(57)【要約】【課題】ｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体に対し、接触抵抗の小さな電極及び接触抵抗を低下させる電極の製造方法を提供する。【解決手段】サファイア基板上にＡｌＮバッファ層を介してＧａＮ層及びＭｇを添加した積層体（「ＧａＮ」基板をいう。）上に金属（Ｐｔ及びＮｉ）電極５０ｎｍを、▲１▼ＧａＮ基板温度を３００℃に加熱した後に蒸着、▲２▼ＧａＮ基板を室温にて蒸着した。また、▲３▼▲２▼を窒素雰囲気、３００℃で加熱した。▲１▼は▲２▼、▲３▼に比較して２〜３桁接触抵抗が低くなり、電気的特性が大幅に改善された。【選択図】図５
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
少なくとも多結晶金属を含む膜からなるｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体の電極。
【請求項２】
前記多結晶金属は結晶粒の結晶面が揃った繊維構造を有することを特徴とする請求項１に記載のｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体の電極。
【請求項３】
前記多結晶金属は粗大結晶粒を有することを特徴とする請求項１及び請求項２に記載のｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体の電極。
【請求項４】
ｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体を有する半導体素子の上に、前記半導体素子を加熱した状態で、少なくとも多結晶金属を含む膜を前記ｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体上に形成することを特徴とするｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体の電極の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体に対し接触抵抗の小さな電極に関する。また、接触抵抗を低下させる電極の製造方法に関する。尚、ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体とは、例えばＡｌＮ、ＧａＮ、ＩｎＮのような２元系、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ、ＡｌｘＩｎ１−ｘＮ、ＧａｘＩｎ１−ｘＮ（いずれも０＜ｘ＜１）のような３元系、ＡｌｘＧａｙＩｎ１−ｘ−ｙＮ（０＜ｘ＜１，０＜ｙ＜１、０＜ｘ＋ｙ＜１）の４元系を包括した一般式ＡｌｘＧａｙＩｎ１−ｘ−ｙＮ（０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｘ＋ｙ≦１）で表されるものが含まれる。
【０００２】
【従来の技術】
ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体は、例えば発光素子とした場合、発光スペクトルが紫外から赤色の広範囲に渡る直接遷移型の半導体であり、発光ダイオード（ＬＥＤ）やレーザダイオード（ＬＤ）等に応用されている。また、そのバンドギャップが広いため、他の半導体を用いた素子よりも高温において安定した動作を期待できることから、ＦＥＴ等トランジスタへの応用も盛んに開発されている。また、ヒ素（Ａｓ）を主成分としていないことで、環境面からも様々な半導体素子一般への開発が期待されている。
【０００３】
従来、化合物半導体においては、その半導体表面に金属を形成しただけではオーミック接合が得られないので、化合物半導体上に金属膜を形成した後、熱処理（シンタリング）による合金化処理を行うことにより、金属を半導体内に拡散させてオーミック接合を得るようにしている。特にｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体においては、電子線照射等の熱処理による低抵抗化処理を行っても、その抵抗率はｎ型のＩＩＩ族窒化物系化合物半導体の抵抗率に比べて高いため、例えば発光素子においては、ｐ型層内での横方向への電流の広がりがほとんどなく、電極直下しか発光しない。そのため、ニッケル（Ｎｉ）と金（Ａｕ）を各々数十ｎｍ積層させ、熱処理して形成した透光性とオーミック特性とを有した電流拡散電極が提案されている（例えば、特許文献１参照）。しかし、この場合においても、例えばｐ型の窒化ガリウム（ＧａＮ）に対するＮｉとＡｕの電極の場合、その接触抵抗率ρｃは７×１０−３／ｃｍ２と高いのが現状である。
【０００４】
ところで、前述のように化合物半導体においては、その半導体表面に金属を形成しただけではオーミック接合が得られず、単なる金属の付着は通常ショットキ性を帯びる。これは、図１のように化合物半導体と金属界面においてキャリアの移動を妨げるショットキバリアΦＢ（ΦＢ＝（Χ＋Ｅｇ）−Φｍ）が形成されるためであると考えられている（例えば、非特許文献１参照）。
【０００５】
一方、化合物半導体表面には、酸化物やその他の付着物が存在しており、それらが化合物半導体／金属間の接触抵抗を増加させる要因にもなっているが、この問題については、例えば、薬液処理や不活性ガスによるスパッタリング処理が提案されている（例えば、特許文献２参照）。
【０００６】
【特許文献１】
特開平特開平６−３１４８２２号公報
【特許文献２】
特開平特開平８−２６４４７８号公報
【非特許文献１】
今井哲二他著「化合物半導体デバイス［ＩＩ］」工業調査会出版、ｐ．７３−７６
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
前述のショットキバリアΦＢの低下やｐ型半導体と金属界面に形成される空乏層幅を減少させることが、化合物半導体／金属間の接触抵抗を低下させるのに不可欠であり、しいては、その後の熱処理によるオーミック接合形成の時の接触抵抗率を更に減少させることにつながるとされているが、化合物半導体／金属界面の実体や金属界面構造との関係などの本質的な問題は未だ詳しく知られていないのが実情であり、この本質的な問題の解決が急務とされていた。
【０００８】
本発明者らは、化合物半導体（特にＩＩＩ族窒化物系化合物半導体）／金属界面の実体や金属界面構造の関係という本質的な問題に関し、鋭意研究を進めた結果、半導体上に形成する金属膜の配向性に着目し、この金属膜の配向性とショットキバリアの高さ及び化合物半導体／金属間の電気特性を検討した結果、本発明に到達した。即ち、本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、その目的は、ｐ型のＩＩＩ族窒化物系化合物半導体に対し接触抵抗の小さな電極に関する。また、接触抵抗を低下させる電極の製造方法に関するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段及び作用効果】
上記の課題を解決するために、請求項１によれば、少なくとも多結晶金属を含む膜をｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体の電極とすることである。また、請求項２によれば、前記多結晶金属は結晶粒の結晶面が揃った繊維構造を有することを特徴とするものである。繊維構造を有することにより、結晶粒界密度が減少し、金属／半導体界面での欠陥量が減少するからである。更に請求項３によれば、前記多結晶金属は粗大結晶粒を有することを特徴とするものである。そして、これらを実現する方法としては、請求項４によれば、ｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体を有する半導体素子の上に、前記半導体素子を加熱した状態で、少なくとも多結晶金属を含む膜を前記ｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体上に形成することを特徴とするものである。これらの方法によりｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体上に形成される金属膜は一定方向の配向性を有する単結晶を含むようになり、この単結晶の占有率が多くなるに従い、金属膜の配向性は強くなる。また、その多結晶は、結晶面が揃った繊維構造で、粗大粒を有することとなる。この結果、この金属の強い配向性により化合物半導体（特にＩＩＩ族窒化物系化合物半導体）／金属間のショットキバリアの高さを低下させることができ、ｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体／金属界面の接触抵抗値を大きく低下させることができるのである。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的な実施例に基づいて説明する。金属電極の形成パターンは、フォトリソグラフィを用いたＳｉＯ２のＭａｒｌｏｗ−Ｄａｓ型パターン（中心点−円環状）用いた（第２図）。ここで、円環の幅ｄ（ＳｉＯ２形成部）は４、８、１６、２４μｍである。ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体としては窒化ガリウム（ＧａＮ）を用い、Ａ面を主面とするサファイア基板に、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）を用いて、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）からなる低温堆積バッファ層を介して厚さ４μｍのＧａＮを形成し、その上にマグネシウム（Ｍｇ）をドープしてｐ型化した厚さ０．５μｍのＧａＮ層を形成した。このｐ型ＧａＮ層のホール濃度は５×１０１７ｃｍ−３であった。なお、サファイア基板、ＡｌＮ、ＧａＮ、ｐ型ＧａＮからなる積層体を以後、「ＧａＮ」基板をいう。評価は、電流（Ｉ）−電圧（Ｖ）法による接触抵抗値Ｒ０の測定と、ＸＲＤによる金属膜の構造解析により行った。
【００１１】
蒸着装置のチャンバーに、塩酸によりｐ型ＧａＮ表面が洗浄されたＧａＮ基板を載置した。次に、ＧａＮ基板温度を３００℃に加熱し、電子ビーム蒸着法により、金属を５０ｎｍ蒸着した。蒸着した金属は白金（Ｐｔ）とニッケル（Ｎｉ）の２種類であった。なお、比較例として、ＧａＮ基板温度を加熱せず、即ち、室温で同様な膜厚で形成したもの（比較例１）、その後、窒素（Ｎ２）雰囲気で、３００℃、３０分の熱処理したもの（比較例２）を用意した。
【００１２】
ＸＲＤ測定結果を表１、表２に示した。表１はＰｔ、表２はＮｉの場合である。スペクトルは掲載しないが、ＰｔおよびＮｉ共に（１１１）、（２２２）以外のピークは観測されなかった。表１、表２から見られるように（１１１）の強度及び半値幅において、本実施例と比較例１および比較例２に大きな差が現れている。例えば、Ｐｔの場合において、ＧａＮ基板の温度を３００℃で蒸着した場合（本実施例）の場合、（１１１）のピーク強度が９８５３４で、その半値幅が０．４°であったのに対し、比較例１（室温形成）では、各々、３６６６、２．５°、比較例２（室温形成→３００℃熱処理）では、３２０６１、２．５°であり、同じ３００℃の熱を加える場合にも、形成時と形成後では大きな差となって現れる結果となった。Ｎｉの場合も同様であり、基板を加熱して形成することにより結晶の（１１１）配向が強くなっていること、即ち、単結晶の占有率が多くなったことがわかる。なお、Ｐｔ、Ｎｉにおいて、（１１１）配向性が強くなるのは、Ｐｔ、Ｎｉが共に面心立方構造（ｆｃｃ）のためと考えられる。ちなみに体心立法構造（ｂｃｃ）の場合は、（１００）配向性が強くなると予測される。
【００１３】
Ｉ−Ｖ特性結果を図３、図４に示した。図３はＰｔ、図４はＮｉの場合である。図３、図４からＩ−Ｖ特性より求められる接触抵抗値Ｒ０の値において、本実施例と比較例１および比較例２に大きな差が現れている。例えば、Ｐｔの場合において、ＧａＮ基板の温度を３００℃で蒸着した場合（本実施例）の場合、その接触抵抗値Ｒ０の値は３．８×１０４Ωであったのに対し、比較例１（室温形成）では、８．５×１０７Ω、比較例２（室温形成→３００℃熱処理）では、３．３×１０７Ωであった。Ｎｉの場合はＧａＮ基板の温度を３００℃で蒸着した場合（本実施例）の場合、その接触抵抗値Ｒ０の値は２．６×１０４Ωであったのに対し、比較例１（室温形成）では、１．６×１０６Ω、比較例２（室温形成→３００℃熱処理）では、１．９×１０７Ωであり、Ｐｔと同様であった。基板を加熱して形成することにより２〜３桁接触抵抗値が低下し、電気的特性が大幅に改善されたことのがわかる。
【００１４】
上記結果をもとに、（１１１）ピーク強度を横軸、接触抵抗値Ｒ０の値を縦軸とした場合を図５に示した。なお、横軸の（１１１）強度は強くなるに従い、膜の単結晶の占有率が多くなっていくことを示している。この図より、金属膜の単結晶の占有率と接触抵抗値Ｒ０の値との間には相関性が認められることがわかり、金属の配向性の度合いにより電気的特性が変化し、特にｆｃｃ構造を有する金属においては、（１１１）配向性が強くなるほど金属とＧａＮ界面の接触抵抗値が大きく低下したことがわかる。
【００１５】
なお、上記の実施例では、ｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体としてＧａＮを用いたが、その他のｐ型ＩＩＩ族窒化物系化合物半導体（例えば、ＡｌＧａＮやＧａＩｎＮにおいても個々の値は異なるものの同様な結果が得られた。また、上記の実施例では、金属としてＰｔとＮｉを用いたが、パラジウム（Ｐｄ）、クロム（Ｃｒ）、鉄（Ｆｅ）等の遷移金属に関しても同様な効果を得ることができると予測される。更に、本発明における粗大粒の程度は、膜厚の５倍以上が望ましい。
【００１６】
形成時の基板加熱温度は３００℃で行ったが、２００℃以上で、半導体の分解温度及び金属の融点のどちらか低い温度以下が望ましい。この範囲内で本発明の顕著な効果を得ることができるからである。一方、金属膜形成方法としては、蒸着法を用いたが、スパッタリング法や、形成しようとする金属の融点まで瞬時に加熱する手段としてのレーザアニール法若しくはめっき法などの他の方法を用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】金属／半導体界面の電流輸送機構。
【図２】評価用のＭａｒｌｏｗ−Ｄａｓ型フォトリソグラフィパターン。
【図３】Ｐｔの場合のＩ−Ｖ特性図。
【図４】Ｎｉの場合のＩ−Ｖ特性図。
【図５】金属膜の（１１１）ピーク強度と接触抵抗値Ｒ０の値の関係図。
【表１】Ｐｔの場合のＸＲＤ評価結果。
【表２】Ｎｉの場合のＸＲＤ評価結果。
【符号の説明】
１  金属膜形成部
２  ＳｉＯ２形成部
【図１】
2004247323.tif 000003
【図２】
2004247323.tif 000004
【図３】
2004247323.tif 000005
【図４】
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【図５】
2004247323.tif 000007
2004247323.tif 000008
【手続補正書】
【提出日】平成16年4月14日(2004.4.14)
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】全図
【補正方法】変更
【補正の内容】
【図１】
2004247323.tif 000009
【図２】
2004247323.tif 000010
【図３】
2004247323.tif 000011
【図４】
2004247323.tif 000012
【図５】
2004247323.tif 000013
【手続補正書】
【提出日】平成16年4月14日(2004.4.14)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１２】
ＸＲＤ測定結果を表１、表２に示した。表１はＰｔ、表２はＮｉの場合である。スペクトルは掲載しないが、ＰｔおよびＮｉ共に（１１１）、（２２２）以外のピークは観測されなかった。表１、表２から見られるように（１１１）の強度及び半値幅において、本実施例と比較例１および比較例２に大きな差が現れている。例えば、Ｐｔの場合において、ＧａＮ基板の温度を３００℃で蒸着した場合（本実施例）の場合、（１１１）のピーク強度が９８５３４で、その半値幅が０．４°であったのに対し、比較例１（室温形成）では、各々、３６６６、２．５°、比較例２（室温形成→３００℃熱処理）では、３２０６１、２．５°であり、同じ３００℃の熱を加える場合にも、形成時と形成後では大きな差となって現れる結果となった。Ｎｉの場合も同様であり、基板を加熱して形成することにより結晶の（１１１）配向が強くなっていること、即ち、単結晶の占有率が多くなったことがわかる。なお、Ｐｔ、Ｎｉにおいて、（１１１）配向性が強くなるのは、Ｐｔ、Ｎｉが共に面心立方構造（ｆｃｃ）のためと考えられる。ちなみに体心立法構造（ｂｃｃ）の場合は、（１００）配向性が強くなると予測される。
【表１】
2004247323.tif 000014
【表２】
2004247323.tif 000015
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図面の簡単な説明
【補正方法】変更
【補正の内容】
【図面の簡単な説明】
【図１】金属／半導体界面の電流輸送機構。
【図２】評価用のＭａｒｌｏｗ−Ｄａｓ型フォトリソグラフィパターン。
【図３】Ｐｔの場合のＩ−Ｖ特性図。
【図４】Ｎｉの場合のＩ−Ｖ特性図。
【図５】金属膜の（１１１）ピーク強度と接触抵抗値Ｒ０の値の関係図。