JP2005197293A - Ｉｉｉ族窒化物系化合物半導体発光素子及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】紫外線発光の III族窒化物系化合物半導体発光素子において、内部量子効率を向上させ、素子内部の応力を緩和して転位やクラックの発生を防止又は抑制すること。
【解決手段】多重層（６２，６３，６４）はそれぞれ何れも、堆積層６ａと量子井戸層６ｂと量子障壁層６ｃとを順次積層して形成されている。量子井戸層の組成成分にインジウム（Ｉｎ）を含めたことと、各量子井戸層の直下にＳｉＮから成る堆積層を斑状または島状に堆積させたこととの相乗効果により、量子井戸層におけるバンドギャップの空間的ゆらぎを適度、かつ、確実に得ることができる。また、量子井戸層の組成成分にインジウム（Ｉｎ）を含めることにより、量子井戸層の応力に対する柔軟性が向上するが、ｎ型クラッド層の超格子構造は、素子内部の応力を緩和する作用をも奏するので、これらの相乗効果によっても、量子井戸層に転位やクラックが減り、発光強度が向上する。
【選択図】図１
【解決手段】多重層（６２，６３，６４）はそれぞれ何れも、堆積層６ａと量子井戸層６ｂと量子障壁層６ｃとを順次積層して形成されている。量子井戸層の組成成分にインジウム（Ｉｎ）を含めたことと、各量子井戸層の直下にＳｉＮから成る堆積層を斑状または島状に堆積させたこととの相乗効果により、量子井戸層におけるバンドギャップの空間的ゆらぎを適度、かつ、確実に得ることができる。また、量子井戸層の組成成分にインジウム（Ｉｎ）を含めることにより、量子井戸層の応力に対する柔軟性が向上するが、ｎ型クラッド層の超格子構造は、素子内部の応力を緩和する作用をも奏するので、これらの相乗効果によっても、量子井戸層に転位やクラックが減り、発光強度が向上する。
【選択図】図１
Description
本発明は、紫外線発光の III族窒化物系化合物半導体発光素子に関する。
紫外線発光の半導体発光素子における半導体積層方法としては、例えば下記の特許文献１に記載されているものなどが公知である。特に、この特許文献１の発明は、一定の有用性を示すものであり、この発明の目的は、ＧａＮやＡｌＧａＮに転位が存在しても、発光特性を確保することができる窒化ガリウム系化合物半導体の製造方法を提供することであった。
この発明は、強い紫外線発光を得るために量子井戸層をＡｌx Ｇａ1-x Ｎ（０≦ｘ＜１）から形成し、量子井戸層の直下に積層する下地層として、例えばＳｉＮなどから成る層を離散的に形成することにより、量子井戸層におけるバンドギャップの空間的ゆらぎ（キャリアの局在準位）を積極的に生成しようとするものであった。バンドギャップの空間的ゆらぎの生成が素子の発光強度に大きく寄与することは、従来より広く知られている。
特許第３２８５３４１号公報
しかしながら、例えば上記の特許文献１などの様に紫外線発光の半導体発光素子の量子井戸層にインジウム（Ｉｎ）を用いない場合、上記の下地層の形成だけでは、量子井戸層中にバンドギャップの空間的ゆらぎ（キャリアの局在準位）を適度に生成することは必ずしも容易でなく、このため上記の従来技術の範疇では、必ずしも十分な発光強度が得られない。
また、半導体層のインジウムの混晶比を下げると、応力に対するその半導体層の柔軟性が低下するので、その半導体層には転位やクラックが生じ易くなる。特に、活性層や量子井戸層に転位やクラックが生じた場合には、内部量子効率や或いは素子の寿命にその悪影響が及ぶ。
また、半導体層のインジウムの混晶比を下げると、応力に対するその半導体層の柔軟性が低下するので、その半導体層には転位やクラックが生じ易くなる。特に、活性層や量子井戸層に転位やクラックが生じた場合には、内部量子効率や或いは素子の寿命にその悪影響が及ぶ。
本発明は、上記の課題を解決するために成されたものであり、その目的は、紫外線発光の III族窒化物系化合物半導体発光素子において、内部量子効率を向上させると共に、素子内部の応力を緩和して転位やクラックの発生を防止又は抑制することである。
上記の課題を解決するためには、以下の手段が有効である。
即ち、本発明の第１の手段は、 III族窒化物系化合物半導体を結晶成長によって複数層積層することにより形成される多重量子井戸構造の活性層を有する半導体発光素子において、活性層を構成する量子井戸層を、Ａｌz Ｉｎy Ｇａ1-z-y Ｎ（０≦ｚ＜１，０＜ｙ＜１，０＜ｚ＋ｙ≦１）から形成し、この量子井戸層にはそれぞれ何れもその直下に斑状または島状に積層された堆積層を備え、少なくとも、量子井戸層に生じる転位の平均発生周期よりも短い周期で、上記の堆積層を離散的に堆積することである。
上記のインジウム組成比ｙは、０．０３以上であることがより望ましいが、この値としては、発光波長などの素子の各種の仕様、特性などに応じて好適或いは最適な値を選択することができる。
即ち、本発明の第１の手段は、 III族窒化物系化合物半導体を結晶成長によって複数層積層することにより形成される多重量子井戸構造の活性層を有する半導体発光素子において、活性層を構成する量子井戸層を、Ａｌz Ｉｎy Ｇａ1-z-y Ｎ（０≦ｚ＜１，０＜ｙ＜１，０＜ｚ＋ｙ≦１）から形成し、この量子井戸層にはそれぞれ何れもその直下に斑状または島状に積層された堆積層を備え、少なくとも、量子井戸層に生じる転位の平均発生周期よりも短い周期で、上記の堆積層を離散的に堆積することである。
上記のインジウム組成比ｙは、０．０３以上であることがより望ましいが、この値としては、発光波長などの素子の各種の仕様、特性などに応じて好適或いは最適な値を選択することができる。
また、上記の堆積層としては、ＳｉＮx ，ＳｉＯ2 ，ＴｉＯ2 などの材料を用いることができる。即ち、堆積層、第１バッファ層、第２バッファ層等は何れも、ＳｉＮの他にも、ＳｉＮ2 ，多結晶シリコン、多結晶窒化物半導体等の多結晶半導体、酸化珪素(SiOx)、窒化珪素(SiNx)、酸化チタン(TiOX)、酸化ジルコニウム(ZrOX)等の酸化物や、また、所謂ＥＬＯマスクなどとして一般にも利用されている周知の適当な窒化物などからも形成することでき、或いはチタン(Ti)、タングステン(W)のような高融点金属や、更には、これらの多層膜などをも用いることが可能である。また、これらの成膜方法は、蒸着、スパッタ、ＣＶＤ等の気相成長法の他、任意である。
また、本発明の第２の手段は、上記の第１の手段において、超格子構造のｎ型クラッド層を設け、その超格子構造において略周期的な積層構造を構成する周期構造の１単位を、組成比が相異なる２層の III族窒化物系化合物半導体から構成し、この１単位を上記のｎ型クラッド層において、２０周期以上４５周期以下の範囲で繰り返し積層することである。
より望ましくは、３０周期以上３８周期以下の範囲で繰り返すと良い。
より望ましくは、３０周期以上３８周期以下の範囲で繰り返すと良い。
また、本発明の第３の手段は、上記の第１又は第２の手段において、上記の堆積層の厚さ又は面積占有率をその堆積時間に換算して、１秒以上１６秒以下にすることである。
また、望ましくは、その堆積時間は、６秒以上１４秒以下である。また、更に望ましくは、９秒から１３秒の間が理想的である。
また、望ましくは、その堆積時間は、６秒以上１４秒以下である。また、更に望ましくは、９秒から１３秒の間が理想的である。
また、本発明の第４の手段は、上記の第１乃至第３の何れか１つの手段において、キャリア濃度が５．０×１０18ｃｍ-3以上１．２×１０19ｃｍ-3以下のｎ型クラッド層を備えることである。
より望ましくは、ｎ型クラッド層のキャリア濃度は８．０×１０18ｃｍ-3以上１．０×１０19ｃｍ-3以下が良い。
より望ましくは、ｎ型クラッド層のキャリア濃度は８．０×１０18ｃｍ-3以上１．０×１０19ｃｍ-3以下が良い。
また、本発明の第５の手段は、上記の第１乃至第４の何れか１つの手段において、活性層における量子井戸層の積層数を２層以上１０層以下にすることである。
より望ましくは、活性層における量子井戸層の積層数は３層又は４層が良い。
より望ましくは、活性層における量子井戸層の積層数は３層又は４層が良い。
また、本発明の第６の手段は、上記の第１乃至第５の何れか１つの手段において、活性層における量子障壁層の膜厚を１２ｎｍ以上２４ｎｍ以下にすることである。
より望ましくは、活性層における量子障壁層の膜厚は１５ｎｍ以上２０ｎｍ以下が良い。
より望ましくは、活性層における量子障壁層の膜厚は１５ｎｍ以上２０ｎｍ以下が良い。
また、本発明の第７の手段は、上記の第１乃至第６の何れか１つの手段において、超格子構造のｐ型クラッド層を設けることである。
また、本発明の第８の手段は、上記の第７の手段において、ｐ型クラッド層の超格子構造において略周期的な積層構造を構成する周期構造の１単位を、組成比が相異なる２層の III族窒化物系化合物半導体から構成し、この２層のアルミニウム（Ａｌ）組成比を何れも０．０１以上とし、かつ、ｐ型クラッド層のアルミニウム（Ａｌ）組成比の平均値を０．０７以上０．０８以下にすることである。
また、本発明の第９の手段は、上記の第７又は第８の手段において、ｐ型クラッド層の結晶成長温度を１０１５℃以上１０６０℃以下にすることである。
また、本発明の第１０の手段は、上記の第１乃至第９の何れか１つの手段に基づいて構成される半導体発光素子の製造工程において、上記の堆積層の厚さ又は面積占有率をその積層時間によって最適化することである。
また、本発明の第１１の手段は、上記の第１０の手段において、上記の積層時間を１秒以上１６秒以下にすることである。
また、本発明の第１２の手段は、上記の第１１の手段において、上記の積層時間を６秒以上１４秒以下にすることである。
より望ましくは、上記の積層時間は９秒以上１３秒以下が良い。
以上の本発明の手段により、前記の課題を効果的、或いは合理的に解決することができる。
より望ましくは、上記の積層時間は９秒以上１３秒以下が良い。
以上の本発明の手段により、前記の課題を効果的、或いは合理的に解決することができる。
以上の本発明の手段によって得られる効果は以下の通りである。
即ち、本発明の第１の手段によれば、量子井戸層におけるバンドギャップの空間的ゆらぎ（キャリアの局在準位）を適度、かつ、確実に得ることができるため、発光素子の出力を大きく向上させることができる。
これは、インジウム（Ｉｎ）やガリウム（Ｇａ）は拡散長（マイグレーション長）がアルミニウム（Ａｌ）よりも大幅に長いので、量子井戸層の結晶成長時に、インジウム（Ｉｎ）やガリウム（Ｇａ）がアルミニウム（Ａｌ）よりも堆積層の谷部又は孔部に入り込み易くなり、その結果、量子井戸層の内部では、組成の空間的均一性が積極的に乱されて、組成の空間的なゆらぎが良好に形成されるためである。
即ち、本発明の第１の手段によれば、量子井戸層におけるバンドギャップの空間的ゆらぎ（キャリアの局在準位）を適度、かつ、確実に得ることができるため、発光素子の出力を大きく向上させることができる。
これは、インジウム（Ｉｎ）やガリウム（Ｇａ）は拡散長（マイグレーション長）がアルミニウム（Ａｌ）よりも大幅に長いので、量子井戸層の結晶成長時に、インジウム（Ｉｎ）やガリウム（Ｇａ）がアルミニウム（Ａｌ）よりも堆積層の谷部又は孔部に入り込み易くなり、その結果、量子井戸層の内部では、組成の空間的均一性が積極的に乱されて、組成の空間的なゆらぎが良好に形成されるためである。
局在準位の極近傍に転位が存在すると、そこでは発光が起こり難いので、このゆらぎの密度（周期）は、少なくとも量子井戸層に生じる転位密度よりも高くする必要がある。この周期は、堆積層を離散的に堆積する際の、その離散的度合い（密度）を表しており、理論的には数ｎｍ程度が理想的であると考えられるが、少なくとも、転位密度の平均周期よりも短ければ、上記の作用・効果を得ることができる。
また、量子井戸層の組成成分にインジウム（Ｉｎ）を含めることにより、量子井戸層の応力に対する柔軟性が向上するので、量子井戸層に転位やクラックが生じ難くなる。
また、量子井戸層の組成成分にインジウム（Ｉｎ）を含めることにより、量子井戸層の応力に対する柔軟性が向上するので、量子井戸層に転位やクラックが生じ難くなる。
更に、上記の本発明の第２の手段を用いれば、上記の超格子構造のｎ型クラッド層には、ｎ型コンタクト層などから上記の量子井戸層に転位やクラックが伝播するのを抑制する効果があり、また、ｎ型クラッド層の超格子構造は、素子内部の応力を緩和する作用をも奏するので、量子井戸層自身が柔軟になったこととの相乗効果によって、更に、量子井戸層に転位やクラックが生じ難くなる。
そして、以上の様なキャリアの局在準位の生成効果と、以上の様な転位やクラックの抑制効果との相乗効果によって、紫外線発光の半導体発光素子の内部量子効率を向上させることができると共に、素子内部の応力の緩和作用により転位やクラックの発生を防止又は抑制することができる。この転位やクラックの発生の減少は、勿論、素子寿命や静電耐圧の向上に寄与するばかりでなく、内部量子効率の向上や、更には歩留りの改善等にも寄与する。
また、超格子構造はｐ型クラッド層にも与えることが望ましい（本発明の第７の手段）。この様な構成によって、素子内部の応力を吸収・緩和する作用を更に増強することができるので、更に、転位やクラックの発生を防止又は抑制することができる。
また、上記のｎ型クラッド層の超格子構造の周期構造の１単位の繰り返し数に付いては、２０〜６０周期程度までの間で、発光強度が繰り返し数と共に徐々に増加する傾向がある。しかし、積層数が３８を超える辺りから、転位やクラックの発生密度も徐々に高くなる傾向がある。転位やクラックの発生密度が高くなると、素子の素子寿命や静電耐圧の点で不利である。したがって、上記のｎ型クラッド層の超格子構造の周期構造の１単位の繰り返し数は、２０周期から４５周期の間で適当数繰り返すのが望ましい（本発明の第２の手段）。より望ましくは、３０周期以上３８周期以下の範囲で繰り返すと良い。
また、堆積層は、キャリアの局在準位（量子井戸層におけるバンドギャップの空間的ゆらぎ）を形成するために堆積させるものであるので、この堆積層を堆積させる面における堆積層の面積占有率は、小さ過ぎても大きすぎても、そのゆらぎ生成効果は得難くなる。しかし、本発明の第３の手段によれば、上記の堆積層の形成状態（離散状態）を最適にすることができるので、高い発光強度を得ることができる。
また、上記の本発明の紫外線発光の半導体発光素子の発光強度に関するその他の最適化パラメータとしては、ｎ型クラッド層のキャリア濃度（本発明の第４の手段）や、活性層の量子井戸層の積層数（本発明の第５の手段）や、活性層の量子障壁層の膜厚（本発明の第６の手段）や、ｐ型クラッド層をも超格子構造とした場合のアルミニウム（Ａｌ）組成比（本発明の第８の手段）や、ｐ型クラッド層の結晶成長温度（本発明の第９の手段）などがあり、これらのパラメータをそれぞれ、上記の様に好適化或いは最適化することにより、従来よりも高い発光強度の紫外線発光の半導体発光素子を得ることができる。
以下、本発明を具体的な実施例に基づいて説明する。
ただし、本発明の実施形態は、以下に示す個々の実施例に限定されるものではない。
ただし、本発明の実施形態は、以下に示す個々の実施例に限定されるものではない。
図１に本実施例１の短波長発光ＬＥＤ１００の断面図を示す。この短波長発光ＬＥＤ１００は、ＭＯＶＰＥ法を用いて製造したものである。
サファイア基板１０の上には、窒化シリコンを５００℃で１００秒間結晶成長させたＳｉＮ層２１と、同温で結晶成長させた膜厚２５ｎｍのＧａＮ層２２との２層から成る低温成長バッファ層２０が形成されている。その上の下地層３０は３層から成り、無添加のＧａＮを１０７５℃で約０．７μｍ結晶成長させたＧａＮ層３１と、窒化シリコンを５００℃で２００秒間結晶成長させた第２ＳｉＮ層３２と、無添加のＧａＮを１０７５℃で約３μｍ結晶成長させたＧａＮ層３３とから成る。
サファイア基板１０の上には、窒化シリコンを５００℃で１００秒間結晶成長させたＳｉＮ層２１と、同温で結晶成長させた膜厚２５ｎｍのＧａＮ層２２との２層から成る低温成長バッファ層２０が形成されている。その上の下地層３０は３層から成り、無添加のＧａＮを１０７５℃で約０．７μｍ結晶成長させたＧａＮ層３１と、窒化シリコンを５００℃で２００秒間結晶成長させた第２ＳｉＮ層３２と、無添加のＧａＮを１０７５℃で約３μｍ結晶成長させたＧａＮ層３３とから成る。
ｎ型コンタクト層４０とｎ型中間層５１とｎ型クラッド層５２とを順次積層して形成されたｎ型層においては、何れの半導体層も不純物としてシリコン（Ｓｉ）を添加して、成長温度１０７５℃で結晶成長した。このｎ型層の下から一層目のｎ型コンタクト層４０は、膜厚１．１μｍのＧａＮから成り、そのキャリア濃度は５×１０18ｃｍ-3である。次層の膜厚約１００ｎｍのｎ型中間層５１は、Ａｌ0.12Ｇａ0.88Ｎから成り、そのキャリア濃度は５×１０18ｃｍ-3である。
また、ｎ型クラッド層５２は、膜厚約１．５ｎｍのＡｌ0.15Ｇａ0.85Ｎと膜厚約１．５ｎｍのＡｌ0.04Ｇａ0.96Ｎとを交互に合計３８ペア（３８周期）積層した超格子構造を有し、このｎ型クラッド層５２の総膜厚は約１００ｎｍ、キャリア濃度は１×１０19ｃｍ-3である。
また、ｎ型クラッド層５２は、膜厚約１．５ｎｍのＡｌ0.15Ｇａ0.85Ｎと膜厚約１．５ｎｍのＡｌ0.04Ｇａ0.96Ｎとを交互に合計３８ペア（３８周期）積層した超格子構造を有し、このｎ型クラッド層５２の総膜厚は約１００ｎｍ、キャリア濃度は１×１０19ｃｍ-3である。
無添加の各半導体層から成る活性層６０は、量子井戸層６ｂを３層有する多重量子井戸構造の活性層であり、中間層６１と多重層６２，６３，６４を何れも結晶成長温度８２５℃で順次積層して形成したものである。中間層６１は膜厚３５ｎｍのＡｌ0.12Ｇａ0.88Ｎから形成されている。
また、多重層（６２，６３，６４）はそれぞれ何れも、堆積層６ａと量子井戸層６ｂと量子障壁層６ｃとを順次積層して形成されている。更に、堆積層６ａはそれぞれ何れも、ＳｉＮから成る層で、堆積時間は１２秒とした。量子井戸層６ｂはそれぞれ何れも、膜厚約２ｎｍのＡｌ0.005 Ｉｎ0.045 Ｇａ0.95Ｎから形成されている。量子障壁層６ｃはそれぞれ何れも、膜厚１７．５ｎｍのＡｌ0.12Ｇａ0.88Ｎから形成されている。
また、多重層（６２，６３，６４）はそれぞれ何れも、堆積層６ａと量子井戸層６ｂと量子障壁層６ｃとを順次積層して形成されている。更に、堆積層６ａはそれぞれ何れも、ＳｉＮから成る層で、堆積時間は１２秒とした。量子井戸層６ｂはそれぞれ何れも、膜厚約２ｎｍのＡｌ0.005 Ｉｎ0.045 Ｇａ0.95Ｎから形成されている。量子障壁層６ｃはそれぞれ何れも、膜厚１７．５ｎｍのＡｌ0.12Ｇａ0.88Ｎから形成されている。
なお、堆積層６ａ、第１バッファ層２１、第２バッファ層３２は何れも、ＳｉＮの他にも、ＳｉＮ2 ，多結晶シリコン、多結晶窒化物半導体等の多結晶半導体、酸化珪素(SiOx)、窒化珪素(SiNx)、酸化チタン(TiOX)、酸化ジルコニウム(ZrOX)等の酸化物や、また、所謂ＥＬＯマスクなどとして一般にも利用されている周知の適当な窒化物などからも形成することができ、或いはチタン(Ti)、タングステン(W)のような高融点金属や、更には、これらの多層膜などをも用いることが可能である。また、これらの成膜方法は、蒸着、スパッタ、ＣＶＤ等の気相成長法の他、任意である。
活性層６０の上には、ｐ型ブロック層７１とｐ型クラッド層７２とｐ型コンタクト層８０とを順次積層して形成されたｐ型層があり、このｐ型層においては、何れの半導体層も、成長温度を１０２５℃とし、不純物としてマグネシウム（Ｍｇ）を添加して結晶成長したものである。このｐ型層の下から一層目のｐ型ブロック層７１は、膜厚４０ｎｍのＡｌ0.16Ｇａ0.84Ｎから成る。このｐ型ブロック層７１のキャリア濃度は５×１０17ｃｍ-3に設定されている。
また、ｐ型クラッド層７２は、膜厚約１．５ｎｍのＡｌ0.12Ｇａ0.88Ｎと膜厚約１．５ｎｍのＡｌ0.03Ｇａ0.97Ｎとを交互に合計３０ペア（３０周期）積層した超格子構造を有し、このｐ型クラッド層７２の総膜厚は約９０ｎｍ、キャリア濃度は５×１０17ｃｍ-3である。また、膜厚３０ｎｍのＧａＮから成るｐ型コンタクト層８０のキャリア濃度は１×１０18ｃｍ-3である。
以上の積層構成を有する短波長発光ＬＥＤ１００の発光ピーク波長は、３５１ｎｍであった。
更に、ｎ型クラッド層５２の超格子構造における合計ペア数（繰り返し数）を比較パラメータとして、その他の構成は全て図１の短波長発光ＬＥＤ１００と同じにして、同様の短波長発光ＬＥＤを別途製造し、発光強度を比較した。図２は、それらの短波長発光ＬＥＤの発光強度（ＥＬ）とｎ型クラッド層５２の構造との関係を例示するグラフである。グラフの縦軸は、ＬＥＤの正負両電極（９１，９２）間に電圧を印加した時の発光強度（ＥＬ）を相対尺度であり、横軸は上記の比較パラメータ（繰り返し数）である。
更に、ｎ型クラッド層５２の超格子構造における合計ペア数（繰り返し数）を比較パラメータとして、その他の構成は全て図１の短波長発光ＬＥＤ１００と同じにして、同様の短波長発光ＬＥＤを別途製造し、発光強度を比較した。図２は、それらの短波長発光ＬＥＤの発光強度（ＥＬ）とｎ型クラッド層５２の構造との関係を例示するグラフである。グラフの縦軸は、ＬＥＤの正負両電極（９１，９２）間に電圧を印加した時の発光強度（ＥＬ）を相対尺度であり、横軸は上記の比較パラメータ（繰り返し数）である。
このグラフより、ｎ型クラッド層５２の超格子構造の周期構造の合計ペア数（繰り返し数）に付いては、２０〜６０ペア程度までの間で、発光強度（ＥＬ）が繰り返し数と共に徐々に増加する傾向があることが判る。しかし、３８ペアを超える辺りから、転位やクラックの発生密度も徐々に高くなる傾向があることも判っているので、ｎ型クラッド層５２の超格子構造の合計ペア数は、２０から４５の間で適当数繰り返すのが望ましいと考えられる。更により望ましくは、３０ペア以上３８ペア以下の範囲で繰り返すと良い。
また、ＳｉＮから形成され、活性層６０の中に堆積される堆積層６ａの堆積時間を比較パラメータとして、その他の構成は全て図１の短波長発光ＬＥＤ１００と同じにして、短波長発光ＬＥＤ１００と同様の短波長発光ＬＥＤを別途製造し、発光強度を比較した。図３は、それらの短波長発光ＬＥＤの発光強度（ＥＬ）と堆積層６ａの積層時間との関係を例示するグラフである。グラフの縦軸は、ＬＥＤの正負両電極（９１，９２）間に電圧を印加した時の発光強度（ＥＬ）を相対尺度であり、横軸は上記の比較パラメータ（堆積層６ａの堆積時間）である。ただし、ＳｉＮから成る堆積層６ａを斑状或いは島状に離散的に形成する際に、シラン（ＳｉＨ4 ）の１０ｐｐｍ希釈ガスを１５ｓｃｃｍの割合で、アンモニア（ＮＨ3 ）ガスを１２ｓｌｍの割合で、それぞれ供給した。
堆積層６ａは、量子井戸層６ｂにおけるバンドギャップの空間的ゆらぎを形成するために堆積させるものであるので、この堆積層６ａを堆積させる面における堆積層６ａの面積占有率は、小さ過ぎても大きすぎても、そのゆらぎ生成効果は得難くなる。図３のグラフからも判る様に、その堆積時間は、望ましくは、６秒以上１４秒以下である。また、更に望ましくは、９秒から１３秒の間が理想的である。この様な条件設定によれば、堆積層６ａの形成状態（離散状態）を最適にすることができるので、高い発光強度を得ることができる。
また、ｎ型クラッド層５２のキャリア濃度を比較パラメータとして、その他の構成は全て図１の短波長発光ＬＥＤ１００と同じにして、短波長発光ＬＥＤ１００と同様の短波長発光ＬＥＤを別途製造し、発光強度を比較した。図４は、それらの短波長発光ＬＥＤの発光強度（ＥＬ）と、ｎ型クラッド層５２のキャリア濃度との関係を例示するグラフである。図４のグラフからも判る様に、ｎ型クラッド層５２のキャリア濃度は、５．０×１０18ｃｍ-3以上１．２×１０19ｃｍ-3以下にすると良い。より望ましくは、ｎ型クラッド層５２のキャリア濃度は８．０×１０18ｃｍ-3以上１．０×１０19ｃｍ-3以下が良い。
また、活性層６０の量子井戸層６ｂの積層数を比較パラメータとして、その他の構成は全て図１の短波長発光ＬＥＤ１００と同じにして、短波長発光ＬＥＤ１００と同様の短波長発光ＬＥＤを別途製造し、発光強度を比較した。図５は、それらの短波長発光ＬＥＤの発光強度（ＥＬ）と活性層６０の量子井戸層６ｂの積層数との関係を例示するグラフである。
本図５より、ＭＱＷ構造を採用すると、ＳＱＷ構造の場合よりも発光強度が高くなり、特に、量子井戸層の積層数を２層以上１０層以下にした場合に、高い発光強度が得られることが判る。より望ましくは、活性層における量子井戸層の積層数は３層又は４層が良い。
また、活性層６０の量子障壁層６ｃの成長時間（∝膜厚）を比較パラメータとして、その他の構成は全て図１の短波長発光ＬＥＤ１００と同じにして、短波長発光ＬＥＤ１００と同様の短波長発光ＬＥＤを別途製造し、発光強度を比較した。図６は、それらの短波長発光ＬＥＤの発光強度（ＰＬ：フォト・ルミネッセンス）と活性層６０の量子障壁層６ｃの成長時間との関係を例示するグラフである。
ここでは、１４０秒の結晶成長時間が、Ａｌ0.12Ｇａ0.88Ｎから成る量子障壁層６ｃを膜厚１７．５ｎｍ成長させる時間に相当している。一方、量子障壁層６ｃを２４ｎｍ以上にすると、ＬＥＤの駆動電圧が高くなる。これらの結果から、ＭＱＷ活性層における量子障壁層６ｃの膜厚は、１２ｎｍ以上２４ｎｍ以下にすると良い。より望ましくは、ＭＱＷ活性層における量子障壁層の膜厚は１５ｎｍ以上２０ｎｍ以下が良い。
また、ｐ型クラッド層７２中の井戸層の結晶成長工程におけるＡｌ（ＣＨ3 ）3 供給量（∝Ａｌ混晶比）を比較パラメータとし、ｐ型クラッド層中のＡｌ0.12Ｇａ0.88Ｎから成る量子障壁層の厚さを約１．５ｎｍとして、その他の構成は全て図１の短波長発光ＬＥＤ１００と同じにして、短波長発光ＬＥＤ１００と同様の短波長発光ＬＥＤを別途製造し、発光強度を比較した。図７は、それらの短波長発光ＬＥＤの発光強度（ＥＬ）と、ｐ型クラッド層７２中の井戸層の結晶成長工程におけるＡｌ（ＣＨ3 ）3 供給量との関係を例示するグラフである。
ここでは、図１のｐ型クラッド層７２の井戸層に相当する膜厚約１．５ｎｍのＡｌ0.03Ｇａ0.97ＮのＡｌ混晶比０．０３を実現する条件が、図７のグラフでＡｌ（ＣＨ3 ）3 の供給量を５ｓｃｃｍにした場合に相当する。ｐ型クラッド層７２中の各半導体層のアルミニウム（Ａｌ）組成比を何れも０．０１以上とし、かつ、ｐ型クラッド層のアルミニウム（Ａｌ）組成比の平均値を０．０７以上０．０８以下にすることで、キャリアの閉じ込め効果と、超格子構造による応力緩和効果の双方を同時に適度に得ることができ、ＬＥＤの発光強度が向上する。
ｐ型クラッド層７２の井戸層のＡｌ混晶比を上げ過ぎると、超格子構造が明確或いは急峻には維持しにくくなり、応力の緩和効果が下がるものと思われる。また、ｐ型クラッド層７２の井戸層のＡｌ混晶比を下げ過ぎると、キャリアの閉じ込め効果が低下する。
ｐ型クラッド層７２の井戸層のＡｌ混晶比を上げ過ぎると、超格子構造が明確或いは急峻には維持しにくくなり、応力の緩和効果が下がるものと思われる。また、ｐ型クラッド層７２の井戸層のＡｌ混晶比を下げ過ぎると、キャリアの閉じ込め効果が低下する。
また、ｐ型クラッド層７２の結晶成長温度を比較パラメータとして、その他の構成は全て図１の短波長発光ＬＥＤ１００と同じにして、短波長発光ＬＥＤ１００と同様の短波長発光ＬＥＤを別途製造し、発光強度を比較した。図８はそれらの短波長発光ＬＥＤの発光強度（ＥＬ）とｐ型クラッド層７２の結晶成長温度との関係を例示するグラフである。
ｐ型クラッド層の結晶成長温度を１０１５℃以上１０６０℃以下にすることで、高い発光強度が得られる。より望ましくは、１０２０℃以上１０５０℃以下にすると良い。この温度が高すぎると、活性層６０などの９００℃以下で先に結晶成長させた半導体層に熱的ダメージが及ぶので、素子の寿命や静電耐圧の面で望ましくない。
上記の実施例においては、紫外線発光の発光ダイオード（ＬＥＤ）の例を示したが、本発明は、紫外線発光の半導体レーザについても本発明を適用することができる。
１００ ： 短波長発光ＬＥＤ
１０ ： サファイア基板
２０ ： 低温成長バッファ層
３０ ： 下地層
４０ ： ｎ型コンタクト層
５１ ： ｎ型中間層
５２ ： ｎ型クラッド層（超格子構造）
６０ ： 活性層
７１ ： ｐ型ブロック層
７２ ： ｐ型クラッド層（超格子構造）
８０ ： ｐ型コンタクト層
１０ ： サファイア基板
２０ ： 低温成長バッファ層
３０ ： 下地層
４０ ： ｎ型コンタクト層
５１ ： ｎ型中間層
５２ ： ｎ型クラッド層（超格子構造）
６０ ： 活性層
７１ ： ｐ型ブロック層
７２ ： ｐ型クラッド層（超格子構造）
８０ ： ｐ型コンタクト層
Claims (12)
- III族窒化物系化合物半導体を結晶成長によって複数層積層することにより形成される多重量子井戸構造の活性層を有する半導体発光素子において、
前記活性層を構成する量子井戸層は、
Ａｌz Ｉｎy Ｇａ1-z-y Ｎ（０≦ｚ＜１，０＜ｙ＜１，０＜ｚ＋ｙ≦１）から形成されており、
前記量子井戸層はそれぞれ何れも、
その直下に斑状または島状に積層された堆積層を有し、
前記堆積層は、
少なくとも、前記量子井戸層に生じる転位の平均発生周期よりも短い周期で、離散的に堆積されている
ことを特徴とする半導体発光素子。 - 超格子構造のｎ型クラッド層を有し、
前記超格子構造において略周期的な積層構造を構成する周期構造の１単位は、
組成比が相異なる２層の III族窒化物系化合物半導体から成り、
前記ｎ型クラッド層において、２０周期以上４５周期以下の範囲で、繰り返し積層されている
ことを特徴とする請求項１に記載の半導体発光素子。 - 前記堆積層の厚さ又は面積占有率は、その堆積時間に換算して、
１秒以上、１６秒以下である
ことを特徴とする請求項１または請求項２に記載の半導体発光素子。 - キャリア濃度が５．０×１０18ｃｍ-3以上１．２×１０19ｃｍ-3以下のｎ型クラッド層を有する
ことを特徴とする請求項１乃至請求項３の何れか１項に記載の半導体発光素子。 - 前記活性層における前記量子井戸層の積層数は、
２層以上、１０層以下である
ことを特徴とする請求項１乃至請求項４の何れか１項に記載の半導体発光素子。 - 前記活性層における量子障壁層の膜厚は、
１２ｎｍ以上、２４ｎｍ以下である
ことを特徴とする請求項１乃至請求項５の何れか１項に記載の半導体発光素子。 - 超格子構造のｐ型クラッド層を有する
ことを特徴とする請求項１乃至請求項６の何れか１項に記載の半導体発光素子。 - 前記ｐ型クラッド層の超格子構造において略周期的な積層構造を構成する周期構造の１単位は、
組成比が相異なる２層の III族窒化物系化合物半導体から成り、
この２層は、
何れも０．０１以上のアルミニウム（Ａｌ）組成比を有し、
前記ｐ型クラッド層のアルミニウム（Ａｌ）組成比の平均値は、
０．０７以上、０．０８以下である
ことを特徴とする請求項７に記載の半導体発光素子。 - 前記ｐ型クラッド層の結晶成長温度は、
１０１５℃以上、１０６０℃以下である
ことを特徴とする請求項７または請求項８に記載の半導体発光素子。 - 請求項１乃至請求項９の何れか１項に記載の半導体発光素子の製造方法であって、
前記堆積層の厚さ又は面積占有率をその積層時間によって最適化した
ことを特徴とする半導体発光素子の製造方法。 - 前記積層時間は、１秒以上、１６秒以下である
ことを特徴とする請求項１０に記載の半導体発光素子の製造方法。 - 前記積層時間は、６秒以上、１４秒以下である
ことを特徴とする請求項１１に記載の半導体発光素子の製造方法。
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