JP2003258302A - GaN系半導体発光素子 - Google Patents
GaN系半導体発光素子Info
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Abstract
高出力の紫外線発光が可能なGaN系発光素子を提供す
ること。 【解決手段】 結晶基板B1上にバッファ層B2を介し
てまたは直接的にGaN系結晶層からなる積層構造Sを
形成し、GaN系半導体発光素子とするに際し、発光層
(図1では、量子井戸構造2に含まれる井戸層)と結晶
基板B1との間に位置するGaN系結晶層1のキャリア
濃度が、該層の面拡張方向に不均一となるように、該層
1を形成する。これによって、発光層のIn組成揺らぎ
が増長し、In組成比が低くとも、より高出力が得られ
る。
Description
光素子(以下、GaN系発光素子)に関し、特に、紫外
線を発し得る組成比のInGaN系材料が発光層の材料
として用いられた紫外線発光素子に関するものである。
aN系半導体レーザー(LD)などのGaN発光素子の
なかでも、InGaNを発光層に用いたもの(なかで
も、高いIn組成比の発光層を有する青・緑色発光素
子)は、一般に高効率の発光が得られることが知られて
いる。これは、In組成揺らぎによるキャリアの局在化
のため、発光層に注入されたキャリアの内、非発光中心
に捕獲されるものの割合が少なくなり、結果、高効率の
発光が得られるからであると説明されている。In組成
揺らぎは、InGaNの熱力学的な不安定さによって、
または、転移の周りでInの取り込みが増えること(I
n組成比が高くなること)によって、または、臨界膜厚
に近づき歪が蓄積することなどに起因して自然発生的に
生じると考えられている。
0nm以下の紫外線を発光させようとする場合にも、一
般には発光層の材料としてInGaN(In組成比0.
15以下)が用いられる。
の比較的高いIn組成比に比べて、紫外線発光素子にお
ける発光層のIn組成比は、上記のとおり0.15以下
に抑える必要がある。紫外線発光素子では、In組成比
がこのように小さい為に、上述のIn組成揺らぎによる
キャリア局在化の効果が低減し、非発光再結合中心に捕
獲されるキャリアの割合が増え、結果として高出力化の
妨げとなっている。
問題を解決し、発光層のIn組成比が小さくとも、従来
より高出力の紫外線発光が可能なGaN系発光素子を提
供することにある。
するものである。 (1)結晶基板上にバッファ層を介してまたは直接的に
GaN系結晶層からなる積層構造が形成された素子構造
を有するGaN系半導体発光素子であって、該積層構造
にはInGaN系発光層が含まれており、該発光層と結
晶基板との間にはGaN系結晶層が存在し、該結晶層の
キャリア濃度が該層の面拡張方向に不均一となっている
ことを特徴とする、GaN系半導体発光素子。
いる層が、高いキャリア濃度領域を含む部位と、低いキ
ャリア濃度領域を含む部位とが、面拡張方向に交互に存
在する層であって、高いキャリア濃度領域のカソードル
ミネッセンス発光強度が、低いキャリア濃度領域のカソ
ードルミネッセンス発光強度の1.5倍以上である、上
記(1)記載のGaN系半導体発光素子。
<x≦0.15)である、上記(1)または(2)記載
のGaN系半導体発光素子。
ものであり、バッファ層を介してまたは直接的に、Ga
N系結晶層が該凹凸を覆って気相成長し上記積層構造と
なっている上記(1)〜(3)のいずれかに記載のGa
N系半導体発光素子。
を覆う結晶成長に起因して生じるものであって、生じた
不均一なキャリア濃度が均一化しないように、該凹凸を
覆って成長した結晶層の上面が平坦化した時点の該層上
面から発光層下面までの厚さが3μm以下とされてい
る、上記(4)記載のGaN系半導体発光素子。
にとって〈11−20〉方向の凹溝を一定間隔で配置し
てなるストライプ状の凹凸であって、凹部および凸部の
幅のうち大きい方の幅をW〔μm〕、凹部の深さをd1
〔μm〕とするときに、該凹凸の凹部底面から発光層下
面までの厚さt〔μm〕が、 t≦((31/2)×W/2)+d1+2〔μm〕 を満たすように決定されている、上記(4)または
(5)記載のGaN系半導体発光素子。
lZN(0≦X≦1、0≦Y≦1、0≦Z≦1、X+Y
+Z=1)で示される化合物半導体であって、例えば、
AlN、GaN、AlGaN、InGaNなどが重要な
化合物として挙げられる。また、InGaN系とは、上
記GaN系のなかでも、In組成、Ga組成を必須に含
む化合物半導体である。Al組成は必要に応じて加えら
れてもよい。InGaN系のなかでも重要な化合物とし
ては、InXGa1-XN(0<X<1、特に、波長420
nm以下の紫外線を発し得るものとして0<x≦0.1
5)が挙げられるが、なかでもIn組成比xが0.01
5≦x≦0.10のものは、蛍光体と組み合わせた照明
器具や表示装置などにおける紫外線光源としての用途が
期待され、重要である。
てよいが、以下に、LEDを例として挙げて本発明を説
明する。また、本明細書では、当該発光素子の構造を明
確に説明するために、「結晶基板上」や「下層」などの
上下方向を示す語句を用い、結晶基板を下側としている
が、素子構造の絶対的な上下方向を限定するものではな
く、また素子の実装方向(実装時の姿勢)を限定するも
のでもない。
常の発光素子構造では、p型、n型の層が含まれ、どち
らが下側(結晶基板側)であってもよいが、p型層を上
側にする方が高いキャリア濃度が得られ、また、n型層
を下側にする方が発光層の結晶性が良い事から、n型層
を下側とする態様が好ましい。以下、n型層を下側とし
て素子構造を説明するがこれに限定されるものではな
い。
構造の一例を示すように、結晶基板B1上に、GaN系
結晶層からなる積層構造が形成された素子構造を有す
る。該積層構造には、InGaN系発光層が含まれてい
る。図1の素子構造例を具体的に示すと、結晶基板B1
上面に後述の転位密度低減化のための凹凸が加工され、
該凹凸上にGaN低温成長バッファ層B2を介して、n
型GaNコンタクト層(n型クラッド層を兼ねている)
1、(InGaN系井戸層/GaN障壁層)ペアの多重
量子井戸(MQW)構造2、p型Al0.2Ga0.8Nクラ
ッド層3、p型GaNコンタクト層4が、順に気相成長
し積層構造となっている。該積層構造は、n型GaNコ
ンタクト層1が部分的に露出するようエッチングされ、
該露出部分にn型電極P1が設けられ、p型コンタクト
層上にはp型電極P2が設けられている。
光層(図ではMQW構造2中の井戸層)と結晶基板との
間に位置するGaN系結晶層(図では、n型GaNコン
タクト層1)のキャリア濃度が、同図中にハッチングを
施して示すように、該層の面拡張方向に不均一となって
いる点である。
に、発光層に隣接する直下の層のキャリア濃度を面拡張
方向に不均一とすることによって、その上に成長させた
InGaN系発光層(MQW構造では井戸層)中のIn
組成は、下層のキャリア濃度の不均一に応じて面拡張方
向に変調を受けることになる。即ち、InGaN系発光
層には人工的にIn組成揺らぎが導入(増長)されるこ
とになる。これによって、In組成比の小さい材料から
なる発光層であっても、In組成揺らぎを人工的に増長
させることによって、キャリアの局在化も増長され、従
来よりも高い紫外線発光出力を得ることができるように
なる。
面)が拡張する方向、即ち、層厚方向に垂直な方向(所
謂、ラテラル方向、横方向)である。キャリア濃度が層
の面拡張方向に不均一であるとは、図1の層1に模式的
に示すように、高いキャリア濃度となっている領域を含
む高キャリア濃度部位(ハッチングを施した部位)と、
低いキャリア濃度となっている領域を含む低キャリア濃
度部位とが、面拡張方向に交互に存在することを意味す
る。ここでいうキャリア濃度の高低は、互いに相手の部
位に対する相対的な表現である。両部位の境界は明確で
なくともよく、高いキャリア濃度の領域から無段階的に
低いキャリア濃度の領域へと変化していてもよい。
発光層にIn組成揺らぎを新たに導入し得るものであれ
ばよいが、発光層のIn組成比が低くとも従来に無い強
いIn組成揺らぎを生じさせ得る好ましい不均一さとし
ては、高いキャリア濃度が5×1017cm-2以上、2×
1019cm-2以下であり、また、低いキャリア濃度が5
×1016cm-2以上、2×1019cm-2以下であること
が望ましい。ただし、In組成ゆらぎを効果的に誘起さ
せるためにはキャリア濃度に相対的な差異があることが
重要であり、これらの高低の値に絶対的に限定されるも
のではない。また、高キャリア濃度部位と、低キャリア
濃度部位とが、面拡張方向に交互に存在する際の周期
(1つの高キャリア濃度部位の中心部分と、それに隣接
する低キャリア濃度部位の中心部分との間の距離)は、
0.2μm〜50μm程度であることが好ましい。発光
素子、とくにLEDのチップサイズは、通常300μm
角程度である為、5μm程度の周期が好ましい値であ
る。
1に示す素子断面が見えるようにチップを縦に切断し、
その断面をカソードルミネッセンス法(CL法)によっ
て測定することによって容易に判定する事ができる。C
L法により断面を観察すると、キャリア濃度の高低が発
光強度の強弱となって現われる。高いキャリア濃度領域
のCL発光強度が、低いキャリア濃度領域のCL発光強
度の1.5倍以上、より好ましくは3倍以上であること
が、良好な不均一さである。下層にこのような不均一さ
を形成できた場合には、発光層のIn組成に不均一なゆ
らぎを生じさせる事ができる。また、キャリア濃度の差
異(CL発光強度の差異)は取り込まれた不純物の量に
起因するが、不純物の種類によっても生じる。このよう
な場合もIn組成ゆらぎが生じることとなる。
ソードルミネッセンス装置を用いる。切断した試料をサ
ンプルホルダーに設置し、例えば、加速電圧3KV、波
長365nmで断面観察すると、キャリア濃度の量に応
じて発光強度の強弱が観測できる。また、不純物の種類
が異なる場合、測定波長を変化させると発光強度分布の
変化が観測できる。
によって光を発生し得るようにn型層とp型層とが設け
られる構造が挙げられる。好ましい発光構造としては、
量子井戸構造(単一量子井戸(SQW)構造、MQW構
造、SQW構造が積層されたものなど)や、DH構造が
挙げられる。DH構造にはSQW構造に含まれるものも
ある。量子井戸構造では井戸層が発光層であり、DH構
造(n型クラッド層/活性層/p型クラッド層)では、
活性層が発光層である。紫外線高出力化のための好まし
い発光部の構造としては、量子井戸構造、特にMQW構
造が挙げられる。量子井戸構造の場合、n型クラッド層
上に直接井戸層を形成せず、先ず障壁層を形成してもよ
い。また、図1に示すように、n型クラッド層とn型コ
ンタクト層とを別個に形成してもよいが、後述のよう
に、キャリア濃度の均一化を避けるために、両者を兼ね
る構造が好ましい。
系結晶層のキャリア濃度を、面拡張方向に不均一とする
方法に限定は無く、例えば、後述の転位密度低減手法の
1つとしてストライプ状のSiO2マスク層を用いた選
択成長法を実施することによって、成長層中へSiを部
分的にドープさせる方法や、GaN系結晶層にSiを部
分的に接触させる方法などであってもよい。
方法の中でも、特に好ましい方法としては、結晶基板面
に凹凸を形成し、該凹凸上に、バッファ層を介してまた
は直接的に、GaN系結晶層を気相成長させる方法が挙
げられる。より詳しい凹凸の構成、作用効果については
後述するが、該凹凸を覆うようにGaN系結晶層を成長
させることによって、GaN系結晶中に取り込まれるド
ーパントの量は、下地の凹凸の影響を受けて異なる。こ
れによって、成長するGaN系結晶層のキャリア濃度を
面拡張方向に不均一となる。また、凹凸を覆うようにG
aN系結晶層を成長させることによって、転位密度を局
所的に低減させる効果も得られ、該効果もキャリア濃度
の不均一に寄与する。
度を好ましく低減し得る凹凸としては、例えば次のもの
が挙げられる。 (い)従来公知の選択成長法(ELO法)を実施し得る
ように、結晶基板上にマスク層(SiO2などが用いら
れる)をストライプパターンなどとして形成した、アデ
ィティブな凹凸構造。 (ろ)GaN系結晶がラテラル成長やファセット成長を
し得るように、結晶基板上に、ドット状、ストライプ状
の凹部(凹状溝)加工を施すことによって形成した、サ
ブトラクティブな凹凸構造。これらの構造とバッファ層
とは、適宜組合せてよい。
は、複雑なマスク層の形成工程が不要な好ましい構造で
ある。以下、これについて説明する。結晶基板面への凹
凸の加工方法としては、例えば、通常のフォトリソグラ
フイ技術を用いて、目的の凹凸の態様に応じてパターン
化し、RIE技術等を使ってエッチング加工を施して目
的の凹凸を得る方法などが例示される。
(または凸部)が配列されたパターン、直線状または曲
線状の凹溝(または凸尾根)が一定間隔・不定の間隔で
配列された、ストライプ状や同心状のパターンなどが挙
げられる。凸尾根が格子状に交差したパターンは、ドッ
ト状(角穴状)の凹部が規則的に配列されたパターンと
みることができる。また、凹凸の断面形状は、矩形(台
形を含む)波状、三角波状、サインカーブ状などが挙げ
られる。
凹溝(または凸尾根)が一定間隔で配列された、ストラ
イプ状の凹凸パターンは、図2、図3に示すように凹凸
の断面が矩形波状を呈するものであって、その作製工程
を簡略化できると共に、パターンの作製が容易であり好
ましい。
合、そのストライプの長手方向は任意であってよいが、
これを埋め込んで成長するGaN系結晶にとってストラ
イプの長手方向を〈1−100〉方向にした場合、図2
(a)に示すように、凸部の上部から成長を開始したG
aN系結晶1aは、横方向成長をエンハンスさせ、図2
(b)に示すように、凹部を空洞として残した状態でG
aN系結晶層1となる。ただし、ストライプの長手方向
を〈1−100〉方向にした場合であっても、ファセッ
ト面が形成されやすい成長条件を選ぶ事により、後述の
〈11−20〉方向の場合と同様の効果を得ることがで
きる。
合、凸部上の結晶はC軸方向(層厚方向)に成長したも
のであるのに対し、凹部を空洞としてその上を覆う結晶
は凸部から横方向に成長したものである。このため、両
者は結晶中に取り込まれる不純物(Si、C、Oなど)
の量が互いに異なる。また、結晶基板と接しているか否
かによって、凸部上と凹部上とでは、結晶層中に残存す
る応力が異なる。さらに、凸部上と凹部上とでは転位密
度が異なり、凹部上に転位密度が低減された部位が存在
する。これらの違いがあるため、凹凸を覆って成長した
GaN系結晶層は、横方向(面拡張方向)にキャリア濃
度が不均一となり、図2(b)にハッチングで示すよう
に、凸部の上方に高キャリア濃度が現われる。
GaN系結晶にとって〈11−20〉方向とした場合、
横方向成長が抑制され、{1−101}面などの斜めフ
ァセットが形成され易くなり、図3(a)に示すよう
に、凸部上面・凹部底面に、断面三角形の結晶が成長す
る。この時点で、以降の成長で平坦化が促進するような
条件を選び(例えば成長温度を高くする)、さらに成長
を継続させると、図3(b)に示すように、各結晶同士
がつながって一体化し、さらに、図3(c)に示すよう
に、上面が平坦化した結晶層1が得られる。基板側から
C軸方向に伝搬した転位は、図3(a)に示す三角形の
斜面(ファセット面)で横方向に曲げられ、上方に伝搬
し難くなる。よって、図3(c)に示す結晶層中には、
低転位密度領域が形成されることになる。
合、図3(b)、(c)に示すように、成長初期に三角
形を呈するファセットを形成し平坦化させるという成長
プロセスは、転位密度低減効果のみならず、キャリア濃
度を不均一化する手法としても、極めて重要である。こ
れは、ファセット形成の成長条件と平坦化の成長条件と
が異なることに起因して、ファセット部と平坦化部のキ
ャリア濃度が互いに異なり、その結果、次に述べるよう
に、ファセット部から平坦化表面(層上面)までの距離
の影響によって、平坦化表面のキャリア濃度を不均一に
することが可能となるからである。例えば、ファセット
形成をアンドープで成長し、平坦化させる時にSiなど
不純物を添加した場合、図3(c)に示すように、平坦
化した結果の結晶層1の断面をみると、成長初期のファ
セット部分(破線で示した三角形部分)はキャリア濃度
が低く、該ファセット部分よりもそれを覆う平坦化部分
の方がキャリア濃度が高くなる。よって、ファセット部
分から層上面までの距離の長短の差がキャリア濃度の高
低に強く影響し、ファセット部分の谷の上方に相当する
部分が高キャリア濃度領域(図3(c)にハッチングで
示す部分)として現われ、ピーク部分の上方が低キャリ
ア濃度領域として現われる。さらに、図3(c)から明
らかなとおり、ファセット上部であっても結晶基板の凹
部上と凸部上とでは平坦化表面までの距離が異なる。こ
のこともキャリア濃度の不均一化のためには重要な要素
である。即ち、結晶基板表面に設ける凹凸の凹部深さを
変化させることによっても、キャリア濃度の不均一さを
制御することが可能である。なお、不純物添加量を変化
させることで、高キャリア濃度領域を自由に形成するこ
とが可能である。
するストライプ状とする場合、転位密度を低減させ、か
つキャリア濃度の不均一さをより増長させ得る寸法範囲
は、次に示すとおりである。上記〈1−100〉方向の
ストライプの場合では、凹溝の幅W1は、0.2μm〜
50μm程度、より好ましくは0.5μm〜15μmで
あり、凸部の幅W2は、0.2μm〜50μm程度、よ
り好ましくは0.5μm〜15μmであり、凹凸の振幅
(凹溝の深さ)dは、0.2μm〜10μm程度、より
好ましくは0.5μm〜5μmである。また、上記〈1
1−20〉方向のストライプの場合では、凹溝の幅W1
は、0.2μm〜20μm程度、より好ましくは0.5
μm〜10μmであり、凸部の幅W2は、0.2μm〜
20μm程度、より好ましくは0.5μm〜10μmで
あり、凹凸の振幅dは、0.1μm〜5μm程度、より
好ましくは0.1μm〜3μmである。
成長させて、キャリア濃度が不均一な結晶層を得た後、
さらに結晶成長を不必要に継続して厚膜化すると、先に
得られた不均一なキャリア濃度が厚膜化部分で均一化し
てしまう可能性がある。従って、これを避けるため、凹
凸を覆って成長する結晶層の上面が平坦化した時点から
後は、できる限り厚膜化や他の層の形成は行わず、発光
層を形成することが好ましい。上記凹凸を覆って成長し
た結晶層の上面が平坦化した時点の該層上面から発光層
下面までの厚さは、概ね5μm以下とすればよいが、3
μm以下が好ましく、1μm以下が特に好ましい。本発
明では、この制限を実際の素子構造に適用するために、
n型コンタクト層とn型クラッド層とを兼用することを
推奨している。これによって、凹凸から発光層までの層
厚が減少し、キャリア濃度の不均一さを維持することが
できる。
プとしてGaN系結晶をファセット成長させる場合に
は、凹部および凸部の幅のうち大きい方の幅(等しい場
合はどちらでもよい)をW〔μm〕とし、凹部の深さを
d1〔μm〕として、該凹凸の凹部底面から発光層下面
までの厚さt〔μm〕を、式t≦((31/2)×W/
2)+d1+2〔μm〕を満たすように決定することに
よって、過度の厚膜化が抑制されキャリア濃度の均一化
を未然に防ぐことができるようになる。前記式中、3
1/2は、3の平方根である。例えば、下記実施例のよう
に、凹凸の寸法がW=5μm、d1=2とした場合に
は、凹部底面から発光層下面までの厚さtは、約8.3
μm以下とすることが好ましい。
は、GaN系結晶が成長可能なものであればよい。好ま
しい結晶基板としては、例えば、サファイア(C面、A
面、R面)、SiC(6H、4H、3C)、GaN、A
lN、Si、スピネル、ZnO、GaAs、NGOなど
が挙げられる。また、これらの結晶を表層として有する
基材であってもよい。なお、基板の面方位は特に限定さ
れず、更にジャスト基板でも良いしオフ角を付与した基
板であっても良い。
要に応じてバッファ層を介在させてよい。好ましいバッ
ファ層としては、GaN系低温成長バッファ層が挙げら
れる。バッファ層の材料、形成方法、形成条件は、公知
技術を参照すればよいが、GaN系低温成長バッファ層
材料としては、GaN、AlN、InNなどが例示さ
れ、成長温度としては、300℃〜600℃が挙げられ
る。バッファ層の厚さは10nm〜50nm、特に20
nm〜40nmが好ましい。なお、結晶基板としてGa
Nや、AlN結晶などからなる基板を用いる場合には、
バッファ層は必須では無い。
PE法、MOVPE法、MBE法などが挙げられる。厚
膜を作製する場合はHVPE法が好ましく、薄膜を形成
する場合はMOVPE法やMBE法が好ましい。
N系結晶に関して〈1−100〉方向のストライプ状の
凹凸を形成してその上にGaN系結晶層を成長させて、
n型クラッド層(コンタクト層と兼用)のキャリア濃度
を不均一とし、かつ該n型クラッド層の厚さを制限して
キャリア濃度の不均一さを維持させ、発光部を(In
0.03Ga0.97N井戸層、GaN障壁層)ペアを有するM
QW構造として、発光波長380nmの紫外線発光素子
を製作した。素子形成プロセスは次のとおりである。
よるストライプ状のパターニング(幅(凸部幅となる)
5μm、周期(凸部幅+凹部幅となる)10μm、スト
ライプ方位:ストライプの長手方向が、基板上に成長す
るGaN系結晶にとって〈1−100〉方向)を行い、
RIE装置で深さd1=2μmまで断面方形となるよう
エッチングし、表面がストライプ状パターンの凹凸とな
った基板を得た。
に該基板を装着し、水素雰囲気下で1100℃まで昇温
し、サーマルエッチングを行った。温度を500℃まで
下げ、III族原料トリメチルガリウム(以下TMG)
と、N原料アンモニアを流し、厚さ30nmのGaN低
温成長バッファ層を成長させた後TMG供給を停止し
た。該GaN低温成長バッファ層は、図1に示すよう
に、凸部の上面、凹部の底面にのみ形成された。
G、n型ドーパントとなるSiH4を流し、凸部上面か
ら測定した厚さが3μmのn型GaNクラッド層(コン
タクト層)を成長させた。この厚さは専ら凸部から成長
したGaNが横方向に成長し、凹部中央部で合体し、上
面が平坦化する厚さである。
750℃に下げトリメチルインジウム(以下TMI)、
TMG、NH3を供給し、厚さ3nmのIn0.03Ga
0.97N井戸層、厚さ10nmのGaN障壁層を6周期重
積し、MQW構造とした。TMI、TMG供給を止めた
後、温度を1000℃に上げ、トリメチルアルミニウム
(以下TMA)、TMGを供給し、厚さ50nmのp型
Al0.2Ga0.8Nクラッド層を形成した。
クト層を順に形成して、紫外LEDウエハとし、さら
に、電極形成、素子分離を行い、LED素子とした。
アチップ状態)の出力(波長382nm、通電20m
A)を測定したところ、10mWであった。また、発光
のスペクトルを測定したところ、発光波長382nm、
半値幅11nmであった。
板の凹部にもn型GaN結晶が充填されており、空洞は
形成されていなかった。該断面をCL法にて観察したと
ころ、凸部から横方向成長した膜が優先となる為、凹部
上に横方向成長した部位には転位に関係するダークライ
ン等は観測されなかったが、CLの発光強度は弱かっ
た。これはこの領域の不純物濃度が少ない為である。一
方、凸部の上方ではCL発光強度は強く、凹部上方での
CL発光強度の3倍であった。次にCL観察を表面から
行い発光層の状態を見た所、発光強度の分布が観測され
た。一方、観測時の波長を382nmから380nmへ
変えると、発光強度の強かった場所が逆に弱くなり、発
光強度の弱かった場所が強くなった。これは発光層下部
のキャリア濃度分布により、InGaN発光層のIn組
成にゆらぎが生じた結果と考えられる。このため、In
組成の多い場所が382nmの発光に相当し、In組成
の少ない所が380nmとなったため、発光強度の分布
変化となって現われたものと考えられる。
イプ状の凹凸の方向を、成長するGaN系結晶に関して
〈11−20〉方向とし、GaNクラッド層を成長させ
たこと意外は、上記実施例と同様に、紫外線発光素子を
製作した。凹凸の寸法仕様は、凸部幅5μm、周期10
μm、凹部深さ1μmである。
ては、GaN低温成長バッファ層の形成後、温度を10
00℃とし、原料としてTMG、アンモニア、ドーパン
トSiH4を流し、n型GaNクラッド(コンタクト)
層を、平坦な基板で2μmに相当する時間成長させた
後、成長温度を1050℃に上げ、平坦な基板で4μm
に相当する時間成長させた。このときのGaN層の成長
は、図3(a)に示すように、凸部の上面、凹部の底面
から、断面三角形でファセット面を含む尾根状となり、
その後の成長温度変更により2次元成長が促進され、図
3(c)に示すように平坦化した。凹部底面からn型G
aNクラッド層の上面までの厚さtは、3.5μmであ
り、式t≦((31/2)×5/2)+1+2〔μm〕を
満たしていた。
型GaN結晶層(クラッド層)の成長は、上面が平坦化
した時点で停止し、In0.03Ga0.97N井戸層の形成を
開始し、素子構造の完成までのプロセスを行った。
アチップ状態)の出力を測定したところ、実施例1と同
様、10mWであり、発光のスペクトルは、発光波長3
82nm、半値幅11nmであった。
CL法にて観察したところ、成長過程で観察されるファ
セット(断面三角形状に成長する部分)に対応した領域
のCLの発光強度は弱く、ファセットの谷に当たる場所
のCL発光強度は強かった。その強度比は3倍であっ
た。凸部上では、ファセットから層上面までの厚みが薄
く、一方凹部上では厚い。このため、凹部上の方がCL
発光強度の強い領域の割合が多かった。
(凸部上面から測定した厚さが3μmであり、コンタク
ト層と兼用する層)を、n型コンタクト層専用とし、該
層と発光層との間に、専用のn型GaNクラッド層を
3.5μm形成した以外は実施例2と同じとした。ウエ
ハ全体で採取された各LED素子(ベアチップ状態)の
出力(波長382nm、通電20mA)を測定したとこ
ろ、8mWであった。スペクトルを測定した所、発光波
長380nm、半値幅9nmであった。発光波長が2n
m短くなったこと及び、半値幅が狭くなったことからI
n組成ゆらぎが抑制されたものと考えられる。このた
め、非発光再結合中心で、再結合を起こすキャリアの割
合が増えた結果、発光出力が若干低下したと考えられ
る。
型GaN層の凹部の発光強度は弱く、凸部は強かった。
一方、n型GaN層の途中から発光強度分布は観測され
なかった。次にCL観察を表面から行い発光層の状態を
見た所、発光強度の分布は観測されるものの、実施例2
にくらべ、強度差が弱かった。これはInGaN発光層
のIn組成にゆらぎの程度が実施例2よりも少なくなっ
た為と考えられる。
濃度を不均一とすることによって、発光層のIn組成比
が小さくとも、従来より高出力の紫外線発光が可能なG
aN系発光素子を提供することが可能となった。
ハッチングは、領域の区別を目的としている(他の図も
同様である)。同図では、電極、高キャリア濃度部分に
のみハッチングを施している。
て〈1−100〉方向とした場合の、凹凸上でのGaN
系結晶の成長の状態を示す模式図である。
て〈11−20〉方向とした場合の、凹凸上でのGaN
系結晶の成長の状態を示す模式図である。
る図である。
Claims (6)
- 【請求項1】 結晶基板上にバッファ層を介してまたは
直接的にGaN系結晶層からなる積層構造が形成された
素子構造を有するGaN系半導体発光素子であって、 該積層構造にはInGaN系発光層が含まれており、該
発光層と結晶基板との間にはGaN系結晶層が存在し、
該結晶層のキャリア濃度が該層の面拡張方向に不均一と
なっていることを特徴とする、GaN系半導体発光素
子。 - 【請求項2】 上記不均一なキャリア濃度となっている
層が、高いキャリア濃度領域を含む部位と、低いキャリ
ア濃度領域を含む部位とが、面拡張方向に交互に存在す
る層であって、高いキャリア濃度領域のカソードルミネ
ッセンス発光強度が、低いキャリア濃度領域のカソード
ルミネッセンス発光強度の1.5倍以上である、請求項
1記載のGaN系半導体発光素子。 - 【請求項3】 発光層の材料がInxGa1-xN(0<x
≦0.15)である、請求項1または2記載のGaN系
半導体発光素子。 - 【請求項4】 結晶基板が表面に凹凸を加工されたもの
であり、バッファ層を介してまたは直接的に、GaN系
結晶層が該凹凸を覆って気相成長し上記積層構造となっ
ている請求項1〜3のいずれかに記載のGaN系半導体
発光素子。 - 【請求項5】 キャリア濃度の不均一が、上記凹凸を覆
う結晶成長に起因して生じるものであって、生じた不均
一なキャリア濃度が均一化しないように、該凹凸を覆っ
て成長した結晶層の上面が平坦化した時点の該層上面か
ら発光層下面までの厚さが3μm以下とされている、請
求項4記載のGaN系半導体発光素子。 - 【請求項6】 上記凹凸が、成長するGaN系結晶にと
って〈11−20〉方向の凹溝を一定間隔で配置してな
るストライプ状の凹凸であって、 凹部および凸部の幅のうち大きい方の幅をW〔μm〕、
凹部の深さをd1〔μm〕とするときに、該凹凸の凹部
底面から発光層下面までの厚さt〔μm〕が、 t≦((31/2)×W/2)+d1+2〔μm〕 を満たすように決定されている、請求項4または5記載
のGaN系半導体発光素子。
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