JPS6244835B2 - - Google Patents
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- JPS6244835B2 JPS6244835B2 JP17014180A JP17014180A JPS6244835B2 JP S6244835 B2 JPS6244835 B2 JP S6244835B2 JP 17014180 A JP17014180 A JP 17014180A JP 17014180 A JP17014180 A JP 17014180A JP S6244835 B2 JPS6244835 B2 JP S6244835B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- density
- region
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- light emitting
- impurity
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-
- H—ELECTRICITY
- H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- H10H—INORGANIC LIGHT-EMITTING SEMICONDUCTOR DEVICES HAVING POTENTIAL BARRIERS
- H10H20/00—Individual inorganic light-emitting semiconductor devices having potential barriers, e.g. light-emitting diodes [LED]
- H10H20/80—Constructional details
- H10H20/81—Bodies
- H10H20/8215—Bodies characterised by crystalline imperfections, e.g. dislocations; characterised by the distribution of dopants, e.g. delta-doping
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- Led Devices (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
GaP発光ダイオードでは、赤色及び波長570nｍ
程度の黄緑色（通常緑色と呼んでいるがここでは
色彩通りに黄緑色と呼ぶ）の発光ダイオードが知
られていた。前者はドナ型の深い不純物であるＯ
とｐ形（アクセプタ）の浅い不純物Znが結合し
て形成された複合発光中心が用いられ、一方黄緑
色発光ダイオードではＮ（窒素）を発光中心とし
て用いるが、Ｎは電気的に中性であり、赤色発光
ダイオードのように浅いアクセプタZnと深い不
純物Ｏの結合のような現象は生じない。これらの
発光中心の違いと伝導形を与える不純物の違いに
よつて高輝度を与えるための適当な不純物密度は
当然違つており、例えば赤色発光ダイオードでは
特開昭50−107884号「燐化ガリウム発光素子」に
pn接合のｎ側及びｐ側の不純物密度の適正値が
記されている。それによれば、複合発光中心はｐ
側即ちZnをドープした側にあるので、おおむね
ｎ側のドナ密度がｐ側のアクセプタ密度より大で
ある。これはｐ側への注入効率を大にする条件に
合致している。一方、黄緑色発光ダイオードにあ
つては中性の不純物であるＮはｐ、ｎどちら側に
ドープされてもよいので、赤色発光ダイオードの
条件とは明らかに異なつており、液相成長法の場
合はｎ側で発生する欠陥の密度を下げるためとい
うことでｎ側の不純物密度を下げたp+n接合が用
いられているが、ｎ側の方がｐ側より浅い不純物
による欠陥が発生しやすいとの結論に達している
わけではない。又、Ｎを添加した黄緑色発光ダイ
オードの製法として、特開昭51−38887号「リン
を含む−族半導体発光素子の製造方法」には
ｎ形結晶にZnを拡散する方法が知られており、
この場合は液相エピタキシヤル法によるpn接合
の不純物分布の最適条件とは異なる事情が発生す
る。即ち、ｎ型の結晶にｐ形のZn不純物を拡散
してpn接合を形成するのであるから、必然的に
p+n接合形になるのである。即ち発光ダイオード
の輝度は伝導形を決める浅い不純物や発光中心の
違いによつて最適な不純物密度分布は違つたもの
となり、さらにpn接合や結晶自体の製法にも相
関をもつてくるのである。ところで、GaP発光ダ
イオードにおいて本発明者は、蒸気圧制御温度差
法液相成長（TDM・CVP法と略称してある）法
を適用してpn接合を液相エピタキシヤル法で製
作した結果、Ｎをドープしなくても単に伝導形を
決める浅い不純物によるpn接合即ちｐ側はZnド
ープ、ｎ側はTe、Ｓ、Seなどのドープのみによ
つて鮮明な波長550nｍ程度の純緑色発光ダイオ
ードが得られることを明らかにした（ジヤパニー
ズ ジヤーナル オブ アプライド フイジイツ
クス 19巻１号 第377頁〜382頁（1980年）
（Jpn.J.Appl.Phys.19 Suppl.19−１ pp.377〜
382（1980）））。
程度の黄緑色（通常緑色と呼んでいるがここでは
色彩通りに黄緑色と呼ぶ）の発光ダイオードが知
られていた。前者はドナ型の深い不純物であるＯ
とｐ形（アクセプタ）の浅い不純物Znが結合し
て形成された複合発光中心が用いられ、一方黄緑
色発光ダイオードではＮ（窒素）を発光中心とし
て用いるが、Ｎは電気的に中性であり、赤色発光
ダイオードのように浅いアクセプタZnと深い不
純物Ｏの結合のような現象は生じない。これらの
発光中心の違いと伝導形を与える不純物の違いに
よつて高輝度を与えるための適当な不純物密度は
当然違つており、例えば赤色発光ダイオードでは
特開昭50−107884号「燐化ガリウム発光素子」に
pn接合のｎ側及びｐ側の不純物密度の適正値が
記されている。それによれば、複合発光中心はｐ
側即ちZnをドープした側にあるので、おおむね
ｎ側のドナ密度がｐ側のアクセプタ密度より大で
ある。これはｐ側への注入効率を大にする条件に
合致している。一方、黄緑色発光ダイオードにあ
つては中性の不純物であるＮはｐ、ｎどちら側に
ドープされてもよいので、赤色発光ダイオードの
条件とは明らかに異なつており、液相成長法の場
合はｎ側で発生する欠陥の密度を下げるためとい
うことでｎ側の不純物密度を下げたp+n接合が用
いられているが、ｎ側の方がｐ側より浅い不純物
による欠陥が発生しやすいとの結論に達している
わけではない。又、Ｎを添加した黄緑色発光ダイ
オードの製法として、特開昭51−38887号「リン
を含む−族半導体発光素子の製造方法」には
ｎ形結晶にZnを拡散する方法が知られており、
この場合は液相エピタキシヤル法によるpn接合
の不純物分布の最適条件とは異なる事情が発生す
る。即ち、ｎ型の結晶にｐ形のZn不純物を拡散
してpn接合を形成するのであるから、必然的に
p+n接合形になるのである。即ち発光ダイオード
の輝度は伝導形を決める浅い不純物や発光中心の
違いによつて最適な不純物密度分布は違つたもの
となり、さらにpn接合や結晶自体の製法にも相
関をもつてくるのである。ところで、GaP発光ダ
イオードにおいて本発明者は、蒸気圧制御温度差
法液相成長（TDM・CVP法と略称してある）法
を適用してpn接合を液相エピタキシヤル法で製
作した結果、Ｎをドープしなくても単に伝導形を
決める浅い不純物によるpn接合即ちｐ側はZnド
ープ、ｎ側はTe、Ｓ、Seなどのドープのみによ
つて鮮明な波長550nｍ程度の純緑色発光ダイオ
ードが得られることを明らかにした（ジヤパニー
ズ ジヤーナル オブ アプライド フイジイツ
クス 19巻１号 第377頁〜382頁（1980年）
（Jpn.J.Appl.Phys.19 Suppl.19−１ pp.377〜
382（1980）））。
Ｎを添加しないで純緑色が得られる理由は、
TDM・CVP法による結晶が非化学量論的組成に
よる欠陥の密度が少ないため非発光中心密度が少
なく、伝導形を与えるための浅い不純物を介した
再結合ないしは自由再結合によつて、このような
短波長の光が得られるものと思われる。本発明
は、このようにＮを添加せずに緑色を得る発光ダ
イオード（以後黄緑色と区別するため純緑色発光
ダイオードと呼ぶ）に関わるものである、このよ
うな発光ダイオードにあつては赤色発光ダイオー
ドや、黄緑色発光ダイオードとは違つた不純物密
度条件が設定されなければならないことは先に述
べたことから明らかであろう。すでに報告した単
体な形のpn接合（p+np接合やn+p接合を含む）
による純緑色発光ダイオードにおいては不純物密
度は伝導形を与えることと、充分な発光中心密度
を与えることの条件が分離されて制御されていな
いために充分高輝度化することができないという
欠点があつた。本発明は、そのような欠点のない
高輝度の純緑色発光ダイオードを提供することを
目的としている。
TDM・CVP法による結晶が非化学量論的組成に
よる欠陥の密度が少ないため非発光中心密度が少
なく、伝導形を与えるための浅い不純物を介した
再結合ないしは自由再結合によつて、このような
短波長の光が得られるものと思われる。本発明
は、このようにＮを添加せずに緑色を得る発光ダ
イオード（以後黄緑色と区別するため純緑色発光
ダイオードと呼ぶ）に関わるものである、このよ
うな発光ダイオードにあつては赤色発光ダイオー
ドや、黄緑色発光ダイオードとは違つた不純物密
度条件が設定されなければならないことは先に述
べたことから明らかであろう。すでに報告した単
体な形のpn接合（p+np接合やn+p接合を含む）
による純緑色発光ダイオードにおいては不純物密
度は伝導形を与えることと、充分な発光中心密度
を与えることの条件が分離されて制御されていな
いために充分高輝度化することができないという
欠点があつた。本発明は、そのような欠点のない
高輝度の純緑色発光ダイオードを提供することを
目的としている。
まずp+n型形n+p形の純緑色発光ダイオードを
比較してみよう。p+n形ではｎ側への正孔の注入
が主であり、従つてｎ側が発光領域でなければな
らないが、ｎ側に存在すると見られる欠陥密度は
浅いドナ不純物TeやＳの量を増すとともに増大
する現象が見られる。GaAsではこのことはすで
に本発明者が明らかにしてきたところであり、こ
のためｎ形結晶は発光効率も低いのであるがGaP
においてもｎ形領域では同様の欠陥発生があると
いうことを示している。そこでp+n接合で発光効
率を高めるにはｎ側不純物密度をますます下げな
ければならない。しかし、そうすることによりｎ
側の発光中心の密度も当然減少するから結局あま
り高輝度にはならない。現在窒素を添加せずに蒸
気圧制御温度差法で作られた純緑色発光ダイオー
ドでは、p+n形の効率は0.16％程度であり未だ探
い準位による非発光再結合の寄与が大部分であ
る。
比較してみよう。p+n形ではｎ側への正孔の注入
が主であり、従つてｎ側が発光領域でなければな
らないが、ｎ側に存在すると見られる欠陥密度は
浅いドナ不純物TeやＳの量を増すとともに増大
する現象が見られる。GaAsではこのことはすで
に本発明者が明らかにしてきたところであり、こ
のためｎ形結晶は発光効率も低いのであるがGaP
においてもｎ形領域では同様の欠陥発生があると
いうことを示している。そこでp+n接合で発光効
率を高めるにはｎ側不純物密度をますます下げな
ければならない。しかし、そうすることによりｎ
側の発光中心の密度も当然減少するから結局あま
り高輝度にはならない。現在窒素を添加せずに蒸
気圧制御温度差法で作られた純緑色発光ダイオー
ドでは、p+n形の効率は0.16％程度であり未だ探
い準位による非発光再結合の寄与が大部分であ
る。
ところで逆にｐ形領域の亜鉛の密度を下げて
n+p形、即ちｐ〓1017〜1016／cm3程度にした場
合、このままでは輝度は著しく低くなりp+n接合
の輝度には及ばない。このことは徐冷法で作られ
たGaP発光ダイオードにおいても同様の事実が認
められる。そのため、GaPではｎ形領域の方が欠
陥ができやすいという議論も行なわれているが、
その確証はない。従来p+n形の方がn+p形より輝
度が高い理由として、補償効果が存在することは
指摘されていなかつたが、以下にこのことを指摘
しよう。
n+p形、即ちｐ〓1017〜1016／cm3程度にした場
合、このままでは輝度は著しく低くなりp+n接合
の輝度には及ばない。このことは徐冷法で作られ
たGaP発光ダイオードにおいても同様の事実が認
められる。そのため、GaPではｎ形領域の方が欠
陥ができやすいという議論も行なわれているが、
その確証はない。従来p+n形の方がn+p形より輝
度が高い理由として、補償効果が存在することは
指摘されていなかつたが、以下にこのことを指摘
しよう。
GaPp+n接合を液相成長で形成する場合、通常
ｐ層、ｎ層の成長に0.5時間から2hr程度の時間を
要するZnの拡散係数がTeやＳ、Seなどのドナの
拡散係数に比べて著しく大きく、成長中にも相当
程度拡散するため実際のpn境界は第１図のよう
にｎ形成長層内に形成される。しかも少数キヤリ
アの拡散長が２〜３μｍ程度の場合、Znの分布
の傾きは相対的に非常になだらかであることが第
１図よりわかる。
ｐ層、ｎ層の成長に0.5時間から2hr程度の時間を
要するZnの拡散係数がTeやＳ、Seなどのドナの
拡散係数に比べて著しく大きく、成長中にも相当
程度拡散するため実際のpn境界は第１図のよう
にｎ形成長層内に形成される。しかも少数キヤリ
アの拡散長が２〜３μｍ程度の場合、Znの分布
の傾きは相対的に非常になだらかであることが第
１図よりわかる。
第１図はｎ形基板上にドナ密度ＮD1の第１層を
成長し、その上に亜鉛密度ＮAの第２層を成長し
たときの不純物分布の例である。Znの拡散係数
ＤZoを文献により ＤZo≒1.0×exp（−２．１ｅＶ／ｋＴ） と仮定したときの第１層側の不純物分布及びキヤ
リア密度分布の１例を示したもので、図において
は第２層の成長温度即ち第１層へのZzの拡散温
度は800℃成長時間、即ち拡散時間ｔは１時間と
し、成長速度が拡散速度に比べて充分速いと仮定
している。ドナ不純物の拡散係数は小さいとして
拡散効果は無視した。図中には少数キヤリアの拡
散長Lp及びLnの大きさを比較のために示してあ
る。Lp，Lnはμｎ〓μＰ〓100cm3／Ｖ・Ｓ τｎ
〓τｐ〓50nsという典型的な値から求めると、
約Lp〓Ln〓３μｍとなる。
成長し、その上に亜鉛密度ＮAの第２層を成長し
たときの不純物分布の例である。Znの拡散係数
ＤZoを文献により ＤZo≒1.0×exp（−２．１ｅＶ／ｋＴ） と仮定したときの第１層側の不純物分布及びキヤ
リア密度分布の１例を示したもので、図において
は第２層の成長温度即ち第１層へのZzの拡散温
度は800℃成長時間、即ち拡散時間ｔは１時間と
し、成長速度が拡散速度に比べて充分速いと仮定
している。ドナ不純物の拡散係数は小さいとして
拡散効果は無視した。図中には少数キヤリアの拡
散長Lp及びLnの大きさを比較のために示してあ
る。Lp，Lnはμｎ〓μＰ〓100cm3／Ｖ・Ｓ τｎ
〓τｐ〓50nsという典型的な値から求めると、
約Lp〓Ln〓３μｍとなる。
図では、第２層のZn密度ＮA＝２×1018／cm3第
１層のドナ密度ＮD＝１×1017／cm3の場合につい
て示してある。Znの不純物分布は極めて低密度
のときは単位な誤差関数ではないといわれている
が第２層からはあまりはなれていない領域では誤
差関数に近い指数関数 で近似しておよその不純物分布を知ることができ
る。結果は図のように少数キヤリアの拡散長に比
べてZnの不純物分布が急峻とは言えないという
ことがわかる。実際の成長温度は700℃〜900℃成
長時間30分〜2hr程度の範囲にあるが、いずれの
場合も第１図のようにZnの分布が少数キヤリア
の拡散長に比べて充分急峻ではない。従つてp+n
接合といつてもpn境界近傍、即ち少数キヤリア
の拡散長程度の距離で見れば実質的には両側が強
く補償されたp-n-接合に近いのである。Znの不
純物分布が指数関数に近い限り、ｎ側のドナ密度
をさらに下げてより強いp+n形にしたつもりで
も、第１図のＮDの線が下がるだけだからやはり
実質的にはp-n-接合である。両側が強く補償さ
れているから、発光中心が形成されたことは有利
であるが、pn境界の近くで実質的にp-n-接合で
あることは多数キヤリアが少ないので注入には不
利である。また欠陥を減らすためにｎ領域の不純
物密度ＮDをできるだけ下げなければならないの
だからpn境界においてはアクセプタもドナ密度
も共に低い、つまり発光中心密度が低いという欠
点を持つている。特にGaPは間接遷移形半導体の
ため発光中心の寿命が長く、従つて相対的に探い
準位寄与が著しい。従つて発光中心の密度を低下
させなければならないというのは大きな欠点であ
る。本発明は、前述において明らかにしたごとき
補償の効果を充分発揮させ、かつ多数キヤリア密
度の低下による注入量の低下のない高輝度の純緑
色発光ダイオードを提供することを目的としてい
る。
１層のドナ密度ＮD＝１×1017／cm3の場合につい
て示してある。Znの不純物分布は極めて低密度
のときは単位な誤差関数ではないといわれている
が第２層からはあまりはなれていない領域では誤
差関数に近い指数関数 で近似しておよその不純物分布を知ることができ
る。結果は図のように少数キヤリアの拡散長に比
べてZnの不純物分布が急峻とは言えないという
ことがわかる。実際の成長温度は700℃〜900℃成
長時間30分〜2hr程度の範囲にあるが、いずれの
場合も第１図のようにZnの分布が少数キヤリア
の拡散長に比べて充分急峻ではない。従つてp+n
接合といつてもpn境界近傍、即ち少数キヤリア
の拡散長程度の距離で見れば実質的には両側が強
く補償されたp-n-接合に近いのである。Znの不
純物分布が指数関数に近い限り、ｎ側のドナ密度
をさらに下げてより強いp+n形にしたつもりで
も、第１図のＮDの線が下がるだけだからやはり
実質的にはp-n-接合である。両側が強く補償さ
れているから、発光中心が形成されたことは有利
であるが、pn境界の近くで実質的にp-n-接合で
あることは多数キヤリアが少ないので注入には不
利である。また欠陥を減らすためにｎ領域の不純
物密度ＮDをできるだけ下げなければならないの
だからpn境界においてはアクセプタもドナ密度
も共に低い、つまり発光中心密度が低いという欠
点を持つている。特にGaPは間接遷移形半導体の
ため発光中心の寿命が長く、従つて相対的に探い
準位寄与が著しい。従つて発光中心の密度を低下
させなければならないというのは大きな欠点であ
る。本発明は、前述において明らかにしたごとき
補償の効果を充分発揮させ、かつ多数キヤリア密
度の低下による注入量の低下のない高輝度の純緑
色発光ダイオードを提供することを目的としてい
る。
まず本発明の純緑色発光ダイオードのpn接合
はp+n形とは逆の即ちn+p形又はnp形接合とし、
主としてｐ領域で発光される。さらにp+n形で生
ずることが明らかな補償効果と同じ効果を発輝さ
せるべく発光領域であるｐ領域に適当な密度の浅
いドナ型不純物を添加し、かつ注入量を低下させ
ないことを特徴とする。即ち、pn接合を形成す
るｐ層はｐ形の伝導形を与えるアクセプタである
Zn以外に補償用の浅いドナ不純物を含む。この
アクセプタ密度をＮA、ドナ密度をＮD2とすれば
正孔密度は p2＝ＮA−ＮD2 だから ＮA＞ＮD2 ………(2) でなければならない。又、pn接合のｎ側の浅い
ドナ不純物密度をＮDとすると ＮD1＞ＮA ………(3) でなければ、Znの拡散により実質的なpn境界が
ｎ層にくいこんで従来のp+n接合と同じことにな
つてしまう。また当然ｎ側の不純物密度がｐ側の
不純物密度より大きい、即ち、n+p接合であるた
めには ＮA−ＮD2＜ＮD2 ………(4) となるように選ばねばならないＮA−ＮD2〓ＮD1
であつてもよいが、(1)、(2)の条件を満たしにくく
なる。ｐ側にドープされた浅いドナＮD2は第３図
のpn接合のバンド図に示すように注入によりｐ
側に拡散する少数キヤリアである電子が、非発光
中心である深い準位Ｔに捕えられる確立に対して
上記ドナＤに捕えられる確立を増す。一旦ドナに
捕えられた電子は正孔と再結合することにより発
光するから、通常のn+p接合と異なり高い発光効
率が得られる。第２層にドープされるドナの密度
ＮDは発光中心を増すという意味では大きくした
いが、条件(2)、(3)、(4)よりあまり大きくはでき
ず、また大きくするほどすでに述べたように欠陥
が発生しやすいから１×1016〜１×1017／cm3の間
が望ましい。従つて従来のp+n接合におけるｎ領
域のドナ密度と同程度であるが、本発明の場合は
少数キヤリアに対するトラツプ効果を狙つたもの
であり、多数キヤリアの供給が目的ではないか
ら、この程度の密度でも相当多量であると言え
る。
はp+n形とは逆の即ちn+p形又はnp形接合とし、
主としてｐ領域で発光される。さらにp+n形で生
ずることが明らかな補償効果と同じ効果を発輝さ
せるべく発光領域であるｐ領域に適当な密度の浅
いドナ型不純物を添加し、かつ注入量を低下させ
ないことを特徴とする。即ち、pn接合を形成す
るｐ層はｐ形の伝導形を与えるアクセプタである
Zn以外に補償用の浅いドナ不純物を含む。この
アクセプタ密度をＮA、ドナ密度をＮD2とすれば
正孔密度は p2＝ＮA−ＮD2 だから ＮA＞ＮD2 ………(2) でなければならない。又、pn接合のｎ側の浅い
ドナ不純物密度をＮDとすると ＮD1＞ＮA ………(3) でなければ、Znの拡散により実質的なpn境界が
ｎ層にくいこんで従来のp+n接合と同じことにな
つてしまう。また当然ｎ側の不純物密度がｐ側の
不純物密度より大きい、即ち、n+p接合であるた
めには ＮA−ＮD2＜ＮD2 ………(4) となるように選ばねばならないＮA−ＮD2〓ＮD1
であつてもよいが、(1)、(2)の条件を満たしにくく
なる。ｐ側にドープされた浅いドナＮD2は第３図
のpn接合のバンド図に示すように注入によりｐ
側に拡散する少数キヤリアである電子が、非発光
中心である深い準位Ｔに捕えられる確立に対して
上記ドナＤに捕えられる確立を増す。一旦ドナに
捕えられた電子は正孔と再結合することにより発
光するから、通常のn+p接合と異なり高い発光効
率が得られる。第２層にドープされるドナの密度
ＮDは発光中心を増すという意味では大きくした
いが、条件(2)、(3)、(4)よりあまり大きくはでき
ず、また大きくするほどすでに述べたように欠陥
が発生しやすいから１×1016〜１×1017／cm3の間
が望ましい。従つて従来のp+n接合におけるｎ領
域のドナ密度と同程度であるが、本発明の場合は
少数キヤリアに対するトラツプ効果を狙つたもの
であり、多数キヤリアの供給が目的ではないか
ら、この程度の密度でも相当多量であると言え
る。
以上述べた本発明の不純物密度分布の例を第２
図に示す。すなわち、ｎ形GaP基板（Ｓ）上にpn
接合のｎ側領域であるｎ形GaP第１層１を成長す
る。不純物はＳ、Se、Teなどであるが欠陥発生
の少ないＳが最も望ましい。第１層の不純物密度
は１〜５×1017／cm3であり、n+層といつても不純
物密度をあまり大きくすると欠陥が増すので、ｐ
側への注入入効率が低くならない程度の範囲で不
純物密度はある程度小さい方がよいので上記の範
囲が適当である。pn接合のｐ側領域である第２
層２には先に述べたZnと浅いドナが添加されて
おり(2)、(3)、(4)の式で示したような関係にあれば
n+p接合となりキヤリアは主にｐ側へ注入され
る。この際、補償のためのドナ密度は先に述べた
ように１×1016〜１×1017／cm2の間が望ましいの
である。
図に示す。すなわち、ｎ形GaP基板（Ｓ）上にpn
接合のｎ側領域であるｎ形GaP第１層１を成長す
る。不純物はＳ、Se、Teなどであるが欠陥発生
の少ないＳが最も望ましい。第１層の不純物密度
は１〜５×1017／cm3であり、n+層といつても不純
物密度をあまり大きくすると欠陥が増すので、ｐ
側への注入入効率が低くならない程度の範囲で不
純物密度はある程度小さい方がよいので上記の範
囲が適当である。pn接合のｐ側領域である第２
層２には先に述べたZnと浅いドナが添加されて
おり(2)、(3)、(4)の式で示したような関係にあれば
n+p接合となりキヤリアは主にｐ側へ注入され
る。この際、補償のためのドナ密度は先に述べた
ように１×1016〜１×1017／cm2の間が望ましいの
である。
このような第２層のｐ層を形成するには最も簡
単には第２層用メルト中に不純物を入れておく。
例えばＳとZnを必要量投入しておく。成長温度
にもよるが、この方法だとメルト中でZnとＳの
結合が起きて結晶中に析出物を形成し結晶性を悪
化することがある。そこで第４図のように第１層
は前と同様だが、第２層は不純物密度ＮD2のドナ
のみドープし、その上に不純物密度ＮA3のｐ層３
を成長する。この不純物はZnであり、成長中に
第２層に拡散して第２層をp-形に反転させる。
従つてpn境界は図のように第１層と第２層の境
界に近い。このためには第２層の厚みは第３層成
長中のZnの拡散時間できまる不純物拡散距離ＬZo
＝√Zoよりあまり厚くてはならない。すなわ
ち第２層の厚みはｄ√Zoであることが望ま
しい(1)式を使い(2)、(3)、(4)の条件を満たすような
不純物密度設計を行なえば良い。勿論第１層まで
拡散するから、この領域のキヤリア密度があまり
低下しない程度にＮD1は大きくなければならな
い。例として ＮD1は１×1017〜５×1017／cm3 ＮD2〓１×1016〜３×1017／cm3 ＮA3〓１×1018〜５×1018／cm3 １d210μｍ 第３層成長温度 750℃〜850℃ 第３層成長時間 30分〜4hr 程度の値から選ぶことにより適宜第４図のような
分布を設計することが可能である。
単には第２層用メルト中に不純物を入れておく。
例えばＳとZnを必要量投入しておく。成長温度
にもよるが、この方法だとメルト中でZnとＳの
結合が起きて結晶中に析出物を形成し結晶性を悪
化することがある。そこで第４図のように第１層
は前と同様だが、第２層は不純物密度ＮD2のドナ
のみドープし、その上に不純物密度ＮA3のｐ層３
を成長する。この不純物はZnであり、成長中に
第２層に拡散して第２層をp-形に反転させる。
従つてpn境界は図のように第１層と第２層の境
界に近い。このためには第２層の厚みは第３層成
長中のZnの拡散時間できまる不純物拡散距離ＬZo
＝√Zoよりあまり厚くてはならない。すなわ
ち第２層の厚みはｄ√Zoであることが望ま
しい(1)式を使い(2)、(3)、(4)の条件を満たすような
不純物密度設計を行なえば良い。勿論第１層まで
拡散するから、この領域のキヤリア密度があまり
低下しない程度にＮD1は大きくなければならな
い。例として ＮD1は１×1017〜５×1017／cm3 ＮD2〓１×1016〜３×1017／cm3 ＮA3〓１×1018〜５×1018／cm3 １d210μｍ 第３層成長温度 750℃〜850℃ 第３層成長時間 30分〜4hr 程度の値から選ぶことにより適宜第４図のような
分布を設計することが可能である。
第２図の場合においてもｐ形高キヤリア密度の
第３層を成長することは直列抵抗を減らし、一様
な電流を接合面に流すことができるため本発明の
ごときｐ側が低キヤリア密度の発光ダイオードで
は特別に有効である。
第３層を成長することは直列抵抗を減らし、一様
な電流を接合面に流すことができるため本発明の
ごときｐ側が低キヤリア密度の発光ダイオードで
は特別に有効である。
以上はｎ形基板結晶を使つた例であるが、本発
明は不純物密度の設計が問題なので基板結晶はｐ
形であつても同様の分布を実現することができ
る。ただし成長中の拡散を利用していることを考
慮に入れなければならない。例えば第５図のよう
にｐ形基板（Ｓ）を使いその上にドナ密度ＮD2の
第２層２、その上によりドナ密度の高いＮD1の第
１層１を成長する。基板からZnが第１層に拡散
して図のように分布するから、第２層はｐ形とな
り第４図と同様な不純物分布となり、しかもこの
場合は第３層に対応する層はかならずしも必要な
い。
明は不純物密度の設計が問題なので基板結晶はｐ
形であつても同様の分布を実現することができ
る。ただし成長中の拡散を利用していることを考
慮に入れなければならない。例えば第５図のよう
にｐ形基板（Ｓ）を使いその上にドナ密度ＮD2の
第２層２、その上によりドナ密度の高いＮD1の第
１層１を成長する。基板からZnが第１層に拡散
して図のように分布するから、第２層はｐ形とな
り第４図と同様な不純物分布となり、しかもこの
場合は第３層に対応する層はかならずしも必要な
い。
ただし前に述べたように第１層はあまり厚くは
できない。基板結晶の転位密度や欠陥密度が高い
ときは、第２層の結晶性が影響を受け特性が悪く
なるので、第６図のようにｐ形基板上にまずｐ形
の第３層を成長してから順次第２層、第１層を成
長する必要がある。ドナ密度を1018／cm3以上にす
ると、欠陥密度が増して結晶性が著しく悪くなる
ので、発光領域まで欠陥が拡散することを考慮す
るとＮD1は５×1017／cm3以下であることが望まし
い。又、発光領域である第２層のドナ密度ＮD2は
１×1016／cm3以下は、従来の実施例からドーピン
グレベルの制御が容易でないうえ、欠陥密度を増
さないかぎりの範囲で大きい方が発光中心密度が
大となるので１×1016／cm3以上が実際的である。
又ＮD1が５×1017／cm3以下であることを考慮する
と、ＮD2は３×1017／cm3以下にしないとＮA−ＮD2
＜ＮD1に選ぶことが容易でなくなる。すなわちＮ
D1〓５×1017／cm3の時ＮD2〓３×1017とすればＮA
をpn境界側で ３×1017／cm3＜ＮA＜５×1017／cm3 に選ばなければ条件(2)、(3)、(4)を満足しない。こ
の程度の範囲にＮAを歩留りよくコントロールす
ることは可能だが、それ以上にＮD2を大きくする
とＮAの制御を２ケタの有効数字で制御しなけれ
ばならなくなり実際的ではない。
できない。基板結晶の転位密度や欠陥密度が高い
ときは、第２層の結晶性が影響を受け特性が悪く
なるので、第６図のようにｐ形基板上にまずｐ形
の第３層を成長してから順次第２層、第１層を成
長する必要がある。ドナ密度を1018／cm3以上にす
ると、欠陥密度が増して結晶性が著しく悪くなる
ので、発光領域まで欠陥が拡散することを考慮す
るとＮD1は５×1017／cm3以下であることが望まし
い。又、発光領域である第２層のドナ密度ＮD2は
１×1016／cm3以下は、従来の実施例からドーピン
グレベルの制御が容易でないうえ、欠陥密度を増
さないかぎりの範囲で大きい方が発光中心密度が
大となるので１×1016／cm3以上が実際的である。
又ＮD1が５×1017／cm3以下であることを考慮する
と、ＮD2は３×1017／cm3以下にしないとＮA−ＮD2
＜ＮD1に選ぶことが容易でなくなる。すなわちＮ
D1〓５×1017／cm3の時ＮD2〓３×1017とすればＮA
をpn境界側で ３×1017／cm3＜ＮA＜５×1017／cm3 に選ばなければ条件(2)、(3)、(4)を満足しない。こ
の程度の範囲にＮAを歩留りよくコントロールす
ることは可能だが、それ以上にＮD2を大きくする
とＮAの制御を２ケタの有効数字で制御しなけれ
ばならなくなり実際的ではない。
第５図、第６図のようにｐ形基板を用いるとき
は拡散時間ｔとしては第２層と第１層の成長時間
の和である。徐冷法の場合成長温度が時間ととも
に低下するから拡散係数が変化し、設計が精密に
できない欠点がある。したがつて実験的にパラメ
ータを決めていかなけれはならないが、それでも
温度変化の微妙な変化で所定のn+p接合にならな
いことが多い。温度差法液相成長あるいは蒸気圧
制御温度差法では、成長温度は不変なので極めて
正確に不純物分布を設計どおりに製作でき、高い
歩留りを得ることが可能である。その上徐冷法で
は温度の降下を伴うので第１層から第２層へのス
ライド時の過冷却や、再溶解のため層境界に欠陥
が多く発生しこの境界とpn境界がほぼ一致する
から好ましくない効果を生ずるが、温度差法及び
蒸気圧制御温度差法ではこの欠点は除かれる。
Znの拡散はかならずしも誤差関数的ではないが
あまり低不純物密度のところを問題にしていない
ので近似的に指数関数 として設計すれば充分である。なお、成長中に不
純物が拡散してくる場合、拡散速度が成長速度に
近いか、より速いときは計算機解析が必要になる
が、成長速度に比べてZnの拡散速度が充分遅く
なるように成長速度を選べば成長速度の効果を考
える必要はなく、その場合はＮA（ｏ）はＮＡ／２で与 えられる。
は拡散時間ｔとしては第２層と第１層の成長時間
の和である。徐冷法の場合成長温度が時間ととも
に低下するから拡散係数が変化し、設計が精密に
できない欠点がある。したがつて実験的にパラメ
ータを決めていかなけれはならないが、それでも
温度変化の微妙な変化で所定のn+p接合にならな
いことが多い。温度差法液相成長あるいは蒸気圧
制御温度差法では、成長温度は不変なので極めて
正確に不純物分布を設計どおりに製作でき、高い
歩留りを得ることが可能である。その上徐冷法で
は温度の降下を伴うので第１層から第２層へのス
ライド時の過冷却や、再溶解のため層境界に欠陥
が多く発生しこの境界とpn境界がほぼ一致する
から好ましくない効果を生ずるが、温度差法及び
蒸気圧制御温度差法ではこの欠点は除かれる。
Znの拡散はかならずしも誤差関数的ではないが
あまり低不純物密度のところを問題にしていない
ので近似的に指数関数 として設計すれば充分である。なお、成長中に不
純物が拡散してくる場合、拡散速度が成長速度に
近いか、より速いときは計算機解析が必要になる
が、成長速度に比べてZnの拡散速度が充分遅く
なるように成長速度を選べば成長速度の効果を考
える必要はなく、その場合はＮA（ｏ）はＮＡ／２で与 えられる。
ただしＮAは拡散源側である層の内部のZn密度
である。一方設計上はより複雑になるが、成長速
度が拡散速度に比べて近いかより小さいときに
は、発光層である第２層の欠陥密度を低下させ得
るという利点がある。単に成長速度が遅いからと
いうことも１つの理由であるが、成長界面にZn
が供給されるのでTeやＳを成長層にとりこむと
きにこれらドナが欠陥を発生するよりはZnと結
合した方が自由エネルギーが低下するので、ある
程度ドナによる欠陥（特にｐの空格子点）の発生
が抑えられる効果があるから、ドナ密度をより高
くして発光中心の密度を高めることが可能とな
る。
である。一方設計上はより複雑になるが、成長速
度が拡散速度に比べて近いかより小さいときに
は、発光層である第２層の欠陥密度を低下させ得
るという利点がある。単に成長速度が遅いからと
いうことも１つの理由であるが、成長界面にZn
が供給されるのでTeやＳを成長層にとりこむと
きにこれらドナが欠陥を発生するよりはZnと結
合した方が自由エネルギーが低下するので、ある
程度ドナによる欠陥（特にｐの空格子点）の発生
が抑えられる効果があるから、ドナ密度をより高
くして発光中心の密度を高めることが可能とな
る。
以上のように本発明は、Ｎを添加せずに浅いア
クセプタと浅いドナの添加によつて緑色を呈する
発光ダイオードにおいて、主たる発光領域をｐ側
に設定し浅いドナ不純物をｐ側に添加しかつキヤ
リアの注入効果を高からしめた高輝度の発光ダイ
オードである。
クセプタと浅いドナの添加によつて緑色を呈する
発光ダイオードにおいて、主たる発光領域をｐ側
に設定し浅いドナ不純物をｐ側に添加しかつキヤ
リアの注入効果を高からしめた高輝度の発光ダイ
オードである。
緑色発光ダイオードの場合アクセプタ不純物と
してはZn、ドナ不純物としてはＳ、Se、Teなど
が使われるがTeは欠陥を作り易いのでＳやSeの
方が望ましい。
してはZn、ドナ不純物としてはＳ、Se、Teなど
が使われるがTeは欠陥を作り易いのでＳやSeの
方が望ましい。
第１図は、ｎ形基板上にドナ密度の第１層を成
長し、その上に、亜鉛密度の第２層を成長したと
きの不純物分布の例、第２図は本発明の一例の不
純物分布、第３図はpn接合のバンド図の一例、
第４図、第５図及び第６図は本発明の他の例の不
純物分布である。
長し、その上に、亜鉛密度の第２層を成長したと
きの不純物分布の例、第２図は本発明の一例の不
純物分布、第３図はpn接合のバンド図の一例、
第４図、第５図及び第６図は本発明の他の例の不
純物分布である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 液相エピタキシヤル法で製作されたpn接合
を有し、窒素を添加せず、浅いアクセプタと浅い
ドナの添加されたGaP緑色発光ダイオードにおい
て、pn接合の一方を形成するｐ領域のキヤリア
密度ｐがpn接合の他方を形成するｎ領域のキヤ
リア密度ｎより小さく、かつｐ領域には浅いドナ
不純物が添加されており前記ｐ領域の浅いドナ不
純物密度をＮD2としたとき１×1016／cm3ＮD2
３×1017／cm3であり、ｐ領域の浅いアクセプタが
Znであることを特徴とするGaP緑色発光ダイオー
ド。 ２ 前記ｐ領域の浅いアクセプタの密度が前記ｎ
領域に添加される浅いドナ不純物密度より小さい
ことを特徴とする前記特許請求の範囲第１項記載
のGaP緑色発光ダイオード。 ３ 前記ドナ不純物がＳ又はSeであることを特
徴とする前記特許請求の範囲第１項又は第２項記
載のGaP緑色発光ダイオード。 ４ 前記ｐ領域に接してZnを含むｐ形の第三の
領域を有し前記ｐ領域のアクセプタ不純物である
Znが、前記第三の領域から成長中の不純物拡散
によつて添加されることを特徴とする前記特許請
求の範囲第１項乃至第３項のいずれか一項に記載
のGaP緑色発光ダイオード。 ５ 前記Znを含む第三の領域がGaP基板であるこ
とを特徴とする前記特許請求の範囲第１項乃至第
４項のいずれか一項に記載のGaP緑色発光ダイオ
ード。 ６ 前記Znを含む第三の領域がｐ形GaP基板上に
形成されたエピタキシヤル層であることを特徴と
する前記特許請求の範囲第１項乃至第５項のいず
れか一項に記載のGaP緑色発光ダイオード。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17014180A JPS5793589A (en) | 1980-12-02 | 1980-12-02 | Gap light emitting diode |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17014180A JPS5793589A (en) | 1980-12-02 | 1980-12-02 | Gap light emitting diode |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5793589A JPS5793589A (en) | 1982-06-10 |
| JPS6244835B2 true JPS6244835B2 (ja) | 1987-09-22 |
Family
ID=15899420
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17014180A Granted JPS5793589A (en) | 1980-12-02 | 1980-12-02 | Gap light emitting diode |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5793589A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS599565U (ja) * | 1982-07-08 | 1984-01-21 | 三洋電機株式会社 | ガリウム燐発光ダイオ−ド |
| JP2817577B2 (ja) * | 1993-05-31 | 1998-10-30 | 信越半導体株式会社 | ＧａＰ純緑色発光素子基板 |
| EP1156534A4 (en) | 1999-10-29 | 2006-09-06 | Shinetsu Handotai Kk | LIGHT-EMITTING DEVICE WITH GALLIUM PHOSPHIDE |
-
1980
- 1980-12-02 JP JP17014180A patent/JPS5793589A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5793589A (en) | 1982-06-10 |
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