JP2010103429A - Method of manufacturing gallium nitride-based light-emitting device - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は窒化ガリウム系発光装置の製造方法に関し、特に波長405nm以下の発光装置の製造方法に関する。 The present invention relates to a method for manufacturing a gallium nitride based light emitting device, and more particularly to a method for manufacturing a light emitting device having a wavelength of 405 nm or less.
波長405nm以下の光を発するLEDは、センサ用光源、化学反応用光源、光触媒との組み合わせによる空気清浄機用の光源、またはバイオ分野におけるDNAの分析、医療分野における検査、さらには次世代照明としてRGB蛍光体と組み合わせて演色性の高い白色照明等の用途がある。 LEDs emitting light with a wavelength of 405 nm or less are used as light sources for sensors, light sources for chemical reactions, light sources for air purifiers in combination with photocatalysts, DNA analysis in the bio field, inspection in the medical field, and next-generation lighting. There are uses such as white illumination with high color rendering properties in combination with RGB phosphors.
しかしながら、発光波長が特に375nm以下になると、発光層(活性層)のIn組成の減少により非発光中心に捕らえられやすくなり、発光効率が著しく低下してしまう。発光効率を向上させるためには、非発光中心を低減させる、発光層(活性層)内で電子とホールの結合を助長させることが必要である。 However, when the emission wavelength is particularly 375 nm or less, the In composition of the light emitting layer (active layer) is easily reduced, so that it is easily captured by the non-light emitting center, and the light emission efficiency is significantly reduced. In order to improve the luminous efficiency, it is necessary to promote the bonding of electrons and holes in the light emitting layer (active layer), which reduces non-luminescent centers.
従来においても、波長405nm以下の光を発するLEDにおいて発光出力を増大させる種々の試みが提案されているが、未だ十分な改善がなされていないのが実情である。 Conventionally, various attempts have been proposed to increase the light emission output of LEDs that emit light having a wavelength of 405 nm or less, but the actual situation is that they have not been sufficiently improved.
本発明の目的は、波長405nm以下の光を発する窒化ガリウム系発光装置において、発光出力を増大させることにある。 An object of the present invention is to increase light emission output in a gallium nitride based light emitting device that emits light having a wavelength of 405 nm or less.
本発明の窒化ガリウム系発光装置の製造方法は、基板上にバッファ層を形成する工程と、前記バッファ層上にn型コンタクト層を形成する工程と、前記n型コンタクト層上にn型クラッド層を形成する工程と、前記n型クラッド層上にn型ブロック層を形成する工程と、前記n型ブロック層上に活性層を形成する工程と、前記活性層上にp型ブロック層を形成する工程と、前記p型ブロック層上にp型クラッド層を形成する工程と、前記p型クラッド層上にp型コンタクト層を形成する工程とを有し、前記n型コンタクト層を形成する工程は、Si層とアンドープAlxInyGa1-x-yN層(但し、0≦x<1、0≦y<1、0≦x+y<1)を交互に積層する工程からなることを特徴とする。 The method for manufacturing a gallium nitride based light-emitting device of the present invention includes a step of forming a buffer layer on a substrate, a step of forming an n-type contact layer on the buffer layer, and an n-type cladding layer on the n-type contact layer. Forming an n-type block layer on the n-type cladding layer, forming an active layer on the n-type block layer, and forming a p-type block layer on the active layer A step of forming a p-type cladding layer on the p-type block layer, and a step of forming a p-type contact layer on the p-type cladding layer, and forming the n-type contact layer, , Si layers and undoped Al x In y Ga 1 -xy N layers (where 0 ≦ x <1, 0 ≦ y <1, 0 ≦ x + y <1) are alternately stacked.
本発明の1つの実施形態では、前記n型コンタクト層を形成する工程では、900度以上で交互に積層する。 In one embodiment of the present invention, in the step of forming the n-type contact layer, the layers are alternately stacked at 900 degrees or more.
本発明によれば、発光出力に優れた窒化ガリウム系発光装置を得ることができる。 According to the present invention, it is possible to obtain a gallium nitride-based light emitting device having excellent light emission output.
以下、図面に基づき本発明の実施形態について説明する。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings.
図1に、本実施形態における波長405nm以下のLEDの構成を示す。サファイア等の透明基板10上に、低温バッファ層12、高温バッファ層14、n−コンタクト層16が順次形成される。n−コンタクト層16の表面の一部にn−クラッド層18、n−ブロック層20、活性層22、p−ブロック層24、p−クラッド層26、p−コンタクト層28が順次形成される。n−コンタクト層16の表面の他の部分にn−電極30が形成され、p−コンタクト層28にp−電極32が形成される。 FIG. 1 shows a configuration of an LED having a wavelength of 405 nm or less in the present embodiment. On the transparent substrate 10 such as sapphire, a low temperature buffer layer 12, a high temperature buffer layer 14, and an n-contact layer 16 are sequentially formed. An n-cladding layer 18, an n-blocking layer 20, an active layer 22, a p-blocking layer 24, a p-cladding layer 26, and a p-contacting layer 28 are sequentially formed on a part of the surface of the n-contact layer 16. An n-electrode 30 is formed on another part of the surface of the n-contact layer 16, and a p-electrode 32 is formed on the p-contact layer 28.
n−コンタクト層16は、n−電極30を形成するための層であり、本実施形態ではSi層とアンドープAlxInyGa1-x-yN層を交互に積層した構造を有する。ここで、0≦x<1、0≦y<1、0≦x+y<1である。 The n-contact layer 16 is a layer for forming the n-electrode 30 and has a structure in which Si layers and undoped Al x In y Ga 1-xy N layers are alternately stacked in this embodiment. Here, 0 ≦ x <1, 0 ≦ y <1, and 0 ≦ x + y <1.
図2に、n−コンタクト層16の構成を示す。Si層16aとAlxInyGa1-x-yN層16bを交互に積層することで構成される。AlxInyGa1-x-yN層16bの一例はアンドープGaN層であり、他の例はアンドープAlInGaN層である。LED製造時には、図2に示すようにSi層16aとAlInGaN層16bを交互に積層するが、所定温度以上、具体的には900度以上で積層することでSi層16aを構成するSiが拡散し、AlInGaN層16bにSiがドープされ得る。 FIG. 2 shows the configuration of the n-contact layer 16. It is configured by alternately stacking Si layers 16a and Al x In y Ga 1 -xy N layers 16b. An example of the Al x In y Ga 1 -xy N layer 16b is an undoped GaN layer, and another example is an undoped AlInGaN layer. At the time of LED manufacturing, Si layers 16a and AlInGaN layers 16b are alternately stacked as shown in FIG. 2, but Si constituting the Si layer 16a is diffused by stacking at a predetermined temperature or higher, specifically 900 degrees or higher. The AlInGaN layer 16b can be doped with Si.
この素子の作製手順、及び各層の詳細は以下の通りである。 The manufacturing procedure of this element and details of each layer are as follows.
常圧MOCVD装置にて、サファイアc面基板10を1100度にて水素雰囲気中で10分間熱処理して、温度を450度まで降温する。そして、モノメチルシランガスとアンモニアガスを100秒間流すことで、不連続なSiN膜を作製する。続いて、同じ温度で25nm厚GaN層の低温バッファ層12をトリメチルガリウムおよびアンモニアガスを流して堆積する。 In a normal pressure MOCVD apparatus, the sapphire c-plane substrate 10 is heat-treated at 1100 degrees in a hydrogen atmosphere for 10 minutes, and the temperature is lowered to 450 degrees. Then, a discontinuous SiN film is produced by flowing monomethylsilane gas and ammonia gas for 100 seconds. Subsequently, a low temperature buffer layer 12 having a GaN layer thickness of 25 nm is deposited by flowing trimethylgallium and ammonia gas at the same temperature.
次に、温度を1100度度に昇温して、再びトリメチルガリウムおよびアンモニアガスを流して厚さ3μmのアンドープGaN層を堆積する。続いて、同じ温度でモノメチルシランガスとアンモニアガスを8秒間流すことで、薄いSiN膜を作製する。再びトリメチルガリウムおよびアンモニアガスを流して厚さ3μmのアンドープGaN層を堆積する。以上により、GaN層(3μm厚)/SiN層/GaN層(3μm厚)の高温バッファ層14を形成する。 Next, the temperature is raised to 1100 degrees, and trimethylgallium and ammonia gas are flowed again to deposit an undoped GaN layer having a thickness of 3 μm. Subsequently, a thin SiN film is produced by flowing monomethylsilane gas and ammonia gas at the same temperature for 8 seconds. An undoped GaN layer having a thickness of 3 μm is deposited by flowing trimethylgallium and ammonia gas again. Thus, the high-temperature buffer layer 14 of GaN layer (3 μm thickness) / SiN layer / GaN layer (3 μm thickness) is formed.
次に、モノメチルシランガスのみを流して厚さ1nmのSiを堆積し、その上にトリメチルガリウムおよびアンモニアガスを流してアンドープGaN、つまりu−GaN(10nm厚)を成長した。Si(1nm厚)/u−GaN(10nm厚)を繰り返し、150回成長した積層構造をn−コンタクト層16とする。 Next, only monomethylsilane gas was flowed to deposit Si having a thickness of 1 nm, and trimethylgallium and ammonia gas were flowed thereon to grow undoped GaN, that is, u-GaN (10 nm thickness). A stacked structure in which Si (1 nm thickness) / u-GaN (10 nm thickness) is repeated and grown 150 times is used as an n-contact layer 16.
続いて、同じ温度でAlInGaN(1.5nm厚)/InGaN(1.5nm厚)50ペアのn−クラッド層18を成長する。Alの原料にはトリメチルアルミニウム(TMA)を用い、Inの原料にはトリメチルインジウム(TMI)を用いる。 Subsequently, an AlInGaN (1.5 nm thickness) / InGaN (1.5 nm thickness) 50 pair n-cladding layer 18 is grown at the same temperature. Trimethylaluminum (TMA) is used as the Al material, and trimethylindium (TMI) is used as the In material.
次に、同じ温度でAlGaN(25nm厚)のn−ブロック層20を成長する。その後、温度を820度程度に下げて20nm厚のAlGaNバリア層を成長し、0.9nm厚u−AlInGaN井戸層、8nm厚u−AlInGaNバリア層、1.1nm厚u−AlInGaN井戸層、8nm厚u−AlInGaNバリア層、1.3nm厚u−AlInGaN井戸層、8nm厚u−AlInGaNバリア層、からなるMQW(多重量子井戸構造)の活性層22を成長する。なお、各井戸層を成長する前に、モノメチルシランおよびアンモニアガスを用いて薄いSiN膜を4秒間成長させる。 Next, an n-block layer 20 of AlGaN (25 nm thick) is grown at the same temperature. Thereafter, the temperature is lowered to about 820 degrees to grow a 20 nm thick AlGaN barrier layer, and a 0.9 nm thick u-AlInGaN well layer, 8 nm thick u-AlInGaN barrier layer, 1.1 nm thick u-AlInGaN well layer, 8 nm thick An MQW (Multiple Quantum Well Structure) active layer 22 comprising a u-AlInGaN barrier layer, a 1.3 nm thick u-AlInGaN well layer, and an 8 nm thick u-AlInGaN barrier layer is grown. Note that a thin SiN film is grown for 4 seconds using monomethylsilane and ammonia gas before each well layer is grown.
続いて、温度1025度に上昇してMgドープp−AlGaN(25nm厚)のp−ブロック層24を堆積後、u−AlGaN(0.5nm厚)/Mgドープp−GaN(0.5nm厚)30ペアのSLS(pクラッド層)26を成長し、その後15nm厚Mgドープのp−GaNコンタクト層28を成長する。 Subsequently, after raising the temperature to 1025 degrees and depositing a p-block layer 24 of Mg-doped p-AlGaN (25 nm thickness), u-AlGaN (0.5 nm thickness) / Mg-doped p-GaN (0.5 nm thickness). 30 pairs of SLS (p-clad layer) 26 are grown, and then a 15 nm thick Mg-doped p-GaN contact layer 28 is grown.
次に、ウエハをMOCVD装置から取り出し、成長層表面に透明電極を蒸着する。全面にフォトレジストを塗布し、n電極形成のためのエッチングは、フォトレジストをエッチングマスクとして行った。エッチングにより露出したn−コンタクト層16とp−コンタクト層28上にそれぞれn−電極30、p−電極32を形成し、さらに電極上にワイヤボンディング用の金パッドを形成する。基板裏面を100μmまで研磨し、スクライブによりチップを切り出し、マウントしてデバイスが完成する。 Next, the wafer is taken out from the MOCVD apparatus, and a transparent electrode is deposited on the growth layer surface. Photoresist was applied to the entire surface, and etching for forming the n-electrode was performed using the photoresist as an etching mask. An n-electrode 30 and a p-electrode 32 are formed on the n-contact layer 16 and the p-contact layer 28 exposed by etching, respectively, and a gold pad for wire bonding is formed on the electrodes. The back surface of the substrate is polished to 100 μm, the chip is cut out by scribe, and mounted to complete the device.
このような構成のLEDにおいて、n−コンタクト層16としてSi層16aとアンドープu−GaN層16bを交互に積層した構造を用い、Si層16aの厚さを種々変更し、成長後の表面確認と出力比較を行なった。 In the LED having such a configuration, as the n-contact layer 16, a structure in which Si layers 16a and undoped u-GaN layers 16b are alternately stacked is used, and the thickness of the Si layer 16a is changed variously. Output comparison was performed.
図3〜図5にその結果を示す。図3は比較例としてのSiドープしたn−GaN層(1.5μm厚)の場合(比較例)のAFM観察結果、図4はSi層(1nm厚)/u−GaN層(10nm厚)150ペアの場合(実施例1)のAFM観察結果、図5はSi層(1.6nm厚)/u−GaN層(10nm厚)150ペアの場合(実施例2)のAFM観察結果である。図3では表面のステップがはっきりとしていないが、図4ではステップがはっきりと見られ、かつ山が滑らかになっており、表面状態が良好である。しかし、図5になると逆に表面の荒れが目立ってしまう。このことより、Si層16aの厚さdとしては、0<d<1.6nmが好適である。 The results are shown in FIGS. 3 shows an AFM observation result in the case of a Si-doped n-GaN layer (1.5 μm thickness) as a comparative example (comparative example), and FIG. 4 shows an Si layer (1 nm thickness) / u-GaN layer (10 nm thickness) 150. FIG. 5 shows an AFM observation result in the case of a pair (Example 1) and FIG. 5 shows an AFM observation result in the case of 150 pairs of Si layer (1.6 nm thickness) / u-GaN layer (10 nm thickness) (Example 2). In FIG. 3, the surface step is not clear, but in FIG. 4, the step is clearly seen and the mountain is smooth, and the surface condition is good. However, in FIG. 5, the surface roughness is conspicuous. From this, the thickness d of the Si layer 16a is preferably 0 <d <1.6 nm.
図6に、Si層の厚さと発光出力との関係を示す。横軸はSi層の厚さ(nm)であり、縦軸は発光出力パワーである。比較例1はSi層16aの厚さが0の場合であり、実施例1はSi層16aの厚さが1nmの場合、実施例2はSi層の厚さが1.6nmの場合に相当する。それぞれの例において、LEDのエッジ部分、ミドル部分、センタ部分の発光出力を示す。実施例1の場合には比較例1に比べて発光出力が増大している一方、実施例2では比較例1よりもむしろ発光出力が10%程度低下している。したがって、発光出力の観点からも、Si層16aの厚さdは、0<d<1.6nmとするのが好適であり、例えばd=1nm程度とするのが好適である。 FIG. 6 shows the relationship between the thickness of the Si layer and the light emission output. The horizontal axis is the thickness (nm) of the Si layer, and the vertical axis is the light emission output power. Comparative Example 1 corresponds to the case where the thickness of the Si layer 16a is 0, Example 1 corresponds to the case where the thickness of the Si layer 16a is 1 nm, and Example 2 corresponds to the case where the thickness of the Si layer is 1.6 nm. . In each example, the light emission outputs of the edge portion, middle portion, and center portion of the LED are shown. In the case of Example 1, the light emission output is increased as compared with Comparative Example 1, while in Example 2, the light emission output is decreased by about 10% rather than Comparative Example 1. Therefore, also from the viewpoint of light emission output, the thickness d of the Si layer 16a is preferably 0 <d <1.6 nm, and for example, d = 1 nm is preferable.
図7に、n−コンタクト層16としてSi層16aとu−AlxInyGa1-x-yN層16bを交互に積層した場合の、Al組成比xと発光出力との関係を示す。横軸はAlを含むTMAのフローレートである。In組成比yはIn供給量を76.9μmol/minに固定し、Al組成比xはAl供給量を0.4、0.8、1.6、2.4、3.2(いずれもμmol/min)と変化させた。図からわかるように、Si層/u−GaNよりもSi層/u−AlInGaN層の方がいずれも発光出力が増大しており、Al供給量が2.4μmol/minで発光出力が最大となり、Si層/u−GaN層の場合(Al供給量が0の場合に相当)に比べて約35%向上する。この結果より、n−コンタクト層16として、Si層/u−GaN層よりも、Si層/u−AlInGaN層の方が発光出力向上の観点からは好適である。 7, when alternately laminated Si layer 16a and the u-Al x In y Ga 1 -xy N layer 16b as n- contact layer 16, showing the relationship of the luminous output and the Al composition ratio x. The horizontal axis represents the flow rate of TMA containing Al. The In composition ratio y fixes the In supply amount to 76.9 μmol / min, and the Al composition ratio x sets the Al supply amount to 0.4, 0.8, 1.6, 2.4, 3.2 (all μmol / Min). As can be seen from the figure, the light emission output of the Si layer / u-AlInGaN layer is greater than that of the Si layer / u-GaN, and the light emission output is maximized when the Al supply amount is 2.4 μmol / min. Compared to the case of the Si layer / u-GaN layer (corresponding to the case where the Al supply amount is 0), it is improved by about 35%. From this result, as the n-contact layer 16, the Si layer / u-AlInGaN layer is more preferable than the Si layer / u-GaN layer from the viewpoint of improving the light emission output.
このように、n−コンタクト層16として、Si層/u−AlxInyGa1-x-yN層を用い、Si層を1.0nm厚程度形成すると、従来の単層のコンタクト層(Siドープn−GaN層)に比べ、表面のステップ状態がはっきりと確認でき、従来のステップよりも山の部分が滑らかに形成される。これは、n−コンタクト層16としてSiをドープしたn−GaNを用いる場合よりも、Siの拡散効果によりn−コンタクト層16としてのキャリアを確保しつつもその結晶性が改善されているためと考えられる。但し、Si層16aを厚くしすぎると、Siの拡散によりキャリアの確保は可能であるが、表面が凹凸になることで結晶性が悪くなり、出力も低下してしまう。 Thus, n- as a contact layer 16, using an Si layer / u-Al x In y Ga 1-xy N layer, when the Si layer is formed about 1.0nm thickness, a contact layer of the conventional single-layer (Si-doped Compared to the n-GaN layer), the step state of the surface can be clearly confirmed, and the mountain portion is formed more smoothly than the conventional step. This is because, as compared with the case where n-GaN doped with Si is used as the n-contact layer 16, the crystallinity is improved while securing carriers as the n-contact layer 16 due to the diffusion effect of Si. Conceivable. However, if the Si layer 16a is too thick, carriers can be secured by diffusion of Si, but the surface becomes uneven, resulting in poor crystallinity and a reduction in output.
ドープについて考察すると、ドープではIV族のSiとIII−V族のAlInGaNが同時に流されるものであり、IV族の動き方ではIII−V族がきちんとした位置に入るかどうかわからない。一方、Si層/u−AlInGaN層の場合ではSiとAlInGaNが交互に流されるため、それぞれが独立の運動をし、それぞれ格子位置に入る。この違いが、両者の表面状態の違いに現れていると考えられる。本実施形態では、900度以上の高温でn−コンタクト層16を成長させる。900度以上だとSiは留まっておらずに拡散し、Si層/u−AlINGaN層は、結果としてSiの拡散によりSiドープのn−AlInGaN層となると考えられる。すなわち、n−コンタクト層16の形成方法として、Si層とu−AlInGaN層を交互に積層して形成するが、結果として形成されるのは、Si層とu−AlInGaN層が積層された構成というよりもむしろSiドープされたn−AlInGaN層といえる。この意味で、本実施形態は、900度以上でSi層とu−AlInGaN層を交互に積層することで、表面が滑らかで結晶性に優れたSiドープのn−AlInGaN層を形成するものであるともいえる。 In the case of doping, group IV Si and group III-V AlInGaN are flowed simultaneously in doping, and it is not known whether group III-V enters a proper position in group IV movement. On the other hand, in the case of the Si layer / u-AlInGaN layer, since Si and AlInGaN flow alternately, each moves independently and enters the lattice position. It is considered that this difference appears in the difference in the surface state between the two. In the present embodiment, the n-contact layer 16 is grown at a high temperature of 900 degrees or more. If it is 900 degrees or more, Si does not stay and diffuses, and the Si layer / u-AlINGaN layer is considered to be a Si-doped n-AlInGaN layer as a result of Si diffusion. That is, as a method for forming the n-contact layer 16, the Si layer and the u-AlInGaN layer are alternately stacked. As a result, the Si layer and the u-AlInGaN layer are stacked. Rather, it can be said to be a Si-doped n-AlInGaN layer. In this sense, the present embodiment forms a Si-doped n-AlInGaN layer having a smooth surface and excellent crystallinity by alternately laminating Si layers and u-AlInGaN layers at 900 degrees or more. It can be said.
なお、Si層/u−GaN層よりも、Si層/u−AlInGaN層の方が発光出力が増大するのは、Si層/AlInGaN層の方がバンドギャップが広いためホールの拡散が防止され、ホールが活性層を超えてn型層の方へ流れるのを防止するためである。 Note that the light emission output of the Si layer / u-AlInGaN layer is larger than that of the Si layer / u-GaN layer because the Si layer / AlInGaN layer has a wider band gap, so that diffusion of holes is prevented. This is to prevent holes from flowing over the active layer toward the n-type layer.
また、本実施形態では活性層22として、AlInGaNバリア層/u−AlInGaN井戸層の構成としており、バリア層としてAlInGaNを用いることでIn組成揺らぎを助長でき、非発光中心を低減することができる。 In the present embodiment, the active layer 22 has an AlInGaN barrier layer / u-AlInGaN well layer structure. By using AlInGaN as the barrier layer, the In composition fluctuation can be promoted and the non-luminescent center can be reduced.
図8に、活性層22のAlInGaNバリア層におけるIn組成比と発光出力との関係を示す。横軸はInを含むTMIのフローレートである。Al組成比はAl供給量を1.0μmol/minに固定し、In供給量を変化させた。図からわかるように、In供給量が19.2μmol/minで発光出力が最大となり、AlGaNバリア層の場合(In供給量が0の場合に相当)に比べて約20%向上する。この結果からも、活性層22のバリア層としてAlInGaNを用いる方が発光出力向上の観点からは好適である。 FIG. 8 shows the relationship between the In composition ratio in the AlInGaN barrier layer of the active layer 22 and the light emission output. The horizontal axis represents the flow rate of TMI including In. The Al composition ratio was such that the Al supply amount was fixed at 1.0 μmol / min, and the In supply amount was changed. As can be seen from the figure, the light emission output becomes maximum when the In supply amount is 19.2 μmol / min, which is improved by about 20% compared to the case of the AlGaN barrier layer (corresponding to the case where the In supply amount is 0). From this result, it is preferable to use AlInGaN as the barrier layer of the active layer 22 from the viewpoint of improving the light emission output.
また、本実施形態ではn−クラッド層18を形成する際に、1100度の高温でInを用いており、Inが主に欠陥につかまるため発光強度が増大するものと考えられる。一般に、n−クラッド層18は1050度以上の高温で形成するのが好適である。 In this embodiment, when forming the n-cladding layer 18, In is used at a high temperature of 1100 ° C., and it is considered that the light emission intensity increases because In is mainly caught by defects. In general, the n-cladding layer 18 is preferably formed at a high temperature of 1050 degrees or more.
さらに、本実施形態では活性層22の井戸層が、n型層に近い方ほど厚さが小さくなるように形成されている。これにより、全て同じ厚さに形成されている場合に比べて電子が流れやすくなり、発光強度を向上させることができる。 Furthermore, in this embodiment, the well layer of the active layer 22 is formed so that the thickness is smaller as it is closer to the n-type layer. Thereby, compared with the case where all are formed in the same thickness, it becomes easy to flow an electron and can improve the emitted light intensity.
図9に、活性層22の層数を3MQWとし、各井戸層の膜厚を変化させた場合の結果を示す。サンプルは、
No.1(1.1nm/1.1nm/1.1nm)
No.2(1.3nm/1.1nm/0.9nm)
No.3(0.9nm/1.1nm/1.3nm)
No.4(1.2nm/0.9nm/1.2nm)
No.5(0.7nm/1.1nm/1.5nm)
No.6(1.5nm/1.1nm/0.7nm)
の6サンプルである。各サンプルにおいて、層厚の順序は基板10に近い順である。例えば、サンプルNo.1は比較例であって全て同じ層厚であるが、サンプルNo.3は基板10から近い順に0.9nm、1.1nm、1.3nmであり、基板10に近いほど井戸層が順次薄くなる。逆にいえば、p型層に近いほど井戸層が順次厚くなる。図から分かるように、活性層22の井戸層の厚さが基板10に近いほど薄くなっているサンプルNo.3とサンプルNo.5において発光出力が増大している。このことから、活性層22の井戸層の厚さは一定ではなく、基板10側、あるいはn側層に近いほど薄くなるように厚さを変化させることで、より一層発光強度を向上させることができる。
FIG. 9 shows the results when the number of active layers 22 is 3 MQW and the thickness of each well layer is changed. sample,
No. 1 (1.1 nm / 1.1 nm / 1.1 nm)
No. 2 (1.3nm / 1.1nm / 0.9nm)
No. 3 (0.9nm / 1.1nm / 1.3nm)
No. 4 (1.2 nm / 0.9 nm / 1.2 nm)
No. 5 (0.7nm / 1.1nm / 1.5nm)
No. 6 (1.5nm / 1.1nm / 0.7nm)
6 samples. In each sample, the order of the layer thicknesses is the order close to the substrate 10. For example, sample no. No. 1 is a comparative example and all have the same layer thickness. 3 is 0.9 nm, 1.1 nm, and 1.3 nm in order from the substrate 10, and the closer to the substrate 10, the thinner the well layer becomes. In other words, the closer to the p-type layer, the thicker the well layer. As can be seen from the drawing, the sample No. 2 is thinner as the thickness of the well layer of the active layer 22 is closer to the substrate 10. 3 and sample no. In FIG. 5, the light emission output increases. From this, the thickness of the well layer of the active layer 22 is not constant, and the emission intensity can be further improved by changing the thickness so as to become thinner as it approaches the substrate 10 side or the n-side layer. it can.
10 基板、12 低温バッファ層、14 高温バッファ層、16 n−コンタクト層、18 n−クラッド層、20 n−ブロック層、22 活性層、24 p−ブロック層、26 p−クラッド層、28 p−コンタクト層、30 n−電極、32 p−電極。 10 substrate, 12 low-temperature buffer layer, 14 high-temperature buffer layer, 16 n-contact layer, 18 n-cladding layer, 20 n-blocking layer, 22 active layer, 24 p-blocking layer, 26 p-cladding layer, 28 p- Contact layer, 30 n-electrode, 32 p-electrode.
Claims (5)
前記バッファ層上にn型コンタクト層を形成する工程と、
前記n型コンタクト層上にn型クラッド層を形成する工程と、
前記n型クラッド層上にn型ブロック層を形成する工程と、
前記n型ブロック層上に活性層を形成する工程と、
前記活性層上にp型ブロック層を形成する工程と、
前記p型ブロック層上にp型クラッド層を形成する工程と、
前記p型クラッド層上にp型コンタクト層を形成する工程と、
を有し、
前記n型コンタクト層を形成する工程は、Si層とアンドープAlxInyGa1-x-yN層(但し、0≦x<1、0≦y<1、0≦x+y<1)を交互に積層する工程からなることを特徴とする窒化ガリウム系発光装置の製造方法。 Forming a buffer layer on the substrate;
Forming an n-type contact layer on the buffer layer;
Forming an n-type cladding layer on the n-type contact layer;
Forming an n-type block layer on the n-type cladding layer;
Forming an active layer on the n-type block layer;
Forming a p-type block layer on the active layer;
Forming a p-type cladding layer on the p-type block layer;
Forming a p-type contact layer on the p-type cladding layer;
Have
The step of forming the n-type contact layer includes alternately stacking Si layers and undoped Al x In y Ga 1-xy N layers (where 0 ≦ x <1, 0 ≦ y <1, 0 ≦ x + y <1). A method of manufacturing a gallium nitride based light-emitting device, characterized by comprising the steps of:
前記n型コンタクト層を形成する工程では、900度以上で交互に積層することを特徴とする窒化ガリウム系発光装置の製造方法。 The method of claim 1, wherein
In the step of forming the n-type contact layer, the gallium nitride light-emitting device manufacturing method is characterized in that the layers are alternately stacked at 900 degrees or more.
前記活性層を形成する工程では、AlInGaNバリア層とAlInGaN井戸層を交互に積層することを特徴とする窒化ガリウム系発光装置の製造方法。 The method according to any one of claims 1 and 2,
In the step of forming the active layer, an AlInGaN barrier layer and an AlInGaN well layer are alternately stacked.
前記活性層を形成する工程では、前記AlInGaN井戸層の厚さを前記基板側に近いほど順次小さくなるように形成することを特徴とする窒化ガリウム系発光装置の製造方法。 The method of claim 3, wherein
In the step of forming the active layer, the thickness of the AlInGaN well layer is formed so as to become gradually smaller toward the substrate side.
前記n型クラッド層を形成する工程では、Inを含む層を形成することを特徴とする窒化ガリウム系発光装置の製造方法。 The method according to any one of claims 1 and 2,
In the step of forming the n-type cladding layer, a layer containing In is formed.
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