JP2000049378A - 発光素子用窒化物半導体及びその製造方法 - Google Patents
発光素子用窒化物半導体及びその製造方法Info
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- JP2000049378A JP2000049378A JP21713298A JP21713298A JP2000049378A JP 2000049378 A JP2000049378 A JP 2000049378A JP 21713298 A JP21713298 A JP 21713298A JP 21713298 A JP21713298 A JP 21713298A JP 2000049378 A JP2000049378 A JP 2000049378A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 短波長領域に高強度の発光スペクトルを有す
る窒化物半導体及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 高温でＩｎフラックスを供給しながらＧ
ａ原子に対してＩｎ原子が０．１〜０．４５％取り込ま
れる条件でＧａＮ薄膜を成長させることで、ＧａＮにＧ
ａ原子に対してＩｎ原子を０．１〜０．４５％含有させ
た窒化物半導体を得る。
る窒化物半導体及びその製造方法を提供する。 【解決手段】 高温でＩｎフラックスを供給しながらＧ
ａ原子に対してＩｎ原子が０．１〜０．４５％取り込ま
れる条件でＧａＮ薄膜を成長させることで、ＧａＮにＧ
ａ原子に対してＩｎ原子を０．１〜０．４５％含有させ
た窒化物半導体を得る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、窒化物半導体及び
その製造方法に関し、特に発光素子として利用したとき
に短波長領域に強い発光強度を得ることのできる窒化物
半導体及びその製造方法に関する。
その製造方法に関し、特に発光素子として利用したとき
に短波長領域に強い発光強度を得ることのできる窒化物
半導体及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】広いバンドギャップを有するIII−Ｖ族
化合物半導体、特にＧａＮ及び関連するIII−Ｖ窒化物
半導体材料は、光デバイスに対する潜在的な用途、特に
青色及び紫外線領域での発光ダイオード（ＬＥＤ）及び
レーザダイオード（ＬＤ）に対する潜在的な用途のため
に大きな注目を集めてきた（J. Vac. Sci. Technol. B1
0, 1237(1992); Appl. Phys. Lett. 70, 1417(1997)等
参照）。
化合物半導体、特にＧａＮ及び関連するIII−Ｖ窒化物
半導体材料は、光デバイスに対する潜在的な用途、特に
青色及び紫外線領域での発光ダイオード（ＬＥＤ）及び
レーザダイオード（ＬＤ）に対する潜在的な用途のため
に大きな注目を集めてきた（J. Vac. Sci. Technol. B1
0, 1237(1992); Appl. Phys. Lett. 70, 1417(1997)等
参照）。
【０００３】現在までのところ、ＩｎＧａＮ合金はＬＥ
Ｄ及びＬＤへのデバイス応用の点で最も成功した材料で
あり、ＭＯＣＶＤ及びモレキュラービーム・エピタキシ
ー（molecular beam epitaxy：ＭＢＥ）によるＩｎＧａ
Ｎ薄膜の成長について多くの論文が発表されている（例
えば、Microelectronics Journal 25, 651(1994); App
l. Phys. Lett. 70, 1089(1997); Appl. Phys. Lett. 6
8, 57(1996); J. Appl.Phys. 81, 7966(1997); Appl. P
hys. Lett. 72, 1078(1998)）。ＩｎＧａＮ合金を得る
には、Ｉｎを取り込むために、成長温度をＧａＮ薄膜成
長の場合に比較して下げなければならない。Appl. Phy
s. Lett. 70, 2822(1997)及びPhys. Rev.B55, R1938(19
77)には、ＩｎＧａＮ薄膜からのルミネッセンスは、三
元合金中のあるポテンシャル極小に局在するエキシトン
の放射再結合に起因するものであることが報告されてい
る。
Ｄ及びＬＤへのデバイス応用の点で最も成功した材料で
あり、ＭＯＣＶＤ及びモレキュラービーム・エピタキシ
ー（molecular beam epitaxy：ＭＢＥ）によるＩｎＧａ
Ｎ薄膜の成長について多くの論文が発表されている（例
えば、Microelectronics Journal 25, 651(1994); App
l. Phys. Lett. 70, 1089(1997); Appl. Phys. Lett. 6
8, 57(1996); J. Appl.Phys. 81, 7966(1997); Appl. P
hys. Lett. 72, 1078(1998)）。ＩｎＧａＮ合金を得る
には、Ｉｎを取り込むために、成長温度をＧａＮ薄膜成
長の場合に比較して下げなければならない。Appl. Phy
s. Lett. 70, 2822(1997)及びPhys. Rev.B55, R1938(19
77)には、ＩｎＧａＮ薄膜からのルミネッセンスは、三
元合金中のあるポテンシャル極小に局在するエキシトン
の放射再結合に起因するものであることが報告されてい
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、ＩｎＧａＮよ
りも短波長側に発光スペクトルを有する、紫外線ＬＥＤ
あるいは紫外線ＬＤへの応用に好適なＧａＮは未だ広く
用いられてはいない。その主な理由は、ＧａＮはＩｎＧ
ａＮ材料に比較してルミネッセンス効率が低いためであ
ると考えられる。非放射再結合過程によるキャリアの消
滅が、ＧａＮのルミネッセンス特性に重要な役割を演じ
ている可能性がある。J. Cryst. Growth 115, 648(199
1)及びJ. Appl. Phys. 72, 651(1992)には、ＧａＮのエ
ピタキシャル層中の欠陥及び酸素含有量がＧａＮの光学
的特性に大きな影響を及ぼしていると報告されている。
従って、非発光センターなどのルミネッセンスキラーを
減少させることが、ＧａＮのルミネッセンス効率を高め
る上で重要である。
りも短波長側に発光スペクトルを有する、紫外線ＬＥＤ
あるいは紫外線ＬＤへの応用に好適なＧａＮは未だ広く
用いられてはいない。その主な理由は、ＧａＮはＩｎＧ
ａＮ材料に比較してルミネッセンス効率が低いためであ
ると考えられる。非放射再結合過程によるキャリアの消
滅が、ＧａＮのルミネッセンス特性に重要な役割を演じ
ている可能性がある。J. Cryst. Growth 115, 648(199
1)及びJ. Appl. Phys. 72, 651(1992)には、ＧａＮのエ
ピタキシャル層中の欠陥及び酸素含有量がＧａＮの光学
的特性に大きな影響を及ぼしていると報告されている。
従って、非発光センターなどのルミネッセンスキラーを
減少させることが、ＧａＮのルミネッセンス効率を高め
る上で重要である。
【０００５】Mat. Res. Soc. Symp. Proc. 482, 637(19
98)及びAppl. Phys. Lett. 71, 921(1997)は、バンド端
放射のルミネッセンス強度はＧａＮ薄膜中にＳｉをドー
ピングすることによって増大すること、及びそのＳｉ濃
度を高めるとルミネッセンスのピークがブロードになる
ことを報告している。このようなルミネッセンス強度増
大のメカニズムは十分には分かっていない。J. Appl. P
hys. 81, 7966(1997)中のデータから、ＧａＮ薄膜中の
非放射欠陥の濃度はドーピング濃度とともに大きくは増
大しないことが示唆される。Ｓｉをドーピングする方法
以外に、ＧａＮを紫外線ＬＤに応用する際に必要となる
室温でのＧａＮの高強度フォトルミネッセンス（photol
uminescence：ＰＬ）を実現する方法は試みられていな
い。本発明は、このような窒化物半導体開発の現状に鑑
みてなされたもので、短波長領域に高強度の発光スペク
トルを有する窒化物半導体及びその製造方法を提供する
ことを目的とする。
98)及びAppl. Phys. Lett. 71, 921(1997)は、バンド端
放射のルミネッセンス強度はＧａＮ薄膜中にＳｉをドー
ピングすることによって増大すること、及びそのＳｉ濃
度を高めるとルミネッセンスのピークがブロードになる
ことを報告している。このようなルミネッセンス強度増
大のメカニズムは十分には分かっていない。J. Appl. P
hys. 81, 7966(1997)中のデータから、ＧａＮ薄膜中の
非放射欠陥の濃度はドーピング濃度とともに大きくは増
大しないことが示唆される。Ｓｉをドーピングする方法
以外に、ＧａＮを紫外線ＬＤに応用する際に必要となる
室温でのＧａＮの高強度フォトルミネッセンス（photol
uminescence：ＰＬ）を実現する方法は試みられていな
い。本発明は、このような窒化物半導体開発の現状に鑑
みてなされたもので、短波長領域に高強度の発光スペク
トルを有する窒化物半導体及びその製造方法を提供する
ことを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】我々は、ガスソース・モ
レキュラービーム・エピタキシー（gas-source molecul
ar beam epitaxy：ＧＳＭＢＥ）によってＡｌ2Ｏ3（０
００１）基板上に成長したＧａＮ薄膜の光学的特性を調
べた。その結果、ＧａＮ薄膜の成長中に微量のＩｎ原子
（ＧａＮ中でＧａ原子に対して０．４５％以下）を導入
することによってＧａＮ薄膜のＰＬ強度が大幅に増大す
ることがわかった。Ｉｎフラックスや成長温度などの成
長条件を最適化することによって、Ｉｎを含まない試料
に比較して室温で約３５倍強いＰＬ強度が得られた。こ
れは、Ｉｎ原子によってＧａＮ中の非発光センターが補
償された結果、ＰＬ強度が増大したものと考えられる。
レキュラービーム・エピタキシー（gas-source molecul
ar beam epitaxy：ＧＳＭＢＥ）によってＡｌ2Ｏ3（０
００１）基板上に成長したＧａＮ薄膜の光学的特性を調
べた。その結果、ＧａＮ薄膜の成長中に微量のＩｎ原子
（ＧａＮ中でＧａ原子に対して０．４５％以下）を導入
することによってＧａＮ薄膜のＰＬ強度が大幅に増大す
ることがわかった。Ｉｎフラックスや成長温度などの成
長条件を最適化することによって、Ｉｎを含まない試料
に比較して室温で約３５倍強いＰＬ強度が得られた。こ
れは、Ｉｎ原子によってＧａＮ中の非発光センターが補
償された結果、ＰＬ強度が増大したものと考えられる。
【０００７】本発明はこのような検討に基づいてなされ
たもので、本発明による窒化物半導体は、ＧａＮに、Ｇ
ａ原子に対する割合で０．１〜０．４５％、より好まし
くは０．１〜０．２％のＩｎ原子を含有させたことを特
徴とする。また、本発明による窒化物半導体の製造方法
は、基板上にバッファー層としてＧａＮアモルファス層
を形成するステップと、高温でＩｎフラックスを供給し
ながらＧａ原子に対してＩｎ原子が０．１〜０．４５％
の割合で取り込まれる条件でＧａＮ薄膜を成長させるス
テップとを含むことを特徴とする。バッファー層である
ＧａＮアモルファス層は、通常のＧａＮ薄膜の成長温度
より低い温度で成長させることにより得られる。また、
前記高温とは、ＩｎＧａＮ薄膜の成長温度に比較して成
長温度が高いということを意味する。本発明によると、
発光効率を向上させたＧａＮ薄膜を製造することがで
き、このＧａＮ薄膜を利用すると、紫外線領域での発光
が可能な発光ダイオードあるいはレーザダイオードを製
造することができる。
たもので、本発明による窒化物半導体は、ＧａＮに、Ｇ
ａ原子に対する割合で０．１〜０．４５％、より好まし
くは０．１〜０．２％のＩｎ原子を含有させたことを特
徴とする。また、本発明による窒化物半導体の製造方法
は、基板上にバッファー層としてＧａＮアモルファス層
を形成するステップと、高温でＩｎフラックスを供給し
ながらＧａ原子に対してＩｎ原子が０．１〜０．４５％
の割合で取り込まれる条件でＧａＮ薄膜を成長させるス
テップとを含むことを特徴とする。バッファー層である
ＧａＮアモルファス層は、通常のＧａＮ薄膜の成長温度
より低い温度で成長させることにより得られる。また、
前記高温とは、ＩｎＧａＮ薄膜の成長温度に比較して成
長温度が高いということを意味する。本発明によると、
発光効率を向上させたＧａＮ薄膜を製造することがで
き、このＧａＮ薄膜を利用すると、紫外線領域での発光
が可能な発光ダイオードあるいはレーザダイオードを製
造することができる。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て説明する。ここでは、Ａｌ2Ｏ3（０００１）基板上に
ガスソース・モレキュラービーム・エピタキシー（gas-
source molecular beam epitaxy：ＧＳＭＢＥ）によっ
てＧａＮ薄膜を成長させる例について説明する。III及
びＶ成長源としては、固体Ｇａとアンモニアガス（ＮＨ
3）を用いた。より詳細には、基板上にバッファー層と
してＧａＮ薄膜を低温で成長させ、そのバッファー層の
上に微量のＩｎを含有するＧａＮ薄膜を形成して、その
光学特性を評価した。
て説明する。ここでは、Ａｌ2Ｏ3（０００１）基板上に
ガスソース・モレキュラービーム・エピタキシー（gas-
source molecular beam epitaxy：ＧＳＭＢＥ）によっ
てＧａＮ薄膜を成長させる例について説明する。III及
びＶ成長源としては、固体Ｇａとアンモニアガス（ＮＨ
3）を用いた。より詳細には、基板上にバッファー層と
してＧａＮ薄膜を低温で成長させ、そのバッファー層の
上に微量のＩｎを含有するＧａＮ薄膜を形成して、その
光学特性を評価した。
【０００９】図１は、基板上にＧａＮ薄膜を成長させる
のに使用した装置の概略図である。この装置は、成長チ
ャンバー（ＧＳＭＢＥチャンバー）１１と、準備室１３
を備える。成長チャンバー１１はゲートバルブＧＶ１を
介してターボ分子ポンプＴＭＰ１に接続され、ターボ分
子ポンプＴＭＰ１はロータリーポンプＲＰ１によって排
気されている。こうして成長チャンバー１１は、１０-9
Ｔｏｒｒ程度の高真空に真空排気される。また、ゲート
バルブＧＶ２を介して成長チャンバー１１に接続された
準備室１３は、ターボ分子ポンプＴＭＰ２によって真空
排気され、ターボ分子ポンプＴＭＰ２はロータリーポン
プＲＰ２によって排気される。こうして準備室１３は、
１０-8Ｔｏｒｒ程度に真空排気される。成長チャンバー
１１には、窒素源としてのアンモニアガス（ＮＨ3）を
供給するガス供給ライン１５、Ｇａフラックスを供給す
るためのＧａクヌーセンセル１７、及びＩｎフラックス
を供給するためのＩｎクヌーセンセル１９が接続されて
いる。
のに使用した装置の概略図である。この装置は、成長チ
ャンバー（ＧＳＭＢＥチャンバー）１１と、準備室１３
を備える。成長チャンバー１１はゲートバルブＧＶ１を
介してターボ分子ポンプＴＭＰ１に接続され、ターボ分
子ポンプＴＭＰ１はロータリーポンプＲＰ１によって排
気されている。こうして成長チャンバー１１は、１０-9
Ｔｏｒｒ程度の高真空に真空排気される。また、ゲート
バルブＧＶ２を介して成長チャンバー１１に接続された
準備室１３は、ターボ分子ポンプＴＭＰ２によって真空
排気され、ターボ分子ポンプＴＭＰ２はロータリーポン
プＲＰ２によって排気される。こうして準備室１３は、
１０-8Ｔｏｒｒ程度に真空排気される。成長チャンバー
１１には、窒素源としてのアンモニアガス（ＮＨ3）を
供給するガス供給ライン１５、Ｇａフラックスを供給す
るためのＧａクヌーセンセル１７、及びＩｎフラックス
を供給するためのＩｎクヌーセンセル１９が接続されて
いる。
【００１０】基板は最初、準備室１３に導入され、準備
室１３を真空排気した後、ゲートバルブＧＶ２を開けて
成長チャンバー１１に移され、成長チャンバー１１中の
基板ホルダ２３上に保持される。基板ホルダ２３はヒー
ター２５及び温度センサを備え、その上に保持した基板
２１を所望の温度に加熱することができる。基板ホルダ
２３は図示しないマニピュレータによって姿勢を変える
ことができ、基板２１を受け取った後、基板表面にアン
モニアガス及び原子ビームが供給されるように１８０度
回転して図１の状態とされる。また、成長チャンバー１
１には電子ビーム２７が入射可能になっており、基板２
１に成長中の薄膜に電子線を照射してその回折パターン
を図示しないスクリーンで受けることにより、薄膜の成
長状態を実時間で観察することができるようになってい
る。
室１３を真空排気した後、ゲートバルブＧＶ２を開けて
成長チャンバー１１に移され、成長チャンバー１１中の
基板ホルダ２３上に保持される。基板ホルダ２３はヒー
ター２５及び温度センサを備え、その上に保持した基板
２１を所望の温度に加熱することができる。基板ホルダ
２３は図示しないマニピュレータによって姿勢を変える
ことができ、基板２１を受け取った後、基板表面にアン
モニアガス及び原子ビームが供給されるように１８０度
回転して図１の状態とされる。また、成長チャンバー１
１には電子ビーム２７が入射可能になっており、基板２
１に成長中の薄膜に電子線を照射してその回折パターン
を図示しないスクリーンで受けることにより、薄膜の成
長状態を実時間で観察することができるようになってい
る。
【００１１】次に、図１の装置を用いたＧａＮ薄膜試料
の製造方法について説明する。Ａｌ2Ｏ3（０００１）基
板を、通常の洗浄工程の後、１０％ＨＦ溶液中で２０分
間エッチングし、Ｎ2ガスによって乾燥させた。その基
板を図１に示した成長チャンバー１１中に導入し、１０
-8Ｔｏｒｒの真空中にて７５０℃でアニールした。次
に、ＮＨ3によって基板を５分間窒化処理した後、最初
に基板温度５００℃でガス供給ライン１５からアンモニ
アを１５ｃｃ／ｍｉｎの割合で供給すると共に、Ｇａク
ヌーセンセル１７からＧａフラックスを１８００Å／ｈ
の成長速度を達成する条件で供給して、ＧａＮバッファ
ー層を２５０Åの厚さに成長させた。
の製造方法について説明する。Ａｌ2Ｏ3（０００１）基
板を、通常の洗浄工程の後、１０％ＨＦ溶液中で２０分
間エッチングし、Ｎ2ガスによって乾燥させた。その基
板を図１に示した成長チャンバー１１中に導入し、１０
-8Ｔｏｒｒの真空中にて７５０℃でアニールした。次
に、ＮＨ3によって基板を５分間窒化処理した後、最初
に基板温度５００℃でガス供給ライン１５からアンモニ
アを１５ｃｃ／ｍｉｎの割合で供給すると共に、Ｇａク
ヌーセンセル１７からＧａフラックスを１８００Å／ｈ
の成長速度を達成する条件で供給して、ＧａＮバッファ
ー層を２５０Åの厚さに成長させた。
【００１２】次に、基板温度を高温にしてＧａＮ薄膜を
成長させた。この高温でのＧａＮ薄膜成長の間、Ｉｎク
ヌーセンセル１９からＩｎフラックスを供給した。成長
温度（基板温度）は６９０〜８００℃の間に設定した。
この成長温度は、通常のＧａＮ薄膜成長には適当である
が、通常６００℃以下の温度で行われるＩｎＧａＮ薄膜
の成長には高すぎる温度である。ＩｎフラックスはＩｎ
クヌーセンセル１９の温度を６７５〜７５０℃に変化さ
せることで制御した。ＧａＮ薄膜の成長速度は１８０ｎ
ｍ／ｈに固定し、ＧａＮ薄膜の総厚はバッファー層を含
めて約４００ｎｍとした。比較のために、同一の条件で
Ｉｎを供給しないＧａＮ薄膜試料も作成した。
成長させた。この高温でのＧａＮ薄膜成長の間、Ｉｎク
ヌーセンセル１９からＩｎフラックスを供給した。成長
温度（基板温度）は６９０〜８００℃の間に設定した。
この成長温度は、通常のＧａＮ薄膜成長には適当である
が、通常６００℃以下の温度で行われるＩｎＧａＮ薄膜
の成長には高すぎる温度である。ＩｎフラックスはＩｎ
クヌーセンセル１９の温度を６７５〜７５０℃に変化さ
せることで制御した。ＧａＮ薄膜の成長速度は１８０ｎ
ｍ／ｈに固定し、ＧａＮ薄膜の総厚はバッファー層を含
めて約４００ｎｍとした。比較のために、同一の条件で
Ｉｎを供給しないＧａＮ薄膜試料も作成した。
【００１３】図２は、こうして作成された微量のＩｎを
含むＧａＮ薄膜試料の模式的断面図である。Ａｌ2Ｏ
3（０００１）基板３１上に、厚さ２５０ÅのＧａＮバ
ッファー層３３が形成され、その上に厚さ約３５００Å
の微量Ｉｎ含有ＧａＮ薄膜３５が形成されている。こう
して作成された本発明によるＧａＮ薄膜試料及び比較用
のＩｎを含有しないＧａＮ薄膜試料に対し、励起源とし
てＨｅＣｄレーザを用いて室温でフォトルミネッセンス
（ＰＬ）の測定を行った。
含むＧａＮ薄膜試料の模式的断面図である。Ａｌ2Ｏ
3（０００１）基板３１上に、厚さ２５０ÅのＧａＮバ
ッファー層３３が形成され、その上に厚さ約３５００Å
の微量Ｉｎ含有ＧａＮ薄膜３５が形成されている。こう
して作成された本発明によるＧａＮ薄膜試料及び比較用
のＩｎを含有しないＧａＮ薄膜試料に対し、励起源とし
てＨｅＣｄレーザを用いて室温でフォトルミネッセンス
（ＰＬ）の測定を行った。
【００１４】図３に、本発明の試料及び比較例の試料に
対して室温で測定された典型的なＰＬスペクトルを示
す。実線で示したスペクトルは本発明の試料のものであ
り、破線で示したスペクトルは比較例の試料のものであ
る。２つの試料は、いずれも基板温度７００℃で成長さ
せたものである。いずれの試料も良好なＰＬ特性を示し
ており、バンド端ＰＬ放射が優勢である。極めて弱い黄
色帯の放射が観察されたが、その強度はバンド端放射の
強度と比べると１％以下であった。また、主ピークの位
置（３６５ｎｍ）にはほとんど変化がない。しかし、２
つの試料のＰＬピーク強度には大きな差が見られる。微
量のＩｎを含む本発明の試料は、Ｉｎを含まない比較例
の試料に比べて極めて強いＰＬ強度を示した。２つの試
料のＰＬの主ピーク位置はほとんど同じであることか
ら、本発明ではＩｎフラックスを供給はしたが、この高
強度のＰＬはＩｎＧａＮエピタキシャル層とは異なる起
源を有するものと考えられる。
対して室温で測定された典型的なＰＬスペクトルを示
す。実線で示したスペクトルは本発明の試料のものであ
り、破線で示したスペクトルは比較例の試料のものであ
る。２つの試料は、いずれも基板温度７００℃で成長さ
せたものである。いずれの試料も良好なＰＬ特性を示し
ており、バンド端ＰＬ放射が優勢である。極めて弱い黄
色帯の放射が観察されたが、その強度はバンド端放射の
強度と比べると１％以下であった。また、主ピークの位
置（３６５ｎｍ）にはほとんど変化がない。しかし、２
つの試料のＰＬピーク強度には大きな差が見られる。微
量のＩｎを含む本発明の試料は、Ｉｎを含まない比較例
の試料に比べて極めて強いＰＬ強度を示した。２つの試
料のＰＬの主ピーク位置はほとんど同じであることか
ら、本発明ではＩｎフラックスを供給はしたが、この高
強度のＰＬはＩｎＧａＮエピタキシャル層とは異なる起
源を有するものと考えられる。
【００１５】図４は、ＧａＮ：Ｉｎ試料のＰＬ強度のＩ
ｎフラックス依存性を示すものである。横軸はＧａＮ薄
膜成長中にＩｎフラックスを供給するＩｎクヌーセンセ
ル１９の温度を表し、縦軸はそうして得られたＩｎ含有
ＧａＮ薄膜試料のＰＬ強度と比較例の試料のＰＬ強度の
比である。いずれの試料においても、Ｉｎクヌーセンセ
ル温度以外の条件、すなわちＩｎＧａＮ含有ＧａＮ薄膜
成長中の基板温度は７００℃とし、アンモニアガスの供
給量及びＧａクヌーセンセルの温度は一定とした。Ｉｎ
クヌーセンセル１９の温度が６７５℃で、Ｉｎクヌーセ
ンセル１９からのＩｎフラックスが非常に小さいとき、
Ｉｎ含有ＧａＮ薄膜試料のＰＬ強度の増大はわずかであ
る。Ｉｎクヌーセンセル温度を上昇させてＩｎフラック
スを増大するとともに、Ｉｎの効果が明瞭に現れ、Ｉｎ
含有ＧａＮ薄膜試料のＰＬ強度はＩｎを含まないＧａＮ
薄膜試料の数倍に達する。ＰＬピークの全幅半値（ＦＷ
ＨＭ）は、Ｉｎを含有しない純粋なＧａＮ薄膜試料（比
較試料）のＦＷＨＭと比較してほとんど変わりがない。
しかし、Ｉｎクヌーセンセルの温度をさらに上昇させて
７５０℃とし、Ｉｎフラックスを十分に大きくすると、
ＰＬピークは突然低下する。同時に、ＰＬピークは広く
なる。この理由は、今のところ未だ明らかではない。
ｎフラックス依存性を示すものである。横軸はＧａＮ薄
膜成長中にＩｎフラックスを供給するＩｎクヌーセンセ
ル１９の温度を表し、縦軸はそうして得られたＩｎ含有
ＧａＮ薄膜試料のＰＬ強度と比較例の試料のＰＬ強度の
比である。いずれの試料においても、Ｉｎクヌーセンセ
ル温度以外の条件、すなわちＩｎＧａＮ含有ＧａＮ薄膜
成長中の基板温度は７００℃とし、アンモニアガスの供
給量及びＧａクヌーセンセルの温度は一定とした。Ｉｎ
クヌーセンセル１９の温度が６７５℃で、Ｉｎクヌーセ
ンセル１９からのＩｎフラックスが非常に小さいとき、
Ｉｎ含有ＧａＮ薄膜試料のＰＬ強度の増大はわずかであ
る。Ｉｎクヌーセンセル温度を上昇させてＩｎフラック
スを増大するとともに、Ｉｎの効果が明瞭に現れ、Ｉｎ
含有ＧａＮ薄膜試料のＰＬ強度はＩｎを含まないＧａＮ
薄膜試料の数倍に達する。ＰＬピークの全幅半値（ＦＷ
ＨＭ）は、Ｉｎを含有しない純粋なＧａＮ薄膜試料（比
較試料）のＦＷＨＭと比較してほとんど変わりがない。
しかし、Ｉｎクヌーセンセルの温度をさらに上昇させて
７５０℃とし、Ｉｎフラックスを十分に大きくすると、
ＰＬピークは突然低下する。同時に、ＰＬピークは広く
なる。この理由は、今のところ未だ明らかではない。
【００１６】図５は、図４に示した試料のＰＬピークエ
ネルギーを示す図であり、横軸はＩｎクヌーセンセル温
度、縦軸はＰＬピークエネルギー（単位はｅＶ）であ
る。成長温度は７００℃で一定に保った。図５から、Ｉ
ｎフラックスが少ないとき、ＰＬのピークエネルギーは
純粋なＧａＮ薄膜試料である比較試料のピークエネルギ
ーと比較してシフトしていないことが分かる。Ｉｎクヌ
ーセンセルの温度を上げてＩｎフラックスを増大する
と、わずかなシフトが観測される。最大のシフトは、Ｉ
ｎクヌーセンセル温度が７５０℃の時、低エネルギー側
に約２５ｍｅＶである。このシフトがＧａＮ薄膜中への
Ｉｎの取り込みによると考えてＩｎ組成を計算した結果
は、０．０％、０．０％、０．１％、０．２％、０．４
５％、０．６％であり、全てのＧａＮ薄膜試料中のＩｎ
組成が０．６％以下であることを示している。Ｉｎ組成
の計算は、次の〔数１〕によった。また、Ｘ線回折の結
果は、ＩｎＧａＮの形成を示してはいなかった。
ネルギーを示す図であり、横軸はＩｎクヌーセンセル温
度、縦軸はＰＬピークエネルギー（単位はｅＶ）であ
る。成長温度は７００℃で一定に保った。図５から、Ｉ
ｎフラックスが少ないとき、ＰＬのピークエネルギーは
純粋なＧａＮ薄膜試料である比較試料のピークエネルギ
ーと比較してシフトしていないことが分かる。Ｉｎクヌ
ーセンセルの温度を上げてＩｎフラックスを増大する
と、わずかなシフトが観測される。最大のシフトは、Ｉ
ｎクヌーセンセル温度が７５０℃の時、低エネルギー側
に約２５ｍｅＶである。このシフトがＧａＮ薄膜中への
Ｉｎの取り込みによると考えてＩｎ組成を計算した結果
は、０．０％、０．０％、０．１％、０．２％、０．４
５％、０．６％であり、全てのＧａＮ薄膜試料中のＩｎ
組成が０．６％以下であることを示している。Ｉｎ組成
の計算は、次の〔数１〕によった。また、Ｘ線回折の結
果は、ＩｎＧａＮの形成を示してはいなかった。
【００１７】
【数１】Ｅｇ(ｘ)＝ｘＥｇInN＋（１−ｘ）ＥｇGaN−ｂ
ｘ（１−ｘ）
ｘ（１−ｘ）
【００１８】ここで、Ｅｇ（ｘ）はＰＬのピークエネル
ギーの測定値、ＥｇInNは純粋なＩｎＮのバンドギャッ
プエネルギー、ＥｇGaNは純粋なＧａＮのバンドギャッ
プエネルギー、ｘはＩｎ組成、ｂはパラメータであり、
今の場合、ＥｇInN＝１．９５ｅＶ、ＥｇGaN＝３．４ｅ
Ｖ、ｂ＝１ｅＶである（Microelectronics Journal25,
651(1994)参照）。
ギーの測定値、ＥｇInNは純粋なＩｎＮのバンドギャッ
プエネルギー、ＥｇGaNは純粋なＧａＮのバンドギャッ
プエネルギー、ｘはＩｎ組成、ｂはパラメータであり、
今の場合、ＥｇInN＝１．９５ｅＶ、ＥｇGaN＝３．４ｅ
Ｖ、ｂ＝１ｅＶである（Microelectronics Journal25,
651(1994)参照）。
【００１９】図４と図５を総合すると、ＧａＮ薄膜に導
入した微量Ｉｎの高強度ＰＬに対する効果は、ＰＬピー
クエネルギーがＧａＮバンド端放射から低エネルギー側
にシフトを始める境界で顕著に生じていると結論され
る。更に、Ｉｎ原子の取り込みによってＰＬピークは弱
く、広くなる。従って、Ｉｎフラックスは適当な値に制
御しなければならない。
入した微量Ｉｎの高強度ＰＬに対する効果は、ＰＬピー
クエネルギーがＧａＮバンド端放射から低エネルギー側
にシフトを始める境界で顕著に生じていると結論され
る。更に、Ｉｎ原子の取り込みによってＰＬピークは弱
く、広くなる。従って、Ｉｎフラックスは適当な値に制
御しなければならない。
【００２０】ＩｎをドーピングしたＧａＮ薄膜の高強度
ＰＬに対する成長条件を最適化するために、Ｉｎクヌー
センセル温度を６９０℃に保って、成長温度（基板温
度）を６９０〜８００℃の間で変化させた試料を作成し
た。図４から、このＩｎクヌーセンセル温度６９０℃
は、本実験に使用した装置においては、高強度ＰＬ実現
のために最適な温度である。
ＰＬに対する成長条件を最適化するために、Ｉｎクヌー
センセル温度を６９０℃に保って、成長温度（基板温
度）を６９０〜８００℃の間で変化させた試料を作成し
た。図４から、このＩｎクヌーセンセル温度６９０℃
は、本実験に使用した装置においては、高強度ＰＬ実現
のために最適な温度である。
【００２１】図６は、ＰＬ強度の成長温度依存性を示す
ものであり、横軸は成長温度、縦軸はＩｎ含有ＧａＮ薄
膜試料のＰＬ強度とＩｎを含有しないＧａＮ薄膜試料の
ＰＬ強度の比である。いずれの試料においても、Ｉｎク
ヌーセンセル温度は６９０℃で一定とした。図６は、高
強度ＰＬに対するＩｎの効果が成長温度に極めて敏感で
あることを示している。成長温度を増大するとき、ＰＬ
強度は成長温度７１５℃までは成長温度とともに増大す
る。しかし、成長温度が７１５℃を越えて上昇すると、
ＰＬ強度は次第に減少する。ＰＬ強度が最大の試料は、
成長中にＩｎを供給しなかったＧａＮ薄膜試料の約３５
倍のＰＬ強度を示した。これは、本発明のＧａＮ薄膜の
光学デバイスへの応用を考えたとき、大きな意義を有す
る。
ものであり、横軸は成長温度、縦軸はＩｎ含有ＧａＮ薄
膜試料のＰＬ強度とＩｎを含有しないＧａＮ薄膜試料の
ＰＬ強度の比である。いずれの試料においても、Ｉｎク
ヌーセンセル温度は６９０℃で一定とした。図６は、高
強度ＰＬに対するＩｎの効果が成長温度に極めて敏感で
あることを示している。成長温度を増大するとき、ＰＬ
強度は成長温度７１５℃までは成長温度とともに増大す
る。しかし、成長温度が７１５℃を越えて上昇すると、
ＰＬ強度は次第に減少する。ＰＬ強度が最大の試料は、
成長中にＩｎを供給しなかったＧａＮ薄膜試料の約３５
倍のＰＬ強度を示した。これは、本発明のＧａＮ薄膜の
光学デバイスへの応用を考えたとき、大きな意義を有す
る。
【００２２】本発明の微量Ｉｎ含有ＧａＮ薄膜は、成長
が通常のＩｎＧａＮ成長温度よりずっと高い成長温度で
行われたため、ほとんどのＩｎ原子は主に脱離プロセス
にあり、ほとんどＧａＮ薄膜中に取り込まれることはな
い。これに対して、Ｉｎ原子の表面拡散は高温であるほ
ど強い。これは、非発光センターが存在する場所にＩｎ
原子が取り込まれるのを容易にする。従って、表面拡散
及び脱離プロセスが成長中に同時に起こる。図６の結果
は、ＰＬ強度がＧａＮ薄膜に取り込まれた有効Ｉｎフラ
ックスに敏感なことを示し、このような推察に根拠を与
えている。現在のところ、ＧａＮ薄膜の成長中にＩｎを
供給することで得られる高強度ＰＬの起源が何であるか
断言はできないが、Ｉｎ原子はＧａＮ薄膜中の非発光セ
ンターの補償において重要な役割を担っているように見
える。
が通常のＩｎＧａＮ成長温度よりずっと高い成長温度で
行われたため、ほとんどのＩｎ原子は主に脱離プロセス
にあり、ほとんどＧａＮ薄膜中に取り込まれることはな
い。これに対して、Ｉｎ原子の表面拡散は高温であるほ
ど強い。これは、非発光センターが存在する場所にＩｎ
原子が取り込まれるのを容易にする。従って、表面拡散
及び脱離プロセスが成長中に同時に起こる。図６の結果
は、ＰＬ強度がＧａＮ薄膜に取り込まれた有効Ｉｎフラ
ックスに敏感なことを示し、このような推察に根拠を与
えている。現在のところ、ＧａＮ薄膜の成長中にＩｎを
供給することで得られる高強度ＰＬの起源が何であるか
断言はできないが、Ｉｎ原子はＧａＮ薄膜中の非発光セ
ンターの補償において重要な役割を担っているように見
える。
【００２３】以上では、ガスソース・モレキュラービー
ム・エピタキシーによって本発明によるＩｎ含有ＧａＮ
薄膜を成長させる例について説明した。しかし、本発明
の効果はＧａＮ薄膜の製造方法に依存するものではな
い。基板としてＳｉＣ（０００１）を用い、基板上にバ
ッファー層としてＡｌＧａＮ層を形成し、その上に微量
Ｉｎ含有ＧａＮ薄膜を成長させる工程をＭＯＣＶＤによ
って約８５０℃で行っても、得られたＧａＮ薄膜試料は
前記と同様のＰＬ特性を示した。
ム・エピタキシーによって本発明によるＩｎ含有ＧａＮ
薄膜を成長させる例について説明した。しかし、本発明
の効果はＧａＮ薄膜の製造方法に依存するものではな
い。基板としてＳｉＣ（０００１）を用い、基板上にバ
ッファー層としてＡｌＧａＮ層を形成し、その上に微量
Ｉｎ含有ＧａＮ薄膜を成長させる工程をＭＯＣＶＤによ
って約８５０℃で行っても、得られたＧａＮ薄膜試料は
前記と同様のＰＬ特性を示した。
【００２４】
【発明の効果】本発明によると、フォトルミネッセンス
強度が高く発光ダイオードやレーザダイオードとして利
用することのできる窒化物半導体を得ることができる。
強度が高く発光ダイオードやレーザダイオードとして利
用することのできる窒化物半導体を得ることができる。
【図１】ＧａＮ薄膜の成長に用いた装置の概略図。
【図２】微量のＩｎを含むＧａＮ薄膜試料の模式的断面
図
図
【図３】Ｉｎ供給の有無以外は同じ条件で成長させたＧ
ａＮ薄膜試料の室温ＰＬスペクトルを示す図。
ａＮ薄膜試料の室温ＰＬスペクトルを示す図。
【図４】Ｉｎを含むＧａＮ薄膜試料とＩｎを含まないＧ
ａＮ薄膜試料の室温ＰＬ強度比のＩｎフラックス依存性
を示す図。
ａＮ薄膜試料の室温ＰＬ強度比のＩｎフラックス依存性
を示す図。
【図５】室温ＰＬピークエネルギーシフトのＩｎフラッ
クス依存性を示す図。
クス依存性を示す図。
【図６】Ｉｎを含むＧａＮ薄膜試料とＩｎを含まないＧ
ａＮ薄膜試料の室温ＰＬ強度比の成長温度依存性を示す
図。
ａＮ薄膜試料の室温ＰＬ強度比の成長温度依存性を示す
図。
１１…成長チャンバー、１３…準備室、１５…ガス供給
ライン、１７…Ｇａクヌーセンセル、１９…Ｉｎクヌー
センセル、２１…基板、２３…基板ホルダ、２５…ヒー
ター、２７…電子ビーム、ＴＭＰ１，ＴＭＰ２…ターボ
分子ポンプ、ＲＰ１，ＲＰ２…ロータリーポンプ、ＧＶ
１，ＧＶ２…ガス弁、３１…基板、３３…バッファー
層、３５…微量Ｉｎ含有ＧａＮ薄膜
ライン、１７…Ｇａクヌーセンセル、１９…Ｉｎクヌー
センセル、２１…基板、２３…基板ホルダ、２５…ヒー
ター、２７…電子ビーム、ＴＭＰ１，ＴＭＰ２…ターボ
分子ポンプ、ＲＰ１，ＲＰ２…ロータリーポンプ、ＧＶ
１，ＧＶ２…ガス弁、３１…基板、３３…バッファー
層、３５…微量Ｉｎ含有ＧａＮ薄膜
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 5F041 AA03 AA40 CA40 CA57 5F045 AA04 AA05 AA14 AB14 AB17 AC12 AD09 AD10 AD11 AD12 AF02 AF09 AF13 CA10 CA12 DA53 DA59 EB08 EG03 HA06 5F103 AA05 BB08 BB24 BB47 BB48 BB57 DD01 HH03 HH04 KK10 LL02 LL03 PP02 RR05
Claims (2)
- 【請求項１】 ＧａＮに、Ｇａ原子に対する割合で０．
１〜０．４５％のＩｎ原子を含有させたことを特徴とす
る窒化物半導体。 - 【請求項２】 基板上にバッファー層としてＧａＮアモ
ルファス層を形成するステップと、 高温でＩｎフラックスを供給しながらＧａ原子に対して
Ｉｎ原子が０．１〜０．４５％の割合で取り込まれる条
件でＧａＮ薄膜を成長させるステップとを含むことを特
徴とする窒化物半導体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21713298A JP2000049378A (ja) | 1998-07-31 | 1998-07-31 | 発光素子用窒化物半導体及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21713298A JP2000049378A (ja) | 1998-07-31 | 1998-07-31 | 発光素子用窒化物半導体及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000049378A true JP2000049378A (ja) | 2000-02-18 |
Family
ID=16699366
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21713298A Pending JP2000049378A (ja) | 1998-07-31 | 1998-07-31 | 発光素子用窒化物半導体及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000049378A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100477075B1 (ko) * | 2002-01-14 | 2005-03-17 | 엘지이노텍 주식회사 | 질화물 반도체 제조방법 |
| KR100695117B1 (ko) | 2005-10-25 | 2007-03-14 | 삼성코닝 주식회사 | ＧａＮ 제조방법 |
| US7288151B2 (en) | 2004-01-08 | 2007-10-30 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Method of manufacturing group-III nitride crystal |
| JP2009147395A (ja) * | 2009-03-30 | 2009-07-02 | Ulvac Japan Ltd | Ｉｉｉ族窒化物薄膜の形成方法 |
| JP2010517027A (ja) * | 2007-01-30 | 2010-05-20 | ユニベルシテ・クロード・ベルナール・リヨン・プルミエ | 生体内線量測定装置 |
| CN103219436A (zh) * | 2013-03-27 | 2013-07-24 | 上海萃智科技发展有限公司 | LED用非极性GaN外延片的制备工艺 |
| TWI422061B (zh) * | 2008-07-15 | 2014-01-01 | Lextar Electronics Corp | 發光二極體晶片及發光二極體晶片的製造方法 |
-
1998
- 1998-07-31 JP JP21713298A patent/JP2000049378A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100477075B1 (ko) * | 2002-01-14 | 2005-03-17 | 엘지이노텍 주식회사 | 질화물 반도체 제조방법 |
| US7288151B2 (en) | 2004-01-08 | 2007-10-30 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Method of manufacturing group-III nitride crystal |
| KR100695117B1 (ko) | 2005-10-25 | 2007-03-14 | 삼성코닝 주식회사 | ＧａＮ 제조방법 |
| JP2010517027A (ja) * | 2007-01-30 | 2010-05-20 | ユニベルシテ・クロード・ベルナール・リヨン・プルミエ | 生体内線量測定装置 |
| TWI422061B (zh) * | 2008-07-15 | 2014-01-01 | Lextar Electronics Corp | 發光二極體晶片及發光二極體晶片的製造方法 |
| JP2009147395A (ja) * | 2009-03-30 | 2009-07-02 | Ulvac Japan Ltd | Ｉｉｉ族窒化物薄膜の形成方法 |
| CN103219436A (zh) * | 2013-03-27 | 2013-07-24 | 上海萃智科技发展有限公司 | LED用非极性GaN外延片的制备工艺 |
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|---|---|---|---|
| A711 | Notification of change in applicant |
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