JP3646649B2 - The gallium nitride-based compound semiconductor light-emitting device - Google Patents

The gallium nitride-based compound semiconductor light-emitting device

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JP3646649B2
JP3646649B2 JP2000384363A JP2000384363A JP3646649B2 JP 3646649 B2 JP3646649 B2 JP 3646649B2 JP 2000384363 A JP2000384363 A JP 2000384363A JP 2000384363 A JP2000384363 A JP 2000384363A JP 3646649 B2 JP3646649 B2 JP 3646649B2
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修二 中村
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日亜化学工業株式会社
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【0001】 [0001]
【産業上の利用分野】 BACKGROUND OF THE INVENTION
本発明は発光ダイオード、レーザダイオード等の電子デバイスに使用されるn型窒化ガリウム系化合物半導体(In X Al Y Ga 1-XY N、0≦X、0≦Y、X+Y≦1、以下窒化ガリウム系化合物半導体を窒化物半導体という。)の結晶を用いた窒化ガリウム系化合物半導体発光素子に関する。 The present invention is a light emitting diode, n-type gallium nitride compound is used in an electronic device such as a laser diode semiconductor (In X Al Y Ga 1- XY N, 0 ≦ X, 0 ≦ Y, X + Y ≦ 1, the following gallium nitride the compound semiconductor that nitride semiconductor.) crystal regarding gallium nitride-based compound semiconductor light emitting device using the.
【0002】 [0002]
【従来の技術】 BACKGROUND OF THE INVENTION
青色、紫外に発光するレーザダイオード、発光ダイオードの材料として窒化物半導体(In X' Al Y' Ga 1-X'-Y' N、0≦X'、0≦Y'、X'+Y'≦1)が注目されており、最近この材料で光度1cdの青色発光ダイオードが実用化されたばかりである。 Blue laser diode that emits ultraviolet, nitride semiconductor as a material for light emitting diodes (In X 'Al Y' Ga 1-X'-Y 'N, 0 ≦ X', 0 ≦ Y ', X' + Y '≦ 1 ) has attracted attention, which only blue light emitting diodes in the material intensity 1cd is commercialized recently. この青色発光ダイオードは図1に示すように、サファイアよりなる基板1の表面に、GaNよりなるバッファ層2と、GaNよりなるn型層3と、AlGaNよりなるn型クラッド層4と、InGaNよりなる活性層5と、AlGaNよりなるp型クラッド層6と、GaNよりなるp型コンタクト層7とが順に積層された構造を有している。 As this blue light emitting diode shown in FIG. 1, the surface of the substrate 1 made of sapphire, a buffer layer 2 made of GaN, the n-type layer 3 made of GaN, the n-type cladding layer 4 made of AlGaN, of InGaN an active layer 5 made of a p-type cladding layer 6 made of AlGaN, a p-type contact layer 7 made of GaN has a laminated structure sequentially.
【0003】 [0003]
窒化物半導体素子は、一般にMOVPE(有機金属気相エピタキシャル)法、MBE(分子線エピタキシャル)法、HDVPE(ハイドライド気相エピタキシャル)法等の気相成長法を用い、基板表面に窒化物半導体層を積層させることにより得られる。 The nitride semiconductor device is generally MOVPE (metal organic vapor phase epitaxial) method, MBE (molecular beam epitaxial) method, using a vapor deposition method such HDVPE (hydride vapor phase epitaxy) method, a nitride semiconductor layer on the substrate surface obtained by laminating. 基板にはサファイア、ZnO、SiC、GaAs、MgO等の材料が使用される。 The substrate of sapphire, ZnO, SiC, GaAs, materials such as MgO may be used. 基板の表面にはバッファ層を介してn型の窒化物半導体(In X Al Y Ga 1-XY N、0≦X、0≦Y、X+Y≦1、その中でも特にn型GaN、n型AlGaNが多い。)が成長される。 Nitride semiconductor of the n-type through the buffer layer on the surface of the substrate (In X Al Y Ga 1- XY N, 0 ≦ X, 0 ≦ Y, X + Y ≦ 1, in particular n-type GaN Among them, the n-type AlGaN many.) is grown. また、SiC、ZnOのように窒化物半導体と格子定数の近い基板を用いる場合には、バッファ層を形成せず、基板に直接n型窒化物半導体が成長されることもある。 Also, SiC, in the case of using a substrate close to that of the nitride semiconductor and the lattice constant as ZnO does not form a buffer layer, sometimes directly n-type nitride semiconductor substrate is grown. 基本的には、基板の表面にまずn型窒化物半導体層を成長させることにより、発光素子、受光素子等の窒化物半導体素子が作製される。 Basically, by first growing an n-type nitride semiconductor layer on the surface of the substrate, the light emitting element, a nitride semiconductor device such as a light-receiving element is manufactured.
【0004】 [0004]
例えばMOVPE法によると、窒化物半導体は、原料ガスにGa源、Al源、In源となる有機金属化合物ガスと、N源となるアンモニアガスとが用いられる。 For example, by MOVPE, a nitride semiconductor, Ga source material gas, Al source, an organometallic compound gas as a source of In, and the ammonia gas serving as an N source used. これらの原料ガスを加熱した基板表面に接触させることにより原料ガスを分解して、基板上に窒化物半導体がエピタキシャル成長される。 By decomposing raw material gas by contacting these raw material gases to a heated substrate surface, the nitride semiconductor is epitaxially grown on the substrate. バッファ層には通常GaN、AlN、GaAlN等が選択され、300℃〜900℃の温度で10オングストローム〜0.1μmの厚さで成長される。 The buffer layer typically GaN, AlN, GaAlN or the like is selected and grown to a thickness of 10 angstroms ~0.1μm at a temperature of 300 ° C. to 900 ° C.. バッファ層の上に成長するn型窒化物半導体層は900℃以上の温度で、通常1μm以上、4μm以下の膜厚で成長される。 The n-type nitride semiconductor layer grown on the buffer layer at a temperature above 900 ° C., usually 1μm or more is grown in the following film thickness 4 [mu] m.
【0005】 [0005]
【発明が解決しようとする課題】 [Problems that the Invention is to Solve
窒化物半導体は、完全に格子整合する基板がないため、非常にエピタキシャル成長させにくい結晶であることが知られている。 Nitride semiconductor is entirely because there is no substrate which is lattice-matched, are known to be very epitaxially grown hard crystals. 従って、従来ではSiC基板のように、成長させようする窒化物半導体の格子定数に近い基板を利用するか、または格子不整合を緩和するバッファ層を介して無理矢理エピタキシャル成長されてきた。 Therefore, in the conventional as SiC substrate, it has been forced epitaxial growth via a buffer layer to mitigate or not to use the substrate close to the lattice constant of the nitride semiconductor to try to grow, or lattice mismatch.
【0006】 [0006]
格子整合しない基板の表面に成長したn型窒化物半導体の結晶の模式断面図を一例として図2に示す。 The schematic sectional view of a lattice-matched non surfaces grown n-type nitride semiconductor crystal substrate as an example shown in FIG. これはジャーナル オブ クリスタル グロウス{Jounal of Crystal Growth, 115, (1991) P628−633}より引用したものであり、サファイア基板の表面にAlNよりなるバッファ層を介してn型GaNをエピタキシャル成長させ、その断面をTEM(transmission electron microscopy)で測定して、そのTEM像から結晶の構造を模式的に示したものである。 This Journal of Crystal Growth {Jounal of Crystal Growth, 115, (1991) P628-633} is quoted from the n-type GaN is epitaxially grown via a buffer layer made of AlN on the surface of the sapphire substrate, the cross-section the measured by TEM (transmission electron microscopy), in which the structure of the crystal from the TEM image shown schematically. この図によると、基板上に配向性が整っていないバッファ層が柱状に成長されており、そのバッファ層の上にGaNをエピタキシャル成長させると、そのバッファ層の一部が種結晶のような役割を果たして、徐々にGaNの配向性が整うことにより、結晶性がよくなったGaN層が成長されることを示している。 According to this figure, a buffer layer orientation is not ready on the substrate is grown in a columnar shape, when the GaN is epitaxially grown on the buffer layer, it acts like a part of the seed crystal of the buffer layer really, by orientation of GaN is ready gradually, GaN layer crystallinity becomes better indicates that grown.
【0007】 [0007]
しかしながら、完全に結晶欠陥の無いGaNを成長させることは難しく、図2の破線に示すような多数の結晶欠陥が、バッファ層とGaN層との界面から、GaN層表面に達するまで伸びている。 However, growing a GaN without completely crystalline defects is difficult, a large number of crystal defects as shown in broken lines in FIG. 2, extends from the interface between the buffer layer and the GaN layer, to reach the GaN layer surface. この欠陥は結晶の内部で止まるものもあるが、GaN層表面にまで達するものは、表面で例えば10 7 〜10 9個/cm 2ある。 This defect is also intended to stop inside the crystal, which reaches the GaN layer surface is a surface, for example 10 7 to 10 9 / cm 2 there. 同様に図1の発光ダイオード素子においても、n型層3の結晶中では同様の現象が発生している。 Similarly, in the light emitting diode device of FIG. 1, similar phenomenon in the crystal of the n-type layer 3 is generated.
【0008】 [0008]
基板の表面に成長したn型窒化物半導体層の表面に多数の結晶欠陥があると、その欠陥がn型層の表面に成長するクラッド層、活性層等、全ての半導体層に受け継がれ、素子構造全体に悪影響を及ぼすという問題がある。 When there are a large number of crystal defects on the surface of the n-type nitride semiconductor layer grown on the surface of the substrate, cladding layer that defects are grown on the surface of the n-type layer, the active layer, etc., it is passed on to all the semiconductor layers, devices there is a problem that adversely affect the overall structure. 結晶欠陥の多い素子は、例えば上記のような発光ダイオードとした場合に、発光出力、寿命等の素子性能に悪影響を及ぼすという欠点がある。 Many elements of crystal defects, for example in case of the above-described light-emitting diodes, light emitting output, there is a disadvantage that adversely affect the device performance of the life or the like.
【0009】 [0009]
基板の表面にまずn型窒化物半導体層を成長させるにあたり、結晶欠陥の少ないn型結晶を成長させることが非常に重要であり、それを実現できれば、そのn型結晶の上に成長させるクラッド層、活性層等の結晶欠陥が少なくなるので、窒化物半導体より成るあらゆる素子の性能を向上させることができる。 Upon is first growing an n-type nitride semiconductor layer on a surface of a substrate, growing a little n-type crystals of crystal defects is very important, if realize it, the cladding layer is grown over the n-type crystalline since the crystal defects of the active layer or the like is reduced, thereby improving the performance of any device made of nitride semiconductor. 従って、本発明はこのような事情を鑑みなされたものであり、MOVPE、MBE法等の気相成長法により、完全に格子整合していない基板の表面にn型窒化物半導体層を成長させる際に、そのn型窒化物半導体層の格子欠陥を少なくして成長させたn型窒化物半導体を用いた発光素子を提供することを目的とする。 Accordingly, the present invention has been made in view of such circumstances, MOVPE, by vapor phase deposition of MBE method, during the growth of the n-type nitride semiconductor layer on the surface of the substrate which is not perfectly lattice-matched in, and an object thereof is to provide a light-emitting element using a n-type nitride semiconductor grown with less lattice defects of the n-type nitride semiconductor layer.
【0010】 [0010]
【課題を解決するための手段】 In order to solve the problems]
本発明は、格子整合しない基板の上に、n型窒化物半導体層と活性層が形成され、前記n型窒化物半導体層に負電極が形成された窒化ガリウム系化合物半導体発光素子において、前記n型窒化物半導体層の中に、膜厚が0.001μm以上 、0.1μm以下のn型In a Ga 1-a N(0<a≦1)から成る第2のn型窒化ガリウム系化合物半導体層と、前記基板と前記第2のn型窒化ガリウム系化合物半導体層の間に形成され、前記第2のn型窒化ガリウム系化合物半導体層と異なる組成を有する第1のn型窒化ガリウム系化合物半導体層と、前記第2の窒化物半導体層と前記活性層の間に形成され、前記第1のn型窒化ガリウム系化合物半導体層と同一組成を有する第3のn型窒化ガリウム系化合物半導体層とを備え、前記第3のn型窒化物半 The present invention, on a substrate which is not lattice-matched, n-type nitride semiconductor layer and the active layer is formed in the n-type nitride semiconductor layer on the gallium nitride-based negative electrode is formed compound semiconductor light-emitting device, the n Some type nitride semiconductor layer, the film thickness is more than 0.001 [mu] m, 0.1 [mu] m below the n-type in a Ga 1-a n ( 0 <a ≦ 1) second n-type gallium nitride compound semiconductor consisting of a layer, wherein formed between the substrate and the second n-type gallium nitride-based compound semiconductor layer, a first n-type gallium nitride-based compound having a composition different from the second n-type gallium nitride-based compound semiconductor layer and the semiconductor layer, the second is formed between the nitride semiconductor layer and the active layer, the 3 n-type gallium nitride-based compound semiconductor layers having the same composition as the first n-type gallium nitride-based compound semiconductor layer with the door, the third n-type nitride semi 導体層が、前記第1のn型窒化物半導体層よりも少ない結晶欠陥を有しており、前記第2の窒化物半導体層が、負電極形成用のn型窒化物半導体層のエッチング面よりも活性層に近い位置にあることを特徴とする。 Conductor layer, has fewer crystal defects than the first n-type nitride semiconductor layer, the second nitride semiconductor layer is, from the etched surface of the n-type nitride semiconductor layer for the negative electrode formed also characterized in that in a position close to the active layer.
【0012】 [0012]
【作用】 [Action]
n型窒化物半導体層の中に、組成の異なる第2の窒化物半導体層を形成すると、第2の窒化物半導体が緩衝層、即ちバッファ層として作用するので、バッファ層で結晶欠陥を緩和できると考えられる(以下本明細書において、第2の窒化物半導体層を第2のバッファ層という)。 Some n-type nitride semiconductor layer, forming a second nitride semiconductor layers having different compositions, since the second nitride semiconductor acts as a buffer layer, i.e. the buffer layer, can be alleviated crystal defects in the buffer layer considered (hereinafter referred to herein as the second nitride semiconductor layer a second buffer layer). 詳しく述べると、n型窒化物半導体層が基板上に成長される場合、基板と窒化物半導体とのミスマッチが大きいため、成長中に図2の破線に示すような結晶欠陥が結晶中に発生する。 In particular, if the n-type nitride semiconductor layer is grown on the substrate, because the mismatch between the substrate and the nitride semiconductor is large, crystal defects as shown in broken line in FIG. 2 during growth occurs in the crystal . ところが、成長させようとするn型窒化物半導体層と組成の異なる第2のバッファ層を中間層として介在させることにより、n型窒化物半導体層の連続した結晶欠陥が、組成が異なる第2のバッファ層で一時的に止まる。 However, by interposing the n-type nitride semiconductor layer and the second buffer layer having different compositions to be grown as an intermediate layer, a continuous crystal defects of the n-type nitride semiconductor layer, the composition is different second temporarily stops at the buffer layer. 次に、第2のバッファ層の表面にn型窒化物半導体を成長させる際は、その第2のバッファ層がミスマッチの少ない基板のような作用をするため、第2のバッファ層の上に成長させるn型窒化物半導体の結晶性がよくなると推察される。 Next, during the growth of the n-type nitride semiconductor on the surface of the second buffer layer, since the second buffer layer acts as a small mismatch substrate, growing on the second buffer layer crystalline let n-type nitride semiconductor is considered that the better.
【0013】 [0013]
第2のバッファ層は一層以上形成すればよく、その一層あたりの膜厚は10オングストローム(0.001μm)以上、1μm以下、さらに好ましくは0.001μm以上、0.1μm以下の範囲に調整することが望ましい。 The second buffer layer may be formed one or more layers, the thickness per layer is 10 Å (0.001 [mu] m) or more, 1 [mu] m or less, more preferably 0.001 [mu] m or more, be adjusted to the range of 0.1μm It is desirable 0.001μmよりも薄いと、結晶欠陥を第2のバッファ層で結晶欠陥を止めることが困難となる傾向にある。 When thinner than 0.001 [mu] m, it tends to be difficult to stop crystal defect crystal defects in the second buffer layer. また1μmよりも厚いと第2のバッファ層から新たな結晶欠陥が発生しやすくなる傾向にあるからである。 And because in thicker the tendency of new crystal defects from the second buffer layer is likely to occur than 1 [mu] m. この第2のバッファ層はまた、一層の膜厚が数十オングストロームで、それを2層以上積層した多層膜とすることもできる。 The second buffer layer also in more film thickness is several tens of angstroms, may be a multi-layered film of laminated layers which two or more layers.
【0014】 [0014]
第2のバッファ層はIn a Ga 1-a N(0<a≦1)、もしくはAl b Ga 1-b N(0<b≦1)、または組成の異なるAl b Ga 1-b N(0≦b≦1)の薄膜を積層した多層膜であることが望ましい。 The second buffer layer In a Ga 1-a N ( 0 <a ≦ 1), or Al b Ga 1-b N ( 0 <b ≦ 1), or a different Al b Ga 1-b N ( 0 compositions ≦ b ≦ 1) is preferably a multilayer film in which a thin film was laminated a. さらに好ましくはa値が0.5以下のIn a Ga 1-a Nか、またはb値が0.5以下のAl b Ga 1-b Nを成長させる。 More preferably a value of 0.5 or less In a Ga 1-a N, or b values grow 0.5 following Al b Ga 1-b N. なぜなら、窒化物半導体では四元混晶の半導体層よりも、前記のような三元混晶の方が結晶性がよい。 This is because, than the semiconductor layer of the quaternary mixed crystal is a nitride semiconductor, toward the ternary mixed crystal such as good crystallinity. その中でも三元混晶のIn a Ga 1-a N、AlbGa 1-b Nにおいて、a値、およびb値を前記範囲に調整したバッファ層が、さらに結晶性のよいものが得られるため、第2のバッファ層の結晶欠陥が少なくなり、第2のバッファ層の上に成長するn型窒化物半導体層の結晶欠陥が少なくなる。 In a Ga 1-a N ternary mixed crystal Among them, in AlbGa 1-b N, for a value, and b value buffer layer was adjusted to the range is obtained even more good crystallinity, the crystal defects second buffer layer is reduced, the crystal defects in the n-type nitride semiconductor layer grown on the second buffer layer is reduced. さらに、第2のバッファ層を多層膜とすると結晶欠陥を非常によく止めることができる。 Furthermore, it is possible to very stop good crystal defects and the second buffer layer is a multilayer film. 最も好ましい組み合わせは、n型窒化物半導体層がn型GaN(GaNが最も格子欠陥が少ない。)、第2のバッファ層がn型In a Ga 1-a N(0<a≦0.5)か、若しくはn型Al b Ga 1-b N(0<b≦0.5)か、または組成の異なるAl b Ga 1-b N(0≦b≦1)の薄膜を積層した多層膜(超格子)である。 The most preferred combination is, n-type nitride semiconductor layer is n-type GaN (GaN most lattice defects is small.), The second buffer layer is n-type In a Ga 1-a N ( 0 <a ≦ 0.5) or or n-type Al b Ga 1-b n ( 0 <b ≦ 0.5) or different Al b Ga 1-b n ( 0 ≦ b ≦ 1) multilayer thin film has a stack of compositions (ultra it is the lattice).
【0015】 [0015]
さらに、第2のバッファ層の電子キャリア濃度は先に形成したn型窒化物半導体層とほぼ同一か、またはそれより大きく調整することが望ましい。 Further, the electron carrier concentration of the second buffer layer is preferably adjusted approximately the same or greater than the n-type nitride semiconductor layer formed above. 図3および図4は本発明の方法により得られたn型窒化物半導体層3”の上に、nクラッド層4'、活性層5'、pクラッド層6'、pコンタクト層7'を積層して実際の発光素子として、その発光素子の構造を断面図でもって示した図である。図3は、第2のバッファ層33が、負電極形成用のn型層のエッチング面よりも活性層5'側にあるのに対し、図4は第2のバッファ層33がエッチング面よりも基板1'側に形成された点で異なっている。例えば、図3に示すような発光素子を実現した場合、つまり第2のバッファ層33の位置が、負電極を形成すべきエッチング面よりも活性層側に近い位置にあるような素子を実現した場合、第2のバッファ層33の電子キャリア濃度がn型層3'よりも小さいと、第2のバッファ層でnからpへ供給さ 3 and 4 on the resulting n-type nitride semiconductor layer 3 "by the method of the present invention, n-cladding layer 4 ', the active layer 5', p cladding layer 6 ', p contact layer 7' laminated as a practical light-emitting device and a diagram showing with the structure of the light-emitting element in cross section. FIG. 3, the second buffer layer 33 is more active than the etched surface of the n-type layer for the negative electrode formed 'while in the side, Figure 4 is a second buffer layer 33 is the substrate 1 than the etching surface' layer 5 with the difference formed on side. for example, realize a light-emitting device as shown in FIG. 3 If you, if that is the position of the second buffer layer 33, to achieve a device that is closer to the active layer side of the etched surface to form the negative electrode, the electron carrier concentration of the second buffer layer 33 supply of but if less than n-type layer 3 ', the p from n in the second buffer layer れる電子が阻止されて、n型層からp層に電流が流れにくくなり、素子の性能が悪くなる。逆に、第2のバッファ層33の電子キャリア濃度がn型層3よりも大きいと、電子は第2のバッファ層33に均一に広がりやすくなるので、均一な発光を得ることができる。一方、図4のような素子であると、第2のバッファ層33の電子キャリア濃度は小さくても、電流は電子キャリア濃度の大きいn型層3”の方を流れるので、発光素子の特性にはほとんど影響がないが、逆に第2のバッファ層33の電子キャリア濃度が大きい場合は、電流は第2のバッファ層33の方に流れやすくなって、均一な発光が得られる。 Electrons are blocked that a current hardly flows in the p layer from the n-type layer, the performance of the device deteriorates. Conversely, when the electron carrier concentration of the second buffer layer 33 is larger than the n-type layer 3, since electrons can easily spread uniformly over the second buffer layer 33, it is possible to obtain uniform light emission. on the other hand, if the element shown in FIG. 4, the electron carrier concentration of the second buffer layer 33 is smaller also, since the current flows toward the larger n-type layer 3 "of the electron carrier concentration, if it little influence on the characteristics of the light-emitting element, the electron carrier concentration of the second buffer layer 33 in the opposite large current It is easily flows toward the second buffer layer 33, uniform light emission can be obtained. 従って、第2のバッファ層33の電子キャリア濃度は先に形成したn型窒化物半導体層とほぼ同一か、またはそれより大きく調整することが好ましい。 Therefore, the electron carrier concentration of the second buffer layer 33 is preferably adjusted approximately the same or greater than the n-type nitride semiconductor layer formed above.
【0016】 [0016]
n型窒化物半導体層を5μmよりも厚く成長させることにより、表面に到達する結晶欠陥を少なくすることもできる。 The n-type nitride semiconductor layer by growing thicker than 5 [mu] m, it is also possible to reduce the crystal defects that reach the surface. 図2において、破線がn型層の中間で止まっているのは、結晶欠陥が途中で止まっていることを示している。 2, the broken line is stopped in the middle of the n-type layer indicates that crystal defects is stopped in the middle. この途中で止まっている結晶欠陥について、さらによく研究してみると、n型窒化物半導体層が基板からおよそ4μmぐらいで止まるものが多いことを新たに見いだした。 The crystal defects that are stopped in this way, when we studied better, n-type nitride semiconductor layer is newly found that many of them stop in about about 4μm from the substrate. そこで、同一材料を連続して成長中であれば、結晶欠陥を成長中に次第に止めることが可能であるので、5μm以上でn層を成長させることにより、n層の表面にまで到達する結晶欠陥を少なくすることができる。 Therefore, if the growing of the same material continuously, because it is possible to stop progressively crystal defects during the growth, by growing an n-layer with 5μm or more, crystal defects reach the surface of the n layer it can be reduced. さらに好ましいn型窒化物半導体層の厚さは7μm以上である。 Further preferred thickness of the n-type nitride semiconductor layer is 7μm or more.
【0017】 [0017]
本発明において、基板上に成長されているn型窒化物半導体(In X Al Y Ga 1-XY N、0≦X、0≦Y、X+Y≦1)は、Y値が0≦Y≦0.5の範囲のAl Y Ga 1-Y N、さらに好ましくは0.3以下のAl Y Ga 1-Y N、最も好ましくはY=0のGaNを成長させる。 In the present invention, n-type nitride semiconductor which is grown on the substrate (In X Al Y Ga 1- XY N, 0 ≦ X, 0 ≦ Y, X + Y ≦ 1) is, Y value is 0 ≦ Y ≦ 0. 5 range Al Y Ga 1-Y N, more preferably 0.3 or less of Al Y Ga 1-Y N, and most preferably grow GaN of Y = 0. なぜなら、前記のように四元混晶の窒化物半導体より、三元混晶の窒化物半導体の方が結晶欠陥が少ないからである。 This is because a nitride semiconductor of the quaternary mixed crystal as, towards the nitride semiconductor of a ternary mixed crystal is because fewer crystal defects. さらに、発光素子、受光素子等の電子デバイスとしてn型窒化物半導体を利用する際には、まず基板上に成長させるn型窒化物半導体は、バンドギャップの小さいInGaNよりもバンドギャップの大きいAlGaN、GaNの方がシングルへテロ、ダブルへテロ等種々の構造を実現する上で好都合であるからである。 Furthermore, the light-emitting element, when using the n-type nitride semiconductor as an electronic device such as a light receiving element, first n-type nitride semiconductor grown on the substrate is greater AlGaN bandgap than smaller InGaN band gap, who GaN is because it is advantageous in realizing terrorist attacks various structures to single hetero, to double. その中でも、特にAlGaNはAlを含有させるほど結晶欠陥が多くなる傾向にあり、GaNが最も結晶欠陥の少ないn型窒化物半導体層を成長できる傾向にある。 Among them, particularly AlGaN tends more crystal defects is increased to contain Al, they tend to grow less n-type nitride semiconductor layer having the highest crystal defect GaN is.
【0018】 [0018]
基板にはサファイア、GaAs、Si、ZnO、SiC等の材料が使用できるが、一般的にはサファイアを用いる。 The substrate of sapphire, GaAs, Si, ZnO, although materials such as SiC can be used, generally used sapphire. サファイアを基板とする場合には、基板にはバッファ層を成長させることが好ましいが、サファイア基板の面方位によってはバッファ層無しでも成長可能である。 When the sapphire substrate is the substrate it is preferable to grow a buffer layer, by the plane orientation of the sapphire substrate can be grown without the buffer layer. 好ましくバッファ層を成長させることにより、格子欠陥を計測できるような平滑で鏡面状のn型窒化物半導体の結晶を得ることができる。 Preferably by growing a buffer layer, it can be smooth as can be measured lattice defects obtain a mirror-like n-type nitride semiconductor crystals. また、窒化物半導体をn型にするにはノンドープの状態で、またはSi、Ge、C等のドナー不純物を結晶成長中にドープすることにより実現可能である。 Further, it can be realized by doping the nitride semiconductor in undoped state to the n-type, or Si, Ge, a donor impurity such as C during crystal growth.
【0019】 [0019]
【実施例】 【Example】
以下、MOVPE法による本発明の方法を詳説する。 Will now be described in detail a method of the present invention by MOVPE.
[実施例1] [Example 1]
▲1▼ まず、よく洗浄したサファイア基板を反応容器内のサセプターの上に設置する。 ▲ 1 ▼ First, placing the sapphire substrate was well washed on a susceptor in the reaction vessel. 容器内を真空排気した後、水素ガスを容器内に流しながら、基板を1050℃で約20分間加熱し表面の酸化物を除去して、基板のクリーニングを行う。 After evacuating the vessel, while flowing hydrogen gas into the container, heated to remove surface oxides about 20 minutes the substrate at 1050 ° C., to clean the substrate. その後サセプターの温度を500℃に調整し、500℃においてGa源としてTMG(トリメチルガリウムガス)、N源としてアンモニアガスを基板の表面に流しながら、GaNよりなるバッファ層を0.02μmの膜厚で成長させる。 Then the temperature of the susceptor was adjusted to 500 ° C., TMG (trimethyl gallium gas) as a Ga source at 500 ° C., and ammonia gas as an N source while flowing on the surface of the substrate, a buffer layer of GaN with a film thickness of 0.02μm to grow.
【0020】 [0020]
▲2▼ 次に、TMGガスを止め、温度を1050℃まで上昇させた後、TMGガス、SiH 4ガスを流し、Siドープn型GaN層を2μmの膜厚で成長させる。 ▲ 2 ▼ then stopped TMG gas, after raising the temperature to 1050 ° C., flowing TMG gas, SiH 4 gas, a Si-doped n-type GaN layer is grown to the thickness of 2 [mu] m.
【0021】 [0021]
▲3▼ 次に、TMGガス、SiH 4ガスを止め温度を800℃にする。 ▲ 3 ▼ Next, TMG gas, the temperature to stop the SiH 4 gas to 800 ° C.. 800℃になったらキャリアガスを窒素に切り替え、TMGガス、TMI(トリメチルインジウム)、SiH 4ガスを流し、第2のバッファ層としてSiドープn型In0.1Ga0.9N層を0.01μmの膜厚で成長させる。 The carrier gas is switched When turned 800 ° C. in nitrogen, TMG gas, TMI (trimethyl indium), flowed SiH 4 gas, the film thickness of 0.01μm Si-doped n-type In0.1Ga0.9N layer as the second buffer layer in growing.
【0022】 [0022]
▲4▼ In0.1Ga0.9N層成長後、再度温度を1050℃まで上昇させ、キャリアガスを水素に戻してTMGガスおよびSiH 4ガスを流し、同様にしてSiドープn型GaN層を2μmの膜厚で成長させる。 ▲ 4 ▼ In0.1Ga0.9N layer was grown, was raised again temperature to 1050 ° C., flowing TMG gas and SiH 4 gas by returning the carrier gas to hydrogen, Si-doped n-type GaN layer 2μm membrane in the same manner It is grown in thickness. なお第2のバッファ層のキャリア濃度とこのn型GaN層のキャリア濃度はほぼ同一とした。 Note carrier concentration of the n-type GaN layer with a carrier concentration of the second buffer layer were almost the same.
【0023】 [0023]
成長後、基板を反応容器から取り出し、最上層のn型GaN層の表面をTEMで測定し、そのTEM像より、単位面積あたりの結晶欠陥の数を計測したところ、およそ1×10 4個/cm 2であった。 After the growth, the substrate is taken out of the reaction vessel, the surface of the uppermost n-type GaN layer was measured by TEM, than the TEM images, were measured number of crystal defects per unit area, approximately 1 × 10 4 cells / It was cm 2.
【0024】 [0024]
[実施例2]▲2▼および▲4▼のn型窒化物半導体層の工程において、TMG、TMA(トリメチルアルミニウム)、SiH 4ガスを用い、Siドープn型Al0.3Ga0.7N層をそれぞれ2μmの膜厚で成長させて第2のバッファ層を挟む構造とする他は、実施例1と同様に行う。 EXAMPLE 2] ▲ 2 ▼ and ▲ 4 ▼ of the process of the n-type nitride semiconductor layer, TMG, TMA (trimethyl aluminum), 2 [mu] m using a SiH 4 gas, Si-doped n-type Al0.3Ga0.7N layer, respectively except that grown film thickness and structure sandwiching the second buffer layer is carried out in the same manner as in example 1. その結果、同様にして計測したところ、Siドープn型Al0.3Ga0.7N層表面に達している結晶欠陥の数はおよそ5×10 5個/cm 2であった。 As a result, was measured in the same manner, the number of crystal defects has reached Si-doped n-type Al0.3Ga0.7N layer surface was approximately of 5 × 10 5 cells / cm 2. なお、Siドープn型Al0.3Ga0.7N層の電子キャリア濃度は第2のバッファ層とほぼ同一とした。 The electron carrier concentration of the Si-doped n-type Al0.3Ga0.7N layer was substantially the same as the second buffer layer.
【0025】 [0025]
[実施例3]▲2▼のn型窒化物半導体層の工程と同様にしてSiドープn型GaN層を1μmの膜厚で成長させる。 [Example 3] ▲ 2 ▼ in the same manner as in the process of the n-type nitride semiconductor layer of Si-doped n-type GaN layer is grown to the thickness of 1μm by the. 次に▲3▼の第2のバッファ層の工程と同様にして、第2のバッファ層としてSiドープn型In0.1Ga0.9N層を50オングストロームの膜厚で成長させる。 Then ▲ 3 ▼ In analogy to the procedure of the second buffer layer, a Si-doped n-type In0.1Ga0.9N layer is grown to the thickness of 50 Å as the second buffer layer. さらに、▲4▼のn型窒化物半導体層の工程と同様にして同じくSiドープn型GaN層を1μmの膜厚で順に成長させる。 Furthermore, ▲ 4 ▼ In analogy to the procedure of the n-type nitride semiconductor layer grown in this order similarly to Si-doped n-type GaN layer with a thickness of 1μm of.
【0026】 [0026]
さらに、Siドープn型GaN層の上に▲3▼の工程と同様にして、第3のバッファ層としてSiドープn型In0.1Ga0.9N層を50オングストロームの膜厚でもう一度成長させた後、最後に▲4▼の工程と同様にしてSiドープGaN層を2μmの膜厚で成長させる。 Further, in the same manner as ▲ 3 ▼ steps on the Si-doped n-type GaN layer, after the Si-doped n-type In0.1Ga0.9N layer was again grown to the thickness of 50 angstroms as a third buffer layer, Finally ▲ 4 ▼ step and growing a Si-doped GaN layer with a thickness of 2μm in a similar manner. つまり実施例3では、サファイア基板の表面にGaNバッファ層200オングストローム、n型GaN層1μm、Siドープn型In0.1Ga0.9N第2バッファ層50オングストローム、n型GaN層1μm、Siドープn型In0.1Ga0.9N第3バッファ層50オングストローム、n型GaN層2μmを順に積層した。 In other words Example 3, GaN buffer layer 200 Å on the surface of the sapphire substrate, n-type GaN layer 1 [mu] m, Si-doped n-type In0.1Ga0.9N second buffer layer 50 Å, the n-type GaN layer 1 [mu] m, Si-doped n-type In0 .1Ga0.9N third buffer layer 50 Å was laminated n-type GaN layer 2μm in order.
【0027】 [0027]
その結果、最終層のSiドープn型GaN層の表面に達している結晶欠陥の数はおよそ1×10 4個/cm 2であった。 As a result, the number of crystal defects has reached the surface of the Si-doped n-type GaN layer of the final layer was approximately 1 × 10 4 cells / cm 2. なお第2のバッファ層と第3のバッファ層とSiドープn型GaN層との電子キャリア濃度はほぼ同一とした。 Incidentally electron carrier concentration of the second buffer layer and the third buffer layer and the Si-doped n-type GaN layer was approximately the same.
【0028】 [0028]
[実施例4]▲3▼の第2のバッファ層の工程において、成長温度を変化させずTMG、TMA(トリメチルアルミニウム)、SiH 4ガスを用い、Siドープn型Al0.3Ga0.7N層を0.01μmの膜厚で成長させて第2のバッファ層を形成する他は、実施例1と同様に行う。 In the process of Example 4] ▲ 3 ▼ second buffer layer, TMG without changing the growth temperature, TMA (trimethyl aluminum), using the SiH 4 gas, a Si-doped n-type Al0.3Ga0.7N layer 0 other forming the second buffer layer is grown to a thickness of .01μm is performed in the same manner as in example 1. その結果、同様にして計測したところ、Siドープn型GaN層表面に達している結晶欠陥の数はおよそ1×10 4個/cm 2であった。 As a result, was measured in the same manner, the number of crystal defects has reached Si-doped n-type GaN layer surface was approximately 1 × 10 4 cells / cm 2. なお、第2のバッファ層の電子キャリア濃度はSiドープn型GaN層とほぼ同一とした。 The electron carrier concentration of the second buffer layer was substantially the same as Si-doped n-type GaN layer.
【0029】 [0029]
[実施例5]▲3▼の第2のバッファ層の工程において、成長温度を変化させずTMG、TMA、SiH 4ガスを用い、まずSiドープn型Al0.02Ga0.98N層を30オングストロームの膜厚で成長させる。 In the process of Example 5] ▲ 3 ▼ second buffer layer, TMG without changing the growth temperature, TMA, using SiH 4 gas, first Si-doped n-type Al0.02Ga0.98N layer 30 Angstrom film It is grown in thickness. 次にTMAガスを止め、Siドープn型GaN層を30オングストロームの膜厚で成長させる。 Then stopped TMA gas, a Si-doped n-type GaN layer is grown to the thickness of 30 angstroms. そして、この操作をそれぞれ5回繰り返し、30オングストロームのSiドープn型Al0.02Ga0.98N層と、30オングストロームのn型GaN層とをそれぞれ交互に5層づつ積層した多層膜を形成する。 Then, repeat this operation each 5 times to form a 30 Å Si doped n-type Al0.02Ga0.98N layer, 30 Å n-type GaN layer and a multilayer film alternately five layers one by lamination respectively. 以上のようにして第2のバッファ層を形成する他は、実施例1と同様に行う。 Other forming the second buffer layer as described above, carried out in the same manner as in Example 1. その結果、格子欠陥を同様にして計測したところ、Siドープn型GaN層表面に達している結晶欠陥の数はおよそ5×10 3個/cm 2であった。 As a result, was measured lattice defects in the same way, the number of crystal defects has reached Si-doped n-type GaN layer surface was approximately 5 × 10 3 cells / cm 2. なお、第2のバッファ層である多層膜の電子キャリア濃度は、Siドープn型GaN層とほぼ同一とした。 The electron carrier concentration of the multi-layer film as the second buffer layer was almost identical to the Si-doped n-type GaN layer.
【0030】 [0030]
[実施例6]実施例2の工程において、第2のバッファ層としてSiドープn型Al0.1GaGa0.9Nを0.01μmの膜厚で成長させる他は同様にして、Siドープn型Al0.3Ga0.7N層を成長させた。 In [Example 6] Example 2 step, another of growing Si-doped n-type Al0.1GaGa0.9N a film thickness of 0.01μm as a second buffer layer in the same manner, Si-doped n-type Al0.3Ga0 the .7N layer was grown. その結果、最表面のn型Al0.3Ga0.7N層に達していた格子欠陥の数はおよそ1×10 5 /cm2であった。 As a result, the number of lattice defects had reached n-type Al0.3Ga0.7N layer of the outermost surface was approximately 1 × 10 5 / cm2. なおこの実施例の電子キャリア濃度もほぼ同一とした。 Incidentally electron carrier concentration of this example was also almost the same.
【0031】 [0031]
[比較例1]実施例1において、第2のバッファ層を成長させず、連続してSiドープn型GaN層を4μmの膜厚で成長させたところ、n型GaN層の表面に達した結晶欠陥の数はおよそ1×10 7個/cm 2であった。 Comparative Example 1 Example 1, without growing a second buffer layer, was grown 4μm thickness of the Si-doped n-type GaN layer in succession, reaches the surface of the n-type GaN layer crystal the number of defects was approximately 1 × 10 7 cells / cm 2.
【0032】 [0032]
[実施例7]実際の発光素子の構造とした実施例を示す。 Shows an embodiment in which the structure of Example 7 the actual light-emitting element. 実施例1の▲4▼の工程の後に以下の工程を加えた。 It was added following step after the first embodiment of the ▲ 4 ▼ steps.
▲5▼ Siドープn型GaN層成長後、新たにTMA(トリメチルアルミニウム)ガスを加え、同じく1050℃で、nクラッド層としてSiドープn型Al0.2Ga0.8N層を0.1μmの膜厚で成長させる。 ▲ 5 ▼ Si-doped n-type GaN layer after the growth, newly added TMA (trimethylaluminum) gas, at same 1050 ° C., at 0.1μm film thickness of the Si-doped n-type Al0.2Ga0.8N layer as the n-clad layer to grow.
【0033】 [0033]
▲6▼ nクラッド層成長後、TMG、TMA、SiH4ガスを止め、再び温度を800℃に設定して、TMG、TMI、SiH 4ガスに加えてDEZ(ジエチルジンク)を流し、活性層としてSiおよびZnドープIn0.05Ga0.95N層を0.1μmの膜厚で成長させる。 ▲ 6 ▼ n clad layer was grown, TMG, stopped TMA, SiH4 gas, again by setting the temperature to 800 ° C., TMG, TMI, flowing DEZ (diethyl zinc) in addition to SiH 4 gas, Si as an active layer and Zn-doped In0.05Ga0.95N layer is grown to the thickness of 0.1 [mu] m.
【0034】 [0034]
▲7▼ 活性層成長後、TMG、TMI、SiH 4 、DEZガスを止め、温度を1050℃にした後、TMG、TMA、Cp2Mg(シクロペンタジエニルマグネシウム)ガスを流し、pクラッド層としてMgドープp型Al0.1Ga0.9N層を0.1μmの膜厚で成長させる。 ▲ 7 ▼ after growth of the active layer, stopping TMG, TMI, and SiH 4, DEZ gas, after the temperature of 1050 ° C., flow TMG, TMA, and Cp2Mg (cyclopentadienyl magnesium) gas, Mg-doped as a p-cladding layer the p-type Al0.1Ga0.9N layer is grown to the thickness of 0.1 [mu] m.
【0035】 [0035]
▲8▼ p型Al0.1Ga0.9N層成長後、TMAガスを止め、同じく1050℃でpコンタクト層としてMgドープp型GaN層を0.3μmの膜厚で成長させる。 ▲ 8 ▼ p-type Al0.1Ga0.9N layer after growth, stopped TMA gas, to grow a Mg-doped p-type GaN layer with a thickness of 0.3μm as well p-contact layer at 1050 ° C..
【0036】 [0036]
▲9▼ 以上のようにして得た素子のエッチングを行い、第2のバッファ層の次に成長したn型GaN層を露出させ、pコンタクト層と、露出したSiドープn型GaN層とに電極を形成した。 ▲ 9 ▼ etched more than the so obtained device, exposing the grown n-type GaN layer to the next second buffer layer, p contact layer and the exposed Si-doped n-type GaN layer and the electrode It was formed. つまり図4に示すような構造の発光ダイオード素子とした。 That was the light emitting diode device as shown in FIG. さらにこの素子をリードフレームに取り付け、樹脂でモールドした。 Further attach the device to a lead frame and molded with resin. この発光ダイオードは20mAにおいてVf3.6V、発光波長450nmであり、光度3.0cd、発光出力は3.5mWであった。 The light emitting diode Vf3.6V in 20 mA, an emission wavelength of 450 nm, intensity 3.0 cd, the emission output was 3.5 mW.
【0037】 [0037]
[比較例2]比較例1で成長させたSiドープGaN層の上に、実施例7と同一の工程を行い、図1に示すような構造の発光ダイオード素子としたところ、この発光ダイオードは20mAにおいてVf3.6V、発光波長450nmであったが、光度は1.0cdであり、発光出力は1.2mWしかなかった。 On the Si-doped GaN layer grown by Comparative Example 2 Comparative Example 1 performs the same process as in Example 7, was a light-emitting diode device structure as shown in FIG. 1, the light emitting diode is 20mA Vf3.6V, although there was a light emission wavelength of 450nm in the luminous intensity is 1.0 cd, the emission output was only 1.2 mW.
【0038】 [0038]
このように本発明の発光素子では、結晶欠陥の少ないn型層を有しているので、その上に積層するクラッド層、活性層等の結晶欠陥が少なくなる。 The light emitting element of the present invention, since they have fewer n-type layer of crystal defects, a cladding layer stacked thereon, the crystal defects of the active layer or the like is reduced. 特に活性層の膜厚は約0.2μm以下と薄いため、結晶欠陥の少ない結晶を成長させることは非常に重要である。 In particular, since the film thickness of the active layer to about 0.2μm or less thin, it is very important to grow crystal having less crystal defects. 従って、結晶欠陥の少ない結晶を成長できたことにより、従来の光度1cd以上の光度を有し、発光出力に優れた発光ダイオード素子を実現できる。 Thus, by that it could grow crystal having less crystal defects, have a conventional intensity 1cd more intensity, can provide excellent light-emitting diode element emitting output.
【0039】 [0039]
[実施例8] [Example 8]
▲1▼ 実施例1の▲1▼の工程と同様にしてサファイア基板の表面にGaNよりなるバッファ層を0.02μmの膜厚で成長させる。 ▲ 1 ▼ growing a buffer layer of GaN on the surface of the sapphire substrate with a thickness of 0.02μm in the same manner as the ▲ 1 ▼ steps of Example 1.
【0040】 [0040]
▲2▼ 実施例1の▲2▼の工程と同様にして、バッファ層の上に、Siドープn型GaN層を10μmの膜厚で成長させる。 ▲ 2 ▼ In analogy to the procedure of ▲ 2 ▼ Example 1, on the buffer layer, a Si-doped n-type GaN layer is grown to the thickness of 10 [mu] m.
【0041】 [0041]
成長後、基板を反応容器から取り出し、n型GaN層表面をTEMで測定し、そのTEM像より、単位面積あたりの結晶欠陥の数を計測したところ、およそ1×10 5個/cm 2であった。 After the growth, the substrate is taken out of the reaction vessel, the n-type GaN layer surface was measured with a TEM, than the TEM images, were measured number of crystal defects per unit area, approximately 1 × 10 5 / cm 2 met It was.
【0042】 [0042]
[実施例9]Siドープn型GaN層の膜厚を5μmとする他は実施例5と同様にして結晶成長を行ったところ、n型GaN層表面の結晶欠陥の数はおよそ5×10 6個であった。 EXAMPLE 9] Si-doped n-type addition to 5μm thickness of the GaN layer was subjected to to crystal growth in the same manner as in Example 5, the number of crystal defects in the n-type GaN layer surface is about 5 × 10 6 It was a number.
【0043】 [0043]
[実施例10]実施例5の▲2▼の工程において、実施例2の▲2▼と同様にしてSiドープn型Al0.3Ga0.7N層を連続して10μmの厚さで成長させる他は同様にして結晶成長を行ったところ、n型Al0.3Ga0.7N層表面の結晶欠陥の数は、およそ3×10 6個/cm 2であった。 In Example 10 Example 5 ▲ 2 ▼ steps, other grown in a thickness of 10μm continuously Si-doped n-type Al0.3Ga0.7N layer in the same manner as in Example 2 ▲ 2 ▼ is was subjected to crystal growth in the same manner, the number of crystal defects in the n-type Al0.3Ga0.7N layer surface was approximately 3 × 10 6 cells / cm 2.
【0044】 [0044]
[実施例11]実施例5で得られたSiドープGaN層の上に実施例7と同様にして、nクラッド層、活性層、pクラッド層、pコンタクト層を積層して、同様にして発光ダイオードとしたところ、その特性は実施例7のものとほぼ同等であった。 Example 11 In the same manner as in Example 7 on the Si-doped GaN layer obtained in Example 5, n cladding layer, active layer, p-cladding layer, by laminating a p-contact layer, similarly to the light-emitting was a diode, its properties were almost equivalent to those of example 7.
【0045】 [0045]
【発明の効果】 【Effect of the invention】
以上説明したように、本発明の発光素子では、基板上に結晶欠陥の少ないn型窒化物半導体層を有している。 As described above, the light emitting device of the present invention has a low n-type nitride semiconductor layer crystal defects on the substrate. 従って本発明は、格子整合する基板を有していない窒化物半導体発光素子にとって、結晶欠陥の少ない結晶を積層しているので、受光素子等の電子デバイスにも応用でき、非常に有用である。 Accordingly, the present invention is to not have a substrate which is lattice-matched nitride semiconductor light emitting device, since the stacked crystal having less crystal defects, can also be applied to electronic devices such as a light receiving element, it is very useful.
【図面の簡単な説明】 BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS
【図1】 従来の発光ダイオード素子の一構造を示す模式断面図。 Figure 1 is a schematic sectional view showing one structure of a conventional light emitting diode device.
【図2】 基板の表面にAlNバッファ層を介してn型GaN層を成長した際の結晶の構造を示す模式断面図。 Figure 2 is a schematic sectional view showing the structure of the surface during the growth of the n-type GaN layer through the AlN buffer layer on the crystal substrate.
【図3】 本発明のn型窒化物半導体層を有する発光ダイオード素子の一構造を示す模式断面図。 Schematic sectional view showing an structure of a light emitting diode element having an n-type nitride semiconductor layer of the present invention; FIG.
【図4】 本発明のn型窒化物半導体層を有する発光ダイオード素子の一構造を示す模式断面図。 Schematic sectional view showing an structure of a light emitting diode element having an n-type nitride semiconductor layer of the present invention; FIG.
【符号の説明】 DESCRIPTION OF SYMBOLS
1、1'・・・基板 2、2'・・・バッファ層3、3'、3”・・・n型窒化物半導体層 4、4'・・・n型クラッド層5、5'・・・活性層 6、6'・・・pクラッド層7、7'・・・pコンタクト層33・・・第2のバッファ層(第2の窒化物半導体層) 1,1 '... substrate 2,2' ... buffer layer 3,3 ', 3 ", ... n-type nitride semiconductor layer 4, 4', ... n-type cladding layer 5, 5 '... · active layer 6,6 '... p-cladding layer 7, 7' ... p contact layer 33 ... second buffer layer (second nitride semiconductor layer)

Claims (4)

  1. 格子整合しない基板の上に、n型窒化物半導体層と活性層が形成され、前記n型窒化物半導体層に負電極が形成された窒化ガリウム系化合物半導体発光素子において、 On a substrate which is not lattice-matched, n-type nitride semiconductor layer and the active layer is formed in the n-type nitride semiconductor layer on the gallium nitride-based negative electrode is formed compound semiconductor light-emitting device,
    前記n型窒化物半導体層の中に、 In the n-type nitride semiconductor layer,
    膜厚が0.001μm以上 、0.1μm以下のn型In a Ga 1-a N(0<a≦1)から成る第2のn型窒化ガリウム系化合物半導体層と、 Thickness more than 0.001 [mu] m, and 0.1μm or less of the n-type In a Ga 1-a N ( 0 <a ≦ 1) second n-type gallium nitride composed of a compound semiconductor layer,
    前記基板と前記第2のn型窒化ガリウム系化合物半導体層の間に形成され、前記第2のn型窒化ガリウム系化合物半導体層と異なる組成を有する第1のn型窒化ガリウム系化合物半導体層と、 Formed between the substrate and the second n-type gallium nitride-based compound semiconductor layer, a first n-type gallium nitride-based compound semiconductor layer having a composition different from that of the second n-type gallium nitride-based compound semiconductor layer ,
    前記第2の窒化物半導体層と前記活性層の間に形成され、前記第1のn型窒化ガリウム系化合物半導体層と同一組成を有する第3のn型窒化ガリウム系化合物半導体層とを備え、 Wherein the second nitride semiconductor layer formed between the active layer, and a third n-type gallium nitride-based compound semiconductor layer having the same composition as the first n-type gallium nitride-based compound semiconductor layer,
    前記第3のn型窒化物半導体層が、前記第1のn型窒化物半導体層よりも少ない結晶欠陥を有しており、 The third n-type nitride semiconductor layer has a small crystal defect than the first n-type nitride semiconductor layer,
    前記第2の窒化物半導体層が、負電極形成用のn型窒化物半導体層のエッチング面よりも活性層に近い位置にあることを特徴とする窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。 The second nitride semiconductor layer, n-type nitride semiconductor gallium nitride compound, characterized in that in a position closer to the active layer than the etching surface of the layer semiconductor light emitting element for negative electrode formation.
  2. 前記第1のn型窒化ガリウム系化合物半導体層及び前記第3のn型窒化ガリウム系化合物半導体層が、Al Ga 1−y N(0≦y≦0.3)から成ることを特徴とする請求項1に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。 The first n-type gallium nitride-based compound semiconductor layer and the third n-type gallium nitride-based compound semiconductor layer, characterized in that consisting of Al y Ga 1-y N ( 0 ≦ y ≦ 0.3) the gallium nitride-based compound semiconductor light-emitting device according to claim 1.
  3. 前記第2のn型窒化ガリウム系化合物半導体層の電子キャリア濃度が、前記第1のn型窒化ガリウム系化合物半導体層とほぼ同一か、より大きなことを特徴とする請求項1又は2に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。 The electron carrier concentration of the second n-type gallium nitride compound semiconductor layer is either substantially the same as the first n-type gallium nitride-based compound semiconductor layer, according to claim 1 or 2, characterized in larger that The gallium nitride-based compound semiconductor light-emitting device.
  4. 前記n型窒化物半導体層の膜厚が5μm以上であることを特徴とする請求項1乃至3のいずれか1項に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。 The n-type nitride semiconductor layer with a thickness of gallium nitride-based compound semiconductor light-emitting device according to any one of claims 1 to 3, characterized in that a 5μm or more.
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