JP2002064250A - 化合物半導体の成長方法及び化合物半導体発光素子 - Google Patents
化合物半導体の成長方法及び化合物半導体発光素子Info
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Abstract
化合物半導体において、結晶性が良好で抵抗率の低い化
合物半導体の成長方法及び電気的及び光学的特性が良好
な化合物半導体発光素子を提供することを目的とする。 【解決手段】 本発明では、GaAs基板上に、Inx
GayAl1-x-yN層(0≦x,y≦1)を成長させる化合物
半導体の成長方法において、該InxGayAl1-x- yN
層に、原子半径がNよりも大きいV族元素を1×1017
cm-3から1×1023cm-3までの濃度範囲だけ添加す
る工程を含む化合物半導体の成長方法を提供する。
Description
(0≦x≦1)又はInxGayAl1-x-yN層(0≦x,y≦
1)を気相成長させる化合物半導体の成長方法に関し、
より詳しくは結晶性が良好で抵抗率の低い化合物半導体
の成長方法、並びにこの成長方法を応用した化合物半導
体発光素子に関する。
あるガリウム及びV族元素である窒素から構成される化
合物半導体であり、直接遷移型バンド構造を有する。従
って、該化合物半導体を利用して、伝導帯−価電子帯間
遷移による紫外発光素子であって、室温で3.39eV
程度の禁制帯幅及び366nm程度のピーク波長を有す
る紫外発光素子を製造できることが期待されている。
などの発光素子を得るにはP型結晶とN型結晶とを隣合
わせにしたいわゆるPN接合が必要であるが、従来はG
aNからなるP型結晶を製造することは困難であった。
その理由は、GaNは禁制帯幅が大きいため、本来は室
温では絶縁体となるはずだが、従来の工程でGaNを製
造すると、不純物をドーピングしない結晶(アンドープ
結晶)でも常にN型結晶となり、しかもその自由電子濃
度は1019cm-3以上と極めて高くなるからである。これは
格子欠陥、特に窒素空孔がドナーとして働くためと考え
られている。
クセプター不純物をドーピングしてGa1-xAlxN(0
≦x≦1)層を形成しても、Mgが不活性化された抵抗率
の高い結晶になってしまう。この原因についても格子欠
陥が考えられる。すなわち、Ga1-xAlxN(0≦x≦
1)結晶を形成する際に、V族元素である窒素の空孔が
発生し、該結晶の格子中に拡張性の歪が与えられ、この
拡張性の歪のために、ドーピングされたアクセプター不
純物はGa及びAlの格子位置に入り難くなり、そのた
め不活性化されてしまうからである。
する改善方法として、例えばJapanese Journal of Appl
ied Physics 28(1989)p2112-p2114に開示された方法が
ある。それは、電子線照射によりアクセプター不純物を
活性化する方法であって、MgをドープしたGaNのフ
ィルムに電子線を照射することによってP型結晶を得た
と報告しているが、その抵抗率は35Ω・m、ホール濃度
は2×1016cm-3と依然として高抵抗、低キャリア濃度
である。このP型結晶を用いて製造された発光ダイオー
ド(LED)素子は、紫外領域で発光しているが効率が悪
く、電気的特性の改善が今後の課題となっている。
合を実現できるような良好な結晶性と低い抵抗率とを有
するN型結晶及びP型結晶を製造(成長)することは困
難である。また、このような結晶を応用した発光ダイオ
ード素子等の化合物半導体発光素子についても十分な特
性が得られるものを製造できなかったのが現状である。
いはInGaAlN層を形成する場合には、成長温度を
GaAs基板の分解温度以下にする必要がある。従っ
て、通常、成長温度が1000℃前後であるサファイア
基板を用いる場合に比較して成長温度が低温であるた
め、窒素材料の分解効率が低下し、成長表面における実
効的な窒素濃度を高くできない。このため、GaAs基
板を用いた場合には、窒素空孔がより発生しやすく、窒
素空孔に起因する結晶欠陥が多く生じるという問題が起
こった。
り、格子欠陥がない良好な結晶が得られる化合物半導体
の成長方法を提供することを目的とする。
学的特性が良好な化合物半導体発光素子及びその製造方
法を提供することにある。
成長方法は、GaAs基板上に、InxGayAl1-x- y
N層(0≦x,y≦1)を成長させる化合物半導体の成長方
法において、該InxGayAl1-x-yN層に、原子半径
がNよりも大きいV族元素を1×1017cm-3から1×
1023cm-3までの濃度範囲だけ添加する工程を含むこ
とを特徴とする。また、Nの材料が、N2もしくはNH3
であることを特徴とする。
1-x-yN層(0≦x,y≦1)からなる化合物半導体層を有す
る化合物半導体発光素子において、前記InxGayAl
1-x- yN層は原子半径がNよりも大きいV族元素を1×1
017cm-3から1×1023cm-3までの濃度範囲だけ添
加された層であることを特徴とする化合物半導体発光素
子を提供する。
GayAl1-x-yN層(0≦x,y≦1)の結晶を形成する際
に、Nよりも原子半径の大きいV族元素、例えばP,A
s,Sbを添加すると、成長する結晶に圧縮性歪が与え
られる。これにより、窒素空孔に起因する結晶中の拡張
性歪を緩和することができる。その結果、格子欠陥(点
欠陥)の少ない結晶性の良好な化合物半導体が得られ
る。
プター不純物を添加すれば、アクセプター不純物は容易
にIII族格子位置に入り、活性化されるため、低抵抗の
良好なP型結晶が得られる。
接合は、電気的及び光学的特性が良好である。このPN
接合を利用すれば、良好な特性を有する発光ダイオード
(LED)及び半導体レーザ(LD)等の発光素子が実現で
きる。
(0≦x≦1)を気相成長させるために、MOCVD(有
機金属気相成長法)装置を使用し、Gaの材料ガスとし
てTMG(トリメチルガリウム)を、Alの材料ガスと
してTMA(トリメチルアルミニウム)を、Nの材料と
してNH3(アンモニア)又はN2(窒素ガス)をそれぞ
れ使用した。
として、Ga及びAlよりも原子半径の大きいIII族元
素を用いた。下記表1にIII族元素の共有結合半径を示
す。本実施例1では、表1に示したIII族元素の共有結
合半径をもとにInを選択し、Inの材料ガスとしてT
MI(トリメチルインジウム)を使用した。
る場合について説明する。
G,TMA及びNH3を供給し、同時にTMIを供給
し、Inの濃度範囲が1×1016cm-3から1×1023cm
-3になるGa1-xAlxN層(x=0.50)を成長した。
と、In濃度との関係を示す。図1から明らかなよう
に、In濃度が1×1017cm-3から1×1023cm-3まで
の範囲で自由電子濃度が減少している。そして、In濃
度が1×1021cm-3のときに自由電子濃度は1×1016
cm-3となり最小値を示した。この結果は、Inを添加し
ない場合の自由電子濃度が1×1019cm-3以上であった
ことを考えると、窒素空孔に起因する残留ドナー濃度が
1000分の1以下に減少したことを意味している。す
なわち格子欠陥の少ない良好なGa1-xAlxN層(x=
0.50)の結晶が得られたことを示している。
させたところ、それぞれ自由電子の濃度が1×1016cm
-3から3×1016cm-3まで低減できた。従って、全ての
組成比(0≦x≦1)のGa1-xAlxN層について、In
の添加による効果があるといえる。
明する。
a1-xAlxN層を成長させる際に、ドナー不純物として
SiH4ガスを、Siの濃度が1×1019cm-3程度となる
ようにドーピングしたところ、2000cm2/V・Sの移
動度を有するN型結晶(N型伝導型結晶)が得られ、I
nを添加しないで得られたN型結晶に比べて移動度が大
幅に改善された。
する場合について説明する。
G及びNH3を供給し、同時にInの濃度範囲が1×1
016cm-3から1×1023cm-3になるようにTMIを供給
し、この時さらに、アクセプター不純物としてDMZn
(ジメチル亜鉛)をドーピングした。
アクセプター濃度と、In濃度との関係を示す。図2か
らわかるように、In濃度が1×1017cm-3から7×1
022cm-3までの範囲で活性化したアクセプター濃度が増
加している。そして、In濃度が1×1021cm-3の時に
活性化したアクセプター濃度は5×1018cm-3と最大値
を示した。このIn濃度を有するGaN層の抵抗率は5
Ωm、移動度は80cm 2/V・Sであり、同様の条件でIn
を添加せずに得られた結晶に比べて大幅に低抵抗化が実
現できた。
を添加することにより窒素空孔に起因する格子歪を緩和
し、II族元素のアクセプター不純物がIII族元素の格子
位置に入り易く、かつ活性化されたためと考えられる。
に、Mg、Be等の他のII族元素を用いてもよく、同様
の条件でGaN層を成長させたところ低抵抗のP型結晶
が得られた。
=0.50)を同様の条件で成長させた場合も、アクセプタ
ー不純物及びInの添加によって良好なP型結晶が得ら
れた。従って、全ての組成比(0≦x≦1)のGa1-xAl
xN層について、Inの添加による効果があるといえ
る。
lxN層(0≦x≦1)を気相成長させるために、MOMB
E(有機金属分子線エピタキシー法)装置を使用し、G
aの材料ガスとしてTMGを、Alの材料ガスとしてT
MAを、Nの材料としてNH3又はN2を使用した。
として、Nよりも原子半径の大きいV族元素を用いた。
下記表2にV族元素の共有結合半径を示す。本実施例2
では、表2に示したV族元素の共有結合半径をもとに
P、As、及びSbを選択し、材料ガスとして、それぞ
れPH3、AsH3、及びSbを使用した。
ついて説明する。
長温度600℃で、TMG、TMA及びNH3を供給してG
a1-xAlxN層を(x=0.30)成長し、この結晶中のV
族元素(P、As又はSb)の濃度範囲が1×1016cm
-3から1×1023cm-3になるように、PH3、AsH3、
又はSbを供給した。
P、As及びSb濃度との関係を示す。図3から明らか
なように、P、As及びSb濃度が1×1016cm-3から
1×1023cm-3までの範囲で、自由電子濃度が減少して
いる。そして、Pの場合は濃度が4×1021cm-3のとき
に自由電子濃度は1×1016cm-3となり最小値を示し
た。この結果は、Nよりも原子半径の大きいV族元素を
添加しない場合の自由電子濃度が1×1019cm-3以上で
あったことを考えると、窒素空孔に起因する残留ドナー
濃度が1000分の1以下に減少したことを意味してい
る。すなわち、格子欠陥の少ない良好なGa1-xAlxN
層(x=0.30)の結晶が得られたことを示している。
させたところ、P、As及びSb濃度が1×1016cm-3
から1×1023cm-3までの範囲で、それぞれ自由電子濃
度が低減できた。従って、全ての組成比(0≦x≦1)の
Ga1-xAlxN層について、Nよりも原子半径の大きい
V族元素の添加による効果があるといえる。
明する。
きいV族元素を添加しながらGa1- xAlxN層を成長さ
せる際に、ドナー不純物としてSiH4ガスを、Siの
濃度が1×1019cm-3程度となるようにドーピングしたと
ころ、2000cm2/V・Sの移動度を有するN型結晶が
得られ、Nよりも原子半径の大きいV族元素を添加しな
いで得られたN型結晶に比べて移動度が大幅に改善され
た。
明する。
MG、TMA及びNH3を供給してGa1-xAlxN層(x
=0.30)を成長し、同時にこのGa1-xAlxN層中の
P、As又はSbの濃度範囲が1×1016cm-3から1×
1023cm-3になるように、PH3、AsH3、又はSb固
体をそれぞれ供給した。この時さらに、アクセプター不
純物としてZnをドーピングした。
セプター濃度と、P、As及びSb濃度との関係を示
す。図4からわかるように、P、As及びSb濃度が1
×10 16cm-3から1×1023cm-3までの範囲で、活性化
したアクセプター濃度が増加している。そして、Pの場
合は濃度が1×1022cm-3の時に活性化したアクセプタ
ー濃度が1.1×1019cm-3と最大値を示した。このP
濃度を有するGa1-xAlxN層の抵抗率は5Ωm、移動
度は80cm2/V・Sであり、同様の条件でNよりも原子半
径の大きいV族元素を添加せずに得られた結晶に比べ、
大幅に低抵抗化を実現できた。
を添加することにより窒素空孔に起因する格子歪を緩和
し、II族元素のアクセプター不純物がIII族元素の格子
位置に入り易く、かつ活性化され易くなったためと考え
られる。
にMg、Be等の他のII族元素を利用して、同様の条件
でGa1-xAlxN層を成長させた場合も、P、As又は
Sbを添加することにより低抵抗のP型結晶が得られ
た。
で成長させた場合も、アクセプター不純物、及びP、A
s又はSbの添加によって良好なP型結晶が得られた。
従って、全ての組成比(0≦x≦1)のGa1-xAlxN層
について、Nよりも原子半径の大きいV族元素の添加に
よる効果があるといえる。
≦1)を、Nよりも原子半径の大きいV族元素を添加し
て、同様の条件で成長させたところ、Ga1-xAlxN層
(0≦x≦1)の場合よりもさらに良好な結晶が得られ
た。すなわち、本実施例2における結果は、Ga1-xA
lxN層(0≦x≦1)をInxGayAl1-x-yN層(0≦x,
y≦1)に置き換えることにより、さらに改善されるもの
である。
はMOMBE装置を利用したが、MBE(分子線エピタ
キシー法)装置等の他の装置でもよい。Ga、Al及び
Nの材料、Ga及びAlよりも原子半径の大きいIII族
元素の材料、及びNよりも原子半径の大きいV族元素の
材料も、本実施例以外の他の化合物を用いてもよい。基
板についても、GaAs基板以外にSi、InP、Ga
P等の他の半導体基板及びサファイヤ基板を用いても効
果があることは言うまでもない。
合物半導体を利用して、図5(a)〜(b)に示す半導体レー
ザ素子を製造した。以下にその製造方法を説明する。
板301を、温度600℃まで加熱し、TMG、N2、
SiH4及びPH3を供給して、N型GaNからなるバッ
ファ層302をその厚さが0.2μmとなるように成長
させる。ここで、バッファ層302は2種以上の半導体
層による超格子でもよい。
N2、SiH4及びPH3を供給したままでさらにTMA
の供給を開始し、N型Ga1-xAlxN層(x=0.30)を
その厚さが1μmとなるように成長させて、N型クラッ
ド層303を形成する。
まで、TMA及びSiH4の供給を停止し、GaN層を
その厚さが0.1μmとなるように成長させて、活性層
304を形成する。ここで該活性層304は、同時にT
MAを供給して得られるGa 1-XAlxN層であっても、
SiH4、DEZn等のドーパントを供給して得られる
結晶であってもよい。
まで、さらにTMA及びDEZnの供給を開始し、P型
Ga1-XAlxN層(x=0.30)をその厚さが1μmとな
るように成長させて、P型クラッド層305を形成す
る。
N2、PH3及びDEZnを供給したままでTMAの供給
を停止して、P型GaN層をその厚さが0.5μmとな
るように成長させて、P型コンタクト層306を形成す
る。
1を積層させ、これにより図5(c)に示す半導体レーザ
素子を作製する。ここで、PH3は全ての層の成長中に
おいてその濃度が1×1022cm-3程度になるように供給
した。
素子を例にとって説明しているが、同様の製造方法を利
用してストライプ構造をもつ半導体レーザ素子を製造す
ることも可能である。また、2回以上の成長を用いて導
波路を作製することも可能である。
に変更できることは言うまでもなく、導電型は全て逆で
もよい。また、Ga1-XAlXN層の成長時に同時にIn
の材料ガスを供給して、InxGayAl1-x-yN層(0≦
x,y≦1)として成長させてもよい。
a1-xAlxN層又はInxGayAl 1-x-yN層の組成比
であるx又は/及びyは積層方向に沿って変化していて
もよく、SCH構造やGDIN−SCH構造も可能であ
る。また、活性層304についても量子井戸構造及び多
重量子井戸構造でもよい。
体レーザは室温で連続発振が得られ、ピーク波長は37
0nm付近であった。光出力は3mWであったが、特性
の良好な発光素子が実現できた。
厚さが1μm程度となるようにしたところ、ピーク波長
367nmで発光し、LED(発光ダイオード)として
使用可能な発光素子が得られた。
ば、点欠陥がなく結晶性が良好な、かつ抵抗率の低い化
合物半導体を製造することができる。
由電子濃度との関係を示すグラフ。
n濃度と活性化したアクセプター濃度との関係を示すグ
ラフ。
s及びSb濃度と自由電子濃度との関係を示すグラフ。
1-x-yN層(x=0.30)中のP、As及びSb濃度と活性化
したアクセプター濃度との関係を示すグラフ。
レーザー素子の断面図。
Claims (3)
- 【請求項1】 GaAs基板上に、InxGayAl
1-x-yN層(0≦x,y≦1)を成長させる化合物半導体の成
長方法において、 該InxGayAl1-x-yN層に、原子半径がNよりも大
きいV族元素を1×10 17cm-3から1×1023cm-3
までの濃度範囲だけ添加する工程を含むことを特徴とす
る化合物半導体の成長方法。 - 【請求項2】 Nの材料が、N2もしくはNH3であるこ
とを特徴とする請求項1に記載の化合物半導体の成長方
法。 - 【請求項3】 GaAs基板上に、InxGayAl
1-x-yN層(0≦x,y≦1)からなる化合物半導体層を有す
る化合物半導体発光素子において、前記InxGayAl
1-x-yN層は原子半径がNよりも大きいV族元素を1×1
017cm-3から1×1023cm-3までの濃度範囲だけ添
加された層であることを特徴とする化合物半導体発光素
子。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2001190818A JP3561243B2 (ja) | 2001-06-25 | 2001-06-25 | 化合物半導体の成長方法及び化合物半導体発光素子 |
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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JP2001190818A JP3561243B2 (ja) | 2001-06-25 | 2001-06-25 | 化合物半導体の成長方法及び化合物半導体発光素子 |
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JP4580992A Division JP3251046B2 (ja) | 1992-03-03 | 1992-03-03 | 化合物半導体の成長方法、化合物半導体発光素子及びその製造方法 |
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JP3561243B2 JP3561243B2 (ja) | 2004-09-02 |
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ID=19029533
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2001190818A Expired - Lifetime JP3561243B2 (ja) | 2001-06-25 | 2001-06-25 | 化合物半導体の成長方法及び化合物半導体発光素子 |
Country Status (1)
Country | Link |
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Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2004047867A (ja) * | 2002-07-15 | 2004-02-12 | Sony Corp | 窒化物系半導体発光素子の製造方法 |
JP2004087565A (ja) * | 2002-08-23 | 2004-03-18 | Sony Corp | 窒化ガリウム系半導体発光素子の製造方法 |
JP2007070154A (ja) * | 2005-09-06 | 2007-03-22 | Hitachi Cable Ltd | Iii−v族窒化物系半導体基板及びその製造方法 |
-
2001
- 2001-06-25 JP JP2001190818A patent/JP3561243B2/ja not_active Expired - Lifetime
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JP2007070154A (ja) * | 2005-09-06 | 2007-03-22 | Hitachi Cable Ltd | Iii−v族窒化物系半導体基板及びその製造方法 |
JP4529846B2 (ja) * | 2005-09-06 | 2010-08-25 | 日立電線株式会社 | Iii−v族窒化物系半導体基板及びその製造方法 |
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