JPH0870139A - ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体の結晶成長方法 - Google Patents
ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体の結晶成長方法Info
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- JPH0870139A JPH0870139A JP22767994A JP22767994A JPH0870139A JP H0870139 A JPH0870139 A JP H0870139A JP 22767994 A JP22767994 A JP 22767994A JP 22767994 A JP22767994 A JP 22767994A JP H0870139 A JPH0870139 A JP H0870139A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ＭＯＶＰＥ、ＭＢＥ法等の気相成長法によ
り、格子整合していない基板の表面にｎ型窒化物半導体
を成長させる際に、ｎ型窒化物半導体層の格子欠陥を少
なくして成長させる方法を提供することにより、ｎ型窒
化物半導体層の表面に成長させる他の窒化物半導体の結
晶性を向上させて、発光素子、受光素子等の効率を向上
させる。 【構成】 ｎ型窒化物半導体層３'成長中に、そのｎ型
窒化物半導体層３'と組成の異なる第二のｎ型窒化物半
導体層３３（ＩｎaＡｌbＧａ1-a-bＮ、０≦a、０≦b、a
＋b≦１）を少なくとも一層以上成長させるか、または
ｎ型窒化物半導体層３'を少なくとも５μｍ以上の膜厚
で成長させる。
り、格子整合していない基板の表面にｎ型窒化物半導体
を成長させる際に、ｎ型窒化物半導体層の格子欠陥を少
なくして成長させる方法を提供することにより、ｎ型窒
化物半導体層の表面に成長させる他の窒化物半導体の結
晶性を向上させて、発光素子、受光素子等の効率を向上
させる。 【構成】 ｎ型窒化物半導体層３'成長中に、そのｎ型
窒化物半導体層３'と組成の異なる第二のｎ型窒化物半
導体層３３（ＩｎaＡｌbＧａ1-a-bＮ、０≦a、０≦b、a
＋b≦１）を少なくとも一層以上成長させるか、または
ｎ型窒化物半導体層３'を少なくとも５μｍ以上の膜厚
で成長させる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は発光ダイオード、レーザ
ダイオード等の電子デバイスに使用されるｎ型窒化ガリ
ウム系化合物半導体（ＩｎXＡｌYＧａ1-X-YＮ、０≦X、
０≦Y、X＋Y≦１、以下窒化ガリウム系化合物半導体を
窒化物半導体という。）の結晶成長方法に係り、特に、
基板上に直接またはバッファ層を介してｎ型窒化物半導
体の結晶を成長させる方法に関する。
ダイオード等の電子デバイスに使用されるｎ型窒化ガリ
ウム系化合物半導体（ＩｎXＡｌYＧａ1-X-YＮ、０≦X、
０≦Y、X＋Y≦１、以下窒化ガリウム系化合物半導体を
窒化物半導体という。）の結晶成長方法に係り、特に、
基板上に直接またはバッファ層を介してｎ型窒化物半導
体の結晶を成長させる方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】青色、紫外に発光するレーザダイオー
ド、発光ダイオードの材料として窒化物半導体（ＩｎX'
ＡｌY'Ｇａ1-X'-Y'Ｎ、０≦X'、０≦Y'、X'＋Y'≦１）
が注目されており、最近この材料で光度１ｃｄの青色発
光ダイオードが実用化されたばかりである。この青色発
光ダイオードは図１に示すように、サファイアよりなる
基板１の表面に、ＧａＮよりなるバッファ層２と、Ｇａ
Ｎよりなるｎ型層３と、ＡｌＧａＮよりなるｎ型クラッ
ド層４と、ＩｎＧａＮよりなる活性層５と、ＡｌＧａＮ
よりなるｐ型クラッド層６と、ＧａＮよりなるｐ型コン
タクト層７とが順に積層された構造を有している。
ド、発光ダイオードの材料として窒化物半導体（ＩｎX'
ＡｌY'Ｇａ1-X'-Y'Ｎ、０≦X'、０≦Y'、X'＋Y'≦１）
が注目されており、最近この材料で光度１ｃｄの青色発
光ダイオードが実用化されたばかりである。この青色発
光ダイオードは図１に示すように、サファイアよりなる
基板１の表面に、ＧａＮよりなるバッファ層２と、Ｇａ
Ｎよりなるｎ型層３と、ＡｌＧａＮよりなるｎ型クラッ
ド層４と、ＩｎＧａＮよりなる活性層５と、ＡｌＧａＮ
よりなるｐ型クラッド層６と、ＧａＮよりなるｐ型コン
タクト層７とが順に積層された構造を有している。
【０００３】窒化物半導体素子は、一般にＭＯＶＰＥ
（有機金属気相エピタキシャル）法、ＭＢＥ（分子線エ
ピタキシャル）法、ＨＤＶＰＥ（ハイドライド気相エピ
タキシャル）法等の気相成長法を用い、基板表面に窒化
物半導体層を積層させることにより得られる。基板には
サファイア、ＺｎＯ、ＳｉＣ、ＧａＡｓ、ＭｇＯ等の材
料が使用される。基板の表面にはバッファ層を介してｎ
型の窒化物半導体（Ｉｎ XＡｌYＧａ1-X-YＮ、０≦X、０
≦Y、X＋Y≦１、その中でも特にｎ型ＧａＮ、ｎ型Ａｌ
ＧａＮが多い。）が成長される。また、ＳｉＣ、ＺｎＯ
のように窒化物半導体と格子定数の近い基板を用いる場
合には、バッファ層を形成せず、基板に直接ｎ型窒化物
半導体が成長されることもある。基本的には、基板の表
面にまずｎ型窒化物半導体層を成長させることにより、
発光素子、受光素子等の窒化物半導体素子が作製され
る。
（有機金属気相エピタキシャル）法、ＭＢＥ（分子線エ
ピタキシャル）法、ＨＤＶＰＥ（ハイドライド気相エピ
タキシャル）法等の気相成長法を用い、基板表面に窒化
物半導体層を積層させることにより得られる。基板には
サファイア、ＺｎＯ、ＳｉＣ、ＧａＡｓ、ＭｇＯ等の材
料が使用される。基板の表面にはバッファ層を介してｎ
型の窒化物半導体（Ｉｎ XＡｌYＧａ1-X-YＮ、０≦X、０
≦Y、X＋Y≦１、その中でも特にｎ型ＧａＮ、ｎ型Ａｌ
ＧａＮが多い。）が成長される。また、ＳｉＣ、ＺｎＯ
のように窒化物半導体と格子定数の近い基板を用いる場
合には、バッファ層を形成せず、基板に直接ｎ型窒化物
半導体が成長されることもある。基本的には、基板の表
面にまずｎ型窒化物半導体層を成長させることにより、
発光素子、受光素子等の窒化物半導体素子が作製され
る。
【０００４】例えばＭＯＶＰＥ法によると、窒化物半導
体は、原料ガスにＧａ源、Ａｌ源、Ｉｎ源となる有機金
属化合物ガスと、Ｎ源となるアンモニアガスとが用いら
れる。これらの原料ガスを加熱した基板表面に接触させ
ることにより原料ガスを分解して、基板上に窒化物半導
体がエピタキシャル成長される。バッファ層には通常Ｇ
ａＮ、ＡｌＮ、ＧａＡｌＮ等が選択され、３００℃〜９
００℃の温度で１０オングストローム〜０．１μｍの厚
さで成長される。バッファ層の上に成長するｎ型窒化物
半導体層は９００℃以上の温度で、通常１μｍ以上、４
μｍ以下の膜厚で成長される。
体は、原料ガスにＧａ源、Ａｌ源、Ｉｎ源となる有機金
属化合物ガスと、Ｎ源となるアンモニアガスとが用いら
れる。これらの原料ガスを加熱した基板表面に接触させ
ることにより原料ガスを分解して、基板上に窒化物半導
体がエピタキシャル成長される。バッファ層には通常Ｇ
ａＮ、ＡｌＮ、ＧａＡｌＮ等が選択され、３００℃〜９
００℃の温度で１０オングストローム〜０．１μｍの厚
さで成長される。バッファ層の上に成長するｎ型窒化物
半導体層は９００℃以上の温度で、通常１μｍ以上、４
μｍ以下の膜厚で成長される。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】窒化物半導体は、完全
に格子整合する基板がないため、非常にエピタキシャル
成長させにくい結晶であることが知られている。従っ
て、従来ではＳｉＣ基板のように、成長させようする窒
化物半導体の格子定数に近い基板を利用するか、または
格子不整合を緩和するバッファ層を介して無理矢理エピ
タキシャル成長されてきた。
に格子整合する基板がないため、非常にエピタキシャル
成長させにくい結晶であることが知られている。従っ
て、従来ではＳｉＣ基板のように、成長させようする窒
化物半導体の格子定数に近い基板を利用するか、または
格子不整合を緩和するバッファ層を介して無理矢理エピ
タキシャル成長されてきた。
【０００６】格子整合しない基板の表面に成長したｎ型
窒化物半導体の結晶の模式断面図を一例として図２に示
す。これはジャーナル オブ クリスタル グロウス
｛Jounal of Crystal Growth, 115, (1991) P628−63
3｝より引用したものであり、サファイア基板の表面に
ＡｌＮよりなるバッファ層を介してｎ型ＧａＮをエピタ
キシャル成長させ、その断面をＴＥＭ（transmission e
lectron microscopy）で測定して、そのＴＥＭ像から結
晶の構造を模式的に示したものである。この図による
と、基板上に配向性が整っていないバッファ層が柱状に
成長されており、そのバッファ層の上にＧａＮをエピタ
キシャル成長させると、そのバッファ層の一部が種結晶
のような役割を果たして、徐々にＧａＮの配向性が整う
ことにより、結晶性がよくなったＧａＮ層が成長される
ことを示している。
窒化物半導体の結晶の模式断面図を一例として図２に示
す。これはジャーナル オブ クリスタル グロウス
｛Jounal of Crystal Growth, 115, (1991) P628−63
3｝より引用したものであり、サファイア基板の表面に
ＡｌＮよりなるバッファ層を介してｎ型ＧａＮをエピタ
キシャル成長させ、その断面をＴＥＭ（transmission e
lectron microscopy）で測定して、そのＴＥＭ像から結
晶の構造を模式的に示したものである。この図による
と、基板上に配向性が整っていないバッファ層が柱状に
成長されており、そのバッファ層の上にＧａＮをエピタ
キシャル成長させると、そのバッファ層の一部が種結晶
のような役割を果たして、徐々にＧａＮの配向性が整う
ことにより、結晶性がよくなったＧａＮ層が成長される
ことを示している。
【０００７】しかしながら、完全に結晶欠陥の無いＧａ
Ｎを成長させることは難しく、図２の破線に示すような
多数の結晶欠陥が、バッファ層とＧａＮ層との界面か
ら、ＧａＮ層表面に達するまで伸びている。この欠陥は
結晶の内部で止まるものもあるが、ＧａＮ層表面にまで
達するものは、表面で例えば１０7〜１０9個／cm2あ
る。同様に図１の発光ダイオード素子においても、ｎ型
層３の結晶中では同様の現象が発生している。
Ｎを成長させることは難しく、図２の破線に示すような
多数の結晶欠陥が、バッファ層とＧａＮ層との界面か
ら、ＧａＮ層表面に達するまで伸びている。この欠陥は
結晶の内部で止まるものもあるが、ＧａＮ層表面にまで
達するものは、表面で例えば１０7〜１０9個／cm2あ
る。同様に図１の発光ダイオード素子においても、ｎ型
層３の結晶中では同様の現象が発生している。
【０００８】基板の表面に成長したｎ型窒化物半導体層
の表面に多数の結晶欠陥があると、その欠陥がｎ型層の
表面に成長するクラッド層、活性層等、全ての半導体層
に受け継がれ、素子構造全体に悪影響を及ぼすという問
題がある。結晶欠陥の多い素子は、例えば上記のような
発光ダイオードとした場合に、発光出力、寿命等の素子
性能に悪影響を及ぼすという欠点がある。
の表面に多数の結晶欠陥があると、その欠陥がｎ型層の
表面に成長するクラッド層、活性層等、全ての半導体層
に受け継がれ、素子構造全体に悪影響を及ぼすという問
題がある。結晶欠陥の多い素子は、例えば上記のような
発光ダイオードとした場合に、発光出力、寿命等の素子
性能に悪影響を及ぼすという欠点がある。
【０００９】基板の表面にまずｎ型窒化物半導体層を成
長させるにあたり、結晶欠陥の少ないｎ型結晶を成長さ
せることが非常に重要であり、それを実現できれば、そ
のｎ型結晶の上に成長させるクラッド層、活性層等の結
晶欠陥が少なくなるので、窒化物半導体より成るあらゆ
る素子の性能を向上させることができる。従って、本発
明はこのような事情を鑑みなされたものであり、ＭＯＶ
ＰＥ、ＭＢＥ法等の気相成長法により、完全に格子整合
していない基板の表面にｎ型窒化物半導体層を成長させ
る際に、そのｎ型窒化物半導体層の格子欠陥を少なくし
て成長させる方法を提供することを目的とする。
長させるにあたり、結晶欠陥の少ないｎ型結晶を成長さ
せることが非常に重要であり、それを実現できれば、そ
のｎ型結晶の上に成長させるクラッド層、活性層等の結
晶欠陥が少なくなるので、窒化物半導体より成るあらゆ
る素子の性能を向上させることができる。従って、本発
明はこのような事情を鑑みなされたものであり、ＭＯＶ
ＰＥ、ＭＢＥ法等の気相成長法により、完全に格子整合
していない基板の表面にｎ型窒化物半導体層を成長させ
る際に、そのｎ型窒化物半導体層の格子欠陥を少なくし
て成長させる方法を提供することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明の方法の第一の態
様は、気相成長法により基板表面に直接、またはバッフ
ァ層を介してｎ型窒化物半導体（ＩｎXＡｌYＧａ1-X-Y
Ｎ、０≦X、０≦Y、X＋Y≦１）の結晶を成長させる方法
において、前記ｎ型窒化物半導体層成長中に、そのｎ型
窒化物半導体層と組成の異なる第二の窒化物半導体層
（ＩｎaＡｌbＧａ 1-a-bＮ、０≦a、０≦b、a＋b≦１）
を少なくとも一層以上成長させることを特徴とする。
様は、気相成長法により基板表面に直接、またはバッフ
ァ層を介してｎ型窒化物半導体（ＩｎXＡｌYＧａ1-X-Y
Ｎ、０≦X、０≦Y、X＋Y≦１）の結晶を成長させる方法
において、前記ｎ型窒化物半導体層成長中に、そのｎ型
窒化物半導体層と組成の異なる第二の窒化物半導体層
（ＩｎaＡｌbＧａ 1-a-bＮ、０≦a、０≦b、a＋b≦１）
を少なくとも一層以上成長させることを特徴とする。
【００１１】また本発明の方法の第二の態様は、気相成
長法により基板表面に直接、またはバッファ層を介して
ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体（ＩｎXＡｌYＧａ
1-X-YＮ、０≦X、０≦Y、X＋Y≦１）の結晶を成長させ
る方法において、前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体
層を少なくとも５μｍ以上の膜厚で成長させることを特
徴とする。
長法により基板表面に直接、またはバッファ層を介して
ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体（ＩｎXＡｌYＧａ
1-X-YＮ、０≦X、０≦Y、X＋Y≦１）の結晶を成長させ
る方法において、前記ｎ型窒化ガリウム系化合物半導体
層を少なくとも５μｍ以上の膜厚で成長させることを特
徴とする。
【００１２】
【作用】第一の態様において、ｎ型窒化物半導体層の中
に、組成の異なる第二の窒化物半導体層を形成すると、
第二の窒化物半導体が緩衝層、即ちバッファ層として作
用するので、バッファ層で結晶欠陥を緩和できると考え
られる（以下本明細書において、第二の窒化物半導体層
を第二のバッファ層という）。詳しく述べると、ｎ型窒
化物半導体層が基板上に成長される場合、基板と窒化物
半導体とのミスマッチが大きいため、成長中に図２の破
線に示すような結晶欠陥が結晶中に発生する。ところ
が、成長させようとするｎ型窒化物半導体層と組成の異
なる第二のバッファ層を中間層として介在させることに
より、ｎ型窒化物半導体層の連続した結晶欠陥が、組成
が異なる第二のバッファ層で一時的に止まる。次に、第
二のバッファ層の表面にｎ型窒化物半導体を成長させる
際は、その第二のバッファ層がミスマッチの少ない基板
のような作用をするため、第二のバッファ層の上に成長
させるｎ型窒化物半導体の結晶性がよくなると推察され
る。
に、組成の異なる第二の窒化物半導体層を形成すると、
第二の窒化物半導体が緩衝層、即ちバッファ層として作
用するので、バッファ層で結晶欠陥を緩和できると考え
られる（以下本明細書において、第二の窒化物半導体層
を第二のバッファ層という）。詳しく述べると、ｎ型窒
化物半導体層が基板上に成長される場合、基板と窒化物
半導体とのミスマッチが大きいため、成長中に図２の破
線に示すような結晶欠陥が結晶中に発生する。ところ
が、成長させようとするｎ型窒化物半導体層と組成の異
なる第二のバッファ層を中間層として介在させることに
より、ｎ型窒化物半導体層の連続した結晶欠陥が、組成
が異なる第二のバッファ層で一時的に止まる。次に、第
二のバッファ層の表面にｎ型窒化物半導体を成長させる
際は、その第二のバッファ層がミスマッチの少ない基板
のような作用をするため、第二のバッファ層の上に成長
させるｎ型窒化物半導体の結晶性がよくなると推察され
る。
【００１３】第二のバッファ層は一層以上形成すればよ
く、その一層あたりの膜厚は１０オングストローム
（０．００１μｍ）以上、１μｍ以下、さらに好ましく
は０．００１μｍ以上、０．１μｍ以下の範囲に調整す
ることが望ましい。０．００１μｍよりも薄いと、結晶
欠陥を第二のバッファ層で結晶欠陥を止めることが困難
となる傾向にある。また１μｍよりも厚いと第二のバッ
ファ層から新たな結晶欠陥が発生しやすくなる傾向にあ
るからである。この第二のバッファ層はまた、一層の膜
厚が数十オングストロームで、それを２層以上積層した
多層膜とすることもできる。
く、その一層あたりの膜厚は１０オングストローム
（０．００１μｍ）以上、１μｍ以下、さらに好ましく
は０．００１μｍ以上、０．１μｍ以下の範囲に調整す
ることが望ましい。０．００１μｍよりも薄いと、結晶
欠陥を第二のバッファ層で結晶欠陥を止めることが困難
となる傾向にある。また１μｍよりも厚いと第二のバッ
ファ層から新たな結晶欠陥が発生しやすくなる傾向にあ
るからである。この第二のバッファ層はまた、一層の膜
厚が数十オングストロームで、それを２層以上積層した
多層膜とすることもできる。
【００１４】第二のバッファ層はＩｎaＧａ1-aＮ（０＜
a≦１）、もしくはＡｌbＧａ1-bＮ（０＜b≦１）、また
は組成の異なるＡｌbＧａ1-bＮ（０≦b≦１）の薄膜を
積層した多層膜であることが望ましい。さらに好ましく
はａ値が０．５以下のＩｎaＧａ1-aＮか、またはｂ値が
０．５以下のＡｌbＧａ1-bＮを成長させる。なぜなら、
窒化物半導体では四元混晶の半導体層よりも、前記のよ
うな三元混晶の方が結晶性がよい。その中でも三元混晶
のＩｎaＧａ1-aＮ、ＡｌbＧａ1-bＮにおいて、ａ値、お
よびｂ値を前記範囲に調整したバッファ層が、さらに結
晶性のよいものが得られるため、第二のバッファ層の結
晶欠陥が少なくなり、第二のバッファ層の上に成長する
ｎ型窒化物半導体層の結晶欠陥が少なくなる。さらに、
第二のバッファ層を多層膜とすると結晶欠陥を非常によ
く止めることができる。最も好ましい組み合わせは、ｎ
型窒化物半導体層がｎ型ＧａＮ（ＧａＮが最も格子欠陥
が少ない。）、第二のバッファ層がｎ型ＩｎaＧａ1-aＮ
（０＜a≦０．５）か、若しくはｎ型ＡｌbＧａ1-bＮ
（０＜b≦０．５）か、または組成の異なるＡｌbＧａ
1-bＮ（０≦b≦１）の薄膜を積層した多層膜（超格子）
である。
a≦１）、もしくはＡｌbＧａ1-bＮ（０＜b≦１）、また
は組成の異なるＡｌbＧａ1-bＮ（０≦b≦１）の薄膜を
積層した多層膜であることが望ましい。さらに好ましく
はａ値が０．５以下のＩｎaＧａ1-aＮか、またはｂ値が
０．５以下のＡｌbＧａ1-bＮを成長させる。なぜなら、
窒化物半導体では四元混晶の半導体層よりも、前記のよ
うな三元混晶の方が結晶性がよい。その中でも三元混晶
のＩｎaＧａ1-aＮ、ＡｌbＧａ1-bＮにおいて、ａ値、お
よびｂ値を前記範囲に調整したバッファ層が、さらに結
晶性のよいものが得られるため、第二のバッファ層の結
晶欠陥が少なくなり、第二のバッファ層の上に成長する
ｎ型窒化物半導体層の結晶欠陥が少なくなる。さらに、
第二のバッファ層を多層膜とすると結晶欠陥を非常によ
く止めることができる。最も好ましい組み合わせは、ｎ
型窒化物半導体層がｎ型ＧａＮ（ＧａＮが最も格子欠陥
が少ない。）、第二のバッファ層がｎ型ＩｎaＧａ1-aＮ
（０＜a≦０．５）か、若しくはｎ型ＡｌbＧａ1-bＮ
（０＜b≦０．５）か、または組成の異なるＡｌbＧａ
1-bＮ（０≦b≦１）の薄膜を積層した多層膜（超格子）
である。
【００１５】さらに、第二のバッファ層の電子キャリア
濃度は先に形成したｎ型窒化物半導体層とほぼ同一か、
またはそれより大きく調整することが望ましい。図３お
よび図４は本発明の方法により得られたｎ型窒化物半導
体層３”の上に、ｎクラッド層４'、活性層５'、ｐクラ
ッド層６'、ｐコンタクト層７'を積層して実際の発光素
子として、その発光素子の構造を断面図でもって示した
図である。図３は、第二のバッファ層３３が、負電極形
成用のｎ型層のエッチング面よりも活性層５'側にある
のに対し、図４は第二のバッファ層３３がエッチング面
よりも基板１'側に形成された点で異なっている。例え
ば、図３に示すような発光素子を実現した場合、つまり
第二のバッファ層３３の位置が、負電極を形成すべきエ
ッチング面よりも活性層側に近い位置にあるような素子
を実現した場合、第二のバッファ層３３の電子キャリア
濃度がｎ型層３'よりも小さいと、第二のバッファ層で
ｎからｐへ供給される電子が阻止されて、ｎ型層からｐ
層に電流が流れにくくなり、素子の性能が悪くなる。逆
に、第二のバッファ層３３の電子キャリア濃度がｎ型層
３よりも大きいと、電子は第二のバッファ層３３に均一
に広がりやすくなるので、均一な発光を得ることができ
る。一方、図４のような素子であると、第二のバッファ
層３３の電子キャリア濃度は小さくても、電流は電子キ
ャリア濃度の大きいｎ型層３”の方を流れるので、発光
素子の特性にはほとんど影響がないが、逆に第二のバッ
ファ層３３の電子キャリア濃度が大きい場合は、電流は
第二のバッファ層３３の方に流れやすくなって、均一な
発光が得られる。従って、第二のバッファ層３３の電子
キャリア濃度は先に形成したｎ型窒化物半導体層とほぼ
同一か、またはそれより大きく調整することが好まし
い。
濃度は先に形成したｎ型窒化物半導体層とほぼ同一か、
またはそれより大きく調整することが望ましい。図３お
よび図４は本発明の方法により得られたｎ型窒化物半導
体層３”の上に、ｎクラッド層４'、活性層５'、ｐクラ
ッド層６'、ｐコンタクト層７'を積層して実際の発光素
子として、その発光素子の構造を断面図でもって示した
図である。図３は、第二のバッファ層３３が、負電極形
成用のｎ型層のエッチング面よりも活性層５'側にある
のに対し、図４は第二のバッファ層３３がエッチング面
よりも基板１'側に形成された点で異なっている。例え
ば、図３に示すような発光素子を実現した場合、つまり
第二のバッファ層３３の位置が、負電極を形成すべきエ
ッチング面よりも活性層側に近い位置にあるような素子
を実現した場合、第二のバッファ層３３の電子キャリア
濃度がｎ型層３'よりも小さいと、第二のバッファ層で
ｎからｐへ供給される電子が阻止されて、ｎ型層からｐ
層に電流が流れにくくなり、素子の性能が悪くなる。逆
に、第二のバッファ層３３の電子キャリア濃度がｎ型層
３よりも大きいと、電子は第二のバッファ層３３に均一
に広がりやすくなるので、均一な発光を得ることができ
る。一方、図４のような素子であると、第二のバッファ
層３３の電子キャリア濃度は小さくても、電流は電子キ
ャリア濃度の大きいｎ型層３”の方を流れるので、発光
素子の特性にはほとんど影響がないが、逆に第二のバッ
ファ層３３の電子キャリア濃度が大きい場合は、電流は
第二のバッファ層３３の方に流れやすくなって、均一な
発光が得られる。従って、第二のバッファ層３３の電子
キャリア濃度は先に形成したｎ型窒化物半導体層とほぼ
同一か、またはそれより大きく調整することが好まし
い。
【００１６】次に、本発明の第二の態様では、ｎ型窒化
物半導体層を５μｍよりも厚く成長させることにより、
表面に到達する結晶欠陥を少なくできる。図２におい
て、破線がｎ型層の中間で止まっているのは、結晶欠陥
が途中で止まっていることを示している。この途中で止
まっている結晶欠陥について、さらによく研究してみる
と、ｎ型窒化物半導体層が基板からおよそ４μｍぐらい
で止まるものが多いことを新たに見いだした。そこで、
同一材料を連続して成長中であれば、結晶欠陥を成長中
に次第に止めることが可能であるので、５μｍ以上でｎ
層を成長させることにより、ｎ層の表面にまで到達する
結晶欠陥を少なくすることができる。第二の態様におい
て、さらに好ましいｎ型窒化物半導体層の厚さは７μｍ
以上である。
物半導体層を５μｍよりも厚く成長させることにより、
表面に到達する結晶欠陥を少なくできる。図２におい
て、破線がｎ型層の中間で止まっているのは、結晶欠陥
が途中で止まっていることを示している。この途中で止
まっている結晶欠陥について、さらによく研究してみる
と、ｎ型窒化物半導体層が基板からおよそ４μｍぐらい
で止まるものが多いことを新たに見いだした。そこで、
同一材料を連続して成長中であれば、結晶欠陥を成長中
に次第に止めることが可能であるので、５μｍ以上でｎ
層を成長させることにより、ｎ層の表面にまで到達する
結晶欠陥を少なくすることができる。第二の態様におい
て、さらに好ましいｎ型窒化物半導体層の厚さは７μｍ
以上である。
【００１７】本発明の第一の態様および第二の態様にお
いて、基板上に成長させるｎ型窒化物半導体（ＩｎXＡ
ｌYＧａ1-X-YＮ、０≦X、０≦Y、X＋Y≦１）は、Y値が
０≦Y≦０．５の範囲のＡｌYＧａ1-YＮ、さらに好まし
くは０．３以下のＡｌYＧａ1-YＮ、最も好ましくはY＝
０のＧａＮを成長させる。なぜなら、前記のように四元
混晶の窒化物半導体より、三元混晶の窒化物半導体の方
が結晶欠陥が少ないからである。さらに、発光素子、受
光素子等の電子デバイスとしてｎ型窒化物半導体を利用
する際には、まず基板上に成長させるｎ型窒化物半導体
は、バンドギャップの小さいＩｎＧａＮよりもバンドギ
ャップの大きいＡｌＧａＮ、ＧａＮの方がシングルへテ
ロ、ダブルへテロ等種々の構造を実現する上で好都合で
あるからである。その中でも、特にＡｌＧａＮはＡｌを
含有させるほど結晶欠陥が多くなる傾向にあり、ＧａＮ
が最も結晶欠陥の少ないｎ型窒化物半導体層を成長でき
る傾向にある。
いて、基板上に成長させるｎ型窒化物半導体（ＩｎXＡ
ｌYＧａ1-X-YＮ、０≦X、０≦Y、X＋Y≦１）は、Y値が
０≦Y≦０．５の範囲のＡｌYＧａ1-YＮ、さらに好まし
くは０．３以下のＡｌYＧａ1-YＮ、最も好ましくはY＝
０のＧａＮを成長させる。なぜなら、前記のように四元
混晶の窒化物半導体より、三元混晶の窒化物半導体の方
が結晶欠陥が少ないからである。さらに、発光素子、受
光素子等の電子デバイスとしてｎ型窒化物半導体を利用
する際には、まず基板上に成長させるｎ型窒化物半導体
は、バンドギャップの小さいＩｎＧａＮよりもバンドギ
ャップの大きいＡｌＧａＮ、ＧａＮの方がシングルへテ
ロ、ダブルへテロ等種々の構造を実現する上で好都合で
あるからである。その中でも、特にＡｌＧａＮはＡｌを
含有させるほど結晶欠陥が多くなる傾向にあり、ＧａＮ
が最も結晶欠陥の少ないｎ型窒化物半導体層を成長でき
る傾向にある。
【００１８】さらにまた、本発明の方法の第一の態様お
よび第二の態様において、基板にはサファイア、ＧａＡ
ｓ、Ｓｉ、ＺｎＯ、ＳｉＣ等の材料が使用できるが、一
般的にはサファイアを用いる。サファイアを基板とする
場合には、基板にはバッファ層を成長させることが好ま
しいが、サファイア基板の面方位によってはバッファ層
無しでも成長可能である。好ましくバッファ層を成長さ
せることにより、格子欠陥を計測できるような平滑で鏡
面状のｎ型窒化物半導体の結晶を得ることができる。ま
た、窒化物半導体をｎ型にするにはノンドープの状態
で、またはＳｉ、Ｇｅ、Ｃ等のドナー不純物を結晶成長
中にドープすることにより実現可能である。
よび第二の態様において、基板にはサファイア、ＧａＡ
ｓ、Ｓｉ、ＺｎＯ、ＳｉＣ等の材料が使用できるが、一
般的にはサファイアを用いる。サファイアを基板とする
場合には、基板にはバッファ層を成長させることが好ま
しいが、サファイア基板の面方位によってはバッファ層
無しでも成長可能である。好ましくバッファ層を成長さ
せることにより、格子欠陥を計測できるような平滑で鏡
面状のｎ型窒化物半導体の結晶を得ることができる。ま
た、窒化物半導体をｎ型にするにはノンドープの状態
で、またはＳｉ、Ｇｅ、Ｃ等のドナー不純物を結晶成長
中にドープすることにより実現可能である。
【００１９】
【実施例】以下、ＭＯＶＰＥ法による本発明の方法を詳
説する。 ［実施例１］ まず、よく洗浄したサファイア基板を反応容器内の
サセプターの上に設置する。容器内を真空排気した後、
水素ガスを容器内に流しながら、基板を１０５０℃で約
２０分間加熱し表面の酸化物を除去して、基板のクリー
ニングを行う。その後サセプターの温度を５００℃に調
整し、５００℃においてＧａ源としてＴＭＧ（トリメチ
ルガリウムガス）、Ｎ源としてアンモニアガスを基板の
表面に流しながら、ＧａＮよりなるバッファ層を０．０
２μｍの膜厚で成長させる。
説する。 ［実施例１］ まず、よく洗浄したサファイア基板を反応容器内の
サセプターの上に設置する。容器内を真空排気した後、
水素ガスを容器内に流しながら、基板を１０５０℃で約
２０分間加熱し表面の酸化物を除去して、基板のクリー
ニングを行う。その後サセプターの温度を５００℃に調
整し、５００℃においてＧａ源としてＴＭＧ（トリメチ
ルガリウムガス）、Ｎ源としてアンモニアガスを基板の
表面に流しながら、ＧａＮよりなるバッファ層を０．０
２μｍの膜厚で成長させる。
【００２０】 次に、ＴＭＧガスを止め、温度を１０
５０℃まで上昇させた後、ＴＭＧガス、ＳｉＨ4ガスを
流し、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層を２μｍの膜厚で成長さ
せる。
５０℃まで上昇させた後、ＴＭＧガス、ＳｉＨ4ガスを
流し、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層を２μｍの膜厚で成長さ
せる。
【００２１】 次に、ＴＭＧガス、ＳｉＨ4ガスを止
め温度を８００℃にする。８００℃になったらキャリア
ガスを窒素に切り替え、ＴＭＧガス、ＴＭＩ（トリメチ
ルインジウム）、ＳｉＨ4ガスを流し、第二のバッファ
層としてＳｉドープｎ型Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を０．０１
μｍの膜厚で成長させる。
め温度を８００℃にする。８００℃になったらキャリア
ガスを窒素に切り替え、ＴＭＧガス、ＴＭＩ（トリメチ
ルインジウム）、ＳｉＨ4ガスを流し、第二のバッファ
層としてＳｉドープｎ型Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を０．０１
μｍの膜厚で成長させる。
【００２２】 Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層成長後、再度温度
を１０５０℃まで上昇させ、キャリアガスを水素に戻し
てＴＭＧガスおよびＳｉＨ4ガスを流し、同様にしてＳ
ｉドープｎ型ＧａＮ層を２μｍの膜厚で成長させる。な
お第二のバッファ層のキャリア濃度とこのｎ型ＧａＮ層
のキャリア濃度はほぼ同一とした。
を１０５０℃まで上昇させ、キャリアガスを水素に戻し
てＴＭＧガスおよびＳｉＨ4ガスを流し、同様にしてＳ
ｉドープｎ型ＧａＮ層を２μｍの膜厚で成長させる。な
お第二のバッファ層のキャリア濃度とこのｎ型ＧａＮ層
のキャリア濃度はほぼ同一とした。
【００２３】成長後、基板を反応容器から取り出し、最
上層のｎ型ＧａＮ層の表面をＴＥＭで測定し、そのＴＥ
Ｍ像より、単位面積あたりの結晶欠陥の数を計測したと
ころ、およそ１×１０4個／cm2であった。
上層のｎ型ＧａＮ層の表面をＴＥＭで測定し、そのＴＥ
Ｍ像より、単位面積あたりの結晶欠陥の数を計測したと
ころ、およそ１×１０4個／cm2であった。
【００２４】［実施例２］およびのｎ型窒化物半導
体層の工程において、ＴＭＧ、ＴＭＡ（トリメチルアル
ミニウム）、ＳｉＨ4ガスを用い、Ｓｉドープｎ型Ａｌ
0.3Ｇａ0.7Ｎ層をそれぞれ２μｍの膜厚でで成長させて
第二のバッファ層を挟む構造とする他は、実施例１と同
様に行う。その結果、同様にして計測したところ、Ｓｉ
ドープｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層表面に達している結晶欠
陥の数はおよそ５×１０5個／cm2であった。なお、Ｓｉ
ドープｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層の電子キャリア濃度は第
二のバッファ層とほぼ同一とした。
体層の工程において、ＴＭＧ、ＴＭＡ（トリメチルアル
ミニウム）、ＳｉＨ4ガスを用い、Ｓｉドープｎ型Ａｌ
0.3Ｇａ0.7Ｎ層をそれぞれ２μｍの膜厚でで成長させて
第二のバッファ層を挟む構造とする他は、実施例１と同
様に行う。その結果、同様にして計測したところ、Ｓｉ
ドープｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層表面に達している結晶欠
陥の数はおよそ５×１０5個／cm2であった。なお、Ｓｉ
ドープｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層の電子キャリア濃度は第
二のバッファ層とほぼ同一とした。
【００２５】［実施例３］のｎ型窒化物半導体層の工
程と同様にしてＳｉドープｎ型ＧａＮ層を１μｍの膜厚
で成長させる。次にの第二のバッファ層の工程と同様
にして、第二のバッファ層としてＳｉドープｎ型Ｉｎ0.
1Ｇａ0.9Ｎ層を５０オングストロームの膜厚で成長させ
る。さらに、のｎ型窒化物半導体層の工程と同様にし
て同じくＳｉドープｎ型ＧａＮ層を１μｍの膜厚で順に
成長させる。
程と同様にしてＳｉドープｎ型ＧａＮ層を１μｍの膜厚
で成長させる。次にの第二のバッファ層の工程と同様
にして、第二のバッファ層としてＳｉドープｎ型Ｉｎ0.
1Ｇａ0.9Ｎ層を５０オングストロームの膜厚で成長させ
る。さらに、のｎ型窒化物半導体層の工程と同様にし
て同じくＳｉドープｎ型ＧａＮ層を１μｍの膜厚で順に
成長させる。
【００２６】さらに、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層の上に
の工程と同様にして、第三のバッファ層としてＳｉドー
プｎ型Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を５０オングストロームの膜
厚でもう一度成長させた後、最後にの工程と同様にし
てＳｉドープＧａＮ層を２μｍの膜厚で成長させる。つ
まり実施例３では、サファイア基板の表面にＧａＮバッ
ファ層２００オングストローム、ｎ型ＧａＮ層１μｍ、
Ｓｉドープｎ型Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ第二バッファ層５０オ
ングストローム、ｎ型ＧａＮ層１μｍ、Ｓｉドープｎ型
Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ第三バッファ層５０オングストロー
ム、ｎ型ＧａＮ層２μｍを順に積層した。
の工程と同様にして、第三のバッファ層としてＳｉドー
プｎ型Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を５０オングストロームの膜
厚でもう一度成長させた後、最後にの工程と同様にし
てＳｉドープＧａＮ層を２μｍの膜厚で成長させる。つ
まり実施例３では、サファイア基板の表面にＧａＮバッ
ファ層２００オングストローム、ｎ型ＧａＮ層１μｍ、
Ｓｉドープｎ型Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ第二バッファ層５０オ
ングストローム、ｎ型ＧａＮ層１μｍ、Ｓｉドープｎ型
Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ第三バッファ層５０オングストロー
ム、ｎ型ＧａＮ層２μｍを順に積層した。
【００２７】その結果、最終層のＳｉドープｎ型ＧａＮ
層の表面に達している結晶欠陥の数はおよそ１×１０4
個／cm2であった。なお第二のバッファ層と第三のバッ
ファ層とＳｉドープｎ型ＧａＮ層との電子キャリア濃度
はほぼ同一とした。
層の表面に達している結晶欠陥の数はおよそ１×１０4
個／cm2であった。なお第二のバッファ層と第三のバッ
ファ層とＳｉドープｎ型ＧａＮ層との電子キャリア濃度
はほぼ同一とした。
【００２８】［実施例４］の第二のバッファ層の工程
において、成長温度を変化させずＴＭＧ、ＴＭＡ（トリ
メチルアルミニウム）、ＳｉＨ4ガスを用い、Ｓｉドー
プｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層を０．０１μｍの膜厚で成長
させて第二のバッファ層を形成する他は、実施例１と同
様に行う。その結果、同様にして計測したところ、Ｓｉ
ドープｎ型ＧａＮ層表面に達している結晶欠陥の数はお
よそ１×１０4個／cm2であった。なお、第二のバッファ
層の電子キャリア濃度はＳｉドープｎ型ＧａＮ層とほぼ
同一とした。
において、成長温度を変化させずＴＭＧ、ＴＭＡ（トリ
メチルアルミニウム）、ＳｉＨ4ガスを用い、Ｓｉドー
プｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層を０．０１μｍの膜厚で成長
させて第二のバッファ層を形成する他は、実施例１と同
様に行う。その結果、同様にして計測したところ、Ｓｉ
ドープｎ型ＧａＮ層表面に達している結晶欠陥の数はお
よそ１×１０4個／cm2であった。なお、第二のバッファ
層の電子キャリア濃度はＳｉドープｎ型ＧａＮ層とほぼ
同一とした。
【００２９】［実施例５］の第二のバッファ層の工程
において、成長温度を変化させずＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｓｉ
Ｈ4ガスを用い、まずＳｉドープｎ型Ａｌ0.02Ｇａ0.98
Ｎ層を３０オングストロームの膜厚で成長させる。次に
ＴＭＡガスを止め、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層を３０オン
グストロームの膜厚で成長させる。そして、この操作を
それぞれ５回繰り返し、３０オングストロームのＳｉド
ープｎ型Ａｌ0.02Ｇａ0.98Ｎ層と、３０オングストロー
ムのｎ型ＧａＮ層とをそれぞれ交互に５層づつ積層した
多層膜を形成する。以上のようにして第二のバッファ層
を形成する他は、実施例１と同様に行う。その結果、格
子欠陥を同様にして計測したところ、Ｓｉドープｎ型Ｇ
ａＮ層表面に達している結晶欠陥の数はおよそ５×１０
3個／cm2であった。なお、第二のバッファ層である多層
膜の電子キャリア濃度は、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層とほ
ぼ同一とした。
において、成長温度を変化させずＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｓｉ
Ｈ4ガスを用い、まずＳｉドープｎ型Ａｌ0.02Ｇａ0.98
Ｎ層を３０オングストロームの膜厚で成長させる。次に
ＴＭＡガスを止め、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層を３０オン
グストロームの膜厚で成長させる。そして、この操作を
それぞれ５回繰り返し、３０オングストロームのＳｉド
ープｎ型Ａｌ0.02Ｇａ0.98Ｎ層と、３０オングストロー
ムのｎ型ＧａＮ層とをそれぞれ交互に５層づつ積層した
多層膜を形成する。以上のようにして第二のバッファ層
を形成する他は、実施例１と同様に行う。その結果、格
子欠陥を同様にして計測したところ、Ｓｉドープｎ型Ｇ
ａＮ層表面に達している結晶欠陥の数はおよそ５×１０
3個／cm2であった。なお、第二のバッファ層である多層
膜の電子キャリア濃度は、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層とほ
ぼ同一とした。
【００３０】［実施例６］実施例２の工程において、第
二のバッファ層としてＳｉドープｎ型Ａｌ0.1ＧａＧａ
0.9Ｎを０．０１μｍの膜厚で成長させる他は同様にし
て、Ｓｉドープｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層を成長させた。
その結果、最表面のｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層に達してい
た格子欠陥の数はおよそ１×１０5／cm2であった。なお
この実施例の電子キャリア濃度もほぼ同一とした。
二のバッファ層としてＳｉドープｎ型Ａｌ0.1ＧａＧａ
0.9Ｎを０．０１μｍの膜厚で成長させる他は同様にし
て、Ｓｉドープｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層を成長させた。
その結果、最表面のｎ型Ａｌ0.3Ｇａ0.7Ｎ層に達してい
た格子欠陥の数はおよそ１×１０5／cm2であった。なお
この実施例の電子キャリア濃度もほぼ同一とした。
【００３１】［比較例１］実施例１において、第二のバ
ッファ層を成長させず、連続してＳｉドープｎ型ＧａＮ
層を４μｍの膜厚で成長させたところ、ｎ型ＧａＮ層の
表面に達した結晶欠陥の数はおよそ１×１０7個／cm2で
あった。
ッファ層を成長させず、連続してＳｉドープｎ型ＧａＮ
層を４μｍの膜厚で成長させたところ、ｎ型ＧａＮ層の
表面に達した結晶欠陥の数はおよそ１×１０7個／cm2で
あった。
【００３２】［実施例７］実際の発光素子の構造とした
実施例を示す。実施例１のの工程の後に以下の工程を
加えた。 Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層成長後、新たにＴＭＡ（ト
リメチルアルミニウム）ガスを加え、同じく１０５０℃
で、ｎクラッド層としてＳｉドープｎ型Ａｌ0.2Ｇａ0.8
Ｎ層を０．１μｍの膜厚で成長させる。
実施例を示す。実施例１のの工程の後に以下の工程を
加えた。 Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層成長後、新たにＴＭＡ（ト
リメチルアルミニウム）ガスを加え、同じく１０５０℃
で、ｎクラッド層としてＳｉドープｎ型Ａｌ0.2Ｇａ0.8
Ｎ層を０．１μｍの膜厚で成長させる。
【００３３】 ｎクラッド層成長後、ＴＭＧ、ＴＭ
Ａ、ＳｉＨ4ガスを止め、再び温度を８００℃に設定し
て、ＴＭＧ、ＴＭＩ、ＳｉＨ4ガスに加えてＤＥＺ（ジ
エチルジンク）を流し、活性層としてＳｉおよびＺｎド
ープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ層を０．１μｍの膜厚で成長さ
せる。
Ａ、ＳｉＨ4ガスを止め、再び温度を８００℃に設定し
て、ＴＭＧ、ＴＭＩ、ＳｉＨ4ガスに加えてＤＥＺ（ジ
エチルジンク）を流し、活性層としてＳｉおよびＺｎド
ープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ層を０．１μｍの膜厚で成長さ
せる。
【００３４】 活性層成長後、ＴＭＧ、ＴＭＩ、Ｓｉ
Ｈ4、ＤＥＺガスを止め、温度を１０５０℃にした後、
ＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃｐ2Ｍｇ（シクロペンタジエニルマ
グネシウム）ガスを流し、ｐクラッド層としてＭｇドー
プｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を０．１μｍの膜厚で成長さ
せる。
Ｈ4、ＤＥＺガスを止め、温度を１０５０℃にした後、
ＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃｐ2Ｍｇ（シクロペンタジエニルマ
グネシウム）ガスを流し、ｐクラッド層としてＭｇドー
プｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を０．１μｍの膜厚で成長さ
せる。
【００３５】 ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層成長後、ＴＭ
Ａガスを止め、同じく１０５０℃でｐコンタクト層とし
てＭｇドープｐ型ＧａＮ層を０．３μｍの膜厚で成長さ
せる。
Ａガスを止め、同じく１０５０℃でｐコンタクト層とし
てＭｇドープｐ型ＧａＮ層を０．３μｍの膜厚で成長さ
せる。
【００３６】 以上のようにして得た素子のエッチン
グを行い、第二のバッファ層の次に成長したｎ型ＧａＮ
層を露出させ、ｐコンタクト層と、露出したＳｉドープ
ｎ型ＧａＮ層とに電極を形成した。つまり図４に示すよ
うな構造の発光ダイオード素子とした。さらにこの素子
をリードフレームに取り付け、樹脂でモールドした。こ
の発光ダイオードは２０ｍＡにおいてＶｆ３．６Ｖ、発
光波長４５０ｎｍであり、光度３．０ｃｄ、発光出力は
３．５ｍＷであった。
グを行い、第二のバッファ層の次に成長したｎ型ＧａＮ
層を露出させ、ｐコンタクト層と、露出したＳｉドープ
ｎ型ＧａＮ層とに電極を形成した。つまり図４に示すよ
うな構造の発光ダイオード素子とした。さらにこの素子
をリードフレームに取り付け、樹脂でモールドした。こ
の発光ダイオードは２０ｍＡにおいてＶｆ３．６Ｖ、発
光波長４５０ｎｍであり、光度３．０ｃｄ、発光出力は
３．５ｍＷであった。
【００３７】［比較例２］比較例１で成長させたＳｉド
ープＧａＮ層の上に、実施例７と同一の工程を行い、図
１に示すような構造の発光ダイオード素子としたとこ
ろ、この発光ダイオードは２０ｍＡにおいてＶｆ３．６
Ｖ、発光波長４５０ｎｍであったが、光度は１．０ｃｄ
であり、発光出力は１．２ｍＷしかなかった。
ープＧａＮ層の上に、実施例７と同一の工程を行い、図
１に示すような構造の発光ダイオード素子としたとこ
ろ、この発光ダイオードは２０ｍＡにおいてＶｆ３．６
Ｖ、発光波長４５０ｎｍであったが、光度は１．０ｃｄ
であり、発光出力は１．２ｍＷしかなかった。
【００３８】このように本発明の第一の方法によると、
結晶欠陥の少ないｎ型層が得られるので、その上に積層
するクラッド層、活性層等の結晶欠陥が少なくなる。特
に活性層の膜厚は約０．２μｍ以下と薄いため、結晶欠
陥の少ない結晶を成長させることは非常に重要である。
従って、結晶欠陥の少ない結晶を成長できたことによ
り、従来の光度１ｃｄ以上の光度を有し、発光出力に優
れた発光ダイオード素子を実現できる。
結晶欠陥の少ないｎ型層が得られるので、その上に積層
するクラッド層、活性層等の結晶欠陥が少なくなる。特
に活性層の膜厚は約０．２μｍ以下と薄いため、結晶欠
陥の少ない結晶を成長させることは非常に重要である。
従って、結晶欠陥の少ない結晶を成長できたことによ
り、従来の光度１ｃｄ以上の光度を有し、発光出力に優
れた発光ダイオード素子を実現できる。
【００３９】［実施例８］以下本発明の第二の態様につ
いて具体的な実施例を示す。この実施例も第一の方法と
同様にＭＯＶＰＥで成長させる手法を示すものであるの
で基本的操作に大差はない。 実施例１のの工程と同様にしてサファイア基板の
表面にＧａＮよりなるバッファ層を０．０２μｍの膜厚
で成長させる。
いて具体的な実施例を示す。この実施例も第一の方法と
同様にＭＯＶＰＥで成長させる手法を示すものであるの
で基本的操作に大差はない。 実施例１のの工程と同様にしてサファイア基板の
表面にＧａＮよりなるバッファ層を０．０２μｍの膜厚
で成長させる。
【００４０】 実施例１のの工程と同様にして、バ
ッファ層の上に、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層を１０μｍの
膜厚で成長させる。
ッファ層の上に、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層を１０μｍの
膜厚で成長させる。
【００４１】成長後、基板を反応容器から取り出し、ｎ
型ＧａＮ層表面をＴＥＭで測定し、そのＴＥＭ像より、
単位面積あたりの結晶欠陥の数を計測したところ、およ
そ１×１０5個／cm2であった。
型ＧａＮ層表面をＴＥＭで測定し、そのＴＥＭ像より、
単位面積あたりの結晶欠陥の数を計測したところ、およ
そ１×１０5個／cm2であった。
【００４２】［実施例９］Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層の膜
厚を５μｍとする他は実施例５と同様にして結晶成長を
行ったところ、ｎ型ＧａＮ層表面の結晶欠陥の数はおよ
そ５×１０6個であった。
厚を５μｍとする他は実施例５と同様にして結晶成長を
行ったところ、ｎ型ＧａＮ層表面の結晶欠陥の数はおよ
そ５×１０6個であった。
【００４３】［実施例１０］実施例５のの工程におい
て、実施例２のと同様にしてＳｉドープｎ型Ａｌ0.3
Ｇａ0.7Ｎ層を連続して１０μｍの厚さで成長させる他
は同様にして結晶成長を行ったところ、ｎ型Ａｌ0.3Ｇ
ａ0.7Ｎ層表面の結晶欠陥の数は、およそ３×１０6個／
cm2であった。
て、実施例２のと同様にしてＳｉドープｎ型Ａｌ0.3
Ｇａ0.7Ｎ層を連続して１０μｍの厚さで成長させる他
は同様にして結晶成長を行ったところ、ｎ型Ａｌ0.3Ｇ
ａ0.7Ｎ層表面の結晶欠陥の数は、およそ３×１０6個／
cm2であった。
【００４４】［実施例１１］実施例５で得られたＳｉド
ープＧａＮ層の上に実施例７と同様にして、ｎクラッド
層、活性層、ｐクラッド層、ｐコンタクト層を積層し
て、同様にして発光ダイオードとしたところ、その特性
は実施例７のものとほぼ同等であった。
ープＧａＮ層の上に実施例７と同様にして、ｎクラッド
層、活性層、ｐクラッド層、ｐコンタクト層を積層し
て、同様にして発光ダイオードとしたところ、その特性
は実施例７のものとほぼ同等であった。
【００４５】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の方法によ
ると基板の表面に結晶欠陥の少ないｎ型窒化物半導体層
を成長させることができる。従って本発明の方法は、格
子整合する基板のない窒化物半導体にとって、結晶欠陥
の少ない結晶を積層し、発光素子、受光素子等の電子デ
バイスを実現するうえで、非常に有用である。
ると基板の表面に結晶欠陥の少ないｎ型窒化物半導体層
を成長させることができる。従って本発明の方法は、格
子整合する基板のない窒化物半導体にとって、結晶欠陥
の少ない結晶を積層し、発光素子、受光素子等の電子デ
バイスを実現するうえで、非常に有用である。
【図１】 従来の発光ダイオード素子の一構造を示す模
式断面図。
式断面図。
【図２】 基板の表面にＡｌＮバッファ層を介してｎ型
ＧａＮ層を成長した際の結晶の構造を示す模式断面図。
ＧａＮ層を成長した際の結晶の構造を示す模式断面図。
【図３】 本発明の方法により得られたｎ型窒化物半導
体層を有する発光ダイオード素子の一構造を示す模式断
面図。
体層を有する発光ダイオード素子の一構造を示す模式断
面図。
【図４】 本発明の方法により得られたｎ型窒化物半導
体層を有する発光ダイオード素子の一構造を示す模式断
面図。
体層を有する発光ダイオード素子の一構造を示す模式断
面図。
１、１’・・・基板 ２、２'・
・・バッファ層 ３、３'、３”・・・ｎ型窒化物半導体層 ４、４'・
・・ｎ型クラッド層 ５、５'・・・活性層 ６、６'・
・・ｐクラッド層 ７、７'・・・ｐコンタクト層 ３３・・・第二のバッファ層（第二の窒化物半導体層）
・・バッファ層 ３、３'、３”・・・ｎ型窒化物半導体層 ４、４'・
・・ｎ型クラッド層 ５、５'・・・活性層 ６、６'・
・・ｐクラッド層 ７、７'・・・ｐコンタクト層 ３３・・・第二のバッファ層（第二の窒化物半導体層）
Claims (4)
- 【請求項１】 気相成長法により基板表面に直接、また
はバッファ層を介してｎ型窒化ガリウム系化合物半導体
（ＩｎXＡｌYＧａ1-X-YＮ、０≦X、０≦Y、X＋Y≦１）
の結晶を成長させる方法において、前記ｎ型窒化ガリウ
ム系化合物半導体層成長中に、そのｎ型窒化ガリウム系
化合物半導体層と組成の異なる第二のｎ型窒化ガリウム
系化合物半導体層（ＩｎaＡｌbＧａ1-a-bＮ、０≦a、０
≦b、a＋b≦１）を少なくとも一層以上成長させること
を特徴とするｎ型窒化ガリウム系化合物半導体の結晶成
長方法。 - 【請求項２】 前記第二のｎ型窒化ガリウム系化合物半
導体層の一層あたりの膜厚が１μｍ以下であることを特
徴とする請求項１に記載のｎ型窒化ガリウム系化合物半
導体の結晶成長方法。 - 【請求項３】 前記第二のｎ型窒化ガリウム系化合物半
導体層がＩｎaＧａ1-aＮ（０＜a≦１）、もしくはＡｌb
Ｇａ1-bＮ（０＜b≦１）、または組成の異なるＡｌbＧ
ａ1-bＮ（０≦b≦１）の薄膜を積層した多層膜であるこ
とを特徴とする請求項１または請求項２に記載のｎ型窒
化ガリウム系化合物半導体の結晶成長方法。 - 【請求項４】 気相成長法により基板表面に直接、また
はバッファ層を介してｎ型窒化ガリウム系化合物半導体
（ＩｎXＡｌYＧａ1-X-YＮ、０≦X、０≦Y、X＋Y≦１）
の結晶を成長させる方法において、前記ｎ型窒化ガリウ
ム系化合物半導体層を５μｍ以上の膜厚で成長させるこ
とを特徴とするｎ型窒化ガリウム系化合物半導体の結晶
成長方法。
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