JP5644996B2 - Nitride optical semiconductor device - Google Patents
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Description
本発明は、窒化物光半導体素子に関する。 The present invention relates to a nitride optical semiconductor device.
III族窒化物半導体(GaN、AlGaN、AlInGaN系)を用いた窒化物光半導体素子が知られている。例えば、「C面」サファイア基板上に、「C面」AlN層を成長させ、その上に実効的な光半導体素子を作製することが知られている。また、III族窒化物半導体を用いた光半導体素子としては、レーザ(LD)や発光ダイオード(LED)などの発光素子の他、フォトダイオード(PD)などの受光素子が知られている。これらの窒化物光半導体素子の特性および信頼性は、用いる半導体の結晶性に依存する。すなわち、結晶性の優れた窒化物光半導体を用いた場合には、優れた特性の光半導体素子が完成する。 A nitride optical semiconductor element using a group III nitride semiconductor (GaN, AlGaN, AlInGaN system) is known. For example, it is known to grow a “C-plane” AlN layer on a “C-plane” sapphire substrate and to produce an effective optical semiconductor element thereon. In addition, as an optical semiconductor element using a group III nitride semiconductor, a light receiving element such as a photodiode (PD) is known in addition to a light emitting element such as a laser (LD) and a light emitting diode (LED). The characteristics and reliability of these nitride optical semiconductor elements depend on the crystallinity of the semiconductor used. That is, when a nitride optical semiconductor having excellent crystallinity is used, an optical semiconductor element having excellent characteristics is completed.
特許文献1では、C面サファイア基板上に有機金属気相成長(MOCVD)法によって、一旦、AlN下地層を形成した後、水素化物気相エピタキシ(HVPE)法によってAlN層を形成している。形成されるAlN層はC面である。なお、C面とは結晶の縦方向を意味するC軸に垂直な平面(0001)面のことであり、A面とはC面に垂直な(11−20)面のことである。成長後のAlN層の層厚は10μm程度であるが、成長後にはクラックが発生しているものと推定される。特に、HVPE法では、界面部分での正確な条件制御が困難であるので、AlN下地層を介さず直接にAlN単結晶層をHVPE法にて単結晶基材上に成長させた場合、AlN単結晶層の結晶品質は大幅に劣化してしまうことになるとしており、工程が複雑となる。この従来技術のAlN層の表面粗さは原子間力顕微鏡のRa値で20nm以下である。 In Patent Document 1, an AlN underlayer is temporarily formed on a C-plane sapphire substrate by metal organic chemical vapor deposition (MOCVD), and then an AlN layer is formed by hydride vapor phase epitaxy (HVPE). The formed AlN layer is the C plane. The C plane is a plane (0001) plane perpendicular to the C axis, meaning the longitudinal direction of the crystal, and the A plane is a (11-20) plane perpendicular to the C plane. The thickness of the grown AlN layer is about 10 μm, but it is estimated that cracks have occurred after the growth. In particular, in the HVPE method, it is difficult to accurately control conditions at the interface portion. Therefore, when an AlN single crystal layer is directly grown on a single crystal substrate by the HVPE method without using an AlN underlayer, an AlN single layer is formed. The crystal quality of the crystal layer is greatly deteriorated, and the process becomes complicated. The surface roughness of this prior art AlN layer is 20 nm or less as measured by an atomic force microscope.
特許文献2は、圧電体薄層に関する技術であって、サファイア(11−20)面((110)面とも言う)基板(A面)上に、結晶面が(0001)面((001)面とも言う)であるAlN層(C面AlN層)を形成する技術が開示されている。 Patent Document 2 is a technique related to a piezoelectric thin layer, and a crystal plane is a (0001) plane ((001) plane) on a sapphire (11-20) plane (also referred to as (110) plane) substrate (A plane). A technique for forming an AlN layer (C-plane AlN layer) is also disclosed.
非特許文献1では、同様の化合物半導体を開示するが、そのX線ロッキングカーブの半値幅(FWHM)は、(0002)面((002)面とも言う)に関しては、173−314秒であり、(10−12)面((102)面とも言う)に関しては、1574−1905秒である。なお、(002)面に関する結晶性が良くとも、(102)面に関する結晶性が悪い場合、発光素子では発光効率が悪くなり、受光素子では感度が悪くなる要因となる。この文献における表面粗さ(原子間力顕微鏡)のRMS値(Ra相当)は、最も小さい値が得られた場合において2.34nmである。また、表面写真を観察すると、表面には大きなピットが多数確認され、表面状態も好ましいものではない。 Non-Patent Document 1 discloses a similar compound semiconductor, but the half width (FWHM) of the X-ray rocking curve is 173 to 314 seconds with respect to the (0002) plane (also referred to as (002) plane), Regarding (10-12) plane (also referred to as (102) plane), it is 1574-1905 seconds. Note that, even if the crystallinity related to the (002) plane is good, if the crystallinity related to the (102) plane is poor, the light emitting element has low luminous efficiency, and the light receiving element has low sensitivity. The RMS value (corresponding to Ra) of the surface roughness (atomic force microscope) in this document is 2.34 nm when the smallest value is obtained. Further, when a surface photograph is observed, many large pits are confirmed on the surface, and the surface state is not preferable.
非特許文献2は、MOCVD法によって製造された紫外LEDについて開示している。C面サファイア基板上にC面AlN層が形成されたテンプレートが使用されているが、AlN層の層厚は1μmである。この文献におけるX線ロッキングカーブの半値幅(FWHM)は、(0002)面((002)面とも言う)に関しては60秒であり、(10−12)面((102)面とも言う)に関しては1200秒である。 Non-Patent Document 2 discloses an ultraviolet LED manufactured by the MOCVD method. A template in which a C-plane AlN layer is formed on a C-plane sapphire substrate is used, and the thickness of the AlN layer is 1 μm. The full width at half maximum (FWHM) of the X-ray rocking curve in this document is 60 seconds for the (0002) plane (also referred to as the (002) plane) and for the (10-12) plane (also referred to as the (102) plane). 1200 seconds.
なお、短波長(紫外線域)の光に関する光半導体素子用の半導体結晶では、素子を構成するたとえばAlGaN層のAlの組成を高くする必要がある。このとき、結晶格子間隔が大きく異なるため、AlGaN層に大きな引っ張り歪みが発生し多数のクラックが発生する。これを抑制するために、結晶品質に優れ、AlGaNより格子間隔の小さいAlNを下地層とすることが、光半導体素子を実現する上で望ましい。 In a semiconductor crystal for an optical semiconductor element relating to light of a short wavelength (ultraviolet region), it is necessary to increase the Al composition of the AlGaN layer constituting the element, for example. At this time, since the crystal lattice spacing is greatly different, a large tensile strain is generated in the AlGaN layer, and many cracks are generated. In order to suppress this, it is desirable for realizing an optical semiconductor element that AlN is superior in crystal quality and has a lattice spacing smaller than that of AlGaN.
また、上述のように、特性の良好な光半導体素子を作製するには、AlGaN層において高い結晶性が要求される。しかしながら、良質で大型のAlNバルク基板は現在得られておらず、「C面」サファイア基板上に、「C面」AlN層を0.8〜1μm程度成長したものが使われはじめている程度である。 Also, as described above, high crystallinity is required in the AlGaN layer in order to produce an optical semiconductor element with good characteristics. However, high-quality, large-sized AlN bulk substrates are not currently available, and a “C-plane” AlN layer grown on a “C-plane” sapphire substrate is about 0.8-1 μm. .
このような背景のもと、高Al組成であっても、良質でかつクラックの無い高品質なAlGaN層構造による窒化物光半導体素子の実現が求められている。確かに、「C面」サファイア基板上に、「C面」AlN層を形成した基板を用いたLEDは実現されているものの(非特許文献1参照)、その結晶品質が十分でないために、より高品質の結晶性が要求されるLDは、この基板を用いて実現されていない。すなわち、結晶品質を高めるため、AlN層の厚みを1〜3μm程度に増加させると、クラックが発生してしまい、結晶性が良好な素子を形成することができなくなる。 Under such a background, there is a demand for the realization of a nitride optical semiconductor element having a high-quality AlGaN layer structure with high quality and no cracks even with a high Al composition. Certainly, although an LED using a substrate having a “C-plane” AlN layer formed on a “C-plane” sapphire substrate has been realized (see Non-Patent Document 1), the crystal quality is not sufficient. An LD requiring high quality crystallinity has not been realized using this substrate. That is, if the thickness of the AlN layer is increased to about 1 to 3 μm in order to improve the crystal quality, cracks are generated and an element having good crystallinity cannot be formed.
本発明は、このような課題に鑑みてなされたものであり、結晶性が良好な窒化物光半導体素子を提供することを目的とする。 The present invention has been made in view of such problems, and an object thereof is crystalline to provide a good nitride compound optical semiconductor element.
上述の課題を解決するため、本発明に係る窒化物光半導体素子は、A面サファイア基板と、前記基板上に直接ハイドライド気相成長法(HVPE法)によって、温度T1(1000℃〜1800℃)での形成の後に、温度T1よりも高い温度T2(1400℃〜1800℃)形成された厚さが1μmを超えるC面AlN層と、前記AlN層上に形成された第1導電型のIII族窒化物系半導体層と、前記第1導電型のIII族窒化物系半導体層上に形成された第2導電型のIII族窒化物系半導体層と、を備えることを特徴とする。本発明では、A面サファイア基板上に、1μmを超えるC面AlN層を成長することによって、これにクラックが発生せず、平坦性と結晶性に優れたC面AlN層が得られることを発見した。また、この窒化物光半導体素子では、前記サファイア基板のへき開面(C面)と、前記AlN層のへき開面(M面)とが、同一面方位であることを特徴とする。 In order to solve the above-described problems, a nitride optical semiconductor device according to the present invention is manufactured by using an A-plane sapphire substrate and a temperature T1 (1000 ° C. to 1800 ° C. ) by hydride vapor phase epitaxy (HVPE method) directly on the substrate. After the formation in step C, a C-plane AlN layer having a thickness of more than 1 μm formed at a temperature T2 (1400 ° C. to 1800 ° C.) higher than the temperature T1, and a group III of the first conductivity type formed on the AlN layer It is characterized by comprising: a nitride semiconductor layer; and a second conductivity type group III nitride semiconductor layer formed on the first conductivity type group III nitride semiconductor layer. In the present invention, it was discovered that by growing a C-plane AlN layer exceeding 1 μm on an A-plane sapphire substrate, a C-plane AlN layer excellent in flatness and crystallinity can be obtained without generating cracks. did. In this nitride optical semiconductor element, the cleavage plane (C plane) of the sapphire substrate and the cleavage plane (M plane) of the AlN layer have the same plane orientation.
このように形成されたAlN層上に、第1導電及び第2導電型の半導体層を含む半導体素子を成長させることによって、良好な特性を有する窒化物光半導体素子を得ることができる。また、この構造では、サファイア基板と、AlN層のへき開面を一致させることができるため、光半導体素子としてレーザ素子を採用する場合には、共振器の端面となるへき開面を容易に形成することができるという利点もある。なお、III族窒化物系半導体層としてはAlGaN系の化合物半導体層が好ましい。 By growing a semiconductor element including the first conductive type and the second conductive type semiconductor layer on the AlN layer thus formed, a nitride optical semiconductor element having good characteristics can be obtained. In addition, in this structure, the cleavage plane of the sapphire substrate and the AlN layer can be made to coincide with each other. Therefore, when a laser element is employed as the optical semiconductor element, the cleavage plane that becomes the end face of the resonator is easily formed. There is also an advantage of being able to. The group III nitride semiconductor layer is preferably an AlGaN compound semiconductor layer.
また、前記第1及び第2導電型のIII族窒化物系半導体層は、それぞれAlGaNからなり、Alの組成比は0.2以上1.0以下であることが好ましい。本発明では、このように高Al組成比のAlGaN層の形成においても、良好な結晶のものを得ることができる。 The first and second conductivity type Group III nitride semiconductor layers are preferably made of AlGaN, and the Al composition ratio is preferably 0.2 or more and 1.0 or less. In the present invention, even in the formation of the AlGaN layer having such a high Al composition ratio, a good crystal can be obtained.
本発明の窒化物光半導体素子によれば、窒化物半導体層を含む複数の半導体層を厚く積層成長しても、クラックの発生が抑制されかつ、結晶性に優れた化合物半導体からなるものとなっている。これによって、クラックに影響されない歩留まりの高い状態で、特性に優れた窒化物光半導体素子が提供される。 According to the nitride optical semiconductor device of the present invention, even if a plurality of semiconductor layers including a nitride semiconductor layer are grown thickly, the generation of cracks is suppressed and the compound semiconductor is excellent in crystallinity. ing. This provides a nitride optical semiconductor device having excellent characteristics in a high yield state that is not affected by cracks.
以下、実施の形態に係る窒化物光半導体素子について説明する。なお、同一要素には同一符号を用いることとし、重複する説明は省略する。 Hereinafter, the nitride optical semiconductor device according to the embodiment will be described. Note that the same reference numerals are used for the same elements, and redundant description is omitted.
図7は、窒化物光半導体としての半導体レーザ素子(LD)の断面図である。この素子は、A面サファイア基板1上に順次形成された、AlN層2、n型AlGaNからなるコンタクト層3、n型AlGaNからなるクラッド層4、AlGaNからなるガイド層5、AlGaNからなる活性層6、AlGaNからなるガイド層7、p型のAlGaNからなるキャリアブロック層8、p型AlGaNからなるクラッド層9を備え、クラッド層9上には絶縁層(SiO2)10が形成されており、絶縁層10に設けられた開口内には、クラッド層9と共にp型GaNからなるコンタクト層111が形成され、その上にはP側の電極112が形成されている。また、コンタクト層3の表面領域の一部はエッチングされ、エッチングされた箇所にn側の電極113が形成されている。各層の結晶性は、その下地層の結晶性に依存するため、下地層の結晶性が重要である。 FIG. 7 is a cross-sectional view of a semiconductor laser device (LD) as a nitride optical semiconductor. This element includes an AlN layer 2, a contact layer 3 made of n-type AlGaN, a clad layer 4 made of n-type AlGaN, a guide layer 5 made of AlGaN, and an active layer made of AlGaN, which are sequentially formed on an A-plane sapphire substrate 1. 6, a guide layer 7 made of AlGaN, a carrier block layer 8 made of p-type AlGaN, and a clad layer 9 made of p-type AlGaN, and an insulating layer (SiO 2 ) 10 is formed on the clad layer 9, In the opening provided in the insulating layer 10, a contact layer 111 made of p-type GaN is formed together with the cladding layer 9, and a P-side electrode 112 is formed thereon. A part of the surface region of the contact layer 3 is etched, and an n-side electrode 113 is formed at the etched portion. Since the crystallinity of each layer depends on the crystallinity of the underlayer, the crystallinity of the underlayer is important.
上述の素子において、III族窒化物半導体結晶を形成する場合、ハイドライド気相成長法(HVPE法)、有機金属気相成長法(MOCVD法)等の化学的気相成長法や、分子線成長法(MBE法)、昇華法、フラックス法等を用いることができる。原料コスト及び形成速度の観点では、HVPE法が好適である。一方、MOCVD法では、Al、Ga、Inの組成を制御し易く、さらにSiやMgなどのドーピングによりn型やp型の半導体結晶を精度良く作製するのに好適である。以下には、AlN層の作製をHVPEで行い、その後レーザ結晶の成長をMOCVDで行う実施の例について示すが、この成長法の組み合わせに限るものではない。また、素子の加工に用いる各種方法もここで示したものに限るものではない。 In the above-described device, when a group III nitride semiconductor crystal is formed, a chemical vapor deposition method such as a hydride vapor deposition method (HVPE method) or a metal organic chemical vapor deposition method (MOCVD method), or a molecular beam growth method is used. (MBE method), sublimation method, flux method and the like can be used. From the viewpoint of raw material cost and formation rate, the HVPE method is preferable. On the other hand, the MOCVD method is easy to control the composition of Al, Ga, and In and is suitable for manufacturing an n-type or p-type semiconductor crystal with high accuracy by doping with Si, Mg, or the like. In the following, an example in which an AlN layer is formed by HVPE and then laser crystal growth is performed by MOCVD will be described, but the present invention is not limited to this combination of growth methods. Further, various methods used for processing the element are not limited to those shown here.
上述のレーザ素子を製造した。以下、詳説する。
(第1の結晶成長)
まず、2インチ径の厚さ430μm程度の(11−20)A面サファイア単結晶基板を用意し、これをHVPE装置の反応管のサセプタに載置した。HVPE法の場合、AlなどのIII族金属と、HClガスなどのハイドライドガスとを500℃〜700℃程度の温度下で直接に反応させてIII族原料ガス(例えばAlClxガス)を生じさせ、これとNH3ガスとを反応させることによって、AlN系III族窒化物を生じさせ、これを例えば温度T1(1150℃)に加熱された基板上でエピタキシャル成長させた。T1は1000℃〜1800℃の温度範囲から選択することができる。反応管内のボートには、金属Al原料を保持しIII族元素としては、Alを用いるものとした。なお、NH3ガスの流量は工程の各段階において、断りの説明のない限り、1.5slmであることとした。また、N2ガスの流量は1.1slmである。
The above laser device was manufactured. The details will be described below.
(First crystal growth)
First, a (11-20) A-plane sapphire single crystal substrate having a 2 inch diameter and a thickness of about 430 μm was prepared and placed on a susceptor of a reaction tube of an HVPE apparatus. In the case of the HVPE method, a group III metal such as Al and a hydride gas such as HCl gas are directly reacted at a temperature of about 500 ° C. to 700 ° C. to generate a group III source gas (for example, AlClx gas). And NH 3 gas were reacted to form an AlN group III nitride, which was epitaxially grown on a substrate heated to, for example, temperature T1 (1150 ° C.). T1 can be selected from a temperature range of 1000 ° C to 1800 ° C. The boat in the reaction tube holds the metal Al raw material, and Al is used as the group III element. It should be noted that the flow rate of NH 3 gas was 1.5 slm at each stage of the process unless otherwise stated. The flow rate of N 2 gas is 1.1 slm.
なお、第1のAlN層の成長においては、反応管内の圧力を30Torr(4000Pa)に設定するとともに、反応管内の気体反応領域の温度が550℃となるように、かつ、基板温度がT1(1150℃)となるように、昇温を行った(図12参照)。昇温中(時刻0〜t1:図12参照)は、NH3とN2ガスのみを供給した。反応管内の圧力および温度が安定した後、NH3とN2ガスを供給した状態でサファイア基板表面の清浄化(サーマルクリーニング)を10分間(時刻t1〜t2:図12参照)おこなった。なお、サーマルクリーニング時の基板温度は900〜1400℃の範囲がよい。 In the growth of the first AlN layer, the pressure in the reaction tube is set to 30 Torr (4000 Pa), the temperature of the gas reaction region in the reaction tube is 550 ° C., and the substrate temperature is T1 (1150). The temperature was raised so as to be (° C.) (see FIG. 12). During the temperature increase (time 0 to t1: see FIG. 12), only NH 3 and N 2 gas were supplied. After the pressure and temperature in the reaction tube were stabilized, the surface of the sapphire substrate was cleaned (thermal cleaning) for 10 minutes with the NH 3 and N 2 gases supplied (time t1 to t2: see FIG. 12). The substrate temperature during thermal cleaning is preferably in the range of 900 to 1400 ° C.
その後、さらにH2ガスとH2希釈したHClガスとを所定のガス導入管を介してボートの近傍へと供給し、生じたAlClxガスをサセプタに保持された基板の近傍へ供給させることで、第1のAlN層(図7のAlN層2の下半分の領域)を形成した。第1のAlN層形成は1分間(時刻t2〜t3:図12参照)おこない、第1のAlN層の層厚はおよそ50nmであったが、これは、サファイア表面の保護という理由から、20〜50nmであることが好ましい。このときのH2ガスとHClガスの流量は、それぞれ0.2slmm、0.06slmである。 Thereafter, by further supplying H 2 gas and H 2 diluted HCl gas to the vicinity of the boat through a predetermined gas introduction pipe, the generated AlClx gas is supplied to the vicinity of the substrate held by the susceptor, A first AlN layer (a lower half region of the AlN layer 2 in FIG. 7) was formed. The first AlN layer was formed for 1 minute (time t2 to t3: see FIG. 12), and the thickness of the first AlN layer was about 50 nm. 50 nm is preferred. The flow rates of H 2 gas and HCl gas at this time are 0.2 slmm and 0.06 slm, respectively.
次に、HClガスの供給を止め、基板温度をT2(1500℃)に昇温し、NH3とN2ガスを供給した状態で5分間(時刻t4〜t5:図12参照)の熱処理をおこなった(窒化処理(*))。この処理によって第1のAlN層の結晶歪がさらに緩和され、表面がより平坦化する。なお、基板温度T2は、1400〜1800℃の範囲が良好な結晶性を得るという観点からは好ましいが、この処理が無い場合でも、ある程度は良い結晶を得ることができる。 Next, supply of HCl gas is stopped, the substrate temperature is raised to T2 (1500 ° C.), and heat treatment is performed for 5 minutes (time t4 to t5: see FIG. 12) in a state where NH 3 and N 2 gases are supplied. (Nitriding treatment (*)). By this treatment, the crystal strain of the first AlN layer is further relaxed, and the surface is flattened. Note that the substrate temperature T2 is preferably in the range of 1400 to 1800 ° C. from the viewpoint of obtaining good crystallinity, but even without this treatment, good crystals can be obtained to some extent.
なお、第1のAlN層形成は、AlClxガスを供給せず、サファイア表面のNH3ガスによる窒化処理によって得ても良い。 Note that the first AlN layer may be formed by nitriding with NH 3 gas on the sapphire surface without supplying the AlClx gas.
その後、HClガスの供給を再び開始し、温度T2のまま第1のAlN層の上に第2のAlN層を20分間成長した(時刻t5〜t6:図12参照)。HClガスの流量は、0.06slmである。これらの工程により、合計の厚みがおよそ3μmのAlN層2(厚さが1μmを超えている)を得た。
(第2の結晶成長)
AlN層の成長を行った後、そのAlN層の上に光半導体素子特性として結晶性の影響を最も受けるレーザ層構造の成長を行った。結晶成長には、有機金属気相成長法(MOCVD)を用いた。ガリウム(Ga)原料にはトリメチルガリウム(TMG)、アルミニウム(Al)原料にはトリメチルアルミニウム(TMA)窒素(N)原料にはアンモニア(NH3)を用いた。キャリアガスとして、水素(H2)および窒素(N2)を用いた。
Thereafter, the supply of HCl gas was started again, and the second AlN layer was grown on the first AlN layer for 20 minutes while maintaining the temperature T2 (time t5 to t6: see FIG. 12). The flow rate of HCl gas is 0.06 slm. By these steps, an AlN layer 2 (with a thickness exceeding 1 μm) having a total thickness of approximately 3 μm was obtained.
(Second crystal growth)
After the growth of the AlN layer, a laser layer structure that is most affected by the crystallinity as an optical semiconductor element characteristic was grown on the AlN layer. For the crystal growth, metal organic chemical vapor deposition (MOCVD) was used. Trimethylgallium (TMG) was used as the gallium (Ga) source, and ammonia (NH 3 ) was used as the trimethylaluminum (TMA) nitrogen (N) source as the aluminum (Al) source. Hydrogen (H 2 ) and nitrogen (N 2 ) were used as carrier gases.
基板をMOCVD成長装置の反応室に導入後、水素およびアンモニア雰囲気中、基板温度が1075℃となるように昇温し、昇温後温度5分間の熱処理により、基板表面の清浄化を行った。 After the substrate was introduced into the reaction chamber of the MOCVD growth apparatus, the temperature of the substrate was raised to 1075 ° C. in a hydrogen and ammonia atmosphere, and the substrate surface was cleaned by heat treatment for 5 minutes after the temperature rise.
続いて、Siをドープしたn型のAl0.3Ga0.7N層(n型コンタクト層3)を2.8μm、n型のAl0.3Ga0.7N層(n型クラッド層4)を600nm、Al0.16Ga0.84N層(第1ガイド層5)を90nm、そしてAl0.06Ga0.94N/Al0.16Ga0.84N量子井戸層(活性層6)を成長した。さらに、Al0.16Ga0.84N層(第2ガイド層7)を120nm、Mgをドープしたp型のAl0.6Ga0.4N層(p型電子ブロック層8)を20nm成長し、p型のAl0.3Ga0.7N層(p型クラッド層9)を500nm、p型のGaN層(p型コンタクト層111)を25nm、順に成長した。
(第1の素子加工:半導体メサ部形成)
次に、p型コンタクト層111までを成長させた結晶基板をMOCVD室から取り出し、続いて、プラズマCVDなどにより、p型コンタクト層の全面にわたって厚さが約300nmのSiO2層を堆積させた。その後、このSiO2層上に対して通常のフォトリソグラフィー技術及びエッチング技術により、半導体メサ部の形状に対応したエッチングマスクを形成した。このエッチングマスクは、p型コンタクト層上に所定の幅で事後的に光導波路方向となる方向に沿って延びた形状になっている。
Subsequently, the n-type Al 0.3 Ga 0.7 N layer (n-type contact layer 3) doped with Si was 2.8 μm, and the n-type Al 0.3 Ga 0.7 N layer (n-type cladding layer). 4) 600 nm, Al 0.16 Ga 0.84 N layer (first guide layer 5) 90 nm, and Al 0.06 Ga 0.94 N / Al 0.16 Ga 0.84 N quantum well layer (active Layer 6) was grown. Further, an Al 0.16 Ga 0.84 N layer (second guide layer 7) is grown to 120 nm, and an Mg-doped p-type Al 0.6 Ga 0.4 N layer (p-type electron blocking layer 8) is grown to 20 nm. Then, a p-type Al 0.3 Ga 0.7 N layer (p-type cladding layer 9) was grown to 500 nm, and a p-type GaN layer (p-type contact layer 111) was grown to 25 nm in this order.
(First element processing: semiconductor mesa portion formation)
Next, the crystal substrate grown up to the p-type contact layer 111 was taken out of the MOCVD chamber, and then an SiO 2 layer having a thickness of about 300 nm was deposited over the entire surface of the p-type contact layer by plasma CVD or the like. Thereafter, an etching mask corresponding to the shape of the semiconductor mesa portion was formed on the SiO 2 layer by a normal photolithography technique and etching technique. The etching mask has a shape extending on the p-type contact layer along the direction that will be the optical waveguide direction afterward with a predetermined width.
次に、このエッチングマスクをマスクとして、n型コンタクト層3が露出するまで、塩素(Cl2)ガスなどによるドライエッチングを行った。このエッチングにより、エッチングマスクで覆われていないp型コンタクト層1からn型クラッド層3までの部分が除去されるので、n型クラッド層3からp型コンタクト層111までからなる半導体メサ部が形成される。その後、エッチングによりエッチングマスクを除去した。
(第2の素子加工:リッジ構造形成)
次に、同様にプラズマCVD法などにより、結晶基板全面上に厚さが約300nmのSiO2からなる絶縁層10を再度堆積させた。その後、エッチングマスクの形成の場合と同様な手順で、絶縁層10上に対して通常のフォトリソグラフィー技術及びエッチング技術により、p型コンタクト層111の中央領域上にエッチングマスクを形成した。エッチングマスクは、所定の幅でp型コンタクト層111の中央部を覆う形状になっている。
Next, dry etching with chlorine (Cl 2 ) gas or the like was performed using the etching mask as a mask until the n-type contact layer 3 was exposed. By this etching, the portion from the p-type contact layer 1 to the n-type cladding layer 3 that is not covered with the etching mask is removed, so that a semiconductor mesa portion consisting of the n-type cladding layer 3 to the p-type contact layer 111 is formed. Is done. Thereafter, the etching mask was removed by etching.
(Second element processing: ridge structure formation)
Next, similarly, an insulating layer 10 made of SiO 2 having a thickness of about 300 nm was deposited again on the entire surface of the crystal substrate by plasma CVD or the like. Thereafter, an etching mask was formed on the central region of the p-type contact layer 111 by a normal photolithography technique and etching technique on the insulating layer 10 in the same procedure as in the case of forming the etching mask. The etching mask has a shape that covers the central portion of the p-type contact layer 111 with a predetermined width.
次に、このエッチングマスクをマスクとして、p型クラッド層9の途中まで塩素(Cl2)ガスを用いてドライエッチングを行い、p型コンタクト層111及びp型クラッド層10からなる幅5μmのリッジ構造を形成した。その後、エッチングによりエッチングマスクを除去した。なお、エッチングには、Cl2ガスに加えてArガスを用いることもできる。
(第3の素子加工:電極形成)
続いて、再びプラズマCVDなどによって、結晶基板全面に厚さが約300nmのSiO2層を再度堆積させた。このSiO2層の上にフォトリソグラフィー法により、負電極層113の形成領域を除いた領域を覆う所定形状のレジストパターンを形成した。その後、このレジストパターンをマスクとし、SiO2層をエッチングし、負電極層113の形成領域に開口を形成した。
Next, by using this etching mask as a mask, dry etching is performed using chlorine (Cl 2 ) gas to the middle of the p-type cladding layer 9 to form a ridge structure having a width of 5 μm composed of the p-type contact layer 111 and the p-type cladding layer 10. Formed. Thereafter, the etching mask was removed by etching. Note that Ar gas can also be used for etching in addition to Cl 2 gas.
(Third element processing: electrode formation)
Subsequently, an SiO 2 layer having a thickness of about 300 nm was deposited again on the entire surface of the crystal substrate again by plasma CVD or the like. A resist pattern having a predetermined shape was formed on the SiO 2 layer by photolithography to cover the region excluding the region where the negative electrode layer 113 was formed. Thereafter, using this resist pattern as a mask, the SiO 2 layer was etched to form an opening in the formation region of the negative electrode layer 113.
次に、真空蒸着法などにより、チタン(Ti)層およびアルミニウム(Al)層を順次形成した。引き続いて、有機溶剤などによってレジストパターンをその上に形成されたTi層およびAl層とともに剥離除去した。これによってSiO2層の開口を通じてn型コンタクト層に接触した負電極層113が形成された。なお、図7では、簡略化のため電極113の周囲の絶縁層の記載は省略している。 Next, a titanium (Ti) layer and an aluminum (Al) layer were sequentially formed by a vacuum deposition method or the like. Subsequently, the resist pattern was peeled and removed together with the Ti layer and Al layer formed thereon with an organic solvent or the like. As a result, a negative electrode layer 113 in contact with the n-type contact layer through the opening of the SiO 2 layer was formed. In FIG. 7, the description of the insulating layer around the electrode 113 is omitted for simplification.
さらに、同様なプロセスで、リッジ構造の頂部のSiO2層を除去し、p型コンタクト層を露出させた後、負電極層と同様な手順で、p型コンタクト層と電気的に接続していると共にニッケル(Ni)と金(Au)との積層体からなる正電極層112を形成した。
(第4の素子加工:共振面形成)
次に、リッジ構造の長手方向に垂直な平面(紙面に平行な平面)で、半導体基板をへき開することで、窒化物半導体発光素子の共振器構造を形成した。必要に応じて、塩素(Cl2)ガスなどによるドライエッチングで端面をエッチングするなどして、これを共振器構造の形成に用いてもよい。共振器長は例えば900μmが適当である。
Furthermore, the SiO 2 layer at the top of the ridge structure is removed by the same process to expose the p-type contact layer, and then electrically connected to the p-type contact layer in the same procedure as the negative electrode layer. In addition, a positive electrode layer 112 made of a laminate of nickel (Ni) and gold (Au) was formed.
(Fourth element processing: resonance surface formation)
Next, the semiconductor substrate was cleaved at a plane perpendicular to the longitudinal direction of the ridge structure (a plane parallel to the paper surface) to form a resonator structure of the nitride semiconductor light emitting element. If necessary, the end face may be etched by dry etching using chlorine (Cl 2 ) gas or the like, and this may be used for forming the resonator structure. A suitable resonator length is 900 μm, for example.
その後、必要に応じて共振器の各端面に端面コーティングを施してもよい。このとき、例えば、フロント側の端面反射率は例えば50%、リア側の端面反射率は例えば99%である。コーティング材料は、SiO2、Al2O3、ZrO2、AlNなどである。 Thereafter, an end face coating may be applied to each end face of the resonator as necessary. At this time, for example, the front-side end surface reflectance is 50%, and the rear-side end surface reflectance is 99%, for example. The coating material, SiO 2, Al 2 O 3 , ZrO 2, AlN , and the like.
以上の工程により、III族窒化物半導体からなる本実施形態の光半導体素子(この場合はレーザ素子)が形成された。 Through the above steps, the optical semiconductor element (in this case, a laser element) of this embodiment made of a group III nitride semiconductor was formed.
A面サファイア基板1上に、III族窒化物半導体を成長した場合、C面のAlN層(半導体層)が成長する。このときサファイア基板のへき開面(C面)と半導体層のへき開面(M面)が同一面方位となり、特に作製する素子がレーザ素子である場合においては、へき開性に優れ平滑な共振面が得られ、レーザの発振閾値が低くなる格別の効果が得られた。
(素子の特性)
図8は、作製したレーザ素子を室温(27℃)に保持し、パルス幅10nsのパルス駆動にて680mAの電流を注入時したときに得られた発光スペクトルであり、図9は、注入電流を徐々に増加していったときの光出力の変化を示すグラフである。図8から明らかなように、337nmといった容易には達成できない紫外線のレーザ発振が実現した。
When a group III nitride semiconductor is grown on the A-plane sapphire substrate 1, a C-plane AlN layer (semiconductor layer) is grown. At this time, the cleavage plane (C plane) of the sapphire substrate and the cleavage plane (M plane) of the semiconductor layer are in the same plane orientation, and in particular when the element to be fabricated is a laser element, a smooth resonant surface with excellent cleavage is obtained. As a result, an exceptional effect of lowering the laser oscillation threshold was obtained.
(Element characteristics)
FIG. 8 shows an emission spectrum obtained when the manufactured laser element is held at room temperature (27 ° C.) and a current of 680 mA is injected by pulse driving with a pulse width of 10 ns, and FIG. It is a graph which shows the change of the light output when it increases gradually. As is apparent from FIG. 8, ultraviolet laser oscillation of 337 nm, which cannot be easily achieved, was realized.
また、レーザ発振が開始する閾値電流値は約550mAであり、5μmのリッジ幅と900μmの共振器長から算出される発振閾電流密度は約12kA/cm2となり、短波長の紫外線半導体レーザとしては低い値が得られた。従来のより長い波長の紫外線半導体レーザの発振閾値と同程度の電流密度にて、より短波長でのレーザ発振が実現できた。 The threshold current value at which laser oscillation starts is about 550 mA, and the oscillation threshold current density calculated from the ridge width of 5 μm and the resonator length of 900 μm is about 12 kA / cm 2 . A low value was obtained. Laser oscillation at a shorter wavelength could be realized at a current density comparable to the oscillation threshold of a conventional longer wavelength ultraviolet semiconductor laser.
上述の素子特性の改善は、素子結晶の改善に起因する。素子結晶は、下地層の結晶状態に依存する。ここでは、第1のAlN層と、第2のAlN層の結晶状態について評価した。 The improvement in the element characteristics described above is due to the improvement in the element crystal. The element crystal depends on the crystal state of the underlayer. Here, the crystalline states of the first AlN layer and the second AlN layer were evaluated.
サファイア基板1上に成長したAlN層において、X線ロッキングカーブ法(入射角ωスキャン)により評価した。なお、必要に応じて面内回転角φを回転させた。得られたAlN層の(002)、(102)、(100)面のX線ロッキングカーブを測定した。 The AlN layer grown on the sapphire substrate 1 was evaluated by the X-ray rocking curve method (incident angle ω scan). The in-plane rotation angle φ was rotated as necessary. The X-ray rocking curves of the (002), (102), and (100) planes of the obtained AlN layer were measured.
図1は、第2のAlN層の成長温度T2を変えた場合(1450℃、1500℃、1550℃)に得られた結晶のX線ロッキングカーブの半値幅(FWHM)(arcsec)の値を示す図表である。NH3の流量は1.5slmである。A面サファイア基板とC面サファイア基板を用いた場合における、(002)、(102)、(100)面に関するFWHMが記載されている。なお、図1及び図3の各コラム内において、3つの数字が並んでいるものは、それぞれ左から順に、A面サファイア基板を用いた場合には、φが30°、90°、150°の場合のFWHMを示し、C面サファイア基板を用いた場合には、φが0°、60°、120°の場合のFWHMを示している。 FIG. 1 shows the half-value width (FWHM) (arcsec) of the X-ray rocking curve of the crystal obtained when the growth temperature T2 of the second AlN layer is changed (1450 ° C., 1500 ° C., 1550 ° C.). It is a chart. The flow rate of NH 3 is 1.5 slm. FWHM related to the (002), (102), and (100) planes in the case of using an A-plane sapphire substrate and a C-plane sapphire substrate is described. In addition, in each column of FIG.1 and FIG.3, the thing where three numbers are located in order is φ from 30 °, 90 °, and 150 ° when using an A-plane sapphire substrate in order from the left. In the case of using a C-plane sapphire substrate, the FWHM is shown when φ is 0 °, 60 °, and 120 °.
同図から明らかなように、A面サファイア基板を用いた場合には、FWHMが、C面サファイア基板を用いた場合よりも小さくなっており、各温度において特に(102)面の結晶性が改善していることが分かる。また、結晶性の観点からは、温度T2としては、1500℃近傍すなわち、1450℃より大きく1550℃未満が特に好ましい。 As is clear from the figure, when the A-plane sapphire substrate is used, the FWHM is smaller than when the C-plane sapphire substrate is used, and the crystallinity of the (102) plane is particularly improved at each temperature. You can see that From the viewpoint of crystallinity, the temperature T2 is particularly preferably around 1500 ° C., that is, greater than 1450 ° C. and less than 1550 ° C.
上述のA面サファイア基板上に形成した第1のAlN層(初期層)の(002)、(102)、(100)面に関する入射角スキャンによるX線ロッキングカーブの半値幅(FWHM)の値はそれぞれ、およそ400秒、500秒、650秒であった(図3の右欄)。なお、上述の窒化処理(*)を行った場合の初期層に関する結果は、図3の右欄(Nitridation)に示しており、この窒化処理を行わない場合の結果は、図3の左欄(Buffer)に示してある。また、原子間力顕微鏡による表面平坦性の評価では、表面粗さのRa値は0.3nm程度であった。表面にはクラックも無く、結晶性に優れたC面AlN単結晶層がA面サファイア基板上に形成された。 The value of the half width (FWHM) of the X-ray rocking curve by the incident angle scan with respect to the (002), (102), and (100) planes of the first AlN layer (initial layer) formed on the above-described A-plane sapphire substrate is They were approximately 400 seconds, 500 seconds, and 650 seconds, respectively (right column in FIG. 3). In addition, the result regarding the initial layer when performing the nitriding process (*) is shown in the right column (Nitridation) of FIG. 3, and the result when not performing the nitriding process is shown in the left column of FIG. (Buffer). Further, in the evaluation of the surface flatness with an atomic force microscope, the Ra value of the surface roughness was about 0.3 nm. A C-plane AlN single crystal layer having no cracks on the surface and excellent crystallinity was formed on the A-plane sapphire substrate.
図2は、温度T2=1500℃とし、NH3の流量を変えた場合(1.0slm、1.5slm、2.0slm)に得られた結晶のX線ロッキングカーブの半値幅(FWHM)の値を示す図表である。同図から明らかなように、A面サファイア基板を用いた場合には、FWHMが、C面サファイア基板を用いた場合よりも小さくなっており、各流量において得に(102)面の結晶性が改善していることが分かる。また、結晶性の観点からは、NH3の流量としては、1.5slm近傍すなわち、1.0slmより大きく2.0slm未満が特に好ましい。 FIG. 2 shows the value of the full width at half maximum (FWHM) of the X-ray rocking curve of the crystal obtained when the temperature T2 = 1500 ° C. and the flow rate of NH 3 is changed (1.0 slm, 1.5 slm, 2.0 slm). It is a chart which shows. As is clear from the figure, when the A-plane sapphire substrate is used, the FWHM is smaller than when the C-plane sapphire substrate is used, and the (102) plane crystallinity is obtained at each flow rate. You can see that it is improving. From the viewpoint of crystallinity, the flow rate of NH 3 is particularly preferably in the vicinity of 1.5 slm, that is, greater than 1.0 slm and less than 2.0 slm.
図3は、NH3流量=1.5slmの場合における、第1のAlN層(初期層)のX線ロッキングカーブの半値幅(FWHM)の値を示す図表である。Bufferの列は、熱処理前の第1のAlN層の特性を示しており、Nitridationの列は、熱処理(時刻t4〜t5:図12参照)後のAlN層の特性を示している。同図から明らかなように、A面サファイア基板を用いた場合には、FWHMが、C面サファイア基板を用いた場合よりも小さくなっており、(102)面、(100)面に関しては、温度T2=1500℃の熱処理によって、中央に位置する数値のFWHMが小さくなっている。結晶性改善の観点からは、熱処理時間(時刻t4〜t5:図12参照)は、5分から30分が好ましい。 FIG. 3 is a chart showing the value of the half width (FWHM) of the X-ray rocking curve of the first AlN layer (initial layer) in the case of NH 3 flow rate = 1.5 slm. The Buffer column indicates the characteristics of the first AlN layer before the heat treatment, and the Nitridation column indicates the characteristics of the AlN layer after the heat treatment (time t4 to t5: see FIG. 12). As can be seen from the figure, when the A-plane sapphire substrate is used, the FWHM is smaller than when the C-plane sapphire substrate is used, and for the (102) plane and (100) plane, By the heat treatment at T2 = 1500 ° C., the numerical FWHM located in the center is reduced. From the viewpoint of improving crystallinity, the heat treatment time (time t4 to t5: see FIG. 12) is preferably 5 to 30 minutes.
図4は、第1のAlN(Buffer)を用いた場合の図であり、各種温度で得られた結晶表面(第2のAlNの表面)の原子間力顕微鏡像の図である。(a)はT2=1450℃、(b)はT2=1500℃、(c)はT2=1550℃の場合を示し、(d)はサファイア基板の表面を示している。それぞれの表面粗さRaは、写真の上部に記載されている通り、2.36nm、0.37nm、0.18nm、0.18nmである。最小で0.18nmの表面粗さが得られたが、最大で2.36nmの表面粗さが得られた。 FIG. 4 is a diagram in the case of using the first AlN (Buffer), and is an atomic force microscope image of the crystal surface (the surface of the second AlN) obtained at various temperatures. (A) shows T2 = 1450 ° C., (b) shows T2 = 1500 ° C., (c) shows T2 = 1550 ° C., and (d) shows the surface of the sapphire substrate. Each surface roughness Ra is 2.36 nm, 0.37 nm, 0.18 nm, and 0.18 nm as described in the upper part of the photograph. A minimum surface roughness of 0.18 nm was obtained, but a maximum surface roughness of 2.36 nm was obtained.
図5は、第1のAlN(Buffer)を用いた場合の図であり、T2=1500℃とし、各種流量で得られた結晶表面(第2のAlNの表面)の原子間力顕微鏡像の図である。(a)はNH3流量=1.0slm、(b)はNH3流量=1.5slm、(c)はNH3流量=2.0slmの場合を示し、それぞれの表面粗さRaは、写真の上部に記載されている通り、0.31nm、0.37nm、14.75nmである。最小で0.31nmの表面粗さが得られたが、最大で14.75nmの表面粗さが得られた。 FIG. 5 is a diagram in the case of using the first AlN (Buffer), and is an atomic force microscope image of the crystal surface (second AlN surface) obtained at various flow rates with T2 = 1500 ° C. It is. (A) shows NH 3 flow rate = 1.0 slm, (b) shows NH 3 flow rate = 1.5 slm, (c) shows NH 3 flow rate = 2.0 slm, and each surface roughness Ra is shown in the photograph. As described above, they are 0.31 nm, 0.37 nm, and 14.75 nm. A minimum surface roughness of 0.31 nm was obtained, but a maximum of 14.1 nm. A surface roughness of 75 nm was obtained.
図6は、NH3流量=1.5slmの場合の初期層(第1のAlN層)の表面の原子間力顕微鏡像の図である。(a)、(b)は熱処理前の初期層の表面を示し、(A),(B)はT2=1500℃の熱処理後の表面を示している。それぞれの表面粗さRaは、写真の上部に記載されている通り、0.28nm、0.28nm、0.32nm、0.21nmである。最小で0.21nmの表面粗さが得られたが、最大で0.32nmの表面粗さが得られた。 FIG. 6 is an atomic force microscope image of the surface of the initial layer (first AlN layer) when NH 3 flow rate = 1.5 slm. (A), (b) shows the surface of the initial layer before the heat treatment, and (A), (B) show the surface after the heat treatment at T2 = 1500 ° C. Each surface roughness Ra is 0.28 nm, 0.28 nm, 0.32 nm, and 0.21 nm as described in the upper part of the photograph. A minimum surface roughness of 0.21 nm was obtained, but a maximum surface roughness of 0.32 nm was obtained.
以上、説明したように、A面サファイア基板を用いることによって、単一の成長方法(たとえばHVPE法だけ)で結晶性に優れたC面AlNが得られる。また、AlN層の厚みも、少なくとも1〜3μmにおいて、クラックが生じず、結晶性が向上していた。また、A面結晶の面内における熱膨張係数などの異方性という理由から、AlN層の厚みは、3μm以上であってもクラックが生じないものと思われる。また、(102)面および(100)面のX線ロッキングカーブの半値幅は格段に小さくなり、結晶性の高さが確認できる。また、C面サファイア上のAlNには多数のクラックも生じている。 As described above, by using an A-plane sapphire substrate, C-plane AlN excellent in crystallinity can be obtained by a single growth method (for example, only by the HVPE method). Also, the thickness of the AlN layer was at least 1 to 3 μm, and no cracks occurred, and the crystallinity was improved. Further, because of the anisotropy such as the thermal expansion coefficient in the plane of the A-plane crystal, it seems that no cracks are generated even if the thickness of the AlN layer is 3 μm or more. Further, the full width at half maximum of the X-ray rocking curves of the (102) plane and the (100) plane is remarkably reduced, and the high crystallinity can be confirmed. Moreover, many cracks have also arisen in AlN on C-plane sapphire.
なお、表面に溝や凹凸構造を有するA面サファイア基板を用い、その上に同様な方法でAlNを成長させることは、結晶の歪緩和の効果が期待できなお良い。また、本実施例で示した結晶成長方法および条件、プロセス方法および条件、光半導体素子の層組成や構造など一例であり、これに限定されるものではない。光半導体素子として、LED(図10)やPD(図11)に本発明を適用することもできる。 Note that it is preferable that an A-plane sapphire substrate having a groove or a concavo-convex structure on the surface and growing AlN on the substrate by the same method can be expected to reduce the strain of the crystal. Further, the crystal growth method and conditions, the process method and conditions, the layer composition and the structure of the optical semiconductor element, and the like shown in this embodiment are only examples, and the present invention is not limited thereto. The present invention can also be applied to LEDs (FIG. 10) and PDs (FIG. 11) as optical semiconductor elements.
図10は、LEDの断面図である。 FIG. 10 is a cross-sectional view of the LED.
この素子は、A面サファイア基板11上に順次形成された、AlN層12、n型AlGaNからなるコンタクト層13、n型AlGaNからなるクラッド層14、AlGaNからなる活性層15、p型のAlGaNからなるキャリアブロック層16、p型AlGaNからなるクラッド層17を備え、p型GaNからなるコンタクト層18が形成され、その上にはP側の透明電極19、P側の電極20が形成されている。また、コンタクト層13の表面領域の一部はエッチングされ、エッチングされた箇所に電極121が形成されている。各層の材料と形成方法は、上述のLDの場合と同様であるが、異なる材料として透明電極が用いられており、透明電極19はNi/Auなどからなる。なお、光をサファイア側から取り出す場合には、透明電極に替えてNi/Agなどの紫外線に対して反射率の高い材料を用いることが望ましい。 This element comprises an AlN layer 12, a contact layer 13 made of n-type AlGaN, a clad layer 14 made of n-type AlGaN, an active layer 15 made of AlGaN, and a p-type AlGaN, which are sequentially formed on an A-plane sapphire substrate 11. A carrier block layer 16 and a clad layer 17 made of p-type AlGaN, and a contact layer 18 made of p-type GaN is formed, on which a P-side transparent electrode 19 and a P-side electrode 20 are formed. . A part of the surface region of the contact layer 13 is etched, and an electrode 121 is formed at the etched portion. The material and forming method of each layer are the same as in the case of the above-described LD, but a transparent electrode is used as a different material, and the transparent electrode 19 is made of Ni / Au or the like. In addition, when taking out light from the sapphire side, it is desirable to use a material with high reflectivity with respect to ultraviolet rays, such as Ni / Ag, instead of a transparent electrode.
図11は、PDの断面図である。 FIG. 11 is a cross-sectional view of a PD.
この素子は、A面サファイア基板21上に順次形成された、AlN層22、n型AlGaNからなるコンタクト層23、AlGaN層24、p型のAlGaN層25、P側の透明電極26、P側の電極27を備えている。また、コンタクト層23の表面領域の一部はエッチングされ、エッチングされた箇所に電極28が形成されている。各層の材料と形成方法は、上述のLEDの場合と同様である。なお、上述の半導体の導電型(n型、p型)は、互いに入れ替えても動作させることができる。 This element includes an AlN layer 22, an n-type AlGaN contact layer 23, an AlGaN layer 24, a p-type AlGaN layer 25, a P-side transparent electrode 26, and a P-side transparent electrode 26, which are sequentially formed on an A-plane sapphire substrate 21. An electrode 27 is provided. Further, a part of the surface region of the contact layer 23 is etched, and an electrode 28 is formed at the etched portion. The material and forming method of each layer are the same as those of the above-described LED. Note that the above-described semiconductor conductivity types (n-type and p-type) can be operated even if they are interchanged.
以上、説明したように、上述の窒化物光半導体素子は、A面サファイア基板(1,11,21)と、基板(1,11,21)上に設けられた厚さが1μmを超えるC面AlN層(2,12,22)と、AlN層(2,12,22)上に形成されたn型(第1導電型)のIII族窒化物系半導体層(4、14,23)と、n型のIII族窒化物系半導体層上に形成されたp型(第2導電型)のIII族窒化物系半導体層(9、17、25)とを備えている。前記n型のIII族窒化物系半導体層(4、14,23)とp型(第2導電型)のIII族窒化物系半導体層(9、17、25)との間には、発光素子においてはキャリアと光の閉じ込めを行うヘテロ接合が存在しており、p型とn型の半導体層が存在することで、整流作用を有するダイオードとしても機能している。 As described above, the above-described nitride optical semiconductor element includes an A-plane sapphire substrate (1, 11, 21) and a C-plane having a thickness of more than 1 μm provided on the substrate (1, 11, 21). An AlN layer (2, 12, 22), an n-type (first conductivity type) group III nitride semiconductor layer (4, 14, 23) formed on the AlN layer (2, 12, 22), and and a p-type (second conductivity type) group III nitride semiconductor layer (9, 17, 25) formed on the n-type group III nitride semiconductor layer. Between the n-type group III nitride semiconductor layer (4, 14, 23) and the p-type (second conductivity type) group III nitride semiconductor layer (9, 17, 25), a light emitting device is provided. Has a heterojunction for confining carriers and light, and the p-type and n-type semiconductor layers also function as a diode having a rectifying action.
また、上述の例では、n型及びp型のIII族窒化物系半導体層は、それぞれAlGaNからなるが、紫外線を発生させるためには、Alの組成比は0.2以上1.0以下であることが好ましく、この場合においても、本発明では良好な結晶性の素子を得ることができる。 In the above example, the n-type and p-type group III nitride semiconductor layers are each made of AlGaN. However, in order to generate ultraviolet rays, the Al composition ratio is 0.2 or more and 1.0 or less. Even in this case, in the present invention, a device having good crystallinity can be obtained.
1,11,21…A面サファイア基板、2,12,22…C面AlN層、4,14,23…n型のIII族窒化物系半導体層、9,17,25…p型のIII族窒化物系半導体層。
1,11,21 ... A-plane sapphire substrate, 2,12,22 ... C-plane AlN layer, 4,14,23 ... n-type group III nitride semiconductor layer, 9,17,25 ... p-type group III Nitride semiconductor layer.
Claims (3)
前記基板上に直接ハイドライド気相成長法(HVPE法)によって、温度T1(1000℃〜1800℃)での形成の後に、温度T1よりも高い温度T2(1400℃〜1800℃)で形成された厚さが1μmを超えるC面AlN層と、
前記AlN層上に形成された第1導電型のIII族窒化物系半導体層と、
前記第1導電型のIII族窒化物系半導体層上に形成された第2導電型のIII族窒化物系半導体層と、
を備えることを特徴とする窒化物光半導体素子。 An A-plane sapphire substrate;
A thickness formed at a temperature T2 (1400 ° C. to 1800 ° C.) higher than the temperature T1 after formation at a temperature T1 (1000 ° C. to 1800 ° C. ) by direct hydride vapor phase epitaxy (HVPE method) on the substrate. A C-plane AlN layer having a thickness exceeding 1 μm;
A group III nitride semiconductor layer of the first conductivity type formed on the AlN layer;
A second conductivity type group III nitride semiconductor layer formed on the first conductivity type group III nitride semiconductor layer; and
A nitride optical semiconductor device comprising:
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