JP2002084040A - 窒化物半導体発光素子、ならびにそれを使用した発光装置およびピックアップ装置 - Google Patents
窒化物半導体発光素子、ならびにそれを使用した発光装置およびピックアップ装置Info
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Abstract
含む窒化物半導体を発光層に用いた発光素子について、
発光効率または発光強度が高められた発光素子を提供す
る。 【解決手段】 窒化物半導体発光素子は、GaN基板1
00上に形成された窒化物半導体からなるn型層102
ならびにp型層104および105と、n型層102と
p型層104との間に配置された発光層103とを備え
る。発光層103は、井戸層、または井戸層と障壁層の
組合せからなる。発光層103を構成する層のうち少な
くとも井戸層は、As、PおよびSbよりなる群から選
ばれる一種以上の元素X、NおよびGaを含む窒化物半
導体からなる。発光層を構成する窒化物半導体におい
て、元素Xの原子数とNの原子数の合計に対するXの原
子数の割合は、原子百分率で30%以下であり、かつ発
光層を構成する層のうち少なくとも井戸層は、Mg、B
e、Zn、Cd、C、Si、Ge、Sn、O、S、Se
およびTeよりなる群から選ばれる一種以上の元素を不
純物として含有する。
Description
化物半導体発光素子、ならびにそれを使用する発光装置
および光ピックアップ装置に関する。
As、GaNPまたはGaNSb井戸層/GaN障壁層
からなる多重量子井戸構造の発光層を有する窒化物半導
体発光素子が開示されている。
NP結晶またはGaNSb結晶で構成される発光層で
は、その電子とホールの有効質量を従来のInGaN結
晶と比較して小さくすることができると考えられる。こ
れは、少ないキャリア密度でレーザ発振のための反転分
布が得られること(レーザ発振閾値電流値の低減化)を
示唆する。しかし、窒化物半導体からなる発光層に、た
とえばAsを含有させると、発光層は、窒素の割合の高
い領域とAsの割合の高い領域に容易に分離し得る(以
下、この現象を「相分離」と呼ぶ)。さらに、窒素の割
合の高い領域は六方晶系に、Asの割合の高い領域は立
方晶系に分離が進行し得る。このような結晶系の異なる
分離(以下、「結晶系分離」と呼ぶ)は、その結晶性の
悪化から発光効率の低下を招き得る。このような結晶系
分離は、Asだけでなく、PまたはSbが窒化物半導体
発光層に含有される場合にも生じ得る。従って、このよ
うな結晶系分離を抑制し、発光効率(発光強度)を向上
させることが望まれた。
なくともいずれかを含む窒化物半導体を発光層に用いた
発光素子について、その性能を向上させ得る構造を明ら
かにし、発光効率または発光強度が高められた発光素子
を提供することにある。
導体発光層にMg、Be、Zn、Cd、C、Si、G
e、Sn、O、S、SeおよびTeの少なくともいずれ
かの元素を不純物として添加することによって、As、
PまたはSbの含有による窒化物半導体発光層の結晶系
分離を抑制し、良好な結晶性と高い発光効率(発光強
度)を有する窒化物半導体発光素子が得られることを見
出した。
素子は、窒化物半導体結晶からなる基板または窒化物半
導体結晶膜が他の結晶材料上に成長させられた構造を有
する基板と、基板上に形成された窒化物半導体からなる
n型層およびp型層と、n型層とp型層との間に配置さ
れた発光層とを備える窒化物半導体レーザ素子であっ
て、発光層は、井戸層、または井戸層と障壁層との組合
せからなり、発光層を構成する層のうち少なくとも井戸
層は、As、PおよびSbよりなる群から選ばれる一種
以上の元素X、NおよびGaを含む窒化物半導体からな
り、発光層を構成する窒化物半導体において、元素Xの
原子数とNの原子数の合計に対するXの原子数の割合
は、原子百分率で30%以下であり、かつ発光層を構成
する層のうち少なくとも井戸層は、Mg、Be、Zn、
Cd、C、Si、Ge、Sn、O、S、SeおよびTe
よりなる群から選ばれる一種以上の元素を不純物として
含有することを特徴とする。
×1017〜5×1020/cm3であることが好ましい。
結晶もしくは窒化物半導体結晶膜、または窒化物半導体
発光素子自体において、貫通転位密度が3×107/c
m2以下、またはエッチピット密度が7×107/cm2
以下であることが好ましい。
子井戸層とすることができる。また本発明により、上記
窒化物半導体発光素子からなり、かつその発光波長が3
80nm以上650nm以下である発光装置が提供され
る。
光素子からなり、かつその発振波長が380nm以上4
20nm以下である発光装置を備える光ピックアップ装
置が提供される。
体結晶からなる基板(以下、「窒化物半導体基板」と呼
ぶ)、または窒化物半導体結晶膜が他の結晶材料上に成
長させられた構造を有する基板(以下、「擬似窒化物半
導体基板」と呼ぶ)を有する。窒化物半導体基板は、一
般に転位密度が低く、たとえば、その転位密度は107
/cm2以下である。したがって、窒化物半導体基板を
用いることにより、貫通転位密度の少ない(貫通転位密
度が約3×107/cm2以下、あるいはエッチピット密
度が約7×107/cm2以下の)結晶性の良い窒化物半
導体発光素子を作製できる。また、そのような効果は、
擬似窒化物半導体基板を用いても得ることができる。擬
似窒化物半導体基板を用いる場合、素子の転位密度を低
く抑えるため、他の結晶材料上に成長させられた窒化物
半導体結晶膜の転位密度は107/cm2以下であること
が好ましい。転位密度は、エッチピット密度または貫通
転位密度として表すことができる。エッチピット密度
は、リン酸:硫酸=1:3のエッチング液(温度250
℃)に基板等の試験材を10分間浸し、該試験材の表面
に形成されたピット密度を測定することにより得ること
ができる。また貫通転位密度は、透過型電子顕微鏡によ
り測定することができる。
通転位密度が多いと発光効率が低下し、閾値電流値の増
大に繋がる。これは、貫通転位付近にAs、P、Sbが
偏析してしまうために、発光層の結晶性が低下するため
だと考えられる。窒化物半導体基板または擬似窒化物半
導体基板を用いることにより、このような閾値電流値の
増大を抑制し、発光層の結晶性の低下を抑えることがで
きる。また、窒化物半導体基板は、へき開による良好な
共振器端面をもたらすため、ミラー損失が小さく好まし
い。さらに、窒化物半導体基板は熱伝導率が良く、放熱
性に優れている。さらにまた、窒化物半導体基板は、そ
の上に成長した窒化物半導体膜との熱膨張係数差がほぼ
等しいことから、ウェーハの反りが少なく、チップ分割
による歩留まり率が向上する。以上のことから、本発明
による素子に、窒化物半導体基板を用いることは特に好
ましい。
は、Asが含まれることによって、容易に結晶系分離を
起こし、窒化物半導体発光素子の結晶性と発光効率の低
下を招き得るものであった。この結晶系分離は、GaN
As井戸層に限らず、GaNP井戸層、GaNSb井戸
層でも生じ得る。
またはSbの吸着率が、Gaに対するN(窒素)の吸着
率に比べて極めて高いことと、N(窒素)の揮発性がA
s、PまたはSbに比べて極めて高いこと(結晶からN
が抜け出しやすいこと)に起因しているものと考えられ
る。Ga原料とN原料を供給してGaN結晶を成長させ
る工程で、GaN結晶中の最表面(エピタキシャル成長
面)において、供給されたN原料の一部はGa原料と結
合してGaN結晶となる一方、揮発性が高いNの大半は
再蒸発しやすい。Nの再蒸発によってGaN結晶になれ
なかったGaは該エピタキシャル成長面をしばらく拡散
した後に、再蒸発する。ところが、このような過程にお
いて、As、PまたはSbの原料が供給されると、エピ
タキシャル成長面を表面拡散している最中にGaは、容
易にAs、PまたはSbと吸着してしまう。Gaに対す
るNの吸着率より、As、PまたはSbの吸着率の方が
極めて高いためである。したがって、Ga−As、Ga
−PまたはGa−Sb結合の方が、Ga−N結合よりも
優先的に形成されやすい。しかも、Gaは表面マイグレ
ーション長が長いために、Ga−As、Ga−Pまたは
Ga−Sb結合が互いに衝突する確率が高く、その衝突
の際に結合が固まって結晶化が起こりやすい。これが前
記結合による偏析効果である。この偏析効果は、前記結
合の割合の高い領域と低い領域に相分離させ、さらにこ
の相分離が進行すると、最終的に前記結合の非常に高い
領域は立方晶系に、低い領域は六方晶系に分離される。
これが結晶系分離である。
g、Be、Zn、Cd、C、Si、Ge、Sn、O、
S、SeおよびTeの少なくともいずれかを不純物とし
て含有させることによって、前述の結晶系分離を抑制す
る。この不純物はエピタキシャル成長膜全面に均一に分
布され、結晶成長のための核を形成する。この核はGa
−As、Ga−PまたはGa−Sbの結合をトラップす
る働きがある。つまり、不純物の添加による核形成は、
Gaの表面マイグレーション長を実質的に短くさせる。
したがって、エピタキシャル成長膜全面に不純物を均一
に添加することにより、Ga−As、Ga−PまたはG
a−Sbの結合が互いに衝突するのを抑制し、ある場所
に固まって顕著な結晶化が起こるのを防止する(偏析効
果を抑える)ことができる。このように不純物を添加す
ることによって、結晶系分離を抑制し、発光層の結晶性
を向上させることができる。前述では、説明の簡略化の
ために、Ga原子とV族原子との吸着について言及した
が、Ga以外のその他のIII族原子についても同様に
説明することができる。
晶欠陥との関係)本発明による不純物添加と結晶欠陥
(主に貫通転位)との関係について図8を用いて説明す
る。図8は、発光波長520nmを有するGaN0.92P
0.08井戸層にSi不純物を添加することによって生じる
結晶系分離の度合いとその発光強度について示してい
る。ここで、結晶系分離の度合いとは、井戸層中の単位
体積中に占める、結晶系分離を起こしている部分とそう
でない部分(平均組成比で作製されている部分)との体
積比(百分率)を表している。図8は、横軸にSiの添
加量を、左縦軸に結晶系分離による度合い(%)を、右
縦軸に発光強度(任意単位)をそれぞれ表している。図
8の発光強度は、不純物が添加されていないときの発光
強度を1として規格化している。図8中の丸印は、Ga
N基板(窒化物半導体基板の一例である)上に成長した
前記井戸層を有する発光素子の特性について、四角印
は、サファイア基板上に成長した前記井戸層を有する発
光素子の特性について、それぞれ表している。ここで、
GaN基板上に成長した発光素子の貫通転位密度は約1
×107/cm2、エッチピット密度は約5×107/c
m2以下であった。また、サファイア基板上に成長した
発光素子の貫通転位密度は約1〜10×109/cm2、
エッチピット密度は約4×108/cm2以上であった。
ここで、エッチピット密度は、燐酸:硫酸=1:3のエ
ッチング液(温度250℃)にエピウエハー(発光素
子)を10分間浸し、該ウエハーの表面に形成されたピ
ット密度を測定することにより得ることができる。この
エッチピット密度は、窒化物半導体発光素子のエピウエ
ハー表面を測定した結果であり、発光層の欠陥を直接的
に測定したものではない。しかし、エッチピット密度が
高ければ発光層中の欠陥密度も高くなるため、エッチピ
ット密度の測定は、活性層中に欠陥が多いかどうかの指
標と成り得る。
長した発光素子よりも、GaN基板上に成長したそれの
方が、本発明の不純物の添加による結晶系分離抑制効果
が強いことがわかる。また、発光強度についても、Ga
N基板上の発光素子の方が強かった。
が他の結晶材料上に成長させられた構造を有する基板
(以下、「擬似GaN基板」と呼ぶ)も好ましい。擬似
GaN基板の製造方法等については以下で詳細に述べ
る。擬似GaN基板上に成長した窒化物半導体膜の貫通
転位密度は、最も少ない貫通転位密度の領域で約3×1
0 7/cm2以下、同じく最も少ないエッチピット密度の
領域で約7×107/cm2以下であった。これは、Ga
N基板上に成長した窒化物半導体膜のそれらと近い値で
あった。しかしながら、擬似GaN基板は、貫通転位密
度の低い領域と高い領域を混在させて有するため、Ga
N基板(窒化物半導体基板)に比べて発光素子の歩留ま
りの点で劣る。擬似GaN基板上に成長した発光素子
の、Si不純物の添加量と、結晶系分離の度合いおよび
その発光強度との関係も、図8に示したGaN基板上の
それとほぼ同じであった。なお、擬似GaN基板を用い
る場合、図8に示すような結果を得るためには、結晶欠
陥(貫通転位)の低い部分に発光素子を成長させること
が望ましい。
結晶欠陥(主に貫通転位である)の少ない発光素子は、
結晶欠陥を多く含むそれと比較して発光強度が強くなる
ことがわかった。このことから、結晶欠陥も不純物によ
る核形成と同様に、Ga−As、Ga−PまたはGa−
Sbの結合をトラップする働きがあると考えられる。た
だし、結晶欠陥がGa−As、Ga−PまたはGa−S
b結合をトラップする働きは、不純物の核形成によるそ
れと比べて非常に大きく、結晶系分離の抑制効果という
よりもむしろ偏析効果を助長していると考えられる。と
いうのも、結晶欠陥は不均一であり、しかも、貫通転位
(結晶欠陥のうちの主な欠陥である)は、直径が数nm
〜数十nmオーダーのパイプ状であるからである。その
ような結晶欠陥は、大きな偏析効果をもたらすと考えら
れる。これに対し、不純物による核形成は、エピタキシ
ャル成長膜全面に均一に分布されると考えられる。
もに、GaN基板(窒化物半導体基板)もしくは擬似G
aN基板を発光素子に用いることが、発光強度を高める
上で好ましいことがわかる。また、貫通転位が約3×1
07/cm2以下またはエッチピット密度が約7×107
/cm2以下であれば、不純物添加による本発明の効果
が顕著に表れることもわかった。
のいずれかが含有された窒化物半導体発光層を有する発
光素子において得られた。また、Si以外の不純物とし
てMg、Be、Zn、Cd、C、Ge、Sn、O、S、
SeまたはTeを添加しても同様の効果が得られた。
本発明の効果が得られる不純物とその添加量について説
明する。
s、PまたはSbの添加量によって起こるのかを調べ
た。その結果、GaN結晶中にAs、PまたはSbを1
×1018/cm3以上添加すると結晶系分離が起こり始
め(結晶系分離の度合い約2〜3%程度)、これらの添
加元素の原子数が、窒化物半導体におけるV族元素の原
子数全体に対して、原子百分率で約10%程度になる
と、結晶系分離は約13%〜15%程度になった。
光強度との関係について再び図8を用いて説明する。図
8の白丸印を参照すると、結晶系分離の度合いは、不純
物の添加量が1×1017/cm3の辺りから減少し始め
(結晶系分離10%以下)、5×1017/cm3で結晶
系分離が約6%以下となり、2×1019/cm3辺りか
ら徐々に結晶系分離が増加し始め、1×1020/cm3
よりも多くなると急激に結晶系分離が増大し始めて、5
×1020/cm3よりも多くなると結晶系分離が10%
以上になった。一方、黒丸印の発光強度は、同じく、不
純物の添加量が1×1017/cm3の辺りから発光強度
が増加し始め、5×1017/cm3付近で急激に増大
し、5×1018/cm3付近で発光強度のピークを迎
え、2×1019/cm3辺りから徐々に発光強度が減少
し始めて、1×1020/cm3よりも多くなると急激に
発光強度が減少して、5×1020/cm3を超えると発
光強度に顕著な優位性が見られなくなった。このことか
ら、結晶系分離と発光強度とには相関関係があることが
わかった。
×1017cm3よりも少ないと結晶系分離の抑制効果が
得られなかったのは、不純物によるAs、PまたはSb
のトラップ効果よりも残留結晶欠陥によるトラップ効果
の方が強かったためだと考えられる。一方、不純物の添
加量が2×1019cm3よりも多くなると結晶系分離が
徐々に大きくなり始めたのは、不純物の添加自体による
発光層の結晶性悪化が原因だと思われる。
成長された発光素子(図8の四角印)も、不純物を添加
することによって徐々に結晶系分離の度合いが低減し始
め、それに伴って発光強度も徐々に増加し始めているこ
とがわかる。しかしながら、GaN基板と異なり同じ不
純物添加量に対する結晶系分離の抑制効果が違う。これ
は、サファイア基板上に成長した発光素子は、GaN基
板上に成長したそれと比べて貫通転位密度が高いため
に、不純物添加による効果が効率良く発揮されず、Ga
N基板のそれと比較して多量の不純物濃度を添加しなけ
れば、結晶系分離の抑制効果が現れないためである。従
って、四角印において、およそ2×1019/cm3以上
の不純物を添加すると、結晶系分離がさらに抑制される
ものと予想されたが、実際は図8のように結晶系分離の
度合は増大している。これは、過剰の不純物を添加した
ことによって、結晶性分離の抑制効果よりも、不純物の
過剰添加による結晶性の悪化が大きくなり過ぎて逆に結
晶系分離が増大したものと考えられる。
低いGaN基板もしくは擬似GaN基板を用いて発光強
度の高い(発光効率の高い)発光素子を得るためには、
結晶系分離の度合いが10%以下であることが好まし
く、約6%以下であることがより好ましい。そして、そ
のような低い結晶系分離の度合いを得るために、不純物
の添加量を1×1017/cm3以上5×1020/cm3以
下とすることができ、5×1017/cm3以上1×10
20/cm3以下とすることが好ましい。
n、Cd、C、Ge、Sn、O、S、SeまたはTeを
添加しても同様の効果が得られた。また、前述の不純物
を複数種添加しても同様の効果が得られた。不純物を複
数種添加する場合、それらの総添加量が1×1017/c
m3以上5×1020/cm3以下となるようにすることが
望ましい。
て光を直接発する層でないため、障壁層には不純物を添
加しても添加しなくても構わない。しかしながら、障壁
層にAs、PおよびSbの少なくともいずれかが含有さ
れている場合は、井戸層と同様に不純物を添加した方が
好ましい。そのような場合、不純物の添加によって障壁
層の結晶性も前述のように改善することができる。
た不純物は、Mg、Be、Zn、Cd、C、Si、G
e、Sn、O、S、SeまたはTeである。これらの不
純物元素は、Be、Mg、Zn、Cdの2族元素群と、
C、Si、Ge、Snの4族元素群、およびO、S、S
e、Teの6族元素群に大別される。
比べてイオン結合力が弱いため(結合は共有結合的にな
る)、主にGa−As、Ga−PまたはGa−Sb結合
の表面拡散を疎外するだけ(表面マイグレーション長を
実質的に短くするだけ)で、下記で述べる2族元素群や
6族元素群と比較して前記結合の一部が不純物で置換さ
れることは少ない。従って、発光波長のシフト量を気に
することなく(製造が容易)不純物の添加量だけで、前
記結合が互いに衝突し、ある場所に固まって大きく結晶
化することを防止できる(結晶系分離抑制効果)。
で、次にC、その次にGeの順である。なぜならば、N
との単結合エネルギーがこの順番で高いからである。N
との単結合エネルギーが高いということは、Nと結合さ
れにくいことを意味する。本発明は、As、P、Sbが
ある場所に偏析することを抑制することによって、結晶
系分離を防止する。従って、本発明の不純物は、Nより
も、As、P、Sbを吸着させることが好ましい。
−As、Ga−PまたはGa−Sb結合の表面拡散を疎
外するだけでなく、これらの結合を引き寄せ吸着させる
働きがある。従って、4族元素群よりも少ない添加量
で、効率良く結晶系分離を防止することができる。具体
的には、不純物添加量が約5×1016/cm3付近から
結晶系分離の度合いの減少が見られ始め、約1×1018
/cm3付近で結晶系分離の度合いの最小値を迎え、1
×1020/cm3付近を超えた辺りから、結晶系分離の
度合いが増加し始めた。また、不純物の添加量が少量で
すむということは、不純物の添加自体による結晶性の低
下も軽減できることを意味する。
族元素(例えば、Al、Ga、In)は、2族元素群の
不純物と置換されることがある。このような置換が生じ
ると、As、PまたはSbが結晶中に残り、その他の3
族元素は再蒸発するため、発光素子の発光波長が多少長
波長側にシフトしてしまう。このことから、2族元素群
を不純物として用いる場合、目的とする発光波長を得る
ことが製法上、4族元素群を用いる場合に比べて難しく
なり得る。しかしながら、発光層中に高い混晶率でA
s、PまたはSbを含有させる場合(約450nm以上
の長波長発光素子)は、As、PまたはSb原料の供給
量を制御するよりも、逆に、2族元素群の添加量を制御
した方が容易である。というのも、発光層中に高い混晶
率でAs、PまたはSbを含有させる場合、As、Pま
たはSb原料の供給量と発光層中の組成比との関係が比
例関係にならないからである。
−As、Ga−PまたはGa−Sb結合の表面拡散を疎
外するだけでなく、これらの結合を引き寄せ吸着させる
効果がある。従って、4族元素群よりも少ない添加量
で、効率良く結晶系分離を防止することができる。具体
的には、不純物添加量が約5×1016/cm3付近から
結晶系分離の度合いの減少が見られ始め、約1×1018
/cm3付近で結晶系分離の度合いの最小値を迎え、1
×1020/cm3付近を超えた辺りから、結晶系分離の
度合いが増加し始めた。また、不純物の添加量が少量で
すむということは、不純物の添加自体による結晶性の低
下も軽減できることを意味する。
元素(例えば、P、As、Sb)は6族元素群の不純物
と置換されることがある。このような置換が生じると、
As、PまたはSbは、結晶中から再蒸発するため、発
光素子の発光波長が多少短波長側にシフトしてしまう。
このことから、6族元素群を不純物として用いる場合、
目的とする発光波長を得ることが製法上、4族元素群を
用いる場合に比べて難しくなる。しかしながら、発光層
中に低い混晶率でAs、PまたはSbを含有させる場合
(約450nmよりも短長波の発光素子)、As、Pま
たはSb原料の供給量を制御するよりも、逆に、6族元
素群の添加量を制御した方が容易である。なぜならば、
As、PまたはSbは、Nに比べて揮発性が非常に低
く、発光層中に取り込まれ易いからである。
しい不純物についてさらに説明する。
物)発光層にAsが含有される場合、最も好ましい不純
物は、GeまたはSiであった。GeまたはSiは前述
の4族元素群に該当する。このGeもしくはSiの不純
物が、Asを含有する発光層に好ましい理由は、Geの
共有結合半径(約0.122nm)とSiの共有結合半
径(約0.117nm)が、Asの共有結合半径(約
0.121nm)に非常に近いため、Asを適度にトラ
ップしやすいのではないかと思われる。
る。MgまたはZnは前述の2族元素群に該当する。M
gのイオン半径は約0.065nm、Znのイオン半径
は0.074nmであり、発光層の主となる3族元素の
Gaイオン半径0.062nmに近い。従って、前述の
ようにMgやZnが、Gaと置換されても、発光層中に
欠陥や歪を発生しにくいため好ましい。
の4族元素群に該当する。Cの共有結合半径は約0.0
77nmであり、発光層の主となる5族元素であるNの
共有結合半径0.070nmに非常に近い。従って、C
不純物が発光層中に含有されて窒化物半導体結晶になっ
ても、発光層の主たる構成要素であるN元素と非常に近
い共有結合半径を有しているので不純物を添加した事に
よる新たな結晶歪みや結晶欠陥の発生が緩和される。
発光層にPが含有される場合、最も好ましい不純物は、
Siである。Siは前述の4族元素群に該当する。この
Si不純物が、Pを含有する発光層に好ましい理由は、
Siの共有結合半径(約0.117nm)が、Pの共有
結合半径(約0.110nm)に非常に近いため、Pを
適度にトラップしやすいのではないかと思われる。
る。MgまたはZnは前述の2族元素群に該当する。M
gのイオン半径は約0.065nm、Znのイオン半径
は0.074nmであり、発光層の主となる3族元素の
Gaイオン半径0.062nmに近い。従って、前述の
ようにMgやZnが、Gaと置換されても、発光層中に
欠陥や歪を発生しにくいため好ましい。
の4族元素群に該当する。Cの共有結合半径は約0.0
77nmであり、発光層の主となる5族元素であるNの
共有結合半径0.070nmに非常に近い。従って、C
不純物が発光層中に含有されて窒化物半導体結晶になっ
ても、発光層の主たる構成要素であるN元素と非常に近
い共有結合半径を有しているので不純物を添加した事に
よる新たな結晶歪みや結晶欠陥の発生が緩和される。
関し、不純物を添加した後に発光層(井戸層もしくは障
壁層)を形成しても良いし、発光層(井戸層もしくは障
壁層)を成長している最中に不純物を添加しても構わな
い。
長させる場合、発光層を成長させる前に不純物による核
が形成されるので、発光層の形成初期段階から効率良く
結晶系分離の抑制効果が得られる。そのため、発光層が
下地層の影響を受けて結晶系分離を起こすことを防止で
きる。従って、As、P、Sbのいずれかを含有する発
光層が比較的薄い場合に有効である。
に不純物を添加する場合、不純物の核形成がなされつ
つ、発光層も成長されるため、多少の結晶系分離を発光
層中に残してしまう。しかしながら、発光層の成長と連
動して不純物も添加されるため、結晶成長方向に沿って
発光層をみた場合、どの層においても同じ結晶系分離の
抑制効果を発揮する事ができる。すなわち、発光層のあ
る領域だけが、結晶系分離が高いと言うことはなく、結
晶性の均一性が保てるため、発光層を厚く成長させる場
合に有効である。
ることが好ましい。不純物が均一に散布されることによ
って、Ga−As、Ga−P、Ga−Sb結合の実質的
な表面マイグレーション長を短くし、ある場所に固まっ
て偏析が起こることを効果的に抑制できる。従って、不
純物の添加は、MOCVDのようにガスを不純物原料と
して用いる方法により行うことが好ましい。
層は、井戸層のみからなってもよいし、井戸層と障壁層
が交互に積層された構造からなってもよい。本発明にお
いて、発光層を構成する層のうち少なくとも井戸層は、
As、PおよびSbよりなる群から選ばれる1種以上の
元素Xを含む窒化物半導体からなる。発光層が、井戸層
と障壁層との組合せで構成される場合、井戸層のみがそ
のような窒化物半導体からなってもよいし、井戸層およ
び障壁層がそのような窒化物半導体からなってもよい。
そのような窒化物半導体は、さらにGaおよびNを含
む。そのような窒化物半導体において、元素Xの原子の
原子分率は、Nの原子分率よりも小さい。さらに、その
ような窒化物半導体における元素Xの数(N1)と元素
Nの数(N2)との合計に対する元素Xの数(N1)の割
合は、原子百分率で、30%以下であり、好ましくは2
0%以下である。さらに、そのような窒化物半導体から
なる層(井戸層、または井戸層および障壁層)におい
て、元素Xの濃度は、1×1018/cm3以上であるこ
とが好ましい。(N1/N1+N2)×100(%)が3
0%よりも高くなると、不純物を添加しても十分な結晶
系分離の抑制効果が得られず、発光層の結晶性が悪化す
る。一方、(N1/N1+N2)×100(%)が20%
以下であれば、不純物の添加によって結晶系分離の抑制
効果がより効果的に得られる。また、元素Xの濃度が1
×1018/cm3以上の場合、不純物添加による結晶系
分離抑制効果をより顕著に得ることができる。このよう
な組成の窒化物半導体を井戸層に使用することにより、
上述したように結晶系分離を抑制して井戸層の結晶性を
良好なものに保ち、高い発光強度、あるいは低いレーザ
発振閾値電流密度を得ることができる。障壁層について
も井戸層と同様の議論が適用できる。しかし、障壁層は
必ずしも井戸層のようにAs、PまたはSbを含有する
必要はなく、障壁層のバンドギャップエネルギーが井戸
層のそれよりも大きければよい。
構成する窒化物半導体は、たとえば、式InxAlyGa
1-x-yNtAsuPvSbz(0≦x<1、0≦y<1、0
<u+v+z<t)で表すことができる。式において、
t+u+v+zは1となり得る。u、vおよびzの少な
くともいずれかは0ではない。(u+v+z)/(u+
v+z+t)は0.3以下であり、0.2以下が好まし
い。
層厚は0.4nm以上20nm以下が好ましい。井戸層
が0.4nmよりも薄くなると量子井戸効果によるキャ
リアの閉じ込め準位が高くなり過ぎて発光効率が低下し
得る。一方、井戸層が20nmよりも厚くなると、該井
戸層中に添加するAs、P、Sbの組成比にも依存する
が、結晶性が低下し得る。
20nm以下が好ましい。障壁層が1nmよりも薄くな
ると十分にキャリアを閉じ込めることができなくなるお
それがある。一方、障壁層が20nmよりも厚くなる
と、多重量子井戸層としてのサブバンド構造の形成が困
難になり得る。
は、たとえば、表1に示すような井戸層と障壁層の組合
せから構成される。さらに、表1に示すIII族元素お
よびNに対し、As、PおよびSbよりなる群から選ば
れた2種以上が添加された組成を有する発光層を使用し
てもよい。発光層を構成する全V族元素に対する当該添
加元素の合計比率は、原子百分率で30%以下であり、
20%以下が好ましい。表1の△印は本発明に該当する
発光層の組み合わせを、○印は本発明に該当する発光層
のうち好ましい組み合わせを、◎印は本発明に該当する
発光層のうち最も好ましい組み合わせを、それぞれ表し
ている。なお、発光層が井戸層のみからなる単一量子井
戸構造の場合、表1に記載の井戸層のうち、Sbを含む
ものを△印とすることができる一方、それ以外を◎印と
することができる。
ずれかを含有する発光層に不純物を添加することによっ
て、結晶系分離を抑制し、井戸層と障壁層との間の界面
急峻性が改善される。かくして、表1に示される井戸層
と障壁層との組み合わせ(多重量子井戸構造)は、不純
物の添加によって作製が容易となる。一方、従来の不純
物を添加しない発光層では、発光層内に結晶系の異なる
領域が混在しているために、井戸層と障壁層との間の界
面急峻性が、発光層の積層数が増すにつれてより顕著に
悪化した。この界面急峻性の悪化は、多層構造(多重量
子井戸構造)の作製自体を困難にすると共に、発光素子
において色むらと発光強度の低下を招いた。本発明で
は、As、PおよびSbの少なくともいずれかを含有す
る窒化物半導体発光層に不純物を添加することによっ
て、このような従来技術の問題を解決し、多重量子井戸
構造の作製を容易にしている。多重量子井戸構造は単一
量子井戸構造に比べて、発光強度が強く、レーザダイオ
ードにおいては閾値電流密度が低くなるので好ましい。
発光層を構成している井戸層と障壁層の組成について、
さらに詳細に述べる。
たはそれらの任意の組合せ)井戸層がGaNX結晶で構
成されている場合、井戸層中にInが含有されていない
ために、Inの偏析効果による相分離が生じない。ここ
で、Inの相分離とは同層内でIn組成比の高い領域と
低い領域が分離(混在)することを指す。このInによ
る相分離が生じなければ、In組成比が高すぎることに
よる非発光領域が無いために閾値電流値の増大を招く要
因がないので好ましい。
PまたはGaNSbの3元混晶は、GaNAsPの4元
混晶やGaNAsPSbの5元混晶に比べて、組成比の
制御が容易であるため、目的とする発光波長を再現性よ
く製造できるという特徴を有する。また、P、As、S
b元素のうち、Pは、最もNに近い原子半径(ファンデ
ルワールス半径もしくは共有結合半径)を有するため、
AsやSbに比べて該混晶中Nの一部を置換しやすい。
従って、GaN中にPを添加したGaNPは、結晶性を
損ないにくい。これは、GaNP中のPの組成比が高く
なっても該混晶中の結晶性が低下しにくいことを意味す
る。GaNPを井戸層として用いる場合、発光素子にお
ける紫外発光から赤色発光までの幅の広い発光波長帯域
をGaNP結晶で賄うことができる。
て最も大きい原子半径(ファンデルワールス半径もしく
は共有結合半径)を有するため、AsやPに比べて該混
晶中のNの一部を置換しにくい。しかしながらSbは、
As、Pに比べて原子半径が大きいことから、揮発性の
高いN原子が該混晶中から抜け出てしまうことを防止す
ることができる。このN原子の抜けの防止により、Ga
NSbの結晶性は向上し得る。
の原子半径を持つAsを含有するため、上記GaNPと
GaNSbの両方の特性を有していて好ましい。
長は、井戸層中のAs、PあるいはSbの組成比を調整
することによって種々のものとすることができる。例え
ば、紫外の380nm近傍の発光波長を得るため、Ga
N1-xAsxの場合はx=0.005、GaN1-yPyの場
合はy=0.01、GaN1-zSbzの場合はz=0.0
02である。青紫色の410nm近傍の発光波長を得る
ためには、GaN1-xAsxの場合はx=0.02、Ga
N1-yPyの場合はy=0.03、GaN1-zSbzの場合
はz=0.01である。また、青色の470nm近傍の
波長を得るためには、GaN1-xAsxの場合はx=0.
03、GaN1-yPyの場合はy=0.06、GaN1-z
Sbzの場合はz=0.02である。さらに、緑色の5
20nm近傍の波長を得るためには、GaN1-xAsxの
場合はx=0.05、GaN1-yPyの場合はy=0.0
8、GaN1-zSbzの場合はz=0.03である。さら
にまた、赤色の650nm近傍の波長を得るためには、
GaN1-xAsxの場合はx=0.07、GaN1-yPyの
場合はy=0.12、GaN1-zSbzの場合はz=0.
04である。上記組成比の近傍で井戸層を作製すれば、
ほぼ目的とする発光波長を得ることができる。
述の発光波長に対する組成比よりもAs、PまたはSb
の組成比を高めにしなければならない。なぜならば、A
lの添加によって、バンドギャップエネルギーが高くな
ってしまうためである。一方、GaNX井戸層にAlを
添加すると、井戸層の結晶性が向上するため好ましい。
GaNX井戸層のN元素はAs、P、Sbと比較して非
常に揮発性が高いために、Nが結晶中から抜け出やすく
該井戸層の結晶性が低下しやすいが、GaNX井戸層に
Alを添加すると、Alは反応性が非常に高いためにN
と強力に結合し、該井戸層からNが抜け出ることを阻止
し、結晶性の低下を抑制することができる。
壁層は、GaN、GaNAs、GaNP、InGaN、
InGaNAs、InGaNP、AlGaN、またはI
nAlGaNである。特に、GaN、InGaN、Al
GaNは、2元混晶、または2種のIII族元素と1種
のV族元素による3元混晶であるため、組成比の制御が
容易であり、再現性よく製造できるという利点を有す
る。特に、InGaNは、GaNX井戸層の成長温度範
囲(600℃〜800℃)でもGaNやAlGaNに比
べて結晶性良く製造できるためより好ましい。また、G
aN障壁層は、AlGaNよりも、結晶性が良好であ
り、井戸層と障壁層との界面の平坦性が得られやすく、
好ましい発光効率をもたらし得る。
析効果による相分離が生じる可能性がある。しかしなが
ら、As、PあるいはSbは、Inと同様に井戸層のバ
ンドギャップエネルギーを小さくすることができるた
め、従来のInGaN井戸層と比べて目的とする発光波
長を得るためのIn組成比を小さく制御することができ
る。即ち、井戸層にInと、As、PおよびSbの1種
以上とを添加することによって、Inの添加量を抑えつ
つ(相分離を抑制しつつ)、井戸層中に適度のIn偏析
を起こさせることができる。この適度のIn偏析は、電
子とホールのキャリアをトラップさせる局在準位を形成
するために、発光効率を向上させ、低い閾値電流値をも
たらすことができる。
s、InGaNPあるいはInGaNSbの4元混晶
は、InGaNAsPの5元混晶やInGaNAsPS
bの6元混晶に比べて、組成比の制御が容易であるた
め、目的とする発光波長を再現性よくもたらし得るとい
う利点を有する。
に近い原子半径(ファンデルワールス半径もしくは共有
結合半径)を有するため、AsやSbに比べて該混晶中
のNの一部を置換しやすい。従って、InGaN中にP
を添加したInGaNPの結晶性は損なわれにくい。こ
れは、InGaNP中のPの組成比が高くなっても該混
晶中の結晶性が低下しにくいことを意味し、InGaN
Pを井戸層として用いる場合、発光素子における紫外発
光から赤色発光までの幅の広い発光波長帯域をInGa
NP結晶で賄うことができる。
て最も大きい原子半径(ファンデルワールス半径もしく
は共有結合半径)を有するため、AsやPに比べて該混
晶中のNの一部を置換しにくい。しかしながらSbは、
As、Pに比べて原子半径が大きいことから、揮発性の
高いN原子が該混晶中から抜け出てしまうことを防止す
ることができる。このN原子の抜けの防止により、In
GaNSbの結晶性は向上され得る。
のうち中間の原子半径を持つAsを含有するため、上記
InGaNPとInGaNSbの両方の特性を有してい
て好ましい。
光波長は、井戸層中のInと、As、PおよびSbの1
種以上の組成比を調整することによって種々の値とする
ことができる。例えば、表2にInGaNAsとInG
aNPの組成比と発光波長との関係を示す。表2で示す
各組成比の近傍で井戸層を作製すれば、ほぼ目的とする
発光波長を得ることができる。
合、表2に記載の発光波長に対する組成比よりもIn
と、As、PまたはSbとの組成比を高めにしなければ
ならない。なぜならば、Alの添加によって、バンドギ
ャップエネルギーが高くなってしまうためである。一
方、InGaNX井戸層にAlを添加すると、井戸層の
結晶性が向上して好ましい。InGaNX井戸層のN元
素は、As、P、Sbと比較して非常に揮発性が高いた
め、結晶中から抜け出やすく該井戸層の結晶性を低下さ
せやすいが、InGaNX井戸層にAlを添加すると、
Alは反応性が非常に高いためにNと強力に結合し、該
井戸層からNが抜け出ることを阻止することができる。
い障壁層は、GaN、GaNAs、GaNP、InGa
N、InGaNAs、InGaNP、AlGaN、In
AlGaNである。特に、GaN、InGaN、AlG
aNは、2元混晶、あるいは2種のIII族元素と1種
のV族元素による3元混晶であるため、組成比の制御が
容易であり、再現性よく製造できるという利点を有す
る。特に、InGaNは、InGaNX井戸層の成長温
度範囲(600℃〜800℃)でもGaNやAlGaN
に比べて結晶性良く製造できるため好ましい。また、G
aN障壁層は、AlGaNよりも、結晶性が良好であ
り、井戸層と障壁層との界面の平坦性が得られやすく、
好ましい発光効率をもたらし得る。
物半導体発光ダイオード素子は、C面(0001)を有
するn型GaN基板100、低温GaNバッファ層10
1(膜厚100nm)、n型GaN層102(膜厚3μ
m、Si不純物濃度1×1018/cm3)、発光層10
3、p型Al0.1Ga0.9Nキャリアブロック層104
(膜厚20nm、Mg不純物濃度6×1019/c
m3)、p型GaNコンタクト層105(膜厚0.1μ
m、Mg不純物濃度1×1020/cm3)、透光性電極
106、p電極107、およびn電極108から構成さ
れている。このような素子は、以下の製造工程により作
製された。
装置に、n型GaN基板100をセットし、V族原料の
NH3(アンモニア)とIII族原料のTMGa(トリ
メチルガリウム)またはTEGa(トリエチルガリウ
ム)を用いて、550℃の成長温度で低温GaNバッフ
ァ層101を100nm成長させた。次に、1050℃
の成長温度で前記原料にSiH4(シラン)を加え、n
型GaN層102(Si不純物濃度1×1018/c
m3)を3μm形成した。その後、基板温度を800℃
に下げ、Si不純物源としてSiH4を添加しながら、
P原料としてPH3またはTBP(t−ブチルホスフィ
ン)を添加して、厚さ4nmのGaN0.92P0.08発光層
103を成長させた。この発光層は単一量子井戸構造で
ある。
たはTBAs(t−ブチルアルシン)を、発光層にSb
を添加する場合はTMSb(トリメチルアンチモン)ま
たはTESb(トリエチルアンチモン)をそれぞれ添加
すると良い。また、発光層を形成する際に、N原料とし
て、NH3以外にN2H4(ジメチルヒドラジン)を用い
ても構わない。
して、TMAl(トリメチルアルミニウム)またはTE
Al(トリエチルアルミニウム)のIII族原料を用い
て厚み20nmのp型Al0.1Ga0.9Nキャリアブロッ
ク層104を成長させ、続いて0.1μmのp型GaN
コンタクト層105を成長させた。p型不純物として
は、Mg(Mg源は、EtCP2Mg(ビスエチルシク
ロペンタジエニルマグネシウム))を5×1019/cm
3〜2×1020/cm3添加した。p型GaNコンタクト
層105のp型不純物濃度は、透光性電極106の形成
位置に向かって多くした方が好ましい。それにより、不
純物の添加による結晶欠陥を増やさずp電極のコンタク
ト抵抗を低減することができる。また、p型不純物であ
るMgの活性化を妨げるp型層中の残留水素を除去する
ために、p型層成長中に微量の酸素を混入させてもよ
い。
06を成長後、MOCVD装置のリアクター内を全窒素
キャリアガスとNH3に変えて、60℃/分で温度を降
下させた。基板温度が800℃に達した時点でNH3の
供給を停止し、5分間、800℃の基板温度で待機して
から、室温まで降下させた。このような基板の保持温度
は650℃〜900℃の間が好ましく、待機時間は、3
分以上10分以下が好ましい。また、温度降下速度は、
30℃/分以上が好ましい。
測定によって評価した結果、従来の窒化物半導体で利用
されているp型化アニールを行わなくとも、成長後すで
にp型の特性を示していた(Mgが活性化していた)。
さらに、p電極形成のためのコンタクト抵抗も低減して
いた。上記に加えて従来のp型化アニールを組み合わせ
れば、Mgの活性化率がより向上して好ましかった。
を取り出し、電極形成を行った。n型GaN基板100
を用いているため、n型GaN基板100の裏面側から
Hf/Auの順序で金属膜を堆積し、n電極108を形
成した。このn電極材料の他に、Ti/Al、Ti/M
o、Hf/Al等を用いてもよい。特に、n電極にHf
を用いるとn電極のコンタクト抵抗が下がるため好まし
い。
厚み7nmのPdを蒸着し、p電極107としてAuを
蒸着した。この透光性電極材料の他に、例えば、Niま
たはPd/Mo、Pd/Pt、Pd/Au、Ni/Au
を用いても構わない。
(n電極108を蒸着した側)からスクライバーを用い
てチップ分割を行った。スクライブを基板の裏面側から
行ったのは、スクライブによる削り屑が光を取り出す透
光性電極側に付着しないようにするためである。スクラ
イブにおいて少なくとも一辺が窒化物半導体基板のへき
開面を含むようにチップ分割をおこなった。このことに
より、チッピング、クラッキング等によるチップ形状の
異常を防止し、ウェハー当たりの歩留まりを向上させ
た。
るSi量を変化させて、図1に示す窒化物半導体発光ダ
イオード素子をそれぞれ作製した。得られた素子につい
て、発光強度、および発光層における結晶系分離の度合
いを調べた結果、図8に示す関係が得られた。発光層に
添加された不純物(Si)の濃度が1×1018/c
m 3、5×1018/cm3、2×1019/cm3、あるい
は1×1020/cm3である場合、特に高い発光強度が
得られた。また、不純物濃度を1×1017〜5×10 20
/cm3の範囲とした場合、好ましい結果が得られた。
温GaNバッファ層の代わりに、低温AlxGa1-xNバ
ッファ層(0≦x≦1)を用いてもよい。また、低温バ
ッファ層自体を形成しなくても構わない。しかし、Ga
N基板の表面モフォロジーが好ましくない場合、低温A
lxGa1-xNバッファ層(0≦x≦1)を設けた方が、
表面モフォロジーが改善されて好ましい。ここで、低温
バッファ層とは、約450℃〜600℃の成長温度で形
成するバッファ層のことを指す。これらの成長温度範囲
で作製したバッファ層は多結晶もしくは非晶質である。
造の発光層のかわりに、多重量子井戸構造の発光層を用
いても構わない。多重量子井戸構造の場合、発光層は障
壁層で始まり障壁層で終わる構成であっても、井戸層で
始まり井戸層で終わる構成であってもよい。また、井戸
層数は、10層以下であれば発光ダイオードの強度が強
く好ましかった。
a0.9Nキャリアブロック層のかわりに、Al組成比が
0.1以外のAlGaN層を用いても構わない。Al組
成比を高くすると井戸層中でのキャリアの閉じ込めが強
くなるため好ましい。一方、キャリアの閉じ込めが保持
される程度までAl組成比を小さくすれば、キャリアブ
ロック層内のキャリア移動度が大きくなり電気抵抗が低
くなって好ましい。またキャリアブロック層は、AlG
aN3元混晶に限らず、AlInGaN、AlGaN
P、AlGaNAs等の4元混晶であっても構わない。
ライエッチング法を用いて、図4に示すように、p電極
側からn型GaN層を露出させ、その上に形成しても構
わない。
して、GaN基板のC面(0001)の他に、C面(0
00−1)、A面{11−20}、R面{1−10
2}、M面{1−100}、{1−101}面を用いて
も構わない。さらに、上記面方位から2度以内のオフ角
度を有する基板面は、表面モフォロジーが良好であって
好ましい。本発明において、基板は、窒化物半導体で構
成されている基板であれば良く、特に、AlxGayIn
zN(0≦x≦1、0≦y≦1、0≦z≦1、x+y+
z=1)基板を使用することができる。また、基板中に
Si、O、Cl、S、C、Ge、Zn、Cd、Mgまた
はBeがドーピングされていても構わない。n型窒化物
半導体基板には、これらのドーピング元素のうち、S
i、O、Clが特に好ましい。
に、分子線エピタキシー法(MBE)、ハイドライド気
相成長法(HVPE)等を用いて製造しても構わない。
板200または図3(b)に示す擬似GaN基板200
aに置き換え、図4に示すようにp電極と同じ側にn電
極を形成した以外は実施例1と同様にして窒化物半導体
発光ダイオードを作製した。まず、擬似GaN基板につ
いて図2および図3を用いて説明し、次に擬似GaN基
板を用いた発光ダイオードについて説明する。
板201、低温バッファ層202、n型GaN膜20
3、成長抑制膜204、n型GaN厚膜205から構成
されている。擬似GaN基板200は、窒化物半導体基
板以外の種基板201を有していて、この種基板201
はn型GaN厚膜205を成長させるための母体として
使用される。また、成長抑制膜は、窒化物半導体の結晶
が直接その上で成長するのを抑制する膜を指す。
作製するプロセスにおける途中の工程を示し、図3
(b)は完成された擬似GaN基板200aを示してい
る。図3(b)に示す擬似GaN基板200aは、種基
板201、低温バッファ層202、第1のn型GaN膜
203a、および第2のn型GaN膜203bから構成
されている。図3(a)に示すように、まず、種基板2
01上に低温バッファ層202を形成し、さらにその上
に第1のn型GaN膜203aを積層した後、ドライエ
ッチング法またはウエットエッチング法によってGaN
膜203aの表面を溝状に加工する。その後、再び結晶
成長装置に搬送し、第2のn型GaN膜203bを積層
して、擬似GaN基板200aを完成する(図3
(b))。図3(a)では、第1のn型GaN膜の途中
までしか溝を形成していないが、低温バッファ層202
あるいは種基板201に達する溝を形成しても構わな
い。
00a上に、窒化物半導体膜を成長させると、得られる
膜の転位密度(貫通転位密度:約3×107/cm2、エ
ッチピット密度:約7×107/cm2)は、サファイア
基板やSiC基板上に成長させた膜の転位密度(貫通転
位密度:約1〜10×109/cm2、エッチピット密
度:約4×108/cm2)と比べて低かった。
は、所定の幅を有する成長抑制膜の中央直上部206
と、成長抑制膜が形成されていない所定の幅を有する部
分の中央直上部207とにおいて高い。同様に、図3に
示す擬似GaN基板の貫通転位密度は、所定の幅を有す
る溝の中央直上部208と、溝が形成されていない所定
の幅を有する部分(丘)の中央直上部209で高い。一
方、図2の部分206と207の間の中央付近、図3の
部分208と209の間の中央付近が最も貫通転位密度
が低くなる。このように、擬似GaN基板は、貫通転位
密度の高い領域と低い領域を混在させて有しているた
め、GaN基板に比べて歩留まりの点で劣る。従って、
擬似GaN基板上に発光素子を形成する場合は、上記の
貫通転位密度の低い領域に形成するとよい。
ファイア、M面サファイア、A面サファイア、R面サフ
ァイア、GaAs、ZnO、MgO、スピネル、Ge、
Si、6H−SiC、4H−SiC、3C−SiC等が
挙げられる。また、上記成長抑制膜204の具体例とし
て、SiO2膜、SiNx膜、TiO2膜、Al2O3膜等
の誘電体膜、またはタングステン膜等の金属膜を挙げる
ことができる。また、成長抑制膜の部分を空洞としても
よい。
Si基板を使用する場合、図1に示す素子のように基板
の裏面上にn電極を形成しても構わない。ただし、この
場合、低温バッファ層の替わりに、高温バッファ層を用
いる必要がある。高温バッファ層とは、少なくとも90
0℃以上の成長温度で作製するバッファ層を指す。ま
た、高温バッファ層は、少なくともAlを含有していな
ければならない。高温バッファ層がAlを含有していな
ければ、SiC基板上またはSi基板上に結晶性の良い
窒化物半導体膜を作製することができないからである。
最も好ましい高温バッファ層の材質はAlNである。
C面{0001}、A面{11−20}、R面{1−1
02}、M面{1−100}、{1−101}面とする
ことができる。また、上記面方位から2度以内のオフ角
度を有する基板面の表面モフォロジーは良好であった。
示すような発光ダイオードを作製した。図4は、発光ダ
イオードの断面を示し、図5は、発光ダイオードの上面
を示している。図4に示すとおり、発光ダイオードは、
基板300、低温GaNバッファ層101(膜厚50n
m)、n型GaN層102、発光層103、p型Al
0.1Ga0.9Nキャリアブロック層104、p型GaNコ
ンタクト層105、透光性電極106、p電極107、
n電極108、および誘電体膜109から構成されてい
る。ここで、基板300は、図2に示す擬似GaN基板
200または図3に示す擬似GaN基板200aの構造
を有している。
す部分206と207、または図3に示す部分208と
209を含まないように形成される。さらに、部分20
6と207、または部分208と209の各中央線から
横方向に1μm離れた位置から発光ダイオードを形成す
ることが好ましい。部分206と207、または部分2
08と209の各中央線から横方向に1μm以内では、
貫通転位密度が比較的高く、クラック等も発生しやすい
ためである。
は、低温AlxGa1-xNバッファ層(0≦x≦1)であ
れば良い。一方、低温バッファ層自体を形成しなくても
構わない。しかしながら、擬似GaN基板の表面モフォ
ロジーが好ましくない場合、低温AlxGa1-xNバッフ
ァ層(0≦x≦1)を設けた方が、表面モフォロジーが
改善されて好ましい。
aから、研磨機で種基板201を剥ぎ取り、得られた基
板を基板300として用い、図4に示すような発光素子
を作製してもよい。さらに、低温バッファ層202以下
の層を全て研磨機で擬似GaN基板200または200
aから剥ぎ取って、同様に発光素子を作製してもよい。
さらにまた、成長抑制膜204以下の層を全て研磨機で
擬似GaN基板200または200aから剥ぎ取って、
同様に発光素子を作製してもよい。種基板201を剥ぎ
取った場合、図1に示す素子と同様に、基板の裏面から
n電極111をとることができる。また、種基板201
は発光素子を作製後に剥ぎ取っても構わない。
す構造の発光素子も、発光層に不純物を添加したことに
よる結晶系分離の抑制効果を効率良く発揮させることが
できる。本実施例による発光素子も、実施例1と同様の
特性を示した。
した。図6に示すレーザダイオードは、C面(000
1)n型GaN基板400、低温GaNバッファ層40
1、n型Al0.05Ga0.95N層402、n型In0.07G
a0.93Nクラック防止層403、n型Al0.1Ga0.9N
クラッド層404、n型GaN光ガイド層405、発光
層406、 p型Al0.2Ga0.8Nキャリアブロック層
407、p型GaN光ガイド層408、p型Al0.1G
a0.9Nクラッド層409、p型GaNコンタクト層4
10、n電極411、p電極412、およびSiO2誘
電体膜413から構成されている。
純物濃度は1×1018/cm3)を添加しながら、3周
期の、厚さ4nmのIn0.05Ga0.95N0.98P0.02井戸
層と厚さ6nmのIn0.05Ga0.95N障壁層より構成さ
れた多重量子井戸構造を、障壁層/井戸層/障壁層/井
戸層/障壁層/井戸層/障壁層の順序で成長させて、発
光層406を得た。このような半導体レーザも、発光層
に不純物を添加したことによる結晶系分離の抑制効果を
効率良く発揮させることができる。本実施例による半導
体レーザは、低い閾値電流密度を示した。
低温AlxGa1-xNバッファ層(0≦x≦1)を用いて
もよい。また、低温バッファ層自体を形成しなくても構
わない。しかしながら、GaN基板の表面モフォロジー
が好ましくない場合、低温AlxGa1-xNバッファ層
(0≦x≦1)を設けた方が、表面モフォロジーが改善
されて好ましい。
の代わりに、In組成比が0.07以外のInGaN層
を設けてもよい。また、InGaNクラック防止層自体
がなくても構わない。しかしながら、クラッド層とGa
N基板との格子不整合が大きくなる場合は、InGaN
クラック防止層を設けた方が好ましい。
層の代わりに、井戸層で始まり井戸層で終わる構成の発
光層を用いてもよい。また、井戸層数は、前述の3層に
限らず、10層以下であれば閾値電流密度が低く、室温
連続発振が可能であった。特に2層以上6層以下のとき
閾値電流密度が低く好ましかった。
0.02井戸層と厚さ6nmのIn0.05Ga0.95N障壁層よ
り構成された多重量子井戸構造の代わりに、その他の半
導体材料で構成された発光層を用いても構わない(上述
した「発光層の構成」を参照)。井戸層厚と障壁層厚に
関しても、それぞれ0.4nm以上20nm以下、1n
m以上20nm以下であれば発光層の結晶性が良く、本
発明の効果を十分に得ることができる。
の何れの元素も含有していないため、障壁層に不純物を
添加しなくても構わない。また、上述した不純物に関す
る要件を満足していれば、Si以外の不純物を使用して
もよいし、その添加量を変えても構わない。
407の代わりに、Al組成比が0.2以外のAlGa
N層を用いてもよい。さらに、キャリアブロック層自体
が無くても構わない。しかしながら、該キャリアブロッ
ク層を設けた方が閾値電流密度が低くかった。これは、
該キャリアブロック層が発光層にキャリアを閉じ込める
働きがあるからである。キャリアブロック層のAl組成
比は、高くすることによって前記キャリアの閉じ込めが
強くなって好ましい。また、キャリアの閉じ込めが保持
される程度までAl組成比を小さくすれば、キャリアブ
ロック層の移動度が大きくなり素子抵抗が低くなって好
ましい。
Al0.1Ga0.9Nの代わりに、Alの組成比が0.1以
外のAlGaN3元結晶を用いてもよい。Alの混晶比
を高くすると発光層とのエネルギーギャップ差及び屈折
率差が大きくなり、キャリアや光が該発光層に効率良く
閉じ込められ、レーザ発振閾値電流密度の低減が図られ
る。また、キャリアおよび光の閉じ込めが保持される程
度でAl組成比を小さくすれば、クラッド層でのキャリ
ア移動度が大きくなり、レーザ素子の素子抵抗が小さく
なって、素子の動作電圧が低減できる。
m〜1.0μmが好ましい。このことにより、垂直横モ
ードの単峰化と光閉じ込め効率が増し、レーザの光学特
性の向上とレーザ閾値電流密度の低減が図れる。
に限らず、AlInGaN、AlGaNP、AlGaN
As等の4元混晶で合っても良い。さらに、p型クラッ
ド層は、素子抵抗を低減するために、p型AlGaN層
とp型GaN層からなる超格子構造を有していてもよい
し、p型AlGaN層とp型InGaN層からなる超格
子構造を有していてもよい。
N基板の効果は、実施例1と同様であった。また、Ga
N基板の代わりに、擬似GaN基板を使用した場合の効
果は、実施例2と同様であった。なお、擬似GaN基板
を使用する場合、図6に示すリッジストライプ部の形成
位置が、少なくとも図2の部分206と207、または
図3の部分208と209からはずれるようにすること
が好ましい。さらに、部分206と207、または部分
208と209の各中央線から横方向に1μm離れた位
置からリッジストライプ部を形成することが好ましい。
部分206と207、または部分208と209の各中
央線から横方向に1μm以内では、貫通転位密度が比較
的高く、クラック等も発生しやすいためである。
で添加した以外は、実施例1〜3と同様にして素子を作
製した結果、同様の特性を得ることができた。
した以外は、実施例1〜3と同様にして素子を作製した
結果、同様の特性を得ることができた。
装置(例えば、表示装置や白色光源装置)を提供するこ
とができる。たとえば、本発明による発光ダイオードを
光の三原色(赤色、緑色、青色)の少なくとも一つに利
用したディスプレイ表示装置を提供することができる。
光ダイオードは、In組成比が極めて高く、Inによる
相分離(Inの組成の高い部分と低い部分に分離するこ
と)が顕著になり過ぎて、信頼性と発光強度の点から商
品化レベルには達していなかった。一方、発光層に含有
されるAs、P、Sbは、Inと同様に、発光層(井戸
層)のバンドギャップエネルギーを小さくする働きがあ
る。従って、As、P、Sbの何れかを発光層(井戸
層)に含有させることによってIn組成比を抑えること
ができ、あるいはInを全く添加せずともよくなる。し
かしながら、As、PおよびSbの少なくともいずれか
を含有する従来の窒化物半導体層は、前述のように結晶
系分離等を生じるため、その結晶性の低下から発光強度
が弱くなり得、As、PまたはSbを含有することによ
る利点が十分に得られない場合があった。しかも結晶系
分離等によって、井戸層と障壁層との間の界面が乱れ、
多重量子井戸構造の作製が困難になったり、発光素子に
おいて色むらの増大や発光強度の低下が生じる場合があ
った。
ともいずれかを含有する窒化物半導体発光層に不純物を
添加することによって、結晶系分離を抑制し、前述の課
題を解決することができた。本発明によれば、発光層の
結晶性が向上し、As、PまたはSbを発光層中に含有
することによる利点を備える発光ダイオードを得ること
ができる。本発明によれば、たとえば、380nmから
650nmの波長領域において任意の発光波長を有する
発光素子を提供することができる。発光波長と発光層の
組成については、たとえば、上述の「発光層の構成」に
示すとおりである。
せて白色光源装置を提供することができる。あるいは、
発光波長が紫外領域から紫色領域(380nm〜420
nm程度)である本発明の発光ダイオードに、蛍光塗料
を塗布して白色光源装置としてもよい。このような白色
光源は、従来の液晶ディスプレイに用いられてきたハロ
ゲン光源に替わって、低消費電力かつ高輝度のバックラ
イトとして利用できる。これは、携帯型ノートパソコ
ン、携帯電話によるマン・マシーンインターフェイスの
液晶ディスプレイ用バックライトとして利用でき、小型
で鮮明な液晶ディスプレイをもたらし得る。
ップ装置に適用することができる。
PおよびSbの少なくともいずれかの元素が含有されて
いる。これらの元素を発光層中に含有させることによっ
て、該発光層(井戸層)の電子とホールの有効質量を小
さくし、また、電子とホールの移動度を大きくすること
ができる。前者は少ない電流注入量でレーザ発振のため
のキャリア反転分布が得られることを意味し、後者は発
光層で電子とホールが発光再結合によって消滅しても新
たに電子・ホールが拡散により高速に注入されることを
意味する。したがって、As、PまたはSbを全く含有
していない窒化物半導体レーザに比べて、閾値電流密度
が低く、自励発振特性に優れた(雑音特性に優れた)半
導体レーザを作製できると考えられた。しかしながら、
As、PおよびSbのいずれかを含有する窒化物半導体
素子の発光層において、結晶系分離が起これば、そのよ
うな利点を得ることは困難になる。
かを含有する窒化物半導体発光層に不純物を添加するこ
とによって、上述したように結晶系分離を抑制すること
ができた。本発明によれば、発光層の結晶性が向上し、
上述した利点、すなわち半導体レーザの低閾値電流密
度、およびそれに付随した高出力、ならびに長寿命を得
ることができる。さらに本発明によれば、雑音特性の優
れた半導体レーザを作製することができる。たとえば、
本発明による380〜420nmの発振波長を有する窒
化物半導体レーザは、従来のInGaN系窒化物半導体
レーザに比べて、レーザ発振閾値電流密度が低く、レー
ザ光中の自然放出光が少なく、雑音にも強い半導体レー
ザとなり得る。また、本発明による半導体レーザは、高
出力(たとえば50mW)、高温雰囲気中で安定して動
作することができ、高密度記録再生用光ディスクに適し
たものである。
ダイオード素子を用いた光ディスク装置を示す。光ディ
スク装置において、窒化物半導体レーザからのレーザ光
は、光変調器、スプリッター、追従鏡およびレンズを介
して光ディスクに照射される。スプリッターからの光は
光検出器によって検出される。光検出器からの信号は制
御回路に送られる。また、制御回路から、ディスクを作
動させるモータ、半導体レーザ、光変調器および追従鏡
にそれぞれ制御信号が送られる。レーザ光は、入力情報
に応じて光変調器で変調され、レンズを通してディスク
上に記録される。再生時は、ディスク上のピット配列に
よって光学的に変化を受けたレーザ光がスプリッターを
通して光検出器で検出され、再生信号となる。これらの
動作は制御回路にて制御されている。レーザ出力につい
ては、通常、記録時は30mWで、再生時は5mW程度
である。
ザプリンター、バーコードリーダー、光の三原色(青
色、緑色、赤色)レーザダイオードによるプロジェクタ
ー等にも本発明による素子を利用することができる。
光層の結晶系分離を抑制し、発光効率の高い窒化物半導
体発光素子、ならびにそれを用いた発光装置および光ピ
ックアップ装置を提供することができる。
ード素子の一例を示す概略断面図である。
る。
(a)はその製造工程を示す概略断面図であり、(b)
は完成した構造を示す概略断面図である。
示す概略断面図である。
る。
示す概略断面図である。
の概略図である。
および素子の発光強度との関係について示した図であ
る。
直上 208…溝の幅の中央直上 209…溝が形成されていない部分(丘)の幅の中央直
上 300…基板 400…n型GaN基板 401…低温GaNバッファ層 402…n型Al0.05Ga0.95N層 403…n型In0.07Ga0.93Nクラック防止層 404…n型Al0.1Ga0.9Nクラッド層 405…n型GaN光ガイド層 406…発光層 407…p型Al0.2Ga0.8Nキャリアブロック層 408…p型GaN光ガイド層 409…p型Al0.1Ga0.9Nクラッド層 410…p型GaNコンタクト層 411…n電極 412…p電極 413…SiO2誘電体膜
Claims (6)
- 【請求項1】 窒化物半導体結晶からなる基板、または
窒化物半導体結晶膜が他の結晶材料上に成長させられた
構造を有する基板と、 前記基板上に形成された、窒化物半導体からなるn型層
およびp型層と、 前記n型層と前記p型層との間に配置された発光層とを
備える窒化物半導体レーザ素子であって、 前記発光層は、井戸層、または井戸層と障壁層との組合
せからなり、 前記発光層を構成する層のうち少なくとも井戸層は、A
s、PおよびSbよりなる群から選ばれる一種以上の元
素X、NおよびGaを含む窒化物半導体からなり、 前記発光層を構成する前記窒化物半導体において、前記
元素Xの原子数と前記Nの原子数の合計に対する前記X
の原子数の割合は、原子百分率で30%以下であり、か
つ前記発光層を構成する層のうち少なくとも井戸層は、
Mg、Be、Zn、Cd、C、Si、Ge、Sn、O、
S、SeおよびTeよりなる群から選ばれる一種以上の
元素を不純物として含有することを特徴とする、窒化物
半導体発光素子。 - 【請求項2】 前記不純物の総含有量が、1×1017〜
5×1020/cm3であることを特徴とする、請求項1
に記載の窒化物半導体発光素子。 - 【請求項3】 前記基板の窒化物半導体結晶もしくは窒
化物半導体結晶膜、または前記窒化物半導体発光素子に
おいて、貫通転位密度が3×107/cm2以下、または
エッチピット密度が7×107/cm2以下であることを
特徴とする、請求項1または2に記載の窒化物半導体発
光素子。 - 【請求項4】 前記発光層が多重量子井戸層であること
を特徴とする、請求項1〜3のいずれか1項に記載の窒
化物半導体発光素子。 - 【請求項5】 請求項1〜4のいずれか1項に記載の窒
化物半導体発光素子からなり、かつその発光波長が38
0nm以上650nm以下である、発光装置。 - 【請求項6】 請求項1〜4のいずれか1項に記載の窒
化物半導体発光素子からなり、かつその発振波長が38
0nm以上420nm以下である発光装置を備えること
を特徴とする、光ピックアップ装置。
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