氮化物系半導體襯底及半導體裝置的製作方法
2023-09-23 22:37:50
專利名稱：氮化物系半導體襯底及半導體裝置的製作方法
技術領域：
本發明涉及氮化物系半導體襯底及半導體裝置，尤其涉及在確保充分的導電性的同時，具有高的導熱率和高的電子遷移率的氮化物系半導體襯底以及使用該氮化物系半導體襯底的半導體裝置。
背景技術：
近年來，作為下一代DVD的高速記錄用高輸出LD，或者汽車的前燈或普通照明用途的高輸出LED，進而作為面向高功率的電力轉換元件，對氮化物系半導體器件的期待非常高。這些器件中，如何將高輸出工作時產生的熱快速地逸散出去，對於高輸出化、高效率化、高可靠性化是極其重要的。
目前，氮化物系的LED或LD，大部分情況是在藍寶石襯底上根據MOVPE等進行外延生長來製作。但是，藍寶石的導熱率低達0.42W/cmK，放熱的問題較為深刻。另一方面，如果使用SiC襯底來代替藍寶石襯底，則導熱率達到4W/cmK左右，因此放熱特性飛躍性提高。但是，導電性SiC襯底嚴重地著色成綠色，導致光提取效率低下的問題。並且，位錯密度與使用藍寶石時同樣地高。
另外，作為改善LED放熱特性的方法，有將LED晶片的外延層側搭載到芯柱側的所謂倒裝晶片法。但是，使用藍寶石襯底時，由於外延層和藍寶石的折射率差大，所以入射到作為主要的光提取口的藍寶石襯底的光較少，其結果，存在光提取效率較小的問題。進而，由於工藝複雜，所以成本也會相應增大。
相對於此，使用GaN襯底時，能夠製作出一種光提取效率並不低下，並且導熱率良好，放熱特性優異的器件。
迄今，關於高品質GaN，報導有2W/cmK左右的導熱率(例如參照非專利文獻1)。其是藍寶石(0.42W/cmK)的約5倍，是接近於鋁(2.4W/cmK)的非常高的值。
非專利文獻1D.I.Florescu et.al.，High spatial resolution thermalconductivity and Raman spectroscopy investigation of hydride vapor phaseepitaxy grown n-GaN/sapphire(0001)Doping dependence，Journal of AppliedPhysics 88(6)(2000)p.3295發明內容通常，為了降低器件的工作電壓，或者在GaN襯底面形成歐姆接觸，需要確保充分的導電性。這樣就需要摻雜雜質，需要大致1.2×1018cm-3以上的載流子濃度。
但是，半導體晶體的導熱率，通常因晶體中所含的缺陷或雜質而降低。這是因為缺陷或雜質或者它們的複合體會導致聲子散射。例如，在非專利文獻1中，GaN的導熱率，當載流子濃度(n)在6.9×1016cm-3時顯示出1.95W/cmK的高的值，但當載流子濃度(n)在3.0×1018cm-3時則大幅度減少至0.5W/cmK左右。這樣，成為與藍寶石相近的低導熱率，喪失了特意使用GaN襯底的意義。
另外，如上所述的雜質還是引起載流子散射的原因，也成為載流子遷移率低下的原因。如果載流子遷移率降低，為了確保相同的導電性，需要高濃度摻雜，這樣就陷入導熱率逐漸下降的惡循環。這樣，當為了確保充分的導電性而提高載流子濃度時，難以得到具有高的導熱率和高的電子遷移率的GaN自支撐襯底。
從而，本發明的目的是解決上述問題，提供一種在確保充分的導電性的同時，具有高的導熱率和高的電子遷移率的氮化物系半導體襯底以及使用該氮化物系半導體襯底的半導體裝置。
本發明的氮化物系半導體襯底是由具有直徑大於等於25mm且厚度大於等於250μm的尺寸的氮化物系半導體構成的襯底，其特徵為，n型載流子濃度為1.2×1018cm-3～3×1019cm-3，並且導熱率為1.2W/cmK～3.5W/cmK。
此外，本發明的氮化物系半導體襯底是由具有直徑大於等於25mm且厚度大於等於250μm的尺寸的氮化物系半導體構成的襯底，其特徵為，n型載流子濃度n[cm-3]為1.2×1018cm-3～3×1019cm-3，並且，電子遷移率μ[cm2/Vs]為，大於以logeμ＝17.7-0.288logen表示的值，且小於以logeμ＝18.5-0.288logen表示的值。
所述襯底的電阻率優選為0.001Ωcm～0.02Ωcm。並且，優選所述襯底的位錯密度為小於等於1×107cm-2，As、O、Cl、P、Na、K、Li、Ca、Sn、Ti、Fe、Cr、Ni的濃度都小於等於1×1017cm-3。
可以在所述氮化物系半導體襯底上，外延生長氮化物系半導體，來製成半導體裝置。
在製造上述氮化物系半導體襯底時，使用通過反應Ga熔融液和氯化氫氣體而得到的氯化鎵，根據氫化物氣相生長法來製造氮化物系半導體襯底，在該方法中，優選將所述Ga熔融液和所述氯化氫氣體接觸1分鐘或1分鐘以上，來生成氯化鎵。
另外，在製造上述氮化物系半導體襯底時，優選在基底襯底表面形成具有許多微孔的由金屬或其化合物構成的薄膜後，根據氫化物氣相生長法，在氫分壓大於等於5kPa的氛圍中外延生長氮化物半導體。
並且，在製造上述氮化物系半導體襯底時，優選生長氮化物系半導體，使得在形成除c面以外的刻面的同時生長的生長初期階段的氮化物系半導體層的厚度，小於等於最終生長的氮化物系半導體層總厚度的30％。
進而，在製造上述氮化物系半導體襯底時，優選其製造方法具備如下工序在表面形成有GaN膜的藍寶石襯底上，形成Ti膜後，通過在氫氣與氨氣的混合氛圍中加熱，來轉換成為具有許多微孔的TiN薄膜的工序；在所述TiN薄膜上，採用氫化物氣相生長法，使用含有大於等於5kPa分壓氫氣的載氣，將Ga熔融液和氯化氫氣體接觸1分鐘或1分鐘以上而生成氯化鎵，使氯化鎵與氨氣反應而生成GaN的工序；在所述TiN薄膜上，使的在形成除c面以外的刻面的同時生長的生長初期階段的GaN層的厚度，小於等於最終生長的GaN層總厚度的30％，來生長GaN晶體的工序；將所述生長的GaN晶體從藍寶石襯底上剝離的工序。
根據本發明，能夠得到在確保充分的導電性的同時，具有高的導熱率和高的電子遷移率的氮化物系半導體襯底以及半導體裝置。
圖1是表示將HCl氣體和載氣滯留於Ga熔融液上的時間與進入到晶體中的雜質濃度之間關係的圖表。
圖2是表示在表面具有納米掩模的基底襯底上採用氫化物氣相生長法形成氮化物半導體時的氫分壓與晶體中雜質O(氧)濃度之間關係的圖表。
圖3是表示刻面生長層厚度佔GaN層總厚度的比例與晶體中氧濃度之間關係的圖表。
圖4是在實施例1中使用的HVPE反應爐的概略圖。
圖5是表示實施例2中GaN自支撐襯底的製作方法的截面圖。
圖6是表示以往例中GaN自支撐襯底的製作方法的截面圖。
圖7是表示在實施例3中載流子濃度與導熱率之間關係的圖表。
圖8是說明在以往例2中製作的LED結構的圖。
圖9是說明在以往例3中製作的LED結構的圖。
圖10是說明在以往例4中製作的LED結構的圖。
圖11是說明在實施例4中製作的LED結構的圖。
圖12是表示在實施例4和比較例2～4製作的LED的光輸出與驅動電流的相關性的圖表。
圖13是表示在實施例4和比較例2～4製作的LED的相對輸出與時間的相關性的圖表。
圖14是表示在實施例5中載流子濃度與電子遷移率之間關係的圖表。
圖中，1是石英反應管；2是加熱器；3是NH3導入管；4是HCl導入管；5是摻雜管；6是Ga熔融液滯留部；7是Ga熔融液；8是基底襯底；9是襯底座；10是HVPE反應爐；11、51是藍寶石襯底；12、52是GaN膜；13是Ti膜；14是多孔TiN(納米掩模)；15是刻面生長GaN；16是空隙；17是GaN厚膜；18是GaN自支撐襯底；53是條狀掩模；54是刻面生長GaN；55是GaN厚膜；56是GaN自支撐襯底；61是藍寶石襯底；62、72、82、92是n型GaN層；63、73、83、93是n型AlGaN層；64、74、84、94是活性層；65、75、85、95是p型AlGaN層；66、76、86、96是p型GaN層；67、77、87、97是n型電極；68、78、88、98是p型電極；81、91是GaN自支撐襯底。
具體實施例方式
下面，說明本發明的一個實施方式所涉及的GaN自支撐襯底及其製造方法。
襯底的尺寸本實施方式涉及的GaN自支撐襯底為，直徑大於等於25mm，厚度大於等於250μm。如果直徑小於25mm，則襯底的生產率低下，如果厚度小於250μm，則襯底的機械強度低下而操作困難。
導熱率本實施方式涉及的GaN自支撐襯底，當n型載流子濃度大於等於1.2×1018cm-3時，導熱率大於等於1.2W/cmK。通常，為了確保襯底的導電性，需要添加Si或Ge這種雜質來增加載流子濃度，但添加這些雜質，會導致導熱率下降。但是，本實施方式涉及的GaN自支撐襯底，可以通過採用後述的方法，將雜質含量控制在極低的水平(例如，可以使As、O、Cl、P、Na、K、Li、Ca、Sn、Ti、Fe、Cr、Ni的濃度都小於等於1×1017cm-3)。因此，即使是為了確保充分的導電性，進行摻雜來增大載流子濃度時(n型載流子濃度大於等於1.2×1018cm-3)，也能夠使導熱率大於等於1.2W/cmK，優選大於等於1.5W/cmK，尤其優選大於等於2.0W/cmK。之所以將導熱率的下限規定為1.2W/cmK，是因為如果小於1.2W/cmK，元件的放熱效果就不充分。另一方面，導熱率的上限為3.5W/cmK。這是因為如果大於3.5W/cmK，則超過了理論界限值，而使晶體有可能具有某種異常。例如，生長條件的周期性波動引起超晶格結構的各向異性熱傳導，使得雖然某個特定方位的導熱率具有極其大的值，但與其垂直的方向的導熱率卻極其小，導致熱量在局部聚集的結果。或者，晶體結構自身會發生某種異常情況，甚至無法進行正常的外延生長。
電子遷移率本實施方式所涉及的GaN自支撐襯底，當n型載流子濃度n[cm-3]為1.2×1018cm-3～3×1019cm-3時，電子遷移率μ[cm2/Vs]為，大於以logeμ＝17.7-0.288logen表示的值，且小於以logeμ＝18.5-0.288logen表示的值。電子遷移率的下限值要考慮用於得到所需載流子濃度的摻雜量和其引起的導熱率下降之間的平衡來決定。另外，上限值與導熱率的情況一樣，要迴避超晶格結構的各向異性傳導以及伴隨其的電流的偏流、或者晶體結構的異常情況引起的外延生長發生異常情況等問題而決定。
載流子濃度本實施方式所涉及的GaN自支撐襯底，n型載流子濃度n[cm-3]為1.2×1018cm-3～3×1019cm-3。當小於1.2×1018cm-3時，將難以在襯底形成歐姆接觸，無法降低元件阻抗。另一方面，當超過3×1019cm-3時，在導熱率急劇下降的同時，晶體上產生較大應力，而無法進行正常的外延生長。
另外，摻雜時可以使用Si、Ge、O、C等元素，或者它們的組合。
電阻率本實施方式所涉及的GaN自支撐襯底，為了確保充分的導電性，優選電阻率小於等於0.02Ωcm。但是，如果為了降低電阻率(提高導電性)而過分地增加摻雜量，則會對導熱率帶來不良影響或者使結晶性惡化，因此優選將摻雜量調節在電阻率下限為0.001Ωcm。
降低雜質濃度的方法為了得到如上所述導熱率高的GaN自支撐襯底，降低雜質濃度是重要的。為了降低雜質濃度，需要進行原料、載氣及生長所需部件的高純度化，設置手套箱以及生長前充分淨化，進行預燒等徹底控制爐內雜質含量。但是，即使這樣殘留的雜質也會進入晶體中，成為降低導熱率的原因。本發明人為了減少雜質含量、提高導熱率而進行了深入研究，結果發現了如下三種有效的方法。
(a)在HVPE法中，對Ga熔融液長時間接觸原料氣體或載氣這種關於原料的高純度化，是晶體高純度化的基本。HVPE法中，在設置於爐內的Ga熔融液上，與載氣一同流通HCl氣體，或者通過生成氣泡的方式使其互相反應，來生成作為III族原料的GaCl。這裡，HCl氣體具有腐蝕性非常高的性質，含有以金屬元素為首的多種雜質，但另一方面，Ga熔融液具有較高的雜質捕獲效果。因此，本發明人研究了將HCl氣體滯留(接觸)於Ga熔融液上的時間與所得晶體中雜質濃度之間的關係，發現通過將滯留時間設定得比規定時間長，可以實現大幅度的高純度化。
圖1表示將HCl氣體和載氣滯留於Ga熔融液上的時間與進入到晶體中的雜質濃度之間的關係。由該結果可以知道，通過使在Ga熔融液上的滯留時間大於等於1分鐘，可以將O(氧)的雜質濃度從約1018cm-3大幅度降低到1016cm-3，將Fe的雜質濃度從約1017cm-3大幅度降低到約1014cm-3。通常，HCl氣體是與載氣一起供給到爐內，因此通過對雜質捕獲效果高的Ga熔融液接觸1分鐘或1分鐘以上，不僅HCl氣體，載氣也可以同樣地高純度化。但是，無法將作為V族原料的NH3氣體也用同樣的方法高純度化。這是因為Ga和NH3會相互激烈地反應。
此外，在Ga熔融液上所需的滯留時間因容器形狀等其他因素而多少有些變動，但是認為即使改變其他因素，也會顯示出與圖1同樣的傾向，認為大約1分鐘或1分鐘以上就足以。
(b)在基底襯底上設置具有雜質捕獲效果且形成有許多微孔的薄膜本發明人發現要想抑制經過(a)過程後還殘留的雜質進入晶體中，在基底襯底上形成具有許多微孔的金屬或金屬化合物的薄膜是有效的。
例如，在作為基底襯底的藍寶石襯底上根據MOVPE法等形成氮化物系半導體層後，在該氮化物系半導體層上層積鈦、鎳、鉭、鎢等特定金屬，在含有氫和氨的氛圍中進行熱處理，這些金屬就會在氮化的同時凝集，變成具有許多微小的微孔的結構(納米掩模)。該納米掩模能夠緩和藍寶石襯底與氮化物系半導體層之間的晶格常數差尤其是熱膨脹係數差所引起的應力，減少缺陷密度(位錯密度小於等於1×107cm-2)。尤其在層積金屬鈦，並氮化其表面時，如果在其上生長氮化物系半導體，則鈦的氮化物會起到該氮化物系半導體的阻擋層的作用，從而可以得到結晶性良好的氮化物系半導體。
堆積金屬膜的方法，可以採用蒸鍍法或濺射法、各種CVD法等。為了降低生長的氮化物系半導體層中的缺陷密度(位錯密度小於等於1×107cm-2)，適宜在金屬膜表面均勻地分散有微孔。微孔的生成可以根據金屬膜的厚度或藍寶石襯底上的氮化物系半導體層的厚度、熱處理條件來控制。例如，將金屬膜氮化，生成小於等於100nm的大致均勻的微孔時的熱處理，優選在700℃～1400℃的溫度進行。這是因為，如果小於700℃，無法充分地進行氮化反應，無法生成大致均勻的微孔。另一方面，如果超過1400℃，則氮化物系半導體層的熱分解將過度地進行，會導致金屬氮化膜剝離。另外，金屬膜的厚度優選小於等於1μm。如果超過1μm，在氮化金屬膜時表面的平坦性會受損，在其上生長的氮化物系半導體容易產生缺陷。
作為處理氣氛，可以使用氫氣氛圍、或者含有氫的混合氣體氛圍。作為含有氫的混合氣體氛圍，可以是例如氫氣80～60％、氨氣20～40％的混合氣氛。
在圖2表示在具有納米掩模的基底襯底上採用氫化物氣相生長法形成氮化物半導體時的氫分壓與晶體中雜質O(氧)濃度之間的關係。從該結果可以知道，通過使氫分壓大於等於5kPa，可以將O(氧)濃度從約1018cm-3降低到約1016cm-3。其原因被認為是，由於氫氣的作用，薄膜的多孔表面被活化，容易捕獲對晶體透明度起不良作用的雜質。但該效果只是維持到襯底表面被生長晶體覆蓋之時，如果多孔薄膜全部被生長晶體覆蓋，該效果將無法維持。
(c)縮短容易混入雜質的，除c面以外的刻面(平坦的晶體面)上的生長期間GaN的生長在大部分情況下是所謂的Volmer-Waber型的生長方式，即在生長初期產生許多三維核，這些三維核互相結合而形成連續膜。此時，在生長核的側面出現(1-102)等刻面，當生長核之間結合後也作為凹陷殘留一會。
本發明人發現，在這種刻面上生長時，與在平坦的c面生長時相比，容易混入雜質，尤其是氧。在這裡混入的氧，即使後來表面得以平坦化，也會擴散到晶體中，損害導熱率，因此儘可能快地轉入到平面生長是重要的。
圖3表示刻面生長層厚度佔GaN層總厚度的比例與晶體中氧濃度之間的關係。由該結果可以知道，通過將刻面生長層的厚度控制在總厚度的30％左右以下，可以有效地將O(氧)的雜質濃度控制在小於等於1016cm-3的低範圍。
採用該(c)的方法，作為襯底表面全部被生長晶體覆蓋後減少雜質的方法是有效的。
在上述(a)至(c)說明的方法，可以分別單獨使用，也可以將多種組合使用。
本實施方式的效果如上所述，通過在GaN生長中，應用(a)根據Ga熔融液的雜質捕獲效果
(b)根據多孔膜的雜質捕獲效果(c)儘早進入不易混入雜質的在面上的生長中的任意一種或全部，可以製作出具有如下特徵的氮化物半導體襯底(1)當n型載流子濃度為1.2×1018cm-3～3×1019cm-3時，導熱率為1.2W/cmK～3.5W/cmK，具有高的導熱率；(2)當n型載流子濃度n[cm-3]為1.2×1018cm-3～3×1019cm-3時，電子遷移率μ[cm2/Vs]為，大於以logeμ＝17.7-0.288logen表示的值，且小於以logeμ＝18.5-0.288logen表示的值，具有高的電子遷移率；(3)襯底的電阻率為0.001Ωcm～0.02Ωcm，具有充分的導電性；(4)襯底的位錯密度為小於等於1×107cm-2，具有高品質的結晶性；(5)As、O、Cl、P、Na、K、Li、Ca、Sn、Ti、Fe、Cr、Ni的濃度都小於等於1×1017cm-3，雜質濃度低。
因此，雖然確保實用上充分的導電性(載流子濃度)，但導熱率也高，由此在減少高輸出器件的工作電壓的同時能夠迅速地逸散多餘的熱量。另外，由於載流子遷移率大，所以比以往更能夠以低濃度摻雜就確保充分的導電性，從而能夠進一步有利於提高導熱率。
進而，通過在該氮化物系半導體襯底上形成氮化物系半導體，能夠製作LED、LD等尤其是進行大電流驅動的氮化物系半導體裝置，能夠製作出工作效率或元件壽命顯著提高的、可靠性高的高效率的器件。
實施例1使用a方法的例子圖4表示在本實施例使用的HVPE反應爐的例子。
該HVPE反應爐10是在橫向長的石英反應管1的外側設置加熱器2來進行加熱的熱壁式，在石英反應管1的圖面左側(上遊側)具備導入V族原料NH3氣體的NH3導入管3、導入用於形成III族原料GaCl的HCl氣體的HCl導入管4、導入用於控制導電性的摻雜氣體的摻雜管5。另外，HCl導入管4在中途擴徑而形成Ga熔融液滯留部6，用來容納Ga熔融液7。另一方面，在石英反應管1的圖面右側(下遊側)，設置了能夠自由旋轉移動的配置有基底襯底8的襯底座9。
為了使用該HVPE反應爐10生長GaN，首先從NH3導入管3導入V族原料NH3氣體，從HCl導入管4導入III族原料HCl氣體，從摻雜管5導入含有摻雜成分的氣體。這裡，從控制反應性的角度考慮，原料氣體HCl和NH3氣體，與H2氣體等載氣混合使用。
在HCl導入管4的中途，HCl與Ga熔融液7接觸，發生Ga+HCl→GaCl+(1/2)H2這樣的反應，生成氯化鎵GaCl。
此時，從Ga熔融液滯留部6的容積計算，將H2載氣的流量調節成使得HCl氣體滯留於Ga熔融液7上的時間大於等於1分鐘，從而使HCl氣體和載氣高純度化。
該被高純度化的GaCl氣體與H2載氣的混合氣體、以及NH3與H2載氣的混合氣體，在石英反應管1內的空間內按照箭頭方向被輸送，在設置於襯底座9的襯底8上，發生GaCl+NH3→GaN+HCl+H2這樣的反應，在基底襯底8上堆積GaN。這裡，在HVPE法中，將氣氛溫度設定在800℃～1050℃左右的高溫，來外延生長GaN單晶。這裡，廢氣是從未圖示的廢氣出口排放。
這樣生長的GaN單晶，由於使用通過接觸到雜質捕獲效果高的Ga熔融液1分鐘或1分鐘以上進行高純度化的HCl原料氣體和H2載氣來形成，因此雜質濃度低。
實施例2使用a+b+c方法的例子按照圖5所示的工序，製作GaN自支撐襯底。
首先，準備直徑2英寸的藍寶石襯底11作為基底襯底(a)，在該藍寶石襯底11上採用MOVPE法形成厚度300nm的GaN膜12(b)。在上面真空蒸鍍厚度20nm的Ti膜13後(c)，在H2與NH3的混合氣氛(H2氣體的分壓80kPa)中，在1000℃熱處理30分鐘。熱處理後，在襯底表面的Ti膜13被氮化，同時根據凝集作用變成開有許多幾十nm的微孔的多孔TiN 14(d)。
將其放入圖4所示的HVPE爐，生長厚度500μm的GaN厚膜17。此時，從Ga熔融液滯留部6的容積計算，將H2載氣的流量調節成HCl氣體滯留時間為90秒。此時，H2分壓為10kPa。另外，GaCl分壓為2kPa，NH3分壓為20kPa。這裡，為了確保充分的導電性，從摻雜管5導入SiH2Cl2，使Si濃度最終成為5×1018cm-3。
關於晶體生長，在生長初期首先形成刻面生長GaN15(e)，這些通過連結而形成連續膜。用螢光顯微鏡觀察在相同條件生長的晶體的截面，發現刻面生長層的厚度為75μm左右。從而，佔GaN層總厚度的刻面生長層為15％。
在HVPE生長時，在多孔膜界面形成許多空隙16(f)，因此生長後GaN厚膜17自然地從藍寶石襯底11剝離，而得到直徑2英寸的GaN自支撐襯底18(g)。
採用陰極發光法測定所得到GaN自支撐襯底18的位錯密度的結果，是3×106cm-2這樣比較良好的值。另外，電阻率是4×10-3Ωcm這樣充分低的值。SIMS分析的結果，沒有檢測到O、Fe。進而，採用雷射閃爍法測定導熱率的結果，高達2.0W/cmK。
以往例1按照圖6所示的工序，製作GaN自支撐襯底。
首先，準備直徑2英寸的藍寶石襯底51(a)，在該藍寶石襯底51上採用有機金屬氣相生長(MOVPE)法形成厚度300nm的GaN膜52(b)。進而，在其表面使用光刻法形成SiO2的條狀掩模53(c)。掩模寬度與開口部寬度分別為15μm、10μm。
將其放入圖4所示的HVPE爐，生長厚度500μm的GaN厚膜55。此時，從Ga熔融液滯留部6的容積計算，將H2載氣的流量調節成HCl氣體滯留時間為20秒。此時，H2分壓為3kPa。另外，GaCl分壓為0.5kPa，NH3分壓為20kPa。這裡，為了確保充分的導電性，從摻雜管5導入SiH2Cl2，使Si濃度最終成為5×1018cm-3。
關於晶體生長，是從條狀掩模53的開口部開始，刻面生長GaN54逐漸朝著橫向擴展(d)，最終形成平坦的表面(e)。用螢光顯微鏡觀察在相同條件生長的晶體的截面，發現刻面生長層的厚度為200μm左右。從而，佔GaN層總厚度的刻面生長層為40％。
生長後採用雷射剝離法將GaN層55從藍寶石襯底51剝離，製成GaN自支撐襯底56(f)。
採用陰極發光法測定所得到GaN自支撐襯底56的位錯密度的結果，是8×106cm-2這樣比較良好的值。另外，電阻率是4×10-3Ωcm這樣充分低的值。但是，SIMS分析的結果，O濃度高達1×1018cm-2，Fe也含有3×1017cm-2左右。進而，採用雷射閃爍法測定導熱率的結果，是0.8W/cmK這樣低的值。
實驗例使用在實施例2和以往例1得到的GaN自支撐襯底，製作相同結構的LED。兩者在20mA通電時的光輸出都是相同程度，但比較200mA通電時的光輸出的結果，可以知道在實施例2得到的GaN襯底上製作的LED要大出30％左右。該理由被認為是，在實施例2得到的GaN自支撐襯底的導熱率更高，能夠有效地排出在活性層產生的多餘的熱。
實施例3載流子濃度與導熱率之間的關係與實施例2同樣地操作，製作出載流子濃度在1×1018cm-3～1.5×1019cm-3範圍的GaN襯底。
在圖7表示載流子濃度與導熱率之間的關係。這裡，為了比較，一併表示非專利文獻1中的實驗結果。
由圖7的結果可以知道，上述文獻中的數據在載流子濃度增大的同時導熱率大幅度減少，對於實用性載流子濃度來說，達到了低載流子濃度的值的一半以下，相對於此，本實施例的結果為，即使載流子濃度非常大，導熱率也幾乎不會下降。
以往例2使用藍寶石襯底的LED製造圖8所示結構的LED。
首先，在直徑2英寸的c面藍寶石襯底61上，根據MOVPE法依次外延生長4μm的n型GaN層62、40nm的n型Al0.1Ga0.9N層63、In0.15Ga0.85N/GaN-3-MQW活性層64(勢阱層3nm、阻擋層10nm)、40nm的p型Al0.1Ga0.9N層65、以及500nm的p型GaN層66。將該外延晶片切割成300μm見方大小，分別在表面和將外延層的一部分根據乾式刻蝕法露出n型GaN層62的部分，形成p型電極68和n型電極67。
用銀糊把該晶片的藍寶石襯底側粘接到芯柱上，進行引線接合後，封入樹脂，完成LED燈。所得到LED燈的工作電壓在20mA通電時為4.2V，顯示出較低的值。
圖12表示該LED的電流-輸出特性。輸出在20mA左右的低電流區域之前與電流值一起上升，但在此之後的高電流區域則幾乎達到飽和，最大輸出約為35mW，而難以再提高。
另外，在圖13顯示出100mA通電時的相對輸出(規定通電開始時的輸出為100％)與時間的相關性。輸出與時間一起急劇減少，在達到100小時之前就已基本上不發光。該結果被認為是，由於藍寶石襯底的導熱率低，所以在活性層產生的熱無法充分地逸散而引起的。
以往例3使用導電性SiC襯底的LED製造圖9所示結構的LED。
首先，在直徑2英寸的n型SiC襯底71上，根據MOVPE法依次外延生長4μm的n型GaN層72、40nm的n型Al0.1Ga0.9N層73、In0.15Ga0.85N/GaN-3-MQW活性層74(勢阱層3nm、阻擋層10nm)、40nm的p型Al0.1Ga0.9N層75、以及500nm的p型GaN層76。將該外延晶片切割成300μm見方大小，在兩面形成n型電極77和p型電極78。
用銀糊把該晶片粘接到芯柱上，進行引線接合後，封入樹脂，完成LED燈。所得到LED燈的工作電壓在20mA通電時為4.1V，顯示出較低的值。
圖12表示該LED的電流-輸出特性。藉助SiC的非常高的導熱率，一直到高電流區域輸出都幾乎以線形增加。但是，由於襯底嚴重地著色成為綠色，所以光提取效率低，整體輸出並不太高。這裡，最高輸出為50mW左右。
另外，在圖13顯示出100mA通電時的相對輸出(規定通電開始時的輸出為100％)與時間的相關性。輸出相對於時間基本上恆定。這被認為是，由於SiC襯底的導熱率高，所以有效地逸散了在活性層產生的熱。
以往例4使用導熱率差的GaN襯底的LED製造圖10所示結構的LED。
首先，準備如下特性的GaN自支撐襯底。即，根據孔隙測定法測定的載流子濃度n與遷移率μ分別為n＝5×1018cm-3、μ＝100cm2/Vs，電阻率為約0.01Ωcm，根據雷射閃爍法測定的導熱率為0.8W/cmK，採用陰極發光法測定的位錯密度為2×107cm-2。
在直徑2英寸的該GaN自支撐襯底81上，與以往例3同樣地根據MOVPE法依次外延生長4μm的n型GaN層82、40nm的n型Al0.1Ga0.9N層83、In0.15Ga0.85N/GaN-3-MQW活性層84(勢阱層3nm、阻擋層10nm)、40nm的p型Al0.1Ga0.9N層85、以及500nm的p型GaN層86。將該外延晶片切割成300μm見方大小，在兩面形成n型電極87和p型電極88。
用銀糊把該晶片粘接到芯柱上，進行引線接合後，封入樹脂，完成LED燈。所得到LED燈的工作電壓在20mA通電時為4.1V，顯示出較低的值。
在圖12表示該LED的電流-輸出特性。輸出在40mA左右的低電流區域之前與電流值一起幾乎以線形上升，但在之後的高電流區域則幾乎達到飽和，最大輸出停留在約60mW左右。
另外，在圖13顯示出100mA通電時的相對輸出(規定通電開始時的輸出為100％)與時間的相關性。輸出與時間一起逐漸減少，在經過500小時後，減少到了初期輸出的約60％。
該結果被認為是，雖然該襯底的導熱率比藍寶石襯底高，但並不充分，所以無法充分地逸散在活性層產生的熱。導熱率低的原因被認為是，由於遷移率低，所以不得不增大用來得到規定電氣特性的摻雜濃度。
實施例4使用導熱率良好的GaN襯底的LED製造如圖11所示結構的LED。
首先，準備如下特性的GaN自支撐襯底。即，根據孔隙測定法測定的載流子濃度n與遷移率μ分別為n＝2×1018cm-3、μ＝330cm2/Vs，電阻率為約0.01Ωcm，根據雷射閃爍法測定的導熱率為2.0W/cmK，採用陰極發光法測定的位錯密度為3×106cm-2。
在直徑2英寸的該GaN自支撐襯底91上，與以往例3同樣地根據MOVPE法依次外延生長4μm的n型GaN層92、40nm的n型Al0.1Ga0.9N層93、In0.15Ga0.85N/GaN-3-MQW活性層94(勢阱層3nm、阻擋層10nm)、40nm的p型Al0.1Ga0.9N層95、以及500nm的p型GaN層96。將該外延晶片切割成300μm見方大小，在兩面形成n型電極97和p型電極98。
用銀糊把該晶片粘接到芯柱上，進行引線接合後，封入樹脂，完成LED燈。所得到LED燈的工作電壓在20mA通電時為4.0V，顯示出較低的值。
在圖12表示該LED的電流-輸出特性。輸出在60mA左右的電流區域之前與電流值一起幾乎以線形上升，在之後雖然有些傾向於飽和，但最大輸出為約95mW左右，得到了最大的值。
另外，在圖13顯示出100mA通電時的相對輸出(規定通電開始時的輸出為100％)與時間的相關性。輸出在試驗時間期間未顯示出有效的減少。
該結果被認為是，雖然該襯底的導熱率比SiC低，但對於LED的熱逸散來講已經達到了充分的水平，可以充分地逸散在活性層產生的熱，並且位錯密度低引起的內部量子效率高以及與外延層的折射率匹配引起的高的光提取效率也是有利因素。另外，導熱率高的原因被認為是，由於遷移率大，所以用來得到規定電氣特性的摻雜濃度低也可以也是有利因素。
實施例5載流子濃度與遷移率之間的關係與實施例2相同地操作，製作載流子濃度分別在2×1018、4×1018、6×1018、1.2×1019cm-3範圍的GaN襯底，根據孔隙測定法測定電子遷移率μ。
在圖14表示載流子濃度與電子遷移率之間的關係。這裡，為了比較，一併表示非專利文獻2(S.Nakamura et.al.，Si-and Ge-Doped GaN Films Grownwith GaN Buffer Layers，Jpn.J.Appl.Phys.Vol.31(1992)pp.2883-2888)、非專利文獻3(R.Y. Korotkov et.al.，ELECTRICAL PROPERTIES OF OXYGENDOPED GaN GROWN BY METALORGANIC VAPOR PHASE EPITAXY，MRSIntemet J.Nitride Semicond.Res.5S1，W3.80(2000))的結果。
從圖14的結果可以知道，當載流子濃度在1.2×1018cm-3～3×1019cm-3範圍時，電子遷移率在A式(logeμ＝17.7-0.288logen)和B式(logeμ＝18.5-0.288logen)的範圍內(網格部分)，遷移率比非專利文獻2、3中的以往例的結果都要高。
其他應用例、變形例在上述實施例中說明了製作LED的情況，但對於LED以外的LD或電力變換元件等需要高輸出工作的元件也同樣地能夠適用本發明，可以起到同樣的效果。
權利要求
1.氮化物系半導體襯底，其是由具有直徑大於等於25mm且厚度大於等於250μm的尺寸的氮化物系半導體構成的襯底，其特徵為，n型載流子濃度為1.2×1018cm-3～3×1019cm-3，並且導熱率為1.2W/cmK～3.5W/cmK。
2.氮化物系半導體襯底，其是由具有直徑大於等於25mm且厚度大於等於250μm的尺寸的氮化物系半導體構成的襯底，其特徵為，n型載流子濃度n[cm-3]為1.2×1018cm-3～3×1019cm-3，並且，電子遷移率μ[cm2/Vs]為，大於以logeμ＝17.7-0.288logen表示的值，且小於以logeμ＝18.5-0.288logen表示的值。
3.權利要求1或2所述的氮化物系半導體襯底，其特徵為，所述襯底的電阻率為0.001Ωcm～0.02Ωcm。
4.權利要求1或2所述的氮化物系半導體襯底，其特徵為，所述襯底的位錯密度為小於等於1×107cm-2。
5.權利要求1或2所述的氮化物系半導體襯底，其特徵為，所述襯底中，As、O、Cl、P、Na、K、Li、Ca、Sn、Ti、Fe、Cr、Ni的濃度都小於等於1×1017cm-3。
6.半導體裝置，其特徵為，在權利要求1～5的任一項所述的氮化物系半導體襯底上，外延生長氮化物系半導體來製成。
全文摘要
本發明提供在確保充分的導電性的同時，具有高的導熱率和高的電子遷移率的氮化物系半導體襯底以及半導體裝置。氮化物系半導體襯底是由具有直徑大於等於25mm且厚度大於等於250μm的尺寸的氮化物系半導體構成的襯底，其特徵為，n型載流子濃度為1.2×10
文檔編號C30B29/38GK1979766SQ200610108309
公開日2007年6月13日 申請日期2006年8月1日 優先權日2005年12月5日
發明者大島佑一 申請人:日立電線株式會社