JPH10247760A - 青色半導体発光素子 - Google Patents
青色半導体発光素子Info
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- JPH10247760A JPH10247760A JP10099483A JP9948398A JPH10247760A JP H10247760 A JPH10247760 A JP H10247760A JP 10099483 A JP10099483 A JP 10099483A JP 9948398 A JP9948398 A JP 9948398A JP H10247760 A JPH10247760 A JP H10247760A
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- doped
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ダブルへテロ構造の一部を成すp型GaAl
Nクラッド層を格子歪みなく低抵抗に作成することがで
き、青色発光素子の実現を可能にする。 【解決手段】 n型GaP基板41上に形成されたn型
BPバッファ層42と、このバッファ層42上に形成さ
れ、AlGaN/BP超格子の活性層44をAlGaN
/BP超格子のp型及びn型クラッド層43,45で挟
んで形成されたダブルへテロ構造部とを備えた青色発光
素子において、ダブルへテロ構造部のp側クラッド層4
5にはMgがドープされ、n側クラッド層43にはSi
がドープされている。
Nクラッド層を格子歪みなく低抵抗に作成することがで
き、青色発光素子の実現を可能にする。 【解決手段】 n型GaP基板41上に形成されたn型
BPバッファ層42と、このバッファ層42上に形成さ
れ、AlGaN/BP超格子の活性層44をAlGaN
/BP超格子のp型及びn型クラッド層43,45で挟
んで形成されたダブルへテロ構造部とを備えた青色発光
素子において、ダブルへテロ構造部のp側クラッド層4
5にはMgがドープされ、n側クラッド層43にはSi
がドープされている。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、短波長発光素子と
して有用な広バンドギャップの化合物半導体材料を用い
た青色半導体発光素子に関する。
して有用な広バンドギャップの化合物半導体材料を用い
た青色半導体発光素子に関する。
【0002】
【従来の技術】高速度かつ高密度の情報処理システムの
発展に伴い、短波長半導体レーザの実現が望まれてい
る。従来、半導体レーザの材料としては、AlGaAs
系,InGaAsP系,AlInP系等のIII-V族半導
体材料が使用されて来た。しかしこれらはいずれもバン
ドギャップの値が緑色発光の要求にはほど遠い。緑色発
光を実現するためには、既存の材料ではなく、新しい考
えに基づく材料設計が望まれる。
発展に伴い、短波長半導体レーザの実現が望まれてい
る。従来、半導体レーザの材料としては、AlGaAs
系,InGaAsP系,AlInP系等のIII-V族半導
体材料が使用されて来た。しかしこれらはいずれもバン
ドギャップの値が緑色発光の要求にはほど遠い。緑色発
光を実現するためには、既存の材料ではなく、新しい考
えに基づく材料設計が望まれる。
【0003】III-V族化合物半導体材料を大きなバンド
ギャップという観点から見ると、BN(4または8e
V),AlN(6eV),GaN(3.4eV),In
P(2.4eV),AlP(2.5eV),GaP
(2.3および2.8eV)等の、軽めの III族元素の
窒化物と燐化物が大きいバンドギャップを有する。しか
しながらこれらのうち、BNは、バンドギャップが大き
いが4配位(sp3)結合を有する高圧相(c−BN)
は合成しにくく、しかも3種の多形を有し、混合物もで
き易いので使用できない。不純物ドーピングも難しい。
ギャップという観点から見ると、BN(4または8e
V),AlN(6eV),GaN(3.4eV),In
P(2.4eV),AlP(2.5eV),GaP
(2.3および2.8eV)等の、軽めの III族元素の
窒化物と燐化物が大きいバンドギャップを有する。しか
しながらこれらのうち、BNは、バンドギャップが大き
いが4配位(sp3)結合を有する高圧相(c−BN)
は合成しにくく、しかも3種の多形を有し、混合物もで
き易いので使用できない。不純物ドーピングも難しい。
【0004】InNは、バンドギャップが小さめであ
り、熱的安定性に乏しく、また普通多結晶しか得られな
い。AlP,GaPは、いずれもバンドギャップがやや
足りない。残るAlN,GaNは、バンドギャップが大
きく、また安定性にも優れており、短波長発光用として
適していると言える。ただ、AlN,GaNは結晶構造
がウルツ鉱型(Wurzeite型、以下これをWZ型
と略称する)であり、しかもイオン性が大きいため格子
欠陥が生じ易く、低抵抗のp型半導体を得ることができ
ない。
り、熱的安定性に乏しく、また普通多結晶しか得られな
い。AlP,GaPは、いずれもバンドギャップがやや
足りない。残るAlN,GaNは、バンドギャップが大
きく、また安定性にも優れており、短波長発光用として
適していると言える。ただ、AlN,GaNは結晶構造
がウルツ鉱型(Wurzeite型、以下これをWZ型
と略称する)であり、しかもイオン性が大きいため格子
欠陥が生じ易く、低抵抗のp型半導体を得ることができ
ない。
【0005】この様な問題を解決するため、従来の半導
体レーザ用に開発された材料であるB、Nを含まない I
II−V族系の化合物にB,Nを混合してバンドギャップ
を大きくした材料を得る試みがなされている。しかし、
従来用いられている材料とB,Nを含む材料とでは格子
定数が20〜40%と大きく異なり、また格子型も異な
るため、安定な結晶は得られていない。例えば、GaP
にNを混合した場合、NはGaPの1%以下しか混合で
きず、十分広いバンドギャップを得ることは不可能であ
った。
体レーザ用に開発された材料であるB、Nを含まない I
II−V族系の化合物にB,Nを混合してバンドギャップ
を大きくした材料を得る試みがなされている。しかし、
従来用いられている材料とB,Nを含む材料とでは格子
定数が20〜40%と大きく異なり、また格子型も異な
るため、安定な結晶は得られていない。例えば、GaP
にNを混合した場合、NはGaPの1%以下しか混合で
きず、十分広いバンドギャップを得ることは不可能であ
った。
【0006】本発明者らの研究によれば、GaNやAl
Nで低抵抗のp型結晶が得られないのは、イオン性が大
きいことによる欠陥が生じ易いことの他に、これらが閃
亜鉛鉱型(Zinc Blende 型、以下ZB型と略称する)の
結晶構造ではなく、WZ構造を持っていることが本質的
な原因である。この事情を以下に図面を参照して説明す
る。
Nで低抵抗のp型結晶が得られないのは、イオン性が大
きいことによる欠陥が生じ易いことの他に、これらが閃
亜鉛鉱型(Zinc Blende 型、以下ZB型と略称する)の
結晶構造ではなく、WZ構造を持っていることが本質的
な原因である。この事情を以下に図面を参照して説明す
る。
【0007】図7(a)は、立方晶の半導体のバンド構
造である。ここでは便宜上伝導帯の底をГ点にしてある
が、他の場所にあっても議論に本質的な差はない。問題
となる価電子帯の頂上付近は重いホールと軽いホールの
バンドが縮退している。また、価電子帯にはスピン軌道
相互作用のため低エネルギー側にシフトした軌道が存在
する。この場合、ホールは重いバンドと軽いバンドの両
方に存在するので有効質量は両者の平均になる。
造である。ここでは便宜上伝導帯の底をГ点にしてある
が、他の場所にあっても議論に本質的な差はない。問題
となる価電子帯の頂上付近は重いホールと軽いホールの
バンドが縮退している。また、価電子帯にはスピン軌道
相互作用のため低エネルギー側にシフトした軌道が存在
する。この場合、ホールは重いバンドと軽いバンドの両
方に存在するので有効質量は両者の平均になる。
【0008】しかし、六方晶のWZ構造では強い一軸異
方性のため結晶場の影響が強く現われ、図7(b)のよ
うに重いホールと軽いホールのバンドの縮退が解け、重
いホールのバンドが高エネルギー側にシフトしてしま
う。その結果、ホールはこの重いホールのバンドに存在
することになる。そのため、ホールの有効質量が重くな
るので、アクセプタ準位のエネルギーも深くなり、ホー
ルを放出しにくくなって、低抵抗のp型ができないので
ある。
方性のため結晶場の影響が強く現われ、図7(b)のよ
うに重いホールと軽いホールのバンドの縮退が解け、重
いホールのバンドが高エネルギー側にシフトしてしま
う。その結果、ホールはこの重いホールのバンドに存在
することになる。そのため、ホールの有効質量が重くな
るので、アクセプタ準位のエネルギーも深くなり、ホー
ルを放出しにくくなって、低抵抗のp型ができないので
ある。
【0009】
【発明が解決しようとする課題】以上のように従来、緑
色発光半導体レーザや高輝度青色LEDを実現するため
に必要である、バンドギャップが例えば2.7eV以上
と十分大きく、pn制御が可能で、結晶の質もよい、と
いう条件を満たす半導体材料は存在しなかった。Al
N、GaNなどの窒化物は大きいバンドギャップを得る
上で有効な材料であるが、低抵抗のp型層を得ることが
できなかった。
色発光半導体レーザや高輝度青色LEDを実現するため
に必要である、バンドギャップが例えば2.7eV以上
と十分大きく、pn制御が可能で、結晶の質もよい、と
いう条件を満たす半導体材料は存在しなかった。Al
N、GaNなどの窒化物は大きいバンドギャップを得る
上で有効な材料であるが、低抵抗のp型層を得ることが
できなかった。
【0010】本発明は上記した点に鑑みなされたもの
で、大きいバンドギャップを有し、pn制御が可能でし
かも安定した結晶が得られる化合物半導体材料を用いて
構成された青色半導体発光素子を提供することを目的と
する。
で、大きいバンドギャップを有し、pn制御が可能でし
かも安定した結晶が得られる化合物半導体材料を用いて
構成された青色半導体発光素子を提供することを目的と
する。
【0011】
(構成)上記課題を解決するために本発明は、次のよう
な構成を採用している。
な構成を採用している。
【0012】即ち本発明は、pn接合を有する青色半導
体発光素子において、単結晶基板上に形成されたバッフ
ァ層と、このバッファ層上に形成され、発光層をGaA
lN系材料からなるp型及びn型クラッド層で挟んで形
成されたダブルへテロ構造部とを具備し、前記ダブルへ
テロ構造部のp側クラッド層にはMgがドープされ、n
側クラッド層にはSiがドープされてなることを特徴と
する。ここで、活性層は、AlGaNとBPの超格子か
らのが望ましい。
体発光素子において、単結晶基板上に形成されたバッフ
ァ層と、このバッファ層上に形成され、発光層をGaA
lN系材料からなるp型及びn型クラッド層で挟んで形
成されたダブルへテロ構造部とを具備し、前記ダブルへ
テロ構造部のp側クラッド層にはMgがドープされ、n
側クラッド層にはSiがドープされてなることを特徴と
する。ここで、活性層は、AlGaNとBPの超格子か
らのが望ましい。
【0013】(作用)本発明によれば、GaAlN系材
料からなるp側クラッド層にMgをドープしているが、
このことは重要な意味を持つ。
料からなるp側クラッド層にMgをドープしているが、
このことは重要な意味を持つ。
【0014】従来良く知られている材料であるGaAs
の場合、p型不純物としてZnが用いられている。これ
は、Znの活性化率は差ほど高くないものの、GaAs
中に十分に取り込まれ、p型GaAsの十分な低抵抗化
が可能となるためである。Znと同じ族に位置するMg
は、理論的にはp型不純物として機能するものの、Oと
の結合が強いため、GaAsにMgをドープするとGa
As結晶中にOが取り込まれてしまい、p型GaAsの
抵抗が大きくなる。このため、Mgはp型不純物として
は望ましくないと考えられていた。
の場合、p型不純物としてZnが用いられている。これ
は、Znの活性化率は差ほど高くないものの、GaAs
中に十分に取り込まれ、p型GaAsの十分な低抵抗化
が可能となるためである。Znと同じ族に位置するMg
は、理論的にはp型不純物として機能するものの、Oと
の結合が強いため、GaAsにMgをドープするとGa
As結晶中にOが取り込まれてしまい、p型GaAsの
抵抗が大きくなる。このため、Mgはp型不純物として
は望ましくないと考えられていた。
【0015】これに対し、本発明のGaAlN系材料の
ようにNを含む場合、MgとNの結合が強いため、Ga
AlN中にMgをドープしてもOが取り込まれることが
少ない。このため、p型不純物としてMgを使用するこ
とも可能となる。さらに、GaAlN系材料のようにA
lを含む場合、GaNよりもバンドギャップが広くなり
作る準位が深くなるため、不純物をドープすると格子が
歪む問題が生じる。そして、このような材料にp型不純
物として従来一般的なZnをドープすると、ZnとAl
との周期が異なるため、格子が歪み抵抗が大きくなる。
これに対し、MgはAlと周期が同じであり近い位置
(隣接する族)にあるので、Alと置換しやすく、Ga
AlN中にドープしても格子の歪みは小さい。
ようにNを含む場合、MgとNの結合が強いため、Ga
AlN中にMgをドープしてもOが取り込まれることが
少ない。このため、p型不純物としてMgを使用するこ
とも可能となる。さらに、GaAlN系材料のようにA
lを含む場合、GaNよりもバンドギャップが広くなり
作る準位が深くなるため、不純物をドープすると格子が
歪む問題が生じる。そして、このような材料にp型不純
物として従来一般的なZnをドープすると、ZnとAl
との周期が異なるため、格子が歪み抵抗が大きくなる。
これに対し、MgはAlと周期が同じであり近い位置
(隣接する族)にあるので、Alと置換しやすく、Ga
AlN中にドープしても格子の歪みは小さい。
【0016】従って、本発明のように、GaAlN系材
料からなるクラッド層にMgをドープすることにより、
Znをドープした場合よりも低抵抗で良質なp型クラッ
ド層が得られることになる。
料からなるクラッド層にMgをドープすることにより、
Znをドープした場合よりも低抵抗で良質なp型クラッ
ド層が得られることになる。
【0017】
【発明の実施の形態】以下、本発明の詳細を図示の実施
形態によつて説明する。
形態によつて説明する。
【0018】(第1の実施形態)以下、本発明の実施形
態を説明する。
態を説明する。
【0019】図1は、一実施形態によるGaN/BPの
超格子構造を有する半導体ウェハである。この実施形態
では、GaP基板1上にバッファ層としてのGaP層2
が形成され、この上にBP層3とGaN層4が交互に所
定の周期で積層されている。
超格子構造を有する半導体ウェハである。この実施形態
では、GaP基板1上にバッファ層としてのGaP層2
が形成され、この上にBP層3とGaN層4が交互に所
定の周期で積層されている。
【0020】図2は、このような超格子構造半導体ウェ
ハを製造するために用いたマルチチャンバ方式の有機金
属気相成長(MOCVD)装置である。図において、1
1,12および13は石英製の反応管でありそれぞれの
上部に位置するガス導入口から必要な原料ガスが取入れ
られる。これらの反応管11,12および13は一つの
チャンバ14にその上蓋を貫通して垂直に取付けられて
いる。基板15はグラファイト製サセプタ16上に設置
され、各反応管11,12,13の開口に対向するよう
に配置されて外部の高周波コイル17により高温に加熱
される。
ハを製造するために用いたマルチチャンバ方式の有機金
属気相成長(MOCVD)装置である。図において、1
1,12および13は石英製の反応管でありそれぞれの
上部に位置するガス導入口から必要な原料ガスが取入れ
られる。これらの反応管11,12および13は一つの
チャンバ14にその上蓋を貫通して垂直に取付けられて
いる。基板15はグラファイト製サセプタ16上に設置
され、各反応管11,12,13の開口に対向するよう
に配置されて外部の高周波コイル17により高温に加熱
される。
【0021】サセプタ16は、石英製ホルダ18に取付
けられ、磁性流体シールを介した駆動軸により各反応管
11,12,13の下を高速度で移動できるようになっ
ている。駆動は、外部に設置されたコンピュータ制御さ
れたモータにより行われる。サセプタ中央部には熱電対
20が置かれ、基板直下の温度をモニタして外部に取出
す。そのコード部分は回転によるよじれを防止するため
スリップリングが用いられる。反応ガスは、上部噴出口
21からの水素ガスのダウンフローの速い流れにより押
出され、互いの混合が極力抑制されながら、排気口22
からロータリーポンプにより排気される。
けられ、磁性流体シールを介した駆動軸により各反応管
11,12,13の下を高速度で移動できるようになっ
ている。駆動は、外部に設置されたコンピュータ制御さ
れたモータにより行われる。サセプタ中央部には熱電対
20が置かれ、基板直下の温度をモニタして外部に取出
す。そのコード部分は回転によるよじれを防止するため
スリップリングが用いられる。反応ガスは、上部噴出口
21からの水素ガスのダウンフローの速い流れにより押
出され、互いの混合が極力抑制されながら、排気口22
からロータリーポンプにより排気される。
【0022】この様なMOCVD装置により、各反応管
11,12,13を通して所望の原料ガスを流し、基板
15をコンピュータ制御されたモータで移動させること
により、基板15上に任意の積層周期、任意組成を持っ
て多層構造を作製することができる。この方式では、ガ
ス切替え方式では得られない鋭い濃度変化が容易に実現
できる。またこの方式では、急峻なヘテロ界面を作製す
るためにガスを高速で切替える必要がないため、原料ガ
スであるNH3 やPH3 の分解速度が遅いという問題を
ガス流速を低く設定することにより解決することができ
る。
11,12,13を通して所望の原料ガスを流し、基板
15をコンピュータ制御されたモータで移動させること
により、基板15上に任意の積層周期、任意組成を持っ
て多層構造を作製することができる。この方式では、ガ
ス切替え方式では得られない鋭い濃度変化が容易に実現
できる。またこの方式では、急峻なヘテロ界面を作製す
るためにガスを高速で切替える必要がないため、原料ガ
スであるNH3 やPH3 の分解速度が遅いという問題を
ガス流速を低く設定することにより解決することができ
る。
【0023】この図2のMOCVD装置を用いて、具体
的に図1に示す半導体ウェハを作製し、得られたウェハ
の結晶層の性質を調べた。その結果を以下に説明する。
用いた原料ガスは、メチル系有機金属のトリメチルガリ
ウム(TMG),トリメチルアルミニウム(TMA),
ジボラン(B2 H6 )またはトリエチル硼素(TEB)
とフォスフィン(PH3 ),アンモニア(NH3 )であ
る。
的に図1に示す半導体ウェハを作製し、得られたウェハ
の結晶層の性質を調べた。その結果を以下に説明する。
用いた原料ガスは、メチル系有機金属のトリメチルガリ
ウム(TMG),トリメチルアルミニウム(TMA),
ジボラン(B2 H6 )またはトリエチル硼素(TEB)
とフォスフィン(PH3 ),アンモニア(NH3 )であ
る。
【0024】基板温度は850〜1150℃、圧力は
0.3気圧、原料ガスの総流量は1l/min であり、成
長速度が1μm/hとなるようにガス流量を設定した。
具体的な各原料ガスの流量は、TEBが1×10-6mol
/min 、TMGが1×10-6mol /min 、PH3 が5×
10-4mol /min 、NH3 が1×10-3mol /min であ
る。積層周期は、50〜30nm、BP層3とGaN層
4の膜厚比(DBP/DGa N =r)は1または2に保っ
た。
0.3気圧、原料ガスの総流量は1l/min であり、成
長速度が1μm/hとなるようにガス流量を設定した。
具体的な各原料ガスの流量は、TEBが1×10-6mol
/min 、TMGが1×10-6mol /min 、PH3 が5×
10-4mol /min 、NH3 が1×10-3mol /min であ
る。積層周期は、50〜30nm、BP層3とGaN層
4の膜厚比(DBP/DGa N =r)は1または2に保っ
た。
【0025】得られた超格子層は、オージェ分光法によ
りB,Gaの信号をArイオンによりエッチングしなが
ら追跡した結果、いずれの界面も濃度変化は鋭いことが
判明した。この鋭さは、オージェ電子のエスケープ・レ
ングスと同程度の3nm程度であった。また50周期の
超格子層についてX線の小角散乱により長周期構造を調
べたところ、これもよい長距離秩序を反映したものであ
った。
りB,Gaの信号をArイオンによりエッチングしなが
ら追跡した結果、いずれの界面も濃度変化は鋭いことが
判明した。この鋭さは、オージェ電子のエスケープ・レ
ングスと同程度の3nm程度であった。また50周期の
超格子層についてX線の小角散乱により長周期構造を調
べたところ、これもよい長距離秩序を反映したものであ
った。
【0026】また作製した超格子層のGaN層のホール
測定において、キャリア濃度が1×1016/cm3 程度
のn型伝導を示し、N原子の空孔は非常に少ないことが
明らかになった。TMGをTMAに置換していくと、G
aNはGax Al1-x Nと混晶化してこれとBP層との
超格子層が得られることも確認された。この超格子層の
電気抵抗は、xが0.4以上では著しく増大し、ほぼ絶
縁体とみなせる高抵抗になった。
測定において、キャリア濃度が1×1016/cm3 程度
のn型伝導を示し、N原子の空孔は非常に少ないことが
明らかになった。TMGをTMAに置換していくと、G
aNはGax Al1-x Nと混晶化してこれとBP層との
超格子層が得られることも確認された。この超格子層の
電気抵抗は、xが0.4以上では著しく増大し、ほぼ絶
縁体とみなせる高抵抗になった。
【0027】GaN/BP超格子層で、r=2に保ちな
がら積層周期を6nm以下にしたところ、X線ディフラ
クトメータにおける回折パターンから、GaNに起因す
るWZ構造の反射が不明瞭になり出し、4nm以下では
共にZB構造になっていると思われる反射が認められ
た。但し格子は歪んでいる。これにより、積層膜の膜厚
を選べばZB構造のGaNが合成されることが確認され
た。BP層を7nmとし、GaN層の膜厚を変化させた
ところ、GaN層が5nmまではZB構造のGaN層が
成長し、GaN層膜厚に対して直線的にバンドギャップ
が増大した。
がら積層周期を6nm以下にしたところ、X線ディフラ
クトメータにおける回折パターンから、GaNに起因す
るWZ構造の反射が不明瞭になり出し、4nm以下では
共にZB構造になっていると思われる反射が認められ
た。但し格子は歪んでいる。これにより、積層膜の膜厚
を選べばZB構造のGaNが合成されることが確認され
た。BP層を7nmとし、GaN層の膜厚を変化させた
ところ、GaN層が5nmまではZB構造のGaN層が
成長し、GaN層膜厚に対して直線的にバンドギャップ
が増大した。
【0028】GaNに代わってAlNを成長させた場合
も、同様の結果が得られた。従って膜厚の比を変化さ
せ、あるいはGax Al1-x Nを成長させて組成比xを
変化させれば、格子定数を一定に保ちながらバンドギャ
ップを変化させることができる。またGax Al1-x N
層とBP層の膜厚比が1.0以上では、間接遷移型から
直接遷移型になることが認められた。
も、同様の結果が得られた。従って膜厚の比を変化さ
せ、あるいはGax Al1-x Nを成長させて組成比xを
変化させれば、格子定数を一定に保ちながらバンドギャ
ップを変化させることができる。またGax Al1-x N
層とBP層の膜厚比が1.0以上では、間接遷移型から
直接遷移型になることが認められた。
【0029】前述のようにアンドープの場合、この実施
形態による超格子層はn型伝導を示すが、ジメチルジン
ク(DMZ)を原料ガスと混合してZnのドーピングを
行うことにより、p型結晶を得ることができた。DMZ
の量を変化させることにより、伝導型と同時にキャリア
濃度の制御も可能であった。
形態による超格子層はn型伝導を示すが、ジメチルジン
ク(DMZ)を原料ガスと混合してZnのドーピングを
行うことにより、p型結晶を得ることができた。DMZ
の量を変化させることにより、伝導型と同時にキャリア
濃度の制御も可能であった。
【0030】以上のようにこの実施形態によれば、これ
まで困難であった窒化物(GaAlN,GaN,Al
N)と燐化物(BP)の急峻なヘテロ接合を作製するこ
とができ、これによりZB構造のpn制御可能な広バン
ドギャップ(>2.7eV)の化合物半導体ウェハが得
られる。この半導体ウェハを用いれば、高輝度青色LE
Dや緑色光半導体レーザを構成することができる。
まで困難であった窒化物(GaAlN,GaN,Al
N)と燐化物(BP)の急峻なヘテロ接合を作製するこ
とができ、これによりZB構造のpn制御可能な広バン
ドギャップ(>2.7eV)の化合物半導体ウェハが得
られる。この半導体ウェハを用いれば、高輝度青色LE
Dや緑色光半導体レーザを構成することができる。
【0031】図3は、本発明の別の実施形態の半導体ウ
ェハである。この実施形態では、GaP基板1にバッフ
ァ層としてのGaP層2を介して混晶であるGax Al
y B1-x-y Nz P1-z 層5を成長させている。
ェハである。この実施形態では、GaP基板1にバッフ
ァ層としてのGaP層2を介して混晶であるGax Al
y B1-x-y Nz P1-z 層5を成長させている。
【0032】図4は、図3の半導体ウェハを作製するた
めに用いたMOCVD装置である。23は石英製反応管
であり、その上部に位置するガズ導入口24から原料ガ
スが導入される。反応管23内のガスは排気口25から
排気される。基板27はグラファイト製サセプタ26に
載置されて反応管23内に配置され、外部の高周波コイ
ル28により誘導加熱されるようになっている。29は
サセプタ26の温度を検出する熱電対である。
めに用いたMOCVD装置である。23は石英製反応管
であり、その上部に位置するガズ導入口24から原料ガ
スが導入される。反応管23内のガスは排気口25から
排気される。基板27はグラファイト製サセプタ26に
載置されて反応管23内に配置され、外部の高周波コイ
ル28により誘導加熱されるようになっている。29は
サセプタ26の温度を検出する熱電対である。
【0033】この図4のMOCVD装置を用いて、図3
に示すようにGaP基板1上にGaP層2を成長させ、
その上にGax Aly B1-x-y Nz P1-z (0≦x,
y,z≦1)混晶層5を成長させた。原料ガスは、メチ
ル系有機金属のトリメチルガリウム(TMG),トリメ
チルアルミニウム(TMA),ジボラン(B2 H6 )ま
たはトリエチル硼素(TEB)とフォスフィン(P
H3 ),アンモニア(NH3)である。基板温度は85
0〜1150℃、圧力は0.3気圧で、NとAl、Bと
Pがほぼ同量混入するように、各原料ガス流量を設定し
た。
に示すようにGaP基板1上にGaP層2を成長させ、
その上にGax Aly B1-x-y Nz P1-z (0≦x,
y,z≦1)混晶層5を成長させた。原料ガスは、メチ
ル系有機金属のトリメチルガリウム(TMG),トリメ
チルアルミニウム(TMA),ジボラン(B2 H6 )ま
たはトリエチル硼素(TEB)とフォスフィン(P
H3 ),アンモニア(NH3)である。基板温度は85
0〜1150℃、圧力は0.3気圧で、NとAl、Bと
Pがほぼ同量混入するように、各原料ガス流量を設定し
た。
【0034】得られたGax Aly B1-x-y Nz P1-z
層5を、エレクトロン・プローブによる特性X線で面分
析、組成分析を行ったところ、成長条件によってNとA
l、BとPがほぼ同量だけ均一に混入していることが確
認され、このときX線回折において全体がZB構造をも
ってエピタキシャル成長していることが確認された。ま
た透過型電子顕微鏡による観察では、きれいな格子面が
認められ、クラスター化した領域はなかった。
層5を、エレクトロン・プローブによる特性X線で面分
析、組成分析を行ったところ、成長条件によってNとA
l、BとPがほぼ同量だけ均一に混入していることが確
認され、このときX線回折において全体がZB構造をも
ってエピタキシャル成長していることが確認された。ま
た透過型電子顕微鏡による観察では、きれいな格子面が
認められ、クラスター化した領域はなかった。
【0035】またp型結晶を得るため、ジエチルジンク
(DEZ)を原料ガスに混合して同様の結晶成長を行っ
た。得られた結晶は、抵抗率が105 Ω・cmと高い
が、p型であることが認識され、フォトルミネセンスが
調べられた。
(DEZ)を原料ガスに混合して同様の結晶成長を行っ
た。得られた結晶は、抵抗率が105 Ω・cmと高い
が、p型であることが認識され、フォトルミネセンスが
調べられた。
【0036】こうしてこの実施形態によっても、バンド
ギャップが大きく、pn制御が可能でしかも結晶の質が
よいBPとGaAlNの混晶層を得ることができる。
ギャップが大きく、pn制御が可能でしかも結晶の質が
よいBPとGaAlNの混晶層を得ることができる。
【0037】次に本発明を具体的な素子に適用した実施
形態を説明する。
形態を説明する。
【0038】図5は、GaAlN/BP超格子層を用い
たLEDの実施形態である。Siドープのn型GaP基
板31に、バッファ層としてSiドープのn型BP層3
2を約2μm成長させ、この上にSiドープのn型Ga
AlN/BP超格子層33を約3μm、Mgドープのp
型GaAlN/BP超格子層34を約2μm順次成長さ
せている。結晶成長は、図2に示したMOCVD装置に
より行った。
たLEDの実施形態である。Siドープのn型GaP基
板31に、バッファ層としてSiドープのn型BP層3
2を約2μm成長させ、この上にSiドープのn型Ga
AlN/BP超格子層33を約3μm、Mgドープのp
型GaAlN/BP超格子層34を約2μm順次成長さ
せている。結晶成長は、図2に示したMOCVD装置に
より行った。
【0039】超格子層33,34は具体的には、Ga
0.5 Al0.5 NとBPの交互積層であり、1nm+1n
mの繰返しとなっている。n型超格子層33は、シラン
(SiH4 )をドーパントとして用いて、キャリア濃度
1×1017/cm3 を得、p型超格子層34はシクロペ
ンタジエニルマグネシウム(CP2 Mg)をドーパント
として用いてキャリア濃度2×1016/cm3 を得てい
る。素子ウェハ両面にはそれぞれIn電極35,36を
設けている。
0.5 Al0.5 NとBPの交互積層であり、1nm+1n
mの繰返しとなっている。n型超格子層33は、シラン
(SiH4 )をドーパントとして用いて、キャリア濃度
1×1017/cm3 を得、p型超格子層34はシクロペ
ンタジエニルマグネシウム(CP2 Mg)をドーパント
として用いてキャリア濃度2×1016/cm3 を得てい
る。素子ウェハ両面にはそれぞれIn電極35,36を
設けている。
【0040】この構造により、高輝度青色発光が得られ
る。
る。
【0041】図6は、GaAlN/BP超格子層による
DHレーザの実施形態である。先の実施形態と同様に、
図2のMOCVD装置と用いて作られる。即ちn型Ga
P基板41にまずバッファ層としてSiドープのn型B
P層42を形成し、この上にSiドープのn型GaAl
N/BP超格子層43を約1μm、次いでアンドープの
GaAlN超格子層44を約0.1μm、更にこの上に
Mgドープのp型GaAlN/BP超格子層45を約1
μm成長させている。アンドープの超格子層44が活性
層である。
DHレーザの実施形態である。先の実施形態と同様に、
図2のMOCVD装置と用いて作られる。即ちn型Ga
P基板41にまずバッファ層としてSiドープのn型B
P層42を形成し、この上にSiドープのn型GaAl
N/BP超格子層43を約1μm、次いでアンドープの
GaAlN超格子層44を約0.1μm、更にこの上に
Mgドープのp型GaAlN/BP超格子層45を約1
μm成長させている。アンドープの超格子層44が活性
層である。
【0042】各超格子層43〜45の組成は、Ga0.5
Al0.5 NとBPの交互積層である。p型およびn型超
格子層45,43では、0.7nm+1.3nmの2n
m周期でバンドギャップが約3.0eV、アンドープ超
格子層44では5A+5Aの10A周期でバンドギャッ
プは2.7eVである。n型超格子層43は、Siドー
ピングをSiH4 により行なってキャリア濃度1×10
17/cm3 を得、p型超格子層45はMgドーピングを
CP2 Mgを用いて行ってキャリア濃度1×1017/c
m3 を得ている。両面にはIn電極46,47が形成さ
れている。
Al0.5 NとBPの交互積層である。p型およびn型超
格子層45,43では、0.7nm+1.3nmの2n
m周期でバンドギャップが約3.0eV、アンドープ超
格子層44では5A+5Aの10A周期でバンドギャッ
プは2.7eVである。n型超格子層43は、Siドー
ピングをSiH4 により行なってキャリア濃度1×10
17/cm3 を得、p型超格子層45はMgドーピングを
CP2 Mgを用いて行ってキャリア濃度1×1017/c
m3 を得ている。両面にはIn電極46,47が形成さ
れている。
【0043】この実施形態のDHレーザにより青色発光
が得られる。
が得られる。
【0044】本発明は、上記実施形態に限られるもので
はない。例えば、 III族元素としてGa,Al,Bの他
に少量のIn,Tl等と混入すること、また V族元素
としてAs,Sb,Biなどを混合することが可能であ
る。原料ガスとして、Ga原料にはトリエチルガリウム
(TEG)、Alにはトリエチルアルミニウム(TE
A)などのエチル基有機金属を用い、Bの原料としてト
リメチルボロン(TMB)を用いることができる。N原
料としても、アンモニアの代わりに窒素ガスやヒドラジ
ン(N2 H4 )、更にはGa(C2 H5 )3 ・NH3 ,
Ga(CH3 )3・N・(CH3 )3 ,Al(C
2 H5 )3 ・NH3 ,Al(CH3 )3 ・N・(C
H3 )3 等のアダクトと呼ばれる有機金属化合物を用い
ることができる。
はない。例えば、 III族元素としてGa,Al,Bの他
に少量のIn,Tl等と混入すること、また V族元素
としてAs,Sb,Biなどを混合することが可能であ
る。原料ガスとして、Ga原料にはトリエチルガリウム
(TEG)、Alにはトリエチルアルミニウム(TE
A)などのエチル基有機金属を用い、Bの原料としてト
リメチルボロン(TMB)を用いることができる。N原
料としても、アンモニアの代わりに窒素ガスやヒドラジ
ン(N2 H4 )、更にはGa(C2 H5 )3 ・NH3 ,
Ga(CH3 )3・N・(CH3 )3 ,Al(C
2 H5 )3 ・NH3 ,Al(CH3 )3 ・N・(C
H3 )3 等のアダクトと呼ばれる有機金属化合物を用い
ることができる。
【0045】本発明による化合物半導体材料即ち、Ga
AlNとBPの超格子構造半導体または混晶半導体Ga
x Aly B1-x-y Nz P1-z は、既に述べたように直接
遷移型と間接遷移型、WZ構造とZB構造という性格の
異なるものの組み合わせであり、Al−N,B−Nの結
合長が他の結合長に比べて特に短い、AlNは高抵抗で
ある、といった点が問題である。この半導体材料が安定
に存在するためには、x+yがzと略等しいことが必要
であることは既に述べた。
AlNとBPの超格子構造半導体または混晶半導体Ga
x Aly B1-x-y Nz P1-z は、既に述べたように直接
遷移型と間接遷移型、WZ構造とZB構造という性格の
異なるものの組み合わせであり、Al−N,B−Nの結
合長が他の結合長に比べて特に短い、AlNは高抵抗で
ある、といった点が問題である。この半導体材料が安定
に存在するためには、x+yがzと略等しいことが必要
であることは既に述べた。
【0046】次に結晶構造の問題が重要である。一般に
イオン性の高い結晶は六方晶構造をとりやすく、特にp
型のドーピングが困難になる傾向がある。これは六方晶
構造の強い一軸異方性による結晶場の効果で、重いホー
ルがバンドの縮退を解き、価電子帯頂上をなすバンドを
構成するためと考えられる。この理由からWZ構造をと
るものが多いII-VI 族化合物のpn接合は満足のいくも
のが得られないと考えられている。
イオン性の高い結晶は六方晶構造をとりやすく、特にp
型のドーピングが困難になる傾向がある。これは六方晶
構造の強い一軸異方性による結晶場の効果で、重いホー
ルがバンドの縮退を解き、価電子帯頂上をなすバンドを
構成するためと考えられる。この理由からWZ構造をと
るものが多いII-VI 族化合物のpn接合は満足のいくも
のが得られないと考えられている。
【0047】以上の点から、pn接合を作製するために
は、立方晶構造の結晶が不可欠である。AlN,GaN
はそれぞれバンドギャップが6.2eV,3.4eVと
大きく直接遷移型であって好ましいのであるが、結晶は
共にWZ構造をとる。残る構成要素であるB,Pの化合
物BPはバンドギャップが約2.0eVと小さく間接遷
移型であるが、構造はZB型である。したがって結晶を
ZB型に保つ上で必要なZB型成分であるB,Pの下限
が決定される筈である。本発明者らの実験によれば、
B,P成分の下限が0.2、つまりx+y〜z≦0.8
であることが必要であった。これ以上になると結晶の一
部がWZ構造をとり始める。
は、立方晶構造の結晶が不可欠である。AlN,GaN
はそれぞれバンドギャップが6.2eV,3.4eVと
大きく直接遷移型であって好ましいのであるが、結晶は
共にWZ構造をとる。残る構成要素であるB,Pの化合
物BPはバンドギャップが約2.0eVと小さく間接遷
移型であるが、構造はZB型である。したがって結晶を
ZB型に保つ上で必要なZB型成分であるB,Pの下限
が決定される筈である。本発明者らの実験によれば、
B,P成分の下限が0.2、つまりx+y〜z≦0.8
であることが必要であった。これ以上になると結晶の一
部がWZ構造をとり始める。
【0048】もう一つはバンド構造の問題である。BP
はX点に伝導帯の底をもつ間接遷移型であり、AlN,
GaNはГ点に底を持つ直接遷移型である。図8は、こ
れらの物質から想定される混晶の組成によるバンドギャ
ップ、伝導帯の底の位置の変化である。ここでは、BP
とAlN、BPとGaNの二つの擬2元系の組成(Al
a Na B1-a P1-a ,Gab Nb B1-b P1-b ;0≦
a,b≦1)によるバンド構造の変化を示している。図
中、X,Г,Aは、伝導帯の底の位置を示す記号であ
る。
はX点に伝導帯の底をもつ間接遷移型であり、AlN,
GaNはГ点に底を持つ直接遷移型である。図8は、こ
れらの物質から想定される混晶の組成によるバンドギャ
ップ、伝導帯の底の位置の変化である。ここでは、BP
とAlN、BPとGaNの二つの擬2元系の組成(Al
a Na B1-a P1-a ,Gab Nb B1-b P1-b ;0≦
a,b≦1)によるバンド構造の変化を示している。図
中、X,Г,Aは、伝導帯の底の位置を示す記号であ
る。
【0049】この様な直線近似は、GaAs−AlAs
系の混晶において十分正確な近似とされている。これま
で間接遷移型で定常的なレーザの発振例はないといって
よく、発光素子を実現する場合には直接遷移型であるこ
とが重要である。そこで窒化物成分の硼化物成分に対す
る比を大きくとり、直接遷移型にする必要がある。図8
から、x+yの値によりバンド構造がほぼ決定され、x
とyの比率には余り依存しないことが分かる。これよ
り、直接遷移型であるためには、超格子層,混晶層共平
均組成で0.6≦x+y〜zの多数窒化物組成側の範囲
に限定される。
系の混晶において十分正確な近似とされている。これま
で間接遷移型で定常的なレーザの発振例はないといって
よく、発光素子を実現する場合には直接遷移型であるこ
とが重要である。そこで窒化物成分の硼化物成分に対す
る比を大きくとり、直接遷移型にする必要がある。図8
から、x+yの値によりバンド構造がほぼ決定され、x
とyの比率には余り依存しないことが分かる。これよ
り、直接遷移型であるためには、超格子層,混晶層共平
均組成で0.6≦x+y〜zの多数窒化物組成側の範囲
に限定される。
【0050】また、III 族元素の構成比も考慮しなけれ
ばならない。Alの濃度を増加させるとAlN成分が増
加し、バンドギャップが効果的に広がるが、AlNはG
aN,BPと比べると格子定数または結合長が短く、格
子整合の点から好ましくないまたAlNは一般に1010
Ω・cm以上の高抵抗であり、素子の構成要素として問
題がある。混晶の場合には、Al−Pの結合をつくれば
立方晶で低抵抗であるが、結合長さが0.236nmと
大きく、空気中で不安定な間接遷移型の化合物AlPの
形成に繁がるので、Al濃度の増加は好ましくない。
ばならない。Alの濃度を増加させるとAlN成分が増
加し、バンドギャップが効果的に広がるが、AlNはG
aN,BPと比べると格子定数または結合長が短く、格
子整合の点から好ましくないまたAlNは一般に1010
Ω・cm以上の高抵抗であり、素子の構成要素として問
題がある。混晶の場合には、Al−Pの結合をつくれば
立方晶で低抵抗であるが、結合長さが0.236nmと
大きく、空気中で不安定な間接遷移型の化合物AlPの
形成に繁がるので、Al濃度の増加は好ましくない。
【0051】図9は、混晶AlGaNの結合長さの組成
による変化を示した。Al:Ga=1:1組成ではバン
ドギャップは約4.8eVと紫外領域に対応する程十分
に広いが、結合長さの不整合はBPに対して2%に達す
る。以上から、Al組成yは、y≦2x程度に抑えるの
が妥当である。
による変化を示した。Al:Ga=1:1組成ではバン
ドギャップは約4.8eVと紫外領域に対応する程十分
に広いが、結合長さの不整合はBPに対して2%に達す
る。以上から、Al組成yは、y≦2x程度に抑えるの
が妥当である。
【0052】また、超格子層の場合には、一方の層内へ
電子が局在するという問題がある。電子の平均自由行程
に比べて厚い層に電子が局在すると、超格子構造の特性
が現れないばかりか、電気伝導度が低下し、素子の作製
が困難になる。したがって積層周期は、自ずから上限が
ある。
電子が局在するという問題がある。電子の平均自由行程
に比べて厚い層に電子が局在すると、超格子構造の特性
が現れないばかりか、電気伝導度が低下し、素子の作製
が困難になる。したがって積層周期は、自ずから上限が
ある。
【0053】以上のような好ましい組成などを考慮した
実施形態を次に説明する。
実施形態を次に説明する。
【0054】図10は、その様な実施形態のGaAlN
/BP超格子構造ウェハである。この超格子構造ウェハ
の作製には図2のMOCVD装置を用いた。ウェハは、
GaP基板51上にバッファ層としてのGaP層52を
形成し、この上にBP層53とGaAlN層54を交互
に積層形成している。積層周期は5〜30nmであり、
BP層53とGaAlN層54の厚さは1:1となるよ
うに設定した。原料ガスは、トリメチルアルミニウム
(TMA),トリメチルガリウム(TMG),トリエチ
ル硼素(TEB),アンモニア(NH3 ),フォスフィ
ン(PH3 )である。
/BP超格子構造ウェハである。この超格子構造ウェハ
の作製には図2のMOCVD装置を用いた。ウェハは、
GaP基板51上にバッファ層としてのGaP層52を
形成し、この上にBP層53とGaAlN層54を交互
に積層形成している。積層周期は5〜30nmであり、
BP層53とGaAlN層54の厚さは1:1となるよ
うに設定した。原料ガスは、トリメチルアルミニウム
(TMA),トリメチルガリウム(TMG),トリエチ
ル硼素(TEB),アンモニア(NH3 ),フォスフィ
ン(PH3 )である。
【0055】基板温度は850〜1150℃程度、圧力
は0.3気圧、原料ガスの総流量は1l/min であり、
成長速度が1μm/hとなるようにガス流量を設定し
た。概略的な各ガス流量は、TMA:1×10-6mol /
min ,TMG:1×10-6mol/min ,TEB:1×1
0-6mol /min ,PH3 :5×10-4mol /min ,NH
3 :1×10-3mol /min である。さらに、シラン(S
iH4 )およびシクロペンタジエニルマグネシウム(C
P2 Mg)を原料ガスに混合することによりドーピング
も行った。
は0.3気圧、原料ガスの総流量は1l/min であり、
成長速度が1μm/hとなるようにガス流量を設定し
た。概略的な各ガス流量は、TMA:1×10-6mol /
min ,TMG:1×10-6mol/min ,TEB:1×1
0-6mol /min ,PH3 :5×10-4mol /min ,NH
3 :1×10-3mol /min である。さらに、シラン(S
iH4 )およびシクロペンタジエニルマグネシウム(C
P2 Mg)を原料ガスに混合することによりドーピング
も行った。
【0056】得られた超格子構造ウェハの特性を測定し
た。まず、準備段階で成長させたアンドープGaN層の
ホール測定において、キャリア濃度1×1016/c
m3 、ホール移動度150cm2 /V・sec程度のn
型伝導を示し、N原子の空孔は非常に少ないことが確認
された。一方、AlN層は1×106 Ω・cm以上の高
抵抗を示した。積層周期4nmの超格子において、窒化
物部分をAlNと混晶化していくと、電気抵抗は、組成
Alw Ga1-w N(0≦w≦1)において、wが0.6
5以上の領域で著しく増加しだし、結晶自体も不完全な
ものになり出した。
た。まず、準備段階で成長させたアンドープGaN層の
ホール測定において、キャリア濃度1×1016/c
m3 、ホール移動度150cm2 /V・sec程度のn
型伝導を示し、N原子の空孔は非常に少ないことが確認
された。一方、AlN層は1×106 Ω・cm以上の高
抵抗を示した。積層周期4nmの超格子において、窒化
物部分をAlNと混晶化していくと、電気抵抗は、組成
Alw Ga1-w N(0≦w≦1)において、wが0.6
5以上の領域で著しく増加しだし、結晶自体も不完全な
ものになり出した。
【0057】図11はこの超格子構造のAl組成による
比抵抗ρの変化を示している。この図から、AlとGa
の組成比は大きくとも2:1程度に止めるべきであるこ
とが分かる。
比抵抗ρの変化を示している。この図から、AlとGa
の組成比は大きくとも2:1程度に止めるべきであるこ
とが分かる。
【0058】図12は更に、窒化物層の組成比を、Ga
0.5 Al0.5 Nに固定して、積層周期のみを変化させた
場合の比抵抗の変化を調べた結果である。積層周期が2
〜3原子層程度の極端に小さい場合には構造の乱れや欠
陥の効果が強く、抵抗は高めであるが、一般にはGaN
層単独と同程度の大きさである。しかし、積層周期が5
0A程度から抵抗が増加し出し、10nm以上では短い
周期の場合の3倍以上にも達する。これは、電子が一方
の層に局在する結果と考えられる。
0.5 Al0.5 Nに固定して、積層周期のみを変化させた
場合の比抵抗の変化を調べた結果である。積層周期が2
〜3原子層程度の極端に小さい場合には構造の乱れや欠
陥の効果が強く、抵抗は高めであるが、一般にはGaN
層単独と同程度の大きさである。しかし、積層周期が5
0A程度から抵抗が増加し出し、10nm以上では短い
周期の場合の3倍以上にも達する。これは、電子が一方
の層に局在する結果と考えられる。
【0059】本発明の方法では、AlGaNとBPの膜
厚の比(r=DAlGaN /DBP)あるいはAlw Ga1-w
Nの組成wを変化させれば、格子定数を一定に保ちなが
ら、バンドギャップを変化させることができるという特
徴がある。したがって、要求される特性の半導体層を、
図2の成長装置を用いてその組成、積層構造を理論にし
たがって予測して成長させることによって得ることがで
きると考えられる。しかし、任意の組成、積層構造で目
的とする広バンドギャップ半導体層が得られる訳ではな
いことが多層ウェハの作製から判明した。
厚の比(r=DAlGaN /DBP)あるいはAlw Ga1-w
Nの組成wを変化させれば、格子定数を一定に保ちなが
ら、バンドギャップを変化させることができるという特
徴がある。したがって、要求される特性の半導体層を、
図2の成長装置を用いてその組成、積層構造を理論にし
たがって予測して成長させることによって得ることがで
きると考えられる。しかし、任意の組成、積層構造で目
的とする広バンドギャップ半導体層が得られる訳ではな
いことが多層ウェハの作製から判明した。
【0060】図13は、上述の超格子構造半導体を利用
して試作したシングルヘテロ接合型LEDの断面構造で
ある。Znドープ、キャリア濃度5×1017/cm3 の
p型GaP基板61にまず、厚さ2μm、キャリア濃度
3×1017/cm3 のp型BP層62をバッファ層とし
て形成する。この上に厚さ2μm、キャリア濃度1×1
017/cm3 のp型Al0.5 Ga0.5 N/BP超格子層
63と、厚さ2μm、キャリア濃度1×1016/cm3
のn型Al0.5 Ga0.5 N/BP超格子層64を順次形
成する。この部分の超格子の膜厚比rを変化させること
により、バンドギャップを変化させた。そしてこの上に
コンタクト層としてn型GaN層65を形成した。両面
にそれぞれオーミック電極66、67を形成した。
して試作したシングルヘテロ接合型LEDの断面構造で
ある。Znドープ、キャリア濃度5×1017/cm3 の
p型GaP基板61にまず、厚さ2μm、キャリア濃度
3×1017/cm3 のp型BP層62をバッファ層とし
て形成する。この上に厚さ2μm、キャリア濃度1×1
017/cm3 のp型Al0.5 Ga0.5 N/BP超格子層
63と、厚さ2μm、キャリア濃度1×1016/cm3
のn型Al0.5 Ga0.5 N/BP超格子層64を順次形
成する。この部分の超格子の膜厚比rを変化させること
により、バンドギャップを変化させた。そしてこの上に
コンタクト層としてn型GaN層65を形成した。両面
にそれぞれオーミック電極66、67を形成した。
【0061】図14はこうして得られたLEDの輝度の
平均組成による変化を示したものである。ここで平均組
成は、x+y=zを満たし、窒素組成比zをパラメータ
として超格子構造を現したことになる。zが小さく、間
接遷移型のBPが大部分の領域ではほとんど発光しな
い。zを増加させていくと、z=0.5付近からバンド
構造が直接遷移型に遷移していくので、急激に輝度が上
昇する。z増加に伴ってバンドギャップも広がるので、
発光波長も短くなっていく。輝度の増加は、z=0.7
近傍で極大に達し、その後再び輝度は急激に低下する。
平均組成による変化を示したものである。ここで平均組
成は、x+y=zを満たし、窒素組成比zをパラメータ
として超格子構造を現したことになる。zが小さく、間
接遷移型のBPが大部分の領域ではほとんど発光しな
い。zを増加させていくと、z=0.5付近からバンド
構造が直接遷移型に遷移していくので、急激に輝度が上
昇する。z増加に伴ってバンドギャップも広がるので、
発光波長も短くなっていく。輝度の増加は、z=0.7
近傍で極大に達し、その後再び輝度は急激に低下する。
【0062】この輝度の低下は、結晶の一部がWZ構造
になって良好なp型が得られなくなることに起因してい
る。すなわちこの領域では低抵抗のp型結晶を作ること
が困難で、実際にX線回折においてもZB型構造による
ピークは不明瞭でWZ型構造によると思われる反射が認
められるようになる。z=0.85以上では大部分がW
Z型となり、p型層が得られず、発光は認められなかっ
た。
になって良好なp型が得られなくなることに起因してい
る。すなわちこの領域では低抵抗のp型結晶を作ること
が困難で、実際にX線回折においてもZB型構造による
ピークは不明瞭でWZ型構造によると思われる反射が認
められるようになる。z=0.85以上では大部分がW
Z型となり、p型層が得られず、発光は認められなかっ
た。
【0063】図15は同様の超格子構造を採用したダブ
ルヘテロ接合(DH)型レーザの断面図である。Siド
ープ、キャリア濃度1×1018/cm3 のn型GaP基
板71上に、Siドープ、キャリア濃度5×1017/c
m3 のp型BPバッファ層72を2μm形成する。この
上に第1のクラッド層としてn型AlGaN/BP超格
子層(Siドープ、キャリア濃度1×1017/cm3 、
1μm)73、活性層としてアンドープのAlGaN/
BP超格子層(キャリア濃度2×1016/cm3 、0.
1μm)74、さらに第2のクラッド層としてp型Al
GaN/BP超格子層(Mgドープ、キャリア濃度1×
1017/cm3 、1μm)75を順次形成する。
ルヘテロ接合(DH)型レーザの断面図である。Siド
ープ、キャリア濃度1×1018/cm3 のn型GaP基
板71上に、Siドープ、キャリア濃度5×1017/c
m3 のp型BPバッファ層72を2μm形成する。この
上に第1のクラッド層としてn型AlGaN/BP超格
子層(Siドープ、キャリア濃度1×1017/cm3 、
1μm)73、活性層としてアンドープのAlGaN/
BP超格子層(キャリア濃度2×1016/cm3 、0.
1μm)74、さらに第2のクラッド層としてp型Al
GaN/BP超格子層(Mgドープ、キャリア濃度1×
1017/cm3 、1μm)75を順次形成する。
【0064】次に、電流狭窄層として、ストライプ状に
開口を有するn型BP層(Siドープ、キャリア濃度2
×1017/cm3 、1μm)76を形成し、コンタクト
層としてp型BP層(Mgドープ、キャリア濃度5×1
017/cm3 )77を形成した。両面にオーミック電極
78,79を形成して完成する。
開口を有するn型BP層(Siドープ、キャリア濃度2
×1017/cm3 、1μm)76を形成し、コンタクト
層としてp型BP層(Mgドープ、キャリア濃度5×1
017/cm3 )77を形成した。両面にオーミック電極
78,79を形成して完成する。
【0065】図16は、このDHレーザについて、先の
LEDと同様に超格子半導体の組成zを変化させて、し
きい値電流密度の変化を測定した結果である。ただし先
のLEDの場合と同様、x+y=zの関係は満たしてい
る。窒素組成比がz=0.45では約100kA/cm
2 であり、z=0.75付近で極小値50kA/cm2
を示し、z=0.85以上で急激に値が上昇して発振不
能になる。やはり窒化物だけでは満足なpn接合が出来
ず、発光素子の作製が不可能であることが確認された。
LEDと同様に超格子半導体の組成zを変化させて、し
きい値電流密度の変化を測定した結果である。ただし先
のLEDの場合と同様、x+y=zの関係は満たしてい
る。窒素組成比がz=0.45では約100kA/cm
2 であり、z=0.75付近で極小値50kA/cm2
を示し、z=0.85以上で急激に値が上昇して発振不
能になる。やはり窒化物だけでは満足なpn接合が出来
ず、発光素子の作製が不可能であることが確認された。
【0066】以上のLEDおよびDHレーザの実施形態
においては、発光層に超格子半導体を用い、そのバンド
ギャップを変化させるためにAlとGaの組成比と超格
子層の積層周期を固定して膜厚比rを変化させたが、A
lとGaの組成比を変化させる方がバンドギャップを容
易に変化させ得る。ただしこの場合、安易にAl濃度を
増加させると高抵抗のn型層しか得られないという問題
が出てくる。この方法でバンドギャップを変化させる場
合は、窒化物成分の比率をある程度小さくすることが必
要になる。
においては、発光層に超格子半導体を用い、そのバンド
ギャップを変化させるためにAlとGaの組成比と超格
子層の積層周期を固定して膜厚比rを変化させたが、A
lとGaの組成比を変化させる方がバンドギャップを容
易に変化させ得る。ただしこの場合、安易にAl濃度を
増加させると高抵抗のn型層しか得られないという問題
が出てくる。この方法でバンドギャップを変化させる場
合は、窒化物成分の比率をある程度小さくすることが必
要になる。
【0067】また上述のLEDおよびDHレーザの実施
形態において、超格子半導体の部分を、ZB型のGax
Aly B1-x-y Nz P1-z (0≦x,y,x+y〜z)
なる組成を有する混晶半導体に置換することができる。
例えば図2のMOCVD装置でこの様な混晶を得るに
は、結晶成長中の基板の移動を止め、代りに所定の成分
に混合した反応ガスを一つの反応管をとおして導入すれ
ばよい。ただしこの場合、原料ガスの相互反応を防止す
るために、反応ガスは反応管直前で混合することが重要
である。
形態において、超格子半導体の部分を、ZB型のGax
Aly B1-x-y Nz P1-z (0≦x,y,x+y〜z)
なる組成を有する混晶半導体に置換することができる。
例えば図2のMOCVD装置でこの様な混晶を得るに
は、結晶成長中の基板の移動を止め、代りに所定の成分
に混合した反応ガスを一つの反応管をとおして導入すれ
ばよい。ただしこの場合、原料ガスの相互反応を防止す
るために、反応ガスは反応管直前で混合することが重要
である。
【0068】実際にこの様な混晶を作製した結果、x+
y=z≦0.75の範囲ではX線回折により結晶全体が
ZB型をもってエピタキシャル成長していることが認識
された。また透過型電子顕微鏡による観察では、整然と
した格子面が観察され、クラスター化した領域は特に観
察されなかった。Gaを入れず、AlとBの組成を1:
1にした試料では、結晶の電気抵抗率は105 Ω・cm
以上と高めで、ホール測定ではn型でキャリア濃度が1
018/cm3 程度である。これは一般に言われるよう
に、AlN層のN原子空孔が原因と推定される。移動度
は、50cm2 /V・sec程度と低かった。z=x+
yという条件から5%以上はずれた混晶を作ると、X線
回折におけるブラッグピークの半値幅が0.2度以上に
増大し、ピーク強度の低下が著しいことが確認された。
y=z≦0.75の範囲ではX線回折により結晶全体が
ZB型をもってエピタキシャル成長していることが認識
された。また透過型電子顕微鏡による観察では、整然と
した格子面が観察され、クラスター化した領域は特に観
察されなかった。Gaを入れず、AlとBの組成を1:
1にした試料では、結晶の電気抵抗率は105 Ω・cm
以上と高めで、ホール測定ではn型でキャリア濃度が1
018/cm3 程度である。これは一般に言われるよう
に、AlN層のN原子空孔が原因と推定される。移動度
は、50cm2 /V・sec程度と低かった。z=x+
yという条件から5%以上はずれた混晶を作ると、X線
回折におけるブラッグピークの半値幅が0.2度以上に
増大し、ピーク強度の低下が著しいことが確認された。
【0069】図17は、x=0.2,y=0.3,z=
0.5±δとしたときの半値幅の組成偏差δに対する変
化を示している。偏差δが大きい場合には基板上に均一
な混晶層がエピタキシャル成長しているとはいいがた
い。混晶の成長は、組成比範囲の自由度が大きい反面、
微小領域でも組成が均一な単結晶が得られない場合が多
くなる。
0.5±δとしたときの半値幅の組成偏差δに対する変
化を示している。偏差δが大きい場合には基板上に均一
な混晶層がエピタキシャル成長しているとはいいがた
い。混晶の成長は、組成比範囲の自由度が大きい反面、
微小領域でも組成が均一な単結晶が得られない場合が多
くなる。
【0070】ところで本発明による新しい化合物半導体
材料により発光素子を作る場合、発光波長に対して透明
でかつ格子整合がとれる基板の選択が困難であり、この
ため基板吸収によって光取出し効果が低いものとなると
いう問題がある。また格子不整合に起因して発光層に応
力がかかる。この点を解決した実施形態を以下に説明す
る。以下の実施形態では、先に説明した実施形態と同様
にして基板上に超格子構造または混晶からなる広バンド
ギャップの半導体層を形成した後に、基板やバッファ層
を除去して光取出し効率の向上を図る。
材料により発光素子を作る場合、発光波長に対して透明
でかつ格子整合がとれる基板の選択が困難であり、この
ため基板吸収によって光取出し効果が低いものとなると
いう問題がある。また格子不整合に起因して発光層に応
力がかかる。この点を解決した実施形態を以下に説明す
る。以下の実施形態では、先に説明した実施形態と同様
にして基板上に超格子構造または混晶からなる広バンド
ギャップの半導体層を形成した後に、基板やバッファ層
を除去して光取出し効率の向上を図る。
【0071】図18はその様な実施形態のダブルヘテロ
接合構造のLEDである。このLEDは、p型AlGa
N/BP超格子層81、アンドープのAlGaN/BP
超格子層82およびn型AlGaN/BP超格子層83
からなるダブルヘテロ構造と、この上に形成された厚い
WZ構造のn型AlGaNコンタクト層84により構成
される。n側,p側にそれぞれオーミック電極85,8
6が形成される。
接合構造のLEDである。このLEDは、p型AlGa
N/BP超格子層81、アンドープのAlGaN/BP
超格子層82およびn型AlGaN/BP超格子層83
からなるダブルヘテロ構造と、この上に形成された厚い
WZ構造のn型AlGaNコンタクト層84により構成
される。n側,p側にそれぞれオーミック電極85,8
6が形成される。
【0072】このLEDは、図2のMOCVD装置を用
いて製造される。具体的な製造工程を次に説明する。
いて製造される。具体的な製造工程を次に説明する。
【0073】原料ガスは、TMA,TMG,TEB,N
H3 ,PH3 である。基板温度は850℃〜1150
℃、圧力は0.3気圧、原料ガスの総流量は1l/min
であり、成長速度が1μm/hとなるようにガス流量を
設定した。概略的な各原料ガスの流量は、TMA;1×
10-6mol /min ,TMG;1×10-6mol /min ,T
EB;1×10-6mol /min ,PH3 ;5×10-4mol
/min ,NH3 ;1×10-3mol /min である。ドーパ
ントには、n型にSi、p型にMgを用いた。Siはシ
ラン(SiH4 )を、Mgはシクロペンタジエニルマグ
ネシウム(CP2Mg)をそれぞれ原料ガスに混入する
ことによりドープした。
H3 ,PH3 である。基板温度は850℃〜1150
℃、圧力は0.3気圧、原料ガスの総流量は1l/min
であり、成長速度が1μm/hとなるようにガス流量を
設定した。概略的な各原料ガスの流量は、TMA;1×
10-6mol /min ,TMG;1×10-6mol /min ,T
EB;1×10-6mol /min ,PH3 ;5×10-4mol
/min ,NH3 ;1×10-3mol /min である。ドーパ
ントには、n型にSi、p型にMgを用いた。Siはシ
ラン(SiH4 )を、Mgはシクロペンタジエニルマグ
ネシウム(CP2Mg)をそれぞれ原料ガスに混入する
ことによりドープした。
【0074】まず、Znドープのp型GaP基板に、
0.1μmのp型BPバッファ層を形成する。次にこの
バッファ層上に、p型AlGaN/BP超格子層81
(キャリア濃度1×1017/cm3 、厚さ2μm、バン
ドギャップ3.0eV)、アンドープのAlGaN/B
P超格子層82(厚さ0.5μm、バンドギャップ2.
7eV)、n型AlGaN/BP超格子層83(キャリ
ア濃度1×1017/cm3、厚さ2μm、バンドギャッ
プ3.0eV)を順次成長させる。このDH構造の積層
部分は、バンドギャップ3.0eVの部分が、Al0.5
Ga0.5 N(1.3nm)/BP(0.7nm)、アン
ドープでバンドギャップ2.7eVの部分がAl0.5 G
a0.5 N(1nm)/BP(1nm)であり、2nmの
積層周期としている。
0.1μmのp型BPバッファ層を形成する。次にこの
バッファ層上に、p型AlGaN/BP超格子層81
(キャリア濃度1×1017/cm3 、厚さ2μm、バン
ドギャップ3.0eV)、アンドープのAlGaN/B
P超格子層82(厚さ0.5μm、バンドギャップ2.
7eV)、n型AlGaN/BP超格子層83(キャリ
ア濃度1×1017/cm3、厚さ2μm、バンドギャッ
プ3.0eV)を順次成長させる。このDH構造の積層
部分は、バンドギャップ3.0eVの部分が、Al0.5
Ga0.5 N(1.3nm)/BP(0.7nm)、アン
ドープでバンドギャップ2.7eVの部分がAl0.5 G
a0.5 N(1nm)/BP(1nm)であり、2nmの
積層周期としている。
【0075】そしてこのDH構造の上に、Siドープの
n型AlGaNからなるコンタクト層84(キャリア濃
度5×1017/cm3 、バンドギャップ3.4eV)を
30μm成長させる。このコンタクト層84は、n型A
lGaN/BP層83との界面付近はZB型であるが、
厚く成長させることにより大部分がWZ型となる。これ
は、発光波長に対して透明なばかりでなく、成長速度が
速く、コンタクト層のような厚い層を成長させるのに適
している。
n型AlGaNからなるコンタクト層84(キャリア濃
度5×1017/cm3 、バンドギャップ3.4eV)を
30μm成長させる。このコンタクト層84は、n型A
lGaN/BP層83との界面付近はZB型であるが、
厚く成長させることにより大部分がWZ型となる。これ
は、発光波長に対して透明なばかりでなく、成長速度が
速く、コンタクト層のような厚い層を成長させるのに適
している。
【0076】こうして各半導体層を成長させた後、Ga
P基板側を研磨し、2%臭素メチルアルコール溶液によ
りエッチングして基板およびBPバッファ層を完全に除
去する。そして最後にIn電極85,86を両面に形成
して図18のLEDが完成する。
P基板側を研磨し、2%臭素メチルアルコール溶液によ
りエッチングして基板およびBPバッファ層を完全に除
去する。そして最後にIn電極85,86を両面に形成
して図18のLEDが完成する。
【0077】この実施形態によれば、厚いコンタクト層
を残して基板およびバッファ層を除去することによっ
て、光吸収による損失が回避され、基板を除かない場合
に比べて倍近い輝度である20mcdの青色発光が確認
された。また基板除去によって発光層部分に無用な応力
がかからなくなり、信頼性が向上する。
を残して基板およびバッファ層を除去することによっ
て、光吸収による損失が回避され、基板を除かない場合
に比べて倍近い輝度である20mcdの青色発光が確認
された。また基板除去によって発光層部分に無用な応力
がかからなくなり、信頼性が向上する。
【0078】発光層部分にAlGaN/BPの超格子構
造ではなく、これと同等の組成を持つ混晶層を用いた場
合にも同様の効果が得られる。また発光層もDH構造に
限らず、ホモ接合の場合、シングルヘテロ接合の場合に
も同様に基板除去による効果が期待できる。
造ではなく、これと同等の組成を持つ混晶層を用いた場
合にも同様の効果が得られる。また発光層もDH構造に
限らず、ホモ接合の場合、シングルヘテロ接合の場合に
も同様に基板除去による効果が期待できる。
【0079】図19は、電極付近にのみコンタクト層を
残すようにした他の実施形態のシングルヘテロ接合型L
EDである。原料や製法は基本的に図18の実施形態と
同様である。まず、Znドープのp型GaP基板にバッ
ファ層兼コンタクト層としてp型BP層(キャリア濃度
2×1017/cm3 、厚さ5μm)91を成長させる。
次いで発光層部分であるp型AlGaN/BP超格子層
(キャリア濃度1×1017/cm3 、厚さ3μm、1.
3nm/0.7nmの積層)92、n型AlGaN/B
P超格子層(キャリア濃度2×1016/cm3 、厚さ3
μm、1nm/1nmの積層)93を順次成長させ、更
にこの上に、コンタクト層としてn型BP層94を5μ
m成長させる。ここでも超格子層の組成は、Al0.5 G
a0.5 N/BPとし、積層周期は2nmに統一した。
残すようにした他の実施形態のシングルヘテロ接合型L
EDである。原料や製法は基本的に図18の実施形態と
同様である。まず、Znドープのp型GaP基板にバッ
ファ層兼コンタクト層としてp型BP層(キャリア濃度
2×1017/cm3 、厚さ5μm)91を成長させる。
次いで発光層部分であるp型AlGaN/BP超格子層
(キャリア濃度1×1017/cm3 、厚さ3μm、1.
3nm/0.7nmの積層)92、n型AlGaN/B
P超格子層(キャリア濃度2×1016/cm3 、厚さ3
μm、1nm/1nmの積層)93を順次成長させ、更
にこの上に、コンタクト層としてn型BP層94を5μ
m成長させる。ここでも超格子層の組成は、Al0.5 G
a0.5 N/BPとし、積層周期は2nmに統一した。
【0080】結晶成長後、GaP基板は先の実施形態と
同様にしてエッチング除去する。そして両面にIn電極
95,96を形成し、この電極をエッチングマスクとし
て用いて両面のBP層91,94をエッチングして図1
9の構造を得る。
同様にしてエッチング除去する。そして両面にIn電極
95,96を形成し、この電極をエッチングマスクとし
て用いて両面のBP層91,94をエッチングして図1
9の構造を得る。
【0081】この実施形態によっても基板および不要な
コンタクト層をエッチング除去することにより、高輝度
の寿命の長い青色LEDが得られた。この実施形態にお
いても、超格子層に代わってこれと等価な混晶膜を用い
ることができる。
コンタクト層をエッチング除去することにより、高輝度
の寿命の長い青色LEDが得られた。この実施形態にお
いても、超格子層に代わってこれと等価な混晶膜を用い
ることができる。
【0082】図20は、光吸収が問題にならない程度に
薄いバッファ層やコンタクト層を有する他の実施形態の
LEDである。Znドープのp型GaP基板に、厚さ
0.1μm、キャリア濃度3×1017/cm3 のp型B
Pバッファ層101を形成する。次にこのバッファ層上
に、p型AlGaN/BP超格子層102(キャリア濃
度1×1017/cm3 、厚さ2μm、バンドギャップ
3.0eV)、アンドープのAlGaN/BP超格子層
103(厚さ0.5μm、バンドギャップ2.7e
V)、n型AlGaN/BP超格子層104(キャリア
濃度1×1017/cm3、厚さ2μm、バンドギャップ
3.0eV)を順次成長させる。このDH構造の部分の
構造は図18の実施形態と同様である。
薄いバッファ層やコンタクト層を有する他の実施形態の
LEDである。Znドープのp型GaP基板に、厚さ
0.1μm、キャリア濃度3×1017/cm3 のp型B
Pバッファ層101を形成する。次にこのバッファ層上
に、p型AlGaN/BP超格子層102(キャリア濃
度1×1017/cm3 、厚さ2μm、バンドギャップ
3.0eV)、アンドープのAlGaN/BP超格子層
103(厚さ0.5μm、バンドギャップ2.7e
V)、n型AlGaN/BP超格子層104(キャリア
濃度1×1017/cm3、厚さ2μm、バンドギャップ
3.0eV)を順次成長させる。このDH構造の部分の
構造は図18の実施形態と同様である。
【0083】このDH構造の上にコンタクト層として、
Siドープのn型BP層(キャリア濃度3×1017/c
m3 )105を0.1μm成長させる。各半導体層成長
の後、機械研磨の後、2%臭素メチルアルコール溶液に
よるエッチングによってGaP基板を除去し、In電極
106,107を形成する。
Siドープのn型BP層(キャリア濃度3×1017/c
m3 )105を0.1μm成長させる。各半導体層成長
の後、機械研磨の後、2%臭素メチルアルコール溶液に
よるエッチングによってGaP基板を除去し、In電極
106,107を形成する。
【0084】この実施形態のようにコンタクト層を残し
ても、それがごく薄いものであれば、光吸収は少なく、
高輝度の特性が得られる。
ても、それがごく薄いものであれば、光吸収は少なく、
高輝度の特性が得られる。
【0085】前述のように本発明に係る化合物半導体材
料には、これに対して格子整合がとれる良質の基板がな
い点が一つの問題である。上記各実施形態で説明したよ
うにGaP基板を用いた場合、15%程度の格子不整合
があり、これによって欠陥が生じたり、また発光層に大
きい応力がかかるので、信頼性の点で不安がある。この
点を解決した信頼性の高い発光素子の実施形態を以下に
説明する。以下の実施形態では、発光層に用いるのと同
様の構成の多層構造バッファ層を発光層の下地として成
長させる。
料には、これに対して格子整合がとれる良質の基板がな
い点が一つの問題である。上記各実施形態で説明したよ
うにGaP基板を用いた場合、15%程度の格子不整合
があり、これによって欠陥が生じたり、また発光層に大
きい応力がかかるので、信頼性の点で不安がある。この
点を解決した信頼性の高い発光素子の実施形態を以下に
説明する。以下の実施形態では、発光層に用いるのと同
様の構成の多層構造バッファ層を発光層の下地として成
長させる。
【0086】図21はその様な実施形態の半導体レーザ
である。n型GaP基板111上にまず、n型GaP層
112がバッファ層として形成され、この上に平均組成
の異なるn型GaAlN/BP超格子層とn型GaAl
N/BP超格子層を交互に積層した多層構造バッファ層
113が形成されている。このバッファ層113上に、
第1のクラッド層であるn型GaAlN/BP超格子層
114、活性層であるアンドープのGaAlN/BP超
格子層115および第2のクラッド層であるp型GaA
lN/BP超格子層116が順次形成されている。
である。n型GaP基板111上にまず、n型GaP層
112がバッファ層として形成され、この上に平均組成
の異なるn型GaAlN/BP超格子層とn型GaAl
N/BP超格子層を交互に積層した多層構造バッファ層
113が形成されている。このバッファ層113上に、
第1のクラッド層であるn型GaAlN/BP超格子層
114、活性層であるアンドープのGaAlN/BP超
格子層115および第2のクラッド層であるp型GaA
lN/BP超格子層116が順次形成されている。
【0087】こうして形成されたダブルヘテロ構造の上
に、中央部にストライプ状の開口を有する電流狭窄層と
してのn型BP層117が形成され、さらにこの上にコ
ンタクト層としてp型BP層118が形成されている。
また、p型BP層118上にはp側の金属電極119が
形成され、基板にはn側の金属電極110が形成されて
いる。
に、中央部にストライプ状の開口を有する電流狭窄層と
してのn型BP層117が形成され、さらにこの上にコ
ンタクト層としてp型BP層118が形成されている。
また、p型BP層118上にはp側の金属電極119が
形成され、基板にはn側の金属電極110が形成されて
いる。
【0088】この半導体レーザは、図2のマルチチャン
バ方式のMOCVD装置を用い、原料ガス、ガス流量、
ドーピングなどは基本的に先に説明した実施形態と同様
の条件に設定して製造される。GaAlN/BP超格子
層の代表的な積層周期は50Aであり、窒化物と硼化物
の厚さの比は1:1である。この比が1より小さくなる
とバンド構造が直接遷移型から間接遷移型に変化して発
光効率が低下する。また積層周期が50Aを越えると、
電子,正孔の局在が生じて導電率が低下する。
バ方式のMOCVD装置を用い、原料ガス、ガス流量、
ドーピングなどは基本的に先に説明した実施形態と同様
の条件に設定して製造される。GaAlN/BP超格子
層の代表的な積層周期は50Aであり、窒化物と硼化物
の厚さの比は1:1である。この比が1より小さくなる
とバンド構造が直接遷移型から間接遷移型に変化して発
光効率が低下する。また積層周期が50Aを越えると、
電子,正孔の局在が生じて導電率が低下する。
【0089】具体的な構成を説明すると、GaP基板1
11にはSiドープ、キャリア濃度1×1017/cm3
のものを用い、GaPバッファ層112はSiドープ、
キャリア濃度1×1017/cm3 、厚さ1μmとし、多
層構造バッファ層113は、n型Ga0.5 Al0.5 N/
BP層とn型Ga0.4 Al0.6 N/BP層を50nm周
期で1μm(Siドープ、キャリア濃度1×1017/c
m3 )成長させた。n型の第1のクラッド層114は、
Ga0.4 Al0.6 N/BP超格子層(Siドープ、キャ
リア濃度1×1017/cm3 、厚さ1μm)とし、アン
ドープ活性層115は、Ga0.5 Al0.5 N/BP超格
子層(厚さ0.1μm)とし、p型の第2のクラッド層
116は、Ga0.4 Al0.6 N/BP超格子層(Mgド
ープ、キャリア濃度1×1017/cm3 、厚さ1μm)
とした。
11にはSiドープ、キャリア濃度1×1017/cm3
のものを用い、GaPバッファ層112はSiドープ、
キャリア濃度1×1017/cm3 、厚さ1μmとし、多
層構造バッファ層113は、n型Ga0.5 Al0.5 N/
BP層とn型Ga0.4 Al0.6 N/BP層を50nm周
期で1μm(Siドープ、キャリア濃度1×1017/c
m3 )成長させた。n型の第1のクラッド層114は、
Ga0.4 Al0.6 N/BP超格子層(Siドープ、キャ
リア濃度1×1017/cm3 、厚さ1μm)とし、アン
ドープ活性層115は、Ga0.5 Al0.5 N/BP超格
子層(厚さ0.1μm)とし、p型の第2のクラッド層
116は、Ga0.4 Al0.6 N/BP超格子層(Mgド
ープ、キャリア濃度1×1017/cm3 、厚さ1μm)
とした。
【0090】p型クラッド層116上には、シランガス
の熱分解と写真食刻により幅5μmのストライプ状にS
iO2 膜を形成し、n型BP層からなる電流阻止層11
7(Siドープ、キャリア濃度1×1017/cm3 、1
μm)を選択成長させる。次いでSiO2 膜を除去して
コンタクト層としてp型BP層118(Mgドープ、キ
ャリア濃度1×1017/cm3 、厚さ1μm)を成長さ
せる。そしてp側にAu/Zn電極119、n側にAu
/Ge電極110をそれぞれ形成する。
の熱分解と写真食刻により幅5μmのストライプ状にS
iO2 膜を形成し、n型BP層からなる電流阻止層11
7(Siドープ、キャリア濃度1×1017/cm3 、1
μm)を選択成長させる。次いでSiO2 膜を除去して
コンタクト層としてp型BP層118(Mgドープ、キ
ャリア濃度1×1017/cm3 、厚さ1μm)を成長さ
せる。そしてp側にAu/Zn電極119、n側にAu
/Ge電極110をそれぞれ形成する。
【0091】こうして得られたウェハをへき開して、共
振器長300μmのレーザを得た。液体窒素温度でパル
ス幅100μsecのパルス動作において、緑色光レー
ザ発振が確認された。しきい値電流密度は、約50kA
/cm2 を示した。室温ではレーザ発振は認められなか
ったが、LEDモードの動作においては、100時間以
上の安定した発光が確認できた。この安定動作は、活性
層への応力の軽減によるものと思われる。
振器長300μmのレーザを得た。液体窒素温度でパル
ス幅100μsecのパルス動作において、緑色光レー
ザ発振が確認された。しきい値電流密度は、約50kA
/cm2 を示した。室温ではレーザ発振は認められなか
ったが、LEDモードの動作においては、100時間以
上の安定した発光が確認できた。この安定動作は、活性
層への応力の軽減によるものと思われる。
【0092】図22は、図21の実施形態を変形した実
施形態の半導体レーザである。図21の実施形態では、
p型クラッド層116上に選択成長によりn型BP電流
阻止層117を形成したが、この実施形態ではp型クラ
ッド層116の表面を予め選択エッチングしてストライ
プ状の凸部を形成しておき、この凸部の周囲にn型BP
電流阻止層117を形成している。
施形態の半導体レーザである。図21の実施形態では、
p型クラッド層116上に選択成長によりn型BP電流
阻止層117を形成したが、この実施形態ではp型クラ
ッド層116の表面を予め選択エッチングしてストライ
プ状の凸部を形成しておき、この凸部の周囲にn型BP
電流阻止層117を形成している。
【0093】図23はさらに図22の実施形態を変形し
た実施形態の半導体レーザである。先の実施形態ではn
型クラッド層114,活性層115およびp型クラッド
層116にGaAlN/BP超格子層を用いたのに対
し、この実施形態では、上記超格子層と同等の組成を有
するGaAlBNP混晶層からなるn型クラッド層11
4′,活性層115′,p型クラッド層116′を構成
している。
た実施形態の半導体レーザである。先の実施形態ではn
型クラッド層114,活性層115およびp型クラッド
層116にGaAlN/BP超格子層を用いたのに対
し、この実施形態では、上記超格子層と同等の組成を有
するGaAlBNP混晶層からなるn型クラッド層11
4′,活性層115′,p型クラッド層116′を構成
している。
【0094】これらの実施形態によっても、多層(超格
子)構造バッファ層を設けることによって安定な発光動
作が可能である。多層構造バッファ層として、平均組成
の異なるGax Aly B1-x-y Nz P1-z 混晶層を多層
に積層してもよい。また、平均組成の異なるGaAlN
/BP超格子層とGax Aly B1-x-y Nz P1-z 混晶
層を多層に積層してもよい。以上のような多層構造バッ
ファ層はLEDにも有効である。
子)構造バッファ層を設けることによって安定な発光動
作が可能である。多層構造バッファ層として、平均組成
の異なるGax Aly B1-x-y Nz P1-z 混晶層を多層
に積層してもよい。また、平均組成の異なるGaAlN
/BP超格子層とGax Aly B1-x-y Nz P1-z 混晶
層を多層に積層してもよい。以上のような多層構造バッ
ファ層はLEDにも有効である。
【0095】図21〜図23の実施形態では、DH構造
を得るのに組成比を変化させたが、超格子層の場合には
その膜厚比を変化させ、また混晶の場合には混晶比を変
化させることにより同様にDH構造を得ることができ
る。また、Gax Aly B1-x- y Nz P1-z において、
x+y=0.5の場合を説明したが、これ以外の組成で
もよい。ただし発光層については、x+yが0.5より
小さくなるとバンド構造が間接遷移型に変化するので、
好ましくない。GaAlN中またはGaAlBNP中に
Inなどを添加して、BP層とGaAlNの格子整合を
良好にすることも可能である。
を得るのに組成比を変化させたが、超格子層の場合には
その膜厚比を変化させ、また混晶の場合には混晶比を変
化させることにより同様にDH構造を得ることができ
る。また、Gax Aly B1-x- y Nz P1-z において、
x+y=0.5の場合を説明したが、これ以外の組成で
もよい。ただし発光層については、x+yが0.5より
小さくなるとバンド構造が間接遷移型に変化するので、
好ましくない。GaAlN中またはGaAlBNP中に
Inなどを添加して、BP層とGaAlNの格子整合を
良好にすることも可能である。
【0096】次に、本発明による化合物半導体層を用い
た発光層部分と基板の格子不整合の問題を基板材料によ
り解決した実施形態を説明する。MOCVD法によりバ
ンドギャップの広い硼素や窒素を含む化合物半導体層を
成長させる際、高い基板温度での成長が望ましいが、こ
れまでの実施形態で説明したGaP基板は融点が146
7℃であり、基板損傷を避けるために余り高温成長がで
きない。これに対し以下の実施形態では、融点が283
0℃と高く、格子定数がGaPより小さいSiC基板を
用いることにより高温成長を可能とし、基板と発光層部
分の格子整合性を高める。
た発光層部分と基板の格子不整合の問題を基板材料によ
り解決した実施形態を説明する。MOCVD法によりバ
ンドギャップの広い硼素や窒素を含む化合物半導体層を
成長させる際、高い基板温度での成長が望ましいが、こ
れまでの実施形態で説明したGaP基板は融点が146
7℃であり、基板損傷を避けるために余り高温成長がで
きない。これに対し以下の実施形態では、融点が283
0℃と高く、格子定数がGaPより小さいSiC基板を
用いることにより高温成長を可能とし、基板と発光層部
分の格子整合性を高める。
【0097】図24は、そのような実施形態のDH構造
半導体レーザである。n型SiC基板121上にまずn
型BP層122がバッファ層として形成され、この上に
n型GaAlN/BP超格子層からなる第1のクラッド
層123,アンドープGaAlN/BP超格子層からな
る活性層124及びp型GaAlN/BP超格子層から
なる第2のクラッド層125が順次形成されてDH構造
が構成されている。第2のクラッド層125上には、中
央のストライプ状部分を除いてn型BP層からなる電流
阻止層126が形成され、さらにこの上にp型BP層か
らなるコンタクト層127が形成されている。素子の両
面にはオーミック電極128,129が形成されてい
る。
半導体レーザである。n型SiC基板121上にまずn
型BP層122がバッファ層として形成され、この上に
n型GaAlN/BP超格子層からなる第1のクラッド
層123,アンドープGaAlN/BP超格子層からな
る活性層124及びp型GaAlN/BP超格子層から
なる第2のクラッド層125が順次形成されてDH構造
が構成されている。第2のクラッド層125上には、中
央のストライプ状部分を除いてn型BP層からなる電流
阻止層126が形成され、さらにこの上にp型BP層か
らなるコンタクト層127が形成されている。素子の両
面にはオーミック電極128,129が形成されてい
る。
【0098】この半導体レーザは、先の各実施形態と同
様に、図2のMOCVD装置を用いて各半導体層の成長
が行われる。その際の原料ガス,ガス流量,ドーパント
などの成長条件は先に説明した実施形態と同様である。
基板温度はGaP基板を用いた場合に比べて高い温度例
えば1200〜1400℃に設定する。
様に、図2のMOCVD装置を用いて各半導体層の成長
が行われる。その際の原料ガス,ガス流量,ドーパント
などの成長条件は先に説明した実施形態と同様である。
基板温度はGaP基板を用いた場合に比べて高い温度例
えば1200〜1400℃に設定する。
【0099】具体的な構成を説明すると、SiC基板1
21にはAlドープ、キャリア濃度1×1017/cm3
のものを用い、BPバッファ層122はSiドープ、キ
ャリア濃度1×1017/cm3 、厚み1μmとし、第1
のクラッド層123はn型Ga0.4 Al0.6 N/BP超
格子層(Siドープ、キャリア濃度1×1017/c
m3 、1μm)、活性層124はアンドープGa0.5 A
l0.5 N/BP超格子層(0.1μm)、第2のクラッ
ド層125はp型Ga0.4 Al0.6 N/BP超格子層
(Mgドープ、キャリア濃度1×1017/cm3 、1μ
m)とした。
21にはAlドープ、キャリア濃度1×1017/cm3
のものを用い、BPバッファ層122はSiドープ、キ
ャリア濃度1×1017/cm3 、厚み1μmとし、第1
のクラッド層123はn型Ga0.4 Al0.6 N/BP超
格子層(Siドープ、キャリア濃度1×1017/c
m3 、1μm)、活性層124はアンドープGa0.5 A
l0.5 N/BP超格子層(0.1μm)、第2のクラッ
ド層125はp型Ga0.4 Al0.6 N/BP超格子層
(Mgドープ、キャリア濃度1×1017/cm3 、1μ
m)とした。
【0100】第2のクラッド層125上にはSiO2 膜
マスクをストライプ状に形成してn型BP層(Siドー
プ、キャリア濃度1×1017/cm3 、1μm)を選択
成長させて電流阻止層126を形成し、さらにマスクを
除去してp型BP層(Mgドープ、キャリア濃度1×1
017/cm3 、1μm)からなるコンタクト層127を
形成している。p側の電極128はAu/Zn膜、n側
の電極129はAu/Ge膜を用いて構成した。
マスクをストライプ状に形成してn型BP層(Siドー
プ、キャリア濃度1×1017/cm3 、1μm)を選択
成長させて電流阻止層126を形成し、さらにマスクを
除去してp型BP層(Mgドープ、キャリア濃度1×1
017/cm3 、1μm)からなるコンタクト層127を
形成している。p側の電極128はAu/Zn膜、n側
の電極129はAu/Ge膜を用いて構成した。
【0101】得られたウェハをへき開して、共振器長3
00μmのレーザ素子を作成した結果、液体窒素温度で
パルス幅100μsecのパルス動作で緑色光レーザ発
振が確認された。しきい値電流は約50kA/cm2 で
あった。室温でのレーザ発振は確認できながったが、L
EDモードの動作で100時間の安定動作が確認され
た。
00μmのレーザ素子を作成した結果、液体窒素温度で
パルス幅100μsecのパルス動作で緑色光レーザ発
振が確認された。しきい値電流は約50kA/cm2 で
あった。室温でのレーザ発振は確認できながったが、L
EDモードの動作で100時間の安定動作が確認され
た。
【0102】図25は、図24の発光層部分を変形した
実施形態の構成である。図241の実施形態では、p型
クラッド層125上に選択成長によりn型BP電流狭窄
層126を形成したが、この実施形態ではp型クラッド
層125の表面を予め選択エッチングしてストライプ状
の凸部を形成しておき、この凸部の周囲にn型BP電流
阻止層126を形成している。
実施形態の構成である。図241の実施形態では、p型
クラッド層125上に選択成長によりn型BP電流狭窄
層126を形成したが、この実施形態ではp型クラッド
層125の表面を予め選択エッチングしてストライプ状
の凸部を形成しておき、この凸部の周囲にn型BP電流
阻止層126を形成している。
【0103】図26はさらに図24の実施形態を変形し
た実施形態の半導体レーザである。先の実施形態ではn
型クラッド層123,活性層124およびp型クラッド
層125にGaAlN/BP超格子層を用いたのに対
し、この実施形態では、上記超格子層と同等の組成を有
するGaAlBNP混晶層からなるn型クラッド層12
3′,活性層124′,p型クラッド層125′を構成
している。
た実施形態の半導体レーザである。先の実施形態ではn
型クラッド層123,活性層124およびp型クラッド
層125にGaAlN/BP超格子層を用いたのに対
し、この実施形態では、上記超格子層と同等の組成を有
するGaAlBNP混晶層からなるn型クラッド層12
3′,活性層124′,p型クラッド層125′を構成
している。
【0104】これらの実施形態によっても、安定な発光
動作が可能である。またGaAlnもしくはGaAlB
NPにInを添加してBP層とGaAlN層の格子整合
を良好にすることも有効である。以上の実施形態におい
て、SiC基板に代わってSi基板を用いることも、高
温成長を可能にするため有効である。SiC基板,Si
基板の採用は、LEDの作製においても有効である。
動作が可能である。またGaAlnもしくはGaAlB
NPにInを添加してBP層とGaAlN層の格子整合
を良好にすることも有効である。以上の実施形態におい
て、SiC基板に代わってSi基板を用いることも、高
温成長を可能にするため有効である。SiC基板,Si
基板の採用は、LEDの作製においても有効である。
【0105】本発明の化合物半導体材料は、BPの低イ
オン性とZB構造、およびGaAlNの広いバンドギャ
ップの特性を併せ持つものであるが、GaAlN層部分
にアクセプタ不純物が入るとNが抜けるという自己補償
効果があり、高濃度のp型ドーピングが難しい。この点
を解決するために、GaAlN/BP超格子層を形成す
る際に、p型に関しては低イオン性のBP層にのみ選択
的に不純物をドープすることが有効であることが判明し
た。
オン性とZB構造、およびGaAlNの広いバンドギャ
ップの特性を併せ持つものであるが、GaAlN層部分
にアクセプタ不純物が入るとNが抜けるという自己補償
効果があり、高濃度のp型ドーピングが難しい。この点
を解決するために、GaAlN/BP超格子層を形成す
る際に、p型に関しては低イオン性のBP層にのみ選択
的に不純物をドープすることが有効であることが判明し
た。
【0106】GaAlN/BP超格子層全体にp型不純
物をドープすると、GaAlN層での自己補償効果の
他、欠陥が多く発生して結局全体として高いキャリア濃
度が得られないのに対し、BP層にのみ選択的にp型不
純物をドープすると、自己補償効果の影響を受けず、ま
た欠陥の発生もないため、効果的にドープした不純物の
多くがキャリアとして有効に活性化されるものと思われ
る。
物をドープすると、GaAlN層での自己補償効果の
他、欠陥が多く発生して結局全体として高いキャリア濃
度が得られないのに対し、BP層にのみ選択的にp型不
純物をドープすると、自己補償効果の影響を受けず、ま
た欠陥の発生もないため、効果的にドープした不純物の
多くがキャリアとして有効に活性化されるものと思われ
る。
【0107】図27(a)(b)は、その様なドーピン
グ法を示す概念図である。(a)はp型ドーピングの場
合であり、(b)はn型ドーピングの場合である。いず
れも、BP層とGaAlN層が交互に所定周期で積層さ
れた多層構造を基本とするが、(a)ではBP層にのみ
Mgがドープされ、(b)ではGaAlN層にのみSi
がドープされている。
グ法を示す概念図である。(a)はp型ドーピングの場
合であり、(b)はn型ドーピングの場合である。いず
れも、BP層とGaAlN層が交互に所定周期で積層さ
れた多層構造を基本とするが、(a)ではBP層にのみ
Mgがドープされ、(b)ではGaAlN層にのみSi
がドープされている。
【0108】この様な超格子半導体層の成長と選択的な
不純物ドープは、図2のMOCVD装置により可能であ
る。すでに説明した実施形態における超格子層形成と同
様の条件でGaAlN/BP超格子層を形成し、n型に
関してはGaAlN層にSiを、p型に関してはBP層
にMgをそれぞれドーピングした。n型の場合はGaA
lN層とBP層に同時にSiをドープしてもよいが、B
Pは有効質量が非常に大きくn型ドーピングには適さな
い。この選択ドーピングにより、p型,n型共に1018
/cm3 オーダーのキャリア濃度の超格子半導体膜が得
られることが確認された。
不純物ドープは、図2のMOCVD装置により可能であ
る。すでに説明した実施形態における超格子層形成と同
様の条件でGaAlN/BP超格子層を形成し、n型に
関してはGaAlN層にSiを、p型に関してはBP層
にMgをそれぞれドーピングした。n型の場合はGaA
lN層とBP層に同時にSiをドープしてもよいが、B
Pは有効質量が非常に大きくn型ドーピングには適さな
い。この選択ドーピングにより、p型,n型共に1018
/cm3 オーダーのキャリア濃度の超格子半導体膜が得
られることが確認された。
【0109】なおp型ドーピングの際にGaAlN層に
僅かのMgが混入すること、n型ドーピングの際にBP
層に僅かのSiが混入することは差支えない。
僅かのMgが混入すること、n型ドーピングの際にBP
層に僅かのSiが混入することは差支えない。
【0110】以上の多層膜への選択ドーピングを具体的
な素子製造に適用した実施形態を次に説明する。
な素子製造に適用した実施形態を次に説明する。
【0111】図28は、その様な実施形態の半導体レー
ザである。n型GaP基板131上にまずn型GaPバ
ッファ層132,n型BPバッファ層133が順次形成
され、この上にn型GaAlN/BP超格子層からなる
第1のクラッド層134,アンドープGaAlN/BP
超格子層からなる活性層135及びp型GaAlN/B
P超格子層からなる第2のクラッド層136が順次形成
されてDH構造が構成されている。第2のクラッド層1
36上には、中央のストライプ状部分を除いてn型BP
からなる電流阻止層137が形成され、さらにこの上に
p型BP層からなるコンタクト層138が形成されてい
る。素子の両面にはオーミック電極139,130が形
成されている。
ザである。n型GaP基板131上にまずn型GaPバ
ッファ層132,n型BPバッファ層133が順次形成
され、この上にn型GaAlN/BP超格子層からなる
第1のクラッド層134,アンドープGaAlN/BP
超格子層からなる活性層135及びp型GaAlN/B
P超格子層からなる第2のクラッド層136が順次形成
されてDH構造が構成されている。第2のクラッド層1
36上には、中央のストライプ状部分を除いてn型BP
からなる電流阻止層137が形成され、さらにこの上に
p型BP層からなるコンタクト層138が形成されてい
る。素子の両面にはオーミック電極139,130が形
成されている。
【0112】この半導体レーザは、先の各実施形態と同
様に、図2のMOCVD装置を用いて各半導体層の成長
が行われる。その際の原料ガス,ガス流量,ドーパント
などの成長条件は先に説明した実施形態と同様である。
但し、p型のGaAlN/BP超格子層のドーピングに
ついては、BP層成長時にのみMgをドープし、n型の
GaAlN/BP超格子層のドーピングについてはGa
AlN層の成長時のみSiをドープした。
様に、図2のMOCVD装置を用いて各半導体層の成長
が行われる。その際の原料ガス,ガス流量,ドーパント
などの成長条件は先に説明した実施形態と同様である。
但し、p型のGaAlN/BP超格子層のドーピングに
ついては、BP層成長時にのみMgをドープし、n型の
GaAlN/BP超格子層のドーピングについてはGa
AlN層の成長時のみSiをドープした。
【0113】具体的な素子構成を説明する。GaP基板
131にはSiドープ、キャリア濃度1×1018/cm
3 のものを用い、n型GaPバッファ層132はSiド
ープ、キャリア濃度1×1018/cm3 、厚さ1μmと
し、n型BPバッファ層133は同様にSiドープ、キ
ャリア濃度1×1018/cm3 、厚み1μmとし、第1
のクラッド層134はn型Ga0.4 Al0.6 N/BP超
格子層(Siドープ、キャリア濃度1×1018/c
m3 、1μm)、活性層135はアンドープGa0. 5 A
l0.5 N/BP超格子層(0.1μm)、第2のクラッ
ド層136はp型Ga0.4 Al0.6 N/BP超格子層
(Mgドープ、キャリア濃度1×1018/cm3 、1μ
m)とした。
131にはSiドープ、キャリア濃度1×1018/cm
3 のものを用い、n型GaPバッファ層132はSiド
ープ、キャリア濃度1×1018/cm3 、厚さ1μmと
し、n型BPバッファ層133は同様にSiドープ、キ
ャリア濃度1×1018/cm3 、厚み1μmとし、第1
のクラッド層134はn型Ga0.4 Al0.6 N/BP超
格子層(Siドープ、キャリア濃度1×1018/c
m3 、1μm)、活性層135はアンドープGa0. 5 A
l0.5 N/BP超格子層(0.1μm)、第2のクラッ
ド層136はp型Ga0.4 Al0.6 N/BP超格子層
(Mgドープ、キャリア濃度1×1018/cm3 、1μ
m)とした。
【0114】第2のクラッド層136上にはSiO2 膜
マスクをストライプ状に形成してn型BP層(Siドー
プ、キャリア濃度1×1018/cm3 、1μm)を選択
成長させて電流阻止層137を形成し、さらにマスクを
除去してp型BP層(Mgドープ、キャリア濃度1×1
018/cm3 、1μm)からなるコンタクト層138を
形成している。p側の電極139はAu/Zn膜、n側
の電極130はAu/Ge膜を用いて構成した。
マスクをストライプ状に形成してn型BP層(Siドー
プ、キャリア濃度1×1018/cm3 、1μm)を選択
成長させて電流阻止層137を形成し、さらにマスクを
除去してp型BP層(Mgドープ、キャリア濃度1×1
018/cm3 、1μm)からなるコンタクト層138を
形成している。p側の電極139はAu/Zn膜、n側
の電極130はAu/Ge膜を用いて構成した。
【0115】得られたウェハをへき開して、共振器長3
00μmのレーザ素子を作成した結果、液体窒素温度で
パルス幅100μsecのパルス動作で緑色光レーザ発
振が確認された。しきい値電流は約50kA/cm2 で
あった。室温でのレーザ発振は確認できなかったが、L
EDモードの動作で100時間の安定動作が確認され
た。
00μmのレーザ素子を作成した結果、液体窒素温度で
パルス幅100μsecのパルス動作で緑色光レーザ発
振が確認された。しきい値電流は約50kA/cm2 で
あった。室温でのレーザ発振は確認できなかったが、L
EDモードの動作で100時間の安定動作が確認され
た。
【0116】図29は、図28の実施形態を変形した実
施形態の半導体レーザであり、第2クラッド層136を
形成した後、その中央部にストライプ状の凸部が形成さ
れるように選択エッチングして、凸部周囲にn型BP層
からなる電流阻止層137を形成している。これにより
図28の実施形態と同様の効果が得られる他、第2クラ
ッド層136の凸型部分が電流阻止層137との間の屈
折率差によって光導波路となり、電流狭窄と光閉じ込め
が自己整合的に実現できる。
施形態の半導体レーザであり、第2クラッド層136を
形成した後、その中央部にストライプ状の凸部が形成さ
れるように選択エッチングして、凸部周囲にn型BP層
からなる電流阻止層137を形成している。これにより
図28の実施形態と同様の効果が得られる他、第2クラ
ッド層136の凸型部分が電流阻止層137との間の屈
折率差によって光導波路となり、電流狭窄と光閉じ込め
が自己整合的に実現できる。
【0117】図30は、超格子層への不純物の選択ドー
プをLEDに適用した実施形態である。p型GaP基板
141上にp型GaPバッファ層142,p型BPバッ
ファ層143が順次形成され、この上にp型Ga0.5 A
l0.5 N/BP超格子層144,n型Ga0.5 Al0.5
N/BP超格子層145からなるpn接合が形成され、
さらにこの上にn型GaNコンタクト層146が形成さ
れている。素子ウェハの両面にオーミック電極147,
148が形成されている。
プをLEDに適用した実施形態である。p型GaP基板
141上にp型GaPバッファ層142,p型BPバッ
ファ層143が順次形成され、この上にp型Ga0.5 A
l0.5 N/BP超格子層144,n型Ga0.5 Al0.5
N/BP超格子層145からなるpn接合が形成され、
さらにこの上にn型GaNコンタクト層146が形成さ
れている。素子ウェハの両面にオーミック電極147,
148が形成されている。
【0118】このLEDも、図2のMOCVD装置を用
いてほぼ上記実施形態と同様の条件で形成される。
いてほぼ上記実施形態と同様の条件で形成される。
【0119】具体的な素子構成を説明する。GaP基板
141はZnドープ、キャリア濃度2×1017/cm3
である。p型GaPバッファ層142およびp型BPバ
ッファ層143は共に、キャリア濃度2×1017/cm
3 、厚さ3μmであり、p型Ga0.5 Al0.5 N/BP
超格子層144は、1.3nm/0.7nmの積層構造
(バンドギャップ3.0eV)でキャリア濃度1×10
17/cm3 、厚さ3μm、n型Ga0.5 Al0.5 N/B
P超格子層145は1nm/1nmの積層(バンドギャ
ップ2.7eV)でキャリア濃度2×1016/cm3 、
厚さ3μmである。
141はZnドープ、キャリア濃度2×1017/cm3
である。p型GaPバッファ層142およびp型BPバ
ッファ層143は共に、キャリア濃度2×1017/cm
3 、厚さ3μmであり、p型Ga0.5 Al0.5 N/BP
超格子層144は、1.3nm/0.7nmの積層構造
(バンドギャップ3.0eV)でキャリア濃度1×10
17/cm3 、厚さ3μm、n型Ga0.5 Al0.5 N/B
P超格子層145は1nm/1nmの積層(バンドギャ
ップ2.7eV)でキャリア濃度2×1016/cm3 、
厚さ3μmである。
【0120】n型GaNコンタクト層146は大部分が
WZ型であり、Siドープ、キャリア濃度1×1017/
cm3 、厚さ5μmである。p型Ga0.5 Al0.5 N/
BP超格子層144の形成に際しては、BP層の成長時
にのみMgドープを行い、n型Ga0.5 Al0.5 N/B
P超格子層145の形成に際してはGaAlN層成長時
のみSiドープを行った。
WZ型であり、Siドープ、キャリア濃度1×1017/
cm3 、厚さ5μmである。p型Ga0.5 Al0.5 N/
BP超格子層144の形成に際しては、BP層の成長時
にのみMgドープを行い、n型Ga0.5 Al0.5 N/B
P超格子層145の形成に際してはGaAlN層成長時
のみSiドープを行った。
【0121】図31は、この様にして得られたLEDチ
ップ151を、レンズを兼ねる樹脂ケース152に埋込
み形成した状態を示している。素子の一方の端子は内部
リード153を介して外部リード154に一方に接続さ
れる。
ップ151を、レンズを兼ねる樹脂ケース152に埋込
み形成した状態を示している。素子の一方の端子は内部
リード153を介して外部リード154に一方に接続さ
れる。
【0122】この様な樹脂封止型として、10mcd程
度の青色発光が確認された。
度の青色発光が確認された。
【0123】図32はさらに、超格子層への選択ドープ
をDH構造を持つLEDに適用した実施形態である。p
型GaP基板161上にp型GaPバッファ層162,
p型BPバッファ層163が順次形成され、この上にp
型Ga0.5 Al0.5 N/BP超格子層164,アンドー
プのGa0.5 Al0.5 N/BP超格子層165,n型G
a0.5 Al0.5 N/BP超格子層166が順次積層形成
され、さらにこの上にn型GaNコンタクト層167が
形成されている。素子ウェハの両面にオーミック電極1
68,169が形成されている。
をDH構造を持つLEDに適用した実施形態である。p
型GaP基板161上にp型GaPバッファ層162,
p型BPバッファ層163が順次形成され、この上にp
型Ga0.5 Al0.5 N/BP超格子層164,アンドー
プのGa0.5 Al0.5 N/BP超格子層165,n型G
a0.5 Al0.5 N/BP超格子層166が順次積層形成
され、さらにこの上にn型GaNコンタクト層167が
形成されている。素子ウェハの両面にオーミック電極1
68,169が形成されている。
【0124】このLEDも、図2のMOCVD装置を用
いてほぼ上記実施形態と同様の条件で形成される。
いてほぼ上記実施形態と同様の条件で形成される。
【0125】具体的な素子構成を説明する。GaP基板
161はZnドープ、キャリア濃度2×1017/cm3
である。p型GaPバッファ層162およびp型BPバ
ッファ層163は共に、キャリア濃度2×1017/cm
3 、厚さ3μmであり、p型Ga0.5 Al0.5 N/BP
超格子層164は、1.3nm/0.7nmの積層構造
でキャリア濃度1×1017/cm3 、厚さ2μm、アン
ドープGa0.5 Al0. 5 N/BP超格子層165は、1
nm/1nmの積層構造でキャリア濃度2×1016/c
m3 、厚さ0.5μm、n型Ga0.5 Al0.5 N/BP
超格子層166は1.3nm/0.7nmの積層構造で
キャリア濃度2×1016/cm3 、厚さ2μmである。
161はZnドープ、キャリア濃度2×1017/cm3
である。p型GaPバッファ層162およびp型BPバ
ッファ層163は共に、キャリア濃度2×1017/cm
3 、厚さ3μmであり、p型Ga0.5 Al0.5 N/BP
超格子層164は、1.3nm/0.7nmの積層構造
でキャリア濃度1×1017/cm3 、厚さ2μm、アン
ドープGa0.5 Al0. 5 N/BP超格子層165は、1
nm/1nmの積層構造でキャリア濃度2×1016/c
m3 、厚さ0.5μm、n型Ga0.5 Al0.5 N/BP
超格子層166は1.3nm/0.7nmの積層構造で
キャリア濃度2×1016/cm3 、厚さ2μmである。
【0126】n型GaNコンタクト層167は大部分が
WZ型であり、Siドープ、キャリア濃度1×1017/
cm3 、厚さ5μmである。p型Ga0.5 Al0.5 N/
BP超格子層164の形成に際しては、BP層の成長時
にのみMgドープを行い、n型Ga0.5 Al0.5 N/B
P超格子層166の形成に際してはGaAlN層成長時
のみSiドープを行った。
WZ型であり、Siドープ、キャリア濃度1×1017/
cm3 、厚さ5μmである。p型Ga0.5 Al0.5 N/
BP超格子層164の形成に際しては、BP層の成長時
にのみMgドープを行い、n型Ga0.5 Al0.5 N/B
P超格子層166の形成に際してはGaAlN層成長時
のみSiドープを行った。
【0127】この様なDH構造LEDを図31に示すよ
うに樹脂封止して、より高輝度の青色発光が認められ
た。
うに樹脂封止して、より高輝度の青色発光が認められ
た。
【0128】
【発明の効果】以上詳述したように本発明によれば、発
光層をGaAlN系材料からなるp型及びn型クラッド
層で挟んで形成されたダブルへテロ構造部ほ備えた発光
素子において、GaAlN系材料からなるクラッド層に
Mgをドープすることにより、Znをドープした場合よ
りも低抵抗のp型クラッド層を得ることができ、青色半
導体発光素子の実現に寄与することが可能となる。
光層をGaAlN系材料からなるp型及びn型クラッド
層で挟んで形成されたダブルへテロ構造部ほ備えた発光
素子において、GaAlN系材料からなるクラッド層に
Mgをドープすることにより、Znをドープした場合よ
りも低抵抗のp型クラッド層を得ることができ、青色半
導体発光素子の実現に寄与することが可能となる。
【図1】本発明の一実施形態の化合物半導体ウェハを示
す図。
す図。
【図2】ウェハを製造するためのMOCVD装置を示す
図。
図。
【図3】他の実施形態の化合物半導体ウェハを示す図。
【図4】ウェハを製造するためのMOCVD装置を示す
図。
図。
【図5】本発明をLEDに適用した実施形態を示す図。
【図6】DHレーザに適用した実施形態を示す図。
【図7】立方晶半導体のバンド構造を示す図。
【図8】本発明に係る化合物半導体材料の組成とバンド
ギャップの関係を示す図。
ギャップの関係を示す図。
【図9】同じく組成と結合長さの関係を示す図。
【図10】GaAlN/BP多層膜ウェハの例を示す
図。
図。
【図11】ウェハの組成と抵抗率の関係を示す図。
【図12】積層周期と抵抗率の関係を示す図。
【図13】GaAlN/BP超格子層を用いたシングル
ヘテロ型LEDの実施形態を示す図。
ヘテロ型LEDの実施形態を示す図。
【図14】LEDの窒素成分比と輝度の関係を示す図。
【図15】GaAlN/BP超格子層を用いたダブルヘ
テロ接合型レーザの実施形態を示す図。
テロ接合型レーザの実施形態を示す図。
【図16】レーザにおける超格子層の窒素成分比としき
い値電流の関係を示す図。
い値電流の関係を示す図。
【図17】本発明によるGax Aly B1-x-y Nz P
1-z 混晶層の組成偏差とX線回折におけるブラッグピー
クの半値幅の関係を示す図。
1-z 混晶層の組成偏差とX線回折におけるブラッグピー
クの半値幅の関係を示す図。
【図18】光取出し効率の向上を図った実施形態のLE
Dを示す図。
Dを示す図。
【図19】光取出し効率の向上を図った実施形態のLE
Dを示す図。
Dを示す図。
【図20】光取出し効率の向上を図った実施形態のLE
Dを示す図。
Dを示す図。
【図21】多層構造バッファ層を介在させた実施形態の
レーザを示す図。
レーザを示す図。
【図22】多層構造バッファ層を介在させた実施形態の
レーザを示す図。
レーザを示す図。
【図23】多層構造バッファ層を介在させた実施形態の
レーザを示す図。
レーザを示す図。
【図24】SiC基板を用いた実施形態のレーザを示す
図。
図。
【図25】SiC基板を用いた実施形態のレーザを示す
図。
図。
【図26】SiC基板を用いた実施形態のレーザを示す
図。
図。
【図27】本発明による超格子層への選択ドーピングを
説明するための図。
説明するための図。
【図28】選択ドーピングを適用した実施形態のレーザ
を示す図。
を示す図。
【図29】選択ドーピングを適用した実施形態のレーザ
を示す図。
を示す図。
【図30】選択ドーピングを適用した実施形態のシング
ルヘテロ接合型LEDを示す図。
ルヘテロ接合型LEDを示す図。
【図31】選択ドーピングを適用した実施形態のシング
ルヘテロ接合型LEDを示す図。
ルヘテロ接合型LEDを示す図。
【図32】選択ドーピングを適用した実施形態のダブル
ヘテロ接合型LEDを示す図。
ヘテロ接合型LEDを示す図。
1…GaP基板 2…GaP層 3…BP層 4…GaN層 5…Gax Aly B1-x-y Nz P1-z 層 11〜13…反応管 14…チャンバ 15…基板 16…サセプタ 17…高周波コイル 18…ホルダ 19…駆動軸 20…熱電対 23…チャンバ 24…ガス導入口 25…排気口 26…サセプタ 27…基板 28…高周波コイル 29…熱電対 31…GaP基板 32…BP層 33…n型GaAlN/BP超格子層 34…p型GaAlN超格子層 35,36…In電極 41…GaP基板 42…BP層 43…n型GaAlN/BP超格子層 44…アンドープGaAlN/BP超格子層 45…p型GaAlN超格子層 46,47…In電極
Claims (2)
- 【請求項1】pn接合を有する青色半導体発光素子にお
いて、 単結晶基板上に形成されたバッファ層と、このバッファ
層上に形成され、発光層をGaAlN系材料からなるp
型及びn型クラッド層で挟んで形成されたダブルへテロ
構造部とを具備し、前記ダブルへテロ構造部のp側クラ
ッド層にはMgがドープされ、n側クラッド層にはSi
がドープされてなることを特徴とする青色半導体発光素
子。 - 【請求項2】前記活性層は、AlGaNとBPの超格子
からなることを特徴とする請求項1記載の青色半導体発
光素子。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10099483A JPH10247760A (ja) | 1989-01-13 | 1998-04-10 | 青色半導体発光素子 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP622289 | 1989-01-13 | ||
JP1-6222 | 1989-01-13 | ||
JP10099483A JPH10247760A (ja) | 1989-01-13 | 1998-04-10 | 青色半導体発光素子 |
Related Parent Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1110501A Division JP2809690B2 (ja) | 1989-01-13 | 1989-04-28 | 化合物半導体材料とこれを用いた半導体素子およびその製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH10247760A true JPH10247760A (ja) | 1998-09-14 |
Family
ID=26340301
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP10099483A Pending JPH10247760A (ja) | 1989-01-13 | 1998-04-10 | 青色半導体発光素子 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH10247760A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US7315050B2 (en) | 2001-05-28 | 2008-01-01 | Showa Denko K.K. | Semiconductor device, semiconductor layer and production method thereof |
US7646040B2 (en) | 2002-11-28 | 2010-01-12 | Showa Denko K.K. | Boron phosphide-based compound semiconductor device, production method thereof and light emitting diode |
CN115863503A (zh) * | 2023-02-28 | 2023-03-28 | 江西兆驰半导体有限公司 | 深紫外led外延片及其制备方法、深紫外led |
-
1998
- 1998-04-10 JP JP10099483A patent/JPH10247760A/ja active Pending
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US7315050B2 (en) | 2001-05-28 | 2008-01-01 | Showa Denko K.K. | Semiconductor device, semiconductor layer and production method thereof |
US7622398B2 (en) | 2001-05-28 | 2009-11-24 | Showa Denko K.K. | Semiconductor device, semiconductor layer and production method thereof |
US7646040B2 (en) | 2002-11-28 | 2010-01-12 | Showa Denko K.K. | Boron phosphide-based compound semiconductor device, production method thereof and light emitting diode |
CN115863503A (zh) * | 2023-02-28 | 2023-03-28 | 江西兆驰半导体有限公司 | 深紫外led外延片及其制备方法、深紫外led |
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