DE19734034C2 - Epitaxiewafer für Licht emittierende Vorrichtung, Verfahren zum Bilden des Wafers und den Wafer verwendende, Licht emittierende Vorrichtung - Google Patents

Epitaxiewafer für Licht emittierende Vorrichtung, Verfahren zum Bilden des Wafers und den Wafer verwendende, Licht emittierende Vorrichtung

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Description

Diese Erfindung betrifft einen Epitaxiewafer für eine Licht emittierende Vorrichtung mit einer unteren Deckschicht aus AlGaN, einer AlGaInN- Aktivschicht und einer oberen Deckschicht aus AlGaN, die nacheinander auf einem Einkristallsubstrat gebildet sind. Weiterhin betrifft die Erfin­ dung eine entsprechende, Licht emittierende Vorrichtung nach dem Ober­ begriff von Anspruch 5 und ein Verfahren zum Bilden eines entsprechen­ den Epitaxiewafers nach dem Oberbegriff von Anspruch 9. Insbesondere betrifft die Erfindung eine blaues oder grünes sichtbares Licht emittieren­ de Vorrichtung.
Ein Epitaxiewafer bzw. eine Licht emittierende Vorrichtung der eingangs genannten Art ist der DE 195 11 415 A1 und den Literaturstellen Sh. Na­ kamura, "InGaN/AlGaN blue light emitting diodes", J. Vac. Sci., Technol. A 13(3), 1995, Seiten 705-710 und Sh. Nakamura et al., "Superbright Green InGaN Single-Quantum-Well Structure Light Emitting Diodes", Jpn. J. Appl. Phys., Vol. 34 (1995), L 1332-L 1335 zu entnehmen.
Ein Verfahren nach dem Oberbegriff von Anspruch 9 ist in der EP 0 599 224 A1 beschrieben.
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)-Mischkristallen, emittiert wird. Die jüng­ ste Technik optischer Vorrichtungen wendet jedoch Nitridverbindungs­ halbleiter der Gruppe III, wie Aluminiumgalliumindiumnitrid-Mischkristalle an, die allgemein durch die Formel AlxGayInzN (x + y + z = 1,0 ≦ x, y, z ≦ 1) dargestellt sind (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 haben Galliumindiumnitrid-Mischkristalle (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 mit 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 einzuschließen, die von der Deck­ schicht 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. In ähnlicher Weise 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, verursacht jedoch viele Schwierigkeiten bei der Bildung von Galliumindiumnitrid mit einem hohen Indiumanteil. Beispielsweise erfor­ dert Galliumindiumnitrid mit einem hohen Indiumanteil das Wachstum bei einer niedrigeren Wachstumstemperatur (Appl. Phys. Lett., 59 (1991), Seiten 2251-2253). Das MO-CVD-Wachstum von Ga0,55In0,45N ist bei­ spielsweise 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 bei einer begrenzten Wachstumstemperatur und Wachstumsrate erhalten wird (JP-A-HEI 6-209122). Ferner verhin­ dern die folgenden technischen Probleme das Wachstum einer homogenen Galliumindiumnitrid-Epitaxieschicht.
  • a) Wegen einer intensiven Unvermischbarkeit von GaN und InN, wird durch Erhitzen während des epitaxialen Aufwachsens von GaInN oder da­ nach leicht eine Phasentrennung hervorgerufen.
  • b) Wegen einer charakteristischen Neigung von Indium, zu diffundieren und in kristallinen Fehlern und einen verspannten Bereich zu kondensie­ ren, sind die epitaxialen Wachstumsbedingungen für GaInN mit ausge­ zeichneter Kristallinität auf einen äußerst schmalen Bereich begrenzt.
Wegen der Schwierigkeiten, Galliumindiumnitrid mit ausgezeichneter Kri­ stallinität zu erhalten, das für die aktive Schicht ausreichend ist, können herkömmliche Licht emittierende Vorrichtungen hochintensives blaues oder grünes Licht nicht mit ausreichender Reproduzierbarkeit emittieren, um die Bedürfnisse des Marktes zu befriedigen. Ein weiteres Problem ist, daß Emissionswellenlängen abhängig von der an die Licht emittierenden Vorrichtung angelegten Spannung schwanken können, wodurch Sekun­ däremissionsspektren erzeugt werden, die die Emissionsmonochromatizi­ tät nachteilig beeinflussen. Die volle Breite bei halbem Minimum (FWHM) der Emissionsspektren des Hauptemissionsspektrums, die Monochromati­ zität 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 kurzwelliges blaues oder grünes Licht 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 einer blaues oder grünes Licht emittierenden Vorrichtung mit guter Reproduzierbarkeit vorzusehen, die gute Monochromatizität und hohe Emissionsleistung zeigt.
Um das erstgenannte Ziel zu erreichen, sieht die vorliegende Erfindung einen Epitaxiewafer für eine Licht emittierende Vorrichtung nach dem Oberbegriff von Anspruch 1 sowie eine entsprechende Vorrichtung nach dem Oberbegriff von Anspruch 5 vor, mit dem besonderen Kennzeichen, 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 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 Emissionsleistung 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 der Dichte der Kristallite in der aktiven Schicht innerhalb des Be­ reiches 1 × 1012 cm-3 bis 2 × 1018 cm-3 eine hohe Emissionsintensität und Monochromatizität selbst für eine dünnere aktive Schicht sichergestellt werden.
Um das zweitgenannte Ziel in bezug auf das Verfahren zu lösen, sieht die Erfindung ein Verfahren nach dem Oberbegriff von Anspruch 9 vor, mit dem besonderen Kennzeichen, 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 Kristalliten 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 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 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. Obwohl es erlaubt wäre, sowohl die obere als auch die untere Deckschicht aus dem gleichen Halbleiter zu bil­ den, ist es erwünscht und üblich, die obere Deckschicht mit einer größe­ ren Bandlücke als die untere Deckschicht aufzubauen. Die oberen und unteren Deckschichten sind aus GaN oder einem Verbindungshalbleiter auf Aluminiumgalliumnitrid-Basis gebildet, der durch die Formei 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 un­ teren Deckschichten sind wechselseitig entgegengesetzte elektrische Leit­ fähigkeitstypen gegeben. Es ist erwünscht, daß die untere Deckschicht eine Dicke von ungefähr 1,5 bis 6,0 µm aufweist, und daß die obere Deck­ schicht 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 auf der Basis von Bandlückenfaktoren blaues bis grünes Licht mit einer Wellenlänge im Bereich von 430 nm bis 550 nm emittiert, sollte der Al-Anteil a nicht mehr als 0,10 betragen. Der Aluminiumanteil sollte vorzugsweise nicht mehr als 0,05 betragen. Es ist erlaubt, daß der Alumi­ niumanteil a Null beträgt. Der Galliumanteil b liegt vorzugsweise im Be­ reich 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 das Einstellen einer Bandlücke erleichtert, die geeignet ist, Emission kurzer Wellenlänge abzustrahlen. Gemäß 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 ho­ her kristalliner Qualität selbst bei einem Hochtemperaturwachstum zu erhalten. Beispielsweise sind Ga0,98In0,02N, Ga0,94In0,06N und Ga0,85In0,15N bevorzugte Mischkristalle für eine aktive Schicht. Beispiele eines Alumini­ um enthaltenden Mischkristalls, der für die aktive Schicht bevorzugt ist, sind Al0,05Ga0,88In0,07N und Al0,05Ga0,85In0,10N und dergleichen.
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 wird 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 einen we­ sentlichen Bestandteil (nämlich 0 < c < 1) und zumindest Al oder Ga als den anderen 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 eine. Wel­ lenlänge in der Nähe 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 Dic­ ke, 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 der 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 epitaxialen Wachstumszeit eingestellt werden, während der Kri­ stallitdurchmesser durch Verändern der epitaxialen Wachstumstempera­ tur 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, weist das Haupt­ spektrum bei 450 nm einen steilen Abfall der Emissionsintensität auf. 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 Sekun­ därspektren 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 auf­ rechtzuerhalten 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 insbesondere in dem Fall einer aktiven Schicht ausgeprägt, die mit Silizium oder Zink oder dergleichen dotiert und über 20 nm dick 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 (cm) (1)
Diese Gleichung wurde für eine aktive Schicht aus undotiertem Gallium­ indiuimnitrid mit einem Indiummischverhältnis von 10% oder weniger festgelegt. Die Experimente waren auf das Finden der Schichtdicke ge­ richtet, die eine hohe Emissionsintensität und eine 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 epitaxialen Aufwachsen der aktiven Schicht gebil­ det werden. Genauer umfaßt dieses Verfahren das epitaxiale Aufwachsen einer aktiven 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 Verweildauer 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 Kristallitnukleationskeime. 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 bis nicht über 1200°C definiert. Um einen schwerwiegenden Verdampfungsverlust von Indium während des Verwei­ lens 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 Verweilzeit 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. Auf einem Bereich, wo die untere Deck­ schicht 103 entfernt wird, wird eine n-Typ-Elektrode 110 gebildet, um da­ durch die Licht emittierende Vorrichtung zu vervollständigen.
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 bei dieser Tempe­ ratur thermisch geätzt. Die Temperatur des Substrats 101 wurde dann auf 420°C abgesenkt und für 25 Minuten gehalten, bis sich die Tempera­ tur stabilisierte. Während der Stabilisierung wurde die Strömungsrate von Wasserstoffgas in den Reaktionsofen auf 8 Liter pro Minute eingestellt. Dem Ofen wurde dann Ammoniak (NH3) als eine Stickstoffquelle mit einer Strömungsrate von 1 Liter pro Minute zugeführt, um eine Wachstumsat­ mosphäre, 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 Niedertempe­ ratur-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 Ammoniak auf 1 Liter pro Minute, und die Temperatur des Substrats 101 wurde auf 1100°C erhöht. Als die Temperatur des Substrats 101 1100°C erreichte, wurde die Zufuhr von Wasserstoffgas in den Reakti­ onsofen mit einer Strömungsrate von 3 Litern pro Minute erneut gestartet. Gleichzeitig wurde die Strömungsrate von Ammoniak in den Reakti­ onsofen auf 6 Liter pro Minute erhöht. Als sich die Temperatur stabilisiert hatte, wurde Trimethylgallium mit einer Rate von 1,7 Millilitern pro Mi­ nute hinzugefügt. Als das Siliziumdotiergas wurde Disilangas (Si2H6) ver­ wendet, 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 epitaxiale Wachstum dauerte 90 Minuten an, wobei eine untere n-Typ-Galliumnitrid-Deckschicht 103 mit einer Dicke von 3,2 µm und einer Trägerkonzentration von 3 × 1018 cm-3 erzeugt wur­ de.
Als nächstes wurde die Temperatur des Substrats 101 auf 830°C inner­ halb ungefähr 10 Minuten verringert, die Strömungsrate von Ammoniak wurde auf 6 Liter pro Minute eingestellt und die Strömung von Argongas 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 ei­ ner Volumenkonzentration von 100 ppm verdünnt. In 15 Minuten bildete sich eine Galliumindiumnitrid-(Ga0,94In0,06N)-Aktivschicht 104 mit einem Indiummischverhältnis 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 moniak mit 6 Litern pro Minute zugeführt, und das Argongas wurde mit 3 Litern pro Minute zugeführt, Trimethylgallium wurde mit 1,36 Millilitern pro Minute zugeführt, und Trimethylaluminium ((CH3)3Al) als die Alumi­ niumquelle 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 × 1018cm-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 von 5 Minuten unter Verwendung einer Temperaturverringerungsrate von 30°C/min ver­ ringert. In diesem Beispiel wird der Wachstumsprozeß der oberen Deck­ schicht bei 1100°C einschließlich der Wartesequenz als Ersatz für den Wärmebehandlungsprozeß der aktiven Schicht verwendet. Der Wafer ver­ blieb 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 Ammoniak vorgenommen, die mit einer individuellen Strömungsrate von 3 Litern pro Minute zugeführt wurden. Nach Abschluß des sekundären Ab­ kühlprozesses wurde dem Wafer erlaubt, sich natürlich auf ungefähr Raumtemperatur 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 zeigt, daß die LED der vorliegenden Erfindung hohe Emissionsleistung und ausge­ zeichnete Emissionsmonochromatizität aufwies.
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-Temperatur-Diagramm für den Abkühlprozeß in Beispiel 3.
Eine Querschnitts-TEM-Untersuchung des somit erhaltenen Epitaxiewa­ fers zeigte, daß die meisten Kristallite in der aktiven Schicht grob kugel­ förmig waren, 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 versiegelt 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.

Claims (9)

1. Epitaxiewafer für eine Licht emittierende Vorrichtung mit einer un­ teren Deckschicht (103) aus AlGaN, einer AlGaInN-Aktivschicht (104) und einer oberen Deckschicht (105) aus AlGaN, die nachein­ ander auf einem Einkristallsubstrat (101) gebildet sind,
wobei der Epitaxiewafer dadurch gekennzeichnet 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 Kri­ stalliten (108) aus AlaGabIncN (wobei 0 ≦ a, b < 1, 0 < c < 1 und a + b + c = 1) besteht.
2. Epitaxiewafer nach Anspruch 1, wobei die Kristallite (108) im we­ sentlichen kugelförmige Kristalle mit einem Durchmesser von nicht weniger als 1 nm und nicht mehr als 30 nm oder mesaförmige Kri­ stalle mit einer Seitenbreite von nicht weniger als 1 nm und nicht mehr als 30 nm sind.
3. Epitaxiewafer nach Anspruch 1, wobei die aktive Schicht (104) eine Dicke von nicht weniger als 1 nm und nicht mehr als 300 nm und eine Kristallitdichte von nicht weniger als 1 × 1012 cm-3 und nicht mehr als 2 × 1018 cm-3 aufweist.
4. Epitaxiewafer nach Anspruch 3, wobei die aktive Schicht (104) eine Dicke von nicht mehr als 20 nm und einen Zusammenhang zwi­ schen Kristallitdichte d und Aktivschichtdicke t von d (Kristallite/cm3) ≦ 5,0 × 1023 × t (cm) aufweist.
5. Licht emittierende Vorrichtung mit einer unteren Deckschicht (103) aus AlGaN, einer AlGaInN-Aktivschicht (104), einer oberen Deck­ schicht (105) aus AlGaN und einer GaN-Kontaktschicht (106), die nacheinander auf einem Einkristallsubstrat (101) gebildet sind, ei­ ner Elektrode (110) von einem ersten Leitfähigkeitstyp, die auf einer Oberfläche der unteren Deckschicht (103) vorgesehen ist, und einer Elektrode (111) von einem zweiten Leitfähigkeitstyp, die auf einer Oberfläche der Kontaktschicht (106) vorgesehen ist,
wobei die Licht emittierende Vorrichtung dadurch gekennzeichnet 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 Kristalliten (108) aus AlaGabIncN (wobei 0 ≦ a, b < 1, 0 < c < 1 und a + b + c = 1) besteht.
6. Licht emittierende Vorrichtung nach Anspruch 5, wobei die Kristal­ lite (108) im wesentlichen kugelförmige Kristalle mit einem Durch­ messer von nicht weniger als 1 nm und nicht mehr als 30 nm oder mesaförmige Kristalle mit einer Seitenbreite von nicht weniger als 1 nm und nicht mehr als 30 nm sind.
7. Licht emittierende Vorrichtung nach Anspruch 5, wobei die aktive Schicht (104) eine Dicke von nicht weniger als 1 nm und nicht mehr als 300 nm und eine Kristallitdichte von nicht weniger als 1 × 1012 cm-3 und nicht mehr als 2 × 1018 cm-3 aufweist.
8. Licht emittierende Vorrichtung nach Anspruch 7, wobei die aktive Schicht eine Dicke von nicht mehr als 20 nm und einen Zusam­ menhang zwischen Kristallitdichte d und Aktivschichtdicke t von d (Kristallite/cm3) ≦ 5,0 × 1023 × t (cm) aufweist.
9. Verfahren zum Bilden eines Epitaxiewafers für eine Licht emittie­ rende Vorrichtung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, durch aufein­ anderfolgendes Aufwachsen einer unteren Deckschicht (103) aus AlαGaβN (0 ≦ α, β ≦ 1, α + β = 1), einer AlGaInN-Aktivschicht (104) und einer oberen Deckschicht aus AlαGaβN (0 ≦ α, β ≦ 1, α + β = 1) auf ein Einkristallsubstrat (101), um einen Wafer zu bilden, 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 er­ hitzt wird, bis die aktive Schicht eine Temperatur erreicht, die in ei­ nem Bereich von mehr als 950°C bis nicht mehr als 1200°C liegt, und nachdem die aktive Schicht eine vorgeschriebene Temperatur innerhalb des Temperaturbereichs erreicht hat, der Wafer primär mit einer Rate von 20°C/min abgekühlt wird, bis die aktive Schicht 950°C erreicht, und der Wafer sekundär mit einer Rate von weniger als 20°C/min abgekühlt wird, bis die aktive Schicht 650°C erreicht.
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