JP2006216576A - 化合物半導体デバイス - Google Patents
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Abstract
【課題】 エネルギー損失が少なく、高効率かつ破壊電圧が高い化合物半導体デバイスを提供する。
【解決手段】 結晶面方位｛１１１｝、キャリア濃度１０16〜１０21／ｃｍ3（≒抵抗率１〜０．００００１Ωｃｍ）、伝導型ｎ型のＳｉ単結晶基板上２に、厚さ０．０５〜２μｍ、キャリア濃度１０16〜１０21／ｃｍ3、伝導型ｎ型の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３と、厚さ０．０１〜０．５μｍの六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層４（０≦ｗ＜１、０≦ｘ＜１、ｗ＋ｘ＜１）と、厚さ０．１〜５μｍ、キャリア濃度１０11〜１０16／ｃｍ3（≒抵抗率１〜１０００００Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５（０≦ｙ＜１、０＜ｚ≦１、ｙ＋ｚ≦１）とを順次積層し、かつ、Ｓｉ単結晶基板２の裏面に裏面電極６、および、六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５の表面に表面電極７を形成する。
【選択図】 図１
【解決手段】 結晶面方位｛１１１｝、キャリア濃度１０16〜１０21／ｃｍ3（≒抵抗率１〜０．００００１Ωｃｍ）、伝導型ｎ型のＳｉ単結晶基板上２に、厚さ０．０５〜２μｍ、キャリア濃度１０16〜１０21／ｃｍ3、伝導型ｎ型の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３と、厚さ０．０１〜０．５μｍの六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層４（０≦ｗ＜１、０≦ｘ＜１、ｗ＋ｘ＜１）と、厚さ０．１〜５μｍ、キャリア濃度１０11〜１０16／ｃｍ3（≒抵抗率１〜１０００００Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５（０≦ｙ＜１、０＜ｚ≦１、ｙ＋ｚ≦１）とを順次積層し、かつ、Ｓｉ単結晶基板２の裏面に裏面電極６、および、六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５の表面に表面電極７を形成する。
【選択図】 図１
Description
本発明は、短波長半導体発光デバイス、高周波および高効率半導体デバイス等に用いられる３Ｃ−ＳｉＣ（立方晶炭化ケイ素）と、ＧａＮ（六方晶窒化ガリウム）およびＡｌＮ（六方晶窒化アルミニウム）に代表される窒化物等の化合物半導体単結晶膜とからなる化合物半導体デバイスに関する。
化合物半導体は、シリコンよりも電子移動速度がはるかに速いため高速信号処理に優れ、低電圧で動作したり、光に反応したり、マイクロ波を出したりと優れた特性を備えている。このような優れた物性から、化合物半導体を用いたデバイスは、現在主流である半導体シリコンによるデバイスの物性限界を凌駕するものとして期待されている。
これまでにも、例えば、ショットキバリアダイオードとして、Ｓｉ基板上に、バッファー層を介して窒化物系化合物半導体単結晶層が積層されたもの等が知られている（特許文献１参照）。
特開２００３−６０２１２号公報
これまでにも、例えば、ショットキバリアダイオードとして、Ｓｉ基板上に、バッファー層を介して窒化物系化合物半導体単結晶層が積層されたもの等が知られている（特許文献１参照）。
しかしながら、上記のような化合物半導体を用いて製造された従来のデバイスは、化合物半導体単結晶からなるバッファー層の抵抗が高く、エネルギー損失を招き、しかも、電極において電界集中が発生して、破壊電圧が理想的な状態に比べてかなり低くなり、実用性において十分であるとは言い難いものであった。
特に、その基本構造であるダイオードにおいては、漏れ電流が多いことによるエネルギー損失により、十分に実用に耐え得るものとすることは困難であった。
特に、その基本構造であるダイオードにおいては、漏れ電流が多いことによるエネルギー損失により、十分に実用に耐え得るものとすることは困難であった。
上記のような従来品においては、六方晶ＧａＮや六方晶ＡｌＮに代表される窒化物による化合物半導体単結晶バッファー層のキャリア濃度が低いことが、抵抗が高くなる原因であるが、このようなバッファー層において、キャリア濃度を高くすることは物理的に困難である。
また、電極における電界集中の緩和のための改良も十分にはなされていない。
また、電極における電界集中の緩和のための改良も十分にはなされていない。
したがって、化合物半導体デバイスにおいては、上述したような優れた特性を十分に活かし、用途拡大を図るためには、漏れ電流を低減させ、かつ、破壊電圧を高くするための改善策が求められる。
本発明は、上記技術的課題を解決するためになされたものであり、エネルギー損失が少なく、高効率かつ破壊電圧が高い化合物半導体デバイスを提供することを目的とするものである。
本発明に係る化合物半導体デバイスは、結晶面方位｛１１１｝、キャリア濃度１０16〜１０21／ｃｍ3（≒抵抗率１〜０．００００１Ωｃｍ）、伝導型ｎ型のＳｉ単結晶基板上に、厚さ０．０５〜２μｍ、キャリア濃度１０16〜１０21／ｃｍ3、伝導型ｎ型の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層と、厚さ０．０１〜０．５μｍの六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層（０≦ｗ＜１、０≦ｘ＜１、ｗ＋ｘ＜１）と、厚さ０．１〜５μｍ、キャリア濃度１０11〜１０16／ｃｍ3（≒抵抗率１〜１０００００Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層（０≦ｙ＜１、０＜ｚ≦１、ｙ＋ｚ≦１）とが順次積層され、かつ、前記Ｓｉ単結晶基板の裏面に裏面電極、および、前記六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層の表面に表面電極が形成されていることを特徴とする。
上記のような化合物半導体デバイスによれば、結晶面方位｛１１１｝とすることにより、アンチフェーズバウンダリー欠陥の発生が低減され、欠陥への電界集中を緩和することができるため、破壊電圧を従来に比べて１．５倍にすることができる。また、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層により、キャリア濃度を高くすることができるため、通電した際、従来に比べて抵抗を１／２程度に低減することができる。
上記のような化合物半導体デバイスによれば、結晶面方位｛１１１｝とすることにより、アンチフェーズバウンダリー欠陥の発生が低減され、欠陥への電界集中を緩和することができるため、破壊電圧を従来に比べて１．５倍にすることができる。また、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層により、キャリア濃度を高くすることができるため、通電した際、従来に比べて抵抗を１／２程度に低減することができる。
前記化合物半導体デバイスにおいては、前記Ｓｉ単結晶基板および３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層の間に、厚さ０．０１〜１μｍ、キャリア濃度１０16〜１０21／ｃｍ3、伝導型ｎ型のｃ−ＢＰ単結晶バッファー層が挿入形成されていることが好ましい。
ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層の挿入形成により、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層のキャリア濃度を一層高くすることができ、通電した際、従来に比べて抵抗を１／５程度に低減することができる。
ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層の挿入形成により、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層のキャリア濃度を一層高くすることができ、通電した際、従来に比べて抵抗を１／５程度に低減することができる。
また、前記化合物半導体デバイスにおいては、前記六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層が六方晶ＡｌＮ（ｗ＝０、ｘ＝０）、かつ、前記六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層が六方晶ＧａＮ（ｙ＝０、ｚ＝１）であることが好ましい。
３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＡｌＮおよび六方晶ＧａＮは、格子定数が段階的に変化し、格子不整合が小さいため、ミスフィット転位を低減することができ、ミスフィット転位への電界集中を緩和して、破壊電圧を従来に比べて２倍にすることができる。
３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＡｌＮおよび六方晶ＧａＮは、格子定数が段階的に変化し、格子不整合が小さいため、ミスフィット転位を低減することができ、ミスフィット転位への電界集中を緩和して、破壊電圧を従来に比べて２倍にすることができる。
また、前記裏面電極および表面電極は、各々Ａｌ、Ｔｉ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｔ、Ｗ、Ｐｄのうちの少なくともいずれか１つを含む金属で形成され、かつ、裏面電極がオーミック接合、表面電極がショットキ接合であり、かつ、前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層がオーミック接合であることが好ましい。
このような構成とすることにより、通電した際、従来に比べて抵抗を１／１０程度に低減することができる。
このような構成とすることにより、通電した際、従来に比べて抵抗を１／１０程度に低減することができる。
あるいはまた、前記裏面電極および表面電極は、各々Ａｌ、Ｔｉ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｔ、Ｗ、Ｐｄのうちの少なくともいずれか１つを含む金属で形成され、かつ、裏面電極がオーミック接合、表面電極がオーミック接合であり、かつ、前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層がエネルギー障壁を有するヘテロ接合であることが好ましい。
このような構成により、電界集中を緩和することができ、破壊電圧を従来に比べて３倍にすることができる。
このような構成により、電界集中を緩和することができ、破壊電圧を従来に比べて３倍にすることができる。
さらにまた、前記化合物半導体デバイスにおいては、前記表面電極が２つ以上形成され、各々Ａｌ、Ｔｉ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｔ、Ｗ、Ｐｄのうちの少なくともいずれか１つを含む金属で形成され、かつ、これらの表面電極のうちの少なくとも１つはオーミック接合であり、それ以外はショットキ接合であることが好ましい。
このような構成とすることにより、キャリア濃度が高く、導電性に富んだ３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層およびＳｉ単結晶基板を電極として利用することができ、電界集中を緩和することができるため、破壊電圧を従来に比べて４倍にすることができる。
このような構成とすることにより、キャリア濃度が高く、導電性に富んだ３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層およびＳｉ単結晶基板を電極として利用することができ、電界集中を緩和することができるため、破壊電圧を従来に比べて４倍にすることができる。
さらに、前記表面電極の上に、絶縁層と上部電極とが順次積層されていることが好ましい。
このような構成とすることにより、電界集中を一層緩和することができ、破壊電圧を従来に比べて５倍にすることができる。
このような構成とすることにより、電界集中を一層緩和することができ、破壊電圧を従来に比べて５倍にすることができる。
また、前記表面電極は、前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層の各々に対する面積比が０．２〜０．９であることが好ましい。
表面電極の面積／各化合物半導体層の面積を０．２〜０．９とすることにより、一層、高効率で破壊電圧の高いデバイスを得ることができる。
表面電極の面積／各化合物半導体層の面積を０．２〜０．９とすることにより、一層、高効率で破壊電圧の高いデバイスを得ることができる。
上述したとおり、本発明に係る半導体化合物デバイスによれば、バッファー層のキャリア濃度を高くすることができ、抵抗が低減し、デバイスにおけるエネルギー損失を抑制することができる。
また、本発明に係る化合物半導体デバイスは、電界集中が緩和され、高効率かつ破壊電圧が高いことから、ショットキバリアダイオード等として好適に用いることができる。
また、本発明に係る化合物半導体デバイスは、電界集中が緩和され、高効率かつ破壊電圧が高いことから、ショットキバリアダイオード等として好適に用いることができる。
以下、本発明についてより詳細に説明する。
本発明に係る化合物半導体デバイスは、Ｓｉ単結晶基板上に、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層と、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層（０≦ｗ＜１、０≦ｘ＜１、ｗ＋ｘ＜１）と、六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層（０≦ｙ＜１、０＜ｚ≦１、ｙ＋ｚ≦１）とが順次積層され、かつ、Ｓｉ単結晶基板の裏面に裏面電極、および、六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層の表面に表面電極が形成されているものである。
このように、Ｓｉ単結晶基板上のバッファー層を３Ｃ−ＳｉＣ単結晶および六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶（０≦ｗ＜１、０≦ｘ＜１、ｗ＋ｘ＜１）により構成することによって、キャリア濃度を高くすることができ、通電した際、従来に比べて抵抗を１／２程度に低減することができる。
本発明に係る化合物半導体デバイスは、Ｓｉ単結晶基板上に、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層と、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層（０≦ｗ＜１、０≦ｘ＜１、ｗ＋ｘ＜１）と、六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層（０≦ｙ＜１、０＜ｚ≦１、ｙ＋ｚ≦１）とが順次積層され、かつ、Ｓｉ単結晶基板の裏面に裏面電極、および、六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層の表面に表面電極が形成されているものである。
このように、Ｓｉ単結晶基板上のバッファー層を３Ｃ−ＳｉＣ単結晶および六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶（０≦ｗ＜１、０≦ｘ＜１、ｗ＋ｘ＜１）により構成することによって、キャリア濃度を高くすることができ、通電した際、従来に比べて抵抗を１／２程度に低減することができる。
本発明におけるＳｉ単結晶基板には、ＣＺ（チョクラルスキー）法により製造されたものに限られず、ＦＺ（フローティングゾーン）法により製造されたもの、および、これらのＳｉ単結晶基板に気相成長によりＳｉ単結晶層をエピタキシャル成長させたもの（Ｓｉエピ基板）も用いることができる。
なお、エピタキシャル成長は、結晶性に優れた単結晶層（エピ層）を得ることができ、基板の結晶面方位をエピ層に引き継ぐことができるという利点を有している。
なお、エピタキシャル成長は、結晶性に優れた単結晶層（エピ層）を得ることができ、基板の結晶面方位をエピ層に引き継ぐことができるという利点を有している。
前記Ｓｉ単結晶基板は、結晶面方位｛１１１｝のものが用いられるが、ここでいう面方位｛１１１｝には、結晶面方位｛１１１｝の微傾斜（約十数度）、あるいは、｛２１１｝等の高次面指数の結晶面方位も含まれる。
このように、結晶面方位｛１１１｝とすることにより、アンチフェーズバウンダリー欠陥の発生が低減され、欠陥への電界集中を緩和することができ、破壊電圧を従来に比べて１．５倍にすることができる。
このように、結晶面方位｛１１１｝とすることにより、アンチフェーズバウンダリー欠陥の発生が低減され、欠陥への電界集中を緩和することができ、破壊電圧を従来に比べて１．５倍にすることができる。
また、前記Ｓｉ単結晶基板には、キャリア濃度が１０16〜１０21／ｃｍ3のものを用いる。
前記キャリア濃度が１０16／ｃｍ3未満の場合、高抵抗であるため、Ｓｉ単結晶基板に通電した際、エネルギー損失が大きくなる。一方、キャリア濃度は、エネルギー損失の観点からは、高いほどよいが、１０21／ｃｍ3を超えることは、Ｓｉ単結晶においては物理的に困難である。
Ｓｉ単結晶基板のキャリア濃度の下限は、１０17／ｃｍ3であることが好ましい。
前記キャリア濃度が１０16／ｃｍ3未満の場合、高抵抗であるため、Ｓｉ単結晶基板に通電した際、エネルギー損失が大きくなる。一方、キャリア濃度は、エネルギー損失の観点からは、高いほどよいが、１０21／ｃｍ3を超えることは、Ｓｉ単結晶においては物理的に困難である。
Ｓｉ単結晶基板のキャリア濃度の下限は、１０17／ｃｍ3であることが好ましい。
前記Ｓｉ単結晶基板の厚さは、１００〜１０００μｍであることが好ましく、２００〜８００μｍであることがより好ましい。
Ｓｉ単結晶基板の厚さが１００μｍ未満の場合、機械的強度不足となる。一方、前記厚さが１０００μｍを超えると、原料コストが高くなり、また、それに見合う効果が得られるとは言えない。
Ｓｉ単結晶基板の厚さが１００μｍ未満の場合、機械的強度不足となる。一方、前記厚さが１０００μｍを超えると、原料コストが高くなり、また、それに見合う効果が得られるとは言えない。
また、前記Ｓｉ単結晶基板上に形成される３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層の厚さは、０．０５〜２μｍとする。
前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層の厚さが０．０５μｍ未満の場合、緩衝効果が不十分となる。一方、前記厚さが２μｍを超えた場合は、原料コスト高となるだけである。
３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層の厚さは、０．１〜１μｍであることがより好ましい。
前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層の厚さが０．０５μｍ未満の場合、緩衝効果が不十分となる。一方、前記厚さが２μｍを超えた場合は、原料コスト高となるだけである。
３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層の厚さは、０．１〜１μｍであることがより好ましい。
また、前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層の伝導型は、ｎ型とする。
伝導型が異なると、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層とＳｉ単結晶基板の界面近傍にｐｎ接合が形成され、通電した際、抵抗が高くエネルギー損失となる。
伝導型が異なると、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層とＳｉ単結晶基板の界面近傍にｐｎ接合が形成され、通電した際、抵抗が高くエネルギー損失となる。
前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層のキャリア濃度は、１０16〜１０21／ｃｍ3とする。
前記キャリア濃度が１０16／ｃｍ3未満の場合、高抵抗であるため、通電した際、エネルギー損失となる。一方、前記キャリア濃度は、エネルギー損失の観点からは、高いほどよいが、１０21／ｃｍ3を超えることは、物理的に困難である。
３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層のキャリア濃度の下限は、１０17／ｃｍ3であることが好ましい。
前記キャリア濃度が１０16／ｃｍ3未満の場合、高抵抗であるため、通電した際、エネルギー損失となる。一方、前記キャリア濃度は、エネルギー損失の観点からは、高いほどよいが、１０21／ｃｍ3を超えることは、物理的に困難である。
３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層のキャリア濃度の下限は、１０17／ｃｍ3であることが好ましい。
前記半導体デバイスにおいては、Ｓｉ単結晶基板および３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層の間には、ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層が挿入形成されることが好ましく、その厚さは０．０１〜１μｍであることが好ましい。
前記厚さが０．０１μｍ未満の場合、ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層の緩衝効果および抵抗低減効果が不十分となる。一方、前記厚さが０．５μｍを超えると、原料コスト高となるだけである。
前記厚さが０．０１μｍ未満の場合、ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層の緩衝効果および抵抗低減効果が不十分となる。一方、前記厚さが０．５μｍを超えると、原料コスト高となるだけである。
また、前記ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層は、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層との界面近傍にｐｎ接合が形成されないように、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層と同じ伝導型であるｎ型とする。
ｐｎ接合が形成されると、通電した際、抵抗が高くなり、エネルギー損失を生じることとなる。
ｐｎ接合が形成されると、通電した際、抵抗が高くなり、エネルギー損失を生じることとなる。
前記ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層のキャリア濃度は、１０16〜１０21／ｃｍ3であることが好ましい。
前記キャリア濃度が１０16／ｃｍ3未満の場合、高抵抗であるため、通電した際、エネルギー損失となる。一方、前記キャリア濃度は、エネルギー損失の観点からは、高いほどよいが、１０21／ｃｍ3を超えることは、物理的に困難である。
ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層のキャリア濃度の下限は、１０17／ｃｍ3であることが好ましい。
前記キャリア濃度が１０16／ｃｍ3未満の場合、高抵抗であるため、通電した際、エネルギー損失となる。一方、前記キャリア濃度は、エネルギー損失の観点からは、高いほどよいが、１０21／ｃｍ3を超えることは、物理的に困難である。
ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層のキャリア濃度の下限は、１０17／ｃｍ3であることが好ましい。
さらに、前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層上に形成される六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層の厚さは、０．０１〜０．５μｍとする。
前記厚さが０．０１μｍ未満であると、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層の緩衝効果が不十分となる。一方、前記厚さが０．５μｍを超えると、高抵抗であるため、通電した際、エネルギー損失となる。
六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層の厚さは、０．０２〜０．１μｍであることがより好ましい。
前記厚さが０．０１μｍ未満であると、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層の緩衝効果が不十分となる。一方、前記厚さが０．５μｍを超えると、高抵抗であるため、通電した際、エネルギー損失となる。
六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層の厚さは、０．０２〜０．１μｍであることがより好ましい。
さらに、前記六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層上に形成される六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層の厚さは、０．１〜５μｍとする。
前記厚さが０．１μｍ未満の場合、目的とする破壊電圧の高いデバイスは得られない。一方、前記厚さが５μｍを超えると、原料コスト高となるだけである。
六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層の厚さは、０．５〜４μｍであることがより好ましい。
前記厚さが０．１μｍ未満の場合、目的とする破壊電圧の高いデバイスは得られない。一方、前記厚さが５μｍを超えると、原料コスト高となるだけである。
六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層の厚さは、０．５〜４μｍであることがより好ましい。
また、前記六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層の伝導型は、ｎ型とする。
伝導型が異なると、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層の界面近傍にｐｎ接合が形成され、通電した際、抵抗が高くエネルギー損失となる。
伝導型が異なると、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層の界面近傍にｐｎ接合が形成され、通電した際、抵抗が高くエネルギー損失となる。
また、六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層のキャリア濃度は、１０11〜１０16／ｃｍ3とする。
前記キャリア濃度は、化合物半導体性能の観点からは、低いほどよいが、１０11／ｃｍ3未満とすることは、物理的に困難である。一方、前記キャリア濃度が１０16／ｃｍ3を超えると、六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層が低電圧で破壊する不具合が生じる。
前記キャリア濃度は、化合物半導体性能の観点からは、低いほどよいが、１０11／ｃｍ3未満とすることは、物理的に困難である。一方、前記キャリア濃度が１０16／ｃｍ3を超えると、六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層が低電圧で破壊する不具合が生じる。
前記化合物半導体デバイスにおいては、前記六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層は六方晶ＡｌＮ（ｗ＝０、ｘ＝０）、かつ、前記六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層は六方晶ＧａＮ（ｙ＝０、ｚ＝１）であることが好ましい。
３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＡｌＮおよび六方晶ＧａＮの各格子定数は、３．０８３Å（ａ軸換算）、３．１１２Åおよび３．１８Åであり、段階的に変化し、かつ、格子不整合が小さいため、格子不整合により発生するミスフィット転位を低減することができ、ミスフィット転位への電界集中を緩和して破壊電圧を従来に比べて２倍にすることができる。
３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＡｌＮおよび六方晶ＧａＮの各格子定数は、３．０８３Å（ａ軸換算）、３．１１２Åおよび３．１８Åであり、段階的に変化し、かつ、格子不整合が小さいため、格子不整合により発生するミスフィット転位を低減することができ、ミスフィット転位への電界集中を緩和して破壊電圧を従来に比べて２倍にすることができる。
また、前記Ｓｉ単結晶基板の裏面に形成される裏面電極、および、前記六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層上に形成される表面電極は、各々Ａｌ、Ｔｉ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｔ、Ｗ、Ｐｄのうちの少なくともいずれか１つを含む金属で形成されることが好ましい。
さらに、裏面電極がオーミック接合、表面電極がショットキ接合であり、かつ、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層がオーミック接合とすることにより、高効率で破壊電圧の高いデバイスを得ることができる。
さらに、裏面電極がオーミック接合、表面電極がショットキ接合であり、かつ、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層がオーミック接合とすることにより、高効率で破壊電圧の高いデバイスを得ることができる。
あるいはまた、上記のような各層および電極の接合について、表面電極をオーミック接合、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層をエネルギー障壁を有するヘテロ接合とした場合も、キャリア濃度が高く、導電性に富んだ３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層およびＳｉ単結晶基板を電極として利用することができるため、高効率で破壊電圧の高いデバイスが得られる。
さらに、前記表面電極は２つ以上形成されており、これらの表面電極のうち少なくとも１つはオーミック接合、それ以外はショットキ接合とした場合であっても、同様に、高効率で破壊電圧の高いデバイスが得られる。
また、前記表面電極の上に、絶縁層および上部電極を順次積層することにより、一層、高効率で破壊電圧の高いデバイスを得ることができる。
なお、絶縁層の形成は、ＣＶＤ法、絶縁物塗布法等により行うことができる。また、上部電極の形成は、真空蒸着、電子線銃加熱法等により行うことができる。
なお、絶縁層の形成は、ＣＶＤ法、絶縁物塗布法等により行うことができる。また、上部電極の形成は、真空蒸着、電子線銃加熱法等により行うことができる。
さらにまた、前記表面電極の面積が、化合物半導体層としての３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層の各面積より小さいことが好ましい。特に、これらの各面積比（表面電極の面積／各化合物半導体層の面積）が０．２〜０．９であることが、一層、高効率で破壊電圧の高いデバイスを得る観点から好ましい。
なお、表面電極の面積の調整方法は、通常の半導体デバイス製造において行われるリソグラフィによる微細加工やメタルマスクにより行うことができる。
なお、表面電極の面積の調整方法は、通常の半導体デバイス製造において行われるリソグラフィによる微細加工やメタルマスクにより行うことができる。
以下、本発明を実施例に基づいてさらに具体的に説明するが、本発明は、下記実施例により制限されるものではない。
［実施例１］
図１に、本実施例に係る化合物半導体デバイスの概念的な断面図を示す。
図１に示す化合物半導体デバイス１は、結晶面方位｛１１１｝、キャリア濃度１０17／ｃｍ3（≒抵抗率０．１Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の厚さ４００μｍのＳｉ単結晶基板２上に、厚さ１μｍ、キャリア濃度１０17／ｃｍ3、伝導型ｎ型の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３、厚さ０．０２μｍの六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層４としての六方晶ＡｌＮ（ｗ＝０、ｘ＝０）、厚さ４μｍ、キャリア濃度１０15／ｃｍ3（≒抵抗率１０Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５としての六方晶ＧａＮ（ｙ＝０、ｚ＝１）が順次積層され、かつ、Ｓｉ単結晶基板２の裏面に裏面電極６、六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層４の表面に表面電極７が形成されているものである。
［実施例１］
図１に、本実施例に係る化合物半導体デバイスの概念的な断面図を示す。
図１に示す化合物半導体デバイス１は、結晶面方位｛１１１｝、キャリア濃度１０17／ｃｍ3（≒抵抗率０．１Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の厚さ４００μｍのＳｉ単結晶基板２上に、厚さ１μｍ、キャリア濃度１０17／ｃｍ3、伝導型ｎ型の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３、厚さ０．０２μｍの六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層４としての六方晶ＡｌＮ（ｗ＝０、ｘ＝０）、厚さ４μｍ、キャリア濃度１０15／ｃｍ3（≒抵抗率１０Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５としての六方晶ＧａＮ（ｙ＝０、ｚ＝１）が順次積層され、かつ、Ｓｉ単結晶基板２の裏面に裏面電極６、六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層４の表面に表面電極７が形成されているものである。
以下、この化合物半導体デバイス１の製造工程を述べる。
まず、結晶面方位｛１１１｝、キャリア濃度１０17／ｃｍ3、伝導型ｎ型で、ＣＺ法により製造された厚さ４００μｍのＳｉ単結晶基板２を、水素雰囲気下、１０００℃で熱処理し、表面を清浄にした。
前記Ｓｉ単結晶基板２を、Ｃ3Ｈ8原料ガス雰囲気下、１０００℃で熱処理し、厚さ１０ｎｍ、キャリア濃度１０17／ｃｍ3、伝導型ｎ型の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３を形成した。
続いて、原料ガスとしてＳｉＨ4ガスおよびＣ3Ｈ8ガスを用い、１０００℃での気相成長により、前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３上に、厚さ１μｍ、キャリア濃度１０17／ｃｍ3、伝導型ｎ型の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３をさらに積層させて、所望の厚さとした。
なお、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３の厚さは、原料ガスの流量および時間により調整し、また、キャリア濃度は、気相成長中にドーパントとしてＮ2を添加することにより調整した。
まず、結晶面方位｛１１１｝、キャリア濃度１０17／ｃｍ3、伝導型ｎ型で、ＣＺ法により製造された厚さ４００μｍのＳｉ単結晶基板２を、水素雰囲気下、１０００℃で熱処理し、表面を清浄にした。
前記Ｓｉ単結晶基板２を、Ｃ3Ｈ8原料ガス雰囲気下、１０００℃で熱処理し、厚さ１０ｎｍ、キャリア濃度１０17／ｃｍ3、伝導型ｎ型の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３を形成した。
続いて、原料ガスとしてＳｉＨ4ガスおよびＣ3Ｈ8ガスを用い、１０００℃での気相成長により、前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３上に、厚さ１μｍ、キャリア濃度１０17／ｃｍ3、伝導型ｎ型の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３をさらに積層させて、所望の厚さとした。
なお、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３の厚さは、原料ガスの流量および時間により調整し、また、キャリア濃度は、気相成長中にドーパントとしてＮ2を添加することにより調整した。
次に、原料ガスとしてＴＭＡガスおよびＮＨ3ガスを用い、１０００℃での気相成長により、前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶層バッファー層３上に、厚さ０．０２μｍの六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層４としての六方晶ＡｌＮ（ｗ＝０、ｘ＝０）を積層させた。
さらに、原料ガスとしてＴＭＧガスおよびＮＨ3ガスを用い、１０００℃での気相成長により、六方晶ＡｌＮ単結晶バッファー層４上に、厚さ４μｍ、キャリア濃度１０15／ｃｍ3（≒抵抗率１０Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５としての六方晶ＧａＮ（ｙ＝０、ｚ＝１）を積層させた。
なお、六方晶ＡｌＮ単結晶バッファー層４および六方晶ＧａＮ単結晶層５の厚さは、原料流量および時間により調整し、また、キャリア濃度は、熱処理中にドーパントを添加しないことにより低く調整した。
さらに、原料ガスとしてＴＭＧガスおよびＮＨ3ガスを用い、１０００℃での気相成長により、六方晶ＡｌＮ単結晶バッファー層４上に、厚さ４μｍ、キャリア濃度１０15／ｃｍ3（≒抵抗率１０Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５としての六方晶ＧａＮ（ｙ＝０、ｚ＝１）を積層させた。
なお、六方晶ＡｌＮ単結晶バッファー層４および六方晶ＧａＮ単結晶層５の厚さは、原料流量および時間により調整し、また、キャリア濃度は、熱処理中にドーパントを添加しないことにより低く調整した。
最後に、Ａｌの真空蒸着により裏面電極６を形成し、Ａｕの真空蒸着により表面電極７を形成した。これらの電極のオーミック接合およびショットキ接合は熱処理により調整した。
また、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層４および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５のオーミック接合は、各層の組成（ｗ、ｘ、ｙ、ｚ）により調整した。
また、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層４および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５のオーミック接合は、各層の組成（ｗ、ｘ、ｙ、ｚ）により調整した。
上記製造工程により得られた化合物半導体デバイス１について、抵抗および破壊電圧を測定したところ、抵抗は従来の１／１００程度に低減され、破壊電圧は従来の２倍程度に増加しており、十分に実用に耐え得るものとなった。
［実施例２］
図２に、本実施例に係る化合物半導体デバイスの概念的な断面図を示す。
図２に示す化合物半導体デバイス８は、結晶面方位｛１１１｝、キャリア濃度１０17／ｃｍ3（≒抵抗率０．１Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の厚さ４００μｍのＳｉ単結晶基板２上に、厚さ０．５μｍ、キャリア濃度１０16〜１０21／ｃｍ3、伝導型ｎ型のｃ−ＢＰ単結晶バッファー層９と、厚さ１μｍ、キャリア濃度１０17／ｃｍ3、伝導型ｎ型の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３と、厚さ０．０２μｍの六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層４としての六方晶ＡｌＮ（ｗ＝０、ｘ＝０）と、厚さ４μｍ、キャリア濃度１０15／ｃｍ3（≒抵抗率１０Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５としての六方晶ＧａＮ（ｙ＝０、ｚ＝１）とが順積層されており、かつ、Ｓｉ単結晶基板２の裏面に裏面電極６が形成され、また、六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５の表面に複数の表面電極７、その表面電極７の上に、絶縁層１０および上部電極１１が順次積層されているものである。
図２に、本実施例に係る化合物半導体デバイスの概念的な断面図を示す。
図２に示す化合物半導体デバイス８は、結晶面方位｛１１１｝、キャリア濃度１０17／ｃｍ3（≒抵抗率０．１Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の厚さ４００μｍのＳｉ単結晶基板２上に、厚さ０．５μｍ、キャリア濃度１０16〜１０21／ｃｍ3、伝導型ｎ型のｃ−ＢＰ単結晶バッファー層９と、厚さ１μｍ、キャリア濃度１０17／ｃｍ3、伝導型ｎ型の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３と、厚さ０．０２μｍの六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層４としての六方晶ＡｌＮ（ｗ＝０、ｘ＝０）と、厚さ４μｍ、キャリア濃度１０15／ｃｍ3（≒抵抗率１０Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５としての六方晶ＧａＮ（ｙ＝０、ｚ＝１）とが順積層されており、かつ、Ｓｉ単結晶基板２の裏面に裏面電極６が形成され、また、六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５の表面に複数の表面電極７、その表面電極７の上に、絶縁層１０および上部電極１１が順次積層されているものである。
以下、この化合物半導体デバイス８の製造工程を述べる。
まず、実施例１と同様に清浄化したＳｉ単結晶基板２上に、原料ガスとしてＰＨ3ガスおよびＢ2Ｈ6ガスを用い、１０００℃での気相成長により、厚さ０．５μｍ、キャリア濃度１０17／ｃｍ3、伝導型ｎ型のｃ−ＢＰ単結晶バッファー層９を積層させた。
なお、ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層９の厚さは、原料ガスの流量および時間により調整し、また、キャリア濃度は、原料ガスの流量により調整した。
まず、実施例１と同様に清浄化したＳｉ単結晶基板２上に、原料ガスとしてＰＨ3ガスおよびＢ2Ｈ6ガスを用い、１０００℃での気相成長により、厚さ０．５μｍ、キャリア濃度１０17／ｃｍ3、伝導型ｎ型のｃ−ＢＰ単結晶バッファー層９を積層させた。
なお、ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層９の厚さは、原料ガスの流量および時間により調整し、また、キャリア濃度は、原料ガスの流量により調整した。
次に、原料ガスとしてＳｉＨ4ガスおよびＣ3Ｈ8ガスを用い、１０００℃での気相成長により、前記ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層９上に、厚さ１μｍ、キャリア濃度１０17／ｃｍ3、伝導型ｎ型の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３を積層させた。
なお、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３の厚さは、原料ガスの流量および時間により調整し、また、キャリア濃度は、気相成長中にＮ2をドーパントとして添加することにより調整した。
なお、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３の厚さは、原料ガスの流量および時間により調整し、また、キャリア濃度は、気相成長中にＮ2をドーパントとして添加することにより調整した。
次いで、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層４としての六方晶ＡｌＮ（ｗ＝０、ｘ＝０）および伝導型ｎ型の六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５としての六方晶ＧａＮ（ｙ＝０、ｚ＝１）を、実施例１と同様にして、順次積層させた。
次に、Ａｌの真空蒸着により裏面電極６を形成し、また、ＡｌおよびＡｕの真空蒸着を別々に行うことにより複数の表面電極７を形成した。これらの電極のオーミック接合およびショットキ接合は熱処理により調整した。
また、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層４および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５のオーミック接合は、各層の組成（ｗ、ｘ、ｙ、ｚ）により調整した。
また、３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層３、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層４および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層５のオーミック接合は、各層の組成（ｗ、ｘ、ｙ、ｚ）により調整した。
最後に、前記表面電極７の上に、絶縁層１０および上部電極１１を順次積層させた。
上記製造工程により得られた化合物半導体デバイス８の抵抗および破壊電圧を測定したところ、抵抗は従来の１／２００程度に低減され、また、破壊電圧は従来の５倍程度に増加しており、十分に実用に耐え得るものとなった。
上記製造工程により得られた化合物半導体デバイス８の抵抗および破壊電圧を測定したところ、抵抗は従来の１／２００程度に低減され、また、破壊電圧は従来の５倍程度に増加しており、十分に実用に耐え得るものとなった。
２ Ｓｉ単結晶基板
３ ３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層
４ 六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層
５ 六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層
６ 裏面電極
７ 表面電極
９ ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層
１０ 絶縁層
１１ 上部電極
３ ３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層
４ 六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層
５ 六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層
６ 裏面電極
７ 表面電極
９ ｃ−ＢＰ単結晶バッファー層
１０ 絶縁層
１１ 上部電極
Claims (8)
- 結晶面方位｛１１１｝、キャリア濃度１０16〜１０21／ｃｍ3（≒抵抗率１〜０．００００１Ωｃｍ）、伝導型ｎ型のＳｉ単結晶基板上に、厚さ０．０５〜２μｍ、キャリア濃度１０16〜１０21／ｃｍ3、伝導型ｎ型の３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層と、厚さ０．０１〜０．５μｍの六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層（０≦ｗ＜１、０≦ｘ＜１、ｗ＋ｘ＜１）と、厚さ０．１〜５μｍ、キャリア濃度１０11〜１０16／ｃｍ3（≒抵抗率１〜１０００００Ωｃｍ）、伝導型ｎ型の六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層（０≦ｙ＜１、０＜ｚ≦１、ｙ＋ｚ≦１）とが順次積層され、かつ、前記Ｓｉ単結晶基板の裏面に裏面電極、および、前記六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層の表面に表面電極が形成されていることを特徴とする化合物半導体デバイス。
- 前記Ｓｉ単結晶基板および３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層の間に、厚さ０．０１〜１μｍ、キャリア濃度１０16〜１０21／ｃｍ3、伝導型ｎ型のｃ−ＢＰ単結晶バッファー層が挿入形成されていることを特徴とする請求項１記載の化合物半導体デバイス。
- 前記六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層が六方晶ＡｌＮ（ｗ＝０、ｘ＝０）、かつ、前記六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層が六方晶ＧａＮ（ｙ＝０、ｚ＝１）であることを特徴とする請求項１または請求項２記載の化合物半導体デバイス。
- 前記裏面電極および表面電極が、各々Ａｌ、Ｔｉ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｔ、Ｗ、Ｐｄのうちの少なくともいずれか１つを含む金属で形成され、かつ、裏面電極がオーミック接合、表面電極がショットキ接合であり、かつ、前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層がオーミック接合であることを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれかに記載の化合物半導体デバイス。
- 前記裏面電極および表面電極が、各々Ａｌ、Ｔｉ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｔ、Ｗ、Ｐｄのうちの少なくともいずれか１つを含む金属で形成され、かつ、裏面電極がオーミック接合、表面電極がオーミック接合であり、かつ、前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層がエネルギー障壁を有するヘテロ接合であることを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれかに記載の化合物半導体デバイス。
- 前記表面電極が２つ以上形成され、各々Ａｌ、Ｔｉ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｎｉ、Ｐｔ、Ｗ、Ｐｄのうちの少なくともいずれか１つを含む金属で形成され、かつ、これらの表面電極のうちの少なくとも１つはオーミック接合であり、それ以外はショットキ接合であることを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれかに記載の化合物半導体デバイス。
- 前記表面電極の上に、絶縁層と上部電極とが順次積層されていることを特徴とする請求項１から請求項６までのいずれかに記載の化合物半導体デバイス。
- 前記表面電極は、前記３Ｃ−ＳｉＣ単結晶バッファー層、六方晶ＩｎwＧａxＡｌ1-w-xＮ単結晶バッファー層および六方晶ＩｎyＧａzＡｌ1-y-zＮ単結晶層の各々に対する面積比が０．２〜０．９であることを特徴とする請求項１から請求項７までのいずれかに記載の化合物半導体デバイス。
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