JP2000058917A - Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子及びその製造方法 - Google Patents
Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子及びその製造方法Info
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- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
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- H01L33/32—Materials of the light emitting region containing only elements of Group III and Group V of the Periodic Table containing nitrogen
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 組成比の異なるIII族窒化物半導体（AlxGa
1-x）1-yInyN（0≦x≦1、0≦y≦1）の多層構造からなる
半導体発光素子における隣接層間界面を起点とするクラ
ックの発生を抑制する。 【解決手段】 多層構造内の隣接する二層のうち上層の
格子定数よりも下層の格子定数が大きい界面近傍にはII
I族窒化物半導体とは異なる元素を他の部分よりも高い
濃度で添加する。
1-x）1-yInyN（0≦x≦1、0≦y≦1）の多層構造からなる
半導体発光素子における隣接層間界面を起点とするクラ
ックの発生を抑制する。 【解決手段】 多層構造内の隣接する二層のうち上層の
格子定数よりも下層の格子定数が大きい界面近傍にはII
I族窒化物半導体とは異なる元素を他の部分よりも高い
濃度で添加する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、III族窒化物半導
体発光素子に関し、特に発光素子に用いる単結晶膜の製
造方法に関する。
体発光素子に関し、特に発光素子に用いる単結晶膜の製
造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】半導体を用いた発光ダイオード（LE
D）、半導体レーザ（LD）等の発光素子の作製におい
て、禁制帯幅（以下、バンドギャップ若しくはEgと称す
る）を種々変化させた半導体層を積層してその基本構造
が形成される。本発明におけるIII族窒化物半導体素子
の場合、（AlxGa1-x）1-yInyN（0≦x≦1、0≦y≦1）の
ｘ、ｙの値を変化させることによってバンドギャップの
値を変化させている。
D）、半導体レーザ（LD）等の発光素子の作製におい
て、禁制帯幅（以下、バンドギャップ若しくはEgと称す
る）を種々変化させた半導体層を積層してその基本構造
が形成される。本発明におけるIII族窒化物半導体素子
の場合、（AlxGa1-x）1-yInyN（0≦x≦1、0≦y≦1）の
ｘ、ｙの値を変化させることによってバンドギャップの
値を変化させている。
【０００３】図１に示すように、III族窒化物半導体を
用いた半導体レーザ素子の基本構造の例としては、単結
晶サファイア基板１の上にGaN又はAlN層２を低温で成膜
し、その上に順に、ｎ型-GaN層３、ｎ型-Al0.1Ga0.9N層
４、ｎ型-GaN層５、InGaNを主たる成分とする活性層
６、p型-GaN層７、p型-Al0.1Ga0.9N層８、p型-GaN層
９、ｎ型電極101、p型電極102を積層したものがある。
本構成では、活性層６において電子と正孔が再結合する
ことによって発光する。ｎ型-GaN層５及びp型-GaN層７
はガイド層であり、活性層６で発生した光をこのガイド
層に導波するとともに活性層６よりバンドギャップを大
きく設定することによって電子及び正孔を活性層６内部
に効果的に閉じこめることが可能である。ｎ型-Al0.1Ga
0.9N層４及びp型-Al0.1Ga0.9N層８は、p型-GaN層７より
低い屈折率を有するクラッド層であり、ガイド層との屈
折率差によって前述の導波がおこなわれるのである。ｎ
型-GaN層３は電流流路として設けられている下地層であ
り、基板であるサファイアが導電性を有さないために設
けられている。また、低温成長層２はいわゆるバッファ
層であり、GaNにとって異種物質であるサファイア基板
上に平滑膜を作製するために形成されている。
用いた半導体レーザ素子の基本構造の例としては、単結
晶サファイア基板１の上にGaN又はAlN層２を低温で成膜
し、その上に順に、ｎ型-GaN層３、ｎ型-Al0.1Ga0.9N層
４、ｎ型-GaN層５、InGaNを主たる成分とする活性層
６、p型-GaN層７、p型-Al0.1Ga0.9N層８、p型-GaN層
９、ｎ型電極101、p型電極102を積層したものがある。
本構成では、活性層６において電子と正孔が再結合する
ことによって発光する。ｎ型-GaN層５及びp型-GaN層７
はガイド層であり、活性層６で発生した光をこのガイド
層に導波するとともに活性層６よりバンドギャップを大
きく設定することによって電子及び正孔を活性層６内部
に効果的に閉じこめることが可能である。ｎ型-Al0.1Ga
0.9N層４及びp型-Al0.1Ga0.9N層８は、p型-GaN層７より
低い屈折率を有するクラッド層であり、ガイド層との屈
折率差によって前述の導波がおこなわれるのである。ｎ
型-GaN層３は電流流路として設けられている下地層であ
り、基板であるサファイアが導電性を有さないために設
けられている。また、低温成長層２はいわゆるバッファ
層であり、GaNにとって異種物質であるサファイア基板
上に平滑膜を作製するために形成されている。
【０００４】III族窒化物半導体（AlxGa1-x）1-yInyN
（0≦x≦1、0≦y≦1）の場合、GaNを基本の２元系とす
ると、Alを添加してGa原子の一部をAlに置き換えること
によってバンドギャップを大きい方へ、GaNにInを添加
してGa原子の一部をInで置き換えることによってバンド
ギャップを小さい方へシフトすることができる。また、
バンドギャップの値が大きくなるとともに屈折率は低下
する。
（0≦x≦1、0≦y≦1）の場合、GaNを基本の２元系とす
ると、Alを添加してGa原子の一部をAlに置き換えること
によってバンドギャップを大きい方へ、GaNにInを添加
してGa原子の一部をInで置き換えることによってバンド
ギャップを小さい方へシフトすることができる。また、
バンドギャップの値が大きくなるとともに屈折率は低下
する。
【０００５】ところで、赤外領域の半導体レーザで用い
られるAlzGa1-zAs/GaAs系の場合は、z値によらず格子定
数はほとんど変化しない。しかしながら、III族窒化物
半導体（AlxGa1-x）1-yInyN（0≦x≦1、0≦y≦1）の場
合、x、yの値を変化させると、格子定数が急激に変化し
てしまう。これは、AlzGa1-zAs系の場合、GaAsの格子定
数とAlAsの格子定数がほぼ同一であるために格子不整合
が生じないことによる。
られるAlzGa1-zAs/GaAs系の場合は、z値によらず格子定
数はほとんど変化しない。しかしながら、III族窒化物
半導体（AlxGa1-x）1-yInyN（0≦x≦1、0≦y≦1）の場
合、x、yの値を変化させると、格子定数が急激に変化し
てしまう。これは、AlzGa1-zAs系の場合、GaAsの格子定
数とAlAsの格子定数がほぼ同一であるために格子不整合
が生じないことによる。
【０００６】III族窒化物半導体（AlxGa1-x）1-yInyN
（0≦x≦1、0≦y≦1）を用いて上述の如き素子を製造し
ようとした場合、ｎ型-AlGaN層４の成膜時にクラック
（微小な割れ）が発生する。AlNの格子定数はGaNの格子
定数よりもａ軸方向で約2.4％小さく、GaN下地層３上に
AlGaNクラッド層４を成膜しようとすると、AlGaNクラッ
ド層４中には界面と平行方向に引っ張り応力が発生す
る。一般的に半導体結晶は圧縮応力には強いが引っ張り
応力には弱く、AlGaNクラッド層４には極めて容易にク
ラックが発生してしまう。このAlGaNクラッド層４に発
生したクラックは下地層３にも伝搬し、さらにAlGaNク
ラッド層４上に成膜されるガイド層５中にもクラックを
伝播させてしまう。半導体レーザは積層構造間で光を導
波させることによって動作せしめるものであるから、こ
うしたクラックは素子の特性上致命的となりうる。
（0≦x≦1、0≦y≦1）を用いて上述の如き素子を製造し
ようとした場合、ｎ型-AlGaN層４の成膜時にクラック
（微小な割れ）が発生する。AlNの格子定数はGaNの格子
定数よりもａ軸方向で約2.4％小さく、GaN下地層３上に
AlGaNクラッド層４を成膜しようとすると、AlGaNクラッ
ド層４中には界面と平行方向に引っ張り応力が発生す
る。一般的に半導体結晶は圧縮応力には強いが引っ張り
応力には弱く、AlGaNクラッド層４には極めて容易にク
ラックが発生してしまう。このAlGaNクラッド層４に発
生したクラックは下地層３にも伝搬し、さらにAlGaNク
ラッド層４上に成膜されるガイド層５中にもクラックを
伝播させてしまう。半導体レーザは積層構造間で光を導
波させることによって動作せしめるものであるから、こ
うしたクラックは素子の特性上致命的となりうる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】よって、本発明は、II
I族窒化物半導体を積層して形成される多層構造を含む
半導体素子であって、該多層構造内の層間界面でのクラ
ックの発生が抑制されて、良好な光学特性を有する半導
体素子及びその製造方法を提供することを目的とする。
I族窒化物半導体を積層して形成される多層構造を含む
半導体素子であって、該多層構造内の層間界面でのクラ
ックの発生が抑制されて、良好な光学特性を有する半導
体素子及びその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】よって本発明による半導
体発光素子は、互いに異なる組成比のIII族窒化物半導
体（AlxGa1-x）1-yInyN（0≦x≦1、0≦y≦1）を基板上
に順次積層して得られる多層構造の半導体発光素子であ
って、前記多層構造内の隣接する二層のうち上層の格子
定数よりも下層の格子定数が大きい界面近傍には前記II
I族窒化物半導体とは異なる元素が他の部分より高い濃
度で添加、すなわち分布濃度が高くなされていることを
特徴とする。
体発光素子は、互いに異なる組成比のIII族窒化物半導
体（AlxGa1-x）1-yInyN（0≦x≦1、0≦y≦1）を基板上
に順次積層して得られる多層構造の半導体発光素子であ
って、前記多層構造内の隣接する二層のうち上層の格子
定数よりも下層の格子定数が大きい界面近傍には前記II
I族窒化物半導体とは異なる元素が他の部分より高い濃
度で添加、すなわち分布濃度が高くなされていることを
特徴とする。
【０００９】さらに、本発明による半導体発光素子製造
方法は、有機金属化学気相成長法によって、互いに異な
る組成比のIII族窒化物半導体（AlxGa1-x）1-yInyN（0
≦x≦1、0≦y≦1）を基板上に順次積層して得られる多
層構造の半導体発光素子の製造方法であって、第１の結
晶層を成膜する第１の成膜工程と、前記第１の結晶層上
に第１の結晶層よりも格子定数が小である第２の結晶層
を成膜する第２の成膜工程と、からなり、さらに、前記
第２の成膜工程の前に前記第１の結晶層表面に前記III
族窒化物半導体とは異なる元素を吸着させる不純物吸着
工程を有することを特徴とする。
方法は、有機金属化学気相成長法によって、互いに異な
る組成比のIII族窒化物半導体（AlxGa1-x）1-yInyN（0
≦x≦1、0≦y≦1）を基板上に順次積層して得られる多
層構造の半導体発光素子の製造方法であって、第１の結
晶層を成膜する第１の成膜工程と、前記第１の結晶層上
に第１の結晶層よりも格子定数が小である第２の結晶層
を成膜する第２の成膜工程と、からなり、さらに、前記
第２の成膜工程の前に前記第１の結晶層表面に前記III
族窒化物半導体とは異なる元素を吸着させる不純物吸着
工程を有することを特徴とする。
【００１０】さらに、本発明による半導体発光素子製造
方法は、有機金属化学気相成長法によって、互いに異な
る組成比のIII族窒化物半導体（AlxGa1-x）1-yInyN（0
≦x≦1、0≦y≦1）を基板上に順次積層して得られる多
層構造の半導体発光素子の製造方法であって、第１の結
晶層を成膜する第１の成膜工程と、前記第１の結晶層上
に前記第１の結晶層よりも格子定数が小である第２の結
晶層を成膜する第２の成膜工程と、からなり、さらに、
前記第２の成膜工程の直前に原料ガス中の不純物原料ガ
ス濃度を前記第１及び第２の成膜工程における不純物原
料ガス濃度よりも高くした不純物添加工程を有すること
を特徴とする。
方法は、有機金属化学気相成長法によって、互いに異な
る組成比のIII族窒化物半導体（AlxGa1-x）1-yInyN（0
≦x≦1、0≦y≦1）を基板上に順次積層して得られる多
層構造の半導体発光素子の製造方法であって、第１の結
晶層を成膜する第１の成膜工程と、前記第１の結晶層上
に前記第１の結晶層よりも格子定数が小である第２の結
晶層を成膜する第２の成膜工程と、からなり、さらに、
前記第２の成膜工程の直前に原料ガス中の不純物原料ガ
ス濃度を前記第１及び第２の成膜工程における不純物原
料ガス濃度よりも高くした不純物添加工程を有すること
を特徴とする。
【００１１】
【作用】III族窒化物半導体素子の多層構造において上
層の格子定数よりも下層の格子定数が大きいような格子
不整合を有する二つの層の界面近傍にIII族窒化物半導
体とは異なる元素を介在させることによって、上層の成
膜初期に３次元成長を生起せしめ、この３次元成長によ
って導入される転位が格子不整合による歪みを緩和し、
上層が３次元成長から２次元成長に移行した後もクラッ
クが発生しないのである。故に、良好な光学特性を有す
る半導体素子を得ることが出来るのである。
層の格子定数よりも下層の格子定数が大きいような格子
不整合を有する二つの層の界面近傍にIII族窒化物半導
体とは異なる元素を介在させることによって、上層の成
膜初期に３次元成長を生起せしめ、この３次元成長によ
って導入される転位が格子不整合による歪みを緩和し、
上層が３次元成長から２次元成長に移行した後もクラッ
クが発生しないのである。故に、良好な光学特性を有す
る半導体素子を得ることが出来るのである。
【００１２】なお、本発明はサファイア基板上の成膜の
みに限定されるものでなく、MgAl2O 4（スピネル）、LGO
（リチウムガレート）等の絶縁性基板上だけでなく、Ga
Nバルク結晶基板上への成膜にも適用できる。また、ｎ
型GaN及びｎ型AlGaN以外であっても、膜の伝導型がｐ型
若しくは絶縁性であっても有効である。相隣り合う膜の
伝導型が同一であって且つ界面を横切って電流を流す必
要がある場合のみ、界面へ導入される元素を前記伝導型
とそろえる必要がある。すなわち、ｎ型同士のn-AlGaN
とn-GaNの如き接合界面であれば、IV族のSiやGe、若し
くはVI族のOやSのようなドナー型元素が選択できる。p
型同士のp-AlGaNとp-GaNの如き接合界面であればII族の
Be、Mg、若しくはIV族のCの様なアクセプタ型元素であ
ってもよい。
みに限定されるものでなく、MgAl2O 4（スピネル）、LGO
（リチウムガレート）等の絶縁性基板上だけでなく、Ga
Nバルク結晶基板上への成膜にも適用できる。また、ｎ
型GaN及びｎ型AlGaN以外であっても、膜の伝導型がｐ型
若しくは絶縁性であっても有効である。相隣り合う膜の
伝導型が同一であって且つ界面を横切って電流を流す必
要がある場合のみ、界面へ導入される元素を前記伝導型
とそろえる必要がある。すなわち、ｎ型同士のn-AlGaN
とn-GaNの如き接合界面であれば、IV族のSiやGe、若し
くはVI族のOやSのようなドナー型元素が選択できる。p
型同士のp-AlGaNとp-GaNの如き接合界面であればII族の
Be、Mg、若しくはIV族のCの様なアクセプタ型元素であ
ってもよい。
【００１３】
【発明の効果】本発明によれば、新たな格子不整合を導
入することなしにクラックの発生を防止できるため、良
好な光学特性を得ることができる。また、下地層には高
い成長速度が得られるGaNを適用できるため製造上有利
である。また、低温成長層の如き高い抵抗層がなく電気
特性の劣化がない。
入することなしにクラックの発生を防止できるため、良
好な光学特性を得ることができる。また、下地層には高
い成長速度が得られるGaNを適用できるため製造上有利
である。また、低温成長層の如き高い抵抗層がなく電気
特性の劣化がない。
【００１４】
【実施の態様】（実施例１）サファイア基板1を成膜用M
OCVD成長炉に装填し、1050℃の温度において300Torrの
圧力の水素気流中で10分間保持してサファイア基板1表
面を熱クリーニングした。この後、サファイア基板1を6
00℃まで降温し、窒素原料であるNH3を2 SLM（Standard
Liter per Minute：標準状態換算流量）と、Al原料で
あるTMA（トリメチルアルミニウム）25μmol／分を成長
炉内に導入してAlNからなるバッファ層2を20 nmの厚さ
に堆積させた。続いてTMAの供給を止め、NH3のみを流し
たまま、バッファ層2が成膜されたサファイア基板1の温
度を再び1050 ℃に昇温し、TMG（トリメチルガリウム）
120μmol／分を導入してｎ型GaN下地層3を積層した。こ
の時ｎ型添加物としてMe-SiH3（メチルシラン）9 nmol
／分を成長雰囲気ガスに添加する。ｎ型GaN下地層3が3
μm程度成長したところで、TMGの供給のみを停止する。
一方、ｎ型添加物ガスであるMe-SiH3はその供給量を75n
mol／分に増加してそのまま供給し続けた。5分間この状
態を保持した後、Me-SiH3供給量を3 nmol／分に減らす
と共に、TMG 36μmol／分を再度導入し、同時にTMA 4μ
mol／分を導入してｎ型AlGaN層4の成膜を行う。ｎ型AlG
aN層4が0.5μm程度成長したところでTMG、TMA、Me-SiH3
の供給を停止し、降温を開始し、基板の温度が400℃以
下になったところでNH3の供給も停止し、基板温度が室
温になった所で反応炉より取り出した。
OCVD成長炉に装填し、1050℃の温度において300Torrの
圧力の水素気流中で10分間保持してサファイア基板1表
面を熱クリーニングした。この後、サファイア基板1を6
00℃まで降温し、窒素原料であるNH3を2 SLM（Standard
Liter per Minute：標準状態換算流量）と、Al原料で
あるTMA（トリメチルアルミニウム）25μmol／分を成長
炉内に導入してAlNからなるバッファ層2を20 nmの厚さ
に堆積させた。続いてTMAの供給を止め、NH3のみを流し
たまま、バッファ層2が成膜されたサファイア基板1の温
度を再び1050 ℃に昇温し、TMG（トリメチルガリウム）
120μmol／分を導入してｎ型GaN下地層3を積層した。こ
の時ｎ型添加物としてMe-SiH3（メチルシラン）9 nmol
／分を成長雰囲気ガスに添加する。ｎ型GaN下地層3が3
μm程度成長したところで、TMGの供給のみを停止する。
一方、ｎ型添加物ガスであるMe-SiH3はその供給量を75n
mol／分に増加してそのまま供給し続けた。5分間この状
態を保持した後、Me-SiH3供給量を3 nmol／分に減らす
と共に、TMG 36μmol／分を再度導入し、同時にTMA 4μ
mol／分を導入してｎ型AlGaN層4の成膜を行う。ｎ型AlG
aN層4が0.5μm程度成長したところでTMG、TMA、Me-SiH3
の供給を停止し、降温を開始し、基板の温度が400℃以
下になったところでNH3の供給も停止し、基板温度が室
温になった所で反応炉より取り出した。
【００１５】得られた膜を光学顕微鏡で観察した所、ク
ラックは全く観測されなかった。一方、ｎ型添加物ガス
を導入し続ける上記5分間の処理を行わない試料は、膜
一面にクラックが観測された。また、これらの試料をＸ
線回折装置で評価したところ、n-AlxGa1-xNのAl混晶比
（ｘの値）は0.1であった。クラックの観測されなかっ
た試料のn-AlxGa1-xN4の一部をRIE（反応性イオンエッ
チング）によって除去し、露出したn-GaN層3の表面とn-
AlGaN層4の表面に各々Ti/Al電極を蒸着して導通を確認
したところ、低抵抗なオーミック特性を示し、界面に高
抵抗層等の存在しないことが確認された。これは、GaN
層表面に吸着させた添加物であるSiがGaN中でドナーと
して働くからである。
ラックは全く観測されなかった。一方、ｎ型添加物ガス
を導入し続ける上記5分間の処理を行わない試料は、膜
一面にクラックが観測された。また、これらの試料をＸ
線回折装置で評価したところ、n-AlxGa1-xNのAl混晶比
（ｘの値）は0.1であった。クラックの観測されなかっ
た試料のn-AlxGa1-xN4の一部をRIE（反応性イオンエッ
チング）によって除去し、露出したn-GaN層3の表面とn-
AlGaN層4の表面に各々Ti/Al電極を蒸着して導通を確認
したところ、低抵抗なオーミック特性を示し、界面に高
抵抗層等の存在しないことが確認された。これは、GaN
層表面に吸着させた添加物であるSiがGaN中でドナーと
して働くからである。
【００１６】（実施例２）サファイア基板1を成膜用MOC
VD成長炉に装填し、1050℃の温度において300Torrの圧
力の水素気流中で10分間保持し、サファイア基板1の表
面を熱クリーニングした。この後、サファイア基板1を6
00℃になるまで降温し、窒素原料であるNH3を2SLMとAl
原料であるTMA25μmol／分を成長炉内に導入し、AlNか
らなるバッファ層2を20nmの厚さに堆積させた。続いてT
MAの供給を止め、NH3のみを流したまま、バッファ層2が
成膜されたサファイア基板1を再び1050℃に昇温し、TMG
120μmol／分を導入してｎ型GaN下地層3を積層した。
この時、ｎ型添加物としてMe-SiH3 9 nmol／分を成長雰
囲気ガスに添加した。ｎ型GaN下地層3が3μm程度成長し
たところで、TMGとMe-SiH3の供給のみを停止し、降温を
開始し、基板が400℃以下になったところでNH3の供給も
停止し、基板温度が室温になった所で反応炉より取り出
した。
VD成長炉に装填し、1050℃の温度において300Torrの圧
力の水素気流中で10分間保持し、サファイア基板1の表
面を熱クリーニングした。この後、サファイア基板1を6
00℃になるまで降温し、窒素原料であるNH3を2SLMとAl
原料であるTMA25μmol／分を成長炉内に導入し、AlNか
らなるバッファ層2を20nmの厚さに堆積させた。続いてT
MAの供給を止め、NH3のみを流したまま、バッファ層2が
成膜されたサファイア基板1を再び1050℃に昇温し、TMG
120μmol／分を導入してｎ型GaN下地層3を積層した。
この時、ｎ型添加物としてMe-SiH3 9 nmol／分を成長雰
囲気ガスに添加した。ｎ型GaN下地層3が3μm程度成長し
たところで、TMGとMe-SiH3の供給のみを停止し、降温を
開始し、基板が400℃以下になったところでNH3の供給も
停止し、基板温度が室温になった所で反応炉より取り出
した。
【００１７】取り出したn-GaN層3に欠陥が無いことを確
認し、これを再度成膜用MOCVD成長炉に装填し、NH3を2S
LM流しながら1050℃まで昇温し、TMG 36μmol／分、TMA
4μmol／分及びMe-SiH3 3nmol／分を導入して成膜を行
う。ｎ型AlGaN層4が0.5μm程度成長したところでTMG、T
MA、Me-SiH3の供給を停止し、降温を開始し、基板の温
度が400℃以下になったところでNH3の供給も停止し、基
板温度が室温になった所で反応炉より取り出す。
認し、これを再度成膜用MOCVD成長炉に装填し、NH3を2S
LM流しながら1050℃まで昇温し、TMG 36μmol／分、TMA
4μmol／分及びMe-SiH3 3nmol／分を導入して成膜を行
う。ｎ型AlGaN層4が0.5μm程度成長したところでTMG、T
MA、Me-SiH3の供給を停止し、降温を開始し、基板の温
度が400℃以下になったところでNH3の供給も停止し、基
板温度が室温になった所で反応炉より取り出す。
【００１８】得られた膜を光学顕微鏡で観察した所、ク
ラックは全く観測されなかった。比較のために、大気暴
露したn-GaNを再度成膜用MOCVD成長炉に装填し、NH3を2
SLM流しながら1050℃まで昇温し20分間保持した後にTM
G、TMA、Me-SiH3を導入してｎ型AlGaNの成膜を行なった
場合はクラックが観測された。また、これらの試料をＸ
線回折装置で評価した所、n-AlxGa1-xNのAl混晶比（ｘ
の値）は0.1であった。上記のクラックの観測されなか
った試料のn-AlGaNを、実施例１と同様に、RIE（反応性
イオンエッチング）によってその一部を除去し、露出し
たn-GaN表面とn-AlGaN表面に各々Ti/Al電極を蒸着し、
導通を確認したところ低抵抗なオーミック特性を示し、
実施例２の場合も界面に高抵抗層等の存在しないことが
確認された。これは、吸着した吸着物がGaN中で浅いド
ナーとして働く酸素であるためである。
ラックは全く観測されなかった。比較のために、大気暴
露したn-GaNを再度成膜用MOCVD成長炉に装填し、NH3を2
SLM流しながら1050℃まで昇温し20分間保持した後にTM
G、TMA、Me-SiH3を導入してｎ型AlGaNの成膜を行なった
場合はクラックが観測された。また、これらの試料をＸ
線回折装置で評価した所、n-AlxGa1-xNのAl混晶比（ｘ
の値）は0.1であった。上記のクラックの観測されなか
った試料のn-AlGaNを、実施例１と同様に、RIE（反応性
イオンエッチング）によってその一部を除去し、露出し
たn-GaN表面とn-AlGaN表面に各々Ti/Al電極を蒸着し、
導通を確認したところ低抵抗なオーミック特性を示し、
実施例２の場合も界面に高抵抗層等の存在しないことが
確認された。これは、吸着した吸着物がGaN中で浅いド
ナーとして働く酸素であるためである。
【００１９】実施例２の場合、大気中の酸素がn-GaN表
面に吸着され、これによって実施例１とほぼ同様の効果
を生んだものである。NH3を含む気流中で1050℃で20分
間保持するとこの吸着層は除去されてしまうためクラッ
クが生じる。また、AlGaN層成膜開始時における表面の
吸着層の被覆の度合いを決定する要因は大気暴露条件と
AlGaN成膜直前のNH3中のベーキング条件である。大気中
の酸素が安定な分子状であること、室温という比較的低
温状態であることにより、吸着状態が比較的短時間で飽
和してしまうため大気中での酸素吸着（酸化膜の形成と
実質的に等価）は比較的安定している。逆に、大気暴露
時に加熱を行なったり、化学反応により表面酸化を促進
すれば、実施例２の効果を強めることが出来る。本実施
例で使用した反応装置・ガス・温度条件の場合、有効な
クラック防止効果を得るには、NH 3中のベーキング時間
は10分以下とする必要があった。
面に吸着され、これによって実施例１とほぼ同様の効果
を生んだものである。NH3を含む気流中で1050℃で20分
間保持するとこの吸着層は除去されてしまうためクラッ
クが生じる。また、AlGaN層成膜開始時における表面の
吸着層の被覆の度合いを決定する要因は大気暴露条件と
AlGaN成膜直前のNH3中のベーキング条件である。大気中
の酸素が安定な分子状であること、室温という比較的低
温状態であることにより、吸着状態が比較的短時間で飽
和してしまうため大気中での酸素吸着（酸化膜の形成と
実質的に等価）は比較的安定している。逆に、大気暴露
時に加熱を行なったり、化学反応により表面酸化を促進
すれば、実施例２の効果を強めることが出来る。本実施
例で使用した反応装置・ガス・温度条件の場合、有効な
クラック防止効果を得るには、NH 3中のベーキング時間
は10分以下とする必要があった。
【００２０】（実施例３）サファイア基板1を成膜用MOC
VD成長炉に装填し、1050℃の温度において300 Torrの圧
力の水素気流中で10分間保持し、サファイア基板1の表
面を熱クリーニングする。この後、サファイア基板1を6
00℃になるまで降温し、窒素原料であるNH 3を2 SLMと、
Al原料であるTMA 25μmol／分を成長炉内に導入し、AlN
からなるバッファ層2を20nmの厚さに堆積させる。続い
てTMAの供給を止め、NH3のみを流したままバッファ層2
が成膜されたサファイア基板1の温度を再び1050℃に昇
温し、TMG 120μmol／分を導入してｎ型GaN下地層3を積
層する。この時ｎ型添加物としてMe-SiH3 9 nmol／分を
成長雰囲気ガスに添加する。ｎ型GaN下地層3が3μm程度
成長したところで、Me-SiH3供給量を13 nmol/分に増加
するとともに、TMG流量を36μmol／分に変更し、同時に
TMA4μmol／分を導入して第１のｎ型AlGaN層4の成膜を
行う。第１のｎ型AlGaN層4が0.1μm程度成長したところ
でMe-SiH3流量を3nmol／分に減らし第２のｎ型AlGaN層4
の成膜を行う。第１及び第２のｎ型AlGaN層の合計の膜
厚が0.5μm程度に達したところでTMG、TMA、Me-SiH3の
供給を停止し、降温を開始し、基板の温度が400℃以下
になったところでNH3の供給も停止し、基板温度が室温
になった所で反応炉より取り出す。
VD成長炉に装填し、1050℃の温度において300 Torrの圧
力の水素気流中で10分間保持し、サファイア基板1の表
面を熱クリーニングする。この後、サファイア基板1を6
00℃になるまで降温し、窒素原料であるNH 3を2 SLMと、
Al原料であるTMA 25μmol／分を成長炉内に導入し、AlN
からなるバッファ層2を20nmの厚さに堆積させる。続い
てTMAの供給を止め、NH3のみを流したままバッファ層2
が成膜されたサファイア基板1の温度を再び1050℃に昇
温し、TMG 120μmol／分を導入してｎ型GaN下地層3を積
層する。この時ｎ型添加物としてMe-SiH3 9 nmol／分を
成長雰囲気ガスに添加する。ｎ型GaN下地層3が3μm程度
成長したところで、Me-SiH3供給量を13 nmol/分に増加
するとともに、TMG流量を36μmol／分に変更し、同時に
TMA4μmol／分を導入して第１のｎ型AlGaN層4の成膜を
行う。第１のｎ型AlGaN層4が0.1μm程度成長したところ
でMe-SiH3流量を3nmol／分に減らし第２のｎ型AlGaN層4
の成膜を行う。第１及び第２のｎ型AlGaN層の合計の膜
厚が0.5μm程度に達したところでTMG、TMA、Me-SiH3の
供給を停止し、降温を開始し、基板の温度が400℃以下
になったところでNH3の供給も停止し、基板温度が室温
になった所で反応炉より取り出す。
【００２１】こうして得られた膜を光学顕微鏡で観察し
た所、クラックは２インチ基板の周辺部の一部を除いて
ほとんど観測されなかった。また、これらの試料をＸ線
回折装置で評価した所、n-AlxGa1-xNのAl混晶比（ｘの
値）は0.1であった。クラックの観測されなかった部分
のn-AlGaN層4をRIEによってその一部を除去し、露出し
たn-GaN層3の表面と第２のn-AlGaN層4の表面に各々Ti/A
l電極を蒸着し、導通を確認したところ低抵抗なオーミ
ック特性を示し、界面に高抵抗層等の存在しないことが
確認された。
た所、クラックは２インチ基板の周辺部の一部を除いて
ほとんど観測されなかった。また、これらの試料をＸ線
回折装置で評価した所、n-AlxGa1-xNのAl混晶比（ｘの
値）は0.1であった。クラックの観測されなかった部分
のn-AlGaN層4をRIEによってその一部を除去し、露出し
たn-GaN層3の表面と第２のn-AlGaN層4の表面に各々Ti/A
l電極を蒸着し、導通を確認したところ低抵抗なオーミ
ック特性を示し、界面に高抵抗層等の存在しないことが
確認された。
【００２２】一般に半導体結晶に多量のドーピングを行
うと表面性が悪化してくるため、これがドーピング量の
上限を決める。表面性が悪化すると２次元的な平坦成長
が阻害される。本実施例３の場合、極端に高濃度のSiを
ドーピングするとAlGaNの成長の初期過程は３次元化し
てしまう。また、クラック発生を効果的に防止するには
2E19/ccのSi濃度を必要とする。この高濃度ドーピング
層の膜厚（平均設定膜厚）が100オングストロームより
薄いと十分な効果が無く、最終的なAlGaNクラッド層厚
さが0.5μmの場合においてこのドーピング層が0.1μmよ
りも厚いと平坦性が回復する前にAlGaNクラッド層の成
膜が完了してしまうために好ましくない。
うと表面性が悪化してくるため、これがドーピング量の
上限を決める。表面性が悪化すると２次元的な平坦成長
が阻害される。本実施例３の場合、極端に高濃度のSiを
ドーピングするとAlGaNの成長の初期過程は３次元化し
てしまう。また、クラック発生を効果的に防止するには
2E19/ccのSi濃度を必要とする。この高濃度ドーピング
層の膜厚（平均設定膜厚）が100オングストロームより
薄いと十分な効果が無く、最終的なAlGaNクラッド層厚
さが0.5μmの場合においてこのドーピング層が0.1μmよ
りも厚いと平坦性が回復する前にAlGaNクラッド層の成
膜が完了してしまうために好ましくない。
【図１】 III族窒化物半導体発光素子の構造例を示す
断面図である。
断面図である。
1 サファイア基板 2 バッファ層 3 下地層 4、8 クラッド 5、7 ガイド層 6 活性層 101、102 電極
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 渡辺 温 埼玉県鶴ヶ島市富士見６丁目１番１号パイ オニア株式会社総合研究所内 Ｆターム(参考） 5F041 AA40 CA34 CA40 CA58 CA65 5F045 AA04 AB09 AB14 AB17 AB18 AC08 AC12 AC19 AD10 AD14 AF04 AF05 AF09 BB12 BB13 CA10 DA53 EB15 EE15 5F073 CA02 CA17 CB06 CB19 DA05 DA35
Claims (9)
- 【請求項１】 互いに異なる組成比のIII族窒化物半導
体（AlxGa1-x）1-yIn yN（0≦x≦1、0≦y≦1）を基板上
に順次積層して得られる多層構造の半導体発光素子であ
って、 前記多層構造内の隣接する二層のうち上層の格子定数よ
りも下層の格子定数が大きい界面近傍には前記III族窒
化物半導体とは異なる元素が他の部分よりも高い濃度で
添加されていることを特徴とする半導体発光素子。 - 【請求項２】 前記元素は、電気的に活性であることを
特徴とする請求項１記載の半導体発光素子。 - 【請求項３】 前記元素は、ドナー性若しくはアクセプ
タ性を有することを特徴とする請求項１又は２記載の半
導体発光素子。 - 【請求項４】 前記ドナー性の元素は、IV族又はVI族の
元素であることを特徴とする請求項３記載の半導体発光
素子。 - 【請求項５】 前記アクセプタ性の元素は、II族又はIV
族の元素であることを特徴とする請求項３記載の半導体
発光素子。 - 【請求項６】 有機金属化学気相成長法によって、互い
に異なる組成比のIII族窒化物半導体（AlxGa1-x）1-yIn
yN（0≦x≦1、0≦y≦1）を基板上に順次積層して得られ
る多層構造の半導体発光素子の製造方法であって、第１
の結晶層を成膜する第１の成膜工程と、前記第１の結晶
層上に前記第１の結晶層よりも格子定数が小である第２
の結晶層を成膜する第２の成膜工程と、を含み、 さらに、前記第２の成膜工程の前に前記第１の結晶層表
面に前記III族窒化物半導体とは異なる元素を吸着させ
る不純物吸着工程を有することを特徴とする半導体発光
素子製造方法。 - 【請求項７】 前記不純物吸着工程は、前記第１の結晶
層表面を不純物原料ガスとV族元素を含むガス中に曝す
工程であることを特徴とする請求項６記載の半導体発光
素子製造方法。 - 【請求項８】 前記不純物吸着工程は、前記第１の結晶
層表面を大気中に暴露する工程であることを特徴とする
請求項６記載の半導体発光素子製造方法。 - 【請求項９】 有機金属化学気相成長法によって、互い
に異なる組成比のIII族窒化物半導体（AlxGa1-x）1-yIn
yN（0≦x≦1、0≦y≦1）を基板上に順次積層して得られ
る多層構造の半導体発光素子の製造方法であって、第１
の結晶層を成膜する第１の成膜工程と、前記第１の結晶
層上に前記第１の結晶層よりも格子定数が小である第２
の結晶層を成膜する第２の成膜工程と、を含み、 さらに、前記第２の成膜工程は初期段階において原料ガ
ス中の不純物原料ガス濃度が前記第１の成膜工程よりも
高くなるように前記不純物原料ガスを原料ガス中に添加
し且つその後前記原料ガス中の前記不純物原料ガス濃度
を減じるような不純物添加工程を含むことを特徴とする
半導体発光素子製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22489198A JP2000058917A (ja) | 1998-08-07 | 1998-08-07 | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子及びその製造方法 |
| US09/368,535 US6259122B1 (en) | 1998-08-07 | 1999-08-04 | Group III nitride semiconductor light-emitting device having anticracking feature |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22489198A JP2000058917A (ja) | 1998-08-07 | 1998-08-07 | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000058917A true JP2000058917A (ja) | 2000-02-25 |
Family
ID=16820785
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22489198A Pending JP2000058917A (ja) | 1998-08-07 | 1998-08-07 | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子及びその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6259122B1 (ja) |
| JP (1) | JP2000058917A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004036708A1 (ja) * | 2002-10-15 | 2004-04-29 | Pioneer Corporation | ３族窒化物半導体発光素子及びその製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3698402B2 (ja) * | 1998-11-30 | 2005-09-21 | シャープ株式会社 | 発光ダイオード |
| JP4315583B2 (ja) * | 2000-09-19 | 2009-08-19 | パイオニア株式会社 | Ｉｉｉ族窒化物系半導体レーザ素子 |
| JP3866540B2 (ja) * | 2001-07-06 | 2007-01-10 | 株式会社東芝 | 窒化物半導体素子およびその製造方法 |
| US20030198837A1 (en) * | 2002-04-15 | 2003-10-23 | Craven Michael D. | Non-polar a-plane gallium nitride thin films grown by metalorganic chemical vapor deposition |
| US8809867B2 (en) * | 2002-04-15 | 2014-08-19 | The Regents Of The University Of California | Dislocation reduction in non-polar III-nitride thin films |
| US7498612B2 (en) * | 2003-10-31 | 2009-03-03 | Showa Denko K.K. | Compound semiconductor light-emitting device having pn-junction type hetero structure and forming method thereof |
| US7956360B2 (en) * | 2004-06-03 | 2011-06-07 | The Regents Of The University Of California | Growth of planar reduced dislocation density M-plane gallium nitride by hydride vapor phase epitaxy |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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1999
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