JP2002170988A

JP2002170988A - 窒化物半導体発光素子とその発光装置

Info

Publication number: JP2002170988A
Application number: JP2000366970A
Authority: JP
Inventors: Yuzo Tsuda; 有三津田; Shigetoshi Ito; 茂稔伊藤
Original assignee: Sharp Corp
Current assignee: Sharp Corp
Priority date: 2000-12-01
Filing date: 2000-12-01
Publication date: 2002-06-14

Abstract

(57)【要約】【課題】結晶系分離を低減させ、良好な結晶性と高い
発光効率とを有する窒化物半導体発光素子を提供する。【解決手段】基板上に成長され、Ａｌを含有するＧａ
Ｎ_1-x-y-zＡｓ_xＰ_yＳｂ_z（０＜ｘ＋ｙ＋ｚ≦０．３）単
一井戸層を含む、窒化物半導体発光素子。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は発光効率の高い窒化
物半導体発光素子とその窒化物半導体発光素子を利用し
た発光装置に関する。

【０００２】

【従来の技術】特開平１０−２７０８０４号公報におい
て、ＧａＮＡｓ（またはＧａＮＰ、あるいはＧａＮＳ
ｂ）井戸層／ＧａＮ障壁層を活性層（多重量子井戸層）
とする窒化物半導体発光素子が報告された。

【０００３】前記ＧａＮＡｓ井戸層／ＧａＮ障壁層から
なる多重量子井戸層は、発光に寄与する井戸層にＩｎを
含んでいないため、Ｉｎ特有のＩｎ組成比の高い領域と
Ｉｎ組成比の低い領域に分離（以下、相分離と呼ぶ）を
起こすことがない。

【０００４】そのため、前記ＧａＮＡｓ井戸層／ＧａＮ
障壁層からなる多重量子井戸層は、発光素子の色むらの
低減と発光効率の向上が期待された。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記優
位性が期待されたにもかかわらず、従来のＩｎＧａＮ結
晶を井戸層とする発光素子と比較して、発光強度などに
おいて顕著な優位性は得られなかった。

【０００６】本発明者らの知見によれば、窒化物半導体
井戸層にＡｓを含有させると、窒素の割合の高い六方晶
系領域とＡｓの割合の高い立方晶系領域とに容易に分離
し、そのことが井戸層の結晶性の低下と発光効率の低下
とを招くことがわかった。なお、このような結晶系の異
なる系に分離が生じることを結晶系分離と呼ぶことにす
る。しかも、上述の結晶系分離は、Ａｓだけでなく、Ｐ
またはＳｂが窒化物半導体井戸層に含有された場合にお
いても生じるという問題があった。

【０００７】本発明は、結晶系分離を低減させ、良好な
結晶性と高い発光効率（発光強度の向上）とを有する窒
化物半導体発光素子を提供するとともに、その窒化物半
導体発光素子を使用した発行装置を提供することを目的
とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明に係る窒化物半導
体発光素子は、基板上に成長され、Ａｌを含有するＧａ
Ｎ_1-x-y-zＡｓ_xＰ_yＳｂ_z（０＜ｘ＋ｙ＋ｚ≦０．３）単
一井戸層を含む、窒化物半導体発光素子である。

【０００９】また、前記Ａｌの添加量が、６×１０¹⁸／
ｃｍ³以上であることが好適である。

【００１０】また、前記基板が、窒化物半導体基板であ
ることが特に好ましい。このことによって、窒化物半導
体発光素子の発光効率が向上され得る。ここで、本明細
書で説明される窒化物半導体基板とは、Ａｌ_xＧａ_yＩｎ
_zＮ（０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋
ｚ＝１）で構成された基板である。前記窒化物半導体基
板は、前記窒化物半導体基板を構成している窒素元素の
１０％以下（ただし、六方晶系であること）が、Ａｓ、
ＰおよびＳｂの元素群のうち少なくともいずれかの元素
で置換されても構わない。なお、前記窒化物半導体基板
には、Ｓｉ、Ｏ、Ｃｌ、Ｓ、Ｃ、Ｇｅ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｍ
ｇもしくはＢｅの不純物群のうち、少なくともいずれか
の不純物が添加されても構わない。前記窒化物半導体基
板がｎ型導電性を有するための不純物は、前記不純物群
のうち、Ｓｉ、ＯもしくはＣｌのいずれかが特に好まし
い。

【００１１】また、前記基板が、擬似ＧａＮ基板である
ことが好ましい。ここで、擬似ＧａＮ基板とは、たとえ
ば図２の擬似ＧａＮ基板２００のように、窒化物半導体
膜が結晶成長するための種基板２０１と、窒化物半導体
膜が結晶成長されにくい成長抑制膜２０４とを有して構
成された基板である。または、擬似ＧａＮ基板とは、図
３（ｂ）の擬似ＧａＮ基板２００ａのように、基板もし
くは窒化物半導体膜が溝状にエッチングされ、その後、
前記溝が窒化物半導体で被覆された基板である。

【００１２】また、前記単一井戸層の層厚が、０．４ｎ
ｍ以上２０ｎｍ以下であることが好ましい。

【００１３】また、前記単一井戸層に、Ｓｉ、Ｏ、Ｓ、
Ｃ、Ｇｅ、Ｚｎ、ＣｄもしくはＭｇのうち少なくともい
ずれか一つを含む不純物を添加することが好ましい。こ
のことによって、窒化物半導体発光素子の発光効率が向
上され得る。

【００１４】また、前記不純物の添加量が１×１０¹⁶／
ｃｍ³〜１×１０²⁰／ｃｍ³であることが好適である。

【００１５】また、前記基板のエッチピット密度は、７
×１０⁷／ｃｍ²以下であることが好適である。

【００１６】本発明に係る発光装置は、本発明に係る窒
化物半導体発光素子を利用した発光装置である。

【００１７】

【発明の実施の形態】まず、本発明の原理について説明
し、実施の形態について述べる。

【００１８】（本発明の原理）特開平１０−２７０８０
４号公報で紹介された従来のＧａＮＡｓ井戸層は、Ｉｎ
を含んでいないためにＩｎによる相分離は生じない。し
かしながら、Ａｓが含まれることによって結晶系分離が
引き起こされ、窒化物半導体発光素子の結晶性の低下と
発光効率の低下とを招いていた。

【００１９】この結晶系分離はＧａＮＡｓ井戸層に限ら
ず、ＧａＮＰ井戸層またはＧａＮＳｂ井戸層でも生じ
る。このことから、結晶系分離は井戸層中にＡｓ、Ｐま
たはＳｂが含有されることによって生じるものと考えら
れる。

【００２０】この結晶系分離は、Ｇａに対するＡｓ、Ｐ
またはＳｂの吸着率が、Ｇａに対するＮ（窒素）の吸着
率に比べて極めて高いことと、Ｎ（窒素）がＡｓ、Ｐま
たはＳｂに比べて極めて揮発性が高いこと（結晶中から
Ｎが抜け出てしまうこと）に起因しているものと考えら
れる。すなわち、Ｇａ原料とＮ原料を供給してＧａＮ結
晶を成長する工程において、ＧａＮ結晶中の最表面（エ
ピタキシャル成長面）では、供給されたＮ原料の一部は
Ｇａ原料と結合してＧａＮ結晶となるが、その大半は、
Ｎの揮発性が高いことにより、即再蒸発してしまうと考
えられる。一方、Ｎの再蒸発によってＧａＮ結晶になれ
なかったＧａは該エピタキシャル成長面をしばらく拡散
した後に再蒸発する。ところが、前記に加えて、Ａｓ、
ＰまたはＳｂ原料が供給されると、余ったＧａがエピタ
キシャル成長面を表面拡散している最中に、前記Ｇａが
容易にＡｓ、ＰまたはＳｂと吸着してしまう。なぜなら
ば、ＧａはＮとの吸着率よりもＡｓ、ＰまたはＳｂとの
吸着率の方が極めて高いためである。このことにより、
Ｇａ−Ａｓ、Ｇａ−ＰまたはＧａ−Ｓｂによる結合が占
有的に形成されると考えられる。しかも、Ｇａは表面マ
イグレーション長が長いために、Ｇａ−Ａｓ、Ｇａ−Ｐ
またはＧａ−Ｓｂの結合が互いに衝突する確率が高く、
その衝突の際に前記結合が固まって結晶化し得る。これ
が前記結合による偏析効果であると考えられる。この偏
析効果は、その度合いが大きくなると、最終的には前記
結合の割合の高い領域（立方晶系）と低い領域（六方晶
系）に分離させる。これが結晶系分離であると考えられ
る。したがって、この結晶系分離を低減するためには、
Ｎを結晶中に取り込むことが肝要である。

【００２１】本発明に係る窒化物半導体発光素子では、
後述するように、ＧａＮ_1-x-y-zＡｓ_xＰ_yＳｂ_z単一井戸
層（ただし、０＜ｘ＋ｙ＋ｚ≦０．３）中にＡｌを含有
させることによって、前述の結晶系分離を低減すること
ができた。これは、ＡｌはＧａに比べてＮとの反応性が
極めて高く、井戸層中からＮが抜け出ることを防止する
ように働いたためではないかと思われる。しかも、Ａｌ
の表面マイグレーション長はＧａのそれと比較して短い
ため、たとえ、Ａｓ、ＰまたはＳｂと結合しても、上記
のような顕著な偏析効果は生じ得ないと考えられる。こ
のことから、ＧａＮ_1-x-y-zＡｓ_xＰ_yＳｂ_z単一井戸層
（ただし、０＜ｘ＋ｙ＋ｚ≦０．３）中にＡｌを添加す
ることによって結晶系分離を低減することができたと考
えられる。

【００２２】（単一井戸層について）本発明に係る窒化
物半導体発光素子における単一井戸層について述べる。
本発明に係る窒化物半導体発光素子における井戸層は、
単一井戸層に限定される。なぜならば、以下の理由から
である。上述したように、Ａｌの表面マイグレーション
長はＧａのそれと比べて短い。このことが、前述のよう
にＡｓ、ＰまたはＳｂの偏析効果を低減する働きの一端
を担っていたと思われるが、同時にこの表面マイグレー
ション長が短いという特性は、ダブルへテロ構造におい
て、そのヘテロ界面での急峻性が悪くなる方向に寄与し
得る。この界面急峻性の悪化は、発光素子における色む
らと発光強度の低下を招く。したがって、本発明の井戸
層を用いて多重量子井戸構造とした場合、井戸層の積層
数を重ねるごとにＡｌのマイグレーション長が短いこと
による界面急峻性の悪化が生じ得る。そのため、井戸層
は単一（量子）井戸層構造とするのが望ましい。本発明
では、上述に従い、井戸層は単一（量子）井戸層とす
る。

【００２３】（単一井戸層における、Ａｓ、ＰまたはＳ
ｂの組成比について）本発明に係る窒化物半導体発光素
子における、ＡｌＧａＮ_1-x-y-zＡｓ_xＰ_yＳｂ_z単一井戸
層のＡｓ、ＰまたはＳｂの、総和の組成比ｘ＋ｙ＋ｚ
は、０．０１％以上３０％以下とすることが好ましく、
より好ましくは０．１％以上１０％以下である。前記総
和の組成比ｘ＋ｙ＋ｚが０．０１％よりも小さくなる
と、該単一井戸層にＡｓ、Ｐ、またはＳｂを含有させた
ことによる発光強度の向上が見られにくくなる場合があ
るためである。他方、前記総和の組成比ｘ＋ｙ＋ｚが３
０％よりも高くなると、Ａｌが前記単一井戸層に添加さ
れても、Ａｓ、Ｐ、またはＳｂによる結晶系分離を低減
させにくいためである。また、前記総和の組成比ｘ＋ｙ
＋ｚが０．１％以上１０％以下であれば、Ａｌの添加に
よる効果が充分に発揮され得るために好ましい。

【００２４】（本発明の単一井戸層の層厚について）本
発明の単一井戸層の層厚について述べる。本発明のＡｌ
_aＧａ_1-aＮ_1-x-y-zＡｓ_xＰ_yＳｂ_z（０＜ｘ＋ｙ＋ｚ≦
０．３）単一井戸層の層厚は、Ａｌ組成比ａにも依存す
るが前記Ａｓ、ＰまたはＳｂの平均組成比（０＜ｘ＋ｙ
＋ｚ≦０．３）を満足していれば、前記層厚を１００ｎ
ｍ程度まで厚く成長することが可能である。これは、前
述の結晶系分離が低減されたためだと考えられる。しか
しながら、発光素子として考えた場合、有効な単一井戸
層の層厚は０．４ｎｍ以上２０ｎｍ以下である。本発明
の単一井戸層の層厚が０．４ｎｍを下回ると、量子井戸
効果によるキャリアの閉じ込め準位が高くなり過ぎて発
光効率が低下してしまう可能性がある。一方、本発明の
単一井戸層の層厚が２０ｎｍよりも厚くなると、素子抵
抗が高くなる可能性がある。

【００２５】（本発明の単一井戸層のＡｌの添加量につ
いて）本発明の効果が得られるＡｌの添加量について、
図６を用いつつ説明する。図６は、ＧａＮ_0.92Ｐ_0.08単
一井戸層にＡｌを添加することによって生じる、結晶系
分離の度合いとその発光強度を表している。図６は、横
軸にＡｌの添加量を、左縦軸に結晶系分離の度合い
（％）を、右縦軸に発光強度をそれぞれ表している。図
６の発光強度は、Ａｌが添加されていないときの発光強
度を１として規格化している。ここで結晶系分離の度合
いとは、単一井戸層中の単位体積中に占める、結晶系分
離を起こしている部分とそうでない部分（平均組成比で
作製されている部分）との体積比を表している。

【００２６】図６を参照すると、結晶系分離の度合い
（％）は、Ａｌの添加量が６×１０¹⁸／ｃｍ³の辺りか
ら減少し始め、１×１０¹⁹／ｃｍ³以上になると３％以
下になった。一方、発光強度は、同じく、Ａｌの添加量
が６×１０¹⁸／ｃｍ³の辺りから増加し始め、１×１０
¹⁹／ｃｍ³以上になると約１０倍程度になった。これら
の関係から、結晶系分離と発光強度との間には相関関係
があると、考えられる。

【００２７】以上のことを整理すると、発光強度の高い
（発光効率の高い）単一井戸層を得るためには、結晶系
分離の度合いが６％以下、望ましくは３％以下であり、
これらの結晶系分離の度合いを得るためには、Ａｌの添
加量は６×１０¹⁸／ｃｍ³以上、望ましくは１×１０¹⁹
／ｃｍ³以上である。

【００２８】Ａｌの添加量の上限値は、Ａｌ_aＧａ_1-aＮ
_1-x-y-zＡｓ_xＰ_yＳｂ_z単一井戸層のＡｌ組成比ａで標記
すると０．２以下（Ａｌ組成比０．２は、図６のＡｌの
添加量で標記すると、８．８×１０²¹／ｃｍ³に該当す
る。）である。さらに好ましくは、０．１以下（Ａｌ組
成比０．１は、図６のＡｌの添加量で標記すると、４．
４×１０²¹／ｃｍ³に該当する。）である。ただし、Ａ
ｓ、ＰまたはＳｂの組成比は、０＜ｘ＋ｙ＋ｚ≦０．３
でなければならない。Ａｌの組成比ａが２０％を超える
と、該単一井戸層の結晶性が低下し、発光効率が低下し
てしまうためである。Ａｌの組成比ａが１０％以下であ
れば、素子電圧が減少し得るので好ましい。

【００２９】前述の図６は、ＧａＮ_0.92Ｐ_0.08結晶中に
Ａｌが添加される場合について述べられたが、ＧａＮ
_1-x-y-zＡｓ_xＰ_yＳｂ_z結晶（０＜ｘ＋ｙ＋ｚ≦０．３）
中にＡｌが添加される場合であっても、図６と同様の特
性を得ることが可能である。

【００３０】（本発明の単一井戸層の発光波長につい
て）本発明のＡｌ_aＧａ_1-aＮ_1-x-y-zＡｓ_xＰ_yＳｂ_z（０
＜ｘ＋ｙ＋ｚ≦０．３）単一井戸層の発光波長は、主に
Ａｓ、ＰまたはＳｂの組成比を調整することによって目
的とする発光波長を得ることができる。

【００３１】たとえば、図６で示したように、Ａｌがド
ーピングレベル（該単一井戸層のＡｌ組成比が１％未
満）で添加されている場合、たとえば、紫外の３８０ｎ
ｍ近傍の発光波長を得るためには、ＡｌＧａＮ_1-xＡｓ_x
の場合はｘ＝０．００５、ＡｌＧａＮ_1-yＰ_yの場合はｙ
＝０．０１、ＡｌＧａＮ_1-zＳｂ_zの場合はｚ＝０．００
２である。また、青紫色の４１０ｎｍ近傍の発光波長を
得るためには、ＡｌＧａＮ_1-xＡｓ_xの場合はｘ＝０．０
２、ＡｌＧａＮ_1-yＰ_yの場合はｙ＝０．０３、ＡｌＧａ
Ｎ_1-zＳｂ_zの場合はｚ＝０．０１である。さらに、青色
の４７０ｎｍ近傍の波長を得るためには、ＡｌＧａＮ
_1-xＡｓ_xの場合はｘ＝０．０３、ＡｌＧａＮ _1-yＰ_yの場
合はｙ＝０．０６、ＡｌＧａＮ_1-zＳｂ_zの場合はｚ＝
０．０２である。さらにまた、緑色の５２０ｎｍ近傍の
波長を得るためには、ＡｌＧａＮ_1-xＡｓ_xの場合はｘ＝
０．０５、ＡｌＧａＮ_1-yＰ_yの場合はｙ＝０．０８、Ａ
ｌＧａＮ_1-zＳｂ_zの場合はｚ＝０．０３である。また、
赤色の６５０ｎｍ近傍の波長を得るためには、ＡｌＧａ
Ｎ_1-xＡｓ_xの場合はｘ＝０．０７、ＡｌＧａＮ_1-yＰ_yの
場合はｙ＝０．１２、ＡｌＧａＮ_1-zＳｂ_zの場合はｚ＝
０．０４である。上述の組成比近傍で本発明の単一井戸
層を作製すれば、およその目的とする発光波長を得るこ
とが可能である。

【００３２】次に、Ａｌが組成比レベル（該単一井戸層
のＡｌ組成比が１％以上）で添加されている場合、Ａｌ
の組成比によって、前述のＡｓ、ＰまたはＳｂの組成比
を高めに調整すればよい。具体的なＡｓまたはＰの組成
比と発光波長との関係を表１と表２に示す。表１は、Ａ
ｌ_aＧａ_1-aＮ_1-xＡｓ_x単一井戸層を用いて目的とする発
光波長を得るための、Ａｌ組成比（ａ）とＡｓ組成比
（ｘ）との関係を示した表である。表２は、Ａｌ_aＧａ
_1-aＮ_1-yＰ_y単一井戸層を用いて目的とする発光波長を
得るための、Ａｌ組成比（ａ）とＰ組成比（ｙ）との関
係を示した表である。Ｓｂの組成比については、０．０
４以下が好ましい。Ｓｂの組成比が０．０４よりも高く
なると結晶性が著しく低下するためである。

【００３３】

【表１】

【００３４】

【表２】

【００３５】（本発明の単一井戸層を含む発光素子を成
長する基板について）本発明者らは、本発明の単一井戸
層を含む発光素子の発光強度が、前記単一井戸層が成長
される基板によって変化することを見出した。これは、
基板を選択することによって発光素子中の結晶欠陥密度
が変化することと、Ａｌの表面マイグレーション長が短
いために、前記結晶欠陥の周辺部で容易にＡｌがトラッ
プされてしまうことのためではないかと、考えられる。
その結果、Ａｌの添加による結晶系分離の低減効果は、
結晶欠陥付近でしか作用されず、本発明による効果を十
分に発揮することができなかったのではないかと、考え
られる。

【００３６】本発明者らによる知見によれば、窒化物半
導体基板の上に本発明の単一井戸層を含む発光素子が成
長されると、その発光強度が強く、最も好ましい基板で
あった。たとえばＧａＮ基板上に成長した窒化物半導体
膜の、エッチピット密度は約５×１０⁷／ｃｍ²以下であ
った。これは、従来の窒化物半導体発光素子の基板とし
て使用されていたサファイア基板やＳｉＣ基板（窒化物
半導体基板以外の基板の一例）の、エッチピット密度
（約４×１０⁸／ｃｍ²以上）よりも小さい値である。こ
こで、エッチピット密度とは、燐酸：硫酸＝１：３のエ
ッチング液（温度２５０℃）にエピウエハー（発光素
子）を１０分間浸し、該ウエハーの表面に形成されたピ
ット密度を測定したものである。このエッチピット密度
はエピウエハー表面のピット密度を測定しているため、
厳密には井戸層の結晶欠陥を測定しているわけではな
い。しかしながら、エッチピット密度が高ければ井戸層
中の結晶欠陥密度も同時に高くなるため、エッチピット
密度の測定は、井戸層中に結晶欠陥が多いかどうかの指
標と成り得る。

【００３７】窒化物半導体基板の次に好ましい基板は、
擬似ＧａＮ基板であった。擬似ＧａＮ基板の製造方法な
どについては、実施の形態１で詳細に述べる。擬似Ｇａ
Ｎ基板上に成長した窒化物半導体膜のエッチピット密度
は、最も少ないエッチピット密度の領域で約７×１０⁷
／ｃｍ²以下であった。これは、ＧａＮ基板上に成長し
た窒化物半導体膜のそれらと近い値であった。しかしな
がら、擬似ＧａＮ基板は、エッチピット密度の低い領域
と高い領域が混在しているため、ＧａＮ基板（窒化物半
導体基板の一例である）に比べて発光素子の歩留まりを
低下させる傾向にある。他方、擬似ＧａＮ基板は、窒化
物半導体基板に比べて大面積のものを安価に製造し易い
という利点を有している。

【００３８】（本発明の単一井戸層の、不純物添加につ
いて）本発明の単一井戸層の、不純物添加について述べ
る。発明者らによるフォトルミネッセンス（ＰＬ）測定
によれば、本発明の単一井戸層中にＳｉを添加した方
が、そのＰＬ発光強度は約１．２倍程度強くなった。以
上のことから、本発明の単一井戸層に不純物を添加する
と、発光素子の発光強度を向上させることができる。こ
れは、以下の理由からだと考えられる。本発明の単一井
戸層は、Ａｌを添加することによって結晶系分離を効果
的に低減することができた。しかしながら、Ａｌはエピ
タキシャル成長面上での表面マイグレーション長がＧａ
に比べて短いため、結晶中の欠陥周辺部に容易にトラッ
プされてしまうと、考えられる。その結果、結晶系分離
の抑制効果は主に結晶欠陥の周辺部で作用し得る。そこ
で、単一井戸層にＳｉなどによる不純物を添加する。不
純物はエピタキシャル成長膜全面に均一に分布され、結
晶成長のための核を形成する。この核は結晶欠陥と同様
にＡｌをトラップする働きがあると、思われる。しか
も、前記核は、結晶欠陥と異なり、エピタキシャル成長
膜全面に均一に分布されるため、単一井戸層全体にＡｌ
を均一に分布させる働きがあると、考えられる。このこ
とにより結晶系分離の低減効果を効率良く発揮させ、発
光強度の向上につながったと、考えられる。特に、窒化
物半導体基板以外の基板、たとえばサファイア基板など
の上に成長された本発明の単一井戸層を含む発光素子
は、結晶欠陥（エッチピット密度４×１０⁸／ｃｍ²以
上）が多く、上記不純物の添加による効果が顕著であっ
た。

【００３９】上述は、前記Ｓｉ以外にＯ、Ｓ、Ｃ、Ｇ
ｅ、Ｚｎ、ＣｄもしくはＭｇの群のうち、少なくとも１
種類以上の不純物が添加されても上記と同様の効果を得
ることが可能である。また、前記不純物の添加量は１×
１０¹⁶／ｃｍ³〜１×１０²⁰／ｃｍ³が好ましかった。不
純物の添加量が１×１０¹⁶ｃｍ³よりも少ないと、発光
素子の発光強度の向上が観られないために好ましくなか
った。一方、不純物の添加量が１×１０²⁰ｃｍ³よりも
多くなると、不純物が過剰に添加されたことによる結晶
性の悪化が問題になる（発光効率が低下してしまう）た
めに好ましくなかった。

【００４０】（本発明の単一井戸層を用いた実施の形
態）以下に、本発明の単一井戸層を用いた窒化物半導体
発光ダイオード素子の作製方法について、図１を用いて
説明する。図１の模式図は、窒化物半導体発光ダイオー
ド素子の断面図を表している。図１は、Ｃ面（０００
１）を有するｎ型ＧａＮ基板１００、低温ＧａＮバッフ
ァ層１０１（膜厚１００ｎｍ）、ｎ型ＧａＮ層１０２
（膜厚３μｍ、Ｓｉ不純物濃度１×１０¹⁸／ｃｍ³）、
単一井戸層１０３、ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎキャリアブロ
ック層１０４（膜厚２０ｎｍ、Ｍｇ不純物濃度６×１０
¹⁹／ｃｍ³）、ｐ型ＧａＮコンタクト層１０５（膜厚
０．１μｍ、Ｍｇ不純物濃度１×１０²⁰／ｃｍ³）、透
光性電極１０６、ｐ電極１０７、ｎ電極１０８から構成
される。

【００４１】まず、ＭＯＣＶＤ装置（有機金属気相成長
法）に、ｎ型ＧａＮ基板１００をセットし、Ｖ族原料の
ＮＨ₃（アンモニア）とＩＩＩ族原料のＴＭＧａ（トリ
メチルガリウム）を用いて、５５０℃の成長温度で低温
ＧａＮバッファ層１０１を１００ｎｍ成長した。次に、
１０５０℃の成長温度で前記原料にＳｉＨ₄（シラン）
を加え、ｎ型ＧａＮ層１０２（Ｓｉ不純物濃度１×１０
¹⁸／ｃｍ³）を３μｍ形成した。その後、基板温度を８
００℃に下げ、厚さ４ｎｍのＡｌ_0.01Ｇａ_0.09Ｎ_0.92Ｐ
_0.08単一井戸層１０３を成長した。その際、単一井戸層
にＳｉＨ₄（Ｓｉ不純物濃度１×１０¹⁸／ｃｍ³）を添加
した。

【００４２】次に、基板温度を再び１０５０℃まで昇温
して、厚み２０ｎｍのｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎキャリアブ
ロック層１０４、０．１μｍのｐ型ＧａＮコンタクト層
１０５を成長した。ｐ型不純物としては、Ｍｇ（ＥｔＣ
Ｐ₂Ｍｇ：ビスエチルシクロペンタジエニルマグネシウ
ム）を５×１０¹⁹／ｃｍ³〜２×１０²⁰／ｃｍ³添加し
た。ｐ型ＧａＮコンタクト層１０５のｐ型不純物濃度
は、透光性電極１０６の形成位置に向かって、ｐ型不純
物濃度を多くした方が好ましい。なぜならば、不純物の
添加による結晶欠陥を増やさずにｐ電極形成によるコン
タクト抵抗を低減することができるからである。また、
Ｍｇの活性化を妨げているｐ型層中の残留水素を除去す
るために、ｐ型層成長中に微量の酸素を混入させてもよ
い。

【００４３】この様にして、ｐ型ＧａＮコンタクト層１
０６を成長後、ＭＯＣＶＤ装置のリアクター内を全窒素
キャリアガスとＮＨ₃に変えて、６０℃／分で温度を降
下させた。基板温度が８００℃に達した時点で、ＮＨ₃
の供給量を停止し、５分間、前記基板温度で待機してか
ら、室温まで降下させた。上記基板の保持温度は６５０
℃から９００℃の間が好ましく、待機時間は、３分以上
１０分以下が好ましかった。また、降下温度の到達速度
は、３０℃／分以上が好ましい。このようにして作製さ
れた成長膜をラマン測定によって評価した結果、前記手
法により、従来の窒化物半導体で利用されているｐ型化
アニールを行わなくとも、成長後すでにｐ型化の特性を
示していた（Ｍｇが活性化していた）。さらに、ｐ電極
形成によるコンタクト抵抗も低減していた。上記に加え
て従来のｐ型化アニールを組み合わせれば、Ｍｇの活性
化率がより向上することは言うまでもない。

【００４４】続いて、ＭＯＣＶＤ装置から前述のエピウ
エハーを取り出して、電極形成を行った。本実施の形態
では、ｎ型ＧａＮ基板１００を用いているため、ｎ型Ｇ
ａＮ基板１００の裏面側からＨｆ／Ａｕの順序でｎ電極
１０８を形成した。前記ｎ電極材料の他に、Ｔｉ／Ａ
ｌ、Ｔｉ／ＭｏまたはＨｆ／Ａｌなどを用いてもよい。
特に、ｎ電極にＨｆを用いるとｎ電極のコンタクト抵抗
が下がるために好ましい。ｐ電極形成は、透光性電極１
０６として厚み７ｎｍのＰｄを、ｐ電極１０７としてＡ
ｕを蒸着した。前記透光性電極材料の他に、たとえばＮ
ｉまたはＰｄ／Ｍｏ、Ｐｄ／Ｐｔ、Ｐｄ／ＡｕまたはＮ
ｉ／Ａｕなどを用いても構わない。

【００４５】最後に、ｎ型ＧａＮ基板１００の裏面側
（ｎ電極１０８を蒸着した側）からスクライバーを用い
てチップ分割を行った。スクライブを基板の裏面側から
行ったのは、スクライブによる削り屑が光を取り出す透
光性電極側に付着しないようにするためである。スクラ
イブの方向は少なくとも、素子チップの一辺が窒化物半
導体基板のへき開面を含むようにチップ分割された。こ
のことにより、チッピング、クラッキングなどによるチ
ップ形状の異常を防止し、ウエハー当たりの素子チップ
の摂取率を向上させた。上述のようにして本発明の窒化
物半導体発光ダイオード素子を作製することができた。

【００４６】本実施の形態の低温ＧａＮバッファ層１０
１は、低温Ａｌ_xＧａ_1-xＮバッファ層（０≦ｘ≦１）で
あれば良く、また、前記低温バッファ層自体が形成され
なくても構わない。しかしながら、現在、供給されてい
るＧａＮ基板は表面モフォロジーが好ましくないため、
低温Ａｌ_xＧａ_1-xＮバッファ層（０≦ｘ≦１）を挿入し
た方が、表面モフォロジーが改善されて好ましい。ここ
で、低温バッファ層とは、４５０℃〜６００℃の成長温
度で形成されたバッファ層である。これらの成長温度範
囲で作製したバッファ層は多結晶もしくは非晶質であ
る。

【００４７】本実施の形態の単一井戸層１０３は、ｎ型
ＧａＮ層１０２とｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ₀ _.9Ｎキャリアブロッ
ク層１０４の間に接して設けられていたが、ｎ型ＧａＮ
層１０２と単一井戸層１０３との間に、新たな第１中間
層を設けても構わない。同様に、単一井戸層１０３とｐ
型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎキャリアブロック層１０４との間に
新たな第２中間層を設けても構わない。ただし、前記中
間層の屈折率の関係が、単一井戸層＞第１中間層＞ｎ型
ＧａＮ層、単一井戸層＞第２中間層＞ｐ型ＡｌＧａＮキ
ャリアブロック層となるようにする。このことによって
効率良く光を閉じ込めることができる。たとえば、スー
パールミネッセントダイオードまたはｇｒａｄｅｄ−ｉ
ｎｄｅｘｓｅｐａｒａｔｅｃｏｎｆｉｎｅｍｅｎｔ
ｈｅｔｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ構造レーザとして応
用できる。なお、本実施の形態の単一井戸層１０３に不
純物（Ｓｉ）を１×１０¹⁸／ｃｍ³添加したが、不純物
を添加しなくても構わない。

【００４８】本実施の形態のｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎキャ
リアブロック層１０４は、Ａｌ組成比０．１以外であっ
ても構わない。Ａｌ組成比を高くすると単一井戸層中で
のキャリアの閉じ込めが強くなるため好ましい。一方、
キャリアの閉じ込めが保持される程度までＡｌ組成比を
小さくすれば、キャリアブロック層内のキャリア移動度
が大きくなり電気抵抗が低くなって好ましい。また、前
記キャリアブロック層はＡｌを含んでいるので、単一井
戸層中のＡｓ、ＰまたはＳｂの元素がｐ型ＧａＮコンタ
クト層１０５中に拡散することを防止し得る。このこと
により、発光素子の発光波長が設計値からずれてしまう
ことを防止し得る。なお、前記キャリアブロック層はＡ
ｌＧａＮ３元混晶に限らず、ＡｌＩｎＧａＮ、ＡｌＧａ
ＮＰ、ＡｌＧａＮＡｓ４元混晶であっても構わない。

【００４９】本実施の形態のｎ電極１０８は、ｎ型Ｇａ
Ｎ基板１００の裏面側から電極形成を行ったが、ドライ
エッチング法などを用いて、エピウエハーのｐ電極側か
らｎ型ＧａＮ層１０２を露出させてｎ電極を形成しても
構わない（たとえば図４を参照）。

【００５０】本実施の形態では、ＧａＮ基板のＣ面（０
００１）基板について記載したが、該基板の主面となる
面方位は前記Ｃ面の他に、Ｃ面（０００−１）、Ａ面
｛１１−２０｝、Ｒ面｛１−１０２｝、Ｍ面｛１−１０
０｝または｛１−１０１｝面を用いても構わない。ま
た、上記面方位から２度以内のオフ角度を有する基板で
あれば表面モフォロジーが良好であって好ましい。ま
た、本実施の形態で使用されたＧａＮ基板は、その他の
窒化物半導体基板で置き替えられても構わない。

【００５１】また、本実施の形態では、ＭＯＣＶＤ装置
による結晶成長方法について説明したが、分子線エピタ
キシー法（ＭＢＥ）、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰ
Ｅ）を用いても構わない。

【００５２】（実施の形態１）本実施の形態１は、実施
の形態（図１）のＧａＮ基板１００を図２の擬似ＧａＮ
基板２００または図３（ｂ）の擬似ＧａＮ基板２００ａ
に置き換え、図４のように片面側からｎ電極を形成した
こと以外は実施の形態（図１）と同様である。

【００５３】以下では、図２の擬似ＧａＮ基板２００
と、図３（ｂ）の擬似ＧａＮ基板２００ａの、２種類の
擬似ＧａＮ基板が説明される。

【００５４】まず、図２の擬似ＧａＮ基板２００は、種
基板２０１、低温バッファ層２０２、ｎ型ＧａＮ膜２０
３、成長抑制膜２０４、ｎ型ＧａＮ厚膜２０５から構成
される。

【００５５】擬似ＧａＮ基板２００は、種基板２０１を
有していて、この種基板２０１はｎ型ＧａＮ厚膜２０５
を成長するための母材として使用される。また、前記の
成長抑制膜とは、窒化物半導体膜が直接にはその上に成
長しない膜のことを意味する。ここで述べる擬似ＧａＮ
基板とは、図２で示した構成に限るものではなく、少な
くとも前記種基板と前記成長抑制膜を有しているもので
あればよい。

【００５６】次に、図３の擬似ＧａＮ基板２００ａは、
種基板２０１、低温バッファ層２０２、第１のｎ型Ｇａ
Ｎ膜２０３ａ、第２のｎ型ＧａＮ膜２０３ｂから構成さ
れる。ここで、図３（ａ）は擬似ＧａＮ基板２００ａを
作製するための、途中の工程を表し、図３（ｂ）は擬似
ＧａＮ基板２００ａの完成図を表している。

【００５７】擬似ＧａＮ基板２００ａは、図３（ａ）に
示すように、まず、第１のｎ型ＧａＮ膜２０３ａを積層
後、ドライエッチング法またはウエットエッチング法に
よって該ＧａＮ膜表面を溝状に加工する。その後、再び
結晶成長装置に搬送し、第２のｎ型ＧａＮ膜２０３ｂを
積層して、擬似ＧａＮ基板２００ａを完成する（図３
（ｂ））。図３（ａ）では、第１のｎ型ＧａＮ膜の途中
までしか溝を形成していないが、低温バッファ層２０２
あるいは種基板２０１まで掘って溝を形成しても構わな
い。

【００５８】このようにして作製された擬似ＧａＮ基板
２００または２００ａ上に、窒化物半導体膜を成長する
と、該窒化物半導体膜の結晶欠陥密度は、サファイア基
板やＳｉＣ基板上に直接成長したそれと比べて低かっ
た。したがって、本実施の形態の擬似ＧａＮ基板を用い
ると、本発明の単一井戸層にＡｌを添加したことによる
結晶系分離の低減効果を効率良く発揮させ、発光素子の
発光効率が向上し得る。上記種基板２０１の具体例とし
て、Ｃ面サファイア、Ｍ面サファイア、Ａ面サファイ
ア、Ｒ面サファイア、ＧａＡｓ、ＺｎＯ、ＭｇＯ、スピ
ネル、Ｇｅ、Ｓｉ、ＧａＮ、６Ｈ−ＳｉＣ、４Ｈ−Ｓｉ
Ｃ、３Ｃ−ＳｉＣなどが挙げられる。

【００５９】本実施の形態１の種基板としてＳｉＣ基板
やＳｉ基板を使用する場合は、これらは導電性基板であ
るため、図１のように基板の裏面側からｎ電極を形成し
ても構わない。ただし、低温バッファ層２０２の替わり
に、高温バッファ層を用いる必要がある。ここで、高温
バッファ層とは、７００℃以上の成長温度で作製される
バッファ層を意味する。また、前記高温バッファ層は、
Ａｌを含有していなければならない。なぜならば、高温
バッファ層中に少なくともＡｌを含有していなければ、
ＳｉＣ基板上またはＳｉ基板上に結晶性の良い窒化物半
導体膜を作製することができないからである。最も好ま
しい高温バッファ層の構成はＩｎＡｌＮである。

【００６０】次に、上記成長抑制膜２０４の具体例とし
て、ＳｉＯ₂膜、ＳｉＮ_x膜、ＴｉＯ ₂膜、Ａｌ₂Ｏ₃膜な
どの誘電体膜、またはタングステン膜などの金属膜が挙
げられる。あるいは、図２で示された成長抑制膜２０４
の位置に、前記成長抑制膜の替わりに空洞部が設けられ
ても構わない。ｎ型ＧａＮ厚膜２０５中に空洞部が設け
られると、前記空洞部の上方では結晶歪が緩和され、結
果的に発光素子の発光効率向上に寄与するために好まし
い。

【００６１】（実施の形態２）本実施の形態２は、窒化
物半導体基板以外の基板上に、窒化物半導体バッファ層
を介して窒化物半導体発光ダイオードを作製したこと
と、図４のように片面側からｎ電極を形成したこと以外
は前述の実施の形態と同様である。

【００６２】本実施の形態２の窒化物半導体発光ダイオ
ードが、図４（該発光ダイオードの断面図）と図５（該
発光ダイオードの上面図）を用いて説明される。図４
は、Ｃ面｛０００１｝サファイア基板３００、低温Ｇａ
Ｎバッファ層１０１（膜厚２５ｎｍ）、ｎ型ＧａＮ層１
０２、単一井戸層１０３、ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎキャ
リアブロック層１０４、ｐ型ＧａＮコンタクト層１０
５、透光性電極１０６、ｐ電極１０７、ｎ電極１０８、
誘電体膜１０９から構成される。

【００６３】本実施の形態による窒化物半導体基板以外
の基板（たとえば、サファイア基板、ＳｉＣ基板など）
上に成長した窒化物半導体発光ダイオードは、前述の実
施の形態で示した窒化物半導体基板上に成長したそれと
比べて、または、実施の形態１で示した擬似ＧａＮ基板
上に成長したそれらと比べて、結晶欠陥密度が高い（エ
ッチピット密度４×１０⁸／ｃｍ²以上）。

【００６４】しかしながら、従来のＧａＮＡｓ井戸層、
ＧａＮＰ井戸層またはＧａＮＳｂ井戸層と比べると、結
晶系分離が低減され、発光強度は改善される。

【００６５】本実施の形態２では、サファイア基板につ
いて記載されたが、６Ｈ−ＳｉＣ、４Ｈ−ＳｉＣ、３Ｃ
−ＳｉＣ、Ｓｉまたはスピネル（ＭｇＡｌ₂Ｏ₄）などが
基板として用いられても構わない。ただし、前記ＳｉＣ
基板やＳｉ基板は、導電性基板であるため、図１のよう
に基板の裏面側からｎ電極を形成しても構わない。Ｓｉ
Ｃ基板やＳｉ基板を用いる場合のバッファ層は、前述の
実施の形態１と同様に、Ａｌを含む高温バッファ層であ
る。

【００６６】本実施の形態２では、Ｃ面｛０００１｝基
板について説明したが、基板の主面となる面方位がＡ面
｛１１−２０｝、Ｒ面｛１−１０２｝、Ｍ面｛１−１０
０｝であっても構わない。また、上記面方位から２度以
内のオフ角度を有する基板であれば表面モフォロジーは
良好であった。

【００６７】（実施の形態３）本実施の形態は、単一井
戸層にＣ（炭素）不純物を、１×１０²⁰／ｃｍ³添加し
たこと以外は、前述と同様である。

【００６８】（実施の形態４）本実施の形態は、単一井
戸層にＭｇ不純物を、１×１０¹⁶／ｃｍ³添加したこと
以外は、前述と同様である。

【００６９】（実施の形態５）本実施の形態５では、本
発明の単一井戸層を含む窒化物半導体発光ダイオードの
発光装置（たとえば、表示装置と白色光源装置）が説明
される。本発明の発光ダイオードは、表示装置の、少な
くとも光の三原色（赤色、緑色、青色）の一つに利用さ
れ得る。たとえば、従来のＩｎＧａＮ井戸層を用いた琥
珀色発光ダイオードはＩｎ組成比が極めて高く（相分離
の影響が極めて高い）、信頼性と発光強度の観点から商
品化レベルには達していなかったが、本発明の単一井戸
層では、Ｉｎによる相分離の影響がなく、しかも結晶系
分離も低減され得るため、長波長色の発光ダイオードを
作製することが可能である。その他の発光色を有する本
発明の発光ダイオードについても、前述の実施の形態
や、表１および表２に示されるように作製され得る。

【００７０】また、前記三原色の発光ダイオードを白色
光源装置としても利用できる。あるいは、発光波長が３
８０ｎｍ〜４４０ｎｍである本発明の発光ダイオード
に、蛍光塗料を塗布して白色光源装置として利用され得
る。前記白色光源を用いることによって、従来の液晶デ
ィスプレイに用いられてきたハロゲン光源に代わって、
低消費電力かつ高輝度のバックライトとして利用でき
る。これは、携帯ノートパソコン、携帯電話によるマン
・マシーンインターフェイスの液晶ディスプレイ用バッ
クライトとしても利用でき、小型化、高鮮明な液晶ディ
スプレイを提供することが可能である。

【００７１】なお、今回開示された実施の形態はすべて
の点で例示であって制限的なものではないと考えられる
べきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特
許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の
意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意
図される。

【００７２】

【発明の効果】本発明は、ＧａＮ_1-x-y-zＡｓ_xＰ_yＳｂ_z
（０＜ｘ＋ｙ＋ｚ≦０．３）単一井戸層にＡｌを含有さ
せることによって、発光効率の高い窒化物半導体発光素
子およびその窒化物半導体発光素子を利用した発光装置
を提供することができた。

【図面の簡単な説明】

【図１】窒化物半導体基板上に成長した発光ダイオー
ド素子の一例である。

【図２】擬似ＧａＮ基板の一例である。

【図３】擬似ＧａＮ基板の製造過程を説明する図であ
り、そのうち（ａ）はエッチング工程の一例であり、
（ｂ）は完成図の一例である。

【図４】基板上に成長した発光ダイオード素子の断面
図である。

【図５】基板上に成長した発光ダイオード素子の上面
図である。

【図６】Ａｌの添加量と、結晶系分離の度合いおよび
発光強度との関係を示した図である。

【符号の説明】

１００ｎ型ＧａＮ基板、１０１低温ＧａＮバッファ
層、１０２ｎ型ＧａＮ層、１０３単一井戸層、１０
４ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎキャリアブロック層、１０５
ｐ型ＧａＮコンタクト層、１０６透光性電極、１０
７ｐ電極、１０８ｎ電極、１０９誘電体膜、２０
０，２００ａ擬似ＧａＮ基板、２０１種基板、２０２
低温バッファ層、２０３ｎ型ＧａＮ膜、２０３ａ
第１のｎ型ＧａＮ膜、２０３ｂ第２のｎ型ＧａＮ膜、
２０４成長抑制膜、２０５ｎ型ＧａＮ厚膜、３００
サファイア基板。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】基板上に成長され、Ａｌを含有するＧａＮ_1-x-y-zＡｓ_xＰ_yＳｂ_z（０＜ｘ＋
ｙ＋ｚ≦０．３）単一井戸層を含む、窒化物半導体発光素子。
【請求項２】前記Ａｌの添加量が、６×１０¹⁸／ｃｍ
³以上である請求項１記載の窒化物半導体発光素子。
【請求項３】前記基板が、窒化物半導体基板である請
求項１または２記載の窒化物半導体発光素子。
【請求項４】前記基板が、擬似ＧａＮ基板である請求
項１または２記載の窒化物半導体発光素子。
【請求項５】前記単一井戸層の層厚が、０．４ｎｍ以
上２０ｎｍ以下である請求項１〜４のいずれかに記載の
窒化物半導体発光素子。
【請求項６】前記単一井戸層に、Ｓｉ、Ｏ、Ｓ、Ｃ、
Ｇｅ、Ｚｎ、ＣｄもしくはＭｇのうち少なくともいずれ
か一つを含む不純物が添加されたものである請求項１〜
５のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。
【請求項７】前記不純物の添加量が、１×１０¹⁶／ｃ
ｍ³〜１×１０²⁰／ｃｍ³である請求項６記載の窒化物半
導体発光素子。
【請求項８】前記基板のエッチピット密度が、７×１
０⁷／ｃｍ²以下である請求項３または４記載の窒化物半
導体発光素子。
【請求項９】請求項１〜８のいずれかに記載の窒化物
半導体発光素子を利用した発光装置。