JP5041159B2

JP5041159B2 - 化合物半導体の製造方法、半導体レーザダイオード及びＡｌＧａＮ系超格子構造

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Description

本発明は、化合物半導体の製造方法、半導体レーザダイオード及びＡｌＧａＮ系超格子構造に関し、更に詳しくは、青色領域で発光可能な半導体レーザダイオードのｐ型クラッド層などに好適な、低抵抗化を実現できるＡｌＧａＮ系超格子構造に関するものである。

III−Ｖ族化合物半導体、すなわち、III族元素とＶ族元素からなる化合物半導体は、発光素子や電子デバイスの材料として広く用いられており、中でもＶ族元素が窒素（Ｎ）であるIII族窒化物半導体は、可能なエネルギーバンドギャップの領域が広いことから、紫
外から可視領域の発光材料として使用されており、例えばクラッド層としてＡｌＧａＮ系の超格子構造を有し、活性層としてＩｎＧａＮ系の量子井戸構造を有し、青色領域で発光可能な化合物半導体レーザダイオード等が実用に供されている。

光ディスク光源用、ディスプレー光源用のＡｌＧａＩｎＮ系の化合物半導体レーザは最近、商業的入手が可能になってきたＧａＮ自立基板上に結晶成長されることが一般的になってきている。上記の化合物半導体レーザのクラッド層としては、一例として特許文献１に開示されているように、ＡｌＧａＮを含む超格子構造が用いられることが多い。

半導体レーザダイオードのクラッド層の担う役割は大きく２つあり、一つは活性層へのキャリア注入・キャリア閉じ込めの役割であり、もう一つは素子内部での屈折率分布による光導波路としての役割である。

クラッド層の組成や厚さは、これらの役割を十分果たせるように決定されるが、実際に製作する上では種々の問題が生じる。これら問題のうち、次に２つの問題を述べる。
一つは、基板とエピタキシャル成長層、あるいはエピタキシャル成長層同士の、格子定数や熱膨張係数の違いなどにより、結晶にヒビやクラックが入ったり、甚だしい場合には完全に割れが生じてしまうという問題である。これを防ぐために、例えば特許文献２で開示されているように基板上に予め溝を形成することにより応力を緩和してこれを防ぐ方法や、特許文献３で開示されているようにクラッド層内中にＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦Ｘ≦１）なる緩衝層を単層または複数層形成することなどが提案されており、どちらも非常に効果的である。特許文献３の方法では、膜厚や組成を適当に選ぶことによって超格子構造からなるクラッド層とすることができ、クラック等防止の点以外からも素子設計の自由度を増すことができる。
もう一つは、特にｐクラッド層の成長方向の抵抗を下げることが難しいという問題である。ｐクラッド層は、厚いｐ型ＡｌＧａＮ層とするか、あるいは極めて薄いＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ≦１）層とＡｌ_ｙＧａ_１−ｙＮ（０≦ｙ≦１）層とが交互に積層された多層構造（以下、ＡｌＧａＮ系超格子構造と呼ぶ）で作製される場合が多い。ｐ型ＡｌＧａＮ系超格子構造のほうが、厚いｐ型ＡｌＧａＮ層よりも素子抵抗を下げることが容易であることから、実際のデバイスではＡｌＧａＮ系超格子構造がｐクラッド層に適用されていることが多い。ｐ型ＡｌＧａＮ系超格子構造をｐ型クラッド層に適用することで、２次元ホールガスによって生じる高いホールキャリア濃度が有効に働く。

ｐ型ＡｌＧａＮ系超格子構造の抵抗を下げるためには、構成層の組成や厚さ、Ｍｇ等のアクセプタ不純物の濃度プロファイルの制御が効果的であり、多くの報告例がある（例えば、非特許文献１〜３）。

特開平１０−３３５７５７号公報特開２００６−９３５４８号公報特開平９−５５５６０号公報 Jpn.J.Appl.Phys., Vol38(l999), pp.L1012 phys.stat.sol., (a)l76(l999), pp.59 Appl.Phys.Lett., Vol.85(2004), pp.5275

ところで、超格子構造を基板上に成長し、表面に電極を形成した上で四探針法等で抵抗率を測定した揚合においては、構造にも依存するが、超格子構造の周期が大きいほうが抵抗率の測定値は低下する傾向を示す。しかしながら、上記の非特許文献２に開示されているように、実際の素子構造では超格子構造の成長方向（膜厚方向）に通電させるため、超格子構造の周期が小さいほうがむしろ素子の動作電圧を低減、すなわち低抵抗化できる。成長方向に通電する場合にはキャリアがヘテロ界面の障壁を超える必要があるが、超格子構造を短周期化することで共鳴トンネル効果により膜厚方向へのキャリア輸送効率が向上するためであると考えられる。つまり、成長方向に通電するタイプの素子に超格子構造を適用する場合においては、動作電圧を低減するために超格子構造を構成する各層の厚さをド・ブロイ波長程度とすることが好ましい。
しかしながら、これらの改善を行った半導体レーザダイオード素子の抵抗は依然として十分低いわけではなく、抵抗成分による電力損失が生じるだけでなく、その電力損失による発熱で素子の信頼性が低下する原因になっており、ｐ型ＡｌＧａＮ系超格子構造の低抵抗化は今日にあっても重要な課題となっている。

このように、現在、半導体レーザダイオード素子の抵抗低減の観点から、ｐ型ＡｌＧａＮ系超格子構造からなるｐ型クラッド層を低抵抗化することが強く望まれている。また、レーザ素子以外の素子でもｐ型ＡｌＧａＮ系超格子構造を用いることができるため、より一般的に言えば、ｐ型ＡｌＧａＮ系超格子構造の抵抗を下げることそのものが広く求められている。
本発明は、上記要請に鑑み、ｐ型ＡｌＧａＮ系超格子構造の低抵抗化を実現できる化合物半導体の製造方法、半導体レーザダイオード及びＡｌＧａＮ系超格子構造を提供することを目的とする。

本発明の第１の態様は、ホールのド・ブロイ波長近傍の膜厚のＡｌＧａＮ層とホールのド・ブロイ波長近傍の膜厚のＧａＮ層とが交互に積層された、Ｍｇを含有しｐ型導電性を示すＡｌＧａＮ系超格子構造を含む化合物半導体の製造方法において、前記ＡｌＧａＮ層の成長時にはＭｇ原料を供給せず、前記ＧａＮ層の成長時に供給するＭｇ原料の供給時間を前記ＧａＮ層の成長時間よりも短く設定したことを特徴とする化合物半導体の製造方法である。

本発明の第２の態様は、第１の態様の化合物半導体の製造方法において、Ｇａ原料の供給を中断することなく前記ＡｌＧａＮ層及びＧａＮ層の結晶成長を連続的に行うことを特徴とする。

本発明の第３の態様は、第１の態様又は第２の態様の化合物半導体の製造方法において、前記ＡｌＧａＮ層及びＧａＮ層の成長温度を同一温度に設定して結晶成長を行うことを特徴とする。

本発明の第４の態様は、第１〜第３の態様のいずれかの化合物半導体の製造方法により
製造された化合物半導体のＡｌＧａＮ系超格子構造をｐ型クラッド層として用いて作製されたことを特徴とする半導体レーザダイオードである。

本発明の第５の態様は、ホールのド・ブロイ波長近傍の膜厚のＡｌＧａＮ層と、成長時に一時的にＭｇ原料供給がなされたホールのド・ブロイ波長近傍の膜厚のＧａＮ層とが交互に積層された、Ｍｇを含有しｐ型導電性を示すＡｌＧａＮ系超格子構造であって、前記ＡｌＧａＮ層は、Ｍｇが意図的にドープされていないＡｌＧａＮ層からなり、前記ＧａＮ層は、Ｍｇが意図的にドープされていない部分とＭｇが意図的にドープされた部分とからなり、前記ＡｌＧａＮ系超格子構造の抵抗率が１.４Ω・ｃｍ未満であることを特徴とするＡｌＧａＮ系超格子構造である。

本発明によれば、ｐ型ＡｌＧａＮ系超格子構造の低抵抗化を実現できる化合物半導体の製造方法、半導体レーザダイオード及びＡｌＧａＮ系超格子構造が得られる。

以下、本発明のＡｌＧａＮ系超格子構造を備えた化合物半導体の製造方法の実施形態を図面を用いて説明する。

図１に、本実施形態のＡｌＧａＮ系超格子構造の結晶成長時におけるガスシーケンス等を示す。
図１に示すように、本実施形態では、ホールのド・ブロイ波長近傍の膜厚のＡｌＧａＮ層とホールのド・ブロイ波長近傍の膜厚のＧａＮ層とが交互に積層された、Ｍｇを含有しｐ型導電性を示すＡｌＧａＮ系超格子構造を備えた化合物半導体の製造方法において、前記ＡｌＧａＮ層の成長時にはＭｇ原料を供給せず、前記ＧａＮ層の成長時に供給するＭｇ原料の供給時間ｔ_Ｍｇを前記ＧａＮ層の成長時間ｔ_Ｗよりも短く設定すると共に、Ｇａ原料の供給を中断することなく且つ成長温度を同一温度に設定して前記ＡｌＧａＮ層及びＧａＮ層の結晶成長を連続的に行った。

Ｍｇを含有するＧａＮは、Ｍｇ濃度の増加に伴い結晶欠陥密度が増大する（Ｍｇを含有するＧａＮの結晶欠陥の典型的な例は、Materials Science and Engineering B, Vol.93(2002), p224などに開示されている）。我々の調査ではＭｇ濃度を一定とした場合であっ
ても、Ｍｇ濃度が一定以上存在すると、ＧａＮ膜厚の増加により結晶欠陥密度が増加し、抵抗率が増大してゆくことが分かった。例えば、Ｍｇ濃度が２×１０^１９ｃｍ^−３で厚さ１０００ｎｍのＭｇドープＧａＮ層の抵抗率（体積抵抗率）は、およそ１Ω・ｃｍであったが、Ｍｇ濃度が同じく２×１０^１９ｃｍ^−３で厚さ２０００ｎｍのＭｇドープＧａＮ層の抵抗率は、およそ２Ω・ｃｍとなった。
抵抗率の変化の原因は、結晶成長中においてＭｇが一定濃度以上存在する条件下では、成長方向（膜厚方向）に対して結晶品質が劣化するものであると考えられる。つまり、結晶品質の劣化を抑えるためには、結晶成長中におけるＭｇ原料供給量を停止するか、あるいは一定濃度以下まで抑えることが効果的である。このことはＭｇドープＡｌＧａＮ層においても同様である。注目すべき点は、結晶成長中のＭｇ原料の供給量を停止するか、または抑えることが重要であるということである。
また、アクセプタの活性化エネルギーは、ＧａＮ層よりもＡｌＧａＮ層のほうが大きく、Ａｌ混晶比が大きいほど活性化エネルギーが上昇することが知られている。このため、ＭｇドープＡｌＧａＮ層はＭｇドープＧａＮ層よりも高キャリア濃度とすることは困難である。

ＡｌＧａＮ層とＧａＮ層の多層構造からなるｐ型ＡｌＧａＮ系超格子構造において、Ｍｇドーピングをどの層に行うべきかは、多くの検討がなされている。理論的な考察によれば、ヘテロ界面でキャリアが閉じ込められるバンド構造を有し、更にキャリア供給を行う層が存在し、更にこれらの層が共鳴トンネル効果を生じる程度のホールのド・ブロイ波長
近傍の膜厚であれば、高いキャリア濃度を有し、成長方向に対して電圧障壁が小さい超格子構造を製作することができると考えられる。
このような観点から考えると、キャリア供給層としては、アクセプタの活性化エネルギーが相対的に小さいＭｇドープＧａＮ層が好適である。超格子構造を構成するもう一つの層について考えた場合、結晶品質の低下を抑えるという点からＡｌＧａＮ層の成長時にＭｇを供給する必要は無く、Ａｌ組成を適切な値に選んだ上で、共鳴トンネル効果を生じせしめるために膜厚をホールのド・ブロイ波長近傍、例えば１〜４ｎｍ程度とすればよい。

ところで、ＧａＮ系半導体は一般に１０００℃を超える高温で成長することや、格子定数差や熱膨張係数差に伴う応力が加わりやすいことを考慮すると、ＧａＮ層中やＡｌＧａＮ層中の不純物は拡散により結晶内で移動しやすい。特にＭｇドープを行う場合には、およそ５×１０^１８ｃｍ^−３以上の多量のドーピングを行う必要があるため、ド・ブロイ波長近傍の極めて薄い層のみに選択的にＭｇをドーピングしても近隣層に拡散してしまう。実際、ＧａＮ層成長時のみＭｇ原料を供給（ｔ_Ｍｇ＝ｔ_Ｗの場合）しながら作製したＡｌＧａＮ層とＧａＮ層の超格子構造において、Ａｌ及びＭｇの二元素の分布を調べたところ、図２に示すように、Ａｌに関してはほぼ想定通りの周期構造が観察できた。しかし、Ｍｇについては周期構造が確認できず、Ｍｇ原料を供給せずに結晶成長したはずのＡｌＧａＮ層の部分にさえもＭｇが一様に入っていることが確認された。なお、周期構造の観察はスパッタ速度を十分落とした条件での２次イオン分析（ＳＩＭＳ）で行った。

ＡｌＧａＮ系超格子構造を結晶成長するときの成長条件としては成長温度、成長速度、Ｖ／III比（III族原料及びＶ族原料の気相比であって、一般にIII−Ｖ族化合物半導体の
成長条件では重要なパラメータの一つとされている）、Ｍｇ原料の気相比、ＡｌＧａＮ層とＧａＮ層の成長界面におけるガスフロー条件、などが重要なパラメータとして考えられる。

まず最初に成長温度の検討を行ったところ、約１１００℃を超えると超格子構造の周期性が崩れやすいことが明らかとなった。これは超格子構造のＸ線回折測定を行ったときのサテライトピークの−１次ピークの半値幅から判断したものである。回折面は（００２）面である。評価した超格子構造は平均周期約１４ｎｍ、平均Ａｌ組成約０.０４のＡｌＧ
ａＮ系超格子構造であったが、１０３０℃における−１次ピークの半値幅は約７２arcsec（秒）、１０７０℃における値は約７５arcsecであるのに対し、１１００℃における値は約１１５arcsecであった。これらの試料はＧａＮ層成長時のみＭｇ原料を供給した（ｔ_Ｍｇ＝ｔ_Ｗの場合）。Ｍｇ原料とＧａ原料との気相比は約０.０７％であった。後述するイ
ンターバル時間ｔ_１、ｔ_２は無しとした。Ｘ線回折測定の一例を図３に示す。但し、図３は後述する試料の測定結果の一例であって、平均周期約５ｎｍ、平均Ａｌ組成約０.０５
のもの（実施例１のＡｌＧａＮ系超格子構造）である。

また、成長圧力はすべて大気圧とした。減圧成長とすることで成長炉内の気相反応を抑制し均一性の高い膜を高い製膜レートで育成しやすいメリットがあるものの、大気圧成長のほうが一般に転位密度を低減できることや、ＩｎＧａＮ系量子井戸活性層（後述の実施例２で採用）の高品質化の観点からも大気圧成長のほうが好ましい。ＡｌＧａＮ系超格子の部分のみを減圧で結晶成長し、その他の層をより高い成長圧力で成長するという方法も考えられ、そのようにしてもよい。但し、成長圧力の変更時に成長炉内のパーティクルが試料表面に付着したり、あるいは炉内残留の不純物が試料表面に付着するという問題があるため、成長途中での成長圧力の大幅な変更は、工業的には、すなわち、高いレベルで安定した品質の膜を量産する、という観点からは、やや困難であろうと考えられる。

成長速度は、約０.１５〜０.２５ｎｍ／ｓｅｃの範囲に選んだ。製造コストを抑えるため、また結晶成長時の熱履歴の総量を抑えるために、超格子構造の成長速度は高い結晶品
質を維持しつつ、なるべく高速に設定したいところであるが、成長圧力を大気圧とした場合には成長炉内での気相反応がやや激しいため、この程度の成長速度が適切な値である。なお、成長速度をこれ以上落としてゆくと成長炉内の残留不純物、特にシリコン（Ｓｉ）が結晶内に取り込まれやすくなるため、例えば０.１ｎｍ／ｓｅｃ以下とすることは、ほ
とんどメリットが無いといえる。
Ｖ／III比はＡｌＧａＮ系半導体の条件として標準的と考えられる約３０００〜１００
００とした。１００００を超えるＶ／III比では気相反応による成長速度の低下が著しい
。大気圧成長としたため、Ｖ／III比は数千程度あれば十分であった。

我々が特に注目したのは、ＡｌＧａＮ層とＧａＮ層の成長界面におけるガスフロー条件である。ＡｌＧａＮ及びＧａＮは水素を含む雰囲気中で結晶成長を行うことが一般的であるが、水素の存在下では、気相中で結晶がエッチングされてしまうことが知られている。このためＡｌＧａＮやＧａＮを成長する場合においては成長中にも生じるエッチング量を補償できる以上の原料を供給しなければ実質的に結晶成長が行われないということになる。ＡｌＧａＮ層とＧａＮ層の成長界面において、意図的にＡｌ原料及びＧａ原料の供給を停止する停止期間（インターバルと呼ぶ）を設けた場合において、インターバルの時間とエッチング量との関係を調べた結果、例えば１１８０℃においてはＧａＮのエッチング速度は０.２６ｎｍ／ｓｅｃ、Ａｌ_０.１ＧａＮのエッチング速度はほぼ一桁小さい０.０２
６ｎｍ／ｓｅｃとなった。エッチング速度はインターバル時の温度に大きく依存し、また水素の供給量にも依存したが、いずれにしてもＧａＮのエッチング速度のほうがＡｌＧａＮのエッチング速度より大きかった。
ＧａＮのエッチング速度のほうがＡｌＧａＮのエッチング速度より大きいので、例えば、インターバルを設ける場合には、ＧａＮ層成長終了からＡｌＧａＮ層成長開始までのインターバル時間よりも、ＡｌＧａＮ層成長終了からＧａＮ層の成長開始までのインターバル時間の方を長くするのが好ましい。

我々は、図４に示す上記インターバルも考慮した一般的なガスシーケンス及び成長温度制御シーケンスに基づいて、最適なＡｌＧａＮ系超格子構造の製造方法の検討を行った。図４において、ｔ_ＷはＧａＮ井戸層（ＧａＮ層）の成長時間、ｔ_ｂはＡｌＧａＮ障壁層（ＡｌＧａＮ層）の成長時間、ｔ_１はＧａＮ井戸層の成長終了からＡｌＧａＮ障壁層の成長開始までのインターバル時間、ｔ_２はＡｌＧａＮ障壁層の成長終了からＧａＮ井戸層の成長開始までのインターバル時間、ｔ_ＭｇはＧａＮ井戸層の成長期間内におけるＭｇ原料の供給時間、Ｔ_１はＧａＮ井戸層成長時の成長温度、Ｔ_２はＡｌＧａＮ障壁層成長時の成長温度である。
図４においてインターバル時間ｔ_１、ｔ_２を、ｔ_１＝ｔ_２＝０とし、更にＧａＮ井戸層成長時とＡｌＧａＮ障壁層成長時のＧａ原料供給量を同一とし、成長温度をＴ_１＝Ｔ_２とし、Ｍｇ原料の供給時間ｔ_ＭｇをＧａＮ井戸層の成長時間ｔ_Ｗよりも短くした場合が、図１に示した上記実施形態となるわけである。もちろん、成長装置にＧａ原料を供給する供給系を２系統準備しておき、ＧａＮ井戸層とＡｌＧａＮ障壁層との成長時のＧａ原料供給量を同一としなくともよい。また、Ｍｇ原料の供給を停止する期間をＧａＮ成長期間の中で、ずらしてもよい。図１の実施形態において、ｔ_Ｍｇ＜ｔ_Ｗ、すなわちＧａＮ井戸層の成長時にＭｇ原料を一時的に供給停止することが重要である。
なお、前述の成長中の気相エッチング速度は、図４において種々のｔ_１＝ｔ_２において作製したＡｌＧａＮ系超格子に対して、Ｘ線回折測定による周期測定及び成長時間ｔ_Ｗ、ｔ_ｂより求められたものである。

今回検討を行った成長条件とその結果を図５に示す。結晶品質はＸ線回折における−１次ピークの半値幅により、また電気的特性は試料表面に電極を形成し室温で四探針法によって測定した抵抗率により評価した。なお、全てのＡｌＧａＮ系超格子構造の試料について、平均周期約５ｎｍ、平均Ａｌ組成約０.０５、ペア数１００、成長時におけるＭｇ原
料の総投入量（１００ペアあたり）は０.６μｍｏｌとした。すなわちｔ_Ｍｇの値によっ
て単位時間あたりのＭｇ原料の供給量を変化させることにより、Ｍｇ原料の供給量の総量は全ての試料で等しくなるようにして比較を行った。

図５より、成長温度が１０３０〜１０７０℃で、なおかつインターバル時間が短いほど、抵抗率が下がることが分かった。なお成長温度Ｔ_１≠Ｔ_２とする場合には、成長炉内の温度を変更するための時間が必要であってインターバル時間を短くすることが困難なので、Ｔ_１＝Ｔ_２、すなわち成長温度はＡｌＧａＮ系超格子の全ての層で同じとした。
図５で最も抵抗率の下がった成長条件（ｔ_１＝ｔ_２＝０、Ｔ_１＝Ｔ_２＝１０３０℃、ｔ_Ｍｇ＝ｔ_Ｗ）をベースとし、ＧａＮ層の成長時間ｔ_Ｗに対するＧａＮ層成長時のＭｇ原料の供給時間ｔ_Ｍｇを変化させて検討を行ったところ、図６のような結果が得られた。図６に示すように、−１次ピークの半値幅は何れの場合もほとんど同じであったが、抵抗率はｔ_Ｍｇ＜ｔ_Ｗの場合には大きく低減できることが分かった。つまりＡｌＧａＮ層及びＧａＮ層は少なくともＧａ原料の供給を中断することなく、しかも同一温度で連続的に結晶成長し、Ｍｇ原料はＧａＮ層成長時において一時的にのみ供給しながら、言い換えると、ＧａＮ井戸層の成長時にＭｇ原料を一時的に供給停止して結晶成長を行うことによって、ＭｇドープしたＡｌＧａＮ系超格子構造の抵抗率を下げることができることが明らかとなった。
ｔ_Ｍｇ＜ｔ_Ｗの場合に、抵抗率が大きく低減する理由は、ＡｌＧａＮ層とＧａＮ層との界面の劣化が抑えられるためと考えられる。特に、図１に示すように、Ｍｇ原料の供給を停止する期間を、ＧａＮ層の成長期間内の成長開始直後および成長終了直前に設けると、抵抗率をより大きく低減できる。

次に、本発明の実施例を説明する。
以下の実施例はＭＯＶＰＥ法（有機金属気相成長法）について示すものであるが、本発明の方法はＭＯＶＰＥ法に限るものではなく、ＨＶＰＥ法（ハライド気相成長法）、ＭＢＥ法（分子線気相成長法）等、窒化物化合物半導体を成長させるために知られている全ての方法について適用できる。

［実施例１］
実施例１として、図７に示すように、ＧａＮ自立基板１上にＧａＮバッファ層２を介して、ＧａＮ層３とＡｌＧａＮ層４とが交互に積層されたｐ型導電性を示すＡｌＧａＮ系超格子５をＭＯＶＰＥ法により作製した。なお、基板１はＧａＮ自立基板に限定されるものではなく、サファイア基板や炭化シリコン基板等、窒化物化合物半導体用基板として用いられる基板を用いても良い。
また、有機金属原料としてトリエチルガリウム（ＴＥＧ）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、Ｍｇ原料としてビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ_２Ｍｇ）を用いたが、十分な純度を有する安定な金属化合物原料であれば上記に限定されるものではない。ガス原料としてはアンモニア（ＮＨ_３）、水素（Ｈ_２）、窒素（Ｎ_２）を用いたが、例えばアンモニアの代わりにヒドラジン系原料を単独で、もしくは混合して使用してもよいし、窒素等の代わりにアルゴン等の不活性ガスを用いてもよい。

ＭＯＶＰＥ法によりＧａＮ基板１上にＧａＮバッファ層２を２０００ｎｍ成長させたのち、図１に示すガスシーケンスでＡｌＧａＮ系超格子５を作製した。成長温度は超格子５の成長時に亘って１０３０℃としたが、温度そのものは必ずしも１０３０℃に限定されるものではない。但し結晶品質の観点から１１００℃以上としないほうが好ましい。ＡｌＧａＮ系超格子５のＧａＮ層３は厚さ約２.５ｎｍ、ＡｌＧａＮ層４は厚さ約２.５ｎｍとした。ＡｌＧａＮ層４のＡｌ組成は０.１０とした。ペア数は１００としたので、平均組成
０.０５で全厚５００ｎｍとなった。ＡｌＧａＮ層４の成長時間ｔ_ｂ＝１３.３ｓｅｃ、Ｇ
ａＮ層３の成長時間ｔ_Ｗ＝１６.２ｓｅｃとした。但しｔ_Ｍｇ＝１０.２ｓｅｃ（ｔ_Ｍｇ＝０.６３ｔ_Ｗ）とし、ＧａＮ層３の成長時間の最初３ｓｅｃと最後３ｓｅｃはＭｇ原料の
供給を停止した。成長時間ｔ_ｂ、ｔ_Ｗは成長速度によって適宜変えて良いし、ｔ_Ｍｇもｔ_Ｗ＞ｔ_Ｍｇの範囲で適宜変化させても良い。Ｍｇ原料とＧａ原料の気相比は約０.１１％
、Ｍｇ原料の総投入量（１００ペアあたり）は０.６μｍｏｌとしたが、これらの値に限
定されるものではない。

このようにして作製したＡｌＧａＮ系超格子構造を、酸素を含む雰囲気中にて約８００℃で２０分アニールし、Ｍｇを活性化させた。この試料を四探針法で抵抗率の測定を行ったところ、０.８５Ω・ｃｍという低い抵抗率を有することを確認できた。
一方、ｔ_Ｗ＝ｔ_Ｍｇとして作製した比較例の場合には１.４Ω・ｃｍまでしか抵抗率を
低減できなかった。さらに、比較例としてのＡｌ組成０.０５で厚さ５００ｎｍのＭｇド
ープＡｌＧａＮ層の抵抗率は２〜５Ω・ｃｍ程度までしか低減することができなかった。

［実施例２］
実施例２として、実施例１記載のｐ型の導電性を示すＡｌＧａＮ系超格子構造を具備する、半導体レーザダイオードを作製した。
ＧａＮ基板上にＧａＮバッファ層を介し、ＳｉドープＡｌＧａＮからなるクラッド層、ガイド層、ＩｎＧａＮ系量子井戸活性層からなる活性層、ガイド層、ＭｇドープＡｌＧａＮからなる電子ブロック層を順次形成した後、実施例１と同等のＡｌＧａＮ系超格子構造をｐ型クラッド層として形成した。さらにｐ型ＧａＮ層からなるコンタクト層を形成した。
比較のために、ｔ_Ｗ＝ｔ_Ｍｇとして作製したＡｌＧａＮ系超格子構造をｐクラッド層とする半導体レーザダイオードと、Ａｌ組成０.０５で厚さ５００ｎｍのＭｇドープＡｌＧ
ａＮ層をｐ型クラッド層とする半導体レーザダイオードも作製し、半導体レーザダイオードの閾電圧を比較した。
実施例２の半導体レーザダイオードの場合には閾電圧は５Ｖであったが、ｔ_Ｗ＝ｔ_Ｍｇとして作製した比較例のＡｌＧａＮ系超格子構造をｐクラッド層とする半導体レーザダイオードの閾電圧は６Ｖであり、Ａｌ組成０.０５で厚さ５００ｎｍのＭｇドープＡｌＧａ
Ｎ層をｐ型クラッド層とする半導体レーザダイオードの閾電圧は１２Ｖであった。実施例１記載と同等のＡｌＧａＮ系超格子構造をｐ型クラッド層とする半導体レーザダイオードは、閾電圧を低減できることが分かった。

本発明の実施形態の製造方法におけるＡｌＧａＮ系超格子構造の成長時のガスシーケンス等を示す図である。ＭｇドープのＡｌＧａＮ系超格子構造に対する２次イオン分析の結果を示す図である。ＡｌＧａＮ系超格子構造のＸ線回折測定の結果の一例を示す図である。ＡｌＧａＮ系超格子構造の製造方法で検討を行ったＡｌＧａＮ系超格子構造の成長時のガスシーケンス等を示す図である。検討を行ったＡｌＧａＮ系超格子構造の成長条件とその結果を示す図である。ＡｌＧａＮ系超格子構造の成長時においてｔ_Ｍｇを変化させる検討を行った結果を示す図である。実施例のＡｌＧａＮ系超格子構造を示す断面模式図である。

符号の説明

１ＧａＮ自立基板
２ＧａＮバッファ層
３ＧａＮ層
４ＡｌＧａＮ層
５ＡｌＧａＮ系超格子
ｔ_ＭｇＭｇ原料の供給時間
ｔ_ＷＧａＮ層の成長時間
ｔ_ｂＡｌＧａＮ層の成長時間

Claims

ホールのド・ブロイ波長近傍の膜厚のＡｌＧａＮ層とホールのド・ブロイ波長近傍の膜厚のＧａＮ層とが交互に積層された、Ｍｇを含有しｐ型導電性を示すＡｌＧａＮ系超格子構造を含む化合物半導体の製造方法において、
前記ＡｌＧａＮ層の成長時にはＭｇ原料を供給せず、前記ＧａＮ層の成長時に供給するＭｇ原料の供給時間を前記ＧａＮ層の成長時間よりも短く設定したことを特徴とする化合物半導体の製造方法。
Ｇａ原料の供給を中断することなく前記ＡｌＧａＮ層及びＧａＮ層の結晶成長を連続的に行うことを特徴とする請求項１に記載の化合物半導体の製造方法。
前記ＡｌＧａＮ層及びＧａＮ層の成長温度を同一温度に設定して結晶成長を行うことを特徴とする請求項１または２に記載の化合物半導体の製造方法。
請求項１〜３のいずれかに記載の化合物半導体の製造方法により製造された化合物半導体のＡｌＧａＮ系超格子構造をｐ型クラッド層として用いて作製されたことを特徴とする半導体レーザダイオード。
ホールのド・ブロイ波長近傍の膜厚のＡｌＧａＮ層と、成長時に一時的にＭｇ原料供給がなされたホールのド・ブロイ波長近傍の膜厚のＧａＮ層とが交互に積層された、Ｍｇを含有しｐ型導電性を示すＡｌＧａＮ系超格子構造であって、
前記ＡｌＧａＮ層は、Ｍｇが意図的にドープされていないＡｌＧａＮ層からなり、
前記ＧａＮ層は、Ｍｇが意図的にドープされていない部分とＭｇが意図的にドープされた部分とからなり、
前記ＡｌＧａＮ系超格子構造の抵抗率が１.４Ω・ｃｍ未満であることを特徴とするＡｌＧａＮ系超格子構造。