JP2001284645A - 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子 - Google Patents
窒化ガリウム系化合物半導体発光素子Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 ＭＯＶＰＥ、ＭＢＥ法等の気相成長法によ
り、格子整合していない基板の表面にｎ型窒化物半導体
を成長させる際に、ｎ型窒化物半導体層の格子欠陥を少
なくして成長させる方法を提供する。 【解決手段】 ＩｎaＧａ1-aＮ（０＜a≦１）、もしく
はＡｌbＧａ1-bＮ（０＜b≦１）、または組成の異なる
ＡｌbＧａ1-bＮ（０≦ｂ≦１）の薄膜を積層した多層膜
の内のいずれか一種類を含む第２のｎ型窒化ガリウム系
化合物半導体層３３を、第１のｎ型窒化ガリウム系化合
物半導体層３′と、第３のｎ型窒化ガリウム系化合物半
導体層３″とで挟んだ構造を有するｎ型窒化ガリウム系
化合物半導体を、基板１′と活性層５′との間に有する
ダブルへテロ構造の窒化ガリウム系化合物半導体発光素
子。
り、格子整合していない基板の表面にｎ型窒化物半導体
を成長させる際に、ｎ型窒化物半導体層の格子欠陥を少
なくして成長させる方法を提供する。 【解決手段】 ＩｎaＧａ1-aＮ（０＜a≦１）、もしく
はＡｌbＧａ1-bＮ（０＜b≦１）、または組成の異なる
ＡｌbＧａ1-bＮ（０≦ｂ≦１）の薄膜を積層した多層膜
の内のいずれか一種類を含む第２のｎ型窒化ガリウム系
化合物半導体層３３を、第１のｎ型窒化ガリウム系化合
物半導体層３′と、第３のｎ型窒化ガリウム系化合物半
導体層３″とで挟んだ構造を有するｎ型窒化ガリウム系
化合物半導体を、基板１′と活性層５′との間に有する
ダブルへテロ構造の窒化ガリウム系化合物半導体発光素
子。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は発光ダイオード、レーザ
ダイオード等の電子デバイスに使用されるｎ型窒化ガリ
ウム系化合物半導体（ＩｎXＡｌYＧａ1-X-YＮ、０≦X、
０≦Y、X＋Y≦１、以下窒化ガリウム系化合物半導体を
窒化物半導体という。）の結晶を用いた窒化ガリウム系
化合物半導体発光素子に関する。
ダイオード等の電子デバイスに使用されるｎ型窒化ガリ
ウム系化合物半導体（ＩｎXＡｌYＧａ1-X-YＮ、０≦X、
０≦Y、X＋Y≦１、以下窒化ガリウム系化合物半導体を
窒化物半導体という。）の結晶を用いた窒化ガリウム系
化合物半導体発光素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】青色、紫外に発光するレーザダイオー
ド、発光ダイオードの材料として窒化物半導体（ＩｎX'
ＡｌY'Ｇａ1-X'-Y'Ｎ、０≦X'、０≦Y'、X'＋Y'≦１）
が注目されており、最近この材料で光度１ｃｄの青色発
光ダイオードが実用化されたばかりである。この青色発
光ダイオードは図１に示すように、サファイアよりなる
基板１の表面に、ＧａＮよりなるバッファ層２と、Ｇａ
Ｎよりなるｎ型層３と、ＡｌＧａＮよりなるｎ型クラッ
ド層４と、ＩｎＧａＮよりなる活性層５と、ＡｌＧａＮ
よりなるｐ型クラッド層６と、ＧａＮよりなるｐ型コン
タクト層７とが順に積層された構造を有している。
ド、発光ダイオードの材料として窒化物半導体（ＩｎX'
ＡｌY'Ｇａ1-X'-Y'Ｎ、０≦X'、０≦Y'、X'＋Y'≦１）
が注目されており、最近この材料で光度１ｃｄの青色発
光ダイオードが実用化されたばかりである。この青色発
光ダイオードは図１に示すように、サファイアよりなる
基板１の表面に、ＧａＮよりなるバッファ層２と、Ｇａ
Ｎよりなるｎ型層３と、ＡｌＧａＮよりなるｎ型クラッ
ド層４と、ＩｎＧａＮよりなる活性層５と、ＡｌＧａＮ
よりなるｐ型クラッド層６と、ＧａＮよりなるｐ型コン
タクト層７とが順に積層された構造を有している。
【０００３】窒化物半導体素子は、一般にＭＯＶＰＥ
（有機金属気相エピタキシャル）法、ＭＢＥ（分子線エ
ピタキシャル）法、ＨＤＶＰＥ（ハイドライド気相エピ
タキシャル）法等の気相成長法を用い、基板表面に窒化
物半導体層を積層させることにより得られる。基板には
サファイア、ＺｎＯ、ＳｉＣ、ＧａＡｓ、ＭｇＯ等の材
料が使用される。基板の表面にはバッファ層を介してｎ
型の窒化物半導体（Ｉｎ XＡｌYＧａ1-X-YＮ、０≦X、０
≦Y、X＋Y≦１、その中でも特にｎ型ＧａＮ、ｎ型Ａｌ
ＧａＮが多い。）が成長される。また、ＳｉＣ、ＺｎＯ
のように窒化物半導体と格子定数の近い基板を用いる場
合には、バッファ層を形成せず、基板に直接ｎ型窒化物
半導体が成長されることもある。基本的には、基板の表
面にまずｎ型窒化物半導体層を成長させることにより、
発光素子、受光素子等の窒化物半導体素子が作製され
る。
（有機金属気相エピタキシャル）法、ＭＢＥ（分子線エ
ピタキシャル）法、ＨＤＶＰＥ（ハイドライド気相エピ
タキシャル）法等の気相成長法を用い、基板表面に窒化
物半導体層を積層させることにより得られる。基板には
サファイア、ＺｎＯ、ＳｉＣ、ＧａＡｓ、ＭｇＯ等の材
料が使用される。基板の表面にはバッファ層を介してｎ
型の窒化物半導体（Ｉｎ XＡｌYＧａ1-X-YＮ、０≦X、０
≦Y、X＋Y≦１、その中でも特にｎ型ＧａＮ、ｎ型Ａｌ
ＧａＮが多い。）が成長される。また、ＳｉＣ、ＺｎＯ
のように窒化物半導体と格子定数の近い基板を用いる場
合には、バッファ層を形成せず、基板に直接ｎ型窒化物
半導体が成長されることもある。基本的には、基板の表
面にまずｎ型窒化物半導体層を成長させることにより、
発光素子、受光素子等の窒化物半導体素子が作製され
る。
【０００４】例えばＭＯＶＰＥ法によると、窒化物半導
体は、原料ガスにＧａ源、Ａｌ源、Ｉｎ源となる有機金
属化合物ガスと、Ｎ源となるアンモニアガスとが用いら
れる。これらの原料ガスを加熱した基板表面に接触させ
ることにより原料ガスを分解して、基板上に窒化物半導
体がエピタキシャル成長される。バッファ層には通常Ｇ
ａＮ、ＡｌＮ、ＧａＡｌＮ等が選択され、３００℃〜９
００℃の温度で１０オングストローム〜０．１μｍの厚
さで成長される。バッファ層の上に成長するｎ型窒化物
半導体層は９００℃以上の温度で、通常１μｍ以上、４
μｍ以下の膜厚で成長される。
体は、原料ガスにＧａ源、Ａｌ源、Ｉｎ源となる有機金
属化合物ガスと、Ｎ源となるアンモニアガスとが用いら
れる。これらの原料ガスを加熱した基板表面に接触させ
ることにより原料ガスを分解して、基板上に窒化物半導
体がエピタキシャル成長される。バッファ層には通常Ｇ
ａＮ、ＡｌＮ、ＧａＡｌＮ等が選択され、３００℃〜９
００℃の温度で１０オングストローム〜０．１μｍの厚
さで成長される。バッファ層の上に成長するｎ型窒化物
半導体層は９００℃以上の温度で、通常１μｍ以上、４
μｍ以下の膜厚で成長される。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】窒化物半導体は、完全
に格子整合する基板がないため、非常にエピタキシャル
成長させにくい結晶であることが知られている。従っ
て、従来ではＳｉＣ基板のように、成長させようする窒
化物半導体の格子定数に近い基板を利用するか、または
格子不整合を緩和するバッファ層を介して無理矢理エピ
タキシャル成長されてきた。
に格子整合する基板がないため、非常にエピタキシャル
成長させにくい結晶であることが知られている。従っ
て、従来ではＳｉＣ基板のように、成長させようする窒
化物半導体の格子定数に近い基板を利用するか、または
格子不整合を緩和するバッファ層を介して無理矢理エピ
タキシャル成長されてきた。
【０００６】格子整合しない基板の表面に成長したｎ型
窒化物半導体の結晶の模式断面図を一例として図２に示
す。これはジャーナル オブ クリスタル グロウス
｛Jounal of Crystal Growth, 115, (1991) P628−63
3｝より引用したものであり、サファイア基板の表面に
ＡｌＮよりなるバッファ層を介してｎ型ＧａＮをエピタ
キシャル成長させ、その断面をＴＥＭ（transmission e
lectron microscopy）で測定して、そのＴＥＭ像から結
晶の構造を模式的に示したものである。この図による
と、基板上に配向性が整っていないバッファ層が柱状に
成長されており、そのバッファ層の上にＧａＮをエピタ
キシャル成長させると、そのバッファ層の一部が種結晶
のような役割を果たして、徐々にＧａＮの配向性が整う
ことにより、結晶性がよくなったＧａＮ層が成長される
ことを示している。
窒化物半導体の結晶の模式断面図を一例として図２に示
す。これはジャーナル オブ クリスタル グロウス
｛Jounal of Crystal Growth, 115, (1991) P628−63
3｝より引用したものであり、サファイア基板の表面に
ＡｌＮよりなるバッファ層を介してｎ型ＧａＮをエピタ
キシャル成長させ、その断面をＴＥＭ（transmission e
lectron microscopy）で測定して、そのＴＥＭ像から結
晶の構造を模式的に示したものである。この図による
と、基板上に配向性が整っていないバッファ層が柱状に
成長されており、そのバッファ層の上にＧａＮをエピタ
キシャル成長させると、そのバッファ層の一部が種結晶
のような役割を果たして、徐々にＧａＮの配向性が整う
ことにより、結晶性がよくなったＧａＮ層が成長される
ことを示している。
【０００７】しかしながら、完全に結晶欠陥の無いＧａ
Ｎを成長させることは難しく、図２の破線に示すような
多数の結晶欠陥が、バッファ層とＧａＮ層との界面か
ら、ＧａＮ層表面に達するまで伸びている。この欠陥は
結晶の内部で止まるものもあるが、ＧａＮ層表面にまで
達するものは、表面で例えば１０7〜１０9個／cm2あ
る。同様に図１の発光ダイオード素子においても、ｎ型
層３の結晶中では同様の現象が発生している。
Ｎを成長させることは難しく、図２の破線に示すような
多数の結晶欠陥が、バッファ層とＧａＮ層との界面か
ら、ＧａＮ層表面に達するまで伸びている。この欠陥は
結晶の内部で止まるものもあるが、ＧａＮ層表面にまで
達するものは、表面で例えば１０7〜１０9個／cm2あ
る。同様に図１の発光ダイオード素子においても、ｎ型
層３の結晶中では同様の現象が発生している。
【０００８】基板の表面に成長したｎ型窒化物半導体層
の表面に多数の結晶欠陥があると、その欠陥がｎ型層の
表面に成長するクラッド層、活性層等、全ての半導体層
に受け継がれ、素子構造全体に悪影響を及ぼすという問
題がある。結晶欠陥の多い素子は、例えば上記のような
発光ダイオードとした場合に、発光出力、寿命等の素子
性能に悪影響を及ぼすという欠点がある。
の表面に多数の結晶欠陥があると、その欠陥がｎ型層の
表面に成長するクラッド層、活性層等、全ての半導体層
に受け継がれ、素子構造全体に悪影響を及ぼすという問
題がある。結晶欠陥の多い素子は、例えば上記のような
発光ダイオードとした場合に、発光出力、寿命等の素子
性能に悪影響を及ぼすという欠点がある。
【０００９】基板の表面にまずｎ型窒化物半導体層を成
長させるにあたり、結晶欠陥の少ないｎ型結晶を成長さ
せることが非常に重要であり、それを実現できれば、そ
のｎ型結晶の上に成長させるクラッド層、活性層等の結
晶欠陥が少なくなるので、窒化物半導体より成るあらゆ
る素子の性能を向上させることができる。従って、本発
明はこのような事情を鑑みなされたものであり、ＭＯＶ
ＰＥ、ＭＢＥ法等の気相成長法により、完全に格子整合
していない基板の表面にｎ型窒化物半導体層を成長させ
る際に、そのｎ型窒化物半導体層の格子欠陥を少なくし
て成長させたｎ型窒化物半導体を用いた発光素子を提供
することを目的とする。
長させるにあたり、結晶欠陥の少ないｎ型結晶を成長さ
せることが非常に重要であり、それを実現できれば、そ
のｎ型結晶の上に成長させるクラッド層、活性層等の結
晶欠陥が少なくなるので、窒化物半導体より成るあらゆ
る素子の性能を向上させることができる。従って、本発
明はこのような事情を鑑みなされたものであり、ＭＯＶ
ＰＥ、ＭＢＥ法等の気相成長法により、完全に格子整合
していない基板の表面にｎ型窒化物半導体層を成長させ
る際に、そのｎ型窒化物半導体層の格子欠陥を少なくし
て成長させたｎ型窒化物半導体を用いた発光素子を提供
することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は、ＩｎaＧａ1-a
Ｎ（０＜a≦１）、もしくはＡｌbＧａ1-bＮ（０＜b≦
１）、または組成の異なるＡｌbＧａ1-bＮ（０≦ｂ≦
１）の薄膜を積層した多層膜の内のいずれか一種類を含
む第２のｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層を、第１の
ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と、第３のｎ型窒化
ガリウム系化合物半導体層とで挟んだ構造を有するｎ型
窒化ガリウム系化合物半導体を、基板と活性層との間に
有するダブルへテロ構造の窒化ガリウム系化合物半導体
発光素子が特徴である。
Ｎ（０＜a≦１）、もしくはＡｌbＧａ1-bＮ（０＜b≦
１）、または組成の異なるＡｌbＧａ1-bＮ（０≦ｂ≦
１）の薄膜を積層した多層膜の内のいずれか一種類を含
む第２のｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層を、第１の
ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と、第３のｎ型窒化
ガリウム系化合物半導体層とで挟んだ構造を有するｎ型
窒化ガリウム系化合物半導体を、基板と活性層との間に
有するダブルへテロ構造の窒化ガリウム系化合物半導体
発光素子が特徴である。
【００１１】また請求項２の発光素子は、前記活性層が
ＩｎＧａＮからなることを特徴とし、請求項３は、前記
第１の窒化ガリウム系化合物半導体層と、第３の窒化ガ
リウム系化合物半導体層とが同一組成を有することを特
徴とする。
ＩｎＧａＮからなることを特徴とし、請求項３は、前記
第１の窒化ガリウム系化合物半導体層と、第３の窒化ガ
リウム系化合物半導体層とが同一組成を有することを特
徴とする。
【００１２】
【作用】ｎ型窒化物半導体層の中に、組成の異なる第２
の窒化物半導体層を形成すると、第２の窒化物半導体が
緩衝層、即ちバッファ層として作用するので、バッファ
層で結晶欠陥を緩和できると考えられる（以下本明細書
において、第２の窒化物半導体層を第２のバッファ層と
いう）。詳しく述べると、ｎ型窒化物半導体層が基板上
に成長される場合、基板と窒化物半導体とのミスマッチ
が大きいため、成長中に図２の破線に示すような結晶欠
陥が結晶中に発生する。ところが、成長させようとする
ｎ型窒化物半導体層と組成の異なる第２のバッファ層を
中間層として介在させることにより、ｎ型窒化物半導体
層の連続した結晶欠陥が、組成が異なる第２のバッファ
層で一時的に止まる。次に、第２のバッファ層の表面に
ｎ型窒化物半導体を成長させる際は、その第２のバッフ
ァ層がミスマッチの少ない基板のような作用をするた
め、第２のバッファ層の上に成長させるｎ型窒化物半導
体の結晶性がよくなると推察される。
の窒化物半導体層を形成すると、第２の窒化物半導体が
緩衝層、即ちバッファ層として作用するので、バッファ
層で結晶欠陥を緩和できると考えられる（以下本明細書
において、第２の窒化物半導体層を第２のバッファ層と
いう）。詳しく述べると、ｎ型窒化物半導体層が基板上
に成長される場合、基板と窒化物半導体とのミスマッチ
が大きいため、成長中に図２の破線に示すような結晶欠
陥が結晶中に発生する。ところが、成長させようとする
ｎ型窒化物半導体層と組成の異なる第２のバッファ層を
中間層として介在させることにより、ｎ型窒化物半導体
層の連続した結晶欠陥が、組成が異なる第２のバッファ
層で一時的に止まる。次に、第２のバッファ層の表面に
ｎ型窒化物半導体を成長させる際は、その第２のバッフ
ァ層がミスマッチの少ない基板のような作用をするた
め、第２のバッファ層の上に成長させるｎ型窒化物半導
体の結晶性がよくなると推察される。
【００１３】第２のバッファ層は一層以上形成すればよ
く、その一層あたりの膜厚は１０オングストローム
（０．００１μｍ）以上、１μｍ以下、さらに好ましく
は０．００１μｍ以上、０．１μｍ以下の範囲に調整す
ることが望ましい。０．００１μｍよりも薄いと、結晶
欠陥を第２のバッファ層で結晶欠陥を止めることが困難
となる傾向にある。また１μｍよりも厚いと第２のバッ
ファ層から新たな結晶欠陥が発生しやすくなる傾向にあ
るからである。この第２のバッファ層はまた、一層の膜
厚が数十オングストロームで、それを２層以上積層した
多層膜とすることもできる。
く、その一層あたりの膜厚は１０オングストローム
（０．００１μｍ）以上、１μｍ以下、さらに好ましく
は０．００１μｍ以上、０．１μｍ以下の範囲に調整す
ることが望ましい。０．００１μｍよりも薄いと、結晶
欠陥を第２のバッファ層で結晶欠陥を止めることが困難
となる傾向にある。また１μｍよりも厚いと第２のバッ
ファ層から新たな結晶欠陥が発生しやすくなる傾向にあ
るからである。この第２のバッファ層はまた、一層の膜
厚が数十オングストロームで、それを２層以上積層した
多層膜とすることもできる。
【００１４】第２のバッファ層はＩｎaＧａ1-aＮ（０＜
a≦１）、もしくはＡｌbＧａ1-bＮ（０＜b≦１）、また
は組成の異なるＡｌbＧａ1-bＮ（０≦b≦１）の薄膜を
積層した多層膜であることが望ましい。さらに好ましく
はａ値が０．５以下のＩｎaＧａ1-aＮか、またはｂ値が
０．５以下のＡｌbＧａ1-bＮを成長させる。なぜなら、
窒化物半導体では四元混晶の半導体層よりも、前記のよ
うな三元混晶の方が結晶性がよい。その中でも三元混晶
のＩｎaＧａ1-aＮ、ＡｌbＧａ1-bＮにおいて、ａ値、お
よびｂ値を前記範囲に調整したバッファ層が、さらに結
晶性のよいものが得られるため、第２のバッファ層の結
晶欠陥が少なくなり、第２のバッファ層の上に成長する
ｎ型窒化物半導体層の結晶欠陥が少なくなる。さらに、
第２のバッファ層を多層膜とすると結晶欠陥を非常によ
く止めることができる。最も好ましい組み合わせは、ｎ
型窒化物半導体層がｎ型ＧａＮ（ＧａＮが最も格子欠陥
が少ない。）、第２のバッファ層がｎ型ＩｎaＧａ1-aＮ
（０＜a≦０．５）か、若しくはｎ型ＡｌbＧａ1-bＮ
（０＜b≦０．５）か、または組成の異なるＡｌbＧａ
1-bＮ（０≦b≦１）の薄膜を積層した多層膜（超格子）
である。
a≦１）、もしくはＡｌbＧａ1-bＮ（０＜b≦１）、また
は組成の異なるＡｌbＧａ1-bＮ（０≦b≦１）の薄膜を
積層した多層膜であることが望ましい。さらに好ましく
はａ値が０．５以下のＩｎaＧａ1-aＮか、またはｂ値が
０．５以下のＡｌbＧａ1-bＮを成長させる。なぜなら、
窒化物半導体では四元混晶の半導体層よりも、前記のよ
うな三元混晶の方が結晶性がよい。その中でも三元混晶
のＩｎaＧａ1-aＮ、ＡｌbＧａ1-bＮにおいて、ａ値、お
よびｂ値を前記範囲に調整したバッファ層が、さらに結
晶性のよいものが得られるため、第２のバッファ層の結
晶欠陥が少なくなり、第２のバッファ層の上に成長する
ｎ型窒化物半導体層の結晶欠陥が少なくなる。さらに、
第２のバッファ層を多層膜とすると結晶欠陥を非常によ
く止めることができる。最も好ましい組み合わせは、ｎ
型窒化物半導体層がｎ型ＧａＮ（ＧａＮが最も格子欠陥
が少ない。）、第２のバッファ層がｎ型ＩｎaＧａ1-aＮ
（０＜a≦０．５）か、若しくはｎ型ＡｌbＧａ1-bＮ
（０＜b≦０．５）か、または組成の異なるＡｌbＧａ
1-bＮ（０≦b≦１）の薄膜を積層した多層膜（超格子）
である。
【００１５】さらに、第２のバッファ層の電子キャリア
濃度は先に形成したｎ型窒化物半導体層とほぼ同一か、
またはそれより大きく調整することが望ましい。図３お
よび図４は本発明の方法により得られたｎ型窒化物半導
体層３”の上に、ｎクラッド層４'、活性層５'、ｐクラ
ッド層６'、ｐコンタクト層７'を積層して実際の発光素
子として、その発光素子の構造を断面図でもって示した
図である。図３は、第２のバッファ層３３が、負電極形
成用のｎ型層のエッチング面よりも活性層５'側にある
のに対し、図４は第２のバッファ層３３がエッチング面
よりも基板１'側に形成された点で異なっている。例え
ば、図３に示すような発光素子を実現した場合、つまり
第２のバッファ層３３の位置が、負電極を形成すべきエ
ッチング面よりも活性層側に近い位置にあるような素子
を実現した場合、第２のバッファ層３３の電子キャリア
濃度がｎ型層３'よりも小さいと、第２のバッファ層で
ｎからｐへ供給される電子が阻止されて、ｎ型層からｐ
層に電流が流れにくくなり、素子の性能が悪くなる。逆
に、第２のバッファ層３３の電子キャリア濃度がｎ型層
３よりも大きいと、電子は第２のバッファ層３３に均一
に広がりやすくなるので、均一な発光を得ることができ
る。一方、図４のような素子であると、第２のバッファ
層３３の電子キャリア濃度は小さくても、電流は電子キ
ャリア濃度の大きいｎ型層３”の方を流れるので、発光
素子の特性にはほとんど影響がないが、逆に第２のバッ
ファ層３３の電子キャリア濃度が大きい場合は、電流は
第２のバッファ層３３の方に流れやすくなって、均一な
発光が得られる。従って、第２のバッファ層３３の電子
キャリア濃度は先に形成したｎ型窒化物半導体層とほぼ
同一か、またはそれより大きく調整することが好まし
い。
濃度は先に形成したｎ型窒化物半導体層とほぼ同一か、
またはそれより大きく調整することが望ましい。図３お
よび図４は本発明の方法により得られたｎ型窒化物半導
体層３”の上に、ｎクラッド層４'、活性層５'、ｐクラ
ッド層６'、ｐコンタクト層７'を積層して実際の発光素
子として、その発光素子の構造を断面図でもって示した
図である。図３は、第２のバッファ層３３が、負電極形
成用のｎ型層のエッチング面よりも活性層５'側にある
のに対し、図４は第２のバッファ層３３がエッチング面
よりも基板１'側に形成された点で異なっている。例え
ば、図３に示すような発光素子を実現した場合、つまり
第２のバッファ層３３の位置が、負電極を形成すべきエ
ッチング面よりも活性層側に近い位置にあるような素子
を実現した場合、第２のバッファ層３３の電子キャリア
濃度がｎ型層３'よりも小さいと、第２のバッファ層で
ｎからｐへ供給される電子が阻止されて、ｎ型層からｐ
層に電流が流れにくくなり、素子の性能が悪くなる。逆
に、第２のバッファ層３３の電子キャリア濃度がｎ型層
３よりも大きいと、電子は第２のバッファ層３３に均一
に広がりやすくなるので、均一な発光を得ることができ
る。一方、図４のような素子であると、第２のバッファ
層３３の電子キャリア濃度は小さくても、電流は電子キ
ャリア濃度の大きいｎ型層３”の方を流れるので、発光
素子の特性にはほとんど影響がないが、逆に第２のバッ
ファ層３３の電子キャリア濃度が大きい場合は、電流は
第２のバッファ層３３の方に流れやすくなって、均一な
発光が得られる。従って、第２のバッファ層３３の電子
キャリア濃度は先に形成したｎ型窒化物半導体層とほぼ
同一か、またはそれより大きく調整することが好まし
い。
【００１６】ｎ型窒化物半導体層を５μｍよりも厚く成
長させることにより、表面に到達する結晶欠陥を少なく
することもできる。図２において、破線がｎ型層の中間
で止まっているのは、結晶欠陥が途中で止まっているこ
とを示している。この途中で止まっている結晶欠陥につ
いて、さらによく研究してみると、ｎ型窒化物半導体層
が基板からおよそ４μｍぐらいで止まるものが多いこと
を新たに見いだした。そこで、同一材料を連続して成長
中であれば、結晶欠陥を成長中に次第に止めることが可
能であるので、５μｍ以上でｎ層を成長させることによ
り、ｎ層の表面にまで到達する結晶欠陥を少なくするこ
とができる。さらに好ましいｎ型窒化物半導体層の厚さ
は７μｍ以上である。
長させることにより、表面に到達する結晶欠陥を少なく
することもできる。図２において、破線がｎ型層の中間
で止まっているのは、結晶欠陥が途中で止まっているこ
とを示している。この途中で止まっている結晶欠陥につ
いて、さらによく研究してみると、ｎ型窒化物半導体層
が基板からおよそ４μｍぐらいで止まるものが多いこと
を新たに見いだした。そこで、同一材料を連続して成長
中であれば、結晶欠陥を成長中に次第に止めることが可
能であるので、５μｍ以上でｎ層を成長させることによ
り、ｎ層の表面にまで到達する結晶欠陥を少なくするこ
とができる。さらに好ましいｎ型窒化物半導体層の厚さ
は７μｍ以上である。
【００１７】本発明において、基板上に成長されている
ｎ型窒化物半導体（ＩｎXＡｌYＧａ 1-X-YＮ、０≦X、０
≦Y、X＋Y≦１）は、Y値が０≦Y≦０．５の範囲のＡｌY
Ｇａ 1-YＮ、さらに好ましくは０．３以下のＡｌYＧａ
1-YＮ、最も好ましくはY＝０のＧａＮを成長させる。な
ぜなら、前記のように四元混晶の窒化物半導体より、三
元混晶の窒化物半導体の方が結晶欠陥が少ないからであ
る。さらに、発光素子、受光素子等の電子デバイスとし
てｎ型窒化物半導体を利用する際には、まず基板上に成
長させるｎ型窒化物半導体は、バンドギャップの小さい
ＩｎＧａＮよりもバンドギャップの大きいＡｌＧａＮ、
ＧａＮの方がシングルへテロ、ダブルへテロ等種々の構
造を実現する上で好都合であるからである。その中で
も、特にＡｌＧａＮはＡｌを含有させるほど結晶欠陥が
多くなる傾向にあり、ＧａＮが最も結晶欠陥の少ないｎ
型窒化物半導体層を成長できる傾向にある。
ｎ型窒化物半導体（ＩｎXＡｌYＧａ 1-X-YＮ、０≦X、０
≦Y、X＋Y≦１）は、Y値が０≦Y≦０．５の範囲のＡｌY
Ｇａ 1-YＮ、さらに好ましくは０．３以下のＡｌYＧａ
1-YＮ、最も好ましくはY＝０のＧａＮを成長させる。な
ぜなら、前記のように四元混晶の窒化物半導体より、三
元混晶の窒化物半導体の方が結晶欠陥が少ないからであ
る。さらに、発光素子、受光素子等の電子デバイスとし
てｎ型窒化物半導体を利用する際には、まず基板上に成
長させるｎ型窒化物半導体は、バンドギャップの小さい
ＩｎＧａＮよりもバンドギャップの大きいＡｌＧａＮ、
ＧａＮの方がシングルへテロ、ダブルへテロ等種々の構
造を実現する上で好都合であるからである。その中で
も、特にＡｌＧａＮはＡｌを含有させるほど結晶欠陥が
多くなる傾向にあり、ＧａＮが最も結晶欠陥の少ないｎ
型窒化物半導体層を成長できる傾向にある。
【００１８】基板にはサファイア、ＧａＡｓ、Ｓｉ、Ｚ
ｎＯ、ＳｉＣ等の材料が使用できるが、一般的にはサフ
ァイアを用いる。サファイアを基板とする場合には、基
板にはバッファ層を成長させることが好ましいが、サフ
ァイア基板の面方位によってはバッファ層無しでも成長
可能である。好ましくバッファ層を成長させることによ
り、格子欠陥を計測できるような平滑で鏡面状のｎ型窒
化物半導体の結晶を得ることができる。また、窒化物半
導体をｎ型にするにはノンドープの状態で、またはＳ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ等のドナー不純物を結晶成長中にドープす
ることにより実現可能である。
ｎＯ、ＳｉＣ等の材料が使用できるが、一般的にはサフ
ァイアを用いる。サファイアを基板とする場合には、基
板にはバッファ層を成長させることが好ましいが、サフ
ァイア基板の面方位によってはバッファ層無しでも成長
可能である。好ましくバッファ層を成長させることによ
り、格子欠陥を計測できるような平滑で鏡面状のｎ型窒
化物半導体の結晶を得ることができる。また、窒化物半
導体をｎ型にするにはノンドープの状態で、またはＳ
ｉ、Ｇｅ、Ｃ等のドナー不純物を結晶成長中にドープす
ることにより実現可能である。
【００１９】
【実施例】以下、ＭＯＶＰＥ法による本発明の方法を詳
説する。 ［実施例１］ まず、よく洗浄したサファイア基板を反応容器内の
サセプターの上に設置する。容器内を真空排気した後、
水素ガスを容器内に流しながら、基板を１０５０℃で約
２０分間加熱し表面の酸化物を除去して、基板のクリー
ニングを行う。その後サセプターの温度を５００℃に調
整し、５００℃においてＧａ源としてＴＭＧ（トリメチ
ルガリウムガス）、Ｎ源としてアンモニアガスを基板の
表面に流しながら、ＧａＮよりなるバッファ層を０．０
２μｍの膜厚で成長させる。
説する。 ［実施例１］ まず、よく洗浄したサファイア基板を反応容器内の
サセプターの上に設置する。容器内を真空排気した後、
水素ガスを容器内に流しながら、基板を１０５０℃で約
２０分間加熱し表面の酸化物を除去して、基板のクリー
ニングを行う。その後サセプターの温度を５００℃に調
整し、５００℃においてＧａ源としてＴＭＧ（トリメチ
ルガリウムガス）、Ｎ源としてアンモニアガスを基板の
表面に流しながら、ＧａＮよりなるバッファ層を０．０
２μｍの膜厚で成長させる。
【００２０】 次に、ＴＭＧガスを止め、温度を１０
５０℃まで上昇させた後、ＴＭＧガス、ＳｉＨ4ガスを
流し、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層を２μｍの膜厚で成長さ
せる。
５０℃まで上昇させた後、ＴＭＧガス、ＳｉＨ4ガスを
流し、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層を２μｍの膜厚で成長さ
せる。
【００２１】 次に、ＴＭＧガス、ＳｉＨ4ガスを止
め温度を８００℃にする。８００℃になったらキャリア
ガスを窒素に切り替え、ＴＭＧガス、ＴＭＩ（トリメチ
ルインジウム）、ＳｉＨ4ガスを流し、第２のバッファ
層としてＳｉドープｎ型Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を０．０１
μｍの膜厚で成長させる。
め温度を８００℃にする。８００℃になったらキャリア
ガスを窒素に切り替え、ＴＭＧガス、ＴＭＩ（トリメチ
ルインジウム）、ＳｉＨ4ガスを流し、第２のバッファ
層としてＳｉドープｎ型Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を０．０１
μｍの膜厚で成長させる。
【００２２】 Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層成長後、再度温度
を１０５０℃まで上昇させ、キャリアガスを水素に戻し
てＴＭＧガスおよびＳｉＨ4ガスを流し、同様にしてＳ
ｉドープｎ型ＧａＮ層を２μｍの膜厚で成長させる。な
お第２のバッファ層のキャリア濃度とこのｎ型ＧａＮ層
のキャリア濃度はほぼ同一とした。
を１０５０℃まで上昇させ、キャリアガスを水素に戻し
てＴＭＧガスおよびＳｉＨ4ガスを流し、同様にしてＳ
ｉドープｎ型ＧａＮ層を２μｍの膜厚で成長させる。な
お第２のバッファ層のキャリア濃度とこのｎ型ＧａＮ層
のキャリア濃度はほぼ同一とした。
【００２３】成長後、基板を反応容器から取り出し、最
上層のｎ型ＧａＮ層の表面をＴＥＭで測定し、そのＴＥ
Ｍ像より、単位面積あたりの結晶欠陥の数を計測したと
ころ、およそ１×１０4個／cm2であった。
上層のｎ型ＧａＮ層の表面をＴＥＭで測定し、そのＴＥ
Ｍ像より、単位面積あたりの結晶欠陥の数を計測したと
ころ、およそ１×１０4個／cm2であった。
【００２４】［実施例２］およびのｎ型窒化物半導
体層の工程において、ＴＭＧ、ＴＭＡ（トリメチルアル
ミニウム）、ＳｉＨ4ガスを用い、Ｓｉドープｎ型Ａｌ
0.3Ｇａ0.7Ｎ層をそれぞれ２μｍの膜厚で成長させて第
２のバッファ層を挟む構造とする他は、実施例１と同様
に行う。その結果、同様にして計測したところ、Ｓｉド
ープｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層表面に達している結晶欠陥
の数はおよそ５×１０5個／cm2であった。なお、Ｓｉド
ープｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層の電子キャリア濃度は第２
のバッファ層とほぼ同一とした。
体層の工程において、ＴＭＧ、ＴＭＡ（トリメチルアル
ミニウム）、ＳｉＨ4ガスを用い、Ｓｉドープｎ型Ａｌ
0.3Ｇａ0.7Ｎ層をそれぞれ２μｍの膜厚で成長させて第
２のバッファ層を挟む構造とする他は、実施例１と同様
に行う。その結果、同様にして計測したところ、Ｓｉド
ープｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層表面に達している結晶欠陥
の数はおよそ５×１０5個／cm2であった。なお、Ｓｉド
ープｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層の電子キャリア濃度は第２
のバッファ層とほぼ同一とした。
【００２５】［実施例３］のｎ型窒化物半導体層の工
程と同様にしてＳｉドープｎ型ＧａＮ層を１μｍの膜厚
で成長させる。次にの第２のバッファ層の工程と同様
にして、第２のバッファ層としてＳｉドープｎ型Ｉｎ0.
1Ｇａ0.9Ｎ層を５０オングストロームの膜厚で成長させ
る。さらに、のｎ型窒化物半導体層の工程と同様にし
て同じくＳｉドープｎ型ＧａＮ層を１μｍの膜厚で順に
成長させる。
程と同様にしてＳｉドープｎ型ＧａＮ層を１μｍの膜厚
で成長させる。次にの第２のバッファ層の工程と同様
にして、第２のバッファ層としてＳｉドープｎ型Ｉｎ0.
1Ｇａ0.9Ｎ層を５０オングストロームの膜厚で成長させ
る。さらに、のｎ型窒化物半導体層の工程と同様にし
て同じくＳｉドープｎ型ＧａＮ層を１μｍの膜厚で順に
成長させる。
【００２６】さらに、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層の上に
の工程と同様にして、第３のバッファ層としてＳｉドー
プｎ型Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を５０オングストロームの膜
厚でもう一度成長させた後、最後にの工程と同様にし
てＳｉドープＧａＮ層を２μｍの膜厚で成長させる。つ
まり実施例３では、サファイア基板の表面にＧａＮバッ
ファ層２００オングストローム、ｎ型ＧａＮ層１μｍ、
Ｓｉドープｎ型Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ第２バッファ層５０オ
ングストローム、ｎ型ＧａＮ層１μｍ、Ｓｉドープｎ型
Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ第３バッファ層５０オングストロー
ム、ｎ型ＧａＮ層２μｍを順に積層した。
の工程と同様にして、第３のバッファ層としてＳｉドー
プｎ型Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を５０オングストロームの膜
厚でもう一度成長させた後、最後にの工程と同様にし
てＳｉドープＧａＮ層を２μｍの膜厚で成長させる。つ
まり実施例３では、サファイア基板の表面にＧａＮバッ
ファ層２００オングストローム、ｎ型ＧａＮ層１μｍ、
Ｓｉドープｎ型Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ第２バッファ層５０オ
ングストローム、ｎ型ＧａＮ層１μｍ、Ｓｉドープｎ型
Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ第３バッファ層５０オングストロー
ム、ｎ型ＧａＮ層２μｍを順に積層した。
【００２７】その結果、最終層のＳｉドープｎ型ＧａＮ
層の表面に達している結晶欠陥の数はおよそ１×１０4
個／cm2であった。なお第２のバッファ層と第３のバッ
ファ層とＳｉドープｎ型ＧａＮ層との電子キャリア濃度
はほぼ同一とした。
層の表面に達している結晶欠陥の数はおよそ１×１０4
個／cm2であった。なお第２のバッファ層と第３のバッ
ファ層とＳｉドープｎ型ＧａＮ層との電子キャリア濃度
はほぼ同一とした。
【００２８】［実施例４］の第２のバッファ層の工程
において、成長温度を変化させずＴＭＧ、ＴＭＡ（トリ
メチルアルミニウム）、ＳｉＨ4ガスを用い、Ｓｉドー
プｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層を０．０１μｍの膜厚で成長
させて第２のバッファ層を形成する他は、実施例１と同
様に行う。その結果、同様にして計測したところ、Ｓｉ
ドープｎ型ＧａＮ層表面に達している結晶欠陥の数はお
よそ１×１０4個／cm2であった。なお、第２のバッファ
層の電子キャリア濃度はＳｉドープｎ型ＧａＮ層とほぼ
同一とした。
において、成長温度を変化させずＴＭＧ、ＴＭＡ（トリ
メチルアルミニウム）、ＳｉＨ4ガスを用い、Ｓｉドー
プｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層を０．０１μｍの膜厚で成長
させて第２のバッファ層を形成する他は、実施例１と同
様に行う。その結果、同様にして計測したところ、Ｓｉ
ドープｎ型ＧａＮ層表面に達している結晶欠陥の数はお
よそ１×１０4個／cm2であった。なお、第２のバッファ
層の電子キャリア濃度はＳｉドープｎ型ＧａＮ層とほぼ
同一とした。
【００２９】［実施例５］の第２のバッファ層の工程
において、成長温度を変化させずＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｓｉ
Ｈ4ガスを用い、まずＳｉドープｎ型Ａｌ0.02Ｇａ0.98
Ｎ層を３０オングストロームの膜厚で成長させる。次に
ＴＭＡガスを止め、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層を３０オン
グストロームの膜厚で成長させる。そして、この操作を
それぞれ５回繰り返し、３０オングストロームのＳｉド
ープｎ型Ａｌ0.02Ｇａ0.98Ｎ層と、３０オングストロー
ムのｎ型ＧａＮ層とをそれぞれ交互に５層づつ積層した
多層膜を形成する。以上のようにして第２のバッファ層
を形成する他は、実施例１と同様に行う。その結果、格
子欠陥を同様にして計測したところ、Ｓｉドープｎ型Ｇ
ａＮ層表面に達している結晶欠陥の数はおよそ５×１０
3個／cm2であった。なお、第２のバッファ層である多層
膜の電子キャリア濃度は、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層とほ
ぼ同一とした。
において、成長温度を変化させずＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｓｉ
Ｈ4ガスを用い、まずＳｉドープｎ型Ａｌ0.02Ｇａ0.98
Ｎ層を３０オングストロームの膜厚で成長させる。次に
ＴＭＡガスを止め、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層を３０オン
グストロームの膜厚で成長させる。そして、この操作を
それぞれ５回繰り返し、３０オングストロームのＳｉド
ープｎ型Ａｌ0.02Ｇａ0.98Ｎ層と、３０オングストロー
ムのｎ型ＧａＮ層とをそれぞれ交互に５層づつ積層した
多層膜を形成する。以上のようにして第２のバッファ層
を形成する他は、実施例１と同様に行う。その結果、格
子欠陥を同様にして計測したところ、Ｓｉドープｎ型Ｇ
ａＮ層表面に達している結晶欠陥の数はおよそ５×１０
3個／cm2であった。なお、第２のバッファ層である多層
膜の電子キャリア濃度は、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層とほ
ぼ同一とした。
【００３０】［実施例６］実施例２の工程において、第
２のバッファ層としてＳｉドープｎ型Ａｌ0.1ＧａＧａ
0.9Ｎを０．０１μｍの膜厚で成長させる他は同様にし
て、Ｓｉドープｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層を成長させた。
その結果、最表面のｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層に達してい
た格子欠陥の数はおよそ１×１０5／cm2であった。なお
この実施例の電子キャリア濃度もほぼ同一とした。
２のバッファ層としてＳｉドープｎ型Ａｌ0.1ＧａＧａ
0.9Ｎを０．０１μｍの膜厚で成長させる他は同様にし
て、Ｓｉドープｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層を成長させた。
その結果、最表面のｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層に達してい
た格子欠陥の数はおよそ１×１０5／cm2であった。なお
この実施例の電子キャリア濃度もほぼ同一とした。
【００３１】［比較例１］実施例１において、第２のバ
ッファ層を成長させず、連続してＳｉドープｎ型ＧａＮ
層を４μｍの膜厚で成長させたところ、ｎ型ＧａＮ層の
表面に達した結晶欠陥の数はおよそ１×１０7個／cm2で
あった。
ッファ層を成長させず、連続してＳｉドープｎ型ＧａＮ
層を４μｍの膜厚で成長させたところ、ｎ型ＧａＮ層の
表面に達した結晶欠陥の数はおよそ１×１０7個／cm2で
あった。
【００３２】［実施例７］実際の発光素子の構造とした
実施例を示す。実施例１のの工程の後に以下の工程を
加えた。 Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層成長後、新たにＴＭＡ（ト
リメチルアルミニウム）ガスを加え、同じく１０５０℃
で、ｎクラッド層としてＳｉドープｎ型Ａｌ0.2Ｇａ0.8
Ｎ層を０．１μｍの膜厚で成長させる。
実施例を示す。実施例１のの工程の後に以下の工程を
加えた。 Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層成長後、新たにＴＭＡ（ト
リメチルアルミニウム）ガスを加え、同じく１０５０℃
で、ｎクラッド層としてＳｉドープｎ型Ａｌ0.2Ｇａ0.8
Ｎ層を０．１μｍの膜厚で成長させる。
【００３３】 ｎクラッド層成長後、ＴＭＧ、ＴＭ
Ａ、ＳｉＨ4ガスを止め、再び温度を８００℃に設定し
て、ＴＭＧ、ＴＭＩ、ＳｉＨ4ガスに加えてＤＥＺ（ジ
エチルジンク）を流し、活性層としてＳｉおよびＺｎド
ープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ層を０．１μｍの膜厚で成長さ
せる。
Ａ、ＳｉＨ4ガスを止め、再び温度を８００℃に設定し
て、ＴＭＧ、ＴＭＩ、ＳｉＨ4ガスに加えてＤＥＺ（ジ
エチルジンク）を流し、活性層としてＳｉおよびＺｎド
ープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ層を０．１μｍの膜厚で成長さ
せる。
【００３４】 活性層成長後、ＴＭＧ、ＴＭＩ、Ｓｉ
Ｈ4、ＤＥＺガスを止め、温度を１０５０℃にした後、
ＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃｐ2Ｍｇ（シクロペンタジエニルマ
グネシウム）ガスを流し、ｐクラッド層としてＭｇドー
プｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を０．１μｍの膜厚で成長さ
せる。
Ｈ4、ＤＥＺガスを止め、温度を１０５０℃にした後、
ＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃｐ2Ｍｇ（シクロペンタジエニルマ
グネシウム）ガスを流し、ｐクラッド層としてＭｇドー
プｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を０．１μｍの膜厚で成長さ
せる。
【００３５】 ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層成長後、ＴＭ
Ａガスを止め、同じく１０５０℃でｐコンタクト層とし
てＭｇドープｐ型ＧａＮ層を０．３μｍの膜厚で成長さ
せる。
Ａガスを止め、同じく１０５０℃でｐコンタクト層とし
てＭｇドープｐ型ＧａＮ層を０．３μｍの膜厚で成長さ
せる。
【００３６】 以上のようにして得た素子のエッチン
グを行い、第２のバッファ層の次に成長したｎ型ＧａＮ
層を露出させ、ｐコンタクト層と、露出したＳｉドープ
ｎ型ＧａＮ層とに電極を形成した。つまり図４に示すよ
うな構造の発光ダイオード素子とした。さらにこの素子
をリードフレームに取り付け、樹脂でモールドした。こ
の発光ダイオードは２０ｍＡにおいてＶｆ３．６Ｖ、発
光波長４５０ｎｍであり、光度３．０ｃｄ、発光出力は
３．５ｍＷであった。
グを行い、第２のバッファ層の次に成長したｎ型ＧａＮ
層を露出させ、ｐコンタクト層と、露出したＳｉドープ
ｎ型ＧａＮ層とに電極を形成した。つまり図４に示すよ
うな構造の発光ダイオード素子とした。さらにこの素子
をリードフレームに取り付け、樹脂でモールドした。こ
の発光ダイオードは２０ｍＡにおいてＶｆ３．６Ｖ、発
光波長４５０ｎｍであり、光度３．０ｃｄ、発光出力は
３．５ｍＷであった。
【００３７】［比較例２］比較例１で成長させたＳｉド
ープＧａＮ層の上に、実施例７と同一の工程を行い、図
１に示すような構造の発光ダイオード素子としたとこ
ろ、この発光ダイオードは２０ｍＡにおいてＶｆ３．６
Ｖ、発光波長４５０ｎｍであったが、光度は１．０ｃｄ
であり、発光出力は１．２ｍＷしかなかった。
ープＧａＮ層の上に、実施例７と同一の工程を行い、図
１に示すような構造の発光ダイオード素子としたとこ
ろ、この発光ダイオードは２０ｍＡにおいてＶｆ３．６
Ｖ、発光波長４５０ｎｍであったが、光度は１．０ｃｄ
であり、発光出力は１．２ｍＷしかなかった。
【００３８】このように本発明の発光素子では、結晶欠
陥の少ないｎ型層を有しているので、その上に積層する
クラッド層、活性層等の結晶欠陥が少なくなる。特に活
性層の膜厚は約０．２μｍ以下と薄いため、結晶欠陥の
少ない結晶を成長させることは非常に重要である。従っ
て、結晶欠陥の少ない結晶を成長できたことにより、従
来の光度１ｃｄ以上の光度を有し、発光出力に優れた発
光ダイオード素子を実現できる。
陥の少ないｎ型層を有しているので、その上に積層する
クラッド層、活性層等の結晶欠陥が少なくなる。特に活
性層の膜厚は約０．２μｍ以下と薄いため、結晶欠陥の
少ない結晶を成長させることは非常に重要である。従っ
て、結晶欠陥の少ない結晶を成長できたことにより、従
来の光度１ｃｄ以上の光度を有し、発光出力に優れた発
光ダイオード素子を実現できる。
【００３９】［実施例８］ 実施例１のの工程と同様にしてサファイア基板の
表面にＧａＮよりなるバッファ層を０．０２μｍの膜厚
で成長させる。
表面にＧａＮよりなるバッファ層を０．０２μｍの膜厚
で成長させる。
【００４０】 実施例１のの工程と同様にして、バ
ッファ層の上に、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層を１０μｍの
膜厚で成長させる。
ッファ層の上に、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層を１０μｍの
膜厚で成長させる。
【００４１】成長後、基板を反応容器から取り出し、ｎ
型ＧａＮ層表面をＴＥＭで測定し、そのＴＥＭ像より、
単位面積あたりの結晶欠陥の数を計測したところ、およ
そ１×１０5個／cm2であった。
型ＧａＮ層表面をＴＥＭで測定し、そのＴＥＭ像より、
単位面積あたりの結晶欠陥の数を計測したところ、およ
そ１×１０5個／cm2であった。
【００４２】［実施例９］Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層の膜
厚を５μｍとする他は実施例５と同様にして結晶成長を
行ったところ、ｎ型ＧａＮ層表面の結晶欠陥の数はおよ
そ５×１０6個であった。
厚を５μｍとする他は実施例５と同様にして結晶成長を
行ったところ、ｎ型ＧａＮ層表面の結晶欠陥の数はおよ
そ５×１０6個であった。
【００４３】［実施例１０］実施例５のの工程におい
て、実施例２のと同様にしてＳｉドープｎ型Ａｌ0.3
Ｇａ0.7Ｎ層を連続して１０μｍの厚さで成長させる他
は同様にして結晶成長を行ったところ、ｎ型Ａｌ0.3Ｇ
ａ0.7Ｎ層表面の結晶欠陥の数は、およそ３×１０6個／
cm2であった。
て、実施例２のと同様にしてＳｉドープｎ型Ａｌ0.3
Ｇａ0.7Ｎ層を連続して１０μｍの厚さで成長させる他
は同様にして結晶成長を行ったところ、ｎ型Ａｌ0.3Ｇ
ａ0.7Ｎ層表面の結晶欠陥の数は、およそ３×１０6個／
cm2であった。
【００４４】［実施例１１］実施例５で得られたＳｉド
ープＧａＮ層の上に実施例７と同様にして、ｎクラッド
層、活性層、ｐクラッド層、ｐコンタクト層を積層し
て、同様にして発光ダイオードとしたところ、その特性
は実施例７のものとほぼ同等であった。
ープＧａＮ層の上に実施例７と同様にして、ｎクラッド
層、活性層、ｐクラッド層、ｐコンタクト層を積層し
て、同様にして発光ダイオードとしたところ、その特性
は実施例７のものとほぼ同等であった。
【００４５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の発光素子
では、基板上に結晶欠陥の少ないｎ型窒化物半導体層を
有している。従って本発明は、格子整合する基板を有し
ていない窒化物半導体発光素子にとって、結晶欠陥の少
ない結晶を積層しているので、受光素子等の電子デバイ
スにも応用でき、非常に有用である。
では、基板上に結晶欠陥の少ないｎ型窒化物半導体層を
有している。従って本発明は、格子整合する基板を有し
ていない窒化物半導体発光素子にとって、結晶欠陥の少
ない結晶を積層しているので、受光素子等の電子デバイ
スにも応用でき、非常に有用である。
【図１】 従来の発光ダイオード素子の一構造を示す模
式断面図。
式断面図。
【図２】 基板の表面にＡｌＮバッファ層を介してｎ型
ＧａＮ層を成長した際の結晶の構造を示す模式断面図。
ＧａＮ層を成長した際の結晶の構造を示す模式断面図。
【図３】 本発明のｎ型窒化物半導体層を有する発光ダ
イオード素子の一構造を示す模式断面図。
イオード素子の一構造を示す模式断面図。
【図４】 本発明のｎ型窒化物半導体層を有する発光ダ
イオード素子の一構造を示す模式断面図。
イオード素子の一構造を示す模式断面図。
１、１’・・・基板 ２、２'・
・・バッファ層 ３、３'、３”・・・ｎ型窒化物半導体層 ４、４'・
・・ｎ型クラッド層 ５、５'・・・活性層 ６、６'・
・・ｐクラッド層 ７、７'・・・ｐコンタクト層 ３３・・・第２のバッファ層（第２の窒化物半導体層）
・・バッファ層 ３、３'、３”・・・ｎ型窒化物半導体層 ４、４'・
・・ｎ型クラッド層 ５、５'・・・活性層 ６、６'・
・・ｐクラッド層 ７、７'・・・ｐコンタクト層 ３３・・・第２のバッファ層（第２の窒化物半導体層）
Claims (3)
- 【請求項１】 ＩｎaＧａ1-aＮ（０＜a≦１）、もしく
はＡｌbＧａ1-bＮ（０＜b≦１）、または組成の異なる
ＡｌbＧａ1-bＮ（０≦ｂ≦１）の薄膜を積層した多層膜
の内のいずれか一種類を含む第２のｎ型窒化ガリウム系
化合物半導体層を、第１のｎ型窒化ガリウム系化合物半
導体層と、第３のｎ型窒化ガリウム系化合物半導体層と
で挟んだ構造を有するｎ型窒化ガリウム系化合物半導体
を、基板と活性層との間に有するダブルへテロ構造の窒
化ガリウム系化合物半導体発光素子。 - 【請求項２】 前記活性層がＩｎＧａＮからなることを
特徴とする請求項１に記載の窒化ガリウム系化合物半導
体発光素子。 - 【請求項３】 前記第１の窒化ガリウム系化合物半導体
層と、第３の窒化ガリウム系化合物半導体層とが同一組
成を有することを特徴とする請求項１に記載の窒化ガリ
ウム系化合物半導体発光素子。
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| JPH05110138A (ja) * | 1991-10-12 | 1993-04-30 | Nichia Chem Ind Ltd | 窒化ガリウム系化合物半導体の結晶成長方法およびその素子。 |
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- 2000-12-18 JP JP2000384363A patent/JP3646649B2/ja not_active Expired - Lifetime
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