TW200812116A - Nitride semiconductor light emitting element - Google Patents
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Description
200812116 (1) 九、發明說明 【發明所屬之技術領域】 本發明係有關具有多重量子井構造，井層則具備由含 有In之氮化物所構成之氮化物半導體發光元件。 【先前技術】 近年，將對於高密度光碟記錄等之應用等作爲目的， B 而著力短波長之半導體雷射的開發，而對於短波長半導體 雷射，係使用含有 GaN、AlGaN、InGaN、InGaNAIN、 GaPN等之氮素的六方晶化合物半導體（以下，單稱作氮
化物半導體），另外，亦開發有使用氮化物半導體之LED 〇 對於上述氮化物半導體發光元件係採用MIS構造之 發光元件，但因層積高電阻之i型的GaN系半導體，故一 般有著發光輸出成爲非常低的問題，而爲了解決此問題， # 則進行對於i型GaN系半導體層電子照射，或退火。 另外，即使爲形成p型GaN系半導體層之氮化物半 - 導體發光元件的情況，亦進行有提升發光輸出的努力，例 如，如專利文獻1所示，提案有經由呈得到P電極與p型 GaN系接觸層之電阻接觸，或薄化p型GaN系接觸層的 膜厚而使順方向電壓Vf降低之情況，使發光效率提升者 更加地，對於專利文獻1係亦提案有：爲了得到p型 AlGaN系包覆層之p型特性，經由作爲p型摻雜劑而使用 (2) 200812116
Mg之情況，或由規定p型AlGaN系包覆層膜厚或A1組 成之情況而提升結晶性情況，使發光效率提升者。 專利文獻1 :日本特許第2778405號公報 【發明內容】 [欲解決發明的課題] 但，如上述以往技術，即使對於p電極與p型GaN • 系接觸層之電阻接觸’ p型GaN系接觸層之膜厚，p型摻 雜劑’ p型AlGaN系包覆層之結晶性的各項進行改善，使 發光效率提升，對於其改善效果係亦有界限，而更加地， 對於欲提升發光效率之情況，並無有效手段。 本發明係爲爲了解決上述課題而發明之構成，並從與 以往技術完全不同的視點，其目的爲提供：經由簡單的手 段，提升從P型氮化物半導體層對於活性層之載體注入效 率，使發光效率提升之氮化物半導體發光元件。 [爲了解決課題之手段] - 本發明之氮化物半導體發光元件係屬於具備由P型氮 . 化物半導體層與η型氮化物半導體層，挾持具有井層由含 有In之氮化物所構成之量子井構造的活性層之構成的氮 化物半導體發光元件，其主要特徵乃形成於配置在最接近 於前述活性層p側的位置之井層，與前述p型氮化物半導 體層之間的中間半導體層之合計膜厚，作爲20nm以下之 情況。 -6- (3) 200812116 我們發現作爲使從P型半導體層對於活性層 效率提升的手段，與前述以往技術完全不同的手 當形成於配置在最接近於活性層P側的位置之井 型氮化物半導體層之間的中間半導體層之合計: 20nm以下時，發現從p型氮化物半導體層對於 孔注入效率產生急劇變化情況。 另外，對於形成有摻雜Mg之p型AlxGaN § S 〇. 1 5 )之情況，係主要特徵乃將孔載體濃度 1017cm_3以上之範圍者。 更加地，本發明之氮化物半導體發光元件係 述特徵，對於活性層之井層的In組成比率成爲 ，而發光波長變長之情況，係主要特徵乃在從活 長方向的最終井層之成膜結束，至爲在P型氮化 層之最外層，接觸於P電極而行程形成之P型接 膜結束爲止之間，成長溫度超過95 0 °C之成膜時 # 爲30分以內，特別是InGaN係因熱性不安定， 上述條件時，則有分解的危險，而最差的狀況， - 生分離，晶片則黑化。 發明之效果 本發明之氮化物半導體發光元件係因將形成 最接近於具有量子井構造之活性層P側的位置之 P型氮化物半導體層之間的中間半導體層之合計 爲20nm以下，故可提升對於孔之活性層的注入 之孔注入 段，即， 層，與P 膜厚成爲 活性層之 (0.02 ^ X 作爲 2 X 加上於上 10%以上 性層之成 物半導體 觸層的成 間的合計 故當超出 I η則產 於配置在 井層，與 膜厚，作 效率，而 -7- (4) 200812116 發光效率則提升。 另外，因於中間半導體層之上方，層積P型 (0.02^ 0.15 )，經由p型不純物之孔載體濃 xl 017cnT3以上地形成，故可更提升孔的注入效率 可使發光效率提升。 另外，因在從活性層之成長方向的最終井層之 束，至爲在P型氮化物半導體層之最外層，接觸於 (I 而行程形成之P型接觸層的成膜結束爲止之間，成 成爲950°C以上之成膜時間的合計作爲成爲30分 故特別是發光波長長的氮化物半導體發光元件，即 性層之井層的In組成比例以1 0%以上所構成之元 特別是可防止活性層的劣化，進而可維持高的發光 【實施方式】 [爲了實施發明之最佳型態] Φ 圖1係表示本發明之第1氮化物半導體元件 造圖，於藍寶石基板1上，層積有緩衝層2，未摻 - 層3，η型GaN接觸層4，InGaN/GaN超晶格層 • 層6，未摻雜GaN系層7，p型GaN系接觸層8
型GaN系接觸層8台面鈾刻一部分範圍，於n型 觸層4露出的面，形成η電極1〇，另外，對於ρ 系接觸層8上係形成有ρ電極，在此，ρ型GaN男 摻雜P型不純物之GaN或含有GaN之化合物所槁 未摻雜GaN系層係由刻意不摻雜不純物之GaN
AlxGaN :則呈2 ，進而 成膜結 P電極 長溫度 以內， ，在活 件中， 強度。 剖面構 雜GaN 5，活性 並從P GaN接 型GaN 層係由 成，並 或含有 -8- (5) (5)200812116
GaN之化合物所構成。 如上述，作爲η型氮化物半導體層而形成有η型GaN 接觸層4、InGaN/GaN超晶格層5，作爲p型氮化物半導 體層而形成有p型GaN系接觸層8，本發明之氮化物半導 體發光元件係具有以此等η型氮化物半導體層與p型氮化 物半導體層挾持之雙異質構造。 緩衝層 2 係使用 GaN、AIN、AlxGaN ( 0 < X $ 0· 1 ) ，並由50〜3 00A，理想爲100〜200A之膜厚所形成，而 層積於緩衝層2上之未摻雜GaN層3係由膜厚1〜3 μηι， 而形成於未摻雜GaN層3上之η型GaN接觸層4係由Si 摻雜質濃度1〜5X1018cnT3，膜厚1〜5μπι所構成，另外， InGaN/GaN超晶格層5係爲緩和晶格常數大之InGaN與 GaN的應力，容易使活性層6之InGaN成長的構成，例 如，使用Si摻雜質濃度爲1〜5x1018cm_3，交互10週期 程度層積膜厚1〇Α之InxGaN(0.03‘x2S0.1)與膜厚 20A之GaN的構造。 活性層6係爲具有量子井構造（Quantum Well )之活 性層，並成爲將井層，由較井層帶隙大之障壁層挾持成夾 層狀的構造，其量子井構造係亦可並非1個而作爲多重化 ，而此情況係成爲M Q W ( M u 11 i Q u a n t u m W e 11 ) ’即多重 量子井構造’另外’活性層6係由3兀混晶系之InGaN 所構成，未摻雜GaN系層7係爲接合於活性層6而成之 構成，而未摻雜GaN系層7係具備控制活性層6之In的 熱分解之間隔層的作用。 -9 - 200812116 (6) 圖2爲細表示活性層6之構成，於活性層6與 InGaN/GaN超晶格層5接合的側，配置有障壁層6b，並 於其上方層積有井層6c，在交互層積障壁層6b與井層6c 幾週期之後，作爲最後的障壁層而形成6a，並於障壁層 6a上方，層積有未摻雜GaN系層7，而對於未摻雜GaN 系層7上，係形成有p型GaN系接觸層8。 在此，障壁層6b係爲非摻雜或Si摻雜質濃度爲5x _ 1016cnT3 〜5xl〇18cnT3，並並由 100 〜3 50A，理想爲 150 〜 300A之InzlGaN(0SzlSl)所構成，另一方面，井層 6c係如亦可由膜厚30A之非摻雜InylGaN ( 0 < y 1 < 1、y 1 > z 1 )而構成，但，摻雜不純物之情況係期望將Si摻雜 質濃度作爲1〜5xl018cnT3以下者，另外，井層則作爲成 3〜8層，期望爲5〜7層，而在活性層6中，經由以0 < y 1 < 1的範圍史上述y 1變化之情況，可使發光波長從紫 色變換至紅色情況。 # 如圖2，在形成成長方向的最後之井層6c之後，形 成障壁層6a，而至此爲止之障壁層6b與Si摻雜質濃度係 - 亦可作爲相同，但，對於障壁層6a的膜厚係作爲較障壁 層6b爲薄，成膜爲20〜30A程度，另外，障壁層6a係亦 可作爲呈以GaN (上述zl=0 )形成，但，對於爲了提升 發光效率係期望作爲InGaN (上述ζι#〇 )，而此情況係 In的組成乃作爲〇.5〜1 %程度即可，另一方面，如圖3所 示，亦可作爲接合於成長方向之最後的井層6c，形成未 摻雜GaN系層7，此情況，未摻雜GaN系層7係兼具呈 -10- (7) 200812116 作爲從活性層6，電子不流入於p側之電子方塊層的作用 ，與因成爲高溫時，井層6c之In昇華而容易破壞，故防 止此之間隔層的作用。 在圖2，圖3之任一情況，作爲未摻雜GaN系層7， 亦可使用未摻雜GaN、未摻雜InGaN、未摻雜AlGaN者 ，例如，膜厚係作爲10〜200A程度形成，並且，在圖2 之情況中，障壁層6a與未摻雜GaN系層7之合計膜厚係 瞻形成爲呈20nm ( 200A)以下，另一方，在圖3之情況中 ，接合於活性層6之最後的井層而成之未摻雜GaN系層7 係形成爲呈20nm以下。 對於形成於未摻雜GaN系層7上之p型GaN系接觸 層8，係使用p型In GaN或p型GaN，並爲Mg摻雜濃度 3xl019cnT3 〜3xl02Gcm_3，膜厚係呈 200 〜3000A 程度（最 期望爲700A〜1 000A)地使其成長。 圖5係爲表示形成於活性層之成長方向的最後之井層 ® ’即’配置於最接近於活性層P側位置之井層與p型氮化 物半導體層之間的中間半導體層之合計膜厚與氮化物半導 ' 體發光元件之亮度的關係圖，而作爲未摻雜GaN系層7， - 例如使用未摻雜GaN層而使中間半導體層的膜厚變化， 測定發光強度（亮度），在此，中間半導體層之合計膜厚 係指：如爲圖2之構成，相當於障壁層6a與未摻雜GaN 系層7之合計膜厚，另一方，在圖3之情況中，相當於未 摻雜GaN系層7之其膜厚。 橫軸係表示中間半導體層之合計膜厚，縱軸係表示亮 -11 - (8) 200812116 度（任意單位），縱軸係爲將25 0A時之亮度作爲基準而 相對性表示之構成，而當合計膜厚成爲2 0 0 A ( 2 0 n m )以 下時，則了解到亮度急劇變佳，另外，作爲未摻雜GaN 系層7，即使使用未摻雜InGaN層或未摻雜AlGaN層之 情況，亦可得到表示與圖5同樣傾向之圖表。 此係可如以下進行考察，圖6係爲圖1之構成，且針 對在具有圖3構成之發光元件，作爲未摻雜GaN系層7， (I 使用未摻雜InGaN層，表示其膜厚爲3 50A情況之發光光 譜，而縱軸係將成爲標準之LED之發光強度作爲基準而 相對性表示之構成，而圖6之中，並非只有活性層6之本 來的發光光譜，而亦混在有未摻雜InGaN層之光譜，並 正孔與電子的再結合，並非只在活性層6，而在未摻雜 GaN系層7，亦產生，因並未從p型GaN系接觸層8充分 移動有孔至活性層6，故活性層6之發光效率係下降。 另一方面’圖7係表不ί爹雑I n G a N層的膜厚爲1 2 0 A 9 情況之發光光譜，但只顯現活性層6之本來的發光光譜， 並未顯現如圖6之未摻雜GaN系層7的光譜，此係因未 . 摻雜InGaN層之膜厚爲薄之情況，從p型GaN系接觸層
. 8對於活性層6的孔之注入效率提升，隨之，未摻雜GaN 系層7之膜厚爲薄之情況，發光元件的發光強度則變大， 並且，作爲其膜厚之最佳値係從圖5 了解到爲200A ( 20nm)以下者。 接著，於圖4表示本發明之第2氮化物半導體元件之 構成，附上與圖1相同符號之構成係表示與圖1相同的構 -12- 200812116 Ο)
成，而第2氮化物半導體元件則與第1氮化物半導體元件 不同處係爲於未摻雜GaN系層7與p型GaN系接觸層8 之間，插入有p型AlGaN系包覆層1 1之情況，而p型 AlGaN系包覆層11係具有電子方塊層的作用，並爲爲了 更佳提升孔之注入效率的構成，採用P型AlxGaN ( 0.02 $ 0·15 )等，經由不純物Mg之摻雜質的p型AlxGaN 之載體濃度係如後述，期望作爲2xl017cnT3以上的範圍， (I 例如由膜厚150〜30 0A (最期望爲200A)之AlG.〇7GaN所 構成，另外，關於中間半導體層係可作爲圖2或圖3之構 造。 針對在上述第2氮化物半導體元件（圖4之構成）， 使未摻雜GaN系層7之膜厚變化而測定亮度時，此情況 亦可得到圖5之圖表情況，隨之，針對在圖4之構成，當 未摻雜GaN系層7的膜厚成爲200A以下時，亮度則急劇 變佳。 ® 接著，關於上述第1及第2氮化物半導體發光元件之 製造方法，進行說明，於藍寶石基板1上，爲了形成由 - GaN、AIN、AlxlGaN ( 0< xl $ 0.1 )等之單結晶而成之緩 - 衝層2，使用PLD法（雷射去除法）。 首先，將藍寶石基板1放入於平台真空室，以400 °C 程度溫度，進行5〜1 0分加熱，去除多餘的水分，之後， 於室內壓力爲lxl (Γ6Torr以下的真空室內，運送藍寶石基 板1，然後與中間電極對向配置，將藍寶石基板1載置於 加熱源上，將基板溫度維持爲6 0 0 °C〜1 0 0 0。(：，例如經由 •13- (10) 200812116 從真空視之石英窗，照射振盪波長2 4 8 n m之K r F準分子 雷射光於中間電極情況，使中間電極的材料昇華，而其昇 華之原子則附著於藍寶石基板1表面，單結晶之緩衝層2 則成長，而緩衝層2係例如作爲1 00A〜20 0A形成。 作爲中間電極係例如使用燒結GaN中間電極，當然 亦可使用A1N或AlGaN或InGaN之燒結中間電極，但， 使用燒結體中間電極之情況，在InGaN之燒結體中間電 瞻極中’畢竟In因爲爲不易放入之物質，故不易決定組成 ，隨之，期望爲GaN、A1N，或者AlGaN之燒結體中間電 極0 - 接著，如上述，將形成有緩衝層2之藍寶石基板1， 放入MOCVD裝置之平台真空室，以400°C程度溫度，進 行5〜10分加熱，去除多餘的水分之後，於MOCVD裝置 之反應室，運送基板，而在MOCVD裝置之中，以ll〇〇°C ’在NH3環境中，進行30分鐘的熱洗淨。 Φ 接著，將基板溫度提升至l〇65°C，將未摻雜GaN層
3進行例如1 μπι層積，於未摻雜GaN層3上，使Si摻雜 ' n型GaN作爲2·5μιη成長，另，將基板溫度下降至760°C ，將InGaN/GaN超晶格層5，例如作爲3 00A形成，將基 板溫度下降至750°C，將活性層6，例如作爲3/17nm形成 〇 在圖2的構成中，在將最後的障壁層6a進行成膜之 後’在圖3的構成中，在將最後的井層6c進行成膜之後 ，直接將基板溫度以7 5 0 °C ’層積未摻雜GaN系層7，在 -14- (11) 200812116 此，如上述，中間半導體層之合計膜厚則呈2〇nm以下地 ，調整膜厚。 另外，作爲未摻雜GaN系層7而使用未摻雜inGaN 之情況係可直接將基板溫度以750 °C即可，但，未摻雜 InGaN之情況係在基板溫度750°C中，係對於結晶產生缺 陷等，結晶性變差，而當結晶性變差時，爲了含有多數載 體補償中心而阻礙孔注入，因此，對於形成未摻雜inGaN • 之情況係必須至1 000°C〜1 03 0°C爲止，提升成長溫度而使 結晶成長者。 接著，對於圖1之構成情況，係作爲p型GaN系接 觸層8，使p型GaN層，提升成長溫度至1 00 0〜10 3 0。(：（ 例如1 0 1 0 °C )，例如作爲7 0 0 A成長，另外，雖後述之， 但亦可使用摻雜Mg之p型InGaN層，而在此情況，亦例 如作爲700A成長。 以鹽酸除去P型GaN系接觸層8表面之自然氧化膜 ® 之後，作爲P電極9，經由蒸鍍或濺鍍形成Ti/Au等之多 層金屬膜’接著，形成台面圖案，將GaN系半導體層積 ' 體’至η型GaN系接觸層4露出爲止進行飩刻，此時， - 於台面週邊部’同時形成柱呈立起之圖案，當呈宛如粗面 化η型GaN系接觸層4之表面時，光取出則變大而爲適 合，但，在未粗面化之情況係至n型GaN系接觸層4露 出爲止進行之鈾刻深度爲充分，但，作爲粗面化之情況係 當較η型GaN系接觸層4之露出面爲丨μιη以上深度進行 時刻時’光取出則變大而爲適合。 -15- (12) 200812116 台面鈾刻結束後，於η型GaN系接觸層4上，作爲η 電極10而形成Α卜以500 °C〜700 °C，進行爲了得到電阻 之退火處理，完成圖1之構成。 但，亦可作爲於p型GaN系接觸層8上，並非形成p 電極9，而於p型GaN系接觸層8，層積ZnO電極之後， 形成P電極9，此情況，將Ga摻雜ZnO電極，經由例如 MBE ( Molecular beam epitaxy )或 PLD ( Pulsed Laser ^ Deposition )，形成於p型GaN系接觸層8上，此時，因 當ZnO之比電阻高時，無法得到電流擴散，故至少比電 阻有必要爲1χ1(Γ3Ωχπι以下，而期望爲1〜5xl(T4ncm則 爲適當，之後，如前述之η型GaN接觸層表面上，最佳 爲於ZnO表面亦形成凹凸。 爲了將ZnO電極作爲特定的尺寸，使用鹽酸之濕鈾 刻，或RIE等之乾蝕刻，而在p型GaN系接觸層8爲止 進行蝕刻之後，以 SiN、SiON、Si02、Al2〇3、Zr02之絕 • 緣體被覆ZnO全體。 之後，如前述進行台面蝕刻，於η型GaN系接觸層4 . 上，形成η電極1 0之後，對於ZnO電極上係部分開孔而 _ 形成接觸孔，並藉由接觸孔呈可與ZnO電極接觸地，作 爲P電極而形成Ti/Au等，此時，同時，對於作爲η電極 之Α1上，亦附上Ti/Au，並作爲方塊用之金屬，之後， 將全體以SiN、SiON、Si02、Al2〇3、Zr02之絕緣體被覆 台面全體，並進型金屬部分的開孔，並薄化藍寶石基板1 之後，亦可作爲晶片化。 -16- 200812116 (13) 接著，對於圖4之構成情況，係在形成p型GaN系 接觸層8之前，即於活性層6形成後，將p型AlGaN系 包覆層11例如作爲200A形成，而AlGaN成長係亦可以 95 0°C程度的溫度進行，但，在更提升結晶性之情況係期 望爲作爲1 000 °C以上程度，而之後各層之形成係如上述。 但，如上述，作爲未摻雜GaN系層7而使用未摻雜 IiiGaN之情況係成長溫度，以低溫即可，但使用未摻雜 p GaN層之情況係成長溫度以750°C程度，則對於結晶產生 缺陷等’結晶性變差，而當結晶性變差時，因對於活性層 之孔的注入下降，故期望以高溫使未摻雜GaN層成長者 ，而於圖8，9表示以低溫使未摻雜GaN層成長之情況與 以高溫使未摻雜GaN層成長之情況不同處，而圖8係表 示以76 0 °C的低溫成長之未摻雜GaN層之表面，圖9係以 1025 °C的高溫成長之未摻雜GaN層之表面。 與圖8，9同時，爲依未摻雜GaN、MQW活性層、未 # 摻雜GaN的順序成長於藍寶石基板，並將最上層之未摻 雜GaN，使用AFM (原子間力顯微鏡），以ΙΟμιη掃描所 得到之畫像。 . 如比較圖8與圖9 了解到，以圖9之1 02 5 °C的高溫 成長之未摻雜GaN層之表面情況則在相當無不勻之狀態 下，幾乎無晶格缺陷等情況，另一方面，以圖8之以7 6 0 °C的低溫成長之未摻雜GaN層之表面係只對於凹凸成長 ，而呈爲多數含有載體補償中心之狀態，隨之，阻礙孔注 入而發光效率掉落’如此，以高溫成長之未摻雜GaN層 -17- 200812116 (14) 之情況則結晶性佳，而對於活性層之孔的注入效率亦變佳 〇 接著，如圖2之構成，於圖10表示形成p型AlGaN 系包覆層1 1情況的A1組成，孔載體濃度，在圖2構成之 氮化物半導體發光元件之發光強度的關係，而於橫軸表示 p型AlGaN之A1組成比率，於縱軸表示發光強度，並描 述有關於使孔載體濃度變化情況的圖表，而如載體濃度8 H xl016cm_3之曲線或5xl016cnT3之曲線，當載體濃度成爲 未達2xl017cnT3時，隨著曲線的傾斜則極端地變大，A1 組成比率變小，發光強度則極端地下降。 通常，當增大p型AlGaN之A1組成時，帶隙則變大 ，阻隔的高度係成爲容易確保，但，帶隙變大的同時，不 純物之活性化率係變小，而在相同不純物濃度，載體濃度 係亦下降，而載體濃度的提升則因決定對於電子之正障壁 高度，故決定視當使用之A1組成的範圍，而作爲其使用 .· 範圍係成爲 AlxGaN ( 0.02S 0.15 )，在此範圍，發光 強度則未極端地下降而尋找耐實用之狀態的構成時，了解 . 到，至少載體濃度必須爲2xl017cnT3以上者。 _ 但，關於上述P型AlGaN系包覆層之成長係基板溫 度亦可在950°C形成，但，P型AlGaN之情況，對於爲了 提升結晶性而防止載體補償效果之發生或殘留電子濃度之 增大，並將孔濃度（載體濃度）作爲高維持，係如上述， 期望爲1000 °C以上之成長溫度。 圖1 1係爲表示經由成長溫度，結晶性產生變化狀態 -18- 200812116 (15) 之_成’而縱軸係表示光致發光強度（任意單位），橫軸 係表示發光波長，而縱軸係表示所測定之光致發光強度（ PL強度），並將圖所示之PK部分的最高強度（GaN之最 強強度）作爲基準而相對性表示之構成，而關於圖1 i係 採用於藍寶石基板上，層積未摻雜GaN，並於其未摻雜 GaN上，層積AiGaN單膜20〇A之構成，而激發光源係採 用He-Cd雷射，以激發強度2.5mW，測定溫度12K進行 測定’在此，K係爲表示絕對溫度之開爾文。 P型AiGaN係亦可爲以基板溫度950°C成長之構成， 而如圖1 1所示，對於以基板溫度950 °C成長之情況係產 生稱作深準位發光的現象，而此係表示AiGaN中之載體 補償效果的產生或，於帶隙內新準位，即結晶缺陷產生之 情況，並牽涉到孔濃度減少之情況，另一方面，對於以基 板溫度l〇l〇°C成長，更加提升結晶性之情況，深準位發光 係因未發生，故孔濃度係成爲照原來被維持，進而可防止 φ 孔的注入效率劣化之情況，隨之，對於爲了更加地使P型
AiGaN之結晶性提升，係了解到期望爲l〇〇〇°C以上的成長 „ 溫度。 如在圖1 1所說明，對於爲了將P型AiGaN之結晶性 作爲非常佳，係雖1 〇〇 〇 °C以上的成長溫度之情況爲佳者 ，但，一般，欲作爲以MOCVD法製作除了 p lGaN、p 型AiGaN之InGaN的p型層時，其成長溫度係期望至少 950 °C以上之高溫度，但，當以95 0 °C以上的高溫度，使 使用於P型層之電流注入層的A1xGayN (但，X + Y=1 ’ 0 -19- 200812116 (16)
Sx^l，0<YS1)成長時，得到表示良好之p型傳導之 結晶’但’當以較950°c爲低之溫度製作時，結晶的不完 全性則變非常大，並經由載體補償效果或殘留電子濃度的 增加，孔載體濃度則無提升，而無法得到表示良好之p型 傳導之結晶。 但，在產業上，特別是使用重要之氮化物，在以 4 10nm以上的峰値波長進行發光的可視光LED中，活性 JI 層6之InGaN井層6c的In組成則亦成爲1 〇%以上，但In 組成比率越高，放置於高溫狀態時，In則昇華而容易破 壞，發光效率則極端下降，隨之，當以超過950°C之高溫 ，使P型之AlxGayN成長時，p型之AlxGayN層之結晶性 係提升，但，既已成膜之In組成比率高之井層的In成分 則分解，而有發光效率顯著下降的問題。 表示其狀況者則爲圖1 4，作爲氮化物半導體發光元 件係使用與上述圖1或圖4同樣的構成，並將活性層6之 φ In組成比率範圍，變更誠如以下，而InGaN井層6c之In 組成則爲10%以上，即，作爲具有41 Onm以上之峰値波 . 長的情況之活性層6構成之一例，障壁層6b係Si摻雜質 濃度爲 5xl016cnT3 〜5xl018cm·3，以膜厚 100 〜3 5 0A，理 想爲150〜3 00A之Inz2GaN ( OS z2S 0.03 )加以構成，另 一方面，井層6c係例如以膜厚30A之非摻雜Iny2GaN ( 0.15 S y2S 0.18 )加以構成，然而，於井層6c摻雜不純物 之情況係期望爲Si摻雜質濃度作爲1〜5xl018cm_3以下者 ，另外，井層則呈3〜8層，期望爲5〜7層地加以構成。 -20- 200812116 (17) 圖14係表示氮化物半導體發光元件，經由1)型 系接觸層或P型AlGaN系包覆層之成長溫度，發光 如何產生變化情況，例如，在圖1之構成，將p型 系接觸層作爲p型GaN接觸層，並將其成長溫度保 一定’將P型GaN接觸層之成長溫度作爲成爲27分 成發光元件之後，進行測定內部量子效率，更加地， p型GaN接觸層之成長溫度，測定針對在每各成長溫 _ 內部量子效率，而成長溫度係在第1次之測定中， 8 8 0 °C、在第2次之測定中，作爲9 5 0 °C、在第3次之 中，作爲1010°C、在第4次之測定中，作爲1〇60。(： 針對在圖1 4，橫軸係表示p型GaN接觸層之成長溫 橫軸係表示發光元件之內部量子效率（％)。 但，內部量子效率係如以下所求得，圖1 2係爲 求得內部量子效率之槪念圖，但，將絕對溫度1 2 K ( 表示開爾文）之情況的PL (光致發光）積分強度値 鲁 12之12K的曲線面積），以J(!2K)所表示，接著 對溫度則將29 0K情況之PL強度分佈曲線，作爲積 並求取其PL積分強度値（圖之290K的曲線面積） . 其PL積分強度値作爲I ( 290K)，而如此作爲，求 對在從120K至290K之間的幾處的取樣溫度之PL積 度値，並如圖13所示，描述圖表，而圖13之橫軸係 對溫度之逆數，成爲阿烈紐斯圖表。 將發光效率爲最佳狀態之PL強度積分的平均値 I(12K)而表TjK，其I(12K)則成爲基準，而表示
GaN 效率 GaN 持爲 ，形 改變 度之 作爲 測定 ，而 度， 爲了 K係 (圖 ，絕 分， ，將 取針 分強 爲絕 ，以 爲內 -21 - (18) (18)200812116 部量子效率η = Ι ( 290K) / I ( 12K)，隨之，內部量子效 率爲高之情況則發光效率佳，發光強度亦變大。 如亦從依據如以上作爲所求得之內部量子效率所表示 之圖1 4 了解，從超過1 0 1 0 °C情況，發光效率則加速變差 ，如此，良好地維持P型GaN層或p型AlGaN層之結晶 性的同時，作爲不使活性層6之InGaN井層6c劣化之成 長溫度係由圖18，期望爲作爲95 0°C〜101 0°C爲止之間者 〇 在圖14中係因將成長時間固定爲27分鐘，成長溫度 與成長時間的關係因不了解，故對於以下的項目亦作測定 ，例如，針對在圖1之構成，爲將P型GaN系接觸層8 作爲p型GaN接觸層，並如前述井層6c之In組成則作爲 呈1 〇%以上之氮化物半導體發光元件，測定從活性層6之 井層之中最接近於p側之井層成膜結束至p型GaN接觸 層呈膜結束爲止的成長時間長度與內部量子效率之關係， 而圖1 9爲表示其結果，橫軸係表示上述之成長時間，縱 軸係表示內部量子效率，並使從最接近於P側之井層成膜 結束至p型GaN接觸層呈膜結束爲止的成長溫度，變化 爲第1次爲9 0 0 °C、第2次爲9 5 0 °C、第3次爲1010 °C， 對每各成長溫度進行測定。 在此，從最接近於p側之井層成膜結束至p型GaN 接觸層呈膜結束爲止的成長時間係指具有圖2構造之情況 ，係爲障壁層6a與未摻雜GaN系層7與p型GaN接觸層 之各成長時間的合計，另一方，具有圖3構造之情況，係 -22- 200812116 (19) 成爲未摻雜GaN系層7與p型GaN接觸層之各成長時間 的合計。 圖1 5所示之3點之測定點之中，中間的測定點係表 示成長時間27分，如圖示所示，成長溫度爲90 0°C之情況 係即使成長時間係花上長時間，對於發光強度的影響係爲 ‘ 輕微，但當成爲950°C以上時，當成長時間長時，了解到 發光強度則極端下降，而此係因當活性層6之井層6c， g 以高溫加熱時間變長時，經由In的昇華等而產生劣化， 即，對於從最接近於活性層6之p側之井層成膜結束，以 95 0°C以上之成長溫度，使半導體層成長之情況，作爲成 長時間，係可理解到3 0分鐘爲界限者，由此情況，從活 性層6之井層之中最接近於p型GaN系接觸層8之井層 成膜結束至P型GaN系接觸層8之成膜結束爲止的成長 溫度之中，必須將成爲950 °C以上之時間的累計作爲在30 分鐘以內。 φ 另外，如爲圖4之構成的氮化物半導體發光元件，因 加上於圖1的構成而增加p型A1 GaN包覆層，故以加上p 型AlGaN包覆層之成長時間的狀態，必須將成爲95(TC以 上之時間的累計作爲在3 0分鐘以內。
活性層6之井層6c的In組成則爲1 〇%以上，即，具 有4 1 Onm以上之峰値波長的情況之圖1，4之氮化物半導 體發光元件製造方法，但基本上係非與前述之方法有所不 同，但，作爲即使將未摻雜GaN系層7在成長溫度750 °C 程度溫度，亦可得到充分結晶性佳的構成之未摻雜InGaN -23- 200812116 (20) 層之情況，係可縮短作爲成長溫度95 0 °C以上之合計時間 者’另一方，對於將未摻雜GaN系層7作爲未摻雜GaN 層或未摻雜AlGaN層之情況，此等半導體層係因有必要 以通常950°C以上成長之情況，故爲了將成長溫度950°C 以上之時間的累計作爲3 0分鐘以內，亦發生必須調整各 層膜厚之情況。 但’在之前所述之製造方法之中，對於圖1之構成情 g 況，係作爲？型〇31^系接觸層8而使用？型〇3]^層，並 將成長溫度提升至1 0 0 0〜1 0 3 0 °C (例如，1 0 1 0 °C )，例如 作爲呈700A成長，但，特別是In組成高，綠色LED等 之情況係即使如此，因InGaN井層6c亦產生熱分解，故 此情況係將p型GaN系接觸層8的成長溫度控制在800〜 9 00 °C，而取代將成長溫度作爲800〜900 °C，期望將摻雜 以此成長溫度釋出高濃度之孔載體濃度的Mg之p型 InGaN層，作爲p型GaN系接觸層8而使用，而p型 φ InGaN層之In組成比率係由成長溫度決定，但在0.5%〜 3 %程度爲充分，如此，由極力減少成爲成長溫度950 °C以 . 上之成長時間的合計情況，特別是可對應於In組成高， 綠色LED等。 另一方面，在圖3之構成中，將p型AlGaN系包覆 層1 1作爲例如200A形成，但，AlGaN成長係以95 0°C程 度之溫度，期望以1 000 °C以上程度加以進行，但，P型 GaN系接觸層8係提升比率，或採取薄化膜厚，950°C以 上之成長時間呈3 0分種以下地進行調整，盡可能期望爲 -24- 200812116 (21) 1 5分鐘以下。 【圖式簡單說明】 [m - ^ 1]係爲表示本發明之第1氮化物半導體元件之剖 面構造圖。
Γ (1ST M 2]係爲表示活性層附近之層構造的圖。 Γ同 回3]係爲表示與活性層附近之圖2不同之層構造圖 [® 4]ί系爲表示本發明之第2氮化物半導體元件之剖 面構造圖。 [® 系爲表示形成於活性層之最終井層與Ρ型氮化 % φ ®層之間的中間半導體層之合計膜厚與氮化物半導 體發光元件之亮度的關係圖。 [圖6]係爲表示摻雜InGaN層的膜厚爲35〇Α情況之 發光光譜圖。 • [圖7]係爲表示摻雜InGaN層的膜厚爲120Α情況之 發光光譜圖。 • [圖8]係爲表示以溫度760°C成長之GaN表面的圖。 • [圖9]係爲表示以溫度1 025°C成長之GaN表面的圖。 [圖10]係爲表示AlGaN之A1組成比率與氮化物半導 體發光元件之亮度的關係圖。 [圖11]係爲表示AlGaN成長溫度與氮化物半導體發 光元件之發光光譜圖的關係圖。 [圖12]係爲求取內部量子效率的槪念圖。 -25- (22) 200812116 [圖13]係爲表示將PL強度進行積分的値與溫度同時 變化之狀態圖。 [圖14]係爲表示p型氮化物半導體層之成長溫度與內 部量子效率的關係圖。 [圖15]係爲表示針對在各p型氮化物半導體層之成長 溫度的成長時間與內部量子效率的關係圖。
【主要元件符號說明】 1 :藍寶石基板 2 :緩衝層 3 :未摻雜GaN層 4 : η型GaN接觸層 5 : InGaN/GaN超晶格層 6 :活性層 6 a :障壁層 6b :障壁層 6c :井層 7 :未摻雜GaN系層 8 : p型GaN系接觸層 9 : p電極 1 0 : η電極 1 1 : ρ型AlGaN系包覆層 -26 -
Claims (1)
- (1) (1)200812116 十、申請專利範圍 1. 一種氮化物半導體發光元件，屬於具備將具有井層 由含有In之氮化物所構成之量子井構造的活性層，由p 型氮化物半導體層與η型氮化物半導體層所挾持之構造的 氮化物半導體發光元件，其特徵乃形成於配置在最接近於 前述活性層ρ側的位置之井層，與前述Ρ型氮化物半導體 層之間的中間半導體層之合計膜厚，則爲2 Onm以下者。 2. 如申請專利範圍第1項之氮化物半導體發光元件， 其中，前述中間半導體層乃成爲包含未摻雜GaN系層之 構成者。 3. 如申請專利範圍第2項之氮化物半導體發光元件， 其中，前述未摻雜GaN系層乃接合形成於最接近於前述 活性層ρ側的位置之井層者。 4. 如申請專利範圍第2項之氮化物半導體發光元件， 其中，前述中間半導體層乃由前述活性層之障壁層與未摻 雜GaN系層所構成者。 5. 如申請專利範圍第1項至第4項任一之氮化物半導 體發光元件，其中，作爲前述P型氮化物半導體層之一部 分，形成有與P電極接觸之P型接觸層，前述P型接觸層 乃由Mg摻雜InGaN或Mg摻雜GaN所構成者。 6. 如申請專利範圍第5項之氮化物半導體發光元件， 其中，對於前述中間半導體層與P型接觸層之間，係作爲 前述ρ型氮化物半導體層之一部分，形成有摻雜Mg之P 型 AlxGaN(0.02SxS0.15)者。 -27- (2) 200812116 7. 如申請專利範圍第6項之氮化物半導體發 其中，前述P型AlxGaN(〇.〇2SxS0.15)之孔 乃爲2X1017cnT3以上之範圍者。 8. 如申請專利範圍第6項或第7項任一之氮 體發光元件，其中，前述P型A1xGaN ( 0.02^】 乃以溫度1 000 °C以上成長者。 9. 如申請專利範圍第1項至第8項任一之氮 B 體發光元件，其中，前述井層之In組成比率爲 ，在從配置於最接近於前述活性層之p側位置之 結束至前述P型氮化物半導體層之成膜結束爲止 長溫度成爲9 5 〇 °C以上之時間的合計則爲3 0分鐘 光元件， 載體濃度 化物半導 ^ 0.15 ) 化物半導 10%以上 井層成膜 之間，成 以內者。-28 -
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