(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
単結晶基板と、
前記単結晶基板上に形成され、単結晶ＡｌｗＧａｘ Ｉｎ１−ｗ−ｘ Ｎ（０＜ｗ≦１、０≦ｘ≦１）からなる第１単結晶層と、
前記第１単結晶上に形成され、単結晶ＡｌｙＧａｚＩｎ１−ｙ−ｚＮ（０＜ｙ≦１、０≦ｚ≦１）からなる第２単結晶層と、
前記第２単結晶上に形成された素子構造部と、
を備え、
前記第１単結晶層の炭素濃度が前記第２単結晶層の炭素濃度よりも高く、前記第１単結晶層と前記第２単結晶層の合計の膜厚が１μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする半導体素子。
【請求項２】
前記素子構造部がレーザを構成することを特徴とする請求項１記載の半導体素子。
【請求項３】
前記第１単結晶層と前記第２単結晶層の合計の膜厚が２μｍ以上５μｍ以下であることを特徴とする請求項１または請求項２記載の半導体素子。
【請求項４】
前記第１単結晶層がＡｌｅＧａ１−ｅＮ（０．８≦ｅ≦１）からなることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１つに記載の半導体素子。
【請求項５】
前記第２単結晶層がＡｌｆＧａ１−ｆＮ（０．８≦ｆ≦１）からなることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１つに記載の半導体素子。
【請求項６】
前記第１単結晶層と前記第２単結晶層がそれぞれＡｌＮからなることを特徴とする請求項１〜５記載の半導体素子。
【請求項７】
前記第１単結晶層の厚さが５ｎｍ以上で５０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１つに記載の半導体素子。
【請求項８】
前記第１単結晶層の炭素濃度が３×１０18ｃｍ-3以上で３×１０20ｃｍ-3以下であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１つに記載の半導体素子。
【請求項９】
前記第２単結晶層の炭素濃度が５×１０１７ｃｍ−３以上で５×１０１８ｃｍ−３以下であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１つに記載の半導体素子。
【請求項１０】
前記単結晶基板は、サファイアからなることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１つに記載の半導体素子。
【請求項１１】
サファイア、ＳｉＣ、スピネル、ＭｇＯ、ＳｃＡｌＭｇＯ４、ＬａＳｒＧａＯ４、（ＬａＳｒ）（ＡｌＴａ）Ｏ３、Ｓｉ、ＧａＡｓ、ＧａＮ、のいずれかからなる単結晶基板と、
前記単結晶基板上に形成され、所定の濃度の炭素が含有された単結晶ＡｌｅＧａ１−ｅＮ（０．８≦ｅ≦１）からなる第１単結晶層と、
前記第１単結晶層上に形成され、前記第１単結晶層よりも炭素濃度が低い単結晶ＡｌｆＧａ１−ｆＮ（０．８≦ｆ≦１）からなる第２単結晶層と、
を備え、
前記第１単結晶層と前記第２単結晶層の合計の膜厚が１μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とするウェーハ。
【請求項１２】
前記第１単結晶層に含有される前記炭素の前記所定の濃度が３×１０１８ｃｍ−３以上３×１０２０ｃｍ−３以下であることを特徴とする請求項１１記載のウェーハ。
【請求項１３】
前記第１の単結晶層の膜厚が５ｎｍ以上５０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１１または請求項１２記載のウェーハ。
【請求項１４】
サファイア、ＳｉＣ、スピネル、ＭｇＯ、ＳｃＡｌＭｇＯ４、ＬａＳｒＧａＯ４、（ＬａＳｒ）（ＡｌＴａ）Ｏ３、Ｓｉ、ＧａＡｓ、ＧａＮ、のいずれかからなる単結晶基板上に、ＭＯＣＶＤ法により、Ｖ族元素である窒素の原料と、III族元素の原料としての有機金属と、を用いて、Ｖ／III比を１．２以上４．０以下にして、１０５０℃以上１２５０℃以下の成長温度で、単結晶ＡｌｅＧａ１−ｅＮ（０．８≦ｅ≦１）からなる第１単結晶層を形成する第１単結晶層形成工程と、
前記第１単結晶層上に、ＭＯＣＶＤ法により、Ｖ族元素である窒素の原料と、III族元素の原料としての有機金属と、を用いて、Ｖ／III比を前記第１単結晶層形成工程におけるＶ／III比よりも大きくして、１２５０℃以上１３５０℃以下の成長温度で、単結晶ＡｌｆＧａ１−ｆＮ（０．８≦ｆ≦１）からなる第２単結晶層を形成する第２単結晶層形成工程と、
前記第２単結晶層上に素子構造部を形成する素子構造部形成工程と、
を備えることを特徴とする半導体素子の製造方法。
【請求項１５】
前記第１単結晶層と前記第２単結晶層の合計の膜厚が１μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１４記載の半導体素子の製造方法。
【請求項１６】
前記素子構造部がレーザを構成することを特徴とする請求項１４または請求項１５記載の半導体素子の製造方法。
【請求項１７】
サファイア、ＳｉＣ、スピネル、ＭｇＯ、ＳｃＡｌＭｇＯ４、ＬａＳｒＧａＯ４、（ＬａＳｒ）（ＡｌＴａ）Ｏ３、Ｓｉ、ＧａＡｓ、ＧａＮ、のいずれかからなる単結晶基板上に、ＭＯＣＶＤ法により、Ｖ族元素である窒素の原料と、III族元素の原料としての有機金属と、を用いて、Ｖ／III比を１．２以上４．０以下にして、１０５０℃以上１２５０℃以下の成長温度で、単結晶ＡｌｅＧａ１−ｅＮ（０．８≦ｅ≦１）からなる第１単結晶層を形成する第１単結晶層形成工程と、
前記第１単結晶層上に、ＭＯＣＶＤ法により、Ｖ族元素である窒素の原料と、III族元素の原料としての有機金属と、を用いて、Ｖ／III比を前記第１単結晶層形成工程におけるＶ／III比よりも大きくして、１２５０℃以上１３５０℃以下の成長温度で、単結晶ＡｌｆＧａ１−ｆＮ（０．８≦ｆ≦１）からなる第２単結晶層を形成する第２単結晶層形成工程と、
を備えることを特徴とするウェーハの製造方法。
【請求項１８】
前記第１単結晶層と前記第２単結晶層の合計の膜厚が１μｍ以上１０μｍ以下であることを特徴とする請求項１７記載のウェーハの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、半導体素子に関し、より具体的には、本発明は、独特の構成を有する窒化物半導体のバッファ層を有し、従来よりも大幅に特性が改善された半導体素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】
窒化物半導体は、大きいバンドギャップを有し且つ直接遷移型であるので短波長発光素子用材料として期待されている。例えば、ＧａＮ（窒化ガリウム）のバンドギャップは３．４ｅＶであり、紫外線領域の発光を得ることができる。なお、本願において「窒化物半導体」とは、ＢxＩｎyＡｌzＧａ(1-x-y-z)Ｎ（Ｏ≦ｘ≦１、Ｏ≦ｙ≦１、Ｏ≦ｚ≦１）のIII−Ｖ族化合物半導体を称し、さらに、Ｖ族元素としては、Ｎに加えてリン（Ｐ）や砒素（Ａｓ）などを含有する混晶も含むものとする。
【０００３】
窒化物半導体、例えばＧａＮは、格子整合する良質な基板がないため、便宜上、サファイア基板上に成長することが多いが、サファイアとＧａＮは格子不整合が１５％程度と大きいために島状に成長しやすい。そこで、従来は、格子不整合の影響を緩和するために、まず、サファイア基板上に極薄膜のアモルファス状または多結晶のＡｌＮ（窒化アルミニウム）またはＧａＮを低温成長によりバッファ層として堆積した後、昇温し、その上にＧａＮ層を形成する方法が用いられている。
【０００４】
この方法によれば、アモルファス状または多結晶の層が熱歪を緩和し、バッファ層内部に含まれている微結晶が約１０００℃までの昇温によって方位の揃った種結晶となり結晶品質が向上すると考えられている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、このような従来の方法を用いた場合にも、サファイア基板とＧａＮ層との格子不整合による高密度の貫通転移が存在し、残留歪みを生ずるという問題があった。そのために、たとえば半導体レーザのクラッド層として必要な１０％以上のＡｌ（アルミニウム）組成を有するＡｌＧａＮ層を０．６ミクロン以上の厚さに成長する場合にはひび割れの発生を避けられなかった。また、低抵抗のｐ型層を得るために８００℃程度での熱処理が必要とされている。これは、結晶中に残留した水素原子を除去してアクセプタ不純物を活性化するためであると考えられているが、この温度では窒化物半導体の窒素原子も脱離するために、結晶欠陥が発生する。そのために、十分な低抵抗化が達成されないばかりか、得られた半導体素子の初期特性や寿命特性に対するの悪影響が懸念されていた。
【０００６】
本発明はかかる課題の認識にもとづいてなされたものである。すなわち、その目的は、格子整合しない基板上にも高品質な窒化物半導体層、例えば高Ａｌ組成のＡｌＧａＮ層を低転位で形成し、且つ、窒素空孔などの結晶欠陥が少ない窒化物半導体からなる半導体素子を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するために、本発明の半導体素子は、単結晶基板上に単結晶ＡｌwＧａxＩｎ1-w-xＮ（０＜ｗ≦１、０≦ｘ≦１）からなる第１単結晶層と単結晶ＡｌyＧａzＩｎ1-y-zＮ（０＜ｙ≦１、０≦ｚ≦１）からなる第２単結晶層とが形成され、これらの層の上に形成された素子構造部を備えた半導体素子において、
前記第１単結晶層の炭素濃度が前記第２単結晶層の炭素濃度よりも高いことを特徴とする。
【０００８】
または、本発明の半導体素子は、窒化物半導体からなる第１単結晶層と、前記第１単結晶層の上に設けられた半導体層からなる素子構造部であって、前記第１単結晶層に面した層の炭素濃度が前記第１単結晶層の炭素濃度よりも低い素子構造部と、を備えたことを特徴とする。
【０００９】
ここで、前記第１単結晶層及び前記素子構造部は、単結晶基板上に順次設けられてなることを特徴とする。
【００１０】
また、本発明の望ましい実施の形態としては、前記第１単結晶層がＡｌＮまたはＡｌＧａＮからなることを特徴とする。
【００１１】
また、前記第１単結晶層と前記第２単結晶層がそれぞれＡｌＮからなることを特徴とする。
【００１２】
また、前記第１単結晶層の厚さが５ｎｍ以上で５０ｎｍ以下であることを特徴とする。
【００１３】
また、前記第１単結晶層の炭素濃度が３×１０18ｃｍ-3以上で３×１０20ｃｍ-3以下であることを特徴とする。
【００１４】
また、前記第１単結晶層と前記第２単結晶層の合計の膜厚が１μｍ以上で１０μｍ以下であり、前記素子構造部がレーザを構成することを特徴とする。
【００１５】
また、前記第１単結晶層と前記第２単結晶層の合計の膜厚が２μｍ以上で５０μｍ以下であることを特徴とする。
【００１６】
また、前記単結晶基板は、サファイアからなることを特徴とする。
【００１７】
【発明の実施の形態】
図１は、本発明の半導体素子を概念的に説明する要部概略断面図である。すなわち、同図は、本発明の半導体素子のバッファ層部分を表すものであり、同図（ａ）に示した半導体素子においては、サファイアなどの基板１１の上に、第１のバッファ層１２、第２のバッファ層１３がこの順序に積層され、その上に所定の素子構造体１４が形成されている。ここで、素子構造体１４は、後に実施例として詳述するように、種々の発光素子や電子素子を構成することができる。
【００１８】
また、同図（ｂ）においては、サファイアなどの基板１１の上に、第１のバッファ層１２が設けられ、この上に所定の素子構造体２１が形成されている。
【００１９】
本発明の半導体素子は、同図に表した第１のバッファ層１２に特徴を有する。すなわち、第１のバッファ層１２は、単結晶であり、堆積する際のＶ／III 比を従来よりもはるかに低い条件として基板上に堆積され、従来よりもはるかに高い濃度の炭素（Ｃ）を含有している。また、第２のバッファ層１３は、比較的高いＶ／III比のもとで成長される。
【００２０】
以下に、本発明におけるこれらの独特のバッファ層について詳細に説明する。本発明者は、バッファ層として、従来の低温成長したＡｌＮ、ＧａＮ等に代わって高温成長した単結晶のＡｌＮ、ＡｌＧａＮなどの窒化物半導体を用いることにより、その上に成長する半導体素子の結晶品質を大幅に改善してひび割れなどの発生を抑制できることを既に見いだしている。さらに、高性能な半導体発光素子を得るためには、低抵抗のｐ型層と低欠陥の発光層が不可欠だが、本発明者の研究によれば、これらの層の成長時のＶ／III 比を大きくすることにより、直列抵抗の低減、発光効率の向上、信頼性の改善などの特性向上が達成されることが判明した。ここで、「Ｖ／III比」とは、窒化物半導体を結晶成長する際の、III族元素の原料の流量に対するＶ族元素の原料の流量の比のことである。
【００２１】
しかし、Ｖ／III 比を大きくすると、貫通転位を転位芯とする螺旋成長が支配的となり表面平坦性が悪化するとともに、活性層のＩｎ（インジウム）組成の揺らぎが急激に顕著となる。このために、成長時のＶ／III 比の上限が事実上決定される。しかし、本発明者のさらに詳細な検討の結果、このＶ／III比の上限は絶対的なものではなく、バッファ層の堆積の初期の条件を調節することにより、成長層の品質が劇的に改善されることが見いだされた。すなわち、バッファ層を成長する際に、まず、Ｖ／III比を従来よりも大幅に低い比率にして薄いバッファ層を堆積し、その上に高いＶ／III比でバッファ層および素子構造を成長して評価したところ、良好な素子特性が得られた。
【００２２】
さらに、本発明者は、この良好なウェーハと異常成長が観察されたウェーハのバッファ層の違いを調べた。その結果、良好な結果が得られたバッファ層においてはＸ線回折によるロッキング・カーブの半値幅が１分以下と狭く、同時に、基板との界面付近に高濃度の炭素（Ｃ）を含有する層が存在することを発見した。
【００２３】
一方、バッファ層としてＡｌＮを用いたウェーハについて原子間力走査顕微鏡による観測の結果、良好な特性のウェーハにおいては、ＡｌＮバッファ層表面のピット密度が極めて低く、ＡｌＮバッファ層表面のピット密度が素子特性を大きく左右することが判明した。ここで、「ピット」とは、六角錐状の微小な窪みであり、バッファ層に含有される転位に対応する表面のモフォロジである。
【００２４】
以上の結果を総合すると、異常成長はピットに対応するバッファ層中の螺旋転位により引き起こされるが、基板との界面付近に炭素の高濃度層が存在する場合は、その部分の結晶の柔軟性が増加し、歪みを緩和するために、その上に成長される結晶の乱れが大幅に抑制されることがわかる。
【００２５】
この効果は、高温で成長される単結晶ＡｌＧａＮバッファ層や単結晶ＡｌＮバッファ層に対しては、特に有効に作用する。高温で成長するこれらの単結晶バッファ層は、基本的にミクロな結晶欠陥が少なく結晶の柔軟性に乏しいからである。特に、高温で成長したＡｌＮバッファ層の場合には、窒素欠陥も生成されにくく柔軟性に乏しい傾向があった。
【００２６】
発明者は、このような高濃度の炭素含有層を意図的に導入するために、バッファ層の成長初期の基板温度とＶ／III 比とを種々に変化させて実験を繰り返した。
【００２７】
図２は、良好な結果が得られたウェーハにおいて二次イオン質量分析法により得られた不純物濃度プロファイル図である。すなわち、同図においては、基板とＡｌＮバッファ層との界面付近の炭素の濃度分布が表されている。同図から、界面付近に炭素濃度３×１０19ｃｍ-3 、厚さ２０ｎｍの高濃度炭素含有層が観測されることがわかる。この高濃度炭素含有層が、図１に示した「第１のバッファ層１２」に相当するものであり、その上に形成された炭素濃度が約２×１０18ｃｍ-3 に低下している部分が図１（ｂ）の「第２のバッファ層１３」に相当するものである。これらの単結晶層に含有されている炭素は、窒化物半導体層をＭＯＣＶＤ（Metal-Organic Chemical Vapor Deposition）法により成長する際に、主に、III族元素の原料である有機金属から結晶中に取り込まれるものであると推測される。
【００２８】
他の図示しない測定結果も併せて分析した結果、この高濃度炭素含有層すなわち「第１のバッファ層１２」の炭素濃度が１×１０18から３×１０20ｃｍ-3で、厚さが５ｎｍから５０ｎｍの範囲の場合に良好な素子特性が得られた。バッファ層がＡｌＧａＮからなる場合にも、この条件は同様であった。
【００２９】
さらに、バッファ層に含有される水素（Ｈ）の濃度についても調べたところ、図２に示した炭素の濃度プロファイルと同様の濃度プロファイルを示すウェーハが多く見られた。つまり、高いＶ／III 比で成長したバッファ層には、炭素とともに水素も高い濃度で取り込まれる場合があることがわかった。これは、III族元素の原料である有機金属が分解することにより生成する炭化水素（ＣＨx）が結晶中に取り込まれるためであると考えられる。
【００３０】
本発明の高濃度炭素含有層すなわち「第１のバッファ層」は、従来よりも大幅に低いＶ／III比で堆積される。例えば、従来のＭＯＣＶＤ法によるバッファ層の典型的なＶ／III比は、ＧａＡｓで１００以上、ＧａＮで１０００以上、ＡｌＮでも１０００以上であった。これに対して、本発明の第１のバッファ層の堆積時のＶ／III比は、０．７〜５０程度であり、従来と比較して顕著に低い。また、その最適な成長温度は、概ね１０５０〜１２５０℃であり、従来の１３００℃前後と比較すると若干低いことがわかった。
【００３１】
図３は、高濃度炭素含有層すなわち第１のバッファ層の炭素濃度とバッファ層の表面に観察されるピット密度との関係を表すグラフ図である。すなわち、図１（ａ）に示したような２層のバッファ層をＡｌＮを用いて堆積し、その表面で観察されるピット密度を評価した。ここで、高濃度炭素含有層の層厚は、いずれの場合も２０ｎｍとした。同図から、炭素濃度が３×１０18から３×１０20ｃｍ-3の範囲にあるときにピット密度が低減していることが分かる。さらに、炭素濃度が１×１０19から１×１０20ｃｍ-3の範囲にあるときには、ピット密度が１０3ｃｍ-2まで大幅に低減していることが分かる。
【００３２】
また、図４は、高濃度炭素含有層すなわち第１のバッファ層の層厚とＡｌＮバッファ層表面で観測されるピット密度との関係を表すグラフ図である。ここで、高濃度炭素含有層の炭素濃度はいずれの場合も約３×１０18ｃｍ-3とした。同図から、高濃度炭素含有層の層厚が約５〜５０ｎｍの範囲内においてピット密度を１×１０4ｃｍ-2 以下に低く抑制することができ、さらに、１０〜３０ｎｍのときにはピット密度を１×１０3ｃｍ-2 まで大幅に低減できることが分かる。
【００３３】
以上説明したように、本発明において特に良好な結果が得られたのは、バッファ層がＡｌＮであり、その基板との界面での高濃度炭素含有層すなわち第１のバッファ層の炭素濃度は１×１０19から１×１０20ｃｍ-3、厚さは１０ｎｍから３０ｎｍの範囲であり、この高濃度炭素含有層から離れるに従って２００ｎｍ以内に急速に炭素濃度が低下するような濃度分布を有する第２のバッファ層が堆積されている場合であった。
【００３４】
図１に戻って説明すると、同図（ａ）に示したような構造がこれにあたる。
一方、本発明者の実験によれば、同図（ｂ）に示したように、第１の単結晶バッファ層１２の上に素子構造を直接形成しても良い場合もあることがわかった。すなわち、同図（ａ）に示した第２のバッファ層１３を設けることにより、その上に成長させる窒化物半導体の品質をさらに改善することができる。例えば、高性能の半導体レーザのように極めて高い品質の結晶を必要とする場合には、第２のバッファ層１３を設けることが望ましい。しかし、発光ダイオード（ＬＥＤ）のように結晶の品質が適度に要求される素子の場合には、第２のバッファ層１３を設けずに第１のバッファ層の上に素子構造を直接形成しても良好な結果が得られることが分かった。
【００３５】
以下、図面を参照しつつ、本発明の実施例について説明する。
図５は、本発明による青色レーザダイオードを表す概略断面図である。すなわち、同図の半導体レーザは、サファイア基板１１のｃ面上に第１のバッファ層１２としてＡｌＮ単結晶層（炭素濃度１×１０19ｃｍ-3 〜１×１０20ｃｍ-3 、層厚１０ｎｍ〜５００ｎｍ）、第２のバッファ層１３としてＡｌＮ単結晶層（炭素濃度５×１０17ｃｍ-3 〜５×１０18ｃｍ-3 、０．１〜１０．０μｍ）、ＧａＮまたはＧａＡｌＮからなる格子緩和層３１（０．０２〜０．３μｍ、Ａｌ組成５％未満）、ｎ型Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎコンタクト層３２（Ｓｉ，ＳｅまたはＳドープ、不純物濃度２×１０18〜３×１０19ｃｍ-3、層厚１〜５μｍ）、ｎ型Ａｌ0.3 Ｇａ0.9 Ｎクラッド層３３（Ｓｉ，ＳｅまたはＳドープ、５×１０17〜３×１０18ｃｍ-3、０．３〜１．２μｍ）、ＧａＮ第１光ガイド層３４（０．０５〜０．２μｍ）、Ｇａl-×Ｉｎ×Ｎ活性層３５（１〜１０ｎｍ）、ＧａＮ第２光ガイド層３６（０．０５〜０．２μｍ）、ｐ型Ａｌ0.1 Ｇａ0.9 Ｎクラッド層３７（Ｍｇドープ、５×１０18〜１×１０20ｃｍ-3、０．３〜０．７μｍ）、ｐ型ＧａＮ中間コンタクト層３８（Ｍｇドープ、５×１０18〜１×１０20ｃｍ-3、０．０５〜０．１μｍ）、が順次設けられている。そして、幅が２〜５μｍのストライプ状のメサが形成され、その両側にｎ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.5 Ｎ（Ｓｉドープ、５×１０18ｃｍ-3、０．５μｍ）からなる電流阻止層３９が形成されて、横モードが制御される。さらに、ｐ型ＧａＮ（Ｍｇドープ、９×１０19ｃｍ-3、０．５μｍ）コンタクト層４０が堆積され、ｐ側電極１１０として（Ｐｄ  ０．０５μｍ／Ｐｔ  ０．０５μｍ／Ａｕ  １．０μｍ）またはＮｉが被着されている。ｎ型Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎコンタクト層にはｎ側電極１２０（Ｔｉ  ０．０５／Ｐｔ  ０．０５μｍ／Ａｕ  １．０μｍまたはＡｌ  １．０μｍ）が被着されている。
【００３６】
次に、本実施例の半導体レーザの製造方法について説明する。各半導体層は、減圧ＭＯＣＶＤ装置により形成することができる。まず、基板１１をヒータを兼ねたサセプタ上に載置する。ガス導入管から高純度水素を毎分２０ｌ（リッター）程度導入して反応管内の大気を置換する。次いで、ガス排気口をロータリポンプに接続して反応管内を減圧し、内部の圧力を５０〜１５０ｔｏｒｒの範囲に設定する。サファイア基板１１上にＡｌＮバッファ層を成長する場合には、まず、基板１１を水素中で加熱してその表面を清浄化する。ついで、１０５０〜１２５０℃の基板温度でＨ２ガスの一部をＮＨ3 ガスに切り替えると共に、Ａｌ（アルミニウム）の原料として例えばＡｌ（ＣＨ3 ）3 あるいはＡｌ（Ｃ2Ｈ5）3 などの有機金属を導入して第１の単結晶ＡｌＮバッファ層１２を５ｎｍから５０ｎｍの層厚に堆積する。
【００３７】
ついで、基板温度を１２５０〜１３５０℃に昇温し、第２のバッファ層１３としてＡｌＮ層を０．１μｍから５μｍ成長し表面を平坦化する。その後、場合によっては、成長を中断してアニールを行い、残留歪みを緩和させることも有効である。
【００３８】
ここで、第１のＡｌＮバッファ層１２の結晶方位をそろえるためにはＶ族原料とIII族原料の供給比の制御が重要であり、ピットのない高品質膜の成長にはＶ／III 比を０．７〜５０の範囲内とすることが必要であり、十分に良好な品質を再現性よく得るにはＶ／III 比を１．２〜４．０の範囲内に制御することが望ましい。後述するＳｉＣ基板上に成長する場合にも、第１のＡｌＮバッファ層１２を設けることにより、より均一な成長が得られる。一方、第２のバッファ層１３の成長に際しては、Ｖ／III比を数１００以上と高い比率にする。さらに、第２のバッファ層の上に成長する各層の成長に際してもＶ／III比を数１００以上と高い比率にすることが望ましい。
【００３９】
第２のバッファ層１３を成長させた後、基板温度を再び１１００〜１２００℃に低下させて、ダブルヘテロ構造部を成長する。III族の原料としては、有機金属Ｇａ化合物たとえばＧａ（ＣＨ3）3 あるいはＧａ（Ｃ2Ｈ5）3 、有機金属Ｉｎ化合物たとえばＩｎ（ＣＨ3 ）3 あるいはＩｎ（Ｃ2Ｈ5）3 、ドーピング用原料としてはｎ型用としてＳｉ水素化物たとえばＳｉＨ4 あるいは有機金属Ｓｉ化合物たとえばＳｉ（ＣＨ3 ）4 、ｐ型用として有機金属Ｍｇ化合物たとえばＣｐ2 Ｍｇ（シクロペンタジエニルマグネシウム）またはｍ−Ｃｐ2 Ｍｇを使用する。ｐ型ドーパントの活性化率をあげるためには成長層中に混入した水素を除去するために８００℃程度の熱処理が必要とされてきたが、本発明の方法では、第１のバッファ層１２以外の各層を大きなＶ／III 比下で成長することによりＮ原子空孔を抑制することができ水素による不活性化を本質的に解消することができる。さらに、従来は必要とされていた熱処理に起因する結晶品質の劣化も避けることができる。
【００４０】
本実施例においては、反応性イオンエッチングにてメサ部を形成した後、Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎ電流阻止層３９を再成長し、ｐ型ＧａＮ中間コンタクト層３８が露出するまで研磨する。さらに、ｐ型ＧａＮ（Ｍｇドープ、９×１０19ｃｍ-3、０．５μｍ）コンタクト層４０を成長することにより作成される。
【００４１】
ｐ型ＧａＮ中間コンタクト層３８はメサ加工後の再成長時に表面を保護する役割を果たしており、クラッド層との界面は必要に応じて組成変化を緩やかにして通電抵抗の低減を計っている。また、格子緩和層３１はバッファ層と素子構造との間の格子不整による歪みを補正するためのものであるが、格子不整合が小さい時には無くてもよい。
【００４２】
本実施例によれば、独特の構成を有する第１のバッファ層１２と第２のバッファ層１３とを設けることにより、その上に成長する素子構造の品質を従来よりも大幅に改善することができる。すなわち、これらのバッファ層を設けることにより、素子構造を構成する各半導体層を従来よりも高いＶ／III比で成長しても異常成長が生じなくなった。その結果として、半導体素子を構成する各半導体層の結晶性を従来よりも大幅に改善することができた。
【００４３】
具体的には、活性層３５の発光効率を従来の約１０倍に高めることができた。同時にｐ型コンタクト層４０の結晶性が改善され、高濃度のドーピングが可能となり、ｐ側の抵抗を低下することができた。これらの結果として、従来のレーザと比較して、しきい値や動作電流が低下し、また、ｐ側での発熱量が低下したために、素子の温度特性が改善され、素子の寿命も伸びた。
【００４４】
さらに、本発明のよれば、半導体レーザの放熱も改善することができる。すなわち、従来、六方晶の窒化物半導体の半導体レーザにおいては動作電流が高く、電圧も高いために発熱量が大きいという問題があった。また、これらの半導体レーザは通常はサファイア基板の上に形成されるが、基板の熱抵抗が高いために、放熱が問題となっていた。さらに、サファイアは絶縁体であるために、ＧａＡｓやＩｎＰを基板とした半導体レーザで採用されているような、基板と反対側をヒートシンク（放熱器）にアップサイドダウンにマウントする方法も採用することが困難であった。これに対して、本発明によれば、バッファ層として用いるＡｌＮはサファイアやＧａＮよりも熱伝導率が大幅に高く、ある程度の膜厚のＡｌＮバッファ層を基板と素子構造体との間に挿入することにより放熱特性を大幅に改善できる。ストライプ幅が２〜３．５ミクロンの場合を例に挙げると、ＡｌＮ膜厚は１ミクロン以上で熱抵抗の低減の効果が得られ、２ミクロン以上で顕著となる。しかし、５ミクロン以上とすると、「そり」が生じ、１０ミクロン以上では高密度のひび割れが生ずる傾向がみられた。また、ＡｌＮの上に形成するｎ側電極形成用のｎ型ＧａＮ層は、通常は欠陥低減のために３ミクロン以上の厚さに形成する必要があるが、本発明によれば、高品質のＡｌＮバッファ層の上に形成するので、このような厚膜とする必要がなく、１〜２ミクロン程度と薄膜化することができる。
【００４５】
なお、本実施例においては、バッファ層１２、１３としてはＡｌＮ層を用いたが、この代わりにＡｌ組成が８０％以上のＡｌＧａＮを用いてもよく、同様の効果を期待できる。しかし、この場合はＡｌＮと比較して表面の平坦性が劣化する傾向がある。
【００４６】
図６は、本発明の第２の実施例にかかる半導体レーザダイオードを表す概略断面図である。本実施例は、前述の第１実施例と類似した構成を有するので、同一の部分には同一の符号を付して詳細な説明は省略する。
【００４７】
本実施例の特徴は、活性層３５’としてＧａＮ層を用いている点と、中間コンタクト層３８にｐ側電極１１０を直接接触させている点にある。
【００４８】
本発明によれば、第１のバッファ層１２と第２のバッファ層１３とを設けることにより、素子構造の結晶性を大幅に改善することができるので、従来困難とされていた高品質のＧａＮを活性層として用いることが可能となる。その結果として、従来は困難であった短波長領域での高効率の発光を実現することができる。
【００４９】
また、同様に、中間コンタクト層３９の結晶性も従来よりも大幅に改善することができるので、その上にコンタクト層を設けることなく、ｐ側電極１１０を接触させて十分に低い接触抵抗を実現することができる。
【００５０】
図７は、本発明の第３の実施例にかかる半導体レーザを表す概略断面図である。
【００５１】
また、図８は、本発明の第４の実施例にかかる半導体レーザを表す概略断面図である。これらの実施例は、基板としてＳｉＣ（炭化シリコン）基板１１’の（１１１）Ｓｉ面の上にバッファ層１２をはじめとする各層を形成した例である。それぞれの素子構造は、図５、図６に関して前述した第１実施例と第２実施例と同様であるので、同様の部分には同一の符号を付して詳細な説明は省略する。
【００５２】
これらの実施例においても、第１バッファ層１２と第２バッファ層１３をそれぞれ設けたことにより、活性層３５やコンタクト層の結晶性を改善し、第１実施例や第２実施例に関して前述したのと同様に、発光効率の向上やしきい値の低下などの種々の効果を得ることができる。
【００５３】
図９は、本発明の第５の実施例にかかる発光ダイオードを表す概略断面図である。すなわち、同図の発光ダイオードは、サファイア基板１１のｃ面上に第１のバッファ層１２としてＡｌＮ層（炭素濃度１×１０19ｃｍ-3 〜１×１０20ｃｍ-3 、層厚１０ｎｍ〜５００ｎｍ）、ｎ型Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎコンタクト層５１（Ｓｉ，ＳｅまたはＳドープ、不純物濃度２×１０18〜３×１０19ｃｍ-3、層厚１〜５μｍ）、ｎ型Ａｌ0.3 Ｇａ0.9 Ｎクラッド層５３（Ｓｉ，ＳｅまたはＳドープ、５×１０17〜３×１０18ｃｍ-3、０．３〜１．２μｍ）、Ｇａl-×Ｉｎ×Ｎ活性層５４（１〜１０ｎｍ）、ｐ型Ａｌ0.1 Ｇａ0.9 Ｎクラッド層５５（Ｍｇドープ、５×１０18〜１×１０20ｃｍ-3、０．３〜０．７μｍ）、ｐ型ＧａＮ（Ｍｇドープ、９×１０19ｃｍ-3、０．５μｍ）コンタクト層５５が堆積され、ｐ側電極１６０としてＩＴＯ（indium tim oxide：酸化インジウムすず）が堆積され、ｎ側電極１７０として、Ｔｉ  ０．０５／Ｐｔ  ０．０５μｍの積層膜が堆積されている。ここで、ｐ側電極１６０としては、金（Ａｕ）やニッケル（Ｎｉ）などの金属を透光性を確保できるように薄く堆積しても良い。
【００５４】
また、ｐ側電極１６０とｎ側電極１７０には、それぞれ金（Ａｕ）のボンディング・パッド１８０、１９０が接続されている。さらに、素子の表面は、酸化シリコンや窒化シリコンなどの保護膜２００により覆われている。
【００５５】
本実施例の発光ダイオードは、面発光型の素子であり、活性層５３から放出された光は、ｐ側電極１６０を介して外部に取り出すことができる。
【００５６】
一般に、発光ダイオードの場合には、前述した半導体レーザと比較すると、活性層をはじめとする各層の結晶性に対する許容度は緩やかである場合が多い。従って、本実施例のように、第１のバッファ層１２の上に素子構造を直接形成しても従来と比較して十分に良好な特性を得ることが可能である。つまり、本実施例によれば、第１のバッファ層１２として前述した各実施例と同様のものを用いることにより、その上に形成する各半導体層の結晶性を十分に良好なものとすることができる。その結果として、前述した各実施例と同様に発光効率が改善され、動作電圧や動作電流が低下し、素子の寿命も伸ばすことができる。
【００５７】
さらに、従来は、高い効率で発光させることが困難であった、窒化ガリウム（ＧａＮ）を活性層５３に用いて、高い効率で発光させることが可能となる。その結果として、従来よりも短い発光波長が得られ、この短波長の発光を図示しない蛍光体により波長変換すれば、可視光領域から赤外光の波長領域に渡って、適宜選択した任意の波長の光を取り出すことができる。
【００５８】
図１０は、本発明の第６の実施例にかかる電子素子を表す概略断面図である。同図の電子素子は、サファイア基板上にエピタキシャル成長したＳｉＣ層を利用した電界効果トランジスタである。すなわち、サファイア基板１１の上に、第  １のバッファ層１２としてＡｌＮ層（炭素濃度１×１０19ｃｍ-3 〜１×１０20ｃｍ-3 、層厚１０ｎｍ〜５００ｎｍ）、第２のバッファ層１３としてＡｌＮ単結晶層（炭素濃度５×１０17ｃｍ-3 〜５×１０18ｃｍ-3 、０．１〜１０．０μｍ）、、ＳｉＣ層４１が形成され、その上にｎ型ＳｉＣ（窒素ドープ）層４１が形成されている。さらに、ゲート電極１３０としてＴｉ（チタン）とアルミニウム（Ａｌ）の積層構造が堆積され、また、ソース電極１４０とドレイン電極１５０としてそれぞれニッケル（Ｎｉ）が堆積されている。
【００５９】
従来は、エピタキシャル成長したＳｉＣ層においては、「マイクロパイプ」と呼ばれる穴が存在し、高性能の半導体素子が得られないという問題があった。これに対して、本発明によれば、独特のバッファ層１２、１３を設けた結果として、ＳｉＣエピタキシャル層にマイクロパイプは発生せず、良好な特性を有する電界効果トランジスタを得ることができた。また、本発明によれば、バッファ層１２、１３の材料として絶縁体のＡｌＮを用いることにより、電界効果トランジスタの寄生容量を低下させ、容易に高性能が達成できる。
【００６０】
なお、本実施例においてＳｉＣ層を成長する場合には、Ｃの原料としてプロパンガスを毎分１０ｃｃ程度、Ｓｉ原料としてＳｉＨ4ガスを毎分３ｃｃ程度導入し、さらにｎ型のドーパントであるＮ（窒素）の原料としてＮＨ3 ガスを添加することにより、ｎ型ＳｉＣ層を成長することができる。
【００６１】
以上、具体例を参照しつつ本発明の実施の形態について説明した。しかし、本発明はこれらの具体例に限定されるものではない。例えば、基板として用いることができるものは前述したサファイアやＳｉＣに限定されず、その他にも、例えば、スピネル、ＭｇＯ、ＳｃＡｌＭｇＯ4、ＬａＳｒＧａＯ4、（ＬａＳｒ）（ＡｌＴａ）Ｏ3などの絶縁性基板や、Ｓｉ、ＧａＡｓ、ＧａＮなどの導電性基板も同様に用いてそれぞれの効果を得ることができる。ここで、ＳｃＡｌＭｇＯ4基板の場合には、（０００１）面、（ＬａＳｒ）（ＡｌＴａ）Ｏ3基板の場合には（１１１）面を用いることが望ましい。
【００６２】
また、半導体素子の構造もその用途に応じて適宜選択変更することが可能であり、そのような場合においても本発明を同様に適用して同様の効果を得ることができる。
【００６３】
【発明の効果】
本発明によれば、基板上に高炭素濃度を有する第１のバッファ層と第２の高純度バッファ層とを形成し、窒化物半導体やＳｉＣ層を成長することにより、低欠陥化がはかれ、ひび割れの発生が抑制されるとともに、アクセプタ活性化率や発光層の発光効率の向上がはかれ半導体レーザなどの特性が向上する。
【００６４】
さらに、高いＶ／III比で素子構造を成長させても異常成長が生ずることが無くなり、従来よりも高品質の結晶を容易に得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の半導体素子を概念的に説明する要部概略断面図である。
【図２】良好な結果が得られたウェーハにおいて二次イオン質量分析法により得られた不純物濃度プロファイル図である。
【図３】高濃度炭素含有層すなわち第１のバッファ層の炭素濃度とバッファ層の表面に観察されるピット密度との関係を表すグラフ図である。
【図４】高濃度炭素含有層すなわち第１のバッファ層の層厚とＡｌＮバッファ層表面で観測されるピット密度との関係を表すグラフ図である。
【図５】本発明による青色レーザダイオードを表す概略断面図である。
【図６】本発明の第２の実施例にかかる半導体レーザダイオードを表す概略断面図である。
【図７】本発明の第３の実施例にかかる半導体レーザを表す概略断面図である。
【図８】本発明の第４の実施例にかかる半導体レーザを表す概略断面図である。
【図９】本発明の第５の実施例にかかる発光ダイオードを表す概略断面図である。
【図１０】本発明の第６の実施例にかかる電子素子を表す概略断面図である。
【符号の説明】
１１、１１’  基板
１２  第１のバッファ層
１３  第２のバッファ層
１４、２１  素子構造体
３１  格子緩和層
３２、５１  コンタクト層
３３、５２  クラッド層
３４  ガイド層
３５、５３  活性層
３６  ガイド層
３７、５４  クラッド層
３８  中間コンタクト層
３９  電流阻止層
４０、５５  コンタクト層
４１  ＳｉＣ層
１１０〜１７０  電極
１８０、１９０  電極パッド
２００  保護膜
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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