JP4486701B1 - 窒化物系半導体素子およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

窒化物系半導体発光素子１００は、ｍ面１２を表面とするＧａＮ系基板１０と、ＧａＮ系基板１０のｍ面１２の上に形成された半導体積層構造２０と、半導体積層構造２０の上に形成された電極３０とを備えている。電極３０は、Ｍｇ層３２を含み、Ｍｇ層３２は、半導体積層構造２０におけるｐ型半導体領域の表面に接触している。
【選択図】図３

Description

本発明は、窒化物系半導体素子およびその製造方法に関する。特に、本発明は、紫外から青色、緑色、オレンジ色および白色などの可視域全般の波長域における発光ダイオード、レーザダイオード等のＧａＮ系半導体発光素子に関する。このような発光素子は、表示、照明および光情報処理分野等への応用が期待されている。また、本発明は、窒化物系半導体素子に用いる電極の製造方法にも関する。

Ｖ族元素として窒素（Ｎ）を有する窒化物半導体は、そのバンドギャップの大きさから、短波長発光素子の材料として有望視されている。そのなかでも、窒化ガリウム系化合物半導体（ＧａＮ系半導体：Ａｌ_xＧａ_yＩｎ_zＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）の研究は盛んに行われ、青色発光ダイオード（ＬＥＤ）、緑色ＬＥＤ、ならびに、ＧａＮ系半導体を材料とする半導体レーザも実用化されている（例えば、特許文献１、２参照）。

ＧａＮ系半導体は、ウルツ鉱型結晶構造を有している。図１は、ＧａＮの単位格子を模式的に示している。Ａｌ_xＧａ_yＩｎ_zＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）半導体の結晶では、図１に示すＧａの一部がＡｌおよび／またはＩｎに置換され得る。

図２は、ウルツ鉱型結晶構造の面を４指数表記（六方晶指数）で表すために一般的に用いられている４つの基本ベクトルａ₁、ａ₂、ａ₃、ｃを示している。基本ベクトルｃは、［０００１］方向に延びており、この方向は「ｃ軸」と呼ばれる。ｃ軸に垂直な面（ｐｌａｎｅ）は「ｃ面」または「（０００１）面」と呼ばれている。なお、「ｃ軸」および「ｃ面」は、それぞれ、「Ｃ軸」および「Ｃ面」と表記される場合もある。添付図面では、見易さのため大文字の表記を使用している。

ＧａＮ系半導体を用いて半導体素子を作製する場合、ＧａＮ系半導体結晶を成長させる基板として、ｃ面基板すなわち（０００１）面を表面に有する基板が使用される。しかしながら、ｃ面においてはＧａの原子層と窒素の原子層の位置がｃ軸方向に僅かにずれているため、分極（Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ Ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ）が形成される。このため、「ｃ面」は「極性面」とも呼ばれている。分極の結果、活性層におけるＩｎＧａＮの量子井戸にはｃ軸方向に沿ってピエゾ電界が発生する。このようなピエゾ電界が活性層に発生すると、キャリアの量子閉じ込めシュタルク効果により活性層内における電子およびホールの分布に位置ずれが生じるため、内部量子効率が低下する。このため、半導体レーザであれば、しきい値電流の増大が引き起こされる。ＬＥＤであれば、消費電力の増大や発光効率の低下が引き起こされる。また、注入キャリア密度の上昇と共にピエゾ電界のスクリーニングが起こり、発光波長の変化も生じる。

そこで、これらの課題を解決するため、非極性面、例えば［１０−１０］方向に垂直な、ｍ面と呼ばれる（１０−１０）面を表面に有する基板を使用することが検討されている。ここで、ミラー指数を表すカッコ内の数字の左に付された「−」は、「バー」を意味する。ｍ面は、図２に示されるように、ｃ軸（基本ベクトルｃ）に平行な面であり、ｃ面と直交している。ｍ面においてはＧａ原子と窒素原子は同一原子面上に存在するため、ｍ面に垂直な方向に分極は発生しない。その結果、ｍ面に垂直な方向に半導体積層構造を形成すれば、活性層にピエゾ電界も発生しないため、上記課題を解決することができる。

ｍ面は、（１０−１０）面、（−１０１０）面、（１−１００）面、（−１１００）面、（０１−１０）面、（０−１１０）面の総称である。なお、本明細書において、「Ｘ面成長」とは、六方晶ウルツ鉱構造のＸ面（Ｘ＝ｃ、ｍ）に垂直な方向にエピタキシャル成長が生じることを意味するものとする。Ｘ面成長において、Ｘ面を「成長面」と称する場合がある。また、Ｘ面成長によって形成された半導体の層を「Ｘ面半導体層」と称する場合がある。

特開２００１−３０８４６２号公報 特開２００３−３３２６９７号公報 特開平８−６４８７１号公報 特開平１１−４０８４６号公報

上述のように、ｍ面基板上で成長させたＧａＮ系半導体素子は、ｃ面基板上で成長させたものと比較して顕著な効果を発揮し得るが、次のような問題がある。すなわち、ｍ面基板上で成長させたＧａＮ系半導体素子は、ｃ面基板上で成長させたものよりもコンタクト抵抗が高く、それが、ｍ面基板上で成長させたＧａＮ系半導体素子を使用する上で大きな技術的な障害となっている。

そのような状況の中、本願発明者は、非極性面であるｍ面上に成長させたＧａＮ系半導体素子が持つコンタクト抵抗が高いという課題を解決すべく検討した結果、コンタクト抵抗を低くすることができる手段を見出した。

本発明はかかる点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、ｍ面基板上で結晶成長させたＧａＮ系半導体素子におけるコンタクト抵抗を低減できる構造および製造方法を提供することにある。

本発明の窒化物系半導体素子は、表面がｍ面であるｐ型半導体領域を有する窒化物系半導体積層構造と、前記ｐ型半導体領域上に設けられた電極とを備え、前記ｐ型半導体領域は、Ａｌ_xＩｎ_yＧａ_zＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１，ｘ≧０， ｙ≧０， ｚ≧０）半導体から形成され、前記電極は、前記ｐ型半導体領域の前記表面に接触したＭｇ層を含む。

ある好ましい実施形態において、前記電極は、前記Ｍｇ層と、前記Ｍｇ層の上に形成された金属層とを含み、前記金属層は、Ｐｔ、ＭｏおよびＰｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属から形成されている。

ある好ましい実施形態において、前記Ｍｇ層と前記金属層との間には、Ｐｔ、ＭｏおよびＰｄからなる群から選択される少なくとも１種類の金属とＭｇとを含む合金層が存在する。

ある好ましい実施形態において、前記電極は、前記Ｍｇ層と、前記Ｍｇ層の上に形成された合金層とを含み、前記合金層は、Ｐｔ、ＭｏおよびＰｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属とＭｇとを含む合金からなる。

ある好ましい実施形態において、前記Ｍｇ層は、前記ｐ型半導体領域の前記表面上に存在する膜から構成されている。

ある好ましい実施形態において、前記Ｍｇ層は、前記ｐ型半導体領域の前記表面上にアイランド状に存在する複数のＭｇから構成されている。

ある好ましい実施形態において、前記半導体積層構造は、Ａｌ_aＩｎ_bＧａ_cＮ層（ａ＋ｂ＋ｃ＝１，ａ≧０， ｂ≧０， ｃ≧０）を含む活性層を有し、前記活性層は光を発する。

ある好ましい実施形態において、前記Ｍｇ層の厚さは２ｎｍ以上４５ｎｍ以下である。

ある好ましい実施形態において、前記Ｍｇ層の厚さは２ｎｍ以上１５ｎｍ以下である。

ある好ましい実施形態において、前記Ｍｇ層の厚さは前記金属層の厚さ以下である。

ある好ましい実施形態において、前記Ｍｇ層中のＧａ濃度は前記Ｍｇ層中の窒素濃度よりも高い。

ある好ましい実施形態において、前記Ｇａ濃度は前記窒素濃度の１０倍以上である。

ある好ましい実施形態において、前記半導体積層構造を支持する半導体基板を有している。

ある好ましい実施形態において、前記ｐ型半導体領域は、ＧａＮである。

本発明の光源は、窒化物系半導体発光素子と、前記窒化物系半導体発光素子から放射された光の波長を変換する蛍光物質を含む波長変換部とを備える光源であって、前記窒化物系半導体発光素子は、表面がｍ面であるｐ型半導体領域を有する窒化物系半導体積層構造と、前記ｐ型半導体領域上に設けられた電極とを備え、前記ｐ型半導体領域は、Ａｌ_xＩｎ_yＧａ_zＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１，ｘ≧０， ｙ≧０， ｚ≧０）半導体からなり、前記電極は、前記ｐ型半導体領域の前記表面に接触したＭｇ層を含む。

ある好ましい実施形態において、前記ｐ型半導体領域は、ＧａＮである。

本発明による窒化物系半導体素子の製造方法は、基板を用意する工程（ａ）と、表面がｍ面であり、Ａｌ_xＩｎ_yＧａ_zＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１，ｘ≧０， ｙ≧０， ｚ≧０）半導体からなるｐ型半導体領域を有する窒化物系半導体積層構造を前記基板上に形成する工程（ｂ）と、前記半導体積層構造の前記ｐ型半導体領域の前記表面上に電極を形成する工程（ｃ）とを含み、前記工程（ｃ）は、前記ｐ型半導体領域の前記表面上に、Ｍｇ層を形成する工程を含む。

ある好ましい実施形態において、前記工程（ｃ）は、前記Ｍｇ層を形成した後に、Ｐｔ、ＭｏおよびＰｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属からなる金属層を形成する工程を含む。

ある好ましい実施形態では、前記工程（ｃ）において、前記金属層を形成した後に、前記Ｍｇ層を加熱処理する工程を実行する。

ある好ましい実施形態において、前記加熱処理は、５００℃以上７００℃以下の温度で実行される。

ある好ましい実施形態において、前記加熱処理は、５５０℃以上６５０℃以下の温度で実行される。

ある好ましい実施形態において、前記Ｍｇ層を形成する工程は、パルス的に電子ビームを照射することによってＭｇを前記ｐ型半導体領域の前記表面の上に蒸着させることを実行する。

ある好ましい実施形態において、前記加熱処理後における前記Ｍｇ層の厚さを２ｎｍ以上４５ｎｍ以下にする。

ある好ましい実施形態では、前記工程（ｂ）において、Ａｌ_xＩｎ_yＧａ_zＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１，ｘ≧０， ｙ≧０， ｚ≧０）半導体の層を形成する工程を実行する。

ある好ましい実施形態では、前記工程（ｂ）を実行した後において、前記基板を除去する工程を含む。

ある好ましい実施形態において、前記Ｍｇ層中のＧａ濃度は前記Ｍｇ層中の窒素濃度よりも高い。

ある好ましい実施形態において、前記Ｇａ濃度は前記窒素濃度の１０倍以上である。

ある好ましい実施形態において、前記ｐ型半導体領域は、ＧａＮである。

本発明による半導体デバイスの電極用Ｍｇ薄膜の形成方法は、Ｍｇにパルス状の電子ビームを照射することによって前記Ｍｇを蒸発させ、Ｍｇ薄膜を形成する。

ある好ましい実施形態において、前記Ｍｇ薄膜が形成される支持体を加熱せずに前記Ｍｇ薄膜を形成する。

本発明の窒化物系半導体素子によれば、半導体積層構造上の電極がＭｇ層を含み、そのＭｇ層がｐ型半導体領域の表面（ｍ面）に接触していることにより、コンタクト抵抗を低減することができる。

ＧａＮの単位格子を模式的に示す斜視図 ウルツ鉱型結晶構造の基本ベクトルａ₁、ａ₂、ａ₃、ｃを示す斜視図 （ａ）は、本発明の実施形態に係る窒化物系半導体発光素子１００の断面模式図、（ｂ）はｍ面の結晶構造を表す図、（ｃ）はｃ面の結晶構造を表す図 （ａ）から（ｃ）は、ＧａＮに接する金属の仕事関数（ｅＶ）と固有コンタクト抵抗（Ω・ｃｍ²）との関係を示すグラフ （ａ）は、Ｍｇ／Ｐｔ電極におけるＭｇ層厚（熱処理後の値）と固有コンタクト抵抗との関係を示すグラフ、（ｂ）は、Ｐｄ／Ｐｔ電極の固有コンタクト抵抗を示すグラフ （ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、Ｍｇ層厚が２ｎｍ、１５ｎｍ、４５ｎｍにおける熱処理後の電極の表面状態を示す写真 Ｍｇ／Ｐｔ電極およびＰｄ／Ｐｔ電極の各々コンタクト抵抗について、接触面がｍ面の場合とｃ面の場合のコンタクト抵抗を示すグラフ コンタクト抵抗について熱処理温度の依存性を示すグラフ 各温度で熱処理を行った後の電極の表面状態を示す光学顕微鏡の図面代用写真 （ａ）および（ｂ）は、それぞれ、８００℃および９００℃で熱処理した場合のＧａＮ層のフォトルミネッセンス測定結果を示すグラフ （ａ）および（ｂ）は、ＳＩＭＳ分析による電極構造（Ｍｇ／Ｐｔ）におけるＭｇの深さ方向のプロファイル図 （ａ）および（ｂ）は、ＳＩＭＳ分析による電極構造（Ｍｇ／Ｐｔ）におけるＧａの深さ方向のプロファイル図 （ａ）および（ｂ）は、ＳＩＭＳ分析による電極構造（Ｍｇ／Ｐｔ）におけるＮの深さ方向のプロファイル図 （ａ）および（ｂ）は、ｍ面ＧａＮ層上にＭｇ層を形成した電極構造（Ｍｇ／Ｐｔ）の断面透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）の図面代用写真 （ａ）および（ｂ）は、ＳＩＭＳ分析による電極構造（Ｍｇ／Ｐｔ）におけるＰｔの深さ方向のプロファイル図 （ａ）は、ｍ面ＧａＮ層上にＭｇ層を形成した熱処理前の電極構造（Ｍｇ／Ｐｔ）の断面を示す図、（ｂ）は、熱処理後における電極構造（Ｍｇ／Ｐｔ）の断面を示す図 （ａ）はＭｇ／Ｐｔ層からなる電極を用いた発光ダイオードの電流−電圧特性を示すグラフ、（ｂ）は発光ダイオードのコンタクト抵抗の値を示すグラフ （ａ）は、Ａｕ層、および、Ｍｇ／Ａｕ層からなる電極を用いた場合のコンタクト抵抗を示すグラフ、（ｂ）および（ｃ）はそれぞれＭｇ／Ａｕ層およびＡｕ層の電極の表面を示す光学顕微鏡の図面代用写真 （ａ）および（ｂ）は、それぞれ、ｃ面およびｍ面のＧａＮ基板の硬度マッピングを示すグラフ 白色光源の実施形態を示す断面図

以下、図面を参照しながら、本発明の実施の形態を説明する。以下の図面においては、説明の簡潔化のため、実質的に同一の機能を有する構成要素を同一の参照符号で示す。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。

図３（ａ）は、本発明の実施形態に係る窒化物系半導体発光素子１００の断面構成を模式的に示している。図３（ａ）に示した窒化物系半導体発光素子１００は、ＧａＮ系半導体からなる半導体デバイスであり、窒化物系半導体積層構造を有している。

本実施形態の窒化物系半導体発光素子１００は、ｍ面を表面１２とするＧａＮ系基板１０と、ＧａＮ系基板１０の上に形成された半導体積層構造２０と、半導体積層構造２０の上に形成された電極３０とを備えている。本実施形態では、半導体積層構造２０は、ｍ面成長によって形成されたｍ面半導体積層構造であり、その表面はｍ面である。なお、ｒ面サファイア基板上にはａ面ＧａＮが成長するという事例もあることから、成長条件によっては必ずしもＧａＮ系基板１０の表面がｍ面であることが必須とならない。本発明の構成においては、少なくとも半導体積層構造２０のうち、電極と接触するｐ型半導体領域の表面がｍ面であればよい。

本実施形態の窒化物系半導体発光素子１００は、半導体積層構造２０を支持するＧａＮ基板１０を備えているが、ＧａＮ基板１０に代えて他の基板を備えていても良いし、基板が取り除かれた状態で使用されることも可能である。

図３（ｂ）は、表面がｍ面である窒化物系半導体の断面（基板表面に垂直な断面）における結晶構造を模式的に示している。Ｇａ原子と窒素原子は、ｍ面に平行な同一原子面上に存在するため、ｍ面に垂直な方向に分極は発生しない。すなわち、ｍ面は非極性面であり、ｍ面に垂直な方向に成長した活性層内ではピエゾ電界が発生しない。なお、添加されたＩｎおよびＡｌは、Ｇａのサイトに位置し、Ｇａを置換する。Ｇａの少なくとも一部がＩｎやＡｌで置換されていても、ｍ面に垂直な方向に分極は発生しない。

ｍ面を表面に有するＧａＮ系基板は、本明細書では「ｍ面ＧａＮ系基板」と称される。ｍ面に垂直な方向に成長したｍ面窒化物系半導体積層構造を得るには、典型的には、ｍ面ＧａＮ基板を用い、その基板のｍ面上に半導体を成長させればよい。ＧａＮ系基板の表面の面方位が、半導体積構造の面方位に反映されるからである。しかし、前述したように、基板の表面がｍ面である必要は必ずしもなく、また、最終的なデバイスに基板が残っている必要も無い。

参考のために、図３（ｃ）に、表面がｃ面である窒化物系半導体の断面（基板表面に垂直な断面）における結晶構造を模式的に示す。Ｇａ原子と窒素原子は、ｃ面に平行な同一原子面上に存在しない。その結果、ｃ面に垂直な方向に分極が発生する。ｃ面を表面に有するＧａＮ系基板を、本明細書では「ｃ面ＧａＮ系基板」と称する。

ｃ面ＧａＮ系基板は、ＧａＮ系半導体結晶を成長させるための一般的な基板である。ｃ面に平行なＧａの原子層と窒素の原子層の位置がｃ軸方向に僅かにずれているため、ｃ軸方向に沿って分極が形成される。

再び、図３（ａ）を参照する。ｍ面ＧａＮ系基板１０の表面（ｍ面）１２の上には、半導体積層構造２０が形成されている。半導体積層構造２０は、Ａｌ_aＩｎ_bＧａ_cＮ層（ａ＋ｂ＋ｃ＝１，ａ≧０， ｂ≧０， ｃ≧０）を含む活性層２４と、Ａｌ_dＧａ_eＮ層（ｄ＋ｅ＝１， ｄ≧０， ｅ≧０）２６とを含んでいる。Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６は、活性層２４を基準にしてｍ面１２の側とは反対の側に位置している。ここで、活性層２４は、窒化物系半導体発光素子１００における電子注入領域である。

本実施形態の半導体積層構造２０には、他の層も含まれており、活性層２４と基板１０との間には、Ａｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層（ｕ＋ｖ＋ｗ＝１， ｕ≧０， ｖ≧０， ｗ≧０）２２が形成されている。本実施形態のＡｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２は、第１導電型（ｎ型）のＡｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２である。また、活性層２４とＡｌ_dＧａ_eＮ層２６との間に、アンドープのＧａＮ層を設けてもよい。

Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６において、Ａｌの組成比率ｄは、厚さ方向に一様である必要は無い。Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６において、Ａｌの組成比率ｄが厚さ方向に連続的または階段的に変化していても良い。すなわち、Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６は、Ａｌの組成比率ｄが異なる複数の層が積層された多層構造を有していても良いし、ドーパントの濃度も厚さ方向に変化していてもよい。なお、コンタクト抵抗低減の観点から、Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６の最上部（半導体積層構造２０の上面部分）は、Ａｌの組成比率ｄがゼロである層（ＧａＮ層）から構成されていることが好ましい。このとき、後述するＭｇ層３２はＧａＮ層と接することになる。また、Ａｌ組成ｄはゼロでなくてもよい。Ａｌ組成ｄを０．０５程度とした、Ａｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎを用いることもできる。このとき、後述するＭｇ層３２は、このＡｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ層と接することになる。

半導体積層構造２０の上には、電極３０が形成されている。本実施形態の電極３０は、ＭｇからなるＭｇ層３２を含む電極であり、Ｍｇ層３２の上には、ＰｔからなるＰｔ層が形成されている。電極３０におけるＭｇ層３２は、半導体積層構造２０のｐ型半導体領域に接触しており、ｐ型電極（ｐ側電極）の一部として機能する。本実施形態では、Ｍｇ層３２は、第２導電型（ｐ型）のドーパントがドープされたＡｌ_dＧａ_eＮ層２６に接触している。Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６には、例えば、ドーパントとしてＭｇがドープされている。Ｍｇ以外のｐ型ドーパントとして、例えばＺｎ、Ｂｅなどがドープされていてもよい。

Ｍｇ層３２の表面に接触する金属層３４としては、例えば、Ｐｔ層の他、Ａｕに比べるとＭｇと合金を形成し難い金属の層を用いることができる。逆に、Ｍｇ層３２と接触する金属層３４として、Ｍｇと合金を形成し易いＡｕ（金）は好ましく無い。Ｍｇ層３２は、金属層３４を構成するＰｔ等の金属との間で合金化していない。なお、「Ｐｔ等の金属との間で合金化していない」とは、％オーダー（例えば１％）未満の濃度でＭｇ中にＰｔ等の金属が混和している状態も含まれる。換言すれば、「Ｐｔ等の金属との間で合金化」とは、％オーダー（例えば１％）以上の濃度でＰｔ等の金属がＭｇ中に混和している状態を意味する。なお、Ｍｇ層３２及び金属層３４は、それらの層の製造工程で混入する不純物等を含んでいてもよい。

なお、Ｍｇ層３２と金属層３４との間にＭｇを含む合金層が形成されていても良い。Ｐｔ、Ｍｏ、Ｐｄは、Ａｕに比べるとＭｇとの間で合金化しにくい金属であるが、後述する熱処理により、Ｍｇ層３２の一部と反応して合金層が形成され得る。

なお、Ｍｇ層３２の上に比較的薄い金属層を堆積した場合、熱処理後には、薄い金属層の全てがＭｇ層におけるＭｇの一部と合金化する場合がある。この場合には、Ｍｇ層の上には合金層のみが存在することになる。

上記の各電極の上には、上述の金属層３４または合金層とは別に、これらの金属以外の金属または合金からなる電極層や配線層が形成されていても良い。

本実施形態の電極３０の厚さは、例えば、１０〜２００ｎｍである。電極３０におけるＭｇ層３２の厚さは、例えば、２ｎｍ〜４５ｎｍである。なお、ここでのＭｇ層３２の厚さは、熱処理後のＭｇ層の厚さである。

また、Ｍｇ層３２の上に位置する金属層３４（Ｐｔ、ＭｏおよびＰｄからなる群から選択される少なくとも１種類の金属からなる層）の厚さは、例えば、２００ｎｍ以下（または、１０ｎｍ〜２００ｎｍ）である。なお、Ｍｇ層３２の厚さは、金属層３４の厚さよりも薄いことが好ましい。Ｍｇ層３２と金属層３４との歪みのバランスが崩れることによるＭｇ層３２とＡｌ_dＧａ_eＮ層２６との間での剥離が生じないようにするためである。

また、ｍ面の表面１２を有するＧａＮ系基板１０の厚さは、例えば、１００〜４００μｍである。これはおよそ１００μｍ以上の基板厚であればウエハのハンドリングに支障が生じないためである。なお、本実施形態の基板１０は、ＧａＮ系材料からなるｍ面の表面１２を有していれば、積層構造を有していても構わない。すなわち、本実施形態のＧａＮ系基板１０は、少なくとも表面１２にｍ面が存在している基板も含み、したがって、基板全体がＧａＮ系であってもよいし、他の材料との組み合わせであっても構わない。

本実施形態の構成では、基板１０の上に、ｎ型のＡｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層（例えば、厚さ０．２〜２μｍ）２２の一部に、電極４０（ｎ型電極）が形成されている。図示した例では、半導体積層構造２０のうち電極４０が形成される領域は、ｎ型のＡｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２の一部が露出するように凹部４２が形成されている。その凹部４２にて露出したｎ型のＡｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２の表面に電極４０が設けられている。電極４０は、例えば、Ｔｉ層とＡｌ層とＰｔ層との積層構造から構成されており、電極４０の厚さは、例えば、１００〜２００ｎｍである。

本実施形態の活性層２４は、Ｇａ_0.9Ｉｎ_0.1Ｎ井戸層（例えば、厚さ９ｎｍ）とＧａＮバリア層（例えば、厚さ９ｎｍ）とが交互に積層されたＧａＩｎＮ／ＧａＮ多重量子井戸（ＭＱＷ）構造（例えば、厚さ８１ｎｍ）を有している。

活性層２４の上には、ｐ型のＡｌ_dＧａ_eＮ層２６が設けられている。ｐ型のＡｌ_dＧａ_eＮ層２６の厚さは、例えば、０．２〜２μｍである。なお、上述したように、活性層２４とＡｌ_dＧａ_eＮ層２６との間には、アンドープのＧａＮ層を設けてもよい。

加えて、Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６の上に、第２導電型（例えば、ｐ型）のＧａＮ層を形成することも可能である。そして、そのＧａＮ層の上に、ｐ⁺−ＧａＮからなるコンタクト層を形成し、さらに、ｐ⁺−ＧａＮからなるコンタクト層上に、Ｍｇ層３２を形成することも可能である。なお、ＧａＮからなるコンタクト層を、Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６とは別の層であると考える代わりに、Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６の一部であると考えることもできる。

次に、図４から図１５を参照しながら、本実施形態の特徴を更に詳細に説明する。

まず、図４（ａ）及び（ｂ）は、ｍ面ＧａＮに接する金属の仕事関数（ｅＶ）と固有コンタクト抵抗（Ω・ｃｍ²）との関係を示すグラフである。さらに説明すると、図４（ａ）及び（ｂ）は、Ｍｇをドープしたｐ型ＧａＮ層（Ｍｇ濃度：約１×１０¹⁹ｃｍ^-3）上に各種金属層（Ｍｇ層の厚さ：２ｎｍ、それ以外の金属層の厚さ：２００ｎｍ）を形成し、そのコンタクト抵抗をＴＬＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ Ｍｅｔｈｏｄ）法を用いて評価した結果を示している。なお、縦軸に示した「１．０Ｅ−０１」は「１．０×１０^-1」を意味し、「１．０Ｅ−０２」は「１．０×１０^-2」を意味し、すなわち、「１．０Ｅ＋Ｘ」は、「１．０×１０^X」の意味である。

コンタクト抵抗は、一般に、コンタクトの面積Ｓ（ｃｍ²）に反比例する。ここで、コンタクト抵抗をＲ（Ω）とすると、Ｒ＝Ｒｃ／Ｓの関係が成立する。比例定数のＲｃは、固有コンタクト抵抗と称され、コンタクト面積Ｓが１ｃｍ²の場合のコンタクト抵抗Ｒに相当する。すなわち、固有コンタクト抵抗の大きさは、コンタクト面積Ｓに依存せず、コンタクト特性を評価するための指標となる。以下、「固有コンタクト抵抗」を「コンタクト抵抗」と略記する場合がある。

図４（ａ）は、金属形成後、熱処理を行なわない場合（ａｓ−ｄｅｐｏ）を示している。一方、図４（ｂ）は、Ｍｇでは６００℃で１０分間、窒素雰囲気中で熱処理を行った場合を示し、そして、Ａｌ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｎｉ、Ｐｔでは５００℃で１０分間、窒素雰囲気中で熱処理を行った場合の結果を示している。なお、この温度の違いは、最適熱処理温度が異なることにより、Ｍｇ以外の金属においては５００℃で最もコンタクト抵抗が低下することに基づいている。

図４（ａ）から理解できるとおり、各種金属の仕事関数が増加すると共に、コンタクト抵抗が低減することが見られる。これは、ｃ面基板上にＧａＮ系半導体素子を作製する場合に、一般に、仕事関数の大きな金属（例えば、Ａｕ）がｐ型電極として用いられる点と一致する。

加熱処理後の結果においては、図４（ｂ）からわかるように、Ａｌ、Ａｕ、Ｐｄ、Ｎｉ、Ｐｔでは、各種金属の仕事関数が増加すると共に、コンタクト抵抗が低減することが見られる。しかしながら、Ｍｇは仕事関数が小さい金属であるにもかかわらず、急激なコンタクト抵抗の低下が見られることが分かった。なお、図４（ｂ）のグラフに、Ｍｇ以外の各種金属の傾向を示す点線を追加したものを図４（ｃ）に示す。従来の技術的常識によれば、熱処理を行なわない場合においてＭｇは評価を行った金属の中では最も仕事関数が小さな金属であるため、コンタクト抵抗は大きくなることが推測されるが、逆にＭｇは熱処理によって急激なコンタクト抵抗の減少を示すことが分かった。

図５（ａ）は、Ｍｇ／Ｐｔ電極（Ｍｇ上にＰｔを形成）におけるＭｇ層厚と固有コンタクト抵抗との関係を示すグラフである。ここで、Ｐｔ層の厚さ（熱処理前）は７５ｎｍに固定されている。図５（ｂ）は、比較のため、Ｐｄ／Ｐｔ電極（Ｐｄ厚さ４０ｎｍ、Ｐｔ厚さ：３５ｎｍ）の固有コンタクト抵抗を示すグラフである。グラフの横軸は熱処理温度である。Ｍｇ層以外の金属層の厚さは、いずれも、熱処理前の厚さである。

図５（ａ）に示すデータは、パルス蒸着法を用いてＭｇ層を堆積したサンプルから得たものである。パルス蒸着法については後述する。図５（ｂ）に示すデータは、通常の電子ビーム蒸着法を用いてＰｄ、Ｐｔ層を堆積したサンプルから得たものである。本願明細書における本発明の実施例では、いずれも、Ｍｇ層をパルス蒸着法によって堆積している。なお、本願明細書では、ｃ面ＧａＮ層上のＭｇ層もパルス蒸着法によって堆積しているが、Ｍｇ以外の金属（Ｐｄ、Ｐｔ、Ａｕ）は、いずれも、通常の電子ビーム蒸着法によって堆積したものである。

Ｍｇ／Ｐｔ電極、およびＰｄ／Ｐｔ電極は、Ｍｇがドープされたｍ面ＧａＮ層に接触している。これらの電極が接触するｍ面ＧａＮ層では、表面から深さ２０ｎｍの領域（厚さ２０ｎｍの最表面領域）に７×１０¹⁹ｃｍ^-3のＭｇがドープされている。また、ｍ面ＧａＮ層の表面からの深さが２０ｎｍを超える領域には、１×１０¹⁹ｃｍ^-3のＭｇがドープされている。このように、ｐ型電極が接触するＧａＮ層の最表面領域においてｐ型不純物の濃度を局所的に高めると、コンタクト抵抗を最も低くすることができる。また、このような不純物ドーピングを行なうことにより、電流―電圧特性の面内ばらつきも低減するため、駆動電圧のチップ間ばらつきを低減できるという利点も得られる。このため、本願に開示している実験例では、いずれも、電極が接触するｐ型ＧａＮ層の表面から深さ２０ｎｍの領域に７×１０¹⁹ｃｍ^-3のＭｇをドープし、それよりも深い領域には１×１０¹⁹ｃｍ^-3のＭｇをドープしている。なお、図４（ｂ）に示すＭｇのコンタクト抵抗が、図５（ａ）に示すＭｇのコンタクト抵抗よりも高くなっている理由は、図４（ｂ）の例では、Ｍｇドープ量を表面で局所的に高めるという処理を行っていないためである。

図５（ａ）のグラフにおける横軸は、熱処理後のＭｇ層の厚さを示す。後述するように、透過電子顕微鏡の評価によると、熱処理後におけるＭｇ層の厚さは熱処理前に比べて減少する。熱処理（６００℃、１０分）前のＭｇ層の厚さが７ｎｍの場合、熱処理後におけるＭｇ層の厚さは２ｎｍとなっていた。同様に、熱処理（６００℃、１０分）前のＭｇ層の厚さが５０ｎｍ、２０ｎｍの場合、熱処理後におけるＭｇ層の厚さは、各々４５ｎｍ、１５ｎｍとなっていた。

図５（ａ）のグラフには、６００℃、１０分の熱処理を行ったサンプルについて、コンタクト抵抗の測定値とＭｇ厚さとの関係を示す実験結果が記載されている。他の熱処理条件のもとでも、コンタクト抵抗のＭｇ層厚依存性は同様の傾向にあることを実験で確認した。

本発明者の実験によると、Ｍｇ層厚が４５ｎｍを超えて厚くなると、ｍ面ＧａＮ層に対するＭｇ／Ｐｔ電極のコンタクト抵抗は、ｍ面ＧａＮ層に対するＰｄ／Ｐｔ電極のコンタクト抵抗（図５（ｂ）に示されている）とほぼ同程度の大きさとなるため、従来例に対する優位性が見られなかった。一方、図５（ａ）に示すように、Ｍｇ層厚が４５ｎｍ以下になると、ｍ面ＧａＮ上のＰｄ／Ｐｔ電極よりもコンタクト抵抗が低くなり、本発明の優位性が確認された。

Ｍｇ層厚が４５ｎｍ以下の範囲においては、Ｍｇ層厚が減少するほど、コンタクト抵抗も減少することが観測された。Ｍｇ層厚が１５ｎｍ付近から層厚の減少と共に急激なコンタクト抵抗の減少が観測された。Ｍｇ層厚が２ｎｍ付近で最も低いコンタクト抵抗が得られた。

以上のことから、熱処理を含む全ての製造工程を経て最終的に得られる半導体素子におけるＭｇ層３２の厚さは、４５ｎｍ以下であることが好ましく、２ｎｍ〜１５ｎｍの範囲内にあることが更に好ましい。

図６（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、Ｍｇ層厚が２ｎｍ、１５ｎｍ、および４５ｎｍにおける熱処理後の電極の表面状態を示す写真である。ここで、Ｍｇ層厚は、６００℃１０分の熱処理後における値である。

図６（ｃ）に示すように、Ｍｇ層厚が４５ｎｍのサンプルでは、電極表面荒れ（凹凸）が観測された。電極表面荒れは、Ｍｇ層厚が４５ｎｍを超えて大きくなるとコンタクト抵抗が増加することの要因になっていると考えられる。また、Ｍｇ層厚が４５ｎｍを超えると、部分的にＭｇ層が浮き上がる現象も見られた。透過電子顕微鏡の観察から、Ｍｇ層とＧａＮ層との界面で空隙が生じていることも確認された。これは、Ｍｇ層厚が４５ｎｍを超えて大きくなると、Ｍｇ層の歪が増大し、ＭｇとＧａＮとの界面でＭｇ層の剥離が生じたものと考えられる。以上のことから、Ｍｇ層の厚さは４５ｎｍ以下に設定することが好ましい。

なお、Ｍｇ層厚が約１５ｎｍ以下になると、電極表面の平坦性は極めて良くなる。このため、Ｍｇ層厚は１５ｎｍ以下であることがより好ましい。

図７はＭｇ／Ｐｔ電極およびＰｄ／Ｐｔ電極の各々コンタクト抵抗について、接触面がｍ面の場合とｃ面の場合のコンタクト抵抗（測定値）を比較して示すグラフである。いずれのサンプルでも、電極はｐ型ＧａＮ層に接触している。このｐ型ＧａＮ層には、前述した濃度分布を有するＭｇがドーピングされている。

熱処理前における各層の厚さは、以下の表１に示す通りである。

また、熱処理温度および熱処理時間は以下の表２に示す通りである。

図７から明らかなように、Ｍｇ／Ｐｔ電極によれば、接触面がｃ面の場合でも、Ｐｄ／Ｐｔ電極に比べてコンタクト抵抗の若干の低減が観測された。しかし、ｍ面の場合、Ｍｇ／Ｐｔ電極のコンタクト抵抗は、顕著に低下していることが判明した。

次に、図８を参照しながら、コンタクト抵抗について熱処理温度の依存性を説明する。図８は、ｐ型のＧａＮ層のｍ面（以下、「ｍ面ＧａＮ」と表記する）上に、Ｍｇ層、その上にＰｔ層を形成した場合（すなわち、ｍ面ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ））の結果を示している。また、対比として、ｐ型のｍ面ＧａＮ層上にＰｄ層、その上にＰｔ層を形成した場合（ｍ面ＧａＮ（Ｐｄ／Ｐｔ）、そして、ｐ型のＧａＮ層のｃ面（以下、「ｃ面ＧａＮ」と表記する）上にＰｄ層、その上にＰｔ層を形成した場合（ｃ面ＧａＮ（Ｐｄ／Ｐｔ））の結果も示している。ｐ型ＧａＮ層には、いずれも、前述した濃度分布を有するようにＭｇがドーピングされている。

熱処理前における各層の厚さは、以下の表３に示す通りである。

まず、Ｐｄ／Ｐｔ層の電極の場合、ｍ面ＧａＮのコンタクト抵抗は、ｃ面ＧａＮのコンタクト抵抗と比較して高い値となる。そして、ｍ面およびｃ面ＧａＮのいずれも５００℃を超える熱処理温度においては、コンタクト抵抗の上昇が見られる。

一方、ｍ面ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ）の電極は、熱処理を行なわないときは、Ｐｄ／Ｐｔの電極と比較してコンタクト抵抗は高い。これは、仕事関数が小さい金属の方がコンタクト抵抗が高いという技術常識と合致する。しかしながら、ｍ面ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ）の電極の場合、熱処理温度を上げると共に、コンタクト抵抗が小さくなり、５００℃の熱処理温度の場合には、ｍ面ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ）のコンタクト抵抗は、ｍ面ＧａＮ（Ｐｄ／Ｐｔ）のコンタクト抵抗と同等またはそれ以下となる。

加えて、５００℃を超えた温度（例えば、６００℃）になると、ｍ面ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ）のコンタクト抵抗は更に低下して、ｃ面ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ）のコンタクト抵抗と同等となり、さらにはそれ以下になる。図８に示したグラフでは、おおよそ５５０℃以上になると、ｍ面ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ）のコンタクト抵抗は、ｃ面ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ）のコンタクト抵抗の値以下（またはそれ未満）になる。

６００℃の温度では、ｍ面ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ）のコンタクト抵抗は、６００℃の温度でのｍ面およびｃ面ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ）のいずれのコンタクト抵抗よりも低くなり、具体的には、約１．０Ｅ−０２Ωｃｍ^-2又はその周辺まで低下する。また、７００℃の温度では、ｍ面ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ）のコンタクト抵抗は、６００℃の温度の場合よりも上昇するものの、７００℃の温度でのｍ面およびｃ面ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ）のいずれのコンタクト抵抗よりも低くなる。

したがって、ｍ面ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ）の熱処理温度としては、例えば、５００℃以上が好ましい。７００℃を超えて所定温度（例えば８００℃）以上になると、電極やＧａＮ層の膜質の劣化が進むため、上限は７００℃以下が好ましい。そして、６００℃近傍（例えば、６００℃±５０℃）がより好適な熱処理温度である。

次に、各温度で熱処理を行った後の電極の表面状態を示す写真を図９に示す。図９では、Ａｓ−ｄｅｐｏ（熱処理を行なわない場合）、熱処理温度５００℃、６００℃、７００℃の結果を示している。

図９からわかるように、ｐ型のｃ面ＧａＮ層の上にＰｄ層、その上にＰｔ層を形成した場合（Ｃ−ＧａＮ（Ｐｄ／Ｐｔ）の場合）は、５００℃、６００℃、７００℃のどの熱処理においても金属表面の劣化は見られない。ＡＦＭ測定による表面の算術平均粗さ（Ｒａ）は５００℃で約２ｎｍ、６００℃で約２ｎｍ、７００℃で約４ｎｍとなった。

一方、ｐ型のｍ面ＧａＮ層の上にＰｄ層、その上にＰｔ層を形成した場合（Ｍ−ＧａＮ（Ｐｄ／Ｐｔ）の場合）は、６００℃、７００℃の熱処理において金属表面の荒れが見られ、劣化が認められる。ＡＦＭ測定によるＲａは６００℃で約３０ｎｍ、７００℃で約７７ｎｍとなった。すなわち、熱処理による電極の劣化が、ｍ面ＧａＮの電極に特有な課題であることがわかる。

そして、ｐ型のｍ面ＧａＮ層の上にＭｇ層、その上にＰｔ層を形成した場合（Ｍ−ＧａＮ（Ｍｇ／Ｐｔ）の場合）は、７００℃の熱処理温度では僅かに凹凸は見られるものの、５００℃、６００℃、７００℃の全ての熱処理温度において電極が劣化しないことが確認された。ＡＦＭ測定による表面のＲａは５００℃で約１．５ｎｍ、６００℃で約１．５ｎｍ、７００℃で約４．５ｎｍとなり、良好な表面状態が得られた。そして、本実施形態の構成において、電極の表面のＲａは、約４．５ｎｍ以下であることが好ましく、約１．５ｎｍ以下であることがさらに好ましい。

さらに、ＧａＮ層上にＭｇ層（３０ｎｍ）を形成し、８００℃および９００℃で１０分間熱処理した場合のＧａＮ層のフォトルミネッセンス測定結果を図１０に示す。図１０（ａ）は、８００℃で熱処理した結果を示し、そして、図１０（ｂ）は、９００℃で熱処理した結果を示している。図１０（ａ）及び（ｂ）中の縦軸のＰＬ強度は、フォトルミネッセンス強度の意味である。図１０（ａ）および（ｂ）のグラフには、それぞれ、熱処理前に得られたＰＬ強度（「Ｒｅｆ」と表記する曲線）が示されている。

まず、本願発明者の実験によると、７００℃以下の熱処理では、熱処理前と後でフォトルミネッセンスのスペクトルの変化は見られなかった。一方、図１０（ａ）に示すように、８００℃の場合では、５３０ｎｍ付近にイエローバンドと呼ばれる、空孔欠陥に起因すると考えられる発光が見られるようになる。さらに熱処理温度を上げると、図１０（ｂ）に示すように、５３０ｎｍ付近の発光は強度を増し、空孔欠陥の密度の増加を示す。これよりＭｇ層を用いた電極における熱処理温度は、ＧａＮの品質の保持という観点から、７００℃以下にすることが望ましい。

次に、図１１に、電極構造（Ｍｇ／Ｐｔ）においてＭｇ原子の深さ方向のプロファイルを、ＳＩＭＳ（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ Ｉｏｎ−ｍｉｃｒｏｐｒｏｂｅ Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ）を用いて得た結果を示す。図１１（ａ）は、Ｍｇ層をＧａＮ層上に形成した構成（Ｍｇ／Ｐｔ電極）において、熱処理を行なわない場合（ａｓ−ｄｅｐｏ）の結果を示し、一方、図１１（ｂ）は、熱処理後の結果を示している。なお、熱処理の温度および時間は、ｃ面ＧａＮの場合に６００℃で１０分、ｍ面ＧａＮの場合に６００℃で１０分および６３０℃で１０分である。

いずれの電極においても、熱処理前におけるＭｇ層厚は７ｎｍであり、Ｐｔ層厚は７５ｎｍである。

図１１（ａ）、図１１（ｂ）のグラフの縦軸は、Ｍｇ濃度であり、横軸は、深さ方向の距離である。横軸の数値が「−」の領域は電極側であり、「＋」の領域はｐ型ＧａＮ側である。横軸の原点（０μｍ）は、Ｍｇのピーク位置であり、ｐ型ＧａＮ層とＭｇ層との界面の位置にほぼ相当する。これらの事項は、後に説明する図１２、図１３、図１５のグラフでも同様である。

図１１（ａ）、（ｂ）のグラフにおいて、「◆」は、ｃ面ＧａＮ上に形成した熱処理温度が６００℃のサンプルに関するデータを示している。また、グラフ中の「△」は、ｍ面ＧａＮ上に形成した熱処理温度が６００℃のサンプルに関するデータを示し、「○」は、ｍ面ＧａＮ上に形成した熱処理温度が６３０℃のサンプルに関するデータを示している。後述する図１２、図１３、図１５のグラフにおいても、同様である。なお、熱処理前のｐ型ＧａＮ層には、いずれも、前述した通り、電極が接触するｐ型ＧａＮ層の表面から深さ２０ｎｍの領域に７×１０¹⁹ｃｍ^-3のＭｇがドーピングされ、それよりも深い領域には１×１０¹⁹ｃｍ^-3のＭｇがドーピングされている。

図１１（ａ）に示すように、ａｓ−ｄｅｐｏの場合は、ｍ面ＧａＮにおいても、ｃ面ＧａＮにおいてもＭｇのプロファイルに変化は無い。一方、図１１（ｂ）に示すように、ＧａＮ層の上にＭｇ層を形成後に熱処理を行った場合には、それぞれ、Ｍｇのプロファイルは大きく異なるものとなった。

熱処理を行った場合には、図１１（ｂ）に示すように、ｃ面ＧａＮ上のＭｇは、ｐ型ＧａＮ層にかなりの濃度で拡散していることが見られる。また、Ｐｔ層にもＭｇが拡散していることが見られる。一方、ｍ面ＧａＮ上のＭｇは、ｐ型ＧａＮ層にも、Ｐｔ層にも拡散はほとんどしていないことが確認される。さらに詳述すると、ｃ面ＧａＮの場合、熱処理後にはＭｇがＰｔ層に奥深く拡散し、そして、ＧａＮ側にも奥深く拡散している。一方、ｍ面ＧａＮの場合、熱処理後にはＭｇがＰｔ層側に僅かに拡散するものの、ＧａＮ側には殆ど拡散しないものであった。これは、６００℃であっても６３０℃であってもほとんど差異が無かった。このように、熱処理の前と後で、ｃ面ＧａＮ上のＭｇの拡散と、ｍ面ＧａＮ上のＭｇの拡散との間に顕著な差が生じる。その理由は未だ不明であるが、ｃ面とｍ面との最表面原子の配列、極性の違いや原子の緻密さに起因するものと推測される。

図１２は、電極構造（Ｍｇ／Ｐｔ）においてＧａ原子の深さ方向のプロファイルを、ＳＩＭＳを用いて得た結果を示す。熱処理前におけるＭｇ層厚は７ｎｍであり、Ｐｔ層厚は７５ｎｍである。グラフの縦軸は原子濃度と比例関係にある、ＳＩＭＳの検出器の信号強度を示す。図１２における横軸の距離０μｍはｐ型ＧａＮ層とＭｇ層との界面の位置にほぼ相当する。なお、横軸の原点（０μｍ）は、Ｍｇピークの位置に合わせた。横軸の数値が「−」の領域は電極側であり、「＋」の領域はｐ型ＧａＮ側である。縦軸は、ａｓ−ｄｅｐｏのＧａＮ結晶中のＧａ濃度を１として規格化している。また母体の原子密度から算定すると、縦軸の強度の１×１０^-3は濃度として１×１０¹⁹ｃｍ^-3にほぼ相当する。

図１２（ａ）は、Ｍｇ層をＧａＮ層上に形成した構成（Ｍｇ／Ｐｔ電極）において、熱処理を行なわない場合（ａｓ−ｄｅｐｏ）の結果を示し、一方、図１２（ｂ）は、熱処理後の結果を示している。なお、図１２（ｂ）では、熱処理温度が６００℃と６３０℃との２種類の結果を示している。熱処理の温度および時間は、ｃ面ＧａＮの場合に６００℃で１０分、ｍ面ＧａＮの場合に６００℃で１０分および６３０℃で１０分である。

図１２（ａ）に示すように、ａｓ−ｄｅｐｏの場合は、ｍ面ＧａＮにおいても、ｃ面ＧａＮにおいてもＧａのプロファイルに変化は無い。一方、図１２（ｂ）に示すように、ＧａＮ層の上にＭｇ層を形成後に熱処理を行った場合には、Ｇａのプロファイルは異なるものとなった。

具体的には、図１２（ｂ）に示すように、熱処理を行った場合はＭｇ層中にＧａが拡散していることが確認された。ｍ面ＧａＮ上にＭｇ層を形成して６００℃で熱処理を行った試料では、Ｍｇ層中にＧａの拡散が認められ、コンタクト抵抗も低くなる。その原因の詳細は不詳ではあるが、Ｍｇ層中のＧａ拡散量とコンタクト抵抗との間の相関があることが確認された。

さらに詳述すると、ｃ面ＧａＮの場合は、ＧａがＭｇ層およびＰｔ層中に拡散し、ＧａＮ結晶中の奥からもＧａが電極中に移動している。換言すると、ｃ面ＧａＮの場合、Ｇａは全体的にＧａＮ層から電極中に顕著に拡散している。一方、ｍ面ＧａＮでは、熱処理温度が６００℃の場合、ｃ面ＧａＮとは異なり、界面近傍のみでＧａ原子が移動しているようである。ｃ面と比べてｍ面では原子が動きにくい状況にあると推測される。ただし、ｍ面ＧａＮの場合でも、熱処理温度が６３０℃の場合は、ＧａがＭｇ層およびＰｔ層の全体に拡散している。なお、ｍ面コンタクト抵抗は熱処理温度が６００℃の場合の方が６３０℃の場合によりも低い。これは、熱処理温度が６００℃の場合、後述するようにｍ面では窒素が拡散しにくく、その結果、Ｇａの空孔がアクセプターとして機能するのに対し、熱処理温度が６３０℃の場合は、６００℃の場合に比べ、より多くの窒素原子が電極側へ拡散するためではないかと考えられる。

図１３（ａ）は、熱処理前のＭｇ／Ｐｔ電極における窒素原子の深さ方向プロファイルを示すグラフであり、図１３（ｂ）は、熱処理後におけるＭｇ／Ｐｔ電極における窒素原子の深さ方向プロファイルを示すグラフである。熱処理前におけるＭｇ層厚は７ｎｍであり、Ｐｔ層厚は７５ｎｍである。図１３（ａ）、図１３（ｂ）のグラフの縦軸は、Ｎ強度であり、横軸は、深さ方向の距離である。１×１０^-3のＮ強度は１×１０¹⁹ｃｍ^-3のＮ濃度にほぼ相当する。横軸の数値が「−」の領域は電極側であり、「＋」の領域はｐ型ＧａＮ側である。横軸の原点（０μｍ）は、ｐ型ＧａＮ層とＭｇ層との界面の位置にほぼ相当する。電極の構造およびｐ型ＧａＮのドーピング条件は、図１１を参照して説明したサンプルにおけるものと同様である。

蒸着後、熱処理を行なわないサンプルでは、図１３（ａ）に示すように、ｃ面ＧａＮに対する電極およびｍ面ＧａＮに対する電極の両方において、いずれも窒素原子が電極側に拡散していないことがわかる。

一方、熱処理後におけるｃ面ＧａＮに対する電極では、図１３（ｂ）に示すように、窒素原子が電極側に拡散していることが確認された。しかし、熱処理後におけるｍ面ＧａＮに対する電極では、窒素原子は電極側にほとんど拡散していない。すなわち、ｍ面ＧａＮでは、Ｇａ原子のみが電極側に拡散し、窒素原子は拡散していない。これに対し、ｃ面ＧａＮでは、Ｇａ原子も窒素原子も電極側に拡散している。ｐ型ＧａＮにおいてＧａが電極側に拡散すると、ｐ型ＧａＮの最表面でＧａ原子が不足する状態、すなわちＧａ空孔が形成される。Ｇａ空孔はアクセプター的性質を有するため、電極とｐ型ＧａＮとの界面の近傍でＧａ空孔が増加すると、この界面のショットキー障壁を正孔がトンネリングによって通過しやすくなる。しかし、Ｇａ原子とともに窒素原子も電極側に拡散すると、ｐ型ＧａＮの最表面に窒素の不足する状態、すなわち窒素空孔も形成される。窒素空孔はドナー的性質を有し、Ｇａ空孔との間で電荷補償を起こす。このため、ｃ面ＧａＮのようにＧａのみならず窒素も電極側に拡散すると、コンタクト抵抗の低下は特に生じなくなる。

次に、Ｍｇ層におけるＮ（窒素）濃度とＧａ濃度との関係について詳述する。図１２（ｂ）に示すように、６００℃にて熱処理を行った場合、ｍ面ＧａＮ層上のＭｇ層におけるＧａのＳＩＭＳ検出濃度は４×１．０Ｅ−０２となった。ＳＩＭＳの検出強度はその原子濃度に比例する。従って、ＧａＮ層の母体のＧａ濃度が１×１０²²ｃｍ^-3程度と仮定した場合、Ｍｇ層中に４×１０¹⁹ｃｍ^-3程度のＧａが存在しているものと考えられる。６３０℃にて熱処理を行った場合は、ＳＩＭＳの検出強度は３×１．０Ｅ−０２となった。同様の仮定により、ｍ面ＧａＮ層上のＭｇ層中には３×１０¹⁹ｃｍ^-3程度のＧａが存在するものと考えられる。

一方、図１３（ｂ）に示すように、６００℃及び６３０℃で熱処理を行った場合のどちらも、ｍ面ＧａＮ層上のＭｇ層におけるＮ（窒素）のＳＩＭＳ検出濃度は、検出感度の限界である１×１．０Ｅ−０３となった。同様の仮定により、ｍ面ＧａＮ層上のＭｇ層中に含まれるＮ（窒素）は１×１０¹⁸ｃｍ^-3以下と考えられる。以上より、ｍ面ＧａＮ層上のＭｇ層中のＧａ原子濃度は、Ｎ原子濃度より１桁（１０倍）以上大きい。

これに対し、ｃ面ＧａＮ層上のＭｇ層では、Ｇａ及びＮは、ＳＩＭＳ検出強度はいずれも１Ｅ−２であり、いずれも１×１０¹⁹ｃｍ^-3程度存在するものと考えられる。すなわち、ｃ面ＧａＮ層上のＭｇ層中におけるＧａ原子とＮ原子の濃度はほぼ同程度である。

なお、このような各元素（Ｍｇ、Ｇａ、Ｎ、Ｐｔ）の挙動は、Ｍｇ層が接触するＧａＮ層において、Ｇａの一部がＡｌやＩｎで置換されていても同様に生じると推定される。また、Ｍｇ層が接触するＧａＮ系半導体層中にドーパントとしてＭｇ以外の元素がドープされている場合でも同様であると推定される。

次に、図１４に、ｍ面ＧａＮ層上にＭｇ層を形成した電極構造（Ｍｇ／Ｐｔ）の断面透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真を示す。図１４（ａ）は、熱処理を行なわない場合（ａｓ−ｄｅｐｏ）の結果を示している。図１４（ｂ）は、６００℃で１０分間の熱処理後の結果を示している。

この例では、図１４（ａ）に示すように、７ｎｍ厚のＭｇ層をＧａＮ結晶上に形成した。図１４（ｂ）に示すように、熱処理後はＰｔ層がＭｇ層に浸食し、Ｍｇ層の厚さが２ｎｍとなった。

図１４（ｂ）からわかるように、Ｍｇ層（図３（ａ）中の層３２）の厚さは薄い（例えば、２ｎｍ）とはいえ、Ｐｔ層（図３（ａ）中の層３４）によって合金化ないしは吸収されていないＭｇからなるＭｇ層（図３（ａ）中の層３２）の存在が確認された。この薄層のＭｇ層（３２）の存在が、従来技術では非常にコンタクト抵抗が大きかったｍ面ＧａＮのコンタクト抵抗を低減できる主要な要因の一つと推測される。

次に、図１５に、電極構造（Ｍｇ／Ｐｔ）においてＰｔの深さ方向のプロファイルを、ＳＩＭＳを用いて得た結果を示す。図１５（ａ）および（ｂ）は、上述のＳＩＭＳと同様に、それぞれ、熱処理を行なわない場合（ａｓ−ｄｅｐｏ）、および、熱処理後の結果である。熱処理前におけるＭｇ層厚は７ｎｍであり、Ｐｔ層厚は７５ｎｍである。図１５（ａ）、（ｂ）のグラフの縦軸は、Ｐｔ強度であり、横軸は、深さ方向の距離である。１×１０^-3のＰｔ強度は１×１０¹⁹ｃｍ^-3のＰｔ濃度にほぼ相当する。横軸の数値が「−」の領域は電極側であり、「＋」の領域はｐ型ＧａＮ側である。横軸の原点（０μｍ）は、ｐ型ＧａＮ層とＭｇ層との界面の位置にほぼ相当する。電極の構造およびｐ型ＧａＮのドーピング条件は、図１１を参照して説明したサンプルにおけるものと同様である。

図１５（ａ）に示すように、ａｓ−ｄｅｐｏの場合は、ｍ面ＧａＮにおいても、ｃ面ＧａＮにおいてもＰｔのプロファイルに変化は無い。一方、図１５（ｂ）に示すように、熱処理後は、ｃ面ＧａＮにおいてＰｔはＧａＮ側に拡散していることがわかる。しかしながら、ｍ面ＧａＮにおいてはＰｔプロファイルに変化はほとんど無く、ＧａＮ層中にＰｔが拡散していないことが確認された。より詳述すると、ｃ面ＧａＮの場合、熱処理後においてＰｔはＭｇ層側に大きく拡散する。一方、ｍ面ＧａＮの場合、熱処理後においてＰｔはＭｇ層側に僅かに拡散しただけであった（ｃ面ＧａＮの１／１０程度）。熱処理温度が６００℃であっても６３０℃でもほとんど差異が無かった。

このことは、本実施形態の構成（Ｍｇ／Ｐｔ）においては、ＧａＮ層と接触する領域においてはＭｇとの合金化がＡｕの場合と比較して顕著には起こっていないことを意味している。

ｍ面ＧａＮ上に厚さ２ｎｍのＭｇ層を形成した後、６００℃で１０分間の熱処理を行った試料を作製した。この試料の断面について、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）による観察を行った。図１６（ａ）は、熱処理前におけるＭｇ／Ｐｔ電極構造を示す模式図である。図１６（ｂ）は、熱処理前におけるＭｇ／Ｐｔ電極構造を示す模式図である。いずれの図面も、断面ＴＥＭに基づいて作成した。

Ｍｇ層の堆積時の厚さが５ｎｍを超える場合、６００℃で１０分間の熱処理によってＭｇ層の厚さは減少するが、熱処理の後もＭｇ層は実質的に連続した膜として存在する。しかし、Ｍｇ層の堆積時の厚さが２ｎｍ程度になると、６００℃で１０分間の熱処理の後、図１６（ｂ）に示すように、ＭｇとＰｔとの合金形成に消費されなかったＭｇがアイランド状に存在する場合のあることが確認された。堆積直後のＭｇ層の厚さが２ｎｍ程度になると、行なう熱処理の条件によって、最終的に得られるＭｇ層のモフォロジーは多様であり得る。

なお、本明細書における「Ｍｇ層」とは、ｐ型半導体領域の表面に存在する多数のアイランド状（島状）Ｍｇの集まりをも含むものとする。また、この「Ｍｇ層」は、複数の開口部が存在する膜（例えばポーラスな膜）から構成されていても良い。このように、Ｐｔに浸食されないＭｇがｐ型半導体領域の表面（ｍ面）と接触していれば、コンタクト抵抗低減効果を充分に得ることができる。

なお、Ｐｔ層の代わりに、Ｍｏ層またはＰｄ層をＭｇ層上に堆積した場合も、ほぼ同様の結果（コンタクト抵抗低減効果）が得られると考えられる。コンタクト抵抗低減効果を得るという観点から重要な点は、Ｍｇ層とＧａＮ系半導体とが接触することと、Ｍｇ層上の金属がＡｕと比較してＭｇと合金を形成し難い材料から形成されていることにある。

次に、再び図３（ａ）を参照しながら、本実施形態の構成をさらに詳述する。

図３（ａ）に示すように、本実施形態の発光素子１００では、ｍ面ＧａＮ基板１０と、基板１０上に形成されたＡｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層（ｕ＋ｖ＋ｗ＝１， ｕ≧０， ｖ≧０， ｗ≧０）２２とが形成されている。この例では、ｍ面ＧａＮ基板１０は、ｎ型ＧａＮ基板（例えば、厚さ、１００μｍ）であり、Ａｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２は、ｎ型ＧａＮ層（例えば、厚さ２μｍ）である。Ａｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２の上には活性層２４が形成されている。言い換えると、ｍ面ＧａＮ基板１０の上には、少なくとも活性層２４を含む半導体積層構造２０が形成されている。

半導体積層構造２０において、Ａｌ_xＧａ_yＩｎ_zＮ層２２の上には、Ａｌ_aＩｎ_bＧａ_cＮ層（ａ＋ｂ＋ｃ＝１，ａ≧０， ｂ≧０， ｃ≧０）を含む活性層２４が形成されている。活性層２４は、例えば、Ｉｎ組成比が約２５％のＩｎＧａＮ井戸層とＧａＮバリア層で構成され、井戸層の厚さは９ｎｍ、バリア層の厚さは９ｎｍ、井戸層周期は３周期である。活性層２４の上には、第２導電型（ｐ型）のＡｌ_dＧａ_eＮ層（ｄ＋ｅ＝１， ｄ≧０， ｅ≧０）２６が形成されている。第２導電型（ｐ型）のＡｌ_dＧａ_eＮ層（ｄ＋ｅ＝１， ｄ≧０， ｅ≧０）２６は例えば、Ａｌ組成比が１０％のＡｌＧａＮ層で厚さは０．２μｍである。本実施形態のＡｌ_dＧａ_eＮ層２６には、ｐ型のドーパントとして、Ｍｇがドープされている。ここでＭｇは、Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６に対して、例えば、１０¹⁸ｃｍ^-3程度ドープされている。またこの例では、活性層２４とＡｌ_dＧａ_eＮ層２６との間に、アンドープのＧａＮ層（不図示）が形成されている。

さらに、この例においては、Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６の上には、第２導電型（例えば、ｐ型）のＧａＮ層（不図示）が形成されている。さらに、ｐ⁺−ＧａＮからなるコンタクト層上には、Ｍｇ層３２が形成されており、その上にＰｔ層３４が形成されている。このＭｇ層３２とＰｔ層３４の積層構造が電極（ｐ型電極）３０となる。

なお、半導体積層構造２０には、Ａｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２の表面を露出させる凹部（リセス）４２が形成されており、凹部４２の底面に位置するＡｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２には、電極（ｎ型電極）４０が形成されている。凹部４２の大きさは、例えば、幅（または径）２０μｍであり、深さは１μｍである。電極４０は、例えば、Ｔｉ層とＡｌ層とＰｔ層（例えば、厚さはそれぞれ、５ｎｍ、１００ｎｍ、１０ｎｍ）の積層構造から成る電極である。

本実施形態の窒化物系半導体発光素子１００によれば、動作電圧（Ｖｏｐ）を、従来のＰｄ／Ｐｔ電極を用いたｍ面ＬＥＤの場合よりも約１．５Ｖ低減させることができ、その結果、消費電力を低減できることがわかった。

次に、引き続き図３（ａ）を参照しながら、本実施形態の窒化物系半導体発光素子１００の製造方法を説明する。

まず、ｍ面基板１０を用意する。本実施形態では、基板１０として、ＧａＮ基板を用いる。本実施形態のＧａＮ基板は、ＨＶＰＥ（Ｈｙｄｒｉｄｅ Ｖａｐｏｒ Ｐｈａｓｅ Ｅｐｉｔａｘｙ）法を用いて得られる。

例えば、まずｃ面サファイア基板上に数ｍｍオーダの厚膜ＧａＮを成長する。その後、厚膜ＧａＮをｃ面に垂直方向、ｍ面で切り出すことによりｍ面ＧａＮ基板が得られる。ＧａＮ基板の作製方法は、上記に限らず、例えばナトリウムフラックス法などの液相成長やアモノサーマル法などの融液成長方法を用いてバルクＧａＮのインゴットを作製し、それをｍ面で切り出す方法でも良い。

基板１０としては、ＧａＮ基板の他、例えば、酸化ガリウム、ＳｉＣ基板、Ｓｉ基板、サファイア基板などを用いることができる。基板上にｍ面から成るＧａＮ系半導体をエピタキシャル成長するためには、ＳｉＣやサファイア基板の面方位もｍ面である方が良い。ただし、ｒ面サファイア基板上にはａ面ＧａＮが成長するという事例もあることから、成長条件によっては必ずしも成長用表面がｍ面であることが必須とならない場合もあり得る。少なくとも半導体積層構造２０の表面がｍ面であれば良い。本実施形態では、基板１０の上に、ＭＯＣＶＤ（Ｍｅｔａｌ Ｏｒｇａｎｉｃ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法により結晶層を順次形成していく。

次に、ｍ面ＧａＮ基板１０の上に、Ａｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２を形成する。Ａｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２として、例えば、厚さ３μｍのＡｌＧａＮを形成する。ＧａＮを形成する場合には、ｍ面ＧａＮ基板１０の上に、１１００℃でＴＭＧ（Ｇａ（ＣＨ₃）₃）、ＴＭＡ（Ａｌ（ＣＨ₃）₃）およびＮＨ₃を供給することによってＧａＮ層を堆積する。

次に、Ａｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２の上に、活性層２４を形成する。この例では、活性層２４は、厚さ９ｎｍのＧａ_0.9Ｉｎ_0.1Ｎ井戸層と、厚さ９ｎｍのＧａＮバリア層が交互に積層された厚さ８１ｎｍのＧａＩｎＮ／ＧａＮ多重量子井戸（ＭＱＷ）構造を有している。Ｇａ_0.9Ｉｎ_0.1Ｎ井戸層を形成する際には、Ｉｎの取り込みを行なうために、成長温度を８００℃に下げることが好ましい。

次に、活性層２４の上に、例えば厚さ３０ｎｍのアンドープＧａＮ層を堆積する。次いで、アンドープＧａＮ層の上に、Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６を形成する。Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６として、例えば、ＴＭＧ、ＮＨ₃、ＴＭＡ、ＴＭＩおよびｐ型不純物としてＣｐ₂Ｍｇ（シクロペンタジエニルマグネシウム）を供給することにより、厚さ７０ｎｍのｐ−Ａｌ_0.14Ｇａ_0.86Ｎを形成する。

次に、Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６の上に、例えば厚さ０．５μｍのｐ−ＧａＮコンタクト層を堆積する。ｐ−ＧａＮコンタクト層を形成する際には、ｐ型不純物としてＣｐ₂Ｍｇを供給する。

その後、塩素系ドライエッチングを行なうことにより、ｐ−ＧａＮコンタクト層、Ａｌ_dＧａ_eＮ層２６、アンドープＧａＮ層および活性層２４の一部を除去して凹部４２を形成し、Ａｌ_xＧａ_yＩｎｚＮ層２２のｎ型電極形成領域を露出させる。次いで、凹部４２の底部に位置するｎ型電極形成領域の上に、ｎ型電極４０として、Ｔｉ／Ｐｔ層を形成する。

さらに、ｐ−ＧａＮコンタクト層の上には、Ｍｇ層３２を形成し、さらにＭｇ層３２上にＰｔ層３４を形成する。これにより、ｐ型電極４０を形成する。本実施形態では、Ｍｇ層３２の形成に原料金属をパルス的に蒸発させながら蒸着を行なう手法（パルス蒸着法）を用いている。より具体的には、真空中（例えば、５×１０^-6Ｔｏｒｒ）に保持したるつぼ中のＭｇ金属に、パルス的に電子ビームを照射し、パルス的に原料金属を蒸発させる。その原料金属分子または原子がｐ−ＧａＮコンタクト層に付着し、Ｍｇ層３２が形成される。パルスは例えばパルス幅０．５秒、繰り返し１Ｈｚである。パルス幅は０．００５秒以上５秒以下、パルス周波数は０．１Ｈｚ以上１００Ｈｚ以下であることが好ましい。このような手法により、Ｍｇ層３２として緻密で良好な品質の膜が形成された。Ｍｇ層が緻密になる理由は、パルス的な蒸着を行なうことにより、ｐ−ＧａＮコンタクト層に衝突するＭｇ原子またはＭｇ原子クラスタの運動エネルギーが増加するためであると考えられる。すなわち、電子ビームの照射によって、原料Ｍｇの一部が瞬間的に高エネルギーを持ったＭｇ原子となって気化あるいは蒸発する。そして、Ｍｇ原子はｐ−ＧａＮコンタクト層へ到達する。ｐ−ＧａＮコンタクト層へ到達したＭｇ原子はマイグレーションを起こし、原子レベルで緻密で均質なＭｇ薄膜を形成する。１パルスの電子ビームによって、１〜２０原子層程度のＭｇ薄膜が形成される。パルス状の電子ビームを繰り返し照射することによってＭｇ薄膜がｐ−ＧａＮコンタクト層に積層され、所望の厚さのＭｇ層３２が形成される。電子ビームは、Ｍｇ原子が吸着後にマイグレーションを起こすのに必要な運動エネルギーをＭｇ原子に供給することができるよう、高いピーク強度を有していることが好ましい。また、電子ビームの１パルスあたり、２０原子層（およそ５ｎｍ）以下の厚さでＭｇ薄膜が形成されるように電子銃の駆動パワーを決定することが好ましい。電子ビームの１パルスあたりに形成されるＭｇ薄膜が２０原子層よりも厚くなると、緻密で均質なＭｇ薄膜が得られにくくなる。より好ましい堆積速度は、電子ビームの１パルスあたり、５原子層以下である。これはＭｇ原子が多すぎると、Ｍｇ原子がマイグレーション中にぶつかり合い、それによりＭｇ原子が持つ運動エネルギーが失われてしまうからである。

一般にＭｇは水や空気との接触により酸化されやすい元素である。通常の蒸着方法によって支持基板上に形成したＭｇ薄膜を大気中に置いた場合、速やかに酸化される。この結果、Ｍｇ薄膜は次第に金属光沢を失い、最終的にはボロボロとなって支持体から剥がれ落ちる。これに対し、本実施形態の形成方法（パルス蒸着）によって作成されたＭｇ層３２は、原子レベルで緻密で均質であり、エピタキシャル成長させたように非常に原子配列の整った構造を有している。そして、酸化の原因と考えられるピンホールは殆ど存在せず、酸化されにくい。大気中に数ヶ月放置してもきれいな鏡面を保持することができる。

また、一般にＭｇはその融点を超えると一気に気化してしまう性質を有する。このため、Ｍｇ薄膜の堆積速度を調整することによって、形成するＭｇ薄膜の厚さをナノメートルオーダーで正確に制御することが非常に困難である。これに対し、本実施形態の形成方法によって作成されたＭｇ層３２は、パルス状電子ビームの照射時間等を適宜設定することで、その厚さをナノメートルオーダーで正確に制御できる。

なお、本実施形態の形成方法は、Ｓｉ基板やガラス基板上にＭｇ薄膜を形成する場合にも有効である。よって、本実施形態の形成方法はＧａＮに限らず、様々な種類の物質上にＭｇ薄膜を形成できる。そして、本実施形態の形成方法は、特に半導体分野における電極の形成に好適に用いることができる。また、本実施形態の形成方法は、Ｍｇ蒸着時にＭｇ薄膜が形成される基板や支持体を加熱する必要がない。このため、加熱ができない、あるいは、加熱しにくい形状の基板や支持体の上であっても、室温程度で緻密で均質なＭｇ薄膜の形成が可能である。

また、本実施形態の形成方法によって作成されたＭｇ層３２は、６００℃以上の温度で熱処理を行っても安定である。

なお、本実施形態では、原料金属（Ｍｇ金属）をパルス的に蒸発させながら蒸着を行なう手法を採用しているが、Ｍｇ層３２を形成できるのであれば、他の手法を採用することも可能である。緻密で良質なＭｇ層を形成する他の手法としては、例えば熱ＣＶＤ法や分子線エピタキシ（ＭＢＥ）などを採用することが可能である。

なお、その後、レーザリフトオフ、エッチング、研磨などの方法を用いて、基板１０、Ａｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２の一部までを除去してもよい。この場合、基板１０のみを除去してもよいし、基板１０およびＡｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２の一部だけを選択的に除去してもよい。もちろん、基板１０、Ａｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層２２を除去せずに残してもよい。以上の工程により、本実施形態の窒化物系半導体発光素子１００が形成される。

本実施形態の窒化物系半導体発光素子１００において、ｎ型電極４０とｐ型電極３０との間に電圧を印加すると、ｐ型電極３０から活性層２４に向かって正孔が、ｎ型電極４０から活性層２４に向かって電子が注入され、例えば４５０ｎｍ波長の発光が生じる。

ここで、図１７（ａ）に、ｍ面ＧａＮ上にＭｇ／Ｐｔ層からなる電極を用いた発光ダイオードの電流−電圧特性を示す。比較のため、発光ダイオードの窒化物系半導体の構造は同じで、Ｐｄ／Ｐｔ層からなる電極を用いた発光ダイオードの特性、及びｃ面ＧａＮ上にＭｇ／Ｐｔ層からなる電極を用いた発光ダイオードの特性を示す。これら３種類の発光ダイオードにおける電極の構成および熱処理条件は、以下の表４に示す通りである。

この発光ダイオードの構成は、ｍ面またはｃ面ＧａＮ基板上に、ｎ型ＧａＮ層、ＩｎＧａＮ井戸層（３層）とＧａＮバリア層（２層）とが交互に積層された活性層、ｐ型ＧａＮ層が積層されたものである。さらにｐ型ＧａＮ層上にはｐ型電極として、Ｍｇ／Ｐｔ電極またはＰｄ／Ｐｔ電極を設けている。ｎ型電極は、ｐ型ＧａＮ層、活性層をエッチングし、ｎ型ＧａＮ層を露出させ、ｎ型ＧａＮ層上に形成している。

図１７（ａ）から明らかなように、電流が０ボルトから増加しても、電流値がほぼゼロの状態が続くが、印加電圧があるレベル（立ち上がり電圧）を超えると、電流値は電圧の増加に伴って増加する。立ち上がり電圧は、Ｐｄ／Ｐｔ層からなる電極（ｍ面ＧａＮ上）の場合、約３．１Ｖである。これに対し、Ｍｇ／Ｐｔ層からなる電極（ｍ面ＧａＮ上）の場合の立ち上がり電圧は、約２．５Ｖとなり、低減が見られる。縦軸の電流値が２０ｍＡとなる動作電圧は、Ｍｇ／Ｐｔ層からなる電極ではＰｄ／Ｐｔ層からなる電極と比較し、１．５Ｖ以上低減していることが確認される。

次に、ｍ面ＧａＮ上Ｍｇ／Ｐｔ層からなる電極を用いた発光ダイオード（ｍ面発光ダイオード）とｃ面ＧａＮ上Ｍｇ／Ｐｔ層からなる電極を用いた発光ダイオード（ｃ面発光ダイオード）との比較を行う。ｍ面発光ダイオードにおいては、立ち上がり電圧がｃ面発光ダイオードと比較し低く、コンタクト抵抗の低減効果が確認される。例えば、ｍ面発光ダイオードにおいては駆動電圧３．２Ｖにおいて電流値は２０ｍＡが得られる。一方、ｃ面発光ダイオードにおいては同じ駆動電圧では４．８ｍＡの電流値となる。発光ダイオードの光出力は電流値に依存することから、駆動電圧３．２Ｖにおいてｍ面発光ダイオードにおいては、ｃ面発光ダイオードの４倍近くの光出力が得られることが分かる。

また、電流値−電圧特性を示す曲線の傾きは、Ｐｄ／Ｐｔ電極を有する素子に比べ、Ｍｇ／Ｐｔ電極を有する素子の方が急である。発光ダイオードは、内部にｐ−ｎ接合を有するダイオードであり、ｐ−ｎ接合ダイオードの電流−電圧特性を示す曲線は、一般に以下の式で近似される。
Ｉ＝Ｉ₀ｅｘｐ（Ｖ／ｎ・ＫＴ）
ここで、Ｉはｐ−ｎ接合ダイオードを流れる電流値、Ｉ₀は電流定数、Ｖは印加電圧、Ｋはボルツマン定数、Ｔは温度、ｎはダイオードの理想度合いを示すｎ値である。実験は室温で行ったため、ＫＴ＝０．０２５（Ｖ）である。

ｐ−ｎ接合ダイオードのｎ値は、電流−電圧特性を示す曲線の傾きから決定される。理想的なｐ−ｎ接合ダイオードの場合、ｎ＝１であるが、現実のｐ−ｎ接合ダイオードでは、ｎ値は１から異なっている。ｎ値は１に近いほど好ましい。本実験によれば、Ｍｇ／Ｐｔ電極を有する素子の場合、ｎ＝１．４となり、Ｐｄ／Ｐｔ電極を有する素子の場合、ｎ＝２．２であった。このことからわかるように、Ｍｇ／Ｐｔ電極を用いることにより、優れたダイオード特性を実現できる。

図１７（ｂ）に示すように、この発光ダイオードのコンタクト抵抗の値は、Ｍｇ／Ｐｔ層からなる電極では３．８×１０^-4Ωｃｍ²の値が得られた。このような１０のマイナス４乗台のコンタクト抵抗の値は、ｐ型のｍ面ＧａＮにおいては、はじめての例であり、これは驚異的な結果である。これによって消費電力を低減できることがわかった。加えて、ｍ面ＧａＮ素子において、極めて大きな技術的意義を提供できることが見出された。なお、Ｐｄ／Ｐｔ層からなる電極では、約１×１０^-2Ωｃｍ²の値であった。

次に、図１８を参照しながら、Ａｕ層、および、Ｍｇ／Ａｕ層からなる電極を用いた例（比較例）について説明する。図１８（ａ）は、ｍ面のＧａＮ層の上に、Ａｕ層、または、Ｍｇ／Ａｕ層の電極を形成し、その固有コンタクト抵抗（Ω・ｃｍ²）を測定した結果を示している。なお、この固有コンタクト抵抗は、電極を形成して熱処理を行った後の固有コンタクト抵抗の値である。

図１８（ａ）の結果からわかるように、Ａｕ層の電極に比べ、Ｍｇ／Ａｕ層の電極を用いた場合の方が固有コンタクト抵抗の特性は悪化する。この点、本実施形態の電極（例えば、Ｍｇ／Ｐｔ層）の構成における特性向上の結果と顕著に相違する。なお、上述したように、Ｍｇは水や空気との接触により酸化されやすい元素であるので、Ｍｇ層の単独での電極では無くＡｕ層の積層体（Ｍｇ／Ａｕ層）として使用される構成は検討候補の一つに成り得る。しかしながら、実際には、Ａｕ層と比較してＭｇ／Ａｕ層のコンタクト抵抗は増加するがゆえに、コンタクト特性は悪い。換言すると、本実施形態の構成（例えば、Ｍｇ／Ｐｔ層）のコンタクト抵抗の特性が優れていることは、Ｍｇ層にＡｕ層を積層した場合の結果が悪かったことを鑑みると、当業者にとって予見できない効果を有していたと思われる。

また、図１８（ｂ）は、熱処理後のＭｇ／Ａｕ層の電極の表面を示す図面代用写真であり、一方、図１８（ｃ）は、熱処理後のＡｕ層の電極の表面を示す図面代用写真である。両者を比べると、Ｍｇ／Ａｕ層の電極の方の膜質が悪いことがわかった。

次に、図１９を参照する。図１９は、Ｃｏｎｉｃａｌチップによる硬度マッピング（５ｍＮ、１μｍ ｃｏｎｉｃａｌ）を表している。図１９（ａ）はｃ面ＧａＮ基板（Ｃ−ＧａＮ）の結果を示し、そして、図１９（ｂ）はｍ面ＧａＮ基板（Ｍ−ＧａＮ）の結果を示している。両者を比較すると、ｍ面ＧａＮ基板の方が、硬度が低いことがわかった。なお、このようなｍ面ＧａＮ基板とｃ面ＧａＮ基板との物性の違いが、本実施形態の電極構成（例えば、Ｍｇ層／Ｐｔ層）の特性に影響を与えている可能性もあり得る。

以上、本発明を好適な実施形態により説明してきたが、こうした記述は限定事項では無く、勿論、種々の改変が可能である。

なお、本発明の実施形態と本質的に構成を異にするものであるが、関連する構造が特許文献３、４に開示されている。しかしながら、特許文献３および４には、窒化ガリウム系半導体層の結晶面がｍ面であることの記載は一切無く、したがって、これらの文献の開示はｃ面の窒化ガリウム系半導体層の上に電極を形成した技術に関するものである。特に、特許文献３は、Ｍｇ層の上にＡｕ層を積層した構成に関するものであり、その積層構造の電極を仮にｍ面上に形成したとしても、本実施形態の電極の効果が得られるものでは無い。また、特許文献４は、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｇからなる金属層に言及しているが、開示されている実施例はＮｉ層を下層にした電極構造を有しているもののみである。特許文献３、４とも、ｃ面の窒化ガリウム系半導体層の上に形成された電極構造に関するものであり、ｍ面の窒化ガリウム系半導体層に対するコンタクト抵抗に関する問題も解決策も教示されていない。

本発明に係る上記の発光素子は、そのまま光源として使用されても良い。しかし、本発明に係る発光素子は、波長変換のための蛍光物質を備える樹脂などと組み合わせれば、波長帯域の拡大した光源（例えば白色光源）として好適に使用され得る。

図２０は、このような白色光源の一例を示す模式図である。図２０の光源は、図３（ａ）に示す構成を有する発光素子１００と、この発光素子１００から放射された光の波長を、より長い波長に変換する蛍光体（例えばＹＡＧ：Ｙｔｔｒｉｕｍ Ａｌｕｍｎｉｎｕｍ Ｇａｒｎｅｔ）が分散された樹脂層２００とを備えている。発光素子１００は、表面に配線パターンが形成された支持部材２２０上に搭載されており、支持部材２２０上には発光素子１００を取り囲むように反射部材２４０が配置されている。樹脂層２００は、発光素子１００を覆うように形成されている。

なお、Ｍｇ層３２と接触するｐ型半導体領域がＧａＮ、もしくはＡｌＧａＮから構成される場合について説明したが、Ｉｎを含む層、例えばＩｎＧａＮであってもよい。この場合、Ｉｎの組成を例えば０．２とした「Ｉｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ」を、電極３０と接するコンタクト層に用いることができる。ＧａＮにＩｎを含ませることにより、Ａｌ_aＧａ_bＮ（ａ＋ｂ＝１，ａ≧０， ｂ＞０）のバンドギャップをＧａＮのバンドギャップよりも小さくできるため、コンタクト抵抗を低減することができる。以上のことから、Ｍｇ層が接するｐ型半導体領域は、Ａｌ_xＩｎ_yＧａ_zＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１，ｘ≧０， ｙ≧０， ｚ≧０）半導体から形成されていればよい。

コンタクト抵抗低減の効果は、当然に、ＬＥＤ以外の発光素子（半導体レーザ）や、発光素子以外のデバイス（例えばトランジスタや受光素子）においても得ることが可能である。

現実のｍ面は、ｍ面に対して完全に平行な面である必要は無く、ｍ面から僅かな角度（０〜±１°）だけ傾斜していても良い。

本発明によれば、ｍ面基板上で結晶成長させたＧａＮ系半導体素子、または、ｍ面を表面とするＧａＮ系半導体積層構造体において、そのコンタクト抵抗を低減することができる。したがって、従来、コンタクト抵抗の特性の悪さから積極的な利用が困難であった、ｍ面基板上で結晶成長させたＧａＮ系半導体素子（または、ｍ面を表面とするＧａＮ系半導体積層構造体）の産業上の利用可能性が向上する。

１０ 基板（ＧａＮ系基板）
１２ 基板の表面（ｍ面）
２０ 半導体積層構造
２２ Ａｌ_uＧａ_vＩｎ_wＮ層
２４ 活性層
２６ Ａｌ_dＧａ_eＮ層
３０ ｐ型電極
３２ Ｍｇ層
３４ 金属層（Ｐｔ層）
４０ ｎ型電極
４２ 凹部
１００ 窒化物系半導体発光素子
２００ 樹脂層
２２０ 支持部材
２４０ 反射部材

Claims (28)

1. 表面がｍ面であるｐ型半導体領域を有する窒化物系半導体積層構造と、
   前記ｐ型半導体領域上に設けられた電極とを備え、
   前記ｐ型半導体領域は、Ａｌ_xＩｎ_yＧａ_zＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１，ｘ≧０， ｙ≧０， ｚ≧０）半導体から形成され、
   前記電極は、前記ｐ型半導体領域の前記表面に接触したＭｇ層と、前記Ｍｇ層の上に形成された金属層とを含み、
   前記金属層は、Ｐｔ、ＭｏおよびＰｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属から形成されている、窒化物系半導体素子。
2. 前記Ｍｇ層と前記金属層との間には、Ｐｔ、ＭｏおよびＰｄからなる群から選択される少なくとも１種類の金属とＭｇとを含む合金層が存在する、請求項１に記載の窒化物系半導体素子。
3. 前記Ｍｇ層は、前記ｐ型半導体領域の前記表面上に存在する膜から構成されている、請求項１に記載の窒化物系半導体素子。
4. 前記Ｍｇ層は、前記ｐ型半導体領域の前記表面上にアイランド状に存在する複数のＭｇから構成されている、請求項１に記載の窒化物系半導体素子。
5. 前記半導体積層構造は、
   Ａｌ_aＩｎ_bＧａ_cＮ層（ａ＋ｂ＋ｃ＝１，ａ≧０， ｂ≧０， ｃ≧０）を含む活性層を有し、前記活性層は光を発する、請求項１に記載の窒化物系半導体素子。
6. 前記Ｍｇ層の厚さは２ｎｍ以上４５ｎｍ以下である、請求項１から５の何れか一つに記載の窒化物系半導体素子。
7. 前記Ｍｇ層の厚さは２ｎｍ以上１５ｎｍ以下である、請求項６に記載の窒化物系半導体素子。
8. 前記Ｍｇ層の厚さは前記金属層の厚さ以下である、請求項１に記載の窒化物系半導体素子。
9. 前記Ｍｇ層中のＧａ濃度は前記Ｍｇ層中の窒素濃度よりも高い、請求項１に記載の窒化物系半導体素子。
10. 前記Ｇａ濃度は前記窒素濃度の１０倍以上である、請求項９に記載の窒化物系半導体素子。
11. 前記半導体積層構造を支持する半導体基板を有している、請求項１に記載の窒化物系半導体素子。
12. 前記ｐ型半導体領域は、ＧａＮである請求項１に記載の窒化物系半導体素子。
13. 窒化物系半導体発光素子と、
    前記窒化物系半導体発光素子から放射された光の波長を変換する蛍光物質を含む波長変換部とを備える光源であって、
    前記窒化物系半導体発光素子は、
    表面がｍ面であるｐ型半導体領域を有する窒化物系半導体積層構造と、
    前記ｐ型半導体領域上に設けられた電極とを備え、
    前記ｐ型半導体領域は、Ａｌ_xＩｎ_yＧａ_zＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１，ｘ≧０， ｙ≧０， ｚ≧０）半導体からなり、
    前記電極は、前記ｐ型半導体領域の前記表面に接触したＭｇ層と、前記Ｍｇ層の上に形成された金属層とを含み、
    前記金属層は、Ｐｔ、ＭｏおよびＰｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属から形成されている、光源。
14. 前記ｐ型半導体領域は、ＧａＮである請求項１３に記載の光源。
15. 基板を用意する工程（ａ）と、
    表面がｍ面であり、Ａｌ_xＩｎ_yＧａ_zＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１，ｘ≧０， ｙ≧０， ｚ≧０）半導体からなるｐ型半導体領域を有する窒化物系半導体積層構造を前記基板上に形成する工程（ｂ）と、
    前記半導体積層構造の前記ｐ型半導体領域の前記表面上に電極を形成する工程（ｃ）と
    を含み、
    前記工程（ｃ）は、
    前記ｐ型半導体領域の前記表面上に、Ｍｇ層を形成する工程と、前記Ｍｇ層を形成した後に、Ｐｔ、ＭｏおよびＰｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属から形成される金属層を形成する工程を含む、窒化物系半導体素子の製造方法。
16. 前記工程（ｃ）において、
    前記金属層を形成した後に、前記Ｍｇ層を加熱処理する工程を実行する、請求項１５に記載の窒化物系半導体素子の製造方法。
17. 前記加熱処理は、５００℃以上７００℃以下の温度で実行される、請求項１６に記載の窒化物系半導体素子の製造方法。
18. 前記加熱処理は、５５０℃以上６５０℃以下の温度で実行される、請求項１７に記載の窒化物系半導体素子の製造方法。
19. 前記Ｍｇ層を形成する工程は、パルス的に電子ビームを照射することによってＭｇを前記ｐ型半導体領域の前記表面の上に蒸着させることを実行する、請求項１５から１８の何れか一つに記載の窒化物系半導体素子の製造方法。
20. 前記加熱処理後における前記Ｍｇ層の厚さを２ｎｍ以上４５ｎｍ以下にする、請求項１６に記載の窒化物系半導体素子の製造方法。
21. 前記工程（ｂ）において、Ａｌ_xＩｎ_yＧａ_zＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１，ｘ≧０， ｙ≧０，ｚ≧０）半導体の層を形成する工程を実行する、請求項１５に記載の窒化物系半導体素子の製造方法。
22. 前記工程（ｂ）を実行した後において、前記基板を除去する工程を含む、請求項１５から２１の何れか一つに記載の窒化物系半導体素子の製造方法。
23. 前記Ｍｇ層中のＧａ濃度は前記Ｍｇ層中の窒素濃度よりも高い、請求項１５に記載の窒化物系半導体素子の製造方法。
24. 前記Ｇａ濃度は前記窒素濃度の１０倍以上である、請求項１５に記載の窒化物系半導体素子の製造方法。
25. 前記ｐ型半導体領域は、ＧａＮである請求項１５に記載の窒化物系半導体素子の製造方法。
26. Ｍｇにパルス状の電子ビームを照射することによって前記Ｍｇを蒸発させ、
    表面がｍ面であるｐ型窒化物系半導体層の上にＭｇ薄膜を形成した後に、Ｐｔ、ＭｏおよびＰｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属からなる金属層を前記Ｍｇ薄膜の上に形成する、半導体デバイス用電極の形成方法。
27. 前記Ｍｇ薄膜が形成される支持体を加熱せずに前記Ｍｇ薄膜を形成する請求項２６に記載の半導体デバイス用電極の形成方法。
28. 表面がｍ面であるｐ型半導体領域を有する窒化物系半導体積層構造と、
    前記ｐ型半導体領域上に設けられた電極とを備え、
    前記ｐ型半導体領域は、Ａｌ_xＩｎ_yＧａ_zＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１，ｘ≧０， ｙ≧０， ｚ≧０）半導体から形成され、
    前記電極は、前記ｐ型半導体領域の前記表面に接触したＭｇ層と前記Ｍｇ層の上に形成された合金層とからなり、
    前記合金層は、Ｐｔ、ＭｏおよびＰｄからなる群から選択される少なくとも１種の金属とＭｇとを含む合金からなる窒化物系半導体素子。

Images