JP3445653B2 - 発光素子 - Google Patents
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Description
族化合物半導体とIII族−窒素化合物半導体の原子層
超格子の積層構造を変化させることにより、窒化物以外
のIII−V族化合物半導体とIII族−窒素化合物半
導体との混晶のバンドギャップを有する半導体を得る技
術に関するものである。
iC、窒化ガリウム系化合物半導体等を用いて研究が進
められている。その中でも窒化ガリウム系化合物半導体
は最近、室温で優れた発光を示すことが発表され、それ
を用いた青色LEDも開発されている。GaNは室温で
のバンドギャップが3.4eVで、紫外領域に発光を持
つ物質である。このため青色発光を得るにはGaNとバ
ンドギャップの小さいIII−V族化合物半導体との混
晶を用い、その混晶比を変化させてバンドギャップを変
化させる試みがなされている。また青色発光を得るため
ではないが、GaAs−AlAs、GaN−AlNなど
の結晶構造が同じ系においては超格子構造を用いること
により、構造により量子井戸に発生する準位を変化さ
せ、井戸層の発光波長を変化させている。(例えば(Ap
pl. Phys. Lett. Vol.63 (1993) 3470)) 青色の発光を持つバンドギャップを得るためにGaNと
混晶を形成する物質としては、GaNと同じ結晶構造を
有するInNが多く用いられるが、最近GaNと窒化物
以外のIII−V族化合物半導体との混晶の研究も多く
行われている。中でもGaNとGaP、GaAsの混晶
GaP1-xNx、GaAs1-xNxはGaP、GaAsのバ
ンドギャップがそれぞれ2.78、1.42eV(いずれ
もΓ点)であり、混晶比を変化させることにより広い青
色発光材料として注目を集めている。
4に示す。図に示すようにGaP1-XNX混晶はGa面1
とP1-XNX面6とが交互に積層されて構成される。
s1-xNxは上記のような特徴を持ちながらGaNはウル
ツ鉱型、GaP、GaAsは閃亜鉛鉱型で異なる、また
格子不整合が〜20%と大きいことなどから、ミスシビ
リティギャップが大きく、GaP1-xNxではx≦0.0
76とx≧0.91、GaAs1-xNxではx≦0.01
6の混晶しか得られない(Jpn. J. Appl. Phys. Vol.31
(1992) 3791, Appl. Phys. Lett. Vol.63(1993) 3506,
Appl. Phys. Lett. Vol.62 (1993) 1396)。このため、
混晶という形では必要なバンドギャップを持つ化合物半
導体を得ることができず、また、これらの化合物半導体
を用いた発光素子を形成することができない。
を解決するためになされたもので、n型AlGaNクラ
ッド層と、積層超格子活性領域と、p型AlGaNクラ
ッドがこの順に積層され、前記積層超格子活性領域は、
閃亜鉛鉱型のIII族原子と窒素原子以外のV族原子と
を1原子層ずつ積層した第1単原子層と、ウルツ鉱型の
III族原子と窒素原子とを1原子層ずつ積層した第2
単原子層とを規則的に積層することによって、前記第1
単原子層及び第2単原子層がともに閃亜鉛鉱構造の積層
超格子、あるいは、前記第1単原子層が閃亜鉛鉱構造
で、前記第2単原子層がウルツ鉱構造である積層超格子
であり、かつ、前記第1単原子層のみ、あるいは、前記
第2単原子層のみからなる積層構造のバンドギャップと
は異なるバンドギャップを有することを特徴とする発光
素子を提供するものである。
るV族原子のうち窒素原子の割合が0.3以下もしくは
0.7以上であることを特徴とする発光素子を提供する
ものである。また、前記III族原子がAl、Ga、I
nのいずれかであり、前記V族原子がP、As、Sbの
いずれかであることを特徴とするものである。
物半導体(第1単原子層)とIII族−窒素化合物半導
体(第2単原子層)の単原子層積層超格子構造を用い、
GaP1-xNx、GaAs1-xNx等のIII−V族化合物
半導体とIII族−窒素化合物半導体との混晶と同じバ
ンドギャップを有する積層超格子構造により、III族
−窒素化合物半導体高混晶比の結晶が有するバンドギャ
ップと同じバンドギャップをもつ結晶構造を提供するこ
とが可能になる。
領域及び/又はクラッド領域とする発光素子は、紫外領
域に発光するIII族−窒素化合物に近い、青色発光が
可能となる。
について、<001>方向に8原子層積層したGaP/
GaN単原子層超格子を例にあげ、説明する。図1は<
001>方向に8層積層したGaPの概念図である。G
aPは閃亜鉛鉱構造を持つため<001>方向にGa面
1、P面2が交互に存在している。図2は、図1のP面
2のうち、2面分をN面3に置き換えたものであって、
GaPからなる第1単原子層を6層、閃亜鉛鉱型GaN
からなる第2単原子層2層を、第1単原子層1層、第2
単原子層1層、第1単原子層3層、第2単原子層1層、
及び第1単原子層2層の順で積層して構成された単原子
超格子構造になっている。図の8原子層を単位格子と考
えると、PとNの割合は3:1になる。これはGaN
0.25P0.75混晶のPとNの割合と同じになる。また図2
のN面3に置き換える数を変化させ、単原子超格子構造
を変化させることにより、PとNの割合を変化させるこ
とができる。
GaP/GaN疑似単原子層超格子におけるバンドギャ
ップを軌道相互作用を第2近接まで取り入れた強結合法
により計算した結果を黒丸で示す。図の横軸はGaN単
原子層数/(GaN+GaP単原子層数)である。同じ
組成の中でのバンドギャップの値に複数の点が存在する
のは、GaPとGaN単原子層の並べ方に複数の並べ方
が存在するからである。また図3の中にGaP1-xNx混
晶のバンドギャップ計算値を併せて実線で示す。この場
合の横軸はGaP1-xNxにおけるNの混晶比である。図
においてGaPとGaN単原子層の並べ方で複数のバン
ドギャップが存在するが、いずれにしてもGaP/Ga
N疑似単原子層超格子とGaP1-xNx混晶のバンドギャ
ップはほぼ一致することがわかる。またGaP/GaN
疑似単原子層超格子の単位格子の層数を変化させ、並べ
方を変化させることにより、混晶としては結晶成長させ
ることができないGaP1-xNxのバンドギャップをもつ
GaP/GaN単原子層超格子を得ることができる。ま
た本概念はGaP/GaN、GaAs/GaN系だけで
なく一般に窒化物以外のIII−V族化合物半導体/I
II族−窒素化合物の系に応用できる。
複数個規則的に積層した超格子活性領域及び/又は超格
子クラッド領域を具備することにより、青色発光に適し
たバンドギャップ前記活性領域及びクラッド領域に与え
ることが可能となる。
で、トリメチルガリウム(TMG)、フォスフィン(P
H3)を用い、基板温度750℃でGaPバッファを0.
3μm成長する。引き続き、TMG、PH3、アンモニア
(NH3)を用い、基板温度800℃で、GaPを第1
単原子層、GaNを第2単原子層として、図4に示すよ
うに、第2単原子層を2層、第1単原子層を1層、及び
第2単原子層を5層、順次積層したGaP/GaN単原
子層からなる積層超格子構造を形成する。
を10個連続して積層した試料をX線回折及び透過型電
子顕微鏡(TEM)により評価したところ、GaNは閃
亜鉛鉱構造でGaP上に成長していることがわかった。
また、前記試料を室温でフォトルミネッセス測定を行っ
たところ、400nm付近にピークを持つ発光が得られ
た。前記試料のGaN単原子層数/(GaN+GaP単
原子層数)は0.875であり、図3に示す計算結果と
ほぼ一致し、GaP/GaN単原子層超格子よるバンド
ギャップシフトを確認した。
OCVD法で、TMG、フォスフィン(PH3)を用
い、基板温度750℃でGaPバッファを0.3μm成長
する。引き続き、TMG、PH3、ジメチルヒドラジン
(DMHy)を用い、基板温度700℃でGaPを第1
単原子層、GaNを第2単原子層として、図5に示すよ
うに、第2単原子層を6層、及び第1単原子層を2層、
順次積層したGaP/GaN単原子層からなる積層超格
子構造を形成する。
を10個連続して積層した試料をX線回折及びTEMに
より評価したところ、GaNは閃亜鉛鉱構造でGaP上
に成長していることがわかった。前記試料を室温でフォ
トルミネッセンス測定を行ったところ、460nm付近
にピークを持つ発光が得られた。
うに、第2単原子層を1層、第1単原子層を1層、第2
単原子層を5層、及び第1単原子層を1層、順次積層し
たGaP/GaN単原子層からなる積層超格子構造を形
成し、この積層超格子構造を単位格子としてこれを10
個連続して積層した試料に対し、室温でフォトルミネッ
センス測定を行ったところ、775nm付近にピークを
持つ発光が得られた。
GaP単原子層数)は0.75であり、図3に示す計算
結果とほぼ一致し、GaP/GaN単原子層超格子よる
バンドギャップシフト及び、GaP/GaN単原子層超
格子の積層変化によるバンドギャップシフトを確認し
た。
MOCVD法で、TMG、アルシン(AsH3)を用
い、基板温度550℃でGaAsバッファを0.3μm成
長する。引き続き、TMG、AsH3、NH3を用い、基
板温度520℃で、GaAsを第1単原子層、GaNを
第2単原子層として、第2単原子層を2層、第1単原子
層を1層、及び第2単原子層を5層、順次積層したGa
As/GaN単原子層からなる積層超格子構造を形成す
る(図4に類似)。
を10個連続して積層した試料をX線回折及びTEMに
より評価したところ、GaNは閃亜鉛鉱構造でGaAs
上に成長していることがわかった。また、前記試料を室
温でフォトルミネッセンス測定を行ったところ、450
nm付近にピークを持つ発光が得られた。前記試料のG
aN単原子層数/(GaN+GaAs単原子層数)は
0.875であり、GaAs/GaN単原子層超格子よ
るバンドギャップシフトを確認した。
MBE法で、基板温度500℃でGaSbバッファを
0.3μm成長する。引き続き、基板温度550℃、窒素
プラズマ源を用いて、GaSbを第1単原子層、GaN
を第2単原子層として、第2単原子層を2層、第1単原
子層を1層、及び第2単原子層を5層、順次積層したG
aSb/GaNからなる積層超格子構造を形成する(図
4に類似)。
を10個連続して積層した試料をX線回折及びTEMに
より評価したところ、GaNは閃亜鉛鉱構造でGaSb
上に成長していることがわかった。また、前記試料を室
温でフォトルミネッセンス測定を行ったところ、470
nm付近にピークを持つ発光が得られた。前記試料のG
aN単原子層数/(GaN+GaSb単原子層数)は
0.875であり、GaSb/GaN単原子層超格子よ
るバンドギャップシフトを確認した。
MOCVD法で、TMG、AsH3を用い、基板温度5
50℃でGaAsバッファを0.3μm成長する。引き続
き、トリメチルアルミニウム(TMA)、AsH3を用
い、基板温度650℃でAlAsを0.05μm成長す
る。その後、TMA、TMG、AsH3、NH3を用い、
基板温度700℃で、AlAsを第1単原子層、GaN
を第2単原子層として、図7に示すように、第2単原子
層を7層、及び第1単原子層を1層、順次積層したAl
As/GaNからなる積層超格子構造を形成する。
れを10個連続して積層した試料ををX線回折及びTE
Mにより評価したところ、GaNは閃亜鉛鉱構造でGa
As基板上に成長していることがわかった。また、前記
試料を室温でフォトルミネッセンス測定を行ったとこ
ろ、390nm付近にピークを持つ発光が得られた。前
記試料のGaN単原子層数/(AlAs+GaN単原子
層数)は0.875であり、図3に示す計算結果とほぼ
一致し、AlAs/GaN単原子層超格子よるバンドギ
ャップシフトを確認した。
にMBE法で、基板温度570℃でGaAsバッファを
0.5μm成長する。引き続き、基板温度550℃、窒素
プラズマ源を用いて、GaAsを第1単原子層、GaN
を第2単原子層として、図8に示すように、第2単原子
層を4層、第1単原子層を1層、及び第2単原子層を5
層、順次積層したGaAs/GaNからなる積層超格子
構造を形成する。
れを10個連続して積層した試料をX線回折及びTEM
により評価したところ、GaNは閃亜鉛鉱構造でGaA
s上に成長していることがわかった。また、前記試料を
室温でフォトルミネッセンス測定を行ったところ、43
0nm付近にピークを持つ発光が得られた。前記試料の
GaN単原子層数/(GaN+GaAs単原子層数)は
0.9であり、GaAs/GaN単原子層超格子よるバ
ンドギャップシフトを確認した。
OCVD法で、TMG、NH3を用い、基板温度650
℃でGaNバッファを1μm成長する。引き続き、TM
G、AsH3、NH3を用い、基板温度580℃でGaA
sを第1単原子層、GaNを第2単原子層として、第2
単原子層を2層、第1単原子層を1層、及び第2単原子
層を5層、順次積層したGaAs/GaN単原子層から
なる積層超格子構造を形成する(図4に類似)。
れを10個連続して積層した試料をX線回折及びTEM
により評価したところ、GaNは閃亜鉛鉱構造でMgO
上に成長していることがわかった。また、前記試料を室
温でフォトルミネッセンス測定を行ったところ、400
nm付近にピークを持つ発光が得られた。前記試料のG
aN単原子層数/(GaN+GaAs単原子層数)は
0.875であり、GaAs/GaN単原子層超格子よ
るバンドギャップシフトを確認した。
上にMOCVD法で、TMG、NH3を用い、基板温度
550℃でGaNバッファを30nm成長する。引き続
き、基板温度を1100℃に上昇させ、GaNを4μm
成長させた後、TMG、AsH3、NH3を用い、基板温
度700℃で、GaPを第1単原子層、GaNを第2単
原子層として、図9に示すように、第2単原子層を6
層、及び第1単原子層を2層順次積層したGaP/Ga
N単原子層からなる積層超格子構造を形成する。
れを10個連続して積層した試料をX線回折及びTEM
により評価したところ、GaNはウルツ鉱構造でサファ
イア上に成長し、GaPは閃亜鉛鉱構造で(111)面
が、GaN上に成長していることがわかった。また、前
記試料を室温でフォトルミネッセンス測定を行ったとこ
ろ、450nm付近にピークを持つ発光が得られた。前
記試料のGaN単原子層数/(GaN+GaAs単原子
層数)は0.75であり、GaAs/GaN単原子層超
格子よるバンドギャップシフトを確認した。
aAs(001)基板7上にMOCVD法で、n−Ga
Asバッファ層8を1μm、n−Al0.1Ga0.9Nクラ
ッド層9を100nm成長する。引き続き、活性領域1
0として実施例3に示す図4に類似した構造のGaAs
/GaN単原子層からなる積層超格子構造を単位格子と
して、これを10個連続して成長し、その上にp−Al
0.1Ga0.9Nクラッド層11を100nm成長し、p−
GaN層12を300nm成長する。原料ガスにはTM
G、TMA,NH3、AsH3を用い、n型ドーパントし
てはシラン(SiH4)、p型ドーパントとしてはシク
ロペンタジエニルマグネシウム(Cp2Mg)を用い
る。この後、電極材料(図示せず)として、p−GaN
層12にはAuNiを、n−GaAs基板7にはAuG
eNiを用いて、発光素子(以下、LED)を作製す
る。
したところ、20mAの電流が流れ、ピーク波長450
nmの青色発光が得られた。
ァイア(0001)基板13上にMOCVD法で、Ga
Nバッファ層14を30nm成長し、n−GaN層15
を4μm成長し、n−Al0.1Ga0.9Nクラッド層9を
100nm成長する。引き続き、活性領域10として実
施例8に示す図9の構造のGaP/GaN単原子層から
なる積層超格子構造を単位格子として、これを10個連
続して成長し、その上にp−Al0.1Ga0.9Nクラッド
層11を100nm、p−GaN層12を300nm成
長する。原料ガスにはTMG、TMA、NH3、AsH3
を用い、n型ドーパントしてはシラン(SiH4)、p
型ドーパントとしてはシクロペンタジエニルマグネシウ
ム(Cp2Mg)を用いる。この後、電極材料(図示せ
ず)として、p−GaN層12にはAuNiを、n−G
aN層15にはAuを用いて、LEDを作製する。
したところ、20mAの電流が流れ、ピーク波長450
nmの青色発光が得られた。
GaP(001)基板16上にMOCVD法で、n−G
aPバッファ層17を1μmを成長する。引き続き、n
−クラッド領域18として、実施例1に示す図4の構造
のGaP/GaN単原子層からなる積層超格子構造を単
位格子として、この単位格子を100nm成長する。そ
の後、実施例2に示す図5の構造のGaP/GaN単原
子層からなる積層超格子構造を単位格子としてこれを1
0個連続して成長し、活性領域19とする。その上に、
p−クラッド領域20として図4の構造のGaP/Ga
N単原子層からなる積層超格子構造を単位格子として、
この単位格子を100nm成長し、p−GaN層12を
300nm成長する。原料ガスにはTMG、NH3、P
H3を用い、n型ドーパントしてはシラン(SiH4)、
p型ドーパントとしてはシクロペンタジエニルマグネシ
ウム(Cp2Mg)を用いる。この後、電極材料(図示
せず)としてp−GaN層12にはAuNiを、n−G
aP基板16にはAuGeNiを用いて、LEDを作製
する。
したところ、20mAの電流が流れ、ピーク波長460
nmの発光が得られた。
GaP(001)基板16上にMOCVD法で、n−G
aPバッファ層17を1μmを成長する。引き続き、n
−クラッド領域18として、実施例1に示す図4の構造
のGaP/GaN単原子層からなる積層超格子構造を単
位格子として、この単位格子を100nm成長する。そ
の後、In0.1Ga0.9Nを30nm成長し、活性層21
とする。さらに、その上にp−クラッド領域20として
図4の構造のGaP/GaN単原子層からなる積層超格
子構造を単位格子として、この単位格子を100nm成
長した後、p−GaN層12を300nm成長する。原
料ガスにはTMG、TMIn、NH3、PH3を用い、n
型ドーパントしてはシラン(SiH4)、p型ドーパン
トとしてはシクロペンタジエニルマグネシウム(Cp2
Mg)を用いる。この後、電極材料(図示せず)として
p−GaN層12にはAuNiを、n−GaP基板16
にはAuGeNiを用いて、LEDを作製する。
したところ、20mAの電流が流れ、ピーク波長405
nmの発光が得られた。
いずれも10個積層してLEDの活性領域及び/又はク
ラッド領域を形成したが、本発明はこれに限定されるも
のではなく、より個数を少なくして薄くしても、20
個、30個等より個数を多くして厚くしても同じ効果が
得られる。この時、LEDとして、他の層との兼合いを
考慮して適宜個数(即ち、膜厚)を定めるとよい。
できないIII族−窒素化合物半導体高混晶比の、窒化
物以外のIII−V族化合物半導体とIII族−窒素化
合物半導体の混晶と同じバンドギャップをもつIII−
V族化合物半導体の積層超格子構造を得ることができ
る。また、このIII−V族化合物半導体の積層超格子
構造を活性領域及び/又はクラッド領域とする発光素子
は従来得ることが困難であった青色の発光を容易に提供
することが可能になる。
である。
<001>方向8原子層を単位格子とするGaP−Ga
N単原子超格子の概念図である。
子超格子において、GaP、GaN層の数、積層を変化
させた時のGaP−GaN単原子超格子のバンドギャッ
プの計算結果及びGaNxP1-x混晶のバンドギャップの
計算結果を示す図である。
<001>方向8原子層を単位格子とするGaP−Ga
N単原子超格子の概念図である。
<001>方向8原子層を単位格子とするGaP−Ga
N単原子超格子の概念図である。
GaPとGaNの積層構造を変化させた時の<001>
方向の概念図である。
れGa面、N面に置き換えた、<001>方向8原子層
を単位格子とするAlAs-GaN単原子超格子の概念
図である。
<111>方向10原子層を単位格子とするGaP-G
aN単原子超格子の概念図である。
8原子層を単位格子とするGaP-GaN単原子超格子
の概念図である。
子を用いたLEDの構造図である。
を用いたLEDの構造図である。
原子超格子を用いたLEDの構造図である。
GaP-GaN単原子超格子を用いたLEDの構造図で
ある。
層の概念図である。
Claims (3)
- 【請求項1】 n型AlGaNクラッド層と、積層超格
子活性領域と、p型AlGaNクラッドがこの順に積層
され、前記積層超格子活性領域は、閃亜鉛鉱型のIII
族原子と窒素原子以外のV族原子とを1原子層ずつ積層
した第1単原子層と、ウルツ鉱型のIII族原子と窒素
原子とを1原子層ずつ積層した第2単原子層とを規則的
に積層することによって、前記第1単原子層及び第2単原子層がともに閃亜鉛鉱構
造の積層超格子、あるいは、前記第1単原子層が閃亜鉛
鉱構造で、前記第2単原子層がウルツ鉱構造である積層
超格子であり、かつ、 前記第1単原子層のみ、あるい
は、前記第2単原子層のみからなる積層構造のバンドギ
ャップとは異なるバンドギャップを有することを特徴と
する発光素子。 - 【請求項2】 前記積層超格子活性領域に含有されるV
族原子のうち窒素原子の割合が0.3以下もしくは0.
7以上であることを特徴とする請求項1に記載の発光素
子。 - 【請求項3】 前記III族原子がAl、Ga、Inの
いずれかであり、前記V族原子がP、As、Sbのいず
れかであることを特徴とする請求項1または2に記載の
発光素子。
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