CN102422391A - 氮化物半导体元件的制造方法 - Google Patents

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Abstract

在本发明的氮化镓类化合物半导体发光元件的制造方法中，首先，通过有机金属气相生长法，在不同的生长条件下形成主面为非极性面或半极性面的InyGa1-yN(0＜y＜1)层。接着，基于在多个InyGa1-yN(0＜y＜1)层中形成发光波长相等的InxGa1-xN(0＜x＜1)层的生长条件，求出在压力和生长速率恒定时的生长温度和In供给摩尔比之间的关系。然后，在表示生长温度和In供给摩尔比之间的所述关系的曲线上，决定生长温度随着In供给摩尔比的增加而单调增加的区域和饱和的区域之间的饱和点。在与该饱和点对应的生长条件下，使主面为非极性面或半极性面的InxGa1-xN(0＜x＜1)层生长。

Description

氮化物半导体元件的制造方法
技术领域
本发明涉及氮化镓类化合物半导体的制造方法以及通过该制造方法制造的半导体发光元件。
背景技术
作为V族元素而具有氮素(N)的氮化物半导体根据其带隙(band gap)的大小，有望被视作短波长发光元件的材料。其中，尤其广泛地进行氮化镓类化合物半导体(GaN类半导体)的研究，以蓝色发光二极管(LED)、绿色LED以及以GaN类半导体为材料的半导体激光器也变得实用化。
氮化镓类半导体具有纤锌矿型结晶结构。图1示意性地表示GaN的单位晶格。在AlaGabInCN(0≤a，b，c≤1，a+b+c＝1)半导体的结晶中，图1所示的Ga的一部分可替换为Al和/或In。
图2表示为了用4指数表述(六方晶系指数)来表示纤锌矿型结晶结构的面而一般使用的4个基本矢量a1、a2、a3、c。基本矢量c沿着[0001]方向延伸，该方向被称为“c轴”。垂直于c轴的面(plane)被称为“c面”或者“(0001)面”。另外，有时“c轴”和“c面”分别被书写为“C轴”和“C面”。
如图3所示，在纤锌矿型结晶结构中，除了c面以外，也存在代表性的结晶面方位。图3(a)表示(0001)面，图3(b)表示(10-10)面，图3(c)表示(11-20)面，图3(d)表示(10-12)面。这里，对表示密勒指数的括号内的数字的左边附加的“-”意味着“横杠(bar)”。(0001)面、(10-10)面、(11-20)面以及(10-12)面分别是c面、m面、a面以及r面。m面和a面是平行于c轴的“非极性面”，r面是“半极性面”。另外，m面是(10-10)面、(-1010)面、(1-100)面、(-1100)面、(01-10)面、(0-110)面的总称。
长年来，通过“c面生长(c-plane growth)”制造了利用氮化镓类化合物半导体的发光元件。在本说明书中，设“X面生长”意味着向垂直于六方晶格纤锌矿结构的X面(X＝c、m、a、r等)的方向产生外延生长的情况。在X面生长中，有时将X面称为“生长面”。此外，也有时将通过X面生长形成的半导体的层称为“X面半导体层”。
若使用通过c面生长形成的半导体叠层叠结构来制造发光元件，则在c面上，沿着-c方向产生因Ga原子和N原子的位置偏向c轴方向而产生的自发分极(Spontaneously Polarization)。相对于此，在发光层中使用的InGaN量子阱层中因偏离而在+c方向上产生压电分极，并产生载流子的量子限制斯塔克效应，所以被称为“极性面”。通过这个效应，发光部内的载流子的复合发光概率下降且内部量子效率降低，所以在半导体激光器中引起阈值电流的增大，若是LED，则引起功耗的增大或发光效率的降低。此外，与注入载流子密度的上升一同产生压电电场的屏蔽(screening)，还产生发光波长的变化。
因此，近年来，广泛地研究在m面或a面等非极性面或者r面等半极性面上使氮化镓类化合物半导体生长的技术。若能够将非极性面选作生长面，则由于在发光部的层厚方向(结晶生长方向)上不会产生分极，所以也不会产生量子约束斯塔克效应，能够制造潜在的高效率的发光元件。即使在将半极性面选作生长面的情况下，也能够大幅减轻量子约束斯塔克效应的贡献。
在专利文献1中，公开了基于包括In的原料气体的摩尔比(In供给摩尔比)以及关于结晶生长的温度(生长温度)和发光波长的特性图，获得InxGa1-xN(0＜x＜1)层中的最佳的生长条件的方法。在专利文献1的附图中，表示了横轴为相对于III族原料气体的In原料气体的摩尔比、纵轴为发光波长的曲线图。在该曲线图中，表示了将生长温度也考虑在内的特性曲线。
(先行专利文献)
专利文献1：(日本)特开平11-8407号公报
专利文献2：(日本)特表2007-537600号公报
发明内容
(发明要解决的课题)
专利文献1公开了InxGa1-xN(0＜x＜1)层的c面生长中的最佳条件决定方法。但是，不能将专利文献1公开的方法直接应用于非极性m面、a面或半极性r面的结晶生长中。即，不知道可应用于非极性m面、a面或半极性r面的生长条件最佳方法。
作为在c面生长中有效的现有的方法不能应用于非极性面或半极性面的结晶生长的理由，本发明人认为是在非极性面和半极性的结晶生长中存在与现有的c面生长不同的生长机构。例如，若通过有机金属气相生长法(MOCVD法)进行InGaN层的m面生长，则如专利文献2所记载，存在In原子难以被注入到InGaN结晶内的问题。即，在进行InxGa1-xN(0＜x＜1)结晶的m面生长时，难以提高In的组成(mole fraction)x。
本发明是为了解决上述课题而完成的，其目的在于，在进行c面生长以外的结晶生长的方法中，提高InGaN的结晶性和发光效率。
(用于解决课题的手段)
本发明的氮化镓类化合物半导体发光元件的制造方法包括通过有机金属气相生长法形成主面为非极性面或半极性面的氮化镓类化合物半导体层的工序，其中，规定有机金属气相生长法的生长条件的参数包括：压力、生长速率、生长温度、作为包含在III族原料气体中的In原料气体的供给摩尔比的In供给摩尔比，所述氮化镓类化合物半导体发光元件的制造方法包括：在压力和生长速率恒定时表示用于形成同一发光波长的InxGa1-xN(0＜x＜1)层的生长温度和In供给摩尔比之间的关系的曲线上，决定与生长温度随着In供给摩尔比的增加而单调增加的区域和饱和的区域之间的饱和点相对应的生长条件的工序(A)；以及在所述生长条件下，使主面为非极性面或半极性面的InxGa1-xN(0＜x＜1)层生长的工序(B)。
在优选的实施方式中，工序(A)包括：通过有机金属气相生长法，在不同的生长条件下形成主面为非极性面或半极性面的多个InyGa1-yN(0＜y＜1)层的工序(a1)；基于在所述多个InyGa1-yN(0＜y＜1)层中形成发光波长相等的InxGa1-xN(0＜x＜1)层的生长条件，求出压力和生长速率恒定时的生长温度和In供给摩尔比之间的关系的工序(a2)；以及在表示生长温度和In供给摩尔比之间的所述关系的曲线上，决定生长温度随着In供给摩尔比的增加而单调增加的区域和饱和的区域之间的饱和点的工序(a3)。
在优选的实施方式中，工序(a2)包括：针对压力和生长速率不同的每个组合，求出压力和生长速率恒定时的生长温度和In供给摩尔比之间的关系的工序。
在优选的实施方式中，所述InxGa1-xN(0＜x＜1)层是单一量子阱发光层或者包含在多级量子阱发光层中的阱层。
在优选的实施方式中，所述阱层的厚度在2nm以上且20nm以下。
在优选的实施方式中，所述阱层的厚度在6nm以上且16nm以下。
在优选的实施方式中，工序(B)包括将生长压力调整为200Torr至600Torr的范围内的工序(b1)，在工序(B)中，基于针对被调整的所述生长压力和选择出的生长速率获得的、与表示生长温度和In供给摩尔比的关系的曲线上的饱和点对应的生长温度和In供给摩尔比，使InxGa1-xN(0＜x＜1)层生长。
在优选的实施方式中，工序(B)包括将生长压力调整为常压的工序(b1)，在工序(B)中，基于针对被调整的所述生长压力和选择出的生长速率获得的、与表示生长温度和In供给摩尔比的关系的曲线上的饱和点对应的生长温度和In供给摩尔比，使InxGa1-xN(0＜x＜1)层生长。
本发明的氮化镓类化合物半导体层的生长条件决定方法，该方法决定通过有机金属气相生长法使主面为非极性面或半极性面的氮化镓类化合物半导体层生长的条件，其中，规定有机金属气相生长法的生长条件的参数包括：压力、生长速率、生长温度、作为包含在III族原料气体中的In原料气体的供给摩尔比的In供给摩尔比，所述氮化镓类化合物半导体层的生长条件决定方法包括：通过有机金属气相生长法，在不同的生长条件下形成主面为非极性面或半极性面的多个InyGa1-yN(0＜y＜1)层的工序(a1)；基于在所述多个InyGa1-yN(0＜y＜1)层中形成发光波长相等的InxGa1-xN(0＜x＜1)层的生长条件，求出在压力和生长速率恒定时的生长温度和In供给摩尔比之间的关系的工序(a2)；以及在表示生长温度和In供给摩尔比之间的所述关系的曲线上，决定生长温度随着In供给摩尔比的增加而单调增加的区域和饱和的区域之间的饱和点的工序(a3)。
在优选的实施方式中，工序(a1)和工序(a2)包括：以第一In供给摩尔比来形成第一Inx1Ga1-x1N(0＜x1＜1)层的工序；在与形成所述第一Inx1Ga1-x1N(0＜x1＜1)层时的生长温度相同的生长温度下，以低于所述第一In供给摩尔比的第二In供给摩尔比来形成第二Inx2Ga1-x2N(0＜x2＜1)层的工序；以及在与形成所述第一Inx1Ga1-x1N(0＜x1＜1)层时的生长温度相同的生长温度下，以低于所述第二In供给摩尔比的第三In供给摩尔比来形成第三Inx3Ga1-x3N(0＜x3＜1)层的工序。
在优选的实施方式中，在工序(a3)中，在工序(a3)中，在x2等于x1且x3不同于x2时，将所述第三In供给摩尔比选作相当于饱和点的In供给摩尔比。
(发明效果)
根据本发明，由于使具有目标发光波长的InxGa1-xN结晶(0＜x＜1)时沿着非极性面或半极性面方向生长时，能够适当地决定包括生长温度和In原料气体的摩尔比的结晶生长条件的参数，所以能够形成以目标发光波长表示高的发光效率的InxGa1-xN结晶(0＜x＜1)。
附图说明
图1是示意性地表示GaN的单位晶格的立体图。
图2是表示纤锌矿型结晶结构的基本矢量a1、a2、a3、c的立体图。
图3(a)至(d)是表示六方晶体纤锌矿结构的代表性的结晶面方位的示意图。
图4A是示意性地表示通过c面生长形成同一发光波长的InxGa1-xN(0＜x＜1)层时的In供给摩尔比和生长温度之间的关系的曲线图。
图4B是示意性地表示通过c面生长形成同一发光波长的InxGa1-xN(0＜x＜1)层时的In供给摩尔比和PL发光强度之间的关系的曲线图。
图4C是示意性地表示通过c面生长形成同一发光波长的InxGa1-xN(0＜x＜1)层时的生长温度和PL发光强度的In供给摩尔比依赖性的曲线图。
图5是示意性地表示通过m面生长形成同一发光波长的InxGa1-xN(0＜x＜1)层时的生长温度和PL发光强度的In供给摩尔比依赖性的曲线图。
图6是示意性地表示了本发明的实施方式1至3中的评价用氮化镓类化合物半导体发光元件的结构的剖视图。
图7是表示实施方式1中的生长温度(▲)和发光强度(□)的In供给摩尔比率依赖性的曲线图。
图8是表示实施方式1中的PL光谱中的半值宽度的In供给摩尔比率依赖性的曲线图。
图9是表示实施方式2中的生长温度(▲)和发光强度(□)的In供给摩尔比率依赖性的曲线图。
图10是表示实施方式3中的生长温度(▲)和发光强度(□)的In供给摩尔比率依赖性的曲线图。
图11是示意性地表示压力引起的特性曲线的变化的曲线图。
图12是示意性地表示生长速率引起的特性曲线的变化的曲线图。
图13是说明本发明的制造方法的流程图。
图14是示意性地表示了本发明的实施方式4中的氮化镓类化合物半导体发光元件的结构的剖视图。
图15是表示实施方式4中的发光元件(◆)和比较例的发光元件(□)的外部量子效率和注入电流之间的关系的曲线图。
图16(a)至(d)是表示本发明的氮化镓类化合物半导体层的生长条件决定方法的一例的图。
图17(a)是示意性地表示GaN类化合物半导体的结晶结构(纤锌矿型结晶结构)的图，(b)是表示m面的法线与+c轴方向和a轴方向之间的关系的立体图。
图18(a)和(b)是分别表示GaN类化合物半导体层的主面和m面之间的配置关系的剖视图。
图19(a)和(b)是分别模拟地表示p型GaN类化合物半导体层8的主面与其附近区域的剖视图。
具体实施方式
本发明的氮化镓类化合物半导体发光元件的制造方法包括如下工序：通过有机金属气相生长法，形成主面为非极性面(例如，m面或a面)或半极性面(例如，r面)的氮化镓类化合物半导体层。在本发明中，通过调节规定有机金属气相生长法的生长条件的参数，从而形成以目标波长发光的氮化镓类化合物半导体层。这里，规定生长条件的参数包括“压力”、“生长速率”、“生长温度”、“III族原料气体中包含的In原料气体的供给摩尔比(In供给摩尔比)”。
在本发明中，向MOCVD装置的反应室内供给原料气体，执行使以In注入效率(取り込み効率)低于c面的面方位作为主面的InxGa1-xN(0＜x＜1)层进行结晶生长的工序。In注入效率低于c面的结晶面的具体例是m面、a面、r面。以下，为了简化说明，针对进行m面生长的情况说明本发明。本发明并不限定于m面，可广泛应用于具有In注入效率低于c面的结晶面的InxGa1-xN(0＜x＜1)层的形成中。在InxGa1-xN(0＜x＜1)层的结晶生长工序中，向反应室供给包含In的原料气体、包含Ga的原料气体以及包含N的原料气体。包含In的原料气体以及包含Ga的原料气体是III族原料气体。另一方面，包含N的原料气体是V族原料气体。为了实现目标发光波长，需要将InxGa1-xN(0＜x＜1)层中的In的组成比率调整为目标值。因此，在本发明中，在上述的结晶生长工序中，除了预先设定的“压力”和“生长速率”的条件之外，还调整“生长温度”和“在III族原料气体中包含的In原料气体的供给摩尔比”。为了简化说明，在本说明书中，将“包含在III族原料气体中的In原料气体的供给摩尔比”称为“In供给摩尔比”。
更详细地说，基于在InxGa1-xN(0＜x＜1)层的生长时，供给到反应室的III族原子、即Ga和In的各原料气体在1分钟内的各自摩尔供给流量(mol/min)，规定“In供给摩尔比”。本说明书中的“In供给摩尔比”或“包含In的气体的摩尔比”表示In原料气体的摩尔供给流量与供给到反应室的In原料气体和Ga原料气体的总摩尔供给流量的比率。因此，将Ga原料气体在1分钟内的摩尔供给流量(mol/min)设为“供给Ga原料气体”、In原料气体在1分钟内的摩尔供给流量(mol/min)设为“供给In原料气体”时，通过以下的式(1)表示“In供给摩尔比”或“包含In的气体的摩尔比”。
【数学式1】
[供给In原料气体]/([供给In原料气体]+[供给Ga原料气体])…(式1)
In原料气体例如是三甲基铟(TMI)，“供给In原料气体”也书写为“TMI”。Ga原料气体例如是三甲基镓(TMG)或者三乙基镓(TEG)，“供给Ga原料气体”也书写为“TMG”或者“TEG”。这里，“TMI”是TMI在1分钟内的摩尔供给流量(mol/min)。同样地，“TMG”是TMG在1分钟内的摩尔供给流量(mol/min)，“TEG”是TEG在1分钟内的摩尔供给流量(mol/min)。
在本说明书中，为了简化说明，将“供给In原料气体”书写为“TMI”，将Ga供给流量书写为“TMG”。因此，通过以下的式2表示“In供给摩尔比”。
【数学式2】
[TMI]/([TMI]+[TMG])…(式2)
一般，在通过MOCVD法而使InxGa1-xN(0＜x＜1)层生长时，难以实际测量对实际的反应产生贡献的In的供给量或In分压等。因此，在本说明书中，将供给到反应室的原料气体的摩尔流量选作In注入率的控制因子之一。更详细地说，作为InxGa1-xN(0＜x＜1)层的In组成x的控制因子，将“压力”、“生长温度”、“In供给摩尔比”、“生长速率”选作控制因子。
如上述的式2所示，由“TMI”和“TMG”表示“In供给摩尔比”。另一方面，生长速率实质上是由“TMG”决定的。
在本发明中，以不同的生长条件为基础，形成主面为非极性面或半极性面的多个InyGa1-yN(0＜y＜1)层。然后，基于在多个InyGa1-yN(0＜y＜1)层中形成发光波长相等的InxGa1-xN(0＜x＜1)层的生长条件，求出在压力和生长速率恒定时的生长温度和In供给摩尔比之间的关系。可通过在纵轴为“生长温度”、横轴为“In供给摩尔比”的曲线图中画曲线(设为包括折线)来适当地表现压力和生长速率恒定时的“生长温度”和“In供给摩尔比”之间的关系。在本说明书中，有时将这样的曲线称为“特性曲线”。
为了加深本发明的理解，首先说明通过现有的c面生长形成InxGa1-xN(0＜x＜1)层的情况。
一般，InxGa1-xN(0＜x＜1)层中的In组成比率x依赖InxGa1-xN层的“生长温度”和“In供给摩尔比”这两者而变化。换言之，即使“In供给摩尔比”相同，若“生长温度”不同，则InxGa1-xN(0＜x＜1)层中的In组成比率x就不同。此外，即使“生长温度”相同，若“In供给摩尔比”不同，则生长的InxGa1-xN(0＜x＜1)层中的In组成比率x就不同。由于发光波长由In组成比率决定，所以为了获得以目标波长发光的InxGa1-xN(0＜x＜1)层，需要决定“生长温度”和“In供给摩尔比”这两者。
图4A表示具有某一特定的In组成比率x(例如，x＝0.1)的InxGa1-xN层的c面生长所需的“生长温度”和“In供给摩尔比”之间的关系。从图4A可知，在使具有特定的In组成比率x的c面InxGa1-xN层生长的情况下，若增加“In供给摩尔比”，则需要使“生长温度”上升。即，在“生长温度”和“In供给摩尔比”之间存在线性关系。
如上所述，图4A作为一例表示了In0.1Ga0.9N层的c面生长所需的“生长温度”和“In供给摩尔比”之间的关系。因此，若基于由图4A所示的直线(虚线)上的“点”决定的“生长温度”以及“In供给摩尔比”来进行InxGa1-xN(0＜x＜1)层的c面生长，则能够获得In0.1Ga0.9N层(x＝0.1)。若改变“生长温度”和“In供给摩尔比”来使“点”在图4A的直线(虚线)上移动，则能够在不同的生长条件下使同一组成(同一发光波长)的In0.1Ga0.9N层生长。即，获得的InxGa1-xN层中的In组成比率x不依赖于直线上的点的位置，是恒定的。
但是，根据这些InxGa1-xN层(例如，In0.1Ga0.9N层)获得的PL发光强度依赖直线(虚线)上的“点”的位置而变化。图4B是表示In供给摩尔比和PL发光强度之间的关系的曲线图。从图4B可知，在某一In供给摩尔比下，PL发光强度具有最高值(峰值)。由此，PL发光强度依赖某一In供给摩尔比而变化的理由是：即使InxGa1-xN(0＜x＜1)层的In组成x相同，结晶性也依赖“生长温度”和“In供给摩尔比”而变化。在InxGa1-xN(0＜x＜1)层具有最好的结晶性时，其PL发光强度表示最高值。因此，为了通过c面生长形成具有好的结晶性的InxGa1-xN(0＜x＜1)层，仅仅求出图4A所示的关系是不足的，还需要求出图4B所示的In供给摩尔比和PL发光强度之间的关系。
图4C是表示图4A所示的表示“生长温度”的“In供给摩尔比”依赖性的直线(虚线)和图4B所示的表示“PL发光强度”的“In供给摩尔比”依赖性的曲线(实线)的曲线图。
图4C所示的直线和曲线随着目标发光波长而具有不同的形状。因此，需要通过实验对期望的发光波长求出图4C的曲线图。如上所述，在现有的c面生长中，仅仅通过实验获得为了实现目标发光波长所需的“生长温度”和“In供给摩尔比”之间的关系是不足的。需要制造满足由此获得的“生长温度”和“In供给摩尔比”之间的关系的多个样本，通过实验找出PL发光强度最高的“生长温度”和“In供给摩尔比”。
本发明人发现了在通过MOCVD法形成主面为非极性面或半极性面的氮化镓类化合物半导体层的情况下，与现有的c面生长不同，存在生长温度随着In供给摩尔比的增加而单调增加的区域(单调增加区域)和饱和的区域(饱和区域)。在该特性曲线上，在单调增加区域和饱和区域的边界处存在“饱和点”。进而，本发明人还发现了若在与该饱和点对应的生长条件下使主面为非极性面或半极性面的InxGa1-xN(0＜x＜1)层生长，则可获得结晶性良好的InxGa1-xN(0＜x＜1)层，且发光强度会提高。
图5是示意性地表示通过本发明形成m面InxGa1-xN(0＜x＜1)层的条件的一例的曲线图，且与图4C相对应。曲线图的左侧的纵轴为生长温度，右侧的纵轴为PL发光强度(任意单位)。曲线图中的虚线是表示用于形成发光波长相等的m面InxGa1-xN(0＜x＜1)层的In供给摩尔比和生长温度之间的关系的曲线(特性曲线)。作为一例，图5的曲线图表示用于形成发光波长的峰值为410nm左右的InxGa1-xN(x＝0.1)层所需的In供给摩尔比和生长温度之间的关系。图5的虚线上的与点P对应的In供给摩尔比例如为0.5，与点P对应的生长温度约为770℃。这里，若采用与点P对应的In供给摩尔比的同时，生长温度从与点P对应的生长温度偏离，则不能使作为目标的InxGa1-xN(x＝0.1)层生长，In组成比x从0.1变化。
为了实现目标In组成比x，需要将In供给摩尔比和生长温度这两个控制因子设定为满足特性曲线的关系。即使生长压力不同，该特性曲线也会变化。此外，即使目标In组成比x不同，该特性曲线也会变化。在给定生长压力和目标In组成比x时，特性曲线的形状固定。
根据本发明人的实验，在In供给摩尔比比较低的范围内，生长温度随着In供给摩尔比的增加而单调增加，但在In供给摩尔比比较高的范围内，与In供给摩尔比的大小无关，生长温度大致表示恒定的值。能够将前者称为“单调增加区域”，将后者称为“饱和区域”。在单调增加区域和饱和区域的边界处存在饱和点。这样的特性曲线的形状大于c面生长的特性曲线的形状。
此外，本发明人通过实验还发现了在In供给摩尔比和生长温度与特性曲线上的饱和点对应时，PL发光强度表示峰值。即，若找出与特性曲线上的饱和点对应的In供给摩尔比和生长温度，则能够决定为使PL发光强度最大化而所需的生长条件。因此，若能够检测特性曲线上的饱和点，则不需要用于决定使PL发光强度最大化的条件的实验。
相对于此，在c面生长中，如图4C所示，不具有生长温度随着In供给摩尔比的增加而单调增加且与PL发光强度的峰值相关联的特征点。因此，需要通过改变In供给摩尔比和生长温度，制造具有目标In组成比x的多个样本之后，测量这些样本的PL发光强度。通过进行这样的PL发光强度的实际测量，首先能够得知在图4C中实线所示的PL发光强度的In供给摩尔比依赖性，能够检测可使PL发光强度最大化的In供给摩尔比和生长温度。
另外，在现有技术中，在通过MOCVD法进行InxGa1-xN(0＜x＜1)层的c面生长的情况下，为了抑制结晶性的恶化和NH3分解效率的恶化，尽可能在高温下执行生长是惯例。此时，因蒸发而脱离的In的比例增加，In原子难以被注入到结晶内，所以需要极力增加In供给流量。此外，如上所述，为了极性面中的斯塔克效应，优选将活性层的厚度设为3.0mm以下。因此，不得不将活性层的生长速率也设为4.0nm/min左右以下。由于在可见光区域中In组成x小，所以由InxGa1-xN(0＜x＜1)构成的活性层的生长速率由Ga原子的供给量所决定。因此，InxGa1-xN(0＜x＜1)层的生长速率可通过“TMG”的函数来表现。
由于在c面InxGa1-xN(0＜x＜1)层的生长中，极力增加“TMI”且将生长速率设定得较低，所以“TMG”小。因此，In供给摩尔比＝[TMI]/([TMI]+[TMG])设定为0.90左右或者其以上的大小。
另一方面，在m面InxGa1-xN(0＜x＜1)层的生长中，In注入效率比c面生长还低。因此，即使以提高In组成x为目的，来尝试进一步增加In供给摩尔比＝[TMI]/([TMI]+[TMG])，也因如上所述那样In供给摩尔比已经是0.9左右，所以只有稍微的变更余地，不能期待其效果。因此，在m面生长中，在成为高In组成的长波长侧实现发光的InxGa1-xN(0＜x＜1)非常困难。
如上所述，由于在m面生长中没有如上所述那样的斯塔克效应，所以能够将活性层的厚度增大至比3nm还大，能够大致增大至20nm左右的厚度。因此，能够将生长速率提高至4.5nm/min以上，进行比c面生长中的生长速率明显快的结晶生长。根据本发明人的实验可知，在m面生长中，若提高生长速率，则In注入效率会增大。因此，在m面生长中，若为了提高In注入效率而增加“TMG”，则In供给摩尔比＝[TMI]/([TMI]+[TMG])变得比c面生长小。
由此，在m面生长中，能够进行比c面生长更快的生长速率下的InxGa1-xN(0＜x＜1)层的生长，并且与c面生长时相比，m面生长中的In注入效率更强烈地依赖“TMG”和“TMI”。因此，认为除了生长温度等控制因子之外，还可以通过In供给摩尔比＝[TMI]/([TMI]+[TMG])来调整m面生长中的In注入效率。这并不限定于m面生长，在a面生长、r面生长中也同样成立。
图6是示意性地表示为了获得图5所示的特性曲线而使用的样本(发光元件10)的截面结构的图。
发光元件10的基板11是能够使(10-10)m面的氮化镓(GaN)生长的基板。作为基板11，最期望是以m面为主面的GaN的自立基板，但也可以是由晶格常数接近的碳化硅(SiC)的4H、6H结构表现出m面的基板。此外，也可以是表现出m面的蓝宝石基板。但是，若在基板中使用不同于氮化镓类化合物半导体的物质，则需要在与堆积于上部的氮化镓类化合物半导体层之间插入适当的中间层或者缓冲层。
在基板11上形成由未掺杂的GaN构成的厚度大约为1.0～2.0μm的衬底层(GaN层)12。在该衬底层12上形成多级量子阱结构(MQW)的发光层15，该发光层15由厚度大约为30nm的由非掺杂的GaN构成的屏蔽层13和厚度大约为15nm的由In0.1Ga0.9N构成的阱层(活性层)14交替地层叠而成。在本实验中，发光元件10由包括4层GaN屏蔽层13和3层活性层14的3周期的多级量子阱结构的发光层15形成。
由In0.1Ga0.9N构成的阱层(活性层)14的厚度一般在非极性/半极性面中为2.0～20nm左右。阱层14的优选的厚度为6.0～16nm左右。在实验中，采用了厚度大约为15nm的阱层14，但也可以使用具有除此之外的厚度的阱层。屏蔽层13的厚度为活性层厚度的1.0～1.3倍左右。在本实验中，使用了厚度为30nm的屏蔽层13，但即使改变屏蔽层13的厚度，也能够获得同样的结果。
接着，说明发光元件10的制造方法。
发光元件10是通过MOCVD法的气相生长而制造的。将反应室中的生长压力设定为300Torr，使用的气体是：作为载流子气体而使用氢气(H2)、氮气(N2)，作为III族类原料气体使用三甲基镓(TMG)、三甲基铟(TMI)，作为V族系原料气体使用氨气(NH3)。
首先，使用氢氟酸缓冲液(BHF)清洗基板11之后，充分水洗并使其干燥。在清洗之后，以尽可能不接触空气的方式将基板11放置在MOCVD装置的反应室中。之后，供给作为氮元素源的氨气(NH3)和作为载流子气体的氢气(H2)、氮气(N2)的同时，将基板11加热至850℃，对基板表面施加净化处理(cleaning treatment)。接着，供给TMG或TEG，将基板加热至1100℃左右来堆积GaN层12。堆积该GaN层12的生长速率大约为10～40nm/min左右。
接着，停止III族原料气体TMG，也停止载流子气体和氢气，仅供给氮气。将基板温度大约降低至700～800℃来堆积GaN屏蔽层13。此外，开始TMI的供给来堆积InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层14。通过以3个周期以上交替地堆积GaN屏蔽层13和InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层14，从而形成成为发光部的GaN/InGaN多级量子阱发光层15。设为3个周期以上是因为InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层14的数目越多，能够捕捉对复合发光产生贡献的载流子的体积越发增大，元件的发光效率会提高。
接着，说明本实验中的“生长温度”的测量方法。
接着，说明本实验中的“生长温度”的测量方法。
有在MOCVD装置中的反应室内设置的碳基座(carbon susceptor)，基板11直接设置在该碳基座上。测量生长温度的热电对被通电加热式的加热器包围，设置在所述碳基座直下方。本说明书中的生长温度是由所述热电对测量的温度。
本发明的氮化镓类化合物半导体的制造方法除了本发明人使用的装置以外，还可以通过其他装置来适当地实施。此外，在实施本发明的制造方法时，并不将基板的加热方式或基板温度的测量方法限定于上述的方法。
(实施方式1)
图7是表示用于形成发光波长为410nm±5nm左右的m面In0.1Ga0.9N阱层14的特性曲线的曲线图。
该特性曲线(连接了5个▲的线)表示在将压力设定为300Torr、将生长速率大约设定为6.0nm/min的条件下获得的In供给摩尔比和生长温度之间的关系。目标发光波长为410nm±5nm左右。在In供给摩尔比为0.30、0.40、0.50、0.60、0.83的各个情况下，用于获得发光波长成为410nm±5nm左右的In0.1Ga0.9N阱层14的生长温度成为图7的▲所示的值。
图7中的曲线图的右侧的纵轴是，通过对基于不同的5个条件生成的发光元件10进行光致发光(PL)测量而获得的PL发光强度(□)。
在表1中表示图7中的点▲和□的数据的数值。
【表1】
  生长温度   725℃   735℃   745℃   745℃   745℃
  In供给摩尔比   0.30   0.40   0.50   0.60   0.83
  峰值波长(nm)   407   406   405   412   408
  PL强度(a.u.)   243.3   338.3   399.1   213.7   244.8
从图7所示的特性曲线可知，在In供给摩尔比为0.50附近，生长温度和In供给摩尔比之间的关系变化。在In供给摩尔比为0.50以下的区域，随着生长温度的上升，In脱离增大。为了补偿脱离的In，需要增加In供给摩尔比。在该区域中，通过In供给摩尔比和生长温度这两者的增加，能够实现同一发光波长的In组成。换言之，随着In供给摩尔比的增加，生长温度单调增加。
另一方面，在In供给摩尔比为0.50以上的区域，若进一步使生长温度上升，则In的脱离达到即使增加In供给摩尔比也无法补偿的程度。其结果，发光波长会变得比目标值还要短。换言之，在该区域中，生长温度存在上限。在该区域中，即使进一步增加In供给摩尔比，注入到结晶内的In注入量也不会变化。认为该现象起因于In注入效率低，在In注入比c面生长还要困难的面方位中也同样会产生。
从图7可知，在单调增加区域中，随着In供给摩尔比的增加，PL发光强度也增加。在InxGa1-xN(0＜x＜1)层中，生长温度越高，则In脱离越活跃。因此，认为在单调增加区域中，随着In供给摩尔比和生长温度的增加，点欠缺等非发光中心的形成受到抑制，发光效率上升。
图8是描绘了从本实施方式的PL强度光谱获得的半值宽度的曲线图。从该曲线图可知，PL强度光谱在饱和点处成为尖锐的形状，但在饱和点以外较宽。PL发光强度光谱较宽是因为In0.1Ga0.9N阱层14的结晶性正在恶化。
再次参照图7。在饱和区域中，随着In供给摩尔比的增加，PL强度减少。在该饱和区域中，由于生长温度大致恒定，所以即使In供给摩尔比增加，In脱离的程度也恒定。因此，难以认为导致在InxGa1-xN(0＜x＜1)层生长中形成点欠缺等非发光中心是PL强度减少的原因。从图8可知，在饱和区域中，In供给摩尔比越增加，则PL强度光谱的半值宽度越宽。在饱和区域中，由于在反应室内的In过剩，所以在InxGa1-xN(0＜x＜1)层中引起In分离，认为这个是恶化结晶性的原因之一。
(实施方式2)
图9表示在将生长速率大约设定为12.0nm/min的条件下获得的In供给摩尔比和生长温度之间的关系。目标发光波长等于实施方式1中的值，是410nm±5nm左右。图9的▲表示在In供给摩尔比为0.50、0.60、0.65、0.70的各个情况下，用于获得发光波长成为410nm±5nm左右的m面In0.1Ga0.9N阱层14的生长温度。在图9的曲线图中用□表示在由▲表示的In供给摩尔比和生长温度下形成的In0.1Ga0.9N阱层14的阱层的PL发光强度。
在表2中表示图9中的点▲和□的数据的数值。
【表2】
  生长温度   760℃   770℃   770℃   770℃
  In供给摩尔比   0.50   0.60   0.65   0.70
  峰值波长(nm)   397   395   398   403
  PL强度(a.u.)   672.6   915.3   878.1   654.2
从图9的曲线图可知，在In供给摩尔比为0.60附近存在饱和点。在本实施方式中，在饱和点附近，PL强度表示峰值，PL光谱的半值宽度成为最小。
实施方式1与实施方式2的不同点在于，实施方式2中的生长速率高于实施方式1中的生长速率。由于生长速率高，因此在本实施方式中，In注入效率提高。因此，在本实施方式中，饱和区域中的生长温度高于实施方式1中的饱和区域的生长温度。若生长速率变高，则饱和点的In供给摩尔比变高。
(实施方式3)
图10表示在将压力设定为500Torr、将生长速率大约设定为12.0nm/min的条件下获得的In供给摩尔比和生长温度之间的关系。目标发光波长等于实施方式1、2中的值，是410nm±5nm左右。在图10中，用▲表示在In供给摩尔比为0.25、0.30、0.40、0.60的各个情况下，用于获得发光波长成为410nm±5nm左右的m面In0.1Ga0.9N阱层14的生长温度。在图10的曲线图中用□表示在由▲表示的In供给摩尔比和生长温度下形成的In0.1Ga0.9N阱层14的阱层的PL发光强度。
在表3中表示图10中的点▲和□的数据。
【表3】
  生长温度   750℃   770℃   770℃   770℃
  In供给摩尔比   0.25   0.30   0.40   0.60
  峰值波长(nm)   395   398   404   401
  PL强度(a.u.)   157.1   738.3   170.7   207.1
从图10的曲线图可知，在In供给摩尔比为0.30附近存在饱和点。本实施方式中，在饱和点附近，PL强度表示峰值，PL光谱的半值宽度成为最小。
另外，实施方式3中的生长速率和实施方式2中的生长速率相同，但生长压力不同。对于In注入来说，生长压力也是非常大的要因。生长压力越高，则In注入效率上升。因此，生长压力越高，越能够以更少的In供给摩尔比达到饱和点。
若比较图9和图10，则能够看出PL发光强度最大的饱和点周边的强度变化存在差异。在生长压力为300Torr的情况下，如图9所示，若将In供给摩尔比从成为饱和点的0.60变化±0.10，则与饱和点的最大值相比，PL强度表示大约70％附近的值。相对于此，在生长压力为500Torr的情况下，如图10所示，若将In供给摩尔比从成为饱和点的0.30变化±0.10，则与饱和点的最大值相比，PL强度降低至大约0.3％左右的值。
图11是示意性地表示压力变化所引起的特性曲线的变化的曲线图。压力越高，则In注入效率越高，从而以低的In供给摩尔比达到饱和点。若考虑原料使用效率等，则优选提高压力。另一方面，如上所述，若压力高，则发光强度或发光效率容易依赖In供给摩尔比而大幅度地变化。因此，为了稳定发光强度或发光效率，并提高制造成品率，优选降低生长压力。根据本发明人的实验，在本发明中采用的生长压力的优选范围是200～600Torr。但是，本发明的制造方法在常压下也能够应用。
图12是示意性地表示生长速率的变化所引起的特性曲线的变化的曲线图。如上所述，若提高生长速率，则In注入效率上升。因此，为了实现同一发光波长，需要提高生长温度。若生长速率降低，则为了实现同一发光波长，需要降低生长温度。
接着，参照图13说明本发明的制造方法的步骤。
首先，作为与In组成关联较大的参数，抽出“压力：P”、“生长温度：Tg”、“生长速率：R(Ga原料供给量：依赖“TMG”)”、“In供给量：“TMI””这4个参数。然后，决定目标发光波长、即In组成量。
接着，在所述4个参数中，固定“压力：P”和“生长速率：R”。然后，在固定了“压力：P”和“生长速率：R”的状态下，决定用于使具有目标In组成的InxGa1-xN(0＜x＜1)层生长的“生长温度：Tg”和“In供给摩尔比：[TMI]/([TMI]+[TMG])”的关系。在“生长温度：Tg”和“In供给摩尔比：[TMI]/([TMI]+[TMG])”的二维坐标系中，通过曲线(包括折线)表现这个关系。
接着，进行在所述特性曲线上找出位于单调增加区域和饱和区域的边界处的饱和点的工序。
进一步，分别改变被固定的“压力：P”和“生长速率：R”，重复同样的找出饱和点的工序。在这样获得的各个饱和点附近，能够决定同一发光波长的发光效率成为最大的生长条件。
根据In注入效率，饱和点的“In供给摩尔比”的值可变化。此外，饱和点的“In供给摩尔比”还依赖于结晶生长装置。因此，在本发明中可采用的饱和点的生长条件并不限定于本实施方式的生长条件。在不脱离由技术方案的记载决定的本发明的意旨和范围的情况下，本发明可作为修正和变形方式来实施。因此，本说明书的记载只是以例示说明为目的，对本发明不具有任何限制性的意义。
(实施方式4)
以下，参照图14说明制造本发明的半导体发光元件的方法的实施方式。
在本实施方式中使用的结晶生长用基板101使用可使(10-10)m面的氮化镓(GaN)生长的基板。最期望是表现出m面的氮化镓其本身的自立基板，但也可以是由晶格常数接近的碳化硅(SiC)的4H、6H结构表现出m面的基板。此外，也可以是同样表现出m面的蓝宝石基板。但是，若在基板中使用不同于氮化镓类化合物半导体的物质，则需要在与堆积于上部的氮化镓类化合物半导体层之间插入适当的中间层或者缓冲层。
如上所述，通过MOCVD法进行以InxGa1-xN(0＜x＜1)为开始的氮化镓类化合物半导体的堆积。首先，使用氢氟酸(BHF)清洗基板101，之后充分水洗并使其干燥。在清洗之后，以尽可能不让基板11接触到空气的方式，将基板101放置在MOCVD装置的反应室中。之后，供给作为氮素源的氨气(NH3)和作为载流子气体的氢气(H2)、氮气(N2)的同时，将基板101加热至850℃，对基板表面施加净化处理。
接着，供给三甲基镓(TMG)或三乙基镓(TEG)，并进一步供给氢化硅(SiH4)，将基板加热至1100℃左右来堆积n-GaN层102。氢化硅是供给作为n型掺杂剂的硅(Si)的原料气体。堆积该n-GaN层102的生长速率大约为10.0～40.0nm/min左右。
接着，停止供给作为III族原料气体的TMG和SiH4，也停止载流子气体和氢气，仅供给氮气。进而，将基板的温度降低至作为本发明的最佳生长条件的饱和点的生长温度＝770℃，从而堆积GaN层103。
之后，开始供给三甲基铟(TMI)，从而堆积InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层104。作为此时的生长条件，设定为In供给摩尔比＝[TMI]/([TMI]+[TMG])＝0.60。以3个周期交替地堆积GaN屏蔽层103和InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层14，各自的厚度为GaN屏蔽层103是30nm、InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层104是15nm。
在GaN/InGaN多级量子阱发光层105形成之后，停止TMI的供给，使生长温度上升至1000℃，供给以p型掺杂剂Mg为原料的二茂镁(Cp2Mg)，并堆积p-GaN106。
从反应室取出的基板使用光刻法(Photolithography)等方法，使用蚀刻等方法来除去P-GaN层106、GaN/InGaN多级量子阱发光层105的规定区域，露出n-GaN层102的一部分。在n-GaN层102露出的区域内，形成由Ti/Al等构成的n型电极107。此外，在p-GaN层106上的规定区域，形成由Ni/Au等构成的p型电极108。
以下，叙述通过上述制造方法形成的发光元件的特性。
图15是表示本实施方式的发光元件的特性(◆)和比较例的特性(□)的曲线图。曲线图的横轴是注入电流，纵轴是外部量子效率(EQE：ExternalQuantum Efficiency)的归一化值。
实施方式和比较例的不同点在于，在比较例中，以脱离了与饱和点对应的生长条件的条件形成了活性层。即，在比较例中，在生长温度＝760℃、In供给摩尔比＝[TMI]/([TMI]+[TMG])＝0.50的条件下，形成了InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层104。该生长温度和In供给摩尔比属于单调增加区域。
以上可知，如图15所示，本发明的制造方法是具有最佳化的InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层的发光元件的非常有效的制造方法。
本发明在In组成变高的长波长区域中也能够实施。发光波长并不限定于400nm左右，能够在发光波长为520nm左右为止的宽范围内最佳化InxGa1-xN(0＜x＜1)层的生长条件。
接着，参照图16，说明决定通过有机金属气相生长法来使主面为非极性面或半极性面的氮化镓类化合物半导体层生长的条件的方法(生长条件决定方法)的其他例子。
在这里，设为决定通过m面生长形成In0.15Ga85N层时的生长条件。首先，通过MOCVD法，进行在不同的生长条件下形成多个m面InyGa1-yN(0＜y＜1)层的工序。
具体地说，基于将压力和生长速率固定为所赋予的值的条件，以第一In供给摩尔比形成第一Inx1Ga1-x1N(0＜x1＜1)层。这里，设定第一InxGa1-xN(0＜x＜1)层的In组成比x1，以使与应最终制造的半导体发光元件中的InxGa1-xN(0＜x＜1)层的In组成比x一致。在基于所赋予的压力和生长速率，并不正确地知道用于以第一In供给摩尔比实现目标In组成比x1＝x的生长温度的值的情况下，在不同的生长温度下使多个InyGa1-yN(0＜y＜1)层生长。此时，依赖生长温度，In组成比y表示不同的值。接着，测量获得的多个InyGa1-yN(0＜y＜1)层的发光波长或In组成比y。由此，能够求出在多个InyGa1-yN(0＜y＜1)层中用于获得In组成比y成为目标In组成比x1＝x的层的生长温度。在这个例子中，以第一In供给摩尔比求出x1＝0.15的生长温度，在该生长温度下形成第一Inx1Ga1-x1N(0＜x1＜1)层。
作为第一In供给摩尔比，在所赋予的压力和生长速率中，选择包含在饱和区域中的可靠的值。若决定了压力、生长速率以及In供给摩尔比，则可以唯一地决定用于形成In0.15Ga0.85N层的生长温度。在实施方式1中，在以压力为300Torr、生长速率大约为6.0nm/min、In供给摩尔比为0.83的条件下使In0.1Ga0.9N层生长时，将生长温度设定为745℃。这样的饱和区域内的生长温度的值随着压力、生长速率、生长的m面InxGa1-xN(0＜x＜1)层的In组成比x而不同。图16(a)是对作为一例的Inx1Ga1-x1N(x1＝0.15)，描绘了第一In供给摩尔比和与其生长温度对应的点P1的曲线图。
接着，在与形成第一In0.15Ga0.85N层时的生长温度相同的生长温度下，以低于第一In供给摩尔比的第二In供给摩尔比形成Inx2Ga1-x2N(0＜x2＜1)层。压力、生长速率的值仍然是被固定的。在这样形成的第二Inx2Ga1-x2N(0＜x2＜1)层的In组成比x2等于第一Inx1Ga1-x1N(0＜x1＜1)层的In组成比x1的情况下，第二In供给摩尔比也包含在饱和区域中。另一方面，在第二Inx2Ga1-x2N(0＜x2＜1)层的In组成比x2不同于第一Inx1Ga1-x1N(0＜x1＜1)层的In组成比x1的情况下，第二In供给摩尔比也被包含在单调增加区域内。在这个例子中，假设：将第二In供给摩尔比设定为比第一In供给摩尔比稍微小的值，其结果，In组成比x2也包含在饱和区域内。
接着，在与形成第一Inx1Ga1-x1N(0＜x1＜1)层时的生长温度相同的生长温度下，以低于第二In供给摩尔比的第三In供给摩尔比来形成第三Inx3Ga1-x3N(0＜x3＜1)层。压力、生长速率的值仍然是被固定的。在这样形成的第三Inx3Ga1-x3N(0＜x3＜1)层的In组成比x3不同于第二Inx2Ga1-x2N(0＜x2＜1)层的In组成比x2时，能够判定第三In供给摩尔比包含在单调增加区域内。图16(b)是描绘了第一～第三In供给摩尔比和与它们的生长温度对应的点P1～P3的曲线图。在这个例子中，为了以第三In供给摩尔比实现x3＝x2，需要降低生长温度。
推测饱和点的In供给摩尔比位于第二In供给摩尔比和第三In供给摩尔比之间。也可以采用将第二In供给摩尔比近似地作为饱和点的In供给摩尔比的方式。这里，为了更加准确地决定饱和点的位置，仍然固定压力、生长速率、生长温度的值，并在使In供给摩尔比接近第二In供给摩尔比的条件下，进行Inx′Ga1-x′N(0＜x’＜1)层的m面生长。如图16(c)和图16(d)所示，在每次少量增大In供给摩尔比的条件下，进行Inx′Ga1-x′N(0＜x’＜1)层的m面生长，求出获得的Inx′Ga1-x′N(0＜x’＜1)层的In组成比x’达到目标值x1＝x的In供给摩尔比。在图16(d)所示的例子中，在点P5、P6中获得目标In组成比x。因此，能够将点P5用作饱和点。
决定饱和点的方法并不限定于上述的例子。例如，也可以将In供给比从饱和区域的初始值每次少量降低的同时，测量获得的InxGa1-xN(0＜x＜1)层的In组成比x或发光波长，并将它们开始产生变化的In供给摩尔比用作饱和点的In供给比。此外，相反地，也可以使In供给比从单调增加区域的初始值开始每次少量上升的同时，测量获得的InxGa1-xN(0＜x＜1)层的In组成比x或发光波长，并将开始表示该In组成比x或发光波长的恒定值的In供给摩尔比用作饱和点的In供给比。
实际的m面半导体层的表面(主面)不需要是相对于m面完全平行的面，也可以从m面以微小的角度(大于0度且小于±1°)倾斜。从制造技术的观点来看，形成具有表面相对m面完全平行的表面的基板或半导体层是比较困难的。因此，在通过目前的制造技术形成了m面基板或m面半导体层的情况下，实际的表面会从理想的m面倾斜。由于倾斜的角度和方位随着制造工序而产生偏差，所以难以准确地控制表面的倾斜角度和倾斜方位。
另外，有时有意地使基板或半导体的表面(主面)从m面以1°以上的角度倾斜。在以下说明的实施方式中，有意地使氮化镓类化合物半导体层的表面(主面)从m面以1°以上的角度倾斜。
(其他实施方式)
本实施方式的氮化镓类化合物半导体发光元件具有将从m面以1°以上的角度倾斜的面作为主面的氮化镓类化合物半导体层。除此之外，本实施方式的结构与图14所示的实施方式4的结构相同。
在本实施方式的氮化镓类化合物半导体发光元件中，图14所示的基板101的主面从m面以1°以上的角度倾斜。这样的基板101一般被称为“倾斜(off)基板”。可通过如下方式制作偏离基板，即：通过从单晶块(single crystal ingot)切割基板并研磨基板的表面的工序，有意地将从m面向特定方位倾斜的面作为主面。若这样倾斜的基板的主面上层叠各种半导体层，则这些半导体层的表面(主面)也从m面倾斜。
接着，参照图17详细说明本实施方式的GaN类化合物半导体层的倾斜。
图17(a)是示意性地表示GaN类化合物半导体的结晶结构(纤锌矿型结晶结构)的图，且表示使图2的结晶结构的方向旋转90°后的结构。在GaN结晶的c面内，存在+c面和-c面。+c面是在表面出现了Ga原子的(0001)面，被称为“Ga面”。另一方面，-c面是在表面出现了N(氮)原子的(000-1)面，被称为“N面”。+c面和-c面是平行的关系，且都垂直于m面。由于c面具有极性，由此，能够将c面分为+c面和-c面，但是将作为非极性面的a面分为+a面和-a面是没有意义的。
图17(a)所示的+c面方向是从-c面向+c面垂直延伸的方向。另一方面，a轴方向对应于图2的单位矢量a2，指向平行于m面的“-12-10”方向。图17(b)是表示m面的法线、+c轴方向以及a轴方向的相互关系的立体图。m面的法线平行于“10-10”方向，且如图17(b)所示，垂直于+c轴方向和a轴方向这两个方向。
GaN类化合物半导体层的主面从m面以1°以上的角度倾斜意味着，该半导体层的主面的法线从m面的法线以1°以上的角度倾斜。
接着，参照图18。图18(a)和(b)是分别表示GaN类化合物半导体层的主面和m面的关系的剖视图。该图是垂直于m面和c面这两个面的剖视图。在图18中示出表示+c轴方向的箭头。如图17所示，m面平行于+c轴方向。因此，m面的法线矢量垂直于+c轴方向。
在图18(a)和(b)所示的例子中，GaN类化合物半导体层中的主面的法线矢量从m面的法线矢量向c轴方向倾斜。更详细地说，在图18(a)的例子中，主面的法线矢量向+c面侧倾斜，但在图18(b)的例子中，主面的法线矢量向-c面侧倾斜。在本说明书中，设为：前者的情况下的主面的法线矢量相对于m面的法线矢量的倾斜角度(倾斜角度θ)取正的值，后者的情况下的倾斜角度θ取负的值。在任何情况下，都可以说“主面向c轴方向倾斜”。
在本实施方式中，由于倾斜角度处于1°以上且5°以下的范围内，以及处于-5°以上且-1°以下的范围内，因此能够起到与倾斜角度大于0°且小于±1°以下的情况相同的本发明的效果。以下，参照图19说明这个理由。图19(a)和(b)分别是对应于图18(a)和(b)的剖视图，表示从m面向c轴方向倾斜的GaN类化合物半导体层8中的主面附近区域。在倾斜角度θ为5°以下的情况下，如图19(a)和(b)所示，在GaN类化合物半导体层8的主面形成多个台阶(step)。各个台阶具有单原子层的高度
Figure BDA0000107481360000241
且大致以等间隔(
Figure BDA0000107481360000242
以上)平行排列。通过这样的台阶的排列，会形成整体从m面倾斜的主面，但在微观上露出多个m面区域。主面从m面倾斜的GaN类化合物半导体层的表面成为这样的结构是因为m面原本作为结晶面是非常稳定的。
认为即使主面的法线矢量的倾斜方向朝向+c面和-c面以外的面方向，也会产生同样的现象。认为即使主面的法线矢量例如向a轴方向倾斜，若倾斜角度处于1°以上且5°以下的范围，则也是相同的。
因此，即使是将从m面向任意的方位以1°以上且5°以下的角度倾斜的面作为主面的氮化镓类化合物半导体层，也能够获得如图5所示的特性曲线。由此，能够实施本发明的方法来获得上述的效果。
另外，若倾斜角度θ的绝对值大于5°，则因为压电电场，内部量子效率会降低。因此，若显著地发生压电电场，则通过m面生长来实现半导体发光元件的意义会变得非常小。因此，在本发明中，将倾斜角度θ的绝对值限制在5°以下。但是，即使将倾斜角度θ例如设定为5°的情况下，也存在因制造偏差而导致实际的倾斜角度θ从5°偏离±1°左右的可能性。很难完全排除这样的制造偏差，并且这种微小的角度偏离并不妨碍本发明的效果。
另外，由于在具有从a面、r面以5°以下的角度倾斜的主面的情况下，也形成上述的台阶/平台结构，所以能够应用本发明。
如上所述，本发明中的“主面为非极性面或半极性面的氮化镓类化合物半导体层”并不限定于主面完全平行于m、a、r面等结晶面的氮化镓类化合物半导体层，也包括主面从上述结晶面以5°以下的角度倾斜的氮化镓类化合物半导体层。
(产业上的可利用性)
本发明是在In注入效率低于c面生长的面方位中使氮化镓类化合物半导体生长的情况下能够制作目标发光波长的发光效率成为最大的InxGa1-xN(0＜x＜1)层的方法。根据本发明，能够实现高亮度高发光效率的氮化镓类化合物半导体发光元件。因此，能够大幅扩大下一代高亮度白色LED等用于照明的可能性。
符号说明：
10  发光元件
11  基板
12  成为衬底的GaN层
13  GaN屏蔽层
14  InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层
15  GaN/InGaN多级量子阱发光层
101 基板
102 n-GaN层
103 GaN屏蔽层
104 InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层
105 GaN/InGaN多级量子阱发光层
106 p-GaN层
107 n型电极
108 p型电极

Claims (11)

1.一种氮化镓类化合物半导体发光元件的制造方法，包括通过有机金属气相生长法形成主面为非极性面或半极性面的氮化镓类化合物半导体层的工序，其中，
规定有机金属气相生长法的生长条件的参数包括：压力、生长速率、生长温度、和作为包含在III族原料气体中的铟原料气体的供给摩尔比的铟供给摩尔比，
所述氮化镓类化合物半导体发光元件的制造方法包括：
在压力和生长速率恒定时表示用于形成同一发光波长的InxGa1-xN层的生长温度和铟供给摩尔比之间的关系的曲线上，决定与生长温度随着铟供给摩尔比的增加而单调增加的区域和饱和的区域之间的饱和点相对应的生长条件的工序(A)，其中，0＜x＜1；以及
在所述生长条件下使主面为非极性面或半极性面的InxGa1-xN层生长的工序(B)，
其中，0＜x＜1。
2.根据权利要求1所述的氮化镓类化合物半导体发光元件的制造方法，其中，
工序(A)包括：
通过有机金属气相生长法，在不同的生长条件下形成主面为非极性面或半极性面的多个InyGa1-yN层的工序(a1)，其中0＜y＜1；
基于在所述多个InyGa1-yN层中形成发光波长相等的InxGa1-xN层的生长条件，求出在压力和生长速率恒定时的生长温度和铟供给摩尔比之间的关系的工序(a2)，其中，0＜x＜1，0＜y＜1；以及
在表示生长温度和铟供给摩尔比之间的所述关系的曲线上，决定生长温度随着铟供给摩尔比的增加而单调增加的区域和饱和的区域之间的饱和点的工序(a3)。
3.根据权利要求2所述的氮化镓类化合物半导体发光元件的制造方法，其中，
工序(a2)包括：针对压力和生长速率不同的每个组合，求出在压力和生长速率恒定时的生长温度和铟供给摩尔比之间的关系的工序。
4.根据权利要求1至3的任一项所述的氮化镓类化合物半导体的制造方法，其中，
所述InxGa1-xN层是单一量子阱发光层或者包含在多级量子阱发光层中的阱层，其中，0＜x＜1。
5.根据权利要求4所述的氮化镓类化合物半导体的制造方法，其中，
所述阱层的厚度在2nm以上且20nm以下。
6.根据权利要求4所述的氮化镓类化合物半导体的制造方法，其中，
所述阱层的厚度在6nm以上且16nm以下。
7.根据权利要求1至6的任一项所述的氮化镓类化合物半导体的制造方法，其中，
工序(B)包括将生长压力调整为200Torr至600Torr的范围内的工序(b1)，
在工序(B)中，以针对被调整的所述生长压力和选择出的生长速率获得的、与表示生长温度和铟供给摩尔比的关系的曲线上的饱和点对应的生长温度和铟供给摩尔比，使InxGa1-xN层生长，其中，0＜x＜1。
8.根据权利要求1至6的任一项所述的氮化镓类化合物半导体的制造方法，其中，
工序(B)包括将生长压力调整为常压的工序(b1)，
在工序(B)中，以针对被调整的所述生长压力和选择出的生长速率获得的、与表示生长温度和铟供给摩尔比的关系的曲线上的饱和点对应的生长温度和铟供给摩尔比，使InxGa1-xN层生长，其中，0＜x＜1。
9.一种氮化镓类化合物半导体层的生长条件决定方法，该方法决定通过有机金属气相生长法使主面为非极性面或半极性面的氮化镓类化合物半导体层生长的条件，其中，
规定有机金属气相生长法的生长条件的参数包括：压力、生长速率、生长温度、和作为包含在III族原料气体中的铟原料气体的供给摩尔比的铟供给摩尔比，
所述氮化镓类化合物半导体层的生长条件决定方法包括：
通过有机金属气相生长法，在不同的生长条件下形成主面为非极性面或半极性面的多个InyGa1-yN层的工序(a1)，其中，0＜y＜1；
基于在所述多个InyGa1-yN层中形成发光波长相等的InxGa1-xN层的生长条件，求出在压力和生长速率恒定时的生长温度和铟供给摩尔比之间的关系的工序(a2)，其中，0＜x＜1，0＜y＜1；以及
在表示生长温度和铟供给摩尔比之间的所述关系的曲线上，决定生长温度随着铟供给摩尔比的增加而单调增加的区域和饱和的区域之间的饱和点的工序(a3)。
10.根据权利要求9所述的氮化镓类化合物半导体层的生长条件决定方法，其中，
工序(a1)和工序(a2)包括：
以第一铟供给摩尔比来形成第一Inx1Ga1-x1N层的工序，其中，0＜x1＜1；
在与形成所述第一Inx1Ga1-x1N层时的生长温度相同的生长温度下，以低于所述第一铟供给摩尔比的第二铟供给摩尔比来形成第二Inx2Ga1-x2N层的工序，其中，0＜x1＜1，0＜x2＜1；以及
在与形成所述第一Inx1Ga1-x1N层时的生长温度相同的生长温度下，以低于所述第二铟供给摩尔比的第三铟供给摩尔比来形成第三Inx3Ga1-x3N层的工序，其中，0＜x1＜1，0＜x3＜1。
11.根据权利要求10所述的氮化镓类化合物半导体层的生长条件决定方法，其中，
在工序(a3)中，在x2等于x1且x3不同于x2时，将所述第三铟供给摩尔比选作相当于饱和点的铟供给摩尔比。
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Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012094688A (ja) * 2010-10-27 2012-05-17 Sumitomo Electric Ind Ltd 半導体装置およびその製造方法
CN103650177A (zh) * 2011-09-20 2014-03-19 松下电器产业株式会社 氮化镓类化合物半导体发光元件及包括该氮化镓类化合物半导体发光元件的光源装置
JP2015018840A (ja) * 2013-07-08 2015-01-29 株式会社東芝 半導体発光素子
JP7185996B2 (ja) * 2017-02-23 2022-12-08 大陽日酸株式会社 化合物半導体の製造方法
US11195973B1 (en) * 2019-05-17 2021-12-07 Facebook Technologies, Llc III-nitride micro-LEDs on semi-polar oriented GaN
US11175447B1 (en) 2019-08-13 2021-11-16 Facebook Technologies, Llc Waveguide in-coupling using polarized light emitting diodes

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH118407A (ja) * 1997-06-17 1999-01-12 Toyoda Gosei Co Ltd 窒化ガリウム系化合物半導体素子の製造方法
CN1211641A (zh) * 1998-08-12 1999-03-24 北京大学 铟镓氮单晶薄膜金属有机物气相外延生长技术
JP2001015809A (ja) * 1999-06-30 2001-01-19 Toshiba Corp 窒化物系半導体発光素子の製造方法、窒化物系半導体レーザ素子の製造方法、および窒化物系半導体レーザ素子
US20080026502A1 (en) * 2005-05-31 2008-01-31 The Regents Of The University Of California Growth of non-polar m-plane iii-nitride film using metalorganic chemical vapor deposition (mocvd)
CN101138091A (zh) * 2005-03-10 2008-03-05 加利福尼亚大学董事会 用于生长平坦半极性氮化镓的技术
CN101560692A (zh) * 2009-05-13 2009-10-21 南京大学 一种非极性面InN材料的生长方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3879173B2 (ja) * 1996-03-25 2007-02-07 住友電気工業株式会社 化合物半導体気相成長方法
JPH10335700A (ja) * 1997-06-04 1998-12-18 Toshiba Corp 半導体発光素子およびその製造方法
US6695913B1 (en) * 1997-07-10 2004-02-24 Sharp Kabushiki Kaisha III-Nitride optoelectronic semiconductor device containing lattice mismatched III-Nitride semiconductor materials
US6764888B2 (en) * 2000-09-27 2004-07-20 Sensor Electronic Technology, Inc. Method of producing nitride-based heterostructure devices
US6998281B2 (en) * 2000-10-12 2006-02-14 General Electric Company Solid state lighting device with reduced form factor including LED with directional emission and package with microoptics
GB2372632A (en) * 2001-02-23 2002-08-28 Sharp Kk A method of growing an InGaN semiconductor layer
US6955933B2 (en) * 2001-07-24 2005-10-18 Lumileds Lighting U.S., Llc Light emitting diodes with graded composition active regions
US7208393B2 (en) 2002-04-15 2007-04-24 The Regents Of The University Of California Growth of planar reduced dislocation density m-plane gallium nitride by hydride vapor phase epitaxy
US6943381B2 (en) * 2004-01-30 2005-09-13 Lumileds Lighting U.S., Llc III-nitride light-emitting devices with improved high-current efficiency
EP1787330A4 (en) * 2004-05-10 2011-04-13 Univ California MANUFACTURE OF ULTRA-THIN FILMS OF INDIUM AND GALLIUM NITRIDE, HETEROSTRUCTURES AND OTHER PARTS BY ORGANOMETALLIC VAPOR DEPOSITION
US7956360B2 (en) 2004-06-03 2011-06-07 The Regents Of The University Of California Growth of planar reduced dislocation density M-plane gallium nitride by hydride vapor phase epitaxy
US7751455B2 (en) * 2004-12-14 2010-07-06 Palo Alto Research Center Incorporated Blue and green laser diodes with gallium nitride or indium gallium nitride cladding laser structure
JP4823672B2 (ja) 2005-12-13 2011-11-24 ローム株式会社 ＩｎＧａＮの製造方法
KR20080103567A (ko) * 2006-02-17 2008-11-27 코넬 리서치 파운데이션 인코포레이티드 막 성장 중의 특성 변경
US8021904B2 (en) * 2007-02-01 2011-09-20 Cree, Inc. Ohmic contacts to nitrogen polarity GaN
US8227791B2 (en) * 2009-01-23 2012-07-24 Invenlux Limited Strain balanced light emitting devices

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH118407A (ja) * 1997-06-17 1999-01-12 Toyoda Gosei Co Ltd 窒化ガリウム系化合物半導体素子の製造方法
CN1211641A (zh) * 1998-08-12 1999-03-24 北京大学 铟镓氮单晶薄膜金属有机物气相外延生长技术
JP2001015809A (ja) * 1999-06-30 2001-01-19 Toshiba Corp 窒化物系半導体発光素子の製造方法、窒化物系半導体レーザ素子の製造方法、および窒化物系半導体レーザ素子
CN101138091A (zh) * 2005-03-10 2008-03-05 加利福尼亚大学董事会 用于生长平坦半极性氮化镓的技术
US20080026502A1 (en) * 2005-05-31 2008-01-31 The Regents Of The University Of California Growth of non-polar m-plane iii-nitride film using metalorganic chemical vapor deposition (mocvd)
CN101560692A (zh) * 2009-05-13 2009-10-21 南京大学 一种非极性面InN材料的生长方法

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