JP6298462B2 - Ｓｉ基板上に成長した閃亜鉛鉱型（立方晶とも言う。）ＡｌｙＩｎｘＧａ１−ｙ−ｘＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）からなる母結晶にナノドット（「量子ドット」とも言う。）を有する活性領域及びこれを用いた発光デバイス（ＬＥＤ及びＬＤ） - Google Patents

Description

本発明は、Ｓｉ基板上に成長した閃亜鉛鉱型Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）からなる母結晶にナノドット（「量子ドット」とも言う。）を有する活性領域及びこれを用いた発光デバイス（ＬＥＤ及びＬＤ）に関する。

ＧａＮ系結晶は短波長発光デバイスとして知られている。通常、ＧａＮ系結晶はサファイア基板上にバッファ層を介してエピタキシャル成長により形成される。しかしながら、Ｓｉ基板上にエピタキシャル成長できれば、発光デバイスと半導体集積回路との複合デバイスが可能となる。

ＧａＮ系結晶には結晶構造として圧電特性に優れたウルツ鉱構造と圧電特性がほとんど無く発光特性、情報伝達機能、情報処理機能に優れた閃亜鉛鉱型結晶の２種類がある。結晶構造の違いと特性の変化については、後述する先行技術文献１に現時点での詳細な結果が示されている。

一般的に、ウルツ鉱型構造は安定的な結晶構造である。しかしながら、準安定型の閃亜鉛鉱型結晶は良好なキャリアの再結合を促すため、発光効率が著しく高くなる。したがって、閃亜鉛鉱型結晶は発光素子の材料として強く要求されている。なお、閃亜鉛鉱構造はＧａＡｓ結晶、Ｓｉ結晶と同じ構造である。

また、ナノドットに関しては、後述する先行技術文献２乃至４に示すとおり、多くの研究論文が報告されている。

さらにＧａとＩｎを混合して成長させる場合、結晶として混合するか否かはＧａとＩｎの濃度の比に依存する。結晶として混合しない領域を非混合領域（Ｉｍｍｉｓｃｉｂｉｌｉｔｙ ｇａｐ）とここでは呼んでおく。特に低温で結晶成長を実施する場合や基板結晶に大きな歪みが残っている場合には、ＧａとＩｎの濃度の比によって非混合領域が形成されるか否かが左右されやすい傾向が顕著となる。いずれの先行技術文献におけるＧａとＩｎの混合成長に関する内容は、ほとんどがこの非混合領域でのガスの供給を示している。

しかし成長温度が７００℃以下であって、Ｉｎの濃度を９０％以上含む領域ではＩｎ元素を多く含んだ均一結晶領域が成長する。この領域では活性層として量子井戸（ＱＷ構造）が作製可能となる。しかしながら多くの文献で示されている実験結果はすべてウルツ鉱型結晶に関するものである。立方晶結晶（閃亜鉛鉱型結晶）に関するものはまったく無く、技術的に評価し得る立方晶結晶は得られていないのが現状である。

特表２０１１−５２３２０６号 特開２０１１−３８０３号 特開２０１１−４４５３９号 特開２０１０−２４５４９１号

文献１．Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ （３６７５）Ｖｏｌ．９４、Ｎｏ．６． Ｉ．Ｖｕｒｇａｆｔｍａｎ ａｎｄ Ｊ．Ｒ．Ｍｅｙｅｒ ；Ｂａｎｄ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ ｆｏｒ ｎｉｔｒｏｇｅｎ−ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒｓ． Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ、 ２５５ （２００３） ６８−８０ Ｎ．Ｎ． Ｌｅｄｅｎｔｓｏｖ ａｎｄ Ｄ．Ｂｉｍｂｅｒｇ、 "Ｇｒｏｗｔｈ ｏｆ ｓｅｌｆ−ｏｒｇａｎａｉｚｅｄ ｑｕａｎｔｕｍ ｄｏｔｓ ｆｏｒ Ｏｐｔｏｅｌｅｖｔｒｏｎｉｃｓ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ： ｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ、 ｎｏｎａｅｐｉｔａｘｙ、ｄｅｆｅｃｔ ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ" Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ ｌｅｔｔｅｒｓ ８９、１６１９１９（２００６）Ｐ．Ｒｉｎｋｅ 、ｅｔ ａｌ " Ｂａｎｄ Ｇａｐ ａｎｄ ｂａｎｄ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ ｏｆ ＩｎＮ ａｎｄ ＧａＮ ｆｒｏｍ ｑｕａｓｉｐａｒｔｉｃｌｅ ｅｎｅｒｇｙ ｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｓ ｂａｓｅｄ ｏｎ ｅｘａｃｔ−ｅｘｃｈａｎｇｅ ｄｅｎｓｉｔｙ−ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ ｔｈｅｏｒｙ" Ｐｈｙｓｉｃａ Ｓｔａｔｕｓ Ｓｏｌｉｄｉ Ｃ６、Ｎｏ５２ 、Ｓ５６１−Ｓ５６４（２００９）／ＤＯＩ １０．１００２／ｐｓｓｃ．２００８８０１９１３； Ｃｈｒｉｓｔｉａｎ Ｔｅｓｓａｒｅｋ ｅｔ．ａｌ"Ｉｍｐｒｏｖｅｄ ｃａｐｐｉｎｇ ｌａｙｅｒ ｇｒｏｗｔｈ ｔｏｗａｒｄｓ ｉｎｃｒｅａｓｅｄ ｓｔａｂｉｌｉｔｙ ｏｆ ＩｎＧａＮ ｑｕａｎｔｕｍ ｄｏｔｓ" Ｉ．Ｈｏ ａｎｄ Ｇ．Ｂ．Ｓｔｒｉｎｇｆｅｌｌｏｗ、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．６９、２７０１（１９９６）

本発明は、Ｓｉ基板上に中間結晶であるＢＰ結晶を介して閃亜鉛鉱型ＧａＮ系結晶を形成して高輝度ＬＥＤ、高輝度ＬＤの構造を提供することを課題とする。

特に結晶成長技術の困難な閃亜鉛鉱型構造の結晶を母結晶とし、バンドギャップの小さいＩｎ原子の濃度の高いナノドット構造を有する高輝度な発光デバイスを提供する。

本発明の実施形態として、本発明においては、Ｓｉ基板上に形成された閃亜鉛鉱型のＢＰ結晶層上に閃亜鉛鉱型の結晶構造を維持する母結晶であるＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_ｚＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）と母結晶であるＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）よりもＩｎの濃度が高いＩｎドットを有することを特徴とする発光デバイスが提供される。

Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットのｘの値は０．１５以上０．９以下の範囲であることが望ましい。

Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットの直径は１００ｎｍ以下であることが望ましい。

Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットの密度は、１０^３個／ｃｍ^２以上１０^４個／ｃｍ^２以下あることが望ましい。

本発明の実施形態として、本発明にかかる発光デバイスはＳｉ基板であってその（１００）面から（１１０）面方向に５度以上１０度以下の範囲で傾けて加工した結晶基板と、前記結晶基板の上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶内に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域とを有することが望ましい。

ｎ型ＧａＮ系結晶はケイ素が不純物として添加されていることが望ましい。

ｎ型ＧａＮ系結晶に添加されているケイ素の濃度は５×１０^１８個ｃｍ^−３以上５×１０^２０個ｃｍ^−３以下であることが望ましい。

本発明の他の実施形態として、本発明にかかる発光デバイスは、Ｓｉ基板であってその（１００）面から（１１０）面方向に５度以上１０度以下の範囲で及び（１００）面から（１１１）面方面に５度以上１０度以下の範囲で傾けて加工した結晶基板と、前記結晶基板上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶内に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域と、を有することが望ましい。

本発明の他の実施形態として、本発明にかかる発光デバイスは、Ｓｉ基板と、Ｓｉ基板の上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型構造のＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶の上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶の上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域であって、活性領域はＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドット間の隙間に隙間を埋めるように形成された結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮによって表面が平坦化されている活性領域を有することが望ましい。

結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮのＩｎの濃度はＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットのＩｎ濃度よりも低いことが望ましい。

本発明の他の実施形態として、本発明にかかる半導体レーザは、Ｓｉ基板と、Ｓｉ基板の上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型構造のＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶の上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶内に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域であって、Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットの先端部は閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶に埋没されていない活性領域を有することが望ましい。

本発明によれば、結晶成長技術の困難な閃亜鉛鉱型構造の結晶を母結晶とし、バンドギャップの小さいＩｎ原子の濃度の高いナノドット構造を有する高輝度な発光デバイスを提供することが可能となる。

本発明の一実施例に係る発光デバイスの構造の概略図。 ガス成長圧力を５００ｍｂaｒとした場合における、複数の実験から導き出されＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮを母結晶とするＩｎドット６のドット直径とドットの密度とＩｎの濃度とＧａＮの濃度の比率を成長温度の関係をまとめた表。 ガス成長圧力を８００ｍｂaｒとした場合における、複数の実験から導き出されＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮを母結晶とするＩｎドット６のドット直径とドットの密度とＩｎの濃度とＧａＮの濃度の比率を成長温度の関係をまとめた表。 一方向に傾斜した成長基板を用いた場合において、ステップのキンク上に成長したＩｎドットを示す図。 複数方向に傾斜した成長基板を用いた場合において、Ｉｎドットがステップの交点に集まり、点状の０次元活性領域が形成されることを示す図。

以下、本発明を実施するためのいくつかの実施例を説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施例に何ら限定されることはない。以下に説明する実施例を種々に変形して本発明を実施することが可能である。また、本明細書において「○○の上」と記載している場合、○○の直接上にあるという意味と○○の上に複数の層を介して上にあるという意味の２つの意味を有するものとする。

（実施例１）
図１は、本発明の一実施例に係る発光デバイスの構造の概略図を示す。符号１は、ＧａＮ系半導体結晶成長用のＳｉ基板である。ＧａＮ半導体結晶成長用の基板としては、サファイア基板、炭化シリコン基板、ガリウムナイトライド基板、窒化アルミニウム基板等様々な基板を用いることが可能である。しかしながら、Ｓｉ基板を成長用基板とした場合、発光デバイスと半導体集積回路との複合デバイスが可能となる。

符号２は、ＢＰ結晶を有するバッファ層である。バッファ層をＢＰ結晶で構成すると、その上に成長するＧａＮ系結晶を閃亜鉛鉱型の結晶とすることが可能となる。

符号３は、Ｓｉがドープされたｎ型ＧａＮ系結晶である。バッファ層がＢＰ結晶であるため、ｎ型ＧａＮ系結晶３は閃亜鉛鉱型結晶である。ｎ型ＧａＮ系結晶３の上にはｎ電極（符号９）が設けられる。符号４及び符号７は、Ａｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶である。Ａｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶も閃亜鉛鉱型結晶となっている。Ａｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶４及び５は以下に説明する活性領域を挟む層である。活性領域を挟む層にＡｌを含ませることにより、活性領域を挟む層のバンドギャップを活性領域よりも十分に大きくすることが可能となる。但し、Ａｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶４は省略可能である。正孔は、移動度が電子に比べて低い。したがって、正孔のストッパーとしての役割を有するＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶４が無くても発光効率に大きく影響しないためである。

符号５は母結晶である閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）であり、符号６は該母結晶内に形成されるＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドット（以下、「Ｉｎドット」と言う。）である。つまり、該母結晶５の下地の上にＩｎドット６が形成され、Ｉｎドット６の間も該母結晶５によって埋め尽くされている。Ｉｎドット６は本発明の活性領域を構成する。Ｉｎドット６は、母結晶であるＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_ｚＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）結晶に含有されるＩｎよりも高濃度のＩｎを含む。Ｉｎドット６は直径が１００ｎｍ以下であることが望ましい。１００ｎｍ以下とすることにより、電流集中を効率的に行うことが可能となるためである。さらに量子効果を得るにはＩｎドット６の直径を２５ｎｍ以下に制御することが望ましい。

また、Ｉｎドット６の密度は、１０^３個／ｃｍ^２以上１０^４個／ｃｍ^２以下が望ましい。このようにＩｎドット６の密度を制御することにより、高い発光効率を得ることを可能とする電流密度となる。

また、Ｉｎドット６のＩｎの濃度は、これを調整することにより発光する波長を制御することが可能となる。例えば、Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のｘの値を０．１５から０．９まで変化させることにより、波長を４５０ｎｍから８５０ｎｍに制御することが可能となる。

符号８は、ｐ型ＧａＮ系結晶である。ｐ型とするために、ＧａＮ系結晶に例えばＭｇが添加されている。図示していないが、ｐ型ＧａＮ系結晶８の上には、例えば電流拡散層を介してｐ型電極が形成される。

次に、本発明にかかる発光デバイスの製造方法を説明する。

結晶成長はすべてＭＯＣＶＤ法を用いる。ＧａＮ系結晶を成長させるための成長基板としてＳｉ基板１を用意し、その表面にバッファ層２としてＢＰ結晶をエピタキシャル成長させる。Ｓｉ基板は，より具体的には，Ｐ（リン）をドープしたｎ型のＳｉ基板である。ＢＰ結晶のエピタキシャル成長には、例えば、原料ガスとしてＰＣｌ_３（三塩化リン）とＢＣｌ_３（三塩化ホウ素）の混合ガス、キャリアガスとしてＨ_２を用いる。他の原料ガスの例としては，ＰＨ_３（ホスフィン）とＢ_２Ｈ_６（ジボラン）の混合ガスが挙げられる。

ＢＰ結晶をバッファ層とすると、その上に成長するＧａＮ系結晶はいずれも閃亜鉛鉱型結晶となる。ＢＰ結晶の厚さは、結晶欠陥（転位）の導入を考慮して１００ｎｍ以上できれば１５０ｎｍ以上が望ましい。なお、図１に記載はないが，ＢＰ結晶からなるバッファ層の上にさらに（Ｃ_２Ｈ_５）_３Ｉｎ（トリメチルインジウム）ガスを用い，１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ膜を積層させた後、その上にＧａＮ系結晶を成長させることが望ましい。１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ膜をＢＰ結晶からなるバッファ層とＧａＮ系結晶の間に挿入させると、ＧａＮ系結晶は良好な閃亜鉛鉱型結晶となる。ＢＰ結晶からなるバッファ層の上に積層される１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ膜は薄いので閃亜鉛鉱型の結晶構造を維持する。

１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ膜は、その上にＧａＮ系結晶が成長するとＩｎのスポットとして検出される。

ＢＰ結晶からなるバッファ層の上にさらに１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ膜を積層し，その上にＧａＮ系結晶を積層させた場合、ＧａＮ系結晶が転位密度の低い良好な閃亜鉛鉱型となる理由は定かではない。しかしながら、ＢＰ結晶の格子定数は約０．４５４ｎｍであり、ＧａＮ結晶の格子定数は約０．４５１ｎｍである。ＩｎＧａＮ結晶はＩｎの比率が高くなると格子定数が大きくなるので、上記成長方法で挿入したＩｎ膜が、その上のＧａＮ膜とともに、実効的にはあたかもＩｎ含有量の比較的大きなＩｎＧａＮが存在するかのごとく格子定数のミスマッチを解消していると考えられる。

したがって，１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ膜に代えて１〜数原子層程度（０．５〜２ｎｍ程度）のＩｎ含有量の比較的大きなＩｎＧａＮ，または１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ含有量の比較的大きなＩｎＡｌ混合膜にしても同様の作用効果を奏する。

１〜数原子層程度（０．５〜２ｎｍ程度）のＩｎ含有量の比較的大きなＩｎＧａＮを積層する場合には，ＣＨ_３−ＮＨ−ＮＨ_２（モノメチルヒドラジン）、（Ｃ_２Ｈ_５）_３Ｇａ（トリメチルガリウム）及び（Ｃ_２Ｈ_５）_３Ｉｎ（トリメチルインジウム）の混合ガスを用いる。ＩｎＧａＮ膜は、１〜数原子層程度（０．５〜２ｎｍ程度）の厚さが望ましい。ＩｎＧａＮ膜は薄いので閃亜鉛鉱型の結晶構造を維持する。

１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ含有量の比較的大きなＩｎＡｌ混合膜を積層する場合には，（Ｃ_２Ｈ_５）_３Ｉｎ（トリメチルインジウム）と（Ｃ_２Ｈ_５）_３Ａｌ（トリメチルアルミニウム）び混合ガスを用いる。ＩｎＡｌ混合膜は１〜数原子層程度（０．５〜２ｎｍ程度）の厚さが望ましい。ＩｎＡｌ混合膜は薄いので閃亜鉛鉱型の結晶構造を維持する。

さらに，ＢＰ結晶からなるバッファ層とＧａＮ系結晶の間に形成される層としては、ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮの積層構造からなる膜厚合計１４ｎｍの閃亜鉛鉱型を維持した超格子層としてもよい。製造方法は、（１）ＣＨ_３−ＮＨ−ＮＨ_２（モノメチルヒドラジン）、（Ｃ_２Ｈ_５）_３Ｇａ（トリメチルガリウム）及び（Ｃ_２Ｈ_５）_３Ｉｎ（トリメチルインジウム）の混合ガスを用いて１．４ｎｍのＩｎＧａＮ層を形成し、（２）ＣＨ_３−ＮＨ−ＮＨ_２（モノメチルヒドラジン）及び（Ｃ_２Ｈ_５）_３Ｇａ（トリメチルガリウム）の混合ガスを用いて１．４ｎｍのＧａＮ層を形成する。さらに、（１）及び（２）の工程を４回繰り返すことにより、ＢＰ結晶からなるバッファ層上に、ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮの積層構造からなる膜厚合計１４ｎｍの閃亜鉛鉱型を維持した超格子層が積層される。

なお、上記実施の形態において、窒素源としてはＣＨ_３−ＮＨ−ＮＨ_２（モノメチルヒドラジン）を用いたが、ＤＭＨｙ（ジメチルヒドラジン）を用いてもよい。

ＢＰ結晶の上にｎ型ＧａＮ系結晶３を形成する。ＧａＮの原料ガスとして、例えばトリメチルガリウム（Ｇａ（ＣＨ_３）_３、ＴＭＧ）とアンモニア（ＮＨ_３）を用いる。ｎ型の不純物としてＳｉをドープする。ｎ型ＧａＮ系結晶３は閃亜鉛鉱型結晶である。

ｎ型ＧａＮ系結晶３の上にＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶４を成長させる。Ａｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶４の原料ガスとしては、例えば、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ；（ＣＨ_３）_３Ａｌ）及びシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ_２Ｍｇ）アンモニア（ＮＨ_３）を用いる。原料を運搬するキャリアガスは、例えば、Ｈ_２を用いる。

Ａｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶４の上にＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶５及び母結晶５よりも高濃度のＩｎを含有するＩｎドット６を形成する。母結晶５は閃亜鉛鉱型結晶である。Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のｘは０．０１以上０．９の範囲で調整可能である。発光する光を緑色とする場合には０．４になるように原料供給を行うことが望ましい。発光する光を青色とする場合には０．３以上０．３５以下になるように原料供給を行うことが望ましい。

次に、Ｉｎドット６の形成方法を説明する。結論から言えば、発明者は、実験により、Ｉｎドット６のＩｎの濃度、ドットの直径及びドットの密度の制御は、成長温度、Ｉｎの原料ガスの供給量及び原料ガス圧の制御によって可能であることを見出した。

例えば、Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮ結晶の成長温度を７００℃に設定する。Ｉｎの濃度ｘを０．４０になるように原料濃度を設定する。成長雰囲気ガスとしては窒素ガスを用いる。Ｉｎの濃度の高い領域であるＩｎドット６は、成長直後はＩｎドット核として１０^９個／ｃｍ^２程度の密度で成長する。直径は１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下の範囲の大きさである。Ｉｎドット６の密度として１０^９個／ｃｍ^２は高すぎる。したがって、次にＩｎの原料ガス量は同じで基板温度を８００℃に上昇させる。この状態で、Ｉｎの含有量が過剰な領域（以下、「Ｉｎ過剰領域」と言う。）とＩｎの含有量が少ない領域（以下、「Ｉｎ減少領域」と言う。）との分離がより一層大きくなる。また、Ｉｎドット６の合併等がおこる。直径の比較的大きなＩｎドット６が成長し、直径の比較的小さなＩｎドット６は直径の比較的大きなＩｎドット６に吸収される。

この後、Ｉｎドット６の密度は１０^４個／ｃｍ^２程度になる。１０^４個／ｃｍ^２は高い発光効率を得ることを可能とする電流密度である。こうしてＩｎドット６を有する光学的な活性領域が完成する。所望の光学波長にするために、Ｉｎドット６内のＩｎ濃度の制御としては、雰囲気ガスの濃度を変化させるとよい。供給するＴＭＩガス（トリメチルインジウムガス）あるいはＤＭＩガス（ジメチルインジウムガス）の供給量を変化させる。窒素ガス中ではＴＭＩ（トリメチルインジウム）ガスの流量［分圧］を増加させるとＩｎドット内のＩｎ濃度は増加する傾向があるためである。または、例えば窒素ガスに水素ガスを混入させてもよい。５％程度の水素ガス量を窒素ガスに加えるだけで結晶内のＩｎの濃度は減少する。なぜなら、基板温度が高温（例えば、７００℃以上）の条件下では水素ガスへのＩｎ原子の溶解度が高い。したがって、基板温度が高温（例えば、７００℃以上）の条件下において、温度及び圧力条件を一定にして窒素ガスに水素ガスを混入させると、Ｉｎドット６内のＩｎ濃度が減少するためである。このように雰囲気ガスの濃度を変化させることによりＩｎドット６内のＩｎの濃度を減少させることが可能である。Ｉｎドット６内のＩｎの濃度を調整すると、高輝度ＬＥＤの波長を２５０ｎｍから４２０ｎｍまでの紫外光に相当する波長に制御可能となる。なお、Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮの母結晶は、ｘの値に関係なく閃亜鉛鉱型結晶を保って成長する。

Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮのｘを０．２以下とする場合、Ｉｎ減少領域とＩｎ過剰領域との分離が容易ではない。この場合、Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮ結晶の成長後に基板温度を８００℃程度から６５０℃程度まで温度降下を行う熱処理を１５分程度行うとよい。その結果、Ｉｎ過剰領域とＩｎ減少領域との分離が起こる。少なくとも１回の降下温度熱処理によっても、Ｉｎ過剰領域とＩｎ減少領域の分離の効果がある。なお、基板温度の温度降下を行う熱処理を結晶層成長中に実施してもほぼ同効果が得られる。つまり、Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮを７００℃で成長させているときに基板温度を６５０℃以下に下げる。そうすると、かかる温度降下によって、Ｉｎ過剰領域とＩｎ減少領域の分離が起こりＩｎ過剰領域を成長させることが可能となる。

なお、Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮ結晶の成長においてｘ＝０．２となる成長を試みる場合、Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮ結晶の成長途中でＴＭＩガスの供給量を増加させて成長結晶のＩｎ過剰領域とＩｎ減少領域の分離が容易に生じるように組成の調整を行ってもよい。例えばＴＭＩの量をｘ＝０．５程度になるように１０分間ガス量の変化を加えるとＩｎ過剰領域とＩｎ減少領域の分離が起こる。

このように、成長過程に温度降下を行う熱処理、成長後に温度降下を行う熱処理、または供給ガス量を変化させることによりＩｎドット６のＩｎの濃度、ドットの直径及びドットの密度を制御することが可能である。成長過程に温度降下を行う熱処理及び供給ガス量の変化の組み合わせ、または成長後に温度降下を行う熱処理及び供給ガス量の変化の組み合わせでＩｎドット６のＩｎの濃度、ドットの直径及びドットの密度を制御しても構わない。

図２の表１及び図３の表２は、複数の実験から導き出された、Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮを母結晶とするＩｎドット６のドット直径とドットの密度とＩｎの濃度とＧａＮの濃度の比率を成長温度及びガス成長圧力との関係でまとめた表である。なお、この表において、原料ガスの供給量は一定である。Ｉｎドット６の密度は、原料ガス圧が５００ｍｂａｒよりも８００ｍｂａｒのほうが高くなる。成長温度は、５５０℃以上６００℃以下では、Ｉｎドット６の形状は糸状で上に伸びやすい。６５０℃以上７００℃以下では、ドット状となる。７５０℃以上では、Ｉｎが液体または液的状態となり形状が不安定となるため、Ｉｎドット６の直径を測定することはできなかった。

図２の表１及び図３の表２に基づけば、原料ガス圧が高い方がＩｎドット６の密度も高くなることが理解できる。

Ａｌがさらに添加されたＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶を母結晶としたＩｎドット６のＩｎの濃度、ドット径及びドットの密度の制御も可能である。Ａｌ_ｚＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶を母結晶としたＡｌを含有するＩｎドット６の場合、活性層であるＡｌを含有するＩｎドット６の周辺の結晶がバンドギャップの大きいＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶となり、発光効率が一層高まる。以下にＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶を母結晶とした場合のＡｌを含有するＩｎドット６のＩｎの濃度、ドットの径及びドットの密度の制御について説明する。なお、本発明にかかるＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶はＢＰ結晶の上に成長するため閃亜鉛鉱型結晶である。

Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶の成長を実施する場合、Ａｌの原料ガスは結晶内の割合（ｙ）がほぼ０．３程度の値となるようにＡｌの原料ガスを供給する。さらに結晶内でのＩｎの量はｘが０．１を下回る程度のガスを流す。成長温度を７７０℃で行うとＡｌがある程度混入したＩｎドット６（以下、単に「Ｉｎドット６」と言う。）が形成される。Ｉｎドット６は、成長直後はおおよそ１０^６個／ｃｍ^２程度の密度でＩｎドット核として成長する。このとき、Ｉｎドット６の直径は１０ｎｍ以上２０ｎｍ以内の大きさである。Ｉｎドット６の密度として、１０^６個／ｃｍ^２程度は高すぎる。

次にＡｌの原料ガスやＩｎの原料ガスの量は変えずに基板温度を９００℃程度に上昇させる。この状態にすると、Ｉｎ過剰領域とＩｎ減少領域との分離がより大きくなる。つまり、Ｉｎドット６の合併が生じる。直径の比較的大きなＩｎドット６が成長し、直径の比較的小さなＩｎドット６はこれに吸収される。この後、Ｉｎドット６の密度は１０^３個／ｃｍ^２程度になる。Ｉｎドット６の密度を１０^３個／ｃｍ^２にすると高い発光効率を得ることを可能とする電流密度が得られる。こうして、Ｉｎドットを有する光学的な活性領域が完成する。

所望の光学波長を有する発光とすべく、Ｉｎドット内のＩｎの濃度は、雰囲気ガスを変化させることにより制御可能である。例えば、供給するＴＭＩガスの供給量を変化させてもよい。窒素ガス中ではＴＭＩ（トリメチルインジウム）ガスの流量［分圧］を増加させるとＩｎドット内のＩｎ濃度は増加する傾向があるためである。または、窒素ガスに水素ガスを５％程度混入させても、Ｉｎドット６内のＩｎの濃度をほぼ半減させることが可能である。なぜなら、基板温度が７００℃等の比較的高温の条件下では水素ガスへのＩｎ原子の溶解度が高い。したがって、基板温度が高温（例えば、７００℃以上）の条件下において、温度及び圧力条件を一定にして窒素ガスに水素ガスを混入させると、Ｉｎドット６内のＩｎ濃度が減少するためである。

Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎを母結晶とするＩｎドット６のドット直径とドット密度とＩｎの濃度とＧａＮの濃度の比率の、成長温度及びガス成長圧力との関係は、Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮを母結晶とするＩｎドット６の場合とほぼ同じである。したがって、原料ガスの供給量が一定の場合、Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎを母結晶とするＩｎドット６の密度は，原料ガス圧が５００ｍｂａｒよりも８００ｍｂａｒのほうがが高くなる。但し、Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎの場合は、成長温度がＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮに比べて１００℃以上２００℃以下程度高くなる。したがって、成長温度が６５０℃以上８００℃以下では、Ｉｎドット６の形状は糸状で上に伸びやすい。７５０℃以上９００℃以下では、ドット状となり，１０００℃以上では、Ｉｎが液体または液的状態となり形状が不安定となるため，Ｉｎドット６の直径を測定することはできなかった。

Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎを母結晶とするＩｎドット６の場合も，原料ガス圧が高い方がＩｎドット６の密度も高くなる。

以上のとおり、Ｉｎドット６のＩｎの濃度、ドットの直径及びドットの密度の制御は、成長温度、Ｉｎの原料ガスの供給量及び原料ガス圧によって、制御することが可能である。さらに安定的にＩｎドット６を形成する方法について以下に説明する。

（変形例１）
ＧａＮ系結晶の成長基板であるＳｉ基板を（１００）面から（１１０）面方向に５度以上１０度以下の範囲で傾けて加工した結晶基板を用いてエピタキシャル成長を行う。該Ｓｉ基板にＢＰ結晶を成長させた後、Ｓｉをドープしてｎ型ＧａＮ系結晶を成長した。ｎ型ＧａＮ系結晶は閃亜鉛鉱型である。ｎ型ＧａＮ系結晶面にはほぼ等間隔にステップが成長する。ステップ間隔は面の傾斜程度、添加した不純物量等が関係する。例えば、不純物の濃度が１０^１８個ｃｍ^−３を超えると成長速度が遅くなり、バンチング効果によってステップが高く（数十原子）なりステップ間隔も広くなる。望ましくは、ｎ型ＧａＮ系結晶にケイ素を５×１０^１８個ｃｍ^−３以上５×１０^２０個ｃｍ^−３以下添加するとよい。本実施例では、不純物の濃度を５×１０^１８個ｃｍ^−３とした。ｎ型ＧａＮ系結晶の成長後、基板温度を７５０℃以下に降下し、Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）を成長するための原料ガスを供給する。

雰囲気ガスとして窒素ガス１００％を用いたＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）は、ｘがほぼ０．１５程度でまばらに成長させ、その後さらに同一雰囲気下で基板温度を８５０℃以上に上昇させた後、結晶表面でＩｎを含む粒子のマイグレーションを約１０分間、水素ガスを３％含む窒素雰囲気下で実施する。その後、図４に示すとおり、Ｉｎを含む結晶は互いに５〜８μｍ離れたステップに集まり線状の１次元活性層が形成される。

本成長方法では最初のｎ型ＧａＮ系結晶に形成されるステップ間隔を正確に制御するために、成長速度、成長温度の制御が重要である。ステップ間隔が広く結晶の表面が平坦に近ければ、Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）を成長する段階で成長温度を上げると、Ｉｎドットが優先的に成長する傾向がある。一方、成長温度を下げると量子細線となる。Ｉｎドットとなるか量子細線となるかは成長速度に大きく依存し、成長速度が早ければ量子細線となり、成長速度が遅くなればＩｎドットとなる。結晶の成長条件を制御すれば、本変形例１ではＩｎドットとＩｎの量子細線とを用途に応じてつくり分けることが可能となる。

（変形例２）
Ｓｉ基板の（１００）面から（１１０）面方位に５度以上１０度以下の範囲で、及び（１００）面から（１１１）面方向に５度以上１０度以下の範囲で傾けて加工した結晶基板を用いてエピタキシャル成長を行う。該Ｓｉ基板にＢＰ結晶を成長させた後、Ｓｉをドープしてｎ型ＧａＮ系結晶を成長させた。ｎ型ＧａＮ系結晶は閃亜鉛鉱型である。ｎ型ＧａＮ系結晶の結晶面にほぼ等間隔にステップ格子が成長する。ステップ間隔としては面の傾斜程度、添加した不純物量等が関係する。面の傾斜角度が大きくなればステップの間隔は狭くなる。添加する不純物量の濃度が高くなるとステップ間隔はやや広がり高さが高くなる（バンチング効果）。添加する不純物量の濃度としては，望ましくは、ｎ型ＧａＮ系結晶にケイ素を５×１０^１８個ｃｍ^−３以上５×１０^２０個ｃｍ^−３以下添加するとよい。本実施例においてはｎ型不純物としてＧａＮ系結晶にケイ素を５×１０^１８個ｃｍ^−３添加した。ｎ型ＧａＮ系結晶の成長後、基板温度を７５０℃以下に降下し、Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶（ｘ＝０．１５）を成長させるためにＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎの原料ガスを約１分間供給する。雰囲気ガスは窒素ガス１００％を用いる。次に同一雰囲気下で基板温度を８５０℃以上に上昇させた後、Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）の表面におけるＩｎを含む粒子のマイグレーションを水素ガスを１０％含む窒素ガスと水素ガスの混合雰囲気下で約１５分間実施する。その後、Ｉｎを含む結晶、すなわちＩｎドットがステップの交点に集まり、点状の０次元活性領域が形成される。その様子を図５に示す。

（変形例３）
変形例３は，Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮを母結晶とするＩｎドット６を成長させた後の活性領域の構造に関するものである。Ｉｎ_ｘＧａ_ｚＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）の母結晶５を成長させ、その上に母結晶５よりも高濃度のＩｎを含有するＩｎドット６を成長させた（未だ、Ｉｎドット６はＩｎ_ｘＧａ_ｚＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）の母結晶５によって埋め尽くされていない状態。）後，基板温度を８００℃から１００℃乃至２００℃下げてＧａの原料ガスの供給量を２倍程度増やす。そうすると，Ｉｎ濃度がＩｎドット６に比べて低い結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮがＩｎドット６間の隙間を埋めるように成長し，Ｉｎドット６間の隙間が結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮで埋まり表面が平坦化する。つまり、本変形例では、Ｉｎドット６の隙間はＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮからなる母結晶ではなく、Ｉｎ濃度がＩｎドット６に比べて低い結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮによって埋め尽くされるようにした。

Ｉｎドット６が電気的抵抗の大きいアモルファスのＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮで埋まるため，Ｉｎドットに正孔と電子が集中し，再結合が優先的に起こり効率的に発光する。また，結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮはＩｎ濃度がＩｎドット６に比べて低いため，結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮのバンドギャップはＩｎドットに比べて大きくなる点も発光効率を高める要因となる。

発光デバイスによってはより再現性のある結晶成長プロセスが必要になる場合がある。例えば、高輝度半導体レーザ、多色半導体レーザ等は複数回のエピタキシャルプロセス、化学エッチング、及び加工プロセス等を繰り返す必要が生じる製品である。このような製品の場合、より安定した量子ドットを生成する必要が生じる。特に熱処理等に耐えるためには結晶構造上安定した量子ドットが必要である。

（変形例４）
そこで、（１００）面のＳｉ結晶基板を（１１０）面方向に３度以上１０度以下の範囲で、（１１１）方向に３度以上１０度以下の範囲で傾けた複数方向傾斜型基板を用いる。２方向に傾斜するＳｉ基板結晶を用いる。該基板上にＢＰ結晶膜を成長させ、その上にｎ型ＧａＮ系結晶をエピタキシャル成長させる。ｎ型ＧａＮ系結晶を１μｍ程度成長させた後、基板を成長炉から取り出す。例えば、該成長炉から取り出した基板を水酸化カリウム（ＫＯＨ）溶液を用いて１５０℃で約１０分間エッチングを施す。その後、カリウム元素が基板に残らないように洗浄を実施する。この段階で基板の表面を顕微鏡観察すると、約１００ｎｍ四方間隔で（１００）面が傾斜型ステップに囲まれて発生している。図５で示したステップをさらに深くした構造である。

さらに該基板をエピタキシャル成長炉内にセットし、窒素ガスまたは窒素ガスに水素ガスが１％以上５％以下含まれた雰囲気ガスでＩｎ_０．２５Ｇａ_０．７５Ｎ結晶の成長を実施する。成長温度は、面方向の違いによる成長速度の違いが強く現れるように３００℃以上５５０℃以下の範囲内とする。例えば、初期の段階で成長温度を５００℃で設定し、母結晶であるＩｎ_０．２５Ｇａ_０．７５Ｎが１０以上７０原子層の厚み、例えば３０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の厚さ成長した後、４００℃に設定して、よじれ（キンク）の交叉点にＩｎドット６が集まるように１０分間程度熱処理を実施する。

かかる１０分間の熱処理により、母結晶であるＩｎ_０．２５Ｇａ_０．７５Ｎの表面のキンクの交叉点に母結晶であるＩｎ_０．２５Ｇａ_０．７５Ｎよりも高濃度のＩｎを含有するＩｎドットが成長する。Ｉｎドット６は母結晶と同じ閃亜鉛鉱型のＩｎドット６として成長する。この場合、Ｉｎドット６の最大直径は約２０ｎｍとなり、活性領域が完成する。

なお、本実施例においては、水酸化カリウム（ＫＯＨ）溶液を用いて１５０℃で約１０分間エッチングを施したが、エッチングを行う前にＩｎドット６が形成されるであろう位置に予めレーザ照射を実施し、エッチング率を増加しておくことが望ましい。傾斜型ステップを深くすることが可能となり、Ｉｎドット６が傾斜型ステップに囲まれたところに成長し易くなるためである。

また、水酸化カリウム（ＫＯＨ）あるいは高温のオキソ酸（ＨＰＯ_３）によるエッチングでは（１００）面に現れるキンクの交叉点が出にくい場合には、成長基板の表面の傾斜角度とは無関係にｎ型ＧａＮ結晶成長後、その表面にＳｉＮ_３の結晶膜を２０ｎｍほど堆積し、さらにプラズマエチング法等で例えば、直径３０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の間隔で穴を開けることにより量子ドットが成長し易くなるように加工してもよい。

（変形例５）
Ａｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶を母結晶とするＧａ過剰なドット（以下、「Ｇａドット」と言う。）の製造方法について説明する。なお、Ａｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶の結晶構造が閃亜鉛鉱型であり、ｙ＝０．８より小さい値ではＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶は直接遷移結晶の性質を有する。

Ａｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶のＡｌの成分とＧａの成分がそれぞれ０．５になるようにＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮの原料ガスを供給する。成長温度は、例えば９００℃である。次に、基板温度を例えば１０００℃に上昇させると、Ａｌ過剰領域と、Ｇａ過剰領域とに分離して成長し始める。Ｇａドットは、成長直後は１０^８個／ｃｍ^２程度のＧａドット核として成長する。このとき、Ｇａドットの直径は、５０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の大きさである。この状態ではＧａドットの密度は高すぎる。したがって、次にＧａの原料ガス量は同じで基板温度を１１００℃程度に上昇させる。この状態で、Ｇａ過剰領域とＡｌ過剰領域との分離はより大きくなり、Ｇａドットの合併が始まる。直径が比較的大きなＧａドットが成長し、直径が比較的小さなＧａドットはこれに吸収される。その後、Ｇａドットの密度は１０^３個／ｃｍ^２程度になる。１０^３個／ｃｍ^２は、効率的な発光を得ることを可能とする電流密度である。このようにして、Ｇａドットを有する光学的な活性領域が完成する。

所望の光学波長を発光させるために、Ｇａドット内のＧａ濃度を制御するとよい。Ｇａ濃度の制御は、雰囲気ガスを変化させるとよい。例えば、供給するＧａガスの供給量を増加させてもよい。例えば、供給するＧａガスの供給量を７００００ｃｃ／ｓから１０００００ｃｃ／ｓに増加させてＧａドット内のＧａ濃度をより高くしてもよい。またはＧａドットのバンドギャップを母結晶のＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶と比べてより小さくするためにＧａドットの成長過程においてＩｎの原料ガスも流して母結晶のＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶よりもよりＩｎが導入されたＧａドットを成長させてもよい。Ｇａドット内のＧａ濃度を０．４以上０．９以下の範囲で制御することにより、発光デバイスの波長を２００ｎｍ、３００ｎｍ及び３５０ｎｍとすることが可能となる。

（半導体レーザ）
本発明にかかるＩｎドット６を半導体レーザの活性領域として用いる場合、Ｉｎドット６は周期性を有して形成されることが望ましい。したがって、変形例１乃至４で示したとおり、成長基板の表面に傾斜面を設け、その上に成長させたｎ型ＧａＮ系結晶の表面に形成されるほぼ等間隔のステップやキンク等を利用してＩｎドット６を形成することが望ましい。

また、Ｉｎドット６の最先端部は母結晶であるＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）に埋没させずに母結晶の結晶上に残すことが望ましい。その上で、さらにＭｇをドープしたｐ型ＧａＮを成長させ、次にＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮをＡｌの濃度を変え２種類以上のＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ層を成長させる。このような構成により、消費電力の少ない半導体レーザが製造することが可能となる。なお、Ｉｎドット６の最先端部を母結晶であるＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶に埋没させずに母結晶の結晶上に残し、その上で、さらにＭｇをドープしたｐ型ＧａＮを成長させるという構成は、ＬＥＤにも応用できる。かかる構成を有するＬＥＤは、低電圧の引加で発光可能であり、消費電力が少ないという利点を有する。

（キャリア再結合を促進する構造）
これまで説明してきたＩｎドットまたはＧａドットを活性領域とする発光デバイスの構成において、よりキャリア再結合を促進する構造を以下に説明する。
例えば、（１００）面から（１１０）面方向に８度傾いたＳｉ基板を成長基板とする。該Ｓｉ基板上にＳｉ元素を添加したｎ型ＢＰ結晶を成長させる。ＢＰ結晶の厚みは、結晶欠陥［転位］を導入させることを考慮して少なくとも２００ｎｍ以上で成長させる。ＢＰ結晶を約３００ｎｍ成長させても成長基板の傾斜角度はほぼ保つことができる。しかる後、ＢＰ結晶上にＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）、ＴＭＩ（トリメチルインジウム）の混合ガスを基板温度４７０℃とし窒素雰囲気内で基板に供給して、ＡｌとＩｎの混合金属層を１原子層以上１５原子層以下の原子層を堆積させる。なお、ＡｌとＩｎの混合金属層は２原子層以上５原子層以下堆積させることが望ましい。ＩｎあるいはＡｌを２原子層以上５原子層以下の厚みで全面に付着させるとその後積層される層の成長が順調となる。

ＡｌとＩｎの混合金属層のＡｌとＩｎの堆積比率はＡｌが８０％、Ｉｎが２０％である。このときもＳｉ元素を不純物として添加するとよい。その後、約６００℃でｎ型ＧａＮ系結晶を成長させる。このときＢＰ結晶直上ではＡｌ濃度が高くＧａＮ結晶よりもバンドギャップの大きいＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ結晶が成長する。結果として光学デバイス作製時に活性領域でのキャリア再結合を促進させることを可能とする構造となる。

本願発明のこれまでの説明では、活性領域を構成する層は単層として説明してきたが、活性領域を構成する層は一層だけではなく複数層作製する場合があり、このような活性層を作成する場合に本発明の請求事項が適用できるのは当然である。

また、成長基板として、Ｓｉ基板を中心に説明してきたが、ＳｉＣ基板結晶、ＧａＡｓ基板結晶、サファイア基板等を用いたＳｉ以外の結晶基板を用いてもよい。サファイア基板等を利用した場合でも基板表面の傾斜効果は十分期待できる。

また、光学デバイスに関して説明してきたが、本願発明にかかる量子ドットを有する活性領域は、電界効果トランジスターやｐｎｐ型やｎｐｎ型トランジスター、これらを含む集積デバイス等に適用可能であることは言うまでも無い。特に電子デバイスと光学デバイスの融合型では本報告の構造及び特徴が有用であることは当然である。

１ ＧａＮ系半導体結晶成長用のＳｉ基板
２ ＢＰ結晶を有するバッファ層
３ Ｓｉがドープされたｎ型ＧａＮ系結晶
４ Ａｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶
５ 母結晶である閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）
６ 母結晶内に形成されるＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドット
７ Ａｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶
８ ｐ型ＧａＮ系結晶
９ ｎ型電極

Claims (10)

1. Ｓｉ基板と、
   前記Ｓｉ基板の上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、
   前記ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、
   前記ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と前記閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶内に形成された前記閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域と、
   を有することを特徴する発光デバイス。
2. 前記ｎ型ＧａＮ系結晶はケイ素が不純物として添加されていることを特徴する請求項１に記載の発光デバイス。
3. 前記ｎ型ＧａＮ系結晶に添加されているケイ素の濃度は５×１０^１８個ｃｍ^−３以上５×１０^２０個ｃｍ^−３以下であることを特徴する請求項２に記載の発光デバイス。
4. 前記Ｓｉ基板は、その（１００）面から（１１０）面方向に５度以上１０度以下の範囲で傾けて加工した結晶基板であることを特徴する請求項１に記載の発光デバイス。
5. 前記Ｓｉ基板は、その（１００）面から（１１０）面方向に５度以上１０度以下の範囲及び（１００）面から（１１１）面方面に５度以上１０度以下の範囲で傾けて加工した結晶基板であることを特徴する請求項１に記載の発光デバイス。
6. 前記ｎ型ＧａＮ系結晶はケイ素が不純物として添加されていることを特徴する請求項５に記載の発光デバイス。
7. 前記ｎ型ＧａＮ系結晶に添加されているケイ素の濃度は５×１０^１８個ｃｍ^−３以上５×１０^２０個ｃｍ^−３以下であることを特徴する請求項６に記載の発光デバイス。
8. Ｓｉ基板と、
   前記Ｓｉ基板の上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、
   前記ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、
   前記ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型構造のＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶と、
   前記閃亜鉛鉱型構造のＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶の上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と前記閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶の上に形成された前記閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域とを有し、
   前記活性領域は前記Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドット間の隙間に前記隙間を埋めるように形成された結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮによって表面が平坦化されていることを特徴とする発光デバイス。
9. 前記結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮのＩｎの濃度は前記Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットのＩｎ濃度よりも低いことを特徴する請求項８に記載の発光デバイス。
10. Ｓｉ基板と、
    前記Ｓｉ基板の上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、
    前記ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、
    前記ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型構造のＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶と、
    前記閃亜鉛鉱型構造のＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ結晶の上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と前記閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶内に形成された前記閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域とを有し、
    前記Ａｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットの先端部は前記閃亜鉛鉱型のＡｌ_ｙＩｎ_ｘＧａ_{１−ｙ−ｘ}Ｎ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶に埋没されていないことを特徴する半導体レーザ。