JP3203282B2 - 発光デバイス用窒化インジウムガリウム半導体 - Google Patents
発光デバイス用窒化インジウムガリウム半導体Info
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Description
色レーザダイオード等に使用される発光デバイス用窒化
インジウムガリウム半導体に関する。
ド等に使用される実用的な半導体材料として窒化ガリウ
ム(GaN)、窒化インジウムガリウム(InGa
N)、窒化ガリウムアルミニウム(GaAlN)等の窒
化ガリウム系化合物半導体が注目されており、その中で
もInGaNはバンドギャップが2eV〜3.4eVま
であるため非常に有望視されている。
D法という。)によりInGaNを成長させる場合、成
長温度500℃〜600℃の低温で、サファイア基板上
に成長されていた。なぜなら、InNの融点はおよそ5
00℃、GaNの融点はおよそ1000℃であるため、
600℃以上の高温でInGaNを成長させると、In
GaN中のInNの分解圧がおよそ10気圧以上とな
り、InGaNがほとんど分解してしまい、形成される
ものはGaのメタルとInのメタルの堆積物のみとなっ
てしまうからである。従って、InGaNを成長させよ
うとする場合は成長温度を低温に保持しなければならな
かった。
成長されたInGaNの結晶性は非常に悪く、例えば室
温でフォトルミネッセンス測定を行っても、バンド間発
光はほとんど見られず、深い準位からの発光がわずかに
観測されるのみであり、青色発光が観測されたことはな
かった。しかも、X線回折でInGaNのピークを検出
しようとしてもほとんどピークは検出されず、その結晶
性は、単結晶というよりも、アモルファス状結晶に近い
のが実状であった。
青色レーザダイオード等の青色発光デバイスを実現する
ためには、高品質で、かつ優れた結晶性を有するInG
aNの実現が強く望まれている。よって、本発明はこの
問題を解決すべくなされたものであり、その目的とする
ところは、高品質で結晶性に優れた発光デバイス用窒化
インジウムガリウム半導体を提供するものである。
CVD法で成長するにあたり、原料ガスのキャリアガス
として窒素を用い、さらに従来のようにサファイアの上
でなくGaNまたはGaAlNの上に成長させることに
より、600℃より高い温度でも、優れた結晶性で成長
でき、しかも、特定の元素をドープしながら成長させる
ことにより、その結晶性、特性が格段に向上することを
新たに見いだし本発明をなすに至った。
化インジウムガリウム半導体は、基板上に次に成長させ
るGaN層又はAlGaN層より低温で成長させたバッ
ファ層を介してGaN層又はAlGaN層を成長させ、
その上に成長された窒化インジウムガリウム半導体(I
nXGa1-XN、0<X<0.5)であって、前記窒化イ
ンジウムガリウム半導体はSi若しくはGeが1018〜
1020/cm3の範囲でドープされ、フォトルミネッセ
ンス強度が増大した単結晶からなることを特徴とする。
また、本発明に係る窒化インジウムガリウム半導体の成
長方法は、有機金属気相成長法による窒化インジウムガ
リウム化合物半導体の成長方法であって、基板上に次に
成長させるGaN層又はAlGaN層より低温でバッフ
ァ層を成長させ、さらにそのバッファ層よりも高温でG
aN層又はAlGaN層を成長させ、さらにその上に原
料ガスとしてガリウム源のガスと、インジウム源のガス
と、窒素源のガスと、ケイ素源のガスまたはゲルマニウ
ム源のガスとを用い、さらに前記原料ガスのキャリアガ
スを窒素として、600℃より高い成長温度で、前記G
aN層又はAlGaN層の上に、SiまたはGeを10
18〜1020/cm3の範囲でドープした単結晶からなる
一般式InXGa1-XN(但しXは0<X<0.5)で表さ
れる窒化インジウムガリウム半導体を成長させることを
特徴とする。
いて、原料ガスには、例えばGa源としてトリメチルガ
リウム{Ga(CH3)3:TMG}、トリエチルガリウ
ム{Ga(C2H5)3:TEG}、窒素源としてアンモ
ニア(NH3)、ヒドラジン(N2H4)、インジウム源
としてトリメチルインジウム{In(CH3)3:TM
I}、トリエチルインジウム{In(C2H5)3:TE
I}、ケイ素源としてシラン(SiH4)、ゲルマニウ
ム源としてゲルマン(GeH4)等を好ましく用いるこ
とができる。
て窒素を使用することにより、600℃より高い成長温
度でも、InGaN中のInNが分解して結晶格子中か
ら出ていくのを抑制することができる。
源のガスのインジウムのモル比は、ガリウム1に対し、
好ましくは0.1以上、さらに好ましくは1.0以上に
調整する。インジウムのモル比が0.1より少ないと、
InGaNの混晶が得にくく、また結晶性が悪くなる傾
向にある。なぜなら、本発明の成長方法は600℃より
高い温度でInGaNを成長させるため、多少なりとも
InNの分解が発生する。従ってInNがGaN結晶中
に入りにくくなるため、好ましくその分解分よりもイン
ジウムを多く供給することによって、InNをGaNの
結晶中に入れることができる。従って、インジウムのモ
ル比は高温で成長するほど多くする方が好ましく、例え
ば、900℃前後の成長温度では、インジウムをガリウ
ムの10〜50倍程度供給することにより、X値を0.
5未満とするInXGa1-XNを得ることができる。
よく、好ましくは700℃以上、900℃以下の範囲に
調整する。600℃以下であると、GaNの結晶が成長
しにくいため、InGaNの結晶ができにくく、できた
としても従来のように結晶性の悪いInGaNとなる。
また、900℃より高い温度であるとInNが分解しや
すくなるため、InGaNがGaNになりやすい傾向に
ある。
度は目的とするInXGa1-XNのX値0<X<0.5の範
囲において、適宜変更できる。例えばInを多くしよう
とすれば650℃前後の低温で成長させるか、または原
料ガス中のInのモル比を多くすればよい。Gaを多く
しようとするならば900℃前後の高温で成長させれば
よい。しかしながら、600℃より高い温度でX値を
0.5以上とするInXGaN1-XNを成長させることは
非常に困難であり、またX値を0.5以上とするInXG
a1-XNを発光ダイオード等の発光デバイスに使用した
場合、その発光波長は黄色の領域にあり、青色、紫外と
して使用し得るものではないため、X値は0.5未満を
限定理由とした。
Siと、得られたSiドープInGaNのフォトルミネ
ッセンス強度の関係を示す図である。これは、キャリア
ガスとして窒素を2リットル/分、原料ガスとしてTM
Gを2×10-6モル/分、TMIを20×10-6モル/
分、NH3を4リットル/分で供給し、さらにSiをド
ープするため、シランガスの供給量を変えて、GaN層
上にSiをドープしたIn0.25Ga0.75Nを成長させ、
R>成長後、得られたSiドープIn0.25Ga0.75N層
に、10mWのHe−Cdレーザーを照射し、その45
0nmにおけるフォトルミネッセンス強度を測定したも
のである。なお、この図は、GaN層上に形成したSi
をドープしないIn0.25Ga0.75N層のフォトルミネッ
センス強度を1とした場合の相対強度で示している。こ
のSiをドープしないIn0.25Ga75Nのフォトルミネ
ッセンスのスペクトルを図4に示す。これとは別に、本
発明のSiをドープしたIn0.25Ga0.75Nのフォトル
ミネッセンスのスペクトルを図5に示す。
ってInGaNのフォトルミネッセンス強度が飛躍的に
増大する。原料ガス中のケイ素のモル比をガリウム1に
対し、1×10-5〜0.05の範囲に調整することによ
り、その強度はSiをドープしないものに比較して、5
倍以上に達し、最大では60〜70倍にも向上する。
GeドープIn0.25Ga0.75Nのフォトルミネッセンス
強度の関係を示す図である。これも、キャリアガスとし
て窒素を2リットル/分、原料ガスとしてTMGを2×
10-6モル/分、TMIを20×10-6モル/分、NH
3を4リットル/分と先ほどと同条件で供給し、さらに
Geをドープするためゲルマンガスの供給量を変えて、
GaN層上にGeをドープしたIn0.25Ga0.75Nを成
長させ、成長後、得られたGeドープIn0.25Ga0.75
N層の450nmにおけるフォトルミネッセンス強度を
測定したものである。なお、この図も、GaN層上に形
成した何もドープしないIn0.25Ga0.75N層のフォト
ルミネッセンス強度を1とした場合の相対強度で示して
いる。
従ってInGaNのフォトルミネッセンス強度が飛躍的
に増大し、原料ガス中のゲルマニウムのモル比をガリウ
ム1に対し、1×10-4〜0.5に調整することによ
り、その強度はSiをドープしないものに比較して、5
倍以上に達し、最大では、同じく60〜70倍にも向上
することが分かる。
ことにより、InGaN中にSiまたはGeを1016/
cm3〜1022/cm3でドープすることができる。フォトル
ミネッセンスの結果より、その最適値は1018〜1020
/cm3である。
ガスを窒素とすることにより、600℃より高い成長温
度において、InGaNの分解を抑制することができ、
またInNが多少分解しても、原料ガス中のインジウム
を多く供給することにより高品質なInGaNを得るこ
とができる。
nGaN層を成長させていたが、サファイアとInGa
Nとでは格子定数不整がおよそ15%以上もあるため、
得られた結晶の結晶性が悪くなると考えられる。一方、
本発明ではGaNまたはGaAlN層の上に成長させる
ことにより、その格子定数不整を5%以下と小さくする
ことができるため、結晶性に優れたInGaNを形成す
ることができる。図4はGaN層の上に成長したInG
aNであるが、それを顕著に表しており、従来法では、
InGaNのフォトルミネッセンスのスペクトルは全く
測定できなかったが、本発明では明らかに結晶性が向上
しているために450nmの青色領域に発光ピークが現
れている。また、本発明の成長方法において、このGa
NのGaの一部をAlで置換してもよく、技術範囲内で
ある。
により、ドープしないものに比較して、フォトルミネッ
センス強度を5〜70倍と飛躍的に増大させることがで
きる。これは、Si、Geの効果によりさらに結晶性、
品質が向上していることを顕著に示すものである。図5
はそれを示す図であり、図4の1/50のレンジでスペ
クトルを測定したものであり、格段に発光強度が増大し
ていることが分かる。
を詳説する。図1は本発明の成長方法に使用したMOC
VD装置の主要部の構成を示す概略断面図であり、反応
部の構造、およびその反応部と通じるガス系統図を示し
ている。1は真空ポンプおよび排気装置と接続された反
応容器、2は基板を載置するサセプター、3はサセプタ
ーを加熱するヒーター、4はサセプターを回転、上下移
動させる制御軸、5は基板に向かって斜め、または水平
に原料ガスを供給する石英ノズル、6は不活性ガスを基
板に向かって垂直に供給することにより、原料ガスを基
板面に押圧して、原料ガスを基板に接触させる作用のあ
るコニカル石英チューブ、7は基板である。TMG、T
MI等の有機金属化合物ソースは微量のバブリングガス
によって気化され、シラン、ゲルマン等のドーピングガ
スと共にメインガスであるキャリアガスによって反応容
器内に供給される。
ア基板7をサセプター2にセットし、反応容器内を水素
で十分置換する。
ヒーター3で温度を1050℃まで上昇させ、20分間
保持しサファイア基板7のクリーニングを行う。
ズル5からアンモニア(NH3)4リットル/分と、キ
ャリアガスとして水素を2リットル/分で流しながら、
TMGを27×10ー6モル/分流して1分間保持してG
aNバッファー層を約200オングストローム成長す
る。この間、コニカル石英チューブ7からは水素を10
リットル/分と、窒素を10リットル/分とで流し続
け、サセプター2をゆっくりと回転させる。
度を1030℃まで上昇させる。温度が1030℃にな
ったら、同じく水素をキャリアガスとしてTMGを54
×10ー6モル/分で流して30分間成長させ、GaN層
を2μm成長させる。
キャリアガスを窒素に切り替え、窒素を2リットル/
分、TMGを2×10-6モル/分、TMIを20×10
-6モル/分、シランガスを2×10-9モル/分、アンモ
ニアを4リットル/分で流しながら、SiドープInG
aN層を60分間成長させる。なお、この間、コニカル
石英チューブ7から供給するガスも窒素のみとし、20
リットル/分で流し続ける。
X線ロッキングカーブを取ると、In0.25Ga0.75Nの
組成を示すところにピークを有しており、その半値幅は
6分であった。この6分という値は従来報告されている
中では最小値であり、本発明の方法によるInGaNの
結晶性が非常に優れていることを示している。また、S
IMSにより、InGaN中のSiを測定したところ、
2×1019/cm3であった。
×10-6モル/分、TMIを20×10-6モル/分、ゲ
ルマンガスを2×10-8モル/分で流す他は実施例1と
同様にして、GeドープInGaN層を成長させた。
ーを照射してそのフォトルミネッセンスを測定すると、
450nmに発光ピークを有しており、X線ロッキング
カーブを測定すると、In0.25Ga0.75Nの組成を示す
ところにピークを有しており、その半値幅は同じく6分
であった。また、InGaN中のGe濃度はおよそ1×
1019/cm3であった。
×10-7モル/分で流す他は実施例1と同様にして、S
iドープInGaN層を成長させた。
ーブを測定すると、In0.08Ga0.92Nの組成を示すと
ころにピークを有しており、その半値幅は6分であっ
た。またHe−Cdレーザーを照射してそのフォトルミ
ネッセンスを測定すると、390nmに強い紫色のIn
GaNのバンド間発光が見られた。
後、TMGのみ止めて、温度を1030℃まで上昇させ
る。温度が1030℃になったら、同じく水素をキャリ
アガスとしてTMGを54×10ー6モル/分、TMAを
6×10-6モル/分で流して30分間成長させ、Ga0.
9Al0.1N層を2μm成長させる他は実施例1と同様に
してGa0.9Al0.1N層の上にSiドープInGaN層
を成長させた。その結果、得られたInGaN層のX線
ロッキングカーブは、同じくIn0.25Ga0.75Nの組成
を示すところにピークを有しており、その半値幅は6分
であった。またSi濃度も2×1019/cm3と同一であ
った。
可能であったInGaN層の単結晶を成長させることが
でき、またSi、Geをドープして成長させることによ
り、その結晶性、品質をさらに向上させることができ
る。従って本発明により実用的なInGaNが得られる
ため、将来開発される青色発光デバイスに積層される半
導体材料をダブルへテロ構造にでき、青色レーザーダイ
オードが実現可能となり、その産業上の利用価値は大き
い。
CVD装置の主要部の構成を示す概略断面図。
得られたSiドープInGaNのフォトルミネッセンス
強度の関係を示す図。
得られたGeドープInGaNのフォトルミネッセンス
強度の関係を示す図。
Nのフォトルミネッセンス測定によるスペクトルを示す
図。
ルミネッセンス測定によるスペクトルを示す図。
チューブ 7・・・・・・・・基板
Claims (5)
- 【請求項1】 基板上に次に成長させるGaN層又はA
lGaN層より低温で成長させたバッファ層を介してG
aN層又はAlGaN層を成長させ、その上に成長され
た窒化インジウムガリウム半導体(InXGa1-XN、0
<X<0.5)であって、 前記窒化インジウムガリウム半導体はSi若しくはGe
が1018〜1020/cm3の範囲でドープされ、フォト
ルミネッセンス強度が増大した単結晶からなることを特
徴とする発光デバイス用窒化インジウムガリウム半導
体。 - 【請求項2】 有機金属気相成長法による窒化インジウ
ムガリウム化合物半導体の成長方法であって、基板上に
次に成長させるGaN層又はAlGaN層より低温でバ
ッファ層を成長させ、さらにそのバッファ層よりも高温
でGaN層又はAlGaN層を成長させ、さらにその上
に原料ガスとしてガリウム源のガスと、インジウム源の
ガスと、窒素源のガスと、ケイ素源のガスまたはゲルマ
ニウム源のガスとを用い、さらに前記原料ガスのキャリ
アガスを窒素として、600℃より高い成長温度で、前
記GaN層又はAlGaN層の上に、SiまたはGeを
1018〜1020/cm3の範囲でドープした単結晶から
なる一般式InXGa1-XN(但しXは0<X<0.5)で
表される窒化インジウムガリウム半導体を成長させるこ
とを特徴とする窒化インジウムガリウム半導体の成長方
法。 - 【請求項3】 前記原料ガス中のガリウムに対するイン
ジウムのモル比を0.1以上に調整することを特徴とす
る請求項2に記載の窒化インジウムガリウム半導体の成
長方法。 - 【請求項4】 前記原料ガス中のケイ素のガリウムに対
するモル比を1×10-5〜0.05に調整することを特
徴とする請求項2に記載の窒化インジウムガリウム半導
体の成長方法。 - 【請求項5】 前記原料ガス中のゲルマニウムのガリウ
ムに対するモル比を1×10-4〜0.5に調整すること
を特徴とする請求項2に記載の窒化インジウムガリウム
半導体の成長方法。
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JP4-200531 | 1992-11-04 | ||
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Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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JPH06196755A JPH06196755A (ja) | 1994-07-15 |
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Family
ID=27310758
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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JP10655493A Expired - Lifetime JP3203282B2 (ja) | 1992-07-03 | 1993-05-07 | 発光デバイス用窒化インジウムガリウム半導体 |
Country Status (1)
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CN1132253C (zh) * | 1995-08-31 | 2003-12-24 | 株式会社东芝 | 氮化镓基半导体发光元件及其制造方法 |
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-
1993
- 1993-05-07 JP JP10655493A patent/JP3203282B2/ja not_active Expired - Lifetime
Non-Patent Citations (1)
Title |
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Jpn.J.Appl.Phy Part.2.31[108](1992)p.L1457−1459 |
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