JP2010232364A

JP2010232364A - Group-iii nitride laminate and method of manufacturing the same, and group-iii nitride semiconductor element

Info

Publication number: JP2010232364A
Application number: JP2009077342A
Authority: JP
Inventors: Toru Kinoshita; 亨木下
Original assignee: Tokuyama Corp
Current assignee: Tokuyama Corp
Priority date: 2009-03-26
Filing date: 2009-03-26
Publication date: 2010-10-14
Anticipated expiration: 2029-03-26
Also published as: JP5401145B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a method of manufacturing a group-III nitride semiconductor laminate which has its surface smoothed right after a GaN layer is formed when the laminate having the GaN layer formed on a group-III nitride semiconductor with a high Al content is manufactured. <P>SOLUTION: The present invention relates to the method of manufacturing the group-III nitride semiconductor laminate which has an AlGaInN layer 15 and a GaN layer 16, X+Y+Z=1.0, Y≥0, Z≥0, and 0.5≤X≤1.0 being satisfied when the AlGaInN layer is represented by composition formula of Al<SB>X</SB>Ga<SB>Y</SB>In<SB>Z</SB>N. The method includes a step of forming the GaN layer 16 on the AlGaInN layer 15, and in the step of forming the GaN layer, a growth rate of the GaN layer is 0.2 to 0.6 μm/h and a mol ratio V/III of a group-V material to a group-III material is ≥4,000. Consequently, the GaN layer 16 can be formed on the AlGaInN layer 15 with a high Al content not in an SK mode, but in a false FM mode. <P>COPYRIGHT: (C)2011,JPO&INPIT

Description

本発明は、III族窒化物積層体、その製造方法およびIII族窒化物半導体素子に係り、さらに詳しくは深紫外領域（たとえば、波長が３００ｎｍ以下）の光を発し、しかも高い光出力を実現できるIII族窒化物半導体素子、これに好適に用いられるIII族窒化物積層体およびその製造方法に関する。 The present invention relates to a group III nitride laminate, a method for manufacturing the same, and a group III nitride semiconductor device. More specifically, the present invention emits light in the deep ultraviolet region (for example, a wavelength of 300 nm or less) and can realize high light output. The present invention relates to a group III nitride semiconductor device, a group III nitride laminated body suitably used for the same, and a method for manufacturing the same.

窒化ガリウム（ＧａＮ）に代表されるIII族窒化物半導体は可視領域から紫外領域に相当するエネルギー帯の全領域で直接遷移型のバンド構造を持ち、高効率な発光デバイスの作製が可能である。そのため発光ダイオードおよびレーザーダイオードの研究が活発に行われ、現在では、可視領域から近紫外領域までの発光ダイオード、青色レーザーダイオードなどの半導体素子が製品化されている。 A group III nitride semiconductor typified by gallium nitride (GaN) has a direct transition band structure in the entire energy band corresponding to the visible region to the ultraviolet region, and a highly efficient light-emitting device can be manufactured. Therefore, research on light-emitting diodes and laser diodes has been actively conducted, and semiconductor devices such as light-emitting diodes and blue laser diodes from the visible region to the near-ultraviolet region have been commercialized.

このような半導体素子においてＰ型III族窒化物半導体は、たとえば活性層を挟み込むＰ型クラッド層として用いられている。そして、Ｐ型クラッド層の上にはＰ型キャップ層が形成され、さらにその上に正電極を形成する。 In such a semiconductor element, a P-type group III nitride semiconductor is used as, for example, a P-type cladding layer sandwiching an active layer. A P-type cap layer is formed on the P-type cladding layer, and a positive electrode is further formed thereon.

このようなＰ型キャップ層としては、ホール（正孔）の注入効率、正電極とのオーミック接触、結晶格子の整合性等を考慮して、Ｐ型ＧａＮ層が好適に用いられている。Ｐ型ＧａＮ層は、公知の結晶成長法を用いてＰ型クラッド層上にエピタキシャル成長される。たとえば、特許文献１では、Ｐ型クラッド層としてのＰ型Ａｌ_０．２Ｇａ_０．８Ｎ層上にＰ型ＧａＮ層が形成されている。また、特許文献２では、Ｐ型クラッド層としてのＰ型Ａｌ_{０．０７〜０．２}Ｇａ_{０．９３〜０．８}Ｎ層上にＰ型ＧａＮ層が形成されている。 As such a P-type cap layer, a P-type GaN layer is preferably used in consideration of hole injection efficiency, ohmic contact with the positive electrode, crystal lattice matching, and the like. The P-type GaN layer is epitaxially grown on the P-type cladding layer using a known crystal growth method. For example, in Patent Document 1, a P-type GaN layer is formed on a P-type Al _0.2 Ga _0.8 N layer as a P-type cladding layer. In Patent Document 2, a P-type GaN layer is formed on a P-type Al _{0.07 to 0.2} Ga _{0.93 to 0.8} N layer as a P-type cladding layer.

特許第３２２３８３２号Japanese Patent No. 3223832 特開２００３−２３１７９号公報JP 2003-23179 A

一方、波長が３００ｎｍ以下の深紫外領域で発光し、しかも光出力の高い発光ダイオードおよびレーザーダイオードを実現するためには、Ａｌ含有率が高いＰ型III族窒化物半導体（たとえば組成式Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮにおいてＸが０．５以上）からなるＰ型クラッド層上に、低抵抗であって、ホール注入効率の高いＰ型ＧａＮ層からなるＰ型キャップ層が形成された積層体が望ましい。 On the other hand, in order to realize light-emitting diodes and laser diodes that emit light in the deep ultraviolet region with a wavelength of 300 nm or less and have high light output, P-type group III nitride semiconductors having a high Al content (for example, the composition formula Al _X Ga A laminate in which a P-type cap layer made of a P-type GaN layer having a low resistance and a high hole injection efficiency is formed on a P-type cladding layer made of _Y In _ZN with X being 0.5 or more is desirable. .

しかしながら、本発明者らが、Ａｌ含有率が高いＰ型III族窒化物半導体層上にＰ型ＧａＮ層を形成したところ、Ｐ型ＧａＮ層は、Ａｌ含有率が高いＰ型III族窒化物半導体層上に離散した島状に成長するため、表面に凹凸が形成されることが判った。その結果、特にＰ型ＧａＮ層の層厚みが薄い場合において、発光ダイオードは、直列抵抗値が高くなり、ホール注入効率が低下するため、発光強度が低くなることが判明した。 However, when the present inventors formed a P-type GaN layer on a P-type Group III nitride semiconductor layer having a high Al content, the P-type GaN layer was a P-type Group III nitride semiconductor having a high Al content. It was found that irregularities were formed on the surface because it grew like discrete islands on the layer. As a result, it was found that, particularly when the P-type GaN layer is thin, the light emitting diode has a high series resistance value and a low hole injection efficiency, so that the light emission intensity is low.

本発明はこのような実状に鑑みてなされ、その目的はＡｌ含有率が高いIII族窒化物半導体上にＧａＮ層が形成された積層体の製造時において、ＧａＮ層の形成直後から、その表面が平滑にされたIII族窒化物積層体の製造方法を提供することである。また、Ａｌ含有率が高いIII族窒化物半導体上にＧａＮ層が形成された積層体において、ＧａＮ層の層厚みが薄い場合であっても、その表面が平滑にされたIII族窒化物積層体を提供することも目的とする。さらに、このIII族窒化物積層体を有する半導体素子を提供することも目的とする。 The present invention has been made in view of such a situation, and its purpose is to manufacture a laminate in which a GaN layer is formed on a group III nitride semiconductor having a high Al content, and immediately after the formation of the GaN layer, the surface thereof is formed. It is to provide a method for producing a smoothed group III nitride laminate. Further, in a laminate in which a GaN layer is formed on a group III nitride semiconductor having a high Al content, a group III nitride laminate having a smooth surface even when the GaN layer is thin It is also intended to provide. It is another object of the present invention to provide a semiconductor device having this group III nitride laminate.

上記目的を達成するために、本発明に係るIII族窒化物積層体の製造方法は、
ＡｌＧａＩｎＮ層と、ＧａＮ層と、を有し、
前記ＡｌＧａＩｎＮ層を組成式Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮで表した場合に、前記組成式中のＸ、ＹおよびＺが、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１．０，Ｙ≧０，Ｚ≧０，０．５≦Ｘ≦１．０である関係を満足するIII族窒化物積層体を製造する方法であって、
前記ＡｌＧａＩｎＮ層上に前記ＧａＮ層を形成する工程を有し、
前記ＧａＮ層を形成する工程において、前記ＧａＮ層の層厚み方向における成長速度が０．２〜０．６μｍ／ｈであり、
前記ＧａＮ層を形成するために用いられるIII族原料に対するＶ族原料のモル比を示すＶ／III比が４０００以上である。 In order to achieve the above object, a method for producing a group III nitride laminate according to the present invention includes:
An AlGaInN layer and a GaN layer;
When the AlGaInN layer is represented by the composition formula Al _X Ga _Y In _Z N, X, Y and Z in the composition formula are X + Y + Z = 1.0, Y ≧ 0, Z ≧ 0, 0.5 ≦ X. A method for producing a group III nitride laminate satisfying the relationship of ≦ 1.0,
Forming the GaN layer on the AlGaInN layer;
In the step of forming the GaN layer, the growth rate in the layer thickness direction of the GaN layer is 0.2 to 0.6 μm / h,
The V / III ratio indicating the molar ratio of the Group V material to the Group III material used to form the GaN layer is 4000 or more.

特許文献１および２に示されているようなＡｌ含有率が低いＰ型III族窒化物半導体上にＰ型ＧａＮ層を形成する場合、そのエピタキシャル成長の成長モードはＦｒａｎｋ−ｖａｎｄｅｒＭｅｒｗｅ（ＦＭ）モードであることが知られている。 When a P-type GaN layer is formed on a P-type group III nitride semiconductor having a low Al content as shown in Patent Documents 1 and 2, the epitaxial growth mode is a Frank-van der Merwe (FM) mode. It is known that

このＦＭモードでは、基板（この場合はIII族窒化物半導体）上に、ＧａＮの２次元核が形成され、成長して基板表面全体を覆い、再びこの過程を繰り返すことで、ＧａＮ成長層が１原子層ずつ規則正しく層状成長する。そのため、得られるＧａＮ層の表面は成長開始直後から平滑化されている。 In this FM mode, a two-dimensional nucleus of GaN is formed on a substrate (in this case, a group III nitride semiconductor), grows to cover the entire surface of the substrate, and this process is repeated again, so that the GaN growth layer becomes 1 The atomic layer grows regularly in layers. Therefore, the surface of the obtained GaN layer is smoothed immediately after the start of growth.

しかしながら、本発明者らは、Ａｌ含有率が高いIII族窒化物半導体（たとえば組成式Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮにおいてＸが０．５以上）の表面に、通常の条件でＧａＮ層を形成させた場合、ＦＭモードによる結晶成長が起こらず、Ｓｔｒａｎｓｋｉ−Ｋｒａｓｔａｎｏｖ（ＳＫ）モードによる結晶成長が起こることを見出した。 However, the present inventors have formed a GaN layer on a surface of a group III nitride semiconductor having a high Al content (for example, X is 0.5 or more in the composition formula Al _X Ga _Y In _ZN ) under normal conditions. In this case, it was found that crystal growth by FM mode does not occur and crystal growth by Stranski-Krastanov (SK) mode occurs.

ＳＫモードでは、基板上に、ＧａＮの２次元核が形成され、これが数原子層（１ｎｍ程度）の層厚みまで層状成長し、それ以上の厚さになると３次元的なＧａＮの「島」が形成され成長する。そのため、ＧａＮ層の層厚みが比較的薄い場合（数十ｎｍ程度）、ＳＫモードにより成長したＧａＮ層の表面は、凹凸が生じ、表面粗さが大きくなってしまう。このような成長が起こると、数原子層厚の層状ＧａＮ（層厚み１ｎｍ程度）上にＧａＮが島状に存在することになるが、該層状ＧａＮは層厚みが非常に薄く、導電性には殆ど寄与しない。そのため、ＧａＮ層の横方向（積層面方向）の抵抗値が高くなり、また基板とＧａＮ層の導電経路が島部のみに限定されてしまうため、縦方向（積層方向）の抵抗値も高くなる。 In the SK mode, a two-dimensional nucleus of GaN is formed on the substrate, and this layer grows to a layer thickness of several atomic layers (about 1 nm). When the thickness exceeds this, a three-dimensional GaN “island” is formed. Formed and grown. Therefore, when the layer thickness of the GaN layer is relatively thin (about several tens of nanometers), the surface of the GaN layer grown by the SK mode has irregularities and the surface roughness increases. When such growth occurs, GaN is present in the form of islands on layered GaN having a thickness of several atomic layers (layer thickness of about 1 nm), but the layered GaN has a very thin layer thickness and is not conductive. Hardly contributes. For this reason, the resistance value in the lateral direction (stacking surface direction) of the GaN layer becomes high, and the conductive path between the substrate and the GaN layer is limited to only the island portion, so the resistance value in the vertical direction (stacking direction) also becomes high. .

また、ＳＫモードで成長したＧａＮ層は層厚みを厚くすることで島の埋め込み成長が起こり、それに伴って表面の平滑化が進行する。層厚みを概ね数百ｎｍ（たとえば０．４μｍ）程度にすることにより島の埋め込みが完了し、層状のＧａＮ層となる。このようなＧａＮ層を薄膜にするには、研磨やドライエッチングが必要になる。 Further, the GaN layer grown in the SK mode increases the thickness of the layer, so that the island is buried and the surface is smoothed accordingly. By setting the layer thickness to about several hundred nm (for example, 0.4 μm), island filling is completed, and a layered GaN layer is obtained. To make such a GaN layer into a thin film, polishing or dry etching is required.

本発明では、ＧａＮ層を結晶成長させる際の結晶成長条件に着目し、この条件を上記のように制御することで、ＧａＮ層の成長モードをＦＭモードに近い状態（擬似ＦＭモード）とし、ＧａＮ層の結晶成長直後から、その表面を平滑としている。その結果、Ａｌ含有率が高いＡｌＧａＩｎＮ層上に形成されるＧａＮ層の層厚みを薄くした場合においても、表面を平滑とすることができる。 In the present invention, paying attention to the crystal growth conditions for crystal growth of the GaN layer, and controlling this condition as described above, the growth mode of the GaN layer is brought into a state close to the FM mode (pseudo FM mode), and GaN The surface is smoothed immediately after crystal growth of the layer. As a result, even when the layer thickness of the GaN layer formed on the AlGaInN layer having a high Al content is reduced, the surface can be smoothed.

また、本発明に係るIII族窒化物積層体は、ＡｌＧａＩｎＮ層と、ＧａＮ層と、を有し、
前記ＡｌＧａＩｎＮ層を組成式Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮで表した場合に、前記組成式中のＸ、ＹおよびＺが、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１．０，Ｙ≧０，Ｚ≧０，０．５≦Ｘ≦１．０である関係を満足し、
前記ＧａＮ層の層厚みが０．０１μｍ以上０．３μｍ以下であって、前記ＧａＮ層の表面の２乗平均粗さ（ＲＭＳ）が１０ｎｍ以下であることを特徴とする。 Further, the group III nitride laminate according to the present invention has an AlGaInN layer and a GaN layer,
When the AlGaInN layer is represented by the composition formula Al _X Ga _Y In _Z N, X, Y and Z in the composition formula are X + Y + Z = 1.0, Y ≧ 0, Z ≧ 0, 0.5 ≦ X. Satisfying the relationship of ≦ 1.0,
The layer thickness of the GaN layer is 0.01 μm or more and 0.3 μm or less, and the root mean square roughness (RMS) of the surface of the GaN layer is 10 nm or less.

本発明に係るIII族窒化物積層体では、Ａｌ含有率が高いＡｌＧａＩｎＮ層上に形成されるＧａＮ層の層厚み、および表面粗さは上記の範囲に制御されており、ＧａＮ層が薄い場合においても非常に平滑となっている。すなわち、ＡｌＧａＩｎＮ層上における、ＧａＮ層が形成されるべき面において、ＧａＮ層は島状ではなく、層状に形成されている。 In the group III nitride laminate according to the present invention, the layer thickness and the surface roughness of the GaN layer formed on the AlGaInN layer having a high Al content are controlled within the above ranges. Is also very smooth. That is, on the surface on which the GaN layer is to be formed on the AlGaInN layer, the GaN layer is formed in layers instead of islands.

また、本発明に係るIII族窒化物半導体素子は、上記のIII族窒化物積層体を有するものであり、前記ＧａＮ層がＰ型のＧａＮ層であることが好ましい。該III族窒化物半導体素子は、III族窒化物積層体のＧａＮ層の表面が平滑なため、該ＧａＮ層上に電極を形成した場合、より優れた効果を発揮する。 In addition, a group III nitride semiconductor device according to the present invention has the above group III nitride laminated body, and the GaN layer is preferably a P-type GaN layer. Since the surface of the GaN layer of the group III nitride laminated body is smooth, the group III nitride semiconductor element exhibits a more excellent effect when an electrode is formed on the GaN layer.

たとえば、ＧａＮ層上に電極が形成されたIII族窒化物積層体をＰ型クラッド層およびＰ型ＧａＮ層に適用することで、たとえば３００ｎｍ以下の波長を有する光を発し、しかも、高い光出力を実現する半導体素子を得ることができる。 For example, by applying a group III nitride laminate in which an electrode is formed on a GaN layer to a P-type cladding layer and a P-type GaN layer, for example, light having a wavelength of 300 nm or less is emitted, and high light output is achieved. A semiconductor element to be realized can be obtained.

本発明に係るIII族窒化物積層体の製造方法によれば、ＧａＮ層の結晶成長時における条件を上記の範囲とすることで、Ａｌ含有率が高いＡｌＧａＩｎＮ層上に形成されるＧａＮ層の成長モードを、ＳＫモードではなく、疑似ＦＭモードとすることができる。ＳＫモードでは、結晶成長直後からある程度の層厚みとならなければ、ＧａＮ層の表面が粗くなるが、本発明によれば、疑似ＦＭモードにより結晶成長させることができるため、結晶成長直後から、ＧａＮ層の表面は極めて平滑とすることができる。 According to the method for producing a group III nitride laminate according to the present invention, the growth of the GaN layer formed on the AlGaInN layer having a high Al content is achieved by setting the conditions during crystal growth of the GaN layer within the above range. The mode can be a pseudo FM mode instead of the SK mode. In the SK mode, the surface of the GaN layer becomes rough unless a certain layer thickness is obtained immediately after the crystal growth. However, according to the present invention, the crystal can be grown in the pseudo FM mode. The surface of the layer can be very smooth.

本発明に係るIII族窒化物積層体によれば、Ａｌ含有率が高いＡｌＧａＩｎＮ層上に形成されたＧａＮ層の層厚みが薄い場合（ＧａＮ層の厚み０．０１μｍ以上０．３μｍ以下）においても、その表面を極めて平滑なもの（表面の２乗平均粗さ（ＲＭＳ）が１０ｎｍ以下）とすることができる。そのため、本発明に係るIII族窒化物積層体は、様々な半導体素子として使用できる。中でも、ＧａＮ層をＰ型ＧａＮ層とすることにより、Ｐ型ＧａＮ層からＡｌ含有率が高いＡｌＧａＩｎＮ層への縦方向のホール注入効率を向上させ抵抗値を低くすることが出来る。しかも、Ｐ型ＧａＮ層の表面を平滑に保ちつつ、その層厚みを薄くすることができるので、Ｐ型ＧａＮ層における光吸収を抑制することができる。 According to the group III nitride laminate of the present invention, even when the layer thickness of the GaN layer formed on the AlGaInN layer having a high Al content is thin (the thickness of the GaN layer is 0.01 μm or more and 0.3 μm or less). The surface can be made extremely smooth (the root mean square roughness (RMS) of the surface is 10 nm or less). Therefore, the group III nitride laminate according to the present invention can be used as various semiconductor elements. In particular, when the GaN layer is a P-type GaN layer, the hole injection efficiency in the vertical direction from the P-type GaN layer to the AlGaInN layer having a high Al content can be improved and the resistance value can be lowered. Moreover, since the thickness of the P-type GaN layer can be reduced while keeping the surface of the P-type GaN layer smooth, light absorption in the P-type GaN layer can be suppressed.

特に、本発明に係るIII族窒化物積層体を、III族窒化物半導体素子におけるＰ型クラッド層（Ａｌ含有率が高いＡｌＧａＩｎＮ層）およびＰ型ＧａＮ層として採用することで、たとえば３００ｎｍ以下の波長を有する光を発し、しかも高い発光効率を実現するIII族窒化物半導体素子（深紫外発光素子など）を得ることができる。このようなIII族窒化物半導体素子は、現在、様々な開発が進められており、非常に有用なものである。 In particular, by employing the group III nitride laminate according to the present invention as a P-type cladding layer (AlGaInN layer having a high Al content) and a P-type GaN layer in a group III nitride semiconductor device, for example, a wavelength of 300 nm or less It is possible to obtain a group III nitride semiconductor device (such as a deep ultraviolet light emitting device) that emits light having the following characteristics and realizes high luminous efficiency. Such group III nitride semiconductor devices are currently in various developments and are very useful.

図１は、基板上にバッファ層を介して形成されている本発明の一実施形態に係るIII族窒化物半導体素子の断面図である。FIG. 1 is a cross-sectional view of a group III nitride semiconductor device according to an embodiment of the present invention formed on a substrate via a buffer layer. 図２は、従来例に係るIII族窒化物積層体において、Ａｌ含有率の高いＡｌＧａＩｎＮ層上に形成されるＧａＮ層の成長モードを示した図である。FIG. 2 is a diagram showing a growth mode of a GaN layer formed on an AlGaInN layer having a high Al content in the group III nitride laminated body according to the conventional example. 図３は、本発明の一実施形態に係るIII族窒化物積層体において、Ａｌ含有率の高いＡｌＧａＩｎＮ層上に形成されるＧａＮ層の成長モードを示した図である。FIG. 3 is a diagram showing a growth mode of a GaN layer formed on an AlGaInN layer having a high Al content in the group III nitride laminated body according to one embodiment of the present invention.

本発明は、前記範囲を満足するＡｌＧａＩｎＮ層上にＧａＮ層を形成する際の問題点、すなわち、特にＧａＮ層の厚みが薄い場合に、ＧａＮ層の成長に起因する表面の粗さを改善したものである。そのため、前記ＡｌＧａＩｎＮ層、ＧａＮ層は、ＡｌＧａＩｎＮ層が前記範囲を満足するものであれば、ＧａＮ層の成長に影響を与えない不純物がドープされていてもよい。つまり、前記ＡｌＧａＩｎＮ層、及びＧａＮ層は、Ｐ型半導体層、Ｎ型半導体層、又はアンドープの半導体層の何れの層であってもよく、使用する用途に応じて適宜決定すればよい。 The present invention has a problem in forming a GaN layer on an AlGaInN layer that satisfies the above range, that is, an improved surface roughness caused by the growth of the GaN layer, particularly when the GaN layer is thin. It is. Therefore, the AlGaInN layer and the GaN layer may be doped with impurities that do not affect the growth of the GaN layer as long as the AlGaInN layer satisfies the above range. That is, the AlGaInN layer and the GaN layer may be any of a P-type semiconductor layer, an N-type semiconductor layer, and an undoped semiconductor layer, and may be determined as appropriate according to the intended use.

まず、本発明のIII族窒化物積層体をIII族窒化物半導体素子としての深紫外発光素子に適用した場合の実施態様を図面に基づき説明する。 First, an embodiment when the group III nitride laminate of the present invention is applied to a deep ultraviolet light emitting device as a group III nitride semiconductor device will be described with reference to the drawings.

III族窒化物半導体素子（深紫外発光素子）
本発明の一実施形態に係る半導体素子１は波長が３００ｎｍ以下（深紫外領域）の光を発する発光素子である。図１に示すように、基板１１上に形成されたバッファ層１２上において、半導体素子１はＮ型クラッド層１３、活性層１４および本発明に係るIII族窒化物積層体１０が順に積層された構造を有している。半導体素子１を構成する各層は、結晶質、特に単結晶であることが好ましい。そして、Ｎ型クラッド層１３には負電極２０が形成されており、後述するＰ型キャップ層１６には正電極２１が形成されている。 Group III nitride semiconductor device (deep ultraviolet light emitting device)
The semiconductor element 1 according to an embodiment of the present invention is a light emitting element that emits light having a wavelength of 300 nm or less (deep ultraviolet region). As shown in FIG. 1, an N-type cladding layer 13, an active layer 14, and a group III nitride laminate 10 according to the present invention are laminated in order on a buffer layer 12 formed on a substrate 11. It has a structure. Each layer constituting the semiconductor element 1 is preferably crystalline, particularly a single crystal. A negative electrode 20 is formed on the N-type cladding layer 13, and a positive electrode 21 is formed on the P-type cap layer 16 described later.

本実施形態では、III族窒化物積層体１０は、Ｐ型クラッド層１５としてのＰ型ＡｌＧａＩｎＮ層と、Ｐ型キャップ層１６としてのＰ型ＧａＮ層と、が積層された構成を有している。 In the present embodiment, the group III nitride laminated body 10 has a configuration in which a P-type AlGaInN layer as the P-type cladding layer 15 and a P-type GaN layer as the P-type cap layer 16 are laminated. .

基板１１は、半導体素子１の製造時の処理温度に耐える材料であれば、特に制限されず、サファイア、ＳｉＣ、Ｓｉ、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＡｌＧａＮ、ＺｎＯ、ＺｒＢ_２などを用いればよい。本実施形態ではサファイア単結晶を用いることが好ましい。 Substrate 11, as long as the material to withstand the processing temperature during the fabrication of semiconductor devices 1 is not particularly limited, sapphire, SiC, Si, GaN, AlN , AlGaN, ZnO, or the like may be used ZrB _2. In this embodiment, it is preferable to use a sapphire single crystal.

バッファ層１２は基板１１上に形成され、基板１１と、バッファ層１２上に形成される結晶層（本実施形態ではＮ型クラッド層）と、の格子不整合を緩衝する材料であれば特に制限されない。本実施形態では、基板１１がサファイアであり、後述するＮ型クラッド層１３がＡｌＧａＩｎＮで構成されるため、バッファ層１２はＡｌＮで構成されることが好ましい。また、バッファ層を複数設けてもよい。 The buffer layer 12 is formed on the substrate 11 and is not particularly limited as long as it is a material that buffers lattice mismatch between the substrate 11 and the crystal layer (N-type clad layer in this embodiment) formed on the buffer layer 12. Not. In the present embodiment, since the substrate 11 is sapphire and an N-type cladding layer 13 described later is made of AlGaInN, the buffer layer 12 is preferably made of AlN. A plurality of buffer layers may be provided.

Ｎ型クラッド層
Ｎ型クラッド層１３は、本実施形態ではバッファ層１２の上に形成され、活性層１４へキャリア（電子）を供給するとともに、活性層で発光された光を閉じこめる機能を有する。Ｎ型クラッド層１３は、活性層１４を構成する材料よりもバンドギャップが大きい材料から構成されており、III族窒化物半導体から構成されていることが好ましい。本実施形態では、Ｎ型クラッド層１３はＡｌＧａＩｎＮで構成されることが好ましい。その組成は、活性層１４において波長が３００ｎｍ以下の光を得られるように適宜決定すればよい。 N-type cladding layer The N-type cladding layer 13 is formed on the buffer layer 12 in this embodiment, and has a function of supplying carriers (electrons) to the active layer 14 and confining light emitted from the active layer. The N-type cladding layer 13 is made of a material having a larger band gap than the material constituting the active layer 14, and is preferably made of a group III nitride semiconductor. In the present embodiment, the N-type cladding layer 13 is preferably composed of AlGaInN. The composition may be appropriately determined so that light having a wavelength of 300 nm or less can be obtained in the active layer 14.

また、Ｎ型クラッド層１３は、ドナー不純物原子がドープされておりＮ型特性を示す。ドナー不純物原子としては特に制限されず、たとえばＳｉ、Ｏ、Ｇｅ等が挙げられ、特にＳｉが好ましい。また、このドナー不純物原子の濃度も特に制限されず、１０^１７〜１０^１９ｃｍ^−３であることが好ましい。 The N-type cladding layer 13 is doped with donor impurity atoms and exhibits N-type characteristics. The donor impurity atom is not particularly limited, and examples thereof include Si, O, and Ge, and Si is particularly preferable. Further, the concentration of the donor impurity atoms is not particularly limited, and is preferably 10 ¹⁷ to 10 ¹⁹ cm ⁻³ .

また、Ｎ型クラッド層１３の積層面の一部は積層方向に露出している。この露出している面には負電極２０が形成されている。 Further, a part of the lamination surface of the N-type cladding layer 13 is exposed in the lamination direction. A negative electrode 20 is formed on the exposed surface.

活性層
活性層１４は、Ｎ型クラッド層１３と後述するＰ型クラッド層１５とに挟まれるように配置されている。活性層１４はｐｎ接合されており、活性層１４において電極から注入されたホールと電子とが再結合することにより発光する。 The active layer active layer 14 is disposed so as to be sandwiched between an N-type cladding layer 13 and a P-type cladding layer 15 described later. The active layer 14 has a pn junction, and emits light by recombination of holes and electrons injected from the electrode in the active layer 14.

活性層１４の構造は特に制限されないが、高い発光効率を得るために井戸層と障壁層とが積層された量子井戸構造を有していることが好ましく、特に多重量子井戸構造（ＭＱＷ構造）を有していることが好ましい。また、活性層１４は、Ｎ型クラッド層１３およびＰ型クラッド層１５よりもバンドギャップの小さい材料で構成されており、III族窒化物半導体から構成されていることが好ましい。本実施形態では、活性層１４の井戸層および障壁層はＡｌＧａＩｎＮで構成されることが好ましい。井戸層および障壁層の組成は、波長が３００ｎｍ以下の光を得られるように、適宜決定すればよい。 The structure of the active layer 14 is not particularly limited, but preferably has a quantum well structure in which a well layer and a barrier layer are stacked in order to obtain high luminous efficiency, and in particular, a multiple quantum well structure (MQW structure). It is preferable to have. The active layer 14 is made of a material having a smaller band gap than the N-type cladding layer 13 and the P-type cladding layer 15, and is preferably made of a group III nitride semiconductor. In the present embodiment, the well layer and the barrier layer of the active layer 14 are preferably composed of AlGaInN. The composition of the well layer and the barrier layer may be determined as appropriate so that light having a wavelength of 300 nm or less can be obtained.

III族窒化物積層体（深紫外発光素子用）
本発明に係るIII族窒化物積層体１０は、図１に示すように、Ｐ型クラッド層１５としてのＡｌＧａＩｎＮ層と、Ｐ型キャップ層１６としてのＰ型ＧａＮ層と、が積層された構成を有している。 Group III nitride laminate (for deep ultraviolet light emitting devices)
As shown in FIG. 1, the group III nitride laminated body 10 according to the present invention has a configuration in which an AlGaInN layer as a P-type cladding layer 15 and a P-type GaN layer as a P-type cap layer 16 are laminated. Have.

なお、Ａｌ、Ｇａ、ＩｎおよびＮの含有量は、２次イオン質量分析法などにより測定することができる。 The contents of Al, Ga, In, and N can be measured by secondary ion mass spectrometry or the like.

ＡｌＧａＩｎＮ層
III族窒化物としてのＡｌＧａＩｎＮは、III族原子であるＡｌ、ＧａおよびＩｎと、Ｖ族原子であるＮと、からなる化合物であり、組成式を用いて、Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ（ただし、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１．０）と表すことができる。 AlGaInN layer
AlGaInN as a group III nitride is a compound composed of Al, Ga and In which are group III atoms and N which is a group V atom, and Al _X Ga _Y In _Z N (however, using a composition formula) X + Y + Z = 1.0).

ここで、上記の組成式において「Ｘ」は上記のＡｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮにおけるＡｌの含有率を表しており、発光される光の波長の長さに応じて決定される。本発明では、Ｘは０．５以上であり、Ｘを０．５以上としたＡｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層をＰ型クラッド層１６として用いることで、波長が３００ｎｍ以下の光を発する発光素子を得ることができる。より波長の短い光を発生させる場合には、Ｘは０．５５以上であることが好ましく、より好ましくは０．６５以上であり、さらに好ましくは０．７以上である。また、Ｘの上限は１．０、すなわちＡｌＮ層である。 Here, "X" in the above composition formula represents the content of Al in the above Al X _Ga Y _In Z _N, is determined according to the length of the wavelength of the emitted light. In the present invention, a light emitting device that emits light having a wavelength of 300 nm or less by using, as the P-type cladding layer 16, an Al _X Ga _Y In _ZN layer in which X is 0.5 or more and X is 0.5 or more. Can be obtained. When light having a shorter wavelength is generated, X is preferably 0.55 or more, more preferably 0.65 or more, and further preferably 0.7 or more. The upper limit of X is 1.0, that is, the AlN layer.

ＡｌＧａＩｎＮ層は、本実施形態では、アクセプター不純物原子がドープされておりＰ型特性を示す。アクセプター不純物原子としては特に制限されず、たとえばＭｇ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｃｄ、Ｂｅ等が挙げられ、特にＭｇ、Ｂｅが好ましい。また、このアクセプター不純物原子の濃度も特に制限されず、１０^１８〜１０^２０ｃｍ^−３であることが好ましい。 In the present embodiment, the AlGaInN layer is doped with acceptor impurity atoms and exhibits P-type characteristics. The acceptor impurity atom is not particularly limited, and examples thereof include Mg, Zn, Ca, Cd, and Be, and Mg and Be are particularly preferable. The concentration of the acceptor impurity atom is not particularly limited, and is preferably 10 ¹⁸ to 10 ²⁰ cm ⁻³ .

また、上記の組成式において、「Ｙ」はＧａの含有率、「Ｚ」はＩｎの含有率を表しており、ＹおよびＺは、バンドギャップエネルギーに影響を与える。本発明では、Ｙ≧０，Ｚ≧０，Ｙ＋Ｚ≦０．５である。ＹとＺとの比率は所望の特性等に応じて適宜決定すればよい。本実施形態では、好ましくは０≦Ｙ≦０．５、より好ましくは０≦Ｙ≦０．３である。また、好ましくは０≦Ｚ≦０．１、より好ましくは０≦Ｚ≦０．０５である。 In the above composition formula, “Y” represents the Ga content, “Z” represents the In content, and Y and Z affect the band gap energy. In the present invention, Y ≧ 0, Z ≧ 0, and Y + Z ≦ 0.5. The ratio of Y and Z may be appropriately determined according to desired characteristics and the like. In the present embodiment, preferably 0 ≦ Y ≦ 0.5, more preferably 0 ≦ Y ≦ 0.3. Further, preferably 0 ≦ Z ≦ 0.1, and more preferably 0 ≦ Z ≦ 0.05.

なお、本実施形態では、図１に示すように、ＡｌＧａＩｎＮ層はＰ型クラッド層１５のみから構成されているが、組成が上記範囲を満足するものであれば、組成の異なる複数の層から構成されていてもよい。また、ＡｌＧａＩｎＮ層の厚みは、用途に応じて適宜決定すればよい。 In this embodiment, as shown in FIG. 1, the AlGaInN layer is composed of only the P-type cladding layer 15, but it is composed of a plurality of layers having different compositions as long as the composition satisfies the above range. May be. Moreover, what is necessary is just to determine the thickness of an AlGaInN layer suitably according to a use.

Ｐ型ＧａＮ層
Ｐ型ＧａＮ層は高いホール濃度を得やすく、また、正電極２１を構成する金属とオーミック接触性が良好であるため、本実施形態ではＰ型キャップ層１６として用いられている。本実施形態において、Ｐ型ＧａＮ層は、上記の組成式におけるＸが０．５以上であるＡｌＧａＩｎＮ層上に形成されており、その表面粗さは、２乗平均粗さ（ＲＭＳ）を用いた場合、１０ｎｍ以下、好ましくは５ｎｍ以下、より好ましくは３ｎｍ以下である。すなわち、Ｐ型ＧａＮ層の表面は非常に平滑となっている。ＲＭＳの下限値は、特に制限されるものではないが、工業的な生産を考慮すると０．５ｎｍである。 P-type GaN layer The P-type GaN layer is used as the P-type cap layer 16 in this embodiment because it easily obtains a high hole concentration and has good ohmic contact with the metal constituting the positive electrode 21. In the present embodiment, the P-type GaN layer is formed on an AlGaInN layer in which X in the above composition formula is 0.5 or more, and the surface roughness is a root mean square roughness (RMS). In this case, it is 10 nm or less, preferably 5 nm or less, more preferably 3 nm or less. That is, the surface of the P-type GaN layer is very smooth. The lower limit of RMS is not particularly limited, but is 0.5 nm in consideration of industrial production.

また、Ｐ型ＧａＮ層の層厚みは、０．０１μｍ以上０．３μｍ以下であり、好ましくは０．０１μｍ以上０．１μｍ以下である。Ｐ型ＧａＮ層の層厚みが上記範囲を満足することにより、たとえば、波長が３００ｎｍ以下の光を発する発光素子において、導電性に寄与し、発光効率を高めることができる。 The layer thickness of the P-type GaN layer is 0.01 μm or more and 0.3 μm or less, preferably 0.01 μm or more and 0.1 μm or less. When the layer thickness of the P-type GaN layer satisfies the above range, for example, in a light-emitting element that emits light having a wavelength of 300 nm or less, it is possible to contribute to conductivity and increase luminous efficiency.

Ｐ型ＧａＮ層は、アクセプター不純物原子がドープされておりＰ型特性を示す。アクセプター不純物原子としては特に制限されず、上記したものが挙げられ、特にＭｇが好ましい。また、このアクセプター不純物原子の濃度も特に制限されず、１０^１８〜１０^２０ｃｍ^−３であることが好ましい。 The P-type GaN layer is doped with acceptor impurity atoms and exhibits P-type characteristics. The acceptor impurity atom is not particularly limited and may include those described above, and Mg is particularly preferable. The concentration of the acceptor impurity atom is not particularly limited, and is preferably 10 ¹⁸ to 10 ²⁰ cm ⁻³ .

本発明者らは、上記のＡｌＧａＩｎＮ層においてＡｌ含有率を高くした場合（たとえば、Ｘが０．５以上）、その上にＰ型ＧａＮ層を通常の条件で結晶成長させると、図２に示すＳＫモードで成長することを見出した。Ｐ型ＧａＮ層がＳＫモードで成長した場合、ＡｌＧａＩｎＮ層上において、Ｐ型ＧａＮが島状に形成される。すなわち、Ｐ型ＧａＮ層の表面に凹凸が生じるため、表面粗さが大きくなってしまう。 When the Al content is increased in the above-described AlGaInN layer (for example, X is 0.5 or more), the P-type GaN layer is crystal-grown under normal conditions on the AlGaInN layer as shown in FIG. It was found to grow in the SK mode. When the P-type GaN layer is grown in the SK mode, the P-type GaN is formed in an island shape on the AlGaInN layer. That is, irregularities are generated on the surface of the P-type GaN layer, resulting in an increase in surface roughness.

この場合、空間的に分離された島状Ｐ型ＧａＮ間の導電性は著しく低下するため、積層面方向の抵抗値が高くなる。またＰ型ＧａＮ層からＡｌＧａＩｎＮ層へのホール伝達経路は、島状Ｐ型ＧａＮ層とＡｌＧａＩｎＮ層とが接している面のみに限定される。その結果、この積層体が適用された発光素子の活性層へのホール注入効率が低下してしまい、発光効率が低下し、高い光出力が得られない。Ｐ型ＧａＮ層がＳＫモードで成長する理由としては、ＡｌＧａＩｎＮ層のＡｌ含有率が高くなる（Ｘが大きくなる）ことにより、Ｐ型ＧａＮ層との格子の不整合が大きくなるためであると考えられる。 In this case, since the electrical conductivity between the island-shaped P-type GaN spatially separated is significantly reduced, the resistance value in the direction of the stacked surface is increased. Further, the hole transmission path from the P-type GaN layer to the AlGaInN layer is limited only to the surface where the island-shaped P-type GaN layer and the AlGaInN layer are in contact. As a result, the efficiency of hole injection into the active layer of the light emitting element to which this laminate is applied is lowered, the luminous efficiency is lowered, and a high light output cannot be obtained. The reason why the P-type GaN layer grows in the SK mode is considered to be that the mismatch of the lattice with the P-type GaN layer is increased by increasing the Al content of the AlGaInN layer (X is increased). It is done.

これに対し、本発明者らは後述する方法を用いることで、Ａｌ含有率が高い場合であっても、Ｐ型ＧａＮ層を図３に示す擬似ＦＭモードで成長させ、厚みが上記範囲を満足し、表面粗さが上記の範囲に制御された極めて平滑な表面を得ている。Ｐ型ＧａＮ層が擬似ＦＭモードで成長する場合には、ホールの注入効率を良好にすることができ、これが適用された発光素子の光出力を高めることができる。 On the other hand, by using the method described later, the present inventors grew the P-type GaN layer in the pseudo FM mode shown in FIG. 3 even when the Al content is high, and the thickness satisfies the above range. In addition, an extremely smooth surface having a surface roughness controlled within the above range is obtained. When the P-type GaN layer is grown in the pseudo FM mode, the hole injection efficiency can be improved, and the light output of the light emitting element to which this is applied can be increased.

なお、Ｐ型ＧａＮ層がＳＫモードで成長した場合であっても、Ｐ型ＧａＮ層の層厚みを厚くする（たとえば、０．４μｍ以上）ことで、平滑な面が得られ、ホールの注入効率も改善される。しかしながら、Ｐ型ＧａＮ層は波長が３６５ｎｍ以下の光を吸収するため、波長が３００ｎｍ以下の光を発する発光素子において、Ｐ型ＧａＮ層の層厚みは、導電性に寄与できる厚みであって、かつできるだけ薄い厚みにして、発光効率を高める必要がある。 Even when the P-type GaN layer is grown in the SK mode, by increasing the thickness of the P-type GaN layer (for example, 0.4 μm or more), a smooth surface can be obtained, and the hole injection efficiency Will be improved. However, since the P-type GaN layer absorbs light having a wavelength of 365 nm or less, in a light emitting device that emits light having a wavelength of 300 nm or less, the P-type GaN layer has a thickness that can contribute to conductivity, and It is necessary to increase the luminous efficiency by making the thickness as thin as possible.

本発明に係るIII族窒化物積層体においては、ＡｌＧａＩｎＮ層のＡｌ含有率が大きい場合であっても、Ｐ型ＧａＮ層を擬似ＦＭモードで結晶成長させるため、表面の平滑性を保ちつつ、Ｐ型ＧａＮ層の層厚みを上記の範囲とすることができる。その結果、波長が３００ｎｍ以下の光を発する発光素子において発光効率を高めることができる。 In the group III nitride laminated body according to the present invention, even when the Al content of the AlGaInN layer is large, the P-type GaN layer is crystal-grown in the pseudo FM mode, so that the surface smoothness is maintained while maintaining the surface smoothness. The layer thickness of the type GaN layer can be in the above range. As a result, light emission efficiency can be increased in a light emitting element that emits light having a wavelength of 300 nm or less.

Ｐ型ＧａＮ層のホール濃度は、公知のホール効果測定法により測定された比抵抗値およびホール起電圧から算出される。しかしながら、該Ｐ型ＧａＮ層の層厚みが薄すぎる場合には、正確なホール濃度を測定することができない。ただし、層厚みが０．１μｍ程度以上である場合には、測定が可能である。この場合、本実施形態では、Ｐ型ＧａＮ層の３０℃におけるホール濃度は、好ましくは３×１０^１７ｃｍ^−３以上、さらに好ましくは５×１０^１７ｃｍ^−３以上である。Ｐ型ＧａＮ層の表面粗さが上記の範囲にあり、極めて平滑であるため、３０℃におけるホール濃度を上記の範囲とすることができる。ホール濃度の上限は特に制限されないが、実現可能な範囲を考慮すると、１０^１９ｃｍ^−３程度である。 The hole concentration of the P-type GaN layer is calculated from the specific resistance value and the Hall electromotive voltage measured by a known Hall effect measurement method. However, when the thickness of the P-type GaN layer is too thin, an accurate hole concentration cannot be measured. However, measurement is possible when the layer thickness is about 0.1 μm or more. In this case, in this embodiment, the hole concentration of the P-type GaN layer at 30 ° C. is preferably 3 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ or more, more preferably 5 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ or more. Since the surface roughness of the P-type GaN layer is in the above range and extremely smooth, the hole concentration at 30 ° C. can be set in the above range. The upper limit of the hole concentration is not particularly limited, but is about 10 ¹⁹ cm ^{−3 in} consideration of a feasible range.

本実施形態では、負電極２０はＮ型クラッド層１４に形成され、その材質はＮ型クラッド層とオーミック接触性が良好であれば特に制限されず、Ｔｉ、Ａｌ、Ａｕなどが例示される。また、正電極２１はＰ型ＧａＮ層に形成され、その材質はＰ型ＧａＮ層とオーミック接触性が良好であれば特に制限されず、Ｎｉ、Ａｕなどが例示される。 In the present embodiment, the negative electrode 20 is formed on the N-type cladding layer 14 and the material thereof is not particularly limited as long as the ohmic contact with the N-type cladding layer is good, and examples thereof include Ti, Al, Au, and the like. Further, the positive electrode 21 is formed on the P-type GaN layer, and the material thereof is not particularly limited as long as the ohmic contact with the P-type GaN layer is good, and Ni, Au, and the like are exemplified.

本発明に係るIII族窒化物半導体素子１は、本発明に係るIII族窒化物積層体１０と、Ｎ型クラッド層と、活性層と、電極とを有していればよい。これに加え、たとえば、転位、クラック等の結晶欠陥の導入を防ぐためのクラック防止層、発光した光を閉じこめるための光ガイド層、発光した光を反射させるための反射層等をさらに有していてもよい。 The group III nitride semiconductor device 1 according to the present invention only has to include the group III nitride laminated body 10 according to the present invention, an N-type cladding layer, an active layer, and an electrode. In addition to this, for example, it further has a crack prevention layer for preventing the introduction of crystal defects such as dislocations and cracks, a light guide layer for confining the emitted light, and a reflective layer for reflecting the emitted light. May be.

III族窒化物半導体素子（深紫外発光素子）およびIII族窒化物積層体（深紫外発光素子用）の製造方法
次に、本発明に係るIII族窒化物半導体素子の製造方法について説明する。特に、III族窒化物積層体の製造方法については詳細に説明する。 Method for Producing Group III Nitride Semiconductor Element (Deep Ultraviolet Light Emitting Element) and Group III Nitride Laminate (for Deep Ultraviolet Light Emitting Element) Next, a method for producing a group III nitride semiconductor element according to the present invention will be described. In particular, a method for producing a group III nitride laminate will be described in detail.

本発明に係るIII族窒化物半導体素子およびIII族窒化物積層体を製造する方法としては、各層を単結晶の状態で結晶成長させる方法を用いることが好ましく、そのような方法であれば、特に制限されない。具体的には、たとえば、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）、分子線成長法（ＭＢＥ法）、ハライド気相成長法（ＨＶＰＥ法）などが挙げられるが、本実施形態では、ＭＯＣＶＤ法を用いる。 As a method for producing a group III nitride semiconductor device and a group III nitride laminated body according to the present invention, it is preferable to use a method in which each layer is grown in a single crystal state. Not limited. Specific examples include metal organic chemical vapor deposition (MOCVD), molecular beam growth (MBE), and halide vapor deposition (HVPE). In this embodiment, MOCVD is used. Use.

まず、基板１１を、ＭＯＣＶＤ装置の反応炉内に備えられたサセプター上に設置する。基板としては、上述した材質であればよいが、本実施形態では、サファイア単結晶基板を用いる。 First, the substrate 11 is placed on a susceptor provided in a reaction furnace of an MOCVD apparatus. The substrate may be any of the materials described above, but in this embodiment, a sapphire single crystal substrate is used.

次に、基板１１を１０５０℃以上、さらに好ましくは１１５０℃以上に加熱し、水素雰囲気中で保持することにより基板表面のクリーニングを行う。 Next, the substrate surface is cleaned by heating the substrate 11 to 1050 ° C. or higher, more preferably 1150 ° C. or higher and holding it in a hydrogen atmosphere.

その後、１０５０℃以上、さらに好ましくは１１５０℃以上で、反応炉内に、バッファ層１２の原料ガスを導入して、バッファ層１２としてのＡｌＮ層を基板上に結晶成長させる。原料ガスの種類は特に制限されず、所望の組成、特性等に応じて適宜決定すればよい。また、温度の上限も、特に制限されないが１３００℃以下であることが好ましい。本実施形態では、III族原料ガスとしてのトリメチルアルミニウム（以下、ＴＭＡとする）、Ｖ族原料ガスとしてのアンモニア（ＮＨ_３）および原料ガスのキャリアガス（水素，窒素など）を反応炉内に導入し、バッファ層１２（ＡｌＮ）を形成する。成長温度、Ｖ／III比および成長速度等の結晶成長条件は、所望の特性等が得られるように制御すればよい。また、この工程以降では、反応炉内を減圧して、結晶成長させることが好ましい。 Thereafter, at 1050 ° C. or higher, more preferably 1150 ° C. or higher, the source gas of the buffer layer 12 is introduced into the reaction furnace, and an AlN layer as the buffer layer 12 is crystal-grown on the substrate. The type of the source gas is not particularly limited, and may be appropriately determined according to a desired composition, characteristics, and the like. The upper limit of the temperature is not particularly limited, but is preferably 1300 ° C. or lower. In this embodiment, trimethylaluminum (hereinafter referred to as TMA) as a group III source gas, ammonia (NH ₃ ) as a group V source gas, and a carrier gas (hydrogen, nitrogen, etc.) of the source gas are introduced into the reaction furnace. Then, the buffer layer 12 (AlN) is formed. Crystal growth conditions such as growth temperature, V / III ratio, and growth rate may be controlled so as to obtain desired characteristics. Further, after this step, it is preferable that the inside of the reactor is decompressed to grow crystals.

このバッファ層１２は、バッファ層上に積層される本発明のIII族窒化物半導体素子の特性を損なわない程度の結晶性を有していれば良い。 The buffer layer 12 only needs to have crystallinity to such an extent that the characteristics of the group III nitride semiconductor device of the present invention laminated on the buffer layer are not impaired.

次にバッファ層１２上にＮ型クラッド層１３を形成する。III族原料ガスとしては、ＴＭＡおよびトリメチルガリウム（以下、ＴＭＧとする）を用い、Ｖ族原料ガスとしてはアンモニアを用いる。これらの原料ガスおよびキャリアガスに加え、ドナー不純物原子の原料ガスとしてのテトラエチルシランを反応炉内に導入し、ＳｉをドーピングしたＡｌＧａＩｎＮ層（Ｎ型クラッド層１３）を形成する。組成、Ｓｉ濃度および結晶成長条件は所望の特性に応じて適宜決定すればよい。 Next, an N-type cladding layer 13 is formed on the buffer layer 12. TMA and trimethylgallium (hereinafter referred to as TMG) are used as the group III source gas, and ammonia is used as the group V source gas. In addition to these source gas and carrier gas, tetraethylsilane as a source gas of donor impurity atoms is introduced into the reaction furnace to form an AlGaInN layer (N-type cladding layer 13) doped with Si. What is necessary is just to determine a composition, Si concentration, and crystal growth conditions suitably according to a desired characteristic.

次にＮ型クラッド層１３上に活性層１４を形成する。Ｎ型クラッド層形成時のアンモニアおよびキャリアガスの流量を一定にしつつ、ＴＭＡとＴＭＧとの流量比（組成比）を一定の周期で変化させることにより、井戸層と障壁層とが複数積層された多重量子井戸構造（ＭＱＷ構造）を有する活性層１４を形成する。活性層の結晶成長条件は所望の特性に応じて適宜決定すればよい。 Next, an active layer 14 is formed on the N-type cladding layer 13. A plurality of well layers and barrier layers were stacked by changing the flow rate ratio (composition ratio) of TMA and TMG at a constant period while keeping the flow rates of ammonia and carrier gas constant when forming the N-type cladding layer. An active layer 14 having a multiple quantum well structure (MQW structure) is formed. The crystal growth conditions of the active layer may be appropriately determined according to desired characteristics.

本実施形態では、上記で形成した活性層１４上に、本発明に係るIII族窒化物積層体を構成するＡｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層（Ｐ型クラッド層１５）を形成する。III族原料ガスとしては、ＴＭＡ、ＴＭＧおよびトリメチルインジウム（以下、ＴＭＩとする）を用い、Ｖ族原料ガスとしてはアンモニアを用いる。これらの原料ガスおよびキャリアガスに加え、アクセプター不純物原子の原料ガスとしてのビスシクロペンタジエニルマグネシウム（以下、Ｃｐ_２Ｍｇとする）を反応炉内に導入し、ＭｇをドーピングしたＡｌＧａＩｎＮ層（Ｐ型クラッド層１５）を形成する。組成、Ｍｇ濃度および結晶成長条件は所望の特性に応じて適宜決定すればよい。なお、Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層を複数の層で構成する場合には、III族原料ガス、不純物原子の原料ガス等の種類や流量を変化させて、組成を制御すればよい。 In the present embodiment, the Al _x Ga _Y In _ZN layer (P-type cladding layer 15) constituting the group III nitride laminate according to the present invention is formed on the active layer 14 formed as described above. TMA, TMG and trimethylindium (hereinafter referred to as TMI) are used as the group III source gas, and ammonia is used as the group V source gas. In addition to these source gas and carrier gas, biscyclopentadienylmagnesium (hereinafter referred to as Cp ₂ Mg) as an acceptor impurity atom source gas is introduced into the reaction furnace, and Mg-doped AlGaInN layer (P-type) A cladding layer 15) is formed. What is necessary is just to determine a composition, Mg density | concentration, and crystal growth conditions suitably according to a desired characteristic. When the Al _X Ga _Y In _Z N layer is composed of a plurality of layers, the composition may be controlled by changing the type and flow rate of the group III source gas, source gas of impurity atoms, and the like.

なお、本実施形態では、Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層は活性層上に形成されているが、Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層の結晶性が保たれるように形成されていればよく、Ｐ型層、Ｎ型層、基板、バッファ層等の上に形成してもよい。 In the present embodiment, the Al _X Ga _Y In _ZN layer is formed on the active layer, but the Al _X Ga _Y In _ZN layer may be formed so that the crystallinity of the Al _X Ga _Y In _ZN layer is maintained. It may be formed on a P-type layer, an N-type layer, a substrate, a buffer layer, or the like.

次に、上記で形成されたＡｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層上に、Ｐ型キャップ層１６としてのＰ型ＧａＮ層を形成する。本実施形態では、III族原料ガスとしてはＴＭＧ、Ｖ族原料ガスとしてはアンモニア、アクセプター不純物原子の原料ガスとしてはＣｐ_２Ｍｇを用いる。 Next, a P-type GaN layer as the P-type cap layer 16 is formed on the Al _X Ga _Y In _ZN layer formed as described above. In the present embodiment, TMG is used as the group III source gas, ammonia is used as the group V source gas, and Cp ₂ Mg is used as the source gas of the acceptor impurity atoms.

まず、反応炉内において、上記の各層が形成されている基板を好ましくは１０５０℃以上、より好ましくは１０８０℃以上に加熱し、上記の原料ガスを所定の流量で反応炉内に導入する。温度の上限は、特に制限されないが１２００℃であることが好ましい。このとき、III族原料とＶ族原料とのモル比を示すＶ／III比が４０００以上、好ましくは６０００以上となるように原料ガスの流量等を制御する。Ｖ／III比が小さすぎると、形成されるＰ型ＧａＮ層の表面粗さが大きくなる傾向にある。Ｖ／III比は大きいほど好ましいが、Ｖ／III比が大きくなりすぎると、Ｖ族原料ガスの流量に対して、Ｐ型ＧａＮ層の形成に実際に使用されるＶ族原料の割合が小さくなってしまう。したがって、歩留まりの観点から、Ｖ／III比の上限は１００００とすることが好ましい。 First, in the reaction furnace, the substrate on which each of the above layers is formed is preferably heated to 1050 ° C. or higher, more preferably 1080 ° C. or higher, and the source gas is introduced into the reaction furnace at a predetermined flow rate. The upper limit of the temperature is not particularly limited, but is preferably 1200 ° C. At this time, the flow rate of the source gas is controlled so that the V / III ratio indicating the molar ratio between the group III source and the group V source is 4000 or more, preferably 6000 or more. If the V / III ratio is too small, the surface roughness of the formed P-type GaN layer tends to increase. A larger V / III ratio is preferable, but if the V / III ratio becomes too large, the proportion of the V group raw material actually used for forming the P-type GaN layer becomes smaller with respect to the flow rate of the V group source gas. End up. Therefore, the upper limit of the V / III ratio is preferably 10,000 from the viewpoint of yield.

また、Ｐ型ＧａＮ層の層厚み方向における成長速度は、０．２〜０．６μｍ／ｈであり、より好ましくは０．２〜０．４μｍ／ｈである。成長速度が小さすぎると、発光素子構造において、クラッド層から活性層への不純物の拡散量が増加するため、発光効率が減少する傾向にあり、逆に大きすぎると、形成されるＰ型ＧａＮ層の表面粗さが大きくなる傾向にある。 Moreover, the growth rate in the layer thickness direction of the P-type GaN layer is 0.2 to 0.6 μm / h, more preferably 0.2 to 0.4 μm / h. If the growth rate is too low, the amount of diffusion of impurities from the cladding layer to the active layer increases in the light emitting device structure, so that the light emission efficiency tends to decrease. The surface roughness tends to increase.

原料ガスのＶ／III比およびＰ型ＧａＮ層の層厚み方向における成長速度を上記の範囲とすることで、Ｘが０．５以上のＡｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層上に結晶成長するＰ型ＧａＮ層の成長モードを擬似ＦＭモードとすることができる。その結果、結晶成長直後から、形成されたＰ型ＧａＮ層の表面は非常に平滑であり、その表面粗さ（２乗平均粗さ：ＲＭＳ）を１０ｎｍ以下、より好ましくは５ｎｍ以下、より好ましくは３ｎｍ以下とすることができる。上記方法によれば、成長させるＧａＮ層の層厚みが極めて薄い段階から、その表面を平滑にできる。そのため、ＧａＮ層の層厚みが０．０１μｍ以上０．３μｍ以下の場合に良好な効果が発揮され、特に、０．０１μｍ以上０．１μｍ以下となる場合により顕著な効果を発揮する。 By making the V / III ratio of the source gas and the growth rate in the layer thickness direction of the P-type GaN layer within the above ranges, the P-type crystal grows on the Al _X Ga _Y In _ZN layer where X is 0.5 or more The growth mode of the GaN layer can be a pseudo FM mode. As a result, the surface of the formed P-type GaN layer is very smooth immediately after crystal growth, and its surface roughness (root mean square roughness: RMS) is 10 nm or less, more preferably 5 nm or less, more preferably It can be 3 nm or less. According to the above method, the surface of the GaN layer to be grown can be smoothed from the very thin stage. Therefore, a good effect is exhibited when the layer thickness of the GaN layer is 0.01 μm or more and 0.3 μm or less, and in particular, a remarkable effect is exhibited when the thickness is 0.01 μm or more and 0.1 μm or less.

次に、バッファ層１２、Ｎ型クラッド層１３、活性層１４およびIII族窒化物積層体１０が積層された基板１１を、所望の形状に切断し、熱処理を行う。熱処理後、エッチング等の公知の方法を用いて、積層方向に対し、活性層、Ｐ型バリア層およびIII族窒化物積層体を部分的に除去して、Ｎ型クラッド層１３の一部を露出させる。そして、露出したＮ型クラッド層１３の表面に上記した金属から構成される負電極を形成し、Ｐ型ＧａＮ層の表面には上記した金属から構成される正電極を形成し、図１に示すIII族窒化物半導体素子１を得る。 Next, the substrate 11 on which the buffer layer 12, the N-type cladding layer 13, the active layer 14, and the group III nitride laminated body 10 are laminated is cut into a desired shape and subjected to heat treatment. After the heat treatment, using a known method such as etching, the active layer, the P-type barrier layer, and the group III nitride laminate are partially removed in the stacking direction to expose a part of the N-type cladding layer 13. Let Then, a negative electrode composed of the above metal is formed on the exposed surface of the N-type cladding layer 13, and a positive electrode composed of the above metal is formed on the surface of the P-type GaN layer, as shown in FIG. A group III nitride semiconductor device 1 is obtained.

上述した方法により得られる本発明のIII族窒化物半導体素子は、Ｐ型クラッド層として、Ａｌ含有率が高い、すなわちＸが０．５以上のＡｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層が採用されているため、発光される光の波長が３００ｎｍ以下である発光素子となる。しかも、Ｐ型キャップ層としてのＰ型ＧａＮ層の表面粗さ（２乗平均粗さ：ＲＭＳ）が１０ｎｍ以下に制御されているため、Ｐ型ＧａＮ層が低抵抗となり、ホール注入効率を高めることができる。その結果、本発明のIII族窒化物半導体素子は高い光出力を実現することができる。 In the group III nitride semiconductor device of the present invention obtained by the above-described method, an Al _X Ga _Y In _ZN layer having a high Al content, that is, X of 0.5 or more is adopted as the P-type cladding layer. Therefore, the light emitting element has a wavelength of emitted light of 300 nm or less. In addition, since the surface roughness (root mean square roughness: RMS) of the P-type GaN layer as the P-type cap layer is controlled to 10 nm or less, the P-type GaN layer has a low resistance and increases the hole injection efficiency. Can do. As a result, the group III nitride semiconductor device of the present invention can achieve high light output.

すなわち、本発明のIII族窒化物積層体を用いることにより、３００ｎｍ以下の深紫外領域で発し、かつ高い発光効率を有する発光ダイオードおよびレーザーダイオードを製造することが可能となる。 That is, by using the group III nitride laminate of the present invention, it is possible to produce a light emitting diode and a laser diode that emit in the deep ultraviolet region of 300 nm or less and have high luminous efficiency.

以上、本発明の実施形態について説明してきたが、本発明は上述した実施形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内において種々に改変することができる。 As mentioned above, although embodiment of this invention was described, this invention is not limited to the embodiment mentioned above at all, and can be variously modified within the range which does not deviate from the summary of this invention.

たとえば、上述した実施形態では、本発明に係るIII族窒化物積層体において、Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層およびＧａＮ層がＰ型半導体層として機能する場合を例示したが、本発明において、Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層およびＧａＮ層はＰ型半導体層に限定されず、Ｎ型半導体層であってもよいし、アンドープの半導体層であってもよい。 For example, in the above-described embodiment, the case where the Al _X Ga _Y In _Z N layer and the GaN layer function as a P-type semiconductor layer in the group III nitride laminated body according to the present invention is illustrated. _{The X} Ga _Y In _Z N layer and the GaN layer are not limited to the P-type semiconductor layer, and may be an N-type semiconductor layer or an undoped semiconductor layer.

Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層およびＧａＮ層がアンドープもしくはＮ型半導体層である場合には、本発明に係るIII族窒化物積層体は、たとえばＧａＮ系デバイスのバッファ層やＮ型クラッド層に好適に適用できる。また、Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層がＮ型半導体層で、ＧａＮ層がＰ型半導体層である場合には、本発明に係るIII族窒化物積層体は、たとえばＧａＮ系の受発光素子に好適に適用できる。 When the Al _X Ga _Y In _Z N layer and the GaN layer are undoped or N-type semiconductor layers, the group III nitride laminate according to the present invention is suitable for a buffer layer or an N-type cladding layer of a GaN-based device, for example. Applicable to. In addition, when the Al _X Ga _Y In _Z N layer is an N-type semiconductor layer and the GaN layer is a P-type semiconductor layer, the group III nitride laminate according to the present invention is applied to, for example, a GaN-based light emitting and receiving element. It can be suitably applied.

なお、アンドープもしくはＮ型半導体層であるＡｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層およびＧａＮ層よりなるIII族窒化物積層体を製造するには、上述した、Ｐ型半導体層としてのＡｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層およびＧａＮ層の製造方法において、アクセプター不純物原子の原料ガスを加えなければ、アンドープのIII族窒化物積層体とすることができ、アクセプター不純物原子の原料ガスに代えて、ドナー不純物原子の原料ガスを加えればＮ型半導体層のIII族窒化物積層体とすることができる。 In order to manufacture a group III nitride laminated body composed of an undoped or N-type semiconductor layer Al _X Ga _Y In _Z N layer and a GaN layer, the above-described Al _X Ga _Y In _Z as a P-type semiconductor layer is used. In the manufacturing method of the N layer and the GaN layer, if no source gas of acceptor impurity atoms is added, an undoped group III nitride laminate can be obtained. Instead of the source gas of acceptor impurity atoms, the source material of donor impurity atoms When a gas is added, a group III nitride laminated body of an N-type semiconductor layer can be obtained.

以下、本発明を、さらに詳細な実施例に基づき説明するが、本発明は、これら実施例に限定されない。 Hereinafter, although this invention is demonstrated based on a more detailed Example, this invention is not limited to these Examples.

実施例１
（ＡｌＮ層の形成）
本実施例では、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）を用いて、III族窒化物積層体を作製した。まず、III族窒化物積層体を結晶成長させるための基板として、サファイアＣ面単結晶基板を用いた。これをＭＯＣＶＤ装置の反応炉内のサセプタ−上に設置した後、水素ガスを１３ｓｌｍの流量で流しながら、サファイア基板を１２５０℃まで加熱し、１０分間保持することで基板表面のクリーニングを行った。次いで、基板温度が１２００℃、ＴＭＡ流量が２５μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量が１ｓｌｍ、全体のガス流量が１０ｓｌｍ、圧力が５０Ｔｏｒｒの条件で、基板上にＡｌＮ層を層厚み０．４５μｍで形成した。このＡｌＮ層はバッファ層として機能する。 Example 1
(Formation of AlN layer)
In this example, a group III nitride laminate was fabricated using metal organic chemical vapor deposition (MOCVD). First, a sapphire C-plane single crystal substrate was used as a substrate for crystal growth of the group III nitride laminate. After this was placed on the susceptor in the reactor of the MOCVD apparatus, the substrate surface was cleaned by heating the sapphire substrate to 1250 ° C. and holding it for 10 minutes while flowing hydrogen gas at a flow rate of 13 slm. Next, an AlN layer having a layer thickness of 0.45 μm was formed on the substrate under conditions of a substrate temperature of 1200 ° C., a TMA flow rate of 25 μmol / min, an ammonia flow rate of 1 slm, an overall gas flow rate of 10 slm, and a pressure of 50 Torr. This AlN layer functions as a buffer layer.

III族窒化物積層体の作製
（Ａｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層の形成）
上記で得られたＡｌＮ層を有する基板上に、アンドープのＡｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層を層厚み０．４μｍで形成した。すなわち、Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層において、Ｘ＝０．７、Ｙ＝０．３、Ｚ＝０である。 Production of group III nitride laminate (formation of Al _0.7 Ga _0.3 N layer)
On the substrate having the AlN layer obtained above, an undoped Al _0.7 Ga _0.3 N layer was formed with a layer thickness of 0.4 μm. That is, in the Al _X Ga _Y In _ZN layer, X = 0.7, Y = 0.3, and Z = 0.

なお、Ａｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層の形成は、基板温度が１１５０℃、ＴＭＧ流量が１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＡ流量が３５μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量が１．５ｓｌｍ、全体のガス流量が１０ｓｌｍ、圧力が５０Ｔｏｒｒの条件で行った。 The formation of the Al _0.7 Ga _0.3 N layer is performed at a substrate temperature of 1150 ° C., a TMG flow rate of 10 μmol / min, a TMA flow rate of 35 μmol / min, an ammonia flow rate of 1.5 slm, an overall gas flow rate of 10 slm, The pressure was 50 Torr.

（Ｐ型ＧａＮ層の形成）
次いで、得られたＡｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層を有する基板上に、Ｐ型ＧａＮ層としてのＭｇドーピングＧａＮ層を層厚み０．３μｍで形成した。 (Formation of P-type GaN layer)
Next, an Mg-doped GaN layer as a P-type GaN layer was formed with a layer thickness of 0.3 μm on the obtained substrate having an Al _0.7 Ga _0.3 N layer.

すなわち、基板上に、バッファ層としてのＡｌＮ層を介して、Ａｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層１１とＰ型ＧａＮ層（ＭｇドーピングＧａＮ層）１２とが積層されたIII族窒化物積層体１０を形成し、実施例１の試料とした。 That is, a group III nitride laminate in which an Al _0.7 Ga _0.3 N layer 11 and a P-type GaN layer (Mg-doped GaN layer) 12 are laminated on a substrate via an AlN layer as a buffer layer. 10 was formed as a sample of Example 1.

Ｐ型ＧａＮ層の形成は、基板温度が１０８０℃、III族原料ガスとしてのＴＭＧ流量が２２μｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｖ族原料ガスとしてのアンモニア流量が２．０ｓｌｍ（Ｖ／III比＝４０２０）、アクセプター不純物原子の原料ガスとしてのＣｐ_２Ｍｇ流量が０．５μｍｏｌ／ｍｉｎ、全流量が７ｓｌｍ、圧力が１５０Ｔｏｒｒの条件で行った。 The P-type GaN layer is formed by a substrate temperature of 1080 ° C., a TMG flow rate of 22 μmol / min as a group III source gas, an ammonia flow rate of 2.0 slm (V / III ratio = 4020) as a group V source gas, and acceptor impurities. The flow rate was Cp ₂ Mg as an atomic source gas of 0.5 μmol / min, the total flow rate was 7 slm, and the pressure was 150 Torr.

得られた試料のＰ型ＧａＮ層について下記に示す評価を行った。 The P-type GaN layer of the obtained sample was evaluated as follows.

（Ｐ型ＧａＮ層の成長速度の測定）
Ｐ型ＧａＮ層を形成する際には、波長６３３ｎｍの光を基板上に照射しその反射光の信号強度をモニターする、その場（ｉｎ−ｓｉｔｕ）観察を行った。そして、得られた反射信号の振幅と時間との関係からＰ型ＧａＮ層の成長速度を計算した。Ｐ型ＧａＮ層の成長速度を計算する際には屈折率２．３５を用いた。計算によって得られたＰ型ＧａＮ層の層厚み方向における成長速度は０．４８μｍ／ｈであった。 (Measurement of growth rate of P-type GaN layer)
When forming the P-type GaN layer, in-situ observation was performed in which the substrate was irradiated with light having a wavelength of 633 nm and the signal intensity of the reflected light was monitored. Then, the growth rate of the P-type GaN layer was calculated from the relationship between the amplitude of the obtained reflection signal and time. A refractive index of 2.35 was used when calculating the growth rate of the P-type GaN layer. The growth rate in the layer thickness direction of the P-type GaN layer obtained by the calculation was 0.48 μm / h.

（Ｐ型ＧａＮ層の表面粗さの測定）
本発明に係るIII族窒化物積層体が形成された基板をＭＯＣＶＤ装置から取り出し、原子間力顕微鏡（東陽テクニカ製Ｎａｎｏ−Ｒ）によりＰ型ＧａＮ層の表面について、５μｍ角の表面凹凸像を取得し、その像からＰ型ＧａＮ層の表面の２乗平均粗さ（ＲＭＳ）を測定した。本実施例では、Ｐ型ＧａＮ層の表面のＲＭＳが１０ｎｍ以下を良好とした。実施例１に係る試料のＰ型ＧａＮ層の表面は非常に平滑であり、ＲＭＳは２．７５ｎｍであった。 (Measurement of surface roughness of P-type GaN layer)
The substrate on which the group III nitride laminate according to the present invention is formed is taken out of the MOCVD apparatus, and a surface irregularity image of 5 μm square is obtained with respect to the surface of the P-type GaN layer by an atomic force microscope (Nano-R manufactured by Toyo Technica). Then, the mean square roughness (RMS) of the surface of the P-type GaN layer was measured from the image. In this example, the RMS of the surface of the P-type GaN layer was 10 nm or less. The surface of the P-type GaN layer of the sample according to Example 1 was very smooth, and the RMS was 2.75 nm.

（Ｐ型ＧａＮ層のホール濃度の測定）
本発明に係るIII族窒化物積層体が形成された基板を複数個の７ｍｍ角程度の正方形に切断し、窒素雰囲気中，２０分間，８００℃の条件で熱処理を行った。次いで、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。電極形成後、ホール効果測定装置（東陽テクニカ製Ｒｅｓｉｔｅｓｔ８３００）により、室温、電流値１×１０^−７〜１×１０^−４Ａ，周波数１００ｍＨｚ，磁場０．３８Ｔの条件でホール濃度の測定を行った。本実施例では、Ｐ型ＧａＮ層のホール濃度が１．０×１０^１７ｃｍ^−３以上を良好とした。実施例１に係る試料のＰ型ＧａＮ層のホール濃度は４．２×１０^１７ｃｍ^−３であった。 (Measurement of hole concentration in P-type GaN layer)
The substrate on which the group III nitride laminate according to the present invention was formed was cut into a plurality of squares of about 7 mm square and heat-treated in a nitrogen atmosphere for 20 minutes at 800 ° C. Next, a Ni (20 nm) / Au (100 nm) electrode was formed by a vacuum deposition method, and heat treatment was performed in a nitrogen atmosphere at 500 ° C. for 5 minutes. After the electrode formation, the Hall concentration was measured with a Hall effect measuring device (Resist 8300 manufactured by Toyo Technica) under the conditions of room temperature, current value of 1 × 10 ⁻⁷ to 1 × 10 ⁻⁴ A, frequency of 100 mHz, and magnetic field of 0.38 T. . In this example, the hole concentration of the P-type GaN layer was set to be 1.0 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ or more. The hole concentration of the P-type GaN layer of the sample according to Example 1 was 4.2 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ .

実施例２
実施例１のＰ型ＧａＮ層形成時のアンモニア流量を３．０ｓｌｍ（Ｖ／III比＝６０３０）とした以外は同様の条件でＰ型ＧａＮ層（層厚み０．３μｍ）を形成し、Ｐ型ＧａＮ層について実施例１と同様の評価を行った。このとき、実施例２に係る試料のＰ型ＧａＮ層の成長速度は０．４９μｍ／ｈであった。Ｐ型ＧａＮ層の表面は実施例１の試料に比べ平滑性が向上しており、ＲＭＳは１．３１ｎｍであった。またホール濃度は４．７×１０^１７ｃｍ^−３で若干向上した。 Example 2
A P-type GaN layer (layer thickness: 0.3 μm) was formed under the same conditions except that the ammonia flow rate during the formation of the P-type GaN layer in Example 1 was set to 3.0 slm (V / III ratio = 6030). Evaluation similar to Example 1 was performed about the GaN layer. At this time, the growth rate of the P-type GaN layer of the sample according to Example 2 was 0.49 μm / h. The smoothness of the surface of the P-type GaN layer was improved as compared with the sample of Example 1, and the RMS was 1.31 nm. The hole concentration was slightly improved at 4.7 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ .

実施例３
実施例１のＰ型ＧａＮ層形成時のアンモニア流量を４．０ｓｌｍ（Ｖ／III比＝８０４０）とした以外は同様の条件でＰ型ＧａＮ層（層厚み０．３μｍ）を形成した。実施例３に係る試料のＰ型ＧａＮ層の成長速度は０．４８μｍ／ｈであった。Ｐ型ＧａＮ層の表面は実施例１、２の試料に比べ平滑性が向上しており、ＲＭＳは１．２８ｎｍであった。またホール濃度は５．１×１０^１７ｃｍ^−３で若干向上した。 Example 3
A P-type GaN layer (layer thickness: 0.3 μm) was formed under the same conditions except that the ammonia flow rate during the formation of the P-type GaN layer in Example 1 was 4.0 slm (V / III ratio = 8040). The growth rate of the P-type GaN layer of the sample according to Example 3 was 0.48 μm / h. The smoothness of the surface of the P-type GaN layer was improved as compared with the samples of Examples 1 and 2, and the RMS was 1.28 nm. The hole concentration was slightly improved at 5.1 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ .

実施例４
実施例１のＰ型ＧａＮ層の層厚みを０．１μｍとした以外は同様の条件でＰ型ＧａＮ層を形成した。実施例４に係る試料のＰ型ＧａＮ層の表面は平滑であり、ＲＭＳは２．３０ｎｍであった。またホール濃度は４．０×１０^１７ｃｍ^−３で実施例１とほぼ同等であった。なお、Ｐ型ＧａＮ層の成長速度は、実施例１と同様であった。 Example 4
A P-type GaN layer was formed under the same conditions except that the thickness of the P-type GaN layer of Example 1 was 0.1 μm. The surface of the P-type GaN layer of the sample according to Example 4 was smooth, and the RMS was 2.30 nm. The hole concentration was 4.0 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ , which was almost the same as in Example 1. The growth rate of the P-type GaN layer was the same as in Example 1.

実施例５
実施例１のＰ型ＧａＮ層の層厚みを０．０３μｍとした以外は同様の条件でＰ型ＧａＮ層を形成した。実施例５に係る試料のＰ型ＧａＮ層の表面は平滑であり、ＲＭＳは４．４０ｎｍであった。なお、Ｐ型ＧａＮ層の成長速度は、実施例１と同様であった。 Example 5
A P-type GaN layer was formed under the same conditions except that the thickness of the P-type GaN layer of Example 1 was 0.03 μm. The surface of the P-type GaN layer of the sample according to Example 5 was smooth, and the RMS was 4.40 nm. The growth rate of the P-type GaN layer was the same as in Example 1.

実施例６
実施例３のＰ型ＧａＮ層の層厚みを０．１μｍとした以外は同様の条件でＰ型ＧａＮ層を形成した。Ｐ型ＧａＮ層の表面は平滑であり、ＲＭＳは１．５０ｎｍであった。またホール濃度は４．８×１０^１７ｃｍ^−３で実施例３とほぼ同等であった。 Example 6
A P-type GaN layer was formed under the same conditions except that the thickness of the P-type GaN layer of Example 3 was 0.1 μm. The surface of the P-type GaN layer was smooth and the RMS was 1.50 nm. The hole concentration was 4.8 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ , which was almost the same as in Example 3.

実施例７
実施例３のＰ型ＧａＮ層の層厚みを０．０３μｍとした以外は同様の条件でＰ型ＧａＮ層を形成した。Ｐ型ＧａＮ層の表面は平滑であり、ＲＭＳは２．２ｎｍであった。 Example 7
A P-type GaN layer was formed under the same conditions except that the thickness of the P-type GaN layer of Example 3 was 0.03 μm. The surface of the P-type GaN layer was smooth and the RMS was 2.2 nm.

実施例８
実施例１のＰ型ＧａＮ層形成時のＴＭＧ流量を３３μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量を３．０ｓｌｍ（Ｖ／III比＝４０２０）とした以外は同様の条件でＰ型ＧａＮ層（層厚み０．３μｍ）を形成した。Ｐ型ＧａＮ層の成長速度は０．７４μｍ／ｈであった。Ｐ型ＧａＮ層の表面は平滑であり、ＲＭＳは５．３ｎｍであった。また、ホール濃度は３．４×１０^１７ｃｍ^−３であった。
実施例９
実施例１のＡｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層をＸ＝０．８、Ｙ＝０．２、Ｚ＝０とし、以下に示す条件で形成した以外は同様の条件でＰ型ＧａＮ層（層厚み０．３μｍ）を形成した。 Example 8
A P-type GaN layer (layer thickness: 0.3 μm) under the same conditions except that the TMG flow rate during formation of the P-type GaN layer in Example 1 was 33 μmol / min and the ammonia flow rate was 3.0 slm (V / III ratio = 4020). ) Was formed. The growth rate of the P-type GaN layer was 0.74 μm / h. The surface of the P-type GaN layer was smooth and the RMS was 5.3 nm. The hole concentration was 3.4 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ .
Example 9
A P-type GaN layer (layer thickness) was formed under the same conditions except that the Al _X Ga _Y In _Z N layer of Example 1 was formed under the following conditions with X = 0.8, Y = 0.2, and Z = 0. 0.3 μm) was formed.

なお、Ａｌ_０．８Ｇａ_０．２Ｎ層は基板温度が１１５０℃、ＴＭＧ流量が６μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＡ流量が３５μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量が１．５ｓｌｍ、全体のガス流量が１０ｓｌｍ、圧力が５０Ｔｏｒｒの条件で行った。
Ｐ型ＧａＮ層の成長速度は０．４８μｍ／ｈであった。Ｐ型ＧａＮ層の表面は平滑であり、ＲＭＳは２．６ｎｍであった。また、ホール濃度は４．４×１０^１７ｃｍ^−３で実施例１とほぼ同等であった。 The Al _0.8 Ga _0.2 N layer has a substrate temperature of 1150 ° C., a TMG flow rate of 6 μmol / min, a TMA flow rate of 35 μmol / min, an ammonia flow rate of 1.5 slm, an overall gas flow rate of 10 slm, and a pressure of 50 Torr. It went on condition of.
The growth rate of the P-type GaN layer was 0.48 μm / h. The surface of the P-type GaN layer was smooth and the RMS was 2.6 nm. The hole concentration was 4.4 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ , which was almost the same as that of Example 1.

実施例１０
実施例１のＡｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層を形成せず、Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_Ｚ層としてのＡｌＮ層上に直接Ｐ型ＧａＮ層（層厚み０．３μｍ）を形成した。すなわち、Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_Ｚ層において、Ｘ＝１．０、Ｙ＝Ｚ＝０である。ＡｌＮ層およびＰ型ＧａＮ層の形成条件は実施例１と同様の条件で形成した。Ｐ型ＧａＮ層の成長速度は０．４８μｍ／ｈであった。Ｐ型ＧａＮ層の表面は平滑であり、ＲＭＳは１．８６ｎｍであった。またホール濃度は３．９×１０^１７ｃｍ^−３で実施例１とほぼ同等であった。 Example 10
The Al _0.7 Ga _0.3 N layer of Example 1 was not formed, but a P-type GaN layer (layer thickness: 0.3 μm) was formed directly on the AlN layer as the Al _X Ga _Y In _Z layer. That is, in the Al _X Ga _Y In _Z layer, X = 1.0 and Y = Z = 0. The AlN layer and the P-type GaN layer were formed under the same conditions as in Example 1. The growth rate of the P-type GaN layer was 0.48 μm / h. The surface of the P-type GaN layer was smooth and the RMS was 1.86 nm. The hole concentration was 3.9 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ , which was almost the same as that of Example 1.

比較例１
実施例１のＰ型ＧａＮ層形成時のアンモニア流量を１．０ｓｌｍ（Ｖ／III比＝２０１０）とした以外は同様の条件でＰ型ＧａＮ層を形成した。Ｐ型ＧａＮ層の層厚みが０．３μｍ、成長速度が０．４８μｍ／ｈとなるような条件としたが、以下の通り、ＲＭＳが大きいため、正確な値は求められなかった。比較例１に係る試料のＰ型ＧａＮ層は、Ａｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層上に島状に成長、すなわちＳＫモード成長しており、ＲＭＳは７９ｎｍと非常に大きい値を示した。また、Ｐ型ＧａＮ層のホール濃度はＧａＮが島状に分散しているため、測定不可能であった。 Comparative Example 1
A P-type GaN layer was formed under the same conditions except that the ammonia flow rate during the formation of the P-type GaN layer in Example 1 was 1.0 slm (V / III ratio = 2010). The conditions were such that the thickness of the P-type GaN layer was 0.3 μm and the growth rate was 0.48 μm / h. However, since RMS was large as follows, an accurate value was not obtained. The P-type GaN layer of the sample according to Comparative Example 1 grew in an island shape on the Al _0.7 Ga _0.3 N layer, that is, SK mode growth, and RMS showed a very large value of 79 nm. Further, the hole concentration of the P-type GaN layer was not measurable because GaN was dispersed in islands.

比較例２
実施例１のＰ型ＧａＮ層形成時のＴＭＧ流量を４４μｍｏｌ／ｍｉｎ（Ｖ／III比＝２０１０）とした以外は同様の条件でＰ型ＧａＮ層を形成した。Ｐ型ＧａＮ層の層厚みが０．３μｍ、成長速度が０．９６μｍ／ｈとなるような条件としたが、以下の通り、ＲＭＳが大きいため、正確な値は求められなかった。比較例２に係る試料のＰ型ＧａＮ層は、Ａｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層上に島状に成長しており、ＳＫモードで成長していることが確認できた。このＰ型ＧａＮ層表面のＲＭＳは９６ｎｍと非常に大きい値を示した。また、ホール濃度はＧａＮが島状に分散しているため、測定不可能であった。 Comparative Example 2
A P-type GaN layer was formed under the same conditions except that the TMG flow rate during the formation of the P-type GaN layer in Example 1 was set to 44 μmol / min (V / III ratio = 2010). The conditions were such that the thickness of the P-type GaN layer was 0.3 μm and the growth rate was 0.96 μm / h. However, since RMS was large as follows, an accurate value was not obtained. The P-type GaN layer of the sample according to Comparative Example 2 was grown in an island shape on the Al _0.7 Ga _0.3 N layer, and it was confirmed that the sample was grown in the SK mode. The RMS of the surface of the P-type GaN layer was a very large value of 96 nm. Also, the hole concentration could not be measured because GaN was dispersed in islands.

比較例３
実施例１のＰ型ＧａＮ層形成時のＴＭＧ流量を４４μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量を４．０ｓｌｍ（Ｖ／III比＝４０２０）とした以外は同様の条件でＰ型ＧａＮ層を形成した。Ｐ型ＧａＮ層の層厚みが０．３μｍ、成長速度が０．９６μｍ／ｈとなるような条件としたが、以下の通り、ＲＭＳが大きいため、正確な値は求められなかった。Ｐ型ＧａＮ層は、Ａｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層上に部分的に島状に成長しており、ＲＭＳは２０ｎｍと比較的に大きい値を示した。また、ホール濃度はＧａＮが島状に分散しているため、測定不可能であった。 Comparative Example 3
A P-type GaN layer was formed under the same conditions except that the TMG flow rate during the formation of the P-type GaN layer in Example 1 was 44 μmol / min and the ammonia flow rate was 4.0 slm (V / III ratio = 4020). The conditions were such that the thickness of the P-type GaN layer was 0.3 μm and the growth rate was 0.96 μm / h. However, since RMS was large as follows, an accurate value was not obtained. The P-type GaN layer partially grew in an island shape on the Al _0.7 Ga _0.3 N layer, and RMS showed a relatively large value of 20 nm. Also, the hole concentration could not be measured because GaN was dispersed in islands.

実施例１〜８および比較例１〜３についての特性を下記の表１に示す。 The characteristics of Examples 1 to 8 and Comparative Examples 1 to 3 are shown in Table 1 below.

表１より、Ｐ型ＧａＮ層の結晶成長条件を本発明の範囲内とすることで、Ｐ型ＧａＮ層の表面粗さが本発明の範囲内に制御されたIII族窒化物積層体を得られることが確認できる。また、実施例１〜３より、Ｖ／III比が大きくなると、表面粗さが小さくなる傾向にあることも確認できる。また、実施例１、３〜６より、Ｐ型ＧａＮ層の層厚みを変化させても、Ｐ型ＧａＮ層の表面粗さを本発明の範囲内にできることが確認できる。 From Table 1, by setting the crystal growth conditions of the P-type GaN layer within the scope of the present invention, a group III nitride laminate in which the surface roughness of the P-type GaN layer is controlled within the scope of the present invention can be obtained. I can confirm that. Moreover, it can also be confirmed from Examples 1 to 3 that the surface roughness tends to decrease as the V / III ratio increases. Further, from Examples 1 and 3 to 6, it can be confirmed that even if the thickness of the P-type GaN layer is changed, the surface roughness of the P-type GaN layer can be within the range of the present invention.

これに対し、Ｖ／III比および成長速度のいずれかあるいは両方が本発明の範囲外である場合には、Ｐ型ＧａＮ層がＳＫモードで成長し、表面粗さが本発明の範囲外となっていることが確認できる。 In contrast, when either or both of the V / III ratio and the growth rate are out of the range of the present invention, the P-type GaN layer grows in the SK mode, and the surface roughness is out of the range of the present invention. Can be confirmed.

発光素子の作製
実施例１１
実施例１と同様の手順でＡｌＮ層（バッファ層）を基板上に層厚み０．４５μｍで形成した後、基板温度が１１５０℃、ＴＭＧ流量が１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＡ流量が３５μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量が１．５ｓｌｍ、テトラエチルシラン流量が２ｎｍｏｌ／ｍｉｎ、全流量が１０ｓｌｍ、圧力が５０Ｔｏｒｒの条件でＳｉドーピングＡｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層（Ｎ型クラッド層）を層厚み１．０μｍで形成した。 Fabrication of light-emitting elements
Example 11
After an AlN layer (buffer layer) was formed on the substrate with a layer thickness of 0.45 μm by the same procedure as in Example 1, the substrate temperature was 1150 ° C., the TMG flow rate was 10 μmol / min, the TMA flow rate was 35 μmol / min, and the ammonia flow rate. A Si-doped Al _0.7 Ga _0.3 N layer (N-type cladding layer) is formed with a thickness of 1.0 μm under the conditions of 1.5 slm, tetraethylsilane flow rate of 2 nmol / min, total flow rate of 10 slm, and pressure of 50 Torr. did.

次いで、活性層を以下のようにして形成した。まず、ＴＭＧ流量が１４μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＡが１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量が１．５ｓｌｍの条件で障壁層を層厚み７ｎｍで形成した。次いで、アンモニア流量を変化させずに、ＴＭＧ流量を２３μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＡ流量を５μｍｏｌ／ｍｉｎに変化させた条件で井戸層を層厚み２ｎｍで形成後した後、再度障壁層を層厚み７ｎｍで形成した。すなわち、活性層はＭＱＷ構造を有していた。 Next, an active layer was formed as follows. First, a barrier layer was formed with a layer thickness of 7 nm under the conditions of a TMG flow rate of 14 μmol / min, TMA of 10 μmol / min, and an ammonia flow rate of 1.5 slm. Next, a well layer was formed with a layer thickness of 2 nm under the conditions of changing the TMG flow rate to 23 μmol / min and the TMA flow rate to 5 μmol / min without changing the ammonia flow rate, and then forming the barrier layer again with a layer thickness of 7 nm. did. That is, the active layer has an MQW structure.

（III族窒化物積層体の作製）
（Ｐ型Ａｌ_０．８Ｇａ_０．２Ｎ層の形成）
次いで、ＴＭＧ流量が５μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＡ流量が３５μｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｃｐ_２Ｍｇ流量が０．５μｍｏｌ／ｍｉｎの条件でＭｇドーピングＡｌ_０．８Ｇａ_０．２Ｎ層（Ｐ型クラッド層）を層厚み３０ｎｍで形成した。 (Production of Group III nitride laminate)
(Formation of P-type Al _0.8 Ga _0.2 N layer)
Next, the layer thickness of the Mg-doped Al _0.8 Ga _0.2 N layer (P-type clad layer) is 5 μmol / min, the TMA flow rate is 35 μmol / min, and the Cp ₂ Mg flow rate is 0.5 μmol / min. Formed at 30 nm.

（Ｐ型Ａｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層の形成）
次いで、ＴＭＧ流量を１０μｍｏｌ／ｍｉｎに増やして、ＭｇドーピングＡｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層（Ｐ型クラッド層）を層厚み５０ｎｍで形成した。この実施例においては、Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮ層は、上記ＭｇドーピングＡｌ_０．８Ｇａ_０．２Ｎ層、およびＭｇドーピングＡｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層の２層から構成されており、両層がＰ型クラッド層となる。 (Formation of P-type Al _0.7 Ga _0.3 N layer)
Next, the TMG flow rate was increased to 10 μmol / min, and an Mg-doped Al _0.7 Ga _0.3 N layer (P-type cladding layer) was formed with a layer thickness of 50 nm. In this embodiment, the Al _X Ga _Y In _Z N layer is composed of two layers, the Mg doped Al _0.8 Ga _0.2 N layer and the Mg doped Al _0.7 Ga _0.3 N layer. Both layers are P-type cladding layers.

（Ｐ型ＧａＮ層の形成）
その後、基板温度が１０８０℃、ＴＭＧ流量が２２μｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｃｐ_２Ｍｇ流量が０．５μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量が２．０ｓｌｍ（Ｖ／III比＝４０２０）、全流量が７ｓｌｍ、圧力が１５０Ｔｏｒｒの条件（実施例１と同様）でＰ型ＧａＮ層（ＭｇドーピングＧａＮ層）を層厚みが０．２μｍとなるように形成した。このＰ型ＧａＮ層の成長速度を実施例１と同様の方法により測定した結果、成長速度は０．４８μｍ／ｈであった。 (Formation of P-type GaN layer)
Thereafter, the substrate temperature is 1080 ° C., the TMG flow rate is 22 μmol / min, the Cp ₂ Mg flow rate is 0.5 μmol / min, the ammonia flow rate is 2.0 slm (V / III ratio = 4020), the total flow rate is 7 slm, and the pressure is 150 Torr. A P-type GaN layer (Mg-doped GaN layer) was formed so as to have a layer thickness of 0.2 μm under the same conditions as in Example 1. The growth rate of this P-type GaN layer was measured by the same method as in Example 1. As a result, the growth rate was 0.48 μm / h.

この基板をＭＯＣＶＤ装置から取り出し、Ｐ型ＧａＮ層の表面の平滑性を実施例１と同様の方法により測定した。実施例９に係る試料のＰ型ＧａＮ層の表面は平滑であり、ＲＭＳは２．１ｎｍであった。 The substrate was taken out of the MOCVD apparatus, and the smoothness of the surface of the P-type GaN layer was measured by the same method as in Example 1. The surface of the P-type GaN layer of the sample according to Example 9 was smooth, and the RMS was 2.1 nm.

次いで、基板を複数個の１５ｍｍ角程度の正方形に切断し、窒素雰囲気中，２０分間，８００℃の条件で熱処理を行った。次いで、フォトリソグラフィーにより所定のレジストパターンを形成し、レジストパターンの形成されていない窓部を反応性イオンエッチングによりＳｉドーピングＡｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層（Ｎ型クラッド層）の表面が露出するまでエッチングした。その後、ＳｉドーピングＡｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層表面に真空蒸着法によりＴｉ（２０ｎｍ）／Ａｌ（１００ｎｍ）／Ｔｉ（２０ｎｍ）／Ａｕ（５０ｎｍ）電極（負電極）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。次いで、Ｐ型ＧａＮ層表面に、真空蒸着法によりＮｉ（２０ｎｍ）／Ａｕ（１００ｎｍ）電極（正電極）を形成し、窒素雰囲気中，５分間，５００℃の条件で熱処理を行い、発光素子を完成させた。 Next, the substrate was cut into a plurality of squares of about 15 mm square and heat-treated in a nitrogen atmosphere for 20 minutes at 800 ° C. Next, a predetermined resist pattern is formed by photolithography, and the surface of the Si-doped Al _0.7 Ga _0.3 N layer (N-type cladding layer) is exposed by reactive ion etching in the window portion where the resist pattern is not formed. Etched until Thereafter, a Ti (20 nm) / Al (100 nm) / Ti (20 nm) / Au (50 nm) electrode (negative electrode) is formed on the surface of the Si-doped Al _0.7 Ga _0.3 N layer by vacuum deposition, and a nitrogen atmosphere Heat treatment was performed at 900 ° C. for 1 minute. Next, a Ni (20 nm) / Au (100 nm) electrode (positive electrode) is formed on the surface of the P-type GaN layer by vacuum deposition, and heat treatment is performed in a nitrogen atmosphere at 500 ° C. for 5 minutes. Completed.

（発光素子の特性評価）
得られた発光素子に対して電極間に順方向電圧を印加して発光ダイオード特性を評価したところ、順方向電流１００ｍＡにおける光出力は０．２８ｍＷであり、発光ピークは２７０ｎｍであった。 (Characteristic evaluation of light emitting element)
When the forward voltage was applied between the electrodes to the obtained light emitting device to evaluate the light emitting diode characteristics, the light output at a forward current of 100 mA was 0.28 mW, and the light emission peak was 270 nm.

実施例１２
実施例１１のＰ型ＧａＮ層の層厚みを０．０３μｍとした以外は同様の条件で発光ダイオードを作製した。実施例１０に係る試料のＰ型ＧａＮ層の表面は平滑であり、ＲＭＳは４．３ｎｍであった。順方向電流１００ｍＡにおける光出力は０．３１ｍＷであり、実施例１１に比べて向上した。また、発光ピークは実施例１１と同じ２７０ｎｍであった。 Example 12
A light emitting diode was produced under the same conditions except that the thickness of the P-type GaN layer of Example 11 was 0.03 μm. The surface of the P-type GaN layer of the sample according to Example 10 was smooth, and the RMS was 4.3 nm. The light output at a forward current of 100 mA was 0.31 mW, which is an improvement over Example 11. The emission peak was 270 nm as in Example 11.

比較例４
実施例１１のＰ型ＧａＮ層形成時のアンモニア流量を１．０ｓｌｍ（Ｖ／III比＝２０１０）とした以外は同様の条件でＰ型ＧａＮ層を形成し、発光ダイオードを作製した後、実施例９と同様の評価を行った。Ｐ型ＧａＮ層の層厚みが０．２μｍ、成長速度が０．４８μｍ／ｈとなるような条件としたが、以下の通り、ＲＭＳが大きいため、正確な値は求められなかった。Ｐ型ＧａＮ層は、Ａｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層上に島状に成長しており、ＲＭＳは８１ｎｍと非常に大きい値を示した。順方向電流１００ｍＡにおける光出力は０．０１ｍＷであり、実施例１１に比べて大幅に減少した。また、発光ピークは実施例１１と同じ２７０ｎｍであったが、３００ｎｍ付近にも同程度の強度のブロードなピークが観測された。 Comparative Example 4
A P-type GaN layer was formed under the same conditions except that the ammonia flow rate during formation of the P-type GaN layer in Example 11 was 1.0 slm (V / III ratio = 2010). Evaluation similar to 9 was performed. The conditions were such that the thickness of the P-type GaN layer was 0.2 μm and the growth rate was 0.48 μm / h. However, since RMS was large as follows, an accurate value was not obtained. The P-type GaN layer grew in an island shape on the Al _0.7 Ga _0.3 N layer, and the RMS showed a very large value of 81 nm. The light output at a forward current of 100 mA was 0.01 mW, which was significantly reduced as compared with Example 11. The emission peak was 270 nm, the same as in Example 11, but a broad peak with the same intensity was also observed near 300 nm.

実施例１１、１２および比較例４についての特性を下記の表２に示す。 The characteristics for Examples 11 and 12 and Comparative Example 4 are shown in Table 2 below.

表２より、Ｐ型キャップ層としてのＰ型ＧａＮ層の表面粗さが本発明の範囲内である場合には、波長が３００ｎｍ以下の光を発し、出力が十分な発光素子が得られることが確認できる。また、実施例１１および１２より、Ｐ型ＧａＮ層の厚みが薄くなると、光出力が高くなることが確認できる。これはＰ型ＧａＮ層の層厚みを薄くしたことにより、Ｐ型ＧａＮ層での光吸収量が減少し、Ｎｉ／Ａｕ電極とＰ型ＧａＮ層界面での反射成分が増加したためだと考えられる。 From Table 2, when the surface roughness of the P-type GaN layer as the P-type cap layer is within the range of the present invention, it is possible to obtain a light emitting device that emits light having a wavelength of 300 nm or less and has sufficient output. I can confirm. Further, from Examples 11 and 12, it can be confirmed that the light output increases as the thickness of the P-type GaN layer decreases. This is presumably because the light absorption amount in the P-type GaN layer was reduced and the reflection component at the Ni / Au electrode / P-type GaN layer interface was increased by reducing the thickness of the P-type GaN layer.

１… III族窒化物半導体素子
１０… III族窒化物積層体
１５…Ｐ型クラッド層
１６…Ｐ型キャップ層
１３… Ｎ型クラッド層
１４… 活性層
２０… 負電極
２１… 正電極
１１… 基板
１２… バッファ層
１５０…Ｐ型ＡｌＧａＩｎＮ層
１６０…Ｐ型ＧａＮ層 DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 ... Group III nitride semiconductor element 10 ... Group III nitride laminated body 15 ... P-type cladding layer 16 ... P-type cap layer 13 ... N-type cladding layer 14 ... Active layer 20 ... Negative electrode 21 ... Positive electrode 11 ... Substrate 12 ... Buffer layer 150 ... P-type AlGaInN layer 160 ... P-type GaN layer

Claims

ＡｌＧａＩｎＮ層と、ＧａＮ層と、を有し、
前記ＡｌＧａＩｎＮ層を組成式Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮで表した場合に、前記組成式中のＸ、ＹおよびＺが、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１．０，Ｙ≧０，Ｚ≧０，０．５≦Ｘ≦１．０である関係を満足するIII族窒化物積層体を製造する方法であって、
前記ＡｌＧａＩｎＮ層上に前記ＧａＮ層を形成する工程を有し、
前記ＧａＮ層を形成する工程において、前記ＧａＮ層の層厚み方向における成長速度が０．２〜０．６μｍ／ｈであり、
前記ＧａＮ層を形成するために用いられるIII族原料に対するＶ族原料のモル比を示すＶ／III比が４０００以上であるIII族窒化物積層体の製造方法。 An AlGaInN layer and a GaN layer;
When the AlGaInN layer is represented by the composition formula Al _X Ga _Y In _Z N, X, Y and Z in the composition formula are X + Y + Z = 1.0, Y ≧ 0, Z ≧ 0, 0.5 ≦ X. A method for producing a group III nitride laminate satisfying the relationship of ≦ 1.0,
Forming the GaN layer on the AlGaInN layer;
In the step of forming the GaN layer, the growth rate in the layer thickness direction of the GaN layer is 0.2 to 0.6 μm / h,
A method for producing a group III nitride laminate in which a V / III ratio indicating a molar ratio of a group V raw material to a group III raw material used for forming the GaN layer is 4000 or more.

ＡｌＧａＩｎＮ層と、ＧａＮ層と、を有し、
前記ＡｌＧａＩｎＮ層を組成式Ａｌ_ＸＧａ_ＹＩｎ_ＺＮで表した場合に、前記組成式中のＸ、ＹおよびＺが、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１．０，Ｙ≧０，Ｚ≧０，０．５≦Ｘ≦１．０である関係を満足し、
前記ＧａＮ層の層厚みが０．０１μｍ以上０．３μｍ以下であって、前記ＧａＮ層の表面の２乗平均粗さ（ＲＭＳ）が１０ｎｍ以下であることを特徴とするIII族窒化物積層体。 An AlGaInN layer and a GaN layer;
When the AlGaInN layer is represented by the composition formula Al _X Ga _Y In _Z N, X, Y and Z in the composition formula are X + Y + Z = 1.0, Y ≧ 0, Z ≧ 0, 0.5 ≦ X. Satisfying the relationship of ≦ 1.0,
A group III nitride laminate, wherein the GaN layer has a thickness of 0.01 μm or more and 0.3 μm or less, and a Root Mean Square Roughness (RMS) of the surface of the GaN layer is 10 nm or less.

請求項２に記載のIII族窒化物積層体を有することを特徴とするIII族窒化物半導体素子。 A group III nitride semiconductor device comprising the group III nitride laminate according to claim 2.

前記ＧａＮ層がＰ型のＧａＮ層であることを特徴とする請求項３に記載のIII族窒化物半導体素子。 4. The group III nitride semiconductor device according to claim 3, wherein the GaN layer is a P-type GaN layer.

前記ＧａＮ層上に電極が形成されていることを特徴とする請求項３又は４に記載のIII族窒化物半導体素子。 The group III nitride semiconductor device according to claim 3, wherein an electrode is formed on the GaN layer.

請求項５に記載のIII族窒化物半導体素子であって、３００ｎｍ以下の波長を有する光を発光するIII族窒化物半導体素子。 6. The group III nitride semiconductor device according to claim 5, wherein the group III nitride semiconductor device emits light having a wavelength of 300 nm or less.