JPH11150296A - 窒化物系半導体素子及びその製造方法 - Google Patents
窒化物系半導体素子及びその製造方法Info
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- JPH11150296A JPH11150296A JP31814897A JP31814897A JPH11150296A JP H11150296 A JPH11150296 A JP H11150296A JP 31814897 A JP31814897 A JP 31814897A JP 31814897 A JP31814897 A JP 31814897A JP H11150296 A JPH11150296 A JP H11150296A
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Abstract
性の向上を図りつつ、p型伝導層の品質を向上させ、長
寿命化と信頼性の向上を図る。 【解決手段】 サファイア基板11上に、アンドープG
aN下地層12、n−GaNコンタクト層13、n−A
lGaN電流注入層14、GaN光ガイド層15、In
GaN活性層16、GaN層光ガイド17、p−AlG
aN電流注入層18、p−GaNコンタクト層19と、
p側電極22との積層構造を備えた窒化物系半導体レー
ザにおいて、p型GaNコンタクト層19の表面酸素濃
度を5×1018cm-3以下に設定し、かつ表面付近にお
ける酸素濃度の最大値を、面内における酸素濃度の平均
値の5倍以下に設定した。
Description
光ダイオードに使用可能な窒化物系半導体素子及びその
製造方法に係わり、特に電極との良好なオーミックコン
タクトを有し、低抵抗で低動作電圧の窒化物系半導体素
子及びその製造方法に関する。
領域の発光ダイオード(以下、LEDともいう)や半導
体レーザ(以下、LDともいう)用の材料として、Ga
Nを始めとしてAlGaN等の窒化物系半導体が注目さ
れている。また特に、InGaAlN系混晶は、 III−
V族化合物半導体混晶中で最大の直接遷移型エネルギー
ギャップを有し、0.2〜0.6μm帯、即ち赤色〜紫
色領域の発光素子材料として注目されている。
体発光素子では、電流注入層や電極とのコンタクト層と
して、窒化物系半導体からなるp型伝導層及びn型伝導
層を必要とする。
n接合型を基本とするためにp型伝導層並びにn型伝導
層の伝導型及び伝導率(アクセプタ濃度、キャリア濃
度)等の制御が不可欠である。InAlGaN系材料に
おいては、n型伝導層に関しては、Siを不純物として
用いることにより、伝導型を比較的容易に制御可能であ
る。
伝導率(アクセプタ濃度,キャリア濃度)の制御が困難
である。このp型伝導層を形成するには通常、ドーパン
トとしてマグネシウム(Mg)又は亜鉛(Zn)を用
い、水素キャリアガス(H2 )及びアンモニアガス(N
H3 )中に、1100℃程度の高温に保持した成長基板
を設置し、この成長基板上にGa原料やAl原料を供給
する方式がある。
ープGaN層及びAlGaN層などのMgドープ窒化物
系半導体層は高抵抗を示し、p型伝導を示さない。
位が深いことや、特にMOCVD法による成長では、原
料ガスとしてのアンモニア(NH3 )やキャリアガスと
しての水素から分解した活性な水素原子或いはその他の
残留不純物の存在により、MgやZnのアクセプタへの
活性化が妨げられると考えられる(J.A.Van Vechtenet
al.,Jpn.J.Appl.Phys.31(1992)3662 )。
法で成長させる場合、Mgド−プ層を成長中或いは成長
後に基板温度を室温まで降温する間にNH3 やキャリア
ガスからの水素がMgと共に結晶中に取り込まれ、Mg
アクセプタをH+ が不活性化させてしまうため、結果と
して高抵抗層になる。例えば、Mgが1×1020cm-3
の濃度でGaNにドープされた場合、水素濃度も1×1
020cm-3程度と同程度取り込まれる。このMgドープ
GaN層は、同条件で成長させたアンドープ又はSiド
ープGaN層に比ベ、10倍以上の水素濃度となってお
り、ホール測定やC−V測定などにより、as gro
wnでは高抵抗であることが確認されている。
MgドープGaN層に対し、電子線照射(H.Amano et a
l.,Jpn.J.Appl.Phys.28(1989)L2112)や熱処理(S.Naka
muraet al.,Jpn.J.Appl.Phys.31(1992)1258)により、
Mgの活性化率が向上することが見出され、高輝度LE
Dの実用化やLD発振の実現がなされている(S.Nakamu
ra et al.,Jpn.J.Appl.Phys.35,(1996)L74. )。
半導体層は、その形成後に600℃〜800℃程度の窒
素ガス雰囲気中で水素を離脱させるための熱処理等の後
工程が施される。
化物系半導体層は、Mgの活性化によりp型伝導を示す
ものの、成長層最表面に高抵抗層を生じてしまう。以
下、成長層最表面に高抵抗層を生じる理由を詳細に説明
する。
青色半導体レーザの構造を示す模式図である。この青色
半導体レーザは、有機金属気相成長法(MOCVD)法
により、サファイア基板1上に、バッファ層(図示せ
ず)、GaN下地層2、GaNコンタクト層3、n型A
lGaN電流注入層4、InGaNを用いた多重量子井
戸(MQW)構造を有する活性層5、p型AlGaN電
流注入層6、p型電極を形成するためのp型GaNコン
タクト層7が順次形成された多層構造を有している。
InGaN系の活性層5以外はキャリアガスとして水素
が使用される。一方、InGaN活性層5の形成時に
は、キャリアガスとして窒素が使用される。また、この
多層構造において、p型AlGaN電流注入層6及びp
型GaNコンタクト層7を形成時には、p型ドーパント
としてMgが使用される。なお、Mgは成長中には活性
化しないため、多層構造はその形成後に窒素雰囲気で熱
処理される。
り、多層構造の一部がGaNコンタクト層3に達する深
さまで除去され、しかる後、GaNコンタクト層3上に
n側電極8が形成される。また、除去されなかったp型
GaNコンタクト層7上にはp側電極9が形成される。
このように各電極8,9が形成された試料がへき開さ
れ、共振器端面が形成されて、青色半導体レーザが製造
される。
p型GaNコンタクト層7の最表面に高抵抗部を有する
ため、動作電圧が高く、素子にレーザ発振に必要な電流
の注入が困難となっている。また、レーザ発振に必要な
電流を注入しようとすると、動作電圧が20V以上に上
昇し、p側電極9近傍が破壊されてしまう。このような
問題を解決するためには、p側電極9のコンタクト抵抗
を低減させることが必須である。
素雰囲気中の熱処理前後のMg,炭素,水素,酸素の深
さ方向の濃度分布を二次イオン質量分析(以下、SIM
Sという)により調べた。その結果、図38に示すよう
に、Mgの濃度は熱処理の前後共に深さ方向に一定であ
る。一方、炭素(C),水素(H),酸素(O)は、熱
処理前に、試料の深さ方向に沿ってほぼ一定の濃度分布
を示すが、熱処理後に、試料の成長層最表面に、成長層
内部よりも多量に検出される。例えば、顕著なときに
は、炭素、水素は、成長層最表面に、成長層内部よりも
1〜2桁も多く検出されることがある。
電極9とのコンタクト抵抗が高く、素子電圧が高くなる
原因としては、水素が熱処理により成長層内部から表面
に拡散し、最表面に多量に残存することにより、表面で
Mgと結びついてMgが不活性化されることが挙げられ
る。また、炭素は成長層内部からの拡散又は熱処理時に
生じた表面の汚染物などが原因で成長層最表面に多く存
在する。また、酸素は、熱処理時に生じた表面酸化膜、
又は成長層内部からの拡散によると考えられる。
合には次の(1)〜(3)に示すような問題がある。
(1)Mg等のドーパントの活性化率を低下させ、キャ
リア密度を低下させる問題がある。(2)電極との良好
なオーミックコンタクトがとれない問題がある。これら
(1)〜(2)は、p側電極9とのコンタクト抵抗を上
昇させ、素子の動作電圧を増加させ、素子寿命を短縮さ
せる等、信頼性を低下させてしまう。さらに、(3)貫
通転位や積層欠陥等の結晶欠陥を介して不純物を拡散さ
せ、リーク電流を増大させてしまう問題がある。
は、熱処理を必要とするものの、p型層の膜厚や各層の
組成等、素子構造の違いにより成長層中のMgが十分活
性化するのに要する熱処理時間が異なり、水素の拡散を
考慮した計算によりある程度、熱処理時間が見積もれる
とは言え、熱処理温度における熱処理時間の最適値を決
定するのは容易でない。
させるのに最適な熱処理温度や時間が不明確であるた
め、p型伝導層6,7内に水素が残存していたり、過剰
な熱処理により、Mgの活性化率を低下させている可能
性が高い。また、このように内部に残存する水素は、素
子全体の抵抗を高くさせ、コンタクト抵抗と同様に素子
の動作電圧を上昇させる原因となっている。
処理過程を用いずにp型伝導層6,7を得る試みが特開
平8−125222号公報に開示されている。この公報
には、成長終了後の降温過程において、雰囲気ガスを水
素ガス,アンモニアガス以外の不活性ガスに置換するこ
とにより、p型伝導層6,7を得る方法が記載されてい
る。しかしながら、この方法では、熱処理工程は不要で
あるが、前述したように、残存水素等の存在により成長
層内に高抵抗層が形成されるため、良好なオーミックコ
ンタクトが得られず、素子特性が向上しないと考えられ
る。また、同公報には、窒素雰囲気中で成長した例が示
されているが、この方法で得られたMgドープ層は、抵
抗率108 Ωcm以上の絶縁体であることが示されてい
る。
物系半導体素子及びその製造方法では、Mgを活性化さ
せるために成長後に熱処理や電子線照射等の特別な処理
を必要とするので、手間がかかり、生産性を低下させ、
高コスト化を招く問題があると共に、処理工程の増加に
よる歩留り低下や結晶の品質劣化という問題がある。
及び酸素が成長層の表面に多量に存在しておりp型Ga
Nコンタクト層7のコンタクト抵抗を高くさせ、素子の
動作電圧を上昇させる問題がある。また、p側電極9近
傍の劣化により、LEDの動作寿命が実用化レベルに達
せず、信頼性を低下させる問題がある。
クト抵抗が高いと、レーザ発振が困難となったり、LE
Dと同様に、p側電極9近傍の劣化に起因して動作寿命
が著しく短いという問題がある。
で、成長後の熱処理や電子線照射等の特別な処理を不要
として低廉化及び生産性の向上を図りつつ、p型伝導層
の品質を向上させ、もって、素子寿命を長くして信頼性
を向上し得る窒化物系半導体素子及びその製造方法を提
供することを目的とする。
型を容易に制御でき、低抵抗で良好なオーミックコンタ
クトを有し、低動作電圧で動作する窒化物系半導体素子
及びその製造方法を提供することにある。
するために本発明は、次のような構成を採用している。
記基板上に積層形成された複数の窒化物系半導体層と、
前記各窒化物系半導体層のうち、最表面の層として形成
された、窒素を構成元素として含むp型化合物半導体層
と、前記p型化合物半導体層上に形成されたp側電極
と、前記各窒化物系半導体層のうち、前記p型化合物半
導体層よりも前記基板に近い位置に形成された、窒素を
構成元素として含むn型化合物半導体層と、少なくとも
前記p側電極から前記p型化合物半導体層並びにn型化
合物半導体層を通る電流路を形成するように、前記各窒
化物系半導体層内のいずれかの層或いは前記基板に設け
られたn側電極とを備えた窒化物系半導体素子であっ
て、前記p型化合物半導体層の表面付近における酸素濃
度の最大値は、面内における酸素濃度の平均値の5倍以
下であることを特徴とする。
記基板上に積層形成された複数の窒化物系半導体層と、
前記各窒化物系半導体層のうち、最表面の層として形成
された、窒素を構成元素として含むp型化合物半導体層
と、前記p型窒化物系半導体層上に形成されたp側電極
と、前記各窒化物系半導体層のうち、前記p型窒化物系
半導体層よりも前記基板に近い位置に形成された、窒素
を構成元素として含むn型化合物半導体層と、少なくと
も前記p側電極から前記p型化合物半導体層並びにn型
化合物半導体層を通る電流路を形成するように、前記各
窒化物系半導体層内のいずれかの層或いは前記基板に設
けられたn側電極とを備えた窒化物系半導体素子であっ
て、前記p型化合物半導体層の表面付近における炭素濃
度の最大値は、面内における炭素濃度の平均値の5倍以
下であることを特徴とする。
物半導体層は、それぞれInx Aly Gaz B1-x-y-z
Nm Pn As1-m-n (0≦x、0≦y、0≦z、0≦x
+y+z≦1、0<m、0≦n、0<m+n≦1)であ
ることが望ましい。
有機金属気相成長法により、少なくともn型伝導を有し
窒素を構成元素として含む化合物半導体層を形成する工
程と、p型伝導を有し窒素を構成元素として含む化合物
半導体層を形成する工程とを含む窒化物系半導体素子の
製造方法において、前記p型伝導を有し窒素を構成元素
として含む化合物半導体層を形成する工程は、有機金属
気相成長法により、少なくともp型ドーパント原料並び
にアンモニア(NH3 )を含む原料ガス、及びCO,C
O2 の濃度0.1〜10 vol ppb以下に精製された高純
度不活性ガスからなるキャリアガスを用いることを特徴
とする。
有機金属気相成長法により、少なくともn型伝導を有し
窒素を構成元素として含む化合物半導体層を形成する工
程と、p型伝導を有し窒素を構成元素として含む化合物
半導体層を形成する工程とを含む窒化物系半導体素子の
製造方法において、前記p型伝導を有し窒素を構成元素
として含む化合物半導体層を形成する工程は、有機金属
気相成長法により、少なくともp型ドーパント原料並び
にアンモニア(NH3 )を含む原料ガス、及び水素(H
2 )濃度1 vol ppb以下に精製された高純度不活性ガス
からなるキャリアガスを用いることを特徴とする。
して含む化合物半導体層を形成する工程は、V族原料と
III族原料の供給量(mol)比(V/III 比)を40
00以下、但しInを含む窒化物半導体の場合には30
000以下で行われることが望ましい。
て含む化合物半導体層を素子用多層構造の最表面層とし
て形成し、前記p型伝導を有する最表面層を形成する工
程の後に、成膜のための有機金属原料の供給を停止し、
p型ドーパント原料及び実質的に不活性なキャリアガス
を所定時間、所定温度で供給するか、又は降温過程で供
給し、前記工程の一部又は全工程においてアンモニアを
供給することが望ましい。
て含む化合物半導体層を素子用多層構造の最表面層とし
て形成し、前記p型伝導を有する最表面層を形成する工
程の後に、成膜のための有機金属原料及びアンモニアの
供給を停止し、p型ドーパント原料及び実質的に不活性
なキャリアガスを所定時間、所定温度で供給するか、又
は降温過程で供給する工程を設けることが望ましい。
シウム(Mg)化合物であることが望ましい。
内とし、前記所定温度とは300℃以上で成長温度以下
とし、前記降温過程とは前記所定時間、所定温度の範囲
内での自然降温及びスロープ降温とすることが望まし
い。
少なくともn型伝導を有し窒素を構成元素として含む化
合物半導体層と、p型伝導を有し窒素を構成元素として
含む化合物半導体層と、電極との積層構造を備えた窒化
物系半導体素子において、前記基板上に積層形成された
複数の窒化物系半導体層のうち、最表面のp型伝導を有
する窒素を含む化合物半導体層の最表面のp型添加物の
濃度が、前記層内部のp型添加物の濃度の1.5倍以上
1000倍以下であることを特徴とする。
に、少なくともn型伝導を有し窒素を構成元素として含
む化合物半導体層と、p型伝導を有し窒素を構成元素と
して含む化合物半導体層と、電極との積層構造を備えた
窒化物系半導体素子の製造方法において、少なくともp
型ドーパント原料、アンモニア(NH3 )を含む原料ガ
ス及びキャリアガスを用いて、p型不純物を添加した窒
素を構成元素として含む化合物半導体層を素子用多層構
造の最表面層として形成し、前記p型不純物を添加した
最表面層を形成する工程の後に、成膜のための有機金属
原料の供給を停止し、p型ドーパント原料、及びキャリ
アガスを所定時間、所定温度で供給するか、又は降温過
程で供給し、前記工程の一部又は全工程においてアンモ
ニアを供給することを特徴とする。
に、少なくともn型伝導を有し窒素を構成元素として含
む化合物半導体層と、p型伝導を有し窒素を構成元素と
して含む化合物半導体層と、電極との積層構造を備えた
窒化物系半導体素子の製造方法において、少なくともp
型ドーパント原料、アンモニア(NH3 )を含む原料ガ
ス及びキャリアガスを用いて、p型不純物を添加した窒
素を構成元素として含む化合物層を素子用多層構造の最
表面層として形成し、前記p型不純物を添加した最表面
層を形成する工程の後に、成膜のための有機金属原料及
びアンモニアの供給を停止し、p型ドーパント原料及び
キャリアガスを所定時間、所定温度で供給するか、又は
降温過程で供給する工程を設けることを特徴とする。
ネシウム(Mg)化合物であることが望ましい。
内とし、前記所定温度とは300℃以上で成長温度以下
とし、前記降温過程とは前記所定時間、所定温度の範囲
内での自然降温及びスロープ降温とすることが望まし
い。
に、少なくともn型伝導を有し窒素を構成元素として含
む化合物半導体層と、p型伝導を有し窒素を構成元素と
して含む化合物半導体層と、電極との積層構造を備えた
窒化物系半導体素子において、前記基板上に積層形成さ
れた複数の窒化物系半導体層のうち、最表面の層がIn
x Gay N(0<x≦1,0≦y<1,x+y=1)層
とInl Gam N(0≦l≦1,0≦m≦1,l+m=
1,x≠l)層を交互に積層する超格子構造から成る層
であり、前記超格子構造のうち少なくともいずれか一方
にp型不純物が添加されており、前記超格子構造の上部
にp型電極が形成されていることを特徴とする。
属気相成長法により形成され、p型不純物は有機マグネ
シウム(Mg)化合物とし、少なくともアンモニア(N
H3)を含む原料ガス及び実質的に不活性ガスから成る
キャリアガスを用いて形成されていることが望ましい。
アガスとは、主キャリアガスとして不活性ガスが用いら
れ、前記主キヤリアガス以外に反応管内に水素キャリア
ガスを含む場合は7容量%以下であることが望ましい。
が望ましい。
az B1-x-y-z Nm Pn As1-m-n などのp型化合物半
導体層の表面付近における酸素濃度の最大値は、面内に
おける酸素濃度の平均値の5倍以下であることを特徴と
する。また、好ましくは3倍以下であり、さらに好まし
くは2倍以下である。これにより、ウェハ面内に局所的
に酸素濃度の高い領域が存在しないため、不均一注入
(電流)、非発光領域の生成、導波への影響、その他、
抵抗、エレクトロマイグレーション、歪み、熱特性等へ
の悪影響を排除でき、信頼性をより向上させることがで
きる。
Pn As1-m-n などのp型化合物半導体層の表面付近に
おける炭素濃度の最大値は、面内における炭素濃度の平
均値の5倍以下であることを特徴とする。また前述同様
に、好ましくは3倍以下であり、さらに好ましくは2倍
以下である。これにより、ウェハ面内に局所的に炭素濃
度の高い領域が存在しないため、前述同様に、不均一注
入(電流)、非発光領域の生成などの悪影響を排除で
き、信頼性をより向上させることができる。
キャリアガス中のCO,CO2 の濃度やH2 の濃度、更
には原料供給比(V/III )を規定することにより、成
長後の熱処理工程無しでp型添加不純物が活性化し、高
いアクセプタ濃度、キャリア濃度のp型電気伝導層が得
られ、素子の初期特性、信頼性、生産性、コストが大幅
に向上する。さらに、p側電極とのコンタクト抵抗の低
減により、素子の動作電圧が低減でき、素子の初期特
性、歩留まり、信頼性が大幅に向上する。
参照して説明する。
の実施形態に係わる半導体レーザの構造を示す断面図で
ある。この半導体レーザは、サファイア基板11上に、
図示しないバッファ層を介し、アンドープGaN下地層
12、n型GaNコンタクト層13、n型AlGaN電
流注入層14、GaN光ガイド層15、InGaN活性
層16、GaN光ガイド層17、p型AlGaN電流注
入層18及びp型GaNコンタクト層19が順次、形成
された多層構造を有している。
ンタクト層19の最表面からn型GaNコンタクト層1
3に達する深さまでドライエッチング法により除去さ
れ、これにより露出されたGaNコンタクト層13上に
はn側電極20が形成されている。
量の水素ガスを用いている。これはInGaN系活性層
の変質防止のため、活性層成長後は低温成長を実施する
ことが望ましいが、この際に、原料の分解効率を高め、
成長速度を増加させる効果と、成長層表面の平坦性を向
上させる効果、さらには有機Mg原料の分解効率を高
め、成長層へのMgの取り込まれを増加させる効果があ
るためである。
GaNコンタクト層19上には電流狭窄のためのSiO
2 層21が選択的に形成され、このSiO2 層21及び
p型GaNコンタクト層19上にp側電極22が形成さ
れている。
ように多層構造にn側電極及びp側電極を有している。
電流注入層18及びp型GaNコンタクト層19の形成
時、及び形成後の降温過程には、Mg−水素の複合体の
形成を阻止してMgの活性化を図る観点から、キャリア
ガスとして窒素が用いられている。また、p型ドーパン
トを含む有機原料のキャリアガスとしては、有機原料の
分解効率を向上させる観点から水素が用いられる。
法及び作用について説明する。
により作成される。具体的には例えば、有機金属原料と
して、トリメチルガリウム(TMG)、トリメチルアル
ミニウム(TMA)、トリメチルインジウム(TM
I)、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム(Cp2
Mg)が使用される。ガス原料としては、アンモニア
(NH3 )、シラン(SiH4 )が使用される。キャリ
アガスとしては水素及び窒素が使用される。
び酸洗浄された後、MOCVD装置の反応室内にて、高
周波加熱されるサセプタ上に設置される。次いで、サフ
ァイア基板11は、常圧にて、水素が25L/分の流量
で導入される雰囲気中で、温度1200℃で約10分
間、気相エッチングされ、表面の自然酸化膜が除去され
る。
℃程度の低温にてバッファ層が形成された後、基板温度
1100℃、キャリアガスとして水素が20.5L/分
で流され、アンモニアが9.5L/分、TMGが100
cc/分の流量で60分間供給されることにより、バッ
ファ層上にアンドープGaN下地層12が形成される。
流されることにより、n型GaNコンタクト層13が形
成され、続いて、TMAが60cc/分で流されること
により、n型AlGaN電流注入層14が形成される。
ここで、SiH4 及びTMAが供給停止とされ、GaN
光ガイド層15が、前述したアンドープGaN下地層1
2と同様の成長条件で形成される。
され、キャリアガスが窒素20.5L/分に切替えら
れ、アンモニアが9.5L/分、TMGが9cc/分、
TMIが465cc/分の流量で約30分間導入される
ことにより、InGaN活性層16が形成される。
が再び1100℃に昇温され、1100℃に達したと
き、キャリアガスが再び水素20.5/分に切替えら
れ、GaN光ガイド層17が、GaN光ガイド層15と
同様の成長条件で形成される。
ャリアガスとして用いることもできる。この場合、活性
層であるInGaN層16を高温の水素にさらすことに
よる蒸発を抑制する効果も合わせて期待できる。
リアガスを以下のように変化させ、本発明に係わる具体
例と、従来に係わる比較例1〜2との3種類の窒化物系
青色半導体レーザを作成し、特性を比較した。
成した。即ち、p型伝導層の成長過程、及びその後の降
温過程におけるキャリアガスとして窒素を用いる方法で
次のように作成した。
ガスが窒素20.5L/分に切替えられ、アンモニアが
9.5L/分、TMGが100cc/分、TMAが60
cc/分、及びp型ドーパント原料のCp2 Mgが25
cc/分供給され、GaN光ガイド層17上に、0.2
5μm厚のp型AlGaN電流注入層18が形成され
る。また、Cp2 Mgが50cc/分に増加され、0.
7μm厚のp型GaNコンタクト層19が形成される。
量の水素ガスを用いてもよい。これはInGaN系活性
層の変質防止のため、活性層成長後は低温成長を実施す
ることが望ましいが、この際に原料の分解効率を高め、
成長速度を増加させる効果と、成長層表面の平坦性を向
上させる効果、さらには有機Mg原料の分解効率を高
め、成長層へのMgの取り込まれを増加させる効果があ
るためである。なお、反応管中に導入する水素濃度は適
宜選択可能であるが、7容量%以下、好ましくは2容量
%以下が望ましい。
キャリアガスとして用いる窒素に対するアンモニアガス
(NH3 )の比は0.5付近が良く、0.1〜10の範
囲内であることが望ましい。この比が低い場合、島状成
長が生じ、良好なモフォロジが得られず、高い場合には
結晶性が悪い等の問題が生じる。
金属原料の供給が停止され、窒素キャリアガス20.5
/分、及びアンモニア9.5L/分のみが引き続き供給
され、基板温度が自然降温された。但し、アンモニアの
供給は基板温度が350℃に達した際に停止される。
ち、前述した本発明の具体例の成長条件中、p型伝導層
の成長過程、及びその後の降温過程において、主キャリ
アガスとして水素を用いたものである。
長条件中、p型伝導層の成長過程にて主キャリアガスに
水素を用いたものである。なお、成長後の降温過程で
は、本発明の具体例と同様に主キャリアガスに窒素を用
いている。
の3種類の試料について、C−V測定を行ない、p型伝
導層のアクセプタ濃度を測定した。
p型伝導層を得た。この具体例の試料におけるp型Al
GaN電流注入層18はアクセプタ濃度が6×1018c
m-3であり、p型GaNコンタクト層19はアクセプタ
濃度が9×1018cm-3である。即ち、具体例の試料で
は、両p型伝導層18,19共にMgがアクセプタとし
て活性化していた。
処理無しでは高抵抗であり、p型化しなかった。次に、
これら比較例1及び比較例2の試料を窒素雰囲気中で7
50℃、30分間、熱処理した後、同様にC−V測定を
行なったところ、p型AlGaN電流注入層18はアク
セプタ濃度が4×1018cm-3となり、p型GaNコン
タクト層19はアクセプタ濃度が4×1018cm-3とな
って、Mgがアクセプタとして活性化していた。
に対し、前述同様に、n型電極20及びp型電極22を
形成して図1に示す構造の電極付試料を作成した。
接触が得られた。
は、いずれもオーミック接触が不良であった。
電極付試料から半導体レーザを作成し、その特性を評価
した。
ー)が350μmの大きさにへき開されて共振器ミラー
が形成され、3種類の半導体レーザが作成された。
しきい値電流密度5kA/cm2 において、波長420
nmの室温連続発振が得られた。
ザは、動作電圧が35Vまで増加し、レーザ発振せず、
p側電極付近の劣化によって素子が破壊された。
ら3種類の試料間の熱処理前後において、SIMS分析
により、成長層の深さ方向に沿ってマグネシウム(M
g),水素(H),炭素(C),酸素(O)の各濃度分
布を調べた。
に、Mg濃度が深さ方向に沿って約5×1019cm-3で
一定であった。また、具体例の試料は、水素濃度が検出
下限(2×1018cm-3)以下であり、成長層最表面で
も水素が検出されない。また、具体例の試料は、炭素濃
度が成長層内で2×1017cm-3程度で一定であった。
また、具体例の試料は、酸素濃度が検出下限(1×10
17cm-3)以下であった。
(b)に示すように、Mg濃度に関しては、熱処理の前
後にかかわらず、具体例の試料と同様に約5×1019c
m-3であった。
に、水素濃度が約4×1019cm-3であった。また、比
較例1及び比較例2は、熱処理後に、水素濃度が、多層
成長膜内部では検出下限(2×1018cm-3)以下であ
ったが、成長層最表面では約3×1019cm-3となっ
た。また、比較例1及び比較例2では、さらに熱処理を
30分加えても、成長層最表面では3×1019cm-3程
度の水素が検出された。
前に、炭素濃度が成長層内で約3×1017cm-3で一定
であった。また、比較例1及び比較例2は、熱処理後
に、炭素濃度が成長層表面で8×1019cm-3程度に増
加していた。また、比較例1及び比較例2では、熱処理
前の酸素濃度は検出下限(1×1017cm-3)以下であ
ったが、熱処理後は表面付近で約7×1018cm-3検出
された。なお、この熱処理後の酸素濃度の約7×1018
cm-3は、最低の測定結果を抽出したものであり、通
常、これより約1桁以上は高い値を示す。
例の試料及び比較例1の試料について、SIMS分析に
より、p型コンタクト層の表面付近の不純物濃度の面内
分布を調べた。具体例及び比較例1の試料における、炭
素(C),酸素(O),水素(H),珪素(Si)に関
して調べた。これらの結果を図3〜図10に示す。な
お、これらの図は、不純物濃度の面内分布に対応し、面
内での各不純物のクラスターのカウント数が、図中右側
におけるカウント数と濃淡との対応テーブルに基づき、
マッピングにより示される。
6に示すように、表面から100nmだけ深い位置での
炭素濃度,酸素濃度,水素濃度及び珪素濃度の面内分布
が略均一であり、いずれの不純物に関しても局所的に高
い部分が存在しない。即ち、具体例の試料は、各不純物
の濃度の最大値が面内における同一不純物の濃度の平均
値の5倍以下であった。
面の表示法を述べた後に説明する。図7,図8,図9及
び図10は、前述した図3等と同じであり、各不純物の
クラスターのカウント数を濃淡で分けて示している。
図9及び図10に示すように、炭素濃度,酸素濃度,水
素濃度及び珪素濃度の面内分布に関し、面内に局所的に
高い部分が存在する。
は、高濃度の部分が平均的な濃度の部分に比べ、1桁程
度も高い。特に、炭素濃度は、高濃度の部分の値が3×
1019cm-3であり、平均的な濃度の部分の値が2×1
017cm-3であった。即ち、比較例1は、炭素濃度に関
し、高濃度の部分が平均的な濃度の部分に比べ、2桁程
度も高い。
示すように、炭素濃度及び酸素濃度(図示せず)の局所
的に高い部分が最表面から1μmの深さでも存在する。
一方、具体例の試料は、このような炭素濃度及び酸素濃
度の局所的に高い部分は存在しない。なお、具体例の試
料では、アニール処理を施すことにより、上述のような
炭素濃度及び酸素濃度の局所的に高い部分が生じる。
所的に高い部分が存在することにより、不均一注入(電
流)非発光領域の生成、導波への影響、その他、抵抗、
エレクトロマイグレーション、歪み、熱特性等への悪影
響が生じ、素子の信頼性を低下させる。なお、本発明に
係わる具体例では、このような問題はない。
珪素濃度に関しても、比較例1では局所的に高い部分が
存在する一方、具体例では局所的に高い部分が存在しな
い。
本発明において主キャリアガスを窒素ガスとしたことに
よる特性の違いを本発明に係わる具体例と従来に係わる
比較例1とを用いて調べた。その結果を図11〜図14
に示す。なお、各図中の“nitorogen carrier gas ”は
具体例を示し、“hidrogen carrier gas”は比較例1を
示す。
厚)のウェハ面内分布を示す図であり、膜厚の面内分布
に対応する。図中、縦軸は膜厚に対応する成長速度を示
す。なお、成長速度は、膜厚を成長時間で除して得た値
である。膜厚は、周知の走査型電子顕微鏡(SEM)に
より測定された。横軸は、ウェハ内におけるガスの上流
側の所定位置を“front ”として示し、下流側の所定位
置を“back”として示している。ウェハの中心の位置は
“center”として示している。図示するように、具体例
の膜厚分布は、ウェハ面内で略均一である。一方、比較
例の膜厚分布は、“front ”と“back”との間でV字型
に不均一となっている。
厚)の成長温度依存性を示す図であり、膜厚の成長温度
依存性に対応する。縦軸は、GaN層の中央部における
成長速度(膜厚/成長時間)を示す。膜厚測定は、周知
のSEMが用いられた。横軸は成長温度を示す。図示す
るように、具体例は1000℃〜1100℃の成長温度
にてGaN層の膜厚が略一定である。一方、比較例1
は、1050℃〜1120℃に成長温度が上がるにつれ
て膜厚が低下している。
クセプタ濃度(p型キャリア密度)の成長温度依存性を
示す図である。アクセプタ濃度は、周知のC−V法によ
り測定された。図示するように、具体例は1000℃〜
1100℃の成長温度にてアクセプタ濃度が略一定であ
る。一方、比較例1は、1050℃〜1150℃に成長
温度が上がるにつれてアクセプタ濃度が増加している。
れるGaAlN層におけるAl組成のウェハ面内分布を
示す図である。縦軸はAl組成を示し、横軸は図11と
同じである。Al組成は、周知のX線回折により測定さ
れた。図示するように、具体例のAl組成のばらつき
は、比較例1のAl組成のばらつきよりも小さい。
膜層を水素キャリアガス中で成長させ、成長後の熱処理
によりp型化させる比較例1及び比較例2では、多層構
造最表面、即ち発光素子の場合にはp型コンタクト層の
最表面に熱処理によると推測される水素、炭素及び酸素
の濃度の増加が見られ、この水素の存在により最表面に
存在するMgが不活性化している、また同時に最表面に
存在する炭素及び酸素により高抵抗化されており、p側
電極とのオーミック接触が得られないと考えられる。
成長過程のキャリアガスが実質的に窒素ガスであること
から、Mgに水素が結合しにくいのでMgが熱処理無し
に活性化できるので、成長後の熱処理を不要として熱処
理に起因する成長層最表面への水素、炭素及び酸素等の
偏在を無くし、水素によるMgの不活性化と、炭素及び
酸素による表面の高抵抗化とを阻止することができる。
理を不要として低廉化及び生産性の向上を図りつつ、p
型伝導層の品質を向上させ、発光ダイオードに比べ高電
流注入が必要な半導体レーザでも素子の動作電圧を大幅
に低減でき、レーザ発振を容易化させ、素子寿命を大幅
に延長させ、信頼性を向上させることができる。
較例1とは異なり、局所的に炭素濃度や酸素濃度などの
高い領域が存在しないため、不均一な電流注入、非発光
領域の生成、導波への影響、その他、抵抗、エレクトロ
マイグレーション、歪み、熱特性への悪影響などを排除
でき、信頼性をより向上させることができる。
ガスとして窒素ガスを用い、その他のキャリアガスとし
て水素ガスを少量含有しているので、半導体層中のMg
については窒素ガスにより活性化を促進し、原料ガス中
のMgについては水素ガスにより原料ガスの分解を促進
してMgを半導体層中に混入させ易くするので、より一
層、Mgの活性化率の向上を図ることができる。
量としては、水素ガスの流量の5倍乃至2000倍の範
囲内にあるので、窒素が5倍よりも少なくてMgの活性
化の妨げられる成長雰囲気と、窒素が2000倍よりも
多くてMgの原料ガスの分解の妨げられる成長雰囲気と
を除外できるため、前述した作用効果を容易かつ確実に
奏することができ、製造工程の安定性を向上させること
ができる。
ly Gaz B1-x-y-z Nm Pn As1-m-n (0<x、0
≦y、0≦z、0<x+y+z≦1、0<m、0≦n、
0<m+n≦1を含む)層の成長温度としては、500
℃乃至1230℃の範囲内にあるので、500℃よりも
低温であって成長中にp型伝導の得られない温度領域
と、1230℃よりも高温であって良好な結晶の得られ
ない温度領域とを除外できるため、前述した作用効果を
容易かつ確実に奏することができ、製造工程の安定性を
向上させることができる。
しては図11〜図14にも示した通りである。
布が大幅に改善されるので、歩留まりや信頼性を向上さ
せることができる。また、本実施形態は、従来に比べ、
膜厚の成長温度依存性が少ないので、成長毎(run to r
un)における膜厚のばらつきを大幅に減少でき、前述し
た歩留まり及び信頼性に加え、再現性をも向上できる。
導層におけるアクセプタ濃度の成長温度依存性を大幅に
改善できるので、ウェハ面内や成長毎(run to run)の
アクセプタ濃度のばらつきを低減でき、再現性、歩留ま
り及び信頼性を向上できる。
入層に用いるGaAlN層のAl組成分布を大幅に改善
できるので、再現性、歩留まり及び信頼性を向上でき
る。
成長温度を40〜60℃程度も低下させることができ
る。即ち、従来、低温成長のInGaN系活性層は、特
に高いIn組成をもつ場合、上部に高温成長のp型電流
注入(クラッド)層並びにp型コンタクト層が形成され
ると、その高温により変質して結晶品質が低下してしま
う問題がある。一方、本実施形態では、成長温度を低下
できるので、このような問題を解決でき、活性層の品質
を保持することができる。
実施形態に係わる半導体レーザについて説明する。
面図である。この半導体レーザは、サファイア基板31
上に、バッファ層32、n型GaN層33、n型AlG
aN電流注入層34、GaN層35、多重量子井戸構造
(MQW)の活性層領域36、GaN層37、p型Al
GaN電流注入層38が形成されている。
至p型AlGaN電流注入層38は、高抵抗のGaN層
39を用いる埋込みメサ構造をしたダブルヘテロ構造を
形成している。
び高抵抗のGaN層39の上には、p型GaN層40及
びp型GaNコンタクト層41が形成されている。
電極43が形成されている。エッチング等により一部が
露出されたn型GaN層33上には、n側電極42が形
成されている。
法及び作用について説明する。
び酸によって洗浄された後、MOCVD装置の加熱可能
なサセプタ上に載置される。次に、水素が20L/分の
流量で流されながら、温度1200℃で約10分間、サ
ファイア基板表面は気相エッチングされる。次に、温度
が550℃まで降温され、サファイア基板31上にバッ
ファ層32が形成される。次に温度が1100℃まで昇
温され、水素が15L/分、窒素が5L/分、TMGが
100cc/分、アンモニアが10L/分、シランが5
cc/分の流量でそれぞれ約1時間流されて、n型Ga
N層33が約2μmの厚さに形成される。
で、TMA50cc/分の流量を約15分間加えること
によってn型AlGaN電流注入層34が約500nm
の厚さに形成された後、再度TMAの供給が停止され、
約10分間の供給でGaN層35が約200nmの厚さ
に形成される。
が780℃まで降温される。この温度で、TMGが10
cc/分、アンモニアが10L/分、水素が30cc/
分、窒素が約19.7L/分流され、この中にTMIが
流量140cc/分と15cc/分との組合せで約1.
5分ずつ20回繰り返し切り替えられて供給され、最後
に15cc/分で3分間供給されることにより、多重量
子井戸構造(MQW)の活性層領域36が形成される。
96L/分、アンモニアが10L/分の流量で流されな
がら、1100℃まで4分間かけて昇温される。昇温時
の雰囲気が水素であると活性層領域がエッチングされる
ので、この過程での雰囲気は窒素であることが望まし
い。
が500cc/分、窒素が14.5L/分、TMGが1
00cc/分、アンモニアが10L/分、Cp2 Mgが
50cc/分の流量で約10分間供給されて、GaN層
37が約200nmの厚さで形成される。
5分間加えられることによってp型AlGaN電流注入
層38が約500nmの厚さに形成される。ただし、上
記p型層を形成する際の有機金属原料のキャリアガスは
水素とした。この状態で室温まで降温し、MOCVD装
置から取り出し、周知の熱CVD装置内で表面に幅20
μmのSiO2 膜が形成される。次に、ウエハーをRI
E装置内に置き、開口部がBCl3 ガスによってメサ構
造にエッチング除去される。このようにして作製された
ウエハーは再びMOCVD装置内のサセプター上に載置
され、窒素30L/分の中で1100℃まで昇温され
る。
c/分、窒素が14.5L/分、TMGが100cc/
分、アンモニアが10L/分、DMZ(ジメチルジン
ク)が50cc/分の流量で約1時間供給され、i型G
aN層39によりn型AlGaN電流注入層34からp
型AlGaN電流注入層38までが埋込構造とされる。
このようなi型GaN層の形成を、本実施形態ではメサ
エッチング後の成長で形成したが、エッチング除去せず
に水素や酸素などをイオン注入することによって作製す
ることも可能である。例えば、水素では200keV、
1×1014cm-2の注入で実現することができる。
ま、水素が30L/分で約1分間流され、p型AlGa
N電流注入層38上に残っているSiO2 がエッチング
除去される。
ま、主キャリアガスが水素から窒素へ切り替えられ、水
素が500cc/分、窒素が14.5L/分、TMGが
100cc/分、アンモニアが10L/分、Cp2 Mg
が50cc/分の流量で約27分間供給されて、p型G
aN層40が約900nmの厚さに形成される。さら
に、Cp2 Mgが150cc/分に流量が増加され、3
分間供給されることによって、p型GaN層41が厚さ
100nmで形成される。この層は熱処理などの後工程
を必要とせずにp型結晶を実現できた。さらに、これら
の層40及び41を成長する際には、3×1016cm-3
程度のZnを加えておくことにより、キャリアの不活性
化機構が低減され、キャリア濃度は約2倍に増加した。
され、基板温度が室温まで降温される。ただし、110
0℃から350℃までは水素500cc/分、窒素1
4.5L/分、アンモニア10L/分が引き続き供給さ
れ続け、350℃でアンモニアの供給が停止される。
MOCVD装置から取り出し、周知の真空蒸着法やスパ
ッタ法などを用いて、n型GaN層33に対しては、P
t (厚さ50nm) 、Ni(厚さ50nm) 、Au(厚
さ2μm)をこの順で形成し、良好なオーミック接触を
もつn側電極42とした。一方、p型GaN層41側
に、順にPd(厚さ20nm)、Ti(厚さ30n
m)、Pt(厚さ20nm)、Au(厚さ2μm)を形
成し、窒素中500℃、1分間の熱処理を施すことによ
り、7×10-3Ωcm2 程度のオーミックなp側電極4
3とした。ここでは、電極に上述したものを用いたが、
これらに示した金属と、Al、Sc、Mg、Si、Cr
などとの積層構造或いは合金層などを使用可能である。
イバなどにより、へき開され、共振器ミラーが形成され
た。このようにして作製された半導体レーザは波長42
0nmで連続発振した。また、この素子の動作電圧は
4.7Vでしきい電流密度は3kA/cm2 であった。
第1の実施形態の効果に加え、内部電流狭窄構造の青色
半導体レーザを実現させることができる。
2つのp型GaN層40,41を形成する際の主キャリ
アガスの切替えタイミングを変えるものがある。即ち、
上述した成長条件において、下層のp型GaN層40の
形成時には、主キャリアガスは水素のままとし、最上層
のp型GaN層41の形成前に、主キャリアガスを窒素
に切り替え、しかる後、このp型GaN層41を形成し
ても、本発明と同様に高いMg活性化率が得られる。
にMgが活性化されなくても、最上層のp型GaN層4
1の形成時に、成長温度が1100℃と高温であるた
め、ある種の熱処理効果が下層のp型GaN層40に作
用するものと推測される。なお、上層のp型GaN層4
1は、元々窒素雰囲気中で形成されるので、Mgの活性
化率が高いのは言うまでもない。
実施形態に係わる発光ダイオードについて説明する。
断面図である。この発光ダイオードは、n型の2H型S
iC基板51を有しており、基板51上にGaNとSi
Cとが1:9で混在した混在層52が形成され、混在層
52上にn型GaN層53、n型InGaN発光層5
4、p型GaN層55がこの順で積層されている。使用
されるドーパントは、n型GaN層53がSi、p型G
aN層55がMgである。n型InGaN層54とp型
GaN層55成長中のみ主キャリアガスとして窒素が使
用され、原料ガスとしてアンモニアと有機Ga原料とが
使用され、p型ドーバントとして有機Mg原料が使用さ
れる。また、有機Mg原料のキャリアガスには水素が使
用される。
層55以外の層の成長時には主キャリアガスとして水素
が使用される。p型及びn型GaN層55,53のキャ
リア濃度はいずれも2×1018cm-3である。
形成され、p型GaN層55にはp側電極57が形成さ
れる。
電極を形成して、発光ダイオードを作製したところ、前
述同様に、p側電極のコンタクト抵抗を低減できたこと
により、素子寿命が従来の約5倍に改善され、信頼性が
大幅に向上された。
実施形態に係わる半導体レーザについて図1を用いて説
明する。
の実施形態)に加え、減圧成長法、光励起法、クラッキ
ング法のいずれかを用いてプラズマ状態の窒素を供給す
ることにより、p型AlGaN電流注入層18及びp型
GaNコンタクト層19を形成するものである。
ガイド層17が形成された後、主キャリアガスが水素か
ら窒素に切り替えられると共に、TMG、TMA及びこ
れら原料ガスのキャリアガスとしての水素ガスの供給が
停止される。
性窒素原子の供給が可能な状態に達するまで基板温度を
降温する、NH3 を供給しつづけるなどの方法で、基板
上に既に形成した成長層からのGa、In、N等の解離
を抑制する。
導入され、排気速度等の調節により反応室内が所定の圧
力とされる。
より、p型AlGaN電流注入層18及びp型GaNコ
ンタクト層19が順次形成される。
度が自然降温される。
様であり、青色半導体レーザが形成される。
う低しきい値電流で室温連続発振することができた。
窒素プラズマ等の活性窒素原子を用いて、p型AlGa
N電流注入層18及びp型GaNコンタクト層19を形
成することにより、窒素空孔密度を低減でき、MgがG
aのサイトに入り易くなることにより、第1の実施形態
と同等以上の効果を得ることができた。
モニアの使用量を低減でき、これにより、膜中のMgの
活性化率がより向上し、さらに生産コストを大幅に低減
できる。
ことにより、Ga(Al)Nのうち、Nのサイトの空孔
が多く発生し、このNのサイトにMgが入って不活性化
し易かったことも考えられる。しかしながら、本実施形
態によれば、窒素プラズマを用いているので、Ga(A
l)NにおけるNのサイトの空孔が減少し、MgがGa
のサイトに入って活性化したので、青色半導体レーザの
室温連続発振を実現することができた。
わるp型GaN層40,41、第3の実施形態に係わる
p型GaN層55についても同様に適用可能である。即
ち、これらp型GaN層40,41,55をプラズマを
用いて形成しても、本実施形態と同様にMgの活性化率
を向上させることができる。また、プラズマとしては、
直流プラズマ、高周波プラズマ、マイクロ波プラズマの
いずれを用いてもよい。
いp型GaN系半導体層を電極とのコンタクト層に用い
た場合の各実施形態であった。次に、第5〜第9の実施
形態として、Inを含むGaN系半導体(Inx Aly
Gaz B1-x-y-z Nm Pn As1-m-n (0<x、0≦
y、0≦z、0<x+y+z≦1、0<m、0≦n、0
<m+n≦1を含む))層を電極とのコンタクト層に用
いた場合の各実施形態について説明する。なお、始めに
原理的な実施形態を説明し、続いて具体的な実施形態に
ついて述べる。また、基板温度やキャリアガスの流量な
どは、前述した第1〜第2の実施形態と同様のため、以
下の各実施形態ではその詳しい説明は省略する。
窒化物系半導体素子の原理的な層構成を示す断面図であ
る。この窒化物系半導体素子は、サファイア基板61上
に、n型GaN(Inx Aly Ga1-x-y Nにてx=y
=0)層62、p型GaN層63、p型InGaN(I
nx Aly Ga1-x-y Nにて、0<x<1、0=y)層
64が順次形成されている。なお、この構造によれば、
p型GaN層63とn型GaN層62とでpn接合が形
成される。
す本発明構造について、図18(a)に示すように、S
IMS分析により、成長層の深さ方向に沿ってMg及び
水素(H)の各濃度分布を調べた。また、比較のため
に、本発明構造からp型InGaN層64を省略した従
来構造についても図18(b)に示すように、深さ方向
に沿って不純物濃度分布を調べた。
aN層63及びp型InGaN層64の両層のMg濃度
が5×1019cm-3のとき、従来(製法)構造によるp
型GaN層の水素濃度が8×1019cm-3であるのに対
し、本発明構造の、p型InGaN層64及びp型Ga
N層63の両層の水素濃度は6×1019cm-3である。
この値は、従来のp型GaN層の成長後、窒素中で75
0℃で30分間の熱処理を加えた後の水素濃度とほぼ同
一値である。
64は、表面付近の酸素濃度が5×1018cm-3以下で
あり、表面付近の炭素濃度が5×1019cm-3以下であ
って、夫々最表面から100nm以上深い位置から基板
側に向けて3〜10×1017cm-3の範囲内で略均一と
なっていた。即ち、表面付近に加え、素子内も充分に低
抵抗となっていた。一方、従来のp型GaN層は、表面
付近の酸素濃度、表面付近の炭素濃度共に、夫々1桁以
上高い値であった。
析の試料に対し、C−V測定にて実質的なアクセプタ濃
度を測定した結果を示す図である。本発明構造のp型I
nGaN層64は窒素リッチの雰囲気で成長するため、
as grownでも低抵抗のp型層となる。このとき
のp型GaN層63は、図示するように、as gro
wnで低抵抗のp型層となり、その値(5.4×1018
cm-3)は、従来構造のp型GaN層(as grow
nでは高抵抗)の成長後、窒素雰囲気中で熱処理後に得
られる値とほぼ等しい。即ち、Inを含む半導体層であ
るp型InGaN層64を上層に備えたので、下層のp
型GaN層63中への水素の取り込まれが抑制され、M
gの活性化が促進されると考えられる。
造は、図20に示すように、p型InGaN層64に代
えて、n型InGaN(Inx Aly Ga1-x-y Nにて
0<x<1、0=y)層65を最上層に備えてもよい。
p型InGaN層64の間に、p型InGaN層64よ
りもInの成分比の低いp型InGaN層を介在させて
設け、容易に格子整合をとるようにしてもよい。
型InGaN層66を挟んでp型GaN層63とn型G
aN層62とでpin接合を形成してもよい。本発明
は、pn接合又はpin接合のいずれを適用してもよ
い。
ジの改善のため、n型GaN層62とサファイア基板6
1との間に、GaNバッファ層71やアンドープ又はn
- 型GaN層72を形成してもよい。さらに、アンドー
プi型InGaN層66の下層にn型AlGaN層73
を形成し、アンドープi型InGaN層66の上層にp
型AlGaN層74を形成し、これら両AlGaNクラ
ッド層73,74とアンドープi型InGaN層66と
でpin接合を形成してもよい。
の実施形態に係わる窒化物系半導体素子の原理的な構成
を示す断面図である。この窒化物系半導体素子は、電流
狭窄構造を有するものであり、サファイア基板81上
に、アンドープGaN下地層82、n型GaNコンタク
ト層83、アンドープInGaN活性層84及びp型G
aN電流注入層85が順次形成されている。
複数のn型GaN電流狭窄層86が選択的に形成されて
いる。また、p型GaN電流注入層85上及びn型Ga
N電流狭窄層86上には、p型InGaNコンタクト層
87が形成されている。
窒化物系半導体素子の製造方法及び作用について説明す
る。
に示すように、1回目のMOCVD成長により、サファ
イア基板81上に、アンドープGaN層82、n型Ga
N層83、アンドープGaN活性層84、p型GaN電
流注入層85、n型GaN電流狭窄層86が同一チャン
バー内で連続的に形成されている。その後、図24
(b)に示すように、n型GaN電流狭窄層86が部分
的にエッチング除去される。しかる後、図24(c)に
示すように、2回目のMOCVD成長(再成長)によ
り、p型InGaNコンタクト層87が形成される。
が用いられる。
成されたp型InGaNコンタクト層87は、前述同様
に低酸素濃度及び低炭素濃度を有し、熱処理をせずとも
低抵抗のp型層となる。
注入層85のうち、上層のn型GaN電流ブロック層8
6が除去された部分、即ち再成長時に表面がチャンバー
内で露出していた部分は、C−V測定の結果、アクセプ
タ濃度が3×1018cm-3のp型低抵抗層であった(S
IMS分析の結果、Mg濃度は2×1019cm-3であっ
た)。
n型GaN電流ブロック層86で覆われた部分は再成長
中にp型低抵抗とはならなかった。
長により、p型InGaNコンタクト層87を形成する
ので、熱処理を不要としつつ低抵抗のp型層を得られる
と共に、電流狭窄をより促進させることができる。
図25に示すように、サファイア基板81と、アンドー
プGaN下地層82との間に、GaNバッファ層82a
を設けてもよい。また、図25に示すように、アンドー
プInGaN活性層84とn型GaNコンタクト層83
との間に、n型AlGaN電流注入層91を設けると共
に、p型GaN電流注入層85に代えて、p型AlGa
N電流注入層95を備えてもよい。また、p型GaN電
流注入層85又はp型AlGaN電流注入層95のいず
れでも、n型GaN電流狭窄層86又はn型InGaN
電流狭窄層のうちの所望の層が使用可能である。
の実施形態に係わる半導体レーザの構成を示す断面図で
あり、図24(a)〜(c)及び図25と同一部分には
同一符号を付して説明する。この半導体レーザは、サフ
ァイア基板81上に、GaNバッファ層82a、アンド
ープGaN下地層82、n型GaNコンタクト層83、
n型AlGaN電流注入層91、アンドープGaNガイ
ド層92、MQW構造のアンドープAlGaN活性層9
3、p型GaNガイド層94、p型AlGaN電流注入
層95、p型GaN電流注入層85が順次形成されてい
る。
aN電流狭窄層86が選択的に形成されている。また、
p型GaN電流注入層85上並びにn型GaN電流狭窄
層86上には、p型InGaNコンタクト層87が形成
されている。
側電極97が形成されている。エッチング等により一部
が露出されたn型GaNコンタクト層83上にはn側電
極96が形成されている。
法及び作用について説明する。
板81の上に、MOCVD法により、50nm厚のアン
ドープGaN(Inx Aly Ga1-x-y Nでx=y=
0)バッファ層82a、2μm厚のアンドープGaN下
地層82、4μm厚のn型GaNコンタクト層83、
0.3μm厚のn型Alq Ga1-q N(0≦q≦1)電
流注入層91、0.1μm厚のアンドープGaNガイド
層92、Inx Gay Al1-x-y Nからなる総計膜厚
0.1μmの多重量子井戸構造からなるアンドープIn
GaN活性層93、0.1μm厚のp型GaNガイド層
94、0.3μm厚のp型Alq Ga1-q N(0≦q≦
1)電流注入層95、0.5μm厚のp型GaN電流注
入層85、1μm厚のn型GaN(Alq Ga1-q Nで
q=0)電流狭窄層86が連続成長により形成される。
iH4 )の導入により、適宜制御される。同様に、p型
の不純物密度はビスシクロペンタジエニルマグネシウム
(Cp2 Mg)の導入により、適宜制御される。
aN電流狭窄層86上を部分的にパターニングし、エッ
チング等によりp型GaN電流注入層85を最表面に露
出させるように部分的にn型GaN電流狭窄層86が除
去される。
n型GaN電流狭窄層86上には、図27(c)に示す
ように、MOCVD法により、1.5μm厚のp型In
GaN(Inx Aly Ga1-x-y Nにて、0<x≦0.
3、y=0)コンタクト層87が形成される。このと
き、成長温度は750℃〜1100℃とし、原料ガスの
キャリアガスには水素を用い、主キャリアガスとしては
窒素ガスを用いている。
ら取り出され、部分的にSiO2 等によってマスキング
され、図28(a)に示すように、n型GaNコンタク
ト層83まで達する深さにエッチングされる。
導体層82a〜95を堆積した側と反対側の面の研磨等
により、100μm程度の厚さに形成される。
ンタクト層83上に例えばTi−Au等の金属によるn
側電極96が形成される。しかる後、マスクのSiO2
等が除去され、図28(c)に示すように、p型InG
aNコンタクト層87上に例えばPt、Ti/Au、N
i等からなるp側電極97が形成される。
層87は、表面酸素濃度が5×1018cm-3以下であ
り、表面炭素濃度が5×1019cm-3以下であり、低抵
抗で良好なオーミックコンタクトを有していた。
へき開、或いはドライエッチング等により、適当な大き
さに切り分けて、多数のチップを得る。そうしてこれら
のチップを所定のステム(ワイヤーフレーム)にマウン
トし、ワイヤボンディング後モールディングすれば、本
発明のGaN系レーザが完成される。
にて低しきい値で発振する良好な特性を得ることができ
た。
と比べ、プロセスを簡略化することができる。即ち、本
実施形態によれば、従来の連続エピタキシャル成長に加
え、p型InGaN系半導体層を成長させるという単純
な工程を付加するだけで、p型クラッド層及びp型コン
タクト層の水素の取り込みに関したアクセプタの不活性
化を抑制させることができる。
め、製造工程が減少される。また成長後の熱処理という
工程による表面の汚染や不純物の結晶中での拡散等によ
る素子特性の低下を招く要因を除去することができる。
きるので、低抵抗で良好なオーミックコンタクトを形成
でき、動作電圧を低下させ、もって、発光波長400n
mにて低しきい値(低動作電圧)で発振する良好な特性
の半導体レーザを得ることができた。
等)、p型InGaNコンタクト層87の膜厚(50n
m〜1500nm)やInの成分比x(0<x≦0.
3)、キャリアガスの種類(水素ガスやアンモニアを含
む原料ガス、窒素ガスからなるキャリアガス)及び流量
(窒素ガス:水素ガス=5〜2000:1)などが適切
な範囲内にあるので、以上の効果を容易且つ確実に実現
させることができ、素子特性や製造工程の安定性を向上
させることができる。
態は、図29に示すように、1回目の成長におけるp型
GaN電流注入層85が省略された構造でも良い。この
場合、2回目の成長により形成される層は、図30に示
すように、p型GaN層85aとp型InGaNコンタ
クト層87との2層構造であっても良い。
実施形態に係わる半導体レーザについて説明する。
を示す断面図であり、図23と同一部分には同一符号を
付して説明する。この半導体レーザは、屈折率導波型構
造を有するものであり、サファイア基板81上に、アン
ドープGaN下地層82、n型GaNコンタクト層8
3、アンドープInGaN活性層84及びp型GaN電
流注入層85が順次形成されている。
ングによりリッジが形成されている。また、p型GaN
電流注入層85は、リッジ以外の部分上に複数のn型I
nGaN電流光閉込め層98が選択的に形成されてい
る。また、p型GaN電流注入層85のリッジ上及びn
型InGaN光閉込め層98上には、p型InGaNコ
ンタクト層87が形成されている。
する半導体レーザの製造方法及び作用について説明す
る。
ように、1回目の成長により、サファイア基板81上
に、アンドープGaN層82、n型GaN層83、アン
ドープGaN活性層84、p型GaN層85が同一チャ
ンバー内で連続的に形成される。その後、図32(b)
に示すように、p型GaN層85が部分的にエッチング
除去されてリッジが形成される。また、図32(c)に
示すように、このリッジ上にはSiO2 等のマスク99
が形成される。次に、n型InGaN層98が再成長
(2回目の成長)により、SiO2 等のマスク99以外
のp型GaN層85上に選択成長される。その後、マス
ク99が除去され、3回目の成長により、図32(d)
に示すように、p型InGaN層87がp型GaN層8
5のリッジ上及びn型InGaN層98上に形成され
る。
電流狭窄構造と同様にp型InGaNコンタクト層87
が低酸素濃度及び低炭素濃度を有して低抵抗で良好なオ
ーミックコンタクトを得られるため、発光波長400n
mにて低しきい値で発振する良好な特性を得ることがで
きる。
図33に示すように、サファイア基板81と、アンドー
プGaN下地層82との間に、GaNバッファ層82a
を設けてもよい。また、図33に示すように、アンドー
プInGaN活性層84とn型GaNコンタクト層83
との間に、n型AlGaN電流注入層91を設けると共
に、p型GaN電流注入層85に代えて、p型AlGa
N電流注入層95を備えてもよい。
えた場合、n型InGaN光閉込め層98に代えて、n
型GaNを光閉込め層として使用してもよい。即ち、n
型Inx Ga1-x N(0≦x≦1)光閉込め層98にお
いて、Inの成分比xを0としてもよい。なお、n型G
aNを使用せず、p型AlGaN電流注入層95にn型
InGaN光閉込め層98を用いても良いことはいうま
でもない。
の実施形態に係わる半導体レーザの構造を示す断面図で
あり、図32(a)〜(d)及び図33と同一部分には
同一符号を付して説明する。この半導体レーザは、サフ
ァイア基板81上に、GaNバッファ層82a、アンド
ープGaN下地層82、n型GaNコンタクト層83、
n型AlGaN電流注入層91、アンドープGaNガイ
ド層92、MQW構造のアンドープInGaN活性層9
3、p型GaNガイド層94及びp型AlGaN電流注
入層95が順次形成されている。
ッチングによりリッジが形成されている。p型AlGa
N電流注入層95は、リッジ以外の部分上に複数のn型
InGaN電流光閉込め層98が選択的に形成されてい
る。また、p型AlGaN電流注入層95のリッジ上及
びn型InGaN光閉込め層98上には、p型InGa
Nコンタクト層87が形成されている。
側電極97が形成されている。エッチング等により一部
が露出されたn型GaNコンタクト層83上にはn側電
極96が形成されている。
法及び作用について説明する。
ファイア基板81の上に、MOCVD法により、50n
m厚のアンドープGaN(Inx Aly Ga1-x-y Nで
x=y=0)バッファ層82a、2μm厚のアンドープ
GaN下地層82、4μm厚のn型GaNコンタクト層
83、0.3μm厚のn型Alq Ga1-q N(0≦q≦
1)電流注入層91、0.1μm厚のアンドープGaN
ガイド層92、InxGay Al1-x-y Nからなる総計
膜厚0.1μmの多重量子井戸構造からなるアンドープ
InGaN活性層93、0.1μm厚のp型GaNガイ
ド層94、0.3μm厚のp型Alq Ga1-q N(0≦
q≦1)電流注入層95が連続成長により形成される。
lq Ga1-q N(0≦q≦1)電流注入層95上にSi
O2 層99等のパターニング及びマスキングが施され、
エッチング等によりp型Alq Ga1-q N(0≦q≦
1)電流注入層95が選択的に途中まで除去されてリッ
ジが形成される。
成長によりp型Alq Ga1-q N(0≦q≦1)電流注
入層95のリッジ以外の部分上にn型Inx Ga1-x N
(0≦x≦1)光閉込め層98が2回目の成長により形
成される。
ッジ上におけるSiO2 層99等のマスクが除去され
る。さらに、MOCVD法により、図36(a)に示す
ように、p型AlGaN電流注入層95のリッジ上及び
その両側のn型InGaN光閉込め層98上に、1μm
厚のp型のInGaN(Inx Aly Ga1-x-y N、0
<x≦0.3、y=0)層87が形成される。なお前述
同様に、このときの成長温度は750℃〜1000℃と
し、原料ガスのキャリアガスには水素を用い、主キャリ
アガスとしては窒素ガスを用いている。
(b)に示すように、選択的にn型GaNコンタクト層
83まで達する深さまでエッチングされた後、サファイ
ア基板81が研磨等により100μm程度の厚さに形成
される。
n型GaNコンタクト層83上にn側電極96が形成さ
れ、p型InGaNコンタクト層87上にp側電極97
が形成される。なお、各電極96,97は前述同様の材
料から形成可能である。
き開などにより、多数のチップに形成される。各チップ
は所定のステム(ワイヤーフレーム)にマウントされ、
ワイヤボンディング後、モールディングされ、完成品の
GaN系レーザに加工される。
GaNコンタクト層87が低酸素濃度及び低炭素濃度で
あって低抵抗で良好なオーミックコンタクトを有し、発
光波長400nmにて低しきい値で発振する良好な特性
を得ることができた。
の実施形態の効果に加え、p型Alq Ga1-q N(0≦
q≦1)層95のリッジ部とリッジ部以外の膜を適当に
定め、n型のInx Ga1-x N(0≦x≦1)層98の
バンドギャップエネルギーをアンドープInGaN活性
層93のバンドギャップエネルギーより小さくするよう
に組成xを適当に決めるより、電流狭窄型構造だけでな
く屈折率導波型構造の半導体レーザをも形成することが
できる。
6、図28の構造の半導体レーザを有機金属気相成長
(MOCVD)法により、アンモニアガス(NH3 )、
有機金属原料(TMG,TMA,TMI)、及びドーパ
ント原料(Cp2 Mg,SiH4 )を用いて形成する。
但し、p型伝導を有する層のみ、又はn型伝導を有する
層を含む素子用多層膜全ての層を形成する際に用いるキ
ャリアガスを、CO,CO2 の濃度0.1〜10 vol p
pbの不活性ガスからなるキャリアガスとする。CO,C
O2 の濃度がこの範囲よりも多い場合、これらの不純物
が成長層最表面に偏在し易くなるため、p側電極とのコ
ンタクト抵抗が高くなる傾向がある。また、CO,CO
2 の濃度がこの濃度の範囲よりも少ない場合、酸素や炭
素による窒素空孔子点(窒素空孔)を埋める効果が減少
するため、窒素空孔がアクセプタを補償し、素子が高抵
抗化する。
II族原料の供給量(mol)比(V/III 比)をGaN
層の成長では3000以下、GaAlNの成長では36
00以下、但しInGaN系半導体層の成長では300
00以下で形成する。V/III 比が上述の値以上になる
と、Mgのアクセプタ又はキャリアへの活性化率が低下
する。
素子におけるp型伝導層のアクセプタ濃度,キャリア濃
度は、従来例(特開平8−325094号,特願平8−
236744号)、更には前述した第1〜第9の実施形
態による場合の2倍以上になり、その結果、p型伝導層
とp側電極とのコンタクト抵抗が低減でき、素子の動作
電圧を大幅に、かつ安定して低減でき、窒化物系半導体
素子の歩留まり、信頼性が大幅に向上する。また、成膜
後に、熱処理等の後処理を必要としないで、従来以上の
特性の良い素子が得られるため、従来の製造に比べ、生
産性,コストの面でも大きなメリットが得られる。
6、図28の構造の半導体レーザを有機金属気相成長
(MOCVD)法により、アンモニアガス(NH3 )、
有機金属原料(TMG,TMA,TMI)、及びドーパ
ント原料(Cp2 Mg、SiH4 )を用いて形成する。
但し、p型伝導を有する層のみ、又はn型伝導を有する
層を含む素子用多層膜全ての層を形成する際に用いるキ
ャリアガスを、水素(H2 )濃度1 vol ppb以下に精製
された高純度不活性ガスからなるキャリアガスとする。
H2 の濃度がこの範囲よりも多い場合、その不純物が成
長層最表面に偏在し易くなるため、p側電極とのコンタ
クト抵抗が高くなる傾向がある。また、H2 の濃度がこ
の濃度の範囲よりも少ない場合、水素による窒素空孔子
点(窒素空孔)を埋める効果が減少するため、窒素空孔
がアクセプタを補償し、素子が高抵抗化する。
II族原料の供給量(mol)比(V/III 比)をGa
N層の成長では3000以下、GaAlNの成長では3
600以下、但しInGaN系半導体層の成長では30
000以下で形成する。V/III 比が上述の値以上にな
ると、Mgのアクセプタ又はキャリアへの活性化率が低
下する。
素子におけるp型伝導層のアクセプタ濃度,キャリア濃
度は、従来例(特開平8−325094号,特願平8−
236744号)、更には前述した第1〜第9の実施形
態による場合の3倍以上になり、その結果、p型伝導層
とp側電極とのコンタクト抵抗が低減でき、素子の動作
電圧を大幅に、かつ安定して低減でき、窒化物系半導体
素子の歩留まり、信頼性が大幅に向上する。また、成膜
後に、熱処理等の後処理を必要としないで、従来以上の
特性の良い素子が得られるため、従来の製造に比ぺ、生
産性、コストの面でも大きなメリットが得られる。
わる半導体レーザの構造(図1に示す)をアンモニアガ
ス、及び有機金属原料(TMG,TMA,TMI)、及
びドーパント原料(Cp2Mg,SiH4 )を用いて形
成する。但し、p型伝導を有する層のみ、又はn型伝導
を有する層を含む素子用多層膜全ての層を形成する際の
キャリアガスを窒素ガスのみ、又は2.5容量%以下の
水素を含む窒素ガスを用いて形成する。
後、TMGの供給のみを停止し、基板温度をそのまま保
持し、アンモニアガス,Cp2 Mg及び窒素キャリアガ
スを10分間供給する。その後にCP2 Mgの供給を停
止し、基板温度を350℃まで降温し、350℃でアン
モニアの供給も停止し、窒素キャリアガスのみを供給し
たまま自然冷却する。
クト層19のアクセプタ濃度をC−V測定により評価し
たところ、p−GaNコンタクト層19の成長後にアン
モニアのみを350℃まで供給し続け、その他の原料は
全て供給停止し自然冷却する従来の方法で得られた試料
Aに比べ、1桁以上低い(〜1×1017cm-3)ことが
判った。しかし、この試料のI−V特性を評価したとこ
ろ、試料Aに比ベコンタクト抵抗が大幅に改善され、素
子の動作電圧が約112になった。SIMS分析によ
り、p−GaNコンタクト層19の最表面には層内部の
約10倍のMgが存在した。
たところ、波長405nm、動作電圧4.5V、しきい
値電流37mAで室温連続発振した。
同様の構造及び成膜方法において、最表面のp−GaN
コンタクト層19の形成後、TMGの供給のみを停止
し、基板温度が800℃に到達するまでアンモニア供給
下で自然冷却し、基板温度が800℃に到達したらアン
モニアの供給を停止し、CP2 Mgと窒素キャリアガス
のみを15分間供給する。その後、CP2 Mgの供給を
停止し、窒素キャリアガスのみを供給した状態で自然冷
却する。
クト層19のアクセプタ濃度をC−V測定により評価し
たところ、p−GaNコンタクト層19の成長後にアン
モニアのみを350℃まで供給し続け、その他の原料は
全て供給停止し自然冷却する従来の方法で得られた試料
Aと同等であった。この試料のI−V特性を評価したと
ころ、試料Aに比べコンタクト抵抗が改善され、素子の
動作電圧が約3/5になった。SIMS分析により、p
−GaNコンタクト層19の最表面には層内部の約5倍
のMgが存在した。
たところ、波長410nm、動作電圧5.5V、しきい
値電流45mAで室温連続発振した。
同様の構造及び成膜方法において、最表面のp−GaN
コンタクト層19の形成後、TMGの供給のみを停止
し、基板温度が900℃に到達するまでアンモニア供給
下で自然冷却し、基板温度が950℃に到達したらアン
モニアの供給を停止し、CP2 Mgと窒素キャリアガス
を供給しながら750℃まで10分間供給しながらスロ
ープ降温する。基板温度が700℃に到達したらCP2
Mgの供給を停止し、窒素キャリアガスのみを供給した
状態で自然冷却する。
クト層19のアクセプタ濃度をC−V測定により評価し
たところ、p−GaNコンタクト層19の成長後にアン
モニアのみを350℃まで供給し続け、その他の原料は
全て供給停止し自然冷却する従来の方法で得られた試料
Aと同等のアクセプタ濃度が得られた。また、この試料
のI−V特性を評価したところ、試料Aに比べコンタク
ト抵抗が大幅に改善され、素子の動作電圧が約1/4に
なった。SIMS分祈により、p−GaNコンタクト層
19の最表面には層内部の約20倍のMgが存在した。
たところ、波長407nm、動作電圧4.0V、しきい
値電流32mAで室温連続発振した。
施形態)に示すように、最表面のp側コンタクト層の形
成後に、TMG等の成膜用原料の供給を停止し、Mgを
空流しすることにより、低いコンタクト抵抗が実現でき
ることが示された。
(第12〜第14の実施形態)を水素キャリアガスを用
いて形成する従来の半導体発光素子の製造方法でも、成
長後にMgを所定時間、所定温度以上で空流しすること
で、p側コンタクト抵抗低減の効果が得られる。但し、
従来の水素キャリアガスを用いる半導体発光素子の製造
方法では、素子用多層構造を作製した後、Mgを活性化
させるための熱処理が必要である。
わる半導体レーザの構造(図1に示す)をp型伝導を有
する層のみ、又はn型伝導を有する層を含む素子用多層
膜の全ての層をアンモニアガス、及び有機金属原料(T
MG,TMA,TMI)、及びドーパント原料(Cp2
Mg,SiH4 )を用いて形成する。但し、p型伝導を
有する層のみ、又は素子用多層膜全ての層を形成する際
のキャリアガスを窒素ガスのみ、又は2.5容量%以下
の水素を含む窒素ガスを用いて形成する。
部に、p−GaNとp−In0.2 Ga0.8 Nをそれぞれ
2nm以下の膜厚で交互に積層した超格子構造を有する
層23を形成する。前記p型の超格子構造を有する層2
3を形成後、TMGの供給のみを停止し、基板温度をそ
のまま保持し、アンモニアガス,CP2 Mg及び窒素キ
ャリアガスを2分間供給する。その後にCP2 Mgの供
給を停止し、基板温度を350℃まで降温し、350℃
でアンモニアの供給も停止し、窒素キャリアガスのみを
供給したまま自然冷却する。
前記p−GaNとp−In0.2 Ga0.8 Nを交互に積層
した超格子構造を有する層23の最表面層からn型Ga
Nコンタクト層13に達する深さまでドライエッチング
法により除去され、これにより露出されたGaNコンタ
クト層13上にはn型電極20が形成されている。ま
た、多層構造の除去されていない部分のp型の超格子構
造を有する層23上には電流狭窄のためのSiO2 層2
1が選択的に形成され、このSiO2 層21及びp型の
超格子構造を有する層23上にp型電極22が形成され
ている。
たところ、波長405nm、動作電圧4.0V、しきい
値電流30mAで室温連続発振した。超格子構造を有す
るp側コンタクト層23の効果により、低いコンタクト
抵抗が実現できた。
程中のキャリアガスとドーパントとの組合せを最適化
し、熱処理なしでドーパントの活性化を促進させると共
に、成長層最表面の酸素濃度と炭素濃度とを最適化して
コンタクト抵抗を減少させるという技術を用いるため、
例示したダブルヘテロ(DH)構造の電流狭窄型構造又
は屈折率導波型構造などに限らず、ダブルヘテロ構造以
外のホモ接合構造やシングルヘテロ(SH)構造をも包
含し、さらに、ダブルヘテロ構造であっても電流狭窄型
構造及び屈折率導波型構造以外の他の構造をも包含する
ことはいうまでもない。
EDやLDなどの発光素子のみならず、pチャネルHE
MT又はHBT等の電子デバイスへの応用も可能であ
る。
ルゴン(Ar)やヘリウム(He)等の不活性ガスを用
いても本発明と同様の効果が得られる。
的に窒素等の不活性ガスからなるキャリアガスを用いて
いるが、LEDやLD等の窒化物系半導体素子を作成す
る際のn型層成長時にも窒素キャリアガスを用いること
が可能である。即ち、素子用多層膜成長時の全ての層の
形成を主キャリアガスとして窒素等の不活性ガスを用い
て行なうことができる。
分に良好な特性の窒化物系半導体素子を提供できるが、
例えば更なる特性の向上を図る等の所望により、成長後
に熱処理を加えてもよい。即ち、本発明は成長後の熱処
理を禁止するものではない。本発明は成長後の熱処理を
省略可能としたものである。
囲で種々変形して実施できる。
nx Aly Gaz B1-x-y-z Nm PnAs1-m-n などの
p型化合物半導体層の表面付近における酸素濃度の最大
値や炭素濃度の最大値が、面内における酸素濃度の平均
値の5倍以下となるようにしている。従って、ウェハ面
内に局所的に酸素濃度の高い領域が存在しないため、不
均一注入(電流)、非発光領域の生成、導波への影響、
その他、抵抗、エレクトロマイグレーション、歪み、熱
特性等への悪影響を排除でき、信頼性をより向上させる
ことができる。
キャリアガス中のCO,CO2 の濃度やH2 の濃度、更
には原料供給比(V/III )を規定することにより、成
長後の熱処理工程無しでp型添加不純物が活性化し、高
いアクセプタ濃度、キャリア濃度のp型電気伝導層が得
られ、素子の初期特性、信頼性、生産性、コストが大幅
に向上する。さらに、p側電極とのコンタクト抵抗の低
減により、素子の動作電圧が低減でき、素子の初期特
性、歩留まり、信頼性が大幅に向上する。
す断面図。
比較例の熱処理前後と比較して示す図。
スプレー上に表示した中間調画像の写真。
スプレー上に表示した中間調画像の写真。
スプレー上に表示した中間調画像の写真。
スプレー上に表示した中間調画像の写真。
0nm)をディスプレー上に表示した中間調画像の写
真。
レー上に表示した中間調画像の写真。
レー上に表示した中間調画像の写真。
プレー上に表示した中間調画像の写真。
を窒素キャリアガスと水素キャリアガスとで比較して示
す図。
を窒素キャリアガスと水素キャリアガスとで比較して示
す図。
度依存性を窒素キャリアガスと水素キャリアガスとで比
較して示す図。
るAl組成のウェハ面内分布を窒素キャリアガスと水素
キャリアガスとで比較して示す図。
示す断面図。
を示す断面図。
構造を示す断面図。
布を従来と比較して示す図。
比較して示す図。
原理的な構成を示す断面図。
示す断面図。
な構成を示す断面図。
示す断面図。
布を示す図
Claims (16)
- 【請求項1】基板と、前記基板上に積層形成された複数
の窒化物系半導体層と、 前記各窒化物系半導体層のうち、最表面の層として形成
された、窒素を構成元素として含むp型化合物半導体層
と、 前記p型化合物半導体層上に形成されたp側電極と、 前記各窒化物系半導体層のうち、前記p型化合物半導体
層よりも前記基板に近い位置に形成された、窒素を構成
元素として含むn型化合物半導体層と、 少なくとも前記p側電極から前記p型化合物半導体層並
びにn型化合物半導体層を通る電流路を形成するよう
に、前記各窒化物系半導体層内のいずれかの層或いは前
記基板に設けられたn側電極とを備え、 前記p型化合物半導体層の表面付近における酸素濃度の
最大値は、面内における酸素濃度の平均値の5倍以下で
あることを特徴とする窒化物系半導体素子。 - 【請求項2】基板と、 前記基板上に積層形成された複数の窒化物系半導体層
と、 前記各窒化物系半導体層のうち、最表面の層として形成
された、窒素を構成元素として含むp型化合物半導体層
と、 前記p型窒化物系半導体層上に形成されたp側電極と、 前記各窒化物系半導体層のうち、前記p型窒化物系半導
体層よりも前記基板に近い位置に形成された、窒素を構
成元素として含むn型化合物半導体層と、 少なくとも前記p側電極から前記p型化合物半導体層並
びにn型化合物半導体層を通る電流路を形成するよう
に、前記各窒化物系半導体層内のいずれかの層或いは前
記基板に設けられたn側電極とを備え、 前記p型化合物半導体層の表面付近における炭素濃度の
最大値は、面内における炭素濃度の平均値の5倍以下で
あることを特徴とする窒化物系半導体素子。 - 【請求項3】前記p型化合物半導体層及びn型化合物半
導体層は、それぞれInx Aly Gaz B1-x-y-z Nm
Pn As1-m-n (0≦x、0≦y、0≦z、0≦x+y
+z≦1、0<m、0≦n、0<m+n≦1)であるこ
とを特徴とする請求項1又は2記載の窒化物系半導体素
子。 - 【請求項4】基板上に、有機金属気相成長法により、少
なくともn型伝導を有し窒素を構成元素として含む化合
物半導体層を形成する工程と、p型伝導を有し窒素を構
成元素として含む化合物半導体層を形成する工程とを含
む窒化物系半導体素子の製造方法において、 前記p型伝導を有し窒素を構成元素として含む化合物半
導体層を形成する工程は、有機金属気相成長法により、
少なくともp型ドーパント原料並びにアンモニア(NH
3 )を含む原料ガス、及びCO,CO2 の濃度0.1〜
10 vol ppb以下に精製された高純度不活性ガスからな
るキャリアガスを用いることを特徴とする窒化物系半導
体素子の製造方法。 - 【請求項5】基板上に、有機金属気相成長法により、少
なくともn型伝導を有し窒素を構成元素として含む化合
物半導体層を形成する工程と、p型伝導を有し窒素を構
成元素として含む化合物半導体層を形成する工程とを含
む窒化物系半導体素子の製造方法において、 前記p型伝導を有し窒素を構成元素として含む化合物半
導体層を形成する工程は、有機金属気相成長法により、
少なくともp型ドーパント原料並びにアンモニア(NH
3 )を含む原料ガス、及び水素(H2 )濃度1 vol ppb
以下に精製された高純度不活性ガスからなるキャリアガ
スを用いることを特徴とする窒化物系半導体素子の製造
方法。 - 【請求項6】前記p型伝導を有し窒素を構成元素として
含む化合物半導体層を形成する工程は、V族原料と III
族原料の供給量(mol)比(V/III 比)を4000
以下、但しInを含む窒化物半導体の場合には3000
0以下で行われることを特徴とする請求項4又は5記載
の窒化物系半導体素子の製造方法。 - 【請求項7】前記p型伝導を有し窒素を構成元素として
含む化合物半導体層を素子用多層構造の最表面層として
形成し、前記p型伝導を有する最表面層を形成する工程
の後に、成膜のための有機金属原料の供給を停止し、p
型ドーパント原料及び実質的に不活性なキャリアガスを
所定時間、所定温度で供給するか、又は降温過程で供給
し、前記工程の一部又は全工程においてアンモニアを供
給することを特徴とする請求項4又は5記載の窒化物系
半導体素子の製造方法。 - 【請求項8】前記p型伝導を有し窒素を構成元素として
含む化合物半導体層を素子用多層構造の最表面層として
形成し、前記p型伝導を有する最表面層を形成する工程
の後に、成膜のための有機金属原料及びアンモニアの供
給を停止し、p型ドーパント原料及び実質的に不活性な
キャリアガスを所定時間、所定温度で供給するか、又は
降温過程で供給する工程を設けることを特徴とする請求
項4又は5記載の窒化物系半導体素子の製造方法。 - 【請求項9】基板上に、少なくともn型伝導を有し窒素
を構成元素として含む化合物半導体層と、p型伝導を有
し窒素を構成元素として含む化合物半導体層と、電極と
の積層構造を備えた窒化物系半導体素子において、 前記基板上に積層形成された複数の窒化物系半導体層の
うち、最表面のp型伝導を有する窒素を含む化合物半導
体層の最表面のp型添加物の濃度が、前記層内部のp型
添加物の濃度の1.5倍以上1000倍以下であること
を特徴とする窒化物系半導体素子。 - 【請求項10】基板上に、少なくともn型伝導を有し窒
素を構成元素として含む化合物半導体層と、p型伝導を
有し窒素を構成元素として含む化合物半導体層と、電極
との積層構造を備えた窒化物系半導体素子の製造方法に
おいて、 少なくともp型ドーパント原料、アンモニア(NH3 )
を含む原料ガス及びキャリアガスを用いて、p型不純物
を添加した窒素を構成元素として含む化合物半導体層を
素子用多層構造の最表面層として形成し、前記p型不純
物を添加した最表面層を形成する工程の後に、成膜のた
めの有機金属原料の供給を停止し、p型ドーパント原
料、及びキャリアガスを所定時間、所定温度で供給する
か、又は降温過程で供給し、前記工程の一部又は全工程
においてアンモニアを供給することを特徴とする窒化物
系半導体素子の製造方法。 - 【請求項11】基板上に、少なくともn型伝導を有し窒
素を構成元素として含む化合物半導体層と、p型伝導を
有し窒素を構成元素として含む化合物半導体層と、電極
との積層構造を備えた窒化物系半導体素子の製造方法に
おいて、 少なくともp型ドーパント原料、アンモニア(NH3 )
を含む原料ガス及びキャリアガスを用いて、p型不純物
を添加した窒素を構成元素として含む化合物層を素子用
多層構造の最表面層として形成し、前記p型不純物を添
加した最表面層を形成する工程の後に、成膜のための有
機金属原料及びアンモニアの供給を停止し、p型ドーパ
ント原料及びキャリアガスを所定時間、所定温度で供給
するか、又は降温過程で供給する工程を設けることを特
徴とする窒化物系半導体素子の製造方法。 - 【請求項12】前記p型ドーパント原料は、有機マグネ
シウム(Mg)化合物であることを特徴とする請求項
4,5,6,7,8,10又は11に記載の窒化物系半
導体素子の製造方法。 - 【請求項13】前記所定時間とは30秒以上で1時間以
内とし、前記所定温度とは300℃以上で成長温度以下
とし、前記降温過程とは前記所定時間、所定温度の範囲
内での自然降温及びスロープ降温とすることを特徴とす
る請求項7,8,10又は11記載の窒化物系半導体素
子の製造方法。 - 【請求項14】基板上に、少なくともn型伝導を有し窒
素を構成元素として含む化合物半導体層と、p型伝導を
有し窒素を構成元素として含む化合物半導体層と、電極
との積層構造を備えた窒化物系半導体素子において、 前記基板上に積層形成された複数の窒化物系半導体層の
うち、最表面の層がInx Gay N(0<x≦1,0≦
y<1,x+y=1)層とInl Gam N(0≦l≦
1,0≦m≦1,l+m=1,x≠l)層を交互に積層
する超格子構造から成る層であり、前記超格子構造のう
ち少なくともいずれか一方にp型不純物が添加されてお
り、前記超格子構造の上部にp型電極が形成されている
ことを特徴とする窒化物系半導体素子。 - 【請求項15】前記超格子構造を有する層は、有機金属
気相成長法により形成され、前記p型不純物は有機マグ
ネシウム(Mg)化合物とし、少なくともアンモニア
(NH3)を含む原料ガス及び実質的に不活性ガスから
成るキャリアガスを用いて形成されていることを特徴と
する請求項14記載の窒化物系半導体素子。 - 【請求項16】実質的に不活性ガスからなるキャリアガ
スとは、主キャリアガスとして不活性ガスが用いられ、
前記主キヤリアガス以外に反応管内に水素キャリアガス
を7容量%以下含むことを特徴とする請求項15記載の
窒化物系半導体素子。
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Cited By (26)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2001068733A (ja) * | 1999-08-24 | 2001-03-16 | Sanyo Electric Co Ltd | 半導体素子、半導体発光素子およびその製造方法ならびに量子箱の形成方法 |
JP2001077473A (ja) * | 1999-09-01 | 2001-03-23 | Japan Science & Technology Corp | 半導体レーザ |
JP2001298214A (ja) * | 2000-02-10 | 2001-10-26 | Sharp Corp | 半導体発光素子およびその製造方法 |
JP2001351925A (ja) * | 2000-04-04 | 2001-12-21 | Sony Corp | p型窒化物系III−V族化合物半導体の製造方法および半導体素子の製造方法 |
JP2002246693A (ja) * | 2001-02-16 | 2002-08-30 | Sony Corp | 半導体レーザ素子の製造方法 |
JP2002246641A (ja) * | 2001-02-13 | 2002-08-30 | Seiwa Electric Mfg Co Ltd | 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子及び窒化ガリウム系化合物半導体の製造方法 |
JP2003046127A (ja) * | 2001-05-23 | 2003-02-14 | Sanyo Electric Co Ltd | 窒化物系半導体発光素子 |
JP2003264346A (ja) * | 2002-03-08 | 2003-09-19 | Sanyo Electric Co Ltd | 窒化物系半導体レーザ素子 |
WO2004061971A1 (ja) * | 2003-01-06 | 2004-07-22 | Nippon Telegraph And Telephone Corporation | p型窒化物半導体構造及びバイポーラトランジスタ |
JP2005197560A (ja) * | 2003-12-29 | 2005-07-21 | ▲さん▼圓光電股▲ふん▼有限公司 | 窒化ガリウム系発光ダイオードの製造方法 |
WO2005086242A1 (en) * | 2004-03-04 | 2005-09-15 | Showa Denko K.K. | Gallium nitride-based semiconductor device |
WO2005086241A1 (en) * | 2004-03-04 | 2005-09-15 | Showa Denko K.K. | Gallium nitride-based semiconductor device |
US7145184B2 (en) | 2001-07-04 | 2006-12-05 | Nichia Corporation | Nitride semiconductor element |
JP2007221056A (ja) * | 2006-02-20 | 2007-08-30 | Sharp Corp | 窒化物半導体発光素子およびその製造方法 |
JP2007258248A (ja) * | 2006-03-20 | 2007-10-04 | Rohm Co Ltd | GaN系半導体素子の製造方法及びGaN系半導体素子 |
JP2008160137A (ja) * | 2000-03-02 | 2008-07-10 | Ricoh Co Ltd | Iii族窒化物半導体およびその製造方法および半導体装置 |
JP2009010304A (ja) * | 2007-06-29 | 2009-01-15 | Dowa Electronics Materials Co Ltd | 電流狭窄型発光素子およびその製造方法 |
JP2010045396A (ja) * | 2005-04-05 | 2010-02-25 | Toshiba Corp | 窒化ガリウム系半導体素子の製造方法 |
US7800096B2 (en) | 2008-04-02 | 2010-09-21 | Dowa Electronics Materials Co., Ltd. | Light emitting semiconductor |
KR101026952B1 (ko) | 2002-01-31 | 2011-04-11 | 스미또모 가가꾸 가부시키가이샤 | 3-5족 화합물 반도체, 이의 제조방법 및 이를 사용하는화합물 반도체 소자 |
JP2011222812A (ja) * | 2010-04-12 | 2011-11-04 | Showa Denko Kk | 半導体発光素子の製造方法およびランプ、電子機器、機械装置 |
WO2012101856A1 (ja) * | 2011-01-25 | 2012-08-02 | 住友電気工業株式会社 | 窒化物半導体素子の製造方法 |
JP2012186413A (ja) * | 2011-03-08 | 2012-09-27 | Toshiba Corp | 半導体発光素子およびその製造方法 |
JP2016149458A (ja) * | 2015-02-12 | 2016-08-18 | ウシオ電機株式会社 | 半導体発光素子 |
CN110544719A (zh) * | 2019-09-16 | 2019-12-06 | 河北工业大学 | 一种GaN基PIN二极管器件结构及其制备方法 |
CN110714190A (zh) * | 2018-07-11 | 2020-01-21 | 国立大学法人大阪大学 | Iii族氮化物基板和iii族氮化物结晶的制造方法 |
-
1997
- 1997-11-19 JP JP31814897A patent/JP3433075B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (34)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2001068733A (ja) * | 1999-08-24 | 2001-03-16 | Sanyo Electric Co Ltd | 半導体素子、半導体発光素子およびその製造方法ならびに量子箱の形成方法 |
JP2001077473A (ja) * | 1999-09-01 | 2001-03-23 | Japan Science & Technology Corp | 半導体レーザ |
US6806507B2 (en) | 2000-02-10 | 2004-10-19 | Sharp Kabushiki Kaisha | Semiconductor light emitting device and method for producing the same |
JP2001298214A (ja) * | 2000-02-10 | 2001-10-26 | Sharp Corp | 半導体発光素子およびその製造方法 |
US7182811B2 (en) | 2000-02-10 | 2007-02-27 | Sharp Kabushiki Kaisha | Semiconductor light emitting device and method for producing the same |
JP2008160137A (ja) * | 2000-03-02 | 2008-07-10 | Ricoh Co Ltd | Iii族窒化物半導体およびその製造方法および半導体装置 |
JP2001351925A (ja) * | 2000-04-04 | 2001-12-21 | Sony Corp | p型窒化物系III−V族化合物半導体の製造方法および半導体素子の製造方法 |
JP2002246641A (ja) * | 2001-02-13 | 2002-08-30 | Seiwa Electric Mfg Co Ltd | 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子及び窒化ガリウム系化合物半導体の製造方法 |
JP2002246693A (ja) * | 2001-02-16 | 2002-08-30 | Sony Corp | 半導体レーザ素子の製造方法 |
JP2003046127A (ja) * | 2001-05-23 | 2003-02-14 | Sanyo Electric Co Ltd | 窒化物系半導体発光素子 |
US7145184B2 (en) | 2001-07-04 | 2006-12-05 | Nichia Corporation | Nitride semiconductor element |
KR101026952B1 (ko) | 2002-01-31 | 2011-04-11 | 스미또모 가가꾸 가부시키가이샤 | 3-5족 화합물 반도체, 이의 제조방법 및 이를 사용하는화합물 반도체 소자 |
JP2003264346A (ja) * | 2002-03-08 | 2003-09-19 | Sanyo Electric Co Ltd | 窒化物系半導体レーザ素子 |
US7804106B2 (en) | 2003-01-06 | 2010-09-28 | Nippon Telegraph And Telephone Corporation | P-type nitride semiconductor structure and bipolar transistor |
WO2004061971A1 (ja) * | 2003-01-06 | 2004-07-22 | Nippon Telegraph And Telephone Corporation | p型窒化物半導体構造及びバイポーラトランジスタ |
JP2005197560A (ja) * | 2003-12-29 | 2005-07-21 | ▲さん▼圓光電股▲ふん▼有限公司 | 窒化ガリウム系発光ダイオードの製造方法 |
US7436045B2 (en) | 2004-03-04 | 2008-10-14 | Showa Denko K.K. | Gallium nitride-based semiconductor device |
WO2005086242A1 (en) * | 2004-03-04 | 2005-09-15 | Showa Denko K.K. | Gallium nitride-based semiconductor device |
JP2005286318A (ja) * | 2004-03-04 | 2005-10-13 | Showa Denko Kk | 窒化ガリウム系半導体素子 |
US7453091B2 (en) | 2004-03-04 | 2008-11-18 | Showa Denko K.K. | Gallium nitride-based semiconductor device |
WO2005086241A1 (en) * | 2004-03-04 | 2005-09-15 | Showa Denko K.K. | Gallium nitride-based semiconductor device |
JP2010045396A (ja) * | 2005-04-05 | 2010-02-25 | Toshiba Corp | 窒化ガリウム系半導体素子の製造方法 |
JP2007221056A (ja) * | 2006-02-20 | 2007-08-30 | Sharp Corp | 窒化物半導体発光素子およびその製造方法 |
JP2007258248A (ja) * | 2006-03-20 | 2007-10-04 | Rohm Co Ltd | GaN系半導体素子の製造方法及びGaN系半導体素子 |
JP2009010304A (ja) * | 2007-06-29 | 2009-01-15 | Dowa Electronics Materials Co Ltd | 電流狭窄型発光素子およびその製造方法 |
US7800096B2 (en) | 2008-04-02 | 2010-09-21 | Dowa Electronics Materials Co., Ltd. | Light emitting semiconductor |
JP2011222812A (ja) * | 2010-04-12 | 2011-11-04 | Showa Denko Kk | 半導体発光素子の製造方法およびランプ、電子機器、機械装置 |
WO2012101856A1 (ja) * | 2011-01-25 | 2012-08-02 | 住友電気工業株式会社 | 窒化物半導体素子の製造方法 |
CN103329276A (zh) * | 2011-01-25 | 2013-09-25 | 住友电气工业株式会社 | 氮化物半导体元件的制造方法 |
JP2012186413A (ja) * | 2011-03-08 | 2012-09-27 | Toshiba Corp | 半導体発光素子およびその製造方法 |
US8729575B2 (en) | 2011-03-08 | 2014-05-20 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Semiconductor light emitting device and manufacturing method of the same |
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