JP2000082676A - 窒化物系化合物半導体の結晶成長方法、発光素子およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 Ｃ軸に対して僅かに傾斜させたサファイア基
板を用いることにより、エピタキシャル成長した窒化物
系化合物半導体結晶の品質を向上し、極めて平滑な表面
状態を提供する。 【解決手段】 ＜０００１＞方向より０．０５°から
０．２°傾斜させた鏡面研磨サファイア００１を基板と
する。傾斜角を０．０５°から０．２°に保つことによ
りサファイア基板上のステップ密度を最適に制御し、極
めて平坦かつ欠陥密度を低減し、電気的光学的特性を向
上した窒化物系化合物半導体膜が得られる。本発明で言
う窒化物系化合物半導体とは、一般式Ｉｎ_xＧａ_yＡｌ_z
Ｎ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ
≦１）で表される化合物を意味する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は基板上に窒化物系化
合物半導体結晶を作成する方法と、当該方法を用いて作
成した窒化物化合物半導体発光素子に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、窒化物系化合物半導体は、発光素
子やハイパワーデバイスとして、利用または研究されて
おり、その構成する組成を調節することにより、例え
ば、発光素子の場合、技術的には青色から橙色までの幅
の広い発光素子として利用することができる。近年、そ
の特性を利用して青色発光ダイオードや緑色発光ダイオ
ードが実用化され、また、半導体レーザー素子として青
紫色半導体レーザが開発されつつある。

【０００３】窒化物系化合物半導体を上記発光素子とし
て作製する場合、通常、鏡面研磨サファイア（０００
１）基板等、窒化物系化合物半導体がエピタキシャル成
長する基板上に、ｎ型の特性を示す電流注入層を形成
し、その上に発光層及びｐ型の特性を示す電流注入層を
形成する。発光層は厚みが１０ｎｍ以下の量子井戸を使
用すると発光強度が大きくなることが知られており、発
光波長は例えばＩｎＧａＮからなる発光層のＩｎ組成比
を調整することにより可変である。エピタキシャル成長
の方法としては、ＭＯＣＶＤ、ＭＢＥ等の気相成長技術
が用いられている。例えば、ＭＯＣＶＤ法では、サファ
イア（０００１）面基板を１０００℃程度の還元雰囲気
で処理し、アンモニアを供給して基板表面の初期窒化を
行い、５００℃程度の低温でＧａＮあるいはＡｌＮバッ
ファ層を形成し、１０００℃程度に昇温して窒化物系化
物系化合物半導体結晶を作製している。

【０００４】一般に、量子井戸は１層のみから形成され
ている場合もあるが、井戸層と障壁層を有する多重量子
井戸構造（ＭＱＷ）を利用する方が発光効率を高くでき
る事が知られている。ところが、Ｉｎを含む窒化物系化
合物半導体（例えばＩｎＧａＮ）よりなる量子井戸構造
を用いて発光素子を作製する場合、サファイア基板との
格子不整合が１３％と非常に大きく、基板界面から量子
井戸を経て表面に達する貫通転位が高密度に存在してい
る。このため、転位を介して流れる電流は発光に寄与し
ない成分となり、駆動電流密度の増大と発熱の原因とな
っている。また、Ｉｎを含む窒化物系化合物半導体の結
晶成長時の化学的熱平衡状態が非常に不安定なため、転
位を中心にＩｎが凝集あるいは離散し、目的とする均一
なＩｎ組成の量子井戸構造を形成することが困難であ
る。仮に目的とするＩｎ組成の量子井戸構造を形成でき
たとしても、結晶性の良い量子井戸層の形成は困難であ
り、高い発光効率を実現することが難しい。また、前記
の理由によって、基板内において、量子井戸構造を形成
するＩｎを有する窒化物系化合物半導体膜のＩｎ組成
や、膜厚の均一性が損なわれ、基板全面で均一に目的の
発光波長と発光強度を持つ発光素子を作製することが困
難である。

【０００５】上述する問題点に対して、特開平９−２３
０２６号公報では、サファイア基板面とＣ面（（０００
１）面）のなす角を５゜以内として、バッファ層を介し
た２段階成長により発光特性を向上させる技術が開示さ
れている。上記公報では、発光素子（ＬＥＤ）における
輝度向上に関する技術が示されているのみであって、素
子化プロセスおよび発光素子の特性に影響する結晶最表
面の平坦性向上および結晶転移密度の低減に関する技術
は開示されていない。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】前記ＭＯＣＶＤ法では
初期窒化および低温バッファ層を介して結晶成長を行っ
ているが、この方法では転位密度が高く結晶品質が不十
分であり、高電流密度で駆動するレーザー素子において
特に問題となる。また、基板表面の傾斜角を単純に５°
以内とした場合でも基板表面のステップ密度が十分に規
定されないため、言い換えると表面の平坦性が十分でな
いため、基板傾斜角のばらつきによって窒化物系化合物
半導体の結晶品質および表面状態が敏感に変動する。

【０００７】従来例に開示されている０．２°から５°
程度の傾斜角の場合は（０００１）面サファイア基板上
に成長された窒化物系化合物半導体、例えばＧａＮは基
板との界面から発生した転位が高密度に存在している。
これは、サファイア基板とＧａＮの格子定数差によって
三次元成長し易いことおよび、＜０００１＞方向からの
傾斜角が０．２゜から５゜の範囲のサファイア基板を使
用しているために不均一に分布する基板表面のステップ
が整然としたステップフロー成長を阻害しているためで
あると考えられる。

【０００８】ヘテロエピタキシャル成長において、低温
で形成されるバッファ層は、アモルファスあるいは多結
晶であったものが昇温過程で原子の再配列により基板の
情報を受けつつ単結晶化し、高温ではホモエピタキシャ
ル成長に近い条件で結晶成長を可能にする作用を持つ。
しかし、サファイアとＧａＮのように大きな格子不整合
を有する系ではバッファ層の効果が不十分であり、＜０
００１＞方向からの傾斜角による基板表面のステップ差
を吸収するためのバッファ層形成条件が狭い範囲に限定
される。

【０００９】基板表面の初期窒化もバッファ層と同様に
ホモエピタキシャル成長に近づける働きをするが、窒化
過程はサファイア表面近傍の酸素原子離脱と気相からの
窒素原子の拡散により支配されるため初期の基板表面形
状を保った状態で進行する。したがって、不適切な傾斜
角を有するサファイア基板表面のステップは窒化による
影響をそれほど受けずに残留する。このような基板のミ
クロに見た表面を図１に模式的に示す。基板１０１上に
原子層オーダーのステップ１０２が不均一に分布してい
る。基板表面に到達した原料種はマイグレーションと再
離脱を繰り返しつつ基板表面の安定なサイト、すなわち
原子層のステップ１０２に到達し成長核１０３を形成す
るが、ステップ分布を反映して成長核形成も不均一とな
る。したがって、傾斜角を規定しない基板上の成長では
２次元成長（一層ずつ面で積層されるモード）は阻害さ
れ、局所的に結晶の成長が進む３次元核成長モードが主
となり、成長した結晶同士が隣接して連結する場所から
貫通転位を発生させる。

【００１０】また、Ｉｎを含む層の組成均一性および結
晶性が不十分であって、より高効率の発光ダイオードま
たは、低閾値の半導体レーザを作製しようとすると、従
来の技術だけでは目的とする低駆動電流、高発光効率の
発光素子が得られない。そのため、より良い電気特性と
発光特性を持つ発光素子の作製が求められていた。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本願記載の窒化物系化合
物半導体の結晶成長方法は、基板上に窒化物系化合物半
導体の結晶を気相成長させる結晶成長方法であって、前
記基板表面の結晶方位が＜０００１＞方向より０．０５
°以上０．２°以下の範囲で傾斜していることを特徴と
する。

【００１２】本願記載の窒化物系化合物半導体の結晶成
長方法は、上記基板表面方位の＜０００１＞方向からの
傾斜方向が＜１１−２１＞方向または＜１−１００＞方
向であることを特徴とする。

【００１３】本願記載の窒化物系化合物半導体発光素子
は、窒化物系化合物半導体からなる互いに導電型の異な
る第１、第２クラッド層の間に窒化物系化合物半導体か
らなる量子井戸構造の活性層を有する窒化物系化合物半
導体発光素子において、上記第１および第２クラッド層
と活性層の積層面が＜０００１＞方向より０．０５°以
上０．２°以下の範囲で傾斜していることを特徴とす
る。

【００１４】本願記載の窒化物系化合物半導体発光素子
は、上記量子井戸活性層下面の平均表面粗さが該量子井
戸層厚より小さいことを特徴とする。

【００１５】本願記載の窒化物系化合物半導体発光素子
は、上量子井戸活性層下面の平均表面粗さが１．８ｎｍ
より小さいことを特徴とする。

【００１６】本願記載の窒化物系化合物半導体発光素子
の製造方法は、基板上に、互いに導電型が異なる層に挟
まれた量子井戸構造からなる活性層を有する積層体を形
成する窒化物系化合物半導体発光素子の製造方法におい
て、上記サファイア基板表面の結晶方位が＜０００１＞
方向より０．０５°以上０．２°以下の範囲で傾斜して
いることを特徴とする。

【００１７】本願記載の窒化物系化合物半導体発光素子
の製造方法は、表面方位の＜０００１＞方向からの傾斜
方向が＜１１−２０＞方向または＜１−１００＞方向で
あることを特徴とする。

【００１８】本願記載の窒化物系化合物半導体発光素子
の製造方法は、活性層は単数または複数層の井戸層と障
壁層から形成され、井戸層あるいは障壁層のどちらか一
方あるいは両方の形成後、一定時間の中断を設ける過程
を有することを特徴とする。

【００１９】本願記載の窒化物系化合物半導体発光素子
の製造方法は、障壁層成長後の成長中断時間は１秒以上
６０分以下であることを特徴とする。

【００２０】本願記載の窒化物系化合物半導体発光素子
の製造方法は、井戸層成長後の成長中断時間は１秒以上
６０分以下であることを特徴とする。

【００２１】本願記載の窒化物系化合物半導体発光素子
の製造方法は、成長中断時には、窒素を主体とするキャ
リアガスを流していることを特徴とする。

【００２２】本願記載の窒化物系化合物半導体発光素子
の製造方法は、成長中断時には、窒素を主体とするキャ
リアガスと、Ｖ族原料ガスを流していることを特徴とす
る。

【００２３】本発明においては、上記課題を解決する手
段として、Ｉｎを含有する複数層よりなる窒化物系化合
物半導体を発光層とする発光素子を製造する際に、ま
ず、結晶方位を＜０００１＞方向から極僅かに傾斜させ
たサファイアやＧａＮ等の基板を用いて貫通転位を低減
させ、発光に寄与しない電流経路を減少させ、活性層下
地層の表面平坦性を向上させる。さらに、その後、複数
層の井戸層と障壁層からなる発光層を成長し、井戸層と
なる窒化物系化合物半導体層の形成後、一定期間の成長
中断を設ける過程と、井戸層に接し、井戸層よりもバン
ドギャップエネルギーが大きい障壁層となる窒化物系化
合物半導体を形成後、一定期間の成長中断を設ける過程
をおいて、さらなる表面状態の改善と活性層の組成を均
一化させることを特徴とする。

【００２４】先に示したように従来例で見た表面は図１
のようになるが、本発明では図２のようになる。基板２
０１を＜０００１＞方向から＜１１−２１＞方向或いは
＜１−１００＞方向に角度を規定して傾斜させることに
よりステップ２０２を均一に分布させ、かつステップ密
度を最適に制御する。その結果、基板全面で成長核２０
３が均一に形成され、整然としたステップフロー成長と
なる。この状態では安定した二次元成長が実現される。

【００２５】従来例に開示されている０．２°から５°
程度の傾斜角の場合は（０００１）面サファイア基板上
に成長された窒化物系化合物半導体、例えばＧａＮは基
板との界面から発生した転位が高密度（１×１０¹¹ｃｍ
^-2以上）に存在している。これは、サファイア基板とＧ
ａＮの格子定数差によって三次元成長し易いことおよ
び、＜０００１＞方向からの傾斜角が規定されていない
ために不均一に分布する基板表面のステップが整然とし
たステップフロー成長を阻害しているためであると考え
られる。

【００２６】ヘテロエピタキシャル成長において、低温
で形成されるバッファ層は、アモルファスあるいは多結
晶であったものが昇温過程で原子の再配列により基板の
情報を受けつつ単結晶化し、高温ではホモエピタキシャ
ル成長に近い条件で結晶成長を可能にする作用を持つ。
しかし、サファイアとＧａＮのように大きな格子不整合
を有する系ではバッファ層の効果が不十分であり、＜０
００１＞方向からの傾斜角による基板表面のステップ差
を吸収するためのバッファ層形成条件が狭い範囲に限定
される。また、ＧａＮ基板上へのホモエピタキシャル成
長の場合でも、表面エネルギーを低下させ、面内で一様
な成長を実現するためにある程度の厚さにバッファ層を
形成することが望ましく、その際に基板表面ステップを
最適な状態に設定することが重要である。

【００２７】基板表面の初期窒化もバッファ層と同様に
ホモエピタキシャル成長に近づける働きをするが、窒化
過程はサファイア表面近傍の酸素原子離脱と気相からの
窒素原子の拡散により支配されるため初期の基板表面形
状を保った状態で進行する。したがって、傾斜角を規定
されていない基板表面のステップは窒化による影響をそ
れほど受けずに残留し、ステップフロー成長を阻害し
て、転位を発生させる。

【００２８】本発明では、サファイア基板を＜０００１
＞方向から＜１１−２０＞方向あるいは＜１−１００＞
方向に傾斜させることにより最表面のステップ密度を最
適な状態に規定し、安定して二次元成長を促進させる。
＜０００１＞方向から＜１１−２０＞方向あるいは＜１
−１００＞方向に０．０５°から０．２°傾斜角させた
基板を用いて作製したレーザーあるいは発光ダイオード
は、積層する窒化物系化合物半導体の高品質化によっ
て、発光効率が向上し、特にレーザーにおいては長寿命
化が実現される。

【００２９】さらに、障壁層となる窒化物系化合物半導
体を形成後に成長中断を設けることによって、固相に取
り込まれた原料種の凝集を防止して組成を均一にするこ
とができ、組成不均一が解消されることで、さらに表面
平坦性が向上する。その際、成長中断時間を、１秒以上
６０分以下とすることにより、顕著な効果が得られる。
同様に、井戸層となる窒化物系化合物半導体形成後に設
ける成長中断時間を、１秒以上６０分以下にすることに
よって、更なる効果が現われる。また、成長中断時に
は、窒素を主体とするキャリアガスあるいは、窒素を主
体とするキャリアガスとＶ族原料ガスを混合して流すこ
とにより、より顕著な効果が現われる。

【００３０】発光素子素子を作製する際に、微傾斜基板
と成長中断併用すれば、より高い効果が得られる。すな
わち、通常基板を用いて成長した結晶において貫通転位
が存在すると、転位周辺で凝集したＩｎが層内で拡散し
ない。そこで、微傾斜基板を用いて貫通転位密度は減少
させた上で、成長中断により転位周辺でのＩｎ凝集を解
消することが効果的である。

【００３１】

【発明の実施の形態】まず、本発明を詳細に説明する。
一般的に、窒化物系化合物半導体を結晶成長する際は、
サファイア、ＳｉＣ、ＧａＮ、ＧａＡｓ、スピネル（Ｍ
ｇＡｌ₂Ｏ₄）等が基板として用いられる。また、結晶成
長を行う方法としては、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶ
Ｄ）、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ）、ハイドライド
気相成長法（ＨＶＰＥ）で行うのが通例である。

【００３２】中でも、作製する窒化物系化合物半導体の
結晶性や、生産性を考慮すると、基板としては、サファ
イアまたはＧａＮを使用し、成長方法としてはＭＯＣＶ
Ｄ法を使用するのが最も一般的な方法である。

【００３３】図３に本願実施例の製造に使用したＭＯＣ
ＶＤ装置の概略図を示す。図中、３０１は＜０００１＞
方向から＜１１−２０＞あるいは＜１−１００＞方向に
０．０５°から０．２°傾斜した（０００１）面サファ
イア基板であり、カーボンサセプタ（３０２）上に配置
されている。サセプタの中には、やはりカーボン製抵抗
加熱用ヒーターが配置されており、熱電対により基板温
度をモニターし、制御することができる。３０３は二重
の石英でできた水冷反応管である。Ｖ族原料としては、
アンモニア（３０６）を使用し、ＩＩＩ族原料として
は、トリメチルガリウム（以下、ＴＭＧと言う）、トリ
メチルアルミニウム（以下、ＴＭＡと言う）、トリメチ
ルインジウム（以下、ＴＭＩと言う）（３０７ａ〜３０
７ｃ）を窒素ガスまたは水素ガスでバブリングして使用
した。また、ｎ型のドーピング原料としてはＳｉＨ
₄（３０９）を使用し、ｐ型のドーピング原料として
は、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム（以下、Ｃ
ｐ₂Ｍｇと言う）（３０７ｄ）を使用した。各原料は、
マスフローコントローラ（３０８）で正確に流量を制御
して原料入り口（３０４）より反応管に導入されて、排
気ガス出口（３０５）より排出される。

【００３４】次に、窒化物系化合物半導体レーザ／発光
ダイオードを形成する結晶成長手順について、代表的な
例を図４を参照しながら説明する。まず、基板（４０
１）を洗浄して、結晶成長装置内に設置する。基板は、
水素雰囲気中１１００℃程度の温度で約１０分程度熱処
理を施し、その後温度を５００℃〜６００℃程度に降温
する。温度が一定になれば、キャリアガスを窒素に替
え、窒素ガスの全流量を１０ｌ／ｍｉｎ、アンモニアを
約３ｌ／ｍｉｎ流し、数秒後、ＴＭＧを約２０μｍｏｌ
／ｍｉｎ流し、約１分間低温でのバッファー層としての
ＧａＮ膜（４０２）の成長を行った。成長した膜の厚さ
は約２０ｎｍである。

【００３５】その後、ＴＭＧの供給を停止し、温度を１
０５０℃まで昇温し、再びＴＭＧを約５０μｍｏｌ／ｍ
ｉｎとＳｉＨ₄ガスを約１０ｎｍｏｌ／ｍｉｎ供給して
ｎ型のＧａＮ膜（４０３）を約４μｍ成長する。次に、
ＴＭＡを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ供給し、０．５μｍの厚
さのｎ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ膜（４０４）を成長する。
この層は光閉じ込め層であり、発光ダイオードを製造す
る際には不要である。

【００３６】次に、ＴＭＡの供給を停止し、約０．１μ
ｍ厚さのＧａＮ膜（４０５）を成長する。この層は、光
ガイド層であり、発光ダイオードを製造する際には不要
である。その後、ＳｉＨ₄とＴＭＧの供給を停止し、基
板の温度を８５０℃〜７００℃程度まで低下させる。こ
の温度は、発光素子の発光波長を決定する一つのパラメ
ータとなり、低温ほど発光波長が長くなる傾向を示す。
上述した基板温度は、紫〜緑の発光素子を作製するため
の温度であり、必要な波長帯が紫〜緑の波長帯になけれ
ば、基板温度をかえても問題はない。温度が安定する
と、ＴＭＧを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＩを１０μｍ
ｏｌ／ｍｉｎで供給し、Ｉｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎからなる活
性層（４０６）を形成する障壁層を約５ｎｍの厚さにな
るように成長する。活性層成長時には、ＳｉＨ₄を１０
ｎｍｏｌ／ｍｉｎ程度流しても良い。

【００３７】障壁層の成長終了後、一旦ＴＭＧとＴＭＩ
の供給を停止し、キャリアガスとＮＨ₃ガスを流しなが
ら、１秒〜６０分間の成長中断を行う。その後、再び、
ＴＭＧを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＩを５０μｍｏｌ
／ｍｉｎ供給し、Ｉｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎからなる活性層の井
戸層を約３ｎｍの厚さになるように成長する。井戸層成
長後、再びＴＭＧとＴＭＩの供給を停止し、キャリアガ
スとＮＨ₃ガスを流しながら、１秒〜６０分間の成長中
断を行う。この活性層となる井戸層と障壁層の成長を繰
り返し、必要な層数の多重量子井戸を成長した後、最後
に障壁層を成長して活性層（４０６）の成長を終了す
る。通常の場合、井戸層の層数は、２層から５層にする
のが最も発光効率の良い素子ができることがわかってい
る。

【００３８】活性層成長後に、ＩｎＧａＮ膜の昇華を防
止する目的で、ＴＭＧを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＡ
を５μｍｏｌ／ｍｉｎ、及びＣｐ₂Ｍｇを供給し、約３
０ｎｍの厚さのＡｌＧａＮ層（４０７）を成長する。そ
の後、ＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃｐ ₂Ｍｇの供給を停止し、基
板温度を再び１０５０℃に昇温する。昇温後、ＴＭＧを
５０μｍｏｌ／ｍｉｎとＣｐ₂Ｍｇを供給し、ｐ型のＧ
ａＮよりなる光ガイド層（４０８）を０．１μｍ成長す
る。本層は発光ダイオードを製造する際には不要であ
る。次に、ＴＭＡを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ供給し、０．
５μｍの厚さのｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ膜（４０９）を
成長する。この層は光閉じ込め層であり、発光ダイオー
ドを製造する際には不要である。成長終了後、ＴＭＡの
供給を停止し、ｐ型のＧａＮよりなるコンタクト層（４
１０）を約０．５μｍ成長し、終了後、ＴＭＧとＣｐ₂
Ｍｇの供給を停止して基板加熱を終了する。

【００３９】図５に活性層近傍の成長温度と各原料の供
給量を示す。図中、５０１、５０２、５０３、５０４、
５０５及び５０６は各々、成長中断、障壁層の成長、井
戸層の成長、ｎ型ＧａＮ膜の成長、ｐ型ＧａＮの成長、
及びＡｌＧａＮ昇華防止層の成長を行っている期間を示
す。

【００４０】温度が室温になれば、結晶成長装置より基
板を取りだし、反応性イオンエッチングを用いて、一部
のｎ型ＧａＮを露出し、必要な形状の絶縁膜（４１１）
とｐ型電極（４１２ａ）とｎ型電極（４１２ｂ）を蒸着
法により形成する。また、光を取り出す端面は、基板を
劈開することで形成する。

【００４１】発子ダイオードを作製する場合は、劈開に
よる端面は必要なく、ｐ型電極側またはｎ型電極側から
光を透過させて使用する。

【００４２】上記の例では微傾斜基板を用いた上で成長
中断を行っているが、成長中断を行わなくても、従来と
比較して結晶性は十分によくなった。

【００４３】さらに、微傾斜基板上に発光素子を作製
し、活性層成長時に成長中断を行うことによって、発光
素子の発光強度が増加する原因について、詳細は解らな
いが、Ｉｎを含む窒化物系化合物半導体は高温では化学
的に不安定な状態で成長しており、さらに膜中を貫通す
る転位がＩｎを凝集させる作用を持ち、Ｉｎを含む窒化
物系化合物半導体層成長直後は結晶が良好な状態で存在
していない。そのため、まず、微傾斜基板を用いて貫通
転位密度を減少させ、さらに窒素雰囲気中で熱にさらさ
れることにより、Ｉｎを含む窒化物系化合物半導体中の
Ｉｎ凝集が解消されて安定な相状態に自然に落ち着き、
結晶の状態が良好なものに移行するのではないかと思わ
れる。特に発光に寄与する井戸層に隣接している障壁層
の結晶状態が井戸層の結晶質の向上に大きく影響を与え
ているのではないかと推測している。

【００４４】また、本例では、低温バッファ層としてＧ
ａＮ膜を成長した場合について記述したが、低温バッフ
ァ層としてはＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０≦ｘ≦１）を使用して
も発光素子を作製する上で何ら問題がない。

【００４５】また、基板としてＧａＮを使用する場合に
は、水素雰囲気中の熱処理と低温でのバッファ層の成長
は行う必要がなく、昇温は、不活性ガスを主とするキャ
リアガスとＮＨ₃雰囲気中で行い、ＴＭＧ及び／または
ＳｉＨ₄の導入と同時に下層のＧａＮ膜の成長から行う
ことができる。

【００４６】（実施例１）＜０００１＞方向から＜１−
１００＞方向に０．０５°傾斜させて鏡面研磨したサフ
ァイア（０００１）基板を通常の横形ＭＯＣＶＤ装置反
応炉にセットして、水素を供給しつつ１１００℃まで昇
温し１０分間サーマルクリーニングを行う。その後６０
０℃まで降温してＧａＮバッファ層を５０ｎｍ堆積さ
せ、アンモニアを供給しつつ１０００℃まで昇温し、ア
ンドープＧａＮ層を５μｍ厚成長した。このＧａＮ膜
は、段差計による測定で平均表面粗さが１．０ｎｍ、二
結晶Ｘ線回折ピークの半値幅２．５ａｒｃｍｉｎ、電子
濃度４×１０¹⁵ｃｍ^-3、移動度５００ｃｍ²／Ｖ・ｓｅ
ｃであり、良好な結晶特性が得られた。

【００４７】また、上記と同じ基板を用いて、上記実施
形態で用いたＧａＮバッファ層の代わりに、基板温度６
００℃で５０ｎｍ厚堆積したＡｌＮバッファ層を適用し
た場合でも、バッファ層上に成長されたＧａＮ層では上
述と同等の良好な結晶特性が得られた。また、上記工程
のサーマルクリーニング後に引き続き、アンモニア雰囲
気中でサファイア基板表面を１１００℃で１０分間初期
窒化をした後に上記と同様の方法でバッファ層とＧａＮ
層を成長させても、形成されたＧａＮ層の結晶特性は上
記と同等の良好な特性であった。

【００４８】（比較例１）比較のため、＜１０００＞か
ら＜１−１００＞方向へ２．１°傾斜したサファイア基
板を用いて実施例１と全く同様の工程でアンドープＧａ
Ｎ層を成長したところ、二次元成長が阻害されたことに
よる凹凸が発生し、平均表面粗さ２．０ｎｍ、二結晶Ｘ
線回折ピークの半値幅４ａｒｃｍｉｎ、電子濃度１０¹⁶
ｃｍ^-3、移動度９０ｃｍ²／Ｖ・ｓｅｃと結晶としての
特性が劣化した。

【００４９】そこで、さらに上述の工程において、バッ
ファ層の堆積温度を５５０℃、厚さを４０ｎｍに変更し
たとしても、平均表面粗さが２．０ｎｍと変化せず、結
晶特性は３．５ａｒｃｍｉｎ、８×１０¹⁵ｃｍ^-3、２０
０ｃｍ²／Ｖ・ｓｅｃであり、実施例１で示した０．０
５°の傾斜角を有するサファイア基板を用いてＧａＮ層
を形成した場合の結晶の特性には及ばない。

【００５０】ここで、サファイア基板の表面方位を＜０
００１＞方向から＜１−１００＞方向への傾斜角を０．
０２°から０．５°まで変化させ、実施例１および従来
例１と同様の工程により形成したＧａＮ層の表面粗さ
（平坦性）および貫通転移密度を調べた結果を図６の●
で示す。０．０２°から０．０４５°および０．２１°
から０．５°の範囲では、サファイア基板表面の傾斜角
によって引き起こされる結晶成長不良により表面に凹凸
が発生した。

【００５１】また、表面粗さと貫通転移密度はほぼ一対
一に対応しており、表面粗さが１．５ｎｍ以下のＧａＮ
層では貫通転移密度は１０⁹ｃｍ^-2台に抑制できるが、
表面粗さが１．５ｎｍを超える層においては５×１０¹⁰
ｃｍ^-2以上と大きくなることも分かった。すなわち、サ
ファイア基板の表面の面方位の傾きが０．０５°から
０．２°の範囲の場合には、表面粗さも小さく、かつ、
貫通転移も比較的小さく抑制することができた。

【００５２】これは、この傾斜角度範囲内においては、
ＧａＮ層成長時に良好な２次元成長が実現され（ＧａＮ
層が一原子層ずつ積層される状況が実現され）、３次元
核成長時に見られる局所的に進行する成長はなく、か
つ、３次元核成長時特有の局所的成長領域のＧａＮ結晶
同士が隣接して接する領域での貫通転移の発生も抑制で
きた効果であると考えられる。

【００５３】（実施例２）次に実施例１とは傾斜方向が
６０°異なる方向に傾斜させたサファイア基板を用いた
場合の本発明の実施形態について説明する。本実施例で
は、＜１０００＞方向から＜１１−２０＞方向に０．１
５°傾斜させて鏡面研磨したサファイア（０００１）基
板を通常の横形ＭＯＣＶＤ装置反応炉にセットして、実
施例１と同様の工程によりアンドープＧａＮ層を成長し
た。本実施例で作製されたＧａＮ層の結晶特性は、平均
表面粗さ１．１ｎｍ、二結晶Ｘ線回折半値幅２．６ａｒ
ｃｍｉｎ、電子濃度４×１０¹⁵ｃｍ^-3、移動度５００ｃ
ｍ²／Ｖ・ｓｅｃと良好であった。

【００５４】また、本実施例において上述と同じ基板を
用いて、ＧａＮまたはＡｌＮまたはＡｌＧａＮバッファ
層の堆積温度を５００℃〜６５０℃、厚さを４０ｎｍ〜
７０ｎｍの範囲で変化させても、形成されたＧａＮ層の
特性にほとんど変化が見られず、良好なＧａＮ層を得る
ことができた。また、バッファ層形成前にサファイア基
板表面をアンモニア雰囲気中で初期窒化する工程を追加
しても、ＧａＮ層の結晶特性は同様であった。

【００５５】（比較例２）実施例２との比較のために、
＜１１−２０＞方向に１．８°傾斜したサファイア（０
００１）基板を用いて実施例２と同様の工程でＧａＮ層
の成長を行ったが、ＧａＮ層の結晶特性が実施例２の場
合より著しく劣化して、表面に２．０ｎｍ以上の平均粗
さを有する凹凸が発生した。さらに、実施例２と同様に
ＧａＮまたはＡｌＮまたはＡｌＧａＮバッファ層の堆積
温度を５００℃〜６５０℃、厚さを４０ｎｍ〜７０ｎｍ
の範囲で変化させたが、ＧａＮ層の結晶特性に大きな改
善は見られなかった。

【００５６】ここで、表面方位を＜１０００＞から＜１
１−２０＞方向への０．０２°から０．５°の範囲で傾
斜角を変化させたサファイア基板を用いて実施例２と同
様の工程によりＧａＮ層を成長させた場合のＧａＮ層の
表面粗さと貫通転移密度の測定結果を図６○に示す。＜
１−１００＞方向への傾斜の時と同様に＜１１−２０＞
方向へ傾斜させた場合も、傾斜角を０．０４５°以下、
及び０．２１°以上の場合には、平均表面粗さが１．５
ｎｍ以上と大きくなった。

【００５７】また、この場合の貫通転移密度も５×１０
¹⁰ｃｍ^-2以上と多くなることが分かった。一方、サファ
イア基板の面方位を（０００１）面から＜１１−２０＞
方向に０．０５°から０．２°範囲内で傾けた場合に
は、ＧａＮ層の平均表面粗さは顕著に低減され約０．８
ｎｍまで平坦化が実現できた。また、このような平均表
面粗さの小さなＧａＮ層の貫通転移密度は３×１０⁹ｃ
ｍ^-2と比較的少なく抑制することができた。

【００５８】以上のように、サファイア基板の表面方位
が、その上に形成するＧａＮ結晶層の平均表面粗さ、お
よび貫通転移密度に大きな影響を及ぼすことが分かっ
た。この結晶性の改善は、バッファ層の成長条件（基板
温度や厚さ）、さらにはＧａＮ層自体の成長温度を上記
実施例の１１００℃から９５０℃、１０００℃、１１５
０℃、１２００℃と変化させた場合にも確認でき、サフ
ァイア基板の面方位の傾斜角を０．０５°から０．２°
の範囲内とすることが最も肝要であることが確かめられ
た。

【００５９】（実施例３）図７に本願の半導体窒化物化
合物半導体を用いて作製したＬＥＤの例を示す。図にお
いて、７０１はサファイア（０００１）基板、７０２は
ＧａＮバッファ層、７０３はｎ型ＧａＮコンタクト層、
７０４はＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ単一量子井戸層からなるＩｎ
ＧａＮ活性層、７０５はｐ型ＡｌＧａＮ保護層、７０６
はｐ型ＧａＮコンタクト層、７０７はｐ型電極、７０８
はｎ型電極である。＜０００１＞方向から＜１−１００
＞方向に０．０５°傾斜させて鏡面研磨したサファイア
（０００１）基板７０１を用いて、基板温度６００℃で
ＧａＮバッファ層７０２を５０ｎｍ厚堆積させ、続いて
基板温度を１０００℃に上昇させアンモニア、ＴＭＧお
よびＳｉＨ₄を用いてｎ型ＧａＮコンタクト層７０３を
５μｍ厚成長した。この時のｎ型ＧａＮコンタクト層７
０３はｎ型不純物が１×１０¹⁸ｃｍ^-3の密度で含まれる
ようにした。

【００６０】続いて、７５０℃まで基板温度を降温し、
アンモニア、ＴＭＧ、ＴＭＩ、を用いてＩｎ_0.2Ｇａ_0.8
Ｎ単一量子井戸層のＩｎＧａＮ活性層７０４を３．５ｎ
ｍ厚、Ｍｇ添加のｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ保護層７０５を
３０ｎｍ厚成長した後、再度１０００℃まで基板温度を
昇温し、アンモニア、ＴＭＧおよびＣｐ₂Ｍｇを用いて
０．５μｍ厚のｐ型ＧａＮコンタクト層７０６を成長し
た。成長終了後、ウェハー基板を取り出して窒素雰囲気
中で８００℃、２０分間の熱処理を行い、常法に従って
エッチング、電極形成の工程を用いてＬＥＤを作製し
た。ｎ型電極７０８はＡｌ、ｐ型電極７０７はＡｕ／Ｎ
ｉである。

【００６１】完成したＬＥＤに２０ｍＡの順方向電流を
流したところ、発光ピーク波長４５０ｎｍ、発光スペク
トルの半値幅１３ｎｍ、輝度は２ｃｄであった。また、
本実施例のＬＥＤ素子での発光パターンを観測したとこ
ろ、ＩｎＧａＮ活性層７０４のほぼ全面で均一に発光し
ており、微細な発光強度の分布は見られなかった。この
場合の、発光強度のばらつきは±２０％以下に抑えられ
ていた。

【００６２】本実施例においても、ＩｎＧａＮ活性層７
０４を成長する直前の状態であるところのｎ型ＧａＮコ
ンタクト層７０３の表面の結晶性を評価した。実施例１
および２とは異なり、ＩｎＧａＮ活性層７０４の下地と
なるｎ型ＧａＮコンタクト層７０３にはＳｉが不純物と
して添加されているが、平均表面粗さと貫通転移密度を
評価したところ、実施例１とほぼ同様の良好な特性が確
認できた。ただし、この場合Ｓｉを添加しない実施例１
の状態に比べて多少の表面粗さの悪化が見られたが、高
々１．１ｎｍから１．３ｎｍの範囲であり、ＩｎＧａＮ
活性層７０４の厚さ３．５ｎｍより小さく制御できてい
ることを確認した。またこの時の貫通転移密度も５×１
０⁹ｃｍ^-2と比較的低レベルに抑制されていた。

【００６３】また、本実施例と同様の方法を用いて、基
板の傾斜角のみ変更したＬＥＤ素子を評価した結果、
０．０５°から０．２°の傾斜角の範囲にある素子で
は、本実施例と同様の発光スペクトルの半値幅の狭帯域
化と、発光強度分布の均一化、発光効率の向上が観測で
きた。この場合の傾斜角の方向としては＜１−１００＞
＜１１−２０＞のいずれの場合も、同様の効果が確認で
きた。この効果は、図６で示したように、成長された窒
化物半導体層の表面粗さが低減され、非常に平坦な膜上
に活性層を形成できた結果であると考えられる。

【００６４】（比較例３）比較のため、＜０００１＞方
向から＜１−１００＞方向に０．２５°傾斜させたサフ
ァイア基板を用いて実施例３と同様の方法手法で作製し
たＬＥＤに２０ｍＡの順方向電流を流したところ、発光
波長４５０ｎｍと実施例３と同じであったが、発光スペ
クトルの半値幅は３５ｎｍと実施例３より広がってお
り、輝度は９００ｍｃｄと発光効率が低下していること
が分かった。さらに、発光パターン評価においても、発
光強度の素子面内での分布が±７０％と非常に大きいこ
とが分かった。よって、本発明により発光スペクトルの
半値幅が大幅に狭帯域化し、色純度と発光強度の著しい
向上が実現できた。また、発光強度の素子面内での分布
も均一にすることが可能となった。

【００６５】これは、ＩｎＧａＮ活性層７０４の下地で
あるｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の表面が、量子井戸
７０４の厚さより十分小さな平均粗さになるように平坦
化された結果、ＩｎＧａＮ活性層７０４の厚さが面内で
均一化された結果である。このような、発光スペクトル
の半値幅を狭くする効果は、ｎ型ＧａＮコンタクト層７
０３の平均表面粗さがＩｎＧａＮ活性層７０４の厚さよ
り小さい時に確認でき、特に、ＩｎＧａＮ活性層７０４
の厚さの半分以下になった場合に顕著であった。

【００６６】上記実施例３では、ｎ型ＧａＮコンタクト
層表面の平均粗さは１．１ｎｍから１．２ｎｍであり、
ＩｎＧａＮ活性層７０４の厚さ（３．５ｎｍ）の３０〜
４０％程度の粗さとなっていることが分かる。さらに、
発光パターンの均一性に関しても、同様に、ｎ型ＧａＮ
コンタクト層７０３の表面粗さをＩｎＧａＮ活性層７０
４の厚さより小さくすることにより、発光強度の素子面
内での分布が±５０％より小さくすることが可能であ
り、望ましくはこの粗さをＩｎＧａＮ活性層７０４厚の
半分以下にすることにより、発光強度分布を±２５％以
下に均一化することができた。

【００６７】上記のような量子井戸活性層を有する窒化
物系化合物半導体発光素子において、活性層の厚さは
３．５ｎｍ以上に設定する方が発光効率が高く望まし
い。したがって、その下地となるｎ型ＧａＮコンタクト
層７０３の表面粗さは活性層の厚さのおよそ半分である
１．８ｎｍ以下の場合に発光均一化の効果が顕著となっ
た。すなわち、図６に示したように＜０００１＞面から
のサファイア基板表面の傾斜角度を０．０５゜以上０．
２゜以下であればこの条件を満たし、均一性が高く、か
つ高い発光効率を実現できることがわかった。

【００６８】（実施例４）図８に本発明を適用した窒化
物化合物半導体を用いて作製した半導体レーザの例を示
す。図において、８０１はサファイア基板、８０２はＧ
ａＮバッファ層、８０３はｎ型コンタクト層、８０４は
ｎ型クラッド層、８０５は活性層、８０６はｐ型蒸発防
止層、８０７はｐ型クラッド層、８０８はｐ型コンタク
ト層、８０９は電流狭窄層、８１０はｐ型電極、８１１
はｎ型電極である。

【００６９】＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向
に０．０５°傾斜させて鏡面研磨したサファイア（００
０１）基板ををＭＯＣＶＤ装置の反応炉にセットし、基
板温度５００℃でアンモニアおよびＴＭＧを用いて５０
ｎｍ厚のＧａＮバッファ層８０２を成長させた。

【００７０】次に基板温度を１０００℃に昇温し、アン
モニア、ＴＭＧおよびＳｉＨ₄を用いて０．４μｍ厚の
ＧａＮからなるｎ型コンタクト層８０３を成長させた
後、アンモニア、ＴＭＧ、ＴＭＡおよびＳｉＨ₄により
０．２μｍ厚のｎ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎからなるｎ型ク
ラッド層８０４を成長させた。この層の電子濃度は２×
１０¹⁸ｃｍ^-3である。ＴＭＧ、ＴＭＡ、ＳｉＨ₄を止め
て基板温度を７００℃まで降温し、アンモニア、ＴＭ
Ｇ、ＴＭＩにより１．５ｎｍ厚のＩｎ_0.25Ｇａ_0.75Ｎ井
戸層２層と３．０ｎｍ厚のＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎバリア層
３層からなる活性層８０５を成長させた。

【００７１】続いて、アンモニア、ＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃ
ｐ₂Ｍｇを用いて６ｎｍ厚のｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎから
なるｐ型蒸発防止層８０６を成長させる。ｐ型蒸発防止
層８０６成長後、基板温度を１０５０℃まで上昇させ、
アンモニア、ＴＭＧ、ＴＭＡおよびＣｐ₂Ｍｇを用いて
０．２μｍのｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎからなるｐ型クラ
ッド層８０７を成長させ、ＴＭＡ供給を停止し、０．５
μｍのｐ型ＧａＮからなるｐ型コンタクト層８０８を成
長させる。

【００７２】以上の工程終了後、基板をＭＯＣＶＤ装置
反応炉より取り出して、窒素雰囲気中で８００℃にて２
０分間の熱処理によりｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎからなる
ｐ型クラッド層８０７、ｐ型コンタクト層８０８のｐ型
化を行う。続いて常法に従ってエッチング、電極形成を
行いスクライビングまたはダイシングにより分割してレ
ーザ素子を作製した。ｎ型電極８１１はＴｉ／Ａｌ、ｐ
型電極８１０はＡｕ／Ｎｉである。

【００７３】完成した素子に室温で電流を流したとこ
ろ、４０ｍＡの閾値電流で４３２ｎｍ波長でのレーザ発
振が観測され、このときの立ち上がり電圧は４Ｖであっ
た。また、５ｍＷ出力時の駆動電流は４７ｍＡ、駆動電
圧は４．６Ｖであった。また、室温における素子寿命は
１００００時間以上であることが確認できた。

【００７４】このように、低発振閾値電流が実現でき、
信頼性が改善されるのは、多重量子井戸の活性層８０５
の下地となるｎ型クラッド層８０４の表面の平均粗さが
小さくできたことによるものである。この場合、実施例
３の場合と比べ、活性層８０５直下の層がＡｌ_0.15Ｇａ
_0.85ＮとＡｌを１５％含んでいる点、およびサファイア
基板８０１と活性層８０５の間にＧａＮバッファ層８０
２を含め３層が挿入されている点が異なる。しかし、実
際に本実施例素子の活性層８０５成長直前の状態である
ところのｎ型クラッド層８０４の表面を評価した結果、
図６の●で示したアンドープＧａＮ層の場合とほぼ同様
の結果が得られた。

【００７５】すなわち、実施例４でのｎ型クラッド８０
４の表面の平均粗さは１．１〜１．３ｎｍと小さく、貫
通転移密度も５×１０⁹ｃｍ^-2と少なかった。このとき
のｎ型クラッド層８０４の平均表面粗さは、多重量子井
戸の活性層８０５を構成する個々の量子井戸層の厚さ
（１．５ｎｍ）よりも小さくできている。このことが、
発光パターンの均一化（すなわち半導体レーザにおける
光導波路方向のゲインの均一化と吸収損失の低減）、お
よび発光スペクトルの半値幅（すなわち半導体レーザで
のゲインの半値幅）の狭帯域化を実現する。

【００７６】よって、半導体レーザで効率良くレーザ発
振を実現することが可能となった。このように、本発明
はＧａＮ層の高品質化に留まらず、ＡｌＧａＮの場合に
も同様の効果を有することが確認できた。

【００７７】さらに、本実施例において、サファイア基
板の傾斜角度のみを上記の０．０５°から０．１５°、
０．２０°に変更し、同様の素子を作製して評価した場
合にも、それぞれの素子の発振閾値電流４５ｍＡ、５０
ｍＡ、室温での素子寿命が１２０００時間、７０００時
間であり、いずれも良好な特性の半導体レーザが実現で
きた。

【００７８】（比較例４）比較のために＜０００１＞方
向から＜１−１００＞方向に０．２５°傾斜させたサフ
ァイア基板を用いて上記手法で作製したレーザ素子に電
流を流したところ、閾値電流２５０ｍＡで４３２ｎｍの
レーザー発振が観測された。立ち上がり電圧は４Ｖであ
った。また、５ｍＷ出力時の駆動電流は２８０ｍＡ、駆
動電圧は４．９Ｖであった。室温における素子寿命は１
００時間以下であった。

【００７９】さらに、同様に傾斜角を０．０３°のサフ
ァイア基板を適用して実施例４と同様の半導体レーザを
作製した場合にも、発振閾値電流が１００ｍＡ以上、室
温での素子寿命が３００時間未満と、実施例４に比べて
著しく素子特性の悪化が観測された。

【００８０】（実施例５）本実施例では、微傾斜基板を
用いて作製した発光ダイオードについて、基板微傾斜角
と素子中に存在する貫通転位密度、表面粗さおよび電流
注入時の発光強度の関係を示す。

【００８１】基板として＜０００１＞方向から＜１１−
２０＞および＜１−１００＞方向に０．０２°から０．
５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面サファ
イア基板を用い、実施形態で示した方法で順次、窒化物
系化合物半導体層を成長する。

【００８２】活性層の成長条件は、まず、ｎ型ＧａＮ層
を成長後、ＮＨ₃を流しながら基板温度を一定の温度に
なるように調整する。基板温度が安定した時点で、ＴＭ
Ｇ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、
１０μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、
活性層の障壁層となるＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎを約５ｎｍの
厚さで成長した。続いて、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄
を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、５０μｍｏｌ／ｍｉｎ及
び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の井戸層となるＩ
ｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎを約３ｎｍの厚さで成長した。井戸層成
長後、ＴＭＧの供給量を１０μｍｏｌ／ｍｉｎに減少
し、再び活性層の障壁層を成長した。障壁層成長後、井
戸層を成長する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長し
て実施の形態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止
する目的のＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本実
施例では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で素子
を作製した。ＡｌＧａＮ成長後は、実施の形態に示す方
法でｐ型層を成長したもの及び、電極形成等の過程を経
て発光ダイオードとした試料を作製した。

【００８３】この方法で作製し、電極形成していない試
料を断面ＴＥＭ観察して貫通転位密度を評価し、段差計
にて表面粗さを測定したところ、図６と同様の結果が得
られた。いずれの場合も、基板傾斜角が０．０２°から
０．０４５°および０．２１°から０．５°の範囲では
基板表面の傾斜によって引き起こされる結晶成長不良に
より高密度の貫通転位と表面荒れが発生している。ま
た、活性層中にＩｎの凝集による数ｎｍ径のドット状領
域が多数見られた。０．０５°から０．２°の傾斜では
貫通転位が著しく減少し、表面荒れが個々の量子井戸層
厚より十分小さい１．８ｎｍ以下に改善された。断面Ｔ
ＥＭ観察より、下地層のｎ型ＧａＮの成長段階から表面
平坦性が向上していることがわかった。貫通転位の減少
によって、活性層中のＩｎ凝集が解消された結果、ドッ
ト状領域がほとんど見られなくなり、下地層の平坦性向
上によって、量子井戸活性層の層厚揺らぎが改善され
た。

【００８４】電極を形成して素子化した試料に２０ｍＡ
の電流を流した場合の発光強度を＜０００１＞方向から
＜１１−２０＞および＜１−１００＞方向への基板傾斜
角に対して調査した結果を図９に示す。●は＜０００１
＞から、＜１−１００＞への傾斜、○は＜０００１＞か
ら＜１１−２０＞への傾斜角をあらわしている。図９か
らわかるように傾斜角度が０．０５°から０．２°の範
囲で、発光強度が増大している。

【００８５】また、図１０は＜０００１＞から＜１−１
００＞への傾斜において、多重量子井戸活性層の成長温
度の影響を調べた結果である。●は成長温度が７００℃
の時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時である。図
１０に示すように、基板微傾斜角の発光強度への影響
は、成長温度により若干変化するが、いずれも０．０５
°から０．２°の基板傾斜で発光強度が増加している。
図６と図９及び図１０の比較から、貫通転位と発光強度
の相関が明らかであり、本発明により、従来技術で作製
した場合に比べてより低い駆動電流で同等以上の発光強
度が得られることがわかる。これは、本発明によって、
発光に寄与しない電流経路が減少した事を意味する。

【００８６】本実施例では、活性層の井戸層の層数が３
層の例について記述したが、２層、及び４層から１０層
までの多重量子井戸についての効果は本実施例と同様で
あった。

【００８７】また、同様の方法でレーザを作製した場
合、０．０５°から０．２°の微傾斜基板上に作製した
レーザは、同一電流値に対する発光強度が高く、発光強
度に応じて発振を開始する閾値電流密度が低くなる傾向
を示した。

【００８８】（実施例６）本実施例では、微傾斜基板上
に成長中断を用いて作製した障壁層と活性層を持つ発光
ダイオードについて電流注入時の発光強度と、活性層及
び障壁層成長後の成長中断時間との関係を示す。

【００８９】基板として＜０００１＞方向から＜１−１
００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨した
（０００１）面サファイア基板を用い、実施形態で示し
た方法で順次、窒化物系化合物半導体層を成長した。

【００９０】活性層は、まず、ｎ型ＧａＮ層を成長後、
ＮＨ₃を流しながら基板温度を一定の温度になるように
調整して、基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ
及びＳｉＨ₄を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏ
ｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層を形
成する障壁層であるＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎを約５ｎｍの厚
さで成長した。その後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄の
供給を一旦停止し、キャリアガス及びＮＨ₃ガスを供給
したまま一定の成長中断を行う。その後、再びＴＭＧ、
ＴＭＩ及びＳｉＨ₄を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、５０
μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性
層の井戸層となるＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎを約３ｎｍの厚さで
成長した。井戸層成長後、ＴＭＧの供給量を１０μｍｏ
ｌ／ｍｉｎに減少し、再び活性層の障壁層を成長した。
障壁層成長後、一定期間の成長中断を介し井戸層を成長
する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形
態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的の
ＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本ＡｌＧａＮ膜
と活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には成長中断
を設けても構わないし、設けなくても構わない。但し、
井戸層の層数が２層以下の場合には、終端する障壁層成
長後にも成長中断を設けたほうが発光素子の電流注入に
よる発子強度が高くなることがわかっている。本実施例
では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で素子を作
製した。

【００９１】ＡｌＧａＮ成長後は、実施の形態に示す方
法でｐ型層を成長し、電極形成等の過程を経て発光ダイ
オードを作製した。

【００９２】この方法で作製した発光ダイオードに２０
ｍＡの電流を流した際の発光強度を、障壁層成長後の成
長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１１に
示す。図中、●は多重量子井戸活性層の成長温度が７０
０℃の時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時であ
り、また、強度１０の所に引いてある波線は、各々の成
長温度での成長中断時間が０秒の場合の発光強度であ
り、丸または三角で示した強度が発光強度の平均値であ
る。

【００９３】図９及び図１１との比較で明らかなよう
に、微傾斜基板に加えて、成長中断を用いることによ
り、さらに発光強度が増大することがわかる。

【００９４】図１０に示すように、成長中断による発光
強度への影響は、成長温度により若干変化するが、いず
れも１秒以上の成長中断により発光強度は増加してい
る。活性層の成長温度が高い場合、成長中断期間は短
く、逆に成長温度が低い場合には成長中断期間が長い方
が効果が大きい。図に示されているように、成長温度が
７００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約
６０分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は、
１秒以上１０分以下である。また、成長温度が７５０℃
の場合においては、成長中断時間は１秒から約１５分程
度で効果があり、特に効果が現われる期間は、１秒以上
５分以下であった。

【００９５】また、成長温度が８００℃の場合において
は、成長中断時間は１秒から約５分程度で効果があり、
特に効果が現われる期間は、１秒以上２分以下であっ
た。

【００９６】本実施例では、＜０００１＞方向から＜１
−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨し
た（０００１）面サファイア基板を使用した例について
記述したが、傾斜角が０．０５°から０．２°の範囲で
あれば、他の方向への傾斜でも同様の効果を発揮するこ
とを確認した。

【００９７】また、本実施例では、活性層の井戸層の層
数が３層の例について記述したが、２層、及び４層から
１０層までの多重量子井戸についての効果は本実施例と
同様傾向であり、同様の方法でレーザを作製した場合、
障壁層の成長中断をいれて活性層を作製したレーザは、
同一電流値に対する発光強度が高く、発光強度に応じて
発振を開始するしきい値電流密度が低くなる傾向を示し
た。

【００９８】（実施例７）本実施例では、＜０００１＞
方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけ
て鏡面研磨した（０００１）面サファイア基板を用い
て、活性層の障壁層成長後に一定の成長中断時間をおい
て成長し、その後、活性層の井戸層成長後にも同様に、
一定の成長中断期間を設けて成長した場合の発光ダイオ
ードの電流注入に於ける発光強度と井戸層成長後の成長
中断時間との関係を調査した例について報告する。発光
ダイオードを形成する各層の成長方法は実施例２に示し
た方法と同様である。以下、活性層を成長する条件につ
いて記述する。

【００９９】まず、ｎ型ＧａＮを成長後、ＮＨ₃を流し
ながら基板温度を一定の温度になるように調整する。基
板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄
を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ及
び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の障壁層となるＩ
ｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎを約５μｍの厚さで成長した。その
後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄の供給を一旦停止し、
キャリアガス及びＮＨ₃ガスを供給したまま一定の成長
中断を行う。その後、再びＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄
ガスを各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１５μｍｏｌ／ｍｉ
ｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の井戸層とな
るＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎを約５μｍの厚さで成長した。その
後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄の供給を一旦停止し、
キャリアガス及びＮＨ₃ガスを供給したまま一定の成長
中断を行う。障壁層成長後及び井戸層成長後、各々一定
期間の成長中断を介し、各々の層が隣接するように成長
する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形
態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的の
ＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本ＡｌＧａＮ膜
と、活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には、成長
中断を設けても構わないし、設けなくても構わない。但
し、井戸層の層数が２層以下の場合には、終端する障壁
層成長後にも成長中断を設けたほうが、発光素子への電
流注入による発光強度が強くなることがわかっている。
本実施例では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で
素子を作製した。また、障壁層成長後の成長中断時間
は、６０秒とした。

【０１００】この方法で作製した発光ダイオードに２０
ｍＡの電流を流した際の発光強度を、井戸層成長後の成
長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１２に
示す。図中、●は多重量子井戸活性層の成長温度が７０
０℃の時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時、強度
１０の所に引いてある波線は、各々の成長温度での成長
中断時間が０秒の場合の発光強度であり、丸または三角
で示した強度が発光強度の平均値である。

【０１０１】図９と図１２との比較で明らかなように、
微傾斜基板に加えて、成長中断を用いることにより、さ
らに発光強度が増大することがわかる。

【０１０２】図１２に示されているように、井戸層成長
後の成長中断による発光強度への影響は成長温度により
若干変化するが、いずれも１秒以上の成長中断により発
光強度は増加している。活性層の成長温度が高い場合、
成長中断時間は短く、逆に成長温度が低い場合、成長中
断時間は長い方が効果的である。

【０１０３】図１２に示されているように、成長温度が
７００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約
６０分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は１
秒以上１０分以下である。また、成長温度が７５０℃の
場合においては、成長中断時間は１秒から約１５分程度
で効果があり、特に効果が現われる期間は１秒以上５分
以下であった。

【０１０４】成長温度が８００℃の場合においては、成
長中断時間は１秒から約５分程度で効果があり、特に効
果が現われる期間は１秒以上２分以下であった。

【０１０５】また、障壁層を成長後、成長中断を行わず
に井戸層を成長後のみ成長中断を行った場合には、発光
強度への若干の効果はあったものの、図１０に示した程
の大きな効果は確認できず、最大で３倍程度の発光強度
の増加に止まるのみであった。

【０１０６】（実施例８）本実施例では、基板として＜
０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾
斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面サファイアを
用いて、実施例５に示す方法で、発光ダイオードを作製
した際、活性層を形成する障壁層成長後の成長中断を行
う期間に流すキャリアガスの水素ガスと窒素ガスの混合
比を変化させた場合の発光ダイオードの発光特性を調査
した結果について記述する。

【０１０７】図１３に、活性層の成長温度を７５０℃に
固定し、障壁層成長後の成長中断時間を６０秒とし、成
長中断中に流すキャリアガスの総量を変えずに窒素ガス
と水素ガスの比率を変えて供給し作製した発光ダイオー
ドの発光波長と強度の関係を示す。●は発光強度を、○
は発光波長を示す。図１３に示すように、キャリアガス
のＮ₂比率が減少するに従って、発光波長は短波長化す
る傾向にあり、また、発光強度も減少する傾向にある。
本傾向は、活性層の成長温度が８００℃程度の高温や７
００℃程度の低温でも同様の傾向を示す。また、障壁層
成長後の成長中断だけでなく、井戸層成長後に成長中断
を設ける場合においても、成長中断中のキャリアガスと
してＮ₂を使用する方が、発光素子の発光強度が強く、
波長も長波長になる傾向を示した。

【０１０８】（実施例９）本実施例では、基板として＜
０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾
斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面サファイアを
用いて、実施例１に示す方法で、発光ダイオードを作製
した際、活性層を形成する障壁層成長後の成長中断を行
う期間に流すＮＨ₃ガスの導入量を変化させた場合の成
長中断時間と発光強度の関係を調査した結果について記
述する。

【０１０９】図１４に、活性層の成長温度を７５０℃に
固定し、ＮＨ₃導入量と成長中断時間を変化させた場合
の発光ダイオードの発光強度を測定した結果について示
す。●はＮＨ₃＝５ｌ／ｍｉｎの時、○はＮＨ₃＝３ｌ／
ｍｉｎの時、△はＮＨ₃＝０ｌ／ｍｉｎの時である。

【０１１０】図１４に示すように、ＮＨ₃導入量がゼロ
の場合においても、発光強度が増加する事が確認された
が、ＮＨ₃の導入により、発光強度増加の効果がより顕
著に現われており、また、成長中断時間も長く設定でき
るため製造が容易となる。本傾向は、活性層の成長温度
が８００℃程度の高温や７００℃程度の低温でも同様の
傾向を示す。また、障壁層成長後の成長中断だけでな
く、井戸層成長後に成長中断を設ける場合においても同
様の傾向を示した。

【０１１１】（実施例１０）本実施例では、ＧａＮ微傾
斜基板を用いて作製した発光ダイオードについて、Ｇａ
Ｎ基板の微傾斜角と素子中に存在する貫通転位密度、表
面粗さおよび電流注入時の発光強度の関係を示す。

【０１１２】基板として＜０００１＞方向から＜１１−
２０＞および＜１−１００＞方向に０．０２°から０．
５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ
基板を用い、実施形態で示した方法で順次、窒化物系化
合物半導体層を成長し、実施例５で説明した手順で各層
間の成長中断を入れずに活性層を成長した。活性層を形
成する井戸層の層数は３層である。素子構造成長後、実
施の形態に示す方法でｐ型層を成長したもの及び、電極
形成等の過程を経て発光ダイオードとした試料を作製し
た。

【０１１３】前記方法で作製し、電極形成していない試
料を断面ＴＥＭ観察して貫通転位密度を評価し、段差計
にて表面粗さを測定した。結果を図１５に示す。図中、
●は＜１−１００＞方向への傾斜を表し、○は＜１１−
２０＞方向への傾斜を表す。いずれの場合も、基板傾斜
角が０．０２°から０．０４５°および０．２１°から
０．５°の範囲では基板表面の傾斜によって引き起こさ
れる結晶成長不良により高密度の貫通転位と表面荒れが
発生している。一方、０．０５°から０．２°の傾斜で
は貫通転位が著しく減少し、表面荒れが個々の量子井戸
層厚より十分小く、微傾斜サファイア基板上の素子より
もさらに改善され、４ｎｍ以下であった。断面ＴＥＭ観
察より、下地層のｎ型ＧａＮの成長段階から表面平坦性
が向上していることがわかった。貫通転位の減少によっ
て、活性層中のＩｎ凝集が解消され、下地層の平坦性向
上によって、量子井戸活性層の層厚揺らぎが改善され
た。

【０１１４】次に、前記試料に電極を形成して素子化し
た試料に２０ｍＡの電流を流した場合の発光強度を＜０
００１＞方向から＜１１−２０＞および＜１−１００＞
方向への基板傾斜角に対して調査した結果を図１６に示
す。●は＜０００１＞から＜１−１００＞への傾斜、○
は＜１１−２０＞への傾斜である。０．０５°から０．
２°の傾斜で発光強度が増大していることがわかる。

【０１１５】図１７に＜０００１＞から＜１−１００＞
への傾斜基板において、多重量子井戸活性層の成長温度
の影響を示す。図に示すように、基板微傾斜角の発光強
度への影響は成長温度により若干変化するが、いずれも
０．０５°から０．２°の基板傾斜で発光強度が増加し
ている。この傾向は微傾斜サファイア基板と同じである
が、改善効果はより大きいことがわかる。図６と図９、
図１０、図１５、図１６および図１７の比較から、微傾
斜ＧａＮ基板上に作製した素子においても貫通転位と発
光強度の相関が明らかであり、本発明により、従来技術
で作製した場合に比べてより低い駆動電流で同等以上の
発光強度が得られることがわかる。これは、本発明によ
って、発光に寄与しない電流経路が減少した事を意味す
るものである。

【０１１６】本実施例では、活性層の井戸層の層数が３
層の例について記述したが、２層、及び４層から１０層
までの多重量子井戸についての効果は本実施例と同様で
あった。

【０１１７】また、同様の方法でレーザを作製した場
合、０．０５°から０．２°の微傾斜基板上に作製した
レーザは、同一電流値に対する発光強度が高く、発光強
度に応じて発振を開始するしきい値電流密度が低くなる
傾向を示し、低下の度合は微傾斜サファイア基板上に作
製した場合に比べてより顕著であった。

【０１１８】（実施例１１）本実施例では、微傾斜Ｇａ
Ｎ基板上に成長中断を用いて作製した障壁層と活性層を
持つ発光ダイオードについて電流注入時の発光強度と、
活性層及び障壁層成長後の成長中断時間との関係を示
す。

【０１１９】基板として＜０００１＞方向から＜１−１
００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨した
（０００１）面ＧａＮ基板を用い、実施形態で示した方
法で順次、窒化物系化合物半導体層を成長した。

【０１２０】活性層は、まず、ｎ型ＧａＮ層を成長後、
ＮＨ₃を流しながら基板温度を一定の温度になるように
調整して、基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ
及びＳｉＨ₄を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏ
ｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層を形
成する障壁層であるＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎを約５ｎｍの厚
さで成長した。その後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄の
供給を一旦停止し、キャリアガス及びＮＨ₃ガスを供給
したまま一定の成長中断を行う。その後、再びＴＭＧ、
ＴＭＩ及びＳｉＨ₄を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、５０
μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性
層の井戸層となるＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎを約３ｎｍの厚さで
成長した。井戸層成長後、ＴＭＧの供給量を１０μｍｏ
ｌ／ｍｉｎに減少し、再び活性層の障壁層を成長した。
障壁層成長後、一定期間の成長中断を介し井戸層を成長
する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形
態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的の
ＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本ＡｌＧａＮ膜
と活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には成長中断
を設けても構わないし、設けなくても構わない。但し、
井戸層の層数が２層以下の場合には、終端する障壁層成
長後にも成長中断を設けたほうが発光素子の電流注入に
よる発子強度が高くなることがわかっている。本実施例
では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で素子を作
製した。

【０１２１】ＡｌＧａＮ成長後は、実施の形態に示す方
法でｐ型層を成長し、電極形成等の過程を経て発光ダイ
オードを作製した。

【０１２２】この方法で作製した発光ダイオードに２０
ｍＡの電流を流した際の発光強度を、障壁層成長後の成
長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１８に
示す。●は多重量子井戸活性層の成長温度が７００℃の
時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時である。図
中、強度４００の位置に引いてある波線は、各々の成長
温度での成長中断時間が０秒の場合の発光強度であり、
丸または三角で示した強度が発光強度の平均値である。

【０１２３】図１６と図１８との比較で明らかなよう
に、微傾斜ＧａＮ基板に加えて、成長中断を用いること
により、さらに発光強度が増大することがわかる。

【０１２４】図１８に示すように、成長中断による発光
強度への影響は、成長温度により若干変化するが、いず
れも１秒以上の成長中断により発光強度は増加してい
る。活性層の成長温度が高い場合、成長中断期間は短
く、逆に成長温度が低い場合には成長中断期間が長いほ
ど効果が大きい。図に示されているように、成長温度が
７００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約
６０分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は、
１秒以上１０分以下である。また、成長温度が７５０℃
の場合においては、成長中断時間は１秒から約１５分程
度で効果があり、特に効果が現われる期間は、１秒以上
５分以下であった。また、成長温度が８００℃の場合に
おいては、成長中断時間は１秒から約５分程度で効果が
あり、特に効果が現われる期間は、１秒以上２分以下で
あった。

【０１２５】本実施例では、＜０００１＞方向から＜１
−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨し
た（０００１）面ＧａＮ基板を使用した例について記述
したが、傾斜角が０．０５°から０．２°の範囲であれ
ば、他の方向への傾斜でも同様の効果を発揮することを
確認した。

【０１２６】また、本実施例では、活性層の井戸層の層
数が３層の例について記述したが、２層、及び４層から
１０層までの多重量子井戸についての効果は本実施例と
同様傾向であり、同様の方法でレーザを作製した場合、
障壁層の成長中断を入れて活性層を作製したレーザは、
同一電流値に対する発光強度が高く、発光強度に応じて
発振を開始するしきい値電流密度が低くなる傾向を示し
た。

【０１２７】（実施例１２）本実施例では、＜０００１
＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつ
けて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を用いて、
活性層の障壁層成長後に一定の成長中断時間をおいて成
長し、その後、活性層の井戸層成長後にも同様に、一定
の成長中断期間を設けて成長した場合の発光ダイオード
の電流注入に於ける発光強度と井戸層成長後の成長中断
時間との関係を調査した例について報告する。発光ダイ
オードを形成する各層の成長方法は実施例６に示した方
法と同様である。以下、活性層を成長する条件について
記述する。

【０１２８】まず、ｎ型ＧａＮを成長後、ＮＨ₃を流し
ながら基板温度を一定の温度になるように調整する。基
板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄
を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ及
び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の障壁層となるＩ
ｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎを約５μｍの厚さで成長した。その
後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄の供給を一旦停止し、
キャリアガス及びＮＨ₃ガスを供給したまま一定の成長
中断を行う。その後、再びＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄
ガスを各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１５μｍｏｌ／ｍｉ
ｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の井戸層とな
るＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎを約５μｍの厚さで成長した。その
後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ₄の供給を一旦停止し、
キャリアガス及びＮＨ₃ガスを供給したまま一定の成長
中断を行う。障壁層成長後及び井戸層成長後、各々一定
期間の成長中断を介し、各々の層が隣接するように成長
する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形
態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的の
ＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本ＡｌＧａＮ膜
と、活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には、成長
中断を設けても構わないし、設けなくても構わない。但
し、井戸層の層数が２層以下の場合には、終端する障壁
層成長後にも成長中断を設けたほうが、発光素子の電流
注入による発子強度が高くなることがわかっている。本
実施例では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で素
子を作製した。また、障壁層成長後の成長中断時間は、
６０秒とした。

【０１２９】この方法で作製した発光ダイオードに２０
ｍＡの電流を流した際の発光強度を、井戸層成長後の成
長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１９に
示す。●は多重量子井戸活性層の成長温度が７００℃の
時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時である。図
中、強度４００の位置に引いてある波線は、各々の成長
温度での成長中断時間が０秒の場合の発光強度であり、
丸または三角で示した強度が発光強度の平均値である。

【０１３０】図１６と図１９との比較で明らかなよう
に、微傾斜ＧａＮ基板に加えて、成長中断を用いること
により、さらに発光強度が増大することがわかる。

【０１３１】図１９に示されているように、井戸層成長
後の成長中断による発光強度への影響は成長温度により
若干変化するが、いずれも１秒以上の成長中断により発
光強度は増加している。活性層の成長温度が高い場合、
成長中断時間は短く、逆に成長温度が低い場合、成長中
断時間は長い方が効果的である。また、成長温度が７０
０℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約６０
分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は１秒以
上１０分以下であり、成長温度が７５０℃の場合におい
ては、成長中断時間は１秒から約１５分程度で効果があ
り、特に効果が現われる期間は１秒以上５分以下であっ
た。

【０１３２】成長温度が８００℃の場合においては、成
長中断時間は１秒から約５分程度で効果があり、特に効
果が現われる期間は１秒以上２分以下であった。一方、
障壁層を成長後、成長中断を行わずに井戸層を成長後の
み成長中断を行った場合には、発光強度への若干の効果
はあったものの、図１７に示した程の大きな効果は確認
できず、最大で３倍程度の発光強度の増加に止まるのみ
であった。

【０１３３】以上、実施例を用いて説明したが、本発明
は上記本実施例で示した材料、層構造の組み合わせに限
らず、ＧａＮ活性層／ＡｌＧａＮクラッド層等の組み合
わせで構成されるダブルヘテロ構造および、窒化物系化
合物半導体で構成される単一量子井戸および多重量子井
戸を活性層として有する半導体レーザー装置においても
同様の効果が得られる。中でも量子井戸活性層を用いた
場合の効果が顕著であり、特に量子井戸活性層厚よりも
小さな平均表面粗さを有する下地層の適用による発光素
子の特性改善は顕著である。

【０１３４】

【発明の効果】本発明により、従来に比べて平均表面粗
さおよび結晶品質の向上した窒化物系化合物半導体結晶
をエピタキシャル成長することができる。すなわち、＜
０００１＞方向から＜１−１００＞方向あるいは＜１１
−２０＞方向に０．０５°から０．２°の傾斜角をつけ
て鏡面研磨した（０００１）面サファイア基板を用いる
ことによって、二次元成長を促進し結晶中の転位を減少
させる。さらに、Ｉｎを含有する窒化物系化合物半導体
からなる多層膜を活性層とする窒化物系化合物半導体発
光素子において、活性層成長後に一定期間の成長中断を
設けることにより、発光強度が高い窒化物系化合物半導
体発光素子を提供するものである。よって、本発明の手
法を用いて作製した発光素子および電子素子は特性およ
び寿命を向上させることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】傾斜角を規定されていない基板の表面および三
次元成長を示す断面模式図である。

【図２】本発明により＜０００１＞方向からの傾斜角を
規定した基板の表面および二次元成長を示す断面模式図
である。

【図３】本実施例でしようした結晶成長装置の該略図で
ある。

【図４】窒化物系化合物半導体を用いて作製した発光素
子の該略図である。

【図５】活性層近傍の成長温度と各原料の供給量を表し
た図である。

【図６】基板表面の傾斜角と貫通転移密度及び、平均表
面粗さの関係を示した図である。

【図７】実施例３に示すＬＥＤの断面図である。

【図８】実施例４に示すレーザの断面図である。

【図９】サファイア基板表面の傾斜角と発光素子の発光
強度の関係を示した図である。

【図１０】発光層の成長温度を変えた時の基板傾斜角と
発光素子の発光強度の関係を示した図である。

【図１１】障壁層成長後の成長中断時間と発光素子の発
光強度の関係を示した図である。

【図１２】井戸層成長後の成長中断時間と発光素子の発
光強度の関係を示した図である。

【図１３】キャリアガスの窒素分圧と発光素子の発光強
度および発光波長の関係を示した図である。

【図１４】成長中断中のＮＨ₃量と発光素子の発光強度
の関係を示した図である。

【図１５】ＧａＮ基板表面の傾斜角と貫通転位密度及び
平均表面粗さの関係を示した図である。

【図１６】ＧａＮ基板表面の傾斜角と発光素子の発光強
度の関係を示した図である。

【図１７】発光層の成長温度を変えた時のＧａＮ基板傾
斜角と素子の発光強度の関係を示した図である。

【図１８】障壁層成長後の成長中断時間と素子の発光強
度の関係を示した図である。

【図１９】井戸層成長後の成長中断時間と素子の発光強
度の関係を示した図である。

【符号の説明】

１０１…基板 １０２…ステップ １０３…成長核 ２０１…基板 ２０２…ステップ ２０３…成長核 ４０１…基板 ４０２…バッファ層としてのＧａＮ膜 ４０３…ｎ型ＧａＮ ４０４…ｎ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ膜 ４０５…ＧａＮ膜 ４０６…活性層 ４０７…ＡｌＧａＮ膜 ４０８…ｐ型ＧａＮ膜 ４０９…ｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ膜 ４１０…ｐ型ＧａＮコンタクト層 ４１１…絶縁膜 ４１２ａ…ｐ型電極 ４１２ｂ…ｎ型電極 ５０１…成長中断期間 ５０２…障壁層の成長期間 ５０３…井戸層の成長期間 ５０４…ｎ型ＧａＮの成長期間 ５０５…ｐ型ＧａＮの成長期間 ５０６…昇華防止層の成長期間 ７０１…サファイア（０００１）基板 ７０２…ＧａＮバッファ層 ７０３…ｎ型ＧａＮコンタクト層 ７０４…ＩｎＧａＮ活性層 ７０５…ｐ型ＡｌＧａＮ保護層 ７０６…ｐ型ＧａＮコンタクト層 ７０７…ｐ型電極 ７０８…ｎ型電極 ８０１…サファイア基板 ８０２…ＧａＮバッフア層 ８０３…ｎ型コンタクト層 ８０４…ｎ型クラッド層 ８０５…活性層 ８０６…ｐ型蒸発防止層 ８０７…ｐ型クラッド層 ８０８…ｐ型コンタクト層 ８０９…電流狭窄層 ８１０…ｐ型電極 ８１１…ｎ型電極

フロントページの続き (72)発明者 小河 淳 大阪府大阪市阿倍野区長池町22番22号 シ ャープ株式会社内 (72)発明者 津田 有三 大阪府大阪市阿倍野区長池町22番22号 シ ャープ株式会社内 (72)発明者 荒木 正浩 大阪府大阪市阿倍野区長池町22番22号 シ ャープ株式会社内

Claims (12)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 基板上に窒化物系化合物半導体の結晶を
   気相成長させる結晶成長方法であって、前記基板表面の
   結晶方位が＜０００１＞方向より０．０５°以上０．２
   °以下の範囲で傾斜していることを特徴とする窒化物系
   化合物半導体の結晶成長方法。
2. 【請求項２】 上記基板表面方位の＜０００１＞方向か
   らの傾斜方向が＜１１−２１＞方向または＜１−１００
   ＞方向であることを特徴とする請求項１に記載の窒化物
   化合物半導体の結晶成長方法。
3. 【請求項３】 窒化物系化合物半導体からなる互いに導
   電型の異なる第１、第２クラッド層の間に窒化物系化合
   物半導体からなる量子井戸構造の活性層を有する窒化物
   系化合物半導体発光素子において、上記第１および第２
   クラッド層と活性層の積層面が＜０００１＞方向より
   ０．０５°以上０．２°以下の範囲で傾斜していること
   を特徴とする窒化物系化合物半導体発光素子。
4. 【請求項４】 上記量子井戸活性層下面の平均表面粗さ
   が該量子井戸層厚より小さいことを特徴とする請求項３
   に記載の窒化物系化合物半導体発光素子。
5. 【請求項５】 上記量子井戸活性層下面の平均表面粗さ
   が１．８ｎｍより小さいことを特徴とする請求項４に記
   載の窒化物系化合物半導体発光素子。
6. 【請求項６】 基板上に、互いに導電型が異なる層に挟
   まれた量子井戸構造からなる活性層を有する積層体を形
   成する窒化物系化合物半導体発光素子の製造方法におい
   て、上記サファイア基板表面の結晶方位が＜０００１＞
   方向より０．０５°以上０．２°以下の範囲で傾斜して
   いることを特徴とする窒化物系化合物半導体発光素子の
   製造方法。
7. 【請求項７】 基板表面方位の＜０００１＞方向からの
   傾斜方向が＜１１−２０＞方向または＜１−１００＞方
   向であることを特徴とする請求項６に記載の窒化物系化
   合物半導体発光素子の製造方法。
8. 【請求項８】 活性層は単数または複数層の井戸層と障
   壁層から形成され、井戸層あるいは障壁層のどちらか一
   方あるいは両方の形成後、一定時間の中断を設ける過程
   を有することを特徴とする請求項６または７のいずれか
   に記載の窒化物系半導体発光素子の製造方法。
9. 【請求項９】 障壁層成長後の成長中断時間は１秒以上
   ６０分以下であることを特徴とする請求項８に記載の窒
   化物系化合物半導体発光素子の製造方法。
10. 【請求項１０】 井戸層成長後の成長中断時間は１秒以
    上６０分以下であることを特徴とする請求項８に記載の
    窒化物系化合物半導体発光素子の製造方法。
11. 【請求項１１】 成長中断時には、窒素を主体とするキ
    ャリアガスを流していることを特徴とする請求項８から
    １０のいずれかに記載の窒化物系化合物半導体発光素子
    の製造方法。
12. 【請求項１２】 成長中断時には、窒素を主体とするキ
    ャリアガスと、Ｖ族原料ガスを流していることを特徴と
    する請求項８から１０のいずれかに記載の窒化物系化合
    物半導体発光素子の製造方法。