JP4097299B2

JP4097299B2 - Compound semiconductor device and manufacturing method thereof

Info

Publication number: JP4097299B2
Application number: JP01856196A
Authority: JP
Inventors: 和彦猪口
Original assignee: Sharp Corp
Current assignee: Sharp Corp
Priority date: 1996-02-05
Filing date: 1996-02-05
Publication date: 2008-06-11
Anticipated expiration: 2016-02-05
Also published as: JPH09214054A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ＳｉＣ基板を用いた化合物半導体素子及びその製造方法に関し、特に、ＧａＡｌＩｎＮ系化合物半導体発光素子及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ＧａＡｌＩｎＮ系の化合物半導体はワイドギャップ半導体であり、直接遷移型のバンド構造を有することから、青色〜紫外に発光波長を持つ発光素子ヘの応用が期待されている。窒化ガリウム系の発光素子の応用として実用化されているダブルヘテロ型発光ダイオードを図４に示す。この発光ダイオードは以下の手順で作製される。サファイアＣ面基板１０１を用い、その上に有機金属気相成長法（以下、ＭＯＣＶＤ法と記す）により、基板温度約６００℃の温度で約２００ÅのＧａＮ又はＡｌＮバッファ層１０２を積層する。
【０００３】
次に、基板温度を約１０５０℃として格子整合のためのｎ型ＧａＮ層１０３を４μｍ、ｎ型ＧａＡｌＮクラッド層１０４を０．５μｍ成長する。
【０００４】
次に、基板温度を約８００℃に下げ、ＺｎドープしたＧａＩｎＮ発光層１０５を０．０５μｍ成長する。この後、再び、基板温度を約１０５０℃に上昇させ、ＭｇドープしたＧａＡｌＮクラッド層１０６を０．５μｍ、ＭｇドープＧａＮコンタクト層１０７を０．３μｍ成長する。成長後、ＭＯＣＶＤ装置から半導体素子を取り出し、窒素雰囲気中で約６００℃の熱処理を３０分程度処理し、ＭｇドープしたＧａＡｌＮクラッド層１０６、ＭｇドープしたＧａＮコンタクト層１０７を低抵抗化及びｐ型化する。この後、ｎ型の電極を形成するため、反応性イオンエッチングにて半導体素子の一部をｎ型ＧａＮ１０３が露出するまでエッチング除去する。最後にｎ側電極１０８をｎ型ＧａＮ層１０３上に、ｐ側電極１０９をｐ型ＧａＮコンタクト層１０７上に形成することで、発光ダイオードが製造される。
【０００５】
また、ＧａＡｌＩｎＮ系半導体レーザ素子の構造を図５に示す。このようなＧａＡｌＩｎＮ系半導体レーザ素子は以下のように作製される。ＳｉＣ基板１上にＭＯＣＶＤ法により、基板温度約１１００℃で約０．２μｍのＡｌＮバッファ層３を成長し、次に基板温度を約１０５０℃として、ｎ型ＧａＮ層４を４μｍ、ｎ型ＧａＡｌＮ下部クラッド層５を０．５μｍ成長する。この後、基板温度を約８００℃に下げ、ＧａＩｎＮ活性層６を１００Å成長させる。次に、基板温度を約１０５０℃に上昇させ、ＭｇドープしたＧａＡｌＮ上部クラッド層７を０．５μｍ、ＭｇドープしたＧａＮコンタクト層８を０．３μｍ成長する。次に、この半導体素子をＭＯＣＶＤ装置から取り出し、窒素雰囲気中で約６００℃の熱処理を３０分程度行い、ＭｇドープしたＧａＡｌＮクラッド層７、ＭｇドープしたＧａＮコンタクト層８を低抵抗化及びｐ型化する。この後、ストライプ状の開口部９を持つＡｌ₂Ｏ₃膜１０を電子ビーム蒸着法とフォトリソグラフィプロセスにより形成し、この上にｐ側電極１１を全面的に真空蒸着法によって形成する。また、ｎ側電極１２をＳｉＣ基板１の裏面全面に形成する。以上の工程を経て、窒化ガリウム系の半導体レーザ素子が形成される。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
発光ダイオードの成長には、サファイア基板が用いられているが、サファイア基板とＧａＮ層との格子定数は差が大きく、１６％以上もの格子不整合を生じており、サファイア基板とＧａＮ層との界面の歪みが格子欠陥を誘発する。そこで、従来の技術に記載したように格子欠陥の低減のために６００℃程度の低温で成長させたＧａＮまたはＡｌＮバッファ層の挿入や化学エッチングによる表面の清浄化がなされているが、その場合においてもバッファ層の表面の格子欠陥は１０¹⁰〜１０¹¹ｃｍ^-2程度と非常に多く存在し、発光ダイオードの高温動作特性や素子信頼性を低下させる原因となっている。
【０００７】
一方、半導体レーザ素子においては、基板としてＳｉＣ基板が用いられており、ＧａＮ層の格子定数とＳｉＣ基板との格子定数の差は約３％と小さいにもかかわらず、レーザ発振が未だ実現されていない。さらに格子整合を良くする目的で、従来の技術に記載した半導体レーザ素子では、ＳｉＣ基板の上にＡｌＮバッファ層を積層しているが、それでもＡｌＮバッファ層の表面の格子欠陥は１０⁸〜１０¹⁰ｃｍ^-2程度とサファイア基板からの成長と比較しても２桁程度の格子欠陥の低減しかできていない。そのため、光とキャリアを活性層に閉じこめることが十分にできず、また、レーザ発振に必要な１０¹⁹ｃｍ^-3程度のキャリア注入に耐えるだけの良好な結晶品質が実現できていないため、電流注入によるレーザ発振が実現されていない。
【０００８】
このように、窒化ガリウム系材料は青色〜紫外の発光領域での発光素子材料として期待が大きいが、素子作製において格子欠陥の低減が十分には実現できておらず、電流注入によるレーザ発振が実現できていないという問題があった。
【０００９】
従って、本発明は、ＳｉＣ基板表面の格子欠陥から誘起される格子欠陥の少ないＧａＡｌＩｎＮ系半導体層を成長させて、高効率の化合物半導体発光素子を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明に係る化合物半導体素子は、ＳｉＣ基板を用いたＧａＡｌＩｎＮ系化合物半導体素子であって、ＳｉＣ基板と、上記ＳｉＣ基板の直上に成長させ、該ＳｉＣ基板の表面に残存する格子欠陥を減少させるためのＳｉＣ成長層と、上記ＳｉＣ成長層の上に成長させたＧａ_XＡｌ_YＩｎ_1-X-YＮ(０ < Ｘ≦１，０≦Ｙ < １)層とを備え、上記ＳｉＣ成長層は、その膜厚が１μｍ以上であり、上記ＳｉＣ成長層の表面の格子欠陥は、１０ ⁵ ｃｍ ^-2 を超えないことを特徴とする。
【００１１】
また、本発明に係る請求項１の化合物半導体素子は、前記ＳｉＣ成長層の厚みが前記ＳｉＣ基板表面に存在するダメージ層厚の１０〜４０倍であることを特徴とする。
【００１２】
また、本発明に係る化合物半導体素子の製造方法は、前記ＳｉＣ成長層を、原料ガスとしてプロパン、シランを含む混合ガスを用いて成長させることを特徴とする。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明に係る実施の形態では、化合物半導体としてＳｉＣ基板の上にＧａＩｎＮ活性層／ＧａＡｌＮクラッド層系のダブルヘテロ構造を有した半導体レーザ素子の場合について説明する。
【００１４】
本発明に係る窒化ガリウム系化合物半導体の半導体レーザ素子の構造を図１に示す。図５と同一部材は同一符号を記す。従来の半導体レーザ素子と比較して、本発明に係る半導体レーザ素子は、ｎ型ＳｉＣ基板１上にｎ型ＳｉＣ成長層２を有することを特徴としている。ｎ型ＳｉＣ成長層２を積層させることは、ｎ型ＳｉＣ基板１の表面に残存する格子欠陥を減少させる働きをする。
【００１５】
また、本発明に係る窒化ガリウム系化合物半導体の半導体レーザ素子の製作工程の断面図を図２に示す。まず、基板としてｎ型（０００１）珪素面から＜１１２０＞方向に５度オフした６Ｈ−ＳｉＣ基板１を表面研磨の後に酸化処理を行うことによって、表面のダメージ層の除去を行った。この６Ｈ−ＳｉＣ基板１をＭＯＣＶＤ装置にリアクターにセットし、リアクターを水素で良く置換した後、水素を流しながら温度を１５００℃まで上昇させて１０分間保持し、６Ｈ−ＳｉＣ基板１の表面クリーニングを行う。
【００１６】
次に、リアクター内に原料ガスとしてシランガスを毎分１０ｃｃ、プロパンガスを毎分１０ｃｃ、キャリアガスとして水素ガスを毎分１０リットルの流量で供給し、ｎ型不純物として窒素ガスを毎分５０ｃｃの流量で供給し、６０分間処理することにより、ｎ型ＳｉＣ成長層２を約２μｍ成長させる。以上の工程終了後の断面図を図２（ａ）に示す。
【００１７】
次に、基板温度を１０５０℃まで下げ、１０５０℃に安定したらトリメチルアルミニウム（以下、ＴＭＡと記す。）を毎分３×１０^-5モル、アンモニアを毎分５リットル流し、５分間処理することによって約０．１μｍのＡｌＮ層３を成長させる。
【００１８】
次に、トリメチルガリウム（以下、ＴＭＧと記す。）を毎分３×１０^-5モル、アンモニアを毎分５リットル、Ｓｉをドーピングする原料ガスとしてシランガスを毎分０．３ｃｃ流し、１５分間処理することによってｎ型ＧａＮ層４を成長させる。
【００１９】
次に、アンモニア、ＴＭＧ、シランガスに加えて、ＴＭＡを毎分６×１０^-6モル流し、２５分間の処理で約１μｍのｎ型Ｇａ_0.85Ａｌ_0.15Ｎ下部クラッド層５を成長させる。この層の電子濃度は２×１０¹⁸ｃｍ^-3である。
【００２０】
次に、ＴＭＧ、ＴＭＡ、シリコンガスの供給を止めて温度を８００℃まで下降させる。温度が８００℃に安定したら、ＴＭＧ及びトリメチルインジウム（以下、ＴＭＩと記す）を毎分４×１０^-4モル流し、１２秒間処理することによって１０ｎｍのＧａ_0.75Ｉｎ_0.25Ｎ活性層６を成長させる。
【００２１】
次に、ＴＭＧ、ＴＭＩの供給を止めて、温度を再び１０５０℃まで上昇させる。温度を１０５０℃に安定したらＴＭＧ、ＴＭＡ及びＣｐ₂Ｍｇ（シクロペンタジエニルマグネシウム）を毎分５×１０^-6モル流し、２５分間処理することで約１μｍのＭｇドープしたＧａ_0.85Ａｌ_0.15Ｎ上部クラッド層７を成長させる。
【００２２】
次に、ＴＭＡのみの供給を止め、７．５分間の成長で３００ｎｍのＭｇドープしたＧａＮコンタクト層８を成長させる。以上の工程終了後の断面図を図２（ｂ）に示す。ここまでの工程で、６Ｈ−ＳｉＣ基板１上に積層されたｎ型ＳｉＣ成長層２を有したダブルヘテロ型積層構造の半導体素子を形成した。
【００２３】
次に、窒素雰囲気中で、この半導体素子をＭＯＣＶＤ装置から取り出し、窒素雰囲気中で約６００℃の熱処理を２０分間程度行い、ＭｇドープしたＧａ_0.85Ａｌ_0.15Ｎ上部クラッド層７、ＭｇドープしたＧａＮコンタクト層８を低抵抗化及びｐ型化する。この処理によって両層の正孔濃度は約１×１０¹⁸ｃｍ^-3となった。
【００２４】
ｐ型Ｇａ_0.85Ａｌ_0.15Ｎ上部クラッド層７の上に、保護膜として、幅１μｍのストライプ状の開口部９を持つＡｌ₂Ｏ₃膜１０を電子ビーム蒸着法とフォトリソプロセスにより形成する。以上の工程終了後の断面図を図２（ｃ）に示す。
【００２５】
この上にＡｕ／Ｎｉ積層膜のｐ側電極１１を全面的に真空蒸着法によって形成する。以上の工程終了後の断面図を図２（ｄ）に示す。
【００２６】
次に、共振器のミラー面を形成する。ウエハ上面にマスク材としてＳｉＯ₂膜を電子ビーム蒸着法とフォトリソ法により、ｐ側電極１１による電極ストライプと直交する方向に幅５００μｍのＳｉＯ₂膜を５０μｍの間隔を開けて形成する。次に、５０μｍのストライプを有するＳｉＯ₂膜が形成されたウエハを反応性イオンエッチング装置に導入し、反射ミラーを形成するためにＳｉＯ₂膜の開口部分の窒化ガリウム系半導体層をｎ型ＳｉＣ成長層２まで、通常の反応性イオンエッチング法により、エッチング除去する。更に、６Ｈ−ＳｉＣ基板１を研磨し、約１００μｍの厚みに加工し、また、マスク材のＳｉＯ₂膜を除去する。
【００２７】
次に、ｎ側電極１２をＳｉＣ基板１の裏面全面に形成する。
【００２８】
最後に、ダイシングによりチップに分割して、通常行われる方法でパッケージに実装する。以上の工程を経て、ＧａＡｌＩｎＮ系の半導体レーザ素子が形成される。
【００２９】
形成した半導体レーザ素子に電流を流したところ４０ｍＡの閾値電流で４３２ｎｍの青色波長のレーザ発振が観測された。
【００３０】
また、本実施の形態で示したようにｎ型ＳｉＣ成長層２を２μｍ成長させた後、ＡｌＮバッファ層３、窒化ガリウム系半導体層を成長させることによって、ｎ型ＳｉＣ成長層２の表面の格子欠陥は１０⁴〜１０⁵ｃｍ^-2であった。
【００３１】
また、本実施例で使用したＳｉＣ基板１の表面は０．５μｍのスラリーを用いたバフ仕上げを行ったものであるが、スクラッチ等の表面ダメージ層厚を測定すると約０．１μｍであった。従って、約２０倍の厚さのｎ型ＳｉＣ成長層２を形成した結果、上述のように格子欠陥を減少させることができたと考えられる。
【００３２】
また、ｎ型ＳｉＣ成長層２による転移抑制が素子の特性に及ぼす影響を評価するため、素子の発振閾値電流とｎ型ＳｉＣ成長層２の膜厚との関係を図３に示す。図３に示されるようにｎ型ＳｉＣ成長層の膜厚が薄くなればなるほど、素子の閾値電流値が急激に増大する。ＳｉＣ成長層の膜厚が約１μｍより薄くなると急激に発振しきい値電流が上昇し、０．５μｍ以下の領域では発振不能となり、約４μｍより厚くなると発振閾値電流はあまり変化しない。つまり、ＳｉＣ成長層２の膜厚が薄くなり過ぎるとＳｉＣ基板１の表面ダメージ層に起因した結晶欠陥の低減効果が低下し、逆に厚くなり過ぎると成長に時間がかかり過ぎ実用的ではなく、共に好ましくない。ＳｉＣ基板の格子欠陥を吸収するＳｉＣ成長層の厚みは、表面ダメージ層の厚みの１０倍から４０倍が望ましい。
【００３３】
尚、本実施例ではｎ型（０００１）珪素（Ｓｉ）面から＜１１２０＞方向に５度オフした６Ｈ−ＳｉＣ基板を用いた例について説明したが、ｐ−型ＳｉＣ基板を用いても実現でき、この場合には実施の形態中の各層の伝導型を逆にする必要がある。また、オフしていない基板を用いても同様の効果が得られる。
【００３４】
また、本実施例ではＧａＩｎＮ層を活性層に、ＧａＡｌＮ層をクラッド層に使用した青色発光の半導体レーザ素子の例を示したが、この組み合わせに限らず、ＧａＩｎＮ活性層／ＧａＮクラッド層やＧａＮ活性層／ＧａＡｌＮクラッド層やＧａＡｌＩｎＮ系の四元系化合物半導体素子等の組み合わせでも同じ効果を示した。
【００３５】
また、本実施の形態では化合物半導体レーザ素子について説明したが、ＳｉＣ基板を用いる発光ダイオード素子に適用しても格子欠陥を減少させる効果があり、発光ダイオードの高温動作特性や素子信頼性を向上させることができた。また、他の半導体装置についても、ＳｉＣ基板表面の格子欠陥を減少させることは、素子特性を向上させることができる。
【００３６】
【発明の効果】
本発明によれば、ＳｉＣ基板の直上に格子欠陥を吸収するＳｉＣ成長層を成長させ、その上に、作製したＧａＡｌＩｎＮ系化合物半導体レーザ素子は、ｎ型ＳｉＣ成長層により６Ｈ−ＳｉＣ基板表面に残存する格子欠陥を起源とする転位が抑制された結果、低い発振閾値での発振が確認された。
【００３７】
また、ＳｉＣ成長層の膜厚は、ＳｉＣ基板の表面のダメージ層の１０〜４０倍が望ましい。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係るＧａＡｌＩｎＮ系半導体レーザ素子の断面図である。
【図２】本発明に係るＧａＡｌＩｎＮ系半導体レーザ素子の作製工程を示す断面図である。
【図３】ｎ型ＳｉＣ成長層と発振閾値との関係を示す図である。
【図４】従来のＧａＡｌＩｎＮ系半導体発光ダイオード素子の断面図である。
【図５】従来のＧａＡｌＩｎＮ系半導体レーザ素子の断面図である。
【符号の説明】
１６Ｈ−ＳｉＣ基板
２ｎ型ＳｉＣ成長層
３ＡｌＮ成長層
４ｎ型ＧａＮバッファ層
５ｎ型ＧａＡｌＮクラッド層
６ＧａＩｎＮ活性層
７ｐ型ＧａＡｌＮクラッド層
８ｐ型ＧａＮコンタクト層
９開口部
１０Ａｌ₂Ｏ₃保護膜
１１ｐ側電極
１２ｎ側電極[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a compound semiconductor device using a SiC substrate and a manufacturing method thereof, and more particularly to a GaAlInN compound semiconductor light emitting device and a manufacturing method thereof.
[0002]
[Prior art]
GaAlInN-based compound semiconductors are wide-gap semiconductors and have a direct transition band structure, and thus are expected to be applied to light-emitting elements having emission wavelengths from blue to ultraviolet. FIG. 4 shows a double hetero light-emitting diode that has been put into practical use as an application of a gallium nitride-based light-emitting element. This light-emitting diode is manufactured by the following procedure. A sapphire C-plane substrate 101 is used, and a GaN or AlN buffer layer 102 having a substrate temperature of about 200 ° C. is laminated thereon by metal organic vapor phase epitaxy (hereinafter referred to as MOCVD method).
[0003]
Next, the substrate temperature is set to about 1050 ° C., and the n-type GaN layer 103 for lattice matching is grown to 4 μm and the n-type GaAlN cladding layer 104 is grown to 0.5 μm.
[0004]
Next, the substrate temperature is lowered to about 800 ° C., and a Zn-doped GaInN light emitting layer 105 is grown by 0.05 μm. Thereafter, the substrate temperature is again raised to about 1050 ° C., and the Mg-doped GaAlN cladding layer 106 is grown to 0.5 μm and the Mg-doped GaN contact layer 107 is grown to 0.3 μm. After the growth, the semiconductor element is taken out from the MOCVD apparatus, and a heat treatment at about 600 ° C. is performed in a nitrogen atmosphere for about 30 minutes, so that the Mg-doped GaAlN cladding layer 106 and the Mg-doped GaN contact layer 107 are reduced in resistance and made p-type. To do. Thereafter, in order to form an n-type electrode, a part of the semiconductor element is etched away by reactive ion etching until the n-type GaN 103 is exposed. Finally, the n-side electrode 108 is formed on the n-type GaN layer 103 and the p-side electrode 109 is formed on the p-type GaN contact layer 107, whereby a light emitting diode is manufactured.
[0005]
The structure of the GaAlInN semiconductor laser element is shown in FIG. Such a GaAlInN semiconductor laser device is manufactured as follows. An AlN buffer layer 3 of about 0.2 μm is grown on the SiC substrate 1 by MOCVD at a substrate temperature of about 1100 ° C., then the substrate temperature is set to about 1050 ° C., the n-type GaN layer 4 is 4 μm, and the lower part of the n-type GaAlN The cladding layer 5 is grown by 0.5 μm. Thereafter, the substrate temperature is lowered to about 800 ° C., and the GaInN active layer 6 is grown to 100 ° C. Next, the substrate temperature is raised to about 1050 ° C., and the Mg-doped GaAlN upper cladding layer 7 is grown to 0.5 μm, and the Mg-doped GaN contact layer 8 is grown to 0.3 μm. Next, the semiconductor element is taken out from the MOCVD apparatus and subjected to a heat treatment at about 600 ° C. for about 30 minutes in a nitrogen atmosphere, so that the Mg-doped GaAlN cladding layer 7 and the Mg-doped GaN contact layer 8 are reduced in resistance and made p-type. To do. Thereafter, an Al ₂ O ₃ film 10 having stripe-shaped openings 9 is formed by an electron beam vapor deposition method and a photolithography process, and a p-side electrode 11 is entirely formed thereon by a vacuum vapor deposition method. Further, the n-side electrode 12 is formed on the entire back surface of the SiC substrate 1. Through the above steps, a gallium nitride based semiconductor laser device is formed.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
A sapphire substrate is used for the growth of light emitting diodes, but the lattice constant between the sapphire substrate and the GaN layer is large, and a lattice mismatch of 16% or more occurs, and the interface between the sapphire substrate and the GaN layer. Strain induces lattice defects. Therefore, as described in the prior art, in order to reduce lattice defects, GaN or AlN buffer layers grown at a low temperature of about 600 ° C. are inserted and the surface is cleaned by chemical etching. However, the number of lattice defects on the surface of the buffer layer is as large as about 10 ¹⁰ to 10 ¹¹ cm ^−2, which causes a decrease in the high-temperature operating characteristics and device reliability of the light emitting diode.
[0007]
On the other hand, in a semiconductor laser element, a SiC substrate is used as a substrate, and laser oscillation is still realized even though the difference between the lattice constant of the GaN layer and the lattice constant of the SiC substrate is as small as about 3%. Absent. In order to further improve the lattice matching, in the semiconductor laser device described in the prior art, the AlN buffer layer is laminated on the SiC substrate, but the lattice defects on the surface of the AlN buffer layer are still 10 ⁸ to 10 ^10. Compared with growth from a sapphire substrate of about cm ^-2, only about two orders of magnitude of lattice defects can be reduced. For this reason, light and carriers cannot be sufficiently confined in the active layer, and a good crystal quality sufficient to withstand carrier injection of about 10 ¹⁹ cm ⁻³ necessary for laser oscillation cannot be realized. Laser oscillation due to is not realized.
[0008]
In this way, gallium nitride-based materials are highly expected as light-emitting device materials in the blue to ultraviolet light-emitting region, but lattice defects have not been sufficiently reduced in device fabrication, and laser oscillation by current injection has been realized. There was a problem that it was not done.
[0009]
Accordingly, an object of the present invention is to provide a highly efficient compound semiconductor light emitting device by growing a GaAlInN-based semiconductor layer with few lattice defects induced from lattice defects on the surface of a SiC substrate.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
The compound semiconductor device according to the present invention is a GaAlInN-based compound semiconductor device using an SiC substrate, which is grown on the SiC substrate and the SiC substrate, and reduces lattice defects remaining on the surface of the SiC substrate. and SiC growth layer, and a the Ga _X Al grown on the SiC growth layer _{_{Y in 1-XY N (0}} <X ≦ 1,0 ≦ Y <1) layer, the SiC growth layer, its The film thickness is 1 μm or more, and the lattice defects on the surface of the SiC growth layer do not exceed 10 ⁵ cm ⁻² .
[0011]
The compound semiconductor device according to claim 1 of the present invention is characterized in that the thickness of the SiC growth layer is 10 to 40 times the thickness of the damage layer existing on the surface of the SiC substrate.
[0012]
A method of manufacturing a compound semiconductor device according to the present invention, the SiC growth layer, pro pan as the raw material gas, and wherein the grown using a mixed gas containing silane.
[0013]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In the embodiment according to the present invention, a case of a semiconductor laser element having a double heterostructure of GaInN active layer / GaAlN clad layer system on an SiC substrate as a compound semiconductor will be described.
[0014]
FIG. 1 shows the structure of a gallium nitride compound semiconductor semiconductor laser device according to the present invention. The same members as those in FIG. Compared with a conventional semiconductor laser element, the semiconductor laser element according to the present invention is characterized by having an n-type SiC growth layer 2 on an n-type SiC substrate 1. Lamination of the n-type SiC growth layer 2 serves to reduce lattice defects remaining on the surface of the n-type SiC substrate 1.
[0015]
FIG. 2 shows a cross-sectional view of a manufacturing process of a gallium nitride compound semiconductor semiconductor laser device according to the present invention. First, the 6H-SiC substrate 1 that was turned off 5 degrees in the <1120> direction from the n-type (0001) silicon surface as a substrate was subjected to an oxidation treatment after surface polishing, thereby removing the damaged layer on the surface. This 6H-SiC substrate 1 is set in a reactor in a MOCVD apparatus, and the reactor is thoroughly replaced with hydrogen, and then the temperature is raised to 1500 ° C. while flowing hydrogen and held for 10 minutes to clean the surface of the 6H-SiC substrate 1. Do.
[0016]
Next, silane gas as raw material gas is supplied into the reactor at a flow rate of 10 cc / min, propane gas is supplied at a flow rate of 10 cc / min, hydrogen gas is supplied as a carrier gas at a flow rate of 10 liters / min, and nitrogen gas is supplied as an n-type impurity at a flow rate of 50 cc / min. Then, the n-type SiC growth layer 2 is grown to about 2 μm by processing for 60 minutes. A cross-sectional view after the above process is shown in FIG.
[0017]
Next, when the substrate temperature is lowered to 1050 ° C. and stabilized at 1050 ° C., 3 × 10 ⁻⁵ mol of trimethylaluminum (hereinafter referred to as TMA) is flowed at a rate of 5 liters per minute and ammonia is treated for 5 minutes. An AlN layer 3 of about 0.1 μm is grown.
[0018]
Next, 3 × 10 ⁻⁵ mol of trimethylgallium (hereinafter referred to as TMG), 5 liters of ammonia per minute, and 0.3 cc of silane gas as a source gas for doping Si are flowed for 15 minutes. As a result, the n-type GaN layer 4 is grown.
[0019]
Next, in addition to ammonia, TMG, and silane gas, 6 × 10 ⁻⁶ mol of TMA is flowed per minute, and an n-type Ga _0.85 Al _0.15 N lower cladding layer 5 of about 1 μm is grown by treatment for 25 minutes. The electron concentration of this layer is 2 × 10 ¹⁸ cm ⁻³ .
[0020]
Next, the supply of TMG, TMA and silicon gas is stopped and the temperature is lowered to 800 ° C. When the temperature is stabilized at 800 ° C., TMG and trimethylindium (hereinafter referred to as TMI) are flowed at 4 × 10 ⁻⁴ moles per minute and treated for 12 seconds to grow a 10 nm Ga _0.75 In _0.25 N active layer 6.
[0021]
Next, the supply of TMG and TMI is stopped, and the temperature is raised to 1050 ° C. again. When the temperature was stabilized at 1050 ° C., TMG, TMA, and Cp ₂ Mg (cyclopentadienylmagnesium) were flowed at 5 × 10 ⁻⁶ mol per minute, and treated for 25 minutes to give about 1 μm Mg-doped Ga _0.85 Al _0.15 N The cladding layer 7 is grown.
[0022]
Next, supply of only TMA is stopped, and a 300 nm Mg-doped GaN contact layer 8 is grown for 7.5 minutes. A cross-sectional view after the above process is shown in FIG. Through the steps so far, a semiconductor device having a double hetero type stacked structure having the n-type SiC growth layer 2 stacked on the 6H—SiC substrate 1 is formed.
[0023]
Next, the semiconductor element is taken out from the MOCVD apparatus in a nitrogen atmosphere, and is heat-treated at about 600 ° C. for about 20 minutes in the nitrogen atmosphere, so that the Mg-doped Ga _0.85 Al _0.15 N upper cladding layer 7 and the Mg-doped GaN contact are formed. The layer 8 is reduced in resistance and p-type. This treatment resulted in a hole concentration of both layers of about 1 × 10 ¹⁸ cm ⁻³ .
[0024]
On the p-type Ga _0.85 Al _0.15 N upper cladding layer 7, an Al ₂ O ₃ film 10 having a stripe-shaped opening 9 having a width of 1 μm is formed as a protective film by an electron beam evaporation method and a photolithography process. A cross-sectional view after the above process is shown in FIG.
[0025]
A p-side electrode 11 of an Au / Ni laminated film is formed on the entire surface by vacuum deposition. A cross-sectional view after the above process is shown in FIG.
[0026]
Next, the mirror surface of the resonator is formed. The SiO ₂ film on the wafer upper surface as a mask material by an electron beam evaporation method and a photolithography method, in a direction perpendicular to the electrode stripes by p-side electrode 11 a SiO ₂ film having a width 500μm is formed at an interval of 50 [mu] m. Next, the wafer on which the SiO ₂ film having a 50 μm stripe is formed is introduced into a reactive ion etching apparatus, and an n-type SiC growth is performed on the gallium nitride based semiconductor layer in the opening of the SiO ₂ film in order to form a reflection mirror. The layer 2 is removed by etching by a normal reactive ion etching method. Further, the 6H—SiC substrate 1 is polished and processed to a thickness of about 100 μm, and the SiO ₂ film of the mask material is removed.
[0027]
Next, n-side electrode 12 is formed on the entire back surface of SiC substrate 1.
[0028]
Finally, it is divided into chips by dicing and mounted on a package by a usual method. Through the above steps, a GaAlInN-based semiconductor laser element is formed.
[0029]
When a current was passed through the formed semiconductor laser element, laser oscillation with a blue wavelength of 432 nm was observed at a threshold current of 40 mA.
[0030]
Further, as shown in the present embodiment, after growing the n-type SiC growth layer 2 by 2 μm, the AlN buffer layer 3 and the gallium nitride-based semiconductor layer are grown, whereby the lattice on the surface of the n-type SiC growth layer 2 is grown. The defect was 10 ⁴ to 10 ⁵ cm ^-2 .
[0031]
The surface of the SiC substrate 1 used in this example was buffed with a 0.5 μm slurry, and the thickness of the surface damage layer such as a scratch was measured to be about 0.1 μm. Therefore, it is considered that as a result of forming the n-type SiC growth layer 2 having a thickness of about 20 times, lattice defects can be reduced as described above.
[0032]
FIG. 3 shows the relationship between the oscillation threshold current of the device and the film thickness of the n-type SiC growth layer 2 in order to evaluate the influence of the suppression of transition by the n-type SiC growth layer 2 on the device characteristics. As shown in FIG. 3, the threshold current value of the element increases rapidly as the thickness of the n-type SiC growth layer decreases. When the film thickness of the SiC growth layer becomes thinner than about 1 μm, the oscillation threshold current suddenly increases, oscillation becomes impossible in the region of 0.5 μm or less, and when the thickness becomes thicker than about 4 μm, the oscillation threshold current does not change much. That is, if the film thickness of the SiC growth layer 2 becomes too thin, the effect of reducing crystal defects due to the surface damage layer of the SiC substrate 1 is reduced, and conversely if it becomes too thick, the growth takes too much time and is not practical. Both are not preferred. The thickness of the SiC growth layer that absorbs lattice defects in the SiC substrate is preferably 10 to 40 times the thickness of the surface damage layer.
[0033]
In this embodiment, an example using a 6H-SiC substrate that is turned off 5 degrees in the <1120> direction from the n-type (0001) silicon (Si) plane has been described. However, the present invention can also be realized using a p-type SiC substrate. In this case, it is necessary to reverse the conductivity type of each layer in the embodiment. The same effect can be obtained even when a substrate that is not turned off is used.
[0034]
In this embodiment, an example of a blue light emitting semiconductor laser device using a GaInN layer as an active layer and a GaAlN layer as a cladding layer is shown. However, the present invention is not limited to this combination, and a GaInN active layer / GaN cladding layer or GaN active layer is used. The same effect was obtained with a combination of a layer / GaAlN cladding layer, a GaAlInN-based quaternary compound semiconductor element, or the like.
[0035]
Although the compound semiconductor laser device has been described in the present embodiment, it has an effect of reducing lattice defects even when applied to a light emitting diode device using a SiC substrate, and improves the high-temperature operating characteristics and device reliability of the light emitting diode. I was able to. Also, for other semiconductor devices, reducing the lattice defects on the surface of the SiC substrate can improve the element characteristics.
[0036]
【The invention's effect】
According to the present invention, a SiC growth layer that absorbs lattice defects is grown directly on a SiC substrate, and the produced GaAlInN-based compound semiconductor laser device remains on the 6H-SiC substrate surface by the n-type SiC growth layer. As a result of the suppression of dislocations originating from lattice defects, oscillation at a low oscillation threshold was confirmed.
[0037]
The film thickness of the SiC growth layer is desirably 10 to 40 times the damage layer on the surface of the SiC substrate.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view of a GaAlInN semiconductor laser device according to the present invention.
FIG. 2 is a cross-sectional view showing a manufacturing process of a GaAlInN-based semiconductor laser device according to the present invention.
FIG. 3 is a diagram showing a relationship between an n-type SiC growth layer and an oscillation threshold value.
FIG. 4 is a cross-sectional view of a conventional GaAlInN-based semiconductor light-emitting diode element.
FIG. 5 is a cross-sectional view of a conventional GaAlInN semiconductor laser device.
[Explanation of symbols]
1 6H-SiC substrate 2 n-type SiC growth layer 3 AlN growth layer 4 n-type GaN buffer layer 5 n-type GaAlN cladding layer 6 GaInN active layer 7 p-type GaAlN cladding layer 8 p-type GaN contact layer 9 opening 10 Al ₂ O ₃ Protective film 11 p-side electrode 12 n-side electrode

Claims

ＳｉＣ基板を用いたＧａＡｌＩｎＮ系化合物半導体素子であって、
ＳｉＣ基板と、
前記ＳｉＣ基板の直上に成長させ、該ＳｉＣ基板の表面に残存する格子欠陥を減少させるためのＳｉＣ成長層と、
前記ＳｉＣ成長層の上に成長させたＧａ_XＡｌ_YＩｎ_1-X-YＮ(０ < Ｘ≦１，０≦Ｙ < １)層とを備え、
前記ＳｉＣ成長層は、その膜厚が１μｍ以上であり、
前記ＳｉＣ成長層の表面の格子欠陥は、１０ ⁵ ｃｍ ^-2 を超えないことを特徴とする化合物半導体素子。 A GaAlInN compound semiconductor element using a SiC substrate,
A SiC substrate;
An SiC growth layer for growing directly on the SiC substrate and reducing lattice defects remaining on the surface of the SiC substrate ;
And a said Ga _X grown on the SiC growth layer _{_{Al Y In 1-XY N (}} 0 <X ≦ 1,0 ≦ Y <1) layer,
The SiC growth layer has a thickness of 1 μm or more ,
A compound semiconductor device, wherein a lattice defect on the surface of the SiC growth layer does not exceed 10 ⁵ cm ⁻² .

前記ＳｉＣ成長層の厚みが１μｍ以上４μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の化合物半導体素子。 2. The compound semiconductor device according to claim 1, wherein the SiC growth layer has a thickness of 1 μm to 4 μm.

ｎ型ＳｉＣ基板を用いたＧａＡｌＩｎＮ系化合物半導体素子であって、
ｎ型ＳｉＣ基板と、
前記ｎ型ＳｉＣ基板の直上に成長させ、該ｎ型ＳｉＣ基板の表面に残存する格子欠陥を減少させるためのｎ型ＳｉＣ成長層と、
前記ｎ型ＳｉＣ成長層の上に成長させた、それぞれＧａ_XＡｌ_YＩｎ_1-X-YＮ（０ < Ｘ≦１，０≦Ｙ < １）からなる、ｎ型下部クラッド層、活性層、ｐ型上部クラッド層とを備え、
前記ｎ型ＳｉＣ成長層は、その膜厚が１μｍ以上であり、
前記ｎ型ＳｉＣ成長層の表面の格子欠陥は、１０ ⁵ ｃｍ ^-2 を超えないことを特徴とする化合物半導体素子。 A GaAlInN compound semiconductor device using an n-type SiC substrate,
an n-type SiC substrate;
An n-type SiC growth layer for growing directly on the n-type SiC substrate and reducing lattice defects remaining on the surface of the n-type SiC substrate ;
It is grown on the n-type SiC growth layer, made of _{_{_{Ga X Al Y In 1-XY}}} N (0 <X ≦ 1,0 ≦ Y <1) , respectively, n-type lower cladding layer, active layer, p-type An upper cladding layer,
The n-type SiC growth layer has a thickness of 1 μm or more ,
A compound semiconductor device characterized in that lattice defects on the surface of the n-type SiC growth layer do not exceed 10 ⁵ cm ^-2 .

前記ｎ型ＳｉＣ基板は、６Ｈ−ＳｉＣ基板であることを特徴とする請求項３に記載の化合物半導体素子。 The compound semiconductor device according to claim 3, wherein the n-type SiC substrate is a 6H—SiC substrate.

前記ｎ型ＳｉＣ成長層は、ｎ型不純物として窒素を含むことを特徴とする請求項３に記載の化合物半導体素子。 The compound semiconductor device according to claim 3, wherein the n-type SiC growth layer contains nitrogen as an n-type impurity.

ｎ型ＳｉＣ基板を用いたＧａＡｌＩｎＮ系化合物半導体素子であって、
ｎ型ＳｉＣ基板上に成長させ、該ＳｉＣ基板の表面に残存する格子欠陥を減少させるためのｎ型ＳｉＣ成長層と、
前記ｎ型ＳｉＣ成長層の上に成長させた、それぞれＧａ_XＡｌ_YＩｎ_1-X-YＮ（０ < Ｘ≦１，０≦Ｙ < １）からなる、ｎ型下部クラッド層、活性層、ｐ型上部クラッド層とを備え、
前記ｎ型ＳｉＣ成長層は、その膜厚が１μｍ以上であり、
前記ｎ型ＳｉＣ成長層の表面の格子欠陥は、１０⁴〜１０⁵ｃｍ^-2であることを特徴とする化合物半導体素子。 A GaAlInN compound semiconductor device using an n-type SiC substrate,
an n-type SiC growth layer for growing on the n-type SiC substrate and reducing lattice defects remaining on the surface of the SiC substrate ;
It is grown on the n-type SiC growth layer, made of _{_{_{Ga X Al Y In 1-XY}}} N (0 <X ≦ 1,0 ≦ Y <1) , respectively, n-type lower cladding layer, active layer, p-type An upper cladding layer,
The n-type SiC growth layer has a thickness of 1 μm or more,
A compound semiconductor device, wherein a lattice defect on a surface of the n-type SiC growth layer is 10 ⁴ to 10 ⁵ cm ⁻² .

前記ｐ型上部クラッド層が、ＧａＡｌＮであることを特徴とする請求項６に記載の化合物半導体素子。 The compound semiconductor device according to claim 6, wherein the p-type upper clad layer is GaAlN.

前記ＳｉＣ成長層は、原料ガスとしてプロパン、シランを含む混合ガスを用いて成長されることを特徴とする請求項１に記載の化合物半導体素子の製造方法。 2. The method of manufacturing a compound semiconductor device according to claim 1, wherein the SiC growth layer is grown using a mixed gas containing propane and silane as source gases.