JP2009278003A - フォトダイオード - Google Patents

Abstract

【課題】受光領域に到達するまでに光の減衰をなるべく防止するとともに、界面でのメジャーキャリアを電子とし、受光領域の検出感度や応答速度が低下しないようなフォトダイオードを提供する。
【解決手段】Ｓｉ基板１に、ｎ型不純物ドープ領域１ａが形成され、主としてｎ型不純物ドープ領域１ａが形成されていないシリコン基板１上に積層されたＧａＮ層２との界面が受光領域となっており、この界面でキャリアを分離している。ＧａＮは可視光に対し透明で、不純物ドーピングによるｐｎ接合を持たない。したがって、高感度、高安定性を実現できる。また、Ｓｉ基板１とＧａＮ層２との界面で光を受光すると、光電流が発生するが、光電流は、ＧａＮとＳｉの界面を２次元性キャリアとして流れる。これにより、高速応答性を得ることができる。
【選択図】 図１

Description

本発明は、透明半導体材料と、この材料とは異なる半導体とを利用した異種材料接合型のフォトダイオードに関する。

従来、フォトダイオードといえばＳｉのｐｎ接合型が基本であるが、ｐ型層−ｉ型層−ｎ型層というｐｎ層の間にｉ型層を挿入して、空乏層を広げ、端子間容量を小さくした層接合構造を持つＰＩＮフォトダイオードが主流となっており、高速応答が必要なところに使用されている。このフォトダイオードは、シリコンをベースとしているため、光の波長が短くなると感度が悪くなる。フォトダイオードは、ｐｎ接合型ではｐｎ接合領域に、ｐｉｎ接合型ではｉ型層に光が入射すると最も光電流変換効率が大きくなる。しかし、波長が短くなるにつれ、シリコンの吸収係数が大きくなるため、深さ方向の光が届く距離が短くなる。

シリコンでは、例えば、４００ｎｍ付近の波長光では１０００Å程度の深さに到達するのが限度となる。そのため、ｐｎ接合、ｐｉｎ接合を浅い部分に作る必要があり、この場合、ｐ型層は浅く、薄く作製しなければならない。ところが、拡散やイオン注入などでｐ型不純物やｎ型不純物をドープすることにより、接合形成するのが一般的なＳｉでは、ｐ型層を浅く、薄く形成するのは難しい。１０００Åの深さまでの極めて浅い領域にｐ型層を作製することは最先端のＬＳＩレベルで行うような技術であり、とてもフォトダイオードの値段に見合うコストで作れるものではない。

またｐ型層を浅く、薄く形成したとしても、浅い領域だけで光誘起のキャリア生成が起こるとキャリアをフォトダイオードの外へ出す際の電極間の電流経路は狭いものとなって抵抗が高くなる。抵抗値を低くするには、ｐ型層内の不純物濃度を高くすれば良いが、高くすると、不純物散乱を招き、キャリアの移動度を低下させることになり、応答速度が低下する。また、キャリアのライフタイムが悪化することにより光の検出感度の低下も招く。
国際公開第２００６／０８００９９号パンフレット

上記問題を解決するために、特許文献１に示されるように、Ｓｉ上にＺｎＯが形成されたフォトダイオードが開示されているが、光の受光部となる接合領域をどのような判断基準で材料を選択して構成するかの基本的な設計思想は規定されていなかった。

例えば、特許文献１の図２のように、ＺｎＯのようなワイドギャップ半導体のフェルミ準位をＣＢＭ（伝導帯の底）とＶＢＭ（価電子帯の上端）との真中になるように作製することは不可能である。特許文献１では、図２のフェルミ準位だとすると、ＺｎＯは真性半導体ということになるので、標準的な半導体理論によってキャリア濃度を計算すれば、１×１０^−９ｃｍ^−３程度というあり得ない数字が算出される。実際のＺｎＯのフェルミ準位はＣＢＭ又はＶＢＭから大きく外れることはなく、仮にキャリア濃度が１×１０^１３ｃｍ^−３というレベルの殆ど絶縁体であったとしても、フェルミ準位はせいぜい５００ｍｅＶほどＣＢＭから離れているに過ぎない。このように、特許文献１では、知見に誤りがあり、基本的な設計上の基準は全く得られていない。

また、特許文献１では、ｎ型ＳｉとＺｎＯとの界面にホール反転層を発生させているが、ホールの移動度は電子の移動度より遅く、本来は電子反転層を形成するのが良い。一方、ｐ型ＳｉとＺｎＯとを接触させた例も開示されているが、特許文献１中の記載にもあるように、その場合、界面はｐｎ接合を形成した形態となるので、反転層のようなキャリア蓄積が発生せず、逆に空乏領域が拡がってしまい、界面での電子キャリアの発生が望めない。

さらに、特許文献１では、ＺｎＯとＳｉを直接接触させているが、この場合にはよほどの注意をしないとＺｎＯ／Ｓｉ界面に組成が中途半端なシリコン酸化物が形成され、界面準位を濃く発生させてしまう可能性が高い。界面準位はキャリアのトラップ、放出等が意図しない形で発生する原因となり、素子の特性に大きな影響を与えるため、実際の量産化は困難である。

本発明は、上述した課題を解決するために創案されたものであり、受光領域に到達するまでに光の減衰をなるべく防止するとともに、界面でのメジャーキャリアを電子とし、受光領域の検出感度や応答速度が低下しないようなフォトダイオードを提供することを目的としている。

上記目的を達成するために、請求項１記載の発明は、半導体の主面上に該半導体材料とは異なる材料で構成された光透過半導体層を備え、前記光透過半導体層の側から光を入射させるヘテロ接合型のフォトダイオードであって、前記光透過半導体層のフェルミ準位は、真空準位を基準としたときに前記半導体のフェルミ準位の位置よりも浅い位置に形成されていることを特徴とするフォトダイオードである。

また、請求項２記載の発明は、前記光透過半導体層が４００ｎｍ以上の光波長領域において７０％以上の透過率を有することを特徴とする請求項１に記載のフォトダイオードである。

また、請求項３記載の発明は、前記半導体はシリコンからなることを特徴とする請求項１又は請求項２のいずれか１項に記載のフォトダイオードである。

また、請求項４記載の発明は、前記シリコンはｐ型不純物がドープされていることを特徴とする請求項３記載のフォトダイオードである。

また、請求項５記載の発明は、前記光透過半導体層とシリコンとの間にシリコン窒化物又はシリコン酸化物を含む膜が形成されていることを特徴とする請求項３又は請求項４のいずれか１項に記載のフォトダイオードである。

また、請求項６記載の発明は、前記光透過半導体層が窒化物半導体で構成されていることを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載のフォトダイオードである。

また、請求項７記載の発明は、前記窒化物半導体は、ＧａＮ系材料で形成されていることを特徴とする請求項６に記載のフォトダイオードである。

また、請求項８記載の発明は、前記ＧａＮ系材料は、ｎ型であることを特徴とする請求項７に記載のフォトダイオードである。

また、請求項９記載の発明は、前記ｎ型ＧａＮ系材料のドナー不純部濃度がｐ型シリコンのアクセプタ不純物濃度よりも大きくなるように形成されたことを特徴とする請求項８に記載のフォトダイオードである。

また、請求項１０記載の発明は、前記ＧａＮ系材料がＧａ極性を持っていることを特徴とする請求項７〜請求項９のいずれか１項に記載のフォトダイオードである。

また、請求項１１記載の発明は、前記ＧａＮ系材料は、ＡｌＧａＮであることを特徴とする請求項７〜請求項９のいずれか１項に記載のフォトダイオードである。

また、請求項１２記載の発明は、前記ＡｌＧａＮとシリコンとの間は、ＡｌＧａＮからシリコンに向かう方向に、バンドギャップがＡｌＧａＮから順に小さくなるようにＧａＮ系層が積層された積層体が形成されていることを特徴とする請求項１１記載のフォトダイオードである。

また、請求項１３記載の発明は、前記積層体のシリコンに最も近い層は、ＩｎＧａＮからなることを特徴とする請求項１２記載のフォトダイオードである。

また、請求項１４記載の発明は、前記シリコンで構成された半導体の主面が略（１１１）面であることを特徴とする請求項３〜請求項１３のいずれか１項に記載のフォトダイオードである。

本発明によれば、半導体の主面上に該半導体材料とは異なる材料で構成された光透過半導体層を備え、前記光透過半導体層の側から光を入射させているので、受光領域に到達するまでの光の減衰を防止できる。また、光透過半導体層のフェルミ準位は、真空準位を基準としたときに前記半導体のフェルミ準位の位置よりも浅い位置に形成されているので、前記半導体側に電子が濃く集積した電子ガスを発生させることができ、この電子ガスにより高速応答性が確保できる。なお、電子ガスが２次元的であるときに、最も高い高速応答性が得られる。

以下、図面を参照して本発明の一実施形態を説明する。図１は本発明のフォトダイオードの構造の一例を示す。

ここで、ＧａＮ系薄膜、ＧａＮ系材料等におけるＧａＮ系とは、ＧａＮ（窒化ガリウム）をベースとした混晶材料であり、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＩｎＧａＮ等の化合物を含むものである。

図１では、シリコン（Ｓｉ）基板１に、ｎ型不純物ドープ領域１ａが形成され、主としてｎ型不純物ドープ領域１ａが形成されていないシリコン基板１上に積層されたＧａＮ層２との界面が受光領域となっており、この界面でキャリアを分離している。Ｓｉ基板１はｎ型でもｐ型でもどちらでも用いることができる。

ところで、ＧａＮに代表されるIII−Ｖ族系窒化物は、例えば、ＧａＮのＥｇ=３．３ｅＶ、ＡｌＮのＥｇ＝６．４ｅＶ等、そのバンドギャップ（Ｅｇ）が大きく、赤色から紫外の波長の光でも透過するという性質を有している。ＧａＮ層２は、アンドープＧａＮ又はｎ型ＧａＮで構成されており、ｐ型不純物はドープされていないため、不純物ドーピングによるｐｎ接合を持たない。したがって、高感度、高安定性を実現できる。また、ｎ型シリコン基板１とＧａＮ層２との界面で光を受光すると、光電流が発生するが、光電流は、ＧａＮとＳｉの界面の濃い電子ガス層を、好適な状態の場合、２次元性キャリアとして流れる。これにより、高速応答性を得ることができる。

ところで、半導体であるシリコン基板１と、光透過半導体層であるＧａＮ層２とは異なる材料でありヘテロ接合となるので、異種界面を電子が走る。異種界面は、未結合手が多量に発生しやすく、界面準位密度が高くなりやすいため、フォトダイオードとして安定動作させるには表面処理の技術が重要になる。共有結合性半導体であるＳｉの表面には必ず表面準位が高密度に発生するので、パッシベーション処理してからＧａＮをＭＢＥのような方法でソフトに作製するか、ゾルゲルなどで形成すれば良い。ＧａＮ自体の導電性は問題とはならないので、光透過半導体層としてＧａＮ以外のＧａＮ系材料を用いることができ、例えば、ＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮ等が考えられる。

図１のＳｉ基板１をｎ型とし、ｎ型Ｓｉ基板１とＧａＮ層２との接触界面におけるバンドプロファイルを示すのが、図２である。図２（ａ）に示すように、Ｅ_ＣＳ及びＥ_ＣＧは、ＣＢＭとも呼ばれ、伝導帯の底の位置を意味し、添字追加のＳ、Ｇは、それぞれＳｉ、ＧａＮを表わしている。またＥ_ＦＳはｎ型Ｓｉのフェルミ準位を、Ｅ_ＦＧはＧａＮのフェルミ準位を示す。Ｅ_ＶＳとＥ_ＶＧはＶＢＭとも呼ばれ、それぞれＳｉ、ＧａＮの価電子帯上端を意味する。

Ｓｉがｎ型であっても、Ｓｉのフェルミ準位Ｅ_ＦＳより、ＧａＮのフェルミ準位Ｅ_ＦＧの方が浅くなる。これは、ＧａＮの電子親和力（真空準位とＥ_ＣＧとの差のエネルギー：３．５ｅＶ）がＳｉの電子親和力よりも小さく、かつ前述したように、ＧａＮのようなワイドバンドギャップ半導体のフェルミ準位は、バンド端から大きくはずれないからである。

ＳｉとＧａＮとを接触させると、Ｅ_ＦＳがＥ_ＦＧより深いので、拡散平衡を得るために、電子がＧａＮからＳｉに移動する。したがって、ＧａＮのバンドは上に曲がり、Ｓｉのバンドは下に曲がる。このとき、もともと存在したΔＥ_Ｃ＝｜Ｅ_ＣＺ−Ｅ_ＣＧ｜、ΔＥＶ＝｜Ｅ_ＶＧ−Ｅ_ＶＳ｜は保持される。この状態で、図２（ｂ）のように、拡散平衡達成後には、Ｓｉの伝導帯が下に曲がっていて、かつ、ΔＥ_Ｃ＞０であるので、バンド不連続により界面付近に蓄積され、Ｓｉ側に電子蓄積層ができる。この電子蓄積層をチャネルとして使用できる。また、Ｓｉがｐ型ドープされていると、Ｓｉのフェルミ準位が、図２（ａ）に示されるフェルミ準位Ｅ_ＦＳよりもさらに下側に位置する（深くなる）ので、Ｅ_ＦＧとの開きが大きくなり、より好適な２次元電子ガス形成にとって好ましい。

図１では、Ｓｉ基板１の一部をｎ＋インプランテーションして、ｎ型不純物ドープ領域とした１ａを電流取り出し部分にしており、このｎ型不純物ドープ領域１ａと電極４、５とが接続されている。このように構成すると、Ｓｉ基板１がｐ型であれば、ｎ型不純物ドープ領域１ａとの間にキャリア空乏領域が発生するので、光が照射されないときに電流が流れにくくなり、より望ましい。

半導体（本実施例ではＳｉ基板１）と、この半導体材料とは異なる材料で構成された光透過半導体層（本実施例ではＧａＮ層２）とをヘテロ接合させた場合、光透過層のフェルミ準位が、真空準位からみて半導体のフェルミ準位の位置よりも浅い位置にあることが、半導体層側にキャリア蓄積層という光応答性に都合の良い領域の形成に寄与していることがわかる。また、電子の蓄積には、真空準位からみて、半導体の価電子帯の上端が光透過半導体層の価電子帯の上端よりも深いことが寄与している。

上記のような、バンドプロファイル構成では、界面に２次元キャリアガスの発生が行われる条件が整っており、図２（ｂ）に示したキャリア蓄積ガスより好適な２次元電子ガスが発生する。したがって、光透過半導体層材料としては、バンドギャップが広く、ＣＢＭが浅いものが適している。

図３は、代表的な化合物等のバンド構造であるＣＢＭ、ＶＢＭ、フェルミ準位（Ｅ_Ｆ）を表わしたもので、「C.G. Van de Walle et.al.,Nature,vol.423,p626(2003)」を引用した。図３等からバンドギャップが大きく、ＣＢＭが浅いバンド構造のものを選択すると、III−Ｖ族系窒化物半導体が良いと考えられる。

上述したＳｉとＧａＮとの界面に発生する電子蓄積層の発生を起こりやすくするためには、ＧａＮ系材料が部分的にでもガリウム極性を持つように形成することが望ましい。ＧａＮ系材料がガリウム極性を持っているとＳｉ界面部分にＧａＮ中のプラスの分極電荷が分布するのでＳｉ側に電子蓄積層を発生させやすくなる。この作用や好適な形態である２次元キャリアガスの特徴については、特願２００８−２１９５３で詳しく述べた２次元電子ガスの発生が参考になると思われので、再度要点を以下に説明する。

図５は、ＭｇＺｎＯ上にＺｎＯを形成した場合のＭｇＺｎＯ／ＺｎＯの接合界面における面電荷密度（Sheet charge density）とＭｇＺｎＯのＭｇ組成比率との関係を示す。横軸がＭｇ組成比率、縦軸が面電荷密度を表す。図中のΔＰｓｐの曲線（●を繋いだ曲線）は自発分極差に由来するものを、Ｐｐｉｅｚｏの曲線（点線の曲線）は圧電効果によるピエゾ分極に由来するものを示す。また、ΔＰｓｐ−Ｐｐｉｅｚｏの曲線（実線の曲線）は、上記自発分極とピエゾ分極に関する２つの曲線の差を示している。ΔＰｓｐとＰｐｉｅｚｏの曲線が上下入れ替わっているところを見るとＭｇ組成比率が０．０５（５％）程度の値になっている。したがって、ＺｎＯのｐｉｅｚｏ電場テンソルの値には幅があるため、断言はできないが、５％当たりでΔＰｓｐ−Ｐｐｉｅｚｏの符合の逆転が起こると考えられる。これによって何か違う現象が起こるとすれば、Ｍｇ組成比率５％程度が境界となるはずである。

ＭｇＺｎＯ／ＺｎＯの接合界面では、圧縮歪をかけるとピエゾ分極は、自発分極の差を打ち消す方向に働く。しかし、図５を考慮すると、Ｍｇ組成比率が約５％以下となるようなＭｇＺｎＯを用いない場合は、自発分極の方が変化が大きく、自発分極の差を打ち消すほど大きなピエゾ分極は発生しない。したがって、ほとんどの場合、ＭｇＺｎＯ／ＺｎＯの界面には、２次元電子ガス領域（電子蓄積層）が形成される。

図６（ａ）は、Ｍｇ組成比率が約５％を越える大きい値のＭｇＺｎＯを用いて、＋Ｃ面成長のＺｎＯ／ＭｇＺｎＯ／ＺｎＯ／ＭｇＺｎＯの積層構造とし、横方向から圧縮歪を加えたときの分極差の方向と大きさを示す図である。Ｐｓｐが自発分極、Ｐｐｅがピエゾ分極、σがヘテロ界面における電荷密度を表わす。他方、図６（ｂ）は、Ｍｇ組成比率が約５％以下の小さい値のＭｇＺｎＯを用いて、＋Ｃ面成長のＺｎＯ／ＭｇＺｎＯ／ＺｎＯ／ＭｇＺｎＯの積層構造とし、横方向から圧縮歪を加えたときの分極差の方向と大きさを示す図である。なお、図６（ａ）、（ｂ）の積層体の右側に描かれている折れ線は、左側の折れ線が結晶歪みがないときの分極差の大きさを、右側の折れ線は圧縮歪を加えて結晶歪みが発生したときの分極差の大きさを示している。このように、Ｍｇ組成比率が極めて小さいＭｇＺｎＯを用いると、図６（ｂ）に示すように、圧縮歪を加える前後で、分極差の大きさやパターンが変わり、２次元電子ガスの発生にも影響を与えると考えられる。

次に、ＭｇＺｎＯ／ＺｎＯのヘテロ界面での状態を示すのが図７（ａ）である。縦軸は２次元電子移動度（ｃｍ^２Ｖ^−１ｓ^−１）を、横軸は測定温度（単位は絶対温度ケルビン）を示す。これは、図７（ｂ）に示すように、ＺｎＯ基板上にＺｎＯ薄膜をエピタキシャル成長させ、その上に、Ｍｇ_０．１１ＺｎＯを成長させて、Ｍｇ_０．１１ＺｎＯ／ＺｎＯのヘテロ界面でのホール（Hall）効果を測定することにより求めた。ヘテロ界面における２次元電子ガスの伝導特性は、界面の出来栄え、すなわち上下結晶の純度を反映している。

図７（ａ）より、ＭｇＺｎＯ／ＺｎＯのヘテロ界面における２次元電子ガスの電子移動度は、１．４×１０^４ｃｍ^２Ｖ^−１ｓ^−１にも達することがわかる。図８（ｂ）は、図７（ｂ）の構成において、ＭｇＺｎＯ／ＺｎＯの量子ホール効果の測定を行うための構成を示し、図８（ａ）は、図８（ｂ）の構成による量子ホール効果の測定結果を示す。図８（ａ）の向かって左側の縦軸が縦抵抗Ｒ_ｘｘを示し、向かって右側の縦軸がホール抵抗Ｒ_ｘｙを表わす。また、横軸が磁場強度を示す。

図８（ｂ）で、５０は、図７（ｂ）に記載されたＭｇ_０．１１ＺｎＯ／ＺｎＯ／ＺｎＯ基板の積層体を示し、５０以外の部分はＺｎＯ薄膜までエッチングされている。また、５１、５２、５３は、測定用電極を、５４、５５は印加用電極を示している。図に示された矢印のように、電極５４から電極５５の方向に電流を流して、電極５１と電極５２との間の電圧を測定すると、電極５１、５２間の抵抗が測定でき、これが縦抵抗Ｒ_ｘｘである。一方、図のように、磁場Ｂを発生させると、電極５１と電極５３との間にホール起電圧が発生する。このとき、電極５１、５３間の抵抗が測定でき、これがホール抵抗Ｒ_ｘｙとなる。測定条件は、測定温度が０．５ケルビン、電極５４、５５間の電流は、１９Ｈｚの交流電流で１０ｎＡとした。

このようにして、測定された図８（ａ）の結果を見ると、ＭｇＺｎＯ／ＺｎＯ界面の電子が２次元のときに特有な特性となっていることがわかる。電子の存在範囲が２次元に制限されていると、磁場Ｂが印加されたとき、図７（ｂ）のように、電子は平面内で回転運動を行う。回転している間に一度も散乱されない綺麗な状態になると量子化が起こり、電子は離散的なエネルギーしか取れない状態になる。その離散的な局在準位に電子が留まる間、ホール抵抗Ｒ_ｘｙは変動しなくなるので、図のように、量子数毎に一定の値を維持する領域が発生する。また、縦抵抗Ｒ_ｘｘについては、局在準位の中心に位置する非局在準位も離散的になるので、図のように振動する。

図９は、図７（ｂ）の構成における２次元電子ガスの２次元性を示す図である。縦軸は縦抵抗（Ｒ_ＸＸ）を、横軸は磁場強度Ｂ（Ｔ）を示す。図のＢ⊥ｃは、ＭｇＺｎＯ及びＺｎＯのｃ軸方向と垂直な磁場成分を、Ｂ//ｃは、ｃ軸方向と平行な磁場成分を示す。測定時の温度は２ケルビンである。

図７（ｂ）のように、２次元電子ガスが真に２次元である場合には、磁場がｃ軸と垂直、すなわちＭｇＺｎＯ又はＺｎＯの薄膜面に対して磁場が平行であるため、磁気抵抗の変化はない。電子の運動とは垂直方向の磁場成分のみ、磁気抵抗に影響を与えるためである。したがって、図９の測定結果より、この構造では、界面に存在する電子が確実に２次元であることがわかる。

以上のように、ＭｇＺｎＯ／ＺｎＯ界面で電子移動度が、１．４×１０^４ｃｍ^２Ｖ^−１ｓ^−１にも達する２次元電子ガスが発生していることがわかった。したがって、図４のように、ＺｎＯ系材料と同様の六方晶の結晶構造を有し、分極特性を持つＧａＮを＋Ｃ面成長で、分極特性を持たないシリコン基板上に積層した場合、ＧａＮには自発分極Ｐｓｐのみが発生する。このように、ＧａＮがガリウム極性を持っているとＳｉ界面部分にプラスの分極電荷をもつのでＳｉ側に電子が誘起され、２次元電子ガスの発生が起こりやすくなる。また、ＧａＮに引っ張り歪みを発生させると、分極は自発分極Ｐｓｐ＋ピエゾ分極Ｐｐｅとなってさらに大きくなり、好適である。

次に、図１のフォトダイオードの基本的構造部分の製造方法を以下に述べる。Ｓｉ基板１は、ラジカル酸化，ラジカルＮＨ_３を行って、絶縁膜となるＳｉＯ_２、ＳｉＯＮ、ＳｉＮ等のいずれかを形成することが望ましい。通常の熱酸化でも良いが、より簡便にはラジカル酸素を用いて酸化させると、厚さの制御が行いやすく望ましい。次に、ＳｉＯ_２に開口部を開ける。そこにＧａＮ層２を形成するが、Ｓｉ上に成長させるには酸化を抑制するのが効果的であるため、真空装置内でＧａＮを形成するのが望ましい。Ｓｉ基板をロードロック室に入れ、水分除去のために、１×１０^−５〜１×１０^−６Ｔｏｒｒ程度の真空環境で２００℃、３０分程度加熱する。

ＳｉＯ_２に開口部を開ける。そこにＧａＮを形成するが、Ｓｉ上に成長させるには酸化を抑制するのが効果的であるため、真空装置内でＧａＮ形成するのが望ましい。フッ化物の場合はこの限りではない。基板をロードロック室に入れ、水分除去のために、１×１０^−５〜１×１０^−６Ｔｏｒｒ程度の真空環境で２００℃、３０分程度加熱する。

分子線エピタキシー（ＭＢＥ）用の装置を用いて、ＧａＮを成長させる場合は、Ｇａ、を加熱して昇華させ、Ｇａ分子線として供給するために、クヌーセンセル（分子線セル）が用いられる。ワイドギャップ材料として必要なＧａＮをつくるためにはこれら金属元素を先に基板に照射しておくのが良い。窒素はＮＨ_３ガスを用い、電界研磨内面を持つＳＵＳ管を通じて供給する。基板の加熱には、Ｗ（タングステン）などでできた金属系のヒータが、純度が高く好適である。他にもランプ加熱、レーザー加熱方法により、加熱を行っても良い。

また、ＡｌＧａＮを結晶成長させる場合は、上記Ｇａに加えてＡｌをクヌーセンセルからＡｌ分子線として供給する。ＩｎＧａＮであれば、Ａｌの代わりにＩｎ分子線をクヌーセンセルから供給する。なお、ＭＯＣＶＤで、前記ＧａＮ系薄膜を成長しても良い。なお、ｐ型不純物等のドープ領域は、インプランテーション等により形成される。

次に、図１０は、本発明の構造を適用した、フォトダイオードの構成例を示す。図１０（ａ）では、ｎ型Ｓｉ基板１１上に絶縁膜となるＳｉＯ_２１３を挟んでｎ型ＡｌＧａＮ層１２が形成されている。ＳｉＯ_２１３が積層されているｎ型Ｓｉ基板１１の主面は、（１１１）面で構成されており、ｎ型Ｓｉ基板１１は電子濃度が１０^１３〜１０^１７ｃｍ^−３の範囲となるようにドナードープされている。また、ｎ型Ｓｉ基板１１の両端の一部には、ｐ型不純物ドープ領域１１ａが形成されており、電流を取り出すための電極１４、１５と各々接続されている。ｎ型ＡｌＧａＮ層１２は、電子濃度が１０^１６〜１０^１７ｃｍ^−３の範囲となるようにドナードープされている。また、ＳｉＯ_２１３は、膜厚１ｎｍ〜１００ｎｍの範囲に形成されている。

ここで、ＳｉＯ_２１３にはバンド構造は生じないが、ＳｉＯ_２１３を挟んで相対するｎ型Ｓｉ基板１１とｎ型ＡｌＧａＮ層１２には、図２のようなバンドプロファイルが発生する。したがって、図１０（ａ）の２ＤＥＧ（２次元電子ガス）の領域、すなわち、図のｎ型Ｓｉ基板１１とＳｉＯ_２１３との界面と図の点線との間の領域で２次元ホールガスが発生する。ここで、光がｎ型Ｓｉ基板１１とＳｉＯ_２１３との界面に入射すると、電子が発生し、電極１４と電極１５の間に電流が流れるが、これらの電子は２ＤＥＧの電子ガスによって、早く移動することができるため、高速応答が得られる。

一方、図１０（ａ）の構造で、ｎ型ＡｌＧａＮ層１２を、電極１４、１５のどちらか一方に被せるように形成したのが、図１０（ｂ）である。このようにしても、光が照射されたときに、高速に光電流を取り出せるが、ｎ型ＡｌＧａＮ層１２が電極１４、１５の両方を覆い被せるように形成した場合には、ＡｌＧａＮ自体の絶縁化が困難なために、リークする可能性がある。

ところで、図１のように、ＧａＮとＳｉを直接接触させると不完全なシリコン酸化膜（ＳｉＯｘ）ができ，界面準位が濃く発生する可能性が高い。そこで、図１０（ａ）、（ｂ）のように、ラジカル酸素を用いてＳｉＯ_２を形成したり、また、ラジカル酸素、ラジカルＮＨ_３を用いてＳｉＮ、ＳｉＯＮを形成すると、Ｓｉの（００１）面でなくとも、ほぼ完全に化学量論比のＳｉＯ_２、ＳｉＮ、ＳｉＯＮができ、界面準位が非常に小さくできることが知られている。これにより界面準位が発生しやすいＳｉの表面を安定化した上でＧａＮ系材料の形成が行える。

また、上述したように、ｎ型Ｓｉ基板１１の替わりにｐ型Ｓｉ基板を用いることができる。この場合、ｐ型Ｓｉのホール濃度よりもｎ型ＡｌＧａＮ層１２の電子濃度の方を高くし、Ｓｉのアクセプタ不純物濃度＜ＧａＮ系材料のドナー不純物濃度というようにドーピング設計するのが望ましい。このようにドーピングすると、Ｓｉのバンドの曲がりがより深くまで形成されるので、光誘起の電子の蓄積量を高めることができる。

前述したように、ｎ型Ｓｉ基板１１の結晶成長側主面は、（１１１）面で構成されているが、結晶成長させるＧａＮ系材料が六方晶なので、格子整合性を取るためには、３回対称面であるＳｉの（１１１）面をエピタキシャル成長面とすることが望ましい。

一方、図１０（ｃ）は、基板の種類と構造が少し異なるものである。ｎ型ＩｎＧａＡｓ層４１上にｎ型ＡｌＧａＮ層１２が直接接合されている。また、４１には、ｎ型ＩｎＧａＡｓ層の替わりに、ｎ型ＧａＡｓ層やｎ型ＡｌＧａＡｓ層等を用いることができる。ｎ型ＩｎＧａＡｓ層４１は電子濃度が１０^１３〜１０^１７ｃｍ^−３の範囲となるようにドナードープされている。また、ｐ型不純物ドープ領域４１ａは、ｐ型不純物でドープされており、各ｐ型不純物ドープ領域４１ａは、電極１４、１５と接続されている。なお、図１０の各構造は、２次元電子ガスが既に界面に存在しているので、ｎ型ＡｌＧａＮ層１２上に金属の遮光膜をつけるなり、パッケージによって光が入らないようにしておけば、ＨＥＭＴとして動作させることもできる。

図１０の各構成では、ＧａＮ系材料としてＡｌＧａＮを用いているが、ＡｌＧａＮでは、ＧａＮよりも大きな分極が発生するので、電子を界面に蓄積するのに都合が良い。しかしながら、ＧａＮ系材料の中で、ＡｌＧａＮは硬く、結晶成長過程で熱歪み等により割れやすい性質を持っているので、ＡｌＧａＮのバッファ層として、ＡｌＧａＮからｎ型Ｓｉ基板１１やｎ型ＩｎＧａＡｓ層４１に向かって、バンドギャップが順次小さくなっていくようなＧａＮ系材料による積層構造を形成しても良い。例えば、ｎ型ＡｌＧａＮ層１２の下地層として、ｎ型Ｓｉ基板１１に最も近い層にＩｎＧａＮ層を形成することができる。

また、ＳｉとＧａＮ系材料とのフェルミ準位位置の乖離を大きくして、２次元電子ガスの形成が行われやすくするために、ｎ型のＧａＮ系材料であるｎ型ＡｌＧａＮ層１２を用いている。ＳｉとＧａＮ系材料とのフェルミ準位位置の乖離を大きくする手段としては、他に、上述したように、１１をｐ型不純物がドープされたｐ型Ｓｉ基板で構成することができる。

次に、図１や図１０等の本発明の構造のフォトダイオードを光ディスクの光学系に応用した例を図１１に示す。例えば、ＡｌＧａＮを図１１（ａ）のようにパターニングし、中央４分割の主ビーム用フォトダイオード２２、主ビーム用フォトダイオード２２の上下両側に２個の副ビーム用フォトダイオード２１の合計６個のフォトダーオードを形成する。中央の主ビーム用フォトダイオード２２では、光ディスクトラック上の主ビーム３２の光を検出し、４つのフォトダイオードの出力差分をフィードバックして主ビーム３２のフォーカスを行なう。合計値をとることでトラックの１、０信号を読み取る。

副ビーム用フォトダイオード２１の二つも副ビーム３１の光を検出し、２つのフォトダイオードの出力差分を取ることで、主ビーム３２のトラックからのズレを検知する。以上の差分を取ったり、その差分からのフィードバックをしたり、という機能が必要なうえ、ビットの読み取り時間は１０ｎｓｅｃのオーダーなので、通常は制御ＩＣと接続した形で使用する。

本発明のフォトダイオードの基本構造を示す図である。 図１のフォトダイオードの界面のバンドプロファイルを示す図である。 主な化合物等のバンド構造を示す図である。 ＳｉとＧａＮとの接合で発生する分極状態を示す図である。 ＭｇＺｎＯ／ＺｎＯ界面の面電荷密度とＭｇ組成比率との関係を示す図である。 Ｍｇ組成の割合により、ＭｇＺｎＯ／ＺｎＯ界面の分極状態が変わることを示す図である。 ＭｇＺｎＯ／ＺｎＯ界面の２次元電子ガスの電子移動度の測定構成と測定結果を示す図である。 縦抵抗と整数量子ホール効果の測定構成と測定結果を示す図である。 ２次元電子ガスの２次元性を確認するための図である。 本発明の基本的構造を適用したフォトダイオードの構成例を示す。 本発明の構造のフォトダイオードを光ディスクの光学系に応用した例を示す。

符号の説明

１ Ｓｉ基板
１ａ ｎ型不純物ドープ領域
２ ＧａＮ層
３ 絶縁膜
４ 電極
５ 電極

Claims (14)

1. 半導体の主面上に該半導体材料とは異なる材料で構成された光透過半導体層を備え、前記光透過半導体層の側から光を入射させるヘテロ接合型のフォトダイオードであって、
   前記光透過半導体層のフェルミ準位は、真空準位を基準としたときに前記半導体のフェルミ準位の位置よりも浅い位置に形成されていることを特徴とするフォトダイオード。
2. 前記光透過半導体層が４００ｎｍ以上の光波長領域において７０％以上の透過率を有することを特徴とする請求項１に記載のフォトダイオード。
3. 前記半導体はシリコンからなることを特徴とする請求項１又は請求項２のいずれか１項に記載のフォトダイオード。
4. 前記シリコンはｐ型不純物がドープされていることを特徴とする請求項３記載のフォトダイオード。
5. 前記光透過半導体層とシリコンとの間にシリコン窒化物又はシリコン酸化物を含む膜が形成されていることを特徴とする請求項３又は請求項４のいずれか１項に記載のフォトダイオード。
6. 前記光透過半導体層が窒化物半導体で構成されていることを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載のフォトダイオード。
7. 前記窒化物半導体は、ＧａＮ系材料で形成されていることを特徴とする請求項６に記載のフォトダイオード。
8. 前記ＧａＮ系材料は、ｎ型であることを特徴とする請求項７に記載のフォトダイオード。
9. 前記ｎ型ＧａＮ系材料のドナー不純物濃度がｐ型シリコンのアクセプタ不純物濃度よりも大きくなるように形成されたことを特徴とする請求項８に記載のフォトダイオード。
10. 前記ＧａＮ系材料がＧａ極性を持っていることを特徴とする請求項７〜請求項９のいずれか１項に記載のフォトダイオード。
11. 前記ＧａＮ系材料は、ＡｌＧａＮであることを特徴とする請求項７〜請求項９のいずれか１項に記載のフォトダイオード。
12. 前記ＡｌＧａＮとシリコンとの間は、ＡｌＧａＮからシリコンに向かう方向に、バンドギャップがＡｌＧａＮから順に小さくなるようにＧａＮ系層が積層された積層体が形成されていることを特徴とする請求項１１記載のフォトダイオード。
13. 前記積層体のシリコンに最も近い層は、ＩｎＧａＮからなることを特徴とする請求項１２記載のフォトダイオード。
14. 前記シリコンで構成された半導体の主面が略（１１１）面であることを特徴とする請求項３〜請求項１３のいずれか１項に記載のフォトダイオード。

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