Diese Erfindung betrifft einen Epitaxiewafer für eine Licht kurzer Wellen
länge emittierende Vorrichtung, wie eine blaues oder grünes sichtbares
Licht emittierende Vorrichtung, eine den Wafer verwendende, Licht emit
tierende Vorrichtung und ein Verfahren zum Bilden eines Epitaxiewafers,
der eine aktive Schicht auf AlGaInN-Basis umfaßt.
Verbindungen der Gruppe II-VI, wie Zinkselenid (ZnSe) sind bereits als die
Breitbandlücken-Halbleiter bekannt, die blaues und grünes Licht abstrah
len können. Es ist ebenso bekannt, daß sichtbares Kurzwellenlicht von III-
V-Verbindungshalbleitern, wie Galliumphosphid-(GaP)- und Aluminium
galliumindiumphosphid-(AlGaInP)-Mischkristall, emittiert wird. Die jüng
ste Technik optischer Vorrichtungen wendet jedoch Nitridverbindungs
halbleiter der Gruppe III, wie Aluminiumgalliumindiumnitrid-Mischkristall
an, der allgemein durch die Formel AlxGayInzN (x + y + z = 1, 0 x, y, z
1) dargestellt ist (J. Appl. Phys., 76 (12) (1994), Seiten 8189-8191). Ni
tridhalbleiter der Gruppe III, die zusätzlich zu Stickstoff ein Element der
Gruppe V, wie Arsen oder Phosphor umfassen, kommen ebenso zur An
wendung (JP-A-HEI 4-192585 und JP-A-HEI 4-236477). Insbesondere hat
Galliumindiumnitrid-Mischkristall (GayInzN) als ein Material zum Bilden
einer aktiven Schicht, die blaues oder grünes Licht emittiert, Aufmerk
samkeit auf sich gezogen (JP-B-SHO 55-3834). Der Galliumindiumnitrid-
Mischkristall (GayInzN) ist sogar als aktive Schicht für blaue (450 nm) und
grüne (525 nm) LED verwendet worden (Jpn. J. Appl. Phys., 34 (Teil 2 Nr.
7A) (1995), Seiten L797-L799).
Im allgemeinen weist der emittierende Abschnitt dieser Licht emittieren
den Vorrichtungen normalerweise eine Doppelheterostruktur auf (Appl.
Phys. Lett., 64 (13) (1994), Seiten 1687-1689). Fig. 1 ist eine Quer
schnittsansicht einer herkömmlichen blauen LED, die mit einem emittie
renden Abschnitt ausgestattet ist, der aus einer Doppelheterostruktur von
einem pn-Übergangstyp besteht (J. Vac. Sci. Technol., A, 13 (3) (1995),
Seiten 705-710). Die LED ist aus einem Saphir-(α-Al₂O₃ Einkristall)-Sub
strat 101 mit einer (0001)-Orientierung (c-Fläche), einer Niedertempera
turpufferschicht 102 aus Galliumnitrid (GaN), einer siliziumdotierten un
teren Deckschicht 103 vom N-Typ aus Aluminiumgalliumnitrid-Mischkri
stall (Al0,15Ga0,85N), einer silizium- und/oder zinkdotierten aktiven Schicht
104 vom N-Typ aus Galliumindiumnitrid-Mischkristall (Ga0,94In0,06N), ei
ner magnesiumdotierten oberen Deckschicht 105 vom p-Typ aus Alumini
umgalliumnitrid-Mischkristall (Al0,15Ga0,85N) und einer magnesiumdotier
ten Kontaktschicht 106 vom p-Typ aus Galliumnitrid aufgebaut. Die Be
zugszeichen 110 und 111 bezeichnen Elektroden. Die LED weist einen
Licht emittierenden Abschnitt 107 mit einer Doppelheterostruktur auf, der
aus der unteren Deckschicht 103, der aktiven Schicht 104 und der oberen
Deckschicht 105 besteht. Eine Doppelheterostruktur ist eingerichtet, um
sowohl Elektronen als auch Löcher einzugrenzen, die von der Deckschicht
vom n-Typ in die aktive Schicht übertragen werden.
Um blaue Emission zu erhalten, ist es notwendig gewesen, den Indium
anteil in dem Mischkristall auf 0,20 zu erhöhen. Diesem ähnlich ist ein
größerer Indiumanteil von ungefähr 0,45 erforderlich gewesen, um grüne
Lichtemission zu erhalten. Das metallorganische chemische Dampfablage
rungs-(MO-CVD)-Verfahren hat den Vorteil der Steuerbarkeit der Zusam
mensetzung, jedoch- viele Schwierigkeiten, die es mit sich bringt, um Gal
liumindiumnitrid mit einem hohen Indiumanteil zu bilden. Beispielsweise
erfordert Galliumindiumnitrid mit einem hohen Indiumanteil das Wachs
tum bei einer niedrigeren Wachstumstemperatur (Appl. Phys. Lett., 59
(1991), Seiten 2251-2253). Das MO-CVD-Wachstum von Ga0,55In0,45N ist
beispielsweise bei ungefähr 500°C vorgenommen worden. Andererseits ist
bekannt, daß MO-CVD-Wachstum bei einer niedrigeren Temperatur in der
Größenordnung von 500°C zu Galliumindiumnitrid mit verschlechterter
Kristallinität führt. Bei dem MO-CVD-Wachstum von Galliumindiumnitrid
bei einer niedrigeren Temperatur werden aufgrund der Differenz der ther
mischen Zusammensetzungswirksamkeit zwischen Quellmaterialien der
Gruppe III und V Tröpfchen aus Indium oder Gallium erzeugt. Die Tröpf
chen sind nicht immer homogen verteilt, was zu schlechter Oberflächen
morphologie führt. Ein Galliumindiumnitrid-Mischkristall, der bei einer
niedrigen Temperatur aufgewachsen ist, kann deshalb wegen schlechter
Kristallinität und Oberflächenmorphologie keine Lumineszenz mit hoher
Intensität erzeugen.
Es wird berichtet, daß eine Galliumindiumnitrid-Epitaxieschicht mit aus
gezeichneter Kristallinität nur unter der begrenzten Wachstumstempera
tur und Wachstumsrate erhalten wird (JP-A-HEI 6-209122). Ferner ver
hindern die folgenden technischen Probleme das Wachstum einer homo
genen Galliumindiumnitrid-Epitaxieschicht.
- (i) Wegen einer intensiven Unvermischbarkeit von GaN und InN, wird
durch Erhitzen während eines GaInN-Epitaxiewachstums oder danach
leicht eine Phasentrennung hervorgerufen.
- (ii) Wegen einer charakteristischen Neigung von Indium, zu diffundieren
und in kristallinen Fehlern und einem Spannungsbereich zu kondensie
ren, sind Epitaxiewachstumsbedingungen für GaInN mit ausgezeichneter
Kristallinität auf einen äußerst schmalen Bereich begrenzt.
Wegen der Schwierigkeiten, Galliumindiumnitrid mit ausgezeichneter Kri
stallinität zu erhalten, das für die aktive Schicht anwendbar genug ist,
können herkömmliche Licht emittierende Vorrichtungen hochintensives
blaues oder grünes Licht nicht reproduzierbar genug emittieren, um die
Bedürfnisse des Marktes zu befriedigen. Ein weiteres Problem ist, daß
Emissionswellenlängen abhängig von der an die Licht emittierenden Vor
richtung angelegten Spannung schwanken können, wodurch Sekundär
emissionsspektren erzeugt werden, die die Emissionsmonochromatizität
nachteilig beeinflussen. Die volle Breite bei halbem Minimum (FWHM) der
Emissionsspektren des Hauptemissionsspektrums, die Monochromatizität
anzeigt, ist verbessert, wenn die Dicke der aktiven Schicht verringert ist.
Die Abnahme der Dicke verringert jedoch die Emissionsleistung, wobei
dennoch unerwünschte Sekundärspektren verbleiben.
Ein Ziel der vorliegenden Erfindung ist, eine Doppelheterostruktur unter
Verwendung einer Epitaxieschicht aus Galliumindiumnitrid-Mischkristall,
die gute Kristallinität aufweist, mit einer relativ niedrigen Indiumkonzen
tration, um eine Licht emittierende Vorrichtung für Licht blauer oder grü
ner kurzer Wellenlänge vorzusehen, die gute Monochromatizität und hohe
Emissionsleistung zeigt, und einen Epitaxiewafer für die Licht emittieren
de Vorrichtung zu bilden.
Ein anderes Ziel der vorliegenden Erfindung ist, ein Verfahren zum leich
ten Herstellen mit guter Reproduzierbarkeit von einer blaues oder grünes
Licht emittierenden Vorrichtung vorzusehen, die gute Monochromatizität
und hohe Emissionsleistung zeigt.
Die vorliegende Erfindung liefert einen Epitaxiewafer für eine Licht emit
tierende Vorrichtung mit einer unteren Deckschicht aus AlGaN, einer
AlGaInN-Aktivschicht und einer oberen Deckschicht aus AlGaN, die nach
einander auf einem Einkristallsubstrat gebildet sind, dadurch gekenn
zeichnet, daß die aktive Schicht eine Zwei-Phasen-Struktur ist, die aus
einer Matrix aus AlxGayInzN (wobei 0 x, y, z 1, x + y + z = 1) und Kri
stalliten aus AlaGabIncN (wobei 0 a, b < 1, 0 < c < 1 und a + b + c = 1)
besteht.
Diese Erfindung liefert ebenso eine Licht emittierende Vorrichtung mit
einer unteren Deckschicht aus AlGaN, einer AlGaInN-Aktivschicht, einer
oberen Deckschicht aus AlGaN und einer GaN-Kontaktschicht, die nach
einander auf einem Einkristallsubstrat gebildet sind, einer Elektrode von
einem ersten Leitfähigkeitstyp, die auf einer Oberfläche der unteren Deck
schicht vorgesehen ist, und einer Elektrode von einem zweiten Leitfähig
keitstyp, die auf einer Oberfläche der oberen Deckschicht vorgesehen ist,
dadurch gekennzeichnet, daß die aktive Schicht eine Zwei-Phasen-Struk
tur ist, die aus einer Matrix aus AlxGayInzN (wobei 0 x, y, z 1, x + y + z
= 1) und Kristalliten aus AlaGabIncN (wobei 0 a, b < 1, 0 < c < 1 und a +
b + c = 1) besteht.
Es wird angenommen, daß der Grund, warum eine aktive Schicht mit ei
ner Zwei-Phasen-Struktur zur Verbesserung der Emissionsleitung bei
trägt, ist, daß die Matrix die Kristallite bedeckt, wobei ein homogenes Ver
spannungsfeld um die Kristallite geschaffen wird, unter welchem die Kri
stallite als Quantenpunkte wirken können. Außerdem kann durch Be
grenzen einer Dichte der Kristallite in der aktiven Schicht innerhalb des
Bereiches 1 × 10¹² cm-3 bis 2 × 10¹⁸ cm-3 eine hohe Emissionsintensität und
Monochromatizität selbst für eine dünnere aktive Schicht sichergestellt
werden.
Diese Erfindung liefert ferner ein Verfahren zum Bilden eines Epitaxiewa
fers für eine Licht emittierende Vorrichtung durch aufeinanderfolgendes
Aufwachsen einer unteren Deckschicht aus AlαGaβN (0 α, β 1, α + β =
1), einer AlGaInN-Aktivschicht und einer oberen Deckschicht aus AlαGaβN
(0 α, β 1, α + β = 1) auf ein Einkristallsubstrat, um einen Wafer zu bil
den, dadurch gekennzeichnet, daß die aktive Schicht gebildet wird, indem
die aktive Schicht auf die Deckschicht bei einer Temperatur von 650°C bis
950°C epitaktisch aufgewachsen wird, der Wafer mit einer Rate von nicht
weniger als 30°C/min erhitzt wird, bis die aktive Schicht eine Temperatur
erreicht, die in einem Bereich von mehr als 950°C bis nicht mehr als
1200°C liegt, und nachdem die aktive Schicht eine vorgeschriebene Tem
peratur innerhalb des Temperaturbereichs erreicht hat, der Wafer primär
innerhalb von 60 Minuten abgekühlt wird, bis die aktive Schicht 950°C
erreicht, und sobald die aktive Schicht 950° erreicht, der Wafer sekundär
mit einer Rate von weniger als 20°C/min abgekühlt wird, bis die aktive
Schicht 650°C erreicht.
Dieses Erhitzen der aktiven Schicht auf einen Temperaturbereich von
950°C bis 1200°C erzeugt die Nukleationskeime, um das Wachstum von
Irristalliten auszulösen. Das relativ schnelle primäre Abkühlen auf die Nä
he von 950°C führt zu einer stabilen Bildung von Kristalliten um die Nu
kleationskeime herum, und die Änderung zu der relativ langsamen se
kundären Abkühlung beseitigt Spannungen, die durch schnelles Abküh
len in der primären Stufe erzeugt werden. Unter Verwendung dieses Zwei-
Stufen-Abkühlprozesses kann eine aktive Schicht mit einer Zwei-Phasen-
Texturstruktur aus Matrix und Kristalliten leicht mit guter Reproduzier
barkeit gebildet werden. Die Größe und Dichte der somit gebildeten Kri
stallite kann durch Steuern der Heiz- und Abkühlbedingungen und der
gleichen gesteuert werden.
Bevorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung sind lediglich
beispielhaft mit Bezug auf die begleitende Zeichnung beschrieben, in wel
cher:
Fig. 1 eine Querschnittsansicht der Struktur einer herkömmlichen blau
es Licht emittierenden GaInN-Vorrichtung ist;
Fig. 2 eine vergrößerte Querschnittsansicht der Struktur einer aktiven
Schicht einer Licht emittierenden Vorrichtung gemäß der vorlie
genden Erfindung ist;
Fig. 3 Emissionsspektren von Licht emittierenden Vorrichtungen gemäß
der Erfindung und dem Stand der Technik zeigt und
Fig. 4 ein Beispiel eines Zeitablaufdiagramms der Heiz- und Abkühlbe
handlung für einen Epitaxiewafer gemäß dieser Erfindung ist.
Der Epitaxiewafer für eine Licht emittierende Vorrichtung gemäß der vor
liegenden Erfindung weist die gleiche Grundstruktur auf wie jene, der
herkömmlichen blaues Licht emittierenden Vorrichtung, die in Fig. 1 ge
zeigt ist. Ein Licht emittierender Abschnitt 107 mit einer Doppelhetero
struktur auf AlGaN-Basis ist nämlich epitaktisch auf eine GaN-Puffer
schicht 102 gewachsen, die auf einem Saphirsubstrat 101 gebildet ist,
wobei der Licht emittierende Abschnitt 107 eine aktive Schicht 104 zwi
schen einer unteren Deckschicht 103 und einer oberen Deckschicht 105
umfaßt. Wie in Fig. 2 gezeigt, weist die aktive Schicht 104 eine Zwei-
Phasen-Struktur auf, die aus einer Matrix 109 aus AlxGayInzN (wobei 0
x, y, z 1, x + y + z = 1) und Kristalliten 108 aus AlaGabIncN (wobei 0 a,
b < 1, 0 < c < 1 und a + b + c = 1) besteht.
Für die oberen und unteren Deckschichten (105 und 103) ist ein Halblei
termaterial mit einer Bandlückenenergie gewählt, die größer ist als die der
aktiven Schicht, um eine Potentialbarriere für Träger zu bilden, die in die
aktive Schicht 104 injiziert werden. Trotz der Tatsache, daß erlaubt sein
kann, daß sowohl die obere als auch die untere Deckschicht aus dem glei
chen Halbleiter gebildet ist, ist es erwünscht und üblich, daß die obere
Deckschicht mit einer größeren Bandlücke als die untere Deckschicht
aufgebaut ist. Die oberen und unteren Deckschichten sind aus GaN oder
einem Verbindungshalbleiter auf Aluminiumgalliumnitrid-Basis gebildet,
der durch die Formel AlxGayN bezeichnet ist. Ein Verbindungshalbleiter
aus AlxGayNaP1-a (0 < a 1) oder AlxGayNbAs1-b (0 < b 1), der ein Element
der Gruppe V, wie Phosphor oder Arsen, umfaßt, kann ebenso verwendet
werden. Den oberen und unteren Deckschichten sind wechselseitig entge
gengesetzte elektrische Leitfähigkeitstypen gegeben. Es ist erwünscht, daß
die untere Deckschicht eine Dicke von ungefähr 1,5 bis 6,0 µm aufweist,
und daß die obere Deckschicht eine Dicke von ungefähr 0,02 bis 0,5 µm
aufweist.
Die aktive Schicht der vorliegenden Erfindung besteht aus Kristall auf
Aluminiumgalliumindiumnitrid-Basis mit Indium als ein wesentlicher Be
standteil, der durch die Formel AlaGabIncN dargestellt ist (wobei 0 a, b <
1, 0 < c < 1 und a + b + c = 1). Indium ist ein wesentlicher Bestandteil,
aber Aluminium und Gallium sind es nicht immer. In Anbetracht eines
gewünschten Anteils von Al und Ga für eine Licht emittierende Vorrich
tung, die blaues bis grünes Licht mit einer Wellenlänge, die im Bereich
von 430 nm bis 550 nm liegt, auf der Basis von Bandlückenfaktoren
emittiert, sollte der Al-Anteil a nicht mehr als 0,10 auf der Basis von
Bandlückenenergie betragen. Der Aluminiumanteil sollte vorzugsweise nicht
mehr als 0,05 betragen. Es ist erlaubt, daß der Aluminiumanteil a Null
beträgt. Der Galliumanteil b liegt vorzugsweise im Bereich von 0,80 bis
0,98.
Der Grund zur Herstellung der aktiven Schicht, so daß sie eine Mischung
aus Galliumnitrid und Indiumnitrid enthält, ist, daß dies ein Einstellen
der Bandlücke zu einer erleichtert, die geeignet ist, Emission kurzer Wel
lenlänge abzustrahlen. Gemaß dieser Erfindung beträgt der Indiumanteil
c in der aktiven Schicht vorzugsweise nicht weniger als 5% und nicht
mehr als 15% für eine stabile und reproduzierbare Bildung der aktiven
Schicht. Dieser niedrigere Indiumanteil macht es möglich, eine aktive
Schicht hoher kristalliner Qualität selbst bei einem Hochtemperatur
wachstum zu erhalten. Beispielsweise sind Ga0,98In0,02N, Ga0,94In0,06N und
Ga0,85In0,15N bevorzugte Mischkristalle für eine aktive Schicht. Beispiele
eines Aluminium enthaltenden Mischkristalls, der für die aktive Schicht
begünstigt ist, sind Al0,05Ga0,88In0,07N und Al0,05Ga0,85In0,10N und derglei
chen.
Das charakteristische Merkmal der vorliegenden Erfindung ist, daß die
aktive Schicht 104 eine Zwei-Phasen-Struktur ist, die aus einer Matrix
109 aus AlxGayInzN (wobei 0 x, y, z 1, x + y + z = 1) und Indium ent
haltenden Kristalliten 108 aus AlaGabIncN (wobei 0 a, b < 1, 0 < c < 1
und a + b + c = 1) besteht. Diese Matrix enthält kugelförmige Kristallite
108a und mesaförmige Kristallite 108b mit von der Matrixphase verschie
denen Indiumanteilen.
1 nm bis 300 nm sind geeignete Dicken für die aktive Schicht. Eine zu
dünne aktive Schicht wird die Emissionsintensität schwächen. Anderer
seits wird es einer aktiven Schicht, die dicker als 300 nm ist, an ausge
zeichneter Oberflächenmorphologie mangeln. Für eine undotierte aktive
Schicht, ist es erwünscht, die Dicke innerhalb 20 nm zu halten. Für eine
fremdstoffdotierte aktive Schicht ist eine Dicke über 20 nm bevorzugt. Die
Matrix 109 ist aus AlxGayInzN mit einer Durchschnittszusammensetzung
gebildet, die nahe bei derjenigen der aktiven Schicht 104 liegt. Der Indi
umanteil der Matrixphase liegt nahe bei derjenigen der aktiven Schicht.
Die Menge von Indium in der Matrixphase ist oft durch Verdampfen ver
ringert und wird manchmal beinahe zu Null.
Die Kristallite 108 sind aus AlaGabIncN gebildet (wobei 0 < c < 1 und a + b
+ c = 1). Kristallite sind Mikrokristalle aus Nitriden, die Indium als ein we
sentlicher Bestandteil (nämlich 0 < c < 1) und zumindest Al oder Ga als
der andere Bestandteil (nämlich 0 a b < 1) enthalten. Kristallite werden
leicht bei dem Bereich erzeugt, wo In sich in hoher Konzentration sam
melt. Die meisten Kristallite weisen eine Kugelform auf. Es ist bekannt,
daß mesaförmige Kristallite ebenso abhängig von den Wachstumsbedin
gungen gebildet werden. Es gibt keine besondere Begrenzung der Form
von Kristalliten. Fig. 2 schildert die innere Struktur einer aktiven Schicht
gemäß der Erfindung. Die meisten Kristallite 108 sind auf der unteren
Deckschicht 103 gebildet. Die Kristallite 108 sind Beispiele von Mikrokri
stallen mit einer im wesentlichen Kugelform 108a und einer Mesaform
108b. Die Oberfläche der mesaförmigen Kristallite ist flach oder manch
mal zu einer Halbkugelform abgerundet. In Fig. 2 bezeichnet h die Höhe
der mesaförmigen Kristallite, und H ist die Höhe einer Vielzahl von dar
übergelegten mesaförmigen Kristalliten. Ebenso zeigt in den Zeichnungen
r den Durchmesser kugelförmiger Kristallite an, und R ist der kollektive
Durchmesser einer Vielzahl von kugelförmigen Kristalliten.
Der primäre Faktor, der die Emissionswellenlänge der aktiven Schicht 104
bestimmt, die diese Zwei-Phasen-Struktur aufweist, ist der Indiumanteil c
der aktiven Schicht. Ein Indiumanteil c von ungefähr 0,02 bis 0,08 wird
bevorzugt verwendet, um eine Emission von blauem Licht mit einer Wel
lenlänge in der Nahe von 450 nm zu erzeugen, und ein Indiumanteil c von
0,10 bis 0,20 wird bevorzugt verwendet, um eine Emission von grünem
Licht mit einer Wellenlänge in der Nähe von 530 nm zu erzeugen. Selbst
wenn aktive Schichten den gleichen Indiumanteil c aufweisen, wird die
Emissionswellenlänge durch Verändern der Dicke der aktiven Schicht va
riiert werden. Die Emissionswellenlänge kann ebenso durch Ändern des
Aluminiumanteils der oberen Deckschicht in Kontakt mit der aktiven
Schicht geändert werden. Der Hauptfaktor, der die Monochromatizität der
Emissionsintensität beeinflußt, ist die Dichte der Kristallite in der aktiven
Schicht. Die Emissionsintensität und Monochromatizität werden verbes
sert, indem die Kristallitdichte auf einen angemessenen Bereich begrenzt
wird.
Der Grund, warum eine aktive Schicht mit einer Zwei-Phasen-Struktur
den Vorteil hat, die Emissionsleistung zu vergrößern, wird darin gesehen,
daß die Matrixphase für ein homogenes Verspannungsfeld sorgt, das be
wirkt, die Kristallite als Quantenpunkte zu quantisieren. Idealerweise
sollten die Kristallite von der Matrixphase homogen umgeben sein. Dies zu
erreichen bedeutet, daß die Dicke der Matrixphase größer als die Höhe
oder der Durchmesser der Kristallite sein muß. Eine Matrix mit einer
Dicke, die mehr als 20% größer als der Durchmesser oder die Höhe der Kri
stallite ist, kann die Kristallite vollständig bedecken. An der aktiven
Schicht, die in Doppelheterostruktur eingerichtet ist, sollte die zulässige
Dicke der Matrixphase in Verbindung mit den Diffusionslängen von inji
zierten Trägern bestimmt werden. Die Dicke einer undotierten aktiven
Schicht sollte ungefähr 1 bis 50 nm betragen. Für eine fremdstoffdotierte
aktive Schicht sollte die Dicke ungefähr 50 bis 100 nm betragen. Bevor
zugte Beispiele einer Dicke einer aktiven Schicht, d. h. Matrixphasendicke,
sind 15 nm für die Kristallite von 8 nm Durchmesser und 50 nm für die
Kristallite von 12 nm Durchmesser. Die Dicke der Matrixphase kann mit
tels der Epitaxiewachstumszeit eingestellt werden, während der Kristallit
durchmesser durch Verändern der Epitaxiewachstumstemperatur und
-wachstumsrate gesteuert werden kann.
Die enge Beziehung zwischen Kristallitdichte und Photolumineszenzinten
sität wird nun beschrieben, wobei die aktive Schicht für die Emission von
blauem Licht als ein Beispiel genommen wird. Wenn die Kristallitdichte
2 × 10¹⁸ cm-3 überschreitet, ist die FWHM des Hauptspektrums wegen des
Erscheinens von unerwünschten Sekundärspektren bei 450 nm herum
breit. Die aktive Schicht mit einer Kristallitdichte von weniger als
1 × 10¹² cm-3 ergibt keine Sekundärspektren, sondern bringt eine Abnah
me der Emissionsintensität des Hauptspektrums mit einer großen FWHM
mit sich. Eine Kristallitdichte, die nicht kleiner als 1 × 10¹² cm-3 und nicht
größer als 2 × 10¹⁸ cm-3 ist, führt zu einem gewünschten Emissionsspek
trum mit einer schmalen FWHM, die kleiner 15 nm ist.
Wenn die Kristallitdichte 2 × 10¹⁸ cm-3 überschreitet, wird dem Haupt
spektrum bei 450 nm ein steiler Abfall der Emissionsintensität gegeben.
Wenn die Kristallitdichte in der aktiven Schicht noch weiter vergrößert
wird, ist eine weitere Schwächung der Emissionsintensität des Haupt-450-
nm-Spektrums gegeben. Im Gegensatz dazu nimmt die Intensität von Se
kundärspektren zu. In der vorliegenden Erfindung ist deshalb die Dichte
der Kristallite in der aktiven Schicht auf nicht weniger als 1 × 10¹² cm-3
und nicht mehr als 2 × 10¹⁸ cm-3 begrenzt, um die Emissionsintensität
aufrechtzuerhalten und die Emissionsmonochromatizität sicherzustellen
Die Dichte ist insbesondere bevorzugt nicht kleiner als 1 × 10¹⁵ cm-3 und
nicht größer als 1 × 10¹⁸ cm-3. Die Wirkung der Kristallitdichte ist insbe
sondere in dem Fall einer aktiven Schicht ausgeprägt, die mit Silizium
oder Zink oder dergleichen über 20 nm Dicke dotiert ist.
Mit besonderem Bezug auf eine undotierte aktive Schicht, die kleiner als
20 nm dick ist, ist die bevorzugte Kristallitdichte d (Einheit: Kristalli
te/cm³) für die Dicke einer aktiven Schicht t (Einheit: cm) auf Basis von
Experimenten durch die folgende Gleichung (1) gegeben.
d (Kristallite/cm³) 5,0 × 10²³ × t (1)
Diese Gleichung wurde für eine aktive Schicht aus undotiertem Gallium
indiumnitrid mit einem Indiummischverhältnis von 10% oder weniger
festgelegt. Die Experimente waren auf das Finden der Schichtdicke ge
richtet, die hohe Emissionsintensität und FWHM kleiner als 15 nm liefern
würde. Eine aktive Schicht mit einer derartigen Kristallitdichte wird durch
Auswählen der Wachstumstemperatur und der Wachstumsrate gebildet.
Eine bevorzugte Wachstumstemperatur ist ungefähr 650°C bis ungefähr
950°C, und insbesondere bevorzugt 800°C bis 850°C. Eine bevorzugte
Wachstumsrate ist ungefähr 1 nm/min bis ungefähr 5 nm/min.
Die Kristallite können ebenso durch Wärmebehandlung unter besonderen
Bedingungen nach dem Epitaxieaufwachsen der aktiven Schicht gebildet
werden. Genauer umfaßt dieses Verfahren Epitaxieaufwachsen einer akti
ven Schicht aus AlGaInN bei 650°C bis 950°C (T°C) gefolgt von einem
Heizprozeß, in dem die Schicht von T°C auf eine hohe Temperatur (T′°C)
von nicht weniger als 950°C und nicht mehr 1200°C bei einer Rate von
weniger als 30°C/min erhitzt wird, einem primären Abkühlprozeß, in dem
die Schicht von T′°C auf 950°C mit einer Rate von nicht weniger als
20°C/min abgekühlt wird, wobei eine Verbleibperiode zwischen 950°C und
T′°C innerhalb 60 Minuten gehalten wird, und einem sekundären Abkühl
prozeß, in dem die Schicht von 950°C auf 650°C mit einer Rate von weni
ger als 20°C/min abgekühlt wird. Der Grund für ein Definieren der
Wachstumstemperatur (T°C) der aktiven Schicht über 650°C bis nicht
mehr als 950°C ist, daß dieser Temperaturbereich ermöglicht, daß Galli
umindiumnitrid mit ausgezeichneter Kristallinität erhalten wird.
Gemäß dieser Erfindung wird die aktive Schicht von T°C auf eine hohe
Temperatur T′°C mit einer Rate von 30°C/min oder mehr, z. B. 50°C/min,
erhitzt. Eine langsamere Rate gibt Indiumatomen die Gelegenheit zu dif
fundieren und sich bei Versetzungen und anderen kristallinen Fehlern zu
sammeln. Die Wärmebehandlung von T°C zu einer höheren Temperatur
erzeugt Kristallitnukleationkeime. Eine langsamere Heizrate ist nicht er
wünscht, weil sie ein längeres Verbleiben bei hohen Temperaturen liefert
und deshalb die Bildung von Tröpfchen durch thermisch diffundiertes In
dium steigert. Eine Wärmebehandlung über 1200°C ist nicht erwünscht,
weil sie die Sublimierung des Indiums steigert, was zu schlechter Oberflä
chenmorphologie führt. Gemäß dieser Erfindung ist der Bereich der Wär
mebehandlungstemperatur T′°C zum Erzeugen von Kristallittextur in der
aktiven Schicht als über 950°C bei nicht über 1200°C definiert. Um einen
schwerwiegenden Verdampfungsverlust von Indium während des Verblei
bens bei einer hohen Temperatur von 950°C oder mehr zu verhindern, ist
es erwünscht, die Periode nicht länger als 60 Minuten zu halten. Die Wär
mebehandlung dieser Erfindung kann durch einen Heizprozeß ersetzt
werden, um Epitaxieschichten, wie eine obere Deckschicht und Kontakt
schicht auf die aktive Schicht aufzuwachsen. In der Ersatzwärmebehand
lung sollte die Verbleibperiode einschließlich der Zeit, die erforderlich ist,
um die obere Deckschicht und Kontaktschicht abzulagern, innerhalb 60
min liegen.
Nach dem Abschluß des Wärmebehandlungsprozesses wird die aktive
Schicht abgekühlt. Gemäß dieser Erfindung wird die aktive Schicht, die
bei einer hohen Temperatur behandelt ist, in zwei Stufen abgekühlt. Der
Schritt des Abkühlens von der hohen Temperatur auf 950°C ist der primä
re Abkühlprozeß. Der primäre Abkühlprozeß ist vorgesehen, um die Tex
tur zu stabilisieren, die durch den Wärmebehandlungsprozeß erzeugt
wird. Der Grund für die etwas hohe Abkühlrate, die in diesem primären
Abkühlprozeß verwendet wird, ist, daß ein langsames Abkühlen struktu
relle Änderungen der Textur fördert. In dem primären Abkühlprozeß wird
ein Kühlmittel, wie Luft, die in den MO-CVD-Reaktor geblasen wird, oder
dergl. wirksam verwendet, um eine Abkühlrate von zumindest 20°C/min
zu erhalten. Bevorzugte Abkühlraten in dem primären Schritt sind
25°C/min bis 30°C/min.
Der Schritt des Abkühlens von 950°C auf 650°C ist der sekundäre Ab
kühlprozeß. Die vorliegende Erfindung schreibt den Zusammenhang zwi
schen den Abkühlraten der primären und sekundären Abkühlprozesse
vor. Die Abkühlrate, die in dem sekundären Abkühlprozeß verwendet
wird, ist langsamer als diejenige, die in dem primären Abkühlprozeß ver
wendet wird. Das Hauptziel des zweiten Abkühlprozesses ist, innere ther
mische Verspannungen zu beseitigen, die der aktiven Schicht durch das
relativ schnelle Abkühlen in dem primären Abkühlprozeß auferlegt wer
den. Die Abkühlrate, die in dem zweiten Abkühlprozeß verwendet wird, ist
deshalb kleiner als 20°C/min. Eine bevorzugtere Rate liegt im Bereich von
10°C/min bis 15°C/min, welche niedriger als die Abkühlrate ist, die in
dem primären Abkühlprozeß verwendet wird. Die Abkühlrate muß ledig
lich bis zu 650°C gesteuert sein, wonach ein Abkühlen mit verschiedenen
Raten erlaubt werden kann.
Wie im Vorangehenden beschrieben, wird die Licht emittierende Vorrich
tung durch Bilden der aktiven Schicht 104 hergestellt, die aus einer Ma
trix 109 und Kristalliten 108 besteht, auf denen eine obere Deckschicht
105 und Kontaktschicht 106 durch ein gewöhnliches Verfahren aufge
wachsen werden, wonach eine p-Typ-Elektrode 111 auf der Kontakt
schicht 106 vorgesehen wird. Bei einem Bereich, wo die untere Deck
schicht 103 entfernt wird, um freizulegen, wird eine n-Typ-Elektrode 110
gebildet, um dadurch die Licht emittierende Vorrichtung zu vervollständi
gen.
Gemäß der vorliegenden Erfindung kann lediglich ein einfaches Verfahren
verwendet werden, um eine Licht emittierende Vorrichtung zu erhalten,
die blaues oder grünes Licht mit hoher Emissionsleistung und guter Mo
nochromatizität emittiert, wie oben beschrieben.
Nun werden Beispiele der vorliegenden Erfindung beschrieben. Jedoch ist
die vorliegende Erfindung nicht auf die Beispiele begrenzt.
Beispiel 1
Es wird das Beispiel einer blaues Licht emittierenden Vorrichtung mit ei
ner Galliumindiumnitrid-Aktivschicht beschrieben, die durch Atmosphä
rendruck-MO-CVD gebildet ist. Die grundlegende geschichtete Struktur
der Vorrichtung ist gleich wie diejenige, der in Fig. 1 gezeigten Licht emit
tierenden Vorrichtung.
Zuerst wurde die Temperatur des Substrats 101 von Raumtemperatur auf
1150°C erhöht, und das Substrat wurde für 40 Minuten thermischem Ät
zen bei dieser Temperatur unterzogen. Die Temperatur des Substrats 101
wurde dann auf 420°C abgesenkt und für 25 Minuten gehalten, bis sich
die Temperatur stabilisierte. Während der Stabilisierung wurde die Strö
mungsrate von Wasserstoffgas in den Reaktionsofen auf 8 Liter pro Mi
nute eingestellt. Dem Ofen wurde dann Ammoniumgas (NH₃) als eine
Stickstoffquelle mit einer Strömungsrate von 1 Liter pro Minute zugeführt,
um eine Wachstumsatmosphäre, die eine Stickstoffquelle enthielt, in dem
MO-CVD-Reaktor zu erhalten. Trimethylgallium ((CH₃)₃Ga) wurde dann als
die Galliumquelle mit einer Strömungsrate von 2 × 10-6 Mol pro Minute
hinzugefügt. Das V/III-Verhältnis wird dadurch 2,2 × 10⁴. Die Zufuhr von
Trimethylgallium wurde für 20 Minuten fortgesetzt, wobei eine 15 nm
dicke Niedertemperatur-Pufferschicht 102 aus Galliumnitrid (GaN) gebildet
wurde.
Das Wasserstoffgas wurde dann durch Argongas ersetzt. Die Argongas
strömungsrate wurde auf 3 Liter pro Minute eingestellt, die Strömungsrate
von Ammoniumgas auf 1 Liter pro Minute, und die Temperatur des Sub
strats 101 wurde auf 1100°C erhöht. Als die Temperatur des Substrats
101 1100°C erreichte, wurde die Zufuhr von Wasserstoffgas in den Reak
tionsofen mit einer Strömungsrate von 3 Litern pro Minute erneut gestar
tet. Gleichzeitig wurde die Strömungsrate von Ammoniumgas in den Re
aktionsofen auf 6 Liter pro Minute erhöht. Als sich die Temperatur stabili
siert hatte, wurde Trimethylgallium mit einer Rate von 1,7 Millilitern pro
Minute hinzugefügt. Als das Siliziumdotiergas wurde Disilangas (Si₂H₆)
verwendet, das mit Wasserstoff auf eine Konzentration von 5 Volumen
ppm verdünnt war. Das Disilangas wurde mit einer Strömungsrate von 10
ml pro Minute zugeführt. Das Epitaxieaufwachsen schritt für 90 Minuten
fort, wobei eine untere n-Typ-Galliumnitrid-Deckschicht 103 mit einer
Dicke von 3,2 µm und einer Trägerkonzentration von 3 × 10¹⁸ cm-3 erzeugt
wurde.
Als nächstes wurde die Temperatur des Substrats 101 auf 830°C inner
halb ungefähr 10 Minuten verringert, die Strömungsrate von Ammonium
gas wurde auf 6 Liter pro Minute eingestellt und die Strömung von Argon
gas auf 3 Liter pro Minute. Trimethylgallium wurde mit 0,27 Millilitern pro
Minute zugeführt, und Cyclopentadienylindium (C₅H₅In) wurde als die In
diumquelle mit 0,04 Millilitern pro Minute zugeführt. Für das Dotiermittel
vom p-Typ wurde Diethylzink ((C₂H₅)₂Zn) mit einer Rate von 20 Millilitern
pro Minute zugeführt. Das Diethylzink wurde mit Wasserstoffgas zu einer
Volumenkonzentration von 100 ppm verdünnt. In 15 Minuten bildete sich
eine Galliumindiumnitrid-(Ga0,94In0,06N)-Aktivschicht 104 mit einem Indi
ummischverhältnis von 6% und einer Dicke von 60 nm.
Nach Abschluß der Bildung der aktiven Schicht 104 wurde die Tempera
tur des Substrats 101 wieder auf 1100°C erhöht. Ebenso wurde das Am
moniumgas mit 6 Litern pro Minute zugeführt, und das Argongas wurde
mit 3 Litern pro Minute zugeführt, Trimethylgallium wurde mit 1,36 Milli
litern pro Minute zugeführt, und Trimethylaluminium ((CH₃)₃Al) als die
Aluminiumquelle wurde mit 0,06 Millilitern pro Minute zugeführt. Bis-
Methylcyclopentadienylmagnesium (bis-((CH₃C₅H₄)₂Mg) wurde als das Do
tiermittel vom p-Typ hinzugefügt. Ein Wachstum für zehn Minuten lieferte
eine 100 nm dicke obere Deckschicht 105 aus p-Typ-Aluminiumgallium
nitrid. Der Aluminiumanteil betrug 10%. Auf der Basis von SIMS-Analyse
wurde die Konzentration des dotierten Magnesiums als 2 × 10¹⁹ cm-3 be
stimmt. Eine 100 nm dicke p-Typ-Galliumnitrid-Kontaktschicht 106, die
mit Magnesium dotiert war, wurde für 10 Minuten bei 1100°C auf die obe
re Deckschicht 105 abgelagert. Die Trägerkonzentration der Kontakt
schicht 106 betrug 6 × 10¹⁷ cm-3. Nach Abschluß der Bildung der Kontakt
schicht 106 wurde der dadurch gebildete Wafer von 1100°C auf 950°C mit
einer Abkühlrate von 20°C/min abgekühlt. Von 950°C auf 800°C wurde
der Wafer mit einer Abkühlrate abgekühlt, die geringfügig kleiner als
20°C/min war, und für 20 Minuten bei 800°C gehalten. Dem Wafer wurde
erlaubt, spontan über 650°C herunter auf ungefähr Raumtemperatur ab
zukühlen. Dadurch verblieb der Wafer für 27,5 Minuten bei einer Tempe
ratur über 950°C.
Die aktive Schicht wurde durch das Querschnitts-TEM-Verfahren beob
achtet. Die aktive Schicht wies eine Textur auf, die Galliumindiumnitrid-
Kristallite umfaßte. Die Kristallite wiesen näherungsweise 2 bis 3 nm
Durchmesser und im wesentlichen kugelförmige Form auf. Über und um
die Kristallite herum war eine Matrix aus hauptsächlich Galliumnitrid. Es
wurde nämlich erkannt, daß die aktive Schicht dieses Beispiels aus Galli
umindiumnitrid-Kristalliten und einer Galliumnitridmatrix bestand. Der
obige Epitaxiewafer wurde mit Elektroden versehen, um eine LED zu bil
den. Eine Durchlaßspannung von 5 Volt bei einem Durchlaßstrom von 20
Milliampere wurde an die somit hergestellte LED angelegt. Die Wellenlänge
der Emission von blauem Licht betrug 445 nm. Nach der Formung der
LED mit Epoxidharz wurde die Emissionsleistung gemessen und heraus
gefunden, daß sie 1,0 Milliwatt betrug. Die FWHM des Emissionsspek
trums betrug 30 nm.
Beispiel 2
Zuerst wurde eine Niedertemperatur-Pufferschicht aus undotiertem Galli
umnitrid auf ein Saphirsubstrat bei 430°C aufgewachsen. Die Dicke der
Niedertemperatur-Pufferschicht betrug ungefähr 7 nm. Eine untere Deck
schicht aus siliziumdotiertem n-Typ-Galliumnitrid wurde auf die Nieder
temperatur-Pufferschicht bei 1100°C aufgewachsen. Die Trägerkonzentra
tion betrug ungefähr 1 × 10¹⁸ cm-3, und die Dicke der Schicht betrug nähe
rungsweise 4 µm. Dem Abschluß der Bildung der unteren Deckschicht
folgend, wurde die Temperatur des Substrats von 1100°C auf die Bil
dungstemperatur der aktiven Schicht (T°C) von 830°C in ungefähr 10 Mi
nuten abgesenkt. Nach dem Abwarten, bis sich die Temperatur stabilisiert
hatte, wurde das Aufwachsen einer siliziumdotierten Galliumindiumnitrid-
Aktivschicht gestartet. Es wurden die gleichen Quellgase wie in Beispiel 1
für das Aufwachsen der aktiven Schicht verwendet, die einen Indiumanteil
von 20% aufwies. Bei 2,5 Minuten Wachstum wurde eine 5 nm dicke akti
ve Schicht aus Ga0,80In0,20N gebildet.
Nach Abschluß des Wachstums der n-Typ-Aktivschicht wurde die Tempe
ratur des Substrats wieder in 3 Minuten von 830°C auf 1100°C mit einer
Rate von 90°C/min erhöht. Nach einem Warten für 5 Minuten, bis sich die
Temperatur bei 1100°C stabilisiert hatte, wurde eine obere Deckschicht
aus magnesiumdotiertem Galliumnitrid gebildet. Es wurden 20 Minuten
benötigt, um eine obere Deckschicht mit 200 nm Dicke aufzuwachsen. Die
Temperatur wurde dann von 1100°C auf 950°C innerhalb des Raums von
5 Minuten unter Verwendung einer Temperaturverringerungsrate von
30°C/min verringert. In diesem Beispiel wird der Wachstumsprozeß der
oberen Deckschicht bei 1100°C einschließlich der Wartesequenz als Er
satz für den Wärmebehandlungsprozeß der aktiven Schicht verwendet.
Der Wafer verblieb somit für näherungsweise 30 Minuten bei oder über
950°C. Dies wurde von dem sekundären Abkühlprozeß gefolgt, in dem die
Temperatur von 950°C auf 650°C mit einer Rate von 10°C/min verringert
wurde. Der Abkühlprozeß wurde in einer Atmosphäre aus Wasserstoff,
Argon und Ammoniumgas vorgenommen, die mit einer individuellen Strö
mungsrate von 3 Litern pro Minute zugeführt wurden. Nach Abschluß des
sekundären Abkühlprozesses wurde dem Wafer erlaubt, sich natürlich auf
ungefähr Raumtemperatur herunter abzukühlen.
Der Wafer, der der obigen Wärmebehandlung unterzogen wurde, wurde
unter Verwendung einer TEM-Analyse untersucht. Es wurden im wesent
lichen kugelförmige Kristallite in der Galliumindiumnitrid-Aktivschicht
beobachtet. Auf der Basis von Querschnitts-TEM-Photographiebildern
wurde herausgefunden, daß die Größe des Durchmessers der Kristallite
im Bereich von 4 nm bis zu einem Maximum von 13 nm lag. Kristallite mit
einem Durchmesser von näherungsweise 7 bis 8 nm waren in hoher Häu
figkeit vorhanden. Der Durchschnittsdurchmesser betrug ungefähr
10 nm. Die Kristallite waren mehr oder weniger homogen in der aktiven
Schicht verteilt. Die Dichte der Kristallite betrug ungefähr 8 × 10¹⁶ cm-3.
Eine Licht emittierende Vorrichtung wurde auf dem gleichen Weg wie in
Beispiel 1 gebildet, und die Emissionscharakteristiken wurden bewertet.
Die Wellenlänge der Emission betrug 542 nm. Die FWHM betrug 15 nm
und die Emissionsleistung betrug 1,7 mW. Fig. 3 vergleicht das Emissi
onsspektrum von Beispiel 2 mit dem Stand der Technik. Dies legt offen,
daß die LED der vorliegenden Erfindung hohe Emissionsleistung und aus
gezeichnete Emissionsmonochromatizität zeigte.
Beispiel 3
Eine Niedertemperatur-Pufferschicht aus undotiertem Galliumnitrid wur
de auf ein Saphirsubstrat bei 430°C aufgewachsen. Die Dicke der Nieder
temperatur-Pufferschicht betrug ungefähr 7 nm. Eine untere Deckschicht
aus siliziumdotiertem n-Typ-Galliumnitrid wurde auf die Niedertempera
tur-Pufferschicht aufgewachsen. Die Trägerkonzentration betrug ungefähr
1 × 10¹⁸ cm-3 und die Dicke der Schicht betrug näherungsweise 4 µm. Dem
Abschluß der Bildung der unteren Deckschicht folgend, wurde die Tempe
ratur des Substrats von 1100°C auf die Bildungstemperatur der aktiven
Schicht (T°C) von 850°C in ungefähr 10 Minuten verringert. Nachdem 15
Minuten gewartet wurde, bis sich die Temperatur stabilisiert hatte, wurde
das Wachstum einer siliziumdotierten Aluminiumgalliumindiumnitrid-
Al0,01Ga0,87In0,127N-Aktivschicht eingeleitet. Trimethylaluminium als die
Aluminiumquelle wurde mit einer Strömungsrate von 0,22 ml/min zuge
führt. Trimethylgallium als die Galliumquelle wurde mit einer Strömungs
rate von 1,5 ml/min zugeführt, und Trimethylindium als die Indiumquelle
wurde mit einer Strömungsrate von 0,02 ml/min zugeführt. Germanium
und Zn wurden als Dotiermittel verwendet. Die Ge-Dotiermittelquelle war
eine Germaniumverbindung (GeH₄), die mit Wasserstoff zu einer Volumen
konzentration von 10 ppm verdünnt war. Die Germaniumverbindung
wurde mit einer Strömungsrate von 100 ml/min zugeführt. Wie in Beispiel
1 wurde Diethylzink als die Quelle des Zinkdotiermittels verwendet. Die
Konzentrationen von Ge und Zn in der aktiven Schicht betrugen
7 × 10¹⁷ cm-3 bzw. 9 × 10¹⁷ cm-3.
Die Substrattemperatur wurde dann in 4 Minuten von 850°C auf 1050°C
mit einer Rate von 50°C/min erhöht. Dann wurden eine magnesiumdo
tierte obere Deckschicht aus Al0,05Ga0,95N und eine magnesiumdotierte
Kontaktschicht aus GaN gebildet. Die Gesamtzeit, die erforderlich war, um
die obere Deckschicht und die Kontaktschicht aufzuwachsen, betrug 30
Minuten. In diesem Beispiel wurde die Wärmebehandlung als ein Teil des
Wachstumsprozesses vorgenommen, der verwendet wurde, um die obere
Deckschicht und die Kontaktschicht zu bilden.
Als nächstes kam der Substratabkühlvorgang. In dem primären Abkühl
prozeß wurde die Substrattemperatur für 5 Minuten von 1050°C (= T′°C)
auf 950°C mit einer Rate von 20°C/min in einer Mischgasatmosphäre aus
Ammonium und Argon abgesenkt. In einem ersten Schritt des sekundären
Abkühlprozesses wurde die Temperatur auf 850°C mit einer Rate von
10°C/min abgesenkt. Dies wurde von einem zweiten Schritt des sekundä
ren Abkühlprozesses gefolgt, in dem die Temperatur von 850°C auf 800°C
mit einer Rate von 2°C/min verringert wurde. Der sekundäre Abkühlpro
zeß wurde dann durch einen dritten Schritt abgeschlossen, in dem die
Temperatur von 800°C auf 650°C mit einer Rate von 5°C/min in einer Ar
gonatmosphäre verringert wurde. Von 650°C an wurde dem Substrat er
laubt, sich spontan auf Raumtemperatur abzukühlen, was ungefähr 60
Minuten benötigte. Fig. 4 zeigt das Zeitablauf-Heiz-Diagramm für den Ab
kühlprozeß in Beispiel 3.
Eine Querschnitts-TEM-Untersuchung des somit erhaltenen Epitaxiewa
fers zeigte, daß das meiste der Kristallite in der aktiven Schicht grob ku
gelförmig war, mit Durchmessern, die im Bereich von 7 bis 8 nm konzen
triert waren. Der Durchschnittsdurchmesser betrug näherungsweise 8
nm. Die Kristallitdichte betrug 2 × 10¹⁷ cm-3. Eine LED wurde unter Ver
wendung des gleichen Vorgangs gebildet, dem in Beispiel 1 gefolgt wurde,
und die Charakteristiken wurden bewertet. Ein Anlegen von 5 V bei einem
Durchlaßstrom von 20 mA erzeugte eine Emission von blauem Licht mit
einer Wellenlänge von 434 nm. Der LED-Chip, der in Epoxidharz abge
dichtet war, wies eine Emissionsintensität von 1,2 mW auf. Die erhaltene
blaue LED zeigte hohe Emissionsleistung und gute Monochromatizität mit
einer FWHM von 7 nm.
Vergleichsbeispiel
Eine herkömmliche grüne LED wurde hergestellt, die eine Galliumindi
umnitrid-Mischkristall-Aktivschicht mit einem hohen Indiummischver
hältnis von 0,45 aufwies (Jpn. J. Appl. Phys., 34 (1995), S. L1332-L1335).
Mit Ausnahme der aktiven Schicht wurde die Schichtstruktur für diese
LED durch Folgen des gleichen Vorganges gebildet, der in Beispiel 1 be
schrieben wurde. Wegen der höheren Indiumanteils von 45% wurde die
aktive Schicht bei einer Temperatur von 550°C im Vergleich mit den
830°C, die in Beispiel 1 verwendet wurden, aufgewachsen. Die 5 nm dicke
aktive Schicht erforderte eine Wachstumsperiode von 5 Minuten. Der In
diumanteil der aktiven Schicht wurde wegen der Kondensation von Indi
um in Tröpfchen auf 20% im Durchschnitt abgesenkt. Die geschichtete
Struktur, die gemäß diesem Vergleichsbeispiel erhalten wurde, wurde
verwendet, um eine LED herzustellen, wie in Beispiel 1 beschrieben. Eine
Durchlaßspannung von 5 V bei einem Strom von 20 mA wurde an die Vor
richtung angelegt. Die Emission von grünem Licht wies eine Wellenlänge
auf, die im Bereich von 510 bis 530 nm mit FWHM von 40 nm lag. Die
Ausgangsleistung betrug 0,3 mW.
Zusammengefaßt weist ein Epitaxiewafer für eine Licht emittierende Vor
richtung eine Doppelheterostruktur auf und umfaßt ein Einkristallsub
strat, eine untere Deckschicht aus AlGaN, die auf das Substrat aufge
wachsen ist, eine aktive Schicht, die auf die untere Deckschicht aufge
wachsen ist, wobei die aktive Schicht eine Zwei-Phasen-Struktur aufweist,
die aus einer Matrix aus AlxGayInzN und Kristalliten aus AlaGabIncN be
steht, und eine obere Deckschicht aus AlGaN, die auf die aktive Schicht
aufgewachsen ist.