JPH02260669A - 発光素子の製造方法 - Google Patents
発光素子の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
Ａ、産業上の利用分野
本発明はアモルファス半導体よりなる発光素子の製造方
法に関するものである。
法に関するものである。
Ｂ１発明の概要
本発明は、発光層の両面に夫々正孔注入層及び電子注入
層を積層してなる発光素子において、スパッタ不純物導
入プラズマＣＶＤ法により得られたアモルファス炭素系
膜を発光層として用い、プラズマＣＶＤ法により得られ
たアモルファス炭化ケイ素膜を正孔及び電子の各注入層
として用いることによって、 発光層の発光特性が良好であり、しかもこの特性を十分
に引出せるようにしたものである。
層を積層してなる発光素子において、スパッタ不純物導
入プラズマＣＶＤ法により得られたアモルファス炭素系
膜を発光層として用い、プラズマＣＶＤ法により得られ
たアモルファス炭化ケイ素膜を正孔及び電子の各注入層
として用いることによって、 発光層の発光特性が良好であり、しかもこの特性を十分
に引出せるようにしたものである。
Ｃ０従来の技術
従来、発光材料としては、発光ダイオードの材料である
ＧａＡｓ、ＧａＡｓＰ、ＧａＰ、ＧａＡ＆Ａｓ、Ｚｎ５
ｅｘＴｅ＋−ｘ、ＺｎＳなどがある。
ＧａＡｓ、ＧａＡｓＰ、ＧａＰ、ＧａＡ＆Ａｓ、Ｚｎ５
ｅｘＴｅ＋−ｘ、ＺｎＳなどがある。
しかしながら、このような従来の発光材料にあっては、
例えばＧａＰではビーク波長（発光エネルギーがピーク
となる波長）が６９８ｎｍ、光学的エネルギーギャップ
が１，７６ｅＶというように、ピーク波長、光学的エネ
ルギーギャップは、その発光材料に固有のものである。
例えばＧａＰではビーク波長（発光エネルギーがピーク
となる波長）が６９８ｎｍ、光学的エネルギーギャップ
が１，７６ｅＶというように、ピーク波長、光学的エネ
ルギーギャップは、その発光材料に固有のものである。
このため発光素材としての発光特性を変えたいときは、
所要の特性を有する発光材料を選択することが必要とな
り、ともすると所要のを−ク波長、光学的エネルギーギ
ャップに由来する特性を得られない場合が生ずる問題点
があった。
所要の特性を有する発光材料を選択することが必要とな
り、ともすると所要のを−ク波長、光学的エネルギーギ
ャップに由来する特性を得られない場合が生ずる問題点
があった。
こうしたことからプラズマＣＶＤ法によるアモルファス
炭素系物質を生成し、これを発光材料とし発光効率の良
いｐｉｎ型発光素子への適用を試みた。というのも生成
されるアモルファス炭素系物質は、大きな光学的バンド
ギャップ（以下Ｅｇｏ）を有する（３ ｅＶ以上、耐熱
的には２５０ ’Ｃまで、そのギャップは変化しない）
と共に任意の光学的エネルギーギャップ及び発光特性を
製膜条件のコントロールにより得られる。また、この膜
は、Ｅｇｏの大小により、強力なフォトルミネッセンス
（ＰＬ）が観察されることからＥ ｇ ｏを種々選択す
ることにより赤から青までの色をチューナプルに出すこ
とが出来、アモルファスの特徴を生かした大面積はフラ
ットパネルデイスプレィと応用を広げることの出来る発
光材料であるからである。
炭素系物質を生成し、これを発光材料とし発光効率の良
いｐｉｎ型発光素子への適用を試みた。というのも生成
されるアモルファス炭素系物質は、大きな光学的バンド
ギャップ（以下Ｅｇｏ）を有する（３ ｅＶ以上、耐熱
的には２５０ ’Ｃまで、そのギャップは変化しない）
と共に任意の光学的エネルギーギャップ及び発光特性を
製膜条件のコントロールにより得られる。また、この膜
は、Ｅｇｏの大小により、強力なフォトルミネッセンス
（ＰＬ）が観察されることからＥ ｇ ｏを種々選択す
ることにより赤から青までの色をチューナプルに出すこ
とが出来、アモルファスの特徴を生かした大面積はフラ
ットパネルデイスプレィと応用を広げることの出来る発
光材料であるからである。
Ｄ１発明が解決しようとする課題
しかしながら、このような物質をｐｉｎ型発光素子の電
子・正孔注入層であるｐｔｎ型半導体層に用いようとす
ると、目標特性であるＥｇ、＞２゜（ｌｅＶ、ρ（抵抗
率）≦１０’Ω・ｃｍの特性を有する膜を作製すること
が難しいため、注入層としてアモルファス炭化ケイ素膜
を用いたｐｉｎ型発光素子を作製し、目で見える電界発
光を確認した。しかしながらＥ ｇ ｏに対してｉ層（
発光層）の抵抗率がまだ高いこととｐ、ｎ層（注入層）
との接合性が十分でない事等のため、人間の視感度の小
さい青領域の発光強度がまだ十分でなくまた素子特性に
バラつきがあるなどのため製品化の障害になっている。
子・正孔注入層であるｐｔｎ型半導体層に用いようとす
ると、目標特性であるＥｇ、＞２゜（ｌｅＶ、ρ（抵抗
率）≦１０’Ω・ｃｍの特性を有する膜を作製すること
が難しいため、注入層としてアモルファス炭化ケイ素膜
を用いたｐｉｎ型発光素子を作製し、目で見える電界発
光を確認した。しかしながらＥ ｇ ｏに対してｉ層（
発光層）の抵抗率がまだ高いこととｐ、ｎ層（注入層）
との接合性が十分でない事等のため、人間の視感度の小
さい青領域の発光強度がまだ十分でなくまた素子特性に
バラつきがあるなどのため製品化の障害になっている。
８１課題を解決するための手段
そこで、本発明は、発光層の両面に夫々正孔注入層及び
電子注入層を積層してなる発光素子を製造する方法にお
いて、 炭化水素ガスと水素化ケイ素ガスとｐ型不純物ガスとを
含む低圧の反応ガスを真空容器内でグロー放電させて分
解ガスを重合させるプラズマ化学的蒸着法を行い、これ
によりｐ型のアモルファス炭化ケイ素膜よりなる正孔注
入層を生成する工程と、 一種類の炭化水素ガスと水素ガスとの混合ガスを用いて
得らげる前記薄膜について、膜厚と薄膜の特性との関係
を予め調べることにより、膜厚の大きさによって薄膜の
特性が変化しない臨界膜厚を求めると共に、製膜開始時
から膜厚が前記臨界膜厚になるまでの時間Ｔ０を求めて
おき、前記一種類の炭化水素ガス及び当該炭化水素ガス
よりも分解効率の高い他の種類の炭化水素ガスの混合炭
化水素ガスと水素ガスとの混合ガスを真空容器内に導入
して製膜を開始し、その後炭化水素ガスと水素ガスとの
体積比を固定したまま、前記能の種類の炭化水素ガスの
導入量を前記時間Ｔ０経過後またはその付近にて零にな
るように減少させて水素化アモルファス炭素超格子膜で
なる発光層を生成する工程と、 炭化水素ガスと水素化ケイ素ガスとｎ型不純物ガスとを
含む低圧の反応ガスを真空容器内でグロー放電させて分
解ガスを重合させるプラズマ化学的蒸着法を行い、これ
によりｎ型のアモルファス炭化ケイ素膜よりなる電子注
入層を生成する工程とからなることを、その解決手段と
している。
電子注入層を積層してなる発光素子を製造する方法にお
いて、 炭化水素ガスと水素化ケイ素ガスとｐ型不純物ガスとを
含む低圧の反応ガスを真空容器内でグロー放電させて分
解ガスを重合させるプラズマ化学的蒸着法を行い、これ
によりｐ型のアモルファス炭化ケイ素膜よりなる正孔注
入層を生成する工程と、 一種類の炭化水素ガスと水素ガスとの混合ガスを用いて
得らげる前記薄膜について、膜厚と薄膜の特性との関係
を予め調べることにより、膜厚の大きさによって薄膜の
特性が変化しない臨界膜厚を求めると共に、製膜開始時
から膜厚が前記臨界膜厚になるまでの時間Ｔ０を求めて
おき、前記一種類の炭化水素ガス及び当該炭化水素ガス
よりも分解効率の高い他の種類の炭化水素ガスの混合炭
化水素ガスと水素ガスとの混合ガスを真空容器内に導入
して製膜を開始し、その後炭化水素ガスと水素ガスとの
体積比を固定したまま、前記能の種類の炭化水素ガスの
導入量を前記時間Ｔ０経過後またはその付近にて零にな
るように減少させて水素化アモルファス炭素超格子膜で
なる発光層を生成する工程と、 炭化水素ガスと水素化ケイ素ガスとｎ型不純物ガスとを
含む低圧の反応ガスを真空容器内でグロー放電させて分
解ガスを重合させるプラズマ化学的蒸着法を行い、これ
によりｎ型のアモルファス炭化ケイ素膜よりなる電子注
入層を生成する工程とからなることを、その解決手段と
している。
Ｆ８作用
ｐ型ａ−ＳｉＣ／ｉ型ａ−Ｃ：Ｈ／ｎ型ａ−８ｉＣのｐ
ｉｎ型発光素子において、プラズマＣｖＤ法で作製する
ｉ層を超格子構造とし、例えばＣＨ４系ａ−Ｃ：Ｈより
なるバリア層、ＣｔＨｈ系よりなる井戸層から構成され
ているアモルファス超格子の井戸層に窒素ガスを混入し
Ｃ，Ｈ，系ａ−Ｃ：Ｈ，Ｎ膜とすることでＰＬ−ＥＬ強
度が増加する。
ｉｎ型発光素子において、プラズマＣｖＤ法で作製する
ｉ層を超格子構造とし、例えばＣＨ４系ａ−Ｃ：Ｈより
なるバリア層、ＣｔＨｈ系よりなる井戸層から構成され
ているアモルファス超格子の井戸層に窒素ガスを混入し
Ｃ，Ｈ，系ａ−Ｃ：Ｈ，Ｎ膜とすることでＰＬ−ＥＬ強
度が増加する。
また、超格子膜作製において初期電力をコンピュータコ
ントロールする方法をとれば、ｐ／ｉ。
ントロールする方法をとれば、ｐ／ｉ。
ｉ ／ ｎ及びバリア層／井戸層の接合、界面が良好と
なる。これにより、デバイス間の特性のバラツキを防止
することが可能となる。
なる。これにより、デバイス間の特性のバラツキを防止
することが可能となる。
Ｇ、実施例
以下、本発明に係る発光素子の製造方法の詳細を図面に
示す実施例に基づいて説明する。
示す実施例に基づいて説明する。
第１図は本発明に係る方法で作成された発光素子の実施
例を示す構成図である。第１図中１は例えば６３ｃｍ”
程度の面積をもつガラス基板、２は酸化錫よりなる透明
電極、３はＢ ３−をドーパントした３０ｎｍ程度の厚
さのｐ型のアモルファス炭化ケイ素膜（以下ｒａ−９ｉ
Ｃ膜」という。）よりなる正孔注入層、４は３００ ｎ
ｍの厚さのアモルファス炭素系膜（以下ｒａ−Ｃ：Ｈ膜
またはａ−Ｃ：Ｈ，Ｎ膜」という。）よりなる発光層、
５はＰ５°をドーパントした５０ｎｍ程度の厚さのｎ型
のａ−ＳｉＣ膜よりなる電子注入層、６はアルミニウム
電極である。
例を示す構成図である。第１図中１は例えば６３ｃｍ”
程度の面積をもつガラス基板、２は酸化錫よりなる透明
電極、３はＢ ３−をドーパントした３０ｎｍ程度の厚
さのｐ型のアモルファス炭化ケイ素膜（以下ｒａ−９ｉ
Ｃ膜」という。）よりなる正孔注入層、４は３００ ｎ
ｍの厚さのアモルファス炭素系膜（以下ｒａ−Ｃ：Ｈ膜
またはａ−Ｃ：Ｈ，Ｎ膜」という。）よりなる発光層、
５はＰ５°をドーパントした５０ｎｍ程度の厚さのｎ型
のａ−ＳｉＣ膜よりなる電子注入層、６はアルミニウム
電極である。
次にこのような発光素子の製造方法について第２図を参
照しながら説明する。同図中７は真空容器であり、連続
する３つの真空室７Ｉ〜７３に区画されている。先ずＣ
Ｈ４，ＳｉＨ４及びＢ ｔ Ｈｅの混合ガスをＨ，ガス
により約１０倍に希釈した反応ガスを第１の真空室７Ｉ
に導入すると共にこのガスに高周波電源Ｅ１により高周
波電圧を印加し、グロー放電によって生成する分解ガス
を基板８上にて重合させ、以ってｐ型のａ−ＳｉＣ膜を
得る。
照しながら説明する。同図中７は真空容器であり、連続
する３つの真空室７Ｉ〜７３に区画されている。先ずＣ
Ｈ４，ＳｉＨ４及びＢ ｔ Ｈｅの混合ガスをＨ，ガス
により約１０倍に希釈した反応ガスを第１の真空室７Ｉ
に導入すると共にこのガスに高周波電源Ｅ１により高周
波電圧を印加し、グロー放電によって生成する分解ガス
を基板８上にて重合させ、以ってｐ型のａ−ＳｉＣ膜を
得る。
即ち、このａ−９ｉＣ膜はプラズマＣＶＤ（Ｃｈｅｍｉ
ｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法により
生成されたものである。続１１て真空室７．を真空引き
した後真空状態を破ることな（ａ−ＳｉＣ膜を形成した
基板８を第２の真空室７．に移し、この中に炭化水素ガ
ス、Ｈｚガスを導入すると共に高周波電源Ｅ。
ｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法により
生成されたものである。続１１て真空室７．を真空引き
した後真空状態を破ることな（ａ−ＳｉＣ膜を形成した
基板８を第２の真空室７．に移し、この中に炭化水素ガ
ス、Ｈｚガスを導入すると共に高周波電源Ｅ。
により高周波電圧を印加して、プラズマＣＶＤ法により
、以下の発明に従ったａ−Ｃ：Ｈ発光層を前記ａ−８ｉ
Ｃ膜上に積層生成する。続いて真空室７．を真空引きし
た後に真空状態を破ることなくこれらの膜を形成した基
板８を第３の真空室７、に移し、Ｂ、Ｈ，ガスの代わり
にＰＨ，ガスを用いた他は第１の真空室７１にて適用し
た方法と同様にしてｎ型のａ−３ｉＣ膜を得、その後こ
のλＳｉＣ膜上に電極膜を形成することによってｐｉ−
ｎ型の発光素子が得られる。なお第２図中９１〜９．は
磁気シールにより回転可能に設けられたサスセプタ、１
０，１１．１２はヒータ、Ｅ、。
、以下の発明に従ったａ−Ｃ：Ｈ発光層を前記ａ−８ｉ
Ｃ膜上に積層生成する。続いて真空室７．を真空引きし
た後に真空状態を破ることなくこれらの膜を形成した基
板８を第３の真空室７、に移し、Ｂ、Ｈ，ガスの代わり
にＰＨ，ガスを用いた他は第１の真空室７１にて適用し
た方法と同様にしてｎ型のａ−３ｉＣ膜を得、その後こ
のλＳｉＣ膜上に電極膜を形成することによってｐｉ−
ｎ型の発光素子が得られる。なお第２図中９１〜９．は
磁気シールにより回転可能に設けられたサスセプタ、１
０，１１．１２はヒータ、Ｅ、。
Ｅ ｔ 、 Ｅ ３は高周波電源である。
ここで第２図に示す装置を用いて発光素子を製造する場
合のｐ、ｎ半導体層の製造条件を以下に挙げる。
合のｐ、ｎ半導体層の製造条件を以下に挙げる。
正孔注入層
真空容器内ガス圧力 ６６．７Ｐａ（０，５Ｔｏｒｒ）
基板温度 ２００℃ ＣＬガス：５ＩＨ４ガス ｌ：ＩＢ、ＨＪス：（
ＣＨＪス÷５ｉ１１．’Ｊｊス） ３：１０００高
周波電源電力 ４０Ｗ （人力電極面積に対しＯ，１３Ｗ／ａｍ”）ｂ＊電子注
入 層空容器内ガス圧力 ６６．７Ｐａ（０，５Ｔｏｒｒ）
基板温度 ２００℃ ＣＨ，ガス：５ＩＨ４ガス ｌ：ＩＰＨＪス：（
ＣＨ４ｊス＋５ｉｌｌＪス） ５．８：１０００高
周波電源電力 ４０Ｗ （入力電極面積に対しＯ，１３Ｙ／ｃ＋＋１）次に発光
層について述べる。
基板温度 ２００℃ ＣＬガス：５ＩＨ４ガス ｌ：ＩＢ、ＨＪス：（
ＣＨＪス÷５ｉ１１．’Ｊｊス） ３：１０００高
周波電源電力 ４０Ｗ （人力電極面積に対しＯ，１３Ｗ／ａｍ”）ｂ＊電子注
入 層空容器内ガス圧力 ６６．７Ｐａ（０，５Ｔｏｒｒ）
基板温度 ２００℃ ＣＨ，ガス：５ＩＨ４ガス ｌ：ＩＰＨＪス：（
ＣＨ４ｊス＋５ｉｌｌＪス） ５．８：１０００高
周波電源電力 ４０Ｗ （入力電極面積に対しＯ，１３Ｙ／ｃ＋＋１）次に発光
層について述べる。
従来は、炭化水素ガス、Ｈｔガスを第゛２図の真空室７
．に導入し、高周波電源Ｅ、により高周波源を印加して
プラズマＣＶＤ法によりａ −Ｃ： Ｈ膜をｐ型ａ−８
ｉＣ：Ｈ膜上に積層し発光層としていた。また、炭化水
素ガスの水素希釈度を５０％。
．に導入し、高周波電源Ｅ、により高周波源を印加して
プラズマＣＶＤ法によりａ −Ｃ： Ｈ膜をｐ型ａ−８
ｉＣ：Ｈ膜上に積層し発光層としていた。また、炭化水
素ガスの水素希釈度を５０％。
基板温度２００℃、槽内圧力１３．３Ｐａ （０，１Ｔ
ｏ ｒ ｒ） 、人力電力１８Ｗ、電極間距離２ｃｍの
基本条件で炭化水素ガスとしてＣＨ，、Ｃ，Ｈ。
ｏ ｒ ｒ） 、人力電力１８Ｗ、電極間距離２ｃｍの
基本条件で炭化水素ガスとしてＣＨ，、Ｃ，Ｈ。
を用いた場合、図３のような特性を示し、またＣ１）（
４系は光学ギャップＥｇｏに対してＰＬピークエネルギ
ーが第４図のように変化した。図から判るようにＥ ｇ
ｏはＣＨ４系がＣ，Ｈ，系より大きく、ＰＬ強度は逆
にＣｘ Ｈ−系のほうが強く、また同一のＥ ｇ ｏで
比較した場合、抵抗率はＣＨ，系のほうがＣ，Ｈ，系よ
うも約１〜０．５桁（Ω・ｃｍ単位）小さい事が分って
いる。そこで従来の問題点を改善するために、単一な発
光層をアモルファス超格子構造とした。その超格子構造
は、上記の事実を踏まえ、電子、正孔の再結合部である
井戸層には強いＰＬを示すＣｔ Ｈ−系ａ−Ｃ：Ｈ，Ｎ
膜を用い、バリア層には抵抗率の小さいＣＨ，系λ−Ｃ
：Ｈ膜を用いた。また、ｐ層からの正孔、ｎ層からの電
子の注入効率を高めるためにｐ／ｉ、ｉ／ｎ接合部のｉ
層には、バリア層が来るように作製した。
４系は光学ギャップＥｇｏに対してＰＬピークエネルギ
ーが第４図のように変化した。図から判るようにＥ ｇ
ｏはＣＨ４系がＣ，Ｈ，系より大きく、ＰＬ強度は逆
にＣｘ Ｈ−系のほうが強く、また同一のＥ ｇ ｏで
比較した場合、抵抗率はＣＨ，系のほうがＣ，Ｈ，系よ
うも約１〜０．５桁（Ω・ｃｍ単位）小さい事が分って
いる。そこで従来の問題点を改善するために、単一な発
光層をアモルファス超格子構造とした。その超格子構造
は、上記の事実を踏まえ、電子、正孔の再結合部である
井戸層には強いＰＬを示すＣｔ Ｈ−系ａ−Ｃ：Ｈ，Ｎ
膜を用い、バリア層には抵抗率の小さいＣＨ，系λ−Ｃ
：Ｈ膜を用いた。また、ｐ層からの正孔、ｎ層からの電
子の注入効率を高めるためにｐ／ｉ、ｉ／ｎ接合部のｉ
層には、バリア層が来るように作製した。
超格子のバリア、井戸層内が均一膜となり、超格子で用
いるＩＯｎｍ程度の膜の抵抗が２００ ｎｍ以上の膜厚
の特性と同じになるように後記する方法を用いて各バリ
ア、井戸層を作製し、初期プラズマによる膜特性の不安
定性を是正し、従来の超格子膜に多く見られた界面の接
合不良を、界面を急峻なものとして良好な接合が得られ
るようにした。なお、界面の急峻性、平坦性は第５図に
示すＸ線回折より確認された。
いるＩＯｎｍ程度の膜の抵抗が２００ ｎｍ以上の膜厚
の特性と同じになるように後記する方法を用いて各バリ
ア、井戸層を作製し、初期プラズマによる膜特性の不安
定性を是正し、従来の超格子膜に多く見られた界面の接
合不良を、界面を急峻なものとして良好な接合が得られ
るようにした。なお、界面の急峻性、平坦性は第５図に
示すＸ線回折より確認された。
この膜製造法を用いることによってｐ、ｎ層と、ｉ層の
接合性も良好なものが得られるようになり、電子、正孔
の注入効率の向上、デバイス間の特性のバラツキが低減
した。次に、超格子膜の製造手順を述べる。製膜はステ
ップバイ・ステップ方式と呼ばれるものである。第２図
において、ｐ型ａ−９ｉＣ膜を形成した基板を真空室７
．に移動させた後、この中にＣＨ，ガス、Ｈ，ガスを導
入し高周波電源Ｅ、によりコンピュータ制御した高・周
波電力を印加してバリア層を形成した後、高周波電源を
停止し、槽内を再び真空引きした後、Ｃ，Ｈ。
接合性も良好なものが得られるようになり、電子、正孔
の注入効率の向上、デバイス間の特性のバラツキが低減
した。次に、超格子膜の製造手順を述べる。製膜はステ
ップバイ・ステップ方式と呼ばれるものである。第２図
において、ｐ型ａ−９ｉＣ膜を形成した基板を真空室７
．に移動させた後、この中にＣＨ，ガス、Ｈ，ガスを導
入し高周波電源Ｅ、によりコンピュータ制御した高・周
波電力を印加してバリア層を形成した後、高周波電源を
停止し、槽内を再び真空引きした後、Ｃ，Ｈ。
ガス、水素ガス、窒素ガスを導入し再びコンピュータ制
御した高周波電力を印加し、井戸層を形成する。しかる
後槽内を真空引きし、同様の手順によりバリア層を形成
し、この手順を繰り返すことによって発光層をなす超格
子膜を作製する。超格子膜を原子層制御するために製膜
速度をＣＨ，。
御した高周波電力を印加し、井戸層を形成する。しかる
後槽内を真空引きし、同様の手順によりバリア層を形成
し、この手順を繰り返すことによって発光層をなす超格
子膜を作製する。超格子膜を原子層制御するために製膜
速度をＣＨ，。
Ｃ，Ｈ，系共に０．２ｎｍ／ｓｅｅ以下とした（ＣＨ４
はＣｔ Ｈ４の半分の製膜速度である）。製膜条件例と
しては、 バリア層 真空槽内ガス圧 １３．３Ｐａ（０，ＩＴｏ
ｒｒ）基板温度 ２００℃ ＣＨ，：Ｈ，１：１ 高周波電力 １５Ｗ 井戸層 真空槽内ガス圧 １３．３Ｐａ（０，１Ｔｏｒ
ｒ）基板温度 ２００℃ Ｃ，Ｈ，： Ｈ，１：１．２ 高周波電力 ２５１ Ｎ、ガス濃度 ０％ この条件では、バリア層は３．２ｅＶ、井戸層は２５ｅ
ＶのＥ ｇ ｏの膜が得られる。発光色を決めるバリア
、井戸層のＥｇＱは製膜条件の各種の組み合わせで４．
ＯｅＶ以下のものが容易に得られるが、発光素子として
用いる場合、基板温度を３００℃以上に上げると室温で
の発光強度が著しく低下するため、３００℃が限度であ
る。
はＣｔ Ｈ４の半分の製膜速度である）。製膜条件例と
しては、 バリア層 真空槽内ガス圧 １３．３Ｐａ（０，ＩＴｏ
ｒｒ）基板温度 ２００℃ ＣＨ，：Ｈ，１：１ 高周波電力 １５Ｗ 井戸層 真空槽内ガス圧 １３．３Ｐａ（０，１Ｔｏｒ
ｒ）基板温度 ２００℃ Ｃ，Ｈ，： Ｈ，１：１．２ 高周波電力 ２５１ Ｎ、ガス濃度 ０％ この条件では、バリア層は３．２ｅＶ、井戸層は２５ｅ
ＶのＥ ｇ ｏの膜が得られる。発光色を決めるバリア
、井戸層のＥｇＱは製膜条件の各種の組み合わせで４．
ＯｅＶ以下のものが容易に得られるが、発光素子として
用いる場合、基板温度を３００℃以上に上げると室温で
の発光強度が著しく低下するため、３００℃が限度であ
る。
上記の条件で発光層を構成し、バリア層を５ｎｍ一定と
して井戸層の厚みを変化させた時の発光層のＥｇａ及び
ＰＬピークエネルギーは第６図の様になり、また、同一
のＥＬ（電界発光）ピーク位置をもつ従来の発光素子と
超格子を用いた発光素子を比較すると、ピーク強度の増
加が見られ、第７図のように、半値幅の減少が見られた
。
して井戸層の厚みを変化させた時の発光層のＥｇａ及び
ＰＬピークエネルギーは第６図の様になり、また、同一
のＥＬ（電界発光）ピーク位置をもつ従来の発光素子と
超格子を用いた発光素子を比較すると、ピーク強度の増
加が見られ、第７図のように、半値幅の減少が見られた
。
バリア、井戸層の各膜厚は発光層を４００ｎｍ以上にす
ると抵抗が大きくなってしまう事、強い発光を得るため
には超格子構造がｌＯ周期以上必要であること、また量
子効果が十分あられれる必要がある事及び第４図より、
バリア層は５〜２０ｎ ｍ 、井戸層は１〜１０ｎｍ程
度にする必要がある。
ると抵抗が大きくなってしまう事、強い発光を得るため
には超格子構造がｌＯ周期以上必要であること、また量
子効果が十分あられれる必要がある事及び第４図より、
バリア層は５〜２０ｎ ｍ 、井戸層は１〜１０ｎｍ程
度にする必要がある。
次に、井戸層作製時に上記の条件で窒素ガスを混入し製
膜を行った所、第８図のように窒素濃度に対してＰＬピ
ーク強度、ＥＬ（電界発光）ピーり強度が変化した。図
中の！、。、ＩＥＯは窒素濃度０％の場合の強度である
。図より窒素混入によりＰＬ、ＥＬ強度の改善が見られ
る事は明らかであり、濃度は０．０５〜２０％が望まし
い。
膜を行った所、第８図のように窒素濃度に対してＰＬピ
ーク強度、ＥＬ（電界発光）ピーり強度が変化した。図
中の！、。、ＩＥＯは窒素濃度０％の場合の強度である
。図より窒素混入によりＰＬ、ＥＬ強度の改善が見られ
る事は明らかであり、濃度は０．０５〜２０％が望まし
い。
以上、実施例について、説明したが、本発明は、構成の
要旨に不随して各種の設計変更が可能である。
要旨に不随して各種の設計変更が可能である。
Ｈ，発明の効果
以上の説明から明らかなように、本発明に係る発光素子
の製造方法によれば、ＰＬ、ＥＬ強度を増加することが
できる。
の製造方法によれば、ＰＬ、ＥＬ強度を増加することが
できる。
また、青領域の発光強度を改善し、発光スペクトルの半
値幅も量子効果により減少できる効果がある。
値幅も量子効果により減少できる効果がある。
さらに、本発明は、膜界面の接合性を良好にする効果が
あり、デバイス間のバラツキを低減する効果がある。
あり、デバイス間のバラツキを低減する効果がある。
また、ｐ層とｉ層及びｉ層とｎ層との夫々の接合部のｉ
層にバリア層を作製することにより、注入効率を向上す
る効率がある。
層にバリア層を作製することにより、注入効率を向上す
る効率がある。
第１図は本発明に係る発光素子の製造方法により作製さ
れた発光素子を示す構成図、第２図は発光素子の製造装
置を示す構成図、第３図はガス種とＥ ｇ ｏとＰＬ強
度との関係を示すグラフ、第４図はＥ ｇ ｏとＰＬピ
ークエネルギーとの関係を示すグラフ、第５図はＸ線回
折を示すグラフ、第６図は井戸層の厚みを変化させたと
きの発光層のＥｇｏ及びＰＬピークエネルギーの関係を
示すグラフ、第７図は同一のＥＬピーク位置をもつ従来
の発光素子と超格子を用いた発光素子のピークとを比較
したグラフ、第８図は窒素濃度に対するＰＬピーク強度
、ＥＬピーク強度の変化を示すグラフである。 １・・・基板、２．６・・・電極、３・・・正孔注入層
、４・・・発光層、５・・・電子注入層、７・・・真空
容器、７〜７．・・・真空室、８・・・基板、９．〜９
３・・・サスセプタ。 外Ｚ？５ 第１図 実施例の構成図 第２図 製造装置の構成図 第５図 （井戸！！２１組バリアー層４ｎ鴫 １００周期） 第６図 井Ｐ層厚（ｎｌｌｌ） 第３図 ＣＢ。 Ｃ，Ｈ。 ガス種 第４図 Ｅｇ。 （ｅＶ） １．５ ２．０ ２．５ ３．０
れた発光素子を示す構成図、第２図は発光素子の製造装
置を示す構成図、第３図はガス種とＥ ｇ ｏとＰＬ強
度との関係を示すグラフ、第４図はＥ ｇ ｏとＰＬピ
ークエネルギーとの関係を示すグラフ、第５図はＸ線回
折を示すグラフ、第６図は井戸層の厚みを変化させたと
きの発光層のＥｇｏ及びＰＬピークエネルギーの関係を
示すグラフ、第７図は同一のＥＬピーク位置をもつ従来
の発光素子と超格子を用いた発光素子のピークとを比較
したグラフ、第８図は窒素濃度に対するＰＬピーク強度
、ＥＬピーク強度の変化を示すグラフである。 １・・・基板、２．６・・・電極、３・・・正孔注入層
、４・・・発光層、５・・・電子注入層、７・・・真空
容器、７〜７．・・・真空室、８・・・基板、９．〜９
３・・・サスセプタ。 外Ｚ？５ 第１図 実施例の構成図 第２図 製造装置の構成図 第５図 （井戸！！２１組バリアー層４ｎ鴫 １００周期） 第６図 井Ｐ層厚（ｎｌｌｌ） 第３図 ＣＢ。 Ｃ，Ｈ。 ガス種 第４図 Ｅｇ。 （ｅＶ） １．５ ２．０ ２．５ ３．０
Claims (2)
- （１）発光層の両面に夫々正孔注入層及び電子注入層を
積層してなる発光素子を製造する方法において、 炭化水素ガスと水素化ケイ素ガスとｐ型不純物ガスとを
含む低圧の反応ガスを真空容器内でグロー放電させて分
解ガスを重合させるプラズマ化学的蒸着法を行い、これ
によりｐ型のアモルファス炭化ケイ素膜よりなる正孔注
入層を生成する工程と、 一種類の炭化水素ガスと水素ガスとの混合ガスを用いて
得られる前記薄膜について、膜厚と薄膜の特性との関係
を予め調べることにより、膜厚の大きさによって薄膜の
特性が変化しない臨界膜厚を求めると共に、製膜開始時
から膜厚が前記臨界膜厚になるまでの時間Ｔ＿０を求め
ておき、前記一種類の炭化水素ガス及び当該炭化水素ガ
スよりも分解効率の高い他の種類の炭化水素ガスの混合
炭化水素ガスと水素ガスとの混合ガスを真空容器内に導
入して製膜を開始し、その後炭化水素ガスと水素ガスと
の体積比を固定したまま、前記他の種類の炭化水素ガス
の導入量を前記時間Ｔ＿０経過後またはその付近にて零
になるように減少させて水素化アモルファス炭素超格子
膜でなる発光層を生成する工程と、 炭化水素ガスと水素化ケイ素ガスとｎ型不純物ガスとを
含む低圧の反応ガスを真空容器内でグロー放電させて分
解ガスを重合させるプラズマ化学的蒸着法を行い、これ
によりｎ型のアモルファス炭化ケイ素膜よりなる電子注
入層を生成する工程とからなることを特徴とする発光素
子の製造方法。 - （２）前記発光層における井戸層は、窒素ガスを混入し
たプラズマ化学的蒸着法を用いて生成される特許請求の
範囲第１項記載の発光素子の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1082782A JPH02260669A (ja) | 1989-03-31 | 1989-03-31 | 発光素子の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1082782A JPH02260669A (ja) | 1989-03-31 | 1989-03-31 | 発光素子の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02260669A true JPH02260669A (ja) | 1990-10-23 |
Family
ID=13783987
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1082782A Pending JPH02260669A (ja) | 1989-03-31 | 1989-03-31 | 発光素子の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02260669A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100304548B1 (ko) * | 1993-10-30 | 2001-11-22 | 구자홍 | 초격자형엘이디소자 |
| JP2014175328A (ja) * | 2013-03-06 | 2014-09-22 | Yamaguchi Univ | 窒素含有アモルファスシリコンカーバイドからなるｎ型半導体及びその製造方法 |
-
1989
- 1989-03-31 JP JP1082782A patent/JPH02260669A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100304548B1 (ko) * | 1993-10-30 | 2001-11-22 | 구자홍 | 초격자형엘이디소자 |
| JP2014175328A (ja) * | 2013-03-06 | 2014-09-22 | Yamaguchi Univ | 窒素含有アモルファスシリコンカーバイドからなるｎ型半導体及びその製造方法 |
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