JPH10173231A - 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子 - Google Patents
窒化ガリウム系化合物半導体発光素子Info
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- JPH10173231A JPH10173231A JP10002546A JP254698A JPH10173231A JP H10173231 A JPH10173231 A JP H10173231A JP 10002546 A JP10002546 A JP 10002546A JP 254698 A JP254698 A JP 254698A JP H10173231 A JPH10173231 A JP H10173231A
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Abstract
提供することにより、窒化ガリウム系化合物半導体層を
面内均一に発光させ、発光素子の発光出力を向上させる
と共に、発光素子のVfを低下させ、発光効率を向上さ
せる。 【構成】 n型窒化ガリウム系化合物半導体層とp型窒
化ガリウム系化合物半導体層との間に、n型InXGa
1-XN(0<X<1)層を発光層として具備するダブルへ
テロ構造の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であっ
て、前記n型窒化ガリウム系化合物半導体層、および/
または前記p型窒化ガリウム系化合物半導体層のキャリ
ア濃度が、前記InXGa1-XN層に接近するにつれて小
さくなるように調整された層を有しており、前記p型窒
化ガリウム系化合物半導体層は、キャリア濃度の大きい
p+型GaN層と、p+型GaN層よりもキャリア濃度の
小さいp型Ga1-ZAlZN(0≦Z<1)層とを有し、
前記p+GaN層が正電極と接するコンタクト層とされ
ている。
Description
導体を用いた発光素子に係り、特に順方向電圧(Vf)
が低く、さらに発光出力が高い窒化ガリウム系化合物半
導体発光素子に関する。
AlGaN等の窒化ガリウム系化合物半導体は直接遷移
を有し、バンドギャップが1.95eV〜6eVまで変
化するため、発光ダイオード、レーザダイオード等、発
光素子の材料として有望視されている。現在、この材料
を用いた発光素子には、n型窒化ガリウム系化合物半導
体の上に、p型ドーパントをドープした高抵抗なi型の
窒化ガリウム系化合物半導体を積層したいわゆるMIS
構造の青色発光ダイオードが知られている。
平3−252176号公報、特開平3−252177号
公報、特開平3−252178号公報において、n型窒
化ガリウム系化合物半導体層を、i層に近い順から低キ
ャリア濃度のn層と、高キャリア濃度のn+層との2層
構造とする技術、および/またはi層の不純物濃度をn
層に近い順から低不純物濃度のi層と、高不純物濃度の
i+層と2層構造とする技術が開示されている。しかし
ながら、これらMIS構造の発光素子は発光強度、発光
出力共非常に低く、さらに高抵抗なi層を発光層として
いるため順方向電圧(Vf)が20V以上と高いため発
光効率が悪く、実用化するには不十分であった。
化合物半導体を利用した発光素子のアイデアとして、例
えば、特開昭59−228776号公報では、GaAl
N層を発光層とするダブルへテロ構造のLEDが提案さ
れており、また、特開平4−209577号公報では、
ノンドープのInGaNを発光層とするダブルへテロ構
造のLEDが提案されている。またこれら公報の他、従
来p−n接合を用いたダブルヘテロ構造の発光素子は数
々の構造が提案されている。しかしながら、これらの技
術は、窒化ガリウム系化合物半導体層のp型化が困難で
あったため、実現されてはいなかった。
力を向上させたp−n接合の発光素子を実現するための
技術として、我々は特願平3−357046号で、i型
窒化ガリウム系化合物半導体層を400℃以上でアニー
リングすることにより低抵抗なp型とする技術を提案し
た。
り窒化ガリウム系化合物半導体のp型化を行い、初めて
p−n接合を用いたダブルヘテロ構造の発光素子を実現
したところ、従来提案されていたダブルヘテロ構造で
は、n型層とp型層との間に電流が均一に流れず、窒化
ガリウム系化合物半導体が面内均一に発光しないことを
発見した。また、我々の実験によると、積層する窒化ガ
リウム系化合物半導体の組み合わせ、組成比等の要因で
発光出力に大きな差が現れた。しかも、p型窒化ガリウ
ム系化合物半導体に形成する電極のオーミック性が、そ
のp型層の結晶性、種類等の要因によって左右され、定
められた順方向電流に対し、順方向電圧(Vf)が高く
なり、発光効率が低下するという問題があった。
とを目的として成されたものであり第1の目的は、新規
なダブルヘテロ構造の発光素子の構造を提供することに
より、窒化ガリウム系化合物半導体層を面内均一に発光
させ、発光素子の発光出力を向上させることにあり、第
2の目的は、窒化ガリウム系化合物半導体発光素子のV
fを低下させ、発光効率を向上させることにある。
ム系化合物半導体を発光層とするダブルヘテロ構造の発
光素子をさらに改良し、その発光層を挟むn型クラッド
層および/またはpクラッド層のキャリア濃度を調整す
ることにより、上記問題を解決できることを見いだし
た。即ち、本発明の窒化ガリウム系化合物半導体発光素
子は、n型窒化ガリウム系化合物半導体層とp型窒化ガ
リウム系化合物半導体層との間に、n型InXGa1-XN
(0<X<1)層を発光層として具備するダブルへテロ
構造の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子であって、
前記n型窒化ガリウム系化合物半導体層、および/また
は前記p型窒化ガリウム系化合物半導体層のキャリア濃
度が、前記InXGa1-XN層に接近するにつれて小さく
なるように調整された層を有しており、前記p型窒化ガ
リウム系化合物半導体層は、キャリア濃度の大きいp +
型GaN層と、p+型GaN層よりもキャリア濃度の小
さいp型Ga1-ZAlZN(0≦Z<1)層とを有し、前
記p+GaN層が正電極と接するコンタクト層とされて
いることを特徴とする。なお本発明では後に記載してあ
るように、特にこのp型窒化ガリウム系化合物半導体層
を前記2層構造のみとする必要はなく、3層以上積層し
た多層膜層構造としても良い。
を示す模式断面図であり、基板1の上に、n型窒化ガリ
ウム系化合物半導体層(以下、nクラッド層という。)
として、n+型GaN層2と、n+GaN層2よりもキャ
リア濃度の小さいn型Ga1- YAlYN層3とを積層し、
その上に発光層としてInXGa1-XN層4を積層し、そ
の上にp型窒化ガリウム系化合物半導体層(以下、pク
ラッド層という。)として、p型Ga1-ZAlZN層5
と、p型Ga1-ZAlZN層よりもキャリア濃度の大きい
p+型GaN層6とを順に積層したダブルヘテロ構造と
している。
nO等の材料が使用されるが、通常はサファイアが用い
られる。また、n+GaN層2を成長させる前に、基板
1の上にGaN、AlN等からなるバッファ層を成長さ
せてもよい。
2と、n型Ga1-YAlYN層3とを積層した2層構造と
しているが、特にこの層を2層構造とする必要はなく、
このnクラッド層のキャリア濃度を発光層4に接近する
ほど小さく調整してあれば、nクラッド層を3層以上積
層した多層膜層構造としてもよいことはいうまでもな
い。好ましくは、最初に成長する層をキャリア濃度の最
も大きいn+型GaNとすることにより、結晶性が最も
良くなるため、そのn+型GaN層の上に成長するn型
Ga1-YAlYN層の結晶性も良くなり発光素子の発光出
力が向上する。nクラッド層のキャリア濃度は、窒化ガ
リウム系化合物半導体にドープするSi、Ge、Se、
Te、C等のn型ドーパントのドープ量を適宜変更する
ことにより変化させることができ、前記ドーパントをド
ープして、キャリア濃度を1×10 16/cm3〜1×10
22/cm3の範囲に調整することが好ましい。
は0より大きければ特に限定しないが、0<X<0.5
の範囲に調整することが好ましい。X値を増加するに従
い発光色は短波長側から長波長側に移行し、X値が1付
近で赤色にまで変化させることができる。しかしなが
ら、X値が0.5以上では結晶性に優れたInGaNが
得られにくくなり、発光効率に優れた発光素子が得られ
にくくなるため、X値は0.5未満が好ましい。
プでもn型となる性質があるが、前記したn型ドーパン
ト、またはn型ドーパントと、Zn、Mg、Be、C
a、Sr、Ba等のp型ドーパントとをドープしてn型
とする方がさらに好ましい。図2は、Znを1×1018
/cm3ドープしたn型In0.15Ga0.85N層と、Znを
1×1019/cm3およびSiを5×1019/cm3ドープし
たn型In0.15Ga0.85N層とにHe−Cdレーザーを
照射して、室温でフォトルミネッセンス(PL)を測定
し、それらの発光強度を比較して示す図である。Znの
みをドープしたInGaN層のスペクトル強度は実際の
強度を10倍に拡大して示している。この図に示すよう
に、Znのみをドープしたn型InGaNのPLスペク
トル(b)よりも、SiおよびZnをドープしたn型I
nGaNのPLスペクトル(a)の方がその発光強度は
(a)の方が10倍以上大きくなり、n型ドーパントと
p型ドーパントとを同時にドープしてn型としたInG
aN層を発光層とする素子が最も発光出力に優れてい
る。なおSiのみを1×1019/cm3ドープしたIn0.1
5Ga0.85N層の発光スペクトルは410nm付近に発
光ピークがあり、その発光強度は(a)のおよそ1/2
であった。
1-ZAlZN層4と、p+型GaN層5とを積層した2層
構造としているが、nクラッド層と同じく、特にこの層
を2層構造とする必要はなく、このpクラッド層のキャ
リア濃度を発光層4に接近するほど小さく調整してあれ
ば、pクラッド層を3層以上積層した多層膜層構造とし
てもよい。好ましくは、電極を形成する層をキャリア濃
度の最も大きいp+型GaNとすることにより、電極材
料と好ましいオーミックコンタクトが得られ、発光素子
のVfを低下させて、発光効率を向上させることができ
る。また、pクラッド層のキャリア濃度を変化させるに
は、前記したp型ドーパントのドープ量を適宜変更する
ことにより実現でき、キャリア濃度を1×1016/cm3
〜1×102 2/cm3の範囲に調整することが好ましい。
たように我々が先に出願した特願平3−357046号
に開示するように、400℃以上でアニーリングするこ
とにより、さらに低抵抗なp型を得ることができ、発光
素子の発光出力を向上させることができる。
る。正電極8と、負電極7とに通電すると、電流は高キ
ャリア濃度のp+型GaN層6で面内均一に広がる。電
流値を増加させ、ある程度の電界がかかると、p+型G
aN層6に広がった電流は低キャリア濃度のp型Ga
1-ZAlZN層にも均一に広がり、InXGa1-XN層3を
均一に発光させることができる。nクラッド層について
も同様の作用があり、nクラッド層をn+型GaN層2
とn型Ga1-YAlYN層3とに分けることにより、In
XGa1-XN層3に均一に電流が流れて均一な発光が得ら
れ、発光出力を増大させることができる。
の大きい層をGaNと限定することにより、その上に積
層するn型Ga1-YAlYN層の結晶性が向上し、結晶性
が向上することにより、発光出力を増大させることがで
きる。
大きい層をGaNと限定することにより、そのp+型G
aN層の上に形成する正電極とのオーミック性が良くな
り、Vfを低下させて発光効率を向上させることができ
る。
光素子を製造する方法を述べる。
を反応容器内にセットし、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
で上昇させサファイア基板のクリーニングを行う。
アガスとして水素、原料ガスとしてアンモニアとTMG
(トリメチルガリウム)とを用い、サファイア基板上に
GaNよりなるバッファ層を約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、同じく原料ガスにTMGとアンモニアガス、ドーパ
ントガスにシランガスを用い、Siをドープしたn+型
GaN層を3.5μm成長させる。なお、このSiドー
プn+GaN層のキャリア濃度は1×1019/cm3であっ
た。
キャリア濃度1×1018/cm3のn型GaN層を0.5
μm成長させる。このようにして、nクラッド層をキャ
リア濃度の異なる2層構造とする。
トガスを止め、温度を800℃にして、キャリアガスを
窒素に切り替え、原料ガスとしてTMGとTMI(トリ
メチルインジウム)とアンモニア、ドーパントガスとし
てDEZ(ジエチルジンク)とシランガスとを用い、Z
nおよびSiをドープしたn型In0.15Ga0.85N層を
100オングストローム成長させる。
再び温度を1020℃まで上昇させ、原料ガスとしてT
MGとアンモニア、ドーパントガスとしてCp2Mg
(シクロペンタジエニルマグネシウム)とを用い、Mg
をドープしたp型GaN層を0.2μm成長させる。
Mgをp型GaN層よりも多くドープしたp+型GaN
層を0.3μm成長させる。このようにしてpクラッド
層をキャリア濃度の異なる2層構造とする。
ら取り出し、アニーリング装置にて窒素雰囲気中、70
0℃で20分間アニーリングを行い、p型GaN層、お
よびp+型GaN層をさらに低抵抗化する。なお、p型
GaN層のキャリア濃度は1×1016/cm3、p+GaN
層のキャリア濃度は1×1017/cm3であった。
ラッド層、n型In0.15Ga0.85N層、およびn型Ga
N層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層と、n+型GaN層とにオ
ーミック電極を設け、500μm角のチップにカットし
た後、常法に従い発光ダイオードとしたところ、サファ
イア基板面から観測して全面に均一な発光が得られ、2
0mAにおいてVf4.0V、発光出力700μW、発
光波長490nm、輝度1.1cdが得られた。
N層を成長する際、新たに原料ガスにTMA(トリメチ
ルアルミニウム)を加え、同じくキャリア濃度1×10
18/cm3のSiドープn型Ga0.9Al0.1N層を3.5
μm成長させる。
に原料ガスにTMA(トリメチルアルミニウム)を加
え、同じくキャリア濃度1×1016/cm3のMgドープ
p型Ga0.9Al0.1N層を0.2μm成長させる。
ダイオードを得たところ、同じく均一な全面発光が得ら
れ、20mAにおいてVf4.0V、発光出力700μ
W、発光波長490nm、輝度1.1cdであった。
ド層をキャリア濃度1×1018/cm3、膜厚4μmのS
iドープn型GaN層1層とする他は、同様にして青色
発光ダイオードを得たところ、同じく均一な全面発光が
得られ、20mAにおいてVf4.2V、発光出力50
0μW、発光波長490nm、輝度1cdであった。
ド層をキャリア濃度1×1017/cm3、膜厚0.5μm
のMgドープp+型GaN層1層とする他は、同様にし
て青色発光ダイオードを得たところ、同じく均一な全面
発光が得られ、20mAにおいてVf4.2V、発光出
力500μW、発光波長490nm、輝度1cdであっ
た。
ド層をキャリア濃度1×1016/cm3、膜厚0.2μm
のMgドープp型Ga0.9Al0.1N層1層とする他は同
様にして青色発光ダイオードを得たところ、同じく均一
な全面発光が得られ、20mAにおいてVf10V、発
光出力500μW、発光波長490nm、輝度1cdで
あった。Vfが増加したのは、pクラッド層をGaAl
Nとしたためにオーミック性が悪くなったからである。
ウム系化合物半導体発光素子は、n型InGaNを発光
層とするp−n接合のダブルへテロ構造としているた
め、従来のMIS構造の発光素子に比して、格段に発光
効率、発光出力が増大する。また好ましくはn型InG
aN層は、p型ドーパントおよびn型ドーパントがドー
プされたn型であれば、さらに発光出力が増大する。
を挟むnクラッド層、および/またはpクラッド層のキ
ャリア濃度を活性層であるInGaNに接近するほど小
さくしているため、活性層全体に均一に電流が流れ、均
一な発光が得られる。発光素子の発光出力を最大にする
ためには、nクラッド層、pクラッド層とも前記構造と
することが好ましいが、いずれか一方でもよい。このよ
うにクラッド層を変化させることにより、発光素子の発
光出力を格段に向上させることができる。また、好まし
くpクラッド層の電極形成層をp+GaN層とすること
により、電極とのオーミック性が良くなりVfを低下さ
せて発光効率を向上させることができる。
導体発光素子の構造を示す模式断面図。
フォトルミネッセンス強度を比較して示す図。
+型GaN層 3・・・・ n型Ga1-YAlYN層 4・・・・ n
型InXGa1-XN層 5・・・・ p型Ga1-ZAlZN層 6・・・・ p
+型GaN層 7、8・・ 電極
Claims (3)
- 【請求項1】 n型窒化ガリウム系化合物半導体層とp
型窒化ガリウム系化合物半導体層との間に、n型InX
Ga1-XN(0<X<1)層を発光層として具備するダブ
ルへテロ構造の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子で
あって、前記n型窒化ガリウム系化合物半導体層、およ
び/または前記p型窒化ガリウム系化合物半導体層のキ
ャリア濃度が、前記InXGa1-XN層に接近するにつれ
て小さくなるように調整された層を有しており、前記p
型窒化ガリウム系化合物半導体層は、キャリア濃度の大
きいp+型GaN層と、p+型GaN層よりもキャリア濃
度の小さいp型Ga1-ZAlZN(0≦Z<1)層とを有
し、前記p+GaN層が正電極と接するコンタクト層と
されていることを特徴とする窒化ガリウム系化合物半導
体発光素子。 - 【請求項2】 前記p型Ga1-ZAlZN(0≦Z<1)
層はp型GaNであることを特徴とする請求項1に記載
の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。 - 【請求項3】 前記n型窒化ガリウム系化合物半導体層
は、キャリア濃度の大きいn+型GaN層と、n+型Ga
N層よりもキャリア濃度の小さいn型Ga1-YAlYN
(0≦Y<1)層とを有し、前記n+型GaN層が負電極
と接するコンタクト層とされていることを特徴とする請
求項1に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。
Priority Applications (1)
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---|---|---|---|
JP254698A JP3216596B2 (ja) | 1998-01-08 | 1998-01-08 | 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子 |
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