品C0、C1、C2的AFM像。图3 (b)表示有Sb供给的样品S0、S1、S2的AFM像。无Sb供给的样品CO、Cl、C2的表面粗糙度均方根(root mean square:RMS)值均为约10nm左右。但是，有Sb供给的样品S0、S1、S2与无Sb供给的样品CO、Cl、C2相比，表面粗度RMS值被大幅地改善。具体的表面粗糙度RMS值分别为，样品S2为1.56nm、样品SI为0.85nm、样品SO为23nm。样品S1、S2的表面粗糙度RMS值收敛于约一个原子层的量的值。这种表面粗糙度并不逊色于在100tC以上的现有的成膜温度条件下成膜的GaN层的表面粗糙度RMS值。由此，在微观下也能够确认到有Sb供给的样品S0、S1、S2的表面平坦性极为良好。
[0036]接着，为了评价低温成膜GaN层104的光学特性，对于在850°C下成膜的样品S1、Cl、在950°C下成膜的样品S2、C2在20开氏温度(K)的低温下，进行了光致发光(PL)光谱测量。图4为表示相对于PL发光波长的PL检测强度的坐标图。图4(a)表示在950°C下成膜的样品S2、C2的PL光谱。图4(b)表示在850°C下成膜的样品S1、Cl的PL光谱。在观察在950°C下成膜的样品S2、C2时，均能够在波长360nm附近确定到基于GaN单晶体的带端的陡峭的发光峰值。但是，无Sb供给的样品C2，在500?700nm的波长带可观测到作为晶体缺陷的由Ga空位引起的宽带发光(黄带发光)。另一方面，对于有Sb供给的样品S2未观测到黄带发光。即，暗示了有Sb供给的样品Ga空位较少且晶体性良好的情况。此外，在观察于850°C下成膜的样品S1、C1时，在样品C2中能够确认到的基于带端的发光峰值在样品Cl中几乎未能观测到。此外，关于样品SI，基于带端的发光的强度虽然劣于样品S2但能够观测到峰值本身。即，从光学特性的观点也暗示了有Sb供给的样品S1、S2的优势。由此，通过使气体流量比Sb/N增加至0.004以上，从而能够期待低温成膜GaN层104的晶体性及光学特性的进一步的改善。
[0037]接下来，为了评价低温成膜GaN层104的Sb的吸收量，进行了有Sb供给的样品S1、S2的X射线衍射测量(XRD:2 θ / ω扫描)。图5的坐标图中横轴为旋转角度(2 θ / ω)，纵轴为检测强度。在950°C及850°C下成膜的样品S2、SI中的任一个都能够观测到由GaN的(0002)引起的峰值。此外，在其低角度侧，确认到以箭头表示的被认为是由Sb的吸收而引起的峰值。可以看出，由其峰值位置而被估算出的低温成膜GaN层104中的Sb组分为0.2 ?0.
[0038]而且，为了更详细地评价低温成膜GaN层104的Sb的吸收量，将在与有Sb供给的样品S0、S1、S2相同的成长条件下制备出的低温成长GaN层进行层积而设为同一样品，将其复合膜中的相对于深度方向的Sb浓度通过SIMS ( 二次离子质量分析法)而进行了测量。图6为表示相对复合膜的深度的Sb浓度的坐标图。通过图6的结果，从而在计算出晶体中所含的Sb组分时，该值分别为，样品SO为0.04%、样品SI为0.4%、样品S2为0.2%。
[0039]如果对利用以上的S頂S而测定出的Sb组分、和图3的由AFM测量而获得的表面粗糙度RMS值的结果进行汇总，则通过使低温成膜GaN层104的晶体中的Sb组分增加至0.04%以上，从而提高了低温成膜GaN层104的表面平坦性。而且，更优选为，通过将Sb组分增加至0.2%以上，从而使低温成膜GaN层104的表面平坦性及光学的特性改善为不逊色于在高温条件下成膜的GaN层的程度。
[0040]根据本实施例，在通过MOCVD而实施的氮化物半导体晶体(GaN)的制备中，通过将TESb相对于氨的气体流量比设为0.004以上，从而能够将成膜温度(成长温度)低温化至约750°C左右。由此，能够降低制造成本，并能够使成膜装置小型化。
[0041]另外，由于供给Sb并在低温下形成的低温成膜GaN层104与未供给Sb并在低温下成膜获得的低温成膜GaN层104相比，晶体性及表面平坦性、光学特性优异，因而作为发光/受光设备及电子设备等的半导体设备用途是有效的。
[0042]此外，晶体中的Sb组分为0.04%以上的低温成膜GaN层104即使为在低温条件下成膜的制品，其表面平坦性也较为优异。此外，晶体中的Sb组分为0.2%以上的低温成膜GaN层104，可确认到基于带端而产生的发光，光学特性也较为良好。由此，尤其作为发光/受光设备用途是有效的。
[0043]此外，在现有技术的这种1000°C程度的较高的成膜温度条件下，作为III族元素的In不容易被吸收，且存在发生分相的可能，从而难以获得优质的包含In的氮化物半导体晶体。在本实施例中，能够以In的吸收被充分进行的800°C以下的成长温度条件，而实现良好的GaN层104的形成。由此，能够在使晶体中的In组分增加的同时，获得高品质的氮化物半导体混晶。由此，氮化物半导体混晶的组分控制变得容易，且通过形成目前为止制备困难的高In组分的活性层而使较长波长侧的发光/受光设备的制作变得容易。
[0044]另外，根据所制作的设备的结构，存在由于被暴露于成膜过程(成长过程)的高温环境中而使其特性恶化的情况。由于通过如本实施例这样使氮化物半导体晶体的成长温度整体地降低，从而能够降低热履历(热收支)，因此设备制作时的设计/试作自由度也提高了。
[0045]<实施例2 >
[0046]将图7所示的AlInN/GaN异质接合构造通过MOCVD法并按照以下顺序而进行了制备。由于到基板105为止的制备工序及制备条件与实施例1共通，因而省略说明。
[0047]首先，通过将基板温度降温至850°C，并将作为载气的氮、作为原料的三甲基铟(TMIn JII族化合物)、三甲基铝(TMA1 JII族化合物)、氨、作为Sb化合物的TESb供给到反应炉内，从而在基GaN层103上成长了 4011111的4111^层201。成膜速度被设为比较高速的0.2 μ m/ho此外，对于气体流量比，与实施例1相同，以Sb/N成为约0.004的方式进行设定。而且，成膜的AlInN层201的In组分为0.17，以与GaN晶体大致晶格匹配的方式而进行设置。之后，将基板温度维持在850°C，并且除了载气及作为原料气体的TMGa之外还供给TESb，从而在AlInN层201上成长了 40nm的GaN层202。通过将该AlInN层201及GaN层202的成膜的循环重复三次，从而制备出图7所示的3对层叠的AlInN/GaN异质接合构造。
[0048]在AlInN层201的成膜过程中可以看出，通过将成膜速度高速化为0.2 μ m/h以上，从而所获得的AlInN层201的晶体性及晶体性将大幅恶化。根据本实施例2，通过在高速的成膜条件中供给TESb，从而对于AlInN层201也能够获得高品质的晶体。由此，在AlInN/GaN异质接合构造的制备中，不仅实现了获得高品质的晶体的实施例1中所记载的效果，由于还能够实现成膜速度的高速化，因而能够降低制备时间及成本。
[0049]另外，通过以与作为基膜的基GaN层103的成膜温度相比更低温的条件而制备AlInN/GaN异质接合构造，从而降低了热履历，并提升了设备结构的制作时的设计/试作自由度。
[0050]此外，在制作面发光激光所需的多层膜反射镜时，需要将AlInN/GaN异质接合构造以40?60对而层叠。由此，制作时间及成本的降低效果非常大。
[0051]〈实施例3>
[0052]对图8所示的氮化物半导体发光二极管元件构造通过MOCVD法并按照以下顺序而进行了制作。由于低温缓冲层102为止的制备工序及制备条件与实施例1相同，故省略说明。此外，将以下的成膜条件中的气体流量比Sb/N全部设为约0.004。
[0053]首先，将基板温度升温至1080°C，将作为载气的氢、作为原料的TMGa、氨、作为杂质原料气体的硅烷(SiH4)供给至反应炉内，在低温缓冲层102上，使η型GaN层301 (n-GaN)成长3μηι。Si以3Χ 11Vcm3的浓度而被掺杂。
[0054]之后，将基板温度降温至850°C，将作为载气的氮、作为原料的TMIn及TMGa、氨、作为S