JP2001144324A - 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子及びその製造方法 - Google Patents
窒化ガリウム系化合物半導体発光素子及びその製造方法Info
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Abstract
とp型窒化ガリウム系化合物半導体層があり、p型窒化
ガリウム系化合物半導体層の上に透光性薄膜金属電極が
形成されており、p型側から発光を観測する窒化ガリウ
ム系化合物半導体発光素子において、透光性薄膜金属電
極を形成する際に基板温度を上げて形成すると、金属が
凝集して均一な薄膜電極を形成することができない。 【解決手段】 透光性薄膜金属電極を形成する際に基板
温度を10〜100℃に保って、形成する。
Description
で発光可能な窒化ガリウム系化合物半導体発光素子とそ
の製造方法に係わり、特に、発光観測面上に透光性薄膜
金属電極とp型ボンディング電極が形成されている窒化
ガリウム系化合物半導体発光素子に関する。
おいては、一般に、p型窒化ガリウム系化合物半導体層
表面を発光観測面としている。しかしながら、p型窒化
ガリウム系化合物半導体層は、高い抵抗を有しているた
め、電流を拡げることが困難であった。そのため、発光
観測面全面に電流を拡げるために透光性の薄膜金属電極
を形成している窒化ガリウム系化合物半導体発光素子が
提案されている(例えば、特開平7−94782号公
報)。
基板1(本従来例ではサファイア)、n型窒化ガリウム
系化合物半導体層2、窒化ガリウム系化合物半導体活性
層3、p型窒化ガリウム系化合物半導体層4、透光性薄
膜金属電極5、p型ボンディング電極6、n型電極7か
ら構成されている。本従来例素子では半導体層上に金属
電極を形成する場合、半導体層と金属の密着性を向上さ
せるために半導体層のウェハーまたはウェハーホルダー
等を100℃を超える温度にまで加熱しながら透光性薄
膜金属電極5をウェハー表面に蒸着形成していた。
系化合物半導体層4表面上に透光性薄膜金属電極5を形
成する際、ウェハーまたはウェハーホルダー等を加熱し
ながら形成すると、金属の平均膜厚が7nm以下と非常
に薄いことと、p型窒化物半導体層表面ではGaとNの
結合が強いために、その上に形成される金属との結合が
進みにくく、ウェハー表面で均一な膜厚で透光性薄膜金
属電極5が形成されず、自然と透光性薄膜金属電極5が
凝集し、粒状または島状に形成されていることが分かっ
た。
方向の抵抗が増加し、発光素子の順方向電圧が増大する
とともに、電流が透光性薄膜金属電極5の凝集に対応し
て透光性薄膜金属電極5が厚く形成された部分に集中的
に流れ、このことより発光も不均一になり、ひいては発
光素子の信頼性も低下させるという問題があった。これ
は、窒化ガリウム系半導体発光素子では、窒化ガリウム
系化合物半導体活性層3での少数キャリアの拡散長が1
0〜100nm程度と、透光性薄膜金属電極5の凝集し
た島のサイズ(数μm)と比べて小さいために生ずる問
題である。
化合物半導体発光素子は、基板上に、n型窒化ガリウム
系化合物半導体層とp型窒化ガリウム系化合物半導体層
を含む積層構造が形成され、p型窒化ガリウム系化合物
半導体層を発光観測面とする窒化ガリウム系化合物半導
体発光素子において、p型窒化ガリウム系化合物半導体
層表面に、連続的な透光性薄膜金属電極を有することを
特徴とする。
素子は、前記透光性薄膜金属電極は、前記p型窒化ガリ
ウム系化合物半導体層とオーミック性接触を形成し、か
つ抵抗率が10-4〜10-5Ωcmであることを特徴とす
る。
素子は、前記透光性薄膜金属電極は、膜厚が2〜7nm
であることを特徴とする。
素子の製造方法は、基板上にn型窒化ガリウム系化合物
半導体層、p型窒化ガリウム系化合物半導体層を含む積
層構造が形成され、p型窒化ガリウム系化合物半導体層
の上に透光性薄膜金属電極を形成する窒化ガリウム系化
合物半導体発光素子の製造方法において、透光性薄膜金
属電極を形成する際に基板温度を10〜100℃に保つ
ことを特徴とする。
素子の製造方法は、前記透光性薄膜金属電極形成後に、
真空中あるいは不活性ガス中で550℃以下で熱処理を
行うことを特徴とする。
素子の製造方法は、前記透光性薄膜金属電極の上にボン
ディング電極が形成され、ボンディング電極は透光性薄
膜金属電極を熱処理した後に形成されることを特徴とす
る。
素子の形成方法は、前記ボンディング電極は、基板を1
00〜150℃に加熱した状態で形成されることを特徴
とする。
成形態について詳細に説明する。
上に、例えばEB(電子ビーム)蒸着法、抵抗加熱蒸着
法、スパッタリング法等を用いて形成する場合、前記基
板を低温(10〜100℃)に保持したまま、前記発光
観測面上に透光性薄膜金属電極を形成することにより、
形成した透光性薄膜金属電極を蒸着形成初期段階より比
較的平坦な薄膜を呈することが分かった。このようにし
て形成された透光性薄膜金属電極を適用した窒化ガリウ
ム系化合物半導体発光素子を作製したところ、均一な発
光パターンが得られた。ここで、基板を低温に保持する
とは、基板を10℃以上100℃以下の範囲に保持する
ことを意味する。
00℃を超えて150℃以下の範囲で保持して)形成し
た透光性薄膜金属電極では、蒸着初期段階で島状及び粒
状に形成され、膜の表面の凹凸は設定膜厚の±30%以
上と大きな凝集状態を呈する。この場合、膜厚が7nm
を超えてさらに厚くなるにつれて透光性薄膜金属電極表
面の平坦性は確保され、表面の凹凸も設定膜厚の±20
%以下と小さくなるが、この場合は透光性薄膜金属電極
の透光性電極としての光透過率が減少するため、発光素
子の透光性電極としては望ましい状態ではなくなる。こ
のように、比較のために作製した基板を100℃より高
い温度に加熱しながら形成した透光性薄膜金属電極(膜
厚2nm以上7nm以下の範囲)を持つ窒化ガリウム系
化合物半導体発光素子の発光パターンを観察したとこ
ろ、凝集が生じ十分に連続した平坦膜が得られないため
均一な発光パターンも得られず、チップ全体の発光強度
も20%程度減少し、順方向電圧は15%程度増加し
た。このため、寿命試験においても、5℃で透光性電極
を形成した素子の1000時間走行後の発光強度は、初
期の強度の45%まで低下し、実用上問題である。一
方、基板を10℃より低い温度に冷却しながら形成した
透光性薄膜金属電極(膜厚2nm以上7nm以下の範
囲)を持つ窒化ガリウム系化合物半導体発光素子では、
透光性薄膜金属電極とp型窒化ガリウム系化合物半導体
層との密着性が乏しく、特に素子周辺部において、透光
性薄膜金属電極の剥がれが生じ、発光パターンの均一性
に乏しい結果となった。従って、基板加熱の温度は10
0℃以下の範囲がよく、特に好ましくは10℃から10
0℃の範囲がよい。
めて以下に説明する。基板を加熱することなしに(50
℃に制御して)形成した透光性薄膜金属電極と、基板を
加熱しながら(150℃に加熱して)形成した透光性薄
膜金属電極の抵抗率の違いを図3に示す。○が50℃に
保持(加熱なし)して形成した場合、△が100℃に保
持して形成した場合、●が150℃に加熱して形成した
場合である。図からわかるように基板温度を50℃ある
いは100℃に保持して形成した場合は、透光性薄膜金
属電極の膜厚が2nmの場合でも10-4Ωcmであり、
従来の加熱して透光性薄膜金属電極を形成した場合の2
Ωcmと比較して大きく抵抗率が下がった。150℃に
加熱形成すると、7nmより薄い領域において膜厚が薄
くなればなるほど極端に膜の抵抗率は増大している。こ
のような状態の透光性薄膜金属電極を用いた発光素子で
は、素子全面に電流が均一に流れにくくなり、均一発光
が阻害される問題が生じる。
率は基板を150℃に加熱して形成した透光性薄膜金属
電極の場合も、50℃で形成した透光性薄膜金属電極の
抵抗率とほぼ同程度になるが、この場合も透光性薄膜金
属電極の表面状態を観察すると±40%もの大きな凹凸
が見られ、発光も微視的に観測すると、透光性薄膜金属
電極の厚くなっている発光部と、薄くなっている暗部が
数μmごとにランダムに分布した形状であることが分か
る。これは透光性薄膜金属電極の蒸着初期段階(2〜3
nm相当分形成した状態)にp型窒化ガリウム系半導体
層4の表面に形成される島状及び粒状の凝集状態によ
り、p型窒化ガリウム系半導体層4と透光性薄膜金属電
極5の界面が変質され、それ以後に凝集部分の外部に蒸
着された透光性薄膜金属電極5とp型窒化ガリウム系半
導体層4との界面より、抵抗が低くなり、この部分によ
り多くの電流が流れることによるものと推察される。一
方、本発明による基板温度50℃にて形成した透光性薄
膜金属電極5は平均膜厚7nmに対して凹凸は±1.4
nm以下と約±20%以下と平坦性に優れていた。
は、凝集が少ない状態(表面の凹凸が±20%以下)
で、かつ平均した膜厚が2nmから7nmの範囲が好ま
しい。2nmより薄いと膜の抵抗率が増大し、チップ全
体に電流が広がらないために、p型ボンディング電極周
辺で強く発光する不均一発光が観測される問題点が生ず
る。また、2nmより薄い透光性薄膜金属電極5を用い
た場合には、透光性薄膜金属電極形成時の膜厚の制御性
も極めて困難となり、透過率や抵抗率が作製ロットごと
に±50%以上と大きくばらつく問題点も生じた。
mより厚くすると透光性薄膜金属電極5の膜厚の制御性
や再現性の確保は容易であったが、発生光に対して透過
率が35%以下に減少してしまうため、透光性電極とし
て好ましくない。以上のことを鑑みると、凝集の少ない
透光性薄膜金属電極5を膜厚2nm以上7nm以下の範
囲で形成することが肝要であることが分かる。
い範囲は、膜の抵抗率と透過率の再現性と制御性を考慮
し、素子の作製歩留を85%以上確保するためには3n
m以上6nm以下の範囲であった。
なオーミック接触を得るために電極形成後に熱処理が必
要である。熱処理温度については、500℃以下の真空
中、窒素中、アルゴン中などの不活性ガス雰囲気中で行
うのが望ましく、これにより、安定したp型窒化ガリウ
ム系化合物半導体層4に対してウェハー面内で均一なオ
ーミック接触を形成することができる。なお、前記熱処
理温度が500℃より高い場合には、前記透光性薄膜金
属電極5に蒸着時に抑制した凝集が再び生じることにな
り、部分的に透光性薄膜金属電極のない部分が発生し、
電流が均一に拡がらなくなり、発光素子においては順方
向電圧の増加、さらに均一な発光が得られないという問
題が生じる。
い形成形態について詳細に説明する。p型ボンディング
電極は、前記透光性薄膜金属電極を熱処理した後に、透
光性薄膜金属電極上の一部に形成することが好ましい。
例えばEB蒸着法、抵抗加熱法等を用いて、前記基板の
加熱を行いながら形成する。ここで、p型ボンディング
電極形成時の加熱温度は約100℃〜150℃の範囲に
保持しながら形成すると、透光性薄膜金属電極との密着
性が向上した。加熱しながらp型ボンディング電極を形
成した際のボンディング時の電極剥がれの発生割合は0
%であった。p型ボンディング電極形成時の加熱温度が
100℃より低い場合は、p型ボンディング電極にワイ
ヤを接続する際に、p型ボンディング電極と透光性薄膜
金属電極間で剥がれが生じる不具合が生じる確立が20
%と高くなった。一方、p型ボンディング電極形成時の
加熱温度が150℃よりも高い場合には、p型ボンディ
ング電極と透光性薄膜金属電極間で合金化が起こり、ボ
ンディング電極直下の領域においてボンディング電極材
料とp型窒化ガリウム系化合物半導体層とが直接接触す
ることによりp型窒化ガリウム系化合物半導体層とのオ
ーミック接触が阻害された。したがって、p型ボンディ
ング電極形成時の望ましい基板温度範囲は100℃以上
150℃以下であることが明らかになった。
熱処理を施さず、p型ボンディング電極を形成した際に
は、p型ボンディング電極にリード線をボンディングす
る際に約95%もの電極剥がれが発生した。表1に透光
性薄膜金属電極の熱処理温度が500℃以下の場合と熱
処理なしの場合のそれぞれについて、ボンディング電極
の形成時の基板温度が100〜150℃の場合と100
℃以下の場合について、ボンディング電極の剥がれ発生
率を表した。
膜金属電極5とp型窒化ガリウム系化合物半導体層4と
の間から剥がれていることがわかり、p型ボンディング
電極を形成する前に透光性薄膜金属電極をp型窒化ガリ
ウム系化合物半導体層に密着させるための熱処理を施
し、その後に、透光性薄膜金属電極上にp型ボンディン
グ電極を形成することが重要であることがわかった。
照しながら説明するが、これらに限定されるものではな
い。以下の実施の形態では、本発明の発光ダイオードに
ついて述べるが、半導体レーザ素子についても適用でき
ることは言うまでもない。なお、以下に述べる窒化ガリ
ウム系化合物半導体とはInsAltGa1-s-tN(0≦
s、0≦t、s+t≦1)を含むものとする。
態の半導体発光素子の模式断面図を示している。この半
導体発光素子は、基板1(本実施例ではサファイア)上
に、n型窒化ガリウム系化合物半導体層2(本実施例で
はn型GaN層)、窒化ガリウム系化合物半導体活性層
3(本実施例ではInGaN層)、p型窒化ガリウム系
化合物半導体層4(本実施例ではp型GaN層)、透光
性薄膜金属電極5、p型ボンディング電極6、n型電極
7で構成されている。9、10はリード線である。
4を発光観測面とする窒化ガリウム系化合物半導体発光
素子において、p型窒化ガリウム系化合物半導体層4表
面の全面に透光性薄膜金属電極5及び前記透光性薄膜金
属電極表面の一部にp型ボンディング電極6を形成する
製造方法を、図1の(a)から(d)を基に詳細に説明
する。
に有機金属気相成長法にてn型窒化ガリウム系化合物半
導体層2、窒化ガリウム系化合物半導体活性層3、Mg
を添加したp型窒化ガリウム系化合物半導体層4を成長
させる。このウェハーを成長装置から取り出し、発光観
測面となるp型窒化ガリウム系化合物半導体層層4の表
面を塩酸系表面処理液にて表面洗浄処理を施す。
膜金属電極5としてパラジウム(Pd)をp型窒化ガリ
ウム系化合物半導体層4上のほぼ全面にEB(電子ビー
ム)蒸着法を用いて蒸着した。なお、透光性薄膜金属電
極5を蒸着時の雰囲気は真空度1〜5×10-6torr
の圧力下(蒸着中)の真空中とし、基板を加熱すること
なしに(50℃に保持し)、0.02〜0.05nm/
secの範囲内の蒸着レートに制御して、トータルの平
均膜厚が3nmとなるように蒸着時間を制御して形成し
た。
れたウェハーを熱処理(アロイ)することにより、蒸着
した透光性薄膜金属電極5とp型窒化ガリウム系化合物
半導体層4との密着性およびオーミック性の安定化を行
った。この場合の熱処理温度は500℃、熱処理時間は
3分間、熱処理雰囲気は真空中(1〜5×10-6tor
rの圧力下)にて実施した。
透光性薄膜金属電極5を熱処理した後に、p型ボンディ
ング電極6を形成することが好ましい。ここではEB蒸
着法を用いて、真空度1〜5×10-6torrの圧力下
にて基板の加熱を約100℃〜150℃の範囲に保持し
ながら形成する。p型ボンディング電極6は、透光性薄
膜金属電極5の上にパラジウム(Pd)、金(Au)を
それぞれ蒸着レートが0.02〜0.05nm/se
c、0.5〜1.0nm/secにて膜厚15nm、6
00nmを順次形成する。形成された透光性金属薄膜電
極5の抵抗率は5×10-5Ωcmであった。
応性イオンエッチング法によるドライエッチング技術を
用いてn型窒化ガリウム系化合物半導体層2の表面8を
露出させ、その上にn型電極7を形成する。続いて、チ
ップの大きさが約500μm角になるように切断し本発
明の半導体発光素子とした。最後にp型ボンディング電
極6に電流供給用のリード線10を接続し、n型電極に
電流供給用のリード線9を接続した(図2)。
坦な透光性薄膜金属電極5を厚さ3nmと薄く形成でき
るため、透過率が約80%まで向上でき発光出力も3m
Wで、しかも均一な発光パターン、順方向電圧3.2
(V)を持つ窒化ガリウム系化合物半導体発光素子が得
られた。
板加熱なし(50℃に保持)で透光性薄膜金属電極5を
形成した場合と、その比較例として基板加熱しながら
(150℃に加熱した状態で)透光性薄膜金属電極5を
形成した場合の、透光性薄膜金属電極5の抵抗率を、透
光性薄膜金属電極5の平均膜厚(蒸着した金属が全て均
一にp型窒化ガリウム系化合物半導体層4上に膜を形成
したと仮定した場合の膜厚)を変化させて測定した結果
を示す。図3より、平均膜厚が7nm以下において、5
0℃にて形成した透光性薄膜金属電極5の膜の抵抗率に
比べ、150℃に加熱した状態で形成した透光性薄膜金
属電極5の膜の抵抗率は高い値をすことが分かった。
たPdの透光性薄膜金属電極5の表面状態は、島状にP
dが離散的に存在するような凝集が見られ、Pd電極の
表面の凹凸は2nm設定膜厚時で±1.0nm(すなわ
ち完全に離散状態)、5nm設定膜厚時で±2nm、7
nm設定膜厚時で±3nmと、設定膜厚に対して±40
%以上もの大きな凹凸振幅(凹凸の極大と極小の高低
差)が観測された。これは、透光性薄膜金属電極5を形
成した際の基板温度が150℃と高い場合には、透光性
薄膜金属電極5を蒸着した際にp型窒化ガリウム系化合
物半導体層4表面でPd金属とp型GaN層表面との結
合が弱いため、Pd同士が凝集しやすく、島状になった
ものと考えられる。このため、150℃に加熱した状態
で形成したPdの透光性薄膜金属電極5を持つ窒化ガリ
ウム系化合物半導体発光素子においては、金属が凝集し
た部分に選択的に電流が流れるため、不均一な発光パタ
ーンとなる。また、透光性薄膜金属電極5内を広がる電
流は、凝集した島状金属間の金属が薄い部分を電流が通
過する必要があるため、透光性薄膜金属電極5自体の広
がり抵抗も均一に透光性薄膜金属電極5を形成した場合
と比較して大きくなる。
GaN層4上に形成した透光性薄膜金属電極5を観察し
たところ、50℃(加熱なし)で形成した透光性薄膜金
属電極5は、厚さが2nm以上7nm以下の範囲のいず
れのサンプルにおいてもPdの凝集はほとんど観測され
ず、その凹凸は平均膜厚が2nmと極薄い素子において
でさえ±0.7nmと小さく、平均膜厚が7nmの素子
でも±0.5nm〜±1.4nmと平均膜厚(7nm)
と比較して±20%以下と小さな凹凸振幅しか観測され
なかった。これは、Pdの凝集するエネルギーが比較的
小さくなり、p型窒化ガリウム系化合物半導体層4の表
面に蒸着した状態そのままでPdが分散し、凝集が抑制
されるものと思われる。
透光性薄膜金属電極5を形成した場合には、凝集が抑制
されて均一な膜を得ることができる。つまり、基板を5
0℃として透光性薄膜金属電極5を形成した窒化ガリウ
ム系化合物半導体発光素子においては、均一な発光パタ
ーンが観察された。このため、透光性薄膜金属電極5は
基板加熱なし(10℃から100℃に保持の状態)で2
から7nmの範囲で形成することが好ましい。
温度が、550℃より高いと透光性薄膜金属電極5の凝
集が生じることになり部分的に透光性薄膜金属電極のな
い部分が発生し、透光性薄膜金属電極の抵抗率も大きく
なり、均一な発光も得られないという問題も生じ、発光
出力が約20%程度減少した。この発光出力の減少は、
透光性薄膜金属電極に大きな凹凸が生じることにより、
膜厚が局所的に厚くなった領域(すなわち凸部)に電流
が集中し、この領域で選択的に発光が生じ、素子外部に
光が取り出されるためには本来の平均膜厚よりも厚い金
属を透過する必要が生ずることが原因である。ここで、
特に前記現象が生じやすいのは、基板加熱しながらの蒸
着で熱処理温度が約550℃以上の場合である。このた
め、特に好ましい透光性薄膜金属電極5の熱処理温度は
500℃以下、蒸着形成時は50℃以上100℃以下の
温度条件が好ましい。
ンディング電極6を形成する場合、透光性薄膜金属電極
5を熱処理した後に、p型ボンディング電極6を加熱蒸
着しながら形成するのが好ましい。透光性薄膜金属電極
を加熱なしで形成し、その後熱処理なし、その上にp型
ボンディング電極を加熱なしで形成すると、透光性の金
属電極の抵抗率は低くなるが、ボンディング時の電極剥
れ率が最も高い結果となった。また、透光性薄膜金属電
極を加熱なしで形成したのち熱処理なし、p型ボンディ
ング電極は加熱しながら形成した場合はワイヤーボンデ
ィング時にp型窒化ガリウム系化合物半導体層と透光性
薄膜金属電極の間から電極剥がれが生じ、透光性薄膜金
属電極を加熱なしで形成したのち熱処理あり、p型ボン
ディング電極を加熱なしで形成するとワイヤーボンディ
ング時に透光性薄膜金属電極とp型ボンディング電極の
間で電極剥がれが生じるため好ましくない。
加熱なし(10〜100℃)で形成し、その後熱処理を
約500℃以下で行った状態で透光性薄膜金属電極5上
にp型ボンディング電極を加熱しながら(100〜15
0℃)形成することが、透光性薄膜金属電極の抵抗率が
低くかつボンディング時の電極剥れ率が最も少ない良好
な結果が得られた。
態の半導体発光素子の模式断面図を示している。この半
導体発光素子は、基板1(本実施例ではn型GaN基
板)上に、n型窒化ガリウム系化合物半導体層2、窒化
ガリウム系化合物半導体活性層3、p型窒化ガリウム系
化合物半導体層4が形成されており、5はp型透光性金
属電極、6はp型ボンディング電極、7はn型電極、1
0はリード線である。
明する。
物半導体層4表面を塩酸系エッチング液にて表面洗浄処
理を施す。次に、透光性薄膜金属電極5(Pd)を発光
観測面上全面に、ここではEB(電子ビーム)蒸着法を
用いて形成する。前記透光性薄膜金属電極5を形成する
場合、真空度1〜5×10-6torrの圧力下にて、基
板を加熱することなし(50℃に保持)に、発光観測面
上に蒸着レートが0.02〜0.05nm/secにて
厚さ2.5nm形成する。次に、前記透光性薄膜金属電
極5の熱処理(アロイ)を行う。前記熱処理温度は50
0℃、熱処理雰囲気が真空中1〜5×10-6torrの
圧力下にて行う。ここで、透光性薄膜金属電極5とp型
窒化ガリウム系化合物半導体層4はオーミック性接触を
得る。次に、p型ボンディング電極6は、透光性薄膜金
属電極5を熱処理した後に、形成することが好ましい。
ここではEB蒸着法を用いて、真空度1〜5×10-6t
orrの圧力下にて基板の加熱温度を約100℃〜15
0℃の範囲に保持しながら形成する。p型ボンディング
電極6は、透光性薄膜金属電極5の上にニッケル(N
i)、金(Au)をそれぞれ蒸着レートが0.02〜
0.05nm/sec、0.5〜1.0nm/secに
て膜厚15nm、600nmを順次形成する。ここで、
p型ボンディング電極6のニッケル(Ni)は透光性薄
膜金属電極5と金Auとの接着力を増すためにNiを用
いた。次に、基板1の裏面にn型電極7を形成する。最
後に、チップの大きさが約400μm角になるように、
切断すると本発明の半導体発光素子となる。p型ボンデ
ィング電極6に電流供給用のリード線10を接続し、n
型電極に電流供給用のリード線9を接続する。ここで、
本発明の発光素子は、上記GaN基板を用いることによ
り実施の形態1で作製したより透光性薄膜金属電極5
が、より連続的で平坦な透光性薄膜金属電極5を厚さ
2.5nmと薄く形成できるため、透過率が約90%に
向上でき発光出力も4mWで、しかも均一な発光パター
ン、順方向電圧は3.05(V)を持つ窒化ガリウム系
化合物半導体発光素子が得られた。ここで、GaN基板
を用いることによりその上に積層したp型窒化ガリウム
系化合物半導体層4表面がサファイヤ基板上と比較して
より平坦な表面になっており、この上に薄膜の金属を形
成するとさらに透光性薄膜金属膜5のPdの膜厚も均一
になり、均一な透光性薄膜金属電極5が形成可能とな
る。したがって、透光性薄膜金属電極5を薄膜にしたと
しても膜抵抗率が低減でき、順方向電圧が低減でき発光
パターンも均一な発光素子が得られた。さらに、GaN
基板を用いることによりその上に積層したp型窒化ガリ
ウム系化合物半導体層4内の転位が低減されPdの拡散
が抑制され、Pdの拡散によりP/N接合を壊すことが
なくなり、ひいては発光素子の信頼性が向上できた。
光性薄膜金属電極5にPdを用いたが、ニッケル(N
i)、白金(Pt)を上記実施の形態で述べた作製方法
に基づいて作製しても同様な効果が得られる。また、G
aN基板の面方位に関しては、好ましくは、GaN基板
の{0001}面、{1−100}面、{11−20}
面、{1−101}面、{11−22}面、{01−1
2}面であり、前記面方位から、+−2度ずれていても
本発明と同様な効果が得られることを確認している。
ば連続的な透光性薄膜金属電極が形成され、発光出力が
増加し、さらに発光が均一な発光観測面及び順方向電圧
が低減可能で、さらに、ボンディング時に電極剥がれが
少ない生産性の高い、信頼性の優れた窒化ガリウム系化
合物半導体発光素子を提供できる。
導体発光素子の作製模式断面図である。
導体発光素子の模式断面図である。
る。
導体発光素子の模式断面図である。
である。
Claims (7)
- 【請求項1】 基板上に、n型窒化ガリウム系化合物半
導体層とp型窒化ガリウム系化合物半導体層を含む積層
構造が形成され、p型窒化ガリウム系化合物半導体層を
発光観測面とする窒化ガリウム系化合物半導体発光素子
において、 p型窒化ガリウム系化合物半導体層表面に、連続的な透
光性薄膜金属電極を有することを特徴とする窒化ガリウ
ム系化合物半導体発光素子。 - 【請求項2】 前記透光性薄膜金属電極は、前記p型窒
化ガリウム系化合物半導体層とオーミック性接触を形成
し、かつ抵抗率が10-4〜10-5Ωcmであることを特
徴とする請求項1に記載の窒化ガリウム系化合物半導体
発光素子。 - 【請求項3】 前記透光性薄膜金属電極は、膜厚が2〜
7nmであることを特徴とする請求項1または2に記載
の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子。 - 【請求項4】 基板上にn型窒化ガリウム系化合物半導
体層、p型窒化ガリウム系化合物半導体層を含む積層構
造が形成され、p型窒化ガリウム系化合物半導体層の上
に透光性薄膜金属電極を形成する窒化ガリウム系化合物
半導体発光素子の製造方法において、 透光性薄膜金属電極を形成する際に基板温度を10〜1
00℃に保つことを特徴とする窒化ガリウム系化合物半
導体発光素子の製造方法。 - 【請求項5】 前記透光性薄膜金属電極形成後に、真空
中あるいは不活性ガス中で550℃以下で熱処理を行う
ことを特徴とする請求項4に記載の窒化ガリウム系化合
物半導体発光素子の製造方法。 - 【請求項6】 前記透光性薄膜金属電極の上にボンディ
ング電極が形成され、ボンディング電極は透光性薄膜金
属電極を熱処理した後に形成されることを特徴とする請
求項5に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の
製造方法。 - 【請求項7】 前記ボンディング電極は、基板を100
〜150℃に加熱した状態で形成されることを特徴とす
る請求項6に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素
子の形成方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP32204399A JP2001144324A (ja) | 1999-11-12 | 1999-11-12 | 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP32204399A JP2001144324A (ja) | 1999-11-12 | 1999-11-12 | 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子及びその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2001144324A true JP2001144324A (ja) | 2001-05-25 |
Family
ID=18139293
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP32204399A Pending JP2001144324A (ja) | 1999-11-12 | 1999-11-12 | 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子及びその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2001144324A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2004327980A (ja) * | 2003-04-21 | 2004-11-18 | Samsung Electronics Co Ltd | 半導体発光ダイオード及びその製造方法 |
JP2005033212A (ja) * | 2003-07-11 | 2005-02-03 | Samsung Electronics Co Ltd | 高性能の窒化ガリウム系発光素子のための薄膜電極およびその製造方法 |
JP2010537436A (ja) * | 2007-08-31 | 2010-12-02 | ラティス パワー (チアンシ) コーポレイション | 低温でp型III−V窒化物半導体材料に低抵抗率オーム接点を製作する方法 |
-
1999
- 1999-11-12 JP JP32204399A patent/JP2001144324A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2004327980A (ja) * | 2003-04-21 | 2004-11-18 | Samsung Electronics Co Ltd | 半導体発光ダイオード及びその製造方法 |
JP2005033212A (ja) * | 2003-07-11 | 2005-02-03 | Samsung Electronics Co Ltd | 高性能の窒化ガリウム系発光素子のための薄膜電極およびその製造方法 |
JP2010537436A (ja) * | 2007-08-31 | 2010-12-02 | ラティス パワー (チアンシ) コーポレイション | 低温でp型III−V窒化物半導体材料に低抵抗率オーム接点を製作する方法 |
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