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CN101916803A - 制造氮化物基半导体器件的方法 - Google Patents

制造氮化物基半导体器件的方法 Download PDF

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CN101916803A
CN101916803A CN2010102437433A CN201010243743A CN101916803A CN 101916803 A CN101916803 A CN 101916803A CN 2010102437433 A CN2010102437433 A CN 2010102437433A CN 201010243743 A CN201010243743 A CN 201010243743A CN 101916803 A CN101916803 A CN 101916803A
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笔田麻佑子
中津弘志
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Sharp Corp
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Abstract

本发明公开了一种制造氮化物基半导体器件的方法，该方法包括如下步骤：于第一衬底温度在衬底(1；11；21；31；41)上生长InxAlyGa1-x-yN(0≤x，0≤y，x+y＜1)缓冲层(2；12；22；32；42)，和于第二衬底温度在所述缓冲层上生长第一导电类型氮化物基半导体层(4；14；24；34；44)。第一衬底温度高于第二衬底温度。

Description

制造氮化物基半导体器件的方法
本申请是申请日为2006年4月21日且发明名称为“制造氮化物基半导体器件的方法和如此制造的发光器件”的中国专利申请200610074666.7的分案申请。
技术领域
本发明涉及在包括氮化物基化合物半导体(InxAlyGa1-x-yN：0≤x，0≤y，x+y＜1)层的半导体器件中的改进，以及在其制造方法中的改进。
背景技术
日本专利特许公开第06-196757号公开了制造氮化物基半导体器件的方法，其能够用于制造蓝色发光二极管、蓝色激光二极管等。根据日本专利特许公开第06-196757号，在510℃的衬底温度，GaN缓冲层在蓝宝石衬底上生长到约20nm厚度。在GaN缓冲层上，在1030℃的衬底温度GaN层生长到约2μm厚度。此外，在GaN层上，在800℃的衬底温度生长InGaN发光层。
当如日本专利特许公开第06-196757号所公开的那样在510℃的低温生长GaN缓冲层时，所生长的GaN缓冲层处于无定形状态。当在无定形GaN缓冲层上于1030℃的高温生长GaN层时，在与无定形GaN缓冲层的界面处产生位错，且然后位错穿透或穿过在高温生长的GaN层。当于800℃的高温在包括这种穿透位错的GaN层上生长InGaN发光层时，该穿透位错(threading dislocation)传播到发光层中。结果，在用包括这种穿透位错的发光层制造的氮化物基半导体发光器件中，其发光效率由于穿透位错而降低。
发明内容
鉴于上述内容，本发明的主要目的是提供一种包括较少穿透位错的氮化物基半导体器件，然后提供一种改进了光输出功率的氮化物基半导体发光器件。
根据本发明的一个方面，制造氮化物基半导体器件的方法包括于第一衬底温度在衬底上生长InxAlyGa1-x-yN(0≤x，0≤y，x+y＜1)缓冲层，和于第二衬底温度在所述缓冲层上生长第一导电类型氮化物基半导体层，其中所述第一衬底温度高于所述第二衬底温度。
根据本发明的另一方面，制造氮化物基半导体器件的方法包括于第一衬底温度，在衬底上生长InxAlyGa1-x-yN(0≤x，0≤y，x+y＜1)缓冲层，于第二衬底温度，在所述缓冲层上生长SiN层，和在第三衬底温度，在所述SiN层上生长第一导电类型氮化物基半导体层，其中所述第一衬底温度高于所述第二和第三衬底温度中的至少一个。所述第一衬底温度可以高于所述第二和第三衬底温度两者。
生长缓冲层的衬底温度优选高于900℃。在生长所述缓冲层的步骤中，V族元素优选具有低于500Pa的分压。优选在低于95kPa的压力下生长全部或部分所述缓冲层。优选在低于95kPa的压力下生长全部或部分所述第一导电类型氮化物基半导体层。制造氮化物基半导体衬底的方法还包括在所述第一导电类型氮化物基半导体层上生长发光层，和在所述发光层上生长第二导电类型氮化物基半导体层。优选在低于95kPa的压力下生长全部或部分所述发光层。优选在低于95kPa的压力下生长全部或部分所述第二导电类型氮化物基半导体层。在生长所述缓冲层的步骤中，优选使反应气体以大于10厘米/秒的速度在衬底上流动。所述缓冲层优选生长到大于10nm的厚度。所述SiN层的厚度优选设为包括三个原子层或不足三个原子层。
通过包括采用上述方法在半导体衬底上形成的InxAlyGa1-x-yN(0≤x，0≤y，x+y＜1)缓冲层、SiN层、第一导电类型氮化物基半导体层、发光层和所述第二导电类型氮化物基半导体层，能够获得发光效率提高了的氮化物基半导体发光器件。在该氮化物基半导体发光器件中，在第一导电类型氮化物基半导体层中可以包括至少一个SiN层。另一方面，在该氮化物基半导体发光器件中，该SiN层可以省略。
通过下面结合附图对本发明的详细描述中，本发明的上述和其他目的、特点、方面和优点将变得更为明显。
附图说明
图1是示出在本发明的实施例中多个化合物半导体层生长期间的温度曲线图的示意图；
图2是使用图1的温度曲线图可以制造的氮化物基化合物半导体器件的示意性剖面图；
图3是图示出使用图1的温度曲线图制造的氮化物基化合物半导体器件与常规氮化物基化合物半导体器件之间的位错密度比较的示意图；
图4是示出在本发明的另一实施例中的多个化合物半导体层生长期间的温度曲线图的示意图；
图5是使用图4的温度曲线图可以制造的氮化物基化合物半导体发光器件的示意性剖面图；
图6是示出在本发明再一实施例中的多个化合物半导体层的生长期间的温度曲线图的示意图；
图7是示出在本发明的再一实施例中的多个化合物半导体层的生长期间的温度曲线图的示意图；
图8是示出在本发明的再一实施例中的多个化合物半导体层的生长期间的温度曲线图的示意图；
图9是示出在本发明的再一实施例中的多个化合物半导体层的生长期间的温度曲线图的示意图；
图10是使用图9的温度曲线图可以制造的氮化物基化合物半导体发光期间的示意性剖面图；
图11是在本发明的再一实施例中可以制造的氮化物基化合物半导体发光器件的示意性剖面图；
图12是在本发明的再一实施例中可以制造的氮化物基化合物半导体发光器件的示意性剖面图。
具体实施方式
第一实施例
图1的示意图示出了在本发明的第一实施例中的氮化物基化合物半导体层的生长温度曲线图。具体地，在图1的示意图中，垂直方向代表温度，且水平方向代表半导体层的生长时间。图2的示意性剖面图示出了在第一实施例中制造的氮化物基化合物半导体器件。此外，图3的示意图示出了在第一实施例中制造的氮化物基化合物半导体器件和以常规方法制造的氮化物基化合物半导体器件之间的穿透位错密度的对比。
参考图1和2，将蓝宝石衬底1保持在1000℃，供应TMG(三甲基镓)和NH3以生长约10nm厚的GaN缓冲层2。接着，保持在1000℃的衬底温度，供应SiH4和NH3以生长约20nm厚的SiN层3。此外，保持在1000℃的衬底温度，供应TMG、NH3和SiH4以生长4μm厚的n型GaN层4。此后，将所得的晶片冷却到室温。
通过阴极荧光法测量了如上所得的氮化物基化合物半导体器件的位错密度，且该密度为图3中黑色方形标志所示的1×108/cm2。作为对比，通过日本专利特许公开第06-196757号公开的常规技术所制造的氮化物基化合物半导体器件的位错密度是1×109/cm2，如图3中的黑色三角形标志所示。这意味着，在本实施例的氮化物基化合物半导体器件中，位错密度与常规情况相比大小可以降低一个数量级。
第二实施例
图4的示意图示出了在本发明第二实施例中的氮化物基化合物半导体层的生长温度曲线图。同样在图4中，垂直方向代表温度，且水平方向代表半导体层的生长时间。图5的示意性剖面图示出了在第二实施例中制造的氮化物基化合物半导体发光器件。图5中的层11-14分别相应于图2中的层1-4。即，在图5中顺序堆叠在衬底11上的半导体层12-14以类似于图2中顺序堆叠在衬底1上的半导体层2-4的方式形成。
在于1000℃的衬底温度生长n型GaN层14之后，衬底温度降低到800℃以生长包括InGaN阱层和GaN势垒层的(多)量子阱发光层15。此后，衬底温度升高到980℃以生长p型GaN层16。
测量了在第二实施例中如此形成的氮化物基化合物半导体发光器件的光学输出功率。结果，使用20mA的注入电流，获得了8mW的光学输出功率。另一方面，在发光器件与第二实施例不同之处仅在于通过日本专利特许公开第06-196757号公开的常规技术形成发光层下面的层的情形，使用20mA的注入电流获得仅6mA的光学输出功率。这显示出第二实施例的氮化物基化合物半导体发光器件与涉及常规技术的发光器件相比，光学输出功率得到了显著的提高。
第三实施例
图6的示意图示出了在本发明第三实施例中的氮化物基化合物半导体层的生长温度曲线图。同样在图6的图中，垂直方向代表温度，且水平方向代表半导体层的生长时间。由第三实施例制造的发光器件具有类似于图5的剖面结构。
参考图5和6，将蓝宝石衬底11保持在1020℃，供应TMG和NH3以生长约10nm厚的GaN缓冲层12。接着，衬底温度降低到1000℃，且生长约20nm厚的SiN层13。此后，保持在1000℃的衬底温度，生长4μm厚的n型GaN层14。接着，衬底温度降低到800℃以生长包括InGaN阱层和GaN势垒层的(多)量子阱发光层15。此后，衬底温度升高到980℃以生长p型GaN层16。
在第三实施例中测量了如此形成的氮化物基化合物半导体发光器件的光学输出功率。结果，使用20mA的注入电流，获得了8mW的光学输出功率，与第二实施例的情况类似。另一方面，在发光器件与第三实施例不同之处仅在于采用日本专利特许公开第06-196757号公开的常规技术形成发光层下面的层的情形，使用20mA的注入电流获得仅6mA的光学输出功率。这显示出第三实施例的氮化物基化合物半导体发光器件与涉及常规技术的发光器件相比，光学输出功率得到了显著的提高。
第四实施例
图7的示意图示出了在本发明第四实施例中的氮化物基化合物半导体层的生长温度曲线图。同样在图7的图中，垂直方向代表温度，且水平方向代表半导体层的生长时间。由第四实施例制造的发光器件具有类似于图5的剖面结构。
参考图5和7，蓝宝石衬底11初始保持在1020℃，且GaN缓冲层12生长到约10nm厚。接着，衬底温度降低到990℃，且生长约20nm厚的SiN层13。通过再次升高到1020℃的衬底温度，生长4μm厚的n型GaN层14。此外，衬底温度降低到800℃以生长包括InGaN阱层和GaN势垒层的(多)量子阱发光层15。此后，衬底温度升高到980℃以生长p型GaN层16。
在第四实施例中测量了如此形成的氮化物基化合物半导体发光器件的光学输出功率。使用20mA的注入电流的结果是8.5mW。另一方面，在发光器件与第四实施例不同之处仅在于采用日本专利特许公开第06-196757号公开的常规技术形成发光层下面的层的情形，使用20mA的注入电流获得仅6.5mW的光学输出功率。这显示出第四实施例的氮化物基化合物半导体发光器件与涉及常规技术的发光器件相比，光学输出功率显著地提高了。
第五实施例
图8的示意图示出了在本发明第五实施例中的氮化物基化合物半导体层的生长温度曲线图。同样在图8的图中，垂直方向代表温度，且水平方向代表半导体层的生长时间。由第五实施例制造的发光器件具有类似于图5的剖面结构。
参考图5和8，蓝宝石衬底11初始保持在1000℃，且GaN缓冲层12生长到约10nm厚。接着，衬底温度升高到1020℃，且生长约20nm厚的SiN层13。衬底温度再次降低到1000℃，并生长4μm厚的n型GaN层14。此外，通过降低到800℃的衬底温度，以生长包括InGaN阱层和GaN势垒层的(多)量子阱发光层15。此后，衬底温度升高到980℃以生长p型GaN层16。
在第五实施例中测量了如此形成的氮化物基化合物半导体发光器件的光学输出功率。使用20mA的注入电流的结果是8.5mW。另一方面，在发光器件与第五实施例不同之处仅在于采用日本专利特许公开第06-196757号公开的常规技术形成发光层下面的层的情形，使用20mA的注入电流获得仅6.5mW的光学输出功率。这显示出第五实施例的氮化物基化合物半导体发光器件与涉及常规技术的发光器件相比，光学输出功率显著地提高了。
第六实施例
图9的示意图示出了在本发明第六实施例中的氮化物基化合物半导体层的生长温度曲线图。同样在图9的图中，垂直方向代表温度，且水平方向代表半导体层的生长时间。图10的示意性剖面图示出了在第六实施例中制造的氮化物基化合物半导体发光器件。
起初，将MOCVD炉的内部控制到13.3kPa的压力。接着，在13.3kPa的压力下，将蓝宝石衬底21从室温加热到1000℃，并在1000℃保持10分钟。此时，氢以每分钟15公升的速率提供。接着，开始100ccm的NH3的供应，且大致同时也开始TMG和TMA的供应。TMG和TMA分别以51.3微摩尔/分钟和25.5微摩尔/分钟的流动速率供应，氢用作运载气体，且总流动速率设为30公升/分钟。在这些条件下，在60分钟内AlGaN缓冲层22生长到约0.7μm厚。
接着，停止TMG和TMA向炉内的供应。以100ccm供应NH3，且供应氢以实现每分钟30公升的总流动速率。在此状态，炉内的压力从13.3kPa变为93.3kPa。当压力稳定在93.3kPa时，NH3的流动速率设为每分钟3.5公升，TMG以160微摩尔/分钟的流动速率供应，且SiH4以70ccm供应，以生长4μm厚的n型GaN层24。
接着，衬底温度降低到800℃，以生长包括InGaN阱层和GaN势垒层的(多)量子阱发光层25。此后，将衬底温度升高到980℃，且顺序生长p型AlGaN层16a和p型GaN层16。
在第六实施例中测量了如此制造的氮化物基化合物半导体发光器件的光学输出功率。使用20mA的注入电流的结果是8.5mW。另一方面，在发光器件与第六实施例不同之处仅在于采用日本专利特许公开第06-196757号公开的常规技术形成发光层下面的层的情形，对于20mA的注入电流获得仅6.5mW的光学输出功率。这意味着第六实施例的氮化物基化合物半导体发光器件与涉及常规技术的发光器件相比，光学输出功率显著地提高了。
第七实施例
图11的示意图示出了在第七实施例中制造的氮化物基化合物半导体发光器件。为了制造此发光器件，将MOCVD炉的内部控制到13.3kPa的压力。将蓝宝石衬底31在13.3kPa压力下从室温加热到1000℃，并在1000℃保持10分钟，期间以每分钟15公升供应氢。
接着，开始100ccm的NH3的供应，且大致同时也开始TMG和TMA的供应。TMG和TMA分别以51.3微摩尔/分钟和25.5微摩尔/分钟的流动速率供应，氢用作运载气体，且总流动速率设为每分钟30公升。在这些条件下，在60分钟内AlGaN缓冲层32生长到约0.7μm厚。
接着，停止TMG和TMA向炉内的供应。以100ccm供应NH3，且供应氢以实现每分钟30公升的总流动速率。在此状态，以5ccm供应30ppm的SiH4三分钟，以形成SiN层(1)33a。
接着，将炉内的压力从13.3kPa变为93.3kPa。当压力稳定在93.3kPa时，NH3以每分钟3.5公升的流动速率供应，TMG以160微摩尔/分钟供应，且以70ccm供应1ppm的SiH4，以生长4μm厚的n型的GaN层34a。
接着，停止TMG向炉内的供应，以100ccm供应NH3，且供应氢以实现每分钟30公升的总流动速率。在此状态，以2ccm供应30ppm的SiH4一分钟，以形成SiN层(2)33b。
接着，以每分钟3.5公升的流动速率供应NH3，以160微摩尔/分钟的流动速率供应TMG，并以70ccm供应1ppm的SiH4，以生长2μm厚的n型GaN层34b。
接着，将衬底温度降低到800℃，以生长发光层35。此后，衬底温度升高到980℃以顺序生长p型AlGaN层36a和p型GaN层36。
虽然在第七实施例中设置两个SiN层33a和33b，但是可以提供更多数量的SiN层。此外，各种气体的流动速率和压力的条件可以适当改变，而不限于上述具体描述的那些。
在第七实施例中测量了如此制造的氮化物基化合物半导体发光器件的光学输出功率。使用20mA的注入电流的结果是8.5mW。另一方面，在发光器件与第七实施例不同之处仅在于采用日本专利特许公开第06-196757号公开的常规技术形成发光层下面的层的情形，使用20mA的注入电流获得仅6.5mW的光学输出功率。这意味着第七实施例的氮化物基化合物半导体发光器件与涉及常规技术的发光器件相比，光学输出功率显著地提高了。
第八实施例
图12的示意性剖面图示出了在第八实施例中制造的氮化物基化合物半导体发光器件。为了制造此发光器件，初始将MOCVD炉的内部控制到13.3kPa的压力。在13.3kPa压力下，将蓝宝石衬底41从室温加热到1000℃，并在1000℃保持10分钟。此时，以每分钟15公升供应氢。
接着，开始100ccm的NH3的供应，且大致同时也开始TMG和TMA的供应。TMG以51.3微摩尔/分钟的流动速率供应，且TMA以25.5微摩尔/分钟的流动速率供应，氢用作运载气体，且总流动速率设为每分钟30公升。在这些条件下，在60分钟内AlGaN缓冲层42生长到约0.7μm厚。
接着，停止TMG和TMA向炉内的供应，以100ccm供应NH3，且供应氢以实现每分钟30公升的总流动速率。在此状态，以5ccm供应30ppm的SiH4三分钟，以形成SiN层(1)43a。
接着，NH3的流动速率变为每分钟3.5公升，以160微摩尔/每分钟供应TMG，且以70ccm供应1ppm的SiH4，以生长1μm厚的n型GaN层(1)44a。
接着，将炉内的压力从13.3kPa变为93.3kPa。当压力稳定在93.3kPa时，NH3以每分钟3.5公升的流动速率供应，TMG以160微摩尔/分钟的流动速率供应，且以70ccm供应1ppm的SiH4，以生长3μm厚的n型GaN层(2)44b。
接着，将炉内的压力从93.3kPa变为13.3kPa。当压力稳定在13.3kPa时，NH3以100ccm供应，且供应氢以实现每分钟30公升的总流动速率。在此状态，以5ccm供应30ppm的SiH4两分钟，以形成SiN层(2)43b。
接着以每分钟3.5公升的流动速率再次供应NH3，以160微摩尔/每分钟的流动速率供应TMG，并以70ccm供应1ppm的SiH4，以生长1μm厚的n型GaN层(3)44c。
接着，将炉内的压力从13.3kPa变为93.3kPa。当压力稳定在93.3kPa时，以每分钟3.5公升的流动速率供应NH3，以160微摩尔/分钟的流动速率供应TMG，并以70ccm供应1ppm的SiH4，以生长3μm厚的n型GaN层(4)44d。
接着，将衬底温度降低到800℃，以生长发光层。此后，将衬底温度升高到980℃，以顺序生长p型AlGaN层46a和p型GaN层46。
虽然在第八实施例中，多个n型GaN层中的一些和其他的已经分别在93.3kPa和13.3kPa的压力下生长，但压力值不限于此。多个n型GaN层的所有都可以在相同压力下生长。
在第八实施例中测量了如此制造的氮化物基化合物半导体发光器件的光学输出功率。使用20mA的注入电流的结果是8.5mW。另一方面，在发光器件与第八实施例不同之处仅在于采用日本专利特许公开第06-196757号公开的常规技术形成发光层下面的层的情形，使用20mA的注入电流获得仅6.5mW的光学输出功率。这表示第八实施例的氮化物基化合物半导体发光器件与涉及常规技术的发光器件相比，光学输出功率显著地提高了。
虽然上面已经描述了各种实施例，但缓冲层的生长温度仅需要高于900℃。这能减少与蓝宝石衬底的界面处产生的位错。换言之，随着缓冲层的生长温度从900℃降低，位错密度将越来越增加。
此外，V族元素优选设为具有500Pa或以下的分压。这能限制V族元素与III族元素的气相反应，且因此提高半导体层的晶体质量和平面内的均匀度。换言之，在V族元素超过500Pa的分压下，将发生气相反应，导致平面内的均匀度的降低。
此外，在衬底上供应的反应气体的流动速度优选超过10厘米/秒。这能提高生长的半导体层的平面内的均匀度。随着流动速度从10厘米/秒降低，平面内的均匀度将越来越降低。
缓冲层优选具有大于10nm的厚度。因此，穿透位错密度可以降低。换言之，穿透位错密度将随着更薄的缓冲层而增加。更优选地，缓冲层具有100nm或以上的厚度。当使缓冲层具有100nm以上的厚度时，从缓冲层向上穿透的位错密度可以进一步降低。
优选地，SiN层的厚度设为包括三个原子层或不足三个原子层。如果SiN层厚于三个原子层，那么可以获得具有低位错密度和好的晶体质量的SiN层，但生长厚的SiN层将耗时。即使非常薄的SiN层也是有效的，从而优选限制其厚度为约三个原子层，以减少生长时间并增加生产率。如果从生产率的角度需要的话，SiN层甚至可以省略。
此外，优选在低于95kPa的压力下生长全部或部分第一导电类型氮化物基半导体层(上述实施例中的n型层)。这能够促进n型层在横向的生长，导致其平面内的均匀度的提高。当在小于95kPa的压力下生长全部或部分发光层时，其平面内的均匀度增加。此外，当在低于95kPa的压力下生长全部或部分第二导电类型氮化物基半导体层(上述实施例中的p型层)时，其平面内的均匀度增加。
如上所述，在本发明中，可以通过在比生长SiN层或第一导电类型氮化物基半导体层时的衬底温度高的衬底温度下在衬底上生长缓冲层来提高缓冲层的晶体质量。此外，可以通过在比生长缓冲层时的衬底温度低的衬底温度下于缓冲层上生长SiN层而减少位错的产生。此外，可以通过在比生长缓冲层时的衬底温度低的衬底温度下于SiN层上生长第一导电类型氮化物基半导体层而获得抑制了穿透位错产生的高质量氮化物基半导体器件。通过在此氮化物基半导体器件中生长发光层和第二导电类型半导体层，可以制造发光效率提高的发光二极管或激光二极管。而且，可以省略SiN层。
虽然已经描述并详细图示出了本发明，但应该清楚地明白，其仅是图示和实例，且不应被当作限制，本发明的精神和范畴仅通过权利要求来限定。

Claims (4)

1.一种制造氮化物基半导体器件的方法，包括如下步骤：
于第一衬底温度，在衬底上生长InxAlyGa1-x-yN(0≤x，0≤y，x+y＜1)缓冲层；
于第二衬底温度，在所述缓冲层上生长SiN层；
于第三衬底温度，在所述SiN层上生长第一导电类型氮化物基半导体层；和
于第四衬底温度，在所述第一导电类型氮化物基半导体层上生长发光层，
所述第一衬底温度高于所述第二衬底温度和所述第三衬底温度至少之一，所述第四衬底温度低于所述第二衬底温度和所述第三衬底温度。
2.根据权利要求1所述的制造氮化物基半导体器件的方法，其中所述第一衬底温度高于所述第二衬底温度和所述第三衬底温度二者。
3.根据权利要求1所述的制造氮化物基半导体器件的方法，其中所述SiN层的厚度设定为包括三个原子层或不足三个原子层。
4.根据权利要求1所述的制造氮化物基半导体器件的方法，还包括以下步骤：
在所述发光层上生长第二导电类型氮化物基半导体层。
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