JP2001196632A - 窒化物系化合物半導体発光およびその製造方法 - Google Patents
窒化物系化合物半導体発光およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来技術では、窒化物系化合物半導体発光素
子を形成する場合において、熱処理あるいは電子線照射
処理することなく、as grownで高い正孔濃度を有する
ｐ型導電を示す窒化物系化合物半導体結晶を得ることが
できなかった。したがって、従来の窒化物系化合物半導
体発光素子では、コンタクト抵抗の大きいこと、熱処理
によるダメージなどで、十分に発光素子特性を向上させ
ることができなかった。本発明では上記課題を解決し、
低駆動電流・電圧で発光し、かつ、高輝度の窒化物系化
合物半導体発光素子を提供することを目的とする。 【解決手段】 本発明では、結晶方位が＜０００１＞方
向より０．０５°以上２°以下の範囲で傾斜したＧａＮ
基板上に、窒化物系化合物半導体（ＧａxＩｎyＡｌ
1-(x+y)Ｎ,０≦ｘ≦１,０≦ｙ≦１,０≦ｘ＋ｙ≦１）か
らなるアクセプタードーピング層と活性層を有する構成
とすることによって、
子を形成する場合において、熱処理あるいは電子線照射
処理することなく、as grownで高い正孔濃度を有する
ｐ型導電を示す窒化物系化合物半導体結晶を得ることが
できなかった。したがって、従来の窒化物系化合物半導
体発光素子では、コンタクト抵抗の大きいこと、熱処理
によるダメージなどで、十分に発光素子特性を向上させ
ることができなかった。本発明では上記課題を解決し、
低駆動電流・電圧で発光し、かつ、高輝度の窒化物系化
合物半導体発光素子を提供することを目的とする。 【解決手段】 本発明では、結晶方位が＜０００１＞方
向より０．０５°以上２°以下の範囲で傾斜したＧａＮ
基板上に、窒化物系化合物半導体（ＧａxＩｎyＡｌ
1-(x+y)Ｎ,０≦ｘ≦１,０≦ｙ≦１,０≦ｘ＋ｙ≦１）か
らなるアクセプタードーピング層と活性層を有する構成
とすることによって、
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ＧａＮ基板上に作
製される窒化物系化合物半導体発光素子とその製造方法
に関する。
製される窒化物系化合物半導体発光素子とその製造方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、窒化物系化合物半導体は、発光素
子やハイパワーデバイスとして、利用または研究されて
おり、その構成する組成を調節することにより、例え
ば、発光素子の場合、技術的には青色から橙色までの幅
の広い発光素子として利用することができる。近年、そ
の特性を利用して青色発光ダイオードや緑色発光ダイオ
ードが実用化され、また、半導体レーザー素子として青
紫色半導体レーザが開発されつつある。
子やハイパワーデバイスとして、利用または研究されて
おり、その構成する組成を調節することにより、例え
ば、発光素子の場合、技術的には青色から橙色までの幅
の広い発光素子として利用することができる。近年、そ
の特性を利用して青色発光ダイオードや緑色発光ダイオ
ードが実用化され、また、半導体レーザー素子として青
紫色半導体レーザが開発されつつある。
【０００３】窒化物系化合物半導体を上記発光素子とし
て作製する場合、通常、鏡面研磨サファイア（０００
１）基板等、窒化物系化合物半導体がエピタキシャル成
長する基板上に、ｎ型の特性を示す電流注入層を形成
し、その上に活性層及びアクセプター不純物を含む電流
注入層を形成する。活性層は厚みが１０ｎｍ以下の量子
井戸層を使用すると発光強度が大きくなることが知られ
ており、発光波長は例えばＩｎＧａＮからなる活性層の
Ｉｎ組成比を調整することにより可変である。すべての
発光素子構造を形成後、Ｎ2ガス中で熱処理することに
より、アクセプターを活性化し、ｐ型化を行って発光ダ
イオード或いはレーザー素子を作製する。
て作製する場合、通常、鏡面研磨サファイア（０００
１）基板等、窒化物系化合物半導体がエピタキシャル成
長する基板上に、ｎ型の特性を示す電流注入層を形成
し、その上に活性層及びアクセプター不純物を含む電流
注入層を形成する。活性層は厚みが１０ｎｍ以下の量子
井戸層を使用すると発光強度が大きくなることが知られ
ており、発光波長は例えばＩｎＧａＮからなる活性層の
Ｉｎ組成比を調整することにより可変である。すべての
発光素子構造を形成後、Ｎ2ガス中で熱処理することに
より、アクセプターを活性化し、ｐ型化を行って発光ダ
イオード或いはレーザー素子を作製する。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】一般に、ｎ型窒化物径
化合物半導体結晶は、例えば、結晶成長過程で、ＳｉＨ
4ガスなどを用いて、Ｓｉをドーピングすることによ
り、１０18ｃｍ-3以上の電子濃度を容易に得ることが可
能となっている。しかしながら、ｐ型窒化物系化合物半
導体結晶は、結晶成長過程でＣｐ2Ｍｇ或いはＥｔＣｐ2
Ｍｇを用いて、Ｍｇをドーピングして活性層を含む全て
の発光素子構造を成長後、Ｎ2などの不活性ガス中で熱
処理することによって、はじめて１０18ｃｍ-3オーダー
の正孔濃度が得られている程度であり、as grownで高
い正孔濃度を有するｐ型結晶は得られていない。ここ
で、”高い正孔濃度”とは少なくとも１０17ｃｍ-3以上
の濃度を意味し、”as grown”とは結晶を成長させた
ままで、熱処理や電子線照射などの処理を経ていない状
態を意味し、”アクセプタードーピング層”とは、アク
セプター不純物、例えば、Ｍｇをドーピングさせた層を
意味する。従来技術において、As grownでアクセプタ
ードーピング層がｐ型電導を示さない理由は、母体結晶
に取り込まれたＭｇは水素によって不活性化されている
ためである。通常のサファイア基板上に作製された窒化
物系化合物半導体結晶は、サファイア基板と１３％に及
ぶ格子不整合により発生する高密度の欠陥や窒素空孔が
存在するため、Ｍｇ単体ではなく、Ｍｇ−Ｈの形で不活
性な状態で結晶中に取り込まれている。このため、発光
素子構造形成後に、水素を含まない不活性ガス雰囲気中
で、数百度の温度で熱エネルギーを与えて、Ｍｇ−Ｈ結
合を切断して活性化しなければならない。しかし、Ｉｎ
を含み、熱的に不安定な活性層にダメージを与える熱処
理工程を経た場合であっても、ｐ型層の正孔濃度は１０
17ｃｍ-3後半から１０18ｃｍ-3程度である。発光素子に
おいて、駆動電圧を下げるためには、ｐ型電極を形成し
たときのコンタクト抵抗を小さくする必要があり、さら
なるｐ型層の正孔濃度を高くすることが望まれている。
特に、レーザー素子のような大電流密度で動作する素子
においては、高いコンタクト抵抗によって発熱し、電極
とｐ型層の界面から劣化が進行して、電極破壊が生じ
る。また、過度の発熱は、発光素子中に存在する転位が
運動あるいは増殖する劣化の原因となり、発光素子中に
非発光領域を発生させ、発光強度の低下や波長変動を生
じさせる。このため、従来のようにｐ型層の正孔濃度が
低い場合、発光素子の発光特性や寿命に悪影響を与え
る。
化合物半導体結晶は、例えば、結晶成長過程で、ＳｉＨ
4ガスなどを用いて、Ｓｉをドーピングすることによ
り、１０18ｃｍ-3以上の電子濃度を容易に得ることが可
能となっている。しかしながら、ｐ型窒化物系化合物半
導体結晶は、結晶成長過程でＣｐ2Ｍｇ或いはＥｔＣｐ2
Ｍｇを用いて、Ｍｇをドーピングして活性層を含む全て
の発光素子構造を成長後、Ｎ2などの不活性ガス中で熱
処理することによって、はじめて１０18ｃｍ-3オーダー
の正孔濃度が得られている程度であり、as grownで高
い正孔濃度を有するｐ型結晶は得られていない。ここ
で、”高い正孔濃度”とは少なくとも１０17ｃｍ-3以上
の濃度を意味し、”as grown”とは結晶を成長させた
ままで、熱処理や電子線照射などの処理を経ていない状
態を意味し、”アクセプタードーピング層”とは、アク
セプター不純物、例えば、Ｍｇをドーピングさせた層を
意味する。従来技術において、As grownでアクセプタ
ードーピング層がｐ型電導を示さない理由は、母体結晶
に取り込まれたＭｇは水素によって不活性化されている
ためである。通常のサファイア基板上に作製された窒化
物系化合物半導体結晶は、サファイア基板と１３％に及
ぶ格子不整合により発生する高密度の欠陥や窒素空孔が
存在するため、Ｍｇ単体ではなく、Ｍｇ−Ｈの形で不活
性な状態で結晶中に取り込まれている。このため、発光
素子構造形成後に、水素を含まない不活性ガス雰囲気中
で、数百度の温度で熱エネルギーを与えて、Ｍｇ−Ｈ結
合を切断して活性化しなければならない。しかし、Ｉｎ
を含み、熱的に不安定な活性層にダメージを与える熱処
理工程を経た場合であっても、ｐ型層の正孔濃度は１０
17ｃｍ-3後半から１０18ｃｍ-3程度である。発光素子に
おいて、駆動電圧を下げるためには、ｐ型電極を形成し
たときのコンタクト抵抗を小さくする必要があり、さら
なるｐ型層の正孔濃度を高くすることが望まれている。
特に、レーザー素子のような大電流密度で動作する素子
においては、高いコンタクト抵抗によって発熱し、電極
とｐ型層の界面から劣化が進行して、電極破壊が生じ
る。また、過度の発熱は、発光素子中に存在する転位が
運動あるいは増殖する劣化の原因となり、発光素子中に
非発光領域を発生させ、発光強度の低下や波長変動を生
じさせる。このため、従来のようにｐ型層の正孔濃度が
低い場合、発光素子の発光特性や寿命に悪影響を与え
る。
【０００５】また、従来のサファイア基板上の発光素子
では、Ｍｇの不活性化に加えて、活性層であるＩｎＧａ
Ｎ多重量子井戸への影響がある。すなわちサファイア基
板上のＩｎＧａＮからなる量子井戸構造活性層とする発
光素子では、前述したようにサファイア基板との格子不
整合が大きく、窒素空孔や基板界面からの量子井戸構造
を経て表面に達する貫通転位が高密度に存在し、特に、
貫通転位を介して流れる電流は、発光に寄与しない成分
であるため、発光素子の駆動電流密度を増大させ、発光
素子内部での発熱の原因となっている。また、Ｉｎを含
む窒化物系化合物半導体の結晶成長時の化学的熱平衡状
態が非常に不安定であるため、転位が高密度に存在し
て、下地層の凹凸が大きい場合には基板面内で多重量子
井戸の個々の膜厚が不均一になっている。
では、Ｍｇの不活性化に加えて、活性層であるＩｎＧａ
Ｎ多重量子井戸への影響がある。すなわちサファイア基
板上のＩｎＧａＮからなる量子井戸構造活性層とする発
光素子では、前述したようにサファイア基板との格子不
整合が大きく、窒素空孔や基板界面からの量子井戸構造
を経て表面に達する貫通転位が高密度に存在し、特に、
貫通転位を介して流れる電流は、発光に寄与しない成分
であるため、発光素子の駆動電流密度を増大させ、発光
素子内部での発熱の原因となっている。また、Ｉｎを含
む窒化物系化合物半導体の結晶成長時の化学的熱平衡状
態が非常に不安定であるため、転位が高密度に存在し
て、下地層の凹凸が大きい場合には基板面内で多重量子
井戸の個々の膜厚が不均一になっている。
【０００６】転位や窒素空孔の問題を解決する手法とし
て、特開平９−２３０２６号公報には、サファイア基板
と（０００１）面とのなす角を５°以内としてバッファ
層を介した２段階成長を行うことによって、転位を減少
させ発光特性を向上させる技術が開示されている。ま
た、ＩｎＧａＮからなる単一量子井戸活性層を成長後、
６０分以下の成長中断を行うことで発光状態が均一で歩
留まりの高い発光素子を得る技術が開示されている。ま
た、特開平１０−１２６００６号公報には、３層の井戸
層を有するＭＱＷにおいて、活性層となる井戸層を形成
後、２乃至１０秒間そのまま保持してから、半導体層を
形成することで、低いしきい値電流密度を有する量子井
戸レーザが実現できることを開示している。
て、特開平９−２３０２６号公報には、サファイア基板
と（０００１）面とのなす角を５°以内としてバッファ
層を介した２段階成長を行うことによって、転位を減少
させ発光特性を向上させる技術が開示されている。ま
た、ＩｎＧａＮからなる単一量子井戸活性層を成長後、
６０分以下の成長中断を行うことで発光状態が均一で歩
留まりの高い発光素子を得る技術が開示されている。ま
た、特開平１０−１２６００６号公報には、３層の井戸
層を有するＭＱＷにおいて、活性層となる井戸層を形成
後、２乃至１０秒間そのまま保持してから、半導体層を
形成することで、低いしきい値電流密度を有する量子井
戸レーザが実現できることを開示している。
【０００７】しかしながら、前述の従来技術では、いず
れも発光素子構造形成後に、ｐ型化熱処理を必要として
おり、キャリア濃度が不十分であって十分に低いｐ型コ
ンタクト抵抗が実現できていない。また、ｐ型化熱処理
による活性層へのダメージやＩｎを含む層の組成均一性
ならびに膜厚均一性、結晶品質の劣化などの問題が解決
されていない。このため、開示されている従来の技術で
は、駆動電圧並びに電流を低減した高効率の発光ダイオ
ード又は低しきい値の半導体レーザを作製することは困
難であり、より良い特性を有する発光素子を作製するた
めの技術が求めれている。
れも発光素子構造形成後に、ｐ型化熱処理を必要として
おり、キャリア濃度が不十分であって十分に低いｐ型コ
ンタクト抵抗が実現できていない。また、ｐ型化熱処理
による活性層へのダメージやＩｎを含む層の組成均一性
ならびに膜厚均一性、結晶品質の劣化などの問題が解決
されていない。このため、開示されている従来の技術で
は、駆動電圧並びに電流を低減した高効率の発光ダイオ
ード又は低しきい値の半導体レーザを作製することは困
難であり、より良い特性を有する発光素子を作製するた
めの技術が求めれている。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の窒化物系化合物
半導体発光素子においては、結晶方位が＜０００１＞方
向より０．０５°以上２°以下の範囲で傾斜したＧａＮ
基板上に、窒化物系化合物半導体（ＧａxＩｎyＡｌ
1-(x+y)Ｎ,０≦ｘ≦１,０≦ｙ≦１,０≦ｘ＋ｙ≦１）か
らなるアクセプタードーピング層と活性層を有すること
を特徴とする。
半導体発光素子においては、結晶方位が＜０００１＞方
向より０．０５°以上２°以下の範囲で傾斜したＧａＮ
基板上に、窒化物系化合物半導体（ＧａxＩｎyＡｌ
1-(x+y)Ｎ,０≦ｘ≦１,０≦ｙ≦１,０≦ｘ＋ｙ≦１）か
らなるアクセプタードーピング層と活性層を有すること
を特徴とする。
【０００９】また、前記ＧａＮ基板表面方位の＜０００
１＞方向からの傾斜方向が＜１１−２１＞方向または＜
１−１００＞方向であることを特徴とする。また、前記
アクセプタードーピング層がas grownでｐ型導電性を
示すことを特徴とする。また、前記ＧａＮ基板から前記
活性層まで積層する下地層の膜厚が１μｍ以上であるこ
とを特徴とする。また、前記活性層は量子井戸構造から
なり、前記活性層の平均表面粗さが該量子井戸構造の井
戸層厚より小さいことを特徴とする。
１＞方向からの傾斜方向が＜１１−２１＞方向または＜
１−１００＞方向であることを特徴とする。また、前記
アクセプタードーピング層がas grownでｐ型導電性を
示すことを特徴とする。また、前記ＧａＮ基板から前記
活性層まで積層する下地層の膜厚が１μｍ以上であるこ
とを特徴とする。また、前記活性層は量子井戸構造から
なり、前記活性層の平均表面粗さが該量子井戸構造の井
戸層厚より小さいことを特徴とする。
【００１０】本発明の窒化物系化合物半導体発光素子の
製造方法は、結晶方位が＜０００１＞方向より０．０５
°以上２°以下の範囲で傾斜したＧａＮ基板上に、窒化
物系化合物半導体（ＧａxＩｎyＡｌ1-(x+y)Ｎ,０≦ｘ≦
１,０≦ｙ≦１,０≦ｘ＋ｙ≦１）からなるアクセプター
ドーピング層と活性層とを積層する窒化物系化合物半導
体発光素子の製造方法であって、前記活性層は単数また
は複数層の井戸層と障壁層から形成され、井戸層あるい
は障壁層のどちらか一方あるいは両方の形成後、一定時
間の中断を設ける工程を有することを特徴とする。
製造方法は、結晶方位が＜０００１＞方向より０．０５
°以上２°以下の範囲で傾斜したＧａＮ基板上に、窒化
物系化合物半導体（ＧａxＩｎyＡｌ1-(x+y)Ｎ,０≦ｘ≦
１,０≦ｙ≦１,０≦ｘ＋ｙ≦１）からなるアクセプター
ドーピング層と活性層とを積層する窒化物系化合物半導
体発光素子の製造方法であって、前記活性層は単数また
は複数層の井戸層と障壁層から形成され、井戸層あるい
は障壁層のどちらか一方あるいは両方の形成後、一定時
間の中断を設ける工程を有することを特徴とする。
【００１１】また、前記井戸層あるいは障壁層のどちら
か一方あるいは両方の形成後の成長中断時での、成長中
断時間は１秒以上６０分以下であることを特徴とする。
また、成長中断時には、窒素を主体とするキャリアガス
を流していることを特徴とする。また、成長中断時に
は、窒素を主体とするキャリアガスと、Ｖ族原料ガスを
流していることを特徴とする。
か一方あるいは両方の形成後の成長中断時での、成長中
断時間は１秒以上６０分以下であることを特徴とする。
また、成長中断時には、窒素を主体とするキャリアガス
を流していることを特徴とする。また、成長中断時に
は、窒素を主体とするキャリアガスと、Ｖ族原料ガスを
流していることを特徴とする。
【００１２】本発明で傾斜させる範囲を規定した以外の
基板を用いて成長させた場合のミクロに見た表面を図２
に示す。図２に示すように、基板２０１上に原子層オー
ダーのステップ２０２が不均一に分布している。そのた
め、不均一な成長核２０３が整然としたステップフロー
成長を阻害して、局所的に成長が進行する３次元成長モ
ードが優勢であり、厚さ方向への成長に伴って貫通転位
や窒素空孔を高密度に発生させる。窒素空孔や転位はＭ
ｇ−Ｈを取り込む原因になる。また、窒素空孔や転位が
高密度に存在する結晶の最表面は凹凸が大きく、量子井
戸構造を形成するための下地として不適当であり、特
に、Ｉｎを含む発光層の結晶性向上、組成均一性を阻害
する原因でもある。
基板を用いて成長させた場合のミクロに見た表面を図２
に示す。図２に示すように、基板２０１上に原子層オー
ダーのステップ２０２が不均一に分布している。そのた
め、不均一な成長核２０３が整然としたステップフロー
成長を阻害して、局所的に成長が進行する３次元成長モ
ードが優勢であり、厚さ方向への成長に伴って貫通転位
や窒素空孔を高密度に発生させる。窒素空孔や転位はＭ
ｇ−Ｈを取り込む原因になる。また、窒素空孔や転位が
高密度に存在する結晶の最表面は凹凸が大きく、量子井
戸構造を形成するための下地として不適当であり、特
に、Ｉｎを含む発光層の結晶性向上、組成均一性を阻害
する原因でもある。
【００１３】一方、＜０００１＞方向から＜１１−２０
＞方向或いは＜１−１００＞方向に０．０５°から２°
の範囲で傾斜させた基板表面を用いた場合の表面を図３
に示す。図３に示すように、基板３０１のステップ３０
２は、最適かつ均一に分布しており、その結果、気相に
より基板表面に到達した原料種はマイグレーションと再
蒸発を繰り返しつつ、成長核３０３を基板全面で均一に
形成し、一層づつ面で成長する二次元成長モードとな
る。したがって、貫通転位や窒素空孔の発生が効果的に
抑制され、特に、ｐ型結晶を成長させる際にはＭｇ単体
での取り込みがっ実現れるため、不活性ガス中での熱処
理を必要とすることなく、正孔濃度の高いｐ型結晶が得
られる。さらに、２次元成長モードでコンタクト層、ク
ラッド層、光ガイド層等を総合して少なくとも１μｍ以
上の厚さに積層することにより、積層する過程で、基板
表面の整然とした格子配列情報だけを受け継いで２次元
成長が進行し、成長過程において、２次元成長のきっか
けとなったステップが膜厚の増加と伴に徐々に消滅し、
非常に平坦な最表面となる。このように、平坦化された
層上に多重量子井戸活性層を形成することにより各層の
膜厚が均一化し発光特性が改善される。以上の効果によ
って、特別なｐ型化工程を経ることなく、ｐ型コンタク
ト抵抗を下げることが可能となり効率的な電流注入がで
きるので、発光素子使用時の熱発生を抑制することがで
き、長寿命で、かつ、平滑な表面を有する発光素子を形
成することができる。
＞方向或いは＜１−１００＞方向に０．０５°から２°
の範囲で傾斜させた基板表面を用いた場合の表面を図３
に示す。図３に示すように、基板３０１のステップ３０
２は、最適かつ均一に分布しており、その結果、気相に
より基板表面に到達した原料種はマイグレーションと再
蒸発を繰り返しつつ、成長核３０３を基板全面で均一に
形成し、一層づつ面で成長する二次元成長モードとな
る。したがって、貫通転位や窒素空孔の発生が効果的に
抑制され、特に、ｐ型結晶を成長させる際にはＭｇ単体
での取り込みがっ実現れるため、不活性ガス中での熱処
理を必要とすることなく、正孔濃度の高いｐ型結晶が得
られる。さらに、２次元成長モードでコンタクト層、ク
ラッド層、光ガイド層等を総合して少なくとも１μｍ以
上の厚さに積層することにより、積層する過程で、基板
表面の整然とした格子配列情報だけを受け継いで２次元
成長が進行し、成長過程において、２次元成長のきっか
けとなったステップが膜厚の増加と伴に徐々に消滅し、
非常に平坦な最表面となる。このように、平坦化された
層上に多重量子井戸活性層を形成することにより各層の
膜厚が均一化し発光特性が改善される。以上の効果によ
って、特別なｐ型化工程を経ることなく、ｐ型コンタク
ト抵抗を下げることが可能となり効率的な電流注入がで
きるので、発光素子使用時の熱発生を抑制することがで
き、長寿命で、かつ、平滑な表面を有する発光素子を形
成することができる。
【００１４】また、本発明においては、Ｉｎを含有する
複数層よりなる窒化物系化合物半導体を活性層とする発
光素子を製造する際に、まず、結晶方位を＜０００１＞
方向から極僅かに傾斜させたＧａＮ基板を用いて、活性
層より下地層の総膜厚を１μｍ以上とすることにより、
結晶欠陥や窒素空孔を低減させ、母体結晶中にＭｇ単体
が取り込まれる成長モードを実現すし、活性層にダメー
ジを与えうる素子構造作製後の熱処理工程を経ることが
なく、高濃度に活性化したｐ型結晶を得ることを特徴と
している。これによって、低抵抗なｐ型コンタクトが得
られ、長寿命化を実現している。さらに、本発明の手法
を用いることにより、貫通転位が減少するため発光に寄
与しない電流経路が減少すると伴に活性層及び下地層の
平坦性が向上し、ＩｎＧａＮ多重量子井戸の層厚が均一
化されて発光特性が向上する。
複数層よりなる窒化物系化合物半導体を活性層とする発
光素子を製造する際に、まず、結晶方位を＜０００１＞
方向から極僅かに傾斜させたＧａＮ基板を用いて、活性
層より下地層の総膜厚を１μｍ以上とすることにより、
結晶欠陥や窒素空孔を低減させ、母体結晶中にＭｇ単体
が取り込まれる成長モードを実現すし、活性層にダメー
ジを与えうる素子構造作製後の熱処理工程を経ることが
なく、高濃度に活性化したｐ型結晶を得ることを特徴と
している。これによって、低抵抗なｐ型コンタクトが得
られ、長寿命化を実現している。さらに、本発明の手法
を用いることにより、貫通転位が減少するため発光に寄
与しない電流経路が減少すると伴に活性層及び下地層の
平坦性が向上し、ＩｎＧａＮ多重量子井戸の層厚が均一
化されて発光特性が向上する。
【００１５】さらに、本発明においては、前記微傾斜Ｇ
ａＮ基板を用いることに加えて、多重量子井戸活性層の
障壁層或いは／及び井戸層の形成後、一定期間の成長中
断を設けることによって、まばらに存在する転位を介し
て固相に取り込まれたＩｎが凝集する現象を防止して組
成を均一にすることができる。この効果は、微傾斜Ｇａ
Ｎ基板上に総膜厚が１μｍ以上となるように下地膜を形
成し、貫通転位を減少させた上でより顕著に現れるもの
である。すなわち、成長中断の効果は、通常基板を用い
て成長した結晶には高密度の貫通転位が存在し、転位間
の平均距離が近いために転位周辺で凝集したＩｎが層内
で拡散せず、単に微傾斜基板を用いただけでは貫通転位
密度は減少するものの、転位周辺でのＩｎ凝集が解消さ
れないために生じるものである。
ａＮ基板を用いることに加えて、多重量子井戸活性層の
障壁層或いは／及び井戸層の形成後、一定期間の成長中
断を設けることによって、まばらに存在する転位を介し
て固相に取り込まれたＩｎが凝集する現象を防止して組
成を均一にすることができる。この効果は、微傾斜Ｇａ
Ｎ基板上に総膜厚が１μｍ以上となるように下地膜を形
成し、貫通転位を減少させた上でより顕著に現れるもの
である。すなわち、成長中断の効果は、通常基板を用い
て成長した結晶には高密度の貫通転位が存在し、転位間
の平均距離が近いために転位周辺で凝集したＩｎが層内
で拡散せず、単に微傾斜基板を用いただけでは貫通転位
密度は減少するものの、転位周辺でのＩｎ凝集が解消さ
れないために生じるものである。
【００１６】
【発明の実施の形態】窒化物系化合物半導体結晶を成長
させる方法としては、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ
法）、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ法）、ハライド気
相成長法（ＨＶＰＥ法）が用いられているが、結晶性や
生産性を考慮にいれてＭＯＣＶＤ法を使用するのが一般
的である。以下、まず、発光素子の例について説明す
る。
させる方法としては、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ
法）、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ法）、ハライド気
相成長法（ＨＶＰＥ法）が用いられているが、結晶性や
生産性を考慮にいれてＭＯＣＶＤ法を使用するのが一般
的である。以下、まず、発光素子の例について説明す
る。
【００１７】図１に、本発明による発光素子の断面模式
図を示す。まず、基板として、結晶方位が＜０００１＞
方向に対して、＜１１−２０＞又は＜１−１００＞方向
に、０.０５°から２°の範囲で微傾斜したＧａＮ基板
（１０１）を用意する。微傾斜ＧａＮ基板（１０１）上
にバッファ層としてＧａＮ（１０２）を形成し、ｎ型Ｇ
ａＮ層（１０３）、活性層からの光を閉じ込めるための
ｎ型ＡｌＧａＮ層（１０４）及び下部光ガイド層（１０
５）を総厚さが少なくとも１μｍ以上になるように順に
積層する。ここでバッファとしてのＧａＮ層（１０２）
は必ずしも必要ではなく省略することもでき、下部光ガ
イド層（１０５）は、ｎ型にドーピングしてもなんら差
し支えない。また、例えば、クラック防止層やキャリア
バリア層など、一般的に発光素子に用いられる層を上記
半導体発光素子にさらに複数層追加しても構わない。さ
らに、光閉じ込め層であるｎ型ＡｌＧａＮ層（１０４）
のＡｌ組成及び電子濃度は目的とする素子特性に応じて
任意に選択することができる。これらの層上にＩｎＧａ
Ｎからなる障壁層と井戸層を積層した活性層（１０６）
が形成される。活性層（１０６）中の障壁層と井戸層の
Ｉｎ組成並びに繰り返し回数は目的とする発光波長に応
じて任意に設定することができる。活性層（１０６）直
上にはＡｌＧａＮ層（１０７）が形成され、ＩｎＧａＮ
の蒸発あるいはｐ型層からのアクセプタ不純物を拡散を
防止している。このＡｌＧａＮ層（１０７）は、厚さと
Ａｌ組成を任意に設定でき、省略することも可能であ
る。ＡｌＧａＮ層に接して光ガイド層としてのＧａＮ層
（１０８）及び光閉じ込め層であるｐ型ＡｌＧａＮ層
（１０９）を順に積層している。これらの層は、下部光
ガイド層（１０５）及びｎ型ＡｌＧａＮ層（１０４）と
同様に組成、層厚、正孔濃度を任意に変更できる。ｐ型
ＡｌＧａＮ層（１０９）に接する最上層にｐ型ＧａＮ層
（１１０）が積層され、その表面に電流狭窄を目的とす
る絶縁膜（１１１）を介してストライプ状にｐ型電極
（１１２ａ）が形成されている。また、ｎ型電極（１１
２ｂ）は、微傾斜ＧａＮ裏面に形成されている。図１
は、微傾斜ｎ型ＧａＮ基板を用いた例であるが、微傾斜
ｐ型ＧａＮ基板を用いることも可能であって、その際の
素子は図１に示す構造の導電型を入れ替えたもの、つま
り、ｎ型層をｐ型層に、ｐ型層をｎ型層にそれぞれ置き
換え、ｎ型電極を発光素子最上面に、ｐ型電極を基板裏
面に形成した構造となる。
図を示す。まず、基板として、結晶方位が＜０００１＞
方向に対して、＜１１−２０＞又は＜１−１００＞方向
に、０.０５°から２°の範囲で微傾斜したＧａＮ基板
（１０１）を用意する。微傾斜ＧａＮ基板（１０１）上
にバッファ層としてＧａＮ（１０２）を形成し、ｎ型Ｇ
ａＮ層（１０３）、活性層からの光を閉じ込めるための
ｎ型ＡｌＧａＮ層（１０４）及び下部光ガイド層（１０
５）を総厚さが少なくとも１μｍ以上になるように順に
積層する。ここでバッファとしてのＧａＮ層（１０２）
は必ずしも必要ではなく省略することもでき、下部光ガ
イド層（１０５）は、ｎ型にドーピングしてもなんら差
し支えない。また、例えば、クラック防止層やキャリア
バリア層など、一般的に発光素子に用いられる層を上記
半導体発光素子にさらに複数層追加しても構わない。さ
らに、光閉じ込め層であるｎ型ＡｌＧａＮ層（１０４）
のＡｌ組成及び電子濃度は目的とする素子特性に応じて
任意に選択することができる。これらの層上にＩｎＧａ
Ｎからなる障壁層と井戸層を積層した活性層（１０６）
が形成される。活性層（１０６）中の障壁層と井戸層の
Ｉｎ組成並びに繰り返し回数は目的とする発光波長に応
じて任意に設定することができる。活性層（１０６）直
上にはＡｌＧａＮ層（１０７）が形成され、ＩｎＧａＮ
の蒸発あるいはｐ型層からのアクセプタ不純物を拡散を
防止している。このＡｌＧａＮ層（１０７）は、厚さと
Ａｌ組成を任意に設定でき、省略することも可能であ
る。ＡｌＧａＮ層に接して光ガイド層としてのＧａＮ層
（１０８）及び光閉じ込め層であるｐ型ＡｌＧａＮ層
（１０９）を順に積層している。これらの層は、下部光
ガイド層（１０５）及びｎ型ＡｌＧａＮ層（１０４）と
同様に組成、層厚、正孔濃度を任意に変更できる。ｐ型
ＡｌＧａＮ層（１０９）に接する最上層にｐ型ＧａＮ層
（１１０）が積層され、その表面に電流狭窄を目的とす
る絶縁膜（１１１）を介してストライプ状にｐ型電極
（１１２ａ）が形成されている。また、ｎ型電極（１１
２ｂ）は、微傾斜ＧａＮ裏面に形成されている。図１
は、微傾斜ｎ型ＧａＮ基板を用いた例であるが、微傾斜
ｐ型ＧａＮ基板を用いることも可能であって、その際の
素子は図１に示す構造の導電型を入れ替えたもの、つま
り、ｎ型層をｐ型層に、ｐ型層をｎ型層にそれぞれ置き
換え、ｎ型電極を発光素子最上面に、ｐ型電極を基板裏
面に形成した構造となる。
【００１８】図４に本実施例の製造に使用したＭＯＣＶ
Ｄ装置の概略図を示す。図中、４０１は＜０００１＞方
向から＜１１−２０＞あるいは＜１−１００＞方向に
０．０５°から０．２°傾斜した（０００１）面ＧａＮ
基板であり、カーボンサセプタ（４０２）上に配置され
ている。サセプタの中には、やはりカーボン製抵抗加熱
用ヒーターが配置されており、熱電対により基板温度を
モニターし、制御することができる。４０３は二重の石
英でできた水冷反応管である。Ｖ族原料としては、アン
モニア（４０６）を使用し、ＩＩＩ族原料としては、ト
リメチルガリウム（以下、ＴＭＧと言う）、トリメチル
アルミニウム（以下、ＴＭＡと言う）、トリメチルイン
ジウム（以下、ＴＭＩと言う）（４０７ａ〜４０７ｃ）
を窒素ガスまたは水素ガスでバブリングして使用した。
また、ｎ型のドナードーピング原料としてはＳｉＨ
4（４０９）を使用し、ｐ型のアクセプタードーピング
原料としては、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム
（以下、Ｃｐ2Ｍｇと言う）（４０７ｄ）を使用した。
各原料は、マスフローコントローラ（４０８）で正確に
流量を制御して原料入り口（４０４）より反応管に導入
されて、排気ガス出口（４０５）より排出される。
Ｄ装置の概略図を示す。図中、４０１は＜０００１＞方
向から＜１１−２０＞あるいは＜１−１００＞方向に
０．０５°から０．２°傾斜した（０００１）面ＧａＮ
基板であり、カーボンサセプタ（４０２）上に配置され
ている。サセプタの中には、やはりカーボン製抵抗加熱
用ヒーターが配置されており、熱電対により基板温度を
モニターし、制御することができる。４０３は二重の石
英でできた水冷反応管である。Ｖ族原料としては、アン
モニア（４０６）を使用し、ＩＩＩ族原料としては、ト
リメチルガリウム（以下、ＴＭＧと言う）、トリメチル
アルミニウム（以下、ＴＭＡと言う）、トリメチルイン
ジウム（以下、ＴＭＩと言う）（４０７ａ〜４０７ｃ）
を窒素ガスまたは水素ガスでバブリングして使用した。
また、ｎ型のドナードーピング原料としてはＳｉＨ
4（４０９）を使用し、ｐ型のアクセプタードーピング
原料としては、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム
（以下、Ｃｐ2Ｍｇと言う）（４０７ｄ）を使用した。
各原料は、マスフローコントローラ（４０８）で正確に
流量を制御して原料入り口（４０４）より反応管に導入
されて、排気ガス出口（４０５）より排出される。
【００１９】次に、窒化物系化合物半導体レーザ／発光
ダイオードを形成する結晶成長手順について、代表的な
例を図１を参照しながら説明する。
ダイオードを形成する結晶成長手順について、代表的な
例を図１を参照しながら説明する。
【００２０】まず、基板（１０１）を洗浄して、結晶成
長装置内に設置する。基板は、ＮＨ 3雰囲気中１１００
℃程度の温度で約１０分程度熱処理を施し、その後温度
を５００℃〜６００℃程度に降温する。温度が一定にな
れば、キャリアガスを窒素に替え、窒素ガスの全流量を
１０ｌ／ｍｉｎ、アンモニアを約３ｌ／ｍｉｎ流し、数
秒後、ＴＭＧを約２０μｍｏｌ／ｍｉｎ流し、約１分間
低温でのバッファー層としてのＧａＮ膜（１０２）の成
長を行った。成長した膜の厚さは約２０ｎｍである。そ
の後、ＴＭＧの供給を停止し、温度を１０５０℃まで昇
温し、再びＴＭＧを約５０μｍｏｌ／ｍｉｎとＳｉＨ4
ガスを約１０ｎｍｏｌ／ｍｉｎ供給してｎ型のＧａＮ膜
（１０３）を約４μｍ成長する。次に、ＴＭＡを１０μ
ｍｏｌ／ｍｉｎ供給し、０．５μｍの厚さのｎ型Ａｌ
0.15Ｇａ0.85Ｎ膜（１０４）を成長する。この層は光閉
じ込め層であり、発光ダイオードを製造する際には不要
である。次に、ＴＭＡの供給を停止し、約０．１μｍ厚
さのＧａＮ膜（１０５）を成長する。この層は、光ガイ
ド層であり、発光ダイオードを製造する際には不要であ
る。その後、ＳｉＨ4とＴＭＧの供給を停止し、基板の
温度を８５０℃〜７００℃程度まで低下させる。この温
度は、発光素子の発光波長を決定する一つのパラメータ
となり、低温ほど発光波長が長くなる傾向を示す。上述
した基板温度は、紫〜緑の発光素子を作製するための温
度であり、必要な波長帯が紫〜緑の波長帯になければ、
基板温度をかえても問題はない。温度が安定すると、Ｔ
ＭＧを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＩを１０μｍｏｌ／
ｍｉｎで供給し、Ｉｎ0.05Ｇａ0. 95Ｎからなる活性層
（１０６）を形成する障壁層を約５ｎｍの厚さになるよ
うに成長する。活性層成長時には、ＳｉＨ4を１０ｎｍ
ｏｌ／ｍｉｎ程度流しても良い。障壁層の成長終了後、
一旦ＴＭＧとＴＭＩの供給を停止し、キャリアガスとＮ
Ｈ3ガスを流しながら、１秒〜６０分間の成長中断を行
う。その後、再び、ＴＭＧを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｔ
ＭＩを５０μｍｏｌ／ｍｉｎ供給し、Ｉｎ0.2Ｇａ0.8Ｎ
からなる活性層の井戸層を約３ｎｍの厚さになるように
成長する。井戸層成長後、再びＴＭＧとＴＭＩの供給を
停止し、キャリアガスとＮＨ3ガスを流しながら、１秒
〜６０分間の成長中断を行う。この活性層となる井戸層
と障壁層の成長を繰り返し、必要な層数の多重量子井戸
を成長した後、最後に障壁層を成長して活性層（１０
６）の成長を終了する。通常の場合、井戸層の層数は、
２層から５層にするのが最も発光効率の良い素子ができ
ることがわかっている。活性層成長後に、ＩｎＧａＮ膜
の昇華を防止する目的で、ＴＭＧを１０μｍｏｌ／ｍｉ
ｎ、ＴＭＡを５μｍｏｌ／ｍｉｎ、及びＣｐ2Ｍｇを供
給し、約３０ｎｍの厚さのＡｌＧａＮ層（１０７）を成
長する。その後、ＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃｐ2Ｍｇの供給を
停止し、基板温度を再び１０５０℃に昇温する。昇温
後、ＴＭＧを５０μｍｏｌ／ｍｉｎとＣｐ2Ｍｇを供給
し、光ガイド層となるＧａＮ層（１０８）を０．１μｍ
成長する。本層は発光ダイオードを製造する際には不要
である。次に、ＴＭＡを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ供給し、
０．５μｍの厚さのｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎ膜（１０
９）を成長する。この層は光閉じ込め層であり、発光ダ
イオードを製造する際には不要である。成長終了後、Ｔ
ＭＡの供給を停止し、コンタクト層となるｐ型ＧａＮ層
（１１０）を約０．５μｍ成長し、終了後、ＴＭＧとＣ
ｐ2Ｍｇの供給を停止して基板加熱を終了する。
長装置内に設置する。基板は、ＮＨ 3雰囲気中１１００
℃程度の温度で約１０分程度熱処理を施し、その後温度
を５００℃〜６００℃程度に降温する。温度が一定にな
れば、キャリアガスを窒素に替え、窒素ガスの全流量を
１０ｌ／ｍｉｎ、アンモニアを約３ｌ／ｍｉｎ流し、数
秒後、ＴＭＧを約２０μｍｏｌ／ｍｉｎ流し、約１分間
低温でのバッファー層としてのＧａＮ膜（１０２）の成
長を行った。成長した膜の厚さは約２０ｎｍである。そ
の後、ＴＭＧの供給を停止し、温度を１０５０℃まで昇
温し、再びＴＭＧを約５０μｍｏｌ／ｍｉｎとＳｉＨ4
ガスを約１０ｎｍｏｌ／ｍｉｎ供給してｎ型のＧａＮ膜
（１０３）を約４μｍ成長する。次に、ＴＭＡを１０μ
ｍｏｌ／ｍｉｎ供給し、０．５μｍの厚さのｎ型Ａｌ
0.15Ｇａ0.85Ｎ膜（１０４）を成長する。この層は光閉
じ込め層であり、発光ダイオードを製造する際には不要
である。次に、ＴＭＡの供給を停止し、約０．１μｍ厚
さのＧａＮ膜（１０５）を成長する。この層は、光ガイ
ド層であり、発光ダイオードを製造する際には不要であ
る。その後、ＳｉＨ4とＴＭＧの供給を停止し、基板の
温度を８５０℃〜７００℃程度まで低下させる。この温
度は、発光素子の発光波長を決定する一つのパラメータ
となり、低温ほど発光波長が長くなる傾向を示す。上述
した基板温度は、紫〜緑の発光素子を作製するための温
度であり、必要な波長帯が紫〜緑の波長帯になければ、
基板温度をかえても問題はない。温度が安定すると、Ｔ
ＭＧを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＩを１０μｍｏｌ／
ｍｉｎで供給し、Ｉｎ0.05Ｇａ0. 95Ｎからなる活性層
（１０６）を形成する障壁層を約５ｎｍの厚さになるよ
うに成長する。活性層成長時には、ＳｉＨ4を１０ｎｍ
ｏｌ／ｍｉｎ程度流しても良い。障壁層の成長終了後、
一旦ＴＭＧとＴＭＩの供給を停止し、キャリアガスとＮ
Ｈ3ガスを流しながら、１秒〜６０分間の成長中断を行
う。その後、再び、ＴＭＧを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｔ
ＭＩを５０μｍｏｌ／ｍｉｎ供給し、Ｉｎ0.2Ｇａ0.8Ｎ
からなる活性層の井戸層を約３ｎｍの厚さになるように
成長する。井戸層成長後、再びＴＭＧとＴＭＩの供給を
停止し、キャリアガスとＮＨ3ガスを流しながら、１秒
〜６０分間の成長中断を行う。この活性層となる井戸層
と障壁層の成長を繰り返し、必要な層数の多重量子井戸
を成長した後、最後に障壁層を成長して活性層（１０
６）の成長を終了する。通常の場合、井戸層の層数は、
２層から５層にするのが最も発光効率の良い素子ができ
ることがわかっている。活性層成長後に、ＩｎＧａＮ膜
の昇華を防止する目的で、ＴＭＧを１０μｍｏｌ／ｍｉ
ｎ、ＴＭＡを５μｍｏｌ／ｍｉｎ、及びＣｐ2Ｍｇを供
給し、約３０ｎｍの厚さのＡｌＧａＮ層（１０７）を成
長する。その後、ＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃｐ2Ｍｇの供給を
停止し、基板温度を再び１０５０℃に昇温する。昇温
後、ＴＭＧを５０μｍｏｌ／ｍｉｎとＣｐ2Ｍｇを供給
し、光ガイド層となるＧａＮ層（１０８）を０．１μｍ
成長する。本層は発光ダイオードを製造する際には不要
である。次に、ＴＭＡを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ供給し、
０．５μｍの厚さのｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎ膜（１０
９）を成長する。この層は光閉じ込め層であり、発光ダ
イオードを製造する際には不要である。成長終了後、Ｔ
ＭＡの供給を停止し、コンタクト層となるｐ型ＧａＮ層
（１１０）を約０．５μｍ成長し、終了後、ＴＭＧとＣ
ｐ2Ｍｇの供給を停止して基板加熱を終了する。
【００２１】図５に活性層近傍の成長温度と各原料の供
給量を示す。図中、５０１、５０２、５０３、５０４、
５０５及び５０６は各々、成長中断、障壁層の成長、井
戸層の成長、ｎ型ＧａＮ膜の成長、ｐ型ＧａＮの成長、
及びＡｌＧａＮ昇華防止層の成長を行っている期間を示
す。
給量を示す。図中、５０１、５０２、５０３、５０４、
５０５及び５０６は各々、成長中断、障壁層の成長、井
戸層の成長、ｎ型ＧａＮ膜の成長、ｐ型ＧａＮの成長、
及びＡｌＧａＮ昇華防止層の成長を行っている期間を示
す。
【００２２】温度が室温になれば、結晶成長装置より基
板を取りだし、反応性イオンエッチングを用いて、一部
のｎ型ＧａＮを露出し、必要な形状の絶縁膜（１１１）
とｐ型電極（１１２ａ）とｎ型電極（１１２ｂ）を蒸着
法により形成する。また、光を取り出す端面は、基板を
劈開することで形成する。
板を取りだし、反応性イオンエッチングを用いて、一部
のｎ型ＧａＮを露出し、必要な形状の絶縁膜（１１１）
とｐ型電極（１１２ａ）とｎ型電極（１１２ｂ）を蒸着
法により形成する。また、光を取り出す端面は、基板を
劈開することで形成する。
【００２３】発子ダイオードを作製する場合は、劈開に
よる端面は必要なく、ｐ型電極側またはｎ型電極側から
光を透過させて使用する。
よる端面は必要なく、ｐ型電極側またはｎ型電極側から
光を透過させて使用する。
【００２４】本実施の形態では、低温バッファ層として
ＧａＮ層を成長した場合について記述したが、この層は
省略することも可能であり、ＡｌxＧａ1-xＮ（０≦ｘ≦
１）を使用しても発光素子を作製する上でなんら問題が
ない。さらに、ＮＨ3雰囲気中の熱処理を省略すること
も可能であり、不活性ガスを主とするキャリアガスとＮ
Ｈ3雰囲気中で昇温し、ＴＭＧ及び／又はＳｉＨ4の導入
と同時に下層のＧａＮ層の成長から行うこともできる。
ＧａＮ層を成長した場合について記述したが、この層は
省略することも可能であり、ＡｌxＧａ1-xＮ（０≦ｘ≦
１）を使用しても発光素子を作製する上でなんら問題が
ない。さらに、ＮＨ3雰囲気中の熱処理を省略すること
も可能であり、不活性ガスを主とするキャリアガスとＮ
Ｈ3雰囲気中で昇温し、ＴＭＧ及び／又はＳｉＨ4の導入
と同時に下層のＧａＮ層の成長から行うこともできる。
【００２５】また、基板としてＧａＮを使用する場合に
は、水素雰囲気中の熱処理と低温でのバッファ層の成長
は行う必要がなく、昇温は、不活性ガスを主とするキャ
リアガスとＮＨ3雰囲気中で行い、ＴＭＧ及び／または
ＳｉＨ4の導入と同時に下層のＧａＮ膜の成長から行う
ことができる。
は、水素雰囲気中の熱処理と低温でのバッファ層の成長
は行う必要がなく、昇温は、不活性ガスを主とするキャ
リアガスとＮＨ3雰囲気中で行い、ＴＭＧ及び／または
ＳｉＨ4の導入と同時に下層のＧａＮ膜の成長から行う
ことができる。
【００２６】以上の方法で作製した発光素子は、従来の
ものに比べて、低駆動電圧及び電流で動作し、より強い
発光強度を有する。レーザーにおいては、ｐ型層のコン
タクト抵抗が低いことにより発熱が抑えられ、劣化の進
行が極めて遅く、素子の長寿命化が実現できる。これ
は、微傾斜ＧａＮ基板上に発光素子を作製することによ
り、整然としたステップフロー成長が実現され、結晶中
の窒素空孔や貫通転位が著しく減少し、特にｐ型ドーパ
ントであるＭｇが水素との結合を伴わない単体で取り込
まれやすくなることにより、成長後になんら後処理を必
要とすることなくアクセプタードーピング層が低抵抗の
ｐ型導電性を有するため、活性層にダメージを与える熱
処理を省略できることと、基板から活性層に至るまでの
下地層の層厚を少なくとも１μｍ以上の厚さとすること
で、基板最表面のステップが平坦化されて障壁層及び井
戸層の厚さの揺らぎを抑制した均一な活性層を得ること
ができること、及び窒素空孔や貫通転位の減少と成長中
断によって活性層のＩｎ組成が均一化し、非発光となる
Ｉｎ凝集領域をなくすことによって実現されている。特
に、Ｉｎを含む窒化物系化合物半導体は、高温では化学
的に不安定な状態で成長しており、さらに膜中を貫通す
る転位がＩｎを凝集させる働きをするので、Ｉｎを含む
窒化物系化合物半導体層成長直後は、結晶が良好な状態
で存在していない。そのため、まず、微傾斜基板を用い
て少なくとも１μｍ以上の厚膜となる窒化物系化合物半
導体層を成長させることによって、貫通転位密度を減少
させるとともに最表面を平坦化させ、さらに、窒素雰囲
気中で熱に曝すことにより、Ｉｎを含む窒化物系化合物
半導体中のＩｎ凝集が解消されて安定な相状態に落ち着
き、結晶状態が良好なものに移行する。特に、発光に寄
与する井戸層に隣接している障壁層の結晶状態が井戸層
の結晶品質に大きく影響を与えていた。
ものに比べて、低駆動電圧及び電流で動作し、より強い
発光強度を有する。レーザーにおいては、ｐ型層のコン
タクト抵抗が低いことにより発熱が抑えられ、劣化の進
行が極めて遅く、素子の長寿命化が実現できる。これ
は、微傾斜ＧａＮ基板上に発光素子を作製することによ
り、整然としたステップフロー成長が実現され、結晶中
の窒素空孔や貫通転位が著しく減少し、特にｐ型ドーパ
ントであるＭｇが水素との結合を伴わない単体で取り込
まれやすくなることにより、成長後になんら後処理を必
要とすることなくアクセプタードーピング層が低抵抗の
ｐ型導電性を有するため、活性層にダメージを与える熱
処理を省略できることと、基板から活性層に至るまでの
下地層の層厚を少なくとも１μｍ以上の厚さとすること
で、基板最表面のステップが平坦化されて障壁層及び井
戸層の厚さの揺らぎを抑制した均一な活性層を得ること
ができること、及び窒素空孔や貫通転位の減少と成長中
断によって活性層のＩｎ組成が均一化し、非発光となる
Ｉｎ凝集領域をなくすことによって実現されている。特
に、Ｉｎを含む窒化物系化合物半導体は、高温では化学
的に不安定な状態で成長しており、さらに膜中を貫通す
る転位がＩｎを凝集させる働きをするので、Ｉｎを含む
窒化物系化合物半導体層成長直後は、結晶が良好な状態
で存在していない。そのため、まず、微傾斜基板を用い
て少なくとも１μｍ以上の厚膜となる窒化物系化合物半
導体層を成長させることによって、貫通転位密度を減少
させるとともに最表面を平坦化させ、さらに、窒素雰囲
気中で熱に曝すことにより、Ｉｎを含む窒化物系化合物
半導体中のＩｎ凝集が解消されて安定な相状態に落ち着
き、結晶状態が良好なものに移行する。特に、発光に寄
与する井戸層に隣接している障壁層の結晶状態が井戸層
の結晶品質に大きく影響を与えていた。
【００２７】（実施例１）本実施例では、微傾斜基板を
用いて、作製した発光ダイオードについて、基板微傾斜
角と発光素子中に存在する貫通転位密度、表面粗さ、及
び電流注入時の発光強度の関係を示す。
用いて、作製した発光ダイオードについて、基板微傾斜
角と発光素子中に存在する貫通転位密度、表面粗さ、及
び電流注入時の発光強度の関係を示す。
【００２８】＜０００１＞方向から＜１１−２０＞或い
は＜１−１００＞方向に０．０２°から５°傾斜させて
鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を用いて、実施
の形態で示した方法で、窒化物系化合物半導体層を成長
する。
は＜１−１００＞方向に０．０２°から５°傾斜させて
鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を用いて、実施
の形態で示した方法で、窒化物系化合物半導体層を成長
する。
【００２９】活性層の成長条件は、ｎ型ＧａＮ層を成長
後、ＮＨ3を流しながら基板温度を一定の温度になるよ
うに調整する。基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、Ｔ
ＭＩ及びＳｉＨ4を各々１０μmol／min、１０μmol／mi
n及び５ｎmol／minを導入し、活性層の障壁層となるＩ
ｎ0.05Ｇａ0.95Ｎを約５ｎｍの厚さで成長した。続い
て、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4を各々１０μmol／mi
n、５０μmol／min及び５ｎmol／minを導入し、活性層
の井戸層となるＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎを約３ｎｍの厚さで成
長した。井戸層成長後、ＴＭＧの供給量を１０μｍｏｌ
／ｍｉｎに減少し、再び活性層の障壁層を成長した。障
壁層成長後、井戸層を成長する過程を繰り返し、最後に
障壁層を成長して実施の形態に記した方法にてＩｎＧａ
Ｎの昇華を防止する目的のＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度
成長した。本実施例では、活性層を形成する井戸層の層
数は３層で素子を作製した。ＡｌＧａＮ成長後は、実施
の形態に示す方法でｐ型層を成長したもの及び、電極形
成等の過程を経て発光ダイオードとした試料を作製し
た。
後、ＮＨ3を流しながら基板温度を一定の温度になるよ
うに調整する。基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、Ｔ
ＭＩ及びＳｉＨ4を各々１０μmol／min、１０μmol／mi
n及び５ｎmol／minを導入し、活性層の障壁層となるＩ
ｎ0.05Ｇａ0.95Ｎを約５ｎｍの厚さで成長した。続い
て、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4を各々１０μmol／mi
n、５０μmol／min及び５ｎmol／minを導入し、活性層
の井戸層となるＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎを約３ｎｍの厚さで成
長した。井戸層成長後、ＴＭＧの供給量を１０μｍｏｌ
／ｍｉｎに減少し、再び活性層の障壁層を成長した。障
壁層成長後、井戸層を成長する過程を繰り返し、最後に
障壁層を成長して実施の形態に記した方法にてＩｎＧａ
Ｎの昇華を防止する目的のＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度
成長した。本実施例では、活性層を形成する井戸層の層
数は３層で素子を作製した。ＡｌＧａＮ成長後は、実施
の形態に示す方法でｐ型層を成長したもの及び、電極形
成等の過程を経て発光ダイオードとした試料を作製し
た。
【００３０】この方法で作製し、電極形成していない試
料のＭｇドープ層をホール測定により評価して正孔濃度
プロットした結果を図６に示す。また、断面ＴＥＭ観察
して貫通転位密度を評価して段差計にて表面粗さを測定
した結果を図７に示す。図中、●は＜０００１＞から＜
１−１００＞への傾斜、○は＜０００１＞から＜１１−
２０＞への傾斜角をあらわしている。いずれの場合も、
基板傾斜角が０.０２から０．０４５°及び２.１°から
５°の範囲では基板表面の傾斜によって、引き起こされ
る結晶成長不良により高密度の貫通転位と表面荒れが発
生しており、正孔濃度が極めて低くなりホール測定が評
価不能であった。また、活性層中にＩｎの凝集による数
ｎｍ径のドット状領域が多数見られた。傾斜角度が０．
０５°から２°の範囲では、貫通転位が著しく減少し、
正孔濃度は少なくとも１０17ｃｍ-3以上と、as grown
で実用上十分な値が得られている。さらに表面荒れが個
々の量子井戸層厚より十分小さい１．８ｎｍ以下に改善
された。断面ＴＥＭ観察により、下地層のｎ型ＧａＮの
成長段階から表面平坦性が向上していることがわかっ
た。貫通転位の減少によって、活性層中のＩｎ凝集が解
消された結果、大きく不均一なドット状領域がほとんど
見られなくなり、下地層の平坦性向上によって量子井戸
活性層の層厚揺らぎが改善された。
料のＭｇドープ層をホール測定により評価して正孔濃度
プロットした結果を図６に示す。また、断面ＴＥＭ観察
して貫通転位密度を評価して段差計にて表面粗さを測定
した結果を図７に示す。図中、●は＜０００１＞から＜
１−１００＞への傾斜、○は＜０００１＞から＜１１−
２０＞への傾斜角をあらわしている。いずれの場合も、
基板傾斜角が０.０２から０．０４５°及び２.１°から
５°の範囲では基板表面の傾斜によって、引き起こされ
る結晶成長不良により高密度の貫通転位と表面荒れが発
生しており、正孔濃度が極めて低くなりホール測定が評
価不能であった。また、活性層中にＩｎの凝集による数
ｎｍ径のドット状領域が多数見られた。傾斜角度が０．
０５°から２°の範囲では、貫通転位が著しく減少し、
正孔濃度は少なくとも１０17ｃｍ-3以上と、as grown
で実用上十分な値が得られている。さらに表面荒れが個
々の量子井戸層厚より十分小さい１．８ｎｍ以下に改善
された。断面ＴＥＭ観察により、下地層のｎ型ＧａＮの
成長段階から表面平坦性が向上していることがわかっ
た。貫通転位の減少によって、活性層中のＩｎ凝集が解
消された結果、大きく不均一なドット状領域がほとんど
見られなくなり、下地層の平坦性向上によって量子井戸
活性層の層厚揺らぎが改善された。
【００３１】電極を形成して発光素子した試料に２０ｍ
Ａの電流を流した場合の発光強度を＜０００１＞方向か
ら＜１１−２０＞及び＜１−１００＞方向への基板傾斜
角に対して調査した結果を図８に示す。また、活性層の
成長温度を７００℃、７５０℃、８００℃と変えて作製
した場合についての結果を図９に示す。図９において、
●は成長温度が７００℃の時、○は７５０℃の時、△は
８００℃の時である。図８、図９より、基板傾斜角の発
光強度に対する影響は成長温度に若干変化するがいずれ
も０．０５°から２°の基板傾斜角で発光強度が増加し
ている。図７、図８、図９の結果から、貫通転位と発光
強度の相関が明らかであり、本発明により従来技術で作
製した場合に比べてより低い駆動電流で同等以上の発光
強度が得られたことが判った。これは、本発明によって
発光に寄与しない電流経路が減少したことを意味する。
本実施例では、活性層の井戸層の層数が３層の例につい
て記述したが、２層、及び４層から１０層までの多重量
子井戸についての効果は本実施例と同様であった。
Ａの電流を流した場合の発光強度を＜０００１＞方向か
ら＜１１−２０＞及び＜１−１００＞方向への基板傾斜
角に対して調査した結果を図８に示す。また、活性層の
成長温度を７００℃、７５０℃、８００℃と変えて作製
した場合についての結果を図９に示す。図９において、
●は成長温度が７００℃の時、○は７５０℃の時、△は
８００℃の時である。図８、図９より、基板傾斜角の発
光強度に対する影響は成長温度に若干変化するがいずれ
も０．０５°から２°の基板傾斜角で発光強度が増加し
ている。図７、図８、図９の結果から、貫通転位と発光
強度の相関が明らかであり、本発明により従来技術で作
製した場合に比べてより低い駆動電流で同等以上の発光
強度が得られたことが判った。これは、本発明によって
発光に寄与しない電流経路が減少したことを意味する。
本実施例では、活性層の井戸層の層数が３層の例につい
て記述したが、２層、及び４層から１０層までの多重量
子井戸についての効果は本実施例と同様であった。
【００３２】また、同様の方法でレーザ素子を作製した
場合においても、０．０５°から２°の基板微傾斜Ｇａ
Ｎ基板を用いることで、発光強度に応じて発振を開始す
るしきい値電流密度が低くなり、また、従来に比べて同
一電流に対する発光強度が向上することがわかった。
場合においても、０．０５°から２°の基板微傾斜Ｇａ
Ｎ基板を用いることで、発光強度に応じて発振を開始す
るしきい値電流密度が低くなり、また、従来に比べて同
一電流に対する発光強度が向上することがわかった。
【００３３】（実施例２）実施例１と同様の方法によ
り、活性層の成長温度を７５０℃に固定して、ｎ型Ｇａ
Ｎ層を変えて作製した発光素子について、基板表面から
活性層に至るまでの下地層の総膜厚に対して表面粗さを
プロットした結果を図１０に示す。図中●は＜１−１０
０＞方向への傾斜角が０．１５°、○は＜１−１００＞
方向への傾斜角が５°、◆は＜１１−２０＞方向への傾
斜角が１．７°、◇は＜１１−２０＞方向への傾斜角が
０．０４°の場合を示している。方向によらず、傾斜角
が０．１５〜１．７の範囲であれば、膜厚の増加と共に
最表面の平坦性が改善されることがわかる。また、基板
から活性層までの総膜厚が１μｍ以上として発光素子を
作製した場合には、量子井戸構造の個々の周期膜厚に比
べて最表面の粗さが小さくなっており、少なくとも活性
層より下地層が少なくとも１μｍ以下であれば良好な量
子井戸構造が作製できることが分かる。本実施例ではＧ
ａＮ膜の厚さを変えた結果を示したが、ＩｎＧａＮ或い
はＡｌＧａＮでも同じ結果を示した。また、組成の違う
ＩｎＡｌＧａＮ複数層であっても同じ傾向であり、それ
らの総膜厚が少なくとも１μｍ以上であれば、組成や層
数によらず最表面の平坦性が向上した。
り、活性層の成長温度を７５０℃に固定して、ｎ型Ｇａ
Ｎ層を変えて作製した発光素子について、基板表面から
活性層に至るまでの下地層の総膜厚に対して表面粗さを
プロットした結果を図１０に示す。図中●は＜１−１０
０＞方向への傾斜角が０．１５°、○は＜１−１００＞
方向への傾斜角が５°、◆は＜１１−２０＞方向への傾
斜角が１．７°、◇は＜１１−２０＞方向への傾斜角が
０．０４°の場合を示している。方向によらず、傾斜角
が０．１５〜１．７の範囲であれば、膜厚の増加と共に
最表面の平坦性が改善されることがわかる。また、基板
から活性層までの総膜厚が１μｍ以上として発光素子を
作製した場合には、量子井戸構造の個々の周期膜厚に比
べて最表面の粗さが小さくなっており、少なくとも活性
層より下地層が少なくとも１μｍ以下であれば良好な量
子井戸構造が作製できることが分かる。本実施例ではＧ
ａＮ膜の厚さを変えた結果を示したが、ＩｎＧａＮ或い
はＡｌＧａＮでも同じ結果を示した。また、組成の違う
ＩｎＡｌＧａＮ複数層であっても同じ傾向であり、それ
らの総膜厚が少なくとも１μｍ以上であれば、組成や層
数によらず最表面の平坦性が向上した。
【００３４】微傾斜させた鏡面研磨ＧａＮ基板上にｎ型
ＧａＮ層の厚さを変えて作製した発光素子について、電
極に電流を２０ｍＡ流した場合の基板表面から活性層に
至るまでの下地層の層厚と発光強度との関係をプロット
した結果を図１１に示す。図中●は＜１−１００＞方向
への傾斜角が０．１５°、○は＜１１−２０＞方向への
傾斜角が０．１７°傾斜したＧａＮ基板を用いた場合を
示す。いずれの場合も活性層までの下地層の総膜厚が１
μｍ以上とすることにより、発光強度が増加しているこ
とが分かる。これは、表面平坦性が向上したことによっ
て活性層の層厚揺らぎとＩｎ組成不均一がより小さくな
った結果であると考えられる。
ＧａＮ層の厚さを変えて作製した発光素子について、電
極に電流を２０ｍＡ流した場合の基板表面から活性層に
至るまでの下地層の層厚と発光強度との関係をプロット
した結果を図１１に示す。図中●は＜１−１００＞方向
への傾斜角が０．１５°、○は＜１１−２０＞方向への
傾斜角が０．１７°傾斜したＧａＮ基板を用いた場合を
示す。いずれの場合も活性層までの下地層の総膜厚が１
μｍ以上とすることにより、発光強度が増加しているこ
とが分かる。これは、表面平坦性が向上したことによっ
て活性層の層厚揺らぎとＩｎ組成不均一がより小さくな
った結果であると考えられる。
【００３５】本実施例では、活性層の井戸層の層数が３
層の例について記述したが、２層、及び４層から１０層
までの多重量子井戸についての効果は本実施例と同様で
あった。
層の例について記述したが、２層、及び４層から１０層
までの多重量子井戸についての効果は本実施例と同様で
あった。
【００３６】また、同様の方法でレーザ素子を作製した
場合においても、０．０５°から２°の基板微傾斜Ｇａ
Ｎ基板上に、活性層膜厚が１μｍ以上となるように作製
したレーザは、発光強度に応じて発振を開始するしきい
値電流密度が低くなり、また、従来に比べて同一電流に
対する発光強度が向上することがわかった。
場合においても、０．０５°から２°の基板微傾斜Ｇａ
Ｎ基板上に、活性層膜厚が１μｍ以上となるように作製
したレーザは、発光強度に応じて発振を開始するしきい
値電流密度が低くなり、また、従来に比べて同一電流に
対する発光強度が向上することがわかった。
【００３７】（実施例３）本実施例では、微傾斜基板上
に成長中断を用いて作製した障壁層と活性層を持つ発光
ダイオードについて電流注入時の発光強度と、活性層及
び障壁層成長後の成長中断時間との関係を示す。
に成長中断を用いて作製した障壁層と活性層を持つ発光
ダイオードについて電流注入時の発光強度と、活性層及
び障壁層成長後の成長中断時間との関係を示す。
【００３８】基板として＜０００１＞方向から＜１−１
００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨した
（０００１）面ＧａＮ基板を用い、実施の形態で示した
方法で順次、窒化物系化合物半導体層を成長した。
００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨した
（０００１）面ＧａＮ基板を用い、実施の形態で示した
方法で順次、窒化物系化合物半導体層を成長した。
【００３９】活性層は、まず、ｎ型ＧａＮ層を成長後、
ＮＨ3を流しながら基板温度を一定の温度になるように
調整して、基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ
及びＳｉＨ4を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏ
ｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層を形
成する障壁層であるＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎを約５ｎｍの厚
さで成長した。その後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4の
供給を一旦停止し、キャリアガス及びＮＨ3ガスを供給
したまま一定の成長中断を行う。その後、再びＴＭＧ、
ＴＭＩ及びＳｉＨ4を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、５０
μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性
層の井戸層となるＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎを約３ｎｍの厚さで
成長した。井戸層成長後、ＴＭＧの供給量を１０μｍｏ
ｌ／ｍｉｎに減少し、再び活性層の障壁層を成長した。
障壁層成長後、一定期間の成長中断を介し井戸層を成長
する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形
態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的の
ＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本ＡｌＧａＮ膜
と活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には成長中断
を設けても構わないし、設けなくても構わない。但し、
井戸層の層数が２層以下の場合には、終端する障壁層成
長後にも成長中断を設けたほうが発光素子の電流注入に
よる発子強度が高くなることがわかっている。本実施例
では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で素子を作
製した。
ＮＨ3を流しながら基板温度を一定の温度になるように
調整して、基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ
及びＳｉＨ4を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏ
ｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層を形
成する障壁層であるＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎを約５ｎｍの厚
さで成長した。その後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4の
供給を一旦停止し、キャリアガス及びＮＨ3ガスを供給
したまま一定の成長中断を行う。その後、再びＴＭＧ、
ＴＭＩ及びＳｉＨ4を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、５０
μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性
層の井戸層となるＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎを約３ｎｍの厚さで
成長した。井戸層成長後、ＴＭＧの供給量を１０μｍｏ
ｌ／ｍｉｎに減少し、再び活性層の障壁層を成長した。
障壁層成長後、一定期間の成長中断を介し井戸層を成長
する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形
態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的の
ＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本ＡｌＧａＮ膜
と活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には成長中断
を設けても構わないし、設けなくても構わない。但し、
井戸層の層数が２層以下の場合には、終端する障壁層成
長後にも成長中断を設けたほうが発光素子の電流注入に
よる発子強度が高くなることがわかっている。本実施例
では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で素子を作
製した。
【００４０】ＡｌＧａＮ成長後は、実施の形態に示す方
法でｐ型層を成長し、電極形成等の過程を経て発光ダイ
オードを作製した。
法でｐ型層を成長し、電極形成等の過程を経て発光ダイ
オードを作製した。
【００４１】この方法で作製した発光ダイオードに２０
ｍＡの電流を流した際の発光強度を、障壁層成長後の成
長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１２に
示す。図中、●は多重量子井戸活性層の成長温度が７０
０℃の時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時であ
り、また、強度４００の所に引いてある波線は、各々の
成長温度での成長中断時間が０秒の場合の発光強度であ
り、丸または三角で示した強度が発光強度の平均値であ
る。
ｍＡの電流を流した際の発光強度を、障壁層成長後の成
長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１２に
示す。図中、●は多重量子井戸活性層の成長温度が７０
０℃の時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時であ
り、また、強度４００の所に引いてある波線は、各々の
成長温度での成長中断時間が０秒の場合の発光強度であ
り、丸または三角で示した強度が発光強度の平均値であ
る。
【００４２】図８及び図９との比較で明らかなように、
微傾斜基板に加えて、成長中断を用いることにより、さ
らに発光強度が増大することがわかる。
微傾斜基板に加えて、成長中断を用いることにより、さ
らに発光強度が増大することがわかる。
【００４３】図１２に示すように、成長中断による発光
強度への影響は、成長温度により若干変化するが、いず
れも１秒以上の成長中断により発光強度は増加してい
る。活性層の成長温度が高い場合、成長中断期間は短
く、逆に成長温度が低い場合には成長中断期間が長い方
の効果が大きい。図１２に示されているように、成長温
度が７００℃の場合においては、成長中断時間は１秒か
ら約６０分程度で効果があり、特に効果が現われる期間
は、１秒以上１０分以下である。また、成長温度が７５
０℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約１５
分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は、１秒
以上５分以下であった。
強度への影響は、成長温度により若干変化するが、いず
れも１秒以上の成長中断により発光強度は増加してい
る。活性層の成長温度が高い場合、成長中断期間は短
く、逆に成長温度が低い場合には成長中断期間が長い方
の効果が大きい。図１２に示されているように、成長温
度が７００℃の場合においては、成長中断時間は１秒か
ら約６０分程度で効果があり、特に効果が現われる期間
は、１秒以上１０分以下である。また、成長温度が７５
０℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約１５
分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は、１秒
以上５分以下であった。
【００４４】また、成長温度が８００℃の場合において
は、成長中断時間は１秒から約５分程度で効果があり、
特に効果が現われる期間は、１秒以上２分以下であっ
た。
は、成長中断時間は１秒から約５分程度で効果があり、
特に効果が現われる期間は、１秒以上２分以下であっ
た。
【００４５】また、障壁層及び井戸層の一組を形成する
際において、成長中断を含めて要する時間が１０秒以上
１２０分以下であるときに本効果が最も現れた。
際において、成長中断を含めて要する時間が１０秒以上
１２０分以下であるときに本効果が最も現れた。
【００４６】本実施例では、＜０００１＞方向から＜１
−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨し
た（０００１）面サファイア基板を使用した例について
記述したが、傾斜角が０．０５°から２°の範囲であれ
ば、他の方向への傾斜でも同様の効果を発揮することを
確認した。
−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけて鏡面研磨し
た（０００１）面サファイア基板を使用した例について
記述したが、傾斜角が０．０５°から２°の範囲であれ
ば、他の方向への傾斜でも同様の効果を発揮することを
確認した。
【００４７】また、本実施例では、活性層の井戸層の層
数が３層の例について記述したが、２層、及び４層から
１０層までの多重量子井戸についての効果は本実施例と
同様傾向であり、同様の方法でレーザを作製した場合、
障壁層の成長中断をいれて活性層を作製したレーザは、
同一電流値に対する発光強度が高く、発光強度に応じて
発振を開始するしきい値電流密度が低くなる傾向を示し
た。
数が３層の例について記述したが、２層、及び４層から
１０層までの多重量子井戸についての効果は本実施例と
同様傾向であり、同様の方法でレーザを作製した場合、
障壁層の成長中断をいれて活性層を作製したレーザは、
同一電流値に対する発光強度が高く、発光強度に応じて
発振を開始するしきい値電流密度が低くなる傾向を示し
た。
【００４８】（実施例４）本実施例では、＜０００１＞
方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけ
て鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を用いて、活
性層の障壁層成長後に一定の成長中断時間をおいて成長
し、その後、活性層の井戸層成長後にも同様に、一定の
成長中断期間を設けて成長した場合の発光ダイオードの
電流注入に於ける発光強度と井戸層成長後の成長中断時
間との関係を調査した例について報告する。発光ダイオ
ードを形成する各層の成長方法は実施例２に示した方法
と同様である。以下、活性層を成長する条件について記
述する。
方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつけ
て鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を用いて、活
性層の障壁層成長後に一定の成長中断時間をおいて成長
し、その後、活性層の井戸層成長後にも同様に、一定の
成長中断期間を設けて成長した場合の発光ダイオードの
電流注入に於ける発光強度と井戸層成長後の成長中断時
間との関係を調査した例について報告する。発光ダイオ
ードを形成する各層の成長方法は実施例２に示した方法
と同様である。以下、活性層を成長する条件について記
述する。
【００４９】まず、ｎ型ＧａＮを成長後、ＮＨ3を流し
ながら基板温度を一定の温度になるように調整する。基
板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4
を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ及
び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の障壁層となるＩ
ｎ0.05Ｇａ0.95Ｎを約５μｍの厚さで成長した。その
後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4の供給を一旦停止し、
キャリアガス及びＮＨ3ガスを供給したまま一定の成長
中断を行う。その後、再びＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4
ガスを各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１５μｍｏｌ／ｍｉ
ｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の井戸層とな
るＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎを約５μｍの厚さで成長した。その
後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4の供給を一旦停止し、
キャリアガス及びＮＨ3ガスを供給したまま一定の成長
中断を行う。障壁層成長後及び井戸層成長後、各々一定
期間の成長中断を介し、各々の層が隣接するように成長
する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形
態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的の
ＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本ＡｌＧａＮ膜
と、活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には、成長
中断を設けても構わないし、設けなくても構わない。但
し、井戸層の層数が２層以下の場合には、終端する障壁
層成長後にも成長中断を設けたほうが、発光素子への電
流注入による発光強度が強くなることがわかっている。
本実施例では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で
素子を作製した。また、障壁層成長後の成長中断時間
は、６０秒とした。
ながら基板温度を一定の温度になるように調整する。基
板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4
を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ及
び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の障壁層となるＩ
ｎ0.05Ｇａ0.95Ｎを約５μｍの厚さで成長した。その
後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4の供給を一旦停止し、
キャリアガス及びＮＨ3ガスを供給したまま一定の成長
中断を行う。その後、再びＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4
ガスを各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１５μｍｏｌ／ｍｉ
ｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の井戸層とな
るＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎを約５μｍの厚さで成長した。その
後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4の供給を一旦停止し、
キャリアガス及びＮＨ3ガスを供給したまま一定の成長
中断を行う。障壁層成長後及び井戸層成長後、各々一定
期間の成長中断を介し、各々の層が隣接するように成長
する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形
態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的の
ＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本ＡｌＧａＮ膜
と、活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には、成長
中断を設けても構わないし、設けなくても構わない。但
し、井戸層の層数が２層以下の場合には、終端する障壁
層成長後にも成長中断を設けたほうが、発光素子への電
流注入による発光強度が強くなることがわかっている。
本実施例では、活性層を形成する井戸層の層数は３層で
素子を作製した。また、障壁層成長後の成長中断時間
は、６０秒とした。
【００５０】この方法で作製した発光ダイオードに２０
ｍＡの電流を流した際の発光強度を、井戸層成長後の成
長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１３に
示す。図中、●は多重量子井戸活性層の成長温度が７０
０℃の時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時、強度
４００の所に引いてある波線は、各々の成長温度での成
長中断時間が０秒の場合の発光強度であり、丸または三
角で示した強度が発光強度の平均値である。
ｍＡの電流を流した際の発光強度を、井戸層成長後の成
長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１３に
示す。図中、●は多重量子井戸活性層の成長温度が７０
０℃の時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時、強度
４００の所に引いてある波線は、各々の成長温度での成
長中断時間が０秒の場合の発光強度であり、丸または三
角で示した強度が発光強度の平均値である。
【００５１】図８と図９との比較で明らかなように、微
傾斜基板に加えて、成長中断を用いることにより、さら
に発光強度が増大することがわかる。
傾斜基板に加えて、成長中断を用いることにより、さら
に発光強度が増大することがわかる。
【００５２】図１３に示されているように、井戸層成長
後の成長中断による発光強度への影響は成長温度により
若干変化するが、いずれも１秒以上の成長中断により発
光強度は増加している。活性層の成長温度が高い場合、
成長中断時間は短く、逆に成長温度が低い場合、成長中
断時間は長い方が効果的である。
後の成長中断による発光強度への影響は成長温度により
若干変化するが、いずれも１秒以上の成長中断により発
光強度は増加している。活性層の成長温度が高い場合、
成長中断時間は短く、逆に成長温度が低い場合、成長中
断時間は長い方が効果的である。
【００５３】また、図１３に示されているように、成長
温度が７００℃の場合においては、成長中断時間は１秒
から約６０分程度で効果があり、特に効果が現われる期
間は１秒以上１０分以下である。また、成長温度が７５
０℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約１５
分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は１秒以
上５分以下であった。
温度が７００℃の場合においては、成長中断時間は１秒
から約６０分程度で効果があり、特に効果が現われる期
間は１秒以上１０分以下である。また、成長温度が７５
０℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約１５
分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は１秒以
上５分以下であった。
【００５４】成長温度が８００℃の場合においては、成
長中断時間は１秒から約５分程度で効果があり、特に効
果が現われる期間は１秒以上２分以下であった。
長中断時間は１秒から約５分程度で効果があり、特に効
果が現われる期間は１秒以上２分以下であった。
【００５５】また、障壁層を成長後、成長中断を行わず
に井戸層を成長後のみ成長中断を行った場合には、発光
強度への若干の効果はあったものの、図１２に示した程
の大きな効果は確認できず、最大で３倍程度の発光強度
の増加に止まるのみであった。
に井戸層を成長後のみ成長中断を行った場合には、発光
強度への若干の効果はあったものの、図１２に示した程
の大きな効果は確認できず、最大で３倍程度の発光強度
の増加に止まるのみであった。
【００５６】（実施例５）本実施例では、基板として＜
０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾
斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を
用いて、実施例１に示す方法で、発光ダイオードを作製
した際、活性層を形成する障壁層成長後の成長中断を行
う期間に流すキャリアガスの水素ガスと窒素ガスの混合
比を変化させた場合の発光ダイオードの発光特性を調査
した結果について記述する。
０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾
斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を
用いて、実施例１に示す方法で、発光ダイオードを作製
した際、活性層を形成する障壁層成長後の成長中断を行
う期間に流すキャリアガスの水素ガスと窒素ガスの混合
比を変化させた場合の発光ダイオードの発光特性を調査
した結果について記述する。
【００５７】図１４に、活性層の成長温度を７５０℃に
固定し、障壁層成長後の成長中断時間を６０秒とし、成
長中断中に流すキャリアガスの総量を変えずに窒素ガス
と水素ガスの比率を変えて供給し作製した発光ダイオー
ドの発光波長と強度の関係を示す。●は発光強度を、○
は発光波長を示す。図１４に示すように、キャリアガス
のＮ2比率が減少するに従って、発光波長は短波長化す
る傾向にあり、また、発光強度も減少する傾向にある。
本傾向は、活性層の成長温度が８００℃程度の高温や７
００℃程度の低温でも同様の傾向を示す。また、障壁層
成長後の成長中断だけでなく、井戸層成長後に成長中断
を設ける場合においても、成長中断中のキャリアガスと
してＮ2を使用する方が、発光素子の発光強度が強く、
波長も長波長になる傾向を示した。
固定し、障壁層成長後の成長中断時間を６０秒とし、成
長中断中に流すキャリアガスの総量を変えずに窒素ガス
と水素ガスの比率を変えて供給し作製した発光ダイオー
ドの発光波長と強度の関係を示す。●は発光強度を、○
は発光波長を示す。図１４に示すように、キャリアガス
のＮ2比率が減少するに従って、発光波長は短波長化す
る傾向にあり、また、発光強度も減少する傾向にある。
本傾向は、活性層の成長温度が８００℃程度の高温や７
００℃程度の低温でも同様の傾向を示す。また、障壁層
成長後の成長中断だけでなく、井戸層成長後に成長中断
を設ける場合においても、成長中断中のキャリアガスと
してＮ2を使用する方が、発光素子の発光強度が強く、
波長も長波長になる傾向を示した。
【００５８】（実施例６）本実施例では、基板として＜
０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾
斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を
用いて、実施例１に示す方法で、発光ダイオードを作製
した際、活性層を形成する障壁層成長後の成長中断を行
う期間に流すＮＨ3ガスの導入量を変化させた場合の成
長中断時間と発光強度の関係を調査した結果について記
述する。
０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾
斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を
用いて、実施例１に示す方法で、発光ダイオードを作製
した際、活性層を形成する障壁層成長後の成長中断を行
う期間に流すＮＨ3ガスの導入量を変化させた場合の成
長中断時間と発光強度の関係を調査した結果について記
述する。
【００５９】図１５に、活性層の成長温度を７５０℃に
固定し、ＮＨ3導入量と成長中断時間を変化させた場合
の発光ダイオードの発光強度を測定した結果について示
す。●はＮＨ3＝５ｌ／ｍｉｎの時、○はＮＨ3＝３ｌ／
ｍｉｎの時、△はＮＨ3＝０ｌ／ｍｉｎの時である。
固定し、ＮＨ3導入量と成長中断時間を変化させた場合
の発光ダイオードの発光強度を測定した結果について示
す。●はＮＨ3＝５ｌ／ｍｉｎの時、○はＮＨ3＝３ｌ／
ｍｉｎの時、△はＮＨ3＝０ｌ／ｍｉｎの時である。
【００６０】図１５に示すように、ＮＨ3導入量がゼロ
の場合においても、発光強度が増加する事が確認された
が、ＮＨ3の導入により、発光強度増加の効果がより顕
著に現われており、また、成長中断時間も長く設定でき
るため製造が容易となる。本傾向は、活性層の成長温度
が８００℃程度の高温や７００℃程度の低温でも同様の
傾向を示す。また、障壁層成長後の成長中断だけでな
く、井戸層成長後に成長中断を設ける場合においても同
様の傾向を示した。
の場合においても、発光強度が増加する事が確認された
が、ＮＨ3の導入により、発光強度増加の効果がより顕
著に現われており、また、成長中断時間も長く設定でき
るため製造が容易となる。本傾向は、活性層の成長温度
が８００℃程度の高温や７００℃程度の低温でも同様の
傾向を示す。また、障壁層成長後の成長中断だけでな
く、井戸層成長後に成長中断を設ける場合においても同
様の傾向を示した。
【００６１】実施例１から５において、主に発光ダイオ
ードに本発明を適用した場合について詳細に記載した
が、本発明者らの実験によると、レーザ素子のしきい値
電流値の低下となる効果を奏するものであった。事実、
発光ダイオードで測定して発光強度が高かくなった作製
方法で形成された活性層及び発光素子構造と、ほぼ同じ
構造で作製されたレーザ素子は、低いしきい値電流密度
でレーザ発振が確認された。そのため、本発明は、窒化
物系化合物半導体で構成される発光素子全般に有効な方
法である。
ードに本発明を適用した場合について詳細に記載した
が、本発明者らの実験によると、レーザ素子のしきい値
電流値の低下となる効果を奏するものであった。事実、
発光ダイオードで測定して発光強度が高かくなった作製
方法で形成された活性層及び発光素子構造と、ほぼ同じ
構造で作製されたレーザ素子は、低いしきい値電流密度
でレーザ発振が確認された。そのため、本発明は、窒化
物系化合物半導体で構成される発光素子全般に有効な方
法である。
【００６２】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によって、熱
処理あるいは電子線照射処理することなく、as grown
で少なくとも１０17ｃｍ-3以上の正孔濃度を有するｐ型
導電を示す窒化物系化合物半導体結晶を得ることがで
き、したがって、本発明の窒化物系化合物半導体発光素
子のコンタクト抵抗を低減させて発光素子特性を向上さ
せることができる。また、ＧａＮ基板表面から活性層に
至るまでの下地層の膜厚を１μｍ以上とし、多重量子井
戸構造を構成する障壁層及び／または井戸層を成長させ
る際に一定時間の成長中断工程を有することによって、
低駆動電流・電圧で発光し、かつ、高輝度の窒化物系化
合物半導体発光素子を提供することができる。
処理あるいは電子線照射処理することなく、as grown
で少なくとも１０17ｃｍ-3以上の正孔濃度を有するｐ型
導電を示す窒化物系化合物半導体結晶を得ることがで
き、したがって、本発明の窒化物系化合物半導体発光素
子のコンタクト抵抗を低減させて発光素子特性を向上さ
せることができる。また、ＧａＮ基板表面から活性層に
至るまでの下地層の膜厚を１μｍ以上とし、多重量子井
戸構造を構成する障壁層及び／または井戸層を成長させ
る際に一定時間の成長中断工程を有することによって、
低駆動電流・電圧で発光し、かつ、高輝度の窒化物系化
合物半導体発光素子を提供することができる。
【図１】窒化物系化合物半導体を用いて作製した発光素
子の該略図である。
子の該略図である。
【図２】基板表面の傾斜角が大きい場合の成長核形成を
模式的に示した図である。
模式的に示した図である。
【図３】＜０００１＞方向からの傾斜角を規定し、表面
ステップを最適化した場合の成長核形成を模式的に示し
た図である。。
ステップを最適化した場合の成長核形成を模式的に示し
た図である。。
【図４】本実施例で使用した結晶成長装置の該略図であ
る。
る。
【図５】活性層近傍の成長温度と各原料の供給量を表し
た図である。
た図である。
【図６】基板表面の傾斜角と正孔濃度の関係を示した図
である。
である。
【図７】基板表面の傾斜角と貫通転移密度及び、平均表
面粗さの関係を示した図である。
面粗さの関係を示した図である。
【図８】基板表面の傾斜角と発光素子の発光強度の関係
を示した図である。
を示した図である。
【図９】発光層の成長温度を変えた時の基板傾斜角と発
光素子の発光強度の関係を示した図である。
光素子の発光強度の関係を示した図である。
【図１０】下地層となるｎ型ＧａＮ層の膜厚と成長最表
面の平均粗さとの関係を示した図である。
面の平均粗さとの関係を示した図である。
【図１１】下地層の総膜厚と発光強度との関係を示した
図である。
図である。
【図１２】障壁層成長後の成長中断時間と発光素子の発
光強度の関係を示した図である。
光強度の関係を示した図である。
【図１３】井戸層成長後の成長中断時間と発光素子の発
光強度の関係を示した図である。
光強度の関係を示した図である。
【図１４】キャリアガスの窒素分圧と発光素子の発光強
度及び発光波長の関係を示した図である。
度及び発光波長の関係を示した図である。
【図１５】成長中断中のＮＨ3量と発光素子の発光強度
との関係を示した図である。
との関係を示した図である。
１０１ ＧａＮ基板 １０２ ＧａＮ層 １０３ ｎ型ＧａＮ層 １０４ ｎ型ＡｌＧａＮ層 １０５ 下部光ガイド層 １０６ 活性層 １０７ ＡｌＧａＮ層 １０８ ＧａＮ層 １０９ ｐ型ＡｌＧａＮ層 １１０ ｐ型ＧａＮ層 １１１ 絶縁膜 １１２ａ ｐ型電極 １１２ｂ ｎ型電極 ２０１、３０１ ＧａＮ基板 ２０２、３０２ 基板表面のステップ ２０３、３０３ 窒化物系化合物半導体の成長核 ４０１ 基板 ４０２ サセプタ ４０３ 反応管 ４０４ 原料入り口 ４０５ 排気ガス出口 ４０６ ＮＨ3 ４０７ａ ＴＭＧ ４０７ｂ ＴＭＡ ４０７ｃ ＴＭＩ ４０７ｄ Ｃｐ2Ｍｇ ４０８ マスフローコントローラ ４０９ ＳｉＨ4 ５０１ 成長中断期間 ５０２ 障壁層の成長期間 ５０３ 井戸層の成長期間 ５０４ ｎ型ＧａＮの成長期間 ５０５ ｐ型ＧａＮの成長期間 ５０６ 昇華及びＭｇ拡散防止層の成長期間
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 小河 淳 大阪府大阪市阿倍野区長池町22番22号 シ ャープ株式会社内 (72)発明者 津田 有三 大阪府大阪市阿倍野区長池町22番22号 シ ャープ株式会社内 (72)発明者 荒木 正浩 大阪府大阪市阿倍野区長池町22番22号 シ ャープ株式会社内 Ｆターム(参考） 5F041 AA04 AA21 AA40 CA05 CA23 CA34 CA40 CA65 5F073 AA07 AA51 AA73 AA74 CA07 CB02 CB10 DA05 DA35 EA23
Claims (9)
- 【請求項１】 結晶方位が＜０００１＞方向より０．０
５°以上２°以下の範囲で傾斜したＧａＮ基板上に、窒
化物系化合物半導体（ＧａxＩｎyＡｌ1-(x+y )Ｎ,０≦ｘ
≦１,０≦ｙ≦１,０≦ｘ＋ｙ≦１）からなるアクセプタ
ードーピング層と活性層を有することを特徴とする窒化
物系化合物半導体発光素子。 - 【請求項２】 前記ＧａＮ基板表面方位の＜０００１＞
方向からの傾斜方向が＜１１−２１＞方向または＜１−
１００＞方向であることを特徴とする請求項１に記載の
窒化物系化合物半導体発光素子。 - 【請求項３】 前記アクセプタードーピング層がas gr
ownでｐ型導電性を示すことを特徴とする請求項１乃至
２のいずれかに記載の窒化物系化合物半導体発光素子。 - 【請求項４】 前記ＧａＮ基板から前記活性層まで積層
する下地層の膜厚が１μｍ以上であることを特徴とする
請求項１乃至３のいずれかに記載の窒化物系化合物半導
体発光素子。 - 【請求項５】 前記活性層は量子井戸構造からなり、前
記活性層の平均表面粗さが該量子井戸構造の井戸層厚よ
り小さいことを特徴とする請求項４に記載の窒化物系化
合物半導体発光素子。 - 【請求項６】 結晶方位が＜０００１＞方向より０．０
５°以上２°以下の範囲で傾斜したＧａＮ基板上に、窒
化物系化合物半導体（ＧａxＩｎyＡｌ1-(x+y )Ｎ,０≦ｘ
≦１,０≦ｙ≦１,０≦ｘ＋ｙ≦１）からなるアクセプタ
ードーピング層と活性層とを積層する窒化物系化合物半
導体発光素子の製造方法であって、前記活性層は単数ま
たは複数層の井戸層と障壁層から形成され、井戸層ある
いは障壁層のどちらか一方あるいは両方の形成後、一定
時間の成長中断を設ける工程を有することを特徴とする
窒化物系半導体発光素子の製造方法。 - 【請求項７】 井戸層あるいは障壁層のどちらか一方あ
るいは両方の形成後の成長中断時での、成長中断時間は
１秒以上６０分以下であることを特徴とする請求項６に
記載の窒化物系化合物半導体発光素子の製造方法。 - 【請求項８】 成長中断時には、窒素を主体とするキャ
リアガスを流していることを特徴とする請求項６乃至７
のいずれかに記載の窒化物系化合物半導体発光素子の製
造方法。 - 【請求項９】 成長中断時には、窒素を主体とするキャ
リアガスと、Ｖ族原料ガスを流していることを特徴とす
る請求項６乃至８のいずれかに記載の窒化物系化合物半
導体発光素子の製造方法。
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|---|---|---|---|
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| US09/759,312 US7064357B2 (en) | 2000-01-14 | 2001-01-12 | Nitride compound semiconductor light emitting device and method for producing the same |
| US11/409,101 US7352012B2 (en) | 2000-01-14 | 2006-04-20 | Nitride compound semiconductor light emitting device and method for producing the same |
| US11/941,333 US7663158B2 (en) | 2000-01-14 | 2007-11-16 | Nitride compound semiconductor light emitting device and method for producing the same |
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|---|---|---|---|
| JP2000005385A JP3929008B2 (ja) | 2000-01-14 | 2000-01-14 | 窒化物系化合物半導体発光素子およびその製造方法 |
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|---|---|---|---|
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001196632A true JP2001196632A (ja) | 2001-07-19 |
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ID=18534060
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|---|---|---|---|
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