TWI462287B - Nitride semiconductor device and manufacturing method thereof - Google Patents

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TWI462287B
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Yoshikazu Ooshika
Tetsuya Matsuura
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Dowa Electronics Materials Co
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Description

氮化物半導體元件及其製造方法
本發明係關於一種氮化物半導體元件及氮化物半導體元件之製造方法。
近年來，作為於殺菌、淨水、醫療、照明、高密度光記錄等領域中可較佳使用之發光二極體(Light-Emitting Diode，LED)，於紫外線區域發光之LED、特別是發光波長未達365 nm之紫外LED受到矚目。此外近年來，使用有化合物半導體之高電子遷移率電晶體(High Electron Mobility Transistor，HEMT)等電子元件亦受到矚目。
此處，作為上述紫外LED，已知有將AlGaN系薄膜用作元件材料來形成元件結構者。而且，針對使用該AlGaN系薄膜形成元件結構之紫外LED，正進行為取得高品質之AlGaN系薄膜以提高紫外LED之發光輸出之各種研究。
具體而言，已開發出一種紫外LED，其係於基板上設置有AlN應變緩衝層(AlN模板)，且於該AlN應變緩衝層與n型氮化物半導體(n型AlGaN層)之間設置有Ala Ga1-a N/Alb Ga1-b N(0≦a，b≦1，a＞b)之超晶格應變緩衝層，藉此控制薄膜應力並且抑制n型AlGaN層中產生龜裂，使發光輸出提高(例如，參照非專利文獻1)。
但此處，上述紫外LED(氮化物半導體元件)之發光輸出並不充分。
又，作為使用上述之化合物半導體之HEMT等之電子元件，已知有使用氮化物半導體之氮化物半導體元件。而且，針對使用此種氮化物半導體之HEMT，正進行用以提高電流特性之各種研究。
具體而言，開發出一種HEMT，其係於基板上形成有緩衝層(GaN層)，於該緩衝層上設置有由非摻雜氮化物半導體(i型AlGaN層)所構成之通道層及阻障層，並且對源極/汲極區域注入Si而實現低接觸電阻(例如，參照非專利文獻2)。
但此處，上述HEMT中，形成於由GaN構成之緩衝層上之通道層(i型AlGaN層)之表面之平坦性並不充分，無法獲得充分之電流特性。
非專利文獻1：Vinod Adivarahan等，“脈衝橫向過度成長AlN上之牢固之290 nm發光LED(Robust 290 nm Emission Light Emitting Diodes over Pulsed Laterally Overgrown AlN)”，日本應用物理雜誌(Japanese Journal of Applied Physics)，2007年，第46卷，第36號，P.877
非專利文獻2：南條拓磨等，“AlGaN通道HEMT之初次運轉(First Operation of AlGaNChannel High Electron Mobility Transistors)”，應用物理快訊(Applied Physics Express)，第1卷，2008年。
此處，針對上述之氮化物半導體元件(HEMT等之電子元件)之電流特性之問題，本發明人等發現於基板上以良好平坦性形成組合有GaN或Al含有率較低之AlGaN、與AlN的超晶格應變緩衝層，來對積層於該超晶格應變緩衝層上之氮化物半導體層的結晶性進行改善，藉此可改善氮化物半導體元件之電流特性，例如薄片電阻等。
因此，本發明人等以開發出電流特性良好之氮化物半導體元件及該元件之製造方法為目標而進行了努力研究，該氮化物半導體元件，係於基板上以良好平坦性形成超晶格應變緩衝層(係使用Al含有率較低之AlGaN層或GaN層)，且於該超晶格應變緩衝層上形成有平坦性及結晶性良好之氮化物半導體層。
又，針對上述之氮化物半導體元件(紫外LED)之發光輸出之問題，本發明人等發現組合有GaN或Al含有率較低之AlGaN、與AlN之超晶格應變緩衝層可有效改善積層於其上之層的結晶性而提高氮化物半導體元件之發光輸出。然而，帶隙小於紫外區域之發光波長的GaN或Al含有率較低之AlGaN，因作為發光元件時會成為光吸收要素，故較佳為儘可能減少超晶格應變緩衝層中之GaN或Al含有率較低之AlGaN之量。因此，本發明人等之目標係儘可能使超晶格應變緩衝層中之由GaN或Al含有率較低之AlGaN所構成之層的厚度變薄。
但此處，於AlN模板上，AlN層比較平坦地成長，而GaN或Al含有率較低之AlGaN於橫向結晶成長速度較低，故層厚越薄就越難以獲得平坦性良好之結晶。由此可知，使用由GaN或Al含有率較低之AlGaN所構成之層的超晶格應變緩衝層，平坦性將會惡化，超晶格結構之面內不均變大，積層於超晶格應變緩衝層上之層的結晶性會變差。
因此，本發明人等以開發出氮化物半導體元件及該元件之製造方法為目標而進行了努力研究，該氮化物半導體元件係於AlN模板基板上以良好平坦性形成一使用有Al含有率較低之AlGaN層或GaN層之超晶格應變緩衝層，且於該超晶格應變緩衝層上形成有平坦性及結晶性良好之n型氮化物半導體層，且發光輸出較高。
本發明之目的在於有利地解決上述電流特性之問題，本發明之氮化物半導體元件係具備：基板、形成於該基板上之由AlN所構成之AlN應變緩衝層、形成於該AlN應變緩衝層上之超晶格應變緩衝層、及形成於該超晶格應變緩衝層上之氮化物半導體層；其特徵在於，上述超晶格應變緩衝層係將由Alx Ga1-x N(0≦x≦0.25)所構成且含有p型雜質之第1層、及由AlN所構成之第2層交替積層而形成超晶格結構者。如此，若於基板與超晶格應變緩衝層之間形成有AlN應變緩衝層，則可抑制基板與超晶格應變緩衝層之間之錯位之產生，並且可抑制氮化物半導體層中之應變之產生，從而可進一步減少錯位之產生。又，若於使Al含有率較低之第1層含有p型雜質的超晶格應變緩衝層上形成氮化物半導體層，則藉由以該氮化物半導體層為基底而積層作為半導體元件發揮功能之層，便可獲得電流特性良好之氮化物半導體元件。附帶而言，本發明中，氮化物半導體層並無特別限定，可為p型氮化物半導體層、n型氮化物半導體層、i型氮化物半導體層等之任意氮化物半導體層。再者，本發明中，所謂i型氮化物半導體層，係指未有意添加Mg或Si等特定雜質之氮化物半導體層(亦稱為非摻雜層)，理想的是完全不含有雜質之半導體層為宜，但只要為在電性方面未作為p型或n型發揮功能之半導體層即可。因此，本發明中，可將載體密度較小者(例如未達5×1016 /cm3 者)稱為i型。
又，本發明之目的在於有利地解決上述發光輸出之問題，本發明之氮化物半導體元件，係具備：基板、形成於該基板上之由AlN所構成之AlN應變緩衝層、形成於該AlN應變緩衝層上之超晶格應變緩衝層、形成於該超晶格應變緩衝層上之n型氮化物半導體層、形成於該n型氮化物半導體層上之發光層、形成於該發光層上之p型氮化物半導體層、電連結於上述n型氮化物半導體層之n側電極、及電連結於上述p型氮化物半導體層之p側電極；其特徵在於：上述超晶格應變緩衝層係將由Alx Ga1-x N(0≦x≦0.25)所構成且含有p型雜質之第1層、及由AlN所構成之第2層交替積層而形成超晶格結構者。如此，若於基板與超晶格應變緩衝層之間形成有AlN應變緩衝層，則可抑制基板與超晶格應變緩衝層之間之錯位之產生，且可抑制n型氮化物半導體層～p型氮化物半導體層中之應變之產生，從而可進一步減少錯位之產生。又，若於使Al含有率較低之第1層含有p型雜質的超晶格應變緩衝層上形成n型氮化物半導體層而成為氮化物半導體元件，則可於平坦之超晶格應變緩衝層上形成平坦性及結晶性良好之n型氮化物半導體層，從而可獲得發光輸出較高之氮化物半導體元件。
此處，本發明之氮化物半導體元件中，上述p型雜質較佳為Mg、Zn、Ca或Be，更佳為Mg或Zn，特佳為Mg。其原因在於，自相對於氮化物半導體之偏析效果之觀點而言，可使用Mg、Zn、Ca或Be作為p型雜質，而Mg或Zn適合作為用以促進AlGaN或GaN之橫向結晶成長之橫向結晶成長促進物質，其中，Mg由於難以向其他層中擴散，因此特別適合作為橫向結晶成長促進物質。再者，本發明中，使第1層中含有促進橫向結晶成長之Mg等(p型雜質)，而並非含有藉由抗界面活性(antisurfactant)效果而於3維上促進結晶成長之Si(n型雜質)或C等，因此可於平坦之超晶格應變緩衝層上形成平坦性及結晶性良好之n型氮化物半導體層。再者，本發明中，雖記載為「p型雜質」，但於本發明之氮化物半導體元件中，上述雜質是否活化並不重要，亦可未活化。
進而，本發明之氮化物半導體元件中，上述第1層之厚度較佳為0.1～3 nm。其原因在於，形成超晶格應變緩衝層之層之厚度越薄，則氮化物半導體元件之發光輸出越高，若使第1層之厚度為3 nm以下，更佳為2 nm以下，則可獲得發光輸出較高之氮化物半導體元件。又其原因在於，形成超晶格應變緩衝層之層之厚度越薄，則氮化物半導體元件之電流特性越會提高。另一方面，其原因在於，難以對厚度未達0.1 nm之層進行成膜控制。
又，本發明之氮化物半導體元件中，上述第1層中之上述p型雜質之濃度較佳為5×1016 cm-3 以上且未達2×1019 cm-3 ，更佳為7×1017 cm-3 ～7×1019 cm-3 。其原因在於，若使p型雜質之濃度為5×1016 cm-3 以上，則可使超晶格應變緩衝層之平坦性進一步提高而形成平坦性及結晶性良好之氮化物半導體層或n型氮化物半導體層。又，其原因在於，若p型雜質之濃度為2×1019 cm-3 以上，則會引起雜質凝聚而導致超晶格應變緩衝層之結晶性惡化，繼而對所積層之氮化物半導體層或n型氮化物半導體層等之平坦性及結晶性造成不良影響。再者，本發明中，所謂p型雜質濃度係表示二次離子質譜儀(Secondary Ion Mass Spectrometer，SIMS)之測定值。
此處，本發明之氮化物半導體元件之製造方法，係包括：於基板上形成由AlN所構成之AlN應變緩衝層之步驟、於該AlN應變緩衝層上形成超晶格應變緩衝層之步驟、及於該超晶格應變緩衝層上形成氮化物半導體層之步驟；其特徵在於：形成上述超晶格應變緩衝層之步驟，係將由Alx Ga1-x N(0≦x≦0.25)所構成且含有p型雜質之第1層、與由AlN所構成之第2層交替積層而形成超晶格結構之步驟。如此，若於基板與超晶格應變緩衝層之間形成有AlN應變緩衝層，則可抑制基板與超晶格應變緩衝層之間之錯位之產生，且可抑制氮化物半導體層中之應變之產生，從而可進一步減少錯位之產生。又，若使Al之含有率較低之第1層中含有p型雜質而形成超晶格應變緩衝層，並且於該超晶格應變緩衝層上形成氮化物半導體層而成為氮化物半導體元件，則藉由以該氮化物半導體層為基底而進一步積層作為半導體元件發揮功能之層，便可獲得電流特性良好之氮化物半導體元件。附帶而言，本發明中，氮化物半導體層並無特別限定，可為p型氮化物半導體層、n型氮化物半導體層、i型氮化物半導體層等之任意氮化物半導體層。再者，本發明中，所謂i型氮化物半導體層係指未有意添加Mg或Si等特定雜質之氮化物半導體層(亦稱為非摻雜層)，對於i型氮化物半導體層，理想的是完全不含有雜質之半導體層為宜，但只要為電性方面未作為p型或n型發揮功能之半導體層即可。因此，本發明中，可將載體密度較小者(例如未達5×1016 /cm3 者)稱為i型。
又，本發明之氮化物半導體元件之製造方法，係包括：於基板上形成由AlN所構成之AlN應變緩衝層之步驟、於該AlN應變緩衝層上形成超晶格應變緩衝層之步驟、於該超晶格應變緩衝層上形成n型氮化物半導體層之步驟、於該n型氮化物半導體層上形成發光層之步驟、於該發光層上形成p型氮化物半導體層之步驟、形成電連結於上述n型氮化物半導體層之n側電極之步驟、及形成電連結於上述p型氮化物半導體層之p側電極之步驟；其特徵在於：上述形成超晶格應變緩衝層之步驟，係將由Alx Ga1-x N(0≦x≦0.25)所構成且含有p型雜質之第1層、及由AlN所構成之第2層交替積層而形成超晶格結構之步驟。如此，若於基板與超晶格應變緩衝層之間形成有AlN應變緩衝層，則可抑制基板與超晶格應變緩衝層之間之錯位之產生，且可抑制n型氮化物半導體層～p型氮化物半導體層中之應變之產生，從而可進一步減少錯位之產生。又，若使Al之含有率較低之第1層中含有p型雜質而形成超晶格應變緩衝層，且於該超晶格應變緩衝層上形成n型氮化物半導體層而成為氮化物半導體元件，則可於平坦之超晶格應變緩衝層上形成平坦性及結晶性良好之n型氮化物半導體層，從而可獲得發光輸出較高之氮化物半導體元件。
此處，本發明之氮化物半導體元件之製造方法中，上述形成n側電極之步驟較佳為包括：於上述發光層上形成p型氮化物半導體層之後，使上述n型氮化物半導體層之上述發光層側之一部分露出，並於該露出之一部分上形成n側電極。
進而，本發明之氮化物半導體元件之製造方法中，上述p型雜質較佳為Mg、Zn、Ca或Be，更佳為Mg或Zn，特佳為Mg。其原因在於，自相對於氮化物半導體之偏析效果之觀點而言，可使用Mg、Zn、Ca或Be作為p型雜質，而Mg或Zn適合作為用以促進AlGaN或GaN之橫向結晶成長之橫向結晶成長促進物質，其中，Mg由於難以向其他層中擴散，因此特別適合作為橫向結晶成長促進物質。再者，本發明中，使第1層中含有促進橫向結晶成長之Mg等(p型雜質)，而並非含有藉由抗界面活性效果而於3維上促進結晶成長之Si(n型雜質)或C等，因此可於平坦之超晶格應變緩衝層上形成平坦性及結晶性良好之n型氮化物半導體層。再者，本發明中，雖記載為「p型雜質」，但於本發明之氮化物半導體元件中，上述雜質是否活化並不重要，亦可未活化。
又，本發明之氮化物半導體元件之製造方法中，較佳為使上述第1層之厚度為0.1～3 nm。其原因在於，形成超晶格應變緩衝層之層之厚度越薄，則氮化物半導體元件之發光輸出越高，若使第1層之厚度為3 nm以下，更佳為2 nm以下，則可獲得發光輸出較高之氮化物半導體元件。又其原因在於，形成超晶格應變緩衝層之層之厚度越薄，則氮化物半導體元件之電流特性越會提高。另一方面，其原因在於，難以對厚度未達0.1 nm之層進行成膜控制。
進而，本發明之氮化物半導體元件之製造方法中，較佳為使上述第1層中之上述p型雜質之濃度為5×1016 cm-3 以上且未達2×1019 cm-3 。其原因在於，若使p型雜質之濃度為5×1016 cm-3 以上，則可使超晶格應變緩衝層之平坦性進一步提高而形成平坦性及結晶性良好之氮化物半導體層或n型氮化物半導體層。又，其原因在於，p型雜質之濃度為2×1019 cm-3 以上時，會引起雜質凝聚而導致超晶格應變緩衝層之結晶性惡化，繼而對所積層之氮化物半導體層或n型氮化物半導體層等之平坦性及結晶性造成不良影響。再者，本發明中，所謂p型雜質濃度係表示SIMS之測定值。
根據本發明，可提供一種電流特性良好之氮化物半導體元件，其係於基板上之AlN應變緩衝層上以良好平坦性形成一使用Al含有率較低之AlGaN層或GaN層之超晶格應變緩衝層，且於該超晶格應變緩衝層上形成有平坦性及結晶性良好之氮化物半導體層。
又，根據本發明，可提供一種發光輸出較高之氮化物半導體元件，其係於基板上之AlN應變緩衝層上以良好平坦性形成一使用Al含有率較低之AlGaN層或GaN層之超晶格應變緩衝層，且於該超晶格應變緩衝層上形成有平坦性及結晶性良好之n型氮化物半導體層。
以下，參照圖式詳細說明本發明之實施形態。此處，本發明之氮化物半導體元件之一例係氮化物半導體元件10，如圖1中示意性地表示其剖面般，其具備：基板1、形成於基板1上之AlN應變緩衝層2、形成於AlN應變緩衝層2上之超晶格應變緩衝層3、形成於超晶格應變緩衝層3上之n型氮化物半導體層4、形成於n型氮化物半導體層4上之發光層5、形成於發光層5上之p型氮化物半導體層6、電連結於n型氮化物半導體層4之n側電極7、及電性連結於p型氮化物半導體層6之p側電極8。而且，該氮化物半導體元件10之超晶格應變緩衝層3係將由Alx Ga1-x N(0≦x≦0.25)所構成且含有p型雜質之第1層31、及由AlN所構成之第2層32交替積層而形成超晶格結構者。再者，圖1中省略超晶格應變緩衝層3之積層結構之一部分。
此處，作為基板1，可使用例如藍寶石基板、碳化矽(SiC)基板、矽(Si)基板、鍺(Ge)基板、氮化鎵(GaN)基板、氮化鋁鎵(AlGaN)基板或氮化鋁(AlN)基板等。
又，作為AlN應變緩衝層2，可使用採用有機金屬化學氣相沈積(Metal organic Chemical Vapor Deposition，MOCVD)法、有機金屬氣相磊晶(Metal organic Vapor Phase Epitaxy，MOVPE)法、氫化物氣相磊晶(Hydride Vapor Phase Epitaxy，HVPE)法、分子束磊晶(Molecular beam epitaxy，MBE)法等已知方法而於基板1上磊晶成長之例如厚度20～1500 nm、較佳為500～1500 nm、更佳為800～1000 nm之由AlN所構成之層。
作為超晶格應變緩衝層3，可使用藉已知方法使第1層31與第2層32交替磊晶成長而形成超晶格結構者。再者，將第1層31及第2層32交替積層而形成超晶格結構時之第1層31之各層之厚度例如可為0.1～3 nm，較佳為2 nm以下，第2層32之各層之厚度例如可為0.1～9 nm，較佳為為0.9～9 nm。又，第1層31及第2層32之積層數可設為例如第1層31與第2層32之組合達到20～70組，較佳為20～50組。其原因在於，若成為上述積層數，則可充分抑制錯位之產生。
再者，超晶格應變緩衝層3較佳為，於AlN應變緩衝層2側由AlN所構成之第2層之厚度較厚(第2層之比例較多)，朝向n型氮化物半導體層4側之第2層相對於第1層之比例逐漸減少。其原因在於，設為此種構成，可得到n型氮化物半導體層4之結晶性之進一步提高。
又，整個超晶格應變緩衝層3實質上不存在導電性(例如由薄片電阻測定裝置所測定之電阻率為10 Ω‧cm/□以上)，由SIMS所測定之整個超晶格應變緩衝層3之雜質濃度較佳為1×1018 cm-3 以下，更佳為7×1017 cm-3 以下。其原因在於，若雜質濃度超過1×1018 cm-3 ，則存在引起氮化物半導體元件中之閘流體不良之虞。
此處，一般而言，對AlN層導入p型雜質較為困難，並伴有結晶性之劣化。相對於此，本發明之超晶格應變緩衝層不需要導電性，故第2層32中之雜質量較佳為除來自第1層31之不可避免之雜質擴散部分以外，遠小於通常之雜質摻雜量之程度。
此處，作為第1層31，可使用由Alx Ga1-x N(0≦x≦0.25)所構成、更佳為由Alx Ga1-x N(0≦x≦0.23)所構成且含有p型雜質之Al含有率較低之層。再者，作為p型雜質，可使用例如Mg、Zn、Ca或Be，該p型雜質可藉由與原料氣體同時供給至第1層31中，或者間歇地供給至AlN應變緩衝層2或第2層32上之後形成第1層31，且使p型雜質擴散至第1層31中而含於第1層31中。又，第1層31中之p型雜質之濃度例如可為5×1016 cm-3 以上且未達2×1019 cm-3 ，較佳為7×1017 ～1.7×1019 cm-3 ，更佳為7×1018 cm-3 ～1.7×1019 cm-3 。
再者，在例如於基板1上附著有大氣中之氧等之狀態下積層AlN應變緩衝層2及超晶格應變緩衝層3之情況等時，存在因擴散等而使氧(O)混入第1層31中之情況。但是，上述氧會導致氮化物半導體元件10之發光輸出降低，故第1層31中之氧之濃度較佳為1×1018 cm-3 以下。
而且，作為n型氮化物半導體層4，可使用摻雜有Si等之由Alc Ga1-c N(其中，0≦c≦1)所構成之層，作為發光層5，可使用由Ald Ine Ga1-d-e N(其中，0≦d≦1，0≦e≦1，0≦d+e≦1)所構成之層，作為p型氮化物半導體層6，可使用摻雜有Mg、Zn、Ca或Be之由Alf Ga1-f N(其中，0≦f≦1)所構成之層。又，關於各層之厚度，例如n型氮化物半導體層4可為1300～1400 nm，發光層5可為50～80 nm，p型氮化物半導體層6可為200～300 nm。再者，該等層係可藉由使用已知之方法進行磊晶成長而形成。
又，作為n側電極7，可使用例如以真空蒸鍍法依序蒸鍍含Ti膜及含Al膜之TiAl電極，作為p側電極8，可使用例如以真空蒸鍍法依序蒸鍍含Ni膜及含Au膜之NiAu電極。
而且，氮化物半導體元件10可藉由例如以下所述之方法而製造。
首先，如圖2(a)所示，於基板1上，使用例如MOCVD法使AlN應變緩衝層2、超晶格應變緩衝層3、n型氮化物半導體層4、發光層5、及p型氮化物半導體層6依序磊晶成長而形成磊晶積層體。其次，如圖2(b)所示，使用乾式蝕刻法，對n型氮化物半導體層4、發光層5、及p型氮化物半導體層6之一部分進行蝕刻，使n型氮化物半導體層4之發光層5側(圖2(b)中上側)之一部分露出。繼而，最後以真空蒸鍍法形成n側電極7及P側電極8，並與n型氮化物半導體層4及p型氮化物半導體層6電連結，形成如圖1所示之氮化物半導體元件10。
而且，以此方式製造之氮化物半導體元件10中，使形成超晶格應變緩衝層3之第1層31及第2層32中Al含有率較低之層(第1層31)含有p型雜質，故促進第1層31之橫向結晶成長而使超晶格應變緩衝層3之平坦性提高。因此，形成於超晶格應變緩衝層3上之n型氮化物半導體層4之平坦性及結晶性提高，故亦可提高其上之發光層5及p型氮化物半導體層6之結晶性，從而可獲得發光輸出較高之氮化物半導體元件10。
再者，對本發明之氮化物半導體元件而言，於使用具有AlN應變緩衝層之AlN模板基板而於其上形成磊晶成長層時，亦可在超晶格應變緩衝層與AlN模板基板之間形成AlN層做為初始層。又，本發明之氮化物半導體元件之n型氮化物半導體層及p型氮化物半導體層亦可形成為積層體。具體而言，可形成為n-包覆層、n-接觸層之積層體或p-包覆層、p-接觸層之積層體。進而，形成於基板上之AlN應變緩衝層亦可作為使用有例如由GaN或AlGaN等其他氮化物半導體所構成之氮化物半導體層之應變緩衝層。
以上，以氮化物半導體發光元件為例對本發明之氮化物半導體元件進行了說明，但本發明之氮化物半導體元件並不限定於上述一例之氮化物半導體發光元件。
具體而言，本發明之氮化物半導體元件之另一例係氮化物半導體元件20，如圖3中示意性地表示其剖面般，其具備：基板1、形成於基板1上之AlN應變緩衝層2、形成於AlN應變緩衝層2上之超晶格應變緩衝層3、及形成於超晶格應變緩衝層3上之氮化物半導體層4' 。該氮化物半導體元件20之超晶格應變緩衝層3係將由Alx Ga1-x N(0≦x≦0.25)所構成且含有p型雜質之第1層31、與由AlN所構成之第2層32交替積層而形成超晶格結構者。而且，該氮化物半導體元件20可用於例如HEMT等電子元件。再者，圖3中省略超晶格應變緩衝層3之積層結構之一部分。又，圖3中，與先前之一例之氮化物半導體元件具有相同構成之部位使用相同符號表示。
此處，該氮化物半導體元件20之基板1、AlN應變緩衝層2及超晶格應變緩衝層3可設為與先前之一例相同之構成及組成。
氮化物半導體層4' 係使複數層之III族氮化物層磊晶成長而形成，其可具有由Ba1 Alb1 Gac1 Ind1 N(0≦a1≦1，0<b1≦1，0≦c1≦1，0≦d1≦1，a1+b1+c1+d1=1)材料所構成之通道層4' a、及較通道層4' a之帶隙大之由Ba2 Alb2 Gac2 Ind2 N(0≦a2≦1，0<b2≦1，0≦c2≦1，0≦d2≦1，a2+b2+c2+d2=1)材料所構成之電子供給層4' b。再者，通道層4' a及電子供給層4' b之兩層可由單一或複數種組成構成。另外，為了避免合金散射並降低電流導通部分之電阻率，較佳為通道層4' a之至少與電子供給層4' b相接之部分係由GaN材料構成。附帶而言，在將該氮化物半導體20用於HEMT之情況下，可於電子供給層4' b之表面配設源極電極、汲極電極及閘極電極來形成HEMT。
而且，氮化物半導體元件20可藉由以下方法製造：例如使用MOCVD法，於Si基板等基板1上使AlN應變緩衝層2、超晶格應變緩衝層3及氮化物半導體層4'依序磊晶成長而形成磊晶積層體。
而且，以此方式製造之氮化物半導體元件20中，因使形成超晶格應變緩衝層3之第1層31及第2層32中Al含有率較低之層(第1層31)含有p型雜質，故促進第1層31之橫向結晶成長而使超晶格應變緩衝層3之平坦性提高。因此，形成於超晶格應變緩衝層3上之氮化物半導體層4'之平坦性及結晶性提高，故可獲得電流特性良好之氮化物半導體元件20。
再者，本發明之氮化物半導體元件於使用具有AlN應變緩衝層之AlN模板基板並於其上形成磊晶成長層時，亦可於超晶格應變緩衝層與AlN模板基板之間形成AlN層作為初始層。又，本發明之氮化物半導體元件可根據用途而形成任意結構及組成。
實施例
以下，使用實施例對本發明進行更詳細地說明，但本發明並不限定於以下任何實施例。再者，以下實施例及比較例所記載之Al組成記載的是基板中央部之值。
(實施例1)
於藍寶石基板(0001)面上之具有AlN應變緩衝層之AlN模板上，藉由MOCVD法而積層AlN層(厚度27 nm)作為初始層後，使超晶格應變緩衝層、n型氮化物半導體層、發光層、及p型氮化物半導體層依序磊晶成長而成磊晶積層體。其後，藉由乾式蝕刻法使n型氮化物半導體層之一部分露出，於n型氮化物半導體層上形成n側電極(Ti/Ai)，於p型氮化物半導體層上形成p側電極(Ni/Au)而製作出氮化物半導體元件。再者，AlN應變緩衝層係使用厚度為800 nm且錯位密度為1×1010 cm-2 以下者。另外，超晶格應變緩衝層係使第1層為GaN而形成依序積層有由AlN層(厚度9 nm)與GaN層(厚度2.1 nm)交替積層20組之超晶格層I、由AlN層(厚度2.7 nm)與GaN層(厚度2.1 nm)交替積層30組之超晶格層II、及由AlN層(厚度0.9 nm)與GaN層(厚度2.1 nm)交替積層50組之超晶格層III之結構，於GaN層(第1層)中添加有Mg。此外，將所製作之氮化物半導體元件之結構示於表1，將超晶格應變緩衝層及AlN初始層之製作條件示於表2。
再者，為了測定實施例1之超晶格應變緩衝層中之電阻率，對形成有超晶格應變緩衝層之階段之取樣以薄片電阻測定裝置測定其電阻率之結果，電阻率為15.2 Ω‧cm/□。
(比較例1)
於超晶格應變緩衝層中之GaN層中未添加Mg，除此以外，以與實施例1相同之方法製作氮化物半導體元件。
(實施例2-1)
使超晶格應變緩衝層中之第1層為Alx Ga1-x N(x=0.15)而並非為GaN，除此以外，以與實施例1相同之方法製作氮化物半導體元件。
(比較例2-1)
於超晶格應變緩衝層中之Alx Ga1-x N(x=0.15)層中未添加Mg，除此以外，以與實施例2-1相同之方法製作氮化物半導體元件。
(實施例2-2)
使超晶格應變緩衝層中之第1層為Alx Ga1-x N(x=0.23)而並非為GaN，除此以外，以與實施例1相同之方法製作氮化物半導體元件。
(比較例2-2)
於超晶格應變緩衝層中之Alx Ga1-x N(x=0.23)層未添加Mg，除此以外，以與實施例2-2相同之方法製作氮化物半導體元件。
(比較例3)
使超晶格應變緩衝層中之第1層為Alx Ga1 -x N(x=0.43)，進行與實施例2-1相同之操作直至形成磊晶積層體為止。未確認到發光輸出。
(比較例4)
於超晶格應變緩衝層中之Alx Ga1-x N(x=0.43)中未添加Mg，除此以外，以與比較例3相同之方法形成磊晶積層體。
(超晶格應變緩衝層之平坦性評估)
於實施例1、2-1、2-2及比較例1、2-1、2-2、3、4中，對形成有超晶格應變緩衝層之階段之取樣，使用原子力顯微鏡(Atomic Force Microscopy，AFM)觀察超晶格應變緩衝層之表面，求出n型氮化物半導體層之表面粗糙度Ra。將其結果示於表3。又，實施例1及比較例1中，將超晶格應變緩衝層之最表面之狀態示於圖4(a)及(b)。
(n型氮化物半導體層之結晶性之評價)
於實施例1、2-1、2-2及比較例1、2-1、2-2、3、4中，以X射線繞射裝置分析形成有磊晶積層體之階段之取樣，求出與形成n型氮化物半導體層～p型氮化物半導體層之結晶之(002)面及(102)面相當之峰值的半寬值。將其結果示於表3。再者，半寬值越小則結晶性越佳，特別是(102)面容易對發光層造成影響，故與(102)面相當之峰值之半寬值較小為佳。
(氮化物半導體元件之發光輸出之評價)
於實施例1、2-1、2-2及比較例1、2-1、2-2中，於形成有磊晶積層體之階段，用鑽石劃線筆於成長面上畫線，將點狀In物理性地按壓於使n型氮化物半導體層露出之點、及自該露出之點起離開1.5 mm之點上而成形之2個點作為n型及p型電極，製作出簡易之氮化物半導體元件。然後，使探針接觸於其等，使通電後之光輸出自背面射出並通過光纖向多通道型分光器導光，對光譜之峰值強度進行功率(W)換算而求出發光輸出Po。將其結果示於表3。
由表3可知，於超晶格應變緩衝層中之GaN層中添加有Mg之實施例1、2-1及2-2中，n型氮化物半導體層之平坦性及結晶性提高，氮化物半導體元件之發光輸出顯著提高。
又可知，藉由向第1層中添加Mg而使平坦性及結晶性提高、以及輸出之提高效果係於第1層之Al組成為x=0時較大，而於x=0.43時則相反變差。因此，形成第1層之Alx Ga1-x N之組成為0≦x≦0.25，更佳為0≦x≦0.15。
再者，若x之值超過x=0.25，則會開始導入較多缺陷，結晶性之值亦飛速變差。圖7中表示Alx Ga1-x N之光激發評價之結果。該測定係使用Ar雷射與SHG結晶而產生244 nm之雷射，測定晶圓中央部分。根據該評價，可看出Alx Ga1-x N中之x之值、或結晶中存在之缺陷之量的增減。關於自光激發之發光波長向x(Al組成)之轉換，係使用Yun F.etal. J. Appl. Phys. 92,4837(2002)所記載之彎曲參數(bowing parameter)。
成長特定之Alx Ga1-x N，對於x=0.21、0.25、0.30時之光激發發光波長，若對按照Alx Ga1-x N之峰值(於最短波長下觀察到之峰值)強度來標準化所得者進行比較，則於x=0.21時在長波長側未觀察到特別大之峰值。於長波長側觀察到之峰值係表示具有與Alx Ga1-x N之帶隙不同之其他能級，因此暗示結晶中導入有缺陷，特別是點缺陷。即，Al0.21 Ga0.79 N表示結晶缺陷較少。相對於此，對於x=0.25之Al0.25 Ga0.75 N，在380 nm附近出現峰值。進而，對於x=0.30之Al0.30 Ga0.70 N，出現最大為Al0.30 Ga0.70 N之峰值強度之6倍左右之缺陷所引起之峰值。由此認為，x=0.43時於Alx Ga1-x N結晶內急遽地導入缺陷，其結果導致X射線測定之半寬值亦急激惡化。
(實施例3)
使形成超晶格應變緩衝層之GaN層時之Mg氣體流量為2倍，除此以外，以與實施例1相同之方法製作氮化物半導體元件。而且，與實施例1同樣地，對超晶格應變緩衝層之平坦性、磊晶積層體之結晶性及氮化物半導體元件之發光輸出進行評價。將其結果示於表4。
自表4之結果觀察到Mg量較多之實施例3與未摻雜Mg之比較例1相比結晶性提高，但與實施例1相比效果變小，可知Mg摻雜量存在適當之範圍。
(參考例1)
為了測定實施例1之第1層中所含之Mg量，使實施例1之第2層(AlN)之原料氣體不流動，製作僅有第1層(GaN)之積層體，並藉由SIMS進行雜質濃度之測定。圖5(a)中表示其結果。由此可知，實施例1之第1層中所含之Mg之濃度為7×1017 ～1.7×1019 cm-3 。又亦可知，排除擴散影響後之層形成時之第1層中所含之Mg之濃度為7×1018 ～1.7×1019 cm-3 。
(參考例2)
又，為了測定實施例1之超晶格應變緩衝層全體之Mg濃度，藉由SIMS而進行磊晶積層體之雜質濃度之測定。圖5(b)中表示其結果。圖5(b)之虛線包圍之部分相當於超晶格應變緩衝層。由此可知，與實施例1之超晶格對應之區域中所含之Mg量全體為7×1017 cm-3 以下。再者，SIMS無法分開測定超晶格應變緩衝層之第1層、與第2層，圖5(b)中，來自第1層之信號與來自第2層之信號相混合，第1層之Mg濃度變薄並被檢測出。此處，並不清楚自第1層向第2層之擴散程度，但Mg主要停留於第1層中，從而推測在與第2層之間摻雜量並未平均化。
(實施例4)
於藍寶石基板(0001)面上具有AlN應變緩衝層之AIN模板上，藉由MOCVD法而積層AlN層(厚度27 nm)作為初始層後，使超晶格應變緩衝層、由Al0.35 Ga0.65 N所構成之i型氮化物半導體層依序磊晶成長，製作出磊晶積層體。再者，AlN應變緩衝層係使用厚度為800 nm且錯位密度為1×1010 cm-2 以下者。此處，超晶格應變緩衝層係使第1層為GaN而形成依序積層有由AlN層(厚度9 nm)與GaN層(厚度2.1 nm)交替積層20組之超晶格層I、由AlN層(厚度2.7 nm)與GaN層(厚度2.1 nm)交替積層30組之超晶格層II、及由AlN層(厚度0.9 nm)與GaN層(厚度2.1 nm)交替積層50組之超晶格層III之結構，於GaN層(第1層)中添加有Mg。附帶而言，超晶格應變緩衝層及AlN初始層之製作條件與實施例1相同。
然後，對所製作之磊晶積層體，使用AFM觀察i型氮化物半導體層之表面，確認出表面之平坦性後，如圖6(a)所示，僅觀察到原子一層或二層之原子層級，表面粗糙度Ra為0.73 nm。
(比較例5)
於超晶格應變緩衝層中之GaN層中未添加Mg，除此以外，以與實施例4相同之方法製作磊晶積層體。
然後，對所製作之磊晶積層體，使用AFM觀察i型氮化物半導體層之表面，確認出表面之平坦性後，如圖6(b)所示，大量觀察到原子三層以上之階差即聚束(bunching)，Ra值為2.87 nm。
由實施例4及比較例5可確認出，藉由於第1層(GaN層)添加Mg而可提高形成於超晶格應變緩衝層上之i型氮化物半導體層之平坦性。因此，確認出本發明對受發光元件或電子元件等普通之半導體元件較為有效。
[產業上之可利用性]
根據本發明，可提供一種發光輸出較高氮化物半導體元件，其係於基板上之AlN應變緩衝層上以良好平坦性形成一使用Al含有率較低之AlGaN層或GaN層之超晶格應變緩衝層，並且於該超晶格應變緩衝層上形成有平坦性及結晶性良好之n型氮化物半導體層。
又，根據本發明，可提供一種具有良好電流特性之氮化物半導體元件，其係於基板上之AlN應變緩衝層上以良好平坦性形成一使用Al含有率較低之AlGaN層或GaN層之超晶格應變緩衝層，且於該超晶格應變緩衝層上形成有平坦性及結晶性良好之氮化物半導體層。
1．．．基板
2．．．AlN應變緩衝層
3．．．超晶格應變緩衝層
4．．．n型氮化物半導體層
4' ．．．氮化物半導體層
4' a．．．通道層
4' b．．．電子供給層
5．．．發光層
6．．．p型氮化物半導體層
7．．．n側電極
8．．．P側電極
10．．．氮化物半導體元件
20．．．氮化物半導體元件
31．．．第1層
32．．．第2層
圖1，係示意性表示本發明之氮化物半導體元件之一例之剖面圖。
圖2(a)及圖2(b)，係對本發明之氮化物半導體元件之製造方法之一例進行說明之說明圖。
圖3，係示意性表示本發明之氮化物半導體元件之另一例之剖面圖。
圖4(a)，係本發明之實施例之氮化物半導體元件之超晶格應變緩衝層之最表面AFM像，圖4(b)係本發明之比較例之氮化物半導體元件之超晶格應變緩衝層之最表面AFM像。
圖5(a)，係本發明之參考例中所製作之GaN單膜層之SIMS分佈曲線，圖5(b)，係本發明之實施例之氮化物半導體元件之SIMS分佈曲線。
圖6(a)，係本發明之實施例之氮化物半導體元件之i型氮化物半導體層之最表面AFM像，圖6(b)，係本發明之比較例之氮化物半導體元件之i型氮化物半導體層之最表面AFM像。
圖7，係表示Alx Ga1-x N結晶之光激發發光波長與強度之關係之圖表。
1．．．基板
2．．．AlN應變緩衝層
3．．．超晶格應變緩衝層
4．．．n型氮化物半導體層
5．．．發光層
6．．．p型氮化物半導體層
7．．．n側電極
8．．．P側電極
10．．．氮化物半導體元件
31．．．第1層
32．．．第2層

Claims (11)

  1. 一種氮化物半導體元件，係具備：基板、形成於該基板上之由AlN所構成之AlN應變緩衝層、形成於該AlN應變緩衝層上之超晶格應變緩衝層、及形成於該超晶格應變緩衝層上之氮化物半導體層；其特徵在於：該超晶格應變緩衝層係將由Alx Ga1-x N(0≦x≦0.25)所構成且含有p型雜質之第1層、及由AlN所構成且為非摻雜層之第2層交替積層而形成超晶格結構者。
  2. 一種氮化物半導體元件，其具備：基板、形成於該基板上之由AlN所構成之AlN應變緩衝層、形成於該AlN應變緩衝層上之超晶格應變緩衝層、形成於該超晶格應變緩衝層上之n型氮化物半導體層、形成於該n型氮化物半導體層上之發光層、形成於該發光層上之p型氮化物半導體層、電連結於該n型氮化物半導體層之n側電極、及電連結於該p型氮化物半導體層之p側電極；其特徵在於：該超晶格應變緩衝層係將由Alx Ga1-x N(0≦x≦0.25)所構成且含有p型雜質之第1層、及由AlN所構成且為非摻雜層之第2層交替積層而形成超晶格結構者。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之氮化物半導體元件，其中，該p型雜質為Mg、Zn、Ca或Be。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之氮化物半導體元件，其中，該第1層之厚度為0.1~3nm。
  5. 如申請專利範圍第1或2項之氮化物半導體元件，其中，該第1層中之該p型雜質之濃度為5×1016 cm-3 以上且 未達2×1019 cm-3 。
  6. 一種氮化物半導體元件之製造方法，其包括：於基板上形成由AlN所構成之AlN應變緩衝層之步驟、於該AlN應變緩衝層上形成超晶格應變緩衝層之步驟、及於該超晶格應變緩衝層上形成氮化物半導體層之步驟；其特徵在於：形成該超晶格應變緩衝層之步驟，係將由Alx Ga1-x N(0≦x≦0.25)所構成且含有p型雜質之第1層、與由AlN所構成且為非摻雜層之第2層交替積層而形成超晶格結構之步驟。
  7. 一種氮化物半導體元件之製造方法，其包括：於基板上形成由AlN所構成之AlN應變緩衝層之步驟、於該AlN應變緩衝層上形成超晶格應變緩衝層之步驟、於該超晶格應變緩衝層上形成n型氮化物半導體層之步驟、於該n型氮化物半導體層上形成發光層之步驟、於該發光層上形成p型氮化物半導體層之步驟、形成電連結於該n型氮化物半導體層之n側電極之步驟、及形成電連結於該p型氮化物半導體層之p側電極之步驟；其特徵在於：形成該超晶格應變緩衝層之步驟，係將由Alx Ga1-x N(0≦x≦0.25)所構成且含有p型雜質之第1層、及由AlN所構成且為非摻雜層之第2層交替積層而形成超晶格結構之步驟。
  8. 如申請專利範圍第7項之製造方法，其中，形成該n側電極之步驟，包括：於該發光層上形成p型氮化物半導體層之後，使該n型氮化物半導體層之該發光層側之一部 分露出，於該露出之一部分形成n側電極。
  9. 如申請專利範圍第6至8項中任一項之製造方法，其中，該p型雜質為Mg、Zn、Ca或Be。
  10. 如申請專利範圍第6至8項中任一項之製造方法，其中，使該第1層之厚度為0.1~3nm。
  11. 如申請專利範圍第6至8項中任一項之製造方法，其中，使該第1層中之該p型雜質之濃度為5×1016 cm-3 以上且未達2×1019 cm-3 。
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