JPH10242586A - Group iii nitride semiconductor device and manufacture thereof - Google Patents
Group iii nitride semiconductor device and manufacture thereofInfo
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- JPH10242586A JPH10242586A JP9055590A JP5559097A JPH10242586A JP H10242586 A JPH10242586 A JP H10242586A JP 9055590 A JP9055590 A JP 9055590A JP 5559097 A JP5559097 A JP 5559097A JP H10242586 A JPH10242586 A JP H10242586A
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Abstract
Description
【０００１】[0001]
【発明の属する技術分野】本発明は基板上にＡｌx Ｇａ
1-x-y Ｉｎy Ｎ（０≦ｘ、ｙかつｘ＋ｙ≦１）系半導体
薄膜が積層されてなる発光素子などのIII 族窒化物半導
体装置およびその製造方法に関する。BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to Al x Ga
The present invention relates to a group III nitride semiconductor device such as a light emitting element formed by laminating 1-xy In y N (0 ≦ x, y and x + y ≦ 1) semiconductor thin films, and a method of manufacturing the same.
【０００２】[0002]
【従来の技術】直接遷移で、しかも光学エネルギーギャ
ップが１．９〜６．２ｅＶの範囲で制御可能なＡｌx Ｇ
ａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（０≦ｘ、ｙかつｘ＋ｙ≦１）系材料
を用いた半導体レーザーや発光ダイオードなどのIII 族
窒化物半導体装置が試作されている。ＧａＮやＡｌＮの
大型単結晶は未だ製造不能なので、上記のIII 族窒化物
半導体装置には、格子や熱膨張係数の整合性が必ずしも
良くないが、主としてサファイア（Ａｌ2 Ｏ3 ）やスピ
ネル（ＭｇＡｌ2 Ｏ4 ）などが基板として広く用いられ
ている。そして、ケイ素（Ｓｉ）やマグネシウム（Ｍ
ｇ）を添加することによるｎ型やｐ型の価電子制御や、
Ａｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（以下、ＡｌＧａＩｎＮと略
記する場合もある）におけるｘやｙの値を変えることに
よる光学エネルギーギャップの制御が可能となってい
る。2. Description of the Related Art Al x G which is a direct transition and whose optical energy gap can be controlled in the range of 1.9 to 6.2 eV.
A group III nitride semiconductor device such as a semiconductor laser or a light emitting diode using a y In 1-xy N (0 ≦ x, y and x + y ≦ 1) -based material has been experimentally manufactured. Since large single crystals of GaN and AlN cannot be manufactured yet, the above-mentioned group III nitride semiconductor device does not always have good matching of lattice and thermal expansion coefficient. However, sapphire (Al 2 O 3 ) and spinel (MgAl 2 O 4 ) is widely used as a substrate. And silicon (Si) and magnesium (M
g) control of n-type and p-type valence electrons by adding
Al x Ga y In 1-xy N ( hereinafter, also sometimes referred to as the AlGaInN) which enables control of the optical energy gap by changing the value of x and y in.
【０００３】最近のIII 族窒化物半導体装置の例を１、
２挙げる。図６は従来の最も簡素なダブルへテロ（Ｄ
Ｈ）構造の発光素子の断面図である（S.Nakamura et a
l. Japanese Journal of Applied Physics,vol32(199
3),L8-L11）。基板面を（０００１）面とするサファイ
ア基板１に、先ず４００ないし５００℃の低温で成膜し
た低温ＧａＮからなるバッファ層２を成膜する。以下、
１０００℃程度の高温でｎ型ＧａＮからなる厚さ３００
０nmの下地層を兼ねている第１クラッド層４、ｐ型Ｇａ
ＩｎＮからなる厚さ２０nmの活性層５、ｐ型ＧａＮから
なる第２クラッド層６が順次積層されている。第２クラ
ッド層６の上にはｐ側電極層７ａが形成されている。サ
ファイア基板１は絶縁体なので、一部の活性層５から第
２クラッド層６までをエッチングなどにより除去し、露
出させた第１クラッド層４にｎ側電極層７ｂを形成され
ている。エッチングされたあるいは切断された活性層の
４つの側面は光放出面である。A recent example of a group III nitride semiconductor device is as follows.
Two. Fig. 6 shows the conventional simplest double hetero (D
H) is a sectional view of a light emitting device having a structure (S. Nakamura et a.)
l. Japanese Journal of Applied Physics, vol32 (199
3), L8-L11). First, a buffer layer 2 made of low-temperature GaN formed at a low temperature of 400 to 500 ° C. is formed on a sapphire substrate 1 having a (0001) plane. Less than,
A thickness of 300 made of n-type GaN at a high temperature of about 1000 ° C.
A first cladding layer 4 also serving as an underlayer of 0 nm, p-type Ga
An active layer 5 of InN having a thickness of 20 nm and a second cladding layer 6 of p-type GaN are sequentially laminated. On the second cladding layer 6, a p-side electrode layer 7a is formed. Since the sapphire substrate 1 is an insulator, a part of the active layer 5 to the second cladding layer 6 is removed by etching or the like, and an n-side electrode layer 7b is formed on the exposed first cladding layer 4. The four sides of the etched or cut active layer are light emitting surfaces.
【０００４】図７は従来の多重量子井戸（ＭＱＷ）構造
のレーザダイオードの断面図である（S.Nakamura et a
l. Japanese Journal of Applied Physics,vol32(199
3),L74-L76 ）。基板１の基板面はサファイアの（００
０１）面である。先ず、ｎ型ＧａＮからなるバッファ層
２を最初の層として、以下、ｎ型ＧａＮからなる下地層
３、ｎ型ＩｎＧａＮからなるクラック抑制層３ａ、ｎ型
ＡｌＧａＮからなる第１クラッド層４、ｎ型ＧａＮから
なる光ガイド層４ａ、ｐ型ＧａＩｎＮからなる多重量子
井戸構造の活性層５ｑ、ｐ型ＡｌＧａＮからなる分解抑
制層６ｂ、ｐ型ＧａＮからなる光ガイド層６ａ、ｐ型Ｇ
ａＮからなる第２クラッド層６、ｐ型ＧａＮからなるコ
ンタクト層７を順次積層する。コンタクト層７の上には
Ａｕ／Ｃｒからなるｐ側電極層８ａを形成し、基板１の
裏側にはＡｌからなるｎ側電極層８ｂが形成されてい
る。FIG. 7 is a cross-sectional view of a conventional multiple quantum well (MQW) laser diode (S. Nakamura et al.).
l. Japanese Journal of Applied Physics, vol32 (199
3), L74-L76). The substrate surface of the substrate 1 is made of sapphire (00
01) plane. First, the buffer layer 2 made of n-type GaN is used as an initial layer, and then, a base layer 3 made of n-type GaN, a crack suppression layer 3a made of n-type InGaN, a first clad layer 4 made of n-type AlGaN, and an n-type An optical guide layer 4a made of GaN, an active layer 5q having a multiple quantum well structure made of p-type GaInN, a decomposition suppressing layer 6b made of p-type AlGaN, an optical guide layer 6a made of p-type GaN, and a p-type G
A second cladding layer 6 made of aN and a contact layer 7 made of p-type GaN are sequentially stacked. A p-side electrode layer 8a made of Au / Cr is formed on the contact layer 7, and an n-side electrode layer 8b made of Al is formed on the back side of the substrate 1.
【０００５】いずれの場合も、基板にバッファ層を成膜
してから下地層を厚く成膜し、下地層の結晶性を向上さ
せている。In either case, the buffer layer is formed on the substrate and then the underlayer is formed thick to improve the crystallinity of the underlayer.
【０００６】[0006]
【発明が解決しようとする課題】一般に、基板上に六方
晶構造を持つ材料のｃ軸配向膜を成膜あるいは成長させ
る場合、基板上での成長速度が方向によって一様でなく
３次元的に成長（島状成長）する傾向があることが知ら
れている。六方晶であるＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-yＮにお
いても同様の事実が観測される。このような膜では表面
の凹凸が非常に大きく、結晶性も悪い。これを避けるた
めに、この傾向の比較的弱いＡｌＮ膜あるいは低温で成
長させたＧａＮ膜をバッファー層として使用することに
よりある程度ａ軸方向の成長が促進され、表面平坦性、
結晶性の良い膜が得られる。しかし、バッファー層を用
いて得られた膜においても未だその膜質はレーザーダイ
オードとして十分ではなく、大電流を注入すると、島成
長に起因した粒界（成長した島の衝突界面である結晶粒
界）に沿って電極材料が拡散することも報告されてい
る。このため、良質のレーザダイオードを得るために
は、さらにａ軸方向の成長を促進する必要がある。Generally, when a c-axis oriented film of a material having a hexagonal structure is formed or grown on a substrate, the growth rate on the substrate is not uniform depending on the direction but is three-dimensional. It is known that it tends to grow (island growth). Similar facts are observed also in the Al x Ga y In 1-xy N is hexagonal. Such a film has very large surface irregularities and poor crystallinity. In order to avoid this, by using an AlN film having a relatively weak tendency or a GaN film grown at a low temperature as a buffer layer, growth in the a-axis direction is promoted to some extent, and surface flatness and
A film with good crystallinity can be obtained. However, the quality of the film obtained using the buffer layer is still insufficient as a laser diode, and when a large current is injected, grain boundaries caused by island growth (crystal grain boundaries that are collision interfaces between the grown islands) are obtained. It has also been reported that the electrode material is diffused along. Therefore, in order to obtain a good quality laser diode, it is necessary to further promote the growth in the a-axis direction.
【０００７】また、ＡｌＧａＮは、ＧａＮ膜以上に３次
元成長をする傾向が強く、このためＡｌＧａＮクラッド
層の成長は、結晶性を向上する目的で、基板上に薄いバ
ッファー層と１μm 以上の厚いＧａＮからなる下地層の
２層を介してその上に行われる。第２の従来例（図６）
においては、下地層の上にさらにクラック抑制層として
１００nmのＧａＩｎＮ層を成膜している。Also, AlGaN has a strong tendency to grow three-dimensionally more than a GaN film. Therefore, the growth of the AlGaN cladding layer requires a thin buffer layer and a thick GaN layer of 1 μm or more on a substrate for the purpose of improving crystallinity. This is performed on two layers of the underlayer composed of Second conventional example (FIG. 6)
, A 100 nm GaInN layer is further formed as a crack suppression layer on the underlayer.
【０００８】ところが、熱膨張係数がＧａＡｌＩｎＮ系
材料より小さい基板を用いた場合、あるいは格子定数が
ＧａＡｌＩｎＮ系材料より小さい基板を用いて場合に
は、ＧａＡｌＩｎＮ膜中に引っ張り応力が発生し、Ａｌ
ＧａＩｎＮ膜の全体の厚さによっては膜に亀裂が生じ
る。例えば、Ｓｉ（１１１）基板上にＡｌＮバッファー
層を６nm形成し、その上にＧａＡｌＩｎＮ膜を形成した
場合、ＧａＡｌＩｎＮ膜厚が１．５μm 以上で亀裂が観
測された。レーザーダイオードを作製する場合には、光
閉じこめ効果を持たすため、クラッド層の厚さは５００
nm程度が必要であり、ＤＨ構造ではｎ型とｐ型のクラッ
ド層の２層で活性層を挟んだ構造となるため、活性層の
厚さを５０nm程度としてもクラッドと活性層で１０５０
nmになる。そして実際の素子構造では、ｎ型クラッド層
の下に、上で述べたＧａＮ層が入ること、そしてｐ型に
対する電極の接触を改善するためｐ型クラッド層上にｐ
型ＧａＮが形成されることにより、全体の膜厚は３μm
近くになる。この膜厚では、基板にＳｉを用いた場合に
は確実に亀裂が発生する。However, when a substrate having a thermal expansion coefficient smaller than that of a GaAlInN-based material or a substrate having a lattice constant smaller than that of a GaAlInN-based material is used, tensile stress is generated in the GaAlInN film, and Al
Cracks occur in the GaInN film depending on the overall thickness. For example, when an AlN buffer layer was formed to a thickness of 6 nm on a Si (111) substrate and a GaAlInN film was formed thereon, cracks were observed when the GaAlInN film thickness was 1.5 μm or more. When manufacturing a laser diode, the thickness of the cladding layer is set to 500 to have an optical confinement effect.
In the DH structure, the active layer is sandwiched between two layers of the n-type and p-type cladding layers. Therefore, even when the thickness of the active layer is about 50 nm, the cladding and the active layer have a thickness of 1050 nm.
nm. In the actual device structure, the GaN layer described above enters under the n-type cladding layer, and the p-type cladding layer is formed on the p-type cladding layer to improve the contact of the electrode with the p-type.
The total film thickness is 3 μm
Get closer. With this film thickness, cracks are definitely generated when Si is used for the substrate.
【０００９】亀裂の発生を抑制する方法の１つとして
は、半導体装置の膜厚を薄くすることであり、ｎ型クラ
ッド層を基板上に形成された薄いバッファー層上に直接
形成することができれば亀裂を防ぐことが可能になる。
ｎ型クラッド層をバッファー層上に直接形成するには、
何らかの方法で３次元成長（島状成長）を抑制し、２次
元成長（ａ軸方向の成長）を促進することが必要にな
る。One of the methods for suppressing the generation of cracks is to reduce the thickness of the semiconductor device. If the n-type cladding layer can be formed directly on a thin buffer layer formed on a substrate, Cracks can be prevented.
To form the n-type cladding layer directly on the buffer layer,
It is necessary to suppress three-dimensional growth (island growth) by some method and promote two-dimensional growth (growth in the a-axis direction).
【００１０】本発明の目的は、結晶性の良好なIII 族窒
化物半導体装置と亀裂の生じないIII 族窒化物半導体装
置の製造方法を提供することにある。It is an object of the present invention to provide a group III nitride semiconductor device having good crystallinity and a method of manufacturing a group III nitride semiconductor device free from cracks.
【００１１】[0011]
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに、単結晶基板上にＧａＮまたはＡｌＮからなるバッ
ファー層を介してＡｌx Ｇａ1-x-y Ｉｎy Ｎ（ただし、
０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、ｘ＝ｙ＝０を含む）からなる
複数層が積層されてなるIII 族窒化物半導体装置におい
て、前記バッファ層に隣接するｎ型のＡｌx Ｇａ1-x-y
Ｉｎy Ｎ層にはカーボン（Ｃ）、ケイ素（Ｓｉ）、ゲル
マニウム（Ｇｅ）、酸素（Ｏ）の内少なくとも１つ以上
からなる第１の不純物と共にマグネシウム（Ｍｇ）、カ
ルシウム（Ｃａ）、亜鉛（Ｚｎ）、カドミウム（Ｃ
ｄ）、水銀（Ｈｇ）、硫黄（Ｓ）、もしくはセレン（Ｓ
ｅ）の内、少なくとも１つ以上からなる第２の不純物が
添加されていることとする。In order to achieve the above-mentioned object, Al x Ga 1 -xy In y N (however, provided on a single crystal substrate via a buffer layer made of GaN or AlN).
0 ≦ x ≦ 1, 0 ≦ y ≦ 1, and x = y = 0) in a group III nitride semiconductor device having an n-type Al x Ga 1 layer adjacent to the buffer layer. -xy
In the In y N layer, magnesium (Mg), calcium (Ca), and zinc (C), silicon (Si), germanium (Ge), and oxygen (O) together with a first impurity formed of at least one or more thereof. Zn), cadmium (C
d), mercury (Hg), sulfur (S), or selenium (S
It is assumed that at least one second impurity of e) is added.
【００１２】前記第１の不純物の濃度は１×１０17cm-3
ないし２×１０19cm-3であり、前記第１の不純物の濃度
は１×１０15cm-3ないし２×１０17cm-3であると良い。
前記基板はケイ素、ゲルマニウム、炭化ケイ素の単結晶
からなると良い。ここでこれらの単結晶基板自体を電極
として用いる場合には、抵抗を小さくするため、該基板
のキャリ濃度を１０18〜１０20cm-3に調整すると良い。The concentration of the first impurity is 1 × 10 17 cm −3.
To 2 × 10 19 cm −3 , and the concentration of the first impurity is preferably 1 × 10 15 cm −3 to 2 × 10 17 cm −3 .
The substrate is preferably made of a single crystal of silicon, germanium, or silicon carbide. Here, when these single-crystal substrates are used as electrodes, the carrier concentration of the substrate is preferably adjusted to 10 18 to 10 20 cm −3 in order to reduce the resistance.
【００１３】前記III 族窒化物半導体装置は発光ダイオ
ードまたはレーザダイオードなどのｎ型クラッド層、活
性層およびｐ型クラッド層を含む発光素子であり、ｎ型
クラッド層は前記ｎ型のＡｌx Ｇａ1-x-y Ｉｎy Ｎ層で
あると良い。上記のIII 族窒化物半導体装置の製造方法
において、前記Ａｌx Ｇａ1-x-y Ｉｎy Ｎの成膜は分子
線エピタキシーによることとする。The group III nitride semiconductor device is a light emitting device including an n-type cladding layer such as a light emitting diode or a laser diode, an active layer and a p-type cladding layer, and the n-type cladding layer is the n-type Al x Ga 1. -xy In y N layer is preferable. In the method of manufacturing a group III nitride semiconductor device, the film of Al x Ga 1 -xy In y N is formed by molecular beam epitaxy.
【００１４】前記第１の不純物のうちケイ素（Ｓｉ）お
よびゲルマニウム（Ｇｅ）、および前記第２の不純物は
エフュージョンセルから供給されると良い。前記カーボ
ン（Ｃ）は電子線照射により蒸発されると良い。前記酸
素（Ｏ）はIII 族窒化物の原料窒素（Ｎ）と同じ高周波
励起のラジカル発生源に導入されると良い。Preferably, among the first impurities, silicon (Si) and germanium (Ge) and the second impurity are supplied from an effusion cell. Preferably, the carbon (C) is evaporated by electron beam irradiation. The oxygen (O) is preferably introduced into the same high-frequency-excited radical generating source as the group III nitride raw material nitrogen (N).
【００１５】[0015]
【発明の実施の形態】ＧａＮ成長に関する、特に、基板
面および結晶成長中の結晶面へ、供給されるＧａとＮの
各フラックス量と結晶成長の機構との関係のシュミレー
ッションから、Ｇａフラックス量がＮフラックス量より
も多い場合に、２次元成長性が促進されることが報告さ
れている（K.Wang et al,Journal Applied Physics vol
76(1994),3502-3510）。これは、一定の基板温度におけ
る基板上での粒子のマイグレーションを考えた場合、無
極性のＧａ単体粒子の状態でいる方が、極性を持ったＧ
ａＮ分子の粒子の状態よりも、基板面および結晶成長中
の結晶表面の影響を受けにくく、従ってマイグレーショ
ンが容易になることとして説明されている。BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION In relation to GaN growth, in particular, from the simulation of the relationship between the respective amounts of fluxes of Ga and N supplied to the substrate surface and the crystal surface during crystal growth and the mechanism of crystal growth, the Ga flux It has been reported that when the amount is larger than the amount of N flux, two-dimensional growth is promoted (K. Wang et al, Journal Applied Physics vol.
76 (1994), 3502-3510). This is because considering the migration of particles on the substrate at a constant substrate temperature, the non-polar Ga single particles are more likely to have polar G particles.
It is described that the substrate surface and the crystal surface during the crystal growth are less affected by the aN molecule particles than the state of the aN molecules, and therefore the migration becomes easier.
【００１６】ところが、Ｇａフラックス量が過剰である
と、Ｇａ金属の状態で膜表面に析出してしまう。本発明
は、過剰に供給しても再蒸発により膜に析出しないよう
な蒸気圧の高い金属、さらに膜中に取り込まれても結晶
中に欠陥を生じさせないような他の金属をＧａと同時に
フラックス供給することにより、上記のＧａの析出を防
止することができ、２次元成長性を促進することを見い
だしたことに基づいている。また、このような結晶成長
状況は、同族の元素からなり同じ結晶構造であるＡｌ
Ｎ、ＩｎＮおよびこれらの混晶（ＡｌＧａＩｎＮ）系に
おいて変わりはない。However, if the amount of Ga flux is excessive, it will deposit on the film surface in the state of Ga metal. The present invention is intended to flux a metal having a high vapor pressure so as not to be deposited on the film by re-evaporation even if it is supplied in an excessive amount, and another metal which does not cause a defect in the crystal even when incorporated in the film, simultaneously with Ga. It is based on the finding that the above-mentioned precipitation of Ga can be prevented by supplying, and two-dimensional growth can be promoted. In addition, such a crystal growth situation is that the same crystal structure of Al
There is no change in N, InN and their mixed crystal (AlGaInN) system.
【００１７】以上の２条件を満たす元素として、マグネ
シウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、亜鉛（Ｚｎ）カ
ドミウム（Ｃｄ）、水銀（Ｈｇ）、硫黄（Ｓ）、そして
セレン（Ｓｅ）が考えられる。図５は添加元素の蒸気圧
の温度依存性を示すグラフである(R.E.Honig and D.A.K
ramer,RCA Review vol30,285(1969)) 。ＡｌＧａＩｎＮ
系材料の成膜温度である８００℃近傍で、これらの元素
の蒸気圧はＧａと比べて１０4 以上高いため、基板に到
達しても容易にその大部分は再蒸発する。また、ＡｌＧ
ａＩｎＮ系膜中にこれらの元素が少量混入しても、Ｍ
ｇ、Ｃａ、Ｚｎ、Ｃｄ、ＨｇはＧａサイトで置換するた
めアクセプターとして、そして、ＳとＳｅはドナーとし
て作用するため、母体材料の結晶性は悪化しないと考え
られる。 実施例１ 本発明の実施例１として、Ｓｉ（１１１）面基板上にＡ
ｌＮバッファーを介して、ＳｉとＭｇを添加したＧａＮ
膜の成膜を行った。成膜方法は分子線エピタキシャル
（ＭＢＥ）法であり、Ａｌ金属、Ｇａ金属、Ｓｉ、Ｍｇ
金属を出発原料としてそれぞれ別々のエフュージョンセ
ルに投入し、加熱することにより、それぞれの金属蒸気
フラックスを得た。また、高周波励起の窒素ラジカル発
生源を用いて窒素ラジカルフラックスを得た。先ず、Ｓ
ｉ（１１１）面基板上に、Ａｌ蒸気フラックスと窒素ラ
ジカルフラックスを同時に照射して膜厚約６nmのＡｌＮ
バッファ層を形成した。基板温度は８４０℃とした。次
に、Ｇａ、Ｓｉ、およびＭｇ用の各エフュージョンセル
のシャッターを同時に開け、窒素ラジカルフラックスと
同時に照射してＳｉとＭｇが添加されたＧａＮの成膜を
行った。基板温度はＡｌＮバッファー層と同じ８４０℃
とし、Ｇａ、Ｓｉ、そしてＭｇのセル温度は１０８０
℃、１１５０℃、そして４２０℃とした。比較のため、
従来のＭｇを添加しない成膜も行った。いずれの場合も
ＧａＮの膜厚を６７０nmとした。Elements satisfying the above two conditions include magnesium (Mg), calcium (Ca), zinc (Zn), cadmium (Cd), mercury (Hg), sulfur (S), and selenium (Se). FIG. 5 is a graph showing the temperature dependence of the vapor pressure of the added element (REHonig and DAK).
ramer, RCA Review vol 30,285 (1969)). AlGaInN
At around 800 ° C., which is the film forming temperature of the system material, since the vapor pressure of these elements is higher than Ga by 10 4 or more, most of them easily re-evaporate even when they reach the substrate. Also, AlG
Even if a small amount of these elements are mixed in the aInN-based film,
Since g, Ca, Zn, Cd, and Hg substitute as Ga sites and act as acceptors, and S and Se act as donors, it is considered that the crystallinity of the base material does not deteriorate. Example 1 As Example 1 of the present invention, A
GaN with Si and Mg added via 1N buffer
A film was formed. The film formation method is a molecular beam epitaxy (MBE) method, and Al metal, Ga metal, Si, Mg
Each metal was charged into a separate effusion cell as a starting material, and heated to obtain each metal vapor flux. In addition, a nitrogen radical flux was obtained using a nitrogen radical source excited by high frequency. First, S
Al vapor flux and nitrogen radical flux are simultaneously irradiated on the i (111) plane substrate to form an AlN film having a thickness of about 6 nm.
A buffer layer was formed. The substrate temperature was 840 ° C. Next, the shutters of the respective effusion cells for Ga, Si, and Mg were simultaneously opened and irradiated simultaneously with the nitrogen radical flux to form a GaN film to which Si and Mg were added. Substrate temperature is 840 ° C which is the same as AlN buffer layer
And the cell temperatures of Ga, Si and Mg are 1080
° C, 1150 ° C, and 420 ° C. For comparison,
Conventional film formation without adding Mg was also performed. In each case, the GaN film thickness was 670 nm.
【００１８】図１は本発明に係るＡｌＮバッファ層上の
ＧａＮ膜の断面を示す顕微鏡写真（ＳＥＭ写真）であ
り、（ａ）は本発明に係るＭｇとＳｉの両方を添加した
場合であり、（ｂ）は従来のＳｉ添加のみの場合であ
る。（ｂ）ではＧａＮ膜表面に凹凸があるが（ａ）では
平坦であり、ＳｉとＭｇを同時添加することによりａ軸
方向の成長が促進され、膜表面が平坦化されることが判
る。これらの膜のＸ線回折による（０００１）面のロッ
キングカーブの半値幅測定でも、Ｍｇを添加しない膜で
は半値幅が１５分であるのに対し、Ｍｇを添加した物で
は７分と、Ｍｇを添加することにより、膜厚が１μm 以
下であっても、結晶性が向上していることが確認でき
た。FIG. 1 is a photomicrograph (SEM photograph) showing a cross section of a GaN film on an AlN buffer layer according to the present invention. FIG. 1A shows a case where both Mg and Si according to the present invention are added. (B) is a case where only conventional Si is added. In (b), the GaN film surface has irregularities, but in (a), it is flat. It can be seen that simultaneous addition of Si and Mg promotes the growth in the a-axis direction and flattens the film surface. In the measurement of the half-width of the rocking curve of the (0001) plane by X-ray diffraction of these films, the half-width of the film to which Mg was not added was 15 minutes, whereas the half-width of the film to which Mg was added was 7 minutes. It was confirmed that the addition improves the crystallinity even when the film thickness is 1 μm or less.
【００１９】また、ＳＩＭＳによる組成分析の結果、膜
中のＳｉの濃度２×１０19cm-3に対してＭｇは膜中濃度
は２×１０17cm-3であることが判った。また、ホール測
定によるキャリア濃度測定の結果、Ｍｇの添加の有無に
関わらず、ｎ型であり、キャリア濃度は約２×１０19cm
-3であった。さらに、Ｓｉ濃度に対するＭｇ濃度を１％
に固定して、Ｓｉ濃度を変化させる実験を行ったが、Ｓ
ｉ濃度１×１０17〜２×１０19cm-3の範囲内では、上記
のようなＭｇ添加による膜質の向上が観測された。As a result of composition analysis by SIMS, it was found that the concentration of Mg in the film was 2 × 10 17 cm −3 , while the concentration of Si in the film was 2 × 10 19 cm −3 . Further, as a result of the carrier concentration measurement by the hole measurement, the carrier concentration was about 2 × 10 19 cm regardless of whether Mg was added or not.
Was -3 . Further, the Mg concentration with respect to the Si concentration is 1%.
An experiment was performed in which the Si concentration was changed while
In the range of i concentration of 1 × 10 17 to 2 × 10 19 cm −3 , the improvement of the film quality by the addition of Mg as described above was observed.
【００２０】また、Ｍｇ濃度のみを変化させ実験を行っ
た結果、Ｍｇ濃度が２×１０17cm-3を越えると電子移動
度の低下がみられ、Ｍｇ濃度が２×１０15cm-3以下では
Ｍｇ添加による顕著な膜質の向上は観測できなかった。 実施例２ ドナー不純物として、Ｓｉの代わりにカーボン（Ｃ）を
用いて、ＭｇとＣを同時に添加したＧａＮ膜の成膜を行
った。なお、カーボンは電子線照射により加熱蒸発させ
た。ドナー不純物としてＣを用いた場合にも、実施例１
のＳｉの場合と同様、Ｍｇ濃度２×１０15cm-3〜２×１
０17cm-3の範囲で、Ｍｇ添加によるＧａＮ膜質の向上が
観測された。Further, as a result of an experiment conducted by changing only the Mg concentration, when the Mg concentration exceeds 2 × 10 17 cm −3 , the electron mobility is reduced, and the Mg concentration is 2 × 10 15 cm −3 or less. No remarkable improvement in film quality due to the addition of Mg could not be observed. Example 2 Using carbon (C) instead of Si as a donor impurity, a GaN film was formed by adding Mg and C at the same time. Note that carbon was heated and evaporated by electron beam irradiation. In the case where C is used as the donor impurity,
Mg concentration 2 × 10 15 cm −3 to 2 × 1
In the range of 0 17 cm -3 , an improvement in the GaN film quality due to the addition of Mg was observed.
【００２１】また、Ｍｇ濃度が２×１０17cm-3を越える
と電子移動度の低下がみられ、Ｍｇ濃度が２×１０15cm
-3以下ではＭｇ添加による顕著な膜質の向上は観測でき
なかった。 実施例３ ドナー不純物として、Ｓｉの代わりにゲルマニウム（Ｇ
ｅ）を用いて、ＭｇとＣを同時に添加したＧａＮ膜の成
膜を行った。なお、ＧｅはＳｉ同様にエフュージョンセ
ルにより加熱した。ドナー不純物にＧｅを用いた場合に
も、Ｓｉの場合と同様、Ｍｇ濃度２×１０15cm-3〜２×
１０17cm-3の範囲で、Ｍｇ添加によるＧａＮ膜質の向上
が観測された。またＭｇ濃度が２×１０15cm-3以下では
Ｍｇ添加による顕著な膜質の向上は観測できなかった。When the Mg concentration exceeds 2 × 10 17 cm −3 , the electron mobility decreases, and the Mg concentration is 2 × 10 15 cm −3.
Below -3 , no remarkable improvement in film quality due to the addition of Mg could not be observed. Example 3 As a donor impurity, germanium (G) was used instead of Si.
Using e), a GaN film to which Mg and C were added simultaneously was formed. Ge was heated by an effusion cell like Si. When Ge is used as the donor impurity, similarly to the case of Si, the Mg concentration is 2 × 10 15 cm −3 to 2 ×.
In the range of 10 17 cm -3 , the improvement of the GaN film quality due to the addition of Mg was observed. When the Mg concentration was 2 × 10 15 cm −3 or less, no remarkable improvement in film quality due to the addition of Mg could not be observed.
【００２２】また、Ｍｇ濃度が２×１０17cm-3を越える
と電子移動度の低下がみられ、Ｍｇ濃度が２×１０15cm
-3以下ではＭｇ添加による顕著な膜質の向上は観測でき
なかった。 実施例４ ドナー不純物として、Ｓｉの代わりに酸素（Ｏ）を用い
て、ＭｇとＣを同時に添加したＧａＮ膜の成膜を行っ
た。なお、酸素は流量計を介して窒素ラジカル発生源に
導入し、窒素ラジカルと共に酸素ラジカルとして膜に照
射した。ドナー不純物に酸素を用いた場合にも、Ｓｉの
場合と同様、Ｍｇ濃度２×１０15cm-3〜２×１０17cm-3
の範囲で、Ｍｇ添加によるＧａＮ膜質の向上が観測され
た。 実施例５ Ｍｇの代わりにカルシウム（Ｃａ）を用い、ＣａとＳｉ
を同時に添加したＧａＮの作製を行った。Ｃａを用いた
場合にも、Ｍｇと同様に、Ｃａ濃度２×１０15〜２×１
０17cm-3の範囲でＣａの添加による膜質の向上が観測さ
れた。 実施例６ Ｍｇの代わりに亜鉛（Ｚｎ）を用い、ＺｎとＳｉを同時
に添加したＧａＮ膜の成膜を行った。Ｚｎを用いた場合
にも、Ｍｇと同様に、Ｚｎ濃度２×１０15〜２×１０17
cm-3の範囲でＺｎの添加による膜質の向上が観測され
た。 実施例７ Ｍｇの代わりにカドミウム（Ｃｄ）を用い、ＣｄとＳｉ
を同時に添加したＧａＮの作製を行った。Ｃｄを用いた
場合にも、Ｍｇと同様に、Ｃｄ濃度２×１０15〜２×１
０17cm-3の範囲でＣｄの添加による膜質の向上が観測さ
れた。 実施例８ Ｍｇの代わりに水銀（Ｈｇ）を用い、ＨｇとＳｉを同時
に添加したＧａＮの成膜を行った。Ｈｇを用いた場合に
も、Ｍｇと同様に、Ｈｇ濃度２×１０15〜２×１０17cm
-3の範囲でＨｇの添加による膜質の向上が観測された。 実施例９ Ｍｇの代わりに硫黄（Ｓ）を用い、ＳとＳｉを同時に添
加したＧａＮの成膜を行った。Ｓを用いた場合にも、Ｍ
ｇと同様に、Ｓ濃度２×１０15〜２×１０17cm -3の範囲
でＳの添加による膜質の向上が観測された。 実施例１０ Ｍｇの代わりにセレン（Ｓｅ）を用い、ＳｅとＳｉを同
時に添加したＧａＮの成膜をおこなった。Ｓｅを用いた
場合にも、Ｍｇと同様に、Ｓｅ濃度２×１０15〜２×１
０17cm-3の範囲でＳｅの添加による膜質の向上が観測さ
れた。 実施例１１ この実施例では、ｎ型クラッド材料であるＡｌ0.2 Ｇａ
0.8 Ｎ膜について、実施例１におけるＧａＮ膜と同様の
成膜を行った。When the Mg concentration is 2 × 1017cm-3Cross over
And the electron mobility decreased, and the Mg concentration was 2 × 10Fifteencm
-3Below, a remarkable improvement in film quality due to the addition of Mg can be observed.
Did not. Example 4 Using oxygen (O) instead of Si as a donor impurity
To form a GaN film with simultaneous addition of Mg and C
Was. Oxygen is supplied to the nitrogen radical source via a flow meter.
And irradiate the film as oxygen radicals with nitrogen radicals.
Fired. When oxygen is used as the donor impurity,
As in the case, the Mg concentration is 2 × 10Fifteencm-3~ 2 × 1017cm-3
In the range, the improvement of the GaN film quality due to the addition of Mg was observed.
Was. Example 5 Calcium (Ca) was used instead of Mg, and Ca and Si
Was simultaneously added to produce GaN. Using Ca
Also in the case, similarly to Mg, the Ca concentration is 2 × 10Fifteen~ 2 × 1
017cm-3Improvement of film quality by addition of Ca was observed in the range of
Was. Example 6 Instead of Mg, zinc (Zn) was used, and Zn and Si were simultaneously
A GaN film added to the substrate was formed. When using Zn
Also, like Mg, the Zn concentration is 2 × 10Fifteen~ 2 × 1017
cm-3Improvement of film quality by addition of Zn was observed in the range of
Was. Example 7 Cd and Si were replaced by cadmium (Cd) instead of Mg.
Was simultaneously added to produce GaN. Using Cd
Also in the case, similarly to Mg, the Cd concentration is 2 × 10Fifteen~ 2 × 1
017cm-3Improvement of film quality by addition of Cd was observed in the range of
Was. Example 8 Mercury (Hg) was used instead of Mg, and Hg and Si were simultaneously used.
Was formed. When using Hg
Also has an Hg concentration of 2 × 10Fifteen~ 2 × 1017cm
-3The improvement of the film quality by the addition of Hg was observed in the range of. Example 9 S (Si) was used instead of Mg, and S and Si were added simultaneously.
A film of the added GaN was formed. When S is used, M
g, S concentration 2 × 10Fifteen~ 2 × 1017cm -3Range
As a result, an improvement in film quality due to the addition of S was observed. Example 10 Selenium (Se) was used instead of Mg, and Se and Si were the same.
A film of GaN that was sometimes added was formed. Using Se
In this case, similarly to Mg, the Se concentration is 2 × 10Fifteen~ 2 × 1
017cm-3Improvement of film quality by addition of Se was observed in the range of
Was. Example 11 In this example, the n-type clad material Al0.2Ga
0.8Regarding the N film, the same as the GaN film in Example 1
A film was formed.
【００２３】図３は従来のＡｌＮバッファ層上のＡｌＧ
ａＮ膜の断面を示す顕微鏡写真（ＳＥＭ写真）である。
Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎ膜はＧａＮ以上に島状に成長する傾
向が強く、Ｓｉ（１１１）面基板上にＡｌＮバッファー
層を介して、直接形成した場合には、図３に示すように
凹凸が激しい膜が得られる。この凹凸を回避するため、
通常では従来技術の例で述べたように、ＡｌＮバッファ
ー層上にはじめＧａＮを堆積し、その上にＡｌ0.2 Ｇａ
0.8 Ｎ膜を形成していた。しかし、Ｓｉなどのドナー不
純物とともに、１×１０15〜２×１０17cm-3の濃度のＭ
ｇを同時に添加するとＧａＮ成膜において得られた結晶
性向上の効果がＡｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎ膜においても達成で
きることが判った。図２は本発明に係るＳｉとＭｇの同
時添加のＡｌＧａＮ膜の断面を示す顕微鏡写真（ＳＥＭ
写真）である。激しい凹凸はなく極めて平坦な表面であ
ることが判る。FIG. 3 shows a conventional AlG buffer on an AlN buffer layer.
It is a microscope photograph (SEM photograph) which shows a section of aN film.
The Al 0.2 Ga 0.8 N film has a strong tendency to grow in an island shape more than GaN, and when formed directly on a Si (111) plane substrate via an AlN buffer layer, the unevenness is severe as shown in FIG. A film is obtained. To avoid this unevenness,
Normally, as described in the example of the prior art, GaN is first deposited on the AlN buffer layer, and Al 0.2 Ga
A 0.8 N film was formed. However, with a donor impurity such as Si, a concentration of 1 × 10 15 to 2 × 10 17 cm −3 of M
It was found that when g was added at the same time, the effect of improving the crystallinity obtained in the GaN film formation can be achieved also in the Al 0.2 Ga 0.8 N film. FIG. 2 is a micrograph (SEM) showing a cross section of the AlGaN film of the present invention in which Si and Mg are simultaneously added.
Photo). It can be seen that there is no severe unevenness and the surface is extremely flat.
【００２４】この効果は、実施例１におけるように、Ｓ
ｉの他にＣ、ＧｅおよびＯと、カルシウム（Ｃａ）、亜
鉛（Ｚｎ）カドミウム（Ｃｄ）、水銀（Ｈｇ）、硫黄
（Ｓ）、もしくはセレン（Ｓｅ）の組み合わせにおいて
も得られた。この結果に基づいて、以下のレーザダイオ
ードを試作した。図４は本発明に係るＳｉとＭｇの同時
添加のＡｌＧａＮ膜を用いたＤＨ構造のレーザダイオー
ドの断面図である。ｎ型Ｓｉ（１１１）基板１上に膜厚
６nmのＡｌＮバッファー２を介してＳｉとＭｇを同時に
添加したｎ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎからなる厚さ５００nm
の第１クラッド層４、無添加のＧａＮからなる厚さ５０
nmの活性層５、Ｍｇのみを添加したｐ型Ａｌ0.2 Ｇａ
0.8 Ｎからなる厚さ５００nmの第２クラッド層６、Ｍｇ
のみを添加したｐ型ＧａＮからなる厚さ１００nmのコン
タクト層７を積層した。そしてコンタクト層７にはＣｒ
／Ａｕのｐ側電極８ａを、基板１の裏側にはＡｌのｎ側
電極８ｂを形成した。Ｓｉ基板の（１１１）面を劈開す
ることにより、ＡｌＧａＩｎＮ系材料の（１−１００）
面を劈開し、この劈開面を光共振器の光共振面とした。
このＤＨ素子では、従来は必要としていた厚いＧａＮ層
を割愛できたので、全体の膜厚が１１５０nmと薄くで
き、膜に亀裂は発生しなかった。This effect is similar to that of the first embodiment.
In addition to i, C, Ge and O were obtained in combination with calcium (Ca), zinc (Zn), cadmium (Cd), mercury (Hg), sulfur (S), or selenium (Se). Based on the results, the following laser diodes were prototyped. FIG. 4 is a cross-sectional view of a laser diode having a DH structure using an AlGaN film in which Si and Mg are simultaneously added according to the present invention. 500 nm thick n-type Al 0.2 Ga 0.8 N obtained by simultaneously adding Si and Mg to an n-type Si (111) substrate 1 via an AlN buffer 2 having a thickness of 6 nm
First cladding layer 4 having a thickness of 50 made of undoped GaN
nm active layer 5, p-type Al 0.2 Ga doped only with Mg
A 500 nm thick second cladding layer 6 made of 0.8 N, Mg
A 100-nm-thick contact layer 7 made of p-type GaN to which only N was added was laminated. The contact layer 7 has Cr
The p-side electrode 8a of / Au was formed, and the n-side electrode 8b of Al was formed on the back side of the substrate 1. By cleaving the (111) plane of the Si substrate, the (1-100)
The surface was cleaved, and this cleaved surface was used as an optical resonance surface of the optical resonator.
In this DH device, the thick GaN layer, which was conventionally required, could be omitted, so that the entire film thickness could be reduced to 1150 nm, and no crack was generated in the film.
【００２５】室温で、ｐ型ＧａＮからＳｉ（１１１）基
板へパルス電流を流したところ、電流８００ｍＡ以上で
レーザー発振を観測することができた。 実施例１２ 実施例１１におけるＳｉ（１１１）基板の代わりにｎ型
Ｇｅ（１１１）、あるいはＳｉＣ（０００１）面を用い
て、実施例１１と同じＤＨ構造を作製したところ、同様
な結果が得られた。When a pulse current was passed from p-type GaN to the Si (111) substrate at room temperature, laser oscillation could be observed at a current of 800 mA or more. Example 12 The same DH structure as in Example 11 was produced by using an n-type Ge (111) or SiC (0001) plane instead of the Si (111) substrate in Example 11, and similar results were obtained. Was.
【００２６】[0026]
【発明の効果】本発明によれば、単結晶基板上にＧａＮ
またはＡｌＮからなるバッファー層を介してＡｌx Ｇａ
1-x-y Ｉｎy Ｎ（ただし、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、ｘ
＝ｙ＝０を含む）からなる複数層が積層されてなるIII
族窒化物半導体装置において、前記バッファ層に隣接す
るＡｌx Ｇａ1-x-y Ｉｎy Ｎ層にはカーボン（Ｃ）、ケ
イ素（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、酸素（Ｏ）の内
少なくとも１つ以上からなる第１の不純物と共にマグネ
シウム（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、亜鉛（Ｚｎ）カ
ドミウム（Ｃｄ）、水銀（Ｈｇ）、硫黄（Ｓ）、もしく
はセレン（Ｓｅ）の内、少なくとも１つ以上からなる第
２の不純物を添加するため、膜の結晶性やモホロジーが
向上し、高品質のＬＥＤや半導体レーザーなどのIII 族
窒化物半導体装置を得ることができる。According to the present invention, GaN is formed on a single crystal substrate.
Alternatively, Al x Ga is applied through a buffer layer made of AlN.
1-xy In y N (where 0 ≦ x ≦ 1, 0 ≦ y ≦ 1, x
= Y = 0) III
In the group nitride semiconductor device, at least one of carbon (C), silicon (Si), germanium (Ge), and oxygen (O) is provided in the Al x Ga 1 -xy In y N layer adjacent to the buffer layer. And at least one of magnesium (Mg), calcium (Ca), zinc (Zn), cadmium (Cd), mercury (Hg), sulfur (S), or selenium (Se) together with a first impurity of Since the second impurity is added, the crystallinity and morphology of the film are improved, and a high-quality Group III nitride semiconductor device such as an LED or a semiconductor laser can be obtained.
【図１】本発明に係るＡｌＮバッファ層上のＧａＮ膜の
断面を示す顕微鏡写真（ＳＥＭ写真）であり、（ａ）は
本発明に係るＭｇとＳｉの両方を添加した場合、（ｂ）
は従来のＳｉ添加のみの場合FIG. 1 is a micrograph (SEM photograph) showing a cross section of a GaN film on an AlN buffer layer according to the present invention, wherein (a) shows a case where both Mg and Si according to the present invention are added, and (b)
Is the case with only conventional Si addition
【図２】本発明に係るＳｉとＭｇの同時添加のＡｌＧａ
Ｎ膜の断面を示す顕微鏡写真（ＳＥＭ写真）FIG. 2 shows the AlGa with simultaneous addition of Si and Mg according to the present invention.
Micrograph (SEM photograph) showing a cross section of the N film
【図３】従来のＡｌＮバッファ層上のＡｌＧａＮ膜の断
面を示す顕微鏡写真（ＳＥＭ写真）FIG. 3 is a micrograph (SEM photograph) showing a cross section of an AlGaN film on a conventional AlN buffer layer.
【図４】本発明に係るＳｉとＭｇの同時添加のＡｌＧａ
Ｎ膜を用いたＤＨ構造のレーザダイオードの断面図FIG. 4 shows the AlGa with simultaneous addition of Si and Mg according to the present invention.
Sectional view of a laser diode having a DH structure using an N film
【図５】添加元素の蒸気圧の温度依存性を示すグラフFIG. 5 is a graph showing the temperature dependence of the vapor pressure of an additive element.
【図６】従来の最も簡素なダブルへテロ（ＤＨ）構造の
発光素子の断面図FIG. 6 is a cross-sectional view of a conventional simplest light emitting element having a double hetero (DH) structure.
【図７】従来の多重量子井戸（ＭＱＷ）構造のレーザダ
イオードの断面図FIG. 7 is a sectional view of a conventional laser diode having a multiple quantum well (MQW) structure.
１ 基板 ２ バッファ層 ３ 下地層 ３ａ クラック抑制層 ４ 第１クラッド層 ４ａ 第１光ガイド層 ５ 活性層 ６ 第２クラッド層 ６ａ 第２光ガイド層 ６ｂ 分解抑制層 ７ コンタクト層 ８ａ ｐ側電極 ８ｂ ｎ側電極 DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Substrate 2 Buffer layer 3 Underlayer 3a Crack suppression layer 4 First clad layer 4a First light guide layer 5 Active layer 6 Second clad layer 6a Second light guide layer 6b Decomposition suppression layer 7 Contact layer 8a P-side electrode 8b n Side electrode
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 松山 秀昭 神奈川県川崎市川崎区田辺新田１番１号 富士電機株式会社内 (72)発明者 上條 洋 神奈川県川崎市川崎区田辺新田１番１号 富士電機株式会社内 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continuing from the front page (72) Hideaki Matsuyama 1-1, Tanabe-Nitta, Kawasaki-ku, Kawasaki-shi, Kanagawa Prefecture Inside Fuji Electric Co., Ltd. (72) Inventor Hiroshi Kamijo 1st Tanabe-Nita, Kawasaki-ku, Kawasaki-ku, Kanagawa Prefecture No. 1 Fuji Electric Co., Ltd.
Claims (8)
るバッファー層を介してＡｌx Ｇａ1-x-y Ｉｎy Ｎ（た
だし、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、ｘ＝ｙ＝０を含む）か
らなる複数層が積層されてなるIII 族窒化物半導体装置
において、前記バッファ層に隣接するｎ型のＡｌx Ｇａ
1-x-y Ｉｎy Ｎ層にはカーボン（Ｃ）、ケイ素（Ｓ
ｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、酸素（Ｏ）の内少なくと
も１つ以上からなる第１の不純物と共にマグネシウム
（Ｍｇ）、カルシウム（Ｃａ）、亜鉛（Ｚｎ）、カドミ
ウム（Ｃｄ）、水銀（Ｈｇ）、硫黄（Ｓ）、もしくはセ
レン（Ｓｅ）の内、少なくとも１つ以上からなる第２の
不純物が添加されていることを特徴とするIII 族窒化物
半導体装置。An Al x Ga 1 -xy In y N (0 ≦ x ≦ 1, 0 ≦ y ≦ 1, x = y = 0) is provided on a single crystal substrate via a buffer layer made of GaN or AlN. ), The n-type Al x Ga adjacent to the buffer layer.
1-xy In y N is the layer of carbon (C), silicon (S
i) magnesium (Mg), calcium (Ca), zinc (Zn), cadmium (Cd), mercury (Hg), together with a first impurity comprising at least one of germanium (Ge) and oxygen (O). A group III nitride semiconductor device, wherein a second impurity comprising at least one of sulfur (S) and selenium (Se) is added.
ないし２×１０19cm-3であり、前記第１の不純物の濃度
は１×１０15cm-3ないし２×１０17cm-3であることを特
徴とする請求項１に記載のIII 族窒化物半導体装置。2. The method according to claim 1, wherein the concentration of the first impurity is 1 × 10 17 cm -3.
To a 2 × 10 19 cm -3, III nitride according to claim 1 the concentration of said first impurity, characterized in that 1 × 10 15 cm -3 to a 2 × 10 17 cm -3 Object semiconductor device.
イ素の単結晶からなることを特徴とする請求項１または
２に記載のIII 族窒化物半導体装置。3. The group III nitride semiconductor device according to claim 1, wherein said substrate is made of a single crystal of silicon, germanium, and silicon carbide.
ードまたはレーザダイオードなどのｎ型クラッド層、活
性層およびｐ型クラッド層を含む発光素子であり、ｎ型
クラッド層は前記ｎ型のＡｌx Ｇａ1-x-y Ｉｎy Ｎ層で
あることを特徴とする請求項１ないし３に記載のIII 族
窒化物半導体装置。4. The group III nitride semiconductor device is a light emitting device including an n-type cladding layer such as a light-emitting diode or a laser diode, an active layer and a p-type cladding layer, wherein the n-type cladding layer is the n-type Al x 4. The group III nitride semiconductor device according to claim 1, wherein the group III nitride semiconductor layer is a Ga 1-xy In y N layer.
導体装置の製造方法において、前記Ａｌx Ｇａ1-x-y Ｉ
ｎy Ｎの成膜は分子線エピタキシーによることを特徴と
するIII 族窒化物半導体装置の製造方法。5. The method of manufacturing a group III nitride semiconductor device according to claim 1, wherein said Al x Ga 1 -xy I
method for producing a group III nitride semiconductor device, wherein the deposition of the n y N is by molecular beam epitaxy.
よびゲルマニウム（Ｇｅ）、および前記第２の不純物は
エフュージョンセルから供給されることを特徴とする請
求項６に記載のIII 族窒化物半導体装置の製造方法。6. The group III nitride according to claim 6, wherein, among said first impurities, silicon (Si) and germanium (Ge) and said second impurity are supplied from an effusion cell. A method for manufacturing a semiconductor device.
発されることを特徴とする請求項６に記載のIII 族窒化
物半導体装置の製造方法。7. The method for manufacturing a group III nitride semiconductor device according to claim 6, wherein said carbon (C) is evaporated by electron beam irradiation.
（Ｎ）と同じ高周波励起のラジカル発生源に導入される
ことを特徴とする請求項６に記載のIII 族窒化物半導体
装置の製造方法。8. The group III nitride semiconductor device according to claim 6, wherein said oxygen (O) is introduced into a radical generator of the same high frequency excitation as nitrogen (N) as a source of group III nitride. Manufacturing method.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9055590A JPH10242586A (en) | 1997-02-24 | 1997-02-24 | Group iii nitride semiconductor device and manufacture thereof |
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|---|---|---|---|
| JP9055590A JPH10242586A (en) | 1997-02-24 | 1997-02-24 | Group iii nitride semiconductor device and manufacture thereof |
Publications (1)
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|---|---|
| JPH10242586A true JPH10242586A (en) | 1998-09-11 |
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|---|---|---|---|
| JP9055590A Pending JPH10242586A (en) | 1997-02-24 | 1997-02-24 | Group iii nitride semiconductor device and manufacture thereof |
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