JPH1074980A - 半導体素子 - Google Patents
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Abstract
が整合した基板を用い、その基板上に結晶性の良好なII
I−V族窒化物単結晶膜を成長させた発光素子やダイオ
ード等の半導体素子を提供する。 【解決手段】 窒化ガリウム、窒化アルミニウム、窒化
ホウ素、窒化インジウム及びこれらの混晶から選ばれた
少なくとも1種のIII−V族窒化物単結晶膜12、1
4、15が、窒化アルミニウム単結晶基板11上に直接
形成されるか、又は少なくとも1種のIII−V族窒化物
の低温成長バッファー層13を介して形成されている半
導体素子であり、連続発振が可能な短波長の発光素子や
高温で動作するダイオード等として有用である。
Description
ィスクの読み取り装置などに用いられる、III−V窒化
物を用いた発光ダイオードやレーザーダイオードなどの
短波長の発光素子や、フォトダイオードなどの受光素
子、高温環境でも動作する高温半導体素子、高速動作半
導体素子などの半導体素子に関するものである。
化物は広い禁制帯幅を有する直接遷移型の半導体である
ため、短波長の発光素子や受光素子、更に高温半導体素
子や高速半導体素子の材料として注目されている。この
ようなウルツ鉱型結晶構造を持つIII−V族窒化物とし
ては、窒化ガリウム(GaN)、窒化アルミニウム(A
lN)、窒化ホウ素(BN)、窒化インジウム(In
N)、及びこれらの混晶があり、物質の違いや混晶の組
成比を変化させることにより禁制帯幅を変化させること
ができる。
素子材料として活発に研究されている。そして、最近で
は窒化ガリウム系化合物半導体を用いた青色及び青緑色
LED(発光ダイオード)が実用化され、次の段階とし
て高密度光ディスクの読み取り装置などに使用される短
波長LD(レーザーダイオード)の実用化が期待されて
いる。
を形成する場合には、半導体の単結晶膜を同種の単結晶
基板上に成長させる必要があるが、前記したIII−V族
窒化物は基板となる大型の単結晶を合成することができ
なかったため、従来から異種基板上にIII−V族窒化物
単結晶膜を成長させるヘテロエピタキシャル成長が用い
られていた。このヘテロエピタキシャル成長のための基
板としては、サファイア単結晶の(0001)面(C
面)や(11−20)面(A面)、Si単結晶の(11
1)面、6H−SiC単結晶の(0001)面、MgA
l2O4単結晶の(111)面などが知られている。
低温成長バッファー層を介して結晶性の良好な窒化ガリ
ウム系化合物半導体の単結晶膜を成長させることが可能
であり、また比較的安価なため、上記の窒化ガリウム系
化合物半導体を用いた青色及び青緑色LEDなどに最も
一般的に用いられている。
合物半導体やInP系化合物半導体を用いた赤外域のも
のが実用化されているが、III−V族窒化物を用いた青
色発光のLDはまだ研究段階にあり、幾つかの研究報告
がなされている。例えば、Jpn. J. Appl. Ph
ys., Vol.35(1996)PP.L74〜L7
6、Jpn. J. Appl. Phys., Vol.35
(1996)PP.L217〜L220、及びAppl.
Phys. Lett., Vol.68、 No.15(1
996)PP.2105〜2107などがあるが、いず
れもパルス発振である。
ys. Lett., Vol.69、No.26(199
6)PP.4056〜4058に報告があるが、連続発
振中の温度上昇のため寿命が短い。その理由は、使用す
る単結晶基板がIII−V族窒化物ではないため、基板上
のIII−V族窒化物単結晶膜との間で格子定数の差及び
熱膨張係数の差が大きく、結晶性の良好なIII−V族窒
化物単結晶膜の合成が困難であり、単結晶膜中に転位な
どの多くの欠陥を含んでしまうためである。
実現しているが、高温半導体素子や高速半導体素子はま
だ実用化されていない。その理由もまた、III−V族窒
化物単結晶膜中に転位などの多くの欠陥を含まれている
ためである。高温下では転位が増殖して性能を著しく低
下させるため寿命が短くなり、またこれらの転位はキャ
リアの移動度を下げてしまうため高速動作の実現が困難
である。
る膜質の改善が試みられているが、充分な改善がなされ
ていない現状である。また、使用する単結晶基板の劈開
が困難であるため、LDの形成に際して共振面の平坦性
を確保できず、共振面の形成工程も複雑であるという問
題点がある。
V族窒化物である窒化ガリウム単結晶を単結晶基板に利
用する試みが、Jpn. J. Appl. Phys., V
ol.35(1996)PP.L77〜L79に報告され
ている。しかしながら、現在合成できる窒化ガリウム単
結晶は最大でも約2mm角と小さく、連続発振可能なL
Dなどの半導体素子としての実用化は困難である。
量が大きく、高速半導体素子は高速動作時の発熱量が大
きいため、更に高温半導体素子でも素子の劣化をおさえ
るため、熱の放散性を良くする必要があることから、熱
伝導率の大きな基板を用いることが望ましい。しかしな
がら、必要な単結晶膜を結晶成長させることが可能なサ
ファイア、Si、MgAl2O4等の基板は、いずれも熱
伝導率が小さい。このため、高出力や温度安定性の要求
される素子では、これらの基板をヒートシンク材料にボ
ンディングして用いている。尚、Jpn. J. App
l. Phys.,Vol.34(1995)PP.L151
7〜L1519には、サファイア単結晶基板上にAlN
膜を介してGaN層を形成した素子が提案されている
が、サファイア単結晶を基板とするので上記放熱性の問
題が解決されていない。
料を成長させた例としては、特開昭64−42813号
公報に示されるように、ダイヤモンド単結晶基板上に半
導体の単結晶膜を形成したものがある。これは、ダイヤ
モンド単結晶基板上に、窒化ガリウム、窒化インジウ
ム、窒化アルミニウムなどから選択された少なくとも1
種の物質からなる少なくとも1層の単結晶層を形成した
薄膜単結晶基板に関するもので、熱伝導率が大きく、熱
膨張係数が小さく、耐熱性及び環境性に優れた基板を提
供することを目的としている。しかし、このダイヤモン
ド単結晶基板も、III−V族窒化物単結晶との格子定数
及び熱膨張係数の整合が充分でない。
族窒化物単結晶膜の成長に従来から使用されてきたサフ
ァイア、Si、SiC、MgAl2O4などの基板材料
は、III−V族窒化物との格子定数や熱膨張係数の整合
が充分でない。このため、これらの基板上に結晶性の良
好なIII−V族窒化物単結晶膜を合成することは困難で
あり、現状では基板との間に低温成長バッファー層の形
成が必要不可欠であった。
単結晶基板は、LDの共振面形成のための劈開ができな
かった。エッチングにより劈開面を形成する試みがある
が、十分平坦な共振面が得られず、形成工程も複雑にな
る欠点があった。また、SiCを基板とした場合には、
原因は明らかではないが、恐らく熱膨張率の差に伴う応
力、あるいはSiC成分のGaN膜中への拡散のため、
発光特性が悪いという問題があった。更に、従来最も一
般的に使用されているサファイア基板は熱伝導率が極め
て小さく、発光素子などに用いるためにはヒートシンク
にボンディングする必要があった。しかも、サファイア
は導電性がないため、ヒートシンクにボンディングする
際の電極の取りまわしが困難であった。
Vol.35(1996)PP.L77〜L79に記載さ
れるように、窒化ガリウムの単結晶基板を使用すれば良
質のIII−V族窒化物単結晶膜の合成が可能である。し
かし、基板に用いる窒化ガリウム単結晶は大型化が困難
な現状であり、また熱伝導率も小さく、放熱性に劣って
いる。また、特開昭64−42813号公報の技術は、
放熱を目的として熱伝導率が大きいダイヤモンド単結晶
基板を用いているが、III−V族窒化物単結晶との格子
定数や熱膨張係数の整合が充分でないといった問題があ
った。
V族窒化物と格子定数及び熱膨張係数が整合している基
板を用い、特に劈開面をもち、熱伝導率が良く、比較的
大きな単結晶が得られる基板を用いて、その基板上に結
晶性の良好なIII−V族窒化物単結晶膜を成長させ、III
−V族窒化物を用いた連続発振が可能な短波長の発光素
子、受光素子、高温半導体素子や高速半導体素子などの
半導体素子を提供することを目的とする。
め、本発明が提供する半導体素子は、窒化アルミニウム
単結晶基板と、該基板上に直接形成されるか、又は該基
板上に窒化ガリウム、窒化アルミニウム、窒化ホウ素、
窒化インジウム及びこれらの物質からなる混晶の中から
選ばれた少なくとも1種のIII−V族窒化物の低温成長
バッファー層を介して形成された、窒化ガリウム、窒化
アルミニウム、窒化ホウ素、窒化インジウム及びこれら
の物質からなる混晶の中から選ばれた少なくとも1種の
III−V族窒化物の単結晶膜とを備えることを特徴とす
る。
子、受光素子、高温半導体素子、高速半導体素子などを
含み、特に発光素子は発光ダイオード(LED)及びレ
ーザーダイオード(LD)を含むものである。特にLD
の場合には、共振面を窒化アルミニウム単結晶基板とII
I−V族窒化物単結晶膜の劈開によって形成することが
できる。その場合、劈開面としてIII−V族窒化物単結
晶膜の(10−10)面か(11−20)面を利用し、
そのためには窒化アルミニウム単結晶の(0001)面
を基板とするか、若しくは劈開面としてIII−V族窒化
物単結晶膜の(0001)面を利用し、そのためには窒
化アルミニウム単結晶の(10−10)面か(11−2
0)面を基板とすることが有利である。
を使用する本発明においては、これまで結晶性及び膜表
面の平滑性に優れたIII−V族窒化物単結晶膜を成長さ
せるために必要であったIII−V族窒化物の低温成長バ
ッファー層を無くし、窒化アルミニウム単結晶基板上に
III−V族窒化物単結晶膜を直接形成して半導体素子を
構成することも可能である。
子定数及び熱膨張係数が近く、熱伝導率が良好であっ
て、比較的大きな単結晶が得られる窒化アルミニウム
(AlN)を基板として用い、この窒化アルミニウム単
結晶基板上にIII−V族窒化物を成長させることにより
結晶性の優れた単結晶膜を形成し、短波長の発光に適し
た発光素子などの半導体素子を実現したものである。
するためには、製造コストを低減できるよう大きな単結
晶基板を用いる必要がある。III−V族窒化物の単結晶
は自然には産出せず、人工合成する必要があって、従来
から窒化ホウ素、窒化ガリウム、窒化アルミニウムの各
単結晶の人工合成が行われている。その中でも、窒化ア
ルミニウム単結晶は比較的大きなものを安定的に且つ安
価に合成することができるので、半導体素子を形成する
ための基板として適している。
36号として、更に大型で高品質の窒化物単結晶の製造
方法を提案した。この方法は、AlNなどの窒化物の粉
末に該窒化物と加熱下に反応してこれを分解気化させる
酸化物の粉末を混合し、その混合粉末を窒素雰囲気中か
又は水素及び/又は炭素を含む窒素雰囲気中において該
窒化物の昇華温度又は溶融温度よりも低い温度で加熱
し、窒化物粉末を酸化物粉末との反応により分解気化せ
しめ、この分解気化成分を気相から基板上に結晶成長さ
せて、AlN等の窒化物を得るものである。
に供し得る大きさのもの、具体的には長さ及び幅が共に
10mm以上且つ厚みが300μm以上の窒化アルミニ
ウム単結晶を製造することができ、この大型で高品質の
窒化アルミニウム単結晶は本発明の半導体素子用の基板
として最適である。特に、AlN粉末に混合する酸化物
粉末として、IVa族又はVa族元素の酸化物、中でもT
iO2粉末を使用することが好ましく、この場合に得ら
れる窒素以外の成分の90モル%以上がAlであって、
酸素含有量が500ppm以下の高品質の窒化アルミニ
ウム単結晶が、本発明の半導体素子の基板として特に好
ましい。
は、X線回折におけるロッキングカーブの半値幅で1.
5分以下であることが好ましく、半値幅が1.5分を上
回る単結晶基板を用いると半導体素子の寿命などの性能
を低下させる傾向がある。また、窒化アルミニウムの基
板としての厚みは、300μm以下であることが好まし
く、300μm未満になると結晶性が低下しやすい。
10ppb以上0.1モル%以下含有することが好まし
く、特に遷移金属はチタンであることが好ましい。遷移
金属は半導体素子の性能を劣化させる酸素と結合しやす
く、単結晶中に微量に含まれる酸素不純物を捕獲して、
単結晶基板から半導体素子への酸素の拡散を起こりにく
くし、半導体素子の性能劣化を抑制する。しかし、遷移
金属の含有量が10ppb未満ではこの効果がみられ
ず、0.1モル%を越えると単結晶中に遷移金属及びそ
の窒化物や酸化物などが異物として析出するため、窒化
アルミニウム単結晶の結晶性が損なわれる。
もLEDとLDは、発光素子の特性(発光強度、寿命な
ど)の向上のために結晶性の良さが求められる。単結晶
基板上に形成される単結晶膜の結晶性は、単結晶基板と
単結晶膜の格子定数及び熱膨張係数が近いほど良くなる
ことが知られている。本発明で基板とする窒化アルミニ
ウムは、それ自体がIII−V族窒化物であることから、
従来基板として用いられてきたサファイア、Si、Si
C、MgAl2O4に比べて、単結晶膜を構成するIII−
V族窒化物と格子定数及び熱膨張係数が近い。
形成されるIII−V族窒化物膜は結晶性が良く、これを
用いた本発明の発光素子は従来構造のものより特性が向
上する。このため、従来技術では異種基板上に結晶性の
良いIII−V族窒化物の単結晶膜を得るために低温成長
のバッファー層の形成が必要不可欠とされていたが、本
発明では必ずしもバッファー層を設ける必要が無い。
共振面を形成する必要がある。共振面は高い平坦性が要
求されることから、劈開による形成が好ましい。本発明
では、窒化アルミニウム単結晶基板上にIII−V族窒化
物単結晶膜を形成するので、両者の結晶面方位は揃い、
劈開面も一致する。よって、従来のサファイア基板等の
場合と異なり、単結晶基板と単結晶膜の劈開によって容
易に共振面を形成することができる。
基板として(0001)面、(10−10)面、(11
−20)面の基板を用いることが好ましい。(000
1)面基板の場合には、劈開面として(10−10)面
か(11−20)面を利用した共振面を基板面と垂直に
形成することにより、素子形成が容易になる。(10−
10)面基板の場合には(0001)面か(1−21
0)面を、また(11−20)面基板の場合は(000
1)面か(1−100)面を、それぞれ劈開面として利
用した共振面を基板面と垂直に形成することによって、
素子形成が容易になる。それ以外の面方位の基板を用い
た場合は、基板に対して劈開面が斜めに傾くため、素子
形成の際の取り扱いが難しくなる。
20)面基板を用いることが好ましい。これは、(00
01)面基板の場合は30°回転ごとに劈開面が存在す
るため、劈開面がきれいにならず、平坦な共振面を形成
しにくくなるのに対して、(10−10)面基板と(1
1−20)面基板では劈開面が90°回転になり、きれ
いな共振面を比較的容易に形成できるからである。
子、中でもLEDとLD、及び高速動作半導体素子で
は、駆動電力が大きくなることが予測され、また高温半
導体素子でも温度によるダメージを減らすため、特に放
熱性の良い構造が必要となる。窒化アルミニウムは、従
来基板として用いられてきたサファイア、MgAl2O4
等に比べ極めて大きな熱伝導率を有するため、上記の半
導体素子を形成した場合に放熱性が良く、基板とは別に
ヒートシンクを用いる必要がない。従って、これら従来
の基板材料を用いる場合よりも、コスト低減が可能であ
る。特にIII−V族化合物を用いたLDは発振しきい値
電流や駆動電圧が大きく、発熱量が極めて大きくなるこ
とが予想されるため、本発明の構造が極めて有効とな
る。
では、その上に結晶性及び膜表面の平滑性に優れたIII
−V族窒化物単結晶膜を成長させるために、III−V族
窒化物単結晶膜を形成させる面の表面粗さを0.1μm
以下とすることが好ましい。
るIII−V族窒化物単結晶膜は、ウルツ鉱型結晶構造を
有するIII−V族窒化物、例えばGaN、AlN、BN
及びInN、並びにAlxGa(1-x)N、InxGa(1-x)
N、BxGa(1-x)N、BxAl(1-x)N、InxAl(1-x)
N、BxIn(1-x)Nなどの混晶である。混晶の場合に
は、例に挙げた3元混晶の他に、4元や更に多元の混晶
を用いても良い。
化アルミニウム単結晶基板上に成長させる方法として
は、MBE法(Molecular Beam Epit
axymethod;分子線エピタキシー法)、MOC
VD法(Metal Organic Chemical
Vapor Deposition method;有
機金属化学蒸着法)、スパッタ法、真空蒸着法など、基
板上に単結晶膜を形成するのに用いられている公知の方
法を用いることができる。これらの方法で単結晶膜を成
長させるためには、基板を高温に加熱する必要があり、
単結晶膜の成長可能な基板温度は成長させる膜の種類や
成膜方法により異なるが、III−V族窒化物単結晶膜では
500℃から1300℃の間が好ましい。
くIII−V族窒化物単結晶膜を低温成長バッファー層の
介在なしに成長させることができる。しかしながら、結
晶性及び膜表面の平滑性に優れたIII−V族窒化物単結
晶膜を成長させるためには、基板上にIII−V族窒化物
の低温成長バッファー層を形成し、この上に単結晶膜を
形成することが望ましい。低温成長バッファー層を利用
する場合、バッファー層としてはウルツ鉱型結晶構造を
有するIII−V族窒化物を使用でき、特に格子整合する
ものが好ましいが、必ずしもその上に成長させる単結晶
膜と同一の材料に制限されるものではない。
は、先に述べたIII−V族窒化物単結晶膜の形成方法と
同一の方法を用いれば良いが、基板温度を単結晶膜を成
長させる場合よりも低くし、アモルファス又は多結晶の
膜を成長させる必要がある。低温成長バッファー層を形
成するための基板温度は、成長させる膜の種類や成膜方
法により異なるが、一般に20℃から900℃の間であ
る。尚、低温成長バッファー層は、形成時はアモルファ
ス又は多結晶であるが、その上に単結晶膜を形成するた
めに基板温度を高くした際に単結晶に変化することが多
い。
晶膜は、通常は不純物の添加により導電率を制御して用
いられる。即ち、本発明のIII−V族窒化物単結晶膜で
は、不純物として、ケイ素、スズ、酸素、硫黄、セレ
ン、テルルなどから選ばれた少なくとも1種類を添加す
ることによりn型伝導性を、あるいは亜鉛、ベリリウ
ム、マグネシウム、カリウムなどから選ばれた少なくと
も1種類を添加することによりp型伝導性を持たせるこ
とが可能である。低温成長バッファー層も、III−V族
窒化物単結晶膜と同様に、不純物添加により導電率を制
御して用いることができる。
アルミニウム単結晶基板1上にIII−V族窒化物単結晶
膜2を形成し、更にその上に材料や混晶の組成比の変化
によりバンドギャップを変化させたIII−V族窒化物の
単結晶膜を積層した構造を形成して、所定の電極を設け
ることにより、発光ダイオードやレーザーダイオードな
どの本発明の半導体素子を形成することができる。
く製造した。純度99%のAlN粉末と純度99%のT
iO2粉末をAlNに対するTiO2のモル比が0.75
となるように配合し、エタノール中で超音波混合を行
い、その後乾燥することによりエタノールを除去して混
合粉末とした。一方、結晶成長用の基板として、10m
m角のc面カットされたβ型SiC単結晶板を準備し
た。
に示すように加熱炉内に配置した。即ち、加熱炉3は、
誘導加熱コイル4と断熱材マッフル5とを備え、断熱材
マッフル5の内側には蓋を備えた容器状の黒鉛坩堝6を
配置し、その内側に蓋のないBN坩堝7が備え付けてあ
る。また、加熱炉3の上部には、雰囲気ガスの入口8a
と出口8bを設けてある。この加熱炉3のBN坩堝7内
に、圧縮成形した上記混合粉末9を配置し、その上方に
対向させて上記SiC単結晶板の基板10をセットし
た。
8aから窒素ガスを導入して炉内を1気圧(760To
rr)とし、誘導加熱により混合粉末9の周囲をAlN
の分解温度(2200℃)より低い1800℃に加熱す
る一方、加熱部制御により基板10の周囲を1700℃
に昇温して24時間保持した。この時の加熱炉3内の気
相成分を分光分析した結果、酸素分圧は0.05Tor
r、炭素分圧(Pr)と酸素分圧(Po)の比Pr/P
oは2.0であった。
0の下側表面に、10mm角で厚み8200μmの透明
琥珀色の窒化アルミニウムが成長し、X線回折による結
晶性評価により窒化アルミニウムの単結晶であることが
確認できた。また、その組成分析の結果、Alの含有率
は92モル%であり、酸素量は350ppm、炭素は8
モル%、Tiが0.02モル%であった。
結晶の表面を平坦に研磨して、有機溶媒により洗浄し、
その(0001)面を基板として用いて、図3に示す構
造を有するIn0.1G0.9Nを活性層とした発光ダイオー
ド(LED)を形成した。即ち、上記の窒化アルミニウ
ム基板11を用い、この窒化アルミニウム基板11の表
面にn型GaN低温成長バッファー層13を介してn型
GaN単結晶膜12を形成し、更にn型In0.1Ga0.9
N単結晶膜14及びp型GaN単結晶膜15を順に成膜
し、電極16、17を形成することにより、In0.1G
a0.9Nを活性層とする発光ダイオード(LED)を形
成した。
は、MOCVD法を用いて、大気圧下で以下の通り行っ
た。最初のn型GaN低温成長バッファー層13は、キ
ャリアガスとしてH2を10l/minの流量で、原料
ガスとしてNH3、トリメチルガリウム、SiH4(H2
希釈、濃度10ppm)をそれぞれ4.0l/min、
30μmol/min、4nmol/minの流量で反
応室内に導入し、基板温度500℃にて1分間保持し
て、窒化アルミニウム単結晶基板11上にn型GaN低
温成長バッファー層13を膜厚25nmだけ成長させ
た。次に、導入ガスはそのままで基板温度を1000℃
に上昇させ、低温成長バッファー層13上にn型GaN
単結晶膜12を60分間で4μmの膜厚に成長させた。
リアガスとしてN2ガスを10l/minの流量で、原
料ガスとしてNH3、トリメチルインジウム、トリメチ
ルガリウム、SiH4(H2希釈、濃度10ppm)をそ
れぞれ4.0l/min、24μmol/min、2μ
mol/min、1nmol/minの流量で反応室内
に導入し、n型GaN単結晶膜12上にn型In0.1G
a0.9N単結晶膜14を7分間で20nmの膜厚に成長
させた。更に、基板温度を再び1000℃とし、n型I
n0.1Ga0.9N単結晶膜14上にp型GaN単結晶膜1
5を15分間で膜厚0.8μmに成長させた。その際、
成長に用いたガスは、SiH4に代えてビスシクロペン
タジエチルマグネシウムを3.6μmol/minの流
量で用いた以外、n型GaN単結晶膜12の成長時と同
じとした。
長後の基板全体をN2雰囲気中にて700℃でアニール
処理した。その後、反応性ドライエッチングにより各窒
化物単結晶膜を部分的に加工することにより、n型Ga
N単結晶層12の一部を表面に露出させた。最後に、最
上層のp型GaN単結晶膜15上及び露出させたn型G
aN単結晶膜12上に、スパッタ法によりアルミニウム
の電極16、17をそれぞれ形成して、LEDを構成し
た。
し、RHEED(高速反射電子線回析)を用いてその結
晶構造を評価したところ、n型GaN単結晶膜12、n
型In0.1Ga0.9N単結晶膜14、p型GaN単結晶膜
15とも全てウルツ鉱型結晶構造を有する単結晶膜とな
っており、それぞれの(0001)面が窒化アルミニウ
ム単結晶基板11の(0001)面に平行に成長してい
ることが判明した。
評価したところ、440nmにピーク波長を持つ青色発
光が確認された。また、このLEDを1時間連続して発
光させたところ、素子性能に影響を与えるほどの素子の
温度上昇はなく、輝度の低下等の性能劣化は生じなかっ
た。
1)面を基板として用い、図4に示す構造を有するIn
0.2Ga0.8N/In0.05Ga0.95N量子井戸構造27を
活性層としたレーザーダイオード(LD)を形成した。
ミニウム基板21の表面に、n型GaN低温成長バッフ
ァー層23を形成し、引き続き順次n型GaN単結晶膜
22、n型In0.1Ga0.9N単結晶膜24、n型Al
0.15G0.85N単結晶膜25、n型GaN単結晶膜26、
In0.2Ga0.8N/In0.05Ga0.95N量子井戸構造2
7、p型Al0.2Ga0.8N単結晶膜28、p型GaN単
結晶膜29、p型Al0.15Ga0.85N単結晶膜30、p
型GaN単結晶膜31を形成し、電極32、33を形成
してLDを構成した。
は、MOCVD法を用い、大気圧下で下記のごとく行っ
た。最初に、窒化アルミニウム単結晶基板21上に、基
板温度500℃にてn型GaN低温成長バッファー層2
3を成長させた。その際、キャリアガスとしてH2を1
0l/minの流量で、原料ガスとしてNH3、トリメ
チルガリウム、SiH4(H2希釈、濃度10ppm)を
それぞれ4.0l/min、30μmol/min、4
nmol/minの流量で反応室内に導入し、25nm
の膜厚に成長させた。
000℃に上昇させ、n型GaN低温成長バッファー層
23上に、n型GaN単結晶膜22を60分間で膜厚4
μmまで成長させた。その後、キャリアガスとしてH2
ガスを10l/minの流量で、原料ガスとしてN
H3、トリメチルインジウム、トリメチルガリウム、S
iH4(H2希釈、濃度10ppm)をそれぞれ4.0l
/min、24μmol/min、2μmol/mi
n、1nmol/minの流量で反応室内に導入し、n
型GaN単結晶膜22上にn型In0.1Ga0.9N単結晶
膜24を35分間で100nmの膜厚に成長させた。
型Al0.15Ga0.85N単結晶膜を成長させた。即ち、原
料ガスとしてNH3、トリメチルアルミニウム、トリメ
チルガリウム、SiH4(H2希釈、濃度10ppm)を
それぞれ4.0l/min、6μmol/min、24
μmol/min、4nmol/minの流量で用い、
5分間で400nmの膜厚に成長させた。続いて、この
n型Al0.15Ga0.85N単結晶膜25上に、n型GaN
単結晶膜26を成長させた。原料ガスなど成長条件は前
のn型GaN単結晶膜22と同様であり、2分間で10
0nmの膜厚に成長させた。
に、In0.2Ga0.8N/In0.05Ga0.95Nをそれぞれ
2.5nm/5.0nmの膜厚で積層して、26周期の量
子井戸構造27を形成した。その際、In0.2Ga0.8N
層の形成には、キャリアガスとしてH2ガスを10l/
minの流量で、原料ガスとしてNH3、トリメチルガ
リウム、トリメチルインジウムをそれぞれ4.0l/m
in、1μmol/min、24μmol/minの流
量で用いた。また、In0.05Ga0.95N層は、キャリア
ガスとしてH2ガスを10l/minの流量で、原料ガ
スとしてNH3、トリメチルガリウム、トリメチルイン
ジウムをそれぞれ4.0l/min、1μmol/mi
n、1.2μmol/minの流量で用いて成長を行っ
た。
膜28を成長させた。原料ガスはNH3、トリメチルア
ルミニウム、トリメチルガリウム、ビスシクロペンタジ
エチルマグネシウムをそれぞれ4.0l/min、10
μmol/min、24μmol/min、3.6μm
ol/minの流量で用い、4分間で200nmの膜厚
まで成長させた。このp型Al0.2Ga0.8N単結晶膜2
8の上に、p型GaN単結晶膜29を成長させた。成長
に用いた原料ガスは先のn型GaN単結晶膜22と同様
であるが、SiH4(H2希釈、濃度10ppm)に代え
て、ビスシクロペンタジエチルマグネシウムを3.6μ
mol/minの流量で用い、100nmの膜厚に成長
させた。
p型Al0.15Ga0.85N単結晶膜30を成長させた。成
長に用いた原料ガスは、SiH4(H2希釈、濃度10p
pm)に代えてビスシクロペンタジエチルマグネシウム
を3.6μmol/min流した以外、先のn型Al
0.15Ga0.85N単結晶膜25の成長時と同様であり、8
分間で400nmの膜厚に成長させた。次に、前のp型
GaN単結晶膜29の場合と同様にして、p型GaN単
結晶膜31を500nmの膜厚に成長させた。
雰囲気中にて全体を700℃でアニール処理した。次
に、反応性ドライエッチングにより各窒化物単結晶膜を
部分的に加工することにより、下層のn型GaN単結晶
層22の一部を表面に露出させた。その後、窒化アルミ
ニウム単結晶基板21の(10−10)面を劈開し、共
振器を形成した後、最上層のp型GaN単結晶膜31上
及び露出したn型GaN単結晶膜22上にスパッタ法に
よりアルミニウムの電極32、33を形成して、LDを
構成した。
し、RHEEDを用いて評価したところ、各層とも全て
ウルツ鉱型結晶構造を有する単結晶膜となっており、各
単結晶膜の(0001)面が窒化アルミニウム単結晶基
板21の(0001)面に平行に成長していることが判
明した。
ところ、420nmにピーク波長を持ち、半価幅が0.
9nmのレーザ光の発光が確認された。また、1時間連
続して発光させたところ、素子性能に影響を与えるほど
の素子の温度上昇はなく、輝度の低下等の性能劣化は生
じなかった。
以外は上記実施例2と同様にして、図5に示す構造のL
Dを製造した。尚、図5に示すLDは、低温成長バッフ
ァー層23が存在しない点を除いて実施例2における図
4のLDと同一構造である。
したところ、420nmにピーク波長を持ち、半価幅が
1.0nmのレーザ光の発光が確認された。また、1時
間連続して発光させたが、素子性能に影響を与えるほど
の素子の温度上昇はなく、輝度の低下等の性能劣化は生
じなかった。この結果から、低温成長バッファー層を形
成しなくとも、これを形成した実施例2のLDと比べ
て、実用性能の点で大きな違いは認められないことが分
かった。
からなるサファイア単結晶基板41を用い、且つ共振器
をドライエッチングで形成した以外は、上記実施例2と
同様にして、LDの形成を行った。即ち、図6に示すL
Dは、基板の材質と共振面の形成方法が異なる以外、実
施例2における図4のLDと同一構造である。
ろ、420nmにピーク波長を持ち、半価幅が1.8n
mのレーザ光の発光が確認されたが、10分間の連続発
光で明らかな輝度の低下が生じた。
用するSiC単結晶基板を6H−SiCの(10−1
0)面とした以外は前記実施例1と同様にして、窒化ア
ルミニウム単結晶の(10−10)面を合成した。この
窒化アルミニウム(10−10)面を基板として用い、
(0001)面で劈開した以外は前記実施例2と同様に
して、図4に示す構造のLDを製造した。
420nmにピーク波長を持ち、半値幅が0.6nmの
レーザ光の発光が得られた。この結果から、窒化アルミ
ニウム単結晶基板に(10−10)面を用いて、(00
01)面の劈開で共振器を構成することによって、発光
スペクトルの半値幅がより一層狭いLDを形成でき、共
振面の形成に(0001)面を用いることが好ましいこ
とが分かった。
用するSiC単結晶基板を6H−SiCの(0001)
面とし、窒化アルミニウム単結晶の成長時間を50分及
び1時間とした以外は前記実施例1と同様にして、窒化
アルミニウム単結晶の(0001)面をそれぞれ合成し
た。得られた各窒化アルミニウム単結晶は、厚みがそれ
ぞれ290nm及び340nmであり、(0002)面
のロッキングカーブをCu−Kα線によるガリウム(1
10)面を用いた4結晶法で測定した半値幅はそれぞれ
1.7分及び1.2分であった。
単結晶の(0001)面を基板として用い、前記実施例
2と同様にして図4に示す構造のLDをそれぞれ製造し
た。得られた各LDの特性を室温で評価したところ、共
に420nmにピーク波長を持ち、半値幅がそれぞれ
1.6nm及び1.5nmのレーザ光の発光が得られた。
更に、24時間発光させた後、再び半値幅を測定する
と、それぞれ1.8nm及び1.5nmとなった。
晶基板のロッキングカーブの半値幅が1.5分を越える
基板(厚み290nm)を用いたLDでは、発光スペク
トルの半値幅が広く、しかも発光特性に経時変化が見ら
れる傾向があるため、単結晶基板のロッキングカーブ半
値幅は1.5分以下が好ましいことが分かった。また、
窒化アルミニウム単結晶基板の厚みを300μm以上に
することで、結晶性の良い単結晶が得られることが分か
った。
lNに対するTiO2のモル比を0.001、0.2、及
び10となるように変化させた混合粉末を用い、使用す
るSiC単結晶基板を6H−SiCの(0001)面と
し、混合粉末の周囲の温度を1900℃とした以外は前
記実施例1と同様にして、窒化アルミニウム単結晶の
(0001)面を合成した。得られた各単結晶中に含ま
れるTiの含有量は、それぞれ窒素以外の成分の8pp
b、0.06モル%、及び0.15モル%であった。
ニウム単結晶の(0001)面を基板として用い、前記
実施例2と同様にして図4に示す構造のLDをそれぞれ
製造した。得られた各LDの特性を室温で評価したとこ
ろ、共に420nmにピーク波長を持ち、半値幅がそれ
ぞれ0.8nm、1.0nm及び1.9nmのレーザ光の
発光が確認された。更に、24時間発光させた後、再び
半値幅を測定すると、それぞれ1.5nm、1.0nm及
び1.9nmとなった。
含有量が10ppb未満の窒化アルミニウム単結晶基板
に形成したLDは発光特性に経時変化が認められ、また
同含有量が0.1モル%を越える基板に形成したLDは
発光の半値幅が広くなる傾向があることが分かった。こ
のことから、窒化アルミニウム単結晶基板中の遷移金属
であるチタンの含有量は、10ppb以上0.1モル%
以下が好ましいことが分かった。
1)面を基板として用い、図7に示す構造を有するAl
0.5Ga0.5Nのp−n接合ダイオードを形成した。即
ち、図7に示すように、前記の窒化アルミニウム単結晶
基板21の表面に、n型Al0.5Ga0.5N単結晶膜34
を形成し、引き続きその上にp型Al0.5Ga0.5N単結
晶膜35を形成した後、電極36、37を設けてダイオ
ードを構成した。
は、MOCVD法を用い、大気圧下で下記のごとく行っ
た。最初に、窒化アルミニウム単結晶基板21上に、基
板温度1000℃にてn型Al0.5Ga0.5N単結晶膜3
4を成長させた。その際、キャリアガスとしてH2を1
0l/minの流量で、原料ガスとしてNH3、トリメ
チルアルミニウム、トリメチルガリウム、SiH4(H2
希釈、濃度10ppm)をそれぞれ4.0l/min、
10μmol/min、16μmol/min、4nm
ol/minの流量で反応室内に導入し、3分間で30
0nmの膜厚に成長させた。
ま、p型Al0.5Ga0.5N単結晶膜35を成長させた。
その際、原料ガスとしてNH3、トリメチルアルミニウ
ム、トリメチルガリウム、ビスシクロペンタジエチルマ
グネシウムを、それぞれ4.0l/min、10μmo
l/min、15μmol/min、3.6nmol/
minの流量で用い、4分間で320nmの膜厚に成長
させた。
た後、反応性ドライエッチングにより各単結晶膜34、
35を部分的に加工することにより、下層のn型Al
0.5Ga0.5N単結晶膜34の一部を表面に露出させた。
その後、この露出させたn型Al0.5Ga0.5N単結晶膜
34上及び最上層のp型Al0.5Ga0.5N単結晶膜35
上に、スパッタリング法によりチタンの電極36、37
をそれぞれ形成して、ダイオードを構成した。
たところ、室温で良好な整流特性が得られ、ダイオード
として動作していることが確認された。更に、温度を2
00℃まで上昇させて同様の動作テストを行った結果、
整流特性が確認され、高温下でもダイオードとして動作
することが分かった。このことから、窒化アルミニウム
単結晶基板は、ダイオードを構成するのにも適している
ことが分かった。
らなるサファイア単結晶基板41を用いた以外は、上記
実施例7と同様にしてダイオードを作成した。即ち、図
8に示すダイオードは、基板の材質が異なる以外、実施
例7における図7のダイオードと同一の構造である。
ころ、室温では整流特性が得られダイオードとして同一
することが確認できたが、温度を200℃に上昇させて
同様の動作テストを行った結果、整流特性は確認できな
かった。
子定数及び熱膨張係数が整合していて、劈開面をもち、
放熱性が良好な大型の窒化アルミニウム単結晶基板を用
いることにより、その上に結晶性の良好なIII−V族窒
化物単結晶膜を成長させることができ、III−V族窒化
物を用いた半導体素子、例えば連続発振可能な短波長の
発光素子、受光素子、高温半導体素子、高速半導体素子
などを提供することができる。
低温成長バッファー層が不要になるうえ、ヒートシンク
を取り付ける必要のない放熱性に優れた半導体素子を提
供することができ、特にIII−V族窒化物を用いた発光
ダイオードやレーザーダイオードなどの発光素子を実現
することが可能となり、レーザーダイオードでは基板の
劈開を利用して共振器を作ることができる。
である。
の製造に用いた加熱炉を示す概略の断面図である。
断面図である。
略の断面図である。
略の断面図である。
略の断面図である。
図である。
図である。
戸構造 28 p型Al0.2Ga0.8N単結晶膜 29 p型GaN単結晶膜 30 p型Al0.15Ga0.85N単結晶膜 31 p型GaN単結晶膜 32、33 電極 34 n型Al0.5Ga0.5N単結晶膜 35 p型Al0.5Ga0.5N単結晶膜 36、36 電極 41 サファイア単結晶基板
Claims (10)
- 【請求項1】 窒化アルミニウム単結晶基板と、該基板
上に直接形成された窒化ガリウム、窒化アルミニウム、
窒化ホウ素、窒化インジウム及びこれらの物質からなる
混晶の中から選ばれた少なくとも1種のIII−V族窒化
物の単結晶膜とを備えることを特徴とする半導体素子。 - 【請求項2】 前記単結晶膜が窒化アルミニウム基板上
に、窒化ガリウム、窒化アルミニウム、窒化ホウ素、窒
化インジウム及びこれらの物質からなる混晶の中から選
ばれた少なくとも1種のIII−V族窒化物の低温成長バ
ッファー層を介して形成されていることを特徴とする、
請求項1に記載の半導体素子。 - 【請求項3】 窒化アルミニウム単結晶基板のX線回折
におけるロッキングカーブの半値幅が1.5分以下であ
ることを特徴とする、請求項1又は2に記載の半導体素
子。 - 【請求項4】 窒化アルミニウム単結晶基板の厚みが3
00μm以下であることを特徴とする、請求項1〜3の
いずれかに記載の半導体素子。 - 【請求項5】 窒化アルミニウム単結晶基板が10pp
b以上0.1モル以下の遷移金属を含有することを特徴
とする、請求項1〜4のいずれかに記載の半導体素子。 - 【請求項6】 遷移金属がチタンであることを特徴とす
る、請求項5に記載の半導体素子。 - 【請求項7】 前記半導体素子が、発光ダイオード又は
レーザーダイオードであることを特徴とする、請求項1
〜6のいずれかに記載の半導体素子。 - 【請求項8】 レーザーダイオードの共振面が、窒化ア
ルミニウム単結晶基板とIII−V族窒化物単結晶膜の劈
開によって形成されることを特徴とする、請求項7に記
載の半導体素子。 - 【請求項9】 レーザーダイオードを構成する窒化アル
ミニウム単結晶基板の面方位が(0001)面であるこ
とを特徴とする、請求項7又は8に記載の半導体素子。 - 【請求項10】 レーザーダイオードを構成する窒化ア
ルミニウム単結晶基板の面方位が(10−10)面、又
は(11−20)面であることを特徴とする、請求項7
又は8に記載の半導体素子。
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