JP3293583B2 - Ｉｉｉ族窒化物半導体結晶層の成長方法およびｉｉｉ族窒化物半導体結晶層を具備する半導体装置 - Google Patents
Ｉｉｉ族窒化物半導体結晶層の成長方法およびｉｉｉ族窒化物半導体結晶層を具備する半導体装置Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、気相成長法により
珪素（Ｓｉ）単結晶基板上に高品質のIII 族窒化物半導
体結晶層を形成するIII 族窒化物半導体結晶層の成長方
法と、該成長方法により形成されたIII 族窒化物半導体
結晶層を具備する半導体装置に関する。
珪素（Ｓｉ）単結晶基板上に高品質のIII 族窒化物半導
体結晶層を形成するIII 族窒化物半導体結晶層の成長方
法と、該成長方法により形成されたIII 族窒化物半導体
結晶層を具備する半導体装置に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、一般式Ａｌp Ｇａq Ｉｎr Ｎ
（但し、０≦ｐ≦１、０≦ｑ≦１、０≦ｒ≦１、ｐ＋ｑ
＋ｒ＝１）で表されるIII 族窒化物半導体層からなる結
晶層は、気相成長法により、サファイア（Ａｌ2 Ｏ3 単
結晶）基板上に同じくIII 族窒化物半導体からなる緩衝
層を介して形成されていた。そして、サファイア基板上
に形成されたIII 族窒化物半導体結晶層を利用して、発
光ダイオード（ＬＥＤ）やレーザーダイオード（ＬＤ）
などの半導体装置が作製されていた。
（但し、０≦ｐ≦１、０≦ｑ≦１、０≦ｒ≦１、ｐ＋ｑ
＋ｒ＝１）で表されるIII 族窒化物半導体層からなる結
晶層は、気相成長法により、サファイア（Ａｌ2 Ｏ3 単
結晶）基板上に同じくIII 族窒化物半導体からなる緩衝
層を介して形成されていた。そして、サファイア基板上
に形成されたIII 族窒化物半導体結晶層を利用して、発
光ダイオード（ＬＥＤ）やレーザーダイオード（ＬＤ）
などの半導体装置が作製されていた。
【０００３】例えば、特開平６−２６８２５９には、サ
ファイア基板上に形成されたIII 族窒化物半導体結晶層
を用いて製造されたＬＥＤが記載されている。図２に、
サファイア基板２０１上に形成されたIII 族窒化物半導
体結晶層を用いて製造されたＬＥＤの構造の例を示す。
図２で、２０２は窒化ガリウム（ＧａＮ）からなる緩衝
層、２０３はｎ形ＧａＮ層、２０４はｎ形Ｇａ0.86Ａｌ
O.14Ｎからなるｎ型クラッド層、２０５はｎ形Ｉｎ0.01
Ｇａ0.99Ｎからなる発光層、２０６はｐ形Ｇａ0.86Ａｌ
0.14Ｎからなるｐ型クラッド層、２０７はｐ形ＧａＮか
らなるコンタクト層、２０８はｐ形電極、２０９はｎ形
電極である。即ち、ｎ形Ｇａ0.86ＡｌO.14Ｎからなるｎ
型クラッド層２０４や、ｎ形Ｉｎ0. 01Ｇａ0.99Ｎからな
る発光層２０５などのIII 族窒化物半導体結晶層は、サ
ファイア基板２０１上に例えば、ＧａＮからなる緩衝層
２０２を介して形成されていた。また、ｎ形電極２０９
は、表面からIII 族窒化物半導体結晶からなる層２０３
〜２０７の一部を削除して形成されていた。
ファイア基板上に形成されたIII 族窒化物半導体結晶層
を用いて製造されたＬＥＤが記載されている。図２に、
サファイア基板２０１上に形成されたIII 族窒化物半導
体結晶層を用いて製造されたＬＥＤの構造の例を示す。
図２で、２０２は窒化ガリウム（ＧａＮ）からなる緩衝
層、２０３はｎ形ＧａＮ層、２０４はｎ形Ｇａ0.86Ａｌ
O.14Ｎからなるｎ型クラッド層、２０５はｎ形Ｉｎ0.01
Ｇａ0.99Ｎからなる発光層、２０６はｐ形Ｇａ0.86Ａｌ
0.14Ｎからなるｐ型クラッド層、２０７はｐ形ＧａＮか
らなるコンタクト層、２０８はｐ形電極、２０９はｎ形
電極である。即ち、ｎ形Ｇａ0.86ＡｌO.14Ｎからなるｎ
型クラッド層２０４や、ｎ形Ｉｎ0. 01Ｇａ0.99Ｎからな
る発光層２０５などのIII 族窒化物半導体結晶層は、サ
ファイア基板２０１上に例えば、ＧａＮからなる緩衝層
２０２を介して形成されていた。また、ｎ形電極２０９
は、表面からIII 族窒化物半導体結晶からなる層２０３
〜２０７の一部を削除して形成されていた。
【０００４】上記の様に、サファイア基板上に形成され
たIII 族窒化物半導体結晶層を用いて製造されたＬＥＤ
では、基板が絶縁性の材料であるために、少なくとも一
方の電極は、基板上に積層したIII 族窒化物半導体結晶
層の一部を削除して設ければならず、加工が困難で製品
の収率を下げる原因となっていた。
たIII 族窒化物半導体結晶層を用いて製造されたＬＥＤ
では、基板が絶縁性の材料であるために、少なくとも一
方の電極は、基板上に積層したIII 族窒化物半導体結晶
層の一部を削除して設ければならず、加工が困難で製品
の収率を下げる原因となっていた。
【０００５】また、サファイアは硬く劈開性に乏しいた
め、半導体装置を作製する際、III族窒化物半導体結晶
層を積層した基板を方形の素子に分離する加工が困難で
あった。特に、サファイア基板上に形成されたIII 族窒
化物半導体結晶層を用いてＬＤを作製する場合には、劈
開面を利用して平行且つ滑らかな光共振面を素子の両端
に形成することが出来なかった。
め、半導体装置を作製する際、III族窒化物半導体結晶
層を積層した基板を方形の素子に分離する加工が困難で
あった。特に、サファイア基板上に形成されたIII 族窒
化物半導体結晶層を用いてＬＤを作製する場合には、劈
開面を利用して平行且つ滑らかな光共振面を素子の両端
に形成することが出来なかった。
【０００６】珪素（Ｓｉ）単結晶は、立方晶のダイヤモ
ンド構造を有する結晶である。従って、珪素単結晶を基
板としてその上にIII 族窒化物半導体結晶層を形成する
ことができれば、珪素単結晶の（０１１）方向の劈開性
を利用することにより、III 族窒化物半導体結晶層を積
層した基板を裁断し方形の個別素子に分離する加工が容
易になる。また、ＬＤを作製する場合にも、劈開面を利
用して滑らかな光共振面が形成出来る。更に、導電性の
珪素単結晶を基板とすれば、該基板のIII 族窒化物半導
体結晶層を積層した面とは反対側の表面に電極を形成す
ることが出来るため、電極形成時にIII 族窒化物半導体
結晶層の一部を削除する加工を行う必要がなくなる。
ンド構造を有する結晶である。従って、珪素単結晶を基
板としてその上にIII 族窒化物半導体結晶層を形成する
ことができれば、珪素単結晶の（０１１）方向の劈開性
を利用することにより、III 族窒化物半導体結晶層を積
層した基板を裁断し方形の個別素子に分離する加工が容
易になる。また、ＬＤを作製する場合にも、劈開面を利
用して滑らかな光共振面が形成出来る。更に、導電性の
珪素単結晶を基板とすれば、該基板のIII 族窒化物半導
体結晶層を積層した面とは反対側の表面に電極を形成す
ることが出来るため、電極形成時にIII 族窒化物半導体
結晶層の一部を削除する加工を行う必要がなくなる。
【０００７】このため最近では、珪素単結晶基板上に気
相成長法によりIII 族窒化物半導体結晶層を形成する技
術が研究されている。しかし、珪素単結晶とIII 族窒化
物半導体結晶の間には、格子定数の違いに基づく格子の
不整合性が存在する。例えば、珪素単結晶の格子定数は
５．４３１Åであり、立方晶の窒化ガリウム（Ｇａ
Ｎ）、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、窒化インジウム
（ＩｎＮ）の格子定数はそれぞれ４．５１Å、４．３８
Å、４．９８Åである。従って、珪素単結晶とＧａＮ、
ＡｌＮ、ＩｎＮとの間には、珪素単結晶を基準にしてお
よそ８〜１９％の格子定数の違いがある。このため、珪
素単結晶基板上に直接III 族窒化物半導体結晶層を成長
するのでは、高品質のIII 族窒化物半導体結晶層を形成
することが出来なかった。
相成長法によりIII 族窒化物半導体結晶層を形成する技
術が研究されている。しかし、珪素単結晶とIII 族窒化
物半導体結晶の間には、格子定数の違いに基づく格子の
不整合性が存在する。例えば、珪素単結晶の格子定数は
５．４３１Åであり、立方晶の窒化ガリウム（Ｇａ
Ｎ）、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、窒化インジウム
（ＩｎＮ）の格子定数はそれぞれ４．５１Å、４．３８
Å、４．９８Åである。従って、珪素単結晶とＧａＮ、
ＡｌＮ、ＩｎＮとの間には、珪素単結晶を基準にしてお
よそ８〜１９％の格子定数の違いがある。このため、珪
素単結晶基板上に直接III 族窒化物半導体結晶層を成長
するのでは、高品質のIII 族窒化物半導体結晶層を形成
することが出来なかった。
【０００８】そこで、珪素単結晶基板上にIII 族窒化物
半導体結晶層を成長する場合、珪素単結晶基板とIII 族
窒化物半導体結晶層との間に適当な緩衝層を挿入する技
術が研究されている。例えば、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ．Ｌｅ
ｔｔ．，３３（２３）（１９９７）、１９８６〜１９８
７頁には、アンチモン（Ｓｂ）ドープのｎ形珪素単結晶
基板上に、緩衝層として窒化アルミニウム（ＡｌＮ）か
らなる層を介してIII 族窒化物半導体結晶層を形成した
青色ＬＥＤが記載されている。この先行例では、ＡｌＮ
からなる緩衝層とその上に積層されるIII 族窒化物半導
体結晶層は、有機金属化学気相堆積（ＭＯＣＶＤ）法に
より形成されている。
半導体結晶層を成長する場合、珪素単結晶基板とIII 族
窒化物半導体結晶層との間に適当な緩衝層を挿入する技
術が研究されている。例えば、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ．Ｌｅ
ｔｔ．，３３（２３）（１９９７）、１９８６〜１９８
７頁には、アンチモン（Ｓｂ）ドープのｎ形珪素単結晶
基板上に、緩衝層として窒化アルミニウム（ＡｌＮ）か
らなる層を介してIII 族窒化物半導体結晶層を形成した
青色ＬＥＤが記載されている。この先行例では、ＡｌＮ
からなる緩衝層とその上に積層されるIII 族窒化物半導
体結晶層は、有機金属化学気相堆積（ＭＯＣＶＤ）法に
より形成されている。
【０００９】また特開平２−２７５６８２には、リン化
ガリウム（ＧａＰ）基板或いは炭化珪素（ＳｉＣ）基板
上に、リン化硼素（ＢＰ）からなる緩衝層を介してIII
族窒化物半導体結晶層を成長する技術が示されており、
珪素単結晶基板を用いる場合でも、同様の技術を使うこ
とができると記載されている。閃亜鉛鉱（ｚｉｎｃ−ｂ
ｌｅｎｄ）型の結晶構造を有するＢＰの格子定数は４．
５３８Åであり、格子定数が４．５１Åの立方晶のＧａ
Ｎとは格子定数の違いが約０．６％と微小である。この
ため、珪素単結晶基板上に平坦な連続性のあるＢＰから
なる緩衝層が形成できれば、その上に結晶性の良いIII
族窒化物半導体結晶層を得ることが容易となると考えら
れる。ここで上記特開平２−２７５６８２では、ＢＰか
らなる緩衝層とIII 族窒化物半導体結晶層は、ともにＭ
ＯＣＶＤ法により８５０〜１１５０℃或いは１２００〜
１４００℃の温度で形成されている。また、ＢＰからな
る結晶層の他の気相成長方法としては、一般にハロゲン
化物気相成長法が知られている。
ガリウム（ＧａＰ）基板或いは炭化珪素（ＳｉＣ）基板
上に、リン化硼素（ＢＰ）からなる緩衝層を介してIII
族窒化物半導体結晶層を成長する技術が示されており、
珪素単結晶基板を用いる場合でも、同様の技術を使うこ
とができると記載されている。閃亜鉛鉱（ｚｉｎｃ−ｂ
ｌｅｎｄ）型の結晶構造を有するＢＰの格子定数は４．
５３８Åであり、格子定数が４．５１Åの立方晶のＧａ
Ｎとは格子定数の違いが約０．６％と微小である。この
ため、珪素単結晶基板上に平坦な連続性のあるＢＰから
なる緩衝層が形成できれば、その上に結晶性の良いIII
族窒化物半導体結晶層を得ることが容易となると考えら
れる。ここで上記特開平２−２７５６８２では、ＢＰか
らなる緩衝層とIII 族窒化物半導体結晶層は、ともにＭ
ＯＣＶＤ法により８５０〜１１５０℃或いは１２００〜
１４００℃の温度で形成されている。また、ＢＰからな
る結晶層の他の気相成長方法としては、一般にハロゲン
化物気相成長法が知られている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】しかし、珪素結晶とＢ
Ｐ結晶の格子定数はそれぞれ５．４３１Å及び４．５３
８Åであるため、両者の格子定数の違いは１６．５％と
大きい。このため実際には、珪素単結晶基板上へ直接８
５０℃以上の高温でＢＰ結晶層を成長するのでは、形成
されるＢＰ結晶は平坦な連続性のある層とはならず、珪
素単結晶基板表面に四角錐状のＢＰ結晶が島状に散在す
るものとなった。即ち、気相成長法により珪素単結晶基
板上に直接８５０℃以上の高温でＢＰ結晶を成長し、そ
の上にIII 族窒化物半導体結晶層を成長する従来の技術
では、平坦な連続性のあるＢＰからなる緩衝層が形成で
きず、そのためその上に連続性のある品質のよいIII 族
窒化物半導体結晶層を成長できない問題があった。
Ｐ結晶の格子定数はそれぞれ５．４３１Å及び４．５３
８Åであるため、両者の格子定数の違いは１６．５％と
大きい。このため実際には、珪素単結晶基板上へ直接８
５０℃以上の高温でＢＰ結晶層を成長するのでは、形成
されるＢＰ結晶は平坦な連続性のある層とはならず、珪
素単結晶基板表面に四角錐状のＢＰ結晶が島状に散在す
るものとなった。即ち、気相成長法により珪素単結晶基
板上に直接８５０℃以上の高温でＢＰ結晶を成長し、そ
の上にIII 族窒化物半導体結晶層を成長する従来の技術
では、平坦な連続性のあるＢＰからなる緩衝層が形成で
きず、そのためその上に連続性のある品質のよいIII 族
窒化物半導体結晶層を成長できない問題があった。
【００１１】また上記の従来技術では、珪素結晶とＢＰ
結晶の格子定数の違いにより、珪素単結晶基板表面に成
長したＢＰ結晶が容易に剥離する欠点があった。
結晶の格子定数の違いにより、珪素単結晶基板表面に成
長したＢＰ結晶が容易に剥離する欠点があった。
【００１２】本発明は、気相成長法により珪素単結晶基
板上に平坦で連続性のあるＢＰからなる緩衝層を形成す
る条件を明らかにし、珪素単結晶基板上に高品質のIII
族窒化物半導体結晶層を形成できるIII 族窒化物半導体
結晶層の成長方法を提供することを目的とする。
板上に平坦で連続性のあるＢＰからなる緩衝層を形成す
る条件を明らかにし、珪素単結晶基板上に高品質のIII
族窒化物半導体結晶層を形成できるIII 族窒化物半導体
結晶層の成長方法を提供することを目的とする。
【００１３】また本発明は、本発明の成長方法により形
成されたIII 族窒化物半導体結晶層を利用して、高性能
で作製が容易なＬＥＤ等の半導体装置を提供することを
目的とする。
成されたIII 族窒化物半導体結晶層を利用して、高性能
で作製が容易なＬＥＤ等の半導体装置を提供することを
目的とする。
【００１４】
【課題を解決するための手段】即ち、本願に記載の発明
は、珪素（Ｓｉ）単結晶基板上に、２００℃以上７００
℃以下の温度で、気相成長法により、リン化硼素（組成
式：ＢＰ）からなる第１の緩衝層を成長する工程と、該
第１の緩衝層上に、７５０℃以上１２００℃以下の温度
で、気相成長法により、リン化硼素からなる第２の緩衝
層を成長する工程と、該第２の緩衝層上に、気相成長法
により、一般式Ａｌp Ｇａq Ｉｎr Ｎ（０≦ｐ≦１、０
≦ｑ≦１、０≦ｒ≦１、ｐ＋ｑ＋ｒ＝１）で表されるII
I 族窒化物半導体からなる結晶層を成長する工程とを有
するIII 族窒化物半導体結晶層の成長方法である。
は、珪素（Ｓｉ）単結晶基板上に、２００℃以上７００
℃以下の温度で、気相成長法により、リン化硼素（組成
式：ＢＰ）からなる第１の緩衝層を成長する工程と、該
第１の緩衝層上に、７５０℃以上１２００℃以下の温度
で、気相成長法により、リン化硼素からなる第２の緩衝
層を成長する工程と、該第２の緩衝層上に、気相成長法
により、一般式Ａｌp Ｇａq Ｉｎr Ｎ（０≦ｐ≦１、０
≦ｑ≦１、０≦ｒ≦１、ｐ＋ｑ＋ｒ＝１）で表されるII
I 族窒化物半導体からなる結晶層を成長する工程とを有
するIII 族窒化物半導体結晶層の成長方法である。
【００１５】上記のIII 族窒化物半導体結晶層の成長方
法においては、前記第２の緩衝層を成長した後、アンモ
ニア（ＮＨ3 ）またはヒドラジン（Ｎ2 Ｈ4 ）類を含む
雰囲気中で、該第２の緩衝層の表面のリン化硼素の一部
を窒化し、その後該第２の緩衝層上に、前記III 族窒化
物半導体結晶層を成長するのが望ましい。また、上記の
III 族窒化物半導体結晶層の成長方法においては、前記
第２の緩衝層上に接して、窒化ガリウム（ＧａＮ）から
なるIII 族窒化物半導体結晶層を成長することが望まし
い。
法においては、前記第２の緩衝層を成長した後、アンモ
ニア（ＮＨ3 ）またはヒドラジン（Ｎ2 Ｈ4 ）類を含む
雰囲気中で、該第２の緩衝層の表面のリン化硼素の一部
を窒化し、その後該第２の緩衝層上に、前記III 族窒化
物半導体結晶層を成長するのが望ましい。また、上記の
III 族窒化物半導体結晶層の成長方法においては、前記
第２の緩衝層上に接して、窒化ガリウム（ＧａＮ）から
なるIII 族窒化物半導体結晶層を成長することが望まし
い。
【００１６】また、上記のIII 族窒化物半導体結晶層の
成長方法においては、前記第１の緩衝層を成長する温度
が、２５０℃以上５５０℃以下であることが更に好まし
い。また、前記第２の緩衝層を成長する温度が、８５０
℃以上１０５０℃以下であることが更に好ましい。
成長方法においては、前記第１の緩衝層を成長する温度
が、２５０℃以上５５０℃以下であることが更に好まし
い。また、前記第２の緩衝層を成長する温度が、８５０
℃以上１０５０℃以下であることが更に好ましい。
【００１７】また、上記のIII 族窒化物半導体結晶層の
成長方法においては、前記第１の緩衝層および第２の緩
衝層の気相成長法が、ハロゲン化物気相成長法であり、
前記III 族窒化物半導体結晶層の気相成長法が有機金属
化学気相堆積法であることが好ましい。或いは、前記第
１の緩衝層および第２の緩衝層の気相成長法と前記III
族窒化物半導体結晶層の気相成長法とが、共に有機金属
化学気相堆積法であることが好ましい。
成長方法においては、前記第１の緩衝層および第２の緩
衝層の気相成長法が、ハロゲン化物気相成長法であり、
前記III 族窒化物半導体結晶層の気相成長法が有機金属
化学気相堆積法であることが好ましい。或いは、前記第
１の緩衝層および第２の緩衝層の気相成長法と前記III
族窒化物半導体結晶層の気相成長法とが、共に有機金属
化学気相堆積法であることが好ましい。
【００１８】また、本願に記載の別の発明は、珪素単結
晶基板と、該基板上に設けられた多結晶のリン化硼素か
らなる第１の緩衝層と、該第１の緩衝層上に設けられた
リン化硼素の単結晶層からなる第２の緩衝層と、該第２
の緩衝層上に設けられたIII族窒化物半導体結晶層とを
具備するIII 族窒化物半導体結晶層を具備する半導体装
置である。
晶基板と、該基板上に設けられた多結晶のリン化硼素か
らなる第１の緩衝層と、該第１の緩衝層上に設けられた
リン化硼素の単結晶層からなる第２の緩衝層と、該第２
の緩衝層上に設けられたIII族窒化物半導体結晶層とを
具備するIII 族窒化物半導体結晶層を具備する半導体装
置である。
【００１９】上記のIII 族窒化物半導体結晶層を具備す
る半導体装置においては、前記第２の緩衝層とその上に
接して設けられたIII 族窒化物半導体結晶層との界面近
傍に於いて、第２の緩衝層が窒素を含むリン化硼素から
なることが望ましい。また、上記のIII 族窒化物半導体
結晶層を具備する半導体装置においては、前記第２の緩
衝層上に接して設けられるIII 族窒化物半導体結晶層
が、窒化ガリウムからなることが望ましい。また、上記
のIII 族窒化物半導体結晶層を具備する半導体装置で
は、前記第１の緩衝層の厚さが、２ｎｍ乃至２μｍの範
囲であることが望ましい。
る半導体装置においては、前記第２の緩衝層とその上に
接して設けられたIII 族窒化物半導体結晶層との界面近
傍に於いて、第２の緩衝層が窒素を含むリン化硼素から
なることが望ましい。また、上記のIII 族窒化物半導体
結晶層を具備する半導体装置においては、前記第２の緩
衝層上に接して設けられるIII 族窒化物半導体結晶層
が、窒化ガリウムからなることが望ましい。また、上記
のIII 族窒化物半導体結晶層を具備する半導体装置で
は、前記第１の緩衝層の厚さが、２ｎｍ乃至２μｍの範
囲であることが望ましい。
【００２０】さらに本願に記載の別の発明は、珪素単結
晶基板と、該基板上に設けられた多結晶のリン化硼素か
らなる第１の緩衝層と、該第１の緩衝層上に設けられた
リン化硼素の単結晶層からなる第２の緩衝層と、該第２
の緩衝層上に設けられたIII族窒化物半導体結晶層とを
具備する発光ダイオードからなるIII 族窒化物半導体結
晶層を具備する半導体装置である。
晶基板と、該基板上に設けられた多結晶のリン化硼素か
らなる第１の緩衝層と、該第１の緩衝層上に設けられた
リン化硼素の単結晶層からなる第２の緩衝層と、該第２
の緩衝層上に設けられたIII族窒化物半導体結晶層とを
具備する発光ダイオードからなるIII 族窒化物半導体結
晶層を具備する半導体装置である。
【００２１】
【発明の実施の形態】本発明者らは、気相成長法により
Ｓｉ単結晶基板上にＢＰからなる緩衝層を介してIII 族
窒化物半導体結晶層を成長する場合、平坦な連続性のあ
るＢＰからなる緩衝層を形成するためには、まず多結晶
または非晶質のＢＰからなる第１の緩衝層を低温で成長
し、その後該第１の緩衝層上に、単結晶のＢＰからなる
第２の緩衝層を高温で成長する方法が好適であることを
見出した。
Ｓｉ単結晶基板上にＢＰからなる緩衝層を介してIII 族
窒化物半導体結晶層を成長する場合、平坦な連続性のあ
るＢＰからなる緩衝層を形成するためには、まず多結晶
または非晶質のＢＰからなる第１の緩衝層を低温で成長
し、その後該第１の緩衝層上に、単結晶のＢＰからなる
第２の緩衝層を高温で成長する方法が好適であることを
見出した。
【００２２】Ｓｉ単結晶基板上に多結晶または非晶質の
ＢＰからなる第１の緩衝層を気相成長法により形成する
のに好適な温度は、２００℃以上７００℃以下の温度で
ある。さらに好ましくは、２５０℃以上５５０℃以下の
温度である。２００℃以上７００℃以下、好ましくは２
５０℃以上５５０℃以下の温度でＳｉ単結晶基板上に堆
積されたＢＰからなる第１の緩衝層は、アズグローン
（ａｓ−ｇｒｏｗｎ）状態で、多結晶または非晶質から
なる。本発明者らの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による
観察の結果では、上記の第１の緩衝層は、Ｓｉ単結晶基
板との接合界面近傍の領域が主に多結晶から、またその
上層部が主に非晶質から構成されていると考えられる。
ＢＰからなる第１の緩衝層を気相成長法により形成する
のに好適な温度は、２００℃以上７００℃以下の温度で
ある。さらに好ましくは、２５０℃以上５５０℃以下の
温度である。２００℃以上７００℃以下、好ましくは２
５０℃以上５５０℃以下の温度でＳｉ単結晶基板上に堆
積されたＢＰからなる第１の緩衝層は、アズグローン
（ａｓ−ｇｒｏｗｎ）状態で、多結晶または非晶質から
なる。本発明者らの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による
観察の結果では、上記の第１の緩衝層は、Ｓｉ単結晶基
板との接合界面近傍の領域が主に多結晶から、またその
上層部が主に非晶質から構成されていると考えられる。
【００２３】このように第１の緩衝層は、多結晶または
非晶質からなり、ＢＰとＳｉ結晶との格子定数の違いに
よる結晶の歪みをそれ自体が緩和するため、Ｓｉ単結晶
基板上に均一に形成することができる。また、この第１
の緩衝層上に高温でＢＰ結晶を成長すると平坦な連続性
のあるＢＰの単結晶層が形成できる。これは、第１の緩
衝層の上層部が、構成原子間の相互の結合力が弱く柔軟
な非晶質で構成されているため、Ｓｉ単結晶基板と単結
晶のＢＰからなる第２の緩衝層との間の格子定数の違い
による歪みを緩和するのに有効に働くためであると考え
られる。また、上記の第１の緩衝層がＳｉ単結晶基板と
第２の緩衝層との間の歪みを緩和するため、第２の緩衝
層がＳｉ単結晶基板から剥離するのを防ぐことができ
る。
非晶質からなり、ＢＰとＳｉ結晶との格子定数の違いに
よる結晶の歪みをそれ自体が緩和するため、Ｓｉ単結晶
基板上に均一に形成することができる。また、この第１
の緩衝層上に高温でＢＰ結晶を成長すると平坦な連続性
のあるＢＰの単結晶層が形成できる。これは、第１の緩
衝層の上層部が、構成原子間の相互の結合力が弱く柔軟
な非晶質で構成されているため、Ｓｉ単結晶基板と単結
晶のＢＰからなる第２の緩衝層との間の格子定数の違い
による歪みを緩和するのに有効に働くためであると考え
られる。また、上記の第１の緩衝層がＳｉ単結晶基板と
第２の緩衝層との間の歪みを緩和するため、第２の緩衝
層がＳｉ単結晶基板から剥離するのを防ぐことができ
る。
【００２４】これに対して、７００℃を越える温度でＳ
ｉ単結晶基板上に直接成長させたＢＰ結晶は、Ｓｉ単結
晶基板表面に四角錐状のＢＰ結晶が島状に散在する不連
続膜となる。このため、７００℃以上で形成したＢＰ層
は有効な緩衝層とはならない。さらに、第１の緩衝層の
成長温度を５５０℃以下に設定すれば、その上に平坦で
連続性のある第２の緩衝層を、基板表面全体に均一に再
現性良く形成することができる。これは、第１の緩衝層
の成長温度を５５０℃以下にすることにより、第１の緩
衝層内の多結晶または非晶質の状態のばらつきが小さく
なるためであると考えられるがくわしいことがわかって
いない。
ｉ単結晶基板上に直接成長させたＢＰ結晶は、Ｓｉ単結
晶基板表面に四角錐状のＢＰ結晶が島状に散在する不連
続膜となる。このため、７００℃以上で形成したＢＰ層
は有効な緩衝層とはならない。さらに、第１の緩衝層の
成長温度を５５０℃以下に設定すれば、その上に平坦で
連続性のある第２の緩衝層を、基板表面全体に均一に再
現性良く形成することができる。これは、第１の緩衝層
の成長温度を５５０℃以下にすることにより、第１の緩
衝層内の多結晶または非晶質の状態のばらつきが小さく
なるためであると考えられるがくわしいことがわかって
いない。
【００２５】また、第１の緩衝層の成長温度が２００℃
未満の低温では、Ｓｉ単結晶基板上にＢＰの多結晶また
は非晶質からなる層を形成できない。これは、２００℃
未満の低温では、ＢＰ層の気相成長のための原料の反応
が十分に進まないことによると考えられる。これに対し
て、第１の緩衝層の成長温度を２００℃以上、好ましく
は２５０℃以上とすることにより、多結晶または非晶質
からなる第１の緩衝層を安定して形成することができ
る。
未満の低温では、Ｓｉ単結晶基板上にＢＰの多結晶また
は非晶質からなる層を形成できない。これは、２００℃
未満の低温では、ＢＰ層の気相成長のための原料の反応
が十分に進まないことによると考えられる。これに対し
て、第１の緩衝層の成長温度を２００℃以上、好ましく
は２５０℃以上とすることにより、多結晶または非晶質
からなる第１の緩衝層を安定して形成することができ
る。
【００２６】第１の緩衝層の厚さは、２ｎｍ乃至２μｍ
の範囲であることが好ましい。第１の緩衝層の厚さが２
ｎｍ未満であると、第１の緩衝層の厚さのばらつきによ
りＳｉ単結晶基板の表面全体を第１の緩衝層で充分に均
一に被覆できないという問題が生じる。また、第１の緩
衝層の厚さが２μｍ以上であると、表面に突起が発生す
るなど第１の緩衝層の表面状態が悪化し、平坦な第２の
緩衝層が得られなくなる。
の範囲であることが好ましい。第１の緩衝層の厚さが２
ｎｍ未満であると、第１の緩衝層の厚さのばらつきによ
りＳｉ単結晶基板の表面全体を第１の緩衝層で充分に均
一に被覆できないという問題が生じる。また、第１の緩
衝層の厚さが２μｍ以上であると、表面に突起が発生す
るなど第１の緩衝層の表面状態が悪化し、平坦な第２の
緩衝層が得られなくなる。
【００２７】２０ｎｍを越える厚さの第１の緩衝層にお
いては、トンネル（ｔｕｎｎｅｌ）効果による電流が流
れにくくなるため、適量の不純物をドーピングし導電形
を制御するのが好ましい。例えば、ＢＰからなる第１の
緩衝層にＳｉをドーピングすれば、ｎ形の層が得られ
る。また、マグネシウム（Ｍｇ）などの第II族元素をド
ーピングすれば、ｐ形の第１の緩衝層が得られる。
いては、トンネル（ｔｕｎｎｅｌ）効果による電流が流
れにくくなるため、適量の不純物をドーピングし導電形
を制御するのが好ましい。例えば、ＢＰからなる第１の
緩衝層にＳｉをドーピングすれば、ｎ形の層が得られ
る。また、マグネシウム（Ｍｇ）などの第II族元素をド
ーピングすれば、ｐ形の第１の緩衝層が得られる。
【００２８】本発明者らのＴＥＭによる観察の結果で
は、上記の第１の緩衝層上に高温で第２の緩衝層を形成
した後では、第１の緩衝層は多結晶から構成されるよう
になる。これは、第２の緩衝層を形成する過程で第１の
緩衝層が高温に曝されるため、第１の緩衝層の非晶質が
多結晶に変換されることによると考えられる。
は、上記の第１の緩衝層上に高温で第２の緩衝層を形成
した後では、第１の緩衝層は多結晶から構成されるよう
になる。これは、第２の緩衝層を形成する過程で第１の
緩衝層が高温に曝されるため、第１の緩衝層の非晶質が
多結晶に変換されることによると考えられる。
【００２９】第１の緩衝層上には、７５０℃以上１２０
０℃以下の温度で気相成長法によりＢＰの単結晶層から
なる第２の緩衝層を積層する。上記の様に低温で成長し
た第１の緩衝層の上には、連続性のある平坦な第２の緩
衝層が成長できる。第２の緩衝層の層厚は、０．５〜５
μｍの範囲とするのが好ましい。また、第２の緩衝層の
キャリア濃度は１×１０17〜１×１０19ｃｍ-3とするの
が好ましい。
０℃以下の温度で気相成長法によりＢＰの単結晶層から
なる第２の緩衝層を積層する。上記の様に低温で成長し
た第１の緩衝層の上には、連続性のある平坦な第２の緩
衝層が成長できる。第２の緩衝層の層厚は、０．５〜５
μｍの範囲とするのが好ましい。また、第２の緩衝層の
キャリア濃度は１×１０17〜１×１０19ｃｍ-3とするの
が好ましい。
【００３０】ＢＰからなる第２の緩衝層は、１２００℃
以上で成長するとＢＰ結晶の一部が組成式Ｂ13Ｐ2 など
で表記されるリン化硼素多量体に変態する場合がある。
Ｂ13Ｐ2 は菱面体構造の六方晶結晶であり、１２００℃
以下で成長される立方晶ＢＰ結晶とは、格子定数を異に
する。１２００℃以上で成長した第２の緩衝層中では、
リン化硼素多量体からなる結晶がＢＰの単結晶層中に形
状の大きな介在物として混在するようになる傾向があ
り、これを核として突起が発達するため、第２の緩衝層
の表面の平坦性は損なわれやすい。従って、第２の緩衝
層は１２００℃以下の温度で成長するのが好ましい。特
に第２の緩衝層を１０５０℃以下の温度で成長すると、
連続性のある平坦な第２の緩衝層が再現性よく成長でき
る。
以上で成長するとＢＰ結晶の一部が組成式Ｂ13Ｐ2 など
で表記されるリン化硼素多量体に変態する場合がある。
Ｂ13Ｐ2 は菱面体構造の六方晶結晶であり、１２００℃
以下で成長される立方晶ＢＰ結晶とは、格子定数を異に
する。１２００℃以上で成長した第２の緩衝層中では、
リン化硼素多量体からなる結晶がＢＰの単結晶層中に形
状の大きな介在物として混在するようになる傾向があ
り、これを核として突起が発達するため、第２の緩衝層
の表面の平坦性は損なわれやすい。従って、第２の緩衝
層は１２００℃以下の温度で成長するのが好ましい。特
に第２の緩衝層を１０５０℃以下の温度で成長すると、
連続性のある平坦な第２の緩衝層が再現性よく成長でき
る。
【００３１】また、第２の緩衝層の成長温度を７５０℃
以下とすると、均一な単結晶層からなる第２の緩衝層が
得られず、第２の緩衝層の一部にＢＰの多結晶または非
晶質が混在する傾向がある。これは、成長温度が低いた
めに第２の緩衝層の成長時にＢＰの結晶化のためのエネ
ルギーが十分に得られないためだと考えられる。このた
め、第２の緩衝層の成長温度は７５０℃以上、好ましく
は８５０℃以上とするのが良い。
以下とすると、均一な単結晶層からなる第２の緩衝層が
得られず、第２の緩衝層の一部にＢＰの多結晶または非
晶質が混在する傾向がある。これは、成長温度が低いた
めに第２の緩衝層の成長時にＢＰの結晶化のためのエネ
ルギーが十分に得られないためだと考えられる。このた
め、第２の緩衝層の成長温度は７５０℃以上、好ましく
は８５０℃以上とするのが良い。
【００３２】ＢＰからなる第１の緩衝層及び第２の緩衝
層は、ハロゲン化物（ｈａｌｉｄｅ）気相成長（ＶＰ
Ｅ）法や水素化物（ｈｙｄｒｉｄｅ）気相成長（ＶＰ
Ｅ）法、あるいは有機金属化学気相堆積（ＭＯＣＶＤ）
法などの気相成長方法により形成できる。このうち、ハ
ロゲン化物ＶＰＥ法では、三塩化硼素（ＢＣｌ3 ）や三
塩化リン（ＰＣｌ3 ）等の高純度に精製された化学品が
原料として利用できるため、純度的に優れる緩衝層がも
たらされるという利点がある。特に、炭素不純物の濃度
が低い高純度のＢＰ結晶層が得られる。また、ハロゲン
化物ＶＰＥ法でＢＰからなる第１の緩衝層および第２の
緩衝層を成長すると、第１及び第２の緩衝層を同一反応
装置に於いて継続して形成できる利点もある。
層は、ハロゲン化物（ｈａｌｉｄｅ）気相成長（ＶＰ
Ｅ）法や水素化物（ｈｙｄｒｉｄｅ）気相成長（ＶＰ
Ｅ）法、あるいは有機金属化学気相堆積（ＭＯＣＶＤ）
法などの気相成長方法により形成できる。このうち、ハ
ロゲン化物ＶＰＥ法では、三塩化硼素（ＢＣｌ3 ）や三
塩化リン（ＰＣｌ3 ）等の高純度に精製された化学品が
原料として利用できるため、純度的に優れる緩衝層がも
たらされるという利点がある。特に、炭素不純物の濃度
が低い高純度のＢＰ結晶層が得られる。また、ハロゲン
化物ＶＰＥ法でＢＰからなる第１の緩衝層および第２の
緩衝層を成長すると、第１及び第２の緩衝層を同一反応
装置に於いて継続して形成できる利点もある。
【００３３】また、ＭＯＣＶＤ法は大面積の領域に亘り
均一に薄膜を成長できるため、ＭＯＣＶＤ法でＢＰから
なる第１の緩衝層および第２の緩衝層を成長すると、Ｓ
ｉ単結晶基板上に均一な層厚の緩衝層が得られる利点が
ある。また、第１及び第２の緩衝層を同一反応装置に於
いて継続して形成することができる。ＭＯＣＶＤ法で
は、硼素原料としてトリメチル硼素（（ＣＨ3 ）3
Ｂ）、トリエチル硼素（（Ｃ2 Ｈ5 ）3 Ｂ）などの有機
硼素化合物、或いはボラン（ＢＨ3）やジボラン（Ｂ2
Ｈ6 ）などの硼素の水素化物を利用できる。リン原料に
は、ホスフィン（ＰＨ3 ）などが利用できる。
均一に薄膜を成長できるため、ＭＯＣＶＤ法でＢＰから
なる第１の緩衝層および第２の緩衝層を成長すると、Ｓ
ｉ単結晶基板上に均一な層厚の緩衝層が得られる利点が
ある。また、第１及び第２の緩衝層を同一反応装置に於
いて継続して形成することができる。ＭＯＣＶＤ法で
は、硼素原料としてトリメチル硼素（（ＣＨ3 ）3
Ｂ）、トリエチル硼素（（Ｃ2 Ｈ5 ）3 Ｂ）などの有機
硼素化合物、或いはボラン（ＢＨ3）やジボラン（Ｂ2
Ｈ6 ）などの硼素の水素化物を利用できる。リン原料に
は、ホスフィン（ＰＨ3 ）などが利用できる。
【００３４】上記のようにして形成した第２の緩衝層上
に、気相成長法により、一般式Ａｌp Ｇａq Ｉｎr Ｎ
（０≦ｐ≦１、０≦ｑ≦１、０≦ｒ≦１、ｐ＋ｑ＋ｒ＝
１）で表されるIII 族窒化物半導体から成る結晶層を成
長すると、高品質のIII 族窒化物半導体結晶層を形成で
きる。
に、気相成長法により、一般式Ａｌp Ｇａq Ｉｎr Ｎ
（０≦ｐ≦１、０≦ｑ≦１、０≦ｒ≦１、ｐ＋ｑ＋ｒ＝
１）で表されるIII 族窒化物半導体から成る結晶層を成
長すると、高品質のIII 族窒化物半導体結晶層を形成で
きる。
【００３５】この場合、III 族窒化物半導体から成る結
晶層を、表面のＢＰの一部を窒化した第２の緩衝層上に
積層すると、さらに結晶性に優れるIII 族窒化物半導体
結晶層が成長できる。第２の緩衝層の表面のＢＰの窒化
は、上記のようにして第２の緩衝層を成長したＳｉ単結
晶基板を、窒素化合物を含む雰囲気内で熱処理すること
により行うことができる。特に、アンモニア（ＮＨ3 ）
またはヒドラジン（Ｎ2 Ｈ4 ）類を含む雰囲気内で７０
０℃以上１２００℃以下の温度に保持して、窒素を第２
の緩衝層の表面より結晶中に導入することで行うのが好
ましい。なお、ヒドラジン類（Ｎ2 Ｈ4 ）とは、ヒドラ
ジンやジメチルヒドラジン（（ＣＨ3 ）2 Ｎ2 Ｈ2 ）な
どのヒドラジンの誘導体を指す。
晶層を、表面のＢＰの一部を窒化した第２の緩衝層上に
積層すると、さらに結晶性に優れるIII 族窒化物半導体
結晶層が成長できる。第２の緩衝層の表面のＢＰの窒化
は、上記のようにして第２の緩衝層を成長したＳｉ単結
晶基板を、窒素化合物を含む雰囲気内で熱処理すること
により行うことができる。特に、アンモニア（ＮＨ3 ）
またはヒドラジン（Ｎ2 Ｈ4 ）類を含む雰囲気内で７０
０℃以上１２００℃以下の温度に保持して、窒素を第２
の緩衝層の表面より結晶中に導入することで行うのが好
ましい。なお、ヒドラジン類（Ｎ2 Ｈ4 ）とは、ヒドラ
ジンやジメチルヒドラジン（（ＣＨ3 ）2 Ｎ2 Ｈ2 ）な
どのヒドラジンの誘導体を指す。
【００３６】第２の緩衝層の表面のＢＰの窒化は、第２
の緩衝層を構成するＢＰが上記の窒化処理中にＢ13Ｐ2
等のリン化多量体に変態するのを回避するため、１０５
０℃以下の温度で行うのが特に望ましい。ジメチルヒド
ラジンは、アンモニアに比較すればより低温で窒素を放
出するため、１０５０℃以下で窒化処理を行うのに特に
有効な材料となる。
の緩衝層を構成するＢＰが上記の窒化処理中にＢ13Ｐ2
等のリン化多量体に変態するのを回避するため、１０５
０℃以下の温度で行うのが特に望ましい。ジメチルヒド
ラジンは、アンモニアに比較すればより低温で窒素を放
出するため、１０５０℃以下で窒化処理を行うのに特に
有効な材料となる。
【００３７】第２の緩衝層の表面のＢＰを窒化すること
により、第２の緩衝層の表面近傍の領域には窒素（Ｎ）
を含むＢＰが形成される。この窒素を含むＢＰの組成
を、以下ではＢＰ1-X ＮX （０＜Ｘ＜１）で表示したと
きの窒素組成比Ｘで表すことにする。第２の緩衝層の表
面のＢＰを窒化する目的は、第２の緩衝層とその上に接
して設けられたIII 族窒化物半導体結晶層との格子定数
が、両者の界面において一致するようにするためであ
る。すなわち、第２の緩衝層の表面のＢＰの組成を、Ｘ
が０．０３以上０．１７以下の範囲とすれば、その上に
接して形成されるIII 族窒化物半導体結晶層を立方晶の
Ａｌb Ｇａ1-b Ｎ（０≦ｂ≦１）とした場合に、両者の
格子定数を界面で一致させることができる。特に、第２
の緩衝層の表面のＢＰの組成をＸが０．０３とすれば、
第２の緩衝層の表面の格子定数は立方晶の閃亜鉛鉱型の
ＧａＮと一致する。このように第２の緩衝層上に成長す
るIII 族窒化物半導体と第２の緩衝層の格子定数が界面
において一致すれば、第２の緩衝層上に成長するIII 族
窒化物半導体結晶層は、ミスフィット転位等の結晶欠陥
密度の少ない良好な結晶となる。このようなIII 族窒化
物半導体結晶層を用いれば、高性能のＬＥＤ等の半導体
装置を作製することができる。
により、第２の緩衝層の表面近傍の領域には窒素（Ｎ）
を含むＢＰが形成される。この窒素を含むＢＰの組成
を、以下ではＢＰ1-X ＮX （０＜Ｘ＜１）で表示したと
きの窒素組成比Ｘで表すことにする。第２の緩衝層の表
面のＢＰを窒化する目的は、第２の緩衝層とその上に接
して設けられたIII 族窒化物半導体結晶層との格子定数
が、両者の界面において一致するようにするためであ
る。すなわち、第２の緩衝層の表面のＢＰの組成を、Ｘ
が０．０３以上０．１７以下の範囲とすれば、その上に
接して形成されるIII 族窒化物半導体結晶層を立方晶の
Ａｌb Ｇａ1-b Ｎ（０≦ｂ≦１）とした場合に、両者の
格子定数を界面で一致させることができる。特に、第２
の緩衝層の表面のＢＰの組成をＸが０．０３とすれば、
第２の緩衝層の表面の格子定数は立方晶の閃亜鉛鉱型の
ＧａＮと一致する。このように第２の緩衝層上に成長す
るIII 族窒化物半導体と第２の緩衝層の格子定数が界面
において一致すれば、第２の緩衝層上に成長するIII 族
窒化物半導体結晶層は、ミスフィット転位等の結晶欠陥
密度の少ない良好な結晶となる。このようなIII 族窒化
物半導体結晶層を用いれば、高性能のＬＥＤ等の半導体
装置を作製することができる。
【００３８】第２の緩衝層の表面近傍の窒化された領域
の厚さは、１０ｎｍ程度あるいはそれ以上で充分であ
る。窒化された領域の厚さは、上記の窒化処理において
処理温度が高い程、また処理時間が延長される程増加す
る。しかし、窒化された領域の厚さが数μｍを越えるよ
うな窒化処理は、第２の緩衝層の表面の平担性を失わ
せ、その上に成長するIII 族窒化物半導体結晶層の結晶
性も損なう悪影響を及ぼす。窒化された領域の厚さは、
２次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）やオージエ（Ａｕｇ
ｅｒ）電子分析法（ＡＥＳ）等に依る窒素原子の深さ方
向の分布状況から測定できる。
の厚さは、１０ｎｍ程度あるいはそれ以上で充分であ
る。窒化された領域の厚さは、上記の窒化処理において
処理温度が高い程、また処理時間が延長される程増加す
る。しかし、窒化された領域の厚さが数μｍを越えるよ
うな窒化処理は、第２の緩衝層の表面の平担性を失わ
せ、その上に成長するIII 族窒化物半導体結晶層の結晶
性も損なう悪影響を及ぼす。窒化された領域の厚さは、
２次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）やオージエ（Ａｕｇ
ｅｒ）電子分析法（ＡＥＳ）等に依る窒素原子の深さ方
向の分布状況から測定できる。
【００３９】表面近傍において窒素を含む第２の緩衝層
は、ＢＰ結晶の成長時に窒素原料を添加して第２の緩衝
層を成長しても形成することができる。例えば、三塩化
硼素と三塩化リンとを用いるハロゲン化物ＶＰＥ法によ
る第２の緩衝層の成長に於いて、ジメチルヒドラジンを
成長の終わりの段階で添加すれば、表面近傍において窒
素を含む第２の緩衝層を形成できる。
は、ＢＰ結晶の成長時に窒素原料を添加して第２の緩衝
層を成長しても形成することができる。例えば、三塩化
硼素と三塩化リンとを用いるハロゲン化物ＶＰＥ法によ
る第２の緩衝層の成長に於いて、ジメチルヒドラジンを
成長の終わりの段階で添加すれば、表面近傍において窒
素を含む第２の緩衝層を形成できる。
【００４０】第２の緩衝層上に成長するIII 族窒化物半
導体からなる結晶層は、ハロゲン化物ＶＰＥ法、水素化
物ＶＰＥ法または分子線エピタキシー（ＭＢＥ）法で成
長できる。しかし、ハロゲン化物ＶＰＥ法による約１０
００℃を越える温度でのIII 族窒化物半導体結晶層の成
長では、塩化物或いは臭化物からなる原料の熱分解で発
生するハロゲン化物による腐食、浸食作用により、表面
の平坦性に優れるIII 族窒化物半導体結晶層が得られ難
い欠点がある。また、成長のために充分な高い蒸気圧の
Ａｌのハロゲン化合物が無いため、ＡｌＧａＮ等のＡｌ
を含むIII 族窒化物半導体結晶層を成長できない欠点が
ある。また、水素化物ＶＰＥ法は、III 族金属とＶ族元
素の水素化物とを原料とする気相成長法であるが、やは
り成長に都合の良い蒸気圧を有するＡｌの原料がないた
め、Ａｌを含むIII 族窒化物半導体結晶層を成長できな
い欠点がある。また、ＭＢＥ法は高真空、高温環境下で
成長を行うため、III 族窒化物半導体結晶層が昇華によ
り損失しやすい問題がある。
導体からなる結晶層は、ハロゲン化物ＶＰＥ法、水素化
物ＶＰＥ法または分子線エピタキシー（ＭＢＥ）法で成
長できる。しかし、ハロゲン化物ＶＰＥ法による約１０
００℃を越える温度でのIII 族窒化物半導体結晶層の成
長では、塩化物或いは臭化物からなる原料の熱分解で発
生するハロゲン化物による腐食、浸食作用により、表面
の平坦性に優れるIII 族窒化物半導体結晶層が得られ難
い欠点がある。また、成長のために充分な高い蒸気圧の
Ａｌのハロゲン化合物が無いため、ＡｌＧａＮ等のＡｌ
を含むIII 族窒化物半導体結晶層を成長できない欠点が
ある。また、水素化物ＶＰＥ法は、III 族金属とＶ族元
素の水素化物とを原料とする気相成長法であるが、やは
り成長に都合の良い蒸気圧を有するＡｌの原料がないた
め、Ａｌを含むIII 族窒化物半導体結晶層を成長できな
い欠点がある。また、ＭＢＥ法は高真空、高温環境下で
成長を行うため、III 族窒化物半導体結晶層が昇華によ
り損失しやすい問題がある。
【００４１】これに対してＭＯＣＶＤ法は、III 族窒化
物半導体結晶層の成長方法として好適に利用できる。Ｍ
ＯＣＶＤ法によるIII 族窒化物半導体結晶層の成長にお
いては、原料として例えばIII 族元素のトリアルキル
（ｔｒｉ−ａｌｋｙｌ）化合物とＶ族元素の水素化物を
用いる。ＭＯＣＶＤ法に依れば、ホスフィン（ＰＨ3 ）
などのリン原料を含む雰囲気を簡単に構成でき、成長の
際の高温環境下に於けるＢＰからなる第２の緩衝層の表
面の平滑性の劣化を防止できる。さらにＭＯＣＶＤ法に
依れば、大気圧或いは僅かに加圧された環境下でも結晶
層の成長が可能であるため、ＧａＮやより昇華性の高い
ＧａＩｎＮ混晶の昇華による損失が抑制され、第２の緩
衝層上に連続性のあるIII 族窒化物半導体結晶層が形成
できる。また、減圧ＭＯＣＶＤ法でIII 族窒化物半導体
結晶層を成長する場合、トリメチルアルミニウム（（Ｃ
Ｈ3 ）3 Ａｌ）などのＡｌ原料やアンモニアなどの窒素
原料の熱分解効率が上がるため、大気圧におけるＭＯＣ
ＶＤ法の場合よりも低温でIII 族窒化物半導体結晶層を
成長できる利点がある。低温で成長出来れば、昇華によ
る損失がより抑制されるため、連続性のあるIII 族窒化
物半導体層がさらに容易に得られる。特に、ヒドラジン
類を窒素原料とするＭＯＣＶＤ法では、ヒドラジン類の
易分解性により、第２の緩衝層を成長するのと同程度の
温度範囲でIII 族窒化物半導体結晶層を成長できる。そ
のため基板の温度を変更せずに、第２の緩衝層の上に続
いてIII 族窒化物半導体結晶層を成長できる利点があ
る。またＭＯＣＶＤ法を用いたIII 族窒化物半導体結晶
層の成長では、III 族窒化物半導体について代表的なｐ
形不純物であるマグネシウム（Ｍｇ）が簡単にドーピン
グでき、ハロゲン化物ＶＰＥ法或いは水素化物ＶＰＥ法
に比べて容易にＭｇをドープしたIII 族窒化物半導体結
晶層が得られる利点がある。
物半導体結晶層の成長方法として好適に利用できる。Ｍ
ＯＣＶＤ法によるIII 族窒化物半導体結晶層の成長にお
いては、原料として例えばIII 族元素のトリアルキル
（ｔｒｉ−ａｌｋｙｌ）化合物とＶ族元素の水素化物を
用いる。ＭＯＣＶＤ法に依れば、ホスフィン（ＰＨ3 ）
などのリン原料を含む雰囲気を簡単に構成でき、成長の
際の高温環境下に於けるＢＰからなる第２の緩衝層の表
面の平滑性の劣化を防止できる。さらにＭＯＣＶＤ法に
依れば、大気圧或いは僅かに加圧された環境下でも結晶
層の成長が可能であるため、ＧａＮやより昇華性の高い
ＧａＩｎＮ混晶の昇華による損失が抑制され、第２の緩
衝層上に連続性のあるIII 族窒化物半導体結晶層が形成
できる。また、減圧ＭＯＣＶＤ法でIII 族窒化物半導体
結晶層を成長する場合、トリメチルアルミニウム（（Ｃ
Ｈ3 ）3 Ａｌ）などのＡｌ原料やアンモニアなどの窒素
原料の熱分解効率が上がるため、大気圧におけるＭＯＣ
ＶＤ法の場合よりも低温でIII 族窒化物半導体結晶層を
成長できる利点がある。低温で成長出来れば、昇華によ
る損失がより抑制されるため、連続性のあるIII 族窒化
物半導体層がさらに容易に得られる。特に、ヒドラジン
類を窒素原料とするＭＯＣＶＤ法では、ヒドラジン類の
易分解性により、第２の緩衝層を成長するのと同程度の
温度範囲でIII 族窒化物半導体結晶層を成長できる。そ
のため基板の温度を変更せずに、第２の緩衝層の上に続
いてIII 族窒化物半導体結晶層を成長できる利点があ
る。またＭＯＣＶＤ法を用いたIII 族窒化物半導体結晶
層の成長では、III 族窒化物半導体について代表的なｐ
形不純物であるマグネシウム（Ｍｇ）が簡単にドーピン
グでき、ハロゲン化物ＶＰＥ法或いは水素化物ＶＰＥ法
に比べて容易にＭｇをドープしたIII 族窒化物半導体結
晶層が得られる利点がある。
【００４２】上記のようにして形成したIII 族窒化物半
導体結晶層を利用すれば、高性能のＬＥＤ等の半導体装
置を作製することができる。例えば、第２の緩衝層の上
に第１導電形のIII 族窒化物半導体結晶層からなる第１
のクラッド層、III 族窒化物半導体結晶層からなる発光
層、第２導電形のIII 族窒化物半導体結晶層からなる第
２のクラッド層を順次積層し、ダブルヘテロ構造の発光
部を形成すれば、ＬＥＤの製造に用いられるエピタキシ
ャルウェハが作製できる。第１のクラッド層または第２
のクラッド層は、ＡｌＧａＮから作製できる。また、発
光層はＧａＩｎＮから作製できる。上記のように、本発
明の方法でＳｉ単結晶基板上にＢＰからなる第１および
第２の緩衝層を介して形成した、ＡｌＧａＮからなる第
１のクラッド層または第２のクラッド層、あるいはＧａ
ＩｎＮからなる発光層などのIII 族窒化物半導体結晶層
は、結晶性に優れ高品質であるため、このエピタキシャ
ルウェハから作製されるＬＥＤは、高出力の特性の良い
ものとなる。
導体結晶層を利用すれば、高性能のＬＥＤ等の半導体装
置を作製することができる。例えば、第２の緩衝層の上
に第１導電形のIII 族窒化物半導体結晶層からなる第１
のクラッド層、III 族窒化物半導体結晶層からなる発光
層、第２導電形のIII 族窒化物半導体結晶層からなる第
２のクラッド層を順次積層し、ダブルヘテロ構造の発光
部を形成すれば、ＬＥＤの製造に用いられるエピタキシ
ャルウェハが作製できる。第１のクラッド層または第２
のクラッド層は、ＡｌＧａＮから作製できる。また、発
光層はＧａＩｎＮから作製できる。上記のように、本発
明の方法でＳｉ単結晶基板上にＢＰからなる第１および
第２の緩衝層を介して形成した、ＡｌＧａＮからなる第
１のクラッド層または第２のクラッド層、あるいはＧａ
ＩｎＮからなる発光層などのIII 族窒化物半導体結晶層
は、結晶性に優れ高品質であるため、このエピタキシャ
ルウェハから作製されるＬＥＤは、高出力の特性の良い
ものとなる。
【００４３】また、上記のようなエピタキシャルウェハ
は、Ｓｉ単結晶基板を用いているため、Ｓｉ単結晶の劈
開性を利用することにより、エピタキシャルウェハを裁
断して方形の個別素子に分離する加工が容易になる。さ
らに、上記のようなエピタキシャルウェハは導電性のＳ
ｉ単結晶を基板とするため、該基板のIII 族窒化物半導
体結晶層を積層した面とは反対側の表面に電極を形成す
ることができ、ＬＥＤの電極形成時にIII 族窒化物半導
体結晶層の一部を削除する加工を行う必要がなくなる。
すなわち、本発明の成長方法により形成されたIII 族窒
化物半導体結晶層を利用すれば、ＬＥＤ等の半導体装置
の作製が容易となる。
は、Ｓｉ単結晶基板を用いているため、Ｓｉ単結晶の劈
開性を利用することにより、エピタキシャルウェハを裁
断して方形の個別素子に分離する加工が容易になる。さ
らに、上記のようなエピタキシャルウェハは導電性のＳ
ｉ単結晶を基板とするため、該基板のIII 族窒化物半導
体結晶層を積層した面とは反対側の表面に電極を形成す
ることができ、ＬＥＤの電極形成時にIII 族窒化物半導
体結晶層の一部を削除する加工を行う必要がなくなる。
すなわち、本発明の成長方法により形成されたIII 族窒
化物半導体結晶層を利用すれば、ＬＥＤ等の半導体装置
の作製が容易となる。
【００４４】
【実施例】以下、本発明を実施例に基づいて説明する。 （第１の実施例）本第１の実施例では、ＬＥＤを作製し
た。作製したＬＥＤを図１に示す。図１に示すＬＥＤ
は、以下の手順で作製した。
た。作製したＬＥＤを図１に示す。図１に示すＬＥＤ
は、以下の手順で作製した。
【００４５】基板１０１には、リン（Ｐ）をドーピング
したｎ形で、面方位を（００１）方向から２°オフ（ｏ
ｆｆ）した方向とするＳｉ単結晶を用いた。緩衝層の成
長は、ハロゲン化物ＶＰＥ法で行った。Ｓｉ単結晶基板
１０１は、第１の緩衝層１０２を成長するに先立ち、成
長装置内の水素雰囲気中で約１０００℃に於いて５分間
保持し、表面の清浄化を施した。
したｎ形で、面方位を（００１）方向から２°オフ（ｏ
ｆｆ）した方向とするＳｉ単結晶を用いた。緩衝層の成
長は、ハロゲン化物ＶＰＥ法で行った。Ｓｉ単結晶基板
１０１は、第１の緩衝層１０２を成長するに先立ち、成
長装置内の水素雰囲気中で約１０００℃に於いて５分間
保持し、表面の清浄化を施した。
【００４６】Ｓｉ単結晶基板１０１上には、まずＢＰか
らなる第１の緩衝層１０２を成長した。アンドープでｎ
形のＢＰからなる第１の緩衝層１０２は、三塩化硼素
（ＢＣｌ3 ）と三塩化リン（ＰＣｌ3 ）を原料として用
い、水素を雰囲気ガスとするハロゲン化物ＶＰＥ法によ
り、３８０℃で成長した。本発明者らのＴＥＭによる観
察の結果、成長した第１の緩衝層１０２は、基板１０１
との接合界面１０１ａの近傍領域が立方晶のＢＰの多結
晶からなり、その上方の領域がＢＰの非晶質から構成さ
れていた。第１の緩衝層１０２の厚さはおよそ２０ｎｍ
であり、ＢＰの多結晶からなる領域の厚さは、約３ｎｍ
であった。
らなる第１の緩衝層１０２を成長した。アンドープでｎ
形のＢＰからなる第１の緩衝層１０２は、三塩化硼素
（ＢＣｌ3 ）と三塩化リン（ＰＣｌ3 ）を原料として用
い、水素を雰囲気ガスとするハロゲン化物ＶＰＥ法によ
り、３８０℃で成長した。本発明者らのＴＥＭによる観
察の結果、成長した第１の緩衝層１０２は、基板１０１
との接合界面１０１ａの近傍領域が立方晶のＢＰの多結
晶からなり、その上方の領域がＢＰの非晶質から構成さ
れていた。第１の緩衝層１０２の厚さはおよそ２０ｎｍ
であり、ＢＰの多結晶からなる領域の厚さは、約３ｎｍ
であった。
【００４７】第１の緩衝層１０２の成長を、成長装置へ
のＢＣｌ3 の供給を停止して終了した後、３８０℃で５
分間ＰＣｌ3 を供給しながら保持し、第１の緩衝層１０
２の表面をリンが富裕となる状態とした。その後、ＰＣ
ｌ3 と水素との混合雰囲気内で基板の温度を８９０℃に
昇温し、ハロゲン化物ＶＰＥ法により、モノシランをＳ
ｉ不純物原料に用いて、ＳｉをドーピングしたＢＰの単
結晶層から成るｎ形の第２の緩衝層１０３を成長した。
成長した第２の緩衝層１０３の層厚は２μｍで、キャリ
ア濃度は約１×１０18ｃｍ-3であった。また第２の緩衝
層は、表面の平坦な連続性のある層となった。また、一
般的なＸ線回折分析法によれば、第２の緩衝層１０３の
内部にはＢ13Ｐ2 多量体結晶はほとんど検出されなかっ
た。またＳＩＭＳ分析に依れば、第１及び第２の緩衝層
１０２、１０３は、炭素（Ｃ）濃度が５×１０16ｃｍ-3
以下である高純度の結晶層であった。さらに、第２の緩
衝層１０３の成長後にＴＥＭにより第１の緩衝層１０２
の内部を観察した結果、ａｓ−ｇｒｏｗｎ状態で存在し
た非晶質は多結晶に変換されていて、第１の緩衝層は多
結晶のＢＰから構成されていた。
のＢＣｌ3 の供給を停止して終了した後、３８０℃で５
分間ＰＣｌ3 を供給しながら保持し、第１の緩衝層１０
２の表面をリンが富裕となる状態とした。その後、ＰＣ
ｌ3 と水素との混合雰囲気内で基板の温度を８９０℃に
昇温し、ハロゲン化物ＶＰＥ法により、モノシランをＳ
ｉ不純物原料に用いて、ＳｉをドーピングしたＢＰの単
結晶層から成るｎ形の第２の緩衝層１０３を成長した。
成長した第２の緩衝層１０３の層厚は２μｍで、キャリ
ア濃度は約１×１０18ｃｍ-3であった。また第２の緩衝
層は、表面の平坦な連続性のある層となった。また、一
般的なＸ線回折分析法によれば、第２の緩衝層１０３の
内部にはＢ13Ｐ2 多量体結晶はほとんど検出されなかっ
た。またＳＩＭＳ分析に依れば、第１及び第２の緩衝層
１０２、１０３は、炭素（Ｃ）濃度が５×１０16ｃｍ-3
以下である高純度の結晶層であった。さらに、第２の緩
衝層１０３の成長後にＴＥＭにより第１の緩衝層１０２
の内部を観察した結果、ａｓ−ｇｒｏｗｎ状態で存在し
た非晶質は多結晶に変換されていて、第１の緩衝層は多
結晶のＢＰから構成されていた。
【００４８】その後、上記の第２の緩衝層１０３を成長
した基板を、８９０℃においてジメチルヒドラジンと水
素から成る混合雰囲気中に１０分間曝し、表面を窒化し
た。その結果、表面近傍の第２の緩衝層１０３は、組成
をＢＰ0.97Ｎ0.03とする窒素を含むＢＰとなった。窒化
された領域の厚さは、ＳＩＭＳ分析に依る窒素原子のの
分布から、第２の緩衝層１０３の表面より約０．５μｍ
の範囲となった。
した基板を、８９０℃においてジメチルヒドラジンと水
素から成る混合雰囲気中に１０分間曝し、表面を窒化し
た。その結果、表面近傍の第２の緩衝層１０３は、組成
をＢＰ0.97Ｎ0.03とする窒素を含むＢＰとなった。窒化
された領域の厚さは、ＳＩＭＳ分析に依る窒素原子のの
分布から、第２の緩衝層１０３の表面より約０．５μｍ
の範囲となった。
【００４９】第２の緩衝層１０３上には、水素とアルゴ
ンの混合ガスを雰囲気ガスとする大気圧でのＭＯＣＶＤ
法により、III 族窒化物半導体結晶層を成長した。すな
わち、トリメチルガリウム（（ＣＨ3 ）3 Ｇａ）とジメ
チルヒドラジンを原料に用いて、まず第２の緩衝層１０
３上に接して、Ｓｉをドープしたｎ形窒化ガリウム（Ｇ
ａＮ）からなる下部クラッド層１０４を８９０℃で積層
した。下部クラッド層１０４の層厚は約１．５μｍであ
り、キャリア濃度は１．０×１０18cm-3であった。ま
た、第２の緩衝層１０３の表面の組成をＢＰ0.97Ｎ0.03
としたため、第２の緩衝層とその上に接して設けられた
ＧａＮからなる下部クラッド層１０４の格子定数が両者
の界面において一致し、結晶性の良い下部クラッド層１
０４が得られた。
ンの混合ガスを雰囲気ガスとする大気圧でのＭＯＣＶＤ
法により、III 族窒化物半導体結晶層を成長した。すな
わち、トリメチルガリウム（（ＣＨ3 ）3 Ｇａ）とジメ
チルヒドラジンを原料に用いて、まず第２の緩衝層１０
３上に接して、Ｓｉをドープしたｎ形窒化ガリウム（Ｇ
ａＮ）からなる下部クラッド層１０４を８９０℃で積層
した。下部クラッド層１０４の層厚は約１．５μｍであ
り、キャリア濃度は１．０×１０18cm-3であった。ま
た、第２の緩衝層１０３の表面の組成をＢＰ0.97Ｎ0.03
としたため、第２の緩衝層とその上に接して設けられた
ＧａＮからなる下部クラッド層１０４の格子定数が両者
の界面において一致し、結晶性の良い下部クラッド層１
０４が得られた。
【００５０】下部クラッド層１０４上には、さらにトリ
メチルインジウム（（ＣＨ3 ）3 Ｉｎ）をＩｎ原料とし
て加えて、８９０℃でアンドープのｎ形の窒化ガリウム
・インジウム（Ｇａ0.88Ｉｎ0.12Ｎ）からなる発光層１
０５を成長した。発光層１０５の厚さは０．１μｍであ
り、キャリア濃度は２．１×１０18ｃｍ-3であった。さ
らに発光層１０５上には、トリメチルガリウム、トリメ
チルアルミニウム（（ＣＨ3 ）3 Ａｌ）とジメチルヒド
ラジンを原料に用い、シクロペンタジエニルマグネシウ
ムを不純物原料として用いて、８９０℃でマグネシウム
（Ｍｇ）をドープしたｐ形の窒化アルミニウム・ガリウ
ム（Ａｌ0.10Ｇａ0.90Ｎ）からなる上部クラッド層１０
６を成長した。上部クラッド層１０６の層厚は０．１μ
ｍであり、キャリア濃度は４．１×１０17ｃｍ-3であっ
た。
メチルインジウム（（ＣＨ3 ）3 Ｉｎ）をＩｎ原料とし
て加えて、８９０℃でアンドープのｎ形の窒化ガリウム
・インジウム（Ｇａ0.88Ｉｎ0.12Ｎ）からなる発光層１
０５を成長した。発光層１０５の厚さは０．１μｍであ
り、キャリア濃度は２．１×１０18ｃｍ-3であった。さ
らに発光層１０５上には、トリメチルガリウム、トリメ
チルアルミニウム（（ＣＨ3 ）3 Ａｌ）とジメチルヒド
ラジンを原料に用い、シクロペンタジエニルマグネシウ
ムを不純物原料として用いて、８９０℃でマグネシウム
（Ｍｇ）をドープしたｐ形の窒化アルミニウム・ガリウ
ム（Ａｌ0.10Ｇａ0.90Ｎ）からなる上部クラッド層１０
６を成長した。上部クラッド層１０６の層厚は０．１μ
ｍであり、キャリア濃度は４．１×１０17ｃｍ-3であっ
た。
【００５１】上記のようにして第２の緩衝層１０３上に
順次積層した、立方晶のIII 族窒化物半導体結晶からな
る下部クラッド層１０４、発光層１０５、上部クラッド
層１０６から、ｐｎ接合を有するダブルヘテロ構造の発
光部を構成した。さらに上部クラッド層１０６上には、
Ｍｇをドープしたｐ形のＧａＮからなるコンタクト層１
０７を成長した。コンタクト層１０７の厚さは０．１μ
ｍであり、キャリア濃度は８×１０17ｃｍ-3であった。
以上により、ＬＥＤの製造に用いられるエピタキシャル
ウェハの作製を終了した。
順次積層した、立方晶のIII 族窒化物半導体結晶からな
る下部クラッド層１０４、発光層１０５、上部クラッド
層１０６から、ｐｎ接合を有するダブルヘテロ構造の発
光部を構成した。さらに上部クラッド層１０６上には、
Ｍｇをドープしたｐ形のＧａＮからなるコンタクト層１
０７を成長した。コンタクト層１０７の厚さは０．１μ
ｍであり、キャリア濃度は８×１０17ｃｍ-3であった。
以上により、ＬＥＤの製造に用いられるエピタキシャル
ウェハの作製を終了した。
【００５２】成長装置から上記のエピタキシャルウェハ
を取り出した後、該エピタキシャルウェハを用いて以下
のようにしてＬＥＤを作製した。コンタクト層１０７上
には、金（Ａｕ）からなるｐ形のオーミック電極１０８
を形成した。一方、アルミニウム−アンチモン合金から
なるｎ形のオーミック電極１０９は、Ｓｉ単結晶基板に
導電性があるためIII 族窒化物半導体結晶層の一部を削
除して形成する必要がなく、基板１０１の裏側の全面に
形成した。その後、電極を形成したエピタキシャルウェ
ハを、Ｓｉ単結晶基板の互いに直交する（０１１）方向
の劈開性を利用して、一辺を約３００μｍとする正方形
のチップ（ｃｈｉｐ）に分離し、ＬＥＤを作製した。Ｓ
ｉ単結晶基板が（０１１）結晶方向に劈開性を有するた
めに、エピタキシャルウェハをチップに分離する操作は
容易であり、作製されたチップの形状もほとんどが良好
であった。
を取り出した後、該エピタキシャルウェハを用いて以下
のようにしてＬＥＤを作製した。コンタクト層１０７上
には、金（Ａｕ）からなるｐ形のオーミック電極１０８
を形成した。一方、アルミニウム−アンチモン合金から
なるｎ形のオーミック電極１０９は、Ｓｉ単結晶基板に
導電性があるためIII 族窒化物半導体結晶層の一部を削
除して形成する必要がなく、基板１０１の裏側の全面に
形成した。その後、電極を形成したエピタキシャルウェ
ハを、Ｓｉ単結晶基板の互いに直交する（０１１）方向
の劈開性を利用して、一辺を約３００μｍとする正方形
のチップ（ｃｈｉｐ）に分離し、ＬＥＤを作製した。Ｓ
ｉ単結晶基板が（０１１）結晶方向に劈開性を有するた
めに、エピタキシャルウェハをチップに分離する操作は
容易であり、作製されたチップの形状もほとんどが良好
であった。
【００５３】上記のようにして作製したＬＥＤの電気特
性および発光特性を調べた。上記のＬＥＤに順方向電流
を２０ミリアンペア（ｍＡ）流すと、中心波長を約４３
０ｎｍとする青色の発光が得られた。発光スペクトルの
半値幅は約２０ｎｍで、単色性に優れていた。ＬＥＤの
チップに樹脂モールド（ｍｏｌｄ）を施し、ランプ状に
したＬＥＤの発光出力は、順方向電流２０ｍＡの場合に
約１．２カンデラ（ｃｄ）と優れたものであった。ま
た、順方向に２０ｍＡの電流を流す際の順方向電圧は
２．８ボルト（Ｖ）、、逆方向に１０μＡの電流を流す
際の逆方向電圧は２０Ｖ以上であり、良好な整流特性を
示した。以上のような優れたＬＥＤ特性は、本発明によ
り高品質のIII 族窒化物半導体結晶層が形成できたため
であると考えられる。
性および発光特性を調べた。上記のＬＥＤに順方向電流
を２０ミリアンペア（ｍＡ）流すと、中心波長を約４３
０ｎｍとする青色の発光が得られた。発光スペクトルの
半値幅は約２０ｎｍで、単色性に優れていた。ＬＥＤの
チップに樹脂モールド（ｍｏｌｄ）を施し、ランプ状に
したＬＥＤの発光出力は、順方向電流２０ｍＡの場合に
約１．２カンデラ（ｃｄ）と優れたものであった。ま
た、順方向に２０ｍＡの電流を流す際の順方向電圧は
２．８ボルト（Ｖ）、、逆方向に１０μＡの電流を流す
際の逆方向電圧は２０Ｖ以上であり、良好な整流特性を
示した。以上のような優れたＬＥＤ特性は、本発明によ
り高品質のIII 族窒化物半導体結晶層が形成できたため
であると考えられる。
【００５４】（第２の実施例）本第２の実施例では、第
１の実施例と同様のＬＥＤを作製する際、第１の緩衝層
および第２の緩衝層をＭＯＣＶＤ法で成長した。その他
の製造方法は、第１の実施例と同じとした。また作製し
たＬＥＤの構造は、図１に示すものである。本実施例２
のＬＥＤは、以下の手順で作製した。
１の実施例と同様のＬＥＤを作製する際、第１の緩衝層
および第２の緩衝層をＭＯＣＶＤ法で成長した。その他
の製造方法は、第１の実施例と同じとした。また作製し
たＬＥＤの構造は、図１に示すものである。本実施例２
のＬＥＤは、以下の手順で作製した。
【００５５】Ｓｉ単結晶基板１０１と、第１の緩衝層を
成長するまでの清浄化の操作は第１の実施例と同じとし
た。Ｓｉ単結晶基板１０１上には、ジボラン（Ｂ2 Ｈ
6 ）とホスフィン（ＰＨ3 ）を原料として用い、水素
（Ｈ2 ）を雰囲気ガスとする減圧のＭＯＣＶＤ法によ
り、第１の緩衝層１０２および第２の緩衝層１０３を成
長した。すなわち、まずＳｉ単結晶基板１０１の表面上
に、減圧のＭＯＣＶＤ法により４１０℃で第１の緩衝層
１０２を成長した。第１の緩衝層１０２の層厚は約１５
ｎｍであった。また第１の緩衝層１０２は、基板１０１
との接合界面１０１ａ近傍の幅約２ｎｍの領域がａｓ−
ｇｒｏｗｎ状態で多結晶からなり、その上方の領域が非
晶質から構成されていた。第１の緩衝層１０２はＭＯＣ
ＶＤ法を利用して成長されたため、その層厚が直径４イ
ンチのＳｉ単結晶基板１０１の面内のほとんどの箇所で
１５ｎｍ±１ｎｍの範囲に収まる均一なものとなった。
成長するまでの清浄化の操作は第１の実施例と同じとし
た。Ｓｉ単結晶基板１０１上には、ジボラン（Ｂ2 Ｈ
6 ）とホスフィン（ＰＨ3 ）を原料として用い、水素
（Ｈ2 ）を雰囲気ガスとする減圧のＭＯＣＶＤ法によ
り、第１の緩衝層１０２および第２の緩衝層１０３を成
長した。すなわち、まずＳｉ単結晶基板１０１の表面上
に、減圧のＭＯＣＶＤ法により４１０℃で第１の緩衝層
１０２を成長した。第１の緩衝層１０２の層厚は約１５
ｎｍであった。また第１の緩衝層１０２は、基板１０１
との接合界面１０１ａ近傍の幅約２ｎｍの領域がａｓ−
ｇｒｏｗｎ状態で多結晶からなり、その上方の領域が非
晶質から構成されていた。第１の緩衝層１０２はＭＯＣ
ＶＤ法を利用して成長されたため、その層厚が直径４イ
ンチのＳｉ単結晶基板１０１の面内のほとんどの箇所で
１５ｎｍ±１ｎｍの範囲に収まる均一なものとなった。
【００５６】第１の緩衝層１０２の成長終了後、ＭＯＣ
ＶＤ法の成長装置内に水素ガスとホスフィンガスを流通
しつつつ、基板１０１の温度を９３０℃に上昇させ、続
いて第１の緩衝層１０２上に第２の緩衝層１０３を成長
した。第２の緩衝層１０３の成長の際、ＰＨ3 とＢ2 Ｈ
6 との供給比率は約１２０とした。第２の緩衝層１０３
は立方晶のＢＰ単結晶層からなり、Ｘ線回折分析法では
Ｂ13Ｐ2 はほとんど検出されなかった。また、第２の緩
衝層２０３の成長後にＴＥＭにより第１の緩衝層１０２
の内部を観察した結果、ａｓ−ｇｒｏｗｎ状態で存在し
た非晶質は、多結晶に変換されていた。
ＶＤ法の成長装置内に水素ガスとホスフィンガスを流通
しつつつ、基板１０１の温度を９３０℃に上昇させ、続
いて第１の緩衝層１０２上に第２の緩衝層１０３を成長
した。第２の緩衝層１０３の成長の際、ＰＨ3 とＢ2 Ｈ
6 との供給比率は約１２０とした。第２の緩衝層１０３
は立方晶のＢＰ単結晶層からなり、Ｘ線回折分析法では
Ｂ13Ｐ2 はほとんど検出されなかった。また、第２の緩
衝層２０３の成長後にＴＥＭにより第１の緩衝層１０２
の内部を観察した結果、ａｓ−ｇｒｏｗｎ状態で存在し
た非晶質は、多結晶に変換されていた。
【００５７】第２の緩衝層１０３上には、第１の実施例
と同様に立方晶のIII 族窒化物半導体結晶からなる下部
クラッド層１０４、発光層１０５、上部クラッド層１０
６およびコンタクト層１０７を成長した。また、上記の
ようにして作製したエピタキシャルウェハは、やはり第
１の実施例と同様に、ｐ形のオーミック電極１０８とｎ
形のオーミック電極１０９を形成した後、一辺を約３０
０μｍとする正方形のチップ（ｃｈｉｐ）に分離し、Ｌ
ＥＤを作製した得られたＬＥＤからは、順方向電流を２
０ｍＡ流した場合、中心波長を４５５ｎｍとする青色の
発光が得られた。また、発光スペクトルの半値幅は約２
２ｎｍであった。また、ＬＥＤのチップに樹脂モールド
を施し、ランプ状にしたＬＥＤの発光出力は、順方向電
流２０ｍＡの場合に約１カンデラ（ｃｄ）であった。
と同様に立方晶のIII 族窒化物半導体結晶からなる下部
クラッド層１０４、発光層１０５、上部クラッド層１０
６およびコンタクト層１０７を成長した。また、上記の
ようにして作製したエピタキシャルウェハは、やはり第
１の実施例と同様に、ｐ形のオーミック電極１０８とｎ
形のオーミック電極１０９を形成した後、一辺を約３０
０μｍとする正方形のチップ（ｃｈｉｐ）に分離し、Ｌ
ＥＤを作製した得られたＬＥＤからは、順方向電流を２
０ｍＡ流した場合、中心波長を４５５ｎｍとする青色の
発光が得られた。また、発光スペクトルの半値幅は約２
２ｎｍであった。また、ＬＥＤのチップに樹脂モールド
を施し、ランプ状にしたＬＥＤの発光出力は、順方向電
流２０ｍＡの場合に約１カンデラ（ｃｄ）であった。
【００５８】（比較例）本比較例では、ＬＥＤを作製す
る際Ｓｉ単結晶基板上に第１の緩衝層を設けず、実施例
１と同様のＳｉ単結晶基板上に８９０℃で直接、第１の
実施例に記載のハロゲン化物ＶＰＥ法を利用して、ＢＰ
からなる緩衝層を約２μｍの層厚となる様に堆積した。
しかし、このようにＳｉ単結晶基板上に高温で直接ＢＰ
結晶を堆積した場合、Ｓｉ単結晶基板の表面には２μｍ
程度の大きさの四角錐状のＢＰ結晶が島状に散在するの
みで、連続したＢＰからなる緩衝層は得られなかった。
そのため、正常なＬＥＤを構成できるようなIII 族窒化
物半導体結晶層は、形成できなかった。
る際Ｓｉ単結晶基板上に第１の緩衝層を設けず、実施例
１と同様のＳｉ単結晶基板上に８９０℃で直接、第１の
実施例に記載のハロゲン化物ＶＰＥ法を利用して、ＢＰ
からなる緩衝層を約２μｍの層厚となる様に堆積した。
しかし、このようにＳｉ単結晶基板上に高温で直接ＢＰ
結晶を堆積した場合、Ｓｉ単結晶基板の表面には２μｍ
程度の大きさの四角錐状のＢＰ結晶が島状に散在するの
みで、連続したＢＰからなる緩衝層は得られなかった。
そのため、正常なＬＥＤを構成できるようなIII 族窒化
物半導体結晶層は、形成できなかった。
【００５９】
【発明の効果】本発明のIII 族窒化物半導体結晶層の成
長方法によれば、珪素単結晶基板上に高品質のIII 族窒
化物半導体結晶層を形成できる。また、上記の成長方法
で作製したIII 族窒化物半導体結晶層を用いれば、高性
能で作製が容易なＬＥＤ等の半導体装置を提供できる。
長方法によれば、珪素単結晶基板上に高品質のIII 族窒
化物半導体結晶層を形成できる。また、上記の成長方法
で作製したIII 族窒化物半導体結晶層を用いれば、高性
能で作製が容易なＬＥＤ等の半導体装置を提供できる。
【図１】本発明の第１の実施例または第２の実施例に係
わるＬＥＤの断面図。
わるＬＥＤの断面図。
【図２】従来のＬＥＤの断面図。
１０１ Ｓｉ単結晶基板 １０１ａ 接合界面 １０２ 第１の緩衝層 １０３ 第２の緩衝層 １０４ 下部クラッド層 １０５ 発光層 １０６ 上部クラッド層 １０７ コンタクト層 １０８ ｐ形のオーミック電極 １０９ ｎ形のオーミック電極 ２０１ サファイア基板 ２０２ 緩衝層 ２０３ ｎ形ＧａＮ層 ２０４ ｎ形クラッド層 ２０５ 発光層 ２０６ ｐ形クラッド層 ２０７ コンタクト層 ２０８ ｐ形電極 ２０９ ｎ形電極
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平11−346001（ＪＰ，Ａ) 特開 昭52−64873（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−34551（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−184021（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−117086（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−283744（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01L 21/205 H01L 33/00
Claims (6)
- 【請求項１】 珪素（Ｓｉ）単結晶基板上に、２００℃
以上７００℃以下の温度で、気相成長法により、リン化
硼素（組成式：ＢＰ）からなる第１の緩衝層を成長する
工程と、該第１の緩衝層上に、７５０℃以上１２００℃
以下の温度で、気相成長法により、リン化硼素からなる
第２の緩衝層を成長する工程と、該第２の緩衝層上に、
気相成長法により、一般式ＡｌpＧａqＩｎrＮ（０≦ｐ
≦１、０≦ｑ≦１、０≦ｒ≦１、ｐ＋ｑ＋ｒ＝１）で表
されるＩＩＩ族窒化物半導体からなる結晶層を成長する
工程とを有するＩＩＩ族窒化物半導体結晶層の成長方法
に於いて、前記第２の緩衝層を成長した後、アンモニア
（ＮＨ 3 ）またはヒドラジン（Ｎ 2 Ｈ 4 ）類を含む雰囲気
中で、該第２の緩衝層の表面のリン化硼素の一部を窒化
し、その後該第２の緩衝層上に、前記ＩＩＩ族窒化物半
導体からなる結晶層を成長させることを特徴とするＩＩ
Ｉ族窒化物半導体結晶層の成長方法。 - 【請求項２】 前記第２の緩衝層の表面に接して、窒化
ガリウム（ＧａＮ）からなるＩＩＩ族窒化物半導体結晶
層を成長することを特徴とする請求項１に記載のＩＩＩ
族窒化物半導体結晶層の成長方法。 - 【請求項３】 珪素単結晶基板と、該基板上に設けられ
た多結晶のリン化硼素からなる第１の緩衝層と、該第１
の緩衝層上に設けられた、表面のリン化硼素の一部が窒
化されたリン化硼素の単結晶層からなる第２の緩衝層
と、該第２の緩衝層の表面上に設けられたＩＩＩ族窒化
物半導体結晶層とを具備する半導体装置。 - 【請求項４】 前記第２の緩衝層とその表面上に接して
設けられたＩＩＩ族窒化物半導体層との界面近傍に於い
て、第２の緩衝層が窒素を含むリン化硼素からなること
を特徴とする請求項３に記載の半導体装置。 - 【請求項５】 前記第２の緩衝層の表面上に接して設け
られるＩＩＩ族窒化物半導体結晶層が、窒化ガリウムか
らなることを特徴とする請求項３または４に記載の半導
体装置。 - 【請求項６】 珪素単結晶基板と、該基板上に設けられ
た多結晶のリン化硼素からなる第１の緩衝層と、該第１
の緩衝層上に設けられた、表面のリン化硼素の一部が窒
化されたリン化硼素の単結晶層からなる第２の緩衝層
と、該第２の緩衝層の表面上に設けられたＩＩＩ族窒化
物半導体結晶層とを具備する発光ダイオードからなる請
求項３ないし５に記載の半導体装置。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3683099A JP3293583B2 (ja) | 1999-02-16 | 1999-02-16 | Ｉｉｉ族窒化物半導体結晶層の成長方法およびｉｉｉ族窒化物半導体結晶層を具備する半導体装置 |
| US09/270,749 US6069021A (en) | 1997-05-14 | 1999-03-17 | Method of growing group III nitride semiconductor crystal layer and semiconductor device incorporating group III nitride semiconductor crystal layer |
| US09/500,450 US6194744B1 (en) | 1998-03-17 | 2000-02-09 | Method of growing group III nitride semiconductor crystal layer and semiconductor device incorporating group III nitride semiconductor crystal layer |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3683099A JP3293583B2 (ja) | 1999-02-16 | 1999-02-16 | Ｉｉｉ族窒化物半導体結晶層の成長方法およびｉｉｉ族窒化物半導体結晶層を具備する半導体装置 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000235956A JP2000235956A (ja) | 2000-08-29 |
| JP3293583B2 true JP3293583B2 (ja) | 2002-06-17 |
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ID=12480675
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3683099A Expired - Fee Related JP3293583B2 (ja) | 1997-05-14 | 1999-02-16 | Ｉｉｉ族窒化物半導体結晶層の成長方法およびｉｉｉ族窒化物半導体結晶層を具備する半導体装置 |
Country Status (1)
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| JP (1) | JP3293583B2 (ja) |
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| JP4876359B2 (ja) * | 2001-09-10 | 2012-02-15 | 昭和電工株式会社 | 化合物半導体素子、その製造方法、発光素子およびトランジスタ |
| KR100540730B1 (ko) | 2001-12-14 | 2006-01-11 | 쇼와 덴코 가부시키가이샤 | 인화 붕소계 반도체 소자 및 그 제조 방법 |
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-
1999
- 1999-02-16 JP JP3683099A patent/JP3293583B2/ja not_active Expired - Fee Related
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