JP2013102182A - 半導体光素子 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】基板1、n型コンタクト層2、n型クラッド層3、n型ガイド層4、活性層5、p型ガイド層6、p型クラッド層7、p型コンタクト層8を順に積層して構成されている。またn型コンタクト層3上には第一の電極9が、p型コンタクト層9上には第二の電極10が形成されており、第一と第二の電極の間に電圧を印加することで活性層5に正孔及び電子を注入し、発光させることが可能である。
【選択図】 図1
Description
を有することが好ましい。
図1は、本実施形態に係るレーザダイオード(以下「LD」という。)の概略図である。本実施形態に係るLDは、図1に示すとおり基板1、n型コンタクト層2、n型クラッド層3、n型ガイド層4、活性層5、p型ガイド層6、p型クラッド層7、p型コンタクト層8を順に積層して構成されている。またn型コンタクト層3上には第一の電極9が、p型コンタクト層9上には第二の電極10が形成されており、第一と第二の電極の間に電圧を印加することで活性層5に正孔及び電子を注入し、発光させることが可能である。
上記実施形態1のような擬似格子整合系の量子井戸構造ではInN井戸層厚を3分子厚以下、より望ましくは1分子厚以下に制御する例を示しているが、本実施形態では、更に、分数分子厚の井戸層となっている。ここで「分数分子厚」とは、1分子厚の層が面状に均一ではなく、島状に形成されている状態をいう。このような分数分子厚においても局在励起子が存在しうると考えられ、高効率発光の実現が可能である。この分数分子厚の半導体光素子の活性層の概念図を図4に示しておく。
図5は本実施形態に係る半導体発光ダイオード(以下「LED」という。)の断面概略図である。本実施形態に係るLEDは、図5に示すとおり、基板1、n型コンタクト層2、n型クラッド層3、InN/GaN多重量子井戸活性層5、p型クラッド層7、p型コンタクト層8、を順に積層して構成されており、n型コンタクト層2上には第一の電極9が、p型コンタクト層8上には第二の電極10がそれぞれ積層されている。本実施形態における上記各層、各電極は、機能においてほぼ実施形態1と同様であり、その説明については省略する。
(InN/GaN多重量子井戸活性層の作製)
まずC面サファイア基板に対し、有機金属気相成長法を用いてSiがドープされたGa極性GaN層を2μm成長させた。即ち極性をIII族極性とした。
図7に、本実施例に係るサンプルのX線回折測定結果(XRD測定結果)を示す。図7が示すとおり、本実施例に係るサンプルにおいて、InN/GaN周期構造の形成を示すサテライトピークが明瞭に確認できた。本サンプルにおいては中間層として100nmのGaN層を挿入しているため、多重量子井戸構造からのサテライトピークとGaN中間層のフリンジピークも確認できている。図7のサテライトピークからInN/GaN多重量子井戸において急峻なヘテロ界面を有する周期構造が形成されていることを確認できる。また通常、III族極性InN単層膜の高温側成長温度の限界は500℃であり、これ以上高温でInN単膜を成長するとInNの分解が起こり、In金属が表面に析出しInN結晶成長が起こらないと考えられてきた。しかしながら本実施例のサンプルでは基板温度600℃というInN単層膜の場合に比べ100℃高い温度においてInN層形成による周期構造が確認できることから、1分子層InNがバルクInNとは異なり、優れた熱的安定性を有していることが予測された。このような急峻なサテライトピークを有するXRD測定結果は今までに報告されていない。これは有機金属気相成長法に比べMBE法による低温成長・極薄膜成長制御の優位性を示しており、またInNの臨界膜厚を考慮した成長制御によるものといえる。
図8に本実施例の結果得られたサンプルの透過型電子顕微を用いた断面写真を示す。図8に示すとおり、本実施例のサンプルでは約1分子厚のInN層の形成が確認でき、格子緩和による欠陥の発生は見られず、非常に急峻な界面が実現されていた。本実施例により擬似格子整合系の量子井戸構造を確認することができた。また図にみられるような超急峻1分子厚InN井戸層の形成はオーダリング効果によるものと考えられ、InNとGaN間の高歪量に起因しているものと考えられる。このような良好なヘテロ界面、1分子厚という薄膜InN井戸層を有する構造の実現は窒化物半導体関連ではいままでに報告はなく、InN井戸層の膜厚・成長温度制御とMBE法による成長手法による寄与も大きいものといえる。
(InN/GaN多重量子井戸活性層の作製)
まずC面サファイア基板に対し、有機金属気相成長法を用いてSiがドープされたGa極性GaN層を2μm成長させた。即ち極性をIII族極性とした。
図9に、本実施例に係るサンプルのX線回折測定結果(XRD測定結果)を示す。図9が示すとおり、本実施例に係るサンプルにおいて、InN/GaN周期構造の形成を示すサテライトピークが明瞭に確認できた。図9のサテライトピークからInN/GaN多重量子井戸構造の周期構造が形成されていることが確認でき、また明瞭でかつシャープなサテライトピークが観測されることから、急峻な界面が形成されていることがわかる。本実施例のサンプルにおいてもInN層形成により周期構造が確認でき、1分子層InNがバルクInNとは異なり、優れた熱的安定性を有していることが予測された。本実施例によっても有機金属気相成長法に比べMBE法による低温成長・極薄膜成長制御の優位性が示されたと考えることができる。
図10に、本実施例で作成したサンプルの室温フォトルミネッセンス測定結果の一例を示す。本実施例のサンプルは室温下で446nm近傍にピークを有しており、単峰性の量子井戸構造に起因した発光を示した。この結果は1分子層InNに対し20nmという十分に厚いGaN層を用いた例であり、このGaN層の厚さを薄くすることで簡単に長波長化することが可能であることが容易に想像できる。また、本実施例で作成したサンプルは、欠陥が少なく高品質であるため室温下においても発光を確認することができた。
(InN/GaN多重量子井戸活性層の作製)
本実施例に係るサンプルは、ほぼ実施例1と同様であるが、InN/GaN多重量子井戸活性層の構造及び層形成温度が異なる。具体的には、GaN層を成長させた基板を有機洗浄した後、MBE装置に導入し、860℃で熱処理した後、同じ温度で100nmのGaN層を形成し、その後基板温度を650℃に降温し、3分子厚(1nm)のInN層と14nmのGaN層を交互に40層ずつ合計80層供給させ、更にこの上にキャップ層としてGaN層を20nm成長させた。なお、本実施例では実施例1と異なり、中間層としてのGaN層は形成しなかった。
また図11に、本実施例に係るサンプルのX線回折測定結果(XRD測定結果)を示す。図11が示すとおり、本実施例に係るサンプルにおいてもInN/GaN周期構造の形成を示すサテライトピークが明瞭に確認できた。本サンプルにおいてもサテライトピークの半値幅が非常に狭いことから、急峻な界面が形成されていることがわかる。また通常、III族極性InN単層膜の高温側成長温度の限界は500℃であり、これ以上高温でInN単膜を成長するとInNの分解が起こり、In金属が表面に析出しInN結晶成長が起こらないと考えられてきた。しかしながら本実施例のサンプルでは650℃の高温においてもInN層形成による周期構造が確認でき、極薄膜InNがバルクInNとは異なり、優れた熱的安定性を有していることが予測された。このような急峻なサテライトピークを有するXRD測定結果は今までに報告されていない。これは有機金属気相成長法に比べMBE法による低温成長・極薄膜成長制御の優位性を示しており、またInNの臨界膜厚を考慮した成長制御によるものといえる。
図12に本実施例の結果得られたサンプルの透過型電子顕微を用いた断面写真を示す。図12に示すとおり、本実施例のサンプルではInN層が面状均一に存在するのではなく、厚さ1分子層程度のInNが島状に分散したInN層が形成されていることがわかる。つまり分数分子厚のInNの形成が確認された。600℃で成長した実施例1の場合と比べてInN井戸層の形成が大きく異なるのは成長温度の差に起因すると考えられる。III族極性InNバルクの高温側臨界成長温度が500℃であることを考慮すると、600や650℃の高温では成長とともにIn原子やInNの取り込まれ・分解・脱離も成長とともに起こっていると考えられる。つまり、650℃で成長した実施例2は600℃の場合に比べてより取り込まれ・分解・脱離の影響が顕著であるため、InNの3分子厚を供給しても結果として分数分子厚のInNが形成されたと考えられる。これらの島状InN層の位置は積層方向に相関を持って形成されており、これら分数分子厚のInN層の形成はオーダリング効果によるものであり、InNとGaN間の高歪量に起因していると考えられる。事実、図12の電子顕微鏡像では分数分子厚InNの形成・配列において各層間に相間があるように見られる(部分的には分数分子厚InNが形成されているその上にまた新たな分数分子厚InNが形成されている)。本実施例においても格子緩和による欠陥の発生は見られず、擬似格子整合系の量子井戸構造を確認することができた。
図13に、本実施例で作成したサンプルの室温フォトルミネッセンス測定結果の一例を示す。本実施例のサンプルは室温下で399nmに単峰性のピークを有しており、量子井戸構造に起因した発光を得ることに成功した。この結果は実施例2の図10に比べると短波長側にシフトしており、これはInN井戸層が1分子厚から分数分子厚に減少することによるブルーシフトであると考えられる。これらの結果は分数分子厚InNに起因する高効率局在励起子発光の可能性を示す重要な結果であるといえる。
(InN井戸層厚を変化させたInN/GaN多重量子井戸活性層の作製)
本実施例に係るサンプルは、ほぼ実施例3と同様であるが、InN/GaN多重量子井戸活性層の周期数は一定とし、InN井戸層厚のみを変化させている。具体的には、GaN層を成長させた基板を有機洗浄した後、MBE装置に導入し、860℃で熱処理した後、同じ温度で100nmのGaN層を形成し、その後基板温度を650℃に降温し、InN層と10nmのGaN層を交互に10層ずつ合計20層供給させた。キャップ層や中間層としてのGaN層は成長していない。なお、本実施例のサンプルは、InN井戸層の総供給量のみを3,4,5分子層(それぞれサンプルA,B,C)と変化させて成長した(供給時間は6秒に固定)。
図14に、本実施例においてInN井戸層厚を増加させて作成したInN/GaN周期構造のXRD測定結果を示す。XRD測定結果(上側)からすべてのサンプルにおいて高次のサテライトピークが観測され、良好な周期構造の形成が確認できる。これらの測定結果をシミュレーション結果(下側)と比較することでInN井戸層厚を見積もった。すると、サンプルA、BではInN井戸層厚が1分子層でシミュレーション結果が実験結果と一致するのに対し、サンプルCではInN井戸層厚が1.4分子層で実験結果との良い一致が得られた。これはサンプルCのXRD測定においてのみ、多重量子井戸構造の0次ピークが分離して観測されていることからも、サンプル中の等価的なIn量がもっとも多くなっており、シミュレーション結果が妥当であることがわかる。つまり、サンプルA、Bでは1分子層以下のInN井戸層の形成が、サンプルCでは1分子層よりも厚いInN井戸層の形成がそれぞれ確認された。
また図15に、実施例4のサンプルの原子間顕微鏡(AFM)により測定した表面モフォロジーを示す。AFM像から、InN井戸層厚が1分子層以下のサンプルA、Bでは原子層ステップが観測され、表面粗さも1nm以下であるのに対し、サンプルCでは、明らかに表面モフォロジーが異なり、多数のピットが観測され表面粗さも2nm以上に増加した。これらの結果はInN/GaN多重量子井戸構造におけるInN井戸層の臨界膜厚が1分子層であることを示す重要な結果であり、1分子層を超えると格子緩和により新たな欠陥が発生し、高密度のピット発生、表面モフォロジーや結晶性の悪化につながることを示している。
このようなInN/GaNヘテロ構造における1分子層厚制御の重要性の実験的検証は本実施例で初めて明らかになったものであり、1分子層InN井戸層の成長制御が半導体光機能素子の実現において重要であることがわかる。
Claims (12)
- 第一の半導体層と、厚さが1分子厚のInNからなる第二の半導体層と、が交互に積層されている活性層を有し、
前記活性層における前記第一の半導体層と前記第二の半導体層とが擬似格子整合系を形成している半導体光素子。 - 前記第二の半導体層は、第一の半導体層中のIII族原子層1層をIn原子層1層で置き換えた、異種金属原子層であり、
前記第一の半導体層と前記第二の半導体層と、が交互に積層されている活性層を有する半導体光素子。 - 前記第二の半導体層は、厚さが1分子厚の島状に形成されたInNからなる層であり、
前記第一の半導体層と前記第二の半導体層と、が交互に積層されている活性層を有する半導体光素子。 - 前記の第二の半導体層は、1分子層厚以下のInN層の熱的安定性がバルクInNとは異なり、バルクInNの高温側臨界成長温度である500℃以上の700℃まで熱的に安定であり、1分子層以下のInN層の成長を可能としたことを特徴とする請求項1、2又は3に記載の半導体光素子。
- 前記の第二の半導体層は、1分子層厚以下のInN層の熱的安定性がバルクInNと異なるという特性を利用し、1分子層厚以上のInNを供給しても、1分子層InN層以外(つまり2分子層以上)の余分なInN層は熱分解して成長中になくなり、1分子層以下のInN層のみが自己組織的に形成する手法を用いることで、分子層レベルで平坦な界面急峻性を実現することを特徴とする、前記第一の半導体層と前記第二の半導体層との積層活性層を有する半導体光素子。
- 前記第一の半導体層は、GaNからなる又はGaNを主成分とする層である請求項1乃至3のいずれか一項に記載の半導体光素子。
- 前記第一の半導体層は、前記第二の半導体層よりも厚い請求項1乃至3のいずれか一項に記載の半導体光素子。
- 前記第一の半導体層の数は前記第二の層の数よりも一層多い請求項1乃至3のいずれか一項に記載の半導体光素子。
- 前記第一の半導体層の厚さは、前記第二の半導体層の厚さの1倍以上30倍以下である請求項1乃至3のいずれか一項に記載の半導体光素子。
- 前記活性層を挟んで形成される一対のガイド層と、
前記活性層及び一対のガイド層を挟んで形成される一対のクラッド層と、
前記一対のクラッド層のそれぞれに接続される一対のコンタクト層と、
前記一対のコンタクト層のそれぞれに接続される第一の電極及び第二の電極と、
を有する請求項1乃至3のいずれか一項に記載の半導体光素子。 - 前記活性層を挟んで形成される一対のクラッド層と、
前記一対のクラッド層のそれぞれに接続される一対のコンタクト層と、
前記一対のコンタクト層のそれぞれに接続される第一の電極及び第二の電極と、
を有する請求項1乃至3のいずれか一項に記載の半導体光素子。 - 前記記載の活性層は分子線エピタキシー法もしくはレーザ蒸着法により成膜温度500℃から700℃の範囲で成膜されることを特徴とする請求項1乃至3のいずれか一項に記載の半導体光素子。
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