JP3409958B2 - 半導体発光素子 - Google Patents
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- H01S5/22—Structure or shape of the semiconductor body to guide the optical wave ; Confining structures perpendicular to the optical axis, e.g. index or gain guiding, stripe geometry, broad area lasers, gain tailoring, transverse or lateral reflectors, special cladding structures, MQW barrier reflection layers having a ridge or stripe structure
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- H01S5/34—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers
- H01S5/343—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser
- H01S5/34333—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser with a well layer based on Ga(In)N or Ga(In)P, e.g. blue laser
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ＡｌＧａＩｎＮ等
の窒化ガリウム系材料を用いた半導体発光素子に係わ
り、特に基板と素子作成のための半導体積層構造部との
間で発生する歪みの低減をはかった半導体発光素子に関
する。
の窒化ガリウム系材料を用いた半導体発光素子に係わ
り、特に基板と素子作成のための半導体積層構造部との
間で発生する歪みの低減をはかった半導体発光素子に関
する。
【０００２】
【従来の技術】窒素を含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の
一つである窒化ガリウムは、バンドギャップが３．４ｅ
Ｖと大きく、また直接遷移型であることから、短波長発
光素子用材料として関心が高まっている。さらに、窒化
インジウムの合金化などによって形成される窒化ガリウ
ム系材料は、バンドギャップを広い範囲で制御できるこ
とから、オレンジから紫外までの発光素子を作成するた
めの材料として注目されている。
一つである窒化ガリウムは、バンドギャップが３．４ｅ
Ｖと大きく、また直接遷移型であることから、短波長発
光素子用材料として関心が高まっている。さらに、窒化
インジウムの合金化などによって形成される窒化ガリウ
ム系材料は、バンドギャップを広い範囲で制御できるこ
とから、オレンジから紫外までの発光素子を作成するた
めの材料として注目されている。
【０００３】発光素子用の基板としては、窒化ガリウム
系材料の成長のための高い温度においても安定で、しか
も窒化ガリウム系材料との格子定数差の小さい材料が求
められる。有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）では、
比較的良好な表面が得られ、かつ直径２インチ級のウエ
ーハ入手が容易なサファイアが、素子形成基板として広
く用いられている。しかし、サファイア基板を用いた場
合には、窒化ガリウムとの格子不整合が１６％程度もあ
るために、島状に成長しやすい。また、このような薄膜
中の転位密度は１０12ｃｍ-2程度あって、発光効率が低
く、動作電圧が高く、歩留まりも十分ではなかった。
系材料の成長のための高い温度においても安定で、しか
も窒化ガリウム系材料との格子定数差の小さい材料が求
められる。有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）では、
比較的良好な表面が得られ、かつ直径２インチ級のウエ
ーハ入手が容易なサファイアが、素子形成基板として広
く用いられている。しかし、サファイア基板を用いた場
合には、窒化ガリウムとの格子不整合が１６％程度もあ
るために、島状に成長しやすい。また、このような薄膜
中の転位密度は１０12ｃｍ-2程度あって、発光効率が低
く、動作電圧が高く、歩留まりも十分ではなかった。
【０００４】例えば、サファイア基板の上に製作される
窒化ガリウム系半導体発光素子で、発光波長が５２０ｎ
ｍのものは、２０ｍＡの条件で発光効率は外部量子効率
で６％、動作電圧は３．５Ｖ、寿命は４０ｍＡ通電条件
では１０００時間での不良発生率が２５％であり、さら
なる発光効率の上昇、動作電圧の低減、長寿命化が望ま
れている。
窒化ガリウム系半導体発光素子で、発光波長が５２０ｎ
ｍのものは、２０ｍＡの条件で発光効率は外部量子効率
で６％、動作電圧は３．５Ｖ、寿命は４０ｍＡ通電条件
では１０００時間での不良発生率が２５％であり、さら
なる発光効率の上昇、動作電圧の低減、長寿命化が望ま
れている。
【０００５】一方、基板材料として、サファイアよりも
格子不整合の小さい６Ｈ炭化珪素が注目されている。し
かし、炭化珪素は３Ｃと呼ばれる立方晶系結晶等の多型
が発生するという避けられない問題を内在するため大面
積の基板の入手が困難であり、また加工性に乏しく、十
分な平坦性や清浄度を持つ表面状態を得ることも難し
い。また、格子不整合は確かにサファイアに比べて小さ
いものの、砒化ガリウム系、燐化ガリウム系などの発光
素子に比べると遥かに大きく、その他の様々な材料が窒
化ガリウム系材料の基板として、模索されている。
格子不整合の小さい６Ｈ炭化珪素が注目されている。し
かし、炭化珪素は３Ｃと呼ばれる立方晶系結晶等の多型
が発生するという避けられない問題を内在するため大面
積の基板の入手が困難であり、また加工性に乏しく、十
分な平坦性や清浄度を持つ表面状態を得ることも難し
い。また、格子不整合は確かにサファイアに比べて小さ
いものの、砒化ガリウム系、燐化ガリウム系などの発光
素子に比べると遥かに大きく、その他の様々な材料が窒
化ガリウム系材料の基板として、模索されている。
【０００６】しかしながら、例え格子不整合が小さい材
料であっても、窒化ガリウム系材料の成長温度において
化学的に不安定なために実質使用不能な場合が殆どであ
り、決め手を欠いている。
料であっても、窒化ガリウム系材料の成長温度において
化学的に不安定なために実質使用不能な場合が殆どであ
り、決め手を欠いている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】このように従来、格子
不整合が大きいまま作成した窒化ガリウム系半導体発光
素子では、窒化ガリウム系の半導体積層構造部に応力が
残っている。そのため、後の半導体素子工程での熱処理
を施す時に添加不純物の異常拡散が起こる等の不都合が
あり、これがために発光効率が低く、動作電圧が高く、
寿命が短いという問題があった。
不整合が大きいまま作成した窒化ガリウム系半導体発光
素子では、窒化ガリウム系の半導体積層構造部に応力が
残っている。そのため、後の半導体素子工程での熱処理
を施す時に添加不純物の異常拡散が起こる等の不都合が
あり、これがために発光効率が低く、動作電圧が高く、
寿命が短いという問題があった。
【０００８】本発明は、上記事情を考慮してなされたも
ので、その目的とするところは、窒化ガリウム系の半導
体積層構造部に残っている応力を低減し、半導体素子作
成過程での特性劣化を防ぐことができ、発光効率の向
上、動作電圧の低減化及び長寿命化をはかり得る半導体
発光素子を提供することにある。
ので、その目的とするところは、窒化ガリウム系の半導
体積層構造部に残っている応力を低減し、半導体素子作
成過程での特性劣化を防ぐことができ、発光効率の向
上、動作電圧の低減化及び長寿命化をはかり得る半導体
発光素子を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に本発明は、次のような構成を採用している。即ち、炭
化珪素を主成分とする薄膜層と、この薄膜層上に形成さ
れた最下層を窒化ガリウム系のバッファ層とした窒化ガ
リウム系の積層構造部とを具備し、前記薄膜層の厚さ
が、該薄膜層に隣接する前記バッファ層の厚さの２倍以
上であり、かつ前記積層構造部の厚さ以下であり、前記
薄膜層中にはゲルマニウム、スズ、チタンの中から選ば
れる少なくとも１つの物質が添加されていることを特徴
とする。
に本発明は、次のような構成を採用している。即ち、炭
化珪素を主成分とする薄膜層と、この薄膜層上に形成さ
れた最下層を窒化ガリウム系のバッファ層とした窒化ガ
リウム系の積層構造部とを具備し、前記薄膜層の厚さ
が、該薄膜層に隣接する前記バッファ層の厚さの２倍以
上であり、かつ前記積層構造部の厚さ以下であり、前記
薄膜層中にはゲルマニウム、スズ、チタンの中から選ば
れる少なくとも１つの物質が添加されていることを特徴
とする。
【００１０】また第２の発明は、炭化珪素を主成分とす
る薄膜層と、この薄膜層上に形成された最下層を窒化ガ
リウム系のバッファ層とした窒化ガリウム系の積層構造
部とを具備した半導体発光素子であって、前記薄膜層の
厚さが、該薄膜層に隣接する前記バッファ層の厚さの２
倍以上であり、かつ前記積層構造部の厚さ以下であるこ
とを特徴とする。
る薄膜層と、この薄膜層上に形成された最下層を窒化ガ
リウム系のバッファ層とした窒化ガリウム系の積層構造
部とを具備した半導体発光素子であって、前記薄膜層の
厚さが、該薄膜層に隣接する前記バッファ層の厚さの２
倍以上であり、かつ前記積層構造部の厚さ以下であるこ
とを特徴とする。
【００１１】またさらに第３の発明は、上記構造の半導
体発光素子の製造方法において、所定の基板上に気相成
長法によって炭化珪素を主成分とする薄膜層を成長する
工程と、前記薄膜層上に気相成長法によって最下層を窒
化ガリウム系のバッファ層とした窒化ガリウム系の積層
構造部を成長する工程と、前記基板を全部或いは部分的
に除去する工程とを含むことを特徴とする。
体発光素子の製造方法において、所定の基板上に気相成
長法によって炭化珪素を主成分とする薄膜層を成長する
工程と、前記薄膜層上に気相成長法によって最下層を窒
化ガリウム系のバッファ層とした窒化ガリウム系の積層
構造部を成長する工程と、前記基板を全部或いは部分的
に除去する工程とを含むことを特徴とする。
【００１２】なお本発明において、
(1)基板は、シリコン基板の表面近傍に酸素のイオン注
入によって酸化膜分離層を形成したＳＩＭＯＸ（Separa
tion by Implantation of Oxygen）基板であること。
入によって酸化膜分離層を形成したＳＩＭＯＸ（Separa
tion by Implantation of Oxygen）基板であること。
【００１３】(2)基板は、シリコン基板の表面近傍に窒
素のイオン注入によって窒化膜分離層を形成した基板で
あること。 (3)基板は、シリコン基板上に絶縁膜を介してシリコン
層を形成したＳＯＩ（Silicon On Insulator) 基板であ
ること。
素のイオン注入によって窒化膜分離層を形成した基板で
あること。 (3)基板は、シリコン基板上に絶縁膜を介してシリコン
層を形成したＳＯＩ（Silicon On Insulator) 基板であ
ること。
【００１４】(4)基板は、少なくとも最表面がシリコン
であって、面方位が概ね（１１１）であること。 (5)バッファ層は、ＧａＮ又はＡｌＧａＮであること。
であって、面方位が概ね（１１１）であること。 (5)バッファ層は、ＧａＮ又はＡｌＧａＮであること。
【００１５】(6)炭化珪素を主成分とする薄膜層中には
ゲルマニウム、スズ、チタンの中から選ばれる少なくと
も１つの物質が添加されていること。 (7)前記添加物質は、炭化珪素を主成分とする薄膜層中
において薄膜成長方向に濃度が高くなるように分布して
なること。
ゲルマニウム、スズ、チタンの中から選ばれる少なくと
も１つの物質が添加されていること。 (7)前記添加物質は、炭化珪素を主成分とする薄膜層中
において薄膜成長方向に濃度が高くなるように分布して
なること。
【００１６】(8)基板はＳＩＭＯＸ基板であり、酸化膜
分離層のエッチングにより積層構造部とＳＩＭＯＸ基板
を分離すること。 (9)基板はＳＯＩ基板であり、絶縁膜のエッチングによ
り積層構造部とＳＯＩの下地基板を分離すること。 (10)薄膜層及び積層構造部の成長法としてＭＯＣＶＤ法
を用いることが望ましい。
分離層のエッチングにより積層構造部とＳＩＭＯＸ基板
を分離すること。 (9)基板はＳＯＩ基板であり、絶縁膜のエッチングによ
り積層構造部とＳＯＩの下地基板を分離すること。 (10)薄膜層及び積層構造部の成長法としてＭＯＣＶＤ法
を用いることが望ましい。
【００１７】上述した本発明による半導体発光素子で
は、窒化ガリウム系材料をＭＯＣＶＤ法によって作成す
る際、基板は、少なくとも最表面がシリコンで、面方位
が概ね（１１１）である物を用いる。この様な基板を炭
化することによって炭化珪素層を形成する、あるいは基
板上にＭＯＣＶＤ法による炭化珪素の成長を行うと、そ
の下地は不均一核形成による成長が起こるため６Ｈ型炭
化水素になる。このため、基板としてサファイアを用い
る場合に比べて、格子不整合を遥かに小さくした状態で
結晶成長が行える。その後、基板を全部あるいは部分的
に除去することによって、基板を含む下地の影響で窒化
ガリウム系材料が受けていた格子歪みも緩和される。
は、窒化ガリウム系材料をＭＯＣＶＤ法によって作成す
る際、基板は、少なくとも最表面がシリコンで、面方位
が概ね（１１１）である物を用いる。この様な基板を炭
化することによって炭化珪素層を形成する、あるいは基
板上にＭＯＣＶＤ法による炭化珪素の成長を行うと、そ
の下地は不均一核形成による成長が起こるため６Ｈ型炭
化水素になる。このため、基板としてサファイアを用い
る場合に比べて、格子不整合を遥かに小さくした状態で
結晶成長が行える。その後、基板を全部あるいは部分的
に除去することによって、基板を含む下地の影響で窒化
ガリウム系材料が受けていた格子歪みも緩和される。
【００１８】即ち、歪みは、窒化ガリウム系材料を層状
に形成して成る積層構造部よりも薄い下地の炭化珪素を
主成分とする薄膜層が受けることになる。また、炭化珪
素を主成分とする薄膜層と窒化ガリウム系材料との間
に、膜厚が薄膜層と基板との合計厚さの半分以下の窒化
ガリウム系薄膜層（バッファ層）を形成することで、そ
の後の素子作成過程での熱処理中には窒化ガリウム系材
料は下地との格子不整合或いは下地との熱膨張係数の差
によって生じる応力を全く受けない状態を実現できる。
に形成して成る積層構造部よりも薄い下地の炭化珪素を
主成分とする薄膜層が受けることになる。また、炭化珪
素を主成分とする薄膜層と窒化ガリウム系材料との間
に、膜厚が薄膜層と基板との合計厚さの半分以下の窒化
ガリウム系薄膜層（バッファ層）を形成することで、そ
の後の素子作成過程での熱処理中には窒化ガリウム系材
料は下地との格子不整合或いは下地との熱膨張係数の差
によって生じる応力を全く受けない状態を実現できる。
【００１９】このような思想を実験的に確認した結果を
図１、図２に示す。なお、このときのパラメータの定義
は図３に示す通りである。図１の横軸は基板３１と炭化
珪素薄膜層３２の合計厚さＡ／窒化ガリウム系薄膜層
（バッファ層）３３の厚さＢ、図２の横軸は合計厚さＡ
／窒化ガリウム系材料の積層構造部３４の厚さＣ、図１
及び図２の縦軸はエレクトロルミネッセンス強度が初期
値の半分になる通電時間Ｔである。
図１、図２に示す。なお、このときのパラメータの定義
は図３に示す通りである。図１の横軸は基板３１と炭化
珪素薄膜層３２の合計厚さＡ／窒化ガリウム系薄膜層
（バッファ層）３３の厚さＢ、図２の横軸は合計厚さＡ
／窒化ガリウム系材料の積層構造部３４の厚さＣ、図１
及び図２の縦軸はエレクトロルミネッセンス強度が初期
値の半分になる通電時間Ｔである。
【００２０】図１は、作成した半導体発光素子の初期発
光特性、ここではエレクトロルミネッセンスの強度が半
分に低下する時間を寿命の指標にとり、炭化珪素薄膜層
３２の厚さと基板３１との合計厚さＡを隣接する窒化ガ
リウム系薄膜層（バッファ層）３３の厚さＢで割った値
を種々変えた場合について測定した結果を示す。通電条
件は、常用の２倍の電流として４０ｍＡとし、温度は５
０℃とした。また、バッファ層３３の厚さＢは２０ｎｍ
に固定した。厚さの比Ａ／Ｂが２以上では全て１０００
時間になっているが、この測定は１０００時間の耐久試
験を実施した物であり、エレクトロルミネッセンスの強
度が半分に低下しなかったことを示すものである。厚さ
の比Ａ／Ｂが２以下のものは非常に早期に劣化が発生し
た。
光特性、ここではエレクトロルミネッセンスの強度が半
分に低下する時間を寿命の指標にとり、炭化珪素薄膜層
３２の厚さと基板３１との合計厚さＡを隣接する窒化ガ
リウム系薄膜層（バッファ層）３３の厚さＢで割った値
を種々変えた場合について測定した結果を示す。通電条
件は、常用の２倍の電流として４０ｍＡとし、温度は５
０℃とした。また、バッファ層３３の厚さＢは２０ｎｍ
に固定した。厚さの比Ａ／Ｂが２以上では全て１０００
時間になっているが、この測定は１０００時間の耐久試
験を実施した物であり、エレクトロルミネッセンスの強
度が半分に低下しなかったことを示すものである。厚さ
の比Ａ／Ｂが２以下のものは非常に早期に劣化が発生し
た。
【００２１】図２には同じ試験を、合計厚さＡをバッフ
ァ層３３の厚さＢで割った値を２に保ったまま、合計厚
さＡと窒化ガリウム系材料の積層構造部３４の厚さＣと
の比Ａ／Ｃを種々変えた場合について測定した結果を示
す。積層構造部３４の厚さＣは２μｍに固定した。炭化
珪素薄膜層３２の厚さと基板３１との合計厚さＡは、窒
化ガリウム系材料の積層構造部３４の厚さＣよりも薄い
必要があるが明らかである。 特性劣化の著しかった試
料に対して原因調査を行った結果、従来の製造方法で
は、窒化ガリウム系材料は、格子不整合或いは下地との
熱膨張係数の差によって生じる応力を受けたまま素子作
成過程での熱処理を経ていたため、転位の増殖や、肉眼
では検出できない程の微小なクラックの発生が起こり、
半導体発光素子の特性を落とし、また寿命の長い物を作
成できずにいたことが主な原因であることが推定され
た。これに対し本発明では、炭化珪素を主成分とする薄
膜層を用いることにより格子不整合を小さくすることが
でき、しかも各部の厚さの比Ａ／Ｂ及びＡ／Ｃを最適に
設定することにより、素子作成過程において積層構造部
に加わる応力を低減することができ、これにより寿命特
性の劣化を抑えることが可能となる。
ァ層３３の厚さＢで割った値を２に保ったまま、合計厚
さＡと窒化ガリウム系材料の積層構造部３４の厚さＣと
の比Ａ／Ｃを種々変えた場合について測定した結果を示
す。積層構造部３４の厚さＣは２μｍに固定した。炭化
珪素薄膜層３２の厚さと基板３１との合計厚さＡは、窒
化ガリウム系材料の積層構造部３４の厚さＣよりも薄い
必要があるが明らかである。 特性劣化の著しかった試
料に対して原因調査を行った結果、従来の製造方法で
は、窒化ガリウム系材料は、格子不整合或いは下地との
熱膨張係数の差によって生じる応力を受けたまま素子作
成過程での熱処理を経ていたため、転位の増殖や、肉眼
では検出できない程の微小なクラックの発生が起こり、
半導体発光素子の特性を落とし、また寿命の長い物を作
成できずにいたことが主な原因であることが推定され
た。これに対し本発明では、炭化珪素を主成分とする薄
膜層を用いることにより格子不整合を小さくすることが
でき、しかも各部の厚さの比Ａ／Ｂ及びＡ／Ｃを最適に
設定することにより、素子作成過程において積層構造部
に加わる応力を低減することができ、これにより寿命特
性の劣化を抑えることが可能となる。
【００２２】一般的に、サファイア基板の上に例えば窒
化アルミニウムを約５０ｎｍの厚さで５００℃程度にて
成長させたバッファ層の上に成長させた窒化ガリウムの
熱燐酸処理によって形成されるエッチピットの密度を測
定することによって求めた転位密度は、１０8 個／ｃｍ
2 を下回ることがほとんどなかった。しかし、（１１
１）シリコン基板の上に、シランとアセチレンの供給比
を適当に選ぶことによって形成した６Ｈ型の（０００
１）炭化珪素バッファ層上に成長させた窒化ガリウムは
上記の方法で求めた転位密度を１０6 個／ｃｍ2 程度に
低減できる。
化アルミニウムを約５０ｎｍの厚さで５００℃程度にて
成長させたバッファ層の上に成長させた窒化ガリウムの
熱燐酸処理によって形成されるエッチピットの密度を測
定することによって求めた転位密度は、１０8 個／ｃｍ
2 を下回ることがほとんどなかった。しかし、（１１
１）シリコン基板の上に、シランとアセチレンの供給比
を適当に選ぶことによって形成した６Ｈ型の（０００
１）炭化珪素バッファ層上に成長させた窒化ガリウムは
上記の方法で求めた転位密度を１０6 個／ｃｍ2 程度に
低減できる。
【００２３】更に格子不整合を小さくさせて転位密度を
低下させるために本発明者らは鋭意実験検討を重ねた結
果、六方晶系の結晶構造の炭化珪素にゲルマニウム、ス
ズ、チタンなどのシリコンよりも元素番号が大きいＩＶ
族元素を含ませておくことが有効であることを突き止め
た。
低下させるために本発明者らは鋭意実験検討を重ねた結
果、六方晶系の結晶構造の炭化珪素にゲルマニウム、ス
ズ、チタンなどのシリコンよりも元素番号が大きいＩＶ
族元素を含ませておくことが有効であることを突き止め
た。
【００２４】即ち、炭素あるいは珪素の原子位置に置換
型で結晶系を変化させること無く固溶でき、格子定数を
大きくできる元素を添加することで、その上に成長する
窒化ガリウム系材料との格子不整合を小さくするのであ
る。一つの理想としては、バッファ層の直上に成長する
窒化ガリウム系材料の格子定数と成長温度において同じ
格子定数を少なくともバッファ層の最表面において有す
るようにバッファ層への添加元素と量および分布を選
択、調整することによって、成長中にバッファ層と窒化
ガリウム系材料との界面において無応力状態を実現する
ことである。本発明の半導体ウエーハでは、この考えを
実現できており、転位密度を低減するのに著しい効果が
あり、５×１０3 個／ｃｍ2 程度にできる。このこと
は、成長温度において格子定数を合わせることが寛容で
あり、成長後室温まで冷却する際に熱膨張係数の差に起
因する応力は、基板を完全あるいは部分的に除去するこ
とによって問題とならない水準まで影響を減らすことが
可能であることを示唆するものである。
型で結晶系を変化させること無く固溶でき、格子定数を
大きくできる元素を添加することで、その上に成長する
窒化ガリウム系材料との格子不整合を小さくするのであ
る。一つの理想としては、バッファ層の直上に成長する
窒化ガリウム系材料の格子定数と成長温度において同じ
格子定数を少なくともバッファ層の最表面において有す
るようにバッファ層への添加元素と量および分布を選
択、調整することによって、成長中にバッファ層と窒化
ガリウム系材料との界面において無応力状態を実現する
ことである。本発明の半導体ウエーハでは、この考えを
実現できており、転位密度を低減するのに著しい効果が
あり、５×１０3 個／ｃｍ2 程度にできる。このこと
は、成長温度において格子定数を合わせることが寛容で
あり、成長後室温まで冷却する際に熱膨張係数の差に起
因する応力は、基板を完全あるいは部分的に除去するこ
とによって問題とならない水準まで影響を減らすことが
可能であることを示唆するものである。
【００２５】
【発明の実施の形態】以下、本発明の詳細を図示の実施
形態によって説明する。 （第１の実施形態）図４に本実施形態に用いた有機金属
気相成長装置の概略構造を示す。４１は石英製の成長容
器でありガス導入口４２から原料ガスを供給し、ガス排
出口４３よりガスを排出する構成になっている。グラフ
ァイト性のサセプタ４４は高周波加熱装置４５によって
加熱され、サセプタ４４の温度は、Ｗ熱電対４６によっ
て測定及び制御される。基板４７はサセプタ４４の上に
直接置かれ、加熱される構成を取っている。
形態によって説明する。 （第１の実施形態）図４に本実施形態に用いた有機金属
気相成長装置の概略構造を示す。４１は石英製の成長容
器でありガス導入口４２から原料ガスを供給し、ガス排
出口４３よりガスを排出する構成になっている。グラフ
ァイト性のサセプタ４４は高周波加熱装置４５によって
加熱され、サセプタ４４の温度は、Ｗ熱電対４６によっ
て測定及び制御される。基板４７はサセプタ４４の上に
直接置かれ、加熱される構成を取っている。
【００２６】このような構成の気相成長装置を用いて、
次のように発光ダイオードの作製を行った。図５に、工
程断面図を示す。まず、結晶成長に先駆けて、直径４イ
ンチのｎ型（１１１）シリコン単結晶ウエーハに酸素イ
オンを４×１０17atoms/cm2 のドーズ量でイオン注入し
た。加速電圧とビーム電流は１８０ｋｅＶと７０ｍＡで
あった。イオン注入時の基板温度は５５０℃に保持し
た。イオン注入の終えたウエーハに対し、Ａｒと酸素の
混合ガス中で１３５０℃、３時間の熱処理を実施した。
このようにして厚さ８２ｎｍの均質な埋め込み酸化物層
５１ｂが、厚さ約３３０ｎｍの最表面シリコン単結晶層
５１ｃの下に形成された。５１ａは下地シリコン基板で
ある。そして、このようなＳＩＭＯＸウエーハを基板５
１として用いた（図５（ａ））。
次のように発光ダイオードの作製を行った。図５に、工
程断面図を示す。まず、結晶成長に先駆けて、直径４イ
ンチのｎ型（１１１）シリコン単結晶ウエーハに酸素イ
オンを４×１０17atoms/cm2 のドーズ量でイオン注入し
た。加速電圧とビーム電流は１８０ｋｅＶと７０ｍＡで
あった。イオン注入時の基板温度は５５０℃に保持し
た。イオン注入の終えたウエーハに対し、Ａｒと酸素の
混合ガス中で１３５０℃、３時間の熱処理を実施した。
このようにして厚さ８２ｎｍの均質な埋め込み酸化物層
５１ｂが、厚さ約３３０ｎｍの最表面シリコン単結晶層
５１ｃの下に形成された。５１ａは下地シリコン基板で
ある。そして、このようなＳＩＭＯＸウエーハを基板５
１として用いた（図５（ａ））。
【００２７】ガス導入口４２から水素を供給しながら高
周波加熱装置４５に通電を開始し、熱電対４６の指示が
１４００℃になるように調整した。以下、熱電対４６の
指示を単に温度と称する。その後、アセチレンと窒素ガ
スを共に供給開始し、ＳＩＭＯＸ基板５１の表面を炭化
し、窒素の添加されたＳｉＣ層５２を形成させた。アセ
チレンの供給を停止すると同時にアンモニアの供給を開
始した。温度を６００℃まで下げ、安定したところでト
リメチルガリウム（以下ＴＭＧと略する）とトリメチル
アルミニウム（以下ＴＭＡと略する）の供給を行い、Ａ
ｌＧａＮ層５３の成長を５分間行った。ＴＭＧとＴＭＡ
の供給を停止し、温度を１２００℃に再上昇させた。
周波加熱装置４５に通電を開始し、熱電対４６の指示が
１４００℃になるように調整した。以下、熱電対４６の
指示を単に温度と称する。その後、アセチレンと窒素ガ
スを共に供給開始し、ＳＩＭＯＸ基板５１の表面を炭化
し、窒素の添加されたＳｉＣ層５２を形成させた。アセ
チレンの供給を停止すると同時にアンモニアの供給を開
始した。温度を６００℃まで下げ、安定したところでト
リメチルガリウム（以下ＴＭＧと略する）とトリメチル
アルミニウム（以下ＴＭＡと略する）の供給を行い、Ａ
ｌＧａＮ層５３の成長を５分間行った。ＴＭＧとＴＭＡ
の供給を停止し、温度を１２００℃に再上昇させた。
【００２８】次いで、水素で希釈したシランとＴＭＧの
供給を開始し、珪素添加のｎ型ＧａＮ層５４を３０分間
成長した。その後、ＴＭＡを追加供給することによっ
て、珪素添加のｎ型ＡｌＧａＮ層５５を１５分間成長し
た。ＴＭＧ、ＴＭＡ、シランの供給を停止した後、温度
を９００℃まで下げ、安定したからＴＭＧ、ＴＭＩを供
給し、５分間ＩｎＧａＮ層５６を成長させた。ＴＭＧ、
ＴＭＩの供給を停止してから、温度を１２００℃に戻
し、安定した所で、ＴＭＧ、ＴＭＡ、ビスシクロペンタ
ジエニルマグネシウム（以下Ｃｐ2 Ｍｇと略する）を供
給してマグネシム添加のｐ型ＡｌＧａＮ層５７を１５分
間成長した。続いて、ＴＭＡの供給を停止し、そのまま
マグネシム添加のｐ型ＧａＮ層５８を１０分間成長した
（図５（ｂ））。
供給を開始し、珪素添加のｎ型ＧａＮ層５４を３０分間
成長した。その後、ＴＭＡを追加供給することによっ
て、珪素添加のｎ型ＡｌＧａＮ層５５を１５分間成長し
た。ＴＭＧ、ＴＭＡ、シランの供給を停止した後、温度
を９００℃まで下げ、安定したからＴＭＧ、ＴＭＩを供
給し、５分間ＩｎＧａＮ層５６を成長させた。ＴＭＧ、
ＴＭＩの供給を停止してから、温度を１２００℃に戻
し、安定した所で、ＴＭＧ、ＴＭＡ、ビスシクロペンタ
ジエニルマグネシウム（以下Ｃｐ2 Ｍｇと略する）を供
給してマグネシム添加のｐ型ＡｌＧａＮ層５７を１５分
間成長した。続いて、ＴＭＡの供給を停止し、そのまま
マグネシム添加のｐ型ＧａＮ層５８を１０分間成長した
（図５（ｂ））。
【００２９】その後、ＴＭＧとＣｐ2 Ｍｇの供給止め、
高周波加熱装置４５への通電を停止した。温度が３５０
℃まで下がったところでアンモニアの供給を停止した。
このようにして得られたウエーハの窒化ガリウム系材料
の積層構造部分５３〜５８の厚さを電子顕微鏡で測定し
た結果、３．５μｍであり、基板５１の表面に存在して
いたシリコン層上に形成されたＳｉＣ層５２の厚さ３０
０ｎｍよりも遥かに厚いことを確認した。また、バッフ
ァ層５３は２０ｎｍであり、ＳｉＣ層５２はバッファ層
５３の２倍以上の厚さであることを確認した。
高周波加熱装置４５への通電を停止した。温度が３５０
℃まで下がったところでアンモニアの供給を停止した。
このようにして得られたウエーハの窒化ガリウム系材料
の積層構造部分５３〜５８の厚さを電子顕微鏡で測定し
た結果、３．５μｍであり、基板５１の表面に存在して
いたシリコン層上に形成されたＳｉＣ層５２の厚さ３０
０ｎｍよりも遥かに厚いことを確認した。また、バッフ
ァ層５３は２０ｎｍであり、ＳｉＣ層５２はバッファ層
５３の２倍以上の厚さであることを確認した。
【００３０】このウエーハを弗化アンモニウム水溶液中
に浸し、超音波振動を加えることによって、ＳＩＭＯＸ
基板の埋め込み酸化物（ＢＯＸ：Burid OXide)層５１ｂ
を徐々に溶かした。約２時間で完全に、下地のシリコン
単結晶と窒化ガリウム系材料の積層構造が分離した（図
５（ｃ））。注意深く窒化ガリウム系材料の積層構造を
取りだし、流水洗浄、乾燥を行った後、スパッタ装置を
用いてＮｉ／Ｃｒ／Ｗを窒化ガリウム系材料の積層構造
の裏面、即ち炭化珪素の面に蒸着した。
に浸し、超音波振動を加えることによって、ＳＩＭＯＸ
基板の埋め込み酸化物（ＢＯＸ：Burid OXide)層５１ｂ
を徐々に溶かした。約２時間で完全に、下地のシリコン
単結晶と窒化ガリウム系材料の積層構造が分離した（図
５（ｃ））。注意深く窒化ガリウム系材料の積層構造を
取りだし、流水洗浄、乾燥を行った後、スパッタ装置を
用いてＮｉ／Ｃｒ／Ｗを窒化ガリウム系材料の積層構造
の裏面、即ち炭化珪素の面に蒸着した。
【００３１】窒化ガリウム系材料の積層構造の裏面には
極薄い酸化物の層が一部残っていたが、全て除去するた
めには長時間を要するため、実用上差支えない範囲と考
えられた。熱処理条件は１０００℃、２０分とし、オー
ム性電極特性を得た。次いで、窒化ガリウム系材料の積
層構造の表面にＡｕとＺｎの合金を蒸着した。熱処理
は、８００℃で０分間行い、オーム性電極特性を得た。
極薄い酸化物の層が一部残っていたが、全て除去するた
めには長時間を要するため、実用上差支えない範囲と考
えられた。熱処理条件は１０００℃、２０分とし、オー
ム性電極特性を得た。次いで、窒化ガリウム系材料の積
層構造の表面にＡｕとＺｎの合金を蒸着した。熱処理
は、８００℃で０分間行い、オーム性電極特性を得た。
【００３２】以上のように作製した半導体発光素子の断
面を電子顕微鏡で観察したところ、従来の半導体素子に
は観察されることがあったクラックは全く観察されず、
また転位の束状に観察されていた筋状の欠陥も無かっ
た。さらに、光学特性を測定したところ、発光波長のピ
ークは５２０ｎｍであり２０ｍＡ電流を流した状態で、
２．１Ｖという低い動作電圧と、外部量子効率１２．２
％の非常に高い効率とが実現できた。この発光素子を４
０ｍＡにて寿命試験を行っているが、１０００時間経過
後の不良率は１％以下であり、長寿命化への効果も確認
できた。
面を電子顕微鏡で観察したところ、従来の半導体素子に
は観察されることがあったクラックは全く観察されず、
また転位の束状に観察されていた筋状の欠陥も無かっ
た。さらに、光学特性を測定したところ、発光波長のピ
ークは５２０ｎｍであり２０ｍＡ電流を流した状態で、
２．１Ｖという低い動作電圧と、外部量子効率１２．２
％の非常に高い効率とが実現できた。この発光素子を４
０ｍＡにて寿命試験を行っているが、１０００時間経過
後の不良率は１％以下であり、長寿命化への効果も確認
できた。
【００３３】本実施形態ではＳＩＭＯＸ基板として低ド
ーズの物を用いたが、市販されている埋め込み酸化物層
の厚みは４００ｎｍ、最表面のシリコン層は１００ｎｍ
である基板でも効果は同じであった。また、本実施形態
ではＳＩＭＯＸ基板の作製時にイオン注入を行った後、
Ａｒと酸素の混合ガス中で１３５０℃３時間の熱処理を
実施することで最表面のシリコンを単結晶化したが、こ
の熱処理は省いてもほぼ同様の効果が得られる。
ーズの物を用いたが、市販されている埋め込み酸化物層
の厚みは４００ｎｍ、最表面のシリコン層は１００ｎｍ
である基板でも効果は同じであった。また、本実施形態
ではＳＩＭＯＸ基板の作製時にイオン注入を行った後、
Ａｒと酸素の混合ガス中で１３５０℃３時間の熱処理を
実施することで最表面のシリコンを単結晶化したが、こ
の熱処理は省いてもほぼ同様の効果が得られる。
【００３４】但し、寿命に関しては、やや短くなる傾向
があったので、埋め込み酸化物層を溶かす際、硝酸と弗
酸を加える対策を行ってみた。このようにして酸化物層
だけでなく僅かに残っていたシリコンを溶解しておく
と、ｎ電極のオーム性が長期に渡って損なわれることが
ないので長寿命になることが分かった。
があったので、埋め込み酸化物層を溶かす際、硝酸と弗
酸を加える対策を行ってみた。このようにして酸化物層
だけでなく僅かに残っていたシリコンを溶解しておく
と、ｎ電極のオーム性が長期に渡って損なわれることが
ないので長寿命になることが分かった。
【００３５】このように本実施形態によれば、ＳＩＭＯ
Ｘ基板５１と窒化ガリウム系の積層構造部５２〜５８と
の間にＳｉＣ層５２を介在させることにより、格子不整
合を遥かに小さくした状態で積層構造部の結晶成長を行
うことができる。さらに、その後にＳＩＭＯＸ基板５１
の酸化物層５１ｂを除去することによって、僅かではあ
るが下地の影響で窒化ガリウム系材料が受けていた格子
歪みも緩和される。従って、その後の素子作成過程での
熱処理中には窒化ガリウム系材料は、下地との格子不整
合或いは下地との熱膨張係数の差によって生ずる応力を
全く受けない状態を実現することが可能となる。その結
果、転位の増殖、肉眼では検出できない程の微小なクラ
ックの発生が起こることなく、高い発光効率、低い動作
電圧、長寿命の発光素子を実現することができる。
Ｘ基板５１と窒化ガリウム系の積層構造部５２〜５８と
の間にＳｉＣ層５２を介在させることにより、格子不整
合を遥かに小さくした状態で積層構造部の結晶成長を行
うことができる。さらに、その後にＳＩＭＯＸ基板５１
の酸化物層５１ｂを除去することによって、僅かではあ
るが下地の影響で窒化ガリウム系材料が受けていた格子
歪みも緩和される。従って、その後の素子作成過程での
熱処理中には窒化ガリウム系材料は、下地との格子不整
合或いは下地との熱膨張係数の差によって生ずる応力を
全く受けない状態を実現することが可能となる。その結
果、転位の増殖、肉眼では検出できない程の微小なクラ
ックの発生が起こることなく、高い発光効率、低い動作
電圧、長寿命の発光素子を実現することができる。
【００３６】第１の実施形態の変形例として、直径４イ
ンチのｎ型（１１１）シリコン単結晶ウエーハに窒素イ
オンを４×１０17atoms/cm2 のドーズ量でイオン注入し
た。加速電圧とビーム電流は酸素イオンを注入した際と
同条件の１８０ｋｅＶと７０ｍＡとした。イオン注入時
の基板温度は５５０℃に保持した。イオン注入の終えた
ウエーハに対し、Ａｒと酸素の混合ガス中で１４００
℃、３時間の熱処理を実施した。このようにして厚さ９
６ｎｍの均質な埋め込み窒化物層５１ｂが、厚さ約３５
０ｎｍ最表面シリコン単結晶層５１ｃの下に形成され
た。５１ａは下地シリコン基板である。そして、このよ
うなウエーハを基板５１として用いた（図５（ａ））。
これに続くその他の工程は第１の実施例に示した方法と
全く同じに実施した結果、全く同様の結果が得られ、注
入するイオン種が酸素と窒素であることによって見られ
た唯一の違いは、酸化物層５１ｂを除去する様に化学的
に窒化物を除去するのは困難なので、窒素をイオン注入
した基板を用いる場合には、弗酸と硝酸を等量混合させ
た溶液を用いて、シリコン層５１ｃを溶解したという点
である。従って、基板を除去する際にはシリコン層５１
ｃが残っていることが重要なので、表面を炭化する際に
は時間を長くしすぎないように注意を払った。
ンチのｎ型（１１１）シリコン単結晶ウエーハに窒素イ
オンを４×１０17atoms/cm2 のドーズ量でイオン注入し
た。加速電圧とビーム電流は酸素イオンを注入した際と
同条件の１８０ｋｅＶと７０ｍＡとした。イオン注入時
の基板温度は５５０℃に保持した。イオン注入の終えた
ウエーハに対し、Ａｒと酸素の混合ガス中で１４００
℃、３時間の熱処理を実施した。このようにして厚さ９
６ｎｍの均質な埋め込み窒化物層５１ｂが、厚さ約３５
０ｎｍ最表面シリコン単結晶層５１ｃの下に形成され
た。５１ａは下地シリコン基板である。そして、このよ
うなウエーハを基板５１として用いた（図５（ａ））。
これに続くその他の工程は第１の実施例に示した方法と
全く同じに実施した結果、全く同様の結果が得られ、注
入するイオン種が酸素と窒素であることによって見られ
た唯一の違いは、酸化物層５１ｂを除去する様に化学的
に窒化物を除去するのは困難なので、窒素をイオン注入
した基板を用いる場合には、弗酸と硝酸を等量混合させ
た溶液を用いて、シリコン層５１ｃを溶解したという点
である。従って、基板を除去する際にはシリコン層５１
ｃが残っていることが重要なので、表面を炭化する際に
は時間を長くしすぎないように注意を払った。
【００３７】（第２の実施形態）次に、別の基板につい
て検討した実施形態を示す。図６は、第２の実施形態に
係わる半導体発光素子の製造工程断面図である。直径４
インチのｎ型（１１１）シリコン単結晶ウエーハ６１ａ
を高真空気相成長装置に入れ、４×１０-1Ｐａの圧力
で、１０００℃にて窒素を用いてバブリングさせたＴＭ
ＡとＮ2 Ｏガスを同時に３０分流すことで、約６０ｎｍ
のアルミニウムを含む酸化物層６１ｂを形成した。引き
続いて今度は９５０℃でジシランを１０分流し、約４０
０ｎｍのシリコン層６１ｃを得た（図６（ａ））。
て検討した実施形態を示す。図６は、第２の実施形態に
係わる半導体発光素子の製造工程断面図である。直径４
インチのｎ型（１１１）シリコン単結晶ウエーハ６１ａ
を高真空気相成長装置に入れ、４×１０-1Ｐａの圧力
で、１０００℃にて窒素を用いてバブリングさせたＴＭ
ＡとＮ2 Ｏガスを同時に３０分流すことで、約６０ｎｍ
のアルミニウムを含む酸化物層６１ｂを形成した。引き
続いて今度は９５０℃でジシランを１０分流し、約４０
０ｎｍのシリコン層６１ｃを得た（図６（ａ））。
【００３８】このようにして得られたＳＯＩ基板６１を
前期図４に示す有機金属気相成長装置に収容し、窒化ガ
リウム系半導体積層構造を次のように作成した。ガス導
入口４２から水素を供給しながら高周波加熱装置４５に
通電を開始し、温度が１４００℃になるように調整し
た。その後、アセチレンを窒素ガスと共に供給開始し、
シリコン層６１ｃの表面を炭化し、窒素の添加されたＳ
ｉＣ層６２を形成させた。アセチレンの供給を停止する
と同時にアンモニアの供給を開始した。温度を６００℃
まで下げ、安定した所でＴＭＧの供給を行い、ＧａＮ層
（バッファ層）６３の成長を６分間行った。ＴＭＧの供
給を停止し、温度を１２００℃に再上昇させた。
前期図４に示す有機金属気相成長装置に収容し、窒化ガ
リウム系半導体積層構造を次のように作成した。ガス導
入口４２から水素を供給しながら高周波加熱装置４５に
通電を開始し、温度が１４００℃になるように調整し
た。その後、アセチレンを窒素ガスと共に供給開始し、
シリコン層６１ｃの表面を炭化し、窒素の添加されたＳ
ｉＣ層６２を形成させた。アセチレンの供給を停止する
と同時にアンモニアの供給を開始した。温度を６００℃
まで下げ、安定した所でＴＭＧの供給を行い、ＧａＮ層
（バッファ層）６３の成長を６分間行った。ＴＭＧの供
給を停止し、温度を１２００℃に再上昇させた。
【００３９】次いで、水素で希釈したシランとＴＭＧの
供給を開始し、珪素添加のｎ型ＧａＮ層６５を３０分間
成長した。その後、ＴＭＧ、シランの供給を停止した
後、温度を９００℃まで下げ、安定してからＴＭＧ、Ｔ
ＭＩを供給し、ＩｎＧａＮ層６６を１分間成長させた。
ＴＭＧ、ＴＭＩの供給を停止してから温度を１２００℃
に戻し、安定した所で、ＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃｐ2 Ｍｇを
供給してマグネシウム添加のｐ型ＡｌＧａＮ層６７を１
５分間成長した。続いて、ＴＭＡの供給を停止し、その
ままマグネシウム添加のｐ型ＧａＮ層６８を１０分間成
長した。
供給を開始し、珪素添加のｎ型ＧａＮ層６５を３０分間
成長した。その後、ＴＭＧ、シランの供給を停止した
後、温度を９００℃まで下げ、安定してからＴＭＧ、Ｔ
ＭＩを供給し、ＩｎＧａＮ層６６を１分間成長させた。
ＴＭＧ、ＴＭＩの供給を停止してから温度を１２００℃
に戻し、安定した所で、ＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃｐ2 Ｍｇを
供給してマグネシウム添加のｐ型ＡｌＧａＮ層６７を１
５分間成長した。続いて、ＴＭＡの供給を停止し、その
ままマグネシウム添加のｐ型ＧａＮ層６８を１０分間成
長した。
【００４０】その後、ＴＭＧとＣｐ2 Ｍｇの供給を止
め、高周波加熱装置４５への通電を停止した。温度が３
５０℃まで下がったところでアンモニアの供給を停止し
た。このようにして作成したウエーハは、断面を電子顕
微鏡で観察した結果、窒化ガリウム系半導体積層構造部
分の厚さが２．７μｍであり、基板６１の最表面に存在
していたシリコン層上に形成されたＳｉＣ層６２の膜厚
３００ｎｍよりも遥かに厚いことを確認した。また、バ
ッファ層６３は２０ｎｍであり、ＳｉＣ層６２はバッフ
ァ層６３の２倍以上の厚さであることを確認した。
め、高周波加熱装置４５への通電を停止した。温度が３
５０℃まで下がったところでアンモニアの供給を停止し
た。このようにして作成したウエーハは、断面を電子顕
微鏡で観察した結果、窒化ガリウム系半導体積層構造部
分の厚さが２．７μｍであり、基板６１の最表面に存在
していたシリコン層上に形成されたＳｉＣ層６２の膜厚
３００ｎｍよりも遥かに厚いことを確認した。また、バ
ッファ層６３は２０ｎｍであり、ＳｉＣ層６２はバッフ
ァ層６３の２倍以上の厚さであることを確認した。
【００４１】このウエーハを弗酸と硝酸の混合液に浸し
て、酸化物と炭化珪素との間に存在するシリコンを溶解
させることによって、上記アルミニウムを含む酸化物層
６１ｂを基板と共に完全に除去した。注意深く窒化ガリ
ウム系材料の積層構造を取り出し、流水洗浄、乾燥を行
った後、スパッタ装置を用いてＮｉ／Ｔｉ／Ｗを窒化ガ
リウム系材料の積層構造の裏面、即ちＳｉＣ層６２の面
に蒸着した。熱処理条件は１０００℃３０分とし、オー
ム性電極特性を得た。次に窒化ガリウム系材料の積層構
造の表面にＮｉ／Ａｕを蒸着した。熱処理は、８００℃
で２５秒間行い、オーム性電極特性を得た。
て、酸化物と炭化珪素との間に存在するシリコンを溶解
させることによって、上記アルミニウムを含む酸化物層
６１ｂを基板と共に完全に除去した。注意深く窒化ガリ
ウム系材料の積層構造を取り出し、流水洗浄、乾燥を行
った後、スパッタ装置を用いてＮｉ／Ｔｉ／Ｗを窒化ガ
リウム系材料の積層構造の裏面、即ちＳｉＣ層６２の面
に蒸着した。熱処理条件は１０００℃３０分とし、オー
ム性電極特性を得た。次に窒化ガリウム系材料の積層構
造の表面にＮｉ／Ａｕを蒸着した。熱処理は、８００℃
で２５秒間行い、オーム性電極特性を得た。
【００４２】以上のように作成した半導体発光素子の断
面を電子顕微鏡観察したところ、従来の半導体発光素子
には観察されることがあったクラックは全く観察され
ず、また転位の束状に観察されていた筋状の欠陥もなか
った。さらに、光学特性を測定したところ、発光波長の
ピークは５２０ｎｍであり２０ｍＡ電流を流した状態
で、２．０Ｖという低い動作電圧と、外部量子効率１
３．４％の非常に高い効率とが実現できた。この発光素
子を４０ｍＡにて寿命試験を行っているが、１０００時
間経過後の不良率は１％以下であり、長寿命化への効果
も確認できた。
面を電子顕微鏡観察したところ、従来の半導体発光素子
には観察されることがあったクラックは全く観察され
ず、また転位の束状に観察されていた筋状の欠陥もなか
った。さらに、光学特性を測定したところ、発光波長の
ピークは５２０ｎｍであり２０ｍＡ電流を流した状態
で、２．０Ｖという低い動作電圧と、外部量子効率１
３．４％の非常に高い効率とが実現できた。この発光素
子を４０ｍＡにて寿命試験を行っているが、１０００時
間経過後の不良率は１％以下であり、長寿命化への効果
も確認できた。
【００４３】ＳＯＩ基板６１の代わりにサファイア基板
を用いて表面にシリコン薄膜層を形成した物を用いた実
験も別途実施したが、遜色の無い結果が得られた。シリ
コン基板上に酸化物層あるいは窒化物層を介さず、直接
炭化珪素を作成することも検討を行ったが、シリコン基
板を除去する手段として研磨を実施すると、基板の厚さ
を制御することが困難になるという点を除けば、特性と
して同様の効果が得られた。
を用いて表面にシリコン薄膜層を形成した物を用いた実
験も別途実施したが、遜色の無い結果が得られた。シリ
コン基板上に酸化物層あるいは窒化物層を介さず、直接
炭化珪素を作成することも検討を行ったが、シリコン基
板を除去する手段として研磨を実施すると、基板の厚さ
を制御することが困難になるという点を除けば、特性と
して同様の効果が得られた。
【００４４】（第３の実施形態）次に、炭化珪素層への
不純物添加について検討した実施形態を示す。図７は、
第３の実施形態に係わる半導体発光素子の製造工程断面
図である。直径４インチのｐ型（１１１）シリコン単結
晶ウエーハに酸素イオンを４×１０17atoms/cm2 のドー
ズ量でイオン注入した。加速電圧は１８０ｋｅＶ、ビー
ム電流は７０ｍＡであった。イオン注入時の基板温度は
５５０℃に保持した。イオン注入の終了したウエーハに
対し、Ａｒと酸素の混合ガス中で１３５０℃、３時間の
熱処理を実施した。このようにして厚さ８２ｎｍの均質
な埋め込み酸化物層７１ｂが、厚さ約３３０ｎｍの最表
面シリコン単結晶層７１ｃの下に形成された。７１ａは
下地シリコン基板である。そして、このようなＳＩＭＯ
Ｘウエーハを基板７１として用いた（図７（ａ））。最
表面のシリコン単結晶層７１ｃは別途行ったＸ線回折法
により、面方位は（１１１）になっていることを確認し
た。
不純物添加について検討した実施形態を示す。図７は、
第３の実施形態に係わる半導体発光素子の製造工程断面
図である。直径４インチのｐ型（１１１）シリコン単結
晶ウエーハに酸素イオンを４×１０17atoms/cm2 のドー
ズ量でイオン注入した。加速電圧は１８０ｋｅＶ、ビー
ム電流は７０ｍＡであった。イオン注入時の基板温度は
５５０℃に保持した。イオン注入の終了したウエーハに
対し、Ａｒと酸素の混合ガス中で１３５０℃、３時間の
熱処理を実施した。このようにして厚さ８２ｎｍの均質
な埋め込み酸化物層７１ｂが、厚さ約３３０ｎｍの最表
面シリコン単結晶層７１ｃの下に形成された。７１ａは
下地シリコン基板である。そして、このようなＳＩＭＯ
Ｘウエーハを基板７１として用いた（図７（ａ））。最
表面のシリコン単結晶層７１ｃは別途行ったＸ線回折法
により、面方位は（１１１）になっていることを確認し
た。
【００４５】このようにして得られた基板７１を前期図
４に示す有機金属気相成長装置に収容し、窒化ガリウム
系半導体積層構造を次のように作成した。ガス導入口４
２から窒素を供給しながら高周波加熱装置４５に通電
し、温度が１４００℃になるように調整した。その後、
アセチレン、ジシランとゲルマンガスを共に供給開始
し、シリコン層７１ｃの表面にゲルマニウムの添加され
た炭化珪素の層７２を形成させた。この時、ゲルマンガ
スの供給量は時間と共に線形に増加させた。所定の時間
である７分経過後、アセチレン、ジシランとゲルマンガ
スの供給を停止すると同時にアンモニアの供給を開始し
た。温度を５５０℃まで下げ、安定したところでＴＭＡ
の供給を行い、ＡｌＮ層７３の成長を２分行った。ＴＭ
Ａの供給を停止し、温度を１２００℃に再上昇させた。
４に示す有機金属気相成長装置に収容し、窒化ガリウム
系半導体積層構造を次のように作成した。ガス導入口４
２から窒素を供給しながら高周波加熱装置４５に通電
し、温度が１４００℃になるように調整した。その後、
アセチレン、ジシランとゲルマンガスを共に供給開始
し、シリコン層７１ｃの表面にゲルマニウムの添加され
た炭化珪素の層７２を形成させた。この時、ゲルマンガ
スの供給量は時間と共に線形に増加させた。所定の時間
である７分経過後、アセチレン、ジシランとゲルマンガ
スの供給を停止すると同時にアンモニアの供給を開始し
た。温度を５５０℃まで下げ、安定したところでＴＭＡ
の供給を行い、ＡｌＮ層７３の成長を２分行った。ＴＭ
Ａの供給を停止し、温度を１２００℃に再上昇させた。
【００４６】次いで、水素で希釈したシランとＴＭＧ、
ＴＭＡを供給開始し、珪素添加のｎ型ＡｌＧａＮ層７４
を３０分間成長した。その後、シラン、ＴＭＧ、ＴＭＡ
の供給を停止した後、温度を９００℃まで下げ、安定し
てからＴＭＧ、ＴＭＩを供給し、ＩｎＧａＮ層７５を３
分間成長させた。ＴＭＩの供給を停止した後、再び温度
を上昇させ、１２００℃まで戻した。温度が安定したと
ころでＴＭＡ、ＴＭＧとＣｐ2 Ｍｇを供給してマグネシ
ウム添加のｐ型ＡｌＧａＮ層７６を１５分間成長した。
続いてＴＭＡの供給を停止し、そのままマグネシウム添
加のｐ型ＧａＮ層７７を５分間成長した。
ＴＭＡを供給開始し、珪素添加のｎ型ＡｌＧａＮ層７４
を３０分間成長した。その後、シラン、ＴＭＧ、ＴＭＡ
の供給を停止した後、温度を９００℃まで下げ、安定し
てからＴＭＧ、ＴＭＩを供給し、ＩｎＧａＮ層７５を３
分間成長させた。ＴＭＩの供給を停止した後、再び温度
を上昇させ、１２００℃まで戻した。温度が安定したと
ころでＴＭＡ、ＴＭＧとＣｐ2 Ｍｇを供給してマグネシ
ウム添加のｐ型ＡｌＧａＮ層７６を１５分間成長した。
続いてＴＭＡの供給を停止し、そのままマグネシウム添
加のｐ型ＧａＮ層７７を５分間成長した。
【００４７】その後、ＴＭＧとＣｐ2 Ｍｇの供給を止
め、高周波加熱装置４５への通電を停止した。温度が３
５０℃まで下がったところでアンモニアの供給を停止し
た。この様にして得られたウエーハは、弗化アンモニウ
ム水溶液中に浸し、超音波振動を加えることによって埋
め込み酸化物層７１ｂを徐々に溶かした。約２時間で完
全に、下地のシリコン単結晶７１ａが剥離した。注意深
く窒化ガリウム系材料の積層構造を取り出し、流水洗
浄、乾燥を行った後と、スパッタ装置を用いてＮｉ／Ｔ
ｉ／Ｗを窒化ガリウム系材料の積層構造の裏面、即ちＳ
ｉＣ層７２の面に蒸着した。ＳｉＣ層７２の表面には極
薄い酸化物の層が一部残っていたが、全て除去するため
には遥かに長時間を要するため、実用上差支えない範囲
であると考えられた。熱処理条件は８５０℃３分としオ
ーム性電極特性を得た。次ぎにマグネシウム添加のＧａ
Ｎ層７７の表面にＡｕとＺｎの合金を蒸着した。熱処理
は、８００℃で２分行い、オーム性電極特性を示した。
め、高周波加熱装置４５への通電を停止した。温度が３
５０℃まで下がったところでアンモニアの供給を停止し
た。この様にして得られたウエーハは、弗化アンモニウ
ム水溶液中に浸し、超音波振動を加えることによって埋
め込み酸化物層７１ｂを徐々に溶かした。約２時間で完
全に、下地のシリコン単結晶７１ａが剥離した。注意深
く窒化ガリウム系材料の積層構造を取り出し、流水洗
浄、乾燥を行った後と、スパッタ装置を用いてＮｉ／Ｔ
ｉ／Ｗを窒化ガリウム系材料の積層構造の裏面、即ちＳ
ｉＣ層７２の面に蒸着した。ＳｉＣ層７２の表面には極
薄い酸化物の層が一部残っていたが、全て除去するため
には遥かに長時間を要するため、実用上差支えない範囲
であると考えられた。熱処理条件は８５０℃３分としオ
ーム性電極特性を得た。次ぎにマグネシウム添加のＧａ
Ｎ層７７の表面にＡｕとＺｎの合金を蒸着した。熱処理
は、８００℃で２分行い、オーム性電極特性を示した。
【００４８】以上のように作成した半導体発光素子の断
面を電子顕微鏡観察したところ、従来の半導体素子には
観察されることがあったクラックは全く観察されず、ま
た、転位の束状に観察されていた筋状の欠陥も無かっ
た。更に、光学特性を測定したところ、発光波長のピー
クは５２０ｎｍであり２０ｍＡ電流を流した状態で、
２．１Ｖという低い動作電圧と、外部量子効率１２．２
％の非常に高い効率とが実現できた。この発光素子を４
０ｍＡにて寿命試験を行っているが、１０００時間経過
後の不良率は１％以下であり、長寿命化への効果も確認
できた。
面を電子顕微鏡観察したところ、従来の半導体素子には
観察されることがあったクラックは全く観察されず、ま
た、転位の束状に観察されていた筋状の欠陥も無かっ
た。更に、光学特性を測定したところ、発光波長のピー
クは５２０ｎｍであり２０ｍＡ電流を流した状態で、
２．１Ｖという低い動作電圧と、外部量子効率１２．２
％の非常に高い効率とが実現できた。この発光素子を４
０ｍＡにて寿命試験を行っているが、１０００時間経過
後の不良率は１％以下であり、長寿命化への効果も確認
できた。
【００４９】本実施形態に示した方法の有効性を確認す
るために、ゲルマニウムの添加された炭化珪素の層上に
無添加のＡｌＧａＮを上述の珪素添加のＡｌＧａＮ７４
と同様にＡｌＮ７３上に成長し、そのまま冷却した。こ
のＡｌＧａＮを熱燐酸で処理し、表面に見られたエッチ
ピットの数を３３３μｍ×２５６μｍの視野内で測定し
た結果、平均して３〜４個であったので、視野の広さか
ら計算された転位密度は３．５〜４．７×１０3 個／ｃ
ｍ2 であり非常に転位密度の小さい高結晶品質になって
いることを確認した。厳密に転位密度を求めるためには
視野を広く取るのが望ましい。
るために、ゲルマニウムの添加された炭化珪素の層上に
無添加のＡｌＧａＮを上述の珪素添加のＡｌＧａＮ７４
と同様にＡｌＮ７３上に成長し、そのまま冷却した。こ
のＡｌＧａＮを熱燐酸で処理し、表面に見られたエッチ
ピットの数を３３３μｍ×２５６μｍの視野内で測定し
た結果、平均して３〜４個であったので、視野の広さか
ら計算された転位密度は３．５〜４．７×１０3 個／ｃ
ｍ2 であり非常に転位密度の小さい高結晶品質になって
いることを確認した。厳密に転位密度を求めるためには
視野を広く取るのが望ましい。
【００５０】次に２次イオン質量分析によって同じ試料
を用いてゲルマニウム濃度を測定した。窒化ガリウム層
表面から、深さ方向に分析を実施した。別途行った電子
顕微鏡によって測定した各層の厚さの結果が分かってい
るので、図８に示すように、表面からの深さと各層との
対応が取れている。ゲルマンガスを供給したのは前述の
ように炭化珪素の成長時のみであったが、ゲルマニウム
はＡｌＧａＮ層７４にも含まれていることが分かった。
ＡｌＧａＮ中にもゲルマニウムか特に炭化珪素との界面
付近に存在することは、この界面における格子不整合を
設計よりも更に小さくする効果、あるいは格子定数のな
だらかな変化によって界面への応力集中が避けられる効
果をもたらし、従って非常に転位密度の低い窒化ガリウ
ム系材料が得られる理由のひとつであろうと推察した。
を用いてゲルマニウム濃度を測定した。窒化ガリウム層
表面から、深さ方向に分析を実施した。別途行った電子
顕微鏡によって測定した各層の厚さの結果が分かってい
るので、図８に示すように、表面からの深さと各層との
対応が取れている。ゲルマンガスを供給したのは前述の
ように炭化珪素の成長時のみであったが、ゲルマニウム
はＡｌＧａＮ層７４にも含まれていることが分かった。
ＡｌＧａＮ中にもゲルマニウムか特に炭化珪素との界面
付近に存在することは、この界面における格子不整合を
設計よりも更に小さくする効果、あるいは格子定数のな
だらかな変化によって界面への応力集中が避けられる効
果をもたらし、従って非常に転位密度の低い窒化ガリウ
ム系材料が得られる理由のひとつであろうと推察した。
【００５１】本実施形態ではＳＩＭＯＸ基板として低ド
ーズの物を用いたが、市販されている埋め込み酸化物層
の厚み４００ｎｍ、最表面のシリコン層１００ｎｍの基
板でも効果は同じであった。
ーズの物を用いたが、市販されている埋め込み酸化物層
の厚み４００ｎｍ、最表面のシリコン層１００ｎｍの基
板でも効果は同じであった。
【００５２】（第４の実施形態）次に、炭化珪素層への
別の添加元素について検討した実施形態を示す。図９
は、第４の実施形態に係わる半導体発光素子の製造工程
断面図である。基板９１は、市販の酸化物層の厚み４０
０ｎｍ、最表面のシリコン層１００ｎｍの直径４インチ
のＳＩＭＯＸ基板を用いた。この基板９１を前記図４に
示す有機金属気相成長装置に収容し、窒化ガリウム系半
導体積層構造を次のように作成した。ガス導入口４２よ
り水素を供給しながら高周波加熱装置４５に通電を開始
し、温度が１４００℃になるように調整した。その後、
アセチレン、ジシランをアンモニアと共に供給開始し、
基板９１の表面に窒素添加のＳｉＣ層９２を形成させ
た。アセチレン、ジシランとアンモニアの供給を停止
し、温度を１０００℃まで下げ、チタンをフィラメント
加熱によって蒸発させ、ＳｉＣ層９２上に薄膜のチタン
膜９３を形成した。その後、３０分この温度でチタンの
拡散を行った後にスズをフィラメント加熱によって蒸発
させ、スズ薄膜９４を形成した。
別の添加元素について検討した実施形態を示す。図９
は、第４の実施形態に係わる半導体発光素子の製造工程
断面図である。基板９１は、市販の酸化物層の厚み４０
０ｎｍ、最表面のシリコン層１００ｎｍの直径４インチ
のＳＩＭＯＸ基板を用いた。この基板９１を前記図４に
示す有機金属気相成長装置に収容し、窒化ガリウム系半
導体積層構造を次のように作成した。ガス導入口４２よ
り水素を供給しながら高周波加熱装置４５に通電を開始
し、温度が１４００℃になるように調整した。その後、
アセチレン、ジシランをアンモニアと共に供給開始し、
基板９１の表面に窒素添加のＳｉＣ層９２を形成させ
た。アセチレン、ジシランとアンモニアの供給を停止
し、温度を１０００℃まで下げ、チタンをフィラメント
加熱によって蒸発させ、ＳｉＣ層９２上に薄膜のチタン
膜９３を形成した。その後、３０分この温度でチタンの
拡散を行った後にスズをフィラメント加熱によって蒸発
させ、スズ薄膜９４を形成した。
【００５３】次に温度を６００℃まで下げ、安定したと
ころでＴＭＧとアンモニアの供給を行い、窒化ガリウム
層９５の成長を５分間行った。ＴＭＧの供給を停止し、
温度を１２００℃に再上昇させた。次に、水素で希釈し
たシランとＴＭＧの供給を開始し、珪素添加の窒化ガリ
ウム９６を３０分間成長した。その後、ＴＭＧ、シラン
の供給を停止した後、温度を９００℃まで下げ、安定し
てからＴＭＧ、ＴＭＩを供給し、３分間ＩｎＧａＮ９７
を成長させた。ＴＭＧ、ＴＭＩの供給を停止してから温
度を１２００℃に戻して安定してからＴＭＧ、ＴＭＡ、
Ｃｐ2 Ｍｇを供給してマグネシウム添加のＡｌＧａＮ９
８を１５分間成長した。続いて、ＴＭＡの供給を停止
し、そのままマグネシウム添加の窒化ガリウム９９を１
０分間成長した。その後、ＴＭＧとＣｐ2 Ｍｇの供給を
止め、高周波加熱装置４５への通電を停止した。温度が
３５０℃まで下がったところでアンモニアの供給を停止
した。
ころでＴＭＧとアンモニアの供給を行い、窒化ガリウム
層９５の成長を５分間行った。ＴＭＧの供給を停止し、
温度を１２００℃に再上昇させた。次に、水素で希釈し
たシランとＴＭＧの供給を開始し、珪素添加の窒化ガリ
ウム９６を３０分間成長した。その後、ＴＭＧ、シラン
の供給を停止した後、温度を９００℃まで下げ、安定し
てからＴＭＧ、ＴＭＩを供給し、３分間ＩｎＧａＮ９７
を成長させた。ＴＭＧ、ＴＭＩの供給を停止してから温
度を１２００℃に戻して安定してからＴＭＧ、ＴＭＡ、
Ｃｐ2 Ｍｇを供給してマグネシウム添加のＡｌＧａＮ９
８を１５分間成長した。続いて、ＴＭＡの供給を停止
し、そのままマグネシウム添加の窒化ガリウム９９を１
０分間成長した。その後、ＴＭＧとＣｐ2 Ｍｇの供給を
止め、高周波加熱装置４５への通電を停止した。温度が
３５０℃まで下がったところでアンモニアの供給を停止
した。
【００５４】このようにして作成したウエーハの断面を
電子顕微鏡観察したところ、従来のチタンとスズの薄膜
層を挟まないウエーハでは窒化ガリウムと炭化珪素との
界面が明確に観測されるのに対し、全くコントラストの
変化が見られなかった。２次イオン質量分析によって、
この試料中のチタンとスズのそれぞれの濃度のウエーハ
表面からの深さ方向分布を測定した。図１０はこの分析
結果を示すものであり、別途実施した、従来のチタンと
スズの薄膜層を挟まない構造のウエーハの断面電子顕微
鏡写真から深さ方向位置に対応する層構造を推定し、図
１０に合わせて記した。
電子顕微鏡観察したところ、従来のチタンとスズの薄膜
層を挟まないウエーハでは窒化ガリウムと炭化珪素との
界面が明確に観測されるのに対し、全くコントラストの
変化が見られなかった。２次イオン質量分析によって、
この試料中のチタンとスズのそれぞれの濃度のウエーハ
表面からの深さ方向分布を測定した。図１０はこの分析
結果を示すものであり、別途実施した、従来のチタンと
スズの薄膜層を挟まない構造のウエーハの断面電子顕微
鏡写真から深さ方向位置に対応する層構造を推定し、図
１０に合わせて記した。
【００５５】図１０から分かるように、チタン、スズ共
に拡散し、ＳｉＣ層９２にはチタンが多く含まれ、窒化
ガリウム層９５にはスズが多く含まれるという結果にな
っており、炭化珪素９２の格子定数は大きくなり、窒化
ガリウム９５の格子定数は小さくなるため、炭化珪素と
窒化ガリウム界面での格子定数差は、ほとんどゼロにな
っていると予想され、電子顕微鏡による観察ではコント
ラストが低く、上述のように界面が判別できないという
結果を導いたのであると解釈できる。
に拡散し、ＳｉＣ層９２にはチタンが多く含まれ、窒化
ガリウム層９５にはスズが多く含まれるという結果にな
っており、炭化珪素９２の格子定数は大きくなり、窒化
ガリウム９５の格子定数は小さくなるため、炭化珪素と
窒化ガリウム界面での格子定数差は、ほとんどゼロにな
っていると予想され、電子顕微鏡による観察ではコント
ラストが低く、上述のように界面が判別できないという
結果を導いたのであると解釈できる。
【００５６】熱燐酸処理によって求めた転位密度（エッ
チピット密度）は、３．５〜４．７×１０3 個／ｃｍ2
であり、非常に転位密度の低い高結晶品質になっている
ことを確認した。このウエーハを弗酸と硝酸の混合物に
浸して、酸化物と炭化珪素との間に存在するシリコンを
溶解させることによって上記アルミニウムを含む酸化物
層を基板と共に完全に除去した。
チピット密度）は、３．５〜４．７×１０3 個／ｃｍ2
であり、非常に転位密度の低い高結晶品質になっている
ことを確認した。このウエーハを弗酸と硝酸の混合物に
浸して、酸化物と炭化珪素との間に存在するシリコンを
溶解させることによって上記アルミニウムを含む酸化物
層を基板と共に完全に除去した。
【００５７】注意深く窒化ガリウム系材料の積層構造を
取り出し、流水洗浄、乾燥を行った後、スパッタ装置を
用いてＮｉ／Ｔｉ／Ｗを窒化ガリウム系材料の積層構造
の裏面、即ちＳｉＣ９２の下面に蒸着した。熱処理条件
は１０００℃３分とし、オーム性電極特性を得た。次
に、窒化ガリウム系材料の積層構造の表面、即ちマグネ
シウム添加の窒化ガリウム９９の上面にＮｉ／Ａｕを蒸
着した。熱処理は、８００℃で３分行い、オーム性電極
特性を得た。
取り出し、流水洗浄、乾燥を行った後、スパッタ装置を
用いてＮｉ／Ｔｉ／Ｗを窒化ガリウム系材料の積層構造
の裏面、即ちＳｉＣ９２の下面に蒸着した。熱処理条件
は１０００℃３分とし、オーム性電極特性を得た。次
に、窒化ガリウム系材料の積層構造の表面、即ちマグネ
シウム添加の窒化ガリウム９９の上面にＮｉ／Ａｕを蒸
着した。熱処理は、８００℃で３分行い、オーム性電極
特性を得た。
【００５８】以上のように作成した半導体発光素子の断
面を電子顕微鏡で観察したところ、従来の半導体発光素
子には観察されることがあったクラックは全く観察され
ず、また、転位の束状に観察されていた筋状の欠陥も見
られなかった。更に、光学特性を測定した所、発光波長
のピークは５２０ｎｍであり、２０ｍＡ電流を流した状
態で２．０Ｖという低い動作電圧と、外部量子効率１
３．４％の非常に高い効率とが実現できた。４０ｍＡに
て、この発光素子の寿命試験を行ったところ、１０００
時間経過後の不良率は１％以下であり、長寿命化への効
果も確認できた。
面を電子顕微鏡で観察したところ、従来の半導体発光素
子には観察されることがあったクラックは全く観察され
ず、また、転位の束状に観察されていた筋状の欠陥も見
られなかった。更に、光学特性を測定した所、発光波長
のピークは５２０ｎｍであり、２０ｍＡ電流を流した状
態で２．０Ｖという低い動作電圧と、外部量子効率１
３．４％の非常に高い効率とが実現できた。４０ｍＡに
て、この発光素子の寿命試験を行ったところ、１０００
時間経過後の不良率は１％以下であり、長寿命化への効
果も確認できた。
【００５９】これまで述べてきた各実施形態では、オー
ム性電極材料としていくつかの例を挙げたが、同等以上
のオーム性を示す電極材料及び熱処理方法であれば良
く、種々変形して用いることができる。また、シリコン
膜を炭化して炭化珪素を形成する際は、シリコン膜を全
て炭化せず、絶縁体層に近接する部分はシリコンのまま
であることが望ましい。炭化を長時間行うと、シリコン
下地の絶縁体層まで反応性に富んだ炭素が達してしまう
ために、絶縁体が酸化物の場合には酸化物が還元され、
そこに酸化炭素によると考えられるボイドが発生してし
まい、絶縁体層の上の炭化珪素層の表面が凸凹になって
しまうことが懸念される。
ム性電極材料としていくつかの例を挙げたが、同等以上
のオーム性を示す電極材料及び熱処理方法であれば良
く、種々変形して用いることができる。また、シリコン
膜を炭化して炭化珪素を形成する際は、シリコン膜を全
て炭化せず、絶縁体層に近接する部分はシリコンのまま
であることが望ましい。炭化を長時間行うと、シリコン
下地の絶縁体層まで反応性に富んだ炭素が達してしまう
ために、絶縁体が酸化物の場合には酸化物が還元され、
そこに酸化炭素によると考えられるボイドが発生してし
まい、絶縁体層の上の炭化珪素層の表面が凸凹になって
しまうことが懸念される。
【００６０】基板は、本実施形態では化学的に除去した
が、研磨等機械的に行っても同様の効果が得られる。但
し、その場合、窒化ガリウム系積層構造に過度の応力が
掛かることは避ける必要がある。
が、研磨等機械的に行っても同様の効果が得られる。但
し、その場合、窒化ガリウム系積層構造に過度の応力が
掛かることは避ける必要がある。
【００６１】これまで、基板を除去することに重きを置
いて説明してきたが、発光素子を形成する製造工程を経
た後の処理につき実施形態を述べる。基板を除去した後
に素子形成の工程を施した状態では、積層構造は厚さが
非常に薄いために、その後の取扱いが困難になることが
懸念される。そこで、厚さ５００μｍの鏡面シリコン単
結晶基板に積層構造を直接接着し、基板と一体化させ
た。このように積層構造を貼り付けることは、例えばダ
イシングによってペレット化する際であるとか、そのペ
レットをリードフレームに取り付ける際とか、モールド
を行う際に、取扱い等に起因する外力から素子を守る効
果が絶大であり、歩留まり上昇に大きく寄与することが
分かっている。
いて説明してきたが、発光素子を形成する製造工程を経
た後の処理につき実施形態を述べる。基板を除去した後
に素子形成の工程を施した状態では、積層構造は厚さが
非常に薄いために、その後の取扱いが困難になることが
懸念される。そこで、厚さ５００μｍの鏡面シリコン単
結晶基板に積層構造を直接接着し、基板と一体化させ
た。このように積層構造を貼り付けることは、例えばダ
イシングによってペレット化する際であるとか、そのペ
レットをリードフレームに取り付ける際とか、モールド
を行う際に、取扱い等に起因する外力から素子を守る効
果が絶大であり、歩留まり上昇に大きく寄与することが
分かっている。
【００６２】また、本発明は上述した各実施形態に限定
されるものではなく、その要旨を逸脱しない範囲で、種
々変形して実施することができる。例えば、炭化珪素薄
膜の膜厚は、バッファ層の２倍以上で、かつ積層構造部
よりも薄い範囲で適宜定めれば良い。さらに、基板を一
部残す場合は、基板と炭化珪素薄膜との合計膜厚が上記
の範囲となるように定めれば良い。また、薄膜層はＳｉ
Ｃに限らず、炭化珪素を主成分とする薄膜層であれば良
い。
されるものではなく、その要旨を逸脱しない範囲で、種
々変形して実施することができる。例えば、炭化珪素薄
膜の膜厚は、バッファ層の２倍以上で、かつ積層構造部
よりも薄い範囲で適宜定めれば良い。さらに、基板を一
部残す場合は、基板と炭化珪素薄膜との合計膜厚が上記
の範囲となるように定めれば良い。また、薄膜層はＳｉ
Ｃに限らず、炭化珪素を主成分とする薄膜層であれば良
い。
【００６３】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、基
板と窒化ガリウム系の積層構造部との間に炭化珪素を主
成分とする薄膜層を設け、その膜厚を最適化することに
より、また薄膜層に添加する元素、その量、および分布
を最適化することにより、窒化ガリウム系の積層構造を
作成する際に低応力状態を保つことが可能であり、更
に、その後の半導体素子作成過程での残留応力も非常に
低減されるため、転位の増殖や微小なクラックの発生が
起こらず半導体素子の特性劣化を防ぐことができる。従
って、発光効率の向上、動作電圧の低減及び長寿命化を
はかることが可能となる。
板と窒化ガリウム系の積層構造部との間に炭化珪素を主
成分とする薄膜層を設け、その膜厚を最適化することに
より、また薄膜層に添加する元素、その量、および分布
を最適化することにより、窒化ガリウム系の積層構造を
作成する際に低応力状態を保つことが可能であり、更
に、その後の半導体素子作成過程での残留応力も非常に
低減されるため、転位の増殖や微小なクラックの発生が
起こらず半導体素子の特性劣化を防ぐことができる。従
って、発光効率の向上、動作電圧の低減及び長寿命化を
はかることが可能となる。
【図１】 本発明の作用を説明するためのもので、厚さ
の比Ａ／Ｂに対する通電時間Ｔの変化を示す図。
の比Ａ／Ｂに対する通電時間Ｔの変化を示す図。
【図２】 本発明の作用を説明するためのもので、厚さ
の比Ａ／Ｃに対する通電時間Ｔの変化を示す図。
の比Ａ／Ｃに対する通電時間Ｔの変化を示す図。
【図３】 本発明の作用を説明するためのもので、厚さ
Ａ，Ｂ，Ｃの定義を示す図。
Ａ，Ｂ，Ｃの定義を示す図。
【図４】 第１の実施形態に用いた有機金属気相成長装
置の概略構成を示す図。
置の概略構成を示す図。
【図５】 第１の実施形態に係わる半導体発光素子の製
造工程を示す図。
造工程を示す図。
【図６】 第２の実施形態に係わる半導体発光素子の製
造工程を示す図。
造工程を示す図。
【図７】 第３の実施形態に係わる半導体発光素子の製
造工程を示す図。
造工程を示す図。
【図８】 第３の実施形態に係わる半導体発光素子のゲ
ルマニウム濃度と表面からの深さの関係を示す図。
ルマニウム濃度と表面からの深さの関係を示す図。
【図９】 第４の実施形態に係わる半導体発光素子の製
造工程を示す図。
造工程を示す図。
【図１０】 第４の実施形態に係わる半導体発光素子の
スズおよびチタンの濃度と表面からの深さの関係を示す
図。
スズおよびチタンの濃度と表面からの深さの関係を示す
図。
３１…基板３２…炭化珪素薄膜層
３３…窒化ガリウム系薄膜層（バッファ層）
３４…窒化ガリウム系材料の積層構造部
４１…石英製成長容器
４２…ガス導入口
４３…ガス排出口
４４…グラファイト製サセプタ
４５…高周波加熱装置
４６…熱電対
４７、７１…基板
５１、９１…ＳＩＭＯＸ基板
５２、６２、７２、９２…ＳｉＣ層（薄膜層）
５３…ＡｌＧａＮ層（バッファ層）
５４、６５、９６…ｎ型ＧａＮ層
５５、７４…ｎ型ＡｌＧａＮ層
５６、６６、７５、９７…ＩｎＧａＮ層
５７、６７、７６、９８…ｐ型ＡｌＧａＮ層
５８、６８、７７、９９…ｐ型ＧａＮ層
６１…ＳＯＩ基板
６３、９５…ＧａＮ層（バッファ層）
７３…ＡｌＮ層（バッファ層）
９３…チタン薄膜
９４…スズ薄膜
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 平４−223330（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−283744（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−218494（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−45644（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−152072（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−175592（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
H01L 33/00
H01L 21/20 - 21/208
Claims (4)
- 【請求項１】炭化珪素を主成分とする薄膜層と、この薄
膜層上に形成された最下層を窒化ガリウム系のバッファ
層とした窒化ガリウム系の積層構造部とを具備し、前記
薄膜層の厚さが、該薄膜層に隣接する前記バッファ層の
厚さの２倍以上であり、かつ前記積層構造部の厚さ以下
であり、前記薄膜層中にはゲルマニウム、スズ、チタン
の中から選ばれる少なくとも１つの物質が添加されてい
ることを特徴とする半導体発光素子。 - 【請求項２】前記炭化珪素を主成分とする薄膜層中に添
加された物質は、該薄膜層の成長方向に濃度が高くなる
ように分布してなることを特徴とする請求項１記載の半
導体発光素子。 - 【請求項３】前記炭化珪素を主成分とする薄膜層は基板
上に形成され、該基板は、シリコン基板の表面近傍に酸
素のイオン注入によって酸化膜分離層を形成したもので
あることを特徴とする請求項１又は２記載の半導体発光
素子。 - 【請求項４】前記炭化珪素を主成分とする薄膜層は基板
上に形成され、該基板は、少なくとも最表面がシリコン
であって、面方位が概ね（１１１）であることを特徴と
する請求項１又は２記載の半導体発光素子。
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Applications Claiming Priority (3)
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| JP7-327125 | 1995-12-15 | ||
| JP05114196A JP3409958B2 (ja) | 1995-12-15 | 1996-03-08 | 半導体発光素子 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09223819A JPH09223819A (ja) | 1997-08-26 |
| JP3409958B2 true JP3409958B2 (ja) | 2003-05-26 |
Family
ID=26391675
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05114196A Expired - Lifetime JP3409958B2 (ja) | 1995-12-15 | 1996-03-08 | 半導体発光素子 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5786606A (ja) |
| JP (1) | JP3409958B2 (ja) |
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