JP2000228535A - 半導体素子およびその製造方法 - Google Patents
半導体素子およびその製造方法Info
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Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L29/00—Semiconductor devices specially adapted for rectifying, amplifying, oscillating or switching and having potential barriers; Capacitors or resistors having potential barriers, e.g. a PN-junction depletion layer or carrier concentration layer; Details of semiconductor bodies or of electrodes thereof ; Multistep manufacturing processes therefor
- H01L29/02—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor
- H01L29/12—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed
- H01L29/20—Semiconductor bodies ; Multistep manufacturing processes therefor characterised by the materials of which they are formed including, apart from doping materials or other impurities, only AIIIBV compounds
- H01L29/2003—Nitride compounds
Landscapes
- Recrystallisation Techniques (AREA)
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 III 族窒化物半導体素子において、高品質の
素子層を提供することにより、高効率かつ長寿命の半導
体素子およびその製造方法を提供すること。 【解決手段】 素子層がＩｎ1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０
≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層である半導
体素子は、平均組成がＩｎ1-X'-Y' ＧａX'ＡｌY ' Ｎ
（０< Ｘ’≦１、０< Ｙ’≦１、０< Ｘ’＋Ｙ’≦１）
であり、かつ単結晶基板側との接触表面においてＡｌを
含み、および素子層側との接触表面においてＧａを含む
ように組成が連続的または不連続的に変化しているバッ
ファ層を具える。
素子層を提供することにより、高効率かつ長寿命の半導
体素子およびその製造方法を提供すること。 【解決手段】 素子層がＩｎ1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０
≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層である半導
体素子は、平均組成がＩｎ1-X'-Y' ＧａX'ＡｌY ' Ｎ
（０< Ｘ’≦１、０< Ｙ’≦１、０< Ｘ’＋Ｙ’≦１）
であり、かつ単結晶基板側との接触表面においてＡｌを
含み、および素子層側との接触表面においてＧａを含む
ように組成が連続的または不連続的に変化しているバッ
ファ層を具える。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、III 族窒化物半導
体素子に関し、さらに詳しくは、素子層を形成する少な
くとも１層のＩｎ1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、
０≦Ｙ≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層が、少なくとも１層の
バッファ層を介して単結晶基板上に積層される半導体素
子に関する。
体素子に関し、さらに詳しくは、素子層を形成する少な
くとも１層のＩｎ1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、
０≦Ｙ≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層が、少なくとも１層の
バッファ層を介して単結晶基板上に積層される半導体素
子に関する。
【０００２】
【従来の技術】III 族窒化物半導体ＩｎＮ、ＧａＮ、Ａ
ｌＮ、およびこれらの混晶Ｉｎ1-X-YＧａX ＡｌY Ｎ
（０≦Ｘ＜１、０≦Ｙ＜１、０＜Ｘ＋Ｙ＜１）（以下、
これらの結晶を併せてＩｎＧａＡｌＮと記す）のエピタ
キシャル成長においては、これらの結晶と同一の組成を
有する単結晶基板がないため、基板として従来サファイ
アが用いられている。しかし、サファイアとＩｎＧａＡ
ｌＮとの間には、１１〜２３％の格子不整合および約２
×１０-6（ｄｅｇ-1）の熱膨張係数差が存在するため、
格子不整合転移および熱歪みが生じ、結果としてＩｎＧ
ａＡｌＮエピタキシャル層の結晶性および電気的・光学
的特性を低下させていた。また、両者の化学的性質の違
いにより生じる界面エネルギーのため、サファイア上に
直接成長したＩｎＧａＡｌＮエピタキシャル層は顕著な
三次元成長を起こし、そのためエピタキシャル層表面の
平坦性は悪く、結晶性も低下していた。したがって、サ
ファイア基板上に直接成長したＩｎＧａＡｌＮエピタキ
シャル層を少なくとも１層含む発光素子は、発光効率が
低く、素子寿命も短いという問題があった。
ｌＮ、およびこれらの混晶Ｉｎ1-X-YＧａX ＡｌY Ｎ
（０≦Ｘ＜１、０≦Ｙ＜１、０＜Ｘ＋Ｙ＜１）（以下、
これらの結晶を併せてＩｎＧａＡｌＮと記す）のエピタ
キシャル成長においては、これらの結晶と同一の組成を
有する単結晶基板がないため、基板として従来サファイ
アが用いられている。しかし、サファイアとＩｎＧａＡ
ｌＮとの間には、１１〜２３％の格子不整合および約２
×１０-6（ｄｅｇ-1）の熱膨張係数差が存在するため、
格子不整合転移および熱歪みが生じ、結果としてＩｎＧ
ａＡｌＮエピタキシャル層の結晶性および電気的・光学
的特性を低下させていた。また、両者の化学的性質の違
いにより生じる界面エネルギーのため、サファイア上に
直接成長したＩｎＧａＡｌＮエピタキシャル層は顕著な
三次元成長を起こし、そのためエピタキシャル層表面の
平坦性は悪く、結晶性も低下していた。したがって、サ
ファイア基板上に直接成長したＩｎＧａＡｌＮエピタキ
シャル層を少なくとも１層含む発光素子は、発光効率が
低く、素子寿命も短いという問題があった。
【０００３】基板と大きな格子不整合を有するヘテロエ
ピタキシャル成長を行う場合、基板とエピタキシャル層
との間にバッファ層を配置することがある。ここで言う
バッファ層は、基板とエピタキシャル層との間の中間的
性質（例えば格子定数や熱膨張係数）を持つものであ
る。サファイア基板上のＩｎＧａＡｌＮエピタキシャル
成長では、ＡｌＮバッファ層またはＧａＮバッファ層を
介した成長により、サファイア基板上のＧａＮ単結晶の
品質向上の例が報告されている（H. Amano, N. Sawaki
and I. Akasaki: Appl. Phys. Lett., 48(1986)353、
S. Nakamura: Jpn.J. Appl. Phys., 30(1991)L1705）。
ここで用いられるバッファ層は、表面の平坦な連続膜で
なければならず、結晶性は、当初、非晶質や多結晶、お
よびそれらの混合物であっても、バッファ層上に素子層
を成長する時点では、単結晶または単結晶に近くなけれ
ばならない。
ピタキシャル成長を行う場合、基板とエピタキシャル層
との間にバッファ層を配置することがある。ここで言う
バッファ層は、基板とエピタキシャル層との間の中間的
性質（例えば格子定数や熱膨張係数）を持つものであ
る。サファイア基板上のＩｎＧａＡｌＮエピタキシャル
成長では、ＡｌＮバッファ層またはＧａＮバッファ層を
介した成長により、サファイア基板上のＧａＮ単結晶の
品質向上の例が報告されている（H. Amano, N. Sawaki
and I. Akasaki: Appl. Phys. Lett., 48(1986)353、
S. Nakamura: Jpn.J. Appl. Phys., 30(1991)L1705）。
ここで用いられるバッファ層は、表面の平坦な連続膜で
なければならず、結晶性は、当初、非晶質や多結晶、お
よびそれらの混合物であっても、バッファ層上に素子層
を成長する時点では、単結晶または単結晶に近くなけれ
ばならない。
【０００４】ＧａＮをバッファ層として用いた場合に
は、サファイア基板が酸化物であるのに対してＧａＮは
窒化物であるため、バッファ層成長時の濡れ性が悪い。
そのためＧａＮバッファ層は島状成長しやすく、したが
って平坦性が乏しく不連続な膜になりやすい。さらに、
基板上に該基板と格子定数の異なる材料を単結晶成長す
る場合、成長膜に生じる格子歪みのために一般的に島状
成長が起こりやすい。島状成長ではなく連続膜成長とす
るための結晶性としては非晶質が適しているが、バッフ
ァ層上に素子層を成長する時点までには単結晶化を図る
必要がある。このために、通常は、成長温度よりも高い
温度においてバッファ層の単結晶化が図られ、非晶質か
ら単結晶への結晶性の変換が行われている。実際には、
出発材料が完全な非晶質では単結晶に変換しにくいた
め、非晶質部と多結晶部が混合したバッファ層を基板表
面に形成する必要がある。当然のことながら、非晶質部
と多結晶部が混合して形成されたバッファ層の表面は原
子層レベルで平坦であり、もちろん、単結晶化を図った
後もこの平坦性は保たれなければならない。バッファ層
のサファイア基板に対する劣った濡れ性および大きな格
子不整合により、上記のようにバッファ層の成長条件の
許容範囲は狭められ、最適なＧａＮバッファ層の厚さは
２０ｎｍ程度、膜厚の許容範囲は約５％であるとされて
いる。すなわち、厚さにして約１ｎｍの誤差しか許され
ないことになる。
は、サファイア基板が酸化物であるのに対してＧａＮは
窒化物であるため、バッファ層成長時の濡れ性が悪い。
そのためＧａＮバッファ層は島状成長しやすく、したが
って平坦性が乏しく不連続な膜になりやすい。さらに、
基板上に該基板と格子定数の異なる材料を単結晶成長す
る場合、成長膜に生じる格子歪みのために一般的に島状
成長が起こりやすい。島状成長ではなく連続膜成長とす
るための結晶性としては非晶質が適しているが、バッフ
ァ層上に素子層を成長する時点までには単結晶化を図る
必要がある。このために、通常は、成長温度よりも高い
温度においてバッファ層の単結晶化が図られ、非晶質か
ら単結晶への結晶性の変換が行われている。実際には、
出発材料が完全な非晶質では単結晶に変換しにくいた
め、非晶質部と多結晶部が混合したバッファ層を基板表
面に形成する必要がある。当然のことながら、非晶質部
と多結晶部が混合して形成されたバッファ層の表面は原
子層レベルで平坦であり、もちろん、単結晶化を図った
後もこの平坦性は保たれなければならない。バッファ層
のサファイア基板に対する劣った濡れ性および大きな格
子不整合により、上記のようにバッファ層の成長条件の
許容範囲は狭められ、最適なＧａＮバッファ層の厚さは
２０ｎｍ程度、膜厚の許容範囲は約５％であるとされて
いる。すなわち、厚さにして約１ｎｍの誤差しか許され
ないことになる。
【０００５】この問題を解決するために、ＡｌＮバッフ
ァ層が用いられる。ＡｌＮバッファ層は、サファイア基
板とＡｌが共通なため基板との濡れ性は比較的良く、さ
らにサファイア基板との格子不整合もＩｎＧａＡｌＮ中
で最も小さい。このため、ＡｌＮバッファ層の膜厚の許
容範囲は５０〜６０ｎｍと広い。しかし、ＡｌＮの結晶
構造のａ軸の長さは、ＩｎＧａＡｌＮの中で最も短いた
め、バッファ層としてのＡｌＮとＩｎＧａＡｌＮ層との
間には格子不整合による結晶歪みが生じる。このため、
ＡｌＮだけをバッファ層として用いた場合には、ＩｎＧ
ａＡｌＮ層の成長において、表面に多くの六角錐状のパ
タンが発生しやすかった。この六角錐状のパタンは、Ｉ
ｎＧａＡｌＮの結晶構造が六方晶系のウルツ鉱型である
ことを反映している。
ァ層が用いられる。ＡｌＮバッファ層は、サファイア基
板とＡｌが共通なため基板との濡れ性は比較的良く、さ
らにサファイア基板との格子不整合もＩｎＧａＡｌＮ中
で最も小さい。このため、ＡｌＮバッファ層の膜厚の許
容範囲は５０〜６０ｎｍと広い。しかし、ＡｌＮの結晶
構造のａ軸の長さは、ＩｎＧａＡｌＮの中で最も短いた
め、バッファ層としてのＡｌＮとＩｎＧａＡｌＮ層との
間には格子不整合による結晶歪みが生じる。このため、
ＡｌＮだけをバッファ層として用いた場合には、ＩｎＧ
ａＡｌＮ層の成長において、表面に多くの六角錐状のパ
タンが発生しやすかった。この六角錐状のパタンは、Ｉ
ｎＧａＡｌＮの結晶構造が六方晶系のウルツ鉱型である
ことを反映している。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】表面が平坦で、かつ、
良質のＩｎＧａＡｌＮ層を成長するためにはバッファ層
は必須であるが、従来から有るバッファ層は上述した種
々の問題を抱えていた。このことが、ＩｎＧａＡｌＮ層
を再現性良く成長するための大きな障害となっていた。
良質のＩｎＧａＡｌＮ層を成長するためにはバッファ層
は必須であるが、従来から有るバッファ層は上述した種
々の問題を抱えていた。このことが、ＩｎＧａＡｌＮ層
を再現性良く成長するための大きな障害となっていた。
【０００７】本発明の課題は、エピタキシャル層のよう
なＩｎ1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦
１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層が、少なくとも１層のバッファ
層を介してサファイア基板のような単結晶基板上に積層
される半導体素子において、高品質のＩｎ1-X-Y ＧａX
ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）
層を提供することにより、高効率かつ長寿命の半導体素
子を再現よく提供することにある。
なＩｎ1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦
１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層が、少なくとも１層のバッファ
層を介してサファイア基板のような単結晶基板上に積層
される半導体素子において、高品質のＩｎ1-X-Y ＧａX
ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）
層を提供することにより、高効率かつ長寿命の半導体素
子を再現よく提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者は、このような
課題を解決するために、素子層を形成する少なくとも１
層のＩｎ1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦
１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層が、少なくとも１層のバッファ
層を介して単結晶基板上に積層される半導体素子におい
て、平均組成がＩｎ1-X'-Y' ＧａX'ＡｌY'Ｎ（０< Ｘ’
≦１、０< Ｙ’≦１、０< Ｘ’＋Ｙ’≦１）であり、か
つ単結晶基板側との接触表面においてＡｌを含み、およ
び素子層側との接触表面においてＧａを含むように組成
が変化するバッファ層を用いることにより、高品質の素
子層を提供できることを見出した。
課題を解決するために、素子層を形成する少なくとも１
層のＩｎ1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦
１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層が、少なくとも１層のバッファ
層を介して単結晶基板上に積層される半導体素子におい
て、平均組成がＩｎ1-X'-Y' ＧａX'ＡｌY'Ｎ（０< Ｘ’
≦１、０< Ｙ’≦１、０< Ｘ’＋Ｙ’≦１）であり、か
つ単結晶基板側との接触表面においてＡｌを含み、およ
び素子層側との接触表面においてＧａを含むように組成
が変化するバッファ層を用いることにより、高品質の素
子層を提供できることを見出した。
【０００９】すなわち、本発明の第１の形態である半導
体素子は、素子層を形成する少なくとも１層のＩｎ
1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦
Ｘ＋Ｙ≦１）層が、バッファ層を介して単結晶基板上に
積層される半導体素子において、当該バッファ層は、平
均組成が、Ｉｎ1-X'-Y' ＧａX'ＡｌY'Ｎ（０< Ｘ’≦
１、０< Ｙ’≦１、０< Ｘ’＋Ｙ’≦１）であり、かつ
単結晶基板側との接触表面においてＡｌを含み、および
素子層側との接触表面においてＧａを含むように単結晶
基板側から素子層側にかけて組成が連続的または不連続
的に変化することを特徴とする。
体素子は、素子層を形成する少なくとも１層のＩｎ
1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦
Ｘ＋Ｙ≦１）層が、バッファ層を介して単結晶基板上に
積層される半導体素子において、当該バッファ層は、平
均組成が、Ｉｎ1-X'-Y' ＧａX'ＡｌY'Ｎ（０< Ｘ’≦
１、０< Ｙ’≦１、０< Ｘ’＋Ｙ’≦１）であり、かつ
単結晶基板側との接触表面においてＡｌを含み、および
素子層側との接触表面においてＧａを含むように単結晶
基板側から素子層側にかけて組成が連続的または不連続
的に変化することを特徴とする。
【００１０】本発明の第２の形態である半導体素子は、
第１の形態におけるバッファ層において、Ａｌの組成比
は、単結晶基板側から素子層側にかけて連続的または不
連続的に小さくなることを特徴とする。
第１の形態におけるバッファ層において、Ａｌの組成比
は、単結晶基板側から素子層側にかけて連続的または不
連続的に小さくなることを特徴とする。
【００１１】本発明の第３の形態である半導体素子は、
第１または第２の形態におけるバッファ層が組成の異な
る２層以上から成り、単結晶基板と接する層が少なくと
もＡｌを含み、および素子層と接する層が少なくともＧ
ａを含むことを特徴とする。
第１または第２の形態におけるバッファ層が組成の異な
る２層以上から成り、単結晶基板と接する層が少なくと
もＡｌを含み、および素子層と接する層が少なくともＧ
ａを含むことを特徴とする。
【００１２】本発明の第４の形態である半導体素子は、
第１または第２の形態におけるバッファ層は組成の異な
る２層が交互に積層された多層から成り、単結晶基板と
接する層が少なくともＡｌを含み、および素子層と接す
る層が少なくともＧａを含むことを特徴とする。
第１または第２の形態におけるバッファ層は組成の異な
る２層が交互に積層された多層から成り、単結晶基板と
接する層が少なくともＡｌを含み、および素子層と接す
る層が少なくともＧａを含むことを特徴とする。
【００１３】本発明の第５の形態である半導体素子は、
第３または第４の形態における多層から成るバッファ層
中のＡｌの組成比が、単結晶基板と接する層において、
素子層と接する層におけるＡｌの組成比より大きいこと
を特徴とする。
第３または第４の形態における多層から成るバッファ層
中のＡｌの組成比が、単結晶基板と接する層において、
素子層と接する層におけるＡｌの組成比より大きいこと
を特徴とする。
【００１４】本発明の第６の形態である半導体素子は、
上記のいずれかの発明において、単結晶基板が酸化物単
結晶であることを特徴とする。
上記のいずれかの発明において、単結晶基板が酸化物単
結晶であることを特徴とする。
【００１５】本発明の第７の形態である半導体素子は、
第６の形態における酸化物単結晶がサファイア、Ｚｎ
Ｏ、ＬｉＧａＯ2 およびＭｇＡｌ2 Ｏ4 からなる群から
選択されることを特徴とする。
第６の形態における酸化物単結晶がサファイア、Ｚｎ
Ｏ、ＬｉＧａＯ2 およびＭｇＡｌ2 Ｏ4 からなる群から
選択されることを特徴とする。
【００１６】本発明の第８の形態である半導体素子は、
上記のいずれかの発明において、単結晶基板とバッファ
層との間に当該基板の材料の窒化物から成る層がさらに
形成されていることを特徴とする。
上記のいずれかの発明において、単結晶基板とバッファ
層との間に当該基板の材料の窒化物から成る層がさらに
形成されていることを特徴とする。
【００１７】本発明の第９の形態は、バッファ層の層全
体を成長後、単結晶化または多結晶化することによりバ
ッファ層を形成することを特徴とする上記のいずれかの
半導体素子の製造方法である。
体を成長後、単結晶化または多結晶化することによりバ
ッファ層を形成することを特徴とする上記のいずれかの
半導体素子の製造方法である。
【００１８】本発明の第１０の形態は、多層から成るバ
ッファ層において、少なくとも１層を成長後、単結晶化
または多結晶化する工程を繰り返すことによりバッファ
層の全層を形成することを特徴とする上記の多層から成
るバッファ層を具える半導体素子のいずれかの製造方法
である。
ッファ層において、少なくとも１層を成長後、単結晶化
または多結晶化する工程を繰り返すことによりバッファ
層の全層を形成することを特徴とする上記の多層から成
るバッファ層を具える半導体素子のいずれかの製造方法
である。
【００１９】本発明の第１１の形態は、第９または第１
０の形態における単結晶化または多結晶化が、バッファ
層をバッファ層の成長温度より高い温度に保持すること
により行われることを特徴とする半導体素子の製造方法
である。
０の形態における単結晶化または多結晶化が、バッファ
層をバッファ層の成長温度より高い温度に保持すること
により行われることを特徴とする半導体素子の製造方法
である。
【００２０】
【発明の実施の形態】本発明の半導体素子は、素子層を
形成する少なくとも１層のＩｎ1-X-Y ＧａXＡｌY Ｎ
（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層が、少
なくとも１層のバッファ層を介して単結晶基板上に積層
される。
形成する少なくとも１層のＩｎ1-X-Y ＧａXＡｌY Ｎ
（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層が、少
なくとも１層のバッファ層を介して単結晶基板上に積層
される。
【００２１】本発明において用いられる単結晶基板は、
本発明のバッファ層の濡れ性が良好であれば特に限定さ
れるものではないが、酸化物単結晶基板が好ましく、具
体的には、サファイア、ＺｎＯ、ＬｉＧａＯ2 、ＭｇＡ
ｌ2 Ｏ4 等を挙げることができ、サファイアが特に好ま
しい。
本発明のバッファ層の濡れ性が良好であれば特に限定さ
れるものではないが、酸化物単結晶基板が好ましく、具
体的には、サファイア、ＺｎＯ、ＬｉＧａＯ2 、ＭｇＡ
ｌ2 Ｏ4 等を挙げることができ、サファイアが特に好ま
しい。
【００２２】本発明においては、素子層を形成する層の
うち少なくともバッファ層と接する層が、Ｉｎ1-X-Y Ｇ
ａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦
１）層である。素子層を形成し、バッファ層に接する層
は、半導体素子の用途に応じて変わり、エピタキシャル
層、クラッド層、電流注入層などである。
うち少なくともバッファ層と接する層が、Ｉｎ1-X-Y Ｇ
ａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦
１）層である。素子層を形成し、バッファ層に接する層
は、半導体素子の用途に応じて変わり、エピタキシャル
層、クラッド層、電流注入層などである。
【００２３】本発明において用いられるバッファ層は、
その平均組成が、Ｉｎ1-X'-Y' ＧａX'ＡｌY'Ｎ（０<
Ｘ’≦１、０< Ｙ’≦１、０< Ｘ’＋Ｙ’≦１）であ
る。すなわち、ＡｌとＧａの両元素が必須となる。本発
明において特定した平均組成を有していれば、バッファ
層は単層でも多層でもよいが、単結晶基板側との接触表
面においてＡｌを含み、および素子層側との接触表面に
おいてＧａを含むように単結晶基板側から素子層側にか
けてその組成が連続的または不連続的に変化していなけ
ればならない。
その平均組成が、Ｉｎ1-X'-Y' ＧａX'ＡｌY'Ｎ（０<
Ｘ’≦１、０< Ｙ’≦１、０< Ｘ’＋Ｙ’≦１）であ
る。すなわち、ＡｌとＧａの両元素が必須となる。本発
明において特定した平均組成を有していれば、バッファ
層は単層でも多層でもよいが、単結晶基板側との接触表
面においてＡｌを含み、および素子層側との接触表面に
おいてＧａを含むように単結晶基板側から素子層側にか
けてその組成が連続的または不連続的に変化していなけ
ればならない。
【００２４】バッファ層の単結晶基板との接触表面がＡ
ｌを含む組成であることから、基板との濡れ性が良好と
なり、平坦な連続膜となりやすく、したがって、バッフ
ァ層自体の成長条件が広くなる。さらに、バッファ層上
にＩｎ1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦
１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層を成長するとき、バッファ層の
表面が極めて平坦であることに加えて、バッファ層の素
子層との接触表面がＧａを含む組成であることから、素
子層とバッファ層との間の結晶歪みが軽減され、広い成
長条件で表面が平坦かつ良質な結晶性のＩｎ1-X-Y Ｇａ
X ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦
１）層を得ることができる。特に、格子整合に近い条件
で半導体素子を作製する場合には、選択できる組成領域
が広くなる。
ｌを含む組成であることから、基板との濡れ性が良好と
なり、平坦な連続膜となりやすく、したがって、バッフ
ァ層自体の成長条件が広くなる。さらに、バッファ層上
にＩｎ1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦
１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層を成長するとき、バッファ層の
表面が極めて平坦であることに加えて、バッファ層の素
子層との接触表面がＧａを含む組成であることから、素
子層とバッファ層との間の結晶歪みが軽減され、広い成
長条件で表面が平坦かつ良質な結晶性のＩｎ1-X-Y Ｇａ
X ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦
１）層を得ることができる。特に、格子整合に近い条件
で半導体素子を作製する場合には、選択できる組成領域
が広くなる。
【００２５】バッファ層中のＡｌの組成比を、単結晶基
板側から素子層側にかけて連続的または不連続的に小さ
くなるようにすると格子歪がさらに緩和されるため好ま
しい。
板側から素子層側にかけて連続的または不連続的に小さ
くなるようにすると格子歪がさらに緩和されるため好ま
しい。
【００２６】バッファ層の組成は、バッファ層の成長中
に原料ガス中のＡｌとＧａとの比を制御することにより
変化させることができる。
に原料ガス中のＡｌとＧａとの比を制御することにより
変化させることができる。
【００２７】本発明においてバッファ層は単層でも多層
でもよいが、多層構造として界面の数をふやすと、格子
不整合による歪を界面によっても緩和することができる
ため、多層が好ましい。
でもよいが、多層構造として界面の数をふやすと、格子
不整合による歪を界面によっても緩和することができる
ため、多層が好ましい。
【００２８】バッファ層が２層以上の多層から成る場合
には、単結晶基板と接する層が少なくともＡｌを含み、
かつ素子層と接する層が少なくともＧａを含む。具体的
には、単結晶基板側と接する層は、Ｉｎ1-x'-y' Ｇａx'
Ａｌy'Ｎ（０≦ｘ’ <１、０< ｙ’≦１、０< ｘ’＋
ｙ’≦１）の組成であり、素子層側と接する層は、Ｉｎ
1-x"-y" Ｇａx" Ａｌy" Ｎ（０< ｘ” ≦１、０≦ｙ”
< １、０< ｘ”＋ｙ”≦１、但し、ｘ”≠ｘ’および／
またはｙ”≠ ｙ’）の組成である。単結晶基板と接す
るバッファ層におけるＡｌの組成比は、素子層と接する
バッファ層におけるＡｌの組成比より大きい方が好まし
く、さらに各層中のＡｌの組成比を、単結晶基板側から
素子層側にかけて連続的または不連続的に小さくするこ
とが好ましい。格子歪がさらに緩和されるからである。
には、単結晶基板と接する層が少なくともＡｌを含み、
かつ素子層と接する層が少なくともＧａを含む。具体的
には、単結晶基板側と接する層は、Ｉｎ1-x'-y' Ｇａx'
Ａｌy'Ｎ（０≦ｘ’ <１、０< ｙ’≦１、０< ｘ’＋
ｙ’≦１）の組成であり、素子層側と接する層は、Ｉｎ
1-x"-y" Ｇａx" Ａｌy" Ｎ（０< ｘ” ≦１、０≦ｙ”
< １、０< ｘ”＋ｙ”≦１、但し、ｘ”≠ｘ’および／
またはｙ”≠ ｙ’）の組成である。単結晶基板と接す
るバッファ層におけるＡｌの組成比は、素子層と接する
バッファ層におけるＡｌの組成比より大きい方が好まし
く、さらに各層中のＡｌの組成比を、単結晶基板側から
素子層側にかけて連続的または不連続的に小さくするこ
とが好ましい。格子歪がさらに緩和されるからである。
【００２９】多層から成るバッファ層は、組成の異なる
２層以上の層を積層してもよく、また組成の異なる２層
を交互に積層してもよい。
２層以上の層を積層してもよく、また組成の異なる２層
を交互に積層してもよい。
【００３０】さらに、単結晶基板とバッファ層の濡れ性
をよくするため基板とバッファ層との間に基板の材料の
窒化物から成る層を形成してもよい。
をよくするため基板とバッファ層との間に基板の材料の
窒化物から成る層を形成してもよい。
【００３１】バッファ層は、それが単層の場合には、層
全体を成長後、単結晶化または多結晶化を行うことによ
って製造される。
全体を成長後、単結晶化または多結晶化を行うことによ
って製造される。
【００３２】多層の場合には、１層を成長後、単結晶化
または多結晶化を行う工程を繰り返して、多層構造のバ
ッファ層を形成することもでき、また全てのバッファ層
を成長した後、一度に全ての層を単結晶化することもで
きる。１層ごとに成長、単結晶化を図る工程を繰り返す
方法を用いることにより、素子層の結晶性をより向上さ
せることができる。また、工程を簡略化するためには全
てのバッファ層を成長した後に単結晶化する方法が適当
であるが、一層毎に単結晶化を図る方法に比べて、バッ
ファ層の組成と厚さによっては、単結晶化が不十分とな
ることや素子層の結晶性が幾分低くなることがある点に
注意する必要がある。
または多結晶化を行う工程を繰り返して、多層構造のバ
ッファ層を形成することもでき、また全てのバッファ層
を成長した後、一度に全ての層を単結晶化することもで
きる。１層ごとに成長、単結晶化を図る工程を繰り返す
方法を用いることにより、素子層の結晶性をより向上さ
せることができる。また、工程を簡略化するためには全
てのバッファ層を成長した後に単結晶化する方法が適当
であるが、一層毎に単結晶化を図る方法に比べて、バッ
ファ層の組成と厚さによっては、単結晶化が不十分とな
ることや素子層の結晶性が幾分低くなることがある点に
注意する必要がある。
【００３３】結晶化は、バッファ層をその成長温度より
高い温度でアニールすることにより行うことができる。
アニールする温度が高いほど結晶化を促進するので好ま
しい。しかしながら、バッファ層が蒸発し始めるとバッ
ファ層の表面に凹凸が生じ、ひいてはバッファ層上に成
長した膜の表面にも凹凸が発生し、この凹凸が素子特性
を低下させる原因となるため、その上限はバッファ層が
蒸発しない温度である。このアニール上限温度はアニー
ル時の雰囲気にも依存する。通常、雰囲気ガスは、微量
のアンモニアと、窒素やアルゴンなどの不活性ガスによ
って構成される。アンモニアの働きは、アンモニアの熱
分解によって発生する活性窒素、ＮＨ、およびＮＨ2 に
よってバッファ層固相中から脱離してくる活性窒素ある
いは窒素分子との平衡を保つことである。また、上限温
度は、活性窒素あるいは窒素分子の脱離が固相からの気
相と固相間の熱平衡によって決定されるため、雰囲気ガ
スの圧力にも依存する。活性窒素、ＮＨ、およびＮＨ2
の分圧が高いほど、上限温度は高くなる。一方、アンモ
ニアの分解中に水素も同時に発生し、この水素がバッフ
ァ層表面をエッチングするため、上限温度はエッチング
が起こらない温度でなければならない。したがって、上
限温度は、雰囲気ガス種および圧力などに微妙に依存
し、上記のすべての点を考慮して決定される。実際に
は、窒素流量毎分５リットルと、アンモニア毎分０．５
リットルとを供給し、炉内圧力を６５０Ｔｏｒｒとした
とき、アニール上限温度は１０７０℃である。１０８０
℃では、エッチングが始まり結晶表面に凹凸が生じる。
高い温度でアニールすることにより行うことができる。
アニールする温度が高いほど結晶化を促進するので好ま
しい。しかしながら、バッファ層が蒸発し始めるとバッ
ファ層の表面に凹凸が生じ、ひいてはバッファ層上に成
長した膜の表面にも凹凸が発生し、この凹凸が素子特性
を低下させる原因となるため、その上限はバッファ層が
蒸発しない温度である。このアニール上限温度はアニー
ル時の雰囲気にも依存する。通常、雰囲気ガスは、微量
のアンモニアと、窒素やアルゴンなどの不活性ガスによ
って構成される。アンモニアの働きは、アンモニアの熱
分解によって発生する活性窒素、ＮＨ、およびＮＨ2 に
よってバッファ層固相中から脱離してくる活性窒素ある
いは窒素分子との平衡を保つことである。また、上限温
度は、活性窒素あるいは窒素分子の脱離が固相からの気
相と固相間の熱平衡によって決定されるため、雰囲気ガ
スの圧力にも依存する。活性窒素、ＮＨ、およびＮＨ2
の分圧が高いほど、上限温度は高くなる。一方、アンモ
ニアの分解中に水素も同時に発生し、この水素がバッフ
ァ層表面をエッチングするため、上限温度はエッチング
が起こらない温度でなければならない。したがって、上
限温度は、雰囲気ガス種および圧力などに微妙に依存
し、上記のすべての点を考慮して決定される。実際に
は、窒素流量毎分５リットルと、アンモニア毎分０．５
リットルとを供給し、炉内圧力を６５０Ｔｏｒｒとした
とき、アニール上限温度は１０７０℃である。１０８０
℃では、エッチングが始まり結晶表面に凹凸が生じる。
【００３４】なお、上述した所定の結晶成長は、縦型ま
たは横型成長炉を有する有機金属気相成長装置などの慣
用の装置を用いて行うことができる。
たは横型成長炉を有する有機金属気相成長装置などの慣
用の装置を用いて行うことができる。
【００３５】
【実施例】本発明を実施例を挙げて説明するが、本発明
は本実施例にのみ限定されるものではない。
は本実施例にのみ限定されるものではない。
【００３６】（実施例１）図１は本発明の第一の実施例
を説明する図であって、発光素子の断面を示す。本実施
例の発光素子は、サファイア（０００１）基板１の表面
に形成した窒化層２（窒化深さ５ｎｍ）、膜厚３０ｎｍ
のＡｌＮバッファ層３、膜厚１５ｎｍのＧａ0.5 Ａｌ
0.5 Ｎバッファ層４、膜厚１０ｎｍのＧａＮバッファ層
５、膜厚５ｎｍのＳｉドープｎ型低抵抗ＧａＡｌＮクラ
ッド層６、膜厚０．５ｎｍのアンドープＩｎＧａＮ活性
層７、膜厚２ｎｍのＭｇドープｐ型ＧａＡｌＮクラッド
層８、ｐ型クラッド層のオーミック電極９、ｎ型クラッ
ド層のオーミック電極１０からなる。ここに示したＧａ
ＡｌＮ層６およびＩｎＧａＮ層７は、互いに格子整合
し、クラッド層のバンドギャップエネルギが活性層のバ
ンドギャップエネルギに比べ０．３ｅＶ以上大きくなる
ように組成を選んだ。この結果、クラッド層の屈折率は
活性層の屈折率に比べ約１０％小さくなる。電極９に正
の電圧を、電極１０に負の電圧を加えると活性層７は４
２０ｎｍの波長で発光した。最大出力は１３ｍＷであ
り、外部量子効率は３％であった。
を説明する図であって、発光素子の断面を示す。本実施
例の発光素子は、サファイア（０００１）基板１の表面
に形成した窒化層２（窒化深さ５ｎｍ）、膜厚３０ｎｍ
のＡｌＮバッファ層３、膜厚１５ｎｍのＧａ0.5 Ａｌ
0.5 Ｎバッファ層４、膜厚１０ｎｍのＧａＮバッファ層
５、膜厚５ｎｍのＳｉドープｎ型低抵抗ＧａＡｌＮクラ
ッド層６、膜厚０．５ｎｍのアンドープＩｎＧａＮ活性
層７、膜厚２ｎｍのＭｇドープｐ型ＧａＡｌＮクラッド
層８、ｐ型クラッド層のオーミック電極９、ｎ型クラッ
ド層のオーミック電極１０からなる。ここに示したＧａ
ＡｌＮ層６およびＩｎＧａＮ層７は、互いに格子整合
し、クラッド層のバンドギャップエネルギが活性層のバ
ンドギャップエネルギに比べ０．３ｅＶ以上大きくなる
ように組成を選んだ。この結果、クラッド層の屈折率は
活性層の屈折率に比べ約１０％小さくなる。電極９に正
の電圧を、電極１０に負の電圧を加えると活性層７は４
２０ｎｍの波長で発光した。最大出力は１３ｍＷであ
り、外部量子効率は３％であった。
【００３７】素子の製造にあたり、結晶成長には、縦型
成長炉を有する有機金属気相成長装置を用いた。炉中の
圧力は常に６５０Ｔｏｒｒであった。結晶成長のはじめ
に、サファイア基板表面を１０５０℃で窒化した。その
後、５５０℃でＡｌＮバッファ層３を成長し、窒素流量
毎分５リットルと、アンモニア流量毎分０．５リットル
を供給して作られる混合雰囲気中で、１０７０℃で９分
間アニールすることによりバッファ層の単結晶化を図っ
た。次に、Ｇａ0.5 Ａｌ0.5 Ｎバッファ層４と膜厚１０
ｎｍのＧａＮバッファ層５を連続成長した。成長温度は
５５０℃である。ＡｌＮバッファ層と同様の手順で、バ
ッファ層の単結晶化を図った。次に、温度１０２０℃で
Ｓｉドープｎ型低抵抗ＧａＡｌＮクラッド層６、温度８
００℃で膜厚０．５ｎｍのアンドープＩｎＧａＮ活性層
７、温度８００℃で膜厚２ｎｍおよび温度１０２０℃で
膜厚１μｍのＭｇドープｐ型ＧａＡｌＮクラッド層８を
連続して成長した。図１に示す形状に結晶層をエッチン
グする方法として、塩素ガスを用いたドライエッチング
装置を用いた。ここで用いた装置は、高速原子線反応性
エッチング装置である。この装置では、通常フォトリソ
グラフィ技術に用いられるＡＺ系フォトレジストのエッ
チング速度に対して、ＧａＮ系材料のエッチング速度が
一桁以上早いため、垂直性に富んだエッチングが可能で
ある。エッチング後、電子ビーム蒸着装置を用いて、電
極金属を蒸着した。電極のパターニングには、フォトリ
ソグラフィ技術を用いた。
成長炉を有する有機金属気相成長装置を用いた。炉中の
圧力は常に６５０Ｔｏｒｒであった。結晶成長のはじめ
に、サファイア基板表面を１０５０℃で窒化した。その
後、５５０℃でＡｌＮバッファ層３を成長し、窒素流量
毎分５リットルと、アンモニア流量毎分０．５リットル
を供給して作られる混合雰囲気中で、１０７０℃で９分
間アニールすることによりバッファ層の単結晶化を図っ
た。次に、Ｇａ0.5 Ａｌ0.5 Ｎバッファ層４と膜厚１０
ｎｍのＧａＮバッファ層５を連続成長した。成長温度は
５５０℃である。ＡｌＮバッファ層と同様の手順で、バ
ッファ層の単結晶化を図った。次に、温度１０２０℃で
Ｓｉドープｎ型低抵抗ＧａＡｌＮクラッド層６、温度８
００℃で膜厚０．５ｎｍのアンドープＩｎＧａＮ活性層
７、温度８００℃で膜厚２ｎｍおよび温度１０２０℃で
膜厚１μｍのＭｇドープｐ型ＧａＡｌＮクラッド層８を
連続して成長した。図１に示す形状に結晶層をエッチン
グする方法として、塩素ガスを用いたドライエッチング
装置を用いた。ここで用いた装置は、高速原子線反応性
エッチング装置である。この装置では、通常フォトリソ
グラフィ技術に用いられるＡＺ系フォトレジストのエッ
チング速度に対して、ＧａＮ系材料のエッチング速度が
一桁以上早いため、垂直性に富んだエッチングが可能で
ある。エッチング後、電子ビーム蒸着装置を用いて、電
極金属を蒸着した。電極のパターニングには、フォトリ
ソグラフィ技術を用いた。
【００３８】本実施例では、ｎ型及びｐ型クラッド層と
してＧａＡｌＮを、また活性層としてＩｎＧａＮを用い
たが、互いに格子整合し、クラッド層のバンドギャップ
エネルギが活性層のバンドギャップエネルギに比べ０．
３ｅＶ以上大きくなるという条件の下で組成を変化させ
ることにより、発光波長を２００〜６２０ｎｍの範囲で
変化させることができる。
してＧａＡｌＮを、また活性層としてＩｎＧａＮを用い
たが、互いに格子整合し、クラッド層のバンドギャップ
エネルギが活性層のバンドギャップエネルギに比べ０．
３ｅＶ以上大きくなるという条件の下で組成を変化させ
ることにより、発光波長を２００〜６２０ｎｍの範囲で
変化させることができる。
【００３９】（実施例２）図２は本発明の第二の実施例
を説明する図であって発光素子の断面を示す。本実施例
の発光素子は、サファイア（０００１）基板１１の表面
に形成した窒化層１２（窒化深さ５ｎｍ）、膜厚３０ｎ
ｍのＡｌＮバッファ層１３、膜厚２０ｎｍのＧａ0.5 Ａ
ｌ0.5 Ｎバッファ層１４、膜厚５ｎｍで電子濃度５×１
０18ｃｍ-3のＳｉドープｎ型ＧａＡｌＮ電流注入及び光
閉じ込め層１５、膜厚２ｎｍ及び電子濃度膜厚１０19ｃ
ｍ-3のＳｉドープｎ型ＧａＮキャリア閉じ込め層１６、
１０ｎｍのアンドープＩｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎ単一量子井戸
発光層１７、膜厚２ｎｍ及びホール濃度１０18ｃｍ-3の
Ｍｇドープｐ型ＧａＮキャリア閉じ込め層１８、膜厚２
ｎｍ及びホール濃度５×１０17ｃｍ-3のＭｇドープｐ型
ＧａＡｌＮ電流注入及び光閉じ込め層１９、ｐ型オーミ
ック電極２０、ｎ型オーミック電極２１からなる。
を説明する図であって発光素子の断面を示す。本実施例
の発光素子は、サファイア（０００１）基板１１の表面
に形成した窒化層１２（窒化深さ５ｎｍ）、膜厚３０ｎ
ｍのＡｌＮバッファ層１３、膜厚２０ｎｍのＧａ0.5 Ａ
ｌ0.5 Ｎバッファ層１４、膜厚５ｎｍで電子濃度５×１
０18ｃｍ-3のＳｉドープｎ型ＧａＡｌＮ電流注入及び光
閉じ込め層１５、膜厚２ｎｍ及び電子濃度膜厚１０19ｃ
ｍ-3のＳｉドープｎ型ＧａＮキャリア閉じ込め層１６、
１０ｎｍのアンドープＩｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎ単一量子井戸
発光層１７、膜厚２ｎｍ及びホール濃度１０18ｃｍ-3の
Ｍｇドープｐ型ＧａＮキャリア閉じ込め層１８、膜厚２
ｎｍ及びホール濃度５×１０17ｃｍ-3のＭｇドープｐ型
ＧａＡｌＮ電流注入及び光閉じ込め層１９、ｐ型オーミ
ック電極２０、ｎ型オーミック電極２１からなる。
【００４０】素子の製造は、実施例１と同様の手順で行
った。
った。
【００４１】製造した素子の電極２１に対して正の電圧
を２０に加えることにより、電子及び正孔を発光層１７
に注入した。その結果、立ち上がり電圧４Ｖの電流対電
圧特性が得られ、波長３７５ｎｍ帯にのみ発光ピークを
持つ発光を観測できた。最大出力は３ｍＷであり、外部
量子効率は２％であった。また、ＩｎＧａＮ発光層１７
の組成を変化させることにより発光波長を６００ｎｍま
で長波長化することができた。
を２０に加えることにより、電子及び正孔を発光層１７
に注入した。その結果、立ち上がり電圧４Ｖの電流対電
圧特性が得られ、波長３７５ｎｍ帯にのみ発光ピークを
持つ発光を観測できた。最大出力は３ｍＷであり、外部
量子効率は２％であった。また、ＩｎＧａＮ発光層１７
の組成を変化させることにより発光波長を６００ｎｍま
で長波長化することができた。
【００４２】（実施例３）図３は本発明の第三の実施例
を説明するＨＥＭＴ型トランジスタの断面図である。こ
こでは、基板単結晶として厚さ３３０μｍの（０００
１）サファイアを用いた。素子構造は、サファイア（０
００１）基板２２、膜厚３０ｎｍのＡｌＮバッファ層２
３、膜厚１５ｎｍのＧａ0.5 Ａｌ0.5 Ｎバッファ層２
４、膜厚１０ｎｍのＧａＮバッファ層２５、膜厚１μｍ
のアンドープＧａＮ層２６、膜厚２μｍのＳｉドープｎ
型Ａｌ0.14Ｇａ0.86Ｎ電子供給層２７、Ｔｉ／Ｐｔ／Ａ
ｕからなるソース電極２８、Ｔｉ／Ｐｔ／Ａｕからなる
ドレイン電極２９、Ｔｉ／Ｐｔ／Ａｕからなるゲート電
極３０である。
を説明するＨＥＭＴ型トランジスタの断面図である。こ
こでは、基板単結晶として厚さ３３０μｍの（０００
１）サファイアを用いた。素子構造は、サファイア（０
００１）基板２２、膜厚３０ｎｍのＡｌＮバッファ層２
３、膜厚１５ｎｍのＧａ0.5 Ａｌ0.5 Ｎバッファ層２
４、膜厚１０ｎｍのＧａＮバッファ層２５、膜厚１μｍ
のアンドープＧａＮ層２６、膜厚２μｍのＳｉドープｎ
型Ａｌ0.14Ｇａ0.86Ｎ電子供給層２７、Ｔｉ／Ｐｔ／Ａ
ｕからなるソース電極２８、Ｔｉ／Ｐｔ／Ａｕからなる
ドレイン電極２９、Ｔｉ／Ｐｔ／Ａｕからなるゲート電
極３０である。
【００４３】素子の製造は、実施例１と同様の手順で行
った。
った。
【００４４】製造された素子の電子の移動度をファン・
デア・ポー法を用いてホール測定を行ったところ、室温
において、８７４ｃｍ2 ／Ｖ・ｓであった。バッファ層
として、膜厚２０ｎｍのＧａＮ単層を用いて図３と同様
の構造とした場合には、電子の移動度は良くても６００
ｃｍ2 ／Ｖ・ｓ程度であった。この差は、本発明のバッ
ファ層を用いることにより、バッファ層上に成長したＧ
ａＮ／ＧａＡｌＮ層の結晶性が改善され、さらに界面の
平坦性が優れていることを意味している。
デア・ポー法を用いてホール測定を行ったところ、室温
において、８７４ｃｍ2 ／Ｖ・ｓであった。バッファ層
として、膜厚２０ｎｍのＧａＮ単層を用いて図３と同様
の構造とした場合には、電子の移動度は良くても６００
ｃｍ2 ／Ｖ・ｓ程度であった。この差は、本発明のバッ
ファ層を用いることにより、バッファ層上に成長したＧ
ａＮ／ＧａＡｌＮ層の結晶性が改善され、さらに界面の
平坦性が優れていることを意味している。
【００４５】
【発明の効果】本発明は、平均組成がＩｎ1-X'-Y' Ｇａ
X'ＡｌY'Ｎ（０< Ｘ’≦１、０< Ｙ’≦１、０< Ｘ’＋
Ｙ’≦１）であり、かつ単結晶基板との接触表面におい
てＡｌを含み、および素子層との接触表面においてＧａ
を含む組成のバッファ層を用いることにより、バッファ
層成長条件の幅を広くして、再現性よく容易に、平坦な
連続膜としてバッファ層を形成することを可能とする。
さらに、バッファ層上に素子層を形成する層としてＩｎ
1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦
Ｘ＋Ｙ≦１）層を成長するとき、バッファ層の表面が極
めて平坦であり、素子層とバッファ層との間の結晶歪み
が軽減されるために、表面が平坦で良質な結晶が得られ
る成長条件を広げることができる。したがって、サファ
イア基板上でヘテロエピタキシャル成長を行ったとき、
良質のＩｎ1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ
≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層を形成することができ、その
ような層を少なくとも１層含む半導体素子の特性が向上
し、素子製造歩留りも高くなるという効果をもたらす。
X'ＡｌY'Ｎ（０< Ｘ’≦１、０< Ｙ’≦１、０< Ｘ’＋
Ｙ’≦１）であり、かつ単結晶基板との接触表面におい
てＡｌを含み、および素子層との接触表面においてＧａ
を含む組成のバッファ層を用いることにより、バッファ
層成長条件の幅を広くして、再現性よく容易に、平坦な
連続膜としてバッファ層を形成することを可能とする。
さらに、バッファ層上に素子層を形成する層としてＩｎ
1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦
Ｘ＋Ｙ≦１）層を成長するとき、バッファ層の表面が極
めて平坦であり、素子層とバッファ層との間の結晶歪み
が軽減されるために、表面が平坦で良質な結晶が得られ
る成長条件を広げることができる。したがって、サファ
イア基板上でヘテロエピタキシャル成長を行ったとき、
良質のＩｎ1-X-Y ＧａX ＡｌY Ｎ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ
≦１、０≦Ｘ＋Ｙ≦１）層を形成することができ、その
ような層を少なくとも１層含む半導体素子の特性が向上
し、素子製造歩留りも高くなるという効果をもたらす。
【図１】本発明の半導体発光素子の一実施例を示す図で
ある。
ある。
【図２】本発明の半導体発光素子の一実施例を示す図で
ある。
ある。
【図３】本発明の半導体素子の一実施例を示す図であ
る。
る。
１，１１，２２ サファイア（０００１）基板 ２，１２ サファイア表面窒化層 ３，１３，２３ ＡｌＮバッファ層 ４ Ｇａ0.5 Ａｌ0.6 Ｎバッファ層 ５，２５ ＧａＮバッファ層 ６ Ｓｉドープｎ型ＧａＡｌＮクラッド層 ７ アンドープＩｎＧａＮ活性層 ８ Ｍｇドープｐ型ＧａＡｌＮクラッド層 ９ ｐ型クラッド層のオーミック電極 １０ ｎ型クラッド層のオーミック電極 １４，２４ Ｇａ0.5 Ａｌ0.5 Ｎバッファ層 １５ Ｓｉドープｎ型ＧａＡｌＮ電流注入及び光閉じ込
め層 １６ Ｓｉドープｎ型ＧａＡｌＮキャリア閉じ込め層 １７ アンドープＩｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎ単一量子井戸発光
層 １８ Ｍｇドープｐ型ＧａＮキャリア閉じ込め層 １９ Ｍｇドープｐ型ＧａＡｌＮ電流注入及び光閉じ込
め層 ２０ ｐ型オーミック電極 ２１ ｎ型オーミック電極 ２６ アンドープＧａＮ層 ２７ Ｓｉドープｎ型Ａｌ0.14Ｇａ0.86Ｎ層 ２８ ソース電極 ２９ ドレイン電極 ３０ ゲート電極
め層 １６ Ｓｉドープｎ型ＧａＡｌＮキャリア閉じ込め層 １７ アンドープＩｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎ単一量子井戸発光
層 １８ Ｍｇドープｐ型ＧａＮキャリア閉じ込め層 １９ Ｍｇドープｐ型ＧａＡｌＮ電流注入及び光閉じ込
め層 ２０ ｐ型オーミック電極 ２１ ｎ型オーミック電極 ２６ アンドープＧａＮ層 ２７ Ｓｉドープｎ型Ａｌ0.14Ｇａ0.86Ｎ層 ２８ ソース電極 ２９ ドレイン電極 ３０ ゲート電極
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｈ０１Ｌ 29/812 Ｆターム(参考） 5F041 AA40 AA43 CA05 CA34 CA40 CA41 CA46 CA60 CA65 CA73 CA74 5F045 AA04 AB09 AB14 AB17 AB18 AC12 AC16 AD09 AD12 AF09 AF13 BB12 CA10 DA53 DA58 HA16 5F052 AA11 CA08 DA04 DA10 DB02 EA15 JA10 KA01 5F102 GB01 GC01 GD01 GJ10 GK04 GK08 GL04 GM04 GS02 HC01 HC21
Claims (11)
- 【請求項１】 素子層を形成する少なくとも１層のＩｎ
1-X-Y ＧａX ＡｌYＮ（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦
Ｘ＋Ｙ≦１）層が、少なくとも１層のバッファ層を介し
て単結晶基板上に積層される半導体素子において、前記
バッファ層は、平均組成が、Ｉｎ1-X'-Y' ＧａX'ＡｌY'
Ｎ（０< Ｘ’≦１、０< Ｙ’≦１、０< Ｘ’＋Ｙ’≦
１）であり、かつ前記単結晶基板側との接触表面におい
てＡｌを含み、および前記素子層側との接触表面におい
てＧａを含むように該単結晶基板側から該素子層側にか
けて組成が連続的または不連続的に変化することを特徴
とする半導体素子。 - 【請求項２】 前記バッファ層において、Ａｌの組成比
は、前記単結晶基板側から前記素子層側にかけて連続的
または不連続的に小さくなることを特徴とする請求項１
記載の半導体素子。 - 【請求項３】 前記バッファ層は組成の異なる２層以上
の多層から成り、前記単結晶基板と接する層が少なくと
もＡｌを含み、および前記素子層と接する層が少なくと
もＧａを含むことを特徴とする請求項１または２に記載
の半導体素子。 - 【請求項４】 前記バッファ層は組成の異なる２層が交
互に積層された多層から成り、前記単結晶基板と接する
層が少なくともＡｌを含み、および前記素子層と接する
層が少なくともＧａを含むことを特徴とする請求項１ま
たは２に記載の半導体素子。 - 【請求項５】 前記多層から成るバッファ層において、
前記単結晶基板と接する層におけるＡｌの組成比は、前
記素子層と接する層におけるＡｌの組成比より大きいこ
とを特徴とする請求項３または４に記載の半導体素子。 - 【請求項６】 前記単結晶基板が酸化物単結晶であるこ
とを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の半
導体素子。 - 【請求項７】 前記酸化物単結晶がサファイア、Ｚｎ
Ｏ、ＬｉＧａＯ2 およびＭｇＡｌ2 Ｏ4 からなる群から
選択されることを特徴とする請求項６記載の半導体素
子。 - 【請求項８】 前記単結晶基板と前記バッファ層との間
に該基板の材料の窒化物から成る層がさらに形成されて
いることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記
載の半導体素子。 - 【請求項９】 前記バッファ層の層全体を成長後、単結
晶化または多結晶化することにより該バッファ層を形成
することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記
載の半導体素子の製造方法。 - 【請求項１０】 前記多層から成るバッファ層におい
て、少なくとも１層を成長後、単結晶化または多結晶化
する工程を繰り返すことにより該バッファ層の全層を形
成することを特徴とする請求項３〜８のいずれか１項に
記載の半導体素子の製造方法。 - 【請求項１１】 前記バッファ層をバッファ層の成長温
度より高い温度に保持することにより単結晶化または多
結晶化することを特徴とする請求項９または１０に記載
の半導体素子の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3065299A JP2000228535A (ja) | 1999-02-08 | 1999-02-08 | 半導体素子およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3065299A JP2000228535A (ja) | 1999-02-08 | 1999-02-08 | 半導体素子およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000228535A true JP2000228535A (ja) | 2000-08-15 |
Family
ID=12309736
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3065299A Pending JP2000228535A (ja) | 1999-02-08 | 1999-02-08 | 半導体素子およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000228535A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1235282A2 (en) * | 2001-02-27 | 2002-08-28 | Ngk Insulators, Ltd. | Method for fabricating a nitride film |
| US6706620B2 (en) | 2001-02-27 | 2004-03-16 | Ngk Insulators, Ltd. | Method for fabricating a nitride film |
| JP2004235646A (ja) * | 2003-01-29 | 2004-08-19 | Lg Electron Inc | 窒化物半導体及びその結晶成長方法 |
| JP2006147663A (ja) * | 2004-11-16 | 2006-06-08 | Fujitsu Ltd | 化合物半導体装置及びその製造方法 |
| JP2007180499A (ja) * | 2005-12-28 | 2007-07-12 | Samsung Electro Mech Co Ltd | 窒化物半導体発光素子 |
| JP2007221001A (ja) * | 2006-02-17 | 2007-08-30 | Furukawa Electric Co Ltd:The | 半導体素子 |
| KR100795314B1 (ko) * | 2000-11-17 | 2008-01-21 | 스미또모 가가꾸 가부시키가이샤 | 3-5족 화합물 반도체 및 발광 소자 |
| JP2009076914A (ja) * | 2007-09-21 | 2009-04-09 | Seoul Opto Devices Co Ltd | Ｉｉｉ族窒化物化合物半導体装置 |
| US7691651B2 (en) | 2005-06-10 | 2010-04-06 | Samsung Electro-Mechanics Co., Ltd. | Method for manufacturing nitride-based semiconductor device |
| JP2013254939A (ja) * | 2012-06-07 | 2013-12-19 | Lg Innotek Co Ltd | 発光素子及び発光素子パッケージ |
| US10629717B2 (en) | 2017-09-28 | 2020-04-21 | Kabushiki Kaisha Toshiba | High power device |
-
1999
- 1999-02-08 JP JP3065299A patent/JP2000228535A/ja active Pending
Cited By (16)
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| US7638819B2 (en) | 2004-11-16 | 2009-12-29 | Fujitsu Limited | Compound semiconductor device and the fabricating method of the same |
| JP4514584B2 (ja) * | 2004-11-16 | 2010-07-28 | 富士通株式会社 | 化合物半導体装置及びその製造方法 |
| US7838903B2 (en) | 2004-11-16 | 2010-11-23 | Fujitsu Limited | Compound semiconductor device and the fabricating method of the same |
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