WO2007138658A1 - 窒化物半導体発光素子 - Google Patents

窒化物半導体発光素子 Download PDF

Info

Publication number
WO2007138658A1
WO2007138658A1 PCT/JP2006/310551 JP2006310551W WO2007138658A1 WO 2007138658 A1 WO2007138658 A1 WO 2007138658A1 JP 2006310551 W JP2006310551 W JP 2006310551W WO 2007138658 A1 WO2007138658 A1 WO 2007138658A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
layer
nitride semiconductor
type
undoped ingan
emitting device
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2006/310551
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Ken Nakahara
Norikazu Ito
Kazuaki Tsutsumi
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Rohm Co Ltd
Original Assignee
Rohm Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Rohm Co Ltd filed Critical Rohm Co Ltd
Priority to CNA200680054738XA priority Critical patent/CN101449395A/zh
Priority to US12/227,694 priority patent/US8053756B2/en
Priority to PCT/JP2006/310551 priority patent/WO2007138658A1/ja
Priority to EP06746880A priority patent/EP2034523A1/en
Priority to JP2008517722A priority patent/JPWO2007138658A1/ja
Priority to TW096118557A priority patent/TW200807831A/zh
Publication of WO2007138658A1 publication Critical patent/WO2007138658A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10H—INORGANIC LIGHT-EMITTING SEMICONDUCTOR DEVICES HAVING POTENTIAL BARRIERS
    • H10H20/00—Individual inorganic light-emitting semiconductor devices having potential barriers, e.g. light-emitting diodes [LED]
    • H10H20/80—Constructional details
    • H10H20/81—Bodies
    • H10H20/822—Materials of the light-emitting regions
    • H10H20/824—Materials of the light-emitting regions comprising only Group III-V materials, e.g. GaP
    • H10H20/825—Materials of the light-emitting regions comprising only Group III-V materials, e.g. GaP containing nitrogen, e.g. GaN
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10H—INORGANIC LIGHT-EMITTING SEMICONDUCTOR DEVICES HAVING POTENTIAL BARRIERS
    • H10H20/00—Individual inorganic light-emitting semiconductor devices having potential barriers, e.g. light-emitting diodes [LED]
    • H10H20/80—Constructional details
    • H10H20/81—Bodies
    • H10H20/811—Bodies having quantum effect structures or superlattices, e.g. tunnel junctions
    • H10H20/812—Bodies having quantum effect structures or superlattices, e.g. tunnel junctions within the light-emitting regions, e.g. having quantum confinement structures
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10H—INORGANIC LIGHT-EMITTING SEMICONDUCTOR DEVICES HAVING POTENTIAL BARRIERS
    • H10H20/00—Individual inorganic light-emitting semiconductor devices having potential barriers, e.g. light-emitting diodes [LED]
    • H10H20/80—Constructional details
    • H10H20/81—Bodies

Definitions

  • the present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device having an active layer having a quantum well structure and a well layer made of a nitride containing In.
  • nitride semiconductors hexagonal compound semiconductors containing nitrogen such as GaN, AlGaN, InGaN, InGa A1N, and GaPN (hereinafter simply referred to as nitride semiconductors) are used. LEDs using nitride semiconductors have also been developed.
  • the light emitting element of the MIS structure has been used as the nitride semiconductor light emitting element, since the high resistance i-type GaN-based semiconductor is laminated, the light emission output is generally very low. There was a problem. In order to solve this problem, the i-type GaN-based semiconductor layer is irradiated with electrons or annealed.
  • Patent Document 1 in order to obtain the p-type characteristics of the p-type AlGaN cladding layer, Mg is used as the p-type dopant, and the film thickness and the A1 composition of the p-type AlGaN cladding layer are specified. Thus, it has also been proposed to improve the luminous efficiency by improving the crystallinity.
  • Patent Document 1 Japanese Patent No. 2778405
  • the present invention was created to solve the above-described problems, and from a completely different viewpoint from the prior art, the carrier from the p-type nitride semiconductor layer to the active layer can be obtained by simple means.
  • the purpose is to provide a nitride semiconductor light emitting device with improved injection efficiency and improved luminous efficiency.
  • the nitride semiconductor light-emitting device of the present invention has a structure in which an active layer having a quantum well structure in which a well layer is composed of a nitride containing In is sandwiched between a P-type nitride semiconductor layer and an n-type nitride semiconductor layer.
  • the first undoped InGaN layer is disposed between the well layer disposed closest to the p side of the active layer and the p-type nitride semiconductor layer.
  • a second undoped InGaN layer having an In composition different from the first undoped InGaN layer and a total film thickness of the first undoped InGaN layer and the second undoped InGaN layer is 20 nm or less. Is the gist.
  • the second undoped InGaN layer when the second undoped InGaN layer force is formed between the first undoped InGaN layer and the p-type nitride semiconductor layer, the second undoped InGaN layer has the In composition. It is also necessary that the P-type nitride semiconductor layer be an In composition graded layer that decreases with the force.
  • the hole carrier concentration is set to 2 X also a subject matter to the 10 17 CM_ 3 or more range.
  • the nitride semiconductor light emitting device of the present invention includes, in addition to the above summary, the well layer of the active layer.
  • the gist is that the total deposition time over which the growth temperature exceeds 950 ° C is within 30 minutes before the formation of the formed P-type contact layer.
  • InGaN in particular, is thermally unstable, so there is a risk of decomposition if the above conditions are exceeded. In the worst case, In separates and the wafer becomes black.
  • the nitride semiconductor light-emitting device of the present invention has two undoped InGaN layers that are closest to the p-side of the active layer having a quantum well structure and have different In threads between the well layer and the p-type nitride semiconductor layer. Since the total thickness of these two undoped InGaN layers is 20 nm or less, the hole injection efficiency into the active layer can be greatly increased, and the light emission efficiency is improved.
  • the undoped InGaN layer closer to the p-type nitride semiconductor layer has an In composition that decreases as the In composition decreases toward the p-type nitride semiconductor layer. As a result, holes are easily injected into the active layer, and luminous efficiency is improved.
  • FIG. 1 is a diagram showing a cross-sectional structure of a first nitride semiconductor light emitting device of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram showing a layer structure in the vicinity of the active layer.
  • FIG. 3 is a view showing a cross-sectional structure of a second nitride semiconductor light emitting device of the present invention.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the total film thickness of the undoped InGaN layer and the brightness of the nitride semiconductor light emitting device.
  • FIG. 5 is a diagram showing an emission spectrum when the thickness of the undoped InGaN layer is 350 A.
  • FIG. 6 is a diagram showing an emission spectrum when the thickness of the undoped InGaN layer is 120 A.
  • FIG. 7 is a diagram showing the relationship between the In composition of an undoped InGaN layer and the luminance of a nitride semiconductor light emitting device.
  • FIG. 8 is a diagram showing a state of band gap energy in the vicinity of the active layer.
  • FIG. 9 is a diagram showing a state of band gap energy in the vicinity of the active layer different from that in FIG.
  • FIG. 10 is a graph showing the relationship between the In flow rate relative ratio at each growth temperature and the In composition ratio of the InGaN layer.
  • FIG. 11 is a diagram showing the relationship between the growth temperature of the InGaN layer and the In composition ratio.
  • FIG. 12 is a conceptual diagram for calculating the EL integral relative intensity.
  • FIG. 13 is a diagram showing a state in which the EL integral relative intensity varies depending on the type of the semiconductor layer formed between the last well layer of the active layer and the p-type nitride semiconductor layer.
  • FIG. 14 is a diagram showing a state in which the EL integral relative intensity is changed by a semiconductor layer formed between the last well layer of the active layer and the p-type nitride semiconductor layer.
  • FIG. 15 is a diagram showing the relationship between the Al composition ratio of AlGaN and the brightness of the nitride semiconductor light emitting device.
  • FIG. 16 is a diagram showing the relationship between the AlGaN growth temperature and the emission spectrum.
  • FIG. 17 is a diagram showing a state where a value obtained by integrating the PL intensity changes with temperature.
  • FIG. 18 is a graph showing the relationship between the growth temperature of the p-type nitride semiconductor layer and the internal quantum efficiency.
  • FIG. 19 is a diagram showing the relationship between the growth time and the internal quantum efficiency for each growth temperature of the p-type nitride semiconductor layer. Explanation of symbols
  • FIG. 1 shows a cross-sectional view of an example of the first nitride semiconductor light emitting device of the present invention.
  • Buffer layer 2 undoped GaN layer 3, n-type GaN contact layer 4, InGaN / GaN superlattice layer 5, active layer 6, first undoped InGaN layer 7, second undoped InGaN layer 8, p on sapphire substrate 1
  • the n-type GaN contact layer 9 is laminated, and the n-type electrode 11 is formed on the surface where the n-type GaN contact layer 4 is exposed by partial etching from the p-type GaN contact layer 9.
  • a p-electrode 10 is formed on the p-type GaN-based contact layer 9.
  • the p-type GaN-based layer is composed of GaN doped with p-type impurities or a compound containing GaN
  • the undoped InGaN layer is composed of InGaN layers not intentionally doped with impurities.
  • the n-type GaN contact layer 4 and the InGaNZGaN superlattice layer 5 are formed as the n-type nitride semiconductor layer, and the p-type GaN-based contact layer 9 is formed as the p-type nitride semiconductor layer.
  • the nitride semiconductor light emitting device of the present invention includes these n-type nitride semiconductor layer and p-type nitride It has a double hetero structure with an active layer sandwiched between physical semiconductor layers.
  • the buffer layer 2 is made of GaN, A1N, Al GaN (0 and xl ⁇ 0.1), and 50
  • the undoped GaN layer 3 stacked on the noffer layer 2 has a thickness of 1 to 3 ⁇ m, and the n-type GaN contact layer 4 formed on the undoped GaN layer 3 has a Si doping concentration of 1 to 5 X 10 18 cm. _3 , with a film thickness of 1-5 m.
  • the InGaN aNZGaN superlattice layer 5 relaxes the stress between InGaN and GaN, which have a large difference in lattice constant, and facilitates the growth of InGaN in the active layer 6.
  • the Si doping concentration is 1 to 5 X 10 18 and an in GaN having a thickness of 10A in cm _3 (0. 03 ⁇ x ⁇ 0. 1 ), formed by laminating about 10 cycles alternating with GaN having a thickness of 20 a is used.
  • the active layer 6 is an active layer having a quantum well structure, and the well layer (well layer) is sandwiched between barrier layers (barrier layers) having a larger band gap than the well layer. It has a structure.
  • the quantum well structure may be multiplexed as a single quantum well (MQW), that is, a multiple quantum well structure.
  • the active layer 6 is composed of ternary mixed crystal InGaN.
  • the first undoped InGaN layer 7 is formed in contact with the last well layer in the growth direction of the active layer 6, and the first undoped InGaN layer 7 functions as a noria layer or a cap layer of the active layer 6. ing.
  • FIG. 2 is a force diagram illustrating the structure of the active layer 6 in detail.
  • a barrier layer 6b is arranged on the side where the active layer 6 is in contact with the InGaNZGaN superlattice layer 5, and a well layer 6c is laminated thereon, and the barrier layer 6b and the well layer 6c are alternately laminated for several cycles. Thereafter, a first undoped InGaN layer 7 is stacked in contact with the last well layer 6c, and a second undoped InGaN layer 8 is formed on the first undoped InGaN layer 7, and a second undoped InGaN layer 8 is disposed on the first undoped InGaN layer 7.
  • a p-type Gan-based contact layer 9 is formed on the substrate.
  • the barrier layer 6b has a non-doped or Si doping concentration of 5 ⁇ 10 16 cm _3 to 5 ⁇ 10 18 cm— 3 , and a thickness of 100 to 35 ⁇ , preferably 150 to 30 ⁇ . zl ⁇ 1)
  • the well layer 6c is formed of, for example, non-doped In GaN (0 ⁇ yl ⁇ l
  • Si doping concentration force X 10 18 cm_ 3 is desirably set to or less.
  • the well layer is composed of 3 to 8 layers, preferably 5 to 7 layers.
  • the above yl is changed to 0 and yl ⁇ l.
  • the emission wavelength can be changed to purple power red.
  • the total of the first undoped InGaN layer 7 formed in contact with the last well layer of the active layer 6 and the second undoped InGaN layer 8 formed in contact with the first undoped InGaN layer 7 The film thickness is formed to be 20 nm or less.
  • the first undoped InGaN layer 7 functions as an electron noria layer that prevents electrons from flowing from the active layer 6 to the p side, and prevents the In in the well layer 6c from sublimating and becoming fragile at high temperatures. It also serves as a cap layer.
  • the first undoped InGaN layer 7 has a band gap energy equal to or higher than that of the barrier layer 6b in order to block the electrons by increasing the band gap energy than the well layer 6c. It is desirable to use an InGaN layer with a desired In yarn formation ratio of zl or less. For the second undoped InGaN layer 8, it is desirable that the band gap energy is larger than that of the first undoped InGaN layer 7 and smaller than that of the p-type Gan-based contact layer 9. 1 Undoped InGaN layer 7 is desirably smaller.
  • the p-type Gan-based contact layer 9 formed on the second undoped InGaN layer 8 uses p-type InGa N or p-type GaN, and has an Mg doping concentration of 3 ⁇ 10 19 cm _3 to 3 ⁇ 10 2 in ° CM_ 3, having a thickness of about 200 ⁇ 3000A (most preferably 700A ⁇ 1000A) Ru grown to be.
  • FIG. 4 shows how the luminance varies depending on the total film thickness of the first undoped InGaN layer 7 and the second undoped InGaN layer 8.
  • the light emission intensity (luminance) was measured by changing the total film thickness of the first undoped InGaN layer 7 and the second undoped InGaN layer 8 in the configuration shown in FIG.
  • the horizontal axis represents the total film thickness of the two undoped InGaN layers, and the vertical axis is shown relative to the luminance at 250A. It can be seen that when the total film thickness is 200 A (20 nm) or less, the brightness improves sharply.
  • FIG. 5 shows an emission spectrum when the total film thickness of two undoped InGaN layers is 350 A in the configuration of FIG.
  • the vertical axis is relative to the standard LED emission intensity.
  • the spectrum of the undoped InGaN layer that is not only the original emission spectrum of the active layer 6 is also mixed, and recombination of holes and electrons occurs not only in the active layer 6 but also in the undoped InGaN layer.
  • the holes have not sufficiently moved from the p-type Gan-based contact layer 9 to the active layer 6, the luminous efficiency of the active layer 6 decreases.
  • FIG. 6 shows an emission spectrum when the total film thickness of the undoped InGaN layer is 120 A, but only the original emission spectrum of the active layer 6 appears, and the undoped InGaN layer as shown in FIG. The spectrum of does not appear.
  • the hole injection efficiency from the P-type Gan-based contact layer 9 to the active layer 6 is improved when the total thickness of the undoped InGaN layer is smaller. Therefore, the light emission intensity of the light emitting element increases as the total thickness of the undoped InGaN layer decreases. It can be seen from FIG. 4 that the optimum value of the total film thickness is 200 A (20 ⁇ m) or less.
  • FIG. 3 shows the configuration of the second nitride semiconductor light emitting device of the present invention.
  • Those denoted by the same reference numerals as those in FIG. 1 indicate the same configurations as those in FIG.
  • the second nitride semiconductor light emitting device is different from the first nitride semiconductor light emitting device in that a p-type AlGan cladding layer 12 is inserted between the second undoped InGaN layer 8 and the p-type Gan-based contact layer 9. It is a point.
  • the p-type AlGan cladding layer 12 serves as an electron blocking layer, and is intended to further increase the hole injection efficiency, and uses ⁇ -type Al GaN (0.02 ⁇ x ⁇ 0.15) or the like.
  • the carrier concentration of O that p-type Al GaN doping impurity Mg is, Al GaN described later as 2 X 10 17 cm_ 3 or more ranges to the the desirability instrument thickness 150 ⁇ 300A (most preferably 200A) Consists of.
  • the luminance was measured by changing the total film thickness of the two undoped InGa N layers.
  • the graph shape shown in FIG. 4 was obtained. It was. Therefore, even in the configuration of FIG. 3, when the total film thickness of the undoped InGaN layer becomes 20 OA or less, the luminance sharply improves.
  • FIG. 7 shows the relationship between the In composition ratio of the undoped InGaN layer and the luminance of the nitride semiconductor light emitting device.
  • the horizontal axis represents the In composition ratio
  • the vertical axis represents the luminance (arbitrary unit).
  • the vertical axis shows relative values based on the luminance when the In composition ratio is 0.5%.
  • This luminance measurement was performed with the configuration shown in FIGS.
  • the In composition ratio up to about 2.5% is the power that can be used as the light emission luminance. After that, the light emission luminance is very close to 0, and it cannot be used. This is because InGaN originally has a high residual electron concentration, and increasing the In composition ratio increases the residual electron concentration.
  • the In composition ratio is about 0.5% to 1% that can maintain the highest luminance state. Therefore, in the first undoped InGaN layer 7 and the second undoped InGaN layer 8, the optimum range in which the In composition ratio is desirably 2.5% or less is in the range of 0.5% to 1%. Become.
  • FIG. 8 shows an example of the configuration of the first undoped InGaN layer 7 and the second undoped InGaN layer 8 having different In compositions in a band gap energy diagram of the conduction band.
  • the first undoped InGaN layer 7 serves as an electron barrier layer and is configured to have a bandgap energy equal to or higher than that of the barrier layer 6b.
  • the second undoped InGaN layer 8 is configured to have a bandgap energy larger than that of the first undoped InGaN layer 7 and smaller than that of the p-type Gan-based contact layer 9.
  • both the first undoped InGaN layer 7 and the second undoped InGaN layer 8 are formed so that the In composition ratio is 2.5% or less.
  • the first and second undoped InGaN layers are configured, as shown in FIG. 8, the first undoped InGaN layer 7, the second undoped InGaN layer 8, and the p-type nitride semiconductor layer are sequentially formed.
  • the band gap can be increased stepwise.
  • FIG. 9 shows a band gap energy diagram in the conduction band around the active layer 6.
  • the barrier layer 6b and the well layer 6c form a quantum well structure, and a first undoped InGaN layer 7 is formed in contact with the last well layer 6c on the p side, and a second layer is formed in contact with the first undoped InGaN layer 7.
  • the second undoped InGaN layer 8 has an In yarn density ratio that is the point of connection with the first undoped InGaN layer 7 in the direction of the p-type nitride semiconductor layer (shown in the figure). It is configured to continuously decrease toward the right direction).
  • the fact that the In composition ratio force 3 ⁇ 4-type nitride semiconductor layer decreases with the force indicates that the band gap energy of the second undoped InGaN layer 8 increases with the force toward the p-type nitride semiconductor layer.
  • the band structure in the conduction band responsible for hole conduction lowers the potential toward the well layer. It is desirable to scoop. In addition, since the residual electron concentration decreases when the growth temperature is high, it is desirable to produce the In composition gradient at a high growth temperature.
  • It consists of a single crystal such as GaN, A1N, Al GaN (0 ⁇ xl ⁇ 0.1) on the sapphire substrate 1.
  • the PLD method (laser abrasion method) is used to form the noffer layer 2.
  • the sapphire substrate 1 is placed in a load lock chamber and heated at a temperature of about 400 ° C for 5 to 10 minutes to remove excess moisture. After that, the sapphire substrate 1 is transported into a vacuum chamber whose chamber pressure is 1 X 10 _6 Torr or less, is placed opposite to the target, the sapphire substrate 1 is placed on a heating source, and the substrate temperature is 600 °
  • the target material is sublimated by irradiating the target with, for example, KrF excimer laser light having an oscillation wavelength of 248 nm from the quartz window of the vacuum chamber. The sublimated atoms adhere to the surface of the sapphire substrate 1 and a single crystal buffer layer 2 grows.
  • the noffer layer 2 is formed, for example, 100A to 200A.
  • the target is a sintered GaN target.
  • a sintered body target of A1N, AlGaN, or InGaN may be used.
  • the composition of the InGaN sintered target is difficult to determine because it is a substance that hardly contains In. Therefore, sintered target of GaN, A1N, or AlGaN is desirable.
  • the sapphire substrate 1 on which the buffer layer 2 is formed as described above is placed in the load lock chamber of the MOCVD apparatus and heated at a temperature of about 400 ° C for 5 to 10 minutes to remove excess moisture and the like. After flying, the substrate is transferred to the reaction chamber of the MOCVD apparatus. Perform thermal cleaning for 30 minutes in an NH atmosphere at 1100 ° C in a MOCVD system.
  • an undoped GaN layer 3 is stacked. Raise the substrate temperature to 1065 ° C, and grow, for example, 1 ⁇ m of doped GaN and 2.5 ⁇ m of Si-doped n-type GaN. The substrate temperature is lowered to 760 ° C., and an InGaNZGaN superlattice layer 5 is formed, for example, 300A. The substrate temperature is lowered to 750 ° C., and the active layer 6 is formed, for example, 3Z 17 nm.
  • the first undoped InGaN layer 7 and the second undoped InGaN layer 8 are stacked.
  • the total film thickness of the first undoped InGaN layer 7 and the second undoped InGaN layer 8 is 20 m or less, for example, about 20 to 30 A.
  • the InGaN layer 8 is an In composition graded layer !, the In composition of the first and second undoped InGaN layers is 2.5% or less as shown in FIG. About 1% to 1% is the most suitable.
  • the growth temperature is increased to 1000 to 1030 ° C. (eg 1010 ° C.), and the p-type GaN layer is changed to 700 A, for example. Grow.
  • the p-type InGaN layer doped with Mg it is possible to use a p-type InGaN layer doped with Mg.
  • a multilayer metal film such as TiZAu is deposited as the p electrode 10 by sputtering.
  • a mesa pattern is formed and the GaN-based semiconductor laminate is etched until the n-type GaN contact layer 4 is exposed.
  • the etching depth is sufficient for the n-type GaN contact layer 4 to be exposed. If the surface is roughened, it is 1 m from the exposed surface of the n-type GaN contact layer 4. Etching deeper than this is preferable because the light extraction becomes large.
  • A1 is formed on the n-type GaN contact layer 4 as an n-electrode 11 and annealed to remove omics at 500 to 700 ° C, thereby completing the configuration in FIG. To do.
  • the p-electrode 10 may be formed after the ZnO electrode is laminated on the p-type Gan-based contact layer 9 instead of forming the p-electrode 10 on the p-type Gan-based contact layer 9.
  • a Ga-doped ZnO electrode is formed on the p-type Gan contact layer 9 by MBE (Molecular Beam Epitaxy) or PLD (Pulsed Laser Deposition), for example.
  • MBE Molecular Beam Epitaxy
  • PLD Pulsed Laser Deposition
  • the entire ZnO is SiN, SiON, SiO, Cover with an insulator such as Al 2 O or ZrO.
  • n-electrode 11 is formed on the n-type GaN contact layer 4.
  • a hole is partially formed on the ZnO electrode to form a contact hole, and TiZAu or the like is formed as a p-electrode so that it can contact the ZnO electrode through the contact hole.
  • TiZAu is also attached on the A1 as the n-electrode, making it a metal for Wibon.
  • the entire mesa is covered with an insulator such as SiN, SiON, SiO, Al 2 O, or ZrO, and the
  • the sapphire substrate 1 may be thinned and then chipped.
  • a p-type AlGan cladding layer 12 is formed, for example, 200 A.
  • AlGaN growth may be performed at a temperature of about 950 ° C, but it is desirable to increase the temperature to about 1000 ° C or higher if further crystallinity is desired.
  • the subsequent formation of each layer is as described above.
  • FIG. 10 shows the relationship between the trimethylindium flow rate relative ratio and the In composition ratio when InGaN is fabricated.
  • the trimethylindium flow rate relative ratio is the ratio of each TMI flow rate when the flow rate is arbitrarily determined and the flow rate is 1, and a graph is drawn for each specific growth temperature.
  • the In composition ratio is saturated even if the supply ratio of trimethylindium is increased or decreased in the vicinity of (approximately 1.3). It is in a state.
  • FIG. 11 shows the graph.
  • the horizontal axis represents the growth temperature of undoped InGaN
  • the vertical axis represents the In yarn formation ratio of undoped InGaN.
  • an undoped InGaN layer having an In composition gradient can be formed automatically in the process of raising the growth temperature to about 850 ° C. Specifically, when the growth temperature is increased linearly to about 850 ° C, an undoped InGaN layer having a composition gradient curve as shown in FIG. 11 is formed.
  • a gradient curve up to a growth temperature of about 950 ° C. is obtained in the composition gradient curve shown in FIG. be able to
  • the luminous efficiency was compared when three types of configurations were used as the semiconductor layer in contact with the last well layer of the active layer 6.
  • the curve of XI shows the low temperature grown at a low temperature of 750-800 ° C instead of the first and second undoped InGaN layers as the semiconductor layer between the last well layer of the active layer 6 and the p-type nitride semiconductor layer.
  • the curve of X2 shows that the first undoped InGaN layer 7 and the In composition gradient between the last well layer of the active layer 6 and the p-type nitride semiconductor layer 7 and
  • the curve of X3 has no In composition gradient between the last well layer of the active layer 6 and the p-type nitride semiconductor layer.
  • 1 shows a case where a first undoped InGaN layer 7 and a second undoped InGaN layer 8 having an In composition gradient (total film thickness 200 A) are used. This is calculated by determining the electroluminescence (EL) integral relative intensity.
  • Figure 12 is an example of PL (photoluminescence), which is exactly the same as the force EL, and will be explained here. First, the emission spectrum (PL intensity distribution) is measured at different temperatures, and the integrated value of the PL intensity distribution at each temperature is obtained.
  • the PL intensity integral value corresponds to the area of the curve of 12K in the figure.
  • the PL intensity integral value at that RT corresponds to the area of the RT curve in the figure.
  • An example of this graph is shown in FIG. 17.
  • the luminous intensity decreases as the temperature rises, so the PL intensity integral value decreases.
  • the average of the PL intensity integral values with the best luminous efficiency is expressed as I (12K), and this I (12K) is the reference.
  • the EL integral relative intensity is represented by I (RT) Zl (12K).
  • Figure 13 shows I (RT) Zl (12K).
  • the vertical axis is the EL integral relative intensity (PL integral relative intensity), and the horizontal axis is the reciprocal of absolute temperature.
  • T of (1000ZT) displayed in the explanation of the horizontal axis is absolute temperature and the unit is ⁇ (Kelvin). Measurements and calculations as described above were performed, and graphs of ⁇ 1 to ⁇ 3 were obtained. Note that the In composition ratios of the undoped InGaN layers having no In composition gradient used in measurements 2 and 3 were all set to 2.5% or less.
  • the direction of approaching 0 on the horizontal axis corresponds to the direction in which the temperature increases. Therefore, even when the horizontal axis approaches 0, the light emission efficiency is better when the EL integral relative intensity value approaches 1.
  • the good luminous efficiency means that the hole injection efficiency from the p-type nitride semiconductor layer of the p-type Gan-based contact layer and p-type AlGan cladding layer is good. Since only the semiconductor layers differing between the last well layer and the p-type nitride semiconductor layer are compared, it can be seen which semiconductor layer has the highest hole injection efficiency.
  • the curve Y2 in FIG. 14 is the same as the configuration in which the semiconductor layer between the last well layer of the active layer 6 and the p-type nitride semiconductor layer is used in the measurement of the curve X3 in FIG.
  • An EL integral relative intensity curve is shown when the total thickness of the first undoped InGaN layer without composition gradient and the second undoped InGaN layer with In composition gradient is 100 A, and the total thickness is less than 20 nm.
  • Curve Y1 shows the total film thickness of the barrier layer and the undoped InGaN layer using the barrier layer 6b instead of the first undoped InGaN layer and the undoped InGaN layer having an In composition gradient in the second undoped InGaN layer.
  • the EL integral relative intensity curve is shown when is set to 100A. In the measurement of Y2, the In composition ratio of the undoped InGaN layer without the In composition gradient was 2.5% or less, and the composition gradient curve of the undoped InGaN layer with the In composition gradient used for the measurement of Y1 and Y2 Well, the same thing was used.
  • the vertical axis represents the EL integral relative intensity and the horizontal axis represents 1000ZT. Comparing curves Y1 and Y2, we can see that hole injection efficiency is better for Y2 in almost all temperature ranges. It is also shown that the value of EL integral relative intensity converges to 1 for curve Y2 at high temperatures. This is because the thickness of the undoped InGaN layer 7 has been reduced. The total thickness of the intermediate semiconductor layer is set to 200 A or less, and the hole injection efficiency increases as the total thickness decreases. However, it shows that the luminous efficiency is improving.
  • FIG. Figure 15 shows the relationship between the composition, the hole carrier concentration, and the emission intensity of the nitride semiconductor light emitting device.
  • the horizontal axis shows the A1 composition ratio of p-type AlGaN
  • the vertical axis shows the emission intensity
  • the graph shows the case where the hole carrier concentration is changed.
  • the carrier concentration 8 X 10 16 cm_ 3 curves and 5 X 10 16 cm_ 3 when the carrier concentration is less than 2 X 10 17 cm_ 3 slope of the curve is extremely large, A1 composition ratio becomes smaller As a result, the emission intensity drops extremely.
  • the band gap is increased and the barrier height is easily secured.
  • the band gap is increased, the impurity activation rate is reduced, and the impurity concentration is the same. But the carrier concentration goes down. Since the improvement in carrier concentration determines the true barrier height for electrons, the range of proper use is determined.
  • the range of use is Al GaN (0.02 ⁇ x ⁇ 0.15). In this range, without reduction to the end emission intensity poles, the search for those conditions for practical use, at least, it can be seen that the carrier concentration must be 2 X 10 17 cm_ 3 or more.
  • the growth of the p-type AlGaN cladding layer can be formed even when the substrate temperature is 950 ° C.
  • the crystallinity is improved to generate a carrier compensation effect and residual electrons.
  • a growth temperature of 1000 ° C or higher is desirable as described above.
  • FIG. 16 shows a state where the crystallinity changes depending on the growth temperature.
  • the vertical axis represents photoluminescence intensity (arbitrary unit), and the horizontal axis represents emission wavelength.
  • the vertical axis is a relative representation of the measured photoluminescence intensity (PL intensity) relative to the strongest point.
  • This is a configuration in which undoped GaN is stacked on a sapphire substrate, and an A1G aN single film 2000 A is stacked on the undoped GaN.
  • a He—Cd laser is used as the excitation light source, the excitation intensity is 2.5 mW, and the measurement temperature is 12 K. The measurement was performed.
  • K is Kelvin representing absolute temperature.
  • p-type AlGaN may be grown at a substrate temperature of 950 ° C, as shown in Fig. 16, when grown at a substrate temperature of 950 ° C, a phenomenon called deep level light emission is observed. Will occur. This indicates the occurrence of a carrier compensation effect in AlGaN and the occurrence of a new level in the band gap, that is, a crystal defect, which decreases the hole concentration. Connected. On the other hand, when the substrate temperature is increased to 1010 ° C and the crystallinity is further improved, deep level light emission occurs, so that the hole concentration is maintained as it is, and hole injection is performed. It is possible to prevent the efficiency from deteriorating. Therefore, it can be seen that a growth temperature of 1000 ° C or higher is desirable to further improve the crystallinity of p-type AlGaN.
  • a growth temperature of 1000 ° C or higher is better, but in general, p-type GaN, p-type AlGaN If a p-type layer other than InGaN is to be fabricated by MOCVD, the growth temperature is preferably at least 950 ° C or higher.
  • Al Ga N used for p-type current injection layer
  • the In composition of the InGaN well layer 6c of the active layer 6 is 10% or more.
  • the higher the In composition ratio the more the In sublimates and breaks when placed in a high temperature state, and the luminous efficiency drops extremely. Therefore, p-type Al Ga N
  • composition ratio is high.
  • the In component in the active layer is decomposed, which causes a problem that the luminous efficiency is remarkably lowered.
  • FIG. 19 shows this state.
  • the configuration of FIG. 1 or FIG. 3 described above was used, and the In composition ratio range of the active layer 6 was changed as follows.
  • the barrier layer 6b has a Si doping concentration of 5 ⁇ 10 16 cm_ 3 to 5 In GaN (0 ⁇ z2 z2 with X 10 18 cm_ 3 and film thickness 100-35 ⁇ , preferably 150-30 ⁇
  • the well layer 6c is formed of, for example, non-doped In GaN y2 with a thickness of 30 A.
  • FIG. 17 shows how the light emission efficiency of the nitride semiconductor light emitting device changes depending on the growth temperature of the p-type GaN-based contact layer or the p-type AlGaN cladding layer.
  • the p-type GaN contact layer is a p-type GaN contact layer
  • the growth temperature is kept constant
  • the growth time of the p-type GaN contact layer is 27 minutes.
  • the internal quantum efficiency was measured, and the internal quantum efficiency at each growth temperature was measured by changing the growth temperature of the p-type GaN contact layer.
  • the growth temperature was 880 ° C for the first measurement, 950 ° C for the second measurement, 1010 ° C for the third measurement, and 1060 ° C for the fourth measurement.
  • the horizontal axis represents the growth temperature of the p-type GaN contact layer
  • the vertical axis represents the internal quantum efficiency (%) of the light emitting device.
  • the internal quantum efficiency is obtained as follows.
  • the PL (photoluminescence) integrated intensity value (the area of the 12K curve in the figure) at an absolute temperature of 12 K (K is Kelvin) is represented by J (12K).
  • the PL integrated intensity values at several sample temperatures between 12K and 290mm are obtained, and plotted as shown in Fig. 13 to draw a graph.
  • the horizontal axis in Fig. 17 is the inverse of absolute temperature and is an Arrhenius plot.
  • the luminous efficiency is the best, and the average of the PL intensity integral values in the state is represented by I (12K), and this I (12K) is the reference.
  • Internal quantum efficiency 7? I (290K) Zl (12K). Therefore, the higher the internal quantum efficiency, the higher the light emission intensity and the higher the light emission efficiency.
  • the luminous efficiency gradually deteriorates from above 1010 ° C as shown in FIG. .
  • the growth temperature that does not degrade the InGaN well layer 6c of the active layer 6 while maintaining good crystallinity of the p-type GaN layer and p-type AlGaN layer in this way is 950 ° C to 1010 ° C from Fig. 18. It is desirable to be between.
  • the p-type GaN-based contact layer 8 is a p-type GaN contact layer, and the In composition of the well layer 6c as described above.
  • Nitride semiconductor light-emitting device with a minimum of 10% of the active layer 6 the growth time from the end of the well layer closest to the p side to the end of the P-type GaN contact layer formation and the internal quantum The efficiency relationship was measured. The results are shown in Fig.
  • the growth temperature was changed at 900 ° C for the first time, 950 ° C for the second time, and 1010 ° C for the third time, and measured at each growth temperature.
  • the growth time from the end of the formation of the well layer closest to the p side to the end of the formation of the p-type GaN contact layer is the first undoped InGaN layer 7 and the second undoped InGaN in the configuration of FIG.
  • the total growth time of layer 8 and the p-type GaN contact layer, while in the configuration of FIG. 3, the first undoped InGaN layer 7, the second undoped InGaN layer 8, the p-type AlGaN cladding layer 12, and the p-type GaN This is the total growth time for each contact layer.
  • the intermediate measurement point shows a growth time of 27 minutes.
  • the growth temperature is 900 ° C
  • the effect on the emission intensity is negligible even if the growth time is long. It can be seen that the intensity drops extremely. This is because if the InGaN well layer 6c of the active layer 6 is heated at a high temperature for a long time, it degrades due to In sublimation or the like.
  • the semiconductor layer is grown at a growth temperature of 950 ° C or higher from the end of the well layer formation closest to the p-side of the active layer, it is understood that the total growth time is 30 minutes. it can.
  • the p-type A1G aN cladding layer is increased in addition to the configuration of FIG. 1, so the growth time of the p-type AlGaN cladding layer is reduced. In this state, the total time for the growth temperature of 950 ° C or higher must be within 30 minutes.
  • the only target layer for which the growth temperature is 950 ° C or higher is the p-type GaN-based contact layer 9, and the growth time of the p-type GaN-based contact layer 9 should be within 30 minutes. It corresponds to.
  • the target layers whose growth temperature is 950 ° C or higher are the p-type AlGan cladding layer 12 and the p-type GaN-based contact layer 9, and these 2 It is good if the total growth time of two layers is within 30 minutes.
  • the target layer for which the growth temperature is 950 ° C or higher is only the p-type Gan contact layer 9, and the growth time of the p-type Gan contact layer 9 is within 30 minutes.
  • the target layers whose growth temperature is 950 ° C or higher are the p-type AlGan cladding layer 12 and the p-type Gan-based contact layer 9, and the total growth time of these two layers is 30. If it is within minutes, it will be good.
  • the undoped InGaN layer 7 can be heat-treated at a high temperature of 950 ° C or higher without reducing the growth temperature to about 750 ° C, and the surface unevenness can be minimized to minimize the carrier compensation center.
  • the film thickness of each layer must be adjusted in order to keep the total time for the growth temperature of 950 ° C or higher within 30 minutes.
  • a p-type GaN layer is used as the p-type Gan-based contact layer 9, and the growth temperature is 1000 to 1030 ° C. (for example, 1010 ° C.
  • the InGaN well layer 6c still thermally decomposes, so in this case the p-type GaN-based contact layer 9 Reduce growth temperature from 800 to 900 ° C.
  • a p-type InGaN layer doped with Mg that can generate a high concentration of hole carriers at this growth temperature is used as the p-type GaN-based contact layer 9.
  • the In composition ratio of the p-type InGaN layer is determined by the growth temperature, but about 0.5% to 3% is sufficient. In this way, by reducing the total growth time at which the growth temperature is 950 ° C or higher as much as possible, it is possible to deal with green LEDs with particularly high In compositions.
  • the formation of the p-type GaN-based contact 8 is completed after the formation of the well layer closest to the p-type nitride semiconductor layer among the well layers of the active layer 6.
  • the total growth time exceeding 950 ° C can be reduced to 0. This is an effective method especially for green LEDs with high In composition.
  • the force for forming the p-type AlGan cladding layer 12 of, eg, 200 A AlGa N growth is performed at a temperature of about 950 ° C., preferably about 1000 ° C. or more.
  • the type Ga N-based contact layer 8 is adjusted so that the growth time of 950 ° C or more is 30 minutes or less by increasing the rate and reducing the film thickness. If possible, 15 minutes or less is desirable.

Landscapes

  • Led Devices (AREA)
  • Semiconductor Lasers (AREA)

Abstract

　従来技術とは全く別の視点から、簡単な手段により、ｐ型窒化物半導体層から活性層へのキャリア注入効率を向上させた窒化物半導体発光素子を提供する。 　サファイア基板１上にバッファ層２、アンドープＧａＮ層３、ｎ型ＧａＮコンタクト層４、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ超格子層５、活性層６、第１アンドープＩｎＧａＮ層７、第２アンドープＩｎＧａＮ層８、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９が積層されており、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９上にｐ電極１０が、メサエッチングされてｎ型ＧａＮコンタクト層４が露出した面にｎ電極１１が形成されている。量子井戸構造を有する活性層のｐ側に最も近い井戸層に接して第１アンドープＩｎＧａＮ層７、これに続けて第２アンドープＩｎＧａＮ層８が形成されており、第１及び第２アンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚を２０ｎｍ以下にすることで、活性層６へのキャリア注入効率を高めることができる。

Description

窒化物半導体発光素子
技術分野
[0001] 本発明は、量子井戸構造を有し、井戸層が Inを含む窒化物で構成された活性層を 備えた窒化物半導体発光素子に関する。
背景技術
[0002] 近年、高密度光ディスク記録等への応用等を目的として短波長の半導体レーザの 開発が注力されている。短波長半導体レーザには、 GaN、 AlGaN、 InGaN、 InGa A1N、 GaPNなどの窒素を含む六方晶化合物半導体 (以下、単に窒化物半導体とい う）が用いられる。また、窒化物半導体を用いた LEDも開発されている。
[0003] 上記窒化物半導体発光素子には、 MIS構造の発光素子が用いられたりしていたが 、高抵抗な i型の GaN系半導体を積層しているので、一般に発光出力が非常に低く 、問題があった。この問題を解決するために、 i型 GaN系半導体層に電子照射したり 、アニーリングしたりすることが行われている。
[0004] また、 p型 GaN系半導体層を形成した窒化物半導体発光素子の場合であっても、 発光出力を上げる努力が行われており、例えば、特許文献 1に示されるように、 p電 極と p型 GaNコンタクト層とのォーミック接触が得られるようにしたり、 p型 GaNコンタク ト層の膜厚を薄くして順方向電圧 Vfを低下させることにより、発光効率を向上させるこ とが提案されている。
[0005] さらに、特許文献 1には、 p型 AlGaNクラッド層の p型特性を得るために、 p型ドーパ ントとして Mgを用いることや、 p型 AlGaNクラッド層の膜厚や A1組成を規定すること で結晶性を良くすることにより、発光効率を向上させることも提案されている。
特許文献 1：特許第 2778405号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0006] し力しながら、上記従来技術のように、 p電極と p型 GaNコンタクト層とのォーミック接 触、 p型 GaNコンタクト層の膜厚、 p型ドーパント、 p型 AlGaNクラッド層の結晶性の各 項目について改善して発光効率を向上させたとしても、その改善効果には限界があ り、さらに発光効率を上げたい場合には、有効な手段がなかった。
[0007] 本発明は、上述した課題を解決するために創案されたものであり、従来技術とは全 く別の視点から、簡単な手段により、 p型窒化物半導体層から活性層へのキャリア注 入効率を良くし、発光効率を向上させた窒化物半導体発光素子を提供することを目 的とする。
課題を解決するための手段
[0008] 本発明の窒化物半導体発光素子は、井戸層が Inを含む窒化物で構成された量子 井戸構造を有する活性層を P型窒化物半導体層と n型窒化物半導体層とで挟む構 造を備えた窒化物半導体発光素子にぉ 、て、前記活性層の p側に最も近 、位置に 配置された井戸層と前記 p型窒化物半導体層との間には、第 1アンドープ InGaN層と 前記第 1アンドープ InGaN層とは異なる In組成の第 2アンドープ InGaN層とが形成さ れており、前記第 1アンドープ InGaN層と第 2アンドープ InGaN層との合計膜厚は 20 nm以下であることを要旨とする。
[0009] 我々は、 p型半導体層力 活性層へのホール注入効率を向上させる手段として、上 記従来技術とは、全く別の手段があることを見出した。すなわち、活性層の p側に最も 近!、位置に配置された井戸層と p型窒化物半導体層との間に In組成比率が異なる 2 つのアンドープ InGaN層を形成し、これらアンドープ InGaN層の合計膜厚が 20nm 以下になると、 p型窒化物半導体層から活性層へのホール注入効率が急激に変化 することを見出した。
[0010] また、前記第 2アンドープ InGaN層力 前記第 1アンドープ InGaN層と前記 p型窒化 物半導体層との間に形成されている場合には、前記第 2アンドープ InGaN層は In組 成が前記 P型窒化物半導体層に向力つて減少して 、く In組成傾斜層であることも要 旨とする。
[0011] また、 p型窒化物半導体層の一部として Mgがドープされた p型 Al GaN (0. 02≤x ≤0. 15)が形成されている場合には、ホールキャリア濃度を 2 X 1017cm_3以上の範 囲にすることも要旨とする。
[0012] また、本発明の窒化物半導体発光素子は、上記要旨に加えて、活性層の井戸層の In組成比率が 10%以上となって発光波長が長くなる場合には、活性層の成長方向 の最終井戸層の成膜終了から P型窒化物半導体層の一部である P電極と接触して形 成される P型コンタクト層の成膜終了までの間に、成長温度が 950°Cを超える成膜時 間の合計が 30分以内であることを要旨としている。特に InGaNは、熱的に不安定な ため、上記条件を越えると分解の危険があり、最悪の場合、 Inが分離してウェハが黒 化する。
発明の効果
[0013] 本発明の窒化物半導体発光素子は、量子井戸構造を有する活性層の p側に最も 近 、井戸層と p型窒化物半導体層との間に In糸且成の異なる 2つのアンドープ InGaN 層を設け、この 2つのアンドープ InGaN層の合計膜厚を 20nm以下に形成している ので、ホールの活性層への注入効率を非常に高めることができ、発光効率が向上す る。
[0014] 上記 2つのアンドープ InGaN層のうち、 p型窒化物半導体層に近い方のアンドープ I nGaN層を In組成が p型窒化物半導体層に向カゝつて減少して ヽく In組成傾斜層とす ることで、活性層にホールが注入されやすくなり、発光効率が向上する。
[0015] また、 2つのアンドープ InGaN層の上に p型 Al GaN (0. 02≤x≤0. 15)を積層し 、 p型不純物によるホールキャリア濃度が 2 X 1017cm_3以上になるように形成してい るので、活性層へのホール注入量を十分とることができ、発光効率を向上させること ができる。
[0016] また、活性層の成長方向の最終井戸層の成膜終了から p型窒化物半導体層の一 部である p電極と接触して形成される p型コンタクト層の成膜終了までの間に、成長温 度が 950°Cを超える成膜時間の合計が 30分以内になるようにしているので、比較的 発光波長の長い窒化物半導体発光素子、すなわち、活性層の井戸層の In組成比率 力 SlO%以上の場合には、活性層の劣化を防ぐことができ、高い発光強度を維持する ことができる。
図面の簡単な説明
[0017] [図 1]図 1は、本発明の第 1の窒化物半導体発光素子の断面構造を示す図である。
[図 2]図 2は、活性層付近の層構造を示す図である。 [図 3]図 3は、本発明の第 2の窒化物半導体発光素子の断面構造を示す図である。
[図 4]図 4は、アンドープ InGaN層の合計膜厚と窒化物半導体発光素子の輝度との 関係を示す図である。
[図 5]図 5は、アンドープ InGaN層の膜厚が 350Aの場合の発光スペクトルを示す図 である。
[図 6]図 6は、アンドープ InGaN層の膜厚が 120Aの場合の発光スペクトルを示す図 である。
[図 7]図 7は、アンドープ InGaN層の In組成と窒化物半導体発光素子の輝度との関 係を示す図である。
[図 8]図 8は、活性層付近のバンドギャップエネルギーの状態を示す図である。
[図 9]図 9は、図 8とは異なる活性層付近のバンドギャップエネルギーの状態を示す図 である。
[図 10]図 10は、成長温度毎の In流量相対比と InGaN層の In組成比率との関係を示 す図である。
[図 11]図 11は、 InGaN層の成長温度と In組成比率との関係を示す図である。
[図 12]図 12は、 EL積分相対強度を算出するための概念図である。
[図 13]図 13は、活性層の最後の井戸層と p型窒化物半導体層との間に形成された半 導体層の種類によって EL積分相対強度が変化する状態を示す図である。
[図 14]図 14は、活性層の最後の井戸層と p型窒化物半導体層との間に形成された半 導体層によって EL積分相対強度が変化する状態を示す図である。
[図 15]図 15は、 AlGaNの A1組成比率と窒化物半導体発光素子の輝度との関係を 示す図である。
[図 16]図 16は、 AlGaN成長温度と発光スペクトルとの関係を示す図である。
[図 17]図 17は、 PL強度を積分した値が温度とともに変化する状態を示す図である。
[図 18]図 18は、 p型窒化物半導体層の成長温度と内部量子効率との関係を示す図 である。
[図 19]図 19は、 p型窒化物半導体層の成長温度毎における成長時間と内部量子効 率との関係を示す図である。 符号の説明
1 サファイア基板
2 ノ ッファ層
3 アンドープ GaN層
4 n型 GaNコンタクト層
5 InGaNZGaN超格子層
6 活性層
6b 障壁層
6c 井戸層
7 第 1アンドープ InGaN層
8 第 2アンドープ InGaN層
9 p型 GaN系コンタクト層
10 ρ電極
11 π電極
12 p型 AlGaNクラッド層
発明を実施するための最良の形態
[0019] 図 1は、本発明の第 1の窒化物半導体発光素子の一例の断面図を示す。サフアイ ァ基板 1上にバッファ層 2、アンドープ GaN層 3、 n型 GaNコンタクト層 4、 InGaN/G aN超格子層 5、活性層 6、第 1アンドープ InGaN層 7、第 2アンドープ InGaN層 8、 p 型 GaN系コンタクト層 9が積層されており、 p型 GaN系コンタクト層 9から一部領域カ サエッチングされて、 n型 GaNコンタクト層 4が露出した面に n電極 11が形成されてい る。また、 p型 GaN系コンタクト層 9の上には p電極 10が形成されている。ここで、 p型 GaN系層は、 p型の不純物がドーピングされた GaN又は GaN含んだ化合物で構成 されており、アンドープ InGaN層は、不純物を意図的にドーピングしていない InGaN 層で構成されている。
[0020] 上記のように、 n型窒化物半導体層として n型 GaNコンタクト層 4、 InGaNZGaN超 格子層 5が形成され、 p型窒化物半導体層として p型 GaN系コンタクト層 9が形成され ており、本発明の窒化物半導体発光素子は、これら n型窒化物半導体層と p型窒化 物半導体層で活性層を挟んだダブルへテロ構造を有する。
[0021] バッファ層 2は、 GaN、 A1N、 Al GaN (0く xl≤0. 1)等力用いられ、 50
xl 〜30θΑ
、望ましくは 100〜200Aの膜厚で形成される。ノ ッファ層 2上に積層されるアンド一 プ GaN層 3は膜厚 1〜3 μ m、アンドープ GaN層 3上に形成される n型 GaNコンタクト 層 4は Siドーピング濃度 1〜5 X 1018cm_3、膜厚 1〜5 mで構成される。また、 InG aNZGaN超格子層 5は、格子定数差の大きい InGaNと GaNの応力を緩和し、活性 層 6の InGaNを成長させやすくするものであり、例えば、 Siドーピング濃度が 1〜5 X 1018cm_3で膜厚 10Aの In GaN(0. 03≤x≤0. 1)と、膜厚 20 Aの GaNとを交互 に 10周期程度積層した構成が用いられる。
[0022] 活性層 6は、量子井戸構造 (Quantum Well)を有する活性層であり、井戸層（ゥエル 層）を、井戸層よりもバンドギャップの大きな障壁層（バリア層）でサンドイッチ状に挟 んだ構造となっている。この量子井戸構造は、 1つではなぐ多重化しても良ぐこの 場合は、 MQW(Multi Quantum Well)、すなわち多重量子井戸構造となる。また、活 性層 6は 3元混晶系の InGaNで構成される。第 1アンドープ InGaN層 7は、活性層 6 の成長方向の最後の井戸層に接して形成されているもので、第 1アンドープ InGaN 層 7は、活性層 6のノリア層又はキャップ層の役割を備えている。
[0023] 活性層 6の構造を詳細に示すの力 図 2である。活性層 6が InGaNZGaN超格子 層 5と接する側に障壁層 6bが配置され、その上に井戸層 6cが積層されており、この 障壁層 6bと井戸層 6cとが交互に何周期力積層された後、最後の井戸層 6cに接して 第 1アンドープ InGaN層 7が積層されるようになっており、第 1アンドープ InGaN層 7 上には第 2アンドープ InGaN層 8が、第 2アンドープ InGaN層 8上に p型 Gan系コン タクト層 9が形成される。
[0024] ここで、障壁層 6bは、ノンドープ又は Siドーピング濃度が 5 X 1016cm_3〜5 X 1018 cm—3で、膜厚 100〜35θΑ、望ましくは 150〜30θΑの In GaN (0≤zl < 1)で構
zl
成される。一方、井戸層 6cは、例えば、膜厚 30 Aのノンドープ In GaN (0<yl < l
yi
、 yl >zl)で構成しても良いが、不純物をドーピングする場合は、 Siドーピング濃度 力 X 1018cm_3以下とするのが望ましい。また、井戸層が 3〜8層、望ましくは 5〜7 層になるように構成する。活性層 6では、上記 ylを 0く yl < lの範囲で変化させるこ とにより、発光波長を紫色力 赤色まで変化させることができる。
[0025] そして、活性層 6の最後の井戸層に接して形成されて 、る第 1アンドープ InGaN層 7と第 1アンドープ InGaN層 7に接して形成されている第 2アンドープ InGaN層 8との 合計膜厚は、 20nm以下になるように形成される。第 1アンドープ InGaN層 7は、活 性層 6から電子が p側に流れ込まないようにする電子ノリア層の役割と、高温になると 井戸層 6cの Inが昇華して壊れやすくなるので、それを防ぐキャップ層の役割を兼ね ることになる。したがって、第 1アンドープ InGaN層 7については、井戸層 6cよりもバ ンドギャップエネルギーを大きくして電子をブロックするために、障壁層 6bと同等かそ れ以上のバンドギャップエネルギーを有するようにするのが望ましぐ In糸且成比率 zl 以下の InGaN層とするのが望ましい。第 2アンドープ InGaN層 8については、バンド ギャップエネルギーを第 1アンドープ InGaN層 7よりも大きぐ p型 Gan系コンタクト層 9 よりも小さくすることが望ましいので、 In組成比率を 0ではない範囲で、第 1アンドープ InGaN層 7よりも小さくすることが望ましい。
[0026] 第 2アンドープ InGaN層 8上に形成される p型 Gan系コンタクト層 9には、 p型 InGa N又は p型 GaNが用いられ、 Mgドーピング濃度 3 X 1019cm_3〜3 X 102°cm_3で、 膜厚は 200〜3000A程度 (最も望ましくは 700A〜1000A)になるように成長させ る。
[0027] 図 4は、第 1アンドープ InGaN層 7と第 2アンドープ InGaN層 8の合計膜厚によって 、輝度が変化する様子を示す。図 1の構成で第 1アンドープ InGaN層 7と第 2アンド ープ InGaN層 8の合計膜厚を変化させて発光強度 (輝度)を測定した。横軸は 2つの アンドープ InGaN層の合計膜厚を表し、縦軸は、 250Aの時の輝度を基準にして相 対的に示したものである。合計膜厚が 200 A (20nm)以下になると、輝度が急激に 良くなることがわかる。
[0028] これは、以下のように考察できる。図 5は、図 1の構成において 2つのアンドープ InG aN層の合計膜厚が 350Aの場合の発光スペクトルを示す。縦軸は、標準となる LED の発光強度を基準にして相対的に示したものである。図 5では、活性層 6の本来の発 光スペクトルだけでなぐアンドープ InGaN層のスペクトルも混在しており、正孔と電 子の再結合が活性層 6だけでなく、アンドープ InGaN層でも発生して 、ることになり、 p型 Gan系コンタクト層 9から活性層 6に十分にホールが移動していないため、活性 層 6の発光効率は低下する。
[0029] 一方、図 6は、アンドープ InGaN層の合計膜厚が 120Aの場合の発光スペクトルを 示すが、活性層 6の本来の発光スペクトルだけが現れており、図 5のようなアンドープ I nGaN層のスペクトルは現れていない。これは、アンドープ InGaN層の合計膜厚が 薄い方が、 P型 Gan系コンタクト層 9から活性層 6へのホールの注入効率が向上する ためである。したがって、アンドープ InGaN層の合計膜厚が薄い方が発光素子の発 光強度が大きくなる。そして、この合計膜厚の最適値としては、図 4から 200 A (20η m)以下であることがわかる。
[0030] 次に、本発明の第 2の窒化物半導体発光素子の構成を図 3に示す。図 1と同じ符号 を付しているものは、図 1と同じ構成を示す。第 2の窒化物半導体発光素子が第 1の 窒化物半導体発光素子と異なるのは、第 2アンドープ InGaN層 8と p型 Gan系コンタ タト層 9との間に p型 AlGanクラッド層 12が挿入されている点である。 p型 AlGanクラッ ド層 12は、電子ブロック層の役割を有し、ホールの注入効率をさらに上げるためのも のであり、 ρ型 Al GaN (0. 02≤x≤0. 15)等を用いる。不純物 Mgのドーピングによ る p型 Al GaNのキャリア濃度は、後述するように 2 X 1017cm_3以上の範囲とするの が望ましぐ膜厚 150〜300A (最も望ましくは 200A)の Al GaNで構成される。
0. 07
[0031] 上記第 2の窒化物半導体発光素子（図 3の構成）において、 2つのアンドープ InGa N層の合計膜厚を変化させて輝度を測定したところ、この場合も図 4のグラフ形状が 得られた。したがって、図 3の構成においても、アンドープ InGaN層の合計膜厚が 20 OA以下になると、輝度が急激に良くなる。
[0032] 一方、図 7は、アンドープ InGaN層の In組成比率と窒化物半導体発光素子の輝度 との関係を示すものである。横軸は In組成比率を、縦軸は輝度 (任意単位)を表す。 縦軸は、 In組成比率 0. 5%のときの輝度を基準にして相対的に示したものである。こ の輝度測定は、図 1及び図 3の構成で行った。図からわ力るように、 In組成比率 2. 5 %程度までは、発光輝度として使える力 それ以降は、発光輝度が 0にかなり近づい てしまい、使用できない状態となる。これは、 InGaNでは元来、残留電子濃度が多く 、 In組成比率を上げると、残留電子濃度も高くなるためであり、キャリア (ホール)注入 量を上げるためには In組成比率を少なくするのが望ましいことがわかる。また、輝度 が最も高い状態を維持できるのは、 In組成が 0. 5%〜1%程度であることが示されて いる。したがって、第 1アンドープ InGaN層 7及び第 2アンドープ InGaN層 8において は、 In組成比率を 2. 5%以下とすることが望ましぐ最適の範囲としては、 0. 5%〜1 %の範囲となる。
[0033] 図 8に、 In組成の異なる第 1アンドープ InGaN層 7と第 2アンドープ InGaN層 8の構 成の一例を伝導帯のバンドギャップエネルギー図で示す。第 1アンドープ InGaN層 7 は、電子バリア層の役割を有するもので、障壁層 6bと同等かそれ以上のバンドギヤッ プエネルギーを有するように構成する。また、第 2アンドープ InGaN層 8は、バンドギ ヤップエネルギーを第 1アンドープ InGaN層 7よりも大きぐ p型 Gan系コンタクト層 9よ りも小さくするように構成している。ここで、図 7の結果より、第 1アンドープ InGaN層 7 及び第 2アンドープ InGaN層 8ともに、 In組成比率を 2. 5%以下になるように形成す る。
[0034] 以上のように、第 1及び第 2アンドープ InGaN層を構成したとすると、図 8のように、 第 1アンドープ InGaN層 7、第 2アンドープ InGaN層 8、 p型窒化物半導体層の順に 段階的にバンドギャップを高くなるように構成することができる。
[0035] 次に、第 2アンドープ InGaN層 8が In組成傾斜層になって 、る場合を以下に説明 する。図 9は、活性層 6前後の伝導帯におけるバンドギャップエネルギー図を示す。 障壁層 6bと井戸層 6cとで量子井戸構造を形成し、 p側の最後の井戸層 6cに接して 第 1アンドープ InGaN層 7が形成され、この第 1アンドープ InGaN層 7に接して第 2ァ ンドープ InGaN層 8が形成されて!、るが、この第 2アンドープ InGaN層 8の In糸且成比 率が第 1アンドープ InGaN層 7との接続点力 p型窒化物半導体層の方向（図の向 力つて右側方向）に向けて連続的に減少していくように構成されている。 In組成比率 力 ¾型窒化物半導体層に向力つて小さくなるということは、第 2アンドープ InGaN層 8 のバンドギャップエネルギーは、 p型窒化物半導体層に向力つて大きくなることを意味 する。
[0036] In組成を傾斜させておけば、図 9に示すように、ホール伝導を担う伝導帯でのバン ド構造が井戸層へ向かってポテンシャルが低くなつていくので、ホールが流れ込みや すくなり望ましい。また、成長温度が高いと残留電子濃度が減少するので、 Inの組成 傾斜は成長温度を高くして作製するのが望ましい。
[0037] 次に、上記第 1及び第 2の窒化物半導体発光素子の製造方法について説明する。
サファイア基板 1上に、 GaN、 A1N、 Al GaN (0<xl≤0. 1)等の単結晶からなるの
xl
ノ ッファ層 2を形成するために、 PLD法（レーザアブレーシヨン法）を用いる。
[0038] まず、サファイア基板 1をロードロック室にいれ、 400°C程度の温度で 5〜10分加熱 し、余分な水分等を飛ばす。その後、チャンバ内圧力が、 1 X 10_6Torr以下の真空 チャンバ内にサファイア基板 1を搬送して、ターゲットと対向配置し、サファイア基板 1 を加熱源上に載置して、基板温度を 600°C〜1000°Cに維持し、例えば発振波長 24 8nmの KrFエキシマレーザ光を真空チャンバの石英窓からターゲットに照射すること により、ターゲットの材料を昇華（アブレーシヨン）させる。この昇華した原子がサフアイ ァ基板 1の表面に付着し、単結晶のバッファ層 2が成長する。ノ ッファ層 2は、例えば 100A〜200A形成する。
[0039] ターゲットは焼結 GaNターゲットを使う。もちろん、 A1Nや AlGaNや InGaNの焼結 体ターゲットを用いてもよい。しかし、焼結体ターゲットを用いる場合、 InGaNの焼結 体ターゲットでは、そもそも Inが入りにくい物質であるため、組成が決まりにくい。した がって、 GaN、 A1N、もしくは AlGaNの焼結体ターゲットが望ましい。
[0040] 次に、上記のようにバッファ層 2が形成されたサファイア基板 1を、 MOCVD装置の ロードロック室にいれ、 400°C程度の温度で 5〜10分加熱し、余分な水分等を飛ばし た後、 MOCVD装置の反応室に基板を搬送する。 MOCVD装置の中で 1100°C、 NH雰囲気の中で 30分のサーマルクリーニングを行う。
3
[0041] 次に、アンドープ GaN層 3を積層する。基板温度を 1065°Cに上げ、例えば、アンド ープ GaNを 1 μ m、 Siドープ n型 GaNを 2. 5 μ m成長させる。基板温度を 760°Cに 下げて、 InGaNZGaN超格子層 5を例えば、 300A形成する。基板温度を 750°Cに 下げて活性層 6を例えば 3Z 17nm形成する。
[0042] 最後の井戸層を成長させた後、第 1アンドープ InGaN層 7と第 2アンドープ InGaN 層 8を積層する。この第 1アンドープ InGaN層 7と第 2アンドープ InGaN層 8の合計膜 厚は 20 m以下の膜厚になるようにし、例えば 20〜30A程度成膜する。第 2アンド ープ InGaN層 8が In組成傾斜層でな!、場合は、第 1及び第 2アンドープ InGaN層の In組成は図 7からもわ力るように、 2. 5%以下とする力 0. 5%〜1%程度が最も好 適である。
[0043] 次に、図 1の構成の場合には、 p型 Gan系コンタクト層 9として、成長温度を 1000〜 1030°C (例えば 1010°C)に上げて、 p型 GaN層を例えば 700 A成長させる。また、 後述するが、 Mgがドーピングされた p型 InGaN層を用いても良ぐこの場合も、例え ば 700A成長させる。
[0044] 塩酸で p型 Gan系コンタクト層 9の表面の自然酸化膜を除去した後、 p電極 10として TiZAu等の多層金属膜を蒸着ゃスパッタにより形成する。次にメサパターンを形成 して、 GaN系半導体積層体を n型 GaNコンタクト層 4が露出するまでエッチングする。 このとき、メサ周辺部に柱が立つようなパターンを同時形成し、 n型 GaNコンタクト層 4 の表面が恰も粗面化されたようにしておくと光取出しが大きくなり好適である。ただし、 粗面化しな 、場合は、 n型 GaNコンタクト層 4が露出するまでのエッチング深さで十 分である力 粗面化する場合は、 n型 GaNコンタクト層 4の露出面よりも 1 m以上深 くエッチングを行うと、光取出しが大きくなり好適である。
[0045] メサエッチング終了後、 n型 GaNコンタクト層 4上に n電極 11として A1を形成して 50 0°C〜700°Cでォーミックを取るためのァニール処理して、図 1の構成が完成する。
[0046] ところで、 p型 Gan系コンタクト層 9上に p電極 10を形成するのではなぐ p型 Gan系 コンタクト層 9に ZnO電極を積層した後、 p電極 10を形成するようにしても良い。この 場合、 Gaドープ ZnO電極をたとえば MBE (Molecular beam epitaxy)や PLD (Pulsed Laser Deposition)によって p型 Gan系コンタクト層 9上に形成する。このとき、 ZnOの 比抵抗が高いと電流拡がりが得られないので、少なくとも比抵抗が 1 X 10_3 Ω «η以 下である必要があり、望ましくは l〜5 X 10_4 Q cmが適している。この後、前述の n型 GaNコンタクト層表面上のように、 ZnO表面にも凹凸を形成すると好適である。
[0047] ZnO電極を所定の大きさにするため、塩酸のウエットエッチ、もしくは RIEなどのドラ イエツチを用いて、 p型 Gan系コンタクト層 9までエッチングした後、 ZnO全体を SiN、 SiON、 SiO、 Al O、 ZrOといった絶縁体で覆っておく。
2 2 3 2
[0048] その後、前述したようにメサエッチングを行 、、 n型 GaNコンタクト層 4上に n電極 11 形成後、 ZnO電極上には部分的に穴を開けてコンタクトホールを形成し、コンタクトホ ールを介して ZnO電極と接触できるように、 p電極として TiZAu等を形成する。このと き、同時に n電極としての A1の上にも TiZAuを付け、ワイボン用のメタルとする。その 後、全体を SiN、 SiON、 SiO、 Al O、 ZrOといった絶縁体でメサ全体を覆い、メタ
2 2 3 2
ル部分の穴あけをし、サファイア基板 1を薄くした後、チップィ匕するようにしても良い。
[0049] 次に、図 3の構成の場合には、 p型 Gan系コンタクト層 9を形成する前、すなわち活 性層 6形成後に、 p型 AlGanクラッド層 12を例えば 200 A形成する。 AlGaN成長は 950°C程度の温度で行っても良いが、さらに結晶性を良くしたい場合には 1000°C以 上程度にするのが望ましい。その後の各層の形成は、上述したとおりである。
[0050] 次に、第 2アンドープ InGaN層 8を図 9に示すような Inの組成傾斜を有する In組成 傾斜層で構成する場合のアンドープ InGaN層の製造方法につ ヽて説明する。通常 、アンドープ InGaN層を成長させる場合には、成長室にトリメチルインジウム (TMI)、 トリェチルガリウム (TEG)、窒素（N )、 NH、 Hを供給するが、 Inの組成比率を上
2 3 2
下させたい場合には、一定の温度の下に、トリメチルインジウムの流量 (供給比率)を 増加させたり、減少させることが一般的である。
[0051] しかし、図 10に示すように、 Inの組成比率の範囲を広くカバーしょうとすると、トリメ チルインジウムの供給比率を制御するだけでは、 Inの組成比率を広範囲に制御する ことができない。図 10は、 InGaNを作製する場合におけるトリメチルインジウム流量 相対比と In組成比率との関係を示す。トリメチルインジウム流量相対比とは、ある流量 を任意に決め、その流量を 1とした場合の各々の TMI流量の比率であり、特定の成 長温度毎にグラフが描かれて 、る。
[0052] 例えば、 TMI流量相対比が約 0. 2以下になると、急激に In組成が 0に向けて変化 することがわかり、 In組成比率をこの範囲で制御することが難しくなる。そこで、トリメ チルインジウムの供給比率を増減させても Inの組成比率がほとんど変化しない領域 が存在することを利用して簡単に組成比率の範囲が広い In組成傾斜層を構成しょう とするちのである。
[0053] 図 10からもわ力るように、成長温度を一定にした場合、 TMI流量相対比が図の S点
(約 1. 3)の付近でトリメチルインジウムの供給比率を増減させても In組成比率が飽和 状態になっている。
[0054] そこで、例えば、 Inの組成比率がほとんど変化しな 、領域の TMI流量相対比の値 として S点をとり、 TMI流量相対比を S点で固定して、 S点に対応する各成長温度毎 の曲線の In組成比率を Pl、 P2、 P3、 P4とすると、成長温度を 770°Cから 840°Cに 変化させた場合、少なくとも In組成比率は、 P1〜P4まで、すなわち約 18. 5%から約 8%まで変化していくことがわかる。
[0055] このようにして、 TMI流量相対比を S点で固定した場合、成長温度を 770°Cから 84 0°Cに、さらにもっと高温に変化させていった場合の In組成比率をプロットしてグラフ に表したものが、図 11である。図 11の横軸は、アンドープ InGaNの成長温度を縦軸 はアンドープ InGaNの In糸且成比率を表す。
[0056] 以上のように、 TMI流量相対比を変えな 、で、成長温度を上げて!/、くと、 In組成比 率の上下の幅も広くとることができるとともに、簡単に In組成傾斜層を製造することが できる。
[0057] 図 1の構成の場合、成長温度 750°Cで活性層 6の最後の井戸層を成長させた後、 例えば、 p型 Gan系コンタクト層 9として、 Mgがドーピングされた p型 InGaN層を形成 する場合は、成長温度を 850°C程度に上げれば良いので、その成長温度まで上げ る過程で自動的に In組成傾斜を有するアンドープ InGaN層を形成することができる 。具体的には、成長温度を順次線形に 850°C程度まで上げていくと、図 11に示すよ うな組成傾斜カーブを持ったアンドープ InGaN層が形成される。また、図 3の構成で は、 p型 AlGanクラッド層 12を 950°C程度の温度で成長させる場合には、図 11に示 す組成傾斜カーブにおいて成長温度 950°C程度までの傾斜曲線を得ることができる
[0058] 上記のように、図 11に示された組成傾斜カーブのどの範囲を用いるかは、成長温 度の出発点と終了点により決まってしまうが、 In組成傾斜層の In組成比率の変化を 例えば 18%から 3%まで連続的に形成した 、場合には、成長温度を T1〜T2まで変 化させれば良いし、 In組成比率の変化を 3%〜0. 5まで連続的に形成したい場合は 、成長温度を T2〜T3まで変化させれば良い。前述したように、成長温度が高いと残 留電子濃度が減少するので、成長温度を高くして In組成傾斜層を作製することが望 ましぐ成長温度の出発点も高くしておくことが良い。
[0059] ところで、図 1又は図 3の構成において、活性層 6の最後の井戸層に接する半導体 層として 3種類の構成を用いた場合の発光効率を比較してみた。 XIの曲線は活性 層 6の最後の井戸層と p型窒化物半導体層との間の半導体層として第 1及び第 2アン ドープ InGaN層の代わりに 750〜800°Cの低温で成長させた低温アンドープ GaN 層（膜厚 400 A)を用いた場合、 X2の曲線は活性層 6の最後の井戸層と p型窒化物 半導体層との間に In組成傾斜を有しない第 1アンドープ InGaN層 7及び第 2アンド一 プ InGaN層 8 (合計膜厚 200 A)を用いた場合、 X3の曲線は活性層 6の最後の井戸 層と p型窒化物半導体層との間に In組成傾斜を有しな 、第 1アンドープ InGaN層 7と In組成傾斜を有する第 2アンドープ InGaN層 8 (合計膜厚 200 A)とを用いた場合を 示す。これは、エレクトロルミネセンス (EL)積分相対強度を求めることによって算出さ れる。図 12は、 PL (フォトルミネセンス）の例だ力 ELと全く同じなので、これで説明 する。まず、温度を変化させて発光スペクトル (PL強度分布)を測定し、各温度毎の P L強度分布の積分値を求める。
[0060] 例えば、絶対温度 12K(Kはケルビンを示す。以下同様)の場合の、 PL強度積分 値は、図の 12Kの曲線の面積に相当する。次に、所定の絶対温度を RTで表すと、 その RTにおける PL強度積分値は、図の RTの曲線の面積に相当する。 RTを 12Kか ら 290K程度まで変化させて、各温度毎の PL強度積分値を求めてグラフにする。こ のグラフの一例を示すのが図 17であり、通常、温度が上昇すると発光効率が悪くなる ために、 PL強度積分値は小さくなる。図 17に示すように、発光効率が最も良い状態 の PL強度積分値の平均を I ( 12K)で表し、この I ( 12K)が基準となる。
[0061] 次に、温度パラメータ RTに対する PL強度積分値を I (RT)とすると、 EL積分相対強 度は、 I (RT)Zl(12K)で表される。図 13は、 I (RT)Zl(12K)を表したものであり、 縦軸が EL積分相対強度 (PL積分相対強度）、横軸が絶対温度の逆数であってァレ 二ウスプロットとなっている。横軸の説明で表示された（1000ZT)の Tは、絶対温度 で単位は Κ (ケルビン)である。上記のような測定と計算を行い、 Χ1〜Χ3のグラフを 得た。なお、 Χ2、 Χ3の測定に用いられた In組成傾斜を有しないアンドープ InGaN 層の In組成比率は、すべて 2. 5%以下とした。 [0062] 図 13において、横軸の 0に近づいていく方が、温度が上昇していく方向に相当する 。したがって、横軸の 0に近づいていった場合でも、 EL積分相対強度の値が 1に近 づいている方が、発光効率が良いことになる。発光効率が良いということは、 p型 Gan 系コンタクト層や p型 AlGanクラッド層の p型窒化物半導体層からのホール注入効率 が良いということであり、窒化物半導体素子の構成上、活性層 6の最後の井戸層と p 型窒化物半導体層との間の半導体層だけが異なるものを比較しているので、どの半 導体層にすれば、最もホールの注入効率が上がるのかがわかる。
[0063] 図 13力らゎ力るように、 In組成傾斜を有しな!/、第 1アンドープ InGaN層と In組成傾 斜を有する第 2アンドープ InGaN層を用いた場合 (X3の曲線）力 最もホールの注 入効率が上がっている。
[0064] 一方、図 14の曲線 Y2は、活性層 6の最後の井戸層と p型窒化物半導体層との間の 半導体層を図 13の曲線 X3の測定で用いた構成と同じとし、 In組成傾斜を有しな ヽ 第 1アンドープ InGaN層と In組成傾斜を有する第 2アンドープ InGaN層の合計膜厚 を 100Aとし、合計膜厚 20nm以下でさらに薄くした場合の EL積分相対強度曲線を 示す。また、曲線 Y1は、第 1アンドープ InGaN層の代わりに障壁層 6bを用い、第 2ァ ンドープ InGaN層に In組成傾斜を有するアンドープ InGaN層を用いて、これら障壁 層とアンドープ InGaN層の合計膜厚を 100Aとした場合の EL積分相対強度曲線を 示す。なお、 Y2の測定では、 In組成傾斜を有しないアンドープ InGaN層の In組成 比率は 2. 5%以下とし、 Y1及び Y2の測定に用いた In組成傾斜を有するアンドープ I nGaN層の組成傾斜カーブにっ 、ては、同じものを使用した。
[0065] 図 13と同様、縦軸を EL積分相対強度、横軸を 1000ZTとしてグラフを描いたもの である。曲線 Y1と Y2を比較すると、ほぼすベての温度範囲で、 Y2の方がホールの 注入効率が良いことがわかる。また、高温域では、曲線 Y2の方が EL積分相対強度 の値が 1に収束していくことが示されている。これは、アンドープ InGaN層 7の膜厚を 減じたこと〖こよるものであり、中間半導体層の合計膜厚を 200A以下とするとともに、 その合計膜厚を薄くする程、ホールの注入効率が上昇し、発光効率が良くなつてい ることを示す。
[0066] 次に、図 2の構成のように p型 AlGanクラッド層 12を形成した場合において、 A1組 成、ホールキャリア濃度、窒化物半導体発光素子の発光強度との関係を図 15に示 す。横軸に p型 AlGaNの A1組成比率を、縦軸に発光強度を示し、ホールキャリア濃 度を変化させた場合についてのグラフが描かれている。キャリア濃度 8 X 1016cm_3 の曲線や 5 X 1016cm_3の曲線のように、キャリア濃度が 2 X 1017cm_3未満になると 曲線の傾きが極端に大きくなり、 A1組成比率が小さくなるにしたがって、発光強度が 極端に落ちてしまう。
[0067] 通常、 p型 AlGaNの A1組成を大きくすると、バンドギャップが大きくなり、バリアの高 さは確保しやすくなる力 バンドギャップが大きくなるとともに、不純物の活性化率は 小さくなり、同じ不純物濃度でもキャリア濃度は下がってしまう。キャリア濃度の向上が 電子に対する真の障壁高さを決めるので、適正に使用する範囲が決まってくる。その 使用範囲としては、 Al GaN (0. 02≤x≤0. 15)となる。この範囲で、発光強度が極 端に低下せずに、実用に耐える状態のものを探すと、少なくとも、キャリア濃度が 2 X 1017cm_3以上でなければならないことがわかる。
[0068] ところで、上記 p型 AlGaNクラッド層の成長については、基板温度が 950°Cでも形 成可能であるが、 p型 AlGaNの場合、結晶性を良くしてキャリア補償効果の発生や 残留電子濃度の増大を防ぎ、ホール濃度 (キャリア濃度)を高く維持するためには、 前述したように 1000°C以上の成長温度が望ま U、。
[0069] 図 16は、成長温度によって、結晶性が変化する状態を示すものである。縦軸はフォ トルミネセンス強度 (任意単位)を、横軸は発光波長を示す。縦軸は測定されたフォト ルミネセンス強度 (PL強度）の最も強!ヽ点を基準にして相対的に表したものである。 これは、サファイア基板上にアンドープ GaNを積層し、このアンドープ GaN上に A1G aN単膜 2000 Aを積層した構成で、励起光源としては He— Cdレーザを用い、励起 強度 2. 5mW、測定温度 12Kで測定を行った。ここで、 Kは絶対温度を表すケルビ ンである。
[0070] p型 AlGaNは、基板温度 950°Cで成長させても良いのであるが、図 16に示すよう に、基板温度 950°Cで成長させた場合には、深い準位発光と呼ばれる現象が発生 する。これは、 AlGaN中のキャリア補償効果の発生やバンドギャップ内に新たな準位 、すなわち結晶欠陥が発生していることを示しており、ホール濃度が減少することに つながる。一方、基板温度 1010°Cで成長させて、さらに結晶性を良くした場合には、 深 ヽ準位発光は発生して 、な 、ので、ホール濃度はそのまま維持されることになり、 ホールの注入効率が劣化することを防止できる。したがって、 p型 AlGaNの結晶性を さらに向上させるためには 1000°C以上の成長温度が望ましいことがわかる。
[0071] 図 16で説明したように、 p型 AlGaNの結晶性を非常に良くするためには、 1000°C 以上の成長温度の方が良いのであるが、一般に、 p型 GaN、 p型 AlGaNといった In GaNを除く p型層を MOCVD法で作製しょうとすると、その成長温度は、少なくとも 9 50°C以上の高温度が望ましい。ただし、 p型の電流注入層に用いられる Al Ga N (
X Y
ただし、 Χ+Υ= 1、 0≤Χ< 1、 0< Υ≤ 1)を、 950°C以上の高温度で成長させると、 良好な P型伝導を示す結晶が得られるが、 950°Cよりも低 、温度で作製すると結晶の 不完全性が非常に大きくなり、キャリア補償効果や残留電子濃度の増大により、ホー ル濃度が向上せず、良好な p型伝導を示す結晶が得られな 、。
[0072] ところで、特に、産業上に特に重要な窒化物を使った、 410nm以上のピーク波長 で発光する可視光 LEDでは、活性層 6の InGaN井戸層 6cの In組成が 10%以上に もなるが、 In組成比率が高くなるほど、高温状態に置かれると Inが昇華して壊れやす くなり、発光効率が極端に落ちる。したがって、 p型の Al Ga N
X Y を 950°Cを越える高 温で成長させると、 p型の Al Ga N層の結晶性は向上するが、既に成膜されている I
X Y
n組成比率の高 ヽ活性層中の In成分が分解してしま ヽ、発光効率が著しく落ちてし まうという問題があった。
[0073] この状態を示すのが、図 19である。窒化物半導体発光素子としては、上述した図 1 又は図 3の構成を用い、活性層 6の In組成比率範囲を以下のように変更した。 InGa N井戸層 6cの In組成が 10%以上、すなわち 410nm以上のピーク波長を有する場 合の活性層 6の構成の一例として、障壁層 6bは、 Siドーピング濃度が 5 X 1016cm_3 〜5 X 1018cm_3で、膜厚 100〜35θΑ、望ましくは 150〜30θΑの In GaN (0≤z2 z2
≤0. 03)で構成した。一方、井戸層 6cは、例えば、膜厚 30 Aのノンドープ In GaN y2
(0. 15≤y2≤0. 18)で構成する。なお、井戸層 6cに不純物をドーピングする場合 は、 Siドーピング濃度が 5 X 1018cm_3以下とするのが望ましい。また、井戸層が 3〜 8層、望ましくは 5〜7層になるように構成する。 [0074] 図 17は、窒化物半導体発光素子が、 p型 GaN系コンタクト層又は p型 AlGaNクラッ ド層の成長温度によって、どのように発光効率が変化していくのかを示す。例えば、 図 1の構成で p型 GaN系コンタクト層を p型 GaNコンタクト層とし、その成長温度を一 定に保って、 p型 GaNコンタクト層の成長時間を 27分になるようにして発光素子を形 成した後、内部量子効率を測定を行い、さらに、 p型 GaNコンタクト層の成長温度を 変えて、各成長温度毎における内部量子効率を測定した。成長温度は、 1回目の測 定では 880°C、 2回目の測定では 950°C、 3回目の測定では 1010°C、 4回目の測定 では 1060°Cとした。図 17において、横軸は p型 GaNコンタクト層の成長温度を示し、 縦軸は発光素子の内部量子効率 (％)を示す。
[0075] ところで、内部量子効率は以下のように求められる。図 12に示すように、絶対温度 1 2K (Kはケルビンを示す）の場合の PL (フォトルミネセンス）積分強度値（図の 12Kの 曲線の面積)を J ( 12K)で表わす。次に絶対温度が 290Kの場合の PL強度分布曲 線を積分し、その PL積分強度値（図 12の RT= 290Kの曲線の面積）を求め、この P L積分強度値を I (290K)とする。このようにして、 12Kから 290Κまでの間の何点か のサンプル温度における PL積分強度値を求めておき、図 13に示すように、プロットし てグラフを描く。図 17の横軸は、絶対温度の逆数であってァレニウスプロットとなって いる。
[0076] 発光効率が最も良 、状態の PL強度積分値の平均を I ( 12K)で表し、この I ( 12K) が基準となる。内部量子効率 7? =I (290K) Zl (12K)と表される。したがって、内部 量子効率が高い方が、発光効率が良ぐ発光強度も大きいことになる。
[0077] 以上のようにして求めた内部量子効率に基づ 、て表された図 18からもわ力るように 、 1010°Cを越えたあたりから、発光効率が加速度的に悪くなつていく。このように p型 GaN層や p型 AlGaN層の結晶性を良好に維持しつつ、活性層 6の InGaN井戸層 6 cを劣化させない成長温度としては、図 18より、 950°C〜1010°Cまでの間とすること が望ましい。
[0078] 図 18では、成長時間を 27分に固定しているため、成長温度と成長時間との関係が わからないので、以下の項目についても測定した。例えば、図 1の構成において、 p 型 GaN系コンタクト層 8を p型 GaNコンタクト層とし、前述のように井戸層 6cの In組成 が 10%以上になるようにした窒化物半導体発光素子で、活性層 6の井戸層のうち p 側に最も近い井戸層成膜終了から P型 GaNコンタクト層成膜終了までの成長時間と 内部量子効率の関係を測定した。その結果を示すのが図 19であり、横軸は上記の 成長時間を、縦軸は内部量子効率を示し、 p側に最も近い井戸層成膜終了から p型 GaNコンタクト層成膜終了までの成長温度を 1回目は 900°C、 2回目は 950°C、 3回 目は 1010°Cと変化させて、各成長温度毎に測定した。
[0079] ここで、 p側に最も近い井戸層成膜終了から p型 GaNコンタクト層成膜終了までの成 長時間とは、図 1の構成では、第 1アンドープ InGaN層 7と第 2アンドープ InGaN層 8 と p型 GaNコンタクト層の各成長時間の合計であり、他方、図 3の構成では、第 1アン ドープ InGaN層 7と第 2アンドープ InGaN層 8と p型 AlGaNクラッド層 12と p型 GaNコ ンタクト層の各成長時間の合計となる。
[0080] 図 19に示す 3点の測定点のうち、中間の測定点は成長時間 27分を示す。図に示さ れるように、成長温度が 900°Cの場合は、成長時間が長くかかっても、発光強度への 影響は軽微であるが、 950°C以上になると、成長時間が長いと、発光強度が極端に 落ちてくることがわかる。これは、活性層 6の InGaN井戸層 6cが高温で加熱される時 間が長くなると、 Inの昇華等により劣化するためである。すなわち、活性層の p側に最 も近い井戸層成膜終了から 950°C以上の成長温度で半導体層を成長させる場合に は、成長時間の合計としては、 30分が限界であることが理解できる。
[0081] また、図 3の構成の窒化物半導体発光素子であれば、図 1の構成に加えて p型 A1G aNクラッド層が増えることになるので、 p型 AlGaNクラッド層の成長時間をカ卩えた状 態で、成長温度 950°C以上となる時間の累計を、 30分以内にしなければならないこ とになる。
[0082] 活性層 6の InGaN井戸層 6cの In組成が 10%以上、すなわち 410nm以上のピーク 波長を有する場合の図 1、 3の窒化物半導体発光素子製造方法であるが、基本的に は前述した方法と変わらない。ところで、図 1の構成で、成長温度が 950°C以上となる 対象の層は、 p型 GaN系コンタクト層 9のみとなり、 p型 GaN系コンタクト層 9の成長時 間を 30分以内にすることに相当する。一方、図 3の構成で、成長温度 950°C以上と なる対象の層は、 p型 AlGanクラッド層 12と p型 GaN系コンタクト層 9とになり、これら 2 つの層の成長時間の合計が 30分以内であれば良いことになる。
[0083] したがって、図 1の構成では、成長温度が 950°C以上となる対象の層は、 p型 Gan 系コンタクト層 9のみとなり、 p型 Gan系コンタクト層 9の成長時間を 30分以内にするこ とに相当する。一方、図 3の構成では、成長温度 950°C以上となる対象の層は、 p型 AlGanクラッド層 12と p型 Gan系コンタクト層 9とになり、これら 2つの層の成長時間の 合計が 30分以内であれば良いことになる。
[0084] し力し、アンドープ InGaN層 7を成長温度 750°C程度とせずに、 950°C以上の高温 で熱処理を行い、表面の凹凸を極力なくしてキャリア補償センターを極力少なくする こともでき、このようにした場合には、成長温度 950°C以上となる時間の累計を 30分 以内にするために、各層の膜厚を調整しなければならないことも発生する。
[0085] ところで、前に述べた製造方法では、図 1の構成の場合には、 p型 Gan系コンタクト 層 9として p型 GaN層を用い、成長温度を 1000〜1030°C (例えば 1010°C)に上げ て、例えば 700 A成長させるようにした力 特に In組成の高い、緑色 LEDなどの場合 は、これでも InGaN井戸層 6cが熱分解するので、この場合は p型 GaN系コンタクト層 9の成長温度を 800〜900°C〖こ抑える。成長温度を 800〜900°Cとする代わりに、こ の成長温度で高濃度のホールキャリア濃度を出せる Mgがドーピングされた p型 InGa N層を p型 GaN系コンタクト層 9として用 、る。 p型 InGaN層の In組成比率は成長温 度で決まってしまうが、 0. 5%〜3%程度で十分である。このように、成長温度 950°C 以上となる成長時間の合計を極力小さくすることで、特に In組成の高い、緑色 LED などに対応することができる。
[0086] 図 1の構成で、 p型 InGaNコンタクト層を用いた場合、活性層 6の井戸層のうち最も p型窒化物半導体層に近い井戸層成膜終了から p型 GaN系コンタクト 8の成膜終了 までに、成長温度が 950°Cを超える成長時間の累計を 0とすることができ、特に In組 成の高い、緑色 LEDなどの場合は、有効な手段となる。
[0087] 一方、図 3の構成では、 p型 AlGanクラッド層 12を例えば 200 A形成する力 AlGa N成長は 950°C程度の温度、望ましくは 1000°C以上程度で行うが、このとき、 p型 Ga N系コンタクト層 8はレートを上げる力、膜厚を薄く取るかして、 950°C以上の成長時 間が 30分以下になるように調整する。できれば 15分以下が望ましい。

Claims

請求の範囲
[1] 井戸層が Inを含む窒化物で構成された量子井戸構造を有する活性層を p型窒化 物半導体層と n型窒化物半導体層とで挟む構造を備えた窒化物半導体発光素子に おいて、
前記活性層の P側に最も近い位置に配置された井戸層と前記 P型窒化物半導体層 との間には、第 1アンドープ InGaN層と前記第 1アンドープ InGaN層とは異なる In組 成の第 2アンドープ InGaN層とが形成されており、前記第 1アンドープ InGaN層と第 2 アンドープ InGaN層との合計膜厚は 20nm以下であることを特徴とする窒化物半導 体発光素子。
[2] 前記第 1アンドープ InGaN層は前記活性層の p側に最も近!ヽ位置に配置された井 戸層に接して形成されており、 In組成比率は前記第 1アンドープ InGaN層よりも前記 第 2アンドープ InGaN層の方が小さいことを特徴とする請求項 1記載の窒化物半導 体発光素子。
[3] 前記第 1アンドープ InGaN層及び第 2アンドープ InGaN層の In組成比率は、共に 2 . 5%以下であることを特徴とする請求項 2記載の窒化物半導体発光素子。
[4] 前記第 2アンドープ InGaN層は、前記第 1アンドープ InGaN層と前記 p型窒化物半 導体層との間に形成されており、 In組成が前記 p型窒化物半導体層に向カゝつて減少 していく In組成傾斜層であることを特徴とする請求項 1記載の窒化物半導体発光素 子。
[5] 前記 In組成傾斜層の In傾斜は前記 p型窒化物半導体層を形成する成長温度に達 するまでの温度上昇過程によって形成されることを特徴とする請求項 4記載の窒化物 半導体発光素子。
[6] 前記 p型窒化物半導体層の一部として p電極と接触する p型コンタクト層が形成され ており、前記 ρ型コンタクト層は Mgドープ InGaN又は Mgドープ GaNで構成されてい ることを特徴とする請求項 1〜請求項 5のいずれか 1項に記載の窒化物半導体発光 素子。
[7] 前記 p型コンタクト層の p電極と接触する面と反対側には、前記 p型窒化物半導体層 の一部として Mgがドープされた p型 Al GaN (0. 02≤x≤0. 15)が形成されている ことを特徴とする請求項 6記載の窒化物半導体発光素子。
[8] 前記 p型 Al GaN (0. 02≤x≤0. 15)のホールキャリア濃度は、 2 X 1017cm_3以 上の範囲であることを特徴とする請求項 7記載の窒化物半導体発光素子。
[9] 前記 p型 Al GaN (0. 02≤x≤0. 15)は、温度 1000°C以上で成長させることを特 徴とする請求項 7又は請求項 8のいずれか 1項に記載の窒化物半導体発光素子。
[10] 前記井戸層の In組成比率は 10%以上であって、前記活性層の p側に最も近い位 置に配置された井戸層成膜終了から前記 p型窒化物半導体層の成膜終了までの間 に、成長温度が 950°C以上となる時間の合計が 30分以内であることを特徴とする請 求項 1〜請求項 9のいずれか 1項に記載の窒化物半導体発光素子。
PCT/JP2006/310551 2006-05-26 2006-05-26 窒化物半導体発光素子 Ceased WO2007138658A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CNA200680054738XA CN101449395A (zh) 2006-05-26 2006-05-26 氮化物半导体发光元件
US12/227,694 US8053756B2 (en) 2006-05-26 2006-05-26 Nitride semiconductor light emitting element
PCT/JP2006/310551 WO2007138658A1 (ja) 2006-05-26 2006-05-26 窒化物半導体発光素子
EP06746880A EP2034523A1 (en) 2006-05-26 2006-05-26 Nitride semiconductor light-emitting device
JP2008517722A JPWO2007138658A1 (ja) 2006-05-26 2006-05-26 窒化物半導体発光素子
TW096118557A TW200807831A (en) 2006-05-26 2007-05-24 Nitride semiconductor

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2006/310551 WO2007138658A1 (ja) 2006-05-26 2006-05-26 窒化物半導体発光素子

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2007138658A1 true WO2007138658A1 (ja) 2007-12-06

Family

ID=38778187

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2006/310551 Ceased WO2007138658A1 (ja) 2006-05-26 2006-05-26 窒化物半導体発光素子

Country Status (6)

Country Link
US (1) US8053756B2 (ja)
EP (1) EP2034523A1 (ja)
JP (1) JPWO2007138658A1 (ja)
CN (1) CN101449395A (ja)
TW (1) TW200807831A (ja)
WO (1) WO2007138658A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012069901A (ja) * 2010-08-26 2012-04-05 Toshiba Corp 半導体発光素子
JP2014130897A (ja) * 2012-12-28 2014-07-10 Toshiba Corp 半導体発光素子及びその製造方法
US10115859B2 (en) 2009-12-15 2018-10-30 Lehigh University Nitride based devices including a symmetrical quantum well active layer having a central low bandgap delta-layer
JP2020508586A (ja) * 2017-03-02 2020-03-19 オスラム オプト セミコンダクターズ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＯｓｒａｍ Ｏｐｔｏ Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒｓ ＧｍｂＨ 半導体ボディ

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009152552A (ja) * 2007-12-18 2009-07-09 Seoul Opto Devices Co Ltd 多重量子井戸構造の活性領域を有する発光ダイオード
KR101053114B1 (ko) * 2011-02-28 2011-08-01 박건 ＧａＮ 파우더 제조 방법 및 그 방법으로 제조된 ＧａＮ 파우더를 이용한 질화물계 발광소자
JP5996846B2 (ja) * 2011-06-30 2016-09-21 シャープ株式会社 窒化物半導体発光素子およびその製造方法
KR101952437B1 (ko) * 2012-07-13 2019-04-25 엘지이노텍 주식회사 발광소자 및 그 제조방법
WO2014140370A1 (en) * 2013-03-15 2014-09-18 Soitec Semiconductor light emitting structure having active region comprising ingan and method of its fabrication
FR3003397B1 (fr) * 2013-03-15 2016-07-22 Soitec Silicon On Insulator Structures semi-conductrices dotées de régions actives comprenant de l'INGAN
FR3004005B1 (fr) * 2013-03-28 2016-11-25 Commissariat Energie Atomique Diode electroluminescente a multiples puits quantiques et jonction p-n asymetrique
CN103311389B (zh) * 2013-05-21 2017-07-25 华灿光电股份有限公司 发光二极管外延片及其制造方法
CN105048286A (zh) * 2015-09-11 2015-11-11 厦门市三安光电科技有限公司 氮化镓基激光二极管及其制备方法
KR102604739B1 (ko) 2017-01-05 2023-11-22 삼성전자주식회사 반도체 발광 장치
CN109166935B (zh) * 2018-08-09 2023-11-03 镇江镓芯光电科技有限公司 一种Al组分过渡型日盲紫外探测器及其制备方法
JP6955172B2 (ja) * 2018-08-31 2021-10-27 日亜化学工業株式会社 窒化物半導体発光素子とその製造方法
CN113972293B (zh) * 2021-09-26 2024-10-11 华南理工大学 一种二硒化钼/InGaN多光谱光电探测器及其制备方法与应用

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2778405B2 (ja) 1993-03-12 1998-07-23 日亜化学工業株式会社 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子
JPH10290027A (ja) * 1997-02-12 1998-10-27 Toshiba Corp 半導体発光装置及びその製造方法
JPH1154794A (ja) * 1997-07-29 1999-02-26 Toshiba Corp 化合物半導体素子及びその製造方法
JPH11307866A (ja) * 1998-04-24 1999-11-05 Nec Corp 窒化物系化合物半導体レーザ素子
JP2002261395A (ja) * 2000-12-28 2002-09-13 Sony Corp 半導体発光素子およびその製造方法ならびに半導体装置およびその製造方法
JP2004128521A (ja) * 2003-12-15 2004-04-22 Sumitomo Electric Ind Ltd 半導体発光素子およびその製造方法
JP2005268459A (ja) * 2004-03-18 2005-09-29 Sony Corp 半導体発光素子の製造方法、半導体素子の製造方法および素子の製造方法
JP2006135221A (ja) * 2004-11-09 2006-05-25 Mitsubishi Electric Corp 半導体発光素子

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH01154794A (ja) 1987-12-11 1989-06-16 Fuji Photo Film Co Ltd 感熱転写シート
JPH10294531A (ja) * 1997-02-21 1998-11-04 Toshiba Corp 窒化物化合物半導体発光素子
JP2000286448A (ja) 1999-03-31 2000-10-13 Toyoda Gosei Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物系化合物半導体発光素子
JP2001077413A (ja) 1999-09-06 2001-03-23 Showa Denko Kk Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子およびその製造方法
JP4388720B2 (ja) 2001-10-12 2009-12-24 住友電気工業株式会社 半導体発光素子の製造方法
JP2005302804A (ja) * 2004-04-07 2005-10-27 Toyoda Gosei Co Ltd 発光ダイオード及びその製造方法
JP4836410B2 (ja) * 2004-04-07 2011-12-14 シャープ株式会社 窒化物半導体発光素子およびその製造方法
CN1993835A (zh) * 2004-06-14 2007-07-04 三菱电线工业株式会社 氮化物半导体发光器件

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2778405B2 (ja) 1993-03-12 1998-07-23 日亜化学工業株式会社 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子
JPH10290027A (ja) * 1997-02-12 1998-10-27 Toshiba Corp 半導体発光装置及びその製造方法
JPH1154794A (ja) * 1997-07-29 1999-02-26 Toshiba Corp 化合物半導体素子及びその製造方法
JPH11307866A (ja) * 1998-04-24 1999-11-05 Nec Corp 窒化物系化合物半導体レーザ素子
JP2002261395A (ja) * 2000-12-28 2002-09-13 Sony Corp 半導体発光素子およびその製造方法ならびに半導体装置およびその製造方法
JP2004128521A (ja) * 2003-12-15 2004-04-22 Sumitomo Electric Ind Ltd 半導体発光素子およびその製造方法
JP2005268459A (ja) * 2004-03-18 2005-09-29 Sony Corp 半導体発光素子の製造方法、半導体素子の製造方法および素子の製造方法
JP2006135221A (ja) * 2004-11-09 2006-05-25 Mitsubishi Electric Corp 半導体発光素子

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10115859B2 (en) 2009-12-15 2018-10-30 Lehigh University Nitride based devices including a symmetrical quantum well active layer having a central low bandgap delta-layer
JP2012069901A (ja) * 2010-08-26 2012-04-05 Toshiba Corp 半導体発光素子
US8835901B2 (en) 2010-08-26 2014-09-16 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor light emitting device
US8952353B2 (en) 2010-08-26 2015-02-10 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor light emitting device
JP2014130897A (ja) * 2012-12-28 2014-07-10 Toshiba Corp 半導体発光素子及びその製造方法
JP2020508586A (ja) * 2017-03-02 2020-03-19 オスラム オプト セミコンダクターズ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＯｓｒａｍ Ｏｐｔｏ Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒｓ ＧｍｂＨ 半導体ボディ

Also Published As

Publication number Publication date
US20090166607A1 (en) 2009-07-02
JPWO2007138658A1 (ja) 2009-10-01
CN101449395A (zh) 2009-06-03
TW200807831A (en) 2008-02-01
EP2034523A1 (en) 2009-03-11
US8053756B2 (en) 2011-11-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5050574B2 (ja) Ｉｉｉ族窒化物系半導体発光素子
TW200807831A (en) Nitride semiconductor
TW200807762A (en) Nitride semiconductor light emitting element
JP5087540B2 (ja) 窒化物半導体発光素子
JPH0715041A (ja) 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子
JP3733008B2 (ja) Ｉｉｉ−ｎ系化合物半導体装置
JP5401145B2 (ja) Ｉｉｉ族窒化物積層体の製造方法
JP2008277714A (ja) ＧａＮ系半導体発光ダイオードの製造方法
JP4424840B2 (ja) Ｉｉｉ−ｎ系化合物半導体装置
KR20120057658A (ko) 반도체 발광 소자를 제작하는 방법
US8306083B2 (en) High performance ZnO-based laser diodes
KR101373804B1 (ko) 백색 발광다이오드 및 그 제조방법
CN100477304C (zh) 半导体发光器件以及半导体器件的制造方法
JP5733295B2 (ja) 窒化物半導体発光素子、窒化物半導体発光素子を作製する方法
KR20090002195A (ko) 질화물 반도체 발광소자 및 그 제조방법
KR20090026299A (ko) 질화물 반도체 발광 소자
JP5898656B2 (ja) Ｉｉｉ族窒化物半導体素子
KR20090021182A (ko) 질화물 반도체 발광 소자
KR20090021177A (ko) 질화물 반도체 발광 소자
KR20120029674A (ko) 질화물 반도체 발광소자 및 그 제조방법
JP2009032985A (ja) 半導体発光素子及びその製造方法
JPH11274649A (ja) 半導体光素子及びその製造方法
US9508895B2 (en) Group III nitride semiconductor light-emitting device and production method therefor
JP2009026956A (ja) 発光素子、発光素子のための基板生産物、および発光素子を作製する方法
JP2000277861A (ja) Ｉｉｉ族窒化物レーザダイオードおよびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200680054738.X

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 06746880

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12227694

Country of ref document: US

Ref document number: 2008517722

Country of ref document: JP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020087031253

Country of ref document: KR

Ref document number: 2006746880

Country of ref document: EP