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
(57)【要約】
【課題】 Ａｓ、ＰおよびＳｂの少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、
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。
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
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、発光効率の高い窒
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。
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。
【０００２】
【従来の技術】特開平１０−２７０８０４には、ＧａＮ
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。
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。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】ＧａＮＡｓ結晶、Ｇａ
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。
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。
【０００４】本発明の目的は、Ａｓ、ＰおよびＳｂの少
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。
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。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、窒化物半
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。
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。
【０００６】すなわち、本発明による窒化物半導体発光
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。
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。
【０００７】本発明において、不純物の総含有量は、１
×１０17〜５×１０20／ｃｍ3であることが好ましい。
×１０17〜５×１０20／ｃｍ3であることが好ましい。
【０００８】また本発明において、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。
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。
【０００９】本発明において、発光層は典型的に多重量
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。
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。
【００１０】さらに本発明により、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。
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。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明による素子は、窒化物半導
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。
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。
【００１２】特に、Ａｓ、Ｐ、Ｓｂを含む発光層は、貫
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。
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。
【００１３】（本発明の原理）従来のＧａＮＡｓ井戸層
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。
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。
【００１４】この結晶系分離は、Ｇａに対するＡｓ、Ｐ
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。
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。
【００１５】本発明では、窒化物半導体発光層に、Ｍ
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。
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。
【００１６】（本発明による不純物添加と発光層中の結
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。
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。
【００１７】図８を参照すると、サファイア基板上に成
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。
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。
【００１８】前述のＧａＮ基板と同様に、ＧａＮ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。
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。
【００１９】このように、同じ不純物濃度を有しても、
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。
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。
【００２０】以上より、発光層に不純物を添加するとと
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。
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。
【００２１】図８と同様の特性は、Ａｓ、ＰおよびＳｂ
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。
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。
【００２２】（本発明の井戸層の不純物とその添加量）
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。
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。
【００２３】まず、前述の結晶系分離がどの程度のＡ
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。
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。
【００２４】次に、不純物添加量と結晶系分離および発
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。
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。
【００２５】図８の丸印において、不純物の添加量が１
×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。
×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。
【００２６】図８を詳細に見ると、サファイア基板上に
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。
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。
【００２７】以上のことを整理すると、貫通転位密度の
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。
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。
【００２８】Ｓｉ以外の不純物として、Ｍｇ、Ｂｅ、Ｚ
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。
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。
【００２９】障壁層は注入キャリアによる再結合によっ
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。
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。
【００３０】(本発明の不純物について）本発明に適し
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。
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。
【００３１】４族元素群は、２族元素群や６族元素群と
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）。
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）。
【００３２】４族元素群のうち、特に好ましいのはＳｉ
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。
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。
【００３３】２族元素群は、陽イオンであるため、Ｇａ
−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。
−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。
【００３４】なお、Ａｓ、ＰまたはＳｂと結合し得る３
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。
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。
【００３５】６族元素群は、陰イオンであるため、Ｇａ
−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。
−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。
【００３６】なお、Ｇａ等の３族元素と結合し得る５族
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。
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。
【００３７】発光層にＡｓ、Ｐが含有される場合の好ま
しい不純物についてさらに説明する。
しい不純物についてさらに説明する。
【００３８】（発光層にＡｓが添加される場合の不純
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。
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。
【００３９】次に好ましいのは、ＭｇまたはＺｎであ
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。
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。
【００４０】続いて好ましいのは、Ｃである。Ｃは前述
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。
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。
【００４１】（発光層にＰが添加される場合の不純物）
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。
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。
【００４２】次に好ましいのは、ＭｇまたはＺｎであ
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。
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。
【００４３】続いて好ましいのは、Ｃである。Ｃは前述
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。
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。
【００４４】（不純物の添加方法）不純物の添加方法に
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。
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。
【００４５】前者の、不純物を添加した後に発光層を成
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。
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。
【００４６】一方、後者の、発光層を成長している最中
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。
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。
【００４７】不純物は発光層内において均一に散布され
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。
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。
【００４８】（本発明の発光層）本発明において、発光
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。
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。
【００４９】なお、本発明において少なくとも井戸層を
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。
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。
【００５０】（発光層の厚み）本発明において井戸層の
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。
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。
【００５１】本発明において障壁層の層厚は１ｎｍ以上
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。
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。
【００５２】（発光層の構成）本発明において、発光層
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。
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。
【００５３】
【表１】
【００５４】上述したように、Ａｓ、ＰおよびＳｂのい
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。
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。
【００５５】ＧａＮＸ井戸層（Ｘは、Ａｓ、Ｐ、Ｓｂま
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。
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。
【００５６】ＧａＮＸ結晶のうち、ＧａＮＡｓ、ＧａＮ
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。
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。
【００５７】Ｐ、Ａｓ、Ｓｂのうち、Ｓｂは、Ｎに比べ
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。
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。
【００５８】ＧａＮＡｓは、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂのうち中間
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。
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。
【００５９】ＧａＮＸ井戸層を用いた発光素子の発光波
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。
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。
【００６０】ＧａＮＸ井戸層にＡｌを添加する場合、前
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。
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。
【００６１】ＧａＮＸ井戸層と組合せるのに好ましい障
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。
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。
【００６２】ＩｎＧａＮＸ系井戸層 井戸層がＩｎＧａＮＸ結晶で構成される場合、Ｉｎの偏
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。
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。
【００６３】ＩｎＧａＮＸ結晶のうち、ＩｎＧａＮＡ
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。
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。
【００６４】Ｐ、ＡｓおよびＳｂ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
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。
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。
【００６５】Ｐ、Ａｓ、Ｓｂのうち、Ｓｂは、Ｎに比べ
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。
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。
【００６６】ＩｎＧａＮＡｓ井戸層は、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂ
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。
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。
【００６７】ＩｎＧａＮＸ井戸層を用いた発光素子の発
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。
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。
【００６８】
【表２】
【００６９】ＩｎＧａＮＸ井戸層にＡｌを添加する場
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。
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。
【００７０】ＩｎＧａＮＸ井戸層と組合せるのに好まし
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。
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。
【００７１】実施例１ 図１に示す構造の発光素子を作製した。図１に示す窒化
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。
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。
【００７２】まず、ＭＯＣＶＤ（有機金属気相成長法）
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。
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。
【００７３】発光層にＡｓを添加する場合はＡｓＨ3ま
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。
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。
【００７４】次に、基板温度を再び１０５０℃まで昇温
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。
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。
【００７５】この様にして、ｐ型ＧａＮコンタクト層１
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。
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。
【００７６】このようにして作製された成長膜をラマン
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。
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。
【００７７】続いて、ＭＯＣＶＤ装置からエピウェハー
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。
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。
【００７８】ｐ電極形成では、透光性電極１０６として
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。
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。
【００７９】最後に、ｎ型ＧａＮ基板１００の裏面側
（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。
（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。
【００８０】以上のプロセスにおいて、発光層に添加す
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。
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。
【００８１】なお、図１に示すような素子において、低
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。
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。
【００８２】図１に示す素子において、単一量子井戸構
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。
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。
【００８３】図１に示す素子において、ｐ型Ａｌ0.1Ｇ
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。
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。
【００８４】本発明による素子において、ｎ電極は、ド
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。
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。
【００８５】また、素子構造を形成するための結晶面と
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。
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。
【００８６】本発明による素子は、ＭＯＣＶＤ法以外
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。
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。
【００８７】実施例２ 図１に示すＧａＮ基板１００を図２に示す擬似ＧａＮ基
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。
【００８８】図２に示す擬似ＧａＮ基板２００は、種基
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。
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。
【００８９】図３（ａ）は、擬似ＧａＮ基板２００ａを
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。
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。
【００９０】このような擬似ＧａＮ基板２００または２
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。
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。
【００９１】図２に示す擬似ＧａＮ基板の貫通転位密度
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。
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。
【００９２】上記種基板２０１の具体例として、Ｃ面サ
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。
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。
【００９３】種基板として導電性を有するＳｉＣ基板や
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。
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。
【００９４】種基板の主面となる面方位は、たとえば、
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。
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。
【００９５】擬似ＧａＮ基板を用いて図４および図５に
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。
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。
【００９６】該発光ダイオードは、少なくとも図２に示
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。
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。
【００９７】図４に示す素子において、低温バッファ層
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。
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。
【００９８】また、擬似ＧａＮ基板２００または２００
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。
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。
【００９９】擬似ＧａＮ基板を用いて作製した図４に示
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。
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。
【０１００】実施例３ 図６に示すような窒化物半導体レーザダイオードを作製
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。
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。
【０１０１】障壁層と井戸層の両層にＳｉＨ4（Ｓｉ不
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。
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。
【０１０２】低温ＧａＮバッファ層４０１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。
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。
【０１０３】Ｉｎ0.07Ｇａ0.93Ｎクラック防止層４０３
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。
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。
【０１０４】障壁層で始まり障壁層で終わる構成の発光
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。
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。
【０１０５】厚さ４ｎｍのＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ0.98Ｐ
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。
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。
【０１０６】また、本実施例の障壁層はＡｓ、Ｐ、Ｓｂ
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。
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。
【０１０７】ｐ型Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ｎキャリアブロック層
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。
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。
【０１０８】ｐ型クラッド層とｎ型クラッド層として、
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。
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。
【０１０９】ＡｌＧａＮクラッド層の厚みは、０．７μ
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。
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。
【０１１０】さらにクラッド層は、ＡｌＧａＮ３元混晶
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。
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。
【０１１１】本実施例において、Ｃ面｛０００１｝Ｇａ
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。
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。
【０１１２】実施例４ 発光層にＣ（炭素）不純物を１×１０20／ｃｍ3の濃度
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。
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。
【０１１３】実施例５ 発光層にＭｇ不純物を１×１０17／ｃｍ3の濃度で添加
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。
【０１１４】発光装置 本発明による窒化物半導体発光ダイオードを用いて発光
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。
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。
【０１１５】従来のＩｎＧａＮ井戸層を用いた琥珀色発
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。
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。
【０１１６】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、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。
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。
【０１１７】そして、三原色の発光ダイオードを組合わ
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。
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。
【０１１８】光ピックアップ装置 さらに本発明による窒化物半導体レーザは、光ピックア
ップ装置に適用することができる。
ップ装置に適用することができる。
【０１１９】本発明の窒化物半導体発光層には、Ａｓ、
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。
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。
【０１２０】本発明では、Ａｓ、ＰおよびＳｂのいずれ
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、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。
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。
【０１２１】図７に、本発明による窒化物半導体レーザ
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。
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。
【０１２２】上記光ディスク装置の他に、例えば、レー
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。
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。
【０１２３】
【発明の効果】本発明によれば、不純物添加によって発
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。
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。
【図１】 窒化物半導体基板上に成長させた発光ダイオ
ード素子の一例を示す概略断面図である。
ード素子の一例を示す概略断面図である。
【図２】 擬似ＧａＮ基板の一例を示す概略断面図であ
る。
る。
【図３】 擬似ＧａＮ基板のもう一つの例について、
（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。
（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。
【図４】 本発明による発光ダイオード素子の他の例を
示す概略断面図である。
示す概略断面図である。
【図５】 図４に示す発光ダイオード素子の上面図であ
る。
る。
【図６】 本発明によるレーザダイオード素子の一例を
示す概略断面図である。
示す概略断面図である。
【図７】 情報記録装置の一例としての光ディスク装置
の概略図である。
の概略図である。
【図８】 発光層における不純物添加量と、結晶系分離
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。
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。
１００…ｎ型ＧａＮ基板 １０１…低温ＧａＮバッファ層 １０２…ｎ型ＧａＮ層 １０３…発光層 １０４…ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎキャリアブロック層 １０５…ｐ型ＧａＮコンタクト層 １０６…透光性電極 １０７…ｐ電極 １０８…ｎ電極 １０９…誘電体膜 ２００、２００ａ…擬似ＧａＮ基板 ２０１…種基板 ２０２…低温バッファ層 ２０３…ｎ型ＧａＮ膜 ２０３ａ…第１のｎ型ＧａＮ膜 ２０３ｂ…第２のｎ型ＧａＮ膜 ２０４…成長抑制膜 ２０５…ｎ型ＧａＮ厚膜 ２０６…成長抑制膜の幅の中央直上 ２０７…成長抑制膜が形成されていない部分の幅の中央
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
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
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 5D119 AA42 AA43 BA01 FA05 5F041 AA11 CA05 CA34 CA53 CA54 CA56 CA57 CA65 FF16 5F073 AA74 CA07 CB02 CB05 CB06 CB14 DA05 DA35
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。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000272513A JP4416297B2 (ja) | 2000-09-08 | 2000-09-08 | 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光ピックアップ装置 |
| US09/947,346 US6399966B1 (en) | 2000-09-08 | 2001-09-07 | Light emitting nitride semiconductor device, and light emitting apparatus and pickup device using the same |
| US10/128,490 US6586779B2 (en) | 2000-09-08 | 2002-04-24 | Light emitting nitride semiconductor device, and light emitting apparatus and pickup device using the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000272513A JP4416297B2 (ja) | 2000-09-08 | 2000-09-08 | 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光ピックアップ装置 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002084040A true JP2002084040A (ja) | 2002-03-22 |
| JP4416297B2 JP4416297B2 (ja) | 2010-02-17 |
Family
ID=18758613
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000272513A Expired - Fee Related JP4416297B2 (ja) | 2000-09-08 | 2000-09-08 | 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光ピックアップ装置 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US6399966B1 (ja) |
| JP (1) | JP4416297B2 (ja) |
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| JP2013502728A (ja) * | 2009-08-21 | 2013-01-24 | ソラア インコーポレーテッド | デバイスのためのガリウム及び窒素含有超薄型エピタキシャル構造のための高速成長方法及び構造 |
| US9236530B2 (en) | 2011-04-01 | 2016-01-12 | Soraa, Inc. | Miscut bulk substrates |
| JP2016207734A (ja) * | 2015-04-17 | 2016-12-08 | 学校法人 名城大学 | 窒化物半導体発光素子及びその製造方法 |
| US9646827B1 (en) | 2011-08-23 | 2017-05-09 | Soraa, Inc. | Method for smoothing surface of a substrate containing gallium and nitrogen |
| JP2018093241A (ja) * | 2012-07-05 | 2018-06-14 | コーニンクレッカ フィリップス エヌ ヴェＫｏｎｉｎｋｌｉｊｋｅ Ｐｈｉｌｉｐｓ Ｎ．Ｖ． | 窒素及びリンを含有する発光層を有する発光ダイオード |
Families Citing this family (52)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0800371B1 (en) * | 1994-12-30 | 2001-04-04 | Kimberly-Clark Worldwide, Inc. | Absorbent article having an integral barrier |
| US7408964B2 (en) * | 2001-12-20 | 2008-08-05 | Finisar Corporation | Vertical cavity surface emitting laser including indium and nitrogen in the active region |
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