JP4063838B2 - 半導体発光素子の転位密度低減方法 - Google Patents

Description

本発明は、半導体発光素子の転位密度低減方法に関し、詳しくはフォトダイオードなどとして好適に用いることのできるIII族窒化物を用いた半導体発光素子の転位密度低減方法に関する。

III族窒化物膜は、半導体発光素子を構成する半導体膜として用いられており、近年においては、特に緑色光から青色光用の高輝度光源、さらには、紫外光及び白色光用の光源としても期待されている。

近年においては、このようなIII族窒化物膜を形成する基板として、所定の基材上にエピタキシャル成長により形成した下地膜を具える、いわゆるエピタキシャル基板が頻繁に用いられている。そして、このエピタキシャル基板上に、単層のIII族窒化物膜あるいは複数のIII族窒化物膜が積層されてなる所定のIII族窒化物層群を、ＭＯＣＶＤ法などを用いて形成することにより、目的とする半導体発光素子を得ている。

図１は、従来のいわゆるＰＩＮ型の半導体発光素子の一例を示す構成図である。

図１に示す半導体発光素子１０においては、主としてサファイア単結晶からなる基板１上において、ＧａＮからなるバッファ層２、Ｓｉドープのｎ−ＧａＮからなる下地層３、Ｓｉドープのｎ−ＡｌＧａＮからなるｎ型導電層４、ＩｎＧａＮからなる多重量子井戸（ＭＱＷ）構造の発光層５、Ｍｇドープのｐ−ＡｌＧａＮからなるp型クラッド層６、Ｍｇドープのｐ−ＧａＮからなるｐ型導電層７がこの順に形成されている。図１に示す半導体発光素子１０においては、ｎ型導電層４からｐ型導電層７までが発光素子構造を構成する。

ｎ型導電層４の一部は露出しており、この露出した部分にＡｌ／Ｔｉなどのｎ型電極８が形成されるとともに、ｐ型導電層７上にはＡｕ／Ｎｉなどのｐ型電極９が形成されている。

そして、ｎ型電極８及びｐ型電極９間に所定の電圧を印加することにより、発光層５内でキャリアの再結合が生じ、所定の波長の光を発光する。なお、前記波長は、発光層の構造及び組成などによって決定される。

図１に示す半導体発光素子１０において、バッファ層２は、基板１と下地層３との格子定数差を補完して、基板１上方に形成されるべき下地層３などのエピタキシャル成長を可能とすべく、緩衝層としての作用を果たすものである。したがって、通常はその結晶性を無視して５００〜７００℃の低温において、アモルファス状に形成される。

この結果、バッファ層２中には比較的多量の転位が含有されてしまい、この転位の一部が貫通転位として下地層３、ｎ型導電層４、発光層５、ｐ型クラッド層６、及びｐ型導電層７中に伝搬する。結果としてこれらの層中にも１０^１０／ｃｍ^２を超える量の転位が含まれていまい、結晶品質が劣化してしまっていた。特に、短波長用の半導体発光素子、すなわちｎ型導電層３及び発光層４がＡｌをより多く含む場合において上記傾向は顕著になる。

このような高転位で低結晶品質の層から半導体発光素子を構成すると、発光層の転位に起因していわゆる非発光再結合が起こり、発光効率が減少するという問題があった。

本発明は、転位密度を低減し、高い発光効率を有する半導体発光素子を提供することを目的とする。

上記目的を達成すべく、本発明は、
Ｃ面サファイア基板上に、窒化物半導体からなる表面粗さ（Ｒａ）が２Å以下である下地層と、前記下地層と接触するｎ型導電層を少なくとも具えている窒化物半導体層群を含む発光素子構造とを順次に具える半導体発光素子の転位密度低減方法であって、
前記下地層は成長初期からＭＯＣＶＤ法により１１００℃〜１１５０℃の温度でエピタキシャル成長させた窒化物半導体ＡｌＮを転位密度１０ ^１１ ／ｃｍ ^２ から８×１０ ^９ ／ｃｍ ^２ で形成する工程と、
前記発光素子構造を構成する前記窒化物半導体層群の前記ｎ型導電層を、前記下地層を構成する前記窒化物半導体よりも少ないＡｌ含有量原子％に設定する工程とを具え、
前記下地層と前記窒化物半導体層群の前記ｎ型導電層とのＡｌ組成差に起因して、前記下地層からの貫通転位を前記窒化物半導体層群内で低減させ、前記窒化物半導体層群の転位密度を前記下地層の転位密度よりも小さく、かつ１×１０¹⁰／ｃｍ^２ から５×１０ ^７ ／ｃｍ ^２ とすることを特徴とする、半導体発光素子の転位密度低減方法に関する。

本発明者らは、上記目的を達成するべく鋭意検討を実施した。上述した発光効率の劣化は、半導体発光素子を構成する各層の低結晶品質に基づく高転位の結果として生じるものであることから、本発明者らは、半導体発光素子を構成する各層の転位量を減らして結晶品質を向上させることを試みた。

上述したように、半導体発光素子を構成する各層中における転位は、低結晶品質のバッファ層に起因するものである。図１に示す従来の半導体発光素子においては、基板１としてはサファイア単結晶が用いられ、下地層３としてはｎ−ＧａＮが用いられていたため、下地層３上にIII族窒化物であるｎ−ＡｌＧａＮからなるｎ型導電層４を形成すると、下地層３内に存在する転位がｎ型導電層４内にも伝播してしまうという問題があった。特に、ｎ型導電層４を構成するｎ−ＡｌＧａＮ中のＡｌ含有量が増大すると、クラックを発生させてしまう場合もあった。これは、ｎ型導電層４がＡｌを含むことによってその格子定数が縮小されるため、このｎ型導電層４内に引張応力が発生することに起因する。

そこで、バッファ層のみならず、下地層についても種々検討を行った。図１に示す従来の半導体発光素子においては、その構成から明らかなように、発光層などはＧａを主とした窒化物半導体から構成されている。したがって、これら各層に対する下地層についてもＧａ系を主とした、例えばＧａＮから構成することが当然と考えられていた。その結果、基板との格子不整合が生じ、これを緩和するために低温形成のバッファ層が必要とされていた。

しかしながら、本発明者らは、当然と思われていた下地層の組成に着目し、この組成を変化させることを試みた。その結果、Ａｌを主とする窒化物半導体から構成することにより、前記下地層を成長初期から１１００℃〜１１５０℃の高温度でバッファ層が存在しない場合においても、サファイアなどの基板上に大きな格子定数差を補完してエピタキシャル成長することができることを見出した。また、前記下地層を１１００℃〜１１５０℃の高温度で形成しているので、前記下地層は高い結晶品質を有するようになり、前記下地層上に形成された導電層及び発光層の結晶品質も改善され、それらの転位量が低減されることを見出した。結果として、半導体発光素子を構成する各層中に転位量が低減され、高い転位量に基づく非発光再結合を効果的に抑制することができる。

さらに、本発明の方法においては、前記下地層のＡｌ含有量に対して、前記窒化物半導体層群のＡｌ含有量を少なくしている。したがって、前記下地層と前記窒化物半導体層群との界面では、前記下地層内を伝播してきた転位が前記下地層と前記窒化物半導体層群とのＡｌ組成差に起因して前記窒化物半導体層群内に伝播しなくなる。したがって、上記下地層自体の転位密度低減との相乗効果により、前記半導体発光素子を構成する各層中の転位量をより低減することができ、非発光再結合を効果的に抑制することができるようになる。

また、上述した高結晶品質の下地層は、放熱特性に優れている。このため、上述した転位密度低減効果との相乗効果によって、半導体発光素子の発光効率を向上させることができ、高輝度発光が可能となる。

以上説明したように、本発明の半導体発光素子の転位低減方法によれば、その下地層を高結晶品質とするとともに、前記下地層と前記半導体発光素子の機能層としての窒化物半導体層群との間にＡｌ組成差を設けるようにしている。したがって、前記下地層による高結晶品質の効果と、前記下地層及び前記窒化物半導体層群の界面におけるＡｌ組成差に起因した転位伝播抑制効果との相乗効果によって、前記窒化物半導体層群の結晶品質を改善し、低転位化することができる。

この結果、本発明の半導体発光素子は、低転位密度の窒化物半導体層群から構成される発光素子構造を有するようになるため、実際の使用において、発光効率を向上させることができる。

以下、本発明のその他の特徴及び利点などについて、発明を実施するための最良の形態に基づいて説明する。

図２は、本発明の半導体発光素子の一例を示す構成図である。図２に示す半導体発光素子２０は、基板１１上において、下地層１３、ｎ型導電層１４、発光層１５、ｐ型クラッド層１６、及びｐ型導電層１７を順次具えている。そして、図１に示す従来の半導体発光素子１０と同様に、ｎ型導電層１４の一部は露出しており、この露出したｎ型導電層１４上には、例えばＡｌ／Ｔｉからなるｎ型電極１８が形成され、ｐ型導電層１５上には例えばＡｕ／Ｎｉからなるｐ型電極１９が形成されて、いわゆるＰＩＮ型の半導体発光素子を構成している。

図２において、ｎ型導電層１４、発光層１５、ｐ型クラッド層１６、及びｐ型導電層１７は半導体発光素子における窒化物半導体層群を構成し、この窒化物半導体層群と、ｎ型電極１８及びｐ型電極１９とから発光素子構造が構成される。なお、ｐ型クラッド層１６は必要に応じて省略することもできる。

下地層１３は、本発明にしたがって、Ａｌを含む窒化物半導体から構成されていることが必要であり、成長初期から１１００℃〜１１５０℃の高温度で形成することが必要である。この場合においても、下地層１３がＡｌを含むことに起因して、基板１１との格子定数差を補完して、自らエピタキシャル成長されることができるとともに、その結果、下地層１３上においてｎ型導電層１４、発光層１５、ｐ型クラッド層１６及びｐ型導電層１７をもエピタキシャル成長させることができる。

なお、下地層１３、並びにｎ型導電層１４からｐ型導電層１７における上記エピタキシャル成長は、公知の成膜手法によって実現することができ、例えばＭＯＣＶＤ法によって実現することができる。

このとき、下地層１３は、例えば転位密度を１０^１１／ｃｍ ² 以下にまで低減することができ、さらには１０¹⁰／ｃｍ^２以下にまで低減することができる。

また、下地層１３は、上述した高温度でのＭＯＣＶＤ法などによる形成工程により、表面粗さ（Ｒａ）を２Å以下にまで低減させる。したがって、下地層１３上に形成すべきｎ型導電層１４からｐ型導電層１７の転位密度を含めた結晶品質は、下地層１３の良好な表面粗さ（Ｒａ）に基づいて、さらに向上されたものとなる。

また、窒化物半導体層群を構成するｎ型導電層１４、発光層１５、ｐ型クラッド層１６及びｐ型導電層１７は、下地層１３よりも少ない含有量でＡｌを含むことが必要である。これは、下地層１３とｎ型導電層１４との間のＡｌ組成差に起因して貫通転位の割合が減少し、ｎ型導電層１４、発光層１５、ｐ型クラッド層１６及びｐ型導電層１７中の転位密度を低減することができ、これによって、ｎ型導電層１４などの結晶品質が向上するためである。

上述した効果は、下地層１３を構成する前記窒化物半導体におけるＡｌの含有量が多いほど顕著になる。具体的には、前記窒化物半導体がその構成III族元素の総てに対して５０原子％以上のＡｌを含有している場合に顕著になり、さらにはＡｌＮから構成されている場合により顕著になる。

このように、下地層１３を上述した高Ａｌ含有量の窒化物半導体から構成することによって、下地層１３自身の高結晶化との相乗効果により、下地層１３上に形成されたｎ型導電層１４、発光層１５、及びｐ型導電層１７の転位密度がさらに低減されて、高結晶品質化を達成することができるようになる。

例えば、下地層１３がＡｌＮから構成され、下地層１３上に直接的に形成されたｎ型導電層１４がＧａを比較的多く含有するＡｌＧａＮなどから構成される場合などにおいては、下地層１３とｎ型導電層１４との間の組成差が増大するために、下地層１３の転位量に比較してｎ型導電層１４の転位量をより低減することができる。

特に、窒化物半導体層群のＧａ含有量がその構成III族元素の総てに対して８０％以上である場合には、前記窒化物半導体層群を構成するｎ型導電層１４、発光層１５、ｐ型クラッド層１６及びｐ型導電層１７の転位密度を１０¹⁰／ｃｍ^２以下、さらには１０^９／ｃｍ^２以下にまで簡易に低減することができる。なお、現状においては１×１０^８／ｃｍ^２以下まで低減することができる。また、前記Ｇａ含有量は前記窒化物半導体層群の全体における平均組成である。

なお、ｎ型導電層１４からｐ型導電層１７までの低転位密度化は、上述したようにして転転位密度化が達成された下地層１３上に上述したような界面におけるＡｌ組成差を保持した状態で単にエピタキシャル成長させることによって得ることができる。

また、上述したような特性を満足する下地層１３は放熱特性にも優れているため、高結晶品質と高放熱特性との相乗効果によって、半導体発光素子２０の発光効率は一層向上し、高輝度発光が可能となる。

基板１１は、サファイア単結晶、ＺｎＯ単結晶、ＬｉＡｌＯ_２単結晶、ＬｉＧａＯ_２単結晶、ＭｇＡｌ_２Ｏ_４単結晶、ＭｇＯ単結晶などの酸化物単結晶、Ｓｉ単結晶、ＳｉＣ単結晶などのIV族あるいはIV−IV族単結晶、ＧａＡｓ単結晶、ＡｌＮ単結晶、ＧａＮ単結晶、及びＡｌＧａＮ単結晶などのIII−Ｖ族単結晶、Ｚｒ_２Ｂなどのホウ化物単結晶などの、公知の基板材料から構成することができる。しかしながら、好ましくはＣ面サファイア基板を用いる。

なお、図２に示す本発明の半導体発光素子においては、発光層１５下側の導電層をｎ型とし、上側の導電層をｐ型としているが、両者を逆転させて形成することもできる。また、発光層１５は単一の窒化物半導体層から構成することもできるが、多重量子井戸構造などのような多層膜から構成することもできる。

図３は、本発明の半導体発光素子のその他の例を示す構成図である。図３に示す半導体発光素子３０は、基板２１上において、下地層２３、ｎ型導電層２４、発光層２５、及びｐ型導電層２７を順次具えている。そして、ｎ型導電層２４の一部は露出しており、この露出したｎ型導電層２４上には、例えばＡｌ／Ｔｉからなるｎ型電極２８が形成され、ｐ型導電層２７上には例えばＡｕ／Ｎｉからなるｐ型電極２９が形成されて、いわゆるリッジ型のレーザダイオードを構成している。

図３において、ｎ型導電層２４、発光層２５、及びｐ型導電層２７は半導体発光素子における窒化物半導体層群を構成し、この窒化物半導体層群と、ｎ型電極２８及びｐ型電極２９とから発光素子構造が構成される。

下地層２３は、本発明にしたがって、Ａｌを含む窒化物半導体から構成されていることが必要であり、成長初期から１１００℃〜１１５０℃の高温度で形成することが必要である。この場合においても、下地層２３がＡｌを含むことに起因して、基板２１との格子定数差を補完して、自らエピタキシャル成長されることができるとともに、その結果、下地層２３上においてｎ型導電層２４、発光層２５、及びｐ型導電層２７をもエピタキシャル成長させることができる。

なお、下地層２３、並びにｎ型導電層２４からｐ型導電層２７における上記エピタキシャル成長は、公知の成膜手法によって実現することができ、例えばＭＯＣＶＤ法によって実現することができる。

このとき、下地層２３は、例えば転位密度を１０^１１／ｃｍ ² 以下にまで低減することができ、さらには１０¹⁰／ｃｍ^２以下にまで低減することができる。

また、下地層１３は、上述した高温度でのＭＯＣＶＤ法などによる形成工程により、表面粗さ（Ｒａ）を２Å以下にまで低減させる。したがって、下地層１３上に形成すべきｎ型導電層１４からｐ型導電層１７の転位密度を含めた結晶品質は、下地層１３の良好な表面粗さ（Ｒａ）に基づいて、さらに向上されたものとなる。

また、窒化物半導体層群を構成するｎ型導電層２４、発光層２５、及びｐ型導電層２７は、下地層２３よりも少ない含有量でＡｌを含むことが必要である。これは、下地層２３とｎ型導電層２４との間のＡｌ組成差に起因して貫通転位の割合が減少し、ｎ型導電層２４、発光層２５、及びｐ型導電層２７中の転位密度を低減することができ、これによって、ｎ型導電層２４などの結晶品質が向上するためである。

上述した効果は、下地層２３を構成する前記窒化物半導体におけるＡｌの含有量が多いほど顕著になる。具体的には、前記窒化物半導体がその構成III族元素の総てに対して５０原子％以上のＡｌを含有している場合に顕著になり、さらにはＡｌＮから構成されている場合により顕著になる。

このように、下地層２３を上述した高Ａｌ含有量の窒化物半導体から構成することによって、下地層２３自身の高結晶化との相乗効果により、下地層２３上に形成されたｎ型導電層２４、発光層２５、及びｐ型導電層２７の転位密度がさらに低減されて、高結晶品質化を達成することができるようになる。

例えば、下地層２３がＡｌＮから構成され、下地層２３上に直接的に形成されたｎ型導電層２４がＧａを比較的多く含有するＡｌＧａＮなどから構成される場合などにおいては、下地層２３とｎ型導電層２４との間の組成差が増大するために、下地層２３の転位量に比較してｎ型導電層２４の転位量をより低減することができる。

特に、窒化物半導体層群のＧａ含有量がその構成III族元素の総てに対して８０％以上である場合には、前記窒化物半導体層群を構成するｎ型導電層２４、発光層２５、及びｐ型導電層２７の転位密度を１０¹⁰／ｃｍ^２以下、さらには１０^９／ｃｍ^２以下にまで簡易に低減することができる。なお、現状においては１×１０^８／ｃｍ^２以下まで低減することができる。また、前記Ｇａ含有量は前記窒化物半導体層群の全体における平均組成である。

なお、ｎ型導電層２４からｐ型導電層２７までの低転位密度化は、上述したようにして転転位密度化が達成された下地層２３上に上述したような界面におけるＡｌ組成差を保持した状態で単にエピタキシャル成長させることによって得ることができる。

また、上述したような特性を満足する下地層２３は放熱特性にも優れているため、高結晶品質と高放熱特性との相乗効果によって、半導体発光素子３０の発光効率は一層向上し、高輝度発光が可能となる。

基板１１は、サファイア単結晶、ＺｎＯ単結晶、ＬｉＡｌＯ_２単結晶、ＬｉＧａＯ_２単結晶、ＭｇＡｌ_２Ｏ_４単結晶、ＭｇＯ単結晶などの酸化物単結晶、Ｓｉ単結晶、ＳｉＣ単結晶などのIV族あるいはIV−IV族単結晶、ＧａＡｓ単結晶、ＡｌＮ単結晶、ＧａＮ単結晶、及びＡｌＧａＮ単結晶などのIII−Ｖ族単結晶、Ｚｒ_２Ｂなどのホウ化物単結晶などの、公知の基板材料から構成することができる。しかしながら、好ましくはＣ面サファイア基板を用いる。

なお、図３に示す本発明の半導体発光素子においては、発光層２５下側の導電層をｎ型とし、上側の導電層をｐ型としているが、両者を逆転させて形成することもできる。また、発光層２５は単一の窒化物半導体層から構成することもできるが、多重量子井戸構造などのような多層膜から構成することもできる。

（実施例１）
本実施例においては、図２に示すＰＩＮ型の半導体発光素子を作製した。基板１１として２インチ径の厚さ５００μｍのＣ面サファイア単結晶を用い、これをＭＯＣＶＤ装置の中に設置した。ＭＯＣＶＤ装置には、ガス系としてＨ₂、Ｎ₂、ＴＭＡ、ＴＭＧ、Ｃｐ₂Ｍｇ、ＮＨ₃、ＳｉＨ₄が取り付けてある。圧力を１００Ｔｏｒｒに設定した後、Ｈ₂を平均流速１ｍ／ｓｅｃで流しながら、基板１１を１１５０℃まで昇温した。

その後、ＴＭＡとＮＨ_３とを、所定量供給して、下地層１３としてのＡｌＮ層を厚さ１μｍまで成長させた。この際、成膜速度を０．３μｍ／ｈｒとなるように、ＴＭＡ及びＮＨ_３の供給量を設定した。このＡｌＮ層中の転位密度をＴＥＭによって観察したところ、８×１０^９／ｃｍ^２であった。ＡｌＮの（００２）面のＸ線ロッキングカーブを測定したところ、その半値幅は１００秒以下であり、表面粗さ（Ｒａ）は２Å以下と良好な結晶品質を有することが確認された。

次いで、基板温度を１１２０℃に設定した後、圧力を常圧にし、ＴＭＡ、ＮＨ_３、ＳｉＨ_４を全ガス平均流速１ｍ／ｓｅｃで流して、ｎ型導電層１４としてＳｉをドープしたｎ−ＧａＮ層を厚さ３μｍ成長させた。原料供給量は成膜速度が３μｍ／ｈｒとなるように設定した。なお、ＳｉＨ_４は、キャリア濃度が５×１０¹⁷／ｃｍ^３となるように供給した。

次いで、各原料ガスの供給を停止し、キャリアガスを窒素に変更した後、基板温度を７００℃とした。前記ｎ−ＧａＮ層上に、ＴＭＩ、ＴＭＧ、ＮＨ_３を全ガス流速１ｍ／ｓｅｃで流して、発光層１５としてのｉ−ＩｎＧａＮ層をＭＱＷ構造として形成した。その後、ＴＭＩをＴＭＡに切り替えると共にＣｐ₂Ｍｇをキャリア濃度が２×１０¹⁷／ｃｍ^３となるようにして供給し、ｐ型クラッド層１６としてのｐ−ＡｌＧａＮ層を厚さ２０ｎｍに成長させた。その後、ＴＭＡを停止して基板温度を１００度に上昇した後ＴＭＧ、ＮＨ_３、Ｃｐ₂Ｍｇを供給し、ｐ型導電層１７としてのＭｇをドープしたｐ−ＧａＮ層を厚さ０．２μｍに形成した。

ｎ−ＧａＮ層、ｉ−ＩｎＧａＮ層及びｐ−ＧａＮ層の転位密度をＴＥＭによって観察したところ、それぞれ５×１０^７／ｃｍ^２、５×１０^７／ｃｍ^２及び５×１０^７／ｃｍ^２であった。

さらに、これらの各層を部分的にエッチング除去することによって、ｎ型導電層１４を構成するｎ−ＧａＮ層の一部を露出させ、この露出部分に対してＡｌ／Ｔｉからなるｎ型電極１８を形成した。また、ｐ型導電層１７を構成するｐ−ＧａＮ層上にＡｕ／Ｎｉからなるｐ型電極１９を形成した。

（比較例１）
本比較例においては、図１に示すＰＩＮ型の半導体発光素子を作製した。基板１としてのサファイア単結晶基板を用い、実施例と同様のＭＯＣＶＤ装置内に設置した。基板１を６００℃に加熱した後、ＴＭＧ及びＮＨ_３を供給してバッファ層２としてのＧａＮ層を厚さ０．０３μｍに形成した。

その後、一旦、ＴＭＧ及びＮＨ_３の供給を中断し、基板温度を１１２０℃に設定して、ＴＭＧ、ＮＨ_３、及びＳｉＨ_４を供給し、下地層３としてのｎ−ＧａＮ層を、成膜速度３μｍ／ｈｒで厚さ３μｍに形成した。次いで、実施例と同様にして、ｎ型導電層４からｐ型導電層７までを形成し、さらにＡｌ／Ｔｉのｎ型電極８、Ａｕ／Ｎｉのｐ型電極９を形成することによって、半導体発光素子１０を作製した。

ｎ型導電層４、発光層５、及びｐ型導電層７を構成するｎ−ＧａＮ層、ｉ−ＩｎＧａＮ層、及びｐ−ＧａＮ層中における転位密度をＴＥＭ観察によって測定したところ、それぞれ２×１０¹⁰／ｃｍ^２、２×１０¹⁰／ｃｍ^２及び２×１０^９／ｃｍ^２であった。

図４は、上記実施例１及び比較例１で作製した半導体発光素子の発光特性を示すグラフである。図４においては、半導体発光素子への注入電流と発光出力との関係を示している。図４から明らかなように、所定の注入電流に対しては、実施例１で得た半導体発光素子の方が比較例１で得た半導体発光素子よりも大きな発光出力を示すことが分かる。

また、実施例１において得た半導体発光素子においては、注入電流の増大に伴って発光出力も増大し、高注入電流領域では高い発光出力を示すことが分かる。一方、比較例１において得た半導体発光素子においては、高注入電力領域において素子が破壊し、これに伴って発光出力が劣化することが分かる。

（実施例２）
本実施例においては、図３に示すリッジ型のレーザダイオードを簡略化したものを作製した。具体的には、発光層２５、ｐ型導電層２７、ｎ型電極２８及びｐ型電極２９を形成することなく、下地層２３を発光層として機能させ、所定の励起光を用いることにより誘導放出を実施した。

基板２１として２インチ径の厚さ５００μｍのＣ面サファイア単結晶を用い、これをＭＯＣＶＤ装置の中に設置した。ＭＯＣＶＤ装置には、ガス系としてＨ₂、Ｎ₂、ＴＭＡ、ＴＭＧ、Ｃｐ₂Ｍｇ、ＮＨ₃、ＳｉＨ₄が取り付けてある。圧力を１００Ｔｏｒｒに設定した後、Ｈ₂を平均流速１ｍ／ｓｅｃで流しながら、基板２１を１１５０℃まで昇温した。

その後、ＴＭＡとＮＨ_３とを、所定量供給して、下地層２３としてのＡｌＮ層を厚さ１μｍまで成長させた。この際、成膜速度を０．３μｍ／ｈｒとなるように、ＴＭＡ及びＮＨ３の供給量を設定した。このＡｌＮ層中の転位密度をＴＥＭによって観察したところ、８×１０^９／ｃｍ^２であった。ＡｌＮの（００２）面のＸ線ロッキングカーブを測定したところ、その半値幅は１００秒以下であり、表面粗さ（Ｒａ）は２Å以下と良好な結晶品質を有することが確認された。

次いで、基板温度を１１２０℃に設定した後、圧力を常圧にし、ＴＭＧ、ＮＨ_３、ＳｉＨ_４を全ガス平均流速１ｍ／ｓｅｃで流して、ｎ型導電層２４としてＳｉをドープしたｎ−ＧａＮ層を厚さ３μｍ成長させた。原料供給量は成膜速度が３μｍ／ｈｒとなるように設定した。なお、ＳｉＨ_４は、キャリア濃度が１．１×１０¹⁷／ｃｍ^３となるように供給した。

その後、上述のようにして作製したアセンブリを３０００μｍの長さで劈開し、幅５００μｍのリッジ型のレーザダイオードを作製した。前記ｎ−ＧａＮ層の転位密度をＴＥＭによって観察したところ、５×１０^７／ｃｍ^２であった。

（比較例２）
本比較例においては、実施例２同様に、リッジ型のレーザダイオードを作製した。但し、基板２１を６００℃に加熱し、ＴＭＧ及びＮＨ_３を供給することにより、基板２１上にバッファ層してのＧａＮ層を厚さ０．０３μｍに設けた。このとき、前記バッファ層上に形成したｎ−ＧａＮ層の転位密度をＴＥＭによって観察したところ、２×１０¹⁰／ｃｍ^２であった。

実施例２及び比較例２で得たレーザダイオードの誘導放出光出力と励起光強度との関係を調べたところ、図５に示すような結果が得られた。本発明に従って得た実施例２で示すレーザダイオードにおいては、０．５ＭＷ／ｃｍ^２の励起光強度で誘導放出が生じるのに対し、比較例２で示すような低温バッファ層を有するレーザダイオードにおいては、０．６ＭＷ／ｃｍ^２の励起光強度で誘導放出が生じることが確認された。すなわち、本発明に従って得た実施例２におけるレーザダイオードにおいては、誘導放出の生じるしきい値が低減されており、励起効率の大きいことが確認された。

以上、実施例及び比較例から明らかなように、本発明に従って作製された半導体発光素子においては、下地層の高結晶品質に起因して各層の結晶品質も改善され、転位量が低減されている効果と、ＡｌＮ下地層の放熱特性の向上効果との相乗効果によって発光効率及び励起効率が向上し、高輝度発光が実現されていることが分かる。したがって、実施例に示す半導体発光素子は、比較例に示す半導体発光素子と比較して、高い効率の半導体発光素子であり、高輝度発光可能であることが確認された。

以上、具体例を挙げながら、本発明を発明の実施の形態に即して詳細に説明してきたが、本発明は上記内容に限定されるものではなく、本発明の範疇を逸脱しない限りにおいてあらゆる変形や変更が可能である。

例えば、基板に窒化処理を加えたり、III族原料による基板の前処理などを行なうこともできる。また、下地層の組成を連続的に変化させたり、成膜条件を段階に分けて変化させたりすることも可能である。さらに、導電層や発光層などの結晶性をさらに向上させる目的で、下地層と導電層との間などにバッファ層やひずみ超格子などの多層積層構造を温度、流量、圧力、原料供給量、及び添加ガスなどの成長条件を変化させることにより、挿入することもできる。また、発光層下方のｎ層側にｎ−ＡｌＧａＮクラッドを挿入しても良い。各層の成膜については、同一の成膜装置で行う必要はなく、別の装置を使用しても良い。

また、上記下地層は、Ｇｅ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｂｅ、Ｐ、及びＢなどの添加元素を含有することもできる。さらに、意識的に添加した元素に限らず、成膜条件などに依存して必然的に取り込まれる微量元素、並びに原料、反応管材質に含まれる微量不純物を含むこともできる。

また、本発明の半導体発光素子は、上述したＰＩＮ型の半導体発光素子のみならず、あらゆる型の半導体発光素子に対して用いることができる。

従来の半導体発光素子の一例を示す構成図である。 本発明の半導体発光素子の一例を示す構成図である。 本発明の半導体発光素子の他の例を示す構成図である。 半導体発光素子の発光特性を示すグラフである。 リッジ型のＧａＮ膜からの誘導放出出力と励起光強度との関係を示すグラフである。

符号の説明

１，１１，２１ 基板、２ バッファ層、３，１３，２３ 下地層、４，１４，２４ ｎ型導電層、５，１５，２５ 発光層、６，１６ ｐ型クラッド層、７，１７，２７ ｐ型導電層、８，１８，２８ ｎ型電極、９、１９，２９ ｐ型電極、１０，２０，３０ 半導体発光素子

Claims (3)

1. Ｃ面サファイア基板上に、窒化物半導体からなる表面粗さ（Ｒａ）が２Å以下である下地層と、前記下地層と接触するｎ型導電層を少なくとも具えている窒化物半導体層群を含む発光素子構造とを順次に具える半導体発光素子の転位密度低減方法であって、
   前記下地層は成長初期からＭＯＣＶＤ法により１１００℃〜１１５０℃の温度でエピタキシャル成長させた窒化物半導体ＡｌＮを転位密度１０ ^１１ ／ｃｍ ^２ から８×１０ ^９ ／ｃｍ ^２ で形成する工程と、
   前記発光素子構造を構成する前記窒化物半導体層群の前記ｎ型導電層を、前記下地層を構成する前記窒化物半導体よりも少ないＡｌ含有量原子％に設定する工程とを具え、
   前記下地層と前記窒化物半導体層群の前記ｎ型導電層とのＡｌ組成差に起因して、前記下地層からの貫通転位を前記窒化物半導体層群内で低減させ、前記窒化物半導体層群の転位密度を前記下地層の転位密度よりも小さく、かつ１×１０¹⁰／ｃｍ^２ から５×１０ ^７ ／ｃｍ ^２ とすることを特徴とする、半導体発光素子の転位密度低減方法。
2. 前記発光素子構造を構成する前記窒化物半導体層群の、全III族元素に対するＧａ含有量が８０％以上であることを特徴とする、請求項１に記載の半導体発光素子の転位密度低減方法。
3. 前記窒化物半導体層群を、常圧で成長させることを特徴とする、請求項１又は２に記載の半導体発光素子の転位密度低減方法。

Images