以下、本発明に係るIII族窒化物半導体発� ��素子及びその製造方法、並びにランプの一� ��施形態について、図面を適宜参照しながら� ��明する。

[III族窒化物半導体発光素子]
 図1は、本発明に係るIII族窒化物半導体発光 素子(以下、発光素子と略称することがある)� ��一例を模式的に示した概略断面図である。� ��た、図2は、図1に示すIII族窒化物半導体発� �素子の平面構造を示す概略図である。本実� �形態で説明する発光素子1は、図1に示すよう に、一面電極型のものであり、基板11上に、I II族窒化物系化合物からなるAlNシード層12と� �III族窒化物半導体からなるLED構造20とが形成 されているものである。LED構造20は、図1に示 すように、n型半導体層14、発光層15及びp型半 導体層16の各層がこの順で積層されてなるも� ��である。また、本発明に係る発光素子1は、 p型半導体層16の(0002)面におけるX線ロッキン� �カーブ半値幅が60arcsec以下であり、且つ(10‐ 10)面におけるX線ロッキングカーブ半値幅が25 0arcsec以下とされている。
 そして、本実施形態の発光素子1は、図1及� �図2に示す例のように、p型半導体層16上に透� ��性正極17が積層され、その上に正極ボンデ� �ングパッド18が形成されるとともに、n型半� �体層14のn型コンタクト層14bに形成された露� �領域14dに負極19が積層されてなる。
 以下、本実施形態のIII族窒化物半導体発光� ��子について詳述する。

<基板及びAlNシード層>
 従来、III族窒化物半導体であるGaN、AlN、InGa N、AlGaNは、大型のバルク単結晶を成長するこ とが極めて困難であるので、サファイアを基 板として用いたヘテロエピタキシャル成長が 一般に行われてきた。しかしながら、サファ イアと上記III族窒化物半導体との間には、11~ 23%の格子不整合、及び、2×10 ^-6 [deg ^-1 ]以下の熱膨張係数差が存在する。また、両� �の化学的性質が異なるために、サファイア� �に直接成長させたIII族窒化物半導体エピタ� �シャル膜は、基板の単結晶としての性質を� �分的にしか受け継ぐことができず、3次元的� ��成長してしまうため、表面の形状を平坦に� ��つことが非常に難しいとされてきた。

 GaNの単結晶膜を成長させるために、基板に� ��要な特性としては、まず、1200℃迄の耐熱性 と、このような温度においてNH ₃ に反応しないことが要求される。工業生産的 に使用可能なコストで、製造可能な基板とし ては、サファイアとSiCのみが挙げられる。こ れらの中でも、コストを比較するとサファイ アが圧倒的に有利であり、実際に生産されて いるGaN系のLEDの内の90%以上がサファイア基板 を使用している。
 しかしながら、サファイアとGaNとでは、格� ��定数や熱膨張係数が異なること、さらに、� ��学的特性が異なること等から、このような� ��料からなる基板上に、GaN単結晶を直接成長� ��せることはできないとされている。この結� ��、サファイア基板上に形成されたInGaN発光� �子は、種々の工夫によって大幅な改善がな� �れてきたとはいえ、内部において、かなり� �密度で欠陥を包含しており、発光効率や素� �寿命を充分に向上させることに限界がある� �いう問題があった。

 一般的に、格子不整合の大きなヘテロエピ� ��キシャル成長で結晶性の良好な単結晶膜を� ��る方法としては、以下の2通りの考え方の流 れがある。本発明は、以下の2通りの考え方� �内、下記(1)の流れに沿うものである。
 (1)基板とエピタキシャル膜の中間的な物理� ��数を有する材料を介して成長を行うことに� ��り、エピタキシャル膜の品質を向上するこ� ��ができる。即ち、格子定数、化学的性質及� ��熱膨張係数等が中間的な性質である薄膜を� ��基板とエピタキシャル膜の間に介在させる� ��この場合には、基板の単結晶の性質を、出� ��る限りそのまま単結晶でエピタキシャル膜� ��受け継がせたいので、これらの間に単結晶� ��膜を介在させる必要がある。
 (2)目的の単結晶薄膜と同じ物質の多結晶、� ��るいは非晶質の膜を基板とエピタキシャル� ��の間に介在させる。通常、このような膜を� ��成する方法としては、単結晶成長温度より� ��低い温度で成膜することによって成膜する� ��SOS(Silicon on sapphire)等のエピタキシャル法� �用いられる。また、GaN on sapphire法では、低 温バッファ層として大きな成果があげられて いる。また、この場合の機構としては、バッ ファ層上においてはGaNの核発生密度が高く、 この中で、結晶方位が良好に揃った結晶粒の みが選別的に成長及び合体することで粒界の 発生を抑え、バッファ層上において横成長方 向の成長が速いことを利用して平坦化する。

「サファイアからなる基板の条件」
 本発明において用いることが好ましいサフ� ��イアからなる基板11の条件としては、以下� �ようなことが挙げられる。
 まず、サファイアからなる基板11表面を充� �に洗浄する。ここで説明する洗浄とは、以� �の(1)~(4)に示すものを極力排除することであ� ��。
 (1) 研磨剤の残りやサファイアの切り屑を� �表例とするパーティクル。
 (2) 取り扱い時に生じる表面傷、潜傷とよ� �れる非常になだらかな凹凸や微妙な組成変� �。
 (3) 空気中に浮遊する有機物が表面に付着� �た有機物の薄膜。
 (4) 工程において治具が接触することによ� �て発生するパーティクルと、環境中におい� �存在するゴミ。

 さらに、基板11表面の平坦度については、� �下の条件を満足させるのが好適である。
なお単結晶の方位としては、C面(0002)が好ま� �い。
 (1) Ra≦2Åを満たすこと。
 (2) 適切なオフ角、好ましくは0.1~0.7度、さ� ��に好ましくは0.3~0.6度のオフ角を有すること 。
 (3) 各面のステップが、原子間力顕微鏡(AFM) 等で観察できるレベルで明瞭に備えられてい ること。この場合の面密度は高いほど好まし い。
 (4) 上記オフ角を設けることで生成したス� �ップ以外の突起は、極力ない方がよい。

 なお、サファイア単結晶の結晶性について� ��、当然のことながら、欠陥が少ないほど好� ��しいが、ヘテロエピタキシャル成長をさせ� ��基板であるので、上記の表面性を確保する� ��とが重要であり、基板の結晶性の微妙な差� ��、エピタキシャル成長後のGaNの特性に大き� ��は作用しない。よって、サファイア単結晶� ��成長方法は、コストを最優先として決定す� ��ことができる。
 また、本発明は、サファイアからなる基板1 1の直径が100mm以上である場合に、特に効果を 発揮するものである。

「AlNシード層」
 本実施形態の発光素子1は、基板11上に、III� ��窒化物系化合物からなるAlNシード層12が形� �される。
 AlNシード層12をなすIII族窒化物系化合物と� �ては、AlN単結晶を用いることが好ましい。

 AlNシード層12は、(0002)面におけるX線ロッキ� ��グカーブ半値幅(FWHM)が100arcsec以下であり、� ��つ(10‐10)面におけるFWHMが1.7°以下であるこ� ��が好ましい。
 一般的に、III族窒化物系化合物では、(0002)� ��のFWHMは結晶の平坦性(ティルト)の指標とな� ��、(10-10)面のFWHMは結晶の転位密度(ツイスト) の指標となる。AlNシード層12の(0002)面及び(10- 10)面のFWHMが上記範囲であれば、AlNシード層12 が良好な結晶性及び配向を有するとともに、 平坦性に優れた膜となるので、その上に形成 されるLED構造20の各層が結晶性に優れたもの� ��なる。

 AlNシード層12の膜厚は、10~50nmの範囲とする� ��とが好ましく、より好ましくは25~35nmの範囲 である。
 また、本発明のIII族窒化物半導体発光素子� ��得るためには、後述の製造方法におけるプ� ��セス制御により、AlNシード層12中の酸素含� �量を5原子%以下になるように制御することが 好ましい。

 本発明におけるAlNシード層12は、単結晶か� �なるシード機能を有する層であり、この上� �結晶性に優れるGaNを成膜するために設けら� �る。
 一方、従来から用いられている所謂バッフ� ��層は、柱状結晶の集合体からなる多結晶構� ��を有し、サファイア等からなる基板と、そ� ��上のGaN層との格子不整合を緩和するために� ��けられる層であり、本発明のAlNシード層12� �は異なるものである。

<LED構造>
 図1に示すように、LED構造20は、基板11上に� �上述のようなAlNシード層12を介して、III族窒 化物半導体からなるn型半導体層14、発光層15� ��びp型半導体層16が順次積層された構造とさ� ��ている。

「n型半導体層」
 n型半導体層14は、通常、AlNシード層12上に� �下地層(アンドープGaN)を成長させた後に積層 される層であり、本実施形態において説明す る例では、AlNシード層12上に積層された下地� ��14a上に、さらにn型コンタクト層14b及びn型� �ラッド層14cが積層されて構成される。なお� �n型コンタクト層は、下地層、及び/又は、n� �クラッド層を兼ねることが可能であるが、� �地層が、n型コンタクト層、及び/又は、n型� �ラッド層を兼ねることも可能である。

「発光層」
 発光層15は、n型半導体層14上に積層され、p� ��半導体層16がその上に積層される層である� �このような発光層としては、例えば、多重� �子井戸構造の他、単一井戸構造を採用する� �とができる。本実施形態で説明する例では� �図1に示すように、障壁層15aと井戸層15bとが� ��互に繰り返して積層され、且つ、n型半導体 層14側及びp型半導体層16側に障壁層15aが配さ� ��る順で積層される。

 障壁層15aとしては、例えば、井戸層15bより� ��バンドギャップエネルギーが大きいAl _c Ga _1-c N(0≦c<0.3)等の窒化ガリウム系化合物半導体 を、好適に用いることができる。
 また、井戸層15bには、インジウムを含有す� ��窒化ガリウム系化合物半導体として、例え� ��、Ga _1-s In _s N(0<s<0.4)等の窒化ガリウムインジウムを� �いることができる。

 本実施形態の発光層15は、障壁層15aの1層あ� ��りの厚さが6~9nmの範囲とされていることが� �ましい。また、発光層15は、さらに、1層の� �壁層15aと、該1層の障壁層15aに隣接する1層の 井戸層15bとの合計の厚さが8~12nmの範囲とされ ていることが好ましい。
 また、発光層15全体膜厚としては、特に限� �されないが、障壁層15a及び井戸層15bの膜厚� �上記範囲とされたうえで、量子効果の得ら� �る程度の膜厚、即ち臨界膜厚領域であるこ� �が好ましい。例えば、発光層15の全体膜厚は 、500nm以下であることが好ましく、100nm前後� �膜厚であればより好ましい。発光層15の全体 膜厚が上記範囲であると、発光出力の向上に 寄与する。

 発光層15に備えられる活性層、即ち井戸層15 bには、Inが含有されることから成長温度を低 くする必要がある。しかしながら、Inを含有� ��る井戸層を低温で成長させると、成膜後の� ��晶性が低下するという問題がある。そこで� ��Inを添加していない障壁層15aを成長させて� �晶性を回復させる。従って、結晶性をでき� �限り回復させるためには、障壁層15aの厚さ� �可能な限りで厚い方が好ましい。この際、� �えば、隣接する井戸層と障壁層との合計の� �さを、例えば150Å程度に厚くすることが考� �られるが、このような場合には発光強度(輝� ��)が低下するという問題がある。
 本発明においては、AlNシード層12の結晶性� �高めることにより、該AlNシード層12上に形成 されるn型半導体層14の結晶性が優れたものと なる。これにより、n型半導体層14上に形成さ れる発光層15において、隣接する井戸層15bと� ��壁層15aとの合計の厚さを薄く構成した場合� ��あっても、これら各層の結晶性が低下する� ��が抑制される。また、発光層15の発光強度� �、隣接する井戸層15bと障壁層15aとの合計の� �さが薄いほど向上するので、発光強度をよ� �向上させることが可能となる。
 一方、隣接する井戸層15bと障壁層15aとの合� ��の厚さを薄くした場合には、これに伴って� ��リーク電流が増大してしまうという問題も� ��じる。

 また、III族窒化物半導体発光素子におい� ��は、井戸層15bの厚さと、該井戸層15bで発生� ��る光の発光強度との間に相関性があること� ��知られている。本発明の発光素子のように� ��GaN結晶(n型半導体層14)上に形成されるGaInN結 晶(井戸層15b)は、格子定数の違いによって圧� ��歪みが生じる。この際、ピエゾ電界が発生� ��、この電界のためにシュタルク効果の作用� ��よってエネルギーギャップのずれが生じ、� ��光効率の大幅な低下をもたらす場合がある� ��ここで、井戸幅の狭い量子井戸においては� ��エゾ電界の効果が抑制されることから、井� ��幅を狭く、即ち井戸層の厚さを薄くするこ� ��により、発光強度の改善が期待できる。し� ��しながら、上述したように、井戸層を薄く� ��成した場合には、貫通した転位密度が多い� ��リーク電流が増大してしまうため、井戸幅� ��狭くすることには限界があった。

 本発明においては、基板11上に上記構成� �AlNシード層12を積層し、この上に、下地層14a を備えるn型半導体層14を形成することにより 、結晶性に優れたn型半導体層14を備えている 。そして、この結晶性に優れたn型半導体層14 の上に発光層15を形成することにより、井戸� ��において貫通した転位密度が発生するのが� ��制されるので、井戸層におけるリーク電流� ��抑制することができ、発光強度を大幅に向� ��させることが可能となる。即ち、基板11上� �結晶性に優れたn型半導体層14が形成された� �ェーハを用いることと、障壁層15aの厚さを6~ 9nm(1層あたり)の範囲とし、且つ、隣接する障 壁層15aと井戸層15bとの合計厚さを8~12nmの範囲 とすることで、井戸層15bの厚さ(井戸幅)を薄� ��且つ適正範囲に限定することにより、上記� ��果を得ることが可能となる。

 このように、本発明の発光素子においては� ��下層のn型半導体層14(GaN結晶)の結晶性に応� �て、LED構造20をなす発光層15の構造や、その� ��膜条件を最適化することにより、発光強度� ��大幅に向上させることが可能となる。
 また、本発明では、上記構成により、発光� ��15を構成する障壁層15a及び井戸層15bの何れ� �結晶性が高められるので、発光層15における 最上層の障壁層15a上に形成される、後述のp� �半導体層16の結晶性も向上する。

「p型半導体層」
 p型半導体層16は、p型クラッド層16a及びp型� �ンタクト層16bから構成されている。なお、p� ��コンタクト層がp型クラッド層を兼ねる構成 であってもよい。

(p型半導体層のX線ロッキングカーブ半値幅)
 本発明に係る発光素子1においては、基板11� ��にAlNシード層12を介してLED構造20が積層され 、この最上層となるp型半導体層16(本例ではp� ��コンタクト層16b)の(0002)面におけるX線ロッ� �ングカーブ半値幅(FWHM)が60arcsec以下であり、 且つ(10‐10)面におけるX線ロッキングカーブ� �値幅が250arcsec以下であることが好ましい。II I族窒化物半導体が積層されてなるLED構造20に おいて、最上層となるp型半導体層のFWHMが上� ��範囲であれば、LED構造20のほぼ全体に渡っ� �良好な結晶性が得られるので、内部量子効� �が大幅に向上し、高い発光強度が得られる� �

 従来、一般的に行なわれているような低� ��バッファ層を用いる方法であると、バッフ� ��層をAlNやAlGaNから構成した場合、バッファ� �の結晶性はFWHMで数千~数万arcsec(1°~10°)程度� �オーダーとなるため、バッファ層上にLED構� �を構成する各層を成長させるのに伴い、上� �の結晶性が向上した場合でも、最上層のp型� ��導体層のFWHMは、(0002)面で100arcsec程度、(10-10 )面で300arcsec程度が限界と考えられていた。

 本発明においては、発光層15を構成する井� �層15bの結晶性が向上しているので、p型半導� ��層16を形成する際の成長温度を高くするこ� �が可能となり、後述の製造方法において詳� �を説明するが、p型半導体層16の結晶性が向� �するという効果が得られる。これにより、� �発明においては、p型半導体層16(p型コンタク ト層16b)の(0002)面におけるX線ロッキングカー� ��半値幅が60arcsec以下であり、且つ(10‐10)面� �おけるX線ロッキングカーブ半値幅が250arcsec� ��下である特性が得られる。
 上述したように、LED構造20の最上層となるp� ��半導体層16の結晶性を表すFWHMは、III族窒化� ��半導体発光素子全体の結晶性を表す指標と� ��る。本発明では、p型半導体層16の(0002)面及� ��(10-10)面のFWHMが上記範囲となる構成とする� �とにより、p型半導体層16のみならず、発光� �子1全体の結晶性が高められたものとなり、� ��い発光強度が得られる。

<電極>
 本実施形態の発光素子1は、上記構造を有す るLED構造20に備えられるp型半導体層16のp型コ ンタクト層上に正極が、n型半導体層14のn型� �ンタクト層14b上に負極が設けられる。

『正極』
 本実施形態の発光素子1に設けられる正極は 、p型半導体層16(p型コンタクト層16b)上に形成 される透光性正極17と、その上に形成される� ��極ボンディングパッド18とからなる。

 透光性正極17は、上述のようなLED構造20のp� �半導体層16上に形成される、透光性を有する 電極である。
 透光性正極17の材質としては、特に限定さ� �ず、ITO(In2O3-SnO2)、AZO(ZnO-Al2O3)、IZO(In2O3-ZnO)、G ZO(ZnO-Ga2O3)等の材料を、この技術分野でよく� �られた慣用の手段で設けることができる。� �た、その構造も、従来公知の構造を含めて� �何なる構造のものも何ら制限なく用いるこ� �ができる。

 正極ボンディングパッド18は、図2に示すよ� ��に、透光性正極17上に形成される電極であ� �。
 正極ボンディングパッド18の材料としては� �通常、オーミック接合層、拡散防止層及び� �ンディング層の3層からなり、Ti/Pt/Auの3層か� ��なる構成が、最も広く知られている構造で� ��る。また、ITOとオーミック接触する金属と� ��て、Tiの代わりにCr、Ta、Zr等を用い、また� �拡散防止層として、上記PtをMo、W、Rh等と置� ��換えた構成としても良い。

 負極19は、n型半導体層14、発光層15及びp型� �導体層16が順次積層されてなるLED構造20にお� ��て、た半導体層において、n型半導体層14のn 型コンタクト層14bに接するように形成される 。このため、負極19を形成する工程において� ��、図1及び図2に示すように、p型半導体層16� �発光層15及びn型半導体層14の一部を除去して n型コンタクト層14bの露出領域14dを形成し、� �の上に負極19を形成する。
 負極19の材料としては、上述のような正極� �ンディングパッド18に用いる材料をそのまま 用いることが可能で、各種組成および構造の 負極が周知であり、これら周知の負極を何ら 制限無く用いることができ、この技術分野で よく知られた慣用の手段で設けることができ る。

 以上説明したような、本発明に係るIII族� ��化物半導体発光素子1によれば、基板11上にI II族窒化物系化合物からなるAlNシード層12が� �層され、該AlNシード層12上に、III族窒化物半 導体からなるn型半導体層14、発光層15及びp型 半導体層16の各層が順次積層されてなり、p型 半導体層16の(0002)面におけるロッキングカー� ��半値幅が60arcsec以下であり、且つ(10‐10)面� �おけるロッキングカーブ半値幅が250arcsec以� �である構成なので、III族窒化物半導体から� �る各層が結晶性に優れた層となり、内部量� �効率が向上することによって高い発光出力� �得られる。

[III族窒化物半導体発光素子の製造方法]
 本実施形態のIII族窒化物半導体発光素子の� ��造方法は、基板11上にIII族窒化物系化合物� �らなるAlNシード層12を積層し、該AlNシード層 12上に、n型半導体層14、発光層15及びp型半導� ��層16の各層をIII族窒化物半導体から形成し� �順次積層し、上記構成のIII族窒化物半導体� �光素子を製造する方法であり、特に、p型半� ��体層16を有機金属気相化学反応法(MOCVD法)に� ��って成膜するとともに、成膜装置のチャン� ��内において、基板11上にIII族窒化物半導体� �らなる層が形成されたウェーハと、該ウェ� �ハのIII族窒化物半導体からなる面に対して� �行に備えられるシールドとの距離を30mm以下� ��する方法としている。

<AlNシード層の形成>
 まず、基板11に前処理を行なった後、基板11 上に、III族窒化物系化合物からなるAlNシード 層12を成膜する。

『表面プラズマ処理』
 本発明においては、基板11上にAlNシード層12 を形成する前に、基板11表面のプラズマ処理� ��行なうことが好ましい。このような表面プ� ��ズマ処理においては、電圧の印加方法、ガ� ��の種類、ガス圧、印加パワー及び温度等の� ��件が重要なパラメータとなる。

 サファイアからなる基板を、真空中でプ� ��ズマを発生させる成膜装置内に配置して、A lN単結晶からなるAlNシード層12を形成する際� �上述のように、基板11表面が充分に洗浄され ている場合でも、一般に、基板11の洗浄及び� ��燥が終了してから成膜装置に投入するまで� ��、一定の時間がかかってしまう。例えば、� ��リーンルーム内で基板11を真空パックして� �クリーンルーム内で取り出したとしても、� �般に、基板表面は状況によって広い範囲で� �化してしまう。そこで、真空とされた成膜� �置に基板11を搬入して、成膜する直前にプラ ズマを用いて基板11表面を整えるのが好適で� ��る。

「電圧の印加方法」
 成膜装置のチャンバ内にプラズマを起こす� ��法としては、大別すると、印加する電圧がD CあるいはRFかで、また、チャンバをアースし た場合、電圧をかける対象がターゲットある いは基板かで、合わせて4種類に分類される� �ここで、サファイアからなる基板11が絶縁性 であること、並びに、ターゲットの原子が飛 び出すと基板表面についてしまう可能性があ るので目的から外れてしまうこと、の2つの� �から、基板11の表面を成膜直前に整える目的 を考慮し、RF電圧を基板側にかける方法とす� ��ことが好ましい。

「ガスの種類」
 基板11の表面にプラズマ処理を施す際、プ� �ズマ発生に用いるガスの種類としては、特� �限定されず、適宜選択して用いることがで� �る。但し、本工程の目的は基板表面の有機� �を飛ばすことが主であり、サファイアから� �る基板表面の原子が叩き出されてしまうと� �基板表面のステップが乱れてしまうものと� �えられる。このため、表面プラズマ処理の� �程においては、反応性の高いガスを使用す� �ことは困難である。また、不活性ガスを用� �る場合であっても、重い原子は上記同様に� �壊力が勝ってしまうので好ましくないため� �例えば、HeやH ₂ 等を用いることが考えられるが、プラズマ放 電が安定しにくいという問題があり、安定す るまでArを混ぜると、Arによる破壊力が問題� �なる。従って、表面プラズマ処理には、O ₂ かN ₂ を用いることが好ましい。しかしながら、O ₂ は、ガスがチャンバ内に残留すると、それが 微量であっても、次工程のAlNのスパッタの際 に、結晶成長を阻害するので使用を避けるこ とが好ましい。従って、板11の表面にプラズ� ��処理を施す際は、N ₂ プラズマを使った処理が好ましい。また、プ ラズマを安定に保つ目的から、Arを混ぜても� ��いことは言うまでもない。

「印加パワー・ガス圧」
 基板に表面プラズマ処理を施す際の投入パ� ��ーは、極力低い方が好ましく、プラズマが� ��定に保てる最低レベルであれば良い。従来� ��知のスパッタ成膜装置において用いられる� ��ャンバ及びカソードのサイズでは、投入パ� ��ーは10-100W程度が適切な範囲である。
 また、ガス圧については、高すぎる場合に� ��、粒子は互いにぶつかり合って運動エネル� ��ーを失ってゆく。一方、ガス圧が低い場合� ��は、運動エネルギーの大きな粒子が基板表� ��を叩き付けることになるので、プラズマを� ��定に保てる範囲で高圧とすることが好まし� ��。但し、無理にガス圧を上げると、プラズ� ��を安定に保つためには大きなパワーが必要� ��なるが、パワーが100Wよりも高くなると、基 板表面を整える以上に欠陥を導入してしまう 。従って、表面プラズマ処理時のガス圧は、 0.8-1.5Paが適切な範囲である。

「温度」
 基板11の表面を整えるという目的において� �、温度はさほど重要なパラメータではなく� �室温から1000℃迄の、どの範囲の温度であっ� ��も目的を達することができる。但し、成膜� ��前の処理であることから、次工程におけるA lNシード層の成膜温度と同じ温度とすること� ��、工業生産上の観点から好ましい。なお、� ��面プラズマ処理における温度が高すぎると� ��板に与えるダメージが大きくなり過ぎる可� ��性がある。ここで説明する、高すぎる温度� ��は、例えば、800℃を超える温度を指す。
 また、表面プラズマ処理を、AlNシード層12� �成膜処理を行なうチャンバとは異なる、別� �チャンバで行うことも可能である。この場� �の利点としては、スループットが上げられ� �また、温度を別々に設定できるということ� �挙げられる一方、不利な点としては、表面� �ラズマ処理から次の成膜までの時間がかか� �、基板表面の汚染が生じる可能性があると� �うことが挙げられる。

『AlNシード層の成膜処理』
 表面プラズマ処理に引き続いて、基板11上� �、AlN単結晶からなるAlNシード層12を成膜する 。
 ここで説明する単結晶とは、結晶粒界がな� ��結晶のことであり、全ての部分で同じ結晶� ��位を有している結晶のことである。しかし� ��がら、通常、完全結晶でない限り何らかの� ��陥は存在し、その欠陥の配置によって微妙� ��結晶方位が結晶中で変化してゆく。従って� ��どの程度の欠陥が入ると多結晶で、どこか� ��が単結晶かを区切るのは困難である。本例� ��おいては、サファイアからなる基板上のAlN� ��ード層において、TEM断面観察で200nm□視野� �粒界が見えない状態を目標とし、これを実� �するためには以下に説明するような各条件� �満足する必要がある。

 C面の薄膜を考慮した場合、いわゆる結晶性 としては、まず、(0002)面のX線ロッキングカ� �ブ(XRC)回折ピークの幅が問題となる。この回 折ピークが充分にシャープになっている場合 には、抜けのない面が一定の面間隔で並んで いる状態となる。
 次に、面内におけるどの場所でも同じ方向� ��向いているかどうかの尺度が、XRCのシャー� ��さ(FWMH)となる。これが乱れていると、結晶� ��勝手な方向に成長してしまう可能性があり� ��平滑な面を確保できなくなる。従って、AlN� ��ード層としての結晶性では、(0002)面が良好� ��揃っていることが前提条件となる。
 次に、(10-10)面は、この面と垂直な方向から 見た場合、部分的に回転している場所がどの 程度あるかを示す指標が、XRCのピークの半値 幅になる。この指標が悪くなると、C軸方向� �貫通する欠陥ができていくことになるので� �耐圧を確保するためには重要なパラメータ� �ある。しかしながら、AlNシード層としては� �不連続な境界がなければ問題ないと考えら� �る。

 本発明者等が、(10-10)面のXRCの半値幅が1.5deg reeの試料を、平面TEMによって数十視野観察し たところ、不連続な粒界がないことが確認さ れているので、これ以下ならば問題はないも のと考えられる。
 また、AlNシード層の(0002)面と(10-10)面のX線� �折のロッキングカーブの半値幅(FWHM)が、そ� �ぞれ100arcsec,1.7degree以下であれば、その上に� ��晶性の良好なGaNをエピタキシャル成長させ� ��ことができる。この場合には、LED構造20の� �上層であるp型半導体層16(p-GaN層)の結晶性が� ��XRC FWHMで(0002)面、(10-10)面のそれぞれが60arcs ec,250arcsecのレベルで得ることが可能となる。

 本発明の製造方法のAlNシード層12の成膜� �理において、重要なパラメータとしては、� �ーゲットの種類、電圧・磁場印加方法、ガ� �の種類、ターゲットと基板の距離、プラズ� �の形状とプラズマを閉じ込める体積、ガス� �力、印加パワー及び成膜温度が挙げられる� �以下に、各条件について説明する。

「ターゲットの種類・電圧・磁場印加方法」
 チャンバ内にプラズマを起こす方法として� ��、大別して、印加する電圧がDC又はRFである か、また、チャンバをアースした場合に電圧 をかける対象が、ターゲット又は基板である かで、合わせて4種類に分類される。
 また、AlNシード層を成膜するためのターゲ� ��トとしては、高純度AlNをターゲットにする� ��法と、高純度AlをターゲットとしてガスにN ₂ をいれ、プラズマでN ₂ を分解してAlとNとを反応させる方法とが考え られる。しかしながら、高純度AlN粉末を焼結 しようとすると、CeO ₂ 等の焼結助剤を入れる必要があり、高純度で 緻密なAlNターゲットを得るのが難しいという 問題がある。ここで、本発明の目的のために は、最低でも5N以上の純度の高純度Alが必要� �あるが、高純度Alは6Nまで市販されており、� ��易に確保することができる。

 また、DCで放電を起こす場合は、ターゲ� �トが導電体であることが必須である。した� �ってターゲットに高純度AlNを用いた場合に� �、必然的に電圧の印加方法はRFでなければな らなくなる。ターゲットが高純度Alであれば� ��DCとRFの両方から適宜選択して用いることが できる可能性がある。但し、ターゲットに高 純度Alを用いた場合、Al表面でAlNが生成され� �絶縁化されてしまうことがあり、このよう� �場合には、電荷が溜まって落雷現象が発生� �る。従って、DCの場合は、Al表面にAlN膜が生� ��しないよう、パルス印加とすることが必要� ��ある。

 なお、DCスパッタ及びRFスパッタの、各々の 長所及び短所について以下に説明する。
 DCスパッタを用いた場合には、安価な電源� �用いることができ、制御が容易であり、ま� �、カソードとアノードが明確なので、プラ� �マによって叩きつけられる場所や成膜する� �所を容易に制御することができ、またさら� �、不純物低減の設計がしやすいという長所� �ある。一方、DCスパッタでは、放電が安定す る範囲や、運動エネルギーの範囲が狭いとい う短所がある。
 RFスパッタを用いた場合には、放電が安定� �る範囲や、運動エネルギーの範囲が広いと� �う長所がある。一方、RFスパッタでは、電源 が高価であり、マッチングボックスが必要で 放電が立つまでの時間が遅いという問題の他 、カソードとアノードが明確でないために、 シールドの何れの位置からもプラズマによっ て粒子が叩き出され、また、不純物の低減の 設計がし難いという短所がある。

 なお、DCスパッタ及びRFスパッタともに、プ ラズマを安定にするためには、磁場を作る必 要がある。磁場のかけ方としては、永久磁石 を用いる方法、あるいは電磁石を用いる方法 の二種類があり、磁場を均一にするために磁 石を運動させる場合が多い。ここで、ターゲ ットが円形の場合は、永久磁石を回転させる のが一般的であり、また、ターゲットが四角 形の場合には、永久磁石を往復運動させるの が一般的である。また、永久磁石をうまく配 置できない場合には、コイルを外側においた ICP電極と呼ばれる形式がある。
 また、プラズマ密度は、主に磁場の強さに� ��存するので、膜厚を均一にするためには磁� ��の強さが均一になっている必要がある。こ� ��ため、種々の磁場発生法を組み合わせた方� ��も、頻繁に採用されている。
 以上説明したような各条件を総合して勘案� ��た場合、AlNシード層を成膜する場合は、高� ��度Alターゲットを用いたRF放電が最も適して いる。

「ガスの種類」
 AlNシード層の成膜処理において、プラズマ� ��発生させるガスの種類としては、ターゲッ� ��がAlNであればArのみの使用でも可能である� �、ターゲットがAlの場合は、Ar及びN ₂ が必要である。ターゲットがAlの場合にガス� ��N ₂ のみであると、Al原子が叩き出される前にAlN� ��なってしまい、成膜速度がほとんど上がら� ��いという問題があり、また、ガスがArのみ� �あると、金属Alの薄膜が成膜されてしまう。
 ここで、N ₂ の量を増やしていくとAlNが成膜されてゆくが 、N ₂ のガス分圧が低いとAlNのNが不足し、形成さ� �た膜に色がついてしまう。また、Alで飛び出 した原子を過不足なく窒素化するためには、 活性化したN ₂ の量が、叩き出されるAl原子の数に合ってい� ��必要がある。N ₂ の量が過剰だと、AlN膜に欠陥が大量に導入さ れ、膜に色がついた状態となる。従って、Ar� ��N ₂ とを適切な比率で混合したガスを用いること が好ましい。
 また、ArとN ₂ の適切な比率は、ガス圧と印加パワーによっ ても変化する。ここで、Alがたたき出される� ��度は、印加パワーには依存するがガス圧に� ��依存しない。しかしながら、N ₂ の活性化率は、ガス圧が低い方が高くなる。 このため、ガス圧が低い場合にはArの比率を� ��げる必要があり、また、印加パワーが高い� ��合もArの比率を下げる必要がある。

 なお、本発明に用いる窒素原料としては、� ��般に知られているNH ₃ などの化合物をなんら問題なく用いることが できる。窒素ガス(N ₂ )を窒素原料として用いた場合、装置が簡便� �済む一方で、N ₂ は非常に安定で活性化しにくいため、高い反 応速度を得るのが難しいという問題がある。 本発明では、サファイアからなる基板をプラ ズマ中に入れることにより、N ₂ が基板表面近傍で活性化する作用を利用して いる。この結果、アンモニアには劣るが利用 可能な程度の成膜速度を得ることができる。

「ターゲットと基板の距離」
 サファイアからなる基板が直径100mmである� �合、全面に均一に成膜するためには、ター� �ットの大きさは直径200mm程度であることが必 要とある。上述したように、スパッタ成膜時 、プラズマを安定にするために磁場をかける のが一般的であるが、磁石を配置する場所は 、通常、ターゲットの裏側になる。この場合 、ターゲット表面に磁場が集中するので、プ ラズマ密度もターゲット表面において高くな る。
 本発明では、高エネルギーを持つプラズマ� ��子同士を、基板表面において反応させるの� ��目的であるから、プラズマ密度ができるだ� ��高い位置に基板を配置する必要がある。タ� ��ゲットと基板の距離を離しすぎると、基板� ��プラズマ密度の高い所に置くことができな� ��なるので好ましくない。また、基板が直径1 00mmであり、直径200mmのターゲットを用いる場 合、ターゲットと基板の距離は40~80mm程度が� �正である。

「プラズマの形状とプラズマを閉じ込める体 積」
 AlNシード層の成膜処理時、プラズマがチャ� ��バの壁面まで届いてしまうと、壁面が汚れ� ��しまい、この汚れを取り除くのは困難であ� ��ので、一般的に、プラズマを閉じ込めるた� ��のシールドをチャンバ内に設置して用いる� ��シールドは、チャンバの壁面が汚れるのを� ��ぐためのみならず、チャンバにアースされ� ��ことで電極としての働きも有しており、プ� ��ズマの形状を規定するものとなる。

 ここで、チャンバ内の真空度を上げるため� ��は排気効率を高める必要があり、そのため� ��は、できる限り容積の小さなチャンバを用� ��ることが好ましい。しかしながら、小さす� ��る空間にプラズマを閉じ込めると、シール� ��がプラズマで叩かれ、シールドの材料成分� ��成膜される膜にまで混入してしまうという� ��題がある。特に、シールドの表面には、ほ� ��必ず水分子が付着しており、この水分子が� ��ラズマで叩かれて放出されると、スパッタ� ��膜される膜中にまでOHやOが入り込んでしま� ��。
 従って、シールドの大きさとしては、ター� ��ットをぎりぎりで囲む程度の寸法ではなく� ��ターゲットから、ある程度離してシールド� ��配置できる寸法とする必要がある。このた� ��、直径200mmのターゲットを用いた場合には� �最低でも300mm程度の直径を持つシールドが必 要となる。

「ガス圧力・印加パワー」
 AlNシード層の成膜処理においては、基本的� ��は、ベースプレッシャーが膜質を決定する� ��のと考えられる。
 本発明では、2.0×E ^-5 Pa以下の圧力を示す高真空が必要である。こ� ��よりも劣る真空度であると、チャンバ内の� ��囲気中に存在するO等の不純物が、成膜され たAlNシード層中に混入してしまい、結晶に欠 陥が導入されてしまう。また、ベースプレッ シャーが充分に下がっている場合でも、プラ ズマを立てた際に、シールド表面に付着した 水分等の不純物が叩き出されて膜質が低下す ることがある。

 また、ガス圧力が高過ぎると、プラズマ中� ��粒子が衝突し合って運動エネルギーを失う� ��いう問題がある。単結晶を成膜する場合に� ��、高い運動エネルギーを有するAlとNとが基� ��表面で反応することが必要であるから、高� ��ぎるガス圧は好ましくない。しかしながら� ��ガス圧を低くし過ぎると、N ₂ のプラズマ粒子がAlターゲットに衝突して反� ��してしまう量が増大してしまうので、好ま� ��くない。このため、ガス圧力としては、一� ��のスパッタ成膜ガス圧力である0.3~0.8Paの範� ��が適正である。

 AlNシード層の成膜処理における印加パワー� ��、成膜速度に比例するので、小さ過ぎる場� ��には成膜速度が充分に得られない。また、� ��ャンバ内の雰囲気中に存在するO ₂ 、H ₂ O等の残留ガス成分が不可避的に膜中に入り� �むが、これらが入り込む量は、所定時間当� �りで一定と考えられる。このため、成膜速� �が遅いと入り込む量が相対的に増えること� �ら、膜の純度が低下するので好ましくない� �従って、出来る限り早い成膜速度が必要と� �るので、印加パワーは高い方が好ましい。� �し、印加パワーが大き過ぎると、シールド� �直接プラズマに曝されるので、シールドか� �不純物が叩き出されてしまう。従って、適� �な印加パワーとしては、直径200mm程度のター ゲットを用いた場合は、500~2500W程度である。
 また、適切なガス圧力は、印加パワーによ� ��て変化する。印加パワーが大きい場合、そ� ��が適切な範囲であっても比較的高いガス圧� ��とすることが好ましく、印加パワーが低い� ��合には、それが適切な範囲であっても相対� ��に低いガス圧力とすることが好ましい。

「成膜温度」
 AlNシード層の成膜時の基板の温度は、300~800 ℃の範囲であることが好ましい。AlNシード層 成膜時の基板の温度が300℃未満だと、原子が 基板に到達して単結晶を作るために移動する 距離が充分でなくなり、基板の全面を覆うこ とができず、ピットが生成し始める。また、 基板の表面で単結晶を作るという観点では、 AlNが分解し始める温度まで基板温度を上げた 方が有利であり、その温度は1200℃程度であ� �ので、上限はもっと高い温度である。しか� �ながら、基板周りの固定ジグやシールド等� �並行して温度が上昇するため、そのような� �所からの脱ガスが多くなり、膜中に混入す� �不純物混入が増えてしまうので、高い温度� �設定した場合でも、必ずしも良い結果は得� �れない。
従って、実際のプロセスにおいては、成膜温 度を800℃よりも高くしないことが好ましい。 但し、高真空度が維持できる構造が達成でき れば、より高い成膜温度で成膜する方が、結 晶性を向上させる点から、さらに有利になる と考えられる。

「AlNシード層中の酸素濃度」
 本発明の製造方法においては、上記のIII族� ��化物半導体積層構造体を得るために、得ら� ��るAlN結晶膜中の酸素含有量が5原子%以下に� �るように、プロセスを適正に制御すること� �好ましい。

 なお、上記各条件によって成膜されるAlN� ��ード層12の膜厚は、10~50nmの範囲が好ましく� ��より好ましくは25~35nmの範囲である。

<LED構造の形成>
 本実施形態の製造方法では、基板11上に成� �されたAlNシード層12の上に、III族窒化物半導 体からなるLED構造20を形成する。本例では、L ED構造20を構成する各層を、従来公知のMOCVD法 によって形成する方法としている。

『n型半導体層(下地層、n型コンタクト層、n� �クラッド層)の形成』
 LED構造20を形成する際、まず、n型半導体層1 4の下地層14aをAlNシード層12上に積層して成膜 する。次いで、下地層14a上に、n型コンタク� �層14b及びn型クラッド層14cを成膜する。この� ��、下地層14a、n型コンタクト層14b及びn型ク� �ッド層14cの各層は、同じMOCVD装置を用いて成 膜することができる。

「下地層(GaN単結晶)の成長方法」
 サファイアからなる基板11の上に、AlN単結� �からなるAlNシード層12が形成されると、その 上にGaN(III族窒化物半導体)単結晶を成長させ� ��ことは、ホモエピタキシャル成長に近くな� ��ことから比較的容易である。この際、従来� ��ら広く行われているMOCVD(有機金属化学気相� ��長法)を用いることにより、欠陥密度の小さ いGaN単結晶構造の成長が実現できる。このよ うなMOCVD法は、従来公知の一般的な方法を用� ��れば良い。その概略は以下の通りである。

 本発明の製造方法で説明するMOCVD法におい� �は、キャリアガスとして、水素(H ₂ )又は窒素(N ₂ )、III族原料であるGa源としてトリメチルガリ ウム(TMG)又はトリエチルガリウム(TEG)、Al源と してトリメチルアルミニウム(TMA)又はトリエ� ��ルアルミニウム(TEA)、In源としてトリメチル インジウム(TMI)又はトリエチルインジウム(TEI )、V族原料であるN源としてアンモニアが用い られる。
 また、ドーパント元素のn型不純物としては 、Si原料として、モノシラン(SiH ₄ )又はジシラン(Si ₂ H ₆ )を用いることができる。また、ドーパント� �素のp型不純物には、Mg原料として、例えば� �ビスシクロペンタジエニルマグネシウム(Cp ₂ Mg)又はビスエチルシクロペンタジエニルマグ ネシウム(EtCp ₂ Mg)を用いることができる。

 また、GaN(III族窒化物半導体)単結晶の成膜� �際に流通させるキャリアガスとしては、一� �的なものを何ら問題なく使用することがで� �る。つまり、MOCVD等の気相化学成膜方法で広 く用いられる水素や窒素を用いても良い。
 また、成膜時の基板11の温度としては、GaN� �分解を始める温度よりも低い温度である必� �がある。GaNが分解を始める温度についての� �究結果は、測定方法によって種々のデータ� �報告されており、正確な数値は明らかでは� �いが、950℃を超えると微妙に分解が始まり� �1000℃以上では確実に分解することが明らか� ��なっている。この分解温度は、GaNの結晶性� ��も依存し、結晶欠陥がある場所から分解が� ��まると考えられるため、欠陥が少ない結晶� ��ど分解温度が高い。このため、微妙に分解� ��始まる温度で結晶を成長させると、欠陥が� ��るところは分解し、欠陥がないところだけ� ��残ることになるので、欠陥を極力少なく成� ��させるためには、基板温度の設定が極めて� ��要となる。従って、適切な温度による成膜� ��行った場合には、上記機構により、成長に� ��って欠陥を減らすことが可能となる。

 ここで、GaN単結晶(ここでは下地層)/AlN単� ��晶(AlNシード層)界面近傍のGaN結晶は、相対� �に多い欠陥を含んでいる。そして、GaN単結� �(下地層)を一定の厚さで成長させると、徐々 に欠陥が抜け、欠陥密度の非常に低い単結晶 を得ることができる。結晶欠陥を抜くために 必要な厚さとしては、最低でも2μmが必要で� �り、充分な結晶性を得るためには、通常、4~ 8μmの範囲の厚さが必要となる。GaN(下地層)を 、上記範囲より厚くした場合であっても、効 果が薄くなり、基板の反りが大きくなり、ケ ースによっては結晶にクラックが入り始める ことがある。また、基板の反りが大き過ぎる と、電極を形成する素子化工程におけるフォ トリソグラフィ処理が困難になる。

 AlN単結晶からなるAlNシード層12の上に成長� �せたGaN単結晶膜の結晶性は、非常に良好と� �る。
 ここで、改めて、結晶性を定量化するため� ��指標について述べる。本発明においては、� ��晶性の指標として、GaN結晶の(0002)面と(10-10) 面のX線回折におけるロッキングカーブの半� �幅FWHM(Full Width at Half-Maximum for(0002) and (10- 10) diffraction)を用いる。

 本発明では、GaN単結晶からなる下地層の� ��晶性として、(0002)面のロッキングカーブ半� ��幅(FWHM)が100arcsec以下であり、かつ(10‐10)面� ��ロッキングカーブ半価幅が300arcsec以下とさ� ��ていることが好ましい。(10-10)面のFWHMは、� �通転位の量と相関があるとされているので� �これは貫通転位の量が極めて少ないことを� �味するが、発光素子の発光効率は、貫通転� �の量と相関する。なぜならば、p型半導体層1 6(p-GaN)、n型半導体層14(n-GaN)間を流れた電流の 内、どれだけの量の電流が光に変換されたか を示す指標が発光効率であるが、貫通転位を 通じて流れてしまう電流があると、その分発 光効率は下がることになるからである。

 ここで、GaNからなる下地層14aの成長に関� ��ては、AlNあるいはGaNを用いた低温バッファ� ��の上に成長させた場合と、基本的には同じ� ��ある。しかしながら、成長温度については� ��分解が始まるぎりぎりの温度を選択すると� ��う考え方があるので、上述したように、欠� ��密度が低いほど成長温度を高くできる。本� ��明では、AlN単結晶からなるAlNシード層12上� �ら、GaN単結晶からなる下地層14aが成長する� �で、欠陥密度が比較的低い場所から成長さ� �ることができる。

 ここで、さらに、下地層14aとAlNシード層12� �の結晶性との関係について述べる。
 従来のAlN又はGaNからなるバッファ層を用い� ��場合には、バッファ層の結晶性は、FWHMで表 示すると(0002)面で数千~数万arcsecのオーダー� �あり、また、(10-10)面ではFWHMが測定できない 。一方、本発明における、AlN単結晶からなる AlNシード層12の結晶性は、(0002)面及び(10-10)面 のX線回折のロッキングカーブの半値幅(FWHM)� �、それぞれ60arcsec、及び、1.5degree以下である 。
 そして、GaN単結晶からなる下地層14aは、(000 2)面については、GaN単結晶がその結晶性を引� ��継げば良い。また、(10-10)面については、GaN 単結晶を成長させている間に結晶欠陥が減少 してゆく。また、この際、MOCVD法で成長中に� ��陥を減らしていく機構が同様であっても、� ��膜の開始時点で残留している欠陥の密度が� ��く異なるので、従来のように、例えば、成� ��開始時点で多結晶になった膜は、どんなに� ��切な条件で厚く積んだとしても、(10-10)面の FWHMを300arcsec以下にすることは極めて困難と� �る。

 ここで、上述の、AlNシード層12を、スパッ� �法を用いてAlN単結晶膜として形成すること� �より、その上のGaNの結晶性が向上する理由� �ついて、以下に説明する。
 まず、図4に示す例のスパッタ装置40を用い� ��ターゲット47としてAlターゲットを設置し、 チャンバ41内にAr及びN ₂ を導入して0.1~10Paの範囲の圧力に調整する。� ��いで、RF電源48によってターゲット47とチャ� ��バ41との間に電圧を印加すると、チャンバ41 内に放電が起こってプラズマが発生し、Al原� ��がターゲット47から叩き出される。そして� �基板11表面にAl原子とN原子が到達した場合、 これらの原子はプラズマから非常に大きな運 動エネルギーを得ているので、相当な範囲を 動くことが可能となる。AlN結晶は、粒界のエ ネルギーが非常に大きいので、粒界が全く無 い単結晶組織となることが、最も結晶が安定 する。従って、上記AlN結晶は、原子が動くこ とが出来れば、自ら粒界が無い単結晶に移行 する作用を発現する。

 また、GaNの組織構造は、基板をなすサフ� ��イアの組織構造とは異なるので、そのまま� ��は基板上にGaNの単結晶を成長させることは� ��来ない。これに対し、従来、基板上に低温� ��ッファ層と呼ばれるGaN結晶層を形成するこ� ��により、この上にGaN単結晶を積層してウェ� ��ハを得る方法が採用されていた。しかしな� ��ら、上述のような低温バッファ層自体の結� ��性は決して高くはないので、このような低� ��バッファ層を用いた場合のGaNの結晶性は自� ��と限界があり、LED構造を積層した際に最上� ��となるp型半導体層の結晶性は、FWHMで、(0002 )面において、100arcsec程度、(10-10)面において3 00arcsec程度が限界とされていた。

 本発明の製造方法は、基板とエピタキシ� ��ル膜の中間的な物理定数をもつ材料を介し� ��エピタキシャル成長を行うことにより、エ� ��タキシャル膜の品質を向上することができ� ��という考え方に基づく方法である。従って� ��サファイア基板上にGaN層を成長させるため� ��は、AlNシード層を介した成長が有効である� ��考えられる。これは、AlNがサファイアとGaN� ��中間的な格子定数と熱膨張係数を持つため� ��格子不整合と熱歪みが効率的に緩和される� ��とによる効果である。

 また、AlNとGaNは化学的特性が近く、両者の� ��の界面エネルギーも小さい。これは、見方� ��変えると以下のように判断することできる� ��
 サファイア(Al ₂ O ₃ )は酸化物であり、これに化学的に最も近い� �化物は、Alを共通にしてなるAlNである。これ ら両者の格子の不整合は11%で、比較的大きい ものの、Alを共通としていることにより、AlN� ��結晶が成長しやすい。また、AlNは、GaNが唯� ��、全率固溶で混ざり合うことが可能な化合� ��なので、化学的性質が最も近く、格子不整� ��は2%しかない。これにより、GaN/Al ₂ O ₃ を直接成長させるのは難しくても、GaN/AlN/Al ₂ O ₃ のように、AlNを介在させれば、サファイア(Al ₂ O ₃ )の結晶性を引きついでGaNの単結晶を成長さ� �ることができる。従って、平坦なAlNシード� �を、単結晶のまま形成できさえすれば、そ� �上に成長するヘテロエピタキシャル膜のGaN� �膜質を飛躍的に向上させることが可能とな� �。

 上述のような理由により、ヘテロエピタ� ��シャル成長させる場合の中間的な物理特性� ��持つ薄膜材料としては、AlNが最適であり、� ��のAlNを結晶性に優れた単結晶組織として成� ��する方法としては、反応性スパッタ法が好� ��である。従って、AlNシード層12をAlN単結晶� �し、反応性スパッタ法によって成膜するこ� �により、その上に、結晶性が非常に高いGaN� �形成することができ、ひいてはLED構造20全体 の結晶性を向上させることが可能となる。

「n型コンタクト層(n-GaN)及びn型クラッド層(n- clad)の形成」
 そして、図1に示すように、GaN単結晶からな る下地層14aの上に、n型コンタクト層14b及びn� ��クラッド層14cを順次積層し、n型半導体層14� ��形成する。これら各層には、上述したよう� ��n型不純物をドープする。

『発光層(障壁層、井戸層)の形成』
 n型クラッド層14c上には、発光層15を、従来� ��知のMOCVD法によって形成する。図1に例示す� ��ような本実施形態で形成する発光層15は、Ga N障壁層に始まりGaInN障壁層に終わる積層構造 を有しており、SiドープのGaNからなる6層の障 壁層15aと、ノンドープのGaNからなる5層の井� �層15bとを交互に積層して形成する。

 n型半導体層14とp型半導体層16の間には、� ��長を制御するためのGaInN層(発光層15)を成膜� ��る。このような発光層(GaInN層)15は、一般に� ��多重量子井戸構造(MQW)と呼ばれる障壁層(バ� ��ア層)となるn型GaN層と、井戸層(ウェル層)と なるGalnN層を交互に積層させて形成する。こ� ��で、多重量子井戸構造からなる発光層15は� �n型コンタクト層14b(n-GaN)とp型コンタクト層16 b(p-GaN)とで直接挟む形で形成するのではなく� ��n型コンタクト層14bと発光層との間にはn型� �ラッド層14c(n-clad:n-GaInN)を、p型コンタクト層 16bと発光層15との間にはp型クラッド層16a(p-cla d:p-GaAlN)を介在させた構造として形成する。

 発光層15の成長過程においては、TMIを供給� �る。つまり、成長時間を制御しながら、断� �的にlnを供給するプロセスを採用する。この 際のキャリアガスはN ₂ とする。
障壁層15a(n型GaN層)と井戸層15b(GalnN層)の膜厚� �、発光出力が最も高くなる条件を選択する� �そして、最適膜厚が決定されたうえで、III� �の原料供給量と成長時間を適宜選択する。
 また、発光層15の成長温度は、サセプタの� �度で700℃から1000℃の範囲とすることが好ま� ��い。しかしながら、井戸層15bの成長過程に� ��いては、成長温度が高すぎるとInが成長膜� �に取り込まれ難くなり、所定の波長を発光� �せるために必要な量のInを固溶させることが できなくなる。このため、井戸層15bの成長温 度は、あまり高くならない範囲内で選択する ことが好ましい。
 一方、障壁層15aは、成長温度が出来るだけ� ��い方が結晶性を維持し易い。しかしながら� ��障壁層15aの成長温度が高すぎると、井戸層1 5bをなすGaInNが分解してしまうため、このよ� �な面も考慮しながら成長温度を設定するこ� �が好ましい。
 発光層15の成長においては、最後の1層、つ� ��り最上層として、障壁層15aを成長させて終� ��となる(最終障壁層)。 

『p型半導体層(p型クラッド層、p型コンタク� �層)の形成』
 発光層15上、つまり、発光層15の最上層とな る障壁層15a上には、p型クラッド層16a及びp型� ��ンタクト層16bからなるp型半導体層16を、MOCV D法を用いて形成する。

 本実施形態では、まず、MgをドープしたAl _0.1 Ga _0.9 Nからなるp型クラッド層16aを発光層15(最上層� ��障壁層15a)上に形成し、その上に、Mgをドー� ��したAl _0.02 Ga _0.98 Nからなるp型コンタクト層16bを形成する。こ� ��際、p型クラッド層16a及びp型コンタクト層16 bの積層には、同じMOCVD装置を用いることがで きる。

「p型コンタクト層(p-GaN)の形成」
 p型コンタクト層16b(p-GaN)の成長は、以下の� �うな手順で行なう。
 まず、TMG、TMA及びドーパントであるCp ₂ Mgを、キャリアガス(水素、又は、窒素、ある いは両者の混合ガス)及びNH ₃ ガスと共に、上述したp型クラッド層16a上に� �りこむ。この際の成長温度は、サセプタの� �度で980~1100℃の範囲とすることが好ましく、 ウェーハの温度では830~970℃の範囲である。� �長温度がこの範囲よりも低いと、結晶性の� �いエピタキシャル層が形成されてしまい、p� ��コンタクト層16bのホール密度が上がらなく� ��る。また、成長温度が上記範囲よりも高い� ��、下層に位置する発光層15の内、井戸層15b� �GaInNが分解してInが析出してしまう可能性が� ��る。

 p型コンタクト層16bの成長圧力については 、特に制限はないが、50kPa(500mbar)以下とする� ��とが好ましい。成長圧力が50kPa(500mbar)以下� �条件であると、ドーパントとして送りこん� �Mgが、p型コンタクト層16b中の2次元方向(成長 基板の面内方向)において、濃度分布が均一� �なる。p型コンタクト層16b中のMg濃度は、一� �的な質量分析装置(SIMS)を用いて測定するこ� �ができる。

 また、p型コンタクト層16bを成長させる際の 膜厚としては、50~300nmの範囲が好ましく、100~ 200nmの範囲がより好ましい。
 なお、p型コンタクト層16bの成長速度は、ウ ェーハ断面のTEM観察、又は分光エリプソメト リーによってp型コンタクト層16bの膜厚を計� �し、成長時間で割り返すことによって求め� �ことができる。

(形成前にCP ₂ Mgのみを大量に短時間流す処理)
 本発明の発光素子の製造方法においては、p 型半導体層16を形成する際の成長温度は極力� ��いほうがGaNの結晶性を上げやすく、Mgのド� �プ効率もよくなると考えられる。ところがp� ��半導体層16(p-GaN)を成長する際は、直下の層� ��InGaNを含んだ発光層15(MQW層)が存在する。InGa Nは、Inの量が増えるに従って分解温度が下が る。本来ならば、n型半導体層(n-GaN)を成長す� ��温度とp型半導体層(p-GaN)を成長する温度は� �同レベルの温度であるべきだが、上記理由� �より、p-GaNを成長する温度はn-GaNを成長する� ��度よりも100℃以上低いのが一般的である。� ��発明では、上述したように、発光層15に備� �られ、Inを含有する井戸層15bの結晶性が向上 しているので、InGaN層の分解温度も上昇して� ��り、それに伴ってp型半導体層16の成長温度� ��高くすることが可能となる。
 本発明の製造方法のように、p型半導体層16� ��n型半導体層14の成長温度の差を60℃以内と� �ることにより結晶性に優れたp型半導体層16� �形成することが可能となる。
 本発明においては、上記構成により、LED構� ��20の最上層となるp型半導体層16の結晶性が� �常に高められたものとなる。

 また、p型半導体層16を形成する前に、Cp ₂ Mgのみを大量に短時間流す処理を行なうにあ� ��り、例えば、図5に示すようなMOCVD装置50を� �いてp型半導体層16を発光層15上に形成する際 に、チャンバ51内において、基板11上に発光� �15までが形成されたウェーハ1Aと、該ウェー� ��の発光層15側の面に対して並行に備えられ� �シールド55との距離を30mm以下とすることが� �ましい。ウェーハ1Aと、MOCVD装置50に備えら� �るシールド55との配置を上記関係として、p� �半導体層16を形成する前にCp ₂ Mgのみを大量に短時間流す処理を行なうこと� ��より、以下に説明するような発光特性向上� ��効果が得られる。

 LED等のIII族窒化物半導体発光素子は、エ� ��ルギーギャップが存在する結晶中に電流を� ��すことにより、ギャップに相当するエネル� ��ーを有する光が発生することで発光作用が� ��られるものである。従って、出来る限り多� ��の電流を流すため、n型半導体層及びp型半� �体層のホールとキャリアをできるだけ多く� �生させる必要がある。ここで、n型半導体層� ��p型半導体層とを比べると、n型半導体層を� �すn-GaN結晶の抵抗値は比較的低減されるもの の、p型半導体層をなすp-GaN結晶の抵抗値は低 減され難い傾向がある。このため、発光素子 の発光強度(輝度)を向上させるためには、p型 半導体層16(p型コンタクト層16b)のホール濃度� ��、可能な限り高いことが好ましい。

 p型半導体層16(p型コンタクト層16b)のホー� ��濃度を高くするための方法としては、以下� ��ような方法が考えられる。まず、GaN結晶のN が抜けたVacancy N等の欠陥があると、Mgがこの 欠陥に捕捉され、活性化率が大きく低下して しまう。従って、活性化率を上げるためには 結晶性を極力向上させる必要がある。

 また、p型半導体層の成長温度がより高い 方が、結晶性が高められるのでMgが結晶中に� ��り込み易い。但し、発光層に備えられる井� ��層(GaInN)に含有されるInが分解を始めるので� ��n型半導体層(n-GaN)を成長させる際に比べる� �、通常、100℃程度低い温度で成長するのが� �般的である。この際、発光層の下側のAlNシ� �ド層及びn型半導体層の結晶性が高いほど、G aInNの分解温度が高くなるので、n型半導体層� ��成長温度を高くすることが可能となる。こ� ��ような各層の成長温度としては、一般的に� ��、ウェーハを置くためのSiCコートが施され� ��カーボントレイの温度を測定しており、基� ��(サファイア)表面あるいはその上に成長す� �GaN結晶の、表面温度の絶対値を正確に測定� �るのは難しい。従って、本例の説明におい� �は、n型半導体層(n-GaN)を成長させた際の温度 と、p型半導体層(p-GaN)を成長させた際の温度� ��の差で説明している。

 本発明においては、基板11上にAlNシード層12 を介して積層されるn型半導体層14の結晶性を 向上させることにより、p型半導体層16の成長 温度を、従来に比べて50℃程度、高くするこ� ��が可能となった。このように、p型半導体層 14の成長温度を50℃程高くできることを発光� �性の向上に利用するためには、製造プロセ� �条件の変更が必要となる。III族窒化物半導� �発光素子において、p型半導体層(p-GaN)を成長 させる際には、p型ドーパントとしてMgをドー プさせるが、一般に、ビスシクロペンタジエ ニルマグネシウム(Cp ₂ Mg)又はビスエチルシクロペンタジエニルマグ ネシウム(EtCp ₂ Mg)を供給することにより、ドープ処理してい る。しかしながら、このようなドーパント材 料は、TMG等に比べて分解条件が大きく異なる ため、GaN結晶に取り込まれる効率が低いとい う問題がある。

 ここで、p型コンタクト層16bの成長前に、短 時間で大量のCp ₂ Mgを供給すると、基板11(ウェーハ1A)に並行な� ��ールド55に付着したデポジションBの表面にM gが多く吸着するものと考えられる。そして� �p型コンタクト層16bを成長させるために基板1 1(ウェーハ1A)の温度を上昇させると、シール� ��55の温度も輻射熱によって上昇し、デポジ� �ョンBの表面に吸着していたMgがチャンバ51内 に放出されるが、このような放出Mgは、Cp ₂ Mgによって供給されたMgよりもGaN結晶中に取� �込まれ易いという作用がある。そこで、p型� ��ラッド層16aを成長させる直前に、大量のCP ₂ Mgを供給してシールド55(デポジションB)にMgを 吸着させ、p型コンタクト層16bを成長させる� �に温度を上昇させるのに伴い、デポジショ� �B表面からMgをチャンバ51内に放出させ、この 放出Mgを補助ドープ源とするのが、本発明で� ��明するスパイクドープ処理である。

 即ち、結晶性の優れたウェーハ1Aを用い� �、上述のようなスパイクドープの方法を組� �合わせることにより、p型半導体層16のホー� �濃度を上昇させることができ、発光強度を� �幅に向上させることが可能となる。このよ� �なスパイクドープは、図5に示すように、ウ� ��ーハ1Bの直上に、デポジションBが付着する� ��ールド55を配することが必要となり、特に� �ウェーハ1Aの表面に対して並行に備えられる シールド55との距離を30mm以下とすることが、 高い結晶性を発光特性改善に結びつける点か ら重要となる。

 本発明では、シード層機能を有するAlNシー� ��層12を、反応性スパッタ法によってAlN単結� �で成膜することにより、その上に、非常に� �い結晶性を有するGaN系半導体結晶を形成す� �ことができる。このような、欠陥が低減さ� �たウェーハを用いることにより、p型半導体� ��16の成長温度を高くすることが可能となり� �これに伴い、p型クラッド層16aの成長直前に� ��Cp ₂ Mgを大量に短時間で供給することにより、発� ��強度を大幅に向上させることが可能となる� ��

 ここで、例え、基板上に形成されるGaN系半� ��体結晶の結晶性が高い場合でも、従来のLED� ��造を成長させる条件を用いると、大きな発� ��強度の向上は望めない。
 また、発光層に備えられる障壁層の厚さを� ��くすると、駆動電圧Vfが下がり、発光変換� �率も上昇することは従来公知であるが、障� �層を薄く構成した場合には、当然のことな� �らリーク電流が発生しやすくなる。このた� �、障壁層を薄く構成してリーク電流を抑制� �る場合には、非常に高い結晶性が必要とな� �。
 本発明においては、上述のように、結晶性� ��高いGaN結晶の上にLED構造を成長させる際、� ��層のGaN結晶の結晶性に応じてLED構造や成膜� ��件を最適化することにより、発光強度を大� ��に向上させることができるというものであ� ��。

<電極の形成>
 本実施形態の製造方法では、上記各手順に� ��り、基板11上に、AlNシード層12及びLED構造20� ��積層されたウェーハのp型コンタクト層16b上 に正極を形成し、n型半導体層14をなすn型コ� �タクト層14bに接するように負極を形成する� �

「正極の形成」
 まず、LED構造20が積層されたウェーハのp型� ��ンタクト層16b上に、例えば、ITO等からなる� ��光性正極17を形成する。
 透光性正極17の形成方法としては、特に限� �されず、例えば、フォトリソグラフィ法等� �この技術分野でよく知られた慣用の手段で� �けることができる。また、その構造も、従� �公知の構造を含めて如何なる構造のものも� �ら制限なく用いることができる。

 透光性正極17を成膜するためのスパッタリ� �グ法としては、従来公知のスパッタリング� �置を用いて従来公知の条件を適宜選択して� �施することができる。この際、まず、LED構� �20が積層された基板をチャンバ内に収容する 。チャンバ内は、真空度が10 ^-4 ~10 ^-7 Paとなるまで予め排気しておく。そして、Ar� �スをチャンバ内に導入し、0.1~10Pa、より好ま しくは0.2~5Paの範囲に圧力を設定した後、放� �を行う。また、スパッタリング時に供給す� �電力は、0.2~2.0kWの範囲が好ましい。この際� �放電時間と供給電力を調節することにより� �形成する透光性正極の厚さを制御すること� �できる。
 なお、透光性正極17を形成した後、合金化� �透明化を目的とした熱アニールを施す場合� �あるが、施さなくても構わない。

 次いで、LED構造20上に形成された透光性正� �17上に、さらに、正極ボンディングパッド18� ��形成する。
 この正極ボンディングパッド18は、例えば� �透光性正極17の表面側から順に、Ti、Pt、Auの 各材料を、従来公知の方法で積層することに よって形成することができる。

「負極の形成」
 負極19を形成する際は、まず、基板11上に形 成された発光層15、p型半導体層16、及びn型半 導体層14の一部を、フォトリソグラフィ及び� ��ライエッチングによって除去することによ� ��、n型コンタクト層14bの露出領域14dを形成す る(図1及び図2参照)。そして、ウェーハの上� �全体に保護膜を形成した後、フォトリソグ� �フィによって、露出領域14d上における負極� �成部分の保護膜を除去し、従来公知の方法� �例えば、真空蒸着法等によって負極19を形成 する。この際、例えば、露出領域14d表面側か ら順に、Ti、Pt及びAuの各材料を積層すること により、3層構造の負極19を形成することがで きる。

 そして、上述のようにして、LED構造20上に� �透光性正極17、正極ボンディングパッド18及� ��負極19を設けたウェーハを、基板11の裏面を 研削及び研磨してミラー状の面とした後、例 えば、350μm角の正方形に切断することにより 、発光素子チップ(発光素子1)とすることがで きる。
 これにより、図1及び図2に示すような発光� �子1が得られる。

 以上説明したような、本発明に係るIII族� ��化物半導体発光素子1の製造方法によれば、 基板11上にIII族窒化物系化合物からなるAlNシ� ��ド層12を積層し、該AlNシード層12上に、n型� �導体層14、発光層15及びp型半導体層16の各層� ��III族窒化物半導体から形成して順次積層す� ��方法であり、特に、p型半導体層16をMOCVD法� �よって成膜するとともに、成膜装置のチャ� �バ内において、基板11上にIII族窒化物半導体 からなる層が形成されたウェーハと、該ウェ ーハのIII族窒化物半導体からなる面に対して 並行に備えられるシールドとの距離を30mm以� �とする方法としているので、III族窒化物半� �体からなる各層の結晶性を高めて内部量子� �率を向上させることができ、高い発光出力� �備えたIII族窒化物半導体発光素子を効率良� �製造することが可能となる。

[ランプ]
 以上説明したような、本発明に係るIII族窒� ��物半導体発光素子を、ケース付きリードフ� ��ームに接着剤で配置し、P,Nパッドからリー� ��フレームにワイヤーを引き出す構成として� ��リードフレーム端子から電流を流すことに� ��り、ランプとすることができる。
一般的には、ワイヤーとリードフレーム表面 のAgメッキ及びチップを保護する目的で、III� ��窒化物半導体発光素子を透明樹脂で封止し� ��構成とされる。またさらに、封止樹脂に蛍� ��体を分散させることにより、白色LEDを構成� ��ることも可能である。
 以上のように、当業者周知の手段によって� ��ンプを構成することができる。従来より、� ��光素子と蛍光体と組み合わせることによっ� ��発光色を変える技術が知られており、この� ��うな技術を何ら制限されることなく採用す� ��ことが可能である。例えば、蛍光体を適正� ��選定することにより、発光素子より長波長� ��発光を得ることも可能となり、また、発光� ��子自体の発光波長と蛍光体によって変換さ� ��た波長とを混ぜることにより、白色発光を� ��するランプとすることもできる。また、ラ� ��プとしては、一般用途の砲弾型、携帯のバ� ��クライト用途のサイドビュー型、表示器に� ��いられるトップビュー型等、何れの用途に� ��用いることができる。

 例えば、図3に示す例のように、同一面電 極型のIII族窒化物半導体発光素子1を砲弾型� �実装する場合には、2本のフレームの内の一� ��(図3ではフレーム31)に発光素子1を接着し、� ��た、発光素子1の負極(図2に示す符号19参照)� ��ワイヤー34でフレーム32に接合し、発光素子 1の正極ボンディングパッド(図2に示す符号18� ��照)をワイヤー33でフレーム31に接合する。� �して、透明な樹脂からなるモールド35で発光 素子1の周辺をモールドすることにより、図3� ��示すような砲弾型のランプ3を作成すること ができる。

[その他のIII族窒化物半導体素子]
 本発明によって得られるIII族窒化物半導体� ��積層構造は、上述の発光素子の他、レーザ� ��子や受光素子等の光電気変換素子、又は、H BTやHEMT等の電子デバイス等にも適用すること が可能である。
これらの半導体素子は各種構造のものが知ら れており、本発明に係る発光素子1に備えら� �るLED構造20のような半導体素子構造は、これ ら周知の素子構造を含めて何ら制限されない 。