JPH06209120A - 青色発光素子 - Google Patents
青色発光素子Info
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- JPH06209120A JPH06209120A JP11454293A JP11454293A JPH06209120A JP H06209120 A JPH06209120 A JP H06209120A JP 11454293 A JP11454293 A JP 11454293A JP 11454293 A JP11454293 A JP 11454293A JP H06209120 A JPH06209120 A JP H06209120A
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Abstract
発光素子を高発光出力とし、さらにその発光波長を45
0nm〜490nmの青色領域とできる新規な構造を提
供する。 【構成】 n型Ga1-aAlaN(0≦a<1)層3と、
p型不純物がドープされたInXGa1-XN(0<X<
0.5)層4と、p型Ga1-bAlbN(bは0≦b<1)
層5とが順に積層された窒化ガリウム系化合物半導体を
具備する青色発光素子。
Description
色レーザーダイオード等に使用される青色発光素子に係
り、特に窒化ガリウム系化合物半導体を使用した青色発
光素子の構造に関する。
ド等の発光デバイスに使用される実用的な半導体材料と
して窒化ガリウム(GaN)、窒化インジウムガリウム
(InGaN)、窒化ガリウムアルミニウム(GaAl
N)等の窒化ガリウム系化合物半導体が注目されてい
る。
半導体を用いた青色発光素子として、図2に示す構造の
ものがよく知られている。これは、まず基板1上に、A
lNよりなるバッファ層2’と、その上にn型GaN層
3と、その上にp型GaN層5とが順に積層された構造
を有している。通常、基板1にはサファイアが用いられ
ている。バッファ層2’は、特開昭63−188983
号公報に記載されているように、AlNを介することに
より、その上に積層する窒化ガリウム系化合物半導体の
結晶性を良くする作用がある。n型GaN層3はn型不
純物としてSiまたはGeがドープされてn型となって
いる。p型GaN層はp型不純物としてMgまたはZn
がドープされることが多いが、結晶性が悪いためp型と
はならず高抵抗なi型となっている。また、i型を低抵
抗なp型に変換する手段として、特開平2−42770
号公報において、表面に電子線照射を行う技術が開示さ
れている。
発光出力が低いため、実用的ではない。発光出力を増大
させ、実用的な発光素子とするためには、窒化ガリウム
系化合物半導体を利用した発光素子を、好ましくはシン
グルヘテロ、さらに好ましくはダブルヘテロ構造とする
必要がある。しかしながら、窒化ガリウム系化合物半導
体においては、未だp型層を用いたダブルヘテロ構造の
実用的な発光素子は報告されていない。
いた従来の青色発光素子の発光波長は430nm以下の
紫色領域にあり、450nm〜490nmの視感度の良
い青色発光を示す素子は未だ開発されていない。将来、
青色発光ダイオードによる平面型ディスプレイ、青色レ
ーザーダイオード等を実現するためには前記したように
視感度の良い青色発光デバイスが求められている。
ような事情を鑑みてなされたものであり、その目的とす
るところは、窒化ガリウム系化合物半導体を利用した青
色発光素子を高発光出力とし、さらにその発光波長を視
感度の良い450nm〜490nmの青色領域とできる
新規な構造を提供するものである。
ープしたInGaN層を成長させ、さらにそのInGa
Nを発光層とすることによりダブルヘテロ構造の青色発
光素子を実現した。即ち、本発明の青色発光素子は、n
型Ga1-aAlaN(0≦a<1)層と、p型不純物がド
ープされたInXGa1-XN(0<X<0.5)層と、p
型Ga1-bAlbN(bは0≦b<1)層とが順に積層され
た窒化ガリウム系化合物半導体を具備することを特徴と
するものである。
す。1は基板、2はGaNバッファ層、3はn型GaN
層、4はp型不純物がドープされたInXGa1-XN層、
5はp型GaN層であり、これらが順に積層されたダブ
ルヘテロ構造となっている。この構造の青色発光素子に
おいて、発光層はInXGa1-XN層4であり、p型Ga
N層5はクラッド層となっている。
材料が使用できるが、通常はサファイアが用いられる。
バッファ層2はGaYAl1-YN(0≦Y≦1)で形成す
ることができ、通常0.002μm〜0.5μmの厚さ
で形成する。好ましくはGaNで形成する方が、AlN
よりも結晶性のよい窒化ガリウム系化合物半導体を積層
することができる。このGaNバッファ層の効果につい
ては我々が先に出願した特願平3−89840号におい
て述べており、サファイア基板の場合、従来のAlNバ
ッファ層よりもGaNよりなるバッファ層の方が結晶性
に優れた窒化ガリウム系化合物半導体が得られ、さらに
好ましくは成長させようとする窒化ガリウム系化合物半
導体と同一組成を有するバッファ層を、まずサファイア
基板上に低温で成長させることにより、バッファ層の上
の窒化ガリウム系化合物半導体の結晶性を向上させるこ
とができる。
置換したGaAlNを使用することもでき、本発明の範
囲内である(即ちGa1-aAlaN、0≦a<1)。また
これらの窒化ガリウム系化合物半導体はノンドープでも
n型となる性質があるが、例えばSi、Ge等のn型不
純物をドープして好ましいn型としてもよい。
置換したGaAlNを使用することができ、本発明の範
囲内である(即ちGa1-bAlbN、0≦b<1)。この
p型GaN層5は本発明の素子の構造においてはクラッ
ド層として作用するものであり、Mg、Zn等のp型不
純物をドープしながらGa1-bAlbN層を成長させた
後、例えば我々が先に出願した特願平3−357046
号に記載したように、400℃以上、好ましくは600
℃以上の温度でアニーリングを行うことにより低抵抗な
p型とすることができる。また、このp型GaN層5の
膜厚は、0.05μm〜1.5μmの厚さで形成するこ
とが好ましい。0.05μmよりも薄いとクラッド層と
して作用しにくく、また1.5μmよりも厚いと前記方
法でp型化しにくい傾向にある。
4は、例えば、有機金属気相成長法により、600℃よ
り高い成長温度で、Ga、In、N源のガス、およびp
型不純物源のガスのキャリアガスを窒素として、GaN
層またはGaAlN層の上に成長させることができる。
Be、Mg、Ca、Sr、Baよりなる群のうちの少な
くとも一種を挙げることができ、有機金属気相成長法で
成長させる場合には、原料ガスとして、例えばジエチル
カドミウム(C2H5)2Cd、ジメチルカドミウム(C
H3)2Cd、シクロペンタジエニルマグネシウムCp 2
Mg、ジエチルジンク等のp型不純物を含む有機金属化
合物ガスを使用することができる。その中でも特に原料
の有機金属化合物ガスソースを入手しやすく、また窒化
ガリウム系化合物半導体中にドープしやすい元素とし
て、好ましくCd、Zn、Mgが使用できる。
上、1×1022/cm3以下の範囲でドープすることが
好ましい。1×1016/cm3より少ないと、あまり青
色発光強度の増加が見られず、1×1022/cm3より
多いとInGaNの結晶性が悪くなる傾向にある。
比、即ちX値は0<X<0.5の範囲、好ましくは0.0
1<X<0.5の範囲に調整する必要がある。0より多
くすることにより、InXGa1-XN層4が発光層として
作用し、0.5以上になるとその発光色が黄色となるた
め、青色発光素子として使用し得るものではない。
ム〜0.5μm、さらに好ましくは0.01μm〜0.
1μmの厚さで形成することが望ましい。10オングス
トロームより薄いか、または0.5μmよりも厚いと十
分な発光出力が得られない傾向にある。図4は、図1に
示す構造の発光素子の発光層であるInGaN層4の混
晶比をIn0.1Ga0.9Nとした場合、そのIn0.1Ga
0.9N層の膜厚と、発光素子の相対発光強度との関係を
示す図である。このように、本発明の青色発光素子にお
いて発光層の膜厚を変化させることにより、発光強度が
変化する。特にその膜厚が0.5μmを超えると急激に
低下する傾向にある。従って、発光層の膜厚は90%以
上の相対発光強度を有する10オングストローム〜0.
5μmの範囲が好ましい。
たGaN層の上にCdをドープしたIn0.14Ga0.86N
層を形成したウエハーと、同じくGaN層の上にノンド
ープのIn0.14Ga0.86N層を形成したウエハーとに、
それぞれ10mWのHe−Cdレーザーを照射して、そ
のフォトルミネッセンスのスペクトルを測定した図であ
る。
をドープすることにより、In0.14Ga0.86N層は48
0nm付近に強い青色発光を示している。これに対し図
4のp型不純物をドープしないIn0.14Ga0.86N層は
400nm付近の紫色発光を示す。また、これらの図は
Cdについて測定したものであるが、同様に他のp型不
純物、例えばZn、Be、Mg、Ca、Sr、Ba等に
金属についても同様の傾向があることを確認した。この
ようにInGaNにp型不純物をドープすることによ
り、その発光波長を長くして、視感度を向上させる作用
がある。
り、ドープしないものに比較して、フォトルミネッセン
ス強度を飛躍的に増大させることができる。これは、p
型不純物によりInGaN中に青色発光中心ができ、青
色発光強度が増加していることを顕著に示すものであ
る。図3はまさにそれを示す図であり、図3の400n
m付近に現れている微弱なピークはノンドープのIn0.
14Ga0.86Nのバンド間発光のピークであり、即ち図4
のピークと同一である。これより、図2は図3と比較し
て50倍以上発光強度が増大していることがわかる。
ドープしたInXGa1-XN層を発光層としたダブルヘテ
ロ構造としているため、従来のホモ接合GaNに比し
て、発光出力が格段に向上する。しかも、従来のホモ接
合GaNではp型GaN層が発光層であったが、本発明
ではp型GaN層はクラッド層、InXGa1-XN層が発
光層として作用する。しかも、そのX値を0<X<0.5
の範囲とすることにより、結晶性に優れたInGaNが
得られ、さらにp型不純物をドープすることにより視感
度が良く、発光出力の高い青色発光素子とすることがで
きる。
青色発光素子を製造する方法を述べる。使用した反応装
置は、反応容器内のサセプター上に載置された基板を加
熱しながら、その基板に向かってキャリアガスと共に原
料ガスを供給して窒化ガリウム系化合物半導体を成長さ
せる機構を有するものを用いた。
ア基板を反応容器内のサセプターにセットし、反応容器
内を水素で十分置換した後、水素を流しながら、基板の
温度を1050℃まで上昇させ、20分間保持しサファ
イア基板のクリーニングを行う。
スとしてアンモニア(NH3)4リットル/分と、TM
G(トリメチルガリウム)を27×10ー6モル/分、キ
ャリアガスとして水素を2リットル/分で、基板表面に
流しながら、1分間保持して、サファイア基板上にGa
Nバッファー層を約200オングストロームの膜厚で成
長させる。
度を1030℃まで上昇させる。1030℃になった
ら、同じく水素をキャリアガスとして、TMGを54×
10ー6モル/分と、シランガスを2×10-9モル/分で
流して60分間成長させ、Siドープn型GaN層を4
μm成長させる。
度を800℃にして、キャリアガスを窒素に切り替え、
窒素を2リットル/分、原料ガスとしてTMGを2×1
0-6モル/分と、TMI(トリメチルインジウム)を1
×10-5モル/分、ジエチルカドミウム{Cd(CH)
3}を2×10-6モル/分、アンモニアを4リットル/
分で10分間流しながら、CdドープIn0.14Ga0.86
N層を200オングストローム成長させる。
原料ガスを止め、再び温度を1020℃まで上昇させ、
TMGを54×10-6モル/分、Cp2Mg(シクロペ
ンタジエニルマグネシウム)を3.6×10-6モル/
分、アンモニアを4リットル/分で流しながら、p型G
aN層を0.8μm成長させる。
取り出し、電子線照射装置にて、15kVの加速電圧
で、700℃以上で電子線照射を行い、最上層のp型G
aN層をさらに低抵抗化する。
p型GaN層、およびn型In0.14Ga0.86Nの一部を
エッチングにより取り除き、n型GaN層を露出させ、
p型GaN層、およびn型GaN層にオーミック電極を
設け、500μm角のチップにカットした後、常法に従
い、青色発光ダイオードとしたところ、発光出力は20
mAにおいて120μWであり、ピーク波長は480n
mであった。さらに輝度計を用いて、この発光ダイオー
ドの輝度を測定したところ、比較例1の青色発光ダイオ
ードの50倍以上であった。
させる工程において、TMGの代わりにTMAガスを流
し、600℃の温度で、サファイア基板上に、AlNよ
りなるバッファ層を500オングストロームの膜厚で成
長させる他は、実施例1と同様にして発光ダイオードを
得た。この発光ダイオードの出力は20mAで80μW
あり、従来のホモ接合発光ダイオード(比較例1)の出
力に比して約1.6倍、発光波長は480nmであり、
輝度は約20倍であった。
層成長後、TMGのみ止めて、温度を1030℃まで上
昇させる。1030℃になったら、同じく水素をキャリ
アガスとして、TMGを54×10ー6モル/分と、TM
Aを6×10-6モル/分と、シランガスを2×10-9モ
ル/分、アンモニアを4リットル/分で流して30分間
成長させ、Siドープn型Ga0.9Al0.1N層を2μm
成長させる。
層の上に、実施例1と同様にしてCdドープIn0.14G
a0.86N層を200オングストローム成長させた後、原
料ガスを止め、再び温度を1020℃まで上昇させ、T
MGを54×10-6モル/分と、TMAを6×10-6モ
ル/分と、Cp2Mg(シクロペンタジエニルマグネシ
ウム)を3.6×10-6モル/分、アンモニアを4リッ
トル/分で流しながら、Mgドープp型Ga0.9Al0.1
N層を0.8μm成長させる。
ッファ層と、Siドープn型Ga0.9Al0.1N層と、C
dドープIn0.14Ga0.86N層と、Mgドープp型Ga
0.9Al0.1N層とを順に積層したウエハーを、実施例1
と同様にしてアニーリングして最上層を低抵抗化した
後、発光ダイオードとしたところ、発光出力、波長、輝
度とも実施例1と同一であった。
14Ga0.86N層を成長させる工程において、ジエチルカ
ドミウムの代わりに、Cp2Mgを用い同流量で成長さ
せ、MgドープIn0.14Ga0.86N層を成長させる他は
実施例1と同様にして発光ダイオードとしたところ、発
光出力、波長、輝度とも実施例1と同一であった。
a0.86N層を成長させない他は実施例1と同様にして、
ホモ接合GaN発光ダイオードを得た。この発光ダイオ
ードの発光出力は、20mAで50μWで、ピーク波長
は430nmであった。
ルカドミウムの代わりに、シランガスを2×10 -9モル
/分で流しながら、SiドープInGaN層を10分間
成長させる他は実施例1と同様にして、基板上にGaN
バッファ層、n型GaN層、SiドープIn0.14Ga0.
86N層、p型GaN層を順に積層したダブルへテロ構造
の青色発光ダイオードを得た。この発光ダイオードの発
光出力は20mAにおいて120μWと実施例1のもの
とほぼ同等であったが、発光のピーク波長は400nm
であり、また輝度は実施例1と比較して約1/50でし
かなかった。
素子は、その構造をp型窒化ガリウム系化合物半導体を
利用したダブルへテロ構造としているため、発光効率が
高い青色発光デバイスを得ることができる。しかも、p
型不純物をドープしたInGaNを発光層としているた
め視感度が非常に良く、輝度が高い青色発光素子を実現
できる。特に最上層のp型不純物をドープしたGa1-b
AlbN層をアニーリングにより低抵抗なp型としてダ
ブルへテロ構造を実現したのは本発明の発光素子が最初
である。
あるInXGa1-XNのInのモル比を0<X<0.5の
範囲で変えることにより、視感度の高い青色の領域で発
光色を自由に変えることもできる。
ついて説明したが、本発明の青色発光素子は青色レーザ
ーダイオードにも適用でき、その産業上の利用価値は非
常に大きい。
面図。
図。
ッセンス測定によるスペクトルを示す図。
ンス測定によるスペクトルを示す図。
層の膜厚と、発光素子の相対発光強度との関係を示す
図。
ッファ層 3・・・・・n型GaN層 4・・・・・InXG
a1-XN層 5・・・・・p型GaN層
Claims (4)
- 【請求項1】 n型Ga1-aAlaN(0≦a<1)層
と、p型不純物がドープされたInXGa1-XN(0<X
<0.5)層と、p型Ga1-bAlbN(bは0≦b<1)
層とが順に積層された窒化ガリウム系化合物半導体を具
備することを特徴とする青色発光素子。 - 【請求項2】 前記p型不純物はCd、Zn、Be、M
g、Ca、Sr、Baよりなる群のうちの少なくとも一
種であることを特徴とする請求項1に記載の青色発光素
子。 - 【請求項3】 前記n型Ga1-aAlaN層は、基板上に
成長されたGaYAl1-YN(0≦Y≦1)バッファ層の
上に成長されていることを特徴とする請求項1に記載の
青色発光素子。 - 【請求項4】 前記InXGa1-XN層の膜厚は10オン
グストローム〜0.5μmの範囲であることを特徴とす
る請求項1に記載の青色発光素子。
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