JP4646359B2

JP4646359B2 - Manufacturing method of nitride semiconductor light emitting device

Info

Publication number: JP4646359B2
Application number: JP2000177047A
Authority: JP
Inventors: 英司山田; 雅文近藤; 聰菅原; 宜幸高平
Original assignee: Sharp Corp
Current assignee: Sharp Corp
Priority date: 1999-09-09
Filing date: 2000-06-13
Publication date: 2011-03-09
Anticipated expiration: 2020-06-13
Also published as: JP2001148510A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は半導体発光素子（発光ダイオード（ＬＥＤ）、半導体レーザ（ＬＤ）など）の製造方法に関し、特に発光効率と寿命が改善された窒化物半導体発光素子を歩留りよく提供し得る製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ＧａＮ、ＩｎＮ、ＡｌＮ、またはこれらの混晶に代表される窒化物半導体は直接遷移型のエネルギバンドギャップを有し、中でもＩｎＧａＮの混晶は赤色から紫外光までの波長範囲内で発光させることが可能であるので、短波長光を発光させるための半導体として注目されてきた。従来、ＩｎＧａＮ結晶層を気相成長法で成長させる場合、その熱分解を抑制するために５００〜６００℃の比較的低い結晶成長温度が採用されていたので、発光強度の弱いＩｎＧａＮ結晶層しか得られなかった。しかし、近年では、Ｉｎを含むガスの供給モル比を大きくしかつキャリアガスとして窒素を用いることによってＩｎＮの解離が抑制され、その結果として、改善された品質のＩｎＧａＮ層を８００℃程度の比較的高温で成長させることが可能になった（Appl. Phys. Lett., Vol.59, 2251（1991）参照）。
【０００３】
また、従来では一般に窒化物半導体材料はｐ型の導電性制御が困難であり、電流注入特性の高い窒化物半導体発光素子を作成することが困難であった。しかし、近年では、電子線照射や熱アニールの手法を利用することによって低抵抗のｐ型導電性を有する窒化物半導体材料が実現された（Jpn. J. Appl. Phys., Vol.28, L2112（1989）；Jpn. J. Appl. Phys., Vol.31, 1258（1992）参照）。これらの改善された技術を利用して青色や緑色を発光し得る窒化物半導体発光ダイオードが実用化され、さらに青色レーザを室温で連続発振し得る窒化物半導体レーザが報告されている（Jpn. J. Appl. Phys.,Vol.34, L1332（1995）；Jpn. J. Appl. Phys.,Vol.35, L74（1996）参照）。
【０００４】
図４は窒化物半導体発光素子の典型的な一例としてのＬＥＤ素子を模式的な断面図で示しており、図５はＭＯＣＶＤ法（有機金属気相成長法）を利用してこのＬＥＤ素子を製造するための先行技術による方法における基板温度の時間変化を示すグラフである。
【０００５】
これらの図を参照して、まずステップ５０１でサファイアＣ面基板４１が１１００℃まで昇温され、ステップ５０２において水素雰囲気中で熱クリーニングされる。ステップ５０３では基板温度が５５０℃まで下げられて、ステップ５０４でその温度が安定化された後に、ステップ５０５において基板４１上に厚さ５０ｎｍのＡｌＮバッファ層４２が成長させられる。ステップ５０６では基板温度が１０５０℃まで上げられ、ステップ５０７においてＳｉドープされたｎ型ＧａＮコンタクト層４３が４μｍの厚さに成長させられる。次に、ステップ５０８で基板温度が８００℃に下げられて、ステップ５０９でその温度が安定化された後に、ステップ５１０においてＳｉドープされたＩｎ_0.4Ｇａ_0.6Ｎ発光層４４が厚さ２ｎｍに成長させられ、それに続くステップ５１１ではこの発光層４４のための蒸発防止層としてＭｇドープされたｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層４５が２５ｎｍの厚さに成長させられる。そして、ステップ５１２で基板温度が１０５０℃まで上げられ、ステップ５１３ではＭｇドープされたｐ型ＧａＮコンタクト層４６が０．５μｍの厚さに成長させられ、その後ステップ５１４で冷却される。
【０００６】
このように成長させられた複数の窒化物半導体層を含むウェハにおいて、フォトリソグラフィとドライエッチングの手法を利用して、ｎ型ＧａＮコンタクト層４３の一部が露出させられる。
【０００７】
その後、エッチングによって一部が露出させられたｎ型ＧａＮコンタクト層４３の表面にｎ型電極４７を蒸着し、ｐ型ＧａＮコンタクト層４６の表面にｐ型透光性電極４８とｐ型電極４９が蒸着される。そして最後に、ウェハを各ＬＥＤチップに分割して樹脂モールドを行なうことによって、ＬＥＤ素子が得られる。
【０００８】
なお、ステップ５１０で発光層４４を成長させた後で、ステップ５１１でその発光層の成長温度と同温度で蒸発防止層４５を成長させる前に、結晶成長中断工程として窒素とアンモニアのみを供給する状態を特定の時間だけ設ける方法が、特開平９−３６４２９において開示されている。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
上述のような先行技術によるＬＥＤ素子製造方法におけるようにＩｎＧａＮ発光層４４の成長温度と同じ温度で蒸発防止用保護層４５を形成した後にコンタクト層４６の成長温度まで昇温する方法で作成されたＬＥＤ素子では、未だ十分に満足し得る発光効率が得られず、歩留りも悪いという課題がある。特に、１枚のウェハから複数のチップに切出すことによって得られた複数のＬＥＤ素子間において発光出力のばらつきが大きく、発光出力が２ｍＷのＬＥＤ素子と０．５ｍＷのＬＥＤ素子の発光パターンを観察したところ、低出力のＬＥＤ素子は暗部と明部が混在した不均一発光を生じていた。さらに、低出力のＬＥＤ素子は寿命が短く、そのような低出力素子の９０％が通電後すぐに発光停止に至る。これらの問題はウェハ内における位置に依存するのみならず異なるウェハ間においても生じ、ＬＥＤ素子歩留りは約４０％程度の低い値に留まっている。これらの問題には、ＡｌＧａＮ保護層４５の成長温度に依存する結晶性と電気的特性が関連していると考えられる。
【００１０】
図６は、ＭｇドープされたＡｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ層の成長温度に依存するＭｇ活性化率を本発明者が測定した結果を示すグラフである。なお、このグラフはＡｌ混晶比ｘが０．１５の場合を示しているが、０≦Ｘ≦０．３の範囲内ではＭｇ活性化率は図６のグラフとほぼ同様である。
【００１１】
図６のグラフによれば、７５０℃の成長温度ではＭｇの活性化率が０．０７５％であり、９００℃以上の成長温度ではＭｇの活性化率が約１％に達してほぼ飽和する。そして、８５０℃以上の成長温度でＭｇドープＡｌＧａＮ保護層を成長させれば、その電気的特性は満足し得るものとなる。しかし、８５０℃以下の成長温度ではＭｇ活性化率が急激に減少し、７００℃の成長温度ではＭｇの活性化率がほぼ０％になってＡｌＧａＮ保護層が高抵抗になる。他方、ＩｎＧａＮ発光層の成長温度は６５０〜８００℃である。したがって、従来の方法ではＩｎＧａＮ発光層の成長温度と同じ温度でＭｇドープＡｌＧａＮ保護層が成長させられるので、その保護層において十分な電気的特性が得られない。
【００１２】
また、比較的低温で成長させられたＡｌＧａＮ層４５はその結晶性が悪いので、コンタクト層４６の成長温度までの昇温に耐えなくて、その電気的特性および保護層としての特性を維持し得ない。このことには下地であるＩｎＧａＮ発光層４４のモホロジーおよび結晶性も関連しており、この発光層４４の歪みをＡｌＧａＮ保護層４５が受け継いでしまうために、その保護層４５の結晶性により問題を生じさせることになっている。この問題に対しては、特開平９−３６４２９に開示されているように、ＩｎＧａＮ発光層４４の成長後でＡｌＧａＮ保護層４５の成長前に一定の結晶成長中断時間を設けることにより、ある程度はＩｎＧａＮ発光層４４の結晶性を改善することができる。これに伴って、発光層４４上のＡｌＧａＮ保護層４５の結晶性もある程度は改善できるが、この場合においても依然として、図５に示す従来のプロセスでは活性層４４の熱劣化を十分には回避することができない。
【００１３】
本発明は、上述のような先行技術における課題に鑑み、発光効率が高くかつ長寿命の窒化物半導体発光素子を歩留りよく製造し得る方法を提供することを目的としている。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明によれば、Ｉｎを含有する窒化物半導体発光層と、その発光層上に形成された窒化物半導体層を含む窒化物半導体発光素子を気相結晶成長法を利用して製造する方法は、発光層の成長温度と実質的に同じ温度で発光層上に第１の保護層であるＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０．０５≦ｘ≦０．２）層を成長させ、この第１の保護層上にその成長温度より高くかつ８５０℃≦Ｔ≦１０００℃の範囲内の温度Ｔで第２の保護層としてＭｇドープＧａＮの層を成長させ、この第２の保護層上にその成長温度より高い温度でＭｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層を成長させるステップを含んでいる。
【００１５】
すなわち、十分な電気的特性が得られる第２のＡｌＧａＮ保護層の成長温度まで第１のＡｌＧａＮ保護層でＩｎＧａＮ発光層を保護し、その後に比較的高温においてＭｇの活性化率の高い第２のＡｌＧａＮ保護層を成長させることによって発光層の熱劣化を防止することができる。この場合に、第１の保護層のＡｌ混晶比ｘは、０．０５≦ｘ≦０．２の範囲内にあることが望まれる。なぜならば、第１保護層のＡｌ混晶比ｘが０．０５より小さい場合にはその保護機能が十分ではないからである。他方、ｘが０．２より大きい場合には、その第１保護層上に成長させられる第２保護層とコンタクト層に歪みが導入されやすくなるからである。すなわち、第１保護層の界面に凹凸が発生し、得られる発光素子のＥＬ発光時に電流リークが生じて、その素子の発光特性と寿命の低下を引起す。同様の理由から、第１保護層の厚さｄ₁も、１ｎｍ≦ｄ₁≦５０ｎｍの範囲内にあることが好ましい。
【００１６】
第２保護層に関しては、Ａｌ混晶比ｘが０≦ｘ≦０．３の範囲内にあることが望まれ、比較的高い８５０℃≦Ｔ≦１０００℃の範囲内の温度Ｔにおいて成長させられることが望まれる。なぜならば、第２保護層のＡｌ混晶比ｘが０．３より大きい場合には、下地層との間に歪みを生じてその第２保護層およびその上に形成されるコンタクト層に歪みを導入し、それらの層の界面に凹凸を生じるからである。逆に、第２保護層のＡｌ混晶比ｘが０の場合にはその第２保護層において非常に良好な電気的特性が得られる。また、８５０℃以上の成長温度が望まれるのは、８５０℃以下の成長温度では第２保護層中のドーパントの活性化率が低くなってその第２保護層が高抵抗になるからである。他方、１０００℃より高い成長温度であっても第２保護層の電気的特性には特に問題を生じないが、第１の保護層はそのような高温までの昇温に耐えなくて、第１保護層表面に凹凸が発生するので好ましくない。このような凹凸は、得られる発光素子のＥＬ発光時において電流リークを生じ、発光素子の発光特性と寿命の低下を引起す。同様の理由から、第２保護層の厚さｄ₂も４ｎｍ≦ｄ₂≦９９ｎｍの範囲内にあることが好ましく、したがって第１と第２の保護層の合計厚さｄ₁＋ｄ₂は５ｎｍ≦ｄ₁＋ｄ₂≦１００ｎｍの範囲内にあることが好ましい。
【００１７】
発光層の成長温度と同じ温度で第１保護層を成長させる前に結晶成長中断ステップを挿入することは、発光層の結晶性を改善して歪みを抑制し、それに伴って、発光層上に成長させられる第１と第２の保護層の歪みを抑制してそれらの保護層の結晶性を改善することができる。このとき、結晶成長中断時間ｔが３０ｓｅｃ≦ｔ≦６００ｓｅｃの範囲内にあり、かつ少なくとも窒素またはアンモニアを含むガス雰囲気中で結晶成長が中断させられることが好ましい。なぜならば、窒素またはアンモニアを含むガス雰囲気中で結晶成長を中断させることによって、ＩｎＧａＮ発光層のＩｎとＮの解離による熱劣化を抑制しつつその発光層のアニーリングを行なえるからである。また、結晶成長中断時間が３０ｓｅｃより短ければアニーリングによる発光層の結晶性の改善が十分ではなく、逆に中断時間が６００ｓｅｃより長ければ発光層中のＩｎとＮの解離を十分に抑制することが困難となって発光層の熱劣化を生じやすくなるので好ましくない。
【００１８】
以上のように、本発明によれば、ＩｎＧａＮ活性層の熱劣化を生じることなく発光素子を作成することができる。また、第２保護層を高い温度で形成できるので、それに含まれるドーパントの活性化率を高めることができ、それに伴って発光素子のホール注入効率を改善することができる。そして、それらの結果として、発光効率が高くかつ長寿命の窒化物半導体発光素子を歩留りよく提供することができる。
【００１９】
【発明の実施の形態】
（実施の形態１）
図１は、本発明による窒化物半導体発光素子の製造方法における基板温度の時間変化の一例を示すグラフであり、図２は実施の形態１による発光素子の層構造を示す模式的な断面図である。
【００２０】
図２に示されているような窒化物半導体層構造を形成するために、ＭＯＣＶＤ法を利用することができる。３族元素の輸送ガスとしては、ＴＭＧ（トリメチルガリウム）、ＴＥＧ（トリエチルガリウム）、ＴＭＩ（トリメチルインジウム）、ＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）などを使用することができ、５族元素の輸送ガスとしてはＮＨ₃（アンモニア）を使用することができる。ｎ型ドーパントの輸送ガスとしてはＳｉＨ₄（シラン）を使用することができ、ｐ型ドーパントの輸送ガスとしてはＣｐ₂Ｍｇ（シクロペンタジエチルマグネシウム）またはエチルＣｐ₂Ｍｇを使用することができる。
【００２１】
図１と図２を参照して、まず、ステップ１０１でサファイアＣ面基板１が水素雰囲気中で１１００℃に加熱され、ステップ１０２においてその温度で熱クリーニングされる。ステップ１０３では基板温度が５５０℃に下げられ、ステップ１０４でその温度が安定化された後に、ステップ１０５において厚さ５０ｎｍのＡｌＮバッファ層２が成長させられる。ステップ１０６では基板温度が１０５０℃に上げられ、ステップ１０７において厚さ４μｍのＳｉドープｎ型ＧａＮコンタクト層３が成長させられる。
【００２２】
ステップ１０８では基板温度が８００℃に下げられ、ステップ１０９においてその温度が安定化される。その安定化された８００℃の下で、ステップ１１０において厚さ２ｎｍのＳｉドープＩｎ_0.4Ｇａ_0.6Ｎ発光層４が成長させられ、それに続くステップ１１１で結晶成長中断時間として４０秒の間は３族元素の原料ガスのみの供給が停止された状態を維持する。すなわち、ＮＨ₃とＮ₂の混合雰囲気中で発光層４がアニーリングされる。その後、同じ８００℃の下で、ＩｎＧａＮ発光層４の蒸発を防止するためにステップ１１２において２５ｎｍの厚さを有する第１のＭｇドープｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ蒸発防止層５が成長させられる。ステップ１１３では９００℃まで基板温度が上げられ、ステップ１１４において２５ｎｍの厚さを有する第２のＭｇドープｐ型ＧａＮ蒸発防止層６が成長させられる。
【００２３】
ステップ１１５では基板温度が１０５０℃まで上げられ、ステップ１１６において厚さ０．５μｍのＭｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層７が成長させられ、その後ステップ１１７で冷却される。このようにして、図２に示されているような半導体積層ウェハが作製される。
【００２４】
その後、図３の模式的な断面図に示されているように、半導体ウェハはフォトリソグラフィとドライエッチングの手法を利用して、Ｓｉドープｎ型ＧａＮコンタクト層３の一部が露出するまでエッチングされる。このエッチングによって露出したＳｉドープｎ型ＧａＮコンタクト層３の表面にｎ型電極８が蒸着され、Ｍｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層７の表面にｐ型透光性電極９とｐ型電極１０が蒸着される。最後に、ウェハが個々の発光素子チップに分割されて樹脂モールドが行なわれ、ＬＥＤ素子として完成する。
【００２５】
以上のような実施の形態１による方法によって実際に作製されたＬＥＤ素子において、順方向の電圧３．４Ｖと電流２０ｍＡの通電状態で発光ピーク波長が４８０ｎｍの青緑色であり、発光出力は６ｍＷであった。また、５ｍＡ〜２０ｍＡの範囲内の順方向電流におけるピーク波長シフト範囲は１ｎｍ以下であり、同一ウェハから得られた複数の発光素子間におけるピーク波長のばらつきは５ｎｍ以下であった。さらに、室温での２０ｍＡの連続通電テストにおける発光素子の寿命は１００００時間以上であった。
【００２６】
他方、図４と図５を参照して説明された先行技術によって得られたＬＥＤ素子の具体例では、順方向の電圧３．４Ｖと電流２０ｍＡにおいて発光出力は３ｍＷであり、順方向電流５ｍＡ〜２０ｍＡの範囲内におけるピーク波長のシフト範囲は５ｎｍであった。また、同一ウェハから得られた複数の発光素子間におけるピーク波長の変動範囲は１０ｎｍであり、室温での２０ｍＡの連続通電テストにおける素子寿命は５０００時間であった。
【００２７】
このような実施の形態１による図３のＬＥＤ素子と従来技術による図４のＬＥＤ素子との比較から、実施の形態１では比較的高温の９００℃で第２蒸発防止層６を成長させたことによってその電気的特性が改善されてホールの注入効率が高められ、その結果として素子の発光出力が改善されたことがわかる。さらに、ステップ１１１における結晶成長中断期間の効果による第１蒸発防止層５の結晶性改善と、９００℃の高温における第２蒸発防止層６の結晶性改善の結果として、発光層４に対するこれらの蒸発防止層による保護機能が強化されて素子のピーク波長のばらつきを改善することができたと考えられる。
【００２８】
要約すれば、実施の形態１によるＬＥＤ素子においては、従来の製法によるＬＥＤ素子に比べて、出力が２倍に、電流変化によるピーク波長シフトが１／５に、同一ウェハから得られた各素子間のピーク波長のばらつきが１／２に、そして素子の寿命は倍以上に改善されている。
【００２９】
（実施の形態２）
図７は、本発明の実施の形態２による発光素子を模式的な断面図で示している。この素子の層構造の形成には、実施の形態１の場合と同様のＭＯＣＶＤ法を用いることができる。
【００３０】
まず、ｎ型ＳｉＣ基板７０１を水素雰囲気中で１１００℃において熱クリーニングした後に、基板温度を５５０℃に下げ、厚さ４０ｎｍのＧａＮバッファ層７０２が成長させられる。そして、基板温度を１０５０℃まで上げた後に、厚さ４μｍのＳｉドープｎ型ＧａＮ層７０３と厚さ５０ｎｍのＳｉドープｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層７０４が順次に成長させられる。
【００３１】
次に、基板温度が７００℃に下げられ、４原子層のＳｉドープｎ型Ｉｎ_0.65Ｇａ_0.35Ｎ発光層７０５が成長させられた後に、ＮＨ₃雰囲気中で６００秒間放置される。その後、１０ｎｍの厚さを有する第１のＭｇドープｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ蒸発防止層７０６が同じ７００℃で成長させられる。そして、８５０℃まで基板温度が上げられ、５０ｎｍの厚さを有する第２のＭｇドープｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層７０７が成長させられる。さらに、基板温度が１０５０℃まで上げられ、厚さ０．５μｍのＭｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層７０８が成長させられる。
【００３２】
このようにして形成された半導体多層構造を含むウェハは、ＳｉＣ基板の裏面にｎ型電極７０９が蒸着され、Ｍｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層７０８上にはｐ型透光性電極７１０とｐ型電極７１１が蒸着される。最後に、ウェハを各素子チップに分割して樹脂モールドを行ない、ＬＥＤ素子として完成させられる。
【００３３】
このような実施の形態２の製法によって得られたＬＥＤ素子においては、順方向の電圧４．０Ｖと電流２０ｍＡの通電において発光ピーク波長は５７０ｎｍの黄色であり、発光出力は２ｍＷであった。また、１０〜２０ｍＡの順方向電流の範囲内におけるピーク波長のシフト範囲は５ｎｍであり、同一ウェハから得られた複数の素子間におけるピーク波長の変動範囲は１０ｎｍであった。さらに、室温での２０ｍＡの連続通電テストにおける素子の寿命は５０００時間以上であった。
【００３４】
他方、第２のＡｌＧａＮ保護層７０７がＩｎＧａＮ発光層７０５と同じ成長温度で形成されたことを除けば実施の形態２の製法と同様の製法によって得られたＬＥＤ素子においては、順方向の電圧４．０Ｖと電流２０ｍＡのもとで発光出力は１ｍＷであり、１０〜２０ｍＡの順方向電流範囲におけるピーク波長シフト範囲は２０ｎｍであった。また、同一のウェハから得られた複数の素子間におけるピーク波長の変動範囲は３０ｎｍであり、各素子の寿命は１０００時間であった。
【００３５】
以上の結果から、８５０℃で第２のＭｇドープＡｌＧａＮ保護層７０７を成長させることにより、電気的特性が改善されてホールの注入効率が高められた結果として改善された発光出力を有するＬＥＤ素子が得られることがわかる。また、ＡｌＧａＮ保護層の結晶性が改善された結果として、発光層に対する保護機能が強化されてピーク波長のばらつきを改善することができている。
【００３６】
要約すれば、実施の形態２によるＬＥＤ素子では、従来技術によるＬＥＤ素子に比べて発光出力が２倍、電流変化によるピーク波長シフトが１／４、素子間のピーク波長のばらつきが１／２、素子寿命が５倍以上に改善されている。
【００３７】
（実施の形態３）
図８は、本発明の実施の形態３による発光素子の断面層構造を模式的に示している。この実施の形態３においても、実施の形態１と同様なＭＯＣＶＤ法を利用することができる。
【００３８】
まず、ｎ型ＳｉＣ基板８０１を１１００℃の水素雰囲気中で熱クリーニングした後に、基板温度を５５０℃に下げ、厚さ３０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層８０２が成長させられる。次に、基板温度を１０５０℃まで上げて、厚さ４μｍのＳｉドープｎ型ＧａＮ層８０３と厚さ０．５μｍのＳｉドープｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層８０４、および厚さ５０ｎｍのＳｉドープＧａＮ光ガイド層８０５が順次に成長させられる。
【００３９】
次に、基板温度が７５０℃に下げられ、７原子層のノンドープＩｎ_0.35Ｇａ_0.65Ｎ発光層と厚さ２０ｎｍのノンドープＩｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎバリア層とで周期数３（３つの発光層と２つのバリア層を含む）の多重量子井戸層８０６が成長させられる。このとき、結晶成長中断期間として、発光層とバリア層の成長後にそれぞれ３０秒と１５０秒の時間だけＮＨ₃とＮ₂の雰囲気にされる。その後、５０ｎｍの厚さを有する第１のＭｇドープｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎの蒸発防止層８０７が成長させられる。そして、１０００℃まで基板温度が上げられ、５０ｎｍの厚さを有する第２のＭｇドープＧａＮの保護層兼光ガイド層８０８が成長させられる。
【００４０】
その後、基板温度が１０５０℃まで上げられ、厚さ０．５μｍのＭｇドープｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層８０９、および厚さ０．５μｍのＭｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層８１０が順に成長させられる。その後、ｎ型ＳｉＣ基板８０１の裏面がエッチング研磨され、その裏面上にｎ型電極８１１が蒸着されるとともに、ｐ型ＧａＮコンタクト層８１０上にｐ型透光性電極８１２とｐ型電極８１３が蒸着される。最後に、ウェハの劈開によって長さ１ｍｍの共振器を含むチップに分割することによって複数のＬＤ素子が得られる。
【００４１】
実施の形態３に従って実際に作製されたＬＤ素子は５０ｍＡのしきい値電流を有し、波長４７０ｎｍの光を室温で連続発振することができ、室温における出力は１．５ｍＷであって、素子寿命は５０時間であった。駆動電流５０〜１００ｍＡにおける発振波長のシフト範囲は０．５ｎｍ以下であり、同一ウェハから得られた複数のＬＤ素子間における発振波長のばらつきは５ｎｍ以下であった。
【００４２】
他方、第２のＡｌＧａＮ保護層８０８が発光層８０６と同じ温度で成長させられたことを除けば実施の形態３の製法と同様の製法によって比較例としてのＬＤ素子が作製された。この比較例としてのＬＤ素子においては、しきい値電流が８０ｍＡであり、素子寿命は２７時間であり、そして駆動電流５０〜１００ｍＡの範囲内における発振波長のピークシフトは５ｎｍであった。
【００４３】
このような実施の形態３と比較例との比較から、第２のＡｌＧａＮ保護層８０８として１０００℃の比較的高温でＭｇドープＧａＮ層を形成したことにより、その保護層の電気的特性が改善されてホールの注入効率が高められた結果として、素子の発光出力が改善されていることがわかる。また、活性層とバリア層のそれぞれの成長直後に結晶成長中断時間を挿入したことは、多重量子井戸のモホロジーの改善に伴ってＡｌＧａＮ保護層８０７，８０８の結晶性の改善をもたらし、その結果として発光層８０６に対する保護層の保護機能が強化され、ピーク波長のばらつきが改善されている。そして、実施の形態３によってＬＤ素子の駆動電流の低減を図ることができ、安定した発振波長を有する長寿命のＬＤ素子を提供することができる。
【００４４】
（実施の形態４）
図９は、本発明の実施の形態４による発光素子を模式的な断面図で示している。この素子の層構造の形成にも、実施の形態１の場合と同様のＭＯＣＶＤ法を用いることができる。
【００４５】
まず、サファイア基板９０１を水素雰囲気中で１１００℃において熱クリーニングした後に、基板温度を５５０℃に下げ、厚さ５０ｎｍのＡｌＮバッファ層９０２が成長させられる。そして、基板温度を１０５０℃まで上げた後に厚さ４μｍのＳｉドープｎ型ＧａＮ層９０３が成長させられる。
【００４６】
次に、基板温度が８００℃に下げられ、厚さ２ｎｍのＳｉドープＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ_0.97Ａｓ_0.03発光層９０４が成長させられた後に、ＮＨ₃とＮ₂の雰囲気中で６０秒間放置される。その後、１０ｎｍの厚さを有する第１のＭｇドープｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ蒸発防止層９０５が、同じ８００℃で成長させられる。そして、９５０℃まで基板温度が上げられ、２５ｎｍの厚さを有する第２のＭｇドープｐ型ＧａＮ蒸発防止層９０６が成長させられる。さらに、基板温度が１０５０℃まで上げられ、厚さ０．５μｍのＭｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層９０７が成長させられる。
【００４７】
このようにして形成された半導体多層構造を含むウェハは、実施例１の場合と同様に、フォトリソグラフィとドライエッチングの手法を利用して、Ｓｉドープｎ型ＧａＮコンタクト層９０３の一部が露出するまでエッチングされる。このエッチングによって露出したＳｉドープｎ型ＧａＮコンタクト層９０３の表面にｎ型電極９０８が蒸着され、Ｍｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層９０７上にはｐ型透光性電極９０９とｐ型電極９１０が蒸着される。最後に、ウェハを各素子チップに分割して樹脂モールドを行ない、ＬＥＤ素子として完成させられる。
【００４８】
このような実施の形態４の製法によって得られたＬＥＤ素子では、順方向の電圧３．１Ｖと電流２０ｍＡの通電状態で発光ピーク波長が４７０ｎｍの青色であり、発光出力は３．５ｍＷであった。また、５〜２０ｍＡの範囲内の順方向電流におけるピーク波長のシフト範囲は１ｎｍ以下であり、同一ウェハから得られた複数の発光素子間におけるピーク波長のばらつきは３ｎｍ以下であった。さらに、室温での２０ｍＡの連続通電テストにおける発光素子の寿命は、１８０００時間以上であった。
【００４９】
他方、発光層がＩｎＧａＮで形成されたこと以外は実施の形態４と同様の製法によって、比較例としてのＬＥＤ素子が作製された。この比較例としてのＬＥＤ素子においては、順方向電圧３．４Ｖと電流２０ｍＡの下で発光出力が２．５ｍＷであり、５〜２０ｍＡの順方向電流範囲におけるピーク波長のシフト範囲は１ｎｍ以下であった。また、同一ウェハから得られた複数の素子間におけるピーク波長の変動範囲は５ｎｍであり、素子の寿命は１００００時間であった。
【００５０】
このような実施の形態４と比較例との比較から、発光層をＩｎＧａＮＡｓで形成することにより、素子の発光出力と寿命がともに改善されていることがわかる。これは、ＩｎＧａＮ発光層中のＮを微小な原子比率ｘだけＡｓで置換するように、好ましくは０．００１≦ｘ≦０．２の範囲内で混入させることにより、ＩｎＧａＮ発光層と比較して同じ発光波長を得るためのＩｎの混晶比を低くすることができるからであると考えられる。すなわち、発光層中のＩｎ含有率が低くなることによって、結晶成長中断中のＩｎの解離による結晶の劣化を抑制することができ、第１のＡｌＧａＮ保護層９０５と第２のＧａＮ保護層９０６の結晶性も改善される。
【００５１】
また、この効果によって、第１のＡｌＧａＮ保護層９０５の保護機能をある程度弱めても、発光層９０４に問題を生じることなく第２の保護層成長温度まで昇温し得るようになる。すなわち、ＩｎＧａＮＡｓ結晶の保護に必要であるが電気的特性の劣る第１のＡｌＧａＮ保護層９０５の厚さとＡｌ混晶比を低くすることができ、第１のＡｌＧａＮ保護層９０５の上側界面の微細な凹凸の発生を抑制することができる。したがって、そのような界面凹凸による電流リークを低減することができ、かつ第２保護層９０６とコンタクト層９０７への歪みの伝達をも低減することができる。これらの理由によって、実施の形態４における発光素子の発光出力と寿命がともに改善されたと考えられる。
【００５２】
要約すれば、実施の形態４によるＩｎＧａＮＡｓ発光層を含むＬＥＤ素子においては、ＩｎＧａＮ発光層を含むＬＥＤ素子に比べて、出力が１．４倍以上に、同一ウェハから得られる素子間のピーク波長のばらつきが約１／２に、そして、素子寿命が１．８倍以上に改善されるとともに、動作電圧も３．４Ｖから３．１Ｖへ低減されている。さらに、実施の形態４では発光層にＡｓが混入された場合について説明されたが、このＡｓと同様な原子比率の範囲内でＡｓの代わりに微量のＰを用いても同様な効果が得られる。
【００５３】
（実施の形態５）
図１０は、本発明の実施の形態５による発光素子を模式的な断面図で示している。この素子の層構造の形成にも、実施の形態１の場合と同様のＭＯＣＶＤ法を用いることができる。
【００５４】
まず、ｎ型ＧａＮ基板１００１を水素とアンモニアの混合雰囲気中で１１００℃において熱クリーニングした後に、基板温度を５５０℃に下げ、厚さ４５ｎｍのＧａＮバッファ層１００２が成長させられる。そして、基板温度を１０５０℃まで上げた後に、厚さ０．５μｍのＳｉドープｎ型ＧａＮ層１００３が成長させられる。
【００５５】
次に、基板温度が８００℃に下げられ、厚さ２ｎｍのＳｉドープＩｎ_0.35Ｇａ_0.65Ｎ発光層１００４が成長させられた後に、ＮＨ₃とＮ₂の雰囲気中で３００秒間放置される。その後、５ｎｍの厚さを有する第１のＭｇドープｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ蒸発防止層１００５が、同じ８００℃で成長させられる。そして、９００℃まで基板温度が上げられ、２５ｎｍの厚さを有する第２のＭｇドープｐ型ＧａＮ蒸発防止層１００６が成長させられる。さらに、基板温度が１０５０℃まで上げられ、厚さ０．５μｍのＭｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層１００７が成長させられる。
【００５６】
このようにして形成された半導体多層構造を含むウェハは、ＧａＮ基板１００１の裏面にｎ型電極１００８が蒸着され、Ｍｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層１００７上にはｐ型透光性電極１００９とｐ型電極１０１０が蒸着される。最後に、ウェハを各素子チップに分割して樹脂モールドを行ない、ＬＥＤ素子として完成させられる。
【００５７】
このような実施の形態５の製法によって得られたＬＥＤ素子では、順方向の電圧３．０Ｖと電流２０ｍＡの通電状態において発光ピーク波長が４７０ｎｍの青色であり、発光出力は４ｍＷであった。また、５〜２０ｍＡの順方向電流の範囲内におけるピーク波長のシフト範囲は１ｎｍ以下であり、同一ウェハから得られた複数の素子間におけるピーク波長の変動範囲は３ｎｍ以下であった。さらに、室温での２０ｍＡの連続通電テストにおける発光素子の寿命は２５０００時間以上であった。
【００５８】
他方、サファイア基板上に形成されたことを除けば実施の形態５と同様の製法によって、比較例としてのＬＥＤ素子が作製された。ただし、サファイア基板は絶縁性であってその裏面にｎ型電極を形成することができないので、実施例１の場合と同様に、フォトリソグラフィとドライエッチングの手法を利用して部分的に露出されたＳｉドープｎ型ＧａＮコンタクト層の表面にｎ型電極が形成された。この比較例としてのＬＥＤ素子においては、順方向の電圧３．４Ｖと電流２０ｍＡの下で発光出力は２ｍＷであり、５〜２０ｍＡの順方向電流範囲におけるピーク波長シフト範囲は１ｎｍ以下であった。また、同一ウェハから得られた複数の素子間におけるピーク波長の変動範囲は５ｎｍであり、素子の寿命は１００００時間であった。
【００５９】
このような実施の形態５と比較例との比較から、基板としてＧａＮを用いることにより、素子の発光出力と寿命がともに改善されていることがわかる。
【００６０】
ＧａＮ基板上へのＩｎＧａＮ層の成長はサファイア基板上の成長に比べればホモエピタキシャル成長に近くなるので、その基板上に形成されるＩｎＧａＮ発光層内の結晶欠陥を低減させることができる。したがって、基板としてＧａＮを用いることにより、ＩｎＧａＮ発光層の結晶性とモホロジーが改善され、第１のＡｌＧａＮ保護層１００５と第２のＧａＮ保護層１００６における結晶性の改善をももたらす。このようなＧａＮ基板の使用によるＩｎＧａＮ発光層の結晶性の改善は直接的に発光効率の向上に寄与し、また長時間のアニールにも耐え得るようになってさらなる結晶性の改善効果をももたらし、このような効果によって、第１のＡｌＧａＮ保護層の保護機能をある程度弱めても発光層に問題を生じることなく第２の保護層成長温度まで昇温し得るようになった。すなわち、ＩｎＧａＮ結晶の保護に必要であるが電気的特性の劣る第１のＡｌＧａＮ保護層１００５の厚さとＡｌ混晶比を低くすることができ、第１のＡｌＧａＮ保護層１００５の上側界面における微細な凹凸の発生を抑制することができる。したがって、そのような界面凹凸による電流リークを低減することができ、かつ第２保護層１００６とコンタクト層１００７への歪みの伝達を低減し得るので、素子の発光出力と寿命がともに改善できたと考えられる。
【００６１】
要約すれば実施の形態５によるＧａＮ基板上のＬＥＤ素子においては、サファイア基板上のＬＥＤ素子に比べて、出力が２倍に、同一ウェハから得られた複数の素子間のピーク波長のばらつきが約１／２に、そして素子寿命は２．５倍以上に改善されている。また、実施の形態５によるＬＥＤ素子の動作電圧は、比較例における３．４Ｖから３．０Ｖへ低減されている。
【００６２】
なお、実施の形態１〜４においてはサファイア基板またはＳｉＣ基板を用いた場合について説明されたが、実施の形態１〜４における基板としてＧａＮを用いることによって、実施の形態５で得られた効果と同様の効果を得ることができる。また、用いられるＧａＮ基板の結晶学的な基板面として、｛０００１｝、｛１−１００｝、｛１１−２０｝、｛１−１０１｝、または｛０１−１２｝などのように種々の面を好ましく用いることができ、それらの面方位から±２度だけずれた基板面を用いても実施の形態５と同様な効果を得ることができる。
【００６３】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、発光効率が高くて長寿命の窒化物半導体発光素子を歩留りよく製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明による窒化物半導体発光素子の製造方法における基板温度の時間変化の一例を示すグラフである。
【図２】本発明の実施の形態１による窒化物半導体発光素子の層構造を示す模式的な断面図である。
【図３】実施の形態１による窒化物半導体発光素子を示す模式的な断面図である。
【図４】従来の製造方法による窒化物半導体発光素子の模式的な断面図である。
【図５】従来の窒化物半導体素子の製造方法における基板温度の時間変化の一例を示すグラフである。
【図６】ＡｌＧａＮ層の成長温度とそれに含まれるＭｇドーパントの活性化率との関係を示すグラフである。
【図７】本発明の実施の形態２による窒化物半導体発光素子を示す模式的な断面図である。
【図８】本発明の実施の形態３による窒化物半導体発光素子を示す模式的な断面図である。
【図９】本発明の実施の形態４による窒化物半導体発光素子を示す模式的な断面図である。
【図１０】本発明の実施の形態５による窒化物半導体発光素子を示す模式的な断面図である。
【符号の説明】
１サファイアＣ面基板、２ＡｌＮバッファ層、３Ｓｉドープｎ型ＧａＮコンタクト層、４ＳｉドープＩｎ_0.4Ｇａ_0.6Ｎ発光層、５第１のＭｇドープｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ蒸発防止層、６第２のＭｇドープｐ型ＧａＮ蒸発防止層、７Ｍｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層、８ｎ型電極、９ｐ型透光性電極、１０ｐ型電極、４１サファイアＣ面基板、４２ＡｌＮバッファ層、４３Ｓｉドープｎ型ＧａＮコンタクト層、４４ＳｉドープＩｎ_0.4Ｇａ_0.6Ｎ発光層、４５Ｍｇドープｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ蒸発防止層、４６Ｍｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層、４７ｎ型電極、４８ｐ型透光性電極、４９ｐ型電極、７０１ｎ型ＳｉＣ基板、７０２ＧａＮバッファ層、７０３Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層、７０４Ｓｉドープｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層、７０５Ｓｉドープｎ型Ｉｎ_0.65Ｇａ_0.35Ｎ発光層、７０６第１のＭｇドープｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ蒸発防止層、７０７第２のＭｇドープｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ蒸発防止層兼クラッド層、７０８Ｍｇドープｐ型ＧａＮ層、７０９ｎ型電極、７１０ｐ型透光性電極、７１１ｐ型電極、８０１ｎ型ＳｉＣ基板、８０２ＡｌＧａＮバッファ層、８０３Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層、８０４Ｓｉドープｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層、８０５ＳｉドープＧａＮ光ガイド層、８０６ノンドープＩｎ_0.35Ｇａ_0.65Ｎ発光層とノンドープＩｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎバリア層とからなる周期数３（３つの発光層と２つのバリア層を含む）の多重量子井戸層、８０７第１のＭｇドープｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ蒸発防止層、８０８第２のＭｇドープＧａＮ蒸発防止層兼光ガイド層、８０９Ｍｇドープｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層、８１０Ｍｇドープｐ型ＧａＮ層、８１１ｎ型電極、８１２ｐ型透光性電極、８１３ｐ型電極、９０１サファイアＣ面基板、９０２ＡｌＮバッファ層、９０３Ｓｉドープｎ型ＧａＮコンタクト層、９０４ＳｉドープＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ_0.97Ａｓ_0.03発光層、９０５第１のＭｇドープｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ蒸発防止層、９０６第２のＭｇドープｐ型ＧａＮ蒸発防止層、９０７Ｍｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層、９０８ｎ型電極、９０９ｐ型透光性電極、９１０ｐ型電極、１００１ｎ型ＧａＮ基板、１００２ＧａＮバッファ層、１００３Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層、１００４ＳｉドープＩｎ_0.35Ｇａ_0.65Ｎ発光層、１００５第１のＭｇドープｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ蒸発防止層、１００６第２のＭｇドープｐ型ＧａＮ蒸発防止層、１００７Ｍｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層、１００８ｎ型電極、１００９ｐ型透光性電極、１０１０ｐ型電極。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a method for manufacturing a semiconductor light emitting device (light emitting diode (LED), semiconductor laser (LD), etc.), and more particularly to a manufacturing method capable of providing a nitride semiconductor light emitting device with improved light emission efficiency and lifetime with high yield. is there.
[0002]
[Prior art]
Nitride semiconductors typified by GaN, InN, AlN, or mixed crystals thereof have a direct transition type energy band gap, and in particular, mixed crystals of InGaN can emit light within a wavelength range from red to ultraviolet light. Since it is possible, it has been attracting attention as a semiconductor for emitting short-wavelength light. Conventionally, when an InGaN crystal layer is grown by a vapor phase growth method, a relatively low crystal growth temperature of 500 to 600 ° C. has been employed to suppress thermal decomposition, so that only an InGaN crystal layer with low emission intensity is obtained. I couldn't. However, in recent years, dissociation of InN is suppressed by increasing the supply molar ratio of a gas containing In and using nitrogen as a carrier gas. As a result, an improved quality InGaN layer can be formed at a relative temperature of about 800 ° C. It has become possible to grow at high temperatures (see Appl. Phys. Lett., Vol. 59, 2251 (1991)).
[0003]
Conventionally, nitride semiconductor materials generally have difficulty in controlling p-type conductivity, and it has been difficult to produce a nitride semiconductor light emitting device with high current injection characteristics. However, in recent years, nitride semiconductor materials with low resistance p-type conductivity have been realized by using electron beam irradiation and thermal annealing techniques (Jpn. J. Appl. Phys., Vol. 28, L2112). (1989); Jpn. J. Appl. Phys., Vol. 31, 1258 (1992)). Utilizing these improved technologies, nitride semiconductor light-emitting diodes that can emit blue and green light have been put into practical use, and nitride semiconductor lasers that can continuously oscillate blue lasers at room temperature have been reported (Jpn. J Appl. Phys., Vol. 34, L1332 (1995); Jpn. J. Appl. Phys., Vol. 35, L74 (1996)).
[0004]
FIG. 4 is a schematic cross-sectional view of an LED element as a typical example of a nitride semiconductor light-emitting element, and FIG. 5 is a diagram showing the manufacture of this LED element using MOCVD (metal organic chemical vapor deposition). It is a graph which shows the time change of the substrate temperature in the method by the prior art for doing.
[0005]
Referring to these figures, first, in step 501, the sapphire C-plane substrate 41 is heated to 1100 ° C., and in step 502, it is thermally cleaned in a hydrogen atmosphere. In step 503, the substrate temperature is lowered to 550 ° C., and after the temperature is stabilized in step 504, an AlN buffer layer 42 having a thickness of 50 nm is grown on the substrate 41 in step 505. In step 506, the substrate temperature is raised to 1050 ° C., and in step 507, the Si-doped n-type GaN contact layer 43 is grown to a thickness of 4 μm. Next, after the substrate temperature is lowered to 800 ° C. in step 508 and the temperature is stabilized in step 509, the Si-doped In in step 510. _0.4 Ga _0.6 An N light emitting layer 44 is grown to a thickness of 2 nm, and in subsequent step 511, Mg doped p-type Al is used as an evaporation preventing layer for the light emitting layer 44. _0.2 Ga _0.8 N layer 45 is grown to a thickness of 25 nm. Then, in step 512, the substrate temperature is raised to 1050 ° C., and in step 513, the Mg-doped p-type GaN contact layer 46 is grown to a thickness of 0.5 μm, and then cooled in step 514.
[0006]
In the wafer including the plurality of nitride semiconductor layers grown in this way, a part of the n-type GaN contact layer 43 is exposed by using a technique of photolithography and dry etching.
[0007]
Thereafter, an n-type electrode 47 is deposited on the surface of the n-type GaN contact layer 43 that is partially exposed by etching, and a p-type translucent electrode 48 and a p-type electrode 49 are formed on the surface of the p-type GaN contact layer 46. Vapor deposited. Finally, the wafer is divided into LED chips and resin molding is performed to obtain LED elements.
[0008]
In addition, after growing the light emitting layer 44 in step 510 and before growing the evaporation prevention layer 45 at the same temperature as the growth temperature of the light emitting layer in step 511, only nitrogen and ammonia are supplied as a crystal growth interruption process. A method for providing a state for a specific time is disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 9-36429.
[0009]
[Problems to be solved by the invention]
As in the LED element manufacturing method according to the prior art as described above, the evaporation prevention protective layer 45 is formed at the same temperature as the growth temperature of the InGaN light emitting layer 44 and then the temperature is raised to the growth temperature of the contact layer 46. In the LED element, there is a problem that the luminous efficiency that can be sufficiently satisfied still cannot be obtained and the yield is also poor. In particular, there is a large variation in the light emission output among a plurality of LED elements obtained by cutting a single wafer into a plurality of chips, and the light emission patterns of the LED elements with a light emission output of 2 mW and the LED elements with a light emission of 0.5 mW are observed. As a result, the low-power LED element produced non-uniform light emission in which a dark part and a bright part were mixed. Furthermore, low-power LED elements have a short lifetime, and 90% of such low-power elements stop emitting light immediately after energization. These problems occur not only depending on the position in the wafer but also between different wafers, and the LED element yield remains as low as about 40%. These problems are considered to be related to crystallinity and electrical characteristics depending on the growth temperature of the AlGaN protective layer 45.
[0010]
FIG. 6 shows Mg doped Al _0.15 Ga _0.85 It is a graph which shows the result which this inventor measured Mg activation rate depending on the growth temperature of N layer. This graph shows the case where the Al mixed crystal ratio x is 0.15, but the Mg activation rate is substantially the same as the graph of FIG. 6 within the range of 0 ≦ X ≦ 0.3.
[0011]
According to the graph of FIG. 6, the Mg activation rate is 0.075% at a growth temperature of 750 ° C., and the Mg activation rate reaches about 1% at a growth temperature of 900 ° C. or higher and is almost saturated. If the Mg-doped AlGaN protective layer is grown at a growth temperature of 850 ° C. or higher, its electrical characteristics can be satisfied. However, at a growth temperature of 850 ° C. or lower, the Mg activation rate decreases rapidly, and at a growth temperature of 700 ° C., the Mg activation rate becomes almost 0%, and the AlGaN protective layer becomes high resistance. On the other hand, the growth temperature of the InGaN light emitting layer is 650 to 800 ° C. Therefore, in the conventional method, the Mg-doped AlGaN protective layer is grown at the same temperature as the growth temperature of the InGaN light emitting layer, so that sufficient electrical characteristics cannot be obtained in the protective layer.
[0012]
Further, since the AlGaN layer 45 grown at a relatively low temperature has poor crystallinity, the AlGaN layer 45 cannot withstand the temperature rise to the growth temperature of the contact layer 46, and can maintain its electrical characteristics and characteristics as a protective layer. Absent. This is also related to the morphology and crystallinity of the underlying InGaN light-emitting layer 44. Since the AlGaN protective layer 45 inherits the distortion of the light-emitting layer 44, the crystallinity of the protective layer 45 causes a problem. Is supposed to occur. To solve this problem, as disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 9-36429, a certain crystal growth interruption time is provided after the growth of the InGaN light emitting layer 44 and before the growth of the AlGaN protective layer 45. The crystallinity of the light emitting layer 44 can be improved. Along with this, the crystallinity of the AlGaN protective layer 45 on the light emitting layer 44 can be improved to some extent, but even in this case, the conventional process shown in FIG. I can't.
[0013]
An object of the present invention is to provide a method capable of manufacturing a nitride semiconductor light emitting device having high luminous efficiency and a long lifetime with a high yield in view of the problems in the prior art as described above.
[0014]
[Means for Solving the Problems]
According to the present invention, a method of manufacturing a nitride semiconductor light emitting device including a nitride semiconductor light emitting layer containing In and a nitride semiconductor layer formed on the light emitting layer using a vapor phase crystal growth method is provided. Al, which is the first protective layer on the light emitting layer at substantially the same temperature as the growth temperature of the light emitting layer _x Ga _1-x N (0.05 ≦ x ≦ 0.2) layer is grown, and the second protective layer is formed on the first protective layer at a temperature T higher than the growth temperature and in the range of 850 ° C. ≦ T ≦ 1000 ° C. age M Growing a layer of g-doped GaN and growing a Mg-doped p-type GaN contact layer on the second protective layer at a temperature higher than its growth temperature.
[0015]
That is, the InGaN light-emitting layer is protected by the first AlGaN protective layer up to the growth temperature of the second AlGaN protective layer that can obtain sufficient electrical characteristics, and then the second high activation rate of Mg at a relatively high temperature. Growth of the AlGaN protective layer can prevent thermal degradation of the light emitting layer. In this case, the Al mixed crystal ratio x of the first protective layer is desirably in the range of 0.05 ≦ x ≦ 0.2. This is because when the Al mixed crystal ratio x of the first protective layer is smaller than 0.05, the protective function is not sufficient. On the other hand, when x is larger than 0.2, strain is likely to be introduced into the second protective layer and the contact layer grown on the first protective layer. That is, unevenness is generated at the interface of the first protective layer, and current leakage occurs during EL emission of the resulting light-emitting element, causing a reduction in light-emitting characteristics and lifetime of the element. For the same reason, the thickness d of the first protective layer ₁ 1 nm ≦ d ₁ ≦ 50 nm is preferable.
[0016]
Regarding the second protective layer, the Al mixed crystal ratio x is desired to be in the range of 0 ≦ x ≦ 0.3, and is grown at a relatively high temperature T in the range of 850 ° C. ≦ T ≦ 1000 ° C. It is desirable. This is because when the Al mixed crystal ratio x of the second protective layer is larger than 0.3, distortion occurs between the second protective layer and the contact layer formed thereon. This is because when it is introduced, irregularities are produced at the interface between these layers. On the other hand, when the Al mixed crystal ratio x of the second protective layer is 0, very good electrical characteristics can be obtained in the second protective layer. The growth temperature of 850 ° C. or higher is desired because the activation rate of the dopant in the second protective layer becomes low and the second protective layer becomes high resistance at the growth temperature of 850 ° C. or lower. On the other hand, even if the growth temperature is higher than 1000 ° C., there is no particular problem with the electrical characteristics of the second protective layer, but the first protective layer cannot withstand such a high temperature rise, Unevenness is generated on the surface of the protective layer, which is not preferable. Such unevenness causes current leakage during the EL light emission of the light emitting element to be obtained, and causes a reduction in light emitting characteristics and life of the light emitting element. For the same reason, the thickness d of the second protective layer ₂ 4nm ≦ d ₂ Preferably it is in the range of ≦ 99 nm, so the total thickness d of the first and second protective layers ₁ + D ₂ Is 5 nm ≦ d ₁ + D ₂ ≦ 100 nm is preferable.
[0017]
Inserting a crystal growth interruption step before growing the first protective layer at the same temperature as the growth temperature of the light emitting layer improves the crystallinity of the light emitting layer and suppresses distortion, and accordingly, on the light emitting layer. It is possible to suppress the distortion of the grown first and second protective layers and improve the crystallinity of the protective layers. At this time, it is preferable that the crystal growth interruption time t is in the range of 30 sec ≦ t ≦ 600 sec, and the crystal growth is interrupted in a gas atmosphere containing at least nitrogen or ammonia. This is because by interrupting crystal growth in a gas atmosphere containing nitrogen or ammonia, annealing of the light emitting layer can be performed while suppressing thermal degradation due to dissociation of In and N in the InGaN light emitting layer. Further, if the crystal growth interruption time is shorter than 30 sec, the crystallinity of the light emitting layer is not improved sufficiently by annealing, and conversely if the interruption time is longer than 600 sec, the dissociation of In and N in the light emitting layer can be sufficiently suppressed. This is not preferable because it becomes difficult to cause thermal degradation of the light emitting layer.
[0018]
As described above, according to the present invention, a light emitting device can be produced without causing thermal degradation of the InGaN active layer. In addition, since the second protective layer can be formed at a high temperature, the activation rate of the dopant contained therein can be increased, and accordingly the hole injection efficiency of the light emitting element can be improved. As a result, it is possible to provide a nitride semiconductor light emitting device having high luminous efficiency and a long lifetime with high yield.
[0019]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
(Embodiment 1)
FIG. 1 is a graph showing an example of a time change of a substrate temperature in the method for manufacturing a nitride semiconductor light emitting device according to the present invention, and FIG. 2 is a schematic sectional view showing a layer structure of the light emitting device according to the first embodiment. is there.
[0020]
The MOCVD method can be used to form the nitride semiconductor layer structure as shown in FIG. TMG (trimethylgallium), TEG (triethylgallium), TMI (trimethylindium), TMA (trimethylaluminum), and the like can be used as the Group 3 element transport gas, and the Group 5 element transport gas can be NH. _Three (Ammonia) can be used. The transport gas for n-type dopants is SiH _Four (Silane) can be used, and Cp is used as a p-type dopant transport gas. ₂ Mg (cyclopentadiethyl magnesium) or ethyl Cp ₂ Mg can be used.
[0021]
Referring to FIGS. 1 and 2, first, in step 101, sapphire C-plane substrate 1 is heated to 1100 ° C. in a hydrogen atmosphere, and in step 102, it is thermally cleaned at that temperature. In step 103, the substrate temperature is lowered to 550 ° C., and after the temperature is stabilized in step 104, the AlN buffer layer 2 having a thickness of 50 nm is grown in step 105. In step 106, the substrate temperature is raised to 1050 ° C., and in step 107, a Si-doped n-type GaN contact layer 3 having a thickness of 4 μm is grown.
[0022]
In step 108, the substrate temperature is lowered to 800 ° C., and in step 109, the temperature is stabilized. Under the stabilized 800 ° C., the Si-doped In having a thickness of 2 nm in Step 110 _0.4 Ga _0.6 The N light emitting layer 4 is grown, and in the subsequent step 111, the supply of only the group 3 element source gas is maintained for 40 seconds as the crystal growth interruption time. That is, NH _Three And N ₂ The light emitting layer 4 is annealed in the mixed atmosphere. Thereafter, under the same 800 ° C., the first Mg-doped p-type Al having a thickness of 25 nm in step 112 to prevent evaporation of the InGaN light-emitting layer 4 _0.2 Ga _0.8 An N evaporation preventing layer 5 is grown. In step 113, the substrate temperature is raised to 900 ° C., and in step 114, a second Mg-doped p-type GaN evaporation prevention layer 6 having a thickness of 25 nm is grown.
[0023]
In step 115, the substrate temperature is raised to 1050 ° C., and in step 116, a 0.5 μm thick Mg-doped p-type GaN contact layer 7 is grown, and then cooled in step 117. In this way, a semiconductor laminated wafer as shown in FIG. 2 is produced.
[0024]
Thereafter, as shown in the schematic cross-sectional view of FIG. 3, the semiconductor wafer is etched using photolithography and dry etching techniques until part of the Si-doped n-type GaN contact layer 3 is exposed. The An n-type electrode 8 is deposited on the surface of the Si-doped n-type GaN contact layer 3 exposed by this etching, and a p-type translucent electrode 9 and a p-type electrode 10 are deposited on the surface of the Mg-doped p-type GaN contact layer 7. The Finally, the wafer is divided into individual light emitting element chips, resin molding is performed, and the LED element is completed.
[0025]
In the LED device actually manufactured by the method according to the first embodiment as described above, the light emission peak wavelength is 480 nm and the light emission output is 6 mW when the forward voltage is 3.4 V and the current is 20 mA. there were. Moreover, the peak wavelength shift range in the forward current within the range of 5 mA to 20 mA was 1 nm or less, and the variation of the peak wavelength among the plurality of light emitting elements obtained from the same wafer was 5 nm or less. Furthermore, the lifetime of the light emitting element in a continuous current test of 20 mA at room temperature was 10,000 hours or more.
[0026]
On the other hand, in the specific example of the LED element obtained by the prior art described with reference to FIGS. 4 and 5, the light emission output is 3 mW at the forward voltage of 3.4 V and the current of 20 mA, and the forward current of 5 mA˜ The shift range of the peak wavelength within the range of 20 mA was 5 nm. Moreover, the fluctuation range of the peak wavelength between a plurality of light emitting elements obtained from the same wafer was 10 nm, and the element lifetime in a continuous current test at 20 mA at room temperature was 5000 hours.
[0027]
From the comparison between the LED element of FIG. 3 according to the first embodiment and the LED element of FIG. 4 according to the prior art, the second evaporation prevention layer 6 was grown at a relatively high temperature of 900 ° C. in the first embodiment. Thus, it can be seen that the electrical characteristics are improved, the hole injection efficiency is increased, and as a result, the light emission output of the device is improved. Furthermore, as a result of the improvement in the crystallinity of the first evaporation preventing layer 5 due to the effect of the crystal growth interruption period in step 111 and the improvement in the crystallinity of the second evaporation preventing layer 6 at a high temperature of 900 ° C., their evaporation to the light emitting layer 4 is performed. It is considered that the protection function by the prevention layer was strengthened and the variation of the peak wavelength of the element could be improved.
[0028]
In summary, in the LED element according to the first embodiment, the output is doubled and the peak wavelength shift due to current change is 1/5 compared to the LED element according to the conventional manufacturing method, and each element obtained from the same wafer. The peak wavelength variation between them is halved, and the lifetime of the device is improved more than twice.
[0029]
(Embodiment 2)
FIG. 7 is a schematic cross-sectional view showing a light-emitting element according to Embodiment 2 of the present invention. For the formation of the layer structure of this element, the same MOCVD method as in the first embodiment can be used.
[0030]
First, after the n-type SiC substrate 701 is thermally cleaned in a hydrogen atmosphere at 1100 ° C., the substrate temperature is lowered to 550 ° C., and a GaN buffer layer 702 having a thickness of 40 nm is grown. Then, after raising the substrate temperature to 1050 ° C., the Si-doped n-type GaN layer 703 having a thickness of 4 μm and the Si-doped n-type Al having a thickness of 50 nm are used. _0.1 Ga _0.9 N-cladding layer 704 is grown sequentially.
[0031]
Next, the substrate temperature was lowered to 700 ° C., and a 4-atomic layer Si-doped n-type In _0.65 Ga _0.35 After the N light emitting layer 705 is grown, NH _Three Leave in the atmosphere for 600 seconds. Thereafter, a first Mg-doped p-type Al having a thickness of 10 nm _0.2 Ga _0.8 N evaporation prevention layer 706 is grown at the same 700 ° C. Then, the substrate temperature is raised to 850 ° C., and the second Mg-doped p-type Al having a thickness of 50 nm. _0.1 Ga _0.9 An N cladding layer 707 is grown. Further, the substrate temperature is raised to 1050 ° C., and an Mg-doped p-type GaN contact layer 708 having a thickness of 0.5 μm is grown.
[0032]
In the wafer including the semiconductor multilayer structure formed in this manner, an n-type electrode 709 is deposited on the back surface of the SiC substrate, and a p-type translucent electrode 710 and a p-type electrode are formed on the Mg-doped p-type GaN contact layer 708. 711 is deposited. Finally, the wafer is divided into element chips and resin molding is performed to complete the LED element.
[0033]
In the LED element obtained by the manufacturing method of the second embodiment, the emission peak wavelength was yellow of 570 nm and the emission output was 2 mW when energized with a forward voltage of 4.0 V and a current of 20 mA. Further, the shift range of the peak wavelength within the range of the forward current of 10 to 20 mA was 5 nm, and the fluctuation range of the peak wavelength between a plurality of elements obtained from the same wafer was 10 nm. Furthermore, the lifetime of the element in a continuous energization test of 20 mA at room temperature was 5000 hours or more.
[0034]
On the other hand, in the LED element obtained by the manufacturing method similar to the manufacturing method of the second embodiment except that the second AlGaN protective layer 707 is formed at the same growth temperature as the InGaN light emitting layer 705, the forward voltage 4 The emission output was 1 mW under 0.0 V and a current of 20 mA, and the peak wavelength shift range in the forward current range of 10 to 20 mA was 20 nm. Moreover, the fluctuation range of the peak wavelength between a plurality of elements obtained from the same wafer was 30 nm, and the lifetime of each element was 1000 hours.
[0035]
From the above results, an LED element having an improved light output is obtained as a result of growing the second Mg-doped AlGaN protective layer 707 at 850 ° C. to improve the electrical characteristics and increase the hole injection efficiency. It turns out that it is obtained. In addition, as a result of improving the crystallinity of the AlGaN protective layer, the protection function for the light emitting layer is enhanced, and the variation in peak wavelength can be improved.
[0036]
In summary, in the LED element according to the second embodiment, the light emission output is doubled compared to the LED element according to the prior art, the peak wavelength shift due to current change is ¼, and the variation in peak wavelength between elements is ½, The device life is improved by 5 times or more.
[0037]
(Embodiment 3)
FIG. 8 schematically shows a cross-sectional layer structure of a light-emitting element according to Embodiment 3 of the present invention. Also in this third embodiment, the same MOCVD method as in the first embodiment can be used.
[0038]
First, after the n-type SiC substrate 801 is thermally cleaned in a hydrogen atmosphere at 1100 ° C., the substrate temperature is lowered to 550 ° C., and an AlGaN buffer layer 802 having a thickness of 30 nm is grown. Next, the substrate temperature is raised to 1050 ° C., and the Si-doped n-type GaN layer 803 having a thickness of 4 μm and the Si-doped n-type Al having a thickness of 0.5 μm. _0.1 Ga _0.9 An N cladding layer 804 and a 50 nm thick Si-doped GaN light guide layer 805 are grown sequentially.
[0039]
Next, the substrate temperature was lowered to 750 ° C., and a 7 atomic layer non-doped In _0.35 Ga _0.65 N light emitting layer and 20 nm thick non-doped In _0.1 Ga _0.9 A multiple quantum well layer 806 having a period of 3 (including three light emitting layers and two barrier layers) is grown with the N barrier layer. At this time, as the crystal growth interruption period, NH grows for 30 seconds and 150 seconds respectively after the growth of the light emitting layer and the barrier layer. _Three And N ₂ The atmosphere is made. Thereafter, a first Mg-doped p-type Al having a thickness of 50 nm _0.2 Ga _0.8 An N evaporation prevention layer 807 is grown. Then, the substrate temperature is raised to 1000 ° C., and a second Mg-doped GaN protective layer / light guide layer 808 having a thickness of 50 nm is grown.
[0040]
Thereafter, the substrate temperature is raised to 1050 ° C., and the Mg-doped p-type Al having a thickness of 0.5 μm. _0.1 Ga _0.9 An N clad layer 809 and an Mg-doped p-type GaN contact layer 810 having a thickness of 0.5 μm are sequentially grown. Thereafter, the back surface of the n-type SiC substrate 801 is etched and polished, an n-type electrode 811 is deposited on the back surface, and a p-type translucent electrode 812 and a p-type electrode 813 are deposited on the p-type GaN contact layer 810. Is done. Finally, a plurality of LD elements can be obtained by cleaving the wafer into chips containing resonators having a length of 1 mm.
[0041]
The LD device actually manufactured according to Embodiment 3 has a threshold current of 50 mA, can oscillate light having a wavelength of 470 nm continuously at room temperature, has an output of 1.5 mW at room temperature, and has a device lifetime. Was 50 hours. The shift range of the oscillation wavelength at a drive current of 50 to 100 mA was 0.5 nm or less, and the variation in the oscillation wavelength among a plurality of LD elements obtained from the same wafer was 5 nm or less.
[0042]
On the other hand, an LD element as a comparative example was manufactured by the same manufacturing method as that of the third embodiment except that the second AlGaN protective layer 808 was grown at the same temperature as the light emitting layer 806. In the LD element as this comparative example, the threshold current was 80 mA, the element lifetime was 27 hours, and the peak shift of the oscillation wavelength in the range of the drive current of 50 to 100 mA was 5 nm.
[0043]
From comparison between the third embodiment and the comparative example, by forming the Mg-doped GaN layer at a relatively high temperature of 1000 ° C. as the second AlGaN protective layer 808, the electrical characteristics of the protective layer are improved. As a result, the light emission output of the device is improved as a result of the increased hole injection efficiency. Further, the insertion of the crystal growth interruption time immediately after the growth of each of the active layer and the barrier layer brings about the improvement of the crystallinity of the AlGaN protective layers 807 and 808 with the improvement of the morphology of the multiple quantum well, and as a result The protective function of the protective layer with respect to the light emitting layer 806 is strengthened, and the variation in peak wavelength is improved. The third embodiment can reduce the driving current of the LD element, and can provide a long-life LD element having a stable oscillation wavelength.
[0044]
(Embodiment 4)
FIG. 9 is a schematic cross-sectional view showing a light-emitting element according to Embodiment 4 of the present invention. The MOCVD method similar to that in the first embodiment can also be used for forming the layer structure of this element.
[0045]
First, after the sapphire substrate 901 is thermally cleaned at 1100 ° C. in a hydrogen atmosphere, the substrate temperature is lowered to 550 ° C., and an AlN buffer layer 902 having a thickness of 50 nm is grown. Then, after raising the substrate temperature to 1050 ° C., a Si-doped n-type GaN layer 903 having a thickness of 4 μm is grown.
[0046]
Next, the substrate temperature was lowered to 800 ° C., and Si-doped In having a thickness of 2 nm. _0.05 Ga _0.95 N _0.97 As _0.03 After the light emitting layer 904 is grown, NH _Three And N ₂ For 60 seconds. Thereafter, a first Mg-doped p-type Al having a thickness of 10 nm _0.15 Ga _0.85 The N evaporation prevention layer 905 is grown at the same 800 ° C. And substrate temperature up to 950 ° C Degree A second Mg-doped p-type GaN evaporation prevention layer 906 is grown, having a thickness of 25 nm. Further, the substrate temperature is raised to 1050 ° C., and an Mg-doped p-type GaN contact layer 907 having a thickness of 0.5 μm is grown.
[0047]
In the wafer including the semiconductor multilayer structure formed in this way, a part of the Si-doped n-type GaN contact layer 903 is exposed using the techniques of photolithography and dry etching as in the case of the first embodiment. Etched until. An n-type electrode 908 is deposited on the surface of the Si-doped n-type GaN contact layer 903 exposed by this etching, and a p-type translucent electrode 909 and a p-type electrode 910 are deposited on the Mg-doped p-type GaN contact layer 907. The Finally, the wafer is divided into element chips and resin molding is performed to complete the LED element.
[0048]
In the LED element obtained by the manufacturing method of the fourth embodiment, the emission peak wavelength was blue of 470 nm when the forward voltage was 3.1 V and the current was 20 mA, and the emission output was 3.5 mW. . Further, the shift range of the peak wavelength in the forward current within the range of 5 to 20 mA was 1 nm or less, and the variation of the peak wavelength among the plurality of light emitting elements obtained from the same wafer was 3 nm or less. Furthermore, the lifetime of the light emitting element in the continuous current test of 20 mA at room temperature was 18000 hours or more.
[0049]
On the other hand, an LED element as a comparative example was manufactured by the same manufacturing method as in Embodiment 4 except that the light emitting layer was formed of InGaN. In the LED element as the comparative example, the light emission output is 2.5 mW under a forward voltage of 3.4 V and a current of 20 mA, and the peak wavelength shift range in the forward current range of 5 to 20 mA is 1 nm or less. It was. The fluctuation range of the peak wavelength between a plurality of elements obtained from the same wafer was 5 nm, and the lifetime of the elements was 10,000 hours.
[0050]
From the comparison between the fourth embodiment and the comparative example, it can be seen that the light emission output and the lifetime of the device are improved by forming the light emitting layer of InGaNAs. This is because the N in the InGaN light emitting layer is replaced with As by a minute atomic ratio x, preferably in the range of 0.001 ≦ x ≦ 0.2, compared with the InGaN light emitting layer. This is probably because the mixed crystal ratio of In for obtaining the same emission wavelength can be lowered. That is, by reducing the In content in the light emitting layer, it is possible to suppress the deterioration of the crystal due to the dissociation of In during the crystal growth interruption, and the first AlGaN protective layer 905 and the second GaN protective layer 906 Crystallinity is also improved.
[0051]
Further, due to this effect, even if the protective function of the first AlGaN protective layer 905 is weakened to some extent, the temperature can be raised to the second protective layer growth temperature without causing a problem in the light emitting layer 904. That is, the thickness and Al mixed crystal ratio of the first AlGaN protective layer 905 that is necessary for protecting the InGaNAs crystal but has poor electrical characteristics can be reduced, and the upper interface of the first AlGaN protective layer 905 can be finely formed. The occurrence of unevenness can be suppressed. Therefore, current leakage due to such interface unevenness can be reduced, and transmission of strain to the second protective layer 906 and the contact layer 907 can also be reduced. For these reasons, it is considered that both the light emission output and the lifetime of the light emitting element in Embodiment 4 are improved.
[0052]
In summary, in the LED element including the InGaNAs light emitting layer according to Embodiment 4, the output is 1.4 times or more higher than that of the LED element including the InGaN light emitting layer, and the peak wavelength between elements obtained from the same wafer is increased. The variation is reduced to about ½, the device life is improved by 1.8 times or more, and the operating voltage is reduced from 3.4 V to 3.1 V. Furthermore, although the case where As is mixed in the light emitting layer has been described in the fourth embodiment, the same effect can be obtained by using a trace amount of P instead of As within the range of the atomic ratio similar to this As. .
[0053]
(Embodiment 5)
FIG. 10 is a schematic cross-sectional view of the light emitting device according to the fifth embodiment of the present invention. The MOCVD method similar to that in the first embodiment can also be used for forming the layer structure of this element.
[0054]
First, after the n-type GaN substrate 1001 is thermally cleaned at 1100 ° C. in a mixed atmosphere of hydrogen and ammonia, the substrate temperature is lowered to 550 ° C., and a GaN buffer layer 1002 having a thickness of 45 nm is grown. Then, after raising the substrate temperature to 1050 ° C., a Si-doped n-type GaN layer 1003 having a thickness of 0.5 μm is grown.
[0055]
Next, the substrate temperature was lowered to 800 ° C., and Si-doped In having a thickness of 2 nm. _0.35 Ga _0.65 After the N light emitting layer 1004 is grown, NH _Three And N ₂ For 300 seconds. Thereafter, a first Mg-doped p-type Al having a thickness of 5 nm _0.1 Ga _0.9 N evaporation prevention layer 1005 is grown at the same 800 ° C. And substrate temperature up to 900 ° C Degree A second Mg-doped p-type GaN evaporation prevention layer 1006 is grown, having a thickness of 25 nm. Further, the substrate temperature is raised to 1050 ° C., and an Mg-doped p-type GaN contact layer 1007 having a thickness of 0.5 μm is grown.
[0056]
In the wafer including the semiconductor multilayer structure formed in this way, an n-type electrode 1008 is deposited on the back surface of the GaN substrate 1001, and the p-type translucent electrode 1009 and the p-type electrode are formed on the Mg-doped p-type GaN contact layer 1007. Electrode 1010 is deposited. Finally, the wafer is divided into element chips and resin molding is performed to complete the LED element.
[0057]
In the LED element obtained by the manufacturing method of Embodiment 5 as described above, the light emission peak wavelength was blue of 470 nm and the light emission output was 4 mW in the energized state with a forward voltage of 3.0 V and a current of 20 mA. Further, the shift range of the peak wavelength within the range of the forward current of 5 to 20 mA was 1 nm or less, and the fluctuation range of the peak wavelength between a plurality of elements obtained from the same wafer was 3 nm or less. Furthermore, the lifetime of the light emitting element in the continuous current test of 20 mA at room temperature was 25000 hours or more.
[0058]
On the other hand, an LED element as a comparative example was manufactured by the same manufacturing method as in Embodiment 5 except that it was formed on a sapphire substrate. However, since the sapphire substrate is insulative and an n-type electrode cannot be formed on the back surface of the sapphire substrate, it was partially exposed using photolithography and dry etching techniques, as in Example 1. An n-type electrode was formed on the surface of the Si-doped n-type GaN contact layer. In the LED element as the comparative example, the light emission output was 2 mW under a forward voltage of 3.4 V and a current of 20 mA, and the peak wavelength shift range in the forward current range of 5 to 20 mA was 1 nm or less. The fluctuation range of the peak wavelength between a plurality of elements obtained from the same wafer was 5 nm, and the lifetime of the elements was 10,000 hours.
[0059]
From the comparison between the fifth embodiment and the comparative example, it can be seen that by using GaN as the substrate, both the light emission output and the lifetime of the element are improved.
[0060]
Since the growth of the InGaN layer on the GaN substrate is closer to homoepitaxial growth than the growth on the sapphire substrate, crystal defects in the InGaN light emitting layer formed on the substrate can be reduced. Therefore, by using GaN as a substrate, the crystallinity and morphology of the InGaN light emitting layer are improved, and the crystallinity of the first AlGaN protective layer 1005 and the second GaN protective layer 1006 is also improved. Improvement of the crystallinity of the InGaN light-emitting layer by using such a GaN substrate directly contributes to the improvement of the light emission efficiency, and also can withstand long-time annealing, and further improves the crystallinity. As a result, even if the protective function of the first AlGaN protective layer is weakened to some extent, the temperature can be raised to the second protective layer growth temperature without causing a problem in the light emitting layer. That is, the thickness and the Al mixed crystal ratio of the first AlGaN protective layer 1005 that are necessary for protecting the InGaN crystal but have poor electrical characteristics can be reduced, and the fineness at the upper interface of the first AlGaN protective layer 1005 can be reduced. The occurrence of unevenness can be suppressed. Therefore, it is possible to reduce current leakage due to such unevenness of the interface, and to reduce the transmission of strain to the second protective layer 1006 and the contact layer 1007. Therefore, it is considered that both the light emission output and the lifetime of the element can be improved. It is done.
[0061]
In summary, in the LED element on the GaN substrate according to the fifth embodiment, the output is twice as large as that of the LED element on the sapphire substrate, and the variation in peak wavelength between a plurality of elements obtained from the same wafer is about The device life is improved by a factor of 2.5 and more than 2.5 times. Further, the operating voltage of the LED element according to Embodiment 5 is reduced from 3.4 V in the comparative example to 3.0 V.
[0062]
In addition, in Embodiment 1-4, although the case where a sapphire substrate or a SiC substrate was used was demonstrated, the effect acquired in Embodiment 5 by using GaN as a board | substrate in Embodiment 1-4. Similar effects can be obtained. Further, as the crystallographic substrate surface of the GaN substrate used, various surfaces such as {0001}, {1-100}, {11-20}, {1-101}, or {01-12} are used. Can be preferably used, and the same effect as in the fifth embodiment can be obtained even if a substrate surface deviated by ± 2 degrees from the plane orientation is used.
[0063]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, a nitride semiconductor light emitting device having high luminous efficiency and a long lifetime can be manufactured with high yield.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing an example of a time change of a substrate temperature in a method for manufacturing a nitride semiconductor light emitting device according to the present invention.
FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing a layer structure of a nitride semiconductor light emitting device according to Embodiment 1 of the present invention.
FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing the nitride semiconductor light emitting device according to the first embodiment.
FIG. 4 is a schematic cross-sectional view of a nitride semiconductor light emitting device according to a conventional manufacturing method.
FIG. 5 is a graph showing an example of a time change of a substrate temperature in a conventional method for manufacturing a nitride semiconductor device.
FIG. 6 is a graph showing the relationship between the growth temperature of an AlGaN layer and the activation rate of Mg dopant contained therein.
FIG. 7 is a schematic cross-sectional view showing a nitride semiconductor light emitting element according to Embodiment 2 of the present invention.
FIG. 8 is a schematic cross-sectional view showing a nitride semiconductor light emitting device according to a third embodiment of the present invention.
FIG. 9 is a schematic cross-sectional view showing a nitride semiconductor light emitting element according to Embodiment 4 of the present invention.
10 is a schematic cross-sectional view showing a nitride semiconductor light emitting device according to a fifth embodiment of the present invention. FIG.
[Explanation of symbols]
1 Sapphire C-plane substrate, 2 AlN buffer layer, 3 Si-doped n-type GaN contact layer, 4 Si-doped In _0.4 Ga _0.6 N light emitting layer, 5 1st Mg-doped p-type Al _0.2 Ga _0.8 N evaporation prevention layer, 6 2nd Mg-doped p-type GaN evaporation prevention layer, 7 Mg-doped p-type GaN contact layer, 8 n-type electrode, 9 p-type translucent electrode, 10 p-type electrode, 41 sapphire C-plane substrate 42 AlN buffer layer, 43 Si-doped n-type GaN contact layer, 44 Si-doped In _0.4 Ga _0.6 N light emitting layer, 45 Mg doped p-type Al _0.2 Ga _0.8 N evaporation prevention layer, 46 Mg-doped p-type GaN contact layer, 47 n-type electrode, 48 p-type translucent electrode, 49 p-type electrode, 701 n-type SiC substrate, 702 GaN buffer layer, 703 Si-doped n-type GaN layer 704 Si-doped n-type Al _0.1 Ga _0.9 N clad layer, 705 Si-doped n-type In _0.65 Ga _0.35 N light emitting layer, 706 First Mg doped p-type Al _0.2 Ga _0.8 N evaporation preventing layer, 707 Second Mg-doped p-type Al _0.1 Ga _0.9 N evaporation prevention layer / cladding layer, 708 Mg-doped p-type GaN layer, 709 n-type electrode, 710 p-type translucent electrode, 711 p-type electrode, 801 n-type SiC substrate, 802 AlGaN buffer layer, 803 Si-doped n-type GaN layer, 804 Si-doped n-type Al _0.1 Ga _0.9 N clad layer, 805 Si-doped GaN light guide layer, 806 non-doped In _0.35 Ga _0.65 N light emitting layer and non-doped In _0.1 Ga _0.9 A multi-quantum well layer composed of an N barrier layer and having a period of 3 (including three light emitting layers and two barrier layers), 807 first Mg-doped p-type Al _0.2 Ga _0.8 N evaporation prevention layer, 808 Second Mg doped GaN evaporation prevention layer / light guide layer, 809 Mg doped p-type Al _0.1 Ga _0.9 N clad layer, 810 Mg-doped p-type GaN layer, 811 n-type electrode, 812 p-type translucent electrode, 813 p-type electrode, 901 sapphire C-plane substrate, 902 AlN buffer layer, 903 Si-doped n-type GaN contact layer, 904 Si-doped In _0.05 Ga _0.95 N _0.97 As _0.03 Light-emitting layer, 905 1st Mg-doped p-type Al _0.15 Ga _0.85 N evaporation prevention layer, 906 Second Mg doped p-type GaN evaporation prevention layer, 907 Mg doped p-type GaN contact layer, 908 n-type electrode, 909 p-type translucent electrode, 910 p-type electrode, 1001 n-type GaN substrate , 1002 GaN buffer layer, 1003 Si-doped n-type GaN layer, 1004 Si-doped In _0.35 Ga _0.65 N light emitting layer, 1005 1st Mg-doped p-type Al _0.1 Ga _0.9 N evaporation prevention layer, 1006 2nd Mg doped p-type GaN evaporation prevention layer, 1007 Mg doped p-type GaN contact layer, 1008 n-type electrode, 1009 p-type translucent electrode, 1010 p-type electrode.

Claims

A method for manufacturing a nitride semiconductor light emitting device including a nitride semiconductor light emitting layer containing In and a nitride semiconductor layer formed on the light emitting layer using a vapor phase crystal growth method,
An Al _x Ga _1-x N (0.05 ≦ x ≦ 0.2) evaporation preventing layer as a first protective layer is grown on the light emitting layer at substantially the same temperature as the light emitting layer;
Wherein the evaporation prevention layer of M g doped GaN at a temperature T as the second protective layer growth temperature within from high and the range of 850 ° C. ≦ T ≦ 1000 ° C. is grown on the first protective layer,
A method for manufacturing a nitride semiconductor light emitting device, comprising the step of growing an Mg-doped p-type GaN contact layer on the second protective layer at a temperature higher than its growth temperature.

The nitride semiconductor light emitting device according to claim 1, further comprising a step of growing an AlGaN cladding layer between the step of growing the second protective layer and the step of growing the GaN contact layer. Manufacturing method.

The nitride semiconductor light emitting device according to claim 1 or 2, characterized in that the predetermined crystal growth interruption time t is inserted between the front the growth of a light emitting layer and the first protective layer and after the growth completion of the Manufacturing method.

4. The method of manufacturing a nitride semiconductor light emitting device according to claim 3 , wherein the crystal growth interruption time t is in a range of 30 sec ≦ t ≦ 600 sec.

During the crystal growth interruption time t, the method of manufacturing the nitride semiconductor light emitting device according to claim 3 or 4, wherein the light emitting layer is characterized in that it is maintained in an atmosphere gas containing at least one of nitrogen and ammonia .

Method of manufacturing a nitride semiconductor light emitting device according to any one of claims 1 to claim 5 thickness d ₁ of the first protective layer, characterized in that in the range of 1 nm ≦ d ₁ ≦ 50 nm.

Method of manufacturing a nitride semiconductor light emitting device according to any one of claims 1 6 thickness d ₂ of the second protective layer, characterized in that in the range of 4 nm ≦ d ₂ ≦ 99 nm.

Claim 1 characterized by satisfying the relationship of the first thickness d ₁ and the second Al _x Ga _1-x N layer thickness d ₂ is 5 nm ≦ d ₁ + d ₂ ≦ 100 nm of the protective layer 8. The method for producing a nitride semiconductor light emitting device according to any one of items 1 to 7 .

Manufacturing method of the second protective layer is a nitride semiconductor light emitting device according to any one of claims 1, characterized in that Mg is doped 8.