JP2004063635A - 窒化物半導体の製造方法および半導体ウェハならびに半導体デバイス - Google Patents
窒化物半導体の製造方法および半導体ウェハならびに半導体デバイス Download PDFInfo
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Abstract
【課題】従来法より短い成長時間で従来より転位密度の低い窒化物半導体を得ることができる窒化物半導体の製造方法および半導体ウェハならびに半導体デバイスを得ること。
【解決手段】基板上に1000℃近傍の温度で第1の窒化物半導体を成長しこれに熱処理を施すことで窒化物半導体の微結晶粒を形成し、その上に第2の窒化物半導体を成長することで窒化物半導体を島状に成長させ、さらに第3の窒化物半導体を成長することで上記の島を埋め込み、表面を平坦化する。
【選択図】 図1
【解決手段】基板上に1000℃近傍の温度で第1の窒化物半導体を成長しこれに熱処理を施すことで窒化物半導体の微結晶粒を形成し、その上に第2の窒化物半導体を成長することで窒化物半導体を島状に成長させ、さらに第3の窒化物半導体を成長することで上記の島を埋め込み、表面を平坦化する。
【選択図】 図1
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】
本発明は、従来より短い成長時間により、従来より転位密度の低い窒化物半導体を製造する方法と、これを用いて製作された低コスト、且つ高品質な半導体ウェハおよび半導体デバイスに関する。
【0002】
【従来の技術】
半導体エピタキシャル膜を得ようとする場合、最も容易な方法としては、成長しようとしている半導体と同一材料からなる単結晶基板を準備し、その上に気相成長する方法が考えられ、実際に色々な材料系で成功している。
【0003】
しかしながら、窒化ガリウムのように技術的に半導体単結晶基板を得ることが困難であったり、半導体単結晶基板が高価であるため産業的にはコスト面で用いられない等の理由により、異種基板上へ半導体を成長せざるをえない状況が多々存在する。代表例としては、シリコン基板上のGaAsや、サファイア、シリコンおよびSiC基板上のGaNや、GaAs基板上のII−VI族半導体等が知られる。
【0004】
例えば、窒化ガリウム(GaN)は、青色から紫外域にかけての短波長発光ダイオード(LED)や半導体レーザ(LD)等の光デバイスの材料として、あるいは高出力電界効果トランジスタ(FET)や高電子移動度トランジスタ(HEMT)等の電子デバイス用の材料として重要であるが、窒化ガリウムはバルク単結晶基板を得ることができないため、基板材料としてサファイアやSiC基板が用いられ、この基板上へ、気相成長法(VPE法)(有機金属気相成長法(MOVPE法)を含む)によりGaNの成長が行われる。
【0005】
この様な異種基板上へ半導体を成長した場合、格子不整合、熱膨張係数の不整合、表面エネルギーの不整合等の様々な材料固有の特性の不整合により、成長した半導体エピタキシャル膜中に高密度の転位が導入される。半導体中の転位は、非発光再結合中心、散乱中心として働くため、このような転位を多く含む半導体を用いた光および電子デバイスの特性、安定性、寿命は転位を微量にしか含まないデバイスに比べて極めて劣ったものとなってしまう。
【0006】
上記GaNや、AlGaN、GaInNなどに代表される窒化物系化合物半導体も、単結晶基板が得られないため、サファイアやシリコン、SiCなどの異種基板上に成長が行われており、初期の研究においては上述の転位の発生が深刻な問題となっていた。
【0007】
しかしながら、近年、MOVPE法を用いた「2段階成長法」によりこの問題は一部解決された。即ち、サファイア上に500〜600℃程度の低温でGaNあるいはAlNからなる低温バッファ層を成長し、その後、その上に1000℃程度の温度でGaNを成長することにより、従来1010〜1011cm−2程度であったサファイア上GaNの転位密度を108〜109cm−2台に抑制することに成功している(特公平8−8217号公報)。
【0008】
【発明が解決しようとする課題】
「2段階成長法」(以後従来法と呼ぶ)の一般的な手順は以下の通りである。まず最初にサファイア基板を水素雰囲気において1100℃程度に加熱する事により表面をクリーニングし、次いで基板温度を500℃程度にまで冷やして低温バッファ層を成長し、その後1000℃程度まで再び昇温してGaNを成長する。
【0009】
この方法の欠点としては、1100℃、500℃、1000℃という大幅な昇降温を伴い、この昇降温に長い時間がかかってしまうということが挙げられる。例えば、以下の実施例で用いた有機金属気相成長(MOVPE)装置を用いた場合には、成長にかかる時間は全部で3時間であるが、そのうち昇降温にかかる時間は2時間であり、実際に窒化物半導体を成長している時間(1時間)よりも昇降温にかかる時間の方が長い。このような実質的な成長にかかる以外の時間は、生産性を下げウェハコストの増大を招く要因であるので、極力これを短くすることが望まれる。
【0010】
また、上述のように従来法によるサファイア上GaNの転位密度は108〜109cm−2台であり、青色・緑色発光ダイオード(LED)への応用には十分な値であった。しかしながら、窒化物半導体の次世代の製品ターゲットである青紫色レーザーダイオード(LD)や紫外LEDの実現のためには、転位密度を107cm−2台以下にする必要があり、従来法によるGaNは適用できない状況にある。
【0011】
そこで、本発明の目的は、上記課題を解決し、従来法より短い成長時間で従来より転位密度の低い窒化物半導体を得ることができる窒化物半導体の製造方法および半導体ウェハならびに半導体デバイスを得ることにある。
【0012】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するため、本発明は、次のように構成したものである。
【0013】
請求項1の発明に係る窒化物半導体の製造方法は、基板上に1000℃近傍の温度で第1の窒化物半導体を成長しこれに熱処理を施すことで窒化物半導体の微結晶粒を形成し、その上に第2の窒化物半導体を成長することで窒化物半導体を島状に成長させ、さらに第3の窒化物半導体を成長することで上記の島を埋め込み、表面を平坦化することを特徴とする。
【0014】
本発明の基本的形態は、基板上に1000℃近傍の第1の温度(Tg1)で第1の窒化物半導体を成長しこれに熱処理を施すことで窒化物半導体の微結晶粒を形成し、その上に1000℃近傍の第2の温度(Tg2)で第2の窒化物半導体を成長することで窒化物半導体を島状に成長させ、さらに1000℃近傍の第3の温度(Tg3)で第3の窒化物半導体を成長することで上記の島を埋め込み、表面を平坦化するものである。
【0015】
なお、本発明においては窒化物半導体は層状に成長するとは限らない。そこで、窒化物半導体のIII族原料の供給量を表現するための指標として、同様な条件で平坦な窒化物半導体基板上に、窒化物半導体が層状に成長した場合の成長された窒化物半導体層の厚さを、便宜的に「膜厚」と言う。
【0016】
本発明の窒化物半導体の製造方法において、上記第1の窒化物半導体の成長温度は900〜1100℃の範囲にするのがよい(請求項2)。これにより、最終的に得られる窒化物半導体、例えばGaNの転位密度を、従来法によるGaN膜の転位密度(約3×108cm−2)以下とすることができるからである。もっとも、上記第1の窒化物半導体の成長温度を950〜1050℃の範囲にする(請求項3)ことで、最終的に得られる窒化物半導体の転位密度を5×107cm−2以下と極めて低い値にすることができる(図2参照)。
【0017】
本発明の窒化物半導体の製造方法において、従来以上に低転位な窒化物半導体を得るためには、上記熱処理(アニール処理)の時間を20秒以上取るようにするのがよい(請求項4)。熱処理時間を100秒以上取るようにすると(請求項5)、107cm−2台前半の更に低転位な窒化物半導体を得ることができ、また熱処理時間を600秒以上取るようにすると(請求項6)、106cm−2台以下の極めて低転位な窒化物半導体を得ることができる(図3参照)。
【0018】
本発明の窒化物半導体の製造方法において、従来以上に低転位な窒化物半導体を得るためには、第1の窒化物半導体の膜厚を150nm以下とするとのがよい(請求項7)。第1の窒化物半導体の膜厚を50nm以下にすると(請求項8)、107cm−2台前半のさらに低い転位密度を得ることができる(図4参照)。
【0019】
本発明の窒化物半導体の製造方法において、上記基板には、サファイア、シリコン、SiC基板あるいは、これらの基板表面に窒化物半導体を成長した複合基板を用いることができる(請求項9)。
【0020】
本発明の窒化物半導体の製造方法においては、上記第1、第2および第3の窒化物半導体がInxAlyGazN(x≧0、y≧0、z≧0、x+y+z=1)で表される窒化物半導体を扱うことができる(請求項10)。その代表的な形態は、上記第1、第2および第3の窒化物半導体が全てGaNであるものである(請求項11)。
【0021】
本発明に係る半導体ウェハは、請求項1〜11のいずれかに記載の窒化物半導体の製造方法を用いて製作したことを特徴とする(請求項12)。また、本発明に係る半導体デバイスは、請求項12に記載の半導体ウェハを用いて形成したことを特徴とする(請求項13)。
【0022】
半導体ウェハの窒化物半導体上へ形成される窒化物半導体の積層構造(デバイス構造)としては、短波長発光ダイオード(LED)や半導体レーザ(LD)等の光デバイスの構造の他、高出力電界効果トランジスタ(FET)や高電子移動度トランジスタ(HEMT)、ヘテロ・バイポーラ・トランジスタ(HBT)等の電子デバイスの構造がある。具体的には、例えばLEDやLDなどを製造する場合には、AlGaN、InGaN、GaNなどを多層に積層し、発光層(活性層)をn型クラッド層およびp型クラッド層によりはさんだ構造を形成する必要がある。また、HBTにおいても、AlGaN、InGaN、GaNなどを多層に積層し、npnあるいはpnp接合を形成する必要がある。
【0023】
<発明の要点>
本発明者等はまず、従来法における低温バッファ層の役割に関する考察を行った。この結果、低温バッファ層には以下の2種類の働きがあることを見出した。
【0024】
(1)基板表面に離散的な種結晶となる微結晶粒を形成する。
【0025】
(2)GaN結晶の極性を揃える。
【0026】
まず、上記(1)に関しては、500℃で成長した低温バッファ層を1000℃に昇温することで、アモルファス状であった低温バッファ層が微結晶状に結晶化し、これがその後の1000℃での窒化物半導体成長の際に種結晶となるのである。この上に1000℃程度で窒化物半導体を成長すると、微結晶粒を核として窒化物半導体が島状に成長し、成長の進行と共にこれらの島状構造が結合し、最終的に表面が平坦な連続膜となる。
【0027】
また、上記(2)に関する説明は以下の通りである。従来法以前にGaNを1000℃程度で直接異種基板上に成長した場合には、成長の初期に(0001)Ga面および(0001)窒素面の2種類の反対の極性を有する表面を持つGaNのグレインが形成されてしまい、これらのグレインが結合する際に転位が形成されるために、低転位なGaNを得ることができなかった。従来法においても低温バッファ層自体は両方の極性を有する領域が混在した形で成長するが、成長後に1000℃程度に昇温する際に、(0001)窒素面を有する微結晶粒のみが選択的に蒸発し、最終的には(0001)Ga面を持つ微結晶粒のみが残留することになる。このため、この上に成長された窒化物半導体は(0001)Ga面に極性の揃った膜となるのである。
【0028】
本発明者等は、以上の考察において、1)および2)の働きそのものが本質的に重要であり、低温バッファ層自体は単なる手段に過ぎず、別の手段を用いて1)および2)の働きを実現しても、従来法と同様な低転位化が可能なのではないかとの着想を得た。
【0029】
また、転位密度を決定する要因についても考察を進め、上述の成長初期に形成される島と島が結合する際に転位が導入されているのではないかと考えた。これに基づき、初期の島密度を低くすることで、転位密度を従来以上に低減できるのではないかとの着想を得た。
【0030】
以上の着想、および、今回解決を試みた従来法の問題点にもとづき、以下の3点を併せ持つ成長手順を探索した。
【0031】
(a) 成長手順に大幅な温度の昇降は伴わない。
【0032】
(b) 基板表面に極性の揃った微結晶粒を形成する。
【0033】
(c) 微結晶粒の密度を制御する。
【0034】
その結果、図1に示す様に、温度Tg1で第1の窒化物半導体を成長した後に、第1の窒化物半導体を熱処理することにより微結晶粒を形成し、その後第2の窒化物半導体の温度Tg2での成長による島状構造形成、温度Tg3での第3の窒化物半導体の成長による島状構造の結合と表面の平坦化を行う手順により、上記(a) 〜(c) の全ての要請を満たせることを見出した。Tg1〜Tg3はいずれも、1000℃近傍の温度であるため(a) の要請は満たしている。また、第1の窒化物半導体の熱処理により(0001)Ga極性の微結晶粒のみを選択できており(要請(b) )、さらに、熱処理の時間により微結晶粒の密度が制御できている(要請(c) )。
【0035】
【発明の実施の形態】
次に、本発明による窒化物半導体の製造方法の実施形態と、これにより得られる半導体ウェハならびに半導体デバイス製造の実施形態について説明する。
【0036】
本発明による窒化物半導体の製造方法の実施形態から説明する。
【0037】
まず、サファイア、シリコン、SiC基板あるいは、これらの基板表面に窒化物半導体を成長した複合基板を用い、MOVPE成長法により、図1に示すように、当該基板をクリーニングした後、その基板上に1000℃近傍の第1の温度Tg1(具体的には900〜1100℃、好ましくは950〜1050℃)で第1の窒化物半導体(ここではGaN)を成長する。この第1の窒化物半導体の膜厚は150nm以下、好ましくは50nm以下にする。そして、これに熱処理(アニール処理)を施すことで、基板表面に極性の揃った窒化物半導体の微結晶粒を形成し、その熱処理時間を20秒以上、好ましくは100秒以上、さらに好ましくは600秒以上とすることで、微結晶粒の密度について初期の島密度が低くなるように適切に制御する。なお、この熱処理は、III族原料をストップし、V族原料のみを流すことで実施する。
【0038】
次いで、第1の窒化物半導体の上に1000℃近傍の第2の温度Tg2(例えば1045℃或いは1100℃)で第2の窒化物半導体(ここではGaN)を成長することで窒化物半導体を3次元的な島状に成長させる。さらに1000℃近傍の第3の温度Tg3(例えば1100℃)で第3の窒化物半導体(ここではGaN)を成長することで上記の島を埋め込み、表面を平坦化する。ここで、第2の窒化物半導体の島状構造を第3の窒化物半導体の成長で埋め込み、表面を平坦化する際には、通常基板表面に対して垂直方向に伝播する転位の伝播方向が埋め込み成長の過程で横方向に変化するため、最表面に出現する転位の密度が大幅に減少する。
【0039】
上記第1、第2および第3の窒化物半導体はGaNに限られるものではなく、InxAlyGazN(x≧0、y≧0、z≧0、x+y+z=1)で表される窒化物半導体を扱うことができる。
【0040】
【実施例】
以下の実施例はMOVPE成長法によりGaNを成長する場合の例であるが、上で述べた本発明の考え方はこれに限定されるものではなく、InAlGaN、InGaN、AlGaN等を含む他の窒化物半導体にも、またHVPE成長法あるいはMBE成長法等の他の成長法にも適用可能である。
【0041】
<実施例1>
図1に本発明の第一の実施例に係る窒化物半導体の成長手順を、また表1に、この第一の実施例で用いた成長条件を示す。
【0042】
本実施例においては、サファイア基板をまず1100℃で水素雰囲気中でクリーニングした後、その上にTg1=1025℃で膜厚50nmのGaN(第1の窒化物半導体)を成長し、その後1025℃で100秒間のアニール(熱処理)を行っている。ここで、本発明の場合、窒化物半導体は層状に成長するとは限らないが、窒化物半導体のIII族原料の供給量を表現するための指標として、同様な条件で平坦な窒化物半導体基体上に、窒化物半導体が層状に成長した場合の成長された窒化物半導体層の厚さを、便宜的に「膜厚」と言うことにする。
【0043】
その後にTg2=1045℃で膜厚100nmの第2の窒化物半導体を成長し、さらに、Tg3=1110℃で膜厚10μmの第3の窒化物半導体を成長した。
【0044】
それぞれの段階における原料ガスおよびキャリアガスの種類と供給量は表1に示す通りである。すなわち、第1及び第2の窒化物半導体を成長するに際しては、III族原料であるトリメチルガリウムTMGを300(μmol/m)、V族原料であるアンモニアを20(slm)とし、キャリアガスの水素/窒素の比率を20/60(L/m)とした。また、この層上に第3の窒化物半導体を形成するに際しては、III族原料であるトリメチルガリウムTMGを600(μmol/m)、V族原料であるアンモニアを20(slm)とし、キャリアガスの水素/窒素の比率を20/60(L/m)とした。
【0045】
【表1】
【0046】
成長後の表面を光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡で観察し、本方法により表面が平坦なGaNの連続膜が得られていることを確認した。更に、透過型電子顕微鏡(TEM)による断面観察により、GaN膜は基板との界面近傍以外は全て同じ極性の結晶から構成されており、異なる極性の結晶を含んでいないことを確認した。
【0047】
また、このGaN膜上にAl0.2Ga0.8Nを成長し、高電子移動度トランジスタ(HEMT)構造を形成したところ、界面に2次元電子ガスが蓄積していることが確認された。このことは、本発明によるGaN膜が(0001)Ga極性を有していることを示している。TEM観察からはまた、上述のGaN膜の転位密度が、従来法によるGaN膜の転位密度(約3×108cm−2)よりも一桁程度低く、4×107cm−2であることが確認された。
【0048】
本実施例においては、半導体ウェハをMOVPE装置に導入してから出すまでにかかった時間は1.5時間であり、従来法の半分の時間であった。
【0049】
すなわち、本発明の窒化物半導体の製造方法により、従来より短い成長時間により、従来より転位密度の低い窒化物半導体エピタキシャルウェハを製造できることが示された。
【0050】
<実施例2>
本実施例では、その前提として、実施例1とほぼ同じ条件を用いて成長をおこなっている。異なる部分は、第2の窒化物半導体(GaN)の成長温度Tg2が1100℃である点と、第1の窒化物半導体(GaN)の成長温度Tg1を750から1150℃の範囲で変えている点である。図2に、最終的なGaNエピタキシャルウェハの転位密度の第1の窒化物半導体(GaN)の成長温度Tg1に対する依存性を示す。
【0051】
図2に示した様に、Tg1=1000℃で転位密度が最小の2×107cm−2となっており、これよりもTg1が高くても低くても転位密度が増加している。そして実施例2のTg1が900〜1100℃の範囲内で、転位密度が、従来法によるGaN膜の転位密度(約3×108cm−2)以下となっている。また、Tg1が950〜1050℃の範囲内では、転位密度が5×107cm−2以下と極めて低い値となっている。
【0052】
すなわち、従来以上に低転位なGaN膜を得るためには、Tg1が900〜1100℃の範囲(実施例2)内であることが必要であり、107cm−2台前半の更に低転位なGaN膜を得るためにはTg1が950〜1050℃の範囲内である必要がある。
【0053】
<実施例3>
本実施例では、その前提として、実施例1と同様な成長条件を用い、熱処理の時間を2〜1800秒の間で変えて、その際の最終的なGaN膜の転位密度を調べている(図3)。また、第3の窒化物半導体(GaN)の膜厚は、10μm(黒丸印)および30μm(白丸印)の2種類としている。
【0054】
図3に示した様に、第3の窒化物半導体(GaN)の膜厚(10μmと30μm)の違いに関わらず、熱処理時間が10秒以下では転位密度は従来法以上である。しかし、熱処理時間が長くなると共に転位密度は減少し、熱処理時間が20秒以上の範囲(実施例3)では、転位密度は従来法によるGaNよりも低くなっている。熱処理時間が100秒以上では転位密度は107cm−2台前半以下であり、熱処理時間が600秒以上では転位密度は106cm−2台以下の低転位化を達成している。
【0055】
これは、熱処理時間の増大と共に前述の微結晶粒の密度が減少したため、島と島が融合する際の転位の発生が抑制され転位密度が減少しているのである。実際に微結晶粒密度を走査電子顕微鏡により調べたところ、熱処理時間が20〜100秒の間では微結晶粒密度は109cm−2台であり、熱処理時間が100〜600秒の間では微結晶粒密度は108cm−2台であり、また熱処理時間が600秒以上では微結晶粒密度は107cm−2台以下となっていた。
【0056】
すなわち、従来以上に低転位なGaN膜を得るためには、熱処理時間は20秒以上であることが必要であり、107cm−2台前半の更に低転位なGaN膜を得るためには熱処理時間は100秒以上が必要であり、また106cm−2台以下の極めて低転位なGaN膜を得るためには熱処理時間は600秒以上が必要である。
【0057】
<実施例4>
本実施例では、その前提として、実施例1と同様な成長条件を用い、第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚を5〜200nmの間で変えて、その際の最終的なGaN膜の転位密度を調べている(図4)。
【0058】
第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚が20nm未満では、最終的なGaNは連続的な膜とはならなかったが、第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚が20nmの場合には連続的なGaN膜が得られ、その転位密度は、2×107cm−2であった。更に第1の窒化物半導体(GaN)膜厚を増加すると、今度は転位密度が徐々に増加した。しかしながら、第1の窒化物半導体(GaN)膜厚が50nm以下の場合には、転位密度は107cm−2台前半であり、また膜厚が150nmの範囲(実施例4)までは、従来法によるGaNよりも低い転位密度であった。
【0059】
第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚増加に伴う転位密度の増加は、上述の微結晶粒の密度が増加したためである。また第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚が20nm未満で、GaNの連続膜が得られなかったのは微結晶粒の密度が低すぎたため、10μmの第3の窒化物半導体(GaN)の成長では平坦化できなかったのである。しかしながら、第3の窒化物半導体(GaN)の膜厚を更に厚くすれば、平坦で、且つ更に低転位なGaN膜が得られるものと考えられる。
【0060】
以上の結果および考察より、従来以上に低転位なGaN膜を得るためには、第1の窒化物半導体(GaN)膜厚は150nm以下の範囲(実施例4)である必要があり、107cm−2台前半のさらに低い転位密度を得るためには第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚は50nm以下である必要がある。
【0061】
<実施例5>
実施例1の条件をシリコン基板上へのGaNの成長に適用したところ、GaNの転位密度は1×108cm−2であった。シリコン上のGaNの転位密度は、通常109cm−2台であることを考えると大幅に転位密度が低減されていると言える。
【0062】
<実施例6>
実施例1の条件をSiC基板上へのGaNの成長に適用したところ、GaNの転位密度は2×108cm−2であった。SiC上のGaNの転位密度は、通常109cm−2台であることを考えると、この場合にも大幅に転位密度が低減されていると言える。
【0063】
<実施例7>
実施例1の条件を、従来法によりサファイア上にGaN膜を成長した複合基板に適用した。この場合、従来法によるGaN膜の転位密度は3×l08cm−2であったが、本発明の方法をこれに適用する事により転位密度は1.8×l07cm−2にまで低減された。
【0064】
<実施例8>
実施例1の条件で製作したGaNエピタキシャルウェハと、従来法により製作したGaNエピタキシャルウェハを用いて、p−AlGaN/GaN量子井戸/n−AlGaNの紫外発光LEDを製作した。その結果、従来法によるGaNエピタキシャルウェハを用いて作製したLEDの20mA通電時の光出力は0.1mWであったのが、本発明によるGaNエピタキシャルウェハを用いる事により20mA通電時の光出力が10倍の1mWとなった。
【0065】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明による窒化物半導体の製造方法は、基板上に1000℃近傍の温度で第1の窒化物半導体を成長しこれに熱処理を施すことで窒化物半導体の微結晶粒を形成し、その上に第2の窒化物半導体を成長することで窒化物半導体を島状に成長させ、さらに第3の窒化物半導体を成長することで上記の島を埋め込み、表面を平坦化する方法であり、第1、第2及び第3の窒化物半導体はいずれも1000℃近傍の温度で成長することができる。このため従来の500℃近傍と1000℃近傍の間で大幅な昇降温を伴う2段階成長法に較べ、より短い成長時間により、従来より転位密度の低い高品質な窒化物半導体エピタキシャルウェハを低コストに製造することが可能となる。また、この窒化物半導体エピタキシャルウェハを用いた半導体デバイスにおいてその特性を大幅に向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】本発明の第一の実施例に係る窒化物半導体の成長手順を示す図である。
【図2】本発明における、最終的なGaNエピタキシャルウェハの転位密度の、第1の窒化物半導体(GaN)の成長温度Tg1に対する依存性を示す図である。
【図3】本発明における、最終的なGaNエピタキシャルウェハの転位密度の、熱処理時間に対する依存性を示す図である。
【図4】本発明における、最終的なGaNエピタキシャルウェハの転位密度の、第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚に対する依存性を示す図である。
【符号の説明】
Tg1 第1の窒化物半導体の成長温度
Tg2 第2の窒化物半導体の成長温度
Tg3 第3の窒化物半導体の成長温度
【発明の属する技術分野】
本発明は、従来より短い成長時間により、従来より転位密度の低い窒化物半導体を製造する方法と、これを用いて製作された低コスト、且つ高品質な半導体ウェハおよび半導体デバイスに関する。
【0002】
【従来の技術】
半導体エピタキシャル膜を得ようとする場合、最も容易な方法としては、成長しようとしている半導体と同一材料からなる単結晶基板を準備し、その上に気相成長する方法が考えられ、実際に色々な材料系で成功している。
【0003】
しかしながら、窒化ガリウムのように技術的に半導体単結晶基板を得ることが困難であったり、半導体単結晶基板が高価であるため産業的にはコスト面で用いられない等の理由により、異種基板上へ半導体を成長せざるをえない状況が多々存在する。代表例としては、シリコン基板上のGaAsや、サファイア、シリコンおよびSiC基板上のGaNや、GaAs基板上のII−VI族半導体等が知られる。
【0004】
例えば、窒化ガリウム(GaN)は、青色から紫外域にかけての短波長発光ダイオード(LED)や半導体レーザ(LD)等の光デバイスの材料として、あるいは高出力電界効果トランジスタ(FET)や高電子移動度トランジスタ(HEMT)等の電子デバイス用の材料として重要であるが、窒化ガリウムはバルク単結晶基板を得ることができないため、基板材料としてサファイアやSiC基板が用いられ、この基板上へ、気相成長法(VPE法)(有機金属気相成長法(MOVPE法)を含む)によりGaNの成長が行われる。
【0005】
この様な異種基板上へ半導体を成長した場合、格子不整合、熱膨張係数の不整合、表面エネルギーの不整合等の様々な材料固有の特性の不整合により、成長した半導体エピタキシャル膜中に高密度の転位が導入される。半導体中の転位は、非発光再結合中心、散乱中心として働くため、このような転位を多く含む半導体を用いた光および電子デバイスの特性、安定性、寿命は転位を微量にしか含まないデバイスに比べて極めて劣ったものとなってしまう。
【0006】
上記GaNや、AlGaN、GaInNなどに代表される窒化物系化合物半導体も、単結晶基板が得られないため、サファイアやシリコン、SiCなどの異種基板上に成長が行われており、初期の研究においては上述の転位の発生が深刻な問題となっていた。
【0007】
しかしながら、近年、MOVPE法を用いた「2段階成長法」によりこの問題は一部解決された。即ち、サファイア上に500〜600℃程度の低温でGaNあるいはAlNからなる低温バッファ層を成長し、その後、その上に1000℃程度の温度でGaNを成長することにより、従来1010〜1011cm−2程度であったサファイア上GaNの転位密度を108〜109cm−2台に抑制することに成功している(特公平8−8217号公報)。
【0008】
【発明が解決しようとする課題】
「2段階成長法」(以後従来法と呼ぶ)の一般的な手順は以下の通りである。まず最初にサファイア基板を水素雰囲気において1100℃程度に加熱する事により表面をクリーニングし、次いで基板温度を500℃程度にまで冷やして低温バッファ層を成長し、その後1000℃程度まで再び昇温してGaNを成長する。
【0009】
この方法の欠点としては、1100℃、500℃、1000℃という大幅な昇降温を伴い、この昇降温に長い時間がかかってしまうということが挙げられる。例えば、以下の実施例で用いた有機金属気相成長(MOVPE)装置を用いた場合には、成長にかかる時間は全部で3時間であるが、そのうち昇降温にかかる時間は2時間であり、実際に窒化物半導体を成長している時間(1時間)よりも昇降温にかかる時間の方が長い。このような実質的な成長にかかる以外の時間は、生産性を下げウェハコストの増大を招く要因であるので、極力これを短くすることが望まれる。
【0010】
また、上述のように従来法によるサファイア上GaNの転位密度は108〜109cm−2台であり、青色・緑色発光ダイオード(LED)への応用には十分な値であった。しかしながら、窒化物半導体の次世代の製品ターゲットである青紫色レーザーダイオード(LD)や紫外LEDの実現のためには、転位密度を107cm−2台以下にする必要があり、従来法によるGaNは適用できない状況にある。
【0011】
そこで、本発明の目的は、上記課題を解決し、従来法より短い成長時間で従来より転位密度の低い窒化物半導体を得ることができる窒化物半導体の製造方法および半導体ウェハならびに半導体デバイスを得ることにある。
【0012】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するため、本発明は、次のように構成したものである。
【0013】
請求項1の発明に係る窒化物半導体の製造方法は、基板上に1000℃近傍の温度で第1の窒化物半導体を成長しこれに熱処理を施すことで窒化物半導体の微結晶粒を形成し、その上に第2の窒化物半導体を成長することで窒化物半導体を島状に成長させ、さらに第3の窒化物半導体を成長することで上記の島を埋め込み、表面を平坦化することを特徴とする。
【0014】
本発明の基本的形態は、基板上に1000℃近傍の第1の温度(Tg1)で第1の窒化物半導体を成長しこれに熱処理を施すことで窒化物半導体の微結晶粒を形成し、その上に1000℃近傍の第2の温度(Tg2)で第2の窒化物半導体を成長することで窒化物半導体を島状に成長させ、さらに1000℃近傍の第3の温度(Tg3)で第3の窒化物半導体を成長することで上記の島を埋め込み、表面を平坦化するものである。
【0015】
なお、本発明においては窒化物半導体は層状に成長するとは限らない。そこで、窒化物半導体のIII族原料の供給量を表現するための指標として、同様な条件で平坦な窒化物半導体基板上に、窒化物半導体が層状に成長した場合の成長された窒化物半導体層の厚さを、便宜的に「膜厚」と言う。
【0016】
本発明の窒化物半導体の製造方法において、上記第1の窒化物半導体の成長温度は900〜1100℃の範囲にするのがよい(請求項2)。これにより、最終的に得られる窒化物半導体、例えばGaNの転位密度を、従来法によるGaN膜の転位密度(約3×108cm−2)以下とすることができるからである。もっとも、上記第1の窒化物半導体の成長温度を950〜1050℃の範囲にする(請求項3)ことで、最終的に得られる窒化物半導体の転位密度を5×107cm−2以下と極めて低い値にすることができる(図2参照)。
【0017】
本発明の窒化物半導体の製造方法において、従来以上に低転位な窒化物半導体を得るためには、上記熱処理(アニール処理)の時間を20秒以上取るようにするのがよい(請求項4)。熱処理時間を100秒以上取るようにすると(請求項5)、107cm−2台前半の更に低転位な窒化物半導体を得ることができ、また熱処理時間を600秒以上取るようにすると(請求項6)、106cm−2台以下の極めて低転位な窒化物半導体を得ることができる(図3参照)。
【0018】
本発明の窒化物半導体の製造方法において、従来以上に低転位な窒化物半導体を得るためには、第1の窒化物半導体の膜厚を150nm以下とするとのがよい(請求項7)。第1の窒化物半導体の膜厚を50nm以下にすると(請求項8)、107cm−2台前半のさらに低い転位密度を得ることができる(図4参照)。
【0019】
本発明の窒化物半導体の製造方法において、上記基板には、サファイア、シリコン、SiC基板あるいは、これらの基板表面に窒化物半導体を成長した複合基板を用いることができる(請求項9)。
【0020】
本発明の窒化物半導体の製造方法においては、上記第1、第2および第3の窒化物半導体がInxAlyGazN(x≧0、y≧0、z≧0、x+y+z=1)で表される窒化物半導体を扱うことができる(請求項10)。その代表的な形態は、上記第1、第2および第3の窒化物半導体が全てGaNであるものである(請求項11)。
【0021】
本発明に係る半導体ウェハは、請求項1〜11のいずれかに記載の窒化物半導体の製造方法を用いて製作したことを特徴とする(請求項12)。また、本発明に係る半導体デバイスは、請求項12に記載の半導体ウェハを用いて形成したことを特徴とする(請求項13)。
【0022】
半導体ウェハの窒化物半導体上へ形成される窒化物半導体の積層構造(デバイス構造)としては、短波長発光ダイオード(LED)や半導体レーザ(LD)等の光デバイスの構造の他、高出力電界効果トランジスタ(FET)や高電子移動度トランジスタ(HEMT)、ヘテロ・バイポーラ・トランジスタ(HBT)等の電子デバイスの構造がある。具体的には、例えばLEDやLDなどを製造する場合には、AlGaN、InGaN、GaNなどを多層に積層し、発光層(活性層)をn型クラッド層およびp型クラッド層によりはさんだ構造を形成する必要がある。また、HBTにおいても、AlGaN、InGaN、GaNなどを多層に積層し、npnあるいはpnp接合を形成する必要がある。
【0023】
<発明の要点>
本発明者等はまず、従来法における低温バッファ層の役割に関する考察を行った。この結果、低温バッファ層には以下の2種類の働きがあることを見出した。
【0024】
(1)基板表面に離散的な種結晶となる微結晶粒を形成する。
【0025】
(2)GaN結晶の極性を揃える。
【0026】
まず、上記(1)に関しては、500℃で成長した低温バッファ層を1000℃に昇温することで、アモルファス状であった低温バッファ層が微結晶状に結晶化し、これがその後の1000℃での窒化物半導体成長の際に種結晶となるのである。この上に1000℃程度で窒化物半導体を成長すると、微結晶粒を核として窒化物半導体が島状に成長し、成長の進行と共にこれらの島状構造が結合し、最終的に表面が平坦な連続膜となる。
【0027】
また、上記(2)に関する説明は以下の通りである。従来法以前にGaNを1000℃程度で直接異種基板上に成長した場合には、成長の初期に(0001)Ga面および(0001)窒素面の2種類の反対の極性を有する表面を持つGaNのグレインが形成されてしまい、これらのグレインが結合する際に転位が形成されるために、低転位なGaNを得ることができなかった。従来法においても低温バッファ層自体は両方の極性を有する領域が混在した形で成長するが、成長後に1000℃程度に昇温する際に、(0001)窒素面を有する微結晶粒のみが選択的に蒸発し、最終的には(0001)Ga面を持つ微結晶粒のみが残留することになる。このため、この上に成長された窒化物半導体は(0001)Ga面に極性の揃った膜となるのである。
【0028】
本発明者等は、以上の考察において、1)および2)の働きそのものが本質的に重要であり、低温バッファ層自体は単なる手段に過ぎず、別の手段を用いて1)および2)の働きを実現しても、従来法と同様な低転位化が可能なのではないかとの着想を得た。
【0029】
また、転位密度を決定する要因についても考察を進め、上述の成長初期に形成される島と島が結合する際に転位が導入されているのではないかと考えた。これに基づき、初期の島密度を低くすることで、転位密度を従来以上に低減できるのではないかとの着想を得た。
【0030】
以上の着想、および、今回解決を試みた従来法の問題点にもとづき、以下の3点を併せ持つ成長手順を探索した。
【0031】
(a) 成長手順に大幅な温度の昇降は伴わない。
【0032】
(b) 基板表面に極性の揃った微結晶粒を形成する。
【0033】
(c) 微結晶粒の密度を制御する。
【0034】
その結果、図1に示す様に、温度Tg1で第1の窒化物半導体を成長した後に、第1の窒化物半導体を熱処理することにより微結晶粒を形成し、その後第2の窒化物半導体の温度Tg2での成長による島状構造形成、温度Tg3での第3の窒化物半導体の成長による島状構造の結合と表面の平坦化を行う手順により、上記(a) 〜(c) の全ての要請を満たせることを見出した。Tg1〜Tg3はいずれも、1000℃近傍の温度であるため(a) の要請は満たしている。また、第1の窒化物半導体の熱処理により(0001)Ga極性の微結晶粒のみを選択できており(要請(b) )、さらに、熱処理の時間により微結晶粒の密度が制御できている(要請(c) )。
【0035】
【発明の実施の形態】
次に、本発明による窒化物半導体の製造方法の実施形態と、これにより得られる半導体ウェハならびに半導体デバイス製造の実施形態について説明する。
【0036】
本発明による窒化物半導体の製造方法の実施形態から説明する。
【0037】
まず、サファイア、シリコン、SiC基板あるいは、これらの基板表面に窒化物半導体を成長した複合基板を用い、MOVPE成長法により、図1に示すように、当該基板をクリーニングした後、その基板上に1000℃近傍の第1の温度Tg1(具体的には900〜1100℃、好ましくは950〜1050℃)で第1の窒化物半導体(ここではGaN)を成長する。この第1の窒化物半導体の膜厚は150nm以下、好ましくは50nm以下にする。そして、これに熱処理(アニール処理)を施すことで、基板表面に極性の揃った窒化物半導体の微結晶粒を形成し、その熱処理時間を20秒以上、好ましくは100秒以上、さらに好ましくは600秒以上とすることで、微結晶粒の密度について初期の島密度が低くなるように適切に制御する。なお、この熱処理は、III族原料をストップし、V族原料のみを流すことで実施する。
【0038】
次いで、第1の窒化物半導体の上に1000℃近傍の第2の温度Tg2(例えば1045℃或いは1100℃)で第2の窒化物半導体(ここではGaN)を成長することで窒化物半導体を3次元的な島状に成長させる。さらに1000℃近傍の第3の温度Tg3(例えば1100℃)で第3の窒化物半導体(ここではGaN)を成長することで上記の島を埋め込み、表面を平坦化する。ここで、第2の窒化物半導体の島状構造を第3の窒化物半導体の成長で埋め込み、表面を平坦化する際には、通常基板表面に対して垂直方向に伝播する転位の伝播方向が埋め込み成長の過程で横方向に変化するため、最表面に出現する転位の密度が大幅に減少する。
【0039】
上記第1、第2および第3の窒化物半導体はGaNに限られるものではなく、InxAlyGazN(x≧0、y≧0、z≧0、x+y+z=1)で表される窒化物半導体を扱うことができる。
【0040】
【実施例】
以下の実施例はMOVPE成長法によりGaNを成長する場合の例であるが、上で述べた本発明の考え方はこれに限定されるものではなく、InAlGaN、InGaN、AlGaN等を含む他の窒化物半導体にも、またHVPE成長法あるいはMBE成長法等の他の成長法にも適用可能である。
【0041】
<実施例1>
図1に本発明の第一の実施例に係る窒化物半導体の成長手順を、また表1に、この第一の実施例で用いた成長条件を示す。
【0042】
本実施例においては、サファイア基板をまず1100℃で水素雰囲気中でクリーニングした後、その上にTg1=1025℃で膜厚50nmのGaN(第1の窒化物半導体)を成長し、その後1025℃で100秒間のアニール(熱処理)を行っている。ここで、本発明の場合、窒化物半導体は層状に成長するとは限らないが、窒化物半導体のIII族原料の供給量を表現するための指標として、同様な条件で平坦な窒化物半導体基体上に、窒化物半導体が層状に成長した場合の成長された窒化物半導体層の厚さを、便宜的に「膜厚」と言うことにする。
【0043】
その後にTg2=1045℃で膜厚100nmの第2の窒化物半導体を成長し、さらに、Tg3=1110℃で膜厚10μmの第3の窒化物半導体を成長した。
【0044】
それぞれの段階における原料ガスおよびキャリアガスの種類と供給量は表1に示す通りである。すなわち、第1及び第2の窒化物半導体を成長するに際しては、III族原料であるトリメチルガリウムTMGを300(μmol/m)、V族原料であるアンモニアを20(slm)とし、キャリアガスの水素/窒素の比率を20/60(L/m)とした。また、この層上に第3の窒化物半導体を形成するに際しては、III族原料であるトリメチルガリウムTMGを600(μmol/m)、V族原料であるアンモニアを20(slm)とし、キャリアガスの水素/窒素の比率を20/60(L/m)とした。
【0045】
【表1】
【0046】
成長後の表面を光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡で観察し、本方法により表面が平坦なGaNの連続膜が得られていることを確認した。更に、透過型電子顕微鏡(TEM)による断面観察により、GaN膜は基板との界面近傍以外は全て同じ極性の結晶から構成されており、異なる極性の結晶を含んでいないことを確認した。
【0047】
また、このGaN膜上にAl0.2Ga0.8Nを成長し、高電子移動度トランジスタ(HEMT)構造を形成したところ、界面に2次元電子ガスが蓄積していることが確認された。このことは、本発明によるGaN膜が(0001)Ga極性を有していることを示している。TEM観察からはまた、上述のGaN膜の転位密度が、従来法によるGaN膜の転位密度(約3×108cm−2)よりも一桁程度低く、4×107cm−2であることが確認された。
【0048】
本実施例においては、半導体ウェハをMOVPE装置に導入してから出すまでにかかった時間は1.5時間であり、従来法の半分の時間であった。
【0049】
すなわち、本発明の窒化物半導体の製造方法により、従来より短い成長時間により、従来より転位密度の低い窒化物半導体エピタキシャルウェハを製造できることが示された。
【0050】
<実施例2>
本実施例では、その前提として、実施例1とほぼ同じ条件を用いて成長をおこなっている。異なる部分は、第2の窒化物半導体(GaN)の成長温度Tg2が1100℃である点と、第1の窒化物半導体(GaN)の成長温度Tg1を750から1150℃の範囲で変えている点である。図2に、最終的なGaNエピタキシャルウェハの転位密度の第1の窒化物半導体(GaN)の成長温度Tg1に対する依存性を示す。
【0051】
図2に示した様に、Tg1=1000℃で転位密度が最小の2×107cm−2となっており、これよりもTg1が高くても低くても転位密度が増加している。そして実施例2のTg1が900〜1100℃の範囲内で、転位密度が、従来法によるGaN膜の転位密度(約3×108cm−2)以下となっている。また、Tg1が950〜1050℃の範囲内では、転位密度が5×107cm−2以下と極めて低い値となっている。
【0052】
すなわち、従来以上に低転位なGaN膜を得るためには、Tg1が900〜1100℃の範囲(実施例2)内であることが必要であり、107cm−2台前半の更に低転位なGaN膜を得るためにはTg1が950〜1050℃の範囲内である必要がある。
【0053】
<実施例3>
本実施例では、その前提として、実施例1と同様な成長条件を用い、熱処理の時間を2〜1800秒の間で変えて、その際の最終的なGaN膜の転位密度を調べている(図3)。また、第3の窒化物半導体(GaN)の膜厚は、10μm(黒丸印)および30μm(白丸印)の2種類としている。
【0054】
図3に示した様に、第3の窒化物半導体(GaN)の膜厚(10μmと30μm)の違いに関わらず、熱処理時間が10秒以下では転位密度は従来法以上である。しかし、熱処理時間が長くなると共に転位密度は減少し、熱処理時間が20秒以上の範囲(実施例3)では、転位密度は従来法によるGaNよりも低くなっている。熱処理時間が100秒以上では転位密度は107cm−2台前半以下であり、熱処理時間が600秒以上では転位密度は106cm−2台以下の低転位化を達成している。
【0055】
これは、熱処理時間の増大と共に前述の微結晶粒の密度が減少したため、島と島が融合する際の転位の発生が抑制され転位密度が減少しているのである。実際に微結晶粒密度を走査電子顕微鏡により調べたところ、熱処理時間が20〜100秒の間では微結晶粒密度は109cm−2台であり、熱処理時間が100〜600秒の間では微結晶粒密度は108cm−2台であり、また熱処理時間が600秒以上では微結晶粒密度は107cm−2台以下となっていた。
【0056】
すなわち、従来以上に低転位なGaN膜を得るためには、熱処理時間は20秒以上であることが必要であり、107cm−2台前半の更に低転位なGaN膜を得るためには熱処理時間は100秒以上が必要であり、また106cm−2台以下の極めて低転位なGaN膜を得るためには熱処理時間は600秒以上が必要である。
【0057】
<実施例4>
本実施例では、その前提として、実施例1と同様な成長条件を用い、第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚を5〜200nmの間で変えて、その際の最終的なGaN膜の転位密度を調べている(図4)。
【0058】
第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚が20nm未満では、最終的なGaNは連続的な膜とはならなかったが、第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚が20nmの場合には連続的なGaN膜が得られ、その転位密度は、2×107cm−2であった。更に第1の窒化物半導体(GaN)膜厚を増加すると、今度は転位密度が徐々に増加した。しかしながら、第1の窒化物半導体(GaN)膜厚が50nm以下の場合には、転位密度は107cm−2台前半であり、また膜厚が150nmの範囲(実施例4)までは、従来法によるGaNよりも低い転位密度であった。
【0059】
第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚増加に伴う転位密度の増加は、上述の微結晶粒の密度が増加したためである。また第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚が20nm未満で、GaNの連続膜が得られなかったのは微結晶粒の密度が低すぎたため、10μmの第3の窒化物半導体(GaN)の成長では平坦化できなかったのである。しかしながら、第3の窒化物半導体(GaN)の膜厚を更に厚くすれば、平坦で、且つ更に低転位なGaN膜が得られるものと考えられる。
【0060】
以上の結果および考察より、従来以上に低転位なGaN膜を得るためには、第1の窒化物半導体(GaN)膜厚は150nm以下の範囲(実施例4)である必要があり、107cm−2台前半のさらに低い転位密度を得るためには第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚は50nm以下である必要がある。
【0061】
<実施例5>
実施例1の条件をシリコン基板上へのGaNの成長に適用したところ、GaNの転位密度は1×108cm−2であった。シリコン上のGaNの転位密度は、通常109cm−2台であることを考えると大幅に転位密度が低減されていると言える。
【0062】
<実施例6>
実施例1の条件をSiC基板上へのGaNの成長に適用したところ、GaNの転位密度は2×108cm−2であった。SiC上のGaNの転位密度は、通常109cm−2台であることを考えると、この場合にも大幅に転位密度が低減されていると言える。
【0063】
<実施例7>
実施例1の条件を、従来法によりサファイア上にGaN膜を成長した複合基板に適用した。この場合、従来法によるGaN膜の転位密度は3×l08cm−2であったが、本発明の方法をこれに適用する事により転位密度は1.8×l07cm−2にまで低減された。
【0064】
<実施例8>
実施例1の条件で製作したGaNエピタキシャルウェハと、従来法により製作したGaNエピタキシャルウェハを用いて、p−AlGaN/GaN量子井戸/n−AlGaNの紫外発光LEDを製作した。その結果、従来法によるGaNエピタキシャルウェハを用いて作製したLEDの20mA通電時の光出力は0.1mWであったのが、本発明によるGaNエピタキシャルウェハを用いる事により20mA通電時の光出力が10倍の1mWとなった。
【0065】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明による窒化物半導体の製造方法は、基板上に1000℃近傍の温度で第1の窒化物半導体を成長しこれに熱処理を施すことで窒化物半導体の微結晶粒を形成し、その上に第2の窒化物半導体を成長することで窒化物半導体を島状に成長させ、さらに第3の窒化物半導体を成長することで上記の島を埋め込み、表面を平坦化する方法であり、第1、第2及び第3の窒化物半導体はいずれも1000℃近傍の温度で成長することができる。このため従来の500℃近傍と1000℃近傍の間で大幅な昇降温を伴う2段階成長法に較べ、より短い成長時間により、従来より転位密度の低い高品質な窒化物半導体エピタキシャルウェハを低コストに製造することが可能となる。また、この窒化物半導体エピタキシャルウェハを用いた半導体デバイスにおいてその特性を大幅に向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】本発明の第一の実施例に係る窒化物半導体の成長手順を示す図である。
【図2】本発明における、最終的なGaNエピタキシャルウェハの転位密度の、第1の窒化物半導体(GaN)の成長温度Tg1に対する依存性を示す図である。
【図3】本発明における、最終的なGaNエピタキシャルウェハの転位密度の、熱処理時間に対する依存性を示す図である。
【図4】本発明における、最終的なGaNエピタキシャルウェハの転位密度の、第1の窒化物半導体(GaN)の膜厚に対する依存性を示す図である。
【符号の説明】
Tg1 第1の窒化物半導体の成長温度
Tg2 第2の窒化物半導体の成長温度
Tg3 第3の窒化物半導体の成長温度
Claims (13)
- 基板上に1000℃近傍の温度で第1の窒化物半導体を成長しこれに熱処理を施すことで窒化物半導体の微結晶粒を形成し、
その上に第2の窒化物半導体を成長することで窒化物半導体を島状に成長させ、
さらに第3の窒化物半導体を成長することで上記の島を埋め込み、表面を平坦化することを特徴とする窒化物半導体の製造方法。 - 上記第1の窒化物半導体の成長温度が900〜1100℃の範囲にあることを特徴とする請求項1に記載の窒化物半導体の製造方法。
- 上記第1の窒化物半導体の成長温度が950〜1050℃の範囲にあることを特徴とする請求項2に記載の窒化物半導体の製造方法。
- 上記熱処理の時間が20秒以上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窒化物半導体の製造方法。
- 上記熱処理の時間が100秒以上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窒化物半導体の製造方法。
- 上記熱処理の時間が600秒以上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窒化物半導体の製造方法。
- 上記第1の窒化物半導体の膜厚が150nm以下であることを特徴とする請求項1〜6のいずれかに記載の窒化物半導体の製造方法。
- 上記第1の窒化物半導体の膜厚が50nm以下であることを特徴とする請求項1〜6のいずれかに記載の窒化物半導体の製造方法。
- 上記基板がサファイア、シリコン、SiC基板あるいは、これらの基板表面に窒化物半導体を成長した複合基板であることを特徴とする請求項1〜8のいずれかに記載の窒化物半導体の製造方法。
- 上記第1、第2および第3の窒化物半導体がInxAlyGazN(x≧0、y≧0、z≧0、x+y+z=1)で表されることを特徴とする請求項1〜9のいずれかに記載の窒化物半導体の製造方法。
- 上記第1、第2および第3の窒化物半導体が全てGaNであることを特徴とする請求項1〜10のいずれかに記載の窒化物半導体の製造方法。
- 請求項1〜11のいずれかに記載の方法により形成した窒化物半導体上へ、窒化物半導体を形成し、窒化物半導体の積層構造を形成したことを特徴とする半導体ウェハ。
- 請求項12に記載の半導体ウェハを用いて形成したことを特徴とする半導体デバイス。
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2002
- 2002-07-26 JP JP2002217985A patent/JP2004063635A/ja not_active Withdrawn
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