WO2014042054A1 - 窒化アルミニウム基板およびｉｉｉ族窒化物積層体 - Google Patents

窒化アルミニウム基板およびｉｉｉ族窒化物積層体 Download PDF

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WO2014042054A1
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iii nitride
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啓一郎 弘中
亨 木下
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Definitions

  • the present invention relates to a novel aluminum nitride substrate. Specifically, the present invention relates to a novel aluminum nitride substrate having an aluminum nitride single crystal layer having a specific inclined surface as a main surface.
  • Aluminum nitride is a direct transition type semiconductor having a large forbidden band width of about 6.2 eV. Therefore, mixed crystals with aluminum nitride and group III nitride gallium nitride (GaN), and indium nitride (InN), in particular, mixed crystals with a proportion of Al in group III elements of 50 atomic% or more (hereinafter referred to as Al System III group nitride single crystal is also expected as an ultraviolet light emitting device material.
  • GaN group III nitride gallium nitride
  • InN indium nitride
  • Al System III group nitride single crystal is also expected as an ultraviolet light emitting device material.
  • a semiconductor device such as an ultraviolet light emitting device, a cladding layer, an active layer, etc. are provided between an n-type semiconductor layer electrically joined to the n-electrode and a p-type semiconductor layer electrically joined to the p-electrode. It is necessary to form a laminated structure including. From the viewpoint of luminous efficiency, it is important that any layer has a high crystal quality, that is, there are few crystal dislocations and point defects, a uniform crystal composition distribution, and a low impurity concentration.
  • Non-Patent Document 1 when an aluminum nitride buffer layer and a GaN layer are grown on a sapphire substrate whose main surface is a plane inclined by 0.5 ° to 2 ° from the c-plane ((0001) plane), the off angle The smaller the is, the more flat the growth surface is. This is because molecular steps (hereinafter simply referred to as “steps”) are regularly arranged on the surface by tilting the substrate surface within an appropriate range from the c-plane, and when a group III nitride single crystal is grown on the substrate, This is because the supplied atomic species can be easily taken into the step, and a high-quality crystal with high flatness can be obtained.
  • steps molecular steps
  • the sapphire substrate is a heterogeneous substrate having a composition different from that of the group III nitride, it is disadvantageous as a substrate for crystal growth of the group III nitride. This is because a high-quality crystal layer cannot be obtained due to generation of crystal defects and cracks due to lattice constant misfit between the sapphire substrate and the group III nitride.
  • group III nitride is grown at a high temperature
  • sapphire having a thermal expansion coefficient different from that of group III nitride is disadvantageous in that a difference in thermal expansion occurs.
  • SiC substrates are also disadvantageous. In particular, this tendency becomes remarkable when an Al group III nitride single crystal which is a mixed crystal having a proportion of Al in the group III element necessary for forming the ultraviolet light emitting element of 50 atomic% or more is grown.
  • a group III nitride substrate is used as a crystal growth substrate and the off-angle is limited (for example, see Patent Document 2). Specifically, it is parallel to the c-plane (having an off-angle in the range of less than 0.05 ° with respect to the c-plane) or an off-angle in the range of 0.05 ° to 15 ° with respect to the c-plane
  • a method for epitaxially growing a semiconductor layer on a group III nitride substrate is described. It is shown that a semiconductor layer with good crystallinity is formed by making it substantially parallel to the c-plane, and a device with good characteristics can be obtained. On the other hand, it is shown that a semiconductor layer with few defects can be formed by setting the angle between 0.05 ° and 15 °.
  • This Patent Document 2 describes a group III nitride substrate having an off angle in the range of 0 ° to 15 ° with respect to the c-plane.
  • the off angle is not specified.
  • a mixed crystal having an Al ratio of 20 atomic% or less is formed on an aluminum nitride single crystal substrate having a surface roughness (Ra) of 0.09 to 0.41 nm by chemical mechanical polishing (CMP).
  • CMP chemical mechanical polishing
  • the device obtained in this example semiconductor element in which a semiconductor layer is laminated on an aluminum nitride single crystal substrate
  • Patent Document 3 has an off angle ( ⁇ ) of 0.03 to 1.0 ° with respect to the c-plane, and a deviation angle ( ⁇ ) with respect to the m-axis direction in the off direction is 0.5 to 16 °.
  • ⁇ off angle
  • ⁇ deviation angle
  • a nitride semiconductor free-standing substrate that does not include a region of ⁇ 0.5 ° ⁇ ⁇ 0.5 ° on the substrate surface is described, and specifically, a GaN substrate is disclosed.
  • a mixed crystal layer of a group III nitride single crystal containing Al (for example, a mixed crystal layer made of AlGaN or the like) is required as described above.
  • a high-quality light-emitting element layer with very few dislocations can be formed by using an aluminum nitride single crystal substrate having a lattice constant close to that of the mixed crystal layer as a crystal growth substrate on which the mixed crystal layer is laminated. It is conceivable that.
  • the higher the Al ratio the more the aluminum nitride single crystal substrate is used, for example, when a mixed crystal layer made of an Al group III nitride single crystal having an Al ratio of 50 atomic% or more is stacked. Is advantageous.
  • the present inventors have grown a mixed crystal layer made of a group III nitride single crystal having an Al ratio of 50 atomic% or more on an aluminum nitride single crystal substrate.
  • the surface roughness (Ra) is 0.40 nm or less
  • the ratio of Al is 50 atomic% on the surface (main surface) of the aluminum nitride single crystal substrate having an off angle of 0 ° to 15 °.
  • the flatness of the mixed crystal layer is further improved compared to the case of using an aluminum nitride single crystal substrate that is parallel to the c-plane (having an off angle in the range of less than 0.05 ° with respect to the c-plane).
  • an object of the present invention is made of aluminum nitride, which has good flatness, uniform composition distribution, and can grow a high-quality group III nitride single crystal layer having a low impurity concentration on its surface. It is to provide a substrate.
  • Al 1- (x + y + z) Ga x In y B z N (where x, y and z are each independently a rational number of 0 or more and less than 0.5, and the sum of x, y and z is 0.
  • the growth surface of the growth layer has high flatness, the composition distribution of the growth layer is uniform, and the impurity concentration can be reduced.
  • the object is to provide an aluminum substrate.
  • Another object of the present invention is to provide a high-quality light emitting device.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems.
  • various conditions were examined for growing a high-quality group III nitride single crystal when a substrate made of aluminum nitride was used as the substrate for crystal growth.
  • the off angle of the crystal growth surface (crystal growth surface) of the substrate made of aluminum nitride was studied, the above problem was solved by controlling the off angle of the aluminum nitride substrate more strictly than before. As a result, the present invention has been completed.
  • the first present invention is a substrate made of aluminum nitride, Nitriding characterized by having an aluminum nitride single crystal layer whose main surface is a plane inclined in the m-axis direction within a range of 0.05 ° or more and 0.40 ° or less from the (0001) plane of the wurtzite structure. It is an aluminum substrate.
  • the main surface is further inclined in the a-axis direction in a range of 0.00 ° to 0.40 °.
  • Al 1- (x + y + z) Ga x In y B z N (where x, y, and z are each independently 0 or more and 0 ) on the main surface of the aluminum nitride single crystal layer.
  • x is a rational number greater than 0 and less than 0.5
  • y and z are rational numbers greater than or equal to 0 and less than 0.5.
  • a group III nitride laminate having an AlGaInBN layer having a composition of more than 0 and less than 0.5 and in the photoluminescence measurement of the AlGaInBN layer at 300 K, the band of the AlGaInBN layer A group III nitride laminate in which the edge emission peak is observed at 4.56 eV or more and less than 5.96 eV and the half width of the emission peak is 225 meV or less can be easily obtained.
  • an AlN layer (x, y, and z in Al 1- (x + y + z) Ga x In y B z N is 0) is directly laminated on the main surface of the aluminum nitride single crystal layer, and the AlN In the photoluminescence measurement at 300 K of the layer, a group III nitride laminate in which the half-value width of the band edge emission peak of the AlN crystal is 145 meV or less and the surface roughness (Ra) of the AlN layer is 0.2 nm or less. It can also be obtained.
  • band edge emission is emission inherent to a crystal caused by recombination of holes at the top of the valence band and electrons at the bottom of the conduction band, and its emission energy reflects the composition of the crystal. Yes.
  • the third aspect of the present invention is a group III nitride semiconductor device having at least an aluminum nitride single crystal layer and the AlGaInBN layer portion in the group III nitride laminated body.
  • the aluminum nitride substrate of the present invention as a substrate for crystal growth of a group III nitride single crystal layer, the flatness of the growth surface of the group III nitride single crystal layer can be enhanced.
  • the composition distribution of the group III nitride single crystal layer can be made more uniform and the impurity concentration can be made lower. As a result, a high-quality light-emitting element can be manufactured.
  • the lattice constant is closer Al 1- (x + y + z ) Ga x In y B z N (where, x, y and z is an each independently from 0 to less than 0.5 rational number , X, y, and z are less than 0.5.)
  • AlGaInBN layer that satisfies the composition represented by (2) is grown thereon, a particularly excellent effect is exhibited. Therefore, the group III nitride laminate having the aluminum nitride substrate of the present invention can be used as a deep ultraviolet light emitting device.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view of an aluminum nitride substrate according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view of a group III nitride semiconductor device according to an embodiment of the present invention.
  • the present invention is an aluminum nitride substrate which is a substrate made of aluminum nitride and has an aluminum nitride single crystal layer whose surface is a surface having a specific off angle.
  • the aluminum nitride substrate of the present invention is a crystal growth substrate in which a group III nitride single crystal layer is grown on the main surface of the aluminum nitride single crystal layer. Then, a structure including the aluminum nitride single crystal layer portion and the group III nitride single crystal layer formed thereon is used as a light emitting element.
  • FIG. 1 is a view schematically showing a cross section of an aluminum nitride substrate of the present invention.
  • the aluminum nitride substrate of the present invention is made of aluminum nitride, and is an aluminum nitride single unit whose principal surface is a plane inclined in the m-axis direction within a range of 0.05 ° to 0.40 ° from the (0001) plane of the wurtzite structure.
  • An aluminum nitride substrate having a crystal layer at least on the surface.
  • an aluminum nitride substrate having an aluminum nitride single crystal layer on at least the surface thereof, wherein an off angle 3 that is an angle formed between main surface 1 and c-plane 2 of the aluminum nitride substrate is in a range of 0.05 ° to 0.40 °. It is.
  • the main surface is a portion having the widest area of the aluminum nitride single crystal layer and is a surface that becomes the surface of the aluminum nitride substrate.
  • a group III nitride for example, an AlGaInBN layer described in detail below is grown on the main surface.
  • the aluminum nitride substrate is made only of aluminum nitride. That is, the aluminum nitride substrate of the present invention does not include a laminated substrate in which a single crystal layer made of aluminum nitride is formed on a sapphire or SiC substrate. In the case of using a substrate containing such different materials (sapphire, SiC), it is considered that the lattice constant difference and the thermal expansion difference from the group III nitride single crystal layer are partly contributed, but high quality A group III nitride laminate cannot be obtained. In particular, it becomes difficult to reduce the dislocation density of the group III nitride laminate.
  • the aluminum nitride substrate of the present invention has at least a surface of an aluminum nitride single crystal layer whose principal surface is a plane inclined in the m-axis direction within a range of 0.05 ° to 0.40 ° from the (0001) plane of the wurtzite structure.
  • This is an aluminum nitride substrate. Therefore, as long as it has the aluminum nitride single crystal layer, it may be a single substrate of an aluminum nitride single crystal layer or a multilayer substrate. In the case of a multilayer substrate, it is sufficient if the aluminum nitride single crystal layer is laminated on a polycrystalline layer or an amorphous layer (non-single crystal layer) substrate made of aluminum nitride.
  • the non-single layer can also be removed. That is, the group III nitride laminated body of the present invention and the group III nitride semiconductor device of the present invention only need to include the aluminum nitride single crystal layer portion.
  • the aluminum nitride substrate of the present invention may be a laminate of aluminum nitride single crystal layers having different impurity concentrations. In this case, it is preferable that the portion that becomes the aluminum nitride single crystal layer has less impurities.
  • the main surface (the surface of the aluminum nitride substrate) of the aluminum nitride single crystal layer on which Group III nitride is grown is 0.05 ° or more and 0.40 ° from the (0001) plane of the wurtzite structure.
  • the surface must be inclined in the m-axis direction within the following range.
  • the main surface is a surface inclined in the m-axis direction within the above range, the surface of the group III nitride single crystal layer grown on the surface can be planarized, the composition distribution can be made uniform, and the impurity concentration can be reduced. it can.
  • the angle inclined in the m-axis direction of the main surface is less than 0.05 °, regular steps are not formed on the growing crystal surface, and the growth mode starts from random nucleation, and the growth surface This is not preferable because of the large unevenness.
  • the angle of the main surface inclined in the m-axis direction exceeds 0.40 °, so-called step bunching is formed in which the step difference between the steps is not a monoatomic layer but several atomic layers, and the growth surface has a large unevenness. Therefore, it is not preferable. This is because when the unevenness of the growth surface becomes large, some of the atoms forming the mixed crystal are segregated on the surface and the composition distribution fluctuates or the impurity concentration increases.
  • the main surface is in the range of 0.05 ° to 0.35 ° from the (0001) plane of the wurtzite structure. It is preferably a surface inclined in the m-axis direction, more preferably a surface inclined in the m-axis direction in a range of 0.10 ° to 0.35 °, particularly 0.11 ° to 0.32 °. The surface is preferably inclined in the m-axis direction in the following range.
  • the off-angle direction that is, the direction in which the angle formed by the c-plane and the aluminum nitride substrate surface (main surface) is maximized includes the a-axis direction in addition to the m-axis direction. .
  • the main surface of the aluminum nitride single crystal layer is a surface inclined in the m-axis direction within the range of 0.05 ° or more and 0.40 ° or less from the (0001) surface of the wurtzite structure, this a The angle inclined in the axial direction is not particularly limited.
  • the main surface of the aluminum nitride single crystal is in the range of 0.00 ° to 0.40 ° from the (0001) plane of the wurtzite structure.
  • the surface is preferably inclined in the a-axis direction.
  • the main surface is inclined in the m-axis direction within the above range from the (0001) surface of the wurtzite structure, the surface flatness is obtained on the surface by using a surface that is not inclined at all in the a-axis direction.
  • a high-quality group III nitride single crystal layer having a uniform composition distribution and a low impurity concentration can be produced.
  • the main surface is inclined in the m-axis direction within the above range from the (0001) plane of the wurtzite structure, and is also inclined in the a-axis direction in the range of more than 0.00 ° and not more than 0.40 °.
  • the main surface is inclined from the (0001) plane of the wurtzite structure in the range of 0.05 ° to 0.35 ° in the m-axis direction and 0.05 ° to 0.35 in the a-axis direction. It is preferable to incline in the range of ⁇ °, incline in the range of 0.10 ° to 0.35 ° in the m-axis direction, and in the range of 0.10 ° to 0.35 ° in the a-axis direction.
  • the off angle of the main surface of the aluminum nitride single crystal layer can be measured by a known method. Specifically, it can be determined by X-ray measurement. In the present invention, the off angle that the main surface of the aluminum nitride single crystal layer has with respect to the m or a axis direction may be measured with respect to the c plane of the aluminum nitride single crystal layer.
  • the aluminum nitride single crystal layer is not particularly limited as long as the off angle in the m-axis direction satisfies the above range, but preferably has the following physical properties.
  • the dislocation density of the aluminum nitride single crystal is preferably 1 ⁇ 10 6 cm ⁇ 2 or less.
  • the total impurity amount of O, Si, C, and B contained in the aluminum nitride single crystal layer is preferably 1 ⁇ 10 18 atoms / cm 2 or less.
  • the crystal quality of the aluminum nitride single crystal layer for example, the full width at half maximum of the rocking curve of the (0002) plane and the (10-10) plane is preferably 400 arcsec or less.
  • the curvature radius of a main surface in an aluminum nitride substrate is 1 m or more.
  • the upper limit of the radius of curvature is preferably as large as possible, but is 10,000 m or less in consideration of industrial production.
  • the thickness of the aluminum nitride substrate is not particularly limited, but is preferably in the following range. Specifically, when the aluminum nitride substrate is composed of a single layer composed of only an aluminum nitride single crystal layer, the thickness is preferably 10 to 2000 ⁇ m. In the case of a layer made of non-single crystal aluminum nitride (non-single crystal layer) and an aluminum nitride layer, the thickness of the aluminum nitride layer is 0.005 to 300 ⁇ m, and the thickness of the non-single crystal layer is 10 to It is preferably 2000 ⁇ m.
  • the thicknesses of the aluminum nitride substrate and the aluminum nitride single crystal layer satisfy the above range, a higher-quality group III nitride laminate and group III nitride semiconductor device can be obtained, and the production thereof can be performed. It becomes easy.
  • the aluminum nitride substrate of the present invention is characterized by an aluminum nitride single crystal layer portion having a main surface inclined in the m-axis direction within a range of 0.05 ° or more and 0.40 ° or less from the (0001) plane of the wurtzite structure.
  • This aluminum nitride single crystal layer is manufactured by first producing an aluminum nitride single crystal layer by a known method, and then subjecting the obtained aluminum nitride single crystal layer to a process such as chemical mechanical polishing (CMP). Can be manufactured.
  • CMP chemical mechanical polishing
  • HVPE hydride vapor phase epitaxy
  • MOCVD metal organic chemical vapor deposition
  • PVT sublimation method
  • An aluminum nitride single crystal layer is grown by a vapor phase growth method such as (MBE; Molecular beam epitaxy), a liquid layer growth method such as an LPE method (Liquid phase epitaxy), or a combination thereof.
  • the portion constituting the aluminum nitride single crystal layer is preferably manufactured by the HVPE method.
  • the aluminum nitride substrate of the present invention is a single layer
  • it can be produced, for example, by the method described in JP-A-2009-190960.
  • a multilayer substrate having a polycrystalline layer or an amorphous layer can be produced by, for example, a method described in JP-A-2009-161390.
  • an aluminum nitride substrate having good crystal quality and good ultraviolet light transmission Y. Kumagai, et. al.
  • the aluminum nitride single crystal layer is preferably a thick single crystal aluminum nitride film grown by HVPE.
  • the laminate may be a single-layer aluminum nitride substrate made of a thick film of the single crystal aluminum nitride by removing the sublimation substrate portion.
  • m is within the range of 0.05 ° or more and 0.40 ° or less from the (0001) surface of the wurtzite structure according to the first invention. It can be processed into an aluminum nitride substrate having at least a surface of an aluminum nitride single crystal layer whose main surface is an inclined surface in the axial direction.
  • a CMP method chemical mechanical polishing
  • CMP polishing is preferable.
  • the c-plane aluminum nitride substrate is polished.
  • an aluminum nitride substrate is chemically and mechanically polished using a slurry in which abrasive grains are dispersed.
  • Mechanismically means that a slurry is supplied and physically polished while rotating while the aluminum nitride substrate is sandwiched between two polishing pads.
  • “Chemically” refers to chemically etching the surface of the aluminum nitride substrate by making the slurry acidic or basic. In the CMP method, a substrate having a flat surface can be efficiently obtained by combining mechanical polishing and chemical polishing.
  • the aluminum nitride substrate is held on a holding table whose tilt angle can be adjusted, and the holding table so that the polishing surface (main surface) with respect to the (0001) surface of the wurtzite structure is at the predetermined angle. Set the inclination angle of and perform polishing.
  • the magnitude of the force with which the polishing pad presses the aluminum nitride substrate and the number of revolutions of the polishing pad may be appropriately adjusted and are not particularly limited.
  • the force with which the polishing pad presses the aluminum nitride substrate is too strong, or when the rotational speed is too high, the aluminum nitride substrate may be broken.
  • the force with which the polishing pad presses the aluminum nitride substrate is too weak, or when the rotational speed is low, there is a demerit that the polishing rate becomes slow.
  • the abrasive grains in the slurry are not particularly limited as long as they are harder than aluminum nitride, and examples thereof include diamond, SiC, Al 2 O 3 and the like.
  • the pH of the slurry is not particularly limited, but it is generally performed under basic conditions of pH 8 or higher or acidic conditions of pH 6 or lower.
  • the grain size of the abrasive grains is not particularly limited, but abrasive grains having a diameter in the range of 0.1 ⁇ m to 15 ⁇ m are appropriately used in order from the largest grain size.
  • the aluminum nitride single crystal layer may be processed by the method as described above to form the main surface of the aluminum nitride single crystal layer.
  • a group III nitride laminated body including this aluminum nitride single crystal layer and a group III nitride semiconductor device will be described.
  • Group III nitride laminate and Group III nitride semiconductor device In the present invention, a group III nitride single crystal layer is grown on the surface of the aluminum nitride substrate manufactured by the above method (the main surface of the aluminum nitride single crystal layer). Then, a group III nitride stacked body and a group III nitride semiconductor device including the stacked body are manufactured.
  • the group III nitride semiconductor device 10 includes an n layer 12 (n-type cladding layer), a quantum well layer 13, a p layer 14 (p-type cladding layer), and a p-type cap on an aluminum nitride substrate 11.
  • the layer 15 has a structure in which the layers 15 are sequentially stacked.
  • a negative electrode 20 is formed on the n layer 12, and a positive electrode 21 is formed on the p-type cap layer 15.
  • Each layer is not particularly limited, but is preferably grown by MOCVD (metal organic chemical vapor deposition).
  • an aluminum nitride substrate (aluminum nitride single crystal layer) and a buffer layer having the same or intermediate lattice constant as the n layer are formed for the purpose of improving crystal quality.
  • the thickness of the buffer layer is not particularly limited, but is 2 nm to 1000 nm. However, if an aluminum nitride substrate with good crystal quality is used, a good III nitride semiconductor device can be formed without forming this buffer layer.
  • the donor impurity atoms in the n layer 12 are not particularly limited, but Si can be used.
  • the concentration is not particularly limited, but is preferably 10 17 to 10 20 cm ⁇ 3 .
  • the thickness of the n layer 12 is not particularly limited, but is 200 nm to 3000 nm.
  • the quantum well layer 13 is preferably composed of a multiple quantum well structure (MQW (Multi Quantum Well) structure) in which a well layer and a barrier layer are repeatedly stacked.
  • the thickness of the quantum well layer 13 is not particularly limited, but the well layer is 1 to 5 nm and the barrier layer is 2 to 50 nm.
  • the number of repetitions is not particularly limited, but is preferably 1 to 10 times.
  • the p layer 14 is doped with acceptor impurity atoms and exhibits p-type characteristics.
  • the acceptor impurity is not particularly limited, and examples thereof include Mg, Zn, Ca, Cd, and Be. Among these, Mg and Be are preferable.
  • the concentration of donor impurity atoms is preferably 10 17 to 10 20 cm ⁇ 3 .
  • the thickness of the p layer 14 is not particularly limited, but is 5 to 200 nm.
  • an electron block layer having a larger band gap energy than the p layer can be formed for the purpose of improving the electron injection efficiency.
  • the thickness of this block layer is not particularly limited, but is 2 nm to 100 nm.
  • the p-type cap layer 15 is easy to obtain a high hole concentration, has an ohmic contact with the metal constituting the positive electrode 21, and is preferably made of a GaN layer.
  • the p-type cap layer 15 is preferably doped with acceptor impurity atoms, and the impurity atom concentration is preferably 10 17 to 10 20 cm ⁇ 3 .
  • the p-type cap layer 15 may be adjusted to have a desired composition by changing the supply ratio of the source gas and the source gas of donor impurity atoms.
  • the thickness of the p-type cap layer is not particularly limited, but is 2 to 3000 nm.
  • the group III nitride laminate of the present invention has a layer composed of at least a group III nitride single crystal on an aluminum nitride substrate.
  • at least one group III nitride single crystal layer is Al 1- (x + y + z) Ga x In y B z N (where x, y, and z are independently 0 or more and 0 It is a rational number less than 0.5, and the sum of x, y and z is less than 0.5.)
  • the AlGaInBN layer satisfies the composition represented by That is, when the group III nitride single crystal layer having a lattice constant close to that of the aluminum nitride substrate is formed thereon, an excellent effect is exhibited.
  • the AlGaInBN layer only needs to be present on the aluminum nitride substrate, and may be laminated directly on the main surface of the aluminum nitride substrate, or may be laminated via another group III nitride single crystal layer. It may be.
  • the AlGaInB layer (including the AlN layer) is preferably laminated directly on the main surface of the aluminum nitride substrate. More specifically, in the case of a deep ultraviolet light emitting element, it is preferable that the n layer and the p layer become the AlGaInBN layer. Therefore, for example, the well layer in the quantum well layer may be formed of a group III nitride single crystal layer having an Al content of less than 50 atomic%.
  • the AlGaInBN layer, Al 1- (x + y + z) Ga x In the y B z N, 0 ⁇ X ⁇ 0.4,0 ⁇ Y ⁇ 0.01,0 ⁇ Z ⁇ 0.01, and 0 ⁇ X + Y + Z ⁇ 0.42 is more preferable, 0.2 ⁇ X ⁇ 0.4, 0 ⁇ Y ⁇ 0.01, 0 ⁇ Z ⁇ 0.01, and 0.2 ⁇ X + Y + Z ⁇ 0.42 are satisfied. More preferably.
  • the group III nitride laminate of the present invention is not particularly limited, but may have the following characteristics.
  • the AlGaNInN layer is a rational number in which Al 1- (x + y + z) Ga x In y B z N is greater than 0 and less than 0.5, and y and z are 0 or more
  • the AlGaInBN layer is a band of the AlGaInBN layer in a photoluminescence measurement at 300K.
  • the edge emission peak is observed at 4.56 eV or more and less than 5.96 eV, and the half width of the peak can be 225 meV or less.
  • the AlGaInBN layer can have a surface roughness (Ra) of 1.0 nm or less. That is, since the half width is 225 meV or less, a high-quality group III nitride laminated body with a more uniform composition distribution and a low impurity concentration is obtained. Further, since the surface roughness (Ra) is 1.0 nm or less, a Group III nitride laminate having high flatness is obtained. Normally, when the emission peak shifts to the low energy side, three-dimensional growth is facilitated, and therefore the fluctuation of the composition of the growth surface tends to increase.
  • the AlGaInBN layer of the group III nitride laminate has an emission peak of 4.56 eV or more and less than 5.96 eV, the half width is 225 meV or less, and the surface roughness (Ra) is 1.0 nm.
  • the following is preferable. Further, it is more preferable that the emission peak is observed at 4.56 eV or more and less than 5.96 eV, the half width is 225 meV or less, and the surface roughness (Ra) is 1.0 nm or less.
  • the AlGaInBN layer of the group III nitride laminate has an emission peak of 4.56 eV or more and 5.39 eV or less, and a half width of 50 meV or more and 225 meV or less.
  • the roughness (Ra) is preferably 0.05 nm or more and 1.0 nm or less.
  • the preferable composition of AlGaInBN in this case is more preferably 0 ⁇ X ⁇ 0.4, 0 ⁇ Y ⁇ 0.01, 0 ⁇ Z ⁇ 0.01, and 0 ⁇ X + Y + Z ⁇ 0.42. More preferably, .2 ⁇ X ⁇ 0.4, 0 ⁇ Y ⁇ 0.01, 0 ⁇ Z ⁇ 0.01, and 0.2 ⁇ X + Y + Z ⁇ 0.42.
  • the AlN layer (in the Al 1- (x + y + z) Ga x In y B z N, where x, y, and z are When the AlGaInBN layer is 0), the AlN layer has a band edge emission peak half-value width of 145 meV or less and a surface roughness (Ra) of 0 in the photoluminescence measurement at 300K. .2 nm or less.
  • the AlN layer of the group III nitride laminate has a half width of 120 to 145 meV and a surface roughness (Ra) of 0.05 to 0.2 nm. It is preferable.
  • a group III nitride semiconductor device including such a group III nitride laminate can be used as a high-quality light-emitting device.
  • the group III nitride laminated body and the group III nitride semiconductor element can be manufactured by MOCVD according to a known method.
  • a desired AlGaInBN layer is grown by placing the aluminum nitride substrate 11 in a MOCVD apparatus, setting a desired temperature in a state where hydrogen as a carrier gas is circulated, and supplying a source gas.
  • Trimethylaluminum (TMA) and trimethylgallium (TMG), trimethylindium (TMIn), triethylboron (TEB) can be used as the group III material, and ammonia (NH 3 ) can be used as the group V material.
  • a source gas of donor impurity atoms can be appropriately supplied.
  • n layer 12 when the n layer 12 is obtained, tetraethylsilane is introduced into the reactor, and when the p layer 14 is obtained, cyclopentadienyl magnesium (Cp 2 Mg) is used as a carrier gas, a group III source gas, V It can be introduced and grown together with a group source gas.
  • Cp 2 Mg cyclopentadienyl magnesium
  • the group III nitride laminate of the present invention can be produced.
  • the said method is an example of the manufacturing method of the group III nitride laminated body of this invention.
  • the formation method in particular of the negative electrode 20 and the positive electrode 21 is not restrict
  • the negative electrode 20 is formed on the exposed n layer 12 by etching using a known method. Examples of the negative electrode material include Al, Au, Ni, Cu and the like.
  • the positive electrode 21 is formed on the p-type cap layer 15. Examples of the positive electrode material include Al, Au, Ni, and Cu.
  • the group III nitride semiconductor device of the present invention can be manufactured.
  • the group III nitride laminate obtained by the above method is grown on the aluminum nitride substrate of the present invention, the dislocation density is small, the composition distribution is uniform, the impurity concentration is low, and the flatness is high. Become. As a result, the group III nitride semiconductor device (light emitting device) including the group III nitride laminate has a high quality.
  • Example 2 from the laminated body (Examples 1 to 3, Comparative Examples 1 to 4) composed of the aluminum nitride substrate 11, the n layer 12, and the quantum well layer 13, the aluminum nitride substrate 11 and the n layer 12 are used.
  • PL measurements of the laminates (Examples 4 to 6, Comparative Examples 5 to 8) and laminates (Examples 7 to 9 and Comparative Examples 9 to 12) in which an AlN layer is directly laminated on the aluminum nitride substrate 11 are performed.
  • the group III nitride single crystal layer was evaluated (composition distribution evaluation).
  • PL measurement was performed using a 193 nm ArF excimer laser. As a matter of course, it can be said that the shorter the half width, the more uniform the composition distribution.
  • a reference area (2 ⁇ m ⁇ 2 ⁇ m in this case) is extracted from the roughness curved surface in the direction of the average value, and this extracted portion The absolute value of the deviation from the average surface to the measurement curved surface is summed, and it is the value obtained by averaging it with the reference area.
  • the smaller the Ra value the flatter the surface.
  • Example 1 The front and back surfaces of a c-plane aluminum nitride substrate made of an aluminum nitride single crystal having a thickness of about 500 ⁇ m were ground and subjected to CMP.
  • the aluminum nitride substrate has a surface inclined by 0.11 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure, and has a thickness of 200 ⁇ m (an aluminum nitride substrate made of only an AlN single crystal layer) )
  • the curvature radius of this aluminum nitride substrate was 20 m, and the surface roughness (Ra) was 0.17 nm.
  • the inclination in the a-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was 0.00 °.
  • an n layer 1 ⁇ m (Al 0.7 Ga 0.3 N) doped with Si was formed by MOCVD. Thereafter, a barrier layer and a well layer were formed on the n layer by MOCVD so that the quantum well layer had the following structure.
  • the barrier layer is 2 nm and is formed so as to satisfy the composition of Al 0.35 Ga 0.65 N
  • the well layer is 7 nm and formed so as to satisfy the composition of Al 0.7 Ga 0.3 N. did.
  • This barrier layer and well layer were repeatedly formed three times, and these layers were used as quantum well layers.
  • the growth conditions were a growth temperature of 1050 ° C., a V / III ratio of 1400, a system pressure of 50 mbar, and TMA and TMG as raw material gases and ammonia diluted with hydrogen (9.8 slm) were supplied.
  • the obtained substrate (Group III nitride laminate) was cooled and taken out from the MOCVD apparatus, and PL measurement was performed.
  • the peak position of the emission peak due to the quantum well layer was 4.76 eV, and the half-value width was 197 meV.
  • the surface roughness (Ra) was 0.18 nm.
  • Example 2 The same operation and evaluation as in Example 1 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.23 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Example 3 The same operation and evaluation as in Example 1 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.32 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Example 4 Only an n layer 1 ⁇ m (Al 0.7 Ga 0.3 N) doped with Si was formed on the same aluminum nitride substrate as in Example 1 by MOCVD.
  • the growth conditions were a growth temperature of 1050 ° C., a V / III ratio of 1400, a system pressure of 50 mbar, and TMA and TMG as raw material gases and ammonia diluted with hydrogen (9.8 slm) were supplied.
  • the obtained substrate (Group III nitride laminate) was cooled and taken out from the MOCVD apparatus, and PL measurement was performed.
  • the peak position of the emission peak attributed to the n layer was 5.17 eV, and the half width was 211 meV.
  • the surface roughness (Ra) was 0.17 nm.
  • Example 5 The same operation and evaluation as in Example 4 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.23 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Example 6 The same operation and evaluation as in Example 4 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.32 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1. The results are summarized in Table 1.
  • Example 7 Only an AlN layer 0.2 ⁇ m doped with Si was formed on the same aluminum nitride substrate as in Example 1 by MOCVD.
  • the growth conditions were a growth temperature of 1200 ° C., a V / III ratio of 2500, an internal pressure of 35 mbar, and TMA and TMG as raw material gases and ammonia diluted with hydrogen (8.5 slm) were supplied.
  • the obtained substrate (Group III nitride laminate) was cooled and taken out from the MOCVD apparatus, and PL measurement was performed.
  • the peak position of the emission peak attributable to the AlN layer was 5.96 eV, and the half width was 140 meV.
  • the surface roughness (Ra) was 0.08 nm.
  • Example 8 The same operation and evaluation as in Example 7 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.23 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Example 9 The same operation and evaluation as in Example 7 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.32 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Example 10 The same operation as in Example 1 except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.14 ° in the m-axis direction and 0.24 ° in the a-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used. And evaluated.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface (crystal quality, radius of curvature, surface roughness (Ra), thickness, inclination in the a-axis direction) were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Example 11 The same operation as in Example 1 except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.23 ° in the m-axis direction and 0.19 ° in the a-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used. And evaluated.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface (crystal quality, radius of curvature, surface roughness (Ra), thickness, inclination in the a-axis direction) were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Example 12 The same operation and evaluation as in Example 1 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.30 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Example 13 The same operation as in Example 1 except that an aluminum nitride substrate having a principal surface inclined by 0.32 ° in the m-axis direction and 0.11 ° in the a-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used. And evaluated.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Example 14 Only an n layer 1 ⁇ m (Al 0.7 Ga 0.3 N) doped with Si was formed on the same aluminum nitride substrate as in Example 10 by MOCVD.
  • the growth conditions were a growth temperature of 1050 ° C., a V / III ratio of 1400, a system pressure of 50 mbar, and TMA and TMG as raw material gases and ammonia diluted with hydrogen (9.8 slm) were supplied.
  • the obtained substrate (Group III nitride laminate) was cooled and taken out from the MOCVD apparatus, and PL measurement was performed.
  • the peak position of the emission peak attributed to the n layer was 5.20 eV, and the half width was 215 meV.
  • the surface roughness (Ra) was 0.20 nm.
  • Example 15 On the same aluminum nitride substrate as in Example 11, only an n layer 1 ⁇ m (Al 0.7 Ga 0.3 N) doped with Si was formed by MOCVD.
  • the growth conditions were a growth temperature of 1050 ° C., a V / III ratio of 1400, a system pressure of 50 mbar, and TMA and TMG as raw material gases and ammonia diluted with hydrogen (9.8 slm) were supplied.
  • the obtained substrate (Group III nitride laminate) was cooled and taken out from the MOCVD apparatus, and PL measurement was performed.
  • the peak position of the emission peak attributed to the n layer was 5.16 eV, and the half width was 218 meV.
  • the surface roughness (Ra) was 0.25 nm.
  • Example 16 On the same aluminum nitride substrate as in Example 12, only an n layer 1 ⁇ m (Al 0.7 Ga 0.3 N) doped with Si was formed by MOCVD.
  • the growth conditions were a growth temperature of 1050 ° C., a V / III ratio of 1400, a system pressure of 50 mbar, and TMA and TMG as raw material gases and ammonia diluted with hydrogen (9.8 slm) were supplied.
  • the obtained substrate (Group III nitride laminate) was cooled and taken out from the MOCVD apparatus, and PL measurement was performed.
  • the peak position of the emission peak attributed to the n layer was 5.16 eV, and the half width was 209 meV.
  • the surface roughness (Ra) was 0.15 nm.
  • Example 17 Only an n layer 1 ⁇ m (Al 0.7 Ga 0.3 N) doped with Si was formed by MOCVD on the same aluminum nitride substrate as in Example 13.
  • the growth conditions were a growth temperature of 1050 ° C., a V / III ratio of 1400, a system pressure of 50 mbar, and TMA and TMG as raw material gases and ammonia diluted with hydrogen (9.8 slm) were supplied.
  • the obtained substrate (Group III nitride laminate) was cooled and taken out from the MOCVD apparatus, and PL measurement was performed.
  • the peak position of the emission peak attributed to the n layer was 5.17 eV, and the half width was 216 meV.
  • the surface roughness (Ra) was 0.30 nm.
  • Comparative Example 1 The same operation and evaluation as in Example 1 were performed, except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.03 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Comparative Example 2 The same operation and evaluation as in Example 1 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.41 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Comparative Example 3 The same operation and evaluation as in Example 1 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.64 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Comparative Example 4 The same operation and evaluation as in Example 1 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.81 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Comparative Example 5 The same operation and evaluation as in Example 4 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.03 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Comparative Example 6 The same operation and evaluation as in Example 4 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.41 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Comparative Example 7 The same operation and evaluation as in Example 4 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.81 ° in the m-axis direction from the (0001) surface of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Comparative Example 8 The same operation and evaluation as in Example 7 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.03 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Comparative Example 9 The same operation and evaluation as in Example 7 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.41 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Comparative Example 10 The same operation and evaluation as in Example 7 were performed except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.81 ° in the m-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used.
  • the physical properties other than the off-angle of the main surface were the same as the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Comparative Example 11 The same operation as in Example 1 except that an aluminum nitride substrate having a main surface inclined by 0.42 ° in the m-axis direction and 0.15 ° in the a-axis direction from the (0001) plane of the wurtzite structure was used. And evaluated.
  • the physical properties (crystal quality, curvature radius, surface roughness (Ra), thickness) other than the off-angle of the main surface were the same as those of the aluminum nitride substrate used in Example 1.
  • Comparative Example 12 On the same aluminum nitride substrate as in Comparative Example 11, only an n layer 1 ⁇ m (Al 0.7 Ga 0.3 N) doped with Si was formed by MOCVD.
  • the growth conditions were a growth temperature of 1050 ° C., a V / III ratio of 1400, a system pressure of 50 mbar, and TMA and TMG as raw material gases and ammonia diluted with hydrogen (9.8 slm) were supplied.
  • the obtained substrate (Group III nitride laminate) was cooled and taken out from the MOCVD apparatus, and PL measurement was performed.
  • the peak position of the emission peak attributed to the n layer was 5.19 eV, and the half width was 237 meV.
  • the surface roughness (Ra) was 0.37 nm.
  • the group III nitride laminate obtained in the examples has little composition distribution fluctuation, low impurity concentration, and low surface roughness (Ra). Further, as shown in Examples 1 to 3, when a quantum well layer is grown on the high quality n layer (AlGaInBN layer) shown in Examples 4 to 6, the quantum well layer is also of high quality. I understand that.

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Abstract

【課題】　高効率、高品質なＩＩＩ族窒化物半導体素子を提供することを目的とし、かつ、そのＩＩＩ族窒化物半導体素子を作製するための新規な窒化アルミニウム基板（窒化アルミニウム単結晶基板）を提供することを目的とする。 【解決手段】　窒化アルミニウムからなる基板であって、ウルツ鉱構造の（０００１）面から０．０５°以上０．４０°以下の範囲でｍ軸方向に傾斜した面を主面とする窒化アルミニウム単結晶層を少なくとも表面に有する窒化アルミニウム基板である。

Description

窒化アルミニウム基板およびＩＩＩ族窒化物積層体
　本発明は、新規な窒化アルミニウム基板に関するものである。詳しくは、特定の傾斜した面を主面として有する窒化アルミニウム単結晶層を有する、新規な窒化アルミニウム基板に関する。
　窒化アルミニウムは、その禁制帯幅が約６．２ｅＶと大きく、かつ直接遷移型の半導体である。そのため、窒化アルミニウムおよびＩＩＩ族窒化物である窒化ガリウム（ＧａＮ）、および窒化インジウム（ＩｎＮ）との混晶、特に、ＩＩＩ族元素に占めるＡｌの割合が５０原子％以上の混晶（以下、Ａｌ系ＩＩＩ族窒化物単結晶という場合もある。）は紫外光発光素子材料として期待されている。
　紫外発光素子などの半導体素子を形成するためには、ｎ電極に電気的に接合したｎ形半導体層とｐ電極に電気的に接合したｐ形半導体層との間にクラッド層、活性層などを含む積層構造を形成する必要がある。そして、発光効率の点から何れの層においても高い結晶品質、すなわち、結晶の転位や点欠陥が少ないこと、および結晶組成分布が均一であること、不純物濃度が低いことが重要である。
　高い結晶品質を有する積層構造を形成するためには、結晶配列の単一性だけでなく、結晶成長面の平坦性が高いことが必須である。成長面が高い平坦性を保って結晶成長が行われると、成長面内において組成に揺らぎの無く、低不純物濃度の膜が得られる。その結果、高効率な発光素子が作製可能となる。発光層である量子井戸層は、通常数ｎｍ単位の微細な構造を有するため、量子井戸層表面の平坦性は特に重要である。表面が平坦となることにより面内における組成分布および不純物濃度が改善されることが期待される。
　成長面の平坦性に関しては、ＩＩＩ族窒化物単結晶をその表面に成長させる結晶成長用基板において、その表面（主面）のオフ角を検討している例がいくつか報告されている。例えば、結晶成長用基板としてサファイア基板を使用し、特定のオフ角を有するサファイア基板上に窒化ガリウム（ＧａＮ）を成長する方法が知られている（例えば、非特許文献１参照）。また、結晶成長用基板として、炭化ケイ素（ＳｉＣ）基板のオフ角を規定した例も知られている（例えば、特許文献１参照）。
　非特許文献１によると、ｃ面（（０００１）面）から０.５°～２°傾斜した面を主面とするサファイア基板上に、窒化アルミニウムバッファ層、およびＧａＮ層を成長すると、オフ角が小さい場合ほど成長面の平坦性が向上している。これは、基板表面をｃ面から適切な範囲で傾けることで表面に規則正しく分子ステップ（以下、単にステップと呼ぶ）が並び、基板上にＩＩＩ族窒化物単結晶を成長する際に、基板表面に供給された原子種がステップに取り込まれやすく、平坦性の高い良質な結晶が得られるためである。
　しかしながら、サファイア基板は、ＩＩＩ族窒化物とは組成が異なる異種基板であるため、ＩＩＩ族窒化物の結晶成長用基板としては不利である。これは、サファイア基板とＩＩＩ族窒化物との格子定数のミスフィットによる結晶欠陥やクラックの発生が原因となり、高品質の結晶層が得られないためである。また、ＩＩＩ族窒化物は高温で成長させるが、ＩＩＩ族窒化物と熱膨張係数が異なるサファイアは、熱膨張差が生じるという点でも不利である。同様の理由からＳｉＣ基板も不利である。特に、この傾向は、紫外発光素子形成に必要なＩＩＩ族元素に占めるＡｌの割合が５０原子％以上の混晶であるＡｌ系ＩＩＩ族窒化物単結晶を成長させる場合に顕著となる。
　そのため、ＩＩＩ族窒化物基板を結晶成長用基板とし、そのオフ角を限定した例も報告されている（例えば、特許文献２参照）。具体的には、ｃ面に平行（ｃ面に対して０．０５°未満の範囲のオフ角を有する）か、ｃ面に対して０．０５°以上１５°以下の範囲内のオフ角を有するＩＩＩ族窒化物基板上に半導体層をエピタキシャル成長する方法が記載されている。実質的にｃ面と平行にすることにより、結晶性のよい半導体層が形成され、特性のよいデバイスが得られることが示されている。一方、０．０５°以上１５°以下にすることにより、欠陥の少ない半導体層が形成できることが示されている。
　この特許文献２には、ｃ面に対して０°以上１５°以下の範囲内のオフ角を有するＩＩＩ族窒化物基板について記載されているが、実施例においては、該ＩＩＩ族窒化物基板のオフ角は明記されていない。そして、実施例には、化学機械的研磨（ＣＭＰ）によって表面粗さ（Ｒａ）を０．０９～０．４１ｎｍとした窒化アルミニウム単結晶基板上に、Ａｌの割合が２０原子％以下の混晶からなる半導体層を積層した例が示されている。この実施例で得られたデバイス（窒化アルミニウム単結晶基板上に半導体層が積層された半導体素子）は、高い光出力を有することから（特性のよい半導体デバイスであることから）、ｃ面に平行（ｃ面に対して０．０５°未満の範囲のオフ角を有する）である窒化アルミニウム単結晶基板を使用していると考えられる。
　特許文献３には、ｃ面に対し０．０３～１．０°のオフ角（θ）を有し、オフ方向のｍ軸方向に対するずれ角（φ）が０．５～１６°であり、基板表面にー０．５°＜φ＜０．５°の領域を含まない窒化物半導体自立基板が記載され、具体的にはＧａＮ基板が開示されている。
X.Q. Shen and H. Okumura, Journal of Crystal Growth, 300(2007) 75-78
特開平１１－２３３３９１号公報 特開２００７－５５２６号公報 特開２００９－１３５４４１号公報
　深紫外発光素子を製造する場合には、前記の通り、Ａｌを含むＩＩＩ族窒化物単結晶の混晶層（例えば、ＡｌＧａＮ等からなる混晶層）が必要となる。この場合、該混晶層を積層する結晶成長用基板として、該混晶層と格子定数が近い窒化アルミニウム単結晶基板を使用することにより、転位が非常に少ない高品質の発光素子層が形成できると考えられる。Ａｌの割合が高くなればなるほど、例えば、Ａｌの割合が５０原子％以上のＡｌ系ＩＩＩ族窒化物単結晶からなる混晶層を積層する場合に、より一層、窒化アルミニウム単結晶基板を使用することが有利となる。
　そのため、本発明者等は、特許文献２に記載の方法に従い、Ａｌの割合が５０原子％以上のＩＩＩ族窒化物単結晶からなる混晶層を窒化アルミニウム単結晶基板上に成長させた。その結果、以下の点で改善の余地があることが判明した。具体的には、表面粗さ（Ｒａ）を０．４０ｎｍ以下とし、０°以上１５°以下のオフ角を有する該窒化アルミニウム単結晶基板の表面（主面）に、Ａｌの割合が５０原子％以上のＩＩＩ族窒化物単結晶からなる混晶層を成長させたところ、混晶層の平坦性が低下し、混晶層の組成分布の揺らぎが広がる、あるいは不純物濃度が増大する場合があることが判明した。すなわち、Ａｌの割合が５０原子％以上のＩＩＩ族窒化物単結晶からなる混晶層を成長させる場合、該混晶層の平滑性を向上させ、組成分布をより均一にして、あるいは不純物濃度を低下させるためには、従来技術をそのまま適用できないことが分かった。特に、ｃ面に平行（ｃ面に対して０．０５°未満の範囲のオフ角を有する）である窒化アルミニウム単結晶基板を使用した場合よりも、より一層、混晶層の平坦性を改善し、また、混晶層をより均一な組成分布にする、あるいは不純物濃度を低下させる必要があることが分かった。
　また、具体的にＧａＮ基板の例示しかない特許文献３に記載の方法を、窒化アルミニウム単結晶層を有する基板に適用したところ、この場合も、混晶層の組成分布の揺らぎが広がる、あるいは不純物濃度が増大する場合があることが判明した。
　したがって、本発明の目的は、平坦性がよく、均一な組成分布を有し、低不純物濃度である高品質なＩＩＩ族窒化物単結晶層をその表面に成長させることができる、窒化アルミニウムからなる基板を提供することにある。
　特に、Ａｌ１－（ｘ＋ｙ＋ｚ）ＧａｘＩｎｙＢｚＮ（但し、ｘ、ｙ及びｚは、夫々独立に０以上０．５未満の有理数であり、ｘ、ｙ及びｚの和は、０．５未満である。）で示される組成を満足するＡｌＧａＩｎＢＮ層を成長する場合に、成長層の成長面の平坦性が高く、成長層の組成分布が均一で低不純物濃度にすることができる、窒化アルミニウム基板を提供することにある。
　さらに、本発明の他の目的は、高品質な発光素子を提供することにある。
　本発明者等は、上記課題を解決するために、鋭意検討を行った。そして、熱膨張等の物性を考慮して、窒化アルミニウムからなる基板を結晶成長用基板として用いた場合に、高品質なＩＩＩ族窒化物単結晶を成長できるような条件を種々検討した。その中でも、窒化アルミニウムからなる基板の結晶を成長させる面（結晶成長面）のオフ角の検討を行ったところ、従来よりも、窒化アルミニウム基板のオフ角をより厳密に制御することにより、上記課題が解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。
　すなわち、第一の本発明は、窒化アルミニウムからなる基板であって、
　ウルツ鉱構造の（０００１）面から０．０５°以上０．４０°以下の範囲でｍ軸方向に傾斜した面を主面とする窒化アルミニウム単結晶層を少なくとも表面に有することを特徴とする窒化アルミニウム基板である。本発明の窒化アルミニウム基板において、前記主面は、さらに０．００°以上０．４０°以下の範囲でａ軸方向に傾斜していることが好ましい。
　また、第二の本発明は、前記窒化アルミニウム単結晶層の主面上に、Ａｌ１－（ｘ＋ｙ＋ｚ）ＧａｘＩｎｙＢｚＮ（但し、ｘ、ｙ及びｚは、夫々独立に０以上０．５未満の有理数であり、ｘ、ｙ及びｚの和は、０．５未満である。）で示される組成を満足するＡｌＧａＩｎＢＮ層を有するＩＩＩ族窒化物積層体である。
　本発明によれば、前記Ａｌ１－（ｘ＋ｙ＋ｚ）ＧａｘＩｎｙＢｚＮにおいて、ｘが０を超え０．５未満の有理数であり、ｙ及びｚが０以上０．５未満の有理数であり、ｘ、ｙ及びｚの和が０を超え０．５未満となる組成のＡｌＧａＩｎＢＮ層を有するＩＩＩ族窒化物積層体であって、該ＡｌＧａＩｎＢＮ層の３００Ｋにおけるフォトルミネッセンス測定において、該ＡｌＧａＩｎＢＮ層のバンド端発光ピークが４．５６ｅＶ以上５．９６ｅＶ未満に観測され、該発光ピークの半値幅が２２５ｍｅＶ以下であるＩＩＩ族窒化物積層体を容易に得ることができる。
　また、前記窒化アルミニウム単結晶層の主面上に、直接ＡｌＮ層（前記Ａｌ１－（ｘ＋ｙ＋ｚ）ＧａｘＩｎｙＢｚＮにおいて、ｘ、ｙ及びｚが０である）が積層され、該ＡｌＮ層の３００Ｋにおけるフォトルミネッセンス測定において、該ＡｌＮ結晶のバンド端発光ピークの半値幅が１４５ｍｅＶ以下であり、該ＡｌＮ層の表面粗さ（Ｒａ）が０．２ｎｍ以下であるＩＩＩ族窒化物積層体を得ることもできる。なお、バンド端発光とは、価電子帯の上端の正孔と伝導帯の底の電子が再結合することにより生じる、結晶に固有の発光であり、その発光エネルギーは結晶の組成を反映している。
　また、発光波長λ（ｎｍ）とそれに対応するエネルギーＥ（ｅＶ）は、Ｅ＝１２４０／λ、の式によって変換することができる。
　さらに、第三の本発明は、前記ＩＩＩ族窒化物積層体における窒化アルミニウム単結晶層、および前記ＡｌＧａＩｎＢＮ層部分を少なくとも有するＩＩＩ族窒化物半導体素子である。
　本発明の窒化アルミニウム基板をＩＩＩ族窒化物単結晶層の結晶成長用基板として使用することにより、該ＩＩＩ族窒化物単結晶層の成長面の平坦性を高くできる。そして、ＩＩＩ族窒化物単結晶層の組成分布がより均一で、不純物濃度が低いものとすることができる。その結果、高品質な発光素子を製造することができる。中でも、本発明の窒化アルミニウム基板は、格子定数が近いＡｌ１－（ｘ＋ｙ＋ｚ）ＧａｘＩｎｙＢｚＮ（但し、ｘ、ｙ及びｚは、夫々独立に０以上０．５未満の有理数であり、ｘ、ｙ及びｚの和は、０．５未満である。）で示される組成を満足するＡｌＧａＩｎＢＮ層をその上に成長させる場合に、特に優れた効果を発揮する。そのため、本発明の窒化アルミニウム基板を有するＩＩＩ族窒化物積層体は、深紫外発光素子として使用できる。
図１は、本発明の一実施形態に係る窒化アルミニウム基板の断面図である。 図２は、本発明の一実施形態に係るＩＩＩ族窒化物半導体素子の断面図である。
　本発明は、窒化アルミニウムからなる基板であって、特定のオフ角を有する面を主面とする窒化アルミニウム単結晶層を表面に有する窒化アルミニウム基板である。本発明の窒化アルミニウム基板は、該窒化アルミニウム単結晶層の主面上に、ＩＩＩ族窒化物単結晶層を成長させる結晶成長用基板である。そして、該窒化アルミニウム単結晶層部分とその上に形成されたＩＩＩ族窒化物単結晶層とを含む構造体を、発光素子として使用するものである。
　まず、本発明の窒化アルミニウム基板について説明する。
　（窒化アルミニウム基板）
　図１は、本発明の窒化アルミニウム基板の断面を模式的に示した図である。本発明の窒化アルミニウム基板は、窒化アルミニウムからなり、ウルツ鉱構造の（０００１）面から０．０５°以上０．４０°以下の範囲でｍ軸方向に傾斜した面を主面とする窒化アルミニウム単結晶層を少なくとも表面に有する窒化アルミニウム基板である。すなわち、窒化アルミニウム基板の主面１とｃ面２のなす角であるオフ角３が０．０５°以上０．４０°以下の範囲である、窒化アルミニウム単結晶層を少なくとも表面に有する窒化アルミニウム基板である。なお、前記主面とは、窒化アルミニウム単結晶層の最も広い面積を有する部分であり、窒化アルミニウム基板の表面となる面である。そして、該主面上に、ＩＩＩ族窒化物、例えば、下記に詳述するＡｌＧａＩｎＢＮ層を成長させる。
　該窒化アルミニウム基板は、窒化アルミニウムのみからなる。つまり、本発明の窒化アルミニウム基板は、サファイア、ＳｉＣ基板上に窒化アルミニウムよりなる単結晶層が形成されたような積層基板を含まない。このような異種の材質（サファイア、ＳｉＣ）を含む基板を使用した場合には、ＩＩＩ族窒化物単結晶層との格子定数差および熱膨張差が一因であると考えられるが、高品質なＩＩＩ族窒化物積層体を得ることができない。特に、ＩＩＩ族窒化物積層体の転位密度を低減することが困難となる。
　本発明の窒化アルミニウム基板は、ウルツ鉱構造の（０００１）面から０．０５°以上０．４０°以下の範囲でｍ軸方向に傾斜した面を主面とする窒化アルミニウム単結晶層を少なくとも表面に有する窒化アルミニウム基板である。そのため、該窒化アルミニウム単結晶層を有するものであれば、窒化アルミニウム単結晶層の単一基板であっても、多層基板であってもよい。多層基板とする場合には、窒化アルミニウムからなる多結晶層または非結晶層（非単結晶層）の基板上に、上記窒化アルミニウム単結晶層が積層されたものであればよい。ただし、多結晶層、または非結晶層（非単結晶層）を有する多層の窒化アルミニウム基板を使用してＩＩＩ族窒化物積層体、およびＩＩＩ族窒化物半導体素子を製造した場合には、該非単結晶層部分を除去することもできる。つまり、本発明のＩＩＩ族窒化物積層体、および本発明のＩＩＩ族窒化物半導体素子は、前記窒化アルミニウム単結晶層の部分を含んでいればよい。
　また、本発明の窒化アルミニウム基板は、不純物の濃度が異なる窒化アルミニウム単結晶層が積層されたものであってもよい。この場合、窒化アルミニウム単結晶層となる部分には、不純物が少ない方が好ましい。
　本発明の窒化アルミニウム基板において、ＩＩＩ族窒化物を成長させる窒化アルミニウム単結晶層の主面（窒化アルミニウム基板の表面）は、ウルツ鉱構造の（０００１）面から０．０５°以上０．４０°以下の範囲でｍ軸方向に傾斜した面でなければならない。主面が前記範囲でｍ軸方向に傾斜した面であることにより、その面上に成長させるＩＩＩ族窒化物単結晶層の表面の平坦化、組成分布の均一化、不純物濃度低下を図ることができる。該主面のｍ軸方向に傾斜した角度が０．０５°未満の場合は、成長中の結晶表面に規則的なステップが形成されず、ランダムな核形成を起点とした成長モードとなり、成長面の凹凸が大きくなるため好ましくない。また、該主面のｍ軸方向に傾斜した角度が０．４０°を超えると、ステップ間の段差が単原子層でなく数原子層から成るいわゆるステップバンチングが形成され、成長面の凹凸が大きくなるため好ましくない。これは成長面の凹凸が大きくなると、混晶を形成する原子の一部が表面で偏析して組成分布に揺らぎが生じる、あるいは不純物濃度が増大するためである。成長面のステップが単原子層から成る規則的で平坦な表面を形成する為には、該主面は、ウルツ鉱構造の（０００１）面から０．０５°以上０．３５°以下の範囲でｍ軸方向に傾斜した面であることが好ましく、さらに０．１０°以上０．３５°以下の範囲でｍ軸方向に傾斜した面であることが好ましく、特に０．１１°以上０．３２°以下の範囲でｍ軸方向に傾斜した面であることが好ましい。
　このような窒化アルミニウム基板においては、オフ角の方向、すなわち、ｃ面と窒化アルミニウム基板表面（主面）とがなす角度が最大となる方向としては、ｍ軸方向の他、ａ軸方向がある。本発明においては、窒化アルミニウム単結晶層の主面が、ウルツ鉱構造の（０００１）面から０．０５°以上０．４０°以下の範囲でｍ軸方向に傾斜した面であれば、このａ軸方向への傾斜した角度は、特に制限されるものではない。ただし、より高品質のＩＩＩ族窒化物積層体を製造するためには、窒化アルミニウム単結晶の主面が、ウルツ鉱構造の（０００１）面から０．００°以上０．４０°以下の範囲でａ軸方向に傾斜した面であることが好ましい。
　前記主面が、ウルツ鉱構造の（０００１）面から前記範囲でｍ軸方向に傾斜する場合、ａ軸方向には全く傾斜していない面を用いることで、その面上に、表面の平坦性に特に優れ、組成分布が均一化し、不純物濃度の低い高品質なＩＩＩ族窒化物単結晶層を製造することができる。
　また、前記主面が、ウルツ鉱構造の（０００１）面から前記範囲でｍ軸方向に傾斜し、かつ０．００°を超え０．４０°以下の範囲でａ軸方向にも傾斜する面を有する場合には、ステップ形成がより安定し、ＩＩＩ族窒化物単結晶層を安定して成長することができる。その中でも、前記主面がウルツ鉱構造の（０００１）面から、ｍ軸方向へ０．０５°以上０．３５°以下の範囲で傾斜し、かつａ軸方向へ０．０５°以上０．３５°以下の範囲で傾斜することが好ましく、ｍ軸方向へ０．１０°以上０．３５°以下の範囲で傾斜し、かつａ軸方向へ０．１０°以上０．３５°以下の範囲で傾斜することがさらに好ましく、ｍ軸方向へ０．１１°以上０．３２°以下の範囲で傾斜し、かつａ軸方向へ０．１１°以上０．３２°以下の範囲で傾斜することが特に好ましい。　
　なお、窒化アルミニウム単結晶層の主面のオフ角は、公知の方法により測定することができる。具体的には、Ｘ線測定により求めることができる。本発明においては、窒化アルミニウム単結晶層のｃ面に対し、該窒化アルミニウム単結晶層の主面がｍまたはａ軸方向に対して有するオフ角を測定すればよい。
　本発明において、窒化アルミニウム単結晶層は、ｍ軸方向のオフ角が前記範囲を満足すれば特に制限されるものではないが、以下の物性を有することが好ましい。例えば、窒化アルミニウム単結晶の転位密度は、１×１０６ｃｍ－２以下であることが好ましい。窒化アルミニウム単結晶層に含まれるＯ、Ｓｉ、Ｃ、Ｂの合計不純物量は、１×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ２以下であることが好ましい。窒化アルミニウム単結晶層の結晶品質、例えば、（０００２）面および（１０－１０）面のロッキングカーブの半値幅は、４００ａｒｃｓｅｃ以下であることが好ましい。また、窒化アルミニウム基板において主面の曲率半径は、１ｍ以上であることが好ましい。曲率半径の上限は、大きければ大きいほどよいが、工業的な生産を考慮すると１００００ｍ以下である。以上のような要件を満足する窒化アルミニウム単結晶層を使用することにより、より一層、高品質なＩＩＩ族窒化物積層体、及びＩＩＩ族窒化物半導体素子を製造することができる。
　本発明において、窒化アルミニウム基板の厚さは、特に制限されるものではないが、以下の範囲となることが好ましい。具体的には、窒化アルミニウム基板が窒化アルミニウム単結晶層のみの単層からなる場合は、１０～２０００μｍであることが好ましい。また、非単結晶の窒化アルミニウムからなる層（非単結晶層）と窒化アルミニウム層からなる場合には、窒化アルミニウム層の厚みが０．００５～３００μｍであり、非単結晶層の厚みが１０～２０００μｍであることが好ましい。
　窒化アルミニウム基板、および窒化アルミニウム単結晶層の厚みが前記範囲を満足することにより、より一層、高品質なＩＩＩ族窒化物積層体、及びＩＩＩ族窒化物半導体素子が得られると共に、それらの製造が容易となる。
　本発明の窒化アルミニウム基板は、ウルツ鉱構造の（０００１）面から０．０５°以上０．４０°以下の範囲でｍ軸方向に傾斜した面を主面とする窒化アルミニウム単結晶層部分に特徴がある。この窒化アルミニウム単結晶層は、先ず、公知の方法により窒化アルミニウム単結晶層を製造し、得られた窒化アルミニウム単結晶層を研磨等、特に、化学的機械研磨（ＣＭＰ）の加工を施すことにより製造できる。
　（窒化アルミニウム基板の製造：窒化アルミニウム単結晶層を構成する窒化アルミニウム単結晶の成長）
　先ず、具体的には、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ；Ｈｙｄｒｉｄｅ　ｖａｐｏｒ　ｐｈａｓｅ　ｅｐｉｔａｘｙ）、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ；Ｍｅｔａｌｏｒｇａｎｉｃ　ｃｈｅｍｉｃａｌ　ｖａｐｏｒ　ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）、昇華法（ＰＶＴ；Ｐｈｙｓｉｃａｌ　Ｖａｐｏｒ　Ｔｒａｎｐｏｒｔ）、分子線エピタキシ法（ＭＢＥ；Ｍｏｌｃｕｌａｒ　ｂｅａｍ　ｅｐｉｔａｘｙ）等の気相成長法や、ＬＰＥ法（Ｌｉｑｕｉｄ　ｐｈａｓｅ　ｅｐｉｔａｘｙ）等の液層成長法、あるいはこれらの組み合わせにより、窒化アルミニウム単結晶層を成長させる。中でも、生産性、最終的に得られるＩＩＩ族窒化物半導体素子の光取出し等を考慮すると、ＨＶＰＥ法で窒化アルミニウム単結晶層を成長させることが好ましい。特に、窒化アルミニウム単結晶層を構成する部分は、ＨＶＰＥ法で製造することが好ましい。
　本発明の窒化アルミニウム基板が単層である場合の製造方法としては、例えば、特開２００９－１９０９６０号公報に記載の方法により製造できる。また、多結晶層、または非晶質層を有する多層基板は、例えば、特開２００９‐１６１３９０に記載の方法で製造することができる。特に結晶品質が良く、かつ紫外光透過性が良い窒化アルミニウム基板を作製する場合には、Ｙ．　Ｋｕｍａｇａｉ，ｅｔ．ａｌ．Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｅｘｐｒｅｓｓ　５　（２０１２）　０５５５０４　で報告されているように、昇華法で作製した窒化アルミニウム基板上にＨＶＰＥ法で単結晶窒化アルミニウムの厚膜を成長した積層体を使用することもできる。この場合、窒化アルミニウム単結晶層は、ＨＶＰＥ法で成長した単結晶窒化アルミニウムの厚膜とすることが好ましい。また、上記積層体は、昇華法基板部分を除去して、該単結晶窒化アルミニウムの厚膜からなる単層の窒化アルミニウム基板とすることもできる。
　（窒化アルミニウム単結晶層の製造：主面の加工方法）
　上記方法にて用意された窒化アルミニウム基板の該基板面を研磨することにより、第一の本発明であるウルツ鉱構造の（０００１）面から０．０５°以上０．４０°以下の範囲でｍ軸方向に傾斜した面を主面とする窒化アルミニウム単結晶層を少なくとも表面に有する窒化アルミニウム基板へと加工することができる。例えば、一般的にエピレディー基板を用意する際に用いられるＣＭＰ法（Ｃｈｅｍｉｃａｌ　ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｐｏｌｉｓｈｉｎｇ）が研磨方法として適用できる。研磨後の基板表面の平坦性を考慮するとＣＭＰ研磨であることが好ましい。本実施形態では、ｃ面窒化アルミニウム基板を研磨する。
　ＣＭＰでは、砥粒を分散させたスラリーを用いて窒化アルミニウム基板を化学的かつ機械的に研磨する。「機械的に」というのは、窒化アルミニウム基板を２つの研磨パッドに挟んだ状態で回転させながらスラリーを供給し物理的に研磨することである。「化学的に」というのは、スラリーを酸性または塩基性とすることによって窒化アルミニウム基板の表面を化学的にエッチングすることである。ＣＭＰ法では、機械的研磨と化学的研磨を組み合わせることにより、平坦な表面を有する基板を効率よく得ることができる。機械的研磨に際しては、傾斜角を調整可能な保持台上に窒化アルミニウム基板を保持し、ウルツ鉱構造の（０００１）面に対する研磨面（主面となる）が上記所定角度となるように保持台の傾斜角を設定し、研磨を行う。
　研磨パッドが窒化アルミニウム基板を押さえつける力の大きさ、および研磨パッドの回転数は適宜調整すれば良く特に制限されるものではない。研磨パッドが窒化アルミニウム基板を押さえつける力が強過ぎる場合、あるいは回転数が速すぎる場合には、窒化アルミニウム基板が破断する懸念がある。一方、研磨パッドが窒化アルミニウム基板を押さえつける力が弱すぎる場合、あるいは回転数が遅い場合には、研磨速度が遅くなるデメリットがある。
　スラリー中の砥粒は、窒化アルミニウムよりも硬い材料であれば特に制限されるものではなく、ダイヤモンド、ＳｉＣ、Ａｌ２Ｏ３などが挙げられる。スラリーのｐＨは特に制限されるものではないが、ｐＨ８以上の塩基性条件下あるいはｐＨ６以下の酸性条件下で行うのが一般的である。砥粒の粒径は特に制限されるものではないが、直径が０．１μｍ～１５μｍの範囲の砥粒を、粒径が大きいものから順に適宜使用する。
　以上のような方法で窒化アルミニウム単結晶層を加工し、窒化アルミニウム単結晶層の主面を形成してやればよい。次に、この窒化アルミニウム単結晶層を含むＩＩＩ族窒化物積層体、及びＩＩＩ族窒化物半導体素子について説明する。
　（ＩＩＩ族窒化物積層体、およびＩＩＩ族窒化物半導体素子）
　本発明においては、以上のような方法で製造した窒化アルミニウム基板の表面（窒化アルミニウム単結晶層の主面）に、ＩＩＩ族窒化物単結晶層を成長させる。そして、ＩＩＩ族窒化物積層体、及びその積層体を含むＩＩＩ族窒化物半導体素子を製造する。
　以下では、本発明の一実施形態であるＩＩＩ族窒化物半導体素子（発光素子）の実施形態を説明する。図２に示すように、ＩＩＩ族窒化物半導体素子１０は、窒化アルミニウム基板１１上にｎ層１２（ｎ型クラッド層）、量子井戸層１３、ｐ層１４（ｐ型クラッド層）、ｐ型キャップ層１５が順に積層された構造を有している。そして、ｎ層１２には負電極２０が形成されており、ｐ型キャップ層１５には正電極２１が形成される。各層は、特に制限されるものではないが、ＭＯＣＶＤ法（有機金属気相成長法）で成長させることが好ましい。
　また、ｎ層１２を形成する前に、結晶品質を向上させることを目的として、窒化アルミニウム基板（窒化アルミニウム単結晶層）およびｎ層と同じもしくはそれらの中間の格子定数を有するバッファ層を形成することもできる。このバッファ層の厚みは、特に制限されるものではないが、２ｎｍ～１０００ｎｍである。ただし、結晶品質のよい窒化アルミニウム基板を使用すれば、このバッファ層は形成しなくとも、良好なＩＩＩ窒化物半導体素子が形成できる。
　ｎ層１２のドナー不純物原子は特に制限されないが、Ｓｉを用いることができる。濃度は特に制限されるものではないが、１０１７～１０２０ｃｍ－３であることが好ましい。なお、ｎ層１２の厚みは、特に制限されるものではないが、２００ｎｍ～３０００ｎｍである。
　量子井戸層１３は、井戸層と障壁層とが繰り返し積層された多重量子井戸構造（ＭＱＷ（Ｍｕｌｔｉ　ｑｕａｎｔｕｍ　ｗｅｌｌ）構造）から成ることが好ましい。また、量子井戸層１３の厚みも特に制限されるものではないが、井戸層が１～５ｎｍ、障壁層が２～５０ｎｍである。繰り返し回数も特に制限されないが１回から１０回であることが好ましい。
　ｐ層１４は、アクセプター不純物原子がドープされておりｐ型特性を示す。アクセプター不純物は、特に制限されないがＭｇ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｂｅ等が挙げられ、その中でもＭｇ、Ｂｅが好ましい。また、ドナー不純物原子の濃度は、１０１７～１０２０ｃｍ－３であることが好ましい。ｐ層１４の厚みも、特に制限されるものではないが、５～２００ｎｍである。
　また、ｐ層１４を形成する前に、電子注入効率を向上させることを目的として、該ｐ層よりも大きいバンドギャップエネルギーを有する電子ブロック層を形成することもできる。このブロック層の厚みは、特に制限されるものではないが、２ｎｍ～１００ｎｍである。
　ｐ型キャップ層１５は、高いホール濃度を得やすく、また、正電極２１を構成する金属とオーミック接触性をとるためのものであり、ＧａＮ層からなることが好ましい。ｐ型キャップ層１５は、アクセプター不純物原子がドープされており、不純物原子の濃度が１０１７～１０２０ｃｍ－３であることが好ましい。このｐ型キャップ層１５は、原料ガス、ドナー不純物原子の原料ガスの供給比を変え、所望の組成となるように調整すればよい。ｐ型キャップ層の厚みも、特に制限されるものではないが、２～３０００ｎｍである。
　本発明のＩＩＩ族窒化物積層体は、窒化アルミニウム基板上に少なくともＩＩＩ族窒化物単結晶からなる層を有するものである。中でも、本発明の窒化アルミニウム基板は、少なくとも一層のＩＩＩ族窒化物単結晶層がＡｌ１－（ｘ＋ｙ＋ｚ）ＧａｘＩｎｙＢｚＮ（但し、ｘ、ｙ及びｚは、夫々独立に０以上０．５未満の有理数であり、ｘ、ｙ及びｚの和は、０．５未満である。）で示される組成を満足するＡｌＧａＩｎＢＮ層である場合に、優れた効果を発揮する。つまり、窒化アルミニウム基板と格子定数が近いＩＩＩ族窒化物単結晶層がその上に形成される場合に、優れた効果を発揮する。なお、前記ＡｌＧａＩｎＢＮ層は、窒化アルミニウム基板上に存在すればよく、窒化アルミニウム基板の主面上に、直接、積層されていてもよいし、その他のＩＩＩ族窒化物単結晶層を介して積層されていてもよい。特に、窒化アルミニウム基板の主面上に、直接、前記ＡｌＧａＩｎＢ層（ＡｌＮ層を含む）が積層されることが好ましい。より具体的には、深紫外発光素子とする場合には、ｎ層、ｐ層が前記ＡｌＧａＩｎＢＮ層となることが好ましい。そのため、例えば、量子井戸層中の井戸層は、Ａｌの含有量が５０原子％未満となるＩＩＩ族窒化物単結晶層から形成されてもよい。
　また、前記ＡｌＧａＩｎＢＮ層は、Ａｌ１－（ｘ＋ｙ＋ｚ）ＧａｘＩｎｙＢｚＮにおいて、０≦Ｘ≦０．４、０≦Ｙ≦０．０１、０≦Ｚ≦０．０１、および０≦Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦０．４２を満足することがより好ましく、０．２≦Ｘ≦０．４、０≦Ｙ≦０．０１、０≦Ｚ≦０．０１、および０．２≦Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦０．４２を満足することがさらに好ましい。
　（ＩＩＩ族窒化物積層体の特性）
　本発明のＩＩＩ族窒化物積層体は、特に制限されるものではないが、以下の特性を有するものとすることができる。
　本発明のＩＩＩ族窒化物積層体において、ＡｌＧａＮＩｎＮ層を、Ａｌ１－（ｘ＋ｙ＋ｚ）ＧａｘＩｎｙＢｚＮにおいて、ｘが０を超え０．５未満の有理数であり、ｙ及びｚは０以上０．５未満の有理数であり、ｘ、ｙ及びｚの和は０を超え０．５未満となる層とした場合には、該ＡｌＧａＩｎＢＮ層は、３００Ｋにおけるフォトルミネッセンス測定において、該ＡｌＧａＩｎＢＮ層のバンド端発光ピークが４．５６ｅＶ以上５．９６ｅＶ未満に観測され、該ピークの半値幅が２２５ｍｅＶ以下とすることができる。加えて、該ＡｌＧａＩｎＢＮ層は、その表面粗さ（Ｒａ）を１．０ｎｍ以下とすることができる。つまり、該半値幅が２２５ｍｅＶ以下であるため、組成分布がより均一で不純物濃度の低い高品質なＩＩＩ族窒化物積層体となる。また、表面粗さ（Ｒａ）が１．０ｎｍ以下であるため、平坦性の高いＩＩＩ族窒化物積層体となる。通常、該発光ピークが低エネルギー側へシフトすると三次元成長しやすくなるため、成長面の組成の揺らぎが大きくなる傾向がある。これらを考慮すると、ＩＩＩ族窒化物積層体のＡｌＧａＩｎＢＮ層は、発光ピークが４．５６ｅＶ以上５．９６ｅＶ未満に観測され、該半値幅が２２５ｍｅＶ以下であり、表面粗さ（Ｒａ）が１．０ｎｍ以下とすることが好ましい。さらに、該発光ピークが４．５６ｅＶ以上５．９６ｅＶ未満に観測され、該半値幅が２２５ｍｅＶ以下であり、表面粗さ（Ｒａ）が１．０ｎｍ以下とすることがより好ましい。通常、工業的な生産性を考慮すると、ＩＩＩ族窒化物積層体のＡｌＧａＩｎＢＮ層は、該発光ピークが４．５６ｅＶ以上５．３９ｅＶ以下に観測され、該半値幅が５０ｍｅＶ以上２２５ｍｅＶ以下であり、表面粗さ（Ｒａ）が０．０５ｎｍ以上１．０ｎｍ以下とすることが好ましい。この場合の好ましいＡｌＧａＩｎＢＮの組成は、０＜Ｘ≦０．４、０≦Ｙ≦０．０１、０≦Ｚ≦０．０１、および０＜Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦０．４２を満足することがより好ましく、０．２≦Ｘ≦０．４、０≦Ｙ≦０．０１、０≦Ｚ≦０．０１、および０．２≦Ｘ＋Ｙ＋Ｚ≦０．４２を満足することがより好ましい。
　また、本発明のＩＩＩ族窒化物積層体おいて、窒化アルミニウム単結晶層の主面上に直接ＡｌＮ層（前記Ａｌ１－（ｘ＋ｙ＋ｚ）ＧａｘＩｎｙＢｚＮにおいて、ｘ、ｙ及びｚが０であるＡｌＧａＩｎＢＮ層）を積層した場合には、該ＡｌＮ層は、３００Ｋにおけるフォトルミネッセンス測定において、該ＡｌＮ結晶のバンド端発光ピークの半値幅が１４５ｍｅＶ以下であり、表面粗さ（Ｒａ）が０．２ｎｍ以下とすることができる。通常、工業的な生産性を考慮すると、ＩＩＩ族窒化物積層体のＡｌＮ層は、該半値幅が１２０ｍｅＶ以上１４５ｍｅＶ以下であり、表面粗さ（Ｒａ）が０．０５ｎｍ以上０．２ｎｍ以下とすることが好ましい。
　このようなＩＩＩ族窒化物積層体を含むＩＩＩ族窒化物半導体素子は、高品質な発光素子として使用できる。
　（ＩＩＩ族窒化物積層体、およびＩＩＩ族窒化物半導体素子の製造方法）
　ＩＩＩ族窒化物積層体、およびＩＩＩ族窒化物半導体素子は公知となっている方法に準じ、ＭＯＣＶＤ法を用いて製造することができる。
　すなわち窒化アルミニウム基板１１をＭＯＣＶＤ装置に設置し、キャリアガスの水素を流通した状態で所望の温度とし、原料ガスを供給することによって所望のＡｌＧａＩｎＢＮ層を成長する。ＩＩＩ族原料としては、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）およびトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）、トリエチルボロン（ＴＥＢ）、Ｖ族原料としてアンモニア（ＮＨ３）等を用いることができる。これらガスに加えドナー不純物原子の原料ガスも適宜供給できる。例えば、ｎ層１２を得る場合には、テトラエチルシランを反応炉内に導入し、ｐ層１４を得る場合には、シクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ２Ｍｇ）をキャリアガス、ＩＩＩ族原料ガス、Ｖ族原料ガスと共に導入して成長させることができる。
　以上の方法により、本発明のＩＩＩ族窒化物積層体を製造することができる。なお、上記方法は、本発明のＩＩＩ族窒化物積層体の製造方法の一例である。
　（ｎ電極（負電極２０）、ｐ電極（正電極２１）の形成方法）
　負電極２０、正電極２１の形成方法は、特に制限されるものではなく、公知の方法を採用することができる。負電極２０は、公知の方法によりエッチングして、露出したｎ層１２の上に形成する。負電極材料としてはＡｌ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｃｕ等が挙げられる。正電極２１は、ｐ型キャップ層１５の上に形成する。正電極材料としてはＡｌ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｃｕ等が挙げられる。
　以上のようにして、本発明のＩＩＩ族窒化物半導体素子を製造することができる。
　上記方法により得られたＩＩＩ族窒化物積層体は、本発明の窒化アルミニウム基板上に成長させているため、転位密度も小さく、組成分布が均一で、不純物濃度が低く、平坦性が高いものとなる。その結果、該ＩＩＩ族窒化物積層体を含むＩＩＩ族窒化物半導体素子（発光素子）は、高品質なものとなる。
　以下に、本発明の具体的な実施例、比較例について図を参照しながら説明するが、本発明はそれらの実施例に限定されるものではない。
　（結晶品質の評価：ＩＩＩ族窒化物単結晶層（ＩＩＩ族窒化物積層体）の結晶品質の評価）
　（光学特性評価）
　結晶品質は、３００Ｋにおけるフォトルミネッセンス（以下、単に「ＰＬ」とする場合もある）測定により評価した。これは、ＰＬ測定における量子井戸層の発光ピークの半値幅が、量子井戸層内の組成の揺らぎや不純物濃度に起因するためである。この半値幅の評価は、上記ＩＩＩ族窒化物積層体またはＩＩＩ窒化物半導体素子を用いたＰＬ測定で行うことができる。本発明においては、図２において、窒化アルミニウム基板１１、ｎ層１２、および量子井戸層１３からなる積層体（実施例１～３、比較例１～４）、窒化アルミニウム基板１１およびｎ層１２からなる積層体（実施例４～６、比較例５～８）、並びに、窒化アルミニウム基板１１上に直接ＡｌＮ層を積層した積層体（実施例７～９、比較例９～１２）のＰＬ測定を行い、ＩＩＩ族窒化物単結晶層の評価（組成分布の評価）を行った。ＰＬ測定は、１９３ｎｍＡｒＦエキシマレーザを用いて実施した。なお、当然のことではあるが、この半値幅が短いものほど、組成分布がより均一であると言える。
　（表面粗さの評価：ＩＩＩ族窒化物単結晶層（ＩＩＩ族窒化物積層体）の表面粗さの評価）
　（表面モフォロジ評価）
　窒化アルミニウム基板のＡｌＮ単結晶層、ｎ層および量子井戸層の表面粗さの評価は、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）を用い２μｍ×２μｍの範囲を測定し評価した。これは、結晶表面の粗さが大きくなると量子井戸層内の組成の揺らぎや不純物原子の取り込みが増大すると考えられるためである。表面粗さはＲａで評価した。Ｒａとは、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１に記載されている表面粗さ評価指標の一つであり、粗さ曲面から、その平均値の方向に基準面積（ここでは２μｍ×２μｍ）を抜き取り、この抜き取り部分の平均面から測定曲面までの偏差の絶対値を合計して、それを基準面積で平均した値をいう。なお、当然のことではあるが、このＲａの値が小さいものほど、表面が平坦であると言える。
　実施例１
　厚さ約５００μｍの窒化アルミニウム単結晶からなるｃ面窒化アルミニウム基板の表面および裏面を研削し、ＣＭＰ研磨した。そして、窒化アルミニウム基板の主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．１１°傾斜した面を有する、厚さ２００μｍの窒化アルミニウム基板（ＡｌＮ単結晶層のみからなる窒化アルミニウム基板）を得た。この窒化アルミニウム基板の曲率半径は、２０ｍであり、表面粗さ（Ｒａ）は０．１７ｎｍであった。また、ウルツ鉱構造の（０００１）面からのａ軸方向の傾斜は０．００°であった。
　この窒化アルミニウム基板上に、ＭＯＣＶＤ法によりＳｉをドープしたｎ層１μｍ（Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ）を形成した。その後、該ｎ層上に、ＭＯＣＶＤ法により量子井戸層が以下の構造となるように障壁層、井戸層を形成した。障壁層は２ｎｍであり、Ａｌ０．３５Ｇａ０．６５Ｎの組成を満足するように形成し、井戸層は７ｎｍであり、Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎの組成を満足するように形成した。この障壁層、井戸層は３回繰り返し形成し、これら層を量子井戸層とした。成長条件は、成長温度が１０５０℃、Ｖ／ＩＩＩ比が１４００、系内圧力５０ｍｂａｒであり、原料ガスであるＴＭＡ、ＴＭＧ、および水素で希釈したアンモニア（９．８ｓｌｍ）を供給した。
　得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）を冷却しＭＯＣＶＤ装置から取り出し、ＰＬ測定を行った。その結果、量子井戸層に起因する発光ピークのピーク位置は４．７６ｅＶであり、半値幅は１９７ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．１８ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例２
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．２３°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例１と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層および量子井戸層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、量子井戸層に起因する発光ピークのピーク位置は４．８６ｅＶであり、半値幅は２０３ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．２０ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例３
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．３２°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例１と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層および量子井戸層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、量子井戸層に起因する発光ピークのピーク位置は４．７９ｅＶであり、半値幅は２０８ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．３０ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例４
　実施例１と同様の窒化アルミニウム基板上に、ＭＯＣＶＤ法によりＳｉをドープしたｎ層１μｍ（Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ）のみを形成した。成長条件は、成長温度が１０５０℃、Ｖ／ＩＩＩ比が１４００、系内圧力５０ｍｂａｒであり、原料ガスであるＴＭＡ、ＴＭＧ、および水素で希釈したアンモニア（９．８ｓｌｍ）を供給した。
　得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）を冷却しＭＯＣＶＤ装置から取り出し、ＰＬ測定を行った。その結果、ｎ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．１７ｅＶであり、半値幅は２１１ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．１７ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例５
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．２３°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例４と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、ｎ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．１５ｅＶであり、半値幅は２１９ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．２１ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例６
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．３２°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例４と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。結果を表１にまとめた。
　ｎ層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、ｎ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．１２ｅＶであり、半値幅は２２０ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．２４ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例７
　実施例１と同様の窒化アルミニウム基板上に、ＭＯＣＶＤ法によりＳｉをドープしたＡｌＮ層０．２μｍのみを形成した。成長条件は、成長温度が１２００℃、Ｖ／ＩＩＩ比が２５００、系内圧力３５ｍｂａｒであり、原料ガスであるＴＭＡ、ＴＭＧ、および水素で希釈したアンモニア（８．５ｓｌｍ）を供給した。
　得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）を冷却しＭＯＣＶＤ装置から取り出し、ＰＬ測定を行った。その結果、ＡｌＮ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．９６ｅＶであり、半値幅は１４０ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．０８ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例８
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．２３°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例７と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ＡｌＮ層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、ＡｌＮ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．９６ｅＶであり、半値幅は１４１ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．０９ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例９
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．３２°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例７と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ＡｌＮ層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、ＡｌＮ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．９６ｅＶであり、半値幅は１４１ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．０９ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例１０
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．１４°、ａ軸方向に０．２４°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例１と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層および量子井戸層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、量子井戸層に起因する発光ピークのピーク位置は４．８４ｅＶであり、半値幅は２０８ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．２９ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例１１
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．２３°、ａ軸方向に０．１９°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例１と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
ｎ層および量子井戸層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、量子井戸層に起因する発光ピークのピーク位置は４．８３ｅＶであり、半値幅は２０９ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．２３ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例１２
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．３０°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例１と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層および量子井戸層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、量子井戸層に起因する発光ピークのピーク位置は４．８５ｅＶであり、半値幅は１９９ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．１１ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例１３
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．３２°、ａ軸方向に０．１１°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例１と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層および量子井戸層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、量子井戸層に起因する発光ピークのピーク位置は４．８７ｅＶであり、半値幅は２０６ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．２２ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例１４
　実施例１０と同様の窒化アルミニウム基板上に、ＭＯＣＶＤ法によりＳｉをドープしたｎ層１μｍ（Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ）のみを形成した。成長条件は、成長温度が１０５０℃、Ｖ／ＩＩＩ比が１４００、系内圧力５０ｍｂａｒであり、原料ガスであるＴＭＡ、ＴＭＧ、および水素で希釈したアンモニア（９．８ｓｌｍ）を供給した。
　得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）を冷却しＭＯＣＶＤ装置から取り出し、ＰＬ測定を行った。その結果、ｎ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．２０ｅＶであり、半値幅は２１５ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．２０ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例１５
　実施例１１と同様の窒化アルミニウム基板上に、ＭＯＣＶＤ法によりＳｉをドープしたｎ層１μｍ（Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ）のみを形成した。成長条件は、成長温度が１０５０℃、Ｖ／ＩＩＩ比が１４００、系内圧力５０ｍｂａｒであり、原料ガスであるＴＭＡ、ＴＭＧ、および水素で希釈したアンモニア（９．８ｓｌｍ）を供給した。
　得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）を冷却しＭＯＣＶＤ装置から取り出し、ＰＬ測定を行った。その結果、ｎ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．１６ｅＶであり、半値幅は２１８ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．２５ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例１６
　実施例１２と同様の窒化アルミニウム基板上に、ＭＯＣＶＤ法によりＳｉをドープしたｎ層１μｍ（Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ）のみを形成した。成長条件は、成長温度が１０５０℃、Ｖ／ＩＩＩ比が１４００、系内圧力５０ｍｂａｒであり、原料ガスであるＴＭＡ、ＴＭＧ、および水素で希釈したアンモニア（９．８ｓｌｍ）を供給した。
　得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）を冷却しＭＯＣＶＤ装置から取り出し、ＰＬ測定を行った。その結果、ｎ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．１６ｅＶであり、半値幅は２０９ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．１５ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　実施例１７
　実施例１３と同様の窒化アルミニウム基板上に、ＭＯＣＶＤ法によりＳｉをドープしたｎ層１μｍ（Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ）のみを形成した。成長条件は、成長温度が１０５０℃、Ｖ／ＩＩＩ比が１４００、系内圧力５０ｍｂａｒであり、原料ガスであるＴＭＡ、ＴＭＧ、および水素で希釈したアンモニア（９．８ｓｌｍ）を供給した。
　得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）を冷却しＭＯＣＶＤ装置から取り出し、ＰＬ測定を行った。その結果、ｎ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．１７ｅＶであり、半値幅は２１６ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．３０ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　比較例１
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．０３°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例１と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層および量子井戸層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、量子井戸層に起因する発光ピークのピーク位置は４．７４ｅＶであり、半値幅は２４８ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は２．０３ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　比較例２
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．４１°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例１と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層および量子井戸層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、量子井戸層に起因する発光ピークのピーク位置は４．６７ｅＶであり、半値幅は２３１ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．６３ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　比較例３
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．６４°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例１と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層および量子井戸層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、量子井戸層に起因する発光ピークのピーク位置は４．７０ｅＶであり、半値幅は２３５ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．７０ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　比較例４
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．８１°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例１と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層および量子井戸層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、量子井戸層に起因する発光ピークのピーク位置は４．６８ｅＶであり、半値幅は２５２ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は２．３４ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　比較例５
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．０３°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例４と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、ｎ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．１６ｅＶであり、半値幅は２５１ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は１．３０ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　比較例６
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．４１°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例４と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、ｎ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．１３ｅＶであり、半値幅は２３０ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．３０ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　比較例７
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．８１°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例４と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、ｎ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．０８ｅＶであり、半値幅は２６７ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は１．５７ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　比較例８
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．０３°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例７と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ＡｌＮ層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、ＡｌＮ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．９６ｅＶであり、半値幅は１５３ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．４８ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　比較例９
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．４１°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例７と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ＡｌＮ層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、ＡｌＮ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．９６ｅＶであり、半値幅は１４１ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．２９ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　比較例１０
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．８１°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例７と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ、ａ軸方向の傾斜）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ＡｌＮ層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、ＡｌＮ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．９６ｅＶであり、半値幅は１５５ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．５１ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　比較例１１
　主面がウルツ鉱構造の（０００１）面からｍ軸方向に０．４２°、ａ軸方向に０．１５°傾斜した面を有する窒化アルミニウム基板を使用した以外は、実施例１と同様の操作、評価を行った。主面のオフ角以外の物性（結晶品質、曲率半径、表面粗さ（Ｒａ）、厚さ）は、実施例１で使用した窒化アルミニウム基板と同等のものを使用した。
　ｎ層および量子井戸層成長後に、得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）のＰＬ測定を行った結果、量子井戸層に起因する発光ピークのピーク位置は４．８１ｅＶであり、半値幅は２４１ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．７２ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
　比較例１２
　比較例１１と同様の窒化アルミニウム基板上に、ＭＯＣＶＤ法によりＳｉをドープしたｎ層１μｍ（Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ）のみを形成した。成長条件は、成長温度が１０５０℃、Ｖ／ＩＩＩ比が１４００、系内圧力５０ｍｂａｒであり、原料ガスであるＴＭＡ、ＴＭＧ、および水素で希釈したアンモニア（９．８ｓｌｍ）を供給した。
　得られた基板（ＩＩＩ族窒化物積層体）を冷却しＭＯＣＶＤ装置から取り出し、ＰＬ測定を行った。その結果、ｎ層に起因する発光ピークのピーク位置は５．１９ｅＶであり、半値幅は２３７ｍｅＶであった。表面粗さ（Ｒａ）は０．３７ｎｍであった。結果を表１にまとめた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　以上の結果より、実施例で得られたＩＩＩ族窒化物積層体は、組成分布揺らぎが少なく、低不純物濃度のものであって、表面粗さ（Ｒａ）が小さいものであることが分かる。また、実施例１～３に示す通り、実施例４～６で示された高品質なｎ層（ＡｌＧａＩｎＢＮ層）上に、量子井戸層を成長すると、該量子井戸層も高品質なものであることが分かる。
１　　基板主面
２　　ｃ面
３　　オフ角
１０　ＩＩＩ族窒化物半導体素子
１１　　窒化アルミニウム基板
１２　　ｎ層
１３　　量子井戸層
１４　　ｐ層
１５　　ｐ型キャップ層
２０　　負電極
２１　　正電極

Claims (6)

  1. 　窒化アルミニウムからなる基板であって、
    　ウルツ鉱構造の（０００１）面から０．０５°以上０．４０°以下の範囲でｍ軸方向に傾斜した面を主面とする窒化アルミニウム単結晶層を少なくとも表面に有することを特徴とする窒化アルミニウム基板。
  2. 　前記主面がウルツ鉱構造の（０００１）面から０．００°以上０．４０°以下の範囲でａ軸方向に傾斜することを特徴とする、請求項１に記載の窒化アルミニウム基板。
  3. 　請求項１または２に記載の窒化アルミニウム基板における窒化アルミニウム単結晶層の主面上に、
    　Ａｌ１－（ｘ＋ｙ＋ｚ）ＧａｘＩｎｙＢｚＮ（但し、ｘ、ｙ及びｚは、夫々独立に０以上０．５未満の有理数であり、ｘ、ｙ及びｚの和は、０．５未満である。）で示される組成を満足するＡｌＧａＩｎＢＮ層を有することを特徴とするＩＩＩ族窒化物積層体。
  4. 　前記Ａｌ１－（ｘ＋ｙ＋ｚ）ＧａｘＩｎｙＢｚＮにおいて、ｘが０を超え０．５未満の有理数であり、ｙ及びｚが０以上０．５未満の有理数であり、ｘ、ｙ及びｚの和が０を超え０．５未満となる組成のＡｌＧａＩｎＢＮ層を有し、
    　該ＡｌＧａＩｎＢＮ層の３００Ｋにおけるフォトルミネッセンス測定において、バンド端発光ピークが４．５６ｅＶ以上５．９６ｅＶ未満に観測され、該発光ピークの半値幅が２２５ｍｅＶ以下であることを特徴とする請求項３に記載のＩＩＩ族窒化物積層体。
  5. 　前記窒化アルミニウム単結晶層の主面上に、
    　直接ＡｌＮ層（前記Ａｌ１－（ｘ＋ｙ＋ｚ）ＧａｘＩｎｙＢｚＮにおいて、ｘ、ｙ及びｚが０である）が積層され、
    　該ＡｌＮ層の３００Ｋにおけるフォトルミネッセンス測定において、該ＡｌＮ結晶のバンド端発光ピークの半値幅が１４５ｍｅＶ以下であり、
    　該ＡｌＮ層の表面粗さ（Ｒａ）が０．２ｎｍ以下であることを特徴とする請求項３に記載のＩＩＩ族窒化物積層体。
  6. 　請求項３～５の何れか１項に記載のＩＩＩ族窒化物積層体における窒化アルミニウム単結晶層、および前記ＡｌＧａＩｎＢＮ層部分を少なくとも有するＩＩＩ族窒化物半導体素子。
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