JPH0415200B2 - - Google Patents
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- JPH0415200B2 JPH0415200B2 JP25680685A JP25680685A JPH0415200B2 JP H0415200 B2 JPH0415200 B2 JP H0415200B2 JP 25680685 A JP25680685 A JP 25680685A JP 25680685 A JP25680685 A JP 25680685A JP H0415200 B2 JPH0415200 B2 JP H0415200B2
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Description
（産業上の利用分野）
本発明はサフアイア基板上にAlXGa1-XＮを成
長させる化合物半導体の成長方法に関するもので
あり、特に有機金属化合物気相成長法による化合
物半導体の成長方法の改良に関するものである。 （従来の技術とその問題点） 従来の方法では、GaNはGa−HCl−NH3−N2
系ハイドライド気相成長法によりサフアイア基板
上にヘテロエピタキシヤル成長させている。
GaNの発光ダイオードは第７図に示すように
MIS型の構造をとる。つまり、サフアイア基板１
上にｎ形GaN２とDZnを多量にドープした高抵
抗GaN３（ｉ−GaN）を成長させ、これに電極
５，６を形成したものである。この際、ｉ−
GaN層３は1μｍ以下で、発光ダイオードの発光
及び動作電圧を決定するため膜厚を精度よくコン
トロールする必要がある。しかし、前記ハイドラ
イド気相成長法により、良質の結晶が得られる条
件としては成長速度が30〜60μｍ／ｈがよく、こ
のため層３を1μｍ以下で精度よくコントロール
することができず、ダイオードの動作電圧のばら
つきが大きい。さらに通常良質のGaNを得るに
はサフアイア基板上に30μｍ以上の膜厚に成長す
ることが必要であつた。即ち第７図のｎ−GaN
でも30μｍ以上は必要であつた。しかし、GaNを
サフアイア基板上にある程度の膜厚以上成長させ
ると第７図に示すように、GaNとサフアイアの
格子定数の差、及び熱膨張係数の差によりクラツ
ク１２がGaNとサフアイアに入り、ウエハーの
割れ及び特に電極直下のクラツクはリーク電流の
原因にもなり、発光ダイオード製作の歩留りの低
下を招くという問題があつた。 そこで、成長速度を遅くしてｉ−GaNの膜厚
の精密制御と10μｍ以下の薄いGaNの成長を目標
として、有機金属化合物、例えばトリメチルガリ
ウム（TMG）−NH3−H2系で有機金属化合物気
相成長法が研究されている。この方法は、第２図
に示すような成長装置を使用している。即ち、石
英反応管７中に高周波加熱用グラフアイトサセプ
ター９上にサフアイア基板１０を置き、高周波コ
イル８によりサフアイア基板を加熱し、原料導入
管１１よりTMG、NH3及びH2を基板１０に吹き
付けて基板１０上にGaNを成長させている。こ
の時手順としてはまずH2を流して基板１０を
1100℃に加熱して清浄化後、基板温度を970℃ま
で下げて、TMG及びNH3を流してGaNを成長さ
せている。 その結果、成長速度は１〜3μｍ／ｈと遅くな
り、１〜4μｍの均一な薄膜を成長できるように
なつた。これハイドライド気相成長法では得られ
なかつた利点である。しかし、薄膜の表面は第８
図に示すように凹凸があり六角錐のグレインもみ
られ、反射電子線回析パターン（RHEEDパター
ン）をとると単結晶であるが表面に細かい凹凸が
あることを示すスポツトパターンとなる。一方、
ハイドライド気相成長法のGaNでは、スムース
な表面を示すストリークラインパターンとなる問
題があつた。 （問題点を解決するための手段） 本発明者等は、これらの問題点を解決し、均一
で表面が平坦でかつ高品質で、かつ、紫外線又は
青色の発光特性の良いAlXGa1-XＮ単結晶多層成
長膜の量産可能な成長方法を提供すべく鋭意研究
の結果、有機金属化合物気相成長法によりサフア
イア基板上に成長するAlXGa1-XＮ結晶の品質を
向上させるには、AlXGa1-XＮとサフアイア格子
定数のミスマツチを何らかのバツフアー層を介し
て緩和させるかサフアイア表面の改質が必要であ
るとの見地に基づき各種の成長または熱処理実験
を重ねた結果、本発明を達成するに至つた。 本発明は有機金属化合物とアンモニアガス
（NH3）を水素ガス（H2）またはH2ガスを含む
窒素ガス（N2）中で反応させてサフアイア基至
上にAlXGa1-XＮ（ｘ＝０を含む）を少なくとも一
層成長させる方法において、Alを含む有機金属
化合物、NH3及びH2が少なくとも存在する雰囲
気中で、２分以下の短時間該サフアイア基板を
AlNの単結晶が成長する温度より低い800℃〜
1100℃の範囲の温度で熱処理し、サフアイア基板
上にAlNのアモルフアス薄膜を形成させた後、
該熱処理したサフアイア基板上にGaを含む有機
金属化合物、NH3及びH2が存在する雰囲気中で、
サフアイア基板上のAlNアモルフアス膜が完全
に単結晶化する以下の950゜〜1150℃の範囲の温度
でAlXGa1-XＮ単結晶（但し、０≦ｘ≦0.3）を気
相成長させることを特徴とする化合物半導体の成
長方法にある。 本発明において、単結晶AlXGa1-XＮのｘは０
≦ｘ≦0.3である。 本発明において、熱処理温度を800℃〜1100℃
と限定し、かつGaNの気相成長温度を950℃〜
1150℃と限定したのはAlNの単結晶成長温度が
約1200゜以上であるので、この温度より低い温度
でないと本発明の所期の目的が達成されないため
である。 またサフアイア基板を熱処理する時間は２分未
満とすることが必要である。この理由は２分以上
の長時間加熱すると、AlNのバツフア層が適当
値より厚くなり、所期の効果をあげられないため
で、AlNはアモルフアス膜の状態で基板上に堆
積している状態で、その上にGaNを気相成長さ
せるのがよい。 なお、サフアイア基板を熱処理する時間を２分
未満としたのは、２分未満の熱処理でAlNのバ
ツフア層の厚さが800Å以下となるので、AlNの
バツフア層の厚さはこれ以上厚いと好ましい結果
を得ないために２分以下と限定したものである。 以下GaN（AlXGa1-XＮのｘ＝０の場合）の成長
を例にして本発明を説明する。 第２図に示すような成長装置によりGaNをサ
フアイア基板上に成長するにあたり次の第１表(b)
に示す成長条件で直接基板上にGaNを成長した
もの（以後“通常成長”のものと称す）と第１表
(a)に示す熱処理条件で基板をあらかじめ熱処理し
その後その上に第１表(b)に示す成長条件でGaN
を成長したもの（以後“熱処理成長”のものと称
す）の特性を評価した。
長させる化合物半導体の成長方法に関するもので
あり、特に有機金属化合物気相成長法による化合
物半導体の成長方法の改良に関するものである。 （従来の技術とその問題点） 従来の方法では、GaNはGa−HCl−NH3−N2
系ハイドライド気相成長法によりサフアイア基板
上にヘテロエピタキシヤル成長させている。
GaNの発光ダイオードは第７図に示すように
MIS型の構造をとる。つまり、サフアイア基板１
上にｎ形GaN２とDZnを多量にドープした高抵
抗GaN３（ｉ−GaN）を成長させ、これに電極
５，６を形成したものである。この際、ｉ−
GaN層３は1μｍ以下で、発光ダイオードの発光
及び動作電圧を決定するため膜厚を精度よくコン
トロールする必要がある。しかし、前記ハイドラ
イド気相成長法により、良質の結晶が得られる条
件としては成長速度が30〜60μｍ／ｈがよく、こ
のため層３を1μｍ以下で精度よくコントロール
することができず、ダイオードの動作電圧のばら
つきが大きい。さらに通常良質のGaNを得るに
はサフアイア基板上に30μｍ以上の膜厚に成長す
ることが必要であつた。即ち第７図のｎ−GaN
でも30μｍ以上は必要であつた。しかし、GaNを
サフアイア基板上にある程度の膜厚以上成長させ
ると第７図に示すように、GaNとサフアイアの
格子定数の差、及び熱膨張係数の差によりクラツ
ク１２がGaNとサフアイアに入り、ウエハーの
割れ及び特に電極直下のクラツクはリーク電流の
原因にもなり、発光ダイオード製作の歩留りの低
下を招くという問題があつた。 そこで、成長速度を遅くしてｉ−GaNの膜厚
の精密制御と10μｍ以下の薄いGaNの成長を目標
として、有機金属化合物、例えばトリメチルガリ
ウム（TMG）−NH3−H2系で有機金属化合物気
相成長法が研究されている。この方法は、第２図
に示すような成長装置を使用している。即ち、石
英反応管７中に高周波加熱用グラフアイトサセプ
ター９上にサフアイア基板１０を置き、高周波コ
イル８によりサフアイア基板を加熱し、原料導入
管１１よりTMG、NH3及びH2を基板１０に吹き
付けて基板１０上にGaNを成長させている。こ
の時手順としてはまずH2を流して基板１０を
1100℃に加熱して清浄化後、基板温度を970℃ま
で下げて、TMG及びNH3を流してGaNを成長さ
せている。 その結果、成長速度は１〜3μｍ／ｈと遅くな
り、１〜4μｍの均一な薄膜を成長できるように
なつた。これハイドライド気相成長法では得られ
なかつた利点である。しかし、薄膜の表面は第８
図に示すように凹凸があり六角錐のグレインもみ
られ、反射電子線回析パターン（RHEEDパター
ン）をとると単結晶であるが表面に細かい凹凸が
あることを示すスポツトパターンとなる。一方、
ハイドライド気相成長法のGaNでは、スムース
な表面を示すストリークラインパターンとなる問
題があつた。 （問題点を解決するための手段） 本発明者等は、これらの問題点を解決し、均一
で表面が平坦でかつ高品質で、かつ、紫外線又は
青色の発光特性の良いAlXGa1-XＮ単結晶多層成
長膜の量産可能な成長方法を提供すべく鋭意研究
の結果、有機金属化合物気相成長法によりサフア
イア基板上に成長するAlXGa1-XＮ結晶の品質を
向上させるには、AlXGa1-XＮとサフアイア格子
定数のミスマツチを何らかのバツフアー層を介し
て緩和させるかサフアイア表面の改質が必要であ
るとの見地に基づき各種の成長または熱処理実験
を重ねた結果、本発明を達成するに至つた。 本発明は有機金属化合物とアンモニアガス
（NH3）を水素ガス（H2）またはH2ガスを含む
窒素ガス（N2）中で反応させてサフアイア基至
上にAlXGa1-XＮ（ｘ＝０を含む）を少なくとも一
層成長させる方法において、Alを含む有機金属
化合物、NH3及びH2が少なくとも存在する雰囲
気中で、２分以下の短時間該サフアイア基板を
AlNの単結晶が成長する温度より低い800℃〜
1100℃の範囲の温度で熱処理し、サフアイア基板
上にAlNのアモルフアス薄膜を形成させた後、
該熱処理したサフアイア基板上にGaを含む有機
金属化合物、NH3及びH2が存在する雰囲気中で、
サフアイア基板上のAlNアモルフアス膜が完全
に単結晶化する以下の950゜〜1150℃の範囲の温度
でAlXGa1-XＮ単結晶（但し、０≦ｘ≦0.3）を気
相成長させることを特徴とする化合物半導体の成
長方法にある。 本発明において、単結晶AlXGa1-XＮのｘは０
≦ｘ≦0.3である。 本発明において、熱処理温度を800℃〜1100℃
と限定し、かつGaNの気相成長温度を950℃〜
1150℃と限定したのはAlNの単結晶成長温度が
約1200゜以上であるので、この温度より低い温度
でないと本発明の所期の目的が達成されないため
である。 またサフアイア基板を熱処理する時間は２分未
満とすることが必要である。この理由は２分以上
の長時間加熱すると、AlNのバツフア層が適当
値より厚くなり、所期の効果をあげられないため
で、AlNはアモルフアス膜の状態で基板上に堆
積している状態で、その上にGaNを気相成長さ
せるのがよい。 なお、サフアイア基板を熱処理する時間を２分
未満としたのは、２分未満の熱処理でAlNのバ
ツフア層の厚さが800Å以下となるので、AlNの
バツフア層の厚さはこれ以上厚いと好ましい結果
を得ないために２分以下と限定したものである。 以下GaN（AlXGa1-XＮのｘ＝０の場合）の成長
を例にして本発明を説明する。 第２図に示すような成長装置によりGaNをサ
フアイア基板上に成長するにあたり次の第１表(b)
に示す成長条件で直接基板上にGaNを成長した
もの（以後“通常成長”のものと称す）と第１表
(a)に示す熱処理条件で基板をあらかじめ熱処理し
その後その上に第１表(b)に示す成長条件でGaN
を成長したもの（以後“熱処理成長”のものと称
す）の特性を評価した。
【表】
まず、結晶性の評価としてＸ線のロツキングカ
ーブを測定した。その結果、第５図に示すように
GaNの（0006）の回折で“熱処理成長”のもの
のピークの半値幅は2.7分である。一方良質とさ
れているハイドライド気相成長法によるGaNの
それは10分以上あり、いかなる従来方法よりもは
るかに良質の膜が得られることが明らかである。 次に第３図に示すように表面モフオロジーであ
るが、“熱処理成長”したGaNの表面は走査電子
顕微鏡写真で示されるように非常に平坦で均一な
成長をしており第８図の“通常成長”したGaN
の表面に比して格段に優れている。 さらに窒素レーザー励起による77Kでのフオト
ルミネツセンス測定を行ないバンド端近傍の発光
について比較したところ“熱処理成長”した
GaNは“通常成長”したGaNに比べ半値幅が狭
く発光ピークも短波長側にある。このことは“熱
処理成長”したGaN、即ち本発明によるGaNの
方が光学的特性からみても従来方法によるものよ
り純度、あるいは結晶品質がよいことを示してい
る。 以上のようにサフアイア基板を第１表(a)の条件
で熱処理を施した後、第１表(b)の条件でGaNを
成長させると“通常成長”したGaNに比して、
格段に品質のよいGaN膜が成長する。この理由
については、サフアイア基板にアモルフアス状の
AlNXが成長しているのではないかと推定される。
第１表(a)の条件で（温度以外の他の条件は同じ
で）温度を1200℃と高温にして長時間熱処理する
とサフアイア上にはAlN単結晶が成長する。し
かし、900℃の熱処理ではリード（RHEED）パ
ターンからはアモルフアス状態のAlとＮの化合
物がサフアイア表面についているものと推定され
る。 ところでかかる膜の状態を実験的に十分把持し
ていないため、ここでは、熱処理という表現を用
いた。この熱処理の時間があまり長くなると成長
層は多結晶となるので、熱処理時間は少なくとも
２分未満である必要があつた。さらに熱処理温度
も、800℃で行なうと、Znをドーピングしても高
抵抗化しない正常な成長していない穴であるピツ
トの多い膜となりデバイス化に適さず、また1100
℃で行なうと六角錐の集合体となつて平坦性のよ
い膜は得られないので800〜1100℃、好ましくは
900〜1000℃が適していた。 以上、本発明による“熱処理成長”のものは高
品質のGaNであることが判明した。 GaNの成長を例に説明したが本発明の熱処理
を行なえばAlXGa1-XＮ（ｘ＝０を含む）の成長に
も応用でき、特にｘが０≦ｘ≦0.3の範囲では
GaNと同様の効果がある。 本発明を次の実施例により説明する。 （実施例） 実施例 １ 第２図に示す有機金属化合物気相成長装置（石
英反応管直径60mm）のグラフアイトサセプタ９上
に有機洗浄及び酸処理により洗浄した（0001）面
のサフアイア単結晶基板１０を置き、まずH2を
0.3／分で流しながら1100℃に上げ10分間基板
を雰囲気エツチングし、次に温度を950℃まで下
げてH2を３／分、NH3を２／分、トリメチ
ルアルミニウム（TMA）を７×10-6モル／分で
供給して、１分間熱処理する。１分後TMAの供
給を停止してH2を2.5／分、NH3を1.5／分、
トリメチルガリウム（TMG）を1.7×10-5モル／
分で供給しながら970℃で30分間GaNを成長す
る。この成長により第３図のように平坦な表面を
有し、第５図に示すようにＸ線ロツキングカーブ
の半値幅の狭い結晶品質のすぐれたGaNが成長
した。 なお、Gaの原料としてトリエチルガリウム
（TEG）を用いることもできる。この場合、
TEGを20℃に保温し、56.5ml／分のH2でバブリ
ングして供給すれば、同様の結果が得られる。ま
たTEGを使えばさらに結晶層の高純度化も期待
できる。 実施例 ２ 実施例１で述べた条件で洗浄された（0001）面
を持つサフアイア単結晶基板１０を第２図のサセ
プタ９上に置き、まずH2を0.3／分で流しなが
ら1100℃まで上げ、サフアイア基板１０を雰囲気
エツチングし、温度を950℃まで下げ、次にH2を
３／分、NH3を２／分と、TMAを７×10-6
モル／分で供給しながら１分間熱処理する。１分
後TMAの供給を停止して、H2を2.5／分、
NH3を1.5／分、TMGを1.7×10-5モル／分で
供給しながら970℃で30分後、TMGに付加して
ジエチル亜鉛（DEZ）を約５×10-6モル／分で供
給して５分間成長すると第１図に示すようにサフ
アイア基板１上にｎ−GaN２とZnドープｉ−
GaN３が形成される。第７図に示したものと異
なり、クラツクがない。これに５，６の電極を形
成し、５を正、６を負として電流を流すと、３と
２層内で５の直下の４の近傍で第４図に示すよう
なスペクトルの青色の発光が得られた。 実施例 ３ 実施例１で述べた条件で洗浄された（0001）面
をもつサフアイア単結晶基板１０を第２図のサセ
プタ９上に置き、まずH2を0.3／分で流しなが
ら1100℃まで温度を上げ、サフアイア基板を雰囲
気エチツングし、温度を950℃まで下げ、次にH2
を３／分、NH3を２／分、TMAを７×10-6
モル／分、TMGを1.7×10-5モル／分で供給しな
がら1105℃で15分間AlXGa1-XＮを成長する。こ
の場合ｘ＝0.3、即ちAlXGa1-XＮの、構造を持た
ない表面の平坦な膜が得られる。 また０≦ｘ≦0.3の範囲内では同様にして表面
の平坦な膜が得られることが確められた。 （発明の効果） 本発明はサフアイア基板上に、GaAsなどで量
産性が示されている有機金属化合物気相成長法に
より、均一で良質のAlXGa1-XＮ単結晶を成長さ
せることができる。 従つて、現在高品質化や量産化が遅れている青
色発光ダイオード、レーザーダイオード等の生産
に本発明を利用することができ工業上大なる利益
がある。
ーブを測定した。その結果、第５図に示すように
GaNの（0006）の回折で“熱処理成長”のもの
のピークの半値幅は2.7分である。一方良質とさ
れているハイドライド気相成長法によるGaNの
それは10分以上あり、いかなる従来方法よりもは
るかに良質の膜が得られることが明らかである。 次に第３図に示すように表面モフオロジーであ
るが、“熱処理成長”したGaNの表面は走査電子
顕微鏡写真で示されるように非常に平坦で均一な
成長をしており第８図の“通常成長”したGaN
の表面に比して格段に優れている。 さらに窒素レーザー励起による77Kでのフオト
ルミネツセンス測定を行ないバンド端近傍の発光
について比較したところ“熱処理成長”した
GaNは“通常成長”したGaNに比べ半値幅が狭
く発光ピークも短波長側にある。このことは“熱
処理成長”したGaN、即ち本発明によるGaNの
方が光学的特性からみても従来方法によるものよ
り純度、あるいは結晶品質がよいことを示してい
る。 以上のようにサフアイア基板を第１表(a)の条件
で熱処理を施した後、第１表(b)の条件でGaNを
成長させると“通常成長”したGaNに比して、
格段に品質のよいGaN膜が成長する。この理由
については、サフアイア基板にアモルフアス状の
AlNXが成長しているのではないかと推定される。
第１表(a)の条件で（温度以外の他の条件は同じ
で）温度を1200℃と高温にして長時間熱処理する
とサフアイア上にはAlN単結晶が成長する。し
かし、900℃の熱処理ではリード（RHEED）パ
ターンからはアモルフアス状態のAlとＮの化合
物がサフアイア表面についているものと推定され
る。 ところでかかる膜の状態を実験的に十分把持し
ていないため、ここでは、熱処理という表現を用
いた。この熱処理の時間があまり長くなると成長
層は多結晶となるので、熱処理時間は少なくとも
２分未満である必要があつた。さらに熱処理温度
も、800℃で行なうと、Znをドーピングしても高
抵抗化しない正常な成長していない穴であるピツ
トの多い膜となりデバイス化に適さず、また1100
℃で行なうと六角錐の集合体となつて平坦性のよ
い膜は得られないので800〜1100℃、好ましくは
900〜1000℃が適していた。 以上、本発明による“熱処理成長”のものは高
品質のGaNであることが判明した。 GaNの成長を例に説明したが本発明の熱処理
を行なえばAlXGa1-XＮ（ｘ＝０を含む）の成長に
も応用でき、特にｘが０≦ｘ≦0.3の範囲では
GaNと同様の効果がある。 本発明を次の実施例により説明する。 （実施例） 実施例 １ 第２図に示す有機金属化合物気相成長装置（石
英反応管直径60mm）のグラフアイトサセプタ９上
に有機洗浄及び酸処理により洗浄した（0001）面
のサフアイア単結晶基板１０を置き、まずH2を
0.3／分で流しながら1100℃に上げ10分間基板
を雰囲気エツチングし、次に温度を950℃まで下
げてH2を３／分、NH3を２／分、トリメチ
ルアルミニウム（TMA）を７×10-6モル／分で
供給して、１分間熱処理する。１分後TMAの供
給を停止してH2を2.5／分、NH3を1.5／分、
トリメチルガリウム（TMG）を1.7×10-5モル／
分で供給しながら970℃で30分間GaNを成長す
る。この成長により第３図のように平坦な表面を
有し、第５図に示すようにＸ線ロツキングカーブ
の半値幅の狭い結晶品質のすぐれたGaNが成長
した。 なお、Gaの原料としてトリエチルガリウム
（TEG）を用いることもできる。この場合、
TEGを20℃に保温し、56.5ml／分のH2でバブリ
ングして供給すれば、同様の結果が得られる。ま
たTEGを使えばさらに結晶層の高純度化も期待
できる。 実施例 ２ 実施例１で述べた条件で洗浄された（0001）面
を持つサフアイア単結晶基板１０を第２図のサセ
プタ９上に置き、まずH2を0.3／分で流しなが
ら1100℃まで上げ、サフアイア基板１０を雰囲気
エツチングし、温度を950℃まで下げ、次にH2を
３／分、NH3を２／分と、TMAを７×10-6
モル／分で供給しながら１分間熱処理する。１分
後TMAの供給を停止して、H2を2.5／分、
NH3を1.5／分、TMGを1.7×10-5モル／分で
供給しながら970℃で30分後、TMGに付加して
ジエチル亜鉛（DEZ）を約５×10-6モル／分で供
給して５分間成長すると第１図に示すようにサフ
アイア基板１上にｎ−GaN２とZnドープｉ−
GaN３が形成される。第７図に示したものと異
なり、クラツクがない。これに５，６の電極を形
成し、５を正、６を負として電流を流すと、３と
２層内で５の直下の４の近傍で第４図に示すよう
なスペクトルの青色の発光が得られた。 実施例 ３ 実施例１で述べた条件で洗浄された（0001）面
をもつサフアイア単結晶基板１０を第２図のサセ
プタ９上に置き、まずH2を0.3／分で流しなが
ら1100℃まで温度を上げ、サフアイア基板を雰囲
気エチツングし、温度を950℃まで下げ、次にH2
を３／分、NH3を２／分、TMAを７×10-6
モル／分、TMGを1.7×10-5モル／分で供給しな
がら1105℃で15分間AlXGa1-XＮを成長する。こ
の場合ｘ＝0.3、即ちAlXGa1-XＮの、構造を持た
ない表面の平坦な膜が得られる。 また０≦ｘ≦0.3の範囲内では同様にして表面
の平坦な膜が得られることが確められた。 （発明の効果） 本発明はサフアイア基板上に、GaAsなどで量
産性が示されている有機金属化合物気相成長法に
より、均一で良質のAlXGa1-XＮ単結晶を成長さ
せることができる。 従つて、現在高品質化や量産化が遅れている青
色発光ダイオード、レーザーダイオード等の生産
に本発明を利用することができ工業上大なる利益
がある。
第１図は本発明により製作した青色ダイオード
の断面模式図、第２図は本発明において使用する
有機金属化合物気相成長装置の模式図、第３図は
本発明により熱処理成長したGaN表面の操作電
子顕微鏡による結晶の構造写真、第４図は本発明
により製作した一例の発光ダイオードの発光スペ
クトル線図、第５図は本発明の方法で成長した
GaN層と従来方法で成長したGaN層のＸ線ロツ
キングカーブ（0006）の比較図、第６図は本発明
及び従来方法により成長したGaN層のフオトル
ミネツセンススペクトル線図、第７図は、従来方
法により製作したGaN青色発光ダイオードの断
面模式図、第８図は従来方法により製作した
GaN層の表面の結晶構造写真である。 １……サフアイア基板、２……ｎ−GaN、３
……ｉ−GaN、５，６……電極、７……石英反
応管、８……高周波コイル、９……グラフアイト
サセプター、１０……サフアイア基板、１１……
原料導入管、１２……クラツク。
の断面模式図、第２図は本発明において使用する
有機金属化合物気相成長装置の模式図、第３図は
本発明により熱処理成長したGaN表面の操作電
子顕微鏡による結晶の構造写真、第４図は本発明
により製作した一例の発光ダイオードの発光スペ
クトル線図、第５図は本発明の方法で成長した
GaN層と従来方法で成長したGaN層のＸ線ロツ
キングカーブ（0006）の比較図、第６図は本発明
及び従来方法により成長したGaN層のフオトル
ミネツセンススペクトル線図、第７図は、従来方
法により製作したGaN青色発光ダイオードの断
面模式図、第８図は従来方法により製作した
GaN層の表面の結晶構造写真である。 １……サフアイア基板、２……ｎ−GaN、３
……ｉ−GaN、５，６……電極、７……石英反
応管、８……高周波コイル、９……グラフアイト
サセプター、１０……サフアイア基板、１１……
原料導入管、１２……クラツク。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 有機金属化合物とアンモニアガス（NH3）
を水素ガス（H2）またはH2ガスを含む窒素ガス
（N2）中で反応させてサフアイア基板上に AlXGa1-XＮ（ｘ＝０を含む）を少なくとも一層
成長させる方法において、 Alを含む有機金属化合物、NH3及びH2が少な
くとも存在する雰囲気中で、２分以下の短時間該
サフアイア基板をAlNの単結晶が成長する温度
より低い800℃〜1100℃の範囲の温度で熱処理し、
サフアイア基板上にAlNのアモルフアス薄膜を
形成させた後、該熱処理したサフアイア基板上に
Gaを含む有機金属化合物、NH3及びH2が存在す
る雰囲気中で、サフアイア基板上のAlNアモル
フアス膜が完全に単結晶化する以下の950゜〜1150
℃の範囲の温度でAlXGa1-XＮ単結晶（但し、０
≦ｘ≦0.3）を気相成長させることを特徴とする
化合物半導体の成長方法。 ２ 該サフアイア基板の該熱処理する時間が２分
未満である特許請求の範囲第１項記載の方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60256806A JPS62119196A (ja) | 1985-11-18 | 1985-11-18 | 化合物半導体の成長方法 |
| US07/272,081 US4855249A (en) | 1985-11-18 | 1988-03-16 | Process for growing III-V compound semiconductors on sapphire using a buffer layer |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60256806A JPS62119196A (ja) | 1985-11-18 | 1985-11-18 | 化合物半導体の成長方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62119196A JPS62119196A (ja) | 1987-05-30 |
| JPH0415200B2 true JPH0415200B2 (ja) | 1992-03-17 |
Family
ID=17297695
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60256806A Granted JPS62119196A (ja) | 1985-11-18 | 1985-11-18 | 化合物半導体の成長方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4855249A (ja) |
| JP (1) | JPS62119196A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8934513B2 (en) | 1994-09-14 | 2015-01-13 | Rohm Co., Ltd. | Semiconductor light emitting device and manufacturing method therefor |
| JP2021073702A (ja) * | 2015-09-11 | 2021-05-13 | 国立大学法人三重大学 | 窒化物半導体基板 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP2753832B2 (ja) * | 1988-03-30 | 1998-05-20 | 京セラ株式会社 | 第▲ｉｉｉ▼・ｖ族化合物半導体の気相成長法 |
| JPH0240891A (ja) * | 1988-07-29 | 1990-02-09 | Toshiba Corp | 薄膜型エレクトロルミネッセンス表示素子 |
| JP2650744B2 (ja) * | 1988-12-28 | 1997-09-03 | シャープ株式会社 | 発光ダイオード |
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| US6362017B1 (en) | 1990-02-28 | 2002-03-26 | Toyoda Gosei Co., Ltd. | Light-emitting semiconductor device using gallium nitride group compound |
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| JP2540791B2 (ja) * | 1991-11-08 | 1996-10-09 | 日亜化学工業株式会社 | ｐ型窒化ガリウム系化合物半導体の製造方法。 |
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