CN102881789A - 氮化物半导体发光元件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种氮化物半导体发光元件及其制造方法，该氮化物半导体发光元件包括：第一导电型氮化物半导体层、设置在第一导电型氮化物半导体层上的超晶格层、设置在超晶格层上的活性层、设置在活性层上的第二导电型氮化物半导体层。超晶格层的平均载流子浓度高于活性层的平均载流子浓度。

Description

氮化物半导体发光元件及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种氮化物半导体发光元件及其制造方法。
背景技术
以往，公知能够用作发光二极管等的氮化物半导体发光元件。在这种氮化物半导体发光元件中，如果施加电压，在活性层电子和空穴复合，由此产生光。活性层也可以由单一量子阱结构构成，例如，日本特开2005-109425号公报及日本特开2000-349337号公报等所记载，也可以由多重量子阱结构构成。
在日本特开2005-109425号公报中记载有，活性层由无掺杂InGaN量子阱层、掺杂n型杂质的GaN势垒层依次层积而成。在该公报中还记载有，在掺杂该n型杂质的GaN势垒层与上述InGaN量子阱层相接的界面具有扩散防止膜，该扩散防止膜包含比GaN势垒层低浓度的n型杂质。
在日本特开2000-349337号公报中记载有，活性层包含n型杂质，并且记载有活性层的n层侧的n型杂质浓度比p层侧的n型杂质浓度高。
但是，近年来，讨论将氮化物半导体发光元件用作液晶背光和照明用的电灯泡，利用强电流驱动氮化物半导体发光元件的情况增多。
通过日本特开2005-109425号公报或日本特开2000-349337号公报记载的技术制造氮化物半导体发光元件，如果制造的氮化物半导体发光元件被强电流驱动，则导致工作电压上升而使消耗电力增加，另外，降低发光效率。由此，导致单位电力的发光效率(电效率(電力効率))的降低。
通常，认为在施加于氮化物半导体发光元件的电流密度较低的情况下，其发光效率降低的理由是因为引起非发光复合的能级(晶格缺陷等)在氮化物半导体层中存在很多。因此，提高现有的氮化物半导体发光元件的发光效率的对策主要是减少氮化物半导体层的晶格缺陷。但是，如果提高施加于氮化物半导体发光元件的电流密度，则仅通过减少氮化物半导体层的晶格缺陷很难谋求提高发光效率，导致随着电流密度的增加而降低氮化物半导体发光元件的发光效率的不良情况。
认为产生上述不良情况的原因是在活性层以外的层产生非发光复合。详细地说，如果提高电流密度，则增加由活性层的电阻成分产生的热量，因此，使与活性层相接的PN结的温度上升。于是，电子和空穴等载流子从活性层溢出，在活性层以外的层产生非发光复合。
另外，如果提高施加于氮化物半导体发光元件的电流密度，则导致由于电流注入而产生的活性层的注入载流子密度提高。如果提高活性层的注入载流子密度，则使饿歇复合(与载流子浓度的三次方成比例地增大复合概率的非发光复合)成为主流。因此，很难防止非发光复合的产生。
在由于活性层中的压电电场等原因延长发光复合寿命时，导致发光复合概率降低，因此，导致由晶格缺陷所引起的非发光复合概率的上升，载流子溢出的发生概率进一步上升，以及饿歇复合概率的进一步上升。
在此，PN结的温度越高，越容易引起载流子从活性层溢出。因此，希望降低PN结的温度。近年来，通过提高封装技术，能够使氮化物半导体发光元件的散热性变得非常良好，使例如由于电极的接触电阻等原因产生的热量释放到封装中。但是，因为活性层与封装分离，所以很难使因活性层的电阻成分而产生的热量释放到封装中。在氮化物半导体发光元件中，由于各种电阻成分产生热量，但是，最难解决的是由于活性层的电阻成分而产生热量这类不良情况。
另外，如果提高由电流注入而产生的活性层的注入载流子密度，则必然容易引起饿歇复合。因此，希望降低活性层的注入载流子密度。作为降低活性层的注入载流子密度的方法之一，考虑增加芯片尺寸，增大发光面积，降低单位面积的电流值，从而降低实际向单位体积注入的载流子密度这类的方法。但是，如果芯片尺寸增大，则减少由一片晶片能够制造的芯片个数，从而提高氮化物半导体发光元件的价格。
作为降低活性层的注入载流子密度的其他方法，考虑增厚多重量子阱结构的阱层的层厚，或者增加阱层的层数等方法。但是，如果过度增厚阱层的层厚，会引起阱层的结晶质量降低。另外，如果过度增加阱层的层数，会引起氮化物半导体发光元件的工作电压上升。
发明内容
本发明是鉴于上述问题而做出的，目的在于制作一种即使被强电流驱动，也能够防止工作电压上升，并且防止发光效率降低，因此，电效率(電力効率)良好的氮化物半导体发光元件。
本发明的氮化物半导体发光元件包括：第一导电型氮化物半导体层、设置在第一导电型氮化物半导体上的超晶格层、设置在超晶格层上的活性层、设置在活性层上的第二导电型氮化物半导体层。超晶格层的平均载流子浓度比活性层的平均载流子浓度高，优选为活性层的平均载流子浓度的1.2倍以上。
优选的是，在超晶格层包括含有第一导电型杂质的掺杂层，且活性层包含势垒层时，掺杂层每层的厚度相对于超晶格层每周期的厚度的比例在势垒层每层的厚度相对于活性层每周期的厚度的比例以上。
优选的是，掺杂层的第一导电型杂质的浓度在势垒层的第一导电型杂质的浓度以上。
优选的是，在超晶格层包括不含第一导电型杂质的无掺杂层，且活性层包括不含第一导电型杂质的阱层时，无掺杂层每层的厚度相对于超晶格层每周期的厚度的比例在阱层每层的厚度相对于活性层每周期的厚度的比例以下。
优选的是，无掺杂层与活性层的下表面相接。
优选的是，超晶格层包含两层以上的掺杂层。
优选的是，掺杂层每层的厚度在1.5nm以上。
优选的是，掺杂层的第一导电型杂质的浓度在1×1017cm-3以上。
势垒层可以不含第一导电型杂质，势垒层的第一导电型杂质的浓度也可以在1×1016cm-3以上、8×1017cm-3以下。
优选的是，活性层包含两层以上的阱层。
优选的是，势垒层的厚度在7nm以下。
优选的是，在第一导电型氮化物半导体层与超晶格层之间设置有每周期的厚度比超晶格层每周期的厚度薄的短周期超晶格层。优选的是，短周期超晶格层的第一导电型杂质浓度在1×1018cm-3以上、5×1019cm-3以下。
优选的是，超晶格层由掺杂层和无掺杂层层积而成。掺杂层包含例如第一导电型杂质和AlaGabIn(1-a-b)N(0≤a＜1、0＜b≤1)，无掺杂层由例如lncGa(1-c)N(0＜c≤1)构成。
优选的是，活性层由势垒层和阱层层积而成。势垒层包含例如第一导电型杂质和AlxGayIn(1-x-y)N(0≤x＜1、0＜y≤1)，阱层由例如lnzGa(1-z)N(0＜z≤1)构成。
优选的是，在超晶格层及活性层含有In时，超晶格层通过光致发光而发出的光的波长在活性层发出的光的波长以下。
本发明的氮化物半导体层发光元件的制造方法包括：在基板上生长第一导电型氮化物半导体层的工序；在第一导电型氮化物半导体层上生长超晶格层的工序；在超晶格层上生长活性层的工序；在活性层上设置第二导电型氮化物半导体层的工序。优选的是，超晶格层的生长速度在作为活性层的一部分的阱层的生长速度以上，优选的是，上述第一无掺杂层的生长速度在阱层的生长速度以上。
优选的是，在使用第一原料气体和第一载气生长上述第一掺杂层时，第一载气含有0.3体积％以上、30体积％以下的氢气。
超晶格层的生长温度可以与活性层的生长温度相同，也可以比活性层的生长温度高。
阱层的生长速度例如在10nm/小时以上、150nm/小时以下。
为了使超晶格层的平均载流子浓度高于活性层的平均载流子浓度，优选的是，满足以下条件1～4中的任一个条件，更优选的是，满足以下条件1～4中的至少两个条件。
条件1：掺杂层每层的厚度相对于超晶格层每周期的厚度的比例高于势垒层每层的厚度相对于活性层每周期的厚度的比例；
条件2：掺杂层的第一导电型杂质的浓度高于势垒层的第一导电型杂质的浓度；
条件3：无掺杂层每层的厚度相对于超晶格层每周期的厚度的比例低于阱层每层的厚度相对于活性层每周期的厚度的比例；
条件4：超晶格层(优选为无掺杂层)的生长速度比阱层的生长速度快。
在满足上述条件2～4中至少一个条件的情况下，能够用上述条件1代替“掺杂层每层的厚度相对于超晶格层每周期的厚度的比例在势垒层每层的厚度相对于活性层每周期的厚度的比例以上”。
同样地，在满足上述条件1及3～4中至少一个条件的情况下，能够用上述条件2代替“掺杂层的第一导电型杂质的浓度在势垒层的第一导电型杂质的浓度以上”。
另外，在满足上述条件1～2以及4中至少一个条件的情况下，能够用上述条件3代替“无掺杂层每层的厚度相对于超晶格层每周期的厚度的比例在阱层的每层的厚度相对于活性层每周期的厚度的比例以下”。
另外，在满足上述条件1～3中至少一个条件的情况下，能够用上述条件4代替“超晶格层(优选为无掺杂层)的生长速度与阱层的生长速度相同，或者比阱层的生长速度快”。
根据本发明的氮化物半导体发光元件，即使被强电流驱动，也能够防止工作电压上升，并且防止发光效率降低，因此，使电效率良好。
从结合附图理解的本发明的以下详细说明能够明确本发明的上述及其他目的、特征、方面及优点。
附图说明
图1是本发明的一个实施方式的氮化物半导体发光元件的简要剖视图。
图2是表示实施例1及比较例1的外部量子效率ηex相对于驱动电流IF的变化的图。
图3是表示实施例1及比较例1的载流子浓度变化的图。
具体实施方式
以下，参照附图说明本发明的实施方式。
需要说明的是，以下，权利要求范围内的“第一导电型”及“第二导电型”分别为“n型”及“p型”，但是，权利要求范围内的“第一导电型”及“第二导电型”也可以分别为“p型”及“n型”。
另外，本发明并不限定为以下所示的实施方式。而且，在本发明的附图中，为了使附图清楚且简明，适当地改变长度、宽度及厚度等尺寸关系，并不表示实际的尺寸关系。
<第一实施方式>
在本发明的第一实施方式的氮化物半导体发光元件1中，长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度。
<氮化物半导体发光元件>
本实施方式的氮化物半导体发光元件1在基板3的上表面上，按照缓冲层5、基底层7、n型氮化物半导体层9、短周期超晶格层11、长周期超晶格层13、活性层15、p型氮化物半导体层17的顺序层积而成。n型氮化物半导体层9的上表面的一部分从短周期超晶格层11等露出，在该露出部分上设置有n侧电极21。在p型氮化物半导体层17上经由透明电极23设置有p侧电极25。
<基板>
基板3可以是例如由蓝宝石等形成的绝缘基板，也可以是由GaN、SiC或ZnO等形成的导电基板。不特别限定基板3的厚度，优选在60μm以上、300μm以下。基板3的上表面可以是平坦的，也可以有凹凸。
<缓冲层>
缓冲层5优选为例如Als0Gat0N(0≤s0≤1，0≤t0≤1，s0+t0≠0)层，更优选为AlN层。由此，因为沿基板3的生长面法线方向延伸地形成有缓冲层5，所以得到由晶粒聚集而成的柱状结晶集合体形成的缓冲层5。
缓冲层5的厚度没有被特别限定，优选为5nm以上、100nm以下，更优选为10nm以上、50nm以下。
<基底层>
基底层7优选为例如Als1Gat1Inu1N(0≤s1≤1，0≤t1≤1，0≤u1≤1，s1+t1+u1≠0)层，更优选为Als1Gat1N(0≤s1≤1，0≤t1≤1，s1+t1≠0)层，进一步优选为GaN层。由此，存在于缓冲层5中的晶格缺陷(例如位错等)容易在缓冲层5和基底层7的界面附近形成位错环(ル一プ)，因此，能够防止该晶格缺陷从缓冲层5向基底层7延续。
基底层7可以含有n型杂质。但是，如果基底层7不含n型杂质，则能够维持基底层7的良好的结晶性。因此，基底层7优选不含n型杂质。
基底层7的厚度没有被特别限定，优选为3μm以上、12μm以下。
<n型氮化物半导体层>
n型氮化物半导体层9优选为例如在Als2Gat2Inu2N(0≤s2≤1，0≤t2≤1，0≤u2≤1，s2+t2+u2≠0)层掺杂n型杂质的层，更优选为在Als2Ga1-s2N(0≤s2≤1，优选的是0≤s2≤0.5，更优选的是0≤s2≤0.1)层掺杂n型杂质的层。
n型杂质没有被特别限定，但是，优选的是Si、P、As或Sb等，更优选的是Si。对于后述的短周期超晶格层11等也是这种情况。
n型氮化物半导体层9的n型杂质浓度没有被特别限定，但是，优选为1×1018cm-3以上、2×1019cm-3以下。
n型氮化物半导体层9的厚度没有被特别限定，但是，优选为0.5μm以上、10μm以下。
此外，n型氮化物半导体层9可以是单层，也可以具有多层结构。例如，n型氮化物半导体层9可以由n型接触层和n型包覆层层积而成。在n型氮化物半导体层9具有层积结构的情况下，各层可以由相同组分构成，也可以由不同组分构成。另外，各层可以具有相同的膜厚，也可以具有不同的膜厚。
<短周期超晶格层>
超晶格层是指由通过重合多种晶格而使周期结构比基本单位晶格长的晶格构成的层。在短周期超晶格层11中，由第一半导体层11A和第二半导体层11B交替层积而构成超晶格结构，其周期结构比构成第一半导体层11A的半导体材料的基本单位晶格以及构成第二半导体层11B的半导体材料的基本单位晶格长。此外，短周期超晶格层11也可以由第一半导体层11A、第二半导体层11B、以及与第一半导体层11A及第二半导体11B不同的一层以上的半导体层依次层积而形成超晶格结构。另外，短周期超晶格层11每周期的厚度比后述的长周期短晶格层13每周期的厚度薄，具体地说在1nm以上、7nm以下。
各第一半导体层11A优选为在AlGaInN层中掺杂n型杂质的层，更优选为在GaN掺杂n型杂质的层。
各第一半导体层11A的n型杂质浓度没有被特别限定，可以高于后述的长周期超晶格层13的n型杂质浓度，也可以低于后述的长周期超晶格层13的n型杂质浓度。各第一半导体层11A的n型杂质浓度优选为例如1×1018cm-3以上、5×1019cm-3以下。由此得到的效果将在后述的<平均载流子浓度>中进行说明。
第一半导体层11A各层的厚度没有被特别限定，但优选为0.5nm以上、5nm以下，更优选为1nm以上、4nm以下。如果第一半导体层11A各层的厚度不足0.5nm，因为第一半导体层11A的各层厚度小于一个原子层的厚度，所以难以形成厚度均匀的第一半导体层11A，因此，造成后述的长周期超晶格层13或活性层15的结晶质量降低。另外，因为在比将第一导电型杂质掺杂在n型氮化物半导体层9时的温度低的温度下将高浓度的第一导电型杂质掺杂在第一半导体层11A中，所以在第一半导体层11A各层的厚度超过5nm时，导致第一半导体层11A的平坦性降低，因此，降低后述的长周期超晶格层13的结晶性。其结果是，活性层15的结晶质量也下降，氮化物半导体发光元件1的发光效率降低。
各第二半导体层11B优选为例如AlGaInN层，更优选为InGaN层。如果第二半导体层11B不含n型杂质，则能够防止短周期超晶格层11的平坦性的降低，因此，能够防止后述的长周期超晶格层13的结晶性的降低。此外，各第二半导体层11B也可以含有n型杂质。
第二半导体层11B各层的厚度没有被特别限定，但优选为0.5nm以上、5nm以下，更优选为1nm以上、4nm以下。如果第二半导体层11B各层的厚度不足0.5nm，因为第二半导体层11B各层的厚度小于一个原子层的厚度，所以很难形成厚度均匀的第二半导体层11B，因此，导致后述的长周期超晶格层13或活性层15的结晶质量的降低。另一方面，在第二半导体层11B各层的厚度超过5nm时，过度延长第二半导体层11B的生长所需要的时间，降低氮化物半导体发光元件1的生产性。
此外，第一半导体层11A及第二半导体层11B的层数不限定于图1所示的层数。
<长周期超晶格层>
长周期超晶格层13是权利要求的“超晶格层”。在此，超晶格层的定义按照上述“短周期超晶格层”表述。在长周期超晶格层13中，交替层积掺杂层13A和无掺杂层13B而构成超晶格结构，其周期结构比构成掺杂层13A的半导体材料的基本单位晶格及构成无掺杂层13B的半导体材料的基本单位晶格长。此外，长周期超晶格层13与短周期短晶格层11相同地也可以依次层积掺杂层13A、无掺杂层13B、以及与掺杂层13A和无掺杂层13B不同的一层以上的半导体层而构成超晶格结构。另外，长周期超晶格层13每周期的长度比所述短周期超晶格层11长，具体地说在4nm以上、20nm以下。
长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于后述的活性层15的平均载流子浓度。由此，即使用强电流驱动氮化物半导体发光元件1，也能够防止其电效率降低。这点将在后述的<平均载流子浓度>中进行说明。
各掺杂层13A优选为例如在AlaGabIn(1-a-b)N(0≤a＜1，0＜b≤1)层中掺杂n型杂质的层，更优选为在GaN层中掺杂n型杂质的层。
各掺杂层13A的n型杂质浓度没有被特别限定，但是，优选为1×1017cm-3，更优选为2×1017cm-3以上、1×1019cm-3以下。如果各掺杂层13A的n型杂质浓度不足1×1017cm-3，则氮化物半导体发光元件1的驱动电压上升。
各掺杂层13A的厚度没有被特别限定，但是，优选为1.5nm以上，更优选为2nm以上、15nm以下。如果各掺杂层13A的厚度不足1.5nm，则引起长周期超晶格层13的平坦性降低。另外，各掺杂层13A的厚度优选为后述的势垒层15A的厚度以上。由此，掺杂层13A能够作为空穴阻挡层(ホ一ルブロツク)而起作用。
各无掺杂层13B优选为例如IncGa(1-c)N(0＜c≤1)层，更优选为IncGa(1-c)N(0＜c≤0.3)层。如果各无掺杂层13B不含n型杂质，则能够防止长周期超晶格层13的平坦性降低，因此，能够防止后述的活性层15的结晶性的降低。这是因为无掺杂层13B与活性层15的下表面相接。此外，各无掺杂层13B也可以含有n型杂质。
各无掺杂层13B的厚度没有被特别限定，优选为0.5nm以上、5nm以下。如果各无掺杂层13B的厚度处于该范围以外，则导致无掺杂层13B的结晶质量降低，因此，导致氮化物半导体发光元件1的发光效率的降低。
掺杂层13A及无掺杂层13B分别含有In。因此，优选的是，掺杂层13A及无掺杂层13B分别通过光致发光而发出的光的波长在后述的活性层15发出的光的波长以下。
通常，在氮化物半导体发光元件中，在构成活性层的阱层和n型氮化物半导体层中由于晶格常数等不同而产生畸变，为了避免该畸变的发生，设置长周期超晶格层。因此，掺杂层13A及无掺杂层13B优选的是由与构成活性层15的阱层15B大致相同的半导体材料构成。在大多数情况下，由于阱层15B含有In，所以掺杂层13A和无掺杂层13B如上所述地含有In。
但是，如果掺杂层13A及无掺杂层13B各自的In组分过高，因为由活性层15发出的光被长周期超晶格层13吸收，所以可能导致从氮化物半导体发光元件1发出的光的强度降低。为了防止该强度的降低，优选的是，掺杂层13A及无掺杂层13B各自的带隙处于阱层15B的带隙以上，即，优选的是，掺杂层13A及无掺杂层13B各自通过光致发光而发出的光的波长在活性层15发出的光的波长以下。更优选的是0nm≤(λ2-λ1)≤50nm，进一步优选的是1nm≤(λ2-λ1)≤20nm。在此，λ1是掺杂层13A及无掺杂层13B各自通过光致发光而发出的光的波长，λ2是活性层15发出的光的波长。如果λ1过短，例如如果(λ2-λ1)＞50nm，虽然设置长周期超晶格层13，但是上述畸变还是会发生。另一方面，如果λ2＜λ1，由活性层15产生的光被长周期超晶格层13吸收，其结果是，可能导致从氮化物半导体发光元件1发出的光的强度降低。
<活性层>
活性层15可以具有单一量子阱(SQW)结构，也可以如图1所示，具有多重量子阱(MQW)结构。在活性层15具有MQW结构的情况下，活性层15优选构成为，以使势垒层15A夹着阱层15B的方式层积势垒层15A和阱层15B。
各势垒层15A优选为例如由AlxGayIn(1-x-y)N(0≤x＜1，0＜y≤1)层构成。在各势垒层15A中，可以不掺杂n型杂质，也可以掺杂n型杂质。
各势垒层15A的n型杂质浓度没有被特别限定，优选为8×1017cm-3以下。如果势垒层15A的n型杂质浓度超过8×1017cm-3，当在n侧电极21和p侧电极25之间施加电压时，空穴难以注入活性层15，因此，导致氮化物半导体发光元件1的发光效率降低。更优选的是，各势垒层15A的n型杂质浓度在1×1016cm-3以上、8×1017cm-3以下。
各势垒层15A的厚度没有限定，优选为7nm以下，更优选为1.5nm以上、6nm以下。如果各势垒层15A的厚度不足1.5nm，则导致由势垒层15A的平坦性的降低而引起的结晶质量变差，因此，降低氮化物半导体发光元件1的发光效率。如果各势垒层15A的厚度比7nm厚，则注入载流子没有在活性层15中充分扩散，导致氮化物半导体发光元件1的驱动电压上升以及其发光效率降低。
各阱层15B优选为例如InzGa(1-z)N(0＜z≤1)层，更优选为无掺杂InzGa(1-z)N(0＜z≤0.5)层。如果各阱层15B不含n型杂质，则能够防止活性层15的平坦性的降低，因此，能够防止后述的p型氮化物半导体层17的结晶性降低。此外，各阱层15B也可以含有n型杂质。
各阱层15B的厚度没有限定，优选为2.5nm以上、7nm以下。如果各阱层15B的厚度在该范围以外，则导致氮化物半导体发光元件1的发光效率的降低以及其驱动电压的上升。
各阱层15B的层数没有被特别限定，优选为两层以上。由此，能够降低活性层15的电流密度。因此，即使用强电流驱动氮化物半导体发光元件1，也能够谋求降低活性层15的发热量，从而能够防止载流子从活性层15溢出。因此，能够防止活性层15以外的层产生非发光复合。
<p型氮化物半导体层>
p型氮化物半导体层17优选为例如在Als4Gat4Inu4N(0≤s4≤1、0≤t4≤1、0≤u4≤1、s4+t4+u4≠1)层掺杂p型杂质的层，更优选为在Als4Ga1-s4N(0＜s4≤0.4，优选的是0.1≤s4≤0.3)层掺杂p型杂质的层。
p型杂质没有被特别限定，例如可以是镁。
p型氮化物半导体层17的p型杂质浓度没有被特别限定，优选为1×1018cm-3以上、2×1020cm-3以下。
p型氮化物半导体层17的厚度没有被特别限定，优选为10nm以上、200nm以下。
<n侧电极、透明电极、p侧电极>
n侧电极21及p侧电极25是用于向氮化物半导体发光元件1供给驱动电力的电极，优选的是例如按照镍层、铂层以及金层的顺序层积而成，优选具有总计300nm以上、3000nm以下的厚度。透明电极23优选由金、钯、镍、ITO(Indium Tin Oxide：氧化铟锡)或IZO(Indium Zinc Oxide：氧化铟锌)构成，优选具有50nm以上、500nm以下的厚度。代替透明电极23，也可以层积铝或银等反射电极，也可以将该反射电极进行倒装。
<平均载流子浓度>
长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度，优选的是在活性层15的平均载流子浓度的1.1倍以上，更优选的是在活性层15的平均载流子浓度的1.2倍以上、100倍以下。如果长周期超晶格层13的平均载流子浓度不足活性层15的平均载流子浓度的1.2倍，则不能防止强电流驱动时发光效率的降低。另一方面，如果长周期超晶格层13的平均载流子浓度超过活性层15的平均载流子浓度的100倍，则导致长周期超晶格层13的平坦性的降低，从而导致活性层15的结晶质量降低，因此，降低氮化物半导体发光元件1的发光效率。
载流子浓度是指电子或空穴的浓度，其不能仅由掺杂的n型杂质的量或掺杂的p型杂质的量决定。即，长周期超晶格层13的载流子浓度不仅由在长周期超晶格层13中掺杂的n型杂质的量决定，活性层15的载流子浓度不能仅由在活性层15中掺杂的n型杂质的量决定。如下所示，上述载流子浓度是基于氮化物半导体发光元件1的电容-电压特性(下文称为“C-V特性”，C-V是Capacitance-Voltage的简称)的结果而计算出的，是指未注入电流的状态下的载流子浓度，是离子化的杂质、施主化的晶格缺陷、或受主化的晶格缺陷所产生的载流子的总和。
在氮化物半导体发光元件1的PN结附近(具体地说，在活性层15与p型氮化物半导体17的界面附近)存在耗尽层，因为耗尽层被电气性绝缘，所以如果在n侧电极21与p侧电极25之间施加直流电压，则形成将耗尽层当作介电体层的假想电容器。因此，在n侧电极21与p侧电极25之间施加直流电压来测定耗尽层电容C时，即，在检查氮化物半导体发光元件1的C-V特性时，从以下公式1计算出耗尽层的厚度x。
X＝ε0εr/C          ...公式1
在公式1中，x是耗尽层的厚度(cm)，ε0是真空的电容率(8.9×10-14(F/cm))。εr是氮化物半导体材料的介电常数(单位是无因次)，在本实施方式中，可以近似为GaN的介电常数。C是测定的耗尽层电容(F/cm2)。
另外，在施加于氮化物半导体发光元件1的电压大小变化时，耗尽层的厚度变化，因此，耗尽层的电容变化。在此，耗尽层的底面(位于基板3侧的耗尽层的面)的载流子浓度N用以下公式2表示。因此，在改变施加于氮化物半导体发光元件1的电压V的大小来测定耗尽层电容C时，从以下公式2计算出耗尽层的底面的载流子浓度N。
N＝C3/{qε0εr(ΔC/ΔV)}            ...公式2
在公式2中，N是耗尽层的底面的载流子浓度(1/cm3)，q是点电荷量(C)，△C是改变施加于氮化物半导体发光元件1的电压V的大小时的耗尽层电容的变化量，△V是施加于氮化物半导体发光元件1的电压V的变化量。公式2中的C、ε0以及εr都与公式1相同。
如上所述，如果改变施加于氮化物半导体发光元件1的电压V的大小来测定耗尽层电容C，可知耗尽层的厚度x与耗尽层的底面的载流子浓度N的关系。在此，在氮化物半导体发光元件1中，活性层15的厚度以及长周期超晶格层13的厚度都是已知的。因此，如果知道耗尽层的厚度，则可以得知耗尽层的底面存在于活性层15及长周期超晶格层13层中的哪一个层内。如果如上所述地改变施加电压来检查C-V特性，则能够计算出活性层15及长周期超晶格层13的厚度方向的各点的载流子浓度。如果将计算出的载流子浓度求平均值，则能够得到活性层15的平均载流子浓度及长周期超晶格层13的平均载流子浓度。
在用强电流驱动没有如本实施方式所述地控制长周期超晶格层的平均载流子浓度的氮化物半导体发光元件时，工作电压上升而发光效率降低。认为其理由是，例如，构成活性层的势垒层的层厚厚，在氮化物半导体发光元件中掺杂n型杂质或p型杂质的总体积小，设置多个n型杂质或p型杂质浓度低的层，或者构成活性层的多个势垒层的n型杂质或p型杂质的浓度彼此大致相同等。
另外，在日本特开2000-349337号公报等中公开了使活性层的n型杂质浓度在n层侧相对较高的技术。但是，即使n型杂质浓度在n层侧相对较高，如果载流子浓度在n层侧不是相对较高，也很难将载流子注入活性层。因此，很难充分减小活性层的串联电阻成分。
另一方面，在本实施方式的氮化物半导体发光元件1中，长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度。在本实施方式中，因为长周期超晶格层13及活性层15含有n型杂质，所以长周期超晶格层13的平均电子浓度高于活性层15的平均电子浓度。因此，能够抑制空穴从p型氮化物半导体层17向长周期超晶格层13扩散。因此，即使在长周期超晶格层13含有许多晶格缺陷时，也能够防止长周期超晶格层13内的晶格缺陷的非发光复合的产生。因此，能够防止发光效率的降低。
另外，在本实施方式的氮化物半导体发光元件1中，因为活性层15的载流子浓度低，所以注入的空穴容易在整个活性层15扩散，因此，很难引起局部空穴浓度的上升。因此，能够抑制活性层15的饿歇复合的产生。在这一点上也能够防止发光效率的降低。
而且，在本实施方式中，因为能够防止长周期超晶格层13内的晶格缺陷的非发光复合的产生，所以能够防止在长周期超晶格层13内由于非发光复合而引起的载流子的消耗。因此，如果向n侧电极21和p侧电极25施加电压，则从长周期超晶格层13向活性层15供给足够量的注入载流子(在本实施方式中是电子)。因此，由于能够谋求降低活性层15的串联电阻成分，所以即使用强电流驱动氮化物半导体发光元件1也能够防止工作电压的上升，并且能够抑制强电流驱动时的发热。因此，由于能够防止PN结附近的温度上升，所以能够防止由于热能增加而使载流子从活性层15溢出。由此，因为能够防止在活性层15以外的层发生非发光复合，所以能够防止强电流驱动时的发光效率的降低。由此，在本实施方式中，能够防止强电流驱动时的工作电压的上升以及发光效率的降低，因此能够防止强电流驱动时的电效率变差。
考虑很多方法使长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度。例如，可以使掺杂层13A每层的厚度相对于长周期超晶格层13每周期的厚度的比例高于势垒层15A每层的厚度相对于活性层15每周期的厚度的比例。由此，掺杂层13A的总体积相对于长周期超晶格层13的总体积的比例高于势垒层15A的总体积相对于活性层15的总体积的比例。即，含有n型杂质的层的总体积相对于长周期超晶格层13的总体积的比例高于含有n型杂质的层的总体积相对于活性层15的总体积的比例。因此，即使掺杂层13A的n型杂质浓度与势垒层15A的n型杂质浓度大致相同，长周期超晶格层13的平均载流子浓度也高于活性层15的平均载流子浓度。因此，由于能够维持掺杂层13A的平坦性，所以能够防止活性层15的结晶性的降低，因此，能够防止活性层15的发光效率的降低。
各掺杂层13A的厚度优选为各势垒层15A的厚度以上。由此，由于能够防止空穴在长周期超晶格层13中扩散，所以即使在高温下驱动氮化物半导体发光元件1，也很难引起其发光效率的降低。因此，改善氮化物半导体发光元件1的高温特性。
在无掺杂层13B及阱层15B含有n型杂质的情况下，优选的是调整掺杂量，以使得长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度。
掺杂层13A每层的厚度相对于长周期超晶格层13每周期的厚度的比例优选为大于1乘以势垒层15A每层的厚度相对于活性层15每周期的厚度的比例，更优选为1.2倍以上、5倍以下。如果掺杂层13A每层的厚度相对于长周期超晶格层13每周期的厚度的比例为势垒层15A每层的厚度相对于活性层15每周期的厚度的比例的1倍以下，则很难使长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度。因此，导致氮化物半导体发光元件1的驱动电压的上升。此外，在将后述的第一变形例、第二变形例及第二实施方式中至少一个与本实施方式组合的情况下，可以使掺杂层13A每层的厚度相对于长周期超晶格层13每周期的厚度的比例为势垒层15A的每层的厚度相对于活性层15每周期的厚度的比例的1倍以上。
长周期超晶格层13优选具有两层以上的掺杂层13A。由此，即使各掺杂层13A的n型杂质浓度不那么高，也能够增大构成长周期超晶格层13的层中的含有n型杂质的层的总体积。因此，不会导致长周期超晶格层13的平坦性的降低，能够使长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度。由此，可以说与将掺杂层13A设置成单层相比，优选将掺杂层13A设置成层积结构(例如，超晶格结构)的结构元件。
另外，如上述<短周期超晶格层>所述，短周期超晶格层11的第一半导体层11A及第二半导体层11B各自的n型杂质浓度优选为1×1018cm-3以上、5×1019cm-3以下。载流子浓度越高，耗尽层的延伸量越小(耗尽层的深度变浅)。因此，认为在短周期超晶格层11中，耗尽层很难延伸。因此，在向氮化物半导体发光元件1施加逆偏置电流的情况下，或者在向氮化物半导体发光元件1施加正偏置过电流的情况下，能够防止耗尽层比短周期超晶格层11更向基板3侧延伸。因此，由于施加的逆偏置电流或施加的正偏置过电流快速放电，所以能够防止氮化物半导体发光元件1的静电破坏的产生。
此外，在本实施方式中，代替将长周期超晶格层13设置在短周期超晶格层11与活性层15之间，也可以将长周期超晶格层13设置在活性层15与p型氮化物半导体层17之间。这时，掺杂层13A可以不含n型杂质而含p型杂质。由此，能够获得上述效果。
另外，长周期超晶格层13不仅可以设置在短周期超晶格层11与活性层15之间，也可以设置在活性层15与p型氮化物半导体层17之间。在设置于活性层15与p型氮化物半导体层17之间的长周期超晶格层中，掺杂层13A可以不含n型杂质而含有p型杂质。因此，能够进一步防止强电流驱动时的电效率变差。
另外，使长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度的具体方法不限定于本实施方式的方法。例如，利用后述的第一变形例、后述的第二变形例以及后述的第二实施方式中任一种方法也可以使长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度。而且，也可以适当地组合本实施方式、后述的第一变形例、后述的第二变形例以及后述的第二实施方式。
另外，本实施方式的氮化物半导体发光元件1优选是根据后述的第三变形例的制造方法以及后述的第四变形例的制造方法中至少一种方法制造的。由此，因为提高了活性层15的结晶性，所以进一步提高发光效率。
<第一变形例>
在第一变形例中，在无掺杂层13B及阱层15B都不含n型杂质时，使无掺杂层13B每层的厚度相对于长周期超晶格层13每周期的厚度的比例低于阱层15B每层的厚度相对于活性层15每周期的厚度的比例。由此，无掺杂层13B的总体积相对于长周期超晶格层13的总体积的比例低于阱层15B的总体积相对于活性层15的总体积的比例。即，不含n型杂质的层的总体积相对于长周期超晶格层13的总体积的比例低于不含n型杂质的层的总体积相对于活性层15的总体积的比例。其结果是，含有n型杂质的层的总体积相对于长周期超晶格层13的总体积的比例高于含有n型杂质的层的总体积相对于活性层15的总体积的比例。因此，即使掺杂层13A的n型杂质浓度与势垒层15A的n型杂质浓度大致相同，也使长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度。因此，与上述第一实施方式相同，因为能够维持掺杂层13A的平坦性，所以能够防止活性层15的结晶性的降低，因此，能够防止活性层15的发光效率的降低。
无掺杂层13B每层的厚度相对于长周期超晶格层13每周期的厚度的比例优选为小于1乘以阱层15B每层的厚度相对于活性层15每周期的厚度的比例，更优选为0.4倍以上、0.95倍以下。如果无掺杂层13B每层的厚度相对于长周期超晶格层13每周期的厚度的比例为阱层15B每层的厚度相对于活性层15每周期的厚度的比例的1倍以上，则很难使长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度。此外，在将上述第一实施方式、后述的第二变形例及后述的第二实施方式中至少一个与本变形例组合的情况下，无掺杂层13B每层的厚度相对于长周期超晶格层13每周期的厚度的比例也可以为阱层15B每层的厚度相对于活性层15每周期的厚度的比侈的1倍以下。
<第二变形例>
在第二变形例中，掺杂层13A的n型杂质浓度高于势垒层15A的n型杂质浓度。由此，掺杂层13A的离子化的杂质的比例高于势垒层15A的离子化的杂质的比例。因此，长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度。
掺杂层13A的n型杂质浓度优选为大于1乘以势垒层15A的n型杂质浓度。优选的是，掺杂层13A的n型杂质浓度为势垒层15A的n型杂质浓度的1.2倍以上、1000倍以下，或者2×1019cm-3以下。如果掺杂层13A的n型杂质浓度为势垒层15A的n型杂质浓度的1倍以下，则很难使长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度。另一方面，如果掺杂层13A的n型杂质浓度超过势垒层15A的n型杂质浓度1000倍，或者掺杂层13A的n型杂质浓度超过2×1019cm-3，则导致掺杂层13A的平坦性降低，因此，导致活性层15的结晶性的降低而引起活性层15的发光效率的降低。此外，在将上述第一实施方式、上述第一变形例及后述的第二实施方式中的至少一个与本变形例组合的情况下，掺杂层13A的n型杂质浓度可以为势垒层15A的n型杂质浓度的1倍以上。
<第二实施方式>
在本发明的第二实施方式中，长周期超晶格层13的制造条件与活性层15的制造条件不同，长周期超晶格层13的平均载流子浓度与活性层15的平均载流子浓度不同。以下，主要对长周期超晶格层13和活性层15的生长方法进行说明。
首先，在基板3的上表面，依次使缓冲层5、基底层7、n型氮化物半导体层9以及短周期超晶格层11进行晶体生长。成膜所用的材料、成膜温度及成膜时间等晶体生长条件可以根据生长层的材料及厚度等相应地设定。
接着，在短周期超晶格层11的上表面，使长周期超晶格层13进行晶体生长。
此时，掺杂层13A的生长速度优选为10nm/小时以上、300nm/小时以下。如果掺杂层13A的生长速度不足10nm/小时，则掺杂层13A的生长时间较长，因此，由于增大用于生长掺杂层13A所用的材料的量，所以降低氮化物半导体发光元件1的生产性。另一方面，如果掺杂层13A的生长速度超过300nm/小时，则可能导致由掺杂层13A的结晶质量的降低而引起的氮化物半导体发光元件1的发光效率的降低。无掺杂层13B的生长速度优选为10nm/小时以上、300nm/小时以下，更优选与掺杂层13A的生长速度相同。
另外，长周期超晶格层13的生长温度可以与活性层15的生长温度相同，也可以是比活性层15的生长温度高30℃的温度。如果长周期超晶格层13的生长温度低于活性层15的生长温度，则可能导致由活性层15的结晶质量的降低而引起的氮化物半导体发光元件1的发光效率的降低。另一方面，如果长周期超晶格层13的生长温度过高，则无掺杂层13B的带隙变得过大，可能不能发挥作为长周期超晶格层13本来的功能的畸变缓解功能。
接着，在长周期超晶格层13的上表面，使活性层15进行晶体生长。
此时，势垒层15A的生长速度优选为10nm/小时以上、300nm/小时以下，也可以与掺杂层13A的生长速度相同。如果势垒层15A的生长速度不足10nm/小时，则势垒层15A的生长时间较长，因此，由于增大用于生长势垒层15A所用的材料的量，所以可能降低氮化物半导体发光元件1的生产性。另一方面，如果势垒层15A的生长速度超过300nm/小时，则可能导致由势垒层15A的结晶质量的降低而引起的氮化物半导体发光元件1的发光效率的降低。
另一方面，阱层15B的生长速度优选慢于掺杂层13A、无掺杂层13B及势垒层15A各自的生长速度。例如，阱层15B的生长速度优选为10nm/小时以上、150nm/小时以下，更优选为20nm/小时以上、100nm/小时以下。因此，阱层15B的结晶性比掺杂层13A、无掺杂层13B及势垒层15A更优秀，因此，能够提供发光效率良好的氮化物半导体发光元件1。
另外，活性层15的生长温度优选为600℃以上、1000℃以下。如果活性层15的生长温度不足600℃，则活性层15的结晶性变差，可能引起氮化物半导体发光元件1的发光效率的降低。另一方面，如果活性层15的生长温度超过1000℃，则In未充分进入活性层15，因此，可能不能获得所希望的发光波长。
接着，在活性层15的上表面，使p型氮化物半导体层17进行晶体生长。之后，对p型氮化物半导体层17、活性层15、长周期超晶格层13、短周期超晶格层11及n型氮化物半导体层9进行蚀刻，以露出n型氮化物半导体层9的一部分。在通过该蚀刻露出的n型氮化物半导体层9的上表面上形成n侧电极21，在p型氮化物半导体层17的上表面上经由透明电极23形成p侧电极25。从而制作氮化物半导体发光元件1。
如上所述，在本实施方式中，掺杂层13A、无掺杂层13B以及势垒层15A各自的生长速度优选比阱层15B的生长速度快。因此，在掺杂层13A、无掺杂层13B及势垒层15A存在比阱层15B更多的晶格缺陷。这些晶格缺陷作为施主而起作用，是用于效率良好地向阱层15B注入载流子所必须的。另外，含有掺杂层13A和无掺杂层13B这两者的长周期超晶格层13比活性层15存在更多的上述晶格缺陷。因此，长周期超晶格层13的平均载流子浓度高于活性层15的平均载流子浓度。
以往，认为活性层以及长周期超晶格层各自的最适宜的生长速度是使晶格缺陷减少的速度。但是，经过本发明人的刻苦研究得知，对于长周期超晶格层而言，当加快生长速度且晶格缺陷稍多时容易产生载流子。另外，基于相同理由可知，即使晶格缺陷存在于势垒层15A而不存在于阱层15B，也能够抑制氮化物半导体发光元件1的非发光复合的发生，并且降低氮化物半导体发光元件1的驱动电压，因此这是所希望的。
具体地说，设置长周期超晶格层13的理由是为了避免如上述第一实施形式的<长周期超晶格层>所述的畸变的产生，另外，也为了在电流驱动时向活性层15导入载流子来防止强电流驱动时的电效率变差。
为了避免产生畸变，如上述第一实施方式的<长周期超晶格层>所述，优选的是，利用与活性层15的阱层15B相近的组成生长长周期超晶格层13的无掺杂层13B。另一方面，为了向活性层15导入载流子，长周期超晶格层13优选具有多个施主能级。在本实施方式中，掺杂层13A、无掺杂层13B以及势垒层15A各自的生长速度都比阱层15B的生长速度快。因此，长周期超晶格层13的施主性的晶格缺陷比活性层15的施主性的晶格缺陷多。如果施主性的晶格缺陷变多，则引起非发光复合的产生，可能造成发光效率的降低。但是，如上所述，本实施方式的长周期超晶格层13的平均载流子密度(在本实施方式中是电子密度)高。因此，能够防止空穴扩散到长周期超晶格层13。因此，长周期超晶格层13的施主性的晶格缺陷几乎不作为非发光复合的中心而起作用，而作为向活性层15供给施主的施主供给源而起作用。
另外，如果如本实施方式所述地使掺杂层13A、无掺杂层13B及势垒层15A各自的生长速度比阱层15B的生长速度快，则能够谋求缩短掺杂层13A、无掺杂层13B及势垒层15A生长所需的时间(生长时间)，并且能够谋求减少材料。因此，能够谋求降低氮化物半导体发光元件的制造成本。在对多个大直径的基板(直径在6英尺以上)同时实施成膜处理的情况下，该效果特别显著。
此外，在本实施方式中，优选的是，在掺杂层13A、无掺杂层13B、势垒层15A以及阱层15B都含有In的情况下，调节TMI(trimethyl indium：三甲基铟)气体的供给量，使掺杂层13A、无掺杂层13B、势垒层15A以及阱层15B进行晶体生长。由此，能够使掺杂层13A及无掺杂层13B分别通过光致发光而发出的光的波长在活性层15发出的光的波长以下。
另外，在本实施方式中，长周期超晶格层13等的晶体生长方法没有被特别限定。在使用原料气体和载气使长周期超晶格层13等进行晶体生长的情况下，例如在通过MOCVD(Metal Organic Chemical Vapor Deposition：金属有机化学气相淀积)发进行晶体生长的情况下，优选的是，通过后述的第三变形例所示的方法制造氮化物半导体发光元件。由此，因为进一步提高活性层15的结晶性，所以进一步提高发光效率。
另外，在将上述第一实施方式、上述第一变形例以及上述第二变形例中至少一个与本实施方式组合的情况下，也可以使掺杂层13A、无掺杂层13B及势垒层15A各自的生长速度与阱层15B的生长速度相同。
<第三变形例>
在第三变形例中，使用含有0.3体积％以上、30体积％以下的氢气的载气生长长周期超晶格层13的掺杂层13A。以下，主要对与上述第二实施方式不同的点进行说明。
通过上述第二实施方式所示的方法，在基板3的上表面，依次使缓冲层5、基底层7、n型氮化物半导体层9以及短周期超晶格层11进行晶体生长。
接着，在短周期超晶格层11的上表面，使长周期超晶格层13进行晶体生长。此时，在生长长周期超晶格层13的掺杂层13A时，优选使用氮气和0.3体积％以上、30体积％以下的氢气作为载气。另一方面，在生长长周期超晶格层13的无掺杂层13B时，优选使用氮气作为载气。此外，原料气体可以根据掺杂层13A以及无掺杂层13B各自的组成进行适当的选择。
另外，因为使用含有0.3体积％以上、30体积％以下的氢气的载气生长长周期超晶格层13的掺杂层13A，所以与仅使用氮气作为载气生长掺杂层13A的情况相比，提高掺杂层13A的结晶质量，容易生长更平坦的掺杂层13A。因此，与通过上述第二实施方式的制造方法制造氮化物半导体发光元件的情况相比，提高长周期超晶格层13的上表面的平坦性。因此，由于提高活性层15的结晶性，所以进一步提高发光效率。
接着，在长周期超晶格层13的上表面，使活性层15进行晶体生长。此时，在生长活性层15的势垒层15A时，优选使用氮气和氢气作为载气。另外，在生长活性层15的阱层15B时，优选使用氮气作为载气。此外，原料气体可以根据势垒层15A及阱层15B各自的组分进行适当的选择。
接着，通过上述第二实施方式所示的方法，在活性层15的上表面，使p型氮化物半导体层17进行晶体生长，对p型氮化物半导体层17、活性层15、长周期超晶格层13、短周期超晶格层11以及n型氮化物半导体层9进行蚀刻，在利用蚀刻露出的n型氮化物半导体层9的上表面上形成n侧电极21，在p型氮化物半导体层17的上表面上经由透明电极23形成p侧电极25。
<第四变形例>
在第四变形例中，使长周期超晶格层13的生长温度高于活性层15的生长温度地生长长周期超晶格层13。以下，主要对与上述第二实施方式不同的点进行说明。
通过上述第二实施方式所示的方法，在基板3的上表面，依次使缓冲层5、基底层7、n型氮化物半导体层9以及短周期超晶格层11进行晶体生长。之后，在短周期超晶格层11的上表面，使长周期超晶格层13进行晶体生长。
此时，使长周期超晶格层13的生长温度高于在后续工序中制作的活性层15的生长温度。具体地说，优选使长周期超晶格层13的生长温度比活性层15的生长温度高3℃以上、30℃以下。由此，无掺杂层13B的In组分降低，因此，提高无掺杂层13B的结晶质量。因此，与通过上述第二实施方式的制造方法制作的氮化物半导体发光元件的情况相比，提高长周期超晶格层13的上表面的平坦性。因此，由于提高活性层15的结晶性，所以进一步提高发光效率。
接着，通过上述第二实施方式所示的方法，在长周期超晶格层13的上表面，使活性层15以及p型氮化物半导体层17进行晶体生长，对p型氮化物半导体层17、活性层15、长周期超晶格层13、短周期超晶格层11以及n型氮化物半导体层9进行蚀刻，在利用蚀刻露出的n型氮化物半导体层9的上表面上形成n侧电极21，在p型氮化物半导体层17的上表面上经由透明电极23形成p侧电极25。
例
以下表示本发明的实施例。此外，本发明不限定于以下所示的实施例。
<氮化物半导体发光元件的制作>
<实施例1>
首先，准备在上表面进行了凹凸加工的蓝宝石基板，在其上表面上，依次使由AlN构成的缓冲层、由无掺杂GaN构成的基底层、由n型GaN构成的n型接触层、由n型GaN构成的n型包覆层进行晶体生长。此时，n型包覆层的厚度是1μm，n型包覆层的n型杂质浓度是6×1018cm-3。
接着，将成膜装置的温度设定为880℃，使短周期超晶格层进行晶体生长。具体地说，使由掺杂Si的GaN构成的第一半导体层以及由无掺杂的InGaN构成的第二半导体层交替20个周期进行晶体生长。
使用TMG(trimethyl gallium：三甲基镓)气体和NH3气体作为原料气体，使用氮气作为载气，使第一半导体层进行晶体生长。各第一半导体层的厚度是1.75nm，各第一半导体层的Si浓度是3×1018cm-3。
使用TMI气体和NH3气体作为原料气体，使用氮气作为载气，使第二半导体层进行晶体生长。各第二半导体层的厚度是1.75nm。另外，调节TMI的流量以使第二半导体层通过光致发光而发出的光的波长为375nm，因此，在各第二半导体层中In组分为20％。载流子在第一半导体层和第二半导体层扩散并且变得均匀，短周期超晶格层的平均载流子浓度约为1.5×1018cm-3。
接着，使成膜装置的温度下降至855℃，使长周期超晶格层进行晶体生长。具体地说，使由掺杂Si的GaN构成的掺杂层以及由无掺杂的InGaN构成的无掺杂层交替3个周期进行晶体生长。
使用TMG气体和NH3气体作为原料气体，使用氮气和氢气作为载气，使掺杂层进行晶体生长。使各掺杂层的生长速度为100nm/小时。各掺杂层的厚度为5nm，各掺杂层的Si浓度为3.4×1017cm-3。
使用TMI气体和NH3气体作为原料气体，使用氮气作为载气，使无掺杂层进行晶体生长。使各无掺杂层的生长速度为100nm/小时。各无掺杂层的厚度为3.5nm。另外，调节TMI的流量以使无掺杂层通过光致发光而发出的光的波长为448nm，因此在各无掺杂层中In组分为22％。载流子在掺杂层和无掺杂层扩散并变得均匀，长周期超晶格层的平均载流子浓度约为2.6×1017cm-3。
接着，使成膜装置的温度下降至850℃，使活性层进行晶体生长。具体地说，使由掺杂Si的GaN构成的势垒层和由无掺杂的InGaN构成的阱层交替3个周期进行晶体生长。
使用TMG气体和NH3气体作为原料气体，使用氮气和氢气作为载气，使势垒层进行晶体生长。使各势垒层的生长速度为100nm/小时。各势垒层的厚度为5nm，各势垒层的Si浓度为3.4×1017cm-3。
使用TMI气体和NH3气体作为原料气体，使用氮气作为载气，使阱层进行晶体生长。使各阱层的生长速度为52nm/小时。各阱层的厚度为3.5nm。另外，调节TMI的流量以使阱层通过光致发光而发出的光的波长为450nm，因此在各阱层中In组分为25％。载流子在势垒层和阱层扩散并变得均匀，活性层的平均载流子浓度约为2×1017cm-3。
接着，在阱层的上表面上，使由无掺杂的GaN构成的最上侧势垒层进行晶体生长10nm。
接着，提高成膜装置的温度，在最上侧势垒层的上表面上，使p型AlGaN层、p型GaN层以及p型重掺杂接触层进行晶体生长。
接着，对p型重掺杂接触层、p型GaN层、p型AlGaN层、活性层、长周期超晶格层、短周期超晶格层、n型包覆层以及n型接触层进行蚀刻，以使n型接触层的一部分露出。在利用蚀刻露出的n型接触层的上表面上形成由Au构成的n侧电极。另外，在p型重掺杂接触层的上表面上依次形成由ITO构成的透明电极和由Au构成的p侧电极。由此，制作实施例1的氮化物半导体发光元件。
在30mA的电流下，得到的氮化物半导体发光元件的光的输出功率为45mW，电压为2.9V。
<实施例2>
除了提高由掺杂Si的GaN构成的掺杂层每层的厚度相对于长周期超晶格层每周期的厚度的比例以外，还是通过与上述实施例1相同的方法制造实施例2的氮化物半导体发光元件。以下，主要对与上述实施例1不同的点进行说明。
具体地说，通过与上述实施例1相同的方法，在蓝宝石基板的上表面上，使缓冲层、基底层、n型接触层、n型包覆层以及短周期超晶格层进行晶体生长。
接着，将成膜装置的温度设定为855℃，使长周期超晶格层进行晶体生长。具体地说，使由掺杂Si的GaN构成的掺杂层和由无掺杂的InGaN构成的无掺杂层交替3个周期进行晶体生长。此时，调节掺杂层的生长时间以使各掺杂层的厚度为6.5nm。载流子在掺杂层和无掺杂层中扩散并变得平均，长周期超晶格层的平均载流子浓度约为2.9×1017cm-3。
接着，通过与上述实施例1相同的方法，在长周期超晶格层的上表面上依次使活性层、p型AlGaN层、p型GaN层以及p型重掺杂接触层进行晶体生长，并且制造n侧电极、透明电极以及p侧电极。由此，得到实施例2的氮化物半导体发光元件。在30mA的电流下，制作的氮化物半导体发光元件的光输出功率为45mW，电压为2.85V。
在本实施例中，与上述实施例1相比，掺杂层每层的厚度相对于长周期超晶格层每周期的厚度的比例较高。因此，在本实施例中，不提高掺杂层的Si浓度，而增加长周期超晶格层内的Si的总量。因此，长周期超晶格层的平均载流子浓度高于上述实施例1。另外，因为能够提高长周期超晶格层的平均载流子浓度而不引起掺杂层平坦性的降低，所以能够提高向活性层供给载流子的供给性而不引起活性层的结晶性变差。由此，在本实施例中，虽然光输出功率与上述实施例1相同(45mW)，但是，能够使驱动电压比上述实施例1低(从2.9V降低到2.85V)，因此，进一步改善强电流驱动时的电效率。
<实施例3>
除了降低长周期超晶格层的生长温度，降低由无掺杂的GaN构成的无掺杂层每层的厚度相对于长周期超晶格层每周期的厚度的比例，以及降低活性层的势垒层的Si浓度以外，还是通过与上述实施例1相同的方法制造实施例3的氮化物半导体发光元件。以下，主要对与上述实施例1不同的点进行说明。
具体地说，通过与上述实施例1同样的方法，在蓝宝石基板的上表面上，使缓冲层、基底层、n型接触层、n型包覆层以及短周期超晶格层进行晶体生长。
接着，将成膜装置的温度设定为850℃，使长周期超晶格层进行晶体生长。具体地说，使由掺杂Si的GaN构成的掺杂层和由无掺杂的InGaN构成的无掺杂层交替3个周期进行晶体生长。此时，调整无掺杂层的生长时间以使各无掺杂层的厚度为2.5nm。载流子在掺杂层和无掺杂层中扩散并变得均匀，长周期超晶格层的平均载流子浓度约为3.0×1017cm-3。
接着，不改变成膜装置的温度而使活性层进行晶体生长。具体地说，使由掺杂Si的GaN构成的势垒层和由无掺杂的InGaN构成的阱层交替3个周期进行晶体生长。此时，调整Si相对于势垒层的掺杂量以使各势垒层的Si浓度为1.0×1017cm-3。载流子在势垒层和阱层中扩散并变得均匀，活性层的平均载流子浓度约为6×1016cm-3。
接着，通过与上述实施例1相同的方法，在活性层的上表面上，依次使p型AlGaN层、p型GaN层以及p型重掺杂接触层进行晶体生长，并且制作n侧电极、透明电极以及p侧电极。由此，得到实施例3的氮化物半导体发光元件。在30mA的电流下，如上所述地制造的氮化物半导体发光元件的光输出功率为45mW，电压为2.82V。
在本实施例中，与上述实施例1相比，由无掺杂的GaN构成的无掺杂层每层的厚度相对于长周期超晶格层每周期的厚度的比例较低。因此，在本实施例中，与上述实施例1相比，长周期超晶格层的无掺杂层的体积比例较低，因此，长周期超晶格层的平均载流子浓度变高。另外，可以知道如果减小长周期超晶格层的InGaN层每层的厚度，氮化物半导体发光元件的起动电压(立ち上がり電压)降低。由此，在本实施例中，虽然光输出功率与上述实施例1相同(45mW)，但是与上述实施例2相比，能够进一步降低驱动电压(从2.85V降低到2.82V)，因此，进一步改善强电流驱动时的电效率。
<实施例4>
除了改变载气的材料使长周期超晶格层的掺杂层进行晶体生长以外，还是通过与上述实施例1相同的方法制造实施例4的氮化物半导体发光元件。以下，主要对与上述实施例1不同的点进行说明。
具体地说，通过与上述实施例1相同的方法，在蓝宝石基板的上表面上，使缓冲层、基底层、n型接触层、n型包覆层以及短周期超晶格层进行晶体生长。
接着，将成膜装置的温度设定为855℃，使长周期超晶格层进行晶体生长。具体地说，使由掺杂Si的GaN构成的掺杂层和由无掺杂的InGaN构成的无掺杂层交替3个周期进行晶体生长。此时，使用氮气和3体积％的氢气作为载气生长各掺杂层。载流子在掺杂层和无掺杂层中扩散并变得均匀，长周期超晶格层的平均载流子浓度约为3.0×1017cm-3。
接着，通过与上述实施例1相同的方法，在长周期超晶格层的上表面上，依次使活性层、p型AlGaN层、p型GaN层以及p型重掺杂接触层进行晶体生长，制作n侧电极、透明电极以及p侧电极。由此，得到实施例4的氮化物半导体发光元件。在30mA的电流下，制作的氮化物半导体发光元件的光输出功率为46mW，电压为2.85V。
在本实施例中，使用含有3体积％的氢气的载气制造由掺杂Si的GaN构成的长周期超晶格层的掺杂层。因此，容易将Si掺入GaN膜中。因此，即使在855℃这样的较低温度下生长由掺杂Si的GaN构成的长周期超晶格层的掺杂层的情况下，也提高长周期超晶格层的平均载流子浓度。另外，因为载气含有氢气，所以即使在低温生长，也容易得到高质量的结晶，并且改善长周期超晶格层的上表面的平坦性，因此，改善活性层的结晶性。由此，改善光输出功率(从45mW提高到46mW)。
<实施例5>
除了提高生长温度而使长周期超晶格层进行晶体生长，提高由掺杂Si的GaN构成的掺杂层每层的厚度相对于长周期超晶格层每周期的厚度的比例，改变由InGaN构成的长周期超晶格层的无掺杂层的In和Ga的组分比，以及减小由掺杂Si的GaN构成的活性层的势垒层每层的厚度以外，还是通过与上述实施例1相同的方法制造实施例5的氮化物半导体发光元件。以下，主要对与上述实施例1不同的点进行说明。
具体地说，通过与上述实施例1相同的方法，在蓝宝石基板的上表面上，使缓冲层、基底层、n型接触层、n型包覆层以及短周期超晶格层进行晶体生长。
接着，将成膜装置的温度设定为860℃，使长周期超晶格层进行晶体生长。具体地说，使由掺杂Si的GaN构成的掺杂层和由无掺杂的InGaN构成的无掺杂层交替3个周期进行晶体生长。此时，调整掺杂层的生长时间以使各掺杂层的厚度为6.5nm。另外，调整TMI的流量以使无掺杂层通过光致发光而发出的光的波长为445nm，因此在各无掺杂层中In组分约为22％。载流子在掺杂层和无掺杂层中扩散并变得平均，长周期超晶格层的平均载流子浓度约为2.9×1017cm-3。
接着，使成膜装置的温度降低至850℃而使活性层进行晶体生长。具体地说，使由掺杂Si的GaN构成的势垒层和由无掺杂的InGaN构成的阱层交替3个周期进行晶体生长。此时，调整势垒层的生长时间以使各势垒层的厚度为4nm。载流子在势垒层和阱层中扩散并变得平均，活性层的平均载流子浓度约为4.7×1017cm-3。
接着，通过与上述实施例1相同的方法，在活性层的上表面上，依次使p型AlGaN层、p型GaN层以及p型重掺杂接触层进行晶体生长，并且制作n侧电极、透明电极以及p侧电极。由此，得到实施例5的氮化物半导体发光元件。在30mA的电流下，制作的氮化物半导体发光元件的光输出功率为48mW，电压为2.8V。
在本实施例中，因为长周期超晶格层的生长温度比上述实施例1高，所以提高长周期超晶格层的结晶性，因此，长周期超晶格层的上表面的平坦性比上述实施例1高。因此，活性层的结晶质量比上述实施例1高。另外，因为活性层的势垒层每层的厚度比上述实施例1小，所以活性层的平均载流子浓度在5×1016cm-3以下。因此，电子和空穴容易扩散。由此，改善光输出功率(从45mW增加到48mW)，降低驱动电压(从2.9V降低到2.8V)。
<实施例6>
除了活性层的势垒层不含n型杂质以外，还是通过上述实施例1的方法制作实施例6的氮化物半导体发光元件。在本实施例中，直到短周期超晶格层的制作工序都通过上述实施例1所记载的方法来进行，之后，通过以下所示方法制作长周期超晶格层以及活性层。
将成膜装置的温度设定为860℃而使长周期超晶格层进行晶体生长。具体地说，使由掺杂Si的GaN构成的掺杂层和由无掺杂的InGaN构成的掺杂层交替3个周期进行晶体生长。此时，调整掺杂层及无掺杂层各自的生长时间以使各掺杂层的厚度为6.5nm，各无掺杂层的厚度为3.9nm。另外，调整TMI的流量以使无掺杂层通过光致发光而发出的光的波长为445nm，因此在各无掺杂层中In的组分约为22％。载气在掺杂层和无掺杂层中扩散并变得均匀，长周期超晶格层的平均载流子浓度约为2.7×1017cm-3。
接着，使成膜装置的温度降低至850℃而使活性层进行晶体生长。具体地说，使由无掺杂的GaN构成的势垒层和由无掺杂的InGaN构成的阱层交替3个周期进行晶体生长。此时，调整势垒层和阱层各自的生长时间以使各势垒层的厚度为4nm，各阱层的厚度为3.9nm。活性层的平均载流子浓度约为2×1016cm-3。之后，使最上侧势垒层进行晶体生长10nm。
如果如上所述地使势垒层为无掺杂层，即使在将强电流注入活性层时，注入载流子也容易在活性层中扩散，不会引起局部电流密度的增大，因此，得到高的发光效率。由此，改善光输出功率(从45mW增加到50mW)。
<比较例1>
通过日本特开2005-109425号公报所记载的方法制作氮化物半导体发光元件，该氮化物半导体发光元件未设置长周期超晶格层以及短周期超晶格层并且含有活性层，该活性层通过由3nm无掺杂的InGaN层构成的阱层和由18nm掺杂1×1017cm-3的Si的GaN层构成的势垒层而构成。在30mA的电流下，制作的氮化物半导体发光元件的光输出功率为37mW、电压为3.8V。
<评价>
相对于实施例1的氮化物半导体发光元件以及比较例1的氮化物半导体发光元件改变驱动电流来测定外部量子效率。具体地说，测定各驱动电流流动时的光输出功率，根据光输出功率计算出外部量子效率。于是，得到图2所示的结果。
如图2所示，当驱动电流IF在1mA以下时，实施例1的外部量子效率ηex与比较例1的外部量子效率ηex之间几乎没有差别。但是，如果驱动电流IF超过1mA，则实施例1的外部量子效率ηex较大，随着驱动电流IF的增大，实施例1与比较例1的外部量子效率ηex的差别也变大。因此，在实施例1中，能够防止强电流驱动时电效率变差。
另外，对实施例1的氮化物半导体发光元件及比较例1的氮化物半导体发光元件求出C-V特性，基于该C-V特性计算出载流子浓度。于是，获得图3所示的结果。
如图3所示，在实施例1中，活性层的平均载流子浓度为2×1017cm-3，长周期超晶格层的平均载流子浓度为2.6×1017cm-3。由此，认为长周期超晶格层的平均载流子浓度高于活性层的平均载流子浓度。
另外，在实施例1中，与比较例1相比，设置有平均载流子浓度比活性层高的长周期短晶格层。由此，可以说实施例1的活性层的平均载流子浓度高于比较例1的活性层的平均载流子浓度。因此，在实施例1中，与比较例1相比，认为能够防止强电流驱动时的电效率变差。
此外，在比较例1中，与实施例1相比，活性层的势垒层较厚。因此，比较例1的活性层每层的厚度大于实施例1的活性层每层的厚度。因此，可以说在比较例1中，导致氮化物半导体发光元件的驱动电压变高，降低其电效率。
另外，如图3所示，在实施例1中，在比长周期超晶格层更靠基板侧的位置(比长周期超晶格层更深的位置)，设置有平均载流子浓度比长周期超晶格层高的层(相当于短周期超晶格层)。因此，在将逆偏置电流施加于实施例1的氮化物半导体发光元件的情况下，认为耗尽层仅伸展到短周期超晶格层。因此，即使在n型氮化物半导体层存在缺陷，由于耗尽层未伸展到存在缺陷的n型氮化物半导体层，所以不会对缺陷施加大的电场。另外，由于耗尽层薄，所以有效地引起由沟道电流等产生的放电，不会在局部缺陷集中强电流。因此，即使在实施例1的氮化物半导体发光元件上施加有逆偏置电流的情况下，也能够防止在实施例1的氮化物半导体发光元件产生静电破坏。
另一方面，在比较例1中，如图3所示，没有在比活性层更靠基板侧的位置设置平均载流子浓度比活性层高的层。因此，在向比较例1的氮化物半导体发光元件施加逆偏置电流时，耗尽层可能伸展至n型氮化物半导体层，可能在n型氮化物半导体层所存在的缺陷(位错等)集中电流而引起静电破坏。
如上所述地对本发明的实施方式及实施例进行说明，但是，将各实施方式及实施例的特征进行适当的组合而得到技术方案也包含在本发明的范围内。
虽然对本发明进行详细的说明，但仅是示例而已，并不起限定作用，本发明的范围应当被理解为权利要求所要求保护的范围。

Claims (21)

1.一种氮化物半导体发光元件，其特征在于，包括：
第一导电型氮化物半导体层；
设置在所述第一导电型氮化物半导体层上的超晶格层；
设置在所述超晶格层上的活性层；
设置在所述活性层上的第二导电型氮化物半导体层；
所述超晶格层的平均载流子浓度高于所述活性层的平均载流子浓度。
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，所述超晶格层的平均载流子浓度是所述活性层的平均载流子浓度的1.2倍以上。
3.如权利要求1所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，
所述超晶格层包括含有第一导电型杂质的掺杂层，
所述活性层含有势垒层，
所述掺杂层每层的厚度相对于所述超晶格层每周期的厚度的比例在所述势垒层每层的厚度相对于所述活性层每周期的厚度的比例以上。
4.如权利要求1所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，所述掺杂层的第一导电型杂质的浓度在所述势垒层的第一导电型杂质的浓度以上。
5.如权利要求1所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，
所述超晶格层包含不具有第一导电型杂质的无掺杂层，
所述活性层包含不具有所述第一导电型杂质的阱层，
所述无掺杂层每层的厚度相对于所述超晶格层每周期的厚度的比例在所述阱层每层的厚度相对于所述活性层每周期的厚度的比例以下。
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，
所述无掺杂层与所述活性层的下表面相接。
7.如权利要求3所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，
所述超晶格层具有两层以上的所述掺杂层。
8.如权利要求3所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，
所述掺杂层每层的厚度在1.5nm以上。
9.如权利要求3所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，
所述掺杂层的第一导电型杂质的浓度在1×1017cm-3以上。
10.如权利要求3所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，
所述势垒层不含所述第一导电型杂质，或者所述势垒层的第一导电型杂质的浓度在8×1017cm-3以下。
11.如权利要求5所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，
所述活性层具有两层以上的所述阱层。
12.如权利要求3所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，
所述势垒层每层的厚度在7nm以下。
13.如权利要求1所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，
所述第一导电型氮化物半导体层与所述超晶格层之间设置有每周期的厚度比所述超晶格层的每周期的厚度薄的短周期超晶格层，
所述短周期超晶格层的第一导电型杂质的浓度在1×1018cm-3以上、5×1019cm-3以下。
14.如权利要求5所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，
所述超晶格层是由所述掺杂层和所述无掺杂层层积而成，所述掺杂层包含所述第一导电型杂质和AlaGabIn(1-a-b)N(0≤a＜1、0＜b≤1)，
所述无掺杂层由lncGa(1-c)N(0＜c≤1)构成。
15.如权利要求5所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，
所述活性层是由所述势垒层和所述阱层层积而成，
所述势垒层包含所述第一导电型杂质和AlxGayIn(1-x-y)N(0≤x＜1、0＜y≤1)，
所述阱层由lnzGa(1-z)N(0＜z≤1)构成。
16.如权利要求1所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，
所述超晶格层以及所述活性层分别包含In，所述超晶格层利用光致发光所发出的光的波长在所述活性层发出的光的波长以下。
17.一种氮化物半导体发光元件的制造方法，其制造权利要求1所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，包括：
在基板上生长所述第一导电型氮化物半导体层的工序；
在所述第一导电型氮化物半导体上生长所述超晶格层的工序；
在所述超晶格层上生长所述活性层的工序；
在所述活性层上设置所述第二导电型氮化物半导体层的工序；
所述超晶格层的生长速度在作为所述活性层的一部分的阱层的生长速度以上。
18.如权利要求17所述的氮化物半导体发光元件的制造方法，其特征在于，构成所述超晶格层中的不含第一导电型杂质的层的生长速度在所述阱层的生长速度以上。
19.如权利要求17所述的氮化物半导体发光元件的制造方法，其特征在于，使用第一原料气体和第一载气，生长构成所述超晶格层的层中含有第一导电型杂质的层，
所述第一载气含有体积0.3％以上、体积30％以下的氢气。
20.如权利要求17所述的氮化物半导体发光元件的制造方法，其特征在于，所述超晶格层的生长温度与所述活性层的生长温度相同，或者所述超晶格层的生长温度比所述活性层的生长温度高。
21.如权利要求17所述的氮化物半导体发光元件的制造方法，其特征在于，所述阱层的生长速度在10nm/小时以上、150nm/小时以下。
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Granted publication date: 20160302