JPH04223330A - 単結晶珪素基板上への化合物半導体単結晶の作製方法 - Google Patents
単結晶珪素基板上への化合物半導体単結晶の作製方法Info
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- JPH04223330A JPH04223330A JP2418003A JP41800390A JPH04223330A JP H04223330 A JPH04223330 A JP H04223330A JP 2418003 A JP2418003 A JP 2418003A JP 41800390 A JP41800390 A JP 41800390A JP H04223330 A JPH04223330 A JP H04223330A
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- Crystals, And After-Treatments Of Crystals (AREA)
- Led Devices (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、単結晶珪素基板上に化
合物半導体（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ
Ｎ （０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）単結晶層を作製する
方法に関するものである。
合物半導体（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ
Ｎ （０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）単結晶層を作製する
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉ
ｎｙ Ｎ （０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）結晶は、室温で
のエネルギーバンドギャップに対応する光の波長が２０
０ 〜７００ｎｍ 帯にある直接遷移型半導体であり、
特に可視短波長及び紫外領域の発光及び受光素子用材料
として期待されている。（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １
−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 結晶は成長温度付近で、構成元素で
ある窒素（Ｎ）の平衡蒸気圧が極めて高いため、バルク
結晶の作製は容易でない。従って現在、単結晶作製は異
種結晶を基板として用いたヘテロエピタキシャル成長に
より行っている。
ｎｙ Ｎ （０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）結晶は、室温で
のエネルギーバンドギャップに対応する光の波長が２０
０ 〜７００ｎｍ 帯にある直接遷移型半導体であり、
特に可視短波長及び紫外領域の発光及び受光素子用材料
として期待されている。（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １
−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 結晶は成長温度付近で、構成元素で
ある窒素（Ｎ）の平衡蒸気圧が極めて高いため、バルク
結晶の作製は容易でない。従って現在、単結晶作製は異
種結晶を基板として用いたヘテロエピタキシャル成長に
より行っている。
【０００３】（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎ
ｙ Ｎ 結晶作製用基板として必要な条件は、（１）融
点が高いこと（少なくとも１０００℃以上） 、（２）
化学的に安定であること、（３）結晶品質がすぐれてい
ること、であり、（４）格子定数差が小さく、（５）入
手が容易であり、（６）基板が大型であることが望まし
い。また電気的に動作する素子を作製する場合、（７）
電気的特性の制御が容易であること、特に低抵抗である
こと、が望ましい。これらすべての条件を満足する結晶
はない。現在最もよく用いられている基板は（１）（２
）（３）（５）（６）を満足するサファイアである。サ
ファイアと（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ
Ｎ は格子定数差が１１％以上であり、（４）の条件
からは望ましくないが、本発明者らは（Ｇａ１−ｘ Ａ
ｌｘ ） １−ｙ ＩｎｙＮ 成長直前に低温（〜６０
０ ℃） で薄膜ＡｌＮ（〜５０ｎｍ） を堆積し緩衝
層とすることにより、高品質（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ）
１−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 結晶の作製が可能であることを
見出しており（特願昭６０−２５６８０６ 号） 、こ
の技術を用いて高性能青色、紫外光ＬＥＤ の作製にも
成功している。しかしながらサファイアは絶縁体であり
、かつ堅固であるため素子形成、特に電極形成が容易で
ないという問題点があり、大電流注入により動作する素
子の作製には不向きであった。
ｙ Ｎ 結晶作製用基板として必要な条件は、（１）融
点が高いこと（少なくとも１０００℃以上） 、（２）
化学的に安定であること、（３）結晶品質がすぐれてい
ること、であり、（４）格子定数差が小さく、（５）入
手が容易であり、（６）基板が大型であることが望まし
い。また電気的に動作する素子を作製する場合、（７）
電気的特性の制御が容易であること、特に低抵抗である
こと、が望ましい。これらすべての条件を満足する結晶
はない。現在最もよく用いられている基板は（１）（２
）（３）（５）（６）を満足するサファイアである。サ
ファイアと（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ
Ｎ は格子定数差が１１％以上であり、（４）の条件
からは望ましくないが、本発明者らは（Ｇａ１−ｘ Ａ
ｌｘ ） １−ｙ ＩｎｙＮ 成長直前に低温（〜６０
０ ℃） で薄膜ＡｌＮ（〜５０ｎｍ） を堆積し緩衝
層とすることにより、高品質（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ）
１−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 結晶の作製が可能であることを
見出しており（特願昭６０−２５６８０６ 号） 、こ
の技術を用いて高性能青色、紫外光ＬＥＤ の作製にも
成功している。しかしながらサファイアは絶縁体であり
、かつ堅固であるため素子形成、特に電極形成が容易で
ないという問題点があり、大電流注入により動作する素
子の作製には不向きであった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】この問題点を解決する
基板の候補の一つに珪素（Ｓｉ） がある。Ｓｉは容易
に低抵抗基板が得られ、高融点であり、しかも大型完全
結晶を容易に得ることが出来る。すなわち（１）（２）
（３）（５）（６）（７）の条件を満足する。しかも、
微細加工が容易であるため、大電流注入により動作する
素子を作製し易い。
基板の候補の一つに珪素（Ｓｉ） がある。Ｓｉは容易
に低抵抗基板が得られ、高融点であり、しかも大型完全
結晶を容易に得ることが出来る。すなわち（１）（２）
（３）（５）（６）（７）の条件を満足する。しかも、
微細加工が容易であるため、大電流注入により動作する
素子を作製し易い。
【０００５】こうした珪素基板上の（Ｇａ１−ｘ Ａｌ
ｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 結晶作製における最も大
きな問題点は、例えばＧａＮ とＳｉに於いて１７％程
度という大きな格子定数差であり、この格子定数差に基
づく結晶欠陥の発生を抑制する技術の確立が望まれてい
た。
ｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 結晶作製における最も大
きな問題点は、例えばＧａＮ とＳｉに於いて１７％程
度という大きな格子定数差であり、この格子定数差に基
づく結晶欠陥の発生を抑制する技術の確立が望まれてい
た。
【０００６】本発明の課題は、可視短波長及び紫外光発
光及び受光素子用材料として期待される（Ｇａ１−ｘ
Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 結晶を、安価、高結
晶品質で大面積化及び低抵抗化が容易な単結晶珪素基板
上に得る方法を提供することである。
光及び受光素子用材料として期待される（Ｇａ１−ｘ
Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 結晶を、安価、高結
晶品質で大面積化及び低抵抗化が容易な単結晶珪素基板
上に得る方法を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、単結晶珪素基
板を加熱した状態で少なくとも炭化水素ガスを含む雰囲
気内に保持し、前記単結晶珪素基板の表面に炭化珪素薄
層を緩衝層として形成し、この炭化珪素薄層の上に、化
合物半導体（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ
Ｎ （０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）単結晶層を成長させ
る、単結晶珪素基板上への化合物半導体単結晶の作製方
法に関するものである。
板を加熱した状態で少なくとも炭化水素ガスを含む雰囲
気内に保持し、前記単結晶珪素基板の表面に炭化珪素薄
層を緩衝層として形成し、この炭化珪素薄層の上に、化
合物半導体（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ
Ｎ （０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）単結晶層を成長させ
る、単結晶珪素基板上への化合物半導体単結晶の作製方
法に関するものである。
【０００８】本発明によれば、（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ
） １−ｙＩｎｙ Ｎ 単結晶を珪素基板に作製する場
合に於いて、（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎ
ｙ Ｎ 単結晶成長直前に、少なくとも炭化水素ガス（
ＣｎＨｍ：ｎ，ｍは整数）を成長炉内に導入して珪素基
板表面にＳｉＣ 薄層を形成した後、ＣｎＨｍを排気す
る。 好ましくは、次に少なくともＡｌを含む有機金属化合物
及び窒素の水素化物を成長炉内に導入してＡｌＮ 薄層
を形成することにより、ＳｉＣ 及びＡｌＮ を（Ｇａ
１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 結晶と珪素
基板の緩衝層とする。次にＡｌを含む有機金属化合物の
供給のみを一旦止め、必要とする混晶組成に見合った分
の、Ａｌを含む有機金属化合物、Ｇａを含む有機金属化
合物、及びＩｎを含む有機金属化合物を引続き供給する
ことにより、ＡｌＮ 上に（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ） １
−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 結晶を作製する。
） １−ｙＩｎｙ Ｎ 単結晶を珪素基板に作製する場
合に於いて、（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎ
ｙ Ｎ 単結晶成長直前に、少なくとも炭化水素ガス（
ＣｎＨｍ：ｎ，ｍは整数）を成長炉内に導入して珪素基
板表面にＳｉＣ 薄層を形成した後、ＣｎＨｍを排気す
る。 好ましくは、次に少なくともＡｌを含む有機金属化合物
及び窒素の水素化物を成長炉内に導入してＡｌＮ 薄層
を形成することにより、ＳｉＣ 及びＡｌＮ を（Ｇａ
１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 結晶と珪素
基板の緩衝層とする。次にＡｌを含む有機金属化合物の
供給のみを一旦止め、必要とする混晶組成に見合った分
の、Ａｌを含む有機金属化合物、Ｇａを含む有機金属化
合物、及びＩｎを含む有機金属化合物を引続き供給する
ことにより、ＡｌＮ 上に（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ） １
−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 結晶を作製する。
【０００９】本発明の実施例では、ＣｎＨｍを成長炉内
に導入してＳｉＣ薄層を形成する場合に於ける珪素基板
の温度は、６００ 〜１３００℃の範囲内であることが
好ましい。また珪素の水素化合物、ハロゲン化合物又は
アルキル化合物と、ＣｎＨｍを成長炉内に導入してＳｉ
Ｃ を形成する場合の珪素基板の温度も、６００ 〜１
３００℃の範囲内であることが好ましい。更に、少なく
ともＡｌを含む有機金属化合物及び窒素の水素化物を成
長炉内に導入してＡｌＮ 薄層を形成する場合における
基板の温度は、６００ 〜１３００℃の範囲内であるこ
とが望ましい。尚、本発明は、上記（Ｇａ１−ｘ Ａｌ
ｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ におけるｘが０及び１を
含み０から１の範囲内、ＩｎＮ モル分率ｙが０及び１
を含み０から１の範囲内で有効である。
に導入してＳｉＣ薄層を形成する場合に於ける珪素基板
の温度は、６００ 〜１３００℃の範囲内であることが
好ましい。また珪素の水素化合物、ハロゲン化合物又は
アルキル化合物と、ＣｎＨｍを成長炉内に導入してＳｉ
Ｃ を形成する場合の珪素基板の温度も、６００ 〜１
３００℃の範囲内であることが好ましい。更に、少なく
ともＡｌを含む有機金属化合物及び窒素の水素化物を成
長炉内に導入してＡｌＮ 薄層を形成する場合における
基板の温度は、６００ 〜１３００℃の範囲内であるこ
とが望ましい。尚、本発明は、上記（Ｇａ１−ｘ Ａｌ
ｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ におけるｘが０及び１を
含み０から１の範囲内、ＩｎＮ モル分率ｙが０及び１
を含み０から１の範囲内で有効である。
【００１０】
【作用】本発明の発明者らは、電気的特性の制御が容易
であり、結晶学的に優れた特性を有する単結晶珪素基板
上に気相成長法、特に原料として有機金属化合物を用い
た有機金属化合物気相成長法により、高品質（Ｇａ１−
ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ （０≦ｘ≦１、
０≦ｙ≦１）単結晶を得るべく、珪素基板表面処理方法
を種々検討した結果、上記発明を完成した。
であり、結晶学的に優れた特性を有する単結晶珪素基板
上に気相成長法、特に原料として有機金属化合物を用い
た有機金属化合物気相成長法により、高品質（Ｇａ１−
ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ （０≦ｘ≦１、
０≦ｙ≦１）単結晶を得るべく、珪素基板表面処理方法
を種々検討した結果、上記発明を完成した。
【００１１】珪素基板上への（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ）
１−ｙ Ｉｎｙ Ｎ の成長における最も大きな問題
点は、例えばＧａＮ とＳｉを比較した場合、１７％も
のきわめて大きな格子定数差が存在することであった。 実際ＧａＮ を直接珪素基板上に成長させても、多結晶
化するか、或いは単結晶であっても六角柱状の島状に成
長し、平坦性のよい高品質単結晶の作製は困難であった
。また逆極性領域（Ａｎｔｉ Ｐｈａｓｅ Ｂｏｕｎｄ
ａｒｙ：ＡＰＢ） の存在も問題であった。そこで、本
発明者らはなんらかの緩衝層が必要であると考え、種々
の結晶を検討した結果、３Ｃ−ＳｉＣが最もよいことを
確認した。第１表を見ればわかるようにＳｉＣ と窒化
物、特にＡｌＮ とは格子定数差が０．９４％と極めて
小さい。しかも３Ｃ−ＳｉＣは（１１１） 面や（１０
０） 面のように極性面を用い、更に基板表面の原子ス
テップを制御することにより、ＡＰＢ の発生も制御で
きることが芝原により報告されている（京都大学博士論
文１９８７年） 。
１−ｙ Ｉｎｙ Ｎ の成長における最も大きな問題
点は、例えばＧａＮ とＳｉを比較した場合、１７％も
のきわめて大きな格子定数差が存在することであった。 実際ＧａＮ を直接珪素基板上に成長させても、多結晶
化するか、或いは単結晶であっても六角柱状の島状に成
長し、平坦性のよい高品質単結晶の作製は困難であった
。また逆極性領域（Ａｎｔｉ Ｐｈａｓｅ Ｂｏｕｎｄ
ａｒｙ：ＡＰＢ） の存在も問題であった。そこで、本
発明者らはなんらかの緩衝層が必要であると考え、種々
の結晶を検討した結果、３Ｃ−ＳｉＣが最もよいことを
確認した。第１表を見ればわかるようにＳｉＣ と窒化
物、特にＡｌＮ とは格子定数差が０．９４％と極めて
小さい。しかも３Ｃ−ＳｉＣは（１１１） 面や（１０
０） 面のように極性面を用い、更に基板表面の原子ス
テップを制御することにより、ＡＰＢ の発生も制御で
きることが芝原により報告されている（京都大学博士論
文１９８７年） 。
【００１２】第１表 Ｓｉ、ＳｉＣ 及び窒化物の格
子定数及び格子定数差
子定数及び格子定数差
【００１３】更にＳｉＣ 上の窒化物結晶の成長に関し
ては、６Ｈ−ＳｉＣ（０００１）面を基板とした成長で
は既に実績があった（例えばＤ．Ｋ．Ｗｉｃｋｅｎｄｅ
ｎ 等：Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒ
ｏｗｔｈ９巻 １９７１ 年 １５８頁） 。６Ｈ−Ｓ
ｉＣと３Ｃ−ＳｉＣは単結晶構造が異なるが、６Ｈ−Ｓ
ｉＣの（０００１）面と３Ｃ−ＳｉＣの（１１１） 面
は最表面の原子配列は全く同じであるため、３Ｃ−Ｓｉ
Ｃでも（１１１） 面を用いれば６Ｈ−ＳｉＣの場合と
同様、高品質（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎ
ｙ Ｎ 単結晶を得ることが出来る。問題はＳｉ基板上
にＳｉＣを得る方法であるが、既に松波等によりＳｉ基
板を高温、例えば１１００℃程度に保持し、ＣｎＨｍを
供給することにより表面に３Ｃ−ＳｉＣが形成され、更
にそれを緩衝層とすることにより高品質３Ｃ−ＳｉＣが
得られることが報告されている（例えばＩＥＥＥ Ｔｒ
ａｎｓａｃｔｉｏｎ ｏｆ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｄｅｉ
ｃｅｓ ＥＤ −２８巻 １９８１ 年 １２３５ 頁
） 。即ち、単結晶珪素基板上に６Ｈ−ＳｉＣを得るの
は困難であるが、３Ｃ−ＳｉＣを得るのは比較的容易で
ある。
ては、６Ｈ−ＳｉＣ（０００１）面を基板とした成長で
は既に実績があった（例えばＤ．Ｋ．Ｗｉｃｋｅｎｄｅ
ｎ 等：Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒ
ｏｗｔｈ９巻 １９７１ 年 １５８頁） 。６Ｈ−Ｓ
ｉＣと３Ｃ−ＳｉＣは単結晶構造が異なるが、６Ｈ−Ｓ
ｉＣの（０００１）面と３Ｃ−ＳｉＣの（１１１） 面
は最表面の原子配列は全く同じであるため、３Ｃ−Ｓｉ
Ｃでも（１１１） 面を用いれば６Ｈ−ＳｉＣの場合と
同様、高品質（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎ
ｙ Ｎ 単結晶を得ることが出来る。問題はＳｉ基板上
にＳｉＣを得る方法であるが、既に松波等によりＳｉ基
板を高温、例えば１１００℃程度に保持し、ＣｎＨｍを
供給することにより表面に３Ｃ−ＳｉＣが形成され、更
にそれを緩衝層とすることにより高品質３Ｃ−ＳｉＣが
得られることが報告されている（例えばＩＥＥＥ Ｔｒ
ａｎｓａｃｔｉｏｎ ｏｆ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｄｅｉ
ｃｅｓ ＥＤ −２８巻 １９８１ 年 １２３５ 頁
） 。即ち、単結晶珪素基板上に６Ｈ−ＳｉＣを得るの
は困難であるが、３Ｃ−ＳｉＣを得るのは比較的容易で
ある。
【００１４】本発明のように、３Ｃ−ＳｉＣを緩衝層と
して珪素基板上に（Ｇａ１−ｘ Ａｌ ｘ）１−ｙＩｎ
ｙＮ を成長させることにより、直接成長させたもの
と比較して品質の優れた結晶を得ることが出来る。更に
、３Ｃ−ＳｉＣと（Ｇａ１−ｘ Ａｌ ｘ） １−ｙＩ
ｎ ｙＮ 結晶の間にＡｌＮ 薄膜を緩衝層として挿入
することにより、（Ｇａ１−ｘ Ａｌ ｘ） １−ｙ
Ｉｎ ｙＮ 結晶の結晶性及び表面平坦性は極めて向上
し、サファイア基板上に成長させた場合と同等の品質を
持つ（Ｇａ１−ｘ Ａｌ ｘ） １−ｙ Ｉｎ ｙＮ
結晶を得ることができる。本発明により（Ｇａ１−ｘ
Ａｌ ｘ） １−ｙ Ｉｎ ｙＮ 結晶を安価に得られ
るようになる。また、素子の微細加工が容易になり、ま
た大電流注入動作する素子、特に半導体レーザダイオー
ド作製が容易になる。
して珪素基板上に（Ｇａ１−ｘ Ａｌ ｘ）１−ｙＩｎ
ｙＮ を成長させることにより、直接成長させたもの
と比較して品質の優れた結晶を得ることが出来る。更に
、３Ｃ−ＳｉＣと（Ｇａ１−ｘ Ａｌ ｘ） １−ｙＩ
ｎ ｙＮ 結晶の間にＡｌＮ 薄膜を緩衝層として挿入
することにより、（Ｇａ１−ｘ Ａｌ ｘ） １−ｙ
Ｉｎ ｙＮ 結晶の結晶性及び表面平坦性は極めて向上
し、サファイア基板上に成長させた場合と同等の品質を
持つ（Ｇａ１−ｘ Ａｌ ｘ） １−ｙ Ｉｎ ｙＮ
結晶を得ることができる。本発明により（Ｇａ１−ｘ
Ａｌ ｘ） １−ｙ Ｉｎ ｙＮ 結晶を安価に得られ
るようになる。また、素子の微細加工が容易になり、ま
た大電流注入動作する素子、特に半導体レーザダイオー
ド作製が容易になる。
【００１５】
【実施例】以下、本発明によるＳｉ基板上への（Ｇａ１
−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ （０≦ｘ≦１
、０≦ｙ≦１）単結晶の作製方法の実施例を説明する。 しかし、以下に説明する実施例は、本発明の方法を例示
するに過ぎず、本発明を限定するものではない。ＳｉＣ
、ＡｌＮ 緩衝層作製及び（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ）
１−ｙ Ｉｎｙ Ｎ （０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）単
結晶作製には、通常の横型化合物半導体成長装置を用い
た。成長手順を以下に示す。まず結晶成長用基板、即ち
単結晶珪素基板（実験では（１１１） 面を用いた）
を有機洗浄した後、弗酸系エッチャントにより表面の酸
化物を取り除き、結晶成長部に設置した。成長炉を真空
排気後、水素及び例えばアセチレン（Ｃ２Ｈ２）を供給
し、例えば１２００℃程度まで昇温した。これにより珪
素基板上に３Ｃ−ＳｉＣが形成された。基板温度が６０
０ ℃より低い場合には３Ｃ−ＳｉＣの結晶性が悪く、
その上に成長する（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ
Ｉｎｙ Ｎ の結晶性が悪い。また本成長装置では成長
炉に石英を用いており、その軟化点は１３００℃である
ため、それ以上の温度での実験は困難であった。
−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ （０≦ｘ≦１
、０≦ｙ≦１）単結晶の作製方法の実施例を説明する。 しかし、以下に説明する実施例は、本発明の方法を例示
するに過ぎず、本発明を限定するものではない。ＳｉＣ
、ＡｌＮ 緩衝層作製及び（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ）
１−ｙ Ｉｎｙ Ｎ （０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）単
結晶作製には、通常の横型化合物半導体成長装置を用い
た。成長手順を以下に示す。まず結晶成長用基板、即ち
単結晶珪素基板（実験では（１１１） 面を用いた）
を有機洗浄した後、弗酸系エッチャントにより表面の酸
化物を取り除き、結晶成長部に設置した。成長炉を真空
排気後、水素及び例えばアセチレン（Ｃ２Ｈ２）を供給
し、例えば１２００℃程度まで昇温した。これにより珪
素基板上に３Ｃ−ＳｉＣが形成された。基板温度が６０
０ ℃より低い場合には３Ｃ−ＳｉＣの結晶性が悪く、
その上に成長する（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ
Ｉｎｙ Ｎ の結晶性が悪い。また本成長装置では成長
炉に石英を用いており、その軟化点は１３００℃である
ため、それ以上の温度での実験は困難であった。
【００１６】この後、シラン（ＳｉＨ４）及びＣ２Ｈ２
を導入して更に３Ｃ−ＳｉＣを成長するか、或いは次の
プロセスに進み、成長炉内を一旦真空排気して余分なガ
スを取り除いた。 次に成長炉に水素を供給して、基板温度を例えば６００
℃（６００ 〜１３００℃の範囲内） とし、例えば
トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ） 及びアンモニア（
ＮＨ３） を成長装置内に導入し、５ｎｍから１００ｎ
ｍ 程度の膜厚を持つＡｌＮ 薄膜を３Ｃ−ＳｉＣ上に
形成した。ＡｌＮ 薄層形成時の基板温度が６００ ℃
より低い場合、その上に成長する（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ
） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ が多結晶化した。また上記
したような装置の都合上、１３００℃以上では実験でき
なかった。またＡｌＮ 緩衝層を用いない場合、（Ｇａ
１−ｘ Ａｌｘ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ の平坦性が悪
かった。なおＡｌＮ 緩衝層が１００ｎｍ より厚くな
ると、素子を作製した場合に絶縁層が形成され、電気的
特性が悪くなった。
を導入して更に３Ｃ−ＳｉＣを成長するか、或いは次の
プロセスに進み、成長炉内を一旦真空排気して余分なガ
スを取り除いた。 次に成長炉に水素を供給して、基板温度を例えば６００
℃（６００ 〜１３００℃の範囲内） とし、例えば
トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ） 及びアンモニア（
ＮＨ３） を成長装置内に導入し、５ｎｍから１００ｎ
ｍ 程度の膜厚を持つＡｌＮ 薄膜を３Ｃ−ＳｉＣ上に
形成した。ＡｌＮ 薄層形成時の基板温度が６００ ℃
より低い場合、その上に成長する（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ
） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ が多結晶化した。また上記
したような装置の都合上、１３００℃以上では実験でき
なかった。またＡｌＮ 緩衝層を用いない場合、（Ｇａ
１−ｘ Ａｌｘ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ の平坦性が悪
かった。なおＡｌＮ 緩衝層が１００ｎｍ より厚くな
ると、素子を作製した場合に絶縁層が形成され、電気的
特性が悪くなった。
【００１７】緩衝層作製プロセスは以上である。この後
は、サファイア上に作製した場合と同様、例えば基板温
度を１０４０℃として、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）
及びＮＨ３ を供給してＧａＮ の成長を行った。混
晶を成長させる場合には、混晶組成に見合うだけのＴＭ
Ｇ 、ＴＭＡ 及びトリメチルインジウム（ＴＭＩ）
を供給した。（Ｇａ１−ｘＡｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ
Ｎ が所望の成長膜厚に達した後、ＴＭＧ 、ＴＭＡ
、ＴＭＩ の供給を止めて降温し、基板温度が６００
℃以下になったのち、アンモニアの供給を止め、温度
が室温程度に下がったとき成長装置より取り出した。
は、サファイア上に作製した場合と同様、例えば基板温
度を１０４０℃として、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）
及びＮＨ３ を供給してＧａＮ の成長を行った。混
晶を成長させる場合には、混晶組成に見合うだけのＴＭ
Ｇ 、ＴＭＡ 及びトリメチルインジウム（ＴＭＩ）
を供給した。（Ｇａ１−ｘＡｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ
Ｎ が所望の成長膜厚に達した後、ＴＭＧ 、ＴＭＡ
、ＴＭＩ の供給を止めて降温し、基板温度が６００
℃以下になったのち、アンモニアの供給を止め、温度
が室温程度に下がったとき成長装置より取り出した。
【００１８】更に、本発明の方法を使用して発光素子を
作製した。本発明によれば、量産性及び膜厚制御性に優
れる有機金属化合物気相成長法を用いており、特に発光
素子の作製は容易である。図１に示すように、低抵抗ｎ
型単結晶珪素（１１１） 面基板１上に、３Ｃ−ＳｉＣ
薄層２及びＡｌＮ 薄層３を形成した後、アンドープま
たはＳｉドープｎ型ＧａＮ 層４を成長させた。引続き
、ＭｇドープＧａＮ 層５を成長したのち、成長炉より
構造体を取り出し、低加速電子線照射処理（特願平２−
２６１４号参照） を行い、ＭｇドープＧａＮ 層５を
部分的にｐ型化してｐ型ＧａＮ 層６を形成した。 次に、珪素基板１の裏面及びｐ型化したＭｇドープＧａ
Ｎ 層６のそれぞれに金属電極７Ａ， ７Ｂを蒸着し、
それら各々にリード線８Ａ， ８Ｂを接続して発光ダイ
オードを形成した。 珪素基板側を負、Ｍｇドープｐ型ＧａＮ 層側を正とし
てバイアスをかけることにより、室温において電圧３．
５ Ｖ付近から青色及び紫外光発光を確認できた。
作製した。本発明によれば、量産性及び膜厚制御性に優
れる有機金属化合物気相成長法を用いており、特に発光
素子の作製は容易である。図１に示すように、低抵抗ｎ
型単結晶珪素（１１１） 面基板１上に、３Ｃ−ＳｉＣ
薄層２及びＡｌＮ 薄層３を形成した後、アンドープま
たはＳｉドープｎ型ＧａＮ 層４を成長させた。引続き
、ＭｇドープＧａＮ 層５を成長したのち、成長炉より
構造体を取り出し、低加速電子線照射処理（特願平２−
２６１４号参照） を行い、ＭｇドープＧａＮ 層５を
部分的にｐ型化してｐ型ＧａＮ 層６を形成した。 次に、珪素基板１の裏面及びｐ型化したＭｇドープＧａ
Ｎ 層６のそれぞれに金属電極７Ａ， ７Ｂを蒸着し、
それら各々にリード線８Ａ， ８Ｂを接続して発光ダイ
オードを形成した。 珪素基板側を負、Ｍｇドープｐ型ＧａＮ 層側を正とし
てバイアスをかけることにより、室温において電圧３．
５ Ｖ付近から青色及び紫外光発光を確認できた。
【００１９】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば、低
コストで微細加工が容易な単結晶珪素基板上に、結晶性
、表面平坦性の非常に優れた（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ）
１−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 単結晶を作製することができる
。従って、本発明は、特に可視短波長発光素子及び近紫
外発光素子の実用化にとって必須の技術である。
コストで微細加工が容易な単結晶珪素基板上に、結晶性
、表面平坦性の非常に優れた（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ）
１−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 単結晶を作製することができる
。従って、本発明は、特に可視短波長発光素子及び近紫
外発光素子の実用化にとって必須の技術である。
【図１】本発明を利用して作製した、単結晶珪素基板上
の（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ（０
≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）発光ダイオードの概略構成図で
ある。
の（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ（０
≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）発光ダイオードの概略構成図で
ある。
１ ｎ型Ｓｉ（１１１） 面基板
２ ３Ｃ−ＳｉＣ緩衝層
３ ＡｌＮ 緩衝層
４ アンドープまたはＳｉドープｎ型（Ｇａ１−ｘ
Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 単結晶層５ Ｍｇ
ドープ高抵抗（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎ
ｙ Ｎ 単結晶層６ 低加速電子線照射処理されたＭ
ｇドープｐ型（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎ
ｙ Ｎ 単結晶層７Ａ， ７Ｂ 金属電極 ８Ａ， ８Ｂ リード線
Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ 単結晶層５ Ｍｇ
ドープ高抵抗（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎ
ｙ Ｎ 単結晶層６ 低加速電子線照射処理されたＭ
ｇドープｐ型（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎ
ｙ Ｎ 単結晶層７Ａ， ７Ｂ 金属電極 ８Ａ， ８Ｂ リード線
Claims (3)
- 【請求項１】 単結晶珪素基板を加熱した状態で少な
くとも炭化水素ガスを含む雰囲気内に保持し、前記単結
晶珪素基板の表面に炭化珪素薄層を緩衝層として形成し
、この炭化珪素薄層の上に、化合物半導体（Ｇａ１−ｘ
Ａｌｘ ） １−ｙ Ｉｎｙ Ｎ （０≦ｘ≦１、０
≦ｙ≦１）単結晶層を成長させる、単結晶珪素基板上へ
の化合物半導体単結晶の作製方法。 - 【請求項２】 炭化水素ガスとキャリアガスとからな
る雰囲気内に前記単結晶珪素基板を加熱状態で保持し、
次いで、珪素を含有する化合物と炭化水素ガスとを少な
くとも含む雰囲気内に前記単結晶珪素基板を加熱状態で
保持し、これにより単結晶珪素基板の表面に前記炭化珪
素薄層を緩衝層として形成する、請求項１記載の単結晶
珪素基板上への化合物半導体単結晶の作製方法。 - 【請求項３】 前記単結晶珪素基板の表面に前記炭化
珪素薄層を緩衝層として形成した後、アルミニウムを含
有する有機金属化合物と窒素の水素化物とを少なくとも
含む雰囲気内に前記単結晶珪素基板を加熱状態で保持し
、これにより前記炭化珪素薄層の上に窒化アルミニウム
薄層を緩衝層として形成し、次いでこの窒化アルミニウ
ム薄層の表面に、化合物半導体（Ｇａ１−ｘ Ａｌｘ
）１−ｙ Ｉｎｙ Ｎ （０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）単
結晶層を成長させる、請求項１又は２記載の単結晶珪素
基板上への化合物半導体単結晶の作製方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP41800390A JPH0831419B2 (ja) | 1990-12-25 | 1990-12-25 | 単結晶珪素基板上への化合物半導体単結晶の作製方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP41800390A JPH0831419B2 (ja) | 1990-12-25 | 1990-12-25 | 単結晶珪素基板上への化合物半導体単結晶の作製方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04223330A true JPH04223330A (ja) | 1992-08-13 |
| JPH0831419B2 JPH0831419B2 (ja) | 1996-03-27 |
Family
ID=18525978
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP41800390A Expired - Lifetime JPH0831419B2 (ja) | 1990-12-25 | 1990-12-25 | 単結晶珪素基板上への化合物半導体単結晶の作製方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0831419B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06334168A (ja) * | 1993-03-26 | 1994-12-02 | Hitachi Ltd | 半導体素子 |
| EP0764989A1 (en) * | 1995-09-25 | 1997-03-26 | Mitsubishi Denki Kabushiki Kaisha | Semiconductor light emitting device and method for fabricating semiconductor light emitting device |
| US5900647A (en) * | 1996-02-05 | 1999-05-04 | Sharp Kabushiki Kaisha | Semiconductor device with SiC and GaAlInN |
| JP2001237455A (ja) * | 2000-02-23 | 2001-08-31 | Inst Of Physical & Chemical Res | 紫外域の短波長域において発光するＩｎＡｌＧａＮおよびその製造方法ならびにそれを用いた紫外発光素子 |
| KR20050014345A (ko) * | 2003-07-30 | 2005-02-07 | 에피밸리 주식회사 | SiC Buffer layer를 이용한 질화물 계열 반도체 결정 성장 |
| US6878563B2 (en) | 2000-04-26 | 2005-04-12 | Osram Gmbh | Radiation-emitting semiconductor element and method for producing the same |
| WO2005038889A1 (en) * | 2003-10-18 | 2005-04-28 | Epivalley Co., Ltd. | The method for allngan epitaxial growth on silicon substrate |
| JP2006179802A (ja) * | 2004-12-24 | 2006-07-06 | Toshiba Ceramics Co Ltd | 化合物半導体 |
| JP2006216576A (ja) * | 2005-02-01 | 2006-08-17 | Toshiba Ceramics Co Ltd | 化合物半導体デバイス |
| JP2006222402A (ja) * | 2005-02-14 | 2006-08-24 | Toshiba Ceramics Co Ltd | 窒化ガリウム系化合物半導体および製造方法 |
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| WO2007034761A1 (en) * | 2005-09-20 | 2007-03-29 | Showa Denko K.K. | Semiconductor device and method for fabrication thereof |
| JP2007087992A (ja) * | 2005-09-20 | 2007-04-05 | Showa Denko Kk | 半導体素子および半導体素子製造方法 |
| US7265392B2 (en) | 2000-05-26 | 2007-09-04 | Osram Gmbh | Light-emitting-diode chip comprising a sequence of GaN-based epitaxial layers which emit radiation and a method for producing the same |
| JP2007281478A (ja) * | 2006-04-06 | 2007-10-25 | Interuniv Micro Electronica Centrum Vzw | シリコン基板上にｉｉｉ族窒化物材料を積層するための方法 |
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| USRE41336E1 (en) | 1995-01-31 | 2010-05-18 | Opnext Japan, Inc | Fabrication method for algainnpassb based devices |
| JP2011014938A (ja) * | 2000-04-26 | 2011-01-20 | Osram Opto Semiconductors Gmbh | 発光半導体素子並びに発光性半導体素子の製造方法 |
| JP2011258988A (ja) * | 2011-09-14 | 2011-12-22 | Showa Denko Kk | 半導体素子 |
| JP2012151401A (ja) * | 2011-01-21 | 2012-08-09 | Sumco Corp | 半導体基板及びその製造方法 |
| US8299451B2 (en) | 2005-11-07 | 2012-10-30 | Showa Denko K.K. | Semiconductor light-emitting diode |
| US9279192B2 (en) | 2014-07-29 | 2016-03-08 | Dow Corning Corporation | Method for manufacturing SiC wafer fit for integration with power device manufacturing technology |
| JP2016039353A (ja) * | 2014-08-11 | 2016-03-22 | 富士通株式会社 | 光電変換素子 |
| US9337277B2 (en) | 2012-09-11 | 2016-05-10 | Dow Corning Corporation | High voltage power semiconductor device on SiC |
| US9738991B2 (en) | 2013-02-05 | 2017-08-22 | Dow Corning Corporation | Method for growing a SiC crystal by vapor deposition onto a seed crystal provided on a supporting shelf which permits thermal expansion |
| US9797064B2 (en) | 2013-02-05 | 2017-10-24 | Dow Corning Corporation | Method for growing a SiC crystal by vapor deposition onto a seed crystal provided on a support shelf which permits thermal expansion |
| JPWO2023063046A1 (ja) * | 2021-10-15 | 2023-04-20 | ||
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|---|---|---|---|---|
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-
1990
- 1990-12-25 JP JP41800390A patent/JPH0831419B2/ja not_active Expired - Lifetime
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