JP3848118B2

JP3848118B2 - Functional element

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Publication number: JP3848118B2
Application number: JP2001285753A
Authority: JP
Inventors: 光弘櫛部; 孝四戸; 弘通大橋; 聖支今井; 哲夫畠山
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 2001-09-19
Filing date: 2001-09-19
Publication date: 2006-11-22
Anticipated expiration: 2021-09-19
Also published as: JP2003101038A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、機能素子の素子構造に関し、特にＳｉＣ層又はＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ（０≦ｘ、０≦ｙ、１−ｘ−ｙ≦１）層を用いた、半導体素子或いは超伝導素子に適用できる素子構造に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ＳｉＣ或いはＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ（０≦ｘ、０≦ｙ、１−ｘ−ｙ≦１）は、熱的、化学的に安定であり、またエネルギーギャップが２．３ｅＶ以上あるため、耐環境素子用材料、或いは短波長発光素子用材料として注目されている。
【０００３】
例えば、最近のパワーデバイス（パワー素子）等では、より高温動作が可能な素子が開発されており、従来のＳｉ基板を用いたのでは耐熱性が不十分な場合が生じている。そこで、３００℃以上での常時使用が可能なＳｉＣ基板やＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ基板を用いた半導体素子の開発が望まれている。
【０００４】
一方、レーザダイオード等の半導体発光素子では、ＧａＮ系半導体層を使用した短波長発光素子の開発が進んでおり、この基板としてサファイア基板に代えて、ＳｉＣ基板の使用が検討されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、このようにＳｉＣ層やＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層を基板や半導体層として使用し、高温動作をさせる場合は、これらの層上に形成する薄膜層の耐熱性やこれらの層との界面特性が問題となる。
【０００６】
例えば、ＳｉＣ基板やＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ基板上に形成する電極層としては、Ａｌ，Ａｌ−Ｓｉ合金，Ｔｉ，Ｎｉ，Ｗ，Ｔａ或いはその組合せの金属層が使用されているが、このうちＡｌ或いはＡｌ-Ｓｉ合金については融点が低いため高温で動作をさせる場合には劣化の問題が避けられない。一方、融点が高いＴｉ，Ｎｉ，Ｗ，Ｔａを使用する場合は、Ａｌ等と比べ抵抗率が高い。また、これらの金属層は、ＳｉＣ基板、或いはＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ基板と反応して化合物を形成し易く、化合物化することにより抵抗が上がってしまう。
【０００７】
特開平５−６３２３７号公報では、ＳｉＣ基板上に形成する電極材料として、III族金属とＰｔ，Ｃｒ，Ｔａ，Ｗ，Ｍｏ，Ｓｂの中から選ばれた金属との化合物であって、融点がIII 族金属の融点より高い電極材料について開示している。しかし、これらの電極材料の抵抗率は、Ｔａ，Ｔｉ，Ｔａ等のメタルよりも更に高い。また、電極材料と半導体基板との格子整合が図られていないので、ヒートサイクルにかけると基板と電極材料との界面付近に多数の転位が発生する虞がある。
【０００８】
また、ＧａＮ系半導体発光素子に対しＳｉＣ基板を使用する場合は、ＳｉＣ層とＧａＮ層との間に格子整合層の介在が必要であり、現在はこの格子整合層としてＡｌＧａＮ層が使用されているが、高抵抗なため、動作電圧の上昇を招いてしまう。
【０００９】
本発明の目的は、上述する従来の課題に鑑み、格子不整合が少なく、高温でも使用可能であり、安定で信頼性の高い、半導体層と導電層との積層構造を有する機能素子を提供することである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明の機能素子の第1の特徴は、ヘキサゴナル結晶構造のｃ軸面もしくはキュービック結晶構造の｛１１１｝面を有するＳｉＣ層と、ＳｉＣ層のｃ軸面又は｛１１１｝面に接して、ＳｉＣ層のｃ軸又は＜１１１＞軸とｃ軸とを一致させて配向するよう形成された、化学式ＭＢ2（ここで、Ｍは１種以上の金属元素）で表され、Ｐ６／ｍｍｍ結晶構造を持つ硼化物層とを有することである。なお、この硼化物層の結晶構造は、必ずしも完全な結晶である必要はなく、10×^７/ｃｍ^２程度の転移を有していてもよい。
【００１１】
上記本発明の機能素子の第１の特徴によれば、硼化物層は導電体であるため電極層としても使用できる。また、半導体層となるＳｉＣ層のヘキサゴナル結晶構造またはキュービック結晶構造と、硼化物層のＰ６／ｍｍｍ結晶構造とは、結晶群は異なるが、上記の接合界面において互いに類似する結晶構造を有するため、ＭＢ2で表される硼化物の金属Ｍの種類によらず、ＳｉＣ層上に硼化物層をエピタキシャル成長させることができる。このため、界面での格子不整合が生じにくい半導体層と導電層とを含む積層構造が形成できる。このヘテロ接合構造の再現性は高く、結晶性も良好であり、各層が本来の物性値を示す。
【００１２】
また、ＭＢ2で表される硼化物は、金属Ｍとして、単数または複数の金属を種々の組成比で混合することにより比較的自由にその格子定数や電気抵抗、熱伝導度等の物性を調整することができる。従って、ＳｉＣ層上に機能素子の用途に合った特性を有する電極層や格子整合層等を形成できる。
【００１３】
上記第1の特徴を有する機能素子において、ＳｉＣ層のｃ軸面又は｛１１１｝面における面内での最近接原子間距離と、硼化物層のａ軸方向の格子定数とを略一致させた場合は、ＳｉＣ層上に格子不整合がほとんど生じない電極層や格子整合層等を形成することが可能になる。なお、ここで、格子定数が略一致しているとは、好ましくは格子定数値の差が約±１％である場合をいう。
【００１４】
本発明の機能素子の第２の特徴は、ＳｉＣ層と、ＳｉＣ層と接して形成された、熱膨張係数がＳｉＣ層の熱膨張係数と略一致し、化学式ＭＢ2（ここで、Ｍは１種以上の金属元素）で表され、Ｐ６／ｍｍｍ結晶構造を持つ硼化物層とを有することである。
【００１５】
上記本発明の機能素子の第２の特徴によれば、硼化物層は電極層として使用でき、しかもＳｉＣ層の熱膨張係数と略一致するので、高温での使用、あるいは高温と低温とで交互に使用した場合の熱履歴に対し、熱膨張係数差に伴う歪の発生を防止できる。このため接合界面での剥がれや、界面での転位発生を抑制でき、良質な結晶性を持つ硼化物をＳｉＣ層上に形成することができる。
【００１６】
本発明の機能素子の第３の特徴は、ヘキサゴナル結晶構造のｃ軸面もしくはキュービック結晶構造の｛１１１｝面を有するＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ（０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦１−ｘ−ｙ≦１）層と、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層のｃ軸面又は｛１１１｝面に接して、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層のｃ軸又は＜１１１＞軸とｃ軸とを一致させて配向するよう形成された、化学式ＭＢ2（ここで、Ｍは１種以上の金属元素）で表され、Ｐ６／ｍｍｍ結晶構造を持つ硼化物層とを有することである。
【００１７】
上記本発明の機能素子の第３の特徴によれば、硼化物層は導電性があるので電極層として使用でき、しかもＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層のヘキサゴナル結晶構造或いはキュービック結晶構造の｛１１１｝と、ＭＢ2のＰ６／ｍｍｍ結晶構造とは、上記接合界面における結晶構造が類似しているため、接合界面における格子定数の差を小さくできる。従って、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層上に、硼化物層のエピタキシャル層を形成することができ、界面での格子不整合を少なくできる。
【００１８】
また、ＭＢ2で表される硼化物は、金属Ｍとして、単数または複数の金属を種々の組成比で混合することにより比較的自由にその格子定数や電気抵抗、熱伝導度等の物性を調整することができるので、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層上に機能素子の用途にあった特性を有する電極層や格子整合層を形成できる。
【００１９】
なお、上記第３の特徴を有する機能素子において、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層のｃ軸面又は｛１１１｝面における面内での最近接原子間距離と、前記硼化物層のａ軸方向の格子定数とを略一致させた場合は、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層上に格子不整合がほとんど生じない電極層等を形成することが可能になる。
【００２０】
本発明の機能素子の第４の特徴は、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ（０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦１−ｘ−ｙ≦１）層と、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層と接して形成された、熱膨張係数がＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層の熱膨張係数と略一致し、化学式ＭＢ2（ここで、Ｍは１種以上の金属元素）で表され、Ｐ６／ｍｍｍ結晶構造を持つ硼化物層とを有することである。
【００２１】
上記本発明の機能素子の第４の特徴によれば、硼化物層は電極層として使用でき、しかもＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層の熱膨張係数と略一致するので、高温での使用、あるいは高温と低温とでの交互の使用に伴う熱履歴に対し、層界面での剥離等の発生を防止できるＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層と硼素物層からなる積層構造を形成できる。
【００２２】
本発明の機能素子の第５の特徴は、上記第１〜第４のいずれかの特徴を有する機能素子であって、上記硼化物層が、超伝導特性を有することである。
【００２３】
上記第５の機能素子の特徴によれば、格子定数が近似し格子不整合の起こりにくい、あるいは熱膨張係数の相違による超伝導層の剥離等のないＳｉＣ層と硼化物層との積層構造、あるいはＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層と硼化物層との積層構造を有する超伝導素子を提供できる。超伝導層である硼化物は、ＳｉＣ層或いはＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層上に、良好な結晶性を持つ膜として形成できるので、素子化されても、本来の超伝導特性を発揮できる。
【００２４】
なお、｛１１１｝面は、（１１１）面、（−１１１）面、（１−１１）面（１１−１）面、（−１−１１）面（−１１−１）面、（１−１−１）面、（−１−１−１）面等の特定面を総称するものであり、｛１１１｝Ｓｉ面は、（１１１）面、（−１−１１）面、（−１１−１）面、（１−１−１）面の総称であり、｛１１１｝ｃ面は、（−１１１）面、（１−１１）面、（１１−１）面、（−１−１−１）面、＜１１１＞軸は、〔１１１〕軸、〔−１１１〕軸、〔１−１１〕軸、〔１１−１〕軸等の特定軸を総称するものである。記載の都合上、負号は指数の上に示すかわりに左横に示した。
【００２５】
【発明の実施の形態】
まず、具体的な実施の形態の説明を行う前に、第１〜第７の各実施の形態に共通する半導体層と二硼化金属層との積層構造について説明する。
【００２６】
第１〜第７の各実施の形態の機能素子はいずれも、ヘキサゴナル結晶構造のｃ軸面もしくはキュービック結晶構造の（１１１）面を表面に持つＳｉＣ層又はＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ（０≦ｘ、０≦ｙ、１−ｘ−ｙ≦１）層とこれらの層と接してｃ軸面配向するように形成された、化学式ＭＢ2（ここで、Ｍは１種以上の金属元素）で表される二硼化金属層とを有する。なお、以下、ここでは二硼化金属はＭＢ2と示す。
【００２７】
本実施の形態に係るＭＢ2は、Ｐ６／ｍｍｍ結晶構造を有する。Ｐ６／ｍｍｍ結晶構造とは、ｃ軸方向を対称軸とする６回対称の結晶構造であり、６回対称軸に対して垂直方向に対称軸を６方向持ち、また上下方向に鏡面対称性を持ち、かつ６回対称軸を含み６方向の鏡面対称性を有する結晶構造をいう。
【００２８】
図１は、Ｐ６／ｍｍｍ結晶構造を有するＭＢ2の単位格子を示す図である。同図に示すように、ＭＢ2は、ブラベー単位格子において、（1/3,2/3,1/2）と（2/3,1/3,1/2）の位置にＢ（硼素）原子を持ち、ブラベー単位格子の角の位置にＭ（金属）原子を有する。
【００２９】
ＳｉＣ層又はＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層のヘキサゴナル結晶構造のｃ軸面、もしくはキュービック結晶構造の（１１１）面を表面に形成し、この面と接してＭＢ2のＰ６／ｍｍｍ結晶構造をｃ軸面配向するよう形成すれば、結晶構造は異なるものの、接合界面では、類似する結晶構造を有し、接合界面における格子定数差を小さくできる。
【００３０】
例えば、ＳｉＣ層とＭＢ2層とではＭ（金属）の種類にかかわらず、その格子定数差をほぼ７％以内におさめることができる。従って、ＳｉＣ層上にＭＢ2を形成する場合、少なくとも２原子層程度エピタキシャル成長させることができる。
【００３１】
一方、ＭＢ2は、Ｍとして種々の単一もしくは複数の金属を選択できるので、ＳｉＣ層の格子定数に略一致する材料を使用すれば、ＳｉＣ層上により良好なエピタキシャル結晶層を形成できる。例えば、金属Ｍとしては、Ａｇ,Ａｕ,Ｃｒ,Ｈｆ,Ｌｕ，Ｍｇ，Ｍｎ,Ｍｏ,Ｎｂ，Ｏｓ,Ｐｕ,Ｒｕ,Ｓｃ,Ｔａ,Ｔｉ,Ｕ，Ｖ,Ｚｒのうちのいずれかの１種以上の元素を用いることができる。
【００３２】
本実施の形態に係るＭＢ2の製造方法は限定されないが、例えばＭＢＥ（Molecular Beam Epitaxy）法で形成してもよいし、あるいはＭＯＣＶＤ（Metal-Organic Chemical Vapor Deposition）法で形成してもよい。ＭＢＥ法でＭＢ2層を形成する場合は原料となるＭ（金属）材とＢ（硼素）材を超高真空中で電子線加熱等の手段を用いて分子ビームとして蒸発させる。この場合、金属材としては、Ｍそのものの他にＭＢ2、ＭＢ4、ＭＢ6等を原料として使用できる。また、硼素料としてはＢ2Ｈ6を用いることができる。
【００３３】
金属ＭがＭｇであり、その原料として例えばＭｇＢ2を用いる場合は６５０℃程度の成膜温度が良いが、他の金属材料を用いる場合には成膜温度を１０００〜１５００℃程度にするのが適当である。ＭＢ2層のＭとしてＭｇと他の金属とを混合使用する場合には、６５０〜１１００℃の成長温度がより好ましい。
【００３４】
ＭＯＣＶＤ法でＭＢ2層を形成する場合には、金属ＭがＳｃ、Ｙのような遷移III族或いはランタノイドの場合には、原料ガスとしてＭＣl3のような金属塩化物、アルキルクロム化合物、ＭＣｐ3のような有機金属、Ｍ（ＯＣ3Ｈ7-Ｉ）3のようなエステルあるいは、ＭＭｅ3(thf)３（thf：テトラヒドロフラン）あるいはＭ(ＣＨ2Ｃ6Ｈ5)３(bipy)（bipy：ビピリジン）のようなアルキル遷移金属錯体を用いることができる。またＭ(thd)３(thd：テトラメチルヘプタネヂオネイト)を用いてもよい。
【００３５】
また、ＭＢ2層の金属ＭがＴｉ,Ｚｒ,Ｈｆのような遷移IV族の場合には、ＭＣl4のような塩化物、ＭＣl2Ｃｐ2のようなアルキルクロム化合物、ＭＣｐ2Ｒ2（ここで、Ｒはアルキル基或いは水素）のような有機金属、ＭＣｐ2ＣＨ3ＣＯＣＨ3のような酸素を含む有機金属、Ｍ（ＯＣ3Ｈ7-Ｉ）4のようなエステルあるいは、ＭＭｅ4(thf)４（thf：テトラヒドロフラン）あるいはＭ(ＣＨ2Ｃ6Ｈ5)４(bipy)（bipy：ビピリジン）のようなアルキル遷移金属錯体を原料ガスとして用いてもよい。またＭ(thd)４(thd：テトラメチルヘプタネヂオネイト)を用いてもよい。
【００３６】
さらにＭＢ2層の金属ＭがＶ,Ｎｂ,Ｔａのような遷移Ｖ族の場合には、原料ガスとして塩化物、アルキルクロム化合物、ＭＣｐ2のような有機金属Ｍ（ＣＯ）5のような酸素を含む化合物、Ｍ（ＯＣ3Ｈ7-Ｉ）3のようなエステルあるいは、ＭＭｅ3(thf)３（thf：テトラヒドロフラン）あるいはＭ(ＣＨ2Ｃ6Ｈ5)３(bipy)（bipy：ビピリジン）のようなアルキル遷移金属錯体を用いてもよい。あるいは、Ｍ(thd)３(thd：テトラメチルヘプタネヂオネイト)を用いてもよい。
【００３７】
また、金属ＭがＣｒ,ＭｏのようなVI族遷移金属の場合には、ＭＣl3のような塩化物、アルキルクロム化合物、ＭＣｐ3のような有機金属Ｍ（ＣＯ）6のあるいはＭ（Ｃ6Ｈ6）(ＣＯ)3のような酸素を含む化合物、Ｍ（ＯＣ3Ｈ7-Ｉ）3のようなエステルあるいは、ＭＭｅ3(thf)３（thf：テトラヒドロフラン）あるいはＭ(ＣＨ2Ｃ6Ｈ5)３(bipy)（bipy：ビピリジン）のようなアルキル遷移金属錯体を用いてもよい。さらにＭ(thd)３(thd：テトラメチルヘプタネヂオネイト)を用いてもよい。
【００３８】
金属ＭがＭｇの場合は、Ｃｐ2Ｍｇや（Ｍe5Ｃｐ）2Ｍｇを用いることができる。(Ｍｅ6Ｃｐ)2Ｍｇを用いることもできる。この材料は、Ｃｐ2Ｍｇよりも分解温度が高く重合を起こしにくい原料なのでＭｇの利用効率は高い。
【００３９】
ＭＯＣＶＤの場合も、ＭＢ2層のＢ（硼素）原料に関しては、Ｂ2Ｈ6あるいはＢの有機金属で供給すればよい。
【００４０】
なお、ＭＯＣＶＤを用いてＭＢ2層を形成する場合は、成長温度（基板温度）を６５０〜１６５０℃とすれば、良質な結晶が得られる。また、金属組成としてＭｇを含む場合には成長温度を１０００℃以下とすることが好ましく、Ｍｇを含まない場合には、１２００℃以上とすることもできる。
【００４１】
また、例えば、ＭＢ2層のＭとしてＺｒ、Ｃｒ、又はＭｇを用いる場合、Ｍｇの原子数がＺｒの２〜１０％、Ｃｒの原子数がＺｒの１０〜２０％かつ厚さが１０ｎｍ〜２００ｎｍのときに特に良質な結晶が成長できる。これはＣｒとＭｇを導入することでＺｒＢ2融点が下がることに起因していると考えられる。また、結晶成長の際に、Ｂの供給原子数をＭの供給原子和に対し、２倍以上に設定すると、より良質な結晶を得ることができる。
【００４２】
（第１の実施の形態）
第１の実施の形態では、ＳｉＣ層あるいはＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層と、ＭＢ2層からなる積層構造において、各層の格子定数と熱膨張係数がほぼ一致する積層構造の例と、この積層構造を用いた半導体素子の例について説明する。
【００４３】
[ＭＢ2層格子定数と熱膨張係数]
図２は、第１の実施の形態に係るＳｉＣと種々のＭＢ2の格子定数と熱膨張係数とを示すグラフである。同グラフに示すように、ヘキサゴナル系ＳｉＣのａ軸方向ＳｉＣの室温における格子定数は約３．０８Åであり、熱膨張係数は、約６×１０^−６/℃である。キュービック系ＳｉＣの（１１１）面の面内最近接原子間距離をほぼこの値で一致する。また、同グラフ中には、ＭＢ2の一例として、ＣｒＢ2,ＴａＢ2,ＵＢ2,ＺｒＢ2,ＴｉＢ2,ＶＢ2,及びＮｉＢ2の各物性データをプロットしている。
【００４４】
同グラフ中、領域Ａは室温に置いて格子定数がＳｉＣと略一致する範囲である。即ち、室温でのＳｉＣとの格子定数差が０．１％以内の範囲を示す。さらに領域Ｃは、室温でのＳｉＣとの格子定数差が１％以内の範囲を示す。
【００４５】
従って、室温にてＳｉＣとの格子定数が略一致するＭＢ2を得るためには、領域Ｃ内、より好ましくは領域Ａ内の物性を有するＭＢ2を使用することが好ましい。
【００４６】
ＭＢ2の物性は、ＭＢ2中のＭとして複数の金属を適切な混合比にすることで、比較的容易に調整することが可能である。従って、例えば、同グラフ中に示すように、ＭＢ2の金属Ｍとして、Ｃｒ,Ｔａ,Ｕ,Ｚｒ,Ｈｆ，Ｔｉ,Ｖのいずれか１種以上を用いる場合、各Ｍを単体として用いたＭＢ2の物性値で囲んだ領域（図中斑点部）の範囲内で任意の物性を持つＭＢ2を作製することができる。
【００４７】
このように、ＭＢ2中の金属Ｍとして、複数の金属を使用する場合は、各金属をＭｉ、各金属の組成比（濃度）をxiとすると、以下の式（ｆ１）で示される格子定数の加重平均値aaveを、ＭＢ2の格子定数と考えることができる。
【００４８】
aave＝ΣaMiB2*xi ・・・(ｆ1)
従って、ＳｉＣ層上にＭＢ2層を形成する場合は、ＭＢ2の格子定数の加重平均値aaveがＳｉＣ基板表面の格子定数と略一致するように、ＭＢ2の組成を選択することが好ましい。ここで、略一致とは、約±１％、より好ましくは約±０．１％をいう。
【００４９】
なお、半導体素子等の機能素子を作製する場合、ＳｉＣ層上に形成するＭＢ2層の厚みはせいぜい数百ｎｍ程度であり、この厚みにおいて、ＳｉＣ層とＭＢ2層の各格子定数が約０．１％以内の範囲で略一致している場合は、格子不整合に伴う界面での歪の発生はほとんど生じず、実用上問題ない。
【００５０】
例えば、ＴａＢ2は単体でＳｉＣに対してこの条件を満たし、ＳｉＣとの格子整合が可能である。ＭｇＢ2はＳｉＣに対して格子定数差が０．２５％程度と、やや大きいが、この場合でも、ＭｇＢ2層の膜厚が２００ｎｍ以下の場合は、歪により蓄積されるエネルギーは小さく、格子定数が略一致していると見なすことができる。
【００５１】
また、ＨｆＢ2とＶＢ2の格子定数は、ＳｉＣと略一致しているとはいえないが、ＨｆとＶとを組成比０．５１対０．４９で混合したＨｆＶＢ2の場合は、ＳｉＣの格子定数と略一致し、ＳｉＣと格子整合させることができる。同様に、ＺｒＴｉＢ2の場合には、ＺｒとＴｉとの組成比を０．３６対０．６４としたときにＳｉＣと格子整合させることができる。ＣｒＹＢ2の場合にはＣｒとＹの比を０．６８対０．３２とするとき、ＳｉＣと格子整合させることができる。
【００５２】
また、ＳｉＣに格子整合するＭｇＢ2、ＴａＢ2、ＴａＢ2、ＨｆＢ2、ＶＢ2、ＺｒＴｉＢ2及びＣｒＹＢ2を任意に組み合わせたＭＢ2もＳｉＣと格子整合させることができる。例えばこのようなＭＢ2は、以下の式で示すことができる。
【００５３】
ＭｇtuvwＴａ(1-t)uｗＨｆv0.51(1-u)vwＶ0.49(1-u)vｗＺｒ0.36(1-v)wＴｉ0.64(1-v)wＣｒ0.68(1-w)Ｙ0.32(1-w)Ｂ2
ここで、０≦t,０≦u,０≦v,w≦１である。
【００５４】
次に、図２中の領域Ｅは、熱膨張係数がＳｉＣと略一致している範囲を示すものである。即ち、領域Ｅは、ＳｉＣとの熱膨張係数差が1×１０^−６/Ｋ以内の領域を示している。
【００５５】
ＳｉＣ層とＭＢ2層との積層構造を有する機能素子を広範囲の温度で使用する場合は、熱膨張係数の相違により起こる界面での剥離を防止するため、熱膨張係数が略一致させることが望ましい。従って、領域Ｅの範囲の熱膨張係数を持つＭＢ2を使用することが好ましい。
【００５６】
ＭＢ2中金属Ｍとしては、複数の金属を使用することが可能であり、その組成比を調整することによりＳｉＣの熱膨張係数と略一致する熱膨張係数を有するＭＢ2を得ることができる。
【００５７】
例えば、ＭＢ2が、金属Ｍとして複数の金属を含む場合、各金属をＭｉ、各金属の組成比（濃度）をxiとすると、その熱膨張係数は以下の加重平均式（ｆ２）で表すことができる。
【００５８】
ｌave＝ΣlMiB2*xi （ｆ２）
従って、ＳｉＣ層上にＭＢ2層を形成する場合は、ＭＢ2の熱膨張係数の加重平均値aaveがＳｉＣの熱膨張係数と略一致するように、ＭＢ2の組成を決めればよい。ここで熱膨張係数が略一致するとは、おおよそ１×１０^−６/Ｋ以内をいう。
【００５９】
通常ＳｉＣ層を用いた半導体製造プロセスの熱履歴では、使用温度の上限と下限の差はせいぜい１５００℃以内である。この場合熱膨張係数が略一致していれば、この熱履歴において格子定数差を０．１５％以内にすることができる。格子定数差がこの範囲内であれば、ＭＢ2層の厚みが数千Å以下であれば、歪等による劣化はほとんど生じない。
【００６０】
ＭｇＢ2、ＴｉＢ2、ＺｒＢ2、ＨｆＢ2、およびＶＢ2はそれぞれ単体でＳｉＣと熱膨張係数が略一致しているが、ＭＢ2のＭとしてこれらの各金属を混合し、ＳｉＣと熱膨張係数を略一致させることもできる。例えばＭｇ，Ｔｉ，Ｈｆを８０％、ＣｒとＴａを２０％の割合で混合してもよい。また、Ｍとしてその２５％程度の組成をＹとしてもよいし、Ｕを１/３程度混合させてもよい。あるいは、ＭとしてＳｃを５０％程度とすることもできる。更にこれらを適宜結晶化することもできる。
【００６１】
以上、ＳｉＣとＭＢ2の格子定数と熱膨張係数についてそれぞれ説明したが、より好ましくは、ＳｉＣとＭＢ2の熱膨張係数および格子定数の双方が一致していることが好ましい。即ち、図２中、領域Ｅと領域Ｃの双方を充たす範囲のＭＢ2を選択することが好ましい。例えば、このようなＭＢ2の金属として、Ｈｆ0.51Ｖ0.49Ｂ2，Ｚｒ0.36Ｔｉ0.64Ｂ2，ＭｇＢ2、Ｔａ0.1Ｍｇ0.9Ｂ2，Ｃｒ0.08Ｈｆ0.52Ｔｉ0.40Ｂ2を用いれば、ＳｉＣと格子定数及び熱膨張係数を略一致させることができる。
【００６２】
また、同グラフ中、領域Ｂは、１５００℃において格子定数がＳｉＣに略一致する範囲を室温の格子定数の範囲に換算して示したものである。即ち、領域Ｂは、１５００℃でのＳｉＣとの格子定数差が０．１％以内の範囲を示している。なお、熱膨張係数が大きい場合、室温においてはＳｉＣの格子定数より小さく、熱膨張係数が小さい場合は室温においてはＳｉＣの格子定数より大きい値を示す。従って、領域Ｂはグラフ中斜めに傾斜している。なお、領域Ｄは、１５００℃においてＳｉＣとの格子定数差が１％以内の範囲を示している。
【００６３】
従って、広い温度範囲で使用する場合には、好ましくは領域Ｃと領域Ｄと領域Ｅが重なる範囲の物性を有するＭＢ2を使用することが好ましい。さらに、より好ましくは領域Ａと領域Ｂと領域Ｅとが重なる範囲の物性を有するＭＢ2を使用することが好ましい。
【００６４】
以上は、ＳｉＣとＭＢ2との格子定数及び熱膨張係数について述べたが、ＳｉＣのかわりにＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮを使用する場合も同様に考えることができる。
【００６５】
例えば、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮの１種であるＧａＮ（x＝０、y＝１）に対してのＺｒＢ2の格子定数差は０．７％以内であるので、ＧａＮ層上のＭＢ2層の厚みが０．０５μｍ程度までの臨界膜厚以内であれば、両者を格子整合させることができる。またＣｒ0.34Ｙ0.66Ｂ2，Ｖ0.38Ｙ0.62Ｂ2，Ｔｉ0.40Ｙ0.60Ｂ2，Ｔａ0.50Ｙ0.50Ｂ2，Ｍｇ0.51Ｙ0.49Ｂ2，Ｕ0.65Ｙ0.35Ｂ2，Ｓｃ0.72Ｙ0.28Ｂ2，Ｈｆ0.70Ｙ0.30Ｂ2，Ｚｒ0.17Ｙ0.83Ｂ2あるいはこれらの任意の組成比で混合した混晶を使用する場合は、ＧａＮ層とほぼ格子整合させることができる。
【００６６】
また、ＧａＮやＩｎＮに対し、ＭＢ2の格子定数を完全に合わせることは難しい場合でも、互いの格子定数差と膜厚の積を10000%Å以下になるように選べば、歪量が臨界歪以下となりほぼ格子整合と考えることができる。
【００６７】
また、例えばＧａＮ（ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮにおいて、x＝０、ｙ＝１の場合）層やＡｌＮ（ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮにおいて、x＝１、ｙ＝０の場合）層上にＭＢ2層を形成する場合は、Ｍとして、Ｖ,Ｔｉ,Ｍｇ,Ｈｆ等の混合物を使用することにより、ＧａＮ層やＡｌＮ層とＭＢ2層の熱膨張係数を一致させることができる。
【００６８】
[ショットキー接合ダイオード]
図３は、第１の実施の形態に係るＳｉＣ層とＭＢ2層とを用いたシットキー接合ダイオードの一例を示す断面図である。
【００６９】
コンタクト層であるＮ^＋ＳｉＣ基板１０は、ヘキサゴナル結晶系である４Ｈ-ＳｉＣであり、(０００１)面を基板表面に持つ。このＮ^＋ＳｉＣ基板１０上に、バッファ層およびキャリヤの走行層を持つＮ⁻型ＳｉＣ層２０が形成されている。バッファ層に相当する下層のＮ⁻型ＳｉＣ層２０の厚みは約０．２μｍ、走行層に相当する上層のＮ⁻型ＳｉＣ層２０の厚みは約８μｍである。
【００７０】
また、Ｎ⁻型ＳｉＣ層２０中には、内径約１ｍｍ、幅約３０μｍのＰ型ガードリング３０が形成され、走行層領域はこれにより確定されている。
【００７１】
更にＮ⁻型ＳｉＣ層２０上には、ショットキー電極としてＭＢ2層４０が形成されている。ＭＢ2層４０としては、上述する種々の組成を持つものを使用できるが、例えばＣｒyxＨｆ(1-y)xＴａ1-xＢ2（０＜ｘ＜１，０．５＜ｙ＜０．８）層を形成する。なお、コンタクト層であるＮ^＋ＳｉＣ基板１０の裏面には、オーミックコンタクト層としてＮｉあるいはＴｉ等で電極５０が形成されている。
【００７２】
図３に示すショットキー接合ダイオード素子を作製するためには、まず、Ｎ^＋ＳｉＣ基板１０上に原料ガスとしてＳｉＨ4およびＣ3Ｈ8などを用いて、ＣＶＤ法により基板と同じ結晶系を持つＮ⁻型ＳｉＣ層２０を形成する。途中ドーピング量を調整することにより、下層にキャリヤ濃度が約１×１０^１６/ｃｍ^３のバッファ層を形成し、上層にキャリヤ濃度１×１０^１８/ｃｍ^３の走行層を形成する。続いて、イオン注入法を用いてＮ⁻型ＳｉＣ層２０にＰ型ガードリング３０を形成する。
【００７３】
この後、Ｎ⁻型ＳｉＣ層２０上に、例えばＭＢＥ法を用いてＭＢ2層４０としてＣｒyxＨｆ(1-y)xＴａ1-xＢ2ＭＢ2層を形成する。この場合は、超高真空装置中で電子線励起でＣｒ、Ｈｆ、Ｔａの分子線を生成して基板表面に供給するとともに、ＢをＢ2Ｈ6の形で供給する。なお、Ｃｒ、Ｈｆ、Ｔａの分子線中の分子数の総和に対して、Ｂの供給分子数を２．２〜３倍とすると良質な結晶が得られる。成長温度は約１１００℃とする。
【００７４】
このようにＭＢ2層４０の金属Ｍとして、Ｃｒを含有する場合は電極に耐腐食性を備えることができる。また、金属ＭとしてＶ族系のＴａを含有する場合は、(０００１)面内でのステップフロー成長をスムーズに進めることができる。
【００７５】
なお、図３に示すショットキー接合ダイオードにおいて、ショットキー電極上に形成する電極等については図示を省略しているが、例えばＮｉ線をＭＢ2層４０の上に載せてＡｌをその上から蒸着し、７００℃まで上げることによりＮｉ線とＡｌを混晶化させた電極を形成してもよい。
【００７６】
このショットキー接合ダイオードでは、ｏｎ抵抗が約１．１mΩ/cm^２、逆方向耐圧が約１３００Ｖと、優れた特性を得ることができる。また、このショットキー接合ダイオードにおいては順方向特性、逆方向特性ともに特性ばらつきを小さくすることができる。例えば、Ｔｉをショットキー電極として用いた同様なショットキー接合ダイオードと比較し、特性ばらつきを約１/５程度に抑えることができる。
【００７７】
また、ＭＢ2層をショットキー電極として用いる場合は、ＭＢ2層の金属Ｍの組成を変えることでショットキーバリアハイトの高さを調整することも可能になる。例えば、Ｔａの組成比を上げると、ショットキーバリアハイトを下げることができる。また、ＭＢ2層中にＣを添加することでバリアハイトを下げることもできる。
【００７８】
さらに、ＭＢ2層４０としてＣｒyxＨｆ(1-y)xＴａ1-xＢ2を使用する場合において、ｘ＝１とすると、Ｎ⁻型ＳｉＣ層２０及びＮ^＋ＳｉＣ基板１０との熱膨張係数の差を小さくできるので、ショットキー接合ダイオードを１０００℃の高温まで昇温し、その後室温に下げてもＭＢ2層４０の剥がれは生じない。
【００７９】
また、ＭＢ2層４０としてＴｉ0.74Ｚｒ0.26Ｂ2を使用する場合は、ＭＢ2層４０とＮ⁻型ＳｉＣ層２０がほぼ格子整合し、かつＭＢ2層の熱膨張係数がＮ^＋ＳｉＣ基板１０とほぼ一致するため、極めて信頼性の高いショットキー電極を形成することができる。こうして作製されたショットキー接合ダイオードは、４５０℃の使用温度においても電極の剥がれ等を生じず、きわめて安定な特性を示す。
【００８０】
（第２の実施の形態）
第２の実施の形態では、ＳｉＣ層と、このＳｉＣ層に対し格子不整合を起こさずしかも低抵抗な電極を提供できるＭＢ2層とからなる積層構造の例と、この積層構造を用いた半導体素子の例について説明する。
【００８１】
[ＭＢ2層の格子定数と電気抵抗]
図４は、種々のＭＢ2の格子定数と抵抗率との関係を示すグラフである。同グラフ中には、ＭＢ2の例として、ＣｒＢ2,ＭｏＢ2,ＴａＢ2,ＶＢ2,ＴｉＢ2,ＨｆＢ2,ＳｃＢ2,およびＺｒＢ2の特性データをプロットしている。また、同グラフ中、参考としてＳｉＣの格子定数、及び電極材料として一般に使用されているＴｉ，Ｎｉ，Ａｌの各抵抗率をプロットしている。
【００８２】
ＳｉＣ層上に形成するオーミック電極としてＭＢ2層を使用する場合は、ＳｉＣの格子定数に略一致する格子定数を持ち、しかも抵抗値が低いＭＢ2層を使用することが望ましい。
【００８３】
ＭＢ2の金属Ｍとして、グラフ中に示されたＣｒ,Ｍｏ,Ｔａ,Ｖ,Ｔｉ,Ｈｆ,及びＳｃのうちの１種、もしくは２種以上の金属を任意に混合して使用することにより、各金属を単体で使用した場合の特性データで囲まれる領域（斑点領域）の範囲内のデータを有するＭＢ2層を形成できる。
【００８４】
例えば、ＭＢ2層の金属Ｍとして、ＴａやＶ等のＶ族系統の遷移金属を混ぜるとＳｉＣの格子定数に近づけることにより結晶成長を容易にすることができる。また、Ｂ（硼素）の組成比を変化させることによっても格子定数を１％程度微調整することができる。具体的には、ＭＢ2層の製造中に、Ｍ原料供給量に対するＢ原料供給量の比を上げ、結晶中のＢを化学両論組成より増やすことで、格子定数を小さくできる。また、その逆に、Ｍに対するＢの組成比を減らすことにより格子定数を大きくすることもできる。
【００８５】
一方、ＭＢ2層の金属ＭとしてＨｆ,Ｔｉ,Ｚｒ等のIV族遷移金属を使用することにより、低抵抗なＭＢ2層を得ることができる。また、ＭＢ2層の金属ＭにＣｒを混合すれば、ＭＢ2層の耐食性を上げることができる。
【００８６】
例えば、金属Ｍとして、グラフ中に示されたＣｒ,Ｍｏ,Ｔａ,Ｖ,Ｔｉ,Ｈｆ,及びＳｃのうちの１種、もしくは２種以上の金属を含有するＭＢ2層は、以下の化学式で示すことができる。
【００８７】
Ｃｒ0.54qxyzwＭｏ0.78q(1-x)yzwＴａ(1-q)Ｖ0.5q(1-w)qＴｉ(0.56w+0.08zw-0.64zyw)qＨｆ0.44（1-z）wqＳｅ0.5q(1-w)Ｚｒ(0.36-0.14y+0.24xy)wqＢ2
ここで、０≦q, ０≦w, ０≦x, ０≦y, z≦１である。
【００８８】
この条件において、ＭＢ2層はＳｉＣ層にほぼ格子整合し、しかも抵抗率を１×１０^−６ohm・cm（ｘ＝０，ｙ＝０，ｚ＝０, ｗ＝１,ｑ＝１条件において）〜４×１０^−６ohm・cm（ｘ＝１，q＝０,ｗ＝０,y＝０,ｚ＝０）の間で調整することができる。
【００８９】
特に、ＭＢ2層として、Ｚｒ0.64Ｔｉ0.36Ｂ2を使用する場合は、その抵抗率が１×１０^−６ohm・cmであり、Ｎｉとほぼ同じ程度に低抵抗な電極を提供することができる。なお、このＺｒ0.64Ｔｉ0.36Ｂ2は、熱膨張係数もＳｉＣとほぼ一致している。従って、ＳｉＣ層上に低抵抗で、熱履歴に強く、信頼性の高い電極を形成することができる。
【００９０】
[ショットキー接合ダイオード]
図５は、第２の実施の形態に係るＳｉＣ層とＭＢ2層を用いたシットキー接合ダイオードの一例を示す断面図である。ここでは、ＭＢ2層をショットキー電極のみならずオーミック電極としても使用している。
【００９１】
第２の実施の形態に係るショットキー接合ダイオードの構造も、基本的には第１の実施の形態に係るショットキー接合ダイオードの構造と同様であるが、Ｎ^＋ＳｉＣ基板１０の裏面に形成するオーミック電極を低抵抗なＭＢ2層であるＺｒＢ2層５１で形成するとともに、ショットキー電極をＭｇＢ2層４１とＺｒ0.46Ｔｉ0.54Ｂ2（以下、「ＺｒＴｉＢ2層」と記す）層４２を重ねた二層構造にしている。
【００９２】
即ち、図５に示すように、コンタクト層であるＮ^＋ＳｉＣ基板１０は、ヘキサゴナル結晶系である４Ｈ-ＳｉＣであり、(０００１)面を基板表面に持つ。このＮ^＋ＳｉＣ基板１０上にはバッファ層およびキャリヤの走行層である結晶系（４Ｈ）のＮ⁻型ＳｉＣ層２０が形成されている。また、Ｎ⁻型ＳｉＣ層２０には、図３に示すショットキー接合ダイオードと同様に、イオン注入によりＰ型ガードリング３０が形成されている。
【００９３】
Ｎ⁻型ＳｉＣ層２０の表面には、露出したｐｎ接合のパッシベーション膜として、ＳｉＯ2 膜、あるいはＳｉＯ2 とＰ2Ｏ5を混合したＰＳＧ膜等の絶縁膜６０が形成され、Ｐ^＋型ガードリング３０の内側のＮ⁻型ＳｉＣ層２０の表面を覆うように、ショットキー電極である厚さ約５０ｎｍのＭｇＢ2層４１が形成され、さらにその上に厚さ約３００ｎｍのＺｒＴｉＢ2層４２が積層されている。これらのショットキー電極上には、半田層４３を介してアノード電極４４が形成されている。
【００９４】
一方、図中下層側となるＮ^＋ＳｉＣ基板１０の他方の面には、オーミック電極としてＺｒＢ2層５１が形成され、さらにその裏面に半田層５２を介してカソード電極５３が形成されている。
【００９５】
ショットキー電極であるＭｇＢ2層４１とＺｒＴｉＢ2層４２、およびオーミック電極であるＺｒＢ2層５１は、いずれもＳｉＣと熱膨張係数がほぼ一致しており、また、ＭｇＢ2層４１及びＺｒＴｉＢ2電極４２は、ＳｉＣと格子定数もほぼ一致している。従ってＮ⁻型ＳｉＣ層２０あるいはＮ^＋ＳｉＣ基板１０との接着性が良好であり、膜の剥がれが生じにくい。また、特性ばらつきが少なく再現性の良い金属−半導体障壁のバリアハイトを有するショットキー電極（バリア電極）を得ることができる。さらに、ショットキー電極を金属Ｍ組成の異なる複数のＭＢ2層で形成することにより、バリアハイトを調整することもできる。
【００９６】
また、ＺｒＢ2層５１は、電極として一般に使用されているＴｉ等に比較し、より低抵抗であるため、素子の順方向抵抗を大幅に下げることが可能になる。
【００９７】
なお、ＭＯＣＶＤ法を用いてＭｇＢ2層４１を形成する場合は、Ｃｐ2ＭｇとＢ2Ｈ6を用い、成長温度約６５０℃で形成することが好ましい。また、ＺｒＴｉＢ2層４２は、ＺｒＣｐ2Ｈ2とＴｉＣ14を原料に用い、成長温度約１０５０℃で形成することができる。ＺｒＢ2層５１をＭＯＣＶＤを用いて形成する場合も、同様にＺｒＣｐ2Ｈ2を原料ガスとして用いて成長温度約１０５０℃で形成することができる。
【００９８】
（第３の実施の形態）
第３の実施の形態では、ＳｉＣ層と、このＳｉＣ層に対し格子不整合を起こさず、しかもヒートシンクとしての効果も有するＭＢ2層とからなる積層構造の例と、この積層構造を用いた半導体素子の例について説明する。
【００９９】
[ＭＢ2層の格子定数と熱伝導度]
図６は、種々のＭＢ2の格子定数と熱伝導度との関係を示すグラフである。同グラフ中には、ＭＢ2の例として、ＣｒＢ2,ＺｒＢ2,ＴｉＢ2,ＰｕＢ2、およびＴａＢ2の特性データがプロットされている。また、同グラフ中、参考としてＳｉＣの格子定数、及び電極材料として一般に使用されているＴｉの熱伝導度を図示している。
【０１００】
ＭＢ2の金属Ｍとして、図６中に示されたＣｒ,Ｚｒ,Ｔｉ,Ｐｕ、およびＴａのうちの１種もしくは２種以上を使用することにより斑点で示す領域内のいずれかの特性を示すＭＢ2層を形成できる。
【０１０１】
即ち、ＳｉＣ層上に形成するＭＢ2層としては、ＳｉＣの格子定数に略一致する格子定数を持ち、しかも熱伝導度の高いＭＢ2層を使用すれば、ＳｉＣ層に対し格子不整合を起こさず、しかもヒートシンクとしての効果の高い電極や中間層を提供できる。
【０１０２】
例えば、以下の化学式で示すＭＢ2層を使用すれば、ＳｉＣと格子整合し、しかもヒートシンクとしての効果を有するものが得られる。
【０１０３】
Ｃｒ0.46xyＺｒ0.54xyＴｉ0.67(1-x)yＰｕ0.33(1-x)yＴａ(1-y)Ｂ2
ここで、0≦x,y≦1である。
【０１０４】
例えば、ＭＢ2として、Ｚｒ0.46Ｃｒ0.54Ｂ2を使用する場合は、ＳｉＣに格子整合する条件のもとで熱伝導度がＴｉとほぼ同程度の材料を実現できる。
【０１０５】
[ショットキー接合ダイオード]
図７は、第３の実施の形態に係るＭＢ2層を使用したショットキー接合ダイオードを示す断面図である。ここでは、複数のダイオードを積層したスタック型半導体素子の例を示している。
【０１０６】
図７に示すように、Ｚｒ0.64Ｔｉ0.36Ｂ2（以下、「ＺｒＴｉＢ2」と記す）層（コンタクト層）５５とその上に形成されるＮ型ＳｉＣ層１５と、さらにその上に形成されるＴａＢ2層（ショットキー電極）４５とから構成される基本ダイオード素子がＺｒ0.54Ｃｒ0.46Ｂ2（以下、「ＺｒＣｒＢ2」と記す）層（中間層）７０を介して繰り返し積層されている。
【０１０７】
このように、基本ダイオード及び中間層を格子不整合の少ない層で構成しているので、これらをさらに積層しても良好な結晶性を有する半導体素子を提供できる。従って、複数の素子を立体的に集積化した半導体モジュールを提供できる。
【０１０８】
コンタクト層とショットキー電極と中間層について、ＭＢ2層を使用しているが、特にコンタクト層と中間層に関しては、熱伝導度の高いＭＢ2層を使用することにより、ヒートシンクとしての効果も追加できる。単体のダイオード素子に較べ、素子を積層化した場合はその分発熱量も増えるため、ヒートシンクの効果の高い層を備えることで素子性能の改善を図る効果は大きい。
【０１０９】
具体的には、例えば、ショットキー電極として、ＳｉＣ層と格子定数がほぼ一致するＴａＢ2層４５を使用し、コンタクト層としてはＺｒＴｉＢ2層５５、中間層としてはＺｒＣｒＢ2層７０をそれぞれ使用することができる。
【０１１０】
図７に示す各層は、いずれもＭＯＣＶＤ法を用いて形成できるので、連続するＣＶＤ工程で全ての層を連続形成することができる。例えば、ＺｒＴｉＢ2層（コンタクト層）５５およびＺｒＣｒＢ2層（中間層）７０を作製する場合は、金属Ｍ原料として、ＺｒＭｅ2Ｃｐ2，ＣｒＣｐ3，ＴｉＣｐ2Ｈ2を用いることができる。また、Ｂ（硼素）はＢ2Ｈ6を原料ガスとして用いることができる。成長温度を１５００℃と高い温度にする場合は、極めて良質な結晶を成長させることができる。なお、Ｎ型ＳｉＣ層１５のキャリア濃度は約５×１０^１５cm^-3とすればよい。
【０１１１】
また、図示を省略しているが、各ダイオード素子のＮ型ＳｉＣ層１５には、第１もしくは第２の実施の形態に示すように、Ｐ型ガードリングを形成することが望ましい。ただし、イオン注入法を用いる場合は、Ｎ型ＳｉＣ層１５を形成する度にＣＶＤ工程を中断し、イオン注入を行う必要がある。
【０１１２】
一方、ＳｉＣを成長させる場合、その成長速度により膜中へ取り込まれる不純物濃度（キャリヤ濃度）が異なるという性質が知られている。そこで、この性質を利用し、例えばＮ型ＳｉＣ層１５を成長させる際に、Ｃ（カーボン）マスクで基板成長表面の中央部をカバーすることにより、基板中央部の成長速度を抑え、基板周辺部の成長速度を相対的に早くすれば、基板周辺部のＰ型キャリヤ濃度を上げ、実質的にＰ型ガードリングと同様の効果を得ることもできる。この方法を用いれば、ＣＶＤ工程進行中にこの操作を同時に行うことができるので、ＣＶＤ工程を中断することなく複数のダイオード素子の積層構造を連続するＣＶＤ工程で行うことができる。
【０１１３】
あるいは、ＣＶＤによるＳｉＣ層の成長時に、基板成長表面の周辺部に電子線を選択的に照射することによっても、基板周辺部のＳｉＣの成長速度を相対的に早くし、実質的にＰ型ガードリングを形成することができる。
【０１１４】
上記構造と製造方法を用いることにより、基本ダイオード素子を複数層重ね、高耐圧素子を得ることができる。例えば、基本ダイオードを１０段積層した場合は、各素子の各上下の電極層を外部に引き出し、各半導体層にかかる電圧を調整することによって逆方向耐圧１５００Ｖ、順方向抵抗２０ｍohmを実現可能である。
【０１１５】
また、上記素子は高温逆バイアス試験（印加電圧が定格電圧の８０％，接合温度が４５０℃，試験時間が１０００ｈ）後も、リーク電流は初期値の５０％増加程度に抑えることが可能である。
【０１１６】
（第４の実施の形態）
第４の実施の形態は、ＳｉＣ層とＭＢ2層とを用いた超伝導素子構造に関する。
【０１１７】
最近、ＭＢ2の一種であるＭｇＢ2については、焼結体サンプルにおいて、高い臨界温度（約４０Ｋ）で超伝導性を示すことが発見され、注目を集めている。
【０１１８】
超伝導材料については、従来より超伝導トランジスタ等の超伝導素子への応用の可能性が指摘されているが、現在のところ、焼結体であるバルク単体で超伝導特性を検討するに止まっている。超伝導素子の実用化のためにはバルクと同等の特性を確保できる薄膜構造の検討が必要になる。
【０１１９】
これに対し、第１〜第３の実施の形態に説明したようなＳｉＣ層とＭＢ2層との積層構造を採用すれば、結晶性の高い超伝導素子構造を形成することが可能になる。
【０１２０】
図８は、ＭｇＢ2を超伝導層として使用した超伝導ＦＥＴ素子構造の一例を示す断面図である。同図に示すように、ＳｉＣ層１６上には、ゲート絶縁膜であるＡｌＮ層１００のパターンが形成され、この上にゲート電極としてＭｇＢ2層８０とＭｇＴｉＢ2層９０Ｇとが形成され、その両側に一定の距離をとって、超伝導層となるＭｇＢ2層８０のパターンが形成されている。さらに各超伝導層上には、電極としてＭｇＴｉＢ2層９０Ｓ/９０Ｄが形成されている。
【０１２１】
ＭｇＢ2層８０は、ＳｉＣ層１６との格子整合性が良い為、結晶性が良好な膜を形成することができる。従って、焼結体（バルク）のＭｇＢ2以上に優れた超伝導特性を示すＭｇＢ2層を形成できる可能性が高い。
【０１２２】
また、ＳｉＣ層１６とＡｌＮ層１００およびＭｇＢ2層８０はいずれも格子整合が可能なため、良好な結晶性を示し、エピタキシャル成長が可能である。
【０１２３】
この超伝導素子では、ＭｇＢ2層８０の臨界温度以下において、ＭｇＢ2層８０が超伝導状態に入ると、ＭｇＢ2層８０に接するＳｉＣ層１６領域に超伝導ライクな領域が生じる。この超伝導ライクな領域の広がりはゲート電圧値によって制御することができ、一定条件下で、ゲート絶縁膜であるＡｌＮ層１００下のＳｉＣ層１６に超伝導チャネルを形成でき、ＭＯＳＦＥＴ等と同様なスイッチング動作を行うことができる。
【０１２４】
この超伝導素子を製造するためには、まずＳｉＣ層１６上にＡｌＮ層１００をＣＶＤ法等を用いて形成し,ゲート絶縁膜パターンを残してエッチング除去する。この後、この基板成長表面上にＭＢＥ法によりＭｇＢ2層とＭｇＴｉＢ2層とを連続積層すれば、ゲート絶縁膜であるＡｌＮ層の両サイドには、ＡｌＮ層パターンの影により膜が形成されない領域が生じるので、セルフアライン的にソース、ドレインとなる各ＭｇＢ2層８０パターンと、ソース電極であるＭｇＴｉＢ2層９０Ｓと、ドレイン電極となるＭｇＴｉＢ2層９０Ｄのパターンを形成できるとともに、ゲート絶縁膜であるＡｌＮ層１００上にもゲート電極であるＭｇＢ2層８０とＭｇＴｉＢ2層９０Ｇからなる積層電極を形成できる。
【０１２５】
このように、図８に示す超伝導素子構造はセルフアライン的に作製することができるので、プロセス上の負担も少なく、しかも結晶性の高い超伝導層が得られる。こうして得られる超伝導トランジスタの遮断周波数は３５０ＧＨｚにすることが可能である。
【０１２６】
なお、ここでは、超伝導層としてＭｇＢ2層を使用しているが、他のＭＢ2材料を用いることもできる。例えばＴｉＢ2層やＺｒＢ2層を使用する場合は、臨界温度はＭｇＢ2層よりやや高くなるものの酸化されにくく、安定した動作を確保することができる。また、ここではＳｉＣ層を基板として用いているが、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層を基板として用いても同様な機能を有する超伝導素子を形成することが可能である。
【０１２７】
（第５の実施の形態）
第５の実施の形態では、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層とＭＢ2層との積層構造を用いた第１の発光素子の例を示す。
【０１２８】
図９に、第５の実施の形態に係る発光素子の構造例を示す。この発光素子では、半導体層としてＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層である、ＧａＩｎＮ、ＡｌＮ、及びＧａＮを使用しており、半導体層上に直接形成するコンタクト電極として、ＭＢ2層を使用している。
【０１２９】
具体的には、サファイア基板１０１上に第１のＧａＮバッファ層１１６を形成し、この第１のＧａＮバッファ層１１６上の一部に開口部（図示せず）を有する選択成長用ガラスマスク１０２を形成している。さらにこの選択成長用ガラスマスク１０２上に第２のＧａＮバッファ層１１５を形成し、さらにその上にＮ^＋型ＧａＩｎＮコンタクト層１０３を形成している。
【０１３０】
Ｎ^＋型ＧａＩｎＮコンタクト層１０３上には、発光部を含むメサ型に加工された積層部を備えるとともに、その積層部の脇に、コンタクト層１０３に対するコンタクト電極であるＺｒＣｒＭｇＢ2層１１１を介してＡｕ電極１１３ｂを形成している。
【０１３１】
また、Ｎ^＋型ＧａＩｎＮコンタクト層１０３上に形成されるメサ型積層部には、下側よりＮ型ＧａＮ層１０４、ＡｌxＧａ1-xＮクラッド層（0.2≦ｘ≦0.5）１０５、活性層１０６、ＡｌsＧａl-sＮクラッド層（0.1≦ｓ≦0.4）１０７、Ｐ型ＧａＮ層１０８、Ｐ^＋型ＧａtＩｎ1-tＮ（0≦t≦0.5）コンタクト層１０９、およびＺｒＣｒＭｇＢ2層１１４が順次積層形成されている。さらに活性層１０６には、例えばＧａvＩｎ1-vＮ層とＧａwＩｎ1-wＮ層とを交互に積層した量子井戸構造と、この量子井戸構造の上層と下層に備えた光ガイド層であるＧａuＩｎｌ-uＮ層（0≦u、z≦w＜v≦0.3）構造が形成されている。
【０１３２】
また、メサ型積層部の周囲は、パッシベーション膜であるＳｉＯ2膜で覆われ、ＺｒＣｒＭｇＢ2層１１４の表面層上の一部に開口部が設けられ、この露出層表面上にＡｕ電極１１３ａが形成されている。
【０１３３】
第５の実施の形態に係る半導体レーザ素子では、コンタクト電極としてＭＢ2層を使用しているので、Ｔｉ等の電極を用いた場合と比べて発光素子の寿命を伸ばすことができる。これは、コンタクト電極であるＭＢ2層の格子定数および熱寿命係数が発光素子の能動部分を形成するＧａＮ等の半導体とほぼ一致すること、およびＺｒＣｒＭｇＢ2層１１４やＹＣｒＢ2層１１１が通常の金属電極と異なり、ＧａＩｎＮ層やＧａＮ層との反応性が低いので界面での転位派生が少ないことが寄与していると考えられる。また、ＺｒＣｒＭｇＢ2層１１４中に含まれるＭｇがＰ型ＧａＩｎＮ層１０９層中に拡散して界面での接合抵抗を下げ、活性層近傍の動作温度が下がることも一因と考えられる。
【０１３４】
以下、図１０（ａ）〜図１０（ｃ）を参照して、第５の実施の形態に係る半導体装置の製造方法について説明する。
【０１３５】
まず、サファイア基板１０１上にＭＯＣＶＤ法等を用いて膜厚約０．０３μｍ〜０．２μｍの第１ＧａＮバッファ層１１６を形成する。次に、この第１ＧａＮバッファ層１１６上に、膜厚約０．１μｍ〜１μｍのＳｉＯ2等のガラスマスク層１０２をＣＶＤもしくはコーティング法を用いて形成する。続いて、フォトリソグラフィープロセスを用い、選択成長用ガラスマスク１０２の一部に第１のＧａＮバッファ層１１６面が露出するような開口部（図示せず）を形成する。
【０１３６】
続いて、この開口底部の露出面である第１のＧａＮバッファ層１１６をシードとしてＧａＮを成長させる。成長初期には基板面に対し垂直方向にエピタキシャル成長をするが、ある程度成長が進むと、基板面と平行な横方向にも成長が進み、最終的にガラスマスク１０２表面を覆う膜厚約３〜２０μｍの第２のＧａＮバッファ層１１５が形成できる。この横方向成長（ラテラル成長）により形成した第２のＧａＮバッファ層１１５は、欠陥密度の少ない良好な結晶膜となる。なお、ガラスマスク１０２に形成する開口部の場所は、特に限定されない。素子化する場合に、この開口部が素子の中に含まれていてもよいし、素子の外部にあって、基板を素子（チップ）ごとに切断する際に、素子と切り離されてもかまわない。
【０１３７】
続けて、第２のＧａＮバッファ層１１５の上に、ＭＯＣＶＤ法を用いて膜厚約１μｍ〜５μｍのＮ^＋型ＧａrＩｎ1-rＮ（0≦ｒ≦0.5）層１０３を形成する。なお、ＭＯＣＶＤ法でＮ^＋型ＧａrＩｎ1-rＮ（0≦ｒ≦0.5）層１０３を形成する際に、ＳｉＨ4ガスを用いて、Ｓｉをドーピングし、キャリア濃度を約１〜４０×１０¹⁸cm^-3とする。
【０１３８】
この後、Ｎ^＋型ＧａrＩｎ1-rＮ層１０３上に、順次ＭＯＣＶＤ法を用いて厚み２μｍ〜１０μｍのＮ型ＧａＮ層１０４、厚み０．７μｍ〜０．３μｍＡｌxＧａ1-xＮクラッド層１０５、活性層１０６、厚み０．１５〜０．７μｍＡｌsＧａl-sＮクラッド層１０７、厚み０．０５〜５μmのＰ型ＧａＮ層１０８、厚み０．２〜１μｍのＰ^＋型ＧａtＩｎ1-tＮ（0≦t≦0.5）コンタクト層１０９を連続工程で順次積層形成する。
【０１３９】
なお、各層へのＮ型ドーピング材としては例えばＳｉを、Ｐ型ドーピング材としては例えばＭｇを用いることができる。さらに、Ｐ^＋型ＧａtＩｎ1-tＮ（0≦t≦0.5）コンタクト層１０９の上にＭＯＣＶＤ法を用いて、ＺｒＣｒＭｇＢ2層１１４を形成する（図１０（ａ））。
【０１４０】
ＺｒＣｒＭｇＢ2層１１４の形成に際しては、Ｚｒ原料ガスとしては、塩化物、アルキルクロム化合物、ＺｒＣｐ2Ｒ2（Ｒ:アルキル基）のような有機金属、ＺｒＣｐ2ＣＨ3ＣＯＣＨ3のような酸素を含む有機金属、Ｚｒ（ＯＣ3Ｈ7-Ｉ）４のようなエステルあるいは、ＺｒＭe4（thf）４（thf:テトラヒドロフラン）あるいはＺｒ（ＣＨ2Ｃ6Ｈ5）4（bipy）（bipy：ビピリジン）のようなアルキル遷移金属錯体を用いてもよい。また、Ｃｒ原料ガスとしては、塩化物、アルキルクロム化合物、ＣｒＣｐ3のような有機金属、Ｃｒ（ＣＯ）6あるいはＣｒ（Ｃ6Ｈ6）（ＣＯ）3のような酸素を含む化合物、Ｃｒ（ＯＣ3Ｈ7-Ｉ）3のようなエステルあるいはＣｒＭｅ3(thf)3(thf：テトラヒドロフラン)あるいはＣｒ（ＣＨ2Ｃ6Ｈ5）3(bipy)(bipy：ビビリジン)のようなアルキル遷移金属錯体を用いてもよい。Ｃｒ(thd)3(thd:テトラメチルヘプタネヂオネイト)を用いてもよいが、Ｍｇよりも分解温度が高く重合を起こしにくい原料なので、Ｍｇの利用効率が高くなる。Ｂ（硼素）原料としては、Ｂ2Ｈ6あるいはＢの有機金属を用いればよい。
【０１４１】
なお、ＺｒＣｒＭｇＢ2層１１４の成膜温度を７００℃〜１２００℃で行うと、良質な結晶が得られる。特に、ＣＶＤ時のＢの供給原子数をＺｒ、Ｃｒ、Ｍｇの供給原子数の和の２倍以上にすることでＺｒＣｒＭｇＢ2層１１４の結晶性を改善できる。また、Ｍｇ原子数がＺｒ原子数の２〜１０％、Ｃｒ原子数がＺｒ原子数の１０〜２０％で、ＺｒＣｒＭｇＢ2層の厚さが０．０１〜０．２μｍの場合において、特に良質な結晶が成長できる。これはＣｒとＭｇを導入することでＺｒＢ2の融点が下がることによると考えられる。
【０１４２】
次に、フォトリソグラフィ工程を用いて、Ｎ^＋型ＧａrＩｎ1-rＮ層１０３上に積層されたＮ型ＧａＮ層１０４〜ＺｒＣｒＭｇＢ2層１１４の積層部をエッチングし、メサ型に加工する。更に、メサ型に加工した積層部、上面および、露出したＮ^＋型ＧａrＩｎ1-rＮ層１０３をＳｉＯ2パッシベーション膜１１０で被覆する（図１０（ｂ））。
【０１４３】
この後、Ｎ^＋型ＧａrＩｎ1-rＮ層１０３上に被覆されたＳｉＯ2パッシベーション膜１１０の一部をフォトリソグラフィ工程を用いて開口し、Ｎ^＋型ＧａrＩｎ1-rＮ層１０３を開口部底面に露出させる。この開口部および基板表面上にコンタクト電極となるＹ0.95Ｃｒ0.05Ｂ2層１１１をＭＯＣＶＤ法を用いて形成する。Ｙ0.95Ｃｒ0.05Ｂ2層１１１を形成する際は、Ｙ原料ガスとしては、上述したＣｒと同系統の原料を用いることができる。即ち、Ｃｒ原料として挙げた材料のＣｒをＹに置き換えたものを用いることができる。
【０１４４】
続けて、フォトリソグラフィ工程を用いて、ＧａＩｎＮコンタクト層１０３に接合している付近を除いてＹ0.95Ｃｒ0.05Ｂ2層１１１をエッチングし、エッチング除去し、コンタクト電極パターンを形成する。なお、Ｙ0.95Ｃｒ0.05Ｂ2層１１１をエッチングする際には、多少オーバエッチさせる方が好ましい。続けて、基板表面にＳｉＯ2パッシベーション膜１１２をコーティングし、さらに、Ｙ0.95Ｃｒ0.05Ｂ2層１１１からなるコンタクト電極とＺｒＣｒＭｇＢ2層１１４からなるコンタクト電極それぞれが露出するように、ＳｉＯ2パッシベーション膜１１０および１１２をエッチングし、開口を形成する（図１０（ｃ））。
【０１４５】
この後、基板表面にＡｕ電極を蒸着法等でコーティングし、さらにパターニングを行い各コンタクト電極（１１１、１１４）上にＡｕ電極パターン１１３ａ、１１３ｂを形成すれば図９に示す発光素子構造が得られる。
【０１４６】
本実施の形態の例では素子の作製をＭＯＣＶＤで行っているが、ＭＢＥで行ってもちろんよい。この場合には、Ｚｒ、Ｃｒ等の金属を電子線加熱で蒸発させることができるので、ＭＯＣＶＤよりも素子構造の作製が容易となる。
【０１４７】
（第６の実施の形態）
第６の実施の形態では、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ（０≦ｘ、０≦ｙ、１−ｘ−ｙ≦１）層とＭＢ2層との積層構造を用いた第２の発光素子の例を説明する。
【０１４８】
図１１は、第６の実施の形態に係る発光素子の構造を示す断面図である。発光素子の基本的な構造は、上述した第５の実施の形態に示す発光素子と同様であり、半導体層としてＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層を使用し、半導体層上に直接形成するコンタクト電極として、ＭＢ2層を使用している。
【０１４９】
しかし、第５の実施の形態の場合とは異なり、第６の実施の形態にかかる発光素子では、ラテラル成長により形成される結晶性の良いＮ^＋型ＧａＮ層１０２上に格子整合層としてＧａ0.9Ｉｎ0.1Ｎ層（以下、「ＧａＩｎＮ層」という）１０３ｂを形成している。また、この格子整合層１０３ｂの上全面にコンタクト電極層としてＹ0.9Ｃｒ0.05Ｍｇ0.05Ｂ2層（以下、「ＹＣｒＭｇＢ2層」という）１１１ｂを形成している。また、ＧａＩｎＮコンタクト層１０３はこのＹＣｒＭｇＢ2層１１１ｂ上に形成され、メサ型に加工された積層部の中に組み込まれている。
【０１５０】
このような構造では、ＹＣｒＭｇＢ2層１１１ｂを単独でパターニングすることが不要になるので、発光素子を構成するほぼ全ての半導体層及びコンタクト電極層を連続するＭＯＣＶＤ工程で形成することが可能になる、従って、大幅なプロセスの簡略化を図ることができる。
【０１５１】
また、ＧａＩｎＮ格子整合層１０３ｂ、ＹＣｒＭｇＢ2コンタクト電極層１１１ｂ、及びＧａＩｎＮコンタクト層１０３は相対的な格子定数差が小さく、ＧａＮに対してのトータル歪量を臨界歪み以下にできる。このため、ＧａＮバッファ層１１５上に高品質なＧａＮ層１０４が成長でき、さらにＧａＩｎＮコンタクト層１０３上に高品質な結晶層を積層できる。
【０１５２】
さらに、第６の実施の形態の発光素子ではＹＣｒＭｇＢ2コンタクト電極層１１１ｂを格子整合層であるＧａＩｎＮ１０３ｂ層上の全面に形成し、メサ型積層部のＮ^＋型ＧａＮ層１０３下面全面がＹＣｒＭｇＢ2コンタクト電極層１１１ｂに接しているので、上部のＡｕ電極１１３ａと下部のＡｕ電極１１３ｂとの間の抵抗、即ちメサ型積層部の抵抗を１/１０から１/１００にできる。このため発光部の発熱量を大幅に低減でき、最大光出力を数十％改善できる。
【０１５３】
（第７の実施の形態）
第７の実施の形態では、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ（０≦ｘ、０≦ｙ、１−ｘ−ｙ≦１）層とＭＢ2層との積層構造を用いた第３の発光素子の例を説明する。
【０１５４】
図１２は、第７の実施の形態に係る発光素子の構造を示す断面図である。メサ型に加工された積層部の構造は第６の実施の形態に係る発光素子と同様であるが、第７の実施の形態に係る発光素子では、まず、ＳｉＣ基板１１８を使用している点で、第５、第６の実施の形態の発光素子と異なる。また、ＳｉＣ基板１１８上に、格子整合層としてＭＢ2層（ＴｉＺｒＹＢ2層）１１７を形成し、この上にＧａＮバッファ層１１５を形成している点でも異なる。さらに下層Ａｕ電極１２０の構造も異なる。
【０１５５】
ＴｉＺｒＹＢ2層１１７は、Ｔｉ，Ｚｒ，Ｙの組成を連続的に変化させることでＳｉＣ基板１１８に接する下表面ではＳｉＣと格子整合する組成とし、ＧａＮバッファ層１１５に接する上表面では、ＧａＮに格子整合する組成にすることが好ましい。例えば厚み方向にＴｉ0.64Ｚｒ0.36Ｂ2からＺｒ0.84Ｙ0.16Ｂ2まで連続的に組成を変化させた層にするとよい。
【０１５６】
従来、ＧａＮ系発光素子でＳｉＣ基板を使用する場合は、ＳｉＣ層とＧａＮ層の間に介在させる格子整合層として使用されていたＡｌＧａＮ層は抵抗が高いという問題があるが、第７の実施の形態に係る発光素子では、導電層であるＭＢ2層を格子整合層として使用しているので、抵抗値を上げることなく、ＳｉＣ基板１１８に格子整合させることができる。
【０１５７】
なお、ＳｉＣ基板の下側表面にはほぼ全面にＴｉ/Ａｌコンタクト電極１１９を介して下層Ａｕ電極１２０を形成している。
【０１５８】
第７の実施の形態にかかる発光素子では、ＧａＮバッファ層１１５上に、ＧａＮ層と格子不整合が約１％程度であるＧａＩｎＮコンタクト層１０３ｄを臨界膜厚以下である０．０１μｍ形成し、さらにこの層の上に、ＧａＮ層との格子不整合が約２％以下のＺｒＢ2層１１１ｃを膜厚約０．０２μｍ形成している。加えて、ＺｒＢ2層１１１ｃ上に、ＧａＩｎＮコンタクト層１０３を約０．０１μｍ形成しているので、これら３つの層でのＧａＮに対する平均格子不整合を０．１７％と小さくすることができ、良好な結晶性を得ることができる。
【０１５９】
また、ＺｒＢ2層１１１ｃは、電流拡散層としても機能し、基板裏面からメサ型積層部分へ流れる電流をより効率的に集中させる効果を発揮する。従って、ＳｉＣ基板を使用した従来のＧａＮ系発光デバイスでは、動作電圧が発光波長＋３Ｖ以上あったが、第７の実施の形態に係る発光素子では、この動作電圧を発光波長＋０．５Ｖ以下に低減させることができる。
【０１６０】
なお、第７の実施の形態に係る発光素子も、第５の実施の形態と同様な方法によって作製することができる。
【０１６１】
以上、第１〜第７の実施の形態について説明したが、本実施の形態に係るＳｉＣ層もしくはＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層とＭＢ2層との積層構造は、上述する以外の種々の機能素子に応用可能である。例えば半導体素子としては、上述するショットキー接合ダイオードのほかにＩＧＢＴ等のバイポーラーデバイス、ＳＩＴあるいは横型ＦＥＴ、ＭＯＳＦＥＴ、アバランシェダイオード、フォトディテクター、ＨＥＭＴ等にも適用可能である。
【０１６２】
ＳｉＣ層を使用する場合は、4Ｈ-ＳｉＣのみならず、6Ｈ-ＳｉＣ、15Ｈ-ＳｉＣ、4Ｈ-ＳｉＣ、3Ｈ-ＳｉＣ等を使用することも可能である。また、ヘキサゴナル結晶のみならず、キュービック系結晶を利用することもできる。ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ基板についても同様である。
【０１６３】
以上、本発明の実施の形態について説明したが、本発明は、これらの実施の形態に限定されるものではない。特に、各機能素子を構成する各層の構造や製造方法、膜厚などの条件は限定されるものではなく、当業者であれば、置換や改良が可能なことは明らかである。
【０１６４】
【発明の効果】
以上に説明するように、本発明の第１の特徴によれば、ＳｉＣ層上に形成する化学式ＭＢ2で示される二硼化金属層は、ＳｉＣ層と格子整合でき、しかも金属Ｍの組み合わせにより種々の特性を得ることが可能であるため、機能素子それぞれに必要な電気伝導性や熱伝導性等を持つ電極層、あるいは格子整合層等を提供できる。また、格子整合性が良好であるため、素子の積層化も容易になり、立体的な素子の集積化が容易になる。
【０１６５】
本発明の第２の特徴によれば、ＳｉＣ層上に形成する化学式ＭＢ2で示される二硼化金属層は、ＳｉＣ層と格子整合でき、しかも熱膨張係数が略一致しているので、広範囲での温度の変化に対しも安定な動作が可能な機能素子を提供できる。従って、高温動作用機能素子としての応用に適している。
【０１６６】
本発明の第３の特徴によれば、二硼化金属層は、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層と格子整合でき、しかも金属Ｍの組み合わせにより種々の材料設計が可能であるため、機能素子それぞれに必要な電気伝導性等を持つ電極層、あるいは格子整合層等を提供できる。
【０１６７】
本発明の第４の特徴によれば、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層上に形成する化学式ＭＢ2で示される二硼化金属層は、ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層と格子整合でき、しかも熱膨張係数が略一致しているので、広範囲での温度の変化に対しも安定な動作が可能な機能素子を提供できる。従って、高温動作用機能素子としての応用に適している。
【０１６８】
本発明の第５の特徴によれば、超伝導層である二硼化金属を良好な結晶状態で形成できるため、良好な超伝導特性を示す超伝導素子を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】第１〜第７の実施の形態に係るＭＢ2の結晶構造を示す図である。
【図２】第１の実施の形態に係るＭＢ2の格子定数と熱膨張係数の関係を示す図である。
【図３】第１の実施の形態に係るＭＢ2層とＳｉＣ層とを用いたショットキー接合ダイオードの構造例を示す断面図である。
【図４】第２の実施の形態に係るＭＢ2の格子定数と熱膨張係数の関係を示す図である。
【図５】第２の実施の形態に係るＭＢ2層とＳｉＣ層とを用いたショットキー接合ダイオードの構造例を示す断面図である。
【図６】第３の実施の形態に係るＭＢ2の格子定数と熱伝導度の関係を示す図である。
【図７】第３の実施の形態に係るＭＢ2層とＳｉＣ層とを用いた積層型ショットキー接合ダイオードの構造例を示す断面図である。
【図８】第４の実施の形態に係るＭＢ2層とＳｉＣ層とを用いた超伝導ＭＯＳＦＥＴの構造例を示す断面図である。
【図９】第５の実施の形態に係るＭＢ2層とＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層とを用いた発光素子の構造例を示す断面図である。
【図１０】第５の実施の形態に係る発光素子の製造方法を示す工程図である。
【図１１】第６の実施の形態に係るＭＢ2層とＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層とを用いた発光素子の構造例を示す断面図である。
【図１２】第７の実施の形態に係るＭＢ2層とＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ層及びＳｉＣ基板とを用いた発光素子の構造例を示す断面図である。
【符号の説明】
１０Ｎ^＋ＳｉＣ基板
１５Ｎ型ＳｉＣ層
１６ＳｉＣ層
２０Ｎ⁻ＳｉＣ層
３０Ｐ^＋型ガードリング層
４０ＭＢ2層
４１ＭｇＢ2層
４２ＺｒＴｉＢ2層
４３、５２半田層
４４アノード層
４５ＴａＢ2層
５１ＺｒＢ2層
５２半田層
５３カソード層
５５ＺｒＴｉＢ2層
７０ＺｒＣｒＢ2層
８０ＭｇＢ2層
９０ＭｇＴｉＢ2層
１００ＭｇＴｉＢ2層
１０１サファイア基板
１０２選択成長用ガラスマスク
１０３ＧａＩｎＮコンタクト層
１０３ｂＧａＩｎＮ格子整合層
１０３ｄＧａＩｎＮコンタクト層
１０４Ｎ型ＧａＮ層
１０５ＡｌＧａＮクラッド層
１０６活性層
１０７ＡｌＧａＮクラッド層
１０８Ｐ型ＧａＮ層
１０９Ｐ型ＧａＩｎＮコンタクト層
１１０１１２、ＳｉＯ2膜
１１１ＹＣｒＢ2層
１１１ｂＺｒＭｇＢ2層
１１１ｃＺｒＢ2層
１１３Ａｕ電極
１１４ＺｒＣｒＭｇＢ2層
１１５、１１６ＧａＮバッファ層
１１７ＴｉＺｒＹＢ2層
１１８ＳｉＣ層
１１９Ｔｉ/Ａｌコンタクトメタル
１２０Ａｕ電極[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to an element structure of a functional element, and in particular, to a semiconductor element or a superconducting element using an SiC layer or an AlxGayIn1-xyN (0≤x, 0≤y, 1-xy≤1) layer. The present invention relates to a possible device structure.
[0002]
[Prior art]
SiC or AlxGayIn1-xyN (0≤x, 0≤y, 1-xy≤1) is thermally and chemically stable and has an energy gap of 2.3 eV or more. Attention has been focused on as a material for use in light emission or a material for a short wavelength light emitting device.
[0003]
For example, in recent power devices (power elements) and the like, elements capable of operating at higher temperatures have been developed, and heat resistance is sometimes insufficient when a conventional Si substrate is used. Therefore, development of a semiconductor device using an SiC substrate or an AlxGayIn1-xyN substrate that can be used at 300 ° C. or higher at all times is desired.
[0004]
On the other hand, in semiconductor light emitting devices such as laser diodes, development of short wavelength light emitting devices using a GaN-based semiconductor layer is progressing, and the use of a SiC substrate instead of a sapphire substrate as the substrate is being studied.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
However, when the SiC layer or AlxGayIn1-x-yN layer is used as a substrate or semiconductor layer in this way and operated at a high temperature, the heat resistance of the thin film layer formed on these layers and the interface characteristics with these layers Is a problem.
[0006]
For example, as an electrode layer formed on a SiC substrate or an AlxGayIn1-xyN substrate, a metal layer of Al, Al-Si alloy, Ti, Ni, W, Ta or a combination thereof is used. Or, since the melting point of the Al—Si alloy is low, the problem of deterioration is inevitable when operating at a high temperature. On the other hand, when Ti, Ni, W, Ta having a high melting point is used, the resistivity is higher than that of Al or the like. In addition, these metal layers easily react with the SiC substrate or the AlxGayIn1-x-yN substrate to form a compound, and the resistance increases when compounded.
[0007]
In JP-A-5-63237, the electrode material formed on the SiC substrate is a compound of a group III metal and a metal selected from Pt, Cr, Ta, W, Mo, and Sb, and has a melting point. An electrode material having a melting point higher than that of the group III metal is disclosed. However, the resistivity of these electrode materials is even higher than that of metals such as Ta, Ti, and Ta. In addition, since lattice matching between the electrode material and the semiconductor substrate is not achieved, a large number of dislocations may occur near the interface between the substrate and the electrode material when subjected to a heat cycle.
[0008]
In addition, when a SiC substrate is used for a GaN-based semiconductor light emitting device, a lattice matching layer is required between the SiC layer and the GaN layer, and an AlGaN layer is currently used as the lattice matching layer. However, since the resistance is high, the operating voltage is increased.
[0009]
In view of the above-described conventional problems, an object of the present invention is to provide a functional element having a laminated structure of a semiconductor layer and a conductive layer that has few lattice mismatches, can be used at high temperatures, and is stable and reliable. That is.
[0010]
[Means for Solving the Problems]
The first feature of the functional element of the present invention is that an SiC layer having a c-axis plane of hexagonal crystal structure or a {111} plane of cubic crystal structure is in contact with the c-axis plane or {111} plane of the SiC layer. The c-axis of the layer or the <111> axis and the c-axis are aligned so as to be aligned and represented by the chemical formula MB2 (where M is one or more metal elements) and has a P6 / mmm crystal structure. And having a boride layer. Note that the crystal structure of this boride layer is not necessarily a perfect crystal, ⁷ / cm ² It may have a degree of transition.
[0011]
According to the first feature of the functional element of the present invention, since the boride layer is a conductor, it can also be used as an electrode layer. In addition, the hexagonal crystal structure or cubic crystal structure of the SiC layer serving as the semiconductor layer and the P6 / mmm crystal structure of the boride layer have different crystal groups, but have crystal structures similar to each other at the junction interface. Regardless of the type of boride metal M represented by MB2, the boride layer can be epitaxially grown on the SiC layer. For this reason, a laminated structure including a semiconductor layer and a conductive layer, which hardly cause lattice mismatch at the interface, can be formed. The reproducibility of this heterojunction structure is high, the crystallinity is also good, and each layer exhibits the original physical property values.
[0012]
Further, the boride represented by MB2 adjusts its physical properties such as lattice constant, electrical resistance, thermal conductivity, etc. relatively freely by mixing one or more metals as the metal M in various composition ratios. be able to. Therefore, an electrode layer, a lattice matching layer, or the like having characteristics suitable for the use of the functional element can be formed on the SiC layer.
[0013]
In the functional element having the first feature described above, the closest interatomic distance in the c-axis plane or {111} plane of the SiC layer and the lattice constant in the a-axis direction of the boride layer are substantially matched. In this case, an electrode layer or a lattice matching layer that hardly causes lattice mismatching can be formed on the SiC layer. Here, the phrase “the lattice constants are substantially matched” preferably refers to the case where the difference between the lattice constant values is about ± 1%.
[0014]
The second feature of the functional element of the present invention is that the thermal expansion coefficient formed in contact with the SiC layer and the SiC layer substantially coincides with the thermal expansion coefficient of the SiC layer, and the chemical formula MB2 (where M is one kind) And a boride layer having a P6 / mmm crystal structure.
[0015]
According to the second feature of the functional element of the present invention, the boride layer can be used as an electrode layer and substantially matches the thermal expansion coefficient of the SiC layer, so that it is used at a high temperature or alternately at a high temperature and a low temperature. With respect to the thermal history when used in the above, it is possible to prevent the occurrence of distortion due to the difference in thermal expansion coefficient. For this reason, peeling at the bonding interface and occurrence of dislocation at the interface can be suppressed, and a boride having good crystallinity can be formed on the SiC layer.
[0016]
The third feature of the functional element of the present invention is that AlxGayIn1-x-yN (0 ≦ x ≦ 1, 0 ≦ y ≦ 1, 0 ≦ having a c-axis plane of hexagonal crystal structure or a {111} plane of cubic crystal structure. The 1-x-y ≦ 1) layer is in contact with the c-axis plane or {111} plane of the AlxGayIn1-x-yN layer, and the c-axis or <111> axis of the AlxGayIn1-x-yN layer coincides with the c-axis. And a boride layer represented by the chemical formula MB2 (where M is one or more metal elements) and having a P6 / mmm crystal structure.
[0017]
According to the third feature of the functional element of the present invention, the boride layer is conductive and can be used as an electrode layer. Moreover, the AlxGayIn1-x-yN layer has a hexagonal crystal structure or a cubic crystal structure of {111} and Since the crystal structure at the junction interface is similar to the MB6 P6 / mmm crystal structure, the difference in lattice constant at the junction interface can be reduced. Therefore, an epitaxial layer of a boride layer can be formed on the AlxGayIn1-x-yN layer, and lattice mismatch at the interface can be reduced.
[0018]
Further, the boride represented by MB2 adjusts its physical properties such as lattice constant, electrical resistance, thermal conductivity, etc. relatively freely by mixing one or more metals as the metal M in various composition ratios. Therefore, an electrode layer or a lattice matching layer having characteristics suitable for the use of the functional element can be formed on the AlxGayIn1-x-yN layer.
[0019]
In the functional element having the third feature, the nearest interatomic distance in the c-axis plane or {111} plane of the AlxGayIn1-x-yN layer and the lattice in the a-axis direction of the boride layer When the constants are substantially matched, it is possible to form an electrode layer or the like on which the lattice mismatch hardly occurs on the AlxGayIn1-xyN layer.
[0020]
The fourth feature of the functional element of the present invention is that an AlxGayIn1-xyN (0 ≦ x ≦ 1, 0 ≦ y ≦ 1, 0 ≦ 1-xy ≦ 1) layer, an AlxGayIn1-xyN layer, The thermal expansion coefficient formed in contact with the AlxGayIn1-x-yN layer is substantially the same as that of the AlxGayIn1-x-yN layer, represented by the chemical formula MB2 (where M is one or more metal elements), and has a P6 / mmm crystal structure. And having a boride layer.
[0021]
According to the fourth feature of the functional element of the present invention, the boride layer can be used as an electrode layer, and substantially matches the thermal expansion coefficient of the AlxGayIn1-x-yN layer. It is possible to form a laminated structure composed of an AlxGayIn1-xyN layer and a boron layer that can prevent the occurrence of delamination at the layer interface, etc., against thermal history associated with alternate use at low temperatures.
[0022]
A fifth feature of the functional device of the present invention is a functional device having any one of the first to fourth features, wherein the boride layer has superconducting properties.
[0023]
According to the characteristics of the fifth functional element, a laminated structure of a SiC layer and a boride layer in which the lattice constant is approximate and lattice mismatch is unlikely to occur or the superconducting layer is not peeled off due to a difference in thermal expansion coefficient. Alternatively, it is possible to provide a superconducting device having a laminated structure of an AlxGayIn1-x-yN layer and a boride layer. Since the boride which is a superconducting layer can be formed as a film having good crystallinity on the SiC layer or the AlxGayIn1-xyN layer, the original superconducting characteristics can be exhibited even if it is formed into an element.
[0024]
The {111} planes are (111) plane, (−111) plane, (1-11) plane (11-1) plane, (−1-11) plane (−11-1) plane, (1- 1-1) A specific surface such as a (1-1-1) plane or the like, and the {111} Si plane is a (111) plane, a (-1-11) plane, (-11- 1) plane and (1-1-1) plane, and the {111} c plane is the (-111) plane, (1-11) plane, (11-1) plane, (-1-1- 1) The plane, <111> axis is a general term for specific axes such as [111] axis, [−111] axis, [1-11] axis, [11-1] axis. For the convenience of description, the negative sign is shown on the left side instead of being shown above the index.
[0025]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, before describing specific embodiments, a stacked structure of a semiconductor layer and a metal diboride layer common to the first to seventh embodiments will be described.
[0026]
In any of the functional elements of the first to seventh embodiments, the SiC layer or AlxGayIn1-x-yN (0 ≦ x, where the c-axis plane of the hexagonal crystal structure or the (111) plane of the cubic crystal structure is on the surface. (0 ≦ y, 1−xy− ≦ 1) layers and the chemical formula MB2 (where M is one or more metal elements) formed so as to be in contact with these layers and to be c-axis oriented. And a metal diboride layer. Hereinafter, the metal diboride is indicated as MB2 here.
[0027]
MB2 according to the present embodiment has a P6 / mmm crystal structure. The P6 / mmm crystal structure is a 6-fold symmetric crystal structure with the c-axis direction as the symmetric axis, having 6 symmetric axes perpendicular to the 6-fold symmetric axis, and having mirror symmetry in the vertical direction. It has a crystal structure with six-fold symmetry axis and six-way mirror symmetry.
[0028]
FIG. 1 is a diagram showing a unit cell of MB2 having a P6 / mmm crystal structure. As shown in the figure, MB2 has B (boron) atoms at the positions (1 / 3,2 / 3,1 / 2) and (2 / 3,1 / 3,1 / 2) in the Bravay unit cell. And M (metal) atoms at the corners of the Bravay unit cell.
[0029]
The c-axis plane of the hexagonal crystal structure of the SiC layer or the AlxGayIn1-x-yN layer or the (111) plane of the cubic crystal structure is formed on the surface, and the P6 / mmm crystal structure of MB2 is in c-axis plane orientation in contact with this plane. If formed in this way, although the crystal structure is different, the bonding interface has a similar crystal structure, and the lattice constant difference at the bonding interface can be reduced.
[0030]
For example, the difference in lattice constant between the SiC layer and the MB2 layer can be kept within about 7% regardless of the type of M (metal). Therefore, when MB2 is formed on the SiC layer, it can be epitaxially grown at least about two atomic layers.
[0031]
On the other hand, since various single or plural metals can be selected as M for MB2, a better epitaxial crystal layer can be formed on the SiC layer by using a material that substantially matches the lattice constant of the SiC layer. For example, the metal M is one of Ag, Au, Cr, Hf, Lu, Mg, Mn, Mo, Nb, Os, Pu, Ru, Sc, Ta, Ti, U, V, and Zr. The above elements can be used.
[0032]
Although the manufacturing method of MB2 which concerns on this Embodiment is not limited, For example, you may form by MBE (Molecular Beam Epitaxy) method or you may form by MOCVD (Metal-Organic Chemical Vapor Deposition) method. When the MB2 layer is formed by the MBE method, the M (metal) material and B (boron) material as raw materials are evaporated as a molecular beam using means such as electron beam heating in an ultrahigh vacuum. In this case, as a metal material, MB2, MB4, MB6 or the like can be used as a raw material in addition to M itself. B2H6 can be used as the boron material.
[0033]
When the metal M is Mg and MgB2 is used as the raw material, for example, a film forming temperature of about 650 ° C. is good. However, when using other metal materials, it is appropriate to set the film forming temperature to about 1000 to 1500 ° C. It is. When using a mixture of Mg and another metal as M in the MB2 layer, a growth temperature of 650 to 1100 ° C. is more preferable.
[0034]
When the MB2 layer is formed by MOCVD, when the metal M is a transition group III or lanthanoid such as Sc or Y, the source gas is a metal chloride such as MCl3, an alkyl chromium compound, or MCp3. Use organometallic, esters such as M (OC3H7-I) 3, or alkyl transition metal complexes such as MMe3 (thf) 3 (thf: tetrahydrofuran) or M (CH2C6H5) 3 (bipy) (bipy: bipyridine) Can do. M (thd) 3 (thd: tetramethylheptanedionate) may also be used.
[0035]
When the metal M of the MB2 layer is a transition group IV such as Ti, Zr, or Hf, a chloride such as MCl4, an alkyl chromium compound such as MCl2Cp2, MCp2R2 (where R is an alkyl group or hydrogen) ), An organic metal containing oxygen such as MCp2CH3COCH3, an ester such as M (OC3H7-I) 4, MMe4 (thf) 4 (thf: tetrahydrofuran) or M (CH2C6H5) 4 (bipy) ( An alkyl transition metal complex such as bipy (bipyridine) may be used as a raw material gas. Alternatively, M (thd) 4 (thd: tetramethylheptanedionate) may be used.
[0036]
Further, when the metal M of the MB2 layer is a transition V group such as V, Nb, Ta, the source gas contains chloride, an alkyl chromium compound, oxygen such as an organic metal M (CO) 5 such as MCp2. Compounds, esters such as M (OC3H7-I) 3, or alkyl transition metal complexes such as MMe3 (thf) 3 (thf: tetrahydrofuran) or M (CH2C6H5) 3 (bipy) (bipy: bipyridine) may also be used. Good. Alternatively, M (thd) 3 (thd: tetramethylheptanedionate) may be used.
[0037]
When the metal M is a group VI transition metal such as Cr or Mo, a chloride such as MCl3, an alkyl chromium compound, an organic metal M (CO) 6 such as MCp3, or M (C6H6) (CO ) 3-containing oxygen compounds, esters such as M (OC3H7-I) 3, MMe3 (thf) 3 (thf: tetrahydrofuran) or M (CH2C6H5) 3 (bipy) (bipy: bipyridine) An alkyl transition metal complex may be used. Further, M (thd) 3 (thd: tetramethylheptanedionate) may be used.
[0038]
When the metal M is Mg, Cp2Mg or (Me5Cp) 2Mg can be used. (Me6Cp) 2Mg can also be used. Since this material has a higher decomposition temperature than Cp2Mg and is difficult to cause polymerization, the utilization efficiency of Mg is high.
[0039]
Also in the case of MOCVD, the B2 (boron) raw material for the MB2 layer may be supplied with B2H6 or B organic metal.
[0040]
When the MB2 layer is formed using MOCVD, a good quality crystal can be obtained if the growth temperature (substrate temperature) is set to 650 to 1650 ° C. Further, when Mg is included as the metal composition, the growth temperature is preferably 1000 ° C. or lower, and when Mg is not included, it can be 1200 ° C. or higher.
[0041]
For example, when Zr, Cr, or Mg is used as M of the MB2 layer, the number of Mg atoms is 2 to 10% of Zr, the number of Cr atoms is 10 to 20% of Zr, and the thickness is 10 nm to 200 nm. Sometimes particularly good quality crystals can be grown. This is considered to be due to the fact that the melting point of ZrB2 is lowered by introducing Cr and Mg. Further, when the number of B supply atoms is set to be twice or more than the M supply atom sum during crystal growth, a higher quality crystal can be obtained.
[0042]
(First embodiment)
In the first embodiment, an example of a laminated structure in which a lattice constant and a thermal expansion coefficient of each layer substantially coincide with each other in a laminated structure composed of an SiC layer or an Al x GayIn 1-xy N layer and an MB2 layer, and this laminated structure is used. An example of the semiconductor device will be described.
[0043]
[MB2 layer lattice constant and thermal expansion coefficient]
FIG. 2 is a graph showing lattice constants and thermal expansion coefficients of SiC and various MB2 according to the first embodiment. As shown in the graph, the lattice constant of hexagonal SiC in the a-axis direction SiC at room temperature is about 3.08Å, and the thermal expansion coefficient is about 6 × 10. ^-6 / ° C. The in-plane closest interatomic distance of the (111) plane of cubic SiC substantially matches this value. In the graph, physical property data of CrB2, TaB2, UB2, ZrB2, TiB2, VB2, and NiB2 are plotted as an example of MB2.
[0044]
In the graph, region A is a range in which the lattice constant substantially coincides with SiC at room temperature. That is, the lattice constant difference with SiC at room temperature is within 0.1%. Further, the region C shows a range where the difference in lattice constant from SiC at room temperature is within 1%.
[0045]
Therefore, in order to obtain MB2 whose lattice constant substantially matches that of SiC at room temperature, it is preferable to use MB2 having physical properties in the region C, more preferably in the region A.
[0046]
The physical properties of MB2 can be adjusted relatively easily by setting a plurality of metals to an appropriate mixing ratio as M in MB2. Therefore, for example, as shown in the graph, when one or more of Cr, Ta, U, Zr, Hf, Ti, and V is used as the metal M of MB2, MB2 using each M as a single unit MB2 having an arbitrary physical property can be produced within the range of the region surrounded by the physical property values (spotted portion in the figure).
[0047]
Thus, when a plurality of metals are used as the metal M in MB2, assuming that each metal is Mi and the composition ratio (concentration) of each metal is xi, the lattice constant represented by the following formula (f1) The weighted average value aave can be considered as the lattice constant of MB2.
[0048]
aave = ΣaMiB2 * xi (f1)
Therefore, when the MB2 layer is formed on the SiC layer, it is preferable to select the MB2 composition so that the weighted average value aave of the lattice constant of MB2 substantially matches the lattice constant of the SiC substrate surface. Here, “substantially coincide” means about ± 1%, more preferably about ± 0.1%.
[0049]
When a functional element such as a semiconductor element is manufactured, the thickness of the MB2 layer formed on the SiC layer is about several hundred nm at most, and at this thickness, each lattice constant of the SiC layer and the MB2 layer is about 0.1. In the case of substantially matching within the range of%, almost no strain is generated at the interface due to lattice mismatch, and there is no practical problem.
[0050]
For example, TaB2 alone satisfies this condition for SiC, and lattice matching with SiC is possible. MgB2 has a slightly large lattice constant difference of about 0.25% with respect to SiC, but even in this case, when the film thickness of the MgB2 layer is 200 nm or less, the energy accumulated due to strain is small, and the lattice constant is substantially the same. It can be considered as a match.
[0051]
Further, the lattice constants of HfB2 and VB2 are not substantially coincident with SiC, but in the case of HfVB2 in which Hf and V are mixed at a composition ratio of 0.51 to 0.49, the lattice constant of SiC is It is substantially coincident and can be lattice-matched with SiC. Similarly, in the case of ZrTiB2, lattice matching with SiC can be achieved when the composition ratio of Zr and Ti is 0.36 to 0.64. In the case of CrYB2, when the ratio of Cr and Y is 0.68 to 0.32, lattice matching with SiC can be achieved.
[0052]
Further, MB2 that is an arbitrary combination of MgB2, TaB2, TaB2, HfB2, VB2, ZrTiB2 and CrYB2 lattice-matched to SiC can also be lattice-matched to SiC. For example, such MB2 can be expressed by the following equation.
[0053]
MgtuvwTa (1-t) uwHfv0.51 (1-u) vwV0.49 (1-u) vwZr0.36 (1-v) wTi0.64 (1-v) wCr0.68 (1-w) Y0.32 ( 1-w) B2
Here, 0 ≦ t, 0 ≦ u, 0 ≦ v, and w ≦ 1.
[0054]
Next, a region E in FIG. 2 indicates a range in which the thermal expansion coefficient substantially coincides with SiC. That is, in region E, the difference in thermal expansion coefficient from SiC is 1 × 10. ^-6 The area within / K is shown.
[0055]
When a functional element having a laminated structure of an SiC layer and an MB2 layer is used at a wide range of temperatures, it is desirable to make the thermal expansion coefficients substantially the same in order to prevent peeling at the interface caused by the difference in thermal expansion coefficients. Therefore, it is preferable to use MB2 having a thermal expansion coefficient in the region E.
[0056]
As the metal M in MB2, a plurality of metals can be used, and by adjusting the composition ratio, MB2 having a thermal expansion coefficient that substantially matches the thermal expansion coefficient of SiC can be obtained.
[0057]
For example, when MB2 includes a plurality of metals as the metal M, if each metal is Mi and the composition ratio (concentration) of each metal is xi, the thermal expansion coefficient can be expressed by the following weighted average formula (f2). it can.
[0058]
lave = ΣlMiB2 * xi (f2)
Therefore, when the MB2 layer is formed on the SiC layer, the composition of MB2 may be determined so that the weighted average value aave of the thermal expansion coefficient of MB2 substantially coincides with the thermal expansion coefficient of SiC. Here, the coefficients of thermal expansion substantially coincide with each other approximately 1 × 10. ^-6 Within / K.
[0059]
In the heat history of a semiconductor manufacturing process using a normal SiC layer, the difference between the upper limit and the lower limit of the operating temperature is at most 1500 ° C. In this case, if the thermal expansion coefficients substantially match, the lattice constant difference in this thermal history can be made within 0.15%. If the lattice constant difference is within this range, deterioration due to strain or the like hardly occurs if the thickness of the MB2 layer is several thousand mm or less.
[0060]
MgB2, TiB2, ZrB2, HfB2, and VB2 each have substantially the same thermal expansion coefficient as that of SiC. However, these metals can be mixed as M in MB2 to make the thermal expansion coefficient substantially equal to that of SiC. it can. For example, Mg, Ti, and Hf may be mixed at a ratio of 80%, and Cr and Ta at a ratio of 20%. Moreover, about 25% of the composition of M may be Y, or about 1/3 of U may be mixed. Alternatively, Sc may be about 50% as M. Further, they can be crystallized as appropriate.
[0061]
Although the lattice constant and the thermal expansion coefficient of SiC and MB2 have been described above, respectively, it is more preferable that both the thermal expansion coefficient and the lattice constant of SiC and MB2 match. That is, in FIG. 2, it is preferable to select MB2 in a range satisfying both the region E and the region C. For example, if Hf0.51V0.49B2, Zr0.36Ti0.64B2, MgB2, Ta0.1Mg0.9B2, Cr0.08Hf0.52Ti0.40B2 is used as such a metal of MB2, SiC, lattice constant and thermal expansion coefficient can be obtained. Can be substantially matched.
[0062]
Further, in the graph, the region B shows the range in which the lattice constant substantially matches SiC at 1500 ° C. converted into the range of the lattice constant at room temperature. That is, the region B shows a range where the lattice constant difference with SiC at 1500 ° C. is within 0.1%. When the thermal expansion coefficient is large, the value is smaller than the lattice constant of SiC at room temperature, and when the thermal expansion coefficient is small, the value is larger than the lattice constant of SiC at room temperature. Accordingly, the region B is inclined obliquely in the graph. Region D shows a range in which the difference in lattice constant from SiC at 1500 ° C. is within 1%.
[0063]
Therefore, when used in a wide temperature range, it is preferable to use MB2 having physical properties in a range where the region C, the region D, and the region E overlap. Furthermore, it is more preferable to use MB2 having physical properties in a range where the region A, the region B, and the region E overlap.
[0064]
The lattice constants and thermal expansion coefficients of SiC and MB2 have been described above, but the same can be considered when using AlxGayIn1-x-yN instead of SiC.
[0065]
For example, the difference in lattice constant of ZrB2 with respect to GaN (x = 0, y = 1), which is a kind of AlxGayIn1-x-yN, is within 0.7%, so that the thickness of the MB2 layer on the GaN layer is If they are within the critical film thickness up to about 0.05 μm, they can be lattice-matched. Also Cr0.34Y0.66B2, V0.38Y0.62B2, Ti0.40Y0.60B2, Ta0.50Y0.50B2, Mg0.51Y0.49B2, U0.65Y0.35B2, Sc0.72Y0.28B2, Hf0.70Y0.30B2, Zr0 When .17Y0.83B2 or a mixed crystal mixed at any composition ratio is used, lattice matching with the GaN layer can be achieved.
[0066]
Even if it is difficult to perfectly match the lattice constant of MB2 with GaN or InN, if the product of the difference between the lattice constant and the film thickness is selected to be 10000% Å or less, the amount of strain is less than the critical strain. Therefore, it can be considered as lattice matching.
[0067]
In addition, for example, an MB2 layer is formed on a GaN (AlxGayIn1-x-yN, where x = 0, y = 1) layer or an AlN (AlxGayIn1-x-yN, where x = 1, y = 0) layer. In this case, by using a mixture of V, Ti, Mg, Hf or the like as M, the thermal expansion coefficients of the GaN layer, the AlN layer, and the MB2 layer can be matched.
[0068]
[Schottky junction diode]
FIG. 3 is a cross-sectional view showing an example of a sitkey junction diode using the SiC layer and the MB2 layer according to the first embodiment.
[0069]
N as a contact layer ⁺ The SiC substrate 10 is 4H—SiC which is a hexagonal crystal system and has a (0001) plane on the substrate surface. This N ⁺ N having a buffer layer and a carrier traveling layer on SiC substrate 10 ⁻ A type SiC layer 20 is formed. N in the lower layer corresponding to the buffer layer ⁻ The thickness of the type SiC layer 20 is about 0.2 μm, and the upper layer N corresponding to the traveling layer ⁻ The thickness of the type SiC layer 20 is about 8 μm.
[0070]
N ⁻ A P-type guard ring 30 having an inner diameter of about 1 mm and a width of about 30 μm is formed in the type SiC layer 20, and the traveling layer region is determined thereby.
[0071]
N ⁻ On the type SiC layer 20, an MB2 layer 40 is formed as a Schottky electrode. As the MB2 layer 40, those having various compositions described above can be used. For example, a CryxHf (1-y) xTa1-xB2 (0 <x <1, 0.5 <y <0.8) layer is formed. . The contact layer N ⁺ On the back surface of the SiC substrate 10, an electrode 50 is formed of Ni or Ti as an ohmic contact layer.
[0072]
In order to fabricate the Schottky junction diode element shown in FIG. ⁺ N having the same crystal system as the substrate by CVD using SiH4, C3H8, etc. as source gases on SiC substrate 10 ⁻ A type SiC layer 20 is formed. By adjusting the doping amount in the middle, the carrier concentration in the lower layer is about 1 × 10 ¹⁶ / cm ³ Buffer layer is formed, and the carrier concentration is 1 × 10 ¹⁸ / cm ³ The running layer is formed. Subsequently, N using an ion implantation method. ⁻ A P-type guard ring 30 is formed on the type SiC layer 20.
[0073]
After this, N ⁻ On the type SiC layer 20, a CryxHf (1-y) xTa1-xB2MB2 layer is formed as the MB2 layer 40 by using, for example, the MBE method. In this case, molecular beams of Cr, Hf, Ta are generated by electron beam excitation in an ultrahigh vacuum apparatus and supplied to the substrate surface, and B is supplied in the form of B2H6. It should be noted that a good quality crystal can be obtained when the number of molecules supplied B is 2.2 to 3 times the total number of molecules in the molecular beams of Cr, Hf, and Ta. The growth temperature is about 1100.degree.
[0074]
Thus, when the metal M of the MB2 layer 40 contains Cr, the electrode can be provided with corrosion resistance. Further, when a V group Ta is contained as the metal M, the step flow growth in the (0001) plane can be smoothly advanced.
[0075]
In the Schottky junction diode shown in FIG. 3, illustration of electrodes formed on the Schottky electrode is omitted. For example, Ni wire is placed on the MB2 layer 40, and Al is deposited thereon. The electrode may be formed by mixing Ni wire and Al by raising the temperature to 700 ° C.
[0076]
In this Schottky junction diode, the on-resistance is about 1.1 mΩ / cm. ² The reverse breakdown voltage is about 1300 V, and excellent characteristics can be obtained. Further, in this Schottky junction diode, variation in characteristics can be reduced in both forward characteristics and reverse characteristics. For example, compared with a similar Schottky junction diode using Ti as a Schottky electrode, the characteristic variation can be suppressed to about 1/5.
[0077]
When the MB2 layer is used as a Schottky electrode, the height of the Schottky barrier height can be adjusted by changing the composition of the metal M in the MB2 layer. For example, when the Ta composition ratio is increased, the Schottky barrier height can be decreased. Also, the barrier height can be lowered by adding C in the MB2 layer.
[0078]
Further, when CryxHf (1-y) xTa1-xB2 is used as the MB2 layer 40, if x = 1, N ⁻ Type SiC layer 20 and N ⁺ Since the difference in coefficient of thermal expansion with SiC substrate 10 can be reduced, MB2 layer 40 does not peel off even if the Schottky junction diode is heated to a high temperature of 1000 ° C. and then lowered to room temperature.
[0079]
When Ti0.74Zr0.26B2 is used as the MB2 layer 40, the MB2 layer 40 and the N2 ⁻ Type SiC layer 20 is substantially lattice matched and the thermal expansion coefficient of the MB2 layer is N ⁺ Since it substantially coincides with the SiC substrate 10, a highly reliable Schottky electrode can be formed. The Schottky junction diode thus manufactured does not cause electrode peeling even at a use temperature of 450 ° C., and exhibits extremely stable characteristics.
[0080]
(Second Embodiment)
In the second embodiment, an example of a laminated structure including an SiC layer and an MB2 layer that does not cause lattice mismatch to the SiC layer and can provide a low-resistance electrode, and a semiconductor element using the laminated structure An example will be described.
[0081]
[Lattice constant and electrical resistance of MB2 layer]
FIG. 4 is a graph showing the relationship between the lattice constant and resistivity of various MB2. In the graph, characteristic data of CrB2, MoB2, TaB2, VB2, TiB2, HfB2, ScB2, and ZrB2 are plotted as an example of MB2. In the graph, the lattice constant of SiC is plotted as a reference, and the resistivity of Ti, Ni, and Al generally used as an electrode material is plotted.
[0082]
When the MB2 layer is used as an ohmic electrode formed on the SiC layer, it is desirable to use an MB2 layer having a lattice constant substantially matching the lattice constant of SiC and having a low resistance value.
[0083]
By using any one of Cr, Mo, Ta, V, Ti, Hf, and Sc shown in the graph, or a mixture of two or more metals as the metal M of MB2, It is possible to form an MB2 layer having data within a region (spotted region) surrounded by characteristic data when a metal is used alone.
[0084]
For example, when a group V transition metal such as Ta or V is mixed as the metal M of the MB2 layer, crystal growth can be facilitated by bringing it close to the lattice constant of SiC. Also, the lattice constant can be finely adjusted by about 1% by changing the composition ratio of B (boron). Specifically, during the production of the MB2 layer, the ratio of the B raw material supply amount to the M raw material supply amount is increased, and the B in the crystal is increased from the stoichiometric composition, whereby the lattice constant can be reduced. Conversely, the lattice constant can be increased by reducing the composition ratio of B to M.
[0085]
On the other hand, by using a group IV transition metal such as Hf, Ti, Zr or the like as the metal M of the MB2 layer, a low resistance MB2 layer can be obtained. Further, if Cr is mixed with the metal M of the MB2 layer, the corrosion resistance of the MB2 layer can be improved.
[0086]
For example, an MB2 layer containing one or more of Cr, Mo, Ta, V, Ti, Hf, and Sc shown in the graph as the metal M is represented by the following chemical formula. be able to.
[0087]
Cr0.54qxyzwMo0.78q (1-x) yzwTa (1-q) V0.5q (1-w) qTi (0.56w + 0.08zw-0.64zyw) qHf0.44 (1-z) wqSe0.5q (1-w ) Zr (0.36-0.14y + 0.24xy) wqB2
Here, 0 ≦ q, 0 ≦ w, 0 ≦ x, 0 ≦ y, z ≦ 1.
[0088]
Under this condition, the MB2 layer is almost lattice matched to the SiC layer and has a resistivity of 1 × 10. ^-6 ohm · cm (x = 0, y = 0, z = 0, w = 1, q = 1) ˜4 × 10 ^-6 It can be adjusted between ohm · cm (x = 1, q = 0, w = 0, y = 0, z = 0).
[0089]
In particular, when Zr0.64Ti0.36B2 is used as the MB2 layer, the resistivity is 1 × 10. ^-6 It is possible to provide an electrode that is ohm · cm and has a resistance as low as that of Ni. This Zr0.64Ti0.36B2 also has a thermal expansion coefficient substantially equal to that of SiC. Therefore, it is possible to form an electrode having low resistance, strong heat history, and high reliability on the SiC layer.
[0090]
[Schottky junction diode]
FIG. 5 is a cross-sectional view showing an example of a sitkey junction diode using the SiC layer and the MB2 layer according to the second embodiment. Here, the MB2 layer is used not only as a Schottky electrode but also as an ohmic electrode.
[0091]
The structure of the Schottky junction diode according to the second embodiment is basically the same as that of the Schottky junction diode according to the first embodiment. ⁺ The ohmic electrode to be formed on the back surface of the SiC substrate 10 is formed by the ZrB2 layer 51 which is a low resistance MB2 layer, and the Schottky electrode is an MgB2 layer 41 and a Zr0.46Ti0.54B2 (hereinafter referred to as "ZrTiB2 layer") layer. 42 is a two-layer structure.
[0092]
That is, as shown in FIG. ⁺ The SiC substrate 10 is 4H—SiC which is a hexagonal crystal system and has a (0001) plane on the substrate surface. This N ⁺ On the SiC substrate 10, a crystalline (4H) N which is a buffer layer and a carrier traveling layer. ⁻ A type SiC layer 20 is formed. N ⁻ As in the Schottky junction diode shown in FIG. 3, a P-type guard ring 30 is formed in the type SiC layer 20 by ion implantation.
[0093]
N ⁻ On the surface of the type SiC layer 20, an insulating film 60 such as a SiO2 film or a PSG film in which SiO2 and P2O5 are mixed is formed as an exposed pn junction passivation film. ⁺ N inside the guard ring 30 ⁻ A MgB2 layer 41 having a thickness of about 50 nm, which is a Schottky electrode, is formed so as to cover the surface of the type SiC layer 20, and a ZrTiB2 layer 42 having a thickness of about 300 nm is further laminated thereon. On these Schottky electrodes, an anode electrode 44 is formed via a solder layer 43.
[0094]
On the other hand, N on the lower layer side in the figure ⁺ A ZrB2 layer 51 is formed as an ohmic electrode on the other surface of the SiC substrate 10, and a cathode electrode 53 is formed on the back surface of the SiC substrate 10 via a solder layer 52.
[0095]
The MgB2 layer 41 and the ZrTiB2 layer 42 that are Schottky electrodes, and the ZrB2 layer 51 that is an ohmic electrode, have substantially the same thermal expansion coefficient as SiC, and the MgB2 layer 41 and the ZrTiB2 electrode 42 are made of SiC and The lattice constants are almost the same. Therefore N ⁻ Type SiC layer 20 or N ⁺ Adhesiveness with SiC substrate 10 is good, and film peeling hardly occurs. In addition, a Schottky electrode (barrier electrode) having a barrier height of a metal-semiconductor barrier with little variation in characteristics and good reproducibility can be obtained. Furthermore, the barrier height can be adjusted by forming the Schottky electrode with a plurality of MB2 layers having different metal M compositions.
[0096]
In addition, since the ZrB2 layer 51 has a lower resistance than Ti or the like generally used as an electrode, the forward resistance of the element can be greatly reduced.
[0097]
In the case of forming the MgB2 layer 41 using the MOCVD method, it is preferable to use Cp2Mg and B2H6 and to form it at a growth temperature of about 650.degree. The ZrTiB2 layer 42 can be formed at a growth temperature of about 1050 ° C. using ZrCp2H2 and TiC14 as raw materials. When the ZrB2 layer 51 is formed by MOCVD, it can be similarly formed at a growth temperature of about 1050 ° C. using ZrCp2H2 as a source gas.
[0098]
(Third embodiment)
In the third embodiment, an example of a laminated structure including an SiC layer and an MB2 layer that does not cause lattice mismatch to the SiC layer and also has an effect as a heat sink, and a semiconductor element using the laminated structure An example will be described.
[0099]
[Lattice constant and thermal conductivity of MB2 layer]
FIG. 6 is a graph showing the relationship between the lattice constant and the thermal conductivity of various MB2. In the graph, characteristic data of CrB2, ZrB2, TiB2, PuB2, and TaB2 are plotted as an example of MB2. In addition, in the graph, for reference, the lattice constant of SiC and the thermal conductivity of Ti generally used as an electrode material are illustrated.
[0100]
By using one or more of Cr, Zr, Ti, Pu, and Ta shown in FIG. 6 as the metal M of MB2, MB2 showing any characteristic in the region indicated by the spots Layers can be formed.
[0101]
That is, the MB2 layer formed on the SiC layer has a lattice constant that substantially matches the lattice constant of SiC, and if an MB2 layer with high thermal conductivity is used, no lattice mismatch occurs with respect to the SiC layer. In addition, it is possible to provide an electrode or an intermediate layer that is highly effective as a heat sink.
[0102]
For example, when an MB2 layer represented by the following chemical formula is used, a layer having lattice matching with SiC and having an effect as a heat sink can be obtained.
[0103]
Cr0.46xyZr0.54xyTi0.67 (1-x) yPu0.33 (1-x) yTa (1-y) B2
Here, 0 ≦ x, y ≦ 1.
[0104]
For example, when Zr0.46Cr0.54B2 is used as MB2, a material having substantially the same thermal conductivity as Ti can be realized under the condition of lattice matching with SiC.
[0105]
[Schottky junction diode]
FIG. 7 is a cross-sectional view showing a Schottky junction diode using the MB2 layer according to the third embodiment. Here, an example of a stacked semiconductor element in which a plurality of diodes are stacked is shown.
[0106]
As shown in FIG. 7, a Zr0.64Ti0.36B2 (hereinafter referred to as "ZrTiB2") layer (contact layer) 55, an N-type SiC layer 15 formed thereon, and a TaB2 layer formed thereon A basic diode element composed of (Schottky electrode) 45 is repeatedly laminated via a Zr 0.54 Cr 0.46 B 2 (hereinafter referred to as “ZrCrB 2”) layer (intermediate layer) 70.
[0107]
As described above, since the basic diode and the intermediate layer are composed of layers having a small lattice mismatch, a semiconductor element having good crystallinity can be provided even if these layers are further stacked. Therefore, a semiconductor module in which a plurality of elements are three-dimensionally integrated can be provided.
[0108]
Although the MB2 layer is used for the contact layer, the Schottky electrode, and the intermediate layer, the effect as a heat sink can be added by using the MB2 layer having a high thermal conductivity especially for the contact layer and the intermediate layer. Compared to a single diode element, when the elements are stacked, the amount of heat generation is increased accordingly. Therefore, providing a layer having a high heat sink effect has a great effect of improving the element performance.
[0109]
Specifically, for example, a TaB2 layer 45 whose lattice constant substantially matches that of the SiC layer can be used as the Schottky electrode, a ZrTiB2 layer 55 as the contact layer, and a ZrCrB2 layer 70 as the intermediate layer. .
[0110]
Since all the layers shown in FIG. 7 can be formed by using the MOCVD method, all the layers can be continuously formed by a continuous CVD process. For example, when the ZrTiB2 layer (contact layer) 55 and the ZrCrB2 layer (intermediate layer) 70 are produced, ZrMe2Cp2, CrCp3, TiCp2H2 can be used as the metal M raw material. B (boron) can use B2H6 as a source gas. When the growth temperature is set to a high temperature of 1500 ° C., extremely good quality crystals can be grown. The carrier concentration of the N-type SiC layer 15 is about 5 × 10. ¹⁵ cm ^-3 And it is sufficient.
[0111]
Although not shown, it is desirable to form a P-type guard ring in the N-type SiC layer 15 of each diode element as shown in the first or second embodiment. However, when the ion implantation method is used, it is necessary to interrupt the CVD process and perform ion implantation each time the N-type SiC layer 15 is formed.
[0112]
On the other hand, it is known that when SiC is grown, the concentration of impurities (carrier concentration) taken into the film differs depending on the growth rate. Therefore, by utilizing this property, for example, when the N-type SiC layer 15 is grown, by covering the central portion of the substrate growth surface with a C (carbon) mask, the growth rate of the central portion of the substrate is suppressed, and the peripheral portion of the substrate If the growth rate is relatively high, the P-type carrier concentration in the periphery of the substrate can be increased, and substantially the same effect as the P-type guard ring can be obtained. If this method is used, since this operation can be performed simultaneously during the progress of the CVD process, a stacked structure of a plurality of diode elements can be performed in a continuous CVD process without interrupting the CVD process.
[0113]
Alternatively, during the growth of the SiC layer by CVD, by selectively irradiating the peripheral part of the substrate growth surface with an electron beam, the SiC growth rate in the peripheral part of the substrate is relatively increased, and the P-type guard is substantially increased. A ring can be formed.
[0114]
By using the above structure and manufacturing method, a plurality of basic diode elements can be stacked to obtain a high breakdown voltage element. For example, when 10 layers of basic diodes are stacked, it is possible to realize a reverse breakdown voltage of 1500 V and a forward resistance of 20 mohm by drawing out the upper and lower electrode layers of each element to the outside and adjusting the voltage applied to each semiconductor layer. .
[0115]
Further, even after the high-temperature reverse bias test (applied voltage is 80% of the rated voltage, junction temperature is 450 ° C., test time is 1000 hours), the leakage current can be suppressed to about 50% increase of the initial value. .
[0116]
(Fourth embodiment)
The fourth embodiment relates to a superconducting element structure using an SiC layer and an MB2 layer.
[0117]
Recently, MgB2 which is a kind of MB2 has been found to be superconductive at a high critical temperature (about 40K) in a sintered body sample, and has attracted attention.
[0118]
With regard to superconducting materials, the possibility of application to superconducting elements such as superconducting transistors has been pointed out, but at present, the superconducting properties are limited to a bulk material that is a sintered body. Yes. In order to put the superconducting element into practical use, it is necessary to study a thin film structure capable of ensuring the same characteristics as the bulk.
[0119]
On the other hand, if the laminated structure of the SiC layer and the MB2 layer as described in the first to third embodiments is employed, a superconducting element structure with high crystallinity can be formed.
[0120]
FIG. 8 is a cross-sectional view showing an example of a superconducting FET element structure using MgB2 as a superconducting layer. As shown in the figure, a pattern of an AlN layer 100 which is a gate insulating film is formed on the SiC layer 16, and an MgB2 layer 80 and an MgTiB2 layer 90G are formed thereon as gate electrodes, and constant on both sides thereof. The pattern of the MgB2 layer 80 to be a superconducting layer is formed at a distance of. Further, an MgTiB2 layer 90S / 90D is formed on each superconductive layer as an electrode.
[0121]
Since the MgB2 layer 80 has good lattice matching with the SiC layer 16, a film having good crystallinity can be formed. Therefore, it is highly possible to form an MgB2 layer exhibiting superconducting properties superior to those of MgB2 in the sintered body (bulk).
[0122]
Also, since SiC layer 16, AlN layer 100, and MgB2 layer 80 can all be lattice-matched, they exhibit good crystallinity and can be epitaxially grown.
[0123]
In this superconducting element, when the MgB2 layer 80 enters a superconducting state below the critical temperature of the MgB2 layer 80, a superconducting-like region is generated in the SiC layer 16 region in contact with the MgB2 layer 80. The spread of this superconducting-like region can be controlled by the gate voltage value, and under certain conditions, a superconducting channel can be formed in the SiC layer 16 under the AlN layer 100 that is the gate insulating film. Switching operation can be performed.
[0124]
In order to manufacture this superconducting element, first, the AlN layer 100 is formed on the SiC layer 16 by using the CVD method or the like, and is etched away leaving the gate insulating film pattern. After that, if an MgB2 layer and an MgTiB2 layer are continuously laminated on this substrate growth surface by the MBE method, regions where no film is formed due to the shadow of the AlN layer pattern are formed on both sides of the AlN layer as the gate insulating film. Therefore, the patterns of the MgB2 layer 80 serving as the source and drain, the MgTiB2 layer 90S serving as the source electrode, and the MgTiB2 layer 90D serving as the drain electrode can be formed in a self-aligned manner, and also on the AlN layer 100 serving as the gate insulating film. In addition, a laminated electrode composed of the MgB2 layer 80 and the MgTiB2 layer 90G, which are gate electrodes, can be formed.
[0125]
As described above, since the superconducting element structure shown in FIG. 8 can be manufactured in a self-aligned manner, a superconducting layer with low process burden and high crystallinity can be obtained. The cutoff frequency of the superconducting transistor thus obtained can be set to 350 GHz.
[0126]
Here, although the MgB2 layer is used as the superconducting layer, other MB2 materials can also be used. For example, when a TiB2 layer or a ZrB2 layer is used, the critical temperature is slightly higher than that of the MgB2 layer, but it is difficult to be oxidized and a stable operation can be ensured. Although the SiC layer is used as the substrate here, a superconducting element having the same function can be formed even if the AlxGayIn1-x-yN layer is used as the substrate.
[0127]
(Fifth embodiment)
In the fifth embodiment, an example of a first light emitting element using a stacked structure of an AlxGayIn1-xyN layer and an MB2 layer is shown.
[0128]
FIG. 9 shows a structural example of a light-emitting element according to the fifth embodiment. In this light emitting device, GaInN, AlN, and GaN which are AlxGayIn1-x-yN layers are used as a semiconductor layer, and an MB2 layer is used as a contact electrode formed directly on the semiconductor layer.
[0129]
Specifically, a selective growth glass mask 102 having a first GaN buffer layer 116 formed on the sapphire substrate 101 and having an opening (not shown) in a part of the first GaN buffer layer 116 is formed. Forming. Further, a second GaN buffer layer 115 is formed on the glass mask 102 for selective growth, and N 2 is further formed thereon. ⁺ A type GaInN contact layer 103 is formed.
[0130]
N ⁺ On the n-type GaInN contact layer 103, a laminated portion processed into a mesa shape including a light emitting portion is provided, and an Au electrode 113 b is provided on the side of the laminated portion via a ZrCrMgB 2 layer 111 that is a contact electrode for the contact layer 103. Forming.
[0131]
N ⁺ The mesa-type stacked portion formed on the type GaInN contact layer 103 includes an N-type GaN layer 104, an AlxGa1-xN cladding layer (0.2 ≦ x ≦ 0.5) 105, an active layer 106, an AlsGal-sN cladding layer (from the lower side) 0.1 ≦ s ≦ 0.4) 107, P-type GaN layer 108, P ⁺ A type GatIn1-tN (0 ≦ t ≦ 0.5) contact layer 109 and a ZrCrMgB2 layer 114 are sequentially stacked. Further, the active layer 106 includes, for example, a quantum well structure in which a GavIn1-vN layer and a GawIn1-wN layer are alternately stacked, and a GauInl-uN layer (0) that is a light guide layer provided in an upper layer and a lower layer of the quantum well structure. ≦ u, z ≦ w <v ≦ 0.3) structure is formed.
[0132]
Further, the periphery of the mesa-type stacked portion is covered with a SiO2 film as a passivation film, an opening is provided in a part on the surface layer of the ZrCrMgB2 layer 114, and an Au electrode 113a is formed on the exposed layer surface. Yes.
[0133]
In the semiconductor laser device according to the fifth embodiment, since the MB2 layer is used as the contact electrode, the lifetime of the light emitting device can be extended as compared with the case where an electrode such as Ti is used. This is because the lattice constant and thermal lifetime coefficient of the MB2 layer, which is a contact electrode, are almost the same as those of a semiconductor such as GaN that forms the active part of the light emitting element, and the ZrCrMgB2 layer 114 and the YCrB2 layer 111 are different from ordinary metal electrodes. Since the reactivity with the GaInN layer and the GaN layer is low, it is considered that a small amount of dislocations at the interface contributes. Further, it is considered that Mg contained in the ZrCrMgB2 layer 114 diffuses into the P-type GaInN layer 109 layer to lower the junction resistance at the interface and lower the operating temperature in the vicinity of the active layer.
[0134]
A method for manufacturing a semiconductor device according to the fifth embodiment will be described below with reference to FIGS.
[0135]
First, a first GaN buffer layer 116 having a film thickness of about 0.03 μm to 0.2 μm is formed on the sapphire substrate 101 using MOCVD or the like. Next, a glass mask layer 102 of SiO 2 or the like having a film thickness of about 0.1 μm to 1 μm is formed on the first GaN buffer layer 116 using CVD or a coating method. Subsequently, using a photolithography process, an opening (not shown) that exposes the surface of the first GaN buffer layer 116 is formed in a part of the glass mask 102 for selective growth.
[0136]
Subsequently, GaN is grown using the first GaN buffer layer 116 that is the exposed surface of the bottom of the opening as a seed. In the initial stage of growth, epitaxial growth is performed in the direction perpendicular to the substrate surface. However, as the growth proceeds to some extent, the growth also proceeds in the lateral direction parallel to the substrate surface, and finally the film thickness covering the surface of the glass mask 102 is about 3 to 20 μm. The second GaN buffer layer 115 can be formed. The second GaN buffer layer 115 formed by this lateral growth (lateral growth) is a good crystal film with a low defect density. Note that the location of the opening formed in the glass mask 102 is not particularly limited. When an element is formed, the opening may be included in the element, or may be separated from the element when the substrate is cut for each element (chip) outside the element. .
[0137]
Subsequently, an NCVD film having a thickness of about 1 μm to 5 μm is formed on the second GaN buffer layer 115 using the MOCVD method. ⁺ A type GarIn1-rN (0 ≦ r ≦ 0.5) layer 103 is formed. In addition, N by MOCVD ⁺ When forming the type GarIn1-rN (0.ltoreq.r.ltoreq.0.5) layer 103, Si is doped using SiH4 gas, and the carrier concentration is about 1 to 40.times.10. ¹⁸ cm ^-3 And
[0138]
After this, N ⁺ An N-type GaN layer 104 having a thickness of 2 μm to 10 μm, an AlxGa1-xN cladding layer 105 having a thickness of 0.7 μm to 0.3 μm, an active layer 106, and a thickness of 0.15 to 0 are sequentially formed on the type GarIn1-rN layer 103 by MOCVD. .7 μm AlsGal-sN cladding layer 107, P-type GaN layer 108 having a thickness of 0.05 to 5 μm, P having a thickness of 0.2 to 1 μm ⁺ The type GatIn1-tN (0 ≦ t ≦ 0.5) contact layer 109 is sequentially stacked in a continuous process.
[0139]
For example, Si can be used as an N-type doping material for each layer, and Mg can be used as a P-type doping material. In addition, P ⁺ A ZrCrMgB2 layer 114 is formed on the type GatIn1-tN (0.ltoreq.t.ltoreq.0.5) contact layer 109 by MOCVD (FIG. 10A).
[0140]
In forming the ZrCrMgB2 layer 114, the Zr source gas includes chloride, an alkyl chromium compound, an organic metal such as ZrCp2R2 (R: alkyl group), an organic metal containing oxygen such as ZrCp2CH3COCH3, Zr (OC3H7-I) Alternatively, an ester such as 4 or an alkyl transition metal complex such as ZrMe4 (thf) 4 (thf: tetrahydrofuran) or Zr (CH2C6H5) 4 (bipy) (bipy: bipyridine) may be used. As the Cr source gas, chloride, alkyl chromium compound, organic metal such as CrCp3, oxygen-containing compound such as Cr (CO) 6 or Cr (C6H6) (CO) 3, Cr (OC3H7-I) An ester such as 3 or an alkyl transition metal complex such as CrMe 3 (thf) 3 (thf: tetrahydrofuran) or Cr (CH 2 C 6 H 5) 3 (bipy) (bipy: biviridine) may be used. Cr (thd) 3 (thd: tetramethylheptanedionate) may be used. However, since the raw material has a decomposition temperature higher than that of Mg and hardly causes polymerization, the utilization efficiency of Mg is increased. As the B (boron) raw material, B2H6 or B organic metal may be used.
[0141]
If the film formation temperature of the ZrCrMgB2 layer 114 is 700 ° C. to 1200 ° C., good quality crystals can be obtained. In particular, the crystallinity of the ZrCrMgB2 layer 114 can be improved by setting the number of B supply atoms during CVD to be twice or more the sum of the supply atoms of Zr, Cr, and Mg. Further, when the number of Mg atoms is 2 to 10% of the number of Zr atoms, the number of Cr atoms is 10 to 20% of the number of Zr atoms, and the thickness of the ZrCrMgB2 layer is 0.01 to 0.2 [mu] m, particularly good quality crystals Can grow. This is considered due to the fact that the melting point of ZrB2 is lowered by introducing Cr and Mg.
[0142]
Next, using a photolithography process, N ⁺ The stacked portion of the N-type GaN layer 104 to the ZrCrMgB2 layer 114 stacked on the type GarIn1-rN layer 103 is etched and processed into a mesa type. Furthermore, the laminated portion processed into a mesa shape, the upper surface, and the exposed N ⁺ The type GarIn1-rN layer 103 is covered with a SiO2 passivation film 110 (FIG. 10B).
[0143]
After this, N ⁺ A portion of the SiO 2 passivation film 110 coated on the n-type GarIn1-rN layer 103 is opened using a photolithography process, and the N 2 ⁺ The type GarIn1-rN layer 103 is exposed at the bottom of the opening. A Y0.95Cr0.05B2 layer 111 serving as a contact electrode is formed on the opening and the substrate surface by MOCVD. When the Y0.95Cr0.05B2 layer 111 is formed, the same raw material as Cr described above can be used as the Y raw material gas. That is, a material obtained by replacing Cr in the material mentioned as the Cr raw material with Y can be used.
[0144]
Subsequently, by using a photolithography process, the Y0.95Cr0.05B2 layer 111 is etched and removed except for the vicinity bonded to the GaInN contact layer 103, thereby forming a contact electrode pattern. It should be noted that when the Y0.95Cr0.05B2 layer 111 is etched, it is preferable to overetch a little. Subsequently, the SiO2 passivation film 112 is coated on the substrate surface, and the SiO2 passivation films 110 and 112 are etched so that the contact electrode composed of the Y0.95Cr0.05B2 layer 111 and the contact electrode composed of the ZrCrMgB2 layer 114 are exposed. Then, an opening is formed (FIG. 10C).
[0145]
Thereafter, an Au electrode is coated on the surface of the substrate by vapor deposition or the like, and further patterned to form Au electrode patterns 113a and 113b on the contact electrodes (111 and 114), whereby the light emitting device structure shown in FIG. 9 is obtained. .
[0146]
In the example of the present embodiment, the device is manufactured by MOCVD, but of course it may be performed by MBE. In this case, metals such as Zr and Cr can be evaporated by electron beam heating, so that the device structure is easier to manufacture than MOCVD.
[0147]
(Sixth embodiment)
In the sixth embodiment, an example of a second light emitting element using a stacked structure of an AlxGayIn1-xyN (0≤x, 0≤y, 1-xy≤1) layer and an MB2 layer will be described. To do.
[0148]
FIG. 11 is a cross-sectional view showing the structure of the light emitting device according to the sixth embodiment. The basic structure of the light-emitting element is the same as that of the light-emitting element shown in the fifth embodiment described above. An AlxGayIn1-x-yN layer is used as the semiconductor layer, and a contact electrode formed directly on the semiconductor layer is used. MB2 layer is used.
[0149]
However, unlike the case of the fifth embodiment, in the light emitting device according to the sixth embodiment, N having good crystallinity formed by lateral growth. ⁺ A Ga 0.9 In 0.1 N layer (hereinafter referred to as “GaInN layer”) 103 b is formed as a lattice matching layer on the type GaN layer 102. A Y0.9Cr0.05Mg0.05B2 layer (hereinafter referred to as “YCrMgB2 layer”) 111b is formed as a contact electrode layer on the entire surface of the lattice matching layer 103b. Further, the GaInN contact layer 103 is formed on the YCrMgB2 layer 111b and is incorporated in a laminated portion processed into a mesa shape.
[0150]
In such a structure, since it is not necessary to pattern the YCrMgB2 layer 111b alone, almost all semiconductor layers and contact electrode layers constituting the light emitting element can be formed by a continuous MOCVD process. Can greatly simplify the process.
[0151]
Further, the GaInN lattice matching layer 103b, the YCrMgB2 contact electrode layer 111b, and the GaInN contact layer 103 have a small relative lattice constant difference, and the total strain amount with respect to GaN can be made less than the critical strain. Therefore, a high-quality GaN layer 104 can be grown on the GaN buffer layer 115, and a high-quality crystal layer can be stacked on the GaInN contact layer 103.
[0152]
Further, in the light emitting device of the sixth embodiment, the YCrMgB2 contact electrode layer 111b is formed on the entire surface of the GaInN103b layer which is the lattice matching layer, and the N of the mesa type stacked portion is formed. ⁺ Since the entire lower surface of the p-type GaN layer 103 is in contact with the YCrMgB2 contact electrode layer 111b, the resistance between the upper Au electrode 113a and the lower Au electrode 113b, that is, the resistance of the mesa-type stacked portion is reduced from 1/10 to 1/100. Can be. For this reason, the heat generation amount of the light emitting part can be greatly reduced, and the maximum light output can be improved by several tens of percent.
[0153]
(Seventh embodiment)
In the seventh embodiment, an example of a third light emitting element using a stacked structure of an AlxGayIn1-xyN (0 ≦ x, 0 ≦ y, 1-xy ≦ 1) layer and an MB2 layer will be described. To do.
[0154]
FIG. 12 is a cross-sectional view showing the structure of the light emitting device according to the seventh embodiment. The structure of the laminated portion processed into the mesa shape is the same as that of the light emitting device according to the sixth embodiment. However, in the light emitting device according to the seventh embodiment, first, the SiC substrate 118 is used. Thus, it is different from the light emitting elements of the fifth and sixth embodiments. Another difference is that an MB2 layer (TiZrYB2 layer) 117 is formed as a lattice matching layer on the SiC substrate 118, and a GaN buffer layer 115 is formed thereon. Furthermore, the structure of the lower layer Au electrode 120 is also different.
[0155]
The TiZrYB2 layer 117 has a composition in which the lower surface in contact with the SiC substrate 118 is lattice matched with SiC by continuously changing the composition of Ti, Zr, and Y, and the upper surface in contact with the GaN buffer layer 115 is lattice matched with GaN. It is preferable to make the composition. For example, a layer in which the composition is continuously changed from Ti0.64Zr0.36B2 to Zr0.84Y0.16B2 in the thickness direction may be used.
[0156]
Conventionally, when a SiC substrate is used in a GaN-based light emitting device, the AlGaN layer used as a lattice matching layer interposed between the SiC layer and the GaN layer has a problem that the resistance is high. In the light-emitting element according to the embodiment, the MB2 layer, which is a conductive layer, is used as the lattice matching layer, so that it can be lattice-matched to the SiC substrate 118 without increasing the resistance value.
[0157]
Note that a lower Au electrode 120 is formed on almost the entire lower surface of the SiC substrate via a Ti / Al contact electrode 119.
[0158]
In the light emitting device according to the seventh embodiment, a GaInN contact layer 103d having a lattice mismatch of about 1% with the GaN layer is formed on the GaN buffer layer 115 to a thickness of 0.01 μm or less, which is less than the critical film thickness. On this layer, a ZrB2 layer 111c having a lattice mismatch with the GaN layer of about 2% or less is formed with a thickness of about 0.02 μm. In addition, since the GaInN contact layer 103 is formed to about 0.01 μm on the ZrB 2 layer 111c, the average lattice mismatch with respect to GaN in these three layers can be reduced to 0.17%, which is favorable. Crystallinity can be obtained.
[0159]
The ZrB2 layer 111c also functions as a current diffusion layer, and exhibits the effect of more efficiently concentrating the current flowing from the back surface of the substrate to the mesa-type stacked portion. Therefore, in the conventional GaN-based light emitting device using the SiC substrate, the operating voltage is equal to or greater than the emission wavelength + 3V, but in the light emitting device according to the seventh embodiment, the operating voltage is reduced to the emission wavelength + 0.5V or less. Can be made.
[0160]
Note that the light-emitting element according to the seventh embodiment can also be manufactured by a method similar to that of the fifth embodiment.
[0161]
Although the first to seventh embodiments have been described above, the laminated structure of the SiC layer or AlxGayIn1-xyN layer and the MB2 layer according to the present embodiment can be applied to various functional elements other than those described above. Is possible. For example, in addition to the Schottky junction diode described above, the semiconductor element can be applied to a bipolar device such as IGBT, SIT or lateral FET, MOSFET, avalanche diode, photodetector, HEMT, and the like.
[0162]
When the SiC layer is used, not only 4H—SiC but also 6H—SiC, 15H—SiC, 4H—SiC, 3H—SiC or the like can be used. Moreover, not only hexagonal crystals but also cubic crystals can be used. The same applies to the Al x Gay In 1-xy N substrate.
[0163]
As mentioned above, although embodiment of this invention was described, this invention is not limited to these embodiment. In particular, conditions such as the structure, manufacturing method, and film thickness of each layer constituting each functional element are not limited, and those skilled in the art can clearly make substitutions and improvements.
[0164]
【The invention's effect】
As described above, according to the first feature of the present invention, the metal diboride layer represented by the chemical formula MB2 formed on the SiC layer can be lattice-matched with the SiC layer, and various combinations of the metals M can be used. Therefore, it is possible to provide an electrode layer or a lattice matching layer having electrical conductivity and thermal conductivity necessary for each functional element. In addition, since the lattice matching is good, it is easy to stack elements, and it is easy to integrate three-dimensional elements.
[0165]
According to the second feature of the present invention, the metal diboride layer represented by the chemical formula MB2 formed on the SiC layer can be lattice-matched with the SiC layer and the thermal expansion coefficient is substantially the same. Thus, it is possible to provide a functional element capable of stable operation even when the temperature changes. Therefore, it is suitable for application as a functional element for high temperature operation.
[0166]
According to the third feature of the present invention, the metal diboride layer can be lattice-matched with the AlxGayIn1-x-yN layer, and various material designs are possible by the combination of metals M. Therefore, it is necessary for each functional element. An electrode layer having a good electrical conductivity or the like, or a lattice matching layer can be provided.
[0167]
According to the fourth aspect of the present invention, the metal diboride layer represented by the chemical formula MB2 formed on the AlxGayIn1-x-yN layer can lattice match with the AlxGayIn1-x-yN layer and has a thermal expansion coefficient of about Therefore, it is possible to provide a functional element capable of stable operation even when the temperature changes over a wide range. Therefore, it is suitable for application as a functional element for high temperature operation.
[0168]
According to the fifth feature of the present invention, the metal diboride, which is a superconducting layer, can be formed in a good crystalline state, so that a superconducting element showing good superconducting characteristics can be provided.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram showing a crystal structure of MB2 according to first to seventh embodiments.
FIG. 2 is a diagram showing a relationship between a lattice constant and a thermal expansion coefficient of MB2 according to the first embodiment.
FIG. 3 is a cross-sectional view showing a structural example of a Schottky junction diode using the MB2 layer and the SiC layer according to the first embodiment.
FIG. 4 is a diagram showing a relationship between a lattice constant and a thermal expansion coefficient of MB2 according to the second embodiment.
FIG. 5 is a cross-sectional view showing a structural example of a Schottky junction diode using an MB2 layer and a SiC layer according to a second embodiment.
FIG. 6 is a diagram showing a relationship between a lattice constant and thermal conductivity of MB2 according to the third embodiment.
FIG. 7 is a cross-sectional view showing a structural example of a multilayer Schottky junction diode using an MB2 layer and a SiC layer according to a third embodiment.
FIG. 8 is a cross-sectional view showing a structural example of a superconducting MOSFET using an MB2 layer and a SiC layer according to a fourth embodiment.
FIG. 9 is a cross-sectional view showing a structural example of a light-emitting element using an MB2 layer and an AlxGayIn1-xyN layer according to a fifth embodiment.
FIG. 10 is a process diagram showing a method for manufacturing a light emitting element according to a fifth embodiment.
FIG. 11 is a cross-sectional view showing a structural example of a light-emitting element using an MB2 layer and an AlxGayIn1-xyN layer according to a sixth embodiment.
12 is a cross-sectional view showing a structural example of a light emitting device using an MB2 layer, an AlxGainIn1-xyN layer, and a SiC substrate according to a seventh embodiment. FIG.
[Explanation of symbols]
10 N ⁺ SiC substrate
15 N-type SiC layer
16 SiC layer
20 N ⁻ SiC layer
30 P ⁺ Type guard ring layer
40 MB2 layer
41 MgB2 layer
42 ZrTiB2 layer
43, 52 Solder layer
44 Anode layer
45 TaB2 layer
51 ZrB2 layer
52 Solder layer
53 Cathode layer
55 ZrTiB2 layer
70 ZrCrB2 layer
80 MgB2 layer
90 MgTiB2 layer
100 MgTiB2 layer
101 Sapphire substrate
102 Glass mask for selective growth
103 GaInN contact layer
103b GaInN lattice matching layer
103d GaInN contact layer
104 N-type GaN layer
105 AlGaN cladding layer
106 Active layer
107 AlGaN cladding layer
108 P-type GaN layer
109 P-type GaInN contact layer
110 112, SiO2 film
111 YCrB2 layers
111b ZrMgB2 layer
111c ZrB2 layer
113 Au electrode
114 ZrCrMgB2 layer
115, 116 GaN buffer layer
117 TiZrYB2 layer
118 SiC layer
119 Ti / Al contact metal
120 Au electrode

Claims

A SiC layer having a c-axis plane of hexagonal crystal structure or a {111} plane of cubic crystal structure;
Chemical formula MB2 (where M is the M axis formed so that the c-axis or <111> axis of the SiC layer is aligned with the c-axis in contact with the c-axis or {111} plane of the SiC layer. And a boride layer having a P6 / mmm crystal structure.

2. The closest interatomic distance in the c-axis plane or {111} plane of the SiC layer and the lattice constant in the a-axis direction of the boride layer are approximately the same. The functional element as described in.

A SiC layer;
The thermal expansion coefficient formed in contact with the SiC layer substantially coincides with the thermal expansion coefficient of the SiC layer, represented by the chemical formula MB2 (where M is one or more metal elements), and a P6 / mmm crystal structure And a boride layer having a functional layer.

An Al x Ga y In 1-xy N (0 ≦ x ≦ 1, 0 ≦ y ≦ 1, 0 ≦ 1-xy ≦ 1) layer having a c-axis plane of hexagonal crystal structure or a {111} plane of cubic crystal structure;
In contact with the c-axis plane or {111} plane of the AlxGayIn1-x-yN layer, the c-axis or <111> axis of the AlxGayIn1-x-yN layer and the c-axis are aligned to be aligned. A functional element having a boride layer represented by the chemical formula MB2 (where M is one or more metal elements) and having a P6 / mmm crystal structure.

The closest interatomic distance in the c-axis plane or {111} plane of the AlxGayIn1-x-yN layer substantially coincides with the lattice constant in the a-axis direction of the boride layer. The functional element according to claim 4.

An AlxGayIn1-x-yN (0≤x≤1, 0≤y≤1, 0≤1-xy≤1) layer;
The thermal expansion coefficient formed in contact with the AlxGayIn1-x-yN layer substantially coincides with the thermal expansion coefficient of the AlxGayIn1-x-yN layer, and is represented by the chemical formula MB2 (where M is one or more metal elements). And a boride layer having a P6 / mmm crystal structure.

The functional element according to claim 1, wherein the boride layer has superconducting properties.