JPS61127699A - ひ化ガリウム・アルミニウム混晶エピタキシヤルウエハ及びその製造方法 - Google Patents

ひ化ガリウム・アルミニウム混晶エピタキシヤルウエハ及びその製造方法

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JPS61127699A
JPS61127699A JP24909884A JP24909884A JPS61127699A JP S61127699 A JPS61127699 A JP S61127699A JP 24909884 A JP24909884 A JP 24909884A JP 24909884 A JP24909884 A JP 24909884A JP S61127699 A JPS61127699 A JP S61127699A
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Koji Kobashi
小橋 康二
Toshio Ishiwatari
石渡 俊男
Hisanori Fujita
尚徳 藤田
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Mitsubishi Kasei Corp
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Mitsubishi Kasei Corp
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Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 [産業上の利用分野−1 本発明は高出力発光ダイオードの製造に適したび化ガリ
ウム・アルミニウム混晶エピタキシャルウヱハ及びその
製造方法に関する。
「従来の技術」 ひ化ガリウム・アルミニウム(G a、4tA IXA
 s)混晶は、赤外〜可視領域(950〜650 nm
)において、直接遷移型のエネルギー構造を有し、かつ
、ひ化ガリウム(G aA s)と格子定数が、はぼ、
等しいので、混晶率を徐々に変化させて、格子不整合(
lattice −m1ssIIlatch)を回避す
る必要がないという特徴を有している。
ひ化ガリウム・アルミニウム混晶を用いた発光ダイオー
ド製造用エピタキシャルウェハは、通常は、ひ化ガリウ
ム単結晶基板を用いて、液相エピタキシャル成長法(L
PE)により製造されるが、この場合、アルミニウムの
偏析係数が大であるので、成長するに従って、アルミニ
ウムの含量、すなわち混晶率が減少する。ひ化ガリウム
・アルミニウム混晶では、混晶率が小さくなると、バン
ド間隔が減少するので、このようなエピタキシャルウェ
ハを用いて、発光ダイオードを製造すると、光の内部吸
収が大かく、高出方の発光ダイオードが得られないとい
う問題があった。この様な問題を避けるために、従来は
n型GaAs基板上に、所望の発光波長に相当するバン
ド間隔を有するn型Ga、&AI、tAs混晶層をエピ
タキシャル成長させ、続いて、上記p型Ga、JxA1
.xAs混晶屑よりも、混晶率の大であるn型Ga、、
AI、As混晶層(x<y)、すなわち、上記p型層よ
りもバンド間隔が大である層を成長させたエピタキシャ
ルウェハを用いて、発光ダイオードを製造することが提
案されている。
発光ダイオードの動作時には、発光は主として、pn接
合のn型層側で生じ、したがって、発光波長は、p型層
のバンド間隔によって決定されるので、上記の構造の発
光ダイオードでは、発生した光が、バンド間隔がより大
であるn型層で吸収されることなく、外部に放出される
ので高い光出力が得られる。
[発明が解決しようとする問題点1 しかしながら、上記の構造を有するGaよAl、tAs
エビタキシャルウヱハを用いて発光ダイオードを製造す
る場合、n型層側に電気抵抗の小さい良好な電極を形成
することが困難であった。その結果、発光ダイオードの
順方向電圧(V f)が高くなり、また、十分な出力が
得られないという問題があった。
本発明者等は、かかる問題点を有さす、低電気抵抗の電
極を容易に形成できるGaよA1えAs混晶エピタキシ
ャルウェハを得ることを目的として鋭意研究を重ねた結
果本発明に到達したものである。
「問題点を解決するための手段] 本発明の上記の目的はn型GaAs単結晶基板、上記単
結晶基板上に形成された混晶率が0.05〜0.4であ
るn型Ga、JxAl、As混晶層、及び、上記n型混
晶層上に形成され、かつ、混晶率が上記n型混晶層の混
晶率よりも大であるn型GaよAl、。
As混晶層からなるGaよAl、As混晶エピタキシャ
ルウェハにおいて、上記n型混晶層は、厚さが少なくと
も20μmであり、混晶率が0.70よりも小さく、さ
らに、n型キャリア濃度が、上記p型層との界面の近傍
においては5X10′6〜3X10 ”cm−’であり
、がっ、表面の近傍においては、少なくとも5 X 1
017c+a−3であることを特徴とするウェハにより
達せられる。また上記Ga、4tAlえAs混晶エピタ
キシャルウェハは、n型GaAs単結晶基板上に、混晶
率が0.05〜0.40であるn型GaよA1.xAs
混晶層を形成し、続いて、混晶率が上記n型混晶層の混
晶率よりも大であるn型Ga、AI、As混晶層を形成
する方法において、上記n型GaAs単結晶基板を、n
型混晶層成長用融液と920〜850℃の温度で接触さ
せて、870〜820℃の範囲であって、上記接触温度
より低い温度まで冷却させて上町p型混晶層を形成し、
続いて、上記n型混晶層成長用融液と接触させて、0.
2〜0.7℃/分の冷却速度で760〜700℃の温度
まで冷却し、その後、1〜b 却速度で、600〜500℃の温度まで冷却した後、上
記基板をn型混晶層成長用融液から分離して自然放冷し
、得られた、p−及びn型混晶層が形成された基板を0
,1〜10規定、の苛性アルカリ水溶液で処理して、混
晶率が0.70より大であるn型Ga、4tAI、As
混晶層を除去することを特徴とする方法により得られる
本発明において、「混晶率」とは、ひ化ガリウム・アル
ミニウム混晶をGaよAl、Asと表わした場合のえの
値をいう。なお、1≧工≧0である。
本発明に用いられる単結晶基板としては、n型GaAs
単結晶基板が適当である。GaAs単結晶基板を用いる
と、GaイA1.xAs混晶との格子定数の差をg4整
する層を設る必要が特にない。n型不純物としては、第
nb族元素、特に亜鉛(Zn)が用いられる。単結晶基
板の面は、通常は(ioo)面が用いられるが、(11
1)面等でもよい。また、単結晶の製法は、ボート成長
法でもよく、チョクラルスキー法でもよい。
上記n型GaAs単結晶基板上に形成されるn型Gaよ
A1.As混晶の混晶率は、直接遷移型のエネルギー構
造を有する領域である0、05〜0.4、好ましくは0
.25〜0.35が適当である。0.05未満では、G
aAsと同様の発光波長を有しているので、GaよA1
えAsを用いる必要が特になく、0.04を超えると間
接遷移型となり発光効率が低下するので好ましくない。
なお、上記混晶率は、n型混晶層との界面(pn接合)
から少なくとも10μIの範囲の領域で達成されていれ
ばよい。n型混晶層の厚さは、20〜40μIIIが好
ましい。また、n型不純物としては、第nb族元素、特
にZnが用いられる。
n型混晶層の形成は、液組成民法によって行なわれる。
この場合、溶媒として、金属Gaを用い、これに、G 
a A s多結晶または単結晶、金属AI及びZn、そ
の他必要な添加物を溶解したn型混晶層成長用融液を調
製し、この融液を上記基板と接触させる。尚、上記融液
は、GaAsを3〜15重量%含有していることが好ま
しい。
一上記融液と基板は、920〜850℃、好ましくは9
10〜890℃の温度で接触させて、870〜820℃
の範囲であって、上記接触温度より低い温度まで冷却さ
せる。冷却温度幅は、50°C以、l−、あればよい。
接触させる温度が920℃を超えると、成長用融液から
のZn蒸発基板の溶解等の問題が生じ、850℃未満で
は、冷却温度幅を十分に取ることができず、したがって
、混晶層の厚さを十分に成長させられないので適当でな
い。
また冷却温度の下限が、870℃を超える高温であると
、同様に、冷却温度幅が不十分であるので、1型混晶層
を十分に成長させることかでトず、また、840℃未満
では、次のn型混晶層を十分に成長させることかでトな
いので、好ましくない。
冷却速度は、これが増大すると、AIの偏析量が増加す
る傾向があるので、0.1〜0.8℃/分程度とするの
が好ましい。p型混晶のp型キャリア濃度は5X10”
〜I X 10 ”e「tl−’が好ましく、2xio
”〜6 X 10 ”cn−3であれば特に好ましい。
n型混晶層の成長が終了すると、当該基板をn型混晶層
成長用融液から切り離して、n型混晶層成長用融液と当
該基板を接触させる。
n型Ga、4tAIイAs混晶層成長用融液は金属ガリ
ウムを溶媒とし、これにqaAs多結晶または単結晶、
金属A1その他必要な不純物を溶解する。n型不純物と
しては、第■族元素が用いられ、特にTeが好ましい。
Teを用いる場合、予め調製したTe添加GaAs単結
晶、または多結晶(キャリア濃度1017〜10 ”c
m−3)の形で添加するのが好ましい。
n型混晶層成長用融液の濃度はGaAsとして、1〜5
重量%が好ましい。
n型混晶層成長用融液と基板を接触させた後、760〜
700℃までは、0.2〜0.7℃/分の冷却速度で冷
却させる。0.2°C/分未満であると成長に長時間を
要し、また、0.7℃/分を超えるとA1の偏析が生じ
るので好ましくない。
またn型キャリア濃度はlXl0”〜3X10”cIl
l−3が適当であり、この範囲外では、十分な発光出力
が得られない。
また、基板及び融液の温度が、76Q〜700℃を過ぎ
ると、冷却速度を1〜b て600−u500℃の温度まで冷却する。
冷却速度が1℃/分未満では、n型キャリア濃度が、電
極の形成に適当な5 X 10 l7cffl−’以−
11とならない。また、3℃/分を超えるとA1の偏析
量が増加し、その結果、混晶率が0.07以−11の層
が表面に形成されるので空気により酸化されやすくなる
ことがら好ましくない。冷却速度を増加させる温度は7
60〜700℃が適当であって、この温度範囲外である
と、低キヤリア濃度のn型混晶層、または、高キャリア
濃度のn型混晶層の厚さが不適当となるので好ましくな
い。n型混晶層の厚さは、少なくとも20μ像あること
が必要であり、そのうち、表面近傍、即ち、表面から1
〜5μmの範囲が高キャリア濃度の層、すなわち、キャ
リア濃度が少なくとも5 X 10 ”cl−’、好ま
しくは、8X101’〜5 X 10 ”cm−’であ
る屑であることが必要である。n型混晶層の厚さが20
μm1未満であると発光ダイオードの発光出力が低下す
るので好ましくない。
基板及び融液の温度が600〜500℃に達すると、基
板と融液を分離した後、自然放冷する。基板と融液を分
離する温度が、600℃を超えると、−F記高キャリア
濃度のn型混晶層の厚さが十分でなく、500℃未満で
あると、基板の表面が汚染されるので好ましくない。
n型混晶層のキャリア濃度は、既に説明した通り、表面
近傍、すなわち、表面から1〜5μ−の範囲では、少な
くとも5 X 10 ”coo−’であることが必要で
あって、5 X :I O”cm−”未満では電極材料
と良好なオーミック接合を形成することができない。ま
た、高キャリア濃度の層は良好な電極を得るために設け
るので、表面近傍、すなわち、表面から1〜5μmの厚
さがあると十分である。
また、n型混晶層とn型混晶層との界面の近傍、すなわ
ち、界面から少なくとも5μm1好ましくは、上記高キ
ャリア濃度の層を除くn型混晶層の部分のキャリア濃度
が5X 1016〜3X10’フclI−”の範囲であ
ることが必要である。5 X 10 ”can−”未満
では、内部抵抗が増加し3 X 10 ”cIll””
を超えるとn型混晶層の結晶性が低下するので好ましく
ない。
n型混晶層の混晶率は、発生した光の内部吸収を防ぐた
めに、n型混晶層の混晶率よりも大であること、好まし
くは、間接遷移型のエネルギー構造を示す範囲である0
、4よりも大であること、さらに好ましくは、0.5〜
0.68であることが必要である。また、混晶率が、0
.70を超えると空気中で酸化されて、電極形成が困難
となるので好ましくない。
高キャリア濃度の層の形成に際し、冷却速度を1〜b た場合、特に成長の終期に、混晶率が0.70を超える
屑が表面に形成されるので、この屑を除去する目的で、
エピタキシャル成長終了後の基板を0.1〜10規定好
ましくは、0.5〜3規定の苛性アルカリ水溶液でエツ
チング処理する。苛性アルカリとしては、水酸化ナトリ
ウム又は水酸化カリウムが適当である。濃度は0.1〜
10規定が適当である。0.1規定未満では、高混高率
層をエツチングして除去する能力が十分でなく、10規
定を超えると、液の取り扱いが困難となるので好ましく
ない。
処理温度は、特に制限がないが、好ましくは、30〜8
0℃で処理するのが適当である。処理時間は5〜15分
間が好ましい。
本発明方法に係るエツチング処理液は、混晶率が0.7
0以下では、エツチング速度が非常に遅くなる特長があ
るので、長時間処理しても、特に問題がないが、15分
以内でエツチングを終了するのが能率的である。
「発明の効果」 本発明に係るGa、4tAl工As混晶エピタキシヤル
ウエハを用いて発光ダイオードを製造すると、良好な電
極が形成で終るので、発光ダイオードの順方向電圧(V
f)が低下し、したがって、出力、及び効率が向上し、
歩留り(良品率)も向上する。
[実施例] 実施例 液相成長用ボートとしては、二槽式スライド式ボートを
用い、このボートを開管式の石英反応管に収容し、水素
気流中電気炉により加熱した。基板としでは、キャリア
濃度1,5×1017cmm−コのZnをドープしたn
型GaAs(100)前基板を用いた。
n型GaよAl、As混晶層成長用融液として、金属G
a100g中にアンドープGaAs多結晶6.0g1金
属AI 2.1g及び金属Zn0,25gを溶解した液
を調製した。
n型GaよA1.xAs混晶層成長用融液として、金属
Ga100g中にアンドープGaAs多結晶1.8g。
金属AI  0.43gキャリア濃度I X 10 l
ecm−’のTeドープGaAs多結晶0.8gを溶解
させた液を調製した。
一上記基板を、ボートの基板収容部に、」―記者融液を
ボートの各槽にそれぞれ収容した。融液と基板を接触さ
せない状態で900℃まで昇温し、基板及び融液の温度
が900℃で安定化したのを確認後、n型混晶層成長用
融液と基板を接触させで、冷却速度0.5℃/分で86
0℃まで冷却した。
続いて、ボートを操作して、基板とn型混晶層r&艮用
融液とを接触させて、0.5℃/分の冷却速度で、75
0℃まで冷却した。その後、冷却速540°Cで基板と
融液を分離して自然放冷した。
得られたエピタキシャルウェハは、p型混晶1の厚さ3
5μ論、キャリア濃度は、4,2X1017em−’、
また、混晶率は0.35であった。また、n型混晶層は
厚さ40g箱、キャリア濃度は、表面から6μ輸の深さ
までは、1 、2 X 10 lIlcm−’、n型混
晶層との界面から3.2μ随の位置では2.5×10 
”c+a−3であった。混晶率は、表面から3μmの位
置から、−上記界面までは0.66〜0.68であり、
表面から3μ輸の位置から増加し、表面では0.72で
あった。
このウェハを50℃の2規定NaOH水溶液に浸漬、エ
ツチングし、表面から、3.5μ艶の深さまでの層を除
去した。
得られたウェハを用いて発光ダイオード50個を作成し
た。電極材料としてAn−Ge−Ni系合金を使用した
。得られた発光ダイオードの尖頭発光波長は、平均66
011m5電流密度8A/cm2、エポキシ・コート無
しで測定した出力は、平均6.0醜cdであった。また
、20輸A/an2の電流密度における順方向電圧(V
f)は1.7■であった。
これは、低抵抗の電極が形成されたことを示している。
なお、発光ダイオードの歩留りは98%であった。
比較例 温度が750℃に達した後も、冷却速度0.5℃/分に
保ったまま、540℃まで冷却したこと以外は、実施例
と同様にして、液相エピタキシャル成長させた。得られ
たエピタキシャルウェハのn型混晶層のキャリア濃度は
、表面においても、3 、2 X 10 ”Cm−”で
あり、かつ、表面の混晶率も0.68であった。
このウェハを、特に苛性アルカリ水溶液で処理すること
なく、実施例と同様にして発光ダイオードを50個作成
した。
得られた発光ダイオードのVfは、平均2.2■、出力
は、実施例と同様の測定方法で平均2 、5 lllC
dであった。また、発光ダイオードの歩留りも45%で
あった。すなわち、良好な電極の形成がで鰺なかった。
特許出願人 玉菱モンサント化成株式会刺三菱化成工業
株式会社 代 理 人 弁理士 艮谷用  − (ばか1名)

Claims (2)

    【特許請求の範囲】
  1. (1)p型ひ化ガリウム単結晶基板、上記単結晶基板上
    に形成された混晶率が0.05〜0.4であるp型ひ化
    ガリウム・アルミニウム混晶層、及び、上記p型混晶層
    上に形成され、かつ、混晶率が上記p型混晶層の混晶率
    よりも大であるn型ひ化ガリウム・アルミニウム混晶層
    からなるひ化ガリウム・アルミニウム混晶エピタキシャ
    ルウェハにおいて、上記n型混晶層は、厚さが少なくと
    も20μmであり、混晶率が0.70よりも小さく、さ
    らに、n型キャリア濃度が、上記p型層との界面の近傍
    においては、5×10^1^6〜3×10^1^7cm
    ^−^3であり、かつ、表面の近傍においては、少なく
    とも5×10^1^7cm^−^3であることを特徴と
    するウェハ。
  2. (2)p型ひ化ガリウム単結晶基板上に、混晶率が0.
    05〜0.40であるp型ひ化ガリウム・アルミニウム
    混晶層を形成し、続いて、混晶率が上記p型混晶層の混
    晶率よりも大であるn型ひ化ガリウム・アルミニウム混
    晶層を形成する方法において、上記p型ひ化ガリウム単
    結晶基板を、p型混晶層成長用融液と920〜850℃
    の温度で接触させて、870〜820℃の範囲であって
    上記接触温度より低い温度まで冷却させて、上記p型混
    晶層を形成し、続いて、n型混晶層成長用融液と接触さ
    せて0.2〜0.7℃/分の冷却速度で760〜700
    ℃の温度まで冷却し、その後、1〜3℃/分の冷却速度
    で600〜500℃の温度まで冷却した後、上記基板を
    n型混晶層成長用融液から分離して自然放冷し、得られ
    たp及びn型混晶層が形成された基板を0.1〜10規
    定の苛性アルカリ水溶液で処理して、混晶率が0.70
    より大であるn型ひ化ガリウム・アルミニウム混晶層を
    除去することを特徴とする方法。
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