JP2002016284A - 窒化ガリウム系半導体発光素子の製造方法 - Google Patents
窒化ガリウム系半導体発光素子の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 多重量子井戸構造の活性層を有する窒化ガリ
ウム系半導体発光素子の製造方法であって、発光効率の
高い素子が得られる製造方法を提供することを目的とす
る。 【解決手段】 本発明は成長速度に特徴のある製造方法
である。すなわち、有機金属気相成長法により、一般式
InxGa1-xN(0<X<1)/InyGa1-y N(0≦Y<X)で表される多重
量子井戸構造の活性層を有する窒化ガリウム系半導体発
光素子を成長させる場合、前期活性層を0.4[μm/h]〜2.
0[μm/h]、望ましくは0.6[μm/h]〜1.5[μm/h]、さらに
望ましくは0.8[μm/h]〜1.2[μm/h]の成長速度で成長さ
せる。InxGa1-xN(0<X<1)well層の膜厚は1.5〜4.5[nm]、
barrier層の膜厚は、InxGa1-xN(0<X<1) well層の膜厚
の1.5〜5.0倍が良い。
ウム系半導体発光素子の製造方法であって、発光効率の
高い素子が得られる製造方法を提供することを目的とす
る。 【解決手段】 本発明は成長速度に特徴のある製造方法
である。すなわち、有機金属気相成長法により、一般式
InxGa1-xN(0<X<1)/InyGa1-y N(0≦Y<X)で表される多重
量子井戸構造の活性層を有する窒化ガリウム系半導体発
光素子を成長させる場合、前期活性層を0.4[μm/h]〜2.
0[μm/h]、望ましくは0.6[μm/h]〜1.5[μm/h]、さらに
望ましくは0.8[μm/h]〜1.2[μm/h]の成長速度で成長さ
せる。InxGa1-xN(0<X<1)well層の膜厚は1.5〜4.5[nm]、
barrier層の膜厚は、InxGa1-xN(0<X<1) well層の膜厚
の1.5〜5.0倍が良い。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、例えば発光ダイオ
ード、レーザーダイオード等に使用される、窒化ガリウ
ム系半導体発光素子の製造方法に関する。
ード、レーザーダイオード等に使用される、窒化ガリウ
ム系半導体発光素子の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】窒化ガリウム系半導体は短波長発光素子
として多様化される状況にあり、屋外ディスプレイや信
号機の光源として実用化されており、蛍光灯に変わる照
明光源としても期待されている。そこで、発光出力の高
い窒化ガリウム系半導体発光素子を提供することが必要
となっている。
として多様化される状況にあり、屋外ディスプレイや信
号機の光源として実用化されており、蛍光灯に変わる照
明光源としても期待されている。そこで、発光出力の高
い窒化ガリウム系半導体発光素子を提供することが必要
となっている。
【０００３】窒化ガリウム系半導体発光素子としては、
有機金属気相成長法を用いて、1994年に発光ダイオード
が実用化された。初期の発光ダイオードでは厚膜InGaN
(Si,Zn)が活性層に用いられていたが、発光出力が十分
ではなく、単色性も悪かった。しかし近時、多重量子井
戸構造の薄膜InGaNを活性層に用いることにより、従来
よりも発光出力および単色性を向上させることが可能と
なった。だが照明光源等に利用するにはさらに発光出力
を向上させることが必要であった。
有機金属気相成長法を用いて、1994年に発光ダイオード
が実用化された。初期の発光ダイオードでは厚膜InGaN
(Si,Zn)が活性層に用いられていたが、発光出力が十分
ではなく、単色性も悪かった。しかし近時、多重量子井
戸構造の薄膜InGaNを活性層に用いることにより、従来
よりも発光出力および単色性を向上させることが可能と
なった。だが照明光源等に利用するにはさらに発光出力
を向上させることが必要であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】窒化ガリウム系半導発
光素子の活性層にはInGaNが用いられており、発光出力
の向上にはこのInGaNの成長条件が重要と考えられる。
しかし多重量子井戸構造の素子における薄膜InGaNの成
長条件については、十分な研究が行われていなかった。
光素子の活性層にはInGaNが用いられており、発光出力
の向上にはこのInGaNの成長条件が重要と考えられる。
しかし多重量子井戸構造の素子における薄膜InGaNの成
長条件については、十分な研究が行われていなかった。
【０００５】従来、発光出力が高い素子を得る成長方法
として、活性層のInGaNの成長速度を遅くする方法があ
るとされていた。例えば特開平6-209122公報によれば、
成長温度750[℃]の場合、InGaNの成長速度を0.162[μm/
h]未満とすることが必要とされ、これ以上の成長速度で
成長を行っても発光出力の高い素子を得ることは不可能
とされていた。従来の技術常識では、多重量子井戸構造
の素子の場合でも、高い発光出力を得るためには、InGa
Nの成長速度を遅くする方法が適していると考えられて
いた。しかし我々の実験によれば、従来データは活性層
の膜厚などの素子の構造を考慮しておらず、本発明が対
象とする多重量子井戸構造の素子の成長には適していな
いことが分かってきた。
として、活性層のInGaNの成長速度を遅くする方法があ
るとされていた。例えば特開平6-209122公報によれば、
成長温度750[℃]の場合、InGaNの成長速度を0.162[μm/
h]未満とすることが必要とされ、これ以上の成長速度で
成長を行っても発光出力の高い素子を得ることは不可能
とされていた。従来の技術常識では、多重量子井戸構造
の素子の場合でも、高い発光出力を得るためには、InGa
Nの成長速度を遅くする方法が適していると考えられて
いた。しかし我々の実験によれば、従来データは活性層
の膜厚などの素子の構造を考慮しておらず、本発明が対
象とする多重量子井戸構造の素子の成長には適していな
いことが分かってきた。
【０００６】そして我々は、有機金属気相成長法(MOCVD
法)により多重量子井戸構造の薄膜InGaNを活性層に用い
た素子を成長させるにあたり、実験を繰り返した結果、
従来の技術常識に反し、早い成長速度で活性層を成長さ
せても、それを用いた発光素子で高い発光出力が得られ
ることを発見した。本発明はこのことに着目してなされ
たものである。つまり、この方法は、従来の技術常識と
は異なった我々独自の実験結果によって得られたもので
あり、我々の独自の知得に基づくものである。
法)により多重量子井戸構造の薄膜InGaNを活性層に用い
た素子を成長させるにあたり、実験を繰り返した結果、
従来の技術常識に反し、早い成長速度で活性層を成長さ
せても、それを用いた発光素子で高い発光出力が得られ
ることを発見した。本発明はこのことに着目してなされ
たものである。つまり、この方法は、従来の技術常識と
は異なった我々独自の実験結果によって得られたもので
あり、我々の独自の知得に基づくものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】すなわち、本発明は、一
般式InxGa1-xN(0<X<1)/InyGa1-y N(0≦Y<X)で表される
多重量子井戸構造の活性層を有する窒化ガリウム系半導
体発光素子を成長させる方法であって、前期活性層の成
長速度を0.4[μm/h]〜2.0[μm/h]とすることを特徴とす
る。成長速度は望ましくは0.6[μm/h]〜1.5[μm/h]、さ
らに望ましくは0.8[μm/h]〜1.2[μm/h]が良い。
般式InxGa1-xN(0<X<1)/InyGa1-y N(0≦Y<X)で表される
多重量子井戸構造の活性層を有する窒化ガリウム系半導
体発光素子を成長させる方法であって、前期活性層の成
長速度を0.4[μm/h]〜2.0[μm/h]とすることを特徴とす
る。成長速度は望ましくは0.6[μm/h]〜1.5[μm/h]、さ
らに望ましくは0.8[μm/h]〜1.2[μm/h]が良い。
【０００８】ここでInxGa1-xN(0<X<1) ウェル層は、膜
厚が1.5[nm]〜4.5[nm]になるまで成長させると良い。た
だし、この膜厚の最適値は、In組成Ｘの値によって異な
る。すなわち、膜厚の最適値は、Xの値が大きい場合は
薄く、Xの値が小さい場合は厚くなる傾向がある。例え
ば、X=0.25程度の青色発光LEDの場合、素子の発光出力
が最大になる膜厚は約2.5[nm]であるのに対し、X=0.03
程度の紫外発光LEDの場合、素子の発光出力が最大にな
る膜厚は約3.5[nm]である。そしてＸの値を大きくする
と、膜厚の最適値は1.5[nm]に近づき、Ｘの値を小さく
すると、膜厚の最適値は4.5[nm]に近づく傾向がある。
厚が1.5[nm]〜4.5[nm]になるまで成長させると良い。た
だし、この膜厚の最適値は、In組成Ｘの値によって異な
る。すなわち、膜厚の最適値は、Xの値が大きい場合は
薄く、Xの値が小さい場合は厚くなる傾向がある。例え
ば、X=0.25程度の青色発光LEDの場合、素子の発光出力
が最大になる膜厚は約2.5[nm]であるのに対し、X=0.03
程度の紫外発光LEDの場合、素子の発光出力が最大にな
る膜厚は約3.5[nm]である。そしてＸの値を大きくする
と、膜厚の最適値は1.5[nm]に近づき、Ｘの値を小さく
すると、膜厚の最適値は4.5[nm]に近づく傾向がある。
【０００９】InxGa1-xN(0<X<1)のX値は成長温度を変え
ることにより適宜変更できる。例えばInを多くしようと
思えば700[℃]程度の低温で成長させれば良いし、Gaを
多くしようと思えば900[℃]程度の高温で成長させれば
良い。ただし、InGaNの成長温度は600℃]〜950[℃]の範
囲に調整する必要がある。600[℃]未満だとInGaNの結晶
性が悪くなり、950[℃]より高いとInGaNがGaNになりや
すい傾向にあるからである。成長温度は700[℃]〜900
[℃]の範囲が最も好ましい。
ることにより適宜変更できる。例えばInを多くしようと
思えば700[℃]程度の低温で成長させれば良いし、Gaを
多くしようと思えば900[℃]程度の高温で成長させれば
良い。ただし、InGaNの成長温度は600℃]〜950[℃]の範
囲に調整する必要がある。600[℃]未満だとInGaNの結晶
性が悪くなり、950[℃]より高いとInGaNがGaNになりや
すい傾向にあるからである。成長温度は700[℃]〜900
[℃]の範囲が最も好ましい。
【００１０】また、InyGa1-y N(0≦Y<X) バリア層は、
膜厚がウェル層の膜厚の1.5〜5.0倍になるまで成長させ
ると良い。ただし、この膜厚の最適値は、前述のウェル
層のIn組成Ｘの値によって異なる。すなわち、膜厚の最
適値は、Xの値が大きい場合は薄く、Xの値が小さい場合
は厚くなる傾向がある。例えば、X=0.25程度の青色発光
LEDの場合、素子の発光出力が最大になるバリアの膜厚
はウェルの膜厚の2.5〜3.0倍であるのに対し、X=0.03程
度の紫外発光LEDの場合、素子の発光出力が最大になる
バリアの膜厚はウェルの膜厚の3.0〜4.0倍である。
膜厚がウェル層の膜厚の1.5〜5.0倍になるまで成長させ
ると良い。ただし、この膜厚の最適値は、前述のウェル
層のIn組成Ｘの値によって異なる。すなわち、膜厚の最
適値は、Xの値が大きい場合は薄く、Xの値が小さい場合
は厚くなる傾向がある。例えば、X=0.25程度の青色発光
LEDの場合、素子の発光出力が最大になるバリアの膜厚
はウェルの膜厚の2.5〜3.0倍であるのに対し、X=0.03程
度の紫外発光LEDの場合、素子の発光出力が最大になる
バリアの膜厚はウェルの膜厚の3.0〜4.0倍である。
【００１１】本発明の成長方法において、MOCVD法に用
いる原料ガスとして、例えばGa源にはトリメチルガリウ
ム(TMG)、In源としてトリメチルインジウム(TMI)等の有
機金属ガス、窒素源にはアンモニア(NH3)等のガスを好
ましく用いることができる。InGaNの成長速度はGa源の
ガス流量を制御することにより調整できる。また成長膜
厚は成長時間により制御できる。
いる原料ガスとして、例えばGa源にはトリメチルガリウ
ム(TMG)、In源としてトリメチルインジウム(TMI)等の有
機金属ガス、窒素源にはアンモニア(NH3)等のガスを好
ましく用いることができる。InGaNの成長速度はGa源の
ガス流量を制御することにより調整できる。また成長膜
厚は成長時間により制御できる。
【００１２】InGaN/GaN多重量子井戸構造の活性層を成
長させるには、一定時間ごとにIn源の供給と遮断を繰り
返せばよく、Ga源のガス流量等は変える必要がない。In
GaNとGaＮでGa源のガス流量を変えることも可能である
が、大きく変えると素子の発光出力が低下する。これは
流量を変化させると界面で結晶特性が悪化する為だと思
われる。またInGaNとGaNで成長温度を変えることも可能
であるが、この方法では素子の発光出力が低下してしま
う。これは温度変化により結晶が劣化する為だと思われ
る。
長させるには、一定時間ごとにIn源の供給と遮断を繰り
返せばよく、Ga源のガス流量等は変える必要がない。In
GaNとGaＮでGa源のガス流量を変えることも可能である
が、大きく変えると素子の発光出力が低下する。これは
流量を変化させると界面で結晶特性が悪化する為だと思
われる。またInGaNとGaNで成長温度を変えることも可能
であるが、この方法では素子の発光出力が低下してしま
う。これは温度変化により結晶が劣化する為だと思われ
る。
【００１３】
【発明の実施の形態】以下、図面を参照しつつ本発明の
実施の形態について説明する。第１の実施の形態では青
色発光素子について、第２の実施の形態では紫外発光素
子について説明する。
実施の形態について説明する。第１の実施の形態では青
色発光素子について、第２の実施の形態では紫外発光素
子について説明する。
【００１４】（第１の実施の形態）まず青色発光素子に
ついて説明する。図１は本発明の第１の実施の形態に係
わる窒化ガリウム系半導体LEDの積層構造の断面図であ
る。この素子は、5周期多重量子井戸構造（ウェル厚2.5
[nm]、バリア厚6.3[nm]）の活性層を用いた素子で、絶
縁性のサファイア基板を用いて基板片側から電極をとっ
ている。
ついて説明する。図１は本発明の第１の実施の形態に係
わる窒化ガリウム系半導体LEDの積層構造の断面図であ
る。この素子は、5周期多重量子井戸構造（ウェル厚2.5
[nm]、バリア厚6.3[nm]）の活性層を用いた素子で、絶
縁性のサファイア基板を用いて基板片側から電極をとっ
ている。
【００１５】図中11はサファイア基板である。12がGaN
バッファ層、13がn型GaN(Si)層、14が5層MQW型InGaN/Ga
N活性層、15がp型Al0.10Ga0.90N(Mg)層、16がGaN(Mg)コ
ンタクト層である。
バッファ層、13がn型GaN(Si)層、14が5層MQW型InGaN/Ga
N活性層、15がp型Al0.10Ga0.90N(Mg)層、16がGaN(Mg)コ
ンタクト層である。
【００１６】以下に、図１のLEDの構成をその製造方法
に沿って概説する。また、説明の便宜上、各工程に対し
連番を付けた。
に沿って概説する。また、説明の便宜上、各工程に対し
連番を付けた。
【００１７】（１）まず、水素ガスを流しながら基板を
1100℃で10分間加熱し、基板表面の酸化物を除去する。
1100℃で10分間加熱し、基板表面の酸化物を除去する。
【００１８】（２）次に、基板の温度を500℃まで冷却
し、TMG、アンモニア及びキャリアガスを流して膜厚100
[nm]のGaN バッファ層12を成長させる。
し、TMG、アンモニア及びキャリアガスを流して膜厚100
[nm]のGaN バッファ層12を成長させる。
【００１９】（３）次に、基板の温度を1100℃に加熱し
TMG、SiH4、アンモニア及びキャリアガスを流して膜厚4
[μm]のn型GaN(Si)層13を成長させる。
TMG、SiH4、アンモニア及びキャリアガスを流して膜厚4
[μm]のn型GaN(Si)層13を成長させる。
【００２０】（４）次に、基板の温度を750℃まで冷却
し、TMG、TMI、アンモニア及びキャリアガスを流して成
長させるInGaN ウェル層と、TMG、アンモニア及びキャ
リアガスを流して成長させるGaN バリア層を交互に成長
させて、5層MQW(InGaN ウェル2.5[nm],GaN バリア 6.3
[nm])型活性層14を成長させる。ここでこの活性層の成
長速度は1.0[μm/h]であった。またウェルとバリアの切
り替えはTMIのみで行った。
し、TMG、TMI、アンモニア及びキャリアガスを流して成
長させるInGaN ウェル層と、TMG、アンモニア及びキャ
リアガスを流して成長させるGaN バリア層を交互に成長
させて、5層MQW(InGaN ウェル2.5[nm],GaN バリア 6.3
[nm])型活性層14を成長させる。ここでこの活性層の成
長速度は1.0[μm/h]であった。またウェルとバリアの切
り替えはTMIのみで行った。
【００２１】（５）次に、基板の温度を950℃に加熱
し、TMG 、TMA、Cp2Mg、アンモニア、及びキャリアガス
を流して膜厚200[nm]のp型Al0.10Ga0.90N(Mg)クラッド
層15を成長させる。
し、TMG 、TMA、Cp2Mg、アンモニア、及びキャリアガス
を流して膜厚200[nm]のp型Al0.10Ga0.90N(Mg)クラッド
層15を成長させる。
【００２２】（６）次に、基板の温度を950℃に保った
まま、TMG、アンモニア、 Cp2Mg、及びキャリアガスを
流して膜厚200[nm]のp型GaN(Mg)層16を成長させる。
まま、TMG、アンモニア、 Cp2Mg、及びキャリアガスを
流して膜厚200[nm]のp型GaN(Mg)層16を成長させる。
【００２３】（７）次に、室温に冷却する。
【００２４】以上説明した積層構造は、図１に示すよう
にその一部が表面からnコンタクト層13にまでエッチン
グされ、n側電極23が設けられている。そして、p型コン
タクト層16の上に透過性を有するp側電極25が設けられ
ている。さらにそれぞれの電極にはボンディングパット
24及び26が接続され、素子の表面は保護膜21及び22で覆
われている。このLED素子はIf=20[mA]でVf=3.2[V]、発
光ピーク波長450[nm]の青色発光を示し、発光出力は4.0
[mW]であった。
にその一部が表面からnコンタクト層13にまでエッチン
グされ、n側電極23が設けられている。そして、p型コン
タクト層16の上に透過性を有するp側電極25が設けられ
ている。さらにそれぞれの電極にはボンディングパット
24及び26が接続され、素子の表面は保護膜21及び22で覆
われている。このLED素子はIf=20[mA]でVf=3.2[V]、発
光ピーク波長450[nm]の青色発光を示し、発光出力は4.0
[mW]であった。
【００２５】以上の素子は、（４）の活性層の成長方法
が、成長速度1.0[μm/h]、ウェル膜厚2.5[nm]、バリア
膜厚6.3[nm]の場合であるが、これ以外の方法でも成長
は可能である。以下、この幅について説明する。
が、成長速度1.0[μm/h]、ウェル膜厚2.5[nm]、バリア
膜厚6.3[nm]の場合であるが、これ以外の方法でも成長
は可能である。以下、この幅について説明する。
【００２６】まず、（４）の活性層の成長速度を変化さ
せて成長を行った(図３)。成長速度を本実施例の1.0[μ
m/h]よりも遅くした場合、これを0.8[μm/h]まで遅くし
ても発光出力はほとんど変わらなかったが、0.4[μm/h]
まで遅くすると発光出力は3.0[mW]に低下し、素子によ
る発光出力のばらつきが大きくなった。そしてこれを0.
2[μm/h]まで遅くすると発光出力は2.0[mW]に低下し、
さらに0.1[μm/h]まで遅くすると発光出力は1.0[mW]ま
で低下し、成長速度を下げるほど素子によるばらつきが
大きくなった。成長速度を本実施例の1.0[μm/h]よりも
速くした場合には、これを1.2[μm/h]まで速くしても発
光出力はほとんど変わらなかったが、さらに2.0[μm/h]
まで速くすると発光出力は3.0[mW]に低下し、2.5[μm/
h]まで速くすると発光出力は2.5[mW]に低下した。ただ
し素子によるばらつきは成長速度が速いほど少なくなっ
た。これらから活性層の成長速度には最適値があり、0.
4[μm/h]〜2.0[μm/h] 、望ましくは0.6[μm/h]〜1.5
[μm/h]、さらに望ましくは0.8[μm/h]〜1.2[μm/h]が
良いと考えられる。特に成長速度を下げたときは発光出
力の低下が顕著であったが、この原因については成長速
度が遅いと熱劣化が大きくなる為と思われる。一方で成
長速度が速すぎても発光出力が低下するが、この原因は
結晶の縦方向の成長速度が速すぎると横方向成長とのバ
ランスが崩れ、結晶性が悪化する為だと考えられる。
せて成長を行った(図３)。成長速度を本実施例の1.0[μ
m/h]よりも遅くした場合、これを0.8[μm/h]まで遅くし
ても発光出力はほとんど変わらなかったが、0.4[μm/h]
まで遅くすると発光出力は3.0[mW]に低下し、素子によ
る発光出力のばらつきが大きくなった。そしてこれを0.
2[μm/h]まで遅くすると発光出力は2.0[mW]に低下し、
さらに0.1[μm/h]まで遅くすると発光出力は1.0[mW]ま
で低下し、成長速度を下げるほど素子によるばらつきが
大きくなった。成長速度を本実施例の1.0[μm/h]よりも
速くした場合には、これを1.2[μm/h]まで速くしても発
光出力はほとんど変わらなかったが、さらに2.0[μm/h]
まで速くすると発光出力は3.0[mW]に低下し、2.5[μm/
h]まで速くすると発光出力は2.5[mW]に低下した。ただ
し素子によるばらつきは成長速度が速いほど少なくなっ
た。これらから活性層の成長速度には最適値があり、0.
4[μm/h]〜2.0[μm/h] 、望ましくは0.6[μm/h]〜1.5
[μm/h]、さらに望ましくは0.8[μm/h]〜1.2[μm/h]が
良いと考えられる。特に成長速度を下げたときは発光出
力の低下が顕著であったが、この原因については成長速
度が遅いと熱劣化が大きくなる為と思われる。一方で成
長速度が速すぎても発光出力が低下するが、この原因は
結晶の縦方向の成長速度が速すぎると横方向成長とのバ
ランスが崩れ、結晶性が悪化する為だと考えられる。
【００２７】なお、以上はウェルとバリアで成長速度(T
MG流量)を同じにした場合を説明したが、ウェルとバリ
アで成長速度(TMG流量)を変化させることも可能ではあ
る。しかし、これを変化させると、発光出力が低下して
しまい、本発明の効果が十分に得られなかった。すなわ
ち、バリアに比べてウェルの成長速度を遅くする(TMG流
量を減らす)と顕著に発光出力が低下し、またウェルの
成長速度に比べてバリアの成長速度を遅くする(TMG流量
を減らす)と徐々に発光出力が低下していき、ウェルと
バリアで成長速度を変化させない(TMG流量を変えない)
場合が最も発光出力が高かった。これは活性層成長中に
流量を変化させると界面で結晶特性が悪化する為だと思
われる。
MG流量)を同じにした場合を説明したが、ウェルとバリ
アで成長速度(TMG流量)を変化させることも可能ではあ
る。しかし、これを変化させると、発光出力が低下して
しまい、本発明の効果が十分に得られなかった。すなわ
ち、バリアに比べてウェルの成長速度を遅くする(TMG流
量を減らす)と顕著に発光出力が低下し、またウェルの
成長速度に比べてバリアの成長速度を遅くする(TMG流量
を減らす)と徐々に発光出力が低下していき、ウェルと
バリアで成長速度を変化させない(TMG流量を変えない)
場合が最も発光出力が高かった。これは活性層成長中に
流量を変化させると界面で結晶特性が悪化する為だと思
われる。
【００２８】次に上記実施例の（４）のウェル膜厚を変
化させて成長を行った(図４)。本実験ではウェルの厚さ
が約2.5[nm]のとき最も発光出力が強くなった。これよ
りもウェルの厚さを薄くしていくと発光出力が低下した
が、これはキャリアのオーバーフローの増加が原因と思
われる。またウェルの厚さを厚くしていっても発光出力
が低下したが、これは膜厚が臨界膜厚を越えて結晶特性
が著しく悪化したことによると思われる。このように、
ウェルを適当な範囲の膜厚に成長させることにより、発
光出力の高い素子を製造することができる。
化させて成長を行った(図４)。本実験ではウェルの厚さ
が約2.5[nm]のとき最も発光出力が強くなった。これよ
りもウェルの厚さを薄くしていくと発光出力が低下した
が、これはキャリアのオーバーフローの増加が原因と思
われる。またウェルの厚さを厚くしていっても発光出力
が低下したが、これは膜厚が臨界膜厚を越えて結晶特性
が著しく悪化したことによると思われる。このように、
ウェルを適当な範囲の膜厚に成長させることにより、発
光出力の高い素子を製造することができる。
【００２９】さらに、上記実施例の（４）のバリアの膜
厚を変化させて成長を行った(図５)。本実験ではバリア
の厚さをウェルの厚さの2.5〜3.0倍とした時が最も発光
出力が強かった。これよりもバリアの厚さを薄くいてい
くと発光出力が低下したが、これはキャリアの閉じ込め
効果が発揮できなくなったためと思われる。またバリア
の厚さを厚くしていっても発光出力が徐々に低下し、バ
リアの厚さを厚くするほど動作電圧が高くなった。この
ように、バリアも適当な範囲の膜厚に成長させることに
より、発光出力の高い素子を製造することができる。
厚を変化させて成長を行った(図５)。本実験ではバリア
の厚さをウェルの厚さの2.5〜3.0倍とした時が最も発光
出力が強かった。これよりもバリアの厚さを薄くいてい
くと発光出力が低下したが、これはキャリアの閉じ込め
効果が発揮できなくなったためと思われる。またバリア
の厚さを厚くしていっても発光出力が徐々に低下し、バ
リアの厚さを厚くするほど動作電圧が高くなった。この
ように、バリアも適当な範囲の膜厚に成長させることに
より、発光出力の高い素子を製造することができる。
【００３０】なお、以上の実験でバリア層をウェル層よ
りもIn組成の低いInGaNとしても同様の傾向が見られ
た。
りもIn組成の低いInGaNとしても同様の傾向が見られ
た。
【００３１】（第２の実施形態）次に、紫外発光素子に
ついて説明する。図２は本発明の第２の実施形態に係わ
る窒化ガリウム系半導体LEDの積層構造の断面図であ
る。この素子は、15周期多重量子井戸構造(ウェル厚3.5
[nm]、バリア厚10.5[nm])の活性層を用いた素子で、導
電性のGaN基板を用いて基板両側から電極をとってい
る。
ついて説明する。図２は本発明の第２の実施形態に係わ
る窒化ガリウム系半導体LEDの積層構造の断面図であ
る。この素子は、15周期多重量子井戸構造(ウェル厚3.5
[nm]、バリア厚10.5[nm])の活性層を用いた素子で、導
電性のGaN基板を用いて基板両側から電極をとってい
る。
【００３２】図中31はGaN基板である。32がGaNバッファ
層、33がn型GaN(Si)層、34がn型Al0 .05Ga0.95N(Si)層、
35が15層MQW型InGaN/GaN活性層、36がp型Al0.10Ga0.90N
(Mg)層、37がGaN(Mg)コンタクト層である。以下に、図
２のLEDの構成をその製造方法に沿って概説する。
層、33がn型GaN(Si)層、34がn型Al0 .05Ga0.95N(Si)層、
35が15層MQW型InGaN/GaN活性層、36がp型Al0.10Ga0.90N
(Mg)層、37がGaN(Mg)コンタクト層である。以下に、図
２のLEDの構成をその製造方法に沿って概説する。
【００３３】まず、基板の温度を1100℃まで加熱し、TM
G、アンモニア及びキャリアガスを流して膜厚100[nm]の
GaN バッファ層32を成長させる。
G、アンモニア及びキャリアガスを流して膜厚100[nm]の
GaN バッファ層32を成長させる。
【００３４】次に、基板の温度を1100[℃]に加熱しTM
G、SiH4、アンモニア及びキャリアガスを流して膜厚4
[μm]のn型GaN(Si)層33を成長させる。
G、SiH4、アンモニア及びキャリアガスを流して膜厚4
[μm]のn型GaN(Si)層33を成長させる。
【００３５】次に、基板の温度を1100℃に保ったままTM
G、TMA、SiH4、アンモニア、及びキャリアガスを流して
膜厚30[nm]のn型Al0.05Ga0.95N(Si)層34を成長させる。
G、TMA、SiH4、アンモニア、及びキャリアガスを流して
膜厚30[nm]のn型Al0.05Ga0.95N(Si)層34を成長させる。
【００３６】次に、基板の温度を850℃まで冷却しTMG、
TMI、アンモニア及びキャリアガスを流して成長させるI
nGaN ウェル層と、TMG、アンモニア及びキャリアガスを
流して成長させるGaN バリア層を交互に成長させて、15
層MQW型(InGaN ウェル 3.5[nm],GaN バリア 10.5[nm])
活性層35を成長させる。なおここで活性層にドーピング
を行ってもかまわない。
TMI、アンモニア及びキャリアガスを流して成長させるI
nGaN ウェル層と、TMG、アンモニア及びキャリアガスを
流して成長させるGaN バリア層を交互に成長させて、15
層MQW型(InGaN ウェル 3.5[nm],GaN バリア 10.5[nm])
活性層35を成長させる。なおここで活性層にドーピング
を行ってもかまわない。
【００３７】次に、基板の温度を950℃に加熱し、TMG
、TMA、Cp2Mg、アンモニア、及びキャリアガスを流し
て膜厚200[nm]のp型Al0.10Ga0.90N(Mg)クラッド層36を
成長させる。
、TMA、Cp2Mg、アンモニア、及びキャリアガスを流し
て膜厚200[nm]のp型Al0.10Ga0.90N(Mg)クラッド層36を
成長させる。
【００３８】次に、基板の温度を950℃に保ったまま、T
MG、アンモニア、 Cp2Mg、及びキャリアガスを流して膜
厚200[nm]のp型GaN(Mg)層37を成長させる。
MG、アンモニア、 Cp2Mg、及びキャリアガスを流して膜
厚200[nm]のp型GaN(Mg)層37を成長させる。
【００３９】次に、室温に冷却する。
【００４０】以上説明した積層構造は、図2に示すよう
にp型コンタクト層37の上にp側電極45がp層の全面に設
けられている。そして、GaN基板31に接して透過性を有
するn側電極43が設けられている。さらにn電極にはボン
ディングパット44が接続され、素子の表面は保護膜41及
び42で覆われている。
にp型コンタクト層37の上にp側電極45がp層の全面に設
けられている。そして、GaN基板31に接して透過性を有
するn側電極43が設けられている。さらにn電極にはボン
ディングパット44が接続され、素子の表面は保護膜41及
び42で覆われている。
【００４１】サファイア基板の場合には基板に導電性が
ないが、GaN基板には導電性があるため本実施例のよう
に基板裏面から電極を取ることが可能である。本実施例
に示す例は主に基板の裏面から光を取り出す構造であ
る。
ないが、GaN基板には導電性があるため本実施例のよう
に基板裏面から電極を取ることが可能である。本実施例
に示す例は主に基板の裏面から光を取り出す構造であ
る。
【００４２】このLED素子はIf=20[mA]でVf=3.0[V]、発
光ピーク波長385[nm]の紫外発光を示し、発光出力は6.0
[mW]であった。
光ピーク波長385[nm]の紫外発光を示し、発光出力は6.0
[mW]であった。
【００４３】以上の素子は、活性層の成長方法が、成長
速度1.0[μm/h]、ウェル膜厚3.5[nm]、バリア膜厚10.5
[nm]の場合であるが、これ以外の方法でも成長は可能で
ある。以下、この幅について説明する。
速度1.0[μm/h]、ウェル膜厚3.5[nm]、バリア膜厚10.5
[nm]の場合であるが、これ以外の方法でも成長は可能で
ある。以下、この幅について説明する。
【００４４】まず、活性層の成長速度を変化させて成長
を行った。これについては、第１の実施形態の素子とは
ぼ同様の傾向が見られた(図３)。次に、ウェル膜厚を変
化させて成長を行った(図6)。本実験では素子の発光出
力が最大になるウェルの厚さは約3.5[nm]であり、第１
の実施形態よりも厚かった。この理由については以下の
ように考えられる。すなわち、第１の実施例で述べたよ
うに、ウェルの膜厚を厚くするほどキャリアのオーバー
フローは抑制できるが、逆に結晶は劣化しやすくなって
いく。しかし、本実施例の素子は第１の実施形態の素子
よりも、In組成が低く、発光波長が短いから、結晶の劣
化が起こりずらい。よって本実施例の素子では、膜厚を
厚くすることによるオーバーフロー抑制効果の方が大き
くなったと考えられる。
を行った。これについては、第１の実施形態の素子とは
ぼ同様の傾向が見られた(図３)。次に、ウェル膜厚を変
化させて成長を行った(図6)。本実験では素子の発光出
力が最大になるウェルの厚さは約3.5[nm]であり、第１
の実施形態よりも厚かった。この理由については以下の
ように考えられる。すなわち、第１の実施例で述べたよ
うに、ウェルの膜厚を厚くするほどキャリアのオーバー
フローは抑制できるが、逆に結晶は劣化しやすくなって
いく。しかし、本実施例の素子は第１の実施形態の素子
よりも、In組成が低く、発光波長が短いから、結晶の劣
化が起こりずらい。よって本実施例の素子では、膜厚を
厚くすることによるオーバーフロー抑制効果の方が大き
くなったと考えられる。
【００４５】さらに、バリアの膜厚を変化させて成長を
行った(図７)。本実験では素子の発光出力が最大になる
バリア層の厚さは、ウェル層の厚さの3.0〜4.0倍であ
り、第１の実施形態よりも厚かった（図７)。この理由
は、本実施例の素子は第１の実施形態の素子よりもウェ
ルのIn組成が低く、キャリアのオーバーフローが起こり
やすいため、バリアの膜厚をウェルに対して厚くしてキ
ャリアの閉じこめ効果を高くしなければならないためと
考えられる。
行った(図７)。本実験では素子の発光出力が最大になる
バリア層の厚さは、ウェル層の厚さの3.0〜4.0倍であ
り、第１の実施形態よりも厚かった（図７)。この理由
は、本実施例の素子は第１の実施形態の素子よりもウェ
ルのIn組成が低く、キャリアのオーバーフローが起こり
やすいため、バリアの膜厚をウェルに対して厚くしてキ
ャリアの閉じこめ効果を高くしなければならないためと
考えられる。
【００４６】
【発明の効果】本発明によれば、多重量子井戸構造の活
性層の素子において、活性層を0.4[μm/h]〜2.0[μm/h]
の成長速度で成長させる製造方法を用いたので、発光出
力が高い発光素子を得ることができる。
性層の素子において、活性層を0.4[μm/h]〜2.0[μm/h]
の成長速度で成長させる製造方法を用いたので、発光出
力が高い発光素子を得ることができる。
【００４７】また、本発明によれば、多重量子井戸構造
の活性層の素子において、ウェル層の膜厚が1.5[nm]〜
4.5[nm]になるまで成長させる製造方法を用いたので、
発光出力が高い発光素子を得ることができる。
の活性層の素子において、ウェル層の膜厚が1.5[nm]〜
4.5[nm]になるまで成長させる製造方法を用いたので、
発光出力が高い発光素子を得ることができる。
【００４８】また、本発明によれば、多重量子井戸構造
の活性層の素子において、バリア層の膜厚がウェル層の
膜厚の1.5〜5.0倍になるまで成長させる製造方法を用い
たので、発光出力が高い発光素子を得ることができる。
の活性層の素子において、バリア層の膜厚がウェル層の
膜厚の1.5〜5.0倍になるまで成長させる製造方法を用い
たので、発光出力が高い発光素子を得ることができる。
【００４９】また、本発明によれば、多重量子井戸構造
の活性層の素子において、活性層を600[℃]〜950[℃]の
成長温度で成長させる製造方法を用いたので、発光出力
が高い発光素子を得ることができる。
の活性層の素子において、活性層を600[℃]〜950[℃]の
成長温度で成長させる製造方法を用いたので、発光出力
が高い発光素子を得ることができる。
【図１】第１の実施形態にかかる半導体発光素子の断面
図を示した図である。
図を示した図である。
【図２】第２の実施形態にかかる半導体発光素子の断面
図を示した図である。
図を示した図である。
【図３】活性層の成長速度と素子の発光出力の関係を示
す図である。
す図である。
【図４】ウェルの厚さと素子の発光出力の関係を示す図
である。
である。
【図５】バリアの厚さと素子の発光出力の関係を示す図
である。
である。
【図６】ウェルの厚さと素子の発光出力の関係を示す図
である。
である。
【図７】バリアの厚さと素子の発光出力の関係を示す図
である。
である。
１１ サファイア基板 ３１ GaN基板 １２、３２GaN バッファ層 １３、３３ n型GaN(Si)層 ３４ n型Al0.05Ga0.95N(Si)クラッド層 １４ 5QW InGaN/GaN 活性層 ３５ 15QW InGaN/GaN 活性層 １５、３６ p型Al0.10Ga0.90N(Mg)クラッド層 １６、３７ p型GaN(Mg)コンタクト層 ２１、４１ 保護膜１ ２２、４２ 保護膜２ ２３ n電極 ４３ 透過性を有するn電極 ２４、４４ ボンディングパット ２５、４５ 透過性を有するp電極 ２６、４６ ボンディングパット
フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K030 AA11 AA13 BA08 BA11 BA38 BB12 CA05 CA17 FA10 HA01 HA04 JA01 JA10 JA12 5F041 AA04 CA05 CA13 CA34 CA46 CA57 CA65 CA74 FF01 FF11 5F045 AA04 AB14 AB17 AC08 AC12 AD09 AD10 AD11 AD12 AD13 AF09 BB16 CA10 CA12 DA55
Claims (4)
- 【請求項１】一般式InxGa1-xN(0<X<1)/InyGa1-y N(0≦Y
<X)で表される多重量子井戸構造の活性層を有する窒化
ガリウム系半導体発光素子を成長させる方法であって、
前期活性層を0.4[μm/h]〜2.0[μm/h]の成長速度で成長
させることを特徴とする窒化ガリウム系半導体発光素子
の製造方法。 - 【請求項２】前期窒化ガリウム系半導体発光素子の製造
方法であって、InxGa1-xN(0<X<1)ウェル層の膜厚が1.5
〜4.5[nm]になるまで成長させることを特徴とする請求
項１記載の製造方法。 - 【請求項３】前期窒化ガリウム系半導体発光素子の製造
方法であって、InyGa1-y N(0≦Y<X)バリア層の膜厚が、
InxGa1-xN(0<X<1)ウェル層の膜厚の1.5〜5.0倍になるま
で成長させることを特徴とする請求項１または請求項２
記載の製造方法。 - 【請求項４】前期窒化ガリウム系半導体発光素子の製造
方法であって、活性層の成長温度が600[℃]〜950[℃]で
あることを特徴する請求項１乃至請求項３のいずれかに
記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000196854A JP2002016284A (ja) | 2000-06-29 | 2000-06-29 | 窒化ガリウム系半導体発光素子の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000196854A JP2002016284A (ja) | 2000-06-29 | 2000-06-29 | 窒化ガリウム系半導体発光素子の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002016284A true JP2002016284A (ja) | 2002-01-18 |
Family
ID=18695285
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000196854A Pending JP2002016284A (ja) | 2000-06-29 | 2000-06-29 | 窒化ガリウム系半導体発光素子の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002016284A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005020395A1 (en) * | 2003-08-21 | 2005-03-03 | Toyoda Gosei Co., Ltd. | Light-emitting semiconductor device and a method of manufacturing it |
| JP2006066842A (ja) * | 2004-08-30 | 2006-03-09 | Shin Etsu Handotai Co Ltd | エピタキシャルウェーハの製造方法 |
| JP2006074036A (ja) * | 2004-09-01 | 2006-03-16 | Shogen Koden Kofun Yugenkoshi | 半導体発光装置およびその製作方法 |
| JP2006128653A (ja) * | 2004-09-28 | 2006-05-18 | Sumitomo Chemical Co Ltd | ３−５族化合物半導体、その製造方法及びその用途 |
| US7429756B2 (en) * | 2003-10-15 | 2008-09-30 | Lg Innotek Co., Ltd. | Nitride semiconductor light emitting device |
| JP2010056234A (ja) * | 2008-08-27 | 2010-03-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 窒化物系半導体発光素子を作製する方法、及びエピタキシャルウエハを作製する方法 |
| WO2011058682A1 (ja) | 2009-11-12 | 2011-05-19 | パナソニック株式会社 | 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子 |
| JP2011187622A (ja) * | 2010-03-08 | 2011-09-22 | Toshiba Corp | 半導体発光素子及びその製造方法 |
-
2000
- 2000-06-29 JP JP2000196854A patent/JP2002016284A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| CN102484180A (zh) * | 2009-11-12 | 2012-05-30 | 松下电器产业株式会社 | 氮化镓系化合物半导体发光元件 |
| US8546167B2 (en) | 2009-11-12 | 2013-10-01 | Panasonic Corporation | Gallium nitride-based compound semiconductor light-emitting element |
| JP2011187622A (ja) * | 2010-03-08 | 2011-09-22 | Toshiba Corp | 半導体発光素子及びその製造方法 |
| KR101199677B1 (ko) | 2010-03-08 | 2012-11-08 | 가부시끼가이샤 도시바 | 반도체 발광 소자 및 그 제조 방법 |
| US8461606B2 (en) | 2010-03-08 | 2013-06-11 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Semiconductor light-emitting device and method for manufacturing same |
| US8963176B2 (en) | 2010-03-08 | 2015-02-24 | Kabushiki Kaisha Toshiba | Semiconductor light-emitting device and method for manufacturing same |
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