专利名称：氮化物系半导体衬底及半导体装置的制作方法
技术领域：
本发明涉及氮化物系半导体衬底及半导体装置，尤其涉及在确保充分的导电性的同时，具有高的导热率和高的电子迁移率的氮化物系半导体衬底以及使用该氮化物系半导体衬底的半导体装置。
背景技术：
近年来，作为下一代DVD的高速记录用高输出LD，或者汽车的前灯或普通照明用途的高输出LED，进而作为面向高功率的电力转换元件，对氮化物系半导体器件的期待非常高。这些器件中，如何将高输出工作时产生的热快速地逸散出去，对于高输出化、高效率化、高可靠性化是极其重要的。
目前，氮化物系的LED或LD，大部分情况是在蓝宝石衬底上根据MOVPE等进行外延生长来制作。但是，蓝宝石的导热率低达0.42W/cmK，放热的问题较为深刻。另一方面，如果使用SiC衬底来代替蓝宝石衬底，则导热率达到4W/cmK左右，因此放热特性飞跃性提高。但是，导电性SiC衬底严重地着色成绿色，导致光提取效率低下的问题。并且，位错密度与使用蓝宝石时同样地高。
另外，作为改善LED放热特性的方法，有将LED芯片的外延层侧搭载到芯柱侧的所谓倒装芯片法。但是，使用蓝宝石衬底时，由于外延层和蓝宝石的折射率差大，所以入射到作为主要的光提取口的蓝宝石衬底的光较少，其结果，存在光提取效率较小的问题。进而，由于工艺复杂，所以成本也会相应增大。
相对于此，使用GaN衬底时，能够制作出一种光提取效率并不低下，并且导热率良好，放热特性优异的器件。
迄今，关于高品质GaN，报道有2W/cmK左右的导热率(例如参照非专利文献1)。其是蓝宝石(0.42W/cmK)的约5倍，是接近于铝(2.4W/cmK)的非常高的值。
非专利文献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发明内容通常，为了降低器件的工作电压，或者在GaN衬底面形成欧姆接触，需要确保充分的导电性。这样就需要掺杂杂质，需要大致1.2×1018cm-3以上的载流子浓度。
但是，半导体晶体的导热率，通常因晶体中所含的缺陷或杂质而降低。这是因为缺陷或杂质或者它们的复合体会导致声子散射。例如，在非专利文献1中，GaN的导热率，当载流子浓度(n)在6.9×1016cm-3时显示出1.95W/cmK的高的值，但当载流子浓度(n)在3.0×1018cm-3时则大幅度减少至0.5W/cmK左右。这样，成为与蓝宝石相近的低导热率，丧失了特意使用GaN衬底的意义。
另外，如上所述的杂质还是引起载流子散射的原因，也成为载流子迁移率低下的原因。如果载流子迁移率降低，为了确保相同的导电性，需要高浓度掺杂，这样就陷入导热率逐渐下降的恶循环。这样，当为了确保充分的导电性而提高载流子浓度时，难以得到具有高的导热率和高的电子迁移率的GaN自支撑衬底。
从而，本发明的目的是解决上述问题，提供一种在确保充分的导电性的同时，具有高的导热率和高的电子迁移率的氮化物系半导体衬底以及使用该氮化物系半导体衬底的半导体装置。
本发明的氮化物系半导体衬底是由具有直径大于等于25mm且厚度大于等于250μm的尺寸的氮化物系半导体构成的衬底，其特征为，n型载流子浓度为1.2×1018cm-3～3×1019cm-3，并且导热率为1.2W/cmK～3.5W/cmK。
此外，本发明的氮化物系半导体衬底是由具有直径大于等于25mm且厚度大于等于250μm的尺寸的氮化物系半导体构成的衬底，其特征为，n型载流子浓度n[cm-3]为1.2×1018cm-3～3×1019cm-3，并且，电子迁移率μ[cm2/Vs]为，大于以logeμ＝17.7-0.288logen表示的值，且小于以logeμ＝18.5-0.288logen表示的值。
所述衬底的电阻率优选为0.001Ωcm～0.02Ωcm。并且，优选所述衬底的位错密度为小于等于1×107cm-2，As、O、Cl、P、Na、K、Li、Ca、Sn、Ti、Fe、Cr、Ni的浓度都小于等于1×1017cm-3。
可以在所述氮化物系半导体衬底上，外延生长氮化物系半导体，来制成半导体装置。
在制造上述氮化物系半导体衬底时，使用通过反应Ga熔融液和氯化氢气体而得到的氯化镓，根据氢化物气相生长法来制造氮化物系半导体衬底，在该方法中，优选将所述Ga熔融液和所述氯化氢气体接触1分钟或1分钟以上，来生成氯化镓。
另外，在制造上述氮化物系半导体衬底时，优选在基底衬底表面形成具有许多微孔的由金属或其化合物构成的薄膜后，根据氢化物气相生长法，在氢分压大于等于5kPa的氛围中外延生长氮化物半导体。
并且，在制造上述氮化物系半导体衬底时，优选生长氮化物系半导体，使得在形成除c面以外的刻面的同时生长的生长初期阶段的氮化物系半导体层的厚度，小于等于最终生长的氮化物系半导体层总厚度的30％。
进而，在制造上述氮化物系半导体衬底时，优选其制造方法具备如下工序在表面形成有GaN膜的蓝宝石衬底上，形成Ti膜后，通过在氢气与氨气的混合氛围中加热，来转换成为具有许多微孔的TiN薄膜的工序；在所述TiN薄膜上，采用氢化物气相生长法，使用含有大于等于5kPa分压氢气的载气，将Ga熔融液和氯化氢气体接触1分钟或1分钟以上而生成氯化镓，使氯化镓与氨气反应而生成GaN的工序；在所述TiN薄膜上，使的在形成除c面以外的刻面的同时生长的生长初期阶段的GaN层的厚度，小于等于最终生长的GaN层总厚度的30％，来生长GaN晶体的工序；将所述生长的GaN晶体从蓝宝石衬底上剥离的工序。
根据本发明，能够得到在确保充分的导电性的同时，具有高的导热率和高的电子迁移率的氮化物系半导体衬底以及半导体装置。
图1是表示将HCl气体和载气滞留于Ga熔融液上的时间与进入到晶体中的杂质浓度之间关系的图表。
图2是表示在表面具有纳米掩模的基底衬底上采用氢化物气相生长法形成氮化物半导体时的氢分压与晶体中杂质O(氧)浓度之间关系的图表。
图3是表示刻面生长层厚度占GaN层总厚度的比例与晶体中氧浓度之间关系的图表。
图4是在实施例1中使用的HVPE反应炉的概略图。
图5是表示实施例2中GaN自支撑衬底的制作方法的截面图。
图6是表示以往例中GaN自支撑衬底的制作方法的截面图。
图7是表示在实施例3中载流子浓度与导热率之间关系的图表。
图8是说明在以往例2中制作的LED结构的图。
图9是说明在以往例3中制作的LED结构的图。
图10是说明在以往例4中制作的LED结构的图。
图11是说明在实施例4中制作的LED结构的图。
图12是表示在实施例4和比较例2～4制作的LED的光输出与驱动电流的相关性的图表。
图13是表示在实施例4和比较例2～4制作的LED的相对输出与时间的相关性的图表。
图14是表示在实施例5中载流子浓度与电子迁移率之间关系的图表。
图中，1是石英反应管；2是加热器；3是NH3导入管；4是HCl导入管；5是掺杂管；6是Ga熔融液滞留部；7是Ga熔融液；8是基底衬底；9是衬底座；10是HVPE反应炉；11、51是蓝宝石衬底；12、52是GaN膜；13是Ti膜；14是多孔TiN(纳米掩模)；15是刻面生长GaN；16是空隙；17是GaN厚膜；18是GaN自支撑衬底；53是条状掩模；54是刻面生长GaN；55是GaN厚膜；56是GaN自支撑衬底；61是蓝宝石衬底；62、72、82、92是n型GaN层；63、73、83、93是n型AlGaN层；64、74、84、94是活性层；65、75、85、95是p型AlGaN层；66、76、86、96是p型GaN层；67、77、87、97是n型电极；68、78、88、98是p型电极；81、91是GaN自支撑衬底。
具体实施例方式
下面，说明本发明的一个实施方式所涉及的GaN自支撑衬底及其制造方法。
衬底的尺寸本实施方式涉及的GaN自支撑衬底为，直径大于等于25mm，厚度大于等于250μm。如果直径小于25mm，则衬底的生产率低下，如果厚度小于250μm，则衬底的机械强度低下而操作困难。
导热率本实施方式涉及的GaN自支撑衬底，当n型载流子浓度大于等于1.2×1018cm-3时，导热率大于等于1.2W/cmK。通常，为了确保衬底的导电性，需要添加Si或Ge这种杂质来增加载流子浓度，但添加这些杂质，会导致导热率下降。但是，本实施方式涉及的GaN自支撑衬底，可以通过采用后述的方法，将杂质含量控制在极低的水平(例如，可以使As、O、Cl、P、Na、K、Li、Ca、Sn、Ti、Fe、Cr、Ni的浓度都小于等于1×1017cm-3)。因此，即使是为了确保充分的导电性，进行掺杂来增大载流子浓度时(n型载流子浓度大于等于1.2×1018cm-3)，也能够使导热率大于等于1.2W/cmK，优选大于等于1.5W/cmK，尤其优选大于等于2.0W/cmK。之所以将导热率的下限规定为1.2W/cmK，是因为如果小于1.2W/cmK，元件的放热效果就不充分。另一方面，导热率的上限为3.5W/cmK。这是因为如果大于3.5W/cmK，则超过了理论界限值，而使晶体有可能具有某种异常。例如，生长条件的周期性波动引起超晶格结构的各向异性热传导，使得虽然某个特定方位的导热率具有极其大的值，但与其垂直的方向的导热率却极其小，导致热量在局部聚集的结果。或者，晶体结构自身会发生某种异常情况，甚至无法进行正常的外延生长。
电子迁移率本实施方式所涉及的GaN自支撑衬底，当n型载流子浓度n[cm-3]为1.2×1018cm-3～3×1019cm-3时，电子迁移率μ[cm2/Vs]为，大于以logeμ＝17.7-0.288logen表示的值，且小于以logeμ＝18.5-0.288logen表示的值。电子迁移率的下限值要考虑用于得到所需载流子浓度的掺杂量和其引起的导热率下降之间的平衡来决定。另外，上限值与导热率的情况一样，要回避超晶格结构的各向异性传导以及伴随其的电流的偏流、或者晶体结构的异常情况引起的外延生长发生异常情况等问题而决定。
载流子浓度本实施方式所涉及的GaN自支撑衬底，n型载流子浓度n[cm-3]为1.2×1018cm-3～3×1019cm-3。当小于1.2×1018cm-3时，将难以在衬底形成欧姆接触，无法降低元件阻抗。另一方面，当超过3×1019cm-3时，在导热率急剧下降的同时，晶体上产生较大应力，而无法进行正常的外延生长。
另外，掺杂时可以使用Si、Ge、O、C等元素，或者它们的组合。
电阻率本实施方式所涉及的GaN自支撑衬底，为了确保充分的导电性，优选电阻率小于等于0.02Ωcm。但是，如果为了降低电阻率(提高导电性)而过分地增加掺杂量，则会对导热率带来不良影响或者使结晶性恶化，因此优选将掺杂量调节在电阻率下限为0.001Ωcm。
降低杂质浓度的方法为了得到如上所述导热率高的GaN自支撑衬底，降低杂质浓度是重要的。为了降低杂质浓度，需要进行原料、载气及生长所需部件的高纯度化，设置手套箱以及生长前充分净化，进行预烧等彻底控制炉内杂质含量。但是，即使这样残留的杂质也会进入晶体中，成为降低导热率的原因。本发明人为了减少杂质含量、提高导热率而进行了深入研究，结果发现了如下三种有效的方法。
(a)在HVPE法中，对Ga熔融液长时间接触原料气体或载气这种关于原料的高纯度化，是晶体高纯度化的基本。HVPE法中，在设置于炉内的Ga熔融液上，与载气一同流通HCl气体，或者通过生成气泡的方式使其互相反应，来生成作为III族原料的GaCl。这里，HCl气体具有腐蚀性非常高的性质，含有以金属元素为首的多种杂质，但另一方面，Ga熔融液具有较高的杂质捕获效果。因此，本发明人研究了将HCl气体滞留(接触)于Ga熔融液上的时间与所得晶体中杂质浓度之间的关系，发现通过将滞留时间设定得比规定时间长，可以实现大幅度的高纯度化。
图1表示将HCl气体和载气滞留于Ga熔融液上的时间与进入到晶体中的杂质浓度之间的关系。由该结果可以知道，通过使在Ga熔融液上的滞留时间大于等于1分钟，可以将O(氧)的杂质浓度从约1018cm-3大幅度降低到1016cm-3，将Fe的杂质浓度从约1017cm-3大幅度降低到约1014cm-3。通常，HCl气体是与载气一起供给到炉内，因此通过对杂质捕获效果高的Ga熔融液接触1分钟或1分钟以上，不仅HCl气体，载气也可以同样地高纯度化。但是，无法将作为V族原料的NH3气体也用同样的方法高纯度化。这是因为Ga和NH3会相互激烈地反应。
此外，在Ga熔融液上所需的滞留时间因容器形状等其他因素而多少有些变动，但是认为即使改变其他因素，也会显示出与图1同样的倾向，认为大约1分钟或1分钟以上就足以。
(b)在基底衬底上设置具有杂质捕获效果且形成有许多微孔的薄膜本发明人发现要想抑制经过(a)过程后还残留的杂质进入晶体中，在基底衬底上形成具有许多微孔的金属或金属化合物的薄膜是有效的。
例如，在作为基底衬底的蓝宝石衬底上根据MOVPE法等形成氮化物系半导体层后，在该氮化物系半导体层上层积钛、镍、钽、钨等特定金属，在含有氢和氨的氛围中进行热处理，这些金属就会在氮化的同时凝集，变成具有许多微小的微孔的结构(纳米掩模)。该纳米掩模能够缓和蓝宝石衬底与氮化物系半导体层之间的晶格常数差尤其是热膨胀系数差所引起的应力，减少缺陷密度(位错密度小于等于1×107cm-2)。尤其在层积金属钛，并氮化其表面时，如果在其上生长氮化物系半导体，则钛的氮化物会起到该氮化物系半导体的阻挡层的作用，从而可以得到结晶性良好的氮化物系半导体。
堆积金属膜的方法，可以采用蒸镀法或溅射法、各种CVD法等。为了降低生长的氮化物系半导体层中的缺陷密度(位错密度小于等于1×107cm-2)，适宜在金属膜表面均匀地分散有微孔。微孔的生成可以根据金属膜的厚度或蓝宝石衬底上的氮化物系半导体层的厚度、热处理条件来控制。例如，将金属膜氮化，生成小于等于100nm的大致均匀的微孔时的热处理，优选在700℃～1400℃的温度进行。这是因为，如果小于700℃，无法充分地进行氮化反应，无法生成大致均匀的微孔。另一方面，如果超过1400℃，则氮化物系半导体层的热分解将过度地进行，会导致金属氮化膜剥离。另外，金属膜的厚度优选小于等于1μm。如果超过1μm，在氮化金属膜时表面的平坦性会受损，在其上生长的氮化物系半导体容易产生缺陷。
作为处理气氛，可以使用氢气氛围、或者含有氢的混合气体氛围。作为含有氢的混合气体氛围，可以是例如氢气80～60％、氨气20～40％的混合气氛。
在图2表示在具有纳米掩模的基底衬底上采用氢化物气相生长法形成氮化物半导体时的氢分压与晶体中杂质O(氧)浓度之间的关系。从该结果可以知道，通过使氢分压大于等于5kPa，可以将O(氧)浓度从约1018cm-3降低到约1016cm-3。其原因被认为是，由于氢气的作用，薄膜的多孔表面被活化，容易捕获对晶体透明度起不良作用的杂质。但该效果只是维持到衬底表面被生长晶体覆盖之时，如果多孔薄膜全部被生长晶体覆盖，该效果将无法维持。
(c)缩短容易混入杂质的，除c面以外的刻面(平坦的晶体面)上的生长期间GaN的生长在大部分情况下是所谓的Volmer-Waber型的生长方式，即在生长初期产生许多三维核，这些三维核互相结合而形成连续膜。此时，在生长核的侧面出现(1-102)等刻面，当生长核之间结合后也作为凹陷残留一会。
本发明人发现，在这种刻面上生长时，与在平坦的c面生长时相比，容易混入杂质，尤其是氧。在这里混入的氧，即使后来表面得以平坦化，也会扩散到晶体中，损害导热率，因此尽可能快地转入到平面生长是重要的。
图3表示刻面生长层厚度占GaN层总厚度的比例与晶体中氧浓度之间的关系。由该结果可以知道，通过将刻面生长层的厚度控制在总厚度的30％左右以下，可以有效地将O(氧)的杂质浓度控制在小于等于1016cm-3的低范围。
采用该(c)的方法，作为衬底表面全部被生长晶体覆盖后减少杂质的方法是有效的。
在上述(a)至(c)说明的方法，可以分别单独使用，也可以将多种组合使用。
本实施方式的效果如上所述，通过在GaN生长中，应用(a)根据Ga熔融液的杂质捕获效果
(b)根据多孔膜的杂质捕获效果(c)尽早进入不易混入杂质的在面上的生长中的任意一种或全部，可以制作出具有如下特征的氮化物半导体衬底(1)当n型载流子浓度为1.2×1018cm-3～3×1019cm-3时，导热率为1.2W/cmK～3.5W/cmK，具有高的导热率；(2)当n型载流子浓度n[cm-3]为1.2×1018cm-3～3×1019cm-3时，电子迁移率μ[cm2/Vs]为，大于以logeμ＝17.7-0.288logen表示的值，且小于以logeμ＝18.5-0.288logen表示的值，具有高的电子迁移率；(3)衬底的电阻率为0.001Ωcm～0.02Ωcm，具有充分的导电性；(4)衬底的位错密度为小于等于1×107cm-2，具有高品质的结晶性；(5)As、O、Cl、P、Na、K、Li、Ca、Sn、Ti、Fe、Cr、Ni的浓度都小于等于1×1017cm-3，杂质浓度低。
因此，虽然确保实用上充分的导电性(载流子浓度)，但导热率也高，由此在减少高输出器件的工作电压的同时能够迅速地逸散多余的热量。另外，由于载流子迁移率大，所以比以往更能够以低浓度掺杂就确保充分的导电性，从而能够进一步有利于提高导热率。
进而，通过在该氮化物系半导体衬底上形成氮化物系半导体，能够制作LED、LD等尤其是进行大电流驱动的氮化物系半导体装置，能够制作出工作效率或元件寿命显著提高的、可靠性高的高效率的器件。
实施例1使用a方法的例子图4表示在本实施例使用的HVPE反应炉的例子。
该HVPE反应炉10是在横向长的石英反应管1的外侧设置加热器2来进行加热的热壁式，在石英反应管1的图面左侧(上游侧)具备导入V族原料NH3气体的NH3导入管3、导入用于形成III族原料GaCl的HCl气体的HCl导入管4、导入用于控制导电性的掺杂气体的掺杂管5。另外，HCl导入管4在中途扩径而形成Ga熔融液滞留部6，用来容纳Ga熔融液7。另一方面，在石英反应管1的图面右侧(下游侧)，设置了能够自由旋转移动的配置有基底衬底8的衬底座9。
为了使用该HVPE反应炉10生长GaN，首先从NH3导入管3导入V族原料NH3气体，从HCl导入管4导入III族原料HCl气体，从掺杂管5导入含有掺杂成分的气体。这里，从控制反应性的角度考虑，原料气体HCl和NH3气体，与H2气体等载气混合使用。
在HCl导入管4的中途，HCl与Ga熔融液7接触，发生Ga+HCl→GaCl+(1/2)H2这样的反应，生成氯化镓GaCl。
此时，从Ga熔融液滞留部6的容积计算，将H2载气的流量调节成使得HCl气体滞留于Ga熔融液7上的时间大于等于1分钟，从而使HCl气体和载气高纯度化。
该被高纯度化的GaCl气体与H2载气的混合气体、以及NH3与H2载气的混合气体，在石英反应管1内的空间内按照箭头方向被输送，在设置于衬底座9的衬底8上，发生GaCl+NH3→GaN+HCl+H2这样的反应，在基底衬底8上堆积GaN。这里，在HVPE法中，将气氛温度设定在800℃～1050℃左右的高温，来外延生长GaN单晶。这里，废气是从未图示的废气出口排放。
这样生长的GaN单晶，由于使用通过接触到杂质捕获效果高的Ga熔融液1分钟或1分钟以上进行高纯度化的HCl原料气体和H2载气来形成，因此杂质浓度低。
实施例2使用a+b+c方法的例子按照图5所示的工序，制作GaN自支撑衬底。
首先，准备直径2英寸的蓝宝石衬底11作为基底衬底(a)，在该蓝宝石衬底11上采用MOVPE法形成厚度300nm的GaN膜12(b)。在上面真空蒸镀厚度20nm的Ti膜13后(c)，在H2与NH3的混合气氛(H2气体的分压80kPa)中，在1000℃热处理30分钟。热处理后，在衬底表面的Ti膜13被氮化，同时根据凝集作用变成开有许多几十nm的微孔的多孔TiN 14(d)。
将其放入图4所示的HVPE炉，生长厚度500μm的GaN厚膜17。此时，从Ga熔融液滞留部6的容积计算，将H2载气的流量调节成HCl气体滞留时间为90秒。此时，H2分压为10kPa。另外，GaCl分压为2kPa，NH3分压为20kPa。这里，为了确保充分的导电性，从掺杂管5导入SiH2Cl2，使Si浓度最终成为5×1018cm-3。
关于晶体生长，在生长初期首先形成刻面生长GaN15(e)，这些通过连结而形成连续膜。用荧光显微镜观察在相同条件生长的晶体的截面，发现刻面生长层的厚度为75μm左右。从而，占GaN层总厚度的刻面生长层为15％。
在HVPE生长时，在多孔膜界面形成许多空隙16(f)，因此生长后GaN厚膜17自然地从蓝宝石衬底11剥离，而得到直径2英寸的GaN自支撑衬底18(g)。
采用阴极发光法测定所得到GaN自支撑衬底18的位错密度的结果，是3×106cm-2这样比较良好的值。另外，电阻率是4×10-3Ωcm这样充分低的值。SIMS分析的结果，没有检测到O、Fe。进而，采用激光闪烁法测定导热率的结果，高达2.0W/cmK。
以往例1按照图6所示的工序，制作GaN自支撑衬底。
首先，准备直径2英寸的蓝宝石衬底51(a)，在该蓝宝石衬底51上采用有机金属气相生长(MOVPE)法形成厚度300nm的GaN膜52(b)。进而，在其表面使用光刻法形成SiO2的条状掩模53(c)。掩模宽度与开口部宽度分别为15μm、10μm。
将其放入图4所示的HVPE炉，生长厚度500μm的GaN厚膜55。此时，从Ga熔融液滞留部6的容积计算，将H2载气的流量调节成HCl气体滞留时间为20秒。此时，H2分压为3kPa。另外，GaCl分压为0.5kPa，NH3分压为20kPa。这里，为了确保充分的导电性，从掺杂管5导入SiH2Cl2，使Si浓度最终成为5×1018cm-3。
关于晶体生长，是从条状掩模53的开口部开始，刻面生长GaN54逐渐朝着横向扩展(d)，最终形成平坦的表面(e)。用荧光显微镜观察在相同条件生长的晶体的截面，发现刻面生长层的厚度为200μm左右。从而，占GaN层总厚度的刻面生长层为40％。
生长后采用激光剥离法将GaN层55从蓝宝石衬底51剥离，制成GaN自支撑衬底56(f)。
采用阴极发光法测定所得到GaN自支撑衬底56的位错密度的结果，是8×106cm-2这样比较良好的值。另外，电阻率是4×10-3Ωcm这样充分低的值。但是，SIMS分析的结果，O浓度高达1×1018cm-2，Fe也含有3×1017cm-2左右。进而，采用激光闪烁法测定导热率的结果，是0.8W/cmK这样低的值。
实验例使用在实施例2和以往例1得到的GaN自支撑衬底，制作相同结构的LED。两者在20mA通电时的光输出都是相同程度，但比较200mA通电时的光输出的结果，可以知道在实施例2得到的GaN衬底上制作的LED要大出30％左右。该理由被认为是，在实施例2得到的GaN自支撑衬底的导热率更高，能够有效地排出在活性层产生的多余的热。
实施例3载流子浓度与导热率之间的关系与实施例2同样地操作，制作出载流子浓度在1×1018cm-3～1.5×1019cm-3范围的GaN衬底。
在图7表示载流子浓度与导热率之间的关系。这里，为了比较，一并表示非专利文献1中的实验结果。
由图7的结果可以知道，上述文献中的数据在载流子浓度增大的同时导热率大幅度减少，对于实用性载流子浓度来说，达到了低载流子浓度的值的一半以下，相对于此，本实施例的结果为，即使载流子浓度非常大，导热率也几乎不会下降。
以往例2使用蓝宝石衬底的LED制造图8所示结构的LED。
首先，在直径2英寸的c面蓝宝石衬底61上，根据MOVPE法依次外延生长4μm的n型GaN层62、40nm的n型Al0.1Ga0.9N层63、In0.15Ga0.85N/GaN-3-MQW活性层64(势阱层3nm、阻挡层10nm)、40nm的p型Al0.1Ga0.9N层65、以及500nm的p型GaN层66。将该外延晶片切割成300μm见方大小，分别在表面和将外延层的一部分根据干式刻蚀法露出n型GaN层62的部分，形成p型电极68和n型电极67。
用银糊把该芯片的蓝宝石衬底侧粘接到芯柱上，进行引线接合后，封入树脂，完成LED灯。所得到LED灯的工作电压在20mA通电时为4.2V，显示出较低的值。
图12表示该LED的电流-输出特性。输出在20mA左右的低电流区域之前与电流值一起上升，但在此之后的高电流区域则几乎达到饱和，最大输出约为35mW，而难以再提高。
另外，在图13显示出100mA通电时的相对输出(规定通电开始时的输出为100％)与时间的相关性。输出与时间一起急剧减少，在达到100小时之前就已基本上不发光。该结果被认为是，由于蓝宝石衬底的导热率低，所以在活性层产生的热无法充分地逸散而引起的。
以往例3使用导电性SiC衬底的LED制造图9所示结构的LED。
首先，在直径2英寸的n型SiC衬底71上，根据MOVPE法依次外延生长4μm的n型GaN层72、40nm的n型Al0.1Ga0.9N层73、In0.15Ga0.85N/GaN-3-MQW活性层74(势阱层3nm、阻挡层10nm)、40nm的p型Al0.1Ga0.9N层75、以及500nm的p型GaN层76。将该外延晶片切割成300μm见方大小，在两面形成n型电极77和p型电极78。
用银糊把该芯片粘接到芯柱上，进行引线接合后，封入树脂，完成LED灯。所得到LED灯的工作电压在20mA通电时为4.1V，显示出较低的值。
图12表示该LED的电流-输出特性。借助SiC的非常高的导热率，一直到高电流区域输出都几乎以线形增加。但是，由于衬底严重地着色成为绿色，所以光提取效率低，整体输出并不太高。这里，最高输出为50mW左右。
另外，在图13显示出100mA通电时的相对输出(规定通电开始时的输出为100％)与时间的相关性。输出相对于时间基本上恒定。这被认为是，由于SiC衬底的导热率高，所以有效地逸散了在活性层产生的热。
以往例4使用导热率差的GaN衬底的LED制造图10所示结构的LED。
首先，准备如下特性的GaN自支撑衬底。即，根据孔隙测定法测定的载流子浓度n与迁移率μ分别为n＝5×1018cm-3、μ＝100cm2/Vs，电阻率为约0.01Ωcm，根据激光闪烁法测定的导热率为0.8W/cmK，采用阴极发光法测定的位错密度为2×107cm-2。
在直径2英寸的该GaN自支撑衬底81上，与以往例3同样地根据MOVPE法依次外延生长4μm的n型GaN层82、40nm的n型Al0.1Ga0.9N层83、In0.15Ga0.85N/GaN-3-MQW活性层84(势阱层3nm、阻挡层10nm)、40nm的p型Al0.1Ga0.9N层85、以及500nm的p型GaN层86。将该外延晶片切割成300μm见方大小，在两面形成n型电极87和p型电极88。
用银糊把该芯片粘接到芯柱上，进行引线接合后，封入树脂，完成LED灯。所得到LED灯的工作电压在20mA通电时为4.1V，显示出较低的值。
在图12表示该LED的电流-输出特性。输出在40mA左右的低电流区域之前与电流值一起几乎以线形上升，但在之后的高电流区域则几乎达到饱和，最大输出停留在约60mW左右。
另外，在图13显示出100mA通电时的相对输出(规定通电开始时的输出为100％)与时间的相关性。输出与时间一起逐渐减少，在经过500小时后，减少到了初期输出的约60％。
该结果被认为是，虽然该衬底的导热率比蓝宝石衬底高，但并不充分，所以无法充分地逸散在活性层产生的热。导热率低的原因被认为是，由于迁移率低，所以不得不增大用来得到规定电气特性的掺杂浓度。
实施例4使用导热率良好的GaN衬底的LED制造如图11所示结构的LED。
首先，准备如下特性的GaN自支撑衬底。即，根据孔隙测定法测定的载流子浓度n与迁移率μ分别为n＝2×1018cm-3、μ＝330cm2/Vs，电阻率为约0.01Ωcm，根据激光闪烁法测定的导热率为2.0W/cmK，采用阴极发光法测定的位错密度为3×106cm-2。
在直径2英寸的该GaN自支撑衬底91上，与以往例3同样地根据MOVPE法依次外延生长4μm的n型GaN层92、40nm的n型Al0.1Ga0.9N层93、In0.15Ga0.85N/GaN-3-MQW活性层94(势阱层3nm、阻挡层10nm)、40nm的p型Al0.1Ga0.9N层95、以及500nm的p型GaN层96。将该外延晶片切割成300μm见方大小，在两面形成n型电极97和p型电极98。
用银糊把该芯片粘接到芯柱上，进行引线接合后，封入树脂，完成LED灯。所得到LED灯的工作电压在20mA通电时为4.0V，显示出较低的值。
在图12表示该LED的电流-输出特性。输出在60mA左右的电流区域之前与电流值一起几乎以线形上升，在之后虽然有些倾向于饱和，但最大输出为约95mW左右，得到了最大的值。
另外，在图13显示出100mA通电时的相对输出(规定通电开始时的输出为100％)与时间的相关性。输出在试验时间期间未显示出有效的减少。
该结果被认为是，虽然该衬底的导热率比SiC低，但对于LED的热逸散来讲已经达到了充分的水平，可以充分地逸散在活性层产生的热，并且位错密度低引起的内部量子效率高以及与外延层的折射率匹配引起的高的光提取效率也是有利因素。另外，导热率高的原因被认为是，由于迁移率大，所以用来得到规定电气特性的掺杂浓度低也可以也是有利因素。
实施例5载流子浓度与迁移率之间的关系与实施例2相同地操作，制作载流子浓度分别在2×1018、4×1018、6×1018、1.2×1019cm-3范围的GaN衬底，根据孔隙测定法测定电子迁移率μ。
在图14表示载流子浓度与电子迁移率之间的关系。这里，为了比较，一并表示非专利文献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)、非专利文献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))的结果。
从图14的结果可以知道，当载流子浓度在1.2×1018cm-3～3×1019cm-3范围时，电子迁移率在A式(logeμ＝17.7-0.288logen)和B式(logeμ＝18.5-0.288logen)的范围内(网格部分)，迁移率比非专利文献2、3中的以往例的结果都要高。
其他应用例、变形例在上述实施例中说明了制作LED的情况，但对于LED以外的LD或电力变换元件等需要高输出工作的元件也同样地能够适用本发明，可以起到同样的效果。
权利要求
1.氮化物系半导体衬底，其是由具有直径大于等于25mm且厚度大于等于250μm的尺寸的氮化物系半导体构成的衬底，其特征为，n型载流子浓度为1.2×1018cm-3～3×1019cm-3，并且导热率为1.2W/cmK～3.5W/cmK。
2.氮化物系半导体衬底，其是由具有直径大于等于25mm且厚度大于等于250μm的尺寸的氮化物系半导体构成的衬底，其特征为，n型载流子浓度n[cm-3]为1.2×1018cm-3～3×1019cm-3，并且，电子迁移率μ[cm2/Vs]为，大于以logeμ＝17.7-0.288logen表示的值，且小于以logeμ＝18.5-0.288logen表示的值。
3.权利要求1或2所述的氮化物系半导体衬底，其特征为，所述衬底的电阻率为0.001Ωcm～0.02Ωcm。
4.权利要求1或2所述的氮化物系半导体衬底，其特征为，所述衬底的位错密度为小于等于1×107cm-2。
5.权利要求1或2所述的氮化物系半导体衬底，其特征为，所述衬底中，As、O、Cl、P、Na、K、Li、Ca、Sn、Ti、Fe、Cr、Ni的浓度都小于等于1×1017cm-3。
6.半导体装置，其特征为，在权利要求1～5的任一项所述的氮化物系半导体衬底上，外延生长氮化物系半导体来制成。
全文摘要
本发明提供在确保充分的导电性的同时，具有高的导热率和高的电子迁移率的氮化物系半导体衬底以及半导体装置。氮化物系半导体衬底是由具有直径大于等于25mm且厚度大于等于250μm的尺寸的氮化物系半导体构成的衬底，其特征为，n型载流子浓度为1.2×10
文档编号C30B29/38GK1979766SQ200610108309
公开日2007年6月13日 申请日期2006年8月1日 优先权日2005年12月5日
发明者大岛佑一 申请人:日立电线株式会社