JPH06232451A - ｐ型窒化ガリウムの成長方法 - Google Patents
ｐ型窒化ガリウムの成長方法Info
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- JPH06232451A JPH06232451A JP4212593A JP4212593A JPH06232451A JP H06232451 A JPH06232451 A JP H06232451A JP 4212593 A JP4212593 A JP 4212593A JP 4212593 A JP4212593 A JP 4212593A JP H06232451 A JPH06232451 A JP H06232451A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ｐ型ドーパントをドープしたＧａＮを何の後
処理も必要とせず、成長中に低抵抗なｐ型とすることが
できる成長方法を提供する。 【構成】 有機金属化合物気相成長法により、一般式Ｉ
ｎXＡｌYＧａ1-X-YＮ（但し０＜X＜１、０≦Y＜１）で
表される窒化ガリウム系化合物半導体を成長した後、該
窒化ガリウム系化合物半導体の上に、Ｍｇを１×１０17
／cm3〜３×１０2 0／cm3の範囲でドープしたＧａＮを成
長させる。
処理も必要とせず、成長中に低抵抗なｐ型とすることが
できる成長方法を提供する。 【構成】 有機金属化合物気相成長法により、一般式Ｉ
ｎXＡｌYＧａ1-X-YＮ（但し０＜X＜１、０≦Y＜１）で
表される窒化ガリウム系化合物半導体を成長した後、該
窒化ガリウム系化合物半導体の上に、Ｍｇを１×１０17
／cm3〜３×１０2 0／cm3の範囲でドープしたＧａＮを成
長させる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は青色発光ダイオード、青
色レーザーダイオード等に使用される窒化ガリウムの成
長方法に関し、特にＭｇをドープした低抵抗なｐ型窒化
ガリウムの成長方法に関する。
色レーザーダイオード等に使用される窒化ガリウムの成
長方法に関し、特にＭｇをドープした低抵抗なｐ型窒化
ガリウムの成長方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】現在、青色発光ダイオード、青色レーザ
ーダイオード等の青色発光デバイスの材料として注目さ
れているＧａＮ、ＧａＡｌＮ、ＩｎＧａＮ、ＩｎＡｌＧ
ａＮ等の窒化ガリウム系化合物半導体は、有機金属化合
物気相成長法（以下ＭＯＣＶＤ法という。）を用いて成
長できることが知られている。この方法によると、窒化
ガリウム系化合物半導体は、基板を設置した反応容器内
に、有機金属化合物ガスソースとしてＴＭＧ（トリメチ
ルガリウム）、ＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）、Ｔ
ＭＩ（トリメチルインジウム）等のＩＩＩ族源のガス
と、アンモニア、ヒドラジン等のＶ族源のガスとを供給
し、結晶成長温度をおよそ９００℃〜１１００℃の高温
に保持して、基板上に成長される。さらに、窒化ガリウ
ム系化合物半導体をｎ型、ｉ型、あるいはｐ型にするた
め、ドーパントガスを前記有機金属化合物ガスに混合し
て供給する。基板としてはサファイア、ＺｎＯ、Ｓｉ、
ＳｉＣ等が知られているが、一般的にはサファイアが用
いられている。ｎ型ドーパントとしては、Ｓｉ、Ｇｅが
用いられており、ｐ型ドーパントとしては、Ｍｇ、Ｚｎ
が用いられている。
ーダイオード等の青色発光デバイスの材料として注目さ
れているＧａＮ、ＧａＡｌＮ、ＩｎＧａＮ、ＩｎＡｌＧ
ａＮ等の窒化ガリウム系化合物半導体は、有機金属化合
物気相成長法（以下ＭＯＣＶＤ法という。）を用いて成
長できることが知られている。この方法によると、窒化
ガリウム系化合物半導体は、基板を設置した反応容器内
に、有機金属化合物ガスソースとしてＴＭＧ（トリメチ
ルガリウム）、ＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）、Ｔ
ＭＩ（トリメチルインジウム）等のＩＩＩ族源のガス
と、アンモニア、ヒドラジン等のＶ族源のガスとを供給
し、結晶成長温度をおよそ９００℃〜１１００℃の高温
に保持して、基板上に成長される。さらに、窒化ガリウ
ム系化合物半導体をｎ型、ｉ型、あるいはｐ型にするた
め、ドーパントガスを前記有機金属化合物ガスに混合し
て供給する。基板としてはサファイア、ＺｎＯ、Ｓｉ、
ＳｉＣ等が知られているが、一般的にはサファイアが用
いられている。ｎ型ドーパントとしては、Ｓｉ、Ｇｅが
用いられており、ｐ型ドーパントとしては、Ｍｇ、Ｚｎ
が用いられている。
【０００３】しかしながら窒化ガリウム系化合物半導体
を使用した発光デバイスは未だ実用化されていない。そ
の理由はｐ型ドーパントをドープした窒化ガリウム系化
合物半導体が低抵抗なｐ型とならずに、ほとんど絶縁体
に近いｉ型（insurater）となるため、ｐ−ｎ接合がで
きないからである。従って、窒化ガリウム系化合物半導
体を用いた従来の青色発光デバイスは、このｉ型ＧａＮ
層を発光層とする、いわゆるＭＩＳ構造のものしか知ら
れていないのが実状であった。
を使用した発光デバイスは未だ実用化されていない。そ
の理由はｐ型ドーパントをドープした窒化ガリウム系化
合物半導体が低抵抗なｐ型とならずに、ほとんど絶縁体
に近いｉ型（insurater）となるため、ｐ−ｎ接合がで
きないからである。従って、窒化ガリウム系化合物半導
体を用いた従来の青色発光デバイスは、このｉ型ＧａＮ
層を発光層とする、いわゆるＭＩＳ構造のものしか知ら
れていないのが実状であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】高抵抗なｉ型ＧａＮを
低抵抗なｐ型とするため、例えば特開平３−２１８６２
５号公報、特開平２−４２７７０号公報、および特開平
２−２５７６７９号公報において、Ｍｇ、Ｚｎ等のｐ型
ドーパントをドープしたＧａＡｌＮに電子線を照射する
技術が開示されている。しかしながら、この技術では電
子線の侵入深さのみ、即ち極表面しか低抵抗化できない
ため、ｐ型ドーパントをドープしたＧａＡｌＮは必ず最
上層に形成する必要がある。また、電子線を走査しなが
らウエハー全体を照射しなければならないため、面内均
一に低抵抗化できないという問題がある。しかも、電子
線照射工程は、窒化ガリウム系化合物半導体成長後に行
わねばならないため、半導体素子を作成する工程におい
て新たな工程となり、歩留を低下させる恐れがある。
低抵抗なｐ型とするため、例えば特開平３−２１８６２
５号公報、特開平２−４２７７０号公報、および特開平
２−２５７６７９号公報において、Ｍｇ、Ｚｎ等のｐ型
ドーパントをドープしたＧａＡｌＮに電子線を照射する
技術が開示されている。しかしながら、この技術では電
子線の侵入深さのみ、即ち極表面しか低抵抗化できない
ため、ｐ型ドーパントをドープしたＧａＡｌＮは必ず最
上層に形成する必要がある。また、電子線を走査しなが
らウエハー全体を照射しなければならないため、面内均
一に低抵抗化できないという問題がある。しかも、電子
線照射工程は、窒化ガリウム系化合物半導体成長後に行
わねばならないため、半導体素子を作成する工程におい
て新たな工程となり、歩留を低下させる恐れがある。
【０００５】ｐ型ドーパントをドープした窒化ガリウム
系化合物半導体を何の後処理も必要とせず、成長中に低
抵抗なｐ型とすることができれば、ｐ−ｎ接合を有する
シングルへテロ、ダブルへテロ構造発光素子が実現可能
となり、さらにｐ型層を素子内部に閉じこめた素子もで
きる。特に、ｐ型ドーパントをドープした二元混晶のＧ
ａＮは、他のＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮ等の三元混晶、四
元混晶窒化物半導体に比して、結晶性にも優れており、
ｐ型層として最も実用性が高いという利点を有してい
る。
系化合物半導体を何の後処理も必要とせず、成長中に低
抵抗なｐ型とすることができれば、ｐ−ｎ接合を有する
シングルへテロ、ダブルへテロ構造発光素子が実現可能
となり、さらにｐ型層を素子内部に閉じこめた素子もで
きる。特に、ｐ型ドーパントをドープした二元混晶のＧ
ａＮは、他のＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮ等の三元混晶、四
元混晶窒化物半導体に比して、結晶性にも優れており、
ｐ型層として最も実用性が高いという利点を有してい
る。
【０００６】従って本発明はこのような事情を鑑み成さ
れたものであり、ｐ型ドーパントをドープしたＧａＮを
何の後処理も必要とせず、成長中に低抵抗なｐ型とする
ことができる成長方法を提供することを目的とする。
れたものであり、ｐ型ドーパントをドープしたＧａＮを
何の後処理も必要とせず、成長中に低抵抗なｐ型とする
ことができる成長方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】我々はＭＯＣＶＤ法でｐ
型ＧａＮを成長させるにあたり、インジウムを含む窒化
ガリウム系化合物半導体層上に、特定のｐ型不純物を、
特定量ドープしながら成長させることにより、上記目的
が達成できることを新たに見いだし本発明を成すに至っ
た。即ち、本発明のｐ型ＧａＮの成長方法は、ＭＯＣＶ
Ｄ法により、一般式ＩｎXＡｌYＧａ1-X-YＮ（但し、０
＜X＜１、０≦Y＜１）で表される窒化ガリウム系化合物
半導体層を成長させた後、その窒化ガリウム系化合物半
導体層の上にＭｇを１×１０17／cm3〜３×１０20／cm3
の範囲でドープしたＧａＮを成長させることを特徴とす
る。
型ＧａＮを成長させるにあたり、インジウムを含む窒化
ガリウム系化合物半導体層上に、特定のｐ型不純物を、
特定量ドープしながら成長させることにより、上記目的
が達成できることを新たに見いだし本発明を成すに至っ
た。即ち、本発明のｐ型ＧａＮの成長方法は、ＭＯＣＶ
Ｄ法により、一般式ＩｎXＡｌYＧａ1-X-YＮ（但し、０
＜X＜１、０≦Y＜１）で表される窒化ガリウム系化合物
半導体層を成長させた後、その窒化ガリウム系化合物半
導体層の上にＭｇを１×１０17／cm3〜３×１０20／cm3
の範囲でドープしたＧａＮを成長させることを特徴とす
る。
【０００８】本発明の成長方法において、有機金属化合
物ガスソースとして、例えばＧａ源としてＴＭＧ、ＴＥ
Ｇ（トリエチルガリウム）、Ａｌ源としてＴＭＡ、ＴＥ
Ａ、インジウム源としてＴＭＩ、ＴＥＩ、Ｍｇ源として
Ｃｐ2Ｍｇ等が使用できる。またＭＯＣＶＤ法によりＩ
ｎＡｌＧａＮを成長させる場合、高温でＩｎが分解しや
すいため、Ｇａ源のガスよりも多くＩｎ源のガスを供給
して、成長温度６００℃〜１０００℃の範囲とすること
によりＩｎＡｌＧａＮが成長できる。
物ガスソースとして、例えばＧａ源としてＴＭＧ、ＴＥ
Ｇ（トリエチルガリウム）、Ａｌ源としてＴＭＡ、ＴＥ
Ａ、インジウム源としてＴＭＩ、ＴＥＩ、Ｍｇ源として
Ｃｐ2Ｍｇ等が使用できる。またＭＯＣＶＤ法によりＩ
ｎＡｌＧａＮを成長させる場合、高温でＩｎが分解しや
すいため、Ｇａ源のガスよりも多くＩｎ源のガスを供給
して、成長温度６００℃〜１０００℃の範囲とすること
によりＩｎＡｌＧａＮが成長できる。
【０００９】
【作用】Ｉｎを含む窒化ガリウム系化合物半導体の上
に、特定量のＭｇをドープしたＧａＮを成長させると、
なぜ何の後処理も必要とせずｐ型になるかというと、そ
れは、Ｉｎを含まない窒化ガリウム系化合物半導体は非
常に硬い結晶であり、その硬い結晶の上に、同じく硬い
ＧａＮを積層しようとすれば、物理的にＧａＮの結晶に
歪が生じてくることにより、結晶性が悪くなると考えら
れる。そこでＩｎを含有する窒化ガリウム系化合物半導
体を先に成長させることにより、そのインジウムを含む
窒化ガリウム系化合物半導体層が柔らかい層となり、Ｇ
ａＮを成長させる際の緩衝層として作用する。従って、
その緩衝層の上に硬いＧａＮを積層しても、結晶性が悪
くならないために、優れた結晶性のＧａＮが得られ、容
易にｐ型になるのである。
に、特定量のＭｇをドープしたＧａＮを成長させると、
なぜ何の後処理も必要とせずｐ型になるかというと、そ
れは、Ｉｎを含まない窒化ガリウム系化合物半導体は非
常に硬い結晶であり、その硬い結晶の上に、同じく硬い
ＧａＮを積層しようとすれば、物理的にＧａＮの結晶に
歪が生じてくることにより、結晶性が悪くなると考えら
れる。そこでＩｎを含有する窒化ガリウム系化合物半導
体を先に成長させることにより、そのインジウムを含む
窒化ガリウム系化合物半導体層が柔らかい層となり、Ｇ
ａＮを成長させる際の緩衝層として作用する。従って、
その緩衝層の上に硬いＧａＮを積層しても、結晶性が悪
くならないために、優れた結晶性のＧａＮが得られ、容
易にｐ型になるのである。
【００１０】図２は、ＭｇドープＧａＮ層中のＭｇ濃度
と、そのＭｇドープＧａＮ層のホール濃度との関係を示
す図である。このＭｇドープＧａＮは、図１に示すＭＯ
ＣＶＤ装置を用い、サファイア基板上に、２μｍのＧａ
Ｎ層と、０．１μｍのＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層とを順に成長
させ、そのＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層の上にＭｇをドープして
厚さ１μｍ成長させたＧａＮ層であり、Ｍｇ濃度は蛍光
Ｘ線分析装置により分析した。この図に示すように、Ｉ
ｎＧａＮの上にＭｇドープＧａＮを成長させることによ
り、ホール測定が可能となり、Ｍｇ濃度が３×１０20／
cm3を超えると、急激にホール濃度が減少し、ホール測
定不可能となる。ホール濃度は、抵抗率に反比例し、一
般に抵抗率ρ＝１／（ｐ・ｑ・μ）（但し、ｐ＝ホール濃
度、ｑ＝電子素電荷＝１．６×１０-19、μ＝移動度≒
１０）なる式で表される。従って、ホール濃度が１×１
０16／cm3以上あるＭｇドープＧａＮの抵抗率は、およ
そ７０Ω・cm以下であり、明らかにｐ型特性を示してい
ることがわかる。なお特に、図示していないが、前述の
２μｍのＧａＮ層の上に、直接ＭｇドープＧａＮを成長
させた場合、ＭｇドープＧａＮは、Ｍｇ濃度にかかわら
ず高抵抗なｉ型となり、ホール測定は不可能であった。
これより、インジウムを含む窒化ガリウム系化合物半導
体の上に成長させることにより、ＭｇドープＧａＮの結
晶性が極めてよくなり、容易にｐ型となることが確認さ
れた。
と、そのＭｇドープＧａＮ層のホール濃度との関係を示
す図である。このＭｇドープＧａＮは、図１に示すＭＯ
ＣＶＤ装置を用い、サファイア基板上に、２μｍのＧａ
Ｎ層と、０．１μｍのＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層とを順に成長
させ、そのＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層の上にＭｇをドープして
厚さ１μｍ成長させたＧａＮ層であり、Ｍｇ濃度は蛍光
Ｘ線分析装置により分析した。この図に示すように、Ｉ
ｎＧａＮの上にＭｇドープＧａＮを成長させることによ
り、ホール測定が可能となり、Ｍｇ濃度が３×１０20／
cm3を超えると、急激にホール濃度が減少し、ホール測
定不可能となる。ホール濃度は、抵抗率に反比例し、一
般に抵抗率ρ＝１／（ｐ・ｑ・μ）（但し、ｐ＝ホール濃
度、ｑ＝電子素電荷＝１．６×１０-19、μ＝移動度≒
１０）なる式で表される。従って、ホール濃度が１×１
０16／cm3以上あるＭｇドープＧａＮの抵抗率は、およ
そ７０Ω・cm以下であり、明らかにｐ型特性を示してい
ることがわかる。なお特に、図示していないが、前述の
２μｍのＧａＮ層の上に、直接ＭｇドープＧａＮを成長
させた場合、ＭｇドープＧａＮは、Ｍｇ濃度にかかわら
ず高抵抗なｉ型となり、ホール測定は不可能であった。
これより、インジウムを含む窒化ガリウム系化合物半導
体の上に成長させることにより、ＭｇドープＧａＮの結
晶性が極めてよくなり、容易にｐ型となることが確認さ
れた。
【００１１】また、図３に、前記ＭｇドープＧａＮにＨ
ｅ−Ｃｄレーザーを照射してそのフォトルミネッセンス
測定した場合に、フォトルミネッセンスのスペクトルの
ピーク波長と、Ｍｇ濃度との関係を示す。この図に示す
ように、Ｍｇ濃度が１×１０17／cm3より少ないと、ピ
ーク波長は約３９０ｎｍ（バンドギャップエネルギー
３．１８ｅＶ）とほとんど変化せず、１×１０17／cm3
を超えると波長が長波長側に変化しはじめ、３×１０20
／cm3以上では４５０ｎｍ（２．７５ｅＶ）とほぼ一定
になる。
ｅ−Ｃｄレーザーを照射してそのフォトルミネッセンス
測定した場合に、フォトルミネッセンスのスペクトルの
ピーク波長と、Ｍｇ濃度との関係を示す。この図に示す
ように、Ｍｇ濃度が１×１０17／cm3より少ないと、ピ
ーク波長は約３９０ｎｍ（バンドギャップエネルギー
３．１８ｅＶ）とほとんど変化せず、１×１０17／cm3
を超えると波長が長波長側に変化しはじめ、３×１０20
／cm3以上では４５０ｎｍ（２．７５ｅＶ）とほぼ一定
になる。
【００１２】この結果より、我々は、インジウムを含む
窒化ガリウム系化合物半導体の上に成長させたＭｇドー
プＧａＮのバンドモデルとして図４のようなものを考え
た。即ち、Ｍｇ濃度が１×１０17／cm3より少ないとき
は、０．２２ｅＶ（３．１４ｅＶ−３．１８ｅＶ）のＭ
ｇアクセプターのみがＧａＮのエネルギーギャップ中に
できる。１×１０17／cm3を超えるに従い０．２２ｅＶ
よりも上の準位に多数のエネルギー準位ができる。しか
し、Ｍｇ濃度が３×１０20／cm3、即ち０．６５ｅＶ
（３．４０ｅＶ−２．７５ｅＶ）を超えるとＭｇアクセ
プター準位が何らかの原因で水素でパッシベイションさ
れて高抵抗になると考えられる。
窒化ガリウム系化合物半導体の上に成長させたＭｇドー
プＧａＮのバンドモデルとして図４のようなものを考え
た。即ち、Ｍｇ濃度が１×１０17／cm3より少ないとき
は、０．２２ｅＶ（３．１４ｅＶ−３．１８ｅＶ）のＭ
ｇアクセプターのみがＧａＮのエネルギーギャップ中に
できる。１×１０17／cm3を超えるに従い０．２２ｅＶ
よりも上の準位に多数のエネルギー準位ができる。しか
し、Ｍｇ濃度が３×１０20／cm3、即ち０．６５ｅＶ
（３．４０ｅＶ−２．７５ｅＶ）を超えるとＭｇアクセ
プター準位が何らかの原因で水素でパッシベイションさ
れて高抵抗になると考えられる。
【００１３】
【実施例】図１は本発明の成長方法に使用したＭＯＣＶ
Ｄ装置の主要部の構成を示す概略断面図であり、反応部
の構造、およびその反応部と通じるガス系統図を示して
いる。１は真空ポンプおよび排気装置と接続された反応
容器、２は基板を載置するサセプター、３はサセプター
を加熱するヒーター、４はサセプターを回転、上下移動
させる制御軸、５は基板に向かって斜め、または水平に
原料ガスを供給する石英ノズル、６は不活性ガスを基板
に向かって垂直に供給することにより、原料ガスを基板
面に押圧して、原料ガスを基板に接触させる作用のある
コニカル石英チューブ、７は基板である。ＴＭＧ、ＴＭ
Ｉ、ＴＭＡ、Ｃｐ2Ｍｇ等の有機金属化合物ソースは微
量のバブリングガスによって気化され、メインガスであ
るキャリアガスによって反応容器内に供給される。な
お、特に図示していないが、各原料ガス、キャリアガス
の流量は、各ガスラインに設置されたマスフローコント
ローラ（ＭＦＣ）によって制御されている。
Ｄ装置の主要部の構成を示す概略断面図であり、反応部
の構造、およびその反応部と通じるガス系統図を示して
いる。１は真空ポンプおよび排気装置と接続された反応
容器、２は基板を載置するサセプター、３はサセプター
を加熱するヒーター、４はサセプターを回転、上下移動
させる制御軸、５は基板に向かって斜め、または水平に
原料ガスを供給する石英ノズル、６は不活性ガスを基板
に向かって垂直に供給することにより、原料ガスを基板
面に押圧して、原料ガスを基板に接触させる作用のある
コニカル石英チューブ、７は基板である。ＴＭＧ、ＴＭ
Ｉ、ＴＭＡ、Ｃｐ2Ｍｇ等の有機金属化合物ソースは微
量のバブリングガスによって気化され、メインガスであ
るキャリアガスによって反応容器内に供給される。な
お、特に図示していないが、各原料ガス、キャリアガス
の流量は、各ガスラインに設置されたマスフローコント
ローラ（ＭＦＣ）によって制御されている。
【００１４】［実施例１］まず、よく洗浄したサファイ
ア基板７をサセプター２にセットし、反応容器内を真空
排気した後、反応容器内を水素で十分置換する。次に、
石英ノズル５から水素を流しながらヒーター３で温度を
１０５０℃まで上昇させ、２０分間保持してサファイア
基板７のクリーニングを行う。
ア基板７をサセプター２にセットし、反応容器内を真空
排気した後、反応容器内を水素で十分置換する。次に、
石英ノズル５から水素を流しながらヒーター３で温度を
１０５０℃まで上昇させ、２０分間保持してサファイア
基板７のクリーニングを行う。
【００１５】続いて、温度を５１０℃まで下げ、石英ノ
ズル５からアンモニア（ＮＨ3）４リットル／分と、Ｔ
ＭＧを２７×１０ー6モル／分と、キャリアガスとして水
素を２リットル／分とで流しながら、ＧａＮバッファー
層を約２００オングストローム成長する。この間、コニ
カル石英チューブ７からは水素を１０リットル／分と、
窒素を１０リットル／分とで流し続け、サセプター２を
ゆっくりと回転させる。
ズル５からアンモニア（ＮＨ3）４リットル／分と、Ｔ
ＭＧを２７×１０ー6モル／分と、キャリアガスとして水
素を２リットル／分とで流しながら、ＧａＮバッファー
層を約２００オングストローム成長する。この間、コニ
カル石英チューブ７からは水素を１０リットル／分と、
窒素を１０リットル／分とで流し続け、サセプター２を
ゆっくりと回転させる。
【００１６】ＧａＮバッファ層成長後、ＴＭＧのみ止め
て、温度を１０２０℃まで上昇させる。温度が１０２０
℃になったら、同じく水素をキャリアガスとしてＴＭＧ
を６０×１０ー6モル／分で流して、ＧａＮ層を約４μｍ
成長させる。
て、温度を１０２０℃まで上昇させる。温度が１０２０
℃になったら、同じく水素をキャリアガスとしてＴＭＧ
を６０×１０ー6モル／分で流して、ＧａＮ層を約４μｍ
成長させる。
【００１７】ＧａＮ層成長後、キャリアガスを窒素に切
り替え、温度を８００℃まで上昇させる。８００℃にな
ったら、窒素を２リットル／分、ＴＭＧを２×１０-6モ
ル／分と、ＴＭＩを３×１０-6モル／分と、シランガス
を２×１０-9モル／分と、ＮＨ3を４リットル／分とで
流しながら、ＳｉドープＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を１００オ
ングストローム成長させる。なおこの間コニカル石英チ
ューブ７から供給するガスも窒素のみとし２０リットル
／分で流し続ける。
り替え、温度を８００℃まで上昇させる。８００℃にな
ったら、窒素を２リットル／分、ＴＭＧを２×１０-6モ
ル／分と、ＴＭＩを３×１０-6モル／分と、シランガス
を２×１０-9モル／分と、ＮＨ3を４リットル／分とで
流しながら、ＳｉドープＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を１００オ
ングストローム成長させる。なおこの間コニカル石英チ
ューブ７から供給するガスも窒素のみとし２０リットル
／分で流し続ける。
【００１８】ＳｉドープＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層成長後、Ｎ
Ｈ3のみ流し、温度を１０２０℃まで上昇させる。１０
２０℃になったら、再びＴＭＧを５４×１０-6モル/分
と、Ｃｐ2Ｍｇを０．５×１０-6モル／分と、アンモニ
アを４リットル／分とで流しながらＭｇドープＧａＮ層
を１μｍの膜厚で成長させる。
Ｈ3のみ流し、温度を１０２０℃まで上昇させる。１０
２０℃になったら、再びＴＭＧを５４×１０-6モル/分
と、Ｃｐ2Ｍｇを０．５×１０-6モル／分と、アンモニ
アを４リットル／分とで流しながらＭｇドープＧａＮ層
を１μｍの膜厚で成長させる。
【００１９】成長後、ウエハーを反応容器から取り出
し、最上層のＭｇドープＧａＮのＭｇ濃度を測定すると
６×１０18／cm3であり、また抵抗率は７Ω・cmと明ら
かにｐ型を示した。
し、最上層のＭｇドープＧａＮのＭｇ濃度を測定すると
６×１０18／cm3であり、また抵抗率は７Ω・cmと明ら
かにｐ型を示した。
【００２０】なお、このウエハーをこのままチップ状に
加工し、青色発光ダイオードに組み込んで発光させる
と、順方向電流２０ｍＡにおいて、順方向電圧５Ｖ、発
光波長４００ｎｍ、発光出力２５０μＷと非常に優れた
特性を示した。
加工し、青色発光ダイオードに組み込んで発光させる
と、順方向電流２０ｍＡにおいて、順方向電圧５Ｖ、発
光波長４００ｎｍ、発光出力２５０μＷと非常に優れた
特性を示した。
【００２１】［実施例２］実施例１において、Ｓｉドー
プＩｎＧａＮ層のインジウム組成比をＩｎ0.15Ｇａ0.85
Ｎとする他は実施例１と同様にして、その上にＭｇドー
プＧａＮを成長させたところ、Ｍｇ濃度６×１０18／cm
3、抵抗率７Ω・cmと、実施例１と同じｐ型特性を示し
た。
プＩｎＧａＮ層のインジウム組成比をＩｎ0.15Ｇａ0.85
Ｎとする他は実施例１と同様にして、その上にＭｇドー
プＧａＮを成長させたところ、Ｍｇ濃度６×１０18／cm
3、抵抗率７Ω・cmと、実施例１と同じｐ型特性を示し
た。
【００２２】［実施例３］実施例１において、Ｓｉドー
プＩｎＧａＮ層のインジウム組成比をＩｎ0.25Ｇａ0.75
Ｎとする他は同様にして、その上にＭｇドープＧａＮを
成長させたところ、Ｍｇ濃度６×１０18／cm3、抵抗率
７Ω・cmと、実施例１と同じｐ型特性を示した。
プＩｎＧａＮ層のインジウム組成比をＩｎ0.25Ｇａ0.75
Ｎとする他は同様にして、その上にＭｇドープＧａＮを
成長させたところ、Ｍｇ濃度６×１０18／cm3、抵抗率
７Ω・cmと、実施例１と同じｐ型特性を示した。
【００２３】［実施例４］実施例１において、Ｃｐ2Ｍ
ｇの流量を多くしてＭｇドープＧａＮのＭｇ濃度を５×
１０19／cm3とする他は、同様にしてＭｇドープＧａＮ
を成長させたところ、抵抗率３Ω・cmと、同じくｐ型特
性を示した。
ｇの流量を多くしてＭｇドープＧａＮのＭｇ濃度を５×
１０19／cm3とする他は、同様にしてＭｇドープＧａＮ
を成長させたところ、抵抗率３Ω・cmと、同じくｐ型特
性を示した。
【００２４】［比較例］実施例１において、ＧａＮ層を
成長させた後、そのＧａＮ層の上に、実施例１と同様の
条件で直接ＭｇドープＧａＮを成長させたところ、Ｍｇ
濃度は実施例１と同じく６×１０18／cm3であったが、
非常に高抵抗なためホール測定を行うことができなかっ
た。
成長させた後、そのＧａＮ層の上に、実施例１と同様の
条件で直接ＭｇドープＧａＮを成長させたところ、Ｍｇ
濃度は実施例１と同じく６×１０18／cm3であったが、
非常に高抵抗なためホール測定を行うことができなかっ
た。
【００２５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の成長方法
によると、ＭｇドープＧａＮを何の後処理も必要とする
ことなく、低抵抗なｐ型とすることができる。しかも、
成長中にすでにｐ型となっているため深さ方向均一であ
る。このためこのｐ型ＧａＮを用いることにより、ダブ
ルへテロ構造の発光素子を容易に得ることができる。ま
たｐ型層を半導体層内部に閉じこめた構造も可能となる
ため、レーザーダイオードも実現可能となり、その産業
上の利用価値は大きい。
によると、ＭｇドープＧａＮを何の後処理も必要とする
ことなく、低抵抗なｐ型とすることができる。しかも、
成長中にすでにｐ型となっているため深さ方向均一であ
る。このためこのｐ型ＧａＮを用いることにより、ダブ
ルへテロ構造の発光素子を容易に得ることができる。ま
たｐ型層を半導体層内部に閉じこめた構造も可能となる
ため、レーザーダイオードも実現可能となり、その産業
上の利用価値は大きい。
【図１】 本発明の一実施例に使用したＭＯＣＶＤ装置
の主要部の構成を示す概略断面図。
の主要部の構成を示す概略断面図。
【図２】 ＭｇドープＧａＮ層中のＭｇ濃度と、そのＭ
ｇドープＧａＮ層のホール濃度との関係を示す図。
ｇドープＧａＮ層のホール濃度との関係を示す図。
【図３】 ＭｇドープＧａＮ層のフォトルミネッセンス
のスペクトルのピーク波長と、Ｍｇ濃度との関係を示す
図。
のスペクトルのピーク波長と、Ｍｇ濃度との関係を示す
図。
【図４】 ＭｇドープＧａＮ層のバンドモデル図。
１・・・・・・・・反応容器 ２・・・・・・・・サセプター ３・・・・・・・・ヒーター ４・・・・・・・・制御軸 ５・・・・・・・・石英ノズル ６・・・・・・・・コニカル石英
チューブ ７・・・・・・・・サファイア板
チューブ ７・・・・・・・・サファイア板
Claims (1)
- 【請求項１】 有機金属化合物気相成長法により、一般
式ＩｎXＡｌYＧａ1- X-YＮ（但し０＜X＜１、０≦Y＜
１）で表される窒化ガリウム系化合物半導体を成長させ
た後、該窒化ガリウム系化合物半導体の上に、Ｍｇを１
×１０17／cm3〜３×１０20／cm3の範囲でドープしたＧ
ａＮを成長させることを特徴とするｐ型窒化ガリウムの
成長方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4212593A JP2827794B2 (ja) | 1993-02-05 | 1993-02-05 | ｐ型窒化ガリウムの成長方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4212593A JP2827794B2 (ja) | 1993-02-05 | 1993-02-05 | ｐ型窒化ガリウムの成長方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06232451A true JPH06232451A (ja) | 1994-08-19 |
| JP2827794B2 JP2827794B2 (ja) | 1998-11-25 |
Family
ID=12627227
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4212593A Expired - Lifetime JP2827794B2 (ja) | 1993-02-05 | 1993-02-05 | ｐ型窒化ガリウムの成長方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2827794B2 (ja) |
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| JP2007067397A (ja) * | 1995-11-27 | 2007-03-15 | Sumitomo Chemical Co Ltd | ３−５族化合物半導体の製造方法 |
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| US8934513B2 (en) | 1994-09-14 | 2015-01-13 | Rohm Co., Ltd. | Semiconductor light emitting device and manufacturing method therefor |
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| US8525221B2 (en) | 2009-11-25 | 2013-09-03 | Toshiba Techno Center, Inc. | LED with improved injection efficiency |
| US8395165B2 (en) | 2011-07-08 | 2013-03-12 | Bridelux, Inc. | Laterally contacted blue LED with superlattice current spreading layer |
| US20130026480A1 (en) | 2011-07-25 | 2013-01-31 | Bridgelux, Inc. | Nucleation of Aluminum Nitride on a Silicon Substrate Using an Ammonia Preflow |
| US8916906B2 (en) | 2011-07-29 | 2014-12-23 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Boron-containing buffer layer for growing gallium nitride on silicon |
| US9343641B2 (en) | 2011-08-02 | 2016-05-17 | Manutius Ip, Inc. | Non-reactive barrier metal for eutectic bonding process |
| US8865565B2 (en) | 2011-08-02 | 2014-10-21 | Kabushiki Kaisha Toshiba | LED having a low defect N-type layer that has grown on a silicon substrate |
| US9142743B2 (en) | 2011-08-02 | 2015-09-22 | Kabushiki Kaisha Toshiba | High temperature gold-free wafer bonding for light emitting diodes |
| US9012939B2 (en) | 2011-08-02 | 2015-04-21 | Kabushiki Kaisha Toshiba | N-type gallium-nitride layer having multiple conductive intervening layers |
| US20130032810A1 (en) | 2011-08-03 | 2013-02-07 | Bridgelux, Inc. | Led on silicon substrate using zinc-sulfide as buffer layer |
| US8564010B2 (en) | 2011-08-04 | 2013-10-22 | Toshiba Techno Center Inc. | Distributed current blocking structures for light emitting diodes |
| US8624482B2 (en) | 2011-09-01 | 2014-01-07 | Toshiba Techno Center Inc. | Distributed bragg reflector for reflecting light of multiple wavelengths from an LED |
| US8669585B1 (en) | 2011-09-03 | 2014-03-11 | Toshiba Techno Center Inc. | LED that has bounding silicon-doped regions on either side of a strain release layer |
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| US8686430B2 (en) | 2011-09-07 | 2014-04-01 | Toshiba Techno Center Inc. | Buffer layer for GaN-on-Si LED |
| US20130082274A1 (en) | 2011-09-29 | 2013-04-04 | Bridgelux, Inc. | Light emitting devices having dislocation density maintaining buffer layers |
| US8698163B2 (en) | 2011-09-29 | 2014-04-15 | Toshiba Techno Center Inc. | P-type doping layers for use with light emitting devices |
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| US8581267B2 (en) | 2011-11-09 | 2013-11-12 | Toshiba Techno Center Inc. | Series connected segmented LED |
-
1993
- 1993-02-05 JP JP4212593A patent/JP2827794B2/ja not_active Expired - Lifetime
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| JP2827794B2 (ja) | 1998-11-25 |
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