(57)【要約】【課題】本発明は、ＺｎＯ基板上に形成された、ＡｌＮおよびＡｌ組成比の大きなＡｌｘＧａ１−ｘＮの高品質の結晶層を提供することを目的とする。【解決手段】ＺｎＯ基板上に成長したＡｌｘＧａ１−ｘＮ層（但し、ｘは、０．６≦ｘ≦１．０を満たす数である。）であって、成長面に対する、Ｘ線回折強度の角度依存性の半値全幅ａ１が、０．００１°≦ａ１≦０．５°を満足することを特徴とするＡｌｘＧａ１−ｘＮ層。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＺｎＯ基板上に成長したＡｌｘＧａ１−ｘＮ層（但し、ｘは、０．６≦ｘ≦１．０を満たす数である。）であって、
成長面に対する、Ｘ線回折強度の角度依存性の半値全幅ａ１が、
０．００１°≦ａ１≦０．５°を満足することを特徴とするＡｌｘＧａ１−ｘＮ層。
【請求項２】
５００℃未満の成長温度で形成されたことを特徴とする請求項１記載のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層。
【請求項３】
前記ＺｎＯ基板の面方位が、低指数面であることを特徴とする請求項１または請求項２記載のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層。
【請求項４】
前記ＺｎＯ基板の面方位が、｛０００１｝面、｛１−１００｝面、｛１１−２０｝面のいずれかであることを特徴とする請求項１または２記載のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層と、この層の上に形成されたその他の層を有することを特徴とする積層構造。
【請求項６】
ＺｎＯ基板上に、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層（但し、ｘは、０．６≦ｘ≦１．０を満たす数である。）を形成する方法であって、
（ａ）ＺｎＯ基板を用意する工程、および
（ｂ）成長面に、Ａｌ元素、またはＡｌ元素およびＧａ元素を間欠的に供給すると共に、Ｎ元素を供給し、５００℃未満の成長温度で、前記ＺｎＯ基板表面にＡｌｘＧａ１−ｘＮ結晶を成長させる工程
を有することを特徴とするＡｌｘＧａ１−ｘＮ層の製造方法。
【請求項７】
前記工程（ｂ）において、Ａｌ元素を含むターゲット（ｘ＝１のとき）またはＡｌ元素およびＧａ元素を含むターゲット（ｘ≠１のとき）を間欠的に励起して成長することを特徴とする請求項６記載のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層の製造方法。
【請求項８】
前記ＡｌｘＧａ１−ｘＮ結晶の成長中に前記ターゲットの組成の変化が実質的にないことを特徴とする請求項７記載の方法。
【請求項９】
Ａｌ組成ｘ＝１のとき、前記ターゲットとしてＡｌＮが用いられ、
Ａｌ組成ｘ≠１のとき、前記ターゲットとしてＡｌＮとＧａＮの混合物またはＡｌＮとＧａＮの混晶物が用いられるか、またはＡｌＮとＧａＮがそれぞれ別個のターゲットとして用いられることを特徴とする請求項７または８記載の方法。
【請求項１０】
前記ターゲットが焼結体、または混晶結晶の形態で提供されることを特徴とする請求項９記載の方法。
【請求項１１】
Ａｌ組成ｘ＝１のとき、前記ターゲットとしてＡｌ金属が用いられ、
Ａｌ組成ｘ≠１のとき、Ａｌ金属とＧａ金属が、それぞれ別個のターゲットとして用いられることを特徴とする請求項７または８記載の方法。
【請求項１２】
前記ターゲットの励起が、間欠的に照射されるレーザ光により行われ、レーザ光の照射休止期間が０．００１秒〜１０秒の間であることを特徴とする請求項７〜１１のいずれかに記載の方法。
【請求項１３】
成長温度が、２０℃〜３２０℃の範囲であることを特徴とする請求項６〜１２のいずれかに記載の方法。
【請求項１４】
請求項６〜１３のいずれかに記載の方法で成長されたことを特徴とする、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層（但し、ｘは、０．６≦ｘ≦１．０を満たす数である。）。
【請求項１５】
請求項１４に記載のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層と、この層の上に形成されたその他の層を有することを特徴とする積層構造。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層に関し、詳しくは発光デバイス等に使用できる結晶性のよいＡｌｘＧａ１−ｘＮ層に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、ＩｎｘＡｌｙＧａ（１−ｘ−ｙ）Ｎ（０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｘ＋ｙ≦１）で表されるＩＩＩ−Ｖ族窒化物半導体の研究開発が進み、これを用いた発光ダイオードやレーザダイオードなどの発光デバイスの発光効率が飛躍的に改善されてきている。
【０００３】
ＧａＮをはじめとしてＩｎｘＡｌｙＧａ（１−ｘ−ｙ）Ｎは六方晶系に属し、主にサファイア等の基板のｃ面上に、エピタキシャル成長して形成されてきた。ＧａＮ層上に活性層としてＩｎｘＧａ（１−ｘ）Ｎ（０＜ｘ≦１）混晶からなる量子井戸層を積層した構造では、青色・緑色ＬＥＤまたは次世代ＤＶＤレーザ用の層構成として使用または有望視されている。
【０００４】
ＩＩＩ−Ｖ族窒化物半導体ＩｎｘＡｌｙＧａ（１−ｘ−ｙ）Ｎは、ｘ、ｙにより格子定数、バンドギャップ等の特性が異なることから、種々のｘ、ｙについて良好な結晶性を有する薄膜成長方法が期待されている。例えば、ＡｌＮおよびＡｌｘＧａ１−ｘＮでも比較的大きなｘを有するＡｌＧａＮ系化合物半導体層は、そのバンドギャップの大きさから超短波紫外発光素子材料として有用性が期待されており、他の系と同様に良質の結晶薄膜が求められていた。
【０００５】
また、最近、サファイアに代わって、ＧａＮ窒化物に格子定数が近く、ＧａＮ基板よりも安価で大口径の基板が作製されているＺｎＯ基板上へのＩＩＩ−Ｖ族窒化物層の成長が試みられている。ＺｎＯ基板は、高温でＩＩＩ−Ｖ族窒化物と容易に反応してしまうために、成長温度を低下できる成長方法としてパルスレーザ堆積法（ＰＬＤ法：pulsed laser deposition）が提案されている。例えば、特許文献１（国際公開ＷＯ２００５／００６４２０号公報）には、ＺｎＯ基板上に、ＰＬＤ法によりＧａＮまたはＩｎｘＧａ１−ｘＮ（０≦ｘ≦０．４）を成長したことが記載されている。しかし、ＡｌＧａＮ系化合物半導体層の成長に関する記載は全くない。また、非特許文献１（第６６回応用物理学会学術講演会講演予稿集（２００５年秋）７ａ−Ｘ−１４）には、ＩＩＩ族の原料のターゲットとしてＡｌ０．２６Ｇａ０．７４合金を用いてＰＬＤ法によりＺｎＯ上にＡｌＧａＮを室温エピタキシャル成長させたことが報告されている。しかし、実際に成長される膜では、ターゲットに使用したＡｌ０．２６Ｇａ０．７４合金中のＡｌ組成比より大きくなることはないので、非特許文献１で成長したＡｌＧａＮ系薄膜のＡｌ組成は小さいものでしかなかった。
【０００６】
従来、Ａｌ組成比が高くなるほどＺｎＯとの格子定数差が大きくなることに加え、Ａｌは蒸気圧が低く、またマイグレーション性が小さいために、良質のＡｌＮ層およびＡｌ組成比の大きな（即ち、大きなｘを有する）ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層をＺｎＯ基板上に形成することが困難であると考えられていた。
【特許文献１】国際公開ＷＯ２００５／００６４２０号公報
【非特許文献１】第６６回応用物理学会学術講演会講演予稿集（２００５年秋）７ａ−Ｘ−１４
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
以上のように、従来ＺｎＯ基板上に、ＡｌＮおよびＡｌ組成比の大きなＡｌｘＧａ１−ｘＮの良質な結晶層が形成された報告はなく、結晶成長のために適した方法も知られていなかった。
【０００８】
本発明は、ＺｎＯ基板上に形成された、ＡｌＮおよびＡｌ組成比の大きなＡｌｘＧａ１−ｘＮの高品質の結晶層を提供することを目的とする。
【０００９】
さらに本発明は、高品質の結晶性を有するＡｌＮおよびＡｌ組成比の大きなＡｌｘＧａ１−ｘＮ層の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明は、以下に事項に関する。
【００１１】
１．  ＺｎＯ基板上に成長したＡｌｘＧａ１−ｘＮ層（但し、ｘは、０．６≦ｘ≦１．０を満たす数である。）であって、
成長面に対する、Ｘ線回折強度の角度依存性の半値全幅ａ１が、
０．００１°≦ａ１≦０．５°を満足することを特徴とするＡｌｘＧａ１−ｘＮ層。
【００１２】
２．  ５００℃未満の成長温度で形成されたことを特徴とする上記１記載のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層。
【００１３】
３．  前記ＺｎＯ基板の面方位が、低指数面であることを特徴とする上記１または上記２記載のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層。
【００１４】
４．  前記ＺｎＯ基板の面方位が、｛０００１｝面、｛１−１００｝面、｛１１−２０｝面のいずれかであることを特徴とする上記１または２記載のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層。
【００１５】
５．  上記１〜４のいずれかに記載のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層と、この層の上に形成されたその他の層を有することを特徴とする積層構造。
【００１６】
６．  ＺｎＯ基板上に、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層（但し、ｘは、０．６≦ｘ≦１．０を満たす数である。）を形成する方法であって、
（ａ）ＺｎＯ基板を用意する工程、および
（ｂ）成長面に、Ａｌ元素、またはＡｌ元素およびＧａ元素を間欠的に供給すると共に、Ｎ元素を供給し、５００℃未満の成長温度で、前記ＺｎＯ基板表面にＡｌｘＧａ１−ｘＮ結晶を成長させる工程
を有することを特徴とするＡｌｘＧａ１−ｘＮ層の製造方法。
【００１７】
７．  前記工程（ｂ）において、Ａｌ元素を含むターゲット（ｘ＝１のとき）またはＡｌ元素およびＧａ元素を含むターゲット（ｘ≠１のとき）を間欠的に励起して成長することを特徴とする上記６記載のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層の製造方法。
【００１８】
８．  前記ＡｌｘＧａ１−ｘＮ結晶の成長中に前記ターゲットの組成の変化が実質的にないことを特徴とする上記７記載の方法。
【００１９】
９．  Ａｌ組成ｘ＝１のとき、前記ターゲットとしてＡｌＮが用いられ、
Ａｌ組成ｘ≠１のとき、前記ターゲットとしてＡｌＮとＧａＮの混合物またはＡｌＮとＧａＮの混晶物が用いられるか、またはＡｌＮとＧａＮがそれぞれ別個のターゲットとして用いられることを特徴とする上記７または８記載の方法。
【００２０】
１０．  前記ターゲットが焼結体、または混晶結晶の形態で提供されることを特徴とする上記９記載の方法。
【００２１】
１１．  Ａｌ組成ｘ＝１のとき、前記ターゲットとしてＡｌ金属が用いられ、
Ａｌ組成ｘ≠１のとき、Ａｌ金属とＧａ金属が、それぞれ別個のターゲットとして用いられることを特徴とする上記７または８記載の方法。
【００２２】
１２．  前記ターゲットの励起が、間欠的に照射されるレーザ光により行われ、レーザ光の照射休止期間が０．００１秒〜１０秒の間であることを特徴とする上記７〜１１のいずれかに記載の方法。
【００２３】
１３．  成長温度が、２０℃〜３２０℃の範囲であることを特徴とする上記６〜１２のいずれかに記載の方法。
【００２４】
１４．  上記６〜１３のいずれかに記載の方法で成長されたことを特徴とする、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層（但し、ｘは、０．６≦ｘ≦１．０を満たす数である。）。
【００２５】
１５．  上記１４に記載のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層と、この層の上に形成されたその他の層を有することを特徴とする積層構造。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば、ＺｎＯ基板上に形成された、ＡｌＮおよびＡｌ組成比の大きな（ｘの大きな）ＡｌｘＧａ１−ｘＮの高品質の結晶層を提供することができる。
【００２７】
また、本発明によれば、高品質の結晶性を有するＡｌＮ層およびＡｌ組成比の大きな（ｘの大きな）ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層の製造方法を提供することができる。
【００２８】
本発明者の検討では、高品質の結晶層を形成するためには、低温で成長が可能なＰＬＤ法を採用することに加えて、成長工程全体において成長層のＡｌ組成が高組成、かつ均一に成長できるターゲットを用いることも重要であり、本発明によれば、所望の組成比を有する混晶層を安定して成長することもできる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２９】
（面方位等の記号の説明）
まず、本明細書で使用する結晶の面方位および軸方向の表現方法について説明する。結晶の面方位や軸方向はミラー指数により記述される。六方晶系では、３つの指数を用いる表記法もあるが、ここでは一般的に用いられている４つの指数を用いる表記法を採用する。図１を用いて六方晶系のミラー指数について説明する。正六角形の平面内に３つ（ａ１，ａ２，ａ３方向）、ｃ軸とよばれる平面に垂直な方向に１つ（ｃ方向）の指数で表される。ａ１軸、ａ２軸、ａ３軸は互いに１２０°をなし長さが等しい。これらに直交するｃ軸はａ軸群とは長さが等しくない。ａ１軸、ａ２軸、ａ３軸のうち２つの軸だけで完全に正六角形の平面内の方位は指定できるが、対称性を保つためにもうひとつの軸を導入している。そのためこれらは互いに独立ではない。ひとつの平行面群は（ｉｊｋｌ（エル））と表記され、これは原点から数えて１枚目の面がａ１軸、ａ２軸、ａ３軸、ｃ軸を切る点の原点からの距離がそれぞれａ１／ｉ、ａ２／ｊ、ａ３／ｋ、ｃ／ｌ（エル）であることを表す。ａ１、ａ２、ａ３軸は正六角形平面内に含まれる冗長な座標系であるから、ｉ、ｊ、ｋは互いに独立ではなく常にｉ＋ｊ＋ｋ＝０が成り立つ。４つの指数のうちｉ、ｊ、ｋについては回転対称性があるが、ｌ（エル）は独立である。
【００３０】
本明細書において、面方位および結晶方位は、結晶学における一般的な表記方法に従って次のように表記する。
【００３１】
個別の面方位は丸い括弧（    ）で表現し、等価な面方位の集合を表すには波括弧｛    ｝を用いる。等価な面方位というのは、その結晶系が許すすべての対称操作によって到達しうる面方位をいう。たとえば｛１−１００｝は、（１−１００）と等価なすべての面を集合的に表す表現であり、（１−１００）をｃ軸を回転軸とした回転操作により到達する（１０−１０）、（０１−１０）、（−１１００）、（−１０１０）、（０−１１０）を含む計６つの面を表現し、｛０００１｝は、（０００１）および（０００−１）の２つの面を表現する。
【００３２】
結晶方位（結晶軸）は、それに垂直な面の指数と同じ指数の組により表現される。個別の結晶方位は角括弧［    ］で表され、等価な方位の集合は鍵括弧＜    ＞を用いる。
【００３３】
また、一般に使用されるように、｛０００１｝をｃ面と称することもあり、＜０００１＞をｃ軸と称することもある。六方晶系の代表的な面方位は、ｃ面（０００１）、ａ面（１１−２０）、ｍ面（１−１００）、ｒ面（１０−１２）のように表される。
【００３４】
（低指数面の説明）
本明細書では特に、面方位を｛ｉｊｋｌ（エル）｝と表記した場合に、|ｉ|＋|ｊ|≦２かつ、|ｌ(エル)|≦２を満たす面方位（｛００００｝は除く）を低指数面と表記する。
【００３５】
（Ｘ線回折の説明）
格子不整合のあるヘテロエピタキシャル成長により成長した窒化物結晶はモザイク性をもち、互いにわずかに結晶方位の異なるカラム状結晶粒が集合して膜を形成している。このモザイク性は原子レベルで観察される転位や点欠陥などの結晶欠陥の反映である。内部に転位の少ないカラム状結晶粒が、結晶粒界を介して結合しており、粒界には転位が存在する。一方モザイク性を巨視的に評価する手法としてＸ線回折法が広く使用されている。モザイク性をもつ結晶は、結晶中に少しずつ面方位の異なる領域が存在する。このような結晶は逆格子空間では、逆格子点が原点を中心とした球面方向に広がりをもつことになる。したがってＸ線回折によりこの球面方向の広がりを測定すれば、面方位の揺らぎの程度を評価することができる。
【００３６】
そのためには、入射Ｘ線と検出器の角度（２θ）を回折ピーク位置に固定して、試料結晶と入射Ｘ線の角度（ω）を回折条件付近でスキャンする。こうすることで、図２に示すように、逆格子空間で原点を中心とした球面状の逆格子点の広がりを、回折強度の分布として評価することができる。このような測定は、Ｘ線ロッキングカーブ（ＸＲＣ）あるいは、ωモード（スキャン）測定とよばれ、測定された回折ピークの幅が面方位の揺らぎの程度を反映し、定量的な指標として半値全幅（半値幅）を用いる。こうして測定された半値全幅は、その値が小さい程試料結晶が高品質で結晶学的に優れた結晶であることを示す。
【００３７】
薄膜結晶のモザイク性は、成長方向との関わりで、チルトとよばれる結晶軸の成長方向の揺らぎと、ツイストとよばれる結晶成長方向を軸とした結晶の回転に分けられる。回折面と結晶の回転軸を適切に選ぶことにより、Ｘ線ロッキングカーブ測定でチルトとツイストを分離することが可能である。結晶構造または格子定数の異なる基板に窒化物層を形成するとき、必ずしもチルトとツイストの大きさは同程度の大きさとはならない。基板の種類や窒化物層の成長方法や成長条件によっては、チルトの大きさは極めて小さいが、ツイストの大きさは極めて大きい場合もある。このような窒化物層の発光特性や電気的特性は著しく悪く、このような窒化物層を利用して実用的な発光デバイスを作製することは困難である。窒化物層を発光デバイスに利用する場合、チルトとツイストのそれぞれが小さいことが望ましい。
【００３８】
（本明細書で定義するａ１およびｂ１の説明）
ａ１は、成長面を回折面としてＸ線ロッキングカーブ測定をした場合の、成長面に対するＸ線回折強度の角度依存性の半値全幅を表す。これはチルトを定量的に表現している。
【００３９】
ｂ１は、成長面方位に対して垂直となる結晶面を回折面とし、かつ成長方向を結晶の回転軸としてＸ線ロッキングカーブを測定した場合の、成長面に対して垂直となる結晶面におけるＸ線回折強度の、成長面と平行な方向から入射するＸ線に対する角度依存性の半値全幅を表す。得られる角度依存性の半値全幅ｂ１は、結晶のモザイク性のうち、結晶成長方向を回転軸とするツイストを定量的に表現している。
【００４０】
（本発明の実施形態の説明）
本発明は、前述のとおり、ＺｎＯ基板上に成長したＡｌｘＧａ１−ｘＮ層（但し、ｘは、０．６≦ｘ≦１．０を満たす数である。）である。
【００４１】
ＺｎＯ基板上に結晶成長したときには、基板の結晶情報を引き継ぎ、基板と同じ面方位を成長面とする結晶層が容易に形成される。基板の結晶情報をより正確に引き継ぐためには、面内のダングリングボンドが密であること望ましく、ＺｎＯ基板は名目上の主面を低指数面とすることが好ましい。またＧａＮ系窒化物はｃ軸方向に配向し易いため、結晶性の優れた結晶層を成長するためには、ｃ面を名目上の主面とすることがさらに好ましい。
【００４２】
一方、無極性面、及び半極性面では、極性面で発生する自発分極とＩｎＧａＮ量子井戸の歪電界による発光効率の低下を回避できることが良く知られており、高効率の発光素子を作製するためには、低指数面の内、無極性面及び半極性面をＺｎＯ基板の名目上の主面とすることがさらに好ましい。
【００４３】
名目上の主面とは、目的とする面方位に対して必ずしも完全に垂直でない場合を含む面であり、主面に対して垂直な軸は、目的とする面方位からのずれがあってもよい。そのずれの範囲は１５°までが許容される。
【００４４】
このＺｎＯ基板上に成長したＡｌｘＧａ１−ｘＮ層は、成長面に対するＸ線回折強度の角度依存性の半値全幅ａ１が、
（式１）  ０．００１°≦ａ１≦０．５°を満足する。
【００４５】
上述のとおり、ａ１は、成長面における結晶のモザイク性のチルト成分を表しており、式１は、結晶のモザイク性が極めて小さく、高品質な結晶であることを示している。
【００４６】
好ましくは、半値全幅ａ１は、さらに
（式２）  ０．００１°≦ａ１≦０．２°  
さらに好ましくは０．００１°≦ａ１≦０．１°
を満足する。
【００４７】
また、結晶のモザイク性のツイスト成分に関して、好ましくは、
０．０１≦ｂ１≦３．０
を満たし、より好ましくは
０．０１≦ｂ１≦２．０    を満たす。
【００４８】
本発明のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層のＡｌ組成を示すｘは、
０．６≦ｘ≦１．０
を満たし、好ましくは、
０．８≦ｘ≦１．０
を満たす。
【００４９】
好ましい１態様は、ｘ＝１．０、即ち、組成がＡｌＮの場合である。
【００５０】
ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層の厚さは、好ましくは５ｎｍ以上１００００ｎｍ以下、より好ましくは５ｎｍ以上５００ｎｍ以下、さらに好ましくは１０ｎｍ以上３００ｎｍ以下である。一般に異種基板上の窒化物結晶は、成長膜厚を増加させるほど貫通転位密度が減少し、Ｘ線ロッキングカーブの半値全幅が狭い良質な結晶が得られる。この現象のメカニズムは必ずしも明らかではないが、貫通転位の方向が膜厚とともに変化し、転位間の相互作用による消滅や転位ループの形成、転位の一部が結晶の端に到達することによるものと考えられている。しかしながら転位密度を減少させるために成長膜厚を増加させることは、材料コストがかかり製造のスループットも制約を受けるという問題がある。
【００５１】
本発明のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層は、３００ｎｍ以下の極めて薄い結晶膜であっても、Ｘ線ロッキングカーブの半値全幅の狭い高品質な窒化物結晶となっている。これは成長開始面（基板との界面）から極めて高い結晶性を有していることを意味する。従来の異種基板上に成長した窒化物層では、厚膜の場合では仮に良好な結晶性を示したとしても、成長開始面から例えば５０ｎｍ（１００ｎｍでもよい）までの範囲の結晶性を見たとき、結晶性の良好なものはなかった。これに対して、本発明では、成長開始面から例えば５０ｎｍ（この基準距離は、３０ｎｍまたは１００ｎｍ等でもよく、基準距離より薄いときはその膜厚まで）の範囲の結晶性をみても、本発明で規定されるａ１の条件を満たす。
【００５２】
本発明において、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層は、５００℃未満の成長温度で形成され、基板上に直接成長が開始されたのもである。成長温度は、好ましくは４５０℃以下、より好ましくは３２０℃以下である。また、実際のプロセスごとに許容される実用的な成長速度を勘案して、成長温度を決めることができるが、例えば０℃以上、好ましくは１０℃以上、より好ましくは室温（２０℃〜３０℃）以上の温度が選ばれる。通常好ましい成長温度は、室温〜３２０℃の範囲であり、特に室温〜１００℃の範囲が好ましい。
【００５３】
また、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層にさらにその他の層を積層して積層構造とすることができる。この「その他の層」は、基板上に成長させた本発明のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層と同一の組成の層（以下、第２のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層という）であってもよく、その場合には、本発明のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層を比較的薄く形成することも好ましい。例えば、２００ｎｍ以下とすることができる。第２のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層は、基板に直接成長された層の成長温度より高温の成長温度で成長されることが好ましく、例えば４００℃〜１３００℃の成長温度で形成される。
【００５４】
「その他の層」としては、上記の層に加え、どのようなものであってもよく、材質としては、絶縁物を有しても、半導体部分を有しても、金属部分を有してもよい。形成方法は、ハイドライド気相成長（ＶＰＥ）法、有機金属気相成長（ＭＯＶＰＥ）法、プラズマ化学気相堆積（ＣＶＤ）法、熱ＣＶＤ法、分子線エピタキシー（ＭＢＥ）法、スパッタ法、蒸着法等の広く知られている成膜方法、そしてＰＬＤ法のいずれでもよい。形成される構造は、単層でも多層構造でもよく、また、いわゆる電子デバイスや発光デバイス等のデバイス構造となっていてもかまわない。
【００５５】
しかし、本発明の高品質ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層の機能を十分に発揮させるためには、直接に積層される層としては、本発明の層を下地として使用することで高品質化が可能な層が好ましい。特に、本発明の層に直接接している層の少なくとも一部は、格子整合する層であることが好ましい。例えば、異なる組成の、または異なる成長方法で形成されるＩＩＩ−Ｖ族窒化物層が好ましく、ＡｌＮ、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＩｎＧａＮ等の結晶層が挙げられる。特に好ましくは、ＡｌＮおよびＡｌＧａＮである。その際、成長方法としては、ＰＬＤ法、ＶＰＥ法、ＣＶＤ法、ＭＢＥ法、スパッタ法、蒸着法およびこれらの２つ以上の方法の組み合わせからなる群より選ばれる成膜方法で形成されていることが好ましい。
【００５６】
尚、発明のＩＩＩ−Ｖ族窒化物層と、その上に積層されているその他の層は、主要組成または目的とする組成が同一であっても、製法が異なる場合には通常は膜質が異なる。即ち、２つの層の間で、含有される不純物量が異なっていたり、または２つの層の界面の不純物プロファイルから界面が確認できたりするので、通常は２つの異なる層として区別して認識できる。例えば、発明のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層がＰＬＤ法により成長され、その他の層が、通常のＭＯＶＰＥ法等で成長されるとすると、混入する不純物（例えば水素、炭素、酸素）のレベルが異なるため、本発明の層と「その他の層」との区別が可能である。
【００５７】
以上説明した本発明のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層および積層構造は、種々の応用が可能であり、その上にデバイス構造を形成するために提供される基板としての形態、その上にデバイス構造が形成されたデバイスの一部としての形態、その層の一部にデバイス構造の少なくとも１部が形成されたデバイスの一部としての形態、およびその他の形態をとることができる。また、層成長の際に使用されたＺｎＯ等の基板は、そのまま存在してもよいし、層成長後の適当な段階で除去されていてもよい。即ち、本発明のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層を備えた最終製品または中間製品が、成長の際に使用した基板を有していても、有していなくてもどちらでもよい。
【００５８】
特に、このＡｌｘＧａ１−ｘＮ層上に、活性層を備えた発光デバイス構造をエピタキシャル成長させることにより、転位密度が低く高品質の結晶性を備え、高い発光効率を有する発光ダイオードや半導体レーザが実現できる。
【００５９】
〔製造方法〕
次に、製造方法を説明する。
【００６０】
（基板を用意する工程）
まず、ＺｎＯ基板を用意する。基板面方位はすでに説明したとおりである。基板として十分に平坦化された基板を用意するか、製造工程の一部として基板を平坦化することが好ましい。平坦化は、ＣＭＰ（化学機械研磨）で行われるが、さらに８００℃〜１６００℃の高温でアニールすることも好ましい。具体的には、研磨されたＺｎＯ基板を８００℃以上の温度に制御された高温度オーブン内において、ＺｎＯの焼結体で周囲を箱状に囲んで加熱処理する。この場合において、ＺｎＯ基板はＺｎＯ焼結体により包囲されていればよく、また包囲する焼結体によって、ＺｎＯ基板を全て包み込むことは必須ではない。また、例えばＺｎＯ焼結体からなる坩堝を作成してそのなかにＺｎＯ基板を設置するようにしてもよい。ＺｎＯを包囲する目的は、比較的蒸気圧の高いＺｎの逃散を抑制することであるため、ＺｎＯ焼結体以外に、Ｚｎを含む材料で包囲するようにしてもよい。Ｚｎを含む材料の例として、例えばＺｎＯ単結晶を用いてもよいし、Ｚｎの板を用いてもよい。この条件に基づいてＺｎＯ基板を加熱処理することにより、原子ステップが形成された原子層レベルで平坦ＺｎＯ基板が得られる。
【００６１】
（ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層の成長工程）
次のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層の成長工程では、成長面に、ＩＩＩ族元素を間欠的に供給し、Ｎ元素も供給し、５００℃未満の成長温度で、前記ＺｎＯ基板表面にＡｌｘＧａ１−ｘＮ結晶を成長させる。５００℃未満の温度で、基板上に成長することで、基板がＺｎＯであっても、基板とＡｌｘＧａ１−ｘＮ層との界面反応が生じないので、界面反応層が形成されない。成長温度を５００℃以上とした場合は、良質な結晶が得られない場合が多い。
【００６２】
成長温度は、さらに好ましくは４５０℃以下の温度であり、より好ましくは３２０℃以下である。また、実際のプロセスごとに許容される実用的な成長速度を勘案して、成長温度を決めることができるが、例えば０℃以上、好ましくは１０℃以上、より好ましくは室温（２０℃〜３０℃）以上の温度が選ばれる。通常好ましい成長温度は、室温〜３２０℃の範囲であり、特に室温〜１００℃の範囲が好ましい。
【００６３】
本発明では、原料が間欠的に基板へ供給されることにより、成長表面上に到達した原子のマイグレーションが促進され良質の結晶が成長すると推定される。
【００６４】
成長面において単結晶構造を保ちながら成長することが好ましく、これは、成長面のＲＨＥＥＤ像を観察することによりモニターが可能である。従って、単結晶構造を保ちながら成長するように、成長温度、成長速度、ラジカル濃度（例えばｒｆプラズマを発生させる出力を調整する。）、供給サイクル（供給期間、供給休止期間の調整）等を適宜調整することが好ましい。
【００６５】
成長速度が速すぎる場合には、基板表面に到達した原子が十分にマイグレーションできない。特に低温成長の場合は、基板温度の熱エネルギーによってマイグレーションのための運動エネルギーを補うことができないため結晶品質が低下する。従って、成長速度としては、例えば３００ｎｍ／時間未満が好ましい。さらに好ましくは、２００ｎｍ／時間以下であり、最も好ましくは１６０ｎｍ／時間以下である。また、成長速度が遅すぎる場合には、不純物取り込みが多くなり、特に低温成長の場合は高温成長に比べて成長室中の不純物が吸着しやすいため、結晶品質が低下する。従って、成長速度は、例えば１０ｎｍ／時間より大きいことが好ましく、さらに好ましくは３０ｎｍ／時間以上である。
【００６６】
ＩＩＩ族元素を間欠的に供給する際の周期に関する条件としては、供給と供給の間の休止期間が短すぎる場合には、基板表面到達した原子が十分にマイグレーションできないため結晶品質が低下する。また休止期間が長すぎる場合には、成長速度が低下するともに、長時間の成長中断が発生するため、成長膜中の不純物取り込みが多くなり結晶品質が低下する。従って、供給を休止している期間が０．００１秒から１０秒の範囲が好ましく、さらに０．００５秒から１秒の範囲が好ましく、特に０．０１秒〜０．５秒の範囲が好ましく、０．０２秒〜０．１秒の範囲が最も好ましい。また、供給期間としては、上記の成長速度の範囲内となるように、例えば１×１０−１３秒〜１０秒の範囲から適宜選ばれる。
【００６７】
ＩＩＩ族元素を間欠的に供給するには、代表的にはターゲットに間欠的にエネルギーを与えてプラズマ状態に励起する方法が好ましい。代表的な方法としてＰＬＤ法が挙げられる。ＰＬＤ法は、間欠的なパルスレーザ照射によってエネルギーを与えて、材料原子をプラズマ状態に励起し基板へ供給するため、基板が低温であっても、基板表面でマイグレーションするために必要な運動力学的エネルギーを原子が有しており、低温成長に好適である。
【００６８】
本発明では、特に結晶成長中に成長層のＡｌ組成が高組成のまま変動しないようなターゲットを用いる方法が好ましい。具体的には、ターゲットとしては、ＩＩＩ族元素の窒化物を用いることが好ましい。Ａｌ組成ｘ＝１のとき、即ちＡｌＮを成長させるときは、ターゲットとしてＡｌＮを用いることが好ましい。Ａｌ組成ｘ≠１のときは、ターゲットとしてＡｌＮとＧａＮを、別々のターゲットとして（マルチターゲットとして）使用することもできるが、プロセス的には混合物、あるいは混晶物で用いることが好ましい。これら窒化物は、単結晶、多結晶、焼結体等のどのような形態でもよいが、通常は焼結体の形態で使用することが簡単であり、特にＡｌＮとＧａＮの混合物を用いるときは焼結体を用いるのがプロセス的に簡単で好ましい。窒化物を使用すると、混合物の形態であっても、ターゲット組成が成長の進行により変化せず、従って、成長中の結晶薄膜の組成が一定となる。また、膜中の組成の予測が可能である。
【００６９】
また、ターゲットとして、ＩＩＩ族元素の金属を用いることも可能であり、Ａｌ組成ｘ＝１のとき、即ちＡｌＮを成長させるときは、ターゲットとしてＡｌ金属を用いることができる。Ａｌ組成ｘ≠１のときは、Ａｌ金属とＧａ金属が別々のターゲット、即ちマルチターゲットとして提供されることが好ましく、ＡｌおよびＧａがそれぞれ所定のプラズマ密度が得られるように、独立して設定される条件で２つのレーザビームにより照射される。Ａｌ組成ｘ≠１のときに、もしＡｌ金属とＧａ金属の合金をターゲットに使用すると、ＡｌとＧａの蒸気圧の差により、成長する層中のＡｌ組成は一般的に合金中のＡｌ組成より大きく減少するため、高Ａｌ組成層を成長するためには、ターゲットのＡｌ組成を予めかなり大きくしておく必要がある。このようなターゲットを用いた場合、初期的には所望の高組成層が成膜されるものの、ターゲットに少量しか含まれないＧａが優先的に減少していくことは変わらず、ターゲットのＡｌ組成は急激に変化することになる。従って成長層のＡｌ組成も成長方向で変動することになり、層中の結晶相が単一にはならないことから結晶性は低下することになる。
【００７０】
従って、特にＡｌ組成ｘ≠１のときは、ターゲットとして窒化物を用いることが結晶性の優れた高組成ＡｌＧａＮ層を成膜するために好ましい。
【００７１】
さらに、間欠的に材料原子を励起するには、パルス状の粒子束であればレーザに置き換えることが可能であり、電子、クラスターイオン、陽子、中性子を用いることが可能である。
【００７２】
また、Ｎ元素（Ｖ族元素）の成長面への供給に関しては、典型的には窒素ガスを励起してイオン状態および／またはラジカル状態として供給するが、ラジカル状態の活性種を含むように、特にその濃度が高くなるようにして、供給することが好ましい。ラジカル状態の活性種は、良質の結晶成長に効果があると推定される。ＩＩＩ族元素用のターゲットとして金属ターゲットを用いる場合には、Ｎ元素として、窒素ガスを励起したイオン状態および／またはラジカル状態のものを供給する。一方、前述のようにＩＩＩ族元素用のターゲットとしてＡｌＮ等の窒化物を使用するときは、窒化物からＮ元素が供給されるため、意図して、窒素ガスを別個に励起してイオン状態および／またはラジカル状態で供給することは必須ではない。しかし、成長面に窒素ガスを励起したイオン状態および／またはラジカル状態の活性種を供給することは、不足しがちなＮ元素を補う意味でも好ましい。また、窒素ガスを別個に励起しない場合でも、少なくともターゲットの励起は窒素ガス中で行うことが好ましい。
【００７３】
原料を間欠的に供給する他の成長方法として、ＩＩＩ族原料とＶ族原料を交互にそれぞれ間欠的に供給するマイグレーションエンハンストエピタキシー（ＭＥＥ）法やフローレートモジュレーション法を用いることも可能である。
【００７４】
以下にＰＬＤ法について詳しく説明する。ここでは、例えば図３に示すようなＰＬＤ装置３０を用いて、基板としてＺｎＯ基板１１上に、ＡｌｘＧａ（１−ｘ）Ｎ層を形成する場合を例にとって説明する。
【００７５】
ＰＬＤ装置３０は、内部に充満されたガスの圧力、および温度を一定に保つために、密閉空間を形成するチャンバ３１を備えている。チャンバ３１内には、ＺｎＯ基板１１とターゲット３２が対向して配置されている。ここで、ターゲット３２となるのはガリウム金属、アルミ金属、ＧａＮ（単）結晶、ＡｌＮ（単）結晶、ＡｌＧａＮ（単）結晶、ＧａＮ焼結体、ＡｌＮ焼結体、ＡｌＧａＮ焼結体等であり、成長条件に応じて、ターゲット種の選択、およびシングル、あるいはマルチターゲット成膜の選択が適宜可能である。
【００７６】
またＰＬＤ装置３０は、波長が２４８ｎｍの高出力パルスレーザを出射するＫｒＦエキシマレーザ３３を備えている。ＫｒＦエキシマレーザ３３から出射されたパルスレーザ光は、レンズ３４により焦点位置がターゲット３２近傍となるように調整され、チャンバ３１の側面に設けられて窓３１ａを介してチャンバ３１内に配置されたターゲット３２表面に対して約３０°の角度で入射する。
【００７７】
また、ＰＬＤ装置３０は、チャンバ３１内へ窒素ガスを注入するためのガス供給部３５と、その窒素ガスをラジカル化するラジカル源３６とを備えている。窒素ラジカル源３６は、ガス供給部３５から排出された窒素ガスを、高周波を用いて一旦励起することにより窒素ラジカルとし、その窒素ラジカルをチャンバ３１内に供給する。なおチャンバ３１とガス供給部３５との間には、窒素ラジカルガス分子とパルスレーザ光の波長との関係においてＺｎＯ基板１１への吸着状態を制御するべく、ガスの濃度を制御するための調整弁３６ａが設けられている。
【００７８】
また、ＰＬＤ装置３０はチャンバ３１内の圧力を制御するための圧力弁３７とローターリーポンプ３８とを備えている。チャンバ３１内の圧力は、減圧下で成膜するＰＬＤ法のプロセスを考慮しつつ、ローターリーポンプ３８により、例えば窒素雰囲気中において所定の圧力となるよう制御される。
【００７９】
また、ＰＬＤ装置３０は、パルスレーザ光が照射されている点を移動するために、ターゲット３２を回転させる回転軸３９を備えている。
【００８０】
以上のＰＬＤ装置３０では、チャンバ３１内に窒素ガスを充満させた状態で、ターゲット３２を回転軸３０を介して回転駆動させつつ、パルスレーザ光を断続的に照射する。このことにより、ターゲット３２表面の温度を急激に上昇させ、Ｇａ原子およびＡｌ原子が含まれたアブレーションプラズマを発生させることができる。このアブレーションプラズマ中に含まれるＧａ原子およびＡｌ原子は、窒素ガスとの衝突反応等を繰り返しながら状態を徐々に変化させてＺｎＯ基板１１へ移動する。そして、ＺｎＯ基板１１へ到達したＧａ原子、Ｉｎ原子およびＡｌ原子を含む粒子は、そのままＺｎＯ基板１１上の成長面に拡散し、格子整合性の最も安定な状態で膜形成することになる。
【００８１】
本発明では、基板と成長層の界面反応を抑制しつつ、成長初期から単結晶が成長するように、条件が選ばれることが好ましい。
【００８２】
次に、本発明の積層構造、即ち、ＩＩＩ−Ｖ族窒化物層とこの層の上に形成された「その他の層」を有する積層構造を製造するには、「その他の層」の材質に合わせて公知の方法により、ＩＩＩ−Ｖ族窒化物層上に適宜形成すればよい。本発明のＩＩＩ−Ｖ族窒化物層がＰＬＤ法で形成される場合においても、「その他の層」をＰＬＤ法で形成する必要はなく、例えば絶縁物、半導体、金属等の層の材質に合わせて、ハイドライドＶＰＥ法、ＭＯＶＰＥ法、プラズマＣＶＤ法、熱ＣＶＤ法、ＭＢＥ法、スパッタ法、蒸着法等の広く知られている成膜方法を用いることができる。本発明の１実施形態では、ＰＬＤ法、ＶＰＥ法、ＣＶＤ法、ＭＢＥ法、スパッタ法、蒸着法およびこれらの２つ以上の方法の組み合わせからなる群より選ばれる成膜方法が採用される。形成される構造は、単層でも多層構造でもよく、また、いわゆる電子デバイスや発光デバイス等のデバイス構造となっていてもかまわない。「その他の層」がデバイス構造またはデバイス構造の一部である場合にも、公知の方法によりデバイス構造を形成すればよい。
【００８３】
尚、本発明のＡｌｘＧａ１−ｘＮ層に直接接する「その他の層」をＰＬＤ法で形成する場合には、本発明の層の形成条件より、高温で条件を設定することが好ましい。
【実施例】
【００８４】
以下に実施例を示して本発明をさらに詳細に説明する。
【００８５】
（実施例１）
（０００１）面を主面とするＺｎＯ基板を、１２５０℃で３時間半のアニール処理を行って平坦化した。平坦化後の原子間力顕微鏡像で原子層ステップが観察された。
【００８６】
ついで、平坦化処理したＺｎＯ基板をＰＬＤ装置内に導入し、ＡｌＮ層を成膜した。ターゲットは、ＡｌＮ焼結体で構成した。ターゲット３２は、ＺｎＯ基板１１の成長面に対して平行になるよう配置した（図３参照）。窒素源としてＲＦラジカル源を４００Ｗで用い、成長圧力は４．５×１０−６Ｔｏｒｒとした。
【００８７】
ＫｒＦエキシマレーザから出射するパルスレーザ光のパルス周波数を１０Ｈｚ、1パルス当りの照射時間を２０ｎｓ、ターゲット照射時点のレーザパワーは０．１２５Ｗとした。またＺｎＯ基板の基板温度を室温に保ち、４０ｎｍの厚さまで成長させた。成長速度は、７８ｎｍ／時間であった。
【００８８】
この成長過程で、ＲＨＥＥＤ像は成長開始から常にストリークパターンを保っており、成長初期段階から高い結晶性を保ちながらエピタキシャル成長していることがわかった。図４に示す成長中のＲＨＥＥＤ強度変化からＡｌＮがｌａｙｅｒ−ｂｙ−ｌａｙｅｒで成長したことが確認される。図５に４０ｎｍ成長したＡｌＮ層表面の原子間力顕微鏡像を示す。ＡｌＮ表面は、ＺｎＯ基板の表面を反映した原子レベルで平坦なステップアンドテラス構造有している。また、ＺｎＯとＡｌＮ層の間に界面層は観察されなかった。
【００８９】
図６に、Ｘ線回折スペクトルを示す。結晶のモザイク性のチルト成分を表すａ１は、０．０２°（７２ａｒｃｓｅｃ）であった。また、結晶のモザイク性のツイスト成分を表すｂ１は、１．６４°（５９１５ａｒｃｓｅｃ）であった。
【００９０】
（実施例２）
実施例１において、基板温度を３２０℃とした以外は、実施例１を繰り返してＡｌＮ層を成長した。図７に４０ｎｍ成長したＡｌＮ層表面の原子間力顕微鏡像を示す。ＡｌＮ表面は、ＺｎＯ基板の表面を反映した原子レベルで平坦なステップアンドテラス構造有している。また、ＺｎＯとＡｌＮ層の間に界面層は観察されなかった。
【００９１】
また、結晶のモザイク性のチルト成分を表すａ１は、０．０８°（２７３ａｒｃｓｅｃ）、ツイスト成分を表すｂ１は、１．７４°（６２８０ａｒｃｓｅｃ）であった。
【００９２】
（実施例３）
実施例１において、ターゲットをＡｌ金属とし、ＫｒＦエキシマレーザから出射するパルスレーザ光のパルス周波数を３０Ｈｚ、ターゲット照射時点のレーザパワーを０．４９５Ｗとした以外は、実施例１を繰り返してＡｌＮ層を成長した。
【００９３】
また、結晶のモザイク性のチルト成分を表すａ１は、０．０２°（７８ａｒｃｓｅｃ）、ツイスト成分を表すｂ１は、１．８３°（６５９０ａｒｃｓｅｃ）であった。
【００９４】
（実施例４）
実施例１において、成長基板を（１−１００）面を主面とするＺｎＯ基板、ＫｒＦエキシマレーザから出射するパルスレーザ光のパルス周波数を３Ｈｚ、ターゲット照射時点のレーザパワーを０．０５８Ｗとし、ＲＦラジカル源を３２０Ｗで用いた以外は、実施例１を繰り返してＡｌＮ層を成長した。成長速度は４２ｎｍ／時間、成長膜厚は約４０ｎｍであった。
【００９５】
図８に成長後のＲＨＥＥＤ像を示す。（１−１００）面結晶層を示すストリークパターンが明瞭に観察され、高い結晶性を保ちながらエピタキシャル成長していることがわかった。また、図９にＸ線回折スペクトルを示す。結晶のモザイク性のチルト成分を表すａ１は、０．１１°（３９６ａｒｃｓｅｃ）であった。
【００９６】
（実施例５）
実施例１において、成長基板を（１−１００）面を主面とするＺｎＯ基板、ＫｒＦエキシマレーザから出射するパルスレーザ光のパルス周波数を１０Ｈｚ、ターゲット照射時点のレーザパワーを０．１１０Ｗ、成長圧力を４．５×１０−６Ｔｏｒｒとした以外は、実施例１を繰り返してＡｌＮ層を成長した。成長速度は１００ｎｍ／時間、成長膜厚は約５０ｎｍであった。
【００９７】
また、結晶のモザイク性のチルト成分を表すａ１は、０．１６°（５７６ａｒｃｓｅｃ）であった。
【００９８】
（実施例６）
実施例１において、成長基板を（１１−２０）面を主面とするＺｎＯ基板とし、アニール処理を行わずＰＬＤ装置内に導入し、基板温度を３２０℃、ＫｒＦエキシマレーザから出射するパルスレーザ光のパルス周波数を２０Ｈｚ、ターゲット照射時点のレーザパワーを０．１９０Ｗ、ＲＦラジカル源を３２０Ｗで用いた以外は、実施例１を繰り返してＡｌＮ層を成長した。
【００９９】
図１０に成長後のＲＨＥＥＤ像を示す。ストリークパターンが明瞭に観察され、高い結晶性を保ちながらエピタキシャル成長していることがわかった。
【０１００】
（比較例１）
実施例１において、基板温度を５００℃とした以外は、実施例１を繰り返してＡｌＮ層を成長した。しかし、半値全幅を求めるにたる明確なＡｌＮの（０００１）面ピークは観察されなかった。
【０１０１】
（比較例２）
実施例１において、基板温度を１０５０℃とし、ＫｒＦエキシマレーザから出射するパルスレーザ光のパルス周波数を３０Ｈｚ、ターゲット照射時点のレーザパワーを０．５０Ｗとした以外は、実施例１を繰り返してＡｌＮ層を成長した。ａ１は、１．１４°（４０８５ａｒｃｓｅｃ）であった。原子間力顕微鏡像では、ステップアンドテラス構造が観察されず、良好な単結晶ではなかった。
【０１０２】
（比較例３）
実施例４において、基板温度を５９０℃、ＫｒＦエキシマレーザから出射するパルスレーザ光のパルス周波数を１０Ｈｚ、ターゲット照射時点のレーザパワーを０．１０５Ｗとした以外は、実施例４を繰り返してＡｌＮ層を成長した。図１１に成長後のＲＨＥＥＤ像を示す。観察されたＲＨＥＥＤ像は、図８で観察されたような、良好な（１−１００）面単結晶を示すストリークパターンではなく、（０００１）面を示すＲＨＥＥＤパターンであり、かつパターンも不明瞭であることから、結晶性の劣った（０００１）面結晶層が成長されていることがわかった。
【０１０３】
（比較例４）
実施例４において、基板温度を８５０℃、ＫｒＦエキシマレーザから出射するパルスレーザ光のパルス周波数を１０Ｈｚ、ターゲット照射時点のレーザパワーを０．１０２Ｗとした以外は、実施例４を繰り返してＡｌＮ層を成長した。図１２に成長後のＲＨＥＥＤ像を示す。成長中に観察されたＲＨＥＥＤパターンは、良好な（１−１００）面単結晶を示すストリークパターンではなく、（０００１）面が混入した多結晶を示すリングパターンであった。
【０１０４】
（比較例５）
実施例６において、基板温度を９５０℃、ターゲット照射時点のレーザパワーを０．２０２Ｗとした以外は、実施例６を繰り返してＡｌＮ層を成長した。図１３に成長後のＲＨＥＥＤ像を示す。成長中に観察されたＲＨＥＥＤパターンは、良好な（１１−２０）面単結晶を示すストリークパターンではなく、（０００１）面が混入した多結晶を示すリングパターンであった。
【図面の簡単な説明】
【０１０５】
【図１】六方晶系のミラー指数を説明するための図である。
【図２】Ｘ線ロッキングカーブ（ＸＲＣ）の測定方法を説明するための図である。
【図３】ＰＬＤ装置の構成を示す図である。
【図４】実施例１のＡｌＮ成長過程でのＲＨＥＥＤ強度プロファイルである。
【図５】実施例１のＡｌＮ表面の原子間力顕微鏡像である。
【図６】実施例１のＸ線回折スペクトルを示す図である。
【図７】実施例２のＡｌＮ表面の原子間力顕微鏡像である。
【図８】実施例４のＡｌＮ成長後のＲＨＥＥＤ像である。
【図９】実施例４のＸ線回折スペクトルを示す図である。
【図１０】実施例６のＡｌＮ成長後のＲＨＥＥＤ像である。
【図１１】比較例３のＡｌＮ成長後のＲＨＥＥＤ像である。
【図１２】比較例４のＡｌＮ成長後のＲＨＥＥＤ像である。
【図１３】比較例５のＡｌＮ成長後のＲＨＥＥＤ像である。
【符号の説明】
【０１０６】
３０  ＰＬＤ装置
３１  チャンバ
３１ａ  窓
３２  ターゲット
３３  ＫｒＦエキシマレーザ
３４  レンズ
３５  ガス供給部
３６  窒素ラジカル源
３６ａ  調整弁
３７  圧力弁
３８  ローターリーポンプ
３９  回転軸
【図１】
2008053703.tif 000002
【図２】
2008053703.tif 000003
【図３】
2008053703.tif 000004
【図４】
2008053703.tif 000005
【図６】
2008053703.tif 000006
【図９】
2008053703.tif 000007
【図５】
2008053703.tif 000008
【図７】
2008053703.tif 000009
【図８】
2008053703.tif 000010
【図１０】
2008053703.tif 000011
【図１１】
2008053703.tif 000012
【図１２】
2008053703.tif 000013
【図１３】
2008053703.tif 000014