CN105917478A

CN105917478A - 半导体发光元件

Info

Publication number: CN105917478A
Application number: CN201580005053.5A
Authority: CN
Inventors: 三好晃平
Original assignee: Ushio Denki KK
Current assignee: Ushio Denki KK
Priority date: 2014-02-05
Filing date: 2015-02-02
Publication date: 2016-08-31
Also published as: JP5861947B2; US20170012166A1; JP2015149342A; WO2015119066A1

Abstract

本发明的目的是提供一种沿c轴方向使活性层生长而形成的峰值发光波长为530nm以上的半导体发光元件，与以往相比提高其发光效率。半导体发光元件的峰值发光波长为530nm以上，其具有n型半导体层、形成于n型半导体层的上层的由具有不同带隙的多个氮化物半导体的层叠体构成的超晶格层、形成于超晶格层的上层的活性层和形成于活性层的上层的p型半导体层。活性层是将由In_X1Ga_1‑X1N(0≤X1≤0.01)构成的第一层、由In_X2Ga_1‑X2N(0.2<X2<1)构成的第二层及由Al_Y1Ga_1‑Y1N(0<Y1<1)构成的第三层层叠、且至少周期性地形成有第一层及第二层而成的。

Description

半导体发光元件

技术领域

本发明涉及半导体发光元件，特别是涉及峰值发光波长显示530nm以上的半导体发光元件。此外，本发明涉及这样的半导体发光元件的制造方法。

背景技术

近年来，正在进行使用了具有可见光区域的发光波长的LED的放映机或医疗用检查装置的开发。作为具有可见光区域的发光波长的LED，以往主要使用GaP系的化合物半导体。但是GaP系的化合物半导体是能带结构为间接跃迁型半导体，由于跃迁概率低，所以发光效率的提高困难。正在进行使用了直接跃迁型半导体即氮化物半导体系的材料的可见光区域的LED的开发。

关于可见光区域的发光，已知特别是530nm以上的波长区域难以高效率化，发光效率显著降低。图15是表示峰值发光波长与内部量子效率的关系的图表，横轴与峰值发光波长对应，纵轴与内部量子效率(IQE)对应。根据图15，能够确认若峰值发光波长超过520nm则内部量子效率急剧降低。像这样内部量子效率降低的波长区域被称为“绿光能隙区域”，不论是GaP系或氮化物半导体系，在所述波长区域中效率降低都成为问题。因此，要求在该绿光能隙区域中提高内部量子效率而提高发光效率。

特别是在530nm以上的波长区域中发光效率降低的理由之一可列举出：起因于压电电场的活性层内的电子与空穴的再结合概率的降低。关于这一点，列举出氮化物半导体为例进行说明。

GaN或AlGaN等氮化物半导体具有纤锌矿型晶体结构(六方晶结构)。纤锌矿型晶体结构的面以四指数标记(六方晶指数)、使用a1、a2、a3及c所示的基本矢量来表示晶体面、取向。基本矢量c沿[0001]方向延长，该方向被称为“c轴”。与c轴垂直的面被称为“c面”或“(0001)面”。

以往，当使用氮化物半导体来制作半导体发光元件时，作为使氮化物半导体晶体生长的基板，使用主表面具有c面基板的基板。实际上在该基板上在低温下使GaN层生长，进一步在其上层使氮化物半导体层生长。另外，作为构成有助于发光的层的活性层，一般使用GaN与InN的混晶即InGaN。

其中，GaN与InN的晶格常数存在差异。具体而言，关于a轴方向，GaN的晶格常数为0.3189nm，而InN的晶格常数为0.354nm。因此，若在与GaN层相比更上层使包含与GaN相比晶格常数大的InN的InGaN层生长，则InGaN层在与生长面垂直的方向上受到压缩变形。此时，带有正电的Ga及In与带有负电的N的极化的平衡瓦解，产生沿着c轴方向的电场(压电电场)。若在活性层中产生压电电场，则该活性层的能带弯曲而电子与空穴的波动函数的重叠程度变小，活性层内的电子与空穴的再结合概率降低(所谓的“量子限制斯塔克效应”)。由此，内部量子效率降低。

为了使发光波长达到530nm以上，需要为了实现与该波长相应的带隙能量而提高活性层中包含的In组成。但是，若提高In组成则压缩变形变大，所以压电电场变大。其结果是，内部量子效率进一步降低。

接到这样的课题，研究了通过使用表面具有非极性面、例如与[10-10]方向垂直的被称为m面的(10-10)面的基板使活性层生长、从而使活性层中不产生压电电场的发光元件(例如参照专利文献1)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2013-230972号公报

发明内容

发明所要解决的技术问题

然而，例如在365nm这样的其他的波长区域中，沿c轴方向使活性层生长时显示更高的发光效率，若能够缓和压电电场的问题则在530nm以上的波长区域中也可以期待同样的效果。本发明从这样的观点出发，目的是在沿c轴方向使活性层生长而形成的峰值发光波长为530nm以上的半导体发光元件中比以往进一步提高其发光效率。

用于解决技术问题的方法

本发明的特征在于，其是峰值发光波长为530nm以上的半导体发光元件，其具有：

n型半导体层、

形成于上述n型半导体层的上层的由具有不同带隙的多个氮化物半导体的层叠体构成的超晶格层、

形成于上述超晶格层的上层的活性层、和

形成于上述活性层的上层的p型半导体层，

上述活性层是将由In_X1Ga_1-X1N(0≤X1≤0.01)构成的第一层、由In_X2Ga_1-X2N(0.2<X2<1)构成的第二层及由Al_Y1Ga_1-Y1N(0<Y1<1)构成的第三层层叠、且至少周期性地形成有上述第一层及上述第二层而成的。

另外，以下在没有需要特别指定组成的情况下，适当通过“AlGaN”、“InGaN”等来标记。

构成第三层的AlGaN为GaN与AlN的混晶，由于晶体尺寸的不同等，因而带有正电的Ga及Al与带有负电的N的极化的平衡瓦解，产生沿着c轴方向的电场(自发极化)。因AlGaN的自发极化而产生的电场沿与InGaN相反的方向施加，结果是来自AlGaN的电场沿消除来自InGaN的压电电场的方向产生。即，通过活性层具有由AlGaN构成的第三层，对活性层产生的压电电场得到缓和，与以往相比能够减小活性层的能带的弯曲。其结果是，活性层中的电子与空穴的再结合概率的降低与以往相比得到缓和，内部量子效率提高。

此外，在n型半导体层与活性层之间，设置有由具有不同带隙的多个氮化物半导体的层叠体构成的超晶格层。由此，能够使晶体发生变形，可以得到缓和对包含由In组成高的InGaN构成的第二层的活性层的晶格变形的效果。

关于为了实现530nm以上的峰值发光波长而需要提高活性层中包含的InGaN的In组成这一点如上所述。可是，为了在InGaN中提高In组成，需要设定为比使GaN生长的温度更低的温度，越提高In组成上述需要越变得显著。原因是，由于InGaN的蒸汽压低，所以若以高的温度使其生长，则变得在晶体中难以摄取In。例如，与形成发射峰值发光波长为450nm左右的蓝色光的活性层的情况相比，为了实现发射峰值发光波长为530nm以上的光的活性层，必须将生长温度降低50℃左右。

可是，在以往的半导体发光元件中，通常在活性层与p型半导体层之间设置电子阻挡层(也称为EB层)。其是为了防止因从n型半导体层向活性层注入的电子越过活性层进入p型半导体层内(也称为“溢流”)而导致再结合概率降低而设置的。为了提高向活性层的载流子注入效率而有时对活性层的势垒层进行Si掺杂，但此时溢流现象显著地出现。

其理由如下所述。比活性层先生长的n型半导体层由于活化能量低，所以可实现n型杂质(Si等)的高活化率。与此相对，如上述那样，在包含InGaN的活性层的形成后生长的p型半导体层由于需要除了活化能量高以外还需要在低温下生长，所以p型杂质(Mg等)的活化率变低。其结果是，与p型杂质浓度相比n型杂质浓度变高，没有与空穴再结合而进行溢流的电子增加。

从防止这种现象的观点出发，在以往的构成中，在活性层与p型半导体层之间设置电子阻挡层是极为有用的。

具体而言，作为电子阻挡层，通过使用与活性层、p形半导体层等其他的层相比能量带隙大的材料，构成对从活性层向p形半导体层流入的电子的势垒。由此，防止从n型半导体层注入的电子向p型半导体层的溢流，并将电子封入活性层内，从而目标在于防止再结合概率的降低。

如上述那样，由于为了实现530nm以上的峰值发光波长而必须降低用于提高In组成的活性层的生长温度，所以电子阻挡层的生长温度也受到该影响而必须降低。原因在于，如果较高地设定电子阻挡层的生长温度，则形成活性层的InGaN不耐高温，有可能晶体被破坏。

以往的电子阻挡层由p-AlGaN构成。然而，若在低温下使AlGaN生长、则通过III族与V族的寄生反应而Al没有被GaN充分地摄取，不仅不会形成高Al组成的AlGaN，而且由于异常生长产生坑而膜质降低。其结果是，元件电阻会上升。另外，为了使电子阻挡层p型化而有时掺杂Mg，但若使掺杂有Mg的电子阻挡层在低温下生长，则Mg的活化率也降低，所以元件电阻依然会上升。此外，所产生的坑会形成非发光中心，供给同一电流时的光输出功率会降低。

根据本发明的构成，作为活性层具有由AlGaN构成的第三层。GaN的带隙能量约为3.4eV，InN的带隙能量约为0.7eV，AlN的带隙能量约为6.2eV。因此，在活性层中，由GaN或In比率低的InGaN构成的第一层构成势垒层，由与第一层相比In比率高的InGaN构成的第二层构成发光层，与此相对，由AlGaN构成的第三层与第一层相比能量带隙高，作为用于实现阻碍电子的移动的功能的层发挥功能。

即，第三层不仅如上述那样具有使InGaN的压电电场缓和的功能，而且还具有抑制电子从n型半导体层越过活性层而向p型半导体层内溢流的功能。其结果是，即使不像以往那样另外具备电子阻挡层，也可以缓和伴随电子的溢流而产生的电子与空穴的再结合概率的降低。因此，即使提高第二层的In组成，在之后的生长过程中InGaN的晶体也不会被破坏，能够实现发光效率高的峰值发光波长为530nm以上的半导体发光元件。

在上述构成中，上述第二层可以由膜厚为2.4nm以上且2.8nm以下的In_X2Ga_1-X2N(0.28≤X2≤0.33)构成。

通常，就半导体发光元件而言，已知越是降低注入的电流密度，外部量子效率越发提高，发光波长越向长波长侧位移。但是，由于市场要求元件的小型化，所以实现即使注入高的电流密度、峰值发光波长也显示530nm以上的半导体发光元件的需要性高。

作为第二层在上述数值范围的条件下构成时，结果是即使是使注入的电流密度高达50A/cm²的情况下，也可以实现峰值发光波长为530nm以上、特别是峰值发光波长为540nm以上且570nm以下的高输出功率的发光元件。另外，即使是将注入的电流密度设定为25A/cm²的情况下，也仍然同样能够实现高输出功率的发光元件。

此外，在上述的构成中，当设上述第一层的膜厚为T1、设上述第二层的膜厚为T2、设上述第三层的膜厚为T3时，可以以满足5T2≤T1≤10T2、且T3<T2的关系的方式构成上述活性层。

如上述那样，由In比率高的InGaN构成的第二层必须在低的生长温度下生长。由于活性层是第一层、第二层及第三层层叠、且至少第一层及第二层周期性地层叠而成的构成，所以必然地第一层、第三层也需要在低至第二层的生长温度程度的温度下生长。

其中，若使由GaN或In比率低的InGaN构成的第一层在与第二层同样低的生长温度下生长，则晶体的品质降低而光输出功率降低。但是，若积累一定程度的膜厚，则晶体能够进行二维生长而形成良好的台阶，晶体品质得到改善。然而，若使第一层过于成为厚膜，则通过起因于低温生长的表面形态的恶化而导致光输出功率的降低。因而，通过将第一层的膜厚T1设定为5T2≤T1≤10T2，能够实现高的光输出功率。

进而，还具有防止电子的溢流的功能的第三层由于如上述那样与第一层、第二层相比能量带隙高，所以若不使电子在该第三层内穿隧则无法向p型半导体层侧移动。因此，第三层的膜厚需要以一定程度较薄地形成。通过与构成发光层的第二层的膜厚相比更薄地构成第三层，能够在第三层内使电子可靠地穿隧。

其中，如上述那样，由于第二层的膜厚以2.4nm以上且2.8nm以下构成，所以若依据此，则第一层的膜厚可以设定为12nm以上且28nm以下。

此外，上述活性层也可以在靠近上述p型半导体层的位置，周期性地形成有上述第一层、上述第二层及上述第三层，在靠近上述n型半导体层的位置周期性地形成有上述第一层及上述第二层。

由AlGaN而得到的第三层的带隙能量大，第一层与第三层相比带隙能量小。并且，由于如上述那样AlGaN具有由自发极化产生的电场，所以在能带中产生变形。其结果是，在第三层与第一层的接合面附近，在活性层的价电子带的能带图中形成槽，空穴在该槽中二维地蓄积(也称为“二维空穴气体”)。认为该空穴由于在二维方向上具有高的迁移率，所以有可能产生从p型半导体层侧向活性层注入的空穴越过活性层的溢流现象。

若产生空穴的溢流现象，则该空穴在形成于活性层与n型半导体层之间的GaN/InGaN的超晶格层的InGaN区域中蓄积。其结果是，从n型半导体层注入的电子在超晶格层内与空穴再结合，产生所期望以外的波长的光。其结果是，产生显示与在活性层内产生的光的峰值波长不同的峰值波长的光，因此不优选。特别是当所期望波长为530nm以上时，由于得不到例如比蓝色光高的光输出功率，所以即使不同的峰值波长的光(不期望的光)以低输出功率产生，不期望的光相对于所期望波长的光的输出功率比也显示一定程度高的值。

根据上述构成，由于在p型半导体层侧设置有第三层，所以如上述那样实现来自InGaN的压电电场的缓和与电子的溢流抑制，由于在n型半导体层侧没有设置第三层，所以没有形成迁移率高的二维空穴气体，空穴的溢流得到抑制。

此外，除了上述构成以外，还可以成为在上述超晶格层与上述活性层之间具有由氮化物半导体层构成的空穴势垒层的构成。根据该构成，由于溢流过活性层的空穴向超晶格层内流入得到抑制，所以如上述那样GaN/InGaN的超晶格层内的不期望的光的产生得到抑制。

空穴势垒层具体而言可以由Si浓度为5×10¹⁸/cm³以上且5×10¹⁹/cm³以下的氮化物半导体层构成。由此，由于超晶格层与活性层之间的能量带隙充分地扩大，所以阻碍了溢流过活性层的空穴向超晶格层侧的移动。越是提高Si浓度，越能够将超晶格层与活性层之间的能带平坦化。这是由于，若形成高浓度的杂质能级，则价电子带被自由载流子掩蔽而能带被平坦化。其结果是，能量带隙扩大，阻碍空穴向超晶格层侧的移动的效果提高。但是，若Si浓度超过5×10¹⁹/cm³，则氮化物半导体层的表面变得粗糙，所以设定为5×10¹⁸/cm³以上且5×10¹⁹/cm³以下的Si浓度是优选的。另外，为了以良好的表面状态实现作为空穴势垒层的显示1×10¹⁹/cm³以上的极高的Si浓度的氮化物半导体层，使用AlGaN是优选的。

上述第三层可以由Al_Y1Ga_1-Y1N(0.2≤Y1≤0.5)构成。若使第三层的Al组成低于20％，则无法在活性层内充分地得到缓和第二层的来自InGaN的压电电场的效果。另一方面，若使第三层的Al组成高于50％，则因来自AlGaN的自发极化而产生的电场变得过强，仍然不优选。

上述n型半导体层可以由Si浓度为3×10¹⁹cm³以上的AlGaN构成。

作为n型半导体层使用GaN的情况下，若使作为n型掺杂剂注入的Si的浓度成为1×10¹⁹/cm³以上，则已知有由于原子结合的状态产生恶化等原因而会产生膜粗糙这样的现象。由于起因于该膜粗糙的晶体状态的恶化，即使以极高浓度掺杂Si，不但比电阻没有充分降低，而且表面变得粗糙，发生白浊化。

与此相对，能够确认：当使n型半导体层为AlGaN时，即使将Si浓度设定为3×10¹⁹cm³以上、更详细而言设定为7×10¹⁹/cm³以上，也不会产生膜粗糙的问题。其结果是，由于能够使n型半导体层的电阻值降低，所以通过低的动作电压也能够使发光所需的电流量流入发光层中，能够提高发光效率。

另外，在上述构成中，也可以是：

上述超晶格层由第四层与第五层的层叠体构成，

上述第五层为InGaN层，

上述第四层为GaN层、或为与上述第五层相比In组成低的InGaN层。

发明效果

根据本发明，能够实现尽管沿c轴方向使活性层生长、发光效率也比以往高的峰值发光波长为530nm以上的半导体发光元件。

附图说明

图1是示意性表示半导体发光元件的第一实施方式的结构的截面图。

图2是示意性表示比较例的结构的截面图。

图3A是将Si浓度设定为1.5×10¹⁹/cm³时的GaN的层表面的SEM照片。

图3B是将Si浓度设定为7×10¹⁹/cm³时的AlGaN的层表面的AFM照片。

图4是将室温下的AlGaN的Si浓度与比电阻的关系绘制而成的图表。

图5是在实施例和比较例中将半导体发光元件的I-V特性进行比较的图表。

图6是将在形成活性层后形成了电子阻挡层的情况与没有形成电子阻挡层的情况的表面状态进行比较的照片。

图7是在实施例和比较例中将半导体发光元件的I-L特性进行比较的图表。

图8A是与比较例对应的半导体发光元件的能带图。

图8B是与实施例对应的半导体发光元件的能带图。

图9是表示第一层的膜厚与光输出功率的关系的图表。

图10A是表示电流密度为25A/cm²时的第二层的膜厚与光输出功率的关系的图表。

图10B是表示电流密度为50A/cm²时的第二层的膜厚与光输出功率的关系的图表。

图11是将包含未掺杂的第一层的半导体发光元件与包含掺杂Si的第一层的半导体发光元件的光输出功率进行比较的图表。

图12是示意性表示半导体发光元件的第二实施方式的结构的截面图。

图13是半导体发光元件的第二实施方式的构成中的能带图。

图14是半导体发光元件的第三实施方式的构成中的能带图。

图15是表示峰值发光波长与内部量子效率的关系的图表。

具体实施方式

对于本发明的半导体发光元件及其制造方法，参照附图进行说明。

在以下的各附图中，附图的尺寸比与实际的尺寸比未必一定一致。在以下的说明中，关于杂质浓度、膜厚、组成及涉及多层结构体的周期数的数值说到底只是一个例子，并不限定于这些数值。此外，所谓“AlGaN”的表述与所谓Al_mGa_1-mN(0<m<1)的表述含义相同，是将Al与Ga的组成比的表述简单地省略而记载，主旨并非限定于Al与Ga的组成比为1：1的情况。关于所谓“InGaN”的表述也同样。

此外，在本说明书中，关于与主表面正交的方向，将一方向规定为“上方”、将另一方向规定为“下方”进行说明，但这是说明的方便上的定义，主旨并非排除使上下翻转而成的构成。即，在关于元件的说明中，所谓“在某层A的上层上形成别的层B”的记载是也包含通过使该元件的上下翻转而层B位于层A的上层的构成的主旨。

<第一实施方式>

对本发明的半导体发光元件的第一实施方式进行说明。

[结构]

图1是示意性表示本发明的半导体发光元件的第一实施方式的结构的截面图。图1中(a)为示意性表示半导体发光元件1的构成的截面图。半导体发光元件1具有n型半导体层15、形成于n型半导体层15的上表面的GaN/InGaN的超晶格层20、形成于超晶格层20的上表面的活性层30及形成于活性层30的上层的p型半导体层43(关于未掺杂的GaN层41在后面叙述)。图1(b)为示意性表示超晶格层20的构成的截面图，图1(c)为示意性表示活性层30的构成的截面图。

半导体发光元件1具有基板11，在基板11的上表面上形成有未掺杂的GaN层13，在未掺杂的GaN层13的上表面上形成有上述n型半导体层15。基板11由蓝宝石基板或GaN基板构成。

未掺杂的GaN层13是在基板11的c面上通过外延生长而形成的层，例如以3000nm的膜厚构成。

n型半导体层15形成于未掺杂的GaN层13的上表面。本实施方式中，n型半导体层15由膜厚为2000nm、作为n型掺杂剂的Si浓度为3×10¹⁹/cm³、Al组成为5％的AlGaN构成。

超晶格层20由GaN/InGaN构成，形成于n型半导体层15的上表面。本实施方式中，通过GaN层21和InGaN层23均以2.5nm的膜厚层叠10个周期，从而形成超晶格层20。InGaN层23的In组成为7％，对GaN层21及InGaN层23这两者实施Si浓度为1×10¹⁸/cm³的掺杂，进行n型化。

本实施方式中，活性层30是通过由In_X1Ga_1-X1N(0≤X1≤0.01)构成的第一层31、由In_X2Ga_1-X2N(0.2<X2<1)构成的第二层32及由Al_Y1Ga_1-Y1N(0<Y1<1)构成的第三层33层叠5个周期而形成的。作为具体的一个例子，以膜厚为20nm的未掺杂GaN形成第一层31，以膜厚为2.6nm且In组成为28％的未掺杂InGaN形成第二层32，以膜厚为1.5nm且Al组成为45％的未掺杂AlGaN形成第三层33。

由于GaN的带隙能量约为3.4eV，InN的带隙能量约为0.7eV，所以由GaN或In比率为1％以下的InGaN构成的第一层31构成势垒层，由与第一层31相比In比率高的InGaN构成的第二层32构成发光层。此外，由于AlN的带隙能量约为6.2eV，所以由AlGaN构成的第三层33与第一层31相比能量带隙高，如后述的那样发挥阻碍电子的移动的功能。

本实施方式中，在活性层30的上表面上形成有未掺杂的GaN层41。其构成最终势垒层。另外，也可以使该未掺杂的GaN层41包含于活性层30中。未掺杂的GaN层41与活性层30中的第一层31同样例如以膜厚20nm形成。

在未掺杂的GaN层41的上表面上形成有p型半导体层43。本实施方式中，p型半导体层43由膜厚为100nm、作为p型掺杂剂的Mg浓度为3×10¹⁹/cm³的p-GaN构成。另外，根据需要可以在该p-GaN的上层设置高浓度p型的接触层。

[验证]

对于由显示上述构成的半导体发光元件1带来的效果进行验证。另外，以下将以上述的数值条件形成的半导体发光元件1作为“实施例”进行说明。

图2是示意性表示用于与实施例对比的比较例的结构的截面图。另外，关于与图1相同的构成要素，标注同一符号。图2中(a)为示意性表示比较例的半导体发光元件60的构成的截面图。比较例的半导体发光元件60具有基板11，在基板11的上层介由未掺杂的GaN层13形成有n型半导体层55。与实施例的n型半导体层15不同，n型半导体层55由n-GaN构成。

比较例的半导体发光元件60在n型半导体层55的上表面具有InGaN/GaN的超晶格层20，在超晶格层20的上表面具有活性层50。该活性层50是GaN层51和InGaN层52周期性地层叠而成的构成，这里与实施例同样地设为5个周期。图2(b)为示意性表示活性层50的构成的截面图。另外，GaN层51的膜厚与实施例的第一层31同样地为20nm，InGaN层52的膜厚与实施例的第二层32同样地为2.5nm。即，比较例的半导体发光元件60与实施例的半导体发光元件1不同，不具备与由AlGaN构成的第三层33对应的层。

比较例的半导体发光元件60在活性层50的上表面具备由p-AlGaN构成的电子阻挡层57，在该电子阻挡层57的上表面具备由p-GaN构成的p型半导体层43。

(I-V特性评价)

如比较例的半导体发光元件60所具备的那样，作为n型半导体层55以往使用GaN。为了将GaN进行n型化而以高浓度掺杂Si时，若使Si浓度成为1×10¹⁹/cm³以上，则已知有由于原子结合的状态发生恶化等原因而产生膜粗糙这样的现象。图3A是以SEM(Scanning Electron Microscope：扫描型电子显微镜)拍摄将Si浓度设定为1.5×10¹⁹/cm³时的GaN的层表面而得到的照片，确认在表面产生了粗糙。另外，将杂质浓度设定为1.3×10¹⁹/cm³、2.0×10¹⁹/cm³也同样确认到了表面的粗糙。

与此相对，作为n型半导体层15，如上述那样使用AlGaN。在AlGaN的情况下，即使使掺杂的Si浓度大于1×10¹⁹/cm³也没有产生膜粗糙。图3B是以AFM(Atomic Force Microscopy：原子力显微镜)拍摄将Si浓度设定为7×10¹⁹/cm³时的AlGaN的层表面的照片。根据图3B，在AlGaN的情况下，即使将Si浓度设定为7×10¹⁹/cm³也确认到台阶状的表面(原子台阶)，获知在层表面没有产生粗糙。另外，即使将Si浓度设定为2×10²⁰/cm³，也得到与图3B同样的照片。此外，作为构成材料使Al与Ga的组成发生变化，即使如上述那样以高浓度掺杂Si，也同样地确认在层表面没有产生粗糙。

图4是将在室温下使AlGaN的Si浓度变化时的AlGaN的Si浓度与比电阻的关系绘制而成的图表。比电阻使用一般利用的霍尔测定装置进行测定。

根据图4，获知越是提高AlGaN中掺杂的Si浓度，比电阻越发降低。在产生膜粗糙的情况下，由于起因于该粗糙而电阻值上升，所以以产生了膜粗糙的Si掺杂浓度值为界限，假设比电阻增大。即，根据该结果，教示了即使将Si浓度提高至2×10²⁰/cm³，也不会在AlGaN中产生膜粗糙。

另外，对于GaN，当将Si掺杂浓度设定为不产生膜粗糙的上限值即1×10¹⁹/cm³的大致附近的9×10¹⁸/cm³时，其比电阻为5×10^-3Ω·cm。即，当使用GaN时，无法使比电阻与该值相比大大地降低。

根据该图4，实施例的半导体发光元件1由于具备由AlGaN构成的n型半导体层15，所以可以将Si浓度设定为3×10¹⁹cm³以上，能够大大地低于以往的GaN的比电阻的下限值。其结果是，能够降低元件电阻，能够降低所需的电压。

图5是将实施例的半导体发光元件1与比较例的半导体发光元件60的电流电压特性(I-V特性)进行比较的图表。根据图5，实施例与比较例相比以低的电压实现了同一电流值。由此获知，根据由AlGaN构成n型半导体层15的半导体发光元件1，即使在低的电压条件下也可以确保充分的电流量，能够实现高的发光效率。

(I-L特性评价)

比较例的半导体发光元件60具备电子阻挡层57。其如“用于解决技术问题的方法”的项中所述的那样，是为了防止从n型半导体层55向活性层50注入的电子越过活性层50进入p型半导体层43内而设置的，目标在于抑制活性层50中的再结合概率的降低。电子阻挡层57为了构成相对于从活性层50流向p形半导体层43的电子的势垒，由与活性层50或p型半导体层43相比能量带隙高的AlGaN构成。

这里，如上述那样活性层50具有InGaN层52，为了使由活性层50生成的光的峰值波长达到530nm以上，需要将InGaN层52的In组成提高至例如30％左右。但是，为此需要使InGaN层52的生长温度成为比一般的GaN的生长温度低的温度，这在形成InGaN层52后也同样。即，在形成电子阻挡层57时，需要在InGaN层52的晶体不被破坏的范围内的低温下使AlGaN生长。但是，与此相伴，起因于III族与V族的寄生反应而Al没有被GaN充分地摄取，产生坑而膜质降低。

图6是将在以将InGaN层52的In组成设定为30％的状态形成InGaN层52与GaN层51的层叠体即活性层50后形成了电子阻挡层57的情况与没有形成电子阻挡层57的情况的表面状态进行比较的照片。图6(a)是形成了活性层50的状态下的表面状态的照片。此外，图6(b)是在形成活性层50后、在不破坏InGaN层52的晶体状态的范围内的温度条件下(例如880℃左右)、形成了由AlGaN构成的电子阻挡层57的表面状态的照片。均为通过AFM(Atomic Force Microscopy：原子力显微镜)拍摄的照片。

可见图6(b)的照片与图6(a)的照片相比在表面黑点的数目极多。该黑点与坑对应。即，由该照片获知，在形成作为电子阻挡层57的AlGaN时形成极多数的坑。这教示了如上述那样通过使AlGaN在低温下生长而产生了寄生反应。

图7是将实施例的半导体发光元件1与比较例的半导体发光元件60的电流光输出功率特性(I-L特性)进行比较的图表。根据图7，获知在供给同一电流的状态下，实施例与比较例相比能够实现更高的光输出功率。

如上述那样，认为比较例的半导体发光元件60在电子阻挡层57中形成了许多的坑(缺陷)。因此，推测该坑成为非发光中心，发光效率降低。

与此相对，实施例的半导体发光元件1与比较例的半导体发光元件60相比实现了高的光输出功率。这教示了：通过实施例的半导体发光元件1所具备的活性层30具备由AlGaN构成的第三层33，即使没有设置电子阻挡层57，也抑制了电子的溢流。关于其理由，参照图8A及图8B的能带图进行说明。

图8A是在活性层50中不具备由AlGaN构成的第三层33的元件(与比较例对应)的能带图，图8B是具备包含由AlGaN构成的第三层33的活性层20的元件(与实施例对应)的能带图。所有的能带图均表示施加偏压为0V的状态。另外，图8A中，为了说明的方便，示出了不具备电子阻挡层57的构成的能带图。

根据图8A的能带图，若对元件施加电压，则电子从n型半导体层55侧朝向p型半导体层43侧流入。此时，即使电子蓄积在通过InGaN层52而构成的井区域内，也会被具有高的迁移率的后续的电子挤压而以高的概率逐个地通过InGaN层52的井区域。由此，由于井区域而导致电子与空穴再结合的概率降低，发光效率降低。由于产生这种现象，所以虽然比较例的半导体发光元件60具备电子阻挡层57，但即使具备电子阻挡层57，光输出功率也降低，这是如上所述的那样。

与此相对，根据图8B的能带图，由于活性层30具备由AlGaN构成的第三层33，所以在活性层30的区域形成起因于第三层33的能量势垒。若对元件施加电压，从n型半导体层15侧朝向p型半导体层43侧流入的电子被摄入通过InGaN而构成的第二层32的井区域内，则即使具有高的迁移率的后续的电子流入，也会被由AlGaN构成的第三层33的势垒阻碍。其结果是，能够使向由上层的GaN构成的第一层31侧流出的概率降低。即，即使在活性层30与p型半导体层43之间不具有电子阻挡层57，第三层33也会发挥与电子阻挡层同样的势垒功能，所以实现了高的再结合概率。另外，如上述那样，由于以1nm左右这样极薄的膜厚构成第三层33的膜厚，所以没有再结合的电子能够在第三层33中穿隧，能够向与p型半导体层43侧相邻的接着的第二层32移动。

进而，根据图8A，能带倾斜，InGaN层52中的传导带62与价电子带63的重叠降低。这表示：由于InGaN层52的In组成高，所以起因于压电电场而在能带中产生弯曲。其结果是，电子与空穴的波动函数的重叠程度变小，即使电子蓄积在InGaN层52的井区域中，与空穴的再结合概率也会降低。这也成为光输出功率降低的原因。

例如，若将图8B的第一层31的区域与图8A的GaN层51的区域进行对比则容易获知，但根据图8B，与图8A相比能带的弯曲得到抑制。这是由于，构成第三层33的AlGaN产生了消除来自构成第二层32的InGaN的压电电场的方向的因自发极化而产生的电场。其结果是，根据实施例的半导体发光元件1，由于充分确保了第二层32中的传导带2与价电子带3的重叠区域，所以与比较例的半导体发光元件60相比能够进一步提高电子与空穴的再结合概率。

即，根据本发明的半导体发光元件1，通过活性层30具备由AlGaN构成的第三层33，能够兼顾减弱来自InGaN的压电电场的功能和抑制电子的溢流的功能。由此，在活性层30与p型半导体层43之间不具备电子阻挡层的情况下电子与空穴的再结合概率提高，可以实现高的发光效率。

(关于第一层31的膜厚的考察)

图9是使第一层31的膜厚T1变化而制作多个半导体发光元件1、并将各半导体发光元件1的光输出功率与膜厚T1的关系绘制而成的图表。其中，横轴以第一层31的膜厚T1的相对于第二层32的膜厚T2的相对值(即T1/T2)来规定。另外，以下，将第一层31的膜厚T1仅记为“膜厚T1”，将第二层32的膜厚T2仅记为“膜厚T2”。

根据图9获知：在上述相对值为5以上且10以下的范围内，光输出功率最高，在上述相对值超过10的情况及上述相对值低于5的情况下，光输出功率降低。

如上述那样，由InGaN构成的第二层32为了实现高的In组成，需要在比一般的GaN的生长温度低的温度下生长，为了不破坏该晶体状态，第一层31也需要在低温下生长。因此，在形成第一层31时必须在比一般的GaN的生长温度低的温度下使GaN生长，其结果是GaN晶体的品质会降低。

但是，若以一定程度以上的膜厚形成第一层31，则该晶体能够进行二维生长并形成良好的台阶，晶体品质得到改善。根据图9，认为通过将T1/T2设定为5以上，第一层31的晶体品质得到改善，实现了高的光输出功率。另一方面，若使第一层31的厚膜过于厚，则通过起因于低温生长的表面形态的恶化而导致光输出功率的降低。根据图9教示了，在将T1/T2设定为15时光输出功率降低，在该状态下表面形态发生恶化。根据图9推测：在将T1/T2设定为5以上且10以下时，由于光输出功率没有大大降低，所以至少在T1/T2为10以下的范围内表面形态没有发生恶化。

通过上述的考察，获知优选将第一层31的膜厚T1设定为相对于第二层32的膜厚T2为5倍以上且10倍以下的值。

(关于第二层32的膜厚的考察)

图10A及图10B是使第二层32的膜厚T2变化而制作多个半导体发光元件1、并将各半导体发光元件1的光输出功率与膜厚T2的关系绘制而成的图表。图10A与将相对于半导体发光元件1供给的电流密度设定为25A/cm²的情况对应，图10B与将相对于半导体发光元件1供给的电流密度设定为50A/cm²的情况对应。另外，在绘制的各点的附近一并记载的数值表示第二层32的In组成的值。

如上述那样，为了使半导体发光元件1的峰值发光波长达到530nm以上的长波长，要求提高构成第二层32的InGaN的In组成。可是，如图8B的能带图中所示的那样，第二层32的膜厚会左右能带图的井区域的宽度。InGaN由于压电电场强，所以如图8B中所示的那样，在实施例的半导体发光元件1中通过第二层32而形成的井区域的能带也倾斜。因此，根据井区域的宽度，第二层32中的带隙能量发生变化，这会对半导体发光元件1的峰值发光波长造成影响。即，半导体发光元件1的峰值发光波长受到InGaN的In组成和膜厚的影响。

图10A及图10B是在以使第二层32的膜厚与In组成变化而使峰值发光波长达到540nm以上且570nm以下的范围内的方式制作的半导体发光元件1中、将各半导体发光元件1的光输出功率与第二层32的膜厚相应地进行比较的图。例如，当第二层32的膜厚为2nm时将In组成设定为38％，当第二层32的膜厚为2.4nm时将In组成设定为33％，当第二层32的膜厚为3nm时将In组成设定为26％，这表示：若仅使第二层32的膜厚发生变化，则实现不了540nm以上且570nm以下的峰值发光波长，所以优选选择与膜厚相应的In组成。

根据图10A及图10B，与将第二层32的膜厚设定为2nm的情况相比，在将其膜厚设定为2.4nm的情况下半导体发光元件1的光输出功率大大上升。并且，若使第二层32的膜厚逐渐地厚达2.5nm、2.6nm，则半导体发光元件1的光输出功率缓慢地上升，进而若使第二层32的膜厚逐渐地厚达2.7nm、2.8nm，则半导体发光元件1的光输出功率缓慢地降低。并且，在将第二层32的膜厚设定为3nm的情况下，与将第二层32的膜厚设定为2.8nm的情况相比半导体发光元件1的光输出功率大大降低。

因而，教示了：在将第二层32的膜厚设定为2.4nm以上且2.8nm以下来制作半导体发光元件1的情况下实现了高的光输出功率。另外，在将第二层32的膜厚设定为2.4nm以上且2.8nm以下的情况下，为了使半导体发光元件1的峰值发光波长达到540nm以上且570nm以下，只要将第二层32的In组成设定为28％以上且33％以下即可。

通常，已知就半导体发光元件而言，越是降低注入的电流密度，外部量子效率越发提高，发光波长越向长波长侧位移。但是，由于将第二层32的膜厚及In组成设定为上述的范围内来制作半导体发光元件1，因而即使是使注入的电流密度高达50A/cm²的情况下，也可以实现高的光输出功率。

(关于向活性层的掺杂的考察)

如“用于解决技术问题的方法”的项中所述的那样，在以往的半导体发光元件中，为了提高向活性层的载流子注入效率，有时对活性层的势垒层进行Si掺杂。这里所谓的活性层的势垒层在半导体发光元件1中与第一层31对应。但是，获知：在半导体发光元件1的情况下，与掺杂Si而形成第一层31的情况相比，以未掺杂形成第一层31时光输出功率提高。

图11是将(a)包含未掺杂的第一层31的半导体发光元件与(b)包含Si掺杂的第一层31的半导体发光元件1的光输出功率进行比较的图表。根据图11，与(b)相比(a)在同一电流供给下的光输出功率高，就半导体发光元件1的结构而言，认为作为活性层30的势垒层发挥功能的第一层31以未掺杂构成从提高光输出功率的观点出发是优选的。其理由并不清楚，但作为一种推测，认为在对势垒层整体进行Si掺杂的情况下反而电子产生溢流。

另外，超晶格层20能够以具有不同带隙的多个氮化物半导体的层叠体来实现。在上述的实施方式中，半导体发光元件1所具备的超晶格层20由GaN/InGaN构成，但其是具有不同带隙的多个氮化物半导体的层叠体的一个例子。另外，在超晶格层20由第四层21与第五层23的层叠体构成的情况下(参照图1(b))，也可以使第五层23为InGaN层，使第四层21为GaN层、或与第五层23相比In组成低的InGaN层。

[制造方法]

以下，对半导体发光元件1的制造方法进行说明。另外，以下的制造条件或膜厚等尺寸说到底只是一个例子，并不限定于这些数值。

(步骤S1)

在基板11的上层使未掺杂的GaN层13生长。具体的方法的一个例子如下所述。

准备c面蓝宝石基板作为基板11，对其进行清理。该清理更具体而言例如通过在MOCVD(Metal Organic Chemical Vapor Deposition：有机金属化学气相沉积)装置的处理炉内配置基板11(c面蓝宝石基板)，一边向处理炉内流入流量为10slm的氢气，一边将炉内温度升温至例如1150℃来进行。

之后，通过在基板11的表面上形成由GaN构成的低温缓冲层，进而在其上层上形成由GaN构成的基底层，从而形成未掺杂的GaN层13。更具体的未掺杂的GaN层13的形成方法如下所述。

首先，将МОCVD装置的炉内压力设定为100kPa，将炉内温度设定为480℃。然后，一边向处理炉内流入作为载气的流量分别为5slm的氮气及氢气，一边将作为原料气体的流量为50μmol/分钟的三甲基镓(TMG)及流量为250000μmol/分钟的氨向处理炉内供给68秒钟。由此，在基板11的表面上形成厚度为20nm的由GaN构成的低温缓冲层。

接着，将MOCVD装置的炉内温度升温至1150℃。然后，一边向处理炉内流入作为载气的流量为20slm的氮气及流量为15slm的氢气，一边将作为原料气体的流量为100μmol/分钟的TMG及流量为250000μmol/分钟的氨向处理炉内供给60分钟。由此，在低温缓冲层的表面上形成厚度为3μm的由GaN构成的基底层。通过这些低温缓冲层及基底层而形成未掺杂的GaN层13。

另外，作为基板11，也可以使用GaN基板。这种情况下也与蓝宝石基板时同样地在MOCVD装置内实施表面的清理后，将MOCVD装置的炉内温度设定为1050℃，一边向处理炉内流入作为载气的流量为20slm的氮气及流量为15slm的氢气，一边将作为原料气体的流量为100μmol/分钟的TMG及流量为250000μmol/分钟的氨向处理炉内供给60分钟。由此，在GaN基板的表面上形成厚度为3μm的未掺杂的GaN层13。

(步骤S2)

接着，在未掺杂的GaN层13的上表面上形成n型半导体层15。具体的方法的一个例子如下所述。

在继续将炉内温度设定为1150℃的状态下，将MOCVD装置的炉内压力设定为30kPa。然后，一边向处理炉内流入作为载气的流量为20slm的氮气及流量为15slm的氢气，一边将作为原料气体的流量为94μmol/分钟的TMG、流量为6μmol/分钟的三甲基铝(TMA)、流量为250000μmol/分钟的氨及用于掺杂n型杂质的流量为0.025μmol/分钟的四乙基硅烷向处理炉内供给60分钟。由此，在未掺杂的GaN层13的上表面上形成例如由Al组成为5％的AlGaN构成、Si浓度为3×10¹⁹/cm³、厚度为2μm的n型半导体层15。

另外，在上述实施方式中，对使n型半导体层15中包含的n型杂质为Si的情况进行了说明，但作为其他的n型杂质，也可以使用Ge、S、Se、Sn及Te等。

(步骤S3)

接着，在n型半导体层15的上表面上形成由GaN/InGaN构成的超晶格层20。具体的方法的一个例子如下所述。

将MOCVD装置的炉内压力设定为100kPa，将炉内温度设定为820℃。然后，进行以下步骤：一边向处理炉内流入作为载气的流量为15slm的氮气及流量为1slm的氢气，一边将作为原料气体的流量为15.2μmol/分钟的TMG、流量为27.2μmol/分钟的三甲基铟(TMI)及流量为375000μmol/分钟的氨向处理炉内供给54秒钟。之后，进行将流量为15.2μmol/分钟的TMG及流量为375000μmol/分钟的氨向处理炉内供给54秒钟的步骤。以下，通过将这两个步骤反复进行，从而在n型半导体层15的上表面上形成厚度为2.5nm的In组成为7％的InGaN层23及厚度为2.5nm的GaN层21层叠10个周期而成的超晶格层20。

另外，如上述那样，超晶格层20也可以作为低In组成的InGaN与高In组成的InGaN的层叠体而构成。这种情况下，作为本步骤S3，进行以下步骤：一边流入流量为15slm的氮气及流量为1slm的氢气，一边将作为原料气体的流量为15.2μmol/分钟的TMG、流量为27.2μmol/分钟的TMI及流量为375000μmol/分钟的氨向处理炉内供给54秒钟的步骤；和将流量为15.2μmol/分钟的TMG、流量为1μmol/分钟的TMI及流量为375000μmol/分钟的氨向处理炉内供给54秒钟的步骤。以下，通过将这两个步骤反复进行，从而在n型半导体层15的上表面上形成厚度为2.5nm的In组成为7％的InGaN层23及厚度为2.5nm的In组成为1％以下的InGaN层21层叠10个周期而成的超晶格层20。

(步骤S4)

接着，在超晶格层20的上表面上形成由In_X1Ga_1-X1N(0≤X1≤0.01)构成的第一层31、由In_X2Ga_1-X2N(0.2<X2<1)构成的第二层32及由Al_Y1Ga_1-Y1N(0<Y1<1)构成的第三层33。

步骤S4通过将形成第二层32的步骤S4a、形成第三层33的步骤S4b及形成第一层31的步骤S4c实施多次而构成。另外，在整个该步骤S4的期间，将MOCVD装置的炉内压力设定为100kPa，将炉内温度设定为700℃～830℃，流量为15slm的氮气、流量为1slm的氢气及流量为375000μmol/分钟的氨向处理炉内连续供给。

(步骤S4a)

在将炉内温度设定为700℃而以上述的流量连续供给氢气、氮气及氨的状态下，将流量为27.2μmol/分钟的TMI及流量为15.2μmol/分钟的TMG供给54秒钟。由此，形成由In组成为28％的未掺杂InGaN构成的膜厚为2.6nm的第二层32。

(步骤S4b)

接着，在将炉内温度设定为700℃而以上述的流量连续供给氢气、氮气及氨的状态下，将流量为15.2μmol/分钟的TMG和流量为17.3μmol/分钟的TMA连续地供给30秒钟。由此，形成由Al组成为45％的未掺杂AlGaN构成的膜厚为1.5nm的第三层33。

(步骤S4c)

接着，在将炉内温度设定为700℃而以上述的流量连续供给氢气、氮气及氨的状态下，将流量为15.2μmol/分钟的TMG连续地供给60秒钟，形成膜厚为3nm的GaN层。接着，使炉内温度升温至830℃。以该升温过程及保持在该温度的状态，以同样的气体流量将TMG连续地供给340秒钟，形成膜厚为17nm的GaN层。由此，形成作为第一层31的膜厚为20nm的GaN层。

另外，在由低In组成的InGaN构成第一层31的情况下，也可以代替上述方法而通过以下的方法来形成。即，在以与步骤S4b相同的流量连续供给氢气、氮气及氨的状态下，将流量为1μmol/分钟及流量为15.2μmol/分钟的TMG供给400秒钟。由此，形成由In组成为1％以下的未掺杂InGaN构成的膜厚为20nm的第一层31。

通过将上述步骤S4a～S4c重复实施5次，从而形成第一层31、第二层32及第三层33分别层叠5个周期而成的活性层30。

另外，在使InGaN生长的工序中，从尽量抑制液滴、进行迁移的观点出发，将生长速率设定为3nm/分钟左右是优选的。

(步骤S5)

在活性层30的上表面例如以膜厚20nm形成未掺杂的GaN层41。另外，关于该未掺杂的GaN层41，在由GaN构成活性层30的第一层31的情况下，在步骤S4中形成活性层30时，通过最后实施步骤S4c来结束步骤S4，可以使通过该步骤S4c形成的GaN层成为未掺杂的GaN层41。此外，在由低In组成的InGaN构成第一层31的情况下，通过最后在停止TMI的供给的状态下实施步骤S4c来结束步骤S4，可以使通过该步骤S4c形成的GaN层成为未掺杂的GaN层41。

(步骤S6)

在未掺杂的GaN层41的上表面上形成p型半导体层43。具体的方法如下所述。

将MOCVD装置的炉内压力维持在100kPa，一边向处理炉内流入作为载气的流量为15slm的氮气及流量为25slm的氢气，一边将炉内温度升温至930℃。之后，作为原料气体，将流量为100μmol/分钟的TMG、流量为250000μmol/分钟的氨及用于掺杂p型杂质的流量为0.1μmol/分钟的双(环戊二烯)镁(Cp₂Mg)向处理炉内供给360秒钟。由此，在未掺杂的GaN层41的上表面上形成厚度为120nm的由GaN构成的p型半导体层43。该p型半导体层43的p型杂质(Mg)浓度为3×10¹⁹/cm³左右。

进而，也可以接着通过将Cp₂Mg的流量变更为0.3μmol/分钟而将原料气体供给20秒钟，形成厚度为5nm的由高浓度p型GaN层构成的接触层。这种情况下，在p型半导体层43中也包含该接触层。另外，该接触层的p型杂质(Mg)浓度为1×10²⁰/cm³左右。

另外，在上述实施方式中，对使p型半导体层43中包含的p型杂质为Mg的情况进行了说明，但除了Mg以外，还可以使用Be、Zn及C等。

(后面的工序)

之后的工艺如下所述。

在所谓的“卧式结构”的半导体发光元件1的情况下，通过ICP蚀刻使n型半导体层15的一部分上表面露出，在露出的n型半导体层15的上层上形成n侧电极，在p型半导体层43的上层上形成p侧电极。然后，将各元件彼此通过例如激光切片装置而分离，对于电极进行引线接合。其中，所谓“卧式结构”是指形成于n型半导体层15的上层的n侧电极与形成于p型半导体层43的上层的p侧电极相对于基板沿相同方向形成的结构。

另一方面，在所谓的“立式结构”的半导体发光元件1的情况下，在p型半导体层43的上层上形成成为p侧电极的金属电极(反射电极)、软钎料扩散层及软钎料层。然后，介由软钎料层，贴合由导体或半导体构成的支撑基板(例如CuW基板)后，使上下翻转而将基板11通过激光照射等方法进行剥离。之后，在n型半导体层15的上层上形成n侧电极。以下，与卧式结构同样地进行元件分离及引线接合。其中，所谓“立式结构”是指n侧电极与p侧电极将基板夹持并沿相反方向形成的结构。

<第二实施方式>

对本发明的半导体发光元件的第二实施方式进行说明。另外，关于与第一实施方式相同的部分，记载其主旨而省略说明。

图12是示意性表示半导体发光元件的第二实施方式的结构的截面图。图12中所示的半导体发光元件1a与图1中所示的半导体发光元件1相比，仅在超晶格层20与活性层30之间进一步具备空穴势垒层17这点不同，其它相同。

空穴势垒层17由掺杂有Si的氮化物半导体层构成。关于该空穴势垒层17的功能，将图13中所示的半导体发光元件1a的能带图与图8B中所示的半导体发光元件1的能带图对比而进行说明。

根据图8B中所示的半导体发光元件1的能带图，在超晶格层20与活性层30之间能带具有倾斜度。与此相对，根据图13中所示的半导体发光元件1a的能带图，获知通过空穴势垒层17的存在而在超晶格层20与活性层30之间能量带隙扩大，超晶格层20与活性层30之间的能带图被平坦化。

如“用于解决技术问题的方法”中所述的那样，在第三层33与第一层31的接合面附近，在活性层的价电子带的能带图中形成槽，空穴二维地蓄积在该槽中(二维空穴气体)。认为：由于该空穴在二维方向上具有高的迁移率，所以有可能产生从p型半导体层43侧向活性层30注入的空穴不与电子再结合而越过活性层30的溢流现象。

若产生空穴的溢流现象，则该空穴蓄积在通过形成于活性层与n型半导体层之间的GaN/InGaN的超晶格层20的InGaN而形成的井区域中。其结果是，从n型半导体层15注入的电子在超晶格层20内与空穴再结合，产生所期望以外的波长的光。其结果是，产生显示与在活性层内产生的光的峰值波长不同的峰值波长的光，因而不优选。

根据图13中所示的能带图，通过空穴势垒层17将能带图推上去，可以抑制溢流过活性层30的空穴向超晶格层20内流入。由此，可以抑制GaN/InGaN的超晶格层20内的不期望的光的产生。

另外，相对于作为空穴势垒层17而构成的氮化物半导体层以越高浓度掺杂Si，越能够将能带图平坦化。但是，若Si浓度超过5×10¹⁹/cm³，则出现氮化物半导体层的表面粗糙，所以设定为5×10¹⁸/cm³以上且5×10¹⁹/cm³以下的Si浓度是优选的。在低于5×10¹⁸/cm³的Si浓度的情况下，对空穴的溢流的抑制效果低。

此外，如参照图3A及图3B所述的那样，为了以良好的表面状态实现显示1×10¹⁹/cm³以上的极高的Si浓度的氮化物半导体层，作为空穴势垒层17使用AlGaN是优选的。若为低于1×10¹⁹/cm³的Si浓度的范围内，则也可以使用GaN。

在制造本实施方式的半导体发光元件1a时，只要在步骤S3与步骤S4之间进一步追加用于形成空穴势垒层17的下述步骤S3A即可。

(步骤S3A)

与第一实施方式同样地实施步骤S1～S3后，在将炉内温度继续设定为820℃的状态下，进行将流量为15.2μmol/分钟的TMG、流量为1μmol/分钟的TMA、流量为0.002μmol/分钟的四乙基硅烷及流量为375000μmol/分钟的氨向处理炉内供给400秒钟的步骤。由此，在超晶格层20的上表面上形成Si浓度为3×10¹⁹/cm³、厚度为20nm、Al组成为6％的作为空穴势垒层17的AlGaN层。

步骤S4以下的制造工序由于与第一实施方式同样，所以省略说明。

<第三实施方式>

对本发明的半导体发光元件的第三实施方式进行说明。另外，第三实施方式仅活性层30的构成不同，其它与第一实施方式或第二实施方式相同。

在上述的实施方式中，遍及活性层30的整个周期设置了由AlGaN构成的第三层33。但是，第三层33也可以不在全部的周期中具备。特别是成为仅在活性层30中的靠近p型半导体层43的位置具备第三层33、在靠近n型半导体层15的位置不具备第三层33的构成也是优选的。这种情况下，对于活性层30来说，在靠近p型半导体层43的位置处第一层31、第二层32及第三层33周期性地形成，在靠近n型半导体层15的位置处第一层31及第二层32周期性地形成。

图14是成为在第二实施方式的半导体发光元件1a的构成中、仅在靠近p型半导体层43的位置具备第三层33、在靠近n型半导体层15的位置不具备第三层33的构成时的能带图。与图13中示出了能带图的半导体发光元件1同样地，活性层30成为5个周期的结构。但是，关于靠近n型半导体层15的位置的2个周期，使活性层30成为第一层31及第二层32的周期结构。另外，关于靠近p型半导体层43的3个周期，与图13中所示的周期结构同样地使活性层30成为第一层31、第二层32及第三层33的周期结构。

如上述那样，由AlGaN构成的第三层33由于与由GaN(或In组成低的InGaN)构成的第一层31相比能量带隙大，所以构成电子向p型半导体层43侧移动时的能量势垒。但是，在图8B的构成中，在n型半导体层15的附近也形成了利用第三层33而成的能量势垒。其结果是，从n型半导体层15供给的电子通过在靠近n型半导体层15的位置形成的该能量势垒而被阻碍移动，有可能电子被摄入通过第二层32而构成的井区域内的概率降低。

与此相对，若为图14的构成，则由于在活性层30中的形成于n型半导体层15侧的区域中不存在第三层33，所以不存在阻碍电子的移动的高的能量势垒。因此，若对半导体发光元件1施加电压，则电子以高概率向活性层30内流入至形成有第三层33的部位为止。并且，通过第三层33的能量势垒而一部分电子的移动被阻碍，能够将电子以高概率摄入到通过第二层32而构成的井区域中。其结果是，在井区域中能够使电子与空穴以高概率再结合。即，通过成为显示图14的能带图的元件构成，与显示图13的能带图的元件构成相比能够使发光效率提高。

在制作具有该构成的半导体发光元件1a的情况下，只要在步骤S4的初期将步骤S4a及步骤S4c重复实施，之后，将步骤S4a、步骤S4b及步骤S4c重复实施即可。另外，关于其以外的工序，与上述的方法相同。

另外，上述中对采用了第二实施方式的半导体发光元件1a的情况进行了说明，但是也可以成为在第一实施方式的半导体发光元件1中、仅在靠近p型半导体层43的位置具备第三层33、在靠近n型半导体层15的位置不具备第三层33的构成。

符号说明

1、1a：半导体发光元件

2：传导带

3：价电子带

11：基板

13：未掺杂的GaN层

15：n型半导体层

17：空穴势垒层

20：超晶格层

21：构成超晶格层的GaN层

23：构成超晶格层的InGaN层

30：活性层

31：构成活性层的第一层

32：构成活性层的第二层

33：构成活性层的第三层

41：未掺杂的GaN层

43：p型半导体层

50：比较例的半导体发光元件所具备的活性层

51：构成比较例的半导体发光元件所具备的活性层的GaN层

52：构成比较例的半导体发光元件所具备的活性层的InGaN层

55：比较例的半导体发光元件所具备的n型半导体层

57：比较例的半导体发光元件所具备的电子阻挡层

60：比较例的半导体发光元件

62：传导带

63：价电子带

71：来自未掺杂GaN层的缺陷

72：来自活性层的缺陷

Claims

1.一种半导体发光元件，其特征在于，其是峰值发光波长为530nm以上的半导体发光元件，其具有：

n型半导体层、

形成于所述n型半导体层的上层的由具有不同带隙的多个氮化物半导体的层叠体构成的超晶格层、

形成于所述超晶格层的上层的活性层、和

形成于所述活性层的上层的p型半导体层，

所述活性层是将由In_X1Ga_1-X1N构成的第一层、由In_X2Ga_1-X2N构成的第二层及由Al_Y1Ga_1-Y1N构成的第三层层叠、且至少周期性地形成有所述第一层及所述第二层而成的，其中，0≤X1≤0.01，0.2<X2<1，0<Y1<1。

2.根据权利要求1所述的半导体发光元件，其特征在于，所述第二层由膜厚为2.4nm以上且2.8nm以下的In_X2Ga_1-X2N构成，其中，0.28≤X2≤0.33。

3.根据权利要求2所述的半导体发光元件，其特征在于，当设所述第一层的膜厚为T1、设所述第二层的膜厚为T2、设所述第三层的膜厚为T3时，满足5T2≤T1≤10T2且T3<T2的关系。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的半导体发光元件，其特征在于，所述活性层在靠近所述p型半导体层的位置周期性地形成有所述第一层、所述第二层及所述第三层，在靠近所述n型半导体层的位置周期性地形成有所述第一层及所述第二层。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的半导体发光元件，其特征在于，在所述超晶格层与所述活性层之间具有由氮化物半导体层构成的空穴势垒层。

6.根据权利要求5所述的半导体发光元件，其特征在于，所述空穴势垒层由Si浓度为5×10¹⁸/cm³以上且5×10¹⁹/cm³以下的氮化物半导体层构成。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的半导体发光元件，其特征在于，所述第三层由Al_Y1Ga_1-Y1N构成，其中，0.2≤Y1≤0.5。

8.根据权利要求1～7中任一项所述的半导体发光元件，其特征在于，所述n型半导体层由Si浓度为3×10¹⁹cm³以上的AlGaN构成。

9.根据权利要求1～8中任一项所述的半导体发光元件，其特征在于，

所述超晶格层由第四层与第五层的层叠体构成，

所述第五层为InGaN层，

所述第四层为GaN层、或与所述第五层相比In组成低的InGaN层。