JP2000277440A - 窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜、窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜をもちいた半導体装置及び窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜をもちいた半導体レーザ - Google Patents
窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜、窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜をもちいた半導体装置及び窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜をもちいた半導体レーザInfo
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- JP2000277440A JP2000277440A JP8236099A JP8236099A JP2000277440A JP 2000277440 A JP2000277440 A JP 2000277440A JP 8236099 A JP8236099 A JP 8236099A JP 8236099 A JP8236099 A JP 8236099A JP 2000277440 A JP2000277440 A JP 2000277440A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＧａＡｓなどのIII―Ｖ族化合物半導体結晶
基板上にサファイア基板と同様に９００℃以上の高温で
結晶性、光学的・電気的特性に優れた六方晶系ＧａＮ、
ＡｌＮの結晶膜を成膜する。 【解決手段】Ｖ族元素として砒素又は、燐をからなるII
I−Ｖ族化合物半導体結晶基板上に、９００℃以上の成
長温度で成長させた六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ
（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体層が少
なくとも成長温度が異なる二層以上のＡｌxＧａyＩｎ
(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半
導体層上に成膜されていることを特徴とする窒化物系II
I−Ｖ族化合物半導体の結晶膜。９００℃以上の成長温
度で成長させた六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦
ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体層は、Ｖ族元
素として砒素又は、燐からなるIII−Ｖ族化合物半導体
結晶基板の（１１１）面に堆積されている。
基板上にサファイア基板と同様に９００℃以上の高温で
結晶性、光学的・電気的特性に優れた六方晶系ＧａＮ、
ＡｌＮの結晶膜を成膜する。 【解決手段】Ｖ族元素として砒素又は、燐をからなるII
I−Ｖ族化合物半導体結晶基板上に、９００℃以上の成
長温度で成長させた六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ
（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体層が少
なくとも成長温度が異なる二層以上のＡｌxＧａyＩｎ
(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半
導体層上に成膜されていることを特徴とする窒化物系II
I−Ｖ族化合物半導体の結晶膜。９００℃以上の成長温
度で成長させた六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦
ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体層は、Ｖ族元
素として砒素又は、燐からなるIII−Ｖ族化合物半導体
結晶基板の（１１１）面に堆積されている。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、III−Ｖ族族化合
物半導体基板上にエピタキシャル成長により形成された
ＧａＮウエファおよびその製造方法、さらにはそのＧａ
Ｎウエファを用いて作製された半導体装置に関するもの
である。
物半導体基板上にエピタキシャル成長により形成された
ＧａＮウエファおよびその製造方法、さらにはそのＧａ
Ｎウエファを用いて作製された半導体装置に関するもの
である。
【０００２】
【従来技術】ＧａＮなどの窒化物III―Ｖ族化合物半導
体は発光ダイオードや、レーザダイオードなどの短波長
発光材料として注目されている。従来窒化物III―Ｖ族
化合物半導体の成長にはサファイアやＳｉＣが多く用い
られている。サファイア基板上へのＧａＮ成長はＭＯＶ
ＰＥ法を用いて９００〜１０００℃の高温で成長を行う
ことで良好な結晶が得られ短波長の発光素子が実用化さ
れつつある。しかしながらサファイアやＳｉＣ基板は電
気的に絶縁性であるために電極を基板裏面に形成するこ
とができないために電極形成のためには積層された素子
部をエッチングで除去してから形成することが必要であ
り、素子形状、素子形成工程ともに複雑なものとなって
いる。更に、サファイア基板は劈開が困難であるために
レーザーダイオードの発光端面となるミラー面を劈開で
形成できず、レーザの構造部をエッチングで形成する必
要がある。更に、サファイア基板の場合基板そのものが
堅いために基板上に複数の素子を形成後、１つ１つの素
子に分離することが従来のシリコン半導体・化合物半導
体のように簡単に行うことが困難であった。
体は発光ダイオードや、レーザダイオードなどの短波長
発光材料として注目されている。従来窒化物III―Ｖ族
化合物半導体の成長にはサファイアやＳｉＣが多く用い
られている。サファイア基板上へのＧａＮ成長はＭＯＶ
ＰＥ法を用いて９００〜１０００℃の高温で成長を行う
ことで良好な結晶が得られ短波長の発光素子が実用化さ
れつつある。しかしながらサファイアやＳｉＣ基板は電
気的に絶縁性であるために電極を基板裏面に形成するこ
とができないために電極形成のためには積層された素子
部をエッチングで除去してから形成することが必要であ
り、素子形状、素子形成工程ともに複雑なものとなって
いる。更に、サファイア基板は劈開が困難であるために
レーザーダイオードの発光端面となるミラー面を劈開で
形成できず、レーザの構造部をエッチングで形成する必
要がある。更に、サファイア基板の場合基板そのものが
堅いために基板上に複数の素子を形成後、１つ１つの素
子に分離することが従来のシリコン半導体・化合物半導
体のように簡単に行うことが困難であった。
【０００３】これに対し、ＧａＡｓ、ＧａＰ、ＩｎＰ等
のナイトライドを含まないIII―Ｖ族化合物からなる結
晶基板を用いることができれば劈開が容易で且つ、基板
に導電性をもたせることができるので素子の構造及び素
子の製造工程が簡略化される。このために、III―Ｖ族
化合物から結晶基板上に窒化物III―Ｖ族化合物半導体
をエピタキシヤル成長させる試みが最近盛んに行われて
いる。
のナイトライドを含まないIII―Ｖ族化合物からなる結
晶基板を用いることができれば劈開が容易で且つ、基板
に導電性をもたせることができるので素子の構造及び素
子の製造工程が簡略化される。このために、III―Ｖ族
化合物から結晶基板上に窒化物III―Ｖ族化合物半導体
をエピタキシヤル成長させる試みが最近盛んに行われて
いる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、ＧａＡ
ｓやＧａＰなどのIII―Ｖ族化合物の結晶基板上にＧａ
Ｎ等の窒化物 III―Ｖ族化合物を成長を行う場合、基
板となる結晶はＧａＮの様な窒化物III―Ｖ族化合物半
導体を比較的結晶性良く成長ができる７００℃以上の条
件でエピタキシャル成長させると基板を形成する原子、
ＧａＡｓの場合はＡｓ、ＧａＰの場合はＰが基板から蒸
発して基板にダメージが入ると同時にエピタキシャル成
長されたＧａＮ等の窒化物III―Ｖ族化合物半導体結晶
中にこれらの元素が混入してしまう。ＧａＮ等の窒化物
III―Ｖ族化合物半導体結晶中にこれらの元素が混入し
てしまうと結晶性や、光学特性、電気的特性を著しく阻
害してしまうという問題があった。この問題を避けるた
めに、ＧａＮのエピタキシャル成長温度を低くした場
合、成長したＧａＮ結晶の特性向上には限界があった。
ｓやＧａＰなどのIII―Ｖ族化合物の結晶基板上にＧａ
Ｎ等の窒化物 III―Ｖ族化合物を成長を行う場合、基
板となる結晶はＧａＮの様な窒化物III―Ｖ族化合物半
導体を比較的結晶性良く成長ができる７００℃以上の条
件でエピタキシャル成長させると基板を形成する原子、
ＧａＡｓの場合はＡｓ、ＧａＰの場合はＰが基板から蒸
発して基板にダメージが入ると同時にエピタキシャル成
長されたＧａＮ等の窒化物III―Ｖ族化合物半導体結晶
中にこれらの元素が混入してしまう。ＧａＮ等の窒化物
III―Ｖ族化合物半導体結晶中にこれらの元素が混入し
てしまうと結晶性や、光学特性、電気的特性を著しく阻
害してしまうという問題があった。この問題を避けるた
めに、ＧａＮのエピタキシャル成長温度を低くした場
合、成長したＧａＮ結晶の特性向上には限界があった。
【０００５】このような問題を避ける方法としてＧａＡ
ｓの裏面及び側面を酸化膜で覆う方法が特開平９−３０
６８４８号公報に、窒化膜で覆う方法が特開平９−８３
０１７号公報に記載されている。これらの方法は裏面及
び側面からの結晶を構成する元素の蒸発を防止する点で
効果はあるが、これらの方法では成長温度を８５０℃以
上にすると結晶がピラミッド型に成長してしまい、成長
温度を８００℃程度まで下げないと平坦性が得られない
という問題があった。
ｓの裏面及び側面を酸化膜で覆う方法が特開平９−３０
６８４８号公報に、窒化膜で覆う方法が特開平９−８３
０１７号公報に記載されている。これらの方法は裏面及
び側面からの結晶を構成する元素の蒸発を防止する点で
効果はあるが、これらの方法では成長温度を８５０℃以
上にすると結晶がピラミッド型に成長してしまい、成長
温度を８００℃程度まで下げないと平坦性が得られない
という問題があった。
【０００６】さらに、ＧａＡｓなどのIII−Ｖ族化合物
半導体結晶とＧａＮなど窒化物半導体結晶の格子定数が
大きく異なるために、多くの転位が導入されて結晶性が
悪化し、数百μｍにおよぶ厚膜結晶をエピタキシャル成
長させると窒化物半導体結晶に多数のクラックが入り、
実用的な結晶を得ることができなかった。
半導体結晶とＧａＮなど窒化物半導体結晶の格子定数が
大きく異なるために、多くの転位が導入されて結晶性が
悪化し、数百μｍにおよぶ厚膜結晶をエピタキシャル成
長させると窒化物半導体結晶に多数のクラックが入り、
実用的な結晶を得ることができなかった。
【０００７】本発明の目的は、上述の問題点を解決し
て、ＧａＡｓなどのIII−Ｖ族化合物半導体結晶基板上
においても、サファイア基板と同様に９００℃以上の高
温で成長できる方法を提供し、結晶性、光学的・電気的
特性に優れた六方晶ＧａＮの結晶膜を提供することにあ
る。
て、ＧａＡｓなどのIII−Ｖ族化合物半導体結晶基板上
においても、サファイア基板と同様に９００℃以上の高
温で成長できる方法を提供し、結晶性、光学的・電気的
特性に優れた六方晶ＧａＮの結晶膜を提供することにあ
る。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本願発明は、Ｖ族元素と
して砒素又は、燐をからなるIII−Ｖ族化合物半導体結
晶基板上に、９００℃以上の成長温度で成長させた六方
晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x -y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ
≦１）系化合物半導体層を含む層構造が堆積されている
ことを特徴とする窒化物系III−Ｖ族化合物半導体の結
晶膜であり、この９００℃以上の成長温度で成長させた
六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ
＋ｙ≦１）系化合物半導体層がＶ族元素として砒素又
は、燐からなるIII−Ｖ族化合物半導体結晶基板の（１
１１）面に堆積されていることを特徴とし、更にこのII
I−Ｖ族化合物半導体結晶がＧａＡｓあるいはＧａＰで
あることを特徴としている。
して砒素又は、燐をからなるIII−Ｖ族化合物半導体結
晶基板上に、９００℃以上の成長温度で成長させた六方
晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x -y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ
≦１）系化合物半導体層を含む層構造が堆積されている
ことを特徴とする窒化物系III−Ｖ族化合物半導体の結
晶膜であり、この９００℃以上の成長温度で成長させた
六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ
＋ｙ≦１）系化合物半導体層がＶ族元素として砒素又
は、燐からなるIII−Ｖ族化合物半導体結晶基板の（１
１１）面に堆積されていることを特徴とし、更にこのII
I−Ｖ族化合物半導体結晶がＧａＡｓあるいはＧａＰで
あることを特徴としている。
【０００９】又、Ｖ族元素として砒素又は、燐からなる
III−Ｖ族化合物半導体結晶基板上に、９００℃以上の
成長温度で成長させた六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ
（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体層が、
少なくとも成長温度が異なる二層以上のＡｌxＧａyＩｎ
(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半
導体層上に成膜されていることを特徴とし、特に結晶基
板に接して、３００℃から７００℃の成長温度で０．１
μｍ以下の膜厚に成長した第一のＡｌxＧａyＩｎ
(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）層を含むこ
とを特徴とするものである。この２層以上のＡｌxＧａy
Ｉｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合
物半導体層は、結晶基板に接して、３００℃から７００
℃の成長で０．１μｍ以下の膜厚に成長した第一のＡｌ
xＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）
層上に、前記第１のＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ
≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）の成長温度よりも高く且つ）９
００℃以下の成長温度で成長を行った六方晶ＡｌxＧａy
Ｉｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）層を少
なくとも１層以上含むとさらに効果的である。
III−Ｖ族化合物半導体結晶基板上に、９００℃以上の
成長温度で成長させた六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ
（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体層が、
少なくとも成長温度が異なる二層以上のＡｌxＧａyＩｎ
(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半
導体層上に成膜されていることを特徴とし、特に結晶基
板に接して、３００℃から７００℃の成長温度で０．１
μｍ以下の膜厚に成長した第一のＡｌxＧａyＩｎ
(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）層を含むこ
とを特徴とするものである。この２層以上のＡｌxＧａy
Ｉｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合
物半導体層は、結晶基板に接して、３００℃から７００
℃の成長で０．１μｍ以下の膜厚に成長した第一のＡｌ
xＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）
層上に、前記第１のＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ
≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）の成長温度よりも高く且つ）９
００℃以下の成長温度で成長を行った六方晶ＡｌxＧａy
Ｉｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）層を少
なくとも１層以上含むとさらに効果的である。
【００１０】本発明において、窒化物系III−Ｖ族化合
物半導体の結晶層が、結晶基板の表面、裏面、側面を覆
うように形成されたことを特徴としている。一方、本発
明では、窒化物系III−Ｖ族化合物半導体の結晶層が、
結晶成長面に形成されたマスク材料により成長領域を部
分的に制限し、このマスク材を埋め込んで作製されたこ
とを特徴としている。このマスク材を、基板結晶表面
上、または、第一の層上、あるいは、第二の層上、ある
いは、これらの複数の表面あるいは層上に施しても良
い。
物半導体の結晶層が、結晶基板の表面、裏面、側面を覆
うように形成されたことを特徴としている。一方、本発
明では、窒化物系III−Ｖ族化合物半導体の結晶層が、
結晶成長面に形成されたマスク材料により成長領域を部
分的に制限し、このマスク材を埋め込んで作製されたこ
とを特徴としている。このマスク材を、基板結晶表面
上、または、第一の層上、あるいは、第二の層上、ある
いは、これらの複数の表面あるいは層上に施しても良
い。
【００１１】本発明では、９００℃以上の成長温度で成
長させた六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x -y)Ｎ（０≦ｘ≦
１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体層が、気相成長法
により形成するとさらに効果的である。
長させた六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x -y)Ｎ（０≦ｘ≦
１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体層が、気相成長法
により形成するとさらに効果的である。
【００１２】更に、本発明では、III−Ｖ族化合物半導
体結晶基板の少なくとも一部が除去することができる。
この際、基板を完全に除去した面に、砒素あるいは燐を
１％以下の割合で含むＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦
ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）層が形成することができる。
本発明では、窒化物系III−Ｖ族化合物半導体結晶膜を
用いて半導体装置、特に、半導体レーザを作成すると効
果的である。
体結晶基板の少なくとも一部が除去することができる。
この際、基板を完全に除去した面に、砒素あるいは燐を
１％以下の割合で含むＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦
ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）層が形成することができる。
本発明では、窒化物系III−Ｖ族化合物半導体結晶膜を
用いて半導体装置、特に、半導体レーザを作成すると効
果的である。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態について、図
１を参照して説明する。これはＧａＡｓ（１１１）Ｂ結
晶基板１０１を用意して、この結晶基板上にＧａＮをエ
ピタキシャル成長させたものである。この他の結晶基板
としては、ＧａＰ、ＩｎＡｓ、ＩｎＰなどが用いること
ができる。この結晶基板上に、比較的低温で、まず第一
の層としてＧａＮバッファー層１０２を５０ｎｍ程度に
成長させる。このバッファー層は、この層上に均一なＧ
ａＮ層を成長させるために必要な層であり、多結晶やア
モルファス状の膜でも構わない。このとき図１のよう
に、基板全体を覆うようにして成長することが望まし
い。次に、成長温度を上昇させて、第二の層であるＧａ
Ｎ中間層１０３を２μｍ程度の膜厚に成長させる。その
後、さらに成長温度を上昇させて第三の層ＧａＮ厚膜層
１０４の成長を行う。この第三の層の膜厚は１０μｍ以
上であること望ましい。それぞれの成長温度は、第一の
層は３００〜７００℃、第二の層は６００〜９００℃、
第三の層は９００℃以上であることが望ましい。
１を参照して説明する。これはＧａＡｓ（１１１）Ｂ結
晶基板１０１を用意して、この結晶基板上にＧａＮをエ
ピタキシャル成長させたものである。この他の結晶基板
としては、ＧａＰ、ＩｎＡｓ、ＩｎＰなどが用いること
ができる。この結晶基板上に、比較的低温で、まず第一
の層としてＧａＮバッファー層１０２を５０ｎｍ程度に
成長させる。このバッファー層は、この層上に均一なＧ
ａＮ層を成長させるために必要な層であり、多結晶やア
モルファス状の膜でも構わない。このとき図１のよう
に、基板全体を覆うようにして成長することが望まし
い。次に、成長温度を上昇させて、第二の層であるＧａ
Ｎ中間層１０３を２μｍ程度の膜厚に成長させる。その
後、さらに成長温度を上昇させて第三の層ＧａＮ厚膜層
１０４の成長を行う。この第三の層の膜厚は１０μｍ以
上であること望ましい。それぞれの成長温度は、第一の
層は３００〜７００℃、第二の層は６００〜９００℃、
第三の層は９００℃以上であることが望ましい。
【００１４】
【作用】第一の層は、均一なＧａＮ層を成長させるため
に必要である。ところが、この層の結晶性は悪く、下地
の結晶基板が部分的に露出しているために、良質なＧａ
Ｎ層を成長させるために成長温度を上昇させると、この
結晶基板の構成元素である砒素が蒸発し、結晶表面が破
壊される。そこで、第二の層として、この砒素の蒸発が
顕著に起こらない程度の成長温度でＧａＮ中間層を成長
させる。この層によって、完全にＧａＡｓ結晶基板を包
み込むことができるので、この後、成長温度を良質なＧ
ａＮ膜を成長させるために９００℃以上に温度を上昇さ
せることが可能になる。この結果、成長温度を９００℃
以上で、結晶性、光学特性、電気的特性に優れたＧａＮ
層を成長できる。
に必要である。ところが、この層の結晶性は悪く、下地
の結晶基板が部分的に露出しているために、良質なＧａ
Ｎ層を成長させるために成長温度を上昇させると、この
結晶基板の構成元素である砒素が蒸発し、結晶表面が破
壊される。そこで、第二の層として、この砒素の蒸発が
顕著に起こらない程度の成長温度でＧａＮ中間層を成長
させる。この層によって、完全にＧａＡｓ結晶基板を包
み込むことができるので、この後、成長温度を良質なＧ
ａＮ膜を成長させるために９００℃以上に温度を上昇さ
せることが可能になる。この結果、成長温度を９００℃
以上で、結晶性、光学特性、電気的特性に優れたＧａＮ
層を成長できる。
【００１５】なお、図１では、三段階の層構造について
説明したが、同様な効果が得られれば、さらに層数を増
加させてもよい。
説明したが、同様な効果が得られれば、さらに層数を増
加させてもよい。
【００１６】エピタキシャル成長法としては、ハライド
法、および有機金属熱分解法などの気相成長を用いる。
ただし、第一の層の成長に関しては、分子線エピタキシ
ー法、ガスソース分子線エピタキシー法などを用いて行
ってもよい。
法、および有機金属熱分解法などの気相成長を用いる。
ただし、第一の層の成長に関しては、分子線エピタキシ
ー法、ガスソース分子線エピタキシー法などを用いて行
ってもよい。
【００１７】結晶成長させる材料としては、ＧａＮの他
に、ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋
ｙ≦１）で記述される六方晶窒化物系化合物半導体があ
げられる。
に、ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋
ｙ≦１）で記述される六方晶窒化物系化合物半導体があ
げられる。
【００１８】
【発明の実施の形態】図１は本発明の第１の実施形態に
おけるＧａＮエピタキシャルウェファの一例の構造を示
す断面概略図である。１０１はＧａＡｓ基板結晶、１０
２は６００℃以下で成長させたＧａＮバッファー層、１
０３は６００以上９５０℃以下で成長させた中間層、１
０４は１０００℃で成長させた厚膜ＧａＮ層である。
おけるＧａＮエピタキシャルウェファの一例の構造を示
す断面概略図である。１０１はＧａＡｓ基板結晶、１０
２は６００℃以下で成長させたＧａＮバッファー層、１
０３は６００以上９５０℃以下で成長させた中間層、１
０４は１０００℃で成長させた厚膜ＧａＮ層である。
【００１９】図２は本発明の実施に用いたハライド気相
成長（ＨＶＰＥ）装置の概略図である。２０１は石英反
応管、２０２は抵抗加熱炉でＧａソース２０３の領域、
基板２０４を設置する反応領域全体を加熱することが出
来る。２０５はＨＣｌ／Ｈ２ガス導入口であり２０６は
ＮＨ３／Ｈ２導入口である。炉は４つのゾーンからな
り、Ｇａソース２０３の領域、結晶基板２０４を設置す
る反応領域を独立に５００℃から１０００℃まで制御す
ることが出来る。
成長（ＨＶＰＥ）装置の概略図である。２０１は石英反
応管、２０２は抵抗加熱炉でＧａソース２０３の領域、
基板２０４を設置する反応領域全体を加熱することが出
来る。２０５はＨＣｌ／Ｈ２ガス導入口であり２０６は
ＮＨ３／Ｈ２導入口である。炉は４つのゾーンからな
り、Ｇａソース２０３の領域、結晶基板２０４を設置す
る反応領域を独立に５００℃から１０００℃まで制御す
ることが出来る。
【００２０】成長方法は次の通りである。まず、ＧａＡ
ｓ（１１１）Ｂ結晶基板を硫酸系エッチング液でエッチ
ング後、図２の反応管中の基板ホルダー２０７にセット
する。反応管２０１にＨ２のみを流した状態で基板領域
を６００℃まで昇温し、６００℃で１０分間いわゆるサ
ーマルクリーニングを行い、ＧａＡｓ表面の酸化膜を除
去する。次ぎにＧａソース領域を８５０℃、基板領域を
５５０℃に設定し、まずＮＨ３／Ｈ２（ＮＨ３分圧約
０．１気圧）を１５分間供給する。続いてＮＨ３分圧を
約０．２気圧に高め、ＨＣｌ／Ｈ２ガス（ＨＣｌ分圧約
４ｘ１０−４気圧）を約５分間供給してＧａＮバッファ
ー層１０２を約５０ｎｍ成長させた。ＨＣｌ／Ｈ２ガス
の供給を止めて、ＮＨ３分圧を約０．１気圧に戻し、基
板領域の温度を８５０℃に昇温する。ＮＨ３分圧は約
０．１気圧のまま、ＨＣｌ／Ｈ２ガス（ＨＣｌ分圧約４
ｘ１０−４気圧）を１時間供給して、ＧａＮ中間層１０
３を約２・成長させた。更に、Ｇａソース領域を８５０
℃に保ったまま、基板領域の温度を約１０００℃に昇温
し、１０〜１００μｍ厚のＧａＮ厚膜層１０４の成長を
行った。
ｓ（１１１）Ｂ結晶基板を硫酸系エッチング液でエッチ
ング後、図２の反応管中の基板ホルダー２０７にセット
する。反応管２０１にＨ２のみを流した状態で基板領域
を６００℃まで昇温し、６００℃で１０分間いわゆるサ
ーマルクリーニングを行い、ＧａＡｓ表面の酸化膜を除
去する。次ぎにＧａソース領域を８５０℃、基板領域を
５５０℃に設定し、まずＮＨ３／Ｈ２（ＮＨ３分圧約
０．１気圧）を１５分間供給する。続いてＮＨ３分圧を
約０．２気圧に高め、ＨＣｌ／Ｈ２ガス（ＨＣｌ分圧約
４ｘ１０−４気圧）を約５分間供給してＧａＮバッファ
ー層１０２を約５０ｎｍ成長させた。ＨＣｌ／Ｈ２ガス
の供給を止めて、ＮＨ３分圧を約０．１気圧に戻し、基
板領域の温度を８５０℃に昇温する。ＮＨ３分圧は約
０．１気圧のまま、ＨＣｌ／Ｈ２ガス（ＨＣｌ分圧約４
ｘ１０−４気圧）を１時間供給して、ＧａＮ中間層１０
３を約２・成長させた。更に、Ｇａソース領域を８５０
℃に保ったまま、基板領域の温度を約１０００℃に昇温
し、１０〜１００μｍ厚のＧａＮ厚膜層１０４の成長を
行った。
【００２１】図３はＧａＮバッファー層の反射高速電子
線回折（ＲＨＥＥＤ）パターンである。上記の条件でＧ
ａＡｓ（１１１）Ｂ基板上にＧａＮバッファー層を５５
０℃で５０ｎｍ成長させると径の大きなスポットパター
ンになっており、単結晶に近いが膜が得られるが結晶性
は良くない。
線回折（ＲＨＥＥＤ）パターンである。上記の条件でＧ
ａＡｓ（１１１）Ｂ基板上にＧａＮバッファー層を５５
０℃で５０ｎｍ成長させると径の大きなスポットパター
ンになっており、単結晶に近いが膜が得られるが結晶性
は良くない。
【００２２】図４はＧａＡｓ（１１１）Ｂ基板上のＧａ
Ｎバッファー層上に８５０℃で約２μｍのＧａＮ中間層
を成長した場合の表面走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真
である。表面がかなり荒れているが、完全にＧａＮ結晶
基板を覆っていることがわかる。しかし、成長条件を変
えても８５０℃で平坦な表面を得ることは出来なかっ
た。
Ｎバッファー層上に８５０℃で約２μｍのＧａＮ中間層
を成長した場合の表面走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真
である。表面がかなり荒れているが、完全にＧａＮ結晶
基板を覆っていることがわかる。しかし、成長条件を変
えても８５０℃で平坦な表面を得ることは出来なかっ
た。
【００２３】図５は図４の試料上に更に１０００℃で約
１０μｍのＧａＮ層を成長させた試料のＳＥＭ写真であ
る。成長表面には若干ピットが残っているが、大部分平
坦になっている。サファイア基板上の六方晶ＧａＮの場
合もそうであるが、基板温度が９００℃を越えると表面
の原子のマイグレーション（遊動）が大きくなるためで
あると考えられる。また、９００℃以上の温度でＧａＮ
成長を行ってもＧａＡｓ結晶基板が分解しないで残って
いる。これは基板表面が完全にＧａＮで覆われているた
めである。この試料上に１０００℃で約１００μｍの厚
膜ＧａＮを成長させた試料では、表面が完全に平坦とな
り、図６に示したように、Ｘ線回折の結果からかも、結
晶性の良い六方晶ＧａＮ層が成長した。
１０μｍのＧａＮ層を成長させた試料のＳＥＭ写真であ
る。成長表面には若干ピットが残っているが、大部分平
坦になっている。サファイア基板上の六方晶ＧａＮの場
合もそうであるが、基板温度が９００℃を越えると表面
の原子のマイグレーション（遊動）が大きくなるためで
あると考えられる。また、９００℃以上の温度でＧａＮ
成長を行ってもＧａＡｓ結晶基板が分解しないで残って
いる。これは基板表面が完全にＧａＮで覆われているた
めである。この試料上に１０００℃で約１００μｍの厚
膜ＧａＮを成長させた試料では、表面が完全に平坦とな
り、図６に示したように、Ｘ線回折の結果からかも、結
晶性の良い六方晶ＧａＮ層が成長した。
【００２４】なお、８５０℃でＧａ中間層１０３を成長
させないで、ＧａＮバッファー層１０２上に直接１００
０℃でＧａＮを成長した場合は、ＧａＮバッファー層を
通して結晶基板からの砒素の分解脱離が生じたり、ＮＨ
３がＧａＡｓ基板と反応することによって図７のＳＥＭ
写真に示すように多結晶のＧａＮしか得られなかった。
させないで、ＧａＮバッファー層１０２上に直接１００
０℃でＧａＮを成長した場合は、ＧａＮバッファー層を
通して結晶基板からの砒素の分解脱離が生じたり、ＮＨ
３がＧａＡｓ基板と反応することによって図７のＳＥＭ
写真に示すように多結晶のＧａＮしか得られなかった。
【００２５】尚、本実施例中では窒化物III−Ｖ族化合
物半導体としてＧａＮでのみ説明したが、ＧａＮに限定
されるものではなく、六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ
（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体でも同
様に行うことができる。又、ＡｌＮを第１層とするとそ
の直上に堆積されたＧａＮ層の結晶性はＧａＮ上に堆積
したＧＡＮよりも結晶性が良い。
物半導体としてＧａＮでのみ説明したが、ＧａＮに限定
されるものではなく、六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ
（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体でも同
様に行うことができる。又、ＡｌＮを第１層とするとそ
の直上に堆積されたＧａＮ層の結晶性はＧａＮ上に堆積
したＧＡＮよりも結晶性が良い。
【００２６】本発明の第２の実施形態を図８を用いて説
明する。本実施例では、図２のＨＶＰＥ装置を用いて、
先ずＧａＡｓ（１１１）Ｂ基板８０１上にＧａＮバッフ
ァー層８０２を成長した後、一旦試料を反応管から取り
出して、シリコン酸化膜（ＳｉＯ２）を付け、フォトリ
ゾグラフィにより６μｍ幅のＳｉＯ２マスク８０３を形
成した。なお、マスク間の開口部８０４幅は４μｍであ
る。。試料を再び図２のＨＶＰＥ装置にセットし、Ｇａ
ソース領域を８５０℃、ＮＨ３分圧を約０．１気圧で、
基板領域の温度を８５０℃まで昇温した。温度が安定し
た後、ＮＨ３分圧は約０．１気圧のまま、ＨＣｌ／Ｈ２
ガス（ＨＣｌ分圧約４ｘ１０-4気圧）を供給して、Ｇａ
Ｎ中間層８０５を約２μｍ成長させた。更に、Ｇａソー
ス領域を８５０℃に保ったまま、基板領域の温度を約１
０００℃に昇温し、１００μｍ厚のＧａＮ厚膜層８０６
の成長を行った。このような成長を行うと８５０℃で成
長した中間層８０５は図９のＳＥＭ写真に示すように、
断面が三角形をした構造となり、若干の横方向成長も起
こるが、平坦な膜は得られなかった。しかしながら、こ
の試料上にさらに、成長温度を１０００℃として約１０
０μｍ厚のＧａＮ層８０６の成長を行った結果、図７と
同様の平坦な六方晶ＧａＮ（０００１）表面を有したエ
ピタキシャル成長層が得られた。
明する。本実施例では、図２のＨＶＰＥ装置を用いて、
先ずＧａＡｓ（１１１）Ｂ基板８０１上にＧａＮバッフ
ァー層８０２を成長した後、一旦試料を反応管から取り
出して、シリコン酸化膜（ＳｉＯ２）を付け、フォトリ
ゾグラフィにより６μｍ幅のＳｉＯ２マスク８０３を形
成した。なお、マスク間の開口部８０４幅は４μｍであ
る。。試料を再び図２のＨＶＰＥ装置にセットし、Ｇａ
ソース領域を８５０℃、ＮＨ３分圧を約０．１気圧で、
基板領域の温度を８５０℃まで昇温した。温度が安定し
た後、ＮＨ３分圧は約０．１気圧のまま、ＨＣｌ／Ｈ２
ガス（ＨＣｌ分圧約４ｘ１０-4気圧）を供給して、Ｇａ
Ｎ中間層８０５を約２μｍ成長させた。更に、Ｇａソー
ス領域を８５０℃に保ったまま、基板領域の温度を約１
０００℃に昇温し、１００μｍ厚のＧａＮ厚膜層８０６
の成長を行った。このような成長を行うと８５０℃で成
長した中間層８０５は図９のＳＥＭ写真に示すように、
断面が三角形をした構造となり、若干の横方向成長も起
こるが、平坦な膜は得られなかった。しかしながら、こ
の試料上にさらに、成長温度を１０００℃として約１０
０μｍ厚のＧａＮ層８０６の成長を行った結果、図７と
同様の平坦な六方晶ＧａＮ（０００１）表面を有したエ
ピタキシャル成長層が得られた。
【００２７】この結晶の表面付近における転位密度は、
１０７ｃｍ-2であり、この値は上記手法を用いないで同
様な層構造を有するエピタキシャル成長層の転位密度と
比較して約２桁程度減少していることがわかった。
１０７ｃｍ-2であり、この値は上記手法を用いないで同
様な層構造を有するエピタキシャル成長層の転位密度と
比較して約２桁程度減少していることがわかった。
【００２８】さらに、本実施例によって作製されたＧａ
Ｎ層８０６には、ＧａＡｓ結晶基板８０１と格子定数や
熱膨張係数が違うにもかかわらず、クラックが入ってい
ないことが確認された。
Ｎ層８０６には、ＧａＡｓ結晶基板８０１と格子定数や
熱膨張係数が違うにもかかわらず、クラックが入ってい
ないことが確認された。
【００２９】本実施例で成長したＧａＮ層１０４はこの
ように欠陥が非常に少なく、厚膜成長ＧａＮｍ層上にレ
ーザ、ＦＥＴ、ＨＢＴなどの高品質なデバイス構造を作
製することで、デバイス特性を向上させることが可能と
なる。
ように欠陥が非常に少なく、厚膜成長ＧａＮｍ層上にレ
ーザ、ＦＥＴ、ＨＢＴなどの高品質なデバイス構造を作
製することで、デバイス特性を向上させることが可能と
なる。
【００３０】尚、本実施例中ではシリコン酸化膜はＧａ
Ｎ層状に形成したがＧａＡｓ等のIII―Ｖ族結晶基板上
に直接形成しても同様の結果が得られる。
Ｎ層状に形成したがＧａＡｓ等のIII―Ｖ族結晶基板上
に直接形成しても同様の結果が得られる。
【００３１】本発明の第３の実施の形態について図１０
を用いて説明する。まづ最初に、ＧａＡｓ（１１１）Ｂ
結晶基板１００１上にガスソース分子線エピタキシー法
（ＧＳＭＢＥ） により基板温度７００℃で約３０ｎｍ
のＡｌＮバッファ層１００２を成長した後、基板温度を
６５０℃に下げてＧａＮバッファ層１００３を１５０ｎ
ｍ成長させた。Ａｌ源にはディメチルエチルアミンアラ
ン｛ＡｌＨ３：Ｎ（ＣＨ３）２Ｃ２Ｈ５｝、Ｇａ源には
金属Ｇａ、窒素源にはモノメチルヒドラジン｛（ＣＨ
３）Ｎ２Ｈ３｝を用いた。ＧａＡｓ（１１１）Ｂ基板上
に直接ＧａＮを成長させた場合には図１１（ａ）に示す
ようにハローなＲＨＥＥＤパターンしか得られなかった
のに、ＡｌＮをバッファー層にすることにより、図１１
（ｂ）に示すような、明確な六方晶ＧａＮを示すスポッ
トが得られた。これはＡｌＮがＧａＮより六方晶に成り
易い為と考えられる。
を用いて説明する。まづ最初に、ＧａＡｓ（１１１）Ｂ
結晶基板１００１上にガスソース分子線エピタキシー法
（ＧＳＭＢＥ） により基板温度７００℃で約３０ｎｍ
のＡｌＮバッファ層１００２を成長した後、基板温度を
６５０℃に下げてＧａＮバッファ層１００３を１５０ｎ
ｍ成長させた。Ａｌ源にはディメチルエチルアミンアラ
ン｛ＡｌＨ３：Ｎ（ＣＨ３）２Ｃ２Ｈ５｝、Ｇａ源には
金属Ｇａ、窒素源にはモノメチルヒドラジン｛（ＣＨ
３）Ｎ２Ｈ３｝を用いた。ＧａＡｓ（１１１）Ｂ基板上
に直接ＧａＮを成長させた場合には図１１（ａ）に示す
ようにハローなＲＨＥＥＤパターンしか得られなかった
のに、ＡｌＮをバッファー層にすることにより、図１１
（ｂ）に示すような、明確な六方晶ＧａＮを示すスポッ
トが得られた。これはＡｌＮがＧａＮより六方晶に成り
易い為と考えられる。
【００３２】この試料をＧＳＭＢＥ装置から取り出し、
図２のＨＶＰＥ装置に移し、この基板上に、ＨＶＰＥ法
で８５０℃の成長温度で１時間ＧａＮ中間層１００４を
成長させた。更に連続して１０００℃の成長温度で１０
μｍ厚のＧａＮ層１００５を成長させた結果、平坦な六
方晶ＧａＮ（０００１）表面を有する成長層が得られ
た。
図２のＨＶＰＥ装置に移し、この基板上に、ＨＶＰＥ法
で８５０℃の成長温度で１時間ＧａＮ中間層１００４を
成長させた。更に連続して１０００℃の成長温度で１０
μｍ厚のＧａＮ層１００５を成長させた結果、平坦な六
方晶ＧａＮ（０００１）表面を有する成長層が得られ
た。
【００３３】本発明による第４の実施の形態を図１２お
よび図１３を用いて説明する。図１２はＧａＮ単体のウ
エファを得るためのプロセス、図１３はＧａＮ単体のウ
エファ上に作製したＧａＮ系半導体レーザ構造を示す。
図１２において、（ａ）は実施例１で示した方法により
成長した約１００ｎｍの厚さのＧａＮの周囲を切り落と
した試料を模式的に示した図である。（ｂ）は、この試
料を王水に漬けることにより、ＧａＡｓ結晶基板１０１
が選択的にエッチングされる過程を示した。その結果、
（ｃ）に示したようにＧａＮ単体のウェーハを得ること
が出来た。なお、ＧａＮ結晶全体にＳｉＨ２Ｃｌ２を用
いてＳｉドーピングを行い、ホール測定で５×１０１７
ｃｍ−３以上のキャリア濃度とした。次に、このＧａＮ
単体ウエファ上に、図１３に示したＧａＮ系半導体レー
ザ構造を、有機金属化学気相成長法（ＭＯＶＰＥ）を用
いて作製した。
よび図１３を用いて説明する。図１２はＧａＮ単体のウ
エファを得るためのプロセス、図１３はＧａＮ単体のウ
エファ上に作製したＧａＮ系半導体レーザ構造を示す。
図１２において、（ａ）は実施例１で示した方法により
成長した約１００ｎｍの厚さのＧａＮの周囲を切り落と
した試料を模式的に示した図である。（ｂ）は、この試
料を王水に漬けることにより、ＧａＡｓ結晶基板１０１
が選択的にエッチングされる過程を示した。その結果、
（ｃ）に示したようにＧａＮ単体のウェーハを得ること
が出来た。なお、ＧａＮ結晶全体にＳｉＨ２Ｃｌ２を用
いてＳｉドーピングを行い、ホール測定で５×１０１７
ｃｍ−３以上のキャリア濃度とした。次に、このＧａＮ
単体ウエファ上に、図１３に示したＧａＮ系半導体レー
ザ構造を、有機金属化学気相成長法（ＭＯＶＰＥ）を用
いて作製した。
【００３４】この成長プロセスは以下の通りである。Ｇ
ａＮウエファをＭＯＣＶＤ装置にセットし、水素雰囲気
で成長温度１０５０℃に昇温する。６５０℃の温度から
ＮＨ３ガス雰囲気にする。Ｓｉを添加した１μｍの厚さ
のｎ型Ａｌ０．０７Ｇａ０．９３Ｎクラッド層１３０
１、Ｓｉを添加した０．１μｍの厚さのｎ型ＧａＮ光ガ
イド層１３０２、活性層として３ｎｍの厚さのアンドー
プＩｎ０．２Ｇａ０．８Ｎ量子井戸層と５ｎｍの厚さの
アンドープＩｎ０．０５Ｇａ０．９５Ｎ障壁層からなる
３周期の多重量子井戸構造活性層１３０３、マグネシウ
ム（Ｍｇ）を添加した２０ｎｍの厚さのｐ型Ａｌ０．２
Ｇａ０．８Ｎ層１３０４、Ｍｇを添加した０．１μｍの
厚さのｐ型ＧａＮ光ガイド層１３０５、Ｍｇを添加した
０．５μｍの厚さのｐ型Ａｌ０．０７Ｇａ０．９３Ｎク
ラッド層１３０６、Ｍｇを添加した０．１μｍの厚さの
ｐ型ＧａＮコンタクト層１３０７を順次形成しレーザー
構造を作製した。ｐ型のＧａＮコンタクト層１３０７を
形成した後、ＮＨ３ガス雰囲気で常温まで冷却し、成長
装置から取り出した。３ｎｍの厚さのアンドープＩｎ
０．２Ｇａ０．８Ｎ量子井戸層と５ｎｍの厚さのアンド
ープＩｎ０．０５Ｇａ０．９５Ｎ障壁層からなる多重量
子井戸構造活性層１３０３は、７８０℃の温度で形成し
た。
ａＮウエファをＭＯＣＶＤ装置にセットし、水素雰囲気
で成長温度１０５０℃に昇温する。６５０℃の温度から
ＮＨ３ガス雰囲気にする。Ｓｉを添加した１μｍの厚さ
のｎ型Ａｌ０．０７Ｇａ０．９３Ｎクラッド層１３０
１、Ｓｉを添加した０．１μｍの厚さのｎ型ＧａＮ光ガ
イド層１３０２、活性層として３ｎｍの厚さのアンドー
プＩｎ０．２Ｇａ０．８Ｎ量子井戸層と５ｎｍの厚さの
アンドープＩｎ０．０５Ｇａ０．９５Ｎ障壁層からなる
３周期の多重量子井戸構造活性層１３０３、マグネシウ
ム（Ｍｇ）を添加した２０ｎｍの厚さのｐ型Ａｌ０．２
Ｇａ０．８Ｎ層１３０４、Ｍｇを添加した０．１μｍの
厚さのｐ型ＧａＮ光ガイド層１３０５、Ｍｇを添加した
０．５μｍの厚さのｐ型Ａｌ０．０７Ｇａ０．９３Ｎク
ラッド層１３０６、Ｍｇを添加した０．１μｍの厚さの
ｐ型ＧａＮコンタクト層１３０７を順次形成しレーザー
構造を作製した。ｐ型のＧａＮコンタクト層１３０７を
形成した後、ＮＨ３ガス雰囲気で常温まで冷却し、成長
装置から取り出した。３ｎｍの厚さのアンドープＩｎ
０．２Ｇａ０．８Ｎ量子井戸層と５ｎｍの厚さのアンド
ープＩｎ０．０５Ｇａ０．９５Ｎ障壁層からなる多重量
子井戸構造活性層１３０３は、７８０℃の温度で形成し
た。
【００３５】ＧａＮウエファ裏面には、チタン（Ｔｉ）
／アルミ（Ａｌ）のｎ型電極１３０９を形成し、ｐ型の
ＧａＮ層７３上には電流狭搾のためにＳｉＯ２マスクを
施して、ニッケル（Ｎｉ）／金（Ａｕ）のｐ型電極１３
１０を形成した。レーザの共振器はＧａＮのへき開面を
利用して形成した。
／アルミ（Ａｌ）のｎ型電極１３０９を形成し、ｐ型の
ＧａＮ層７３上には電流狭搾のためにＳｉＯ２マスクを
施して、ニッケル（Ｎｉ）／金（Ａｕ）のｐ型電極１３
１０を形成した。レーザの共振器はＧａＮのへき開面を
利用して形成した。
【００３６】ｎ型ＧａＮウェファ裏面における接触抵抗
は、１ｘ１０-7Ωｃｍという低い値が得られた。この値
は、成長表面側に電極を形成した場合より低い値であっ
た。これは、ＧａＡｓ基板からの砒素のオートドピング
のためではないかと考え、ＧａＡｓ結晶基板を除去した
後のＧａＮバッファー層、ＧａＮ中間層１０３において
ＳＩＭＳ分析を行った。その結果、砒素がこれらＧａＮ
層中にオートドピングしていることが判った。この砒素
のオートドーピングによりＧａＮウェーハ裏面へのオー
ミック接触抵抗がより低くなったと結論づけた。ちなみ
に、成長表面側では全く砒素は観測されなかった。同様
な効果はＧａＰ結晶基板を用いた場合にも観測され、燐
が砒素と同様な効果を有していることがわかった。
は、１ｘ１０-7Ωｃｍという低い値が得られた。この値
は、成長表面側に電極を形成した場合より低い値であっ
た。これは、ＧａＡｓ基板からの砒素のオートドピング
のためではないかと考え、ＧａＡｓ結晶基板を除去した
後のＧａＮバッファー層、ＧａＮ中間層１０３において
ＳＩＭＳ分析を行った。その結果、砒素がこれらＧａＮ
層中にオートドピングしていることが判った。この砒素
のオートドーピングによりＧａＮウェーハ裏面へのオー
ミック接触抵抗がより低くなったと結論づけた。ちなみ
に、成長表面側では全く砒素は観測されなかった。同様
な効果はＧａＰ結晶基板を用いた場合にも観測され、燐
が砒素と同様な効果を有していることがわかった。
【００３７】オートドーピングの量は１×１０１８〜１
×１０20ａｔｍ／ｃｍ3であった。
×１０20ａｔｍ／ｃｍ3であった。
【００３８】本実施例では、ＧａＡｓ（１１１）基板の
表裏側面全体にＧａＮを成長させたが、基板の裏面を２
００ｎｍの厚さのシリコン酸化膜（ＳｉＯ２）、あるい
はシリコン窒化膜（ＳｉＮｘ）で覆い、表面のみに実施
例１と同様の成長を行っても、同様な平坦な六方晶Ｇａ
Ｎ （０００１）面を有する成長層が得られた。この場
合は周囲を切り落とす必要が無く、裏面の酸化膜をフッ
酸でで除去し、その後ＧａＡｓ基板を王水で除去する事
により、ＧａＮ単体のウェーハを得ることが出来た。
表裏側面全体にＧａＮを成長させたが、基板の裏面を２
００ｎｍの厚さのシリコン酸化膜（ＳｉＯ２）、あるい
はシリコン窒化膜（ＳｉＮｘ）で覆い、表面のみに実施
例１と同様の成長を行っても、同様な平坦な六方晶Ｇａ
Ｎ （０００１）面を有する成長層が得られた。この場
合は周囲を切り落とす必要が無く、裏面の酸化膜をフッ
酸でで除去し、その後ＧａＡｓ基板を王水で除去する事
により、ＧａＮ単体のウェーハを得ることが出来た。
【００３９】又、ＧａＡｓ基板の場合基板にｎ型になる
不純物シリコンをドープしておくことで低抵抗基板とな
り、この場合ＣＭＰで研磨して所望の厚さにし、基板を
全て除去しないやり方もある。
不純物シリコンをドープしておくことで低抵抗基板とな
り、この場合ＣＭＰで研磨して所望の厚さにし、基板を
全て除去しないやり方もある。
【００４０】
【発明の効果】以上説明したように、この発明によれ
ば、ＧａＡｓなど揮発性の高い元素を含む結晶基板を用
いて、結晶基板の分解や、構成元素の蒸発を抑制するこ
とができ、ＧａＮなど六方晶の窒化物系III−Ｖ族化合
物半導体結晶の成長を高温で行うことができるため、高
品質結晶を得ることができる。また、この結晶を基板と
して、へき開面を共振器とするレーザ構造を作製するこ
とができ、高性能で信頼性の高いＧａＮ系半導体レーザ
を実現できる。
ば、ＧａＡｓなど揮発性の高い元素を含む結晶基板を用
いて、結晶基板の分解や、構成元素の蒸発を抑制するこ
とができ、ＧａＮなど六方晶の窒化物系III−Ｖ族化合
物半導体結晶の成長を高温で行うことができるため、高
品質結晶を得ることができる。また、この結晶を基板と
して、へき開面を共振器とするレーザ構造を作製するこ
とができ、高性能で信頼性の高いＧａＮ系半導体レーザ
を実現できる。
【図１】 本発明の第１の実施形態におけるＧａＮエピ
タキシャルウェファの構造
タキシャルウェファの構造
【図２】 本発明の実施に用いたハライド気相成長（Ｈ
ＶＰＥ）装置の概略図
ＶＰＥ）装置の概略図
【図３】 ＧａＮバッファー層の反射高速電子線回折
（ＲＨＥＥＤ）パターン
（ＲＨＥＥＤ）パターン
【図４】 ＧａＡｓ（１１１）Ｂ基板上のＧａＮバッフ
ァー層上に形成したＧａＮ中間層のＳＥＭ写真
ァー層上に形成したＧａＮ中間層のＳＥＭ写真
【図５】 図４の試料上に１０００℃で成長したＧａＮ
層のＳＥＭ写真
層のＳＥＭ写真
【図６】 図５のＸ線回折の結果
【図７】 ＧａＮ中間層無しでＧａＮバッファー層上に
直接１０００℃でＧａＮを成長した場合のＳＥＭ写真
直接１０００℃でＧａＮを成長した場合のＳＥＭ写真
【図８】 第２の実施形態の概略図
【図９】 中間層のＳＥＭ写真
【図１０】 第３の実施の形態の概略図
【図１１】（ａ） ＧａＡｓ（１１１）Ｂ基板上に直接
ＧａＮを成長させた場合Ｘ線回折 （ｂ） ＡｌＮをバッファー層にした場合のＸ線回折の
結果
ＧａＮを成長させた場合Ｘ線回折 （ｂ） ＡｌＮをバッファー層にした場合のＸ線回折の
結果
【図１２】（ａ） 基板周囲に成長したＧａＮの周囲を
切り落とした試料の模式図 （ｂ） ＧａＡｓ結晶基板１０１が選択的にエッチング
される過程 （ｃ） ＧａＮ単体のウェーハ
切り落とした試料の模式図 （ｂ） ＧａＡｓ結晶基板１０１が選択的にエッチング
される過程 （ｃ） ＧａＮ単体のウェーハ
【図１３】 ＧａＮ単体のウエファ上に作製したＧａＮ
系半導体レーザ構造
系半導体レーザ構造
１０１ ＧａＡｓ（１１１）Ｂ結晶基板 １０２ ＧａＮバッファー層 １０３ ＧａＮ中間層１０３ １０１ ＧａＡｓ基板結晶 １０２ ６００℃以下で成長させたＧａＮバッファー層 １０３ ６００以上９５０℃以下で成長させた中間層 ２０１ 石英反応管 ２０２ 抵抗加熱炉 ２０３ Ｇａソースの領域 ２０４ 基板 ２０５ ＨＣｌ／Ｈ２ガス導入口 ２０６ ＮＨ３／Ｈ２導入口 ２０７ 基板ホルダー ８０１ ＧａＡｓ（１１１）Ｂ基板 ８０２ ＧａＮバッファー層 ８０３ ＳｉＯ２マスク ８０４ マスク間の開口部 ８０５ ＧａＮ中間層 ８０６ ＧａＮ層 １００１ ＧａＡｓ（１１１）Ｂ結晶基板 １００２ ＡｌＮバッファ層 １００３ ＧａＮバッファ層
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 碓井 彰 東京都港区芝五丁目７番１号 日本電気株 式会社内 Ｆターム(参考） 5F041 AA40 CA05 CA23 CA34 CA35 CA40 CA46 CA64 CA65 CA66 CA74 CB04 5F045 AA02 AA04 AA05 AB09 AB14 AB18 AC08 AC09 AC12 AC13 AD07 AD08 AD09 AD10 AD11 AD12 AD13 AD14 AD15 AD16 AD17 AD18 AE29 AF01 AF04 CA02 CA05 CA12 DA51 DA53 DA62 DA67 DB01 DP07 DQ03 DQ06 DQ08 DQ11 EC01 EC02 HA04
Claims (14)
- 【請求項１】Ｖ族元素として砒素又は、燐をからなるII
I−Ｖ族化合物半導体結晶基板上に、９００℃以上の成
長温度で成長させた六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ
（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体層を含
む層構造が堆積されていることを特徴とする窒化物系II
I−Ｖ族化合物半導体の結晶膜。 - 【請求項２】前記六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０
≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体層が前記Ｖ
族元素として砒素又は、燐からなるIII−Ｖ族化合物半
導体結晶基板の（１１１）面に堆積されていることを特
徴とする請求項１記載の窒化物系III−Ｖ族化合物半導
体の結晶膜。 - 【請求項３】前記III−Ｖ族化合物半導体結晶がＧａＡ
ｓあるいはＧａＰであることを特徴とする請求項２記載
の窒化物系III−Ｖ族化合物半導体の結晶膜。 - 【請求項４】Ｖ族元素として砒素又は、燐からなるIII
−Ｖ族化合物半導体結晶基板上に、９００℃以上の成長
温度で成長させた六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０
≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体層が、少な
くとも成長温度が異なる二層以上のＡｌxＧａyＩｎ
(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半
導体層上に成膜されていることを特徴とする窒化物系II
I−Ｖ族化合物半導体の結晶膜。 - 【請求項５】前記窒化物系III−Ｖ族化合物半導体の結
晶膜において、結晶基板に接して、３００℃から７００
℃の成長温度で０．１μｍ以下の膜厚に成長した第１の
ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦
１）層を含むことを特徴とする請求項４に記載の窒化物
系III−Ｖ族化合物半導体の結晶膜。 - 【請求項６】前記窒化物系III−Ｖ族化合物半導体の結
晶膜において、結晶基板に接して、３００℃から７００
℃の成長で０．１μｍ以下の膜厚に成長した第一のＡｌ
xＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）
層上に、前記第１のＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ
≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）の成長温度よりも高く且つ）９
００℃以下の成長温度で成長を行った六方晶ＡｌxＧａy
Ｉｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）層を少
なくとも１層以上含むことを特徴とする請求項４から５
に記載の窒化物系III−Ｖ族化合物半導体の結晶膜。 - 【請求項７】前記窒化物系III−Ｖ族化合物半導体の結
晶層が、結晶基板の表面、裏面、側面を覆うように形成
されたことを特徴とする請求項１から６に記載の窒化物
系III−Ｖ族化合物半導体の結晶膜。 - 【請求項８】前記窒化物系III−Ｖ族化合物半導体の結
晶層が、結晶成長面に形成されたマスク材料により成長
領域を部分的に制限し、このマスク材を埋め込んで作製
されたことを特徴とする窒化物系III−Ｖ族化合物半導
体の結晶膜。 - 【請求項９】前記マスク材を、基板結晶表面上、また
は、第一の層上、あるいは、第二の層上、あるいは、こ
れらの複数の表面あるいは層上に施したことを特徴とす
る請求項８に記載の窒化物系III−Ｖ族化合物半導体の
結晶膜。 - 【請求項１０】前記の９００℃以上の成長温度で成長さ
せた六方晶ＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦１，０
≦ｘ＋ｙ≦１）系化合物半導体層が、気相成長法により
形成されたことを特徴とする請求項１または請求項４に
記載の窒化物系III−Ｖ族化合物半導体の結晶膜。 - 【請求項１１】III−Ｖ族化合物半導体結晶基板の少な
くとも一部が除去されてなる請求項１から１０に記載の
窒化物系III−Ｖ族化合物半導体結晶。 - 【請求項１２】前記III−Ｖ族化合物半導体結晶基板が
除去された窒化物系III−Ｖ族化合物半導体結晶におい
て、結晶基板を除去した面に、砒素あるいは燐を１％以
下の割合で含むＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ≦
１，０≦ｘ＋ｙ≦１）層が形成されていることを特徴と
する請求項１０記載の窒化物系III−Ｖ族化合物半導体
結晶。 - 【請求項１３】請求項１から１１のいづれか１項に記載
の窒化物系III−Ｖ族化合物半導体結晶膜を用いて作製
された半導体装置。 - 【請求項１４】請求項１から１１のいづれか１項に記載
の窒化物系III−Ｖ族化合物半導体結晶膜を用いて作製
された半導体レーザ。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8236099A JP2000277440A (ja) | 1999-03-25 | 1999-03-25 | 窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜、窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜をもちいた半導体装置及び窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜をもちいた半導体レーザ |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8236099A JP2000277440A (ja) | 1999-03-25 | 1999-03-25 | 窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜、窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜をもちいた半導体装置及び窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜をもちいた半導体レーザ |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000277440A true JP2000277440A (ja) | 2000-10-06 |
Family
ID=13772422
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8236099A Pending JP2000277440A (ja) | 1999-03-25 | 1999-03-25 | 窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜、窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜をもちいた半導体装置及び窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体結晶膜をもちいた半導体レーザ |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000277440A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006040932A (ja) * | 2004-07-22 | 2006-02-09 | Mitsubishi Electric Corp | 窒化物半導体装置およびその製造方法 |
| JP2006089811A (ja) * | 2004-09-24 | 2006-04-06 | Hokkaido Univ | 気相結晶作成装置 |
| JP2011077100A (ja) * | 2009-09-29 | 2011-04-14 | Toyoda Gosei Co Ltd | Ｉｉｉ族窒化物系化合物半導体のエピタキシャル成長方法及びｉｉｉ族窒化物系化合物半導体素子の製造方法 |
| JP2014107441A (ja) * | 2012-11-28 | 2014-06-09 | Fujitsu Ltd | 太陽電池及びその製造方法 |
-
1999
- 1999-03-25 JP JP8236099A patent/JP2000277440A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006040932A (ja) * | 2004-07-22 | 2006-02-09 | Mitsubishi Electric Corp | 窒化物半導体装置およびその製造方法 |
| JP2006089811A (ja) * | 2004-09-24 | 2006-04-06 | Hokkaido Univ | 気相結晶作成装置 |
| JP2011077100A (ja) * | 2009-09-29 | 2011-04-14 | Toyoda Gosei Co Ltd | Ｉｉｉ族窒化物系化合物半導体のエピタキシャル成長方法及びｉｉｉ族窒化物系化合物半導体素子の製造方法 |
| JP2014107441A (ja) * | 2012-11-28 | 2014-06-09 | Fujitsu Ltd | 太陽電池及びその製造方法 |
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