JP3980035B2 - LIGHT EMITTING ELEMENT AND MANUFACTURING METHOD THEREOF - Google Patents

Description

本発明は、可視から近紫外で発光するのに十分広いバンドギャップを有する発光素子およびその製造方法に関し、特に、可視領域から紫外領域の光を透過する無色透明の導電体を得ることができ、その導電体を基板に用いて垂直構造とすることが可能であり、基板側をも光の取り出し面とすることができる発光素子およびその製造方法に関する。   The present invention relates to a light emitting device having a sufficiently wide band gap to emit light from visible to near ultraviolet and a method for producing the same, and in particular, a colorless and transparent conductor that transmits light from the visible region to the ultraviolet region can be obtained. The present invention relates to a light-emitting element that can have a vertical structure using the conductor as a substrate and can also have a light extraction surface on the substrate side, and a manufacturing method thereof.

従来の発光素子として、ＳｉＣからなる基板上にＧａＮからなるｎ型層およびｐ型層を積層したものが知られている（例えば、特許文献１参照。）。   As a conventional light emitting device, a device in which an n-type layer and a p-type layer made of GaN are stacked on a substrate made of SiC is known (see, for example, Patent Document 1).

ＳｉＣは、茶褐色の透明性を有し、約４２７ｎｍまでの可視光を透過するため、基板側からも発光光を透過させることができる。   SiC has brownish-brown transparency and transmits visible light up to about 427 nm, so that it can transmit emitted light from the substrate side.

このＳｉＣを用いた発光素子は、ＳｉＣの単結晶ウエハ上にＳｉＣ薄膜をエピタキシャル成長させてＳｉＣエピタキシャル基板を形成し、この基板上にＧａＮからなるｎ型層およびｐ型層を形成して、これらを切り出すことによって複数の発光素子にすることによって製造されている。   In this light emitting device using SiC, a SiC thin film is epitaxially grown on a single crystal wafer of SiC to form a SiC epitaxial substrate, and an n-type layer and a p-type layer made of GaN are formed on the substrate, and these are formed. It is manufactured by cutting out into a plurality of light emitting elements.

従来の発光素子として、サファイア基板上にＧａＮ系半導体発光層を形成し、電極配置を水平構造にしたものがある（例えば、特許文献２参照。）
また、従来のＥＦＧ（Edge defined film Fed Growth）法として、イリジウム製のダイおよびルツボを使用して希土類バナデイト単結晶を作成するものがある（例えば、特許文献３及び４参照。）
また、従来のＥＦＧ法として、ルチル板状単結晶を作成するものがある（例えば、特許文献５参照。）
また、従来のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の成長方法として、ＦＺ法やフラックス法を用いたものがある（例えば、非特許文献１参照）。
また、従来のＰＬＤ法として、立方晶系酸化物の（１１１）単結晶基板上にＺｎＯ等の六方晶系結晶構造の（０００１）配向単結晶性薄膜を成長させるものがある（例えば、特許文献６参照）。
特開２００２−２５５６９２号公報（段落０００８） 特許第２９１８１３９号公報（段落００２４、図２） 特開平１０−２３１１９９号公報（段落０００４〜０００８、図１） 特開平１１−１５７９８７号公報（段落０００８、図１） 特許第２８１４３２５号公報（段落０００５、図１） 特開２００２−６８８８９号公報（段落０００５） M. Saurat, A. Revcolevschi, 「Rev. Int. Hautes Temper. et Refract」 １９７１，８号．Ｐ．２９１ As a conventional light-emitting element, there is one in which a GaN-based semiconductor light-emitting layer is formed on a sapphire substrate and the electrode arrangement is a horizontal structure (for example, see Patent Document 2).
Further, as a conventional EFG (Edge defined film Fed Growth) method, there is a method in which a rare earth vanadate single crystal is formed using an iridium die and a crucible (see, for example, Patent Documents 3 and 4).
Further, as a conventional EFG method, there is a method for producing a rutile plate-like single crystal (see, for example, Patent Document 5).
Further, as a conventional method for growing a β-Ga ₂ O ₃ single crystal, there is a method using an FZ method or a flux method (for example, see Non-Patent Document 1).
Further, as a conventional PLD method, there is a method in which a (0001) -oriented single crystal thin film having a hexagonal crystal structure such as ZnO is grown on a (111) single crystal substrate of a cubic oxide (for example, Patent Documents). 6).
JP 2002-255692 A (paragraph 0008) Japanese Patent No. 2918139 (paragraph 0024, FIG. 2) Japanese Patent Laid-Open No. 10-231199 (paragraphs 0004 to 0008, FIG. 1) Japanese Patent Laid-Open No. 11-157987 (paragraph 0008, FIG. 1) Japanese Patent No. 2814325 (paragraph 0005, FIG. 1) JP 2002-68889 A (paragraph 0005) M. Saurat, A. Revcolevschi, “Rev. Int. Hautes Temper. Et Refract”, 1971,8. P. 291

しかし、ＳｉＣは、単結晶ウエハの結晶性が悪く、単結晶の垂直方向に貫通するいわゆるマイクロパイプ欠陥が存在するため、マイクロパイプ欠陥を避けてｎ型層およびｐ型層を形成して切り出さなければならず、発光素子としての生産性が悪いという問題がある。   However, since SiC has poor crystallinity of a single crystal wafer and has so-called micropipe defects penetrating in the vertical direction of the single crystal, it must be cut out by forming an n-type layer and a p-type layer avoiding the micropipe defects. Therefore, there is a problem that productivity as a light emitting element is poor.

また、ＳｉＣは、青色領域までの光を透過するが、紫外領域の光を透過しない。従って、基板側から発光光を取り出す場合は、可視領域から紫外領域の光を発光するＧａＮの発光光のうち紫外領域の光を透過できないため、基板側を紫外光の取り出し面とすることができないという問題がある。また、ＳｉＣは、着色しているため、ＳｉＣを透過する光は、発光波長の一部が吸収されるという問題がある。   Further, SiC transmits light up to the blue region, but does not transmit light in the ultraviolet region. Therefore, when the emitted light is extracted from the substrate side, the substrate side cannot be used as an ultraviolet light extraction surface because it cannot transmit the ultraviolet light of the GaN emitted light that emits light from the visible region to the ultraviolet region. There is a problem. In addition, since SiC is colored, there is a problem that a part of the emission wavelength is absorbed in the light transmitted through SiC.

従って、本発明の目的は、可視領域から紫外領域の光を透過する無色透明の導電体を得ることができ、その導電体を基板に用いて垂直構造とすることが可能であり、基板側をも光の取り出し面とすることができる発光素子およびその製造方法を提供することにある。また、本発明の他の目的は、生産性のよい発光素子およびその製造方法を提供することにある。   Accordingly, an object of the present invention is to obtain a colorless and transparent conductor that transmits light in the visible region to the ultraviolet region, and the conductor can be used as a substrate to form a vertical structure. Another object of the present invention is to provide a light emitting element that can be used as a light extraction surface and a method for manufacturing the light emitting element. Another object of the present invention is to provide a light-emitting element with high productivity and a method for manufacturing the same.

本発明の実施の態様は、Ｇａ_２Ｏ_３単結晶基板と、前記基板上に形成されたｐｎ接合部とを含み、前記基板は、格子定数あるいはバンドギャップ調整用の添加物を含み、前記ｐｎ接合部は、前記基板上に形成された一導電型のＧａＮ系化合物半導体薄膜と、前記一導電型のＧａＮ系化合物半導体薄膜上に形成された前記一導電型と反対の他の導電型のＧａＮ系化合物半導体薄膜とによって形成される発光素子を提供する。 An embodiment of the present invention includes a Ga ₂ O ₃ single crystal substrate and a pn junction formed on the substrate, the substrate including an additive for adjusting a lattice constant or a band gap, and the pn The junction includes a GaN compound semiconductor thin film of one conductivity type formed on the substrate and a GaN of another conductivity type opposite to the one conductivity type formed on the GaN compound semiconductor thin film of one conductivity type. Provided is a light emitting device formed by a compound semiconductor thin film.

本発明の他の実施の態様では、前記添加物として、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｓｉ、ＧｅおよびＳｎからなる群から選ばれる１種以上を用いることができる。   In another embodiment of the present invention, one or more selected from the group consisting of Cu, Ag, Zn, Cd, Al, In, Si, Ge, and Sn can be used as the additive.

本発明の他の実施の態様として、前記基板は、（Ａｌ_ｘＩｎ_ｙＧａ_{（１−ｘ−ｙ）}）_２Ｏ_３（ただし、０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜１、０≦ｘ＋ｙ＜１）で表わすことができる。 In another embodiment of the present invention, the substrate is made of (Al _x In _y Ga _(1-xy) ) ₂ O ₃ (where 0 ≦ x <1, 0 ≦ y <1, 0 ≦ x + y < 1).

本発明により、透明導電体で、バルク単結晶が作製可能な材料を基板とするＧａＮ系発光素子およびその製造方法を提供することが可能となり、発光素子の上下に電極を取り付けたことから、構造が簡単になるため生産性が向上し、光の取り出し効率が向上した。   According to the present invention, it is possible to provide a GaN-based light-emitting device using a transparent conductor and a material capable of producing a bulk single crystal as a substrate, and a method for manufacturing the same, and electrodes are attached to the top and bottom of the light-emitting device. Improved the productivity and improved the light extraction efficiency.

また、Ｇａを主成分とする酸化物を基板に用いることにより、可視領域から紫外領域の光を透過する無色透明の導電体を得ることができ、その導電体を基板に用いて垂直構造とすることが可能となり、基板側をも光の取り出し面とすることができる発光素子およびその製造方法を提供できる。   Further, by using an oxide containing Ga as a main component for the substrate, a colorless and transparent conductor that transmits light in the visible region to the ultraviolet region can be obtained, and the conductor is used as a substrate to form a vertical structure. Thus, it is possible to provide a light emitting element and a method for manufacturing the same, in which the substrate side can also be a light extraction surface.

また、従来の基板材料であるサファイアやＳｉＣよりも、加工性がよいＧａ_２Ｏ_３の単結晶を得ることができる。 In addition, it is possible to obtain a Ga ₂ O ₃ single crystal having better workability than sapphire and SiC, which are conventional substrate materials.

＜基板＞
β−Ｇａ_２Ｏ_３は、導電性を有するので、電極構造が垂直型のＬＥＤを作ることができ、その結果、素子全体を電流通路にすることができることから電流密度を低くすることができるので、発光素子の寿命を長くすることができる。 <Board>
Since β-Ga ₂ O ₃ has conductivity, an electrode having a vertical structure can be produced, and as a result, the entire device can be used as a current path, so that the current density can be lowered. The life of the light emitting element can be extended.

実際、ｎ型導電性を有するβ−Ｇａ_２Ｏ_３基板の比抵抗を測定した結果、図１に示すように、室温で０．１Ω・ｃｍ程度の値が得られている。また、発光素子として用いる温度範囲において、比抵抗の温度変化は小さいため、発光素子としての安定性が得られる。 Actually, as a result of measuring the specific resistance of the β-Ga ₂ O ₃ substrate having n-type conductivity, a value of about 0.1 Ω · cm is obtained at room temperature as shown in FIG. In addition, since the temperature change of the specific resistance is small in the temperature range used as the light emitting element, stability as the light emitting element can be obtained.

また、電極構造が垂直型のため、ｎ層をエッチングによって露出させる必要がないので、素子製造工数が少なくて済み、基板の単位面積当たりの素子数を多く取れるので、低コストで製造できる。   Further, since the electrode structure is a vertical type, it is not necessary to expose the n layer by etching, so that the number of element manufacturing steps can be reduced, and the number of elements per unit area of the substrate can be increased.

サファイアを基板とする場合、電極構造が水平型となるため、ＩＩＩ−Ｖ族系化合物半導体の薄膜成長の後、ｎ層を露出させてからｎ電極を取り付けるため、マスキングやエッチングなどの工程が別途必要となる。ところが、電極構造が垂直型の場合、例えば、ＧａＡｓ系発光素子のように、前記のマスキングやエッチング工程などは、必要がなくなる。   When using sapphire as the substrate, the electrode structure is horizontal, so after the growth of the III-V group compound semiconductor thin film, the n layer is exposed and the n electrode is attached. Necessary. However, when the electrode structure is a vertical type, the masking and etching processes described above are not necessary as in the case of a GaAs light emitting device.

ＳｉＣの場合、３Ｃ、４Ｈ、６Ｈ、１５Ｒなどの多くの相が存在し、単相での基板を得ることは困難である。硬度は非常に高く、加工性が悪いことから、平坦な基板は得られにくく、原子スケールで見た場合、基板表面には相の異なる多数のステップが存在する。その基板の上に薄膜を成長させた場合、多数の結晶性や欠陥密度の異なる膜が成長することになる。このように、ＳｉＣの場合、一つの基板上において、無数の質の異なる核が成長し、結果として、それらが合わさる形で膜が成長するので、膜の品質向上は極めて困難となる。実際、ＳｉＣとＧａＮの格子不整合は、理論上は３．４％と言われているが、前記のような理由のため、実際の格子不整合は極めて大きいのが現状である。   In the case of SiC, there are many phases such as 3C, 4H, 6H, and 15R, and it is difficult to obtain a single-phase substrate. Since the hardness is very high and the workability is poor, it is difficult to obtain a flat substrate, and when viewed on an atomic scale, there are many steps with different phases on the substrate surface. When a thin film is grown on the substrate, many films having different crystallinity and defect density grow. As described above, in the case of SiC, innumerable nuclei with different qualities grow on one substrate, and as a result, the film grows in a form in which they are combined, so it is extremely difficult to improve the quality of the film. Actually, the lattice mismatch between SiC and GaN is theoretically said to be 3.4%, but the actual lattice mismatch is extremely large for the reasons described above.

これに対して、β−Ｇａ_２Ｏ_３は単相であり、かつ原子スケールで平坦であるために、ＳｉＣで見られるような実際上の大きな格子不整合は見られない。バンドギャップの観点においては、ＳｉＣの場合、例えば６Ｈ−ＳｉＣの場合、３．０３ｅＶであるので、約４２７ｎｍ以下の波長域においては不透明である。ＩＩＩ−Ｖ族系化合物半導体の発光領域は、約５５０〜３８０ｎｍであることを考えた場合、ＳｉＣで利用できる波長範囲は、その約２／３であると言わざるを得ない。それに対して、β−Ｇａ_２Ｏ_３の場合、約２６０ｎｍまで透過するので、ＩＩＩ−Ｖ族系化合物半導体の発光領域の全波長範囲、特に、紫外領域での利用が可能になる。 On the other hand, since β-Ga ₂ O ₃ is a single phase and is flat on an atomic scale, there is no practical large lattice mismatch as seen in SiC. From the viewpoint of the band gap, in the case of SiC, for example, in the case of 6H-SiC, it is 3.03 eV, so it is opaque in a wavelength region of about 427 nm or less. Considering that the light emitting region of the III-V group compound semiconductor is about 550 to 380 nm, it must be said that the wavelength range available for SiC is about 2/3 of the wavelength range. On the other hand, in the case of β-Ga ₂ O ₃ , since it transmits up to about 260 nm, it can be used in the entire wavelength range of the light emitting region of the III-V group compound semiconductor, particularly in the ultraviolet region.

発明に用いられる基板は、β−Ｇａ_２Ｏ_３を基本とするが、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｓｉ、ＧｅおよびＳｎからなる群から選ばれる１種以上を添加したＧａを主成分とした酸化物で構成してもよい。これらの添加元素の作用は、格子定数あるいはバンドギャップエネルギーを制御するためである。例えば、（Ａｌ_ｘＩｎ_ｙＧａ_{（１−ｘ−ｙ）}）_２Ｏ_３（ただし、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｘ＋ｙ≦１）で表わされるガリウム酸化物を用いることができる。 The substrate used in the invention is based on β-Ga ₂ O ₃ , but Ga added with one or more selected from the group consisting of Cu, Ag, Zn, Cd, Al, In, Si, Ge, and Sn is added. You may comprise with the oxide which made the main component. The effect of these additive elements is to control the lattice constant or band gap energy. For example, a gallium oxide represented by (Al _x In _y Ga _(1-xy) ) ₂ O ₃ (where 0 ≦ x ≦ 1, 0 ≦ y ≦ 1, 0 ≦ x + y ≦ 1) is used. it can.

＜熱膨張係数＞
熱膨張の観点においても、ＧａＮの熱膨張係数が５．６×１０^−６／Ｋであるのに対し、β−Ｇａ_２Ｏ_３の値は４．６×１０^−６／Ｋであって、サファイア（４．５×１０^−６／Ｋ）と同程度であり、６Ｈ−ＳｉＣ（３．５×１０^−６／Ｋ）に対し優位性を持つ。熱膨張係数の違いも、成長膜の品質という観点から見た場合、主要な要素である。 <Coefficient of thermal expansion>
In terms of thermal expansion, the coefficient of thermal expansion of GaN is 5.6 × 10 ⁻⁶ / K, whereas the value of β-Ga ₂ O ₃ is 4.6 × 10 ⁻⁶ / K, It is comparable to sapphire (4.5 × 10 ⁻⁶ / K) and has an advantage over 6H—SiC (3.5 × 10 ⁻⁶ / K). The difference in thermal expansion coefficient is also a major factor from the viewpoint of the quality of the grown film.

＜バルク単結晶＞
β−Ｇａ_２Ｏ_３の最大の特長は、そのバルク単結晶が得られるということである。ＧａＡｓ系材料を中心とする近赤外から赤色領域までにおいては、常にバルク単結晶が得られ、その導電性基板上に格子不整合性の極めて小さな膜が得られてきた。その分、低コストで、かつ、効率の高い発光素子の製造が容易であった。ＧａＮ系、ＺｎＳｅ系のいわゆる青色発光素子と期待される材料はバルク状の単結晶作製が事実上不可能であった。そのため、導電性で、かつ、発光領域で透明な格子不整合性の小さいバルク単結晶の開発がしのぎを削って行われてきた。現在においても、この問題は本質的には解決されていない。これに対して、本発明で提供するβ−Ｇａ_２Ｏ_３の基板は、こうした問題を抜本的に解決するものである。ＥＦＧ法あるいはＦＺ法により、直径２インチサイズのバルク単結晶が得られるので、青色から紫外領域における発光素子の開発をＧａＡｓ系発光素子と同様に取り扱うことが可能となる。 <Bulk single crystal>
The biggest feature of β-Ga ₂ O ₃ is that a bulk single crystal can be obtained. Bulk single crystals have always been obtained from the near infrared to red region centered on GaAs-based materials, and a film with extremely small lattice mismatch has been obtained on the conductive substrate. Accordingly, it is easy to manufacture a light-emitting element with low cost and high efficiency. A material expected to be a GaN-based or ZnSe-based so-called blue light-emitting element has been virtually impossible to produce a bulk single crystal. For this reason, development of a bulk single crystal that is conductive and transparent in the light emitting region and has a small lattice mismatch has been carried out. Even today, this problem is not essentially solved. On the other hand, the β-Ga ₂ O ₃ substrate provided by the present invention drastically solves these problems. Since a bulk single crystal having a diameter of 2 inches can be obtained by the EFG method or the FZ method, the development of light emitting elements in the blue to ultraviolet region can be handled in the same manner as the GaAs light emitting elements.

＜ＥＦＧ法によるＧａ_２Ｏ_３単結晶＞
図２は、ＥＦＧ法に用いるルツボを示す。このルツボ６は、ＥＦＧ法引上げ炉（図示せず）に挿入されるものである。ルツボ６は、例えばイリジウム製であって、β−Ｇａ_２Ｏ_３融液９を毛細管現象により上昇させるスリット８ａを有するスリットダイ８を備える。 <Ga ₂ O ₃ single crystal by EFG method>
FIG. 2 shows a crucible used for the EFG method. This crucible 6 is inserted into an EFG method pulling furnace (not shown). The crucible 6 is made of, for example, iridium and includes a slit die 8 having a slit 8a that raises the β-Ga ₂ O ₃ melt 9 by capillary action.

ＥＦＧ法において、下記のように単結晶を成長させる。ルツボ６に原料となるβ−Ｇａ_２Ｏ_３を所定量入れ、加熱して溶解し、β−Ｇａ_２Ｏ_３融液９とする。ルツボ６内に配置されたスリットダイ８に形成するスリット８ａによりβ−Ｇａ_２Ｏ_３融液９を毛細管現象によりスリットダイ８上面に上昇させ、種結晶７にβ−Ｇａ_２Ｏ_３融液９を接触させて冷却し、任意の形状の断面を有する成長結晶１０を形成する。 In the EFG method, a single crystal is grown as follows. A predetermined amount of β-Ga ₂ O ₃ as a raw material is put in the crucible 6 and heated to be dissolved to obtain a β-Ga ₂ O ₃ melt 9. The _β-Ga 2 _{O 3} melt 9 by a slit 8a for forming the slit die 8 arranged in the crucible 6 is raised to the slit die 8 top by capillary action, the seed crystal 7 _β-Ga 2 _{O 3} melt 9 Are brought into contact with each other and cooled to form a grown crystal 10 having a cross section of an arbitrary shape.

具体的には、内径４８．５ｍｍ、肉厚１．５ｍｍ、高さ５０ｍｍのイリジウム製ルツボ６に、酸化ガリウム原料７５ｇを入れて、厚さ３ｍｍ×幅２０ｍｍ×高さ４０ｍｍ、スリット間隔０．５ｍｍのスリットダイ８を設置した。該ルツボ６を、通常の窒素雰囲気、１気圧中で、１７６０℃、酸素分圧を５×１０^−２気圧に維持して、スリット８ａ内を毛細管現象で上昇したβ−Ｇａ_２Ｏ_３融液９にβ−Ｇａ_２Ｏ_３の種結晶７を接触させ、１ｍｍ／ｈの速度で単結晶育成を行った。 Specifically, 75 g of gallium oxide raw material is placed in an iridium crucible 6 having an inner diameter of 48.5 mm, a wall thickness of 1.5 mm, and a height of 50 mm, and is 3 mm thick × 20 mm wide × 40 mm high, with a slit spacing of 0.5 mm. The slit die 8 was installed. The crucible 6 was maintained in a normal nitrogen atmosphere, 1 atm, 1760 ° C., and the oxygen partial pressure was maintained at 5 × 10 ⁻² atm, and the β-Ga ₂ O ₃ melt was raised by capillary action in the slit 8a. 9 was brought into contact with a seed crystal 7 of β-Ga ₂ O ₃ to grow a single crystal at a speed of 1 mm / h.

スリットダイ８の上部で、スリットダイ８の形状に規定された単結晶を育成させるので、ＣＺ法に比べ、結晶成長界面での温度勾配を極めて小さくできる。さらに、β−Ｇａ_２Ｏ_３融液９がスリット８ａを通して供給され、結晶の成長速度がβ−Ｇａ_２Ｏ_３融液９内での拡散速度よりも速いので、β−Ｇａ_２Ｏ_３融液９中の成分の蒸発ならびにβ−Ｇａ_２Ｏ_３融液９の組成変動を極めて小さくできる。従って、高品質の単結晶が作製できる。また、スリットダイ８の形状により成長結晶１０の形状を規定できるため、スリットダイ８の大型化により単結晶を大型化することが容易に実現できる。このように、ＣＺ法などの手法では困難であったＧａ_２Ｏ_３単結晶の大型化、高品質化がＥＦＧ法により可能となった。 Since the single crystal defined by the shape of the slit die 8 is grown above the slit die 8, the temperature gradient at the crystal growth interface can be made extremely small as compared with the CZ method. Furthermore, since the β-Ga ₂ O ₃ melt 9 is supplied through the slit 8a and the crystal growth rate is faster than the diffusion rate in the β-Ga ₂ O ₃ melt 9, the β-Ga ₂ O ₃ melt 9 and the composition fluctuation of the β-Ga ₂ O ₃ melt 9 can be extremely reduced. Therefore, a high quality single crystal can be produced. In addition, since the shape of the grown crystal 10 can be defined by the shape of the slit die 8, it is possible to easily increase the size of the single crystal by increasing the size of the slit die 8. As described above, the EFG method makes it possible to increase the size and quality of a Ga ₂ O ₃ single crystal, which has been difficult with a method such as the CZ method.

＜ＦＺ法によるＧａ_２Ｏ_３単結晶＞
図３は、ＦＺ法（フローティングゾーン法）によりβ−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶を製造する赤外線加熱単結晶製造装置を示す。この赤外線加熱単結晶製造装置１００は、石英管１０２と、β−Ｇａ_２Ｏ_３種結晶（以下「種結晶」と略す。）１０７を保持・回転するシード回転部１０３と、β−Ｇａ_２Ｏ_３多結晶素材（以下「多結晶素材」と略す。）１０９を保持・回転する素材回転部１０４と、多結晶素材１０９を加熱して溶融する加熱部１０５と、シード回転部１０３、素材回転部１０４および加熱部１０５を制御する制御部１０６とを有して概略構成されている。 <Ga ₂ O ₃ single crystal by FZ method>
FIG. 3 shows an infrared heating single crystal manufacturing apparatus for manufacturing a β-Ga ₂ O ₃ single crystal by the FZ method (floating zone method). This infrared heating single crystal manufacturing apparatus 100 includes a quartz tube 102, a seed rotating unit 103 that holds and rotates a β-Ga ₂ O ₃ seed crystal (hereinafter referred to as “seed crystal”) 107, and β-Ga ₂ O. ₃ A material rotating unit 104 that holds and rotates a polycrystalline material (hereinafter abbreviated as “polycrystalline material”) 109, a heating unit 105 that heats and melts the polycrystalline material 109, a seed rotating unit 103, and a material rotating unit. 104 and a control unit 106 that controls the heating unit 105.

シード回転部１０３は、種結晶１０７を保持するシードチャック１３３と、シードチャック１３３に回転を伝える下部回転軸１３２と、下部回転軸１３２を正回転させるとともに、上下方向に移動させる下部駆動部１３１とを備える。   The seed rotating unit 103 includes a seed chuck 133 that holds the seed crystal 107, a lower rotating shaft 132 that transmits rotation to the seed chuck 133, a lower driving unit 131 that rotates the lower rotating shaft 132 in the normal direction and moves it in the vertical direction. Is provided.

素材回転部１０４は、多結晶素材１０９の上端部１０９ａを保持する素材チャック１４３と、素材チャック１４３に回転を伝える上部回転軸１４２と、上部回転軸１４２を正逆回転させるとともに、上下方向に移動させる上部駆動部１４１とを備える。   The material rotating unit 104 moves the material chuck 143 that holds the upper end 109a of the polycrystalline material 109, the upper rotating shaft 142 that transmits the rotation to the material chuck 143, the upper rotating shaft 142 forward and backward, and the vertical rotation. And an upper drive unit 141 to be operated.

加熱部１０５は、多結晶素材１０９を径方向から加熱して溶融するハロゲンランプ１５１と、ハロゲンランプ１５１を収容し、ハロゲンランプの発光する光を多結晶素材１０９の所定部位に集光する楕円鏡１５２と、ハロゲンランプ１５１に電源を供給する電源部１５３とを備える。   The heating unit 105 houses a halogen lamp 151 that heats and melts the polycrystalline material 109 from the radial direction, and an elliptical mirror that collects the light emitted from the halogen lamp at a predetermined portion of the polycrystalline material 109. 152 and a power supply unit 153 that supplies power to the halogen lamp 151.

石英管１０２には、下部回転軸１３２、シードチャック１３３、上部回転軸１４２、素材チャック１４３、多結晶素材１０９、β−Ｇａ_２Ｏ_３の単結晶１０８および種結晶１０７が収容される。石英管１０２は、酸素ガスと不活性ガスとしての窒素ガスとの混合ガスを供給されて密閉できるようになっている。 The quartz tube 102 accommodates a lower rotating shaft 132, a seed chuck 133, an upper rotating shaft 142, a material chuck 143, a polycrystalline material 109, a β-Ga ₂ O ₃ single crystal 108 and a seed crystal 107. The quartz tube 102 can be sealed by being supplied with a mixed gas of oxygen gas and nitrogen gas as an inert gas.

β−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶を成長させるには、以下の方法による。まず、種結晶１０７と多結晶素材１０９を準備する。すなわち、種結晶１０７は、例えば、β−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶を劈開面に沿って切り出したもので、成長結晶の５分の１以下の径または５ｍｍ^２以下の断面積を有し、β−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶の成長の際に破損しない強度を有する。多結晶素材１０９は、Ｇａ_２Ｏ_３の粉末の所定量を図示しないゴム管に充填し、５００ＭＰａで冷間圧縮し、その後、１５００℃で１０時間焼結して得られる。 In order to grow a β-Ga ₂ O ₃ single crystal, the following method is used. First, a seed crystal 107 and a polycrystalline material 109 are prepared. That is, the seed crystal 107 is, for example, a β-Ga ₂ O ₃ single crystal cut out along the cleavage plane, and has a diameter of 1/5 or less of a grown crystal or a cross-sectional area of 5 mm ² or less. -Ga ₂ O ₃ has a strength that does not break during the growth of a single crystal. The polycrystalline material 109 is obtained by filling a predetermined amount of Ga ₂ O ₃ powder in a rubber tube (not shown), cold compressing at 500 MPa, and then sintering at 1500 ° C. for 10 hours.

次に、種結晶１０７の一端をシードチャック１３３に保持し、棒状の多結晶素材１０９の上端部１０９ａを素材チャック１４３に保持する。上部回転軸１４２の上下位置を調節して種結晶１０７の上端と多結晶素材１０９の下端を接触させる。また、ハロゲンランプ１５１の光を種結晶１０７の上端と多結晶素材１０９の下端との部位に集光するように、上部回転軸１４２および下部回転軸１３２の上下位置を調節する。石英管１０２の雰囲気１０２ａは、窒素と酸素の混合気体（１００％窒素から１００％酸素の間で変化する。）の全圧１気圧から２気圧に満たされている。   Next, one end of the seed crystal 107 is held on the seed chuck 133, and the upper end portion 109 a of the rod-shaped polycrystalline material 109 is held on the material chuck 143. The upper and lower positions of the upper rotating shaft 142 are adjusted to bring the upper end of the seed crystal 107 into contact with the lower end of the polycrystalline material 109. In addition, the vertical positions of the upper rotary shaft 142 and the lower rotary shaft 132 are adjusted so that the light from the halogen lamp 151 is focused on the upper end of the seed crystal 107 and the lower end of the polycrystalline material 109. The atmosphere 102a of the quartz tube 102 is filled with a total pressure of 1 to 2 atmospheres of a mixed gas of nitrogen and oxygen (changed between 100% nitrogen and 100% oxygen).

操作者が図示しない電源スイッチをオンにすると、制御部１０６は、制御プログラムに従い、各部を制御して以下のように単結晶成長制御を行う。加熱部１０５に電源が投入されると、ハロゲンランプ１５１は、種結晶１０７の上端と多結晶素材１０９の下端の部位を加熱して、その加熱部位を溶解し、溶解滴を形成する。このとき、種結晶１０７のみを回転させておく。   When the operator turns on a power switch (not shown), the control unit 106 controls each unit according to the control program and performs single crystal growth control as follows. When the heating unit 105 is turned on, the halogen lamp 151 heats the upper end portion of the seed crystal 107 and the lower end portion of the polycrystalline material 109, melts the heated portion, and forms dissolved droplets. At this time, only the seed crystal 107 is rotated.

ついで、多結晶素材１０９と種結晶１０７とが十分になじむように当該部を反対方向に回転させながら溶解する。適度のβ−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶の溶解物１０８’ができたときに、多結晶素材１０９の回転を停止し、種結晶１０７のみを回転させて多結晶素材１０９および種結晶１０７を互いに反対方向に引っ張り、種結晶１０７よりも細いダッシュネックを形成する Next, the polycrystalline material 109 and the seed crystal 107 are melted while being rotated in the opposite direction so that the polycrystalline material 109 and the seed crystal 107 are sufficiently adapted. When an appropriate β-Ga ₂ O ₃ single crystal melt 108 ′ is formed, the rotation of the polycrystalline material 109 is stopped, and only the seed crystal 107 is rotated so that the polycrystalline material 109 and the seed crystal 107 are opposite to each other. Pull in the direction to form a dash neck that is thinner than the seed crystal 107

ついで、種結晶１０７と多結晶素材１０９を２０ｒｐｍで互いに反対方向に回転させながらハロゲンランプ１５１で加熱し、かつ、多結晶素材１０９を５ｍｍ／ｈの割合で上部回転軸１４２により上方に引っ張る。ハロゲンランプ１５１により多結晶素材１０９を加熱すると、多結晶素材１０９は、溶解して溶解物１０８’を形成するとともに、それが冷却すると多結晶素材１０９と同等またはそれよりも小さな径のβ−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶１０８が生成する。適度の長さの単結晶を形成した後、生成したβ−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶１０８を取り出す。 Next, the seed crystal 107 and the polycrystalline material 109 are heated by the halogen lamp 151 while rotating in opposite directions at 20 rpm, and the polycrystalline material 109 is pulled upward by the upper rotating shaft 142 at a rate of 5 mm / h. When the polycrystalline material 109 is heated by the halogen lamp 151, the polycrystalline material 109 is melted to form a melt 108 ′, and when it is cooled, β-Ga having a diameter equal to or smaller than that of the polycrystalline material 109 is obtained. _{A 2} O ₃ single crystal 108 is formed. After forming a single crystal having an appropriate length, the produced β-Ga ₂ O ₃ single crystal 108 is taken out.

次に、β−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶１０８から形成した基板の作製方法を示す。β−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶１０８は、ｂ軸＜０１０＞方位に結晶成長させた場合には、（１００）面の劈開性が強くなるので、（１００）面に平行な面と垂直な面で切断して基板を作製する。ａ軸＜１００＞方位、ｃ軸＜００１＞方位に結晶成長させた場合は、（１００）面、（００１）面の劈開性が弱くなるので、全ての面の加工性が良くなり、上記のような切断面の制限はない。 Next, a method for manufacturing a substrate formed from the β-Ga ₂ O ₃ single crystal 108 is described. When the β-Ga ₂ O ₃ single crystal 108 is grown in the b-axis <010> orientation, the cleavage of the (100) plane becomes strong, and thus a plane perpendicular to the plane parallel to the (100) plane The substrate is cut by cutting. When the crystal is grown in the a-axis <100> orientation and the c-axis <001> orientation, the cleaving properties of the (100) plane and the (001) plane are weakened. There is no restriction on the cut surface.

次に、この実施の形態に係るＦＺ法によるＧａ_２Ｏ_３単結晶の効果を説明する。
（イ）所定の方向に結晶を成長させているので、直径１ｃｍ以上の大きなβ−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶１０８を得ることができる。
（ロ）このβ−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶１０８は、ａ軸＜１００＞方位、ｂ軸＜０１０＞方位、あるいはｃ軸＜００１＞方位を結晶軸とすることにより、クラッキング、双晶化傾向が減少し、高い結晶性が得られる。
（ハ）このようなβ−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶１０８は、再現性よく生成できるため、半導体等の基板としての利用価値も高い。 Next, the effect of the Ga ₂ O ₃ single crystal by the FZ method according to this embodiment will be described.
(A) Since crystals are grown in a predetermined direction, a large β-Ga ₂ O ₃ single crystal 108 having a diameter of 1 cm or more can be obtained.
(B) This β-Ga ₂ O ₃ single crystal 108 has cracking and twinning tendency by using the a-axis <100> orientation, the b-axis <010> orientation, or the c-axis <001> orientation as the crystal axis. Decreases and high crystallinity is obtained.
(C) Since such a β-Ga ₂ O ₃ single crystal 108 can be generated with high reproducibility, the utility value as a substrate of a semiconductor or the like is also high.

＜ＩＩ−ＶＩ族系化合物ＺｎＳｅ薄膜の形成＞
β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の（１０１）面上にＭＯＣＶＤ（Ｍｅｔａｌ Ｏｒｇａｎｉｃ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法により、３５０℃でＺｎＳｅからなるｐ型導電性を示す薄膜を形成する。ＺｎＳｅは、ジメチル亜鉛とＨ_２Ｓｅを用い、ｐ型ドーパントとしてＮをＮＨ_３雰囲気中でドープする。この場合、Ｎは、アクセプタとしてＳｅと置換する。ここで、ＩＩ族元素として、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｈｇを用い、ＶＩ族元素として、Ｏ、Ｓ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｐｏを用いる。ＩＩ−ＶＩ族系化合物として、例えば、ＺｎＳｅ、ＺｎＯ等が挙げられる。 <Formation of II-VI Group Compound ZnSe Thin Film>
A thin film exhibiting p-type conductivity made of ZnSe at 350 ° C. is formed on the (101) plane of a β-Ga ₂ O ₃ single crystal by MOCVD (Metal Organic Chemical Vapor Deposition). ZnSe uses dimethyl zinc and H ₂ Se and is doped with N as a p-type dopant in an NH ₃ atmosphere. In this case, N replaces Se as an acceptor. Here, Zn, Cd, and Hg are used as group II elements, and O, S, Se, Te, and Po are used as group VI elements. Examples of II-VI group compounds include ZnSe and ZnO.

＜ＩＩＩ−Ｖ族系化合物薄膜の形成方法＞
ＩＩＩ−Ｖ族系化合物薄膜は、ＭＯＣＶＤ法により形成する。ＩＩＩ族元素としては、Ｂ、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌを用い、Ｖ族元素としては、Ｎ、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ、Ｂｉを用いる。ＩＩＩ−Ｖ族系化合物として、例えば、ＧａＮ、ＧａＡｓ等が挙げられる。
図４は、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の基板の（１０１）面上にＧａＮからなる薄膜を成長させたときの原子配列を示す。この場合、ＧａＮの（００１）面が、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の（１０１）面上に成長する。β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の（１０１）面上には、Ｏ（酸素）原子７０、７０、・・・が配列している。図中Ｏ原子７０は、実線の正円で示されている。β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の（１０１）面における格子定数は、ａ＝ｂ＝０．２８９ｎｍ、γ＝約１１６°である。ＧａＮの（００１）面における格子定数は、ａ_Ｇ＝ｂ_Ｇ＝０．３１９ｎｍ、γ_Ｇ＝１２０°である。図中ＧａＮのＮ（窒素）原子８０は、破線の正円で示されている。 <Method for Forming III-V Group Compound Thin Film>
The III-V group compound thin film is formed by MOCVD. B, Al, Ga, In, and Tl are used as group III elements, and N, P, As, Sb, and Bi are used as group V elements. Examples of the III-V group compound include GaN and GaAs.
FIG. 4 shows an atomic arrangement when a thin film made of GaN is grown on the (101) plane of a β-Ga ₂ O ₃ single crystal substrate. In this case, the (001) plane of GaN grows on the (101) plane of the β-Ga ₂ O ₃ single crystal. O (oxygen) atoms 70, 70,... are arranged on the (101) plane of the β-Ga ₂ O ₃ single crystal. In the figure, the O atom 70 is indicated by a solid circle. The lattice constant of the (101) plane of the β-Ga ₂ O ₃ single crystal is a = b = 0.289 nm and γ = about 116 °. The lattice constant in the (001) plane of GaN is a _G = b _G = 0.319 nm and γ _G = 120 °. In the drawing, N (nitrogen) atoms 80 of GaN are indicated by a broken circle.

β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の（１０１）面上にＧａＮの（００１）面を成長させてＧａＮからなる薄膜を形成する場合、格子定数のミスマッチングは、約１０％であり、角度のミスマッチングは、約３％である。従って、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶のＯ原子およびＧａＮのＮ原子の原子配列が略同じであるので、ＧａＮからなる薄膜は、均一な平面構造をもつことができる。そのため、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の（１０１）面上にバッファ層を介することなく、ＧａＮからなる薄膜を形成しても、格子不整合が生じない。 When a GaN (001) plane is grown on the (101) plane of a β-Ga ₂ O ₃ based single crystal to form a thin film made of GaN, the lattice constant mismatch is about 10%, Mismatching is about 3%. Accordingly, since the atomic arrangement of the O atoms and the N atoms of GaN in the β-Ga ₂ O ₃ single crystal are substantially the same, the thin film made of GaN can have a uniform planar structure. Therefore, even if a thin film made of GaN is formed on the (101) plane of the β-Ga ₂ O ₃ single crystal without using a buffer layer, lattice mismatch does not occur.

また、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶に格子定数調整用のＩｎを添加することにより、β−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の（１０１）面における格子定数にＧａＮの（００１）面の格子定数をより近づけることができ、ＧａＮからなる薄膜は、より均一な平面構造をもつことができる。 Further, by adding In the adjustment lattice constant _β-Ga 2 _{O 3} single crystal, _β-Ga 2 _{O 3} system single crystal (101) lattice constant in plane of GaN (001) face of the grating The constant can be made closer, and the thin film made of GaN can have a more uniform planar structure.

一方、図５は、Ａｌ_２Ｏ_３系結晶の基板上にＧａＮからなる薄膜を成長させたときの原子配列を示す。Ａｌ_２Ｏ_３系結晶の（００１）面上には、Ｏ（酸素）原子７５、７５、・・・が配列している。図中Ｏ原子７５は、実線の正円で示されている。Ａｌ_２Ｏ_３系結晶の（００１）面における格子定数は、ａ_Ａ＝ｂ_Ａ＝０．４７５ｎｍ、γ_Ａ＝１２０°である。ＧａＮの（００１）面における格子定数は、ａ_Ｇ＝ｂ_Ｇ＝０．３１９ｎｍ、γ_Ｇ＝１２０°である。図中Ｎ原子は、破線の正円で示されている。Ａｌ_２Ｏ_３系結晶の（００１）面上にＧａＮの（００１）面を成長させてＧａＮからなる薄膜を形成する場合、格子定数のミスマッチングは、約３０％である。従って、Ａｌ_２Ｏ_３系結晶上にＧａＮからなる薄膜を形成する場合には、バッファ層を形成し、そのバッファ層の上に薄膜を形成しなければ、格子不整合が生じ、均一な平面構造をもつことができないおそれがある。 On the other hand, FIG. 5 shows an atomic arrangement when a GaN thin film is grown on an Al ₂ O ₃ based crystal substrate. O (oxygen) atoms 75, 75,... Are arranged on the (001) plane of the Al ₂ O ₃ based crystal. In the figure, the O atom 75 is indicated by a solid circle. The lattice constant of the (001) plane of the Al ₂ O ₃ based crystal is a _A = b _A = 0.475 nm and γ _A = 120 °. The lattice constant in the (001) plane of GaN is a _G = b _G = 0.319 nm and γ _G = 120 °. In the figure, N atoms are indicated by broken circles. When a GaN (001) plane is grown on the (001) plane of an Al ₂ O ₃ based crystal to form a thin film made of GaN, the mismatch of lattice constant is about 30%. Therefore, when forming a thin film made of GaN on an Al ₂ O ₃ based crystal, if a buffer layer is formed and a thin film is not formed on the buffer layer, lattice mismatch occurs and a uniform planar structure You may not be able to have

＜薄膜の形成方法＞
図６は、ＭＯＣＶＤ法を示す概略図であり、ＭＯＣＶＤ装置の主要部を示す概略断面を示す。図７は、ＭＯＣＶＤ法により得られる発光素子を示す。ＭＯＣＶＤ装置２０は、真空ポンプおよび排気装置（図示せず）を備えた排気部２６が接続された反応容器２１と、基板２７を載置するサセプタ２２と、サセプタ２２を加熱するヒータ２３と、サセプタ２２を回転、上下移動させる制御軸２４と、基板２７に向って斜め、または水平に原料ガスを供給する石英ノズル２５と、各種原料ガスを発生する、ＴＭＧ（トリメチルガリウム）ガス発生装置３１、ＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）ガス発生装置３２、ＴＭＩ（トリメチルインジウム）ガス発生装置３３等を備える。なお、必要に応じてガス発生装置の数を増減してもよい。窒素源としてＮＨ_３が用いられ、キャリアガスとしてＨ_２が用いられる。ＧａＮ薄膜を形成するときは、ＴＭＧとＮＨ_３が、ＡｌＧａＮ薄膜を形成するときは、ＴＭＡ、ＴＭＧおよびＮＨ_３が、ＩｎＧａＮ薄膜を形成するときは、ＴＭＩ、ＴＭＧおよびＮＨ_３が用いられる。 <Method for forming thin film>
FIG. 6 is a schematic view showing the MOCVD method, and shows a schematic cross section showing the main part of the MOCVD apparatus. FIG. 7 shows a light-emitting element obtained by the MOCVD method. The MOCVD apparatus 20 includes a reaction vessel 21 connected to an exhaust unit 26 having a vacuum pump and an exhaust device (not shown), a susceptor 22 on which a substrate 27 is placed, a heater 23 that heats the susceptor 22, and a susceptor. A control shaft 24 for rotating and vertically moving 22, a quartz nozzle 25 for supplying source gas obliquely or horizontally toward the substrate 27, a TMG (trimethylgallium) gas generator 31, TMA for generating various source gases (Trimethylaluminum) gas generator 32, TMI (trimethylindium) gas generator 33, and the like. In addition, you may increase / decrease the number of gas generators as needed. NH ₃ is used as a nitrogen source, and H ₂ is used as a carrier gas. When forming a GaN thin film, the TMG and _NH 3, when forming the AlGaN thin film, TMA, it is TMG and NH _3, when forming an InGaN thin film, TMI, the TMG and NH ₃ are used.

ＭＯＣＶＤ装置２０により薄膜を形成するには、例えば、以下のように行う。まず、基板２７は、薄膜が形成される面を上にしてサセプタ２２に保持され、反応容器２１内に設置される。そして、温度を１０２０℃で、ＴＭＧを５４×１０^−６モル／ｍｉｎ、ＴＭＡを６×１０^−６モル／ｍｉｎ、モノシラン（ＳｉＨ_４）を２２×１０^−１１モル／ｍｉｎで流して、６０分問成長させ、ＳｉドープＧａ_０．９Ａｌ_０．１Ｎ（ｎ−ＧａＮ層）１ａを３μｍの膜厚で成長させた。 In order to form a thin film by the MOCVD apparatus 20, for example, the following is performed. First, the substrate 27 is held by the susceptor 22 with the surface on which the thin film is formed facing up, and is installed in the reaction vessel 21. Then, the temperature was 1020 ° C., TMG was flowed at 54 × 10 ⁻⁶ mol / min, TMA was flowed at 6 × 10 ⁻⁶ mol / min, and monosilane (SiH ₄ ) was flowed at 22 × 10 ⁻¹¹ mol / min for 60 minutes. Then, Si-doped Ga _0.9 Al _0.1 N (n-GaN layer) 1a was grown to a thickness of 3 μm.

さらに、温度を１０３０℃で、ＴＭＧを５４×１０^−６モル／ｍｉｎ、ビスジクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ_２Ｍｇ）を流して、ＭｇドープＧａＮ（ｐ−ＧａＮ層）１ｂを１μｍの膜厚で成長させた。その上に透明電極（Ａｕ／Ｎｉ）１ｈを蒸着し、その後、ＭｇドープＧａＮ１ｂをｐ型化した。その後、透明電極１ｈにはｐ電極１ｃを取り付け、ボンディング１ｅによりリード１ｆを取り付ける。基板１の下面にｎ電極１ｄを取り付けて、発光素子を構成した。 Further, the temperature was 1030 ° C., TMG was 54 × 10 ⁻⁶ mol / min, bisdiclopentadienylmagnesium (Cp ₂ Mg) was flown, and Mg-doped GaN (p-GaN layer) 1b was formed to a thickness of 1 μm. Grown up. A transparent electrode (Au / Ni) 1h was deposited thereon, and then Mg-doped GaN 1b was made p-type. Thereafter, the p electrode 1c is attached to the transparent electrode 1h, and the lead 1f is attached by bonding 1e. An n-electrode 1 d was attached to the lower surface of the substrate 1 to constitute a light emitting element.

電極は、ｐ型導電性を示す薄膜、あるいは基板、またはｎ型導電性を示す薄膜、あるいは基板上に蒸着、スパッタ等により形成される。電極は、オーミック接触が得られる材料で形成される。例えば、ｎ型導電性を示す薄膜あるいは基板には、Ａｕ、Ａｌ、Ｃｏ、Ｇｅ、Ｔｉ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｎｉ、Ｐｔ、Ｗ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐｂ等の金属単体、これらのうち少なくとも２種の合金（例えば、Ａｕ−Ｇｅ合金）、これらを２層構造に形成するもの（例えば、Ａｌ／Ｔｉ、Ａｕ／Ｎｉ、Ａｕ／Ｃｏ）、あるいはＩＴＯが挙げられる。ｐ型導電性を示す薄膜あるいは基板には、Ａｕ、Ａｌ、Ｂｅ、Ｎｉ、Ｐｔ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｎ等の金属単体、これらのうち少なくとも２種の合金（例えば、Ａｕ−Ｚｎ合金、Ａｕ−Ｂｅ合金）、これらを２層構造に形成するもの（例えば、Ｎｉ／Ａｕ）あるいはＩＴＯ等が形成される。   The electrode is formed by vapor deposition, sputtering, or the like on a thin film or substrate that exhibits p-type conductivity, or a thin film or substrate that exhibits n-type conductivity. The electrode is formed of a material that can provide ohmic contact. For example, the thin film or the substrate exhibiting n-type conductivity includes Au, Al, Co, Ge, Ti, Sn, In, Ni, Pt, W, Mo, Cr, Cu, Pb, etc. Two types of alloys (for example, Au—Ge alloy), those forming these in a two-layer structure (for example, Al / Ti, Au / Ni, Au / Co), or ITO can be used. The thin film or substrate exhibiting p-type conductivity includes a simple metal such as Au, Al, Be, Ni, Pt, In, Sn, Cr, Ti, Zn, and at least two alloys (for example, Au-Zn). Alloys, Au-Be alloys), those forming these in a two-layer structure (for example, Ni / Au), ITO or the like.

＜キャリア濃度が異なる薄膜の形成＞
例えば、ＧａＮからなるｎ−ＧａＮ層の上にｎ−ＧａＮ層よりキャリア濃度の低いＧａＮからなるｎ−ＧａＮ層を形成し、当該キャリア濃度の低いｎ−ＧａＮ層の上にＧａＮからなるｐ−ＧａＮ層およびｐ−ＧａＮ層よりキャリア濃度が高いＧａＮからなるｐ−ＧａＮ層を順次積層する。例えば、ｎ型ドーパントあるいはｐ型ドーパント量を変えるなどの方法によりキャリア濃度を変えることができる。
基板にβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶を用い、キャリア濃度の異なる複数のｎ層および複数のｐ層を形成することで、下記の効果が得られる。
（イ）ｎ−ＧａＮ層のキャリア濃度を基板のキャリア濃度より低く形成することにより、その上に形成するｐ−ＧａＮ層の結晶性がよくなり、発光効率が向上する。
（ロ）ｎ−ＧａＮ層とｐ−ＧａＮ層とを接合することにより、ＰＮ接合の発光素子を形成することができるため、ＧａＮが有するバンドギャップにより短波長の発光が可能となる。
（ハ）基板にβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶を用いているため、結晶性の高いｎ型導電性を示す基板を形成することができる。
（ニ）基板に用いるβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶は、紫外領域の光を透過するため、基板側から紫外光から可視光までの発光光を取り出すことができる。 <Formation of thin films with different carrier concentrations>
For example, an n-GaN layer made of GaN having a carrier concentration lower than that of the n-GaN layer is formed on the n-GaN layer made of GaN, and p-GaN made of GaN is formed on the n-GaN layer having a lower carrier concentration. A p-GaN layer made of GaN having a higher carrier concentration than the p-GaN layer and the p-GaN layer are sequentially stacked. For example, the carrier concentration can be changed by a method such as changing the amount of n-type dopant or p-type dopant.
By using a β-Ga ₂ O ₃ single crystal as a substrate and forming a plurality of n layers and a plurality of p layers having different carrier concentrations, the following effects can be obtained.
(A) By forming the carrier concentration of the n-GaN layer lower than the carrier concentration of the substrate, the crystallinity of the p-GaN layer formed thereon is improved and the light emission efficiency is improved.
(B) By joining the n-GaN layer and the p-GaN layer, a PN junction light-emitting element can be formed. Therefore, light emission with a short wavelength can be achieved by the band gap of GaN.
(C) Since a β-Ga ₂ O ₃ single crystal is used for the substrate, a substrate having high crystallinity and n-type conductivity can be formed.
(D) Since the β-Ga ₂ O ₃ single crystal used for the substrate transmits light in the ultraviolet region, emitted light from ultraviolet light to visible light can be extracted from the substrate side.

＜バッファ層の形成方法＞
図８は、図７に示された発光素子にバッファ層を設けたものを示す。本発明で得られるβ−Ｇａ_２Ｏ_３の基板１とｎ−ＧａＮ層１ａとの間に、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮバッファ層（ただし０≦ｘ≦１）１ｇが設けられている。このバッファ層は、上記のＭＯＣＶＤ装置により形成した。このバッファ層の上に前述した＜成膜方法＞に従ってｐｎ接合構造を形成する。 <Method for forming buffer layer>
FIG. 8 shows the light emitting element shown in FIG. 7 provided with a buffer layer. An Al _x Ga _1-x N buffer layer (where 0 ≦ x ≦ 1) 1 g is provided between the β-Ga ₂ O ₃ substrate 1 obtained in the present invention and the n-GaN layer 1a. This buffer layer was formed by the above MOCVD apparatus. A pn junction structure is formed on the buffer layer according to the above-described <Film formation method>.

以下、本発明の実施例について説明する。
＜実施例１・ｐ型導電性を示す基板上へのｎ型ＧａＮ薄膜の形成方法＞
ｐ型導電性を示す基板は、以下のように製作する。まず、ＦＺ法によりβ−Ｇａ_２Ｏ_３結晶を形成する。原料として、例えば、ＭｇＯ（ｐ型ドーパント源）を含むβ−Ｇａ_２Ｏ_３を均一に混合し、混合物をゴム管に入れ５００ＭＰａで冷間圧縮して棒状に成形する。成形したものを大気中において１５００℃で１０時間焼結してＭｇを含むβ−Ｇａ_２Ｏ_３系多結晶素材を得る。β−Ｇａ_２Ｏ_３種結晶を準備し、成長雰囲気が全圧１〜２気圧の下、Ｎ_２およびＯ_２混合ガスを５００ｍｌ／ｍｉｎで流しながら、石英管中でβ−Ｇａ_２Ｏ_３種結晶とβ−Ｇａ_２Ｏ_３系多結晶素材とを接触させてその部位を加熱し、β−Ｇａ_２Ｏ_３種結晶とβ−Ｇａ_２Ｏ_３系多結晶素材との接触部分で両者を溶融する。溶解したβ−Ｇａ_２Ｏ_３系多結晶素材をβ−Ｇａ_２Ｏ_３種結晶とともに回転速度２０ｒｐｍで反対方向に回転させながら、かつ５ｍｍ／ｈの成長速度で成長させると、β−Ｇａ_２Ｏ_３種結晶上に透明で、Ｍｇを含む絶縁性のβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶が生成する。このβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶により基板を作製し、この基板を酸素雰囲気中において所定の温度（例えば９５０℃）で所定の期間アニールすると、酸素欠陥が減少し、ｐ型導電性を示す基板が得られる。 Examples of the present invention will be described below.
<Example 1-Method of forming an n-type GaN thin film on a substrate exhibiting p-type conductivity>
A substrate exhibiting p-type conductivity is manufactured as follows. First, β-Ga ₂ O ₃ crystal is formed by FZ method. As a raw material, for example, β-Ga ₂ O ₃ containing MgO (p-type dopant source) is uniformly mixed, and the mixture is put into a rubber tube and cold-compressed at 500 MPa to form a rod shape. The molded product is sintered at 1500 ° C. for 10 hours in the air to obtain a β-Ga ₂ O ₃ -based polycrystalline material containing Mg. Prepare the _β-Ga 2 _{O 3} seed crystal, under a growth atmosphere total pressure 1-2 atm under a flow of _{N 2} and _{O 2} mixed gas at _{500ml / min, β-Ga 2} O 3 or in a quartz tube The crystal is brought into contact with the β-Ga ₂ O ₃ -based polycrystalline material, the part is heated, and both are melted at the contact portion between the β-Ga ₂ O ₃ seed crystal and the β-Ga ₂ O ₃ -based polycrystalline material. To do. When the dissolved β-Ga ₂ O ₃ -based polycrystalline material is grown together with the β-Ga ₂ O ₃ seed crystal in the opposite direction at a rotation speed of 20 rpm and at a growth rate of 5 mm / h, β-Ga ₂ O _A transparent β-Ga ₂ O ₃ single crystal containing Mg is formed on the _three seed crystals. When a substrate is produced from the β-Ga ₂ O ₃ single crystal and the substrate is annealed in an oxygen atmosphere at a predetermined temperature (for example, 950 ° C.) for a predetermined period, oxygen defects are reduced and p-type conductivity is exhibited. A substrate is obtained.

上記基板上にｎ型導電性を示す薄膜を形成する。薄膜は、ＭＯＣＶＤ法による気相成長により形成する。まず、ｐ型導電性を示す基板をＭＯＣＶＤ装置にセットする。基板を温度を１１５０℃に保持し、Ｈ_２を２０ｌ／分、ＮＨ_３を１０ｌ／分、ＴＭＧを１．７×１０^−４モル／分、およびＨ_２で０．８６ｐｐｍまで希釈したモノシラン（ＳｉＨ_４）を２００ｍｌ／分の割合で３０分間供給し、膜厚約２．２μｍ、キャリア濃度１．５×１０^１８／ｃｍ^３のｎ型導電性を示すＧａＮから成る薄膜を形成する。 A thin film exhibiting n-type conductivity is formed on the substrate. The thin film is formed by vapor phase growth by MOCVD. First, a substrate showing p-type conductivity is set in an MOCVD apparatus. Holding the substrate temperature to 1150 ° C., the _{H 2} 20l / min, the NH ₃ 10l / min, monosilane (SiH diluted 1.7 × ^{10 -4} mol / min TMG, and with _{H 2} up to 0.86ppm ₄ ) is supplied at a rate of 200 ml / min for 30 minutes to form a thin film made of GaN having n-type conductivity with a film thickness of about 2.2 μm and a carrier concentration of 1.5 × 10 ¹⁸ / cm ³ .

＜実施例２・ｐｎ接合を備えた発光素子の形成方法＞
図９は、本発明の実施例２に係る発光素子を示す。この発光素子４０は、β−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶からなるＧａ_２Ｏ_３基板４１と、Ｇａ_２Ｏ_３基板４１の上に形成されたＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮからなるバッファ層（ただし０≦ｘ≦１）４２と、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮバッファ層４２の上に形成されたＧａＮからなるｎ−ＧａＮ層４３と、ｎ−ＧａＮ層４３の上に形成されたＧａＮからなるｐ−ＧａＮ層４４と、ｐ−ＧａＮ層４４の上に形成された透明電極４５と、透明電極４５の一部に形成されたＡｕ等からなるボンディング電極４７と、Ｇａ_２Ｏ_３基板４１の下面に形成されたｎ電極４６からなる。この発光素子４０は、ボンディング電極４７を介してボンディング４８によりリード４９を取り付け、金属ペースト５１を介してプリント基板５０に搭載される。 Example 2 Method for Forming Light-Emitting Element with Pn Junction
FIG. 9 shows a light emitting device according to Example 2 of the present invention. The light emitting element 40 includes a Ga ₂ O ₃ substrate 41 made of a β-Ga ₂ O ₃ single crystal and a buffer layer made of Al _x Ga _1-x N formed on the Ga ₂ O ₃ substrate 41 (however, 0 ≦ x ≦ 1) 42, an n-GaN layer 43 made of GaN formed on the Al _x Ga _1-x N buffer layer 42, and a p-type made of GaN formed on the n-GaN layer 43. GaN layer 44, transparent electrode 45 formed on p-GaN layer 44, bonding electrode 47 made of Au or the like formed on a part of transparent electrode 45, and formed on the lower surface of Ga ₂ O ₃ substrate 41. N electrode 46 formed. The light emitting element 40 is mounted on the printed circuit board 50 through a metal paste 51 by attaching leads 49 by bonding 48 through bonding electrodes 47.

この発光素子４０は、ｎ−ＧａＮ層４３とｐ−ＧａＮ層４４とが接合されたｐｎ接合部で発光するが、発光光は、透明電極４５を透過して上方に出射する出射光６０として外部に射出する他、Ｇａ_２Ｏ_３基板４１の下面の方に向う発光光６１は、例えば、金属ペースト５１により反射させられて上方に出射する。従って、発光光が直接外部に出射するのと比べて、発光強度が増大する。 The light emitting element 40 emits light at a pn junction where the n-GaN layer 43 and the p-GaN layer 44 are joined, but the emitted light is transmitted as an outgoing light 60 that passes through the transparent electrode 45 and is emitted upward. In addition, the emitted light 61 directed toward the lower surface of the Ga ₂ O ₃ substrate 41 is reflected by the metal paste 51 and emitted upward, for example. Accordingly, the emission intensity is increased as compared with the case where the emitted light is directly emitted to the outside.

＜実施例３・フリップチップ型発光素子＞
図１０は、本発明の実施例３に係る発光素子を示す。この発光素子４０は、β−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶からなるＧａ_２Ｏ_３基板４１と、Ｇａ_２Ｏ_３基板４１の下部のＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮからなるバッファ層（ただし０≦ｘ≦１）４２と、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮバッファ層４２の下部のＧａＮからなるｎ−ＧａＮ層４３と、ｎ−ＧａＮ層４３の下部の一部に形成されたＧａＮからなるｐ−ＧａＮ層４４およびｎ電極４６と、ｐ−ＧａＮ層４４の下部のｐ電極５２とからなる。ｐ電極５２およびｎ電極４６は、それぞれ半田ボール６３、６４を介してリードフレーム６５、６６にそれぞれ接続される。
この発光素子４０は、ｎ−ＧａＮ層４３とｐ−ＧａＮ層４４とが接合されたｐｎ接合部で発光するが、発光した光は、Ｇａ_２Ｏ_３基板４１を透過して出射光６０として上方に出射する。 Example 3 Flip Chip Type Light Emitting Element
FIG. 10 shows a light-emitting device according to Example 3 of the present invention. The light emitting element 40 includes a Ga ₂ O ₃ substrate 41 made of β-Ga ₂ O ₃ single crystal and a buffer layer made of Al _x Ga _1-x N below the Ga ₂ O ₃ substrate 41 (where 0 ≦ x ≦ 1) 42, an n-GaN layer 43 made of GaN below the Al _x Ga _1-x N buffer layer 42, and a p-GaN layer 44 made of GaN formed on a part of the lower portion of the n-GaN layer 43. And an n-electrode 46 and a p-electrode 52 below the p-GaN layer 44. The p electrode 52 and the n electrode 46 are connected to lead frames 65 and 66 through solder balls 63 and 64, respectively.
The light emitting element 40 emits light at a pn junction where the n-GaN layer 43 and the p-GaN layer 44 are joined. The emitted light passes through the Ga ₂ O ₃ substrate 41 and is emitted upward as outgoing light 60. To exit.

＜実施例４・ダブルへテロ構造を備えた発光素子＞
図１１は、本発明の実施例４に係る発光素子を示す。この発光素子４０は、β−Ｇａ_２Ｏ_３単結晶からなるＧａ_２Ｏ_３基板４１と、Ｇａ_２Ｏ_３基板４１の上に形成されたＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮからなるバッファ層（ただし０≦ｙ≦１）４２と、バッファ層４２の上に形成されたＡｌ_ｚＧａ_１−ｚＮからなるｎ−Ａｌ_ｚＧａ_１−ｚＮクラッド層（ただし０≦ｚ＜１）５５と、ｎ−Ａｌ_ｚＧａ_１−ｚＮクラッド層５５の上に形成されたＩｎ_ｍＧａ_１−ｍＮからなるＩｎ_ｍＧａ_１−ｍＮ発光層（ただし０≦ｍ＜１）５６と、Ｉｎ_ｍＧａ_１−ｍＮ発光層５６の上に形成されたＡｌ_ｐＧａ_１−ｐＮからなるｐ−Ａｌ_ｐＧａ_１−ｐＮクラッド層（ただし０≦ｐ＜１、ｐ＞ｚ）５７と、ｐ−Ａｌ_ｐＧａ_１−ｐＮクラッド層５７の上に形成された透明電極４５と、透明電極４５の一部に形成されたＡｕ等からなるボンディング電極４７と、Ｇａ_２Ｏ_３基板４１の下面に形成されたｎ電極４６からなる。この発光素子４０は、ボンディング電極４７にボンディング４８によりリード４９を取り付け、金属ペースト５１を介してプリント基板５０に搭載される。 Example 4 Light-Emitting Element with Double Heterostructure
FIG. 11 shows a light-emitting device according to Example 4 of the present invention. The light-emitting element 40 includes a Ga ₂ O ₃ substrate 41 made of a β-Ga ₂ O ₃ single crystal and a buffer layer made of Al _y Ga _1-y N formed on the Ga ₂ O ₃ substrate 41 (however, 0 a ≦ y ≦ 1) 42, and _n-Al z _{Ga 1-z} n cladding layer (where 0 ≦ z <1) 55 made of formed _Al z _{Ga 1-z} n on the buffer layer 42, n- An In _m Ga _1-m N light emitting layer (where 0 ≦ m <1) 56 made of In _m Ga _1-m N formed on the Al _z Ga _1-z N cladding layer 55, and In _m Ga _{1- A} p-Al _p Ga _1-p N clad layer (provided that 0 ≦ p <1, p> z) 57 made of Al _p Ga _1-p N and formed on the _m N light emitting layer 56, and p-Al _p Ga _1-p and the transparent electrode 45 formed on the N-cladding layer 57, the transparent electrode 45 A bonding electrode 47 made of Au or the like formed on the parts, consisting of _Ga 2 _{O 3} n electrode 46 formed on the lower surface of the substrate 41. The light emitting element 40 is mounted on a printed circuit board 50 via a metal paste 51 by attaching leads 49 to bonding electrodes 47 by bonding 48.

ｎ−Ａｌ_ｚＧａ_１−ｚＮクラッド層５５のバンドギャップエネルギーは、Ｉｎ_ｍＧａ_１−ｍＮ発光層５６のバンドギャップエネルギーより大きく、ｐ−Ａｌ_ｐＧａ_１−ｐＮクラッド層５７のバンドギャップエネルギーは、Ｉｎ_ｍＧａ_１−ｍＮ発光層５６のバンドギャップエネルギーより大きくなるように形成される。 The band gap energy of the n-Al _z Ga _1-z N cladding layer 55 is larger than the band gap energy of the In _m Ga _1-m N light emitting layer 56, and the band gap of the p-Al _p Ga _1-p N cladding layer 57. The energy is formed so as to be larger than the band gap energy of the In _m Ga _1-m N light emitting layer 56.

この発光素子４０は、ダブルへテロ構造を有しているため、キャリアとなる電子と正孔とがＩｎ_ｍＧａ_１−ｍＮ発光層５６に閉じこめられて再結合する確率が高くなるので、発光光率が大幅に向上する。さらに、発光光は、透明電極４５を透過して上方に出射する出射光６０として外部に射出する他、Ｇａ_２Ｏ_３基板４１の下面の方に向う発光光６１は、例えば、金属ペースト５１により反射させられて上方に出射するので、発光光が直接外部に射出するのと比べて、発光強度が増大する。 Since the light-emitting element 40 has a double hetero structure, the probability that electrons and holes serving as carriers are confined in the In _m Ga _1-m N light _- emitting layer 56 and recombined increases. The light rate is greatly improved. Further, the emitted light is emitted to the outside as emitted light 60 that passes through the transparent electrode 45 and is emitted upward, and emitted light 61 directed toward the lower surface of the Ga ₂ O ₃ substrate 41 is, for example, by a metal paste 51. Since the light is reflected and emitted upward, the emitted light intensity is increased as compared with the case where the emitted light is directly emitted to the outside.

β−Ｇａ_２Ｏ_３の比抵抗の温度変化を示すグラフである。It is a graph showing the temperature change of the specific resistance of _β-Ga 2 _{O 3.} 本発明で用いられるＥＦＧ法引上炉に挿入するルツボを示す一部破断斜視図である。It is a partially broken perspective view which shows the crucible inserted in the EFG method pulling furnace used by this invention. 本発明で用いられるＦＺ法赤外線加熱単結晶製造装置を示す要部断面図である。It is principal part sectional drawing which shows the FZ method infrared heating single crystal manufacturing apparatus used by this invention. 本発明で好適に用いられるのβ−Ｇａ_２Ｏ_３系単結晶の基板の（１０１）面上にＧａＮの（００１）面からなる薄膜を成長させたときの原子配列を示す図である。Is a diagram showing the atomic arrangement when grown thin films of GaN of (001) plane preferably β-Ga ₂ O ₃ system single crystal substrate (101) of the used on the surface in the present invention. 比較例としてのＡｌ_２Ｏ_３系結晶の基板の（００１）面上にＧａＮの（００１）面からなる薄膜を成長させたときの原子配列を示す図である。It is a diagram showing the atomic arrangement when grown thin films of GaN of (001) plane in the _Al 2 _{O 3} system of the substrate crystal (001) plane as a comparative example. 本発明で用いられるＭＯＣＶＤ法を示す概略図である。It is the schematic which shows the MOCVD method used by this invention. 本発明の実施例１に係る発光素子を示す断面図である。It is sectional drawing which shows the light emitting element which concerns on Example 1 of this invention. 本発明の実施例１に係る発光素子にバッファ層を設けた発光素子の断面図である。It is sectional drawing of the light emitting element which provided the buffer layer in the light emitting element which concerns on Example 1 of this invention. 本発明の実施例２に係る発光素子を示す断面図である。It is sectional drawing which shows the light emitting element which concerns on Example 2 of this invention. 本発明の実施例３に係る発光素子を示す断面図である。It is sectional drawing which shows the light emitting element which concerns on Example 3 of this invention. 本発明の実施例４に係る発光素子を示す断面図である。It is sectional drawing which shows the light emitting element which concerns on Example 4 of this invention.

符号の説明Explanation of symbols

１ 基板
１ａ ｎ−ＧａＮ層
１ｂ ｐ−ＧａＮ層
１ｃ ｐ電極
１ｄ ｎ電極
１ｅ ボンディング
１ｆ リード
６ ルツボ
７ 種結晶
８ スリットダイ
８ａ スリット
９ Ｇａ_２Ｏ_３融液
１０ β−Ｇａ_２Ｏ_３成長結晶
２０ ＭＯＣＶＤ装置
２１ 反応容器
２２ サセプタ
２３ ヒータ
２４ 制御軸
２５ 石英ノズル
２６ 排気部
２７ 基板
３１、３２、３３ ガス発生装置
４０ 発光素子
４１ 基板
４２ Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮバッファ層
４３ ｎ−ＧａＮ層
４４ ｐ−ＧａＮ層
４５ 透明電極
４６ ｎ−電極
４７ ボンディング電極
４８ ボンディング
４９ リード
５０ プリント基板
５１ 金属ペースト
５２ ｐ電極
５５ ｎ−Ａｌ_ｚＧａ_１−ｚＮクラッド層
５６ Ｉｎ_ｍＧａ_１−ｍＮ発光層
５７ ｐ−Ａｌ_ｐＧａ_１−ｐＮクラッド層
６０ 出射光
６１ 発光光
６３、６４ 半田ボール
６５、６６ リードフレーム
１００ 赤外線加熱単結晶製造装置
１０２ 石英管
１０２ａ 雰囲気
１０３ シード回転部
１０４ 素材回転部
１０５ 加熱部
１０６ 制御部
１０７ 種結晶
１０８ 単結晶
１０８’ 溶解物
１０９ 多結晶素材
１０９ａ 上端部
１３１ 下部駆動部
１３２ 下部回転軸
１３３ シードチャック
１４１ 上部駆動部
１４２ 上部回転軸
１４３ 素材チャック
１５１ ハロゲンランプ
１５２ 楕円鏡
１５３ 電源部 1 substrate 1a n-GaN layer 1b p-GaN layer 1c p electrode 1d n electrode 1e bonding 1f lead 6 crucible 7 seed crystal 8 slit die 8a slit 9 Ga ₂ O ₃ melt 10 β-Ga ₂ O ₃ growth crystal 20 MOCVD Device 21 Reaction vessel 22 Susceptor 23 Heater 24 Control shaft 25 Quartz nozzle 26 Exhaust part 27 Substrate 31, 32, 33 Gas generator 40 Light emitting element 41 Substrate 42 Al _x Ga _1-x N buffer layer 43 n-GaN layer 44 p- GaN layer 45 transparent electrode 46 n-electrode 47 bonding electrode 48 bonding 49 leads 50 printed circuit board 51 metal paste 52 p electrode _{55 n-Al z Ga 1-} z n cladding layer 56 _{In m Ga 1-m} n light-emitting layer 57 p- al _p Ga _1-p N cladding layer 60 emits light 61 emitting light 63, 64 solder baud 65, 66 Lead frame 100 Infrared heating single crystal manufacturing apparatus 102 Quartz tube 102a Atmosphere 103 Seed rotating unit 104 Material rotating unit 105 Heating unit 106 Control unit 107 Seed crystal 108 Single crystal 108 'Dissolved material 109 Polycrystalline material 109a Upper end 131 Lower Drive unit 132 Lower rotary shaft 133 Seed chuck 141 Upper drive unit 142 Upper rotary shaft 143 Material chuck 151 Halogen lamp 152 Elliptical mirror 153 Power supply unit

Claims (3)

Ｇａ_２Ｏ_３単結晶基板と、前記基板上に形成されたｐｎ接合部とを含み、前記基板は、格子定数あるいはバンドギャップ調整用の添加物を含み、前記ｐｎ接合部は、前記基板上に形成された一導電型のＧａＮ系化合物半導体薄膜と、前記一導電型のＧａＮ系化合物半導体薄膜上に形成された前記一導電型と反対の他の導電型のＧａＮ系化合物半導体薄膜とによって形成されることを特徴とする発光素子。 A Ga ₂ O ₃ single crystal substrate and a pn junction formed on the substrate, the substrate including an additive for adjusting a lattice constant or a band gap, and the pn junction on the substrate A GaN-based compound semiconductor thin film of one conductivity type formed, and a GaN-based compound semiconductor thin film of another conductivity type opposite to the one-conductivity type formed on the GaN-based compound semiconductor thin film of the one conductivity type. A light-emitting element. 前記添加物は、Ｃｕ、Ａｇ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｓｉ、ＧｅおよびＳｎからなる群から選ばれる１種以上であることを特徴とする請求項１記載の発光素子。   2. The light emitting device according to claim 1, wherein the additive is at least one selected from the group consisting of Cu, Ag, Zn, Cd, Al, In, Si, Ge, and Sn. 前記基板は、（Ａｌ_ｘＩｎ_ｙＧａ_{（１−ｘ−ｙ）}）_２Ｏ_３（ただし、０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜１、０≦ｘ＋ｙ＜１）で表わされることを特徴とする請求項１記載の発光素子。 The substrate is represented by (Al _x In _y Ga _(1-xy) ) ₂ O ₃ (where 0 ≦ x <1, 0 ≦ y <1, 0 ≦ x + y <1). The light emitting device according to claim 1.