JP2005294867A - 窒化物半導体素子の製造方法及び窒化物半導体素子 - Google Patents

Abstract

【課題】 活性層とその後に積層する窒化物半導体層の成長温度に起因する活性層の劣化等の問題を解決し、発光特性などの素子特性の優れた窒化物半導体素子を製造する方法を提供する。
【解決手段】 基体１０上に気相成長した活性層１３がＩｎを含む混晶であり、前記活性層１３のＩｎ組成率がＸ（％）とされ、その気相成長後に積層される全ての窒化物半導体層の成長温度Ｔ(℃)が（１０８０−４．２７Ｘ）以下の温度とすることにより、活性層１３中での例えばＩｎ−Ｎのボンドが切断されることによる窒素空孔の発生やＩｎ金属化などの問題が未然に防止され該活性層の結晶性を良好に保つことできる。
【選択図】 図１

Description

本発明は窒化ガリウム系化合物半導体などの窒化物半導体を基体上に成長させて製造する窒化物半導体素子の製造方法に関し、特に半導体発光ダイオードや半導体レーザーなどの半導体発光素子を製造する窒化物半導体素子の製造方法及び窒化物半導体素子に関する。

ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＧａＩｎＮなどの窒化物（ナイトライド）系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体は、その禁制帯幅が１．８ｅＶから６．２ｅＶに亘っており、赤色から紫外線の発光が可能な発光素子の実現が理論上可能であるため、近年、注目を集めている。

この窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体により発光ダイオード（ＬＥＤ）や半導体レーザーを製造する場合には、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＧａＩｎＮなどを多層に積層し、発光層（活性層）をｎ型クラッド層およびｐ型クラッド層によりはさんだ構造を形成する必要がある。このような発光ダイオードまたは半導体レーザーとして、発光層をＧａＩｎＮ／ＧａＮ量子井戸構造またはＧａＩｎＮ／ＡｌＧａＮ量子井戸構造としたものがある。

このＧａＩｎＮ／ＧａＮ量子井戸構造またはＧａＩｎＮ／ＡｌＧａＮ量子井戸構造を形成する場合には、良好な結晶性を得るために、障壁層であるＧａＮ層またはＡｌＧａＮ層は１０００℃程度の高温で成長させ、井戸層であるＧａＩｎＮ層は７００から８００℃程度の低温で成長させる必要がある。

しかしながら、井戸層であるＧａＩｎＮ層を７００から８００℃以下の低温で成長させた後、成長温度を１０００℃程度に上昇させて障壁層であるＧａＮ層またはＡｌＧａＮ層を成長させると、下地のＧａＩｎＮ層が劣化し、発光強度が低下してしまうという問題が生ずる。これは、窒化ガリウム系化合物半導体では一般的に混晶の組成に応じて成長温度が異なっており、通常組成１０〜２０％のＩｎＧａＮは７００から８００℃で成長されるが、ＧａＮの最適な成長温度は１０００℃以上である。このため、例えばＩｎＧａＮ層の後にＧａＮ層を成長する場合には、ＧａＮの最適な成長温度を適用するとＩｎＧａＮ層は成長温度よりも高い温度にさらされることになり、活性層の結晶性が低下する。この要因としてはＩｎＧａＮ層中でＩｎ−Ｎのボンドが切断されることによる窒素空孔の発生とＩｎ金属化などが挙げられる。また低温で積層した層にｐｎ接合など有する場合にはｎ型もしくはｐ型不純物原子の拡散などにより特性が著しく悪化する。以上は、ＧａＩｎＮ層の劣化についてであるが、同様な劣化は、Ｉｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層全般に起こり得るものである。

従って、ＩｎＧａＮ層を活性層としてｎ型ＧａＮ層上に、活性層、ｐ型ＧａＮ層を積層して作製される半導体発光デバイス（ＬＥＤ、ＬＤ）の場合には、ＩｎＧａＮ層からなる活性層形成後にｐ型ＧａＮ層もしくはＡｌＧａＮ層を成長するため活性層の劣化が発生する。特に活性層とｐ型ＧａＮ層の成長温度差が大きくなる長波長発光（可視光）デバイスの作製には性能劣化が顕著に現れる。

このような活性層より上層の成長層の成長温度に起因する問題を解決するための１つの技術として、膜厚が１０から４０ｎｍ程度のＧａＮキャップ層を低温で形成する方法が知られており、このような技術は特開平１０−３２３４９号公報に記載されている。ところが、ＧａＮキャップ層だけを低温とした場合でも、その後に成長する層の成長温度が高い場合、同様なＩｎＧａＮ層からなる活性層の劣化という問題は再度生ずることになり、さらに有効な解決策が模索されているのが現状である。

さらに、活性層保護を目的として活性層形成後の膜の成長温度を下げた場合、一般に窒化ガリウム系化合物半導体は最適な成長温度よりも低い温度では成長ピットを生じやすく、例えば、基本的にｎ型ＧａＮ、ＩｎＧａＮ活性層、ｐ型ＧａＮをこの順で積層した半導体発光デバイスではｐ型ＧａＮ層を９５０℃程度で成長すると成長ピットを生じやすく、リーク電流の増加につながる。これに対してｐ型ＧａＮ層を１０００℃以上で成長すると成長ピットのない平坦な膜となるが、上記の理由で活性層の劣化につながることになる。

本発明は上述の技術的な課題に鑑み、活性層とその後に積層する窒化物半導体層の成長温度に起因する従来の問題を解決し、発光特性などの素子特性の優れた窒化物半導体素子を得ることができる窒化物半導体素子の製造方法及び窒化物半導体素子を提供することを目的とする。

本発明による窒化物半導体素子の製造方法は、基体上に気相成長した活性層がＩｎを含む混晶であり、前記活性層のＩｎ組成率がＸ（％）とされ、その気相成長後に積層される全ての窒化物半導体層の成長温度Ｔ(℃)が（１０８０−４．２７Ｘ）以下の温度とされることを特徴とし、より好ましくは（９８０−４．２７Ｘ）以下の温度とされることを特徴とする。

本発明製造方法によれば、活性層の成長後に積層される全ての窒化物半導体層の成長温度Ｔ（℃）は、活性層がＩｎを含む混晶であってＩｎ組成率がＸ（％）とされる場合に、そのＩｎ組成率の一次関数を上限とするような挙動を示すことが実験データより得られている。すなわち、その実験データに基づき算出したところ、そのような１次関数は（１０８０−４．２７Ｘ）で示されることが示されており、活性層の成長後に積層される全ての窒化物半導体層の成長温度Ｔ（℃）を（１０８０−４．２７Ｘ）以下、より好ましくは（９８０−４．２７Ｘ）以下とすることで、活性層の劣化を効果的に抑制することが可能である。

また、本発明の窒化物半導体素子は、第１の窒化物半導体層と、該第１の窒化物半導体層上に積層される活性層と、前記第１の窒化物半導体層と反対導電型とされ前記活性層上に積層される第２の窒化物半導体層とを有し、前記第２の窒化物半導体層の成長温度が９００℃以下とされ、且つ前記第２の窒化物半導体層は平坦化面を呈する膜厚を有することを特徴とする。

この窒化物半導体素子によれば、活性層形成後に形成される第２の窒化物半導体層の成長において、９００℃以下で成長する層を挿入することで平坦な膜を成長する。この第２の窒化物半導体層の平坦化面を呈する膜厚は、一例として５０ｎｍ以上であり、望ましくは１００ｎｍ以上である。窒化物半導体層を窒化ガリウム層とする場合、一般に９５０℃程度で成長される窒化ガリウム層は成長ピットを生じやすいが、逆にさらに低い９００℃以下の低温で成長させた場合では、ＩＩＩ族原子の表面拡散長の短くなるため成長ピットの少ない平坦な膜となる。このためデバイスを作製した場合にリーク電流などの低減を実現できる。

本発明の好適な実施形態について図面を参照しながら説明する。
本発明の第１の実施形態の窒化物半導体素子の製造方法は、基体上に活性層を第１の成長温度で気相成長し、その気相成長後に積層される全ての窒化物半導体層の成長温度を前記第１の成長温度から２５０℃高い温度以下、すなわち、本実施形態では、活性層の成長温度を基準として、それ以降に積層される全部の層の成長温度を活性層の成長温度から２５０℃高温を上限とし、より好ましくは１５０℃高い温度以下とする。

この方法によれば、活性層形成後に積層される全ての層の成長温度が活性層を形成するための第１の成長温度から２５０℃高い温度以下、より好ましくは１５０℃高い温度以下とされ、活性層中での例えばＩｎ−Ｎのボンドが切断されることによる窒素空孔の発生やＩｎ金属化などが未然に防止されて、活性層の結晶性を良好に維持することが可能となる。
例えば活性層を６５０℃で成長した場合には９００℃より高い温度には上げずに、各層を形成する。その上限よりも成長温度が高い場合には活性層が熱的に安定ではないため、活性層に劣化が生ずる。

また、基体上に活性層を気相成長し、その気相成長後に積層される全ての窒化物半導体層の成長温度Ｔ（℃）は、活性層の発光波長をλ（ｎｍ）とした場合に（１３５０−０．７５λ）以下の温度であることを特徴とし、より好ましくは（１２５０−０．７５λ）以下の温度とされる。

この方法によれば、活性層の成長後に積層される全ての窒化物半導体層の成長温度Ｔ（℃）は、活性層の発光波長をλ（ｎｍ）とした場合にその発光波長の一次関数を上限とするような挙動を示すことが、実験データより得られており、その実験データに基づく１次関数は（１３５０−０．７５λ）である。従って、活性層の成長後に積層される全ての窒化物半導体層の成長温度Ｔ（℃）を（１３５０−０．７５λ）以下とすることで、より好ましくは（１２５０−０．７５λ）以下の温度とすることで活性層の劣化を効果的に抑制することが可能である。

活性層はＩｎを含む混晶とすることができ、代表的な材料はＩｎＧａＮ層である。Ｉｎを含むＩｎＧａＮなどの混晶では長波長ほどＩｎの組成が高く（また、低温で成長され）、Ｉｎ−ＮのボンドはＧａ−Ｎのボンドと比較して熱的に不安定なため、その後の成長温度を低くすることが好ましい。ＩｎＧａＮ層で活性層を構成した場合の窒化物半導体素子の発光波長域は、３７０ｎｍ以上６４０ｎｍ以下とされる。ここで、窒化物半導体素子は主に発光ダイオード若しくは半導体レーザーなどの発光素子を含むものである。

［第１の実施形態］
次に、図１乃至図３を参照しながら、本実施形態の窒化物半導体素子の製造方法について説明する。

図１は本製造方法における成長温度の変化を示す図であり、低温バッファ層の形成時に成長温度Ｔ１（例えば約５００℃）であったものが、シリコンドープのｎ型ＧａＮ層を形成する際に成長温度Ｔ２（例えば約１０２０℃）に昇温される。次いで、トリメチルガリウムの供給をいったん停止し、引き続き成長温度をＴ３（例えば約７３０℃）まで降温しながらキャリアガスをすべて窒素ガスに切り替えて、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム、Ｉｎ原料としてトリメチルインジウムを供給して３０ÅのＩｎＧａＮからなる活性層を形成する。

このＩｎＧａＮからなる活性層の形成後、成長温度Ｔ３で連続してマグネシウムドープのＡｌＧａＮを形成し、その後、成長温度Ｔ４（例えば９００℃）まで昇温しマグネシウムドープのｐ型ＧａＮを形成している。

この成長温度の変化のグラフからも明らかなように、活性層であるＩｎＧａＮの成長温度Ｔ３とその後に形成されるマグネシウムドープのｐ型ＧａＮの成長温度Ｔ４の差（Ｔ４−Ｔ３）は、２５０℃を下回る１７０℃に過ぎず、従来のＧａＮの最適温度とされる１０２０℃ではマグネシウムドープのｐ型ＧａＮは形成されていない。また、マグネシウムドープのｐ型ＧａＮは活性層の形成後に成長される層の中で最も高温で成長される層であり、その他の活性層以後の各層はマグネシウムドープのｐ型ＧａＮの成長温度Ｔ４よりは低い温度で形成されている。このため活性層以後の全部の層は活性層の成長温度から２５０℃高温を上限とする範囲内に収まっており、活性層中での例えばＩｎ−Ｎのボンドが切断されることによる窒素空孔の発生やＩｎ金属化などが未然に防止されて、活性層の結晶性を良好に維持することが可能となり、発光効率を改善することができる。

このような本実施形態の製造方法について、さらに図２、図３を参照しながらデバイス構造を用いて説明する。
先ず、図示しない有機金属気相成長装置内に２インチのサファイア基板１０を設置し、反応炉内にキャリアガスとして例えばＨ_２とＮ_２との混合ガスを流し、例えば１０５０℃で２０分間熱処理を行うことによりそのサファイア基板１０の表面をサーマルクリーニングする。次いで、基板温度を例えば５１０℃（Ｔ１）に下げた後、反応炉内にＮ原料としてのアンモニア（ＮＨ₃ ）およびＧａ原料としてのトリメチルガリウム（ＴＭＧａ、Ｇａ（ＣＨ₃ ）₃ ）を供給し、主面をｃ面とするサファイア基板１０上にＧａＮバッファ層を成長させる。このようなＧａＮバッファ層を形成した後、１０２０℃（Ｔ２）でシリコン（Ｓｉ）ドープのｎ型ＧａＮ層１２を３μｍ成長させる。シリコンの原料はシランガスである。

トリメチルガリウムの供給をいったん停止し、引き続き成長温度を７３０℃（Ｔ３）まで降温しながらキャリアガスをすべて窒素ガスに切り替えて、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム、Ｉｎ原料としてトリメチルインジウムを供給して３０ÅのＩｎＧａＮからなるＩｎＧａＮ活性層１３をｎ型ＧａＮ層１２上に積層する。

成長温度を７３０℃（Ｔ３）としてＩｎＧａＮ活性層１３を形成した後、図１のようにマグネシウムドープのＡｌＧａＮ層形成することもできるが、ＡｌＧａＮ層を形成しなくとも良い。その後、Ｇａ原料としてトリメチルガリウムとＭｇ原料としてメチルシクロペンタジエニルマグネシウムを供給しながら昇温し、９００℃（Ｔ４）でマグネシウムドープのｐ型ＧａＮ層１４を２００ｎｍ成長する。このマグネシウムドープのｐ型ＧａＮ層１４の成長温度である９００℃（Ｔ４）がＩｎＧａＮ活性層１３の成長温度７３０℃（Ｔ３）から２５０℃以内の範囲であり、窒素空孔の発生やＩｎ金属化などが未然に防止されて、活性層の結晶性を良好に維持することが可能となり、発光効率を改善することができる。従来の製法ではＧａＮの最適な成長温度である１０２０℃でマグネシウムドープのＧａＮを成長しており、活性層の成長温度よりもかなり高温であるため活性層にＩｎ金属の析出が発生し、発光ダイオードの発光効率が悪いなどの問題が生じていたが、本実施形態によってこのような問題が解決されることになり、発光効率が向上する。

マグネシウムドープのｐ型ＧａＮ層１４の成長後、８００℃窒素ガス中でのアニールを行い、図３に示すように、ｐ型ＧａＮ層１４、ＩｎＧａＮ活性層１３、ｎ型ＧａＮ層１２の一部を除去して溝１６を形成し、その溝１６によって露出したｎ型ＧａＮ層１２にＴｉ／Ａｌ電極１５からなるｎ側電極、ｐ型ＧａＮ層１４にＮｉ／Ｐｔ／Ａｕ電極１７からなるｐ側電極をそれぞれ形成Ｎして半導体発光ダイオードを完成する。

本実施形態では活性層成長温度を活性層１３の成長温度に対して２５０℃以内（９００℃-７３０℃＝１７０℃）に抑えたため、活性層１３にＩｎ金属の析出は見られず、発光効率が向上する。通常マグネシウムドープのＧａＮはキャリア濃度が同一になるような条件で成長しても、図４に示すように結晶性の低下による移動度（mobility）の低下が生ずる。すなわち、成長温度が９００℃以下では移動度があまり高くはならないことになり、その結果、素子の抵抗は高くなり、動作電圧は上昇することになる。しかしながら本実施形態では、注入電流に対する発光効率は結果的に上昇しており、デバイス特性が改善されることになる。

なお、本実施形態では、本発明をＧａＮ系半導体発光素子の製造に適用した場合について説明したが、この発明はＧａＮ系電界効果トランジスタ（ＦＥＴ）などのＧａＮ系電子走行素子の製造に適用してもよい。また、上述の各ＧａＮ層の代りにＡｌx Ｇａ1-x Ｎ層などを適宜用いることも可能である。

［第２の実施形態］
本実施形態は第１の実施形態とほぼ同様の構造を有するＧａＮ系半導体発光素子を製造する方法の例であり、製造されるＧａＮ系半導体発光素子の発光波長と活性層形成後に積層する窒化物半導体層の成長温度の関係に基づき、前記成長温度を選択してＧａＮ系半導体発光素子を製造する方法を示す例である。

まず、本実施形態の技術的思想の根底に在るＧａＮ系半導体発光素子の発光波長と活性層形成後に積層する窒化物半導体層の成長温度の関係について説明する。この関係は、本件発明者らが行った測定データより明らかとなった関係である。ここで測定について説明すると、前述の第１の実施形態のＧａＮ系発光ダイオードと同様な構造あってｎ型ＧａＮ層、ＩｎＧａＮ活性層、ｐ型ＧａＮ層からなる発光ダイオード構造を活性層の成長条件を変更しながら形成し、その発光波長が異なるようにいくつかの素子を形成した。すなわち、ＩｎＧａＮ活性層の発光波長が４７０ｎｍとなるように成長した場合、その後のｐ型ＧａＮ層をすべて９５０℃以下で成長した場合には活性層中のＩｎ金属の析出はなく顕著な発光効率の低下は見られなかったが、１０２０℃まで昇温してｐ型ＧａＮ層を成長した場合には活性層中にＩｎ金属の析出が発生し、注入電流に対しての発光効率は低下した。これは主に析出したＩｎ金属を介して発光に寄与しない無効電流が発生するためと考えられる。ＩｎＧａＮ活性層の発光波長が４７０ｎｍである場合、このような効率の低下の発生する温度はほぼ１０００℃であった。また、発光波長が５２５ｎｍとなるように成長した場合には、効率の低下しないｐ型ＧａＮの成長温度の上限は９５０℃であった。さらにＩｎＧａＮ活性層の発光波長を成長４００ｎｍとなるように成長した場合には１０２０℃で成長しても顕著な効率の低下は見られなかった。

以上の測定データをプロットしたグラフが図５である。図５は活性層形成後に積層するｐ型ＧａＮ層の成長温度の上限と活性層の発光波長の関係を示す図である。図５に示すように、活性層形成後に積層するｐ型ＧａＮの成長温度の上限と活性層の発光波長の関係は線形な関係であり、活性層の気相成長後に積層される全ての窒化物半導体層の成長温度Ｔ（℃）は、活性層の発光波長をλ（ｎｍ）とした場合に（１３５０−０．７５λ）以下の温度とすることで、活性層の劣化が抑制されることになる。

この窒化物半導体層の成長温度Ｔ（℃）と発光波長λ（ｎｍ）の間の関係を基礎に発光ダイオードを作成する場合、発光波長λ（ｎｍ）が予め決められている場合には、その発光波長に基づき活性層の劣化が発生しないような活性層の気相成長後に積層される全ての窒化物半導体層の成長温度Ｔ（℃）を設定することができ、最終的に発光効率の優れた素子を製造できることになる。

[第３の実施形態]
本実施形態は活性層がＩｎの混晶からなるＧａＮ系半導体レーザーの例であり、図６及び図７を参照しながらその製造方法について説明する。

先ず、第１の実施形態と同様にして、例えば１０５０℃でＣ面を主面とするサファイア基板２０のサーマルクリーニングを行った後、例えば５１０℃の成長温度でＧａＮバッファ層若しくはＡｌＮバッファ層を成長させる。このようなＧａＮバッファ層を形成した後、成長温度を約１０２０℃まで上昇させた後、アンドープのＧａＮ層２１を１μｍ、シリコン（Ｓｉ）ドープのｎ型ＧａＮ層２２を３μｍ成長させる。シリコンの原料はシランガスである。

シリコン（Ｓｉ）ドープのｎ型ＧａＮ層２２を形成した後、反応炉内にＮ原料としてのＮＨ_３およびＧａ原料としてのトリメチルガリウム（ＴＭＧａ、Ｇａ（ＣＨ_３）_３））に加えてＡｌ原料としてのトリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ、Ａｌ（ＣＨ₃ ）₃ ）を供給し、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２３を成長させる。

次に、反応炉内へのトリメチルガリウム（ＴＭＧａ）およびトリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）の供給を停止し、ＮＨ_３の供給はそのまま続けながら、成長温度を例えば７００〜８５０℃（例えば、７２０℃）に下げた後、反応炉内に再びトリメチルガリウム（ＴＭＧａ）を供給してｎ型ＧａＮガイド層２４を成長させる。次に、成長温度をそのまま７００〜８５０℃に保持した状態で、反応炉内にＮ原料としてのＮＨ_３に加えてＧａ原料としてのトリメチルガリウム（ＴＭＧａ）およびＩｎ原料としてのトリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）を供給する状態と、Ｉｎ原料としてのトリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）の供給を止めながらＧａ原料としてのトリエチルガリウム（ＴＥＧａ）の供給を続ける状態とを繰り返して、活性層２５をＩｎＧａＮ（３０Å）/ＧａＮ（５０）Åの３周期程度の多重量子井戸（ＭＱＷ）構造にする。ここで活性層２５のIn組成は例えば約１５％に設定される。

このような多重量子井戸（ＭＱＷ）構造の活性層２５を形成した後、ＮＨ_３の供給はそのまま続けながら、成長温度を例えば７００〜８５０℃（例えば、７２０℃）に維持し、反応炉内に再びトリメチルガリウム（ＴＭＧａ）を供給してマグネシウムドープのｐ型ＧａＮガイド層２６を成長させる。反応炉内にＮ原料としてのＮＨ_３およびＧａ原料としてのトリメチルガリウム（ＴＭＧａ）に加えてＡｌ原料としてのトリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）を供給し、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２７を成長させ、さらにトリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）の供給を停止しながらＧａ原料としてのトリメチルガリウム（ＴＭＧａ）とＮ原料としてのＮＨ_３を供給してｐ型ＧａＮコンタクト層２８を形成する。

ここで、活性層２５以降の成長層であるｐ型ＧａＮガイド層２６、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２７、及びｐ型ＧａＮコンタクト層２８はそれぞれの成長温度Ｔ(℃)は（１０８０−４．２７Ｘ）以下の温度に制御されている。すなわち、前述のように活性層２５のＩｎ組成率が１５（％）であることから、上記関係式に基づいて約１０１６℃よりも低い温度に制御される。より詳しくは、ｐ型ＧａＮガイド層２６、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２７は約７２０℃程度とされ、さらにｐ型ＧａＮコンタクト層２８は約９００℃に制御され、それぞれ上限値である約１０１６℃（＝１０８０−４．２７Ｘ）よりも低い成長温度であるために、これらｐ型半導体層は活性層中の例えばＩｎ−Ｎのボンドが切断されることによる窒素空孔の発生やＩｎ金属化などが未然に防止されて、活性層の結晶性を良好に維持することが可能となり、発光効率を改善することができる。

この成長温度Ｔ(℃)の上限は、Ｉｎの組成比Ｘについて（１０８０−４．２７Ｘ）となる関係で示されるが、Ｉｎの組成比Ｘが高いほうがより低温で成長する必要性が高く、経験値としてこのようなＩｎの組成比Ｘについて（１０８０−４．２７Ｘ）となる関係が得られている。

ｐ型ＧａＮガイド層２６、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２７、及びｐ型ＧａＮコンタクト層２８の各ｐ型窒化物半導体層を形成した後、図７に示すように、溝３０を形成してｎ型窒化物半導体層であるｎ型ＧａＮ層２２の面を露出し、その現れたｎ型ＧａＮ層２２の面にｎ側電極としてＡｌ／Ｔｉ電極２９が形成され、最上層のｐ型ＧａＮコンタクト層２８上にはＮｉ／Ｐｔ／Ａｕ電極３１が形成される。

このような構造を有する本実施形態にかかるＧａＮ系半導体レーザーは、多重量子井戸（ＭＱＷ）構造を有する活性層２５よりも後のｐ型ＧａＮガイド層２６、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２７、及びｐ型ＧａＮコンタクト層２８はそれぞれ成長温度がＩｎの組成比Ｘに基づく上限以下であるため、活性層の劣化が未然に防止されることになり発光効率を高めることができる。

[第４の実施形態]
本実施形態は、第１の実施形態と同様な層構造を有するが、活性層の後で成長される窒化物半導体層の成長温度を９００℃以下としその窒化物半導体層は平坦化面を呈する厚みを有することを特徴とする。

先ず、第１の実施形態と同様に、図示しない有機金属気相成長装置内にサファイア基板を設置し、反応炉内にキャリアガスとして例えばＨ_２とＮ_２との混合ガスを流し、例えば１０５０℃で２０分間熱処理を行うことによりそのサファイア基板の表面をサーマルクリーニングする。次いで、基板温度を例えば５１０℃に下げた後、反応炉内にＮ原料としてのアンモニア（ＮＨ₃ ）およびＧａ原料としてのトリメチルガリウム（ＴＭＧａ、Ｇａ（ＣＨ₃ ）₃ ）を供給し、サファイア基板上にＧａＮバッファ層を成長させる。このようなＧａＮバッファ層を形成した後、１０２０℃でアンドープのＧａＮ層を１μｍ、シリコン（Ｓｉ）ドープのｎ型ＧａＮ層を３μｍ成長させる。シリコンの原料はシランガスである。

次にトリメチルガリウムの供給を一旦停止し、引き続き成長温度を７３０℃まで降温しながらキャリアガスをすべて窒素ガスに切り替えて、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム、Ｉｎ原料としてトリメチルインジウムを供給して３０ÅのＩｎＧａＮからなるＩｎＧａＮ活性層をｎ型ＧａＮ層上に積層する。

このようなＩｎＧａＮ活性層を形成した後、Ｇａ原料としてトリメチルガリウムとＭｇ原料としてメチルシクロペンタジエニルマグネシウムを供給しながら昇温し、約８００℃でマグネシウムドープのｐ型ＧａＮ層を２００ｎｍ成長する。この成長温度約８００℃は、従来の製造方法と比較すると十分に低い温度であり、この成長温度ではＧａ原子の表面拡散長が短いためＧａＮ層は一様に堆積し、平坦面を呈する膜として観察される。低温の成長であるため、このｐ型ＧａＮ層はキャリア濃度が１０^１８ｃｍ^−３程度になるように成長しても９５０℃で成長したものと比較して移動度が低く（図４）、動作電圧は若干向上しているが、電流注入の均一性もよくリーク電流も減少している。結果として、注入電流に対する発光効率は向上することになる。なお活性層の発光波長は４７０ｎｍとされる。

一方、成長温度約８００℃と言うようなかなりの低温ではなく、ｐ型ＧａＮ層をすべて９５０℃で成長した場合では、活性層のＩｎ析出はみられなかったものの、ＧａＮの最適な成長温度である１０００℃以上よりも低いため、表面は６つのＳ面から構成される逆六角錘形状の成長ピットで覆われる現象が生じ、なかにはｐ型ＧａＮ層の膜厚とほぼ等しい２００ｎｍ程度の深さを有するピットもＩｎＧａＮ活性層から発生して、作製されたデバイスではこのピット部に電流が集中し、電流注入の均一性は悪く、またリーク電流に発生することが確認されている。

従って、成長温度約８００℃としながら表面にピットなどの生じない平坦面を呈する厚みで窒化物半導体層を形成することで、素子特性の優れた半導体発光素子を製造できることになる。すなわち、活性層以降に成長ピットの生じ難い低温成長層を一層でも挿入することで成長ピットによるリーク電流の発生を抑制することができ、例えばＧａＮの場合、１０００℃以上では成長ピットの少ない平坦ステップフロー成長を示すが、それより低い温度では６つのＳ面からなる逆六角錘形状の成長ピットが多くなる。しかし、さらに成長温度をさげるとＩＩＩ族原子の表面拡散長が短くなるため逆に成長ピットは低減される。この低温の成長温度では点欠陥などの点で結晶性は悪化し例えば抵抗成分は増大することもあるが、平坦化面が形成されているためデバイス作成時のリーク電流を効果的に抑制することができることになる。

[第５の実施形態]
本実施形態の窒化物半導体素子は、低温で成長され且つ平坦面を呈する半導体層が活性層の後の層の一部に形成される例である。

図８の（ａ）に示すように、第１の実施形態と同様に、図示しない有機金属気相成長装置内にサファイア基板４０を設置し、例えば１０５０℃で２０分間熱処理を行うことによりそのサファイア基板４０の表面をサーマルクリーニングし、基板温度を例えば５１０℃に下げた後、反応炉内にＮ原料としてのアンモニア（ＮＨ₃ ）およびＧａ原料としてのトリメチルガリウム（ＴＭＧａ、Ｇａ（ＣＨ₃）₃ ）を供給して、サファイア基板上にＧａＮバッファ層を成長させる。

このようなＧａＮバッファ層を形成した後、１０２０℃でアンドープのＧａＮ層４１を１μｍ、シリコン（Ｓｉ）ドープのｎ型ＧａＮ層４２を３μｍ成長させる。シリコンの原料はシランガスである。次にトリメチルガリウムの供給を一旦停止し、引き続き成長温度を７３０℃まで降温しながらキャリアガスをすべて窒素ガスに切り替えて、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム、Ｉｎ原料としてトリメチルインジウムを供給して３０ÅのＩｎＧａＮからなるＩｎＧａＮ活性層４３をｎ型ＧａＮ層４２上に積層する。

このようなＩｎＧａＮ活性層４３を形成した後、Ｇａ原料としてトリメチルガリウムとＭｇ原料としてメチルシクロペンタジエニルマグネシウムを供給しながら昇温し、約８００℃でマグネシウムドープのｐ型ＧａＮ層４４を１００ｎｍ成長させ、次いで、約９５０℃でマグネシウムドープのｐ型ＧａＮ層４５をさらに１００ｎｍ成長させる。

成長温度約８００℃では、第４の実施形態と同様に、Ｇａ原子の表面拡散長が短いためＧａＮ層は一様に堆積し、平坦面を呈する膜が形成される。このｐ型ＧａＮ層４４はキャリア濃度が１０^１８ｃｍ^−３程度になるように成長され電流注入の均一性もよくリーク電流も減少する。このｐ型ＧａＮ層４４の上に形成される成長温度約９５０℃のｐ型ＧａＮ層４５では、ピットが発生するものの、各ピットは９５０℃で成長したＧａＮ層４５の膜厚１００Å程度の深さしかなく、全て８００℃で成長した場合（第４の実施形態）と比較しても顕著な発光効率の低下とはならない。本件発明者らが行った実験データによっても、全て８００℃で成長した場合（第４の実施形態）と比較しても顕著な発光効率の低下とはならないことが確かめられており、このように電極と接する層を高温とすることで電極との接触抵抗を減少でき、動作電圧はｐ型ＧａＮをすべて８００℃で成長した場合よりも低減できることが確認されている。

このような約９５０℃でマグネシウムドープのｐ型ＧａＮ層４５をさらに１００ｎｍ成長させた後、図８の（ｂ）に示すように、溝４６を形成してｎ型窒化物半導体層であるｎ型ＧａＮ層４２の面を露出し、その現れたｎ型ＧａＮ層４２の面にｎ側電極としてＡｌ／Ｔｉ電極４７が形成され、最上層のｐ型ＧａＮ層４５上にはＮｉ／Ｐｔ／Ａｕ電極４８が形成されて、半導体発光ダイオードが完成する。

本実施形態の窒化物半導体素子では、活性層形成後の窒化物半導体層を低温成長ながら平坦化面を呈する膜とそれよりは成長温度の高い膜との組み合わせでとなる構造としており、ピットの発生を防止して電流の集中やリーク電流の発生を防止しながら、且つ電極との接触抵抗を減少できることになる。

[第６の実施形態]
本実施形態は、活性層が電界効果型トランジスタのチャンネル層に適用される電界効果型トランジスタの例である。

その構造は、図９に示すように、第１の実施形態と同様に、図示しない有機金属気相成長装置内にサファイア基板５０を設置し、例えば１０５０℃で２０分間熱処理を行うことによりそのサファイア基板５０の表面をサーマルクリーニングし、基板温度を例えば５１０℃に下げた後、反応炉内にＮ原料としてのアンモニア（ＮＨ₃ ）およびＧａ原料としてのトリメチルガリウム（ＴＭＧａ、Ｇａ（ＣＨ₃ ）₃ ）を供給して、サファイア基板上にＧａＮバッファ層を成長させる。

このようなＧａＮバッファ層を形成した後、１０２０℃でアンドープのＧａＮ層５１を２μｍ形成し、さらにガスをトリメチルアルミニウムを含むように切り換えてアンドープのＡｌＧａＮ層５２を２μｍ形成する。

次にトリメチルガリウムの供給を一旦停止し、引き続き成長温度を８００℃まで降温しながらキャリアガスをすべて窒素ガスに切り替えて、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム、Ｉｎ原料としてトリメチルインジウムを供給して３０ÅのＩｎＧａＮからなるＩｎＧａＮチャンネル層５３をアンドープのＡｌＧａＮ層５２上に積層する。このときのＩｎの組成率は例えば１０％とされる。

このようなＩｎＧａＮチャンネル層５３を形成した後、Ｇａ原料としてトリメチルガリウム、Ａｌ原料としてトリメチルアルミニウム、更にＳｉ原料としてシランを供給しながら昇温し、約１０４０℃以下でシリコンドープのＡｌＧａＮ層５４を成長させて、素子を形成する。

この電界効果型トランジスタは、ＩｎＧａＮチャンネル層５３部分が電界効果型トランジスタ（ＦＥＴ）のチャンネル層として機能し、この部分にゲート電極を絶縁膜を介して形成し、所要のゲート電圧を印加することでＩｎＧａＮ活性層５３部分を走行する電子（キャリア）を制御し、それによってトランジスタの増幅機能を発揮することが可能である。特に、ＩｎＧａＮチャンネル層５３を形成した後のシリコンドープＡｌＧａＮ層５４の成長温度は、約１０４０℃以下であり、チャンネル層５３の成長温度に対して２５０℃以内（１０４０℃−８００℃=２４０℃）に抑えられているため、チャンネル層として機能するＩｎＧａＮチャンネル層５３にＩｎ金属の析出などは見られず、デバイス特性が改善されることになる。

上述したように、本発明の窒化物半導体素子の製造方法及び窒化物半導体素子によれば、活性層の成長温度や発光波長に対して、その後に積層する層の成長温度を低減することで活性層の劣化の少ないデバイスが実現できる。特に低い成長温度を必要とする長波長(例えば４５０ｎｍ以下)で発光するデバイスの場合は活性層におけるＩｎ金属の析出なども抑制することができ、発光効率の改善などの性能の向上を実現できる。

また、本発明の窒化物半導体素子によれば、特に活性層形成後に９００℃以下で成長する平坦化面を呈する層を挿入することで、単に成長温度を下げただけでは発生しやすい成長ピットの影響を低減でき、注入電流の均一性の向上やリーク電流の抑制を実現できることになる。

本発明の第１の実施形態の窒化物半導体素子の製造方法における窒化物半導体層の成長温度の時間変化を示すグラフである。 本発明の第１の実施形態の窒化物半導体素子の製造方法における工程断面図であって、ｐ型ＧａＮ層の形成までの工程断面図である。 本発明の第１の実施形態の窒化物半導体素子の製造方法における工程断面図であって、電極層の形成までの工程断面図である。 ＧａＮ系半導体素子の窒化物半導体層の成長温度と移動度の関係を示すグラフである。 ＧａＮ系半導体素子の活性層の発光波長と活性層成長後の成長温度の関係を示すグラフである。 本発明の第３の実施形態の窒化物半導体素子の製造方法における工程断面図であって、ｐ型ＧａＮコンタクト層の形成までの工程断面図である。 本発明の第３の実施形態の窒化物半導体素子の製造方法における工程断面図であって、電極層の形成までの工程断面図である。 本発明の第５の実施形態の窒化物半導体素子を製造した場合における工程断面図であって、（ａ）はｐ型ＧａＮ層の形成までの工程断面図であり、（ｂ）は電極層の形成までの工程断面図である。 本発明の第６の実施形態の窒化物半導体素子の断面図である。

符号の説明

１０，２０、４０、５０ サファイア基板
２１、４１、５１ アンドープのＧａＮ層
１２、２２、４２ ｎ型ＧａＮ層
１３、４３ ＩｎＧａＮ活性層
１４、４４、４５ ｐ型ＧａＮ層
２３ ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層
２４ ｎ型ＧａＮガイド層
２５ ＩｎＧａＮ／ＧａＮ 活性層
２６ ｐ型ＧａＮガイド層
２７ ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層
２８ ｐ型ＧａＮコンタクト層
５２ アンドープのＡｌＧａＮ層
５３ ＩｎＧａＮチャンネル層
５４ シリコンドープのＡｌＧａＮ層

Claims (8)

1. 基体上に気相成長した活性層がＩｎを含む混晶であり、
   前記活性層のＩｎ組成率がＸ（％）とされ、
   その気相成長後に積層される全ての窒化物半導体層の成長温度Ｔ(℃)が（１０８０−４．２７Ｘ）以下の温度とされる
   ことを特徴とする窒化物半導体素子の製造方法。
2. 前記気相成長後に積層される全ての窒化物半導体層の成長温度Ｔ（℃）は、（９８０−４．２７Ｘ）以下の温度であることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体素子の製造方法。
3. 第１の窒化物半導体層と、
   該第１の窒化物半導体層上に積層される活性層と、
   前記第１の窒化物半導体層と反対導電型とされ前記活性層上に積層される第２の窒化物半導体層とを有し、
   前記第２の窒化物半導体層は、成長温度が９００℃以下とされ、且つ平坦化面を呈する厚みを有する
   ことを特徴とする窒化物半導体素子。
4. 前記第２の窒化物半導体層は５０ｎｍ以上の厚みを有することを特徴とする請求項３に記載の窒化物半導体素子。
5. 前記第２の窒化物半導体層は１００ｎｍ以上の厚みを有することを特徴とする請求項３に記載の窒化物半導体素子。
6. 前記第２の窒化物半導体層がｐ型であることを特徴とする請求項３に記載の窒化物半導体素子。
7. 前記第２の窒化物半導体層がｎ型であることを特徴とする請求項３に記載の窒化物半導体素子。
8. 前記窒化物半導体層は窒化ガリウム層であることを特徴とする請求項３に記載の窒化物半導体素子。

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