JPWO2017164036A1 - Iii族窒化物積層体の製造方法 - Google Patents
Iii族窒化物積層体の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2017164036A1 JPWO2017164036A1 JP2018507261A JP2018507261A JPWO2017164036A1 JP WO2017164036 A1 JPWO2017164036 A1 JP WO2017164036A1 JP 2018507261 A JP2018507261 A JP 2018507261A JP 2018507261 A JP2018507261 A JP 2018507261A JP WO2017164036 A1 JPWO2017164036 A1 JP WO2017164036A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- group iii
- layer
- iii nitride
- single crystal
- nitride single
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Images
Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
- H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
- H01L21/02104—Forming layers
- H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
- H01L21/02367—Substrates
- H01L21/0237—Materials
- H01L21/02387—Group 13/15 materials
- H01L21/02389—Nitrides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
- C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
- C23C16/30—Deposition of compounds, mixtures or solid solutions, e.g. borides, carbides, nitrides
- C23C16/301—AIII BV compounds, where A is Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
- C23C16/303—Nitrides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
- C30B25/02—Epitaxial-layer growth
- C30B25/14—Feed and outlet means for the gases; Modifying the flow of the reactive gases
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
- C30B25/02—Epitaxial-layer growth
- C30B25/16—Controlling or regulating
- C30B25/165—Controlling or regulating the flow of the reactive gases
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B25/00—Single-crystal growth by chemical reaction of reactive gases, e.g. chemical vapour-deposition growth
- C30B25/02—Epitaxial-layer growth
- C30B25/18—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate
- C30B25/183—Epitaxial-layer growth characterised by the substrate being provided with a buffer layer, e.g. a lattice matching layer
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
- C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
- C30B29/38—Nitrides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C30—CRYSTAL GROWTH
- C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
- C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
- C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
- C30B29/40—AIIIBV compounds wherein A is B, Al, Ga, In or Tl and B is N, P, As, Sb or Bi
- C30B29/403—AIII-nitrides
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
- H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
- H01L21/02104—Forming layers
- H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
- H01L21/02436—Intermediate layers between substrates and deposited layers
- H01L21/02439—Materials
- H01L21/02455—Group 13/15 materials
- H01L21/02458—Nitrides
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
- H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
- H01L21/02104—Forming layers
- H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
- H01L21/02436—Intermediate layers between substrates and deposited layers
- H01L21/02494—Structure
- H01L21/02496—Layer structure
- H01L21/02505—Layer structure consisting of more than two layers
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
- H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
- H01L21/02104—Forming layers
- H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
- H01L21/02518—Deposited layers
- H01L21/02521—Materials
- H01L21/02538—Group 13/15 materials
- H01L21/0254—Nitrides
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
- H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
- H01L21/02104—Forming layers
- H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
- H01L21/02518—Deposited layers
- H01L21/0257—Doping during depositing
- H01L21/02573—Conductivity type
- H01L21/02576—N-type
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
- H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
- H01L21/02104—Forming layers
- H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
- H01L21/02518—Deposited layers
- H01L21/0257—Doping during depositing
- H01L21/02573—Conductivity type
- H01L21/02579—P-type
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
- H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
- H01L21/02104—Forming layers
- H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
- H01L21/02612—Formation types
- H01L21/02617—Deposition types
- H01L21/0262—Reduction or decomposition of gaseous compounds, e.g. CVD
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
- H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
- H01L21/02104—Forming layers
- H01L21/02365—Forming inorganic semiconducting materials on a substrate
- H01L21/02656—Special treatments
- H01L21/02658—Pretreatments
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Power Engineering (AREA)
- Computer Hardware Design (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- General Physics & Mathematics (AREA)
- Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- General Chemical & Material Sciences (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Led Devices (AREA)
- Chemical Vapour Deposition (AREA)
- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
Abstract
【課題】表面平滑性に優れたIII族窒化物積層体を製造する方法を提供することを目的とする。【解決手段】少なくとも一方の主面が窒化アルミニウム単結晶層からなるベース基板の該主面上に、AlXInYGaZNで表わされ、前記組成式中のX、Y、及びZが、X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2である関係を満足するIII族窒化物単結晶からなる層を成長させてIII族窒化物積層体を製造する方法であって、該III族窒化物単結晶からなる層を成長させるために用いるIII族原料ガスに対する窒素源ガスのモル比を表わすV/III比が5000以上15000以下あることを特徴とするIII族窒化物積層体の製造方法である。【選択図】図3
Description
本発明は、紫外光発光素子などに適用できる新規なIII族窒化物積層体の製造方法に関する。また、本発明は、新規なIII族窒化物積層体上にn型層、活性層、及びp型層を形成したIII族窒化物半導体の製造方法に関する。
殺菌、医療、分析機器などの幅広い分野において、紫外領域で発光する光源が利用されている。既存の紫外光源としては水銀ランプや重水素ランプなどが用いられているが、そうした光源は寿命の短さやサイズの大きさ、水銀を用いることによる環境負荷などの課題を抱えている。そのため、同様な発光波長を有し、長寿命、小型、低環境負荷な光源が望まれている。
組成式AlInGaNで表されるIII族窒化物半導体は、全ての組成範囲において直接遷移型のバンド構造を有しており、III族元素(Al、In、Ga)の組成を制御することによって深紫外領域において任意の発光ピーク波長を選択することができる。そのため、紫外発光素子を形成するのに最適な材料である。特にAl組成0.8(Al組成80%)以上の範囲である高Al組成のIII族窒化物半導体は波長200〜350nmの深紫外領域で発光する素子の材料として最適である。
III族窒化物積層体は、一般に、有機金属気相成長法(MOCVD法)や分子線エピタキシー法(MBE法)、ハイドライド気相成長法(HVPE法)などによって単結晶基板上にIII族窒化物半導体層を形成することで製造される。一般的にIII族窒化物半導体で形成される発光素子の発光層である活性層は、数nmの膜厚の半導体層が積層された極めて微細な構造をしており、積層された半導体層界面の急峻性が、発光素子の特性に大きく影響を与える。そのため、III族窒化物積層体表面の平滑性を向上させることは、特性に優れた発光素子を製造するうえで極めて重要である。
具体的な発光素子として、例えば、Al組成89%のn型AlGaN層上に発光層を形成することで、発光波長222nmにて発光する深紫外発光素子が製造できることが報告されている(非特許文献1参照)。また、この他にも、深紫外発光素子に最適な高Al組成のn型AlGaNの製造方法が示されている(特許文献1参照)。
Appl.Phys.Express3,032102(2010)
しかしながら、非特許文献1には、Al組成89%のn型AlGaN層の製造方法に関する詳細は記載されておらず、最適な成長条件は明らかでない。また、n型AlGaN層、及びn型AlGaN層上に形成したIII族窒化物半導体層の平滑性についても明らかにはされていない。
また、特許文献1には、深紫外発光素子に最適な高Al組成のn型AlGaNの製造方法が示されているが、Al組成は60〜80%に限定されており、Al組成80%以上の高品質なn型AlGaNの製造が困難であることが示唆されている。そして、特許文献1には、平滑性の良好な高Al組成のn型AlGaNの製造には、n型AlGaN成長時の、III族原料ガスに対する窒素源ガスのモル比であるV/III比を、800〜4000の範囲に設定する旨が記載されている。特許文献1の実施例では、Al組成70%のn型AlGaNが製造されている。
一見すれば、窒化アルミニウム単結晶層上に、高Al組成のIII族窒化物半導体層を成長する場合、組成が近いため、高Al組成のIII族窒化物半導体層は容易に成長できると考えられる。
しかしながら、本発明の発明者等の検討では、Al組成が80%以上、さらにはAl組成が80%を超える高Al組成のIII族窒化物半導体の成長において、特許文献1に記載の方法を実際に採用して、V/III比を800〜4000に設定した場合、微小な起伏を有する表面形状が形成され、高度な特性を発揮する深紫外発光素子としては、表面平滑性が十分ではないことが分かった。こうした微小な起伏は、結晶成長がStranski―Krastanov(SK)モード、もしくはVolmer―Weber(VW)モードで進行していることを示している。そのため、平滑な表面を形成するには、Frank van der Merwe(FM)モードで結晶成長を進行させる必要がある。
したがって、平滑性に優れたAl組成80%以上の高Al組成のIII族窒化物半導体を成長するには、公知の技術では不十分であり、FMモードで結晶成長が進行する最適な成長条件を検討する必要があった。
そこで、本発明は、少なくとも一方の主面が窒化アルミニウム単結晶層からなるベース基板の該主面上に、AlXInYGaZN(X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2)の組成式で表されるIII族窒化物単結晶からなる層(以下、単に「AlXInYGaZN層」とする場合もある)を成長し、III族窒化物積層体を製造する方法において、表面平滑性に優れたIII族窒化物積層体を製造する方法を提供することを目的とする。
さらには、本発明は、このような表面平滑性に優れたIII族窒化物積層体上に、必要に応じてn型層を形成し、次いで、活性層、及びp型層を形成することで、界面急峻性に優れ、紫外発光素子として応用できるIII族窒化物半導体を製造する方法を提供することを目的とする。
本発明者等は、上記課題を解決するため、鋭意検討を行った。具体的には、窒化アルミニウム単結晶層を表面に有するベース基板上に、AlXInYGaZN(X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2)の組成式で表されるIII族窒化物単結晶層を結晶成長させる際の成長条件を検討した結果、特定の原料ガスの流量比、及び成長速度の範囲において、極めて表面平滑性に優れたIII族窒化物積層体が得られることを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、第一の本発明は、少なくとも一方の主面が窒化アルミニウム単結晶層からなるベース基板の該主面上に、III族原料ガスと窒素源ガスとを供給することにより、
AlXInYGaZNで表わされ、前記組成式中のX、Y、及びZが、X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2である関係を満足するIII族窒化物単結晶からなる層を成長させて、III族窒化物積層体を製造する方法であって、
該III族原料ガスに対する窒素源ガスのモル比を表わすV/III比を5000以上15000以下とすることを特徴とするIII族窒化物積層体の製造方法である。
AlXInYGaZNで表わされ、前記組成式中のX、Y、及びZが、X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2である関係を満足するIII族窒化物単結晶からなる層を成長させて、III族窒化物積層体を製造する方法であって、
該III族原料ガスに対する窒素源ガスのモル比を表わすV/III比を5000以上15000以下とすることを特徴とするIII族窒化物積層体の製造方法である。
第一の本発明において、より高い効果を発揮するためには、該III族窒化物単結晶からなる層を成長する際の成長速度を0.1μm以上0.5μm以下とすることが好ましい。また、より結晶性の高い層を形成することができ、容易に上記範囲の成長速度とするためには、III族窒化物単結晶からなる層を成長する際の成長温度を1000℃以上1200℃以下とすることが好ましい。
また、第一の本発明においては、前記III族窒化物単結晶からなる層が、ドーパントを含むものである場合に、優れた効果を発揮する。
さらに、第二の本発明は、上記第一の本発明であるIII族窒化物積層体の製造方法の何れかの方法でIII族窒化物積層体を製造した後、前記III族窒化物単結晶層上に、少なくとも、活性層、及びp型層を形成することを特徴とするIII族窒化物半導体の製造方法である。
本発明によれば、特定の成長条件の範囲にてIII族窒化物単結晶からなる層を成長させることで、結晶成長モードを制御し、表面平滑性に優れ、紫外発光素子の材料に適した、高Al組成のIII族窒化物積層体を作製することが可能となる。
また、本発明の方法によれば、前記表面平滑性に優れたIII族窒化物積層体上に、さらに任意のIII族窒化物単結晶層を形成することにより、表面平滑性などの特性に優れたIII族窒化物半導体を製造することができる。
本発明の方法は、少なくとも一方の主面が窒化アルミニウム単結晶層からなるベース基板の該主面上に、III族原料ガスと窒素源ガスとを供給することにより、
AlXInYGaZNで表わされ、前記組成式中のX、Y、及びZが、X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2である関係を満足するIII族窒化物単結晶からなる層を特定の条件で成長させて、III族窒化物積層体を製造する方法である。以下、本発明の実施の形態について詳細を説明する。
AlXInYGaZNで表わされ、前記組成式中のX、Y、及びZが、X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2である関係を満足するIII族窒化物単結晶からなる層を特定の条件で成長させて、III族窒化物積層体を製造する方法である。以下、本発明の実施の形態について詳細を説明する。
(ベース基板)
本発明において、下地基板となる少なくとも一方の主面が窒化アルミニウム単結晶層からなるベース基板は、特に制限されるものではないが、該主面の窒化アルミニウム単結晶層が低転位密度であるものを使用することが好ましい。具体的には、該転位密度は、106cm−2以下であることが好ましく、さらに好ましくは106cm−2以下である。低転位密度の窒化アルミニウム単結晶層を主面とするベース基板を用いることによって、転位に由来した結晶成長モードの変化を抑制することができ、より平滑な表面を有するIII族窒化物積層体を作製することができる。
本発明において、下地基板となる少なくとも一方の主面が窒化アルミニウム単結晶層からなるベース基板は、特に制限されるものではないが、該主面の窒化アルミニウム単結晶層が低転位密度であるものを使用することが好ましい。具体的には、該転位密度は、106cm−2以下であることが好ましく、さらに好ましくは106cm−2以下である。低転位密度の窒化アルミニウム単結晶層を主面とするベース基板を用いることによって、転位に由来した結晶成長モードの変化を抑制することができ、より平滑な表面を有するIII族窒化物積層体を作製することができる。
また、本発明において、ベース基板の結晶成長面、すなわち、窒化アルミニウム単結晶層からなる主面は、本発明の構造を実現できる範囲であれば特に限定はしないが、AlXInYGaZN層(X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2)の平滑性を高める観点からは、c面であることが好ましい。さらに、Al極性面であることが好ましい。また、該主面は、c面から微傾斜(オフ)した面であってもよく、その場合のオフ角度は、0.1〜1°であることが好ましく、0.1〜0.5°であることがより好ましい。さらにm軸方向に傾斜していることが好ましい。オフ角度が付いた主面とすることにより、原子ステップのバンチングが生じ難くなり、またステップフロー成長が起こり易くなる。その結果、ベース基板上に成長されるIII族窒化物単結晶層の平滑性が向上する。
また、本発明において、ベース基板の結晶成長面、すなわち、窒化アルミニウム単結晶層からなる主面は、平滑であることが好ましい。平滑であることにより、ベース基板上に積層されるIII族窒化物単結晶層とベース基板との成長界面における新たな転位の発生を低減することができ、より平滑な表面形状のIII族窒化物積層体を得ることができる。具体的には、原子間力顕微鏡にて測定した2×2μm2の領域における2乗平均粗さ(RMS)が5nm以下であることが好ましく、1nm以下であることがより好ましく、0.5nm以下であることがさらに好ましい。こうした平滑な表面を形成するために、Chemical Mechanical Polish等の公知の方法によって、ベース基板の結晶成長面を研磨してもよい。
また、ベース基板の結晶成長面(主面)に研磨等によるダメージが残存している場合には、ダメージを起点としてAlXInYGaZN層(X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2)に新たに転位が発生し、表面平滑性が低下する恐れがあるため、ベース基板の結晶成長面のダメージは極力抑える必要がある。このような研磨ダメージは、公知のアルカリや酸エッチング処理によって取り除くことができる。そして、エッチング後に新たに形成される主面において、ピット密度が少ないことが好ましい。このピットは、窒化アルミニウム単結晶層の転位やダメージ残存箇所に形成される。ベース基板の結晶成長面(主面)において、ピット密度は5個/mm2以下であることが好ましく、2個/mm2以下であることがより好ましい。また当然のことながら研磨傷なども極力抑える必要があり、研磨傷数は0個/基板であることが好ましい。
本発明で使用するベース基板の厚み、大きさ、及び形状は特に制限されるものではない。ベース基板の厚みは、薄すぎると取扱い難く、取扱い中に破損させる可能性が高まるため、通常、50〜1000μmであることが好ましい。ベース基板の大きさは、作製したIII族窒化物積層体を発光素子の材料として用いることを考えると、大きいほど得られる素子の数が多くなるため、大きいことが好ましい。しかしながら、工業的に生産することを考えると、直径がΦ0.5〜Φ6インチである円形状のもの、もしくは最長対角線が0.5〜300mmである多角形状のものが好ましい。
以上のようなベース基板としては、公知の方法で製造されたものを使用することができる。例えば、ベース基板は、サファイア基板、またはSiC基板等の異種基板上に、化学気相成長法などにより窒化アルミニウム単結晶層を形成した、所謂、テンプレートを使用することができる。また、該テンプレート上の窒化アルミニウム単結晶層を厚膜化した後、異種基板を除去して得られる単層の窒化アルミニウム単結晶基板であってもよい。また、化学気相成長法だけでなく、昇華法やフラックス法などの公知の結晶成長方法にて作製したバルクの窒化アルミニウム単結晶を、適宜切断や研磨を行い作製した、窒化アルミニウム単結晶基板を使用することも可能である。ベース基板の製造方法は、特に制限はされないが、異種基板上に成長した窒化アルミニウム単結晶層は多くの転位を含むため、上記の転位密度の観点から、ベース基板として窒化アルミニウム単結晶基板を用いることが好ましい。
また、本発明において、ベース基板は、III族窒化物単結晶からなる層を成長する前に、適宜洗浄を行うことが好ましい。窒化アルミニウム単結晶層の表面には酸化膜が形成されており、酸化膜が結晶成長を阻害し、得られるIII族窒化物積層体の表面平滑性を低下させる可能性がある。こうした場合、酸化膜除去を目的としたリン酸等での洗浄を行うことで、結晶成長に適した窒化アルミニウム層表面を形成できる。
また、研磨工程等においてベース基板を取扱う際には、有機物、及び無機物の付着物が、ベース基板表面に付着する可能性がある。当然ながらこうした付着物の付着は極力抑える必要がある。このような付着物も洗浄によって取り除くこともできる。有機物はアセトンやイソプロピルアルコールなどの有機溶媒での洗浄によって取り除くことができる。無機物はスクラブ洗浄等の洗浄によって取り除くことができる。ベース基板の洗浄方法は、特に制限されるものではなく、目的に応じて公知の方法を用いればよい。
(AlXInYGaZN層(X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2))
本発明において、AlXInYGaZN層(X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2)は、少なくとも一方の主面が窒化アルミニウム単結晶層11aからなるベース基板11の該主面上に成長されるIII族窒化物単結晶からなる層である。以下、AlXInYGaZN層(X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2)は、特段の断り、具体的には、X、Y、Zの数値を特別限定しない場合には、単にAlXInYGaZN層とする場合もある。
本発明において、AlXInYGaZN層(X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2)は、少なくとも一方の主面が窒化アルミニウム単結晶層11aからなるベース基板11の該主面上に成長されるIII族窒化物単結晶からなる層である。以下、AlXInYGaZN層(X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2)は、特段の断り、具体的には、X、Y、Zの数値を特別限定しない場合には、単にAlXInYGaZN層とする場合もある。
AlXInYGaZN層は、導電性を制御する目的でn型もしくはp型ドーパントを含むこともできる。n型もしくはp型ドーパントには公知の元素を制限なく用いることができるが、n型ドーパントにSi、p型ドーパントにMgを用いることが好ましい。ドーパント濃度は、特に制限されるものではなく目的に応じて適宜決定すればよい。当然のことながら、アンドープのAlXInYGaZN層であってもよい。
本発明において、AlXInYGaZN層の組成、具体的に、X、Y、Zは、X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2を満足すればよい。X、Y、Zの値は、発光素子を使用する用途等に応じて適宜決定すればよい。ただし、本発明の製造方法は、より高いAl組成であって、かつGa、In等の組成比が少ない場合に、好適に適用することができる。そのため、本発明の効果がより発揮され組成としては、X+Y+Z=1.0を満足し、0.85≦X≦0.99、0.00≦Y≦0.14、0.01≦Z≦0.15、である場合がより好ましく、さらに0.88≦X≦0.97、0.00≦Y≦0.09、0.03≦Z≦0.12である場合がさらに好ましい。AlXInYGaZN層は、上記組成を満足する限り、単層であってもよく、複層であってもよい。また、上記組成範囲において、組成が連続的に変化する傾斜層であってもよい。
また、AlXInYGaZN層は、炭素不純物量が少ない方が好ましい。例えば、炭素がAlXInYGaZN層中に多量に混入すると、導電性や透過性の悪化を引き起こす可能性があるため、AlXInYGaZN層における炭素濃度は1017cm−3以下であることが好ましく、さらに5×1016cm−3以下であることが好ましい。
また、AlXInYGaZN層の膜厚は、特に制限されるものではなく、使用する目的に応じて適宜決定すればよいが、ベース基板に窒化アルミニウム単結晶基板を用いる場合には、厚すぎると窒化アルミニウム単結晶基板と格子整合できなくなることが考えられるため、膜厚は0.01〜10μmの範囲であることが好ましい。
本発明の方法に従えば、AlXInYGaZN層の表面をより平滑にすることができる。そのため、本発明の方法により製造したIII族窒化物積層体(ベース基板上にAlXInYGaZN層を有する積層体)は、紫外発光素子の材料としての利用に適している。AlXInYGaZN層の表面が平滑であることにより、紫外発光素子を製造する際、III族窒化物積層体上にさらに成長する半導体層(例えば、必要に応じて形成されるn型層、活性層、及びp型層)の平滑性、結晶品質の低下を抑制することができる。そして、結果的に、より高品質な紫外発光素子を作製することが可能となる。本発明の方法によれば、AlXInYGaZN層は、具体的には、原子間力顕微鏡にて測定した2×2μm2の領域におけるRMSが5nm以下とすることが可能であり、好ましくは1nm以下とすることができ、さらに好ましくは0.5nm以下とすることができる。
本発明の方法によれば、上記RMSの範囲を満足し、かつ微小の起伏がない表面(主面)のAlXInYGaZN層を形成することができる。比較例で示しているが、本発明の製造方法の条件を満足しない場合、該主面に約0.3〜1.0μmの大きさ(最大長さ)の微小な起伏(島状の起伏)が原子間力顕微鏡で観察される。本発明によれば、比較例にような、はっきりとした島状の起伏が観察されないか、全く島状の起伏が観察されないような、非常に平滑な表面(主面)とすることができる。
また、AlXInYGaZN層の最表面には、数μmサイズのヒロックが形成される場合がある。このようなヒロックは、III族窒化物積層体上にさらに成長する半導体層の表面平坦性の悪化や、結晶品質の低下を招き、作製した紫外発光素子の故障の原因となる場合がある。本発明の方法によれば、このようなヒロックをも低減できる。本発明によれば、AlXInYGaZN層の最表面のヒロック密度を10個/mm2以下とすることができ、好ましくは5個/mm2以下とすることができ、より好ましくは1個/mm2以下であり、さらに好ましく0個/mm2とすることができる。なお、本発明において、ヒロック密度は、ノマルスキー型微分干渉顕微鏡を用いた表面観察により測定できる。このヒロックは、上記微小な起伏よりもはるかに高いため、原子間力顕微鏡で観察できない。
次に、本発明の最大の特徴である、AlXInYGaZNで表わされるIII窒化物単結晶からなる層(AlXInYGaZN層)の成長条件について説明する。
(AlXInYGaZN層(X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2)の成長方法)
本発明のIII族窒化物積層体の製造方法は、少なくとも一方の主面が窒化アルミニウム単結晶層からなるベース基板の該主面上に、AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)が積層されたIII族窒化物積層体の製造方法である。図1はIII族窒化物積層体を製造する際の工程の一態様を示す概略図であり、図1に示すように、少なくとも一方の主面が窒化アルミニウム単結晶層であるベース基板11の該主面11a上に、III族窒化物単結晶層12(AlXInYGaZN層)を積層することで、III族窒化物積層体13が製造される。該主面11a上には、III族窒化物単結晶層12を成長させるために用いるIII族原料ガス、及び窒素源ガスを供給する。
本発明のIII族窒化物積層体の製造方法は、少なくとも一方の主面が窒化アルミニウム単結晶層からなるベース基板の該主面上に、AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)が積層されたIII族窒化物積層体の製造方法である。図1はIII族窒化物積層体を製造する際の工程の一態様を示す概略図であり、図1に示すように、少なくとも一方の主面が窒化アルミニウム単結晶層であるベース基板11の該主面11a上に、III族窒化物単結晶層12(AlXInYGaZN層)を積層することで、III族窒化物積層体13が製造される。該主面11a上には、III族窒化物単結晶層12を成長させるために用いるIII族原料ガス、及び窒素源ガスを供給する。
本発明において、AlXInYGaZN層を成長させる方法は、特に制限されるものではないが、成長速度や原料供給比の制御性にすぐれたMOCVD法を採用することが好ましい。MOCVD法を採用する場合、本発明で特定した条件(V/III比)以外の、原料ガスやキャリアガスの種類などの結晶成長条件は、特に限定されるものではなく、所望するIII族窒化物単結晶に応じて適宜設定すればよい。
具体的には、MOCVD法を採用する場合には、III族原料ガスとしては、例として、トリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、トリメチルインジウムが挙げられる。また、窒素源ガス(V族原料ガス)としては、アンモニアが挙げられる。以上の原料ガスと、キャリアガスとして水素ガス、窒素ガスなどをMOCVD装置内に導入すればよい。
また、AlXInYGaZN層をn型もしくはp型の層とする場合には、III族原料ガス、及び窒素源ガス(V族原料ガス)と同時にドーパント原料ガスをMOCVD装置内に導入すればよい。n型ドーパントの原料ガスには、例として、モノシランやテトラエチルシランが挙げられ、p型ドーパントの原料ガスには、例として、ビスシクロペンタジエニルマグネシウムが挙げられる。
本発明において、AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)を成長させる際の、III族原料ガスと窒素源ガス(V族原料ガス)との供給モル比(V/III比)は、5000以上15000以下としなければならない。
V/III比が5000未満の場合には、結晶成長のモードが変化することが原因と考えられるが、Al組成が0.8以上のAlXInYGaZN層を成長した場合には、微小な起伏を有する表面形状が形成され、表面平滑性が悪化する。
一方、V/III比が15000を超える場合には、気相中でのIII族原料と窒素源ガス(V族原料)との反応が顕著となり、気相中での反応にて生成した物質が成長面に付着して表面平滑性を悪化させる。さらに、成長速度が著しく低下する傾向にあり、工業的な生産に向かない。
したがって、これらの点を考慮すると、V/III比は6000以上15000以下が好ましく、6000以上12000以下が好ましい。なお、当然のことであるが、Al、Ga、Inを含むAlXInYGaZN層を形成する場合には、各III族原料ガスを合計した際のモル数が供給モル比の算出に用いられる。
AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)の成長において、V/III比は、一定であっても、成長途中にIII族原料ガス、または窒素源ガス(V族原料ガス)の供給量を変化させ、V/III比を変化させてもよい。ただし、供給量を変化させる場合にも、V/III比が5000以上15000以下の範囲を満足するように調整しなければならない。また、AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)の成長において、III族原料ガスの組成を変化させてもよい。すなわち、III族原料ガスであるトリメチルアルミニウム、トリメチルガリウム、トリメチルインジウムの組成比を変化させることで、組成の異なるAlXInYGaZN層を成長させることができる。また、III族原料ガスの組成を連続的に変化させることで、III族組成が連続的に変化する傾斜層を得ることもできる。
本発明において、AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)を成長させる際の成長速度は、特に制限されるものではないが、0.1μm/h以上0.5μm/h以下とすることが好ましい。AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)を成長させる際、成長速度が0.5μm/hを超えて速すぎる場合には、すなわちIII族原料ガスの供給量が多い場合には、成長の初期に島状の結晶核が形成され、SKモード、もしくはVWモードで成長しやすくなり、表面の平滑性が悪化する傾向にある。一方、成長速度が0.1μm/hよりも遅すぎる場合、すなわちIII族原料ガスの供給量が少なすぎる場合には、成長と競争的に進行するIII族窒化物単結晶の分解の影響が大きくなり、平滑性が悪化する傾向にある。また、生産性の観点からも、成長速度が遅すぎることは好ましくない。こうした点を考慮すると、AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)を成長させる際の成長速度は、0.1μm/h以上0.4μm/h以下の範囲であることがより好ましく、0.2μm/h以上0.3μm/h以下の範囲であることがさらに好ましい。
なお、本発明においてAlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)を成長させる際の成長速度は、原料の供給量のみではなく、結晶成長時における、成長温度や、反応炉内の圧力、キャリアガスの流量など、種々の成長条件によっても制御することができる。成長速度の制御方法については特に制限はされないが、結晶成長の条件は、成長するIII族窒化物単結晶層の品質を考慮して決定することが好ましいため、原料の供給量によって制御するのが通常である。
本発明において、AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)を成長させる際の成長温度(ベース基板の主面の温度)は、1000℃以上1200℃以下の範囲であることが好ましい。成長温度がこの範囲を満足することにより、結晶品質を高めることができ、加えて、成長速度を調整し易くなる。成長温度が1000℃よりも低すぎる場合には、結晶品質の低下に加え、原料原子の拡散が不十分となる傾向が大きくなり、平滑性の低下が生じ易くなる。一方、成長温度が1200℃を超えて高くなり過ぎる場合にも、結晶中に欠陥がより多く生成され、結晶品質の低下が生じる可能性が高くなる。また、AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)がGaを含む場合、1200℃を超える高温ではGaの脱離が促進され、組成の制御が困難になる場合がある。こうした点を考慮すると、成長温度は1050℃以上1150℃以下の範囲であることが好ましく、1050℃以上1100℃以下の範囲であることがさらに好ましい。
以上のような方法に従い積層体を製造することにより、結晶性、及び表面平滑性に優れた積層体を得ることができる。得られた積層体は、積層体上にさらに結晶層を積層することで、高品質な発光素子とすることができる。
(III族窒化物半導体の製造)
本発明のIII族窒化物半導体の製造方法では、前記III族窒化物積層体上に、さらに任意のIII族窒化物単結晶層を形成する。図2はIII族窒化物半導体を製造する際の工程の一態様を示す概略図であり、図2に示すように、III族窒化物積層体13上に、活性層15、p型層16を形成することで、III族窒化物半導体17が製造される。AlXInYGaZN層がアンドープ層である場合には、該AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層12)上に必要に応じてn型層14を形成することもできる。
本発明のIII族窒化物半導体の製造方法では、前記III族窒化物積層体上に、さらに任意のIII族窒化物単結晶層を形成する。図2はIII族窒化物半導体を製造する際の工程の一態様を示す概略図であり、図2に示すように、III族窒化物積層体13上に、活性層15、p型層16を形成することで、III族窒化物半導体17が製造される。AlXInYGaZN層がアンドープ層である場合には、該AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層12)上に必要に応じてn型層14を形成することもできる。
本発明において、必要に応じて形成されるn型層、及び、活性層、p型層は、いずれも、AlAInBGaCN(A+B+C=1.0、0≦A≦1.0、0.0≦B≦0.2、0.0≦C≦1.0)の組成式で表されるIII族窒化物単結晶であることが好ましい。それぞれの層の組成は、特に制限されるものではなく、使用する目的に応じて適宜決定すればよい。なお、活性層は上記組成式で表されるIII族窒化物単結晶のうち、組成の異なる層が複数積層された構造であるが、それぞれの層の組成や、積層される層の数は、特に制限されるものではなく、目的に応じて適宜設定すればよい。
本発明において、必要に応じて形成されるn型層、及びp型層のドーパントには公知の元素を制限なく用いることができる。例えば、n型ドーパントにSi、p型ドーパントにMgを用いることが好ましい。またn型層、及びp型層のドーパント濃度は、特に制限されるものではなく、目的に応じて適宜設定すればよい。また、必要に応じて、活性層を形成するIII族窒化物単結晶層を、n型、もしくはp型としてもよく、この場合もドーパント種やドーパント濃度は、特に制限されるものではない。
本発明において、必要に応じて形成されるn型層、及びp型層は、単層である必要はなく、組成やドーパント濃度の異なる複数の層が積層された構造であってもよい。また、これらは組成やドーパンド濃度が連続的に変化する傾斜層であってもよい。
本発明において、必要に応じて形成されるn型層、及び、活性層、p型層の膜厚は、特に制限されるものではなく、目的に応じて適宜決定すればよいが、ベース基板に窒化アルミニウム単結晶基板を用いる場合には、窒化アルミニウム単結晶基板と格子整合する膜厚範囲であることが好ましい。具体的な膜厚は形成する層の組成によって異なるが、一般的には10μm未満が通常であり、0.01μm以上5μm以下であることが好ましい。
本発明において、n型層、活性層、及びp型層は、平滑であることが好ましい。特に、活性層は複数の薄膜が積層された構造であり、各層の界面の急峻性が、発光素子の特性に大きく影響するため、活性層を形成する各層は平滑であることが好ましい。また、活性層はn型層上に形成されるため、活性層の表面形状はn型層の表面形状の影響を受ける。そのため、平滑な活性層を作製するためには、平滑なn型層を作製する必要がある。また、p型層の平滑性は、p型層表面に形成される電極とp型層との接触抵抗に影響するため、p型層もまた平滑であることが好ましい。具体的には、各層の原子間力顕微鏡にて測定した2×2μm2の領域におけるRMSが5nm以下であることが好ましく、1nm以下であることがより好ましく、0.5nm以下であることがさらに好ましい。
本発明において、必要に応じて形成されるn型層、及び、活性層、p型層の成長方法は、特に制限されるものではないが、ベース基板上にAlXInYGaZN層を成長させる工程の後に、同一の方法にて連続的に行うのが好ましく、AlXInYGaZN層の成長と同様にMOCVD法を採用することが好ましい。MOCVD法を採用する場合、成長温度や、圧力、原料ガスやキャリアガスの種類などの結晶成長条件は、特に限定されるものではなく、所望するIII族窒化物半導体に応じて適宜設定すればよい。
なお、n型層、活性層、及びp型層の成長を、AlXInYGaZN層の成長と連続的に行わない場合、製造したIII族窒化物積層体は反応装置内から取り出してもよく、その際に該III族窒化物積層体の表面を、研磨や洗浄、エッチングなどの、公知の技術によって、表面処理を行ってもよい。
本発明において、n型層、活性層、及びp型層を成長させる際のV/III比は、特に制限されるものではなく、所望するIII族窒化物半導体に応じて適宜設定すればよい。
以上のような方法に従いIII族窒化物半導体を製造し、さらに電極形成などを行うことにより、高品質な発光素子を製造することができる。
以下、実施例及び比較例を挙げて本発明を詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。
(ベース基板の準備)
実施例1〜4、比較例1〜3で使用したベース基板は以下の方法で準備した。
実施例1〜4、比較例1〜3で使用したベース基板は以下の方法で準備した。
III族窒化物単結晶層を成長するためのベース基板には、昇華法にて作製した窒化アルミニウム単結晶基板を用いた。ベース基板のサイズは7mm×7mmの四角形状で、厚みは500μmであった。また、該ベース基板の結晶成長を行う主面は、Chemical Mechanical Polishにて研磨を行い、原子間力顕微鏡にて測定した5×5μm2の領域におけるRMSは0.1nmであった。また、該ベース基板のオフ角度は0.1°であった。
結晶成長を実施する前に、ベース基板の洗浄を行った。まず、硫酸とリン酸を3:1の割合で混合し、90℃に加熱した溶液中にベース基板を10分間浸漬し、表面酸化膜の除去を行った。その後、表面に付着した異物を除去する目的で、基板表面のスクラブ洗浄を実施した。スクラブ洗浄の後、ベース基板を超純水で洗浄し、イソプロピルアルコールにて水分を置換した後、スピンコーターを用いて乾燥を行った。
洗浄後のベース基板を、MOCVD装置内のサセプタ―上に設置した後、水素ガスを8.5slmの流量で流しながら、ベース基板を1260℃まで加熱し、10分間保持することで、ベース基板表面のサーマルクリーニングを行った。なお、基板温度は、MOCVD装置に設置したin―situモニタによって測定した。
(III族窒化物積層体の製造)
実施例1
次いで、上記方法で準備したベース基板温度が1070℃、トリメチルアルミニウム流量が4.4μmol/min、トリメチルガリウム流量が1.8μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.011μmol/min、アンモニア流量が1.5slm、V/III比が10784、水素キャリアガス流量が8.3slm、圧力が50mbarの条件で、AlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))を140nm成長した。このとき、in―situモニタによって測定したn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の成長速度は、0.14μm/hであった。原子間力顕微鏡にて測定した、成長後のn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の2×2μm2のRMSは0.09nmであった。また、原子間力顕微鏡で観察した表面(主面)の状態(平滑性)を以下の3段階で評価した。この結果、良好(A評価)の状態であった。これらの結果とAlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))の成長条件を表1にまとめた。
優良(S);原子力顕微鏡(視野:2×2μm2)にて、表面に微小な起伏が全く観察されず、原子ステップが均一に形成されている状態。
良好(A);原子力顕微鏡(視野:2×2μm2)にて、表面に微小な起伏は全く観察されないが、原子ステップのうねりや、ステップ端の荒れが観察される状態(原子ステップの方向性に歪曲がある、もしくは原子ステップ端に凹凸構造が形成されている状態)。
不良(F);原子力顕微鏡(視野:2×2μm2)にて、表面に微小な起伏(島状の起伏)が観察できる状態。
実施例1
次いで、上記方法で準備したベース基板温度が1070℃、トリメチルアルミニウム流量が4.4μmol/min、トリメチルガリウム流量が1.8μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.011μmol/min、アンモニア流量が1.5slm、V/III比が10784、水素キャリアガス流量が8.3slm、圧力が50mbarの条件で、AlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))を140nm成長した。このとき、in―situモニタによって測定したn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の成長速度は、0.14μm/hであった。原子間力顕微鏡にて測定した、成長後のn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の2×2μm2のRMSは0.09nmであった。また、原子間力顕微鏡で観察した表面(主面)の状態(平滑性)を以下の3段階で評価した。この結果、良好(A評価)の状態であった。これらの結果とAlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))の成長条件を表1にまとめた。
優良(S);原子力顕微鏡(視野:2×2μm2)にて、表面に微小な起伏が全く観察されず、原子ステップが均一に形成されている状態。
良好(A);原子力顕微鏡(視野:2×2μm2)にて、表面に微小な起伏は全く観察されないが、原子ステップのうねりや、ステップ端の荒れが観察される状態(原子ステップの方向性に歪曲がある、もしくは原子ステップ端に凹凸構造が形成されている状態)。
不良(F);原子力顕微鏡(視野:2×2μm2)にて、表面に微小な起伏(島状の起伏)が観察できる状態。
実施例2
トリメチルアルミニウム流量が8.8μmol/min、トリメチルガリウム流量が2.2μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.0055μmol/min、V/III比が6046、とした以外は実施例1と同様の方法にて、AlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))を680nm成長した。このとき、in−situモニタによって測定したn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の成長速度は、0.28μm/hであった。原子間力顕微鏡にて測定した、成長後のn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の2×2μm2のRMSは0.13nmであった。図3には、原子間力顕微鏡によって観察した、2×2μm2の表面形態を表す図を示した。また、原子間力顕微鏡で観察した表面(主面)の状態を実施例1と同じく3段階で評価した。この結果、優良(S)の状態であった。これらの結果とAlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))の成長条件を表1にまとめた。
トリメチルアルミニウム流量が8.8μmol/min、トリメチルガリウム流量が2.2μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.0055μmol/min、V/III比が6046、とした以外は実施例1と同様の方法にて、AlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))を680nm成長した。このとき、in−situモニタによって測定したn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の成長速度は、0.28μm/hであった。原子間力顕微鏡にて測定した、成長後のn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の2×2μm2のRMSは0.13nmであった。図3には、原子間力顕微鏡によって観察した、2×2μm2の表面形態を表す図を示した。また、原子間力顕微鏡で観察した表面(主面)の状態を実施例1と同じく3段階で評価した。この結果、優良(S)の状態であった。これらの結果とAlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))の成長条件を表1にまとめた。
実施例3
トリメチルアルミニウム流量が8.8μmol/min、トリメチルガリウム流量が3.1μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.0055μmol/min、V/III比が5594、とした以外は実施例1と同様の方法にて、AlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.89、Z=0.11、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))を280nm成長した。このとき、in−situモニタによって測定したn型AlXGa1−XN層(X=0.89、Z=0.11、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の成長速度は、0.28μm/hであった。原子間力顕微鏡にて測定した、成長後のn型AlXGa1−XN層(X=0.89、Z=0.11、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の2×2μm2のRMSは0.12nmであった。また、原子間力顕微鏡で観察した表面(主面)の状態を実施例1と同じく3段階で評価した。この結果、優良(S)の状態であった。これらの結果とAlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.89、Z=0.11、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))の成長条件を表1にまとめた。
トリメチルアルミニウム流量が8.8μmol/min、トリメチルガリウム流量が3.1μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.0055μmol/min、V/III比が5594、とした以外は実施例1と同様の方法にて、AlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.89、Z=0.11、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))を280nm成長した。このとき、in−situモニタによって測定したn型AlXGa1−XN層(X=0.89、Z=0.11、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の成長速度は、0.28μm/hであった。原子間力顕微鏡にて測定した、成長後のn型AlXGa1−XN層(X=0.89、Z=0.11、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の2×2μm2のRMSは0.12nmであった。また、原子間力顕微鏡で観察した表面(主面)の状態を実施例1と同じく3段階で評価した。この結果、優良(S)の状態であった。これらの結果とAlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.89、Z=0.11、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))の成長条件を表1にまとめた。
比較例1
トリメチルアルミニウム流量が17.7μmol/min、トリメチルガリウム流量が2.2μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.014μmol/min、V/III比が3363、とした以外は実施例1と同様の方法にて、AlXInYGaZN層(n型AlXGa1−XN層(X=0.94、Z=0.06、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))を550nm成長した。このとき、in−situモニタによって測定したn型AlXGa1−XN層(X=0.94、Z=0.06、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の成長速度は、0.55μm/hであった。原子間力顕微鏡にて測定した、成長後のn型AlXGa1−XN層(X=0.94、Z=0.06、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の2×2μm2のRMSは0.20nmであった。図4には、原子間力顕微鏡によって観察した、2×2μm2の表面形態を表す図を示した。また、原子間力顕微鏡で観察した表面(主面)の状態を実施例1と同じく3段階で評価した。この結果、不良(F)の状態であった。これらの結果とAlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.94、Z=0.06、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))の成長条件を表1にまとめた。
トリメチルアルミニウム流量が17.7μmol/min、トリメチルガリウム流量が2.2μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.014μmol/min、V/III比が3363、とした以外は実施例1と同様の方法にて、AlXInYGaZN層(n型AlXGa1−XN層(X=0.94、Z=0.06、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))を550nm成長した。このとき、in−situモニタによって測定したn型AlXGa1−XN層(X=0.94、Z=0.06、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の成長速度は、0.55μm/hであった。原子間力顕微鏡にて測定した、成長後のn型AlXGa1−XN層(X=0.94、Z=0.06、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の2×2μm2のRMSは0.20nmであった。図4には、原子間力顕微鏡によって観察した、2×2μm2の表面形態を表す図を示した。また、原子間力顕微鏡で観察した表面(主面)の状態を実施例1と同じく3段階で評価した。この結果、不良(F)の状態であった。これらの結果とAlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.94、Z=0.06、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))の成長条件を表1にまとめた。
比較例2
トリメチルアルミニウム流量が35.3μmol/min、トリメチルガリウム流量が3.1μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.028μmol/min、V/III比が1740、とした以外は実施例1と同様の方法にて、AlXInYGaZN層(n型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))を870nm成長した。このとき、in−situモニタによって測定したn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の成長速度は、0.87μm/hであった。原子間力顕微鏡にて測定した、成長後のn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の2×2μm2のRMSは0.29nmであった。また、原子間力顕微鏡で観察した表面(主面)の状態を実施例1と同じく3段階で評価した。この結果、不良(F)の状態であった。これらの結果とAlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))の成長条件を表1にまとめた。
トリメチルアルミニウム流量が35.3μmol/min、トリメチルガリウム流量が3.1μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.028μmol/min、V/III比が1740、とした以外は実施例1と同様の方法にて、AlXInYGaZN層(n型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))を870nm成長した。このとき、in−situモニタによって測定したn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の成長速度は、0.87μm/hであった。原子間力顕微鏡にて測定した、成長後のn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の2×2μm2のRMSは0.29nmであった。また、原子間力顕微鏡で観察した表面(主面)の状態を実施例1と同じく3段階で評価した。この結果、不良(F)の状態であった。これらの結果とAlXInYGaZN層(n型AlXGazN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))の成長条件を表1にまとめた。
図4に示した、比較例1にて作製したIII族窒化物積層体の表面形態図からは、積層体表面は微小な起伏を有した形状をしており、平滑性が悪いことが見て取れる。一方、図3に示した、実施例2にて作製したIII族窒化物積層体の表面形態図では、図4に見られるような微小な起伏は見られず、均一な原子ステップが形成されており、FMモードで結晶成長が進行していることが見て取れる。このように、V/III比を特定の値以上とすることで、平滑な表面を有したIII族窒化物積層体を製造することができる。
(III族窒化物半導体の製造)
本発明の方法によってIII族窒化物半導体を製造する場合、発光素子の特性に対して最も効果的であるのは、活性層を形成する各層の平滑性が向上し、界面の急峻性が向上する点である。したがって、以下に示す実施例4、及び比較例3では、ベース基板上にIII族窒化物単結晶層を成長した積層体上に、活性層を成長した、III族窒化物半導体の製造例を示す。
本発明の方法によってIII族窒化物半導体を製造する場合、発光素子の特性に対して最も効果的であるのは、活性層を形成する各層の平滑性が向上し、界面の急峻性が向上する点である。したがって、以下に示す実施例4、及び比較例3では、ベース基板上にIII族窒化物単結晶層を成長した積層体上に、活性層を成長した、III族窒化物半導体の製造例を示す。
実施例4
(AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)の形成)
実施例1で使用したのと同じベース基板を使用し、該ベース基板温度が1070℃、トリメチルアルミニウム流量が8.8μmol/min、トリメチルガリウム流量が2.2μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.0055μmol/min、アンモニア流量が1.5slm、V/III比が6046、水素キャリアガス流量が8.3slm、圧力が50mbarの条件で、AlXInYGaZN層(n型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))を570nm成長した。このとき、in-situモニタによって測定したn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の成長速度は、0.28μm/hであった。
(AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)の形成)
実施例1で使用したのと同じベース基板を使用し、該ベース基板温度が1070℃、トリメチルアルミニウム流量が8.8μmol/min、トリメチルガリウム流量が2.2μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.0055μmol/min、アンモニア流量が1.5slm、V/III比が6046、水素キャリアガス流量が8.3slm、圧力が50mbarの条件で、AlXInYGaZN層(n型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))を570nm成長した。このとき、in-situモニタによって測定したn型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00(III族窒化物単結晶層))の成長速度は、0.28μm/hであった。
(活性層の形成)
次いで、前記ベース基板温度が1070℃、トリメチルアルミニウム流量が22.1μmol/min、トリメチルガリウム流量が3.1μmol/min、アンモニア流量が1.5slm、V/III比が2655、水素キャリアガス流量が8.3slm、圧力が50mbarの条件で、barrier層としてAlAGacN層(A=0.93、C=0.07、B=0.00)を7nm成長した。
次いで、前記ベース基板温度が1070℃、トリメチルアルミニウム流量が22.1μmol/min、トリメチルガリウム流量が3.1μmol/min、アンモニア流量が1.5slm、V/III比が2655、水素キャリアガス流量が8.3slm、圧力が50mbarの条件で、barrier層としてAlAGacN層(A=0.93、C=0.07、B=0.00)を7nm成長した。
次いで、ベース基板温度が1070℃、トリメチルアルミニウム流量が22.1μmol/min、トリメチルガリウム流量が4.5μmol/min、アンモニア流量が1.5slm、V/III比が2521、水素キャリアガス流量が8.3slm、圧力が50mbarの条件で、well層としてAlAGaCN層(A=0.90、C=0.1、B=0.0)を10nm成長した。上記と同様の条件で、barrier層とwell層をそれぞれ交互に3層成長し、次いで上記と同様の条件で、barrier層を20nm成長した。原子間力顕微鏡にて測定した、成長後のbarrier層の2×2μm2のRMSは0.11nmであった。図5には、原子間力顕微鏡によって観察した、2×2μm2の表面形態を表す図を示した。
比較例3
実施例4の(AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)の形成)において、AlXInYGaZN層(n型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))の成長条件において、トリメチルアルミニウム流量が35.3μmol/min、トリメチルガリウム流量が3.1μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.028μmol/min、V/III比が1740、成長膜厚が2020μmとした以外は、実施例4と同様の方法にて、III族窒化物半導体を作製した。原子間力顕微鏡にて測定した、成長後のbarrier層の2×2μm2のRMSは0.27nmであった。図6には、原子間力顕微鏡によって観察した、2×2μm2の表面形態を表す図を示した。
実施例4の(AlXInYGaZN層(III族窒化物単結晶層)の形成)において、AlXInYGaZN層(n型AlXGa1−XN層(X=0.93、Z=0.07、Y=0.00)(III族窒化物単結晶層))の成長条件において、トリメチルアルミニウム流量が35.3μmol/min、トリメチルガリウム流量が3.1μmol/min、テトラエチルシラン流量が0.028μmol/min、V/III比が1740、成長膜厚が2020μmとした以外は、実施例4と同様の方法にて、III族窒化物半導体を作製した。原子間力顕微鏡にて測定した、成長後のbarrier層の2×2μm2のRMSは0.27nmであった。図6には、原子間力顕微鏡によって観察した、2×2μm2の表面形態を表す図を示した。
実施例4、比較例3はそれぞれ、実施例2、比較例2に示したn型AlXGa1−XN層(x=0.93(III族窒化物単結晶層))の成長の後に、同じ成長条件にて活性層を成長したものである。図6に示した表面形態図からは、比較例3にて作製したIII族窒化物半導体の表面は、微小な起伏を有しており、平滑性に劣ることが見て取れる。一方、図5に示した表面形態図ではそうした微小な起伏形状は観察されず、実施例4にて作製したIII族窒化物半導体の表面が平滑であることが見て取れる。実施例4、及び比較例3の活性層の成長条件は同じであることから、この活性層の平滑性の差は、活性層の下地となったn型AlXGa1−XN層(x=0.93(III族窒化物単結晶層))の平滑性の差であると考えられ、表面がより平滑なIII族窒化物積層体を用いることで、より表面が平滑で界面急峻性に優れたIII族窒化物半導体が得られることを示している。
11 ベース基板
11a ベース基板における窒化アルミニウム単結晶からなる主面(窒化アルミニウム単結晶面)
12 III族窒化物単結晶層(AlXGa1−XN層)
13 III族窒化物積層体
14 n型層
15 活性層
16 p型層
17 III族窒化物半導体
11a ベース基板における窒化アルミニウム単結晶からなる主面(窒化アルミニウム単結晶面)
12 III族窒化物単結晶層(AlXGa1−XN層)
13 III族窒化物積層体
14 n型層
15 活性層
16 p型層
17 III族窒化物半導体
Claims (9)
- 少なくとも一方の主面が窒化アルミニウム単結晶層からなるベース基板の該主面上に、III族原料ガスと窒素源ガスとを供給することにより、AlXInYGaZNで表わされ、前記組成式中のX、Y、及びZが、X+Y+Z=1.0、0.8≦X<1.0、0.0≦Y<0.2、0.0<Z≦0.2である関係を満足するIII族窒化物単結晶からなる層を成長させてIII族窒化物積層体を製造する方法であって、
該III族原料ガスに対する窒素源ガスのモル比を表わすV/III比を5000以上15000以下とすることを特徴とするIII族窒化物積層体の製造方法。 - 前記III族窒化物単結晶からなる層を成長する際の成長速度を0.1μm/h以上0.5μm/h以下とすることを特徴とする請求項1に記載のIII族窒化物積層体の製造方法。
- 前記III族窒化物単結晶からなる層を成長する際の成長温度を1000℃以上1200℃以下とすることを特徴とする請求項1に記載のIII族窒化物積層体の製造方法。
- 前記III族窒化物単結晶からなる層を成長する際の成長温度を1000℃以上1200℃以下とすることを特徴とする請求項2に記載のIII族窒化物積層体の製造方法。
- 前記III族窒化物単結晶からなる層が、ドーパントを含むことを特徴とする請求項1に記載のIII族窒化物積層体の製造方法。
- 前記III族窒化物単結晶からなる層が、ドーパントを含むことを特徴とする請求項2に記載のIII族窒化物積層体の製造方法。
- 前記III族窒化物単結晶からなる層が、ドーパントを含むことを特徴とする請求項3に記載のIII族窒化物積層体の製造方法。
- 前記III族窒化物単結晶からなる層が、ドーパントを含むことを特徴とする請求項4に記載のIII族窒化物積層体の製造方法。
- 請求項1〜8の何れかに記載の方法でIII族窒化物積層体を製造した後、前記III族窒化物単結晶層上に、少なくとも、活性層、及びp型層を形成することを特徴とするIII族窒化物半導体の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2016060197 | 2016-03-24 | ||
JP2016060197 | 2016-03-24 | ||
PCT/JP2017/010408 WO2017164036A1 (ja) | 2016-03-24 | 2017-03-15 | Iii族窒化物積層体の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPWO2017164036A1 true JPWO2017164036A1 (ja) | 2019-01-31 |
Family
ID=59900273
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2018507261A Pending JPWO2017164036A1 (ja) | 2016-03-24 | 2017-03-15 | Iii族窒化物積層体の製造方法 |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20190103273A1 (ja) |
EP (1) | EP3435407A4 (ja) |
JP (1) | JPWO2017164036A1 (ja) |
WO (1) | WO2017164036A1 (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE112019003671T5 (de) * | 2018-07-20 | 2021-04-08 | Sony Semiconductor Solutions Corporation | Halbleiterlichtemissionselement |
JP2021027297A (ja) * | 2019-08-08 | 2021-02-22 | 住友化学株式会社 | エピタキシャル基板およびその製造方法 |
Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2003023220A (ja) * | 2001-07-06 | 2003-01-24 | Toshiba Corp | 窒化物半導体素子 |
JP2006080378A (ja) * | 2004-09-10 | 2006-03-23 | Toshiba Corp | 半導体基板、半導体素子、半導体素子の製造方法及び半導体基板の製造方法 |
JP2010232364A (ja) * | 2009-03-26 | 2010-10-14 | Tokuyama Corp | Iii族窒化物積層体、その製造方法およびiii族窒化物半導体素子 |
JP2013187428A (ja) * | 2012-03-08 | 2013-09-19 | Toshiba Corp | 窒化物半導体層の製造方法 |
JP2014017422A (ja) * | 2012-07-10 | 2014-01-30 | Fujitsu Ltd | 化合物半導体装置及びその製造方法 |
JP2014103211A (ja) * | 2012-11-19 | 2014-06-05 | Stanley Electric Co Ltd | 半導体発光素子及びその製造方法 |
JP2015115366A (ja) * | 2013-12-09 | 2015-06-22 | 古河電気工業株式会社 | 窒化物半導体装置およびその製造方法、ならびにダイオードおよび電界効果トランジスタ |
JP2016039325A (ja) * | 2014-08-08 | 2016-03-22 | ウシオ電機株式会社 | 窒化物半導体発光素子 |
Family Cites Families (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6900474B2 (en) * | 2002-12-20 | 2005-05-31 | Lumileds Lighting U.S., Llc | Light emitting devices with compact active regions |
WO2011058968A1 (ja) * | 2009-11-10 | 2011-05-19 | 株式会社トクヤマ | 積層体の製造方法 |
WO2013042297A1 (ja) * | 2011-09-20 | 2013-03-28 | パナソニック株式会社 | 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子及びそれを用いた光源装置 |
KR102212561B1 (ko) * | 2014-08-11 | 2021-02-08 | 삼성전자주식회사 | 반도체 발광 소자 및 반도체 발광 소자 패키지 |
EP3267497A4 (en) * | 2015-03-06 | 2018-10-10 | Stanley Electric Co., Ltd. | Group iii nitride laminate and light emitting element comprising said laminate |
-
2017
- 2017-03-15 EP EP17770079.6A patent/EP3435407A4/en active Pending
- 2017-03-15 JP JP2018507261A patent/JPWO2017164036A1/ja active Pending
- 2017-03-15 WO PCT/JP2017/010408 patent/WO2017164036A1/ja active Application Filing
- 2017-03-15 US US16/087,360 patent/US20190103273A1/en not_active Abandoned
Patent Citations (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2003023220A (ja) * | 2001-07-06 | 2003-01-24 | Toshiba Corp | 窒化物半導体素子 |
JP2006080378A (ja) * | 2004-09-10 | 2006-03-23 | Toshiba Corp | 半導体基板、半導体素子、半導体素子の製造方法及び半導体基板の製造方法 |
JP2010232364A (ja) * | 2009-03-26 | 2010-10-14 | Tokuyama Corp | Iii族窒化物積層体、その製造方法およびiii族窒化物半導体素子 |
JP2013187428A (ja) * | 2012-03-08 | 2013-09-19 | Toshiba Corp | 窒化物半導体層の製造方法 |
JP2014017422A (ja) * | 2012-07-10 | 2014-01-30 | Fujitsu Ltd | 化合物半導体装置及びその製造方法 |
JP2014103211A (ja) * | 2012-11-19 | 2014-06-05 | Stanley Electric Co Ltd | 半導体発光素子及びその製造方法 |
JP2015115366A (ja) * | 2013-12-09 | 2015-06-22 | 古河電気工業株式会社 | 窒化物半導体装置およびその製造方法、ならびにダイオードおよび電界効果トランジスタ |
JP2016039325A (ja) * | 2014-08-08 | 2016-03-22 | ウシオ電機株式会社 | 窒化物半導体発光素子 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP3435407A4 (en) | 2019-11-06 |
WO2017164036A1 (ja) | 2017-09-28 |
EP3435407A1 (en) | 2019-01-30 |
US20190103273A1 (en) | 2019-04-04 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5842057B2 (ja) | 半導体装置の製造方法 | |
JP5743893B2 (ja) | 積層体の製造方法 | |
JP5631889B2 (ja) | 積層体の製造方法 | |
JP6012841B2 (ja) | SiCエピタキシャルウエハの製造方法 | |
US20110003420A1 (en) | Fabrication method of gallium nitride-based compound semiconductor | |
US9896780B2 (en) | Method for pretreatment of base substrate and method for manufacturing layered body using pretreated base substrate | |
JP5931737B2 (ja) | 光学素子の製造方法 | |
JP5073624B2 (ja) | 酸化亜鉛系半導体の成長方法及び半導体発光素子の製造方法 | |
JP2005244202A (ja) | Iii族窒化物半導体積層物 | |
JP2004111848A (ja) | サファイア基板とそれを用いたエピタキシャル基板およびその製造方法 | |
WO2017164036A1 (ja) | Iii族窒化物積層体の製造方法 | |
JP5353800B2 (ja) | 炭化珪素エピタキシャル膜の製造方法 | |
JP4359770B2 (ja) | Iii−v族窒化物系半導体基板及びその製造ロット | |
JP5230522B2 (ja) | 積層体の製造方法、および該積層体を有する半導体デバイス | |
JP2013010681A (ja) | 窒化ガリウム基板、発光素子、電界効果トランジスタ及びエピタキシャル膜の製造方法 | |
JP2011006304A (ja) | 窒化物半導体基板およびその製造方法 | |
JP5073623B2 (ja) | 酸化亜鉛系半導体の成長方法及び半導体発光素子の製造方法 | |
JP2016082200A (ja) | 結晶積層構造体及びその製造方法、並びに半導体素子 | |
JP7326759B2 (ja) | GaN単結晶製造方法 | |
JP4420128B2 (ja) | Iii−v族窒化物系半導体デバイス及びその製造方法 | |
JP2013051388A (ja) | 窒化物系化合物半導体結晶及びその製造方法並びにiii族窒化物半導体デバイス用基板 | |
JP2010199598A (ja) | Iii−v族窒化物系半導体基板 | |
JP2016072399A (ja) | 窒化物半導体テンプレートの製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20200217 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20201104 |
|
A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20210427 |