JP3767534B2 - Light emitting device - Google Patents

Description

【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は気相成長法により窒化物半導体Ｉｎ_ａＡｌ_ｂＧａ_{１−ａ−ｂ}Ｎ（０≦ａ、０≦ｂ、ａ＋ｂ≦１）の結晶を基板上に成長させた発光デバイスに関する。
【０００２】
【従来の技術】
窒化物半導体は有機金属気相成長法（ＭＯＶＰＥ）、分子線気相成長法（ＭＢＥ）、ハライド気相成長法（ＨＤＶＰＥ）等の気相成長法により基板上にエピタキシャル成長される。一般に化合物半導体をエピタキシャル成長させるには、化合物半導体と格子定数が一致した基板を用いると結晶性の良いものが得られることが常識であるが、窒化物半導体には格子整合する基板がないため、現在格子定数で１３％もの差があるサファイア基板の上に成長されるのが常であった。
【０００３】
サファイア基板の場合、窒化物半導体を成長させる前にまずサファイア基板上にＡｌＮ、ＧａＮよりなるバッファ層を成長させ、そのバッファ層の上に窒化物半導体を成長することが知られている。例えば特公昭５９−４８７９４号、特公平４−１５２００号公報にはＡｌＮをバッファ層とする方法が記載され、また特開昭６０−１７３８２９号、平４−２９７０２３号公報にはＧａＮをバッファ層とする方法が記載されている。その中でも特開平４−２９７０２３号による方法は現在実用化されている窒化物半導体ＬＥＤの基幹技術の一つとなっている。
【０００４】
その他窒化物半導体を成長させる基板にはＺｎＳ（特開平４−６８５７９）、ＭｎＯ（特開平４−２０９５７７）、ＺｎＯ（特開平４−２３６４７７）、ＳｉＣ（特開平４−２２３３３０）等数々提案されており、特に特開平４−２２３３３０号公報にはＳｉＣ基板表面にＳｉＣバッファ層を形成し、このバッファ層の上に窒化物半導体を成長させる技術が示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
現在、サファイア基板の上に成長された窒化物半導体で、青色ＬＥＤ、青緑色ＬＥＤ等が実用化されているが、将来、さらに高輝度で信頼性に優れたＬＥＤ、またＬＤのような高度な発光デバイス等を実現するためには、窒化物半導体の結晶性をさらに向上させる必要がある。従って本発明はこのような事情を鑑みて成されたもので、その目的とするところは基板の上に成長させる窒化物半導体の結晶性を向上させ、信頼性に優れたＬＥＤ、ＬＤ等を実現することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の窒化物半導体の発光デバイスは、 ＳｉＣ基板上に、窒化物半導体層を有する発光デバイスであって、
前記窒化物半導体層は、少なくとも前記ＳｉＣ基板より離れるに従ってＸ値が順次小さくなるように組成傾斜した１μｍ以上５μｍ以下のＡｌ _Ｘ Ｇａ _１−Ｘ Ｎ層（０≦Ｘ≦１）と、その上に活性層とを有し、前記Ａｌ _Ｘ Ｇａ _１−Ｘ Ｎ層（０≦Ｘ≦１）はＸ線ロッキングカーブの半値幅（ＦＷＨＭ）が２分以下でかつ移動度が８００ｃｍ ^２ ・Ｖ／ｓｅｃ以上であることを特徴とする。さらに前記Ａｌ _Ｘ Ｇａ _１−Ｘ Ｎ層（０≦Ｘ≦１）の最上層はＸ値が０．３以下であることを特徴とする。さらに前記Ａｌ _Ｘ Ｇａ _１−Ｘ Ｎ層（０≦Ｘ≦１）には、Ｓｉがドープされてなることを特徴とする。
【０００７】
本発明の発光デバイスの成長方法において、気相成長法には先にも述べたように、例えばＭＯＶＰＥ法、ＭＢＥ法、ＨＤＶＰＥ法等が採用できるが、好ましくはＭＯＶＰＥ法で成長させることにより結晶性の良い半導体層が得られる。
【０００８】
また基板のＳｉＣは単結晶のＳｉＣ基板を利用する。ＳｉＣには４Ｈ、６Ｈ、３Ｃ等数々の結晶構造があるが特に限定するものではない。好ましくは６Ｈ−ＳｉＣの（０００１）面、３Ｃ−ＳｉＣの（１１１）面の上に成長させることにより結晶性の良い窒化物半導体が得られる。
【０００９】
組成傾斜したＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層とはＡｌ混晶比がＳｉＣ基板より離れるに従って少なくなるように構成したＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層であり、このＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は単一層で組成傾斜するように構成しても良いし、また後に述べるように複数のＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層を積層した多層膜で構成して、各層の構成をＳｉＣより離れるに従ってＡｌ混晶比を少なくしたＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮとしても良い。
【００１０】
Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は５ｎｍ〜５μｍの膜厚で成長することが望ましく、さらに好ましくは５ｎｍ〜３μｍに調整する。５ｎｍよりも薄いと組成傾斜した層が形成しにくく、また２μｍよりも厚いとＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層自身にクラックが入りやすくなるからである。また組成傾斜させたＡｌＸＧａ１−ＸＮ層の最表面はＧａＮとすることがさらに望ましい。ＧａＮとすると、その上に成長する窒化物半導体層の結晶性が特に良くなる。
【００１１】
次に本発明の発光デバイスの成長方法は、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層と基板との間にＡｌＮ層を成長させることを特徴とする。このＡｌＮ層を成長させることにより、その上のＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層の結晶性がさらに良くなる。従ってＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層の上に成長する窒化物半導体層の結晶性も良くなる。ＡｌＮ層の膜厚は１ｎｍ〜０．１μｍの膜厚で形成することが望ましい。０．１μｍよりも厚いとＡｌＮ層自身にクラックが入りやすくなるので、その上に結晶性の良いＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層が成長しにくい。ＡｌＮ層の成長条件は通常の気相成長法の条件で成長できる。例えばＭＯＶＰＥ法であれば、４００℃〜１２００℃の範囲内に加熱されたＳｉＣ基板の表面に、Ａｌを含む有機金属ガスと、窒素の水素化物とを供給することにより成長できる。この場合、９００℃以下で成長されたＡｌＮはアモルファスのＡｌＮを含む結晶となり、約９００℃以上で成長されたＡｌＮは単結晶に近い結晶となるが、いずれの場合においても、そのＡｌＮ層の上に結晶性の良いＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層が成長可能である。
【００１２】
次にＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層はX値が互いに異なる層が積層された多層膜よりなることを特徴とする。つまりＳｉＣ基板側にＡｌ混晶比が大きいＡｌＧａＮ層を形成し、その上にＡｌ混晶比が小さいＡｌＧａＮ層を形成し、次第にＡｌ組成比の小さいＡｌＧａＮ層を積層した多層膜とする。多層膜は何層積層しても特に問題はないが、前記のようにＡｌＧａＮ層の総膜厚は５ｎｍ〜５μｍの範囲に調整することが望ましい。
【００１３】
【作用】
ＳｉＣ基板上に組成傾斜したＡｌＧａＮ層を形成すると、そのＡｌＧａＮ層が基板との格子不整合に起因する転位、歪み等を減少させることができる。これはＡｌ混晶比の多いＡｌＧａＮ層がＳｉＣの格子定数に近いからであると推察できる。従って、組成傾斜したＡｌＧａＮ層を成長させる前にＡｌＮ層を一番先に成長させると、ＡｌＧａＮの結晶性が良くなる。しかも順にＡｌ混晶比を減少させることにより、最初に形成したＡｌ混晶比の大きいＡｌＧａＮ層の格子欠陥が次第に緩和されて、結晶性の良いＡｌＧａＮ層が次第に成長されるのである。結晶性のよいＡｌＧａＮ層が成長できると、その上に成長させる窒化物半導体は先に形成したＡｌＧａＮ層が格子整合基板となるので、窒化物半導体の結晶性が飛躍的に向上する。
【００１４】
【実施例】
以下、ＭＯＶＰＥ法によるＳｉＣ基板上の窒化物半導体層の成長方法について述べる。
【００１５】
１０５０℃に加熱された６Ｈ−ＳｉＣ基板の（０００１）面に、水素ガスをキャリアガスとして、ＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）とアンモニアガスを供給し、ＡｌＮよりなる薄膜を５０ｎｍの膜厚で成長させる。このＡｌＮ薄膜は４００℃〜１２００℃の範囲で成長可能であり、前記のようにおよそ９００℃以下で成長させるとアモルファスのＡｌＮを含む結晶が成長し、９００℃以上で成長させると単結晶のＡｌＮ薄膜が成長する傾向にあるが、アモルファスのＡｌＮ薄膜、単結晶のＡｌＮ薄膜、いずれを成長させてもよい。
【００１６】
続いて、基板を１０５０℃に保持したままで、ＴＭＡガスに加えて、ＴＭＧ（トリメチルガリウム）ガスを徐々に流し、組成傾斜したＡｌＧａＮ層を成長させる。ＴＭＧおよびＴＭＡのガス流量はマスフローコントローラにより制御し、ＴＭＧのガスのガス流量を時間の経過と共に徐々に多くし、同時にＴＭＡガスの流量を徐々に少なくして、ＴＭＧガスとＴＭＡガスの合計のガス量を常時ほぼ同一に調整してＡｌＧａＮ層を成長させる。そして最後にＴＭＡガスを止めてＧａＮ層が成長するようにする。以上のようにして組成傾斜したＡｌＧａＮ層を２μｍの膜厚で成長させる。なお傾斜組成ＡｌＧａＮ層は最上層がＧａＮとなるようにしたが、特に傾斜組成していれば最上層をＧａＮとする必要はない。好ましくは最上層はX値が０．５よりも小さいＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層、さらに好ましくは０．３以下とする方が、そのＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層の上に結晶性の良い窒化物半導体層を成長できる。
【００１７】
続いて、ＴＭＡガスを完全に止め、ＴＭＧガス、アンモニアガスで１０５０℃にてＧａＮ層を３μｍの膜厚で成長させる。
【００１８】
成長後基板を取り出し、得られたＧａＮ層の結晶性を評価するためダブルクリスタルＸ線ロッキングカーブの半値幅（ＦＷＨＭ：Full Width at Half Maximum）を測定したところ、１．５分と非常に結晶性に優れていることが判明した。またホール測定装置で結晶の移動度を測定したところ、９００cm^２／Ｖ・secと優れた値を示した。なおＦＷＨＭは小さいほど結晶性が良いと評価でき、移動度は大きいほど結晶性がよいと評価できる。例えばサファイア基板上にＧａＮをバッファ層として成長したノンドープのＧａＮ単結晶層で３分〜５分であり、また移動度は５００〜６００cm^２／Ｖ・secの範囲である。
【００１９】
［実施例２］
実施例１において、ＳｉＣ基板の上にＡｌＮ薄膜を成長させない他は同様にしてＧａＮ層を成長させたところ、ＦＷＨＭは２分、移動度８００cm^２／Ｖ・secであり、実施例１に比較して若干結晶性が劣っていた。
【００２０】
［実施例３］
実施例１において、ＡｌＮ薄膜成長後、温度を１０５０℃に保持したままで、ＴＭＡ、ＴＭＧのガス流量を調節して、まずＡｌ_0.9Ｇａ_0.1Ｎ層を０．２μｍ成長させる。続いてＡｌ_0.8Ｇａ_0.2Ｎ層を０．２μｍ、Ａｌ_0.7Ｇａ_0.3Ｎ層を０．２μｍ・・・・・Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層を０．２μｍ、Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層を０．２μｍの順に９層積層して、組成傾斜したＡｌＧａＮ多層膜を１．８μｍの膜厚で成長する。後は実施例１と同様にしてＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層の上にＧａＮ層を２μｍ成長したところ、得られたＧａＮ層の結晶性は、実施例１とほぼ同一の値を示した。
【００２１】
［実施例４］
実施例１において、傾斜組成させたＡｌＧａＮ層を成長させた後、同じく温度を１０５０℃に保持しながら、ＴＭＡ、ＴＭＧ及びアンモニアガスでＡｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層を２μｍ成長させる。このＡｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層のＦＷＨＭは２分、移動度は８００cm^２／Ｖ・secであり、ＡｌＧａＮとしては非常に結晶性がよいことを示している。
【００２２】
［実施例５］図１は本発明の発光デバイスとして得られたレーザ素子の構造を示す模式的な断面図である。以下実施例５をこの図面を元に説明する。
【００２３】
厚さ５００μｍの６Ｈ−ＳｉＣ基板１の（０００１）面に、ＡｌＮ薄膜２を５０ｎｍ、ＡｌＮ〜ＧａＮまで組成傾斜させたｎ型ＡｌＧａＮ層３を２μｍの膜厚で実施例１と同様にして積層する。なお、組成傾斜ＡｌＧａＮ層３は好ましいｎ型とするためにＳｉをドープしており、Ｓｉ源としてシランガスを原料ガスと同時に流しながらドープして成長した。
【００２４】
次に基板の温度を８００℃にして、原料ガスにＴＭＩ（トリメチルインジウム）ガス、ＴＭＧ、アンモニア、シランガスを用い、ｎ型Ｉｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ層４を０．１μｍの膜厚で成長した。
【００２５】
続いてＴＭＩの流量を多くして、活性層としてノンドープＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層５を２ｎｍの膜厚で形成して、単一量子井戸構造となるようにした。
【００２６】
次にＴＭＩを止め、基板の温度を１０５０℃にして、原料ガスにＴＭＧ、ＴＭＡ、アンモニア、ｐ型不純物ガスとしてＣｐ₂Ｍｇ（シクロペンタジエニルマグネシウム）を用い、Ｍｇドープｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ層６を０．１μｍ成長した。
【００２７】
続いてＴＭＡの流量を多くして、Ｍｇドープｐ型Ａｌ_0.3Ｇａ_0.7Ｎ層７を０．１μｍ成長した。
【００２８】
最後にＴＭＡを止め、Ｍｇドープｐ型ＧａＮ層８を０．５μｍ成長した。
【００２９】
以上のようにして窒化物半導体層を積層したウェーハを反応容器から取り出し、エッチング装置にて最上層のｐ−ＧａＮ層８より、組成傾斜ｎ−ＡｌＧａＮ層３が露出するまでエッチングを行う。エッチング後、露出したｎ−ＡｌＧａＮ層３に負電極１０を設け、最上層のｐ−ＧａＮ層にストライプ状の正電極１１を設けた。
【００３０】
電極設置後、正電極のストライプに対して垂直な方向でウェーハを劈開し、その劈開面に常法に従って誘電体多層膜よりなる反射膜を形成してレーザ素子とする。図１はそのストライプ状の正電極１１に垂直な方向で劈開した素子の断面図を示している。なおこのレーザ素子は、しきい値電流密度５００ｍＡ／cm^２において、室温でレーザ発振を示し、出力５ｍＷであった。これは組成傾斜したＡｌＧａＮ層の上に成長した窒化物半導体の結晶性が良く、さらに基板の劈開性による共振面の形成が容易であったことによる。
【００３１】
このレーザ素子は以下の利点がある。まず第一に基板にＳｉＣを用いた場合、ＳｉＣ基板は導電性を有しているため通常の負電極はＳｉＣ基板に接して設けられる。つまり正電極と負電極とが対向した状態とされる。しかし、ＳｉＣと窒化物半導体とはヘテロエピである。従ってＳｉＣと窒化物半導体層との界面にヘテロエピに起因する障壁が存在するため、素子のＶ_ｆ（順方向電圧）が上昇する。一方、本発明によるレーザ素子はＳｉＣという導電性基板を使用したにも関わらず、負電極を基板側に設けず、敢えて窒化物半導体をエッチングして同一面側に設けた構造としている。従って、電流がＳｉＣと窒化物半導体層との界面を流れないので、Ｖ_ｆの上昇を抑制できる。第二に組成傾斜させたＡｌＧａＮ層３は１μｍ以上と厚く成長させることにより、負電極を形成するためのコンタクト層、及び活性層の発光を閉じこめるためのクラッド層にもなる。さらに第三にＳｉＣは従来のサファイア基板と異なり劈開性を有している。このためＳｉＣの劈開性を利用すれば、窒化物半導体の劈開面をレーザ素子の光共振面とするのに非常に都合がよい。
【００３２】
【発明の効果】
以上説明したように本発明の方法によると、結晶性の良い窒化物半導体層が得られる。例えば結晶のホール測定において、移動度が９００cm^２／Ｖ・secという値は窒化物半導体では非常に優れた値である。また本発明によると結晶性の良い窒化物半導体が得られるため、実施例５のように発光素子を作成した場合、発光出力の高い素子を得ることができ、その産業上の利用価値は大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の一実施例に係る方法により得られた窒化物半導体レーザ素子の構造を示す模式断面図。
【符号の説明】
１・・・・ＳｉＣ基板
２・・・・ＡｌＮ薄膜
３・・・・Ｓｉドープｎ型ＡｌＧａＮ層
４・・・・Ｓｉドープｎ型Ｉｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ層
５・・・・ノンドープＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ活性層
６・・・・Ｍｇドープｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ層
７・・・・Ｍｇドープｐ型Ａｌ_0.3Ｇａ_0.7Ｎ層
８・・・・ｐ型ＧａＮ層
１０・・・・負電極
１１・・・・正電極[0001]
[Industrial application fields]
The present invention is by vapor deposition relates to a light-emitting device grown nitride semiconductor _{In a Al b Ga 1-a} -b N (0 ≦ a, 0 ≦ b, a + b ≦ 1) a crystal on the substrate.
[0002]
[Prior art]
Nitride semiconductors are epitaxially grown on a substrate by vapor phase growth methods such as metal organic vapor phase epitaxy (MOVPE), molecular beam vapor phase epitaxy (MBE) and halide vapor phase epitaxy (HDVPE). In general, for epitaxial growth of compound semiconductors, it is common knowledge that a substrate having the same lattice constant as that of the compound semiconductor can be obtained. However, since nitride semiconductors do not have a lattice-matching substrate, It was usually grown on a sapphire substrate with a difference of 13% in lattice constant.
[0003]
In the case of a sapphire substrate, it is known that a buffer layer made of AlN and GaN is first grown on a sapphire substrate and a nitride semiconductor is grown on the buffer layer before growing the nitride semiconductor. For example, JP-B-59-48794 and JP-B-4-15200 describe methods using AlN as a buffer layer, and JP-A-60-173829 and JP-A-4-297023 describe that GaN is used as a buffer layer. How to do is described. Among them, the method disclosed in JP-A-4-297023 is one of the basic technologies of nitride semiconductor LEDs currently in practical use.
[0004]
In addition, ZnS (JP-A-4-68579), MnO (JP-A-4-209777), ZnO (JP-A-4-236477), SiC (JP-A-4-223330) and the like have been proposed as substrates for growing nitride semiconductors. In particular, Japanese Patent Laid-Open No. 4-223330 discloses a technique for forming a SiC buffer layer on the surface of a SiC substrate and growing a nitride semiconductor on the buffer layer.
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
Currently, blue LEDs, blue-green LEDs, etc. are practically used in nitride semiconductors grown on sapphire substrates. In the future, LEDs with higher brightness and higher reliability, and advanced LEDs such as LD In order to realize a light emitting device or the like, it is necessary to further improve the crystallinity of the nitride semiconductor. Accordingly, the present invention has been made in view of such circumstances, and the object thereof is to improve the crystallinity of a nitride semiconductor grown on a substrate and realize an LED, LD, etc. having excellent reliability. There is to do.
[0006]
[Means for Solving the Problems]
The light emitting device of the nitride semiconductor of the present invention is a light emitting device having a nitride semiconductor layer on a SiC substrate,
The nitride semiconductor layer has an Al _X Ga _1-X N layer (0 ≦ X ≦ 1) of 1 μm or more and 5 μm or less having a composition gradient so that the X value is gradually decreased as the distance from the SiC substrate increases. The Al _X Ga _1-X N layer (0 ≦ X ≦ 1) has an X-ray rocking curve half-width (FWHM) of 2 minutes or less and a mobility of 800 cm ² · V / sec or more. It is characterized by being. Further, the uppermost layer of the Al _X Ga _1-X N layer (0 ≦ X ≦ 1) has an X value of 0.3 or less. Further, the Al _X Ga _1-X N layer (0 ≦ X ≦ 1) is doped with Si.
[0007]
In the method for growing a light emitting device of the present invention, as described above, for example, the MOVPE method, the MBE method, the HDVPE method, etc. can be adopted as the vapor phase growth method, but preferably the crystallinity is obtained by growing by the MOVPE method. A good semiconductor layer can be obtained.
[0008]
As the substrate SiC, a single crystal SiC substrate is used. SiC has many crystal structures such as 4H, 6H, and 3C, but is not particularly limited. Preferably, a nitride semiconductor with good crystallinity can be obtained by growing on the (0001) plane of 6H—SiC and the (111) plane of 3C—SiC.
[0009]
Composition from the inclined _{Al X Ga 1-X} N layer is _{Al X Ga 1-X} N layer configured to be less according to Al ratio is separated from the SiC substrate, the _{Al X Ga 1-X} N layer The composition may be configured to be a single layer with a composition gradient, or, as will be described later, a multilayer film in which a plurality of Al _X Ga _1-X N layers are stacked, and the composition of each layer is mixed with Al as the distance from SiC increases. Al _X Ga _1-X N with a reduced crystal ratio may be used.
[0010]
The Al _X Ga _1-X N layer is desirably grown to a thickness of 5 nm to 5 μm, and more preferably adjusted to 5 nm to 3 μm. This is because if the thickness is less than 5 nm, it is difficult to form a composition-graded layer, and if the thickness is more than 2 μm, the Al _X Ga _1-X N layer itself tends to crack. It is further desirable that the outermost surface of the composition-graded AlXGa1-XN layer is GaN. When GaN is used, the crystallinity of the nitride semiconductor layer grown thereon is particularly improved.
[0011]
Next, the method for growing a light emitting device according to the present invention is characterized in that an AlN layer is grown between the Al _X Ga _1-X N layer and the substrate. By growing this AlN layer, the crystallinity of the Al _X Ga _1- XN layer thereon is further improved. Accordingly, the crystallinity of the nitride semiconductor layer grown on the Al _X Ga _1-X N layer is also improved. The thickness of the AlN layer is preferably 1 nm to 0.1 μm. If it is thicker than 0.1 μm, the AlN layer itself is liable to crack, so that it is difficult for the Al _X Ga _1-X N layer having good crystallinity to grow thereon. The AlN layer can be grown under the conditions of a normal vapor phase growth method. For example, in the case of the MOVPE method, growth can be performed by supplying an organometallic gas containing Al and a hydride of nitrogen to the surface of a SiC substrate heated in a range of 400 ° C. to 1200 ° C. In this case, AlN grown at 900 ° C. or lower becomes a crystal containing amorphous AlN, and AlN grown at about 900 ° C. or higher becomes a crystal close to a single crystal. In addition, an Al _X Ga _1-X N layer having good crystallinity can be grown.
[0012]
Next, the Al _X Ga _1-X N layer is formed of a multilayer film in which layers having different X values are stacked. That is, an AlGaN layer having a large Al mixed crystal ratio is formed on the SiC substrate side, an AlGaN layer having a small Al mixed crystal ratio is formed thereon, and a multilayer film in which AlGaN layers having a small Al composition ratio are gradually stacked is formed. Although there are no particular problems even if the multilayer film is laminated, it is desirable to adjust the total film thickness of the AlGaN layer in the range of 5 nm to 5 μm as described above.
[0013]
[Action]
When an AlGaN layer having a composition gradient is formed on a SiC substrate, the AlGaN layer can reduce dislocations, strains, and the like due to lattice mismatch with the substrate. It can be inferred that this is because an AlGaN layer with a high Al mixed crystal ratio is close to the lattice constant of SiC. Therefore, if the AlN layer is grown first before the AlGaN layer having a composition gradient is grown, the crystallinity of AlGaN is improved. In addition, by sequentially reducing the Al mixed crystal ratio, the lattice defects of the AlGaN layer formed initially with a large Al mixed crystal ratio are gradually relaxed, and an AlGaN layer with good crystallinity is gradually grown. When an AlGaN layer with good crystallinity can be grown, the nitride semiconductor grown on the AlGaN layer grows on the lattice-matched substrate, so that the crystallinity of the nitride semiconductor is dramatically improved.
[0014]
【Example】
Hereinafter, we describe the method of growing the nitride semiconductor layer on the SiC substrate that by the MOVPE method.
[0015]
A thin film made of AlN is grown to a thickness of 50 nm on the (0001) plane of the 6H—SiC substrate heated to 1050 ° C. by supplying TMA (trimethylaluminum) and ammonia gas using hydrogen gas as a carrier gas. This AlN thin film can be grown in the range of 400 ° C. to 1200 ° C. As described above, when grown at about 900 ° C. or less, a crystal containing amorphous AlN grows, and when grown at 900 ° C. or more, single crystal AlN Although the thin film tends to grow, either an amorphous AlN thin film or a single crystal AlN thin film may be grown.
[0016]
Subsequently, while maintaining the substrate at 1050 ° C., a TMG (trimethylgallium) gas is gradually flowed in addition to the TMA gas to grow an AlGaN layer having a composition gradient. The gas flow rate of TMG and TMA is controlled by a mass flow controller, and the gas flow rate of TMG gas is gradually increased with time, and at the same time, the flow rate of TMA gas is gradually decreased to obtain the total gas of TMG gas and TMA gas. The AlGaN layer is grown with the amount always adjusted to be substantially the same. Finally, the TMA gas is stopped so that the GaN layer grows. The AlGaN layer having a composition gradient as described above is grown to a thickness of 2 μm. The uppermost layer of the graded composition AlGaN layer is made of GaN. However, the uppermost layer is not necessarily made of GaN if it has a graded composition. Preferably, the uppermost layer is an Al _X Ga _1-X N layer having an X value smaller than 0.5, more preferably 0.3 or less, and the upper layer is more crystalline than the Al _X Ga _1-X N layer. A good nitride semiconductor layer can be grown.
[0017]
Subsequently, the TMA gas is completely stopped, and a GaN layer is grown to a thickness of 3 μm at 1050 ° C. with TMG gas and ammonia gas.
[0018]
After growth, the substrate was taken out, and the full width at half maximum (FWHM) of the double crystal X-ray rocking curve was measured to evaluate the crystallinity of the obtained GaN layer. Turned out to be excellent. Further, when the mobility of the crystal was measured with a Hall measuring device, it showed an excellent value of 900 cm ² / V · sec. It can be evaluated that the smaller the FWHM, the better the crystallinity, and the higher the mobility, the better the crystallinity. For example, a non-doped GaN single crystal layer grown using GaN as a buffer layer on a sapphire substrate has a duration of 3 to 5 minutes, and the mobility is in the range of 500 to 600 cm ² / V · sec.
[0019]
[Example 2]
In Example 1, except that an AlN thin film was not grown on the SiC substrate, a GaN layer was grown in the same manner. The FWHM was 2 minutes and the mobility was 800 cm ² / V · sec. The crystallinity was slightly inferior.
[0020]
[Example 3]
In Example 1, after the growth of the AlN thin film, while maintaining the temperature at 1050 ° C., the gas flow rates of TMA and TMG are adjusted to first grow an Al _0.9 Ga _0.1 N layer by 0.2 μm. Subsequently, the Al _0.8 Ga _0.2 N layer is 0.2 μm, the Al _0.7 Ga _0.3 N layer is 0.2 μm, the Al _0.2 Ga _0.8 N layer is 0.2 μm, and the Al _0.1 Ga _0.9 N layer is 0.2 μm. Nine layers are sequentially stacked, and an AlGaN multilayer film having a composition gradient is grown to a thickness of 1.8 μm. Thereafter, in the same manner as in Example 1, when a GaN layer was grown by 2 μm on the Al _0.1 Ga _0.9 N layer, the crystallinity of the obtained GaN layer showed almost the same value as in Example 1.
[0021]
[Example 4]
In Example 1, after an AlGaN layer having a graded composition is grown, an Al _0.2 Ga _0.8 N layer is grown by 2 μm with TMA, TMG, and ammonia gas while maintaining the temperature at 1050 ° C. The Al _0.2 Ga _0.8 N layer has a FWHM of 2 minutes and a mobility of 800 cm ² / V · sec, which indicates that AlGaN has very good crystallinity.
[0022]
[Embodiment 5] FIG. 1 is a schematic sectional view showing a structure of a laser element obtained as a light emitting device of the present invention. Embodiment 5 will be described below with reference to this drawing.
[0023]
An n-type AlGaN layer 3 having a composition gradient of 50 nm and AlN to GaN is laminated in a thickness of 2 μm on the (0001) plane of a 500 μm-thick 6H—SiC substrate 1 in the same manner as in Example 1. . The composition-graded AlGaN layer 3 is doped with Si in order to obtain a preferable n-type, and is grown while doping with a silane gas as a Si source simultaneously with the source gas.
[0024]
Next, the temperature of the substrate was set to 800 ° C., and an n-type In _0.05 Ga _0.95 N layer 4 was grown to a thickness of 0.1 μm using TMI (trimethylindium) gas, TMG, ammonia, and silane gas as source gases.
[0025]
Subsequently, the flow rate of TMI was increased, and the non-doped In _0.2 Ga _0.8 N layer 5 was formed as an active layer with a film thickness of 2 nm so as to have a single quantum well structure.
[0026]
Next, the TMI is stopped, the temperature of the substrate is set to 1050 ° C., TMG, TMA, ammonia, Cp ₂ Mg (cyclopentadienylmagnesium) is used as the source gas, and Mg-doped p-type Al _0.15 Ga _0.85 is used. The N layer 6 was grown by 0.1 μm.
[0027]
Subsequently, the flow rate of TMA was increased, and an Mg-doped p-type Al _0.3 Ga _0.7 N layer 7 was grown by 0.1 μm.
[0028]
Finally, TMA was stopped, and an Mg-doped p-type GaN layer 8 was grown by 0.5 μm.
[0029]
The wafer on which the nitride semiconductor layer is laminated as described above is taken out of the reaction vessel, and etching is performed with the etching apparatus until the composition gradient n-AlGaN layer 3 is exposed from the uppermost p-GaN layer 8. After etching, a negative electrode 10 was provided on the exposed n-AlGaN layer 3, and a striped positive electrode 11 was provided on the uppermost p-GaN layer.
[0030]
After the electrodes are installed, the wafer is cleaved in a direction perpendicular to the positive electrode stripe, and a reflective film made of a dielectric multilayer film is formed on the cleaved surface according to a conventional method to obtain a laser element. FIG. 1 shows a cross-sectional view of an element cleaved in a direction perpendicular to the striped positive electrode 11. This laser element exhibited laser oscillation at room temperature at a threshold current density of 500 mA / cm ² and an output of 5 mW. This is because the nitride semiconductor grown on the composition-graded AlGaN layer has good crystallinity, and the resonance surface can be easily formed by the cleavage of the substrate.
[0031]
This laser device has the following advantages. First of all, when SiC is used for the substrate, the SiC substrate has conductivity, so that a normal negative electrode is provided in contact with the SiC substrate. That is, the positive electrode and the negative electrode face each other. However, SiC and nitride semiconductor are heteroepi. Therefore, since a barrier due to hetero epi exists at the interface between the SiC and the nitride semiconductor layer, the V _f (forward voltage) of the device increases. On the other hand, the laser element according to the present invention has a structure in which a negative electrode is not provided on the substrate side, and a nitride semiconductor is intentionally etched and provided on the same surface side, although a conductive substrate called SiC is used. Accordingly, since no current flows through the interface between SiC and the nitride semiconductor layer, an increase in _Vf can be suppressed. Second, the compositionally graded AlGaN layer 3 is grown to a thickness of 1 μm or more, thereby forming a contact layer for forming a negative electrode and a cladding layer for confining light emission of the active layer. Third, SiC has a cleavage property unlike a conventional sapphire substrate. Therefore, if the cleavage property of SiC is used, it is very convenient to use the cleavage surface of the nitride semiconductor as the optical resonance surface of the laser element.
[0032]
【The invention's effect】
As described above, according to the method of the present invention, a nitride semiconductor layer with good crystallinity can be obtained. For example, in the crystal hole measurement, a mobility of 900 cm ² / V · sec is a very excellent value in a nitride semiconductor. Further, according to the present invention, since a nitride semiconductor with good crystallinity can be obtained, when a light emitting device is produced as in Example 5, a device having a high light emission output can be obtained, and its industrial utility value is great.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing the structure of a nitride semiconductor laser device obtained by a method according to an embodiment of the present invention.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 ... SiC substrate 2 ... AlN thin film 3 ... Si-doped n-type AlGaN layer 4 ... Si-doped n-type In _0.05 Ga _0.95 N layer 5 ... Non-doped In _0.2 Ga _0.8 N active layer 6... Mg doped p type Al _0.15 Ga _0.85 N layer 7... Mg doped p type Al _0.3 Ga _0.7 N layer 8... P type GaN layer 10. .... Positive electrode

Claims (3)

ＳｉＣ基板上に、窒化物半導体層を有する発光デバイスであって、  A light-emitting device having a nitride semiconductor layer on a SiC substrate,
前記窒化物半導体層は、少なくとも前記ＳｉＣ基板より離れるに従ってＸ値が順次小さくなるように組成傾斜した１μｍ以上５μｍ以下のＡｌ  The nitride semiconductor layer is Al having a composition gradient of 1 μm or more and 5 μm or less so that the X value gradually decreases with increasing distance from the SiC substrate. _ＸX ＧａGa _１−Ｘ1-X Ｎ層（０≦Ｘ≦１）と、その上に活性層とを有し、前記ＡｌAn N layer (0 ≦ X ≦ 1) and an active layer thereon, the Al layer _ＸX ＧａGa _１−Ｘ1-X Ｎ層（０≦Ｘ≦１）はＸ線ロッキングカーブの半値幅（ＦＷＨＭ）が２分以下でかつ移動度が８００ｃｍThe N layer (0 ≦ X ≦ 1) has an X-ray rocking curve half-width (FWHM) of 2 minutes or less and a mobility of 800 cm. ^２2 ・Ｖ／ｓｅｃ以上であることを特徴とする発光デバイス。A light emitting device characterized by V / sec or more. 前記Ａｌ  Al _ＸX ＧａGa _１−Ｘ1-X Ｎ層（０≦Ｘ≦１）の最上層はＸ値が０．３以下である請求項１に記載の発光デバイス。2. The light emitting device according to claim 1, wherein the uppermost layer of the N layer (0 ≦ X ≦ 1) has an X value of 0.3 or less. 前記Ａｌ  Al _ＸX ＧａGa _１−Ｘ1-X Ｎ層（０≦Ｘ≦１）には、Ｓｉがドープされてなる請求項１または２に記載の発光デバイス。The light emitting device according to claim 1, wherein the N layer (0 ≦ X ≦ 1) is doped with Si.

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