JP5258507B2

JP5258507B2 - 窒化ガリウム系発光装置の製造方法

Info

Publication number: JP5258507B2
Application number: JP2008275775A
Authority: JP
Inventors: 真大木村; 卓納田; 俊輔川野
Original assignee: ナイトライド・セミコンダクター株式会社
Priority date: 2008-10-27
Filing date: 2008-10-27
Publication date: 2013-08-07
Anticipated expiration: 2028-10-27
Also published as: JP2010103429A

Description

本発明は窒化ガリウム系発光装置の製造方法に関し、特に波長４０５ｎｍ以下の発光装置の製造方法に関する。

波長４０５ｎｍ以下の光を発するＬＥＤは、センサ用光源、化学反応用光源、光触媒との組み合わせによる空気清浄機用の光源、またはバイオ分野におけるＤＮＡの分析、医療分野における検査、さらには次世代照明としてＲＧＢ蛍光体と組み合わせて演色性の高い白色照明等の用途がある。

しかしながら、発光波長が特に３７５ｎｍ以下になると、発光層（活性層）のＩｎ組成の減少により非発光中心に捕らえられやすくなり、発光効率が著しく低下してしまう。発光効率を向上させるためには、非発光中心を低減させる、発光層（活性層）内で電子とホールの結合を助長させることが必要である。

特開２００４−１８６５０９号公報特開２００５−３１１１１９号公報特開２００５−３１７８２３号公報特許第３４０３６６５号

従来においても、波長４０５ｎｍ以下の光を発するＬＥＤにおいて発光出力を増大させる種々の試みが提案されているが、未だ十分な改善がなされていないのが実情である。

本発明の目的は、波長４０５ｎｍ以下の光を発する窒化ガリウム系発光装置において、発光出力を増大させることにある。

本発明の窒化ガリウム系発光装置の製造方法は、基板上にバッファ層を形成する工程と、前記バッファ層上にｎ型コンタクト層を形成する工程と、前記ｎ型コンタクト層上にｎ型クラッド層を形成する工程と、前記ｎ型クラッド層上にｎ型ブロック層を形成する工程と、前記ｎ型ブロック層上に活性層を形成する工程と、前記活性層上にｐ型ブロック層を形成する工程と、前記ｐ型ブロック層上にｐ型クラッド層を形成する工程と、前記ｐ型クラッド層上にｐ型コンタクト層を形成する工程とを有し、前記ｎ型コンタクト層を形成する工程は、Ｓｉ層とアンドープＡｌ_xＩｎ_yＧａ_1-x-yＮ層（但し、０＜ｘ＜１、０＜ｙ＜１、０＜ｘ＋ｙ＜１）を交互に積層する工程からなることを特徴とする。

本発明の１つの実施形態では、前記ｎ型コンタクト層を形成する工程では、９００度以上で交互に積層する。

本発明によれば、発光出力に優れた窒化ガリウム系発光装置を得ることができる。

以下、図面に基づき本発明の実施形態について説明する。

図１に、本実施形態における波長４０５ｎｍ以下のＬＥＤの構成を示す。サファイア等の透明基板１０上に、低温バッファ層１２、高温バッファ層１４、ｎ−コンタクト層１６が順次形成される。ｎ−コンタクト層１６の表面の一部にｎ−クラッド層１８、ｎ−ブロック層２０、活性層２２、ｐ−ブロック層２４、ｐ−クラッド層２６、ｐ−コンタクト層２８が順次形成される。ｎ−コンタクト層１６の表面の他の部分にｎ−電極３０が形成され、ｐ−コンタクト層２８にｐ−電極３２が形成される。

ｎ−コンタクト層１６は、ｎ−電極３０を形成するための層であり、本実施形態ではＳｉ層とアンドープＡｌ_xＩｎ_yＧａ_1-x-yＮ層を交互に積層した構造を有する。ここで、０≦ｘ＜１、０≦ｙ＜１、０≦ｘ＋ｙ＜１である。

図２に、ｎ−コンタクト層１６の構成を示す。Ｓｉ層１６ａとＡｌ_xＩｎ_yＧａ_1-x-yＮ層１６ｂを交互に積層することで構成される。Ａｌ_xＩｎ_yＧａ_1-x-yＮ層１６ｂの一例はアンドープＧａＮ層であり、他の例はアンドープＡｌＩｎＧａＮ層である。ＬＥＤ製造時には、図２に示すようにＳｉ層１６ａとＡｌＩｎＧａＮ層１６ｂを交互に積層するが、所定温度以上、具体的には９００度以上で積層することでＳｉ層１６ａを構成するＳｉが拡散し、ＡｌＩｎＧａＮ層１６ｂにＳｉがドープされ得る。

この素子の作製手順、及び各層の詳細は以下の通りである。

常圧ＭＯＣＶＤ装置にて、サファイアｃ面基板１０を１１００度にて水素雰囲気中で１０分間熱処理して、温度を４５０度まで降温する。そして、モノメチルシランガスとアンモニアガスを１００秒間流すことで、不連続なＳｉＮ膜を作製する。続いて、同じ温度で２５ｎｍ厚ＧａＮ層の低温バッファ層１２をトリメチルガリウムおよびアンモニアガスを流して堆積する。

次に、温度を１１００度度に昇温して、再びトリメチルガリウムおよびアンモニアガスを流して厚さ３μｍのアンドープＧａＮ層を堆積する。続いて、同じ温度でモノメチルシランガスとアンモニアガスを８秒間流すことで、薄いＳｉＮ膜を作製する。再びトリメチルガリウムおよびアンモニアガスを流して厚さ３μｍのアンドープＧａＮ層を堆積する。以上により、ＧａＮ層（３μｍ厚）／ＳｉＮ層／ＧａＮ層（３μｍ厚）の高温バッファ層１４を形成する。

次に、モノメチルシランガスのみを流して厚さ１ｎｍのＳｉを堆積し、その上にトリメチルガリウムおよびアンモニアガスを流してアンドープＧａＮ、つまりｕ−ＧａＮ（１０ｎｍ厚）を成長した。Ｓｉ（１ｎｍ厚）／ｕ−ＧａＮ（１０ｎｍ厚）を繰り返し、１５０回成長した積層構造をｎ−コンタクト層１６とする。

続いて、同じ温度でＡｌＩｎＧａＮ（１．５ｎｍ厚）／ＩｎＧａＮ（１．５ｎｍ厚）５０ペアのｎ−クラッド層１８を成長する。Ａｌの原料にはトリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）を用い、Ｉｎの原料にはトリメチルインジウム（ＴＭＩ）を用いる。

次に、同じ温度でＡｌＧａＮ（２５ｎｍ厚）のｎ−ブロック層２０を成長する。その後、温度を８２０度程度に下げて２０ｎｍ厚のＡｌＧａＮバリア層を成長し、０．９ｎｍ厚ｕ−ＡｌＩｎＧａＮ井戸層、８ｎｍ厚ｕ−ＡｌＩｎＧａＮバリア層、１．１ｎｍ厚ｕ−ＡｌＩｎＧａＮ井戸層、８ｎｍ厚ｕ−ＡｌＩｎＧａＮバリア層、１．３ｎｍ厚ｕ−ＡｌＩｎＧａＮ井戸層、８ｎｍ厚ｕ−ＡｌＩｎＧａＮバリア層、からなるＭＱＷ（多重量子井戸構造）の活性層２２を成長する。なお、各井戸層を成長する前に、モノメチルシランおよびアンモニアガスを用いて薄いＳｉＮ膜を４秒間成長させる。

続いて、温度１０２５度に上昇してＭｇドープｐ−ＡｌＧａＮ（２５ｎｍ厚）のｐ−ブロック層２４を堆積後、ｕ−ＡｌＧａＮ（０．５ｎｍ厚）／Ｍｇドープｐ−ＧａＮ（０．５ｎｍ厚）３０ペアのＳＬＳ（ｐクラッド層）２６を成長し、その後１５ｎｍ厚Ｍｇドープのｐ−ＧａＮコンタクト層２８を成長する。

次に、ウエハをＭＯＣＶＤ装置から取り出し、成長層表面に透明電極を蒸着する。全面にフォトレジストを塗布し、ｎ電極形成のためのエッチングは、フォトレジストをエッチングマスクとして行った。エッチングにより露出したn−コンタクト層１６とｐ−コンタクト層２８上にそれぞれｎ−電極３０、ｐ−電極３２を形成し、さらに電極上にワイヤボンディング用の金パッドを形成する。基板裏面を１００μｍまで研磨し、スクライブによりチップを切り出し、マウントしてデバイスが完成する。

このような構成のＬＥＤにおいて、n−コンタクト層１６としてＳｉ層１６ａとアンドープｕ−ＧａＮ層１６ｂを交互に積層した構造を用い、Ｓｉ層１６ａの厚さを種々変更し、成長後の表面確認と出力比較を行なった。

図３〜図５にその結果を示す。図３は比較例としてのＳｉドープしたｎ−ＧａＮ層(１．５μｍ厚)の場合（比較例）のＡＦＭ観察結果、図４はＳｉ層（１ｎｍ厚）／ｕ−ＧａＮ層（１０ｎｍ厚）１５０ペアの場合（実施例１）のＡＦＭ観察結果、図５はＳｉ層（１．６ｎｍ厚）／ｕ−ＧａＮ層（１０ｎｍ厚）１５０ペアの場合（実施例２）のＡＦＭ観察結果である。図３では表面のステップがはっきりとしていないが、図４ではステップがはっきりと見られ、かつ山が滑らかになっており、表面状態が良好である。しかし、図５になると逆に表面の荒れが目立ってしまう。このことより、Ｓｉ層１６ａの厚さｄとしては、０＜ｄ＜１．６ｎｍが好適である。

図６に、Ｓｉ層の厚さと発光出力との関係を示す。横軸はＳｉ層の厚さ（ｎｍ）であり、縦軸は発光出力パワーである。比較例１はＳｉ層１６ａの厚さが０の場合であり、実施例１はＳｉ層１６ａの厚さが１ｎｍの場合、実施例２はＳｉ層の厚さが１．６ｎｍの場合に相当する。それぞれの例において、ＬＥＤのエッジ部分、ミドル部分、センタ部分の発光出力を示す。実施例１の場合には比較例１に比べて発光出力が増大している一方、実施例２では比較例１よりもむしろ発光出力が１０％程度低下している。したがって、発光出力の観点からも、Ｓｉ層１６ａの厚さｄは、０＜ｄ＜１．６ｎｍとするのが好適であり、例えばｄ＝１ｎｍ程度とするのが好適である。

図７に、ｎ−コンタクト層１６としてＳｉ層１６ａとｕ−Ａｌ_xＩｎ_yＧａ_1-x-yＮ層１６ｂを交互に積層した場合の、Ａｌ組成比ｘと発光出力との関係を示す。横軸はＡｌを含むＴＭＡのフローレートである。Ｉｎ組成比ｙはＩｎ供給量を７６．９μｍｏｌ／ｍｉｎに固定し、Ａｌ組成比ｘはＡｌ供給量を０．４、０．８、１．６、２．４、３．２（いずれもμｍｏｌ／ｍｉｎ）と変化させた。図からわかるように、Ｓｉ層／ｕ−ＧａＮよりもＳｉ層／ｕ−ＡｌＩｎＧａＮ層の方がいずれも発光出力が増大しており、Ａｌ供給量が２．４μｍｏｌ／ｍｉｎで発光出力が最大となり、Ｓｉ層／ｕ−ＧａＮ層の場合（Ａｌ供給量が０の場合に相当）に比べて約３５％向上する。この結果より、ｎ−コンタクト層１６として、Ｓｉ層／ｕ−ＧａＮ層よりも、Ｓｉ層／ｕ−ＡｌＩｎＧａＮ層の方が発光出力向上の観点からは好適である。

このように、ｎ−コンタクト層１６として、Ｓｉ層／ｕ−Ａｌ_xＩｎ_yＧａ_1-x-yＮ層を用い、Ｓｉ層を１．０ｎｍ厚程度形成すると、従来の単層のコンタクト層（Ｓｉドープｎ−ＧａＮ層）に比べ、表面のステップ状態がはっきりと確認でき、従来のステップよりも山の部分が滑らかに形成される。これは、ｎ−コンタクト層１６としてＳｉをドープしたｎ−ＧａＮを用いる場合よりも、Ｓｉの拡散効果によりｎ−コンタクト層１６としてのキャリアを確保しつつもその結晶性が改善されているためと考えられる。但し、Ｓｉ層１６ａを厚くしすぎると、Ｓｉの拡散によりキャリアの確保は可能であるが、表面が凹凸になることで結晶性が悪くなり、出力も低下してしまう。

ドープについて考察すると、ドープではＩＶ族のＳｉとＩＩＩ−Ｖ族のＡｌＩｎＧａＮが同時に流されるものであり、ＩＶ族の動き方ではＩＩＩ−Ｖ族がきちんとした位置に入るかどうかわからない。一方、Ｓｉ層／ｕ−ＡｌＩｎＧａＮ層の場合ではＳｉとＡｌＩｎＧａＮが交互に流されるため、それぞれが独立の運動をし、それぞれ格子位置に入る。この違いが、両者の表面状態の違いに現れていると考えられる。本実施形態では、９００度以上の高温でｎ−コンタクト層１６を成長させる。９００度以上だとＳｉは留まっておらずに拡散し、Ｓｉ層／ｕ−ＡｌＩＮＧａＮ層は、結果としてＳｉの拡散によりＳｉドープのｎ−ＡｌＩｎＧａＮ層となると考えられる。すなわち、ｎ−コンタクト層１６の形成方法として、Ｓｉ層とｕ−ＡｌＩｎＧａＮ層を交互に積層して形成するが、結果として形成されるのは、Ｓｉ層とｕ−ＡｌＩｎＧａＮ層が積層された構成というよりもむしろＳｉドープされたｎ−ＡｌＩｎＧａＮ層といえる。この意味で、本実施形態は、９００度以上でＳｉ層とｕ−ＡｌＩｎＧａＮ層を交互に積層することで、表面が滑らかで結晶性に優れたＳｉドープのｎ−ＡｌＩｎＧａＮ層を形成するものであるともいえる。

なお、Ｓｉ層／ｕ−ＧａＮ層よりも、Ｓｉ層／ｕ−ＡｌＩｎＧａＮ層の方が発光出力が増大するのは、Ｓｉ層／ＡｌＩｎＧａＮ層の方がバンドギャップが広いためホールの拡散が防止され、ホールが活性層を超えてｎ型層の方へ流れるのを防止するためである。

また、本実施形態では活性層２２として、ＡｌＩｎＧａＮバリア層／ｕ−ＡｌＩｎＧａＮ井戸層の構成としており、バリア層としてＡｌＩｎＧａＮを用いることでＩｎ組成揺らぎを助長でき、非発光中心を低減することができる。

図８に、活性層２２のＡｌＩｎＧａＮバリア層におけるＩｎ組成比と発光出力との関係を示す。横軸はＩｎを含むＴＭＩのフローレートである。Ａｌ組成比はＡｌ供給量を１．０μｍｏｌ／ｍｉｎに固定し、Ｉｎ供給量を変化させた。図からわかるように、Ｉｎ供給量が１９．２μｍｏｌ／ｍｉｎで発光出力が最大となり、ＡｌＧａＮバリア層の場合（Ｉｎ供給量が０の場合に相当）に比べて約２０％向上する。この結果からも、活性層２２のバリア層としてＡｌＩｎＧａＮを用いる方が発光出力向上の観点からは好適である。

また、本実施形態ではｎ−クラッド層１８を形成する際に、１１００度の高温でＩｎを用いており、Ｉｎが主に欠陥につかまるため発光強度が増大するものと考えられる。一般に、ｎ−クラッド層１８は１０５０度以上の高温で形成するのが好適である。

さらに、本実施形態では活性層２２の井戸層が、ｎ型層に近い方ほど厚さが小さくなるように形成されている。これにより、全て同じ厚さに形成されている場合に比べて電子が流れやすくなり、発光強度を向上させることができる。

図９に、活性層２２の層数を３ＭＱＷとし、各井戸層の膜厚を変化させた場合の結果を示す。サンプルは、
Ｎｏ．１（１．１ｎｍ／１．１ｎｍ／１．１ｎｍ）
Ｎｏ．２（１．３ｎｍ／１．１ｎｍ／０．９ｎｍ）
Ｎｏ．３（０．９ｎｍ／１．１ｎｍ／１．３ｎｍ）
Ｎｏ．４（１．２ｎｍ／０．９ｎｍ／１．２ｎｍ）
Ｎｏ．５（０．７ｎｍ／１．１ｎｍ／１．５ｎｍ）
Ｎｏ．６（１．５ｎｍ／１．１ｎｍ／０．７ｎｍ）
の６サンプルである。各サンプルにおいて、層厚の順序は基板１０に近い順である。例えば、サンプルＮｏ．１は比較例であって全て同じ層厚であるが、サンプルＮｏ．３は基板１０から近い順に０．９ｎｍ、１．１ｎｍ、１．３ｎｍであり、基板１０に近いほど井戸層が順次薄くなる。逆にいえば、ｐ型層に近いほど井戸層が順次厚くなる。図から分かるように、活性層２２の井戸層の厚さが基板１０に近いほど薄くなっているサンプルＮｏ．３とサンプルＮｏ．５において発光出力が増大している。このことから、活性層２２の井戸層の厚さは一定ではなく、基板１０側、あるいはｎ側層に近いほど薄くなるように厚さを変化させることで、より一層発光強度を向上させることができる。

実施形態の構成図である。実施形態のｎ−コンタクト層の構成図である。Ｓｉドープしたｎ−ＧａＮのＡＦＭ顕微鏡写真の図である。Ｓｉ層（１．１ｎｍ厚）／ｕ−ＧａＮ層のＡＦＭ顕微鏡写真の図である。Ｓｉ層（１．６ｎｍ厚）／ｕ−ＧａＮ層のＡＦＭ顕微鏡写真の図である。Ｓｉ層の厚さと発光出力の関係を示す図である。Ａｌ供給量と発光出力の関係を示す図である。Ｉｎ供給量と発光出力の関係を示す図である。活性層の井戸層を変化させたサンプルと発光出力の関係を示す図である。

符号の説明

１０基板、１２低温バッファ層、１４高温バッファ層、１６ｎ−コンタクト層、１８ｎ−クラッド層、２０ｎ−ブロック層、２２活性層、２４ｐ−ブロック層、２６ｐ−クラッド層、２８ｐ−コンタクト層、３０ｎ−電極、３２ｐ−電極。

Claims

基板上にバッファ層を形成する工程と、
前記バッファ層上にｎ型コンタクト層を形成する工程と、
前記ｎ型コンタクト層上にｎ型クラッド層を形成する工程と、
前記ｎ型クラッド層上にｎ型ブロック層を形成する工程と、
前記ｎ型ブロック層上に活性層を形成する工程と、
前記活性層上にｐ型ブロック層を形成する工程と、
前記ｐ型ブロック層上にｐ型クラッド層を形成する工程と、
前記ｐ型クラッド層上にｐ型コンタクト層を形成する工程と、
を有し、
前記ｎ型コンタクト層を形成する工程は、Ｓｉ層とアンドープＡｌ_xＩｎ_yＧａ_1-x-yＮ層（但し、０＜ｘ＜１、０＜ｙ＜１、０＜ｘ＋ｙ＜１）を交互に積層する工程からなることを特徴とする窒化ガリウム系発光装置の製造方法。
請求項１記載の方法において、
前記ｎ型コンタクト層を形成する工程では、９００度以上で交互に積層することを特徴とする窒化ガリウム系発光装置の製造方法。
請求項１，２のいずれかに記載の方法において、
前記活性層を形成する工程では、ＡｌＩｎＧａＮバリア層とＡｌＩｎＧａＮ井戸層を交互に積層することを特徴とする窒化ガリウム系発光装置の製造方法。
請求項３記載の方法において、
前記活性層を形成する工程では、前記ＡｌＩｎＧａＮ井戸層の厚さを前記基板側に近いほど順次小さくなるように形成することを特徴とする窒化ガリウム系発光装置の製造方法。
請求項１，２のいずれかに記載の方法において、
前記ｎ型クラッド層を形成する工程では、Ｉｎを含む層を形成することを特徴とする窒化ガリウム系発光装置の製造方法。