JP2004214337A - 窒化物半導体発光素子 - Google Patents
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Abstract
【課題】静電耐圧特性が優れた窒化物半導体発光素子を提供する。
【解決手段】それぞれ複数の窒化物半導体層からなるp側層とn側層の間にInを含む窒化物半導体からなる活性層を有する窒化物半導体素子であって、p側層はpオーミック電極を形成する層としてp型コンタクト層を含み、該p型コンタクト層の膜厚を5000Å以上30000Å以下に設定した。
【選択図】図1
【解決手段】それぞれ複数の窒化物半導体層からなるp側層とn側層の間にInを含む窒化物半導体からなる活性層を有する窒化物半導体素子であって、p側層はpオーミック電極を形成する層としてp型コンタクト層を含み、該p型コンタクト層の膜厚を5000Å以上30000Å以下に設定した。
【選択図】図1
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】
本願発明は、ディスプレイ、光通信や電子機器のバックライト、照明用光源に最適な紫外域光から赤色光を発光する発光ダイオード及びレーザダイオードなどに使用される窒化物半導体(例えばAlaInbGa(1−a−b)N、0≦a、0≦b、0≦a+b≦1)に係わり、特に静電耐圧特性が優れた窒化物半導体発光素子に関する。
【0002】
【従来の技術】
窒化物半導体は紫外から赤色の発光素子(LED(発光ダイオード)、LD(レーザダイオード))を構成することができる半導体材料として注目されて、活発に研究開発が進められている。現在、この窒化物半導体を用いた素子として、高輝度青色LED、純緑色LED等がフルカラーLEDディスプレイ、交通信号灯、イメージスキャナー、液晶のバックライト等の光源として実用化されているが、今後ますます幅広い用途に使用されることが期待される。これらのLEDの多くは、サファイア基板上に一般式AlaGa1−aN(0≦a≦1)で表される材料からなるバッファ層と、SiドープGaNよりなるN型コンタクト層と、InGaNを活性層とする単一又は多重量子井戸構造からなる活性層と、MgドープAlGaNからなるp型クラッド層と、MgドープGaNからなるp型コンタクト層とが順に積層された構造を有している。
【0003】
従来、窒化物半導体(窒化ガリウム系化合物半導体)発光素子のp型コンタクト層の膜厚は100Åから3000Å程度に抑えられてきた。この理由としてまず、p型コンタクト層として用いることのできる高品質なMgドープGaNを厚く成膜するのが技術的に困難なことが挙げられる。Mgが現在最も広くp型ドーパントとして用いられているが、活性化率が低いため、電極と良好なオーミックコンタクトを得るためには、Mgを1×1019cm−3から1×1021cm−3 程度の高い濃度でドープしなくてはならない。これが必然的に結晶性の劣化を招き、膜厚の増加とともに表面状態の荒れ等を招いてしまう。とくにMgの偏析による表面状態の荒れを招いてしまう。
【0004】
さらにMgドープGaNを厚く成膜することができたとしても、成長直後の膜は不活性化されており高抵抗を示す。従ってp型化のためのアニールを要する。一般にアニール手法として、低エネルギー電子線照射、熱アニール、電磁波照射が提案されている。p型化のメカニズムとして、最初水素で不活性化されていたMg原子がこれらのアニールによって水素と解離し、活性化すると考えられている。いずれの方法も試料表面からの水素脱離の効果が支配的であるので、厚膜の場合には深さ方向に均一にMgを活性化させるのが難しい。
これらの理由によって、p型コンタクト層の膜厚は素子特性に支障がない程度で薄く抑えられてきた。実際、p型コンタクト層が薄くても発光強度や順方向電圧等には問題がない場合が多い。
【0005】
【特許文献1】
特開2000−286509号公報
【特許文献2】
特開平11−177134号公報
【0006】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、静電耐圧特性となると、特に順方向に静電気によってサージ電流が流れた場合、p型コンタクト層が薄い場合にはサージ電流は容易にPN接合部に形成される活性層に到達し、素子の破壊を招く。例えば、帯電防止処理された袋等から窒化物半導体素子を取り出す際、また電子機器に実装する際等、素子が破壊又は劣化する危険性がある。窒化物半導体発光素子の信頼性をより高めるためには、このような破壊又は劣化の危険性をなくすことが望まれる。
【0007】
本願発明は上記問題点を解決するためになされたもので、静電耐圧特性が優れた窒化物半導体発光素子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】
以上の目的を達成するために、本発明に係る窒化物半導体発光素子は、それぞれ複数の窒化物半導体層からなるp側層とn側層の間にInを含む窒化物半導体からなる活性層を有する窒化物半導体素子であって、上記p側層はpオーミック電極を形成する層としてp型コンタクト層を含み、該p型コンタクト層の膜厚が5000Å以上30000Å以下に設定されたことを特徴とする。
【0009】
また、本発明に係る窒化物半導体発光素子において、上記p型コンタクト層はMgドープのGaNからなる層、又は第1層と第2層を交互に積層した多層膜(第1層と第2層でドープ量を変化させた変調ドープ層又は第1層と第2層でドープする不純物の種類を変えた変調ドープ層)であることが好ましい。
上記p型コンタクト層を変調ドープ層とする場合、上記第1の層と上記第2の層の間で、ドープ量とドープする不純物の種類の両方を変えてもよい。
【0010】
また、本発明に係る窒化物半導体発光素子において、上記p型コンタクト層を変調ドープ層とする場合、上記第1の層をMgドープGaNにより構成し、上記第2の層をアンドープGaNにより構成することができるし、上記第1の層をMgドープGaNにより構成し、上記第2の層をSiドープGaNにより構成することもできる。
【0011】
【発明の実施の形態】
以下、図面を参照しながら、本発明に係る実施の形態の窒化物半導体素子について説明する。
図1は、本発明の一実施の形態である窒化物半導体素子(LED素子)の構造を示す模式的断面図であり、本実施の形態の窒化物半導体素子はサファイア基板1の上に、
(1)AlGaNよりなるバッファ層2、
(2)アンドープGaN層3、
(3)SiドープGaNよりなるn型コンタクト層4、
(4)アンドープGaN層5、
(5)SiドープGaN層6、
(6)アンドープGaN層7、
(7)GaN/InGaN超格子n型層8、
(8)InGaN層を井戸層としGaN層を障壁層とする多重量子井戸構造の活性層9、
(9)p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10、
(10)MgドープGaNからなり、膜厚が5000Å〜30000Åの範囲に設定されたp型コンタクト層11、
が順に積層された構造を有し、以下のようにp側及びn側の電極が形成されて構成されている。
尚、本実施の形態1では、アンドープGaN層3、n型コンタクト層4、アンドープGaN層5、SiドープGaN層6、アンドープGaN層7及びGaN/InGaN超格子n型層8によりn側の層が構成され、p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10及びp型コンタクト層11によりp側の層が構成される。
【0012】
nオーミック電極21は、例えば、素子の隅部においてp型コンタクト層11からアンドープGaN層5までをエッチングにより除去して、n型コンタクト層4の一部を露出させ、露出させたn型コンタクト層4上に形成する。
また、p側の電極としては、p型コンタクト層11上のほぼ全面にpオーミック電極22を形成し、そのpオーミック電極22上の一部にpパッド電極23を形成している。
【0013】
ここで、特に本実施の形態の窒化物半導体素子は、p型コンタクト層11を膜厚が5000Å〜30000Åの範囲に設定されたMgドープGaN層により構成したことを特徴とし、これによりリーク電流を低減しかつ静電耐圧を向上させている。
このように、p型コンタクト層11の膜厚を5000Å以上とするのは、静電耐圧を高くし、かつリーク電流を小さくするためであり、静電耐圧を高くするという点からは膜厚は厚いほど好ましい。
【0014】
しかしながら、本実施の形態1のように、p型コンタクト層をMgドープGaNからなる単一膜(後述の実施の形態2に示すような多層膜ではないものをいう。)である場合、膜厚が3μm、すなわち30000Åを超えると直列抵抗の増大から駆動電圧(Vf)の増加を招いてしまう。
従って、本発明では、順方向電圧Vfを著しく上昇させないように、p型コンタクト層11の膜厚は、実用的な最大の膜厚は30000Å以下とすることが好ましく、より好ましくは、10000Å以下に設定する。
【0015】
従来技術の欄で説明したように、膜厚を5000Å以上のp型コンタクト層11を、結晶性良く成長させることは容易なものではない。
しかしながら、本実施の形態1では、p型コンタクト層11の成長温度を、活性層9への熱的ダメージを避けられる温度に設定し、かつ成長速度を約1.3μm/h前後等、比較的早い所定の範囲内に設定することにより、先に成膜された活性層9(Inを含む活性層)に熱等によるダメージを与えないようにして、p型コンタクト層11を厚く成膜することを可能にした。
【0016】
具体的には、p型コンタクト層11の成長温度は、好ましくは、活性層の成長温度以上で1000℃以下に設定し、p型コンタクト層11の成長速度は、好ましくは、0.2μm/h〜3.0μm/hの範囲、より好ましくは、1.0μm/h〜2.0μm/hの範囲に設定する。
成長条件がこの範囲であると、活性層9へのダメージを抑えつつp型コンタクト層11を静電耐圧を十分高くできる膜厚及び結晶性を有するように成長させることができる。また、比較的厚く成長させた場合でも、表面の平坦性を良好にできる。
さらに、本発明において、p型コンタクト層11は、水素雰囲気中で成長させることが好ましく、これによりよりいっそうp型コンタクト層11表面の平坦性を良好にできる。
すなわち、本発明において、p型コンタクト層11を成長させる際には、(1)成長温度を、活性層の成長温度以上で1000℃以下に設定し、(2)成長速度は、好ましくは、0.2μm/h〜3.0μm/hの範囲、より好ましくは、1.0μm/h〜2.0μm/hの範囲に設定し、(3)成長雰囲気を水素雰囲気とする。
このように成長条件を設定すると、活性層9へのダメージを抑えつつp型コンタクト層11を静電耐圧を十分高くできる十分な膜厚及び良好な結晶性を有するように成長させることができ、しかもその表面を十分平坦にできる。
【0017】
以上のように構成された実施の形態1の窒化物半導体素子は順方向電圧の上昇を抑えつつ、静電耐圧を高くでき、かつリーク電流を少なくできる。
また、本実施の形態1の窒化物半導体素子では、p型コンタクト層11の下に以下のような、p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10を備えているので、より静電耐圧を向上させることができる。
【0018】
(p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10)
本実施の形態1において、p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10は、クラッド層として機能し、光の閉じこめ、および活性層への正孔が注入される層となる。
このp−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10はp型とするために、p型不純物、例えば、Mgがドープされるが、p−AlGaN層に対するMgのドープ量とp−InGaN層に対するMgのドープ量は同一であっても異なっていても良いが、それぞれp型コンタクト層のMgドープGaN層11aのMgのドープ量よりも少ない量に設定することが好ましく、これによりVf(順方向電圧)をより低くできる。
また、p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10のp−InGaN層はMgドープのGaN層で構成することもできる。
【0019】
また、p−AlGaN/p−InGaN(p−GaN)超格子p型層10において、p−AlGaN層及びp−InGaN(p−GaN)層の各膜厚は、100Å以下、より好ましくは70Å以下、よりいっそう好ましくは10〜40Åの範囲に設定する。この場合、p−AlGaN層の膜厚とp−InGaN(p−GaN)層の膜厚は、同一であっても異なっていても良い。超格子p型層10は、p−AlGaN層とp−InGaN(p−GaN)層を交互に成長させて形成するが、例えば、p−AlGaN層から積層してp−AlGaN層で終わってもよく、p−InGaN(p−GaN)層から始めてp−InGaN(p−GaN)層で終わってもよい。しかしながら、InGaN層は高温で熱分解しやすいので、InGaN層の表面が長時間、高温雰囲気中に曝されないように、p−AlGaN層で終わっていることが好ましい。
【0020】
さらに、p−AlGaN/p−InGaN(p−GaN)超格子p型層10の総膜厚は、発光出力を高くしかつVfを低くするために、2000Å以下に設定することが好ましく、より好ましくは1000Å以下、さらに好ましくは500Å以下に設定する。
また、p−AlGaN/p−InGaN(p−GaN)超格子p型層10の各膜厚は、p型コンタクト層の各膜厚よりも薄くすることが好ましい。すなわち、多層膜のp型コンタクト層に隣接する層を超格子層とし、各膜厚をp型コンタクト層のn型層及びp型層のそれぞれの膜厚よりも薄くすることで、さらに静電耐圧の高い窒化物半導体素子を構成できる。
【0021】
又、本実施の形態1では、より好ましい例として、p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10を用いた形について説明したが、本発明はこれに限られるものではなく、少なくとも、AlGaNを有していれば良く、AlGaN単一層でもよい。p−AlGaN/p−InGaN超格子とすることで、AlGaN単一層と比べて結晶性が良くなり、抵抗率がさらに低下しVfが低下する傾向にある。
【0022】
実施の形態2.
本発明に係る実施の形態2の窒化物半導体発光素子は、実施の形態1の窒化物半導体発光素子において、p型コンタクト層11に換えて、第1層11aと第2層11bが交互に形成されてなる変調ドープ構造のp型コンタクト層110を用いて構成した以外は実施の形態1の窒化物半導体発光素子と同様に構成される。
ここで、実施の形態2における変調ドープ構造のp型コンタクト層110は、第1層と第2層でドープ量を変化させた変調ドープ層、第1層と第2層でドープする不純物の種類を変化させた変調ドープ層、及び第1層と第2層でドープ量とドープする不純物の種類の両方を変化させた変調ドープ層等を含み、好ましくは、(1)MgドープGaNからなる第1層とアンドープGaNからなる第2層とが交互に積層された変調ドープ層、(2)MgドープGaNとSiドープGaNの変調ドープ層である。
【0023】
このように、p型コンタクト層に変調ドープ構造を用いる場合、MgドープGaN層:アンドープGaN層またはMgドープGaN層:SiドープGaN層の膜厚比は7:3前後が好ましい。アンドープ層またはSiドープ層の割合が大きいとVfの上昇を招き、小さすぎると低抵抗化の効果が顕著に現れないからである。
【0024】
変調ドープ構造のp型コンタクト層11をMgドープGaN層とSiドープGaN層とにより構成した場合の、MgドープGaN層11aとSiドープGaN層11bの膜厚比を変えた3種類のサンプルを作製して、逆方向の静電耐圧特性をそれぞれ評価した結果を図5に示す。
本検討において、p型コンタクト層11以外の層の構成は、後述の実施例1と同様にした。
また、各サンプルのp型コンタクト層11におけるMgドープGaN層11aとSiドープGaN層11bの膜厚の比は表1に示すようにした。
表1
また、本検討において、GaN層11aのMgドープ量は1×1020cm−3とし、GaN層11bのSiドープ量は5×1018cm−3とした。
さらに、各サンプルは1つのGaN層11aと1つのGaN層11bとを1周期として10周期とした。
【0025】
尚、図5のグラフの縦軸は基準サンプル(比較例)の静電破壊電圧により規格化した値で示している。この基準サンプルはp型コンタクト層をMgが1×1020cm−3ドープされたGaNからなる単層とした以外は実施例1と同様に構成されている。
図5のグラフに示すように、本実施例1のサンプル1〜3のいずれのサンプルについても、静電破壊電圧が比較例より向上していることが確認された。
また、これにより膜厚比を7:3とすることで、静電破壊電圧を最も高くできることが確認された。
本検討では、10周期の変調ドープ構造のp型コンタクト層11を用いたが、周期を50以上としても同様の結果が得られる。
【0026】
以上のように構成された実施の形態2の窒化物半導体発光素子は、p型コンタクト層110を変調ドープ構造とすることにより比較的厚く(5000Å以上)形成した場合でも、p型コンタクト層を単一膜とした実施の形態1に比較してより効果的に抵抗値の上昇を抑えることができ、順方向電圧を上昇させることなく、静電耐圧を向上させることが可能となる。
【0027】
すなわち、p型コンタクト層がMgドープGaNの単一膜である場合、膜厚が1μmを超えると直列抵抗が徐々に増大することから駆動電圧(Vf)が増加し始める。そこで、p型コンタクト層の低抵抗化に効果がある例えば、MgドープGaNとアンドープGaNまたはMgドープGaNとSiドープGaNの変調ドープ構造とすることで、Vfの増加を最小限に抑えることができる。このような変調ドープ構造で低抵抗にできる理由は、MgドープGaNを厚く積層するとMgが表面に偏析する傾向があり、膜厚が1μmを超えると結晶性の悪化を招き抵抗率が上昇するが、変調構造ではそれが抑制されるためと考えられる。
また、変調ドープ構造にすることでp型コンタクト層に内部電界が生じ、その電界によってMgの活性化エネルギーが低下していることも低抵抗化に寄与していると思われる。
【0028】
尚、実施の形態2の窒化物半導体発光素子において、p型コンタクト層110の膜厚は、上述したことから明らかなように、実施の形態1より厚くすることができるが、成膜時間等を考慮すると30000Å以下とすることが好ましい。
【0029】
【実施例】
以下、実施例を用いて本発明についてより具体的に説明する。
実施例1.
実施例1では、サファイアC面基板上に低温バッファ層を介し、n型GaN層を成長後、発光層としてInGaNとGaNからなる多重量子井戸構造を持つ青色又は緑色LEDを作製した。
また、実施例1においては、p型コンタクト層11をMgドープGaNの単一膜として、膜厚を1000Åから8330Åまで変化させた種々のサンプルを作成した。このp型コンタクト層11の成膜条件は、TMG=16.20μmol/min、Cp2Mg=194.6nmol/min、V/III比=11000、成長温度=1000℃、成長速度=1.22μm/hである。ここで、本明細書において、V/III比とはV族原料であるアンモニアとIII族原料であるTMG及びCp2Mgのモル比を指す。
実施例1の種々のサンプルを評価した結果、図2に示すように、膜厚が8330Å以下ではVfは膜厚に依存しない傾向が得られた。一方で静電破壊電圧は膜厚の増大とともに顕著に向上した。
【0030】
尚、本実施例1において、各半導体層の膜厚は表2に示すように設定した。
表2
【0031】
実施例2.
実施例2では、実施例1において、p型コンタクト層を27周期のMgドープGaN層(494Å)とアンドープGaN層(212Å)からなる変調ドープ構造とした。p型コンタクト層全体の膜厚は約2μmである。原料としてトリメチルガリウム(TMG)、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム(Cp2Mg)、アンモニアを用い、キャリアガスとして水素を用いた。成長条件はTMG=16.20μmol/min、Cp2Mg=162.1nmol/min、V/III比=11000、成長温度=1000℃、成長速度=1.18μm/hである。MgドープGaN層とアンドープGaN層の成長の切り替えはCp2Mgラインのバルブのオン、オフでおこなった。成長後、p型ドーパントの活性化のため熱アニールをおこなった。
【0032】
n及びp側の電極の形成後、LED特性は以下のようであった。主波長=464nm、20mA駆動時の順方向電圧(Vf)=3.56V、出力(Po.)=8mW、静電破壊電圧=1193V
なお、本明細書におけるVf、Poの測定値は、順方向電流が20mAのときの値である。また、静電耐圧は200pF、0Ωのマシンモデルで測定した。
【0033】
また、比較例1としてp型コンタクト層を膜厚=1200Å、TMG=3.89μmol/min、Cp2Mg=38.8μmol/min、V/III比=45800、成長温度=910℃、成長速度=0.29μm/hの条件で作製した場合の特性は主波長=467nm、Vf=3.52V、Po.=8mW、静電破壊電圧=268Vであった。この比較例1との比較により、実施例2のLEDは静電破壊電圧の上昇が著しいことが分かる。また、p型コンタクト層膜厚を2μmと厚くしたにも関わらず、Vfの上昇を抑止できているのは変調ドープ構造がp型コンタクト層を低抵抗化することができたことによるものである。
【0034】
尚、実施例1において、p型コンタクト層を膜厚約1.67μmのMgドープGaNの単一膜として上記実施例1と同様のLEDを作製したところ、Vf=3.72Vであり変調ドープ構造の実施例2の場合より上昇していた。
【0035】
実施例3
実施例3では、p型コンタクト層110を以下のようにした以外は、実施例1及び2と同様にして発光ダイオードを作製した。
すなわち、pクラッド層成長後、まず、反応容器内を980℃に調整し、III族キャリアガスとして水素を1.5l/min流した。TMGを16.2μmol/min、Cp2Mgを186.2nmol/min基板表面に流した。このときのV/III比は11000、Mg/Gaモル比は、1.15×10−2である。この条件でMgドープGaN層を70Åの膜厚で成長させた。
【0036】
次に、Cp2Mgを止め、Si源としてSiH4ガス2.89nmol/minを基板表面に流した。このときのSi/Gaモル比は、1.8×10−4である。その他はMgドープGaN層の成長条件と同じ条件でSiドープGaN層を30Åの膜厚で成長させた。
【0037】
次に、SiH4ガスを止め、Cp2Mg186.2nmol/minを基板表面に流し、MgドープGaN層を70Åの膜厚で成長させた。このときのMg/Gaモル比は、1.15×10−2である。
【0038】
以上の反応工程を50周期行った。1周期の膜厚は100Åであり、50周期成長させることにより、5000Åの膜厚とした。
【0039】
さらに、SiH4ガスを止め、Cp2Mg186.2nmol/minを基板表面に流し、MgドープGaN層を70Åの膜厚で成長させ、p型コンタクト層の最後の層とした。このときのMg/Gaモル比は、1.15×10−2である。
【0040】
以上のようにして作製した実施例3のサンプルにおいてそれぞれ静電破壊電圧を評価した結果を図6に示す。図6のグラフに示すように、本実施例3のいずれのサンプルについても、静電破壊電圧がリファレンスより向上していることが確認された。ここでのリファレンスは、p型コンタクト層を、膜厚が1200Åになるように、900から910℃で成長した以外は実施例3と同様にして作製した発光ダイオードである。また、発光出力については、リファレンスと同等であることが確認された。次にVfについて評価した。その結果を図7に示す。図7に示すように、Vfについては、リファレンスより低下していることが確認された。
【0041】
以上説明したように、本発明に係る実施の形態1及び2の構成によれば、静電耐圧を極めて高くでき、かつリーク電流を低くできる。
これに加えてさらに、本発明ではp型コンタクト層11を厚くする(5000Å以上とする)ことにより、光の取り出し効率を高くできるという効果もある。
すなわち、特に光の取り出し効率に関しては、素子全体の膜厚が大きいほど、横方向(水平方向)の光の取り出し効果を増大させることができる。従って、N型コンタクト層またはp型コンタクト層のいずれを厚膜化しても有効である。また、技術的にはn型コンタクト層を厚膜化するほうが容易である。
しかしながら、n型コンタクト層の膜厚が厚くなると基板とGaNの熱膨張係数差に起因するウエハの反りが大きくなり、その上に積層する活性層を基板面内で均一に成膜するのが難しくなる。
これに対して、p型コンタクト層を厚く形成する場合には、かかる問題はない。すなわち、活性層より先に成長させる下のn型コンタクト層が厚いと、成長時に活性層を基板面内で均一に成膜することが難しいが、p型コンタクト層は活性層の後で成長させるので問題はない。
従って、p型コンタクト層の厚膜化は光の取り出し効率向上にも有効であり、出力向上にも寄与する。
【0042】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように、本発明に係る窒化物半導体発光素子によれば、静電耐圧の極めて高い発光素子を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図1】本発明に係る実施の形態1の窒化物半導体発光素子の断面図である。
【図2】本発明に係る実施例1の窒化物半導体発光素子において膜厚を変化させた場合の、膜厚に対する順方向電圧を示すグラフである。
【図3】実施例1の窒化物半導体発光素子において膜厚を変化させた場合の、膜厚に対する静電破壊電圧を示すグラフである。
【図4】本発明に係る実施の形態2の窒化物半導体発光素子の断面図である。
【図5】本発明に係る実施の形態2の窒化物半導体発光素子において、p型コンタクト層を構成する第1の層と第2の層の膜厚比に対する静電破壊電圧を示すグラフである。
【図6】本発明に係る実施例3の窒化物半導体発光素子において、p型コンタクト層の膜厚に対する静電破壊電圧を示すグラフである。
【図7】本発明に係る実施例3の窒化物半導体発光素子において、p型コンタクト層の膜厚に対する順方向電圧を示すグラフである。
【符号の説明】
1…基板、
2…バッファ層、
3…アンドープGaN層、
4…n型コンタクト層、
5…アンドープGaN層、
6…SiドープGaN層、
7…アンドープGaN層、
8…GaN/InGaN超格子n型層、
9…Inを含む活性層、
10…p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層、
11,110…p型コンタクト層、
11a…第1の層、
11b…第2の層。
【発明の属する技術分野】
本願発明は、ディスプレイ、光通信や電子機器のバックライト、照明用光源に最適な紫外域光から赤色光を発光する発光ダイオード及びレーザダイオードなどに使用される窒化物半導体(例えばAlaInbGa(1−a−b)N、0≦a、0≦b、0≦a+b≦1)に係わり、特に静電耐圧特性が優れた窒化物半導体発光素子に関する。
【0002】
【従来の技術】
窒化物半導体は紫外から赤色の発光素子(LED(発光ダイオード)、LD(レーザダイオード))を構成することができる半導体材料として注目されて、活発に研究開発が進められている。現在、この窒化物半導体を用いた素子として、高輝度青色LED、純緑色LED等がフルカラーLEDディスプレイ、交通信号灯、イメージスキャナー、液晶のバックライト等の光源として実用化されているが、今後ますます幅広い用途に使用されることが期待される。これらのLEDの多くは、サファイア基板上に一般式AlaGa1−aN(0≦a≦1)で表される材料からなるバッファ層と、SiドープGaNよりなるN型コンタクト層と、InGaNを活性層とする単一又は多重量子井戸構造からなる活性層と、MgドープAlGaNからなるp型クラッド層と、MgドープGaNからなるp型コンタクト層とが順に積層された構造を有している。
【0003】
従来、窒化物半導体(窒化ガリウム系化合物半導体)発光素子のp型コンタクト層の膜厚は100Åから3000Å程度に抑えられてきた。この理由としてまず、p型コンタクト層として用いることのできる高品質なMgドープGaNを厚く成膜するのが技術的に困難なことが挙げられる。Mgが現在最も広くp型ドーパントとして用いられているが、活性化率が低いため、電極と良好なオーミックコンタクトを得るためには、Mgを1×1019cm−3から1×1021cm−3 程度の高い濃度でドープしなくてはならない。これが必然的に結晶性の劣化を招き、膜厚の増加とともに表面状態の荒れ等を招いてしまう。とくにMgの偏析による表面状態の荒れを招いてしまう。
【0004】
さらにMgドープGaNを厚く成膜することができたとしても、成長直後の膜は不活性化されており高抵抗を示す。従ってp型化のためのアニールを要する。一般にアニール手法として、低エネルギー電子線照射、熱アニール、電磁波照射が提案されている。p型化のメカニズムとして、最初水素で不活性化されていたMg原子がこれらのアニールによって水素と解離し、活性化すると考えられている。いずれの方法も試料表面からの水素脱離の効果が支配的であるので、厚膜の場合には深さ方向に均一にMgを活性化させるのが難しい。
これらの理由によって、p型コンタクト層の膜厚は素子特性に支障がない程度で薄く抑えられてきた。実際、p型コンタクト層が薄くても発光強度や順方向電圧等には問題がない場合が多い。
【0005】
【特許文献1】
特開2000−286509号公報
【特許文献2】
特開平11−177134号公報
【0006】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、静電耐圧特性となると、特に順方向に静電気によってサージ電流が流れた場合、p型コンタクト層が薄い場合にはサージ電流は容易にPN接合部に形成される活性層に到達し、素子の破壊を招く。例えば、帯電防止処理された袋等から窒化物半導体素子を取り出す際、また電子機器に実装する際等、素子が破壊又は劣化する危険性がある。窒化物半導体発光素子の信頼性をより高めるためには、このような破壊又は劣化の危険性をなくすことが望まれる。
【0007】
本願発明は上記問題点を解決するためになされたもので、静電耐圧特性が優れた窒化物半導体発光素子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】
以上の目的を達成するために、本発明に係る窒化物半導体発光素子は、それぞれ複数の窒化物半導体層からなるp側層とn側層の間にInを含む窒化物半導体からなる活性層を有する窒化物半導体素子であって、上記p側層はpオーミック電極を形成する層としてp型コンタクト層を含み、該p型コンタクト層の膜厚が5000Å以上30000Å以下に設定されたことを特徴とする。
【0009】
また、本発明に係る窒化物半導体発光素子において、上記p型コンタクト層はMgドープのGaNからなる層、又は第1層と第2層を交互に積層した多層膜(第1層と第2層でドープ量を変化させた変調ドープ層又は第1層と第2層でドープする不純物の種類を変えた変調ドープ層)であることが好ましい。
上記p型コンタクト層を変調ドープ層とする場合、上記第1の層と上記第2の層の間で、ドープ量とドープする不純物の種類の両方を変えてもよい。
【0010】
また、本発明に係る窒化物半導体発光素子において、上記p型コンタクト層を変調ドープ層とする場合、上記第1の層をMgドープGaNにより構成し、上記第2の層をアンドープGaNにより構成することができるし、上記第1の層をMgドープGaNにより構成し、上記第2の層をSiドープGaNにより構成することもできる。
【0011】
【発明の実施の形態】
以下、図面を参照しながら、本発明に係る実施の形態の窒化物半導体素子について説明する。
図1は、本発明の一実施の形態である窒化物半導体素子(LED素子)の構造を示す模式的断面図であり、本実施の形態の窒化物半導体素子はサファイア基板1の上に、
(1)AlGaNよりなるバッファ層2、
(2)アンドープGaN層3、
(3)SiドープGaNよりなるn型コンタクト層4、
(4)アンドープGaN層5、
(5)SiドープGaN層6、
(6)アンドープGaN層7、
(7)GaN/InGaN超格子n型層8、
(8)InGaN層を井戸層としGaN層を障壁層とする多重量子井戸構造の活性層9、
(9)p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10、
(10)MgドープGaNからなり、膜厚が5000Å〜30000Åの範囲に設定されたp型コンタクト層11、
が順に積層された構造を有し、以下のようにp側及びn側の電極が形成されて構成されている。
尚、本実施の形態1では、アンドープGaN層3、n型コンタクト層4、アンドープGaN層5、SiドープGaN層6、アンドープGaN層7及びGaN/InGaN超格子n型層8によりn側の層が構成され、p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10及びp型コンタクト層11によりp側の層が構成される。
【0012】
nオーミック電極21は、例えば、素子の隅部においてp型コンタクト層11からアンドープGaN層5までをエッチングにより除去して、n型コンタクト層4の一部を露出させ、露出させたn型コンタクト層4上に形成する。
また、p側の電極としては、p型コンタクト層11上のほぼ全面にpオーミック電極22を形成し、そのpオーミック電極22上の一部にpパッド電極23を形成している。
【0013】
ここで、特に本実施の形態の窒化物半導体素子は、p型コンタクト層11を膜厚が5000Å〜30000Åの範囲に設定されたMgドープGaN層により構成したことを特徴とし、これによりリーク電流を低減しかつ静電耐圧を向上させている。
このように、p型コンタクト層11の膜厚を5000Å以上とするのは、静電耐圧を高くし、かつリーク電流を小さくするためであり、静電耐圧を高くするという点からは膜厚は厚いほど好ましい。
【0014】
しかしながら、本実施の形態1のように、p型コンタクト層をMgドープGaNからなる単一膜(後述の実施の形態2に示すような多層膜ではないものをいう。)である場合、膜厚が3μm、すなわち30000Åを超えると直列抵抗の増大から駆動電圧(Vf)の増加を招いてしまう。
従って、本発明では、順方向電圧Vfを著しく上昇させないように、p型コンタクト層11の膜厚は、実用的な最大の膜厚は30000Å以下とすることが好ましく、より好ましくは、10000Å以下に設定する。
【0015】
従来技術の欄で説明したように、膜厚を5000Å以上のp型コンタクト層11を、結晶性良く成長させることは容易なものではない。
しかしながら、本実施の形態1では、p型コンタクト層11の成長温度を、活性層9への熱的ダメージを避けられる温度に設定し、かつ成長速度を約1.3μm/h前後等、比較的早い所定の範囲内に設定することにより、先に成膜された活性層9(Inを含む活性層)に熱等によるダメージを与えないようにして、p型コンタクト層11を厚く成膜することを可能にした。
【0016】
具体的には、p型コンタクト層11の成長温度は、好ましくは、活性層の成長温度以上で1000℃以下に設定し、p型コンタクト層11の成長速度は、好ましくは、0.2μm/h〜3.0μm/hの範囲、より好ましくは、1.0μm/h〜2.0μm/hの範囲に設定する。
成長条件がこの範囲であると、活性層9へのダメージを抑えつつp型コンタクト層11を静電耐圧を十分高くできる膜厚及び結晶性を有するように成長させることができる。また、比較的厚く成長させた場合でも、表面の平坦性を良好にできる。
さらに、本発明において、p型コンタクト層11は、水素雰囲気中で成長させることが好ましく、これによりよりいっそうp型コンタクト層11表面の平坦性を良好にできる。
すなわち、本発明において、p型コンタクト層11を成長させる際には、(1)成長温度を、活性層の成長温度以上で1000℃以下に設定し、(2)成長速度は、好ましくは、0.2μm/h〜3.0μm/hの範囲、より好ましくは、1.0μm/h〜2.0μm/hの範囲に設定し、(3)成長雰囲気を水素雰囲気とする。
このように成長条件を設定すると、活性層9へのダメージを抑えつつp型コンタクト層11を静電耐圧を十分高くできる十分な膜厚及び良好な結晶性を有するように成長させることができ、しかもその表面を十分平坦にできる。
【0017】
以上のように構成された実施の形態1の窒化物半導体素子は順方向電圧の上昇を抑えつつ、静電耐圧を高くでき、かつリーク電流を少なくできる。
また、本実施の形態1の窒化物半導体素子では、p型コンタクト層11の下に以下のような、p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10を備えているので、より静電耐圧を向上させることができる。
【0018】
(p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10)
本実施の形態1において、p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10は、クラッド層として機能し、光の閉じこめ、および活性層への正孔が注入される層となる。
このp−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10はp型とするために、p型不純物、例えば、Mgがドープされるが、p−AlGaN層に対するMgのドープ量とp−InGaN層に対するMgのドープ量は同一であっても異なっていても良いが、それぞれp型コンタクト層のMgドープGaN層11aのMgのドープ量よりも少ない量に設定することが好ましく、これによりVf(順方向電圧)をより低くできる。
また、p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10のp−InGaN層はMgドープのGaN層で構成することもできる。
【0019】
また、p−AlGaN/p−InGaN(p−GaN)超格子p型層10において、p−AlGaN層及びp−InGaN(p−GaN)層の各膜厚は、100Å以下、より好ましくは70Å以下、よりいっそう好ましくは10〜40Åの範囲に設定する。この場合、p−AlGaN層の膜厚とp−InGaN(p−GaN)層の膜厚は、同一であっても異なっていても良い。超格子p型層10は、p−AlGaN層とp−InGaN(p−GaN)層を交互に成長させて形成するが、例えば、p−AlGaN層から積層してp−AlGaN層で終わってもよく、p−InGaN(p−GaN)層から始めてp−InGaN(p−GaN)層で終わってもよい。しかしながら、InGaN層は高温で熱分解しやすいので、InGaN層の表面が長時間、高温雰囲気中に曝されないように、p−AlGaN層で終わっていることが好ましい。
【0020】
さらに、p−AlGaN/p−InGaN(p−GaN)超格子p型層10の総膜厚は、発光出力を高くしかつVfを低くするために、2000Å以下に設定することが好ましく、より好ましくは1000Å以下、さらに好ましくは500Å以下に設定する。
また、p−AlGaN/p−InGaN(p−GaN)超格子p型層10の各膜厚は、p型コンタクト層の各膜厚よりも薄くすることが好ましい。すなわち、多層膜のp型コンタクト層に隣接する層を超格子層とし、各膜厚をp型コンタクト層のn型層及びp型層のそれぞれの膜厚よりも薄くすることで、さらに静電耐圧の高い窒化物半導体素子を構成できる。
【0021】
又、本実施の形態1では、より好ましい例として、p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層10を用いた形について説明したが、本発明はこれに限られるものではなく、少なくとも、AlGaNを有していれば良く、AlGaN単一層でもよい。p−AlGaN/p−InGaN超格子とすることで、AlGaN単一層と比べて結晶性が良くなり、抵抗率がさらに低下しVfが低下する傾向にある。
【0022】
実施の形態2.
本発明に係る実施の形態2の窒化物半導体発光素子は、実施の形態1の窒化物半導体発光素子において、p型コンタクト層11に換えて、第1層11aと第2層11bが交互に形成されてなる変調ドープ構造のp型コンタクト層110を用いて構成した以外は実施の形態1の窒化物半導体発光素子と同様に構成される。
ここで、実施の形態2における変調ドープ構造のp型コンタクト層110は、第1層と第2層でドープ量を変化させた変調ドープ層、第1層と第2層でドープする不純物の種類を変化させた変調ドープ層、及び第1層と第2層でドープ量とドープする不純物の種類の両方を変化させた変調ドープ層等を含み、好ましくは、(1)MgドープGaNからなる第1層とアンドープGaNからなる第2層とが交互に積層された変調ドープ層、(2)MgドープGaNとSiドープGaNの変調ドープ層である。
【0023】
このように、p型コンタクト層に変調ドープ構造を用いる場合、MgドープGaN層:アンドープGaN層またはMgドープGaN層:SiドープGaN層の膜厚比は7:3前後が好ましい。アンドープ層またはSiドープ層の割合が大きいとVfの上昇を招き、小さすぎると低抵抗化の効果が顕著に現れないからである。
【0024】
変調ドープ構造のp型コンタクト層11をMgドープGaN層とSiドープGaN層とにより構成した場合の、MgドープGaN層11aとSiドープGaN層11bの膜厚比を変えた3種類のサンプルを作製して、逆方向の静電耐圧特性をそれぞれ評価した結果を図5に示す。
本検討において、p型コンタクト層11以外の層の構成は、後述の実施例1と同様にした。
また、各サンプルのp型コンタクト層11におけるMgドープGaN層11aとSiドープGaN層11bの膜厚の比は表1に示すようにした。
表1
また、本検討において、GaN層11aのMgドープ量は1×1020cm−3とし、GaN層11bのSiドープ量は5×1018cm−3とした。
さらに、各サンプルは1つのGaN層11aと1つのGaN層11bとを1周期として10周期とした。
【0025】
尚、図5のグラフの縦軸は基準サンプル(比較例)の静電破壊電圧により規格化した値で示している。この基準サンプルはp型コンタクト層をMgが1×1020cm−3ドープされたGaNからなる単層とした以外は実施例1と同様に構成されている。
図5のグラフに示すように、本実施例1のサンプル1〜3のいずれのサンプルについても、静電破壊電圧が比較例より向上していることが確認された。
また、これにより膜厚比を7:3とすることで、静電破壊電圧を最も高くできることが確認された。
本検討では、10周期の変調ドープ構造のp型コンタクト層11を用いたが、周期を50以上としても同様の結果が得られる。
【0026】
以上のように構成された実施の形態2の窒化物半導体発光素子は、p型コンタクト層110を変調ドープ構造とすることにより比較的厚く(5000Å以上)形成した場合でも、p型コンタクト層を単一膜とした実施の形態1に比較してより効果的に抵抗値の上昇を抑えることができ、順方向電圧を上昇させることなく、静電耐圧を向上させることが可能となる。
【0027】
すなわち、p型コンタクト層がMgドープGaNの単一膜である場合、膜厚が1μmを超えると直列抵抗が徐々に増大することから駆動電圧(Vf)が増加し始める。そこで、p型コンタクト層の低抵抗化に効果がある例えば、MgドープGaNとアンドープGaNまたはMgドープGaNとSiドープGaNの変調ドープ構造とすることで、Vfの増加を最小限に抑えることができる。このような変調ドープ構造で低抵抗にできる理由は、MgドープGaNを厚く積層するとMgが表面に偏析する傾向があり、膜厚が1μmを超えると結晶性の悪化を招き抵抗率が上昇するが、変調構造ではそれが抑制されるためと考えられる。
また、変調ドープ構造にすることでp型コンタクト層に内部電界が生じ、その電界によってMgの活性化エネルギーが低下していることも低抵抗化に寄与していると思われる。
【0028】
尚、実施の形態2の窒化物半導体発光素子において、p型コンタクト層110の膜厚は、上述したことから明らかなように、実施の形態1より厚くすることができるが、成膜時間等を考慮すると30000Å以下とすることが好ましい。
【0029】
【実施例】
以下、実施例を用いて本発明についてより具体的に説明する。
実施例1.
実施例1では、サファイアC面基板上に低温バッファ層を介し、n型GaN層を成長後、発光層としてInGaNとGaNからなる多重量子井戸構造を持つ青色又は緑色LEDを作製した。
また、実施例1においては、p型コンタクト層11をMgドープGaNの単一膜として、膜厚を1000Åから8330Åまで変化させた種々のサンプルを作成した。このp型コンタクト層11の成膜条件は、TMG=16.20μmol/min、Cp2Mg=194.6nmol/min、V/III比=11000、成長温度=1000℃、成長速度=1.22μm/hである。ここで、本明細書において、V/III比とはV族原料であるアンモニアとIII族原料であるTMG及びCp2Mgのモル比を指す。
実施例1の種々のサンプルを評価した結果、図2に示すように、膜厚が8330Å以下ではVfは膜厚に依存しない傾向が得られた。一方で静電破壊電圧は膜厚の増大とともに顕著に向上した。
【0030】
尚、本実施例1において、各半導体層の膜厚は表2に示すように設定した。
表2
【0031】
実施例2.
実施例2では、実施例1において、p型コンタクト層を27周期のMgドープGaN層(494Å)とアンドープGaN層(212Å)からなる変調ドープ構造とした。p型コンタクト層全体の膜厚は約2μmである。原料としてトリメチルガリウム(TMG)、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム(Cp2Mg)、アンモニアを用い、キャリアガスとして水素を用いた。成長条件はTMG=16.20μmol/min、Cp2Mg=162.1nmol/min、V/III比=11000、成長温度=1000℃、成長速度=1.18μm/hである。MgドープGaN層とアンドープGaN層の成長の切り替えはCp2Mgラインのバルブのオン、オフでおこなった。成長後、p型ドーパントの活性化のため熱アニールをおこなった。
【0032】
n及びp側の電極の形成後、LED特性は以下のようであった。主波長=464nm、20mA駆動時の順方向電圧(Vf)=3.56V、出力(Po.)=8mW、静電破壊電圧=1193V
なお、本明細書におけるVf、Poの測定値は、順方向電流が20mAのときの値である。また、静電耐圧は200pF、0Ωのマシンモデルで測定した。
【0033】
また、比較例1としてp型コンタクト層を膜厚=1200Å、TMG=3.89μmol/min、Cp2Mg=38.8μmol/min、V/III比=45800、成長温度=910℃、成長速度=0.29μm/hの条件で作製した場合の特性は主波長=467nm、Vf=3.52V、Po.=8mW、静電破壊電圧=268Vであった。この比較例1との比較により、実施例2のLEDは静電破壊電圧の上昇が著しいことが分かる。また、p型コンタクト層膜厚を2μmと厚くしたにも関わらず、Vfの上昇を抑止できているのは変調ドープ構造がp型コンタクト層を低抵抗化することができたことによるものである。
【0034】
尚、実施例1において、p型コンタクト層を膜厚約1.67μmのMgドープGaNの単一膜として上記実施例1と同様のLEDを作製したところ、Vf=3.72Vであり変調ドープ構造の実施例2の場合より上昇していた。
【0035】
実施例3
実施例3では、p型コンタクト層110を以下のようにした以外は、実施例1及び2と同様にして発光ダイオードを作製した。
すなわち、pクラッド層成長後、まず、反応容器内を980℃に調整し、III族キャリアガスとして水素を1.5l/min流した。TMGを16.2μmol/min、Cp2Mgを186.2nmol/min基板表面に流した。このときのV/III比は11000、Mg/Gaモル比は、1.15×10−2である。この条件でMgドープGaN層を70Åの膜厚で成長させた。
【0036】
次に、Cp2Mgを止め、Si源としてSiH4ガス2.89nmol/minを基板表面に流した。このときのSi/Gaモル比は、1.8×10−4である。その他はMgドープGaN層の成長条件と同じ条件でSiドープGaN層を30Åの膜厚で成長させた。
【0037】
次に、SiH4ガスを止め、Cp2Mg186.2nmol/minを基板表面に流し、MgドープGaN層を70Åの膜厚で成長させた。このときのMg/Gaモル比は、1.15×10−2である。
【0038】
以上の反応工程を50周期行った。1周期の膜厚は100Åであり、50周期成長させることにより、5000Åの膜厚とした。
【0039】
さらに、SiH4ガスを止め、Cp2Mg186.2nmol/minを基板表面に流し、MgドープGaN層を70Åの膜厚で成長させ、p型コンタクト層の最後の層とした。このときのMg/Gaモル比は、1.15×10−2である。
【0040】
以上のようにして作製した実施例3のサンプルにおいてそれぞれ静電破壊電圧を評価した結果を図6に示す。図6のグラフに示すように、本実施例3のいずれのサンプルについても、静電破壊電圧がリファレンスより向上していることが確認された。ここでのリファレンスは、p型コンタクト層を、膜厚が1200Åになるように、900から910℃で成長した以外は実施例3と同様にして作製した発光ダイオードである。また、発光出力については、リファレンスと同等であることが確認された。次にVfについて評価した。その結果を図7に示す。図7に示すように、Vfについては、リファレンスより低下していることが確認された。
【0041】
以上説明したように、本発明に係る実施の形態1及び2の構成によれば、静電耐圧を極めて高くでき、かつリーク電流を低くできる。
これに加えてさらに、本発明ではp型コンタクト層11を厚くする(5000Å以上とする)ことにより、光の取り出し効率を高くできるという効果もある。
すなわち、特に光の取り出し効率に関しては、素子全体の膜厚が大きいほど、横方向(水平方向)の光の取り出し効果を増大させることができる。従って、N型コンタクト層またはp型コンタクト層のいずれを厚膜化しても有効である。また、技術的にはn型コンタクト層を厚膜化するほうが容易である。
しかしながら、n型コンタクト層の膜厚が厚くなると基板とGaNの熱膨張係数差に起因するウエハの反りが大きくなり、その上に積層する活性層を基板面内で均一に成膜するのが難しくなる。
これに対して、p型コンタクト層を厚く形成する場合には、かかる問題はない。すなわち、活性層より先に成長させる下のn型コンタクト層が厚いと、成長時に活性層を基板面内で均一に成膜することが難しいが、p型コンタクト層は活性層の後で成長させるので問題はない。
従って、p型コンタクト層の厚膜化は光の取り出し効率向上にも有効であり、出力向上にも寄与する。
【0042】
【発明の効果】
以上詳細に説明したように、本発明に係る窒化物半導体発光素子によれば、静電耐圧の極めて高い発光素子を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【図1】本発明に係る実施の形態1の窒化物半導体発光素子の断面図である。
【図2】本発明に係る実施例1の窒化物半導体発光素子において膜厚を変化させた場合の、膜厚に対する順方向電圧を示すグラフである。
【図3】実施例1の窒化物半導体発光素子において膜厚を変化させた場合の、膜厚に対する静電破壊電圧を示すグラフである。
【図4】本発明に係る実施の形態2の窒化物半導体発光素子の断面図である。
【図5】本発明に係る実施の形態2の窒化物半導体発光素子において、p型コンタクト層を構成する第1の層と第2の層の膜厚比に対する静電破壊電圧を示すグラフである。
【図6】本発明に係る実施例3の窒化物半導体発光素子において、p型コンタクト層の膜厚に対する静電破壊電圧を示すグラフである。
【図7】本発明に係る実施例3の窒化物半導体発光素子において、p型コンタクト層の膜厚に対する順方向電圧を示すグラフである。
【符号の説明】
1…基板、
2…バッファ層、
3…アンドープGaN層、
4…n型コンタクト層、
5…アンドープGaN層、
6…SiドープGaN層、
7…アンドープGaN層、
8…GaN/InGaN超格子n型層、
9…Inを含む活性層、
10…p−AlGaN/p−InGaN超格子p型層、
11,110…p型コンタクト層、
11a…第1の層、
11b…第2の層。
Claims (6)
- それぞれ複数の窒化物半導体層からなるp側層とn側層の間にInを含む窒化物半導体からなる活性層を有する窒化物半導体素子であって、上記p側層はpオーミック電極を形成する層としてp型コンタクト層を含み、該p型コンタクト層の膜厚が5000Å以上30000Å以下に設定されたことを特徴とする窒化物半導体発光素子。
- 上記p型コンタクト層はMgドープGaNからなる請求項1記載の窒化物半導体発光素子。
- 上記p型コンタクト層は第1層と第2層を交互に積層した多層膜であって、第1層と第2層でドープ量を変化させた変調ドープ層又は第1層と第2層でドープする不純物の種類を変えた変調ドープ層である請求項1記載の窒化物半導体発光素子。
- 上記第1の層と上記第2の層の間で、ドープ量とドープする不純物の種類の両方を変えた請求項3記載の窒化物半導体発光素子。
- 上記第1の層はMgドープGaNからなり、上記第2の層はアンドープGaNからなる請求項3記載の窒化物半導体発光素子。
- 上記第1の層はMgドープGaNからなり、上記第2の層はSiドープGaNからなる請求項3記載の窒化物半導体発光素子。
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Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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 |
JP2007109713A (ja) * | 2005-10-11 | 2007-04-26 | Showa Denko Kk | Iii族窒化物半導体発光素子 |
WO2007123262A1 (ja) * | 2006-04-19 | 2007-11-01 | Showa Denko K.K. | Iii族窒化物半導体発光素子の製造方法 |
WO2008041519A1 (fr) * | 2006-09-29 | 2008-04-10 | Rohm Co., Ltd. | Procédé de fabrication d'un semi-conducteur au nitrure |
JP2008270805A (ja) * | 2007-04-16 | 2008-11-06 | Samsung Electro-Mechanics Co Ltd | 窒化物半導体発光素子 |
JP2012500489A (ja) * | 2008-08-20 | 2012-01-05 | ソウル オプト デバイス カンパニー リミテッド | 変調ドーピング層を有する発光ダイオード |
JP2012248765A (ja) * | 2011-05-30 | 2012-12-13 | Showa Denko Kk | Iii族窒化物半導体発光素子の製造方法 |
JP2013033930A (ja) * | 2011-06-29 | 2013-02-14 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Iii族窒化物半導体素子、及び、iii族窒化物半導体素子の製造方法 |
JP2017139447A (ja) * | 2016-02-01 | 2017-08-10 | パナソニック株式会社 | 紫外線発光素子 |
-
2002
- 2002-12-27 JP JP2002380578A patent/JP2004214337A/ja active Pending
Cited By (12)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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 |
JP2007109713A (ja) * | 2005-10-11 | 2007-04-26 | Showa Denko Kk | Iii族窒化物半導体発光素子 |
WO2007123262A1 (ja) * | 2006-04-19 | 2007-11-01 | Showa Denko K.K. | Iii族窒化物半導体発光素子の製造方法 |
JP2007288052A (ja) * | 2006-04-19 | 2007-11-01 | Showa Denko Kk | Iii族窒化物半導体発光素子の製造方法 |
WO2008041519A1 (fr) * | 2006-09-29 | 2008-04-10 | Rohm Co., Ltd. | Procédé de fabrication d'un semi-conducteur au nitrure |
JP2008091488A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Rohm Co Ltd | 窒化物半導体製造方法 |
JP2008270805A (ja) * | 2007-04-16 | 2008-11-06 | Samsung Electro-Mechanics Co Ltd | 窒化物半導体発光素子 |
JP2012500489A (ja) * | 2008-08-20 | 2012-01-05 | ソウル オプト デバイス カンパニー リミテッド | 変調ドーピング層を有する発光ダイオード |
JP2012248765A (ja) * | 2011-05-30 | 2012-12-13 | Showa Denko Kk | Iii族窒化物半導体発光素子の製造方法 |
JP2013033930A (ja) * | 2011-06-29 | 2013-02-14 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Iii族窒化物半導体素子、及び、iii族窒化物半導体素子の製造方法 |
JP2017139447A (ja) * | 2016-02-01 | 2017-08-10 | パナソニック株式会社 | 紫外線発光素子 |
WO2017134713A1 (ja) * | 2016-02-01 | 2017-08-10 | パナソニック株式会社 | 紫外線発光素子 |
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