JP2017195396A - 発光デバイスおよびその作製方法 - Google Patents

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Robert M Farrell
トロイ・ジェー・ベーカー
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Chakraborty Arpan
ベンジャミン・エー・ハスケル
Benjamin A Haskell
ピー・モルガン・パチソン
Morgan Pattison P
ラジャット・シャーマ
Sharma Rajat
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K Mishra Umesh
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Steven P Denbaars
ジェームス・エス・スペック
James S Speck
シュウジ・ナカムラ
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Abstract

【課題】大きな面積をもつ半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造、およびデバイスの実現方法を提供する。【解決手段】｛１００｝スピネル基板１５０２を用いて｛１０−１１｝半極性ＧａＮテンプレート１５０４を成長し、ｎ−ＧａＮ層１５０６の再成長を行う。次にｎ−ＡｌＧａＮ／ＧａＮクラッド層１５０８を成長し、その上にｎ−ＧａＮ導波路層１５１０を成長する。次にＭＱＷ活性層１５１２を成長し、そのＭＱＷ活性層１５１２上にｐ−ＧａＮ導波路層１５１４が成長される。そこでもう１つのクラッド層１５１６を成長し、ｐ−ＧａＮコンタクト層を成長する。Ｎｉ／Ａｕ電極１５２０およびＴｉ／Ａｌ／Ｎｉ／Ａｕ電極１５２２が成膜される。半極性方位の中で、｛１０−１１｝方位１５０１は最大の結晶角（θ＝６２．０°）を持ち、最も大きな光学利得の改善を提供できる。【選択図】図１５

Description

関連出願の相互参照
本出願は米国特許法第１１９条（ｅ）に基づいて、本発明の譲受人に譲渡された以下の同時係属の仮出願の利益を主張する。
ロバート・Ｍ．ファレル（Ｒｏｂｅｒｔ Ｍ．Ｆａｒｒｅｌｌ）、トロイ・Ｊ．ベーカー（Ｔｒｏｙ Ｊ．Ｂａｋｅｒ）、アーパン・チャクラボーティ（Ａｒｐａｎ Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｙ）、ベンジャミン・Ａ．ハスケル（Ｂｅｎｊａｍｉｎ Ａ．Ｈａｓｋｅｌｌ）、Ｐ．モルガン パチソン（Ｐ．Ｍｏｒｇａｎ Ｐａｔｔｉｓｏｎ）、ラジャット・シャーマ（Ｒａｊａｔ Ｓｈａｒｍａ）、ウメシュ・Ｋ．ミシュラ（Ｕｍｅｓｈ Ｋ．Ｍｉｓｈｒａ）、スティーブン・Ｐ．デンバース（Ｓｔｅｖｅｎ Ｐ．ＤｅｎＢａａｒｓ）、ジェームス・Ｓ．スペック（Ｊａｍｅｓ Ｓ．Ｓｐｅｃｋ）、および中村修二による出願第６０／６８６，２４４号、２００５年６月１日出願、発明の名称「半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造およびデバイスの成長と作製のための方法および装置（ＴＥＣＨＮＩＱＵＥＦＯＲ ＴＨＥ ＧＲＯＷＴＨ ＡＮＤ ＦＡＢＲＩＣＡＴＩＯＮ ＯＦ ＳＥＭＩＰＯＬＡＲ（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ ＴＨＩＮ ＦＩＬＭＳ，ＨＥＴＥＲＯＳＴＲＵＣＴＵＲＥＳ，ＡＮＤ ＤＥＶＩＣＥＳ）」代理人整理番号３０７９４．１４０ ＵＳ−Ｐ１（２００５−６６８）。
この出願は参照として本明細書中に組み込まれる。
本出願は本発明の譲受人に譲渡された以下の同時係属の出願の関連出願である。
マイケル・Ｄ．クレイブン（Ｍｉｃｈａｅｌ Ｄ．Ｃｒａｖｅｎ）、ステーシア・ケラー（Ｓｔａｃｉａ Ｋｅｌｌｅｒ）、スティーブン・Ｐ．デンバース、タル・マーガリス（Ｔａｌ Ｍａｒｇａｌｉｔｈ）、ジェームス・Ｓ．スペック、中村修二、ウメシュ・Ｋ．ミシュラによる米国実用特許出願第１０／４１３，６９０号、２００３年４月１５日出願、発明の名称「無極性（Ａｌ，Ｂ，Ｉｎ，Ｇａ）Ｎ量子井戸とヘテロ構造材料及びデバイス（ＮＯＮ−ＰＯＬＡＲ （Ａｌ，Ｂ，Ｉｎ，Ｇａ）Ｎ ＱＵＡＮＴＵＭ ＷＥＬＬ ＡＮＤ ＨＥＴＥＲＯＳＴＲＵＣＴＵＲＥ ＭＡＴＥＲＩＡＬＳ ＡＮＤ ＤＥＶＩＣＥＳ）」、代理人整理番号３０７９４．１０１−ＵＳ−Ｕ１（２００２−３０１）。上記出願は米国特許法第１１９条（ｅ）に基づいて、次の特許文献の優先権を主張している。
マイケル・Ｄ．クレイブン、ステーシア・ケラー、スティーブン・Ｐ．デンバース、タル・マーガリス、ジェームス・Ｓ．スペック、中村修二、ウメシュ・Ｋ．ミシュラによる米国特許仮出願第６０／３７２，９０９号、２００２年４月１５日出願、発明の名称「無極性窒化ガリウム・ベースの薄膜とヘテロ構造材料（ＮＯＮ−ＰＯＬＡＲ ＧＡＬＬＩＵＭ ＮＩＴＲＩＤＥ ＢＡＳＥＤＴＨＩＮ ＦＩＬＭＳ ＡＮＤ ＨＥＴＥＲＯＳＴＲＵＣＴＵＲＥ ＭＡＴＥＲＩＡＬＳ）」、代理人整理番号３０７９４．９５−ＵＳ−Ｐ１。
アーパン・チャクラボーティ、ベンジャミン・Ａ．ハスケル、ステーシア・ケラー、ジェームス・Ｓ．スペック、スティーブン・Ｐ．デンバース、中村修二、ウメシュ・Ｋ．ミシュラによる米国実用特許出願第１１／１２３，８０５号、２００５年５月６日出願、発明の名称「有機金属化学気相成長法による無極性窒化インジウム・ガリウム薄膜、ヘテロ構造、及びデバイスの作製（ＦＡＢＲＩＣＡＴＩＯＮ ＯＦ ＮＯＮＰＯＬＡＲ ＩＮＤＩＵＭ ＧＡＬＬＩＵＭ ＮＩＴＲＩＤＥ ＴＨＩＮ ＦＩＬＭＳ，ＨＥＴＥＲＯＳＴＲＵＣＴＵＲＥＳ ＡＮＤ ＤＥＶＩＣＥＳ ＢＹ ＭＥＴＡＬＯＲＧＡＮＩＣ ＣＨＥＭＩＣＡＬ ＶＡＰＯＲ ＤＥＰＯＳＩＴＩＯＮ）」、代理人整理番号３０７９４．１１７−ＵＳ−Ｕ１（２００４−４９５）。上記出願は米国特許法第１１９条（ｅ）に基づいて、次の特許文献の利益を主張している。
アーパン・チャクラボーティ、ベンジャミン・Ａ．ハスケル、ステーシア・ケラー、ジェームス・Ｓ．スペック、スティーブン・Ｐ．デンバース、中村修二、ウメッシュ・Ｋ．ミシュラによる米国特許仮出願第６０／５６９，７４９号、２００４年５月１０日出願、発明の名称「有機金属化学気相成長法による無極性ＩｎＧａＮ薄膜、ヘテロ構造及びデバイスの作製（ＦＡＢＲＩＣＡＴＩＯＮ ＯＦ ＮＯＮＰＯＬＡＲ ＩｎＧａＮ ＴＨＩＮ ＦＩＬＭＳ，ＨＥＴＥＲＯＳＴＲＵＣＴＵＲＥＳ ＡＮＤ ＤＥＶＩＣＥＳ ＢＹ ＭＥＴＡＬＯＲＧＡＮＩＣ ＣＨＥＭＩＣＡＬ ＶＡＰＯＲ ＤＥＰＯＳＩＴＩＯＮ）」、代理人整理番号３０７９４．１１７−ＵＳ−Ｐ１および、トロイ・Ｊ．ベーカー、ベンジャミン・Ａ．ハスケル、ポール・Ｔ．フィニ（Ｐａｕl Ｔ．Ｆｉｎｉ）、スティーブン・Ｐ．デンバース、ジェームス・Ｓ．スペック、および中村修二による米国特許仮出願第６０／６６０，２８３号、２００５年３月１０日出願、発明の名称「平坦な半極性窒化ガリウムの成長技術（ＴＥＣＨＮＩＱＵＥ ＦＯＲ ＴＨＥ ＧＲＯＷＴＨ ＯＦ ＰＬＡＮＡＲ ＳＥＭＩ−ＰＯＬＡＲ ＧＡＬＬＩＵＭ ＮＩＴＲＩＤＥ）」、代理人整理番号３０７９４．１２８−ＵＳ−Ｐ１（２００５−４７１）。
これらの出願は参照として本明細書中に組み込まれる。
１．本発明の技術分野
本発明は半導体材料、方法、およびデバイスに関わり、より具体的には発光デバイスおよびその作製方法に関係するものである。
２．関連技術の説明
（注意：この出願は、本明細書を通じて、括弧で囲まれる一つ以上の参照番号、たとえば［参考文献ｘ］で示された、多くの異なる刊行物を参照する。参照番号順に並べられたこれらの文献のリストは以下の［参考文献］と書かれたセクションに示す。これらの刊行物はそれぞれ参照として本明細書中に組み込まれる。）
窒化ガリウム（ＧａＮ）とその合金（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎの有用性は可視光および紫外光の光電子デバイスおよび高出力電子デバイスの作製において十分に確立された。図１に示すように、現状技術の窒化物薄膜、ヘテロ構造およびデバイスはウルツ鉱型窒化物結晶構造１００の［０００１］軸１０２に沿って成長される。このような薄膜の全分極は自発分極成分と圧電分極成分より成り、どちらもウルツ鉱型窒化物結晶構造１００の唯一の有極性の［０００１］軸１０２から生じるものである。窒化物ヘテロ構造が擬似格子整合するように成長されると、分極の不連続が結晶の表面と界面に形成される。この不連続によって表面と界面においてキャリアが蓄積または減少し、そして電界を発生させる。この内蔵電界の方向は窒化物薄膜およびヘテロ構造の通常の成長方向［０００１］と一致するため、この電界は窒化物デバイスのエネルギーバンドを傾斜させる効果を持つ。
ｃ面ウルツ鉱型（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ量子井戸において、この傾斜したエネルギーバンド１０４と１０６は、図１に示すように、正孔の波動関数１０８と電子の波動関数１１０を空間的に分離する。この空間的な電荷分離は輻射遷移の振動子強度を低減し、発光の波長をレッド・シフトさせる。これらの効果は量子閉じ込めシュタルク効果（ＱＣＳＥ）の現れであり、窒化物量子井戸に対しては十分に解析されている［参考文献１〜４］。更に、大きな分極誘起の電界はドーパントと注入されたキャリアによって部分的に遮蔽されることも起こり［参考文献５、６］、それ故に発光特性を正確に設計するのは困難になる。
更に、擬似格子整合する２軸性歪はｃ面ウルツ鉱型（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ量子井戸における正孔の有効質量の低減にはほとんど影響しないことが示されている［参考文献７］。これは通常のＩＩＩ−Ｖ閃亜鉛鉱型ＩｎＰ−およびＧａＡｓベースの量子井戸の場合とは全く対照的であり、後者の場合には異方性歪が誘起する、重い正孔バンドと軽い正孔バンドの分離が正孔の有効質量の大幅な低減をもたらす。通常のＩＩＩ−Ｖ閃亜鉛鉱型ＩｎＰ−およびＧａＡｓベースの量子井戸の場合、正孔の有効質量の低減により一定のキャリア密度に対する擬フェルミ準位は大幅に増加する。この擬フェルミ準位の分離が増大することの直接の結果として、光学利得を発生するために必要なキャリア密度は大幅に小さくなる［参考文献８］。しかしながら、ウルツ鉱型窒化物結晶構造では、２軸性歪を受けたｃ面窒化物量子井戸においては、六方晶系の対称性のために、また、窒素原子におけるスピン軌道相互作用が小さいため、発生する重い正孔と軽い正孔のバンドの分離はごく小さい［参考文献７］。このように、２軸性歪を受けたｃ面窒化物量子井戸においては、正孔の有効質量は電子の有効質量に比べてはるかに大きいままであり、光学利得を発生させるために必要なキャリア密度は非常に高い。
（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎデバイスにおいて、分極の影響を取り除き、正孔の有効質量を低減するための１つの方法は、デバイスを結晶の無極性な面上に成長することである。これらの面はまとめてａ面と呼ばれる｛１１−２０｝面、およびまとめてｍ面と呼ばれる｛１−１００｝面を含んでいる。このような面はガリウムと窒素の原子を面内で同数含んでおり、電荷中性である。その結果、異なる無極性層はお互いに等価であり、バルク結晶は成長方向に沿って分極することはない。さらに、歪を受けた無極性ＩｎＧａＮ量子井戸は歪を受けたｃ面ＩｎＧａＮ量子井戸よりも正孔の有効質量が大幅に小さいということが示された［参考文献９］。しかしながら、カリフォルニア大学や他の研究者が達成してきた進展［参考文献１０〜１５］にもかかわらず、無極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎデバイスの成長と作製は依然として難しい課題が多く残っており、窒化物産業界で広く採用されるまでに至っていない。
（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎデバイスにおける分極の影響を低減し、正孔の有効質量を低減する他の方法は、デバイスを結晶の半極性面上に成長することである。用語「半極性面」はｃ面、ａ面、またはｍ面として分類できない面を指して用いられる。結晶学的用語を用いると、半極性面は少なくとも２つの０でないミラー指数ｈ、ｉ、またはｋと、０ではないミラー指数ｌを持つ面は全て該当する。
半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜およびヘテロ構造の成長はｃ面配向ストライプのパターン上の側壁上にて実証された。ニシズカ（Ｎｉｓｈｉｚｕｋａ）ら［参考文献１６］はこの方法で｛１１−２２｝ＩｎＧａＮ量子井戸を成長した。しかしながら、半極性窒化物薄膜またはヘテロ構造を作製するこの方法は、エピタキシャル横方向オーバーグロス（ＥＬＯ）の加工品であり、本発明の開示事項とは明確に異なる。この方法では半極性結晶面は基板表面に平行ではなく、利用できる表面面積は小さすぎて半極性デバイスに加工することは出来ない。
本発明は、半極性薄膜の大きな面積が基板表面に平行であるように、適当な基板あるいは平坦な（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎテンプレート上に半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造、およびデバイスを成長して作製するための方法を記述する。半極性窒化物としてこれまでに実験されたマイクロメータの寸法の傾斜面の成長とは対照的に、この方法は標準的なリソグラフィ技術を用いて半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎデバイスを大規模に作製することを可能とするものである。
閃亜鉛鉱型ＩｎＰ−およびＧａＡｓ−ベースの量子井戸ヘテロ構造およびデバイスと比較すると、ウルツ鉱型ｃ面（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ量子井戸ヘテロ構造およびデバイスは光学利得を発生するために高いキャリア密度が必要である。これは大きな分極誘起の電界の存在と、本質的に大きな正孔の有効質量に起因するものである［参考文献１７、１８］。それ故に、内蔵電界と正孔の有効質量の低減とは高性能（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎデバイスの実現にとって本質的に重要なことである。
典型的なＩｎＰおよびＧａＡｓベースのヘテロ構造デバイスの設計には、通常は組成、厚さおよび歪などの色々な薄膜パラメータが含まれる。これらのパラメータを変えると、各エピタキシャル層のバンドギャップ、誘電定数、および正孔の有効質量のような、電子的、光学的な物性を変えることができる。ＩｎＰ−およびＧａＡｓ−ベースのデバイスの設計においては通常は用いられないが、結晶成長方位を変えることも各エピタキシャル層の電子的、光学的な物性に影響を及ぼすことが出来る。特に、結晶成長方位を変えると、窒化物薄膜およびヘテロ構造においては分極の影響と正孔の有効質量を低減することが出来る。この新しい設計パラメータを含めるために、われわれは半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造、およびデバイスの成長と作製の方法を発明した。結晶の成長のために正しい基板または半極性テンプレートを適切に選択することによって、個別のデバイス応用に適した、正味の分極と正孔の有効質量の最適な組み合わせを選択することが出来る。
結晶の成長方位を変更することによる効果を示すために、圧縮歪を受けたＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸に対して圧電分極を計算し、一般的な成長方向とｃ軸の間の角度の関数としてプロットすることが出来る［参考文献９、１８〜２０］。図２は、ｃ面結晶の成長に対する従来の座標系（ｘ，ｙ，ｚ）と一般的な結晶の成長方位に対する新しい座標系（ｘ’，ｙ’，ｚ’）の間の関係を示す。従来の座標系（ｘ，ｙ，ｚ）は新しい座標系（ｘ’，ｙ’，ｚ’）に次の回転行列を用いて変換できる。
Figure 2017195396
ここでφとθは、それぞれ新しい座標系の［０００１］軸に対する方位角および極角である。図２に示したように、ｚ軸は［０００１］軸１０２に対応し、ｚ’軸２００は新しい一般の結晶の成長軸に対応する。ウルツ鉱型材料における圧電効果は［０００１］軸に沿って単軸等方性を示すため、物理的なパラメータの計算において、方位角（φ）２０２依存性は無視できる［参考文献２１］。このようにして、等価な半極性面のファミリーは唯一の極角（θ）２０４を用いて一義的に表すことが出来る。θを以後、単に結晶角２０４と呼ぶことにする。有極性、無極性、およびいくつかの選択された半極性面の結晶角２０４を下の表１に示す。
表１：有極性、無極性、およびいくつかの選択された半極性面と対応する結晶角の表。
Figure 2017195396
 予想されるとおり｛０００１｝面はθ＝０°に対応し、｛１−１００｝と｛１１−２０｝面はθ= ９０°に対応し、半極性面は０°＜θ＜９０°に対応する。
結晶の圧電分極は結晶の歪状態によって決められる。格子整合のとれていない結晶の層のヘテロエピタキシャル成長に対しては、各層の歪状態は成長面における２軸性応力で決まる。
ｚ’軸２００に沿った一般の結晶の成長方位に対しては、成長面内の２軸性応力成分σｘ’ｘ’とσｙ’ｙ’は変換行列Ｕを用いて通常の（ｘ，ｙ，ｚ）座標系に変換できる。この結果、（ｘ，ｙ，ｚ）座標系における歪状態と圧電分極を決めることができる。このように、（ｘ，ｙ，ｚ）座標系における圧電分極は、変換行列Ｕを介して結晶角（θ）２０４の関数として変化する。一般の結晶の成長方位に対しては、圧電分極は（ｘ，ｙ，ｚ）座標系における分極ベクトルＰと一般的な結晶の成長方向に沿った単位ベクトルｚ’のスカラー積をとることによって求めることができる。
Figure 2017195396
ここでＰｘとＰｚは（ｘ，ｙ，ｚ）座標系における圧電分極の成分を表し、上に記したように結晶角（θ）２０４に依存する。
図３は歪のないＧａＮバリヤ層を持ち、圧縮歪を受けたＩｎｘＧａ１−ｘＮの量子井戸に対して、成長方向とｃ軸の間の角度の関数として圧電分極３００を示す［参考文献９、１８〜２０］。予想されるとおり、分極３００はｃ面成長（θ= ０°）に対して最大となり、ａ面またはｍ面成長（θ= ９０°）に対してゼロとなる。この２点を両端とするその中間で分極は一度符号を変え、ある角度θ０３０２でゼロになる。θ０３０２の正確な値は圧電テンソルや弾性定数など、多くは現状ではほとんど未知の状態にあるいくつかの物理パラメータの値に依存している［参考文献２１〜２５］。
圧電分極効果とほぼ同様に、圧縮歪ＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸の正孔の有効質量も結晶の成長方位を変えることによって大きく低減させることが出来る。理論的検討結果［参考文献９］は異方性歪が誘起する、重い正孔バンドと軽い正孔バンドの分離によって、圧縮歪ＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸の正孔の有効質量が結晶角の増加と共に単調に減少することを示している。このように、半極性方位で、特に大きな結晶角を持つ方位で圧縮歪ＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸を成長することにより正孔の有効質量が大きく低減するであろう。
Ｔ．Ｔａｋｅｕｃｈｉ，Ｓ．Ｓｏｔａ，Ｍ．Ｋａｔｓｕｒａｇａｗａ，Ｍ．Ｋｏｍｏｒｉ，Ｈ．Ｔａｋｅｕｃｈｉ，Ｈ．Ａｍａｎｏ，ａｎｄ Ｉ．Ａｋａｓａｋｉ，Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，３６，Ｌ３８２（１９９７）． Ｐ．Ｌｅｆｅｂｖｒｅ，Ａ．Ｍｏｒｅｌ，Ｍ．Ｇａｌｌａｒｔ，Ｔ．Ｔａｌｉｅｒｃｉｏ，Ｊ．Ａｌｌｅｇｒｅ，Ｂ．Ｇｉｌ，Ｈ．Ｍａｔｈｉｅｕ，Ｂ．Ｄａｍｉｌａｎｏ，Ｎ．Ｇｒａｎｄｊｅａｎ，ａｎｄ Ｊ．Ｍａｓｓｉｅｓ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，７８，１２５２（２００１）． Ｎ．Ｇｒａｎｄｊｅａｎ，Ｂ．Ｄａｍｉｌａｎｏ，Ｓ．Ｄａｌｍａｓｓｏ，Ｍ．Ｌｅｒｏｕｘ，Ｍ．Ｌａｕｇｔ，ａｎｄ Ｊ．Ｍａｓｓｉｅｓ，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，８６，３７１４（１９９９）． Ｊ．Ｓ．Ｉｍ，Ｈ．Ｋｏｌｌｍｅｒ，Ｊ．Ｏｆｆ，Ａ．Ｓｏｈｍｅｒ，Ｆ．Ｓｃｈｏｌｚ，ａｎｄ Ａ．Ｈａｎｇｌｅｉｔｅｒ，Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ，５７，Ｒ９４３５（１９９８）． Ａ．Ｄｉ Ｃａｒｌｏ，Ｆ．Ｄｅｌｌａ Ｓａｌａ，Ｐ．Ｌｕｇｌｉ，Ｖ．Ｆｉｏｒｅｎｔｉｎｉ，ａｎｄ Ｆ．Ｂｅｒｎａｒｄｉｎｉ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，７６，３９５０（２０００）． Ｆ．Ｄｅｌｌａ Ｓａｌａ，Ａ．Ｄｉ Ｃａｒｌｏ，Ｐ．Ｌｕｇｌｉ，Ｆ．Ｂｅｒｎａｒｄｉｎｉ，Ｖ．Ｆｉｏｒｅｎｔｉｎｉ，Ｒ．Ｓｃｈｏｌｚ，ａｎｄ Ｊ．Ｍ．Ｊａｎｃｕ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，７４，２００２（１９９９）． Ｍ．Ｓｕｚｕｋｉ ａｎｄ Ｔ．Ｕｅｎｏｙａｍａ，Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，３５，１４２０（１９９６）． Ｅ．Ｙａｂｌｏｎｏｖｉｔｃｈ ａｎｄ Ｅ．Ｏ．Ｋａｎｅ，Ｊ．Ｌｉｇｈｔｗａｖｅ Ｔｅｃｈ．，４，５０４（１９８６）． Ｓ．Ｈ．Ｐａｒｋ，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，９１，９９０４（２００２）． Ａ．Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｙ，Ｂ．Ａ．Ｈａｓｋｅｌｌ，Ｓ．Ｋｅｌｌｅｒ，Ｊ．Ｓ．Ｓｐｅｃｋ，Ｓ．Ｐ．ＤｅｎＢａａｒｓ，Ｓ．Ｎａｋａｍｕｒａ，ａｎｄ Ｕ．Ｋ．Ｍｉｓｈｒａ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，８５，５１４３（２００４）． Ａ．Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｙ，Ｂ．Ａ．Ｈａｓｋｅｌｌ，Ｓ．Ｋｅｌｌｅｒ，Ｊ．Ｓ．Ｓｐｅｃｋ，Ｓ．Ｐ．ＤｅｎＢａａｒｓ，Ｓ．Ｎａｋａｍｕｒａ，ａｎｄ Ｕ．Ｋ．Ｍｉｓｈｒａ，Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，４４，Ｌ１７３（２００５）． Ａ．Ｃｈａｋｒａｂｏｒｔｙ，Ｓ．Ｋｅｌｌｅｒ，Ｃ．Ｍｅｉｅｒ，Ｂ．Ａ．Ｈａｓｋｅｌｌ，Ｓ．Ｋｅｌｌｅｒ，Ｐ．Ｗａｌｔｅｒｅｉｔ，Ｓ．Ｐ．Ｄｅｎｂａａｒｓ，Ｓ．Ｎａｋａｍｕｒａ，Ｊ．Ｓ．Ｓｐｅｃｋ ＪＳ，ａｎｄ Ｕ．Ｋ．Ｍｉｓｈｒａ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，８６，０３１９０１（２００５）． Ｙ．Ｊ．Ｓｕｎ，Ｏ．Ｂｒａｎｄｔ，Ｓ．Ｃｒｏｎｅｎｂｅｒｇ，Ｓ．Ｄｈａｒ，Ｈ．Ｔ．Ｇｒａｈｍ，Ｋ．Ｈ．Ｐｌｏｏｇ，Ｐ．Ｗａｌｔｅｒｅｉｔ，ａｎｄ Ｊ．Ｓ．Ｓｐｅｃｋ，Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ，６７，０４１３０６（２００３）． Ａ．Ｃｈｉｔｎｉｓ，Ｃ．Ｃｈｅｎ，Ｖ．Ａｄｉｖａｒａｈａｎ，Ｍ．Ｓｈａｔａｌｏｖ，Ｅ．Ｋｕｏｋｓｔｉｓ，Ｖ．Ｍａｎｄａｖｉｌｌｉ，Ｊ．Ｙａｎｇ，ａｎｄ Ｍ．Ａ．Ｋｈａｎ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，８４，３６６３（２００４）． Ｎ．Ｆ．Ｇａｒｄｎｅｒ，Ｊ．Ｃ．Ｋｉｍ，Ｊ．Ｊ．Ｗｉｅｒｅｒ，Ｙ．Ｃ．Ｓｈｅｎ，ａｎｄ Ｍ．Ｒ．Ｋｒａｍｅｓ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，８６，１１１１０１（２００５）． Ｋ．Ｎｉｓｈｉｚｕｋａ，Ｍ．Ｆｕｎａｔｏ，Ｙ．Ｋａｗａｋａｍｉ，Ｓ．Ｆｕｊｉｔａ，Ｙ．Ｎａｒｕｋａｗａ，ａｎｄ Ｔ．Ｍｕｋａｉ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，８５，３１２２（２００４）． Ｓ．Ｈ．Ｐａｒｋ，Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，４２，Ｌ１７０（２００３）． Ｓ．Ｈ．Ｐａｒｋ，Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，４２，５０５２（２００３）． Ｓ．Ｈ．Ｐａｒｋ ａｎｄ Ｓ．Ｌ．Ｃｈｕａｎｇ，Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ，５９，４７２５（１９９９）． Ｔ．Ｔａｋｅｕｃｈｉ，Ｈ．Ａｍａｎｏ ａｎｄ Ｉ．Ａｋａｓａｋｉ，Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，３９，４１３（２０００）． Ｔ．Ｔａｋｅｕｃｈｉ，Ｃ．Ｗｅｔｚｅｌ，Ｓ．Ｙａｍａｇｕｃｈｉ，Ｈ．Ｓａｋａｉ，Ｈ．Ａｍａｎｏ，Ｉ．Ａｋａｓａｋｉ，Ｙ．Ｋａｎｅｋｏ，Ｓ．Ｎａｋａｇａｗａ，Ｙ．Ｙａｍａｏｋａ，ａｎｄ Ｎ．Ｙａｍａｄａ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，７３，１６９１（１９９８）． Ｆ．Ｂｅｒｎａｒｄｉｎｉ，Ｖ．Ｆｉｏｒｅｎｔｉｎｉ，Ｄ．Ｖａｎｄｅｒｂｉｌｔ，Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．Ｂ，５６，Ｒ１００２４（１９９７）． Ｐｏｌｉａｎ，Ｍ．Ｇｒｉｍｓｄｉｔｃｈ，Ｉ．Ｇｒｚｅｇｏｒｙ，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，７９，３３４３（１９９６）． Ｋ．Ｋｉｍ，Ｗ．Ｒ．Ｌ．Ｌａｍｂｒｅｃｈｔ，ａｎｄ Ｂ．Ｓｅｇａｌｌ，Ｐｈｙｓ Ｒｅｖ．Ｂ，５３，１６３１０（１９９６）． Ｉ．Ｖｕｒｇａｆｔｍａｎ ａｎｄ Ｊ．Ｒ．Ｍｅｙｅｒ，Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，９４，３６７５（２００３）． Ｆ．Ｂｅｒｔｒａｍ，Ｔ．Ｒｉｅｍａｎｎ，Ｊ．Ｃｈｒｉｓｔｅｎ，Ａ．Ｋａｓｃｈｎｅｒ，Ａ．Ｈｏｆｆｍａｎｎ，Ｃ．Ｔｈｏｍｓｅｎ，Ｋ．Ｈｉｒａｍａｔｓｕ，Ｔ．Ｓｈｉｂａｔａ，ａｎｄ Ｎ．Ｓａｗａｋｉ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，７４，３５９（１９９９）． Ｈ．Ｓｏｎｅ，Ｓ．Ｎａｍｂｕ，Ｙ．Ｋａｗａｇｕｃｈｉ，Ｍ．Ｙａｍａｇｕｃｈｉ，Ｈ．Ｍｉｙａｋｅ，Ｋ．Ｈｉｒａｍａｔｓｕ，Ｙ．Ｉｙｅｃｈｉｋａ，Ｔ．Ｍａｅｄａ，ａｎｄ Ｎ．Ｓａｗａｋｉ，Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，３８，Ｌ３５６（１９９９）． Ｓ．Ｎａｋａｍｕｒａ，Ｍ．Ｓｅｎｏｈ，Ｓ．Ｎａｇａｈａｍａ，Ｎ．Ｉｗａｓａ，Ｔ．Ｙａｍａｄａ，Ｔ．Ｍａｔｓｕｓｈｉｔａ，Ｈ．Ｋｉｙｏｋｕ，Ｙ．Ｓｕｇｉｍｏｔｏ，Ｔ．Ｋｏｚａｋｉ，Ｈ．Ｕｍｅｍｏｔｏ，Ｍ．Ｓａｎｏ，ａｎｄ Ｋ．Ｃｈｏｃｈｏ，Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，７２，２１１（１９９８）． Ｓ．Ｎａｋａｍｕｒａ ａｎｄ Ｇ．Ｆａｓｏｌ，Ｔｈｅ Ｂｌｕｅ Ｌａｓｅｒ Ｄｉｏｄｅ，（Ｓｐｒｉｎｇｅｒ，Ｈｅｉｄｅｌｂｅｒｇ，１９９７）．この本はｃ面（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ光電子技術を概説している。 Ｌ．Ｃｏｌｄｒｅｎ ａｎｄ Ｓ．Ｃｏｒｚｉｎｅ，Ｄｉｏｄｅ Ｌａｓｅｒｓ ａｎｄ Ｐｈｏｔｏｎｉｃ Ｉｎｔｅｇｒａｔｅｄ Ｃｉｒｃｕｉｔｓ，（Ｗｉｌｅｙ Ｉｎｔｅｒｓｃｉｅｎｃｅ，Ｎｅｗ Ｙｏｒｋ，１９９５）．第４章および付録８〜１１は歪量子井戸の設計に関する理論を提供している。
本発明は発光デバイスおよびその作製方法を記述するものである。これらの構造は適当な基板上に直接成長するか、その基板上にあらかじめ成膜された半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎテンプレート層上に成長する。半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ構造を成長するために有機金属化学気相成長法（ＭＯＣＶＤ）およびハイドライド気相エピタキシャル成長法（ＨＶＰＥ）のような気相エピタキシャル成長法が用いられる。しかしながら本発明は分子線エピタキシャル成長法（ＭＢＥ）或いは他の適当な成長技術による半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造、およびデバイスの成長にも等しく適用できる。
半極性窒化物薄膜およびヘテロ構造の成長技術は、ウルツ鉱型窒化物デバイス構造における分極の影響および正孔の有効質量を低減するための手段を提供するものである。窒化物という用語は０≦ｗ≦１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１、およびｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝１を持つ（ＧａｗＡｌｘＩｎｙＢｚ）Ｎの分子式を持つ（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ半導体のあらゆる合金組成を指している。現在市販されている窒化物デバイスは有極性［０００１］ｃ−方向に沿って成長される。その結果生じる分極誘起の電界と、大きな正孔の有効質量とは、現在の技術の窒化物を用いた光電子デバイスの特性に致命的な影響を与えている。
半極性方向に沿ってこれらのデバイスを成長すると、内蔵電界と正孔の有効質量とを低減することによって、デバイス特性を著しく改善することが出来るであろう。内蔵電界を低減すると、窒化物量子井戸の中の空間的な電荷分離を低減することになる。同様に、正孔の有効質量を低減すると、窒化物レーザダイオードにおける光学利得を発生するために必要なキャリア密度を低減することになる。
以下、図面を参照し、対応する部分には一貫して同じ参照番号を付与する。
分極誘起の電界による圧縮歪ｌｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸におけるバンドの曲がりを表す図である。 ｃ面結晶の成長に対する通常の座標系（ｘ，ｙ，ｚ）と一般の結晶の成長方位に対する変換座標系（ｘ’，ｙ’，ｚ’）の間の関係を示す図である。方位角と極角はそれぞれφとθで示される。 歪のないＧａＮバリヤ層を持ち、圧縮歪を受けたＩｎｘＧａ１−ｘＮの量子井戸に対して、成長方向とｃ軸の間の角度の関数として圧電分極３００を示す図である。 半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎの薄膜、ヘテロ構造、およびデバイスの成長および作製の主な工程を概観するフローチャートである。このフローチャートは、本発明の技術範囲の中で多くの異なる成長方法と工程を用いることが出来ることを示す。 ｛１０−１１｝半極性ＧａＮテンプレート上に成長した青色（−４３９ｎｍピーク）ＬＥＤの概略的断面図である。 ｛１０−１１｝半極性ＧａＮテンプレート上に成長した青色（−４３９ｎｍピーク）ＬＥＤの電流−電圧（Ｉ−Ｖ）特性のグラフである。 ｛１０−１１｝半極性ＧａＮテンプレート上に成長した青色（−４３９ｎｍピーク）ＬＥＤの、色々な駆動電流におけるエレクトロルミネセンス（ＥＬ）スペクトルを表す図である。 ｛１０−１１｝半極性ＧａＮテンプレート上に成長した青色（−４３９ｎｍピーク）ＬＥＤにおける、ウェーハ状態での出力パワーと外部量子効率（ＥＱＥ）を駆動電流の関数として表すグラフである。 ｛１０−１３｝半極性ＧａＮテンプレート上に成長した緑色（−５２５ｎｍピーク）ＬＥＤの概略的断面図である。 ｛１０−１３｝半極性ＧａＮテンプレート上に成長した緑色（−５２５ｎｍピーク）ＬＥＤの電流−電圧（Ｉ−Ｖ）特性のグラフである。 ｛１０−１３｝半極性ＧａＮテンプレート上に成長した緑色（−５２５ｎｍピーク）ＬＥＤの色々な駆動電流におけるエレクトロルミネセンス（ＥＬ）スペクトルを表す図である。 ｛１０−１３｝半極性ＧａＮテンプレート上に成長した緑色（−５２５ｎｍピーク）ＬＥＤにおける、ウェーハ状態での出力パワーと外部量子効率（ＥＱＥ）を駆動電流の関数として表すグラフである。 ｛１０−１３｝半極性ＧａＮテンプレート上に成長した青色（−４４０ｎｍピーク）ＬＥＤの概略的断面図である。 ｛１０−１３｝半極性ＧａＮテンプレート上に成長した青色（−４４０ｎｍピーク）ＬＥＤにおける、ウェーハ状態での出力パワーと外部量子効率（ＥＱＥ）を駆動電流の関数として表すグラフである。 緑色領域のスペクトル（−５２５ｎｍピーク）で発光するように設計した半極性窒化物レーザダイオードの概略図である。例示した半極性方位の中で、｛１０−１１｝半極性方位が半極性窒化物レーザの活性領域における正味の分極と正孔の有効質量の最適の組み合わせを提供する。 ｃ面ＧａＮテンプレート上に成長した緑色（−５２５ｎｍピーク）の市販ＬＥＤの電流−電圧（Ｉ−Ｖ）特性のグラフである。 ｃ面ＧａＮテンプレート上に成長した緑色（−５２５ｎｍピーク）の市販ＬＥＤの色々な駆動電流におけるエレクトロルミネセンス（ＥＬ）スペクトルを表す図である。 ｛１０−１３｝半極性ＧａＮテンプレート上に成長した緑色（−５２５ｎｍピーク）ＬＥＤの色々な駆動電流におけるエレクトロルミネセンス（ＥＬ）のピープ波長とｃ面ＧａＮテンプレート上に成長した緑色（−５２５ｎｍピーク）の市販ＬＥＤとを比較するグラフである。 ｃ面ＧａＮテンプレート上に成長した緑色（−５２５ｎｍピーク）の市販ＬＥＤにおける、パッケージ後の出力パワーと外部量子効率（ＥＱＥ）を駆動電流の関数として表すグラフである。 本発明によるプロセス・チャートである。
以下の好ましい実施形態の説明においては、添付の図面を参照する。添付の図面は、本発明を実施することができる特定の実施形態を例示するために示す。なお、本発明の技術範囲を逸脱することなしに他の実施形態を利用してもよく、構造上の変化を施してもよいことは明らかである。
概要
本発明は半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造、およびデバイスの成長および作製の方法を含んで構成されている。図４のフローチャート４００は、半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜およびヘテロ構造の成長における重要な工程を要約したものである。
工程４０２と４０４は半極性成長方位を選択するために用いられるトップダウン的デバイス設計の手順を概説している。第１に、工程４０２に示すように、特定のデバイス応用に対する所望の材料特性（圧電分極、正孔の有効質量など）を決めなければならない。これらの所望の特性に基づいて、半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜とヘテロ構造を成長するために、工程４０４において、材料特性が最適な組み合わせである半極性方位を選択しなければならない。このトップダウン的なデバイス設計の手順はもちろん理想化されたものである。即ち全ての半極性方位に対して結晶の品質は同等であると仮定する。実行過程と一致させるようにデバイス設計手続における調整が行われる。
最適な半極性成長方位を選択した後に、工程４０６にて、適当な基板を選択しなければならない。この基板は成長すべき構造と格子整合が取れた組成を持つ自立の半極性窒化物ウェーハであることが理想である。しかしながら、基板はＭｇＡｌ２Ｏ４（スピネル）或いはＡｌ２Ｏ３（サファイヤ）のような異種材料である場合の方が多い。場合によっては、異種基板は窒化物テンプレート層で被覆されるが、このテンプレート層はＨＶＰＥ、ＭＯＣＶＤ、ＭＢＥ、液相エピタキシャル成長法（ＬＰＥ）、化学ビームエピタキシャル成長法（ＣＢＥ）プラズマ増殖化学気相成長法（ＰＥＣＶＤ）、昇華あるいはスパッタ法を含むがこれに限定されるものではなく、全ての適当な成長技術を用いて成膜される。テンプレート層の組成は成膜すべき構造の組成とは正確には一致する必要はない。テンプレート層の厚さは数ナノメートル（この場合は核形成層またはバッファー層とよばれる。）から数１０或いは数１００マイクロメータの範囲に及ぶ。テンプレート層は必ず必要なものではないが、テンプレートを用いると一般に均一性が改善され、半極性窒化物デバイスの歩留まりが向上する。この技術開示の記述の以下の部分では、本発明の実施のためにＨＶＰＥ成長半極性ＧａＮテンプレートを用いる場合を記述するが、本発明の技術範囲を制限するものではなく、例示を目的とする。
基板或いはテンプレートが選択されると、工程４０８では、それを反応装置に搭載して、所望の半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜およびヘテロ構造の成長に備える。本発明の実行のために、工程４１０〜４１８において用いられる適当な成長方法はＨＶＰＥ、ＭＯＣＶＤ、ＭＢＥ、ＬＰＥ、ＣＢＥ、ＰＥＣＶＤ、昇華、スパッタリング或いはその他全ての気相成長方法を含むが、これらに限定されるものではない。例示目的のために、この技術開示の説明の以下の部分ではＭＯＣＶＤによる半極性薄膜およびヘテロ構造の成長を記述する。しかしながら、この方法に焦点をあてることは本発明を他の成長技術に適用することを制限するものではない。最後に、半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ構造が成長されると、結晶は薄膜成長反応装置から取り出されて、工程４２０で半極性デバイスに加工される。
技術に関する説明
半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造、およびデバイスの成長および作製を記述する本発明は次の要素を含んでいる。
１．特定のデバイス応用に対する所望の材料特性を同定すること。
２．材料特性が最適な組み合わせである半極性方位を選択すること。
３．所望の半極性方位の成長のために適当な基板或いはテンプレートを選択すること。
４．適当な成長技術を用いて半極性薄膜、ヘテロ構造、およびデバイスを成長すること。
上記のように、本発明を実行することの意味がＨＶＰＥで成長した厚い平坦な半極性ＧａＮテンプレートを用いることによって強調される。今日までに、ＨＶＰＥ法による数種類の平坦な半極性ＧａＮテンプレート方位の成長に成功してきている。テンプレート成長の詳細は別に開示されている。以下の文献参照。
トロイ Ｊ．ベーカー（Ｔｒｏｙ Ｊ．Ｂａｋｅｒ）、ベンジャミン Ａ．ハスケル（Ｂｅｎｊａｍｉｎ Ａ．Ｈａｓｋｅｌｌ）、ポール Ｔ．フィニ（ＰａｕｌＴ．Ｆｉｎｉ）、スティーブン Ｐ．デンバース（Ｓｔｅｖｅｎ Ｐ． ＤｅｎＢａａｒｓ）、ジェームス Ｓ．スペック（Ｊａｍｅｓ Ｓ．Ｓｐｅｃｋ）、および中村修二（Ｓｈｕｊｉ Ｎａｋａｍｕｒａ）による米国特許仮出願第６０／６６０，２８３号、２００５年３月１０日出願、発明の名称「平坦な半極性窒化ガリウムの成長技術（ＴＥＣＨＮＩＱＵＥ ＦＯＲ ＴＨＥ ＧＲＯＷＴＨ ＯＦ ＰＬＡＮＡＲ ＳＥＭＩ−ＰＯＬＡＲ ＧＡＬＬＩＵＭ ＮＩＴＲＩＤＥ）」、代理人整理番号３０７９４．１２８−ＵＳ−Ｐ１（２００５−４７１）。この出願は参照として本明細書中に組み込まれる。
要約すると、平坦な半極性窒化物テンプレートに関する次の４つの例が実験的に示されている。
１．指定された方向にミスカットした｛１００｝スピネル上の｛１０−１１｝ＧａＮ。
２．｛１１０｝スピネル上の｛１０−１３｝ＧａＮ。
３．｛１−１００｝サファイヤ上の｛１１−２２｝ＧａＮ。
４．｛１−１００｝サファイヤ上の｛１０−１３｝ＧａＮ。
これら半極性面の結晶の品質は成長温度と圧力にはほとんど依存しない。｛１０−１１｝および｛１０−１３｝方位は１０Ｔｏｒｒから１，０００Ｔｏｒｒの間の圧力と９００℃から１，２００℃の間の温度で成長したが、全体の結晶の品質には差異は少なかった。このように圧力と温度の範囲が広いということは、特定の基板上に成長するとき、これら半極性面は非常に安定であることを示している。特定の基板と特定の半極性面との間のエピタキシャルの関係は、薄膜を作製するために用いられる成長システムのタイプに関わらず当てはまる。しかしながらこれらの面を成長するための最適な反応装置条件は、個々の反応装置の設計と成長方法によって変わる。
ＭＯＣＶＤを用いて半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜およびヘテロ構造を成長するために、テンプレートとしてこれら平坦なＨＶＰＥ成長半極性ＧａＮ層を用いて、いくつかの異なる半極性方位上に半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）ＮＬＥＤを成長して作製した。特に、｛１００｝スピネル上の｛１０−１１｝ＧａＮテンプレート上、｛１−１００｝サファイヤ上の｛１０−１３｝ＧａＮテンプレート上、および｛１１０｝スピネル上の｛１０−１３｝ＧａＮテンプレート上の半極性ＬＥＤを実験的に例示することに成功した。
図５に示すように、第１の例である半極性ＬＥＤ構造は｛１００｝スピネル基板５０４上の厚さ１０μｍのＨＶＰＥ成長｛１０−１１｝ＧａＮテンプレート５０２上に、ＭＯＣＶＤによって再成長した。垂直型ＭＯＣＶＤ反応装置を用いて行われた再成長は、２．０μｍの厚さのＳｉドープ、ｎ型ＧａＮベース層５０６の成長から始まった。活性領域５０８は厚さ１６ｎｍ、ＳｉドープのＧａＮバリヤ層と厚さ４ｎｍ、ＩｎＧａＮ量子井戸を積層した５周期の多重量子井戸（ＭＱＷ）からなっている。厚さ１６ｎｍ、アンドープＧａＮバリヤ層５１０を低温度で成膜して、前記のＩｎＧａＮのＭＱＷ構造をキャップして、成長の後半で活性領域からＩｎＧａＮが蒸発解離するのを防ぐ。次に厚さ３００ｎｍのＭｇドープｐ型ＧａＮ層５１２を成膜する。この構造を厚さ４０ｎｍ、Ｍｇ高ドープｐ＋型ＧａＮコンタクト層５１４でキャップする。
成長に続いて、３００×３００μｍ２ダイオードメサを塩素ベースの反応性イオンエッチング（ＲＩＥ）で切り出す。ｐ型ＧａＮおよびｎ型ＧａＮの電極５１６および５１８としてそれぞれＰｄ／Ａｕ（２０／２００ｎｍ）およびＡｌ／Ａｕ（２０／２００ｎｍ）が用いられた。半極性ＬＥＤ構造の概略的な断面および｛１０−１１｝面５２０が図５に示されている。ダイオードの電気的特性と発光特性をデバイスのウェーハ上検査手段を用いて測定した。典型的なＬＥＤの電流−電圧（Ｉ−Ｖ）特性６００を図６に示す。直流（ｄｃ）条件で測定した相対光パワーは、スピネル基板を通して裏面へ出射される光を、校正された大面積Ｓｉフォトダイオードを用いて測定した。ＬＥＤのエレクトロルミネッセンス（ＥＬ）スペクトルと出射光出力が駆動電流の関数として測定され、それぞれ図７と８に示されている。全ての測定は室温で行われた。
図６に示すように、ダイオードのＩ−Ｖ特性６００は直列抵抗６．９Ωであり、低いターンオン電圧３．１Ｖを示す。ＥＬスペクトルも３０から２００ｍＡの範囲の駆動電流にて測定された。図７に示すように、デバイスは全ての駆動電流に対して４３９ｎｍの青色スペクトル領域で発光スペクトル７００−７１０を示し、ピークシフトは認められない。発光スペクトル７００−７１０はそれぞれ駆動電流３０ｍＡ−２００ｍＡに対応している。駆動電流を増加しても発光ピークにブルーシフトが生じないことは、この波長領域で同様の駆動電流領域で動作するｃ面ＬＥＤにおいて通常ブルーシフト現象が観察されることと対比すべきことである。
最後に、ウェーハ上出力パワーと外部量子効率がｄｃ駆動電流の関数として測定された。図８に示すように、出力パワー８００は駆動電流が１０ｍＡから３００ｍＡに増加するにつれてほぼ直線的に増加した。順方向電流が２０ｍＡのときの出力パワーは１１μＷであり、対応する外部量子効率（ＥＱＥ）８０２は０．０２％であった。６３０μＷものＤＣパワーが３００ｍＡの駆動電流のときに測定された。駆動電流が増加すると共にＥＱＥは増加し、２００ｍＡで０．０８１％という最大値をとり、そこで順方向電流が２００ｍＡを超えて増大すると共にやや減少した。駆動電流の増加と共にＥＱＥの大幅な減少が起こらないことは、この波長領域で同様の駆動電流領域で動作するｃ面ＬＥＤにおいて通常観察されるＥＱＥの大幅な減少がおこる現象と対比すべきことである。
ここには示していないが、｛１００｝スピネル上の｛１０−１１｝ＧａＮテンプレート上に成長した青色（〜４３９ｎｍピーク）半極性ＬＥＤと、一緒に搭載した｛０００１｝サファイヤ上の｛０００１｝ＧａＮテンプレート上に成長したｃ面ＬＥＤとに関してフォトルミネッセンス（ＰＬ）スペクトルを比較した。「一緒に搭載」とは、ｃ面テンプレートが半極性テンプレートと同時にＭＯＣＶＤ反応装置に搭載されることを意味し、２つのテンプレートは成長の期間中同じ支持台上に載せられていることを意味する。半極性ＬＥＤのＰＬスペクトルは一緒に搭載のｃ面ＬＥＤのＰＬスペクトルと非常に似ていた。このことは半極性ＩｎｘＧａ１−ｘＮ薄膜およびｃ面ＩｎｘＧａ１−ｘＮ薄膜のインジウムの取り込み効率は同等であることを意味している。この結果は、半極性面に沿って不純物の強い取り込みがあることを示すものであり、半極性面に沿った横方向エピタキシャルオーバーグロスに関する以前の研究結果と一致する［参考文献２６、２７］。
｛１００｝スピネル上の｛１０−１１｝ＧａＮテンプレート上に成長した青色（〜４３９ｎｍピーク）ＬＥＤに加えて、図９は｛１−１００｝サファイヤ基板９０４上の｛１０−１３｝ＧａＮテンプレート９０２上に成長した緑色（〜５２５ｎｍピーク）ＬＥＤ９００を示す。この半極性ＬＥＤ構造９００は｛１−１００｝サファイヤ９０４上の厚さ１０μｍ、ＨＶＰＥ成長｛１０−１３｝ＧａＮテンプレート９０２上にＭＯＣＶＤを用いて再成長されたものである。再成長は従来の水平なガス流を持つＭＯＣＶＤ反応装置内で行われ、まず厚さ５００ｎｍ、Ｓｉドープ、ｎ型ＧａＮのベース層９０６の成長から始まった。活性領域９０８は厚さ８ｎｍ、アンドープＧａＮバリヤ層と厚さ４ｎｍのＩｎＧａＮ量子井戸を５周期積層した多重量子井戸（ＭＱＷ）から成っている。厚さ２０ｎｍ、Ｍｇドープ、ｐ型ＡｌＧａＮバリヤ層９１０が低温で成膜され、これにより前記のＩｎＧａＮのＭＱＷ構造をキャップして、成長の後半で活性領域９０８からＩｎＧａＮが蒸発解離するのを予防する。この構造は厚さ２００ｎｍのＭｇドープ、ｐ型ＧａＮ９１２でキャップされる。
成長の後で、３００×３００μｍ２のダイオードメサが塩素ベースのＲＩＥによって切り出される。ｐ型ＧａＮおよびｎ型ＧａＮの電極９１４および９１６としてそれぞれＰｄ／Ａｕ（５／６ｎｍ）およびＴｉ／Ａｌ／Ｎｉ／Ａｕ（２０／１００／２０／３００ｎｍ）を用いた。図９は半極性ＬＥＤ構造の概略的断面と｛１０−１３｝面９１８とを示す。ダイオードの電気的特性と発光特性をデバイスのウェーハ上検査手段を用いて測定した。典型的なＬＥＤの電流−電圧（Ｉ−Ｖ）特性１０００を図１０に示す。直流（ｄｃ）条件で測定した相対光パワーは、サファイヤ基板を通して裏面へ出射される光を、校正された大面積Ｓｉフォトダイオードを用いて測定した。ＬＥＤのエレクトロルミネッセンス（ＥＬ）スペクトルと出射光出力が駆動電流の関数として測定されて、それぞれ図１１と１２に示されている。全ての測定は室温で行われた。
図１０に示すように、ダイオードのＩ−Ｖ特性１０００は直列抵抗１４．３Ωを持ち、低いターンオン電圧３．２Ｖを示す。ＥＬスペクトルも３０から２００ｍＡの範囲の駆動電流にて測定された。図１１に示すように、ＥＬスペクトル１１００はデバイス９００が緑色スペクトル領域で発光し、２０ｍＡでの５２８ｎｍから２００ｍＡでの５２２ｎｍまで少しだけしかピークシフトしないことを示している。駆動電流を増加しても発光ピークに大きなブルーシフトが生じないことは、この波長領域で同様の駆動電流領域で動作するｃ面ＬＥＤにおいて通常大きなブルーシフト現象が観察されることと対比すべきことである。
ウェーハ上出力パワーと外部量子効率もｄｃ駆動電流の関数として測定された。図１２に示すように、出力パワー１２００は駆動電流が１０ｍＡから２５０ｍＡに増加するにつれてほぼ直線的に増加した。順方向電流が２０ｍＡのときの出力パワー１２００は１９．３μＷであり、対応する外部量子効率（ＥＱＥ）１２０２は０．０４１％であった。２６４μＷものＤＣパワーが２５０ｍＡの駆動電流のときに測定された。駆動電流が増加すると共にＥＱＥ１２０２は増加し、１２０ｍＡで０．０５２％という最大値をとり、順方向電流が１２０ｍＡを超えて増大すると共に少ししか減少しなかった。駆動電流の増加と共にＥＱＥ１２０２の大幅な減少が起こらないことは、この波長領域で同様の駆動電流領域で動作するｃ面ＬＥＤにおいて通常観察されるＥＱＥ１２０２の大幅な減少がおこる現象と対比すべきことである。
最後に、図１３は｛１１０｝スピネル基板１３０４上の｛１０−１３｝ＧａＮテンプレート１３０２上に再成長した青色（〜４４０ｎｍピーク）半極性ＬＥＤ１３００を示す。垂直型ＭＯＣＶＤ反応炉を用いて行われた再成長は、まず２．０μｍの厚さのＳｉドープ、ｎ型ＧａＮベース層１３０６を成長した。活性領域１３０８は厚さ１６ｎｍ、ＳｉドープのＧａＮバリヤ層と厚さ４ｎｍ、ＩｎＧａＮ量子井戸を積層した５周期の多重量子井戸（ＭＱＷ）からなっている。厚さ１６ｎｍ、アンドープＧａＮバリヤ層１３１０を低温で成膜して、これにより前記のＩｎＧａＮのＭＱＷ構造をキャップして、成長の後半で活性領域１３０８からＩｎＧａＮが蒸発解離するのを防ぐ。次に厚さ３００ｎｍのＭｇドープ、ｐ型ＧａＮ層１３１２を成膜する。この構造を厚さ４０ｎｍ、Ｍｇ高ドープ、ｐ＋型ＧａＮコンタクト層１３１４でキャップする。
成長に続いて、３００×３００μｍ２ダイオードメサを塩素ベースのＲＩＥで切り出す。ｐ型ＧａＮおよびｎ型ＧａＮの電極１３１６および１３１８として、それぞれＰｄ／Ａｕ（２０／２００ｎｍ）およびＡｌ／Ａｕ（２０／２００ｎｍ）が用いられた。半極性ＬＥＤ構造の概略的な断面および｛１０−１３｝面１３２０が図１３に示されている。ダイオードの電気的特性と発光特性をデバイスのウェーハ上検査手段を用いて測定した。直流（ｄｃ）条件で測定した相対光パワーは、スピネル基板を通して裏面へ出射される光を、校正された大面積Ｓｉフォトダイオードを用いて測定した。ここには示していないが、Ｉ−Ｖ特性と駆動電流の関数としてのＥＬスペクトルは｛１００｝スピネル上の｛１０−１１｝ＧａＮテンプレート上に成長した青色（〜４３９ｎｍピーク）半極性ＬＥＤと同様であった。ＬＥＤの出射光出力が駆動電流の関数として測定されて、図１４に示されている。全ての測定は室温で行われた。
図１４に示すように、出力パワー１４００は駆動電流が１０ｍＡから９０ｍＡへ増加するときほぼ直線的に増加し、それからは２５０ｍＡまでサブリニアに増加した。２０ｍＡの順方向電流における出力パワー１４００は１９０μＷであり、対応する外部量子効率( ＥＱＥ) １４０２が０．３４％であった。２５０ｍＡの駆動電流において１．５３ｍＷという高いＤＣ出力が測定された。ＥＱＥ１４０２は駆動電流の増加と共に増加し、５０ｍＡで最大値０．４１％をとり、それから順方向電流が５０ｍＡを超えて増加すると大きく減少する。このように駆動電流が増大するとＥＱＥ１４０２が大きく減少することは、｛１００｝スピネル上の｛１０−１１｝ＧａＮテンプレート上に成長した（〜４３９ｎｍピーク）半極性ＬＥＤ、および｛１−１００｝サファイヤ上の｛１０−１３｝ＧａＮテンプレートの上に成長した緑色（〜５２５ｎｍ）半極性ＬＥＤにおけるＥＱＥ１４０２ではこの減少が見られないことと対比すべきことである。しかしながら、これら他の２つの半極性ＬＥＤにくらべて、この半極性ＬＥＤはピーク出力パワー１４００およびピークＥＱＥ１４０２の値が大幅に高いことを示し、ｃ面窒化物技術との競争において明確にその可能性を示すものである。
上記のデバイス構造は半極性ＩｎＧａＮベースのＬＥＤを機能させた最初の報告を構成するものである。要約すると、本発明は２つの異なる半極性方位上で、３つの異なる基板上で、かつ２つの異なるスペクトル領域で動作する半極性ＬＥＤを実証して見せたことである。これらは｛１００｝スピネル上の｛１０−１１｝ＧａＮテンプレート上に成長した青色（〜４３９ｎｍピーク）半極性ＬＥＤ、｛１−１００｝サファイヤ上の｛１０−１３｝ＧａＮテンプレートの上に成長した緑色（〜５２５ｎｍ）半極性ＬＥＤ、および｛１００｝スピネル上の｛１０−１３｝ＧａＮテンプレート上に成長した青色（〜４４０ｎｍピーク）半極性ＬＥＤを含んでいる。これら３つの例を示すことは例示の目的だけであり、本発明を他の成長方位或いはデバイス構造へ応用する可能性を制限するものであると解釈してはならない。
可能な変更と変形
技術に関する説明の項で記載したデバイスは発光ダイオードを含むものであった。しかしながら、本発明の技術範囲はいかなる半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎデバイスの成長と作製をも含むものである。したがってデバイス構造はＬＥＤに限定されているのではない。本発明の方法を用いて成長され、作製されることが出来る他の可能性のある半極性デバイスは端面発光レーザダイオード（ＥＥＬ）、垂直共振器面発光レーザダイオード（ＶＣＳＥＬ）、共振器つきＬＥＤ（ＲＣＬＥＤ）、微小共振器ＬＥＤ（ＭＣＬＥＤ）、高電子移動度トランジスタ（ＨＥＭＴ）、ヘテロ接合バイポーラトランジスタ（ＨＢＴ）、ヘテロ接合電界効果トランジスタ（ＨＦＥＴ）、および可視、紫外、および近紫外フォトデテクタを含んでいる。さらにこれらの例や他の可能性は、半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎデバイスの利点の全てを所有している。この可能性のあるデバイスのリストは、例示することのみを目的としており、本発明の応用に関して制限するものではない。むしろ、本発明は、半極性方向に沿って、あるいは半極性面上に成長した全ての窒化物ベースのデバイスを請求項に含むものである。
とくに、本発明は（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎレーザダイオードの設計と作製に大きな利点を提供することができる。そのような利点は、特に図１５に示すような概念上のデバイス１５００のような、特に大きな圧電電界を持つ長波長レーザダイオードにおいて重要である。更には、理論的な計算が示すように、異方性歪が誘起する、重い正孔バンドと軽い正孔バンドの分離によって、圧縮歪ＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸に対する正孔の有効質量は結晶角が増加することにより単調に減少する［参考文献９］。圧縮歪ＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸に対する多体光学利得の自己無撞着の計算結果はピーク利得が正孔の有効質量に極めて敏感であり、この利得が結晶角の増加と共に単調に増加することを示唆している［参考文献１７、１８］。このように、通常の窒化物ベースのレーザダイオードにおいて光学利得を発生するために必要な高いキャリア密度は、半極性方位上に、特にθ= ９０°に近い結晶角を持つ方位上にレーザ構造を成長することによって低減できる。
このことは図１５に示したレーザダイオード１５００の設計に反映されている。われわれが実験的に示した半極性方位の中で、｛１０−１１｝方位１５０１は最大の結晶角（θ＝６２．０°）を持ち、最も大きな光学利得の改善を提供するものである。｛１００｝スピネル基板１５０２を用いて｛１０−１１｝半極性ＧａＮテンプレート１５０４を成長し、そこで上記のようにｎ−ＧａＮ層１５０６の再成長を行う。次にｎ−ＡｌＧａＮ／ＧａＮクラッド層１５０８を成長し、その上にｎ−ＧａＮ導波路層１５１０を成長する。次にＭＱＷ活性層１５１２を成長し、そのＭＱＷ活性層１５１２上にｐ−ＧａＮ導波路層１５１４が成長される。そこでもう１つのクラッド層１５１６を成長し、ｐ−ＧａＮコンタクト層を成長する。Ｎｉ／Ａｕ電極１５２０およびＴｉ／Ａｌ／Ｎｉ／Ａｕ電極１５２２が成膜される。
本発明は電子デバイスの特性にも利得をもたらす。歪をうけた半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ層における低減した正孔の有効質量は正孔の移動度の向上につながり、これにより半極性ｐ型（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ層の導電率が増加する。歪をうけた半極性ｐ型（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ層におけるより大きな移動度はＨＢＴのようなバイポーラ電子デバイスの特性改善につながる。また、半極性窒化物におけるｐ型導電率が高くなるとｐ−ｎ接合ダイオードおよびＬＥＤの直列抵抗が低くなる。更に、結晶の成長方位を変更することで、圧電分極の大きさと方向を特別なデバイス応用に適合させることが出来る。このように、（ＨＥＭＴのような）デバイスの所望の特性を作り出すために圧電分極を利用するデバイスは、多用性を持つ本発明から利点を得ることになる。
本発明の技術範囲を逸脱することなく、半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ量子井戸およびヘテロ構造の変形が可能である。さらに、成長される量子井戸の個数に加えて、層の固有の厚さや組成も特定のデバイス設計に応じて変えることができ、本発明の別の実施形態において用いてもよい。例えば、本発明の好ましい実施形態におけるデバイスは青色および緑色のスペクトル領域における発光のためにＩｎＧａＮベースの量子井戸を利用している。しかしながら、本発明の技術範囲はＡｌＧａＮ−、ＡｌＩｎＮ−、およびＡｌＩｎＧａＮベースの量子井戸を持ったデバイスも含み、これらを他のスペクトル領域における発光のための設計に取り込むことが出来る。更には、半極性ＨＥＭＴ、ＨＢＴおよびＨＦＥＴのような将来のデバイスはそれぞれのデバイス構造の中に量子井戸を含まないこともありうる。
成長温度、成長圧力、Ｖ／III 比、前駆体の流量およびソース材料などのＭＯＣＶＤ成長条件における変更も本発明の技術範囲を逸脱すること無しに可能である。界面品質の制御はプロセスの重要な側面であり、特定の反応炉設計の流量切り替え能力に直接関係する。成長条件の最適化の努力を続けることは上記の半極性薄膜およびヘテロ構造の組成および厚さをより正確に制御することにつながる。
本発明に記述された半極性窒化物薄膜、ヘテロ構造、あるいはデバイスに別の不純物やドーパントを取り込むことも可能である。たとえば、Ｆｅ、Ｍｇ、およびＳｉは窒化物ヘテロ構造におけるさまざまな層にドープされるが、これはこの層や隣接する層の伝導特性を変更する目的で添加されるのがしばしばである。このようなドーパントや、ここに挙がっていないその他のドーパントを用いることは本発明の技術の範囲内である。
好ましい実施形態では、まずＨＶＰＥで半極性テンプレートを成長して、その次にＭＯＣＶＤで半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜およびヘテロ構造を成長するステップを含んでいる。しかしながら、本発明の他の実施形態では、異なる成長方法と手順を用いることも出来る。他の可能な成長方法はＨＶＰＥ、ＭＯＣＶＤ、ＭＢＥ、ＬＰＥ、ＣＢＥ、ＰＥＣＶＤ、昇華およびスパッタリングを含む。図４に示したフローチャートは、本発明の実施のためにはどれ位の成長方法の数と手順が用いられるのかを示すための、一般化された実施例を提供するものである。
本発明の技術範囲は好ましい実施形態にて記された４つの半極性ＧａＮテンプレート方位以外をも含むものである。本発明のアイディアは全ての半極性方位上の全ての（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ組成に関係するものである。例えば、ミスカットの（１００）スピネル基板上に｛１０−１１｝ＡｌＮ、ＩｎＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＩｎＮ、あるいはＡｌＧａＩｎＮを成長することが出来る。同様に、適当な基板が見つかれば｛２０−２１｝テンプレートを成長することも出来る。さらにこれらの例や他の可能性は、平坦な半極性薄膜による全ての利益を享受する。
本発明はまた、特定の結晶の終端と極性の選択を含むものである。この明細書を通して用いている中括弧｛｝は対称等価な面のファミリーを示している。これゆえ、｛１０−１２｝ファミリーは（１０−１２）、（−１０１２）、（１−１０２）、（−１１０２）、（０１−１２）、および（０−１１２）面を含んでいる。これらの面の全てはIII 族原子で終端されている。ということは、結晶のｃ軸は基板から離れる向きに向いていることを意味している。この面のファミリーはまた同じ指数を持つ対応する窒素終端面を含んでいる。換言すれば、｛１０−１２｝ファミリーは（１０−１−２）、（−１０１−２）、（１−１０−２）、（−１１０−２）、（０１―１−２）、および（０−１１−２）面もまた含んでいる。これら成長方位のそれぞれについては、結晶のｃ軸は基板の方へ向くような向きを持っている。極性の選択は横方向成長プロセスの挙動に影響を及ぼすが、単一の結晶学的ファミリー内の全ての面は本発明の目的に対しては等価である。いくつかの応用では窒素終端半極性面上に成長するのが望ましく、他の場合はIII 族終端面上での成長が好ましい。半極性面の終端は基板の選択と前処理によって大きく動かされる。両方の終端とも本発明の実施条件を満たしている。
さらに、サファイヤとスピネル以外の基板を半極性テンプレートの成長に用いることも出来る。本発明の技術範囲は全ての可能な基板の全ての可能な結晶学的方位上に半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造、およびデバイスの成長と作製を含むものである。このような基板としてシリコンカーバイド、窒化ガリウム、シリコン、酸化亜鉛、窒化ホウ素、アルミ酸リチウム、ニオブ酸リチウム、ゲルマニウム、窒化アルミニウム、ガリウム酸リチウム、部分置換されたスピネル、およびγ−ＬｉＡｌＯ２構造を共有する４元四面体酸化物を含むがこれに限定されるものではない。
さらに、半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ核形成層（あるいはバッファー層）と核形成層成長方法を変更することは、本発明の実施の条件を満たしている。核形成層の成長温度、成長圧力、方位、および組成は引き続く半極性薄膜およびヘテロ構造の成長温度、成長圧力、方位、および組成と一致する必要はない。本発明の技術範囲は、全ての可能な核形成層と核形成層成長方法を用いて、全ての可能な基板上に半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造、およびデバイスを成長することと作製することを含む。
上記の半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎデバイスは平坦な半極性ＧａＮテンプレート上に成長したものであった。しかしながら、本発明の技術範囲はまた、半極性エピタキシャル横方向オーバーグロス（ＥＬＯ）テンプレート上に成長した半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎデバイスを含んでいる。ＥＬＯ技術は引き続くエピタキシャル層内の貫通転位（ＴＤ）の密度を低減する方法である。ＴＤ密度を低減するとデバイス特性が向上する。ＬＥＤでは、これらの改善点は、内部量子効率の向上と逆方向リーク電流の減少を含むものである。レーザダイオードに対しては、これらの改善点は、出力パワーの向上、内部量子効率の向上、デバイスの長寿命化、および閾値電流密度の低減を含む［参考文献２８］。これらの利点は半極性ＥＬＯテンプレート上に成長した全ての半極性の平坦な薄膜、ヘテロ構造、およびデバイスに関係する。
上記実施形態および他の実施形態は、異種基板上に成長した半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造、およびデバイスについての考察であった。だが、理想的には基板は、成長すべき構造に格子整合した組成をもつ、自立した半極性窒化物ウェーハである。自立した半極性窒化物ウェーハは厚い半極性窒化物層から異種基板を除去することによって、またはバルク窒化物インゴット或いはボールを個々の半極性窒化物ウェーハに切り出すことによって、または他の可能な結晶の成長またはウェーハ製造技術によって作ることが出来る。本発明の技術範囲は全ての可能な結晶の成長方法とウェーハ製造技術を用いて作られる、全ての可能な自立した半極性窒化物ウェーハ上に半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造、およびデバイスを成長することと作製することを含むものである。
以上、本発明の一つ以上の実施形態を例示および説明のために示した。開示の形態そのものによって本発明を包括または限定することを意図するものではない。上記の教示に照らして、本発明の範囲を逸脱することなく多くの変更および変形が可能である。本発明の範囲は、この詳細な記載によってではなく、添付の請求項によって限定されるものである。
利点と改良点
現在の技術は有極性［０００１］ｃ方向に沿って（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜およびヘテロ構造を成長することである。その結果である、分極が誘起する電界ともともと大きな正孔の有効質量は、現状技術の窒化物光電子デバイスの特性にとって致命的である。本発明の利点は、半極性方向に沿って（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜およびヘテロ構造を成長すると、分極の影響および正孔の有効質量を低減することによって、デバイス特性を劇的に改良することが出来るということである。本発明の前には、大きな面積をもつ半極性窒化物薄膜、ヘテロ構造、あるいはデバイスを成長するための手段は存在しなかった。
現在の技術に対する改良の可能性の例示として、前記の｛１−１００｝サファイヤ上の｛１０−１３｝ＧａＮテンプレート上に成長した我々の緑色（〜５２５ｎｍピーク）半極性ＬＥＤのデバイス特性をｃ面ＧａＮテンプレート上に成長した典型的な市販の緑色スペクトル領域（〜５２５ｎｍピーク）をもつＩｎＧａＮのＬＥＤのデバイス特性と比較する。以下に示すデータは半球状のエポキシ・ドーム中に封じられた標準的な市販のデバイスから集めたものである。活性領域の全面積は３００×３００μｍ２であり、これは我々の緑色半極性ＬＥＤの活性領域の面積と同じであった。
市販のＬＥＤの電気的特性および発光特性はパッケージに封入されたデバイスにバイアスを印加して測定した。ＬＥＤのＩ−Ｖ特性は図１６に示す。直流（ｄｃ）条件下で測定した相対的光出力は、半球状のエポキシ・ドームの上部からの光を校正された大面積Ｓｉフォトダイオード上に集めて得られた。ＬＥＤのＥＬスペクトルと発光光出力も駆動電流の関数として測定された。このデータはそれぞれ図１７および１９に示されている。全ての測定は室温で行われた。
図１６に示すように、市販のＬＥＤのＩ−Ｖ特性１６００はターンオン電圧３．５Ｖ、直列抵抗２８．９Ωを示した。これらの値は我々の緑色半極性ＬＥＤの、それぞれ順方向電圧および直列抵抗の値である３．１Ｖおよび１４．３Ωと比べて大きい。２つのＬＥＤのターンオン電圧における差は、市販のＬＥＤに比べて半極性ＬＥＤにおいては分極誘起の電界が減少したことに帰すのが最も自然な説明である。内蔵電界の減少によって、半極性ダイオードでは、ｎ型およびｐ型擬フェルミ準位の分離が小さくても電流が流れることができ、その結果、ターンオン電圧は低くなる。
図１７に示すように、市販のＬＥＤのＥＬスペクトル１７００も２０ｍＡから１００ｍＡの範囲の駆動電流で測定された。駆動電流の関数としてＥＬピークシフトを市販の緑色ＬＥＤと我々の緑色半極性ＬＥＤとで比較した。図１８に示すように、市販のデバイスの波長グラフ１８００は２０ｍＡのときの５２３ｎｍから１００ｍＡの時の５１１ｎｍへと、電流８０ｍＡの範囲で全体で波長１２ｎｍに亘ってシフトした。市販のデバイスと比較すると、緑色半極性ＬＥＤの波長のグラフ１８０２は、２０ｍＡの電流時の５２８ｎｍから２５０ｍＡの電流時の５２２ｎｍへと、電流２３０ｍＡの範囲で、全体で６ｎｍに亘ってシフトした。半極性ＬＥＤでは駆動電流の増加と共に発光ピークのブルーシフトが低下するのは、市販のＬＥＤに比べて半極性ＬＥＤでは活性領域における分極誘起の電界が低減することに帰する。
市販のＬＥＤに対して相対的な光出力パワーおよび外部量子効率もまた、ｄｃ駆動電流の関数として測定された。光出力は半球状のエポキシ・ドームの上部から発した光を、校正された大面積Ｓｉフォトダイオード上に集めて測定した。このようなパワー測定法を用いるのは、駆動電流の関数として相対的な出力パワーの測定値を得ようと意図するものであり、市販のＬＥＤから発光される全出力パワーを測定しようとするものではない。図１９に示すように、駆動電流が１０ｍＡから１３０ｍＡへと増加すると出力パワー１９００はサブリニアに増加し、９０ｍＡでおそらく熱効果による異常な飛びを示した。１１０ｍＡで出力パワーは飽和し、さらに電流が増加するとその大きさが低下し、ついには１４０ｍＡでデバイスは熱効果によって壊れた。
半極性ＬＥＤとは異なり、市販のＬＥＤのＥＱＥ１９０２は、１０ｍＡという非常に低い駆動電流においてピークとなり、それから高い駆動電流ではかなり低くなる。図１９に示すように、市販のＬＥＤのＥＱＥ１９０２は電流１０ｍＡと１３０ｍＡとの間で６５．７％も減少する。比較として図１２に示したように、半極性ＬＥＤのＥＱＥは１２０ｍＡという比較的高い駆動電流でピークとなり、それから駆動電流を１２０ｍＡを超えて増加させてもわずか約８％しか減少しない。我々の半極性ＬＥＤが駆動電流を上昇してもＥＱＥにおける著しい低下が見られないことは、この波長帯で同様の駆動電流領域で動作する市販のｃ面ＬＥＤで通常ＥＱＥの著しい低下現象が見られることと対比すべきである。我々の半極性ＬＥＤと市販のＬＥＤのＥＱＥ−Ｉ特性におけるこのようなかなり大きな差異の背景の機構は現在不明であるが、市販のｃ面ＬＥＤに比べて半極性ＬＥＤの分極誘起の電界が低減することに関係するものではないかと推論出来る。
最後に、市販のｃ面窒化物ＬＥＤはそのエレクトロルミネッセンスにおいて分極異方性は少しも示さない。一方、無極性ｍ面窒化物ＬＥＤは［０００１］軸に沿って強い分極異方性を示した［参考文献１５］。この分極は、圧縮歪を受けたｍ面ＩｎｘＧａ１−ｘＮ量子井戸中の重い正孔バンドと軽い正孔バンドの異方性歪誘起の分離に帰すと言える。同様に、一般の結晶の成長方位に対して、重い正孔バンドと軽い正孔バンドの異方性歪誘起の分離は、ｘ’方向に分極した光学行列要素とｙ’方向に分極した光学行列要素とにおける大きな不一致となる［参考文献９］。このように、半極性窒化物光電子デバイスの発光も強い分極異方性を示すことになる。
上記考察は半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造およびデバイスと市販のｃ面（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造およびデバイスとの比較を含むものである。同様の比較は無極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造およびデバイスとの間で行うことも出来る。半極性薄膜およびヘテロ構造と同じように、無極性薄膜およびヘテロ構造も分極の影響と正孔の有効質量を低減することによってデバイス特性を改善するために用いることが出来る。しかしながら、高品質の無極性テンプレート、薄膜およびヘテロ構造を成長するのは大変困難であるため、無極性デバイスは現在製造されていない。無極性薄膜およびヘテロ構造に対し、半極性薄膜およびヘテロ構造の１つの利点は、結晶成長の容易さである。本発明は、無極性薄膜およびヘテロ構造よりも成長時の許容パラメータ空間が大きい半極性薄膜およびヘテロ構造を開示する。たとえば、無極性薄膜およびヘテロ構造は大気圧下では成長しないが、半極性薄膜およびヘテロ構造は６２．５Ｔｏｒｒから７６０Ｔｏｒｒまで成長することが実験的に示されており、これよりも更に広い領域で成長する可能性がある。このように、無極性薄膜およびヘテロ構造とは異なり、半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜およびヘテロ構造は、成長圧力と結晶の品質との間の相関は比較的少ないことが示されている。
無極性面に対し、半極性面のもう１つの利点は、インジウムの取り込み効率の改善である。無極性ａ面ＩｎｘＧａ１−ｘＮ薄膜におけるインジウムの取り込み効率が低いことはａ面ＧａＮテンプレート上に光電子デバイスの成長を行うときの重大な問題点であった［参考文献１２］。上記考察のように、我々のデータは半極性ＩｎｘＧａ１−ｘＮ薄膜におけるインジウムの取り込み効率はｃ面ＩｎｘＧａ１−ｘＮ薄膜におけるインジウムの取り込み効率と同等であるということを示唆する。我々の｛１−１００｝サファイヤ上の｛１０−１３｝ＧａＮテンプレート上に成長した緑色（〜５２５ｎｍ）ＬＥＤによって既に実証したように、この高いインジウムの取り込み効率は、半極性のＩｎｘＧａ１−ｘＮのＬＥＤの発光領域を長波長まで延ばすのに役立つ。
ニシズカら［参考文献１６］がパターン化されたｃ面配向のストライプの側壁上に成長した｛１１−２２｝ＩｎＧａＮ量子井戸について最近開示した報告は、我々の研究と最も近い比較対象になる。しかしながら、半極性薄膜およびヘテロ構造を製作するこの方法はエピタキシャル横方向オーバーグロス（ＥＬＯ）の副産物であり、我々の本開示技術とは著しく異なる。半極性結晶面は基板表面に平行ではなく、入手できる表面の面積は半極性デバイスに加工するには小さすぎる。
本発明の利点は半極性薄膜の大きな面積が基板表面に平行である適当な基板あるいはテンプレート上に半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造およびデバイスを成長と作製することを含む。半極性窒化物として以前に例示されたマイクロメータ寸法で、傾いた面を持つ成長に対比すると、本方法は標準的リソグラフィ法を用いて半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎデバイスの大規模作製を可能にするものである。
本発明の新しい特徴は平坦な半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜、ヘテロ構造およびデバイスの成長と作製が出来るということを確立したことである。これは３つの異なる半極性方位上に成長した（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎデバイスに関して著者らによって実験的に確認されたものである。前に議論した利点はすべての平坦な半極性窒化物薄膜、ヘテロ構造およびデバイスに当てはまる。
工程図
図２０は本発明による工程図を示す。
ボックス２０００は半極性成長方位を選択する工程を示す。
ボックス２００２は選択された半極性成長方位の成長と融合する基板を選択する工程を示す。
ボックス２００４は基板の表面上に平坦な半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎテンプレート層を成長する工程を示す。
ボックス２００６は半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎテンプレート層上に半極性（Ｇａ，Ａｌ，Ｉｎ，Ｂ）Ｎ薄膜を成長する工程を示す。
結論
これで本発明の好ましい実施形態の説明を終える。本発明の一つ以上の実施形態を例示および説明のために示した。開示の形態そのものによって本発明を包括または限定することを意図するものではない。上記の教示に照らして、本発明の範囲を逸脱することなく多くの変更および変形が可能である。本発明の範囲は、この詳細な記載によってではなく、添付の請求項によって限定されるものである。

Claims (21)

  1. レーザーデバイスとして構成された発光デバイスであって、
    発光デバイス構造を含む半極性ＩＩＩ族窒化物薄膜と、
    発光のため前記発光デバイス構造に構成されたエッジを備え、
    前記発光デバイス構造は、窒化物基板の表面上または上方に成長される半極性ＩＩＩ族窒化物活性領域を含み、該表面は前記窒化物基板のｃ面から結晶角θで方位づけられる表面であり、該結晶角θは７５°≦θ＜９０°であることを特徴とするデバイス。
  2. 前記半極性ＩＩＩ族窒化物薄膜が、ガリウム材料および窒素材料を備えることを特徴とする請求項１に記載のデバイス。
  3. 前記半極性ＩＩＩ族窒化物活性層は、自立窒化ガリウム（ＧａＮ）基板を備える前記基板の半極性表面上または上方に成長され、該半極性表面は｛２０−２１｝面に向いている、またはそこからオフカットされていることを特徴とする請求項１に記載のデバイス。
  4. 前記発光デバイス構造が緑色発光半極性ダイオードを備えることを特徴とする請求項１に記載デバイス。
  5. レーザーデバイスとして構成された発光デバイスであって、
    発光デバイス構造を含む平坦な半極性ＩＩＩ族窒化物薄膜と、
    発光のため前記発光デバイス構造に構成されたエッジを備え、
    前記発光デバイス構造は、半極性ＩＩＩ族窒化物活性領域を含むことを特徴とするデバイス。
  6. 前記デバイス構造が前記活性領域を含むダイオード構造を含み、該ダイオード構造は電流−電圧（Ｉ−Ｖ）特性を有し、
    前記活性領域が、３．１ボルト以下でターンオン電圧を示す前記Ｉ−Ｖ特性を達成するのに効果的な材料特性を有することを特徴とする請求項５に記載のデバイス。
  7. 前記活性領域は、駆動電流密度が３３Ａ／ｃｍ ２ から２２２Ａ／ｃｍ ２ へ増加すると、線形的に増加する出力パワーを有する発光を得るのに効果的な材料特性を有することを特徴とする請求項５に記載のデバイス。
  8. 前記活性領域は、駆動電流密度が３３Ａ／ｃｍ ２ から２２２Ａ／ｃｍ ２ へ増加しても、熱効果または飽和を示さないデバイスを得るのに効果的な材料特性を有することを特徴とする請求項５に記載のデバイス。
  9. 前記活性領域は、前記デバイスが２７８Ａ／ｃｍ ２ の駆動電流密度に対して少なくとも１．５ｍＷの出力パワーを有する光を発光するような材料特性を有することを特徴とする請求項５に記載のデバイス。
  10. 前記半極性ＩＩＩ族窒化物活性領域が、３３Ａ／ｃｍ２ 〜２２２Ａ／ｃｍ２の間で増加する駆動電流密度で、同様の波長領域および同様の駆動電流密度の範囲で動作する有極性ＩＩＩ族窒化物活性層と比較して、青色発光ピークでブルーシフトの少ない光を発光することを特徴とする請求項５に記載のデバイス。
  11. 前記半極性ＩＩＩ族窒化物活性領域は、同様の波長領域および同様の駆動電流密度の範囲で動作する有極性ＩＩＩ族窒化物活性層と比較して、増加する駆動電流密度で外部量子効率（ＥＱＥ）の減少が少ない光を発光することを特徴とする請求項５に記載のデバイス。
  12. 前記半極性ＩＩＩ族窒化物活性領域は、同様の波長領域および同様の駆動電流密度の範囲で動作する有極性ＩＩＩ族窒化物活性層と比較して、分極効果および正孔の有効質量が少ないことを特徴とする請求項５に記載のデバイス。
  13. 前記半極性ＩＩＩ族窒化物活性領域は基板上または上方に成長され、
    前記半極性ＩＩＩ族窒化物活性領域の上面は平坦かつ半極性であり、前記基板の主表面に対してほぼ平行であることを特徴とする請求項５に記載のデバイス。
  14. １つ以上の前記半極性ＩＩＩ族窒化物活性領域が、窒化ガリウム基板上または上方に成長されることを特徴とする請求項５に記載のデバイス。
  15. １つ以上の前記半極性ＩＩＩ族窒化物活性領域が、窒化ガリウム（ＧａＮ）の半極性表面上または上方に成長され、該窒化ガリウムは厚さが少なくとも１０μｍであり、
    前記ＧａＮはバルク窒化ガリウム基板から切り出されることを特徴とする請求項５に記載のデバイス。
  16. 前記半極性活性領域が、{１０−１１}、｛１０−１３｝、あるいは{１１−２２}方位を有することを特徴とする請求項１５に記載のデバイス。
  17. 前記デバイスが青色で発光するレーザーダイオードであることを特徴とする請求項５に記載のデバイス。
  18. レーザーデバイスを作製する方法であって、
    発光レーザーデバイス構造を含む半極性ＩＩＩ族窒化物薄膜を成長する工程と、
    発光のため前記レーザーデバイス構造にエッジを形成する工程を備え、
    前記発光レーザーデバイス構造は窒化物基板の表面上または上方に成長される半極性ＩＩＩ族窒化物活性領域を含み、
    該表面は前記窒化物基板のｃ面から結晶角θで方位づけられる表面であり、該結晶角θは７５°≦θ＜９０°であることを特徴とする方法。
  19. 前記半極性ＩＩＩ族窒化物活性領域は、｛２０−２１｝表面を有する、またはそこからのオフカットを有する自立窒化ガリウム（ＧａＮ）基板を備える前記窒化物基板上または上方に成長されることを特徴とする請求項１８に記載の方法。
  20. 前記窒化物基板が、少なくとも厚さ１０μｍの窒化ガリウムを含むことを特徴とする請求項１８に記載の方法。
  21. 前記窒化物基板の前記表面がバルク窒化ガリウム基板から切り出されることを特徴とする請求項１８に記載の方法。
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