JPH0963962A - 結晶成長方法および半導体発光素子 - Google Patents
結晶成長方法および半導体発光素子Info
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 活性層の結晶品質を向上させ、発光効率が高
くしかも信頼性の高い半導体発光素子を提供する。 【構成】 サファイア基板１上に、ＡｌＮバッファ層
２、ＧａＮバッファ層３が順に形成され、その上に、ｎ
−ＧａＮ：Ｓｉクラッド層４、Ｉｎ０．０５Gａ０．９
５N：Ｓｉ、Ｃ活性層５（厚さ１μｍ）、ｐ−Ａｌ0.1Ｇ
ａ0.9Ｎ：Ｃクラッド層６からなるダブルヘテロ構造が
形成され、そしてそのｐ−Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ：Ｃクラッ
ド層６の上部には、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタクト層７が形
成されている。ｐ型クラッド層にはｐ型不純物としてＣ
を用いている。
くしかも信頼性の高い半導体発光素子を提供する。 【構成】 サファイア基板１上に、ＡｌＮバッファ層
２、ＧａＮバッファ層３が順に形成され、その上に、ｎ
−ＧａＮ：Ｓｉクラッド層４、Ｉｎ０．０５Gａ０．９
５N：Ｓｉ、Ｃ活性層５（厚さ１μｍ）、ｐ−Ａｌ0.1Ｇ
ａ0.9Ｎ：Ｃクラッド層６からなるダブルヘテロ構造が
形成され、そしてそのｐ−Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ：Ｃクラッ
ド層６の上部には、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタクト層７が形
成されている。ｐ型クラッド層にはｐ型不純物としてＣ
を用いている。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は青色発光ダイオード、青
色半導体レーザ等の半導体発光素子に用いることのでき
る窒化ガリウム系化合物半導体素子に関するものであ
る。
色半導体レーザ等の半導体発光素子に用いることのでき
る窒化ガリウム系化合物半導体素子に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】ＡｌxＧａyＩｎzＮ（但し、０≦ｘ≦
１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）系化合
物半導体は、最近、常温における優れた発光特性が発表
され、青色発光素子等への応用が期待されている（例え
ば、ジャパニーズ・ジャーナル・オブ・アプライド・フ
ィジクス ３２（１９９３年）第Ｌ８項−第Ｌ１１項
（Japanese Journal of Applied Physics 32 (1993) L8
-L11））。
１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）系化合
物半導体は、最近、常温における優れた発光特性が発表
され、青色発光素子等への応用が期待されている（例え
ば、ジャパニーズ・ジャーナル・オブ・アプライド・フ
ィジクス ３２（１９９３年）第Ｌ８項−第Ｌ１１項
（Japanese Journal of Applied Physics 32 (1993) L8
-L11））。
【０００３】この窒化ガリウム系化合物半導体を有する
半導体装置は、サファイア基板やＳｉＣ基板上にＡｌｘ
Gａ１−ｘN、ＩｎｙGａ１−ｙN（但し、０≦ｘ≦１、０
≦ｙ≦１）から成るｎ型半導体層、ｉ型半導体層、ある
いはｐ型半導体層を積層することによって得られる。
半導体装置は、サファイア基板やＳｉＣ基板上にＡｌｘ
Gａ１−ｘN、ＩｎｙGａ１−ｙN（但し、０≦ｘ≦１、０
≦ｙ≦１）から成るｎ型半導体層、ｉ型半導体層、ある
いはｐ型半導体層を積層することによって得られる。
【０００４】窒化ガリウム系化合物半導体の結晶成長
は、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）、分子線エピ
タキシー法（ＭＢＥ法）等の成長方法が用いられる。例
えば、ＭＯＣＶＤ法について簡単に説明すると、サファ
イア基板やを設置した反応室内に反応ガスとしてトリメ
チルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルアルミニウム（Ｔ
ＭＡ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）等の有機金属
とアンモニア等のガスを供給し、サファイア基板の表面
温度を７００〜１１００℃の高温に保持して、基板上に
窒化ガリウム系化合物半導体のエピタキシャル層を成長
させる。このとき、ジエチル亜鉛（ＤＥＺｎ）、シラン
（ＳｉＨ４)等を同時に供給することによって、窒化ガ
リウム系化合物半導体をｐ型伝導、ｉ型伝導、あるいは
ｎ型伝導に制御できる。
は、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）、分子線エピ
タキシー法（ＭＢＥ法）等の成長方法が用いられる。例
えば、ＭＯＣＶＤ法について簡単に説明すると、サファ
イア基板やを設置した反応室内に反応ガスとしてトリメ
チルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルアルミニウム（Ｔ
ＭＡ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）等の有機金属
とアンモニア等のガスを供給し、サファイア基板の表面
温度を７００〜１１００℃の高温に保持して、基板上に
窒化ガリウム系化合物半導体のエピタキシャル層を成長
させる。このとき、ジエチル亜鉛（ＤＥＺｎ）、シラン
（ＳｉＨ４)等を同時に供給することによって、窒化ガ
リウム系化合物半導体をｐ型伝導、ｉ型伝導、あるいは
ｎ型伝導に制御できる。
【０００５】従来の青色発光ダイオードの断面図を図５
に示す（例えば、ジャパニーズ・ジャーナル・オブ・ア
プライド・フィジクス ３２（１９９３年）第Ｌ８項−
第Ｌ１１項（Japanese Journal of Applied Physics 32
(1993) L8-L11））。この図から分かるように、この発
光ダイオードは、（０００１）面サファイア基板５１上
に、ｎ−ＧａＮ層５２、Ｉｎ０．０５Gａ０．９５N活性
層５４（厚さ１μｍ）、ｐ−Ａｌ０．１Gａ０．９Nクラ
ッド層５５からなるダブルヘテロ構造を有している。ｐ
−Ａｌ０．１Gａ０．９Nクラッド層５５の上部には、ｐ
−ＧａＮコンタクト層５６を有し、ｐ−ＧａＮコンタク
ト層６側にはｐ側電極５７が設けてある。ｐ−ＧａＮコ
ンタクト層５６、ｐ−Ａｌ０．１Gａ０．９Nクラッド層
５５、Ｉｎ０．０５Gａ０．９５Ｎ活性層５４、ｎ−Ｇ
ａＮ層５２の一部はエッチング除去されている。ｎ−Ｇ
ａＮ層５２上にｎ側電極５８が設けてある。
に示す（例えば、ジャパニーズ・ジャーナル・オブ・ア
プライド・フィジクス ３２（１９９３年）第Ｌ８項−
第Ｌ１１項（Japanese Journal of Applied Physics 32
(1993) L8-L11））。この図から分かるように、この発
光ダイオードは、（０００１）面サファイア基板５１上
に、ｎ−ＧａＮ層５２、Ｉｎ０．０５Gａ０．９５N活性
層５４（厚さ１μｍ）、ｐ−Ａｌ０．１Gａ０．９Nクラ
ッド層５５からなるダブルヘテロ構造を有している。ｐ
−Ａｌ０．１Gａ０．９Nクラッド層５５の上部には、ｐ
−ＧａＮコンタクト層５６を有し、ｐ−ＧａＮコンタク
ト層６側にはｐ側電極５７が設けてある。ｐ−ＧａＮコ
ンタクト層５６、ｐ−Ａｌ０．１Gａ０．９Nクラッド層
５５、Ｉｎ０．０５Gａ０．９５Ｎ活性層５４、ｎ−Ｇ
ａＮ層５２の一部はエッチング除去されている。ｎ−Ｇ
ａＮ層５２上にｎ側電極５８が設けてある。
【０００６】ここで、格子不整合に起因する結晶欠陥発
生を抑制するために、ｎーＧａＮ層５２が一層備えられ
ており、その層の成長は、通常その上に成長されるエピ
タキシャル層の成長温度約１０００〜１１００℃に比べ
てかなり低温の５００〜６００℃で行われる。またｐ型
不純物として、ＧａＩｎＮ活性層にはＺｎが、ｐ−Ａｌ
ＧａＮクラッド層５５、ｐ−ＧａＮコンタクト層５６に
はＭｇが用いられていた。
生を抑制するために、ｎーＧａＮ層５２が一層備えられ
ており、その層の成長は、通常その上に成長されるエピ
タキシャル層の成長温度約１０００〜１１００℃に比べ
てかなり低温の５００〜６００℃で行われる。またｐ型
不純物として、ＧａＩｎＮ活性層にはＺｎが、ｐ−Ａｌ
ＧａＮクラッド層５５、ｐ−ＧａＮコンタクト層５６に
はＭｇが用いられていた。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来の
ように、バッファ層としてＧａＮ層を一層とした場合、
その上に成長するエピタキシャル層（ＧａＮ層、ＡｌＧ
ａＮ層、ＧａＩｎＮ層等）の結晶欠陥密度は１０8ｃｍ
-2以下に低減することは困難であり、例えば半導体レー
ザ等のデバイスを作製した場合、信頼性の点で大きな問
題点を有していた。
ように、バッファ層としてＧａＮ層を一層とした場合、
その上に成長するエピタキシャル層（ＧａＮ層、ＡｌＧ
ａＮ層、ＧａＩｎＮ層等）の結晶欠陥密度は１０8ｃｍ
-2以下に低減することは困難であり、例えば半導体レー
ザ等のデバイスを作製した場合、信頼性の点で大きな問
題点を有していた。
【０００８】また、従来ｐ型不純物としてＺｎおよびＭ
ｇが用いられているが、Ｚｎは活性化率が低く、また、
エピタキシャル層内を拡散するという問題点を有してい
た。
ｇが用いられているが、Ｚｎは活性化率が低く、また、
エピタキシャル層内を拡散するという問題点を有してい
た。
【０００９】そこで本発明は活性層の結晶品質を向上さ
せ、しかも信頼性の高い半導体発光素子を提供すること
を目的とする。
せ、しかも信頼性の高い半導体発光素子を提供すること
を目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
本発明は、ＡｌＧａＩｎＮのｐ型ドーパントに炭素を用
いた結晶成長方法とする。さらに結晶成長時のIII族原
料ガスとＶ族原料ガスのＶ/III比を、３００以上２５０
０以下とする。
本発明は、ＡｌＧａＩｎＮのｐ型ドーパントに炭素を用
いた結晶成長方法とする。さらに結晶成長時のIII族原
料ガスとＶ族原料ガスのＶ/III比を、３００以上２５０
０以下とする。
【００１１】また、ＡｌＧａＩｎＮのドーパントに炭素
を用いたｐ型クラッド層を有する半導体発光素子とす
る。
を用いたｐ型クラッド層を有する半導体発光素子とす
る。
【００１２】また、バッファ層を少なくとも２層有し、
前記バッファ層の最上層はその上に成長する層と、前記
バッファ層の最下層はその下の層との格子定数が近い半
導体発光素子とする。
前記バッファ層の最上層はその上に成長する層と、前記
バッファ層の最下層はその下の層との格子定数が近い半
導体発光素子とする。
【００１３】また、バッファ層およびその上にエピタキ
シャル層を成長するにあたり、前記バッファ層でのＶ/I
II比を、エピタキシャル層よりも大きくする結晶成長方
法とする。
シャル層を成長するにあたり、前記バッファ層でのＶ/I
II比を、エピタキシャル層よりも大きくする結晶成長方
法とする。
【００１４】
【作用】この技術的手段による作用は次のようになる。
すなわち、バッファ層を二層以上にして、かつ基板側は
基板の格子定数に近い格子定数を有するバッファ層、エ
ピタキシャル層側はエピタキシャル層の格子定数に近い
格子定数を有するバッファ層にすることにより、基板と
エピタキシャル層との格子定数差を段階的に分割するこ
とができ、それぞれの層の間では、格子定数差の絶対値
が小さくでき、格子不整合に起因する欠陥の発生を低く
おさえることができる。その結果として、エピタキシャ
ル層の欠陥密度も低くおさえることが可能となる。
すなわち、バッファ層を二層以上にして、かつ基板側は
基板の格子定数に近い格子定数を有するバッファ層、エ
ピタキシャル層側はエピタキシャル層の格子定数に近い
格子定数を有するバッファ層にすることにより、基板と
エピタキシャル層との格子定数差を段階的に分割するこ
とができ、それぞれの層の間では、格子定数差の絶対値
が小さくでき、格子不整合に起因する欠陥の発生を低く
おさえることができる。その結果として、エピタキシャ
ル層の欠陥密度も低くおさえることが可能となる。
【００１５】また、ｐ型不純物として炭素を用いると、
活性化エネルギーがZnやMgより数１０meVも小さいため
に活性化率が１０倍以上も向上し、エピタキシャル層中
の拡散の抑制、および１０20ｃｍ-3程度までの高濃度ド
ーピングが可能となる。その結果、デバイス特性の向上
がはかれ、さらには信頼性の飛躍的な向上が可能とな
る。
活性化エネルギーがZnやMgより数１０meVも小さいため
に活性化率が１０倍以上も向上し、エピタキシャル層中
の拡散の抑制、および１０20ｃｍ-3程度までの高濃度ド
ーピングが可能となる。その結果、デバイス特性の向上
がはかれ、さらには信頼性の飛躍的な向上が可能とな
る。
【００１６】
【実施例】以下、この発明の実施例を図面を参照しなが
ら説明する。
ら説明する。
【００１７】（実施例１）図１に本発明の一実施例の青
色発光ダイオードの断面図を示す。
色発光ダイオードの断面図を示す。
【００１８】この発光ダイオードは、図１に示すよう
に、（０００１）面サファイア基板１上に、ＡｌＮバッ
ファ層２、ＧａＮバッファ層３が順に形成され、その上
に、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉクラッド層（シリコンドープのＧ
ａＮ層）４、Ｉｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ：Ｓｉ、Ｃ活性層５
（厚さ１μｍ）、ｐ−Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ：Ｃクラッド層
（カーボンドープＡｌＧａＮクラッド層）６からなるダ
ブルヘテロ構造が形成され、そしてそのｐ−Ａｌ0.1Ｇ
ａ0.9Ｎ：Ｃクラッド層６の上部には、ｐ−ＧａＮ：Ｃ
コンタクト層７が形成されている。
に、（０００１）面サファイア基板１上に、ＡｌＮバッ
ファ層２、ＧａＮバッファ層３が順に形成され、その上
に、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉクラッド層（シリコンドープのＧ
ａＮ層）４、Ｉｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ：Ｓｉ、Ｃ活性層５
（厚さ１μｍ）、ｐ−Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ：Ｃクラッド層
（カーボンドープＡｌＧａＮクラッド層）６からなるダ
ブルヘテロ構造が形成され、そしてそのｐ−Ａｌ0.1Ｇ
ａ0.9Ｎ：Ｃクラッド層６の上部には、ｐ−ＧａＮ：Ｃ
コンタクト層７が形成されている。
【００１９】さらに、ｐ−ＧａＮコンタクト層７側には
ｐ側電極Ａｕ/Ｎｉ８が、また、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタ
クト層７、ｐ−Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ：Ｃクラッド層６、Ｉ
ｎ0. 05Ｇａ0.95Ｎ：Ｓｉ、Ｃ活性層５の一部はエッチン
グ除去され、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉクラッド層４の一部も層
の途中までエッチングされて、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉクラッ
ド層上にｎ側電極Ａｌ９が形成されている。
ｐ側電極Ａｕ/Ｎｉ８が、また、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタ
クト層７、ｐ−Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ：Ｃクラッド層６、Ｉ
ｎ0. 05Ｇａ0.95Ｎ：Ｓｉ、Ｃ活性層５の一部はエッチン
グ除去され、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉクラッド層４の一部も層
の途中までエッチングされて、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉクラッ
ド層上にｎ側電極Ａｌ９が形成されている。
【００２０】このように、この青色発光ダイオードにお
いては、バッファ層はＡｌＮとＧａＮの二層からなり、
そして、サファイア基板側にＡｌＮバッファ層、エピタ
キシャル（ダブルヘテロ構造層）側にＧａＮバッファ層
が形成されている。
いては、バッファ層はＡｌＮとＧａＮの二層からなり、
そして、サファイア基板側にＡｌＮバッファ層、エピタ
キシャル（ダブルヘテロ構造層）側にＧａＮバッファ層
が形成されている。
【００２１】すなわち、サファイア基板の格子定数によ
り近いＡｌＮバッファ層をまずサファイア基板上に形成
し、その上にエピタキシャル層（ダブルヘテロ構造層）
の格子定数に近いＧａＮバッファ層を形成した。こうす
ることにより、サファイア基板とエピタキシャル層（ダ
ブルヘテロ構造層）間の格子定数差が、サファイア基板
とＡｌＮとの格子定数差とＡｌＮとＧａＮとの格子定数
差に分割され、それぞれの格子定数差の絶対値が小さく
なるため、格子不整合に起因する欠陥の発生が抑制され
る。その結果として、エピタキシャル層（ダブルヘテロ
構造層）の結晶欠陥発生を抑制できる。基板側のバッフ
ァ層は基板との格子定数が近く、エピタキシャル層側の
バッファ層はエピタキシャル層との格子定数が近ければ
よいが、範囲としては、基板側のバッファ層と基板との
格子定数の差は２０パーセント以下、エピタキシャル層
とエピタキシャル層側のバッファ層との格子定数の差は
１０パーセント以下であることが望ましい。本実施例の
場合、サファイアとＡｌＮ層との差は１４パーセントで
あり、ＧａＮバッファ層とＧａＮ層との差は０パーセン
トである。
り近いＡｌＮバッファ層をまずサファイア基板上に形成
し、その上にエピタキシャル層（ダブルヘテロ構造層）
の格子定数に近いＧａＮバッファ層を形成した。こうす
ることにより、サファイア基板とエピタキシャル層（ダ
ブルヘテロ構造層）間の格子定数差が、サファイア基板
とＡｌＮとの格子定数差とＡｌＮとＧａＮとの格子定数
差に分割され、それぞれの格子定数差の絶対値が小さく
なるため、格子不整合に起因する欠陥の発生が抑制され
る。その結果として、エピタキシャル層（ダブルヘテロ
構造層）の結晶欠陥発生を抑制できる。基板側のバッフ
ァ層は基板との格子定数が近く、エピタキシャル層側の
バッファ層はエピタキシャル層との格子定数が近ければ
よいが、範囲としては、基板側のバッファ層と基板との
格子定数の差は２０パーセント以下、エピタキシャル層
とエピタキシャル層側のバッファ層との格子定数の差は
１０パーセント以下であることが望ましい。本実施例の
場合、サファイアとＡｌＮ層との差は１４パーセントで
あり、ＧａＮバッファ層とＧａＮ層との差は０パーセン
トである。
【００２２】さらにＧａＮバッファ層の表面は配向性が
そろった構造になっている。ＧａＮバッファ層は完全な
単結晶にはならないが、この層の上にはエピタキシャル
成長させることが必要であるために、完全な多結晶であ
っても都合が悪い。よってＧａＮバッファ層は成長後、
熱処理を施すことでその表面は配向がそろった構造にな
っているのである。これにより、ＧａＮバッファ層上に
欠陥密度の小さい結晶性のよい層をエピタキシャル成長
することができる。
そろった構造になっている。ＧａＮバッファ層は完全な
単結晶にはならないが、この層の上にはエピタキシャル
成長させることが必要であるために、完全な多結晶であ
っても都合が悪い。よってＧａＮバッファ層は成長後、
熱処理を施すことでその表面は配向がそろった構造にな
っているのである。これにより、ＧａＮバッファ層上に
欠陥密度の小さい結晶性のよい層をエピタキシャル成長
することができる。
【００２３】配向性については単結晶性を示す指標であ
るＸ線の半値幅により判断している。図９のように、縦
軸にＸ線の半値幅、横軸に熱処理時間をとると、サファ
イア基板上に、ＡｌＮとＧａＮを成長した後、その熱処
理時間により半値幅が徐々に小さくなっていることがわ
かる。実験では、熱処理時間が１０分で、半値幅が１０
minとなり、半値幅がこれ以下（１０分以上の熱処理）
であれば、単結晶ライクな結晶ができていることがわか
った。
るＸ線の半値幅により判断している。図９のように、縦
軸にＸ線の半値幅、横軸に熱処理時間をとると、サファ
イア基板上に、ＡｌＮとＧａＮを成長した後、その熱処
理時間により半値幅が徐々に小さくなっていることがわ
かる。実験では、熱処理時間が１０分で、半値幅が１０
minとなり、半値幅がこれ以下（１０分以上の熱処理）
であれば、単結晶ライクな結晶ができていることがわか
った。
【００２４】また、ｐ型不純物としてＣを用い、この素
子のｐ型層すなわちｐ−ＧａＮ：Ｃコンタクト層７およ
びｐ−Ａｌ０．１Ｇａ０．９Ｎクラッド層６へＣがドー
ピングされている。さらに、発光波長を規定するために
Ｉｎ０．０５Ｇａ０．９５Ｎ活性層５にドーピングする
ｐ型不純物についてもＣを用いている。
子のｐ型層すなわちｐ−ＧａＮ：Ｃコンタクト層７およ
びｐ−Ａｌ０．１Ｇａ０．９Ｎクラッド層６へＣがドー
ピングされている。さらに、発光波長を規定するために
Ｉｎ０．０５Ｇａ０．９５Ｎ活性層５にドーピングする
ｐ型不純物についてもＣを用いている。
【００２５】なお、Ｉｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ活性層５には、
発光効率を向上させるためにＣとＳｉを同時にドーピン
グし、それぞれの濃度としては１×１０17〜１×１０18
ｃｍ -3とした。このようにＣとＳｉが同時に添加されて
いる場合、発光ダイオードの波長λは次式で与えられ
る。
発光効率を向上させるためにＣとＳｉを同時にドーピン
グし、それぞれの濃度としては１×１０17〜１×１０18
ｃｍ -3とした。このようにＣとＳｉが同時に添加されて
いる場合、発光ダイオードの波長λは次式で与えられ
る。
【００２６】 ｈν＝Ｅｇ-（Ｅａ+Ｅｄ)＋ｅ／εｒ ［ｅＶ］ λ＝１．２３９５／ｈν ［μｍ］ ここで、Ｅｇは活性層の禁制帯幅、Ｅａはアクセプター
準位の活性化エネルギー、Ｅｄはドナー準位の活性化エ
ネルギー、ｒはドナーとアクセプターの距離、εは誘電
率、ｅは電気素量である。ＣのＥａはＺｎやＭｇのＥａ
よりも大きいため、少ないＩｎ組成で発光波長を４００
〜５００ｎｍ台にすることが可能となり、その結果、高
品質の結晶で青色発光ダイオードを作製でき、発光効率
の向上、信頼性の向上を期待できる。
準位の活性化エネルギー、Ｅｄはドナー準位の活性化エ
ネルギー、ｒはドナーとアクセプターの距離、εは誘電
率、ｅは電気素量である。ＣのＥａはＺｎやＭｇのＥａ
よりも大きいため、少ないＩｎ組成で発光波長を４００
〜５００ｎｍ台にすることが可能となり、その結果、高
品質の結晶で青色発光ダイオードを作製でき、発光効率
の向上、信頼性の向上を期待できる。
【００２７】次に、図１に示す青色発光ダイオードの作
製方法の一例を図２を用いて説明する。
製方法の一例を図２を用いて説明する。
【００２８】まず、有機金属気相成長法（ＭＯＶＰＥ
法）などの結晶成長方法を用いて、（０００１）面サフ
ァイア基板１上に、ＡｌＮバッファ層（膜圧５０Ａ）
２、ＧａＮバッファ層（５０Ａ）３、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉ
クラッド層（３．５μｍ）４、Ｉｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ：Ｓ
ｉ、Ｃ活性層（０．２μｍ）５、ｐ−Ａｌ0.1Ｇａ
0.9Ｎ：Ｃクラッド層（０．０８μｍ）６、ｐ−Ｇａ
Ｎ：Ｃコンタクト層（０．２μｍ）７を順次成長する。
法）などの結晶成長方法を用いて、（０００１）面サフ
ァイア基板１上に、ＡｌＮバッファ層（膜圧５０Ａ）
２、ＧａＮバッファ層（５０Ａ）３、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉ
クラッド層（３．５μｍ）４、Ｉｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ：Ｓ
ｉ、Ｃ活性層（０．２μｍ）５、ｐ−Ａｌ0.1Ｇａ
0.9Ｎ：Ｃクラッド層（０．０８μｍ）６、ｐ−Ｇａ
Ｎ：Ｃコンタクト層（０．２μｍ）７を順次成長する。
【００２９】この場合、Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ｎの原料ガ
スとしてそれぞれＴＭＧａ（Ｇａ（ＣＨ3）3、トリメチ
ルガリウム）、ＴＭＩｎ（Ｉｎ（ＣＨ3）3、トリメチル
インジウム）、ＴＭＡｌ（Ａｌ（ＣＨ3）3、トリメチル
アルミニウム）、ＮＨ3を、ｎ型不純物原料としてＳｉ
Ｈ4、ｐ型不純物原料としてＴＭＧａを、キャリアガス
としてＨ2を用いた。
スとしてそれぞれＴＭＧａ（Ｇａ（ＣＨ3）3、トリメチ
ルガリウム）、ＴＭＩｎ（Ｉｎ（ＣＨ3）3、トリメチル
インジウム）、ＴＭＡｌ（Ａｌ（ＣＨ3）3、トリメチル
アルミニウム）、ＮＨ3を、ｎ型不純物原料としてＳｉ
Ｈ4、ｐ型不純物原料としてＴＭＧａを、キャリアガス
としてＨ2を用いた。
【００３０】成長プロセスとしては、最初、約１０００
℃で基板のサーマルクリーニングを行い、次に約６００
℃に基板温度を下げて、ＡｌＮバッファ層およびＧａＮ
バッファ層を順次形成した。この際、ＮＨ3の供給量を
その後のエピタキシャル層（ダブルヘテロ構造層）成長
時に比べて約二倍にした。すなわち、いわゆるＶ/III比
を約二倍にしたが、これはＮＨ3は熱分解温度が約１０
００℃であるのに対し、バッファ層を低温で積層するた
めＮＨ3の熱分解効率が６００℃付近では低いからであ
る。また、ＧａＮバッファ層表面の配向性を上げるため
に、熱処理を行った。
℃で基板のサーマルクリーニングを行い、次に約６００
℃に基板温度を下げて、ＡｌＮバッファ層およびＧａＮ
バッファ層を順次形成した。この際、ＮＨ3の供給量を
その後のエピタキシャル層（ダブルヘテロ構造層）成長
時に比べて約二倍にした。すなわち、いわゆるＶ/III比
を約二倍にしたが、これはＮＨ3は熱分解温度が約１０
００℃であるのに対し、バッファ層を低温で積層するた
めＮＨ3の熱分解効率が６００℃付近では低いからであ
る。また、ＧａＮバッファ層表面の配向性を上げるため
に、熱処理を行った。
【００３１】そして、その後基板温度を約１０００℃に
上昇し、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉクラッド層（３．５μｍ）
４、Ｉｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ：Ｓｉ、Ｃ活性層（０．２μ
ｍ）５、ｐ−Ａｌ0.1Gａ0.9N：Ｃクラッド層（０．０８
μｍ）６、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタクト層（０．２μｍ）
７を順次成長した。この後、窒素雰囲気、７００℃で１
時間熱処理するとｐ型（正孔）キャリア濃度として１０
18台まで増加させた。
上昇し、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉクラッド層（３．５μｍ）
４、Ｉｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ：Ｓｉ、Ｃ活性層（０．２μ
ｍ）５、ｐ−Ａｌ0.1Gａ0.9N：Ｃクラッド層（０．０８
μｍ）６、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタクト層（０．２μｍ）
７を順次成長した。この後、窒素雰囲気、７００℃で１
時間熱処理するとｐ型（正孔）キャリア濃度として１０
18台まで増加させた。
【００３２】この場合、ｐ型不純物原料としてＴＭＧａ
を用いているが、Ｃの取り込まれを大きくするために、
Ｉｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ：Ｓｉ、Ｃ活性層（０．２μｍ）
５、ｐ−Ａｌ0.1Gａ0.9N：Ｃクラッド層（０．０８μ
ｍ）６、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタクト層（０．２μｍ）７
の成長時は、ＮＨ3の供給量を少なくし、いわゆるＶ/II
I比を通常の約１/１０とした。
を用いているが、Ｃの取り込まれを大きくするために、
Ｉｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ：Ｓｉ、Ｃ活性層（０．２μｍ）
５、ｐ−Ａｌ0.1Gａ0.9N：Ｃクラッド層（０．０８μ
ｍ）６、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタクト層（０．２μｍ）７
の成長時は、ＮＨ3の供給量を少なくし、いわゆるＶ/II
I比を通常の約１/１０とした。
【００３３】エピタキシャル成長後、ｐ型不純物Ｃの活
性化のために、７００℃で約１時間のアニールをＮ２雰
囲気中で行った。これにより、ｐ型（正孔）キャリア濃
度として約１０16〜１０18ｃｍ-3が得られた。
性化のために、７００℃で約１時間のアニールをＮ２雰
囲気中で行った。これにより、ｐ型（正孔）キャリア濃
度として約１０16〜１０18ｃｍ-3が得られた。
【００３４】そして、次に、ｐ−ＧａＮコンタクト層７
上にＳｉＯ２マスク１０１を形成し、ｐ−ＧａＮ：Ｍｇ
コンタクト層７、ｐ−Ａｌ０．１Gａ０．９N：Ｍｇクラ
ッド層６、Ｉｎ０．０５Gａ０．９５N：Ｓｉ、Ｃ活性層
５の一部を塩素系のガスを用いたドライエッチング法で
エッチングし、さらにｎ−ＧａＮ：Ｓｉクラッド層４の
一部も層の途中まで同様にドライエッチングした。
上にＳｉＯ２マスク１０１を形成し、ｐ−ＧａＮ：Ｍｇ
コンタクト層７、ｐ−Ａｌ０．１Gａ０．９N：Ｍｇクラ
ッド層６、Ｉｎ０．０５Gａ０．９５N：Ｓｉ、Ｃ活性層
５の一部を塩素系のガスを用いたドライエッチング法で
エッチングし、さらにｎ−ＧａＮ：Ｓｉクラッド層４の
一部も層の途中まで同様にドライエッチングした。
【００３５】最後に、ｐ−ＧａＮコンタクト層７側には
ｐ側電極Ａｕ/Ｎｉ８を形成した。すなわち、、ｐ型電
極Ａｕ/Ｎｉは電流をチップ全体に広げる目的で表面全
面に透明となるように薄くし、ワイヤーボンディング部
のみ膜厚を１〜２μｍと厚くした。そしてまた、ｎ−Ｇ
ａＮ：Ｓｉクラッド層４上にｎ側電極Ａｌ９を形成し
た。
ｐ側電極Ａｕ/Ｎｉ８を形成した。すなわち、、ｐ型電
極Ａｕ/Ｎｉは電流をチップ全体に広げる目的で表面全
面に透明となるように薄くし、ワイヤーボンディング部
のみ膜厚を１〜２μｍと厚くした。そしてまた、ｎ−Ｇ
ａＮ：Ｓｉクラッド層４上にｎ側電極Ａｌ９を形成し
た。
【００３６】炭素の拡散を調べるためにＶ／ＩＩＩ比を
変えた試料についてＳＩＭＳ解析を行った。図６はＶ／
ＩＩＩ比を１２５０から５０００まで変化させたＧａＮ
結晶における炭素のデプスプロファイルである。つまり
ＧａＮ結晶を表面から分析したときの炭素の濃度を示し
ており、ＧａＮ結晶は、基板側からＶ／III比が５００
０、２５００、１２５０と変化させている。表面側のＧ
ａＮ結晶はＶ／III比が１２５０で形成されている。
変えた試料についてＳＩＭＳ解析を行った。図６はＶ／
ＩＩＩ比を１２５０から５０００まで変化させたＧａＮ
結晶における炭素のデプスプロファイルである。つまり
ＧａＮ結晶を表面から分析したときの炭素の濃度を示し
ており、ＧａＮ結晶は、基板側からＶ／III比が５００
０、２５００、１２５０と変化させている。表面側のＧ
ａＮ結晶はＶ／III比が１２５０で形成されている。
【００３７】この図から、Ｖ／ＩＩＩ比を低下させると
炭素の取り込まれが急峻に増大しており、また、Ｖ／II
I比を変化させた境界部でも炭素の濃度が急峻に変化し
ており、このことから、ｐ型のドーパントに炭素を用い
れば、拡散のない良好なドーピングを行えることがわか
った。実験では、Ｖ／III比が１２５０、２５００でも
十分な炭素濃度が得られることがわかり、さらにＶ／II
I比を低くしていくと炭素濃度があがっていくが、３０
０より小さくなると、結晶性が悪くなるので好ましくな
い。つまり、Ｖ／III比は、３００以上２５００以下が
よく、１２５０以下であればなお好ましい。
炭素の取り込まれが急峻に増大しており、また、Ｖ／II
I比を変化させた境界部でも炭素の濃度が急峻に変化し
ており、このことから、ｐ型のドーパントに炭素を用い
れば、拡散のない良好なドーピングを行えることがわか
った。実験では、Ｖ／III比が１２５０、２５００でも
十分な炭素濃度が得られることがわかり、さらにＶ／II
I比を低くしていくと炭素濃度があがっていくが、３０
０より小さくなると、結晶性が悪くなるので好ましくな
い。つまり、Ｖ／III比は、３００以上２５００以下が
よく、１２５０以下であればなお好ましい。
【００３８】従来用いられてきたＭｇをドーピングした
ＧａＮ結晶に対してもＳＩＭＳ解析を行った。その結果
を図７に示す。この図は横軸に結晶表面からの深さ、縦
軸にＭｇの濃度をとっている。解析した結晶は、基板上
にアンドープＧａＮ結晶、さらにその上にＭｇをドーパ
ントとして用いたＧａＮ結晶を積層したものである。図
に示す通り、Ｍｇのデプスプロファイルから、Ｍｇはア
ンドープＧａＮ層へ拡散してしまい、ドーピング位置が
所望の位置よりずれてしまう。図６および図７の比較か
ら、ｐ型ドーパントとして炭素の方が優れていることを
確認することができた。
ＧａＮ結晶に対してもＳＩＭＳ解析を行った。その結果
を図７に示す。この図は横軸に結晶表面からの深さ、縦
軸にＭｇの濃度をとっている。解析した結晶は、基板上
にアンドープＧａＮ結晶、さらにその上にＭｇをドーパ
ントとして用いたＧａＮ結晶を積層したものである。図
に示す通り、Ｍｇのデプスプロファイルから、Ｍｇはア
ンドープＧａＮ層へ拡散してしまい、ドーピング位置が
所望の位置よりずれてしまう。図６および図７の比較か
ら、ｐ型ドーパントとして炭素の方が優れていることを
確認することができた。
【００３９】またＶ／ＩＩＩ比を変化させて炭素をドー
プしたＧａＮ結晶に対し、炭素アクセプターによる発光
を確認するために７７Ｋにおけるフォトルミネッセンス
を測定した。その結果を図８に示す。
プしたＧａＮ結晶に対し、炭素アクセプターによる発光
を確認するために７７Ｋにおけるフォトルミネッセンス
を測定した。その結果を図８に示す。
【００４０】図８はＶ／III比をかえていったときのＰ
Ｌ強度の変化を示す図である。（ａ）はＶ／III比が５
０００の時である。ただしこの（ａ）の場合は２０倍の
スケールになっている。（ｂ）（ｃ）はＶ／III比を１
２５０、６００と変化させた場合であり、徐々に４００
ｎｍあたりの発光が見られる。（ｄ）のように熱処理を
加えることで４１０ｎｍあたりにピークをもつ発光が顕
著になっている。このことから、Ｖ／ＩＩＩ比の低減に
伴い、炭素アクセプターと残留ドナーによると考えられ
るドナー・アクセプター対発光が増大し、炭素がアクセ
プターになっていることを確認した。とくに（ｄ）のよ
うにＶ／ＩＩＩ比が６００の試料を、７００℃の窒素雰
囲気中で１時間熱処理するとｐ型（正孔）キャリア濃度
として１０18台まで増加することを確認した。この時、
熱処理温度は５００℃以上がこのましい。この温度以下
であれば効果がないからである。また１０３０℃以下に
することが望ましい。結晶成長温度以下での熱処理にす
る必要からである。さらに窒素が抜けるのを防止するた
め、窒素雰囲気で熱処理するのが好ましい。
Ｌ強度の変化を示す図である。（ａ）はＶ／III比が５
０００の時である。ただしこの（ａ）の場合は２０倍の
スケールになっている。（ｂ）（ｃ）はＶ／III比を１
２５０、６００と変化させた場合であり、徐々に４００
ｎｍあたりの発光が見られる。（ｄ）のように熱処理を
加えることで４１０ｎｍあたりにピークをもつ発光が顕
著になっている。このことから、Ｖ／ＩＩＩ比の低減に
伴い、炭素アクセプターと残留ドナーによると考えられ
るドナー・アクセプター対発光が増大し、炭素がアクセ
プターになっていることを確認した。とくに（ｄ）のよ
うにＶ／ＩＩＩ比が６００の試料を、７００℃の窒素雰
囲気中で１時間熱処理するとｐ型（正孔）キャリア濃度
として１０18台まで増加することを確認した。この時、
熱処理温度は５００℃以上がこのましい。この温度以下
であれば効果がないからである。また１０３０℃以下に
することが望ましい。結晶成長温度以下での熱処理にす
る必要からである。さらに窒素が抜けるのを防止するた
め、窒素雰囲気で熱処理するのが好ましい。
【００４１】このようにして、作製した青色発光ダイオ
ードは発光波長が４６０ｎｍ、ＬＥＤチップの光出力が
約３ｍＷ、放射光度が２ｃｄ以上という良好な特性が得
られた。また、結晶欠陥が、従来に比べて飛躍的に減少
しているため、信頼性の点でも問題がなかった。
ードは発光波長が４６０ｎｍ、ＬＥＤチップの光出力が
約３ｍＷ、放射光度が２ｃｄ以上という良好な特性が得
られた。また、結晶欠陥が、従来に比べて飛躍的に減少
しているため、信頼性の点でも問題がなかった。
【００４２】なお、本実施例における青色発光ダイオー
ドにおいては、バッファ層としてＡｌＮ/ＧａＮの二層
構造を用いたが、ＡｌＮとＧａＮとの間にＡｌＧａＮ等
の混晶を導入して三層構造にしても、あるいは組成の異
なったＡｌＧａＮ層を数層導入して、多層構造にして
も、本願発明が実現できることは言うまでもない。
ドにおいては、バッファ層としてＡｌＮ/ＧａＮの二層
構造を用いたが、ＡｌＮとＧａＮとの間にＡｌＧａＮ等
の混晶を導入して三層構造にしても、あるいは組成の異
なったＡｌＧａＮ層を数層導入して、多層構造にして
も、本願発明が実現できることは言うまでもない。
【００４３】また、基板として（０００１）面サファイ
ア基板を用いたが、本発明は他のＳｉＣ基板、ＺｎＯ基
板等を用いても実現できることは、言うまでもない。
ア基板を用いたが、本発明は他のＳｉＣ基板、ＺｎＯ基
板等を用いても実現できることは、言うまでもない。
【００４４】また、本発明では炭素ドープの方法として
Ｖ／ＩＩＩ比を数１００程度に低減する方法を示した
が、炭素原料としてプロパンを用いＶ／ＩＩＩ比が数１
０００程度で成長を行っても良い。この方法によれば高
Ｖ／ＩＩＩ比の成長のためＶ族欠陥が低減でき、さらに
信頼性の高い炭素ドープＧａＮ結晶成長が可能となる。
Ｖ／ＩＩＩ比を数１００程度に低減する方法を示した
が、炭素原料としてプロパンを用いＶ／ＩＩＩ比が数１
０００程度で成長を行っても良い。この方法によれば高
Ｖ／ＩＩＩ比の成長のためＶ族欠陥が低減でき、さらに
信頼性の高い炭素ドープＧａＮ結晶成長が可能となる。
【００４５】ＧａＮ結晶、ＡｌＧａＮ結晶に炭素をドー
プしているが、一般式ＡｌxＧａyＩｎzＮ（ＡｌxＧａy
ＩｎzＮ（但し、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦
１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）に炭素をドーパントとしてｐ型層
を形成することができる。
プしているが、一般式ＡｌxＧａyＩｎzＮ（ＡｌxＧａy
ＩｎzＮ（但し、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦
１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）に炭素をドーパントとしてｐ型層
を形成することができる。
【００４６】（実施例２）図３にこの発明の別の実施例
である青色半導体レーザの断面図を示す。
である青色半導体レーザの断面図を示す。
【００４７】この半導体レーザは、図３に示すように、
（０００１）面サファイア基板１上に、ＡｌＮバッファ
層２、ＧａＮバッファ層３が順に形成され、その上に、
ｎ−ＧａＮ：Ｓｉコンタクト層１０、ｎ−Ａｌ0.15Ｇａ
0.85Ｎ：Ｓｉクラッド層１１、Ｉｎ0.13Ｇａ0.87Ｎ活性
層１２（厚さ０．２μｍ）、ｐ−Ａｌ0.13Gａ0.87N：Ｃ
クラッド層１３からなるダブルヘテロ構造が形成され、
そしてそのｐ−Ａｌ0. 13Gａ0.87N：Ｃクラッド層１３の
上部には、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタクト層７が形成されて
いる。
（０００１）面サファイア基板１上に、ＡｌＮバッファ
層２、ＧａＮバッファ層３が順に形成され、その上に、
ｎ−ＧａＮ：Ｓｉコンタクト層１０、ｎ−Ａｌ0.15Ｇａ
0.85Ｎ：Ｓｉクラッド層１１、Ｉｎ0.13Ｇａ0.87Ｎ活性
層１２（厚さ０．２μｍ）、ｐ−Ａｌ0.13Gａ0.87N：Ｃ
クラッド層１３からなるダブルヘテロ構造が形成され、
そしてそのｐ−Ａｌ0. 13Gａ0.87N：Ｃクラッド層１３の
上部には、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタクト層７が形成されて
いる。
【００４８】さらに、ｐ−ＧａＮコンタクト層７上には
ｐ側電極Ａｕ/Ｎｉ８が、また、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタ
クト層７、ｐ−Ａｌ0.15Gａ0.85N：Ｃクラッド層１３、
Ｉｎ 0.13Gａ0.87N活性層１２、ｎ−Ａｌ0.15Gａ0.85N：
Ｓｉクラッド層１１の一部はエッチング除去され、ｎ−
ＧａＮ：Ｓｉコンタクト層１０の一部も層の途中までエ
ッチングされて、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉコンタクト層上にｎ
側電極Ａｌ９が形成されている。
ｐ側電極Ａｕ/Ｎｉ８が、また、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタ
クト層７、ｐ−Ａｌ0.15Gａ0.85N：Ｃクラッド層１３、
Ｉｎ 0.13Gａ0.87N活性層１２、ｎ−Ａｌ0.15Gａ0.85N：
Ｓｉクラッド層１１の一部はエッチング除去され、ｎ−
ＧａＮ：Ｓｉコンタクト層１０の一部も層の途中までエ
ッチングされて、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉコンタクト層上にｎ
側電極Ａｌ９が形成されている。
【００４９】この場合も実施例１と同様に、バッファ層
はＡｌＮとＧａＮの二層からなり、そして、サファイア
基板側にＡｌＮバッファ層、エピタキシャル（ダブルヘ
テロ構造層）側にＧａＮバッファ層が形成されている。
この結果、エピタキシャル層（ダブルヘテロ構造層）の
結晶欠陥発生を抑制できる。
はＡｌＮとＧａＮの二層からなり、そして、サファイア
基板側にＡｌＮバッファ層、エピタキシャル（ダブルヘ
テロ構造層）側にＧａＮバッファ層が形成されている。
この結果、エピタキシャル層（ダブルヘテロ構造層）の
結晶欠陥発生を抑制できる。
【００５０】また、ｐ型不純物についても実施例１と同
様にＣを用い、この素子のｐ型層すなわちｐ−ＧａＮ：
Ｃコンタクト層７およびｐ−Ａｌ０．１５Gａ０．８５N
クラッド層６へＣがドーピングされている。
様にＣを用い、この素子のｐ型層すなわちｐ−ＧａＮ：
Ｃコンタクト層７およびｐ−Ａｌ０．１５Gａ０．８５N
クラッド層６へＣがドーピングされている。
【００５１】つぎに、この半導体レーザの作製方法を図
４を用いて説明する。まず、ＭＯＶＰＥ法などの結晶成
長方法を用いて、（０００１）面サファイア基板１上に
ＡｌＮバッファ層（膜圧５０Ａ）２、ＧａＮバッファ層
（５０Ａ）３、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉコンタクト層（３．５
μｍ）１０、ｎ−Ａｌ0.15Gａ0.85N：Ｓｉクラッド層
（１μｍ）１１、Ｉｎ0.13Gａ0.87N活性層（０．２μ
ｍ）１２、ｐ−Ａｌ０．１５Gａ０．８５N：Ｃクラッド
層（１μｍ）１３、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタクト層（０．
２μｍ）７を順次成長する。
４を用いて説明する。まず、ＭＯＶＰＥ法などの結晶成
長方法を用いて、（０００１）面サファイア基板１上に
ＡｌＮバッファ層（膜圧５０Ａ）２、ＧａＮバッファ層
（５０Ａ）３、ｎ−ＧａＮ：Ｓｉコンタクト層（３．５
μｍ）１０、ｎ−Ａｌ0.15Gａ0.85N：Ｓｉクラッド層
（１μｍ）１１、Ｉｎ0.13Gａ0.87N活性層（０．２μ
ｍ）１２、ｐ−Ａｌ０．１５Gａ０．８５N：Ｃクラッド
層（１μｍ）１３、ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタクト層（０．
２μｍ）７を順次成長する。
【００５２】この場合、エピタキシャル成長に用いる原
料ガス、成長プロセスは実施例１と全く同じである。し
たがって、ＮＨ３の供給量についてもＡｌＮ/ＧａＮバ
ッファ層の成長時はその後のエピタキシャル層（ダブル
ヘテロ構造層）成長時に比べて約二倍、すなわち、いわ
ゆるＶ/III比を約二倍にした。また、エピタキシャル成
長後に、ｐ型不純物Ｃの活性化のために、７００℃で約
１時間のアニールをＮ２雰囲気中で行った。
料ガス、成長プロセスは実施例１と全く同じである。し
たがって、ＮＨ３の供給量についてもＡｌＮ/ＧａＮバ
ッファ層の成長時はその後のエピタキシャル層（ダブル
ヘテロ構造層）成長時に比べて約二倍、すなわち、いわ
ゆるＶ/III比を約二倍にした。また、エピタキシャル成
長後に、ｐ型不純物Ｃの活性化のために、７００℃で約
１時間のアニールをＮ２雰囲気中で行った。
【００５３】次に、実施例１と同様に、ｐ−ＧａＮコン
タクト層７上にＳｉＯ２マスク１０１を形成し、ｐ−Ｇ
ａＮ：Ｍｇコンタクト層７、ｐ−Ａｌ０．１５Gａ０．
８５N：Ｃクラッド層１３、Ｉｎ０．１３Gａ０．８７N
活性層１２、ｎ−Ａｌ０．１５Gａ０．８５N：Ｓｉクラ
ッド層の一部を塩素系のガスを用いたドライエッチング
でエッチングし、さらにｎ−ＧａＮ：Ｓｉコンタクト層
１０の一部も層の途中まで同様にドライエッチングし
た。
タクト層７上にＳｉＯ２マスク１０１を形成し、ｐ−Ｇ
ａＮ：Ｍｇコンタクト層７、ｐ−Ａｌ０．１５Gａ０．
８５N：Ｃクラッド層１３、Ｉｎ０．１３Gａ０．８７N
活性層１２、ｎ−Ａｌ０．１５Gａ０．８５N：Ｓｉクラ
ッド層の一部を塩素系のガスを用いたドライエッチング
でエッチングし、さらにｎ−ＧａＮ：Ｓｉコンタクト層
１０の一部も層の途中まで同様にドライエッチングし
た。
【００５４】最後に、ｐ−ＧａＮコンタクト層７側には
ｐ側電極Ａｕ/Ｎｉ８を形成した。すなわち、、ｐ型電
極Ａｕ/Ｎｉは電流をチップ全体に広げる目的で表面全
面に透明となるようにし、ワイヤーボンディング部のみ
膜厚を１〜２μｍと厚くした。そしてまた、ｎ−Ｇａ
Ｎ：Ｓｉコンタクト層１０にｎ側電極Ａｌ９を形成し
た。
ｐ側電極Ａｕ/Ｎｉ８を形成した。すなわち、、ｐ型電
極Ａｕ/Ｎｉは電流をチップ全体に広げる目的で表面全
面に透明となるようにし、ワイヤーボンディング部のみ
膜厚を１〜２μｍと厚くした。そしてまた、ｎ−Ｇａ
Ｎ：Ｓｉコンタクト層１０にｎ側電極Ａｌ９を形成し
た。
【００５５】半導体レーザでは共振器を形成することが
要求される。しかし、ＡｌｘGａｙIｎｚN（０≦ｘ≦
１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）を材料とする半導体レー
ザでは、基板としてサファイアを用いる場合、へき開に
よって共振器を形成することが困難である。したがっ
て、エッチングによって共振器を形成する必要が生じ
る。この材料系は、非常に安定な物質であり、化学薬品
では容易にエッチングされない。特に半導体レーザを構
成するような高品質の結晶のウエットエッチングは困難
となる。
要求される。しかし、ＡｌｘGａｙIｎｚN（０≦ｘ≦
１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）を材料とする半導体レー
ザでは、基板としてサファイアを用いる場合、へき開に
よって共振器を形成することが困難である。したがっ
て、エッチングによって共振器を形成する必要が生じ
る。この材料系は、非常に安定な物質であり、化学薬品
では容易にエッチングされない。特に半導体レーザを構
成するような高品質の結晶のウエットエッチングは困難
となる。
【００５６】共振器の形成は、例えば電子サイクロトロ
ン共鳴ドライエッチング等のドライエッチングによる必
要がある。そこで、本実施例において共振器の作製は図
４（Ｃ）のｐ−ＧａＮコンタクト層７、ｐ−Ａｌ０．１
５Gａ０．８５Nクラッド層１３、Ｉｎ０．１Gａ０．９N
活性層１２、ｎ−Ａｌ０．１５Gａ０．８５Nクラッド層
１１の一部、およびｎ−ＧａＮコンタクト層１０の途中
までドライエッチングする際に、同時に作製した。
ン共鳴ドライエッチング等のドライエッチングによる必
要がある。そこで、本実施例において共振器の作製は図
４（Ｃ）のｐ−ＧａＮコンタクト層７、ｐ−Ａｌ０．１
５Gａ０．８５Nクラッド層１３、Ｉｎ０．１Gａ０．９N
活性層１２、ｎ−Ａｌ０．１５Gａ０．８５Nクラッド層
１１の一部、およびｎ−ＧａＮコンタクト層１０の途中
までドライエッチングする際に、同時に作製した。
【００５７】なお、この場合も実施例１と同様に、バッ
ファ層としてＡｌＮ/ＧａＮの二層構造を用いたが、Ａ
ｌＮとＧａＮとの間にＡｌＧａＮ等の混晶を導入して三
層構造にしても、あるいは組成の異なったＡｌＧａＮ層
を数層導入して、多層構造にしても、本願発明が実現で
きることは言うまでもない。また、基板として（０００
１）面サファイア基板を用いたが、本発明は他のＳｉＣ
基板（６Ｈ−ＳｉＣ）、ＺｎＯ基板等を用いても実現で
きることは、言うまでもない。
ファ層としてＡｌＮ/ＧａＮの二層構造を用いたが、Ａ
ｌＮとＧａＮとの間にＡｌＧａＮ等の混晶を導入して三
層構造にしても、あるいは組成の異なったＡｌＧａＮ層
を数層導入して、多層構造にしても、本願発明が実現で
きることは言うまでもない。また、基板として（０００
１）面サファイア基板を用いたが、本発明は他のＳｉＣ
基板（６Ｈ−ＳｉＣ）、ＺｎＯ基板等を用いても実現で
きることは、言うまでもない。
【００５８】
【発明の効果】本発明によるＡｌＧａＩｎＮ系青色発光
ダイオードおよび半導体レーザおよびそれらの製造方法
においては、ｐ型不純物としてＣを用い、かつバッファ
層を少なくとも２層から構成し、さらにそのバッファ層
成長時のＶ/III比を、その後のエピタキシャル成長時よ
りも大きくする。そのことより、エピタキシャル成長層
の結晶欠陥発生を低く抑制することができ、また、ｐ型
不純物の活性化率向上、拡散の抑制、最大ドーピング濃
度の向上がはかれる。その結果、信頼性の高い発光素子
を得ることが可能となり、その実用的効果は非常に大き
い。
ダイオードおよび半導体レーザおよびそれらの製造方法
においては、ｐ型不純物としてＣを用い、かつバッファ
層を少なくとも２層から構成し、さらにそのバッファ層
成長時のＶ/III比を、その後のエピタキシャル成長時よ
りも大きくする。そのことより、エピタキシャル成長層
の結晶欠陥発生を低く抑制することができ、また、ｐ型
不純物の活性化率向上、拡散の抑制、最大ドーピング濃
度の向上がはかれる。その結果、信頼性の高い発光素子
を得ることが可能となり、その実用的効果は非常に大き
い。
【００５９】特に、ｐ型不純物としてＣを用いることに
より、青色発光ダイオードの場合、ＧａＩｎＮ活性層も
Ｉｎ組成を小さくすることが可能となり、結晶性の向上
がはかれ、その結果として高信頼性の発光ダイオードが
得られる。
より、青色発光ダイオードの場合、ＧａＩｎＮ活性層も
Ｉｎ組成を小さくすることが可能となり、結晶性の向上
がはかれ、その結果として高信頼性の発光ダイオードが
得られる。
【図１】本発明の実施例の青色発光ダイオードの断面図
【図２】本発明の発光ダイオードの製造工程を表す工程
断面図
断面図
【図３】本発明の実施例の青色半導体レーザの断面図
【図４】本発明の青色半導体レーザの製造工程を表す工
程断面図
程断面図
【図５】従来例の青色発光ダイオードの断面図
【図６】本発明によって炭素ドープした試料の炭素濃度
プロファイルを表す図
プロファイルを表す図
【図７】従来例によってＭｇドープした試料のＭｇ濃度
プロファイルを表す図
プロファイルを表す図
【図８】Ｖ／III比の変化による炭素がアクセプタとし
て取り込まれていることを示す図
て取り込まれていることを示す図
【図９】熱処理時間に対するＸ線の半値幅を示す図
１ サファイア基板 ２ ＡｌＮバッファ層 ３ ＧａＮバッファ層 ４ ｎ−ＧａＮ：Ｓｉクラッド層 ５ Ｉｎ０．０５Gａ０．９５N：Ｓｉ、Ｃ活性層 ６ ｐ−Ａｌ０．１Gａ０．９N：Ｃクラッド層 ７ ｐ−ＧａＮ：Ｃコンタクト層 ８ ｐ側電極Ａｕ/Ｎｉ ９ ｎ側電極Ａｌ １０ ｎ−ＧａＮ：Ｓｉコンタクト層 １１ ｎ−Ａｌ０．１５Ｇａ０．８５Ｎ：Ｓｉクラッド
層 １２ Ｇａ０．８７Ｉｎ０．１３Ｎ活性層 １３ ｐ− Ａｌ０．１５Ｇａ０．８５Ｎ：Ｃクラッド
層
層 １２ Ｇａ０．８７Ｉｎ０．１３Ｎ活性層 １３ ｐ− Ａｌ０．１５Ｇａ０．８５Ｎ：Ｃクラッド
層
Claims (17)
- 【請求項１】ＡｌＧａＩｎＮのｐ型ドーパントに炭素を
用いた結晶成長方法。 - 【請求項２】III族原料ガスとＶ族原料ガスのＶ/III比
を、３００以上２５００以下にした請求項１に記載の結
晶成長方法。 - 【請求項３】Ｖ/III比を、３００以上１２５０以下にし
た請求項２に記載の結晶成長方法。 - 【請求項４】トリメチルガリウムを原料ガスに用いる請
求項１,２または３に記載の結晶成長方法。 - 【請求項５】請求項２または３の結晶成長工程と、前記
結晶成長により形成した結晶を５００℃以上１０３０℃
以下でアニールする工程とを有する半導体発光素子の製
造方法。 - 【請求項６】ＡｌＧａＩｎＮのｐ型ドーパントに炭素を
用いた半導体発光素子。 - 【請求項７】ＡｌＧａＩｎＮのドーパントに炭素を用い
たｐ型クラッド層を有する半導体発光素子。 - 【請求項８】活性層にｐ型ドーパントとｎ型ドーパント
が同時に添加されている請求項７に記載の半導体発光素
子。 - 【請求項９】バッファ層を少なくとも２層有し、前記バ
ッファ層の最上層はその上に成長する層と、前記バッフ
ァ層の最下層はその下の層との格子定数が近い半導体発
光素子。 - 【請求項１０】バッファ層の最上層の配向性をあげた請
求項９に記載の半導体発光素子。 - 【請求項１１】ＡｌＧａＩｎＮのドーパントに炭素を用
いたｐ型クラッド層を有する請求項９または１０に記載
の半導体発光素子。 - 【請求項１２】活性層にｐ型ドーパントとｎ型ドーパン
トが同時に添加されている請求項１１に記載の半導体発
光素子。 - 【請求項１３】バッファ層およびその上にエピタキシャ
ル層を成長するにあたり、前記バッファ層でのＶ/III比
を、エピタキシャル層よりも大きくする結晶成長方法。 - 【請求項１４】エピタキシャル層のＶ／III比を３００
以上２５００以下とし、バッファ層をそれより大きくし
た結晶成長方法。 - 【請求項１５】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型クラッド層,活性層およびｐ型
クラッド層を形成する工程とを有し、 バッファ層のＶ／III比が、ｎ型クラッド層,ｐ型クラッ
ド層よりも大きい半導体発光素子の製造方法。 - 【請求項１６】活性層と、 前記活性層は挟むｐ型およびｎ型クラッド層と、 前記活性層下のバッファ層とを備え、 前記活性層、ｐ型およびｎ型クラッド層はＡｌＧａＩｎ
Ｎで構成され、 前記ｐ型クラッド層のドーパンントは炭素であり、 前記バッファ層の最上層はその上に成長する層と、前記
バッファ層の最下層はその下の層との格子定数が近い半
導体発光素子。 - 【請求項１７】バッファ層を少なくとも２層有し、前記
バッファ層の最上層とその上に成長する層との格子定数
の差が１０パーセント以下であり、前記バッファ層の最
下層とその下の層との格子定数の差が２０パーセント以
下である半導体発光素子。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21195195A JP3269344B2 (ja) | 1995-08-21 | 1995-08-21 | 結晶成長方法および半導体発光素子 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP21195195A JP3269344B2 (ja) | 1995-08-21 | 1995-08-21 | 結晶成長方法および半導体発光素子 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0963962A true JPH0963962A (ja) | 1997-03-07 |
| JP3269344B2 JP3269344B2 (ja) | 2002-03-25 |
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| JP21195195A Expired - Fee Related JP3269344B2 (ja) | 1995-08-21 | 1995-08-21 | 結晶成長方法および半導体発光素子 |
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|---|---|---|---|---|
| JP2000208874A (ja) * | 1999-01-12 | 2000-07-28 | Sony Corp | 窒化物半導体と、窒化物半導体発光装置と、窒化物半導体の製造方法と、半導体発光装置の製造方法 |
| GB2350842A (en) * | 1999-06-11 | 2000-12-13 | Ca Nat Research Council | Carbob doped gallium nitride layers |
| EP1197996A2 (en) | 2000-10-13 | 2002-04-17 | Ngk Insulators, Ltd. | A III nitride epitaxial wafer and usage of the same |
| JP2002373823A (ja) * | 2001-04-12 | 2002-12-26 | Ulvac Japan Ltd | 薄膜製造方法 |
| JP2005229013A (ja) * | 2004-02-16 | 2005-08-25 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | 窒化物半導体の成長方法 |
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| WO2008004545A1 (fr) * | 2006-07-04 | 2008-01-10 | Rohm Co., Ltd. | Élément à semiconducteur électroluminescent et son procédé de fabrication |
| US7352008B2 (en) * | 2000-06-02 | 2008-04-01 | Microgan Gmbh | Heterostructure with rear-face donor doping |
| WO2008136504A1 (ja) * | 2007-05-02 | 2008-11-13 | Showa Denko K.K. | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子の製造方法 |
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| US8236103B2 (en) | 2002-02-15 | 2012-08-07 | Showa Denko K.K. | Group III nitride semiconductor crystal, production method thereof and group III nitride semiconductor epitaxial wafer |
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| JP2013232589A (ja) * | 2012-05-01 | 2013-11-14 | Seoul Opto Devices Co Ltd | ｐ型窒化ガリウムアルミニウム半導体の製造方法 |
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| WO2019106931A1 (ja) * | 2017-12-01 | 2019-06-06 | ソニーセミコンダクタソリューションズ株式会社 | 半導体発光素子 |
| JP2019106494A (ja) * | 2017-12-14 | 2019-06-27 | 学校法人 名城大学 | 窒化物半導体発光素子 |
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| KR101311440B1 (ko) * | 2011-09-08 | 2013-10-02 | 가와니시 히데오 | 발광 소자 및 이의 제조 방법 |
| KR101262726B1 (ko) * | 2011-12-30 | 2013-05-09 | 일진엘이디(주) | 탄소 도핑된 ｐ형 질화물층을 포함하는 질화물계 발광소자 제조 방법 |
-
1995
- 1995-08-21 JP JP21195195A patent/JP3269344B2/ja not_active Expired - Fee Related
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