JP3809825B2

JP3809825B2 - Semiconductor growth method and semiconductor light emitting device manufacturing method

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Publication number: JP3809825B2
Application number: JP2003119604A
Authority: JP
Inventors: 弘治河合; 昌夫池田; 中村　　文彦; 茂樹橋本; 庸紀朝妻; 克典簗嶋
Original assignee: Sony Corp
Current assignee: Sony Corp
Priority date: 2003-04-24
Filing date: 2003-04-24
Publication date: 2006-08-16
Anticipated expiration: 2016-11-13
Also published as: JP2003298110A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、半導体の成長方法および半導体発光素子の製造方法に関し、特に、ＧａＩｎＮ層などのＩｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層上にその成長温度よりも高い成長温度でＩｎを含まない別の窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層を成長させる必要がある半導体装置、例えば半導体発光素子の製造に適用して好適なものである。
【０００２】
【従来の技術】
ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＧａＩｎＮなどの窒化物（ナイトライド）系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体は、その禁制帯幅が１．８ｅＶから６．２ｅＶに亘っており、赤外から紫外線の発光が可能な発光素子の実現が理論上可能であるため、近年、活発に研究開発が行われている。
【０００３】
この窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体により発光ダイオードや半導体レーザを製造する場合には、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＧａＩｎＮなどを多層に積層し、発光層、すなわち活性層をｎ型クラッド層およびｐ型クラッド層によりはさんだ構造を形成する必要がある。
【０００４】
このようなＧａＮ系半導体発光素子の製造には、もっぱら有機金属化学気相成長（ＭＯＣＶＤ）法が用いられているが、このＭＯＣＶＤ法による結晶成長の基本技術としては、低温成長によるバッファ層の導入（Appl.Phys.Lett.,48,353(1986)およびJpn.J.Appl.Phys.,30,L1620(1991))と、ｐ型ＧａＮ層の成長技術（Jpn.J.Appl.Phys.,28,L2112(1989) およびJpn.J.Appl.Phys.,31,L139(1992)) とが挙げられる。また、活性層として用いられるＧａＩｎＮ層の成長には、低温でしかも水素の少ない条件が良好であることが報告されている(J.Electronic Materials,21(2),157(1992))。そして、これらの基本技術の開発によって、青色ないし緑色で発光可能なＧａＮ系発光ダイオードや、４００ｎｍ台の発光波長で室温パルス発振可能なＧａＮ系半導体レーザが開発され、ＧａＮ系発光ダイオードについてはすでに実用化されている。
【０００５】
ＧａＮ系半導体レーザを製造するために現在用いられているＭＯＣＶＤ法による結晶成長の標準的なプロセスは、次の通りである。
すなわち、まず、ｃ面サファイア基板をＨ₂ガス中において１０５０℃で１０分間熱処理することにより、このｃ面サファイア基板の表面をサーマルクリーニングする。次に、基板温度を５１０℃に下げた後、このｃ面サファイア基板上にＧａＮバッファ層を成長させる。次に、成長温度を１０２０℃に上昇させた後、ｃ面サファイア基板上にｎ型ＧａＮコンタクト層、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層およびｎ型ＧａＮ光導波層を順次成長させる。次に、成長温度を８００℃に下げた後、ｃ面サファイア基板上にＧａＩｎＮ活性層を成長させる。次に、成長温度を１０２０℃に上昇させた後、ｃ面サファイア基板上にｐ型ＧａＮ光導波層、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層およびｐ型ＧａＮコンタクト層を順次成長させる。
【０００６】
ここで、ｎ型ＧａＮコンタクト層、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層、ｎ型ＧａＮ光導波層、ｐ型ＧａＮ光導波層、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層およびｐ型ＧａＮコンタクト層の成長温度を１０２０℃としているのは、良好な結晶性を有するＧａＮ系半導体層の成長にはこの程度の高温が適しているからである。一方、ＧａＩｎＮ活性層の成長時に成長温度を８００℃に下げているのは、ＧａＩｎＮのＮの解離圧が非常に大きく、ＧａＮやＡｌＧａＮの成長温度である１０２０℃では成長させることができないからである。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上述のようなプロセスで製造されるＧａＮ系半導体レーザにおいて現在報告されているしきい値電流密度は３〜１０ｋＡ／ｃｍ²であり、理論的予想よりかなり大きく、室温連続発振の達成にはさらなるしきい値電流密度の低減が必要とされている。
【０００８】
本発明者は、その原因を究明すべく種々検討を行った結果、上述のプロセスで製造されるＧａＮ系半導体レーザのしきい値電流密度が高い理由としては、レーザ構造の最適化がなされていないこともあるが、そのほかにそのＧａＩｎＮ活性層の品質、特に光学品質が低く、このＧａＩｎＮ層からの発光強度が理論的予想よりもかなり低いことを見い出した。そして、その原因について検討を進めた結果、ＧａＩｎＮ活性層の成長後にｐ型ＧａＮ光導波層、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層およびｐ型ＧａＮコンタクト層を成長させる際に成長温度を１０２０℃に上昇させたときに、そのＧａＩｎＮ活性層からＩｎＮが分解することにより劣化が生じることを見い出した。したがって、ＧａＮ系半導体レーザのしきい値電流密度の低減を図るためには、ＧａＩｎＮ活性層の劣化を抑えることが重要である。
以上は、ＧａＩｎＮ活性層の劣化についてであるが、同様な劣化は、Ｉｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層全般に起こり得るものである。
【０００９】
したがって、この発明の目的は、ＧａＩｎＮ層などのＩｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層上にその成長温度よりも高い成長温度でＩｎを含まない別の窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層を成長させる必要がある場合に、そのＩｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の劣化を防止することができる半導体の成長方法および半導体発光素子の製造方法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成するために、この発明による半導体の成長方法は、
基板上にｎ型ＡｌＧａＮクラッド層を気相成長させ、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層上にＩｎを含む活性層をｎ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長温度より低い成長温度で気相成長させ、活性層上にｐ型ＡｌＧａＮキャップ層を気相成長させ、ｐ型ＡｌＧａＮキャップ層上にｐ型ＡｌＧａＮクラッド層を気相成長させるようにした半導体の成長方法において、
ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長温度をｎ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長温度より低く、かつ活性層の成長温度以上９８０℃以下にするようにした
ことを特徴とするものである。
この発明による半導体発光素子の製造方法は、
基板上にｎ型ＡｌＧａＮクラッド層を気相成長させ、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層上にＩｎを含む活性層をｎ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長温度より低い成長温度で気相成長させ、活性層上にｐ型ＡｌＧａＮキャップ層を気相成長させ、ｐ型ＡｌＧａＮキャップ層上にｐ型ＡｌＧａＮクラッド層を気相成長させるようにした半導体発光素子の製造方法において、
ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長温度をｎ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長温度より低く、かつ活性層の成長温度以上９８０℃以下にするようにした
ことを特徴とするものである。
この発明による半導体の成長方法はまた、
基板上にｎ型ＡｌＧａＮクラッド層を気相成長させ、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層上にＩｎを含む活性層をｎ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長温度より低い成長温度で気相成長させ、活性層上にｐ型ＡｌＧａＮクラッド層を気相成長させるようにした半導体の成長方法において、
ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長温度をｎ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長温度より低く、かつ活性層の成長温度以上９８０℃以下にするとともに、活性層を気相成長させる際のキャリアガスとしてＮ ₂ を用い、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層を気相成長させる際のキャリアガスとしてＨ ₂ とＮ ₂ との混合ガスを用いるようにした
ことを特徴とするものである。
この発明による半導体発光素子の製造方法はまた、
基板上にｎ型ＡｌＧａＮクラッド層を気相成長させ、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層上にＩｎを含む活性層をｎ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長温度より低い成長温度で気相成長させ、活性層上にｐ型ＡｌＧａＮクラッド層を気相成長させるようにした半導体発光素子の製造方法において、
ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長温度をｎ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長温度より低く、かつ活性層の成長温度以上９８０℃以下にするとともに、活性層を気相成長させる際のキャリアガスとしてＮ ₂ を用い、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層を気相成長させる際のキャリアガスとしてＨ ₂ とＮ ₂ との混合ガスを用いるようにした
ことを特徴とするものである。
【００１１】
この発明においては、好適には、Ｉｎを含まない窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層を気相成長させる前に、Ｉｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の成長温度とほぼ等しいかまたはより低い成長温度で気相成長されたＡｌＧａＮからなる保護膜により下地の表面を覆っておく。この場合には、下地のＩｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層がこのＡｌＧａＮからなる保護膜により直接的または間接的に覆われることにより、このＩｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層のＩｎＮの分解を有効に抑えることができるので、その劣化をより有効に防止することができ、あるいは、Ｉｎを含まない窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の成長温度を高めに設定することができる。
【００１２】
この発明においては、Ｉｎを含まない窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層を気相成長させる前に、ＡｌＧａＮからなる保護膜により下地の表面を覆わない場合には、Ｉｎを含まない窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の成長温度を、Ｉｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の成長温度以上９６０℃以下にする。
【００１３】
この発明においては、Ｉｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の劣化を防止しつつ、Ｉｎを含まない窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の表面モフォロジーの劣化やキャリア濃度、特に正孔濃度の低下を防止するために、Ｉｎを含まない窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の成長温度を８００〜９８０℃、好適には９００〜９６０℃、より好適には９３０〜９６０℃とする。
【００１４】
この発明において、窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層は、具体的には、Ａｌ、Ｇａ、ＩｎおよびＢからなる群より選ばれた少なくとも一種のＩＩＩ族元素とＮとからなる。この窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層のうちＩｎを含むものの例を挙げるとＧａＩｎＮ層であり、Ｉｎを含まないものの例を挙げるとＧａＮ層、ＡｌＧａＮ層などである。
この発明において、窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の成長には、典型的には、有機金属化学気相成長（ＭＯＣＶＤ）法が用いられるが、分子線エピタキシー（ＭＢＥ）法を用いてもよい。
【００１５】
上述のように構成されたこの発明によれば、Ｉｎを含まない窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の成長温度を、Ｉｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の成長温度以上９８０℃以下にしているので、Ｉｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層上にＩｎを含まない窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層を成長させても、そのＩｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層からのＩｎＮの分解を抑えることができ、その劣化を抑えることができる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、この発明の実施形態について図面を参照しながら説明する。
この発明の実施形態について説明する前に、まず、ＧａＩｎＮ活性層の成長後に熱処理を行った場合にこの熱処理がＧａＩｎＮ活性層の光学品質、具体的には発光強度に与える影響について調べた結果について説明する。この実験には、それぞれ図１および図２に示すようなＧａＩｎＮ／ＧａＮ単一量子井戸構造の二つの試料を用いた。便宜上、図１に示す試料を試料Ａ、図２に示す試料を試料Ｂと呼ぶ。これらの試料Ａおよび試料Ｂの作製方法は次の通りである。
【００１７】
図１に示す試料Ａを作製するには、まず、図示省略したＭＯＣＶＤ装置の反応管内にｃ面サファイア基板１を入れた後、反応管内にキャリアガスとして例えばＨ₂とＮ₂との混合ガスを流し、１０５０℃で１０分間熱処理を行うことによりそのｃ面サファイア基板１の表面をサーマルクリーニングする。次に、基板温度を５３０℃に下げた後、Ｇａ原料としてのトリメチルガリウム（ＴＭＧａ、Ｇａ（ＣＨ₃）₃）およびＮ原料としてのアンモニア（ＮＨ₃）を反応管内に供給し、ｃ面サファイア基板１上に厚さ約２５ｎｍのＧａＮバッファ層２を成長させる。次に、反応管内へのＴＭＧａの供給を停止し、ＮＨ₃の供給はそのまま続けながら、成長温度を９９０℃まで上昇させた後、反応管内にＴＭＧａおよびｎ型不純物（ドナー不純物）であるＳｉのドーパントとしてのシラン（ＳｉＨ₄）を供給し、厚さ２μｍのＳｉドープのｎ型ＧａＮ層３を成長させる。
【００１８】
次に、反応管内へのＴＭＧａの供給を停止し、成長温度を７８０℃に下げた後、反応管内にＴＭＧａを供給し、ｎ型ＧａＮ層３を薄く成長させる。このｎ型ＧａＮ層３は、成長温度を下げる間に下地のｎ型ＧａＮ層３の表面が汚染されることがあることから、次に成長させるｎ型ＧａＩｎＮ活性層４の成長直前にこの薄いｎ型ＧａＮ層３を成長させ、ｎ型ＧａＩｎＮ活性層４を清浄な表面に成長させるためのものである。次に、成長温度をそのまま７８０℃に保持した状態で、反応管内にＮ原料としてのＮＨ₃に加えてＧａ原料としてのトリエチルガリウム（ＴＥＧａ、Ｇａ（Ｃ₂Ｈ₅）₃）およびＩｎ原料としてのトリメチルインジウム（ＴＭＩｎ、Ｉｎ（ＣＨ₃）₃）を供給し、厚さ約３ｎｍのＳｉドープのｎ型ＧａＩｎＮ活性層４を成長させる。ここで、このｎ型ＧａＩｎＮ活性層４のＩｎ組成比は０．２である。
【００１９】
次に、成長温度をそのまま７８０℃に保持した状態で、反応管内へのＴＭＩｎの供給を停止するとともに、Ｇａ原料をＴＭＧａに切り換え、厚さ１００ｎｍのＳｉドープのｎ型ＧａＮ層５を成長させる。
以上により、ＧａＩｎＮ／ＧａＮ単一量子井戸構造の試料Ａが作製される。
【００２０】
図２に示す試料Ｂの作製方法は、ｎ型ＧａＩｎＮ活性層４を成長させた後に、成長温度を７８０℃に保持した状態で、厚さ８０ｎｍのＳｉドープのｎ型ＧａＮ層５および厚さ２０ｎｍのＳｉドープのｎ型ＡｌＧａＮキャップ層６を順次成長させることを除いて、試料Ａの作製方法と同様である。ここで、ｎ型ＡｌＧａＮキャップ層６のＡｌ組成比は０．１５である。
【００２１】
以上のようにして作製された試料Ａおよび試料Ｂを、ＭＯＣＶＤ装置の反応管内において、ＮＨ₃雰囲気中で、温度を８００℃、９００℃および９９０℃に変えて１時間熱処理を行った。そして、これらの試料Ａおよび試料Ｂを用いて、室温でｎ型ＧａＩｎＮ活性層４からの発光スペクトルを測定した。図３および図４はそれぞれ試料Ａおよび試料Ｂの発光スペクトルの測定結果を示す。なお、試料Ａおよび試料Ｂの温度は、それらの表面の温度を放射温度計で石英製の反応管を通して測定することにより測定した。
【００２２】
図３および図４より、試料Ａおよび試料Ｂとも、波長４００ｎｍ付近に発光が観測される。このうち試料Ａについては、発光強度は熱処理温度が９００℃までは熱処理前とほとんど変わらないが、熱処理温度が９９０℃のときには熱処理前の約１／２０に減少している。また、試料Ｂについては、発光強度は熱処理温度が９００℃までは試料Ａと同様に熱処理前とほとんど変わらないが、熱処理温度が９９０℃のときには熱処理前の約１／２に減少しているに過ぎず、発光強度の減少は少ない。
【００２３】
図５は試料Ａおよび試料Ｂの発光強度の熱処理温度依存性を測定した結果を示す。ただし、熱処理は、ＮＨ₃雰囲気中で、温度を８００℃、９００℃、９３０℃、９６０℃および９９０℃に変えて１時間行った。また、発光強度の測定は室温および７７Ｋ（液体窒素温度）で行った。
図５より、試料Ａおよび試料Ｂとも、熱処理温度（Ｔ）が高くなるにつれて発光強度が減少していく様子がよくわかる。このうち試料Ａについては、熱処理温度が９６０℃を超えると発光強度が急激に減少する。一方、試料Ｂについては、熱処理温度の増大に伴う発光強度の減少は試料Ａに比べて緩やかであり、９６０℃で熱処理を行った試料Ａと同一の発光強度になる熱処理温度は約９８０℃と試料Ａに比べて約２０℃高い。
【００２４】
上述のように試料Ａに比べて試料Ｂの方が熱処理温度の増大に対する発光強度の減少が少ないのは、試料Ｂにおいてはｎ型ＧａＮ層５上にｎ型ＡｌＧａＮキャップ層６を成長させているからである。すなわち、このｎ型ＡｌＧａＮキャップ層６がｎ型ＧａＩｎＮ活性層４の劣化を防止しているためである。ここで、ＡｌＧａＮはＧａＮよりもＮの平衡蒸気圧が高いことを考えると、ｎ型ＧａＩｎＮ活性層４の劣化はその表面から内部への空格子欠陥の拡散が関与していると考えられる。
【００２５】
さて、以上のことを前提としてこの発明の第１の実施形態について説明する。この第１の実施形態においては、この発明をＧａＮ系発光ダイオードの製造に適用した場合について説明する。
図６はこの第１の実施形態によるＧａＮ系発光ダイオードの製造方法を説明するための断面図である。また、図７はこの第１の実施形態における成長シーケンスを示す。
【００２６】
この第１の実施形態によるＧａＮ系発光ダイオードの製造方法においては、図６および図７に示すように、試料Ａおよび試料Ｂの作製の場合と同様にして、例えば１０５０℃でｃ面サファイア基板１１のサーマルクリーニングを行った後、このｃ面サファイア基板１１上に例えば５３０℃の成長温度で例えば厚さ２５ｎｍのＧａＮバッファ層１２を成長させる。次に、成長温度を例えば９９０℃に上昇させた後、このＧａＮバッファ層１２上に例えば厚さ３μｍのｎ型ＧａＮ層１３を成長させる。次に、成長温度を例えば７８０℃に下げた後、薄いｎ型ＧａＮ層１３、例えば厚さ３ｎｍのＧａＩｎＮ活性層１４および例えば厚さ２０ｎｍのｐ型ＡｌＧａＮキャップ層１５を順次成長させる。ここで、ＧａＩｎＮ活性層１４のＩｎ組成比は例えば０．２、ｐ型ＡｌＧａＮキャップ層１５のＡｌ組成比は例えば０．１５である。次に、成長温度を例えば９３０℃まで上昇させた後、例えば厚さ１．５μｍのｐ型ＧａＮ層１６を成長させる。このｐ型ＧａＮ層１６の成長時間は例えば約１時間である。ここで、ｎ型ＧａＮ層１３のｎ型不純物としては例えばＳｉを用い、そのドーパントとしては例えばＳｉＨ₄を用いる。また、ｐ型ＡｌＧａＮキャップ層１５およびｐ型ＧａＮ層１６のｐ型不純物（アクセプタ不純物）としては例えばＭｇを用い、そのドーパントとしては例えばビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ₂Ｍｇ）を用いる。この後、ｐ型不純物の活性化のために、例えば、Ｎ₂雰囲気中において８００℃で１０分間熱処理を行う。
【００２７】
次に、図示は省略するが、所定のパターニングを行った後、ｐ型ＧａＮ層１６上にｐ側電極を形成するとともに、ｎ型ＧａＮ層１３にｎ側電極をコンタクトさせ、ＧａＮ系発光ダイオードを製造する。
【００２８】
図８は、このようにして製造されたＧａＮ系発光ダイオード（試料Ｃ）の発光スペクトルの測定結果を示す。図８には、比較のために、ｐ型ＧａＮ層１６を９９０℃の成長温度で成長させることだけが試料Ｃと異なるＧａＮ系発光ダイオード（試料Ｄ）を製造し、この試料Ｄの発光スペクトルを測定した結果も併せて示す。
図８より、ｐ型ＧａＮ層１６を９３０℃の成長温度で成長させた試料Ｃの発光強度は、ｐ型ＧａＮ層１６を９９０℃の成長温度で成長させた試料Ｄに比べて、約５倍も大きいことがわかる。
【００２９】
以上のように、この第１の実施形態によれば、ＧａＩｎＮ活性層１４およびｐ型ＡｌＧａＮキャップ層１５上に成長させるｐ型ＧａＮ層１６の成長温度を９３０℃としているので、ＧａＩｎＮ活性層１４からのＩｎＮの分解を抑えてその劣化を防止することができ、ＧａＩｎＮ活性層１４からの発光強度の劣化を防止することができる。また、ｐ型ＧａＮ層１６を成長させる前に下地表面をｐ型ＡｌＧａＮキャップ層１５により覆っているので、ＧａＩｎＮ活性層１４の劣化をより有効に防止することができ、ＧａＩｎＮ活性層１４からの発光強度の劣化をより有効に防止することができる。これによって、高効率、高出力のＧａＮ系発光ダイオードを実現することができる。
【００３０】
次に、この発明の第２の実施形態について説明する。この第２の実施形態においては、この発明をＧａＮ系半導体レーザの製造に適用した場合について説明する。このＧａＮ系半導体レーザは、ＳＣＨ（Separate Confinement Heterostructure) 構造を有するものである。
図９はこの第２の実施形態によるＧａＮ系半導体レーザの製造方法を説明するための断面図である。また、図１０はこの第２の実施形態における成長シーケンスを示す。
【００３１】
この第２の実施形態によるＧａＮ系半導体レーザの製造方法においては、図９および図１０に示すように、まず、試料Ａおよび試料Ｂの作製の場合と同様にして、例えば１０５０℃でｃ面サファイア基板２１のサーマルクリーニングを行った後、このｃ面サファイア基板２１上に例えば５３０℃の成長温度で例えば厚さ２５ｎｍのＧａＮバッファ層２２を成長させる。次に、成長温度を例えば９９０℃に上昇させた後、このＧａＮバッファ層２２上に例えば厚さ３μｍのｎ型ＧａＮコンタクト層２３、例えば厚さ０．５μｍのｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２４および例えば厚さ０．１μｍのｎ型ＧａＮ光導波層２５を順次成長させる。次に、成長温度を例えば７８０℃に下げた後、薄いｎ型ＧａＮ光導波層２５、例えば厚さ３ｎｍのＧａＩｎＮ活性層２６、例えば厚さ０．１μｍのｐ型ＧａＮ光導波層２７および例えば厚さ２０ｎｍのｐ型ＡｌＧａＮキャップ層２８を順次成長させる。次に、成長温度を例えば９３０℃まで上昇させた後、例えば厚さ０．５μｍのｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２９および例えば厚さ０．５μｍのｐ型ＧａＮコンタクト層３０を順次成長させる。ここで、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２４、ｐ型ＡｌＧａＮキャップ層２８およびｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２９のＡｌ組成比は例えば０．１５、ＧａＩｎＮ活性層２６のＩｎ組成比は０．２である。ここで、ｎ型ＧａＮコンタクト層２３、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２４およびｎ型ＧａＮ光導波層２５のｎ型不純物としては例えばＳｉを用い、そのドーパントとしては例えばＳｉＨ₄を用いる。また、ｐ型ＧａＮ光導波層２７、ｐ型ＡｌＧａＮキャップ層２８、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２９およびｐ型ＧａＮコンタクト層３０のｐ型不純物としては例えばＭｇを用い、そのドーパントとしては例えばＣｐ₂Ｍｇを用いる。この後、ｐ型不純物の活性化のために、例えば、Ｎ₂雰囲気中において８００℃で１０分間熱処理を行う。
【００３２】
次に、図示は省略するが、所定のパターニングを行った後、ｐ型ＧａＮコンタクト層２０上にｐ側電極を形成するとともに、ｎ型ＧａＮコンタクト層２３にｎ側電極をコンタクトさせ、ＧａＮ系半導体レーザを製造する。
この第２の実施形態によれば、ＧａＩｎＮ活性層２６、ｐ型ＧａＮ光導波層２７およびｐ型ＡｌＧａＮキャップ層２８上に成長させるｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２９およびｐ型ＧａＮコンタクト層３０の成長温度を９３０℃にしているので、ＧａＩｎＮ活性層２６からのＩｎＮの分解を抑えてその劣化を防止することができ、ＧａＩｎＮ活性層２６からの発光強度の劣化を防止することができる。また、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２９を成長させる前に下地表面をｐ型ＡｌＧａＮキャップ層２８により覆っているので、ＧａＩｎＮ活性層２６の劣化をより有効に防止することができ、ＧａＩｎＮ活性層２６からの発光強度の劣化をより有効に防止することができる。これによって、高効率、低しきい値電流密度のＧａＮ系半導体レーザを実現することができる。
【００３３】
以上、この発明の実施形態について具体的に説明したが、この発明は、上述の実施形態に限定されるものではなく、この発明の技術的思想に基づく各種の変形が可能である。
【００３４】
例えば、上述の第１および第２の実施形態において挙げた数値、基板および原料ガスはあくまでも例に過ぎず、必要に応じて異なる数値、基板、原料ガスおよび不純物を用いてもよい。具体的には、ｃ面サファイア基板１、１１、２１の代わりに、ＧａＮ基板やＳｉＣ基板などを用いてもよい。また、ＧａＩｎＮ活性層１４、２６の成長用のＧａ原料としては、ＴＥＧａの代わりにＴＭＧａを用いてもよい。また、ｐ型不純物としては、Ｍｇのほかに例えばＺｎを用いてもよい。さらに、ＧａＩｎＮ活性層１４、２６の成長温度は、一般的には７００〜８００℃の範囲であればよい。
【００３５】
また、上述の第１および第２の実施形態においては、この発明をＧａＮ系半導体発光素子の製造に適用した場合について説明したが、この発明は、ＧａＮ系電界効果トランジスタ（ＦＥＴ）などのＧａＮ系電子走行素子の製造に適用してもよい。
【００３６】
【発明の効果】
以上説明したように、この発明によれば、Ｉｎを含まない窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の成長温度を、Ｉｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層の成長温度以上９８０℃以下にしているので、Ｉｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層上にＩｎを含まない窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層を成長させても、そのＩｎを含む窒化物系ＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層からのＩｎＮの分解を抑えることができ、その劣化を抑えることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明において発光強度の測定に用いたＧａＩｎＮ／ＧａＮ単一量子井戸構造の試料を示す断面図である。
【図２】この発明において発光強度の測定に用いたＧａＩｎＮ／ＧａＮ単一量子井戸構造の試料を示す断面図である。
【図３】図１に示す試料を用いて測定された発光スペクトルを示す略線図である。
【図４】図２に示す試料を用いて測定された発光スペクトルを示す略線図である。
【図５】図１および図２に示す試料を用いて測定された発光強度の熱処理温度依存性を示す略線図である。
【図６】この発明の第１の実施形態によるＧａＮ系発光ダイオードの製造方法を説明するための断面図である。
【図７】この発明の第１の実施形態における成長シーケンスを示す略線図である。
【図８】この発明の第１の実施形態において製造されたＧａＮ系発光ダイオードの発光スペクトルを示す略線図である。
【図９】この発明の第２の実施形態によるＧａＮ系半導体レーザの製造方法を説明するための断面図である。
【図１０】この発明の第２の実施形態における成長シーケンスを示す略線図である。
【符号の説明】
１、１１、２１・・・ｃ面サファイア基板、４・・・ｎ型ＧａＩｎＮ活性層、６・・・ｎ型ＡｌＧａＮキャップ層、１４、２６・・・ＧａＩｎＮ活性層、１５・・・ｐ型ＡｌＧａＮキャップ層、１６・・・ｐ型ＧａＮ層、２９・・・ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層、３０・・・ｐ型ＧａＮコンタクト層[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a semiconductor growth method and a semiconductor light emitting device manufacturing method, and particularly includes In at a growth temperature higher than the growth temperature on a nitride III-V compound semiconductor layer containing In such as a GaInN layer. The present invention is suitable for manufacturing a semiconductor device, for example, a semiconductor light-emitting element, in which another nitride-based III-V compound semiconductor layer is not required to be grown.
[0002]
[Prior art]
Nitride-based III-V group compound semiconductors such as GaN, AlGaN, and GaInN have a forbidden bandwidth ranging from 1.8 eV to 6.2 eV, and can emit light from infrared to ultraviolet. In recent years, research and development has been actively conducted.
[0003]
When a light emitting diode or a semiconductor laser is manufactured using this nitride III-V group compound semiconductor, GaN, AlGaN, GaInN, etc. are laminated in multiple layers, and the light emitting layer, that is, the active layer, is an n-type cladding layer and a p-type cladding. It is necessary to form an interstitial structure depending on the layer.
[0004]
The metal-organic chemical vapor deposition (MOCVD) method is used exclusively for the manufacture of such GaN-based semiconductor light-emitting elements. The basic technique for crystal growth by this MOCVD method is the introduction of a buffer layer by low-temperature growth. (Appl. Phys. Lett., 48, 353 (1986) and Jpn. J. Appl. Phys., 30, L1620 (1991)) and p-type GaN layer growth technology (Jpn. J. Appl. Phys., 28, L2112 (1989) and Jpn. J. Appl. Phys., 31, L139 (1992)). In addition, it has been reported that the growth of a GaInN layer used as an active layer is good under low temperature and low hydrogen conditions (J. Electronic Materials, 21 (2), 157 (1992)). With the development of these basic technologies, GaN-based light-emitting diodes capable of emitting blue to green light and GaN-based semiconductor lasers capable of room-temperature pulse oscillation at an emission wavelength in the 400 nm range have been developed. It has become.
[0005]
A standard process for crystal growth by MOCVD currently used for manufacturing a GaN-based semiconductor laser is as follows.
That is, first, the surface of the c-plane sapphire substrate is thermally cleaned by heat-treating the c-plane sapphire substrate in H ₂ gas at 1050 ° C. for 10 minutes. Next, after the substrate temperature is lowered to 510 ° C., a GaN buffer layer is grown on the c-plane sapphire substrate. Next, after raising the growth temperature to 1020 ° C., an n-type GaN contact layer, an n-type AlGaN cladding layer, and an n-type GaN optical waveguide layer are sequentially grown on the c-plane sapphire substrate. Next, after the growth temperature is lowered to 800 ° C., a GaInN active layer is grown on the c-plane sapphire substrate. Next, after raising the growth temperature to 1020 ° C., a p-type GaN optical waveguide layer, a p-type AlGaN cladding layer, and a p-type GaN contact layer are sequentially grown on the c-plane sapphire substrate.
[0006]
Here, the growth temperature of the n-type GaN contact layer, the n-type AlGaN cladding layer, the n-type GaN optical waveguide layer, the p-type GaN optical waveguide layer, the p-type AlGaN cladding layer and the p-type GaN contact layer is set to 1020 ° C. This is because such a high temperature is suitable for the growth of a GaN-based semiconductor layer having good crystallinity. On the other hand, the reason why the growth temperature is lowered to 800 ° C. during the growth of the GaInN active layer is that the N dissociation pressure of GaInN is so large that it cannot be grown at the growth temperature of 1020 ° C. of GaN or AlGaN. .
[0007]
[Problems to be solved by the invention]
However, the currently reported threshold current density in the GaN-based semiconductor laser manufactured by the process as described above is 3 to 10 kA / cm ^2, which is much larger than the theoretical expectation. There is a need for further reduction in threshold current density.
[0008]
As a result of various studies to investigate the cause, the present inventor has not optimized the laser structure as a reason why the threshold current density of the GaN-based semiconductor laser manufactured by the above-described process is high. In other cases, the quality of the GaInN active layer, particularly the optical quality, was low, and the emission intensity from the GaInN layer was found to be considerably lower than theoretically expected. Then, as a result of examining the cause, when the growth temperature is increased to 1020 ° C. when growing the p-type GaN optical waveguide layer, the p-type AlGaN cladding layer, and the p-type GaN contact layer after the growth of the GaInN active layer In addition, it has been found that degradation occurs due to decomposition of InN from the GaInN active layer. Therefore, in order to reduce the threshold current density of the GaN semiconductor laser, it is important to suppress the deterioration of the GaInN active layer.
The above is about the deterioration of the GaInN active layer, but the same deterioration can occur in all nitride-based III-V group compound semiconductor layers containing In.
[0009]
Accordingly, an object of the present invention is to provide another nitride-based III-V compound containing no In at a growth temperature higher than the growth temperature on a nitride-based III-V compound semiconductor layer containing In, such as a GaInN layer. An object of the present invention is to provide a method for growing a semiconductor and a method for manufacturing a semiconductor light emitting device capable of preventing the deterioration of the nitride-based III-V compound semiconductor layer containing In when it is necessary to grow the semiconductor layer. .
[0010]
[Means for Solving the Problems]
In order to achieve the above object, a semiconductor growth method according to the present invention comprises:
An n-type AlGaN cladding layer is vapor-grown on the substrate , an active layer containing In is vapor-grown on the n-type AlGaN cladding layer at a growth temperature lower than the growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer, and p is formed on the active layer. In the method of growing a semiconductor, the vapor growth of the AlGaN cap layer is performed, and the p-type AlGaN cladding layer is vapor grown on the p-type AlGaN cap layer .
The growth temperature of the p-type AlGaN cladding layer is lower than the growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer and is set to be not less than the growth temperature of the active layer and not more than 980 ° C.
A method for manufacturing a semiconductor light emitting device according to the present invention includes:
An n-type AlGaN cladding layer is vapor-grown on the substrate , an active layer containing In is vapor-grown on the n-type AlGaN cladding layer at a growth temperature lower than the growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer, and p is formed on the active layer. In the method for manufacturing a semiconductor light emitting device, the vapor-phase growth of the p-type AlGaN cap layer, and the p-type AlGaN cladding layer is vapor-grown on the p-type AlGaN cap layer .
The growth temperature of the p-type AlGaN cladding layer is lower than the growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer and is set to be not less than the growth temperature of the active layer and not more than 980 ° C.
The method for growing a semiconductor according to the present invention also includes:
An n-type AlGaN cladding layer is vapor-grown on the substrate, an active layer containing In is vapor-grown on the n-type AlGaN cladding layer at a growth temperature lower than the growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer, and p is formed on the active layer. In a semiconductor growth method in which a type AlGaN cladding layer is vapor-phase grown,
The growth temperature of the p-type AlGaN cladding layer is lower than the growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer and is not less than the growth temperature of the active layer and not more than 980 ° C., and N ₂ is used as a carrier gas when the active layer is vapor-phase grown A mixed gas of H ₂ and N ₂ is used as a carrier gas when the p-type AlGaN cladding layer is vapor-phase grown .
It is characterized by this.
The method for manufacturing a semiconductor light emitting device according to the present invention also includes:
An n-type AlGaN cladding layer is vapor-grown on the substrate, an active layer containing In is vapor-grown on the n-type AlGaN cladding layer at a growth temperature lower than the growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer, and p is formed on the active layer. In the method for manufacturing a semiconductor light emitting device in which the type AlGaN cladding layer is vapor-phase grown,
The growth temperature of the p-type AlGaN cladding layer is lower than the growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer and is not less than the growth temperature of the active layer and not more than 980 ° C., and N ₂ is used as a carrier gas when the active layer is vapor-phase grown A mixed gas of H ₂ and N ₂ is used as a carrier gas when the p-type AlGaN cladding layer is vapor-phase grown .
It is characterized by this.
[0011]
In the present invention, preferably, before the nitride-based III-V compound semiconductor layer not containing In is vapor-phase grown, the growth temperature of the nitride-based III-V compound semiconductor layer containing In is approximately equal to the growth temperature. Alternatively, the surface of the base is covered with a protective film made of AlGaN vapor-phase grown at a lower growth temperature. In this case, the underlying nitride-based III-V compound semiconductor layer containing In is covered directly or indirectly by the protective film made of AlGaN, so that the nitride-based III-V group containing In. Since the decomposition of InN in the compound semiconductor layer can be effectively suppressed, the deterioration can be prevented more effectively, or the growth temperature of the nitride-based III-V compound semiconductor layer containing no In can be increased. Can be set.
[0012]
In this invention, before the surface of the base is covered with a protective film made of AlGaN before vapor-phase growth of the nitride-based III-V compound semiconductor layer not containing In, the nitride-based nitride containing no In The growth temperature of the group III-V compound semiconductor layer is set to be not less than the growth temperature of the nitride-based group III-V compound semiconductor layer containing In and not more than 960 ° C.
[0013]
In the present invention, the deterioration of the surface morphology and carrier concentration of the nitride-based III-V compound semiconductor layer not containing In, while preventing the deterioration of the nitride-based III-V compound semiconductor layer containing In, is particularly positive. In order to prevent a decrease in the pore concentration, the growth temperature of the nitride-based III-V compound semiconductor layer not containing In is 800 to 980 ° C., preferably 900 to 960 ° C., more preferably 930 to 960 ° C. To do.
[0014]
In the present invention, the nitride-based III-V compound semiconductor layer is specifically composed of N and at least one group III element selected from the group consisting of Al, Ga, In and B. An example of the nitride-based III-V group compound semiconductor layer containing In is a GaInN layer, and an example of not containing In is a GaN layer, an AlGaN layer, or the like.
In the present invention, the metal-organic chemical vapor deposition (MOCVD) method is typically used for the growth of the nitride III-V compound semiconductor layer, but the molecular beam epitaxy (MBE) method may be used. Good.
[0015]
According to the present invention configured as described above, the growth temperature of the nitride-based III-V compound semiconductor layer containing no In is greater than or equal to the growth temperature of the nitride-based III-V compound semiconductor layer containing In 980. Therefore, even if a nitride III-V compound semiconductor layer not containing In is grown on the nitride III-V compound semiconductor layer containing In, the nitride III III containing In Decomposition of InN from the -V group compound semiconductor layer can be suppressed, and deterioration thereof can be suppressed.
[0016]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings.
Before describing the embodiment of the present invention, first, the results of examining the influence of the heat treatment on the optical quality of the GaInN active layer, specifically, the emission intensity when the heat treatment is performed after the growth of the GaInN active layer will be described. To do. In this experiment, two samples having a GaInN / GaN single quantum well structure as shown in FIGS. 1 and 2, respectively, were used. For convenience, the sample shown in FIG. 1 is called sample A, and the sample shown in FIG. A method for producing Sample A and Sample B is as follows.
[0017]
In order to produce the sample A shown in FIG. 1, first, the c-plane sapphire substrate 1 is placed in a reaction tube of a MOCVD apparatus (not shown), and then a mixed gas of, for example, H ₂ and N ₂ is used as a carrier gas in the reaction tube. Then, the surface of the c-plane sapphire substrate 1 is thermally cleaned by performing heat treatment at 1050 ° C. for 10 minutes. Next, after lowering the substrate temperature to 530 ° C., trimethylgallium (TMGa, Ga (CH ₃ ) ₃ ) as a Ga raw material and ammonia (NH ₃ ) as an N raw material are supplied into the reaction tube, and a c-plane sapphire substrate A GaN buffer layer 2 having a thickness of about 25 nm is grown on 1. Next, after stopping the supply of TMGa into the reaction tube and continuing the supply of NH ₃ as it is, the growth temperature was raised to 990 ° C., then TMGa and the n-type impurity (donor impurity) Si of Silane (SiH ₄ ) as a dopant is supplied, and a 2 μm thick Si-doped n-type GaN layer 3 is grown.
[0018]
Next, the supply of TMGa into the reaction tube is stopped and the growth temperature is lowered to 780 ° C. Then, TMGa is supplied into the reaction tube to grow the n-type GaN layer 3 thinly. Since this n-type GaN layer 3 may contaminate the surface of the underlying n-type GaN layer 3 while lowering the growth temperature, this thin n-type GaN layer 3 is grown immediately before the growth of the n-type GaInN active layer 4 to be grown next. The type GaN layer 3 is grown, and the n-type GaInN active layer 4 is grown on a clean surface. Next, with the growth temperature kept at 780 ° C., triethylgallium (TEGa, Ga (C ₂ H ₅ ) ₃ ) as a Ga source and In source as well as NH ₃ as an N source in the reaction tube Trimethylindium (TMIn, In (CH ₃ ) ₃ ) is supplied to grow a Si-doped n-type GaInN active layer 4 having a thickness of about 3 nm. Here, the In composition ratio of the n-type GaInN active layer 4 is 0.2.
[0019]
Next, while maintaining the growth temperature at 780 ° C. as it is, the supply of TMIn into the reaction tube is stopped, the Ga raw material is switched to TMGa, and a Si-doped n-type GaN layer 5 having a thickness of 100 nm is grown.
Thus, a sample A having a GaInN / GaN single quantum well structure is produced.
[0020]
In the method for producing Sample B shown in FIG. 2, after the n-type GaInN active layer 4 is grown, the Si-doped n-type GaN layer 5 having a thickness of 80 nm and a thickness of 20 nm are maintained at a growth temperature of 780 ° C. This is the same as the manufacturing method of the sample A except that the Si-doped n-type AlGaN cap layer 6 is sequentially grown. Here, the Al composition ratio of the n-type AlGaN cap layer 6 is 0.15.
[0021]
Sample A and Sample B produced as described above were heat-treated in a reaction tube of an MOCVD apparatus in an NH ₃ atmosphere at temperatures of 800 ° C., 900 ° C., and 990 ° C. for 1 hour. Then, using these Sample A and Sample B, the emission spectrum from the n-type GaInN active layer 4 was measured at room temperature. 3 and 4 show the measurement results of the emission spectra of Sample A and Sample B, respectively. The temperatures of Sample A and Sample B were measured by measuring their surface temperatures through a quartz reaction tube with a radiation thermometer.
[0022]
3 and FIG. 4, light emission is observed in the vicinity of a wavelength of 400 nm in both the sample A and the sample B. Among them, for sample A, the emission intensity is almost the same as that before the heat treatment until the heat treatment temperature is 900 ° C., but is reduced to about 1/20 before the heat treatment when the heat treatment temperature is 990 ° C. For sample B, the light emission intensity is almost the same as before sample heat treatment up to 900 ° C. as in sample A, but when the heat treatment temperature is 990 ° C., it decreases to about ½ before heat treatment. However, the decrease in emission intensity is small.
[0023]
FIG. 5 shows the results of measuring the heat treatment temperature dependence of the emission intensity of Sample A and Sample B. However, the heat treatment was performed in an NH ₃ atmosphere for 1 hour by changing the temperature to 800 ° C., 900 ° C., 930 ° C., 960 ° C., and 990 ° C. The emission intensity was measured at room temperature and 77 K (liquid nitrogen temperature).
From FIG. 5, it can be seen well that the emission intensity of both the sample A and the sample B decreases as the heat treatment temperature (T) increases. Among these, for sample A, when the heat treatment temperature exceeds 960 ° C., the emission intensity rapidly decreases. On the other hand, for sample B, the decrease in emission intensity with increasing heat treatment temperature is more gradual than that in sample A, and the heat treatment temperature at which the emission intensity is the same as that of sample A heat-treated at 960 ° C. is about 980 ° C. It is about 20 ° C. higher than Sample A.
[0024]
As described above, the decrease in emission intensity with respect to the increase in the heat treatment temperature is smaller in the sample B than in the sample A. In the sample B, the n-type AlGaN cap layer 6 is grown on the n-type GaN layer 5. Because. That is, this n-type AlGaN cap layer 6 prevents the n-type GaInN active layer 4 from deteriorating. Here, considering that AlGaN has a higher equilibrium vapor pressure of N than GaN, it is considered that the degradation of the n-type GaInN active layer 4 involves diffusion of vacancy defects from the surface to the inside.
[0025]
Now, a first embodiment of the present invention will be described on the premise of the above. In the first embodiment, the case where the present invention is applied to the manufacture of a GaN-based light emitting diode will be described.
FIG. 6 is a cross-sectional view for explaining the method of manufacturing the GaN-based light emitting diode according to the first embodiment. FIG. 7 shows a growth sequence in the first embodiment.
[0026]
In the method for manufacturing the GaN-based light emitting diode according to the first embodiment, as shown in FIGS. 6 and 7, the c-plane sapphire substrate 11 is formed at 1050 ° C., for example, in the same manner as in the manufacture of the sample A and the sample B. After performing the thermal cleaning, a GaN buffer layer 12 having a thickness of, for example, 25 nm is grown on the c-plane sapphire substrate 11 at a growth temperature of, for example, 530 ° C. Next, after raising the growth temperature to 990 ° C., for example, an n-type GaN layer 13 having a thickness of 3 μm, for example, is grown on the GaN buffer layer 12. Next, after the growth temperature is lowered to, for example, 780 ° C., a thin n-type GaN layer 13, for example, a GaInN active layer 14 having a thickness of 3 nm and a p-type AlGaN cap layer 15 having a thickness of 20 nm, for example, are sequentially grown. Here, the In composition ratio of the GaInN active layer 14 is 0.2, for example, and the Al composition ratio of the p-type AlGaN cap layer 15 is 0.15, for example. Next, after raising the growth temperature to 930 ° C., for example, the p-type GaN layer 16 having a thickness of 1.5 μm, for example, is grown. The growth time of the p-type GaN layer 16 is about 1 hour, for example. Here, for example, Si is used as the n-type impurity of the n-type GaN layer 13, and SiH ₄ is used as the dopant. Further, for example, Mg is used as the p-type impurity (acceptor impurity) of the p-type AlGaN cap layer 15 and the p-type GaN layer 16, and biscyclopentadienyl magnesium (Cp ₂ Mg) is used as the dopant. Thereafter, in order to activate the p-type impurity, for example, heat treatment is performed at 800 ° C. for 10 minutes in an N ₂ atmosphere.
[0027]
Next, although not shown in the figure, after performing predetermined patterning, a p-side electrode is formed on the p-type GaN layer 16, and the n-side GaN layer 13 is contacted with the n-side electrode so that a GaN-based light emitting diode is formed. To manufacture.
[0028]
FIG. 8 shows the measurement result of the emission spectrum of the GaN-based light emitting diode (sample C) manufactured as described above. In FIG. 8, for comparison, a GaN-based light emitting diode (sample D) that differs from sample C only by growing the p-type GaN layer 16 at a growth temperature of 990 ° C. is manufactured. The measurement results are also shown.
From FIG. 8, the emission intensity of the sample C in which the p-type GaN layer 16 is grown at a growth temperature of 930 ° C. is about 5 times that of the sample D in which the p-type GaN layer 16 is grown at a growth temperature of 990 ° C. It is clear that
[0029]
As described above, according to the first embodiment, the growth temperature of the p-type GaN layer 16 grown on the GaInN active layer 14 and the p-type AlGaN cap layer 15 is set to 930 ° C. Therefore, from the GaInN active layer 14 The decomposition of InN can be suppressed and its deterioration can be prevented, and the deterioration of the emission intensity from the GaInN active layer 14 can be prevented. Further, since the base surface is covered with the p-type AlGaN cap layer 15 before the p-type GaN layer 16 is grown, the deterioration of the GaInN active layer 14 can be prevented more effectively, and light emission from the GaInN active layer 14 can be prevented. It is possible to prevent the deterioration of strength more effectively. Thereby, a high-efficiency, high-power GaN-based light emitting diode can be realized.
[0030]
Next explained is the second embodiment of the invention. In the second embodiment, the case where the present invention is applied to the manufacture of a GaN-based semiconductor laser will be described. This GaN-based semiconductor laser has an SCH (Separate Confinement Heterostructure) structure.
FIG. 9 is a cross-sectional view for explaining a GaN semiconductor laser manufacturing method according to the second embodiment. FIG. 10 shows a growth sequence in the second embodiment.
[0031]
In the method of manufacturing the GaN-based semiconductor laser according to the second embodiment, as shown in FIGS. 9 and 10, first, in the same manner as in the preparation of the sample A and the sample B, for example, c-plane sapphire at 1050 ° C. After the substrate 21 is thermally cleaned, a GaN buffer layer 22 having a thickness of, for example, 25 nm is grown on the c-plane sapphire substrate 21 at a growth temperature of, for example, 530 ° C. Next, after the growth temperature is raised to 990 ° C., for example, an n-type GaN contact layer 23 having a thickness of 3 μm, for example, an n-type AlGaN cladding layer 24 having a thickness of 0.5 μm, and a thickness, for example, on the GaN buffer layer 22. An n-type GaN optical waveguide layer 25 having a thickness of 0.1 μm is sequentially grown. Next, after the growth temperature is lowered to, for example, 780 ° C., a thin n-type GaN optical waveguide layer 25, for example, a GaInN active layer 26 having a thickness of 3 nm, for example, a p-type GaN optical waveguide layer 27 having a thickness of 0.1 μm, and a thickness, for example, A 20 nm thick p-type AlGaN cap layer 28 is sequentially grown. Next, after raising the growth temperature to 930 ° C., for example, a p-type AlGaN cladding layer 29 having a thickness of 0.5 μm and a p-type GaN contact layer 30 having a thickness of 0.5 μm, for example, are sequentially grown. Here, the Al composition ratio of the n-type AlGaN cladding layer 24, the p-type AlGaN cap layer 28, and the p-type AlGaN cladding layer 29 is, for example, 0.15, and the In composition ratio of the GaInN active layer 26 is 0.2. Here, for example, Si is used as the n-type impurity of the n-type GaN contact layer 23, the n-type AlGaN cladding layer 24, and the n-type GaN optical waveguide layer 25, and SiH ₄ is used as the dopant. The p-type impurity of the p-type GaN optical waveguide layer 27, the p-type AlGaN cap layer 28, the p-type AlGaN cladding layer 29, and the p-type GaN contact layer 30 is, for example, Mg, and the dopant is, for example, Cp ₂ Mg. Use. Thereafter, in order to activate the p-type impurity, for example, heat treatment is performed at 800 ° C. for 10 minutes in an N ₂ atmosphere.
[0032]
Next, although not shown in the drawing, after performing predetermined patterning, a p-side electrode is formed on the p-type GaN contact layer 20 and the n-side electrode is brought into contact with the n-type GaN contact layer 23 to thereby form a GaN-based semiconductor. Manufacturing a laser.
According to the second embodiment, the growth temperatures of the p-type AlGaN cladding layer 29 and the p-type GaN contact layer 30 grown on the GaInN active layer 26, the p-type GaN optical waveguide layer 27, and the p-type AlGaN cap layer 28 are set. Since the temperature is set to 930 ° C., the decomposition of InN from the GaInN active layer 26 can be suppressed and the deterioration thereof can be prevented, and the deterioration of the emission intensity from the GaInN active layer 26 can be prevented. In addition, since the base surface is covered with the p-type AlGaN cap layer 28 before the p-type AlGaN cladding layer 29 is grown, the deterioration of the GaInN active layer 26 can be prevented more effectively, and from the GaInN active layer 26, It is possible to more effectively prevent the emission intensity from deteriorating. As a result, a GaN-based semiconductor laser with high efficiency and low threshold current density can be realized.
[0033]
As mentioned above, although embodiment of this invention was described concretely, this invention is not limited to the above-mentioned embodiment, The various deformation | transformation based on the technical idea of this invention is possible.
[0034]
For example, the numerical values, the substrate, and the source gas mentioned in the first and second embodiments are merely examples, and different numerical values, the substrate, the source gas, and the impurities may be used as necessary. Specifically, a GaN substrate, a SiC substrate, or the like may be used instead of the c-plane sapphire substrates 1, 11, and 21. Further, TMGa may be used in place of TEGa as a Ga material for growing the GaInN active layers 14 and 26. In addition to Mg, for example, Zn may be used as the p-type impurity. Furthermore, the growth temperature of the GaInN active layers 14 and 26 may generally be in the range of 700 to 800 ° C.
[0035]
In the first and second embodiments described above, the case where the present invention is applied to the manufacture of a GaN-based semiconductor light emitting device has been described. However, the present invention relates to a GaN-based field effect transistor (FET) or the like. You may apply to manufacture of an electronic traveling element.
[0036]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, the growth temperature of the nitride-based III-V compound semiconductor layer not containing In is higher than the growth temperature of the nitride-based III-V compound semiconductor layer containing In at 980 ° C. Since a nitride III-V compound semiconductor layer not containing In is grown on the nitride III-V compound semiconductor layer containing In, the nitride III-V containing In is included. Decomposition of InN from the group V compound semiconductor layer can be suppressed, and deterioration thereof can be suppressed.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a cross-sectional view showing a sample of a GaInN / GaN single quantum well structure used for measurement of emission intensity in the present invention.
FIG. 2 is a cross-sectional view showing a sample of a GaInN / GaN single quantum well structure used for measurement of emission intensity in the present invention.
3 is a schematic diagram showing an emission spectrum measured using the sample shown in FIG. 1. FIG.
4 is a schematic diagram showing an emission spectrum measured using the sample shown in FIG. 2. FIG.
FIG. 5 is a schematic diagram showing the heat treatment temperature dependence of the emission intensity measured using the sample shown in FIGS. 1 and 2;
FIG. 6 is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing the GaN-based light emitting diode according to the first embodiment of the present invention.
FIG. 7 is a schematic diagram showing a growth sequence in the first embodiment of the invention.
FIG. 8 is a schematic diagram showing an emission spectrum of the GaN-based light emitting diode manufactured in the first embodiment of the present invention.
FIG. 9 is a cross-sectional view for explaining the method for manufacturing a GaN-based semiconductor laser according to the second embodiment of the invention.
FIG. 10 is a schematic diagram showing a growth sequence according to a second embodiment of the present invention.
[Explanation of symbols]
1, 11, 21 ... c-plane sapphire substrate, 4 ... n-type GaInN active layer, 6 ... n-type AlGaN cap layer, 14, 26 ... GaInN active layer, 15 ... p-type AlGaN Cap layer, 16 ... p-type GaN layer, 29 ... p-type AlGaN cladding layer, 30 ... p-type GaN contact layer

Claims

Vapor-growing an n-type AlGaN cladding layer on the substrate, and vapor-growing an active layer containing In on the n-type AlGaN cladding layer at a growth temperature lower than a growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer; In a method for growing a semiconductor, wherein a p-type AlGaN cap layer is vapor-grown and a p-type AlGaN cladding layer is vapor-grown on the p-type AlGaN cap layer .
A growth method of a semiconductor, characterized in that the growth temperature of the p-type AlGaN cladding layer is lower than the growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer and is not less than the growth temperature of the active layer and not more than 980 ° C.

2. The semiconductor growth method according to claim 1, wherein the active layer is a GaInN layer.

The semiconductor growth method according to claim 1 or 2, wherein the growth temperature of the p-type AlGaN cladding layer is set to 800 to 980 ° C.

The semiconductor growth method according to claim 1 or 2, wherein a growth temperature of the p-type AlGaN cladding layer is set to 900 to 960 ° C.

3. The semiconductor growth method according to claim 1, wherein a growth temperature of the p-type AlGaN cladding layer is set to 930 to 960.degree.

Vapor-growing an n-type AlGaN cladding layer on the substrate, and vapor-growing an active layer containing In on the n-type AlGaN cladding layer at a growth temperature lower than a growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer; In the method for manufacturing a semiconductor light emitting device, the p-type AlGaN cap layer is vapor-phase grown on the p-type AlGaN cap layer, and the p-type AlGaN clad layer is vapor-grown on the p-type AlGaN cap layer.
The growth temperature of the p-type AlGaN cladding layer is set to be lower than the growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer and not less than the growth temperature of the active layer and not more than 980 ° C.
A method for manufacturing a semiconductor light emitting device.

Vapor-growing an n-type AlGaN cladding layer on the substrate, and vapor-growing an active layer containing In on the n-type AlGaN cladding layer at a growth temperature lower than a growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer; In a semiconductor growth method in which a p-type AlGaN cladding layer is vapor-phase grown on top,
The growth temperature of the p-type AlGaN cladding layer is lower than the growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer and is not less than the growth temperature of the active layer and not more than 980 ° C., and as a carrier gas for vapor-phase growth of the active layer N _{2 2} As a carrier gas when the p-type AlGaN cladding layer is vapor-phase grown using H _{2 2} And N _{2 2} And mixed gas was used
A method for growing a semiconductor.

Vapor-growing an n-type AlGaN cladding layer on the substrate, and vapor-growing an active layer containing In on the n-type AlGaN cladding layer at a growth temperature lower than a growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer; In the method of manufacturing a semiconductor light emitting device in which a p-type AlGaN cladding layer is vapor-phase grown on the semiconductor device,
The growth temperature of the p-type AlGaN cladding layer is lower than the growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer and is not less than the growth temperature of the active layer and not more than 980 ° C., and as a carrier gas for vapor-phase growth of the active layer N _{2 2} As a carrier gas when the p-type AlGaN cladding layer is vapor-phase grown using H _{2 2} And N _{2 2} I used a mixed gas with
A method for manufacturing a semiconductor light emitting device.