JP4609917B2

JP4609917B2 - Method for producing aluminum gallium nitride layer, method for producing group III nitride semiconductor light emitting device, and group III nitride semiconductor light emitting device

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Publication number: JP4609917B2
Application number: JP2002115902A
Authority: JP
Inventors: 朗浩松瀬; 峰夫奥山
Original assignee: Showa Denko KK
Current assignee: Showa Denko KK
Priority date: 2002-04-18
Filing date: 2002-04-18
Publication date: 2011-01-12
Anticipated expiration: 2022-04-18
Also published as: JP2003309074A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、窒化アルミニウムガリウム層の製造方法、ＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の製造方法およびＩＩＩ族窒化物半導体発光素子に係り、特に窒化アルミニウムガリウム層の成長中に成長雰囲気中にインジウム原料を供給することにより、ｐ型の窒化アルミニウムガリウム層の特性を改良する技術に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、短波長の光を発光する発光素子用の半導体材料として、ＩＩＩ族窒化物半導体（ＩＩＩ族窒化物半導体は、一般式Ａｌ_xＧａ_yＩｎ_1-x-yＮ（ただし、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｘ＋ｙ≦１）で表わされるものとする。）が注目を集めている。一般にＩＩＩ族窒化物半導体は、サファイア単結晶を始めとする種々の酸化物結晶やＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体結晶等を基板として、その上に有機金属化学気相反応法（ＭＯＣＶＤ法）や分子線エピタキシー法（ＭＢＥ法）あるいは水素化物気相エピタキシー法（ＨＶＰＥ法）等によって積層される。
【０００３】
ＩＩＩ族窒化物半導体は、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＩｎＮ等の基本となる２元半導体の組み合わせにより構成されるが、その中でもＧａＮについて開発が盛んに行なわれている。また、ＧａＮにＩｎあるいはＡｌを混ぜた窒化インジウムガリウム（ＩｎＧａＮと略記する）や窒化アルミニウムガリウム（ＡｌＧａＮと略記する）の３元混晶の研究も進められている。
【０００４】
これらのＩｎＧａＮやＡｌＧａＮ等の３元混晶を用いて、注入キャリアの閉じ込めに有効なダブルヘテロ構造の発光部を作製すれば、ＩＩＩ族窒化物半導体を用いた発光素子の発光効率の向上が可能となり、高輝度の発光ダイオード（ＬＥＤ）や短波長のレーザダイオード（ＬＤ）を実現することが出来る。
【０００５】
特にＩｎＧａＮは、そのＩｎ組成比を変化させることによりバンドギャップエネルギーをＧａＮの３．４ｅＶからＩｎＮの２ｅＶまで変えることが出来るので、可視の発光素子用の発光層として用いることが出来る。またＡｌＧａＮは、ＩｎＧａＮよりバンドギャップエネルギーが大きいため、ダブルヘテロ構造の発光部においてＩｎＧａＮからなる発光層の両側に接して配置させるｎ型クラッド層およびｐ型クラッド層として用いることが出来る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、ＩｎＧａＮのようなＩｎを含有するＩＩＩ族窒化物半導体を発光層とするＩＩＩ族窒化物半導体発光素子には、以下のような問題点があった。すなわち、比較的蒸気圧の高いＩｎを含むＩＩＩ族窒化物半導体からなる発光層の結晶品質を高めるためには、Ｉｎを含むＩＩＩ族窒化物半導体は、ＧａＮあるいはＡｌＧａＮの成長温度よりも低い温度で成長しなければならなかった。
【０００７】
これに対し、結晶性が良く良好な導電性を示すｐ型のＡｌＧａＮからなるクラッド層を作製するためには、Ｉｎを含むＩＩＩ族窒化物半導体より高い成長温度でＡｌＧａＮを成長させなければならない。従って、ＡｌＧａＮクラッド層でＩｎを含むＩＩＩ族窒化物半導体からなる発光層を挟み込んだダブルへテロ構造の発光部を作製する場合には、発光層とその上に形成するＡｌＧａＮクラッド層とで成長温度を変える必要があった。
【０００８】
しかし、発光層の成長とその上に形成するＡｌＧａＮクラッド層の成長との間で成長温度を上げると、発光層の成長後の昇温過程において、発光層から蒸気圧の高いＩｎの蒸発が起こり、発光層の品質の劣化や発光層とクラッド層の界面の劣化につながり、ひいてはＩＩＩ族窒化物半導体素子の特性の変化や劣化につながっていた。
【０００９】
この問題を解決する為の方法として、ｐ型クラッド層にＩｎＧａＮを用い、Ｉｎを含む発光層と同程度の低温でｐ型クラッド層を成長させる方法が提案されている。（２００１年春季応用物理学会講演予講集、４１５頁、３１ａ−Ｋ−１１）しかし、このような条件で成長されたｐ型ＩｎＧａＮからなるクラッド層はｐ型層として機能するだけの充分なキャリア濃度を得ることが難しかった。
【００１０】
またｐ型クラッド層には、発光素子に電流注入した際にｎ側電極から流れ込む電子が、発光層内でホールと再結合することなくｐ側電極に流れていくことを防ぎ、電子を発光層に滞留させる効果も求められている。そのためには、発光層とｐ型クラッド層の間には充分なバンドギャップエネルギーの差が必要である。しかしｐ型のＩｎＧａＮからなるクラッド層では、発光層との間に充分なバンドギャップエネルギーの差を確保することが難しく、結果として発光素子の発光効率の低下につながっていた。
【００１１】
また、特開２００１−９７８００号公報には、ＡｌＧａＮ成長時にＩｎを導入することで、結晶性の良いＡｌＧａＮが得られることが示されている。しかし、上述の特許文献の発明は、得られたＡｌＧａＮ結晶中にＩｎが存在することによりクラックの発生しないＡｌＧａＮ薄膜が得られるという効果を有するものであり、得られたＡｌＧａＮ薄膜の結晶品質、特にそのｐ型導電性については記載されてない。
【００１２】
本発明は上記事情を考慮してなされたもので、その目的とするところは、Ｉｎを含むＩＩＩ族窒化物半導体からなる発光層上に、該発光層よりバンドギャップエネルギーが大きく、かつ結晶性が良く良好な導電性を示すｐ型の窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ：但し０≦ｘ＜１）からなるクラッド層を、発光層の結晶品質を劣化させることなく積層することが可能となるための条件を示し、発光効率に優れたＩＩＩ族窒化物半導体発光素子を提供することを目的とする。また本発明は、結晶性が良く充分なキャリア濃度を有するｐ型の窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ：但し０≦ｘ＜１）層の成長条件を明らかにすることを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
すなわち本発明は、
（１）成長雰囲気中にアルミニウム原料、ガリウム原料、窒素原料およびｐ型不純物原料を供給し、基板上に、ｐ型の窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_xＧａ_1-xＮ：但し０≦ｘ＜１）層を成長させる窒化アルミニウムガリウム層の製造方法において、窒化アルミニウムガリウム層の成長中に成長雰囲気中にインジウム原料を供給することを特徴とする窒化アルミニウムガリウム層の製造方法。
（２）窒化アルミニウムガリウム層の成長を有機金属化学気相反応法（ＭＯＣＶＤ法）で行うことを特徴とする上記（１）に記載の窒化アルミニウムガリウム層の製造方法。
（３）窒化アルミニウムガリウム層の成長温度が、８００℃〜１１００℃の範囲であることを特徴とする上記（１）または（２）に記載の窒化アルミニウムガリウム層の製造方法。
（４）インジウム原料の供給量が、アルミニウム原料とガリウム原料の供給量の和に対して、０．１％〜１００％の範囲であることを特徴とする上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の窒化アルミニウムガリウム層の製造方法。
（５）窒化アルミニウムガリウム層中のＩｎ濃度が１０¹⁵〜１０¹⁹ｎ／ｃｍ³の範囲であることを特徴とする上記（１）ないし（４）のいずれか１項に記載の窒化アルミニウムガリウム層の製造方法。
（６）ｐ型不純物原料がＭｇを含むことを特徴とする上記（１）ないし（５）のいずれか１項に記載の窒化アルミニウムガリウム層の製造方法。
である。
【００１４】
また本発明は、
（７）基板上に、ＭＯＣＶＤ法により、ＩＩＩ族窒化物半導体からなるｎ型クラッド層、Ｉｎを含有するＩＩＩ族窒化物半導体からなる発光層、窒化アルミニウムガリウム層からなるｐ型クラッド層を順次積層し、ｎ型クラッド層、発光層、ｐ型クラッド層でダブルヘテロ構造の発光部を形成するＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の製造方法において、ｐ型クラッド層の成長中に成長雰囲気中にインジウム原料を供給することを特徴とするＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の製造方法。
（８）発光層がＩｎＧａＮからなり、ｐ型クラッド層の成長温度を８００℃〜１０００℃の範囲とすることを特徴とする上記（７）に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の製造方法。
（９）ｐ型クラッド層の成長中に供給するインジウム原料の供給量が、アルミニウム原料とガリウム原料の供給量の和に対して、０．１％〜１００％の範囲であることを特徴とする上記（７）または（８）に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の製造方法。
（１０）ｐ型クラッド層中のインジウム濃度が１０¹⁵〜１０¹⁹ｎ／ｃｍ³の範囲であることを特徴とする上記（７）ないし（９）のいずれか１項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の製造方法。
（１１）ｐ型クラッド層に添加するｐ型不純物が、Ｍｇであることを特徴とする上記（７）ないし（１０）のいずれか１項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の製造方法。
（１２）ｐ型クラッド層のキャリア濃度が１×１０¹⁷〜１×１０¹⁹ｎ／ｃｍ³の範囲であることを特徴とする上記（７）ないし（１１）に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の製造方法。
（１３）上記（７）ないし（１２）に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の製造方法で作製したＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。
である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明では、成長雰囲気中にアルミニウム原料、ガリウム原料、窒素原料およびｐ型不純物原料を供給し、基板上に、ｐ型のＡｌＧａＮ層を成長させる際に、ＡｌＧａＮ層の成長中に成長雰囲気中にインジウム原料を供給する。これにより、結晶性が良く充分なキャリア濃度を有するｐ型ＡｌＧａＮ層の成長することが出来る。ここで本発明では、基板としてサファイア、シリコン（Ｓｉ）、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＧａＡｓ、ＳｉＣ、ＺｒＢ₂等を使用することが出来る。また、基板上にｐ型のＡｌＧａＮ層を成長させる場合、基板とＡｌＧａＮ層との間に他のＩＩＩ族窒化物半導体層が積層されていても構わない。
【００１６】
本発明では、ＡｌＧａＮ層の成長中に成長雰囲気中にインジウム原料を供給することにより、Ｉｎ原子が結晶の成長表面でアンチサーファクタントとして機能し、結晶の成長表面におけるアルミニウム原料、ガリウム原料のマイグレーションが促進され、その結果、結晶性が良く良好な導電性を示すｐ型ＡｌＧａＮ層を成長することが出来ると考えられる。
【００１７】
本発明のＡｌＧａＮ層の成長方法としては、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ法）、有機金属化学気相反応法（ＭＯＣＶＤ法）、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ法）などが挙げられる。このうちＭＯＣＶＤ法は、結晶成長の制御性に優れ、品質の良いＡｌＧａＮ層を製造することが出来、また原料使用効率が優れているため、特に好ましい。
【００１８】
ＡｌＧａＮ層の成長方法としてＭＯＣＶＤ法を用いる場合、アルミニウム原料、ガリウム原料、インジウム原料として、以下のような原料を使用することが出来る。ガリウム原料としては、トリメチルガリウム（（ＣＨ₃）₃Ｇａ：ＴＭＧ）、トリエチルガリウム（（Ｃ₂Ｈ₅）₃Ｇａ：ＴＥＧ）などの一般式Ｒ₁Ｒ₂Ｒ₃Ｇａ（ここで、Ｒ₁、Ｒ₂、Ｒ₃は低級アルキル基を示す。）で表されるトリアルキルガリウムを使用することが出来る。また、アルミニウム原料としては、トリメチルアルミニウム（（ＣＨ₃）₃Ａｌ：ＴＭＡ）、トリエチルアルミニウム（（Ｃ₂Ｈ₅）₃Ａｌ：ＴＥＡ）などの一般式Ｒ₁Ｒ₂Ｒ₃Ａｌ（ここで、Ｒ₁、Ｒ₂、Ｒ₃は低級アルキル基を示す。）で表されるトリアルキルアルミニウムを使用することが出来る。また、インジウム原料としては、トリメチルインジウム（（ＣＨ₃）₃Ｉｎ：ＴＭＩ）、トリエチルインジウム（（Ｃ₂Ｈ₅）₃Ｉｎ：ＴＥＩ）などの一般式Ｒ₁Ｒ₂Ｒ₃Ｉｎ（ここで、Ｒ₁、Ｒ₂、Ｒ₃は低級アルキル基を示す。）で表されるトリアルキルインジウムを使用することが出来る。またこれらは、単独であるいは混合して用いることが出来る。
【００１９】
また窒素原料としては、アンモニア、ヒドラジン、メチルヒドラジン、１，１−ジメチルヒドラジン、１，２−ジメチルヒドラジン、ｔ−ブチルアミン、エチレンジアミンなどを用いることが出来る。これらは単独でまたは混合して用いることが出来る。これらの原料のうち、アンモニアとヒドラジンは分子中に炭素原子を含まないため、ＩＩＩ族窒化物半導体に対する炭素の汚染が少なく特に好適である。
【００２０】
本発明のＡｌＧａＮ層の成長温度は、８００℃〜１１００℃の範囲とするのが望ましい。成長温度が８００℃より低いとＡｌＧａＮ層の結晶性が悪化し十分なｐ型伝導性を示さなくなるという問題がある。また１１００℃より高いとＡｌＧａＮ層の昇華が始まり、成長速度が減少してしまうという問題がある。
【００２１】
また本発明では、窒化アルミニウムガリウム層の成長中に成長雰囲気中に供給するインジウム原料の供給量が、アルミニウム原料とガリウム原料の供給量の和に対して、０．１％〜１００％の範囲とするのが望ましい。インジウム原料、アルミニウム原料、ガリウム原料の供給量とは、単位時間当たりの原子数で表した原料の供給量（例えば、ｍｏｌ／ｍｉｎ.で表す。）を言う。アルミニウム原料とガリウム原料の供給量の和に対するインジウム原料の供給量が、０．１％より小さいとアンチサーファクタントとしての十分な効果が得られないという問題がある。また、１００％より大きいと結晶性が悪化するという問題がある。
【００２２】
本発明のＡｌＧａＮ層の成長方法にＭＯＣＶＤ法を用いる場合、成長圧力は５０〜１０００ｈＰａとするのが、成長速度が大きく結晶性が優れたＡｌＧａＮ層が得られるため望ましい。また、成長雰囲気ガスとしては水素や窒素を用いるのが望ましい。
【００２３】
上記の条件でＡｌＧａＮ層を成長する結果、本発明のＡｌＧａＮ層中のＩｎ濃度は、およそ１０¹⁵〜１０¹⁹ｎ／ｃｍ³の範囲となる。ＡｌＧａＮ層中に含まれる濃度範囲がおよそ１０¹⁵〜１０¹⁹ｎ／ｃｍ³のＩｎは、ＡｌＧａＮ層の結晶特性に対して結晶性を良くするという影響を与えるため好ましい。
【００２４】
本発明では、ＡｌＧａＮ層の成長雰囲気中に供給する不純物原料は、Ｍｇを含むことが望ましい。Ｍｇは、結晶中にドープされた原子のうちアクセプタとして機能する原子の割合が高いという利点がある。Ｍｇを含む不純物原料としては、ビスシクロペンタジエニルマグネシウムやビスメチルシクロペンタジエニルマグネシウムなどを使用することが出来る。
【００２５】
また、本発明のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の製造方法は、基板上に、ＭＯＣＶＤ法により、ＩＩＩ族窒化物半導体からなるｎ型クラッド層、Ｉｎを含有するＩＩＩ族窒化物半導体からなる発光層、窒化アルミニウムガリウム層からなるｐ型クラッド層を順次積層し、ｎ型クラッド層、発光層、ｐ型クラッド層でダブルヘテロ構造の発光部を形成するＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の製造方法において、ｐ型クラッド層の成長中に成長雰囲気中にインジウム原料を供給するものである。
【００２６】
本発明では、Ｉｎを含有するＩＩＩ族窒化物半導体からなる発光層の上に窒化アルミニウムガリウム層からなるｐ型クラッド層を積層する際、ｐ型クラッド層の成長中に成長雰囲気中にインジウム原料を供給する結果、ｐ型クラッド層の成長温度を８００℃〜１０００℃の範囲にしても、結晶性が良く良好な導電性を示すｐ型のＡｌＧａＮからなるクラッド層が作製可能となる。このようにｐ型クラッド層の成長温度を１０００℃以下とすることが出来るため、発光層の上にｐ型クラッド層を積層する際の発光層の結晶品質が劣化することがなくなり、発光効率に優れたＩＩＩ族窒化物半導体発光素子が製造できる。
【００２７】
ＡｌＧａＮからなるｐ型クラッド層を成長する際に、成長雰囲気中にＩｎ原料を供給すると、Ｉｎ原子により成長表面における原料のマイグレーションが促進され、その結果、成長温度を８００℃〜１０００℃の範囲として成長させたにも拘らず、結晶性が良く良好なｐ型の導電性を示すＡｌＧａＮからなるｐ型クラッド層を成長することが出来ると考えられる。また本発明の方法により成長したｐ型クラッド層は、成長後に特別な熱処理を施さなくても充分なキャリア濃度を得ることが出来る。
【００２８】
ＭＯＣＶＤ法により発光層の上にＡｌＧａＮ層からなるｐ型クラッド層を成長するのに好適な条件は、前述のｐ型のＡｌＧａＮ層の成長条件と同じである。
【００２９】
図１に本発明に係るＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の積層構造の一例を示す。図１に示すＩＩＩ族窒化物半導体発光素子は、サファイア基板１０１の一主面上にＧａＮからなるｎ型クラッド層１０３、ＩｎＧａＮとＧａＮとを交互に積層した多重量子井戸（ＭＱＷ）構造の発光層１０５、本発明の特徴であるＡｌＧａＮからなるｐ型クラッド層１０７、ｐ型ＧａＮ層１０９が順次積層された構造となっている。
【００３０】
上記のｎ型クラッド層１０３、発光層１０５、ｐ型クラッド層１０７、ｐ型ＧａＮ層１０９は、ＭＯＣＶＤ法を用いてサファイア基板１０１上に積層した。上記の各層の膜厚、成長温度を表１に示す。
【００３１】
【表１】

【００３２】
このｐ型クラッド層１０７の成長中に、Ｉｎ原料の供給量がＡｌ原料とガリウム原料の供給量の和に対しておよそ１０％となるようにして、成長雰囲気中にＩｎ原料を供給した。またＳＩＭＳによる分析の結果、成長後のｐ型クラッド層中のＩｎ濃度は１０¹⁸ｎ／ｃｍ³程度であった。
【００３３】
また、ｐ型クラッド層１０７にドープするｐ型不純物としては、Ｍｇを用いた。本発明では、ｐ型不純物であるＭｇ原料の添加量を制御することにより、ｐ型クラッド層１０７のキャリア濃度を１×１０¹⁷〜１×１０¹⁹ｎ／ｃｍ³の範囲で制御することができる。ｐ型クラッド層１０７のキャリア濃度を１×１０¹⁷〜１×１０¹⁹ｎ／ｃｍ³の範囲で制御できると、発光素子の発光効率が向上するという利点がある。
【００３４】
成長中にインジウム原料を供給しないで成長した従来のｐ型ＡｌＧａＮ層では、成長温度によりそのキャリア濃度が変化していた。例えば成長温度が１１００℃と高温の場合は、ｐ−ｎ接合を形成するために最も好ましいキャリア濃度である１×１０¹⁸ｎ／ｃｍ³以上のキャリア濃度が得られることが広く知られていた。しかし、１１００℃のような高温でＡｌＧａＮ層からなるｐ型クラッド層を成長させると、下地となるＩｎを含むＩＩＩ族窒化物半導体からなる発光層の結晶性を劣化させ、発光素子としての性能を低下させてしまうという問題が生じていた。
【００３５】
本発明では、発光層１０５の上に成長させるｐ型クラッド層１０７を８００℃〜１０００℃の低温で成長させることにより、発光層１０５の結晶性の劣化を引き起こすことがなくなった。すなわち、ｐ型クラッド層の成長中に成長雰囲気中にインジウム原料を添加することにより、８００℃〜１０００℃の温度で成長させても、結晶性に優れ充分なキャリア濃度を有するｐ型クラッド層１０７を得ることが出来るようになった。
【００３６】
図１に示した積層構造を有するＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の特性を、ＡｌＧａＮからなるｐ型クラッド層１０７を、成長中にインジウム原料を供給しない従来の方法で１１００℃で成長させた場合と、本発明の方法により１０００℃で成長した場合とで比較した結果を表２に示す。表２には、ｐ型クラッド層１０７の成長温度、キャリア濃度および発光層１０５の発光強度を示す。ここで発光層１０５の発光強度は、Ｈｅ−Ｃｄレーザーを励起源としたフォトルミネセンス測定法により測定した。
【００３７】
【表２】

【００３８】
表２より、従来の方法による発光素子と本発明の方法による発光素子とでは、ｐ型クラッド層は同等のキャリア濃度を示しているのに、発光層の発光強度は、従来の発光素子に比べて本発明の発光素子が１０倍程度高くなっていることがわかる。
【００３９】
このことは、従来の方法により高温でｐ型クラッド層を成長させた場合、Ｉｎを含有する発光層の結晶品質を悪化させ、発光素子の発光特性が劣化してしまうのに対し、本発明の方法により低温でｐ型クラッド層を成長させると、発光層の劣化が抑えられ、発光素子の発光特性が向上することを示している。また、表２から本発明のｐ型クラッド層が充分なキャリア濃度を有することも分かる。
【００４０】
【実施例】
（実施例１）
本発明に係わるＩＩＩ族窒化物半導体発光素子とその製造方法を、実施例をもとに説明する。なお本実施例１では、ｎ型ドーパントとしてＳｉをドープするために、窒素で希釈したシラン（ＳｉＨ₄）を用いた。また、ｐ型ドーパントとしてＭｇをドープするために、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム（（Ｃ₂Ｈ₅）₂Ｍｇ：Ｃｐ₂Ｍｇ）を用いた。本実施例１に係るＩＩＩ族窒化物半導体発光素子用エピタキシャルウェハの作製は、ＭＯＣＶＤ法を用いて以下の手順で行った。
【００４１】
基板として鏡面研磨したＣ面を有するサファイアを用いた。基板をＭＯＣＶＤ法による成長のための反応炉内に載置し、まず１１５０℃で水素ガスを流通して、基板と反応炉のサーマルクリーニングを行った。サーマルクリーニングの終了後、基板の温度を５５０℃にし、キャリアガスに水素を用いてＴＭＧとアンモニアを反応炉内へ供給し、ＧａＮからなるバッファ層を基板上に２００Å形成した。
【００４２】
次に基板の温度を１１５０℃に昇温させ、ＴＭＧとアンモニアとシランガスを反応炉内へ供給し、バッファ層上にＳｉをドープしたＧａＮからなるｎ型クラッド層を約３．０μｍ成長させた。次に、基板温度を８００℃まで降温して、キャリアガスを窒素に切り換えた。そしてＴＥＧ、ＴＭＩ、及びアンモニアを供給して、Ｉｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎからなる井戸層とＧａＮからなる障壁層を交互に５ペア積層させたＭＱＷ構造の発光層をｎ型クラッド層上に形成した。ＩｎＧａＮ井戸層の厚さは２ｎｍ、ＧａＮ障壁層の厚さは８ｎｍとした。
【００４３】
その後、基板温度を１０００℃まで昇温して、キャリアガスを水素に切り換えた。そしてＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃｐ₂Ｍｇ、及びアンモニアを供給して、発光層上にＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎからなるｐ型クラッド層を、５０ｎｍの厚さで形成した。このｐ型クラッド層の成長中に、成長雰囲気中にＩｎ原料としてＴＭＩを供給した。ＴＭＧおよびＴＭＡの供給量はそれぞれ５．３×１０^-5ｍｏｌ／ｍｉｎ．と１．０×１０^-5ｍｏｌ／ｍｉｎ．であり、またＴＭＩの供給量は８．０×１０^-6ｍｏｌ／ｍｉｎ．としたので、ＴＭＧとＴＭＡの供給量の和に対するＴＭＩの供給量は約１３％となった。形成されたｐ型クラッド層中のＩｎ濃度は１０¹⁸ｎ／ｃｍ³程度であった。またｐ型クラッド層のキャリア濃度は１×１０¹⁸ｎ／ｃｍ³であった。
【００４４】
その後、ＴＭＡの供給を止めて、ｐ型クラッド層上にＧａＮからなるｐ型コンタクト層を０．１μｍ形成した。このｐ型コンタクト層の成長中にも、成長雰囲気中にＩｎ原料としてＴＭＩを供給した。このｐ型コンタクト層中のＩｎ原子濃度は１０¹⁸ｎ／ｃｍ³程度であった。またｐ型コンタクト層のキャリア濃度は１×１０¹⁸ｎ／ｃｍ³であった。ｐ型コンタクト層の成長後、反応炉内に流通するガスを窒素とアンモニアのみにし、室温まで基板の温度を下げた。
【００４５】
以上の手順により、ＩＩＩ族窒化物半導体発光素子用エピタキシャルウェハを作製した。このウェハを反応炉から取り出した後、公知の手段により電極を形成し個々の素子に分離して、図２に示す断面構造を有するＬＥＤを作製した。図２で２０１はサファイヤ基板、２０３はＧａＮからなるｎ型クラッド層、２０５はＩｎＧａＮ井戸層とＧａＮ障壁層とからなるＭＱＷ構造の発光層、２０７はＡｌＧａＮからなるｐ型クラッド層、２０９はＧａＮからなるｐ型コンタクト層、２１１はｎ型電極、２１３はｐ型電極である。このＬＥＤに順方向に電流を流したところ、発光波長４００ｎｍの明瞭な青色発光を示した。順方向電流が２０ｍＡの際のＬＥＤの発光強度は２．０ｍＷであった。
【００４６】
（比較例１）
ｐ型クラッド層とｐ型コンタクト層を１０５０℃で成長させたことを除いて、実施例１と同様の手順によりＬＥＤを作製した。作製したＬＥＤについて実施例１と同様の評価を行なったところ、発光強度が１．０ｍＷ以下であった。
【００４７】
（比較例２）
ｐ型クラッド層とｐ型コンタクト層をそれぞれＩｎ原料を添加しないで１０００℃で成長させたことを除いて、実施例１と同様の手順によりＬＥＤを作製した。作製したＬＥＤについて実施例１と同様の評価を行なったところ、ｐ型クラッド層とｐ型コンタクト層はｐ型の電気特性を示さず、またＬＥＤの発光強度は０．５ｍＷ以下であった。
【００４８】
【発明の効果】
本発明によれば、窒化アルミニウムガリウム層の成長中に成長雰囲気中にインジウム原料を供給することにより、結晶性が良く充分なキャリア濃度を有するｐ型ＡｌＧａＮ層の成長することが出来る。
【００４９】
また本発明によれば、半導体発光素子として利用するのに充分なｐ型のキャリア濃度を有するＡｌＧａＮからなるクラッド層を、８００℃〜１０００℃の温度で成長することが出来る。そのため、Ｉｎを含むＩＩＩ族窒化物半導体からなる発光層の結晶品質や発光特性を劣化させることが無くなる結果、本発明のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子は、従来の発光素子に比較して発光効率の向上を図ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明に係るＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の積層構造を示す図
【図２】本発明の実施例１に係るＬＥＤの断面構造を示す図
【符号の説明】
１０１サファイア基板
１０３ｎ型クラッド層
１０５発光層
１０７ｐ型クラッド層
１０９ｐ型ＧａＮ層
２０１サファイア基板
２０３ｎ型クラッド層
２０５発光層
２０７ｐ型クラッド層
２０９ｐ型コンタクト層
２１１ｎ型電極
２１３ｐ型電極[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for manufacturing an aluminum gallium nitride layer, a method for manufacturing a group III nitride semiconductor light emitting device, and a group III nitride semiconductor light emitting device, and in particular, supplying an indium raw material into a growth atmosphere during the growth of the aluminum gallium nitride layer. The present invention relates to a technique for improving the characteristics of a p-type aluminum gallium nitride layer.
[0002]
[Prior art]
In recent years, as a semiconductor material for a light-emitting element that emits light of a short wavelength, a group III nitride semiconductor (a group III nitride semiconductor has a general formula of Al _x Ga _y In _1-xy N (where 0 ≦ x ≦ 1, 0 ≦ y ≦ 1, 0 ≦ x + y ≦ 1). ) Is attracting attention. In general, group III nitride semiconductors use various oxide crystals such as sapphire single crystals and group III-V compound semiconductor crystals as substrates, on which a metal organic chemical vapor reaction method (MOCVD method) or molecular beam is applied. The layers are stacked by an epitaxy method (MBE method) or a hydride vapor phase epitaxy method (HVPE method).
[0003]
Group III nitride semiconductors are composed of a combination of basic binary semiconductors such as GaN, AlN, InN, etc. Among them, GaN has been actively developed. In addition, research on ternary mixed crystals of indium gallium nitride (abbreviated as InGaN) or aluminum gallium nitride (abbreviated as AlGaN) in which GaN is mixed with In or Al is also in progress.
[0004]
By using these ternary mixed crystals such as InGaN and AlGaN to produce a light emitting part with a double hetero structure that is effective for confining injected carriers, it is possible to improve the light emitting efficiency of a light emitting device using a group III nitride semiconductor. Thus, a high-intensity light emitting diode (LED) or a short wavelength laser diode (LD) can be realized.
[0005]
In particular, InGaN can change the band gap energy from 3.4 eV of GaN to 2 eV of InN by changing its In composition ratio, so that it can be used as a light emitting layer for a visible light emitting element. Since AlGaN has a larger band gap energy than InGaN, it can be used as an n-type cladding layer and a p-type cladding layer disposed in contact with both sides of a light emitting layer made of InGaN in a light emitting part of a double heterostructure.
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, the Group III nitride semiconductor light-emitting device using a Group III nitride semiconductor containing In, such as InGaN, as a light emitting layer has the following problems. That is, in order to improve the crystal quality of a light emitting layer made of a group III nitride semiconductor containing In having a relatively high vapor pressure, the group III nitride semiconductor containing In is used at a temperature lower than the growth temperature of GaN or AlGaN. Had to grow.
[0007]
On the other hand, in order to produce a cladding layer made of p-type AlGaN having good crystallinity and good conductivity, AlGaN must be grown at a higher growth temperature than the group III nitride semiconductor containing In. Accordingly, when a light emitting part having a double hetero structure in which a light emitting layer made of a group III nitride semiconductor containing In is sandwiched between AlGaN clad layers is fabricated, the growth temperature of the light emitting layer and the AlGaN clad layer formed thereon is increased. It was necessary to change.
[0008]
However, if the growth temperature is increased between the growth of the light emitting layer and the growth of the AlGaN cladding layer formed thereon, evaporation of In having a high vapor pressure occurs from the light emitting layer in the temperature rising process after the growth of the light emitting layer. This leads to deterioration of the quality of the light emitting layer and deterioration of the interface between the light emitting layer and the clad layer, which in turn leads to change and deterioration of the characteristics of the group III nitride semiconductor device.
[0009]
As a method for solving this problem, a method has been proposed in which InGaN is used for the p-type cladding layer and the p-type cladding layer is grown at a temperature as low as that of the light-emitting layer containing In. (2001 Spring Applied Physics Society Lecture Preliminary Lecture, 415, 31a-K-11) However, the clad layer made of p-type InGaN grown under such conditions is sufficient carrier to function as a p-type layer. It was difficult to obtain the concentration.
[0010]
The p-type cladding layer prevents electrons flowing from the n-side electrode when current is injected into the light-emitting element from flowing into the p-side electrode without recombining with holes in the light-emitting layer. There is also a demand for an effect of retention in water. For this purpose, a sufficient band gap energy difference is required between the light emitting layer and the p-type cladding layer. However, in the clad layer made of p-type InGaN, it is difficult to secure a sufficient band gap energy difference with the light emitting layer, resulting in a decrease in the light emitting efficiency of the light emitting element.
[0011]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-97800 discloses that AlGaN having good crystallinity can be obtained by introducing In during AlGaN growth. However, the invention of the above-mentioned patent document has an effect that an AlGaN thin film free from cracks is obtained by the presence of In in the obtained AlGaN crystal, and the crystal quality of the obtained AlGaN thin film, in particular, The p-type conductivity is not described.
[0012]
The present invention has been made in consideration of the above circumstances, and the object of the present invention is to have a band gap energy larger than that of the light emitting layer and a crystallinity on the light emitting layer made of a group III nitride semiconductor containing In. P-type aluminum gallium nitride (Al _x Ga _1-x Group III nitride semiconductor light-emitting device excellent in luminous efficiency, showing conditions for enabling the cladding layer of N: provided that 0 ≦ x <1) to be laminated without deteriorating the crystal quality of the light-emitting layer The purpose is to provide. The present invention also provides p-type aluminum gallium nitride (Al) having good crystallinity and sufficient carrier concentration. _x Ga _1-x N: where 0 ≦ x <1) The purpose is to clarify the growth conditions of the layer.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
That is, the present invention
(1) An aluminum raw material, a gallium raw material, a nitrogen raw material, and a p-type impurity raw material are supplied in a growth atmosphere, and p-type aluminum gallium nitride (Al _x Ga _1-x N: provided that an aluminum gallium nitride layer is grown by growing an aluminum gallium nitride layer, wherein an indium raw material is supplied into the growth atmosphere during the growth of the aluminum gallium nitride layer. Method.
(2) The method for producing an aluminum gallium nitride layer according to the above (1), wherein the growth of the aluminum gallium nitride layer is performed by a metal organic chemical vapor reaction method (MOCVD method).
(3) The method for producing an aluminum gallium nitride layer according to (1) or (2) above, wherein the growth temperature of the aluminum gallium nitride layer is in the range of 800 ° C. to 1100 ° C.
(4) Any of the above (1) to (3), wherein the supply amount of the indium raw material is in the range of 0.1% to 100% with respect to the sum of the supply amounts of the aluminum raw material and the gallium raw material A method for producing an aluminum gallium nitride layer according to claim 1.
(5) The In concentration in the aluminum gallium nitride layer is 10 ¹⁵ -10 ¹⁹ n / cm ^Three The method for producing an aluminum gallium nitride layer according to any one of (1) to (4) above, wherein
(6) The method for producing an aluminum gallium nitride layer according to any one of (1) to (5), wherein the p-type impurity material contains Mg.
It is.
[0014]
The present invention also provides
(7) An n-type cladding layer made of a group III nitride semiconductor, a light-emitting layer made of a group III nitride semiconductor containing In, and a p-type cladding layer made of an aluminum gallium nitride layer are sequentially stacked on the substrate by MOCVD. In the method of manufacturing a group III nitride semiconductor light emitting device in which a light emitting part having a double hetero structure is formed by an n-type cladding layer, a light-emitting layer, and a p-type cladding layer, an indium source A method for producing a group III nitride semiconductor light-emitting device, characterized by comprising:
(8) The method for producing a group III nitride semiconductor light-emitting device according to (7), wherein the light-emitting layer is made of InGaN, and the growth temperature of the p-type cladding layer is in the range of 800 ° C. to 1000 ° C.
(9) The supply amount of the indium raw material supplied during the growth of the p-type cladding layer is in the range of 0.1% to 100% with respect to the sum of the supply amounts of the aluminum raw material and the gallium raw material. A method for producing a group III nitride semiconductor light-emitting device according to the above (7) or (8).
(10) The indium concentration in the p-type cladding layer is 10 ¹⁵ -10 ¹⁹ n / cm ^Three The method for producing a group III nitride semiconductor light-emitting device according to any one of the above (7) to (9), characterized in that:
(11) The method for producing a group III nitride semiconductor light-emitting device according to any one of (7) to (10), wherein the p-type impurity added to the p-type cladding layer is Mg.
(12) The carrier concentration of the p-type cladding layer is 1 × 10 ¹⁷ ~ 1x10 ¹⁹ n / cm ^Three The method for producing a Group III nitride semiconductor light-emitting device according to any one of (7) to (11) above, wherein
(13) A group III nitride semiconductor light emitting device produced by the method for producing a group III nitride semiconductor light emitting device according to any one of (7) to (12) above.
It is.
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In the present invention, when an aluminum source, a gallium source, a nitrogen source, and a p-type impurity source are supplied in a growth atmosphere and a p-type AlGaN layer is grown on the substrate, the growth atmosphere is maintained during the growth of the AlGaN layer. Supply indium raw material. Thereby, a p-type AlGaN layer having good crystallinity and a sufficient carrier concentration can be grown. Here, in the present invention, sapphire, silicon (Si), GaN, AlN, GaAs, SiC, ZrB are used as substrates. ₂ Etc. can be used. When a p-type AlGaN layer is grown on the substrate, another group III nitride semiconductor layer may be stacked between the substrate and the AlGaN layer.
[0016]
In the present invention, by supplying an indium source into the growth atmosphere during the growth of the AlGaN layer, In atoms function as an anti-surfactant on the crystal growth surface, and the migration of the aluminum source and gallium source on the crystal growth surface is promoted. As a result, it is considered that a p-type AlGaN layer having good crystallinity and good conductivity can be grown.
[0017]
Examples of the growth method of the AlGaN layer of the present invention include a molecular beam epitaxy method (MBE method), a metal organic chemical vapor reaction method (MOCVD method), a hydride vapor phase growth method (HVPE method), and the like. Among these, the MOCVD method is particularly preferable because it has excellent controllability of crystal growth, can produce a high-quality AlGaN layer, and has excellent raw material use efficiency.
[0018]
When the MOCVD method is used as the growth method of the AlGaN layer, the following raw materials can be used as the aluminum raw material, the gallium raw material, and the indium raw material. As a gallium raw material, trimethylgallium ((CH _Three ) _Three Ga: TMG), triethylgallium ((C ₂ H _Five ) _Three General formula R such as Ga: TEG) ₁ R ₂ R _Three Ga (where R ₁ , R ₂ , R _Three Represents a lower alkyl group. The trialkyl gallium represented by this can be used. As an aluminum raw material, trimethylaluminum ((CH _Three ) _Three Al: TMA), triethylaluminum ((C ₂ H _Five ) _Three General formula R such as Al: TEA) ₁ R ₂ R _Three Al (where R ₁ , R ₂ , R _Three Represents a lower alkyl group. The trialkylaluminum represented by this can be used. As an indium raw material, trimethylindium ((CH _Three ) _Three In: TMI), triethylindium ((C ₂ H _Five ) _Three In: TEI) and other general formulas R ₁ R ₂ R _Three In (where R ₁ , R ₂ , R _Three Represents a lower alkyl group. ) Can be used. Moreover, these can be used individually or in mixture.
[0019]
As the nitrogen raw material, ammonia, hydrazine, methyl hydrazine, 1,1-dimethylhydrazine, 1,2-dimethylhydrazine, t-butylamine, ethylenediamine and the like can be used. These can be used alone or in combination. Among these raw materials, ammonia and hydrazine are particularly suitable because they do not contain carbon atoms in their molecules and therefore have little carbon contamination on the group III nitride semiconductor.
[0020]
The growth temperature of the AlGaN layer of the present invention is preferably in the range of 800 ° C to 1100 ° C. If the growth temperature is lower than 800 ° C., there is a problem that the crystallinity of the AlGaN layer is deteriorated and sufficient p-type conductivity is not exhibited. If the temperature is higher than 1100 ° C., the sublimation of the AlGaN layer starts and the growth rate decreases.
[0021]
In the present invention, the supply amount of the indium raw material supplied into the growth atmosphere during the growth of the aluminum gallium nitride layer is in the range of 0.1% to 100% with respect to the sum of the supply amounts of the aluminum raw material and the gallium raw material. It is desirable to do. The supply amount of the indium raw material, the aluminum raw material, and the gallium raw material refers to the supply amount of the raw material represented by the number of atoms per unit time (for example, expressed in mol / min.). If the supply amount of the indium raw material relative to the sum of the supply amounts of the aluminum raw material and the gallium raw material is smaller than 0.1%, there is a problem that a sufficient effect as an antisurfactant cannot be obtained. Further, if it exceeds 100%, there is a problem that the crystallinity deteriorates.
[0022]
When the MOCVD method is used for the growth method of the AlGaN layer of the present invention, the growth pressure is preferably 50 to 1000 hPa because an AlGaN layer having a high growth rate and excellent crystallinity can be obtained. Further, it is desirable to use hydrogen or nitrogen as the growth atmosphere gas.
[0023]
As a result of growing the AlGaN layer under the above conditions, the In concentration in the AlGaN layer of the present invention is approximately 10%. ¹⁵ -10 ¹⁹ n / cm ^Three It becomes the range. The concentration range contained in the AlGaN layer is about 10 ¹⁵ -10 ¹⁹ n / cm ^Three In is preferable because it has an effect of improving crystallinity on the crystal characteristics of the AlGaN layer.
[0024]
In the present invention, it is desirable that the impurity material supplied into the growth atmosphere of the AlGaN layer contains Mg. Mg has an advantage that the proportion of atoms functioning as acceptors out of atoms doped in the crystal is high. As the impurity raw material containing Mg, biscyclopentadienyl magnesium, bismethylcyclopentadienyl magnesium, or the like can be used.
[0025]
In addition, the manufacturing method of the group III nitride semiconductor light emitting device of the present invention includes an n-type cladding layer made of a group III nitride semiconductor and a light emitting layer made of a group III nitride semiconductor containing In, by MOCVD. In the method of manufacturing a group III nitride semiconductor light emitting device, a p-type cladding layer composed of an aluminum gallium nitride layer is sequentially stacked, and a light emitting part having a double hetero structure is formed by an n-type cladding layer, a light emitting layer, and a p-type cladding layer. Indium raw material is supplied into the growth atmosphere during the growth of the p-type cladding layer.
[0026]
In the present invention, when a p-type cladding layer made of an aluminum gallium nitride layer is stacked on a light-emitting layer made of a group III nitride semiconductor containing In, an indium raw material is introduced into the growth atmosphere during the growth of the p-type cladding layer. As a result of the supply, even if the growth temperature of the p-type cladding layer is in the range of 800 ° C. to 1000 ° C., a cladding layer made of p-type AlGaN having good crystallinity and good conductivity can be produced. Thus, since the growth temperature of the p-type cladding layer can be set to 1000 ° C. or less, the crystal quality of the light-emitting layer when the p-type cladding layer is laminated on the light-emitting layer is not deteriorated, and the light emission efficiency is improved. An excellent group III nitride semiconductor light emitting device can be manufactured.
[0027]
When an In raw material is supplied into the growth atmosphere when growing a p-type cladding layer made of AlGaN, the migration of the raw material on the growth surface is promoted by In atoms, and as a result, the growth temperature is set to a range of 800 ° C. to 1000 ° C. In spite of the growth, it is considered that a p-type cladding layer made of AlGaN having good crystallinity and good p-type conductivity can be grown. Further, the p-type cladding layer grown by the method of the present invention can obtain a sufficient carrier concentration without performing a special heat treatment after the growth.
[0028]
Suitable conditions for growing a p-type cladding layer made of an AlGaN layer on the light-emitting layer by MOCVD are the same as the growth conditions for the p-type AlGaN layer described above.
[0029]
FIG. 1 shows an example of a laminated structure of a group III nitride semiconductor light emitting device according to the present invention. The group III nitride semiconductor light emitting device shown in FIG. 1 has an n-type clad layer 103 made of GaN on a main surface of a sapphire substrate 101, and a light emitting layer having a multiple quantum well (MQW) structure in which InGaN and GaN are alternately stacked. 105, a p-type cladding layer 107 made of AlGaN, which is a feature of the present invention, and a p-type GaN layer 109 are sequentially laminated.
[0030]
The n-type cladding layer 103, the light emitting layer 105, the p-type cladding layer 107, and the p-type GaN layer 109 were stacked on the sapphire substrate 101 by MOCVD. Table 1 shows the film thickness and growth temperature of each of the above layers.
[0031]
[Table 1]

[0032]
During the growth of the p-type cladding layer 107, the In raw material was supplied into the growth atmosphere so that the supply amount of the In raw material was approximately 10% with respect to the sum of the supply amounts of the Al raw material and the gallium raw material. As a result of analysis by SIMS, the In concentration in the grown p-type cladding layer was 10 ¹⁸ n / cm ^Three It was about.
[0033]
Further, Mg was used as a p-type impurity doped into the p-type cladding layer 107. In the present invention, the carrier concentration of the p-type cladding layer 107 is set to 1 × 10 6 by controlling the addition amount of the Mg raw material which is a p-type impurity. ¹⁷ ~ 1x10 ¹⁹ n / cm ^Three Can be controlled within the range. The carrier concentration of the p-type cladding layer 107 is 1 × 10 ¹⁷ ~ 1x10 ¹⁹ n / cm ^Three If it can be controlled within this range, there is an advantage that the luminous efficiency of the light emitting element is improved.
[0034]
In the conventional p-type AlGaN layer grown without supplying an indium raw material during the growth, the carrier concentration varies depending on the growth temperature. For example, when the growth temperature is as high as 1100 ° C., the most preferable carrier concentration for forming a pn junction is 1 × 10 10. ¹⁸ n / cm ^Three It has been widely known that the above carrier concentration can be obtained. However, when a p-type cladding layer made of an AlGaN layer is grown at a high temperature such as 1100 ° C., the crystallinity of the light-emitting layer made of a group III nitride semiconductor containing In as a base deteriorates, and the performance as a light-emitting device is improved. There was a problem that it was lowered.
[0035]
In the present invention, the p-type cladding layer 107 grown on the light emitting layer 105 is grown at a low temperature of 800 ° C. to 1000 ° C., so that the crystallinity of the light emitting layer 105 is not deteriorated. That is, by adding an indium raw material to the growth atmosphere during the growth of the p-type cladding layer, the p-type cladding layer 107 has excellent crystallinity and a sufficient carrier concentration even when grown at a temperature of 800 ° C. to 1000 ° C. Can be obtained.
[0036]
The characteristics of the group III nitride semiconductor light-emitting device having the laminated structure shown in FIG. 1 are as follows: the p-type cladding layer 107 made of AlGaN is grown at 1100 ° C. by a conventional method in which no indium raw material is supplied during growth. Table 2 shows the result of comparison between the case of growing at 1000 ° C. by the method of the present invention. Table 2 shows the growth temperature, carrier concentration, and emission intensity of the light emitting layer 105 of the p-type cladding layer 107. Here, the emission intensity of the light emitting layer 105 was measured by a photoluminescence measurement method using a He—Cd laser as an excitation source.
[0037]
[Table 2]

[0038]
As shown in Table 2, the light emitting element according to the conventional method and the light emitting element according to the present invention have the same carrier concentration in the p-type cladding layer, but the light emission intensity of the light emitting layer is higher than that of the conventional light emitting element. It can be seen that the light-emitting element of the present invention is about 10 times higher.
[0039]
This is because when the p-type cladding layer is grown at a high temperature by the conventional method, the crystal quality of the light-emitting layer containing In deteriorates and the light-emitting characteristics of the light-emitting element deteriorate. It is shown that when the p-type cladding layer is grown at a low temperature by the method, the deterioration of the light emitting layer is suppressed and the light emitting characteristics of the light emitting element are improved. Table 2 also shows that the p-type cladding layer of the present invention has a sufficient carrier concentration.
[0040]
【Example】
Example 1
A group III nitride semiconductor light emitting device and a method for manufacturing the same according to the present invention will be described based on examples. In Example 1, in order to dope Si as an n-type dopant, silane diluted with nitrogen (SiH _Four ) Was used. In addition, in order to dope Mg as a p-type dopant, biscyclopentadienyl magnesium ((C ₂ H _Five ) ₂ Mg: Cp ₂ Mg) was used. An epitaxial wafer for a group III nitride semiconductor light emitting device according to Example 1 was manufactured using the MOCVD method according to the following procedure.
[0041]
As the substrate, sapphire having a mirror-polished C surface was used. The substrate was placed in a reactor for growth by MOCVD, and hydrogen gas was first circulated at 1150 ° C. to perform thermal cleaning of the substrate and the reactor. After completion of the thermal cleaning, the temperature of the substrate was set to 550 ° C., TMG and ammonia were supplied into the reaction furnace using hydrogen as a carrier gas, and 200 μm of a buffer layer made of GaN was formed on the substrate.
[0042]
Next, the temperature of the substrate was raised to 1150 ° C., TMG, ammonia, and silane gas were supplied into the reaction furnace, and an n-type cladding layer made of GaN doped with Si was grown on the buffer layer by about 3.0 μm. Next, the substrate temperature was lowered to 800 ° C., and the carrier gas was switched to nitrogen. Then, TEG, TMI, and ammonia are supplied, and In _0.1 Ga _0.9 A light emitting layer having an MQW structure in which five pairs of N well layers and GaN barrier layers were alternately stacked was formed on the n-type cladding layer. The thickness of the InGaN well layer was 2 nm, and the thickness of the GaN barrier layer was 8 nm.
[0043]
Thereafter, the substrate temperature was raised to 1000 ° C., and the carrier gas was switched to hydrogen. And TMG, TMA, Cp ₂ Mg and ammonia are supplied and Al is formed on the light emitting layer. _0.1 Ga _0.9 A p-type cladding layer made of N was formed with a thickness of 50 nm. During the growth of the p-type cladding layer, TMI was supplied as an In raw material in the growth atmosphere. The supply amount of TMG and TMA is 5.3 × 10 respectively ^-Five mol / min. And 1.0 × 10 ^-Five mol / min. And the supply amount of TMI is 8.0 × 10 ^-6 mol / min. Therefore, the supply amount of TMI with respect to the sum of the supply amounts of TMG and TMA was about 13%. The In concentration in the formed p-type cladding layer is 10 ¹⁸ n / cm ^Three It was about. The carrier concentration of the p-type cladding layer is 1 × 10 ¹⁸ n / cm ^Three Met.
[0044]
Thereafter, the supply of TMA was stopped, and a p-type contact layer made of GaN was formed to 0.1 μm on the p-type cladding layer. During the growth of the p-type contact layer, TMI was supplied as an In raw material in the growth atmosphere. The In atom concentration in this p-type contact layer is 10 ¹⁸ n / cm ^Three It was about. The carrier concentration of the p-type contact layer is 1 × 10 ¹⁸ n / cm ^Three Met. After the growth of the p-type contact layer, the gases circulating in the reaction furnace were only nitrogen and ammonia, and the substrate temperature was lowered to room temperature.
[0045]
An epitaxial wafer for a group III nitride semiconductor light emitting device was produced by the above procedure. After this wafer was taken out of the reactor, electrodes were formed by known means and separated into individual elements to produce an LED having the cross-sectional structure shown in FIG. In FIG. 2, 201 is a sapphire substrate, 203 is an n-type cladding layer made of GaN, 205 is a light emitting layer having an MQW structure made of an InGaN well layer and a GaN barrier layer, 207 is a p-type cladding layer made of AlGaN, and 209 is made of GaN. A p-type contact layer, 211 is an n-type electrode, and 213 is a p-type electrode. When a current was passed through the LED in the forward direction, clear blue light emission with an emission wavelength of 400 nm was exhibited. The emission intensity of the LED when the forward current was 20 mA was 2.0 mW.
[0046]
(Comparative Example 1)
An LED was produced by the same procedure as in Example 1 except that the p-type cladding layer and the p-type contact layer were grown at 1050 ° C. When the produced LED was evaluated in the same manner as in Example 1, the emission intensity was 1.0 mW or less.
[0047]
(Comparative Example 2)
An LED was fabricated by the same procedure as in Example 1 except that the p-type cladding layer and the p-type contact layer were grown at 1000 ° C. without adding any In raw material. When the produced LED was evaluated in the same manner as in Example 1, the p-type cladding layer and the p-type contact layer did not show p-type electrical characteristics, and the emission intensity of the LED was 0.5 mW or less.
[0048]
【The invention's effect】
According to the present invention, by supplying an indium raw material into the growth atmosphere during the growth of the aluminum gallium nitride layer, a p-type AlGaN layer having good crystallinity and a sufficient carrier concentration can be grown.
[0049]
Further, according to the present invention, a clad layer made of AlGaN having a p-type carrier concentration sufficient for use as a semiconductor light emitting device can be grown at a temperature of 800 ° C. to 1000 ° C. As a result, the crystal quality and light emission characteristics of the light-emitting layer made of a group III nitride semiconductor containing In are not deteriorated. Can be improved.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a view showing a laminated structure of a group III nitride semiconductor light emitting device according to the present invention.
FIG. 2 is a diagram showing a cross-sectional structure of an LED according to Example 1 of the present invention.
[Explanation of symbols]
101 Sapphire substrate
103 n-type cladding layer
105 Light emitting layer
107 p-type cladding layer
109 p-type GaN layer
201 Sapphire substrate
203 n-type cladding layer
205 Light emitting layer
207 p-type cladding layer
209 p-type contact layer
211 n-type electrode
213 p-type electrode

Claims

An n-type cladding layer made of a group III nitride semiconductor , a light-emitting layer including an InGaN layer, and a p-type cladding layer made of an aluminum gallium nitride layer are sequentially stacked on the substrate by MOCVD, and the n-type cladding layer, the light-emitting layer, In a method for manufacturing a group III nitride semiconductor light emitting device in which a p-type cladding layer forms a double heterostructure light-emitting portion, an n-type cladding layer, a light-emitting layer, and a p-type cladding layer are bonded and grown. An indium raw material is supplied into the growth atmosphere, the growth temperature of the p-type cladding layer is in the range of 800 ° C. to 1000 ° C., and the p-type cladding layer is grown at a temperature lower than that of the n-type cladding layer. A method for manufacturing a group III nitride semiconductor light-emitting device.

the supply amount of indium source is supplied during the growth of the p-type cladding layer is, claim 1, with respect to the sum of the supply amount of the aluminum material and gallium material, characterized in that in the range of 0.1% to 100% The manufacturing method of the group III nitride semiconductor light-emitting device of description.

The method for producing a group III nitride semiconductor light-emitting device according to claim 1 or 2, wherein the indium concentration of the p-type cladding layer is in the range of ^{^{^{10 15 ~10 19 n / cm 3}}} .

p-type p-type impurity added to the cladding layer, the manufacturing method of a group III nitride semiconductor light-emitting device according to any one of claims 1 to 3, characterized in that a Mg.

III-nitride semiconductor light emitting device according to any one of claims 1 to 4 carrier concentration of the p-type cladding layer is characterized by a range of ^{^{1 × 10 17 ~1 × 10 19}} n / cm 3 Manufacturing method.