JP4568197B2

JP4568197B2 - 酸化物半導体素子

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Publication number: JP4568197B2
Application number: JP2005268830A
Authority: JP
Inventors: 洋一郎綾; 茂郎矢田
Original assignee: Sanyo Electric Co Ltd
Current assignee: Sanyo Electric Co Ltd
Priority date: 2005-09-15
Filing date: 2005-09-15
Publication date: 2010-10-27
Anticipated expiration: 2025-09-15
Also published as: JP2007081231A

Description

本発明は、複数の酸化物半導体層を用いた素子であって、特にｐ型酸化物層に１Ａ族元素の一つ又は複数種の元素を含む酸化物半導体素子に関する。

酸化物半導体は、可視光に対して透明であること、バンドギャップが３ｅＶよりも大きいこと等から、透明センサや短波長発光素子、薄膜トランジスタへの応用が注目されている。例えば、特許文献１では、Ｌｉを含むｐ型ＮｉＯ層とｎ型ＺｎＯ層を積層させることでｐ／ｎ接合を形成し、半導体素子で最も基本的な電気特性（ダイオード特性）が得られることが記載されている。

また、特許文献２ではＬｉ、Ｎａ、Ｋ等の１Ａ族元素の１つ又は複数種の元素を補助金属材料として含有するＺｎＭｇＯ系材料でｐ型酸化物層を実現し、これをｎ型ＺｎＭｇＯ系材料の半導体層と積層させることで発光素子を形成している。このように、酸化物半導体においてＬｉ、Ｎａ、Ｋ等の１Ａ族元素の１つ又は複数種の元素を用いることが、所望の素子特性を得るために活用されている。
Thin Solid Films 445(2003)317-321 特開２００４−２１４４０５号公報特開２００４−４７６０７号公報

しかしながら、上記従来技術のように、ｐ型酸化物層にＬｉ、Ｎａ、Ｋ等の１Ａ族元素の１つ又は複数種の元素を含む材料を用い、これをｎ型酸化物層とｐ／ｎ接合させて酸化物半導体を形成した場合、ｐ／ｎ接合界面において１Ａ族元素が拡散するので、素子の電気的特性が劣化するという問題が発生する。例えば、特許文献３では、発光素子の発光層に用いられる量子井戸（ＭＱＷ）構造の安定性を確保するために、１Ａ族アルカリ金属の拡散抑止層を発光層中に設けることが言及されているものの、酸化物半導体におけるｐ／ｎ接合界面の１Ａ族元素拡散を抑制するものではなく、依然として素子の電気的特性の劣化については問題となっていた。

図１１に、従来問題となっていた酸化物半導体素子構造の概略図を示す。絶縁性基板２１上に膜厚４００ｎｍのｎ型ＺｎＯ層２２を形成し、この上に１Ａ族元素であるＬｉを含むｐ型ＮｉＯ層２３を４００ｎｍの厚さで形成することでｐ／ｎ接合を形成している。ｐ型ＮｉＯ２３層上にｐ側電極として膜厚２０ｎｍのＮｉ層２４と膜厚１００ｎｍのＡｕ層２５が積層されている。また、ｎ型ＺｎＯ２２にも、ｎ側電極として膜厚１００ｎｍのＡｌ層２６が積層されている。

図１２は、図１１の酸化物半導体素子における電気的特性の経時変化を示す。素子の順方向における電気特性（ダイオード特性）を測定して表示したもので、ｎ型、ｐ型領域の金属電極に電圧を印加して順方向に電流を流し測定を行った。初回、５回、２０回と記載されているのは、測定回数を示す。測定回数が増加するにしたがって特定電圧で得られる順方向電流値が減少し、初回と２０回では、かなり電流−電圧特性が劣化していくことがわかる。このように、酸化物半導体素子としての安定性に大きな問題がある。

このような現象が起こる原因は、次のように考えられる。一般に、Ｌｉ、Ｋ、Ｎａ等の１Ａ族元素はそのイオン半径が小さく、またその結合方法もイオン結合が主であるため、半導体材料一般の結合方法である共有結合よりも弱い。

このため、ｎ型酸化物層と１Ａ族元素を含むｐ型酸化物層を積層させることでｐ／ｎ接合を形成した酸化物半導体素子に、所望の電気特性を得るために電圧を印加した場合、電流による局所的な発熱が起こり、１Ａ族元素が電界によってｐ型領域からｎ型領域に拡散し、ｎ型領域のドーピング位置に入る現象が起きているものと考えられる。

電圧の印加時間が長くなる（測定回数が多くなる）にしたがって、このようなｐ型ドーパントの欠損とｎ型領域での再ドーピングが起こり、ｐ型酸化物層の電気的特性がｐ型からｎ型へ向かって変化し、また逆に、ｎ型酸化物層ではｎ型からｐ型へと電気的特性が変化するため、ｐ型とｎ型の電気的特性が継続して保持できなくなり、結果として電気的特性が変化したものと考えられる。このことは、ｐ型とｎ型酸化物層の間に真性（ｉ型）酸化物半導体層を形成した素子でも同様に起こり、ｉ層のｐ型化が電圧印加時間と共に進行し、素子特性が変化すると考えられる。

本発明は、ｐ／ｎ接合界面又はｐ／ｉ／ｎ接合界面における１Ａ族元素の拡散による素子特性の経時的劣化を抑制し、素子特性の安定性を確保することを目的とした酸化物半導体素子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、本発明の酸化物半導体素子は、ｉ型酸化物層を挟むようにしてｎ型酸化物層とｐ型酸化物層が積層され、前記ｎ型酸化物層上にはｎ側金属電極が形成され、前記ｐ型酸化物層上にはｐ側金属電極が形成され、前記ｎ側金属電極と前記ｐ側金属電極との間に電圧が印加される酸化物半導体素子において、前記ｐ型酸化物層は１Ａ族元素の１つ又は複数種の元素を含む半導体層で構成され、１Ａ族元素の拡散を抑制するバリア層を前記ｐ型酸化物層とｉ型酸化物層との間に形成したことを特徴としている。

Ｌｉ、Ｋ、Ｎａ等の１Ａ族元素の拡散を抑制するバリア層に用いる材料としては、結晶性の材料であればリン酸化物やホウ素酸化物、またはシリコン酸化物やシリコン窒化物を用いることができる。例えば、リン酸化物ではＰ_２Ｏ_５の結晶を有する材料等が用いられる。Ｐ_２Ｏ_５は三方晶系の結晶構造を有しおり、バンドギャップはＺｎＯのバンドギャップ約３eVよりも大きい化合物で、１Ａ族元素の拡散を効率的に抑制する。

ホウ素酸化物については、Ｂ_２Ｏ_３の結晶を有する材料等が用いられ、これは六方晶系の結晶構造を取り、ＺｎＯ系材料の六方晶系結晶構造と極めて親和性に優れている。シリコン酸化物では、水晶と同様の三方晶系であるＳｉＯ_２の結晶を有する材料等が用いられる。シリコン窒化物については、Ｓｉ_３Ｎ_４の結晶を有する材料が用いられ、これは六方晶系の結晶構造をとるので、ＺｎＯ系材料の六方晶系結晶構造と極めて親和性に優れている。

また、非晶質材料であれば、ＺｎＯ系材料の六方晶系結晶構造に対して結晶構造の制約を受けず、均一な成膜とすることができる。このような非晶質材料としては、前記リン酸化物やホウ素酸化物の非晶質材料や、これら成分と珪酸化物を混在させガラス状に形成したボロフォスフォシリケートガラス、また、酸化シリコン、窒化シリコン、窒化酸化シリコン等のシリコン系非晶質材料がバリア層の材料が適切である。これら材料は１Ａ族元素に対する拡散係数が小さく、効率的に拡散を抑制する。

これら結晶性材料および非晶質材料を用いたバリア層の膜厚は、素子の電気特性を妨げない程度に薄い事が重要である。絶縁性の材料において、このような条件を満たす厚みはおよそ１０ｎｍ程度であることが知られており、この厚みがあれば拡散を抑制するのに十分である。

本発明によれば、ｎ型酸化物層とｐ型酸化物層とのｐ／ｎ接合界面に、またはｎ型酸化物層とｉ型酸化物層とｐ型酸化物層の積層構造ではｐ／ｉ接合界面に、Ｌｉ、Ｋ、Ｎａ等１Ａ族元素の拡散を抑制するためのバリア層を設けているので、酸化物半導体素子の電気的特性の劣化を防止することができ、素子の安定化が図れる。

以下、図面を参照して本発明の実施形態及び参考形態を説明する。図１は本発明の第１の参考形態の酸化物半導体素子の構造を示す。ガラス等の絶縁性基板１上に、膜厚４００ｎｍのｎ型酸化物層２、膜厚１０ｎｍのバリア層３、膜厚４００ｎｍのｐ型酸化物層４が順に積層され、ｐ型酸化物層４上には２層構造のｐ側金属電極５が、ｎ型酸化物層２上にはｎ側金属電極６が形成されている。ｎ型酸化物２としてＺｎＯを用い、ｐ型酸化物層４として１Ａ族アルカリ金属元素のＬｉをドープしたＮｉＯを用いている。また、１Ａ族元素の拡散を抑制するバリア層３としてＳｉＯＮを用いた。

図２に図１の酸化物半導体素子の電気的特性を示す。電気的特性の測定については、外部の不要な電磁気と光を遮る金属製シールドボックス内に素子を配置し、ｎ型、ｐ型領域の金属電極（金属電極６、５）に測定端子を接触させて測定を行った。高精度電流電圧計としてはＨＰ４１４０Ａを用いた。Ａ１とＡ２の曲線は、バリア層３がない場合の電気的特性を示し、Ａ１は初回測定、Ａ２は２０回目の測定を表すもので、図１２の電気的特性のグラフの初回測定、２０回目の測定と同様のものである。また、Ｂ１、Ｂ２は図１の構造における（バリア層３が存在する場合）電気的特性を示し、Ｂ１は初回測定、Ｂ２は２０回目の測定を表す。バリア層３が存在する場合には、初回測定の曲線と２０回目の測定の曲線とでは、ほとんど違いは見られず、この結果から、ＳｉＯＮ極薄膜を形成することで素子の電気的特性の劣化を防ぎ、素子の安定性が向上していることがよくわかる。

次に、図１の酸化物半導体素子の形成方法を図３に示す。（ａ）に示すように、絶縁性基板１上に、ノンドープのＺｎＯを用い、スパッタ法で４００ｎｍのｎ型ＺｎＯ層２を形成する。反応ガスとしては不活性ガスであるＡｒを用いる。ＺｎＯはノンドープ条件でｎ型を示すことが知られている材料であるために意図的なドーピングは行っていない。しかし、ドーピングが必要であれば、ＧａやＡｌ等の元素を酸化物の形でターゲットに混入させることでｎ型の制御を行うことができる。

このようにして形成したｎ型ＺｎＯ層２の上に、ターゲットとしてＳｉＮを用い、反応ガスとして１％の酸素を含んだＮ_２ガスを用いてスパッタを行い、（ｂ）のようにＳｉＯＮ極薄膜３を形成する。このＳｉＯＮ膜の膜厚は１０ｎｍとなるように予めスパッタ条件を制御している。Ｓｉ−Ｎの結合力は１０５ｋｃａｌ／ｍｏｌ、Ｓｉ−Ｏの結合力は１９３ｋｃａｌ／ｍｏｌでありＳｉ−Ｏの方が約２倍強い。このためＳｉＯＮの組織を形成するためにＮ_２とＯ_２のガス組成比を制御する。

また、今回はターゲットとしてＳｉＮを用いたが、Ｐ_２Ｏ_５やＢ_２Ｏ_３をターゲットとして用いるか、これらを含む珪酸化物をターゲットとして用いても良く、この場合でもスパッタ条件を最適化することでＳｉＯＮと同様の堆積が可能である。この上に、１０％のＬｉを含んだＮｉＯターゲットを用い、反応ガスとして２０％の酸素を含有したＡｒを用いてスパッタを行い、膜厚４００ｎｍのＬｉドープＮｉＯ（ＮｉＯ：Ｌｉ）層４を形成する。基板温度は全ての条件で２００℃一定である。

（ｃ）のように、ｐ型ＮｉＯ：Ｌｉ層４上にフォトレジスト１０を形成し、（ｄ）のようフルオロカーボン系ガス等でエッチングを行ってメサ型に加工し、（ｅ）のようにフォトレジスト１０を洗浄により除去した後、（ｆ）のようにｎ型ＺｎＯ層２には膜厚１００ｎｍのＡｌ層６１を、（ｇ）のようにｐ型ＮｉＯ：Ｌｉ層４には膜厚２０ｎｍのＮｉ層５１と膜厚１００ｎｍのＡｕ層５２をそれぞれ金属マスクを通して蒸着する。最後に電極金属の安定化と金属／半導体界面の接触抵抗を下げる事を目的として不活性ガスであるＡｒ雰囲気中で２００℃、３０分の熱処理を行う。上記参考例では作製方法としてスパッタ法を用いたが、所望の電気特性を得られる堆積方法である化学気相蒸着(ＣＶＤ)法、真空蒸着法、分子線エピタキシー(ＭＢＥ)法、パルスレーザ堆積(ＰＬＤ)法等、これらを組み合わせた手法を用いても同様の効果が得られる。

図４は、図１とはｐ型酸化物層とｎ型酸化物層の積層順序を逆にし、バリア層に異なる材料を用いた第２の参考形態の酸化物半導体素子の構造を示す。ガラス等の絶縁性基板１上に、膜厚５００ｎｍのｐ型酸化物層４、膜厚１０ｎｍのバリア層３、膜厚４００ｎｍのｎ型酸化物層２が順に積層され、ｐ型酸化物層４上には２層構造のｐ側金属電極５が、ｎ型酸化物層２上にはｎ側金属電極６が形成されている。ｎ型酸化物２としてＺｎＯを用い、ｐ型酸化物層４として１Ａ族アルカリ金属元素のＬｉをドープしたＮｉＯを用いている。また、１Ａ族元素の拡散を抑制するバリア層３としてＰ_２Ｏ_５を用いた。

図５に図４の酸化物半導体素子の電気的特性を示す。電気的特性の測定については、上記第１の酸化物半導体素子と同様、外部の不要な電磁気と光を遮る金属製シールドボックス内に素子を配置し、ｎ型、ｐ型領域の金属電極（金属電極６、５）に測定端子を接触させて測定を行った。高精度電流電圧計としてはＨＰ４１４０Ａを用いた。Ｃ１とＣ２の曲線は、バリア層３がない場合の電気的特性を示し、Ｃ１は初回測定、Ｃ２は２０回目の測定を表す。また、Ｄ１、Ｄ２は図４の構造における（バリア層３が存在する場合）電気的特性を示し、Ｄ１は初回測定、Ｄ２は２０回目の測定を表す。バリア層３が存在する場合には、初回測定の曲線と２０回目の測定の曲線とでは、ほとんど違いは見られず、この結果から、Ｐ_２Ｏ_５極薄膜を形成することで素子の電気的特性の劣化を防ぎ、素子の安定性が向上していることがよくわかる。

次に、スパッタ法と分子線エピタキシー(ＭＢＥ)法を組み合わせて、図４の酸化物半導体素子を形成する方法を図６に示す。（ａ）のように、絶縁性基板１上にスパッタ法を用いてｐ型のＮｉＯ：Ｌｉ層４を５００ｎｍ堆積する。ターゲットは１０％ＬｉドープのＮｉＯ基板であり、基板温度は２００℃、スパッタガスは２０％の酸素を含有したＡｒである。この基板を分子線エピタキシー(ＭＢＥ)装置に導入し、バリア層の形成とｎ型ＺｎＯ層の形成を行う。スパッタ条件としては上記条件を用いたが、所望のｐ型ＮｉＯ：Ｌｉによって最適な条件を設定することができる。

図７に使用したＭＢＥ装置の概略図を示す。基板を保持する基板ホルダ、所定の固体材料を蒸発させる固体蒸発源、気体を活性化して供給する活性化装置が数点備わっており、例えばＺｎＯを堆積するには、固体蒸発源にＺｎＯを配し、これを１０００℃近傍まで加熱する事で昇華させ、基板上で堆積させるか、又は固体蒸発源にＺｎを配し、これを５００℃近傍まで加熱することでＺｎ蒸気を発生させ、この蒸気に活性化装置から活性化酸素を供給してＺｎとＯを反応させ、基板上でＺｎＯを堆積させる。これらの蒸発源および活性化装置にはシャッタが付属しており、シャッタの開閉によって基板への材料の供給を制御している。

絶縁性基板１上にｐ型ＮｉＯ：Ｌｉ層４を形成した基板をＭＢＥ装置に導入し、（ｂ）のように、バリア層３を形成するが、形成方法としては固体のＰ_２Ｏ_５を固体蒸発源に配置し、これを３５０℃に加熱することで蒸発させ、同時に活性化装置から活性化酸素を供給して酸素の欠損を補い、膜厚は１０ｎｍとなるように制御する。基板温度は２００℃である。今回はＰ_２Ｏ_５を用いたが固体のＢ_２Ｏ_３を用いて５００℃程度で蒸発させて所望の膜厚堆積させても良い。

このバリア層としてのＰ_２Ｏ_５層３の上に、固体蒸発源にＺｎを配し、これを５００℃近傍まで加熱することでＺｎ蒸気を発生させ、Ｚｎ蒸気に活性化装置から活性化酸素を供給することでＺｎとＯを反応させ、ｎ型ＺｎＯ層２を４００ｎｍ堆積させる。このＺｎＯはノンドープではあるが活性化酸素供給量を制御することで酸素欠損を生じさせ、ｎ型の電気特性を持たせている。基板の温度は２００℃である。

次に、図３（ｃ）〜（ｅ）に示す工程と同様に、フォトリソグラフィ工程を用いてメサ型に加工した後、図６（ｃ）のように、ｎ型ＺｎＯ層２には膜厚１００ｎｍのＡｌ層６１を、（ｄ）のように、ｐ型ＮｉＯ：Ｌｉ層４には膜厚２０ｎｍのＮｉ層５１と膜厚１００ｎｍのＡｕ層５２をそれぞれ金属マスクを通して蒸着する。最後に電極金属の安定化と金属／半導体界面の接触抵抗を下げる事を目的として不活性ガスであるＡｒ雰囲気中で２００℃、３０分の熱処理を行う。

図８は、ｐ／ｉ／ｎ接合で構成された第３の実施形態の酸化物半導体素子の構造を示す。ガラス等の絶縁性基板１上に膜厚４００ｎｍのｎ型酸化物層２、膜厚５０ｎｍのｉ型酸化物層７、膜厚１０ｎｍのバリア層３、膜厚４００ｎｍのｐ型酸化物層４が順に積層され、ｐ型酸化物層４上には２層構造のｐ側金属電極５が、ｎ型酸化物層２上にはｎ側金属電極６が形成されている。ｎ型酸化物２としてＺｎＯを、ｉ型酸化物層７としてＺｎＯを用い、ｐ型酸化物層４として１Ａ族アルカリ金属元素のＬｉをドープしたＮｉＯを用いている。また、１Ａ族元素の拡散を抑制するバリア層３としてＳｉＯＮを用いた。

図８の酸化物半導体素子の電気的特性は、ほぼ図２と同様であり、バリア層３としてＳｉＯＮ極薄膜を形成することでｉ型酸化物層７のｐ型化が電圧印加時間と共に進行することを抑制し、素子の電気的特性の劣化を防ぐことができる。

図１０に図８の酸化物半導体素子の形成方法を示す。（ａ）に示すように、絶縁性基板１上に、ノンドープのＺｎＯを用い、スパッタ法で４００ｎｍのｎ型ＺｎＯ層２を形成する。反応ガスとしては不活性ガスであるＡｒを用いる。ＺｎＯはノンドープ条件でｎ型を示すことが知られている材料であるために意図的なドーピングは行わない。

次に、（ｂ）に示すように、スパッタ法でｎ型ＺｎＯ層２上に、ｉ型ＺｎＯ層７を形成する。ターゲットは純度９９．９９％以上の金属Ｚｎであり、スパッタガスは酸素と窒素を用い、基板温度は２００℃、スパッタガス圧力は約０．６３Ｐａ、ＲＦ電力は１００Ｗである。その後の（ｃ）〜（ｆ）の工程では、図３の（ｂ）〜（ｅ）の示す工程と同様に、フォトリソグラフィ工程を用いてメサ型に加工し、図１０（ｇ）のように、ｎ型ＺｎＯ層２には膜厚１００ｎｍのＡｌ層６１を、（ｈ）のように、ｐ型ＮｉＯ：Ｌｉ層４には膜厚２０ｎｍのＮｉ層５１と膜厚１００ｎｍのＡｕ層５２をそれぞれ金属マスクを通して蒸着する。最後に電極金属の安定化と金属／半導体界面の接触抵抗を下げることを目的として不活性ガスであるＡｒ雰囲気中で２００℃、３０分の熱処理を行う。

以上のように、バリア層を形成して酸化物半導体素子の電気的特性の劣化を抑制することができるが、バリア層には適切な膜厚の範囲が存在する。これは、バリア層の膜厚が厚くなりすぎるとｐ側からｎ側に電気を通しにくくなり、順方向電流が減少して素子として機能しなくなるが、一方、バリア層の膜厚を薄くしすぎると、アルカリ金属に対する拡散阻止能力が減少し、バリア層として機能しなくなるためである。

特に、上記第１の参考形態の酸化物半導体素子（図１）、第３の実施形態の酸化物半導体素子（図８）で用いたバリア層としてのＳｉＯＮ膜の膜厚について検討する。ＳｉＯＮ膜は絶縁体であるが、絶縁体でもその膜厚が薄い場合には電子を通過させる。この現象はトンネル現象と呼ばれており、トンネル現象で通り抜ける電子数をトンネル確率（電子透過率）で表す。電子透過率は材料が同一であれば膜厚が厚くなると指数関数的に減少する。前記のように厚さ１０ｎｍのＳｉＯＮ膜がある場合と無い場合では、電流量が約３０％減少しているので、この関係から電子透過率を計算したのが図９である。縦軸は電子透過率、横軸はＳｉＯＮ膜厚を表す。

ＳｉＯＮ膜厚が大きくなると、電子透過率が減少していく。この減少は酸化物半導体素子の電気特性に大きく影響する。透過する電子の低減幅は、デバイス特性等から初期の５０％以下であることが必要となる。更に望ましくは４０％以下であることが必要である。この範囲での、ＳｉＯＮ膜の膜厚は、図９より、１８ｎｍ以下（５０％以上の電子が透過）、望ましくは１３ｎｍ以下（６０％以上の電子が透過）となる。

一方、アルカリ金属に対する拡散阻止能力は金属の種類と絶縁膜との関係で種々決まる
。ＳｉＯＮ、ＳｉＮ共に物性的には大きく変わらないので、拡散阻止能力も近いと考え、ＳｉＮをベースにしてＳｉＯＮ膜の膜厚の下限を算出した。なお、アルカリ金属としてはＮａを用いたが、Ｌｉとほぼ同様の拡散能力を有している。ＳｉＮ膜のＮａ阻止能力はＳｉＯ_２膜よりも1桁以上良好であることが知られているので、ＳｉＮ膜中のＮａ拡散長は
、同条件のＳｉＯ_２膜における拡散長の１／１０以下と推定することができる。

酸化物半導体素子の温度は高くても２００℃程度、測定時間は６０秒程度であることか
ら、ＳｉＯ_２膜におけるＮａ拡散長を計算すると約３．０ｎｍとなる。したがって、ＳｉＮ膜におけるＮａ拡散長を換算すると、長くても３ｎｍの１／１０である０．３ｎｍとなる。この０．３ｎｍはＳｉとＮの結合長の２倍に等しいことから、計算上、ＳｉＮが３分子(約０．５ｎｍ) 以上堆積していれば、本実施例に示したアルカリ金属の拡散を抑制す
ることができるが、一般の装置で０．５ｎｍの膜厚制御を行うことは困難であり、通常はこれよりも一桁高い５ｎｍ程度での制御を行うのが限度と考えられる。

以上の検討により、バリア層としてのＳｉＯＮ膜の厚さの範囲は、成膜装置制御可能な範囲であれば、５ｎｍ〜１８ｎｍ、望ましくは５ｎｍ〜１３ｎｍとなる。他方、理論上（計算上）の範囲であれば、０．５ｎｍ〜１８ｎｍ、望ましくは０．５ｎｍ〜１３ｎｍとなる。

本発明の第１の参考形態の酸化物半導体素子の構造を示す図である。図１の酸化物半導体素子の電気的特性を示す図である。図１の酸化物半導体素子の形成方法を示す図である。本発明の第２の参考形態の酸化物半導体素子の構造を示す図である。図４の酸化物半導体素子の電気的特性を示す図である。図４の酸化物半導体素子の形成方法を示す図である。ＭＢＥ装置の概略構成を示す図である。本発明の第３の実施形態の酸化物半導体素子の構造を示す図である。図８の酸化物半導体素子の電気的特性を示す図である。図８の酸化物半導体素子の形成方法を示す図である。従来の酸化物半導体素子の構造を示す図である。図１１の酸化物半導体素子の電気的特性を示す図である。

１絶縁性基板
２ｎ型酸化物層
３バリア層
４ｐ型酸化物層
５金属電極
６金属電極
７ｉ型酸化物層

Claims

ｉ型酸化物層を挟むようにしてｎ型酸化物層とｐ型酸化物層が積層され、前記ｎ型酸化物層上にはｎ側金属電極が形成され、前記ｐ型酸化物層上にはｐ側金属電極が形成され、前記ｎ側金属電極と前記ｐ側金属電極との間に電圧が印加される酸化物半導体素子において、前記ｐ型酸化物層は１Ａ族元素の１つ又は複数種の元素を含む半導体層で構成され、１Ａ族元素の拡散を抑制するバリア層を前記ｐ型酸化物層と前記ｉ型酸化物層との間に形成したことを特徴とする酸化物半導体素子。
前記バリア層の厚さの範囲は、０．５ｎｍ〜１８ｎｍである、請求項１に記載の酸化物半導体素子。
前記バリア層はリン若しくはホウ素又はこれらを含む化合物により構成されてい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項に記載の酸化物半導体素子。
前記バリア層は、ガラス材料により構成されてい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項に記載の酸化物半導体素子。
前記ガラス材料は、シリコン、窒素、酸素、リン、ホウ素の１つ又は複数の元素を組成とすることを特徴とする請求項４記載の酸化物半導体素子。