KR100406200B1 - 이중 헤테로구조체를 구비한 발광 질화갈륨계 화합물 반도체 장치 - Google Patents

이중 헤테로구조체를 구비한 발광 질화갈륨계 화합물 반도체 장치 Download PDF

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다까시 무까이
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Abstract

본 발명은 활성층(발광층)을 구성하는 화합물 반도체의 조성을 변화시키므로써 소망하는 대로 근자외선에서 적색 범위의 강력한 가시광선을 방출할 수 있는 이중 헤테로 구조체를 구비하는 발광화합물 반도체장치에 관한 것으로서, 제 1 및 제 2 주면을 갖고 불순물로 도프된 저 비저항의 InxGa1-xN(0<x<1)로 형성된 발광층(활성층); 상기 발광층의 제 1 주면에 결합되고, 발광층의 화합물 반도체 조성과 다른 조성을 갖는 n-형 질화갈륨계 화합물 반도체로 형성된 제 1 클래드층; 및 발광층의 제 2 주면에 결합되고, 발광층의 화합물 반도체의 조성과 다른 조성을 갖는 저 비저항의 p-형 질화갈륨계 화합물 반도체로 형성된 제 2 클래드층으로 구성된다.
따라서, 본 발명은 개선된 휘도, 발광출력을 나타내며, 발광효율이 우수한 발광장치를 제공한다.

Description

이중 헤테로 구조체를 구비한 발광 질화갈륨계 화합물 반도체장치{LIGHT-EMITTING GALLIUM NITRIDE-BASED COMPOUND SEMICONDUCTOR DEVICE}
본 발명은 발광 질화갈륨계 화합물 반도체 장치에 관한 것으로서, 특히, 활성층(발광층)을 구성하는 화합물 반도체의 조성을 변화시키므로써 소망하는 대로 근자외선에서 적색 범위의 강력한 가시광선을 방출할 수 있는 이중 헤테로 구조체를 구비하는 발광화합물 반도체장치에 관한 것이다.
질화갈륨(GaN), 질화알루미늄갈륨(GaAlN), 질화갈륨인듐(InGaN), 및 질화갈륨알루미늄인듐(InAlGaN)과 같은 질화갈륨계 화합물 반도체는 직접 띠 간격을 가지며, 이들 띠 간격은 1.95eV - 6eV의 범위에서 변화한다. 이 때문에, 이러한 화합물 반도체는 발광다이오드 및 레이저다이오드와 같은 발광장치용 재료로서 유용하다. 예를 들면, 질화갈륨 반도체를 이용하는 발광장치로서, 동질의 PN접합구조체가 AlN 버퍼층을 통해 통상적으로 사파이어로 된 기판상에 형성되어 있는 청색 발광장치가 제안되었다. 동질의 PN접합 구조체는 n형 GaN층의 P-형 불순물로 도프된 GaN으로 형성된 발광층을 포함하고 있다. 발광층에 도프되는 p-형 불순물로 서, 마그네슘 또는 아연이 통상 사용된다. 그러나, p-형 불순물이 도프된 경우에라도 GaN 결정은 양질을 갖지 못하며, 절연체에 거의 가까운 고 비저항을 갖는 i-형 결정으로 남아 있는다. 즉, 종래의 발광장치는 사실상 MIS 구조체이다.
MIS 구조체를 갖는 발광장치로서, Si 및 Zn이 도프된 i-형 GaAlN층(발광층)이 n-형 GaAlN층상에 형성되어 있는 층상구조체가 일본국 특허출원공개 제 4-10665, 4-10666 및 4-10667 호에 개시되어 있다.
그러나, MIS 구조체를 갖는 발광장치에 있어서, 휘도 및 발광출력이 너무 낮아서 실용적이지 못하다.
또한, 동질의 PN 접합의 발광장치는 본래 낮은 출력으로 인해 비실용적이다.큰 출력을 갖는 실용적인 발광장치를 얻기 위해 단일 헤테로 구조체, 특히 이중 헤테로 구조체의 발광장치를 구체화하는 것이 필요하다.
그러나, 이중 헤테로 구조체가 저 비저항을 갖는 질화갈륨계 화합물 반도체로만 형성되어 있고, 동시에, 저 비저항의 불순물로 도포된 InGaN로 구성되는 발광층을 갖는 이중 헤테로 구조체의 발광 반도체장치는 알려져 있지 않다.
일본국 특허출원 공개 제 4-209577 호, 4-236477 호 및 4-236478 호에는 InGaN 발광층이 n-형 InGaAlN 클래드층과 p-형 InGaAlN 클래드층 사이에 삽입되어 있는 이중 헤테로 구조체를 갖는 발광장치가 개시되어 있다. 그러나, 발광층은 불순물로 도프되어 있지 않으며, 불순물이 발광층으로 도프되어 있는 것으로 개시되어 있거나 명백히 제시되어 있지 않다. 또한, p-형 클래드층은 사실상 고 비저항층이다. 유사한 구조체가 일본국 특허출원 공개 제 64-17484 호에 게재되어 있다.
일본국 특허출원 공개 제 4-213878 호는 도프되지 않은 InGaAlN 발광층이 전기전도성 ZnO 기판상에 형성되어 있고, 고 비저항의 InGaN층이 그 위에 형성되어 있는 구조체를 개시하고 있다.
일본국 특허출원공개 제 4-68579 호는 산소로 도프된 n-형 GaInN 발광층에 형성된 p-형 GaInN 클래드층을 갖는 이중헤테로 구조체를 개시하고 있다. 그러나, 또 다른 클래드층은 전기전도성 ZnO로 구성되어 있다. 산소는 ZnO와 격자상으로 정합되도록 발광층에 도프된다. 이러한 이중 헤테로 구조체를 갖는 발광장치의 방출파장은 365-406㎚이다.
이와 같이, 모든 종래의 발광장치는 출력 및 휘도면에서 만족스럽지 못하며, 충분한 발광효율을 가지고 있지 않다.
본 발명은 상기와 같은 종래 기술의 문제점을 해결하기 위해 창안된 것으로서, 본 발명의 목적은 발광층(활성층) 및 클래드층 모두가 저 비저항의 질화갈륨계로 된 Ⅲ-Ⅴ족 화합물 반도체로 형성되어서, 개선된 휘도 및/또는 발광출력을 나타내는 반도체 장치를 구체화한 이중 헤테로 구조체를 제공하는데 있다.
본 발명의 다른 목적은 발광효율이 우수한 발광장치를 제공하는데 있다.
본 발명의 또 다른 목적은 360-620㎚ 범위의 파장을 갖는 자외선 내지 적색 발광장치를 제공하는 데 있다.
상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 제 1 관점에 따르면,
제 1 및 제 2 주면을 갖고 불순물로 도프된 저 비저항의 InxGa1-xN(0<x<1)로 형성된 발광층(활성층); 상기 발광층의 제 1 주면에 결합되고, 발광층의 화합물 반도체 조성과 다른 조성을 갖는 n-형 질화갈륨계 화합물 반도체로 형성된 제 1 클래드층; 및 발광층의 제 2 주면에 결합되고, 발광층의 화합물 반도체의 조성과 다른 조성을 갖는 저 비저항의 p-형 질화갈륨계 화합물 반도체로 형성된 제 2 클래드층으로 구성되는 이중 헤테로 구조체를 갖는 발광 질화 갈륨계 화합물 반도체 장치가 제공된다.
제 1 실시예에서, 발광층(활성층)의 화합물 반도체는 p-형 불순물로 도프된 p-형이다.
제 2 실시예에서, 발광층(활성층)의 화합물 반도체는 적어요 p-형 불순물로 도프된 n-형으로 남는다.
제 3 실시예에서, 발광층(활성층)의 화합물 반도체는 n-형 불순물로 도프된 n-형이다.
본 발명에 있어서, 제 1 클래드층의 화합물 반도체는 하기식으로 나타내는 것이 바람직하다.
GayAl1-yN (0 ≤y ≤1)
또한, 제 2 클래드층의 화합물 반도체는 하기식으로 나타내는 것이 바람직하다.
GazAl1-zN (0 ≤z ≤1)
본 발명의 다른 목적 및 장점들은 하기에 설명될 것이며, 본 발명의 실시예에 의해 알게 될 것이다. 또한, 본 발명의 목적 및 장점들은 첨부된 특허 청구의 범위에 나타낸 수단 및 조합에 의해서 실현될 수 있다.
도 1은 본 발명의 반도체 발광다이오드의 기본구조를 도시하는 도면.
도 2는 본 발명의 발광반도체 장치의 발광층 두께와 빛의 세기 사이의 관계를 도시하는 그래프.
도 3은 본 발명의 제 2 실시예에 따른 저 비저항의 n-형, InxGa1-xN 발광층의 광루미네슨스 스펙트럼을 도시하는 도면.
도 4는 도프되지 않은 InxGa1-xN 발광층의 광루미네슨스 스펙트럼을 도시하는 도면.
도 5는 본 발명의 제 2 실시예에 의한, 발광 반도체 장치의 빛의 세기와 발광층의 p-형 불순물 농도 사이의 관계를 도시하는 그래프.
도 6은 본 발명의 제 2 실시예에 따른, p-형 클래드층의 p-형 불순물 농도와 발광 반도체장치의 발광특성 사이의 관계를 도시하는 그래프.
도 7은 본 발명의 제 2 실시예에 의한, 발광층의 전자 캐리어 농도와 발광 반도체장치의 발광특성 사이의 관계를 도시하는 그래프.
도 8은 본 발명의 제 2 실시예에 따른, 발광반도체장치의 발광특성을 도시하는 그래프.
도 9는 본 발명의 제 3 실시예에 의한, 발광층의 n-형 불순물 농도와 발광반도체장치의 발광 특성사이의 관계를 도시하는 그래프.
도 10은 본 발명의 제 3 실시예에 따른, p-형 클래드층의 p-형 불순물 농도와 발광반도체장치의 발광특성 사이의 관계를 도시하는 그래프.
도 11은 본 발명에 따른 또 다른 발광 다이오드의 구조를 도시하는 도면.
도 12는 본 발명의 레이저 다이오드의 구조를 도시하는 도면.
도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명
10, 30 : 발광다이오드12 : 기판
14 : 버퍼층16 : 제 1 클래드층
18 : 발광층20 : 제 2 클래드층
22 : 이중 헤테로 구조체32 : n-형 접촉층
34 : p-형 접촉층
이하, 첨부도면과 관련하여, 본 발명의 양호한 실시예 및 본 발명의 원리가 설명될 것이다.
본 발명은 발광층 및 발광층을 삽입하는 클래드층 모두가 저 비저항의 질화갈륨계 Ⅲ-Ⅴ족 화합물 반도체로 형성되어 있고, 동시에, 발광층이 불순물로 도프된 저 비저항의 InxGa1-xN 화합물 반도체로 형성되어, 처음으로 출력, 휘도 및 발광효율이 탁월한 가시광선 발광 반도체장치를 실현하는 이중 헤테로 구조체를 제공한다.
본 발명의 반도체 장치는 발광다이오드(LED) 및 레이저 다이오드(LD)를 포함하고 있다.
본 발명은 첨부도면에 관하여 하기에서 상세하게 기술될 것이다. 동일한 참조부호는 도면전체를 통하여 동일한 부분을 나타낸다.
제 1 도는 본 발명에 사용되는 LED의 기본 구조를 도시한다. 제 1 도에 도시된 바와 같이, 본 발명의 LED(10)는 불순물로 도프된 저 비저항의 (LR) InxGa1-xN으로 형성된 발광층(활성층, 18), 상기 발광층(18)의 하면(제 1 주면)에 결합되고 n-형 저 비저항의 GaN계 Ⅲ-Ⅴ족 화합물반도체로 형성된 제 1 클래드층(16) 및 발광층(18)의 상면(제 2 주면)에 결합되고 p-형 저 비저항의 GaN계 Ⅲ-Ⅴ족 화합물 반도체로 형성된 제 2 클래드층(20)으로 구성되는 이중 헤테로 구조체(22)를 갖고 있다. 발광층(18)의 InxGa1-xN은 질화갈륨계 Ⅲ-Ⅴ족 화합물이다.
이와같은 이중 헤테로 구조체 때문에, 제 1 클래드층(16)의 화합물 반도체 조성(불순물을 제외함)은 발광층(18)의 조성과는 다르다. 제 2 클래드층(20)의 화합물 반도체 조성도 발광층(18)의 조성과는 다르다. 클래드층(16 및20)의 화합물 반도체 조성은 동일하거나 다를 수 있다.
본 발명자들은 높은 발광특성을 갖는 모든 질화갈륨계 Ⅲ-Ⅴ족 화합물 반도체 이중 헤테로 구조체를 구비하는 발광장치에 대해 광범위하게 연구를 하여, 발광층이 InxGa1-xN으로 형성되고 인듐(In)의 비(x)가 O<x<1의 범위내에서 변화될 때 근자외선에서 적색까지의 범위를 갖는 가시광선을 방출할 수 있는 발광장치가 얻어질 수 있다는 것을 알아냈다.
또한, 본 발명자들은 불순물이 InxGa1-xN에 도프되고 InxGa1-xN이 저 비저항을 가질 때, 개선된 발광특성, 특히 고출력, 고휘도 및 고발광효율을 갖는 발광장치가 얻어질 수 있다는 것을 알아냈다.
본 발명의 발광장치에 있어서, 발광층의 InxGa1-xN의 x값이 0에 근접할 때, 장치는 자외선을 방출한다. x값이 증가할 때, 긴 파장구역에서 방출이 일어난다. x값이 1에 가까와질 때, 장치는 적색광을 방출한다. x값이 0<x<0.5의 범위에 있을 때, 본 발명의 발광장치는 450-550㎚ 파장범위에서 청색에서 황색광을 방출한다.
본 발명에 있어서, 불순물(도펀트라고도 함)은 p-형 또는 n-형 불순물을 의미하거나 또는 그 둘을 모두 일컫는다. 본 발명에 있어서, p-형 불순물은 카드뮴, 아연, 베릴륨, 마그네슘, 칼슘, 스트론튬 및 바륨과 같은 Ⅱ족 원소를 포함한다. p-형 불순물로서, 아연이 특히 바람직하다.
n-형 불순물은 실리콘, 게르마늄 및 주석과 같은 Ⅳ족 원소 및 셀레늄, 텔루르 및 유황과 같은 Ⅵ족 원속를 포함하고 있다.
본 발명에 있어서, "저 비저항"은 p-형 화합물 반도체가 1 ×105Ω·㎝ 이하의 비저항을 갖거나, n-형 화합물 반도체가 10Ω·㎝ 이하의 비저항을 갖는 것을 지칭할 때 사용한다.
따라서, 본 발명에 있어서, 발광층(18)의 InxGa1-xN이 저 비저항을 가질 때, p-형 불순물로 도프된 저 비저항의 p-형 InxGa1-xN(하기에서 상세하게 기술될 제 1 실시예), 적어도 p-형 불순물로 도프된 저 비저항의 n-형 InxGa1-xN(하기에서 상세하게 기술될 제 2 실시예), 또는 n-형 불순물로 도프된 n-형 InxGa1-xN(하기에서 상세하게 기술될 제 3 실시예)를 포함하고 있다.
본 발명에 있어서, 제 1 클래드층(16)은 저 비저항의 n-형 질화갈륨계 Ⅲ-Ⅴ족 화합물 반도체로 형성되어 있다. n-형 질화갈륨계 Ⅲ-Ⅴ족 화합물 반도체가 도프되지 않더라도 n-형 이지만, 그 내부에 n-형 불순물을 도프하고 확실하게 n-형 반도체를 제조하는 것이 바람직하다. 제 1 클래드층(16)을 형성하는 화합물 반도체는 하기식으로 나타내는 것이 바람직하다.
GayAl1-yN (0 ≤y ≤1)
본 발명에 있어서, 제 2 클래드층(20)은 p-형 불순물로 도프된 저 비저항의 p-형 질화갈륨계 Ⅲ-Ⅴ족 화합물 반도체로 형성되어 있다. 화합물 반도체는 하기식으로 나타내는 것이 바람직하다.
GazAl1-zN (0 ≤z ≤1)
제 1 n-형 클래드층(16)은 보통 0.05-10㎛의 두께를 가지고 있으며, 바람직하게는 0.1-4.0㎛ 두께를 가지고 있다. 0.05이하의 두께를 갖는 n-형 질화갈륨계 화합물 반도체는 클래드층으로서 기능을 갖지 않는다. 한편, 두께가 10㎛ 이상일 때, 층에 크랙이 발생되기 쉽다.
제 2 p-형 클래드층(20)은 보통 0.05-1.5㎛의 두께를 가지고 있으며, 0.1-1㎛의 두께를 갖는 것이 바람직하다. 0.05㎛이하의 두께를 갖는 p-형 질화갈륨계 화합물 반도체는 클래층으로서의 기능을 갖는 것이 어렵다. 한편, 층의 두께가 1.5㎛이상일 때, 층은 저 비저항층으로 변화되는 것이 어렵다.
본 발명에 있어서, 발광층(18)은 본 발명의 발광장치가 실용적인 상대광도 90%이상을 제공하는 범위내의 두께를 갖는 것이 바람직하다. 더욱 더 자세히는, 발광층(18)은 10Å-0.5㎛의 두께를 갖는 것이 바람직하며, 0.01-0.2㎛의 두께를 갖는 것이 더욱 더 바람직하다. 제 2 도는 제 1 도에 도시된 구조를 갖는 청색 발광 다이오드의 상대광도의 측정결과를 도시하는 그래프이다. 각각의 청색 발광다이오드는 두께가 변화하는 동안 저 비저항의 In0.1Ga0.9N으로 된 발광층(18)을 형성하므로써 준비되었다. 제 2 도로부터 명백한 바와 같이, InxGa1-xN 발광층의 두께가 10Å-0.5㎛일 때, 반도체장치는 90%이상의 실용적인 상대광도를 나타낸다. 두께와 상대광도 사이의 거의 동일한 관계가 p-형 불순물로 도프된 저 비저항의 p-형 InxGa1-xN, 적어도 p-형 불순물로 도프된 n-형 InxGa1-xN, 및 n-형 불순물로 도프된n-형 InxGa1-xN에 대해서 얻어졌다.
제 1 도를 다시 참조하면, 이중 헤테로 구조체는 통상적으로 도프되지 않은 버퍼층(14)을 통해 기판(12)상에 형성되어 있다.
본 발명에 있어서, 기판(12)은 보통 사파이어, 탄화규소(SiC), 또는 산화아연(ZnO)과 같은 물질로 형성될 수 있으며, 대부분 사파이어로 형성되어 있다.
본 발명에 있어서, 버퍼층(14)은 AlN 또는 질화갈륨계 화합물 반도체로 형성될 수 있다. 버퍼층(14)은 GamAl1-mN(0 < m ≤1)으로 형성되어 있는 것이 바람직하다. GamAl1-mN으로, AlN보다 양호한 결정도를 갖는 질화갈륨계 화합물 반도체(제 1 클래드층)를 형성할 수 있다. 나까무라 수지에 의해 1992년 1월 28일자로 출원된 미국특허출원 제(USSN) 07/826,997호에 개시된 바와 같이, GamAl1-mN 버퍼층 200-900℃의 비교적 낮은 온도에서 형성되는 것이 바람직하며, 금속유기화학증착(MOCVD)법에 의해 400-800℃에서 형성되는 것이 바람직하다. 버퍼층(14)은 그 위에 형성되는 제 1 클래드층(16)과 실질적으로 동일한 반도체 조성을 갖는 것이 바람직하다.
본 발명에 있어서, 버퍼층(14)은 통상 0.002㎛-0.5㎛두께를 갖고 있다.
본 발명에 있어서, 제 1 클래드층(16), 발광층(18) 및 제 2 클래드층(20) 모두는 이중 헤테로 구조체로 구성되며 적당한 방법에 의해 형성될 수 있다. 이들 층은 MOCVD에 의해 버퍼층(14)상에 연속적으로 형성되는 것이 바람직하다. MOCVD에 이용될 수 있는 갈륨원은 트리메틸갈륨 및 트리에틸갈륨을 포함하며, 인듐원은 트리메틸인듐 및 트리에틸인듐을 포함하고 있다. 알루미늄원은 트리메틸알루미늄, 트리에틸알루미늄을 포함하며, 질소원은 암모니아 및 히드라진을 포함하고 있다. p-형 도펀트원은 디에틸카드뮴, 디메틸카드뮴, 시클로펜타디에닐마그네슘, 및 디에틸아연과 같은 Ⅱ족 화합물을 포함하고 있다. n-형 도펀트원은 실란과 같은 Ⅳ족 화합물, 및 황화수소 및 셀레늄화수소와 같은 Ⅵ족 화합물을 포함하고 있다.
질화갈륨계 Ⅲ-Ⅴ족 화합물 반도체는 600℃이상의 온도, 통상적으로는 1200℃이하의 온도에서 상기 가스원을 이용하여 p-형 불순물원 및/또는 n-불순물원의 존재하에서 성장될 수 있다. 캐리어 가스로서, 수소, 질소등이 사용될 수 있다.
성장상태에 있어서, p-형 불순물로 도프된 질화갈륨계 Ⅲ-Ⅴ족 화합물 반도체는 고 비저항을 나타내며, 화합물 반도체가 p-형 불순물을 포함하고 있더라도 p-형 특성을 갖지 않는다.(즉, 저 비저항 반도체가 아니다.) 따라서, 나까무라 수지, 이와사 나루히또, 및 세노오 마사유끼에 의해 1992년 11월 2일자로 출원된 USSN 제 07/970,145 호에 개시된 바와 같이, 성장 화합물 반도체는 400℃이상, 바람직하게는 600℃이상의 온도에서 1-20분간 이상 어닐링되는 것이 바람직하며, 또는 화합물 반도체층이 600℃이상의 온도로 가열 유지되는 동안에 전자빔으로 조사되는 것이 바람직하다. 화합물 반도체가 분해되는 이와같은 고온에서 화합물 반도체가 어닐링될 때, 어닐링은 화합물 반도체 분해를 방지하도록 압축 질소 분위기하에서 행해지는 것이 바람직하다.
어닐링이 행해질 때, Mg-H 및 Zn-H와 같은 수소와 결합된 형태의 p-형 불순물은 열적으로 수소와의 결합상태에서 해제되며, 해방된 수소는 반도체층에서 방출된다. 그 결과, 도프된 p-형 불순물은 적절히 고 비저항의 반도체를 저 비저항의 p-형 반도체로 전환시키는 억셉터(acceptor)로서의 기능을 한다. 바람직하게는, 어닐링 분위기는 수소원자(예를들면, 암모니아 또는 수소)를 포함하는 가스를 포함하지 않는다. 어닐링 분위기의 양호한 예로는 질소 및 아르곤 분위기를 들 수 있다. 질소분위기가 가장 바람직하다.
이중 헤테로 구조체가 형성된 후에, 제 1 도에 도시된 바와 같이, 제 2 클래드층(20) 및 발광층(18)은 제 1 클래드층(16)이 노출되도록 부분적으로 에칭된다. n-형 전극(24)은 노출면에 형성되어 있는데 반해, p-형 전극(26)은 제 2 클래드층(20)의 표면에 형성되어 있다. 전극(24 및 26)은 반도체층에 대해 옴 접촉되도록 열처리 되는 것이 바람직하다. 상술한 어닐링은 이러한 열처리에 의해 달성될 수 있다.
본 발명은 상기에서 전반적으로 기술되었다. 제 1, 제 2 및 제 3 실시예가 개별적으로 하기에서 서술될 것이다. 각각의 실시예의 특징적인 사항은 특별히 설명될 것이며, 상술한 전반적인 기술사항은 이들 실시예에 적용될 것이다.
본 발명의 제 1 실시예에 있어서, 제 1 도에 도시된 이중 헤테로 구조체의 발광층(18)으로 구성되는 저 비저항의 InxGa1-xN은 p-형 불순물로 도프된 p-형이다. 0<x<0.5 조건은 양호한 결정도를 갖는 발광층을 형성시키고 발광효율이 탁원한 청색-황색 발광장치를 얻는데 바람직하다.
제 1 실시예에 있어서, 발광층(18)의 InxGa1-xN에 도프된 p-형 불순물의 농도는 특정한 상응하는 도프되지 않은 InxGa1-xN의 전자캐리어 농도 보다 높아야 한다(도프되지 않은 InGaN의 전자캐리어 농도는 이용된 특정 성장조건에 따라 약 1 × 1017/㎤ - 1 × 1022/㎤의 범위내에서 변화한다). 이러한 조건을 가정하여, p-형 불순물 농도는 장치의 발광특성의 견지에서 약 1 ×1017/㎤ - 1 × 1022/㎤인 것이 바람직하다. 가장 바람직한 p-형 불순물은 아연이다. 상술한 바와 같이, p-형 불순물로 도프된 InGaN은 어닐링(바람직함) 또는 전자빔을 조사하므로써 저 비저항의 InGaN으로 전환될 수 있다.
본 발명의 제 2 실시예에 있어서, 제 1 도에 도시된 구조의 발광층(18)으로 구성되는 저 비저항의 InxGa1-xN은 적어도 p-형 불순물로 도프된 n-형이다. 0 < x ≤ 0.5 조건은 양호한 결정도를 갖는 발광층을 제공하고 발광효율이 우수한 청색-황색 발광장치를 얻는 데 바람직하다. 제 2 실시예에 있어서, p-형 불순물을 함유하고 있기 때문에, 발광층은 상술한 어닐링 처리되어야 한다.
제 2 실시예에서, p-형 불순물 만이 InxGa1-xN층(18)에 도프될 때, p-형 불순물의 농도는 상응하는 도프되지 않은 InxGa1-xN의 전자농도 보다 낮아야 한다. 이러한 조건을 가정하여, p-형 불순물 농도는 장치의 발광특성의 관점에서 볼 때 약 1 ×1016/㎤ - 1 ×1022/㎤인 것이 바람직하다. 특히, 아연이 p-형 불순물로서 1 ×1017/㎤ - 1 ×1022/㎤, 1 ×1018/㎤ - 1 ×1020/㎤의 농도로 도프될 때, 발광장치의 발광효율은 훨씬 더 증가될 수 있고, 광도도 훨신 더 향상될 수 있다.
제 2 실시예에서, 제 2 클래드층(20)은 상술한 바와 같다. 그러나, 마그네슘이 p-형 불순물로서 1 ×1018/㎤ - 1 ×1021/㎤의 농도로 도프될 때, 발광층(18)의 발광 효율은 더욱 더 증가될 수 있다.
제 3 도는 He-Cd 레이저의 10-㎽ 레이저 빔으로 조사된 웨이퍼의 광루미네슨스 스펙트럼의 다이어그램이다. 웨이퍼는 제 2 실시예에 따라, 카드뮴(p-형 불순물)으로 도프된 저 비저항의 In0.14Ga0.86N층을 사파이어 기판상에 형성된 GaN층에 형성시켜서 준비되었다. 제 4 도는 In0.14Ga0.86N층이 카드뮴으로 도프되지 않은(도프되지 않음)것을 제외하고는 동일한 과정에 따라 준비된 웨이퍼의 광루미네슨스 스펙트럼의 다이어그램이다.
제 3 도로부터 명백한 바와 같이, 본 발명의 p-형 불순물로 도프된 저 비저항의 In0.14Ga0.86N층은 480㎚에 근접한 강한 청색광의 방출을 나타낸다. 제 4 도로부터 명백한 바와 같이, p-형 불순물로 도프되지 않은 In0.14Ga0.86N층은 400㎚부근에서 보라색 광을 방출한다. 제 3 도와 같은 결과들을 본 발명에 따라, Cd 대신에 아연, 베릴륨, 마그네슘, 칼슘, 스트론튬, 및/또는 바륨이 도프될 경우에 얻어졌다.
따라서, p-형 불순물이 본 발명에 따라 InGaN에 도프될 때, 발광효율이 향상된다. p-형 불순물이 InGaN에 도프될 때, 광루미네슨스 세기는 도프되지 않은InGaN과 비교하므로써 크게 증가될 수 있다. 제 3 도에 관한 장치에 있어서, 청색 루미네슨스 센터는 p-형 불순물에 의해 InGaN에 형성되어서 청색 루미네슨스 세기가 증가된다. 제 3 도는 이러한 현상을 보여준다. 제 3 도에 있어서, 400㎚부근에 나타나는 낮은 피크는(도프되지 않은) In0.14Ga0.86N의 인터밴드(inter-band)방출피크이며, 제 4 도의 피크에 해당된다. 따라서, 제 3 도의 경우에, 광도는 제 4 도와 비교하여 20배 이상 증가된다.
제 5 도는 제 1 도의 구조를 갖는 청색 발광장치의 Zn 농도와 상대광도를 측정하여 나타낸 그래프이다. 각각의 장치는 제 2 클래드층(20)의 p-형 불순물 Mg농도가 1×1020/㎤으로 유지되는 반면에, 발광층(18)의 p형 불순물 Zn으로 도프된 In0.1Ga0.9N의 Zn농도를 변화시켜 준비되었다. 제 5 도에 도시된 바와 같이, 발광장치는 1×1017/㎤ - 1×1021/㎤의 Zn 농도범위에서 90％이상의 실용적인 상대 농도 및 1×1018/㎤ - 1×1020/㎤의 Zn 농도범위에서 가장 높은 상대 광도(거의 100％)를 나타낸다. 제 6 도는 제 1 도의 구조를 갖는 청색 발광장치의 Mg 농도와 상대광도를 측정하여 구한 그래프이다. 각각의 장치는 발광층(18)의 p-형 불순물 Zn으로 도프된 In0.1Ga0.9N의 Zn 농도를 1×1020/㎤으로 유지시키는 반면에, 제 2 클래드층(20)의 p-형 불순물 Mg 농도를 변화시켜서 준비되었다. 제 6도에 도시된 바와 같이, 발광 장치의 광도는 클래드층(20)의 Mg농도가 1×1017/㎤ 이상일 때 신속하게 증가되려 하고, Mg농도가 1×1021/㎤ 이상일 때 광도는 재빠르게 감소된다. 제 6 도는 제 2 클래드층(20)의 p-형 불순물이 1×1018/㎤ - 1×1021/㎤의 범위에 있을 때, 발광장치가 90％이상(거의 100％)의 실용적인 상대광도를 나타낸다. 제 5 도 및 제 6 도에 있어서, 불순물 농도는 이차 이온 질량분석계(SIMS)에 의해 측정되었다.
InxGa1-xN층의 전자 캐리어 농도는 10Ω·㎝ 이하의 저 비저항을 갖는 n-형 InxGa1-xN 발광층을 형성하도록 적어도 p-형 불순물이 InxGa1-xN에 도프될 때 1×1017/㎤ - 1×1021/㎤의 범위에 있는 것이 바람직하다는 것을 알아냈다. 전자캐리어 농도는 홀 효과 측정법에 의해 측정될 수 있다. 전자캐리어 농도가 5×1021/㎤ 이상일 때, 실용적인 출력을 나타내는 발광장치를 얻는 것이 어렵다. 전자 캐리어 농도는 비저항에 역비례한다. 전자캐리어 농도가 1×1016/㎤이하 일 때, InGaN은 고 비저항의 i-형 InGaN이 되며, 전자 캐리어 농도는 측정될 수 없다. 도프될 불순물은 p-형 불순물만, 또는 p-형 및 n-형 불순물일 수 있다. 더욱 바람직하게는 p-형 및 n-형 불순물이 도프되는 것이다. 이러한 경우에는, p-형 불순물로서 아연, n-형 불순물로서 실리콘이 사용되는 것이 바람직하다. 아연 및 실리콘 각각은 1×1017/㎤ - 1×1021/㎤의 농도로 도프되는 것이 바람직하다. 아연 농도가 실리콘 농도 보다 낮을 때, InGaN은 바람직한 n-형 InGaN으로 전환될 수 있다.
불순물로 도프되지 않은 InGaN이 성장할때, 질소격자 빈자리가 n-형 InGaN을 주도록 생겨난다. 이러한 도프되지 않은 n-형 InGaN의 남아 있는 전자캐리어 농도는 사용된 성장조건에 따라 약 1×1017/㎤ - 1×1022/㎤의 범위를 갖게 된다. 도프되지 않은 n-형 InGaN층의 루미네슨스 센터로서 주어지는 p-형 불순물을 도프하므로써, n-형 InGaN층의 전자 캐리어 농도는 감소된다. 따라서, p-형 불순물이 InGaN에 도프되어 전자 캐리어 농도가 급격하게 감소될 때, n-형 InGaN은 고 비저항의 i-형 InGaN으로 전환된다. 전자 캐리어 농도가 본 발명에 의해 상술한 범위내에 조절될 때, 출력은 증가된다. 이것은 루미네슨스 센터로서 역할을 하는 p-형 불순물은 도너(donor)불순물과 함께 도너-억셉터(D-A) 발광쌍을 형성하므로써 방출한다는 것을 나타낸다. 상세한 메카니즘은 아직까지 분명하게 밝혀지지 않았다. 그러나 전자캐리어를 형성하기 위한 도너 불순물(예를들면, n-형 불순물 또는 질소격자 빈자리) 및 억셉터 불순물로서 주어지는 p-형 불순물이 존재하는 n-형 InGaN에서, 루미네슨스 센터 형성에 의해 광도가 명백히 증가된다. 발광쌍의 수 증가가 상술한 바와 같이 광도 증가에 기인하기 때문에, p-형 불순물뿐만 아니라 n-형 불순물도 InGaN에 도프되는 것이 바람직하다. 특히, n-형 불순물(특히, 실리콘)이 p-형 불순물(특히, 아연)로 도프된 InGaN에 도프될 때, 도너의 농도는 증가되고, 동시에, 양호한 재현성을 갖는 일정한 도너 농도는 전자캐리어 농도가 상술한 바와 같이 성장 조건에 따라 변화하고 양호한 재현성을 갖는 일정한 잔류 농도를 갖는 도너 농도가 결코 얻어지지 않는 도프되지 않은 InGaN에서와는 달리, 얻어질 수 있다. 실제로 실리콘을 도프하므로써, 전자 캐리어 농도는 약 1×1018/㎤ 에서 2×1019/㎤로 한자리 수 만큼 증가되며, 그리하여 도너 농도가 증가된다. 따라서, 도프되는 아연 양은 도너 농도의 증가량에 의해 증가될 수 있으며, 따라서 D-A 발광쌍의 수가 증가될 수 있어서, 광도를 증가시킬 수 있다.
제 7 도는 InGaN층의 전자 캐리어 농도와 청색 발광 다이오드의 상대출력을 측정하여 구한 그래프이다(InGaN층의 성장후에 홀 효과 측정법에 의해 측정됨). 청색 발광 다이오드는 Si로 도프된 n-형 GaN층이 사파이어 기판상에서 성장되고, Zn으로 도프된 n-형 In0.15Ga0.85N층이 Zn농도를 변화시키는 동안에 성장되며, Mg로 도프된 p-형 GaN층이 성장되도록 준비되었다. 제 7도의 점들은 각각, 좌로부터 약 1×1016/㎤, 1×1017/㎤, 4×1017/㎤, 1×1018/㎤, 1×1019/㎤. 4×1019/㎤, 1×1020/㎤. 3×1020/㎤, 1×1021/㎤ 및 5×1021/㎤에 해당된다.
제 7 도에 도시된 바와 같이, 발광장치의 출력은 n-형 InGaN 발광층의 전자캐리어 농도에 따라 변화한다. 출력은 약 1×1016/㎤의 전자 캐리어 농도에서 빠르게 증가되기 시작하고, 약 1×1019/㎤에서 최대레벨에 이르며, 5×1021/㎤에 이를 때까지 서서히 감소하며, 전자 캐리어 농도가 이점을 초과할 때 급격히 감소한다. 제 7도로부터 명백한 바와같이, n-형 InGaN층의 전자캐리어 농도가 1×1017/㎤ - 5×1021/㎤의 범위에 있을 때, 발광장치는 우수한 출력을 나타낸다.
제 8 도는 He-Cd 레이저의 레이저빔이 1×1018/㎤ 농도의 아연만으로 도프된 n-형 In0.15Ga0.85N층 및 각각, 1×1019/㎤ 및 5×1019/㎤의 농도로 아연 및 실리콘으로 도프된 n-형 In0.15Ga0.85N층에 조사되고, 광루미네슨스가 실온에서 측정되었을 때의 광도를 도시한다. 아연만으로 도프된 n-형 In0.15Ga0.85N층에 대한 측정 결과는 곡선(a)로 나타내며, 아연 및 실리콘으로 도프된 n-형 In0.15Ga0.85N층에 대한 측정결과는 곡선(b)로 나타내어진다. (곡선(b)에서, 측정된 세기는 1/20로 감소됨) InGaN층이 490㎚에서 주 발광피크를 나타내지만, 아연 및 실리콘으로 도프된 n-형 InGaN층은 아연만으로 도프된 n-형 InGaN의 광도보다 10배 이상의 광도를 나타낸다.
본 발명의 제 3 실시예에서, 제 1 도의 구조로된 발광층(18)으로 구성되는 저 비저항의 InxGa1-xN은 n-형 불순물만으로 도프된 n-형이다. 0<x≤0.5조건은 양호한 결정성을 갖는 발광층 반도체를 제공하고 발광효율이 우수한 청색 발광장치를 얻는데 바람직하다.
제 3 실시예에 있어서, 발광층(18)의 InxGa1-xN에 도프되는 n-형 불순물은 실리콘인 것이 바람직하다. n-형 불순물의 농도는 발광특성의 관점에서 1×1017/㎤ - 1×1021/㎤인 것이 바람직하며, 약 1×1018/㎤ - 1×1020/㎤인 것이 더욱 더 바람직하다.
제 3 실시예에 있어서, 제 2 실시예에서와 같이, 제 2 클래드층(20)은 이미 상술한 바와 같다. 그러나, 마그네슘이 p-형 불순물로서 사용되고, 1×1018/㎤ - 1×1021/㎤ 농도로 도프될 때, 발광층(18)의 발광효율은 훨씬 더 증가될 수 있다.
제 9 도는 제 1 도의 구조를 갖는 청색 발광장치의 Si농도와 상대광도를 측정하여 얻은 그래프이다. 각 장치는 제 2 클래드층(20)의 p-형 불순물 Mg농도가 1×1019/㎤으로 유지되는 반면에, 발광층(18)의 n-형 불순물 Si로 도프된 In0.15Ga0.85N의 Si농도를 변화시키도록 준비되었다. 제 9 도에 도시된 바와 같이, 발광장치는 1×1017/㎤ - 1×1021/㎤의 Si 농도범위에서 90%이상의 실용적인 상대 광도를 나타내며, 1×1018/㎤ - 1×1020/㎤의 Si 농도범위에서 가장 높은 상대광도(거의 100%)를 나타낸다.
제 10 도는 제 1 도의 구조를 갖는 청색 발광장치의 Mg 농도와 상대광도를 측정하여 얻은 그래프이다. 각각의 장치는 n-형 불순물 Si로 도프된 발광층(18)의 In0.1Ga0.9N의 Si농도가 1×1019/㎤로 유지되는 반면에, 제 2 클래드층(20)의 p-형 불순물 Mg 농도를 변화시키도록 준비되었다. 제 10 도에 도시된 바와 같이, 발광장치의 광도는 제 2 p-형 클래드층(20)의 Mg농도가 1×1017/㎤ 이상일 때 빠르게증가되려 하며, Mg농도가 1×1021/㎤ 이상일 때 급격히 감소된다. 제 10 도는 제 2 클래드층(20)의 p-형 불순물 농도가 1×1018/㎤ - 1×1021/㎤의 범위에 있을 때 발광장치가 90%이상(거의 100%)의 실용적인 상대광도를 나타낸다는 것을 도시한다. 제 9 도 및 제 10 도에서, 불순물 농도는 SIMS에 의해 측정되었다.
제 3 실시예에 있어서, 본 발명의 이중 헤테로 구조체를 갖는 발광장치는 n-형 InGaN층의 인터밴드 방출을 이용한다. 이 때문에, 방출피크의 반폭은 약 25㎚만큼 좁은데, 이는 종래의 동질의 PN 접합 다이오드의 반폭보다 좁다는 것이다. 또한, 본 발명의 장치는 동질의 PN 접합 다이오드의 출력보다 4배 이상 큰 출력을 나타낸다. 또한 InxGa1-xN의 값이 0.02<x<0.5의 범위에서 변화될 때, 약 380㎚ -500㎚의 파장 범위내에서의 방출이 소망하는대로 얻어질 수 있다.
제 11 도는 본 발명의 이중 헤테로 구조체를 갖는 훨씬 더 실용적인 발광 다이오드(30)의 구조를 도시한다.
상세하게 상술한 바와 같이, 발광 다이오드(30)는 불순물로 도프된 InxGa1-xN 발광층(18)으로 구성되는 이중 헤테로 구조체(22), 및 발광층(18)을 삽입시키는 두 클래드층, 즉, n-형 질화갈륨계 화합물 반도체층(16) 및 p-형 질화갈륨계 화합물 반도체층(20)으로 구성되어 있다.
자세하게 상술된 버퍼층(14)은 상술한 기판(12)상에 형성되어 있다. n-형 GaN층(32)은 예를들면 4-5㎛ 두께로 버퍼층(14)상에 형성되며, 후술되는 전극 접촉층을 제공한다. n-형 접촉층(32)으로 양호한 결정성을 갖는 클래드층(16)을 형성시킬 수 있고, n-전극과 양호한 옴 접촉을 이룰 수 있다.
이중 헤테로 구조체(22)는 접촉층(32)에 결합된 클래드층(16)을 이용하여, n-형 접촉층(32)상에 제공되어 있다.
p-형 GaN접촉층(34)은 예를들어, 500Å-2㎛의 두께로 된 클래드층(20)상에 형성되어 있다. 접촉층(34)은 후술될 p-전극으로 양호한 옴 접촉을 이룰 수 있으며, 장치의 발광효율을 증가시킬 수 있다.
p-형 접촉층(34) 및 이중 헤테로 구조체(22)는 n-형 접촉층(32)을 노출시키도록 일부분이 에칭되어 제거되어 있다.
본 발명을 실시하는 발광 다이오드는 상술되었다. 그러나 본 발명은 이러한 실시예에 한정되어 있는 것은 아니다. 본 발명은 발광장치가 본 발명의 이중 헤테로 구조체를 가지고 있는 한, 레이저 다이오드를 포함하여 각종 발광장치를 포함하고 있다.
제 12 도는 본 발명의 이중 헤테로 구조체를 갖는 레이저 다이오드(40)의 구조를 도시한다.
레이저 다이오드(40)는 발광 다이오드와 관련하여 상술한 불순물로 도프된 InxGa1-xN 활성층(18) 및 활성층(18)을 삽입시키는 두 클래드 층 즉, n-형 질화갈륨계 화합물 반도체층(16) 및 p-형 질화갈륨계 화합물 반도체층(20)으로 구성되는 이중 헤테로 구조체를 갖고 있다. 상술한 버퍼층(14)은 상술한 기판(12)상에 형성되어 있으며, n-형 질화 갈륨층(42)은 후술한 n-전극의 접촉층을 제공하도록 버퍼층(14)에 형성되어 있다.
이중 헤테로 구조체(22)는 접촉층(42)에 결합된 클래드층을 이용하여, n-형 질화갈륨 접촉층(42)상에 제공되어 있다.
p-형 GaN 접촉층(44)은 클래드층(20)에 형성되어 있다.
p-형 접촉층(44), 이중 헤테로 구조체(22) 및 n-형 접촉층(42)의 일부가 도시된 바와 같은 돌출 구조체를 제공하도록 에칭되어 제거되어 있다. p-전극은 p-형 접촉층(44)에 형성되며, n-전극쌍(24a 및 24b)은 이들 사이에 끼워지는 돌출 구조체와 함께, 상호 대향하도록 n-형 GaN층(42)에 형성되어 있다.
예를들면, 기판(12)은 100㎛ 두께를 갖는 사파이어 기판이며, 버퍼층(14)은 0.02㎛ 두께를 갖는 GaN 버퍼층이며, n-형 GaN 접촉층(42)은 4㎛ 두께를 갖는다. 제 1 클래드층(16)은 0.1㎛ 두께를 갖는 n-형 GaAlN 클래드층이며, 제 2 클래드층(20)은 0.1㎛ 두께를 갖는 p-형 GaAlN 클래드층이며, 활성층(18)은 실리콘 또는 게르마늄으로 도프된 n-형층이며, p-형 GaN 접촉층은 0.3㎛ 두께를 갖는다.
본 발명은 하기의 예에 관하여 기술될 것이다. 하기의 예에 있어서, 화합물 반도체는 MOCVD 법에 의해 성장되었다. 사용된 MOCVD 장치는 기판을 장치하기 위한 서스셉터가 반응용기에 배치되고, 원로용 가스가 기판이 가열되는 동안에 캐리어 가스와 함께 기판으로 공급되어서, 기판에서 화합물 반도체를 성장시킬 수 있는 구조를 갖는 종래의 MOCVD 장치이다.
예 1
기판의 세정:
처음에, 충분히 세척한 사파이어가 MOCVD 반응용기의 서스셉터상에 설치되고, 반응용기의 대기상태는 수소로 충분히 치환되었다. 그 다음에, 수소가 흐르는 동안에, 기판은 1,050℃로 가열되었으며, 이 온도를 20분간 유지하여 사파이어 기판을 세척했다.
버퍼층의 성장:
기판은 그 다음에 510℃로 냉각되었다. 기판 온도가 510℃에서 유지되는 동안에, 질소원으로서 암모니아(NH3), 갈륨원으로서 트리메틸갈륨(TMG), 및 캐리어가스로서 수소가 사파이어 기판의 표면을 향해 1분간 각각 4리터(L)/min, 27×10-6mol/min, 및 2L/min의 흐름속도로 공급유지 되었다. 그리하여, 약 200Å 두께를 갖는 GaN 버퍼층은 사파이어 기판상에서 성장되었다.
제 1 클래드층의 성장:
버퍼층이 형성된 후에, TMG 공급만이 중지되었고, 기판은 1,030℃로 가열되었다. 기판온도가 1,030℃로 유지되는 동안에, TMG 흐름속도는 54×10-6mol/min으로 전환되었으며, n-형 불순물로서 실란가스(SiH4)가 2×10-9mol/min의 흐름속도로 첨가되었으며, 각 원료 가스는 60분간 공급되었다. 그리하여, 4㎛ 두께를 갖고, 1×1020/㎤ 농도의 Si으로 도프된 n-형 GaN층은 GaN 버퍼층에서 성장되었다.
발광층의 성장:
제 1 발광층이 형성된 후에, 기판은 캐리어 가스만이 흐르는 동안에 800℃로 냉각되었다. 기판 온도가 800℃로 유지되는 동안에, 캐리어 가스는 2L/min 흐름속도를 갖는 질소로 전환되었고, 갈륨원으로서 TMG, 임듐원으로서 트리메틸인듐(TMI), 질소원으로서 암모니아, 및 p-형 불순물 원으로서 디에틸가드뮴이 각각 10분간 2×10-6mol/min, 1×10-5mol/min, 4L/min, 및 2×10-6mol/min으로 공급되었다. 그리하여, 200Å 두께를 갖고, 1×1020/㎤의 농도에서 Cd로 도프되는 n-형 In0.14Ga0.86N층은 제 1 클래드층에서 성장되었다.
제 2 클래드층의 성장:
발광층이 형성된 후에, 캐리어 가스로서 질소만이 흐르는 동안에 1,020℃로 기판이 가열되었다. 기판온도가 1,020℃로 가열 유지되는 동안에, 캐리어 가스는 수소로 전환되었고, 갈륨원으로서 TMG, 질소원으로서 암모니아, p-형 불순물 원으로서 시클로펜타디에닐마그네슘(Cp2Mg)이 각각 15분간 54×10-6mol/min, 4L/min, 3.6×10-6mol/min의 흐름속도로 공급되었다. 그리하여, 0.8㎛ 두께를 갖고, 1×1020/㎤의 농도의 Mg로 도프된 p-형 GaN층은 발광층에서 성장되었다.
저 비저항층으로의 전환:
제 2 클래드층이 성장된 후에, 웨이퍼는 반응용기 밖으로 꺼내어졌다. 웨이퍼는 700℃ 이상의 온도에서 20분간 질소하에서 어니일링 되었다. 그리하여,제 2 클래드층 및 발광층이 저 비저항층으로 전환되었다.
LED 제조:
위에서 얻은 웨이퍼의 제 2 클래드층 및 발광층은 제 1 클래드층을 노출시키도록 부분적으로 에칭되어 제거되었다. 옴 p-전극이 제 2 클래드층상에 형성되는 반면에 옴 n-전극은 노출면에 형성되었다. 웨이퍼는 500㎛2크기를 갖는 칩으로 절단되었으며, 청색 발광 다이오드는 종래의 방법에 의해 제조되었다.
청색 발광 다이오드는 20㎃에서 300㎼의 출력을 나타냈으며, 그 방출피크 파장은 480㎚이었다. 공업상 이용가능한 휘도계에 의해 측정된 발광 다이오드의 휘도는 후술되는 예 5의 발광 다이오드의 휘도의 50배 이상이었다.
예 2
청색 발광 다이오드는 버퍼층의 성장과장에서, 600℃의 기판온도에서 사파이어 기판상에 AlN 버퍼층을 형성하도록 TMG 대신에 트리메틸알루미늄(TMA)이 사용된 것을 제외하고는 예 1 과 동일한 과정에 의해 준비되었다.
청색 발광 다이오드는 20㎃에서 80㎼의 출력을 나타냈으며, 그 방출피크 파장은 480㎚이었다. 발광 다이오드의 휘도는 후술되는 예 5 의 발광 다이오드의 약 20배이었다.
예 3
기판의 세정 및 버퍼층의 성장은 예 1 과 동일한 절차로 하기와 같이 행해졌다.
버퍼층이 형성된 후에, TMG 흐름만이 중지되었으며, 기판은 1,030℃로 가열되었다. 기판온도가 1,030℃로 유지되고 암모니아 흐름속도가 변화되지 않는 동안에, TMG 흐름속도는 54×10-6mol/min으로 전환되었으며, 알루미늄원으로서 TMA 및 p-형 불순물로서 실란가스(SiH4)가 각각 6×10-6mol/min 및 2×10-9mol/min의 흐름속도로 첨가되었으며, 각각의 가스는 30분간 공급되었다. 그리하여, 2㎛ 두께를 갖고, 1×1020/㎤ 농도의 Si로 도프된 n-형 Ga0.9Al0.1N층(제 1 클래드층)은 GaN 버퍼층에서 성장되었다.
발광층은 이어서, 예 1 과 동일한 절차에 따라, 200Å 두께를 갖고, Cd로 도프된 n-형 In0.14Ga0.86N층을 형성하도록 성장되었다. 발광층이 형성된 후에, 모든 원료 가스공급이 중단되었으며, 기판은 1,020℃로 가열되었다. 기판온도가 1,020℃로 유지되고, 캐리어 가스의 흐름속도가 변화하지 않는 동안에, 갈륨원으로서 TMG, 알루미늄원으로서 TMA, 질소원으로서 암모니아, 및 p-형 불순물원으로서 Cp2Mg가 각각 15분간 54×10-6mol/min, 6×10-6mol/min, 4L/min, 3.6×10-6mol/min의 흐름속도로 공급되었다. 그리하여 0.8㎛ 두께를 갖고, 1×1020/㎤ 농도의 Mg으로 도프된 p-형 Ga0.9Al0.1N층(제 2 클래드층)은 발광층에서 성장되었다.
웨이퍼로부터 다이오드를 어니일링 처리하고 제조하는 과정은 청색 발광 다이오드를 준비하도록 예 1 과 동일한 절차에 따라 행해졌다.
위에서 얻은 청색 발광 다이오드는 예 1 의 다이오드와 동일한 출력, 동일한 방출파장, 및 동일한 휘도를 나타냈다.
예 4
청색 발광 다이오드는 발광층의 성장과정에서 Cp2Mg가 Mg로 도프된 p-형 In0.14Ga0.86N 발광층을 성장시키도록 동일한 흐름속도로 디에틸카드뮴 대신에 사용된 것을 제외하고는 예 1 과 동일한 절차에 따라 제조되었다.
위에서 얻은 청색 발광층은 예 1 의 다이오드와 동일한 출력, 방출파장, 및 휘도를 나타내었다.
예 5
동질의 PN 접합 GaN 발광 다이오드는 발광 InGaN층이 성장되지 않았다는 것을 제외하고는 예 1 과 동일한 절차에 따라 준비되었다.
발광 다이오드는 20㎃에서 50㎼의 출력을 나타내었으며, 방출피크파장은 430㎚이었으며, 휘도는 2 밀리칸델라(mcd)이었다.
예 6
청색 발광 다이오드는 발광층이 성장과정에서, 1×1020/㎤ 농도의 Si로 도프된 n-형 In0.14Ga0.86N 발광층을 형성하도록 디메틸가드뮴 대신에 2×10-9mol/min의 흐름 속도의 실란가스가 사용되었다는 것을 제외하고는 예 1 과 동일한 절차에 따라 준비되었다.
발광 다이오드는 20㎃에서 120㎼의 출력을 나타내었다. 방출피크 파장은 400㎚이었으며, 휘도는 예 1 의 휘도의 약 1/50 이었다. 저 휘도는 발광 효율을 저하시키는 방출피크의 짧은 파장으로 인한 것이었다.
예 7
기판의 세정, 버퍼층의 성장 및 제 1 클래드층(Si로 도프된 n-형 GaN층)의 성장은 예 1 과 동일한 과정에 따라 행해졌다.
제 1 클래드층이 형성된 후에, 발광층은 제 1 클래드층상에 200Å의 두께를 갖고, 1×1019/㎤의 농도의 Zn로 도프된 n-형 In0.15Ga0.85N층(발광층)을 형성하도록 디에틸가드뮴 대신에, 1×10-6mol/min 흐름속도의 디에틸아연(DEZ)이 사용된 것을 제외하고는 예 1 에서와 같이 성장되었다. 제 2 클래드층은 0.8㎛ 두께를 갖고, Mg로 도프된 p-형 GaN 층을 형성하도록 예 1 과 동일한 절차에 따라 연이어 성장되었다. 웨이퍼로부터 다이오드를 어니일링 처리하고 제조하는 과정은 청색 발광 다이오드를 준비하도록 예 1 과 동일한 과정에 따라 행해졌다.
발광장치는 200㎃에서 300㎼의 출력을 나타내었으며, 방출피크 파장은 480㎚이었으며, 휘도는 400mcd 이었다.
예 8
기판의 세정 및 버퍼층의 성장은 예 1 과 동일한 절차에 따라 행해졌다.
제 1 클래드층은 두께 2㎛를 갖고, Si로 도프된 n-형 Ga0.9Al0.1N층을 형성하도록 예 3 과 동일한 절차에 따라 성장되었다.
제 1 클래드층이 형성된 후에, 발광층은 200Å의 두께를 갖고, 1×1019/㎤ 농도의 Zn으로 도프된 n-형 In0.15Ga0.85N층을 형성하도록 예 7에서와 같이 성장되었다.
발광층이 형성된 후에, 제 2 클래드층은 발광층에 0.8㎛두께를 갖고 1×1020/㎤농도의 Mg로 도프된 p-형 Ga0.9Al0.1N층을 형성하도록 예 3에서와 같이 성장되었다.
웨이퍼로부터 다이오드의 제조 및 제 2 클래드층의 어니일링 처리는 청색 발광 다이오드를 준비하도록 예 1 과 동일한 절차에 따라 행해졌다.
위에서 얻은 청색 발광 다이오드는 예 7의 다이오드와 동일한 출력, 방출 피크파장 및 휘도를 나타내었다.
예 9
청색 발광 다이오드는 발광층의 성장과정에서, 1×1022/㎤농도의 Zn으로 도프된 In0.15Ga0.85N 발광층을 형성하도록 DEZ가스의 흐름속도가 증가되는 것을 제외하고는 예 7과 동일한 절차에 따라 준비되었다.
이렇게 얻어진 청색 발광 다이오드는 예 7의 출력의 40%출력을 나타내었다.
예 10
청색 발광 다이오드는 1×1017/㎤농도의 Mg로 도프된 p-형 GaN층 (제 2 클래드층)을 형성하도록, 제 2 클래드층의 성장과정에서 Cp2Mg 흐름속도가 감소되는 것을 제외하고는 예 7과 동일한 절차에 따라 준비되었다.
발광 다이오드는 예 7의 다이오드의 출력의 약 10%의 출력을 나타내었다.
예 11
기판의 세정, 버퍼층의 성장, 제 1 클래드층(Si로 도프된 n-형 GaN층)의 성장은 예 1 과 동일한 절차에 따라 행해졌다.
제 1 클래드층이 형성된 후에, 발광층은 제 1 클래드층에 100Å두께를 갖고, Zn으로 도프된 n-형 In0.15Ga0.85N층을 형성하도록 디에틸카드뮴 대신에 디에틸아연에 사용된 것을 제외하고는 예 1에서와 같이 성장되었다. n-형 In0.15Ga0.85N층의 전자캐리어 농도는 1×1019/㎤이었다.
제 2 클래드층은 Mg로 도프된 p-형 GaN층을 형성하도록 예 1과 동일한 절차에 따라 성장되었다. 웨이퍼로부터의 다이오드의 어니일링처리 및 제조과정은 발광 다이오드를 준비하도록 예 1에서와 같이 행해졌다.
발광 다이오드는 20㎃에서 400㎼출력을 나타내었으며, 방출피크 파장은 490㎚, 휘도는 600mcd이었다.
예 12
청색 발광 다이오드는 4×1017/㎤의 전자캐리어 농도를 갖는 n-형In0.15Ga0.85N층(발광층)을 형성하도록, 발광층의 성장과정에서, DEN가스의 흐름속도가 조절된 것을 제외하고는 예 11에서와 동일한 절차에 따라 행해졌다.
발광 다이오드는 20㎃에서 40㎼의 출력을 나타냈으며, 방출피크 파장은 490㎚이었다.
예 13
청색 발광 다이오드는 발광층의 성장과정에서, 1×1021/㎤의 전자캐리어 농도를 갖는 n-형 In0.15Ga0.85N층(발광층)을 형성하도록, DEZ가스의 흐름속도가 조절되는 것을 제외하고는 예 11과 동일한 절차에 따라 준비되었다.
발광 다이오드는 20㎃에서 40㎼의 출력을 나타냈으며, 방출피크 파장은 490㎚이었다.
예 14
청색 발광 다이오드는 발광층의 성장과정에서, 1×1017/㎤의 전자캐리어 농도를 갖는 n-형 In0.15Ga0.85N층(발광층)을 형성하도록 DEZ 가스의 흐름속도가 조절된 것을 제외하고는 예 11과 동일한 절차에 따라 준비되었다.
발광 다이오드는 20㎃에서 4㎼의 출력을 나타냈으며, 방출피크 파장은 490㎚이었다.
예 15
청색 발광 다이오드는 발광층의 성장과정에서, 5×1021/㎤의 전자캐리어 농도를 갖는 n-형 In0.15Ga0.85N층(발광층)을 형성하도록 DEZ 가스의 흐름속도가 조절된 것을 제외하고는 예 11과 동일한 절차에 따라 준비되었다.
발광 다이오드는 20㎃에서 4㎼의 출력을 나타냈으며, 방출피크 파장은 490㎚이었다.
예 16
버퍼층 및 n-형 GaN층은 예 11과 동일한 절차에 따라 사파이어 기판상에 형성되었다.
고 비저항의 i-형 GaN층은 갈륨원으로서 TMG, 질소원으로서의 암모니아, p-형 불순물원으로서 DEZ를 사용하여 성장되었다. i-형 GaN층은 n-형 GaN층을 노출시키도록 부분적으로 에칭되어 제거되었다.
전극은 노출면에 형성되었으며, 또 다른 전극은 i-형 GaN층에 형성되어 MIS 구조체의 발광 다이오드가 준비되었다.
MIS 구조체의 다이오드는 20㎃에서의 1㎼복사출력 및 1mcd 휘도를 나타내었다.
예 17
청색 발광 다이오드는 발광층의 성장과정에서, 1×1019/㎤의 전자캐리어 농도를 갖고 Zn 및 Si으로 도프된 n-형 In0.15Ga0.85N발광층을 형성하도록 불순물원으로서 실란 가스가 첨가된 것을 제외하고는 예 11과 동일한 절차에 따라 준비되었다.
발광 다이오드는 20㎃에서 600㎼의 출력을 나타내었으며, 방출피크 파장은490㎚, 휘도는 800mcd이었다.
예 18
기판의 세정, 버퍼층의 성장, 및 제 1 클래드층(Si로 도프된 GaN층)의 성장은 예 1 과 동일한 절차에 따라 행해졌다.
제 1 클래드층이 형성된 후에, 발광층은 제 1 클래드층 상에 100Å 두께를 갖고 Si 및 Zn으로 도프된 n-형 In0.14Ga0.86N층을 형성하도록 디지틸가트뮴 대신에 살란 및 DEZ가 사용된 것을 제외하고는 예 1에서와 같이 성장되었다. 발광층은 1×1018/㎤의 전자캐리어 농도를 가졌다. 제 2 클래드층은 Mg로 도프된 (2×1020/㎤의 농도) p-형 GaN층을 형성하도록 예 7에서와 동일한 절차에 따라 성장되었다.
웨이퍼부터의 LED의 어니일링 처리 및 제조과정은 예 1과 동일한 과정에 따라 행해졌다.
청색 발광 다이오드는 20㎃에서 580㎼의 출력을 나타내었으며, 휘도는 780mcd, 방출피크 파장은 490㎚이었다.
예 19
청색 발광 다이오드는 발광층의 성장과정에서, 1×1020/㎤의 전자캐리어 농도를 갖고, Si 및 Zn으로 도프된 n-형 In0.14Ga0.86N발광층을 형성하도록, 실란가스 및 DEZ 가스의 흐름속도를 조절하는 것을 제외하고는 예 18과 동일한 절차에 따라 준비되었다.
청색 발광 다이오드는 20㎃에서 590㎼의 출력을 나타내었으며, 휘도는 790mcd, 방출피크 파장은 490㎚이었다.
예 20
청색 발광 다이오드는 발광층의 성장과정에서, 4×1017/㎤의 전자캐리어 농도를 갖고, Si 및 Zn으로 도프된 n-형 In0.14Ga0.86N발광층을 형성하도록, 실란가스 및 DEZ 가스의 흐름속도가 조절된 것을 제외하고는 예 18과 동일한 절차에 따라 준비되었다.
청색 발광 다이오드는 20㎃에서 60㎼의 복사 출력을 나타내었으며, 휘도는 80mcd, 방출피크 파장은 490㎚이었다.
예 21
청색 발광 다이오드는 발광층의 성장과정에서, 5×1021/㎤의 전자캐리어 농도를 갖고, Si 및 Zn으로 도프된 n-형 In0.14Ga0.86N 발광층을 형성하도록, 실란가스 및 DEZ가스의 흐름속도가 조절되는 것을 제외하고는 예 18에서와 같은 절차에 따라 준비되었다.
청색 발광 다이오드는 20㎃에서 6㎼의 출력을 나타내었으며, 휘도는 10mcd, 방출피크 파장은 490㎚이었다.
예 22
녹색 발광 다이오드는 발광층의 성장과정에서, Si 및 Zn으로 도프된In0.25Ga0.75N 발광층을 형성하도록, TMI의 흐름속도가 조절되는 것을 제외하고는 예 18과 동일한 절차에 따라 준비되었다.
녹색 발광층은 20㎃에서 500㎼을 나타내었으며, 휘도는 1,000mcd, 방출피크 파장은 510㎚이었다.
예 23
버퍼층 및 n-형 GaN층은 예 11과 동일한 절차에 따라 사파이어 기판상에 형성되었다.
갈륨원으로서 TMG, 질소원으로서 암모니아, 불순물원으로서 실란 및 DEZ를 사용하여, Si 및 Zn으로 도프된 i-형 GaN층이 형성되었다.
i-형 GaN층은 n-형 GaN층을 노출시키도록 부분적으로 에칭되어 제거되었다. 전극은 노출면에 형성되고 또 다른 전극은 i-형 GaN층에 형성되어서, MIS 구조체의 발광 다이오드가 준비되었다.
MIS 구조체의 다이오드는 20㎃에서 1㎼의 출력 및 1mcd의 휘도를 나타내었다.
예 24
기판의 세정, 버퍼층의 성장, 및 제 1 클래드층(Si로 도프된 n-형 GaN층)의 성장은 예 1과 동일한 절차에 따라 행해졌다.
제 1 클래드층이 형성된 후에, 발광층은 제 1 클래드층 상에 100Å 두께를갖고, 1×1020/㎤농도의 Si로 도프된 n-형 In0.15Ga0.85N 발광층을 형성하도록, 디에틸카드뮴 대신에 n-형 불순물원으로서 실란이 조절된 흐름속도로 사용된 것을 제외하고는 예 1 에서와 같이 성장되었다.
그 다음에, 제 2 클래드층은 1×1018/㎤ 농도의 Mg로 도프된 p-형 GaN층(제 2 클래드층)을 형성하도록 Cp2Mg의 흐름속도가 조절되는 것을 제외하고는 예 1 에서와 같이 성장되었다. 웨이퍼로부터의 다이오드의 어니일링 처리 및 제조과정은 청색 발광 다이오드를 준비하도록 예 1에서와 같이 행해졌다.
발광 다이오드는 20㎃에서 300㎼의 출력을 나타내었으며, 방출피크파장은 405㎚이었다.
예 25
청색 발광 다이오드는 제 1 클래드층의 성장과정에서, 2㎙ 두께를 갖고 Si로 도프된 n-형 Ga0.9Al0.1N층(제 1 클래드층)이 예 3과 동일한 절차에 따라 형성되고, 제 2 클래드층의 성장과정에서, 0.8㎛ 두께를 갖고 1×1018/㎤농도의 Mg로 도프된 p-형 Ga0.9Al0.1N층(제 1 클래드층)이 예 3과 동일한 절차에 따라 형성되는 것을 제외하고는 예 24와 동일한 절차에 따라 준비되었다.
발광 다이오드는 예 24의 발광 다이오드와 동일한 출력 및 방출피크 파장을 나타냈다.
예 26
청색 발광 다이오드는 발광층의 성장 과정에서, 1×1022/㎤ 농도의 Si로 도프된 n-형 In0.15Ga0.85N층을 형성하도록 실란가스의 흐름속도가 증가되는 것을 제외하고는 예 24와 동일한 절차에 따라 준비되었다. 발광 다이오드의 출력은 예 24의 다이오드의 약 40%이었다.
예 27
청색 발광 다이오드는 제 2 클래드층의 성장과정에서, 1×1017/㎤ 농도의 Mg로 도프된 p-형 GaN층을 형성하도록 Cp2Mg의 흐름속도가 감소되는 것을 제외하고는 예 24와 동일한 절차에 따라 준비되었다. 발광 다이오드의 출력은 예 24의 다이오드의 약 20%이었다.
예 28
기판의 세정 및 버퍼층의 성장은 예 1과 동일한 절차에 따라 행해졌다. 버퍼층이 형성된 후에, TMG흐름만이 중단되었으며, 기판은 1,030℃로 가열되었다. 기판온도가 1,030℃에서 유지되고, 암모니아의 흐름속도가 변화되지 않는 동안에, TMG 흐름속도는 54×10-6mol/min으로 변환되고, n-형 불순물원으로서 실란이 2×10-9mol/min의 흐름속도로 첨가되었으며, 성장은 60분간 행해졌다. 그리하여, 4㎛두께를 갖고, 1×1020/㎤농도의 Si로 도프된 n-형 GaN층(n-형 접촉층)은 GaN버퍼층에 형성되었다. 그 다음에, 알루미늄 원으로서 TMA가 조절된 속도로 첨가되었으며,성장은 n-형 접촉층에 0.15㎛두께를 갖고 Si으로 도프된 n-형 Ga0.8Al0.2N층(제 1 클래드층)을 형성하도록, 예 3 과 유사한 방법으로 행해졌다.
다음으로, 발광층은 제 1 클래드층에 1×1019/㎤의 전자캐리어 농도를 갖고, Si 및 Zn으로 도프된 n-형 In0.14Ga0.86N 발광층을 형성하도록 예 17과 동일한 절차로 성장되었다.
제 2 클래드층은 발광층에 0.15㎛ 두께를 갖고 Mg로 도프된 Ga0.8Al0.2N층을 형성하도록 예 3과 유사한 방법으로 2 분간 성장되었다.
그 다음에, 알루미늄원의 흐름만이 중단되고, 성장은 제 2 클래드층에 0.3㎛두께를 갖고, Mg로 도프된 GaN층(p-형 접촉층)을 형성하도록 7분간 행해졌다.
어니일링 처리는 발광층, 제 2 클래드층 및 p-형 접촉층을 저 비저항의 층으로 전환하도록 행해졌다. 웨이퍼로부터, 제 11도의 구조를 갖는 발광 다이오드가 제조되었다. 이러한 다이오드는 700㎼의 출력 및 1,400mcd의 휘도를 나타내었다. 방출피크 파장은 490㎚이었다. 전진 전압은 20㎃에서 3.3V이었다. 이 전진전압은 예 3, 8또는 25의 다이오드 보다 약 4V낮다. 이와 같은 전진 전압이 더 낮은 이유는 GaN 접촉층과 전극사이의 양호한 옴 접촉 때문이다.
본 발명의 장점 및 변경은 당해 기술분야의 숙련공들에게 용이하게 행해질 것이다. 따라서, 광범위한 측면에서의 본 발명은 여기에 서술된 특정 기술사항, 대표적인 장치로 한정되어 있는 것은 아니다. 따라서, 첨부된 청구범위에 정의된 일반적인 발명개념의 의도 또는 범위를 이탈함이 없이 변경이 다양하게 이루어질수 있다.
이상에서 설명한 바와 같이 본 발명은 개선된 휘도, 발광출력을 나타내며, 발광효율이 우수한 발광장치를 제공한다.

Claims (8)

  1. Si를 함유하는 n형 GaN으로 이루어지는 접촉층을 포함하는 n형 GaN 또는 n형 AlGaN 화합물반도체층과, Mg을 함유하는 p형 GaN으로 이루어지는 접촉층을 포함하는 p형 GaN 또는 p형 AlGaN 화합물반도체층의 사이에, Zn, Cd, Mg로부터 선택된 적어도 한 종류의 불순물을 함유하는 n형 InxGa1-xN(단지, 0<x<1)을 발광층으로서 구비하는 것을 특징으로 하는 이중헤테로구조의 질화갈륨계 화합물반도체발광소자.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 n형 InxGa1-xN층의 전자캐리어농도가 1×1017~5×1021/㎤의 범위내에 있는 것을 특징으로 하는 발광소자.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 발광층이 10Å ~ 0.5㎛의 두께를 갖는 것을 특징으로 하는 발광소자.
  4. 제 2 항에 있어서,
    상기 발광층이 10Å ~ 0.5㎛의 두께를 갖는 것을 특징으로 하는 발광소자.
  5. Si를 함유하는 n형 GaN으로 이루어지는 접촉층을 포함하는 n형 GaN 또는 n형 AlGaN 화합물반도체층과, Mg를 함유하는 p형 GaN으로 이루어지는 접촉층을 포함하는 p형 GaN 또는 p형 AlGaN 화합물반도체층의 사이에, n형 불순물로 Si를 함유하고 p형 불순물로 Zn 또는 Mg를 함유하는 n형 InxGa1-xN(다만, 0<x<1)을 발광층으로서 구비하는 것을 특징으로 하는 이중헤테로구조의 질화갈륨계 화합물반도체 발광소자.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 n형 InxGa1-xN층의 전자캐리어농도가 1×1017~5×1021/㎤의 범위내에 있는 것을 특징으로 하는 발광소자.
  7. 제 5 항에 있어서,
    상기 발광층이 10Å ~ 0.5㎛의 두께를 갖는 것을 특징으로 하는 발광소자.
  8. 제 6 항에 있어서,
    상기 발광층이 10Å ~ 0.5㎛의 두께를 갖는 것을 특징으로 하는 발광소자.
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