JP2005191599A - 発光素子の輝度の均一化方法 - Google Patents

Abstract

【課題】３−５族化合物半導体を用いる発光素子の基板面内の輝度の均一化方法を提供する。
【解決手段】一般式Ｉｎ_x Ｇａ_y Ａｌ_z Ｎ（ただし、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ≦１、０≦ｙ＜１、０≦ｚ＜１）で表される３−５族化合物半導体の第１の層を気相成長し、次に一般式Ｉｎ_u Ｇａ_v Ａｌ_w Ｎ（ただし、ｕ＋ｖ＋ｗ＝１、０≦ｕ≦１、０≦ｖ≦１、０≦ｗ≦１）で表される第２の層を気相成長して３−５族化合物半導体を製造する方法において、第１の層を成長した後、第２の層の成長前に３族原料を供給しないで、不活性ガスから選ばれる少なくとも１種のキャリアガスと５族原料を供給する工程を有する３−５族化合物半導体の製造方法で製造してなる３−５族化合物半導体を用いることを特徴とする発光素子の基板面内の輝度の均一化方法。
【選択図】なし

Description

本発明は、３−５族化合物半導体を用いる発光素子の基板面内の輝度の均一化方法に関する。

従来、紫外、青、緑色領域の発光ダイオード（以下、ＬＥＤと記すことがある。）または紫外、青、緑色領域のレーザダイオード等の発光素子の材料として、一般式Ｉｎ_x Ｇａ_y Ａｌ_z Ｎ（ただし、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ≦１、０≦ｙ＜１、０≦ｚ＜１）で表される３−５族化合物半導体が知られている。

該化合物半導体はバルク成長では良好な結晶が得られないため、該化合物半導体そのものを基板として用いるホモエピタキシャル成長は困難である。
ところで、一般式Ｇａ_a Ａｌ_b Ｎ（ただし、ａ＋ｂ＝１、０≦ａ≦１、０≦ｂ≦１）で表される化合物半導体はＧａＮ、ＡｌＮ等のバッファ層を用いることで良好な結晶性のものを得ることができることが知られている。該Ｇａ_a Ａｌ_b Ｎは、該Ｉｎ_x Ｇａ_y Ａｌ_z Ｎと同一の５族元素を有し、結晶構造も同じであることなどから、該Ｉｎ_x Ｇａ_y Ａｌ_z Ｎは、上記のＧａ_a Ａｌ_b Ｎ上に成長することで高い結晶性のものを得ることができる。

ところで、該化合物半導体の格子定数は、混晶比により大きく変化する。とくにＩｎＮの格子定数はＧａＮまたはＡｌＮに対して約１２％またはそれ以上大きいため、該化合物半導体の各層の混晶比によっては、層と層との間の格子定数に大きな差が生じることがある。大きな格子不整合がある場合、結晶に欠陥が生じる場合があり、結晶性を低下させる原因となる。一般に欠陥を多く含んだ結晶を用いて作製した発光素子では高い発光効率を実現するのは難しい。

格子不整合による欠陥の発生を抑えるためには、格子不整合による歪みの大きさに応じて層の厚さを小さくしなければならない。しかし、膜厚が非常に薄い層を活性層とする場合、発光層の物性は発光層の混晶比または層厚の若干の振れにも影響を受け、全基板面にわたって均一に目的の発光波長、または発光強度の発光素子を作製することが難しかった。

本発明の目的は、３−５族化合物半導体を用いる発光素子の基板面内の輝度の均一化方法を提供することにある。

本発明者らは、該３−５族化合物半導体の薄膜の成長条件について鋭意検討の結果、該化合物半導体の薄膜を成長後、次の層を成長するまでに３族原料の供給を止める工程をおくことで高品質で均一な薄膜が得られることを見いだし、本発明に至った。

すなわち本発明は次に記す発明である。
〔１〕一般式Ｉｎ_x Ｇａ_y Ａｌ_z Ｎ（ただし、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ≦１、０≦ｙ＜１、０≦ｚ＜１）で表される３−５族化合物半導体の第１の層を気相成長し、次に一般式Ｉｎ_u Ｇａ_v Ａｌ_w Ｎ（ただし、ｕ＋ｖ＋ｗ＝１、０≦ｕ≦１、０≦ｖ≦１、０≦ｗ≦１）で表される第２の層を気相成長して３−５族化合物半導体を製造する方法において、第１の層を成長した後、第２の層の成長前に３族原料を供給しないで、不活性ガスから選ばれる少なくとも１種のキャリアガスと５族原料を供給する工程を有する３−５族化合物半導体の製造方法で製造してなる３−５族化合物半導体を用いることを特徴とする発光素子の基板面内の輝度の均一化方法。
〔２〕第１の層のＩｎＮの混晶比が５％以上であることを特徴とする〔１〕記載の輝度の均一化方法。

〔３〕第１の層の層厚が１０Å以上５００Å以下であることを特徴とする〔１〕または〔２〕記載の輝度の均一化方法。
〔４〕第１の層に含まれるＳｉ、Ｇｅ、Ｃｄ、ＺｎおよびＭｇの各元素の濃度が、いずれも１０¹⁹ｃｍ^-3以下であることを特徴とする〔１〕、〔２〕または〔３〕記載の輝度の均一化方法。

本発明によれば、発光素子として用いたときに発光状態が均一で歩留りの高い発光素子を得ることができ、きわめて有用であり工業的価値が大きい。

次に、本発明を詳細に説明する。
一般的に該３−５族化合物半導体の結晶成長用基板としては、サファイア、ＺｎＯ、ＧａＡｓ、Ｓｉ、ＳｉＣ、ＮＧＯ（ＮｄＧａＯ₃ ）、スピネル（ＭｇＡｌ₂ Ｏ₄ ）等が用いられる。特に、サファイアは透明であり、また大面積の高品質の結晶が得られるため好ましい。

該３−５族化合物半導体の製造方法としては、分子線エピタキシー（以下、ＭＢＥと記すことがある。）法、有機金属気相成長（以下、ＭＯＶＰＥと記すことがある。）法、ハイドライド気相成長（以下、ＨＶＰＥと記すことがある。）法などが知られている。中でもＭＯＶＰＥ法は大面積に均一な膜形成を行なうことができるため好ましく、本発明における３−５族化合物半導体の製造方法は、ＭＯＶＰＥ法による。

本発明における３−５族化合物半導体の製造方法においては、以下のような原料を用いることができる。
即ち、３族原料としては、トリメチルガリウム［（ＣＨ₃ ）₃ Ｇａ、以下ＴＭＧと記すことがある。］、トリエチルガリウム［（Ｃ₂ Ｈ₅ ）₃ Ｇａ、以下ＴＥＧと記すことがある。］、等の一般式Ｒ₁ Ｒ₂ Ｒ₃ Ｇａ（ここでＲ₁ 、Ｒ₂ 、Ｒ₃ は低級アルキル基を示す。）で表されるトリアルキルガリウム；トリメチルアルミニウム［（ＣＨ₃ ）₃ Ａｌ］、トリエチルアルミニウム［（Ｃ₂ Ｈ₅ ）₃ Ａｌ、以下ＴＥＡと記すことがある。］、トリイソブチルアルミニウム［（ｉ−Ｃ₄ Ｈ₉ ）₃ Ａｌ］、等の一般式Ｒ₁ Ｒ₂ Ｒ₃ Ａｌ（ここでＲ₁ 、Ｒ₂ 、Ｒ₃ は低級アルキル基を示す。）で表されるトリアルキルアルミニウム；トリメチルアミンアラン［（ＣＨ₃ ）₃ Ｎ：ＡｌＨ₃ ］；トリメチルインジウム［（ＣＨ₃ ）₃ Ｉｎ、以下ＴＭＩと記すことがある。］、トリエチルインジウム［（Ｃ₂ Ｈ₅ ）₃ Ｉｎ］等の一般式Ｒ₁ Ｒ₂ Ｒ₃ Ｉｎ（ここでＲ₁ 、Ｒ₂ 、Ｒ₃ は低級アルキル基を示す。）で表されるトリアルキルインジウム等が挙げられる。これらは単独または混合して用いられる。

次に、５族原料としては、アンモニア、ヒドラジン、メチルヒドラジン、１、１−ジメチルヒドラジン、１、２−ジメチルヒドラジン、ｔ−ブチルアミン、エチレンジアミンなどが挙げられる。これらは単独または混合して用いられる。これらの原料のうち、アンモニアとヒドラジンは分子中に炭素原子を含まないため、半導体中への炭素の汚染が少なく好適である。
該３−５族化合物半導体のｐ型ドーパントとして、２族元素が重要である。具体的にはＭｇ，Ｚｎ，Ｃｄ，Ｈｇ，Ｂｅが挙げられるが、このなかでは低抵抗のｐ型のものがつくりやすいＭｇが好ましい。
Ｍｇドーパントの原料としては、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、ビスメチルシクロペンタジエニルマグネシウム、ビスエチルシクロペンタジエニルマグネシウム、ビスｎ−プロピルシクロペンタジエニルマグネシウム、ビス−ｉ−プロピルシクロペンタジエニルマグネシウム等の一般式（ＲＣ₅ Ｈ₄ ）₂ Ｍｇ（ただし、ＲはＨまたは炭素数１以上４以下の低級アルキル基を示す。）で表される有機金属化合物が適当な蒸気圧を有するために好適である。
該３−５族化合物半導体のｎ型ドーパントとして、４族元素と６族元素が重要である。具体的にはＳｉ、Ｇｅ、Ｏが挙げられるが、この中では低抵抗のｎ型がつくりやすく、原料純度の高いものが得られるＳｉが好ましい。Ｓｉドーパントの原料としては、シラン（ＳｉＨ₄ ）、ジシラン（Ｓｉ₂ Ｈ₆ ）などが好適である。
また、キャリアガスとしては、窒素、アルゴン等の不活性ガスが挙げられるが、高純度のものが得られやすいので窒素が好ましい。

本発明は、一般式Ｉｎ_x Ｇａ_y Ａｌ_z Ｎ（ただし、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ≦１、０≦ｙ＜１、０≦ｚ＜１）で表される第１の層を成長した後、一般式Ｉｎ_u Ｇａ_v Ａｌ_w Ｎ（ただし、ｕ＋ｖ＋ｗ＝１、０≦ｕ≦１、０≦ｖ≦１、０≦ｗ≦１）で表される第２の層を気相成長する前に、３族原料を供給しないで、キャリアガスを供給するかまたはキャリアガスと５族原料を供給する工程を有することを特徴とする。
この３族原料を供給せず、成長を中断する工程（以下、成長中断工程と記すことがある。）を有することにより、理由は詳らかではないが、均一な３−５族化合物半導体を得ることができ、特に該３−５族化合物半導体を発光素子に用いたとき、基板面内で均一な波長および強度で発光する発光素子を得ることができる。特に、ＩｎＮを混晶比で５％以上含む層について顕著な効果がある。該成長中断工程を有することにより、第１の層の結晶を変性させていると考えられる。
成長中断時間が充分短い場合、５族原料は供給してもしなくてもよい。しかし、成長中断が長い場合には、５族原料を供給しないと第１の層の結晶性が劣化する場合があるため、５族原料を供給することが好ましい。
成長中断を行なう時間は、成長中断を行なう温度、雰囲気等にも依存するが、短かすぎると成長中断の効果が充分でなく、長すぎる場合、目的のＩｎＮ混晶比を得ることが難しい。好ましい成長中断の時間としては１秒以上６０分以下が挙げられ、さらに好ましくは３０秒以上３０分以下である。

以下、具体的に成長中断工程の効果を説明する。
図１は該化合物半導体を用いて作製できる量子井戸構造の例である。基板１にバッファ層２を成長し、さらに上記Ｇａ_a Ａｌ_b Ｎ層３、本発明の第１の層である前記Ｉｎ_x Ｇａ_y Ａｌ_z Ｎ層４、および本発明の第２の層であるＩｎ_u Ｇａ_v Ａｌ_w Ｎ層５を成長する。Ｇａ_a Ａｌ_b Ｎ層３とＩｎ_u Ｇａ_v Ａｌ_w Ｎ層５のバンドギャップをＩｎ_x Ｇａ_y Ａｌ_z Ｎ層４よりも大きくした、いわゆるダブルヘテロ構造とすることでＩｎ_x Ｇａ_y Ａｌ_z Ｎ層４が量子井戸層となり、量子井戸層からの強いホトルミネッセンス（以下、ＰＬと記すことがある。）が観察される。
この場合、ＰＬの発光波長はおもに量子井戸層の３族元素の組成と量子井戸層の層厚に依存する。また、ＰＬ強度は量子井戸層を含む構造の結晶性を強く反映し、一般に結晶性が高いほどＰＬ強度は強くなる。このため、図１の構造の半導体をＰＬを用いて評価することにより、量子井戸層の混晶比、層厚、量子井戸を含む積層構造の結晶性、およびそれらの基板面内での均一性を評価することができる。
第１の層の成長後、成長中断を行なわず、すぐに第２の層を成長した場合、成長中断を行なった場合に比べて基板面内でのＰＬの発光波長および強度には強い不均一性が認められ、またＰＬ強度も全体的に弱い。該成長中断時間が長くなるにしたがい、基板面内でのＰＬの発光波長および強度の均一性が向上し、ＰＬ強度も全体的に強くなる。ただし、成長中断時間が長くなるにしたがい、ＰＬ発光波長が短くなる傾向があるため、長い時間の成長中断を行なう場合には、第１の層の混晶比を、前記の波長シフトを考慮してあらかじめ調整しておくことが好ましい。
上記の例では、第１の層が１つだけであるが、該化合物半導体が複数層積層された構造の場合、各層の成長後に、適切な成長中断工程を設けることで均一性に優れた積層構造を作製することができる。

次に、本発明における３−５族化合物半導体の製造方法により得られる３−５族化合物半導体を用いて得られる発光素子について説明する。
図１に示した量子井戸構造において、発光層４に接する、層３と層５に互いに異なる伝導性を持たせることで、ダブルヘテロ構造の発光素子となる。成長の容易さから、発光層より下の層をｎ型とするのが一般的である。発光層の成長後、成長中断を行なうことで、均一性に優れた発光効率の高い発光素子の半導体基板を製造できる。
活性層に接する層に伝導性を持たせるためにはこれらの層に不純物のドーピングを行なうが、該ドーピングにより、これらの層の結晶性が低下し、その結果発光効率の低下を起こすことがある。このような場合には、活性層とこれらの層の間に不純物濃度の低い層を設けることで、発光効率を向上できることがある。このような構造の例を図２に示す。

図２は単一の量子井戸層を発光層とした例であるが、発光層として機能する層は複数の層からなる層であってもよい。具体的に複数の層からなる層が発光層として機能する例としては、２つ以上の発光層がこれよりバンドギャップの大きい層と積層されている構造が挙げられる。
発光層である第１の層がＡｌを含む場合、Ｏ等の不純物を取り込みやすく、発光層として用いると、発光効率が下がることがある。このような場合には、発光層としてはＡｌを含まない一般式Ｉｎ_x Ｇａ_y Ｎ（ただし、ｘ＋ｙ＝１、０＜ｘ≦１、０≦ｙ＜１）で表されるものを利用することができる。

すでに説明したように、該３−５族化合物半導体の格子定数は、混晶比により大きく変化するため、該３−５族化合物半導体の層と層との間の格子定数に大きな格子不整合がある場合、格子不整合による歪みの大きさに応じて層の厚さを小さくしなければならない。好ましい厚さの範囲は歪みの大きさに依存する。前記Ｇａ_a Ａｌ_b Ｎ上にＩｎＮ混晶比が１０％以上の該３−５族化合物半導体を積層する場合、Ｉｎを含む層の好ましい厚さは５Å以上５００Å以下である。Ｉｎを含む層の厚さが５Åより小さい場合、発光効率が充分でなくなる。また５００Åより大きい場合、欠陥が発生しやはり発光効率が充分でなくなる。さらに好ましい厚みの範囲は５Å以上９０Å以下である。
また、発光層の層厚を小さくすることで、電荷を高密度に発光層に閉じ込めることができるため、発光効率を向上させることができる。このため、格子定数の差が上記の例よりも小さい場合でも、発光層の層厚は上記の例と同様にすることが好ましい。

発光層に不純物をドープすることで、発光層のバンドギャップとは異なる波長で発光させることができる。これは不純物からの発光であるため、不純物発光とよばれる。不純物発光の場合、発光波長は発光層の３族元素の組成と不純物元素により決まる。この場合、発光層のＩｎＮ混晶比は５％以上が好ましい。ＩｎＮ混晶比が５％より小さい場合、発光する光はほとんど紫外線であり、充分な明るさを感じることができない。Ｉｎ混晶比を増やすにつれて発光波長が長くなり、発光波長を紫から青、緑へと調整できる。
不純物発光に適した不純物としては、２族元素が好ましい。２族元素のなかでは、Ｍｇ、Ｚｎ、Ｃｄをドープした場合、発光効率が高いので好適である。特に、Ｚｎが好ましい。これらの元素の濃度は、１０¹⁸〜１０²²ｃｍ^-3が好ましい。
第３の層はこれらの２族元素とともにＳｉまたはＧｅを同時にドープしてもよい。Ｓｉ、Ｇｅの好ましい濃度範囲は１０¹⁸〜１０²²ｃｍ^-3である。

不純物発光の場合、一般に発光スペクトルがブロードになり、また注入電荷量が増すにつれて発光スペクトルがシフトする場合がある。このため、高い色純度が要求される場合や狭い波長範囲に発光パワーを集中させることが必要な場合、バンド端発光を利用する方が有利である。バンド端発光による発光素子を実現するためには、発光層に含まれる不純物の量を低く抑えなければならない。具体的には、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｍｇ、ＣｄおよびＺｎの各元素について、いずれもその濃度が１０¹⁹ｃｍ^-3以下が好ましい。さらに好ましくは１０¹⁸ｃｍ^-3以下である。

バンド端発光の場合、発光色は発光層の３族元素の組成で決まる。可視部で発光させる場合、ＩｎＮ混晶比は１０％以上が好ましい。ＩｎＮ混晶比が１０％より小さい場合、発光する光はほとんど紫外線であり、充分な明るさを感じることができない。ＩｎＮ混晶比が増えるにつれて発光波長が長くなり、発光波長を紫から青、緑へと調整できる。

発光層でのＩｎＮの混晶比が高い場合、熱的な安定性が充分でなく、結晶成長中、または半導体プロセスで劣化を起こす場合がある。このような発光層の劣化を防止する目的のために発光層の次に成長する本発明の第２の層に保護機能を持たせることができる。第２の層に充分な保護機能をもたせるためには、第２の層のＩｎＮの混晶比は１０％以下、ＡｌＮの混晶比は５％以上が好ましい。さらに好ましくはＩｎＮ混晶比が５％以下、ＡｌＮ混晶比が１０％以上である。
また、第２の層に充分な保護機能を持たせるためには、第２の層の膜厚は１０Å以上１μｍ以下が好ましい。さらに好ましくは、５０Å以上５０００Å以下である。保護層の膜厚が１０Åより小さいと充分な効果が得られない。また、１μｍより大きい場合には発光効率が減少するので好ましくない。

以下、本発明を実施例に基づいてさらに詳細に説明するが、本発明はこれらに限定されるものではない。
実施例１
ＭＯＶＰＥ法により図１に示す構造の３−５族化合物半導体を作製し、ＰＬのスペクトルを測定し、発光状態の面内分布を評価した。
基板として２５ｍｍ×２５ｍｍのサファイアＣ面を鏡面研磨したものを有機洗浄して用いた。成長は低温成長バッファ層としてＧａＮを用いる２段階成長法を用いた。常圧で厚みが約２．５μｍのＧａＮ層３を成長した。次に反応炉圧力を０．５気圧、基板温度を７８５℃、キャリアガスを窒素とし、キャリアガス、ＴＥＧ、ＴＭＩおよびアンモニアをそれぞれ６ｓｌｍ、０．０４ｓｃｃｍ、０．４ｓｃｃｍ、４ｓｌｍ供給して、本発明の第１の層であるＩｎ_0.3 Ｇａ_0.7 Ｎ層４を７０秒間成長した。ただし、ｓｌｍおよびｓｃｃｍとは気体の流量の単位で１ｓｌｍは１分当たり、標準状態で１リットルの体積を占める重量の気体が流れていることを示し、１０００ｓｃｃｍは１ｓｌｍに相当する。

成長中断工程として窒素とアンモニアだけを供給する状態を５分間保持した後、さらに同じ温度にてＴＥＧ、ＴＥＡおよびアンモニアをそれぞれ０．０３２ｓｃｃｍ、０．００８ｓｃｃｍ、４ｓｌｍ供給して、本発明の第２の層であるＧａ_0.8 Ａｌ_0.2 Ｎ層５を１０分間成長した。
なお、この層４と層５の層厚に関しては、同一の条件でさらに長い時間成長した層の厚さから求めた成長速度がそれぞれ４３Å／分、３０Å／分であるので、上記成長時間から求められる層厚はそれぞれ５０Å、３００Åと計算できる。
以上により作製した３−５族化合物半導体試料を、Ｈｅ−Ｃｄレーザの３２５ｎｍの発光を励起光源として、室温でのＰＬ測定を行ったところ、周辺５ｍｍを除く基板面内の全面で、ピーク波長が５０００Å付近の強い発光が認められた。
図３に典型的なＰＬスペクトルを示す。スペクトルのピーク波長での検出器の出力は７．４ｍＶであった。

実施例２
成長中断工程の時間が２分であることを除いては、実施例１と同様に試料を作製した。この試料の室温でのＰＬ測定を実施例１と同様にして行ったところ、周辺５ｍｍを除く基板面内のうち、部分的にＰＬの弱い部分も認められたが、大部分は実施例１と同様に強いＰＬを示した。ＰＬの強い分と弱い部分の典型的なＰＬスペクトル図４に示す。
ＰＬの強い部分と弱い部分の基板面内に占める面積比はおおよそ３：１であった。ＰＬの強い部分と弱い部分からのスペクトルのピーク強度はそれぞれおおよそ４ｍＶ、０．１７ｍＶであった。

比較例１
第１の層４の成長後、成長中断を行なわずＧａ_0.8 Ａｌ_0.2 Ｎ層５を成長したことを除いては実施例１と同様に試料を作製した。この試料について実施例１と同様にして室温でのＰＬの評価を行ったところ、発光する部分もあるものの、ほぼ全面にわたり発光が認められなかった。最も強く発光する部分のＰＬスペクトルを図５に示す。ピーク強度は約０．１ｍＶしかなかった。

実施例３
実施例１と同様にしてＧａＮバッファ層２を形成し、１１００℃でＴＭＧ、アンモニアおよびシランガスを供給して、Ｓｉをドープしたｎ型の膜厚２．５μｍのＧａＮ層６を成長し、さらに同じ温度にてＴＭＧ、アンモニアを供給して、ノンドープのＧａＮ層７を１５００Å成長する。次に基板温度を７８５℃まで下げ、窒素をキャリアガスとしてＴＥＧ、ＴＭＩおよびアンモニアを供給してＩｎ_0.3 Ｇａ_0.7 Ｎ層４を５０Å成長する。窒素とアンモニアだけを供給する状態を５分間保持した後、さらに同じ温度にてＴＥＧ、ＴＥＡおよびアンモニアを供給して、Ｇａ_0.8 Ａｌ_0.2 Ｎ層５を３００Å成長する。
次に、基板温度を１１００℃まで上げ、ＴＭＧ、Ｃｐ２Ｍｇ、およびアンモニアを供給してＭｇをドープしたＧａＮ層８を５０００Å成長する。
以上により作製した３−５族化合物半導体試料を反応炉から取り出したのち、窒素中でアニール処理を施し、ＭｇをドープしたＧａＮ層を低抵抗のｐ型層にする。こうして得た試料に常法により電極を形成し、ＬＥＤとすることで、基板面内に均一性よくＬＥＤを作製することができる。

実施例１に関わる３−５族化合物半導体の構造を示す図。 実施例３に関わる化合物半導体発光素子の構造を示す図。 実施例１におけるＰＬスペクトルを示す図。 実施例２におけるＰＬスペクトルを示す図。 比較例１におけるＰＬスペクトルを示す図。

符号の説明

１…基板
２…バッファ層
３…Ｇａ_a Ａｌ_b Ｎ層
４…Ｉｎ_x Ｇａ_y Ａｌ_z Ｎ層
５…Ｉｎ_u Ｇａ_v Ａｌ_w Ｎ層
６…ｎ型ＧａＮ層
７…ノンドープＧａＮ層
８…ｐ型ＧａＮ層

Claims (6)

1. 一般式Ｉｎ_x Ｇａ_y Ａｌ_z Ｎ（ただし、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ｘ≦１、０≦ｙ＜１、０≦ｚ＜１）で表される３−５族化合物半導体の第１の層を気相成長し、次に一般式Ｉｎ_u Ｇａ_v Ａｌ_w Ｎ（ただし、ｕ＋ｖ＋ｗ＝１、０≦ｕ≦１、０≦ｖ≦１、０≦ｗ≦１）で表される第２の層を気相成長して３−５族化合物半導体を製造する方法において、第１の層を成長した後、第２の層の成長前に３族原料を供給しないで、不活性ガスから選ばれる少なくとも１種のキャリアガスと５族原料を供給する工程を有する３−５族化合物半導体の製造方法で製造してなる３−５族化合物半導体を用いることを特徴とする発光素子の基板面内の輝度の均一化方法。
2. 不活性ガスが、窒素であることを特徴とする請求項１記載の輝度の均一化方法。
3. ５族原料が、アンモニアであることを特徴とする請求項１または２記載の輝度の均一化方法。
4. 第１の層のＩｎＮ混晶比が５％以上であることを特徴とする請求項１〜３いずれかに記載の輝度の均一化方法。
5. 第１の層の層厚が５Å以上５００Å以下であることを特徴とする請求項１〜４いずれかに記載の輝度の均一化方法。
6. 第１の層に含まれるＳｉ、Ｇｅ、Ｃｄ、ＺｎおよびＭｇの各元素の濃度が、いずれも１０¹⁹ｃｍ^-3以下であることを特徴とする請求項１〜５いずれかに記載の輝度の均一化方法。
   

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