氮化物系化合物半导体以及氮化物系化合物半导体元件.pdf

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1、(10)申请公布号 CN 102386216 A (43)申请公布日 2012.03.21 CN 102386216 A *CN102386216A* (21)申请号 201110243489.1 (22)申请日 2011.08.22 2010-192553 2010.08.30 JP H01L 29/20(2006.01) H01L 29/207(2006.01) H01L 29/778(2006.01) C30B 29/38(2006.01) (71)申请人 先进动力设备技术研究协会 地址 日本神奈川县 (72)发明人 岩见正之 (74)专利代理机构 北京同达信恒知识产权代理 有限公司 1。

2、1291 代理人 李中奎 黄志华 (54) 发明名称 氮化物系化合物半导体以及氮化物系化合物 半导体元件 (57) 摘要 本发明公开一种氮化物系化合物半导体以及 氮化物系化合物半导体元件。氮化物系化合物半 导体包含从 Al、 Ga、 In 和 B 中选择的 1 种以上的 III 族原子以及氮原子， 作为添加物掺杂的金属 原子与 III 族原子的晶格间隙原子形成复合物。 优选的是所述添加物为铁或镍。优选的是金属原 子的掺杂浓度与作为III族原子的Ga晶格间隙原 子的浓度同程度。 (30)优先权数据 (51)Int.Cl. (19)中华人民共和国国家知识产权局 (12)发明专利申请 权利要求书 1。

3、 页 说明书 9 页 附图 13 页 CN 102386235 A1/1 页 2 1. 一种氮化物系化合物半导体， 具备 ： 从 Al、 Ga、 In 和 B 中选择的 1 种以上的 III 族原子， 氮原子， 以及 与所述 1 种以上的 III 族晶格间隙原子结合， 形成复合物的金属原子。 2. 如权利要求 1 所述的氮化物系化合物半导体， 其中， 所述金属原子为 Fe 或 Ni。 3. 如权利要求 1 所述的氮化物系化合物半导体， 其中， 所述金属原子的掺杂浓度与所 述 III 族原子的晶格间隙原子的浓度相等。 4. 如权利要求 1 所述的氮化物系化合物半导体， 其中， 所述金属原子的掺杂。

4、浓度为 51016cm-3以上 51018cm-3以下。 5. 如权利要求 1 所述的氮化物系化合物半导体， 其中， 所述金属原子的掺杂浓度为 11017cm-3以上 11018cm-3以下。 6. 如权利要求 1 所述的氮化物系化合物半导体， 其特征在于， 所述 III 族原子为 Ga。 7. 一种氮化物系化合物半导体元件， 具有 ： 由与权利要求 1 所述的氮化物系化合物半导体不同的材料形成的基板， 以及 在所述基板上外延生长的由所述权利要求 1 所述的氮化物系化合物半导体形成的半 导体层。 8. 如权利要求 7 所述的氮化物系化合物半导体元件， 其特征在于， 所述基板由 Si、 Al2O。

5、3、 SiC 和 ZnO 中的任一个形成。 权 利 要 求 书 CN 102386216 A CN 102386235 A1/9 页 3 氮化物系化合物半导体以及氮化物系化合物半导体元件 技术领域 0001 本发明涉及氮化物系化合物半导体以及氮化物系化合物半导体元件。 背景技术 0002 氮化物系化合物半导体、 例如氮化镓 (GaN) 系半导体较之硅系材料带隙能大且绝 缘击穿电压大， 所以通过使用氮化物系化合物半导体能够制造出在高温环境下也能运作的 高耐压半导体元件。因此期待氮化物系化合物半导体代替硅系材料作为逆变器和转换器 (converter) 等功率器件的材料被利用。 0003 对于功率。

6、器件而言， 高断开耐压是决定晶体管最大输出的重要参数。为了得到高 断开耐压， 需要降低泄漏电流 ( 漏电流 )， 提高缓冲耐压。 0004 GaN 系半导体通常是在由不同于 GaN 系半导体的材料形成的基板上进行异质外延 生长， 所以有多含氮空穴等的点缺陷和以位错为首的晶格缺陷这样的课题。特别是使用硅 基板作为生长基板时， GaN 与硅的晶格常数差 ( 约 17 )、 热膨胀系数差 ( 约 56 ) 大， 所 以有时导入超过 1010cm-2的高密度位错。这样的导入高密度位错的 GaN 系半导体元件漏电 流将变大， 耐压性降低。 0005 为了高耐压化也有将形成于基板正上方的缓冲层高阻抗化的方。

7、法。作为使缓冲 层高阻抗化的方法已提出如下的方法 ： 即， 在使用有机金属气相淀积法 (MOCVD) 时将属于 原料的有机金属所含的碳作为添加剂的自掺杂法。例如， 在日本特开 2007-251144 号公 报、 J.E.Northrup， Appl.Phys.Lett.， vol.78， p.2200(2001) 及 J.W.P.Hsu， M.J.Manfra， R.J.Molnar， B.Heying， J.S.Spec， Appl.Phys.Lett.， vol.81， p.79(2002) 中记载了相关的 技术。 发明内容 0006 从元件的可靠性的观点出发， 优选的是不仅是在开始使用元。

8、件时， 而且在经过超 出 1000 小时这样的长时间通电后也不会增加漏电流。然而， 如特开 2007-251144 号公报所 公开， 在通过掺杂碳而使缓冲层高阻抗化的元件中存在如下问题 ： 即， 虽然元件通电开始后 的漏电流 ( 漏电流初期值 ) 在所希望的值以下， 但长期通电后漏电流将增加。 0007 本发明是鉴于上述情况进行的， 是以提供长期可靠性高的氮化物系化合物半导体 以及氮化物系化合物半导体元件为目的。 0008 因此， 本说明书所包含的技术革新 ( 发明 ) 一方面上是以提供能够解决上述课题 的氮化物系化合物半导体以及氮化物系化合物半导体元件为目的。 该目的将通过组合权利 要求范围。

9、所记载的特征而实现。 即， 本发明所涉及的氮化物系化合物半导体的特征在于， 具 备 ： 从 Al、 Ga、 In 和 B 中选择的 1 种以上的 III 族原子， 氮原子， 以及与 1 种以上的 III 族 晶格间隙原子结合形成复合物的金属原子。 0009 另外， 本发明所涉及的氮化物系化合物半导体的特征在于， 在上述的发明中， 金属 原子为 Fe 或 Ni。 说 明 书 CN 102386216 A CN 102386235 A2/9 页 4 0010 另外， 本发明所涉及的氮化物系化合物半导体的特征在于， 在上述的发明中， 金属 原子的掺杂浓度与 III 族原子的晶格间隙原子的浓度相等。 。

10、0011 另外， 本发明所涉及的氮化物系化合物半导体的特征在于， 在上述的发明中， 金属 原子的掺杂浓度为 51016cm-3以上 51018cm-3以下。 0012 另外， 本发明所涉及的氮化物系化合物半导体的特征在于， 在上述的发明中， 金属 原子的掺杂浓度为 11017cm-3以上 11018cm-3以下。 0013 另外， 本发明所涉及的氮化物系化合物半导体的特征在于， 在上述的发明中， III 族原子为 Ga。 0014 另外， 本发明所涉及的氮化物系化合物半导体元件的特征在于， 具有 ： 由在上述的 发明中与上述的发明中的任一项所述的氮化物系化合物半导体不同的材料形成的基板和 在该。

11、基板上外延生长的由氮化物系化合物半导体形成的半导体层。 0015 另外， 本发明所涉及的氮化物系化合物半导体元件的特征在于， 在上述的发明中， 该基板由 Si、 Al2O3、 SiC 以及 ZnO 中的任一个构成。 0016 根据本发明得到如下效果 ： 由于即使在长期通电后也能抑制漏电流的增加， 所以 能够实现长期可靠性高的氮化物系化合物半导体以及氮化物系化合物半导体元件。 0017 另外， 上述发明的概要， 并未列举出本发明的必要的技术特征的全部， 这些的特征 群的辅助结合也能构成本发明。 附图说明 0018 图 1 是表示螺旋位错的富 Ga 位错芯区结构的模式图。 0019 图 2 是表示。

12、使用图 1 的位错芯区结构作为原子模型进行计算的电子态密度的图。 0020 图 3 是表示螺旋位错的开口芯位错芯区结构的模式图。 0021 图 4 是表示使用图 3 的位错芯区结构作为原子模型进行计算的电子态密度的图。 0022 图 5 是说明位错芯区附近的 Ga 原子的举动的模式图。 0023 图 6 是说明位错芯区附近的 Ga 原子的举动的模式图。 0024 图7是表示使用图5B的位错芯区结构作为原子模型进行计算的电子态密度的图。 0025 图 8 是表示 GaN 晶体中的 Ga 晶格间隙原子与杂质原子的结合能的计算结果的图。 0026 图 9 是表示向 GaN 晶体掺杂杂质原子时的各原子。

13、数的内聚能的图。 0027 图 10 是实施方式 1 所涉及的氮化物系化合物半导体元件 HFET 的模式性截面图。 0028 图 11 是表示实施例 1 和比较例 1 的 HFET 的漏电流经时间的变化的图。 0029 图 12 是表示实施例 1、 2 和比较例 1 的 HFET 的漏电流初期值以及通电 1000 小时 后的漏电流的图。 0030 图 13 是表示实施例 1 的 HFET 中的 57Fe 的穆斯堡尔谱的图。 0031 图 14 是实施方式 3 所涉及的 HFET 的模式性截面图。 0032 图 15 是表示图 14 所示 HFET 的制造工序的一例的图。 具体实施方式 0033。

14、 以下， 通过实施方式说明本发明， 不过， 以下的实施方式并不限定权利要求范围所 涉及的发明， 另外， 在实施方式中说明的特征组合并非全部都是发明的解决手段所必须的。 说 明 书 CN 102386216 A CN 102386235 A3/9 页 5 0034 本发明人重新考虑对氮化物系化合物半导体元件进行长期通电时产生漏电流增 加的机制， 通过由此得到的见解想出抑制漏电流增加的方法， 从而完成了本发明。 0035 下面， 首先说明本发明人进行的有关漏电流增加的机制的考察。 其次， 对于通过由 此得到的见解而完成的本发明， 说明其实施方式。 0036 ( 有关漏电流初期值的见解 ) 0037。

15、 氮化物系化合物半导体中的漏电流的发生被认为是由于沿着氮化物系化合物半 导体的晶体中存在的 “螺旋位错” 的位错线形成电流路径 ( 泄漏通道 ) 而导致的。从基于 第一原理的电子态模拟结果可预测出 ( 参照 J.E.Northrup， Appl.Phys.Lett.， vol.78， p.2200(2001) 富 Ga 的螺旋位错芯区在带隙间具有多个能级， 所以施加高电压时电流将流 出， 从而导致漏电流的发生。在此，“富 Ga 螺旋位错芯区” 是表示螺旋位错芯区中 Ga 原子的 含有量在 50 质量以上。 0038 另外， 通过电流 AFM( 原子力显微镜 ) 观察到了在螺旋位错上施加逆向偏压。

16、时漏 电流增加， 这也支持了 J.E.Northrup 的推测 ( 参照 J.W.P.Hsu， M.J.Manfra， R.J.Molnar， B.Heying， J.S.Spec， Appl.Phys.Lett.， vol.81， p.79(2002)。 0039 然而， 这两个文献虽然能够说明有关特定的氮化物系化合物半导体中的漏电流初 期值的大小关系， 但没有给出任何有关因长期通电而导致的漏电流的增加的见解。 0040 ( 螺旋位错的电子态模拟 ) 0041 因此， 本发明人为了解开漏电流增加的机制， 对 GaN 的晶体进行了如下的计算。 0042 计算 1 ： 富 Ga 螺旋位错的电子态。

17、与开口芯螺旋位错的电子态的比较 0043 下面对计算 1 进行说明。 0044 GaN 中的螺旋位错的位错芯区结构大致分为富 Ga 结构和被称为开口芯的位错芯 区原子缺损的结构。本计算 1 中， 对各结构进行了基于局域密度近似的第一原理电子态模 拟。 0045 并且， 该模拟中使用了 AdvanceSoft Corporation( 株式会社 ) 制造的 Advance/PHASE。另外， 计算中使用了 Vanderbilt 型的超软赝势。另外， 交换相互作 用是以广义梯度近似的范围进行计算的。计算中， 考虑了自旋。而且， 是在如下的计算条件 下进行的。 0046 截止能量 ： 以波函数和电荷。

18、密度分布， 分别为 25Ry 和 230Ry 0047 k 点样品 ： 332 0048 计算的带数 ： 228 0049 图1是表示螺旋位错的富Ga位错芯区结构的模式图。 图2是使用图1的位错芯区 结构作为原子模型进行计算的电子态密度 (DOS ： density of states) 的图。另外， 图 3 是 表示螺旋位错的开口芯位错芯区结构的模式图。图 4 是表示使用图 3 的位错芯区结构作为 原子模型进行计算的电子态密度 (DOS) 的图。并且， 图 2 和图 4 中， 横轴表示电子的能量， 能量为 0 的位置表示费米能级。另外， DOS 的符号为正表示自旋向上的态密度， 负表示自旋 。

19、向下的态密度。 0050 如图1和图2所示， 富Ga螺旋位错在存在于横轴上的约-2电子伏特以上、 约+1.6 电子伏特以下的范围的带隙内具有离散能级。即， 表明了富 Ga 螺旋位错由于这些带隙内的 能级的存在而有可能成为泄漏通道。该结果与在上述文献所示的结果一致。 说 明 书 CN 102386216 A CN 102386235 A4/9 页 6 0051 相对于此， 如图 3 和图 4 所示， 开口芯螺旋位错在横轴上的约 0 电子伏特以上、 +3 电子伏特以下的范围内不具有能级。即， 表明了开口芯的螺旋位错不会成为泄漏通道。 0052 这些结果表明了富 Ga 螺旋位错有可能成为泄漏通道， 。

20、而开口芯螺旋位错不会成 为泄漏通道。 0053 从这些结果， 本发明人推测为由于通电， 导致晶体所含的开口芯螺旋位错变为富 Ga 螺旋位错， 使漏电流增加。因此， 进行了如下的计算。 0054 计算 2 ： 因 Ga 晶格间隙原子的吸收导致的开口芯螺旋位错的 “富 Ga” 化的确认 0055 下面， 对计算 2 进行说明。 0056 作为开口芯螺旋位错的富 Ga 化 ( 导电化 ) 的原因， 考虑 Ga 晶格间隙原子的向螺 旋位错芯区的吸收。为了验证其， 以分子动力学计算确认了配置于位错芯区附近的 Ga 原子 的举动。其中， 稳定的原子配置的计算是使用 quenched MD 法， 将一个步骤。

21、 (step) 为 1.2 飞秒进行计算的。 0057 图 5A、 图 5B、 图 6A 和图 6B 是基于上述的计算结果说明位错芯区附近的 Ga 原子的 举动的模式图。 0058 首先， 如图5A所示， 在具有稳定结构的开口芯螺旋位错芯区的附近(例如， 约离开 0.15nm 的位置 ) 配置 Ga 原子 ( 图中以黑圆表示 )。这样则如图 5B 所示， 该 Ga 原子被开口 芯螺旋位错的位错芯区吸收 ( 图中以带斜线的圆表示 )。 0059 接着， 如图 6A 所示， 将存在于具有稳定结构的富 Ga 螺旋位错芯区的 Ga 原子 ( 图 中以黑圆表示 ) 稍微 ( 例如， 约 0.1nm) 向。

22、位错芯区的外侧偏移时， 该 Ga 原子被位错芯区吸 收。而且， 存在于螺旋位错芯区的附近的 Ga 晶格间隙原子也同样被吸收， 变成如图 6B 所示 在位错芯区存在过剩的 Ga 原子 ( 图中以虚线区域表示 )。 0060 并且， 图7是表示使用图5B的位错芯区结构作为原子模型进行计算的电子态密度 的图。如图 7 所示， 可知图 5B 的位错芯区结构， 即 Ga 原子被开口芯螺旋位错的位错芯区所 吸收的结构中， 在带隙间具有多个能级。 0061 从这些计算结果可得到如下结论 ： 因扩散 ( 不只是由于热引起， 也包括因电场而 促进的现象 ) 而到达位错芯区附近的 Ga 晶格间隙原子被位错芯区所吸。

23、收。即， 意味着电中 性的具有开口芯螺旋位错芯区结构的螺旋位错将因吸收 Ga 原子而电性上被激活。另外， 还 表明了被富 Ga 螺旋位错芯区所吸收的 Ga 晶格间隙原子即使从其稳定位置被偏移 0.1nm 左 右， 也能返回原来的位置。 0062 以上的结果表明了螺旋位错的位错芯区中存在电性上活性的结构(富Ga)和电性 上非活性的结构 ( 开口芯 )， 由于通电， 残留于 GaN 晶体中的 Ga 晶格间隙原子扩散， 被电性 上非活性的开口芯螺旋位错所吸收变成电性上活性的富 Ga 螺旋位错， 使漏电流增大。即， 可以考虑为因通电导致的漏电流的增加是起因于GaN晶体中残留的Ga晶格间隙原子的。 另 。

24、外， 认为吸收了Ga原子的螺旋位错因其吸收了Ga原子的状态稳定， 所以维持漏电流增加的 状态。 0063 本发明人由以上的结果发现若抑制 Ga 晶格间隙原子的向螺旋位错芯区的移动， 则能抑制因长期通电而导致的漏电流的增加。进而想到为了抑制例如 GaN 晶体中的 Ga 晶 格间隙原子的扩散， 可向GaN晶体中掺杂具有大于Ga晶格间隙原子自扩散能的结合能的元 素。 说 明 书 CN 102386216 A CN 102386235 A5/9 页 7 0064 ( 抑制 Ga 晶格间隙原子的扩散的元素 ) 0065 下面， 将抑制 Ga 晶格间隙原子的扩散的元素称之为 “Ga 晶格间隙原子固定物 (。

25、anchor)” ， 并且， 通过基于第一原理的电子态模拟确认了能成为 Ga 晶格间隙原子固定物 的元素。在此， 对 Ga 晶格间隙原子固定物所要求的条件是如上所述的与 Ga 晶格间隙原子 的结合能大于 Ga 晶格间隙原子的自扩散能。而且重要的是 Ga 晶格间隙原子固定物在 GaN 晶体中作为溶质原子稳定地存在， 具有比不含杂质原子的体系的内聚能更低的内聚能。 0066 并且， 该计算中， 如同螺旋位错的电子态模拟， 使用了 AdvanceSoft Corporation 制造的 Advance/PHASE。另外， 主要的计算条件如下。 0067 原子模型 ： 由 33 原子 (Ga16 个、。

26、 氮 16 个、 杂质原子 1 个 ) 形成的超原胞 0068 截止能量 ： 以波动函数和电荷密度分布， 分别为 25Ry 和 230Ry 0069 k 点样品 ： 334 0070 计算的带数 ： 100 0071 图 8 是表示 GaN 晶体中的 Ga 晶格间隙原子与杂质原子之间的结合能的计算结果 的图。其中， 图中的粗虚线是通过基于第一原理的电子态模拟而计算的 Ga 晶格间隙原子扩 散的激活能。在此， 具有高于粗虚线的结合能的杂质原子能作为 Ga 晶格间隙原子固定物起 作用。即， 具有高于粗虚线的结合能的杂质原子将与 Ga 晶格间隙原子结合形成复合物使其 稳定化。其结果， 抑制 Ga 晶。

27、格间隙原子的扩散。 0072 图 9 是表示向 GaN 晶体掺杂杂质原子时的各原子数的内聚能的图。其中， 图中的 粗虚线表示不含杂质原子的体系 (GaN 晶体 ) 的内聚能。在此， 具有与粗虚线同程度或低的 内聚能的杂质原子能稳定地固溶于 GaN 晶体而存在。 0073 图 8 和图 9 表示 Li、 Fe、 Ni、 Cu、 Ag 和 Au 能够作为 Ga 晶格间隙原子固定物有效地 发挥作用。 本发明人是从以上的结果想到了通过向氮化物系化合物半导体的晶体中掺杂这 些 Ga 晶格间隙原子固定物， 从而能够抑制因长期通电而导致的漏电流的增加。 0074 0075 下面参照附图详细说明本发明所涉及的。

28、氮化物系化合物半导体以及氮化物系化 合物半导体元件的实施方式。但是本发明并不受该实施方式的限定。另外， 附图中， 对相同 或相对应的要素适当地使用了相同的符号。 另外， 需要注意的是附图是模式性表示的， 各层 的厚度、 厚度的比率等与实物不同。另外， 附图相互间也存在尺寸关系、 比率相互不同的部 分。 0076 ( 实施方式 1) 0077 图 10 是作为本发明实施方式 1 所涉及的氮化物系化合物半导体元件的异质结场 效应晶体管(Heterojunction field effect transistor ： HFET)的模式性截面图。 HFET10 具备 ： 属于由与氮化物系化合物半导体不。

29、同的材料形成的基板且主表面为 (111) 面的硅基 板 11， 以及依次形成在硅基板 11 上的、 由 GaN 形成的缓冲层 12， 由掺 Fe 的 GaN 形成的电子 渡越层 13， 由 AlGaN 形成的电子供给层 14， 形成在电子供给层 14 上的栅电极 15、 源电极 16 以及漏电极 17。即， HFET10 是具有 AlGaN/GaN 的异质结的 AlGaN/GaN-HFET。并且， 电子渡 越层 13 以及电子供给层 14 中未有意地掺杂 p 型或 n 型杂质， 但可以适当掺杂。 0078 HFET10 是在电子渡越层 13 中掺 Fe。因此， 向 HFET10 进行通电时， 。

30、形成该 Fe 与 Ga 晶格间隙原子结合的复合物， 其作为 Ga 晶格间隙原子固定物起作用。由此即使在长期进行 说 明 书 CN 102386216 A CN 102386235 A6/9 页 8 通电的情况下也能防止形成从源电极 16 或漏电极 17 向硅基板 11 侧的泄漏通道。其结果， 在 HFET10 中抑制因长期通电而导致的漏电流的增加。 0079 并且， Fe 的掺杂浓度优选与构成电子渡越层 13 的 GaN 晶体中的 Ga 晶格间隙原子 浓度同程度。在此， 如后面所述， 在规定的条件下使未掺杂 Fe 的 GaN 晶体外延生长， 用正电 子湮没法测定GaN晶体中的Ga空穴密度的结果。

31、为10171018cm-3。 此时， Fe的掺杂浓度优选 为5101651018cm-3。 而且， 从与Ga晶格间隙原子可靠地结合这一观点出发， Fe的掺杂 浓度优选为 11017cm-3以上， 从抑制因掺杂质而形成深能级这一观点出发优选 11018cm-3 以下。 0080 ( 制造方法 ) 0081 对本实施方式 1 所涉及的 HFET10 的制造方法的一例进行说明。其中， 原材料的流 量、 各层的厚度或生长温度等属于例举， 并不局限于本说明书所记载的内容。 0082 首先， 在设置了硅基板 11 的有机金属气相淀积 (MOCVD) 装置内， 将三甲基镓 (TMGa) 和氨 (NH3) 分。

32、别以 14mol/min、 12L/min 的流量导入， 在硅基板 11 上以生长温度 550使层厚 30nm 的由 GaN 形成的缓冲层 12 外延生长。 0083 接着， 使用有机金属二环戊二烯铁 (Cp2Fe) 作为 Fe 原料， 一边将 TMGa 和 NH3分别 以 58mol/min、 12L/min 的流量导入， 同时将 Cp2Fe 以流量 10sccm 流通， 在缓冲层 12 上以 生长温度 1050使层厚 700nm 的由 GaN 形成的电子渡越层 13 外延生长。由此， 向电子渡越 层 13 掺入 21017cm-3浓度的 Fe。 0084 并且， 除了 Cp2Fe 之外， 。

33、也可以使用二 ( 乙基环戊二烯基 ) 铁 (EtCp2Fe) 等的有机 金属作为 Fe 的有机金属原料。 0085 接着， 将三甲基铝(TMAl)和TMGa和NH3， 分别以100mol/min、 19mol/min、 12L/ min 的流量导入， 在电子渡越层 13 上以生长温度 1050外延生长层厚 30nm 的由 AlGaN 形 成的电子供给层 14。 0086 接着， 在电子供给层 14 上依次蒸镀钛 (Ti) 和 Al， 形成作为欧姆电极的源电极 16 和漏电极 17。然后， 在源电极 16 和漏电极 17 之间依次蒸镀 Ni 和 Au， 形成作为肖特基电极 的栅电极 15。通过以。

34、上的制造方法， 可制造本实施方式 1 所涉及的 HFET10。 0087 如上述说明， 在本实施方式1所涉及的HFET10中将抑制因长期通电而导致的漏电 流的增加。 0088 ( 实施例 1 和比较例 1) 0089 作为本发明的实施例 1， 由以上所述的制造方法制造了具有实施方式 1 所涉及的 HFET10的结构的HFET。 并且， 对由AlGaN形成的电子供给层的Al组成根据以X射线衍射法 进行的评价则为0.23。 另外， HFET的尺寸是栅长为2m、 栅宽为0.2mm、 源漏间距为15m。 0090 作为比较例 1， 制造了除不向电子渡越层掺杂 Fe 以外与实施例 1 的 HFET 同样。

35、结 构的 HFET。并且， 在比较例 1 的 HFET 的制造工序中， 分别以 58mol/min、 12L/min 的流量 导入 TMGa 和 NH3， 以生长温度 1050在缓冲层上外延生长层厚 700nm 的由 GaN 形成的电子 渡越层。将如此形成的电子渡越层的 Ga 空穴密度用正电子湮没法进行测定的结果是大约 1017 1018cm-3左右。 0091 测定该实施例 1 的 HFET 的特性的结果， 二维电子气的迁移率为 1100cm2/Vs， 表面 载流子浓度 (sheet carrier concentration) 为 81012cm-2。另外， 比较例 1 的 HFET 的迁。

36、 说 明 书 CN 102386216 A CN 102386235 A7/9 页 9 移率和表面载流子浓度也与实施例 1 的 HFET 同程度， 并不依存于是否掺 Fe。 0092 接着， 一边对实施例 1 所涉及的 HFET 和比较例 1 所涉及的 HFET 进行长期通电一 边测定了漏电流。通电是在源、 栅极之间施加 -5V 电， 在源、 漏极之间施加 300V 电的状态下 进行的。并且， 通电温度为 175。 0093 图 11 是表示实施例 1 和比较例 1 的 HFET 的漏电流的经时间变化的图。并且， 在 漏电流的值中，“E” 是表示 10 的乘幂的符号， 例如 “1.0E-06”。

37、 是表示 “1.010-6” 。如图 11 所示， 比较例 1 的 HFET 因通电 1000 小时而漏电流增加 1 位数左右， 与此相比， 实施例 1 的 HFET 中， 即使通电 1000 小时后也几乎观察不到漏电流的增加。可以认为其理由是构成电 子渡越层的 GaN 晶体中的 Ga 位上置换的 Fe 原子， 形成与 Ga 晶格间隙原子结合稳定的复合 物， 而抑制了 Ga 晶格间隙原子向螺旋位错扩散所致。 0094 ( 实施方式 2) 0095 其次， 对本发明的实施方式 2 进行说明。本实施方式 2 所涉及的 HFET 是在实施方 式 1 所涉及的 HFET 中将电子渡越层置换成由掺 Ni。

38、 的 GaN 而形成的层的 HFET。 0096 对本实施方式 2 所涉及的 HFET 进行通电时， Ni 将作为 Ga 晶格间隙原子固定物起 作用。 其结果， 在本实施方式2所涉及的HFET中将抑制因长期通电而导致的漏电流的增加。 0097 在制造本实施方式 2 所涉及的 HFET 时， 在上述的实施方式 1 所涉及的 HFET10 的 制造工序中， 在使电子渡越层外延生长时除了 TMGa 和 NH3还流通含 Ni 的有机金属原料气 体。并且， TMGa 和 NH3的流量等生长条件与 HFET10 的情况相同。由此， 形成由掺 Ni 的 GaN 构成的电子渡越层。 0098 可以使用烯丙基 。

39、( 环戊二烯基 ) 镍 (AllylCpNi) 作为含 Ni 的有机金属原料气体。 通过与 HFET10 的情况相同的流量的 TMGa 和 NH3， 同时将 AllylCpNi 以流量 10sccm 流通而 能够在电子渡越层中掺 31017cm-3的浓度的 Ni。并且， 作为含 Ni 的有机金属原料气体， 除 了 AllylCpNi 之外还可以使用双环戊二烯镍 (Cp2Ni)、 四 ( 三氟化磷 ) 镍 (Ni(PF3)4) 等。 0099 ( 实施例 2) 0100 作为本发明的实施例 2 制造了具有实施方式 2 所涉及的 HFET 的结构的 HFET。其 中， Ni 的掺杂浓度为 3101。

40、7cm-3。然后， 对实施例 2 的 HFET， 在与实施例 1 相同的条件下一 边进行长期通电一边测定了漏电流。 0101 图 12 是表示实施例 1、 实施例 2 和比较例 1 的 HFET 的漏电流初期值 ( 即， 通电时 间为 0 的状态的漏电流 )、 以及通电 1000 小时后的漏电流的图。如图 12 所示， 掺杂了 Ni 的 实施例2的HFET中， 也如同实施例1的HFET在通电1000小时后没有观察到漏电流的增加。 这是由于掺杂的 Ni 原子与 Ga 晶格间隙原子形成复合物， 阻止 Ga 晶格间隙原子向螺旋位错 扩散的原因。 0102 另外， 如图 12 所示， 实施例 1 和实。

41、施例 2 的 HFET 的漏电流初期值， 约为比较例 1 的 HFET 的漏电流初期值的 1/2。其理由是实施例 1 和实施例 2 的 HFET， 在电子渡越层中， 所掺杂的 Fe 或 Ni 所形成的深能级将补偿 GaN 晶体中的残留载流子， 所以较之未掺杂 Fe 或 Ni 的情况， 能减少起因于残留载流子的漏电流。 0103 (Fe 与 Ga 晶格间隙原子形成复合物的验证 ) 0104 在此， 采用了如下所示的穆斯堡尔谱法进行了 GaN 晶体中 Fe 与 Ga 晶格间隙原子 形成复合物的验证。所谓穆斯堡尔谱法是使用原子核的共振激发现象， 来测定特定的原子 说 明 书 CN 102386216。

42、 A CN 102386235 A8/9 页 10 核周边的电子结构和磁性的方法。 0105 根据穆斯堡尔谱法， 能够精确地测定原子核的能级反映原子核周边的局域电子结 构、 磁性并位移的样子和简并的解除而分裂的样子。 在穆斯堡尔谱法中， 作为与所照射的 射线的能量位移量对应的多普勒速度的函数， 对测定对象的共振吸收或共振散射的强度进 行测定。测定了实施例 1 的 HFET 的通电前后的穆斯堡尔谱。在此， 重点注意依存于在原子 核位置处的全电子密度的同质异能移。 0106 图 13A 和图 13B 是表示利用来自放射性同位素 57Co 的 14.4keV 的 射线进行测 定的、 实施例 1 的 。

43、HFET 中的 57Fe( 同位素存在率 2.1 ) 的穆斯堡尔谱的图。其中， 图 13A 是表示刚制造完成后且通电之前的元件的穆斯堡尔谱。图 13B 是表示通电 100 小时后的元 件的穆斯堡尔谱。并且， 穆斯堡尔谱由于是高感度， 所以同位素存在率低也能检测到信号。 另外， 本测定中使用 NaI(Tl) 闪烁计数器和 Ge 检测器进行了 射线的检测。 0107 在此， 多普勒速度为 0mm/s 附近的峰 ( 图 13A 中的峰 P1) 是起因于 Ga 位上置换后 的单体 Fe 的峰。另外， 多普勒速度为 0.5mm/s 附近的峰 ( 图 13A 中的峰 P2) 是起因于 Ga 位上置换后的 。

44、Fe 与 Ga 晶格间隙原子复合物的峰。比较图 13A 和图 13B， 则在通电前的元件 中， 以起因于单体 Fe 的峰为主导， 但通电 100 小时后的元件中变成以起因于 Fe 与 Ga 晶格 间隙原子复合物的峰为主导。该穆斯堡尔谱的变化表示通电前 Fe 和 Ga 晶格间隙原子独立 存在， 而通电后， 由于通电时的热和电压应激开始扩散的 Ga 晶格间隙原子， 被 Fe 所捕捉形 成了复合物的状态。 0108 并且， 虽然在此叙述了 Fe 与 Ga 晶格间隙原子复合物的检测法， 但对于 Ni 也能通 过以向 64Ni 照射具有 22MeV 的能量的质子束而制作的61Co 作为 射线源 ( 能量。

45、 67.4keV) 的穆斯堡尔谱法， 验证 GaN 晶体中的 61Ni( 同位素存在率 0.9 ) 与 Ga 晶格间隙原子是否 形成复合物。 0109 然而， 如图9所示， 由于Fe和Ni具有比较低的内聚能， 所以容易向GaN中固溶。 所 以， 能将Fe和Ni通过扩散进行掺杂。 下面， 作为本发明的实施方式3， 说明通过扩散向电子 渡越层掺杂了 Fe 的 HFET。 0110 ( 实施方式 3) 0111 图 14 是实施方式 3 所涉及的 HFET 的模式性截面图。如图 14 所示， 该 HFET20 具 备 ： 硅基板 11、 在硅基板上依次形成的， 由 GaN 构成的缓冲层 12、 由通。

46、过扩散掺杂了 Fe 的 GaN 形成的电子渡越层 23、 由 AlGaN 形成的电子供给层 14、 以及在电子供给层 14 上形成的 栅电极 15、 源电极 16、 漏电极 17。即， 该 HFET20 是在实施方式 1 所涉及的 HFET10 中将电子 渡越层 13 替换成由通过扩散掺杂了 Fe 的 GaN 形成的电子渡越层 23 的 HFET。 0112 图 14 中， 曲线 P 表示电子渡越层 23 中的 Fe 的浓度分布。如曲线 P 所示， Fe 以在 电子渡越层 23 的厚度方向中央部附近具有浓度的峰的方式进行分布。 0113 对该 HFET20 进行通电时， Fe 将作为 Ga 晶。

47、格间隙原子固定物起作用， 所以抑制因 长期通电而导致的漏电流的增加。 0114 其次， 对本实施方式 3 所涉及的 HFET20 的制造方法的一例进行说明。图 15 是表 示图 14 所示的 HFET20 的制造工序的一例的图。首先， 与实施方式 1 所涉及的 HFET10 的制 造工序相同， 在硅基板 11 上外延生长缓冲层 12， 然后， 使成为电子渡越层 23 的一部分的层 厚 400nm 的 GaN 层 23a 外延生长 ( 图 15A)。 说 明 书 CN 102386216 A CN 102386235 A9/9 页 11 0115 接着， 将形成了GaN层23a的外延基板从MOC。

48、VD装置取出， 导入进溅射装置。 然后， 使用 Fe( 纯度 99.99 ) 作为靶， 在腔压力 0.5Pa 2Pa、 功率 30W 100W 下， 在 GaN 层 23a 上以 100nm 的厚度通过高频溅射形成 Fe 膜 M1( 图 15B)。 0116 形成 Fe 膜 M1 后， 在纯度 99.9999的氩氛围中以 500 700的温度进行 1 小 时的热处理， 使 Fe 扩散于 GaN 层 23a。热处理后， 用 1.0 当量的盐酸除去残留在 GaN 层 23a 的表面的 Fe 膜 M1( 图 15C)。 0117 其后， 将外延基板返回 MOCVD 装置， 使 GaN 层进一步外延生长层厚仅 300nm 形成电 子渡越层 23， 再形成电子供给层 14( 图 15D)。在此， 在 GaN 层生长时外延基板将被加热到 1050， 所以扩散于 GaN 层 23a 的 Fe 原子伴随 GaN 层的生长而向表面侧以及背面侧进行扩 散。由此能够在电子渡越层 23 全体上掺杂 Fe。 0118 外延生长结束后， 与实施方式 1 同样形成各电极。通过以上的制造方法能够制造 本实施方式 3 所涉及的 HFET20。并且， 通过上述的制造方法制造出本实施方式 3 所涉及的 结构的 HFET， 在与实施例 1 相同的条件下对其一边进行长期通电一边测定漏电流， 其结果， 。