JP3325380B2 - 半導体発光素子およびその製造方法 - Google Patents
半導体発光素子およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ＡｌＧａＩｎＮ系材料
を用いた半導体素子に係わり、特に基板と素子作成のた
めの半導体積層構造との間に設けるバッファ層の改良を
はかった半導体素子に関する。
を用いた半導体素子に係わり、特に基板と素子作成のた
めの半導体積層構造との間に設けるバッファ層の改良を
はかった半導体素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】窒素を含むIII-Ｖ族化合物半導体の一つ
であるＧａＮはバンドギャップが３．４ｅＶと大きく、
また直接遷移型であり、短波長発光素子用材料として期
待されている。この材料系では、格子整合する良質な基
板がないため、サファイア基板上に成長することが多い
が、サファイアとＧａＮは格子不整合が１５％程度と大
きいために島状に成長し易い。さらに、良質なＧａＮ層
を成長するためにその膜厚を厚くすると、サファイア基
板とＧａＮ（又はＡｌＧａＩｎＮ）間の熱膨脹差により
冷却時に転位が増大したりひび割れが生じるために、高
品質の膜を成長するのは困難であった。
であるＧａＮはバンドギャップが３．４ｅＶと大きく、
また直接遷移型であり、短波長発光素子用材料として期
待されている。この材料系では、格子整合する良質な基
板がないため、サファイア基板上に成長することが多い
が、サファイアとＧａＮは格子不整合が１５％程度と大
きいために島状に成長し易い。さらに、良質なＧａＮ層
を成長するためにその膜厚を厚くすると、サファイア基
板とＧａＮ（又はＡｌＧａＩｎＮ）間の熱膨脹差により
冷却時に転位が増大したりひび割れが生じるために、高
品質の膜を成長するのは困難であった。
【０００３】これに対し格子不整合の影響を緩和するた
めに、サファイア基板上に極薄膜のアモルファス又は多
結晶のＡｌＮ又はＧａＮを低温成長によりバッファ層と
して形成した後、その上にＧａＮ層を形成する方法が知
られている。このとき、アモルファス又は多結晶のバッ
ファ層が熱歪みを緩和し、バッファ層内部に含まれてい
る微結晶が１０００℃の高温時に方位が揃った種結晶と
なり、ＧａＮ層の結晶品質が向上すると考えられてい
る。
めに、サファイア基板上に極薄膜のアモルファス又は多
結晶のＡｌＮ又はＧａＮを低温成長によりバッファ層と
して形成した後、その上にＧａＮ層を形成する方法が知
られている。このとき、アモルファス又は多結晶のバッ
ファ層が熱歪みを緩和し、バッファ層内部に含まれてい
る微結晶が１０００℃の高温時に方位が揃った種結晶と
なり、ＧａＮ層の結晶品質が向上すると考えられてい
る。
【０００４】この方法を用いた場合、例えばＸ線回折の
半値幅で表わされる結晶の品質はバッファ層の成長条件
に大きく依存する。即ち、バッファ層が厚い場合、成長
核となる種結晶の方位が乱れるために結晶品質が劣化す
る。一方、バッファ層厚が薄くなるに従って半値幅は減
少するが、薄すぎるとバッファ層の機能が全く失われて
結晶の表面状態が急激に劣化する。つまり、バッファ層
の成長条件が厳しく制限される上に、結晶品質も十分と
は言えなかった。
半値幅で表わされる結晶の品質はバッファ層の成長条件
に大きく依存する。即ち、バッファ層が厚い場合、成長
核となる種結晶の方位が乱れるために結晶品質が劣化す
る。一方、バッファ層厚が薄くなるに従って半値幅は減
少するが、薄すぎるとバッファ層の機能が全く失われて
結晶の表面状態が急激に劣化する。つまり、バッファ層
の成長条件が厳しく制限される上に、結晶品質も十分と
は言えなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】このように従来、サフ
ァイア基板上に高品質のＡｌＧａＩｎＮ系薄膜を結晶成
長させるのは困難である。さらに、アモルファスや多結
晶のバッファ層を用いても、バッファ層の成長条件が厳
しく制限される上に、バッファ層上に形成されるＡｌＧ
ａＩｎＮ系薄膜の結晶品質も十分とは言えない。このた
め、ＡｌＧａＩｎＮ系材料を用いた高輝度短波長の半導
体発光素子を実現することは困難であった。
ァイア基板上に高品質のＡｌＧａＩｎＮ系薄膜を結晶成
長させるのは困難である。さらに、アモルファスや多結
晶のバッファ層を用いても、バッファ層の成長条件が厳
しく制限される上に、バッファ層上に形成されるＡｌＧ
ａＩｎＮ系薄膜の結晶品質も十分とは言えない。このた
め、ＡｌＧａＩｎＮ系材料を用いた高輝度短波長の半導
体発光素子を実現することは困難であった。
【０００６】本発明は、上記事情を考慮してなされたも
ので、その目的とするところは、格子整合しない基板上
にも高品質なＡｌＧａＩｎＮ系薄膜を再現性良く形成す
ることができ、例えば高輝度短波長半導体発光素子の実
現を可能とする半導体素子を提供することにある。
ので、その目的とするところは、格子整合しない基板上
にも高品質なＡｌＧａＩｎＮ系薄膜を再現性良く形成す
ることができ、例えば高輝度短波長半導体発光素子の実
現を可能とする半導体素子を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段及び作用】上記課題を解決
するために本発明は、次のような構成を採用している。
即ち、本願の第１の発明は、単結晶基板上にバッファ層
を介してＡｌＧａＩｎＮ系材料からなる半導体層を積層
してなる半導体素子において、バッファ層が、ＡｌＧａ
ＩｎＮ系材料からなり、基板表面に多孔質状に形成され
たことを特徴とする。
するために本発明は、次のような構成を採用している。
即ち、本願の第１の発明は、単結晶基板上にバッファ層
を介してＡｌＧａＩｎＮ系材料からなる半導体層を積層
してなる半導体素子において、バッファ層が、ＡｌＧａ
ＩｎＮ系材料からなり、基板表面に多孔質状に形成され
たことを特徴とする。
【０００８】ここで、本発明の望ましい実施態様として
は、次のものがあげられる。 (1) バッファ層は、基板表面に極薄く疎らに形成され
（粒状であり）、平均膜厚が１０ｎｍ未満であること。 (2) バッファ層は、ＡｌＮであること。 (3) 単結晶基板は、サファイア基板、好ましくはサファ
イア基板のｃ面であること。 (4) バッファ層上に形成する半導体層は、活性層をｐ型
及びｎ型のクラッド層で挟んだダブルヘテロ構造をなし
て発光ダイオードを構成すること。 (5) バッファ層の成長温度は、３５０〜８００℃、より
望ましくは５００〜７００℃であること。 (6) バッファ層を形成した後に素子形成のための半導体
層を成長開始するまでの昇温過程を、アンモニアを含ま
ない水素雰囲気で行うこと。
は、次のものがあげられる。 (1) バッファ層は、基板表面に極薄く疎らに形成され
（粒状であり）、平均膜厚が１０ｎｍ未満であること。 (2) バッファ層は、ＡｌＮであること。 (3) 単結晶基板は、サファイア基板、好ましくはサファ
イア基板のｃ面であること。 (4) バッファ層上に形成する半導体層は、活性層をｐ型
及びｎ型のクラッド層で挟んだダブルヘテロ構造をなし
て発光ダイオードを構成すること。 (5) バッファ層の成長温度は、３５０〜８００℃、より
望ましくは５００〜７００℃であること。 (6) バッファ層を形成した後に素子形成のための半導体
層を成長開始するまでの昇温過程を、アンモニアを含ま
ない水素雰囲気で行うこと。
【０００９】また、本願の第２の発明は、単結晶基板上
にバッファ層を介してＡｌＧａＩｎＮ系材料からなるの
半導体層を積層してなる半導体素子において、バッファ
層がＡｌＧａＩｎＮ系材料からなり、基板表面に多孔質
状に形成された第１バッファ層と、第１バッファ層より
もバンドギャップが狭く、かつ第１バッファ層よりも厚
く形成された第２バッファ層との積層構造から構成した
ことを特徴とする。
にバッファ層を介してＡｌＧａＩｎＮ系材料からなるの
半導体層を積層してなる半導体素子において、バッファ
層がＡｌＧａＩｎＮ系材料からなり、基板表面に多孔質
状に形成された第１バッファ層と、第１バッファ層より
もバンドギャップが狭く、かつ第１バッファ層よりも厚
く形成された第２バッファ層との積層構造から構成した
ことを特徴とする。
【００１０】ここで、本発明の望ましい実施態様として
は、次のものがあげられる。 (1) 第１バッファ層は、基板表面に極薄く疎らに形成さ
れ（粒状であり）、平均膜厚が１０ｎｍ未満であるこ
と。 (2) 第１バッファ層はＡｌＮであり、第２バッファ層は
ＩｎＮ又はＧａＩｎＮであること。 (3) 第２バッファ層上に、該バッファ層のＩｎの蒸発を
防止するためのキャップ層を形成すること。 (4) 単結晶基板は、サファイア基板、好ましくはサファ
イア基板のｃ面であること。 (5) バッファ層の成長温度は、３５０〜８００℃、より
望ましくは５００〜７００℃であること。 (6) バッファ層上に形成する半導体層は、活性層をｐ型
及びｎ型のクラッド層で挟んだダブルヘテロ構造をなし
て発光ダイオードを構成すること。 (7) バッファ層を形成した後に素子形成のための半導体
層を成長開始するまでの昇温過程を、アンモニアを含ま
ない水素雰囲気で行うこと。
は、次のものがあげられる。 (1) 第１バッファ層は、基板表面に極薄く疎らに形成さ
れ（粒状であり）、平均膜厚が１０ｎｍ未満であるこ
と。 (2) 第１バッファ層はＡｌＮであり、第２バッファ層は
ＩｎＮ又はＧａＩｎＮであること。 (3) 第２バッファ層上に、該バッファ層のＩｎの蒸発を
防止するためのキャップ層を形成すること。 (4) 単結晶基板は、サファイア基板、好ましくはサファ
イア基板のｃ面であること。 (5) バッファ層の成長温度は、３５０〜８００℃、より
望ましくは５００〜７００℃であること。 (6) バッファ層上に形成する半導体層は、活性層をｐ型
及びｎ型のクラッド層で挟んだダブルヘテロ構造をなし
て発光ダイオードを構成すること。 (7) バッファ層を形成した後に素子形成のための半導体
層を成長開始するまでの昇温過程を、アンモニアを含ま
ない水素雰囲気で行うこと。
【００１１】本発明者らの研究によれば、バッファ層の
役割としては従来考えられてきた格子不整合緩和の他に
成長面の極性制御のための成長核形成が本質的に重要で
あることが判明した。即ち、バッファ層なしでサファイ
ア基板上にＧａＮ層を直接成長した時には基板結晶と窒
素原料が反応し、サファイアは無極性の結晶構造を有し
ているため、生成物である窒化物の極性は乱れたものと
なる。
役割としては従来考えられてきた格子不整合緩和の他に
成長面の極性制御のための成長核形成が本質的に重要で
あることが判明した。即ち、バッファ層なしでサファイ
ア基板上にＧａＮ層を直接成長した時には基板結晶と窒
素原料が反応し、サファイアは無極性の結晶構造を有し
ているため、生成物である窒化物の極性は乱れたものと
なる。
【００１２】一方、基板温度が７００℃以下の時には、
Ｖ族元素の窒素供給源として働く原料分子若しくはその
分解物が有効に表面に留まり最初にＮ原子面が形成され
るために、成長面は III族原子が出たＡ面に制御され
る。従って、例えばＮ原料に低分解率のアンモニアを使
用した場合、Ｎ原料不足のために不安定になるＮ原子面
（Ｂ面）の形成が抑制される。これが、低温成長バッフ
ァ層による結晶品質改善の大きな理由と考えられる。
Ｖ族元素の窒素供給源として働く原料分子若しくはその
分解物が有効に表面に留まり最初にＮ原子面が形成され
るために、成長面は III族原子が出たＡ面に制御され
る。従って、例えばＮ原料に低分解率のアンモニアを使
用した場合、Ｎ原料不足のために不安定になるＮ原子面
（Ｂ面）の形成が抑制される。これが、低温成長バッフ
ァ層による結晶品質改善の大きな理由と考えられる。
【００１３】従って、バッファ層の役割としては成長面
の極性制御のための成長核形成が重要であり、このよう
に働く成長核は膜として存在する必要はなく、むしろ基
板表面に疎らに形成される方がバッファ層の成長条件や
厚さ等によらず結晶品質が向上すると考えられる。これ
は、サファイア基板表面では通常８００℃以上の基板温
度でＧａＮが成長核を形成しにくいために、ＧａＮは予
め低温で形成された成長核から基板表面に沿って横方向
に成長し、結果的に一つの成長核から成長した領域では
格子不整合に起因する結晶欠陥が殆どないと考えられる
からである。
の極性制御のための成長核形成が重要であり、このよう
に働く成長核は膜として存在する必要はなく、むしろ基
板表面に疎らに形成される方がバッファ層の成長条件や
厚さ等によらず結晶品質が向上すると考えられる。これ
は、サファイア基板表面では通常８００℃以上の基板温
度でＧａＮが成長核を形成しにくいために、ＧａＮは予
め低温で形成された成長核から基板表面に沿って横方向
に成長し、結果的に一つの成長核から成長した領域では
格子不整合に起因する結晶欠陥が殆どないと考えられる
からである。
【００１４】なお従来、バッファ層が薄い時に生じる急
激な結晶品質の劣化は、基板が窒素原料と直接反応して
極性の乱れた部分が形成されるのが原因と考えられる。
具体的には、サファイア基板上に例えばＡｌＮバッファ
層を介して半導体素子形成のためのＧａＮ層を成長する
場合、 III族原料（ＴＭＡ）とＶ族原料（ＮＨ3 ）の供
給によりバッファ層を成長した後、III 族原料を供給を
停止し、所定温度まで昇温した後に別の III族原料（Ｔ
ＭＧ）を供給してＧａＮ層の成長を開始する。このと
き、Ｖ族原料は供給したままであるので、バッファ層が
薄いと昇温過程で基板がアンモニアと直接反応すること
になる。
激な結晶品質の劣化は、基板が窒素原料と直接反応して
極性の乱れた部分が形成されるのが原因と考えられる。
具体的には、サファイア基板上に例えばＡｌＮバッファ
層を介して半導体素子形成のためのＧａＮ層を成長する
場合、 III族原料（ＴＭＡ）とＶ族原料（ＮＨ3 ）の供
給によりバッファ層を成長した後、III 族原料を供給を
停止し、所定温度まで昇温した後に別の III族原料（Ｔ
ＭＧ）を供給してＧａＮ層の成長を開始する。このと
き、Ｖ族原料は供給したままであるので、バッファ層が
薄いと昇温過程で基板がアンモニアと直接反応すること
になる。
【００１５】これに対し、昇温をアンモニアを含まな
い、又は窒素元素の脱離を防ぐだけの微量の窒素原料の
みを含む雰囲気下で行えば、基板表面が窒化されること
なく核形成ができる。但しこの場合、温度が上昇してか
ら水素とアンモニア等の熱的性質の大きく異なるガスを
切り替えることになり、雰囲気ガスの熱的な性質が変わ
るため、基板の表面温度が変化するという問題が生じ
る。本発明者らは、これを抑えるためには、成長を気体
の熱伝導率が急激に減少する７０Torr以下、望ましくは
４０Torr以下の減圧下で行うことが重要であることを見
出した。
い、又は窒素元素の脱離を防ぐだけの微量の窒素原料の
みを含む雰囲気下で行えば、基板表面が窒化されること
なく核形成ができる。但しこの場合、温度が上昇してか
ら水素とアンモニア等の熱的性質の大きく異なるガスを
切り替えることになり、雰囲気ガスの熱的な性質が変わ
るため、基板の表面温度が変化するという問題が生じ
る。本発明者らは、これを抑えるためには、成長を気体
の熱伝導率が急激に減少する７０Torr以下、望ましくは
４０Torr以下の減圧下で行うことが重要であることを見
出した。
【００１６】図９は、水素中にて昇温した時のＡｌＮバ
ッファ層厚とその上に成長したＧａＮ層のＸ線回折半値
幅との関係を示す。バッファ層厚が１０ｎｍより薄い３
〜８ｎｍの時に従来より大幅に高品質のエピタキシャル
層が得られている。このとき、バッファ層は完全な膜状
ではなく、ＡｌＮの微結晶が疎らに形成されて多孔質状
となっている。ここで、バッファ層厚が１０ｎｍより薄
くても高品質のエピタキシャル層が得られることは、バ
ッファ層の成長条件が緩やかになることを意味し、生産
性の向上につながる。
ッファ層厚とその上に成長したＧａＮ層のＸ線回折半値
幅との関係を示す。バッファ層厚が１０ｎｍより薄い３
〜８ｎｍの時に従来より大幅に高品質のエピタキシャル
層が得られている。このとき、バッファ層は完全な膜状
ではなく、ＡｌＮの微結晶が疎らに形成されて多孔質状
となっている。ここで、バッファ層厚が１０ｎｍより薄
くても高品質のエピタキシャル層が得られることは、バ
ッファ層の成長条件が緩やかになることを意味し、生産
性の向上につながる。
【００１７】このように多孔質のバッファ層を形成した
場合、基板表面が露出した上に成長する層は小さな核か
ら成長するので、横方向の成長が促進され、欠陥の少な
い層が成長できると考えられる。横方向の結晶成長をよ
り促進するには、基板にはサファイアｃ面を用いること
が最も良い結果が得られる。また、面方位のバラツキや
表面欠陥のある基板を用いた場合には、ｃ面からａ面方
向に０．５°から１０°（望ましくは１°から５°）傾
斜した基板が有効である。傾斜基板を用いることで、よ
り高品質な膜形成が可能となる。
場合、基板表面が露出した上に成長する層は小さな核か
ら成長するので、横方向の成長が促進され、欠陥の少な
い層が成長できると考えられる。横方向の結晶成長をよ
り促進するには、基板にはサファイアｃ面を用いること
が最も良い結果が得られる。また、面方位のバラツキや
表面欠陥のある基板を用いた場合には、ｃ面からａ面方
向に０．５°から１０°（望ましくは１°から５°）傾
斜した基板が有効である。傾斜基板を用いることで、よ
り高品質な膜形成が可能となる。
【００１８】ここで、成長核となるＡｌＮ微結晶の間隔
は、その成長温度で決まり温度が高いほど広くなる。横
方向の成長が疎外されないためには、成長核の間隔が広
くなる高温が望ましい。しかし、高温成長では成長核の
極性が乱れるため、バッファ層の成長温度は制限され
る。良好な結果が得られたのは、３５０℃から８００℃
の範囲であり、望ましくは５００℃から７００℃であ
る。
は、その成長温度で決まり温度が高いほど広くなる。横
方向の成長が疎外されないためには、成長核の間隔が広
くなる高温が望ましい。しかし、高温成長では成長核の
極性が乱れるため、バッファ層の成長温度は制限され
る。良好な結果が得られたのは、３５０℃から８００℃
の範囲であり、望ましくは５００℃から７００℃であ
る。
【００１９】また、この方法を用いても、良質なＧａＮ
層を成長するためにその膜厚を厚くすると、ＧａＮの成
長温度が１０００℃程度と高いため、サファイア基板と
ＧａＮ（又はＡｌＧａＩｎＮ）間の熱膨脹差により冷却
時に転位が増大したりひび割れが生じたりする。従っ
て、熱歪み緩和にはバッファ層を厚くして、同時に成長
温度を低温化して温度差による歪みを小さくする必要が
ある。しかし、成長核形成用の第１バッファ層を厚くす
ると成長核となる種結晶の方位が乱れるために結晶品質
が劣化する。そこで本発明においては、成長核形成用の
第１バッファ層上に熱歪み緩和用の第２バッファ層を積
層することが有効である。
層を成長するためにその膜厚を厚くすると、ＧａＮの成
長温度が１０００℃程度と高いため、サファイア基板と
ＧａＮ（又はＡｌＧａＩｎＮ）間の熱膨脹差により冷却
時に転位が増大したりひび割れが生じたりする。従っ
て、熱歪み緩和にはバッファ層を厚くして、同時に成長
温度を低温化して温度差による歪みを小さくする必要が
ある。しかし、成長核形成用の第１バッファ層を厚くす
ると成長核となる種結晶の方位が乱れるために結晶品質
が劣化する。そこで本発明においては、成長核形成用の
第１バッファ層上に熱歪み緩和用の第２バッファ層を積
層することが有効である。
【００２０】熱歪み緩和のためのバッファ層は必ずしも
アモルファス又は多結晶である必要はない。従って、結
晶化温度が低いため単結晶化しやすいと考えられてきた
Ｉｎを構成元素として含む材料を第２バッファ層として
用いることができる。即ち、ＩｎはＮとの結合が弱くＡ
ｌＮに対して柔軟性を有しているため、Ｉｎを構成元素
として含むバッファ層は歪みを有効に緩和できる。な
お、第２バッファ層には、Ｉｎを構成元素として含む材
料以外にも、第１バッファ層よりもバンドギャップの広
い材料であれば、一般に柔軟性が良好であるため、特に
限定されず用いることが可能である。この場合、単結晶
に近いバッファ層を用いられるので膜厚を厚くできるの
でさらに有効である。
アモルファス又は多結晶である必要はない。従って、結
晶化温度が低いため単結晶化しやすいと考えられてきた
Ｉｎを構成元素として含む材料を第２バッファ層として
用いることができる。即ち、ＩｎはＮとの結合が弱くＡ
ｌＮに対して柔軟性を有しているため、Ｉｎを構成元素
として含むバッファ層は歪みを有効に緩和できる。な
お、第２バッファ層には、Ｉｎを構成元素として含む材
料以外にも、第１バッファ層よりもバンドギャップの広
い材料であれば、一般に柔軟性が良好であるため、特に
限定されず用いることが可能である。この場合、単結晶
に近いバッファ層を用いられるので膜厚を厚くできるの
でさらに有効である。
【００２１】熱歪み緩和用の第２バッファ層の膜厚とし
ては、５０ｎｍから１０００ｎｍまでの広い範囲で有効
であり、成長しやすいのはＩｎ組成が１０％から９０％
のときである。Ｉｎを構成元素として多量に含む材料を
バッファ層として成長するには、Ｉｎの表面移動度が大
きく３００℃から１１００℃までの広い温度範囲で形成
できるが、核形成がしにくいためにＩｎ組成の少ない層
を予め成長することが望ましい。
ては、５０ｎｍから１０００ｎｍまでの広い範囲で有効
であり、成長しやすいのはＩｎ組成が１０％から９０％
のときである。Ｉｎを構成元素として多量に含む材料を
バッファ層として成長するには、Ｉｎの表面移動度が大
きく３００℃から１１００℃までの広い温度範囲で形成
できるが、核形成がしにくいためにＩｎ組成の少ない層
を予め成長することが望ましい。
【００２２】以上のように、核形成用の第１バッファ層
には小さな成長核を形成するため、バンドギャップが広
い、例えばＡｌ組成の大きい材料が有効であり、熱歪み
緩和用の第２バッファ層としてはバンドギャップが狭
い、例えばＩｎ組成の大きい材料が有効である。また、
このような熱歪み緩和用の第２バッファ層上にＧａＮ系
材料からなる素子構造を形成するときには、Ｉｎの脱離
を防ぐためにＧａＮ，ＡｌＮ，ＡｌＧａＮ等のＩｎを含
まないキャップ層を、Ｉｎの脱離が急速ではない５００
℃から８００℃の基板温度範囲で予め形成するのが望ま
しい。このキャップ層の厚さは、５０ｎｍから１０００
ｎｍの範囲にあればよい。
には小さな成長核を形成するため、バンドギャップが広
い、例えばＡｌ組成の大きい材料が有効であり、熱歪み
緩和用の第２バッファ層としてはバンドギャップが狭
い、例えばＩｎ組成の大きい材料が有効である。また、
このような熱歪み緩和用の第２バッファ層上にＧａＮ系
材料からなる素子構造を形成するときには、Ｉｎの脱離
を防ぐためにＧａＮ，ＡｌＮ，ＡｌＧａＮ等のＩｎを含
まないキャップ層を、Ｉｎの脱離が急速ではない５００
℃から８００℃の基板温度範囲で予め形成するのが望ま
しい。このキャップ層の厚さは、５０ｎｍから１０００
ｎｍの範囲にあればよい。
【００２３】なお、本発明でバッファ層とは核形成、極
性制御、熱歪み緩和等の目的を持った膜状若しくは粒状
の結晶層のことを言う。このように本発明によれば、サ
ファイア等の単結晶基板上にＡｌＮ等の多孔質状のバッ
ファ層を形成することにより、基板上にＡｌＮの微結晶
が疎らに形成される。これは、半導体層の横方向エピタ
キシャル成長の核となる。また、バッファ層を形成した
後に半導体素子作成のための複数の半導体層を成長開始
するまでの昇温を、アンモニアを含まない例えば水素雰
囲気を行うことにより、基板表面と窒素との反応を防止
して基板表面の極性の乱れを防止できる。従って、バッ
ファ層上に形成する複数の半導体層の結晶品質及び再現
性の向上をはかることができる、結果として、低欠陥の
ＡｌＧａＩｎＮ層の成長が可能となり、高輝度短波長発
光素子の実現が可能となる。
性制御、熱歪み緩和等の目的を持った膜状若しくは粒状
の結晶層のことを言う。このように本発明によれば、サ
ファイア等の単結晶基板上にＡｌＮ等の多孔質状のバッ
ファ層を形成することにより、基板上にＡｌＮの微結晶
が疎らに形成される。これは、半導体層の横方向エピタ
キシャル成長の核となる。また、バッファ層を形成した
後に半導体素子作成のための複数の半導体層を成長開始
するまでの昇温を、アンモニアを含まない例えば水素雰
囲気を行うことにより、基板表面と窒素との反応を防止
して基板表面の極性の乱れを防止できる。従って、バッ
ファ層上に形成する複数の半導体層の結晶品質及び再現
性の向上をはかることができる、結果として、低欠陥の
ＡｌＧａＩｎＮ層の成長が可能となり、高輝度短波長発
光素子の実現が可能となる。
【００２４】また、ＡｌＮ等の第１バッファ層上にＩｎ
ＮやＧａＩｎＮ等の第２バッファ層を形成することによ
り、第２バッファ層が熱歪み緩和層として機能すること
になり、バッファ層上に形成する複数の半導体層の結晶
品質向上により有効となる。
ＮやＧａＩｎＮ等の第２バッファ層を形成することによ
り、第２バッファ層が熱歪み緩和層として機能すること
になり、バッファ層上に形成する複数の半導体層の結晶
品質向上により有効となる。
【００２５】
【実施例】以下、本発明の実施例を図面を参照して説明
する。 （実施例１）図１は、本発明の第１の実施例に係わる青
色発光ダイオードの素子構造を示す断面図である。即
ち、サファイア基板（単結晶基板）１０のｃ面上に成長
核形成と極性制御用のＡｌＮ第１バッファ層１１（９ｎ
ｍ）が５８０℃にて成長形成され、さらに熱歪み緩和用
のＩｎＮ第２バッファ層１２（０．５μｍ）が５００℃
にて成長形成され、その上にＩｎ蒸発防止用のＧａＮキ
ャップ層１３（０．１μｍ）が成長形成されている。
する。 （実施例１）図１は、本発明の第１の実施例に係わる青
色発光ダイオードの素子構造を示す断面図である。即
ち、サファイア基板（単結晶基板）１０のｃ面上に成長
核形成と極性制御用のＡｌＮ第１バッファ層１１（９ｎ
ｍ）が５８０℃にて成長形成され、さらに熱歪み緩和用
のＩｎＮ第２バッファ層１２（０．５μｍ）が５００℃
にて成長形成され、その上にＩｎ蒸発防止用のＧａＮキ
ャップ層１３（０．１μｍ）が成長形成されている。
【００２６】これらの各層１１〜１３が形成された後
に、１０５０℃まで昇温され、結晶欠陥低減用のＧａ
0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ欠陥低減層１４（３．０μｍ）、素子と
して動作するＳｉドープのｎ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.5 Ｉｎ
0.35Ｎクラッド層（１．０μｍ）１５、Ｇａ0.7 Ｉｎ
0.3 Ｎ層活性層（０．５μｍ）１６、Ｍｇドープのｐ型
Ａｌ0.2 Ｇａ0.5 Ｉｎ0.35Ｎクラッド層（１．０μｍ）
１７、Ｍｇドープのｐ型ＧａＮコンタクト層（０．５μ
ｍ）１８が順次形成されている。
に、１０５０℃まで昇温され、結晶欠陥低減用のＧａ
0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ欠陥低減層１４（３．０μｍ）、素子と
して動作するＳｉドープのｎ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.5 Ｉｎ
0.35Ｎクラッド層（１．０μｍ）１５、Ｇａ0.7 Ｉｎ
0.3 Ｎ層活性層（０．５μｍ）１６、Ｍｇドープのｐ型
Ａｌ0.2 Ｇａ0.5 Ｉｎ0.35Ｎクラッド層（１．０μｍ）
１７、Ｍｇドープのｐ型ＧａＮコンタクト層（０．５μ
ｍ）１８が順次形成されている。
【００２７】そして、コンタクト層１８上にはｐ側電極
２１としてＡｕ／Ｃｒ／Ｐｄが形成され、欠陥低減層１
４上にはｎ側電極２２としてＡｕ／ＡｕＧｅが形成され
ている。
２１としてＡｕ／Ｃｒ／Ｐｄが形成され、欠陥低減層１
４上にはｎ側電極２２としてＡｕ／ＡｕＧｅが形成され
ている。
【００２８】このような構造では、ＡｌＮ第１バッファ
層１１は基板１０上に疎らに粒状に形成されて多孔質状
となり、後続する素子作成のためのＡｌＧａＩｎＮ系半
導体層の成長の際の有効な成長核となる。さらに、Ｉｎ
Ｎ第２バッファ層１２は熱歪み緩和層として働き、Ａｌ
ＧａＩｎＮ系半導体層と基板１０との熱膨脹差に起因す
る転位の発生やひび割れを未然に防止することができ
る。即ち、２つのバッファ層１１，１２の働きにより良
質のＡｌＧａＩｎＮ系半導体層を形成することができ、
高輝度短波長の発光ダイオードを実現することが可能と
なる。
層１１は基板１０上に疎らに粒状に形成されて多孔質状
となり、後続する素子作成のためのＡｌＧａＩｎＮ系半
導体層の成長の際の有効な成長核となる。さらに、Ｉｎ
Ｎ第２バッファ層１２は熱歪み緩和層として働き、Ａｌ
ＧａＩｎＮ系半導体層と基板１０との熱膨脹差に起因す
る転位の発生やひび割れを未然に防止することができ
る。即ち、２つのバッファ層１１，１２の働きにより良
質のＡｌＧａＩｎＮ系半導体層を形成することができ、
高輝度短波長の発光ダイオードを実現することが可能と
なる。
【００２９】図２は、活性層１６のバンドギャップを変
えて発光波長を変えたものである。図２（ａ）は緑色発
光ダイオードの例であり、欠陥低減層１４′の組成をＧ
ａ0.5 Ｉｎ0.5 Ｎ、クラッド層１５′，１７′の組成を
Ａｌ0.2 Ｇａ0.25Ｉｎ0.55Ｎ、活性層１６′の組成をＧ
ａ0.5 Ｉｎ0.5 Ｎとしている。図２（ｂ）は赤色発光ダ
イオードの例であり、欠陥低減層１４''の組成をＧａ
0.3 Ｉｎ0.7 Ｎ、クラッド層１５''，１７''の組成をＡ
ｌ0.2 Ｇａ0.05Ｉｎ0.75Ｎ、活性層１６''の組成をＧａ
0.3 Ｉｎ0.7 Ｎとしている。
えて発光波長を変えたものである。図２（ａ）は緑色発
光ダイオードの例であり、欠陥低減層１４′の組成をＧ
ａ0.5 Ｉｎ0.5 Ｎ、クラッド層１５′，１７′の組成を
Ａｌ0.2 Ｇａ0.25Ｉｎ0.55Ｎ、活性層１６′の組成をＧ
ａ0.5 Ｉｎ0.5 Ｎとしている。図２（ｂ）は赤色発光ダ
イオードの例であり、欠陥低減層１４''の組成をＧａ
0.3 Ｉｎ0.7 Ｎ、クラッド層１５''，１７''の組成をＡ
ｌ0.2 Ｇａ0.05Ｉｎ0.75Ｎ、活性層１６''の組成をＧａ
0.3 Ｉｎ0.7 Ｎとしている。
【００３０】図３（ａ）は、熱歪み緩和用の第２バッフ
ァ層３２としてＧａ0.5 Ｉｎ0.5 Ｎ混晶を用いた例であ
り、キャップ層３３としてはＡｌＧａＮを用いた。ま
た、この場合には核形成用の第１バッファ層１１は省略
してもよく、図３（ｂ）はそのような例である。熱歪み
緩和用のバッファ層３２としてＡｌ0.5 Ｉｎ0.5 Ｎ混晶
等の他の混晶も同様に使用できる。熱歪み緩和用の第２
バッファ層３２として混晶を使用する場合には、Ｉｎの
蒸発は遅いのでＩｎ蒸発防止用のキャップ層３３は省略
してもよく、図３（ｃ）はそのような例である。
ァ層３２としてＧａ0.5 Ｉｎ0.5 Ｎ混晶を用いた例であ
り、キャップ層３３としてはＡｌＧａＮを用いた。ま
た、この場合には核形成用の第１バッファ層１１は省略
してもよく、図３（ｂ）はそのような例である。熱歪み
緩和用のバッファ層３２としてＡｌ0.5 Ｉｎ0.5 Ｎ混晶
等の他の混晶も同様に使用できる。熱歪み緩和用の第２
バッファ層３２として混晶を使用する場合には、Ｉｎの
蒸発は遅いのでＩｎ蒸発防止用のキャップ層３３は省略
してもよく、図３（ｃ）はそのような例である。
【００３１】図４は、本実施例素子の製造に使用した成
長装置を示す概略構成図である。図中４１は石英製の反
応管であり、この反応管４１内にはガス導入口４２から
原料混合ガスが導入される。そして、反応管４１内のガ
スはガス排気口４３から排気されるものとなっている。
長装置を示す概略構成図である。図中４１は石英製の反
応管であり、この反応管４１内にはガス導入口４２から
原料混合ガスが導入される。そして、反応管４１内のガ
スはガス排気口４３から排気されるものとなっている。
【００３２】反応管４１内には、カーボン製のサセプタ
４４が配置されており、試料基板４７はこのサセプタ４
４上に載置される。また、サセプタ４４は高周波コイル
４５により誘導加熱される。なお、基板４７の温度は図
示の熱電対４６によって測定され、別の装置により制御
されるようになっている。
４４が配置されており、試料基板４７はこのサセプタ４
４上に載置される。また、サセプタ４４は高周波コイル
４５により誘導加熱される。なお、基板４７の温度は図
示の熱電対４６によって測定され、別の装置により制御
されるようになっている。
【００３３】次に、図４の成長装置を用いた発光ダイオ
ードの製造方法について説明する。まず、試料基板４７
（サファイア基板１０）をサセプタ４４上に載置する。
ガス導入口４２から高純度水素を毎分１ｌ導入し、反応
管４１内の大気を置換する。次いで、ガス排気口４３を
ロータリーポンプに接続し、反応管４１内を減圧し、内
部の圧力を２０〜７０Torrの範囲に設定する。
ードの製造方法について説明する。まず、試料基板４７
（サファイア基板１０）をサセプタ４４上に載置する。
ガス導入口４２から高純度水素を毎分１ｌ導入し、反応
管４１内の大気を置換する。次いで、ガス排気口４３を
ロータリーポンプに接続し、反応管４１内を減圧し、内
部の圧力を２０〜７０Torrの範囲に設定する。
【００３４】次いで、基板４７を水素中で１１００℃に
加熱し表面を清浄化する。次いで、基板温度を４５０〜
９００℃に低下させた後、Ｈ2 ガスをＮＨ3 ガス，Ｎ2
Ｈ4ガス或いはＮを含む有機化合物、例えば（ＣＨ3 ）2
Ｎ2 Ｈ2 に切り替えると共に、有機金属Ｇａ化合物、
例えばＧａ（ＣＨ3 ）3 或いはＧａ（Ｃ2 Ｈ5 ）3 を導
入して成長を行う。同時に有機金属Ａｌ化合物、例えば
Ａｌ（ＣＨ3 ）3 或いはＡｌ（Ｃ2 Ｈ5 ）3 、有機金属
Ｉｎ化合物、例えばＩｎ（ＣＨ3 ）3 或いはＩｎ（Ｃ2
Ｈ5 ）3 を導入してＡｌ，Ｉｎの添加を行う。
加熱し表面を清浄化する。次いで、基板温度を４５０〜
９００℃に低下させた後、Ｈ2 ガスをＮＨ3 ガス，Ｎ2
Ｈ4ガス或いはＮを含む有機化合物、例えば（ＣＨ3 ）2
Ｎ2 Ｈ2 に切り替えると共に、有機金属Ｇａ化合物、
例えばＧａ（ＣＨ3 ）3 或いはＧａ（Ｃ2 Ｈ5 ）3 を導
入して成長を行う。同時に有機金属Ａｌ化合物、例えば
Ａｌ（ＣＨ3 ）3 或いはＡｌ（Ｃ2 Ｈ5 ）3 、有機金属
Ｉｎ化合物、例えばＩｎ（ＣＨ3 ）3 或いはＩｎ（Ｃ2
Ｈ5 ）3 を導入してＡｌ，Ｉｎの添加を行う。
【００３５】ドーピングを行う場合にはドーピング用原
料も同時に導入する。ドーピング用原料としては、ｎ型
用としてＳｉ水素化物、例えばＳｉＨ4 又は有機金属Ｓ
ｉ化合物、例えばＳｉ（ＣＨ3 ）4 、ｐ型用として有機
金属Ｍｇ化合物、例えばＣｐ2 Ｍｇ或いは有機金属Ｚｎ
（ＣＨ3 ）2 等を使用する。Ｉｎの取り込まれ率を改善
するためにＩｎを含む層を形成するときには、窒素，Ａ
ｒ等の水素を含まない雰囲気下にて成長し、原料として
アンモニアより分解率の高い（ＣＨ3 ）2 Ｎ2Ｈ2 を用
いる。
料も同時に導入する。ドーピング用原料としては、ｎ型
用としてＳｉ水素化物、例えばＳｉＨ4 又は有機金属Ｓ
ｉ化合物、例えばＳｉ（ＣＨ3 ）4 、ｐ型用として有機
金属Ｍｇ化合物、例えばＣｐ2 Ｍｇ或いは有機金属Ｚｎ
（ＣＨ3 ）2 等を使用する。Ｉｎの取り込まれ率を改善
するためにＩｎを含む層を形成するときには、窒素，Ａ
ｒ等の水素を含まない雰囲気下にて成長し、原料として
アンモニアより分解率の高い（ＣＨ3 ）2 Ｎ2Ｈ2 を用
いる。
【００３６】なお、ｐ型ドーパントの活性化率を上げる
ためには、結晶中への水素の混入を抑制することが重要
である。そこで、成長温度から８５０℃から７００℃ま
では窒素の解離を抑えるためにアンモニア中で冷却し、
それ以下の温度では冷却過程での水素の混入を抑制する
ため不活性ガス中で冷却する。さらに、ｐ型ドーパント
の活性化率を上げる必要があるときにはＲＦプラズマに
より生成した窒素ラジカル中にて熱処理する。これは、
結晶中からの窒素原子の脱離が完全に防止でき９００℃
から１２００℃の高温での熱処理が可能であるだけでな
く、窒素空孔等の結晶欠陥を除去できることによる。
ためには、結晶中への水素の混入を抑制することが重要
である。そこで、成長温度から８５０℃から７００℃ま
では窒素の解離を抑えるためにアンモニア中で冷却し、
それ以下の温度では冷却過程での水素の混入を抑制する
ため不活性ガス中で冷却する。さらに、ｐ型ドーパント
の活性化率を上げる必要があるときにはＲＦプラズマに
より生成した窒素ラジカル中にて熱処理する。これは、
結晶中からの窒素原子の脱離が完全に防止でき９００℃
から１２００℃の高温での熱処理が可能であるだけでな
く、窒素空孔等の結晶欠陥を除去できることによる。
【００３７】具体的には、原料としてＮＨ3 を１×１０
-3 mol/min、Ｇａ（ＣＨ3 ）3 を１１×１０-5 mol/mi
n、Ａｌ（ＣＨ3 ）3 を１×１０-6 mol/min導入して成
長を行う。基板温度は１０５０℃、圧力３８Torr、原料
ガスの総流量は１ｌ／min 、ドーパントにはｎ型にＳ
ｉ，ｐ型にＭｇを用いる。原料としてはＳｉ（ＣＨ3 ）
4，Ｃｐ2 Ｍｇを使用する。
-3 mol/min、Ｇａ（ＣＨ3 ）3 を１１×１０-5 mol/mi
n、Ａｌ（ＣＨ3 ）3 を１×１０-6 mol/min導入して成
長を行う。基板温度は１０５０℃、圧力３８Torr、原料
ガスの総流量は１ｌ／min 、ドーパントにはｎ型にＳ
ｉ，ｐ型にＭｇを用いる。原料としてはＳｉ（ＣＨ3 ）
4，Ｃｐ2 Ｍｇを使用する。
【００３８】かくして得られたウェハをＸ線回折で評価
したところ、結晶欠陥が飛躍的に減少し、高輝度短波長
発光素子の実現が期待できた。また、ウェハを窒素ラジ
カル中で４００〜１１００℃（好ましくは７００〜１０
００℃）でアニールすることにより、アニール中のＮの
抜けを抑え、ｐ型層をより低抵抗化することが可能であ
る。図１０にアニール用の装置の概略図を示す。なお、
図中９１は反応管、９２はウェハ、９３はヒータを兼ね
たサセプタ、９４はガスを活性化するための高周波コイ
ル、９５は高周波電源を示している。
したところ、結晶欠陥が飛躍的に減少し、高輝度短波長
発光素子の実現が期待できた。また、ウェハを窒素ラジ
カル中で４００〜１１００℃（好ましくは７００〜１０
００℃）でアニールすることにより、アニール中のＮの
抜けを抑え、ｐ型層をより低抵抗化することが可能であ
る。図１０にアニール用の装置の概略図を示す。なお、
図中９１は反応管、９２はウェハ、９３はヒータを兼ね
たサセプタ、９４はガスを活性化するための高周波コイ
ル、９５は高周波電源を示している。
【００３９】なお、アニールは活性水素を放出しない窒
素含有化合物で行うのも効果的である。具体的には、ア
ジド基を有する有機化合物、例えばエチルアジド中のア
ニールもアニール中のＮの抜けを抑え、Ｈの取り込まれ
がないためｐ型層をより低抵抗化することが可能とな
る。 （実施例２）図５は、本発明の第２の実施例に係わる発
光ダイオードの素子構造を示す断面図である。この実施
例は、コンタクト層をｐ側だけではなくｎ側にも設ける
ことにより、効率をさらに向上させたものである。
素含有化合物で行うのも効果的である。具体的には、ア
ジド基を有する有機化合物、例えばエチルアジド中のア
ニールもアニール中のＮの抜けを抑え、Ｈの取り込まれ
がないためｐ型層をより低抵抗化することが可能とな
る。 （実施例２）図５は、本発明の第２の実施例に係わる発
光ダイオードの素子構造を示す断面図である。この実施
例は、コンタクト層をｐ側だけではなくｎ側にも設ける
ことにより、効率をさらに向上させたものである。
【００４０】サファイア基板５０のｃ面上に成長核形成
と極性制御用のＡｌＮ第１バッファ層５１（９ｎｍ）が
３５０℃にて成長形成され、さらに熱歪み緩和用のＧａ
0.5Ｉｎ0.5 Ｎ第２バッファ層５２（０．５μｍ）が５
５０℃にて成長形成され、その上にＩｎ蒸発防止用のＧ
ａＮキャップ層５３（０．１μｍ）が６５０℃にて成長
形成されている。
と極性制御用のＡｌＮ第１バッファ層５１（９ｎｍ）が
３５０℃にて成長形成され、さらに熱歪み緩和用のＧａ
0.5Ｉｎ0.5 Ｎ第２バッファ層５２（０．５μｍ）が５
５０℃にて成長形成され、その上にＩｎ蒸発防止用のＧ
ａＮキャップ層５３（０．１μｍ）が６５０℃にて成長
形成されている。
【００４１】これらの各層５１〜５３が形成された後
に、１０５０℃まで昇温され、Ｓｅ若しくはＳドープの
ｎ型ＧａＮコンタクト層５４（２．０μｍ）、格子不整
合緩和用のＳｅ若しくはＳドープＧａＩｎＮ（ＧａＮ〜
Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ）組成グレーディング層５５（１．
０μｍ）、さらに結晶欠陥低減用のＳｅ若しくはＳドー
プＧａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ欠陥低減層５６（４．０μｍ）、
素子として動作するＳｅ若しくはＳドープ（１×１０18
ｃｍ-3）のｎ型Ａｌ0.1 Ｇａ0.55Ｉｎ0.35Ｎクラッド層
５７（１．０μｍ）、Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ活性層５８
（０．５μｍ）、Ｍｇ若しくはＺｎドープ（１×１０18
ｃｍ-3）のｐ型Ａｌ0.1 Ｇａ0.55Ｉｎ0.35Ｎクラッド層
５９（１．０μｍ）、Ｍｇ若しくはＺｎドープ（５×１
０18ｃｍ-3）のｐ型ＧａＮコンタクト層６０（０．５μ
ｍ）が順次成長形成されている。
に、１０５０℃まで昇温され、Ｓｅ若しくはＳドープの
ｎ型ＧａＮコンタクト層５４（２．０μｍ）、格子不整
合緩和用のＳｅ若しくはＳドープＧａＩｎＮ（ＧａＮ〜
Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ）組成グレーディング層５５（１．
０μｍ）、さらに結晶欠陥低減用のＳｅ若しくはＳドー
プＧａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ欠陥低減層５６（４．０μｍ）、
素子として動作するＳｅ若しくはＳドープ（１×１０18
ｃｍ-3）のｎ型Ａｌ0.1 Ｇａ0.55Ｉｎ0.35Ｎクラッド層
５７（１．０μｍ）、Ｇａ0.7 Ｉｎ0.3 Ｎ活性層５８
（０．５μｍ）、Ｍｇ若しくはＺｎドープ（１×１０18
ｃｍ-3）のｐ型Ａｌ0.1 Ｇａ0.55Ｉｎ0.35Ｎクラッド層
５９（１．０μｍ）、Ｍｇ若しくはＺｎドープ（５×１
０18ｃｍ-3）のｐ型ＧａＮコンタクト層６０（０．５μ
ｍ）が順次成長形成されている。
【００４２】そして、コンタクト層６０上にはＰｄ：５
００ｎｍ，Ｃｒ：１００ｎｍ，Ａｕ：５００ｎｍが、コ
ンタクト層５４上にはＡｕＧｅ：１００ｎｍ，Ａｕ：５
００ｎｍが形成されたのち、不活性ガス若しくはＮ2 中
で４００〜８００℃で熱処理されオーミック電極（ｐ側
電極６１，ｎ側電極６２）が形成されている。
００ｎｍ，Ｃｒ：１００ｎｍ，Ａｕ：５００ｎｍが、コ
ンタクト層５４上にはＡｕＧｅ：１００ｎｍ，Ａｕ：５
００ｎｍが形成されたのち、不活性ガス若しくはＮ2 中
で４００〜８００℃で熱処理されオーミック電極（ｐ側
電極６１，ｎ側電極６２）が形成されている。
【００４３】このような構造であっても、ＡｌＮ第１バ
ッファ層５１とＧａＩｎＮ第２バッファ層１２の働きに
より、良質のＡｌＧａＩｎＮ系半導体層を形成すること
が可能となり、第１の実施例と同様の効果が得られる。
また本実施例で、活性層５８とクラッド層５７，５９の
間で０．３％の格子不整合があるので、発光波長が長波
長化し、吸収を低減することができる。
ッファ層５１とＧａＩｎＮ第２バッファ層１２の働きに
より、良質のＡｌＧａＩｎＮ系半導体層を形成すること
が可能となり、第１の実施例と同様の効果が得られる。
また本実施例で、活性層５８とクラッド層５７，５９の
間で０．３％の格子不整合があるので、発光波長が長波
長化し、吸収を低減することができる。
【００４４】なお、本実施例では、格子不整合緩和のた
めの組成グレーディング層５５を設けたが、必ずしもグ
レーディングにする必要はない。また、熱歪み緩和層と
してはＧａＩｎＮに限らずＧａＮを用いることもでき、
図６はそのような例である。ここではサファイア基板５
０のｃ面上に成長核形成と極性制御用のＡｌＮ第１バッ
ファ層５１（９ｎｍ）が３５０℃にて成長形成され、さ
らに熱歪み緩和用のＧａＮ第２バッファ層７２（０．５
μｍ）が５５０℃にて成長形成されている。そして、こ
の上に図５と同様に各層５４〜６０が成長形成されてい
る。
めの組成グレーディング層５５を設けたが、必ずしもグ
レーディングにする必要はない。また、熱歪み緩和層と
してはＧａＩｎＮに限らずＧａＮを用いることもでき、
図６はそのような例である。ここではサファイア基板５
０のｃ面上に成長核形成と極性制御用のＡｌＮ第１バッ
ファ層５１（９ｎｍ）が３５０℃にて成長形成され、さ
らに熱歪み緩和用のＧａＮ第２バッファ層７２（０．５
μｍ）が５５０℃にて成長形成されている。そして、こ
の上に図５と同様に各層５４〜６０が成長形成されてい
る。
【００４５】さらに、熱歪み緩和用のバッファ層はなく
てもよく、図７はそのような例である。サファイアのｃ
面からａ方向に５°オフした基板５０上に成長核形成と
極性制御用の粒状ＡｌＮ第１バッファ層５１（平均膜厚
５ｎｍ）が４００℃にて形成されている。そして、この
上に図５と同様に各層５４〜６０が成長形成されてい
る。
てもよく、図７はそのような例である。サファイアのｃ
面からａ方向に５°オフした基板５０上に成長核形成と
極性制御用の粒状ＡｌＮ第１バッファ層５１（平均膜厚
５ｎｍ）が４００℃にて形成されている。そして、この
上に図５と同様に各層５４〜６０が成長形成されてい
る。
【００４６】成長核形成のためにはできるだけ小さな粒
が疎らに形成されている方が横方向の成長が促進され高
品質の層ができる。また、ａ面上に成長した場合には成
長表面に縞模様が観測されることが多かったが、粒状バ
ッファ層の採用により、鏡面成長が可能になった。さら
に、成長核形成のためのバッファ層としてはＧａＮを使
用してもよく、その場合は、ＧａＮが成長する限界まで
極微量のアンモニアを導入することにより窒素の解離を
抑えることができる。
が疎らに形成されている方が横方向の成長が促進され高
品質の層ができる。また、ａ面上に成長した場合には成
長表面に縞模様が観測されることが多かったが、粒状バ
ッファ層の採用により、鏡面成長が可能になった。さら
に、成長核形成のためのバッファ層としてはＧａＮを使
用してもよく、その場合は、ＧａＮが成長する限界まで
極微量のアンモニアを導入することにより窒素の解離を
抑えることができる。
【００４７】図８はＧａＮを成長する際のアンモニア流
量と成長速度の関係であり、総流量（１ｌ／min ）の２
００分の１までアンモニアを減少してもＧａＮは成長
し、総流量の５０分の１程度の時に膜厚が最大になる。
そこで、総流量の１／５０〜１／２００程度のアンモニ
アを導入した場合に窒素の解離が最も抑えられ、そのよ
うな条件下では成長核形成のためのバッファ層としてＧ
ａＮを使用できる。
量と成長速度の関係であり、総流量（１ｌ／min ）の２
００分の１までアンモニアを減少してもＧａＮは成長
し、総流量の５０分の１程度の時に膜厚が最大になる。
そこで、総流量の１／５０〜１／２００程度のアンモニ
アを導入した場合に窒素の解離が最も抑えられ、そのよ
うな条件下では成長核形成のためのバッファ層としてＧ
ａＮを使用できる。
【００４８】なお、本発明は上述した各実施例に限定さ
れるものではない。素子構造は実施例で述べたものに何
等限定されるものではなく、適宜変更可能である。要
は、単結晶基板上にＡｌＧａＩｎＮ系材料からなる半導
体層を形成して発光素子等を作成するものに適用するこ
とができる。また、基板は必ずしもサファイア基板に限
るものではなく、ＳｉＣ、その他の単結晶を用いること
もできる。また、本発明は必ずしも発光素子に限るもの
ではなく、例えば高温動作半導体素子にも適用すること
が可能である。その他、本発明の要旨を逸脱しない範囲
で、種々変形して実施することができる。
れるものではない。素子構造は実施例で述べたものに何
等限定されるものではなく、適宜変更可能である。要
は、単結晶基板上にＡｌＧａＩｎＮ系材料からなる半導
体層を形成して発光素子等を作成するものに適用するこ
とができる。また、基板は必ずしもサファイア基板に限
るものではなく、ＳｉＣ、その他の単結晶を用いること
もできる。また、本発明は必ずしも発光素子に限るもの
ではなく、例えば高温動作半導体素子にも適用すること
が可能である。その他、本発明の要旨を逸脱しない範囲
で、種々変形して実施することができる。
【００４９】
【発明の効果】以上詳述したように本発明によれば、Ａ
ｌＧａＩｎＮ系材料からなる素子形成のための半導体層
の結晶品質及び再現性の向上をはかることができ、結果
的に低欠陥のＡｌＧａＩｎＮ系半導体層の成長が可能と
なり、高輝度短波長発光素子等の実現が可能となる。
ｌＧａＩｎＮ系材料からなる素子形成のための半導体層
の結晶品質及び再現性の向上をはかることができ、結果
的に低欠陥のＡｌＧａＩｎＮ系半導体層の成長が可能と
なり、高輝度短波長発光素子等の実現が可能となる。
【図１】第１の実施例に係わる青色発光ダイオードの素
子構造を示す断面図。
子構造を示す断面図。
【図２】第１の実施例の変形例を示す断面図。
【図３】第１の実施例の別の変形例を示す断面図。
【図４】実施例素子の製造に使用した成長装置を示す概
略構成図。
略構成図。
【図５】第２の実施例に係わる発光ダイオードの素子構
造を示す断面図。
造を示す断面図。
【図６】第２の実施例の変形例を示す断面図。
【図７】第２の実施例の変形例を示す断面図。
【図８】ＧａＮを成長する際のアンモニア流量と成長速
度の関係を示す特性図。
度の関係を示す特性図。
【図９】ＡｌＮバッファ層厚とＧａＮ層のＸ線回折半値
幅の関係を示す特性図。
幅の関係を示す特性図。
【図１０】実施例に使用したアニール装置を示す概略構
成図。
成図。
１０，５０…サファイア基板（単結晶基板） １１，５１…ＡｌＮ第１バッファ層 １２…ＩｎＮ第２バッファ層 １３，５３…ＧａＮキャップ層 １４，５６…ＧａＩｎＮ欠陥低減層 １５，５７…ｎ型ＡｌＧａＩｎＮクラッド層 １６，５８…ｎ型ＧａＩｎＮ活性層 １７，５９…ｐ型ＡｌＧａＩｎＮクラッド層 １８，６０…ｐ型ＧａＮコンタクト層 ２１，２２，６１，６２…電極 ３２…ＧａＩｎＮバッファ層 ３３…ＡｌＧａＮキャップ層 ５２…ＧａＩｎＮ第２バッファ層 ５４…ｎ型ＧａＮコンタクト層 ５５…ｎ型ＧａＩｎＮ組成グレーディング層 ７２…ＧａＮ第２バッファ層
フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−229476（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−297023（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−41541（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−315647（ＪＰ，Ａ) 特開 平６−61527（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−235692（ＪＰ，Ａ) 特表 平９−508751（ＪＰ，Ａ) 国際公開95／17019（ＷＯ，Ａ１) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) H01L 33/00 H01S 5/00 - 5/50 C03B 28/00 - 35/00 H01L 21/205,21/31 H01L 21/365,21/86 ＪＩＣＳＴファイル（ＪＯＩＳ)
Claims (39)
- 【請求項１】 基板と、 前記基板上に形成され、ＡｌＧａＩｎＮ系材料からな
り、前記基板の表面が露出した部分を有するバッファ半
導体層と、 前記バッファ半導体層上に形成されたＡｌＧａＩｎＮ系
材料からなり、前記バッファ半導体層とは異なる化学式
を有する熱歪緩和層と、 前記熱歪緩和層上に形成された第１のクラッド層と、 前記第１のクラッド層上に形成された活性層と、 前記活性層上に形成された第２のクラッド層と、 を有することを特徴とする半導体発光素子。 - 【請求項２】 前記熱歪緩和層を構成するＡｌＧａＩｎ
Ｎ系材料は、Ａｌ1-u-vＧａuＩｎvＮ（0≦u≦1、0≦v≦
1、u＋v≦1）なる化学式を有し、０．１≦ｖ≦０．９で
あることを特徴とする請求項１に記載の半導体発光素
子。 - 【請求項３】 前記熱歪緩和層の膜厚は前記半導体層の
膜厚より大であることを特徴とする請求項１に記載の半
導体発光素子。 - 【請求項４】 前記熱歪緩和層の上に、この層に含まれ
るＩｎの蒸発を防止するためのキャップ層をさらに有す
ることを特徴とする請求項１に記載の半導体発光素子。 - 【請求項５】 前記キャップ層はＡｌＧａＮで形成さ
れ、５００℃以上８００℃以下において形成されること
を特徴とする請求項４に記載の半導体発光素子。 - 【請求項６】 前記第１のクラッド層は、ＡｌＧａＩｎ
Ｎ系材料からなることを特徴とする請求項１に記載の半
導体発光素子。 - 【請求項７】 前記熱歪緩和層は５０ｎｍ以上１０００
ｎｍ以下の膜厚を有することを特徴とする請求項１に記
載の半導体発光素子。 - 【請求項８】 前記基板は単結晶基板であることを特徴
とする請求項１に記載の半導体発光素子。 - 【請求項９】 前記バッファ半導体層は、平均膜厚３ｎ
ｍ以上１０ｎｍ未満で形成されたことを特徴とする請求
項１に記載の半導体発光素子。 - 【請求項１０】 前記基板が露出した部分を有するバッ
ファ半導体層は、多孔質状であることを特徴とする請求
項１に記載の半導体発光素子。 - 【請求項１１】 前記バッファ半導体層は間隔を持って
形成された複数の微結晶を有することにより、前記基板
の表面を露出することを特徴とする請求項１に記載の半
導体発光素子。 - 【請求項１２】 前記バッファ半導体層は疎らに形成さ
れた複数の微結晶を含むことにより、前記基板の表面を
露出することを特徴とする請求項１に記載の半導体発光
素子。 - 【請求項１３】 前記バッファ半導体層は、ＡｌＮ材料
からなることを特徴とする請求項１に記載の半導体発光
素子。 - 【請求項１４】 前記熱歪緩和層は、ＧａＮ材料からな
ることを特徴とする請求項１に記載の半導体発光素子。 - 【請求項１５】 基板と、 前記基板上に形成され、少なくともＡｌとＮを含むＡｌ
ＧａＩｎＮからなる複数の微結晶と、 前記複数の微結晶上に形成されたＡｌＧａＩｎＮ系材料
からなり、前記複数の微結晶とは異なる化学式を有する
熱歪緩和層と、 前記熱歪緩和層上に形成された第１のクラッド層と、 前記第１のクラッド層上に形成された活性層と、 前記活性層上に形成された第２のクラッド層と、 を有することを特徴とする半導体発光素子。 - 【請求項１６】 前記複数の微結晶は前記基板の一部を
露出するように形成されていることを特徴とする請求項
１５に記載の半導体発光素子。 - 【請求項１７】 前記複数の微結晶は前記基板上に疎ら
に形成されていることを特徴とする請求項１５に記載の
半導体発光素子。 - 【請求項１８】 前記複数の微結晶は極性制御手段を有
することを特徴とする請求項１５に記載の半導体発光素
子。 - 【請求項１９】 前記複数の微結晶は、ＡｌＮ材料から
なることを特徴とする請求項１５に記載の半導体発光素
子。 - 【請求項２０】 前記熱歪緩和層は、ＧａＮ材料からな
ることを特徴とする請求項１５に記載の半導体発光素
子。 - 【請求項２１】 基板と、 前記基板上に形成されたＡｌＧａＩｎＮ系材料からなる
第１層と、前記第１層上に形成された前記第１層とは異
なるＡｌＧａＩｎＮ系材料からなる第２層とで構成され
たバッファ層と、 前記第２層上に形成された第１のクラッド層と、 前記第１のクラッド層上に形成された活性層と、 前記活性層上に形成された第２のクラッド層と、 を具備し、前記バッファ層は成長面の極性制御作用を有
することを特徴とする半導体発光素子。 - 【請求項２２】 前記第１層は前記基板の表面を露出す
る部分を含むことを特徴とする請求項２１に記載の半導
体発光素子。 - 【請求項２３】 前記極性制御作用は前記バッファ層の
形状に因ることを特徴とする請求項２１に記載の半導体
発光素子。 - 【請求項２４】 前記第１層は前記基板上に形成された
複数の微結晶を有し、前記微結晶間に設けられた間隔を
通して前記基板を露出した構造が前記極性制御作用を有
することを特徴とする請求項２１に記載の半導体発光素
子。 - 【請求項２５】 前記バッファ層は、ＡｌＮ材料からな
ることを特徴とする請求項２１に記載の半導体発光素
子。 - 【請求項２６】 前記熱歪緩和層は、ＧａＮ材料からな
ることを特徴とする請求項２１に記載の半導体発光素
子。 - 【請求項２７】 基板と、 前記基板上に形成されたＡｌＧａＩｎＮ系材料からなる
バッファ層と、 前記バッファ層上に形成され、前記バッファ層とは異な
る化学式を有するＡｌＧａＩｎＮ系材料からなる熱歪緩
和層と、 前記熱歪緩和層上に形成された第１のクラッド層と、 前記第１のクラッド層上に形成された活性層と、 前記活性層上に形成された第２のクラッド層と、 を具備し、前記バッファ層は前記熱歪緩和層の成長面の
極性制御手段を有することを特徴とする半導体発光素
子。 - 【請求項２８】 前記極性制御手段は前記基板の表面を
露出する部分を有することを特徴とする請求項２７に記
載の半導体発光素子。 - 【請求項２９】 前記極性制御手段は前記バッファ層を
形成する微結晶が疎らに形成された部分を有することを
特徴とする請求項２７に記載の半導体発光素子。 - 【請求項３０】 前記バッファ層は前記基板上に形成さ
れた複数の微結晶を有し、前記極性制御手段は前記微結
晶間に設けられた間隔を通して前記基板を露出させるこ
とを特徴とする請求項２７に記載の半導体発光素子。 - 【請求項３１】 前記バッファ層は、ＡｌＮ材料からな
ることを特徴とする請求項２７に記載の半導体発光素
子。 - 【請求項３２】 前記熱歪緩和層は、ＧａＮ材料からな
ることを特徴とする請求項２７に記載の半導体発光素
子。 - 【請求項３３】 基板の表面に、この表面を露出する部
分を有するようにＡｌＧａＩｎＮ系材料からなる第１の
バッファ層を形成し、前記第１のバッファ層上に、Ａｌ
ＧａＩｎＮ系材料からなり、前記第１のバッファ層とは
異なる化学式を有する第２のバッファ層を形成し、前記
第２のバッファ層の上部に活性層を形成する工程を有す
ることを特徴とする半導体発光素子の製造方法。 - 【請求項３４】 前記工程は、前記第１のバッファ層を
３５０℃以上８００℃以下の温度で成長させる工程を含
むことを特徴とする請求項３３に記載の半導体発光素子
の製造方法。 - 【請求項３５】 前記工程は、熱歪を吸収させるように
前記第２のバッファ層を形成する工程を含むことを特徴
とする請求項３３に記載の半導体発光素子の製造方法。 - 【請求項３６】 前記工程は、ＡｌＮからなるように前
記第１のバッファ層を形成する工程を含むことを特徴と
する請求項３３に記載の半導体発光素子の製造方法。 - 【請求項３７】 前記工程は、ＧａＮからなるように前
記第２のバッファ層を形成する工程を含むことを特徴と
する請求項３３に記載の半導体発光素子の製造方法。 - 【請求項３８】 前記工程は、間隔の空いた複数の微結
晶からなるように前記第１のバッファ層を形成する工程
を含むことを特徴とする請求項３３に記載の半導体発光
素子の製造方法。 - 【請求項３９】 前記第１のバッファ層の形成工程によ
り、前記第２のバッファ層の極性が制御されることを特
徴とする請求項３８に記載の半導体発光素子の製造方
法。
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|---|---|---|---|
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| US08/866,056 US5909040A (en) | 1994-03-09 | 1997-05-30 | Semiconductor device including quaternary buffer layer with pinholes |
| US08/874,299 US5929466A (en) | 1994-03-09 | 1997-06-13 | Semiconductor device and method of fabricating the same |
| US09/915,710 USRE38805E1 (en) | 1994-03-09 | 2001-07-27 | Semiconductor device and method of fabricating the same |
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