発生を阻止すると共に、両者の中間の
バンドギャップをもつことにより、両者間での電圧上昇
を阻止することができ、発光デバイス等の特性を向上さ
せることができる。

【００３９】また、請求項４に対応する発明は、０．５
〜２ｎｍ厚の複数の材料層からなる超格子構造により、
炭化珪素基板と窒化物系化合物半導体層との格子定数差
を緩和させるので、請求項３に対応する作用に加え、多
数の界面の存在によって残留歪みを低減でき、もって、
結晶品質を向上させることができる。

【００４０】さらに、請求項５に対応する発明は、中間
層が六方晶系の結晶構造であるとき、窒化物系化合物半
導体層も本質的にはウルツ鉱型（六方晶系）の結晶構造
であることにより、中間層が両者間の格子定数差を緩和
し易くなるので、請求項１乃至請求項３のいずれかに対
応する作用を容易かつ確実に奏することができる。

【００４１】また、中間層が立方晶系の結晶構造を有す
るとき、六方晶系に特有の貫通欠陥がないため、請求項
１乃至請求項３のいずれかに対応する作用に加え、上層
の動作層領域に欠陥を伝搬させない利点をもっている。

【００４２】また、請求項６に対応する発明は、炭化珪
素基板がウルツ鉱型の結晶構造であることにより、炭化
珪素基板と窒化物系化合物半導体層との間の光学的エネ
ルギーギャップ差が小さいため、請求項１乃至請求項３
のいずれかに対応する作用に加え、特に電圧上昇の阻止
の点で信頼性を向上させることができる。

【００４３】さらに、請求項７に対応する発明は、中間
層が成長軸方向に配向しているので、請求項１乃至請求
項３のいずれかに対応する作用に加え、窒化物系化合物
半導体層の成長軸方向についての傾きを小さくすること
ができる。

【００４４】

【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て図面を参照して説明する。（第１の実施の形態）図１は本発明の第１の実施の形態
に係る半導体レーザの構造を示す断面図である。この半
導体レーザは、ウルツ鉱型ＳｉＣ（以下、２Ｈ型Ｓｉ
Ｃ）基板１１を有しており、その２Ｈ型ＳｉＣ基板１１
上に、（ＡｌＧａＮ）_x （ＳｉＣ）_1-xからなる混晶の
中間（遷移）層１２、ｎ型ＡｌＧａＮ層１３、アンドー
プＧａＮ層１４、ＩｎＧａＮ活性層１５、アンドープＧ
ａＮ層１６、ｐ型ＡｌＧａＮ層１７、ｐ型ＧａＮ層１８
が順次、形成された多層構造を有している。

【００４５】また、２Ｈ型ＳｉＣ基板は、多層構造とは
反対面上にＰｔとＡｕとの積層構造からなるｎ側電極１
９が形成されている。一方、ｐ型ＧａＮ層１８上には、
電流狭窄のためのＳｉＯ₂ 膜２０が選択的に形成され、
これらｐ型ＧａＮ層１８及びＳｉＯ₂ 膜２０の上には、
ＮｉとＡｕとの積層構造からなるｐ側電極２１が形成さ
れている。

【００４６】次に、以上のような半導体レーザの製造方
法及び作用を説明する。この半導体レーザは、例えば、
周知の有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）による気相
成長を用いて製造される。有機金属原料としては、トリ
メチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルアルミニウム
（ＴＭＡ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）、ビスシ
クロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ₂ Ｍｇ）を用
い、ガス原料としては、アンモニア（ＮＨ₃ ）、シラン
（ＳｉＨ₄ ）を用いた。キャリアガスとしては水素およ
び窒素を用いた。

【００４７】まず、２Ｈ型ＳｉＣ基板１１は、有機洗
浄、酸洗浄にて処理された後、ＭＯＣＶＤ装置の反応室
内に載置され、高周波にて加熱可能なサセプタ上に装着
される。次に、反応室内には常圧で水素が１０Ｌ／分の
流量で供給され、２Ｈ型ＳｉＣ基板は、温度１２００℃
で約１０分間、気相エッチングが施され、表面の自然酸
化膜が除去される。

【００４８】次に、基板温度が９００℃まで降温され、
反応室内には水素、窒素がそれぞれ５Ｌ／分、アンモニ
アが９．５Ｌ／分、ＴＭＡが５０ｃｃ／分、ＴＭＧが１
００ｃｃ／分の流量で約２分間供給され、２Ｈ型ＳｉＣ
基板上にＡｌＧａＮ層が形成される。このときＡｌの I
II族元素に占める割合（組成比）は０．１である。その
後、基板温度が１２００℃まで昇温され、約１０分間保
温されることにより、ＡｌＧａＮ層と２Ｈ型ＳｉＣ基板
１１との間を結合させ、２Ｈ型ＳｉＣ基板１１表面に約
２ｎｍ厚の中間層１２が形成される。ここでＡｌＧａＮ
が、ＳｉＣとＡＩＧａＮとの和に占める割合は０．３以
下が望ましい。この０．３よりＡｌＧａＮの割合が高い
ときには、混晶化されないＡｌもしくはＧａ原子がＳｉ
Ｃ表面近傍に拡散され、ＳｉＣ／混晶界面のＳｉＣ側が
ｐ型化される新たな問題が生じる。さらにはＡｌＧａＮ
の割合は０．０５以上であることが、動作電圧を低減さ
せる観点から望ましい。また、ＡｌＧａＮの割合はＡｌ
ＧａＮ自身の組成比に応じて変化し、Ａｌの組成比が
０．２の場合には、ＡｌＧａＮの比率は０．４以下まで
可能である。

【００４９】次に、２Ｈ型ＳｉＣ基板１１は１１００℃
まで降温され、水素、窒素がそれぞれ５Ｌ／分、アンモ
ニアが９．５Ｌ／分、ＴＭＡが５０ｃｃ／分、ＴＭＧが
１００ｃｃ／分、シランが５ｃｃ／分の流量で約８分間
供給され、約３００ｎｍ厚のｎ型ＡｌＧａＮ層１３が形
成される。このＡｌＧａＮ層１３は、Ａｌ組成比が０．
２であり、キャリア濃度が２×１０¹⁸ｃｍ^-3である。

【００５０】次に、２Ｈ型ＳｉＣ基板１１は１１００℃
で保持され、反応室内には水素、窒素がそれぞれ５Ｌ／
分、アンモニアが９．５Ｌ／分、ＴＭＧが１００ｃｃ／
分の流量で約６分間供給され、アンドープＧａＮ層１４
が形成される。

【００５１】次に、２Ｈ型ＳｉＣ基板１１は７８０℃ま
で降温され、窒素１０Ｌ／分、アンモニア９．５Ｌ／
分、ＴＭＧが９ｃｃ／分、ＴＭＩが４６５ｃｃ／分で約
３０分間供給され、ＩｎＧａＮ活性層１５が形成され
る。この層１５は可視分光透過法で測定したところ、Ｉ
ｎ組成比が０．１程度であった。

【００５２】次に、２Ｈ型ＳｉＣ基板１１は７８０℃で
保持され、ＴＭＩの供給のみが停止され、すなわち窒素
が１０Ｌ／分、アンモニアが９．５Ｌ／分、ＴＭＧが９
ｃｃ／分で約１５分間供給され、アンドープＧａＮ層１
６が形成される。なお、ＧａＮ層１６の厚さはＧａＮ層
１４と同程度になるよう調整される。

【００５３】次に、２Ｈ型ＳｉＣ基板１１は１１００℃
まで昇温され、水素、窒素がそれぞれ１０Ｌ／分、アン
モニアが９．５Ｌ／分、ＴＭＡが５０ＣＣ／分、ＴＭＧ
が１００ｃｃ／分、Ｃｐ₂ Ｍｇが５０ｃｃ／分の流量で
約８分間供給されることにより、ｐ型ＡｌＧａＮ層１７
が形成される。この時のＡｌＧａＮ層のＡｌ組成比は
０．２、厚さは約３００ｎｍである。

【００５４】さらに、２Ｈ型ＳｉＣ基板１１は１１００
℃で保持され、ＴＭＡの供給のみが停止され、すなわ
ち、水素、窒素がそれぞれ１０Ｌ／分、アンモニアが
９．５Ｌ／分、ＴＭＧが１００ｃｃ／分、Ｃｐ₂ Ｍｇが
５０ｃｃ／分で約９分供給されることにより、約３００
ｎｍ厚のｐ型ＧａＮ層１８が形成される。

【００５５】この後、アンモニアが９．５Ｌ／分、水素
および窒素が１０Ｌ／分の流量で供給される状態で、７
５０℃まで冷却され、さらに３５０℃で窒素３０Ｌ／分
に切り替えられ、室温まで冷却され、反応室から成長ウ
エハーが取り出される。

【００５６】次に２Ｈ型ＳｉＣ基板１１側では、５０ｎ
ｍ厚のＰｔ、２μｍ厚のＡｕが積層され、Ｐｔ／Ａｕな
るｎ側電極１９が形成される。このｎ側電極は温度１０
００℃、Ａｒ雰囲気中で約５分間の熱処理が施され、良
好なオーミック接触とされる。

【００５７】次にｐ型ＧａＮ層１８上に周知の熱ＣＶＤ
法等により、０．５μｍ厚のＳｉＯ₂ 膜２０が形成さ
れ、このＳｉＯ₂ 膜２０にフォトエッチングプロセスな
どにより幅１０μｍの孔を形成される。この孔に周知の
真空蒸着法等により、５０ｎｍ厚のＮｉ、２μｍ厚のＡ
ｕが積層され、Ｎｉ／Ａｕなるｐ側電極２１が形成され
る。このｐ側電極は、温度５００℃、窒素雰囲気中で約
５分間の熱処理を施され、良好なオーミック接触とされ
る。

【００５８】このように、多層構造と電極が形成された
ウエハーが３５０μｍ×５００μｍの大きさにへき開さ
れ、レーザダイオードのチップが形成される。この本実
施の形態に係るレーザダイオードは、活性層中のＩｎ組
成によるが、波長４２０ｎｍで室温連続発振した。ま
た、このレーザダイオードは動作電圧が５Ｖであり、し
きい電流密度が５ｋＡ／ｃｍ² であった。

【００５９】次に、比較例として６Ｈ型のＳｉＣ基板を
用いた例を説明する。この比較例は、本実施の形態の構
造において、基板を６Ｈ型ＳｉＣとしたものである。こ
の比較例では、中間層１２が形成されず、ＳｉＣとＡｌ
ＧａＮとが混晶化せずに保持されていた。そのため、最
終的に作成された素子の動作電圧は１０Ｖ程度であっ
た。なお、本比較例においても、中間層１２を形成させ
ることにより、動作電圧を６Ｖ程度にまで低減させるこ
とができる。

【００６０】上述したように第１の実施の形態によれ
ば、２Ｈ型ＳｉＣ基板１１とＡｌＧａＮ層１３との間に
介在された中間層１２が、両者の格子定数差を緩和させ
ると共に、ウルツ鉱型であることにより、基板と窒化物
系化合物半導体層との間の電圧上昇を阻止できるので、
発光デバイス等の特性を向上させることができる。

【００６１】また、このように中間層１２を介在させる
ことにより、わずかな不純物の添加により、高キャリア
濃度のｐ型結晶を実現できるため、素子の効率を向上さ
せることができる。

【００６２】さらに、ＳｉＣ基板１１が、ｃ軸に沿って
２分子層を１周期とする六方晶系の結晶構造を有する２
Ｈ型であり、ＧａＮとのバンドギャップ差が少ないた
め、容易かつ確実に電圧上昇を阻止でき、素子の信頼性
を向上させることができる。（第２の実施の形態）次に、本発明の第２の実施の形態
に係る半導体レーザについて説明する。

【００６３】図２はこの半導体レーザの構造を示す断面
図であり、図１と同一部分には同一符号を付してその詳
しい説明は省略し、ここでは異なる部分についてのみ述
べる。

【００６４】すなわち、本実施の形態に係る半導体レー
ザは、ＧａＮのエネルギーギャップと、６Ｈ型ＳｉＣお
よび２Ｈ型ＳｉＣのエネルギーギャップとの差の違いを
利用して第１の実施の形態のレーザダイオードを電流狭
窄構造としたものであり、具体的には図２に示すよう
に、２Ｈ型ＳｉＣ基板１１上に選択的に形成された６Ｈ
型ＳｉＣ層２２により、２Ｈ型ＳｉＣ基板上の（ＡｌＧ
ａＮ）_x （ＳｉＣ）_１−ｘからなる混晶の中間層１２の
領域が狭められた構造となっている。

【００６５】すなわち、高抵抗の６Ｈ型ＳｉＣ層２２に
より、低抵抗の中間層１２を挟んだ電流狭窄構造となっ
ている。このため、図１にて前述した電流狭窄用のＳｉ
Ｏ_２膜２０は省略されている。

【００６６】次に、この半導体レーザの製造方法及び作
用を説明する。２Ｈ型ＳｉＣ基板１１上に、６Ｈ型Ｓｉ
Ｃ層２２が形成され、しかる後、この６Ｈ型ＳｉＣ層２
２の一部が除去され、２Ｈ型ＳｉＣ基板１１が露出され
る。なお、６Ｈ型ＳｉＣ層２２の成長は、昇華法が使用
可能であり、シラン並びにプロパンなどのガス原料、あ
るいはへキサクロロジシランなどの有機原料を用いたＣ
ＶＤ法が使用可能である。また、６Ｈ型ＳｉＣ層２２の
一部をエッチング除去する方法としては、塩素ガスの反
応性イオンエッチング法などが使用可能であり、その際
のマスクにはＡｌやＡｕ等の金属、あるいはＡｌＮ等の
層が使用可能である。

【００６７】次に、２Ｈ型ＳｉＣ基板１１の露出部分に
（ＡｌＧａＮ）_x （ＳｉＣ）_1-x からなる混晶の中間層
１２が形成される。続いて、この（ＡｌＧａＮ）_x （Ｓ
ｉＣ）_1-x 中間層１２及び６Ｈ型ＳｉＣ層２２の上に、
第１の実施の形態と同様に積層構造が形成される。

【００６８】以下、前述同様に電極構造が設けられ、半
導体レーザが作成される。この半導体レーザにおいて
は、動作電圧は第１の実施の形態と同じ５Ｖであるもの
の、しきい電流密度を３ｋＡ／ｃｍ² に低減させること
ができた。

【００６９】上述したように第２の実施の形態によれ
ば、第１の実施の形態の効果に加え、内部電流狭窄構造
を有する低しきい電流密度の半導体レーザを実現するこ
とができる。（第３の実施の形態）次に、本発明の第３の実施の形態
に係る発光ダイオードについて説明する。

【００７０】図３はこの発光ダイオードの構造を示す断
面図である。この発光ダイオードは、ｎ型の２Ｈ型Ｓｉ
Ｃ基板３１上に、ＧａＮとＳｉＣとが１：９で混在した
（ＧａＮ）_0.1 （ＳｉＣ）_0.9 混晶層３２、ｎ型ＧａＮ
層３３、ｎ型ＩｎＧａＮ発光層３４、ｐ型ＧａＮ層３５
が順次、積層されている。

【００７１】また、２Ｈ型ＳｉＣ基板３１の裏面上に
は、ＮｉとＡｕの積層されたｎ側電極３６が形成されて
いる。さらに、ｐ型ＧａＮ層３５の端部がｎ型ＧａＮ層
３３に達するまでエッチングにより除去され、ｎ型Ｇａ
Ｎ層３３の一部が露出されている。この露出したｎ型Ｇ
ａＮ層３３及びｐ型ＧａＮ層３５の上部にはＳｉＯ₂ 膜
３７が形成されている。なお、ＳｉＯ₂ 膜３７は一部が
除去されてｐ型ＧａＮ層３５が露出され、このｐ型Ｇａ
Ｎ層３５を埋込むように、ＮｉとＡｕの積層されたｐ側
電極３８が形成されている。

【００７２】ここで、ｎ型ＧａＮ層３３は、Ｓｉドープ
であり、キャリア濃度が２×１０¹⁸ｃｍ^-3である。ｐ型
ＧａＮ層３５は、Ｍｇドープであり、キャリア濃度が２
×１０¹⁸ｃｍ^-3である。

【００７３】次に、この発光ダイオードの作用を説明す
る。通常、ＧａＮ系結晶中でのＭｇのアクセプタ活性化
率は、アンドープＧａＮの残留不純物濃度が１×１０¹⁷
ｃｍ^-3程度あり、また窒素空孔等の結晶欠陥が存在する
ことから、Ｍｇの活性化率は１％程度に過ぎず、上述し
たキャリア濃度を得るためには結晶中に取り込まれるＭ
ｇ濃度としては２×１０²⁰ｃｍ^-3程度を必要とされる。

【００７４】しかしながら、本実施の形態では、（Ｇａ
Ｎ）_0.1 （ＳｉＣ）_0.9 混晶層３２を２Ｈ型ＳｉＣ基板
３１とｎ型ＧａＮ層３３との間に介在させることによ
り、結晶欠陥密度を低減させ、且つ残留不純物濃度を低
減させるので、アクセプタ活性化率を３％にまで上昇さ
せることができる。

【００７５】また、結晶中のＭｇ濃度の低下により活性
化率は上昇するため、Ｍｇ濃度は６×１０¹⁹ｃｍ^-3程度
にまで低下できる。この結晶中のＭｇ濃度の低減によ
り、素子の劣化を抑制でき、素子の寿命を従来の約５倍
に長くすることができた。

【００７６】また、本実施の形態に係る発光ダイオード
においては、２Ｈ型ＳｉＣ基板３１のエネルギーギャッ
プが３．３０ｅＶあり、ｎ型不純物である窒素のドナー
レベルが１００〜２００ｍｅＶであることから、発光波
長４３０〜４５０ｎｍの領域では２Ｈ型ＳｉＣ基板３１
側に光吸収がほとんど生じない。

【００７７】また、ｐ側電極及びｎ側電極が従来の素子
では表面側にあったが、本実施の形態ではｐ側電極３８
及びｎ側電極３６を上下に形成できる。従って、この発
光ダイオードは、光吸収が生じなく、また、各電極３
８，３６を上下に形成できるので、外部量子効率を３〜
５％から５〜８％に改善することができる。

【００７８】上述したように第３の実施の形態によれ
ば、２Ｈ型ＳｉＣ基板３１とｎ型ＧａＮ層との間に介在
された（ＧａＮ）_0.1 （ＳｉＣ）_0.9 混晶層３２が、両
者の格子定数差を緩和させると共に、ウルツ鉱型である
ことにより、基板と窒化物系化合物半導体層との間の電
圧上昇を阻止できるので、発光デバイス等の特性を向上
させることができる。

【００７９】また、本実施の形態に係る発光ダイオード
は、光吸収が生じなく、また、各電極３８，３６を上下
に形成できるので、外部量子効率を向上させることがで
きる。（第４の実施の形態）次に、本発明の第４の実施の形態
に係る半導体レーザについて説明する。

【００８０】図４はこの半導体レーザの構造を示す断面
図である。この半導体レーザは、６Ｈ型ＳｉＣ基板４１
上に、（ＧａＮ）_x （ＳｉＣ）_1-x 混晶層４２、ｎ型Ｇ
ａＮ層４３、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層４４、ＧａＮ層
４５、ＭＱＷ活性層４６、ｐ型ＧａＮ層４７、ｐ型Ａｌ
ＧａＮクラッド層４８、ｐ型ＧａＮコンタクト層４９、
ｐ型ＧａＮコンタクト層５０が順次積層された積層構造
を有している。この積層構造においては、ｎ型ＡｌＧａ
Ｎクラッド層４４乃至ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層４８が
メサ構造とされ、このメサ構造の両側に高抵抗のｉ型Ｇ
ａＮ層５１が形成されている。

【００８１】また、この積層構造を挟むように６Ｈ型Ｓ
ｉＣ基板４１側にｎ側電極５２が形成され、ｐ型ＧａＮ
層５０側にｐ側電極５３が形成されている。ここで、６
Ｈ型ＳｉＣ基板４１は、（０００１）Ｓｉ面から＜１１
２^- ０＞方向に４゜オフしたもので、厚さ３００μｍの
両面研磨品である。また、６Ｈ型ＳｉＣ基板４１は、キ
ャリア濃度が３×１０¹⁸ｃｍ^-3である。なお、ここでは
オフ基板を用いたが、（０００１）面のものでもよい。
但し、約２゜〜８゜程度の範囲内でオフした基板の方が
ステップ成長にて平坦な膜が得られ易いので望ましい。
また、傾ける方向は＜１１^- ００＞方向、あるいはその
中間の方向でもよい（なお、−の上付添字は、負方向を
示すバーである）。さらに、基板としてはＡ面（（１１
２^- ０）面）やＭ面（（１１^- ００）面）のＳｉＣを用
いてもよく、この場合にはＣ面をへき開面とすることが
望ましい。

【００８２】（ＧａＮ）_x （ＳｉＣ）_1-x 混晶層４２
は、ｘを、６Ｈ型ＳｉＣ基板４１側で０．１とし、Ｇａ
Ｎ層４３側で０．９とし、その間を滑らかに増加させて
いる。この場合、エネルギーギャップの変化がより滑ら
かになり動作電圧の基板／ＧａＮ層に起因する上昇が見
られない。なお、ｘは、６Ｈ型ＳｉＣ基板４１側で０．
１としてＧａＮ層４３側で０．９とし、その間を厚さ２
ｎｍごとに段階的に増加させる構造としてもよく、滑ら
かに変化させた場合と同様の効果を得られる。また、ｘ
は例えば０．５で固定してもよい。

【００８３】次に、この半導体レーザの製造方法及び作
用を説明する。まず、６Ｈ型ＳｉＣ基板４１は、有機溶
媒および酸により洗浄された後、ＭＯＣＶＤ装置内の加
熱可能なサセプタ上に載置される。

【００８４】次に、６Ｈ型ＳｉＣ基板４１は、水素が１
０Ｌ／分の流量で供給されると共に、温度１２００℃で
約１０分間保持され、表面が気相エッチングされる。次
に、温度が１０００℃まで降温され、水素が１０Ｌ／
分、アンモニアが１０Ｌ／分、プロパンが１００ｃｃ／
分で固定され、ＴＭＧを５ｃｃ／分から４５ｃｃ／分ま
で、シランを９０ｃｃ／分から１０ｃｃ／分まで時間に
対して直線的に変化させながらそれぞれが約３分間供給
されることにより、約２０ｎｍ厚でｘ値を０．１から
０．９まで連続的に変化させた（ＧａＮ）_x （ＳｉＣ）
_1-x 混晶層４２が形成される。

【００８５】次に、温度が１１００℃まで昇温され、水
素が１５Ｌ／分、窒素が５Ｌ／分、ＴＭＧが１００ｃｃ
／分、アンモニアが１０Ｌ／分、シランが３ｃｃ／分の
流量でそれぞれ約１時間供給され、約２μｍ厚のｎ型Ｇ
ａＮ層４３が形成される。

【００８６】さらに、温度が１１００℃の状態にて、Ｔ
ＭＡが５０ｃｃ／分の流量で約１５分間加えられ、約５
００ｎｍ厚のＡｌＧａＮクラッド層４４が形成された
後、再度ＴＭＡの供給が停止され、約１０分間の供給で
約２００ｎｍ厚のＧａＮ層４５が形成される。

【００８７】次に、ＴＭＧの供給が停止され、基板温度
が７８０℃まで降温される。この温度で、ＴＭＧが１０
ｃｃ／分、アンモニアが１０Ｌ／分、水素が３０ｃｃ／
分の流量でそれぞれ供給され、この中にＴＭＩと窒素と
の流量を、それぞれ１４０ｃｃ／分と１９．８３Ｌ／
分、及び１５ｃｃ／分と１９．９５５Ｌ／分の組合せで
約１分半ずつ２０回繰り返し供給され、最後にＴＭＩを
１５ｃｃ／分、窒素を１９．９５５Ｌ／分の組合せで約
３分間供給されることにより、多重量子井戸構造（ＭＱ
Ｗ）の活性層４６が形成される。このようなガスの切換
えは、実際には３系統の原料供給ラインを用いて実現さ
れる。すなわち、あるキャリアラインに窒素のみ１９．
６３Ｌ／分を一定量で流しておく。そのほかにＴＭＩ供
給ラインを２系統用い、ＴＭＩと窒素とをそれぞれ、１
４０ｃｃ／分と２００ｃｃ／分、及び１５ｃｃ／分と３
２５ｃｃ／分との組合せを２〜５秒程度の高速で切換え
ることにより、実施するものである。このような高速切
り換えは、本実施形態のような常圧によるＩｎＧａＮの
ＭＱＷの成長では特に有用である。原料ガスの供給を１
本の供給ラインを用いて行なうと、ガスの切り換え及び
ガス流の安定までに常圧成長では通常３０秒程度の時間
を要する。７８０℃といった温度はＩｎＧａＮ結晶にと
っては高温の部類に属し、ＩｎＧａＮ結晶はこのような
温度下では成長するとともに分解もまた起こり易い。従
って、３０秒もの時間を７８０℃といった高温にさらし
ておくと、成長直後の表面に荒れが生じ、全体的にみる
とＭＱＷの界面がだれた状態になってしまう。例えば、
本実施形態のような高速切り換えを行なった場合には各
界面には１原子層程度の乱れしか見られないが、３０秒
程度のガス切り換えのための成長中断を設けた場合に
は、界面にうねりが生じ、ウエハー全面で見ると５〜１
０原子層程度の乱れが生じてしまう。要するに、常圧Ｍ
ＯＣＶＤ法で界面に乱れの少ないＭＱＷを形成するに
は、原料ガスの高速切り換えが必要である。また、この
ような原料ガスの高速切り換えは後述するＳｉＣとＡｌ
ＧａＮとの多層膜においても有用であることはいうまで
もない。

【００８８】なお、本実施の形態において、次に、水素
が４０ｃｃ／分、窒素が１９．９６Ｌ／分、アンモニア
が１０Ｌ／分の流量で供給され、１１００℃まで４分間
かけて昇温される。なお、ここの昇温時間は、１０分間
以上だと活性層４６が水素でエッチングされるので、４
分間以下が望ましい。

【００８９】次に、温度が１１００℃で保持され、水素
が５００ｃｃ／分、窒素が１４．５Ｌ／分、ＴＭＧが１
００ｃｃ／分、アンモニアが１０Ｌ／分、Ｃｐ₂ Ｍｇが
５０ｃｃ／分の流量で約１０分間供給され、約２００ｎ
ｍ厚のＧａＮ層４７が形成される。これにＴＭＡが５０
ｃｃ／分の流量で約１５分間加えられることにより、約
５００ｎｍ厚のｐ型ＡｌＧａＮクラッド層４８が形成さ
れる。この際、結晶中に１×１０¹⁷ｃｍ^-3程度のＳｉを
加えておくと、結晶が容易にエッチング可能となる。

【００９０】このように多層構造が形成された６Ｈ型Ｓ
ｉＣ基板４１は、この状態で室温まで降温され、ＭＯＣ
ＶＤ装置から取出され、周知の熱ＣＶＤ装置内で多層構
造表面に幅２０μｍのＳｉ０₂ 膜が形成される。次に、
６Ｈ型ＳｉＣ基板４１はＲＩＥ装置内に載置され、開口
部がＢＣｌ₃ ガスによってメサ構造にエッチング除去さ
れる。このようにメサ構造の形成された６Ｈ型ＳｉＣ基
板４１は、再びＭＯＣＶＤ装置内のサセプター上に載置
され、窒素３０Ｌ／分の中で１１００℃まで昇温され
る。

【００９１】次に、温度１１００℃で、水素が５００ｃ
ｃ／分、窒素が１４．５Ｌ／分、ＴＭＧが１００ｃｃ／
分、アンモニアが１０Ｌ／分、ＤＭＺ（ジメチルジン
ク）が５０ｃｃ／分の流量で約１時間供給され、ｉ型Ｇ
ａＮ層５１にてｎ型ＡｌＧａＮクラッド層４４からｐ型
ＡｌＧａＮクラッド層４８までを埋め込み構造とした。
なお、このｉ型ＧａＮ層５１は、本実施形態ではメサエ
ッチング後の成長で形成したが、エッチング除去せずに
水素や酸素などのイオン注入により形成してもよい。例
えば、水素では２００ｋｅＶ、１×１０¹⁴ｃｍ^-2のイオ
ン注入で実現可能である。

【００９２】次に、温度が１１００℃で保持された状態
で、水素が３０Ｌ／分で約１分間供給され、ｐ型ＡｌＧ
ａＮクラッド層４８上のＳｉ０₂ 膜がエッチング除去さ
れ、しかる後、水素が５００ｃｃ／分、窒素が１４．５
Ｌ／分、ＴＭＧが１００ｃｃ／分、アンモニアが１０Ｌ
／分、Ｃｐ₂ Ｍｇが５０ｃｃ／分の流量で約２７分間供
給され、約９００ｎｍ厚のｐ型ＧａＮコンタクト層４９
が形成される。

【００９３】続いて、Ｃｐ₂ Ｍｇが１５０ｃｃ／分に流
量が増加されて３分間供給され、１００ｎｍ厚のｐ型Ｇ
ａＮコンタクト層５０が形成される。この層は熱処理な
どの後工程を必要とせずにｐ型結晶を実現できた。さら
に、これらｐ型ＧａＮコンタクト層４９，５０の成長の
際には、３×１０¹⁶ｃｍ^-3程度のＺｎを加えておくこと
により、キャリアの不活性化機構が低減され、キャリア
濃度が約２倍に増加した。

【００９４】次に、ＴＭＧおよびＣｐ₂ Ｍｇの供給が停
止され、降温が開始され、３５０℃でアンモニアおよび
水素の供給が停止され、室温まで降温される。このよう
に形成されたレーザ構造をもつウエハーは、ＭＯＣＶＤ
装置から取出され、周知の真空蒸着法やスパッタ法など
により、６Ｈ型ＳｉＣ基板４１表面上に、５０ｎｍ厚の
Ｐｔ、５０ｎｍ厚のＮｉ、２μｍ厚のＡｕが順次積層さ
れ、窒素中にて１０００℃、１分間の熱処理が施され、
良好なオーミック接触をもつｎ側電極５２が形成され
る。

【００９５】一方、ｐ型ＧａＮ層５０表面上には、２０
ｎｍ厚のＰｄ、３０ｎｍ厚のＴｉ、２０ｎｍ厚のＰｔ、
２μｍ厚のＡｕが順次積層され、窒素中にて５００℃、
１分間の熱処理が施され、１×１０^-4Ωｃｍ² 程度のオ
ーミックなｐ側電極５３が形成される。なお、各電極５
２，５３には、他に、ここで用いた金属と、Ａｌ、Ｓ
ｃ，Ｍｇ，Ｓｉ，Ｃｒなどとの積層構造あるいは合金層
などが使用可能である。

【００９６】次に、このように電極を有する素子は、レ
ーザ構造の端面が（１１２^- ０）面あるいは（１１^- ０
０）面となるように、スクライバなどを用いてへき開さ
れ、半導体レーザとして完成される。

【００９７】この半導体レーザは、波長４２０ｎｍで連
続発振した。上述したように第４の実施の形態によれ
ば、第１の実施の形態の効果に加え、（ＧａＮ）_x （Ｓ
ｉＣ）_1-x 混晶層４２が、６Ｈ型ＳｉＣ基板４１側にて
ｎ型ＧａＮ層４３側よりもＳｉＣを多く含むように、厚
さ方向に沿って平均組成が変化しているので、容易かつ
確実に格子定数差を緩和することができ、素子の信頼性
を向上させることができる。

【００９８】また、６Ｈ型ＳｉＣ基板４１として、４゜
オフしたものを用いているので、平坦な膜を容易に得る
ことができる。（第５の実施の形態）次に、本発明の第５の実施の形態
にかかる半導体レーザについて説明する。

【００９９】図５はこの半導体レーザの構造を示す断面
図であり、図４と同一部分には同一符号を付してその詳
しい説明は省略し、ここでは異なる部分についてのみ述
べる。

【０１００】すなわち、本実施の形態に係る半導体レー
ザは、第４の実施形態の変形構成であり、具体的には図
５に示すように、ｉ型ＧａＮ層５１に代えて、ｐ型Ｇａ
Ｎ層５４及びｎ型ＧａＮ層５５からなる積層構造を備え
ている。

【０１０１】ここで、この積層構造は、ｐ側電極５３側
にｎ型ＧａＮ層５５が配置され、ｎ側電極５２側にｐ型
ＧａＮ層５４が配置されてｐｎ逆接合層を形成し、電流
のブロック層として機能する。

【０１０２】以上のような構造としても、第４の実施の
形態と同様の効果を得ることができる。（第６の実施の形態）次に、本発明の第６の実施の形態
にかかる半導体レーザについて説明する。

【０１０３】図６はこの半導体レーザの構造を示す断面
図であり、図４と同一部分には同一符号を付してその詳
しい説明は省略し、ここでは異なる部分についてのみ述
べる。

【０１０４】すなわち、本実施の形態に係る半導体レー
ザは、第４の実施形態の変形構成であり、具体的には図
６に示すように、活性層４６とｉ型ＧａＮ層５１との間
に電流ブロック層６０を備えている。

【０１０５】この電流ブロック層６０は、マストランス
ポートによる成長層であり、窒素やアンモニアなどの流
量の調整により、結晶を再蒸発および再成長させて形成
されている。

【０１０６】以上のような構造としても、第４の実施の
形態と同様の効果を得ることができる。（第７の実施の形態）次に、本発明の第７の実施の形態
にかかる半導体レーザについて説明する。

【０１０７】図７はこの半導体レーザの構造を示す断面
図であり、図４と同一部分には同一符号を付してその詳
しい説明は省略し、ここでは異なる部分についてのみ述
べる。

【０１０８】すなわち、本実施の形態に係る半導体レー
ザは、第４の実施形態の変形構成であり、具体的には図
７に示すように、６Ｈ型ＳｉＣ基板４１上に（ＧａＮ）
_x （ＳｉＣ）_1-x 混晶層４２を有する構造に代えて、４
Ｈ型ＳｉＣ基板６１と、４Ｈ型ＳｉＣ基板６１上に形成
された（ＡｌＧａＮ）_x （ＳｉＣ）_1-x 混晶層６２とを
備えた構造となっている。

【０１０９】以上のような構造としても、第４の実施の
形態と同様の効果を得ることができる。（第８の実施の形態）次に、本発明の第８の実施の形態
に係る青色レーザダイオードについて説明する。図８は
この青色レーザダイオードの構造を示す断面図である。
この青色レーザダイオードは、６Ｈ型ＳｉＣ基板７１の
Ｓｉ面上にＮドープｎ型６ＨＳｉＣバッファ層７２（５
×１０¹⁸ｃｍ^-3、０．５μｍ）、ｎ型Ａｌ_0.2 Ｇａ_0.8
Ｎ（ＳｉまたはＳｅドープ、５×１０¹⁸ｃｍ^-3、０．５
〜２ｎｍ）／ＳｉＣ（Ｎドープ、５×１０¹⁸ｃｍ^-3、
０．５〜２ｎｍ）２０周期の多層歪み緩和層７３、ｎ型
ＧａＮバッファ層７４、ｎ型Ａｌ_0.2 Ｇａ_0.8 Ｎ（Ｓｉ
ドープ、５×１０¹⁸ｃｍ^-3、０．５μｍ）クラッド層７
５、ＧａＮまたはＧａ_l-x Ｉｎ_x Ｎ活性層７６（１０〜
１００ｎｍ）、ｐ型Ａｌ_0.2 Ｇａ_0.8 Ｎ（Ｍｇドープ、
５×１０¹⁸ｃｍ^-3、０．１μｍ）第１クラッド層７７、
ｐ型ＧａＮ（Ｍｇド一プ、５×１０¹⁸ｃｍ^-3、０．０１
μｍ）エッチング停止層７８、ｐ型Ａｌ_0.2 Ｇａ_0.8 Ｎ
（Ｍｇドープ、５×１０¹⁸ｃｍ^-3、０．４μｍ）第２ク
ラッド層７９が順次積層されている。

【０１１０】ｐ型Ａｌ_0.2 Ｇａ_0.8 Ｎ第２クラッド層７
９は、反応性イオンエッチングにより、幅２〜４μｍの
ストライプ状の凸部に形成され、周囲にｎ型ＧａＩｎＮ
（Ｓｉドープ、５×１０¹⁸ｃｍ^-3、０．２μｍ）からな
る電流ブロック層８０が選択成長により形成されてい
る。

【０１１１】ｐ型Ａｌ_0.2 Ｇａ_0.8 Ｎ第２クラッド層７
９上及び電流ブロック層８０上には、ｐ型ＧａＮ（Ｍｇ
ドープ、１×１０¹⁹ｃｍ^-3、０．５μｍ）コンタクト層
８１、及び０．０５μｍ厚のＰｄ、０．０５μｍ厚のＰ
ｔ、０．１μｍ厚のＡｕからなるｐ側電極８２が順次形
成されている。なお、ｐ側電極８２はＮｉとしてもよ
い。

【０１１２】６Ｈ型ＳｉＣ基板７１の裏面には、０．０
５μｍ厚のＴｉ、０．０５μｍ厚のＰｔ、０．１μｍ厚
のＡｕ（又はＡｌ）からなるｎ側電極８３が形成されて
いる。

【０１１３】ここで、多層歪み緩和層７３は、その積層
周期において、平均組成を、基板側でＳｉＣに近くしＡ
ｌＧａＮ側でＡｌＧａＮに近くし、かつ両者の中間で徐
々に変化させている。この場合、平均格子定数を徐々に
変化させるので、低欠陥化と残留歪み低減が期待可能で
あり、基板とＡｌＧａＮ層間の電圧降下が低減される。

【０１１４】次に、以上のような青色レーザダイオード
の製造方法及び作用について説明する。本実施の形態に
係る青色レーザダイオードは、減圧ＭＯＣＶＤ装置を用
いて製造される。まず、６Ｈ型ＳｉＣ基板７１は、ヒー
タを兼ねたサセプタ上に載置される。次に、減圧ＭＯＣ
ＶＤ装置では、ガス導入管から高純度水素が１Ｌ／分の
流量で供給され、反応管内の大気が水素で置換される。

【０１１５】続いて、減圧ＭＯＣＶＤ装置では、ガス排
気口がロータリーホンプに接続され、反応管内が減圧さ
れ、内部の圧力が２０〜７０ｔｏｒｒの範囲に設定され
る。次に、６Ｈ型ＳｉＣ基板７１は、水素中で１４００
℃に加熱され表面が清浄化される。次いで基板温度が１
３００℃に低下された後、Ｃ原料としてプロパンガスが
１０ｃｃ／分程度、Ｓｉ原料としてＳｉＨ₄ ガスが３ｃ
ｃ／分程度の流量で供給され、ｎ型ＳｉＣバッファ層７
２が形成される。

【０１１６】次に、水素ガスの一部がＮＨ₃ ガス、Ｎ₂
Ｈ₄ ガスあるいはＮを含む有機化合物たとえば（ＣＨ
₃ ）₂ Ｎ₂ Ｈ₂ に切替えられると共に、有機金属Ｇａ化
合物たとえばＧａ（ＣＨ₃ ）₃ あるいはＧａ（Ｃ₂ Ｈ
₅ ）₃ が供給され、多層歪み緩和層７３及びそれ以後の
各層７４〜８１が形成される。このとき、多層歪み緩和
層７３や各層７４〜８１の組成により、同時に有機金属
Ａｌ化合物たとえばＡｌ（ＣＨ₃ ）₃ あるいはＡｌ（Ｃ
₂ Ｈ₅ ）₃ 、有機金属Ｉｎ化合物たとえばＩｎ（ＣＨ
₃ ）₃ あるいはＩｎ（Ｃ₂ Ｈ₅ ）₃ が供給されてＡｌ，
Ｉｎが添加される。

【０１１７】なお、多層歪み緩和層７３の成長の後には
成長温度より５０℃〜２００℃高い温度にて１０〜６０
分間熱処理する事によりさらに残留歪みを低減できる。
また、ドーピングの際にはドーピング用原料が同時に供
給される。ドーピング用原料には、ｎ型用として、Ｓｉ
Ｈ₄ 等のＳｉ水素化物又はＳｉ（ＣＨ₃ ）₄ 等の有機金
属Ｓｉ化合物が使用され、ｐ型用として、Ｃｐ₂ Ｍｇ等
の有機金属Ｍｇ化合物が使用される。

【０１１８】Ｉｎを含む層の形成時には、Ｉｎの取り込
まれ率を改善するため、窒素、Ａｒ等の水素を含まない
雰囲気下にし、原料としてアンモニアより分解率の高い
（ＣＨ₃ ）₂ Ｎ₂ Ｈ₂ を用いる。

【０１１９】また、ｐ型ドーパントの活性化率を上げる
ため、結晶中への水素の混入を抑制する。そこで、成長
温度から８５０℃から７００℃までは窒素の解離を抑え
るためにアンモニア中で冷却し、それ以下の温度では冷
却過程での水素の混入を抑制するため不活性ガス中で冷
却する。

【０１２０】さらに、ｐ型ドーパントの活性化率を上げ
たいときにはＲＦプラズマにより生成した窒素ラジカル
中にて熱処理する。窒素ラジカルを用いた場合、結晶中
からの窒素原子の離脱が完全に防止でき９００℃から１
２００℃の高温にて熱処理でき、さらに、窒素空孔等の
結晶欠陥を除去できる。

【０１２１】また、窒化物層の成長時には、原料として
ＮＨ₃ を１×１０^-3ｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｇａ（ＣＨ₃ ）₃
を１×１０^-5ｍｏｌ／ｍｉｎ、Ａｌ（ＣＨ₃ ）₃ が１×
１０^-6ｍｏｌ／ｍｉｎの流量で供給される。基板温度は
１０５０℃、圧力３８ｔｏｒｒ、原料ガスの総流量は１
Ｌ／ｍｉｎ。ドーパントにはｎ型にＳｉ，Ｓｅ、ｐ型に
Ｍｇが用いられる。原料はＳｉ（ＣＨ₃ ）₄ 、Ｈ₂ Ｓ
ｅ、Ｃｐ₂ Ｍｇが使用される。

【０１２２】また、ウェハを窒素ラジカル中で４００〜
１０００℃（好ましくは６００〜８００℃）でアニール
することにより、アニール中のＮの抜けを抑え、ｐ型層
をより低抵抗化できる。

【０１２３】このようにして得られた多層構造にｎ側電
極８３およびｐ側電極８２が形成され、青色レーザダイ
オードが完成される。この青色レーザダイオードは、６
Ｈ型ＳｉＣバッファ層７２と、ｎ型ＧａＮバッファ層７
４との間に、両者の格子定数を徐々に変化させる多層歪
み緩和層７３を有しているので、その上に成長するＡｌ
ＧａＮ層７５の残留歪みが有効に緩和され、ひび割れの
発生が抑制されるととともに、低欠陥化がはかれ、素子
寿命などの特性を向上させることができる。（第９の実施の形態）次に、本発明の第９の実施の形態
にかかる青色レーザダイオードについて説明する。

【０１２４】図９はこの青色レーザダイオードの構造を
示す断面図であり、図８と同一部分には同一符号を付し
てその詳しい説明は省略し、ここでは異なる部分につい
てのみ述べる。

【０１２５】すなわち、本実施の形態に係る青色レーザ
ダイオードは、第８の実施形態の変形構成であり、具体
的には図９に示すように、ＧａＮバッファ層７４が省略
されている。このような構造としても、第８の実施の形
態と同様の効果を得ることができる。（第１０の実施の形態）図１０は本発明の第１０の実施
の形態に係る半導体レーザの構成を示す断面図である。
この半導体レーザは、６Ｈ型のＳｉＣを基板１０１とし
て有している。基板１０１上には、０．２μｍ厚の（Ｓ
ｉＣ）_0.5 （ＧａＮ）_0.5 からなる中間層１０２が形成
されている。なお、（ＳｉＣ）_0.5 （ＧａＮ）_0.5 は成
長軸方向に配向した配向性多結晶である。

【０１２６】中間層１０２上には、基板１０１側から順
に、ｎ型ＧａＮ層１０３（厚さ０．３μｍ、キャリア濃
度２×１０¹⁸ｃｍ^-3）、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１０
４（Ａｌ組成比１０％、厚さ０．５μｍ、キャリア濃度
２×１０¹⁸ｃｍ^-3）、アンドープＧａＮ導波層１０５
（厚さ０．３μｍ）キャリア濃度３×１０¹⁶ｃｍ^-3）、
周期５のＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸（ＭＱ
Ｗ）構造の活性層１０６（井戸層：Ｉｎ組成比１８％、
厚さ４ｎｍ、バリア層：Ｉｎ組成比約４％、厚さ２ｎ
ｍ）、アンドープＧａＮ導波層１０７（厚さ０．３μ
ｍ、キャリア濃度３×１０¹⁶ｃｍ^-3）、ｐ型ＡｌＧａＮ
クラッド層１０８（Ａｌ組成比１０％、厚さ０．５μ
ｍ）キャリア濃度３×１０¹⁷ｃｍ^-3）、ｎ型ＩｎＧａＮ
電流ブロック層１０９（厚さ０．３μｍ、Ｉｎ組成比１
５％、キャリア濃度１×１０¹⁸ｃｍ^-3）、ｐ型ＧａＮコ
ンタクト層１１０（厚さ０．６μｍ）キャリア濃度５×
１０¹⁷ｃｍ^-3）が形成されている。

【０１２７】ｐ型ＧａＮ層１１０上には、Ｐｔ／Ｔｉ／
Ａｕの順に積層されてなるｐ側電極１１１が形成されて
いる。一方、ｐ側電極１１１とは反対側の基板１０１上
には、Ｎｉ／Ｐｔ／Ａｕの順に積層されてなるｎ側電極
１１２が形成されている。

【０１２８】このような素子構造は周知の有機金属気相
成長（ＭＯＣＶＤ）法や分子線エピタキシー（ＭＢＥ）
法において作製される。なお、中間層１０２は、通常の
ＧａＮ層の成長温度よりも２００℃程度低い成長温度を
用いて形成できる。

【０１２９】この半導体レーザにおいては、しきい電流
密度が３ｋＡ／ｃｍ² で４２０ｎｍ程度の紫色の発振を
実現することができた。本実施形態においては、レーザ
端面をへき開工程のみで作成したが、ＳｉＯ₂、ＴｉＯ₂
、Ａｌ₂ Ｏ₃ 、ＺｒＯ₂ などから選ばれる誘電体薄膜
を交互に積層した膜を端面にコーティングすることによ
り、反射率の上昇を図ることができる。その結果、しき
い電流密度を２０％程度下げることができた。

【０１３０】上述したように本実施形態によれば、（Ｓ
ｉＣ）_0.5 （ＧａＮ）_0.5 からなる中間層１０２が、基
板１０１とｎ型ＧａＮ層１０３との格子定数差を緩和さ
せて格子欠陥の発生を阻止すると共に、両者の中間のバ
ンドギャップをもつことにより、両者間での電圧上昇を
阻止することができ、発光デバイス等の特性を向上させ
ることができる。

【０１３１】また、中間層１０２が成長軸方向に配向し
ているので、中間層１０２よりも上層のＧａＮ系の層の
成長軸方向についての傾きを小さくすることができる。（第１１の実施の形態）図１１は本発明の第１１の実施
の形態に係る半導体レーザの構造を示す断面図である。
図１０と同一部分については同一符号を付してそれらの
詳しい説明は省略し、ここでは異なる部分についてのみ
述ベる。

【０１３２】すなわち本実施形態は第１０の実施形態の
変形構成であり、具体的には図１１に示すように、６Ｈ
型ＳｉＣの基板１０１〜ｎ型ＧａＮ層１０３に代えて、
２Ｈ型ＳｉＣの基板１２１上に中間層１２２を介してｎ
型ＡｌＧａＮクラッド層１０４以上の積層構造が形成さ
れている。

【０１３３】ここで、中間層１２２は、（ＳｉＣ）_x
（Ａｌ_y Ｇａ_1-y Ｎ）_1-x の如き、Ａｌが添加された層
構成が望ましい。中間層１２２では、Ａｌが添加される
と、成長軸方向への配向性が増し、成長軸からの結晶軸
の傾きをより小さくすることができる。

【０１３４】但し、Ａｌ組成比ｙを大きくしすぎると、
この部分でひび割れが生じるため、本実施形態において
は０．３以下の値を取ることが好ましい。組成比ｙの上
限値は中間層の厚さおよび混晶比（分子組成比）ｘに密
接に関係し、上限値はおおむね厚さとｘとの積に反比例
する。一方、混晶比ｘの代表的な値は０．５であるが、
０．１から０．９までの値をとることで同様の効果を得
ることができる。

【０１３５】上述したように本実施形態によれば、Ｓｉ
Ｃ基板１２１がウルツ鉱型なので、第１０の実施形態の
効果を容易且つ確実に得ることができる。また、中間層
１２２へのＡｌの添加により、成長軸からの結晶軸の傾
きをより小さくすることができる。（第１２の実施の形態）図１２は本発明の第１２の実施
の形態に関わる半導体レーザの構成を示す断面図であ
る。この半導体レーザは、第１０の実施形態の変形構成
であり、６Ｈ型ＳｉＣの基板１０１とｎ型ＧａＮ層１０
３との間に介在する中間層１３１のみが図１０に示す構
造とは異なっている。

【０１３６】ここで、中間層１３１は、０．１μｍ厚の
（ＳｉＣ）_x （ＧａＮ）_1-x の単結晶が用いられる。中
間層１３１の結晶系は、六方晶系のウルツ鉱型であるこ
とが好ましいが、立方晶系としてもよい。

【０１３７】特に、立方晶系のＳｉＣ上に立方晶系のＧ
ａＮ系素子を形成する場合には、立方晶系の中間層を形
成することが望ましいことは言うまでもない。但し、Ｓ
ｉＣおよびＧａＮ系の層が六方晶系の場合であっても、
中間層を立方晶系とすることができる。このような立方
晶系の中間層によれば、基板にも存在する六方晶系に特
有の貫通欠陥を中間層によって阻止できるため、動作層
領域に欠陥を伝播させない利点がある。

【０１３８】一方、立方晶系の中間層は、ＳｉＣとＧａ
Ｎ系との中間のエネルギーギャップをとるためには六方
晶系の場合と同一の混晶比ｘをとることができない。し
かし、同程度のエネルギーギャップをとることはｘ値を
小さくするか、又はＢを添加することにより実現でき
る。

【０１３９】上述したように本実施形態によれば、第１
０の実施形態の効果に加え、中間層１３１が単結晶なの
で、成長軸方向の傾きを小さくすると共に、成長面内の
結晶位置においてもずれを抑制することができる。

【０１４０】また、中間層を立方晶系とした場合、六方
晶系に特有の貫通欠陥を動作層領域に伝播させず、結晶
品質を向上させることができる。なお、この場合には立
方晶系の基板を用いることにより、結晶品質をより向上
させることができる。

【０１４１】続いて、本実施形態の第１〜第５変形例に
ついて述べる。（第１変形例）第１変形例は、中間層１３１における
（ＳｉＣ）_x （ＧａＮ）_1-x の混晶比ｘを階段状に変化
させた構造である。本変形例ではｘを０．９から５ｎｍ
ごとに０．１ずつ減少させる。このような構造は、例え
ば原料ガスの気相組成を変えて実現できる。また、この
ような構造は、多くの界面が存在するので、交互成長に
よる多層緩衝構造と同様に、格子欠陥の抑制並びに残留
歪みの低減を期待できる。（第２変形例）第２変形例は、中間層１３１における
（ＳｉＣ）_x （ＧａＮ）_1-x の混晶比ｘを連続的に変化
させた構造である。この構造は、界面が前後の２つと少
ないことから多層緩衝効果を期待できないが、界面準位
の存在やヘテロバリアなどによる電圧上昇を抑制するこ
とができる。（第３変形例）第３変形例は、第１及び第２変形例を組
合せてなる構造である。すなわち、中間層１３１を分割
し、その中の混晶比ｘを連続的に変化させる構造であ
る。具体的には中間層１３１は、図１３に示すように、
混晶比ｘを０．９から０．７まで連続的に減少させた第
１連続減少層、混晶比ｘを０．６から０．４まで連続的
に減少させた第２連続減少層、及び混晶比ｘを０．３か
ら０．１まで連続的に減少させた第３連続減少層の順に
基板１０１側から積層形成されている。このような構造
により、界面の数を増やして残留歪みを低減させると共
に、界面準位の存在場所を減少させて電圧上昇の抑制を
図ることができる。（第４変形例）第４変形例は、中間層１３１が段階減少
部と連続減少部との積層により形成されたものである。
すなわち、中間層１３１は、基板１０１上に形成されて
３ｎｍ厚毎に混晶比ｘを０．９５から０．５５まで０．
０５ずつ減少させた段階減少部と、この段階減少部上に
形成されて混晶比ｘを０．５から０．０５まで連続的に
減少させた連続減少部との２層構造となっている。

【０１４２】このような構造とすることにより、第３変
形例と同様の効果を実現させることができる。なお、本
実施形態では活性層１０６をアンドープで構成したが、
Ｍｇ又はＳｉの添加によりしきい電流密度を低減させる
ことができる。（第５変形例）第５変形例は、第３変形例と同様に、中
間層１３１を分割し、その中の混晶比ｘを変化させた構
造である。具体的には中間層１３１は、図１４に示すよ
うに、混晶比ｘを０．７から０．７５まで連続的に増加
させた第１連続増加層、混晶比ｘを０．５から０．４５
まで連続的に増加させた第２連続増加層、及び混晶比ｘ
を０．２から０．２５まで連続的に増加させた第３連続
増加層の順に基板１０１側から積層形成されている。但
し、各連続増加層の界面における混晶比ｘは、連続増加
分よりも大きい値で段階的に減少している。

【０１４３】このような構造により、残留歪みを徐々に
開放する効果が得られ、第３連続増加層ではほぼ完全に
歪みが開放された状態の結晶を得ることができる。これ
により、素子の信頼性をより向上させることができる。（第１３の実施形態）図１５は本発明の第１３の実施形
態に係る半導体レーザの構成を示す断面図である。この
半導体レーザは、６Ｈ型の結晶構造を有するｎ型ＳｉＣ
が基板１４１として用いられる。基板１４１上の中間層
１４２は、（ＳｉＣ）_x （Ｉｎ_0.1 Ｇａ_0.9 Ｎ）_1-x か
ら形成され、その混晶比ｘが総厚１００ｎｍの間で１か
ら０まで連続的に変化している。

【０１４４】この中間層１４２上にはＳＢＲ構造（リッ
ジストライプ構造）が形成されている。すなわち、中間
層１４２側から順に、ｎ型ＧａＮ層１４３、ｎ型ＡｌＧ
ａＮクラッド層１４４、ｎ型ＧａＮ導波層１４５、ｎ型
ＡｌＧａＮオーバーフロー防止層１４６、ＩｎＧａＮ多
重量子井戸活性層１４７、ｐ型ＡｌＧａＮオーバーフロ
ー防止層１４８、ｐ型ＧａＮ導波層１４９、リッジを有
するｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１５０、リッジの側面に
位置するｎ型ＩｎＧａＮ光閉込め層１５１、ｐ型ＧａＮ
コンタクト層１５２が形成されている。

【０１４５】ｐ型ＧａＮコンタクト層１５２上にはｐ側
電極１５３が形成されている。基板１４１におけるｐ側
電極１５３とは反対側の面上にはｎ側電極１５４が形成
されている。

【０１４６】本実施形態では、中間層１４２にＩｎが添
加されている。これにより、中間層１４２より上層のＧ
ａＮ系の層に歪を導入することができる。例えば、一般
にＡｌＧａＮはＡｌ組成を高くしようとするとクラック
が生じるため、厚く形成できない。しかし、本実施形態
のように中間層１４２にＩｎを添加すると、ＡｌＧａＮ
に対して強力な逆方向の歪を与えることができるので、
高いＡｌ組成のＡｌＧａＮを厚く成長させることができ
る。

【０１４７】以上の実施形態では、光閉込め層としてＩ
ｎＧａＮの場合を示したが、本発明はこれに限らず、バ
ンドギャップエネルギーが活性層より小さいＩｎ_u Ａｌ
_v Ｇａ_1-u-v Ｎ（０＜ｕ≦１，０≦ｖ＜１，０＜ｕ＋ｖ
≦１）であっても良い。あるいは、ＳｉやＧｅ、ＧａＰ
など他の材料系であってもよい。またクラッド層もＡｌ
ＧａＮのみならず、Ｉｎ_x Ａｌ_y Ｇａ_1-x-y Ｎ（０≦
ｘ，ｙ、ｘ＋ｙ≦１）を用いることができる。

【０１４８】上述したように本実施形態によれば、中間
層１４２にＩｎを添加して上層に歪みを加えることによ
り、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１４４を厚く形成し、ｐ
型ＡｌＧａＮクラッド層１５０をも厚く形成するので、
例えばリッジを有するＳＢＲ構造の半導体レーザを実現
することができる。なお、この半導体レーザは、前述同
様に中間層１４２に応じて、格子欠陥の抑制や電圧上昇
の阻止などの効果を有することは言うまでもない。（第１４の実施形態）図１６は本発明の第１４の実施の
形態に係る発光ダイオード（ＬＥＤ）の構成を示す断面
図である。この発光ダイオードは、４Ｈ型の結晶構造を
有するｎ型ＳｉＣが基板１６１として用いられる。基板
１６１上の中間層１６２は、基板１６１側からＳｉＣ、
Ａｌ_x Ｇａ_1-x Ｎ（０≦ｘ≦１）、ＳｉＣ、ＧａＮの順
で積層された構造である。中間層１６２内の各層の厚さ
は２０ｎｍ程度である。この種の積層構造では、最も基
板側のＳｉＣが基板１６１の情報を引継いで４Ｈ型とな
り易い。但し、Ａｌ_x Ｇａ_1-x Ｎ（０≦ｘ≦１）を挟む
ことにより、上層のＳｉＣがウルツ鉱型（２Ｈ型）にな
り易くなる。従って、中間層１６２の最上層のＧａＮ
は、ウルツ鉱型の情報をもつ。すなわち、中間層１６２
をこのような積層構造とすることにより、基板の多型に
かかわらず、中間層１６２上に形成したＧａＮ系の層を
ウルツ鉱型の情報のみを持った良質なものとすることが
できる。

【０１４９】さらに中間層１６２の上に、２μｍ厚のｎ
型ＧａＮ層１６３、０．２μｍ厚のｎ型ＡｌＧａＮクラ
ッド層１６４（Ａｌ組成比８％）、０．２μｍ厚のＳｉ
ドープＧａＮ発光層１６５、０．２μｍ厚のｐ型ＡｌＧ
ａＮクラッド層１６６（Ａｌ組成比８％）、０．２μｍ
厚のｐ型ＧａＮコンタクト層１６７をこの順で形成し
た。

【０１５０】また、基板１６１の裏面上には、ｎ側電極
１６８が形成されている。さらに、ｐ型ＧａＮ層１６７
の端部がｎ型ＧａＮ層１６３に達するまでエッチングに
より除去され、ｎ型ＧａＮ層１６３の一部が露出されて
いる。この露出したｎ型ＧａＮ層１６３及びｐ型ＧａＮ
層１６７の上部にはＳｉＯ₂ 膜１６９が形成されてい
る。なお、ＳｉＯ₂ 膜１６９は一部が除去されてｐ型Ｇ
ａＮ層１６７が露出され、このｐ型ＧａＮ層１６７を埋
込むように、ｐ側電極１７０が形成されている。

【０１５１】このような半導体レーザにおいて、電流値
２０ｍＡにてピーク波長３７０ｎｍの発光を得ることが
できた。また、このような半導体レーザでは、外側への
蛍光体の塗布により、青色、緑色、赤色又はこれらの混
色である白色のＬＥＤを実現することができる。本発明
では導電性のＳｉＣを基板に用いるので、従来通りの上
下方向のマウントが可能であることは言うまでもない。

【０１５２】上述したように本実施形態によれば、中間
層１６２を、ＳｉＣ／ＡｌＧａＮ／ＳｉＣ／ＧａＮとい
う積層構造とし、一層目が受けた基板からの情報を２層
目のＡｌＧａＮがウルツ鉱型の情報にして３層目のＳｉ
Ｃ層に伝搬するので、基板の多型にかかわらず、中間層
１６２上に形成したＧａＮ系の層をウルツ鉱型の情報の
みを持った良質なものとすることができる。また本実施
形態は、前述同様に中間層１６２により、格子欠陥の抑
制や電圧上昇の阻止などの効果を有することは言うまで
もない。（第１５の実施形態）図１７は本発明の第１５の実施形
態に係る半導体レーザの構成を示す断面図である。この
半導体レーザは、２Ｈ型の結晶型を有するｎ型ＳｉＣが
基板１７１として用いられている。基板１７１上の中間
層１７２は、基板側から順に、３０ｎｍ厚のＳｉＣ層及
び２０ｎｍ厚のＡｌ_0.5 Ｇａ_0.5 Ｎが積層されてなる。
この中間層１７２上にＩＳ構造（内部電流狭窄構造）が
形成されている。

【０１５３】すなわち、中間層１７２側から順に、ｎ型
ＧａＮ層１７３、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１７４、ｎ
型ＧａＮ導波層１７５、ＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層
１７６（井戸層：Ｉｎ組成１８％、障壁層：Ｉｎ組成４
％）、ｐ型ＧａＮ導波層１７７、リッジを有するｐ型Ａ
ｌＧａＮクラッド層１７８、リッジの側面に位置したｎ
型ＧａＮ電流阻止層１７９、ｐ型ＧａＮコンタクト層１
８０が形成されている。なお、ｐ型ＧａＮコンタクト層
１８０上にはｐ側電極１８１が形成されている。また、
基板１７１におけるｐ側電極１８１とは反対側の面上に
はｎ側電極１８２が形成されている。

【０１５４】この半導体レーザは、中間層１７２が非常
に単純な構造であるため、成長工程が非常に簡単である
という利点がある。また、この中間層１７２は成長界面
が少ないため、前述同様に、成長界面で発生する結晶欠
陥を抑制することができる。

【０１５５】上述したように本実施形態によれば、前述
同様の格子欠陥の抑制や電圧上昇の阻止などの効果に加
え、中間層１７２が簡易な構成のため、成長工程が簡単
であり且つ成長界面で発生する結晶欠陥を抑制すること
ができる。（他の実施の形態）上記各実施形態においては、一部を
除いて基板の主面を特定せずに記載したが、一般的には
Ｃ面（０００１）面が用いられる。しかしながら、前述
したように、Ｍ面やＡ面を用いてもよい。また、基板の
結晶型もヘキサゴナル型に限らず、３Ｃ型や１５Ｒ型を
用いてもよい。

【０１５６】すなわち、本発明の要旨は中間層の構造に
あるので、この要旨を逸脱しない限り、成長方法なども
含めて種々変更して実施できる。例えば、上記各実施の
形態では、ＭＯＣＶＤ法を用いた場合を説明したが、こ
れに限らず、ＭＢＥ（分子線エピタキシー）法などを用
いても、本発明を同様に実施して同様の効果を得ること
ができる。その他、本発明はその要旨を逸脱しない範囲
で種々変形して実施できる。

【０１５７】

【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、基
板と窒化物系化合物半導体層との間の格子欠陥の発生と
電圧上昇とを阻止でき、光学デバイス等の特性を向上で
きる化合物半導体素子を提供できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の第１の実施の形態に係る半導体レーザ
の構造を示す断面図

【図２】本発明の第２の実施の形態に係る半導体レーザ
の構造を示す断面図

【図３】本発明の第３の実施の形態に係る発光ダイオー
ドの構造を示す断面図

【図４】本発明の第４の実施の形態に係る半導体レーザ
の構造を示す断面図

【図５】本発明の第５の実施の形態に係る半導体レーザ
の構造を示す断面図

【図６】本発明の第６の実施の形態に係る半導体レーザ
の構造を示す断面図

【図７】本発明の第７の実施の形態に係る半導体レーザ
の構造を示す断面図

【図８】本発明の第８の実施の形態に係る青色レーザダ
イオードの構造を示す断面図

【図９】本発明の第９の実施の形態に係る青色レーザダ
イオードの構造を示す断面図

【図１０】本発明の第１０の実施の形態に係る半導体レ
ーザの構成を示す断面図。

【図１１】本発明の第１１の実施の形態に係る半導体レ
ーザの構成を示す断面図。

【図１２】本発明の第１２の実施の形態に係る半導体レ
ーザの構成を示す断面図。

【図１３】同実施の形態の第３変形例における中間層の
混晶比を示した図。

【図１４】同実施の形態の第５変形例における中間層の
混晶比を示した図。

【図１５】本発明の第１３の実施の形態に係る半導体レ
ーザの構成を示す断面図。

【図１６】本発明の第１４の実施の形態に係る半導体レ
ーザの構成を示す断面図。

【図１７】本発明の第１５の実施の形態に係る半導体レ
ーザの構成を示す断面図。

【符号の説明】

１１，１２１，１７１…２Ｈ型ＳｉＣ基板１２，６２…（ＡｌＧａＮ）_x （ＳｉＣ）_1-x 中間層１３，４４，７５，１０４，１４４，１６４，１７４…
ｎ型ＡｌＧａＮ層１４，１６，４５，１０５，１０７…アンドープＧａＮ
層１５…ＩｎＧａＮ活性層１７，４８，７７，７９，１０８，１５０，１６６，１
７８…ｐ型ＡｌＧａＮ層１８，３５，４７，４９，５０，５４，７８，８１，１
１０，１５２，１６７，１８０…ｐ型ＧａＮ層１９，３６，５２，８３，１１２，１５４，１６８，１
８２…ｎ側電極２０，３７，１６９…ＳｉＯ₂ 膜２１，３８，５３，８２，１１１，１５３，１７０，１
８１…ｐ側電極２２…６Ｈ型ＳｉＣ層３２，４２…（ＧａＮ）_0.1 （ＳｉＣ）_0.9 混晶層３３，４３，５５，７４，１０３，１４３，１６３，１
７３…ｎ型ＧａＮ層３４…ｎ型ＩｎＧａＮ発光層４１，７１，１０１，１４１…６Ｈ型ＳｉＣ基板４６…ＭＱＷ活性層５１…ｉ型ＧａＮ層６０…電流ブロック層６１，１６１…４Ｈ型ＳｉＣ基板７２…Ｎドープｎ型６ＨＳｉＣバッファ層７３…ｎ型Ａｌ_0.2 Ｇａ_0.8 Ｎ／ＳｉＣ多層歪み緩和層７６…ＧａＮまたはＧａ_l-x Ｉｎ_x Ｎ活性層８０，１０９，１７９…ｎ型ＩｎＧａＮ電流ブロック層１０２…（ＳｉＣ）_0.5 （ＧａＮ）_0.5 中間層１０６，１４７，１７６…ＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重
量子井戸活性層１２２…（ＳｉＣ）_x （Ａｌ_y Ｇａ_1-y Ｎ）_1-x 中間層１３１…（ＳｉＣ）_x （ＧａＮ）_1-x 中間層１４２…（ＳｉＣ）_x （Ｉｎ_0.1 Ｇａ_0.9 Ｎ）_1-x 中間
層１４５，１７５…ｎ型ＧａＮ導波層１４６…ｎ型ＡｌＧａＮオーバーフロー防止層１４８…ｐ型ＡｌＧａＮオーバーフロー防止層１４９，１７７…ｐ型ＧａＮ導波層１５１…ｎ型ＩｎＧａＮ光閉込め層１６２…ＳｉＣ／Ａｌ_x Ｇａ_1-x Ｎ／ＳｉＣ／ＧａＮ中
間層１６５…ＳｉドープＧａＮ発光層１７２…ＳｉＣ／Ａｌ_0.5 Ｇａ_0.5 Ｎ中間層

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】炭化珪素基板と窒化物系化合物半導体層
とを備えた化合物半導体素子において、前記炭化珪素基板と前記窒化物系化合物半導体層との間
に、炭化珪素と窒化物系化合物半導体とからなる中間層
を備えたことを特徴とする化合物半導体素子。
【請求項２】炭化珪素基板と窒化物系化合物半導体層
とを備えた化合物半導体素子において、前記炭化珪素基板と前記窒化物系化合物半導体層との間
に、炭化珪素と窒化物系化合物半導体との混晶からなる
中間層を備えたことを特徴とする化合物半導体素子。
【請求項３】炭化珪素基板と窒化物系化合物半導体層
とを備えた化合物半導体素子において、前記炭化珪素基板と前記窒化物系化合物半導体層との間
に、炭化珪素と窒化物系化合物半導体との積層からなる
中間層を備えたことを特徴とする化合物半導体素子。
【請求項４】請求項３に記載の化合物半導体素子にお
いて、前記中間層は、前記炭化珪素基板と前記窒化物系化合物
半導体層との格子定数差を緩和させるように、互いに格
子定数が異なり且つ一層の厚さが０．５〜２ｎｍの範囲
内にある複数の材料層が交互に積層されてなる超格子構
造を備えたことを特徴とする化合物半導体素子。
【請求項５】請求項１乃至請求項３のいずれか１項に
記載の化合物半導体素子において、前記中間層は、六方晶系又は立方晶系の結晶構造を有す
ることを特徴とする化合物半導体素子。
【請求項６】請求項１乃至請求項３のいずれか１項に
記載の化合物半導体素子において、前記炭化珪素基板は、ｃ軸に沿って２分子層を１周期と
するウルツ鉱型であることを特徴とする化合物半導体素
子。
【請求項７】請求項１乃至請求項３のいずれか１項に
記載の化合物半導体素子において、前記中間層は、成長軸方向に配向した多結晶体であるこ
とを特徴とする化合物半導体素子。
【請求項８】炭化珪素基板と窒化物系化合物半導体層
とを備えた化合物半導体素子において、前記炭化珪素基板と前記窒化物系化合物半導体層との間
に、前記炭化珪素基板と前記窒化物系化合物半導体層と
の格子定数差を緩和させるように、炭化珪素と、互いに
格子定数が異なる複数の材料層のいずれかとが交互に積
層されてなる中間層を備えたことを特徴とする化合物半
導体素子。