JP2001077412A - 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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Abstract
ありかつ格子欠陥が低減された半導体素子およびその製
造方法を提供することである。 【解決手段】 発光ダイオードは、サファイア基板1上
にAlGaN低温バッファ層2、Mg−GaN第1高温
バッファ層3、アンドープGaN第2高温バッファ層
4、n−GaNコンタクト層5、MQW活性層6、アン
ドープGaN保護層7、p−AlGaNクラッド層8お
よびp−GaNコンタクト層9が順に形成されている。
Mg−GaN第1高温バッファ層3は成長初期から連続
膜としてAlGaN低温バッファ層2上に形成される。
このため、Mg−GaN第1高温バッファ層3は格子欠
陥が低減され良好な結晶性を有しており、薄膜化が可能
である。
Description
ウム)、AlN(窒化アルミニウム)、InN(窒化イ
ンジウム)、BN(窒化ホウ素)もしくはTlN(窒化
タリウム)またはこれらの混晶等のIII −V族窒化物系
半導体(以下、窒化物系半導体と呼ぶ)からなる化合物
半導体層を有する半導体素子およびその製造方法に関す
る。
InGaN等の窒化物系半導体から構成される半導体素
子は、可視から紫外に渡る領域の光に対する受光素子ま
たはこのような光を発生する発光素子として、あるいは
高温下で使用する耐環境電子素子として、または移動体
通信等で使用する高周波ハイパワー電子素子として、そ
の応用が期待されている。
の際には、GaNからなる基板が実用化されていないた
め、GaNとは格子定数が大きく異なるサファイアやS
iC等からなる基板上に、MOVPE法(有機金属化学
的気相成長法)またはMBE法(分子線エピタキシャル
成長法)により、素子領域を含むGaN系半導体層をヘ
テロエピタキシャル成長させている。
に、直接、高温下で単結晶のGaN系半導体を成長させ
た場合、GaN系半導体の結晶性が悪くなり実用レベル
の半導体層が得られない。このため、従来においては、
以下に示す方法が用いられている。
グロースの第98巻209頁に開示されている方法によ
れば、図4(a)に示すように、基板温度を低温(例え
ば600℃)にしてサファイア等の基板51上に非単結
晶のAlNを成長させ、低温バッファ層52を形成す
る。その後、図4(b)に示すように基板温度を高温
(例えば1000℃)にして、低温バッファ層52上に
単結晶のGaN53aを成長させる。この場合、成長初
期においてGaN53aは低温バッファ層52上の所定
領域に島状に成長する。
島状の各GaN53aが合体して連続膜となりGaN層
53が形成される。この場合、合体部において格子欠陥
(転位)55が発生する。このため、図4(d)に示す
ように、連続膜形成後もμmのオーダの大きな膜厚T3
になるまでGaN層53を成長させる。膜厚T3 を大き
くすることにより、平坦でかつ結晶性が改善された実用
レベルのGaN層53が得られる。
aN層53は、結晶性を向上させるためのバッファ層で
あると考えられる。この場合、GaN層53は低温バッ
ファ層52の成長時の基板温度よりも高い基板温度で成
長することから、GaN層53を高温バッファ層と呼
ぶ。
52を形成し、さらに膜厚の大きな高温バッファ層、す
なわちGaN層53を形成することにより、GaN層5
3上に形成する窒化物系半導体層の結晶性が向上する。
は、GaN系半導体素子、例えばGaN系発光ダイオー
ドの製造方法に用いられる。
例を示す断面図である。なお、図5の発光ダイオード
は、特開平8−228025号に開示されている。
ファイア基板101上に、アンドープGaN低温バッフ
ァ層102、n−GaNコンタクト層103、n−Al
GaN第2クラッド層104、n−InGaN第1クラ
ッド層105、InGaN活性層106、p−InGa
N第1クラッド層107、p−AlGaN第2クラッド
層108およびp−GaNコンタクト層109が順に形
成されている。
aNコンタクト層103までの一部領域がエッチングに
より除去され、露出したn−GaNコンタクト層103
の所定領域上面にTi膜およびAl膜からなるn側電極
111が形成されている。また、p−GaNコンタクト
層109の所定領域上面にNi膜およびAu膜からなる
p側電極110が形成されている。
領域に相当する。各層102〜109の膜厚および成長
時の基板温度は表1に示す通りである。
の製造の際は、サファイア基板101上に基板温度50
0℃でアンドープGaN低温バッファ層102を成長さ
せた後、基板温度を1050℃に上げて、n−GaNを
成長させる。この場合、図4において前述したように、
成長初期においてn−GaNはアンドープGaN低温バ
ッファ層102の所定領域上に島状に成長する。成長に
伴い島状の各n−GaNが合体して連続膜となり、n−
GaNコンタクト層103が形成される。この場合、合
体部において転位55が発生する。このため、連続膜形
成後もn−GaNコンタクト層103を成長させ、膜厚
T4 を4μmと大きくすることにより結晶性を改善す
る。
タクト層103上に、さらに各層104〜109を表1
に示す基板温度で成長させる。この場合、上記のように
n−GaNコンタクト層103の結晶性が改善されてい
るため、その上に形成された各層104〜109におい
ても結晶性が向上する。各層104〜109、特に素子
領域であるInGaN活性層106の結晶性が向上する
ことにより、発光ダイオードの素子特性および信頼性が
向上する。
Nコンタクト層103は、n側電極111との電気的接
続を達成する役割以外に、各層104〜109の結晶性
の向上を図る重要な役割を果たしているものと考えられ
る。すなわち、n−GaNコンタクト層103は、バッ
ファ層としての機能を兼ね備えており、前述の高温バッ
ファ層に相当するものと考えられる。
ッファ層として機能する膜厚T4 の大きなn−GaNコ
ンタクト層103によって、InGaN活性層106が
サファイア基板101の結晶成長面から約4.2μm離
れた距離L2 に位置している。
イオードにおいて、高温バッファ層は構造上必須のもの
ではない。このため、高温バッファ層の膜厚を大きくす
ることにより、製造コストが増加しかつ製造効率が低下
する。上記の発光ダイオードにおいては、高温バッファ
層としての機能を備えたn−GaNコンタクト層103
の膜厚T4 を大きくするため、余分なコストおよび時間
がかかり、発光ダイオードの製造コストの増加および製
造効率の低下を招く。
バッファ層102およびn−GaNコンタクト層103
を形成した場合においても、n−GaNコンタクト層1
03の形成時に発生する転位55は存在したままであ
り、また、サファイア基板101との格子定数の違いか
ら各層102〜109中にはサファイア基板101から
上下に延びる転位(図示せず)が存在している。このた
め、サファイア基板101上のGaN系半導体の転位密
度は109 〜1010cm-3オーダとなる。したがって、
発光ダイオードの素子特性および信頼性の向上のために
は、より転位(格子欠陥)の低減を図る必要がある。
効率で製造が可能でありかつ格子欠陥が低減された半導
体素子およびその製造方法を提供することである。
に係る半導体素子は、基板上に非単結晶のIII 族窒化物
系半導体から構成される第1のバッファ層が形成され、
第1のバッファ層上に、II族元素がドープされた単結晶
のIII 族窒化物系半導体から構成される第2のバッファ
層が形成され、第2のバッファ層上に、III 族窒化物系
半導体から構成される素子領域が形成されたものであ
る。
バッファ層は、成長初期から連続膜として第1のバッフ
ァ層上に形成される。このため、第2のバッファ層は格
子欠陥(転位)が低減されており、良好な結晶性を有す
る。また、このような第2のバッファ層上に形成された
素子領域は良好な結晶性を有する。それにより、良好な
素子特性を有しかつ信頼性の高い半導体素子が得られ
る。
な膜厚においても良好な結晶性が得られる。このため、
第2のバッファ層の薄膜化が可能である。それにより、
半導体素子において、製造コストの低減および製造効率
の向上が図られる。
ドープのIII 族窒化物系半導体から構成される第3のバ
ッファ層が形成されてもよい。
成される第3のバッファ層においては、ドープにより発
生する格子欠陥が存在しない。このため、II族元素がド
ープされた第2のバッファ層に比べて結晶性がより良好
である。また、第3のバッファ層は、膜厚を大きくして
も結晶成長表面が平坦であり、結晶性が劣化しない。こ
のような第3のバッファ層上に素子領域が形成された半
導体素子においては、素子領域の結晶性がより向上する
ため、素子特性および信頼性のさらなる向上が図られ
る。
有する複数のIII 族窒化物系半導体層からなってもよ
い。このような多層構造を有する第2のバッファ層にお
いても、格子欠陥(転位)が低減されており、結晶性の
向上が図られる。
てもよい。これらがドープされた第2のバッファ層は、
成長初期から連続膜として第1のバッファ層上に形成さ
れる。このため、第2のバッファ層は良好な結晶性を有
する。
アルミニウム、インジウム、タリウムおよびホウ素の少
なくとも1つを含む窒化物系半導体であってもよい。
される半導体素子においては、基板とIII 族窒化物系半
導体との格子定数の違いから多数の格子欠陥(転位)が
存在している。したがって、第2のバッファ層において
格子欠陥(転位)を低減することは、半導体素子の素子
特性および信頼性を向上させる上で有効である。
この場合、発光強度等の素子特性が良好でかつ信頼性の
高い半導体発光素子が得られる。
板上にIII 族窒化物系半導体から構成される第1のバッ
ファ層を第1の基板温度で形成し、第1のバッファ層上
にII族元素がドープされたIII 族窒化物系半導体から構
成される第2のバッファ層を第1の基板温度よりも高い
第2の基板温度で形成し、第2のバッファ層上に、III
族窒化物系半導体から構成される素子領域を形成するも
のである。
ては、第2のバッファ層が成長初期から連続膜として第
1のバッファ層上に形成される。このため、格子欠陥
(転位)が低減された結晶性の良好な第2のバッファ層
を形成することが可能となる。また、このような第2の
バッファ層上に素子領域を形成することにより、素子領
域の結晶性の向上を図ることが可能となる。それによ
り、半導体素子において、素子特性および信頼性の向上
が図られる。
ッファ層においては、小さな膜厚においても良好な結晶
性が実現できるため、薄膜化が可能である。それによ
り、半導体素子の製造コストの低減および製造効率の向
上が図られる。
バッファ層上に、III 族窒化物系半導体から構成される
第3のバッファ層を第1の基板温度よりも高い第3の基
板温度で形成し、第3のバッファ層上に素子領域を形成
してもよい。
成される第3のバッファ層においては、ドープにより発
生する格子欠陥が存在しない。このため、II族元素がド
ープされた第2のバッファ層に比べて結晶性がより良好
である。また、第3のバッファ層は、膜厚を大きくして
も結晶成長表面が平坦であり、結晶性が劣化しない。こ
のような第3のバッファ層上に素子領域を形成すること
により、素子領域の結晶性をより向上させることが可能
となる。それにより、半導体素子において、素子特性お
よび信頼性のさらなる向上が図られる。
い。それにより、良好な素子特性を有しかつ信頼性の高
い半導体発光素子を製造することが可能となる。
一例を示す模式的断面図である。なお、本例において
は、半導体素子として発光ダイオードについて説明す
る。
ファイア基板1上に、アンドープのAlGaNからなる
膜厚20nmのAlGaN低温バッファ層2、Mgがド
ープされたGaNからなる膜厚T1 80nmのMg−G
aN第1高温バッファ層3、膜厚400nmのアンドー
プGaN第2高温バッファ層4、膜厚1.5μmのn−
GaNコンタクト層5、MQW(多重量子井戸)活性層
(発光層)6、膜厚10nmのアンドープGaN保護層
7、膜厚150nmのp−Al0.05Ga0.95Nクラッド
層8および膜厚300nmのp−GaNコンタクト層9
が順に形成されている。なお、この場合のn型ドーパン
トとしてはSiが用いられており、p型ドーパントとし
てはMgが用いられている。
層2が第1のバッファ層に相当し、Mg−GaN第1高
温バッファ層3が第2のバッファ層に相当し、アンドー
プGaN第2高温バッファ層4が第3のバッファ層に相
当する。
プGaNからなる6つの障壁層6aと、膜厚5nmのア
ンドープIn0.35Ga0.65Nからなる5つの井戸層6b
とが交互に積層されてなる多重量子井戸構造を有する。
本例においては、MQW発光層が素子領域に相当する。
また、MQW活性層6の結晶劣化を防止するため、MQ
W活性層6上にアンドープGaN保護層7が形成されて
いる。
コンタクト層5までの一部領域がエッチングにより除去
され、露出したn−GaNコンタクト層5の所定領域上
面に、膜厚500nmのAl膜からなるn側電極12が
形成されている。また、p−GaNコンタクト層9の所
定領域上面には、膜厚2nmのNi膜10aおよび膜厚
4nmのAu膜10bを積層してなるp側透光性電極1
0が形成され、さらにその上に、膜厚30nmのTi膜
11aおよび膜厚500nmのAu膜11bを積層して
なるp側パッド電極11が形成されている。
にして製造される。発光ダイオードの製造の際には、ま
ず、MOVPE装置内にc(0001)面を基板表面と
するサファイア基板1を配置し、MOVPE法により、
サファイア基板1のc(0001)面上にAlGaN低
温バッファ層2、Mg−GaN第1高温バッファ層3、
アンドープGaN第2高温バッファ層4、n−GaNコ
ンタクト層5、MQW活性層6、アンドープGaN保護
層7、p−Al0.05Ga0.95Nクラッド層8およびp−
GaNコンタクト層9を順に成長させる。なお、各層2
〜9の膜厚および成長時の条件に関しては表2に示す通
りである。
ムを表しており、TMGaはトリメチルガリウムを表し
ており、TMInはトリメチルインジウムを表してお
り、TEGaはトリエチルガリウムを示している。ま
た、原料ガスにおけるNH3 は窒素源であり、TMAl
はアルミニウム源であり、TMGaおよびTEGaはガ
リウム源であり、TMInはインジウム源である。ま
た、SiH4 (シランガス)はn型のドーパントガスで
あり、Cp2 Mg(ビスシクロペンタジエニルマグネシ
ウム)はp型のドーパントガスである。
表2中に記載の基板温度に限定されるものではない。A
lGaN低温バッファ層2の成長時には、基板温度を非
単結晶成長温度に設定すればよく、各層3〜9の成長時
には、基板温度を単結晶成長温度に設定すればよい。特
に、各層3〜5,8,9の成長時には基板温度を100
0〜1200℃に設定することが好ましく、また、各層
6,7の成長時には基板温度を700〜1000℃に設
定することが好ましい。
2 およびN2 混合のキャリアガスにおいて、H2 の含有
率は、各層2〜5の成長時には約50%であり、各層
6,7の成長時には約1〜5%であり、各層7〜9の成
長時には約1〜3%である。
て説明する。図2は各層2〜4の形成方法の一例を示す
模式的工程断面図である。
を600℃に保持した状態で原料ガスおよびキャリアガ
スを供給し、非単結晶のアンドープAlGaNからなる
AlGaN低温バッファ層2を成長させる。
2(b)に示すように、1150℃に保持した状態で原
料ガスおよびキャリアガスを供給し、単結晶のMg−G
aNからなるMg−GaN第1高温バッファ層3を、成
長速度約0.7nm/sで成長させる。この場合、Mg
−GaN第1高温バッファ層3は成長初期から連続膜と
して成長する。したがって、図4に示す従来例のように
島状に成長したGaN53aの合体部において転位55
が発生することはなく、格子欠陥(転位)が低減され
る。また、このようなMg−GaN第1高温バッファ層
においては、小さな膜厚T1 においても良好な結晶性が
得られるので薄膜化が可能となる。
aN第1高温バッファ層3においては、ドープされたM
gに起因する格子欠陥が発生する。しかしながら、この
ようにMgドープにより発生する格子欠陥の増加より
も、転位55に起因する格子欠陥低減の効果の方が大き
いために、Mg−GaN第1高温バッファ層3における
全体の格子欠陥は、従来の高温バッファ層よりも低減さ
れる。
の膜厚T1 をあまり大きくしすぎると結晶成長表面の凹
凸が増加し、その結晶性が劣化するので、第1高温バッ
ファ層3の膜厚T1 は厚くても数1000Å程度とする
ことが好ましい。
度を1150℃に保持した状態で原料ガスおよびキャリ
アガスを供給し、単結晶のアンドープGaNからなるア
ンドープGaN第2高温バッファ層4を、成長速度約3
μm/hで成長させる。アンドープGaN第2高温バッ
ファ層4は、格子欠陥が低減されたMg−GaN第1高
温バッファ層3上に形成されるため、結晶性が良好であ
る。また、アンドープGaNは、ドープにより発生する
格子欠陥が存在しないのでMg−GaNに比べて結晶性
が高い。このため、アンドープGaN第2高温バッファ
層4は、Mg−GaN第1高温バッファ層3に比べてさ
らに結晶性が向上する。
ッファ層2の成長時の基板温度が第1の基板温度に相当
し、Mg−GaN第1高温バッファ層3の成長時の基板
温度が第2の基板温度に相当し、アンドープGaN第2
高温バッファ層4の成長時の基板温度が第3の基板温度
に相当する。
層4形成後の製造工程について、図1を参照しながら説
明する。
料ガスおよびキャリアガスを供給し、Siによりn型に
ドープされた単結晶のn−GaNからなるn−GaNコ
ンタクト層5を、成長速度約3μm/hで成長させる。
0℃に保持した状態で、単結晶のアンドープGaNから
なる6つの障壁層6aと、単結晶のアンドープIn0.35
Ga 0.65Nからなる5つの井戸層6bとを交互に成長さ
せる。それにより、多重量子井戸構造を有するMQW活
性層6を形成する。さらに連続して、単結晶のアンドー
プGaNからなるアンドープGaN保護層7を成長させ
る。なお、この場合のMQW活性層6およびアンドープ
GaN保護層7の成長速度は0.4nm/sである。
7を形成した後、基板温度を1150℃に上げる。11
50℃に保持した状態で原料ガスおよびキャリアガスを
供給し、Mgによりp型にドープされた単結晶のp−A
l0.05Ga0.95Nからなるp−AlGaNクラッド層8
を成長させる。さらに、基板温度を1150℃に保持し
た状態で原料ガスおよびキャリアガスを供給し、Mgに
よりp型にドープされた単結晶のp−GaNからなるp
−GaNコンタクト層9を成長させる。なお、この場合
のp−Al0.05Ga0.95Nクラッド層8およびp−Ga
Nコンタクト層9の成長速度は約3μm/hである。
ラッド層8およびp−GaNコンタクト層9の成長時に
は、前述のようにキャリアガスにおけるH2 の含有率を
1〜3%と低くしている。それにより、N2 雰囲気中で
熱処理することなくMgドーパントを活性化することが
でき、高キャリア濃度のp型半導体層が得られる。
層2〜9を成長させた後、p−GaNコンタクト層9上
の所定領域にNiマスクを形成し、これを用いてp−G
aNコンタクト層9からn−GaNコンタクト層5まで
の一部領域をRIBE法(反応性イオンビームエッチン
グ法)等によりエッチングする。それにより、n−Ga
Nコンタクト層5の所定領域を露出させ、n側電極形成
領域を形成する。このn側電極形成領域上に、真空蒸着
法等により、Al膜からなるn側電極12を形成する。
全面にNi膜10aおよびAu膜10bを順に積層し、
p型透光性電極10を形成する。さらに、p側透光性電
極10上の所定領域にTi膜11aおよびAu膜11b
を順に積層し、p側パッド電極11を形成する。なお、
p側透光性電極10およびp側パッド電極11は真空蒸
着法等により形成する。
およびn側電極12を形成した後、500℃で熱処理を
行う。このようにして、p側透光性電極10をp−Ga
Nコンタクト層9にオーミック接触させるとともに、n
側電極12をn−GaNコンタクト層5にオーミック接
触させる。
ードが得られる。以上の製造方法により製造した発光ダ
イオードにおいては、Mg−GaN第1高温バッファ層
3が成長初期から連続膜としてAlGaN低温バッファ
層2上に形成されるため、Mg−GaN第1高温バッフ
ァ層3の格子欠陥が低減されており、結晶性が良好であ
る。また、Mg−GaN第1高温バッファ層3上にさら
に結晶性の良好なアンドープGaN第2高温バッファ層
4が形成されているため、Mg−GaN第1高温バッフ
ァ層3中に存在するドープによる格子欠陥の影響が改善
される。このため、アンドープGaN第2高温バッファ
層4上に形成された各層5〜9、特に素子領域であるM
QW活性層6においては、より良好な結晶性が実現され
る。したがって、上記の発光ダイオードにおいては、発
光強度等の素子特性の向上が図られるとともに、信頼性
の向上が図られる。
3は、小さな膜厚T1 においても良好な結晶性が得られ
るため、薄膜化が可能である。また、Mg−GaN第1
高温バッファ層3およびアンドープGaN第2高温バッ
ファ層4が形成されているため、n−GaNコンタクト
層5は高温バッファ層として機能する必要がない。した
がって、n−GaNコンタクト層5の膜厚を小さくする
ことが可能である。それにより、サファイア基板1の結
晶成長面からMQW活性層6までの距離L1 が約2.0
μm、すなわち図5に示す従来例における距離L2 の約
2分の1となる。したがって、発光ダイオードの製造コ
ストの低減が図られるとともに、製造効率の向上が図ら
れる。
MgがドープされたGaN層(Mg−GaN層)から構
成されているが、これに限らず、MgがドープされたII
I 族窒化物系半導体、すなわちGa、Al、In、Bお
よびTlのうちの少なくとも1つを含む窒化物系半導体
から構成されていればよい。例えば、Mgがドープされ
たAlBN、AlGaN、AlN、InGaN等のIII
族窒化物系半導体から第1高温バッファ層3を構成して
もよい。
I 族窒化物系半導体にドープする不純物としては、Mg
以外に、Zn、Be等の他のII族元素を用いることがで
きる。例えば、ZnがドープされたGaN、AlN、A
lGaN、AlBN、InGaN等のIII 族窒化物系半
導体から第1高温バッファ層3を構成してもよい。この
ようなII族元素がドープされたIII 族窒化物系半導体は
成長初期から連続膜として成長するため、転位55に起
因する格子欠陥を低減することができる。
とすることもできる。例えば、1または複数のMg−G
aN層と、1または複数のMg−AlN層とを交互に積
層してなるMg−GaN/Mg−AlN超格子構造を有
する第1高温バッファ層3としてもよい。前述の通りII
族元素がドープされたIII 族窒化物系半導体は成長初期
から連続膜として成長するので、II族元素がドープされ
かつGaNやAlNのように互いに異なる組成を有する
複数のIII 族窒化物系半導体層を積層した多層構造の第
1高温バッファ層3とすることによっても、単層構造の
Mg−GaN第1高温バッファ層3を形成した場合と同
様の効果が得られる。
述のGaNに限らず、他のIII 族窒化物系半導体から構
成することができる。例えば、アンドープのAlBN、
AlGaN、AlN、InGaN等のIII 族窒化物系半
導体から第2高温バッファ層4を構成してもよい。
高温バッファ層3を構成するIII 族窒化物系半導体と同
じIII 族窒化物系半導体から構成することが好ましい。
例えば、第1高温バッファ層3をGaNから構成した場
合にあっては、第2高温バッファ層4もGaNから構成
することが好ましく、第1高温バッファ層3をAlNか
ら構成した場合にあっては、第2高温バッファ層4もA
lNから構成することが好ましい。このように、第2高
温バッファ層4を第1高温バッファ層3を構成するIII
族窒化物系半導体と同じIII 族窒化物系半導体から構成
することで、第2高温バッファ層4の結晶性をより向上
させることができる。
化物系半導体、すなわちGa、Al、In、BおよびT
lの少なくとも1つを含む窒化物系半導体から構成され
ていれば、上記の構成に限定されるものではない。
高温バッファ層3上にアンドープGaN第2高温バッフ
ァ層4が形成されているが、アンドープGaN第2高温
バッファ層4が省略された構造であってもよい。この場
合、例えばMg−GaN第1高温バッファ層3上に、膜
厚2μmのn−GaNコンタクト層5が形成された構造
となる。
を形成せずにn−GaNコンタクト層5の膜厚を大きく
する場合、膜厚の増加に伴ってn−GaNコンタクト層
5の結晶成長表面の凹凸が増加し、結晶性が劣化するお
それがある。また、Mg−GaN第1高温バッファ層3
にはドープによる格子欠陥が存在している。以上のこと
から、Mg−GaN第1高温バッファ層3上にアンドー
プGaN第2高温バッファ層4を形成することが好まし
い。
第2高温バッファ層4上に、n型半導体層、素子領域お
よびp型半導体層が順に形成されているが、p型半導体
層、素子領域およびn型半導体層の順に形成されてもよ
い。
表面とするサファイア基板1を用いているが、他の面方
位のサファイア基板を用いてもよい。あるいは、サファ
イア基板1以外に、Si、スピネル、SiC、GaP、
GaAs等からなる基板を用いてもよい。
導体の結晶構造は、ウルツ鉱型構造であってもよく、あ
るいは閃亜鉛鉱型構造であってもよい。
は、上記の発光ダイオードに限らず、半導体レーザ素子
等の発光素子、トランジスタ等の電子素子、フォトダイ
オード等の受光素子の製造方法においても適用可能であ
る。この場合、アンドープの第2高温バッファ層上に形
成された窒化物系半導体層、特に素子領域の結晶性が向
上するため、素子特性および信頼性の向上が図られる。
なお、ダブルヘテロ構造を有する発光ダイオード、半導
体レーザ素子等の発光素子においては活性層(発光層)
が素子領域に相当し、シングルヘテロ構造を有する発光
素子においてはpn接合部分の発光領域が素子領域に相
当し、フォトダイオード等の受光素子においてはpn接
合領域またはpin接合におけるi層が素子領域に相当
し、トランジスタ等の電子素子においてはチャネル領域
が素子領域に相当する。
層の形成方法により、図2(d)に示すようなサファイ
ア基板1上にAlGaN低温バッファ層2、Mg−Ga
N高温バッファ層3およびアンドープGaN層4を順に
形成してなる試料を作製した。
膜厚の異なる複数の試料を作製した。この場合、アンド
ープGaN層4の膜厚は0.5〜4μmの範囲内とし、
AlGaN低温バッファ層2の膜厚は20nmとし、M
g−GaN高温バッファ層3の膜厚は80nmとした。
て、X線回折により、アンドープGaN層4の結晶性を
評価した。
ァ層3の代わりに膜厚80nmのMg−AlX B1-XN
高温バッファ層3を形成した点を除いて、実施例1−1
と同様の方法により試料の作製およびアンドープGaN
層4の結晶性の評価を行った。
のMg−Al1-Y GaY N高温バッファ層3を形成した
試料および膜厚80nmのMg−InZ Ga1-Z N高温
バッファ層3を形成した試料を作製し、各々の試料につ
いてアンドープGaN層4の結晶性を評価した。
ァ層3の代わりに膜厚20nmの2つのMg−GaN層
と膜厚20nmの2つのMg−AlN層とを順次積層し
て膜厚80nmのMg−GaN/Mg−AlN超格子高
温バッファ層3を形成しかつアンドープGaN層4の膜
厚を3μmおよび4μmとした点を除いて、実施例1と
同様にして試料の作製およびアンドープGaN層4の結
晶性の評価を行った。
ァ層3の代わりにZnがドープされたGaNからなる膜
厚80nmのZn−GaN高温バッファ層3を形成しか
つアンドープGaN層4の膜厚を2μmおよび3μmと
した点を除いて、実施例1と同様にして試料の作製およ
びアンドープGaN層4の結晶性の評価を行った。
導体層の形成方法により、図4(d)に示すようなサフ
ァイア基板51上にAlGaN低温バッファ層52およ
びアンドープGaN層53を順に形成してなる試料を作
製した。
の膜厚の異なる複数の試料を作製した。この場合、アン
ドープGaN層53の膜厚は0.5〜4μmの範囲内と
し、AlGaN低温バッファ層52の膜厚は20nmと
した。
て、X線回析により、アンドープGaN層53の結晶性
を評価した。
4および比較例1の結果を図3に示す。
施例1−4および比較例1のアンドープGaN層におけ
る膜厚とX線ロッキングカーブ(XRC)半値幅との関
係を示す図である。なお、XRC半値幅が小さい程、ア
ンドープGaN層4,53の結晶性が高いことを示す。
較例1においては、アンドープGaN層4,53の膜厚
の増加に伴ってXRC半値幅が減少し、結晶性が向上し
ている。また、同じ膜厚において実施例1−1のアンド
ープGaN層4と比較例1のアンドープGaN層53と
を比べると、Mg−GaN高温バッファ層3を形成した
実施例1−1のアンドープGaN層4は、Mg−GaN
高温バッファ層3を形成しない比較例1のアンドープG
aN層53に比べてXRC半値幅が小さく、結晶性が高
いことが明らかとなった。
結果からMg−GaN高温バッファ層3の有効性を定量
的に検討すると以下のようになる。すなわち、比較例1
の膜厚3μmのアンドープGaN層53と同等の結晶性
を実施例1−1のアンドープGaN層4において実現す
るためには、アンドープGaN層4の膜厚を1.5μm
程度とすればよい。このようにMg−GaN層3を形成
することにより、比較例1のアンドープGaN層53に
比べて、実施例1−1のアンドープGaN層4において
は薄膜化が図られる。
のアンドープGaN層4の表面および比較例の膜厚約3
μmのアンドープGaN層53の表面をアルカリ溶液に
よりエッチングし、転位密度を測定した。その結果、実
施例1−1のアンドープGaN層4の転位密度は5×1
08 〜2×109 cm-3であり、比較例1のアンドープ
GaN層53の転位密度は5×109 〜1×1010cm
-3であった。平均すると、アンドープGaN層4の転位
密度は、アンドープGaN層53の転位密度の約5分の
1であった。このように、Mg−GaN層3を形成する
ことにより、実施例1−1のアンドープGaN層4で
は、比較例1のアンドープGaN層53に比べて転位が
低減されることが明らかとなった。
1−1の結果と同様であった。すなわち、Mg−AlX
B1-X N高温バッファ層3、Mg−Al1-Y GaY N高
温バッファ層3およびMg−InZ Ga1-Z N高温バッ
ファ層3を形成した実施例1−2のアンドープGaN層
4は、同じ膜厚における比較例1のアンドープGaN層
53に比べてXRC半値幅が小さく、結晶性が高いこと
が明らかとなった。
が大きいほど、また、Al1-Y Ga Y NにおけるYの値
が大きいほど、また、InZ Ga1-Z NにおけるZの値
が小さいほど、アンドープGaN層4のXRC半値幅が
小さくなり、結晶性が高くなることが明らかとなった。
Mg−AlN超格子高温バッファ層3を形成した実施例
1−3のアンドープGaN層4は、同じ膜厚における比
較例1のアンドープGaN層53に比べてXRC半値幅
が小さく、結晶性が高いことが明らかとなった。
高温バッファ層3を形成した実施例1−4のアンドープ
GaN層4は、同じ膜厚における比較例1のアンドープ
GaN層53に比べてXRC半値幅が小さく、結晶性が
高いことが明らかとなった。
び比較例1に示すように、Ga、Al、InおよびBの
少なくとも1つを含む窒化物系半導体から構成されかつ
MgまたはZnがドープされた単層構造または多層構造
の高温バッファ層3を形成することにより、高温バッフ
ァ層3上に形成したアンドープGaN層4の転位(格子
欠陥)が低減され、結晶性が向上することが明らかとな
った。
GaN第1高温バッファ層3およびアンドープGaN第
2高温バッファ層4が形成された図1に示す発光ダイオ
ードにおいて、p側パッド電極11とn側電極12との
間に順方向電圧を印加した。
−GaNコンタクト層103が形成された図5に示す従
来の発光ダイオードにおいて、p側パッド電極110と
n側電極111との間に順方向電圧を印加した。
発光ダイオードは波長約460nmの光を発した。この
とき、実施例2の発光ダイオードにおいては、比較例2
の発光ダイオードに比べて発光強度が約25%向上し
た。このことから、Mg−GaN第1高温バッファ層3
およびアンドープGaN第2高温バッファ層4を形成す
ることにより、発光ダイオードにおいて、良好な素子特
性が実現されることが明らかとなった。
面図である。
模式的工程断面図である。
のアンドープGaN層における膜厚とXRC半値幅との
関係を示す図である。
す模式的工程断面図である。
ある。
Claims (9)
- 【請求項1】 基板上に非単結晶のIII 族窒化物系半導
体から構成される第1のバッファ層が形成され、前記第
1のバッファ層上に、II族元素がドープされた単結晶の
III 族窒化物系半導体から構成される第2のバッファ層
が形成され、前記第2のバッファ層上に、III 族窒化物
系半導体から構成される素子領域が形成されたことを特
徴とする半導体素子。 - 【請求項2】 前記第2のバッファ層と前記素子領域と
の間にアンドープのIII 族窒化物系半導体から構成され
る第3のバッファ層が形成されたことを特徴とする請求
項1記載の半導体素子。 - 【請求項3】 前記第2のバッファ層は、異なる組成を
有する複数のIII 族窒化物系半導体層からなることを特
徴とする請求項1または2記載の半導体素子。 - 【請求項4】 前記II族元素はマグネシウムまたは亜鉛
であることを特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載
の半導体素子。 - 【請求項5】 前記III 族窒化物系半導体はガリウム、
アルミニウム、インジウム、タリウムおよびホウ素の少
なくとも1つを含む窒化物系半導体であることを特徴と
する請求項1〜4のいずれかに記載の半導体素子。 - 【請求項6】 前記素子領域は発光層を含むことを特徴
とする請求項1〜5のいずれかに記載の半導体素子。 - 【請求項7】 基板上にIII 族窒化物系半導体から構成
される第1のバッファ層を第1の基板温度で形成し、前
記第1のバッファ層上に、II族元素がドープされたIII
族窒化物系半導体から構成される第2のバッファ層を前
記第1の基板温度よりも高い第2の基板温度で形成し、
前記第2のバッファ層上に、III 族窒化物系半導体から
構成される素子領域を形成することを特徴とする半導体
素子の製造方法。 - 【請求項8】 前記第2のバッファ層の形成後、前記第
2のバッファ層上に、III 族窒化物系半導体から構成さ
れる第3のバッファ層を前記第1の基板温度よりも高い
第3の基板温度で形成し、前記第3のバッファ層上に前
記素子領域を形成することを特徴とする請求項7記載の
半導体素子の製造方法。 - 【請求項9】 前記素子領域に発光層を形成することを
特徴とする請求項7または8記載の半導体素子の製造方
法。
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