CN101449393A - 氮化物半导体发光元件 - Google Patents

Abstract

一种氮化物半导体发光元件，根据与现有技术完全不同的着眼点而通过简单的方法来把从p型氮化物半导体层向活性层的载流子注入效率提高。在兰宝石基板(1)上层合缓冲层(2)、不掺杂的GaN层(3)、n型GaN接触层(4)、InGaN/GaN超晶格层(5)、活性层(6)、不掺杂的GaN类层(7)、p型GaN类接触层(8)，在p型GaN类接触层(8)上形成p电极(9)，在进行台面蚀刻而露出n型GaN接触层(4)的面上形成电极n电极(10)。在最靠近具有量子阱结构的活性层p侧的阱层与p型GaN类接触层(8)之间形成的中间半导体层的合计膜厚设定在20nm以下，能够提高载流子向活性层(6)的注入效率。

Description

氮化物半导体发光元件

技术领域

本发明涉及具备活性层的氮化物半导体发光元件，该活性层具有量子阱结构且由阱层包含有In的氮化物构成。

背景技术

近年来，以向高密度光盘记录等应用等为目的而在努力开发短波长半导体激光器。短波半导体激光器使用包含GaN、AlGaN、InGaN、InGaAlN、GaPN等氮的六方晶化合物半导体(以下单叫做氮化物半导体)。且使用氮化物半导体的LED也在开发。

在上述氮化物半导体发光元件中MIS结构的发光元件被使用，但由于是层合高阻抗i型的GaN类半导体，所以一般地有发光输出非常低的问题。为了解决该问题而向i型GaN类半导体层照射电子或进行退火。

即使在形成p型GaN类半导体层的氮化物半导体发光元件的情况下，也在努力进行提高发光输出，例如如专利文献1所示，为了得到p电极与p型GaN接触层的欧姆接触而把p型GaN接触层的膜厚变薄以降低顺向电压Vf，有这样提高发光效率的提案。

且专利文献1中还有提案：为了得到p型AlGaN包层的p型特性，作为p型掺杂剂而使用Mg，且规定p型AlGaN包层的膜厚和Al组成，通过这样改善晶体性来提高发光效率。

专利文献1：日本特许第2778405号公报

但即使如上述现有技术那样改善p电极与p型GaN接触层的欧姆接触、p型GaN接触层的膜厚、p型掺杂剂、p型AlGaN包层的晶体性这各项目来提高发光效率，其改善效果也是有限的，在要进一步提高发光效率时则没有有效的方法。

发明内容

本发明是为了解决上述课题而发明的，目的在于提供一种氮化物半导体发光元件，根据与现有技术完全不同的着眼点而通过简单的方法，来把从p型氮化物半导体层向活性层的载流子注入效率变好而提高发光效率。

本发明的氮化物半导体发光元件具备由p型氮化物半导体层和n型氮化物半导体层把活性层夹住的结构，该活性层具有由阱层包含In的氮化物构成的量子阱结构，其要旨在于，在与所述活性层p侧最近位置配置的阱层与所述p型氮化物半导体层之间形成的中间半导体层的合计膜厚是20nm以下。

作为提高从p型半导体层向活性层的空穴注入效率的方法，我们发现有与上述现有技术完全不同的方法。即，当把在活性层p侧最近位置配置的阱层与p型氮化物半导体层之间形成的中间半导体层的合计膜厚是20nm以下时，则从p型氮化物半导体层向活性层的空穴注入效率快速变化。

其它主要特点在于，在形成掺杂Mg的p型Al_xGaN(0.02≤x≤0.15)的情况下，把空穴载流子的浓度设定在2×10¹⁷cm^-3以上的范围。

本发明的氮化物半导体发光元件在上述特点的基础上，其主要特点在于，在使活性层的阱层In组成比率成为10％以上而把发光波长变长时，在从活性层成长方向的最终阱层成膜完成到p型氮化物半导体层的最外层即与p电极接触形成的p型接触层成膜完成的期间，成长温度超过950℃的成膜时间的合计是30分钟以内。特别是InGaN由于热不稳定，所以若超越上述条件则有分解的危险，最坏的情况是In分离而晶片黑化。

本发明的氮化物半导体发光元件把在具有量子阱结构的活性层p侧最近位置配置的阱层与p型氮化物半导体层之间形成的中间半导体层的合计膜厚形成在20nm以下，因此，能够提高空穴向活性层的注入效率，提高发光效率。

在中间半导体层之上层合p型Al_xGaN(0.02≤x≤0.15)，把p型杂质的空穴载流子浓度设定在2×10¹⁷cm^-3以上，因此，能够更加好地得到空穴的注入效率，能够提高发光效率。

在从活性层成长方向的最终阱层成膜完成到p型氮化物半导体层的最外层即与p电极接触形成的p型接触层成膜完成的期间，成长温度是950℃以上的成膜时间的合计是30分钟以内，所以特别是对于发光波长长的氮化物半导体发光元件即活性层的阱层In组成比率是10％以上结构的元件，特别能够防止活性层的恶化，能够维持高的发光强度。

附图说明

图1是表示本发明第一氮化物半导体发光元件剖面结构的图；

图2是表示活性层附近层结构的图

图3是表示活性层附近的与图2不同层结构的图；

图4是表示本发明第二氮化物半导体发光元件剖面结构的图；

图5是表示在活性层的最终阱层与p型氮化物半导体层之间形成的中间半导体层的合计膜厚与氮化物半导体发光元件的亮度的关系的图；

图6是表示不掺杂的InGaN层的膜厚是350

时发光光谱的图；

图7是表示不掺杂的InGaN层的膜厚是120

时发光光谱的图；

图8是表示以温度760℃成长的GaN表面的图；

图9是表示以温度1025℃成长的GaN表面的图；

图10是表示AlGaN的Al组成比率与氮化物半导体发光元件亮度关系的图；

图11是表示AlGaN成长温度与氮化物半导体发光元件的发光光谱关系的图；

图12是求内部量子效率时的概念图；

图13是表示把PL强度积分的值与温度一起变化状态的图；

图14是表示p型氮化物半导体层的成长温度与内部量子效率关系的图；

图15是表示p型氮化物半导体层的每个成长温度中成长时间与内部量子效率关系的图。

符号说明

1 兰宝石基板    2 缓冲层    3 不掺杂的GaN层    4n型GaN接触层

5 InGaN/GaN超晶格层         6 活性层   6a势垒层    6b势垒层

6c阱层    7 不掺杂的GaN类层    8p型GaN类接触层    9p电极

10n电极    11p型AlGaN包层

具体实施方式

图1表示本发明第一氮化物半导体发光元件一例的剖面图。在兰宝石基板1上层合缓冲层2、不掺杂的GaN层3、n型GaN接触层4、InGaN/GaN超晶格层5、活性层6、不掺杂的GaN类层7、p型GaN类接触层8，一部分区域从p型GaN类接触层8开始被台面蚀刻，在露出n型GaN接触层4的面上形成电极10。在p型GaN类接触层8上形成电极9。在此，p型GaN类层由掺杂p型杂质的GaN或包含GaN的化合物构成，不掺杂的InGaN层由有意识地不掺杂杂质的GaN或包含GaN的化合物构成。

如上所述，作为n型氮化物半导体层而形成n型GaN接触层4、InGaN/GaN超晶格层5，作为p型氮化物半导体层而形成p型GaN类接触层8，本发明的氮化物半导体发光元件具有由这些n型氮化物半导体层和p型氮化物半导体层把活性层夹住的双异质结构。

缓冲层2使用GaN、AlN、Al_x1GaN(0<x1≤0.1)等，形成50～300

，优选100～200

的膜厚。在缓冲层2上层合的不掺杂的GaN层3的膜厚是1～3μm，在不掺杂的GaN层3上形成的n型GaN接触层4是Si掺杂浓度1～5×10¹⁸cm^-3、膜厚1～5μm的结构。InGaN/GaN超晶格层5缓和晶格常数差大InGaN与GaN的应力，使活性层6的InGaN成长容易，例如使用把Si掺杂浓度1～5×10¹⁸cm^-3的膜厚10

的In_x2GaN(0.03≤x≤0.1)和膜厚20

GaN交替层合10周期左右的结构。

活性层6是具有量子阱结构(Quantum Well)的活性层，成为把阱层(阱层)由比阱层带隙大的势垒层(壁垒层)夹层状夹住的结构。该量子阱结构也可以不是一个，而是多重化，这时就成为MQW(MultiQuantumWell)即多重量子阱结构。活性层6由三元混合晶系的InGaN构成。由于不掺杂的GaN类层7与活性层6相接形成，所以不掺杂的GaN类层7具有抑制活性层6的In热分解的盖层的作用。

图2表示了活性层6的详细结构。活性层6在与InGaN/GaN超晶格层5相接侧配置势垒层6b，在其上层合阱层6c，把该势垒层6b和阱层6c交替层合几个周期后，作为最后的势垒层而形成6a，在势垒层6a上层合不掺杂的GaN类层7。在不掺杂的GaN类层7上形成p型GaN类接触层8。

在此，势垒层6b由不掺杂或Si掺杂浓度5×10¹⁶cm^-3～5×10¹⁸cm^-3的膜厚100～350

，优选150～300

的In_z1GaN(0≤z1<1)构成。另一方面，阱层6c例如也可以由膜厚30

的不掺杂的In_y1GaN(0<y1<1，y1>z1)构成。在掺杂杂质的情况下，优选把Si掺杂浓度设定在5×10¹⁸cm^-3以下。阱层是3～8层，优选5～7层的结构。活性层6通过使上述y1在0<y1<1的范围变化，则能够使发光波长从紫色到红色变化。

如图2，形成成长方向最后的阱层6c后，形成势垒层6a。Si掺杂浓度与之前的势垒层6b相同便可，而势垒层6a的膜厚比势垒层6b薄，成膜20～30

左右。且势垒层6a也可以由GaN(上述z1＝0)形成，为了提高发光效率而优选InGaN(上述z1≠0)，这时In的组成是0.5～1％左右的便可。另一方面，如图3所示，也可以与成长方向的最后阱层6c相接而形成不掺杂的GaN类层7。这时，不掺杂的GaN类层7由于有使电子不从活性层6向p侧流入的电子阻塞层的作用和当成为高温时，阱层6c的In升华而容易坏，所以有兼顾防止这点的盖层的作用。

在图2、图3的任一情况下，作为不掺杂的GaN类层7而能够使用不掺杂的GaN、不掺杂的InGaN、不掺杂AlGaN，例如把膜厚形成10～200

左右。这样，图2的情况则是势垒层6a与不掺杂的GaN类层7的合计膜厚被形成为是20nm(200

)以下。另一方面图3的情况则是与活性层6的最后阱层相接形成的不掺杂的GaN类层7的膜厚被形成为是20nm以下。

在不掺杂的GaN类层7上形成的p型GaN类接触层8使用p型InGaN或p型GaN，使成长为Mg掺杂浓度3×10¹⁹cm^-3～3×10²⁰cm^-3的膜厚200～3000

左右(最优选700

～1000

)。

图5表示在活性层成长方向的最后阱层即最靠近活性层p侧位置配置的阱层与p型氮化物半导体层之间形成的中间半导体层的合计膜厚与发光元件亮度的关系。作为不掺杂的GaN类层7例如使用不掺杂的GaN层，使中间半导体层的膜厚变化来测定发光强度(亮度)。在此，所说的中间半导体层的合计膜厚，在图2结构的情况下则相当于是势垒层6a与不掺杂的GaN类层7的合计膜厚，另一方面，在图3结构的情况下则相当于是不掺杂的GaN类层7自身的膜厚。

横轴表示中间半导体层的合计膜厚，纵轴表示亮度(任意单位)。纵轴以250

时的亮度为基准相对地进行表示。了解到当合计膜厚是200

(20nm)以下时则亮度快速变好。作为不掺杂的GaN类层7即使使用不掺杂的InGaN层或不掺杂AlGaN层的情况下，也能够得到表示与图5同样倾向的曲线。

这点能够如下考察。图6表示在是图1的结构且具有图3结构的发光元件中作为不掺杂的GaN类层7而使用不掺杂的InGaN层，其膜厚是350

时的发光光谱。纵轴把成为标准的LED发光强度作为基准相对地进行表示。图6不仅是活性层6本来的发光光谱，而是也混合着不掺杂的InGaN层的光谱，空穴与电子的再结合不仅在活性层6，而且在不掺杂的GaN类层7也发生，由于空穴不从p型GaN类接触层8向活性层6充分移动，所以活性层6的发光强度降低。

另一方面，图7表示不掺杂的InGaN层的膜厚是120

时的发光光谱，仅表现活性层6本来的发光光谱，不像图6那样表现GaN类层7光谱。这是由于不掺杂的InGaN层的膜厚薄而提高了空穴从p型GaN类接触层8向活性层6的注入效率的缘故。因此，不掺杂的GaN类层7的膜厚薄而发光元件的发光强度变大。且从图5了解到作为该膜厚的最佳值是200

(20nm)以下。

接着，在图4表示本发明第二氮化物半导体发光元件的结构。与图1具有相同符号的则表示与图1是相同结构。第二氮化物半导体发光元件与第一氮化物半导体发光元件的不同之处在于，在不掺杂的GaN类层7与p型GaN类接触层8之间插入了p型AlGaN包层11。P型AlGaN包层11具有电子阻塞层的作用，用于进一步提高空穴的注入效率，使用p型Al_xGaN(0.02≤x≤0.15)等。掺杂杂质Mg的p型Al_xGaN的载流子浓度如后述那样优选设定在2×10¹⁷cm^-3以上范围，例如由膜厚150～300

(最优选200

)Al_0.07GaN构成。关于中间半导体层能够设定成图2或图3的结构。

上述第二氮化物半导体发光元件(图4的结构)中，使不掺杂的GaN类层7的膜厚变化来测定亮度，这时也得到图5的曲线形状。因此，图4的结构中也是当不掺杂的GaN类层7的膜厚是200

以下时则亮度快速变好。

下面说明上述第一和第二氮化物半导体发光元件的制造方法。为了在兰宝石基板1上形成由GaN、AlN、Al_x1GaN(0<x1≤0.1)等单晶体构成的缓冲层2而使用PLD法(激光消融法)。

首先把兰宝石基板1放入工件固定室，以400℃左右的温度加热5～10分钟，使多余的水分等飞散。然后把兰宝石基板1运送到室内压力1×10^-6Torr以下的真空室内，与标靶相对配置，把兰宝石基板1放置在加热源上，维持基板温度在600℃～1000℃，例如把振荡波长248nm的KrF激元激光从真空腔的石英窗向标靶照射，使标靶的材料升华(消融)。该升华的原子向兰宝石基板1的表面附着而成长为单晶体的缓冲层2。缓冲层2例如被形成100

～200

。

标靶例如使用烧结GaN标靶。当然也可以使用AlN、AlGaN或InGaN的烧结体标靶。但在使用烧结体标靶时，由于InGaN的烧结体原本就是In难于进入的物质，所以难于决定组成。因此，优选GaN、AlN或AlGaN的烧结体标靶。

接着，把如上述那样形成有缓冲层2的兰宝石基板1放入MOCVD装置的工件固定室，以400℃左右的温度加热5～10分钟，使多余的水分等飞散。然后把基板运送到MOCVD装置的反应室。在MOCVD装置中在1100℃、NH₃的环境中进行30分钟的热清洗。

然后把基板温度上升到1065℃，把不掺杂的GaN层3例如层合1μm，在不掺杂的GaN层3上使Si掺杂n型GaN成长2.5μm。把基板温度下降到760℃，例如把InGaN/GaN超晶格层5形成300

。把基板温度下降到750℃，例如把活性层6形成3/17nm。

图2的结构是把最后的势垒层6a成膜后，图3的结构是使最后的阱层6c成长后，使基板温度在750℃不变地来层合不掺杂的GaN类层7。在此，调整膜厚以使中间半导体层的合计膜厚如上述那样在20nm以下。

作为不掺杂的GaN类层7而使用不掺杂的InGaN时，使基板温度在750℃不变便可，但在是不掺杂的GaN层的情况下，则基板温度750℃会使晶体产生缺陷等而晶体性恶化。若晶体性恶化则包含有多数的载流子补偿中心，所以阻碍空穴注入。于是在形成不掺杂的GaN层时就需要把成长温度提高到1000℃～1030℃左右来使晶体成长。

接着，在是图1结构的情况下，作为p型GaN类接触层8而把成长温度上升到1000～1030℃(例如1010℃)例如把p型GaN层成长700

。虽然在后述，但也可以使用掺杂Mg的p型InGaN，这时也例如使成长700

。

利用盐酸把p型GaN类接触层8表面的自然氧化膜除去后，作为p电极9而通过蒸镀或溅射形成Ti/Au等的多层金属膜。接着形成台面图形，把GaN类半导体层合体进行蚀刻直到n型GaN接触层4露出来。这时，在台面周边部同时形成如柱子那样竖立的图形，若n型GaN接触层4的表面恰好被粗糙面化，则光的取出增大，是合适的。但没有粗糙面化时，蚀刻到n型GaN接触层4露出来的深度是足够的，而进行粗糙面时，若进行比n型GaN接触层4的露出面深1μm以上的蚀刻，则光的取出变大，是合适的。

在台面蚀刻完成后，在n型GaN接触层4上作为n电极10而形成Al，在500℃～700℃下进行用于取电阻的退火处理，图1的结构完成。

也可以不是在p型GaN类接触层8上形成p电极9，而是在p型GaN类接触层8上层合ZnO电极后形成p电极9。这时把掺杂Ga的ZnO电极例如通过MBE(Molecular beam epitaxy)或PLD(Pulsed Laser Deposition)而形成在p型GaN类接触层8上。这时，ZnO的电阻率若高则不能得到电流扩展，所以至少需要电阻率是1×10^-3Ωcm以下，优选1～5×10^-4Ωcm是合适的。之后如在上述n型GaN接触层表面上那样在ZnO表面也形成凹凸是合适的。

为了把ZnO电极设定成规定的大小，使用盐酸的湿蚀刻或RIE等的干蚀刻，在蚀刻到p型GaN类接触层8之后，把ZnO整体由SiN、SiON、SiO₂、Al₂O₃、ZrO₂这样的绝缘体覆盖。

然后，如前所述进行台面蚀刻，在n型GaN接触层4上形成n电极10后，在ZnO电极上进行局部开孔以形成接触孔，为了经由接触孔而能够与ZnO电极接触则作为p电极而形成Ti/Au等。这时，作为n电极也同时在Al上附加Ti/Au，作为引线接合用的金属。然后把整体由SiN、SiON、SiO₂、Al₂O₃、ZrO₂这样的绝缘体来覆盖台面整体，也可以把金属部分进行开孔，把兰宝石基板1变薄后进行芯片化。

接着，在图4结构的情况下，在形成p型GaN类接触层8之前，即，形成活性层6后则把p型AlGaN包层11例如形成200

。AlGaN成长也可以在950℃左右的温度进行，若要使晶体性更好时，则优选1000℃以上程度。之后各层的形成则如上述。

如上所述，作为不掺杂的GaN类层7而使用不掺杂的InGaN时，使成长温度在低温便可，但在是不掺杂的GaN层的情况下，若成长温度750℃左右则会使晶体产生缺陷等而晶体性恶化。若晶体性恶化则空穴向活性层的注入效率就降低，因此，优选以高温使不掺杂的GaN层成长。把使不掺杂的GaN在低温成长的情况和在高温成长的情况有哪些不同表示在图8、图9。图8表示以760℃的低温成长的不掺杂的GaN层的表面，图9表示以1025℃的高温成长的不掺杂的GaN层的表面。

图8、图9都是在兰宝石基板上使按照不掺杂的GaN、MQW活性层、不掺杂的GaN的顺序成长，把最上层的不掺杂的GaN使用AFM(原子间力显微镜)以10μm进行扫描而得到的图象。

如比较图8、图9就明白的那样，图9的以1025℃的高温成长的不掺杂的GaN层的表面是相当均匀的状态，几乎没有晶格缺陷等。另一方面，图8的以760℃的低温成长的不掺杂的GaN层的表面则只凸凹地成长，成为包含多数载流子补偿中心的状态。因此，阻碍空穴注入，发光效率降低。在高温下成长的不掺杂的GaN的晶体性好，空穴向活性层的注入效率也变好。

接着，把在如图2的结构那样形成p型AlGaN包层11时的Al组成、空穴载流子浓度、图2结构的氮化物半导体发光元件的发光强度的关系表示在图10。横轴表示p型AlGaN的Al组成比率，纵轴表示发光强度，描绘使空穴载流子浓度变化时的曲线。如载流子浓度8×10¹⁶cm^-3曲线或5×10¹⁶cm^-3曲线那样，载流子浓度不到2×10¹⁷cm^-3的曲线的斜率非常大，随着Al组成比率变小则发光强度极端下降。

通常，当p型AlGaN的Al组成变大则带隙变大，容易确保壁垒的高度，但在带隙变大的同时，杂质的活性化率变小，即使是相同的杂质浓度，载流子浓度也下降。由于载流子浓度的提高决定对于电子的真正的势垒高度，所以要适当地决定使用的Al组成范围。作为其使用范围是Al_xGaN(0.02≤x≤0.15)。在该范围发光强度不极端低下，当寻求耐于实用状态的情况，则了解到至少载流子浓度必须是2×10¹⁷cm^-3以上。

对于上述p型AlGaN包层的成长，即使基板温度是950℃也能够形成，p型AlGaN的情况为了使晶体性良好并防止产生载流子补偿效果或残留电子浓度增大，把空穴浓度(载流子浓度)维持高，则如前所述优选1000℃以上的成长温度。

图11表示由于成长温度而晶体性变化的状态。纵轴表示光致发光强度(任意单位)，横轴表示发光波长。纵轴表示测定的光致发光强度(PL强度)，把图中所示的PK部分的峰值强度(GaN的峰值强度)作为基准相对地进行表示。关于图11是使用在兰宝石基板上层合不掺杂的GaN，在该不掺杂的GaN上层合AlGaN单膜2000

的结构，作为激发光源而使用He-Cd激光，以激发强度2.5mW、测定温度12K进行测定。在此，K是表示绝对温度的开。

P型AlGaN在基板温度950℃下也可以成长，但如图11所示那样，以基板温度950℃使成长时，产生被叫做深能级发光的现象。这表示AlGaN中产生载流子补偿效果或在带隙内产生新的能级即晶体缺陷，而引起空穴浓度减少。另一方面，使在基板温度1010℃的条件下成长，使晶体性更加变好的情况下由于不产生深能级发光，所以空穴浓度维持原封不变，能够防止空穴注入效率恶化。因此，了解到为了进一步提高p型AlGaN的晶体性，优选1000℃以上的成长温度。

如图11说明的那样，为了使p型AlGaN的晶体性非常好而优选1000℃以上的成长温度便可，一般地，在由MOCVD法制作将p型GaN、p型AlGaN这样的InGaN除去的p型层时，其成长温度优选至少950℃以上的高温度。但把p型电流注入层所使用的Al_xGa_yN(其中x+y＝1，0≤x<1，0<y≤1)以950℃以上的高温使成长时，能够得到表示良好p型传导的晶体，以比950℃低的温度制作时，晶体的不完全性变得非常大，载流子补偿效果或残留电子浓度增大，空穴浓度不提高，不能得到表示良好p型传导的晶体。

特别是产业上特别重要的使用氮化物的以410nm以上峰值波长发光的可见光LED中，活性层6的InGaN阱层6c的In组成也是10％以上，但In组成比率越高则当放置在高温状态下时则In就越容易升华破坏，发光效率极端下降。因此，当使p型的Al_xGa_yN在超过950℃的高温成长时，p型Al_xGa_yN层的晶体性提高了，但有已经成膜的In组成比率高的活性层中的In成分分解而发光效率显著下降的问题。

图14表示该状态。作为氮化物半导体发光元件而使用与上述图1或图4相同的结构，把活性层6的In组成比率范围进行如下变更。作为InGaN阱层6c的In组成是10％以上，即，具有410nm以上峰值波长情况的活性层6结构的一例，把势垒层6b由Si掺杂浓度5×10¹⁶cm^-3～5×10¹⁸cm^-3、膜厚100～350

而优选150～300

的In_z2GaN(0≤z2≤0.03)构成。另一方面，把阱层6c例如由膜厚30

的不掺杂的In_y2GaN(0.15≤y2≤0.18)构成。向阱层6c掺杂杂质时，优选Si掺杂浓度5×10¹⁸cm^-3以下。阱层是3～8层，优选5～7层。

图14表示氮化物半导体发光元件利用p型GaN类接触层或p型AlGaN包层的成长温度如何地使发光效率变化。例如在图1的结构中把p型GaN类接触层作为p型GaN接触层并把其成长温度保持一定，使p型GaN接触层的成长时间为27分钟地形成发光元件后，进行内部量子效率的测定，而且改变p型GaN接触层的成长温度来测定每个各成长温度的内部量子效率。成长温度在第一次测定是880℃、第二次测定是950℃、第三次测定是1010℃、第四次测定是1060℃地进行。图14中，横轴表示p型GaN接触层的成长温度，纵轴表示发光元件的内部量子效率(％)。

内部量子效率如下来求。图12是用于求内部量子效率的概念图，把绝对温度12K(K表示开)时的PL(光致发光)积分强度值(图的12K曲线的面积)以J(12K)表示。然后对绝对温度290K时的PL强度分布曲线进行积分，求该PL积分强度值(图的290K曲线的面积)，把该PL积分强度值设定为I(290K)。这样就求出从12K到290K之间某点样品温度的PL积分强度，如13所示那样绘图而描绘成曲线。图13的横轴是绝对温度的倒数，成为阿雷尼厄斯图。

把发光效率最好状态的PL强度积分值的平均数以I(12K)表示，该I(12K)成为基准。表示成内部量子效率η＝I(290K)/I(12K)。因此，成为内部量子效率高的则发光效率好且发光强度也大。

如从根据如上求的内部量子效率从表示的图14中也了解的那样，从越过1010℃开始则发光效率就快速地恶化。作为一边良好地维持p型GaN层或p型AlGaN层的晶体性，一边使活性层6的InGaN阱层6c不恶化的成长温度，按照图18则优选950℃～1010℃之间。

图14由于把成长时间固定在27分钟，所以了解到成长温度与成长时间的关系，也测定了以下的项目。例如在图1的结构中，对于把p型GaN类接触层8作为p型GaN接触层而如上述那样使阱层6c的In组成是10％以上的氮化物半导体发光元件，测定了从活性层6的阱层中最靠近p侧的阱层成膜完成到p型GaN接触层成膜完成的成长时间与内部量子效率的关系。把其结果表示在图19，横轴表示上述的成长时间，纵轴表示内部量子效率，使从最靠近p侧的阱层成膜完成到p型GaN接触层成膜完成的成长温度第一次是900℃、第二次是950℃、第三次是1010℃地变化，测定每个各成长温度。

在此，在具有图2的结构时，从最靠近p侧的阱层成膜完成到p型GaN接触层成膜完成的成长时间是指：势垒层6a和不掺杂的GaN类层7和p型GaN接触层的各成长时间的合计；另一方面在具有图3的结构时，从最靠近p侧的阱层成膜完成到p型GaN接触层成膜完成的成长时间是指：不掺杂的GaN类层7和p型GaN接触层的各成长时间的合计。

在图15所示的三点测定点中，中间的测定点表示成长时间27分钟。如图所示了解到，在成长温度900℃的情况下，尽管成长时间变长，但对发光强度的影响是轻微的，当成为950℃以上时，则成长时间长且发光强度极端下降。这是由于活性层6的InGaN阱层6c被高温加热时间变长则In升华等而恶化的缘故。即从活性层的最靠近p侧的阱层成膜完成开始而以950℃以上的成长温度使半导体层成长时，作为成长时间而能够理解为以30分钟为界限。由此，从活性层6的阱层中最靠近p型GaN类接触层8的阱层成膜完成到p型GaN类接触层8的成膜完成的成长温度中，必须使950℃以上时间的累计在30分钟以内。

若是图4结构的氮化物半导体发光元件，由于在图1结构的基础上增加p型AlGaN包层，所以在加上p型AlGaN包层的成长时间的状态下，必须把成长温度950℃以上的时间累计控制在30分钟以内。

活性层6的InGaN阱层6c的In组成是10％以上，即，具有410nm以上峰值时的图1、4氮化物半导体发光元件的制造方法，但是基本上与上述的方法没有变化。但当把不掺杂的GaN类层7设定成即使成长温度750℃左右也能够得到晶体性充分良好的不掺杂的InGaN的情况下，能够缩短成长温度950℃以上的合计时间。另一方面，当把不掺杂的GaN类层7设定成不掺杂的GaN层或不掺杂AlGaN层的情况下，由于这些半导体层通常需要在950℃以上成长，所以为了使成长温度950℃以上的时间的累计在30分钟以内，也产生必须调整各层的膜厚。

前面所述的制造方法在图1结构的情况下，作为p型GaN类接触层8而使用p型GaN层，把成长温度上升到1000～1030℃(例如1010℃)，例如使成长700

，特别是在In组成高的绿色LED等的情况下，其也是InGaN阱层6c有热分解，所以优选该情况把p型GaN类接触层8的成长温度抑制在800～900℃。代替把成长温度设定在800～900℃，而把以该成长温度下得到高浓度空穴载流子浓度的掺杂Mg的p型InGaN层作为p型GaN类接触层8使用。p型InGaN层的In组成比率由成长温度来决定，但在0.5％～3％左右是足够的。这样极力缩短成长温度950℃以上的成长时间的合计，就能够应对特别是In组成高的绿色LED等。

另一方面，图3的结构中例如把p型AlGaN包层11形成200

，使AlGaN成长在950℃左右的温度优选1000℃以上程度进行，这时p型GaN类接触层8或是把比率上升或是把膜厚取薄地来把950℃以上的成长时间调整在30分钟以下。如果可能则优选15分钟以下。

Claims (9)

1、一种氮化物半导体发光元件，具备由p型氮化物半导体层和n型氮化物半导体层把活性层夹住的结构，该活性层具有由阱层包含In的氮化物构成的量子阱结构，所述氮化物半导体发光元件特征在于，

在所述活性层p侧最近位置配置的阱层与所述p型氮化物半导体层之间形成的中间半导体层的合计膜厚是20nm以下。

2、如权利要求1所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，所述中间半导体层是包含不掺杂的GaN类层的结构。

3、如权利要求2所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，所述不掺杂的GaN类层与最靠近所述活性层p侧位置配置的阱层相接形成。

4、如权利要求2所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，所述中间半导体层由所述活性层的势垒层和不掺杂的GaN类层构成。

5、如权利要求1～权利要求5任一项所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，作为所述p型氮化物半导体层的一部分而形成与p电极接触的p型接触层，所述p型接触层由掺杂Mg的InGaN或掺杂Mg的GaN构成。

6、如权利要求5所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，在所述中间半导体层与p型接触层之间作为所述p型氮化物半导体层的一部分而形成掺杂Mg的p型AlxGaN(0.02≤x≤0.15)。

7、如权利要求6所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，所述p型AlxGaN(0.02≤x≤0.15)的空穴载流子浓度是2×10¹⁷cm^-3以上的范围。

8、如权利要求6或7所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，所述p型Al_XGaN(0.02≤x≤0.15)是以温度1000℃以上成长。

9、如权利要求1～8中任一项所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，所述阱层的In组成比率是10％以上，在从所述活性层的最靠近p侧位置配置的阱层成膜完成到所述p型氮化物半导体层的成膜完成的期间，成长温度为950℃以上的时间的合计是在30分钟以内。

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