JP2008118049A - ＧａＮ系半導体発光素子 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｉｎを含む量子井戸構造の活性層を有し、活性層よりも後に成長させる半導体層の成長温度による熱のダメージを抑制することができるとともに、Ｉｎの取り込みを高くしつつ、発光特性や電気特性を向上させたＧａＮ系半導体発光素子を提供する。
【解決手段】サファイア基板１の上に、ｎ型ＧａＮコンタクト層２、ｎ型のＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３、活性層４、ｐ型ＡｌＧａＮブロック層８、ｐ型ＧａＮコンタクト層５が積層され、ｎ電極７とｐ電極６が設けられている。活性層４は、量子井戸構造を有する活性層であり、井戸層をＡｌ_Ｘ１Ｉｎ_Ｙ１Ｇａ_Ｚ１Ｎ（Ｘ１＋Ｙ１＋Ｚ１＝１、０＜Ｘ１＜１、０＜Ｙ１＜１）、バリア層をＡｌ_Ｘ２Ｉｎ_Ｙ２Ｇａ_Ｚ２Ｎ（Ｘ２＋Ｙ２＋Ｚ２＝１、０≦Ｘ２＜１、０≦Ｙ２＜１、Ｙ１＞Ｙ２）で構成し、井戸層とバリア層は温度変調によって形成される。
【選択図】 図１

Description

本発明は、量子井戸構造の活性層（発光層）にＩｎを含むＧａＮ系半導体発光素子に関する。

半導体レーザやＬＥＤ等の半導体発光素子の材料には、様々なものが使用されているが、その中で、活性層（発光層）に、Ｉｎ（インジウム）を用いた半導体発光素子が開発されている。特に、ＧａＮ系半導体による青色発光素子では、活性層にＩｎＧａＮが使用される。

上記、半導体発光素子の結晶成長方法としては、ハイドライド気相成長方法（ＨＶＰＥ）や有機金属化学気相成長方法（ＭＯＣＶＤ）が用いられる。これらの方法を用いて結晶成長を行う場合には、通常、成長用基板上にｎ型コンタクト層やｎ型クラッド層等を積層した後、発光層となる活性層を成長させ、その後ｐ型クラッド層やｐ型コンタクト層等のｐ型層を積層し、最後に電極を形成している。

ＧａＮ系半導体発光素子では、例えば、クラッド層にＡｌＧａＮやＧａＮ等が、コンタクト層にはＧａＮ等が用いられる。ＧａＮ系半導体発光素子を作製する場合は、成長用基板上にｎ型ＧａＮ系半導体層を積層し、次に活性層を結晶成長させるのであるが、活性層にはＩｎＧａＮが含まれており、この中のＩｎの蒸気圧が高いために、活性層の成長温度は、６５０〜８００℃程度に下げる必要がある。

活性層成長後に、ｐ型ＧａＮ系半導体層を成膜するのであるが、ｐ型ＧａＮやｐ型ＡｌＧａＮの結晶品質を高めるために、活性層の成長温度よりも２００〜３００℃高い温度となる１０００℃付近の成長温度でエピタキシャル成長させており、成長時間は通常１５〜６０分程かかる。
特開２００４−５５７１９号公報

しかし、上記従来のように、活性層を成長した後、その上にｐ型層を成膜する場合、ｐ型層の成長温度が高いために、既に成膜されている活性層が熱のダメージを受け、発光特性が著しく悪化することが問題となっていた。

特に、４５０ｎｍ以上の長波長のＧａＮ系半導体発光素子を作製する場合、活性層における井戸層のＩｎ組成比率が１０％を越える程高くなるが、Ｉｎ組成比率が高くなるほど、高温状態に置かれた場合Ｉｎが昇華して壊れやすくなり、発光効率が極端に落ちる。熱のダメージを受け続けると、Ｉｎが分離してウエハが黒色化する場合も発生する。このように、井戸層のＩｎ組成比率が大きい場合には、ｐ型層の成長温度が高いことにより、活性層が劣化して発光特性が著しく悪くなる。

また、長波長化のためには活性層のＩｎ組成比率を高くしなければならないが、活性層へのＩｎの取り込みを多くするためには、成長温度をより下げていくことが必要となる。しかし、成長温度を下げて、活性層を一定の温度で作製すると、順方向電圧の増大や低電流域（μＡ以下）でのリークの増大、逆方向電流の増大等、電気特性が悪化するという問題が発生する。したがって、Ｉｎの取り込みを高くしつつ、電気特性が良好なＧａＮ系半導体素子を得ることができなかった。

ところで、特許文献１には、発光効率に優れたＧａＮ系半導体素子の構成について記載されているが、波長３８０ｎｍ以下の発光素子に関するものであり、活性層のＩｎ組成が非常に小さくなった場合に、Ｉｎ組成揺らぎが減ることによる発光効率を改善しようとするものであって、Ｉｎ組成を大きくして長波長の発光を得る場合に、エピタキシャル成長過程で発生する熱による活性層の劣化を防ぐとともに、Ｉｎの取り込みを高くしつつ、電気特性を向上させるものではなく、上記問題を解決する手段は従来提案されていなかった。

本発明は、上述した課題を解決するために創案されたものであり、Ｉｎを含む量子井戸構造の活性層を有し、活性層よりも後に成長させる半導体層の成長温度による熱のダメージを抑制することができるとともに、Ｉｎの取り込みを高くしつつ、発光特性や電気特性を向上させたＧａＮ系半導体発光素子を提供することを目的としている。

上記目的を達成するために、請求項１記載の発明は、量子井戸構造を有する活性層を備えたＧａＮ系半導体発光素子であって、前記活性層はＡｌ_Ｘ１Ｉｎ_Ｙ１Ｇａ_Ｚ１Ｎ（Ｘ１＋Ｙ１＋Ｚ１＝１、０＜Ｘ１＜１、０＜Ｙ１＜１）井戸層とＡｌ_Ｘ２Ｉｎ_Ｙ２Ｇａ_Ｚ２Ｎバリア層（Ｘ２＋Ｙ２＋Ｚ２＝１、０≦Ｘ２＜１、０≦Ｙ２＜１、Ｙ１＞Ｙ２）とで構成されており、前記井戸層の成長温度とバリア層の成長温度とは異なることを特徴とするＧａＮ系半導体発光素子である。

また、請求項２記載の発明は、前記井戸層のＩｎ組成が、１０％よりも大きいことを特徴とする請求項１記載のＧａＮ系半導体発光素子である。

また、請求項３記載の発明は、前記井戸層のＡｌ組成が、５％以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２のいずれか１項に記載のＧａＮ系半導体発光素子である。

また、請求項４記載の発明は、前記井戸層のＡｌ組成が、１％以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２のいずれか１項に記載のＧａＮ系半導体発光素子である。

また、請求項５記載の発明は、少なくとも前記活性層の結晶成長表面がノンポーラ面又はセミポーラ面により形成されていることを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のＧａＮ系半導体発光素子である。

本発明によれば、少なくとも井戸層には、Ａｌを添加したＡｌＩｎＧａＮを用いているので耐熱性が向上し、井戸層の成長温度とバリア層の成長温度とを異なるように変化させているので、バリア層の最適温度で成長させることができ、結晶品質の優れたバリア層を形成できるため順方向電圧等の電気特性の悪化を防ぐことができる。

また、ｎ型ＧａＮ系半導体層からｐ型ＧａＮ系半導体層まで、成長表面がノンポーラ面又はセミポーラ面により形成されているので、ＧａＮのＧａ極性面やＮ（窒素）極性面で形成されている場合と比較して、ピエゾ電場により発生する電界の影響を小さくすることができる。

以下、図面を参照して本発明の一実施形態を説明する。図１は本発明のＧａＮ系半導体発光素子の断面図の一例を示す。ここで、ＧａＮ系半導体とは、窒素を含む六方晶化合物半導体の中でも良く知られたIII−Ｖ族窒化物半導体であり、４元混晶系のＡｌ_ｘＧａ_ｙＩｎ_ｚＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）で表される。

サファイア基板１の上に、ｎ型ＧａＮコンタクト層２、ｎ型のＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３、活性層４、ｐ型ＡｌＧａＮブロック層８、ｐ型ＧａＮコンタクト層５が順次積層されており、ｐ型ＧａＮコンタクト層５から一部領域がメサエッチングされて、ｎ型ＧａＮコンタクト層２が露出した面にｎ電極７が形成されている。また、ｐ型ＧａＮコンタクト層５の上にはｐ電極６が形成されている。

活性層４は、量子井戸構造（Quantum Well）を有する活性層であり、井戸層（ウェル層）を、井戸層よりもバンドギャップの大きな障壁層（バリア層）でサンドイッチ状に挟んだ構造となっている。この量子井戸構造は、１つではなく、多重化しても良く、この場合は、ＭＱＷ（Multi Quantum Well）、すなわち多重量子井戸構造となる。

ところで、ＧａＮ系半導体の中でＡｌＧａＮは熱に対する耐性が非常に優れていることは良く知られている。そこで、本発明では、活性層４全体にＡｌを添加して４元混晶系のＡｌＩｎＧａＮとし、井戸層をＡｌ_Ｘ１Ｉｎ_Ｙ１Ｇａ_Ｚ１Ｎ（Ｘ１＋Ｙ１＋Ｚ１＝１、０＜Ｘ１＜１、０＜Ｙ１＜１）、バリア層をＡｌ_Ｘ２Ｉｎ_Ｙ２Ｇａ_Ｚ２Ｎ（Ｘ２＋Ｙ２＋Ｚ２＝１、０≦Ｘ２＜１、０≦Ｙ２＜１、Ｙ１＞Ｙ２）の多重量子井戸構造とした。

なお、井戸層のみにＡｌを添加する（上記Ｘ２＝０）ＡｌＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸構造や、バリア層をＧａＮで構成する（上記Ｘ２＝０、Ｙ２＝０）ＡｌＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸構造でも良い。活性層４では、上記Ｙ１を０＜Ｙ１＜１の範囲で変化させることにより、発光波長を紫色から赤色まで変化させることができるが、特に、発光波長が４５０ｎｍ以上の長波長のＧａＮ系半導体発光素子を対象とする場合、井戸層のＩｎ組成比率が１０％を越える活性層で構成する。

活性層４の構造を詳細に示すのが、図２である。活性層４がＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３と接する側にバリア層４ａが配置され、その上に井戸層４ｂが積層されており、このバリア層４ａと井戸層４ｂとが交互に何周期か積層された後、最後のバリア層４ａが形成されており、この最後のバリア層４ａの上にｐ型ＧａＮコンタクト層５が積層される。

ここで、一例を示すと、バリア層４ａは、ノンドープ又はＳｉドーピング濃度が５×１０^１６ｃｍ^−３〜５×１０^１８ｃｍ^−３で、膜厚７０〜１６０ÅのＡｌ_{０．００５}ＧａＮで構成される。一方、井戸層４ｂは、例えば、膜厚３０ÅのノンドープＡｌ_{０．００５}ＩｎＧａＮで構成し、井戸層とバリア層とを交互に５周期程度積層する。また、井戸層のみにＡｌを添加してＡｌ_{０．００５}ＩｎＧａＮ／ＧａＮとすることもできる。上記のように活性層４の井戸層、バリア層ともにＡｌを添加することで、熱のダメージに強い活性層を構成することができる。

また、バリア層４ａは、上記のようにＡｌＧａＮ又はＧａＮで形成するようにしても良いが、発光効率の向上のためには、ＡｌＩｎＧａＮ（上記Ｙ２≠０）とする方が望ましく、その場合は、バリア層４ａは井戸層４ｂよりも高いバンドギャップエネルギーを有する必要があり、通常、Ｙ１＞Ｙ２になるように、バリア層４ａのＩｎ組成比率は井戸層４ｂよりも小さくする。

ＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３は、格子定数差の大きいＡｌＩｎＧａＮとＡｌＧａＮの応力を緩和し、活性層４のＡｌＩｎＧａＮを成長させやすくするものであり、例えば、Ｓｉドーピング濃度が１〜５×１０^１８ｃｍ^−３で膜厚１０ÅのＡｌ_０．０１Ｉｎ_０．０５ＧａＮと、同様のＳｉドーピング濃度で膜厚２０ÅのＧａＮとを交互に１０周期程度積層した構成が用いられる。

まず、図４を用いて、井戸層４ｂをＡｌＩｎＧａＮ、バリア層４ａをＡｌＧａＮとした場合の活性層４の具体的形成方法を示す。キャリアガスの窒素（Ｎ_２）を流し、Ｇａ原子の原料ガスであるトリエチルガリウム（ＴＥＧ）又はトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、窒素原子の原料ガスであるアンモニア（ＮＨ_３）、Ａｌ原子の材料ガスとしてトリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）を供給する。なお、ｎ型にする場合にはドーパントガスとしてのシラン（ＳｉＨ_４）も供給する。

図４からもわかるように、ＴＥＧ、ＴＭＡ、及び図示はしていないがＮＨ_３については活性層４の作製中は、連続して流すようにし、井戸層４ｂを作製するときのみ、Ｉｎ原子の原料ガスであるトリメチルインジウム（ＴＭＩ）を図のように時間Ｌの間だけ流すようにする。そして、ＴＭＩを供給する期間と供給を停止する期間を交互に設定する。このようにして、時間Ｌに対応する期間では井戸層４ｂが、それ以外のＴＭＩの供給が停止されている期間ではバリア層４ａが作製され、バリア層４ａと井戸層４ｂとが交互に形成される。また、バリア層４ａにＡｌを添加せずに、ＧａＮとする場合には、図４のＴＭＡを連続して供給せずに、ＴＭＩの供給のオン−オフに同期させて、断続的（間欠的）に流すようにすれば良い。

図４の方法で、井戸層４ｂとバリア層４ａとを同じ温度（例えば７３０℃）で成長させた場合の活性層の耐熱性の向上を示すデータが図５である。図５は、図１のＧａＮ系半導体発光素子において、サファイア基板１上にＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３を形成した後、以上のようにして、活性層４としてＡｌＩｎＧａＮ井戸層とＡｌＧａＮバリア層とを５周期形成した後、アニール処理を行い、そのアニール温度（熱処理温度）とＡｌの組成比率によって活性層４の表面が黒色化しているかどうかを検査した。Ａｌの組成比率は、ＡｌＩｎＧａＮ井戸層とＡｌＧａＮバリア層とで共通である。

また、図５は、実験データの一部を示すもので、活性層４表面の画像データを縦軸Ａｌ組成（Ａｌ／Ｇａ供給比）、横軸熱処理温度（アニール温度）の座標上に並べたものである。活性層４には、バリア層（障壁層）としてアンドープＧａＮを交互に積層したものを用い、ＡｌＩｎＧａＮ井戸層のＩｎ組成比率は２０％程度とし、各温度毎の熱処理は窒素雰囲気中で行い、熱処理時間は３０分とした。

また、活性層にＡｌを添加したものと比較するために、活性層４を従来のＩｎＧａＮ／ＧａＮ活性層とし、ＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３をＩｎＧａＮ／ＧａＮ超格子層とした構成で同様の条件で熱処理を行った。なお、ＩｎＧａＮ井戸層のＩｎ組成比率は上記同様２０％程度とした。図５中の破線は、ウエハの黒色化が始まる境界線を示す。

図５からもわかるように、従来のＩｎＧａＮ／ＧａＮ活性層では、９５０℃でウエハの黒色化が見られる。しかし、ＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ活性層で、Ａｌ組成が０．５％の場合、１０００℃の熱処理で黒色化が始まっている。さらに、Ａｌ組成を増加させてＡｌ組成が１．０％の場合には１０５０℃の熱処理温度にならないと、黒色化せず、１０００℃でも活性層に問題は発生しない。Ａｌ組成を２．０％まで増加させた場合は、Ａｌ組成１．０％の場合と状態は変わらず、耐熱性はたいして向上しない。

次に、図６は、ＰＬ（フォトルミネセンス）測定の結果を示す。縦軸はＰＬ強度（任意単位）、横軸は熱処理温度を表す。まず、図５の場合と同様に、図１の構成でサファイア基板１上に、活性層４としてＡｌＩｎＧａＮ井戸層とＡｌＧａＮバリア層又は、ＡｌＩｎＧａＮ井戸層とＧａＮバリア層とを５周期程度形成した後、アニール温度を変化させて窒素雰囲気中で熱処理（時間３０分）を行い、その後室温で発光スペクトル（ＰＬ強度分布）を測定し、各温度毎のＰＬ強度分布の積分値を求めた。

曲線Ａ１は、活性層がＡｌＩｎＧａＮ井戸層／ＡｌＧａＮバリア層のＭＱＷ構造でＡｌの組成比率が０．２５％を示す。曲線Ａ２は、従来構造の活性層を用いたもので、ＩｎＧａＮ井戸層／ＧａＮバリア層のＭＱＷ構造の場合を示す。曲線Ａ３は、活性層がＡｌＩｎＧａＮ井戸層／ＧａＮバリア層のＭＱＷ構造でＡｌの組成比率が１％を示す。曲線Ａ４は、活性層がＡｌＩｎＧａＮ井戸層／ＡｌＧａＮバリア層のＭＱＷ構造でＡｌの組成比率が１％を示す。

従来構造の活性層を用いたＡ２では、９５０℃の熱処理を行うと、ＰＬ強度が激減し、活性層の劣化が見られる。これは、図５の結果とも一致している。一方、Ａｌの組成比率が０．２５％では、９５０℃付近で良好なＰＬ強度を示し、１０００℃の熱処理でＰＬ強度が低下している。したがって、Ａｌを添加したＡ１の方が、従来構造の活性層を用いたＡ２よりもＴ℃（図では５０℃）耐熱性が向上した。また、Ａ３では井戸層にのみＡｌが１％添加されているが、１０００℃になると発光強度が低下しており、耐熱性はＡ１とほとんど変わらないが、Ａｌ組成比率の増加にともない発光強度も低下している。一方、井戸層とバリア層の両方にＡｌを１％添加したＡ４は、図５も参照すればわかるように耐熱性は、Ａ１やＡ３よりも向上するが、発光強度はＡ３よりも低下する。

以上のように、図５、６に示された測定結果からは活性層にＡｌが少しでも添加されていれば、耐熱性の向上がみられると考えられる。一方、ＡｌＩｎＧａＮ井戸層のＡｌ組成比率を増加させていくと、バンドギャップは次第に大きくなり、発光はより短波長化するが、その波長シフト量が大きくならないように、少なくとも井戸層のＡｌ組成は５％以下とするのが望ましい。また、図６を参照すれば、より好ましいＡｌ組成は１％以下である。

なお、実際にＬＥＤ構造の作製も行ったが、従来のＩｎＧａＮ／ＧａＮ活性層では９００℃以上でｐ型層を成膜すると黒色化し、ＬＥＤ発光が得られないのに対し、今回作製したＡｌＩｎＧａＮを用いた活性層では９５０℃でｐ型ＧａＮ層を成膜しても熱のダメージを受けず、特性の良好なＬＥＤが得られた。

次に、図３に示すように井戸層４ｂとバリア層４ａで、成長温度を異なるようにして温度変調によって活性層４を作製する場合を以下に説明する。ガスフローパターンは図４と同じである。まず、温度Ｔ２まで基板温度を下げた後、一定時間さらに結晶成長が行われ、その後井戸層４ｂを成膜するために温度Ｔ２まで下降させる過程でもバリア層４ａの結晶成長が行われる。温度Ｔ２に達すると温度Ｔ２で図４の時間Ｌの間、井戸層４ｂの結晶成長を行った後、再び上記のように次のバリア層４ａの結晶成長が行われる。井戸層４ａは、一定の温度Ｔ２で成長が行われるが、バリア層４ａはＴ２からＴ１まで温度が上昇する過程と、一定温度Ｔ１の期間と、Ｔ１からＴ２まで温度が下降する過程とで行われる。このようにして、バリア層４ａと井戸層４ｂが交互に成膜される。

ここで、Ｔ１は８５０℃〜９５０℃、Ｔ２は６５０℃〜８００℃に設定される。また、Ｔ２からＴ１までの昇温時間とＴ１からＴ２までの降温時間は、いずれも５分以内程度で行った。また、井戸層４ｂとバリア層４ａともに、成長レートは１５Å／分程度、井戸層４ｂの成長時間（期間Ｌに相当）は０．８６分、バリア層４ａの成長時間７分、ＴＥＧ流量７４ｓｃｃｍ、ＴＭＩ流量１１５ｓｃｃｍ、ＴＭＡ流量１０〜２００ｓｃｃｍ等とした。

図１の構成のＬＥＤ構造で、ＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮのＭＱＷ構造を井戸層、バリア層の成長を異なる温度で作製したところ、一定温度で成膜したサンプルよりも高い内部量子効率が得られた。バリア層成長温度の高温化によりバリア層の品質が向上したこと、及び、Ａｌ添加により井戸層の耐熱性が向上したため、バリア層の成長温度を高温化しても井戸層に熱ダメージが入らなくなったためであると考えられる。

図７は、活性層４を温度変調により成長させた場合と、一定温度により成長させた場合とで順方向電圧（Ｖｆ）−順方向電流（Ｉｆ）特性を比較したものである。Ｚ１は井戸層４ｂとバリア層４ａともに同じ温度で成長させた場合のＶｆ−Ｉｆ特性曲線を示し、Ｚ２は図３のように温度変調を行って井戸層４ｂとバリア層４ａを成長させた場合のＶｆ−Ｉｆ特性曲線を示す。井戸層４ｂとバリア層４ａの構成は、前述したものを用いており、発光波長が５２０ｎｍ程度の緑色域の発光を有する。図７からわかるように、温度変調により作製した活性層（曲線Ｚ２）の方が、駆動電圧が非常に低くなり好ましい。例えば、一定温度で作製した活性層の場合（Ｚ１）ではＶｆ（２０ｍＡ）が４Ｖ以上であったのに対し、温度変調により作製した場合（Ｚ２）では、Ｖｆ（２０ｍＡ）３．２〜３．４Ｖが得られた。

図８は、活性層４を温度変調により成長させた場合と、一定温度により成長させた場合とで輝度−順方向電流（Ｉｆ）特性を比較したものである。Ｚ３は井戸層４ｂとバリア層４ａともに同じ温度で成長させた場合の輝度−Ｉｆ特性曲線を示し、Ｚ４は図３のように温度変調を行って井戸層４ｂとバリア層４ａを成長させた場合の輝度−Ｉｆ特性曲線を示す。井戸層４ｂとバリア層４ａの構成は、前述したものを用いており、発光波長が５２０ｎｍ程度の緑色域の発光を有する。図８からわかるように、温度変調により作製した活性層（曲線Ｚ４）の方が、すべての電流域で輝度が強くなっており、発光特性Ｇ大きく改善されている。

以上のように、活性層にＡｌ添加をしただけでは耐熱性の向上が図れるもののＧａＮ系半導体発光素子の特性としては不十分である。一方、Ａｌ添加せずに、温度変調をしただけでは短波長側（青より短波側）では効果が得られず、また長波長側（青より長波側）では井戸層の膜が黒色化してしまい、発光素子の作製が不可能である。Ａｌ添加と、温度変調を組み合わせることではじめて発光特性、電気特性の優れた発光素子が作製できる。

本発明の手法は緑色域等の長波長の領域で有効あるが、長波長域の発光素子は注入電流増加に伴いピーク波長が短波長側にシフトするという現象が見られる。サファイア基板のｃ面又は−ｃ面にＧａＮ系半導体を成長させると、ＧａＮ系半導体層の成長表面がｃ面又は−ｃ面に揃い、ｃ軸方向に対称性がなく、ｃ面成長のエピタキシャル膜には表裏が生じるというウルツ鉱構造のため活性層の歪みによる電場（ピエゾ電場）が発生し、その影響によって発光波長が長波長化するためであり、井戸層のＩｎ組成が高くなればなるほど顕著に現れる。

そこでピエゾ電場の発生しないノンポーラ面（非極性面）を成長表面としてＧａＮ系半導体発光素子を形成すると、波長シフトのほとんどない発光素子が作製できる。また、ピエゾ電場の発生を極力抑えることができるセミポーラ面（半極性面）を成長表面とするようにＧａＮ系半導体発光素子を作製するようにしても良い。

ところで、ＧａＮ系半導体、サファイア基板、６Ｈ−ＳｉＣ基板等の六方晶系の結晶構造は、ウルツ鉱型の結晶構造とも言われ、結晶の面や方位はいわゆるミラー指数で表され、例えば、ｃ面は（０００１）、ａ面は（１１−２０）と表される。上記ノンポーラ面とは、ｃ面又は−ｃ面と直交している面に相当し、ａ面（１１−２０）、結晶の柱面でもあるｍ面（１０−１０）が該当する。一方、セミポーラ面とは、（１０−１−１）面、（１０−１−３）面、（１１−２２）面のいずれかの面である。そして、サファイア基板、ＳｉＣ基板、ＧａＮ基板等の成長用基板のノンポーラ面又はセミポーラ面をＧａＮ系半導体層の結晶成長表面に用いると、形成されたすべてのＧａＮ系半導体層の成長表面は、ノンポーラ面又はセミポーラ面となる。

例えば、図１の構造のＬＥＤを作製する場合には、成長用基板としてのサファイア基板１のｒ面上にＧａＮ系半導体を結晶成長させれば、その成長表面はａ面となり、ノンポーラ面を成長表面とする図１のＬＥＤを形成することができる。また、サファイア基板１のセミポーラ面上にＧａＮ系半導体を結晶成長させると、この面が引き継がれてＧａＮ系半導体の成長表面もセミポーラ面となる。

製造方法としては、良く知られたＭＯＣＶＤ法等で成長させる。例えば、サファイア基板１をサーマルクリーニングした後、基板温度を１０００℃程度に上げて、サファイア基板１のｒ面上に、Ｓｉドープのｎ型ＧａＮコンタクト層２を１〜５μｍ程度積層し、次に基板温度を７００℃〜８００℃に下げて、ＳｉドープのＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３、ＭＱＷ構造の活性層４を形成する。その後、基板温度を９５０℃〜１０００℃程度まで上げて、電子ブロック層として機能するＭｇドープのｐ型ＡｌＧａＮブロック層８を形成し、次にＭｇドープのｐ型ＧａＮコンタクト層５を０．２〜１μｍ程度積層する。活性層４は、上述したように、井戸層Ａｌ_Ｘ１Ｉｎ_Ｙ１Ｇａ_Ｚ１Ｎ（Ｘ１＋Ｙ１＋Ｚ１＝１、０＜Ｘ１＜１、０＜Ｙ１＜１）、バリア層Ａｌ_Ｘ２Ｉｎ_Ｙ２Ｇａ_Ｚ２Ｎ（Ｘ２＋Ｙ２＋Ｚ２＝１、０≦Ｘ２＜１、０≦Ｙ２＜１）を交互に積層する。

ｐ型ＧａＮコンタクト層５を形成した後、ｐ型ＧａＮコンタクト層５〜ｎ型ＧａＮコンタクト層２の途中までを反応性イオンエッチング等によりメサエッチングして除去し、ｎ型ＧａＮコンタクト層２表面を露出させる。その後、露出したｎ型ＧａＮコンタクト層２表面にｎ電極７を蒸着により形成し、ｐ型ＧａＮコンタクト層５の上にｐ電極６を蒸着により形成する。

ところで、ｐ型ＧａＮコンタクト層５上にｐ電極６を形成するのではなく、ｐ型ＧａＮコンタクト層５上に透明のＺｎＯ電極を積層した後、ｐ電極６を形成するようにしても良い。この場合、ＧａドープＺｎＯ電極をたとえばＭＢＥ（Molecular beam epitaxy）やＰＬＤ（Pulsed Laser Deposition）によってｐ型ＧａＮコンタクト層５上に形成する。

図６は、導電性のｎ型６Ｈ−ＳｉＣ基板１２を用いて、ＧａＮ系半導体を結晶成長させ、ｐ電極とｎ電極を対向するようにしたＬＥＤの一例を示す。図１の構成では、サファイア基板１の熱伝導が約０．５Ｗ／（ｃｍ・Ｋ）と悪く、ボンディングワイヤーもｐ電極側とｎ電極側の両方必要となるが、ＳｉＣ基板を用いた場合は、熱伝導はサファイア基板の１０倍（約４．９Ｗ／（ｃｍ・Ｋ））と放熱性が良いのと、ｎ電極側を金属配線に直接ボンディングできるため、ｐ電極側のボンディングワイヤーが１本で良くなるという利点がある。

さて、ｎ型６Ｈ−ＳｉＣ基板１２のｍ面上にＧａＮ系半導体を結晶成長させることで、ＧａＮ系半導体の成長表面もノンポーラのｍ面となる。また、セミポーラ面である（１０−１−１）面上にＧａＮ系半導体を結晶成長させると、この面が引き継がれてＧａＮ系半導体の成長表面も（１０−１−１）面となる。

製造方法を簡単に説明すると、ＭＯＣＶＤ法で、基板温度を１０００℃程度に上げて、ｎ型６Ｈ−ＳｉＣ基板１２のノンポーラ面又はセミポーラ面上に、Ｓｉドープのｎ型ＧａＮコンタクト層１３を積層し、次に基板温度を７００℃〜８００℃に下げて、ＳｉドープのＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層１４、ＭＱＷ構造の活性層４１を形成する。その後、基板温度を９５０℃〜１０００℃程度まで上げて、電子ブロック層として機能するＭｇドープのｐ型ＡｌＧａＮブロック層１７を形成し、次にＭｇドープのｐ型ＧａＮコンタクト層１５を積層する。最後にｐ電極１６、ｎ電極１１を蒸着又はスパッタにより形成する。ＭＱＷ構造の活性層４１は、上述したように、井戸層Ａｌ_Ｘ１Ｉｎ_Ｙ１Ｇａ_Ｚ１Ｎ（Ｘ１＋Ｙ１＋Ｚ１＝１、０＜Ｘ１＜１、０＜Ｙ１＜１）、バリア層Ａｌ_Ｘ２Ｉｎ_Ｙ２Ｇａ_Ｚ２Ｎ（Ｘ２＋Ｙ２＋Ｚ２＝１、０≦Ｘ２＜１、０≦Ｙ２＜１）を交互に積層する。

図７は、リッジ構造を有するＬＤ（レーザダイオード）の一例を示す。ｎ型ＧａＮ基板２１上にｎ型クラッド層２２、ｎ型ＧａＮ導波路層２３、ｎ型のＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層２４、ＭＱＷ活性層４２、ｐ型ＡｌＧａＮブロック層２５、ｐ型ＧａＮ導波路層２６、ｐ型ＳＬＳクラッド層２７、ｐ型ＧａＮコンタクト層２８を積層した後、メサエッチングにより、ｐ型ＧａＮコンタクト層２８〜ｐ型ＧａＮ導波路層２６途中までを除去して、リッジ構造を形成し、リッジ部の側面からｐ型ＧａＮ導波路層２６の露出した表面を覆うように絶縁層２９を形成し、ｐ型ＧａＮコンタクト層２８上面に接触するようにコンタクト電極３０を絶縁層２９上面に渡って形成した後、パッド電極３１をコンタクト電極３０上に設けた構造となっている。

この場合、ｎ型ＧａＮ基板２１の表面はノンポーラ面又はセミポーラが用いられ、ＭＱＷ活性層４２は、上述したように、井戸層Ａｌ_Ｘ１Ｉｎ_Ｙ１Ｇａ_Ｚ１Ｎ（Ｘ１＋Ｙ１＋Ｚ１＝１、０＜Ｘ１＜１、０＜Ｙ１＜１）、バリア層Ａｌ_Ｘ２Ｉｎ_Ｙ２Ｇａ_Ｚ２Ｎ（Ｘ２＋Ｙ２＋Ｚ２＝１、０≦Ｘ２＜１、０≦Ｙ２＜１）を交互に積層する。また、ｎ型クラッド層２２は、ｎ型ＡｌＧａＮ層又はｎ型ＡｌＧａＮとｎ型ＧａＮ層を交互に積層した超格子層で構成され、ｐ型ＳＬＳクラッド層２７は、歪超格子構造を有する層であり、ｐ型ＡｌＧａＮとｐ型ＧａＮを交互に積層した構造となっている。なお、ＭＱＷ活性層４２より上に積層するｐ型ＡｌＧａＮブロック層２５〜ｐ型ＧａＮコンタクト層２８までは、基板温度９５０℃〜１０００℃程度で成長させる。

なお、上述した各半導体層の製造については、キャリアガスの水素／窒素とともに、トリエチルガリウム（ＴＥＧａ）、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）、アンモニア（ＮＨ_３）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）などの各半導体層の成分に対応する反応ガス、ｎ型にする場合のドーパントガスとしてのシラン（ＳｉＨ_４）、ｐ型にする場合のドーパントガスとしてのＣＰ_２Ｍｇ（シクロペンタジエチルマグネシウム）等の必要なガスを供給して、６５０℃〜１０００℃程度の範囲で順次成長させることにより、所望の組成で、所望の導電型の半導体層を、必要な厚さに形成することができる。

本発明のＧａＮ系半導体発光素子の断面構造の一例を示す図である。 本発明のＧａＮ系半導体発光素子における活性層の多重量子井戸構造を示す図である。 温度変調による活性層の形成方法を示す図である。 活性層の結晶成長におけるガスフローパターンを示す図である。 活性層へのＡｌ添加割合と熱処理温度に対する活性層の黒色化の変化を示す図である。 活性層に対する熱処理温度の影響を活性層の種類毎に示す図である。 活性層について一定温度成長と温度変調による成長との電気特性の比較を示す図である。 活性層について一定温度成長と温度変調による成長との発光特性の比較を示す図である。 本発明のＧａＮ系半導体発光素子の断面構造の一例を示す図である。 本発明のＧａＮ系半導体発光素子の断面構造の一例を示す図である。

符号の説明

１ サファイア基板
２ ｎ型ＧａＮコンタクト層
３ ＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層
４ 活性層
５ ｐ型ＧａＮコンタクト層
６ ｐ電極
７ ｎ電極
８ ｐ型ＡｌＧａＮブロック層

Claims (5)

1. 量子井戸構造を有する活性層を備えたＧａＮ系半導体発光素子であって、
   前記活性層はＡｌ_Ｘ１Ｉｎ_Ｙ１Ｇａ_Ｚ１Ｎ（Ｘ１＋Ｙ１＋Ｚ１＝１、０＜Ｘ１＜１、０＜Ｙ１＜１）井戸層とＡｌ_Ｘ２Ｉｎ_Ｙ２Ｇａ_Ｚ２Ｎバリア層（Ｘ２＋Ｙ２＋Ｚ２＝１、０≦Ｘ２＜１、０≦Ｙ２＜１、Ｙ１＞Ｙ２）とで構成されており、前記井戸層の成長温度とバリア層の成長温度とは異なることを特徴とするＧａＮ系半導体発光素子。
2. 前記井戸層のＩｎ組成は、１０％よりも大きいことを特徴とする請求項１記載のＧａＮ系半導体発光素子。
3. 前記井戸層のＡｌ組成は、５％以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２のいずれか１項に記載のＧａＮ系半導体発光素子。
4. 前記井戸層のＡｌ組成は、１％以下であることを特徴とする請求項１又は請求項２のいずれか１項に記載のＧａＮ系半導体発光素子。
5. 少なくとも前記活性層の結晶成長表面がノンポーラ面又はセミポーラ面により形成されていることを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のＧａＮ系半導体発光素子。