JP4966865B2

JP4966865B2 - 窒化物半導体発光素子及びその製造方法

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Description

本発明は、窒化物半導体発光素子及びその製造方法に関し、特に、発光素子の光出力及び信頼性が向上できる窒化物半導体発光素子及びその製造方法に関する。

一般の窒化物半導体発光素子の概略的な積層構造及びその製造方法について説明する。

一般の窒化物半導体発光素子は、下側から基板、バッファ層、ｎ−ＧａＮ層、活性層及びｐ−ＧａＮ層が積層されて提供される。

詳しくは、基板、例えばサファイア基板及びｎ−ＧａＮ層の格子常数及び熱膨張係数の差により発生する結晶欠陥を最小化するために、低温で非晶質の結晶相を持つＧａＮ系又はＡｌＮ系の窒化物をバッファ層として形成する。シリコンが１０^１８／ｃｍ^３程度のドーピング濃度でドープされたｎ−ＧａＮ層を高温で第１の電極接触層として形成する。その後、成長温度を下げて活性層を形成し、再度成長温度を上げてマグネシウム（Ｍｇ）がドープされたｐ−ＧａＮ層を形成する。

このような積層構造を持つ窒化物半導体発光素子は、第１の電極接触層としてｎ−ＧａＮ層が用いられ、第２の電極接触層としてｐ−ＧａＮ層が用いられるｐ−／ｎ−接合発光素子構造で構成される。

こうしたｐ−／ｎ−接合構造の窒化物半導体発光素子は、第２の電極接触層として使用されるｐ−ＧａＮ層を形成するために、Ｃｐ_２Ｍｇドーピング源又はＤＭＺｎドーピング源を使用する。このとき、ＤＭＺｎドーピング源を使用する場合、Ｚｎがｐ−ＧａＮ層内に“深いエネルギー準位（deep energy level）”を持ち活性化エネルギーが非常に高いため、バイアス印加時にキャリアとして作用するホールキャリア濃度が１×１０^１７／ｃｍ^３程度に制限される。よって、一般に、活性化エネルギーの低いＣｐ_２ＭｇＭＯ（metal organic）ソースをドーピング源として使用する。

このように、Ｃｐ_２Ｍｇドーピング源を使用してＭｇドープｐ−ＧａＮ層を成長させる場合には、ＮＨ_３キャリアガスとドーピング源から分離された水素（Ｈ）ガスとが結合されたＭｇ−Ｈ複合体がｐ−ＧａＮ層内に形成されることで、１０^６Ω以上の高抵抗の絶縁体特性を持つ。よって、活性層におけるホールと電子との再結合過程において光を放出するには、Ｍｇドープｐ−ＧａＮ層自体が高低抗体なので、そのまま使用できず、基本的にはＭｇ−Ｈ複合体結合を破壊するための活性化工程が必要とされる。活性化工程は、Ｎ_２、Ｎ_２／Ｏ_２雰囲気の６００〜８００℃の温度でアニール工程を介して行われる。しかしながら、ｐ−ＧａＮ層内に存在するＭｇの活性化効率が低いため、活性化が行われても第１の電極接触層として使用されるｎ−ＧａＮ層より相対的に非常に高い抵抗値を有することになる。実際に、活性化の後、ｐ−ＧａＮ層内のＭｇ原子濃度は１０^１９／ｃｍ^３〜１０^２０／ｃｍ^３程度であり、純粋キャリア伝導度に寄与するホールキャリア濃度は１０^１７／ｃｍ^３〜１０^１８／ｃｍ^３の範囲であり、最大１０^３倍程度の差がある。また、ホール移動度も１０ｃｍ^２／ｖｓeｃと報告されており、非常に低い値である。また、ｐ−ＧａＮ層内に完全に活性化しないで残存するＭｇ原子濃度により、活性層から表面の方に発光する光がトラップ（trap）されたり、高電流の印加時に相対的に高い抵抗値により熱を発生させることで、発光素子の寿命を短縮させ、信頼性に悪影響を及ぼす。

特に、フリップチップ技術を用いた１ｍｍ×１ｍｍの大面積／高出力の発光素子の場合には、既存の２０ｍＡより非常に高い３５０ｍＡの高電流が印加されるため、ｐ−／ｎ−接合面で１００℃以上の接合温度を発生させる。これにより、素子の信頼性に悪影響を及ぼし、今後の適用製品に限界が発生する結果を招く。このような高熱を発生させる原因は、既存に第２の電極接触層として使用されるｐ−ＧａＮ層内にキャリアとして活性化しないで残存するＭｇ原子濃度による抵抗成分の増加と、それに伴う粗い表面特性とによる。

一方、前述したｐ−／ｎ−接合発光素子において、第１の電極接触層として使用されるｎ−ＧａＮ層は、ＳiＨ_４又はＳi_２Ｈ_６の流量増加に依存するシリコンのドーピング濃度に比例し、結晶性が保証される臨界厚さ内でホール濃度を５〜６×１０^１８／ｃｍ^３内で容易に制御できるのに対し、第２の電極接触層として使用されるｐ−ＧａＮ層は、Ｃｐ_２Ｍｇの流量を増加させて最大１０^２０／ｃｍ^３以上のＭｇ原子をドーピングしても、キャリアとして実質的に寄与するホール濃度は、１×１０^１７／ｃｍ^３〜９×１０^１７／ｃｍ^３の範囲内に制限される。このために、従来の発光素子は非対称のドーピング分布を有するｐ−／ｎ−接合構造を持つことになる。

このように、第２の電極接触層として使用されるｐ−ＧａＮ層の低いキャリア濃度及び高い抵抗成分は、発光効率を減少させる結果を招く。

前述した問題点を解決するために、透過度がよく、電流拡散が向上し、接触抵抗が低いＮｉ／ＡｕＴＭ（transparent thin metal）を第２の電極として適用して光出力を増加させる方法が提案されたことがある。しかしながら、この方法は、大面積／高出力の発光素子に適用すると信頼性に悪影響を及ぼす。そのため、この問題は、ＧａＮ系窒化物半導体を用いた発光素子において未解決の課題として残っている。

よって、本発明の目的は、窒化物半導体発光素子の光出力及び信頼性を向上できる窒化物半導体発光素子及びその製造方法を提供することにある。

本発明の他の目的は、Ｍｇがドープされたｐ−ＧａＮ層による光出力の低下及び動作信頼性の低下を解消できる窒化物半導体発光素子及びその製造方法を提供することにある。

前記目的を達成するために、本発明による窒化物半導体発光素子は、第１の窒化物半導体層と、前記第１の窒化物半導体層上に形成される活性層と、前記活性層上に形成されるＣドープ第２の窒化物半導体層とが含まれ、前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層は、アンドープＧａＮ層と、前記アンドープＧａＮ層上のＣドープｐ−ＧａＮ層とを含み、前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層中のドープされたＣ（カーボン）の比は周期的に変化し、前記アンドープＧａＮ層と前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層との一対が一周期を形成し、前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層は、前記周期を１回以上繰り返して成長される。

他の側面による本発明の窒化物半導体発光素子は、第１電極接触層として使用される第１の窒化物半導体層と、前記第１の窒化物半導体層上に形成される活性層と、前記活性層上に形成されるＣドープ第２の窒化物半導体層と、前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層上に形成され、第２の電極接触層として使用される第３の窒化物半導体層とが含まれ、前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層は、アンドープＧａＮ層と、前記アンドープＧａＮ層上のＣドープｐ−ＧａＮ層とを含み、前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層中のドープされたＣ（カーボン）の比は周期的に変化し、前記アンドープＧａＮ層と前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層との一対が一周期を形成し、前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層は、前記周期を１回以上繰り返して成長される。

さらに他の側面による本発明の窒化物半導体発光素子の製造方法は、基板上に第１の窒化物半導体層を形成するステップと、前記第１の窒化物半導体層上に活性層を形成するステップと、前記活性層上にＣドープ第２の窒化物半導体層を形成するステップとを含み、前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層は、アンドープＧａＮ層と、前記アンドープＧａＮ層上のＣドープｐ−ＧａＮ層とを含み、前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層は、ＴＭＧａＭＯソース注入量が周期的に変化するデルタドーピングにより形成され、前記アンドープＧａＮ層と前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層との一対が一周期を形成し、前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層は、前記周期を１回以上繰り返して成長される。

本発明によれば、窒化物半導体発光素子をなす活性層の結晶性が向上され、光出力及び信頼性が向上される。

また、ｐ−ＧａＮ層の特性を改善させて発光素子の発光効率が向上され、信頼性が向上される。

以下、添付図面に基づき、本発明の好適な実施形態を詳細に説明する。

図１は、本発明による窒化物半導体発光素子の断面図である。

図１によれば、本発明による窒化物半導体発光素子は、基板２０１、バッファ層２０３、ＩｎドープＧａＮ層２０５、ｎ−ＧａＮ層２０７、ローモル（low mole）ＩｎドープＧａＮ層又はローモルＩｎＧａＮ層２０９、活性層２１１、Ｃドープｐ−ＧａＮ層２１３及びｎ−ＩｎＧａＮ層２１５を含む。

本発明では、基板２０１、例えばサファイア基板上に５００〜６００℃の低温の成長温度でバッファ層２０３を成長させた。ここで、バッファ層２０３は、ＡｌＩｎＮ／ＧａＮ積層構造、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ超格子構造、Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮ／ＧａＮ積層構造及びＡｌ_ｘＩｎ_ｙＧａ_{１−(ｘ＋ｙ)}Ｎ／Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮ／ＧａＮ積層構造から選択されて形成される。

その後、バッファ層２０３を高温の成長温度で再結晶化を行い、同じ温度条件でＩｎドープＧａＮ層２０５を２μｍ以下に成長させた。次に、ＡｌＧａＮ／ｎ−ＧａＮ超格子層において、第１の電極接触層として使用されるｎ−ＧａＮ層２０７は全体の厚さが２μｍ以下となるように成長される。

ここで、ＡｌＧａＮ／ｎ−ＧａＮ超格子層は、Ａｌの組成が２０％で１００Å以下に成長されたアンドープＡｌＧａＮ層と、３００Å以下の厚さを持つＳｉドープｎ−ＧａＮ層との超格子構造で形成される。また、ＡｌＧａＮ／ｎ−ＧａＮ超格子層は、ＡｌＧａＮ層及びｎ−ＧａＮ層からなる一周期を４００Å以下の厚さに成長させ、その周期を繰り返して成長させることで、全体厚さ２μｍ以下に形成されるようにする。また、ＡｌＧａＮ／ｎ−ＧａＮ超格子層は、相対的に低温で形成されたバッファ層２０３よりそれぞれのＡｌＧａＮ層及びｎ−ＧａＮ層の厚さが小さく、ｎ−ＧａＮ層のみにシリコンがドープされる構造で形成される。

また、本発明では、活性層２１１の内部量子効率を増加させるために、活性層２１１の成長前に、活性層２１１のひずみ（strain）を制御できるひずみ制御層としてインジウム含量が低いローモルＩｎドープＧａＮ層又はローモルＩｎＧａＮ層２０９を成長させた。ここで、ローモルＩｎドープＧａＮ層又はローモルＩｎＧａＮ層２０９を成長させる際、ドープされるインジウムの含量は５％未満に調節した。また、ローモルＩｎドープＧａＮ層又はローモルＩｎＧａＮ層２０９を成長させる際、その厚さは１００〜３００Åの範囲内で形成されるようにした。

また、所望の波長帯域の光を放出する活性層２１１としては、井戸層／障壁層を一周期とするＩｎ_ｘＧａ_１−ｘＮ（１５〜３５％）／Ｉｎ_ｙＧａ_１−ｙＮ（５％未満）構造の単一量子井戸層又は多重量子井戸層を成長させた。ここで、図には示さないが、井戸層と障壁層との間にはＳｉＮ_ｘクラスター層がさらに形成されることができる。これは、原子レベルで形成され、活性層２１１の発光効率を増進させる役割を果たす。

次に、成長温度を上げてＣドープｐ−ＧａＮ層２１３を成長させた。Ｃドープｐ−ＧａＮ層２１３の成長方法は、本発明の一特徴である。これについては、図２及び図３を参照して詳細に後述する。

続いて、第２の電極接触層として使用されるｎ−ＩｎＧａＮ層２１５を成長させる。このとき、ｎ−ＩｎＧａＮ層２１５は、インジウム含量を順次制御したスーパーグレーディング構造で成長させることができる。

前述した製造工程により、本発明による窒化物半導体発光素子は、ｎ−／p−／ｎ−接合構造の発光素子を形成する。また、ｎ−ＩｎＧａＮ層２１５上に形成される第２の電極物質は、ｎ−ＩｎＧａＮ層２１５のドーピング相又はエネルギーバンドギャップの差により決定される。このとき、ｎ−ＩｎＧａＮ層２１５は、電流注入効果を増加させるための、インジウム含量を線形的に変化させてエネルギーバンドギャップを制御したスーパーグレーディング構造なので、第２の電極物質は、透過性酸化物及び透過性抵抗性金属が使用されることができる。その具体例としては、ＩＴＯ、ＩＺＯ（Ｉｎ−ＺｎＯ）、ＧＺＯ（Ｇａ−ＺｎＯ）、ＡＺＯ（Ａｌ−ＺｎＯ）、ＡＧＺＯ（Ａｌ−ＧａＺｎＯ）、ＩＧＺＯ（Ｉｎ−ＧａＺｎＯ）、ＩｒＯ_ｘ、ＲｕＯ_ｘ、ＲｕＯ_ｘ／ＩＴＯ、Ｎｉ／ＩｒＯ_ｘ／Ａｕ及びＮｉ／ＩｒＯ_ｘ／Ａｕ／ＩＴＯのような物質が挙げられる。

このような構成を持つ発光素子は、従来技術による発光素子に比べ、光出力を３０〜５０％以上向上でき、発光素子の動作信頼性を向上できる。

以下では、図２〜図４を参照して、Ｃドープｐ−ＧａＮ層２１３を成長させる過程について説明する。

図２及び図３は、本発明による窒化物半導体発光素子において、高温の成長温度で熱分解されたＴＭＧａ（trimethygallium）の結合構造を示す図であって、図２は熱分解される前のＴＭＧａの化学式、図３は熱分解された後のＴＭＧａの化学式である。

本発明では、Ｃドープｐ−ＧａＮ層２１３を成長させる際、ｐ型ドーピング源として使用されるＣｐ２Ｍｇドーピング源又はＤＭＺｎドーピング源の代わりに、ＧａＮ層の成長時に使用されるＴＭＧａ（（ＣＨ）_３Ｇａ）をソース源として使用する。詳しくは、ＴＭＧａ（（ＣＨ）_３Ｇａ）ソース源が高温の成長温度で熱分解時に生成されるＣソースをｐ−ＧａＮ層のドーピング源として使用して、Ｃドープｐ−ＧａＮ層２１３を成長させた。すなわち、図３に示すように、高温の成長温度でＴＭＧａＭＯソースの熱分解された化学式から、Ｃソースが生成されることが分かる。これを、ｐ−ＧａＮ層の成長時にドーピング源として用いたものである。このような本発明によれば、従来のように、Ｍｇ又はＺｎドーピングによる表面粗度を制御でき、トラップセンターの発生を基本的に遮断することで、相対的に良質のｐ−ＧａＮ層を提供できる。図３において、参照符号１０はＣソースを示す。

本発明をなすには、ＧａＮ層を成長させるために既存に使用されるＴＭＧａソース源及びＮＨ_３ソースガスを含むＶ／III比を１０倍以上減少させる“Ｇａ−リッチ（Ga-rich）”成長技術が適用される。なぜなら、ＴＭＧａソース源は、１０００℃以上の高温成長で熱分解される過程でＣ成分を発生させるが、Ｎソースとして注入されるＮＨ_３ガスもクラックされて残留の水素（Ｈ）ガスが生成されることで、Ｃ−Ｈ再結合を進行させて副産物が形成されるためである。よって、Ｖ／III比、すなわちＮＨ_３ソースガスの流量を既存より１０倍以下に急激に低減することで、Ｃドーピング効率を増加させることができる。

前述したように、本発明では、ＴＭＧａＭＯソース内のＣをｐ型ドーピング源として使用するために、“Ｇａ−リッチ”成長技術を適用する。以下では、“Ｇａ−リッチ”成長技術について詳細に説明する。

一般に、Ｃｐ_２Ｍｇ又はＤＭＺｎのようなドーピング源を使用する場合、ＮＨ_３ソースガスと、Ｈ_２、Ｎ_２、Ｈ_２／Ｎ_２混合されたキャリアガスとが共に注入される。Ｈ_２、Ｎ_２ガスはそれ自体がキャリアとして作用し、１０００℃以上の高温でも熱分解されないため、副産物を形成しなくてそのまま放出される。しかしながら、ＮＨ_３ソースガスは、成長温度が増加するほどクラック効率を増加させて多量の水素ガスを発生し、ＴＭＧａから分解されたＣがＣ−Ｈに容易に再結合される。このように熱分解されたＨガスは、既存のＭｇ−Ｈ、Ｚｎ−Ｈ複合体を形成する主原因として作用する。よって、Ｃをドーピング源として使用するには、数〜数十リットルで注入される既存方式を適用すれば、所望のドーピング効率が得られない。よって、ＮＨ_３ソースガスを最大限、例えば少なくとも２倍以上に低減させ、相対的にＴＭＧａソースを急激に増加させるＶ／III比制御技術と、良質の結晶性を得るためにＴＭＧａソースの注入量を既存方式より２倍以上に数秒〜数十秒の間急激に増加させるデルタドーピング（delta−doping）技術とを適用した。

図４は、本発明による窒化物半導体発光素子において、デルタドーピングが行われる窒化物半導体層を説明するための図である。

図４に示すように、本発明では、ｐ−ＧａＮ層を形成するために、ＴＭＧａソースの注入量が周期的に変化するように調節し、このような調節を介してデルタドーピングを行った。

本発明による窒化物半導体発光素子の製造方法によれば、既存のｐ−ＧａＮ層を形成する新規な成長技術としてアンドープＧａＮ層に基づいて成長させるので、鏡面を持つ良質のｐ−ＧａＮ層を形成できる。

Ｃドープｐ−ＧａＮ層２１３は、全体厚さが５０〜３０００Å内に制限され、デルタドーピング時間は１〜６０秒で行われることが好ましい。

従来のＭｇドープｐ−ＧａＮ層を活性化させても、Ｍｇ原子濃度は１０^１９〜１０^２０／ｃｍ^３内であるが、発光に寄与する純粋ホールキャリア濃度は〜３×１０^１７／ｃｍ^３程度である。したがって、最大１０^３／ｃｍ^３程度の過剰Ｍｇ原子が層内に存在することになる。このような過剰Ｍｇ原子は、部分的にＭｇ−Ｈ複合体又は活性層内に拡散され、バイアス印加時に抵抗成分及びキャリアトラップセンターとして作用することで、内部量子効率を減少させて発光素子の光出力を低減させる。このような問題を解消するために、本発明では、前述した既存の問題を効果的に抑制し、発光素子の内部量子効率を向上させることで、光出力を増大させる成長技術を提供できる。

以下では、窒化物半導体発光素子の製造方法の実施形態を詳細に説明する。

まず、本発明では、サファイア基板２０１上に高温で水素（Ｈ_２）キャリアガスのみを供給して、サファイア基板自体を洗浄した。以後、成長温度を５４０℃に減少させる過程において、ＮＨ_３ソースガスを注入してサファイア基板自体を一定時間窒化処理する。このとき、一例として窒化処理時間は１０分になり得る。

続いて、１^ｓｔＡｌＩｎＮ／１^ｓｔＧａＮ／２^ｎｄＡｌＩｎＮ／２^ｎｄＧａＮ構造からなるバッファ層２０３を約５００Å程度の厚さに成長した。次に、成長温度を６分間１０６０℃まで増加させ、更に２分間低温のバッファ層２０３をＮＨ_３ソースガス及び水素（Ｈ_２）キャリアガスが混合された雰囲気下で再結晶を行い、同一の成長温度で約２μｍの厚さを持つ単結晶のＩｎドープＧａＮ層２０５を成長した。

次に、成長温度を１０３０℃に低下させた後、５０Åの厚さでＡｌを約１０％程度含むアンドープＡｌＧａＮ層と、シリコンが多量にドープされた２５０Åの厚さのｎ−ＧａＮ層とをそれぞれ成長させた。このとき、Ａｌ含量は０．０５〜０．３（１は１００％に相当）の範囲になり、その厚さは１０〜２００Å内で形成できる。このように、３００Å厚さの一周期で構成されるＡｌＧａＮ／ｎ−ＧａＮ超格子構造を４０周期で積層形成して、１μｍのＡｌＧａＮ／ｎ−ＧａＮ超格子層を成長させ、第１の電極接触層２０７として使用した。このとき、ｎ−ＧａＮ層にドープされる濃度は、１〜９×１０^１８／ｃｍ^３の範囲内でドーピングされ得る。

ＡｌＧａＮ／ｎ−ＧａＮ超格子構造を持つ第１の電極接触層のホール移動度及び濃度は、それぞれ４５０ｃｍ^２／Ｖｓｅｃ、２×１０^１８／ｃｍ^３程度であって、既存の同じ厚さ及び同じシリコンドーピング濃度を持つｎ−ＧａＮ層より１．５〜２倍の高い値を持つことが報告されている。

また、活性層のひずみを調節するために、インジウム含量が５％（波長４８０ｎｍ）であるローモルＩｎドープＧａＮ層又はローモルＩｎＧａＮ層２０９を、７５０℃で３００Å程度の厚さに成長させた。ローモルＩｎドープＧａＮ層又はローモルＩｎＧａＮ層２０９は、２インチサファイア基板上に均一な分布を持つ“螺旋成長モード（spiral growth moded）”で人為的に制御した。また、同じ成長温度で、シリコンがドープされないＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ構造の単一量子井戸層の活性層２１１を成長させ、活性層２１１では、障壁層がインジウム含量は５％未満で２００Å程度の厚さを持つようにした。

更に成長温度を１０００℃まで増加させ、０．１μｍの厚さを持つＣドープｐ−ＧａＮ層２１３を成長させた。Ｃドープｐ−ＧａＮ層は、初期活性層で形成された粗い表面を保護するために、アンドープＧａＮ層を５０〜１００Åの厚さの範囲で成長させた後、高温でＮＨ_３ソースガスから分解される水素（Ｈ基）生成量を抑制させるために、既存よりＶ／III比を１０倍以上減少させてＴＭＧａＭＯソース注入量を２倍以上にパルス形態として注入するデルタドーピングを行った。このとき、Ｈ_２キャリアガス注入量は同一であるようにした。このようなアンドープＧａＮ層とＴＭＧａパルス注入によるドープＧａＮ層とを一周期として、全体厚さが０．１μｍになるＣドープｐ−ＧａＮ層２１３を成長させた。

続いて、成長温度を再度８００℃に下げ、ＮＨ_３ソースガスとＮ_２キャリアガスとの混合雰囲気下で、シリコンがドープされた５０Åの厚さを持つｎ−ＩｎＧａＮ層２１５を成長した。ｎ−ＩｎＧａＮ層２１５は、第２の電極接触層として使用され、インジウム含量を制御して全体的にそれに従うエネルギーバンドギャップ（energy band gap；Ｅｇ）分布を制御したスーパーグレーディング（super grading；ＳＧ）構造を持つように設計した。このような発光素子は、一般のｎｐｎ接合構造を持つ。

一方、本発明のｐ−ＧａＮ層の成長方法は、従来のＧａＡｓ、ＩｎＡｌＧａＡｓ、ＩｎＧａＰ III−Ｖ化合物半導体の”Ｃ”ＭＯソースを使用する成長方式とは異なり、ＴＭＧａＭＯソース自体に含まれるＣを利用する成長方式である。このような結晶成長方式は、従来の成長方式において以下の問題を解決することができる。つまり、ＧａＮ層にＣｐ_２ＭｇＭＯソースをドーピング源として使用する場合、Ｍｇによって粗い表面が形成される、純粋にキャリアとして動作するホールキャリア濃度が低い、活性化しないでＧａＮ層内に残存するＭｇ又はＭｇ−Ｈ複合体等により活性層で発光する光をトラップするトラップセンターが生成される、及び、高い抵抗成分を持つ、という問題である。

本発明の思想に含まれる他の実施形態として、次のような方法も可能である。
まず、ｐ−ＧａＮ層２１３の成長過程において、ＮＨ_３ソースガスを注入してＮソースを形成する従来の方法の代わりに、ＮがＭＯソースからなるＵＤＭＨｙ（dimenthylhydrazine）ＭＯソースを適用すれば、効果的にＶ／III比を制御できる。

また、第１の電極接触層２０７としては、Ｓｉ−Ｉｎ同時ドープされた１〜４μｍの厚さを持つｎ−ＧａＮ層を形成して適用できる。

また、本実施形態では、ｎｐｎ−ＳＧ構造を持つ発光素子を提案したが、第２の電極接触層が直接Ｃドープｐ−ＧａＮ層自体になることもでき、一般のｎｐ接合窒化物半導体発光素子としても使用できる。

本発明による窒化物半導体発光素子及びその製造方法によれば、窒化物半導体発光素子をなす活性層の結晶性を向上でき、光出力及び信頼性を向上できる。

また、ｐ−ＧａＮ層の成長法を画期的に解決することで、既存のＭｇドープＧａＮ層の粗い表面及び層内で活性化しないで残存するＭｇ又はＭｇ−Ｈ複合体等によって発生する高い抵抗成分に伴う発光素子の光出力の減少を根本的に解決できる。

また、窒化物半導体化合物を成長させるために注入されるＴＭＧａＭＯソース内のＣをドーピング源として使用し、表面粗度が非常に低く、鏡面で高品質の結晶性を持つアンドープＧａＮの成長方式をそのまま使用する。よって、活性層とｐ−ＧａＮ層との界面で発生する光出力低下の現象を防止できる。

また、ＴＭＧａソースガスを瞬間的に２倍以上注入できるデルタドーピング成長技術を適用することで、Ｃドープｐ−ＧａＮ層の成長過程中に高温でＮＨ_３ソースガスから熱分解されて発生するＨ基を効果的に抑制できる。

本発明による窒化物半導体発光素子の断面図である。本発明による窒化物半導体発光素子において高温の成長温度で熱分解されたＴＭＧａの結合構造を示す図であって、熱分解される前のＴＭＧａの化学式である。本発明による窒化物半導体発光素子において高温の成長温度で熱分解されたＴＭＧａの結合構造を示す図であって、熱分解された後のＴＭＧａの化学式である。本発明による窒化物半導体発光素子においてデルタドーピングが行われた窒化物半導体層を説明するための図である。

符号の説明

２０１基板、２０３バッファ層、２０５ＩｎドープＧａＮ層、２０７ｎ−ＧａＮ層、２０９ローモルＩｎＧａＮ層、２１１活性層、２１３Ｃドープｐ−ＧａＮ層、２１５ｎ−ＩｎＧａＮ層。

Claims

第１の窒化物半導体層と、
前記第１の窒化物半導体層上に形成される活性層と、
前記活性層上に形成されるＣドープ第２の窒化物半導体層とが含まれ、
前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層は、アンドープＧａＮ層と、前記アンドープＧａＮ層上のＣドープｐ−ＧａＮ層とを含み、
前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層中のドープされたＣ（カーボン）の比は周期的に変化し、
前記アンドープＧａＮ層と前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層との一対が一周期を形成し、前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層は、前記周期を１回以上繰り返して成長されることを特徴とする窒化物半導体発光素子。
前記第１の窒化物半導体層は、第１の電極接触層であることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。
前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層は、第２の電極接触層であることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。
前記第１の窒化物半導体層の下部に、基板と、前記基板上に形成されるバッファ層と、前記バッファ層上に形成されるインジウムがドープされた窒化物半導体層とが、さらに順次形成されることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。
前記バッファ層は、ＡｌＩｎＮ／ＧａＮ積層構造、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ超格子構造、ＩｎｘＧａ_１−ｘＮ／ＧａＮ積層構造及びＡｌ_ｘＩｎｙＧａ_{１−(ｘ＋ｙ)}Ｎ／Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮ／ＧａＮ積層構造から選択されて形成されることを特徴とする請求項４に記載の窒化物半導体発光素子。
前記第１の窒化物半導体層は、ＡｌＧａＮ／ｎ−ＧａＮ超格子構造又はＳｉ及びＩｎがドープされたｎ−ＧａＮ層が１回以上積層されて形成されることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。
前記ＡｌＧａＮ／ｎ−ＧａＮ超格子構造の一周期の厚さは、２５０〜５００Å内で形成されることを特徴とする請求項６に記載の窒化物半導体発光素子。
前記第１の窒化物半導体層をなすＡｌＧａＮ層は、不純物がドープしない層であり、Ａｌ組成は０．０５〜０．３（１は１００％に相当）で形成され、その厚さは１０〜２００Å内で形成されることを特徴とする請求項６に記載の窒化物半導体発光素子。
前記Ｓｉ及びＩｎが同時ドープされたｎ−ＧａＮ層のドーピング濃度は１〜９×１０^１８／μｍ内でドープされ、その厚さは１〜４μｍ内で形成されることを特徴とする請求項６に記載の窒化物半導体発光素子。
Ｃドープｐ−ＧａＮ層中のドープされたＣ（カーボン）の最も高い比は、Ｃドープｐ−ＧａＮ層中のドープされたＣ（カーボン）の最も低い比よりも少なくとも２倍以上高いことを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。
前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層は、全体厚さが５０〜３０００Åであることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。
前記第１の窒化物半導体層と前記活性層との間に、インジウム含量が１〜５％であるローモル窒化物半導体層がさらに形成されることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。
前記活性層は、井戸層及び障壁層からなる単一量子井戸層又は多重量子井戸層から形成されており、前記井戸層と前記障壁層との間にＳｉＮ_ｘクラスター層がさらに形成されることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。
前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層上には、第２の電極接触層である第３の窒化物半導体層がさらに形成されることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。
前記第３の窒化物半導体層は、ｎ−ＩｎＧａＮ層で形成され、インジウム含量が順次変化するスーパーグレーディング構造で形成されることを特徴とする請求項１４に記載の窒化物半導体発光素子。
前記第３の窒化物半導体層上には、透明電極がさらに形成されることを特徴とする請求項１４に記載の窒化物半導体発光素子。
前記透明電極は、ＩＴＯ、ＩＺＯ（Ｉｎ−ＺｎＯ）、ＧＺＯ（Ｇａ−ＺｎＯ）、ＡＺＯ（Ａｌ−ＺｎＯ）、ＡＧＺＯ（Ａｌ−ＧａＺｎＯ）、ＩＧＺＯ（Ｉｎ−ＧａＺｎＯ）、ＩｒＯ_ｘ、ＲｕＯ_ｘ、ＲｕＯ_ｘ／ＩＴＯ、Ｎｉ／ＩｒＯ_ｘ／Ａｕ及びＮｉ／ＩｒＯ_ｘ／Ａｕ／ＩＴＯの何れか一つで形成されることを特徴とする請求項１６に記載の窒化物半導体発光素子。
第１電極接触層として使用される第１の窒化物半導体層と、
前記第１の窒化物半導体層上に形成される活性層と、
前記活性層上に形成されるＣドープ第２の窒化物半導体層と、
前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層上に形成され、第２の電極接触層として使用される第３の窒化物半導体層とが含まれ、
前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層は、アンドープＧａＮ層と、前記アンドープＧａＮ層上のＣドープｐ−ＧａＮ層とを含み、
前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層中のドープされたＣ（カーボン）の比は周期的に変化し、
前記アンドープＧａＮ層と前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層との一対が一周期を形成し、前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層は、前記周期を１回以上繰り返して成長される、
ことを特徴とする窒化物半導体発光素子。
Ｃドープｐ−ＧａＮ層中のドープされたＣ（カーボン）の最も高い比は、Ｃドープｐ−ＧａＮ層中のドープされたＣ（カーボン）の最も低い比よりも少なくとも２倍以上高いことを特徴とする請求項１８に記載の窒化物半導体発光素子。
前記第３の窒化物半導体層は、ｎ−ＩｎＧａＮ層で形成され、インジウム含量が順次変化するスーパーグレーディング構造で形成されることを特徴とする請求項１８に記載の窒化物半導体発光素子。
前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層は、全体厚さが５０〜３０００Åであることを特徴とする請求項１８に記載の窒化物半導体発光素子。
基板上に第１の窒化物半導体層を形成するステップと、
前記第１の窒化物半導体層上に活性層を形成するステップと、
前記活性層上にＣドープ第２の窒化物半導体層を形成するステップとを含み、
前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層は、アンドープＧａＮ層と、前記アンドープＧａＮ層上のＣドープｐ−ＧａＮ層とを含み、
前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層は、ＴＭＧａＭＯソース注入量が周期的に変化するデルタドーピングにより形成され、
前記アンドープＧａＮ層と前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層との一対が一周期を形成し、前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層は、前記周期を１回以上繰り返して成長される、
ことを特徴とする窒化物半導体発光素子の製造方法。
前記基板上にバッファ層を形成するステップと、
前記バッファ層上にインジウムがドープされた窒化物半導体層を形成するステップとがさらに含まれることを特徴とする請求項２２に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層上に、第３の窒化物半導体層を形成するステップがさらに含まれることを特徴とする請求項２２に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
前記第３の窒化物半導体層は、ｎ−ＩｎＧａＮ層で形成され、インジウム含量が順次変化するスーパーグレーディング構造で形成されることを特徴とする請求項２４に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
前記第１の窒化物半導体層は、ＡｌＧａＮ／ｎ−ＧａＮ超格子構造又はＳｉ及びＩｎがドープされたｎ−ＧａＮ層の何れか一つで１回以上積層されて形成されることを特徴とする請求項２２に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層を形成する際、ＮソースとしてＮＨ_３又はＵＤＭＨｙＭＯが用いられることを特徴とする請求項２２に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
前記Ｃドープｐ−ＧａＮ層の成長時、Ｃソースは２倍以上注入量が増加し、Ｎソースは２倍以上注入量が減少することを特徴とする請求項２２に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
前記第１の窒化物半導体層と前記活性層との間に、インジウム含量が１〜５％であるローモル窒化物半導体層が形成されるステップをさらに含むことを特徴とする請求項２２に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
前記Ｃドープ第２の窒化物半導体層にドープされるＣ元素は、ＴＭＧａＭＯソースから熱分解されて発生することを特徴とする請求項２２に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。