JP2008108975A - 素子の接合構造 - Google Patents

Abstract

【課題】 ｎ^＋−Ｓｉなどの半導体層とＡｌ−Ｎｉ系合金層を直接接合させる場合、ＡｌとＳｉとの相互拡散が防止でき、オーミック特性を維持することが可能な素子を提供する。
【解決手段】
本発明は、半導体層と、該半導体層に直接接合されるＡｌ−Ｎｉ系合金層と、を備えた素子において、半導体層に直接接合されるＡｌ−Ｎｉ系合金層は、窒素を２×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上９×１０^２１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３未満含有しているものである。また、Ａｌ−Ｎｉ系合金層は、接合面側の屈折率が１．９以上であることが好ましい。
【選択図】 なし

Description

本発明は、液晶ディスプレイなどの表示装置を構成する素子に関し、特に、配線回路材料としてＡｌ系合金を用いた素子の製造技術に関する。

近年、液晶ディスプレイに代表される薄型テレビなどの表示デバイスには、その構成材料としてアルミニウム（以下、単にＡｌと記載する場合がある）系合金の配線材料が広く普及している。この理由は、Ａｌ系合金配線材料の比抵抗値が低く、配線加工が容易な特性を有することによる。

例えば、アクティブマトリックスタイプの液晶ディスプレイの場合、スイッチング素子としての薄膜トランジスタ（Ｔｈｉｎ Ｆｉｌｍ Ｔｒａｎｓｉｓｔｏｒ、以下、ＴＦＴと略称する）は、ＩＴＯ（Ｉｎｄｉｕｍ Ｔｉｎ Ｏｘｉｄｅ）或いはＩＺＯ（Ｉｎｄｉｕｍ Ｚｉｎｃ Ｏｘｉｄｅ）などの透明電極（以下、透明電極層と称する場合がある）と、Ａｌ系合金により形成された配線回路（以下、Ａｌ−Ｎｉ系合金層と称す）とから素子が構成される。このような素子では、Ａｌ−Ｎｉ系合金層が透明電極と接合される部分や、ＴＦＴ内におけるｎ^＋−Ｓｉ（リンドープの半導体層）と接合させる部分が存在する。

上述のような素子を構成する場合、Ａｌ−Ｎｉ系合金層に形成されるアルミニウム酸化物の影響を考慮し、Ａｌ−Ｎｉ系合金層と透明電極層との間に、モリブデン（Ｍｏ）やチタニウム（Ｔｉ）などの高融点金属材料を、いわゆるキャップ層として形成している。また、ｎ^＋−Ｓｉのような半導体層と配線回路との接合においては、製造工程中の熱プロセスにより、ＡｌとＳｉとが相互拡散することを防止すべく、半導体層とＡｌ−Ｎｉ系合金層との間に、上記キャップ層と同じモリブデン（Ｍｏ）やチタニウム（Ｔｉ）などの高融点金属材料を介在させるようにしている。

ここで、図１を参照しながら、上記した素子構造について具体的に説明する。図１には、液晶ディスプレイに関するａ−ＳｉタイプのＴＦＴ断面概略図を示している。このＴＦＴ構造では、ガラス基板１上に、ゲート電極部Ｇを構成するＡｌ系合金配線材料からなる電極配線回路層２と、ＭｏやＭｏ−Ｗなどからなるキャップ層３とが形成されている。そして、このゲート電極部Ｇには、その保護としてＳｉＮｘのゲート絶縁膜４が設けられている。また、このゲート絶縁膜４上には、ａ−Ｓｉ半導体層５、チャネル保護膜層６、ｎ^＋−Ｓｉ半導体層７、キャップ層３、電極配線回路層２、キャップ層３が順次堆積され、適宜パターン形成されることにより、ドレイン電極部Ｄとソース電極部Ｓとが設けられる。このドレイン電極部Ｄとソース電極部Ｓとの上には、素子の表面平坦化用樹脂またはＳｉＮｘの絶縁膜４’が被覆される。さらに、ソース電極部Ｓ側には、絶縁層４’にコンタクトホールＣＨが設けられ、その部分にＩＴＯやＩＺＯの透明電極層７’が形成される。このような電極配線回路層２にＡｌ系合金配線材料を用いる場合では、ｎ^＋−Ｓｉ半導体層７と電極配線層２との間やコンタクトホールＣＨにおける透明電極層７’と電極配線層２との間に、キャップ層３を介在させる構造となっている。

この図１に示す素子構造では、Ｍｏなどのキャップ層を形成するため、材料や製造設備などのコストアップは避けられず、製造工程の複雑化が指摘されていた。

そのため、上記のようなキャップ層を省略する手法として、Ａｌ系合金からなる配線層の一部を窒化して、その窒化した部分を介して半導体層と接合させる技術が提案されている（特許文献１参照）、また、Ａｌ系合金からなる配線層の全部を窒化させて、半導体層と接合させる技術も提案されている（特許文献２参照）。
特開２００３−２７３１０９号公報 特開２００５−１２３５７６号公報

しかしながら、上記特許文献１の対応では、Ａｌ系合金の窒化された部分の抵抗が高くなるため、半導体層とＡｌ−Ｎｉ系合金層とを直接接合した際に、オーミック特性を満足できない傾向となる。また、特許文献２のように、Ａｌ系合金の配線層の全部を窒化させると、配線層自体の抵抗値が大きくなりすぎ、良好な素子特性を満足できなくなる。

本発明は、以上のような事情を背景になされたものであり、ｎ^＋−Ｓｉなどの半導体層とＡｌ−Ｎｉ系合金層を直接接合させる場合において、ＡｌとＳｉとの相互拡散が防止でき、オーミック特性を確実に維持することができる素子の接合構造を提供する。

上記課題を解決すべく、本発明は、半導体層と、該半導体層に直接接合されるＡｌ−Ｎｉ系合金層と、を備えた素子の接合構造において、半導体層に直接接合されるＡｌ−Ｎｉ系合金層は、窒素を２×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上９×１０^２１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３未満含有していることを特徴とする。

そして、本発明におけるＡｌ−Ｎｉ系合金層は、半導体層に直接接合される接合面側の屈折率が１．９以上であるものが好ましい。

また、本発明における半導体層は、アモルファスのｎ^＋−Ｓｉからなることが好ましい。

本発明におけるＡｌ−Ｎｉ系合金は、Ｎｉを０．５ａｔ％〜１０ａｔ％含有することが好ましい。

さらに、本発明に係る素子の接合構造では、窒素を含有しないＡｌ−Ｎｉ系合金と窒素を含有したＡｌ―Ｎｉ系合金とを積層した状態のＡｌ−Ｎｉ系合金層でもよい。

本発明によれば、キャップ層を省略して、ｎ^＋−Ｓｉなどの半導体層とＡｌ−Ｎｉ系合金層を直接接合させても、ＡｌとＳｉとの相互拡散が防止でき、オーミック特性を維持することが可能であり、Ａｌ−Ｎｉ系合金層自体の低抵抗特性を備えた素子を実現できる。

以下、本発明における最良の実施形態について説明するが、本発明は下記実施形態に限定されるものではない。

本発明者等は、半導体層とＡｌ−Ｎｉ系合金層との直接接合とを実現するべく、ＡｌとＳｉとの相互拡散に関して検討したところ、半導体層との接合するＡｌ−Ｎｉ系合金層が、所定量の窒素を含有する場合、良好な直接接合を実現できることを見出した。ＡｌとＳｉとの相互拡散は、温度、結晶性、原子間の結合性に影響されることが知られているが、所定窒素含有量であるＡｌ−Ｎｉ系合金層の結晶性、原子間の結合状態などが、Ｓｉとの相互拡散を抑制するものと推測される。

本発明に係る素子の接合構造におけるＡｌ−Ｎｉ系合金層は、窒素が２×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上９×１０^２１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３未満含有している必要がある。２×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３未満であると、半導体層との直接接合が困難となり、９×１０^２１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上になるとトランジスタ特性のｏｎ／ｏｆｆ比が悪くなるためである。この窒素を含有したＡｌ−Ｎｉ系合金層は、半導体層と直接接合する接合界面、即ち、Ａｌ−Ｎｉ系合金層の表面から少なくとも５０Å〜５００Å程度の深さにおいて窒素を含有していればよい。そのため、窒素を含有しないＡｌ−Ｎｉ系合金と窒素を含有したＡｌ―Ｎｉ系合金とを積層した状態のものでも構わない。

また、本発明における素子の接合構造では、半導体層に直接接合されるＡｌ−Ｎｉ系合金層は、接合面側の屈折率が１．９以上であることが好ましい。１．９未満の屈折率では、ＡｌとＳｉとの相互拡散が生じる傾向となる。この屈折率とは、ガラス基板上にＡｌ−Ｎｉ系合金層を形成するＡｌ系合金膜を１００Å厚みで成膜し、そのＡｌ系合金膜の表面に波長５８９ｎｍの光を照射してエリプソメーターにより測定するものである。

本発明における半導体層は、アモルファスのｎ^＋−Ｓｉからなることが好ましい。Ａｌ−Ｎｉ系合金層とアモルファスの半導体層とは、容易に相互拡散する傾向があるが、本発明よれば、相互拡散が抑制され、いわゆるＳｉのスパイキング現象が解消できる。

また、本発明の素子の接合構造において、Ａｌ−Ｎｉ系合金層は、Ｎｉを０．５〜１０ａｔ％含有することが好ましい。所定のＮｉ含有量であるＡｌ−Ｎｉ系合金であると、Ａｌ−Ｎｉ系合金層自体の抵抗を１０μΩｃｍ以下とすることが容易であるとともに、良好な素子特性を備える直接接合を実現しやすいからである。Ａｌ−Ｎｉ系合金としては、具体的には、Ａｌ−Ｎｉ合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｃ合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｎｄ合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｌａ合金、Ａｌ−Ｎｉ−Ｇｅ合金などが挙げられる。Ｂを含有する場合は０．１〜０．８ａｔ％の含有量が好ましく、ＮｄやＬａ、Ｇｅを含有する場合には０．１〜２ａｔ％の含有量が好ましい。尚、本発明のＡｌ−Ｎｉ系合金は、低抵抗特性の観点より、Ａｌ自体を７５ａｔ％以上含有していることが望ましい。

続いて、本発明の実施例について説明する。この実施例では、Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ系合金層として、Ａｌ−５．０ａｔ％Ｎｉ−０．４ａｔ％Ｂ膜（比抵抗値４．２μΩｃｍ）を用いて、Ｓｉによる半導体層と直接接合させて、その素子の特性評価を行った。Ｓｉとの直接接合する際には、ＳｉとＡｌ−Ｎｉ―Ｂ合金層との界面に、Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ−Ｎ合金層が形成された状態になるように制御して行った。

まず、窒素含有量の異なるＡｌ−Ｎｉ−Ｂ系合金層についての作製方法について説明する。評価サンプルについては、次にようにして作製した。まず、ガラス基板上に、前記組成のＡｌ合金ターゲットを用い、スパッタリング条件、投入電力３．０Ｗａｔｔ／ｃｍ^２、アルゴンガス流量１００ｃｃｍ、アルゴン圧力０．５Ｐａとしてマグネトロン・スパッタリング装置を用い、厚み１００ÅのＡｌ−Ｎｉ−Ｂ系合金層を形成した。このスパッタリング時には、アルゴンガス中に窒素ガスを導入し、全ガス実流量（アルゴンガス実流量＋窒素実流量）に対し窒素実流量が０％〜４０％になるように調整して、Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ系合金層表面の窒素含有量を変化させた各種サンプルを作製した。

Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ系合金層の窒素含有量は、１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上の場合、二次イオン質量分析装置(Ｄｙｎａｍｉｃ ＳＩＭＳ)により測定した。二次イオン質量分析装置(Ｄｙｎａｍｉｃ ＳＩＭＳ)により、Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ系合金層の窒素を測定すると、図２に示すような分析結果が得られる。図では、窒素を含有させたＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金配線膜を二次イオン質量分析装置により深さ方向へ、窒素を分析した結果を概念的に示している。例えば、膜に窒素が含有されている場合には、窒素を含有した厚みに相当する部分で窒素が検出される。図２で示した窒素含有量は、窒素として検出された部分の平均値を示している。また、この平均値の窒素濃度は、ある程度の一定な測定値が検出された測定深さの範囲における平均値を示すものである。具体的には、図２示す２．５×１０^１８（実線データ）の場合、測定深さ０〜１８ｎｍ範囲の測定値は除き、１８ｎｍ〜７５ｎｍ範囲の測定値から平均値を求めた。

また、窒素含有量が１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下の場合は、Ｘ線光電子分光分析装置（ＸＰＳ）によりＳｉ半導体層の深さ方向に５０〜１００Å程度スパッタを行い、その後、そのスパッタ部分をＸ線光電子分光分析装置（ＸＰＳ）により測定し、窒素含有量が既知のサンプル測定の結果より得られた窒素検出ピークの積分強度と比較して、その窒素含有量を算出した。尚、この窒素含有量の測定は、二次イオン質量分析装置、Ｘ線光電子分光分析装置のどちらでも測定可能であるが、二次イオン質量分析装置の検出限界付近の含有量の場合、その測定値の信頼性の観点からＸ線光電子分光分析装置による測定を行う場合がある。

また、窒素含有量の異なる各Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ系合金層の比抵抗値は、３００℃、３０分間の熱処理を行った後、４端子抵抗測定装置により測定した。

次に、窒素含有量の異なる各Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ合金層と半導体層との接合性について調査した結果について説明する。ここでは、半導体層と接合した際の拡散耐熱性と素子のスイッチング特性（ｏｎ／ｏｆｆ比）を調べた。

拡散耐熱性評価は、ガラス基板（コーニング社製：＃１７３７）上にｎ^＋−Ｓｉ半導体層（３００Å）をＣＶＤにより形成し、その半導体層上にＡｌ−Ｎｉ−Ｂ系合金層（２０００Å）を形成したものを評価サンプルとした。この時、ｎ^＋−Ｓｉ層上にＡｌ−Ｎｉ−Ｂ−Ｎ合金層を１００Å厚で成膜し、その上にＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金層を１９００Å厚で成膜するようにした。Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ−Ｎ合金層の成膜は、スパッタリング条件（マグネトロン・スパッタリング装置、投入電力３．０Ｗａｔｔ／ｃｍ^２、アルゴンガス流量１００ｓｃｃｍ、アルゴン圧力０．５Ｐａ）として、このスパッタリング時には、アルゴンガス中に窒素ガスを導入し、全ガス実流量（アルゴンガス実流量＋窒素実流量）に対し窒素実流量が０％〜４０％の範囲で調整した。また、その上に成膜したＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金層は、窒素ガスを導入することなく上記条件で行った。

そして、各評価サンプルを２００〜３８０℃の温度域で１０℃毎に熱処理温度を設定し、窒素ガス雰囲気中３０分間の熱処理を行った後、リン酸系Ａｌエッチング液（関東化学（株）社製、液温３２℃のＡｌ混酸エッチャント／組成（容量比）リン酸：蓚酸：酢酸：水＝１６：１：２：１）に１０分間浸漬させることにより、上層に形成した各組成膜のみを溶解し、半導体層を露出させた。この露出した半導体層表面を光学顕微鏡（２００倍）にて観察し、ＳｉとＡｌとの相互拡散が生じているかを調べた。

図３及び図４には、露出した半導体層表面における、代表的な光学顕微鏡写真を示す。図３は相互拡散が全く認められない半導体層表面であり（評価結果：○）、図４は相互拡散の痕跡（写真中の黒点）が認められたものである（評価結果：×）。そして、各熱処理温度の中で、評価結果が○の最高温度を、その評価サンプルの拡散耐熱性温度とした。尚、この図３及び図４に示した観察写真は、拡散耐熱性を評価する際に参考としたイメージ写真であり、本実施例の具体的なサンプル結果を示すものではない。

次に、ＴＦＴ素子におけるスイッチング特性としては、ｏｎ／ｏｆｆ比を測定することによって行った。評価サンプルは、次の手順に従って作製した。

まず、ガラス基板（コーニング社製：＃１７３７）上に、厚み３０００ÅのＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金層となるＡｌ系合金膜を形成した。スパッタリング条件は、基板加熱温度１００℃、ＤＣＰｏｗｅｒ１０００Ｗ（３．１Ｗａｔｔ／ｃｍ^２）、アルゴンガス流量１００ｓｃｃｍ、アルゴン圧力０．５Ｐａで行った。

続いて、フォトリソグラフィによりＡｌ系合金膜をエッチングして、ゲート配線幅５０μｍを形成し、ゲート電極幅１５μｍを形成した（図５参照）。フォトリソグラフィ条件は、Ａｌ系合金膜表面にレジスト（ＴＦＲ−９７０：東京応化工業（株）社製／塗布条件：スピンコーター３０００ｒｐｍ、ベーキング後レジスト厚１μｍ目標）を被覆し、プリベーキング処理（１１０℃、１．５分間）を行い、所定のパターンフィルムを配置して露光処理（マスクアナイラー ＭＡ−２０：ミカサ（株）社製／露光条件１５ｍＪ／ｃｍ^２）を行った。続いて、濃度２．３８％、液温２３℃のテトラメチルアンモニウムハイドロオキサイドを含むアルカリ現像液（以下、ＴＭＡＨ現像液と略す）で現像処理をし、現像処理後、ホットプレートによりポストベーキング処理（１１０℃、３分間）を行い、リン酸系混酸エッチング液（関東化学（株）社製／組成 リン酸：硝酸：酢酸：水＝１６：１：２：１（容量比））により回路形成を行った。このような条件で回路形成を行うことで、回路のテーパー角が４５°となるように制御した。

エッチング処理後、剥離液（ＳＴ１０６：東京応化工業（株）社製）によりレジストの除去を行い、ゲート配線回路の形成後、ＲＦスパッタリングにより、絶縁層となるＳｉＮｘを厚さ４２００Å成膜した。成膜条件は、基板加熱温度３５０℃、ＲＦ Ｐｏｗｅｒ１０００Ｗ（３．１Ｗａｔｔ／ｃｍ^２）、アルゴンガス流量９０ｓｃｃｍ、窒素ガス流量１０ｓｃｃｍ、圧力０．５Ｐａとした。さらに、この絶縁層の上に、ＣＶＤにより、アモルファスのｉ−Ｓｉ、リンドープのｎ^＋−Ｓｉを随時成膜した。ｉ−Ｓｉ（ノンドープＳｉ膜）の成膜条件は、基板加熱温度２００℃、ＲＦ Ｐｏｗｅｒ１００Ｗ（０．３１Ｗａｔｔ／ｃｍ^２）、ＳｉＨ_４流量（１０％アルゴンガス希釈）３００ｓｃｃｍで、厚み２０００Åとした。窒素添加ｎ^＋−Ｓｉ（Ｐ（リン）ドープ膜）の成膜条件は、基板加熱温度２００℃、ＲＦ Ｐｏｗｅｒ１００Ｗ（０．３１Ｗａｔｔ／ｃｍ^２）、ＳｉＨ_４流量（８％アルゴンガス希釈）３００ｓｃｃｍで、ＰＨ_３流量（８％アルゴンガス希釈）５０ｓｃｃｍ厚み５００Åのｎ^＋−Ｓｉ層を形成した。

その後、ｎ^＋−Ｓｉ層上に、始めにガラス基板上に成膜したものと同じ組成のＡｌ系合金膜を厚み２０００Åで成膜した。この時、ｎ^＋−Ｓｉ層上にＡｌ−Ｎｉ−Ｂ−Ｎ合金層を１００Å厚で成膜し、その上にＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金層を１９００Å厚で成膜するようにした。Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ−Ｎ合金層の成膜条件は、このスパッタリング時には、アルゴンガス中に窒素ガスを導入し、全ガス実流量（アルゴンガス実流量＋窒素実流量）に対し窒素実流量が０％〜４０％の範囲で調整した。また、その上に成膜したＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金層は、上記ゲート配線の場合と同じ条件で行った。成膜条件は、上記ゲート配線と同条件で行った。

そして、フォトリソグラフィによりソース配線、ドレイン配線、及び電極を形成した。このフォトリソグラフィ条件は、上記ゲート配線と同じである。この時、Ａｌ系合金膜のエッチング後は、ｎ^＋−Ｓｉ層のドライエッチングを行った。ドライエッチング条件は、ＲＦ Ｐｏｗｅｒ５０Ｗ、ＳＦ_６ガス流量３０ｓｃｃｍ、圧力１０Ｐａで行った。その後、剥離液（ＳＴ１０６：東京応化工業（株）社製）によりレジストの除去を行った。

次に、パシベーションとなるＳｉＮｘ絶縁膜を２５００Å厚さ成膜し、ゲート、ソース、ドレインの各電極部分のみ、ドライエッチングにより露出させた。ドライエッチング条件は、ＲＦ Ｐｏｗｅｒ１００Ｗ、ＳＦ_６ガス流量３０ｓｃｃｍ、Ｏ_２ガス流量５ｓｃｃｍ、圧力１０Ｐａで行った。上記条件により、チャネル幅２５μｍ、チャネル長５μｍのトランジスタを形成した（図５参照）。

以上のようにして作成した評価サンプルについて、３端子法により素子のスイッチング特性のｏｎ／ｏｆｆ比を測定した。測定機はアジレント・テクノロジー社製のＢ１５００Ａ装置を用い、Ｖｇ−Ｉｄ測定を行った。そして、Ｖｇ＝−１０Ｖ、＋１０ＶでのＩｄ値からｏｎ／ｏｆｆ比を計算した。

さらに、屈折率の測定は、ガラス基板上に、窒素を含有させた厚み１００ÅのＡｌ−Ｎｉ−Ｂ系合金層を形成し、この表面に波長５８９ｎｍの光を照射してエリプソメーター（ＵＬＶＡＣ社製）により測定した。

表１に、上記した窒素含有量、屈折率、比抵抗、拡散耐熱性ｏｎ／ｏｆｆ比についての評価結果を示す。

表１に示すように、スパッタリング時の窒素導入量（全ガス実流量に対する窒素実流量）が５％〜２０％の時、拡散耐熱性が２５０℃以上であり、ｏｎ／ｏｆｆ比が５桁（ｏｎ電流１０^−５Ａ、ｏｆｆ電流１０^−１０Ａのときのｏｎ／ｏｆｆ比は５桁）以上となることが判明した。また、窒素導入量が１０％〜１８％であると、拡散耐熱性が３００℃以上で、ｏｎ／ｏｆｆ比が６桁を実現できることが判った。この結果より、Ａｌ−Ｎｉ−Ｂ−Ｎ合金配線材料の窒素含有量は、２×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３〜８×１０^２１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３であることが好ましく、２．５×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３〜７．７×１０^２１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３であればより好ましいことが判った。さらに、その屈折率が１．９以上であることが好ましいことも判明した。尚、ＡｌＮ合金の屈折率は１．４６であるため、本実施例のＡｌ−Ｎｉ系合金に含有された窒素は極めて微量であると考えられる。

ＴＦＴ概略断面図。 二次イオン質量分析装置による窒素を含有させたＡｌ−Ｎｉ−Ｂ合金膜中の窒素分析結果を示す概念グラフ。 Ｓｉ拡散耐熱性評価の光学顕微鏡写真。 Ｓｉ拡散耐熱性評価の光学顕微鏡写真。 ＴＦＴ素子の配線構造を示す平面概念図。

Claims (5)

1. 半導体層と、該半導体層に直接接合されるＡｌ−Ｎｉ系合金層と、を備えた素子の接合構造において、
   半導体層に直接接合されるＡｌ−Ｎｉ系合金層は、窒素を２×１０^１７ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上９×１０^２１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３未満含有していることを特徴とする素子の接合構造。
2. Ａｌ−Ｎｉ系合金層は、接合面側の屈折率が１．９以上である請求項１に記載の素子の接合構造。
3. 半導体層は、アモルファスのｎ^＋−Ｓｉからなる請求項１または請求項２に記載の素子の接合構造。
4. Ａｌ−Ｎｉ系合金は、Ｎｉを０．５ａｔ％〜１０ａｔ％含有する請求項１〜請求項３いずれかに記載の素子の接合構造。
5. Ａｌ−Ｎｉ系合金層は、窒素を含有しないＡｌ−Ｎｉ系合金と窒素を含有したＡｌ―Ｎｉ系合金とを積層したものである請求項１〜請求項４いずれかに記載の素子の接合構造。