JP4538476B2 - 半導体構造の形成方法 - Google Patents

Description

本発明は、光半導体素子及びその製造方法に関し、特に、ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体を用いた深紫外発光素子技術に関する。

近年、Ｖ族元素に窒素を含む窒化物半導体材料がｐｎ接合を利用した発光ダイオードやレーザダイオードなどの半導体発光素子の分野で脚光を浴び、研究開発が行われている。ＡｌＮ、ＧａＮ、ＩｎＮをはじめとする窒化物半導体は直接遷移型の半導体であり、さらに、三元混晶や四元混晶では組成を適宜設定してバンドギャップを変化させることにより赤外から深紫外までの光を放射できるという特徴を有する。

さらに、ＡｌＧａＩｎＮ四元混晶を発光層の材料として用い紫外領域の光を放射する半導体発光素子が注目されている（例えば、特許文献１参照）。ＡｌＧａＩｎＮ層は、Ｉｎを含んでいるにもかかわらず、３６０ｎｍ以下の波長域に発光ピーク波長を設定することが可能であり、内部量子効率もＩｎＧａＮ層と同程度まで改善できることが報告されている。
特開平９−６４４７７号公報

しかしながら、窒化物半導体を用いた半導体発光素子の製造にあたっては、窒化物半導体からなる高品質かつ大面積のエピタキシャル成長用基板の作製が困難かつ可能であっても高価になるため、例えばサファイア基板をエピタキシャル成長用基板として用いる必要がある。図１７は、ＩｎＡｌＧａＡｓ系４元混晶の格子定数とバンドギャップエネルギー（波長に対応）との関係を示す図である。紫外ガスレーザの波長も示している。図１７に示すように、短波長側での固体発光素子をつくるためには、ＡｌＧａＮのＡｌ組成を増加させてバンドギャップエネルギーを大きくする必要がある。従って、サファイア基板の格子定数（０．４７３ｎｍ）の差は大きくなる方向である。そのため、格子定数の不整合が大きくなることから、窒化物半導体薄膜中の貫通転位の密度が高くなるという問題がある。貫通転位の存在は、半導体発光素子の内部量子効率を低下させる原因となるため、半導体発光素子の内部量子効率を向上させる必要がある。

本発明は、発光層の材料としてＡｌＧａＩｎＮ系の材料、特に、ＡｌＧａＮ系の材料を用いつつ、深紫外光の発光強度を高めることを目的とする。

サファイア基板上において、ＡｌＧａＩｎＮ系の材料、特に、ＡｌＧａＮ系の材料を成長して深紫外発光素子及びそれに適した結晶構造を作成するためには、サファイア基板上に成長し、発光構造との間のバッファ層となるＡｌＮバッファ層の高品質化が必要である。そこで、以下の課題に対してそれぞれに対応する解決手段を用いた。
（１）貫通転位の低減：初期核形成とその埋め込み
（２）クラックフリー化、表面の平坦化：Ｎソースのパルス供給成長と、連続成長と、の２種類の成長モードを用いた多段成長埋め込み
（３）安定したＩＩＩ族極性：Ａｌリッチ供給成長（Ｎソースのパルス供給）

本発明の一観点によれば、基板に形成されたＩＩＩ−Ｖ族層であって、前記基板側から順番に、核形成層と、ＩＩＩ族のソースを供給しながらＶ族のソースを時間的にパルス状に供給するパルス供給により形成したＶ族ソースパルス供給層と、ＩＩＩ族とＶ族とのソースを連続して供給することにより形成した連続供給層と、を有し、紫外波長領域で発光可能な発光素子構造に適したバッファ層を形成するＩＩＩ−Ｖ族層と、を備えたことを特徴とする半導体構造が提供される。

前記核形成層は高品質ＩＩＩ−Ｖ族化合物形成のための初期段階となる。パルス供給により、Ｖ族ソースを時間的にパルス状に供給する（換言すればＶ族ソースの供給期間を設ける）ことで、ＩＩＩ族の気相反応を抑制し、ＩＩＩ族とＶ族とのマイグレーションを促進し、グレインサイズを拡張し転位を低減する。また、Ａｌリッチの条件にすることで、表面をＩＩＩ族極性とし、安定した表面を形成することができる。さらに、ＩＩＩ族とＶ族とのソースを連続して供給することにより、高速縦方向成長が行われ、パルス供給に起因するクラックの発生を防止することができる。

尚、紫外波長領域は、例えば２３０ｎｍから３５０ｎｍ、好ましくは２３０ｎｍから２８０ｎｍの深紫外波長領域であり、これに対応する波長領域で発光するバンドギャップを有する材料と略格子整合するＩＩＩ−Ｖ族材料とにより構成される。

また、サファイア基板に形成されたＩＩＩ族窒化物層であって、前記サファイア基板側から順番に、核形成層と、ＩＩＩ族のソースを供給しながら窒素のソースを時間的にパルス状に供給するパルス供給により形成した窒素ソースパルス供給層と、ＩＩＩ族と窒素とのソースを連続して供給することにより形成した連続供給層と、を有し、ＩＩＩ族窒化物層であって紫外波長領域で発光可能な発光素子構造に適したバッファ層を形成するＩＩＩ族窒化物層を備えたことを特徴とする半導体構造が提供される。

サファイア基板の格子定数は０．４７６３ｎｍであり、ＡｌＮの０．３１１４ｎｍ、ＧａＮのａ軸の格子定数は０．３１８９ｎｍとは異なる。従って、格子定数の不整合による貫通転位や刀状転位が生じやすい。そこで、サファイア基板とＩＩＩ族窒化物層との間のバッファ層がきわめて重要になる。

前記核形成層を、パルス供給により形成することが好ましい。前記ＩＩＩ−Ｖ族層、前記ＩＩＩ窒化物層、前記ＡｌＮ層を、バッファ層として用いることができる。前記パルス供給層と前記連続供給層との組を複数組設けることが好ましい。

本発明は、上記に記載の半導体構造と、前記バッファ層に形成されるＩｎＡｌＧａＮ系の半導体層と、を有することを特徴とする半導体素子であっても良い。前記半導体層が、量子井戸構造を含むことを特徴とする。前記量子井戸構造が、ＩＩＩ−Ｖ族結晶層からなることを特徴とする。ＩＩＩ−Ｖ族結晶層が、ＩｎＡｌＧａＮ系半導体結晶からなることを特徴とする。前記半導体層が、ＩｎＡｌＧａＮ系のｐｎ接合を有することを特徴とする。

上記素子は、２３０ｎｍから３５０ｎｍで発光する光半導体素子であることが好ましい。

本発明の他の観点によれば、基板を準備する工程と、該基板にＩＩＩ−Ｖ族結晶層を形成する工程であって、前記基板側から順番に、核形成層を形成する工程と、ＩＩＩ族のソースを供給しながらＶ族のソースを時間的にパルス状に供給するパルス供給により形成するＶ族ソースパルス供給層形成工程と、ＩＩＩ族とＶ族とのソースを連続して供給することにより形成した連続供給層形成工程と、を有し、紫外波長領域で発光可能な発光素子構造に適したバッファ層を形成する工程と、を備えたことを特徴とする半導体構造の形成方法が提供される。

また、サファイア基板を準備する工程と、該サファイア基板にＩＩＩ族窒化物層を形成する工程であって、前記サファイア基板側から順番に、核形成層を形成する工程と、ＩＩＩ族のソースを供給しながら窒素のソースを時間的にパルス状に供給するパルス供給により形成した窒素ソースパルス供給層形成工程と、ＩＩＩ族と窒素とのソースを連続して供給することにより形成した連続供給層形成工程と、を有するＩＩＩ窒化物層を形成する工程と、を備えたことを特徴とする半導体構の形成方法が提供される。

また、サファイア基板を準備する工程と、該サファイア基板にＡｌＮ層を形成する工程であって、前記サファイア基板側から順番に、核形成層を形成する工程と、Ａｌのソースを供給しながら窒素のソースを時間的にパルス状に供給するパルス供給により形成した窒素ソースパルス供給層形成工程と、アルミニウムと窒素とのソースを連続して供給することにより形成した連続供給層形成工程と、を有するＡｌＮ層を形成する工程と、を備えたことを特徴とする半導体構造の形成方法が提供される。前記核形成層を形成する工程を、パルス供給により形成することが好ましい。前記パルス供給により形成する工程はＮソースを断続的に供給する工程を有することが好ましい。この際、Ａｌソースを連続的に供給することが好ましい。前記パルス供給層と前記連続供給層との組を複数組設ける工程を有することでも良い。

また、基板を準備する工程と、該基板にＩＩＩ−Ｖ族結晶層を形成する工程であって、前記基板側から順番に、ＩＩＩ族のソースを供給しながらＶ族のソースを時間的にパルス状に供給するパルス供給により形成するＶ族ソースパルス供給層形成工程と、ＩＩＩ族とＶ族とのソースを連続して供給することにより形成した連続供給層形成工程と、を有し、紫外波長領域で発光可能な発光素子構造に適したバッファ層を形成する工程と、を備えたことを特徴とする半導体構造の形成方法が提供される。

本発明によれば、サファイア基板上に、深紫外発光が可能なＩＩＩ族窒化物発光構造を形成可能な高品質のバッファ層を形成することができる。また、この高品質バッファ層により、その上に形成されるＩＩＩ族窒化物発光構造における発光効率を大幅に向上させることができるという利点がある。

以下に、本発明の実施の形態によるＮソースパルス供給多段成長技術の原理について説明する。図１Ａは、本実施の形態によるサファイア基板上のＡｌＮ高品質バッファ成長構造の一例を示す図であり、図２は、ＡｌＮ高品質バッファ層の成長条件の一例を示す図である。また、図３は、キーポイントの１つとなるＮＨ_３パルス供給によるＡｌＮ成長の一例を示すシーケンス図である。また、図１Ｂ、図１Ｃは、貫通転位の減少の様子を合わせて示した具体的な工程図である。

図１Ａに示すように、本実施の形態によるサファイア基板上のＡｌＮ高品質バッファ成長構造Ａは、サファイア（０００１）基板１と、その上に順次形成された、ＡｌＮ核形成層３と、パルス供給ＡｌＮ層５と、連続成長ＡｌＮ層７と、を有している。連続成長ＡｌＮ層７上には、パルス供給ＡｌＮ層１１と連続成長ＡｌＮ層１５との組が少なくとも１組形成されている。ＡｌＮ層３は、後述するＮＨ_３パルス供給法を用い第１の成長モードである初期核形成モードで成長している。パルス供給ＡｌＮ層５は、ＮＨ_３パルス供給を用い第２の成長モードであるグレインサイズを拡張し、転位を低減する低速成長モードで形成され、転位を低減するとともに、凹凸を有する核成長層３を平坦に埋め込むことができる。連続成長ＡｌＮ層７は、高速縦方向成長モードであり、さらに平坦性を向上させるとともにクラックの発生を抑制するモードである。上記図１Ａにおける各層の厚さの例としては、例えば、パルス供給ＡｌＮ層５・１１が０．３μｍ、連続成長ＡｌＮ層７・１５が１μｍである。

尚、図１Ａに示すように、各層の成長条件が、基板１側から順番に、１）、２）、３）、４）、３）となっている例を示しているが、４）の成長条件は２）と同じである例を示しているが、実際には、４）の成長条件は２）の成長条件と異なる場合が多い。すなわち、核の埋め込み条件と、平坦部分のパルス供給とは条件が異なってくる可能性がある。

図１Ｂ、図１Ｃに示すように、まず、（Ａ）高品質ＡｌＮ核形成が行われ（パルス供給成長）、（Ｂ）パルス供給横エンハンス成長で核の埋め込み（貫通転位低減）が行われる。次いで、（Ｃ）連続供給縦高速成長による平坦化とクラック防止が行われ、（Ｄ）パルス供給横エンハンス成長と連続縦高速成長に繰り返し（貫通転位密度低減、クラック防止、平坦化）が行われる。

図２は、上記の各層の成長条件例を示す図である。１）のＡｌＮ層３の成長条件の特徴は、高温、高圧成長であり、Ｖ−ＩＩＩ比が低い（Ｎが少ない）条件である。２）のパルス供給ＡｌＮ層５の成長条件は、低温、低圧成長であり、Ｖ−ＩＩＩ比が高い（Ｎが多い）条件である。３）の連続成長ＡｌＮ層７の成長条件の特徴は、高温、高圧成長であり、Ｖ−ＩＩＩ比が高い（Ａｌリッチ、Ｎが少ない）条件である。この場合には、ＮＨ_３パルス供給によるＡｌＮ成長法を用いていない。

図３に示すシーケンス図のように、ＮＨ_３パルス供給によるＡｌＮ成長法は、ＡｌソースであるＴＭＡｌを連続的に供給するとともに、例えば、ＮソースであるＮＨ_３を５ｓ供給した後に３ｓ供給停止する処理を１サイクルとしてこのサイクルを継続するというような方法である。ＮＨ_３の供給を停止することにより、ＮとＡｌとの気相反応を抑制することができる。また、Ａｌリッチの成長条件になるため、ＩＩＩ族極性表面となり、表面が安定化するという利点がある。

尚、図３に示すシーケンス図は一例であり、Ａｌソースのみの供給期間を設けている点に特徴があるもので、供給期間の変更など種々の変形シーケンスが可能である。例えば、連続成長との用語は、完全に時間的に連続していなくても、Ａｌが実質的に連続と見なせる程度に供給されていれば良い。また、パルス供給の意味も、完全に、供給を“０”、“１”にしなくても供給に、メリハリを付けることで実現可能である。

図４は、上記構造の評価例を示す図であり、ＸＲＤ（１０２）面のスキャンロッキングカーブの半値幅の、各成長ポイントにおける測定値を示す図であり、刃状転位量の大小に関する特性を示す図である。図４に示すように、連続供給ＡｌＮ層のみの場合の半値幅は、１．３３°であり、ＲＭＳによるグレインサイズは、２１．４ｎｍと大きい。ＡｌＮ核形成層３を導入した場合には、半値幅が０．６０°であり、パルス供給ＡｌＮ層５（ＡｌＮ１））を導入すると半値幅は０．４２°となり、１）＋２）では、半値幅は０．２０°となり、１）＋２）＋３）＋４）では、半値幅が０．１６°となる。この際のＲＭＳは０．１６３ｎｍ程度と極めて小さく、平坦性が高いことがわかる。また、クラックがほとんどないことも確認されている。図５は、ＸＲＤにおけるスペクトル例を示す図であり、３層構造のＡｌＮでも半値幅が小さい良好なピークが得られ、さらに、５層構造では、強度が高くなり半値幅も小さくなっていることがわかる。

このように、上記の成長技術を用いると、刃状転位が抑制され、平坦性が向上するとともに、クラックフリーのＡｌＮ層を形成することができることがわかる。

図４Ｂは、表面の平坦性を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）により評価した図である。図４Ｂに示すように、ＡｌＮ核形成層３を導入した場合には，ＲＭＳは２１．４ｎｍと表面が粗くなっているが、１）＋２）では、ＲＭＳは８．２ｎｍに改善し、１＋２）＋３）＋４）では、ＲＭＳは０．１６３ｎｍと非常に小さい値を記録し、表面の平坦性が著しく改善することがわかる。

次に、上記のＡｌＮバッファ層を利用して製造した量子井戸構造について説明する。図６は、量子井戸構造の一構成例を示す模式的な断面図であり、図７は、その成長条件の例を示す図である。図６に示すように、量子井戸構造Ｂは、サファイア（０００１）基板２１と、その上に成長されたＨＴ−ＡｌＮ層（上記ＮＨ_３パルス供給多段成長法による）２３と、ＡｌＧａＮ層２５と、ＡｌＧａＮバリア層２７及びＡｌＧａＮ井戸層３１との組３３−１（バリア層と井戸層では、ＡｌとＧａの組成を変化させている）を、３組３３−１から３３−３までと、ＡｌＧａＮキャップ層３５と、を有している。ＡｌＧａＮ層の成長条件は、成長温度が１１２０℃、成長圧力が７６Ｔｏｒｒ、成長装置として、減圧横型ＭＯＣＶＤ装置を用いた。ＴＭＡとＴＭＧとＮＨ_３との、バッファ層、井戸層、バリア層のそれぞれでの流量と成長時間の例は図７に示す通りである。ＴＭＡとＴＭＧの流量を変更することで、バリア層と井戸層では、ＡｌとＧａの組成を変化させている。

図８は、図６の構造について高品質ＡｌＮバッファ層の構造をより詳細に示した図である。交互供給ＡｌＮ層を０．３μｍ、連続供給ＡｌＮ層を１μｍの組を例として２組用いており、その上のＡｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎステップの厚みは２μｍである。

尚、用いたＭＯＣＶＤ装置の詳細に関しては、例えば発明者らの特許文献である、特開２００４−２２８４８９号の図２、図７から９及びその記載を参照することにより実施可能であるため、ここでは説明を省略する。

図９は、室温でのＰＬ発光強度の波長依存性を示す図である。ここで、Ｌ１〜Ｌ３までは、すべて同様の構造での測定結果である。しかしながら、Ｌ１，Ｌ２では、パルス供給層ならびに連続供給層のＶ/ＩＩＩ比（実際にはアンモニア流量）が図２の値からずれているために、条件がずれて高品質が十分には行われず、そのため、Ｘ線回折（１０２）面ωスキャンロッキングカーブ半値幅（貫通転位のうち、刃状転位密度に対応するもの。ＭＯＣＶＤで成長した場合おおむね９割が波状転位、１割が螺旋転位になる）が大きくなっている。

図９は、多段成長ＡｌＮ上のＡｌＧａＮバッファーのＸ線半値幅が５００、７００、１３００ａｒｃｓｅｃ程度の３種類を用いたとき、その上に、同じ構造・条件のＡｌＧａＮ／ＡｌＧａＮ量子井戸を作製し、その発光強度を比較したものである。このように、わずかな、Ｘ線半値幅の差で３０倍もの強度比が出るため、転位の減少が、発光効率の向上に及ぼす影響が非常に大きいことが分かる。

すなわち、図９に示すように、本実施の形態による構造では、従来構造に比べて、ＸＲＤ（１０２）の半値幅が１２１４から４８８ａｒｃｓｅｃに減少するととともに、室温でのＰＬ強度が３０倍程度も高くなっていることがわかる。

図１０（ａ）から（ｄ）までは、２５５ｎｍから２８０ｎｍにおけるＡｌＧａＮ量子井戸のＰＬ強度のＸＲＤ（１０２）の半値幅依存、すなわち結晶性依存性を示す図である。これらの図からわかるように、ＸＲＤ（１０２）の半値幅依存が１０００ａｒｃｓｅｃから５００ａｒｃｓｅｃに小さくなると、すなわち結晶性依存性が良くなると、いずれの発光波長においても、室温でのＰＬ強度が飛躍的に高くなるという結果が得られた。すなわち、高品質ＡｌＮバッファ層を利用することで、その上に形成したＡｌＧａＮ量子井戸のＰＬ発光強度が飛躍的に高くなること、すなわち高効率化することが確認できた。

ここで、ＡｌＧａＮ−量子井戸の、高励起時における内部量子効率（ＩＱＥ）の推定結果について説明する。図８の構造におけるＰＬ強度の温度依存性を図１１に示す。実線（Ｌ１１）は本実施の形態による推定例であり、破線（Ｌ１２）は従来例による推定例である。図１１に示すように、非発光再結合の影響が小さい低温条件では、量子効率はほぼ１であり、従来例との差もほとんどないが、室温（３００Ｋ）付近では、本実施の形態による技術を用いた場合には３０％程度の高い値が得られていると推定され、従来の方法に比べて大幅な改善が見られることがわかる。尚、図１１中に挿入されている図Ｐ１は、λ＝２８８ｎｍで発光する素子のＰＬスペクトルを示す図であり、きれいなシングルピークが得られていることがわかる。

次に、２５０ｎｍ深紫外ＬＥＤの製造技術について説明する。図１２は、本実施の形態による２５０ｎｍ深紫外ＬＥＤの構成例を示す図である。図１２に示す深紫外ＬＥＤ素子Ｃは、サファイア基板５１上に形成された多段成長法によるＡｌＮバッファ層５３と、その上に形成されたＬＥＤ構造と、を有している。ＬＥＤ構造は、ＡｌＮバッファ層５３側から、順番に、Ａｌ_０．７５Ｇａ_０．２５Ｎ／Ａｌ_０．６０Ｇａ_０．４０Ｎ層のＭＱＷ５７と、ＭｇドープのＡｌ_０．９５Ｇａ_０．０５Ｎによる電子ブロック層６１と、ＭｇドープのＡｌ_０．７５Ｇａ_０．２５Ｎ層６３と、Ｍｇドープのｐ型ＧａＮ層６５と、を有している。Ｍｇドープのｐ型ＧａＮ層６５に対してＮｉ／Ａｌからなる第１電極６７が形成され、Ａｌ_０．７５Ｇａ_０．２５Ｎ／Ａｌ_０．６０Ｇａ_０．４０Ｎ３層ＭＧＷ５７には、Ｎｉ／Ａｌからなる第２電極７１が形成されている。これにより、第１電極６７と第２電極７１との間に電圧を印加して、サファイア基板５１側からＵＶの出力光（下方）を得ることができる。図１３は、上記構造の、電圧印加前の模式的なエネルギーバンド構造を示す図である。図１４は、上記ＬＥＤのＥＬ測定の結果を示す図である。図１４に示すように、この構造で２５０ｎｍの波長において室温で良好なシングルピークが観測された。また、図１５に示すように、２４５ｎｍという波長におけるＥＬ発光も観測されており、良質な半導体発光素子が形成されている。

図１６は、最新の２３１ｎｍでのＬＥＤシングルピーク発光データを示す図である。素子構造は、図１５等と同様であるが、Ａｌの組成を大きくしている。このように、組成を変化させることにより発光波長を調整できるバンドエンジニアリングが可能であることがわかる。また、２３１ｎｍでシングルピークが得られたことの意義は大きい。 このように、本実施の形態による結晶成長技術を用いることで、２５０ｎｍ帯（或いはさらに短波長領域）における深紫外発光素子が実現可能であることがわかる。

尚、本実施の形態では、ＡｌＧａＮ化合物半導体により光発光素子を作成する際の高品質バッファ層として用いる例を示しているが、本実施の形態による高品質バッファ層は、図１７に示すような種々の組成を持つ化合物に適用可能である。また、高品質バッファ層に対して形成する素子は、光素子以外の電子デバイスであっても良い。

また、上記実施の形態では、半導体発光素子における基板としてサファイア基板を用いているが、基板はサファイア基板に限定するものではなく、バッファ層として用いる単結晶のＡｌＮ層が成長できる基板であればよく、例えば、スピネル基板、シリコン（Ｓｉ）基板、炭化シリコン（ＳｉＣ）基板、酸化亜鉛基板、リン化ガリウム（ＧａＰ）基板、砒化ガリウム（ＧａＡｓ）基板、酸化マグネシウム基板、酸化マンガン基板、硼化ジルコニウム基板、III族窒化物系半導体結晶基板などを用いてもよい。

本発明は、深紫外発光素子として利用可能である。

本発明の一実施の形態によるサファイア基板上のＡｌＮ高品質バッファ成長構造の一例を示す図である。 貫通転位の減少の様子を合わせて示した具体的な工程図である。 図１Ｂに続く図である。 図２は、ＡｌＮ高品質バッファ層の成長条件の一例を示す図である。 図３は、キーポイントの１つとなるＮＨ_３パルス供給によるＡｌＮ成長の一例を示すシーケンス図である。 本実施の形態によるバッファ構造の評価例を示す図であり、ＸＲＤ（１０２）面のスキャンロッキングカーブの半値幅の、各成長ポイントにおける測定値を示す図であり、刃状転位量の大小を示す図である。 表面の平坦性を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）により評価した図である。 ＸＲＤにおけるスペクトル例を示す図である。 量子井戸構造の一構成例を示す模式的な断面図である。 図６に示す量子井戸構造の成長条件の例を示す図である。 図６の構造について高品質ＡｌＮバッファ層の構造をより詳細に示した図である。 室温でのＰＬ発光強度の波長依存性を示す図である。 ２５５ｎｍから２８０ｎｍにおけるＡｌＧａＮ量子井戸のＰＬ強度のＸＲＤ（１０２）の半値幅依存、すなわち結晶性依存性を示す図である。 図８の構造におけるＰＬ強度の温度依存性を示す図である。 本実施の形態による２５０ｎｍ深紫外ＬＥＤの構成例を示す図である。 図１２に示す構造の、電圧印加前の模式的なエネルギーバンド構造を示す図である。 図１４は、上記ＬＥＤのＥＬ測定の結果を示す図である。 ２４５ｎｍにおけるＥＬ発光の観測の結果を示す図である。 最新の２３１ｎｍでのＬＥＤシングルピーク発光データを示す図である。 ＩｎＡｌＧａＡｓ系４元混晶の格子定数とバンドギャップエネルギーとの関係を示す図である。

符号の説明

Ａ…ＡｌＮ高品質バッファ成長構造、１…サファイア（０００１）基板、３…ＡｌＮ核形成層、５…パルス供給ＡｌＮ層、７…連続成長ＡｌＮ層、１１…パルス供給ＡｌＮ層、１５…連続成長ＡｌＮ層。

Claims (10)

1. サファイア基板にＩＩＩ族窒化物層を形成する工程であって、前記サファイア基板側から順番に、核形成層を形成する工程と、ＩＩＩ族のソースを供給しながら窒素のソースを時間的にパルス状に供給するパルス供給により形成した窒素ソースパルス供給層形成工程と、ＩＩＩ族と窒素とのソースを連続して供給することにより形成した連続供給層形成工程と、バッファ層を形成する工程と、を備え、
   前記核形成層を形成する工程は、Ｖ−ＩＩＩ比が低いＡｌリッチの条件にすることで、表面をＩＩＩ族極性とする条件で、ＩＩＩ族ソースを連続的に供給するとともに、窒素のソースを断続的に供給する処理を１サイクルとして、このサイクルを継続するステップであることを特徴とする半導体構造の形成方法。
2. 前記窒素ソースパルス供給層形成工程は、前記核形成層を形成する工程よりもＶ−ＩＩＩ比が高い条件で、窒素ソースのパルス供給を用い第２の成長モードであるグレインサイズを拡張するステップであることを特徴とする請求項１に記載の半導体構造の形成方法。
3. 前記連続供給層形成工程は、前記核形成層を形成する工程よりもＶ−ＩＩＩ比が高い条件で行われることを特徴とする請求項１又は２に記載の半導体構造の形成方法。
4. サファイア基板にＡｌＮ層を形成する工程であって、前記サファイア基板側から順番に、核形成層を形成する工程と、アルミニウムのソースを供給しながら窒素のソースを時間的にパルス状に供給するパルス供給により形成した窒素ソースパルス供給層形成工程と、アルミニウムと窒素とのソースを連続して供給することにより形成した連続供給層形成工程と、バッファ層を形成する工程と、を備え、
   前記核形成層を形成する工程は、Ｖ−ＩＩＩ比が低いＡｌリッチの条件にすることで、表面をＩＩＩ族極性とする条件で、アルミニウムソースを連続的に供給するとともに、窒素のソースを断続的に供給する処理を１サイクルとして、このサイクルを継続するステップであることを特徴とする半導体構造の形成方法。
5. 前記窒素ソースパルス供給層形成工程は、前記核形成層を形成する工程よりもＶ−ＩＩＩ比が高い条件で、窒素ソースのパルス供給を用い第２の成長モードであるグレインサイズを拡張するステップであることを特徴とする請求項４に記載の半導体構造の形成方法。
6. 前記連続供給層形成工程は、前記核形成層を形成する工程よりも窒素−アルミニウム比が高い条件で行われることを特徴とする請求項４又は５に記載の半導体構造の形成方法。
7. 前記核形成層を形成する工程を、パルス供給により形成することを特徴とする請求項１から６までのいずれか１項に記載の半導体構造の形成方法。
8. 前記パルス供給により形成する工程はＮソースを断続的に供給する工程を有することを特徴とする請求項４から７までのいずれか１項に記載の半導体構造の形成方法。
9. Ａｌソースを連続的に供給することを特徴とする請求項８に記載の半導体構造の形成方法。
10. 前記パルス供給層と前記連続供給層との組を複数組設ける工程を有することを特徴とする請求項８又は９に記載の半導体構造の形成方法。

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