JP2003158294A - 発光デバイスからの光取り出し改良のための核形成層 - Google Patents
発光デバイスからの光取り出し改良のための核形成層Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 アルミニウムを含有する核形成層を含む発光
デバイスが開示される。 【解決手段】 この核形成層の厚さとアルミニウム組成
は、基板とデバイス層の屈折率を一致させるように選択
されて、デバイス層から核形成層に入射する光の９０％
が基板内に取り出されるようになる。幾つかの実施形態
において、核形成層は、約１０００オングストロームか
ら約１２００オングストロームまでの厚さ、及び約２％
から約８％までのアルミニウム組成を有するＡｌＧａＮ
である。幾つかの実施形態において、核形成層は、基板
のｃ−面からミスカットされたウルツ鉱型基板の表面の
上に形成される。幾つかの実施形態において、核形成層
は、例えば９００°から１２００℃までの高温で形成さ
れる。幾つかの実施形態において、核形成層に、約３ｅ
１８ｃｍ-3から約５ｅ１９ｃｍ-3までの濃度にＳｉがド
ープされる。
デバイスが開示される。 【解決手段】 この核形成層の厚さとアルミニウム組成
は、基板とデバイス層の屈折率を一致させるように選択
されて、デバイス層から核形成層に入射する光の９０％
が基板内に取り出されるようになる。幾つかの実施形態
において、核形成層は、約１０００オングストロームか
ら約１２００オングストロームまでの厚さ、及び約２％
から約８％までのアルミニウム組成を有するＡｌＧａＮ
である。幾つかの実施形態において、核形成層は、基板
のｃ−面からミスカットされたウルツ鉱型基板の表面の
上に形成される。幾つかの実施形態において、核形成層
は、例えば９００°から１２００℃までの高温で形成さ
れる。幾つかの実施形態において、核形成層に、約３ｅ
１８ｃｍ-3から約５ｅ１９ｃｍ-3までの濃度にＳｉがド
ープされる。
Description
【０００１】
【従来の技術】半導体発光ダイオード（ＬＥＤ）は、現
在のところ利用できる最も効率的な光源の一つである。
可視スペクトルの全域にわたって作動可能な高輝度の製
品において現在関心を呼んでいる材料系は、III−Ｖ族
半導体、特に、III族窒化物材料とも呼ばれる、ガリウ
ム、アルミニウム、インジウム、及び窒素の２元、３
元、及び４元合金を含む。一般に、ＬＥＤが役に立つ効
率で機能するためには、該ＬＥＤにおいて、III族窒化
物デバイス層がエピタキシアルでなければならない。II
I族窒化物デバイスは、有機金属化学気相成長法（ＭＯ
ＣＶＤ）、分子線エピタキシ法（ＭＢＥ）、その他のエ
ピタキシアル技術により成長される。上に結晶が成長さ
れることになる基板が、エピタキシアル成長のメカニズ
ム及び結晶の品質に大いに影響を与える。ＬＥＤにおい
て使用するのに十分な品質を有するIII族窒化物結晶の
層を成長させるためには、基板の結晶格子のパラメータ
が、エピタキシアル層の結晶格子のパラメータと同一で
あるか、又はこれに緊密に一致していなければならな
い。一般的には、III族窒化物ＬＥＤは、サファイア、
ＳｉＣ、或いはＧａＮ基板上に成長される。サファイア
及びＳｉＣの双方とも、サファイアにおいては１５％、
及びＳｉＣにおいては３．５％だけ、ＧａＮとの間に不
整合がある。III族窒化物のＬＥＤ構造は、サファイア
の高温安定性及び相対的な製造のしやすから、サファイ
ア基板上に成長されることが多い。
在のところ利用できる最も効率的な光源の一つである。
可視スペクトルの全域にわたって作動可能な高輝度の製
品において現在関心を呼んでいる材料系は、III−Ｖ族
半導体、特に、III族窒化物材料とも呼ばれる、ガリウ
ム、アルミニウム、インジウム、及び窒素の２元、３
元、及び４元合金を含む。一般に、ＬＥＤが役に立つ効
率で機能するためには、該ＬＥＤにおいて、III族窒化
物デバイス層がエピタキシアルでなければならない。II
I族窒化物デバイスは、有機金属化学気相成長法（ＭＯ
ＣＶＤ）、分子線エピタキシ法（ＭＢＥ）、その他のエ
ピタキシアル技術により成長される。上に結晶が成長さ
れることになる基板が、エピタキシアル成長のメカニズ
ム及び結晶の品質に大いに影響を与える。ＬＥＤにおい
て使用するのに十分な品質を有するIII族窒化物結晶の
層を成長させるためには、基板の結晶格子のパラメータ
が、エピタキシアル層の結晶格子のパラメータと同一で
あるか、又はこれに緊密に一致していなければならな
い。一般的には、III族窒化物ＬＥＤは、サファイア、
ＳｉＣ、或いはＧａＮ基板上に成長される。サファイア
及びＳｉＣの双方とも、サファイアにおいては１５％、
及びＳｉＣにおいては３．５％だけ、ＧａＮとの間に不
整合がある。III族窒化物のＬＥＤ構造は、サファイア
の高温安定性及び相対的な製造のしやすから、サファイ
ア基板上に成長されることが多い。
【０００２】
【発明が解決しようとする課題】半導体層と基板との間
の界面において屈折率のばらつきが大きいため、サファ
イア基板を用いることが、取り出し効率の悪さにつなが
る可能性がある。屈折率の差によって、２つの材料の間
の界面に光が入射する際に、どれだけの量の光が該界面
で反射されるか、及び、どれだけの量の光が該界面を通
り抜けるかが決まる。屈折率の差が大きくなるほど、多
くの光が反射する。サファイアの屈折率（１．８）は、
サファイア上に成長されるIII族窒化物デバイス層の屈
折率（２．４）に比べると低い。従って、III族窒化物
デバイス層において発生した光の大部分は、半導体層と
基板との間の界面に達すると、反射される。反射された
光は、取り出される前に、散乱してデバイスを多数回通
過しなくてはならない。この多数回通過することで、接
触、自由キャリア吸収、及びあらゆるIII族窒化物デバ
イス層内のバンド間吸収による光学的損失ために、著し
い光の減衰がもたらされることになる。
の界面において屈折率のばらつきが大きいため、サファ
イア基板を用いることが、取り出し効率の悪さにつなが
る可能性がある。屈折率の差によって、２つの材料の間
の界面に光が入射する際に、どれだけの量の光が該界面
で反射されるか、及び、どれだけの量の光が該界面を通
り抜けるかが決まる。屈折率の差が大きくなるほど、多
くの光が反射する。サファイアの屈折率（１．８）は、
サファイア上に成長されるIII族窒化物デバイス層の屈
折率（２．４）に比べると低い。従って、III族窒化物
デバイス層において発生した光の大部分は、半導体層と
基板との間の界面に達すると、反射される。反射された
光は、取り出される前に、散乱してデバイスを多数回通
過しなくてはならない。この多数回通過することで、接
触、自由キャリア吸収、及びあらゆるIII族窒化物デバ
イス層内のバンド間吸収による光学的損失ために、著し
い光の減衰がもたらされることになる。
【０００３】ＳｉＣの屈折率（２．７）は、III族窒化
物デバイス層の屈折率に、よりよく一致している。しか
しながら、上述のように、サファイアとＳｉＣは、Ｇａ
Ｎとの格子不整合を有する。この格子不整合の結果、基
板とIII族窒化物デバイス層との間の格子整合及び熱膨
張率整合のために最適化された緩衝層、すなわち核形成
層が、典型的には、III族窒化物デバイス層の前に基板
上に成長される。図1は、米国特許第５，３９３，９９
３号において説明されている、ＳｉＣ基板上に用いられ
た緩衝層の例を示す。層２６、２２及び２３を含む３層
の緩衝構造が、ＳｉＣ基板２５とエピタキシアルＧａＮ
層２４との間に形成される。ＳｉＣ基板のすぐ近くにあ
る層は、ＡｌＮである。約２．０の屈折率を有するこの
ＡｌＮ緩衝層は、ＳｉＣを用いることから得られる光取
り出しに関する利点の大部分を減少させることになる。
物デバイス層の屈折率に、よりよく一致している。しか
しながら、上述のように、サファイアとＳｉＣは、Ｇａ
Ｎとの格子不整合を有する。この格子不整合の結果、基
板とIII族窒化物デバイス層との間の格子整合及び熱膨
張率整合のために最適化された緩衝層、すなわち核形成
層が、典型的には、III族窒化物デバイス層の前に基板
上に成長される。図1は、米国特許第５，３９３，９９
３号において説明されている、ＳｉＣ基板上に用いられ
た緩衝層の例を示す。層２６、２２及び２３を含む３層
の緩衝構造が、ＳｉＣ基板２５とエピタキシアルＧａＮ
層２４との間に形成される。ＳｉＣ基板のすぐ近くにあ
る層は、ＡｌＮである。約２．０の屈折率を有するこの
ＡｌＮ緩衝層は、ＳｉＣを用いることから得られる光取
り出しに関する利点の大部分を減少させることになる。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明によると、発光デ
バイスが、アルミニウムを含有する核形成層を含む。こ
の核形成層の厚さとアルミニウム組成は、デバイス層か
ら核形成層に入射する光の９０％又はそれ以上が基板内
に取り出されるように選択される。幾つかの実施形態に
おいて、核形成層は、基板のｃ−面からミスカットされ
たウルツ鉱型基板の表面の上に形成される。幾つかの実
施形態において、基板を、例えばｃ−面に対し０°から
５°までの範囲だけ、わずかにミスカットするか、又
は、例えばｃ−面から３０°から５０°までの範囲、８
０°から１００°までの範囲、或いは１３０°から１５
０°までの範囲だけ大きくミスカットする。幾つかの実
施形態において、核形成層は、例えば９００℃から１２
００℃までの高温で形成される。幾つかの実施形態にお
いて、核形成層に、約３ｅ１８ｃｍ-3から約５ｅ１９ｃ
ｍ-3までの濃度にＳｉがドープされる。
バイスが、アルミニウムを含有する核形成層を含む。こ
の核形成層の厚さとアルミニウム組成は、デバイス層か
ら核形成層に入射する光の９０％又はそれ以上が基板内
に取り出されるように選択される。幾つかの実施形態に
おいて、核形成層は、基板のｃ−面からミスカットされ
たウルツ鉱型基板の表面の上に形成される。幾つかの実
施形態において、基板を、例えばｃ−面に対し０°から
５°までの範囲だけ、わずかにミスカットするか、又
は、例えばｃ−面から３０°から５０°までの範囲、８
０°から１００°までの範囲、或いは１３０°から１５
０°までの範囲だけ大きくミスカットする。幾つかの実
施形態において、核形成層は、例えば９００℃から１２
００℃までの高温で形成される。幾つかの実施形態にお
いて、核形成層に、約３ｅ１８ｃｍ-3から約５ｅ１９ｃ
ｍ-3までの濃度にＳｉがドープされる。
【０００５】
【発明の実施の形態】本発明の一つの実施形態による
と、III族窒化物デバイス層の前に基板上に成長された
核形成層が、基板への光取り出しと該核形成層の上に成
長される層の表面形態の双方のために最適化される。図
２は、本発明の実施形態による核形成層を組み入れるデ
バイスを示す。核形成層２１は、基板２０上に形成され
る。基板２０は、２より大きい屈折率を有する。適切な
屈折率を有する基板の例は、約２．３の屈折率を有する
ＳｉＣ及びＺｎＯである。基板２０はまた、基板とウル
ツ鉱型ＧａＮ結晶層との間の格子不整合が５％より少な
くなくなるように選択される。ＧａＮと適切に近い格子
整合を有する基板の例が、ＳｉＣ及びＭｇＳｃＡｌ 2Ｏ4
である。全ての六方晶のポリタイプのＳｉＣが、本発明
に用いるのに適している。さらに、立方晶のポリタイプ
のＳｉＣと立方晶のＧＡＮベースの層との間の格子整合
もまた、適切に近似するものである。
と、III族窒化物デバイス層の前に基板上に成長された
核形成層が、基板への光取り出しと該核形成層の上に成
長される層の表面形態の双方のために最適化される。図
２は、本発明の実施形態による核形成層を組み入れるデ
バイスを示す。核形成層２１は、基板２０上に形成され
る。基板２０は、２より大きい屈折率を有する。適切な
屈折率を有する基板の例は、約２．３の屈折率を有する
ＳｉＣ及びＺｎＯである。基板２０はまた、基板とウル
ツ鉱型ＧａＮ結晶層との間の格子不整合が５％より少な
くなくなるように選択される。ＧａＮと適切に近い格子
整合を有する基板の例が、ＳｉＣ及びＭｇＳｃＡｌ 2Ｏ4
である。全ての六方晶のポリタイプのＳｉＣが、本発明
に用いるのに適している。さらに、立方晶のポリタイプ
のＳｉＣと立方晶のＧＡＮベースの層との間の格子整合
もまた、適切に近似するものである。
【０００６】一つ又はそれ以上のｎ型層２２が、核形成
層２１の上に形成される。Ｎ型層２２は、例えば、無ド
ープのＧａＮ層、ｎ型コンタクト層、及びｎ型クラッド
を含むことができる。一般に、Ｎ型層２２には、Ｓｉが
ドープされる。活性領域２３は、ｎ型層２２の上に形成
される。一般に、活性領域２３は、障壁層で分離された
一つ又はそれ以上の量子井戸を含む。一つ又はそれ以上
のｐ型層２４が、活性領域２３の上に形成される。一般
に、Ｐ型層には、Ｍｇがドープされる。
層２１の上に形成される。Ｎ型層２２は、例えば、無ド
ープのＧａＮ層、ｎ型コンタクト層、及びｎ型クラッド
を含むことができる。一般に、Ｎ型層２２には、Ｓｉが
ドープされる。活性領域２３は、ｎ型層２２の上に形成
される。一般に、活性領域２３は、障壁層で分離された
一つ又はそれ以上の量子井戸を含む。一つ又はそれ以上
のｐ型層２４が、活性領域２３の上に形成される。一般
に、Ｐ型層には、Ｍｇがドープされる。
【０００７】基板２０が絶縁であるか、又は低導電性の
場合には、ｐコンタクト２６とｎコンタクト２５の双方
がデバイスの同じ側に形成される。一般的には、ｐ型層
２４と活性領域２３の一部分がエッチングにより除去さ
れて、ｎコンタクト２５が上に付着されているｎ型層の
一部分が露出するようになる。基板２０が導電性の場合
には、ｎコンタクトを基板２０の下側に付着させること
ができる。しかしながら、導電性の基板上に製造される
デバイスはまた、ＬＥＤチップからの光取り出しを向上
させ、該チップの電流容量を高め、或いはＬＥＤ色素の
放熱を高めるように、エピタキシアル材料が上に成長さ
れる該デバイスの同じ側に両方のコンタクトを有するよ
うに設計することも可能である。
場合には、ｐコンタクト２６とｎコンタクト２５の双方
がデバイスの同じ側に形成される。一般的には、ｐ型層
２４と活性領域２３の一部分がエッチングにより除去さ
れて、ｎコンタクト２５が上に付着されているｎ型層の
一部分が露出するようになる。基板２０が導電性の場合
には、ｎコンタクトを基板２０の下側に付着させること
ができる。しかしながら、導電性の基板上に製造される
デバイスはまた、ＬＥＤチップからの光取り出しを向上
させ、該チップの電流容量を高め、或いはＬＥＤ色素の
放熱を高めるように、エピタキシアル材料が上に成長さ
れる該デバイスの同じ側に両方のコンタクトを有するよ
うに設計することも可能である。
【０００８】核形成層２１は、典型的にはＡｌＧａＮで
ある。核形成層２１が、基板とデバイス層の屈折率に近
い屈折率を有することによりデバイスの光取り出しを高
め、かつ該核形成層２１の上に成長される層における好
ましい表面特性をもたらすように、該核形成層２１の厚
さ、Ａｌ組成、ドープ剤濃度、及び製造温度がそれぞれ
選択される。デバイス層の表面の品質は、全体の光出力
と量子効率に影響を与えることがある。従って、核形成
層２１の上に成長される層に好ましい表面特性を与える
ことで、ＬＥＤ性能を向上させることができる。幾つか
の実施形態において、核形成層２１に入射する光の少な
くとも９０％が基板２０内に取り出され、かつ該核形成
層の上に成長される層のＲＭＳ粗さが、１０ミクロン×
１０ミクロンの走査面積において５ｎｍを超えないよう
に、該核形成層２１の特性が選択される。
ある。核形成層２１が、基板とデバイス層の屈折率に近
い屈折率を有することによりデバイスの光取り出しを高
め、かつ該核形成層２１の上に成長される層における好
ましい表面特性をもたらすように、該核形成層２１の厚
さ、Ａｌ組成、ドープ剤濃度、及び製造温度がそれぞれ
選択される。デバイス層の表面の品質は、全体の光出力
と量子効率に影響を与えることがある。従って、核形成
層２１の上に成長される層に好ましい表面特性を与える
ことで、ＬＥＤ性能を向上させることができる。幾つか
の実施形態において、核形成層２１に入射する光の少な
くとも９０％が基板２０内に取り出され、かつ該核形成
層の上に成長される層のＲＭＳ粗さが、１０ミクロン×
１０ミクロンの走査面積において５ｎｍを超えないよう
に、該核形成層２１の特性が選択される。
【０００９】核形成層２１の上に成長される層に悪い表
面形態をもたらすことによりＬＥＤ性能に好ましくない
影響を与える可能性がある３次元の島状成長を回避する
ために、該核形成層２１は、最小限の量のＡｌを持つも
のでなければならない。しかしながら、Ａｌ組成が増加
するにつれて、層の屈折率は減少する。図３は、III族
窒化物デバイス層から発し、核形成層とIII族窒化物デ
バイス層との間の界面に入射する光の少なくとも９０％
を取り出すように最適化されたＡｌＧａＮ核形成層のＡ
ｌ組成と厚さを示す。図３における曲線は、９０％より
大きい取り出しを有する層（該曲線より下の領域）と９
０％より小さい取り出しを有する層（該曲線より上の領
域）との間の境界を示す。核形成層におけるＡｌ組成
は、通常は約２％から約６％までの間である。幾つかの
実施形態において、Ａｌ組成は、約４％から約６％まで
の間である。核形成層２１が基板２０上に形成され始め
るとき、Ａｌ原子が該基板の表面に「付着して」、該基
板近くにより高いＡｌ組成を生じさせるが、通常は、核
形成層２１は、名目上一定の組成を有する。例えば、１
２００オングストロームの層のうち、最初の５０オング
ストロームは、残りの１１５０オングストロームよりも
高いＡｌ組成を有することがある。表１は、種々のＡｌ
xＧａ1-xＮ層の屈折率を示す。幾つかの実施形態におい
て、核形成層２１は、約２．３より大きい屈折率を有す
る。
面形態をもたらすことによりＬＥＤ性能に好ましくない
影響を与える可能性がある３次元の島状成長を回避する
ために、該核形成層２１は、最小限の量のＡｌを持つも
のでなければならない。しかしながら、Ａｌ組成が増加
するにつれて、層の屈折率は減少する。図３は、III族
窒化物デバイス層から発し、核形成層とIII族窒化物デ
バイス層との間の界面に入射する光の少なくとも９０％
を取り出すように最適化されたＡｌＧａＮ核形成層のＡ
ｌ組成と厚さを示す。図３における曲線は、９０％より
大きい取り出しを有する層（該曲線より下の領域）と９
０％より小さい取り出しを有する層（該曲線より上の領
域）との間の境界を示す。核形成層におけるＡｌ組成
は、通常は約２％から約６％までの間である。幾つかの
実施形態において、Ａｌ組成は、約４％から約６％まで
の間である。核形成層２１が基板２０上に形成され始め
るとき、Ａｌ原子が該基板の表面に「付着して」、該基
板近くにより高いＡｌ組成を生じさせるが、通常は、核
形成層２１は、名目上一定の組成を有する。例えば、１
２００オングストロームの層のうち、最初の５０オング
ストロームは、残りの１１５０オングストロームよりも
高いＡｌ組成を有することがある。表１は、種々のＡｌ
xＧａ1-xＮ層の屈折率を示す。幾つかの実施形態におい
て、核形成層２１は、約２．３より大きい屈折率を有す
る。
【００１０】
【表１】表１
【００１１】図３に示すように、核形成層２１の適切な
厚さは、Ａｌ組成に関係している。核形成層に入射する
光の少なくとも９０％を取り出すために、高いＡｌ組成
を有する核形成層は、例えば、２００オングストローム
の厚さより小さくするなど、非常に薄くなければならな
い。Ａｌ組成が減少されると、許容可能な厚さが増すこ
とになる。幾つかの実施形態において、核形成層２１の
厚さは、約６００オングストロームから約２０００オン
グストロームまでとすることができ、通常は、約１００
０オングストロームから約１２００オングストロームま
での間である。核形成層の厚さはまた、該核形成層の上
に成長される層のＬＥＤ性能及び表面特性にも関係して
いる。核形成層２１の厚さが減少するにつれて、該核形
成層２１の上に成長される層に好ましい表面特性及び好
ましいＬＥＤ性能を与える該核形成層２１の能力もまた
減少する。従って、核形成層の上に成長される層のＬＥ
Ｄ性能及び表面特性は、該核形成層の厚さに下限を設
け、Ａｌ組成に下限を設ける一方で、該核形成層の光学
的特性は、Ａｌ組成に上限を設ける。
厚さは、Ａｌ組成に関係している。核形成層に入射する
光の少なくとも９０％を取り出すために、高いＡｌ組成
を有する核形成層は、例えば、２００オングストローム
の厚さより小さくするなど、非常に薄くなければならな
い。Ａｌ組成が減少されると、許容可能な厚さが増すこ
とになる。幾つかの実施形態において、核形成層２１の
厚さは、約６００オングストロームから約２０００オン
グストロームまでとすることができ、通常は、約１００
０オングストロームから約１２００オングストロームま
での間である。核形成層の厚さはまた、該核形成層の上
に成長される層のＬＥＤ性能及び表面特性にも関係して
いる。核形成層２１の厚さが減少するにつれて、該核形
成層２１の上に成長される層に好ましい表面特性及び好
ましいＬＥＤ性能を与える該核形成層２１の能力もまた
減少する。従って、核形成層の上に成長される層のＬＥ
Ｄ性能及び表面特性は、該核形成層の厚さに下限を設
け、Ａｌ組成に下限を設ける一方で、該核形成層の光学
的特性は、Ａｌ組成に上限を設ける。
【００１２】核形成層２１に、Ｓｉのようなｎ型のドー
プ剤、又はＭｇのようなｐ型のドープ剤をドープするこ
とができる。核形成層２１のドープ剤濃度は、該核形成
層２１の屈折率に大きな影響を与えないが、ドープ剤濃
度が大きすぎると、該核形成層２１の結晶構造を歪ませ
ることがあり、そのことは、該核形成層２１の上に成長
される層の品質に悪影響を与える可能性がある。一般的
に、核形成層２１には、３ｅ１８ｃｍ-3から５ｅ１９ｃ
ｍ-3までの名目上一定の濃度にＳｉがドープされる。核
形成層２１はまた、勾配付けされた濃度も有する。
プ剤、又はＭｇのようなｐ型のドープ剤をドープするこ
とができる。核形成層２１のドープ剤濃度は、該核形成
層２１の屈折率に大きな影響を与えないが、ドープ剤濃
度が大きすぎると、該核形成層２１の結晶構造を歪ませ
ることがあり、そのことは、該核形成層２１の上に成長
される層の品質に悪影響を与える可能性がある。一般的
に、核形成層２１には、３ｅ１８ｃｍ-3から５ｅ１９ｃ
ｍ-3までの名目上一定の濃度にＳｉがドープされる。核
形成層２１はまた、勾配付けされた濃度も有する。
【００１３】核形成層２１が成長される温度が、該核形
成層の上に成長されるデバイス層の表面形態に影響を与
えることがある。核形成層２１は、例えば９００℃から
１２００℃までのような高温で成長される。幾つかの実
施形態において、核形成層２１は、１０８０℃から１１
６５℃までの間で成長される。簡単に製造するために、
核形成層２１の上に形成されるＧａＮ層と同じ温度で、
該核形成層２１を成長させることができる。ＧａＮは、
例えば、１０８０℃で成長させることができる。表２
は、ＳｉＣ基板上に形成される核形成層の３つの例を示
す。
成層の上に成長されるデバイス層の表面形態に影響を与
えることがある。核形成層２１は、例えば９００℃から
１２００℃までのような高温で成長される。幾つかの実
施形態において、核形成層２１は、１０８０℃から１１
６５℃までの間で成長される。簡単に製造するために、
核形成層２１の上に形成されるＧａＮ層と同じ温度で、
該核形成層２１を成長させることができる。ＧａＮは、
例えば、１０８０℃で成長させることができる。表２
は、ＳｉＣ基板上に形成される核形成層の３つの例を示
す。
【００１４】
【表２】表２
【００１５】各々の例に対して核形成層２１が形成され
た後、図２に示されるようなデバイス層が各々の核形成
層の上に製造される。例１及び例２の双方は、表面形態
が良いデバイス層を生成した。例３は、表面形態及びデ
バイス性能が悪いデバイス層を生成した。例１及び例２
は、図３ではひし形で表される。例３は、図３ではＸで
表される。
た後、図２に示されるようなデバイス層が各々の核形成
層の上に製造される。例１及び例２の双方は、表面形態
が良いデバイス層を生成した。例３は、表面形態及びデ
バイス性能が悪いデバイス層を生成した。例１及び例２
は、図３ではひし形で表される。例３は、図３ではＸで
表される。
【００１６】本発明の幾つかの実施形態において、核形
成層は、通常は発光デバイスが成長される主結晶面から
ミスカットされた基板上に成長される。図４は、ウルツ
鉱型結晶構造１０を示す。III族窒化物発光デバイス
は、サファイア及びＳｉＣのようなウルツ鉱型結晶基板
のｃ−面上に成長されることが多い。ｍ−面又はａ−面
の方向にｃ−面からわずかにミスカットされた基板上に
III族窒化物を成長させることで、より効率的に光を発
する発光デバイスが生成されることが研究されてきた。
わずかにミスカットされた基板上におけるIII族窒化物
デバイスの成長については、Ｋｈａｒｅ他の発明によ
り、２００１年３月１日に出願された「III族窒化物発
光デバイスの輝度の増加」という名称の米国特許出願番
号第０９／７９７，７７０号において詳細に説明されて
おり、引用によりここに組み入れる。本発明の幾つかの
実施形態において、核形成層２１は、０°から約５°ま
で、通常は０°から約１°までｃ−面からミスカットさ
れた基板上に成長される。
成層は、通常は発光デバイスが成長される主結晶面から
ミスカットされた基板上に成長される。図４は、ウルツ
鉱型結晶構造１０を示す。III族窒化物発光デバイス
は、サファイア及びＳｉＣのようなウルツ鉱型結晶基板
のｃ−面上に成長されることが多い。ｍ−面又はａ−面
の方向にｃ−面からわずかにミスカットされた基板上に
III族窒化物を成長させることで、より効率的に光を発
する発光デバイスが生成されることが研究されてきた。
わずかにミスカットされた基板上におけるIII族窒化物
デバイスの成長については、Ｋｈａｒｅ他の発明によ
り、２００１年３月１日に出願された「III族窒化物発
光デバイスの輝度の増加」という名称の米国特許出願番
号第０９／７９７，７７０号において詳細に説明されて
おり、引用によりここに組み入れる。本発明の幾つかの
実施形態において、核形成層２１は、０°から約５°ま
で、通常は０°から約１°までｃ−面からミスカットさ
れた基板上に成長される。
【００１７】標準的なＧａＮベースの結晶層は、一般に
は、結晶中の原子の異なる電気的陰性度、及びウルツ鉱
の非対称性質によってもたらされる大きな分極電界を有
する。発光デバイスのデバイス層における分極電界は、
該デバイスの層のエネルギー帯を望ましくない状態に傾
けることがあり、そのことは、該デバイスの効率を減少
させる可能性がある。一般に、デバイスの量子井戸層の
分極電界が増加するにつれて、その効率は減少する。層
内の分極電界には、少なくとも２つの構成要素、すなわ
ち圧電界と自然発生的電界がある。
は、結晶中の原子の異なる電気的陰性度、及びウルツ鉱
の非対称性質によってもたらされる大きな分極電界を有
する。発光デバイスのデバイス層における分極電界は、
該デバイスの層のエネルギー帯を望ましくない状態に傾
けることがあり、そのことは、該デバイスの効率を減少
させる可能性がある。一般に、デバイスの量子井戸層の
分極電界が増加するにつれて、その効率は減少する。層
内の分極電界には、少なくとも２つの構成要素、すなわ
ち圧電界と自然発生的電界がある。
【００１８】図４の円弧１１に沿ったファセット配向を
有する結晶に生成される圧電界が、｛０００１｝方向と
ファセット配向との間の角度Θの関数として図５に示さ
れる。図５に示されるデータは、Ｇａ0.9Ｉｎ0.1Ｎの歪
量子井戸層に関するものである。圧電界は、｛０００
１｝方向又は｛０００−１｝方向において極大点に達
し、圧電界が０になる３つの配向を有する。同じ結果
が、他の円弧、例えば円弧１２について得られる。つま
り、圧電界は、｛０００１｝方向とそれに関係する面の
ファセット配向との間の角度差によって一義的に決定さ
れるもので、すなわち、圧電界はΦとは独立している。
従って、圧電界がない幾つかの組の面があることが図５
から明らかである。すなわち、例えばａ−面、｛２−１
−１０｝、ｍ−面｛０−１１０｝のような、ｃ軸線に対
して９０°にある面、例えば面｛２−１−１４｝、及び
｛０１−１２｝のようなｃ軸線に対して約４０°及び１
４０°にある面である。
有する結晶に生成される圧電界が、｛０００１｝方向と
ファセット配向との間の角度Θの関数として図５に示さ
れる。図５に示されるデータは、Ｇａ0.9Ｉｎ0.1Ｎの歪
量子井戸層に関するものである。圧電界は、｛０００
１｝方向又は｛０００−１｝方向において極大点に達
し、圧電界が０になる３つの配向を有する。同じ結果
が、他の円弧、例えば円弧１２について得られる。つま
り、圧電界は、｛０００１｝方向とそれに関係する面の
ファセット配向との間の角度差によって一義的に決定さ
れるもので、すなわち、圧電界はΦとは独立している。
従って、圧電界がない幾つかの組の面があることが図５
から明らかである。すなわち、例えばａ−面、｛２−１
−１０｝、ｍ−面｛０−１１０｝のような、ｃ軸線に対
して９０°にある面、例えば面｛２−１−１４｝、及び
｛０１−１２｝のようなｃ軸線に対して約４０°及び１
４０°にある面である。
【００１９】圧電界の強さは、ＩｎＧａＮ歪量子井戸層
における歪に依存すると共にＩｎＧａＮ歪量子井戸層の
組成に依存する。しかしながら、圧電界が０になる｛０
００１｝方向から計測された９０°のファセット配向
は、Ｉｎに対するＧａ比に、必ずしも強くは依存してい
ない。さらに、通常のＩｎＧａＮ量子井戸ＬＥＤにとっ
て、上述の４０°及び１４０°の配向に対応する面の配
向は、通常、図５に示される組成に対して求められた４
０°及び１４０°の値から約５°を一切越えない範囲ま
で変化する。分極電界のように、ウルツ鉱型結晶構造の
III族窒化物量子井戸層における自然発生的電界の強さ
もまた、該量子井戸層のファセット配向に依存してお
り、よって、自然発生的電界は、ファセット配向を制御
することによって最小化することができる。自然発生的
電界は、例えば、ほぼａ−面又はほぼｍ−面のファセッ
ト配向を有するIII族窒化物量子井戸層に対しては、０
に近づく。こうしたファセット配向は、ウルツ鉱型結晶
構造の｛０００１｝方向に対して、例えば約８０°から
約９０°までの角度だけ傾けられたものである。
における歪に依存すると共にＩｎＧａＮ歪量子井戸層の
組成に依存する。しかしながら、圧電界が０になる｛０
００１｝方向から計測された９０°のファセット配向
は、Ｉｎに対するＧａ比に、必ずしも強くは依存してい
ない。さらに、通常のＩｎＧａＮ量子井戸ＬＥＤにとっ
て、上述の４０°及び１４０°の配向に対応する面の配
向は、通常、図５に示される組成に対して求められた４
０°及び１４０°の値から約５°を一切越えない範囲ま
で変化する。分極電界のように、ウルツ鉱型結晶構造の
III族窒化物量子井戸層における自然発生的電界の強さ
もまた、該量子井戸層のファセット配向に依存してお
り、よって、自然発生的電界は、ファセット配向を制御
することによって最小化することができる。自然発生的
電界は、例えば、ほぼａ−面又はほぼｍ−面のファセッ
ト配向を有するIII族窒化物量子井戸層に対しては、０
に近づく。こうしたファセット配向は、ウルツ鉱型結晶
構造の｛０００１｝方向に対して、例えば約８０°から
約９０°までの角度だけ傾けられたものである。
【００２０】自然発生的電界の強さはまた、量子井戸層
の組成及びそれに隣接する層の組成に依存する。（例え
ば図５で考慮された）ＧａＮ層間のＧａ0.9Ｉｎ0.1Ｎ量
子井戸層の場合には、圧電界は通常、自然発生的電界よ
りはるかに大きい。そのため、この場合には、圧電界と
自然発生的電界との結合は、圧電界によって支配される
ことになり、圧電界を最小化するファセット配向を選択
することが好都合である。例えばアルミニウムを含む材
料のような他のIII族窒化物組成から形成された量子井
戸層又はそれに隣接する層にとって、自然発生的電界は
圧電界と同程度にすることが可能であり、或いは圧電界
を支配することさえできる。自然発生的電界が圧電界を
支配する場合には、自然発生的電界を最小化するファセ
ット配向を選択することが好都合である。圧電界と自然
発生的電界とが同程度である場合には、両方が結合され
た電界を極小化するファセット配向を選択することは好
都合であるが、自然発生的電界か圧電界のいずれかを別
々に最小化することは必要ではない。
の組成及びそれに隣接する層の組成に依存する。（例え
ば図５で考慮された）ＧａＮ層間のＧａ0.9Ｉｎ0.1Ｎ量
子井戸層の場合には、圧電界は通常、自然発生的電界よ
りはるかに大きい。そのため、この場合には、圧電界と
自然発生的電界との結合は、圧電界によって支配される
ことになり、圧電界を最小化するファセット配向を選択
することが好都合である。例えばアルミニウムを含む材
料のような他のIII族窒化物組成から形成された量子井
戸層又はそれに隣接する層にとって、自然発生的電界は
圧電界と同程度にすることが可能であり、或いは圧電界
を支配することさえできる。自然発生的電界が圧電界を
支配する場合には、自然発生的電界を最小化するファセ
ット配向を選択することが好都合である。圧電界と自然
発生的電界とが同程度である場合には、両方が結合され
た電界を極小化するファセット配向を選択することは好
都合であるが、自然発生的電界か圧電界のいずれかを別
々に最小化することは必要ではない。
【００２１】従って、本発明の幾つかの実施形態におい
て、核形成層は、分極電界を減少させるように選択され
た基板上に成長される。一般に、これらの基板はｃ−面
から約４０°、９０°、或いは１４０°だけミスカット
される。大きくミスカットされた基板を用いる実施形態
において、核形成層２１は、該層２１の結晶構造が、上
に該層２１が成長される基板２０の表面の結晶構造を実
質的に複製するのに十分高い温度で成長されなければな
らない。デバイスの分極電界を減少させるためにｃ−面
から約４０°、９０°、及び１４０°だけミスカットさ
れた基板上に成長される発光デバイスの製造について
は、Ｋｒａｍｅｓ他の発明により、本出願と同日に出願
された、「分極電界が減少された窒化物半導体デバイ
ス」という名称の米国特許出願番号第［代理人整理番号
第Ｍ−１１０４０−３Ｐ ＵＳ］において詳細に説明さ
れており、引用によりここに組み入れる。
て、核形成層は、分極電界を減少させるように選択され
た基板上に成長される。一般に、これらの基板はｃ−面
から約４０°、９０°、或いは１４０°だけミスカット
される。大きくミスカットされた基板を用いる実施形態
において、核形成層２１は、該層２１の結晶構造が、上
に該層２１が成長される基板２０の表面の結晶構造を実
質的に複製するのに十分高い温度で成長されなければな
らない。デバイスの分極電界を減少させるためにｃ−面
から約４０°、９０°、及び１４０°だけミスカットさ
れた基板上に成長される発光デバイスの製造について
は、Ｋｒａｍｅｓ他の発明により、本出願と同日に出願
された、「分極電界が減少された窒化物半導体デバイ
ス」という名称の米国特許出願番号第［代理人整理番号
第Ｍ−１１０４０−３Ｐ ＵＳ］において詳細に説明さ
れており、引用によりここに組み入れる。
【００２２】本発明の様々な修正は、当業者にとって前
述した記載及び添付図面から明らかである。従って、本
発明は、唯一、特許請求項の範囲によって限定されるこ
とになる。
述した記載及び添付図面から明らかである。従って、本
発明は、唯一、特許請求項の範囲によって限定されるこ
とになる。
【図１】ＳｉＣ基板上に形成されるIII族窒化物デバイ
スで用いるための従来技術の緩衝構造を示す。
スで用いるための従来技術の緩衝構造を示す。
【図２】本発明による核形成層を組み入れるＬＥＤを示
す。
す。
【図３】所定の核形成層の厚さ及び組成を有するデバイ
スの相対的な光取り出し効率を示す。
スの相対的な光取り出し効率を示す。
【図４】ウルツ鉱型ＧａＮベース半導体の結晶構造を示
す。
す。
【図５】ウルツ鉱型ＧａＮベース半導体に対する成長配
向の関数として量子井戸で生成される圧電界のグラフで
ある。
向の関数として量子井戸で生成される圧電界のグラフで
ある。
２０ 基板
２１ 核形成層
２２ ｎ型層
２３ 活性領域
２４ ｐ型層
２５ ｎコンタクト
２６ ｐコンタクト
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 竹内 哲也
アメリカ合衆国 カリフォルニア州
94086 サニーヴェイル エヴェリン テ
ラス ウェスト 999 ＃２
(72)発明者 小林 淳子
アメリカ合衆国 カリフォルニア州
94087 サニーヴェイル ルウィストン
ドライヴ 1460
Ｆターム(参考） 5F041 AA03 CA05 CA33 CA34 CA40
CA65
Claims (26)
- 【請求項１】 基板と、 アルミニウムを含み、前記基板の上にある核形成層と、 少なくとも一つの発光層を含み、前記核形成層の上にあ
る複数のIII族窒化物デバイス層と、 を備え、 前記核形成層のアルミニウム組成と厚さが、デバイス層
から該核形成層に入射する光の少なくとも９０％が前記
基板内に取り出されるように選択される、ことを特徴と
する発光デバイス。 - 【請求項２】 前記基板と、前記複数のIII族窒化物デ
バイス層との間の有効な格子不整合が、５％より小さい
ことを特徴とする請求項１に記載の発光デバイス。 - 【請求項３】 前記複数のデバイス層の一つが、５ｎｍ
より小さいＲＭＳ粗さを有することを特徴とする請求項
１に記載の発光デバイス。 - 【請求項４】 前記基板がＳｉＣであることを特徴とす
る請求項１に記載の発光デバイス。 - 【請求項５】 前記基板が、ウルツ鉱型結晶構造を有
し、前記核形成層が、前記ウルツ鉱型結晶構造の{００
０１｝方向に対し０°から５°までの間の配向を有する
該基板のファセットの上にあることを特徴とする請求項
１に記載の発光デバイス。 - 【請求項６】 前記基板が、ウルツ鉱型結晶構造を有
し、前記核形成層が、前記ウルツ鉱型結晶構造の｛００
０１｝方向に対し、約３０°から約５０°までの範囲、
約８０°から約１００°までの範囲、及び約１３０°か
ら約１５０°までの範囲からなる群から選択された角度
だけ傾けられた配向を有する該基板のファセットの上に
あることを特徴とする請求項１に記載の発光デバイス。 - 【請求項７】 前記核形成層が、約２％から約８％まで
のＡｌ組成を有するＡｌＧａＮであることを特徴とする
請求項１に記載の発光デバイス。 - 【請求項８】 前記核形成層が、約４％から約６％まで
のＡｌ組成を有するＡｌＧａＮであることを特徴とする
請求項１に記載の発光デバイス。 - 【請求項９】 前記核形成層が、約１０００オングスト
ロームから約１２００オングストロームまでの厚さを有
することを特徴とする請求項１に記載の発光デバイス。 - 【請求項１０】 前記核形成層が、約６００オングスト
ロームから約２０００オングストロームまでの厚さを有
することを特徴とする請求項１に記載の発光デバイス。 - 【請求項１１】 前記核形成層に、約３ｅ１８ｃｍ-3か
ら約５ｅ１９ｃｍ-3までの濃度にＳｉがドープされたこ
とを特徴とする請求項１に記載の発光デバイス。 - 【請求項１２】 ２より大きい屈折率を有する基板と、 ２％から８％までのＡｌ組成と、６００オングストロー
ムから２０００オングストロームまでの厚さを有し、前
記基板上に形成されるＡｌＧａＮ核形成層と、活性領域
を含み、前記核形成層の上にある複数のIII族窒化物デ
バイス層と、を備えることを特徴とする発光デバイス。 - 【請求項１３】 前記核形成層が、２．３より大きい屈
折率を有することを特徴とする請求項１２に記載の発光
デバイス。 - 【請求項１４】 前記基板と前記複数のIII族窒化物デ
バイス層の一つとの間の格子不整合が、５％より小さい
ことを特徴とする請求項１２に記載の発光デバイス。 - 【請求項１５】 前記基板がＳｉＣであることを特徴と
する請求項１２に記載の発光デバイス。 - 【請求項１６】 前記核形成層に、約３ｅ１８ｃｍ-3か
ら約５ｅ１９ｃｍ-3までの濃度にＳｉがドープされたこ
とを特徴とする請求項１２に記載の発光デバイス。 - 【請求項１７】 前記核形成層が、約４％から約６％ま
でのＡｌ組成を有するＡｌＧａＮであることを特徴とす
る請求項１２に記載の発光デバイス。 - 【請求項１８】 前記核形成層が、約１０００オングス
トロームから約１２００オングストロームまでの厚さを
有することを特徴とする請求項１２に記載の発光デバイ
ス。 - 【請求項１９】 前記基板が、ウルツ鉱型結晶構造を有
し、前記核形成層が、前記ウルツ鉱型結晶構造の{００
０１｝方向に対し０°から５°までの間の配向を有する
該基板のファセットの上にあることを特徴とする請求項
１２に記載の発光デバイス。 - 【請求項２０】 前記基板が、ウルツ鉱型結晶構造を有
し、前記核形成層が、前記ウルツ鉱型結晶構造の｛００
０１｝方向に対し、約３０°から約５０°までの範囲、
約８０°から約１００°までの範囲、及び約１３０°か
ら約１５０°までの範囲からなる群から選択された角度
だけ傾けられた配向を有する該基板のファセットの上に
あることを特徴とする請求項１２に記載の発光デバイス - 【請求項２１】 発光デバイスを形成する方法であっ
て、基板を設け、前記基板の上にアルミニウムを含む核
形成層を形成し、 前記核形成層の上に活性領域を含む複数のIII族窒化物
デバイス層を形成する、ことを含み、 前記核形成層の厚さとアルミニウム組成が、前記デバイ
ス層から該核形成層に入射する光の９０％が前記基板内
に取り出されるように選択される、ことを特徴とする方
法。 - 【請求項２２】 前記核形成層を形成することが、有機
金属化学気相成長法によって、約９００℃から約１２０
０℃までの温度でＡｌＧａＮ層を形成することを含むこ
とを特徴とする請求項２１に記載の方法。 - 【請求項２３】 前記核形成層を形成することが、有機
金属化学気相成長法によって約１０８０℃から約１１６
５℃までの温度でＡｌＧａＮ層を形成することを含むこ
とを特徴とする請求項２１に記載の方法。 - 【請求項２４】 前記核形成層と前記複数のデバイス層
の一つが、同じ温度で形成されることを特徴とする請求
項２１に記載の方法。 - 【請求項２５】 前記基板がウルツ鉱型結晶構造を有
し、基板を設けることが、前記ウルツ鉱型結晶構造の
{０００１｝方向に対し０°から５°までの間に傾けら
れた配向を有する前記基板の表面を準備することを含
み、 核形成層を形成することが、前記基板の前記表面上に前
記核形成層を形成することを含む、ことを特徴とする請
求項２１に記載の方法。 - 【請求項２６】 前記基板がウルツ鉱型結晶構造を有
し、 基板を設けることが、前記ウルツ鉱型結晶構造の｛００
０１｝方向に対し、約３０°から約５０°までの範囲、
約８０°から約１００°までの範囲、及び約１３０°か
ら約１５０°までの範囲からなる群から選択された角度
だけ傾けられた配向を有する該基板の表面を準備するこ
とを含み、 核形成層を形成することが、前記基板の前記表面上に前
記核形成層を形成することを含む、ことを特徴とする請
求項２１に記載の方法。
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