JPH0832114A - Ｉｉｉ族窒化物発光素子の製造方法 - Google Patents
Ｉｉｉ族窒化物発光素子の製造方法Info
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- JPH0832114A JPH0832114A JP16703394A JP16703394A JPH0832114A JP H0832114 A JPH0832114 A JP H0832114A JP 16703394 A JP16703394 A JP 16703394A JP 16703394 A JP16703394 A JP 16703394A JP H0832114 A JPH0832114 A JP H0832114A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 純度の高い青色を発光する発光ダイオードや
半導体レーザダイオードなどのIII族窒化物半導体発光
素子の製造方法、結晶層成膜方法又は改質処理方法を提
供する。 【構成】 III族窒化物半導体発光素子の製造方法であ
って、少なくとも1つのIII族窒化物半導体(Ga1-xAlx)
1-yInyN(0≦x≦1,0≦y≦1)の結晶層を形成する成膜工程
と、結晶層への原子状水素を拡散させる水素拡散工程と
を含み、その水素拡散工程により、結晶層のみを改質す
る。
半導体レーザダイオードなどのIII族窒化物半導体発光
素子の製造方法、結晶層成膜方法又は改質処理方法を提
供する。 【構成】 III族窒化物半導体発光素子の製造方法であ
って、少なくとも1つのIII族窒化物半導体(Ga1-xAlx)
1-yInyN(0≦x≦1,0≦y≦1)の結晶層を形成する成膜工程
と、結晶層への原子状水素を拡散させる水素拡散工程と
を含み、その水素拡散工程により、結晶層のみを改質す
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、発光ダイオード及び半
導体レーザダイオードなどの発光素子における、緑色以
短の発光可能なワイドギャップ半導体として注目されて
いるアルミニウム(Al),ガリウム(Ga),インジウム(In)及
び窒素(N)からなるIII族窒化物半導体(Ga1-xAlx)1-yIny
N(0≦x≦1、0≦y≦1)（以下、GaAlInNという）の単結晶
を主成分とする結晶層からなる半導体発光素子の作製方
法に関し、特にその結晶層成膜方法及び改質処理方法に
関する。
導体レーザダイオードなどの発光素子における、緑色以
短の発光可能なワイドギャップ半導体として注目されて
いるアルミニウム(Al),ガリウム(Ga),インジウム(In)及
び窒素(N)からなるIII族窒化物半導体(Ga1-xAlx)1-yIny
N(0≦x≦1、0≦y≦1)（以下、GaAlInNという）の単結晶
を主成分とする結晶層からなる半導体発光素子の作製方
法に関し、特にその結晶層成膜方法及び改質処理方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】GaAlInNは短波長発光素子用の材料とし
て、長年に亘り期待されている。最近、窒化ガリウム
(以下、GaNという)を主成分とする薄膜を用いた高輝度
青色発光ダイオードが発表されている。青色発光ダイオ
ード等の発光素子を製造する成膜方法には、有機金属気
相成長法(以下、MOCVDという)が用いられている。MOCVD
は化合物半導体材料の主たる成膜法として知られてい
る。MOCVDによるGaAlInNの成膜用の窒素原子(N)の原料
ガスとして主に用いられているのは主にアンモニア(N
H 3)である。一方、MOCVDには、その反応炉内圧力につい
てという点において大きく分けて2つの成膜法ある。1つ
は常圧(約760 Torr+-20 Torr)成膜であり、もう一方
は減圧(約100 Torr-数10 Torr程度)成膜である。
て、長年に亘り期待されている。最近、窒化ガリウム
(以下、GaNという)を主成分とする薄膜を用いた高輝度
青色発光ダイオードが発表されている。青色発光ダイオ
ード等の発光素子を製造する成膜方法には、有機金属気
相成長法(以下、MOCVDという)が用いられている。MOCVD
は化合物半導体材料の主たる成膜法として知られてい
る。MOCVDによるGaAlInNの成膜用の窒素原子(N)の原料
ガスとして主に用いられているのは主にアンモニア(N
H 3)である。一方、MOCVDには、その反応炉内圧力につい
てという点において大きく分けて2つの成膜法ある。1つ
は常圧(約760 Torr+-20 Torr)成膜であり、もう一方
は減圧(約100 Torr-数10 Torr程度)成膜である。
【０００３】しかしながら、現時点におけるMOCVDでの
成膜メカニズムについては不明な点が多く、また数々の
難点も残っている。以下に、GaAlInN成膜における常圧
成長及び減圧成長の成膜方法の欠点及び長所を述べる。
常圧成長の欠点は、形成されるエピタキシャル膜のモフ
オロジ(表面状態を指す用語で、表面の平坦度や粗さ等
の外見上の性状及び品質を意味する)が悪くなり易く、
ヒロック、或いはピット状の膜が得られ易いことであ
る。これを解決するには、反応炉内部のガス流速を大き
くすることが有効である場合が多い。
成膜メカニズムについては不明な点が多く、また数々の
難点も残っている。以下に、GaAlInN成膜における常圧
成長及び減圧成長の成膜方法の欠点及び長所を述べる。
常圧成長の欠点は、形成されるエピタキシャル膜のモフ
オロジ(表面状態を指す用語で、表面の平坦度や粗さ等
の外見上の性状及び品質を意味する)が悪くなり易く、
ヒロック、或いはピット状の膜が得られ易いことであ
る。これを解決するには、反応炉内部のガス流速を大き
くすることが有効である場合が多い。
【０００４】また、レーザ発光素子を構成する場合、い
わゆるダブルヘテロ構造を形成するにはAlGaN等のAlを
含んだ混晶の成膜が必要である。常圧成長はこのAlGaN
混晶の成膜がしにくく、成膜条件の設定が難しいという
欠点を持っている。この原因の1つは、V族原料のアンモ
ニアが強いルイス塩基で、III族原料のAl原料のトリメ
チルアルミニウム(以下、TMAという)が、Ga原料である
トリメチルガリウム(以下、TMGという)より強いルイス
酸であることに起因している。これにより、両者を気相
中で混合すると、常温においても反応(過早反応)が生
じ、いわゆる「アダクト」と呼ばれる化合物(固体)を形
成してしまう。気流中でのこの反応が顕著であると、粉
体を生じ膜のモフオロジを致命的に劣化させる。
わゆるダブルヘテロ構造を形成するにはAlGaN等のAlを
含んだ混晶の成膜が必要である。常圧成長はこのAlGaN
混晶の成膜がしにくく、成膜条件の設定が難しいという
欠点を持っている。この原因の1つは、V族原料のアンモ
ニアが強いルイス塩基で、III族原料のAl原料のトリメ
チルアルミニウム(以下、TMAという)が、Ga原料である
トリメチルガリウム(以下、TMGという)より強いルイス
酸であることに起因している。これにより、両者を気相
中で混合すると、常温においても反応(過早反応)が生
じ、いわゆる「アダクト」と呼ばれる化合物(固体)を形
成してしまう。気流中でのこの反応が顕著であると、粉
体を生じ膜のモフオロジを致命的に劣化させる。
【０００５】また、一方でこの過早反応によって原料で
あるTMAが消費されてしまうため、膜中のAl混晶比を制
御し難くなったり、基板上でのAl濃度の位置依存性が大
きくなったりする。一方、発光素子用の窒化物半導体の
常圧成長の場合は、減圧成長の場合と比較して、光によ
る励起の発光特性であるフォトルミネッセンス特性(以
下、PL特性という)が良好な膜を比較的作り易いという
特徴がある。
あるTMAが消費されてしまうため、膜中のAl混晶比を制
御し難くなったり、基板上でのAl濃度の位置依存性が大
きくなったりする。一方、発光素子用の窒化物半導体の
常圧成長の場合は、減圧成長の場合と比較して、光によ
る励起の発光特性であるフォトルミネッセンス特性(以
下、PL特性という)が良好な膜を比較的作り易いという
特徴がある。
【０００６】以上を簡単にまとめると、常圧成長では、
a)モフオロジが良好になる成膜条件が出しにくい、b)Al
GaN等のAl混晶系が作り難い、c)良好なPL特性が得られ
易い、特徴がある。一方、減圧成長の場合は常圧成長と
は全く対照的に、a)モフオロジの良い膜が作り易い、b)
AlGaN等のAl混晶系が作り易い、c)良好なPL特性が得ら
れ難い、特徴を持っている。
a)モフオロジが良好になる成膜条件が出しにくい、b)Al
GaN等のAl混晶系が作り難い、c)良好なPL特性が得られ
易い、特徴がある。一方、減圧成長の場合は常圧成長と
は全く対照的に、a)モフオロジの良い膜が作り易い、b)
AlGaN等のAl混晶系が作り易い、c)良好なPL特性が得ら
れ難い、特徴を持っている。
【０００７】これら特徴の内、a)については、膜の成長
初期の観察から、初期過程での成長核の大きさ及び頻度
の相違に起因するとして現象論的に、b)については、圧
力が下がったことによってTMA分子とアンモニア分子の
衝突が減少するからであるとして説明されている。c)の
PL特性については、常圧成長及び減圧成長の例えばアン
ドープGaN薄膜について、反応炉圧力以外はほぼ同等の
条件で成膜した場合でも、常圧成長による場合、通常、
バンドエッジの発光があり、近傍に深い準位からの広い
帯域の弱い発光が若干見受けられ、減圧成長の場合は深
い準位からの発光が強く、バンドエッジの発光よりも強
い。PL特性において深い準位からの発光が支配的である
ことは、一般的に色純度が悪く不良で好ましい発光素子
が得られない。
初期の観察から、初期過程での成長核の大きさ及び頻度
の相違に起因するとして現象論的に、b)については、圧
力が下がったことによってTMA分子とアンモニア分子の
衝突が減少するからであるとして説明されている。c)の
PL特性については、常圧成長及び減圧成長の例えばアン
ドープGaN薄膜について、反応炉圧力以外はほぼ同等の
条件で成膜した場合でも、常圧成長による場合、通常、
バンドエッジの発光があり、近傍に深い準位からの広い
帯域の弱い発光が若干見受けられ、減圧成長の場合は深
い準位からの発光が強く、バンドエッジの発光よりも強
い。PL特性において深い準位からの発光が支配的である
ことは、一般的に色純度が悪く不良で好ましい発光素子
が得られない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記問題に
鑑み、GaAlInNのMOCVD成膜において、重要な成膜パラメ
ータである成長圧力が膜のPL特性を左右する機構を解明
せんとするとともに、GaAlInNの成膜条件の大幅な緩和
を目的としている。本発明の他の目的は、MOCVDによるG
aAlInN薄膜のPL特性においてエッジ発光を増やし、深い
準位からの発光を減らすことのできるIII族窒化物発光
素子の製造方法を提供することにある。
鑑み、GaAlInNのMOCVD成膜において、重要な成膜パラメ
ータである成長圧力が膜のPL特性を左右する機構を解明
せんとするとともに、GaAlInNの成膜条件の大幅な緩和
を目的としている。本発明の他の目的は、MOCVDによるG
aAlInN薄膜のPL特性においてエッジ発光を増やし、深い
準位からの発光を減らすことのできるIII族窒化物発光
素子の製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明のIII族窒化物発
光素子の製造方法は、GaAlInNを主成分とする結晶層か
らなる半導体素子の製造方法であって、少なくとも1つ
のGaAlInNの結晶層を形成する成膜工程と、前記結晶層
への原子状水素を拡散させる水素拡散工程とを含むこと
を特徴とする。
光素子の製造方法は、GaAlInNを主成分とする結晶層か
らなる半導体素子の製造方法であって、少なくとも1つ
のGaAlInNの結晶層を形成する成膜工程と、前記結晶層
への原子状水素を拡散させる水素拡散工程とを含むこと
を特徴とする。
【００１０】
【作用】本発明によれば、GaAlInNの結晶層へ原子状水
素の拡散させるので、高効率の青発光ダイオードや半導
体レーザダイオードが実現可能となる。
素の拡散させるので、高効率の青発光ダイオードや半導
体レーザダイオードが実現可能となる。
【００１１】
【実施例】本発明の発明者は、サファイア基板上に、気
相成長法、特に原料として有機金属化合物ガスを用いた
MOCVDにより、GaN等のGaAlInN単結晶を得るべく表面処
理方法を種々検討した結果、本発明を完成した。サファ
イアのc面((0001)面)を有機洗浄し、乾燥後、横型MOCVD
装置内に装填する。まず、水素気流中で温度約1150℃ま
で加熱し5分間ベーキングを行い、次に約400℃まで基板
温度を下げ、反応炉中にTMAとNH3を供給し、AlNバッフ
ァ層を形成した。次に、基板温度を1000℃まで上げTMG
を20sccm、NH3を 1.5 slm、H2キャリアを 1.7 slmだけ
流しGaNアンドープ膜の成膜を行った。30分経過後、TMG
の供給を停止して基板温度を下げ、300℃でNH3の供給を
停止し、基板温度が室温まで低下したところで反応炉か
ら試料を取り出した。（成膜工程） 以上の成膜工程を反応炉圧力760Torrの常圧と、20Torr
の減圧状態で行い、成長を行った試料各々のPLスペクト
ルを測定した。励起光源はHe-Cdレーザの325nmである。
相成長法、特に原料として有機金属化合物ガスを用いた
MOCVDにより、GaN等のGaAlInN単結晶を得るべく表面処
理方法を種々検討した結果、本発明を完成した。サファ
イアのc面((0001)面)を有機洗浄し、乾燥後、横型MOCVD
装置内に装填する。まず、水素気流中で温度約1150℃ま
で加熱し5分間ベーキングを行い、次に約400℃まで基板
温度を下げ、反応炉中にTMAとNH3を供給し、AlNバッフ
ァ層を形成した。次に、基板温度を1000℃まで上げTMG
を20sccm、NH3を 1.5 slm、H2キャリアを 1.7 slmだけ
流しGaNアンドープ膜の成膜を行った。30分経過後、TMG
の供給を停止して基板温度を下げ、300℃でNH3の供給を
停止し、基板温度が室温まで低下したところで反応炉か
ら試料を取り出した。（成膜工程） 以上の成膜工程を反応炉圧力760Torrの常圧と、20Torr
の減圧状態で行い、成長を行った試料各々のPLスペクト
ルを測定した。励起光源はHe-Cdレーザの325nmである。
【００１２】図1に常圧で成長したGaNアンドープ膜試料
のPLスペクトルを示す。362nm近傍にバンドエッジ発光
が見られ、570nm近傍に深い準位からの幅の広い発光が
観測される。上記成膜条件は、最適条件ではないので、
発光強度は余り高くないものの、この常圧成膜試料に関
しては、バンドエッジ発光が支配的であるが、PL特性が
十分でない。
のPLスペクトルを示す。362nm近傍にバンドエッジ発光
が見られ、570nm近傍に深い準位からの幅の広い発光が
観測される。上記成膜条件は、最適条件ではないので、
発光強度は余り高くないものの、この常圧成膜試料に関
しては、バンドエッジ発光が支配的であるが、PL特性が
十分でない。
【００１３】図2に示したのは、ほぼ同一の流量、温度
条件の元で減圧で成長したGaNアンドープ膜試料のPLス
ペクトルである。図2の減圧成長試料の場合は570nm近傍
の発光が強く、バンドエッジの発光よりも強い。この減
圧成膜試料では、570nm近傍の発光が支配的であり、一
般的な意味では、PL特性が不良な試料であった。上述し
た570nm近傍の発光は、その起源が完全に明らかにされ
ておらず、膜中の何らかの点欠陥(空孔、アンチサイト
等)に起因した発光であろうと言われている。従って、
こうした発光は、素子作製上好ましくない。また、発光
効率が高くないのは膜中にある非発光性再結合中心が多
いからである。
条件の元で減圧で成長したGaNアンドープ膜試料のPLス
ペクトルである。図2の減圧成長試料の場合は570nm近傍
の発光が強く、バンドエッジの発光よりも強い。この減
圧成膜試料では、570nm近傍の発光が支配的であり、一
般的な意味では、PL特性が不良な試料であった。上述し
た570nm近傍の発光は、その起源が完全に明らかにされ
ておらず、膜中の何らかの点欠陥(空孔、アンチサイト
等)に起因した発光であろうと言われている。従って、
こうした発光は、素子作製上好ましくない。また、発光
効率が高くないのは膜中にある非発光性再結合中心が多
いからである。
【００１４】次に、水素拡散処理として、これらのGaN
アンドープ膜試料を再びMOCVD反応炉に戻し、流量9.5 s
lmの水素気流中で600℃まで加熱し、600℃に到達後、10
%アルシンガス(AsH3、残部H2)を500sccmだけ供給し続
け、30分経過後加熱を停止し、300℃まで降温後、アル
シンガスを止め、室温まで冷却して各試料を取りだし
た。尚、この水素拡散処理は100Torrの圧力下で行っ
た。
アンドープ膜試料を再びMOCVD反応炉に戻し、流量9.5 s
lmの水素気流中で600℃まで加熱し、600℃に到達後、10
%アルシンガス(AsH3、残部H2)を500sccmだけ供給し続
け、30分経過後加熱を停止し、300℃まで降温後、アル
シンガスを止め、室温まで冷却して各試料を取りだし
た。尚、この水素拡散処理は100Torrの圧力下で行っ
た。
【００１５】上記水素拡散処理後のPL特性を、常圧の試
料については図3に、減圧の試料については図4に示す。
両試料とも、バンドエッジ近傍の発光が強くなり、570n
m近傍の幅の広い発光は完全に消滅している。処理前後
での発光のフルスケールは50倍になっているので、バン
ドエッジ近傍の発光の強度は100倍程度大きくなってい
る。このPLスペクトル強度は、従来方法で条件を吟味し
て成膜したいかなる試料より更に10倍以上強度が高い。
料については図3に、減圧の試料については図4に示す。
両試料とも、バンドエッジ近傍の発光が強くなり、570n
m近傍の幅の広い発光は完全に消滅している。処理前後
での発光のフルスケールは50倍になっているので、バン
ドエッジ近傍の発光の強度は100倍程度大きくなってい
る。このPLスペクトル強度は、従来方法で条件を吟味し
て成膜したいかなる試料より更に10倍以上強度が高い。
【００１６】現時点において上記のような効果が生ずる
作用及び機構は完全に解明していないが、以下のように
推測される。一般に、光半導体結晶中の転位は非発光性
の再結合中心となることが知られている。従って、いか
に結晶性の高いエピタキシャル膜を形成するかが研究の
焦点となる。そして、エピタキシャル膜の結晶性の良否
を大きく左右するのが、基板との格子整合である。一
方、GaNに代表されるGaAlInNの場合、格子定数が合致す
る適切な結晶がなく、13.8%(或いは16%)の格子不整合を
有するサファイアが一般的に用いられている。この13.8
%という不整合値は半導体材料成膜の分野としては非常
識なまでに大きく、一般的に良好な発光特性は望めない
はずである。
作用及び機構は完全に解明していないが、以下のように
推測される。一般に、光半導体結晶中の転位は非発光性
の再結合中心となることが知られている。従って、いか
に結晶性の高いエピタキシャル膜を形成するかが研究の
焦点となる。そして、エピタキシャル膜の結晶性の良否
を大きく左右するのが、基板との格子整合である。一
方、GaNに代表されるGaAlInNの場合、格子定数が合致す
る適切な結晶がなく、13.8%(或いは16%)の格子不整合を
有するサファイアが一般的に用いられている。この13.8
%という不整合値は半導体材料成膜の分野としては非常
識なまでに大きく、一般的に良好な発光特性は望めない
はずである。
【００１７】従って、GaNの場合非発光性再結合中心の
数が多く、発光素子用結晶膜の作製上最も大きな問題の
一つであるし、格子不整合がある以上、温度及び流量な
どの成膜条件を振ってみたところで、GaAs、InPなどと
いった他のIII-V族と同等の欠陥密度まで低減させ得る
可能性は低い。一方、原子状水素が結晶格子内のダング
リングボンドを終端し得ることが知られており、たとえ
ばアモルファスシリコン(a-Si)では重要な働きをするこ
とが知られている。a-Siの場合、その主たる成膜方法は
プラズマCVDという方法で、水素で希釈したシランガス
(SiH4)のプラズマ中での分解により行うものである。こ
の成膜過程中に原子状水素がa-Si中に取り込まれる。
数が多く、発光素子用結晶膜の作製上最も大きな問題の
一つであるし、格子不整合がある以上、温度及び流量な
どの成膜条件を振ってみたところで、GaAs、InPなどと
いった他のIII-V族と同等の欠陥密度まで低減させ得る
可能性は低い。一方、原子状水素が結晶格子内のダング
リングボンドを終端し得ることが知られており、たとえ
ばアモルファスシリコン(a-Si)では重要な働きをするこ
とが知られている。a-Siの場合、その主たる成膜方法は
プラズマCVDという方法で、水素で希釈したシランガス
(SiH4)のプラズマ中での分解により行うものである。こ
の成膜過程中に原子状水素がa-Si中に取り込まれる。
【００１８】本実施例の作用機構は次のようなものと推
測される。まず、実際の成膜状況下においてGaN膜には
かなりの密度の欠陥が存在する。これらは転位であった
り、窒素空孔であったりである。成膜中の雰囲気にはNH
3があり、NH3の分解に起因する原子状水素が雰囲気から
膜へと供給されるため、上述の欠陥のある程度は水素に
よって終端される。欠陥を終端している水素原子と格子
を構成する原子(GaとかN)との結合強度も有限であるた
め、成膜温度条件下では水素終端作用と解離がある熱平
衡状態を保っていることが予想される。平衡状態下での
「終端された欠陥」の密度は当然雰囲気中の原子状水素
の濃度に左右される。基板温度を低下させていくと、NH
3の分解効率が低下していく、一方膜中の「終端された
欠陥」の解離も低下していく。NH3はV族水素化物として
は最も分解温度が高い。このため、「終端された欠陥」
の解離速度が充分に低下する前に原子状水素の供給が低
下してしまう。その結果として、膜中から水素が脱離
し、せっかく終端した点欠陥が元に戻ってしまった状態
で成膜が終了する。この熱的な安定度の差は余り大きく
ないと考えられる。なぜなら、例えばNのダングリング
ボンドを終端しているH原子の結合であるN-H結合の強度
は、アンモニア中のN-H結合の強度と大きくは違わない
はずだからである。このため、成膜圧力を上げて常圧と
することで、アンモニアの分解効率の低さをある程度補
うことができて、常圧ではある程度バンドエッジ発光の
強い試料が作製できる。一方、AsH3はNH3と比較して遥
かに熱分解し易いため、膜からの水素の解離温度以下ま
で原子状水素を供給することができるため、膜中からの
水素脱離を効果的に防止できる。
測される。まず、実際の成膜状況下においてGaN膜には
かなりの密度の欠陥が存在する。これらは転位であった
り、窒素空孔であったりである。成膜中の雰囲気にはNH
3があり、NH3の分解に起因する原子状水素が雰囲気から
膜へと供給されるため、上述の欠陥のある程度は水素に
よって終端される。欠陥を終端している水素原子と格子
を構成する原子(GaとかN)との結合強度も有限であるた
め、成膜温度条件下では水素終端作用と解離がある熱平
衡状態を保っていることが予想される。平衡状態下での
「終端された欠陥」の密度は当然雰囲気中の原子状水素
の濃度に左右される。基板温度を低下させていくと、NH
3の分解効率が低下していく、一方膜中の「終端された
欠陥」の解離も低下していく。NH3はV族水素化物として
は最も分解温度が高い。このため、「終端された欠陥」
の解離速度が充分に低下する前に原子状水素の供給が低
下してしまう。その結果として、膜中から水素が脱離
し、せっかく終端した点欠陥が元に戻ってしまった状態
で成膜が終了する。この熱的な安定度の差は余り大きく
ないと考えられる。なぜなら、例えばNのダングリング
ボンドを終端しているH原子の結合であるN-H結合の強度
は、アンモニア中のN-H結合の強度と大きくは違わない
はずだからである。このため、成膜圧力を上げて常圧と
することで、アンモニアの分解効率の低さをある程度補
うことができて、常圧ではある程度バンドエッジ発光の
強い試料が作製できる。一方、AsH3はNH3と比較して遥
かに熱分解し易いため、膜からの水素の解離温度以下ま
で原子状水素を供給することができるため、膜中からの
水素脱離を効果的に防止できる。
【００１９】上述の水素拡散処理方法を用いることによ
って、この実施例では、成膜そのものは減圧成長で行う
ことができ、かつその欠点であるPL特性を後処理で改善
できる利点が生まれた。従って、モフオロジの良好な膜
が容易に成膜でき、かつAlGaN等のAl混晶系の成膜が容
易になり、更に通常の常圧成膜のみの膜より良好なPL特
性が得られる。
って、この実施例では、成膜そのものは減圧成長で行う
ことができ、かつその欠点であるPL特性を後処理で改善
できる利点が生まれた。従って、モフオロジの良好な膜
が容易に成膜でき、かつAlGaN等のAl混晶系の成膜が容
易になり、更に通常の常圧成膜のみの膜より良好なPL特
性が得られる。
【００２０】また、常圧で良好なモフオロジと混晶を得
るために必要となる莫大な原料消費を避けられる効果も
ある。他の実施例としては、上記実施例におけるアルシ
ンガスに代えてホスフィン(PH3)を用いることができ
る。また、上記実施例におけるMOCVD成膜に代えて分子
線エピタキシ法（MBE）、化学線エピタキシ法（CBE）等
で行い、上記水素拡散処理のいずれかを行うことができ
る。
るために必要となる莫大な原料消費を避けられる効果も
ある。他の実施例としては、上記実施例におけるアルシ
ンガスに代えてホスフィン(PH3)を用いることができ
る。また、上記実施例におけるMOCVD成膜に代えて分子
線エピタキシ法（MBE）、化学線エピタキシ法（CBE）等
で行い、上記水素拡散処理のいずれかを行うことができ
る。
【００２１】また、上記実施例における成膜用のサファ
イア基板に代えてたとえば、GaAs基板やSiC基板或いはS
i基板を用い、上記成膜手法及び水素拡散処理を行うこ
とができる。さらに、上記実施例の水素化V族供給及び
熱処理による水素拡散行程に代えて水素プラズマ内に基
板を配置して水素化する処理や、硫酸などの酸への基板
浸漬で水素化する処理や、加熱ピロリン酸などの熱濃酸
への基板浸漬或いはこれと電圧電流の印加を組み合わせ
た方法で水素化する処理、で行うことができる。
イア基板に代えてたとえば、GaAs基板やSiC基板或いはS
i基板を用い、上記成膜手法及び水素拡散処理を行うこ
とができる。さらに、上記実施例の水素化V族供給及び
熱処理による水素拡散行程に代えて水素プラズマ内に基
板を配置して水素化する処理や、硫酸などの酸への基板
浸漬で水素化する処理や、加熱ピロリン酸などの熱濃酸
への基板浸漬或いはこれと電圧電流の印加を組み合わせ
た方法で水素化する処理、で行うことができる。
【００２２】また、MOCVD成膜の原料にアンモニアに代
えてそれ以外のたとえば、ジメチルヒドラジン、ターシ
ャリブチルアミンを原料ガスに用い、上記水素拡散処理
のいずれかを行うこともできる。以下に、本発明による
サファイア基板上へのGaAlInNの単結晶のシングルヘテ
ロ構造の発光ダイオードを作製する。以下に説明する実
施例は、本発明を例示するに過ぎず、本発明を限定する
ものではない。
えてそれ以外のたとえば、ジメチルヒドラジン、ターシ
ャリブチルアミンを原料ガスに用い、上記水素拡散処理
のいずれかを行うこともできる。以下に、本発明による
サファイア基板上へのGaAlInNの単結晶のシングルヘテ
ロ構造の発光ダイオードを作製する。以下に説明する実
施例は、本発明を例示するに過ぎず、本発明を限定する
ものではない。
【００２３】本実施例の発光ダイオードは、サファイア
基板、AlNのバッファ層、Siドープｎ型GaN層、Siドープ
ｎ型GaNガイド層、MgドープGaN層及び電極からなる。MO
CVD装置を用いて各層を成膜する。まず、サファイア基
板を用意する。サファイアとGaAlInNとの間には格子定
数差が１０％以上あるので、AlNのバッファ層２をサフ
ァイア基板上に６００℃以下の低温で膜厚５０nm程度で
堆積して、このバッファ層上に、GaAlInN結晶、例えばS
iドープｎ型GaN層をエピタキシャル成長させて、低抵抗
のエピタキシャル基板を作成する。
基板、AlNのバッファ層、Siドープｎ型GaN層、Siドープ
ｎ型GaNガイド層、MgドープGaN層及び電極からなる。MO
CVD装置を用いて各層を成膜する。まず、サファイア基
板を用意する。サファイアとGaAlInNとの間には格子定
数差が１０％以上あるので、AlNのバッファ層２をサフ
ァイア基板上に６００℃以下の低温で膜厚５０nm程度で
堆積して、このバッファ層上に、GaAlInN結晶、例えばS
iドープｎ型GaN層をエピタキシャル成長させて、低抵抗
のエピタキシャル基板を作成する。
【００２４】その後、Siドープｎ型GaN層を選択的に成
長させ引続き、該ｎ型GaN層上にMgドープGaN層を成長さ
せる。その後、上記水素拡散処理を行う。次に、Siドー
プｎ型GaN層エピタキシャル基板及びMgドープｐ型GaN領
域のそれぞれにAuなどの金属電極を蒸着し、発光ダイオ
ードを得る。ｎ型GaN層側を負、Mgドープｐ型GaN領域側
を正としてバイアスをかけることにより、室温において
青色の発光を確認できる。
長させ引続き、該ｎ型GaN層上にMgドープGaN層を成長さ
せる。その後、上記水素拡散処理を行う。次に、Siドー
プｎ型GaN層エピタキシャル基板及びMgドープｐ型GaN領
域のそれぞれにAuなどの金属電極を蒸着し、発光ダイオ
ードを得る。ｎ型GaN層側を負、Mgドープｐ型GaN領域側
を正としてバイアスをかけることにより、室温において
青色の発光を確認できる。
【００２５】
【発明の効果】以上のように、本発明よれば、少なくと
も1つのIII族窒化物半導体(Ga1-xAlx) 1-yInyN(0≦x≦1,
0≦y≦1)の結晶層を形成する成膜工程と、前記結晶層へ
の原子状水素を拡散させる水素拡散工程とを含み、その
水素拡散工程による結晶層成膜方法及び改質処理方法を
含むので、純度の高い青色を発光する発光ダイオードや
半導体レーザダイオードなどのIII族窒化物半導体発光
素子を得ることができる。
も1つのIII族窒化物半導体(Ga1-xAlx) 1-yInyN(0≦x≦1,
0≦y≦1)の結晶層を形成する成膜工程と、前記結晶層へ
の原子状水素を拡散させる水素拡散工程とを含み、その
水素拡散工程による結晶層成膜方法及び改質処理方法を
含むので、純度の高い青色を発光する発光ダイオードや
半導体レーザダイオードなどのIII族窒化物半導体発光
素子を得ることができる。
【図１】常圧MOCVDにて成膜した水素拡散処理しないGaN
試料のフォトルミネッセンススペクトル特性を示すグラ
フである。
試料のフォトルミネッセンススペクトル特性を示すグラ
フである。
【図２】減圧MOCVDにて成膜した水素拡散処理しないGaN
試料のフォトルミネッセンススペクトル特性を示すグラ
フである。
試料のフォトルミネッセンススペクトル特性を示すグラ
フである。
【図３】本実施例における常圧MOCVDにて成膜し水素拡
散処理したGaN試料のフォトルミネッセンススペクトル
特性を示すグラフである。
散処理したGaN試料のフォトルミネッセンススペクトル
特性を示すグラフである。
【図４】本実施例における減圧MOCVDにて成膜し水素拡
散処理したGaN試料のフォトルミネッセンススペクトル
特性を示すグラフである。
散処理したGaN試料のフォトルミネッセンススペクトル
特性を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 佐藤 均 埼玉県鶴ヶ島市富士見６丁目１番１号パイ オニア株式会社総合研究所内 (72)発明者 高橋 宏和 埼玉県鶴ヶ島市富士見６丁目１番１号パイ オニア株式会社総合研究所内 (72)発明者 木村 義則 埼玉県鶴ヶ島市富士見６丁目１番１号パイ オニア株式会社総合研究所内 (72)発明者 陳 農 埼玉県鶴ヶ島市富士見６丁目１番１号パイ オニア株式会社総合研究所内 (72)発明者 天野 浩 愛知県名古屋市名東区山の手２丁目104 宝マンション山の手508号室 (72)発明者 赤崎 勇 愛知県名古屋市西区浄心１丁目１番31− 805
Claims (3)
- 【請求項１】 III族窒化物半導体(Ga1-xAlx)1-yInyN(0
≦x≦1,0≦y≦1)を主成分とする結晶層からなる半導体
素子の製造方法であって、少なくとも1つのIII族窒化物
半導体(Ga1-xAlx)1-yInyN(0≦x≦1,0≦y≦1)の結晶層を
形成する成膜工程と、前記結晶層への原子状水素を拡散
させる水素拡散工程とを含むことを特徴とする。 - 【請求項２】 前記成膜工程は有機金属気相成長法、分
子線エピタキシ法又は化学線エピタキシ法であることを
特徴とする請求項１記載の製造方法。 - 【請求項３】 前記水素拡散工程はアルシン又はホスフ
ィンガスを含む気流中で加熱及び冷却することを特徴と
する請求項１記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16703394A JPH0832114A (ja) | 1994-07-19 | 1994-07-19 | Ｉｉｉ族窒化物発光素子の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16703394A JPH0832114A (ja) | 1994-07-19 | 1994-07-19 | Ｉｉｉ族窒化物発光素子の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0832114A true JPH0832114A (ja) | 1996-02-02 |
Family
ID=15842147
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16703394A Pending JPH0832114A (ja) | 1994-07-19 | 1994-07-19 | Ｉｉｉ族窒化物発光素子の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0832114A (ja) |
-
1994
- 1994-07-19 JP JP16703394A patent/JPH0832114A/ja active Pending
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