JP3274907B2 - 窒化インジウムガリウム化合物半導体の成長方法 - Google Patents
窒化インジウムガリウム化合物半導体の成長方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は青色発光ダイオード、青
色レーザダイオード等に使用される窒化インジウムガリ
ウム半導体の成長方法に関する。
色レーザダイオード等に使用される窒化インジウムガリ
ウム半導体の成長方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】青色ダイオード、青色レーザーダイオー
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。
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。
【０００３】従来、有機金属気相成長法（以下ＭＯＣＶ
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。
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。
【０００４】このような条件の下で成長されたＩｎＧａ
Ｎ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。
つまり、発光デバイスとして使用できるようなＩｎＧａ
Ｎの成長に成功したという報告は未だされておらず、ま
た当然ＩｎＧａＮにｎ型あるいはｐ型不純物をドープし
たという報告もされていない。
Ｎ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。
つまり、発光デバイスとして使用できるようなＩｎＧａ
Ｎの成長に成功したという報告は未だされておらず、ま
た当然ＩｎＧａＮにｎ型あるいはｐ型不純物をドープし
たという報告もされていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】青色発光ダイオード、
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、高品質で優れた結晶性を有するＩｎＧａＮ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窒化インジウムガリウム半
導体の成長方法を提供するものである。
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、高品質で優れた結晶性を有するＩｎＧａＮ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窒化インジウムガリウム半
導体の成長方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】我々はＩｎＧａＮをＭＯ
ＣＶＤ法で成長するにあたり、６００℃より高い温度
で、ＧａＮの上に、Ｉｎ混晶比が０より大きく、０．５
より少ない範囲のＩｎＧａＮを成長させることにより、
結晶性が良く、バンド間発光の強い結晶が得られること
を見いだし、しかもｐ型不純物をドープしながら成長さ
せることにより、その発光波長が４５０〜４９０ｎｍ付
近の視感度の良い、さらに強い青色発光が得られること
に成功し、本発明を成すに至った。
ＣＶＤ法で成長するにあたり、６００℃より高い温度
で、ＧａＮの上に、Ｉｎ混晶比が０より大きく、０．５
より少ない範囲のＩｎＧａＮを成長させることにより、
結晶性が良く、バンド間発光の強い結晶が得られること
を見いだし、しかもｐ型不純物をドープしながら成長さ
せることにより、その発光波長が４５０〜４９０ｎｍ付
近の視感度の良い、さらに強い青色発光が得られること
に成功し、本発明を成すに至った。
【０００７】すなわち、本発明に係る窒化インジウムガ
リウム化合物半導体の成長方法は、有機金属気相成長法
により窒化インジウムガリウム化合物半導体を成長させ
る方法であって、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、ｐ型不純物を
含むガスとを用い、６００℃より高い成長温度で、窒化
ガリウム層の上に、ｐ型不純物をドープしながら一般式
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
を特徴とする発光素子の発光層用の窒化インジウムガリ
ウム化合物半導体の成長方法である。
リウム化合物半導体の成長方法は、有機金属気相成長法
により窒化インジウムガリウム化合物半導体を成長させ
る方法であって、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、ｐ型不純物を
含むガスとを用い、６００℃より高い成長温度で、窒化
ガリウム層の上に、ｐ型不純物をドープしながら一般式
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
を特徴とする発光素子の発光層用の窒化インジウムガリ
ウム化合物半導体の成長方法である。
【０００８】ＭＯＣＶＤ法による本発明の成長方法にお
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｝等を用いることができる。
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｝等を用いることができる。
【０００９】ｐ型不純物としては、例えばＣｄ、Ｚｎ、
Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａよりなる群のうちの少な
くとも一種を挙げることができ、例えばジエチルカドミ
ウム（Ｃ2Ｈ5）2Ｃｄ、ジメチルカドミウム（ＣＨ3）2
Ｃｄ、シクロペンタジエニルマグネシウムＣｐ2Ｍｇ、
ジエチルジンク等のｐ型不純物を含む有機金属化合物ガ
スを使用することができる。その中でも特に原料の有機
金属化合物ガスソースを入手しやすい関係から、好まし
くＣｄ、Ｚｎ、Ｍｇが使用できる。
Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａよりなる群のうちの少な
くとも一種を挙げることができ、例えばジエチルカドミ
ウム（Ｃ2Ｈ5）2Ｃｄ、ジメチルカドミウム（ＣＨ3）2
Ｃｄ、シクロペンタジエニルマグネシウムＣｐ2Ｍｇ、
ジエチルジンク等のｐ型不純物を含む有機金属化合物ガ
スを使用することができる。その中でも特に原料の有機
金属化合物ガスソースを入手しやすい関係から、好まし
くＣｄ、Ｚｎ、Ｍｇが使用できる。
【００１０】ｐ型不純物濃度は１×１０16／ｃｍ3以
上、１×１０22／ｃｍ3以下の範囲でドープすることが
好ましい。１×１０16／ｃｍ3より少ないと、あまり青
色発光強度の増加が見られず、１×１０22／ｃｍ3より
多いとＩｎＧａＮの結晶性が悪くなる傾向にある。
上、１×１０22／ｃｍ3以下の範囲でドープすることが
好ましい。１×１０16／ｃｍ3より少ないと、あまり青
色発光強度の増加が見られず、１×１０22／ｃｍ3より
多いとＩｎＧａＮの結晶性が悪くなる傾向にある。
【００１１】また、成長中に供給する原料ガス中のイン
ジウム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
以上に調整することが好ましい。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、結
晶性が悪くなる傾向にある。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Ｇ
ａＮ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。
ジウム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
以上に調整することが好ましい。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、結
晶性が悪くなる傾向にある。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Ｇ
ａＮ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。
【００１２】成長温度は６００℃より高い温度であれば
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。
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。
【００１３】供給するインジウムガスのモル比、成長温
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、結晶性に優れたＩｎXＧａ1-XＮが
得られるX値は０＜X＜０．５の範囲にあり、またX値を
０．５以上とするＩｎXＧａ1-XＮを発光ダイオード等の
発光デバイスの発光素子とした場合、その発光波長は黄
色の領域にあり、青色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。
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、結晶性に優れたＩｎXＧａ1-XＮが
得られるX値は０＜X＜０．５の範囲にあり、またX値を
０．５以上とするＩｎXＧａ1-XＮを発光ダイオード等の
発光デバイスの発光素子とした場合、その発光波長は黄
色の領域にあり、青色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。
【００１４】
【作用】図１および図２は、それぞれ基板上に形成され
たＧａＮ層の上にＣｄをドープしたＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ
層を形成したウエハー、同じくＧａＮ層の上にノンドー
プのＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ層を形成したウエハーに、１０
ｍＷのＨｅ−Ｃｄレーザーを照射して、そのフォトルミ
ネッセンスのスペクトルを測定した図である。
たＧａＮ層の上にＣｄをドープしたＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ
層を形成したウエハー、同じくＧａＮ層の上にノンドー
プのＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ層を形成したウエハーに、１０
ｍＷのＨｅ−Ｃｄレーザーを照射して、そのフォトルミ
ネッセンスのスペクトルを測定した図である。
【００１５】図１に示すように、ｐ型不純物であるＣｄ
をドープすることにより、Ｉｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ層は４８
０ｎｍ付近に強い青色発光を示している。これに対し図
２のｐ型不純物をドープしないＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ層は
４００ｎｍ付近の紫色発光を示す。またこれらの図はＣ
ｄについて測定されたものであるが、同様に他のｐ型不
純物例えばＺｎ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等に金
属についても同様の傾向があることを確認した。このよ
うにＩｎＧａＮにｐ型不純物をドープすることにより、
その発光波長を長くして、視感度を向上させる作用があ
る。
をドープすることにより、Ｉｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ層は４８
０ｎｍ付近に強い青色発光を示している。これに対し図
２のｐ型不純物をドープしないＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ層は
４００ｎｍ付近の紫色発光を示す。またこれらの図はＣ
ｄについて測定されたものであるが、同様に他のｐ型不
純物例えばＺｎ、Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ等に金
属についても同様の傾向があることを確認した。このよ
うにＩｎＧａＮにｐ型不純物をドープすることにより、
その発光波長を長くして、視感度を向上させる作用があ
る。
【００１６】さらに、ｐ型不純物をドープすることによ
り、ドープしないものに比較して、フォトルミネッセン
ス強度を飛躍的に増大させることができる。これは、ｐ
型不純物によりＩｎＧａＮ中に青色発光中心ができ、青
色発光強度が増加していることを顕著に示すものであ
る。図１はそれを示す図であり、図１の４００ｎｍ付近
に現れている微弱なピークはノンドープのＩｎ0.14Ｇａ
0.86Ｎのバンド間発光のピークであり、即ち図２のピー
クと同一である。これより、図１は図２と比較して５０
倍以上発光強度が増大していることがわかる。
り、ドープしないものに比較して、フォトルミネッセン
ス強度を飛躍的に増大させることができる。これは、ｐ
型不純物によりＩｎＧａＮ中に青色発光中心ができ、青
色発光強度が増加していることを顕著に示すものであ
る。図１はそれを示す図であり、図１の４００ｎｍ付近
に現れている微弱なピークはノンドープのＩｎ0.14Ｇａ
0.86Ｎのバンド間発光のピークであり、即ち図２のピー
クと同一である。これより、図１は図２と比較して５０
倍以上発光強度が増大していることがわかる。
【００１７】また本発明の成長方法において、６００℃
より高い成長温度で、ＧａＮの上にＩｎＧａＮを成長さ
せることにより高品質なＩｎＧａＮを得ることができ
る。このＧａＮのＧａの一部をＡｌで置換してもよく、
さらにＧａＮにＳｉ、Ｇｅ等のｎ型不純物をドープして
もよく、本発明の範囲内である。
より高い成長温度で、ＧａＮの上にＩｎＧａＮを成長さ
せることにより高品質なＩｎＧａＮを得ることができ
る。このＧａＮのＧａの一部をＡｌで置換してもよく、
さらにＧａＮにＳｉ、Ｇｅ等のｎ型不純物をドープして
もよく、本発明の範囲内である。
【００１８】
【実施例】以下、図面を元に実施例で本発明の成長方法
を詳説する。図３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、およびジエチルカドミ
ウム、ジメチルカドミウム、シクロペンタジエニルマグ
ネシウム、ジエチルジンク等のｐ型不純物有機金属化合
物ソースはＴＭＧ、ＴＭＩと同様に微量のバブリングガ
スによって気化され、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。
を詳説する。図３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、およびジエチルカドミ
ウム、ジメチルカドミウム、シクロペンタジエニルマグ
ネシウム、ジエチルジンク等のｐ型不純物有機金属化合
物ソースはＴＭＧ、ＴＭＩと同様に微量のバブリングガ
スによって気化され、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。
【００１９】［実施例１］まず、よく洗浄したサファイ
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。
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。
【００２０】次に、石英ノズル５から水素を流しながら
ヒーター３で温度を１０５０℃まで上昇させ、２０分間
保持してサファイア基板７のクリーニングを行う。
ヒーター３で温度を１０５０℃まで上昇させ、２０分間
保持してサファイア基板７のクリーニングを行う。
【００２１】続いて、温度を５１０℃まで下げ、石英ノ
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。
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。
【００２２】バッファ層成長後、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／分で流して３０分間成長させ、ＧａＮ層
を２μｍ成長させる。
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。
【００２３】ＧａＮ層成長後、温度を８３０℃にして、
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２４×１０
-6モル／分、アンモニアを４リットル／分、およびジエ
チルカドミウムを４×１０-6モル／分で流しながら、Ｃ
ｄドープＩｎＧａＮ層を６０分間で約０．１μｍの膜厚
で成長させる。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。
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２４×１０
-6モル／分、アンモニアを４リットル／分、およびジエ
チルカドミウムを４×１０-6モル／分で流しながら、Ｃ
ｄドープＩｎＧａＮ層を６０分間で約０．１μｍの膜厚
で成長させる。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。
【００２４】以上のようにして得られたＩｎＧａＮ層の
Ｘ線ロッキングカーブを取ると、Ｉｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ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
約６分であった。またこのＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ層にＨｅ
−Ｃｄレーザーを照射して、フォトルミネッセンスのス
ペクトルを測定すると、図１に示すように、４００ｎｍ
付近に微弱なＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎのバンド間発光が見ら
れ、４８０ｎｍ付近にＣｄによる強い発光が検出され
た。
Ｘ線ロッキングカーブを取ると、Ｉｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ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
約６分であった。またこのＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ層にＨｅ
−Ｃｄレーザーを照射して、フォトルミネッセンスのス
ペクトルを測定すると、図１に示すように、４００ｎｍ
付近に微弱なＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎのバンド間発光が見ら
れ、４８０ｎｍ付近にＣｄによる強い発光が検出され
た。
【００２５】［実施例２］ＧａＮ層成長後、成長温度を
８１０℃にする他は実施例１と同様にしてＣｄドープＩ
ｎＧａＮ層を成長させた。
８１０℃にする他は実施例１と同様にしてＣｄドープＩ
ｎＧａＮ層を成長させた。
【００２６】得られたＩｎＧａＮ層に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、
４９０ｎｍ付近に強い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、Ｉｎ0.16Ｇａ0.84Ｎ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。
ーを照射してそのフォトルミネッセンスを測定すると、
４９０ｎｍ付近に強い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、Ｉｎ0.16Ｇａ0.84Ｎ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。
【００２７】［実施例３］実施例１のバッファ層成長
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ＣｄドープＩｎＧａＮ層
を成長させた。その結果、得られたＩｎＧａＮ層のＸ線
ロッキングカーブを取ると、Ｉｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ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。またこのＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ層のフォ
トルミネッセンスのスペクトルを測定すると、同じく４
００ｎｍ付近にＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎのバンド間発光が見
られ、４８０ｎｍ付近にＣｄによる強い発光が検出され
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ＣｄドープＩｎＧａＮ層
を成長させた。その結果、得られたＩｎＧａＮ層のＸ線
ロッキングカーブを取ると、Ｉｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ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。またこのＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ層のフォ
トルミネッセンスのスペクトルを測定すると、同じく４
００ｎｍ付近にＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎのバンド間発光が見
られ、４８０ｎｍ付近にＣｄによる強い発光が検出され
た。
【００２８】［比較例］ＧａＮ層成長後、ジエチルカド
ミウムを流さない他は、実施例１と同様にしてノンドー
プＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ層を約０．１μｍの膜厚で成長さ
せた。このＩｎＧａＮのフォトルミネッセンスのスペク
トルは図２に示すように４００ｎｍ付近にのみ発光が見
られ、４８０ｎｍ付近の青色発光は観測できなかった。
なお、この４００ｎｍの紫色の発光強度は、実施例１の
４８０ｎｍの発光強度の１／５０であった。
ミウムを流さない他は、実施例１と同様にしてノンドー
プＩｎ0.14Ｇａ0.86Ｎ層を約０．１μｍの膜厚で成長さ
せた。このＩｎＧａＮのフォトルミネッセンスのスペク
トルは図２に示すように４００ｎｍ付近にのみ発光が見
られ、４８０ｎｍ付近の青色発光は観測できなかった。
なお、この４００ｎｍの紫色の発光強度は、実施例１の
４８０ｎｍの発光強度の１／５０であった。
【００２９】
【発明の効果】以上説明したように本発明の成長方法に
よると、従来では不可能であったＩｎＧａＮ層の単結晶
を成長させることができ、さらにｐ型不純物をＩｎＧａ
Ｎにドープして成長することにより、４５０ｎｍ〜４９
０ｎｍ領域で発光させることが可能となり、視感度を良
くすることができる。従って本発明のＩｎＧａＮを青色
レーザー、青色発光ダイオード等の発光デバイスの発光
素子として利用した場合、樹脂モールドに蛍光染料、着
色剤等を添加して波長を変換する必要がない。また、実
施例２に示すようにＩｎXＧａ1-XＮのＩｎのモル比Xを
０＜X＜０．５の範囲で変えることにより４３０ｎｍ〜
５５０ｎｍの範囲でＩｎＧａＮの発光波長を変えること
もできる。
よると、従来では不可能であったＩｎＧａＮ層の単結晶
を成長させることができ、さらにｐ型不純物をＩｎＧａ
Ｎにドープして成長することにより、４５０ｎｍ〜４９
０ｎｍ領域で発光させることが可能となり、視感度を良
くすることができる。従って本発明のＩｎＧａＮを青色
レーザー、青色発光ダイオード等の発光デバイスの発光
素子として利用した場合、樹脂モールドに蛍光染料、着
色剤等を添加して波長を変換する必要がない。また、実
施例２に示すようにＩｎXＧａ1-XＮのＩｎのモル比Xを
０＜X＜０．５の範囲で変えることにより４３０ｎｍ〜
５５０ｎｍの範囲でＩｎＧａＮの発光波長を変えること
もできる。
【００３０】さらに、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。
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。
【図１】 本発明の一実施例のＩｎＧａＮ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。
ネッセンス測定によるスペクトルを示す図。
【図２】 ノンドープのＩｎＧａＮ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。
ンス測定によるスペクトルを示す図。
【図３】 本発明の一実施例に使用したＭＯＣＶＤ装置
の主要部の構成を示す概略断面図。
の主要部の構成を示す概略断面図。
１・・・・・・・・反応容器 ２・・・・・・・・サセプター ３・・・・・・・・ヒーター ４・・・・・・・・制御軸 ５・・・・・・・・石英ノズル ６・・・・・・・・コニカル石英
チューブ ７・・・・・・・・基板
チューブ ７・・・・・・・・基板
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−229475（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−203388（ＪＰ，Ａ) 特開 昭54−71590（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−257678（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−321280（ＪＰ，Ａ) Ｊｐｎ．Ｊｏｕｒ．ｏｆ Ａｐｐｌ. Ｐｈｙｓ．Ｖｏｌ．31（1992）Ｌ．1457 〜1459
Claims (3)
- 【請求項１】 有機金属気相成長法により窒化インジウ
ムガリウム化合物半導体を成長させる方法であって、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、ｐ型不純物を含むガスとを用い、
６００℃より高い成長温度で、窒化ガリウム層の上に、
ｐ型不純物をドープしながら一般式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発光素
子の発光層用の窒化インジウムガリウム化合物半導体の
成長方法。 - 【請求項２】 前記ｐ型不純物がＣｄ、Ｚｎ、Ｂｅ、Ｍ
ｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａよりなる群のうちの少なくとも１
種であることを特徴とする請求項１記載の発光素子の発
光層用の窒化インジウムガリウム化合物半導体の成長方
法。 - 【請求項３】 前記窒化ガリウム層はそのガリウムの一
部をアルミニウムで置換した窒化ガリウムアルミニウム
層であることを特徴とする請求項１記載の発光素子の発
光層用の窒化インジウムガリウム化合物半導体の成長方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10655693A JP3274907B2 (ja) | 1992-11-20 | 1993-05-07 | 窒化インジウムガリウム化合物半導体の成長方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4-335555 | 1992-11-20 | ||
| JP33555592 | 1992-11-20 | ||
| JP10655693A JP3274907B2 (ja) | 1992-11-20 | 1993-05-07 | 窒化インジウムガリウム化合物半導体の成長方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001375704A Division JP2002237658A (ja) | 1992-11-20 | 2001-12-10 | 窒化インジウムガリウム半導体およびその成長方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06209121A JPH06209121A (ja) | 1994-07-26 |
| JP3274907B2 true JP3274907B2 (ja) | 2002-04-15 |
Family
ID=26446667
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10655693A Expired - Fee Related JP3274907B2 (ja) | 1992-11-20 | 1993-05-07 | 窒化インジウムガリウム化合物半導体の成長方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3274907B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3452982B2 (ja) * | 1994-08-24 | 2003-10-06 | ローム株式会社 | Ｌｅｄプリントヘッド、およびｌｅｄアレイチップ、ならびにそのｌｅｄアレイチップの製造方法 |
| JP3879173B2 (ja) * | 1996-03-25 | 2007-02-07 | 住友電気工業株式会社 | 化合物半導体気相成長方法 |
| KR100643442B1 (ko) | 1996-06-26 | 2006-11-10 | 오스람 게젤샤프트 미트 베쉬랭크터 하프퉁 | 발광 변환 소자를 포함하는 발광 반도체 소자 |
| JP3978858B2 (ja) * | 1998-04-03 | 2007-09-19 | 松下電器産業株式会社 | 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子 |
| JP3833848B2 (ja) * | 1999-05-10 | 2006-10-18 | パイオニア株式会社 | ３族窒化物半導体素子製造方法 |
-
1993
- 1993-05-07 JP JP10655693A patent/JP3274907B2/ja not_active Expired - Fee Related
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| Ｊｐｎ．Ｊｏｕｒ．ｏｆ Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｖｏｌ．３１（１９９２）Ｌ．１４５７〜１４５９ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06209121A (ja) | 1994-07-26 |
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