JP2007059719A - 窒化物半導体 - Google Patents

Abstract

【課題】 素子の抵抗が小さく、動作電圧の高い窒化物半導体を提供する。
【解決手段】 本発明による窒化物半導体は、導電性ＳｉＣ基板上に不純物濃度の高い窒化物半導体層と不純物濃度の低い窒化物半導体層を順次形成し、導電性ＳｉＣ基板の裏面にオーミック電極を形成することを特徴としている。例えば、導電性ＳｉＣ基板の表面上に不純物濃度の高い導電性のｎ^＋型ＡｌＧａＮ層（Ａｌ組成＞０）と、不純物濃度の低いＡｌＢＧａＮ層（Ａｌ組成≧０、Ｂ組成≧０）を順次形成し、導電性ＳｉＣ基板の裏面にオーミック電極を形成する。これによって、クラックを生じることなく、１００ｎｍ以上の厚いＡｌＢＧａＮ層を形成することができ、素子の抵抗を抑えつつ、降伏電圧の高い窒化物半導体を実現することができる。
【選択図】 図５

Description

本発明は、ＳｉＣ基板上に作製した窒化物半導体に関する。より詳しくは、本発明は、素子の抵抗が小さく、動作電圧が高いパワーエレクトロニクスに好適な窒化物半導体に関する。

ワイドバンドギャップを用いた電子デバイスは、高い動作電圧を期待できるので、パワーエレクトロニクス用の半導体素子として有望視されてきた。そのため、ＧａＮやＡｌＧａＮなどの窒化物半導体は、ＳｉＣ、ダイヤモンドなどと並んでパワーエレクトロニクス用の半導体材料として注目されている。

窒化物半導体の主要な問題の一つは、大口径の窒化物半導体基板が存在しないことである。そのため、窒化物半導体ｐｎ接合ダイオードの研究には、従来、サファイアやＳｉＣ基板が主に用いられてきた。こうしたｐｎ接合ダイオードの多くは、青色発光ダイオード（ＬＥＤ）、短波長レーザダイオード（ＬＤ）などの発光デバイスである。

図１に、このようなレーザダイオードの一例を示す（非特許文献１参照）。このレーザダイオード１００は、ｎ型の導電性ＳｉＣ基板１０２の上に、５００ｎｍ厚のｎ型ＡｌＧａＮ層１０４と、１００ｎｍ厚のｎ型ＧａＮ層１０６と、２．５ｎｍ厚のＩｎＧａＮ層および５ｎｍ厚のｎ型ＩｎＧａＮ層からなる多重量子井戸層１０８と、２０ｎｍ厚のｐ型ＡｌＧａＮ層１１０と、１００ｎｍ厚のｐ型ＧａＮ層１１２と、ｐ型ＡｌＧａＮおよびＧａＮからなる超格子層１１４とが積層されている。ｎ型の導電性ＳｉＣ基板１０２の裏面にはＴｉ／Ａｕからなるオーミック電極１２０が形成され、超格子層１１４の上にはＰｄ／Ａｕからなるオーミック基板１３０が形成されている。

この素子１００は、発光素子なので、ｐｎ接合の間に存在する活性層で電子と正孔の発光に係る再結合を促進する必要がある。そのため、活性層にできるだけ多くの電子および正孔を注入する必要があり、ｎ型およびｐ型ドーピング層の不純物濃度は、できるだけ高くしなければならない。通常、これらのドーピング層の不純物濃度は、１×１０^１８ｃｍ^−３以上であり、ドーピング濃度の低い活性層１０８の厚さは薄くしている。例えば、非特許文献１では、２２．５ｎｍである。この結果、素子の電流−電圧（Ｉ−Ｖ）特性の逆方向降伏電圧は低くなる。これに対して、パワーエレクトロニクス用のダイオードでは、電子と正孔の注入よりも降伏電圧を高くする必要がある。

図２は、パワーエレクトロニクスを対象として報告された窒化物半導体トランジスタを示している（非特許文献２）。このトランジスタ２００は、ＳｉＣ基板２０２の上に、１００ｎｍ厚のＡｌＮバッファ層２０４と、１μｍ厚のｎ⁺型ＧａＮサブコレクタ層２０６と、５００ｎｍ厚のｎ型ＧａＮコレクタ２０８と、３０ｎｍ厚の組成傾斜ＩｎＧａＮ層２１０と、１００ｎｍ厚のｐ型ＩｎＧａＮベース層２１２と、５０ｎｍ厚のｎ型ＧａＮエミッタ層２１４とが積層されている。サブコレクタ層２０６には、ｎ型のオーミック電極２２０が、ベース層２１２にはｐ型のオーミック電極２３０が、エミッタ層２１４にはｎ型のオーミック電極２４０がそれぞれ形成されている。

サブコレクタ層２０６は、オーミック電極を形成するために設けられており、不純物濃度の高いｎ^＋型ＧａＮ層が使われている。非特許文献２では、高濃度のＳｉ不純物ドーピング層と低濃度のＳｉ不純物ドーピング層を区別するために、高濃度のＳｉ不純物層には「ｎ⁺」の表記が、低濃度のＳｉ不純物層には「ｎ」の表記がそれぞれ使われている。なお、図１では、高濃度および低濃度の区別の必要がないので、「ｎ^＋」の表記を用いず、単に「ｎ」と表記している。

図２に示すベースおよびコレクタ間のｐｎ接合の降伏電圧は、不純物濃度の低いコレクタ層２０８の厚さおよびその半導体材料によって決まる。半導体材料をＧａＮとした場合、この降伏電圧を高くするためには、ＧａＮ層を厚くする必要がある。しかしながら、ＳｉＣ基板とＧａＮの間の格子定数および熱膨張係数が異なるため、ＳｉＣ基板上に厚いＧａＮ層を成長すると、ＧａＮ層に亀裂（クラック）が生じる。クラックを生じることなく成長できるＧａＮ層の厚さの最大値は、成長条件にもよるが、我々の実験では、２μｍ程度であった。

T. Akasaka et al., "Room-temperature lasing of InGaN multiquantum-well hexagonal microfacet lasers by current injection," Appl. Phys. Lett., Vol.79, No.10, Sept. 2001, pp.1414-1416. T. Makimoto et al., "High current gains obtained by InGaN/GaN double heterojunction bipolar transistors with p-InGaN base," Appl. Phys. Lett., Vol.79, No.3, Jul. 2001, pp.380-381. Y. Taniyasu et al., "High electron concentrations in Si-doped AlN/AlGaN superlattices with high average Al content of 80%," phys. stat. sol. 200, No.1, 2003, pp.40-43.

しかしながら、図２に示した構造では、ＧａＮ層の厚さは、コレクタ層２０８とサブコレクタ層２０６の合計となるので、サブコレクタ層の厚さだけ、コレクタ層を薄くしなければならない。通常、サブコレクタ層の厚さは１μｍ以上必要となるので、コレクタ層の厚さの最大値は、１μｍ程度となる。このように、従来のｐｎ接合では、ＳｉＣ基板上に成長する窒化物半導体の厚さの制限と、オーミック電極を形成するためのサブコレクタ層の必要性のために、降伏電圧を高くできないという問題があった。

また、降伏電圧を高くするために、ＧａＮよりもバンドギャップエネルギーが大きいＡｌＢＧａＮを不純物濃度の低いＧａＮ層の代わりに使用することが考えられる。このような構造のｐｎ接合ダイオードを図３に示す。このダイオード３００は、ｎ型ＳｉＣ基板３０２の上に、ＡｌＮバッファ層３０４と、ｎ^＋型ＧａＮ層３０６と、ＡｌＢＧａＮ層３０８と、ｐ型ＩｎＧａＮ層３１０とが積層されている。また、ｎ^＋型ＧａＮ層３０６にはｎ型のオーミック電極が、ｐ型ＩｎＧａＮ層３１０にはｐ型のオーミック電極がそれぞれ形成されている。

このように、電極を形成するためにｎ^＋型ＧａＮ層３０６を用いると、このｎ^＋型ＧａＮ層とその上のＡｌＢＧａＮ層３０８の間の格子定数および熱膨張係数が異なるために、ＡｌＢＧａＮ層でクラックが生じやすく、結果的に、ＧａＮ層単独で作製した場合よりも降伏電圧を高くすることができない。

さらに、電極を形成するための層として、不純物濃度の高いＧａＮ層についても代わりにＡｌＢＧａＮを使用することが考えられる。このようなｐｎ接合ダイオードを図４に示す。このダイオード４００は、図３の構造において、ｎ^＋型ＧａＮ層３０６の代わりにｎ^＋型ＡｌＢＧａＮ層４０６を使用している。図４の構造では、ｎ^＋型ＡｌＢＧａＮ層に高濃度の不純物ドーピングをしても、室温でのキャリアは活性化しないため、ｎ^＋型ＡｌＢＧａＮ層の抵抗が大きくなる。そのため、ｎ^＋型ＡｌＢＧａＮ層４０６の横方向の抵抗が無視できなくなり、ｐｎ接合ダイオード全体の素子抵抗が大きくなるという問題が生じる。このように、従来の構造では、素子の抵抗を抑えつつ、動作電圧を高くすることには限界があった。

本発明は、このような問題に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、素子の抵抗が小さく、動作電圧の高い窒化物半導体を提供することにある。

本発明は、このような目的を達成するために、請求項１に記載の発明は、導電性のＳｉＣ基板上に作製した窒化物半導体であって、前記ＳｉＣ基板上に形成され、前記ＳｉＣ基板と同じ導電型を有するＡｌＧａＮ層（Ａｌ組成＞０）と、前記ＡｌＧａＮ層よりも上の層であって、前記ＡｌＧａＮ層よりも不純物濃度が低いＡｌＢＧａＮ層（Ａｌ組成≧０、Ｂ組成≧０）とを備えたことを特徴とする。

また、請求項２に記載の発明は、請求項１に記載の窒化物半導体であって、前記ＡｌＢＧａＮ層よりも上の層であって、前記ＳｉＣ基板と異なる導電型を有するＩｎＧａＮ層（Ｉｎ組成≧０）をさらに備えたことを特徴とする。

また、請求項３に記載の発明は、請求項２に記載の窒化物半導体であって、前記ＳｉＣ基板は、ｎ型の導電型であり、前記ＩｎＧａＮ層は、ｐ型の導電型であることを特徴とする。

また、請求項４に記載の発明は、請求項１に記載の窒化物半導体であって、ショットキー障壁を備えたことを特徴とする。

また、請求項５に記載の発明は、請求項１ないし４のいずれかに記載の窒化物半導体であって、前記ＡｌＧａＮ層は、不純物濃度が１×１０^１８ｃｍ^−３以上であり、前記ＡｌＢＧａＮ層は、不純物濃度が１×１０^１８ｃｍ^−３未満であることを特徴とする。

また、請求項６に記載の発明は、請求項１ないし５のいずれかに記載の窒化物半導体であって、前記ＡｌＢＧａＮ層は、厚さが１００ｎｍ以上であることを特徴とする。

また、請求項７に記載の発明は、請求項１ないし６のいずれかに記載の窒化物半導体であって、前記ＡｌＢＧａＮ層は、アンドープ層であることを特徴とする。

また、請求項８に記載の発明は、請求項１ないし７のいずれかに記載の窒化物半導体であって、前記ＳｉＣ基板は、裏面にオーミック電極を備えたことを特徴とする。

本発明による窒化物半導体は、導電性ＳｉＣ基板上に不純物濃度の高い窒化物半導体層と不純物濃度の低い窒化物半導体層を順次形成し、導電性ＳｉＣ基板の裏面にオーミック電極を形成することを特徴としている。このように、本発明では、オーミック電極をＳｉＣ基板の裏面に形成するので、電極を形成するための層を必要とせず、これによって、不純物濃度の低い窒化物半導体層の厚さを厚くすることができる。

例えば、導電性ＳｉＣ基板の表面上に不純物濃度の高い導電性のｎ^＋型ＡｌＧａＮ層（Ａｌ組成＞０）と、不純物濃度の低いＡｌＢＧａＮ層（Ａｌ組成≧０、Ｂ組成≧０）を順次形成し、導電性ＳｉＣ基板の裏面にオーミック電極を形成する。これによって、クラックを生じることなく、１００ｎｍ以上の不純物濃度の低いＡｌＢＧａＮ層を形成することができる。

以下、図面を参照しながら本発明の実施形態について詳細に説明する。

図５に、本発明の実施例１に係るｐｎ接合ダイオードの構造を示す。このダイオード５００は、有機金属気相成長（ＭＯＶＰＥ）法により、ｎ型導電性ＳｉＣ基板５０２の表面上に、３８０ｎｍ厚のｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層５０４と、９００ｎｍ厚のｎ^＋型ＧａＮ層５０６と、２２５〜１８００ｎｍ厚のｎ型ＧａＮ層５０８と、１４０ｎｍ厚のｐ型ＩｎＧａＮ層５１０とを順次成長させて作製した。なお、ｎ型ＧａＮ層５０８を１８００ｎｍとした場合には、エピタキシャル層（ｎ型ＧａＮ層５０８、延いてはｐ型ＩｎＧａＮ層５１０）のクラックを防ぐために、ｎ^＋型ＧａＮ層５０６の厚さを２２５ｎｍと薄くした。また、ｎ型およびｐ型の不純物にはそれぞれＳｉおよびＭｇを用いた。

本実施例では、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層、ｎ^＋型ＧａＮ層、ｎ型ＧａＮ層のＳｉ不純物ドーピング濃度は、それぞれ、２×１０^１９、２×１０^１８、１×１０^１７ｃｍ^−３であり、ｐ型ＩｎＧａＮ層のＭｇ不純物濃度は、４×１０^１９ｃｍ^−３である。また、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層のＡｌ組成およびｐ型ＩｎＧａＮ層のＩｎ組成は、いずれも１０％である。

メサ構造の作製には、ＥＣＲエッチング法を用いた。また、電子ビーム蒸着により、ｐ型ＩｎＧａＮ５１０上には、Ｐｄ／Ａｕのオーミック電極５３０および導電性ｎ型ＳｉＣ基板５０２の裏面には、Ｔｉ／Ａｕのオーミック電極５２０を形成した。ｐ型ＩｎＧａＮ上に形成したＰｄ／Ａｕのオーミック電極５３０の大きさは１００×１００μｍ^２である。

図６に、図５のｎ型ＧａＮ層の厚さと降伏電圧の関係を示す。なお、降伏電圧は、逆方向Ｉ−Ｖ特性において、１μＡの電流が流れる電圧と定義した。図から、ｎ型ＧａＮ層５０８の厚さが薄い場合は、降伏電圧は層厚にほぼ比例して高くなる。この領域では、絶縁破壊電圧は１．９ＭＶ／ｃｍとなり、ＳｉＣ基板上に作製したＧａＮの結晶性が良好であることを示している。これに対して、ｎ型ＧａＮ層５０８の厚さが、降伏（ブレイクダウン）を起こすときの空乏層の幅よりも大きい領域では、降伏電圧の増加量は低下し、比例関係よりも小さくなる。これは、ｎ型ＧａＮ層が完全に空乏化する前に降伏が発生するためである。とは言うものの、ｎ型ＧａＮ層の厚さが１８００ｎｍで２５０Ｖという高い降伏電圧が達成されていることがわかる。順方向Ｉ−Ｖ特性において、１００ｍＡでの微分抵抗をオン抵抗と定義すると、このオン抵抗は１．３ｍΩｃｍ^２という低い値が得られた。

ｎ型導電性ＳｉＣ基板の表面上に成長するｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層５０４の目的は、次の３つである。第１に、ＳｉＣ基板５０２上に表面が平坦な窒化物半導体薄膜を作製することである。第２に、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層の上に作製するｐｎ接合ダイオードからの電流は、ｎ型導電性ＳｉＣ基板の裏面に作製したオーミック電極５２０まで流れるので、この電流に対する抵抗を十分に小さくすることである。第３に、不純物濃度を高くすることにより、ＳｉＣ基板５０２とｎ^＋型ＡｌＧａＮ５０６の間のバンド不連続の影響を低減し、ＳｉＣ基板とｎ^＋型ＡｌＧａＮの間にオーミック型の接合を形成することである。

ここで、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層５０４の代わりにＡｌ組成が０であるｎ^＋型ＧａＮバッファ層を用いた場合には、ＳｉＣ基板上に表面が平坦な窒化物半導体薄膜を作製するのが困難となる。その理由は次の通りである。すなわち、ＧａＮはＳｉＣ基板表面に付着しにくいのに対して、Ａｌ原子はＳｉＣ基板に付着しやすい。Ａｌ原子が一旦ＳｉＣ基板に付着すると、ＡｌＮが形成されるので、このＡｌＮが核となってＧａ原子も付着できるようになる。そのため、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層にはＡｌが含まれていることが重要であり、このＡｌ組成は１％以上であることが望ましい。一方、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層５０４のＡｌ組成を高くした場合、Ｓｉ不純物が活性化しなくなるという問題が生じる。結果として、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層自体の抵抗が大きくなるとともに、ＳｉＣ基板とｎ^＋型ＡｌＧａＮの間のオーミック型接合が形成できなくなる。非特許文献３に見られるように、室温で１×１０^１８ｃｍ^−３以上の電子濃度を達成することが望ましいことから、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層のＡｌ組成は７０％以下とすることが望ましい。

図７に、本発明の実施例２に係るｐｎ接合ダイオードの構造を示す。このダイオード７００は、実施例１と同様に、ＭＯＶＰＥ法により、導電性のｎ型ＳｉＣ基板７０２の表面上に、３８０ｎｍ厚のｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層７０４と、２２５ｎｍ厚のｎ^＋型ＧａＮ層７０６と、１８００ｎｍ厚の不純物ドーピングを行わない（アンドープ）ＧａＮ層７０８と、１４０ｎｍ厚のｐ型ＩｎＧａＮ層７１０とを順次成長させて作製した。本実施例は、アンドープＧａＮ層７０８の不純物濃度以外は、実施例１と同様である。

この構造における降伏電圧は、３０５Ｖであり、実施例１で示した１×１０^１７ｃｍ^−３のＳｉ不純物ドープを行ったｎ型ＧａＮの場合よりも高くなる。その理由は次の通りである。すなわち、アンドープＧａＮ層を用いた場合、アンドープＧａＮ層の不純物濃度が低いために、降伏時にはアンドープＧａＮ層全体が空乏化する。これにより、アンドープＧａＮ層全体に電界がほぼ一様に印加されるため、高い降伏電圧が得られる。ただし、アンドープＧａＮ層を用いた場合、このアンドープＧａＮ層の抵抗が大きくなるために、オン抵抗の値は１．５ｍΩｃｍ^２と若干高くなった。

図８に、本発明の実施例３に係るｐｎ接合ダイオードの構造を示す。このダイオード８００は、実施例１および２と同様に、ＭＯＶＰＥ法を用いて、導電性のｎ型ＳｉＣ基板８０２の表面上に、３８０ｎｍ厚のｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層８０４と、９００ｎｍ厚のｎ^＋型ＡｌＧａＮ層８０６と、４５０ｎｍ厚のｎ型ＡｌＧａＮ層８０８と、１４０ｎｍ厚のｐ型ＩｎＧａＮ層８１０とを順次成長させて作製した。また、オーミック電極８２０および８３０については、実施例１および２と同様である。

本実施例では、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層、ｎ^＋型ＡｌＧａＮ層およびｎ型ＡｌＧａＮ層のＳｉ不純物ドーピング濃度は、それぞれ、４×１０^１９、４×１０^１８、１×１０^１７ｃｍ^−３である。また、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層のＡｌ組成は１０％であるのに対して、ｎ^＋型ＡｌＧａＮ層およびｎ型ＡｌＧａＮ層のＡｌ組成は２％である。

この構造における降伏電圧は、１１０Ｖであり、図５のｎ型ＧａＮ層５０８の膜厚が同じ４５０ｎｍのときの８８Ｖ（図６参照）よりも高くなる。これは、Ａｌ組成が２％のｎ型ＡｌＧａＮ層に対するバンドギャップエネルギーがｎ型ＧａＮのバンドギャップエネルギーよりも大きいためである。

図９に、本発明の実施例４に係るショットキーダイオードを示す。このダイオード９００は、実施例１と同様に、ＭＯＶＰＥ法を用いて、導電性のｎ型ＳｉＣ基板９０２の表面上に、３８０ｎｍ厚のｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層９０４と、９００ｎｍ厚のｎ^＋型ＧａＮ層９０６と、４５０ｎｍ厚のｎ型ＧａＮ層９０８とを順次成長させて作製した。

実施例１と同様に、導電性ｎ型ＳｉＣ基板９０２の裏面にＴｉ／Ａｕのオーミック電極９２０を形成しているが、本実施例では、図５のｐ型ＩｎＧａＮ層５１０を成長せずに、ｎ型ＧａＮ層９０８の上にＰｄ／Ａｕのショットキー電極９３０を電子ビーム蒸着により形成している。このように、Ｐｄ／Ａｕ電極は、実施例1の場合、ｐ型ＩｎＧａＮ層に対してオーミック電極となり、本実施例の場合、ｎ型ＧａＮ層に対してショットキー電極となる。また、本実施例のメサ構造の作製には、ＥＣＲエッチング法を用いた。

この構造における降伏電圧は、８５Ｖであり、実施例１で示したように、図５のｎ型ＧａＮ層５０８の膜厚が同じ４５０ｎｍのときのｐｎ接合ダイオードの降伏電圧（８８Ｖ）とほぼ等しい値が得られた。その理由は、降伏電圧の大きさは、ダイオードの種類（ｐｎ接合ダイオードまたはショットキーダイオード）に依存せず、ｎ型ＧａＮ層に依存するためである。また、順方向Ｉ−Ｖ特性から、１．０ｍΩｃｍ^２という低いオン抵抗が得られた。これは、同じ膜厚（４５０ｎｍ）のｎ型ＧａＮ層を用いたｐｎ接合ダイオードのオン抵抗（１．３ｍΩｃｍ^２）よりも若干低い。その理由は、ｐ型ＩｎＧａＮ層に起因する抵抗成分がなくなったためと考えられる。

このように、本発明によれば、ｐｎ接合ダイオードだけでなく、ショットキーダイオードにおいてもオン抵抗を低く抑えつつ、高い降伏電圧を達成することができる。

図１０に、本発明の実施例５に係るｐｎ接合ダイオードを示す。このダイオード１０００は、ＭＯＶＰＥ法を用いて、導電性のｎ型ＳｉＣ基板１００２の表面上に、１９０ｎｍ厚のｎ^＋型ＡｌＧａＮ層１００４と、１００ｎｍ厚のアンドープＡｌＧａＮ層１００６と、１４０ｎｍ厚のｐ型ＩｎＧａＮ層１００８とを順次成長させて作製した。また、電子ビーム蒸着により、ｐ型ＩｎＧａＮ層１００８の上にＰｄ／Ａｕのオーミック電極１０３０を、導電性ｎ型ＳｉＣ基板１００２の裏面にはＴｉ／Ａｕのオーミック電極１０２０を形成した。

本実施例では、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層のＳｉ不純物ドーピング濃度は、２×１０^１９ｃｍ^−３であり、ｐ型ＩｎＧａＮ層のＭｇ不純物濃度は、４×１０^１９ｃｍ^−３である。また、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層のＡｌ組成およびｐ型ＩｎＧａＮ層のＩｎ組成は、それぞれ、５０％および１０％であり、アンドープＡｌＧａＮ層のＡｌ組成は９０％である。なお、アンドープＡｌＧａＮ層は降伏電圧を高くする役割であるため、キャリア濃度を高くする必要はなく、Ａｌ組成の上限はない。一般に、アンドープＡｌＧａＮ層のＡｌ組成が高いほど、バンドギャップエネルギーが大きくなるので、膜厚が一定の場合には降伏電圧が高くなる。また、本実施例のメサ構造の作製には、ＥＣＲエッチング法を用いた。

このｐｎ接合ダイオードの降伏電圧およびオン抵抗は、それぞれ、５２０Ｖおよび３．５ｍΩｃｍ^２であった。このように、アンドープＡｌＧａＮ層のＡｌ組成を高くすることで、オン抵抗を比較的低く保ったまま、降伏電圧を高くすることができる。オン抵抗を小さくするには、アンドープＡｌＧａＮ層にドーピングを行う必要があるが、その場合には、降伏電圧が低くなる。したがって、要求される降伏電圧およびオン抵抗に応じて、ドーピング濃度を決定する必要がある。

図１１に、本発明の実施例６に係るｐｎ接合ダイオードを示す。このダイオード１１００は、ＭＯＶＰＥ法を用いて、導電性のｎ型ＳｉＣ基板１１０２の表面上に、１９０ｎｍ厚のｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層１１０４と、１００ｎｍ厚のアンドープＡｌＢＮ層１１０６と、１４０ｎｍ厚のｐ型ＩｎＧａＮ層１１０８とを順次成長させて作製した。また、電子ビーム蒸着により、ｐ型ＩｎＧａＮ層１１０８の上にＰｄ／Ａｕのオーミック電極１１３０を、導電性ｎ型ＳｉＣ基板１１０２の裏面にはＴｉ／Ａｕのオーミック電極１１２０を形成した。

本実施例では、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層のＳｉ不純物ドーピング濃度は、２×１０^１９ｃｍ^−３であり、ｐ型ＩｎＧａＮ層のＭｇ不純物濃度は、４×１０^１９ｃｍ^−３である。また、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層のＡｌ組成およびｐ型ＩｎＧａＮ層のＩｎ組成は、それぞれ、５０％および１０％であり、アンドープＡｌＢＮ層のＢ組成は２％である。また、本実施例のメサ構造の作製には、ＥＣＲエッチング法を用いた。

このｐｎ接合ダイオードの降伏電圧およびオン抵抗は、それぞれ、６１０Ｖおよび７．４ｍΩｃｍ^２であった。このように、アンドープＡｌＧａＮ層に代えて、アンドープＡｌＢＮ層を用いても、オン抵抗を比較的低く保ちつつ、降伏電圧を高くすることができる。

図１２に、本発明の実施例７に係るヘテロ接合バイポーラトランジスタ（ＨＢＴ）を示す。このトランジスタ１２００は、ＭＯＶＰＥ法を用いて、導電性のｎ型ＳｉＣ基板１２０２の表面上に、３８０ｎｍ厚のｎ^＋型ＡｌＧａＮ層１２０４と、３００ｎｍ厚のｎ^＋型ＧａＮ層１２０６と、１６００ｎｍ厚のｎ型ＧａＮコレクタ層１２０８と、３０ｎｍ厚の組成を変化させたｎ^＋型ＩｎＧａＮ層１２１０と、１００ｎｍ厚のｐ型ＩｎＧａＮベース層１２１２と、５０ｎｍ厚のｎ^＋型ＧａＮエミッタ層１２１４とを順次成長させて作製した。ｎ型およびｐ型の不純物にはそれぞれＳｉおよびＭｇを用いた。

本実施例では、ｎ^＋型ＡｌＧａＮ層、ｎ^＋型ＧａＮ層、ｎ型ＧａＮコレクタ層、組成を変化させたｎ^＋型ＩｎＧａＮ層、ｎ^＋型ＧａＮエミッタ層のＳｉ不純物ドーピング濃度は、それぞれ、２×１０^１９、２×１０^１８、１×１０^１７、２×１０^１８、４×１０^１９ｃｍ^−３であり、ｐ型ＩｎＧａＮベース層のＭｇ不純物濃度は、１×１０^１９ｃｍ^−３である。また、ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層のＡｌ組成およびｐ型ＩｎＧａＮ層のＩｎ組成は、いずれも１０％である。組成を変化させたｎ^＋型ＩｎＧａＮ層においては、コレクタ側からベース側へＩｎ組成を０から１０％まで徐々に変化させている。

トランジスタを作製するためのメサ構造には、ＥＣＲエッチング法を用いた。また、電子ビーム蒸着により、ｎ型ＧａＮエミッタ層１２１４上には、Ａｌ／Ａｕオーミック電極１２４０、ｐ型ＩｎＧａＮベース層１２１２上には、Ｐｄ／Ａｕのオーミック電極１２３０、そして導電性ｎ型ＳｉＣ基板１２０２の裏面には、Ｔｉ／Ａｕのオーミック電極１２２０を形成した。なお、ｎ型ＧａＮエミッタ層の面積は、５０×３０μｍ^２である。

図１３に、図１２のｎｐｎ型ＧａＮ／ＩｎＧａＮヘテロバイポーラトランジスタ（ＨＢＴ）のエミッタ接地Ｉ−Ｖ特性を示す。最大の電流利得は２０であり、コレクタ電流が立ち上がるオフセット電圧は約５Ｖであった。この特性は、非特許文献２に見られるＨＢＴの特性とほぼ同じである。オフセット電流が高い理由は、エッチングダメージによってベース層のオーミック接合が劣化したためである。本実施例では、非特許文献２と比べ、ｎ型ＧａＮコレクタ層の厚さが厚く、これにより、約２５０Ｖという高い降伏電圧が得られた。非特許文献２によるＨＢＴの降伏電圧は約１００Ｖなので、本発明のＨＢＴにより、トランジスタの出力（電圧×電流）を高くできるという利点がある。

このように、本発明によれば、ダイオードだけでなく、ＨＢＴにおいても、高い降伏電圧を得ることができる。

以上、本発明について、いくつかの実施例について具体的に説明してきたが、本発明の原理を適用できる多くの実施可能な形態に鑑みて、ここに記載した実施例は、単に例示に過ぎず、本発明の範囲を限定するものではない。ここに例示した実施例は、本発明の趣旨から逸脱することなくその構成と詳細を変更することができる。さらに、説明のための構成要素および手順は、本発明の趣旨から逸脱することなく変更、補足、またはその順序を変えてもよい。

ＳｉＣ基板上に窒化物半導体を用いて作製した従来のレーザダイオードの一例を示す図である。 ＳｉＣ基板上に窒化物半導体を用いて作製した従来のｎｐｎ型トランジスタの一例を示す図である。 ＳｉＣ基板上に窒化物半導体を用いて作製した従来のｐｎ接合ダイオードの一例を示す図である。 ＳｉＣ基板上に窒化物半導体を用いて作製した従来のｐｎ接合ダイオードの別の一例を示す図である。 ＳｉＣ基板上に窒化物半導体を用いて作製した本発明の実施例１に係るｐｎ接合ダイオードの一例を示す図である。 図５のｐｎ接合ダイオードのｎ型ＧａＮ層の厚さと降伏電圧の関係を示す図である。 ＳｉＣ基板上に窒化物半導体を用いて作製した本発明の実施例２に係るｐｎ接合ダイオードの一例を示す図である。 ＳｉＣ基板上に窒化物半導体を用いて作製した本発明の実施例３に係るｐｎ接合ダイオードの一例を示す図である。 ＳｉＣ基板上に窒化物半導体を用いて作製した本発明の実施例４に係るショットキーダイオードの一例を示す図である。 ＳｉＣ基板上に窒化物半導体を用いて作製した本発明の実施例５に係るｐｎ接合ダイオードの一例を示す図である。 ＳｉＣ基板上に窒化物半導体を用いて作製した本発明の実施例６に係るｐｎ接合ダイオードの一例を示す図である。 ＳｉＣ基板上に窒化物半導体を用いて作製した本発明の実施例７に係るｎｐｎヘテロバイポーラトランジスタの一例を示す図である。 図１２のｎｐｎヘテロバイポーラトランジスタのエミッタ接地Ｉ−Ｖ特性を示す図である。

符号の説明

１００ レーザダイオード
１０２ ｎ型導電性ＳｉＣ基板
１０４ ｎ型ＡｌＧａＮ層
１０６ ｎ型ＧａＮ層
１０８ 多重量子井戸層
１１０ ｐ型ＡｌＧａＮ層
１１２ ｐ型ＧａＮ層
１１４ 超格子層
１２０ Ｔｉ／Ａｕオーミック層
１３０ Ｐｄ／Ａｕオーミック層
２００ パワートランジスタ
２０２ ＳｉＣ基板
２０４ ＡｌＮバッファ層
２０６ ｎ^＋型ＧａＮサブコレクタ層
２０８ ｎ型ＧａＮコレクタ層
２１０ 組成傾斜ＩｎＧａＮ層
２１２ ｐ型ＩｎＧａＮベース層
２１４ ｎ型ＧａＮエミッタ層
２２０ Ａｌ／Ａｕオーミック電極
２３０ Ｐｄ／Ａｕオーミック電極
２４０ Ａｌ／Ａｕオーミック電極
３００ ｐｎ接合ダイオード
３０２ ｎ型ＳｉＣ基板
３０４ ＡｌＮバッファ層
３０６ ｎ^＋型ＧａＮ層
３０８ ＡｌＢＧａＮ層
３１０ ｐ型ＩｎＧａＮ層
３２０ Ａｌ／Ａｕオーミック層
３３０ Ｐｄ／Ａｕオーミック層
４００ ｐｎ接合ダイオード
４０２ ｎ型ＳｉＣ基板
４０４ ＡｌＮバッファ層
４０６ ｎ^＋型ＡｌＢＧａＮ層
４０８ ＡｌＢＧａＮ層
４１０ ｐ型ＩｎＧａＮ層
４２０ Ａｌ／Ａｕオーミック電極
４３０ Ｐｄ／Ａｕオーミック電極
５００ ｐｎ接合ダイオード
５０２ ｎ型導電性ＳｉＣ基板
５０４ ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層
５０６ ｎ^＋型ＧａＮ層
５０８ ｎ型ＧａＮ層
５１０ ｐ型ＩｎＧａＮ層
５２０ Ｔｉ／Ａｕオーミック電極
５３０ Ｐｄ／Ａｕオーミック電極
７００ ｐｎ接合ダイオード
７０２ ｎ型導電性ＳｉＣ基板
７０４ ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層
７０６ ｎ^＋型ＧａＮ層
７０８ アンドープＧａＮ層
７１０ ｐ型ＩｎＧａＮ層
７２０ Ｔｉ／Ａｕオーミック電極
７３０ Ｐｄ／Ａｕオーミック電極
８００ ｐｎ接合ダイオード
８０２ ｎ型導電性ＳｉＣ基板
８０４ ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層
８０６ ｎ^＋型ＡｌＧａＮ層
８０８ ｎ型ＡｌＧａＮ層
８１０ ｐ型ＩｎＧａＮ層
８２０ Ｔｉ／Ａｕオーミック電極
８３０ Ｐｄ／Ａｕオーミック電極
９００ ショットキーダイオード
９０２ ｎ型導電性ＳｉＣ基板
９０４ ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層
９０６ ｎ^＋型ＧａＮ層
９０８ ｎ型ＧａＮ層
９２０ Ｔｉ／Ａｕオーミック電極
９３０ Ｐｄ／Ａｕオーミック電極
１０００ ｐｎ接合ダイオード
１００２ ｎ型導電性ＳｉＣ基板
１００４ ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層
１００６ アンドープＡｌＧａＮ層
１００８ ｐ型ＩｎＧａＮ層
１０２０ Ｔｉ／Ａｕオーミック電極
１０３０ Ｐｄ／Ａｕオーミック電極
１１００ ｐｎ接合ダイオード
１１０２ ｎ型導電性ＳｉＣ基板
１１０４ ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層
１１０６ アンドープＡｌＢＮ層
１１０８ ｐ型ＩｎＧａＮ層
１１２０ Ｔｉ／Ａｕオーミック電極
１１３０ Ｐｄ／Ａｕオーミック電極
１２００ ヘテロ接合バイポーラトランジスタ
１２０２ ｎ型導電性ＳｉＣ基板
１２０４ ｎ^＋型ＡｌＧａＮバッファ層
１２０６ ｎ^＋型ＧａＮ層
１２０８ ｎ型ＧａＮコレクタ層
１２１０ 組成傾斜ｎ^＋型ＩｎＧａＮ層
１２１２ ｐ型ＩｎＧａＮベース層
１２１４ ｎ^＋型ＧａＮエミッタ層
１２２０ Ｔｉ／Ａｕオーミック電極
１２３０ Ｐｄ／Ａｕオーミック電極
１２４０ Ａｌ／Ａｕオーミック電極

Claims (8)

1. 導電性のＳｉＣ基板上に作製した窒化物半導体であって、
   前記ＳｉＣ基板上に形成され、前記ＳｉＣ基板と同じ導電型を有するＡｌＧａＮ層（Ａｌ組成＞０）と、
   前記ＡｌＧａＮ層よりも上の層であって、前記ＡｌＧａＮ層よりも不純物濃度が低いＡｌＢＧａＮ層（Ａｌ組成≧０、Ｂ組成≧０）と
   を備えたことを特徴とする窒化物半導体。
2. 請求項１に記載の窒化物半導体であって、
   前記ＡｌＢＧａＮ層よりも上の層であって、前記ＳｉＣ基板と異なる導電型を有するＩｎＧａＮ層（Ｉｎ組成≧０）をさらに備えたことを特徴とする窒化物半導体。
3. 請求項２に記載の窒化物半導体であって、
   前記ＳｉＣ基板は、ｎ型の導電型であり、前記ＩｎＧａＮ層は、ｐ型の導電型であることを特徴とする窒化物半導体。
4. 請求項１に記載の窒化物半導体であって、
   ショットキー障壁を備えたことを特徴とする窒化物半導体。
5. 請求項１ないし４のいずれかに記載の窒化物半導体であって、
   前記ＡｌＧａＮ層は、不純物濃度が１×１０^１８ｃｍ^−３以上であり、前記ＡｌＢＧａＮ層は、不純物濃度が１×１０^１８ｃｍ^−３未満であることを特徴とする窒化物半導体。
6. 請求項１ないし５のいずれかに記載の窒化物半導体であって、
   前記ＡｌＢＧａＮ層は、厚さが１００ｎｍ以上であることを特徴とする窒化物半導体。
7. 請求項１ないし６のいずれかに記載の窒化物半導体であって、
   前記ＡｌＢＧａＮ層は、アンドープ層であることを特徴とする窒化物半導体。
8. 請求項１ないし７のいずれかに記載の窒化物半導体であって、
   前記ＳｉＣ基板は、裏面にオーミック電極を備えたことを特徴とする窒化物半導体。
   

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