JPH06196755A - 窒化インジウムガリウム半導体およびその成長方法 - Google Patents
窒化インジウムガリウム半導体およびその成長方法Info
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- JPH06196755A JPH06196755A JP10655493A JP10655493A JPH06196755A JP H06196755 A JPH06196755 A JP H06196755A JP 10655493 A JP10655493 A JP 10655493A JP 10655493 A JP10655493 A JP 10655493A JP H06196755 A JPH06196755 A JP H06196755A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高品質で結晶性に優れた窒化インジウムガリ
ウム半導体、およびその成長方法を提供する。 【構成】 原料ガスとしてガリウム源のガスと、インジ
ウム源のガスと、窒素源のガスと、ケイ素源のガスまた
はゲルマニウム源のガスとを用い、さらに前記原料ガス
のキャリアガスを窒素として、６００℃より高い成長温
度で、窒化ガリウムまたは窒化ガリウムアルミニウムの
上に、ＳｉまたはＧｅをドープした一般式ＩｎXＧａ1-X
Ｎ（但しXは０＜X＜０．５）で表される窒化インジウム
ガリウム半導体を成長させる。
ウム半導体、およびその成長方法を提供する。 【構成】 原料ガスとしてガリウム源のガスと、インジ
ウム源のガスと、窒素源のガスと、ケイ素源のガスまた
はゲルマニウム源のガスとを用い、さらに前記原料ガス
のキャリアガスを窒素として、６００℃より高い成長温
度で、窒化ガリウムまたは窒化ガリウムアルミニウムの
上に、ＳｉまたはＧｅをドープした一般式ＩｎXＧａ1-X
Ｎ（但しXは０＜X＜０．５）で表される窒化インジウム
ガリウム半導体を成長させる。
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インジウムガ
リウム半導体およびその成長方法に関するものである。
色レーザーダイオード等に使用される窒化インジウムガ
リウム半導体およびその成長方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】青色ダイオード、青色レーザーダイオー
ド等に使用される実用的な半導体材料として窒化ガリウ
ム（ＧａＮ）、窒化インジウムガリウム（ＩｎＧａ
Ｎ）、窒化ガリウムアルミニウム（ＧａＡｌＮ）等の窒
化ガリウム系化合物半導体が注目されており、その中で
もＩｎＧａＮはバンドギャップが２ｅＶ〜３．４ｅＶま
であるため非常に有望視されている。
ド等に使用される実用的な半導体材料として窒化ガリウ
ム（ＧａＮ）、窒化インジウムガリウム（ＩｎＧａ
Ｎ）、窒化ガリウムアルミニウム（ＧａＡｌＮ）等の窒
化ガリウム系化合物半導体が注目されており、その中で
もＩｎＧａＮはバンドギャップが２ｅＶ〜３．４ｅＶま
であるため非常に有望視されている。
【０００３】従来、有機金属気相成長法（以下ＭＯＣＶ
Ｄ法という。）によりＩｎＧａＮを成長させる場合、成
長温度５００℃〜６００℃の低温で、サファイア基板上
に成長されていた。なぜなら、ＩｎＮの融点はおよそ５
００℃、ＧａＮの融点はおよそ１０００℃であるため、
６００℃以上の高温でＩｎＧａＮを成長させると、Ｉｎ
ＧａＮ中のＩｎＮの分解圧がおよそ１０気圧以上とな
り、ＩｎＧａＮがほとんど分解してしまい、形成される
ものはＧａのメタルとＩｎのメタルの堆積物のみとなっ
てしまうからである。従って、ＩｎＧａＮを成長させよ
うとする場合は成長温度を低温に保持しなければならな
かった。
Ｄ法という。）によりＩｎＧａＮを成長させる場合、成
長温度５００℃〜６００℃の低温で、サファイア基板上
に成長されていた。なぜなら、ＩｎＮの融点はおよそ５
００℃、ＧａＮの融点はおよそ１０００℃であるため、
６００℃以上の高温でＩｎＧａＮを成長させると、Ｉｎ
ＧａＮ中のＩｎＮの分解圧がおよそ１０気圧以上とな
り、ＩｎＧａＮがほとんど分解してしまい、形成される
ものはＧａのメタルとＩｎのメタルの堆積物のみとなっ
てしまうからである。従って、ＩｎＧａＮを成長させよ
うとする場合は成長温度を低温に保持しなければならな
かった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】このような条件の下で
成長されたＩｎＧａＮの結晶性は非常に悪く、例えば室
温でフォトルミネッセンス測定を行っても、バンド間発
光はほとんど見られず、深い準位からの発光がわずかに
観測されるのみであり、青色発光が観測されたことはな
かった。しかも、Ｘ線回折でＩｎＧａＮのピークを検出
しようとしてもほとんどピークは検出されず、その結晶
性は、単結晶というよりも、アモルファス状結晶に近い
のが実状であった。
成長されたＩｎＧａＮの結晶性は非常に悪く、例えば室
温でフォトルミネッセンス測定を行っても、バンド間発
光はほとんど見られず、深い準位からの発光がわずかに
観測されるのみであり、青色発光が観測されたことはな
かった。しかも、Ｘ線回折でＩｎＧａＮのピークを検出
しようとしてもほとんどピークは検出されず、その結晶
性は、単結晶というよりも、アモルファス状結晶に近い
のが実状であった。
【０００５】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を実現するためには、高品質
で、かつ優れた結晶性を有するＩｎＧａＮの実現が強く
望まれている。よって、本発明はこの問題を解決するべ
くなされたものであり、その目的とするところは、高品
質で結晶性に優れたＩｎＧａＮ、およびその成長方法を
提供するものである。
ード等の青色発光デバイスを実現するためには、高品質
で、かつ優れた結晶性を有するＩｎＧａＮの実現が強く
望まれている。よって、本発明はこの問題を解決するべ
くなされたものであり、その目的とするところは、高品
質で結晶性に優れたＩｎＧａＮ、およびその成長方法を
提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】我々はＩｎＧａＮをＭＯ
ＣＶＤ法で成長するにあたり、原料ガスのキャリアガス
として窒素を用い、さらに従来のようにサファイアの上
でなくＧａＮまたはＧａＡｌＮの上に成長させることに
より、６００℃より高い温度でも、優れた結晶性で成長
でき、しかも、特定の元素をドープしながら成長させる
ことにより、その結晶性、特性が格段に向上することを
新たに見いだし本発明をなすに至った。
ＣＶＤ法で成長するにあたり、原料ガスのキャリアガス
として窒素を用い、さらに従来のようにサファイアの上
でなくＧａＮまたはＧａＡｌＮの上に成長させることに
より、６００℃より高い温度でも、優れた結晶性で成長
でき、しかも、特定の元素をドープしながら成長させる
ことにより、その結晶性、特性が格段に向上することを
新たに見いだし本発明をなすに至った。
【０００７】即ち、本発明の成長方法は、ＭＯＣＶＤ法
による窒化インジウムガリウム化合物半導体の成長方法
であって、原料ガスとしてガリウム源のガスと、インジ
ウム源のガスと、窒素源のガスと、ケイ素源のガスまた
はゲルマニウム源のガスとを用い、さらに前記原料ガス
のキャリアガスを窒素として、６００℃より高い成長温
度で、窒化ガリウム層の上に、ＳｉまたはＧｅをドープ
した一般式ＩｎXＧａ1 -XＮ（但しXは０＜X＜０．５）で
表される窒化インジウムガリウム半導体を成長させるこ
とを特徴とする。
による窒化インジウムガリウム化合物半導体の成長方法
であって、原料ガスとしてガリウム源のガスと、インジ
ウム源のガスと、窒素源のガスと、ケイ素源のガスまた
はゲルマニウム源のガスとを用い、さらに前記原料ガス
のキャリアガスを窒素として、６００℃より高い成長温
度で、窒化ガリウム層の上に、ＳｉまたはＧｅをドープ
した一般式ＩｎXＧａ1 -XＮ（但しXは０＜X＜０．５）で
表される窒化インジウムガリウム半導体を成長させるこ
とを特徴とする。
【０００８】ＭＯＣＶＤ法による本発明の成長方法にお
いて、原料ガスには、例えばＧａ源としてトリメチルガ
リウム｛Ｇａ（ＣＨ3）3：ＴＭＧ｝、トリエチルガリウ
ム｛Ｇａ（Ｃ2Ｈ5）3：ＴＥＧ｝、窒素源としてアンモ
ニア（ＮＨ3）、ヒドラジン（Ｎ2Ｈ4）、インジウム源
としてトリメチルインジウム｛Ｉｎ（ＣＨ3）3：ＴＭ
Ｉ｝、トリエチルインジウム｛Ｉｎ（Ｃ2Ｈ5）3：ＴＥ
Ｉ｝、ケイ素源としてシラン（ＳｉＨ4）、ゲルマニウ
ム源としてゲルマン（ＧｅＨ4）等を好ましく用いるこ
とができる。
いて、原料ガスには、例えばＧａ源としてトリメチルガ
リウム｛Ｇａ（ＣＨ3）3：ＴＭＧ｝、トリエチルガリウ
ム｛Ｇａ（Ｃ2Ｈ5）3：ＴＥＧ｝、窒素源としてアンモ
ニア（ＮＨ3）、ヒドラジン（Ｎ2Ｈ4）、インジウム源
としてトリメチルインジウム｛Ｉｎ（ＣＨ3）3：ＴＭ
Ｉ｝、トリエチルインジウム｛Ｉｎ（Ｃ2Ｈ5）3：ＴＥ
Ｉ｝、ケイ素源としてシラン（ＳｉＨ4）、ゲルマニウ
ム源としてゲルマン（ＧｅＨ4）等を好ましく用いるこ
とができる。
【０００９】さらに、前記原料ガスのキャリアガスとし
て窒素を使用することにより、６００℃より高い成長温
度でも、ＩｎＧａＮ中のＩｎＮが分解して結晶格子中か
ら出ていくのを抑制することができる。
て窒素を使用することにより、６００℃より高い成長温
度でも、ＩｎＧａＮ中のＩｎＮが分解して結晶格子中か
ら出ていくのを抑制することができる。
【００１０】成長中に供給する原料ガス中のインジウム
源のガスのインジウムのモル比は、ガリウム１に対し、
好ましくは０．１以上、さらに好ましくは１．０以上に
調整する。インジウムのモル比が０．１より少ないと、
ＩｎＧａＮの混晶が得にくく、また結晶性が悪くなる傾
向にある。なぜなら、本発明の成長方法は６００℃より
高い温度でＩｎＧａＮを成長させるため、多少なりとも
ＩｎＮの分解が発生する。従ってＩｎＮがＧａＮ結晶中
に入りにくくなるため、好ましくその分解分よりもイン
ジウムを多く供給することによって、ＩｎＮをＧａＮの
結晶中に入れることができる。従って、インジウムのモ
ル比は高温で成長するほど多くする方が好ましく、例え
ば、９００℃前後の成長温度では、インジウムをガリウ
ムの１０〜５０倍程度供給することにより、X値を０．
５未満とするＩｎXＧａ1-XＮを得ることができる。
源のガスのインジウムのモル比は、ガリウム１に対し、
好ましくは０．１以上、さらに好ましくは１．０以上に
調整する。インジウムのモル比が０．１より少ないと、
ＩｎＧａＮの混晶が得にくく、また結晶性が悪くなる傾
向にある。なぜなら、本発明の成長方法は６００℃より
高い温度でＩｎＧａＮを成長させるため、多少なりとも
ＩｎＮの分解が発生する。従ってＩｎＮがＧａＮ結晶中
に入りにくくなるため、好ましくその分解分よりもイン
ジウムを多く供給することによって、ＩｎＮをＧａＮの
結晶中に入れることができる。従って、インジウムのモ
ル比は高温で成長するほど多くする方が好ましく、例え
ば、９００℃前後の成長温度では、インジウムをガリウ
ムの１０〜５０倍程度供給することにより、X値を０．
５未満とするＩｎXＧａ1-XＮを得ることができる。
【００１１】成長温度は６００℃より高い温度であれば
よく、好ましくは７００℃以上、９００℃以下の範囲に
調整する。６００℃以下であると、ＧａＮの結晶が成長
しにくいため、ＩｎＧａＮの結晶ができにくく、できた
としても従来のように結晶性の悪いＩｎＧａＮとなる。
また、９００℃より高い温度であるとＩｎＮが分解しや
すくなるため、ＩｎＧａＮがＧａＮになりやすい傾向に
ある。
よく、好ましくは７００℃以上、９００℃以下の範囲に
調整する。６００℃以下であると、ＧａＮの結晶が成長
しにくいため、ＩｎＧａＮの結晶ができにくく、できた
としても従来のように結晶性の悪いＩｎＧａＮとなる。
また、９００℃より高い温度であるとＩｎＮが分解しや
すくなるため、ＩｎＧａＮがＧａＮになりやすい傾向に
ある。
【００１２】供給するインジウムガスのモル比、成長温
度は目的とするＩｎXＧａ1-XＮのX値０＜X＜０．５の範
囲において、適宜変更できる。例えばＩｎを多くしよう
とすれば６５０℃前後の低温で成長させるか、または原
料ガス中のＩｎのモル比を多くすればよい。Ｇａを多く
しようとするならば９００℃前後の高温で成長させれば
よい。しかしながら、６００℃より高い温度でX値を
０．５以上とするＩｎXＧａＮ1-XＮを成長させることは
非常に困難であり、またX値を０．５以上とするＩｎXＧ
ａ1-XＮを発光ダイオード等の発光デバイスに使用した
場合、その発光波長は黄色の領域にあり、青色、紫外と
して使用し得るものではないため、X値は０．５未満を
限定理由とした。
度は目的とするＩｎXＧａ1-XＮのX値０＜X＜０．５の範
囲において、適宜変更できる。例えばＩｎを多くしよう
とすれば６５０℃前後の低温で成長させるか、または原
料ガス中のＩｎのモル比を多くすればよい。Ｇａを多く
しようとするならば９００℃前後の高温で成長させれば
よい。しかしながら、６００℃より高い温度でX値を
０．５以上とするＩｎXＧａＮ1-XＮを成長させることは
非常に困難であり、またX値を０．５以上とするＩｎXＧ
ａ1-XＮを発光ダイオード等の発光デバイスに使用した
場合、その発光波長は黄色の領域にあり、青色、紫外と
して使用し得るものではないため、X値は０．５未満を
限定理由とした。
【００１３】
【作用】図２は、本発明の成長方法において、供給した
Ｓｉと、得られたＳｉドープＩｎＧａＮのフォトルミネ
ッセンス強度の関係を示す図である。これは、キャリア
ガスとして窒素を２リットル／分、原料ガスとしてＴＭ
Ｇを２×１０-6モル／分、ＴＭＩを２０×１０-6モル／
分、ＮＨ3を４リットル／分で供給し、さらにＳｉをド
ープするため、シランガスの供給量を変えて、ＧａＮ層
上にＳｉをドープしたＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎを成長させ、
成長後、得られたＳｉドープＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎ層に、
１０ｍＷのＨｅ−Ｃｄレーザーを照射し、その４５０ｎ
ｍにおけるフォトルミネッセンス強度を測定したもので
ある。なお、この図は、ＧａＮ層上に形成したＳｉをド
ープしないＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎ層のフォトルミネッセン
ス強度を１とした場合の相対強度で示している。このＳ
ｉをドープしないＩｎ0.25Ｇａ75Ｎのフォトルミネッセ
ンスのスペクトルを図４に示す。これとは別に、本発明
のＳｉをドープしたＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎのフォトルミネ
ッセンスのスペクトルを図５に示す。
Ｓｉと、得られたＳｉドープＩｎＧａＮのフォトルミネ
ッセンス強度の関係を示す図である。これは、キャリア
ガスとして窒素を２リットル／分、原料ガスとしてＴＭ
Ｇを２×１０-6モル／分、ＴＭＩを２０×１０-6モル／
分、ＮＨ3を４リットル／分で供給し、さらにＳｉをド
ープするため、シランガスの供給量を変えて、ＧａＮ層
上にＳｉをドープしたＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎを成長させ、
成長後、得られたＳｉドープＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎ層に、
１０ｍＷのＨｅ−Ｃｄレーザーを照射し、その４５０ｎ
ｍにおけるフォトルミネッセンス強度を測定したもので
ある。なお、この図は、ＧａＮ層上に形成したＳｉをド
ープしないＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎ層のフォトルミネッセン
ス強度を１とした場合の相対強度で示している。このＳ
ｉをドープしないＩｎ0.25Ｇａ75Ｎのフォトルミネッセ
ンスのスペクトルを図４に示す。これとは別に、本発明
のＳｉをドープしたＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎのフォトルミネ
ッセンスのスペクトルを図５に示す。
【００１４】図２に示すように、Ｓｉをドープするに従
ってＩｎＧａＮのフォトルミネッセンス強度が飛躍的に
増大する。原料ガス中のケイ素のモル比をガリウム１に
対し、１×１０-5〜０．０５の範囲に調整することによ
り、その強度はＳｉをドープしないものに比較して、５
倍以上に達し、最大では６０〜７０倍にも向上する。
ってＩｎＧａＮのフォトルミネッセンス強度が飛躍的に
増大する。原料ガス中のケイ素のモル比をガリウム１に
対し、１×１０-5〜０．０５の範囲に調整することによ
り、その強度はＳｉをドープしないものに比較して、５
倍以上に達し、最大では６０〜７０倍にも向上する。
【００１５】図３も同じく、供給したＧｅと、得られた
ＧｅドープＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎのフォトルミネッセンス
強度の関係を示す図である。これも、キャリアガスとし
て窒素を２リットル／分、原料ガスとしてＴＭＧを２×
１０-6モル／分、ＴＭＩを２０×１０-6モル／分、ＮＨ
3を４リットル／分と先ほどと同条件で供給し、さらに
Ｇｅをドープするためゲルマンガスの供給量を変えて、
ＧａＮ層上にＧｅをドープしたＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎを成
長させ、成長後、得られたＧｅドープＩｎ0.25Ｇａ0.75
Ｎ層の４５０ｎｍにおけるフォトルミネッセンス強度を
測定したものである。なお、この図も、ＧａＮ層上に形
成した何もドープしないＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎ層のフォト
ルミネッセンス強度を１とした場合の相対強度で示して
いる。
ＧｅドープＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎのフォトルミネッセンス
強度の関係を示す図である。これも、キャリアガスとし
て窒素を２リットル／分、原料ガスとしてＴＭＧを２×
１０-6モル／分、ＴＭＩを２０×１０-6モル／分、ＮＨ
3を４リットル／分と先ほどと同条件で供給し、さらに
Ｇｅをドープするためゲルマンガスの供給量を変えて、
ＧａＮ層上にＧｅをドープしたＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎを成
長させ、成長後、得られたＧｅドープＩｎ0.25Ｇａ0.75
Ｎ層の４５０ｎｍにおけるフォトルミネッセンス強度を
測定したものである。なお、この図も、ＧａＮ層上に形
成した何もドープしないＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎ層のフォト
ルミネッセンス強度を１とした場合の相対強度で示して
いる。
【００１６】図３も図２と同様に、Ｇｅをドープするに
従ってＩｎＧａＮのフォトルミネッセンス強度が飛躍的
に増大し、原料ガス中のゲルマニウムのモル比をガリウ
ム１に対し、１×１０-4〜０．５に調整することによ
り、その強度はＳｉをドープしないものに比較して、５
倍以上に達し、最大では、同じく６０〜７０倍にも向上
することが分かる。
従ってＩｎＧａＮのフォトルミネッセンス強度が飛躍的
に増大し、原料ガス中のゲルマニウムのモル比をガリウ
ム１に対し、１×１０-4〜０．５に調整することによ
り、その強度はＳｉをドープしないものに比較して、５
倍以上に達し、最大では、同じく６０〜７０倍にも向上
することが分かる。
【００１７】以上のようにしてＩｎＧａＮを成長させる
ことにより、ＩｎＧａＮ中にＳｉまたはＧｅを１０16／
cm3〜１０22／cm3でドープすることができる。フォトル
ミネッセンスの結果より、その最適値は１０18〜１０20
／cm3である。
ことにより、ＩｎＧａＮ中にＳｉまたはＧｅを１０16／
cm3〜１０22／cm3でドープすることができる。フォトル
ミネッセンスの結果より、その最適値は１０18〜１０20
／cm3である。
【００１８】本発明の成長方法は、原料ガスのキャリア
ガスを窒素とすることにより、６００℃より高い成長温
度において、ＩｎＧａＮの分解を抑制することができ、
またＩｎＮが多少分解しても、原料ガス中のインジウム
を多く供給することにより高品質なＩｎＧａＮを得るこ
とができる。
ガスを窒素とすることにより、６００℃より高い成長温
度において、ＩｎＧａＮの分解を抑制することができ、
またＩｎＮが多少分解しても、原料ガス中のインジウム
を多く供給することにより高品質なＩｎＧａＮを得るこ
とができる。
【００１９】さらに、従来ではサファイア基板の上にＩ
ｎＧａＮ層を成長させていたが、サファイアとＩｎＧａ
Ｎとでは格子定数不整がおよそ１５％以上もあるため、
得られた結晶の結晶性が悪くなると考えられる。一方、
本発明ではＧａＮまたはＧａＡｌＮ層の上に成長させる
ことにより、その格子定数不整を５％以下と小さくする
ことができるため、結晶性に優れたＩｎＧａＮを形成す
ることができる。図４はＧａＮ層の上に成長したＩｎＧ
ａＮであるが、それを顕著に表しており、従来法では、
ＩｎＧａＮのフォトルミネッセンスのスペクトルは全く
測定できなかったが、本発明では明らかに結晶性が向上
しているために４５０ｎｍの青色領域に発光ピークが現
れている。また、本発明の成長方法において、このＧａ
ＮのＧａの一部をＡｌで置換してもよく、技術範囲内で
ある。
ｎＧａＮ層を成長させていたが、サファイアとＩｎＧａ
Ｎとでは格子定数不整がおよそ１５％以上もあるため、
得られた結晶の結晶性が悪くなると考えられる。一方、
本発明ではＧａＮまたはＧａＡｌＮ層の上に成長させる
ことにより、その格子定数不整を５％以下と小さくする
ことができるため、結晶性に優れたＩｎＧａＮを形成す
ることができる。図４はＧａＮ層の上に成長したＩｎＧ
ａＮであるが、それを顕著に表しており、従来法では、
ＩｎＧａＮのフォトルミネッセンスのスペクトルは全く
測定できなかったが、本発明では明らかに結晶性が向上
しているために４５０ｎｍの青色領域に発光ピークが現
れている。また、本発明の成長方法において、このＧａ
ＮのＧａの一部をＡｌで置換してもよく、技術範囲内で
ある。
【００２０】さらにまた、Ｓｉ、Ｇｅをドープすること
により、ドープしないものに比較して、フォトルミネッ
センス強度を５〜７０倍と飛躍的に増大させることがで
きる。これは、Ｓｉ、Ｇｅの効果によりさらに結晶性、
品質が向上していることを顕著に示すものである。図５
はそれを示す図であり、図４の１／５０のレンジでスペ
クトルを測定したものであり、格段に発光強度が増大し
ていることが分かる。
により、ドープしないものに比較して、フォトルミネッ
センス強度を５〜７０倍と飛躍的に増大させることがで
きる。これは、Ｓｉ、Ｇｅの効果によりさらに結晶性、
品質が向上していることを顕著に示すものである。図５
はそれを示す図であり、図４の１／５０のレンジでスペ
クトルを測定したものであり、格段に発光強度が増大し
ていることが分かる。
【００２１】
【実施例】以下、図面を元に実施例で本発明の成長方法
を詳説する。図１は本発明の成長方法に使用したＭＯＣ
ＶＤ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、Ｔ
ＭＩ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、シラン、ゲルマン等のドーピングガ
スと共に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。
を詳説する。図１は本発明の成長方法に使用したＭＯＣ
ＶＤ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、Ｔ
ＭＩ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、シラン、ゲルマン等のドーピングガ
スと共に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。
【００２２】［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、反応容器内を水素
で十分置換する。
ア基板７をサセプター２にセットし、反応容器内を水素
で十分置換する。
【００２３】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
保持しサファイア基板７のクリーニングを行う。
ヒーター３で温度を１０５０℃まで上昇させ、２０分間
保持しサファイア基板７のクリーニングを行う。
【００２４】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、キ
ャリアガスとして水素を２リットル／分で流しながら、
ＴＭＧを２７×１０ー6モル／分流して１分間保持してＧ
ａＮ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、キ
ャリアガスとして水素を２リットル／分で流しながら、
ＴＭＧを２７×１０ー6モル／分流して１分間保持してＧ
ａＮ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。
【００２５】バッファ層成長後、ＴＭＧのみ止めて、温
度を１０３０℃まで上昇させる。温度が１０３０℃にな
ったら、同じく水素をキャリアガスとしてＴＭＧを５４
×１０ー6モル／分で流して３０分間成長させ、ＧａＮ層
を２μｍ成長させる。
度を１０３０℃まで上昇させる。温度が１０３０℃にな
ったら、同じく水素をキャリアガスとしてＴＭＧを５４
×１０ー6モル／分で流して３０分間成長させ、ＧａＮ層
を２μｍ成長させる。
【００２６】ＧａＮ層成長後、温度を８００℃にして、
キャリアガスを窒素に切り替え、窒素を２リットル／
分、ＴＭＧを２×１０-6モル／分、ＴＭＩを２０×１０
-6モル／分、シランガスを２×１０-9モル／分、アンモ
ニアを４リットル／分で流しながら、ＳｉドープＩｎＧ
ａＮ層を６０分間成長させる。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。
キャリアガスを窒素に切り替え、窒素を２リットル／
分、ＴＭＧを２×１０-6モル／分、ＴＭＩを２０×１０
-6モル／分、シランガスを２×１０-9モル／分、アンモ
ニアを４リットル／分で流しながら、ＳｉドープＩｎＧ
ａＮ層を６０分間成長させる。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。
【００２７】以上のようにして得られたＩｎＧａＮ層の
Ｘ線ロッキングカーブを取ると、Ｉｎ0.25Ｇａ0.75Ｎの
組成を示すところにピークを有しており、その半値幅は
６分であった。この６分という値は従来報告されている
中では最小値であり、本発明の方法によるＩｎＧａＮの
結晶性が非常に優れていることを示している。また、Ｓ
ＩＭＳにより、ＩｎＧａＮ中のＳｉを測定したところ、
２×１０19／cm3であった。
Ｘ線ロッキングカーブを取ると、Ｉｎ0.25Ｇａ0.75Ｎの
組成を示すところにピークを有しており、その半値幅は
６分であった。この６分という値は従来報告されている
中では最小値であり、本発明の方法によるＩｎＧａＮの
結晶性が非常に優れていることを示している。また、Ｓ
ＩＭＳにより、ＩｎＧａＮ中のＳｉを測定したところ、
２×１０19／cm3であった。
【００２８】［実施例２］ＧａＮ層成長後、ＴＭＧを２
×１０-6モル／分、ＴＭＩを２０×１０-6モル／分、ゲ
ルマンガスを２×１０-8モル／分で流す他は実施例１と
同様にして、ＧｅドープＩｎＧａＮ層を成長させた。
×１０-6モル／分、ＴＭＩを２０×１０-6モル／分、ゲ
ルマンガスを２×１０-8モル／分で流す他は実施例１と
同様にして、ＧｅドープＩｎＧａＮ層を成長させた。
【００２９】得られたＩｎＧａＮ層にＨｅ−Ｃｄレーザ
ーを照射してそのフォトルミネッセンスを測定すると、
４５０ｎｍに発光ピークを有しており、Ｘ線ロッキング
カーブを測定すると、Ｉｎ0.25Ｇａ0.75Ｎの組成を示す
ところにピークを有しており、その半値幅は同じく６分
であった。また、ＩｎＧａＮ中のＧｅ濃度はおよそ１×
１０19／cm3であった。
ーを照射してそのフォトルミネッセンスを測定すると、
４５０ｎｍに発光ピークを有しており、Ｘ線ロッキング
カーブを測定すると、Ｉｎ0.25Ｇａ0.75Ｎの組成を示す
ところにピークを有しており、その半値幅は同じく６分
であった。また、ＩｎＧａＮ中のＧｅ濃度はおよそ１×
１０19／cm3であった。
【００３０】［実施例３］ＧａＮ層成長後、ＴＭＩを２
×１０-7モル／分で流す他は実施例１と同様にして、Ｓ
ｉドープＩｎＧａＮ層を成長させた。
×１０-7モル／分で流す他は実施例１と同様にして、Ｓ
ｉドープＩｎＧａＮ層を成長させた。
【００３１】得られたＩｎＧａＮ層のＸ線ロッキングカ
ーブを測定すると、Ｉｎ0.08Ｇａ0.92Ｎの組成を示すと
ころにピークを有しており、その半値幅は６分であっ
た。またＨｅ−Ｃｄレーザーを照射してそのフォトルミ
ネッセンスを測定すると、３９０ｎｍに強い紫色のＩｎ
ＧａＮのバンド間発光が見られた。
ーブを測定すると、Ｉｎ0.08Ｇａ0.92Ｎの組成を示すと
ころにピークを有しており、その半値幅は６分であっ
た。またＨｅ−Ｃｄレーザーを照射してそのフォトルミ
ネッセンスを測定すると、３９０ｎｍに強い紫色のＩｎ
ＧａＮのバンド間発光が見られた。
【００３２】［実施例４］実施例１のバッファ層成長
後、ＴＭＧのみ止めて、温度を１０３０℃まで上昇させ
る。温度が１０３０℃になったら、同じく水素をキャリ
アガスとしてＴＭＧを５４×１０ー6モル／分、ＴＭＡを
６×１０-6モル／分で流して３０分間成長させ、Ｇａ0.
9Ａｌ0.1Ｎ層を２μｍ成長させる他は実施例１と同様に
してＧａ0.9Ａｌ0.1Ｎ層の上にＳｉドープＩｎＧａＮ層
を成長させた。その結果、得られたＩｎＧａＮ層のＸ線
ロッキングカーブは、同じくＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎの組成
を示すところにピークを有しており、その半値幅は６分
であった。またＳｉ濃度も２×１０19／cm3と同一であ
った。
後、ＴＭＧのみ止めて、温度を１０３０℃まで上昇させ
る。温度が１０３０℃になったら、同じく水素をキャリ
アガスとしてＴＭＧを５４×１０ー6モル／分、ＴＭＡを
６×１０-6モル／分で流して３０分間成長させ、Ｇａ0.
9Ａｌ0.1Ｎ層を２μｍ成長させる他は実施例１と同様に
してＧａ0.9Ａｌ0.1Ｎ層の上にＳｉドープＩｎＧａＮ層
を成長させた。その結果、得られたＩｎＧａＮ層のＸ線
ロッキングカーブは、同じくＩｎ0.25Ｇａ0.75Ｎの組成
を示すところにピークを有しており、その半値幅は６分
であった。またＳｉ濃度も２×１０19／cm3と同一であ
った。
【００３３】
【発明の効果】本発明の成長方法によると、従来では不
可能であったＩｎＧａＮ層の単結晶を成長させることが
でき、またＳｉ、Ｇｅをドープして成長させることによ
り、その結晶性、品質をさらに向上させることができ
る。従って本発明により実用的なＩｎＧａＮが得られる
ため、将来開発される青色発光デバイスに積層される半
導体材料をダブルへテロ構造にでき、青色レーザーダイ
オードが実現可能となり、その産業上の利用価値は大き
い。
可能であったＩｎＧａＮ層の単結晶を成長させることが
でき、またＳｉ、Ｇｅをドープして成長させることによ
り、その結晶性、品質をさらに向上させることができ
る。従って本発明により実用的なＩｎＧａＮが得られる
ため、将来開発される青色発光デバイスに積層される半
導体材料をダブルへテロ構造にでき、青色レーザーダイ
オードが実現可能となり、その産業上の利用価値は大き
い。
【図１】 本発明の成長方法の一実施例に使用したＭＯ
ＣＶＤ装置の主要部の構成を示す概略断面図。
ＣＶＤ装置の主要部の構成を示す概略断面図。
【図２】 本発明の成長方法による、供給したＳｉと、
得られたＳｉドープＩｎＧａＮのフォトルミネッセンス
強度の関係を示す図。
得られたＳｉドープＩｎＧａＮのフォトルミネッセンス
強度の関係を示す図。
【図３】 本発明の成長方法による、供給したＧｅと、
得られたＧｅドープＩｎＧａＮのフォトルミネッセンス
強度の関係を示す図。
得られたＧｅドープＩｎＧａＮのフォトルミネッセンス
強度の関係を示す図。
【図４】 本発明の一実施例の工程で得られるＩｎＧａ
Ｎのフォトルミネッセンス測定によるスペクトルを示す
図。
Ｎのフォトルミネッセンス測定によるスペクトルを示す
図。
【図５】 本発明の一実施例によるＩｎＧａＮのフォト
ルミネッセンス測定によるスペクトルを示す図。
ルミネッセンス測定によるスペクトルを示す図。
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・・・・・・・・基板
チューブ ７・・・・・・・・基板
Claims (6)
- 【請求項１】 一般式ＩｎXＧａ1-XＮ（但しXは０＜X＜
０．５）で表される窒化インジウムガリウム半導体にＳ
ｉまたはＧｅがドープされていることを特徴とする窒化
インジウムガリウム半導体。 - 【請求項２】 有機金属気相成長法による窒化インジウ
ムガリウム化合物半導体の成長方法であって、原料ガス
としてガリウム源のガスと、インジウム源のガスと、窒
素源のガスと、ケイ素源のガスまたはゲルマニウム源の
ガスとを用い、さらに前記原料ガスのキャリアガスを窒
素として、６００℃より高い成長温度で、窒化ガリウム
層の上に、ＳｉまたはＧｅをドープした一般式ＩｎXＧ
ａ1-XＮ（但しXは０＜X＜０．５）で表される窒化イン
ジウムガリウム半導体を成長させることを特徴とする窒
化インジウムガリウム半導体の成長方法。 - 【請求項３】 前記原料ガス中のガリウムに対するイン
ジウムのモル比を０．１以上に調整することを特徴とす
る請求項２に記載の窒化インジウムガリウム半導体の成
長方法。 - 【請求項４】 前記原料ガス中のケイ素のガリウムに対
するモル比を１×１０-5〜０．０５に調整することを特
徴とする請求項２に記載の窒化インジウムガリウム半導
体の成長方法。 - 【請求項５】 前記原料ガス中のゲルマニウムのガリウ
ムに対するモル比を１×１０-4〜０．５に調整すること
を特徴とする請求項２に記載の窒化インジウムガリウム
半導体の成長方法。 - 【請求項６】 前記窒化ガリウム層はそのガリウムの一
部をアルミニウムで置換した窒化ガリウムアルミニウム
層であることを特徴とする請求項２に記載の窒化インジ
ウムガリウム半導体の成長方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10655493A JP3203282B2 (ja) | 1992-07-03 | 1993-05-07 | 発光デバイス用窒化インジウムガリウム半導体 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20053192 | 1992-07-03 | ||
| JP32118392 | 1992-11-04 | ||
| JP4-321183 | 1992-11-04 | ||
| JP4-200531 | 1992-11-04 | ||
| JP10655493A JP3203282B2 (ja) | 1992-07-03 | 1993-05-07 | 発光デバイス用窒化インジウムガリウム半導体 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001171341A Division JP3473595B2 (ja) | 1992-07-03 | 2001-06-06 | 発光デバイス |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06196755A true JPH06196755A (ja) | 1994-07-15 |
| JP3203282B2 JP3203282B2 (ja) | 2001-08-27 |
Family
ID=27310758
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10655493A Expired - Lifetime JP3203282B2 (ja) | 1992-07-03 | 1993-05-07 | 発光デバイス用窒化インジウムガリウム半導体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3203282B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997008759A1 (en) * | 1995-08-31 | 1997-03-06 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Blue light emitting device and production method thereof |
| US6996150B1 (en) | 1994-09-14 | 2006-02-07 | Rohm Co., Ltd. | Semiconductor light emitting device and manufacturing method therefor |
| JP2007012933A (ja) * | 2005-06-30 | 2007-01-18 | Ibiden Co Ltd | 半導体製造装置用部材及び半導体製造装置 |
| US7365369B2 (en) | 1997-06-11 | 2008-04-29 | Nichia Corporation | Nitride semiconductor device |
-
1993
- 1993-05-07 JP JP10655493A patent/JP3203282B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6996150B1 (en) | 1994-09-14 | 2006-02-07 | Rohm Co., Ltd. | Semiconductor light emitting device and manufacturing method therefor |
| US7616672B2 (en) | 1994-09-14 | 2009-11-10 | Rohm Co., Ltd. | Semiconductor light emitting device and manufacturing method therefor |
| US8934513B2 (en) | 1994-09-14 | 2015-01-13 | Rohm Co., Ltd. | Semiconductor light emitting device and manufacturing method therefor |
| WO1997008759A1 (en) * | 1995-08-31 | 1997-03-06 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Blue light emitting device and production method thereof |
| GB2310083A (en) * | 1995-08-31 | 1997-08-13 | Toshiba Kk | Blue light emitting device and production method thereof |
| US6258617B1 (en) * | 1995-08-31 | 2001-07-10 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Method of manufacturing blue light emitting element |
| US7365369B2 (en) | 1997-06-11 | 2008-04-29 | Nichia Corporation | Nitride semiconductor device |
| JP2007012933A (ja) * | 2005-06-30 | 2007-01-18 | Ibiden Co Ltd | 半導体製造装置用部材及び半導体製造装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3203282B2 (ja) | 2001-08-27 |
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