JP2013516781A - 発光ダイオード及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

信頼性のある発光ダイオード及びその製造方法が開示される。本発明の一態様による発光ダイオードは、シリコンがドープされたｎ型コンタクト層と、ｐ型コンタクト層と、ｎ型コンタクト層とｐ型コンタクト層との間に介在する活性領域と、ｎ型コンタクト層と活性領域との間に介在する超格子層と、超格子層とｎ型コンタクト層との間に介在する非ドープ中間層と、非ドープ層と超格子層との間に介在する電子補強層と、を備える。超格子層は、活性領域に最も近い最終層にのみ意図的にシリコンがドープされ、最終層のシリコンドーピング濃度は、ｎ型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高い。活性領域に近く位置する超格子層の殆ど全ての層にシリコンを意図的にドープしていないので、漏れ電流を減少させることができ、活性領域に最も近い最終層に高濃度のシリコンをドープすることにより、接合特性が悪くなることを防ぎ、静電放電特性を改善できる。

Description

本発明は、発光ダイオード及びその製造方法に関し、より詳しくは、静電放電特性及び／または発光効率が向上した信頼性のある発光ダイオード及びその製造方法に関する。
一般に、窒化ガリウム系半導体は、フルカラーディスプレイ、交通信号灯、一般照明、及び光通信機器の光源として、紫外線、青・緑色発光ダイオードまたはレーザダイオードに広く用いられている。このような窒化ガリウム系発光素子は、ｎ型及びｐ型窒化ガリウム半導体層間に位置したＩｎＧａＮ系多重量子井戸構造の活性層を有し、前記活性層内の量子井戸層において電子と正孔が再結合する原理により、光を生成し放出させる。
図１は、従来の発光ダイオードを説明するための断面図である。
図１を参照すると、前記発光ダイオードは、基板１１、低温バッファ層、または核層１３、非ドープＧａＮ層１５、ｎ型コンタクト層１７、活性領域２５、及びｐ型コンタクト層２７を有する。
このような従来の発光ダイオードは、ｎ型コンタクト層１７とｐ型コンタクト層２７との間に多重量子井戸構造の活性領域２５を有し、発光効率を改善しており、多重量子井戸構造内のＩｎＧａＮ井戸層のＩｎ含量を調節し、所望の波長の光を放出することができる。
前記ｎ型コンタクト層１７は、通常、１×１０１８／ｃｍ３〜１×１０１９／ｃｍ３の範囲内のドーピング濃度を有し、電子を供給する役割をする。発光ダイオード内における電流分散性能は、発光ダイオードの発光効率に大きな影響を与える。前記ｎ型コンタクト層１７及びｐ型コンタクト層２７に、それぞれｎ−電極及びｐ−電極（図示せず）を形成する場合、ｎ−電極及びｐ−電極がコンタクト層１７、２７に接触する面積の大きさ及び位置等により、電流集中現象が発生する。静電放電のような高電圧が発光ダイオードに印加される場合、電流集中に起因して発光ダイオードが破壊されやすい。しかも、低温バッファ層１３で生成した貫通転位(threading dislocation)が、非ドープＧａＮ層１５、ｎ型コンタクト層１７、活性領域２５、及びｐ型コンタクト層２７に転写され、これらの貫通転位を通じて電流が集中的に流れるため、静電放電特性がさらに悪くなる。
また、ＧａＮとＩｎＮとの間に約１１％の格子不整合が存在しているため、ＩｎＧａＮ系多重量子井戸構造では、量子井戸と量子障壁との界面に強力な歪みが発生してしまう。このような歪みは、量子井戸内に圧電場を引き起こし、内部量子効率の低下を招く。特に、緑色発光ダイオードの場合、量子井戸に含有されるＩｎの量が増加するため、圧電場により内部量子効率がさらに減少する。
ＩｎＧａＮ発光ダイオードにおいて、多重量子井戸構造の活性領域は、一般に、ＩｎＧａＮ井戸層とＩｎＧａＮ障壁層が交互に積層されて形成される。前記井戸層は、障壁層に比べてバンドギャップの小さな半導体層で形成され、前記井戸層において、電子と正孔の再結合が発生する。また、駆動電圧Ｖｆを低めるために、障壁層にＳｉがドープされてもよい。しかしながら、Ｓｉドーピングは、活性領域の結晶質に悪影響を及ぼす。また、エピタキシャル成長技術の限界により、Ｓｉをドープすることにより、多重量子井戸構造の活性領域が相対的に厚くなるという問題点があった。特に、Ｉｎが含まれた活性領域にＳｉをドープする場合、活性領域表面及び内部に結晶欠陥が多く発生し、分極電場により、空間電荷分離現象が発生し、波長シフトが発生し易い。
一方、低電流下では、注入電流を増加させることにより、外部量子効率が高くなるが、高電流下では、注入電流を増加させることにより、かえって、外部量子効率が低くなる現象が発見される。このような現象は、効率ドループと呼ばれ、特に、高出力発光ダイオードの高効率化を制限する。
効率ドループを引き起こす原因としては、熱振動、オージェ再結合、多重量子井戸構造内における内部電場、結晶構造による非再結合率等が挙げられる。
熱またはジュール加熱による熱振動により、電子と正孔が活性層領域に長く留まらず、効率低下が起こり、高電流注入の際、キャリア濃度の増加によるオージェ再結合の発生により、効率低下が起こり得る。また、高電圧印加による電子オーバーフローのため、非再結合率が増加することにより、効率低下が引き起こされ、半導体結晶内の欠陥による非発光再結合率の増加により、効率低下が引き起こされる。
一方、電子が活性層の外部に放出されることを防ぐために、活性層上にＡｌＧａＮ電子ブロック層（ＥＢＬ）が形成される。しかしながら、活性層と電子ブロック層内に自発分極及びピエゾ分極により、内部電場が発生され得る。活性層及び電子ブロック層内における内部電場により、電子が多重量子井戸構造の活性層を通過するためには、高い印加電圧が必要である。特に、３５０ｍＡの高出力ダイオードにおいて、印加電圧がビルトイン電圧よりも大きくなると、活性層を中心として、ｎ側における伝導バンドがｐ側での伝導バンドよりも高いエネルギー準位を有し、電子ブロック層のエネルギー準位が低くなり、漏れ電流が増加する結果を招く。電子ブロック層のエネルギー準位を高くするためには、電子ブロック層内におけるＡｌ組成を増加させてもよいが、このような方法は、結晶質を低くする。
本発明は、上記問題点に鑑みなされたものであり、その目的は、改善した静電放電特性を有する発光ダイオードを提供することにある。
また、他の目的は、電流漏れの低い発光ダイオードを提供することにある。
また、また他の目的は、電流分散性能を改善した発光ダイオードを製造する方法を提供することにある。
また、また他の目的は、内部電場の発生を緩和し、駆動電圧を低くすることができる発光ダイオードを提供することにある。
また、さらに他の目的は、効率ドループを緩和することができる発光ダイオードを提供することにある。
上記目的を達成するために、本発明の一態様による発光ダイオードは、シリコンがドープされたｎ型コンタクト層と、ｐ型コンタクト層と、前記ｎ型コンタクト層とｐ型コンタクト層との間に介在する活性領域と、前記ｎ型コンタクト層と前記活性領域との間に介在する超格子層と、前記超格子層と前記ｎ型コンタクト層との間に介在する非ドープ中間層と、前記非ドープ層と前記超格子層との間に介在する電子補強層と、を備える。また、前記超格子層は、前記活性領域に最も近い最終層にのみ意図的にシリコンがドープされ、前記最終層のシリコンドーピング濃度は、前記ｎ型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高い。活性領域に近く位置する超格子層の殆ど全ての層にシリコンを意図的にドープしていないので、漏れ電流を減少させることができ、活性領域に最も近い最終層に高濃度のシリコンをドープすることにより、接合特性が悪くなることを防ぎ、静電放電特性を改善することができる。特に、前記超格子層の最終層は、前記活性領域に接することができる。
一方、前記電子補強層には、シリコンがドープされてもよく、この際、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度は、前記ｎ型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高いことが好ましい。さらには、前記電子補強層は、前記超格子層に接することができる。また、前記電子補強層は、ＧａＮで形成され、前記超格子層は、ＧａＮとＩｎＧａＮを交互に積層して形成することができる。この際、前記超格子層の最終層は、ＧａＮで形成される。一方、前記超格子層の最終層のシリコンドーピング濃度は、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度とほぼ同一であってもよい。
一方、前記ｎ型コンタクト層は、ＧａＮ層を有してもよい。また、前記非ドープ中間層は、ＧａＮで形成されてもよい。前記非ドープ中間層は、ｎ型コンタクト層に比べて相対的に高い比抵抗を有する。したがって、前記非ドープ中間層をｎ型コンタクト層上に配置することにより、前記ｎ型コンタクト層内において電子が均一に分散され得る。
本発明の他の態様によると、発光ダイオードの製造方法が提供される。この方法は、基板上にバッファ層を形成し、前記バッファ層上にシリコンがドープされたｎ型コンタクト層を形成し、前記ｎ型コンタクト層上に非ドープ中間層を形成し、前記中間層上に電子補強層を形成し、前記電子補強層上に超格子層を形成し、前記超格子層上に活性領域を形成することを含む。ここで、前記超格子層は、最終層にのみシリコンがドープされ、前記最終層のシリコンドーピング濃度は、ｎ型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高い。
さらには、前記方法は、チャンバー内に窒素ソースガス及び金属ソースガスを供給し、第１の温度で窒化ガリウム系半導体層の前記電子補強層を成長させ、前記金属ソースガスの供給を中断し、前記成長されたｎ側窒化ガリウム系半導体層を前記第１の温度の基板上で第１の時間維持し、前記第１の時間が経過した後、前記基板の温度を第２の温度に下げ、前記チャンバー内に金属ソースガスを供給し、前記第２の温度で前記超格子層を成長させることができる。前記第１の時間は、３分乃至１０分の範囲内であってもよい。
また、前記超格子層上に活性層を成長させた後、金属ソースガスの供給を中断し、前記基板の温度を、第２の時間第３の温度に上げ、前記第３の温度で前記活性層上にｐ型窒化ガリウム系半導体層を成長させることができる。前記第２の時間は、５分乃至１５分の範囲内であってもよい。
電子補強層を、超格子層の成長温度に下げる前に、電子補強層の成長に好適な温度またはその付近の温度で、第１の時間維持することにより、前記第１の時間、チャンバー内に残留する金属ソースガスが外部に排出され、超格子層成長温度に基板温度を下げる間、電子補強層上に結晶品質のよくない窒化物層が生成することを防止することができる。さらには、前記第１の時間、基板上に成長されたｎ側窒化ガリウム系半導体層が熱処理されて結晶品質が向上する。
本発明の他の態様による発光ダイオードは、シリコンがドープされたｎ型コンタクト層と、ｐ型コンタクト層と、前記ｎ型コンタクト層とｐ型コンタクト層との間に介在する活性領域と、前記ｎ型コンタクト層と前記活性領域との間に介在する超格子層と、前記超格子層と前記ｎ型コンタクト層との間に介在する非ドープ中間層と、前記非ドープ層と前記超格子層との間に介在する電子補強層と、を備える。また、前記ｎ型コンタクト層は、ｎ型ＧａＮ層及び前記ｎ型ＧａＮ層間に介在するｎ型ＡｌＧａＮ層を有する。
また、前記発光ダイオードは、基板と、前記基板上に位置する低温バッファ層と、前記低温バッファ層と前記ｎ型コンタクト層との間に介在する非ドープＧａＮ層をさらに有してもよい。
前記ｎ型ＧａＮ層間にｎ型ＡｌＧａＮ層を挿入することにより、低温バッファ層で生成した貫通転位が活性領域に転写されることを遮断して漏れ電流を低くし、静電放電特性を改善することができる。
また、前記超格子層は、前記活性領域に最も近い最終層にのみ意図的にシリコンがドープされ、前記最終層のシリコンドーピング濃度は、前記ｎ型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高くてもよい。活性領域に近く位置する超格子層の殆ど全ての層に、シリコンを意図的にドープしていないので、漏れ電流を減少させることができ、活性領域に最も近い最終層に高濃度のシリコンをドープすることにより、接合特性が悪くなることを防止し、静電放電特性を改善することができる。特に、前記超格子層の最終層は、前記活性領域に接してもよい。
一方、前記電子補強層には、シリコンがドープされてもよく、この際、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度は、前記ｎ型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高いことが好ましい。さらには、前記電子補強層は、前記超格子層に接することができる。また、前記電子補強層は、ＧａＮで形成され、前記超格子層は、ＧａＮとＩｎＧａＮを交互に積層して形成されてもよい。この際、前記超格子層の最終層は、ＧａＮで形成される。一方、前記超格子層の最終層のシリコンドーピング濃度は、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度とほぼ同一であってもよい。
一方、前記非ドープ中間層は、ＧａＮで形成されてもよい。前記非ドープ中間層は、ｎ型コンタクト層に比べて相対的に高い比抵抗を有する。したがって、前記非ドープ中間層をｎ型コンタクト層上に配置することにより、前記ｎ型コンタクト層内において電子が均一に分散され得る。
本発明の他の態様によると、ｎ型コンタクト層と、前記ｎ型コンタクト層の上部に形成されたｐ型コンタクト層と、前記ｎ型コンタクト層と前記ｐ型コンタクト層との間に介在する多重量子井戸構造の活性領域と、前記ｎ型コンタクト層と前記活性領域との間に介在するスペーサ層と、を備え、前記スペーサ層は、ｎ型不純物がドープされており、前記ｎ型不純物のドーピング濃度は、前記ｎ型コンタクト層の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高く、前記活性領域は、ｎ型不純物が非ドープされたダイオードが提供される。
前記スペーサ層は、Ｉｎを含み、前記Ｉｎ含量は、前記活性領域の障壁層でのＩｎ含量よりも低く、前記井戸層でのＩｎ含量よりは高くてもよい。
前記活性領域は、ＩｎＧａＮ層を有する多重量子井戸構造であってもよい。
前記スペーサ層は、ＩｎＧａＮ層を有してもよく、ＩｎｘＧａ１−ｘＮ（０≦ｘ＜１）とＩｎｙＧａ１−ｙＮ（０≦ｙ＜１）が交互に積層されたものであってもよい。前記スペーサ層は、互いに交互に積層された超格子層を有してもよい。
前記スペーサ層は、複数層からなり、前記活性領域と隣接した少なくとも一つの層には、ｎ型不純物がドープされており、その残りの層は、ｎ型不純物が非ドープされているが、前記ｎ型不純物のドーピング濃度は、前記ｎ型コンタクト層の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高くてもよい。
前記発光ダイオードは、前記スペーサ層と前記ｎ型コンタクト層との間に形成された中間層をさらに有し、前記中間層は、前記ｎ型コンタクト層の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高く、前記スペーサ層での前記ｎ型不純物濃度よりは相対的に低く、ｎ型不純物がドープされた層を有してもよい。
前記中間層は、ｎ型ＡｌＧａＮ層を有してもよい。前記ｎ型ＡｌＧａＮ層は、前記活性領域に近いほど、Ａｌの組成が次第にまたは段階的に低くなってもよい。前記ｎ型ＡｌＧａＮ層は、ＡｌＧａＮ／ＧａＮまたはＡｌＧａＮ／ＩｎＧａＮの多層膜構造で形成されてもよい。前記中間層は、前記スペーサ層とｎ型ＡｌＧａＮ層との間にｎ‐ＧａＮ層をさらに有してもよい。前記中間層は、前記ｎ型ＡｌＧａＮ層と前記ｎ型コンタクト層との間に、非ドープされたＧａＮ層、ロードープされたｎ‐ＧａＮ層の少なくとも一つをさらに有してもよい。
前記発光ダイオードは、前記活性領域と前記ｐ型コンタクト層との間に形成されたｐ型クラッド層をさらに有してもよい。前記ｐ型クラッド層は、ｐ型ＡｌＧａＮ層を有してもよい。前記ｐ型ＡｌＧａＮ層は、ＡｌＧａＮ／ＧａＮまたはＡｌＧａＮ／ＩｎＧａＮの多層膜構造で形成されてもよい。前記ｐ型ＡｌＧａＮ層は、前記活性領域に隣接した層が、ＡｌＧａＮで形成されてもよい。前記ｐ型ＡｌＧａＮ層は、前記活性領域に隣接した前記ＡｌＧａＮ層が、前記ｐ型クラッド層内の他の層に比べて薄くてもよい。前記ｐ型ＡｌＧａＮ層は、前記ｐ型コンタクト層に行くほどＡｌの組成が次第にまたは段階的に低くなってもよい。
前記発光ダイオードは、前記活性領域と前記ｐ型クラッド層との間にＩｎＡｌＮ層をさらに有してもよい。前記ＩｎＡｌＮ層は、ＩｎＮ／ＡｌＮの超格子構造で形成されてもよい。前記ＩｎＡｌＮ層は、ＩｎＮ／ＡｌＮの超格子構造において、ＩｎＮ層にｐ型不純物がドープされてもよい。
本発明によると、活性領域の近くに配置された超格子層内の大部分の領域に不純物を意図的にドープせず、その最終層に高濃度のシリコンをドープすることにより、漏れ電流特性及び静電放電特性を向上させることができる。また、前記超格子層とｎ型コンタクト層との間に非ドープ中間層と電子補強層とを介在させることにより、電流を分散させることができ、順方向電圧の増加を防止することができる。
さらには、電子補強層を成長させた後、電子補強層の成長温度で所定の時間維持することにより、電子補強層の結晶品質を向上させることができ、また、活性層を成長させた後、金属ソースガスの供給を中断し、ｐ側窒化ガリウム系半導体層を成長させるのに好適な温度に基板温度を上昇させる時間を相対的に長くすることにより、漏れ電流を低くすることができる。
また、前記ｎ型ＧａＮ層間にｎ型ＡｌＧａＮ層を挿入することにより、低温バッファ層で生成した貫通電位が活性領域に転写されることを遮断し、漏れ電流を低くし、静電放電特性を改善することができる。
また、活性領域の結晶質を改善し、活性領域内においてキャリアの再結合を高くすることができる。また、複数層からなるスペーサ層を、コンタクト層と活性領域との間に形成することにより、活性領域で発生する歪みを緩和することができる。また、活性領域と隣接した層にのみ選択的にｎ型不純物がドープされたスペーサ層を介して活性領域での駆動電圧を低くすることができる。さらには、電子ブロック層の役割を増加させ、活性領域でのキャリア再結合率を増加させることができる。
従来の発光ダイオードを説明するための断面図である。 本発明の一実施例による発光ダイオードを説明するための断面図である。 本発明の一実施例による発光ダイオードのシリコンドーピングプロファイルを説明するための概略図である。 本発明の他の実施例による発光ダイオードを説明するための断面図である。 本発明の一実施例による発光ダイオードの製造方法を説明するための概略的な温度プロファイルである。 本発明の他の実施例による発光ダイオードを説明するための断面図であり、シリコンドーピングプロファイル及びスペーサ層の構造を示す図である。 本発明の他の実施例による発光ダイオードを説明するための断面図であり、シリコンドーピングプロファイル及びスペーサ層の構造を示す図である。 本発明の他の実施例による発光ダイオードを説明するための断面図であり、シリコンドーピングプロファイル及びスペーサ層の構造を示す図である。 本発明の他の実施例による発光ダイオードを説明するための断面図及びシリコンドーピングプロファイルを示す図である。 本発明の他の実施例による発光ダイオードを説明するための断面図及びシリコンドーピングプロファイルを示す図である。 本発明の他の実施例による発光ダイオードを説明するための断面図である。 本発明の他の実施例による発光ダイオードを説明するための断面図である。 本発明の他の実施例による発光ダイオードを説明するための断面図である。
以下、添付した図面に基づき、本発明の好適な実施例について詳述する。以下に紹介される実施例は、本発明の思想を当業者に充分伝達するために、例として提供されるものである。従って、本発明は、後述する実施例に限定されず、他の形態に具体化され得る。なお、図面において、構成要素の幅、長さ、厚さ等は、説明の便宜のために誇張して表現されることもある。明細書の全体にわたって、同一の参照番号は、同一の構成要素を示す。
図２は、本発明の一実施例による発光ダイオードを説明するための断面図であり、図３は、前記発光ダイオードの概略的なシリコンドーピングプロファイルを示す。
図２及び図３を参照すると、前記発光ダイオードは、ｎ型コンタクト層５７、非ドープ中間層５９、電子補強層６１、超格子層６３、活性領域６５、及びｐ型コンタクト層６９を有する。また、前記発光ダイオードは、基板５１、低温バッファ層、または核層５３及びバッファ層５５を有してもよく、ｐ型クラッド層６７を有してもよい。
前記基板５１は、窒化ガリウム系半導体層を成長させるための基板であって、サファイア、ＳｉＣ、スフィネル等、特に制限されず、例えば、パターニングされたサファイア基板（ＰＳＳ）であってもよい。
前記核層５３は、基板５１上にバッファ層５５を成長させるために、４００〜６００℃の低温で、（Ａｌ、Ｇａ）Ｎで形成されてもよく、好ましくは、ＧａＮまたはＡｌＮで形成される。前記核層は、約２５ｎｍの厚さで形成されてもよい。バッファ層５５は、基板５１とｎ型コンタクト層５７との間で、電位のような欠陥発生を緩和するための層であり、相対的に高温で成長される。前記バッファ層５５は、例えば、非ドープＧａＮで形成されてもよい。
前記ｎ型コンタクト層５７は、ｎ型不純物、例えば、Ｓｉがドープされた窒化ガリウム系半導体層で形成される。前記ｎ型コンタクト層５７は、ＧａＮ層を有してもよく、単一層または多重層で形成されてもよい。図４に示すように、前記ｎ型コンタクト層５７は、ｎ型の第１のＧａＮ層５７ａ、ｎ型のＡｌＧａＮ層５７ｂ、第２のＧａＮ層５７ｃを有してもよい。すなわち、ＡｌＧａＮ層５７ｂがＧａＮ層５７ａ、５７ｃ間に介在する。前記ｎ型コンタクト層にドープされるＳｉドーピング濃度は、１×１０１８／ｃｍ３〜１×１０１９／ｃｍ３の範囲内であってもよい。
例えば、図４に示すように、第１のｎ型ＧａＮ層５７ａを成長させた後、ｎ型ＡｌＧａＮ層５７ｂを成長させると、ｎ型ＡｌＧａＮ層５７ｂにより、二軸応力が発生する。その上に、さらに第２のＧａＮ層５７ｃを成長させると、圧縮応力により前記二軸応力が緩和し、このような応力変化に起因して、貫通電位を減少させることができる。したがって、ｎ型ＡｌＧａＮ層５７ｂをｎ型ＧａＮ層５７ａ、５７ｃ間に配置することにより、核層５３及び高温バッファ層５５を介して転写された貫通電位が活性領域６５側に転写されることを防ぐことができる。
非ドープ中間層５９は、意図的に不純物がドープされていないＧａＮ層であり、１００〜５０００Åの厚さで形成されてもよい。非ドープ中間層５９は、不純物がドープされていないので、ｎ型コンタクト層に比べて相対的に比抵抗が高い。したがって、ｎ型コンタクト層５７から活性領域６５に流入する電子が非ドープ中間層５９を通過する前に、ｎ型コンタクト層５７内において均一に分散され得る。
非ドープ中間層５９上に電子補強層６１が形成される。前記電子補強層６１は、Ｓｉが高濃度でドープされたＧａＮ層で１０〜２０００Åの厚さで形成されてもよく、発光ダイオードの順方向電圧を低くする。図３に示すように、電子補強層６１にドープされるＳｉのドーピング濃度は、ｎ型コンタクト層５７のシリコンドーピング濃度よりも高い。電子補強層６１内のシリコンドーピング濃度は、ｎ型コンタクト層５７のシリコンドーピング濃度の４倍以上であってもよい。
前記ｎ型コンタクト層５７、非ドープ中間層５９、及び電子補強層６１は、チャンバー内に金属ソースガスを供給して連続的に成長されてもよい。金属ソースガスの原料としては、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎの有機物、例えば、ＴＭＡ、ＴＭＧ、及び／またはＴＭＩ等が用いられる。これらの層は、第１の温度、例えば、１０５０℃〜１１５０℃で成長されてもよい。
前記電子補強層６１上に超格子層６３が形成される。超格子層６３は、ＧａＮ層とＩｎＧａＮ層を、例えば、それぞれ２０Åの厚さで交互に積層して形成されてもよい。前記超格子層６３の第１層は、ＧａＮまたはＩｎＧａＮで形成されてもよいが、最終層は、ＧａＮで形成されることが好ましい。前記超格子層６３の最終層には、Ｓｉが高濃度でドープされる。前記最終層にドープされるＳｉのドーピング濃度は、ｎ型コンタクト層５７にドープされるＳｉの濃度よりも、例えば、約４倍乃至５倍高くてもよい。また、前記超格子層６３の最終層にドープされるＳｉ濃度は、電子補強層６１のドーピング濃度とほぼ同一であってもよい。したがって、前記超格子層６３の最終層と前記超格子層６３下の電子補強層６１が高濃度でドープされた層で形成され、その間に位置する超格子層６３の残りの層は、非ドープ層で形成される。
超格子層６３の大部分の層が非ドープ層で形成されるので、発光ダイオードの漏れ電流を減少させることができる。また、超格子層６３の最終層を高濃度でドープすることにより、超格子層６３と活性領域との間の接合特性を向上させることができる。
一方、前記超格子層６３は、電子補強層６１に比べて相対的に低い温度で成長されてもよい。図５に示すように、前記超格子層６３を成長させる前、前記電子補強層６１が成長された後、前記金属ソースガスの供給を中断し、前記成長された電子補強層６１を前記第１の温度Ｔ１の基板２１上で、第１の時間ｔ１の間維持する。第１の時間ｔ１は、チャンバー内に残留する金属ソースガスが十分に排出される時間であって、約３分乃至１０分、好ましくは、約５分乃至７分であってもよい。また、前記第１の時間ｔ１の間、電子補強層６１を含めてｎ型コンタクト層５７及び中間層５９が熱処理され、ｎ側半導体層の結晶品質が向上する。
次いで、基板２１の温度を第１の温度Ｔ１から第２の温度Ｔ２に下げる。前記第２の温度Ｔ２は、超格子層６３を成長させるのに好適な温度に設定される。前記第２の温度Ｔ２、例えば、６５０〜８００℃の範囲内であってもよい。
前記超格子層６３の成長が完了した後、超格子層６３上に活性領域６５が成長される。活性領域６５は、超格子層６３と同一または相対的にさらに低温、例えば、６５０〜７５０℃の範囲内で成長されてもよい。例示を簡略化するために、図５において、活性領域６５が超格子層６３の成長温度である第２の温度Ｔ２で成長されるものと示している。
活性領域６５は、障壁層とＩｎＧａＮ量子井戸層が交互に積層された多重量子井戸構造を有してもよい。前記障壁層は、量子井戸層に比べてバンドギャップの広い窒化ガリウム系半導体層、例えば、ＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮ、またはＡｌＩｎＧａＮで形成されてもよい。ＩｎＧａＮ量子井戸層内のＩｎ組成比は、所望の光波長によって決定される。活性領域６５は、超格子層６３の最終層に接してもよい。前記活性領域６５の障壁層及び量子井戸層は、活性領域の結晶品質を向上させるために、不純物がドープされていない非ドープ層で形成されてもよいが、順方向電圧を低くするために、一部または全体の活性領域内に不純物がドープされてもよい。
前記活性領域６５上にｐ型コンタクト層６９が位置し、前記活性領域６５とｐ型コンタクト層６９との間にｐ型クラッド層６７が介在してもよい。例えば、活性領域６５の成長が完了した後、金属ソースガスの供給を中断し、基板５１の温度を第２の時間ｔ２第３の温度Ｔ３に上げる。前記第２の時間ｔ２はチャンバー内に残留する金属ソースガスが十分に排出される時間に設定される。例えば、前記第２の時間ｔ２は、５分〜１５分の範囲内であってもよい。または、前記活性領域６５の成長が完了した後、金属ソースガスの供給を中断し、基板５１の温度を第３の時間、活性領域成長温度、例えば、第２の時間ｔ２で第３時間維持してもよい。前記第３の時間は、例えば、第１の時間と同一の時間、すなわち、３分〜１０分の範囲内であってもよい。活性領域６５の成長が完了した後、第３の時間、第２の温度で維持することと、第２の時間ｔ２の間、第２の温度から第３の温度に上げることは、互いに代替手段として用いられているが、これに限定されず、互いに補完して用いられてもよい。
次いで、第３の温度Ｔ３で、チャンバー内に金属ソースガスが供給され、ｐ側窒化ガリウム系半導体層、例えば、ｐ型クラッド層６７またはｐ型コンタクト層６９が成長される。前記ｐ型クラッド層６７は、ＡｌＧａＮであってもよい。また、前記ｐ型コンタクト層６９は、ＧａＮの単一層またはＧａＮ層を有する多層構造であってもよい。
発光ダイオードのエピタキシャル層の成長が完了した後、前記エピタキシャル層を用いて個別の発光ダイオードチップが製造される。
（実験例１）
ＭＯＣＶＤ装備を用いて、図２及び図３を参照して、上述した構造のエピタキシャル層を成長させた。ここで、他の条件は、全て同一であり、ＧａＮ／ＩｎＧａＮ超格子層におけるＳｉドーピング位置を異ならせた。非ドープＧａＮバッファ層５５上に、ｎ型コンタクト層５７、非ドープ中間層５９、高濃度でドープされたＧａＮ電子補強層６１を順次成長させ、前記電子補強層６１上に前記超格子層を成長させ、超格子層上に多重量子井戸構造の活性領域６５、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層６７、ｐ型ＧａＮコンタクト層６９を順次成長させた。
比較例は、超格子層内の全てのＧａＮ層にＳｉをドープし、実施例は、超格子層の最終層であるＧａＮ層にのみ、電子補強層６１と同一の高濃度でＳｉをドープした。成長されたエピタキシャル層を基板と一緒に分割し、光学特性及び電気的特性を測定しており、その結果を表１に示した。ここで、静電放電（ＥＳＤ）特性は、同一のウエハにおいて作製された良好な発光ダイオードに対して、１０００Ｖの逆方向電圧を用いて、静電放電試験を行った後の不良発生を確認し、ＥＳＤパス比率を示し、光出力及び電気的特性値は、ＥＳＤ試験前に測定された値を、比較例を基準として百分率で示した。
表１を参照すると、本発明による実施例は、比較例と対比して、ピーク波長が少し減少し、順方向電圧が少し増加しており、光出力が少し減少しているが、大きさ差を示さない。しかし、実施例は、比較例に比べて漏れ電流が急に減少するものと示され、ＥＳＤ特性が極めて向上したことを示している。
(実験例２)
ＭＯＣＶＤ装備を用いて、図３及び図４を参照して、上述した構造のエピタキシャル層を成長させた。ここで、他の条件は、全て同一であり、ｎ型コンタクト層をｎ型ＧａＮのみで形成した場合（比較例）と、ｎ型ＧａＮ層間にｎ型ＡｌＧａＮ層を介在させた場合（実施例）とを比較した。
成長されたエピタキシャル層を基板と一緒に分割し、光学特性及び電気的特性を測定しており、その結果を表２に示した。ここで、静電放電（ＥＳＤ）特性は、同一のウエハにおいて作製された良好な発光ダイオードに対して、１０００Ｖの逆方向電圧を用いて、静電放電試験を行った後の不良発生を確認し、ＥＳＤパス比率を示し、光出力及び漏れ電流は、ＥＳＤ試験後、良好な発光ダイオードにおいて測定された値を、比較例を基準として百分率で示した。
表２を参照すると、本発明による実施例は、比較例と対比してピーク波長が少し減少し、光出力が少し減少するものと示された。しかし、実施例は、比較例に比べてＥＳＤ特性が相当に向上したものと示され、ＥＳＤを通過した発光ダイオードの漏れ電流は、比較例と実施例において差がなかった。
図６は、本発明の一実施例による発光ダイオードを説明するための断面図であり、図７は、前記発光ダイオードの概略的なシリコンドーピングプロファイルを示し、図８は、前記発光ダイオードのスペーサ層の構造を示す図である。
図６乃至図８を参照すると、前記発光ダイオードは、基板１２１、ｎ型コンタクト層１２６、スペーサ層１２８、多重量子井戸構造の活性領域１２９、ｐ型コンタクト層１３３を有する。また、核層１２３及び非ドープＧａＮ層（ｕ‐ＧａＮ）１２５が、前記基板１２１とｎ型コンタクト層１２６との間に介在してもよい。
前記基板１２１は、窒化ガリウム系半導体層を成長させるための基板であって、サファイア、ＳｉＣ、スフィネル等、特に制限されず、例えば、パターニングされたサファイア基板（ＰＳＳ）であってもよい。
前記核層１２３は、基板１２１上にｕ‐ＧａＮ層１２５を成長させるために、４００〜６００℃の低温で、（Ａｌ、Ｇａ）Ｎで形成されてもよく、好ましくは、ＡｌＮで形成される。前記核層は、約２５ｎｍの厚さで形成されてもよい。
ｕ‐ＧａＮ層１２５は、基板１２１とｎ型コンタクト層１２６との間で、電位のような欠陥発生を緩和するための層であり、相対的に高温、例えば、９００〜１２００℃で成長される。
前記ｎ型コンタクト層１２６は、ｎ−電極１３９が形成される層であり、ＳｉまたはＧｅのようなｎ型不純物がドープされてもよい。例えば、前記ｎ型コンタクト層１２６の不純物濃度は、例えば、５×１０１８ａｔｍ／ｃｍ３であってもよく、相対的に高温、第１の温度Ｔ１、例えば、９００〜１２００℃で、例えば、２μｍ以下に成長されるｕ‐ＧａＮであってもよい。
スペーサ層１２８は、活性領域１２９の障壁層に比べてバンドギャップが小さく、井戸層に比べてバンドギャップの大きな（Ａｌ、Ｉｎ、Ｇａ）Ｎ系III族窒化物半導体層からなってもよい。例えば、スペーサ層２８は、ＩｎｘＧａ１−ｘＮ（０≦ｘ＜１）を含んでもよい。
スペーサ層１２８は、ｎ型不純物が高濃度でドープされ、発光ダイオードの順方向電圧を低くする。図７に示すように、スペーサ層１２８にドープされるｎ型不純物のドーピング濃度は、ｎ型コンタクト層１２６のｎ型不純物のドーピング濃度よりも高い。
スペーサ層１２８のＩｎ組成比は、ＩｎＧａＮ量子井戸層内のＩｎ組成比よりも少ないことが好ましいが、この場合、電荷を活性領域内に取り込むことができ、発光効率を向上させることができる。
この際、前記スペーサ層１２８の成長方向を基準とするとき、活性領域１２９と隣接した一部の厚さの領域にｎ型不純物をドープするようにする。また、ｎ型不純物がドープされた厚さの領域を除いた残りの厚さの領域は、ｎ型不純物を非ドープするようにする。スペーサ層１２８の全厚さの領域中において、活性領域１２９に隣接した一部の厚さの領域にのみｎ型不純物がドープされることにより、スペーサ層１２８から活性領域１２９内に電子を円滑に注入することができる。また、前記ｎ型不純物がドープされた領域でのドーピング濃度は、前記ｎ型コンタクト層１２６の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高い、例えば、９×１０１９ａｔｍ／ｃｍ３であってもよい。これにより、スペーサ層１２８の抵抗増加を防止することができ、その内部で生成した電子により、活性領域１２９内への電子注入効率を高めることができる。一方、スペーサ層１２８は、図８に示すように、活性領域１２９の障壁層に比べてバンドギャップが小さく、井戸層に比べてバンドギャップの大きい（Ａｌ、Ｉｎ、Ｇａ）Ｎ系III族窒化物半導体層１２８ａ、１２８ｂが交互に積層された構造を有してもよい。例えば、スペーサ層１２８は、異なる組成のＩｎｘＧａ１−ｘＮ（０≦ｘ＜１）１２８ａとＩｎｙＧａ１−ｙＮ（０≦ｙ＜１）１２８ｂが交互に積層されてもよい。ＩｎｘＧａ１−ｘＮ（０≦ｘ＜１）２８aは、例えば、３０〜４０Åの厚さで、ＩｎｙＧａ１−ｙＮ（０≦ｙ＜１）２８ｂは、１５〜２０Åの厚さで形成されてもよい。
ＩｎｘＧａ１−ｘＮ（０≦ｘ＜１）１２８ａとＩｎｙＧａ１−ｙＮ（０≦ｙ＜１）１２８ｂの積層構造を有するスペーサ層１２８は、スペーサ層１２８上に形成される活性領域１２９の結晶性を向上させることができ、歪みを減少させることができる。スペーサ層１２８は、７〜１５周期で形成されてもよいが、７周期未満である場合、スペーサ層１２８が活性領域において引き起こされる歪みを緩和させる効果が弱く、１５周期を超えると、工程時間が増加して好ましくない。
この際、前記スペーサ層１２８において、活性領域１２９に隣接した少なくとも一つの層１２８ａ及び１２８ｂには、ｎ型不純物がドープされる。また、ｎ型不純物がドープされた層を除いた残りの層は、ｎ型不純物を非ドープする。スペーサ層１２８のうち、活性領域１２９に隣接したＩｎＧａＮ層１２８ａ及び／またはＩｎＧａＮ層１２８ｂのみがｎ型不純物でドープされていることにより、スペーサ層１２８から活性領域１２９内に電子を円滑に注入することができる。また、前記ｎ型不純物ドープされたＩｎＧａＮ層１２８ａのドーピング濃度は、前記ｎ型コンタクト層１２６の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高い、例えば、９×１０１９ａｔｍ／ｃｍ３であってもよい。これにより、スペーサ層１２８の抵抗増加を防止することができ、その内部で生成した電子により、活性領域１２９内への電子注入効率を高めることができる。
スペーサ層１２８の大部分の層が非ドープ層で形成されるので、発光ダイオードの漏れ電流を減少させることができる。また、活性領域１２９と隣接した少なくとも一つの層１２８ａ、１２８ｂにのみｎ型不純物を高濃度でドープすることにより、スペーサ層１２８と活性領域１２９との間の接合特性を向上させることができる。
一方、活性領域１２９に隣接したスペーサ層１２８ｃは、スペーサ層１２８を構成する他の半導体層よりもＩｎをさらに含むＩｎＧａＮ層とすることができる。この際、前記活性領域１２９に隣接したスペーサ層１２８ｃに含まれたＩｎの量は、活性領域１２９の量子井戸層よりも高くてもよいが、この場合、ｎ型不純物のドーピングは、ｎ型コンタクト層１２６のドーピング濃度程度にドープし、前記スペーサ層１２８ｃ内においてｎ型コンタクト層１２６側にドープすることが好ましい。
活性領域１２９は、量子障壁層と量子井戸層が交互に積層された多重量子井戸構造を有し、量子井戸層は、ＩｎＧａＮ層を含む。前記障壁層は、量子井戸層に比べてバンドギャップの広い窒化ガリウム系半導体層、例えば、ＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮ、またはＡｌＩｎＧａＮで形成されてもよい。ＩｎＧａＮ量子井戸層内のＩｎ組成比は、所望の光波長によって決定される。活性領域１２９は、ｎ型不純物、例えば、ＳｉやＧｅがドープされていない。
前記活性領域１２９上にｐ型コンタクト層１３３が位置する。ｐ型コンタクト層１３３は、活性領域１２９上に、例えば、ＧａＮで形成されてもよい。
また、前記ｐ型コンタクト層１３３上にＮｉ／Ａｕまたはインジウムスズ酸化膜（ＩＴＯ）のような透明電極（図示せず）が形成され、その上に、ｐ−電極１３４が、例えば、リフトオフ工程で形成されてもよい。また、前記ｎ型コンタクト層１２６上にＴｉ／Ａｌ等のｎ−電極１３５がリフトオフ工程で形成されてもよい。
上述した実施例では、活性領域１２９は、量子障壁層と量子井戸層にｎ型不純物がドープされておらず、活性領域１２９は、ほとんどｎ型不純物が含まれていないＩｎｘＧａ１−ｘＮ（０≦ｘ＜１）１２８ａとＩｎｙＧａ１−ｙＮ（０≦ｙ＜１）１２８ｂの積層構造を有するスペーサ層１２８上において成長される。そのため、活性領域１２９の結晶性が向上し、歪みが減少される。また、スペーサ層１２８のうち、活性領域１２９に隣接したＩｎＧａＮ層１２８ａ及び／またはＩｎＧａＮ層１２８ｂにのみｎ型不純物がドープされていることにより、スペーサ層１２８から活性領域１２９内に電子を円滑に注入することができ、活性領域１２９におけるキャリアの再結合率を高めることができる。その結果、発光ダイオードにおける発光効率が向上する。
図９及び図１０は、それぞれ本発明のまた他の実施例による発光ダイオードを説明するための断面図及びシリコンドーピングプロファイルを示す図である。
図９及び図１０を参照すると、本実施例による発光ダイオードは、図６乃至図８に示して説明された発光ダイオードの積層構造とほぼ同じであり、単に、スペーサ層１２８とｎ型コンタクト層１２６との間にｎ型不純物がドープされた中間層１２７をさらに有しており、活性領域１２９とｐ型コンタクト層１３３との間にｐ型クラッド層１３１が介在している。
前記中間層１２７は、図１０に示すように、前記ｎ型コンタクト層１２６の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高く、前記スペーサ層１２８における前記ｎ型不純物濃度よりは相対的に低い、例えば、２．５×１０１９ａｔｍ／ｃｍ３の濃度でｎ型不純物がドープされ、例えば、ｎ‐ＡｌＧａＮ層を有してもよい。
ｎ‐ＡｌＧａＮ層は、活性領域１２９に近いほどＡｌの組成がだんだん低くなり、または、Ａｌの組成が段階別に低くなるようにする。この際、Ａｌの組成範囲は、１０〜１５％となり、１０〜１００ｎｍの厚さで積層され、好ましくは、３０〜６０ｎｍの厚さとすることができる。ｎ‐ＡｌＧａＮ層内におけるＡｌの組成がだんだんまたは段階別に低くなるように設定されることにより、中間層１２７のエネルギー準位は、活性領域１２９に近いほどだんだん低くなり、中間層１２７とスペーサ層１２８の境界面において最も低い値を有することができる。
また、ｎ‐ＡｌＧａＮ層は、多層膜構造で形成されてもよい。例えば、ｎ‐ＡｌＧａＮ層は、ＡｌＧａＮ／ＧａＮまたはＡｌＧａＮ／ＩｎＧａＮの多層膜で形成されてもよい。ｎ‐ＡｌＧａＮ層が多層膜で形成される場合、ＡｌＧａＮ層の結晶性をよくするための目的を有する。例えば、ｎ‐ＡｌＧａＮ層は、活性領域１２９に行くほどＡｌの組成が次第にまたは段階的に低くなってもよい。
一方、中間層１２７は、図１１に示すように、ｎ‐ＡｌＧａＮ層１２７ｂとスペーサ層１２８との間に２００〜３００Åの厚さで積層されたｎ‐ＧａＮ２７aを有してもよい。
また、中間層１２７は、図１２に示すように、非ドープされたＧａＮ層１２７ｃ、ロードープされたｎ‐ＧａＮ層１２７ｄを有してもよく、ｎ‐ＡｌＧａＮ層１２７ｂとｎ型コンタクト層１２６との間に、例えば、１０００〜２０００Åの厚さで積層されてもよい。図面では、ロードープされたｎ‐ＧａＮ層１２７ｄ上に非ドープされたＧａＮ層１２７ｃが形成されたものと示されているが、本発明は、これに限定されず、必要に応じて、非ドープされたＧａＮ層１２７ｃ上にｎ‐ＧａＮ層１２７ｄが形成されてもよい。また、非ドープされたＧａＮ層１２７ｃまたはロードープされたｎ‐ＧａＮ層１２７ｄのいずれか一つの層のみを形成してもよい。
また、中間層１２７は、図１３に示すように、スペーサ層１２８とｎ型コンタクト層１２６との間に、ｎ‐ＧａＮ１２７ａ、ｎ‐ＡｌＧａＮ層１２７ｂ、非ドープされたＧａＮ層１２７ｃ、ロードープされたｎ‐ＧａＮ層１２７ｄを有してもよい。非ドープされたＧａＮ層１２７ｃは、意図的に不純物がドープされていないＧａＮであり、１００〜５０００Åの厚さで形成されてもよい。非ドープされたＧａＮ層１２７ｃは、不純物がドープされていないので、ｎ型コンタクト層１２６に比べて相対的に比抵抗が高い。したがって、ｎ型コンタクト層１２６から活性層１２９に流入する電子が、非ドープされたＧａＮ層１２７ｃを通過する前に、ｎ型コンタクト層１２６内において均一に分散され得る。
ロードープされたｎ‐ＧａＮ層１２７ｄは、ｎ型コンタクト層１２６に比べて不純物が低い濃度でドープされるので、ｎ型コンタクト層１２６に比べて相対的に比抵抗が高い。したがって、ｎ型コンタクト層１２６から活性層１２９に流入する電子が、ロードープされたｎ‐ＧａＮ層１２７ｃを通過する前に、ｎ型コンタクト層１２６内において均一に分散され得る。
一方、前記ｐ型クラッド層１３１は、電子ブロック層として機能し、ＡｌＧａＮで形成されてもよく、多層膜構造で形成されてもよい。例えば、ｐ型クラッド層１３１は、ＡｌＧａＮ／ＧａＮまたはＡｌＧａＮ／ＩｎＧａＮの多層膜で形成されてもよい。ｐ型クラッド層１３１が多層膜で形成される場合、ＡｌＧａＮ層の結晶性を向上させることができる。例えば、前記ｐ型クラッド層１３１は、活性領域１２９に隣接した層がＡｌＧａＮで形成され、前記ＡｌＧａＮ層がｐ型コンタクト層１３３に行くほどＡｌの組成がだんだん低くなってもよい。これは、ｐ型クラッド層１３１とｐ型コンタクト層１３３との界面による分極化現象を減らすためのものである。また、活性領域１２９に隣接した第一のＡｌＧａＮ層は、ｐ型クラッド層１３１内の他の層に比べて薄いことが好ましい。一方、前記ｐ型クラッド層１３１のＡｌＧａＮ層は、前記ｎ‐ＡｌＧａＮ層１２７ｂよりもエネルギー準位が高いことが好ましい。すなわち、Ａｌの組成において、前記ｐ型クラッド層１３１のＡｌＧａＮ層が、前記ｎ‐ＡｌＧａＮ層１２７ｂに比べて高く設定される。前記ｐ型クラッド層１３１のＡｌＧａＮ層が、前記ｎ‐ＡｌＧａＮ層１２７ｂに比べてＡｌの組成が高く設定されることにより、順方向電圧の印加時、活性層を中心として、ｎ側での伝導バンドがｐ側での伝導バンドよりも高くなるので、これを緩和するためのものである。
また、活性領域１２９とｐ型クラッド層１３１との間にＩｎＧａＮ層をさらに含んでもよい。この場合、ＩｎＡｌＮ層において、Ｉｎの組成は、約０．１０〜０．２０間程度となり、好ましくは、Ｉｎの組成は、約０．１７〜０．１８であってもよい。この際、ＩｎＡｌＮ層の成長温度は、例えば、８４５℃であってもよく、ＩｎＮ／ＡｌＮの超格子構造で形成されてもよい。また、ＩｎＡｌＮ層の厚さは、約１０〜３０ｎｍ程度であり、好ましくは約１８〜２２ｎｍ程度で形成されてもよい。ｐ型クラッド層１３１を形成するＡｌＧａＮ層の厚さよりも薄く形成されてもよい。例えば、ＩｎＡｌＮ層の厚さは、ｐ型クラッド層１３１を形成するＡｌＧａＮ層に比べて、３：２程度の厚さで薄く形成することができる。ＩｎＡｌＮ層におけるｐ型不純物のドーピング濃度は、約８×１０１７／ｃｍ３程度であり、ドーピングの際は、ＩｎＮ／ＡｌＮの超格子構造でＩｎＮにドープすることが好ましい。この場合、ＩｎＡｌＮ層は、正孔濃度を増加させる役割をする。活性領域１２９とｐ型クラッド層１３１との間に形成されるＩｎＡｌＮ層は、電子ブロックとして機能するｐ型クラッド層１３１を成長させるとき、活性領域１２９に対する温度の影響を減らすことができる。
上述した本発明の実施例において、スペーサ層１２８におけるｎ型不純物がドープされる層の個数、及びｎ型不純物のドーピング濃度、積層厚さ、積層回数と、前記中間層１２７、非ドープ層、ｎ型クラッド層の厚さは、互いに関連し、必要に応じて調整される。
以上、本発明は、上述した実施例により限定されず、当業者によって様々な変形及び変更が可能であり、これは、添付の請求項において定義される本発明の趣旨と範囲に含まれる。

Claims (42)

  1. シリコンがドープされたｎ型コンタクト層と、
    ｐ型コンタクト層と、
    前記ｎ型コンタクト層とｐ型コンタクト層との間に介在する活性領域と、
    前記ｎ型コンタクト層と前記活性領域との間に介在する超格子層と、
    前記超格子層と前記ｎ型コンタクト層との間に介在する非ドープ中間層と、
    前記非ドープ層と前記超格子層との間に介在する電子補強層と、を備え、
    前記超格子層は、前記活性領域に最も近い最終層にのみ意図的にシリコンがドープされ、前記最終層のシリコンドーピング濃度は、前記ｎ型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高いことを特徴とする発光ダイオード。
  2. 前記超格子層の最終層が、活性領域に接することを特徴とする請求項１に記載の発光ダイオード。
  3. 前記電子補強層には、シリコンがドープされ、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度が、前記ｎ型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高いことを特徴とする請求項１に記載の発光ダイオード。
  4. 前記電子補強層が、前記超格子層に接することを特徴とする請求項３に記載の発光ダイオード。
  5. 前記電子補強層がＧａＮで形成され、前記超格子層がＧａＮとＩｎＧａＮを交互に積層して形成され、前記超格子層の最終層がＧａＮで形成されたことを特徴とする請求項４に記載の発光ダイオード。
  6. 前記ｎ型コンタクト層がＧａＮ層を有し、前記非ドープ層がＧａＮで形成されたことを特徴とする請求項５に記載の発光ダイオード。
  7. 前記超格子層の最終層のシリコンドーピング濃度が、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度と同一であることを特徴とする請求項１に記載の発光ダイオード。
  8. 基板上にバッファ層を形成し、
    前記バッファ層上にシリコンがドープされたｎ型コンタクト層を形成し、
    前記ｎ型コンタクト層上に非ドープ中間層を形成し、
    前記中間層上に電子補強層を形成し、
    前記電子補強層上に超格子層を形成し、
    前記超格子層上に活性領域を形成することを含み、
    前記超格子層が、最終層にのみシリコンがドープされ、前記最終層のシリコンドーピング濃度が、ｎ型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高いことを特徴とする発光ダイオードの製造方法。
  9. チャンバー内に窒素ソースガス及び金属ソースガスを供給し、第１の温度で窒化ガリウム系半導体層の電子補強層を成長させ、
    前記金属ソースガスの供給を中断し、前記成長されたｎ側窒化ガリウム系半導体層を前記第１の温度の基板上で第１の時間維持し、
    前記第１の時間が経過した後、前記基板の温度を第２の温度に下げ、
    前記チャンバー内に金属ソースガスを供給し、前記第２の温度で前記超格子層を成長させることを含むことを特徴とする請求項８に記載の発光ダイオードの製造方法。
  10. 前記第１の時間が３分乃至１０分の範囲内であることを特徴とする請求項９に記載の発光ダイオードの製造方法。
  11. 前記超格子層上に活性層を成長させた後、金属ソースガスの供給を中断し、
    前記基板の温度を、第２の時間第３の温度に上げ、
    前記第３の温度で前記活性層上にｐ型窒化ガリウム系半導体層を成長させることを含むことを特徴とする請求項９に記載の発光ダイオードの製造方法。
  12. 前記第２の時間が５分乃至１５分の範囲内であることを特徴とする請求項１１に記載の発光ダイオードの製造方法。
  13. シリコンがドープされたｎ型コンタクト層と、
    ｐ型コンタクト層と、
    前記ｎ型コンタクト層とｐ型コンタクト層との間に介在する活性領域と、
    前記ｎ型コンタクト層と前記活性領域との間に介在する超格子層と、
    前記超格子層と前記ｎ型コンタクト層との間に介在する非ドープ中間層と、
    前記非ドープ層と前記超格子層との間に介在する電子補強層と、を備え、
    前記ｎ型コンタクト層が、ｎ型ＧａＮ層及び前記ｎ型ＧａＮ層間に介在するｎ型ＡｌＧａＮ層を有することを特徴とする発光ダイオード。
  14. 基板と、
    前記基板上に位置する低温バッファ層と、
    前記低温バッファ層と前記ｎ型コンタクト層との間に介在する非ドープＧａＮ層をさらに有することを特徴とする請求項１３に記載の発光ダイオード。
  15. 前記超格子層が、前記活性領域に最も近い最終層にのみ意図的にシリコンがドープされ、前記最終層のシリコンドーピング濃度が、前記ｎ型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高いことを特徴とする請求項１３に記載の発光ダイオード。
  16. 前記超格子層の最終層が、活性領域に接することを特徴とする請求項１５に記載の発光ダイオード。
  17. 前記超格子層が、ＧａＮとＩｎＧａＮを交互に積層して形成されるが、前記超格子層の最終層がＧａＮで形成されたことを特徴とする請求項１６に記載の発光ダイオード。
  18. 前記超格子層の最終層のシリコンドーピング濃度が、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度と同一であることを特徴とする請求項１３に記載の発光ダイオード。
  19. 前記超格子層の最終層のシリコンドーピング濃度が、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度と同一であることを特徴とする請求項１３に記載の発光ダイオード。
  20. 前記電子補強層が、前記超格子層に接することを特徴とする請求項１３に記載の発光ダイオード。
  21. ｎ型コンタクト層と、
    前記ｎ型コンタクト層の上部に形成されたｐ型コンタクト層と、
    前記ｎ型コンタクト層と前記ｐ型コンタクト層との間に介在する多重量子井戸構造の活性領域と、
    前記ｎ型コンタクト層と前記活性領域との間に介在するスペーサ層と、を備え、
    前記スペーサ層は、ｎ型不純物がドープされており、前記ｎ型不純物のドーピング濃度は、前記ｎ型コンタクト層の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高く、
    前記活性領域は、ｎ型不純物が非ドープされたことを特徴とする発光ダイオード。
  22. 前記スペーサ層は、Ｉｎを含み、前記Ｉｎ含量は、前記活性領域の障壁層でのＩｎ含量よりも低く、前記井戸層でのＩｎ含量よりは高いことを特徴とする請求項２１に記載の発光ダイオード。
  23. 前記活性領域が、ＩｎＧａＮ層を有する多重量子井戸構造であることを特徴とする請求項２１に記載の発光ダイオード。
  24. 前記スペーサ層が、ＩｎＧａＮ層を有することを特徴とする請求項２１に記載の発光ダイオード。
  25. 前記スペーサ層が、ＩｎｘＧａ１−ｘＮ（０≦ｘ＜１）とＩｎｙＧａ１−ｙＮ（０≦ｙ＜１）が交互に積層されたことを特徴とする請求項２４に記載の発光ダイオード。
  26. 前記スペーサ層が、互いに交互に積層された超格子層を有することを特徴とする請求項２１に記載の発光ダイオード。
  27. 前記スペーサ層が、複数層からなり、前記活性領域と隣接した少なくとも一つの層には、ｎ型不純物がドープされており、その残りの層は、ｎ型不純物が非ドープされているが、前記ｎ型不純物のドーピング濃度が、前記ｎ型コンタクト層の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高いことを特徴とする請求項２１に記載の発光ダイオード。
  28. 前記スペーサ層と前記ｎ型コンタクト層との間に形成された中間層をさらに有し、
    前記中間層は、ｎ型不純物が、前記ｎ型コンタクト層の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高く、前記スペーサ層での前記ｎ型不純物濃度よりは相対的に低くドープされた層を有することを特徴とする請求項２１に記載の発光ダイオード。
  29. 前記中間層が、ｎ型ＡｌＧａＮ層を有することを特徴とする請求項２８に記載の発光ダイオード。
  30. 前記ｎ型ＡｌＧａＮ層が、前記活性領域に近いほど、Ａｌの組成が次第にまたは段階的に低くなることを特徴とする請求項２９に記載の発光ダイオード。
  31. 前記ｎ型ＡｌＧａＮ層が、ＡｌＧａＮ／ＧａＮまたはＡｌＧａＮ／ＩｎＧａＮの多層膜構造で形成されたことを特徴とする請求項２９に記載の発光ダイオード。
  32. 前記中間層が、前記スペーサ層とｎ型ＡｌＧａＮ層との間にｎ‐ＧａＮ層をさらに有することを特徴とする請求項２９に記載の発光ダイオード。
  33. 前記中間層が、前記ｎ型ＡｌＧａＮ層と前記ｎ型コンタクト層との間に、非ドープされたＧａＮ層、ロードープされたｎ‐ＧａＮ層の少なくとも一つをさらに有することを特徴とする請求項２９に記載の発光ダイオード。
  34. 前記活性領域と前記ｐ型コンタクト層との間に形成されたｐ型クラッド層をさらに含むことを特徴とする請求項２１に記載の発光ダイオード。
  35. 前記ｐ型クラッド層が、ｐ型ＡｌＧａＮ層を有することを特徴とする請求項３４に記載の発光ダイオード。
  36. 前記ｐ型ＡｌＧａＮ層が、ＡｌＧａＮ／ＧａＮまたはＡｌＧａＮ／ＩｎＧａＮの多層膜構造で形成されたことを特徴とする請求項３５に記載の発光ダイオード。
  37. 前記ｐ型ＡｌＧａＮ層は、前記活性領域に隣接した層がＡｌＧａＮで形成されたことを特徴とする請求項３６に記載の発光ダイオード。
  38. 前記ｐ型ＡｌＧａＮ層は、前記活性領域に隣接した前記ＡｌＧａＮ層が、前記ｐ型クラッド層内の他の層に比べて薄いことを特徴とする請求項３６に記載の発光ダイオード。
  39. 前記ｐ型ＡｌＧａＮ層は、前記ｐ型コンタクト層に行くほどＡｌの組成が次第にまたは段階的に低くなることを特徴とする請求項３５に記載の発光ダイオード。
  40. 前記活性領域と前記ｐ型クラッド層との間にＩｎＡｌＮ層をさらに有することを特徴とする請求項３４に記載の発光ダイオード。
  41. 前記ＩｎＡｌＮ層が、ＩｎＮ／ＡｌＮの超格子構造で形成されたことを特徴とする請求項４０に記載の発光ダイオード。
  42. 前記ＩｎＡｌＮ層が、ＩｎＮ／ＡｌＮの超格子構造において、ＩｎＮ層にｐ型不純物がドープされたことを特徴とする請求項４１に記載の発光ダイオード。
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