JPH0964477A - 半導体発光素子及びその製造方法 - Google Patents
半導体発光素子及びその製造方法Info
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- JPH0964477A JPH0964477A JP21787595A JP21787595A JPH0964477A JP H0964477 A JPH0964477 A JP H0964477A JP 21787595 A JP21787595 A JP 21787595A JP 21787595 A JP21787595 A JP 21787595A JP H0964477 A JPH0964477 A JP H0964477A
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Classifications
-
- H—ELECTRICITY
- H01—ELECTRIC ELEMENTS
- H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
- H01L33/00—Semiconductor devices with at least one potential-jump barrier or surface barrier specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof
- H01L33/02—Semiconductor devices with at least one potential-jump barrier or surface barrier specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof characterised by the semiconductor bodies
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- H01L33/005—Processes
- H01L33/0062—Processes for devices with an active region comprising only III-V compounds
- H01L33/0066—Processes for devices with an active region comprising only III-V compounds with a substrate not being a III-V compound
- H01L33/007—Processes for devices with an active region comprising only III-V compounds with a substrate not being a III-V compound comprising nitride compounds
Abstract
(57)【要約】
【課題】 格子整合しない基板上にも高品質なＡｌＧａ
ＩｎＮ系半導体層を再現性良く任意の厚さで成長するこ
とができ、高輝度短波長発光素子を高歩留まりで生産す
る。 【解決手段】 ＡｌＧａＩｎＮ系材料を用いた半導体発
光素子において、サファイア基板１０上に成長された単
結晶のＡｌＮバッファ層１１と、バッファ層１１上に成
長されたｎ型ＧａＮコンタクト層１２と、コンタクト層
１２上に成長されたｎ型Ａｌ0.25Ｇａ0.75Ｎ閉じ込め層
１３，ＧａＮ活性層１４，ｐ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎ閉じ
込め層１５からなるダブルヘテロ構造部と、ダブルヘテ
ロ構造部上に成長されたｐ型ＧａＮコンタクト層１６と
からなり、ＧａＩｎＡｌＮ層を単結晶ＡｌＮバッファの
上に成長することにより、低欠陥のＧａＩｎＡｌＮ層の
厚膜成長を可能としている。
ＩｎＮ系半導体層を再現性良く任意の厚さで成長するこ
とができ、高輝度短波長発光素子を高歩留まりで生産す
る。 【解決手段】 ＡｌＧａＩｎＮ系材料を用いた半導体発
光素子において、サファイア基板１０上に成長された単
結晶のＡｌＮバッファ層１１と、バッファ層１１上に成
長されたｎ型ＧａＮコンタクト層１２と、コンタクト層
１２上に成長されたｎ型Ａｌ0.25Ｇａ0.75Ｎ閉じ込め層
１３，ＧａＮ活性層１４，ｐ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎ閉じ
込め層１５からなるダブルヘテロ構造部と、ダブルヘテ
ロ構造部上に成長されたｐ型ＧａＮコンタクト層１６と
からなり、ＧａＩｎＡｌＮ層を単結晶ＡｌＮバッファの
上に成長することにより、低欠陥のＧａＩｎＡｌＮ層の
厚膜成長を可能としている。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、III-Ｖ族化合物半
導体、特にＡｌＧａＩｎＮ系材料を用いた半導体発光素
子及びその製造方法に関する。
導体、特にＡｌＧａＩｎＮ系材料を用いた半導体発光素
子及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】窒素を含むIII-Ｖ族化合物半導体の一つ
であるＧａＮ及びＧａＮ系混晶は、バンドギャップが
３．４ｅＶ以上と大きく直接遷移型であるため、短波長
半導体レーザ素子用材料として期待されており、発光ダ
イオードとしては１カンデラクラスの高輝度青色ＬＥＤ
が実現されている。しかし、半導体レーザとしては光励
起によるパルス動作が報告されているのみであり、未だ
電流注入によるレーザ動作は実現していない。
であるＧａＮ及びＧａＮ系混晶は、バンドギャップが
３．４ｅＶ以上と大きく直接遷移型であるため、短波長
半導体レーザ素子用材料として期待されており、発光ダ
イオードとしては１カンデラクラスの高輝度青色ＬＥＤ
が実現されている。しかし、半導体レーザとしては光励
起によるパルス動作が報告されているのみであり、未だ
電流注入によるレーザ動作は実現していない。
【０００３】現在考えられている素子構造としては、光
を発生する活性層としてＧａＮ若しくはＩｎを僅かに含
むＧａＩｎＮ、光及び電子閉じ込めのための閉じ込め層
としてＡｌＧａＮを用いたヘテロ接合が有望視されてい
る。室温にて連続動作する半導体レーザを実現するに
は、十分な閉じ込め効果を発揮させるために閉じ込め層
の膜厚が十分に厚く、発光層と閉じ込め層の禁制帯幅の
差が大きく、かつ平坦な界面を有するヘテロ接合が必要
である。
を発生する活性層としてＧａＮ若しくはＩｎを僅かに含
むＧａＩｎＮ、光及び電子閉じ込めのための閉じ込め層
としてＡｌＧａＮを用いたヘテロ接合が有望視されてい
る。室温にて連続動作する半導体レーザを実現するに
は、十分な閉じ込め効果を発揮させるために閉じ込め層
の膜厚が十分に厚く、発光層と閉じ込め層の禁制帯幅の
差が大きく、かつ平坦な界面を有するヘテロ接合が必要
である。
【０００４】本発明者らの研究によれば、閉じ込め層の
Ａｌ組成としては最低０．１５、望ましくは０．２５か
ら１．０が必要であり、活性層との格子不整合の関係か
ら０．５以下が望ましい。さらに、閉じ込め層の膜厚と
しては、青色から禁紫外領域の波長域では少なくとも
０．３μｍ、望ましくは０．５μｍから１μｍが必要で
あるのが分っている。
Ａｌ組成としては最低０．１５、望ましくは０．２５か
ら１．０が必要であり、活性層との格子不整合の関係か
ら０．５以下が望ましい。さらに、閉じ込め層の膜厚と
しては、青色から禁紫外領域の波長域では少なくとも
０．３μｍ、望ましくは０．５μｍから１μｍが必要で
あるのが分っている。
【０００５】しかし、このような高Ａｌ組成のＡｌＧａ
Ｎ層を平坦に厚く成長するには、従来技術では本質的な
困難がある。ＧａＮ系材料は格子整合する良質な基板が
ないため、便宜上、サファイア基板上に成長することが
多いが、サファイアとＧａＮは格子不整合が１５％程度
と大きいために島状に成長しやすい。
Ｎ層を平坦に厚く成長するには、従来技術では本質的な
困難がある。ＧａＮ系材料は格子整合する良質な基板が
ないため、便宜上、サファイア基板上に成長することが
多いが、サファイアとＧａＮは格子不整合が１５％程度
と大きいために島状に成長しやすい。
【０００６】格子不整合の影響を緩和するために、サフ
ァイア基板上に極薄膜のアモルファス状又は多結晶のＡ
ｌＮ又はＧａＮを低温成長によりバッファ層として形成
した後、その上にＡｌＧａＮ層を形成する方法が用いら
れている。この場合、アモルファス状又は多結晶の層が
熱歪を緩和し、バッファ層内部に含まれている微結晶が
１０００℃の高温時に方位の揃った種結晶となり、その
結果としてバッファ層上に形成するＡｌＧａＮ層の結晶
品質が向上すると考えられている。
ァイア基板上に極薄膜のアモルファス状又は多結晶のＡ
ｌＮ又はＧａＮを低温成長によりバッファ層として形成
した後、その上にＡｌＧａＮ層を形成する方法が用いら
れている。この場合、アモルファス状又は多結晶の層が
熱歪を緩和し、バッファ層内部に含まれている微結晶が
１０００℃の高温時に方位の揃った種結晶となり、その
結果としてバッファ層上に形成するＡｌＧａＮ層の結晶
品質が向上すると考えられている。
【０００７】この方法を用いた場合、例えばＸ線回折の
半値幅で表される結晶の品質は下地のバッファ層の成長
条件に大きく依存する。バッファ層が厚い場合、成長核
となる種結晶の方位が乱れるために結晶品質が劣化す
る。バッファ層厚が薄くなるに従って半値幅は減少する
が、１０ｎｍ以下のバッファ層では急に結晶の表面状態
が劣化する。
半値幅で表される結晶の品質は下地のバッファ層の成長
条件に大きく依存する。バッファ層が厚い場合、成長核
となる種結晶の方位が乱れるために結晶品質が劣化す
る。バッファ層厚が薄くなるに従って半値幅は減少する
が、１０ｎｍ以下のバッファ層では急に結晶の表面状態
が劣化する。
【０００８】このように従来の方法では、バッファ層上
に成長する化合物半導体層の結晶品質が不十分であり、
特にＡｌＧａＮでは１分以下のＸ線回折の半値幅は得ら
れていない。さらに、良質なＡｌＧａＮ層を成長するた
めにその膜厚を厚くすると、ひび割れが発生する。この
現象は、閉じ込め層として用いられるＡｌＧａＮでは特
に顕著である。
に成長する化合物半導体層の結晶品質が不十分であり、
特にＡｌＧａＮでは１分以下のＸ線回折の半値幅は得ら
れていない。さらに、良質なＡｌＧａＮ層を成長するた
めにその膜厚を厚くすると、ひび割れが発生する。この
現象は、閉じ込め層として用いられるＡｌＧａＮでは特
に顕著である。
【０００９】図１０に、Ａｌx Ｇａ1-x ＮのＡｌ組成と
ひび割れなく成長可能な最大膜厚との関係を示す。この
ように従来の方法では、バッファ層の成長条件が厳しく
制限される上に、結晶品質も十分とはいえず、さらに高
輝度の発光ダイオード或いは閉じ込め層として高品質か
つ厚膜のＡｌＧａＮが必要となる半導体レーザ実現への
大きな障害となっていた。
ひび割れなく成長可能な最大膜厚との関係を示す。この
ように従来の方法では、バッファ層の成長条件が厳しく
制限される上に、結晶品質も十分とはいえず、さらに高
輝度の発光ダイオード或いは閉じ込め層として高品質か
つ厚膜のＡｌＧａＮが必要となる半導体レーザ実現への
大きな障害となっていた。
【００１０】なお、従来方法でバッファ層としてアモル
ファスや多結晶を用いるのは、次の理由による。即ち、
ＡｌＮやＧａＮ等のバッファ層を成長するには窒素原料
としてＮＨ3 が用いられるが、ＮＨ3 ガスを用いたバッ
ファ層の成長では、ＮＨ3 と基板との反応を抑制するた
めに低温成長とせざるを得ず、このような低温成長では
必然的にアモルファス若しくは多結晶になる。また、仮
にバッファ層を単結晶にしようとするとその品質が極め
て悪くなるため、かえってその上に成長する層の結晶品
質が劣化すると考えられていた。
ファスや多結晶を用いるのは、次の理由による。即ち、
ＡｌＮやＧａＮ等のバッファ層を成長するには窒素原料
としてＮＨ3 が用いられるが、ＮＨ3 ガスを用いたバッ
ファ層の成長では、ＮＨ3 と基板との反応を抑制するた
めに低温成長とせざるを得ず、このような低温成長では
必然的にアモルファス若しくは多結晶になる。また、仮
にバッファ層を単結晶にしようとするとその品質が極め
て悪くなるため、かえってその上に成長する層の結晶品
質が劣化すると考えられていた。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】このように従来、格子
整合しない基板上に高品質のＡｌＧａＩｎＮ系半導体層
を再現性良く厚く成長することはできず、これが高輝度
短波長発光素子や短波長半導体レーザの製造歩留まりを
低下させる要因となっていた。
整合しない基板上に高品質のＡｌＧａＩｎＮ系半導体層
を再現性良く厚く成長することはできず、これが高輝度
短波長発光素子や短波長半導体レーザの製造歩留まりを
低下させる要因となっていた。
【００１２】本発明は、上記事情を考慮して成されたも
ので、その目的とするところは、格子整合しない基板上
にも高品質なＡｌＧａＩｎＮ系半導体層を再現性良く任
意の厚さで成長することができ、高輝度短波長発光素子
や短波長半導体レーザを高歩留まりで生産し得る半導体
発光素子及びその製造方法を提供することにある。
ので、その目的とするところは、格子整合しない基板上
にも高品質なＡｌＧａＩｎＮ系半導体層を再現性良く任
意の厚さで成長することができ、高輝度短波長発光素子
や短波長半導体レーザを高歩留まりで生産し得る半導体
発光素子及びその製造方法を提供することにある。
【００１３】
（概要）上記課題を解決するために本発明は、次のよう
な構成を採用している。即ち本発明は、ＡｌＧａＩｎＮ
系混晶材料を用いた半導体発光素子において、単結晶基
板上に該基板に直接接して形成された単結晶Ａｌx Ｇａ
1-x Ｎ（０＜ｘ≦1 ）バッファ層と、このバッファ層上
に形成されたＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（０≦ｘ＋ｙ≦
１、０≦ｘ，ｙ≦１）素子形成層とを具備してなること
を特徴とする。
な構成を採用している。即ち本発明は、ＡｌＧａＩｎＮ
系混晶材料を用いた半導体発光素子において、単結晶基
板上に該基板に直接接して形成された単結晶Ａｌx Ｇａ
1-x Ｎ（０＜ｘ≦1 ）バッファ層と、このバッファ層上
に形成されたＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（０≦ｘ＋ｙ≦
１、０≦ｘ，ｙ≦１）素子形成層とを具備してなること
を特徴とする。
【００１４】ここで、本発明の望ましい実施態様として
は、次のものがあげられる。 (1) バッファ層のＸ線ロッキングカーブの半値幅が５分
以下であること。さらに望ましくは、Ｘ線ロッキングカ
ーブの半値幅が９０秒以下であること。 (2) 素子形成層は、ヘテロ接合構造部を構成すること。 (3) ヘテロ接合構造部は、第１の閉じ込め層としてのＡ
ｌp Ｇａ1-p Ｎ（０＜ｐ≦１）、活性層としてのＧａ
Ｎ，ＧａＩｎＮ，ＡｌＧａＮ，若しくはＡｌＧａＩｎ
Ｎ、第２の閉じ込め層としてのＡｌq Ｇａ1-q Ｎ（０＜
ｑ≦１）を順次積層してなること。また、第１の閉じ込
め層の層厚が０．３μｍを超え、且つＡｌ組成ｐが０．
２５＜ｐ≦１を満たすこと。さらに、基板と活性層間に
第１の閉じ込め層よりもＡｌ組成の小さい層を含まない
こと。 (4) 基板は、サファイア又はＳｉＣであること。 (5) バッファ層は、ＡｌＮであること。
は、次のものがあげられる。 (1) バッファ層のＸ線ロッキングカーブの半値幅が５分
以下であること。さらに望ましくは、Ｘ線ロッキングカ
ーブの半値幅が９０秒以下であること。 (2) 素子形成層は、ヘテロ接合構造部を構成すること。 (3) ヘテロ接合構造部は、第１の閉じ込め層としてのＡ
ｌp Ｇａ1-p Ｎ（０＜ｐ≦１）、活性層としてのＧａ
Ｎ，ＧａＩｎＮ，ＡｌＧａＮ，若しくはＡｌＧａＩｎ
Ｎ、第２の閉じ込め層としてのＡｌq Ｇａ1-q Ｎ（０＜
ｑ≦１）を順次積層してなること。また、第１の閉じ込
め層の層厚が０．３μｍを超え、且つＡｌ組成ｐが０．
２５＜ｐ≦１を満たすこと。さらに、基板と活性層間に
第１の閉じ込め層よりもＡｌ組成の小さい層を含まない
こと。 (4) 基板は、サファイア又はＳｉＣであること。 (5) バッファ層は、ＡｌＮであること。
【００１５】また本発明は、ＡｌＧａＩｎＮ系混晶材料
を用いた半導体発光素子の製造方法において、単結晶基
板上に該基板に直接接して単結晶Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ（０
＜ｘ≦1 ）バッファ層を形成する工程と、前記バッファ
層上にＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（０≦ｘ＋ｙ≦１、０
≦ｘ，ｙ≦１）素子形成層を形成する工程とを含むこと
を特徴とする。
を用いた半導体発光素子の製造方法において、単結晶基
板上に該基板に直接接して単結晶Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ（０
＜ｘ≦1 ）バッファ層を形成する工程と、前記バッファ
層上にＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（０≦ｘ＋ｙ≦１、０
≦ｘ，ｙ≦１）素子形成層を形成する工程とを含むこと
を特徴とする。
【００１６】ここで、本発明の望ましい実施態様として
は、次のものがあげられる。 (1) バッファ層の成長温度が、その上に形成する素子形
成層の成長温度より高いこと。 (2) バッファ層の成長温度が、１３００℃より高いこ
と。 (3) バッファ層の成長において、窒素原料としてのＮＨ
3 の流量を十分に低くすること。 （作用）本発明者らは、バッファ層上に形成するＡｌＧ
ａＩｎＮ等の素子形成層（成長層）の層厚がある値より
厚くなると急激にひびが発生する原因を調べた。従来、
ひびは基板と成長層間の熱膨張率の差により成長後の冷
却時に発生すると考えられていた。しかし、本発明者ら
の研究によれば、ひびは素子形成層の成長中に発生して
いることが判明した。即ち、従来用いられてきた低温成
長バッファ層では歪緩和の効果が不十分であり、基板と
成長層間の格子定数差に起因した歪が成長に伴い成長層
に蓄積することが真の原因である。また、Ａｌ組成が大
きくなると急激にひび割れが発生し易くなるのは、Ａｌ
組成増大と共に転位の移動による柔軟性が小さくなるた
めと考えられる。
は、次のものがあげられる。 (1) バッファ層の成長温度が、その上に形成する素子形
成層の成長温度より高いこと。 (2) バッファ層の成長温度が、１３００℃より高いこ
と。 (3) バッファ層の成長において、窒素原料としてのＮＨ
3 の流量を十分に低くすること。 （作用）本発明者らは、バッファ層上に形成するＡｌＧ
ａＩｎＮ等の素子形成層（成長層）の層厚がある値より
厚くなると急激にひびが発生する原因を調べた。従来、
ひびは基板と成長層間の熱膨張率の差により成長後の冷
却時に発生すると考えられていた。しかし、本発明者ら
の研究によれば、ひびは素子形成層の成長中に発生して
いることが判明した。即ち、従来用いられてきた低温成
長バッファ層では歪緩和の効果が不十分であり、基板と
成長層間の格子定数差に起因した歪が成長に伴い成長層
に蓄積することが真の原因である。また、Ａｌ組成が大
きくなると急激にひび割れが発生し易くなるのは、Ａｌ
組成増大と共に転位の移動による柔軟性が小さくなるた
めと考えられる。
【００１７】従って、転位が十分に運動できる高い温度
にて結晶を成長できればひび割れを効果的に抑制可能で
ある。さらに、ひび割れが発生する膜厚の限界は成長層
の品質にも依存しており、例えばＸ線回折の半値幅が狭
いほどひび割れが発生しにくくなり、半値幅が５分以下
になると顕著にひび割れが減少する。従って、高Ａｌ組
成のＡｌＧａＮを十分な厚さでひび割れなく成長するた
めには、まずバッファ層の結晶品質そのものを飛躍的に
改善する必要がある。このためには、バッファ層自身の
結晶品質が良くその上の成長層の結晶品質を劣化させる
ことなく、かつ基板との格子不整合を効果的に緩和でき
ればよい。
にて結晶を成長できればひび割れを効果的に抑制可能で
ある。さらに、ひび割れが発生する膜厚の限界は成長層
の品質にも依存しており、例えばＸ線回折の半値幅が狭
いほどひび割れが発生しにくくなり、半値幅が５分以下
になると顕著にひび割れが減少する。従って、高Ａｌ組
成のＡｌＧａＮを十分な厚さでひび割れなく成長するた
めには、まずバッファ層の結晶品質そのものを飛躍的に
改善する必要がある。このためには、バッファ層自身の
結晶品質が良くその上の成長層の結晶品質を劣化させる
ことなく、かつ基板との格子不整合を効果的に緩和でき
ればよい。
【００１８】結晶品質そのものを飛躍的に改善するため
には、従来用いられてきた低温成長によるバッファ層で
はバッファ層自身の結晶品質が劣るために、本質的な限
界がある。このような観点から発明者らは鋭意検討を重
ねた結果、バッファ層としてはＸ線半値幅の狭い単結
晶、即ち良質の単結晶が適切であることが分かった。
には、従来用いられてきた低温成長によるバッファ層で
はバッファ層自身の結晶品質が劣るために、本質的な限
界がある。このような観点から発明者らは鋭意検討を重
ねた結果、バッファ層としてはＸ線半値幅の狭い単結
晶、即ち良質の単結晶が適切であることが分かった。
【００１９】単結晶のバッファ層を成長するには高温成
長が必要である。高温では前述したようにＮＨ3 と基板
との反応が生じ、バッファ層の表面が荒れる。そこで本
発明では、ＮＨ3 の流量を少なくし、高温で緩やかに成
長を行うようにしている。これにより、従来にない高品
質のバッファ層を成長することが可能となる。そしてこ
のバッファ層上にＡｌＧａＩｎＮ系の素子形成層を成長
することにより、半導体レーザ等の高輝度短波長発光素
子の実現が可能となる。
長が必要である。高温では前述したようにＮＨ3 と基板
との反応が生じ、バッファ層の表面が荒れる。そこで本
発明では、ＮＨ3 の流量を少なくし、高温で緩やかに成
長を行うようにしている。これにより、従来にない高品
質のバッファ層を成長することが可能となる。そしてこ
のバッファ層上にＡｌＧａＩｎＮ系の素子形成層を成長
することにより、半導体レーザ等の高輝度短波長発光素
子の実現が可能となる。
【００２０】
【発明の実施の形態】まず、発明の実施形態を説明する
前に、本発明の基本原理について説明する。図１に、Ａ
ｌＮバッファ層を用いた場合のバッファ層のＸ線半値幅
とその上に成長したＡｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎのひび割れを生
じない最大膜厚との関係を示す。Ａｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎの
膜厚を厚くするためには、バッファ層のＸ線半値幅とし
て９０秒以下である必要があり、特に６０秒以下が望ま
しいことが分かる。
前に、本発明の基本原理について説明する。図１に、Ａ
ｌＮバッファ層を用いた場合のバッファ層のＸ線半値幅
とその上に成長したＡｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎのひび割れを生
じない最大膜厚との関係を示す。Ａｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎの
膜厚を厚くするためには、バッファ層のＸ線半値幅とし
て９０秒以下である必要があり、特に６０秒以下が望ま
しいことが分かる。
【００２１】図２に、ＡｌＮバッファ層を用いた場合の
バッファ層のＸ線半値幅とその上に成長したＧａＮのひ
び割れを生じない最大膜厚の関係を示す。ＧａＮの膜厚
を厚くするためには、バッファ層のＸ線半値幅として５
分以下である必要があり、特に３分以下が望ましいこと
が分かる。図１よりも図２の方が最大膜厚が大きくかつ
要求されるＸ線半値幅も緩いが、これはＧａＮの方がＡ
ｌＧａＮよりもひび割れが生じにくいためである。
バッファ層のＸ線半値幅とその上に成長したＧａＮのひ
び割れを生じない最大膜厚の関係を示す。ＧａＮの膜厚
を厚くするためには、バッファ層のＸ線半値幅として５
分以下である必要があり、特に３分以下が望ましいこと
が分かる。図１よりも図２の方が最大膜厚が大きくかつ
要求されるＸ線半値幅も緩いが、これはＧａＮの方がＡ
ｌＧａＮよりもひび割れが生じにくいためである。
【００２２】図３に、ＡｌＮバッファ層の成長温度とＸ
線半値幅との関係を示す。成長温度が高いほどＸ線半値
幅が小さくなっている。バッファ層上にＡｌ0.3 Ｇａ
0.7 Ｎを成長する場合、前記したＸ線半値幅９０秒以下
を達成するには１２００℃以上の成長温度が必要であ
り、更にＸ線半値幅６０秒以下を達成するには１３００
℃以上の成長温度が必要である。
線半値幅との関係を示す。成長温度が高いほどＸ線半値
幅が小さくなっている。バッファ層上にＡｌ0.3 Ｇａ
0.7 Ｎを成長する場合、前記したＸ線半値幅９０秒以下
を達成するには１２００℃以上の成長温度が必要であ
り、更にＸ線半値幅６０秒以下を達成するには１３００
℃以上の成長温度が必要である。
【００２３】サファイア基板とＧａＮ及びＧａＮ系混晶
では結晶方位がｃ軸を中心として３０°回転しているた
め格子定数としてはサファイア基板の方がａ軸方向の格
子定数が小さい。従って、よりなだらかに格子不整合を
緩和するためには、バッファ層の格子定数がその上に成
長する層よりも小さいことが望ましい。通常、サファイ
ア基板上にＧａＮを直接成長する場合、島状成長をする
ために平坦な膜が得られない。しかし、Ａｌx Ｇａ1-x
Ｎ（０．２＜ｘ≦１）の場合には、成長面での原子の移
動度が低いために直接成長が可能である。
では結晶方位がｃ軸を中心として３０°回転しているた
め格子定数としてはサファイア基板の方がａ軸方向の格
子定数が小さい。従って、よりなだらかに格子不整合を
緩和するためには、バッファ層の格子定数がその上に成
長する層よりも小さいことが望ましい。通常、サファイ
ア基板上にＧａＮを直接成長する場合、島状成長をする
ために平坦な膜が得られない。しかし、Ａｌx Ｇａ1-x
Ｎ（０．２＜ｘ≦１）の場合には、成長面での原子の移
動度が低いために直接成長が可能である。
【００２４】バッファ層としてはまた、閉じ込め層を十
分高温にて成長する必要があるため、バッファ層の成長
可能温度は少なくとも閉じ込め層の成長可能温度よりも
高い必要がある。成長可能な最高温度は主にＡｌの組成
で決まり、バッファ層としては閉じ込め層よりもＡｌ組
成の大きな層が必要である。ＡｌＮは最も高い温度で成
長可能であるので、格子不整合による欠陥及び歪の緩和
には最も有効である。さらに、バッファ層成長後に成長
温度より高い温度にてアニールすることによりほぼ完全
に格子不整合による歪を緩和できる。
分高温にて成長する必要があるため、バッファ層の成長
可能温度は少なくとも閉じ込め層の成長可能温度よりも
高い必要がある。成長可能な最高温度は主にＡｌの組成
で決まり、バッファ層としては閉じ込め層よりもＡｌ組
成の大きな層が必要である。ＡｌＮは最も高い温度で成
長可能であるので、格子不整合による欠陥及び歪の緩和
には最も有効である。さらに、バッファ層成長後に成長
温度より高い温度にてアニールすることによりほぼ完全
に格子不整合による歪を緩和できる。
【００２５】バッファ層厚としては、基板表面を完全に
被覆する必要があるのとひび割れが生じないようにする
ために、２０ｎｍから０．３μｍが望ましい。また、ア
ニール温度としては１３５０℃から１５００℃が、アニ
ール時間としては１０分から６０分間が適切である。
被覆する必要があるのとひび割れが生じないようにする
ために、２０ｎｍから０．３μｍが望ましい。また、ア
ニール温度としては１３５０℃から１５００℃が、アニ
ール時間としては１０分から６０分間が適切である。
【００２６】図４に、ＡｌＮを１３５０℃にて１００ｎ
ｍ成長した後、１４５０℃にて３０分間アニールしたバ
ッファ層上に各種の組成のＡｌx Ｇａ1-x Ｎ層を成長
し、Ａｌ組成ｘとひび割れなく成長可能な最大膜厚との
関係を測定した結果を示す。従来例における前記図１０
と比較すると、全組成域にわたって成長可能な膜厚が改
善されており、特にＡｌ組成ｘが０．２より大きな組成
域では大幅な改善が達成されているのが分る。
ｍ成長した後、１４５０℃にて３０分間アニールしたバ
ッファ層上に各種の組成のＡｌx Ｇａ1-x Ｎ層を成長
し、Ａｌ組成ｘとひび割れなく成長可能な最大膜厚との
関係を測定した結果を示す。従来例における前記図１０
と比較すると、全組成域にわたって成長可能な膜厚が改
善されており、特にＡｌ組成ｘが０．２より大きな組成
域では大幅な改善が達成されているのが分る。
【００２７】以下、本発明の各実施形態について説明す
る。 （実施形態１）図５は、本発明の第１の実施形態に係わ
る緑青色発光ダイオードの素子構造を示す断面図であ
る。
る。 （実施形態１）図５は、本発明の第１の実施形態に係わ
る緑青色発光ダイオードの素子構造を示す断面図であ
る。
【００２８】サファイアｃ面基板１０上に、厚さ１００
ｎｍのＡｌＮバッファ層１１が１３５０℃にて成長さ
れ、１４００℃にてＮＨ3 と水素の混合雰囲気中で格子
不整合による歪を除去するために３０分間アニールした
後、第１のコンタクト層となる厚さ５．０μｍのＳｉド
ープｎ型ＧａＮ層１２が成長されている。
ｎｍのＡｌＮバッファ層１１が１３５０℃にて成長さ
れ、１４００℃にてＮＨ3 と水素の混合雰囲気中で格子
不整合による歪を除去するために３０分間アニールした
後、第１のコンタクト層となる厚さ５．０μｍのＳｉド
ープｎ型ＧａＮ層１２が成長されている。
【００２９】コンタクト層１２上には、素子として動作
する厚さ０．３μｍのＳｉドープｎ型Ａｌ0.25Ｇａ0.75
Ｎ第１閉じ込め層１３，ＺｎとＳｅを添加した厚さ０．
０５μｍのＧａＮ活性層１４，厚さ０．３μｍのＭｇド
ープｐ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎ第２閉じ込め層１５からな
るダブルヘテロ構造部が成長形成されている。そしてそ
の上に、第２のコンタクト層となる厚さ０．５μｍのＭ
ｇドープｐ型ＧａＮ層１６が成長されている。
する厚さ０．３μｍのＳｉドープｎ型Ａｌ0.25Ｇａ0.75
Ｎ第１閉じ込め層１３，ＺｎとＳｅを添加した厚さ０．
０５μｍのＧａＮ活性層１４，厚さ０．３μｍのＭｇド
ープｐ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎ第２閉じ込め層１５からな
るダブルヘテロ構造部が成長形成されている。そしてそ
の上に、第２のコンタクト層となる厚さ０．５μｍのＭ
ｇドープｐ型ＧａＮ層１６が成長されている。
【００３０】活性層１４におけるＺｎとＳｅの濃度は、
１０18ｃｍ-3から１０20ｃｍ-3が適切である。ＺｎとＳ
ｅの組み合わせは、Ｓｅが常にＶ族格子位置を占めるた
めに発光波長の制御性の点でＺｎとＳｉの組み合わせよ
りも優れている。第１閉じ込め層１３のバンドギャップ
が第２閉じ込め層１５のバンドギャップより狭いのは、
正孔の有効質量が重いためにバンドギャップが狭くても
十分な閉じ込め効果が得られることとコンタクト層との
間の電圧降下を低減するためである。
１０18ｃｍ-3から１０20ｃｍ-3が適切である。ＺｎとＳ
ｅの組み合わせは、Ｓｅが常にＶ族格子位置を占めるた
めに発光波長の制御性の点でＺｎとＳｉの組み合わせよ
りも優れている。第１閉じ込め層１３のバンドギャップ
が第２閉じ込め層１５のバンドギャップより狭いのは、
正孔の有効質量が重いためにバンドギャップが狭くても
十分な閉じ込め効果が得られることとコンタクト層との
間の電圧降下を低減するためである。
【００３１】電極としては、ｐ側電極１７にPd:500nm，
Cr:100nm，Au:500nmの積層構造、ｎ側電極１８にAuGe:1
00nm，Au:500nmの積層構造を用い、これらを順次形成し
たのち、不活性ガス若しくはＮ2 中で４００〜８００℃
で熱処理することによりオーミック電極が形成されてい
る。なお、ｐ側電極１７は第２のコンタクト層１６上に
形成され、ｎ側電極１８は各層１６〜１３を一部エッチ
ングして露出させた第１のコンタクト層１２上に形成さ
れている。
Cr:100nm，Au:500nmの積層構造、ｎ側電極１８にAuGe:1
00nm，Au:500nmの積層構造を用い、これらを順次形成し
たのち、不活性ガス若しくはＮ2 中で４００〜８００℃
で熱処理することによりオーミック電極が形成されてい
る。なお、ｐ側電極１７は第２のコンタクト層１６上に
形成され、ｎ側電極１８は各層１６〜１３を一部エッチ
ングして露出させた第１のコンタクト層１２上に形成さ
れている。
【００３２】ここで、本発明に係わる単結晶のＡｌＮバ
ッファ層１１を成長する際には、窒素原料としてのＮＨ
3 ガスの流量を、他の層の成長時の１／１０から１／１
００と極めて少なくした。これは、成長初期の基板の窒
化を避けるためである。具体的には、ＮＨ3 の分圧とし
て０．１〜１０Torrの範囲に設定した。ＡｌＮバッファ
層１１の膜厚としては３０ｎｍから５００ｎｍが適切で
ある。これ以下では、バッファ層１１が完全には連続膜
になっていないためにその上の結晶品質が劣化する。ま
た、膜厚が厚すぎる場合にはひび割れが発生する。
ッファ層１１を成長する際には、窒素原料としてのＮＨ
3 ガスの流量を、他の層の成長時の１／１０から１／１
００と極めて少なくした。これは、成長初期の基板の窒
化を避けるためである。具体的には、ＮＨ3 の分圧とし
て０．１〜１０Torrの範囲に設定した。ＡｌＮバッファ
層１１の膜厚としては３０ｎｍから５００ｎｍが適切で
ある。これ以下では、バッファ層１１が完全には連続膜
になっていないためにその上の結晶品質が劣化する。ま
た、膜厚が厚すぎる場合にはひび割れが発生する。
【００３３】このように本実施形態によれば、サファイ
ア基板１０上に形成するＡｌＮバッファ層１１を高品質
の単結晶としていることから、ダブルヘテロ構造部にお
ける各層の結晶品質が良好であり、かつＡｌＧａＮクラ
ッド層１３，１５の膜厚を十分厚く形成できるので、高
輝度短波長発光ダイオードを高歩留まりで作成すること
が可能となる。 （実施形態２）図６は、本発明の第２の実施形態に係わ
る緑青色発光ダイオードの素子構造を示す断面図であ
る。なお、図２中の２０〜２８は、図１の１０〜１８に
それぞれ対応している。２９はｎ−ＡｌＧａＮコンタク
ト層２２とｎ−ＡｌＧａＮ閉じ込め層２３間に挿入され
たｎ−ＧａＮ層である。
ア基板１０上に形成するＡｌＮバッファ層１１を高品質
の単結晶としていることから、ダブルヘテロ構造部にお
ける各層の結晶品質が良好であり、かつＡｌＧａＮクラ
ッド層１３，１５の膜厚を十分厚く形成できるので、高
輝度短波長発光ダイオードを高歩留まりで作成すること
が可能となる。 （実施形態２）図６は、本発明の第２の実施形態に係わ
る緑青色発光ダイオードの素子構造を示す断面図であ
る。なお、図２中の２０〜２８は、図１の１０〜１８に
それぞれ対応している。２９はｎ−ＡｌＧａＮコンタク
ト層２２とｎ−ＡｌＧａＮ閉じ込め層２３間に挿入され
たｎ−ＧａＮ層である。
【００３４】この実施形態は、バッファ層２１として閉
じ込め層２３，２５と同じ組成のＡｌＧａＮ層を用いた
例であり、格子定数を完全に閉じ込め層２３，２５と一
致させられるために、より厚膜の閉じ込め層を使用でき
る。ここで、Ａｌ組成としては、島状成長を抑制するた
め０．２以上、活性層２４との格子不整合の観点から
０．５以下が望ましい。ｐ型ドーパントとしては閉じ込
め層２５に炭素を、コンタクト層２６にはＭｇを用い
る。Ａｌ組成が０．２５以上では炭素が有効に取り込ま
れる。 （実施形態３）図７は、本発明の第３の実施形態に係わ
る半導体レーザの素子構造を示す断面図である。この実
施形態は、ＳｉＣ基板３０上に閉じ込め層３２を直接成
長したものである。
じ込め層２３，２５と同じ組成のＡｌＧａＮ層を用いた
例であり、格子定数を完全に閉じ込め層２３，２５と一
致させられるために、より厚膜の閉じ込め層を使用でき
る。ここで、Ａｌ組成としては、島状成長を抑制するた
め０．２以上、活性層２４との格子不整合の観点から
０．５以下が望ましい。ｐ型ドーパントとしては閉じ込
め層２５に炭素を、コンタクト層２６にはＭｇを用い
る。Ａｌ組成が０．２５以上では炭素が有効に取り込ま
れる。 （実施形態３）図７は、本発明の第３の実施形態に係わ
る半導体レーザの素子構造を示す断面図である。この実
施形態は、ＳｉＣ基板３０上に閉じ込め層３２を直接成
長したものである。
【００３５】単結晶ＳｉＣ基板３０上に、ｎ−Ａｌ0.3
Ｇａ0.7 Ｎからなる第１の閉じ込め層３２，ＧａＮ活性
層３４，及びｐ−Ａｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎからなる第２の閉
じ込め層３５を順次成長してダブルヘテロ構造部が形成
され、その上にｐ−ＧａＮコンタクト層３６が成長され
ている。そして、コンタクト層３６上にストライプ状の
開口を有するＳｉＯ2 膜３９が形成され、その上にｐ側
電極３７が形成されている。また、ＳｉＣ基板３０の裏
面にはｎ側電極３８が形成されている。
Ｇａ0.7 Ｎからなる第１の閉じ込め層３２，ＧａＮ活性
層３４，及びｐ−Ａｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎからなる第２の閉
じ込め層３５を順次成長してダブルヘテロ構造部が形成
され、その上にｐ−ＧａＮコンタクト層３６が成長され
ている。そして、コンタクト層３６上にストライプ状の
開口を有するＳｉＯ2 膜３９が形成され、その上にｐ側
電極３７が形成されている。また、ＳｉＣ基板３０の裏
面にはｎ側電極３８が形成されている。
【００３６】本実施形態においては、単結晶ＳｉＣの上
に直接ＡｌＧａＮ第１の閉じ込め層３２を形成するた
め、閉じ込め層３２を良質の単結晶とすることができ
る。また、基板３０と第１の閉じ込め層３２の間にＧａ
Ｎ等の閉じ込め層よりもＡｌ組成の低い層を含まないた
めに、１１００℃から１３００℃程度の高い温度にて閉
じ込め層３２を成長でき、格子不整合による歪を有効に
除去できる。従って、厚膜成長が可能であると共に、閉
じ込め層３２と活性層３４との界面の平坦性を大幅に改
善でき、動作電流を低減できる。
に直接ＡｌＧａＮ第１の閉じ込め層３２を形成するた
め、閉じ込め層３２を良質の単結晶とすることができ
る。また、基板３０と第１の閉じ込め層３２の間にＧａ
Ｎ等の閉じ込め層よりもＡｌ組成の低い層を含まないた
めに、１１００℃から１３００℃程度の高い温度にて閉
じ込め層３２を成長でき、格子不整合による歪を有効に
除去できる。従って、厚膜成長が可能であると共に、閉
じ込め層３２と活性層３４との界面の平坦性を大幅に改
善でき、動作電流を低減できる。
【００３７】この場合にも、閉じ込め層３２のＡｌ組成
としては島状成長を抑制するため０．２以上、活性層３
４との格子不整合の観点から０．５以下が望ましく、膜
厚としては光閉じ込めの観点から少なくとも０．３μ
ｍ、望ましくは０．５μｍから１μｍが必要である。Ａ
ｌ組成が０．２５以上では炭素が有効に取り込まれるた
めｐ型ドーパントとしては閉じ込め層３５に炭素を、コ
ンタクト層３６にはＭｇを用いる。 （実施形態４）図８は、本発明の第４の実施形態に係わ
る半導体レーザの素子構造を示す断面図である。本実施
形態では、厚膜成長が可能な点を生かして、成長後に基
板を研磨により除去している。
としては島状成長を抑制するため０．２以上、活性層３
４との格子不整合の観点から０．５以下が望ましく、膜
厚としては光閉じ込めの観点から少なくとも０．３μ
ｍ、望ましくは０．５μｍから１μｍが必要である。Ａ
ｌ組成が０．２５以上では炭素が有効に取り込まれるた
めｐ型ドーパントとしては閉じ込め層３５に炭素を、コ
ンタクト層３６にはＭｇを用いる。 （実施形態４）図８は、本発明の第４の実施形態に係わ
る半導体レーザの素子構造を示す断面図である。本実施
形態では、厚膜成長が可能な点を生かして、成長後に基
板を研磨により除去している。
【００３８】即ち、本発明の方法によりサファイア等の
単結晶基板上にＡｌＮやＡｌＧａＮ等のバッファ層を介
してｎ−Ａｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎクラッド層４０を成長し、
成長後に基板側からバッファ層までエッチング除去す
る。そして、このｎ−Ａｌ0.3Ｇａ0.7 Ｎクラッド層４
０上に、ＧａＮ活性層４４及びｐ−Ａｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎ
クラッド層４５を成長してダブルヘテロ構造部を作成
し、さらにその上にｐ−ＧａＮコンタクト層４６を成長
している。そして、コンタクト層４６上にストライプ状
の開口を有するＳｉＯ2 絶縁膜４９を形成し、その上に
ｐ側電極４７を形成し、またクラッド層４０の裏面にｎ
側電極４８を形成している。
単結晶基板上にＡｌＮやＡｌＧａＮ等のバッファ層を介
してｎ−Ａｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎクラッド層４０を成長し、
成長後に基板側からバッファ層までエッチング除去す
る。そして、このｎ−Ａｌ0.3Ｇａ0.7 Ｎクラッド層４
０上に、ＧａＮ活性層４４及びｐ−Ａｌ0.3 Ｇａ0.7 Ｎ
クラッド層４５を成長してダブルヘテロ構造部を作成
し、さらにその上にｐ−ＧａＮコンタクト層４６を成長
している。そして、コンタクト層４６上にストライプ状
の開口を有するＳｉＯ2 絶縁膜４９を形成し、その上に
ｐ側電極４７を形成し、またクラッド層４０の裏面にｎ
側電極４８を形成している。
【００３９】このような構成であれば、クラッド層４０
にｎ側電極４８が直接設けられることになり、ＳｉＣ基
板を用いた場合に比して、熱抵抗及び通電抵抗を大幅に
低減することができる。 （実施形態５）図９は、本発明の各実施形態に使用した
成長装置を示す概略構成図である。図中９１は石英製の
反応管であり、この反応管内９１にはガス導入口９２か
ら原料混合ガスが導入される。そして、反応管９１内の
ガスはガス排気口９３から排気されるものとなってい
る。反応管９１内には、カーボン製のサセプタ９４が配
置されており、試料基板９０はこのサセプタ９４上に載
置される。また、サセプタ９４は高周波コイル９５によ
り誘導加熱されるものとなっている。なお、基板９０の
温度は図示の熱電対９６によって測定され、別の装置
（図示せず）によりコントロールされる。
にｎ側電極４８が直接設けられることになり、ＳｉＣ基
板を用いた場合に比して、熱抵抗及び通電抵抗を大幅に
低減することができる。 （実施形態５）図９は、本発明の各実施形態に使用した
成長装置を示す概略構成図である。図中９１は石英製の
反応管であり、この反応管内９１にはガス導入口９２か
ら原料混合ガスが導入される。そして、反応管９１内の
ガスはガス排気口９３から排気されるものとなってい
る。反応管９１内には、カーボン製のサセプタ９４が配
置されており、試料基板９０はこのサセプタ９４上に載
置される。また、サセプタ９４は高周波コイル９５によ
り誘導加熱されるものとなっている。なお、基板９０の
温度は図示の熱電対９６によって測定され、別の装置
（図示せず）によりコントロールされる。
【００４０】まず、基板９０を前記サセプタ９４上に載
置する。ガス導入管９２から高純度水素を毎分１ｌ導入
し、反応管９１内の大気を置換する。次いで、ガス排気
口９３をロータリーポンプに接続し、反応管９１内を減
圧し、内部の圧力を１０-10torrの範囲に設定する。
置する。ガス導入管９２から高純度水素を毎分１ｌ導入
し、反応管９１内の大気を置換する。次いで、ガス排気
口９３をロータリーポンプに接続し、反応管９１内を減
圧し、内部の圧力を１０-10torrの範囲に設定する。
【００４１】次いで、基板９０を水素中で１５００℃に
加熱し表面を清浄化する。次いで、基板温度を１０５０
℃から１４００℃に低下させた後、Ｈ2 ガスにＮＨ3 ガ
ス、Ｎ2 Ｈ4 ガス或いはＮを含む有機化合物、例えば
（ＣＨ3 ）2 Ｎ2 Ｈ2 を導入すると共に、有機金属化合
物を導入して成長を行う。Ｇａ化合物としては、例えば
Ｇａ（ＣＨ3 ) 3 或いはＧａ（Ｃ2 Ｈ5 ）3 を導入して
成長を行う。Ａｌ化合物としては、例えばＡｌ（ＣＨ
3 ）3 或いはＡｌ（Ｃ2 Ｈ5 ）3 、Ｉｎ化合物として
は、例えばＩｎ（ＣＨ3 ）3 或いはＩｎ（Ｃ2 Ｈ5 ）3
を導入して、Ａｌ，Ｉｎの添加を行う。
加熱し表面を清浄化する。次いで、基板温度を１０５０
℃から１４００℃に低下させた後、Ｈ2 ガスにＮＨ3 ガ
ス、Ｎ2 Ｈ4 ガス或いはＮを含む有機化合物、例えば
（ＣＨ3 ）2 Ｎ2 Ｈ2 を導入すると共に、有機金属化合
物を導入して成長を行う。Ｇａ化合物としては、例えば
Ｇａ（ＣＨ3 ) 3 或いはＧａ（Ｃ2 Ｈ5 ）3 を導入して
成長を行う。Ａｌ化合物としては、例えばＡｌ（ＣＨ
3 ）3 或いはＡｌ（Ｃ2 Ｈ5 ）3 、Ｉｎ化合物として
は、例えばＩｎ（ＣＨ3 ）3 或いはＩｎ（Ｃ2 Ｈ5 ）3
を導入して、Ａｌ，Ｉｎの添加を行う。
【００４２】ドーピングを行う場合にはドーピング用原
料も同時に導入する。ドーピング用原料としては、ｎ型
用にＳｉ水素化物として例えばＳｉＨ4 或いは有機金属
Ｓｉ化合物として例えばＳｉ（ＣＨ3 ）4 、又はＨ2 Ｓ
ｅ、ｐ型用には有機金属Ｍｇ化合物として例えばＣｐ2
Ｍｇ或いは有機金属Ｚｎ（ＣＨ3 ）2 等を使用する。炭
素を添加するためにはプロパンガス又はエタン，ペンタ
ンを使用する。Ｉｎの取り込まれ率を改善するためにＩ
ｎを含む層を形成するときには窒素，Ａｒ等の水素を含
まない雰囲気下にて成長し、原料としてアンモニアより
分解率の高い（ＣＨ3 ）2 Ｎ2 Ｈ2 を用いる。
料も同時に導入する。ドーピング用原料としては、ｎ型
用にＳｉ水素化物として例えばＳｉＨ4 或いは有機金属
Ｓｉ化合物として例えばＳｉ（ＣＨ3 ）4 、又はＨ2 Ｓ
ｅ、ｐ型用には有機金属Ｍｇ化合物として例えばＣｐ2
Ｍｇ或いは有機金属Ｚｎ（ＣＨ3 ）2 等を使用する。炭
素を添加するためにはプロパンガス又はエタン，ペンタ
ンを使用する。Ｉｎの取り込まれ率を改善するためにＩ
ｎを含む層を形成するときには窒素，Ａｒ等の水素を含
まない雰囲気下にて成長し、原料としてアンモニアより
分解率の高い（ＣＨ3 ）2 Ｎ2 Ｈ2 を用いる。
【００４３】ｐ型ドーパントの活性化率を上げるために
は、結晶中への水素の混入を抑制することが重要であ
る。そこで、成長温度から８５０℃から７００℃までは
窒素の解離を抑えるためにアンモニア中で冷却し、それ
以下の温度では冷却過程での水素の混入を抑制するため
不活性ガス中で冷却する。さらに、ｐ型ドーパントの活
性化率を上げる必要があるときには、ＲＦプラズマによ
り生成した窒素ラジカル中にて熱処理する。結晶中から
の窒素原子の離脱が完全に防止でき、９００℃から１２
００℃の高温での熱処理が可能であるだけでなく、窒素
空孔等の結晶欠陥を除去できることによる。
は、結晶中への水素の混入を抑制することが重要であ
る。そこで、成長温度から８５０℃から７００℃までは
窒素の解離を抑えるためにアンモニア中で冷却し、それ
以下の温度では冷却過程での水素の混入を抑制するため
不活性ガス中で冷却する。さらに、ｐ型ドーパントの活
性化率を上げる必要があるときには、ＲＦプラズマによ
り生成した窒素ラジカル中にて熱処理する。結晶中から
の窒素原子の離脱が完全に防止でき、９００℃から１２
００℃の高温での熱処理が可能であるだけでなく、窒素
空孔等の結晶欠陥を除去できることによる。
【００４４】具体的には、原料としてＮＨ3 を１×１０
-3ｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｇａ（ＣＨ3 ）3 を１×１０-5ｍｏ
ｌ／ｍｉｎ、Ａｌ（ＣＨ3 ）3 を１×１０-6ｍｏｌ／ｍ
ｉｎ導入して成長を行う。基板温度は１０５０℃、圧力
７６torr、原料ガスの総流量は１ｌ／ｍｉｎとする。ド
ーパントにはｎ型にＳｉとＳｅ、ｐ型にＭｇと炭素を用
いる。原料はＳｉＨ4 ，Ｈ2 Ｓｅ，Ｃｐ2 Ｍｇ，プロパ
ンを使用する。
-3ｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｇａ（ＣＨ3 ）3 を１×１０-5ｍｏ
ｌ／ｍｉｎ、Ａｌ（ＣＨ3 ）3 を１×１０-6ｍｏｌ／ｍ
ｉｎ導入して成長を行う。基板温度は１０５０℃、圧力
７６torr、原料ガスの総流量は１ｌ／ｍｉｎとする。ド
ーパントにはｎ型にＳｉとＳｅ、ｐ型にＭｇと炭素を用
いる。原料はＳｉＨ4 ，Ｈ2 Ｓｅ，Ｃｐ2 Ｍｇ，プロパ
ンを使用する。
【００４５】また、ウエハを窒素ラジカル中で４００〜
１０００℃（好ましくは６００〜８００℃）でアニール
することにより、アニール中のＮの抜けを抑え、ｐ型層
をより低抵抗化することが可能である。
１０００℃（好ましくは６００〜８００℃）でアニール
することにより、アニール中のＮの抜けを抑え、ｐ型層
をより低抵抗化することが可能である。
【００４６】なお、本発明は上述した各実施形態に限定
されるものではなく、その要旨を逸脱しない範囲で、種
々変形して実施することができる。実施形態では、単結
晶基板上に直接形成したバッファ層上に素子形成のため
の層を直接成長したが、バッファ層上に別のバッファ層
を介して素子形成のための層を成長するようにしてもよ
い。また、本発明に係わる単結晶バッファ層の組成は、
実施形態に限定されるものではなく、Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ
（０＜ｘ≦1 ）であればよい。さらに、バッファ層上に
形成する素子形成層の組成は、Ａｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y
Ｎ（０≦ｘ＋ｙ≦１、０≦ｘ，ｙ≦１）であればよい。
されるものではなく、その要旨を逸脱しない範囲で、種
々変形して実施することができる。実施形態では、単結
晶基板上に直接形成したバッファ層上に素子形成のため
の層を直接成長したが、バッファ層上に別のバッファ層
を介して素子形成のための層を成長するようにしてもよ
い。また、本発明に係わる単結晶バッファ層の組成は、
実施形態に限定されるものではなく、Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ
（０＜ｘ≦1 ）であればよい。さらに、バッファ層上に
形成する素子形成層の組成は、Ａｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y
Ｎ（０≦ｘ＋ｙ≦１、０≦ｘ，ｙ≦１）であればよい。
【００４７】
【発明の効果】以上詳述したように本発明によれば、単
結晶基板上に単結晶のＡｌＧａＮバッファ層を形成し、
その上にＡｌＧａＩｎＮ素子形成層を形成することによ
り、低欠陥のＧａＩｎＡｌＮ層の成長が可能となり、半
導体レーザ等の高輝度短波長発光素子の実現が可能とな
る。しかも、バッファ形成の条件が緩やかになるので、
生産性も向上する。
結晶基板上に単結晶のＡｌＧａＮバッファ層を形成し、
その上にＡｌＧａＩｎＮ素子形成層を形成することによ
り、低欠陥のＧａＩｎＡｌＮ層の成長が可能となり、半
導体レーザ等の高輝度短波長発光素子の実現が可能とな
る。しかも、バッファ形成の条件が緩やかになるので、
生産性も向上する。
【図１】ＡｌＮバッファ層のＸ線半値幅とＡｌＧａＮの
ひび割れを生じない最大膜厚との関係を示す図。
ひび割れを生じない最大膜厚との関係を示す図。
【図２】ＡｌＮバッファ層のＸ線半値幅とＧａＮのひび
割れを生じない最大膜厚との関係を示す図。
割れを生じない最大膜厚との関係を示す図。
【図３】ＡｌＮバッファ層の成長温度とＸ線半値幅との
関係を示す図。
関係を示す図。
【図４】本発明におけるＡｌx Ｇａ1-x ＮのＡｌ組成ｘ
とひび割れなく成長可能な最大膜厚との関係を示す図。
とひび割れなく成長可能な最大膜厚との関係を示す図。
【図５】第１の実施形態に係わる緑青色発光ダイオード
の素子構造を示す断面図。
の素子構造を示す断面図。
【図６】第２の実施形態に係わる緑青色発光ダイオード
の素子構造を示す断面図。
の素子構造を示す断面図。
【図７】第３の実施形態に係わる半導体レーザの素子構
造を示す断面図。
造を示す断面図。
【図８】第４の実施形態に係わる半導体レーザの素子構
造を示す断面図。
造を示す断面図。
【図９】本発明の実施形態に使用した成長装置を示す概
略構成図。
略構成図。
【図１０】従来におけるＡｌx Ｇａ1-x ＮのＡｌ組成と
ひび割れなく成長可能な最大膜厚との関係を示す図。
ひび割れなく成長可能な最大膜厚との関係を示す図。
１０，２０…サファイア基板 １１…ＡｌＮバッファ層 １２…ｎ型ＧａＮ第１コンタクト層 １３，２３…ｎ型ＡｌＧａＮ第１閉じ込め層 １４，２４…ＧａＮ活性層 １５，２５…ｐ型ＡｌＧａＮ第２閉じ込め層 １６，２６…ｐ型ＧａＮ第２コンタクト層 １７，２７…ｐ側電極 １８，２８…ｎ側電極 ２１…ＡｌＧａＮバッファ層 ２２…ＡｌＧａＮ第１コンタクト層
Claims (5)
- 【請求項１】単結晶基板上に該基板に直接接して形成さ
れた単結晶Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ（０＜ｘ≦1 ）バッファ層
と、このバッファ層上に形成されたＡｌx Ｇａy Ｉｎ
1-x-yＮ（０≦ｘ＋ｙ≦１、０≦ｘ，ｙ≦１）素子形成
層とを具備してなることを特徴とする半導体発光素子。 - 【請求項２】単結晶基板上に該基板に直接接して形成さ
れた、Ｘ線ロッキングカーブの半値幅が５分以下の単結
晶Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ（０＜ｘ≦1 ）バッファ層と、この
バッファ層上に形成されたＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ
（０≦ｘ＋ｙ≦１、０≦ｘ，ｙ≦１）素子形成層とを具
備してなることを特徴とする半導体発光素子。 - 【請求項３】単結晶基板上に該基板に直接接して形成さ
れた、Ｘ線ロッキングカーブの半値幅が５分以下の単結
晶Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ（０＜ｘ≦1 ）バッファ層と、この
バッファ層上に形成されたＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ
（０≦ｘ＋ｙ≦１、０≦ｘ，ｙ≦１）からなるヘテロ接
合構造部とを具備してなることを特徴とする半導体発光
素子。 - 【請求項４】サファイア基板上に該基板に直接接して形
成された、Ｘ線ロッキングカーブの半値幅が９０秒以下
の単結晶ＡｌＮバッファ層と、このバッファ層上に形成
された、第１の閉じ込め層としてのＡｌp Ｇａ1-p Ｎ
（０＜ｐ≦１）、活性層としてのＧａＮ，ＧａＩｎＮ，
ＡｌＧａＮ，若しくはＡｌＧａＩｎＮ、第２の閉じ込め
層としてのＡｌq Ｇａ1-q Ｎ（０＜ｑ≦１）からなるダ
ブルヘテロ構造部とを具備してなることを特徴とする半
導体発光素子。 - 【請求項５】単結晶基板上に該基板に直接接して単結晶
Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ（０＜ｘ≦1 ）バッファ層を成長する
工程と、前記バッファ層上にＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ
（０≦ｘ＋ｙ≦１、０≦ｘ，ｙ≦１）素子形成層を成長
する工程とを含むことを特徴とする半導体発光素子の製
造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21787595A JPH0964477A (ja) | 1995-08-25 | 1995-08-25 | 半導体発光素子及びその製造方法 |
| US08/683,381 US5990495A (en) | 1995-08-25 | 1996-07-18 | Semiconductor light-emitting element and method for manufacturing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21787595A JPH0964477A (ja) | 1995-08-25 | 1995-08-25 | 半導体発光素子及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0964477A true JPH0964477A (ja) | 1997-03-07 |
Family
ID=16711144
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21787595A Pending JPH0964477A (ja) | 1995-08-25 | 1995-08-25 | 半導体発光素子及びその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5990495A (ja) |
| JP (1) | JPH0964477A (ja) |
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