(57)【要約】【課題】ＡｌＮ単結晶基板と格子整合したＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）上にＧａＮ層が積層された積層構造を含むIII族窒化物積層体において、高い結晶品質（結晶性がよく低転位密度）であって、且つ平滑性のよいＧａＮ層を有するIII族窒化物積層体を提供する。【解決手段】ＡｌＮ単結晶基板上に、該ＡｌＮ単結晶基板と格子整合したＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）を有する積層構造を含み、該ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）上に、膜厚が５〜４００ｎｍであり、転位密度が５×１０１０ｃｍ−２未満であるか、又はＸ線オメガロッキングカーブの半値幅が５０〜３００秒であるＧａＮ層が積層されてなるIII族窒化物積層体である。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＡｌＮ単結晶基板上に、該ＡｌＮ単結晶基板と格子整合したＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）を有する積層構造を含み、
該ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）上に、膜厚が５〜４００ｎｍのＧａＮ層が積層されてなり、
該ＧａＮ層の転位密度が５×１０１０ｃｍ−２未満であるか、または
該ＧａＮ層における（００２）面および（１０２）面のＸ線オメガロッキングカーブの半値幅が５０〜３００秒である、III族窒化物積層体。  
【請求項２】
前記ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）が複数の層からなり、その複数の層の内、前記ＧａＮ層が直接積層される層がＡｌＺＧａ１−ＺＮ層（０＜Ｚ≦１）であり、
前記積層構造が、前記ＡｌＮ単結晶基板と該ＡｌｚＧａ１−ｚＮ層（０＜Ｚ≦１）との間に、ＡｌＹＧａ１−ＹＮ層（０.７≦Ｙ≦１）を有することを特徴とする請求項１に記載のIII族窒化物積層体。
【請求項３】
前記ＧａＮ層の格子緩和率が７５％未満である請求項１または２に記載のIII族窒化物積層体。
【請求項４】
前記ＧａＮ層がＭｇを含み、該ＧａＮ層と該ＧａＮ層が直接積層されるＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）との界面において、Ｍｇ濃度のプロファイルがピークを有することを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載のIII族窒化物積層体。
【請求項５】
前記ＡｌＮ単結晶基板が、２１０ｎｍ以上の波長における吸収係数が２５ｃｍ−１以下である請求項１〜４の何れかに記載のIII族窒化物積層体。
【請求項６】
請求項１〜５の何れかに記載のIII族窒化物積層体を有する、発光ピーク波長が２１０〜３５０ｎｍである発光素子。
【請求項７】
請求項２に記載のIII族窒化物積層体を製造する方法であって、有機気相成長法によって前記ＡｌＹＧａ１−ＹＮ層（０.７≦Ｙ≦１）をＶ／III比が４０００〜１００００の範囲で成長させることを特徴とするIII族窒化物積層体の製造方法。
【請求項８】
請求項１に記載のIII族窒化物積層体を製造する方法であって、有機気相成長法によって前記ＧａＮ層を成長させる際に、原料ガスに同伴させるキャリアガスとして、水素と窒素とからなる混合ガスを用い、混合ガスにおける窒素の混合比を０．６以下とするIII族窒化物積層体の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、紫外発光素子などに適用できる新規なIII族窒化物積層体、及び該積層体有する新規な紫外発光素子に関する。
【背景技術】
【０００２】
ＡｌａＧａ１−ａＮ（０≦ａ≦１）で表されるIII族窒化物半導体は、III族元素（アルミニウム（Ａｌ）、ガリウム（Ｇａ））の組成を調整（変更）することによって、２１０〜３６５ｎｍの範囲で任意に発光ピーク波長を選択でき、上記波長範囲に対応するエネルギー範囲で直接遷移型のバンド構造を有するため、III族窒化物半導体は、紫外発光素子を形成するのに最適な材料である。【０００３】
III族窒化物半導体からなる紫外発光素子は、一般に、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ法）によって、単結晶基板上にＡｌａＧａ１−ａＮ層を結晶成長させることにより製造される。単結晶基板には、ＡｌａＧａ１−ａＮ層と格子定数の整合性、および熱膨張係数の整合性の良い材料を用いることが望ましい。【０００４】
例えば、非特許文献１〜２では、３００ｎｍ以下の発光波長を有する紫外発光素子を、サファイアを基板としてＡｌＧａＮ層を成長させることで得ている。非特許文献１、２には、ＡｌａＧａ１−ａＮ層の転位密度を低減することにより、発光効率や素子寿命が改善されることが報告されている。【０００５】
また、Ａｌを含むＡｌａＧａ１−ａＮ層（０＜ａ≦１）を成長させる場合には、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）単結晶基板を使用することが、Ａｌを含むＡｌａＧａ１−ａＮ層中の欠陥密度を低減し、高効率な紫外発光素子を作製するための有効な手段である。例えば、特許文献１では、ＡｌＮ単結晶基板上に格子整合したＡｌａＧａ１−ａＮ層を有する積層構造を含む紫外発光ダイオードを作製することによって、ＡｌａＧａ１−ａＮ層中の転位密度を低減することが可能であること、および発光ピーク波長が２５０ｎｍの紫外発光ダイオードが開示されている。【０００６】
また、特許文献２では、同様の構造上（格子整合したＡｌａＧａ１−ａＮ層上）に、実質的に格子緩和した、すなわち無歪状態の格子定数と等しい状態（格子緩和率が１００％である状態）のキャップ層を設けた紫外発光素子が開示されている。この特許文献２には、キャップ層は、格子緩和することによって、ドーピングが容易に行える、キャップ層の膜厚を厚くできる、またキャップ層で発生する歪の影響を下地層が受けないため、実質的に下地層のＡｌａＧａ１−ａＮ層の膜厚を厚くできる、などの効果が期待されることが記載されている。そして、このキャップ層となるｐ型窒化ガリウム（ＧａＮ）層は、ＡｌＮ単結晶基板と格子整合したＡｌａＧａ１−ａＮ層との格子定数差が大きいため、ＡｌａＧａ１−ａＮ層上にＳｔｒａｎｓｋｉ−Ｋｒａｓｔａｎｏｖ（ＳＫ）モード、もしくはＶｏｌｍｅｒ−Ｗｅｂｅｒ（ＶＷ）モードで成長することが記載されている。この成長により成長初期段階においては、ＧａＮは島を形成するように３次元的に結晶成長することが知られている。【０００７】
また、非特許文献３には、サファイア基板上に形成したＡｌＮ層上に成長したＧａＮ層において、ＧａＮ層がほぼ１００％格子緩和している場合（ＧａＮ層の格子緩和率がほぼ１００％である場合）には、設計値の２倍程度に相当する５００ｎｍ程度の高さの島状結晶が形成されることが報告されている。そして、ＧａＮ層成長時に窒素キャリアガスを使用することによって、ＧａＮ層の平滑性が改善し、また、そのＧａＮ層の格子緩和率が７５％であることが報告されている。また、特許文献３には、ＧａＮ層を成長する際に、窒素ガスを使用した例示として、窒素キャリアガスの比率が０．５以上であることが記載され、その実施例には、キャリアガスの比率が、窒素ガス０．９であり、水素ガス０．１である場合が示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】国際公開ＷＯ２００８／０９４４６４号
【特許文献２】米国特許８０８０８３３号
【特許文献３】特開２０１４−１５４５９１号公報
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｅｘｐｒｅｓｓ  ４，０５２１０１（２０１１）
【非特許文献２】Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．  ４６，Ｌ８７７（２００７）
【非特許文献３】Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．  ５３，０３０３０５  （２０１４）
【非特許文献４】Ｊ．Ｃｒｙｓｔ．Ｇｒｏｗｔｈ  ３１２，５８−６３（２００９）
【非特許文献５】Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｅｘｐｒｅｓｓ  ５，０５５５０４（２０１１）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
しかしながら、特許文献２に記載の構造のように、ＧａＮ層の格子緩和率がほぼ１００％である場合、下地層のＡｌａＧａ１−ａＮ層の転位密度を１０６ｃｍ−２以下に低減したとしても、該下地層の転位密度によらず、ＧａＮ層中には５×１０１０ｃｍ−２以上の高密度の転位が形成されてしまうという点で改善の余地があった。また、非特許文献３に記載のように、格子緩和率が１００％のＧａＮ層では、平滑性が悪化するおそれがあり、紫外発光素子の発光効率や信頼性が低下する原因となるため、改善の余地があった。【００１１】
さらに、非特許文献３に記載の方法において、平滑性を改善するために窒素（キャリア）ガスを用いた場合でも、上記に記載の通り、ＧａＮ層の格子緩和率が７５％である。この場合、やはりＧａＮ層の格子緩和率が高いため、ＧａＮ層中の転位密度が十分に低減できず、紫外発光素子の発光効率や信頼性が低下する原因となるため、改善の余地があった。また、本発明者等の検討によれば、特許文献３のように窒素（キャリア）ガスを用いた場合でも、ＧａＮ層中の転位密度が５×１０１０ｃｍ−２以上となった。【００１２】
紫外発光素子の内部量子効率に影響する主要因は、活性層中の転位密度であり、ＧａＮ層中の転位密度が発光効率に直接与える影響は少ないと考えられる。しかしながら、ＧａＮ層中の転位は、電流のリークパスや電極金属などの不純物の拡散パスとなる可能性があるため、信頼性を向上させる観点からは、ＧａＮ層はより低転位密度であることが望まれる。【００１３】
従って、本発明の目的は、ＡｌＮ単結晶基板と格子整合したＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）上にＧａＮ層が積層された積層構造を含むIII族窒化物積層体において、高い結晶品質（結晶性がよく低転位密度）であって、且つ平滑性のよいＧａＮ層を有するIII族窒化物積層体を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者等は、上記課題を解決すべく鋭意検討した。具体的には、下地となるＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の結晶品質、ＡｌＮ単結晶基板上の層構成・組成、及びＧａＮ層の成長条件などを検討した結果、特定の条件、組成、層構成等によりIII族窒化物積層体を製造することにより、結晶品質が良好な、すなわち、転位密度が５×１０１０ｃｍ−２未満であるか、またはＸ線オメガロッキングカーブの半値幅が３００秒以下となるＧａＮ層を備えた積層体が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。【００１５】
すなわち、第一の本発明は、ＡｌＮ単結晶基板上に、該ＡｌＮ単結晶基板と格子整合したＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）を有する積層構造を含み、該ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）上に、膜厚が５〜４００ｎｍのＧａＮ層が積層されてなり、
該ＧａＮ層の転位密度が５×１０１０ｃｍ−２未満であるか、または
該ＧａＮ層の（００２）面および（１０２）面のＸ線オメガロッキングカーブの半値幅が５０〜３００秒である、III族窒化物積層体に関する。【００１６】
第一の本発明において、より信頼性の高い発光素子を作製するためには、前記ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）が複数の層からなり、その複数の層の内、前記ＧａＮ層が直接積層される層がＡｌＺＧａ１−ＺＮ層（０＜Ｚ≦１）であり、前記積層構造が、前記ＡｌＮ単結晶基板と該ＡｌＺＧａ１−ＺＮ層（０＜Ｚ≦１）との間に、比較的高いＶ／III比で形成したＡｌＹＧａ１−ＹＮ層（０.７≦Ｙ≦１）を有することが好ましい。【００１７】
また、第一の本発明においては、結晶性のより高いＧａＮ層とするためには、前記ＧａＮ層の格子緩和率が７５％未満とすることが好ましい。【００１８】
さらに、第一の本発明を、発光ピーク波長が２１０〜３５０ｎｍの範囲に存在する紫外発光素子に適用するためには、前記ＧａＮ層はＭｇ（マグネシウム）を含むことが好ましく、該ＧａＮ層と該ＧａＮ層が直接積層されるＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）との界面において、Ｍｇ濃度のプロファイルがピークを有することが好ましい。また、前記ＡｌＮ単結晶基板が、２１０ｎｍ以上の波長における吸収係数が２５ｃｍ−１以下であることが好ましい。【００１９】
第二の本発明は、第一の本発明のIII族窒化物積層体を有する、発光ピーク波長が２１０〜３５０ｎｍである紫外発光素子に関する。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、高い結晶品質のＧａＮ層を備えたIII族窒化物積層体を、発光素子などの半導体素子に適用することが可能となる。その結果、例えば、本発明のIII族窒化物積層体から発光ピーク波長が３５０ｎｍ以下の紫外発光素子を作製した場合、高い発光効率と信頼性を備えた素子を得ることが可能となる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】本発明のIII族窒化物積層体の構造を示す一例の概略図である。
【図２】実施例１のIII族窒化物積層体において、ｐ型ＧａＮ層中のＭｇ濃度のプロファイル（図）である。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
図１に示すように、本発明のIII族窒化物積層体１０は、ＡｌＮ単結晶基板１上に、該ＡｌＮ単結晶基板と格子整合したＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）を有する積層構造を含み、該ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）上にＧａＮ層７が積層されたIII族窒化物積層体である。なお、図面ではＡｌＸＧａ１−ＸＮ層を複数（２〜６）有する態様を示したが、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層の積層数は限定されず、少なくとも１層を有すればよい。以下、順を追って積層構造について説明する。
【００２３】
（III族窒化物積層体１０）
（ＡｌＮ単結晶基板１）
本発明において、下地基板となるＡｌＮ単結晶基板１は、特に制限されるものではないが、低転位密度のものを使用することが好ましい。具体的には、ＡｌＮ単結晶基板１の転位密度は、１０６ｃｍ−２以下であることが好ましく、さらに好ましくは１０４ｃｍ−２以下である。低転位密度のＡｌＮ単結晶基板１を使用することによって、発光素子の特性を向上させることが可能になると共に、ＧａＮ層７中の転位密度よりも十分に低いため、新たに転位密度を増大させる要因とならなくなる。転位密度の下限は０ｃｍ−２である。なお、本発明において、転位密度は、特に断りがない限り、他層の転位密度も併せて、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって測定した値である。
【００２４】
本発明において、ＡｌＮ単結晶基板１における結晶成長面、すなわち、その面上に、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）、およびＧａＮ層を成長させる結晶面は、本発明の構造を実現できる範囲であれば特に限定はないが、該ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層の平滑性を高める観点からはｃ面であることが好ましい。また、結晶成長面は、ｃ面から微傾斜（オフ）した面であってもよく、その場合のオフ角度は、０．１〜０．５°であることが好ましく、さらにｍ軸方向に傾斜していることが好ましい。
【００２５】
また、ＡｌＮ単結晶基板１の結晶成長面は、平滑であることが好ましい。平滑であることにより、ＡｌＮ単結晶基板上に積層される単結晶層、例えば、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）との界面で発生する新たな転位を低減することができる。具体的には、５×５μｍ２の領域における２乗平均粗さ（ＲＭＳ）は５ｎｍ以下であることが好ましく、１ｎｍ以下であることがより好ましく、０．５ｎｍ以下であることがさらに好ましい。このような平滑面は、公知のＣｈｅｍｉｃａｌ  Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｐｏｌｉｓｈ（ＣＭＰ研磨）処理によって得ることができる。
【００２６】
また、ＡｌＮ単結晶基板１の結晶成長面にＣＭＰ研磨によるダメージが残存している場合には、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の格子緩和を引き起こし、新たに転位が発生するおそれがあるため、研磨ダメージは極力抑える必要がある。このような研磨ダメージは、公知のアルカリや酸エッチング処理によって、エッチング後に新たに表面に形成されるピット密度を測定することにより評価することができる。ピットはＡｌＮ単結晶基板中の転位およびダメージ残存箇所に形成されることから、その密度は、少ないことが好ましく、ＡｌＮ単結晶基板の結晶成長面において５個／ｍｍ２以下であることが好ましく、２個／ｍｍ２以下であることが好ましい。また当然のことながら、研磨傷なども極力抑える必要があり、研磨傷数は０個／基板であることが好ましい。
【００２７】
ＡｌＮ単結晶基板１は、最終的に形成する発光素子が放射する光に対して透過性が高いことが好ましい。そのため、紫外領域、具体的には２１０ｎｍ以上の波長における吸収係数が２５ｃｍ−１以下であることが好ましい。なお吸収係数の下限は、低ければ低いほど好ましいが、ＡｌＮ単結晶基板の工業的生産や測定精度なども考慮すると、２１０ｎｍ以上の波長における吸収係数は１５ｃｍ−１である。このような低い吸収係数のＡｌＮ単結晶基板を使用することにより、ＡｌＮ単結晶基板中での紫外光吸収や、紫外光を吸収することにより発生する熱による出力の低下を抑制することが期待される。
【００２８】
本発明で使用するＡｌＮ単結晶基板１の厚み、及び大きさは、特に制限されるものではない。ＡｌＮ単結晶基板の厚みは、薄ければ吸収係数を低くすることができるため好ましいが、薄過ぎると取扱い難く、また発光素子の歩留まりを低下させるおそれがある。そのため、通常、５０〜１０００μｍであることが好ましい。また、ＡｌＮ単結晶基板の大きさは、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）をその上に成長させる場合には、大きければ大きいほど最終的に得られる発光素子（チップ）の数を増やせるため好ましいが、発光素子の工業的生産を考慮するとΦ０．５〜Φ６インチ（Φ１．２７〜１５．２４ｃｍ）の直径のものが好ましい。なお、当然のことであるが、例えば、発光素子（チップ）とした場合には、そのチップにおけるＡｌＮ単結晶基板部分の大きさは小さくなり、発光素子（チップ）の用途に応じて決定すればよい。通常、発光素子（チップ）であれば、ＡｌＮ単結晶基板部分の大きさ（最も広い面の面積）は０．０１〜１０ｍｍ２の面積である。
【００２９】
以上のようなＡｌＮ単結晶基板１は、例えば、非特許文献４、５に記載の昇華法もしくはハイドライド気相成長（ＨＶＰＥ）法などによって作製できる。中でも、本発明のIII族窒化物積層体を発光素子に適用する場合は、紫外領域での透過性が高い方が好ましいため、ＨＶＰＥ法で作製することが好ましい。
【００３０】
（ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１））：格子整合した層
本発明において、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）は、ＡｌＮ単結晶基板上に積層される単結晶層である。そして、ＡｌＮ単結晶基板上に形成されるＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）は、ＡｌＮ単結晶基板と格子整合した状態である。ここで、格子整合した状態とは、ＡｌＮ単結晶基板、及びＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の主面（最も広い面積の面：ＡｌＮ単結晶基板の結晶成長面）に対して平行方向の格子定数が、ＡｌＮ単結晶基板とＡｌＸＧａ１−ＸＮ層とでほぼ等しいことを指す。言い換えれば、本発明においては、格子整合したＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）とは、格子緩和率が５％以下であることを指す。格子緩和率の下限値は０％であり、この場合はＡｌＸＧａ１−ＸＮ層とＡｌＮ基板の格子定数が一致していることを指す。なお、この格子緩和率は、Ｘ線逆格子マッピング測定により、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層のａ軸およびｃ軸の格子定数を測定することによって、算出することができる。
【００３１】
本発明において、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）は、単層であってもよいが、発光素子に利用する場合は、Ａｌ組成（Ｘ）や膜厚の異なる複数の層から形成される。なお、複数の層からなる場合にも、Ｘ線逆格子マッピング測定を行うことによって、全ての層が、ＡｌＮ単結晶基板と格子整合しているかどうかが確認できる。
【００３２】
また、Ｘの値は、特に制限されるものではなく、目的とする用途に応じて適宜決定すればよい。ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）が複数の層からなる場合も同様である。ただし、ＡｌＮ単結晶基板と格子整合させ易いものとしては、層の厚みとの兼ね合いがあるが、Ｘは０．４〜１の範囲とすることが好ましい。
【００３３】
本発明において、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）は、単結晶層であり、ＡｌＮ単結晶基板と格子整合している。すなわち、転位の発生を伴うＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の格子緩和が起こっていないため、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）中の転位密度は、ＡｌＮ単結晶基板表面の転位密度と変わらない。よって、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の転位密度は、ＡｌＮ単結晶基板と同様、１０６ｃｍ−２以下であることが好ましく、さらに好ましくは１０４ｃｍ−２以下である。なお、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）が複数の層からなる場合であっても、これら層は全て格子整合しているため、各層とも転位密度は変わらない。
【００３４】
ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）は、導電性を制御する目的でｎ型もしくはｐ型ドーパントを含むこともできる。ｎ型もしくはｐ型ドーパントには公知の元素を制限なく用いることができるが、ｎ型ドーパントにＳｉ、ｐ型ドーパントにＭｇを用いることが好ましい。ドーパント濃度は、特に制限されるものではなく目的に応じて適宜決定すればよい。また、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）は、複数のｎ型のＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）、複数のｐ型のＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）、及びそれら複数の層が積層された構造であってもよい。この場合であっても、本発明においては、ｎ型、ｐ型ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の全てがＡｌＮ単結晶基板と格子整合している。
【００３５】
また、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）は、炭素不純物量が少ない方が好ましい。例えば、炭素がＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）中に多量に混入すると、導電性や透過性の悪化を引き起こす可能性があるため、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）における炭素濃度は１０１７ｃｍ−３以下であることが好ましく、さらに５×１０１６ｃｍ−３以下であることが好ましい。ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）が複数の層である場合には、全ての層で炭素濃度が１０１７ｃｍ−３以下であることが好ましい。
【００３６】
また、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の膜厚は、ＡｌＮ単結晶基板と格子整合できる範囲の厚みであれば、特に制限されるものではなく、使用する目的に応じて適宜決定すればよい。中でも、本発明のIII族窒化物積層体を発光素子に使用する場合には、０．３〜３μｍの範囲であることが好ましい。なお、この厚みは、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）が複数の層である場合には、それら各層の合計の膜厚である。複数の層である場合には、使用目的に応じて、各層の厚みを決定すればよく、同一の厚みであっても、異なる厚みであってもよい。
【００３７】
本発明において、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）は、平滑であることが好ましい。この場合の平滑であるのは、その上にＧａＮ層が直接積層されるＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の最表面である。そのため、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）が複数の層である場合には、ＧａＮ層が積層される最上位の層の表面が平滑であることが好ましい。ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）が平滑であることにより、後述するＧａＮ層中の転位密度を低くすることができる。具体的には、５×５μｍ２の領域における２乗平均粗さ（ＲＭＳ）が１０ｎｍ以下であることが好ましく、５ｎｍ以下であることがより好ましく、１ｎｍ以下であることがさらに好ましい。
【００３８】
また、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の最表面（ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）が複数の層の場合は、ＧａＮ層が積層される最上位の層の表面）には、数μｍサイズのヒロックが形成される場合がある。このようなヒロックは、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）上に形成されるＧａＮ層の表面粗さを増大させる要因となる。すなわち、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の最表面にヒロックが形成された場合、ＧａＮ層においても同じ個所にヒロックが形成され易くなり、ＧａＮ層の表面粗さが増大すると共に、ＧａＮ層膜厚のバラツキやＧａＮ層の緩和率が増大する傾向にある。そのため、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の最表面のヒロック密度は、１０個／ｍｍ２以下であることが好ましく、５個／ｍｍ２であることがより好ましく、１個／ｍｍ２以下であることがさらに好ましい。これらヒロックは、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の成長方法により制御することができる。なお、本発明において、ヒロック密度は、ノマルスキー顕微鏡を用いた表面観察によって、測定できる。
【００３９】
（ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の成長方法）
このようなＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）は、ＭＯＣＶＤ法、ＭＢＥ法などの気相成長法を用いた公知の結晶成長法によって、ＡｌＮ単結晶基板上に製造できる。中でも、生産性が高く工業的に広く用いられているＭＯＣＶＤ法が好ましい。ＭＯＣＶＤ法によるＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）は、例えば、ＷＯ２０１２／０５６９２８に記載の条件を参考にして製造することができる。
ＭＯＣＶＤ法で使用するIII族原料ガス、Ｖ族原料ガス、ドーパント原料ガスは、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の形成に使用できる公知の原料が特に制限なく使用できる。
【００４０】
例えば、III族原料ガスとしては、トリメチルアルミニウム、トリエチルアルミニウム、トリメチルガリウム、トリエチルガリウム等のガスを使用することが好ましい。また、Ｖ族原料ガスとしては、アンモニアを使用することが好ましい。
【００４１】
ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）をｎ型、ｐ型にする場合には、前記III族原料ガス、Ｖ族原料ガスと同時にドーパント原料ガスを供給すればよい。ｎ型層とする場合には、ドーパント原料ガスは、モノシラン、又はテトラエチルシラン等のシラン系ガスを使用することが好ましい。ｐ型層とする場合には、ビスシクロペンタジエニルマグネシウムのＭｇ原料ガスを使用することが好ましい。
【００４２】
以上の原料ガスは、水素、及び／又は窒素などのキャリアガスと共に反応炉に供給してＡｌＮ単結晶基板上にＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）を成長させる。Ｖ族原料ガスとIII族原料ガスのモル比（Ｖ／III比）の好ましい範囲は、特に限定されるものではないが、５００〜１００００の範囲内で設定することが好ましい。Ｖ／III比は、上記の設定範囲内で適宜決定すればよい。なお、Ｖ族原料ガスには窒素ガスは含まない。
【００４３】
また、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の成長温度や成長圧力は特に制限されるものではないが、それぞれ１０００〜１３００℃、３０〜１０００ｍｂａｒの範囲、より好ましくは１０５０〜１２００℃、３０〜５００ｍｂａｒの範囲であることが好ましい。
【００４４】
なお、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）を複数の層とする場合には、供給するIII族原料ガスの比、例えば、トリメチルアルミニウム、及びトリメチルガリウムの供給比を変化させることにより、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）を複数の層（Ａｌ組成（Ｘ）の値が異なる複数の層）とすることができる。
【００４５】
以上、ＡｌＮ単結晶層上に積層されるＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）について説明したが、上記の通り、発光素子を作製する場合には、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）は複数の層から形成される。次に、好適な例について説明する。
【００４６】
（ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）が複数の層からなる場合の好適な例）
本発明において、III族窒化物積層体の使用用途を広げるためには、ＡｌＮ単結晶基板上に積層し、その上にＧａＮ層が積層されるＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）は、複数の層であることが好ましい。つまり、ＡｌＮ単結晶基板と格子整合したＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）を該ＡｌＮ単結晶基板上に有する積層構造において、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）は複数の層からなることが好ましい。この場合、上記の通り、複数の層全てがＡｌＮ単結晶基板と格子整合していなければならない。そして、ＡｌＮ単結晶基板とＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）とが格子整合し、その上に結晶性のよいＧａＮ層を積層するためには、ＡｌＮ単結晶基板上に比較的初期の段階で積層されるＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の組成、及びその層の製造方法が重要となる。具体的には、前記ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）が複数の層からなり、その複数の層の内、ＧａＮ層が直接積層される層をＡｌＺＧａ１−ＺＮ層（０＜Ｚ≦１）とした場合、前記積層構造が、ＡｌＮ単結晶基板と前記ＡｌｚＧａ１−ｚＮ層（０＜Ｚ≦１）との間に、ＡｌＹＧａ１−ＹＮ層（０.７≦Ｙ≦１）を有することが好ましい。そして、下記に詳述するが、このＡｌＹＧａ１−ＹＮ層（０.７≦Ｙ≦１）は、ＡｌＮ単結晶基板上に直接積層されることが好ましい。
【００４７】
また、本発明においては、上記積層構造とする他、性能的な面で言えば、特に、発光素子、レーザー素子等にIII族窒化物積層体を適用する場合には、ＡｌＮ単結晶基板側からｎ型層、活性層、及びｐ型層の順で積層された複数のＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）とすることが好ましい。さらには、ＡｌＮ単結晶基板とｎ型層との間に単結晶バッファ層を形成することもできる。また、活性層とｐ型層との間にＡｌ組成比の高い電子ブロック層を形成することもできる。この電子ブロック層はｐ型層とすることもできる。
【００４８】
上記に記載したｎ型層、活性層、及びｐ型層は、単一の層であってもよいが、それぞれ複数の層、例えば、Ａｌ組成が異なる層であったり、ドーパント濃度が異なる層であってもよい。
【００４９】
なお、当然のことであるが、前述したように、ｎ型層３、活性層４、ｐ型層６、及び必要に応じて積層される単結晶バッファ層２、電子ブロック層５は、全てＡｌＸＧａ１−ＸＮ（０＜Ｘ≦１）の組成を満足し、ＡｌＮ単結晶基板１と格子整合したものである。これら各層について説明する。
【００５０】
（単結晶バッファ層２）
この単結晶バッファ層２は、ＡｌＮ単結晶基板１上に直接積層されるものである。下記に詳述するが、ｎ型層３におけるＡｌ組成が高い場合には、この単結晶バッファ層２は必須ではないが、単結晶バッファ層２を設けることにより、ＧａＮ層７が直接積層されるＡｌＸＧａ１−ＸＮ層６（０＜Ｘ≦１）の平滑性を高め、ヒロック密度を低減することできる。そのため、この単結晶バッファ層２は、Ａｌ組成が高い層であることが好ましい。具体的には、この単結晶バッファ層２が前記ＡｌＹＧａ１−ＹＮ層（０.７≦Ｙ≦１）となることが好ましい。このような単結晶バッファ層２を設ける場合、その厚みは、０．０１〜１μｍとすることが好ましい。そして、この単結晶バッファ層２は、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の成長方法で説明した方法において、ＭＯＣＶＤ法により、Ｖ／III 比を４０００〜１００００、より好ましくは４５００〜８０００として成長させることが好ましい。なお、その他の成長条件は、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の成長方法で記載した範囲を採用すればよい。このような条件で成長するＡｌＹＧａ１−ＹＮ層（０.７≦Ｙ≦１）を単結晶バッファ層として設けることにより、ＡｌＮ単結晶基板と、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）との界面付近での結晶欠陥の発生が効果的に抑制される。その結果として、ＧａＮ層が積層されるＡｌＺＧａ１−ＺＮ層（０＜Ｚ≦１）の平滑性がより向上し、ヒロック密度がより低減される傾向にある。そして、結晶性のよりよいＧａＮ層を形成できる。
【００５１】
（ｎ型層３）
このｎ型層３は、ＡｌＮ単結晶基板１と格子整合したＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）であれば、特に制限されるものではなく、目的とする発光素子に併せてその組成を決定すればよい。中でも、２１０ｎｍ〜３５０ｎｍに発光ピーク波長を有する紫外発光素子に本発明のIII族窒化物積層体１０を使用する場合には、ｎ型層３は、発光ピーク波長に対して透明なＡｌＸＧａ１−ＸＮ層となるようにＡｌ組成比を選択する必要がある。このＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）をｎ型にするためには、前記の通り、ＭＯＣＶＤ法で成長する際にシラン系ドーパント原料を供給すればよい。ドーピングするＳｉの濃度は、特に制限されるものではないが、高いｎ型導電性を得るためには、５×１０１８〜３×１０１９ｃｍ−３の範囲であることが好ましい。なお、単結晶バッファ層２を設けずに、ＡｌＮ単結晶基板１上にｎ型層３を直接設けても良い。この場合ｎ型層が前記ＡｌＹＧａ１−ＹＮ層（０.７≦Ｙ≦１）となることが好ましい。
【００５２】
このようなｎ型層３の厚みは、特に制限されるものではないが、５００ｎｍ〜１５００ｎｍである。
【００５３】
（活性層４）
この活性層４は、前記ｎ型層３上に積層される。この活性層３は、ＡｌＮ単結晶基板１と格子整合したＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）であれば、特に制限されるものではなく、公知の層が適用できる。具体的には、井戸層と障壁層とを複数回積層した多重量子井戸層とすることができる。この多重量子井戸層中にはＳｉをドーピングすることもできる。井戸層、及び障壁層の組成は、目的とする用途に応じて適宜決定すればよい。中でも、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層において、Ｘは０．１〜０．８の範囲で調整することが好ましく、格子整合するという観点からは０．４〜０．８の範囲で調整することがより好ましい。
また、井戸層、障壁層の厚みも、特に制限されるものではなく、通常、一つの井戸層の厚みが２〜１０ｎｍであり、一つの障壁層の厚みが５〜２５ｎｍである。
【００５４】
このような活性層４は、上記ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の成長方法で説明した方法の条件を採用して、所望の組成・層構成となるように成長すればよい。
【００５５】
（電子ブロック層５）
この電子ブロック層５は、活性層４の上に積層される。ただし、この電子ブロック層５は、ｐ型とすることもできるため、ｐ型層６の一種であると見なすこともできる。この電子ブロック層５は、バンドギャップエネルギーが高いことが望まれているため、Ａｌ組成が他の層以上の割合であることが好ましい。そのため、特に発光ピーク波長が２８０ｎｍよりも短い発光素子を作製しようとする場合には、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（Ｘ＝１）とすることが最も好ましい。また、２８０ｎｍよりも発光ピーク波長が長い場合には、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０．３≦Ｘ≦１）の範囲で、Ａｌ組成を適宜決定すればよい。この電子ブロック層の厚みは、特に制限されるものではないが、５〜５０ｎｍである。
【００５６】
このような電子ブロック層５は、上記ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の成長方法で説明した方法の条件を採用して、所望の組成となるように成長すればよい。そして、ｐ型とする場合には、Ｍｇ原料ガスを供給して成長すればよい。Ｍｇ濃度は、特に制限されるものではないが、Ｍｇ濃度が３×１０１９〜２×１０２０ｃｍ−３であることが好ましく、さらに好ましくは５×１０１９〜１×１０２０ｃｍ−３である。
【００５７】
（ｐ型層６）
このｐ型層６は、前記電子ブロック層５の上に形成される。ｐ型層６は、複数の層から形成することもできるが、この場合、Ａｌ組成が他の層以上である層が存在する場合には、電子ブロック層と同じ役割を果たすため、活性層上に積層することもできる。ｐ型層の組成は、目的とする用途に応じて適宜決定すればよい。特に発光ピーク波長が２８０ｎｍよりも短い発光素子を作製しようとする場合には、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層において、Ｘが０．７〜１．０の範囲で調整することが好ましい。ｐ型層の厚みは、特に制限されるものではなく、通常、５〜１００ｎｍ程度である。
【００５８】
ｐ型層６の最上位の層は、ＧａＮ層７が直接積層される層となるため、その組成は、ＡｌＺＧａ１−ＺＮ（０＜Ｚ≦１）であり、目的とする用途に応じて適宜決定すればよい。このＡｌＺＧａ１−ＺＮ層（０＜Ｚ≦１）は、前記の通り、ＧａＮ層７が積層される表面において、５×５μｍ２の領域における２乗平均粗さ（ＲＭＳ）が１０ｎｍ以下であることが好ましく、５ｎｍ以下であることがより好ましく、１ｎｍ以下であることがさらに好ましい。また、ヒロック密度は、１０個／ｍｍ２以下であることが好ましく、５個／ｍｍ２であることがより好ましく、１個／ｍｍ２以下であることがさらに好ましい。このようなＡｌＺＧａ１−ＺＮ層（０＜Ｚ≦１）は、上記ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の成長方法で説明した方法の条件を採用すれば成長することができる。中でも、上記単結晶バッファ層２、ｎ型層３と同様な成長条件を採用することが好ましい。
【００５９】
ｐ型層自体は、上記ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の成長方法で説明した方法の条件を採用して、所望の組成・層構成となるように成長すればよい。
【００６０】
以上、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）が複数の層の場合の好適な例示を示したが、本発明は、以上の構成に限定される訳ではない。また、上記例示において、複数からなる層の合計厚みは０．３〜３μｍの範囲であることが好ましい。そして、その他の好ましい例示についても、例えば、格子緩和率、転位密度、及び炭素濃度等は、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の項目で説明したものと同じであることが望ましい。
【００６１】
（ＧａＮ層７）
本発明において、ＧａＮ層７は、単結晶層であり、ＡｌＮ単結晶基板１と格子整合したＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（複数層の場合はＡｌＺＧａ１−ＺＮ層）上に形成される。そのため、ＧａＮ層７は、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層との格子定数差によって、圧縮歪を受けており、膜厚の増加に伴ってＧａＮ層中に蓄積される圧縮歪量が増加する。圧縮歪量が大きくなると、ＧａＮ層中に新たに転位が形成されることによって歪が緩和される結果、ＧａＮ層中の転位密度が増大し、またＸ線オメガロッキングカーブの半値幅も大きくなる。そのため、ＧａＮ層膜厚は５〜４００ｎｍでなければならない。
【００６２】
ＧａＮ層７は３６５ｎｍよりも短波長の光を吸収してしまうため、本発明のIII族窒化物積層体を紫外発光素子に適用する場合は、ＧａＮ層における光吸収量を低減し、発光効率を向上させる観点からは、ＧａＮ層の膜厚は薄い方が好ましい。転位密度、及びＸ線オメガロッキングカーブの半値幅の増大を抑制し、かつＧａＮ層での光吸収量を低減するためには、ＧａＮ層の膜厚は５〜１５０ｎｍであることが好ましく、さらに好ましくは５〜１００ｎｍであり、最も好ましくは５〜５０ｎｍである。
【００６３】
一方で、ＧａＮ層７の膜厚が厚くなると、ＧａＮ層中での電流密度分布がより均一になるため、紫外発光素子を駆動させた際の、ＧａＮ層と電極界面の劣化が抑制され、その結果、駆動電圧の上昇率を低減できるなどの利点がある。転位密度、及びＸ線オメガロッキングカーブの半値幅の増大を抑制し、かつ電圧上昇率を低減するためには、ＧａＮ層の膜厚は、１５０〜４００ｎｍであることが好ましく、さらに好ましくは、２５０〜４００ｎｍである。しかし、ＧａＮ層の膜厚が４００ｎｍ以上になると、上述した歪緩和が進む結果、転位密度が増大する、または表面平滑性が低下する等の不具合が生じる場合がある。
【００６４】
本発明の一態様において、ＧａＮ層７の転位密度は、５×１０１０ｃｍ−２未満である。本発明のIII族窒化物積層体１０を発光素子とする場合、その信頼性向上の観点からは、電流のリークパスとなり得るＧａＮ層中の転位密度は、ある態様では１×１０１０ｃｍ−２未満であってもよく、また別の態様では５×１０９ｃｍ−２未満であってもよい。ＧａＮ層の転位密度は、たとえばＧａＮ層の成長速度を遅くすることにより、ＧａＮ層中の緩和を抑制することで、低くすることができる。なお、この場合の転位密度は、ＧａＮ層の最表面の転位密度である。転位密度の下限値は、０であることが好ましいが、後述するＧａＮ層の成長メカニズムを考慮すると、ＧａＮ層成長初期の歪緩和に伴う転位発生を回避することは困難であるため、現時点の製造技術においては１０６ｃｍ−２程度である。
【００６５】
本発明の他の態様において、ＧａＮ層７の（００２）面および（１０２）面のＸ線オメガロッキングカーブの半値幅は、５０〜３００秒である。ここで、ロッキングカーブ測定とは、特定の結晶面がブラッグの回折条件を満たす角度の２倍の位置にディテクターを固定して、Ｘ線の入射角を変化させて得られる回折のことである。ロッキングカーブの半値幅により、結晶中の転位密度を評価することが可能で、半値幅の値が小さいほど、ＧａＮ単結晶層中の転位密度が低いことを意味している。また、ロッキングカーブを測定する結晶面については、III族窒化物では（００２）、（１００）、（１０２）面に関して行われる。（００２）、（１００）面の半値幅は、それぞれ螺旋転位密度、刃状転位密度の大小を反映した値を示す。また、（１０２）面に関しては、上記２種類の転位欠陥密度を合わせた状態を反映した値を示す。本発明のＧａＮ層では、従来よりも転位密度が低いため、それに伴ってＸ線ロッキングカーブの半値幅も小さくすることができるが、（００２）面では５０〜２００秒であることが好ましく、さらに好ましくは５０〜１５０秒である。また（１０２）面では５０〜２６０秒であることが好ましく、さらに好ましくは５０〜２３０秒である。
【００６６】
なお、本発明のＧａＮ層７は、転位密度が５×１０１０ｃｍ−２未満であるか、（００２）面および（１０２）面のＸ線オメガロッキングカーブの半値幅が５０〜３００秒であるが、当然のことながら、転位密度とＸ線オメガロッキングカーブの半値幅が何れも上記範囲内であることが最も好ましい。
【００６７】
また、上述の通り、ＧａＮ層７は下地となるＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）との格子定数が大きいため、ＧａＮ層はＳＫもしくはＶＷ型の３次元成長モードで成長することが知られている。このような成長型では、ＧａＮ層成長初期の３次元成長時に、格子緩和を伴ってＧａＮ層中に転位が形成される。よって、ＧａＮ層中の転位密度は、下地となるＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の転位密度に加えて、ＧａＮ層成長初期の、格子緩和を伴って発生する転位によっても影響を受ける。そのため、ＧａＮ層中の転位密度を低減するためには、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）の転位密度が低いことに加えて、ＧａＮ層の緩和率を抑えたまま成長することが好ましい。本発明において、ＧａＮ層の格子緩和率は７５％未満であり、７０％以下であることが好ましく、さらに好ましくは６５％以下である。緩和率の下限値は、理想的には０％であるが、３次元化成長時の緩和を考慮すると３０％程度であると考えられる。
【００６８】
ＧａＮ層７の表面状態は、素子の信頼性を向上させる観点からは平滑であることが好ましく、５×５μｍ２の領域における２乗平均粗さ（ＲＭＳ）が１０ｎｍ以下、好ましくは５ｎｍ以下、より好ましくは３ｎｍ以下である。また、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）上のＧａＮ層は、非特許文献３に記載されているように、数〜数十μｍサイズの島状ＧａＮ結晶からなるヒロックが形成される。このような巨大なヒロックも信頼性低下の要因となる。そのため、ＧａＮ層表面のヒロック密度は、２０個／ｍｍ２以下、好ましくは１０個／ｍｍ２、より好ましくは５個／ｍｍ２以下である。
【００６９】
本発明のIII族窒化物積層体を紫外発光素子に適用する場合は、ＧａＮ層はＭｇをドーピングしたｐ型ＧａＮ層とすることが好ましい。以下では、Ｍｇをドーピングしたｐ型ＧａＮ層の特徴について詳細に説明する。
【００７０】
ｐ型ＧａＮ層中のＭｇ濃度の平均は、１×１０１７ｃｍ−３〜２×１０２０ｃｍ−３であることが好ましい。Ｍｇ濃度は、本発明の範囲内であれば特に制限されるものではなく、ＧａＮ層中において単一の濃度であってもよいし、膜厚方向で変化させることもできる。なお、上記Ｍｇ濃度の平均は、ｐ型ＧａＮ層の厚みに応じて、後述する界面付近のＭｇ濃度、及び表面近傍のＭｇ濃度を除いて求めればよい。より高いｐ型導電性を得ようとする場合は、Ｍｇ濃度の平均が１×１０１９〜２×１０２０ｃｍ−３であることが好ましく、さらに好ましくは５×１０１９〜１×１０２０ｃｍ−３である。
【００７１】
本発明において、ｐ型ＧａＮ層と直接ｐ型ＧａＮ層が積層されるＡｌＸＧａ１−ＸＮ（ＡｌＺＧａ１−ＺＮ）層との界面付近でＭｇ濃度のプロファイルがピークを有することが好ましい。本発明においてＧａＮ層７をｐ型層とした場合には、ｐ型ＧａＮ層と前記ＡｌＸＧａ１−ＸＮ（ＡｌＺＧａ１−ＺＮ）層との界面付近でＭｇ濃度が高くなる部分を有する（図２参照）。この界面のＭｇ濃度のピークはＧａＮ層の成長開始と同時に、一定量のＭｇ原料を流した場合においても、上記ピークを有するＭｇ濃度分布となる。このような現象が発現するメカニズムは定かではないが、本発明者らは、ＧａＮ層の結晶性が高い（転位密度が５×１０１０ｃｍ−２未満であり、（００２）面および（１０２）面のＸ線オメガロッキングカーブの半値幅が５０〜３００秒である）ことに起因していると考えている。すなわち、転位密度が多く、ＧａＮ層の緩和率が１００％であるものと比較すると、本発明におけるＧａＮ層は、界面により大きな歪が内在しているため、Ｍｇの取り込み量が増大するものと推定している。界面のＭｇ濃度のピーク値は、ＧａＮ層中のＭｇ濃度によっても変化するが、概ね、ＧａＮ層中のＭｇ濃度の平均の１．５〜３．０倍程度の値である。なお、このＧａＮ層中のＭｇ濃度のプロファイルは、２次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）などの公知の技術によって測定できる。
【００７２】
（ＧａＮ層７の成長方法）
ＧａＮ層７も、ＭＯＣＶＤ法、ＭＢＥ法などの気相成長法を用いた、公知の結晶成長法によって製造できるが、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層と同様に、ＭＯＣＶＤ法を用いることが好ましい。ＭＯＣＶＤ法で使用するIII族原料ガス、Ｖ族原料ガス、ドーパント原料ガスは、公知の原料が特に制限なく使用できるが、III族原料ガスとしては、トリメチルガリウム、トリエチルガリウムを使用することが好ましい。また、Ｖ族原料ガスとしては、アンモニアを使用することが好ましい。また、使用するドーパントガスにはＡｌＸＧａ１−ＸＮ層と同様の、Ｓｉ原料およびＭｇ原料ガスを使用することができる。ＧａＮ層成長時のＶ／III比は、２０００〜１５０００の範囲内で設定することが好ましく、より好ましくは４０００〜１２０００、最も好ましくは６０００〜１００００である。
【００７３】
また、ＧａＮ層を成長させる際に用いるキャリアガスには、水素ガスと窒素ガスの混合ガスを用いることが好ましい。窒素ガスの混合比の増加に伴って平滑性は改善する傾向を示す。これは、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）上に形成されるＧａＮ層の３次元初期成長核の密度が、窒素ガスの混合によって増加するためだと考えられる。しかし、窒素ガス混合比が大きくなって３次元成長核の密度が過剰となると、ＧａＮ層の格子緩和を助長する結果、ＧａＮ層中の転位密度が高くなる傾向にある。また、上述の通り、一般的には窒素ガスの混合によりＧａＮ層の平滑性は改善する傾向を示すが、転位密度の増大に伴って、表面平滑性が悪化する場合もある。
【００７４】
さらに、窒素ガスの混合比はＧａＮ層の導電性にも影響を与える。キャリアガスにおける窒素ガスの混合比が０．６を超える場合は、ｐ型ＧａＮ層における導電性が低下し、また、ｐ型ＧａＮ層と、ｐ型ＧａＮ層上に形成された電極との接触抵抗が増加する傾向がある。そのため、窒素ガスの混合比は０以上０．６以下であることが好ましく、より好ましくは０．１以上０．５以下である。そして、上記の通り、好ましいキャリアガスの態様は、水素ガスと窒素ガスの混合ガスであるため、両者の体積割合（体積流量比）が、窒素ガスが０．１以上０．５以下であり、水素ガスが０．５以上０．９以下となることが好ましく、窒素ガスが０．１以上０．５未満であり、水素ガスが０．５を超え０．９以下となることがより好ましく、窒素ガスが０．３以上０．４以下であり、水素ガスが０、６以上０．７以下となることがさらに好ましい。この場合、キャリアガスは水素ガスと窒素ガスとからなり、水素ガスと窒素ガスの合計体積（合計体積流量）を１とする。また、この体積割合（体積流量比）は、反応炉内に供給するキャリアガスの基準状態（１ａｔｍ）における体積流量値から求めた値である。
【００７５】
ＧａＮ層の成長温度は、１０００〜１１００℃、より好ましくは１０２０〜１０８０℃の範囲で製造することが好ましい。ＧａＮ層の成長において、上記温度範囲では、ＧａＮの成長と脱離（蒸発）が同時に起こる領域であり、III族原料ガス量が一定の場合には、成長温度の増加に伴い熱脱離により成長速度が低下する。ＧａＮ層の成長と脱離の割合は、成長温度とIII族原料ガス量、Ｖ族原料ガス量などの成長パラメータで制御することができる。本発明のＧａＮ層を製造する場合は、ＧａＮ層成長速度に加えて、成長と脱離の割合を好適な範囲内に制御することが好ましい。すなわち、ＧａＮ層の成長速度は、０．０３〜０．３５μｍ／ｈであることが好ましく、より好ましくは０．０５〜０．１μｍ／ｈの範囲内である。また、この成長速度が、脱離の影響を受けない場合の成長速度に対して、０．１〜０．８倍、より好ましくは０．３〜０．６倍の範囲内に設定することが好ましい。なお、脱離の影響を受けない場合の成長速度とは、成長温度が１０００℃未満の、脱離の影響を無視できる温度域での成長速度で見積もることができる。
【００７６】
（III族窒化物積層体の一例）
次に、本発明のIII族窒化物積層体よりなる発光素子を作製する場合について、発光ピーク波長が２６０ｎｍの発光ダイオードを例示して説明する。ＭＯＣＶＤ法によって、ＡｌＮ単結晶基板上に、膜厚５００ｎｍ〜１５００ｎｍの範囲でｎ型Ａｌ０．７５Ｇａ０．２５Ｎ層を成長する。ｎ型Ａｌ０．７５Ｇａ０．２５Ｎ層上に、７ｎｍのＡｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ層と３ｎｍのＡｌ０．５Ｇａ０．５Ｎ層からなる多重量子井戸層を成長する。多重量子井戸層中にはＳｉをドーピングすることもできる。次に、ｐ型ＡｌＮ層、ｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層を順に積層する。ｐ型ＡｌＮ層とｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層の膜厚は、特に制限されるものではないが、それぞれ５〜２０ｎｍ、５〜１００ｎｍ程度である。以上において、ｎ型Ａｌ０．７５Ｇａ０．２５Ｎ層、多重量子井戸層（活性層）、ｐ型ＡｌＮ層、及びｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層は、ＡｌＮ単結晶基板と格子整合したＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（０＜Ｘ≦１）に該当する。
【００７７】
その後、ｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層上にｐ型ＧａＮ層を上記で説明した成長条件により成長する。このように成長したIII族窒化物エピタキシャルウェハを、公知のフォトリソグラフィーおよびドライエッチング、真空蒸着法を用いて、発光ダイオードウェハを作製する。その後、発光ダイオードウェハを、公知のチップ切断技術によってダイシングし、発光ダイオードチップを得る。発光ダイオードチップの大きさは特に限定はされないが、一般には一辺が３００〜２０００μｍ程度の角型チップである。上記では、発光ピーク波長２６０ｎｍの場合を説明したが、発光ピーク波長を変更する際には、所望の波長に応じて適宜、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層のＡｌ組成（Ｘ）や膜厚を選択すればよい。また、ＭＯＣＶＤ法によって、ＡｌＮ単結晶基板上にＡｌＹＧａ１−ＹＮ層（０．７≦Ｙ≦１）単結晶層（単結晶バッファ層）を成長した後に上記のIII族窒化物積層体を製造することもできる。なお、本発明において、発光素子とは、ダイシング後のチップだけではなく、ダイシング前のウェハ形状のものを含む。
【００７８】
作製した発光素子チップは、ＡｌＮ、Ａｌ２Ｏ３等のセラミックやＳｉ、ＳｉＣ等の結晶材料を母材とするサブマウントにフリップチップマウントする。この構造では、多重量子井戸層で発生させた２６０ｎｍの紫外光は、基板を介して外部に取り出す。その後、必要に応じて、セラミックパッケージやＣＡＮパッケージにパッケージングし、紫外発光ダイオードランプを完成させる。
【実施例】
【００７９】
以下、本発明を発光ピーク波長２６０ｎｍの発光ダイオードに適用した実施例を用いて本発明を具体的に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。たとえば、紫外発光素子を作製する場合には、素子の発光ピーク波長は２６０ｎｍに限定はされず、２１０〜３５０ｎｍの範囲で適宜に選択することができる。発光ピーク波長は、特に活性層の組成と膜厚、ドーパント濃度などを適宜に選択することで制御できる。【００８０】
実施例１
（ＡｌＮ単結晶基板１の準備）
ＡｌＮ単結晶基板１は、Ａｐｐｌｉｅｄ  Ｐｈｙｓｉｃｓ  Ｅｘｐｒｅｓｓ  ５（２０１２）１２２１０１に記載の方法により作製した。具体的には、先ず、ＰＶＴ法により作製されたΦ２５ｍｍのＣ面ＡｌＮ種基板を準備した。このＡｌＮ種基板は、オフ角度は０．０５〜０．５°であり、転位密度は１０４ｃｍ−２以下である。また、高分解能Ｘ線回折装置（スペクトリス社パナリティカル事業部製Ｘ‘Ｐｅｒｔ）により、加速電圧４５ｋＶ、加速電流４０ｍＡの条件で、（００２）および（１０１）面のＸ線ロッキングカーブ測定を行ったところ、Ｘ線ロッキングカーブの半値幅はいずれも、３０秒以下であった。【００８１】
次に、前記ＡｌＮ種基板上に、ＨＶＰＥ法により３００μｍの厚みでＡｌＮ厚膜（以下、ＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜とする）を形成し、その後、ＡｌＮ厚膜成長面の化学機械（ＣＭＰ）研磨を行った。ＣＭＰ研磨後のＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜のＸ線ロッキングカーブ測定の半値幅も、ＡｌＮ種基板と同等の３０秒以下であり、ＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜の転位密度も、ＡｌＮ種基板と同様に１０４ｃｍ−２以下の結晶品質が保持されていることが確認された。【００８２】
また、ＣＭＰ研磨後のＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜のオフ角度は０．２〜０．５°になるように制御した。このようにして作製した成長用基板（ＡｌＮ種基板上にＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜が積層された基板）の結晶成長面（ＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜の研磨した面）の表面粗さ（ＲＭＳ）は、５×５μｍ２の範囲で０．１ｎｍ以下であり、また酸混合溶液（硫酸：リン酸＝１：３）に、１９０℃、１０ｍｉｎ浸漬した後に、ノマルスキー顕微鏡で確認したエッチピット密度は０個／ｍｍ２であった。【００８３】
さらに、同様にして作製したＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜の透過率の測定を行った結果、２１０〜３５０ｎｍの範囲の直線透過率は４０％以上であり、同波長範囲における吸収係数は２５ｃｍ−１以下であることが確認された。なお、下記に詳述するが、ＡｌＮ種基板部分は、紫外発光素子を作製する際には、この成長用基板から最終的に除去する。そのため、本発明におけるＡｌＮ単結晶基板１は、ＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜部分が該当する。【００８４】
以上のように作製した成長用基板を使用して図１に示す構造の発光素子を作製した（ただし電極部分は図示していない。）。【００８５】
（単結晶バッファ層２）
先ず、成長用基板をＭＯＣＶＤ装置内のサセプター上に設置し、総流量１３ｓｌｍの水素と窒素の混合ガスを流しながら、１２００℃まで加熱し、結晶成長面のクリーニングを行った。次いで、基板温度を１１８０℃とし、トリメチルアルミニウム流量を８．８μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量を１ｓｌｍとして、この際のＶ／III比が５１００となるように原料ガス流量を調整し、全流量が１０ｓｌｍ、圧力が４０ｍｂａｒの条件でＡｌＮホモエピタキシャル層２（単結晶バッファ層２）を厚さ０．０５μｍで形成した。【００８６】
（ｎ型層３）
次いで、基板温度を１０５０℃とし、トリメチルアルミニウム流量を３５μｍｏｌ／ｍｉｎ、トリメチルガリウム流量を１８μｍｏｌ／ｍｉｎ、テトラエチルシラン流量を０．０２μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量を１．５ｓｌｍの条件で、ｎ型Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ層３（ｎ型層３）を１．０μｍで形成した。成長後のｎ型Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ層の５×５μｍ２のＲＭＳは２ｎｍであり、ノマルスキー顕微鏡により測定したヒロック密度は、１個／ｍｍ２以下であった。【００８７】
（活性層４）
次いで、テトラエチルシラン流量を０．００２μｍｏｌ／ｍｉｎとした以外は、ｎ型Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ層と同条件で障壁層を厚さ１０ｎｍで形成した。次いで、トリメチルガリウム流量を４０μｍｏｌ／ｍｉｎ、トリメチルアルミニウムを３μｍｏｌ／ｍｉｎとした以外はｎ型Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ層と同条件で、Ａｌ０．５Ｇａ０．５Ｎ井戸層を厚さ４ｎｍで形成した。この井戸層と障壁層の成長を３回繰り返すことにより３重量子井戸層４（活性層４）を形成した。【００８８】
（ｐ型層：ｐ型の電子ブロック層５）
次いで、トリメチルガリウムおよびテトラエチルシランの供給を停止し、ビスシクロペンタジエニルマグネシウムを１．０μｍｏｌ／ｍｉｎで供給した以外は、ｎ型Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ層と同条件で、ｐ型ＡｌＮ層５（電子ブロック層５、又はｐ型層）を厚さ２０ｎｍで形成した。【００８９】
（ｐ型層：ＧａＮ層が積層される層６）
次いで、トリメチルガリウム流量を８μｍｏｌ／ｍｉｎで供給した以外は、ｐ型ＡｌＮ層と同様の条件で、ｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層６（ｐ型層６：ＡｌＺＧａ１−ＺＮ層）を厚さ３０ｎｍで形成した。【００９０】
また、発光ダイオードの作製とは別に、同様の手順でｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層まで作製し、ｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層表面の観察を行った。ノマルスキー顕微鏡で観察した結果、ヒロック密度は１個／ｍｍ２であった。また、５×５μｍ２の範囲のＲＭＳは、２．１ｎｍであった。【００９１】
（ｐ型ＧａＮ層７）
次いで、基板温度を１０３０℃、圧力を２００ｍｂａｒに変更した後、トリメチルガリウム流量が０．２μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量が３．０ｓｌｍ、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム流量が１．０μｍｏｌ／ｍｉｎ、キャリアガス流量が７ｓｌｍ（混合比（流量比）  窒素ガス：水素ガス＝０．４：０．６）の条件で、ｐ型ＧａＮ層７を厚さ３０ｎｍで形成した。この際のｐ型ＧａＮ層の成長速度は、０．０７５μｍ／ｈであり、９８０℃における同条件のＧａＮ層の成長速度に対して０．４６倍であった。【００９２】
このようにして作製した、III族窒化物積層体１０を、ＭＯＣＶＤ装置から取出した。取り出した積層体のｐ型ＧａＮ層表面のＲＭＳは２ｎｍであり、ノマルスキー顕微鏡により測定したヒロック密度は２個／ｍｍ２であった。【００９３】
（III族窒化物積層体１０の評価）
さらに、ＡｌＮ単結晶基板１と同様に、高分解能Ｘ線回折装置によって、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層（単結晶バッファ層２、ｎ型層３、活性層４、電子ブロック層５、及びｐ型層６）、並びにｐ型ＧａＮ層７の結晶品質を評価した。各層の格子緩和の状態評価のために（１１４）面のＸＲＤ逆格子マッピング測定を行った結果、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層の格子緩和率は全て１．２％以下であり、ｐ型ＧａＮ層の格子緩和率は６４．５％であった。またｐ型ＧａＮ層の（００２）面および（１０２）面のロッキングカーブの半値幅は、それぞれ８０秒、２４０秒であった。さらに、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による断面観察より求めたｐ型ＧａＮ層表面の転位密度は、９×１０９ｃｍ−２であった。また、ＳＩＭＳにより測定したＭｇ濃度のプロファイルを図２に示す。ｐ型ＧａＮ層中のＭｇ濃度の平均は約１．９×１０１９ｃｍ−３であり、ｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層との界面付近のＭｇ濃度は５．０×１０１９ｃｍ−３であった。なお、前記Ｍｇ濃度の平均は、表面から１０ｎｍの範囲、及びｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層６との界面から１０ｎｍの範囲を除外して求めた値である。【００９４】
（III族窒化物積層体  ｎ電極の形成）
次いで、ＩＣＰエッチング装置によりIII族窒化物積層体の一部をｎ型Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ層が露出するまでｐ型ＧａＮ層側からエッチングした後、該露出表面に真空蒸着法によりＴｉ（２０ｎｍ）／Ａｌ（１００ｎｍ）／Ｔｉ（２０ｎｍ）／Ａｕ（５０ｎｍ）電極を形成し、窒素雰囲気中、１分間、９００℃の条件で熱処理を行った。【００９５】
（III族窒化物積層体  ｐ電極の形成）
次いで、上記ｐ型ＧａＮ層上に真空蒸着法によりＮｉ（２０ｎｍ）／Ａｕ（１００ｎｍ）電極を形成し、窒素雰囲気中、５分間、５００℃の条件で熱処理を行った。【００９６】
（発光ダイオードの作製）
次いで、ＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜部分が露出するまで、ＡｌＮ種基板部分を機械研磨により除去して、発光ダイオードウェハを完成させた（この場合ＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜部分がＡｌＮ単結晶基板１に該当する。）。この時、ＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜部分（ＡｌＮ単結晶基板１）の厚みは、１００μｍであった。作製した発光ダイオードウェハをダイシングにより複数の８００×８００μｍのチップ形状に切断した後、セラミックマウント上にフリップチップボンディングして、発光ダイオードを完成させた。【００９７】
（発光ダイオードの評価）
作製した発光ダイオードの発光ピーク波長は２６０ｎｍであり、駆動電流１００ｍＡにおける発光出力は１４ｍＷであった。また、作製した発光ダイオード３０個に関して、室温において１００ｍＡ連続通電時の耐久試験を行った結果、５００時間までに短絡等の故障したチップは０であった。また耐久試験前の出力に対する５００時間後の出力の比は、評価した３０個のチップ全てにおいて、０．９５以上であった。また、５００時間後の１００ｍＡ通電時の電圧上昇率は６．３％であった。【００９８】
実施例２
実施例１のＡｌＮホモエピタキシャル層２（単結晶バッファ層）を、Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ層（単結晶バッファ層）に変更した以外は、実施例１と同様にして発光ダイオードを作製した。【００９９】
Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ層（単結晶バッファ層）は、基板温度を１０５０℃、トリメチルアルミニウム流量を４．４μｍｏｌ／ｍｉｎ、トリメチルガリウム流量を８．９μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量を１．５ｓｌｍとし、この際のＶ／III比が５０５０となるように原料ガス流量を調整し、全流量が１０ｓｌｍ、圧力が５０ｍｂａｒの条件で、０．０５μｍ形成した。その他の条件は、実施例１と同様にしてｐ型ＧａＮ層まで作製した。【０１００】
（III族窒化物積層体の評価）
ｐ型ＧａＮ層表面のＲＭＳは１．２ｎｍであり、ノマルスキー顕微鏡により測定したヒロック密度は１．３個／ｍｍ２であった。また、（１１４）面のＸＲＤ逆格子マッピング測定を行った結果、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層の格子緩和率は全て０．９％以下であり、ｐ型ＧａＮ層の格子緩和率は５８．４％であった。また、（００２）面および（１０２）面のロッキングカーブの半値幅は、それぞれ７４秒、２２７秒であった。さらに、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による断面観察より求めたｐ型ＧａＮ層表面の転位密度は、８．７×１０９ｃｍ−２であった。ＳＩＭＳにより測定したｐ型ＧａＮ層中のＭｇ濃度プロファイルは図２と同じように、ｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層との界面付近でピークを有していた。ｐ型ＧａＮ層中のＭｇ濃度は２．０×１０１９ｃｍ−３であり、ｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層との界面付近のＭｇ濃度は５．０×１０１９ｃｍ−３であった。【０１０１】
（発光ダイオードの評価）
作製した発光ダイオードの発光ピーク波長は２６０ｎｍであり、駆動電流１００ｍＡにおける発光出力は１３ｍＷであった。また、作製した発光ダイオード３０個に関して、室温において１００ｍＡ連続通電時の耐久試験を行った結果、５００時間までに短絡等の故障したチップは０であった。また耐久試験前の出力に対する５００時間後の出力の比は、評価した３０個のチップ全てにおいて、０．９５以上であった。また、５００時間後の１００ｍＡ通電時の電圧上昇率は６．７％であった。【０１０２】
実施例３
実施例１において、ＡｌＮホモエピタキシャル層２（単結晶バッファ層）を作製しなかった以外（ＡｌＮ厚膜上に直接ｎ型層を形成した以外）は、実施例１と同様にして発光ダイオードを作製した。【０１０３】
（III族窒化物積層体の評価）
ｐ型ＧａＮ層表面のＲＭＳは２．１ｎｍであり、ノマルスキー顕微鏡により測定したヒロック密度は１．８個／ｍｍ２であった。また、（１１４）面のＸＲＤ逆格子マッピング測定を行った結果、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層の格子緩和率は全て１．０％以下であり、ｐ型ＧａＮ層の格子緩和率は６１．３％であった。また、（００２）面および（１０２）面のロッキングカーブの半値幅は、それぞれ１７０秒、２７２秒であった。さらに、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による断面観察より求めたｐ型ＧａＮ層表面の転位密度は、２．０×１０１０ｃｍ−２であった。ＳＩＭＳにより測定したｐ型ＧａＮ層中のＭｇ濃度プロファイルは図２と同じように、ｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層との界面付近でピークを有していた。ｐ型ＧａＮ層中のＭｇ濃度は２．０×１０１９ｃｍ−３であり、ｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層との界面付近のＭｇ濃度は４．３×１０１９ｃｍ−３であった。【０１０４】
（発光ダイオードの評価）
作製した発光ダイオードの発光ピーク波長は２６０ｎｍであり、駆動電流１００ｍＡにおける発光出力は１４ｍＷであった。また、作製した発光ダイオード３０個に関して、室温において１００ｍＡ連続通電時の耐久試験を行った結果、５００時間までに短絡等の故障したチップは１であった。また耐久試験前の出力に対する５００時間後の出力の比は、評価した３０個のチップ全てにおいて、０．９０以上であった。また、５００時間後の１００ｍＡ通電時の電圧上昇率は８．７％であった。【０１０５】
実施例４
実施例１のｐ型ＧａＮ層７の膜厚を３２０ｎｍに変更した以外は、実施例１と同様にして発光ダイオードを作製した。【０１０６】
（III族窒化物積層体の評価）
ｐ型ＧａＮ層表面のＲＭＳは０．９ｎｍであり、ノマルスキー顕微鏡により測定したヒロック密度は２個／ｍｍ２であった。また、（１１４）面のＸＲＤ逆格子マッピング測定を行った結果、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層の格子緩和率は全て１．２％以下であり、ｐ型ＧａＮ層の格子緩和率は７１．０％であった。また、（００２）面および（１０２）面のロッキングカーブの半値幅は、それぞれ８８秒、２１０秒であった。さらに、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による断面観察より求めたｐ型ＧａＮ層表面の転位密度は、１．１×１０１０ｃｍ−２であった。ＳＩＭＳにより測定したｐ型ＧａＮ層中のＭｇ濃度プロファイルは図２と同じように、ｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層との界面付近でピークを有していた。ｐ型ＧａＮ層中のＭｇ濃度は２．０×１０１９ｃｍ−３であり、ｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層との界面付近のＭｇ濃度は５．２×１０１９ｃｍ−３であった。【０１０７】
（発光ダイオードの評価）
作製した発光ダイオードの発光ピーク波長は２６０ｎｍであり、駆動電流１００ｍＡにおける発光出力は１４ｍＷであった。また、作製した発光ダイオード３０個に関して、室温において１００ｍＡ連続通電時の耐久試験を行った結果、５００時間までに短絡等の故障したチップは０であった。また耐久試験前の出力に対する５００時間後の出力の比は、評価した３０個のチップ全てにおいて、０．９５以上であった。また、５００時間後の１００ｍＡ通電時の電圧上昇率は１．８％であった。【０１０８】
比較例１
実施例１において、ｐ型ＧａＮ層を成長する際のキャリアガス中の窒素混合比を１．０に変更した以外は、実施例１と同様にして、発光ダイオードウェハを作製した。【０１０９】
（III族窒化物積層体の評価）
ｐ型ＧａＮ層表面のＲＭＳは４．８６ｎｍであり、ノマルスキー顕微鏡により測定したヒロック密度は５．１個／ｍｍ２であった。また、（１１４）面のＸＲＤ逆格子マッピング測定を行った結果、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層の格子緩和率は全て１．２％以下であり、ｐ型ＧａＮ層の格子緩和率は８２．０％であった。また、（００２）面および（１０２）面のロッキングカーブの半値幅は、それぞれ２０９秒、３６６秒であった。さらに、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による断面観察より求めたｐ型ＧａＮ層表面の転位密度は、７．７×１０１０ｃｍ−２であった。【０１１０】
（発光ダイオードの評価）
作製した発光ダイオードの発光ピーク波長は２６０ｎｍであり、駆動電流１００ｍＡにおける発光出力は１１ｍＷであった。また、作製した発光ダイオード３０個に関して、室温において１００ｍＡ連続通電時の耐久試験を行った結果、５００時間までに短絡等の故障したチップは４であった。また耐久試験前の出力に対する５００時間後の出力の比は、故障した発光ダイオードを除く２６個のチップにおいて、０．８０以上であった。
【符号の説明】
【０１１１】
１  ＡｌＮ単結晶基板
２  単結晶バッファ層
３  ｎ型層
４  活性層
５  電子ブロック層
６  ｐ型層
７  ｐ型ＧａＮ層
１０  III族窒化物積層体
【図１】
2016143653.tif 000003
【図２】
2016143653.tif 000004
【国際調査報告】
2016143653.tif 000005
2016143653.tif 000006
2016143653.tif 000007
2016143653.tif 000008