JP2751987B2 - 窒化インジウムガリウム半導体の成長方法 - Google Patents
窒化インジウムガリウム半導体の成長方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は青色発光ダイオード、青
色レーザーダイオード等に使用される窒化インジウムガ
リウム半導体の成長方法に関する。
色レーザーダイオード等に使用される窒化インジウムガ
リウム半導体の成長方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】青色ダイオード、青色レーザーダイオー
ド等に使用される実用的な半導体材料として窒化ガリウ
ム（ＧａＮ）、窒化インジウムガリウム（ＩｎＧａ
Ｎ）、窒化ガリウムアルミニウム（ＧａＡｌＮ）等の窒
化ガリウム系化合物半導体が注目されており、その中で
もＩｎＧａＮはバンドギャップが２ｅＶ〜３．４ｅＶま
であるため非常に有望視されている。
ド等に使用される実用的な半導体材料として窒化ガリウ
ム（ＧａＮ）、窒化インジウムガリウム（ＩｎＧａ
Ｎ）、窒化ガリウムアルミニウム（ＧａＡｌＮ）等の窒
化ガリウム系化合物半導体が注目されており、その中で
もＩｎＧａＮはバンドギャップが２ｅＶ〜３．４ｅＶま
であるため非常に有望視されている。
【０００３】従来、有機金属気相成長法｛以下、ＭＯＣ
ＶＤ（Metal Organic Chemical Vapor Deposition）法
という。｝によりＩｎＧａＮを成長させる場合、成長温
度５００℃〜６００℃の低温で、サファイア基板上に成
長されていた。なぜなら、ＩｎＮの融点はおよそ５００
℃、ＧａＮの融点はおよそ１０００℃であるため、６０
０℃以上の高温でＩｎＧａＮを成長させると、ＩｎＧａ
Ｎ中のＩｎＮの分解圧がおよそ１０気圧以上となり、Ｉ
ｎＧａＮがほとんど分解してしまい、形成されるものは
ＧａのメタルとＩｎのメタルの堆積物のみとなってしま
うからである。従って、従来ＩｎＧａＮを成長させよう
とする場合は成長温度を低温に保持しなければならなか
った。
ＶＤ（Metal Organic Chemical Vapor Deposition）法
という。｝によりＩｎＧａＮを成長させる場合、成長温
度５００℃〜６００℃の低温で、サファイア基板上に成
長されていた。なぜなら、ＩｎＮの融点はおよそ５００
℃、ＧａＮの融点はおよそ１０００℃であるため、６０
０℃以上の高温でＩｎＧａＮを成長させると、ＩｎＧａ
Ｎ中のＩｎＮの分解圧がおよそ１０気圧以上となり、Ｉ
ｎＧａＮがほとんど分解してしまい、形成されるものは
ＧａのメタルとＩｎのメタルの堆積物のみとなってしま
うからである。従って、従来ＩｎＧａＮを成長させよう
とする場合は成長温度を低温に保持しなければならなか
った。
【０００４】このような条件の下で成長されたＩｎＧａ
Ｎの結晶性は非常に悪く、例えば室温でフォトルミネッ
センス測定を行っても、バンド間発光はほとんど見られ
ず、深い準位からの発光がわずかに観測されるのみであ
り、青色発光が観測されたことはなかった。しかも、Ｘ
線回折でＩｎＧａＮのピークを検出しようとしてもほと
んどピークは検出されず、その結晶性は、単結晶という
よりも、アモルファス状結晶に近いのが実状であった。
Ｎの結晶性は非常に悪く、例えば室温でフォトルミネッ
センス測定を行っても、バンド間発光はほとんど見られ
ず、深い準位からの発光がわずかに観測されるのみであ
り、青色発光が観測されたことはなかった。しかも、Ｘ
線回折でＩｎＧａＮのピークを検出しようとしてもほと
んどピークは検出されず、その結晶性は、単結晶という
よりも、アモルファス状結晶に近いのが実状であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】青色発光ダイオード、
青色レーザーダイオード等の青色発光デバイスを実現す
るためには、高品質で、かつ優れた結晶性を有するＩｎ
ＧａＮの実現が強く望まれている。しかしながらＩｎＧ
ａＮの成長に成功したという報告は未だされておらず、
その成長方法もよく知られていないのが実状である。よ
って、本発明はこの問題を解決するべくなされたもので
あり、その目的とするところは、高品質で結晶性に優れ
たＩｎＧａＮの成長方法を提供すると共に、再現性良く
確実にその結晶が得られる方法を提供するものである。
青色レーザーダイオード等の青色発光デバイスを実現す
るためには、高品質で、かつ優れた結晶性を有するＩｎ
ＧａＮの実現が強く望まれている。しかしながらＩｎＧ
ａＮの成長に成功したという報告は未だされておらず、
その成長方法もよく知られていないのが実状である。よ
って、本発明はこの問題を解決するべくなされたもので
あり、その目的とするところは、高品質で結晶性に優れ
たＩｎＧａＮの成長方法を提供すると共に、再現性良く
確実にその結晶が得られる方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】我々は、ＩｎＧａＮをＭ
ＯＣＶＤ法で成長するにあたり、数々の実験を繰り返し
た結果、ＧａＮの上に、ある特定の範囲内の成長温度と
成長速度で成長させることにより、その結晶性が格段に
向上することを新たに見いだし本発明を成すに至った。
ＯＣＶＤ法で成長するにあたり、数々の実験を繰り返し
た結果、ＧａＮの上に、ある特定の範囲内の成長温度と
成長速度で成長させることにより、その結晶性が格段に
向上することを新たに見いだし本発明を成すに至った。
【０００７】即ち、本発明の成長方法は、原料ガスとし
て、ガリウム源のガスと、インジウム源のガスと、窒素
源のガスとを用い、ＭＯＣＶＤ法により、一般式Ｉｎα
Ｇａ1-αＮ（但し、０＜α＜０．５）で表される窒化イ
ンジウムガリウム半導体を成長させる方法であって、成
長温度（℃）をＸ軸、成長温度（オングストローム／
分）をＹ軸として、添付図１のａ（６５０,１）、ｂ
（６５０,５）、ｃ（９００,６０）、ｄ（９００,１）
の各座標で囲まれた領域内の条件で、次に成長させる窒
化ガリウム層または窒化ガリウムアルミニウム層よりも
低温で成長させるバッファ層を介して、バッファ層より
も高温で成長させた該窒化ガリウム層または窒化ガリウ
ムアルミニウム層の上に、成長させることを特徴とす
る。
て、ガリウム源のガスと、インジウム源のガスと、窒素
源のガスとを用い、ＭＯＣＶＤ法により、一般式Ｉｎα
Ｇａ1-αＮ（但し、０＜α＜０．５）で表される窒化イ
ンジウムガリウム半導体を成長させる方法であって、成
長温度（℃）をＸ軸、成長温度（オングストローム／
分）をＹ軸として、添付図１のａ（６５０,１）、ｂ
（６５０,５）、ｃ（９００,６０）、ｄ（９００,１）
の各座標で囲まれた領域内の条件で、次に成長させる窒
化ガリウム層または窒化ガリウムアルミニウム層よりも
低温で成長させるバッファ層を介して、バッファ層より
も高温で成長させた該窒化ガリウム層または窒化ガリウ
ムアルミニウム層の上に、成長させることを特徴とす
る。
【０００８】本発明の成長方法において、ＭＯＣＶＤ法
に用いる原料ガスとして、例えばガリウム源にはトリメ
チルガリウム（ＴＭＧ）、トリエチルガリウム（ＴＥ
Ｇ）、インジウム源としてトリメチルインジウム（ＴＭ
Ｉ）、トリエチルインジウム（ＴＥＩ）等の有機金属化
合物ガス、窒素源にはアンモニア（ＮＨ3）、ヒドラジ
ン（Ｎ2Ｈ4）等のガスを好ましく用いることができ、こ
れらのガスをキャリアガスと共に混合し、加熱された基
板に向かって噴射することによりＩｎＧａＮを成長させ
ることができる。ＩｎＧａＮの成長速度はＧａ源のガス
流量を制御することにより調整することができる。
に用いる原料ガスとして、例えばガリウム源にはトリメ
チルガリウム（ＴＭＧ）、トリエチルガリウム（ＴＥ
Ｇ）、インジウム源としてトリメチルインジウム（ＴＭ
Ｉ）、トリエチルインジウム（ＴＥＩ）等の有機金属化
合物ガス、窒素源にはアンモニア（ＮＨ3）、ヒドラジ
ン（Ｎ2Ｈ4）等のガスを好ましく用いることができ、こ
れらのガスをキャリアガスと共に混合し、加熱された基
板に向かって噴射することによりＩｎＧａＮを成長させ
ることができる。ＩｎＧａＮの成長速度はＧａ源のガス
流量を制御することにより調整することができる。
【０００９】成長温度は６５０℃〜９００℃の範囲に調
整する必要がある。６５０℃より低い温度でもＩｎＧａ
Ｎを成長させることは可能であるが、前記したように６
００℃以下であると、ＧａＮの結晶が成長しにくいた
め、ＩｎＧａＮの結晶ができにくく、できたとしても従
来のように結晶性の悪いＩｎＧａＮとなる。また６００
℃〜６５０℃では再現性よく結晶性に優れたＩｎＧａＮ
を得ることが困難となる傾向にある。９００℃より高い
温度であるとＩｎＮが分解しやすくなるため、ＩｎＧａ
ＮがＧａＮになりやすい傾向にある。成長温度は７００
℃〜８５０℃の範囲が最も好ましい。
整する必要がある。６５０℃より低い温度でもＩｎＧａ
Ｎを成長させることは可能であるが、前記したように６
００℃以下であると、ＧａＮの結晶が成長しにくいた
め、ＩｎＧａＮの結晶ができにくく、できたとしても従
来のように結晶性の悪いＩｎＧａＮとなる。また６００
℃〜６５０℃では再現性よく結晶性に優れたＩｎＧａＮ
を得ることが困難となる傾向にある。９００℃より高い
温度であるとＩｎＮが分解しやすくなるため、ＩｎＧａ
ＮがＧａＮになりやすい傾向にある。成長温度は７００
℃〜８５０℃の範囲が最も好ましい。
【００１０】基板にはＳｉ、ＳｉＣ等もあるが、サファ
イアが用いられることが多い。また、基板の上に低温で
ＧａXＡｌ1-XＮ（０≦X≦１）よりなるバッファ層を形
成することにより、その上に成長するＧａＮの結晶性を
向上させることができ、好ましくはＡｌＮよりも、Ｇａ
Ｎバッファ層の方が、その上に成長するＧａＮ層の結晶
性を向上させることができる。
イアが用いられることが多い。また、基板の上に低温で
ＧａXＡｌ1-XＮ（０≦X≦１）よりなるバッファ層を形
成することにより、その上に成長するＧａＮの結晶性を
向上させることができ、好ましくはＡｌＮよりも、Ｇａ
Ｎバッファ層の方が、その上に成長するＧａＮ層の結晶
性を向上させることができる。
【００１１】成長中に供給する原料ガス中のインジウム
源のガスのインジウムのモル比は、ガリウム１に対し、
好ましく０．１以上、さらに好ましくは１．０以上に調
整することが望ましい。インジウムのモル比が０．１よ
り少ないと、ＩｎＧａＮの混晶が得にくく、また結晶性
が悪くなる傾向にある。なぜなら、成長温度６５０℃以
上では、多少なりともＩｎＮの分解が発生しＩｎＮがＧ
ａＮ結晶中に入りにくくなる。そのため好ましくその分
解分よりもインジウムを多く供給することによって、Ｉ
ｎＮをＧａＮの結晶中により多く入れることができる。
源のガスのインジウムのモル比は、ガリウム１に対し、
好ましく０．１以上、さらに好ましくは１．０以上に調
整することが望ましい。インジウムのモル比が０．１よ
り少ないと、ＩｎＧａＮの混晶が得にくく、また結晶性
が悪くなる傾向にある。なぜなら、成長温度６５０℃以
上では、多少なりともＩｎＮの分解が発生しＩｎＮがＧ
ａＮ結晶中に入りにくくなる。そのため好ましくその分
解分よりもインジウムを多く供給することによって、Ｉ
ｎＮをＧａＮの結晶中により多く入れることができる。
【００１２】このように６５０℃以上ではＩｎＮが非常
に分解しやすく、ＧａＮは分解しにくい性質を有してい
るため、ＩｎＧａＮの成長速度はＧａＮの成長速度に支
配される。つまり、前記のようにガリウム源のガス流量
を調整することによって成長速度を自由に調整すること
ができる。
に分解しやすく、ＧａＮは分解しにくい性質を有してい
るため、ＩｎＧａＮの成長速度はＧａＮの成長速度に支
配される。つまり、前記のようにガリウム源のガス流量
を調整することによって成長速度を自由に調整すること
ができる。
【００１３】また、ＩｎαＧａ1-αＮの目的とするα値
は、インジウムガスのガリウムに対するモル比、および
成長温度を変えることにより適宜変更できる。例えばＩ
ｎを多くしようとすれば６５０℃前後の低温で成長させ
るか、または原料ガスのＩｎのモル比を多くすればよ
い、一方Ｇａを多くしようとするならば９００℃前後の
高温で成長させればよい。インジウムガスのモル比は高
温で成長するほど多くする方が好ましく、例えば、９０
０℃前後の成長温度では、インジウムをガリウムの１０
〜５０倍程度供給することにより、α値を０．５未満と
するＩｎαＧａ1-αＮを得ることができる。
は、インジウムガスのガリウムに対するモル比、および
成長温度を変えることにより適宜変更できる。例えばＩ
ｎを多くしようとすれば６５０℃前後の低温で成長させ
るか、または原料ガスのＩｎのモル比を多くすればよ
い、一方Ｇａを多くしようとするならば９００℃前後の
高温で成長させればよい。インジウムガスのモル比は高
温で成長するほど多くする方が好ましく、例えば、９０
０℃前後の成長温度では、インジウムをガリウムの１０
〜５０倍程度供給することにより、α値を０．５未満と
するＩｎαＧａ1-αＮを得ることができる。
【００１４】さらに、結晶性に優れたＩｎαＧａ1-αＮ
が得られるα値は０＜X＜０．５の範囲にあり、またα
値を０．５以上とするＩｎαＧａ1-αＮを発光ダイオー
ド等の発光デバイスの発光素子とした場合、その発光波
長は黄色の領域にあり、青色として使用し得るものでは
ないため、α値は０．５未満を限定理由とした。
が得られるα値は０＜X＜０．５の範囲にあり、またα
値を０．５以上とするＩｎαＧａ1-αＮを発光ダイオー
ド等の発光デバイスの発光素子とした場合、その発光波
長は黄色の領域にあり、青色として使用し得るものでは
ないため、α値は０．５未満を限定理由とした。
【００１５】さらにまた、これらの原料ガスのキャリア
ガスとして、好ましく窒素を使用することにより、Ｉｎ
ＧａＮ中のＩｎＮが分解して結晶格子中から出ていくの
を抑制することができる。
ガスとして、好ましく窒素を使用することにより、Ｉｎ
ＧａＮ中のＩｎＮが分解して結晶格子中から出ていくの
を抑制することができる。
【００１６】
【作用】従来ではサファイア基板の上にＩｎＧａＮ層を
成長させていたが、サファイアとＩｎＧａＮとでは格子
定数不整がおよそ１５％以上もあるため、得られた結晶
の結晶性が悪くなると考えられる。一方、本発明ではＧ
ａＮ層の上に成長させることにより、その格子定数不整
を５％以下と小さくすることができるため、結晶性に優
れたＩｎＧａＮを形成することができる。本発明の成長
方法において、このＧａＮ層のＧａの一部をＡｌで置換
してもよく、またＳｉ、Ｇｅ等のｎ型不純物、Ｚｎ、Ｍ
ｇ、Ｃｄ等のｐ型不純物をドープしてもよく、技術範囲
内である。
成長させていたが、サファイアとＩｎＧａＮとでは格子
定数不整がおよそ１５％以上もあるため、得られた結晶
の結晶性が悪くなると考えられる。一方、本発明ではＧ
ａＮ層の上に成長させることにより、その格子定数不整
を５％以下と小さくすることができるため、結晶性に優
れたＩｎＧａＮを形成することができる。本発明の成長
方法において、このＧａＮ層のＧａの一部をＡｌで置換
してもよく、またＳｉ、Ｇｅ等のｎ型不純物、Ｚｎ、Ｍ
ｇ、Ｃｄ等のｐ型不純物をドープしてもよく、技術範囲
内である。
【００１７】図１は、ＭＯＣＶＤ法により、サファイア
基板上にＧａＮバッファ層とＧａＮ層とを順に積層した
後、さらにそのＧａＮ層の上に数々の成長温度、成長速
度でＩｎＧａＮ層を成長させ、成長させたＩｎＧａＮ層
に室温でＨｅ−Ｃｄレーザーを照射し、そのフォトルミ
ネッセンス測定を行った結果、図２−ａに示すようなＩ
ｎＧａＮのバンド間の発光ピークが得られたものだけを
プロットした図である。また、同時に本願の請求項１の
成長温度および成長速度の範囲も示している。なお、図
２−（Ａ）に示すようにＩｎＧａＮのシャープなバンド
間発光が得られているものは、そのＩｎＧａＮの結晶性
が優れていると見なすことができる。
基板上にＧａＮバッファ層とＧａＮ層とを順に積層した
後、さらにそのＧａＮ層の上に数々の成長温度、成長速
度でＩｎＧａＮ層を成長させ、成長させたＩｎＧａＮ層
に室温でＨｅ−Ｃｄレーザーを照射し、そのフォトルミ
ネッセンス測定を行った結果、図２−ａに示すようなＩ
ｎＧａＮのバンド間の発光ピークが得られたものだけを
プロットした図である。また、同時に本願の請求項１の
成長温度および成長速度の範囲も示している。なお、図
２−（Ａ）に示すようにＩｎＧａＮのシャープなバンド
間発光が得られているものは、そのＩｎＧａＮの結晶性
が優れていると見なすことができる。
【００１８】図２は、ＧａＮ層の上に、成長温度８０５
℃において、Ｉｎ0.15Ｇａ0.85Ｎを成長速度２０オング
ストローム／分で成長させたもの（Ａ）と、成長速度６
０オングストローム／分で成長させたもの（Ｂ）とのフ
ォトルミネッセンス測定のスペクトルを比較して示す図
である。この図において、縦軸の発光強度は任意単位で
あり、（Ｂ）のスペクトルの発光強度は実測値を６倍に
拡大して示している。つまり、（Ｂ）の発光強度の１／
６が、（Ａ）の縦軸のスケールと同一となる。
℃において、Ｉｎ0.15Ｇａ0.85Ｎを成長速度２０オング
ストローム／分で成長させたもの（Ａ）と、成長速度６
０オングストローム／分で成長させたもの（Ｂ）とのフ
ォトルミネッセンス測定のスペクトルを比較して示す図
である。この図において、縦軸の発光強度は任意単位で
あり、（Ｂ）のスペクトルの発光強度は実測値を６倍に
拡大して示している。つまり、（Ｂ）の発光強度の１／
６が、（Ａ）の縦軸のスケールと同一となる。
【００１９】この図に示すように（Ａ）では４０６ｎｍ
付近に強いＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎのバンド間発光が見られ
るのに対し、（Ｂ）では強度が弱く、しかも深い準位か
らの発光が強くなっている。即ち、（Ａ）の方が（Ｂ）
に比して圧倒的に結晶性が優れていることを示し、４０
６ｎｍ付近のピークを見ると（Ａ）は（Ｂ）に比してお
よそ３５倍も発光強度が大きい。
付近に強いＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎのバンド間発光が見られ
るのに対し、（Ｂ）では強度が弱く、しかも深い準位か
らの発光が強くなっている。即ち、（Ａ）の方が（Ｂ）
に比して圧倒的に結晶性が優れていることを示し、４０
６ｎｍ付近のピークを見ると（Ａ）は（Ｂ）に比してお
よそ３５倍も発光強度が大きい。
【００２０】このように図１に示す範囲、つまりａ点の
成長温度６５０℃、成長速度１オングストローム／分
と、ｂ点の成長温度６５０℃、成長速度５オングストロ
ーム／分と、ｃ点の成長温度９００℃、成長速度６０オ
ングストローム／分と、ｄ点の成長温度９００℃、成長
速度１オングストローム／分とを結ぶ範囲内の条件で、
ＩｎＧａＮをＧａＮの上に成長させることにより、優れ
た結晶性を実現できる。さらに、好ましい範囲としてプ
ロット数の多い成長温度７００〜８５０℃で囲まれる範
囲を推奨できる。
成長温度６５０℃、成長速度１オングストローム／分
と、ｂ点の成長温度６５０℃、成長速度５オングストロ
ーム／分と、ｃ点の成長温度９００℃、成長速度６０オ
ングストローム／分と、ｄ点の成長温度９００℃、成長
速度１オングストローム／分とを結ぶ範囲内の条件で、
ＩｎＧａＮをＧａＮの上に成長させることにより、優れ
た結晶性を実現できる。さらに、好ましい範囲としてプ
ロット数の多い成長温度７００〜８５０℃で囲まれる範
囲を推奨できる。
【００２１】
【実施例】以下、図面を元に実施例で本発明の成長方法
を詳説する。図３は本発明の成長方法に使用したＭＯＣ
ＶＤ装置の主要部の構成を示す概略断面図であり、反応
部の構造、およびその反応部と通じるガス系統図を示し
ている。１は真空ポンプおよび排気装置と接続された反
応容器、２は基板を載置するサセプター、３はサセプタ
ーを加熱するヒーター、４はサセプターを回転、上下移
動させる制御軸、５は基板に向かって斜め、または水平
に原料ガスを供給する石英ノズル、６は不活性ガスを基
板に向かって垂直に供給することにより、原料ガスを基
板面に押圧して、原料ガスを基板に接触させる作用のあ
るコニカル石英チューブ、７は基板である。ＴＭＧ、Ｔ
ＭＩ等の有機金属化合物ソースは微量のバブリングガス
によって気化され、メインガスであるキャリアガスによ
って反応容器内に供給される。なお、特に図示していな
いが、各原料ガス、キャリアガスの流量は、各ガスライ
ンに設置されたマスフローコントローラ（ＭＦＣ）によ
って制御されている。
を詳説する。図３は本発明の成長方法に使用したＭＯＣ
ＶＤ装置の主要部の構成を示す概略断面図であり、反応
部の構造、およびその反応部と通じるガス系統図を示し
ている。１は真空ポンプおよび排気装置と接続された反
応容器、２は基板を載置するサセプター、３はサセプタ
ーを加熱するヒーター、４はサセプターを回転、上下移
動させる制御軸、５は基板に向かって斜め、または水平
に原料ガスを供給する石英ノズル、６は不活性ガスを基
板に向かって垂直に供給することにより、原料ガスを基
板面に押圧して、原料ガスを基板に接触させる作用のあ
るコニカル石英チューブ、７は基板である。ＴＭＧ、Ｔ
ＭＩ等の有機金属化合物ソースは微量のバブリングガス
によって気化され、メインガスであるキャリアガスによ
って反応容器内に供給される。なお、特に図示していな
いが、各原料ガス、キャリアガスの流量は、各ガスライ
ンに設置されたマスフローコントローラ（ＭＦＣ）によ
って制御されている。
【００２２】［実施例１］ まず、よく洗浄したサファイア基板７をサセプター２に
セットし、反応容器内を水素で十分置換する。
セットし、反応容器内を水素で十分置換する。
【００２３】次に、石英ノズル５から水素を流しながら
ヒーター３で温度を１０５０℃まで上昇させ、２０分間
保持しサファイア基板７のクリーニングを行う。
ヒーター３で温度を１０５０℃まで上昇させ、２０分間
保持しサファイア基板７のクリーニングを行う。
【００２４】続いて、温度を５１０℃まで下げ、石英ノ
ズル５からアンモニア（ＮＨ3）４リットル／分と、Ｔ
ＭＧを２７×１０-6モル／分と、キャリアガスとして水
素を２リットル／分とで流しながら、１分間保持してＧ
ａＮバッファー層を約２００オングストローム成長す
る。この間、コニカル石英チューブ７からは水素を１０
リットル／分と、窒素を１０リットル／分とで流し続
け、サセプター２をゆっくりと回転させる。
ズル５からアンモニア（ＮＨ3）４リットル／分と、Ｔ
ＭＧを２７×１０-6モル／分と、キャリアガスとして水
素を２リットル／分とで流しながら、１分間保持してＧ
ａＮバッファー層を約２００オングストローム成長す
る。この間、コニカル石英チューブ７からは水素を１０
リットル／分と、窒素を１０リットル／分とで流し続
け、サセプター２をゆっくりと回転させる。
【００２５】バッファ層成長後、ＴＭＧのみ止めて、温
度を１０２０℃まで上昇させる。温度が１０２０℃にな
ったら、同じく水素をキャリアガスとしてＴＭＧを６０
×１０-6モル／分で流して３０分間成長させ、ＧａＮ層
を約２μｍ成長させる。
度を１０２０℃まで上昇させる。温度が１０２０℃にな
ったら、同じく水素をキャリアガスとしてＴＭＧを６０
×１０-6モル／分で流して３０分間成長させ、ＧａＮ層
を約２μｍ成長させる。
【００２６】ＧａＮ層成長後、温度を８０５℃にして、
キャリアガスを窒素に切り替え、窒素を２リットル／
分、ＴＭＧを２×１０-6モル／分、ＴＭＩを２０×１０
-6モル／分、アンモニアを４リットル／分、およびｎ型
不純物ガスとしてシラン（ＳｉＨ4）を１×１０-9モル
／分で流しながら、ＳｉドープＩｎＧａＮを成長速度２
０オングストーム／分で６０分間成長させる。なお、こ
の間、コニカル石英チューブ７から供給するガスも窒素
のみとし、２０リットル／分で流し続ける。
キャリアガスを窒素に切り替え、窒素を２リットル／
分、ＴＭＧを２×１０-6モル／分、ＴＭＩを２０×１０
-6モル／分、アンモニアを４リットル／分、およびｎ型
不純物ガスとしてシラン（ＳｉＨ4）を１×１０-9モル
／分で流しながら、ＳｉドープＩｎＧａＮを成長速度２
０オングストーム／分で６０分間成長させる。なお、こ
の間、コニカル石英チューブ７から供給するガスも窒素
のみとし、２０リットル／分で流し続ける。
【００２７】成長後、反応容器からウエハーを取り出
し、ＩｎＧａＮ層に１０ｍＷのＨｅ−Ｃｄレーザーを照
射して室温でフォトルミネッセンス測定を行うと、ピー
ク波長４０６ｎｍにＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎの強いバンド間
発光を示した。
し、ＩｎＧａＮ層に１０ｍＷのＨｅ−Ｃｄレーザーを照
射して室温でフォトルミネッセンス測定を行うと、ピー
ク波長４０６ｎｍにＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎの強いバンド間
発光を示した。
【００２８】［実施例２］ 実施例１のバッファ層成長後、ＴＭＧのみ止めて、温度
を１０２０℃まで上昇させる。温度が１０２０℃になっ
たら、同じく水素をキャリアガスとしてＴＭＧを５４×
１０-6モル／分、ＴＭＡを６×１０-6モル／分で流して
３０分間成長させ、Ｇａ0.9Ａｌ0.1Ｎ層を２μｍ成長さ
せる他は実施例１と同様にしてＳｉドープＩｎＧａＮ
を、Ｇａ0.9Ａｌ0.1Ｎ層の上に成長させる。成長後、得
られたＩｎＧａＮ層のフォトルミネッセンス測定を行う
と、同じくピーク波長４０６ｎｍにＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ
の強いバンド間発光を示した。
を１０２０℃まで上昇させる。温度が１０２０℃になっ
たら、同じく水素をキャリアガスとしてＴＭＧを５４×
１０-6モル／分、ＴＭＡを６×１０-6モル／分で流して
３０分間成長させ、Ｇａ0.9Ａｌ0.1Ｎ層を２μｍ成長さ
せる他は実施例１と同様にしてＳｉドープＩｎＧａＮ
を、Ｇａ0.9Ａｌ0.1Ｎ層の上に成長させる。成長後、得
られたＩｎＧａＮ層のフォトルミネッセンス測定を行う
と、同じくピーク波長４０６ｎｍにＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ
の強いバンド間発光を示した。
【００２９】［比較例］ ＧａＮ層成長後ＩｎＧａＮを成長させる際、ＴＭＧの流
量を３倍にして、ＳｉドープＩｎＧａＮを成長温度８０
５℃、成長速度６０オングストローム／分で２０分間成
長させる他は実施例１と同様にして、ＩｎＧａＮを成長
させる。このＩｎＧａＮのフォトルミネッセンス測定を
行ったところ、４３０ｎｍ付近に微弱なバンド間発光を
示し、５５０ｎｍ付近の深い準位のブロードな発光が支
配的であった。これより成長されたＩｎＧａＮの結晶性
は非常に悪いことがわかった。
量を３倍にして、ＳｉドープＩｎＧａＮを成長温度８０
５℃、成長速度６０オングストローム／分で２０分間成
長させる他は実施例１と同様にして、ＩｎＧａＮを成長
させる。このＩｎＧａＮのフォトルミネッセンス測定を
行ったところ、４３０ｎｍ付近に微弱なバンド間発光を
示し、５５０ｎｍ付近の深い準位のブロードな発光が支
配的であった。これより成長されたＩｎＧａＮの結晶性
は非常に悪いことがわかった。
【００３０】このことを確かめるために成長したＩｎＧ
ａＮのＸ線ロッキングカーブを測定したところ、その半
値幅は約１度近くあり、またピーク位置はＧａＮの所に
あり、結晶はＩｎＧａＮがアモルファス状になっている
ことが判明した。
ａＮのＸ線ロッキングカーブを測定したところ、その半
値幅は約１度近くあり、またピーク位置はＧａＮの所に
あり、結晶はＩｎＧａＮがアモルファス状になっている
ことが判明した。
【００３１】
【発明の効果】従来、発光波長が青色領域にある発光ダ
イオードで実用化されている半導体材料はＳｉＣしかな
く、他の材料は未だ実用域には至っていない。また室温
で発光する青色レーザーダイオードはいまだに報告され
ていない。
イオードで実用化されている半導体材料はＳｉＣしかな
く、他の材料は未だ実用域には至っていない。また室温
で発光する青色レーザーダイオードはいまだに報告され
ていない。
【００３２】しかしながら、本発明の成長方法による
と、一般式αを０＜α＜０．５とする結晶性に優れたＩ
ｎαＧａ1-αＮを確実に成長させることができ、αを前
記範囲とするＩｎＧａＮはその発光波長が青色〜緑色領
域にある。そのため、本発明の方法を用いることによ
り、窒化ガリウム系化合物半導体を利用した半導体デバ
イスをダブルへテロ構造にでき、発光効率の高い青色発
光ダイオードや、青色レーザーダイオードが実現可能と
なり、その産業上の利用価値は非常に大きい。
と、一般式αを０＜α＜０．５とする結晶性に優れたＩ
ｎαＧａ1-αＮを確実に成長させることができ、αを前
記範囲とするＩｎＧａＮはその発光波長が青色〜緑色領
域にある。そのため、本発明の方法を用いることによ
り、窒化ガリウム系化合物半導体を利用した半導体デバ
イスをダブルへテロ構造にでき、発光効率の高い青色発
光ダイオードや、青色レーザーダイオードが実現可能と
なり、その産業上の利用価値は非常に大きい。
【図１】 本発明の請求項１に係る成長温度と成長速度
の範囲を示す図。
の範囲を示す図。
【図２】 本発明の一実施例によるＩｎＧａＮと、本発
明の範囲外によるＩｎＧａＮとのフォトルミネッセンス
測定のスペクトルを比較して示す図。
明の範囲外によるＩｎＧａＮとのフォトルミネッセンス
測定のスペクトルを比較して示す図。
【図３】 本発明の一実施例に使用したＭＯＣＶＤ装置
の主要部の構成を示す概略断面図。
の主要部の構成を示す概略断面図。
１・・・・・・・・反応容器 ２・・・・・・・・サセプター ３・・・・・・・・ヒーター ４・・・・・・・・制御軸 ５・・・・・・・・石英ノズル ６・・・・・・・・コニカル石英
チューブ ７・・・・・・・・基板
チューブ ７・・・・・・・・基板
フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) H01L 33/00 H01S 3/18 ＪＩＣＳＴファイル（ＪＯＩＳ)
Claims (1)
- 【請求項１】 原料ガスとして、ガリウム源のガスと、
インジウム源のガスと、窒素源のガスとを用い、有機金
属気相成長法により、一般式ＩｎαＧａ1-αＮ（但し、
０＜α＜０．５）で表される窒化インジウムガリウム半
導体を成長させる方法であって、成長温度（℃）をＸ
軸、成長温度（オングストローム／分）をＹ軸として、
添付図１のａ（６５０,１）、ｂ（６５０,５）、ｃ（９
００,６０）、ｄ（９００,１）の各座標で囲まれた領域
内の条件で、次に成長させる窒化ガリウム層または窒化
ガリウムアルミニウム層よりも低温で成長させるバッフ
ァ層を介して、バッファ層よりも高温で成長させた該窒
化ガリウム層または窒化ガリウムアルミニウム層の上
に、成長させることを特徴とする窒化インジウムガリウ
ム半導体の成長方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10655793A JP2751987B2 (ja) | 1992-11-20 | 1993-05-07 | 窒化インジウムガリウム半導体の成長方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4-335557 | 1992-11-20 | ||
| JP33555792 | 1992-11-20 | ||
| JP10655793A JP2751987B2 (ja) | 1992-11-20 | 1993-05-07 | 窒化インジウムガリウム半導体の成長方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06209122A JPH06209122A (ja) | 1994-07-26 |
| JP2751987B2 true JP2751987B2 (ja) | 1998-05-18 |
Family
ID=26446669
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10655793A Expired - Fee Related JP2751987B2 (ja) | 1992-11-20 | 1993-05-07 | 窒化インジウムガリウム半導体の成長方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2751987B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7899101B2 (en) | 1994-09-14 | 2011-03-01 | Rohm Co., Ltd. | Semiconductor light emitting device and manufacturing method therefor |
| US8093083B1 (en) | 2010-08-04 | 2012-01-10 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Method for manufacturing a semiconductor light emitting device |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3452982B2 (ja) * | 1994-08-24 | 2003-10-06 | ローム株式会社 | Ｌｅｄプリントヘッド、およびｌｅｄアレイチップ、ならびにそのｌｅｄアレイチップの製造方法 |
| JP3090057B2 (ja) * | 1996-08-07 | 2000-09-18 | 昭和電工株式会社 | 短波長発光素子 |
| TW427039B (en) * | 1997-06-16 | 2001-03-21 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Manufacturing method for semiconductor, manufacturing method for semiconductor device, manufacturing method for semiconductor substrate |
| JP3591710B2 (ja) * | 1999-12-08 | 2004-11-24 | ソニー株式会社 | 窒化物系ｉｉｉ−ｖ族化合物層の成長方法およびそれを用いた基板の製造方法 |
| JP4748945B2 (ja) * | 2004-03-26 | 2011-08-17 | 日本碍子株式会社 | トランジスタ素子の作製方法 |
| JP5842324B2 (ja) | 2010-11-05 | 2016-01-13 | 住友電気工業株式会社 | Ｉｉｉ族窒化物半導体素子、ｉｉｉ族窒化物半導体素子を作製する方法、及びエピタキシャル基板 |
| JP6156200B2 (ja) * | 2014-03-06 | 2017-07-05 | 豊田合成株式会社 | ショットキーバリアダイオードの製造方法 |
-
1993
- 1993-05-07 JP JP10655793A patent/JP2751987B2/ja not_active Expired - Fee Related
Non-Patent Citations (2)
| Title |
|---|
| ＡＰＰＬ．ＰＨＹＳ．ＬＥＴＴ．５９〜１８！（１９９１）Ｐ．２２５１−２２５３ |
| ＪＰＮ．Ｊ．ＡＰＰＬ．ＰＨＹＳ．ＰＡＲＴ２ ３１〜１０Ｂ！（１９９２）Ｐ．Ｌ１４５７−Ｌ１４５９ |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7899101B2 (en) | 1994-09-14 | 2011-03-01 | Rohm Co., Ltd. | Semiconductor light emitting device and manufacturing method therefor |
| US8934513B2 (en) | 1994-09-14 | 2015-01-13 | Rohm Co., Ltd. | Semiconductor light emitting device and manufacturing method therefor |
| US8093083B1 (en) | 2010-08-04 | 2012-01-10 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Method for manufacturing a semiconductor light emitting device |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06209122A (ja) | 1994-07-26 |
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