JP5143076B2 - 窒化物半導体発光素子の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、一般に、井戸層を有する窒化物半導体発光素子の製造方法に関するものであり、より特定的には、高いＩｎ組成比による非発光領域を低減させ、発光層の発光効率の向上と素子の歩留まりを向上させるように改良された窒化物半導体発光素子の製造方法に関する。

青色から緑色領域にかけて、無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板上での成長方法として、例えば、特許文献１に、成長手法が開示されている。

特開２００８−３１１６４０号公報

しかしながら、上記で開示された無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板上での窒化物半導体発光素子の製造方法では、発光層成長後に、９００℃以上の高温成長を行うため、発光層への熱ダメージが大きく、発光効率が十分なものでないといった課題を含んでいた。

４４５ｎｍ以上の発光波長を有する窒化物半導体発光素子を得るためには、発光層中のＩｎＧａＮ井戸層のＩｎ組成比が高く設定される。高いＩｎ組成比からなる井戸層を実現するためには、発光層成長前の成長表面の平坦化と、発光層成長後の熱ダメージを抑制する必要がある。

無極性面（Ａ面｛１１−２０｝、Ｍ面｛１−１００｝、または｛１−１０１｝面：本明細書において無極性面などの極性がない面をさす。基板のオフ角度は１５度以内の範囲である。）において、窒化物半導体薄膜を９００℃より低い（Ｔｇ＜９００℃）成膜温度で成膜すると、ピラミッド状の凸部（以後凸部と呼ぶ）が多数発生することが分かった。この凸部が発生した領域では、層厚が変動し、ピラミッドの頂点が一番層厚が厚く、周辺はだんだん層厚が薄くなっていくことが分かった。このようなピラミッド状の凸部の発生を抑制する必要がある。成膜温度が低いほどピラミッド状の凸部は数多く発生する現象を見出した。

発光層と基板の間に存在する、n型クラッド層での平坦性が悪いと、悪い平坦性を受けて、発光層の膜厚ゆらぎや、平坦性の劣悪な箇所を核として、Ｉｎの凝集が発生し、発光効率が低減する可能性がある。また、平坦性の劣化は、電流注入の不均一性や、発光波長の不均一性などに引き起こし、レーザ素子の歩留まり低減にもつながるため、抑制の必要がある。

また、発光層の成長後に積層するｐ型クラッド層の成長条件は、発光層への熱ダメージと言う観点で非常に重要となる。窒化物半導体発光素子を製造する際、ｐ型窒化物半導体層は、発光層よりも高温で成長するため、ｐ型窒化物半導体層を成長する際に、発光層は熱ダメージを受ける。発光ダイオード（ＬＥＤ）素子では、ｐ側の成長時間が短く、その影響が少ないが、レーザ（ＬＤ）素子では、通常ｐ型成長に１０分以上時間を有するため、熱ダメージの観点から、ｐ型窒化物半導体層の成長条件が重要となる。

そこで、本発明は上記課題を解決するためになされたもので、無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板での窒化物半導体発光素子の製造方法において、発光効率の向上と平坦性の向上による歩留まり向上を実現するための製造方法を提供することを目的とする。

本明細書にける無極性面は、Ａ面｛１１−２０｝、Ｍ面｛１−１００｝、または｛１−１０１｝面を示し、極性がない面をさす。非極性面は、Ｒ面｛１−１０２｝または、１１−２２｝面をさす。基板のオフ角度は１５度以内の範囲である。

本明細書における、基板のオフ角度に関して、図１を用いて説明する。基板表面に対する法線ベクトルと基板の結晶軸（ｍ面基板の場合にはｍ軸（１−１００）方向）ベクトルのなす角度をオフ角度という。この結晶軸ベクトルを第一面と第二面に投影した時に、現れる結晶軸投影ベクトルを第一投影ベクトルと第二投影ベクトルと呼ぶ。（ここで、ｍ面基板の結晶軸が、基板表面の法線ベクトルが一致する、すべての方向に対しオフ角度が０度になったとき、第一面とは、ｍ面結晶基板のc軸方向を法線に持つ面であり、第二面とは、ｍ面結晶基板のa軸方向を法線に持つ面である。）

上記第一投影ベクトルと法線ベクトルのなす角をθaとする。上記第二投影ベクトルと法線ベクトルのなす角をθcとする。このθaをａ軸方向のオフ角度、θcをｃ軸方向のオフ角度と定義する。

ａ軸方向のオフ角度は＋方向でも、−方向でも、結晶的にみて同じ表面状態になるため、たとえば＋方向に１度と−方向に１度は同じ特性を有するので絶対値で記載する。しかし、ｃ軸方向は、＋方向と−方向でＧａ極性面が強くなる場合と、Ｎ極性面が強くなる場合があり、方向により特性が異なるため、＋方向と−方向を区別して記載する。

本発明に係る窒化物半導体発光素子の製造方法は、無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板上に、井戸層を有する発光層と、該発光層を挟むｎ型半導体層およびｐ型半導体層とを形成する窒化物半導体発光素子の製造方法において、上記井戸層を、Ｉｎ組成比ｘが０．１５以上、０．５０以下、Ａｌ組成比ｙが０．０以上０．８５以下のＩｎ _ｘ Ａｌ _ｙ Ｇａ _１-ｘ-ｙ Ｎ、又はＩｎ組成比ｘが０．１５以上、０．５０以下のＩｎ _ｘ Ｇａ _１-ｘ Ｎで形成し、上記基板と上記発光層との間に形成されたＡｌを有するｎ型窒化物半導体層を、９００℃以上１１００℃以下の成長温度で形成するとともに、上記発光層より上部に形成される、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体層と、第二ｐ型窒化物半導体層を、６００℃以上９００℃未満の成長温度で形成することを特徴とする。

上記基板と上記発光層との間に形成されたＡｌを有するｎ型窒化物半導体層を、９００℃以上１1００℃以下の成長温度で形成するのが好ましい。

上記の製造方法を用いることで、発光効率の向上と平坦性の向上を実現することができる。

ｎ型窒化物半導体層が９００℃より低い温度(Ｔｇ＜９００℃)で成長した場合、表面にピラミッド上の突起が多数発生し、平坦性の劣化により、発光効率低減と、平坦性劣化による歩留まり低減が起こる。この状態で、第一ｐ型窒化物半導体層と第二ｐ型窒化物半導体層を６００℃以上９００℃未満の成長温度で製造した場合、平坦性が劣化し、発光特性や電流・電圧特性の大幅な劣化を招く。

また、無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板上に溝を形成し、溝を有する上記基板上に形成されるのが好ましい。溝を設けることで、Ａｌを有するｎ型窒化物半導体層や、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体や、第二ｐ型窒化物半導体を積層しても、クラックの発生を抑制する効果があり、設計の自由度が増す。

また、上記発光層とＡｌを有する第一ｐ型窒化物半導体層との間に、該第一ｐ型窒化物半導体よりもＡｌ組成比の高いＡｌを有する第三ｐ型窒化物半導体層を、上記第一ｐ型窒化物半導体層の成長温度よりも高い温度で形成する工程をさらに備えることが好ましい。第三ｐ型窒化物半導体は、第一ｐ型窒化物半導体にくらべ、薄く、成長時間も短いため、第一ｐ型窒化物半導体よりも高い温度で成長しても、活性層への熱ダメージが少ない。

上記無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板として、無極性基板のｍ面基板を用いることが好ましい。さらには、上記無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板として、ａ軸[１１−２０]方向に、０．１°より大きく１０．０°以下のオフ角度を有する無極性基板のｍ面基板を用いるのが好ましい。より好ましくは、ａ軸[１１−２０]方向に、１．０°より大きく１０．０°以下のオフ角度を有する無極性基板のｍ面基板を用いることが好ましい。

この様な範囲でオフ角を有することで、表面モフォロジーに現れるピラミッド形状が消失し、非常に平坦な表面を実現することができる。尚、１０．０°より大きいオフ角度では、モフォロジーが劣化した。さらに、電流注入した際の発光パターンが、a軸オフを有しない基板上のものだと、輝点発光になるのに対しａ軸オフを有することで、非常に均一な発光パターンになる効果を見出した。この傾向は、ａ軸[１１−２０]方向に、０．１°以上１０．０°以下のオフ角度を有する無極性基板のｍ面基板で顕著であった。

本発明によれば、無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板上に、本発明は、無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板上に、Ｉｎ組成比ｘが０．１５以上、０．５０以下、Ａｌ組成比ｙが０．０以上１．０以下のＩｎ_xＡｌ_yＧａ_1-x-yＮ井戸層又はＩｎ組成比ｘが０．１５以上、０．５０以下のＩｎ_xＧａ_1-xＮ井戸層を有する窒化物半導体発光素子の製造方法において、ｎ型層の成長温度とｐ型層の成長温度を制御することにより、活性層への熱ダメージが低減し、また、平坦性が向上することから、上記発光層の発光効率の向上や素子の歩留まりを向上させることができる。また、上記発光効率の向上は、その発光素子を利用した装置の低消費電力化を提供することができる。

基板のオフ角度を説明する図である。 掘り込みを形成した基板の断面図である。 本発明の実施の形態１に係る窒化物半導体発光素子の断面図である。 ｎ型クラッド層を９００℃より低い温度(Ｔｇ＜９００℃)で成長した場合の、表面モフォロジーの光学顕微鏡像を示す。 本実施の形態１の窒化物半導体発光素子が有する発光層の断面図である。 本実施の形態１、実施例１にて作製した窒化物半導体レーザの断面図である。 本実施の形態１、実施例１にて作製した窒化物半導体レーザが有する発光層の断面図である。 サンプルＡのＨｇ−ＰＬ発光パターンの光学顕微鏡像を示す。 サンプルＤのＨｇ−ＰＬ発光パターンの光学顕微鏡像を示す。 第３の実施形態で用いた基板の断面図である。

以下において、本発明による種々の実施の形態を説明するに際して、いくつかの用語の意味を予め明らかにしておく。

「窒化物半導体基板」とは、Ｉｎ_aＡｌ_bＧａ_cＮ（０≦a≦１；０≦b≦１；０≦c≦１；a＋b＋c＝１）からなる基板を意味する。ただし、窒化物半導体基板の窒素元素のうちで、その約１０％以下がＡｓ、Ｐ、またはＳｂの元素で置換されてもよい（ただし、基板の六方晶系が維持されることが前提）。また、窒化物半導体基板中に、Ｓｉ、Ｏ、Ｃｌ、Ｓ、Ｃ、Ｇｅ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｍｇ、またはＢｅがドーピングされてもよい。ｎ型窒化物半導体としては、これらのドーピング材料のうちでも、Ｓｉ、Ｏ、およびＣｌが特に好ましい。

基板とは、無極性、および半極性窒化物半導体基板の主面方位としては、Ａ面｛１１−２０｝、Ｒ面｛１−１０２｝、Ｍ面｛１−１００｝、または｛１−１０１｝面、｛１１−２２｝面であり、特に効果が大きい面として、無極性面であるＭ面｛１−１００｝、または｛１−１０１｝面が挙げられる。

また、上記の基板に掘り込み領域を施したものを用いてもよい。「掘り込み領域」とはたとえば図２（Ａ）（Ｂ）に示されているように窒化物半導体基板表面でストライプ状に加工された凹部を意味する。このような掘り込み領域を設けることで、クラックの抑制が可能となる。

図２（Ａ）（Ｂ）は掘り込み加工を施した後の基板の断面形状を模式的に示したものである。掘り込み領域の断面形状は、必ずしも矩形状である必要はなく、図２（Ａ）（Ｂ）に示したように、△形状、もしくは台形の形状で合っても良く、凹凸の段差を生じさせるものであればよい。また、図２（Ａ）（Ｂ）に示された溝と丘は１方向に沿って加工されたストライプ配列であるが、溝または丘が互いに交差し合った桝目配列であってもよい。また、一つの基板上に異なる形状の掘り込み領域、掘り込み深さ、幅が異なる掘り込み領域が存在していても良い。また、一つの基板上で周期が異なっていても構わない。なお、本願の図面において、長さ、幅、厚さ、深さなどの寸法関係は図面の明瞭化と簡略化のために適宜に変更されており、実際の寸法関係を表わしてはいない。

「第一ｐ型窒化物半導体層」は、窒化物半導体レーザの一般的な表記としては、ｐ型クラッド層を意味する。

「第二ｐ型窒化物半導体層」は、窒化物半導体レーザの一般的な表記としては、ｐ型コンタクト層を意味する。

「第三ｐ型窒化物半導体層」は、窒化物半導体レーザの一般的な表記としては、ｐ型キャリアブロック層を意味する。

＜第１の実施形態＞

以下、図３の窒化物半導体発光素子ウエハ３０の積層構造の模式的断面図を参照して、本発明の窒化物半導体発光層の製造方法の一例である第１の実施形態について説明する。

窒化物半導体発光素子ウエハ３０は、無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板３１上に、ｎ型ＧａＮ層３２、Ａｌを有するｎ型窒化物半導体からなるｎ型クラッド層３３、窒化物半導体からなるｎ側ガイド層３４、発光層３５、Ａｌを有する第三ｐ型窒化物半導体からなるｐ型キャリアブロック層３６、窒化物半導体からなるｐ側ガイド層３７、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８、第二ｐ型窒化物半導体からなるｐ型コンタクト層３９が順番に積層されている。

Ａｌを有するｎ型窒化物半導体からなるｎ型クラッド層３３としては、例えば、Ｓｉを含む、ＡｌＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮを用いることができ、単層または複数層のいずれであってもよい。また、ｎ型クラッド層３３は、その層のうちの一部をアンドープにすることもできる。

窒化物半導体からなるｎ側ガイド層３４としては、例えば、Ｓｉを含む、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮまたはＩｎＧａＮを用いることができ、単層または複数層のいずれであってもよい。場合によっては、不純物を含まない、ノンドープであっても良い。

発光層３５としては、例えば、Ｉｎ組成比ｘが０．１５以上、０．５０以下、Ａｌ組成比ｙが０．０以上１．０以下のＩｎ_xＡｌ_yＧａ_1-x-yＮからなる井戸層と障壁層、もしくは、Ｉｎ組成比ｘが０．１５以上、０．５０以下のＩｎ_xＧａ_1-xＮからなる井戸層と障壁層からなる多重量子井戸構造を有するもの、または単一量子井戸構造を有するものを用いることができる。

上記多重量子井戸構造は、上記ｎ型ガイド層３４側から順に障壁層から始まって、井戸層、障壁層を繰り返し、最後に障壁層を成長して完了するもの、あるいは、井戸層から始まって、障壁層、井戸層を繰り返し、最後に井戸層を成長して完了するものを含む。上記障壁層としては、たとえば、ＩｎＧａＮのみからなる層、ＧａＮのみからなる層、ＩｎＡｌＧａＮのみからなる層、ＩｎＧａＮとＧａＮからなる多重層、ＩｎＧａＮとＩｎＡｌＧａＮからなる多重層、ＧａＮとＩｎＡｌＧａＮからなる多重層、またはＩｎＧａＮ、ＧａＮとＩｎＡｌＧａＮからなる多重層などを適用することができる。また、上記井戸層若しくは障壁層のいずれかの層または両方の層にＳｉ乃至Ｍｇを添加することもできる。

例えば、障壁層がＩｎを含むＩｎＧａＮのみからなる場合、障壁層上に積層される井戸層に取り込まれるＩｎの効率を、非常に良好にすることができる。このため、Ｉｎのガス流量を少なくした場合でも、高いＩｎ組成比を維持することができるので、取り込み効率を向上させることができる。これにより、有効に長波長化を図ることができる。また、原料ガス(ＴＭＩｎなど)の消費量を削減することができるため、コスト的にもメリットがある。

Ａｌを有する第三ｐ型窒化物半導体からなるｐ型キャリアブロック層３６は、例えば、Ｍｇを含む、ＡｌＧａＮ、またはＩｎＡｌＧａＮを用いることができ、第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８よりもＡｌ組成比が高く設定される。

窒化物半導体からなるｐ側ガイド層３７としては、例えば、Ｍｇを含む、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮまたはＩｎＧａＮを用いることができ、単層または複数層のいずれであってもよい。場合によっては、不純物を含まない、ノンドープであっても良い。

Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８は、例えば、Ｍｇを含む、ＡｌＧａＮ、または、ＩｎＡｌＧａＮを用いることができ、単層または複数層のいずれであってもよい。また、ｐ型クラッド層３８は、その層のうちの一部をアンドープとすることもできる。

第二ｐ型窒化物半導体からなるｐ型コンタクト層３９は、例えば、Ｍｇを含むＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮまたはＩｎＧａＮを用いることができる。

このような窒化物半導体発光素子ウエハ３０は、たとえば以下のようにして作製することができる。本発明では、ｎ型クラッド層とｐ型クラッド層の成長温度が特に重要となる。

まず、ＭＯＣＶＤ装置内に、無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板３１を設置し、無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板３１の表面温度をｎ型ＧａＮ層３２、Ａｌを有するｎ型クラッド層３３を成長する温度に保持する。そして、窒素ガスと水素ガスとを含むキャリアガスを用いて、ＩＩＩ族の原料ガス、Ｓｉを含む原料ガスおよびアンモニアガスをＭＯＣＶＤ装置内に導入し、窒化物半導体基板３１の表面上にｎ型ＧａＮ層３２を積層する。さらに、以下で詳細に述べる製造方法を用いてＡｌを有するｎ型クラッド層３３を結晶成長させる。この際、ｎ型ＧａＮ層３２を挟まずに、ＧａＮ基板３１上に直接ｎ型クラッド層３３を積層してもよい。

また、ＧａＮ基板３１上にｎ型ＧａＮ層３２を積層する場合、成長開始温度を８００℃から始め、温度を上昇させながら積層してもよい。この方法により、ＧａＮ基板３１上の表面アレが無くなり、平坦性が向上する。

（ｎ型クラッド層とｐ型クラッド及びｐ型コンタクト層の製造方法）

（ｎ型クラッド層の製造方法）

Ａｌを有する窒化物半導体からなるｎ型クラッド層３３は、９００℃以上１１００℃以下の成長温度で形成され、かつ、上記発光層より上部に形成される、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８、第二ｐ型窒化物半導体からなるｐ型コンタクト層３９が、６００℃以上９００℃未満の成長温度にて形成されることで、平坦性が向上し、また、発光効率の向上が実現される。

ここで、Ａｌを有するｎ型クラッド層３３が結晶成長するのに適切な温度は、Ａｌを有するｎ型クラッド層３３がＡｌＧａＮ、または、ＩｎＡｌＧａＮからなる場合には、９００℃以上１１００℃以下であることが好ましく、１０００℃以上１０８０℃以下であることがより好ましい。

無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板３１の表面温度を上記の温度に保持してＡｌを有するｎ型クラッド層３３を結晶成長させた場合にはＡｌを有するｎ型クラッド層３３の結晶が平坦化し、また結晶性が良好となる点で好ましい。

ｎ型クラッド層３３を９００℃より低い温度(Ｔｇ＜９００℃)で成長した場合、図４に示すような表面にピラミッド上の突起が多数発生し、平坦性の劣化により、発光効率低減と、歩留まり低減が起こる。この状態で、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８、第二ｐ型窒化物半導体からなるｐ型コンタクト層３９を６００℃以上９００℃未満の成長温度で製造した場合、平坦性が劣化し、発光特性や電流・電圧特性の大幅な劣化を招く。

なお、ＩＩＩ族の原料ガスとしては、たとえば、ＴＭＧ（（ＣＨ₃）₃Ｇａ；トリメチルガリウム）、ＴＥＧ（（Ｃ₂Ｈ₅）₃Ｇａ；トリエチルガリウム）、ＴＭＡ（（ＣＨ₃）₃Ａｌ；トリメチルアルミニウム）、ＴＥＡ（（Ｃ₂Ｈ₅）₃Ａｌ；トリエチルアルミニウム）、ＴＭＩ（（ＣＨ₃）₃Ｉｎ；トリメチルインジウム）またはＴＥＩ（（Ｃ₂Ｈ₅）₃Ｉｎ；トリエチルインジウム）等を用いることができる。また、Ｓｉを含む原料ガスとしては、たとえば、ＳｉＨ₄（シラン）ガス等を用いることができる。また、上記アンモニアガスガスの替わりに、モノメチルヒドラジンあるいはジメチルヒドラジンを用いることもできる。

(ｐ型クラッド層の製造方法)

ｎクラッド層を上記の条件で製造した上で、尚且つ、下記のｐ型クラッド層とｐ型コンタクト層を以下の条件で製造することで、発光効率の向上と平坦性の向上を実現することができる。

ｐ側ガイド層３７の表面温度をＡｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８が結晶成長するのに適切な温度に保持し、窒素ガスと水素ガスとを含むキャリアガスを用いて、ＩＩＩ族の原料ガス、Ｍｇを含む原料ガス、およびアンモニアガスをＭＯＣＶＤ装置内に導入し、ｐ側ガイド層３７の表面上にＡｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８をＭＯＣＶＤ法により結晶成長させる。ここで、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８が結晶成長するのに適切な温度は、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８がＡｌＧａＮまたはＩｎＡｌＧａＮからなる場合には、６００℃以上９００℃未満であることが好ましく、６５０℃以上８８０℃以下であることがより好ましい。更には、８００℃以上８５０℃以下であることがより好ましい。Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８のこの製造条件は、ｎ型クラッド層の成長条件を満たして初めて、効果が現れる。

また、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８の成長速度を１．０ Å／s以上、１０ Å／s以下、より好ましくは、１．０ Å／s以上、５．０ Å／s以下、とすると発光素子の低抵抗化の効果があり、より好ましい。また、遅くとも、成長速度１．０Å／秒以上が必要となる。成長速度が１．０Å／秒未満となると、結晶表面に供給される原子数よりも、結晶表面から離脱する原子数のほうが多くなり、エッチングにより結晶表面が荒れるため、平坦性が悪くなるため、好ましくない。また、成長時間も長くなり、量産性も劣ることになる。

（ｐコンタクト層の製造方法）

次に、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８の表面温度を第二ｐ型窒化物半導体からなるｐ型コンタクト層３９が結晶成長するのに適切な温度に保持し、窒素ガスと水素ガスとを含むキャリアガスを用いて、ＩＩＩ族の原料ガス、Ｍｇを含む原料ガス、およびアンモニアガスをＭＯＣＶＤ装置内に導入し、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８の表面上に第二ｐ型窒化物半導体からなるｐ型コンタクト層３９をＭＯＣＶＤ法により結晶成長させる。また、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８上に積層される第二ｐ型窒化物半導体からなるｐ型コンタクト層３９も、上記ｐ型クラッド層３８と同様に６００℃以上９００℃未満であることが好ましく、６５０℃以上８８０℃以下であることがより好ましい。更には、８００℃以上８５０℃以下であることがより好ましい。

また、上記ｐ型コンタクト層３９の成長速度を１．０ Å／s以上、１５Å／s以下、より好ましくは、１．０ Å／s以上、５．０ Å／s以下、とすると発光素子の低抵抗化の効果があり、より好ましい。また、遅くとも、成長速度１．０Å／秒以上が必要となる。成長速度が１．０Å／秒未満となると、結晶表面に供給される原子数よりも、結晶表面から離脱する原子数のほうが多くなり、エッチングにより結晶表面が荒れるため、平坦性が悪くなるため、好ましくない。

発光層３５の表面温度を上記の温度に保持してＡｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８と第二ｐ型窒化物半導体からなるｐ型コンタクト層３９を結晶成長させた場合には、活性層への熱ダメージが少なく、発光効率の改善の観点から、好ましい。

Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８と第二ｐ型窒化物半導体からなるｐ型コンタクト層３９の成長温度を９００℃以上に上げた場合、Ｉｎ組成比ｘが０．１５より低い場合は活性層への影響は少ないが、０．１５以上の場合には、熱ダメージの影響が非常に大きく、発光効率が大幅に低減する。ひどい場合は、発光が得られなくなる。

また、ｐ型クラッド層を９００℃以上の高温で積層した場合、フォトルミネッセンス（ＰＬ）測定により観測される発光波長と、レーザ発振した状態の発振波長との波長差Δλが、１５ｎｍ程度観測される。これは、発光層成長後に、発光層を高い温度にさらすことで、界面や組成の揺らぎにより、井戸層への電子注入が少ない状態での測定となるＰＬ測定での発光波長と、井戸層への電子注入が多い状態での測定となるレーザ発振の発振波長での差が大きくなると考えられる。ｐ型クラッド層の成長温度を９００℃未満にすることで、波長差Δλを１０ｎｍ程度までに抑えることが出来る。

ここで、Ｍｇを含む原料ガスとしては、たとえば、Ｃｐ₂Ｍｇ（シクロペンタジエニルマグネシウム）または（ＥｔＣｐ）₂Ｍｇ（ビスエチルシクロペンタジエニルマグネシウム）等を用いることができる。なお、（ＥｔＣｐ）₂Ｍｇは、常温および常圧で液体なので、その条件で固体であるＣｐ₂Ｍｇと比べてＭＯＣＶＤ装置への導入量を変動させたときの応答が良く、蒸気圧を一定に保つのが容易である。そのため、Ｍｇを含む原料ガスの導入量が生産のロット毎に異なるのを容易に抑止することができる傾向にある。また、ＩＩＩ族の原料ガスおよびアンモニアガスとしては、それぞれ上記のものを用いることができる。

上記で述べたとおり、無極性面や半極性面では、ｐ型窒化物半導体薄膜を９００℃より低い温度Ｔｇ＜９００℃での成膜が有効であることがわかった。これは、無極性面や半極性面に特有に見られる効果である。極性面であるｃ面では、ｐ型窒化物半導体薄膜を９００度より低い温度Ｔｇ＜９００℃（通常１０００度以上）で成長すると、ｐ型窒化物半導体薄膜の表面に欠陥（貫通転位などによるもの）が多数発生する。また、表面の欠陥の大きさも大きくなり、通常走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）などで観察しないと分からないが、２００−８００倍程度の光学顕微鏡で観察できるほど大きな欠陥が発生する。これは、成長温度が低いため、原子のマイグレーションが抑制され、結晶性が悪化するためと考えられる。また、窒化物半導体はn型伝導を示しやすく、ｐ型伝導を示しにくい傾向があり、低温で作製すると、結晶性の悪化から、ｐ型伝導を示さなくなる。このため、極性面では、ｐ型層は１０００度程度の高温で成膜される。特にＡｌを含むＡｌＧａＮ層は、ＧａＮ層より高温の成長温度が要求される。

本発明では、無極性面や半極性面において、ｐ型窒化物半導体薄膜を９００℃より低い温度Ｔｇ＜９００℃での成膜が有効であることを見いだした。また、ｐ型窒化物半導体薄膜を従来よりも低い温度で作製するには、ｎ型窒化物半導体薄膜の成長条件が重要であることを見いだした。

(ｎ側ガイド層の製造方法)

次に、ｎ型クラッド層３３表面の温度をｎ側ガイド層３４が結晶成長するのに適切な温度に保持し、結晶成長させる。ここで、ｎ側ガイド層３４がＧａＮからなる場合には、９００℃以上１１００℃以下であることが好ましく、１０００℃以上１０８０℃以下であることがより好ましい。ＩｎＧａＮからなる場合には、上記の適切な温度は、６５０℃以上１０００℃以下であることが好ましい。ＩｎＡｌＧａＮからなる場合には、上記の適切な温度は、６５０℃以上１０００℃以下であることが好ましい。

（発光層の製造方法）

発光層の一例として、図５に示すような、２重量子井戸からなる発光層の構造を例にとって説明する。

図３と図５を参照して、ｎ側ガイド層３４の温度を障壁層５１が成長するのに適切な温度に保持し、ＩＩＩ族原料とアンモニアガスおよびキャリアガスをＭＯＣＶＤ装置内に導入し、ｎ側ガイド層３４の上に障壁層５１を結晶成長させる。

ここで、障壁層５１がＩｎＧａＮ層である場合、適切な温度とは６００℃以上７７０℃以下である。障壁層の成長温度は、井戸層５２と同じでもよいが、より好ましくは、１０℃以上８０℃以内の範囲で高く設定することが好ましい。更に好ましくは２０℃以上５０℃以内の範囲高く設定することが好ましい。障壁層５１の成長温度を、井戸層５２の成長温度より高く設定することで、界面の急峻性が向上し、発光効率の向上につながる。キャリアガスは窒素のみでもよいが、水素が含まれている状態がより好ましい。

障壁層はＩｎＧａＮに限らず、ＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮでも良く、また、上記組み合わせの周期構造でもよい。製造方法は、ＩｎＧａＮと同じである。

また、ここでは、井戸より下にある障壁層（以下、下部隣接層という）、井戸と井戸の間にある障壁層（以下、井戸間の障壁層という）、井戸よりも上にある障壁層（以下、上部隣接という）をまとめて、障壁層として扱っているが、構成する原子の種類やその組成比は、全く同じである必要は無く、上記の範囲において、それぞれが違う構成であってもよい。

例えば、単一量子井戸の場合は、下部隣接層、井戸層、上部隣接層となり、３重量子井戸の場合は、下部隣接層、井戸層、井戸間障壁層１、井戸層、井戸間障壁層２、井戸層、上部隣接層となる。井戸間障壁層１、２は、構成する原子の種類やその組成比は、全く同じである必要は無く、上記の範囲において、それぞれが違う構成であってもよい。

キャリアガスに水素を含む場合、１．００Ｌ／分未満、より好ましくは、０．５０Ｌ／分以下がより好ましい。水素キャリアガス０．００Ｌ／分が、キャリアガスが窒素のみと同意であるが、水素を上記の範囲で導入することで、界面の急峻性が改善することで、エックス線回折像のサテライトピークが明瞭化する。水素キャリアガスが１．００Ｌ／分以上の場合、障壁層がＩｎを有する場合、Ｉｎ原子の取り込みが困難となる。また、Ｉｎを含まない場合でも、水素キャリアガスが１．０Ｌ／分以上の場合、エッチング効果により結晶表面があれて、平坦性が劣化するため好ましくない。

次に、障壁層５１の温度を井戸層５２が成長するのに適切な温度に保持し、ＩＩＩ族原料とアンモニアガスおよびキャリアガスをＭＯＣＶＤ装置内に導入し、障壁層５１の上にＩｎＧａＮ井戸層５２を結晶成長させる。ここで、井戸層５２がＩｎ組成比ｘが０．１５以上、０．５０以下、Ｉｎ_xＧａ_1-xＮからなる層である場合、適切な温度とは６００℃以上７２０℃以下である。比較的低い成長温度にすることで、Ｉｎ蒸発が抑制され、Ｉｎ取り込みが向上する。また、相分離が原因と考えられる、ＰＬスペクトルの長波長側の裾が無くなり、発光効率の向上が期待できる。アンモニアの分解効率を考慮すると、より好ましくは、６６０℃以上７２０℃以下である。この温度範囲で成長を行う場合、成長速度は、０．７Å／秒以下が好ましく、より好ましくは、０．２Å／秒以下が好ましい。また、遅くとも、成長速度０．０５Å／秒以上が必要となる。成長速度が０．０５Å／秒未満となると、結晶表面に供給される原子数よりも、結晶表面から離脱する原子数のほうが多くなり、エッチングにより結晶表面が荒れるため、平坦性が悪くなるため、好ましくない。

これは、上記井戸層の成長温度を低く設定するため、原子のマイグレーションが抑制される。成長速度を遅くすることで、マイグレーションの抑制を緩和し、適切な原子の動きを確保することで、結晶性が改善し、発光効率が向上するためである。また、成長温度が６００℃以上７２０℃以下の場合、井戸層を成長時に、キャリアガスとして水素を導入することが可能となる。

キャリアガスに水素を含む場合、０．００５Ｌ／分以上、０．２００Ｌ／分以下、より好ましくは、０．００５Ｌ／分以上、０．１００Ｌ／分以下が好ましい。０．００５Ｌ／分未満の場合、井戸層成長時に水素を導入する効果が十分ではない。また、０．２００Ｌ／分以上導入すると、井戸層の成長温度が６００℃以上７２０℃以下の場合であっても、Ｉｎ原子の取り込みが低減し、長波長化が困難となる。

従来、極性面であるＣ面成長では、Ｉｎ組成比ｘが０．１５以上、０．５０以下、Ａｌ組成比ｙが０．０以上１．０以下のＩｎ_xＡｌ_yＧａ_1-x-yＮ井戸層を製造する際、井戸層にキャリアガスとしては窒素のみを用い、水素を導入することが困難であった。これは、Ｉｎ原子の取り込みが低下し、長波長化が困難となるからである。しかし、無極性面もしくは半極性面を主面とするＧａＮ基板上で、井戸層の成長温度が６００℃以上７２０℃以下の場合、キャリアガスに水素を導入しても、長波長化が可能となることを見出した。井戸層成長時に水素を導入する効果としては、Ｘ線回折像のサテライトピークが明瞭になり、また、電流注入時の発光パターンが良化するなどの改善が見られ、発光効率の向上につながる。井戸層はＩｎＧａＮに限らず、Ｉｎ組成比ｘが０．１５以上、０．５０以下、Ａｌ組成比ｙが０．０以上１．０以下のＩｎ_xＡｌ_yＧａ_1-x-yＮから構成されても良く、その製造方法は、ＩＩＩ族原料の供給がＩｎとＧａとＡｌを含むＩＩＩ族原料となる以外は、ＩｎＧａＮと同じである。

なお、Ｉｎを含むＩＩＩ族原料としてはＴＭＩまたはＴＥＩを、Ｇａを含むＩＩＩ族原料としてはＴＭＧまたはＴＥＧを、Ａｌを含むＩＩＩ族原料としてはＴＭＡまたはＴＥＡを、それぞれ用いることができる。

井戸層５２と障壁層５１の界面には、成長を中断せずに連続的に成長を行っても良いし、成長中断を施しても良い。

井戸層５２の層厚は１．２ｎｍ以上３．５ｎｍ以下であることが好ましい。より好ましくは、１．５ｎｍ以上３．０ｎｍ以下である。このような層厚であると、効果的に非発光領域を抑制することができる。上記の層厚の範囲を超えると、格子不整合により転位が発生し、非発光が増大する。ひどくなると、発光が得られなくなる。

図５では、井戸数が２つの例を示したが、井戸の層数が１以上３以下であれば良い。より好ましくは、１以上２以下である。井戸の層数が増大すると、発光層が有する蓄積歪が増大し、非発光の原因となる転位が発生するため、少ないほうが良い。

（第三ｐ型窒化物半導体の製造方法）

図３を参照して、発光層３５表面の温度をＡｌを有する第三ｐ型窒化物半導体からなるｐ型キャリアブロック層３６が結晶成長するのに適切な温度に保持し、結晶成長させる。ここで、ｐ型キャリアブロック層３６の成長温度は、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８の成長温度よりも高い温度で形成される。６５０℃以上１０００℃以下であることが好ましく、７００℃以上９５０℃以下であることがより好ましい。これは、Ａｌ組成がクラッド層より高く、Ａｌ組成が増加するに従い、マイグレーションが起こりにくくなり、よりよい結晶性を有する膜を得るために、高い成長温度で形成される方が良い。Ａｌを有する第三ｐ型窒化物半導体からなるｐ型キャリアブロック層３６は、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層３８にくらべ、層厚も薄く、ｐ型クラッド層３８に比べ、成長時間も短いため、高い成長温度で形成されても、熱ダメージの影響が少ない状態での成長が可能となる。

(ｐ側ガイド層の製造方法)

図３を参照して、第三ｐ型窒化物半導体からなるｐ型キャリアブロック層３６の表面の温度をｐ側ガイド層３７が結晶成長するのに適切な温度に保持し、結晶成長させる。ここで、ｐ側ガイド層３７の成長温度は、障壁層５１の成長温度と、第三ｐ型窒化物半導体からなるｐ型キャリアブロック層３６の成長温度の間の温度で成長することが好ましい。

（実施例１）

図６は、実施例１に係る窒化物半導体発光素子ウエハ５０の積層構造の断面図である。窒化物半導体発光素子ウエハ６０は、ｍ面｛１−１００｝ＧａＮ基板６１上に、ｎ型ＧａＮ層（０．１μｍ）６２、ｎ型Ａｌ_0.06Ｇａ_0.94０Ｎクラッド層（２．２μｍ）６３、ｎ型ＧａＮガイド層６４（０．２μｍ）、発光層６５、ｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎキャリアブロック層（２０ｎｍ）６６、ｐ型ＧａＮガイド層（０．１μｍ）６７、ｐ型Ａｌ_0.06Ｇａ_0.94Ｎクラッド層（０．５５μｍ）６８、ｐ型ＧａＮコンタクト層６９（０．１μｍ）が順番に積層されている。

図７に発光層７０の構成を示す。Ｉｎ_0.04Ｇａ_0.96Ｎ下部障壁層７１(３５ｎｍ)、Ｉｎ_0.18Ｇａ_0.82Ｎ井戸層７２(３．０ｎｍ)、Ｉｎ_0.04Ｇａ_0.96Ｎ障壁層７３（１６．０ ｎｍ）、Ｉｎ_0.18Ｇａ_0.82Ｎ井戸層７２(３．０ｎｍ)、Ｉｎ_0.04Ｇａ_0.96Ｎ上部障壁層７４（７０．０ｎｍ）により構成される２重量子井戸構造である。発光層の成長温度は、７００℃とした。

ｎ型クラッド層の成長温度をＴｎ、キャリアブロック層からｐコンタクト層の成長温度をＴｐとすると、下記の４通りで窒化物半導体発光素子を作製し、電流注入発光特性の評価を行った。結果と合わせて表１と表２にまとめる。尚、これらのサンプルの発光波長は、４８０〜５１０ ｎｍの範囲であった。

サンプルＡの発光パターンを図８に示す。図から分るように、活性層成長後にｐ側の成長温度を９００℃以上の高温度成長を行うことで、黒色領域が発生する。これは、ｐ側の成長温度が高く、活性層が熱ダメージを受けて生じたと考えられる。この領域は、非発光領域となるため、発光素子がこの黒色領域を含むと、発光効率が大幅に劣化する。

また、ｐ側成長温度を９００℃未満にした場合、ｎ型クラッド層の成長温度が重要となる。ｎ型クラッド層の成長温度を９００℃未満にした場合、表面モフォロジーが急変し、小さなピラミッドが多発する。サンプルＢの表面状態と、発光パターンであるが、ｎ側を８００℃と低温で成長し、かつｐ側を８００℃で成長すると、ｎ側の平坦性が崩れる結果、表面が非常に荒れた状態になる。また、ｎ側の平坦性悪化を受け、活性層へ悪影響を及ぼし、平坦性の悪化により、発光パターンにもムラが生じる。さらに、この状態で、ｐ側成長を低温で成長すると、n型層の平坦性の悪さが影響し、ｐ型キャリアブロック層やクラッド層、コンタクト層の結晶品質の劣化や、層厚の揺らぎから、井戸から漏れたキャリアがｐ型クラッド層まで染み出し、活性層からの発光が得られなくなる現象が観察された。また、同時に、電流・電圧特性に異常をきたす現象が見られた。サンプルＣもサンプルＢと同様の傾向を示した。

サンプルＤは、ｎ側の成長温度を１０７５℃とし、ｐ側の成長温度を８９０℃として作製した。発光パターンを図９に示す。表面写真から、発光パターンより、黒色領域がないことが分った。また、表面観察においても、平坦性が確認され、即ち、ｎ側とｐ側の成長温度の組み合わせにより、平坦性と発光効率の向上が期待できる結果を得た。

以上の結果を踏まえ、ｎ型クラッド層の成長温度を１０７５℃とし、ｐ型キャリアブロック層からｐ型コンタクト層の成長温度を８９０℃として窒化物半導体発光素子を製造した。上記の方法で作製された、窒化物半導体ウエハーを半導体レーザに加工し、測定を行ったところ、平坦性の向上と発光効率が改善し、４９１ ｎｍにてレーザ発振を実現した。

（実施例２）

実施例２は、ｐ型コンタクト層の成長速度を変更した点以外は、実施の形態１＞実施例１）のサンプルＤと同じである。

実施例１では、ｐ型コンタクト層の成長速度が１０．２ Å／sであった。その他の成長条件は全く同じで、ＴＭＧの供給量のみ変更し、成長速度を４．１ Å／sで窒化物半導体発光素子を作製したところ、１００ｍＡ注入時に電圧８．７Ｖで動作していたものが、５．８Ｖまで低減した。これは、成長速度を遅くすることで、結晶品質が向上したためでと考えられる。本実施例によれば、電圧低減効果により、低消費電力動作にもつながると考える。尚、この測定は、半径２００μｍの円形電極を用いて測定を行った結果である。
（実施例３）

実施例３は、ｐ型クラッド層の成長速度を変更した点以外は、実施の形態１＞実施例１）のサンプルＤと同じである。

実施例１)では、ｐ型クラッド層の成長速度が１２ Å／sであった。その他の成長条件は全く同じで、ＴＭＧとＴＭＡの供給量のみ変更し、成長速度を４．８ Å／sで窒化物半導体発光素子を作製したところ、１００ｍＡ注入時に電圧８．７Ｖで動作していたものが、５．５Ｖまで低減した。これは、成長速度を遅くすることで、結晶品質が向上したためでと考えられる。尚、この測定は、半径２００μｍの円形電極を用いて測定を行った結果である。

（実施例４）

実施例４は、ＩｎＧａＮ量子井戸の成長キャリアガスに水素を含む点以外は、実施の形態１＞実施例１）のサンプルＤと同じである。

従来、極性面であるＣ面成長では、Ｉｎ組成比ｘが０．１５以上、０．５０以下のＩｎＧａＮからなる井戸層を製造する際、キャリアガスとして水素を導入することが困難であった。これは、Ｉｎ原子の取り込みが低下し、長波長化が困難となるからである。

しかし、ｍ面｛１−１００｝ＧａＮ基板で、井戸層の成長温度が７００℃の場合、井戸層成長時に、水素流量２０ｃｃｍをキャリアガスとして流しても、キャリアガスに水素を含まない場合に比べ、波長シフト量が小さかった。即ち、７００℃の場合、水素を導入しても、長波長化が可能となることを見出した。７２０℃以下であれば、水素を入れても、高いＩｎ組成の取り込みを実現することが可能となる。

井戸層成長時にキャリアガスとして水素を導入し、窒化物半導体発光素子を作製したところ、キャリアガスに水素を含まない場合と比べ、Ｘ線回折像のサテライトピークが明瞭になり、また、電流注入時の発光パターンが良化するなどの改善が見られ、ＰＬ発光強度で４倍程度の増加が見られ、発光効率の向上が見られた。

（実施例５）

実施例５は、ＩｎＧａＮ量子井戸の成長速度を変更した点以外は、実施の形態１＞実施例１）のサンプルＤと同じである。

実施の形態１＞実施例１）では、成長速度が１．７Å／秒であった。それに対し、成長速度を０．３Å／秒まで遅くしたところ、発光効率が大幅に向上した。更に０．１Å／秒まで遅くしたところ、ＰＬ発光強度で６倍程度の増加が見られ、発光効率が大幅に向上した。

（実施例６）

実施例６は、発光層のうち、Ｉｎ_0.04Ｇａ_0.96Ｎ下部障壁層７１、Ｉｎ_0.04Ｇａ_0.96Ｎ障壁層７３、Ｉｎ_0.04Ｇａ_0.96Ｎ上部障壁層７４のＩｎＧａＮからなる全ての障壁層を、ＧａＮ障壁層に変更した点以外は、実施の形態１＞実施例１）のサンプルＤと同じである。

実施の形態１＞実施例１）において、波長が５００ｎｍ以上において、ＩｎＧａＮ障壁層を用いた場合、発光パターンにおいて、ｃ軸方向に対し平行に入る転位（ＥＬ発光パターンを見るとダークラインのように見える）が観測された。そこでＩｎＧａＮ障壁層をＧａＮ障壁層へ変えたところ、ｃ軸方向に対し平行に入る転位を抑制することができた。尚、障壁層をＧａＮから構成した場合、光閉じ込めを有効にするために、ガイド層などのＩｎ組成比を増加したり、クラッド層のＡｌ組成を上げるなどすればよい。クラッド層のＡｌ組成を上げると、クラックの発生が危惧されるが、以下、第２実施の形態で示す溝を施す事で、クラック防止を実現する事が可能である。

＜第２実施形態＞

本実施の形態２＞では、実施の形態１＞のサンプルＤと基本的には同じであるが、＜０００１＞方向に幅５μｍ、深さ３μｍ、周期４００μｍでストライプ状にＲＩＥ（Reactive Ion Etching）、ＩＣＰ（ion coupled plasma）などの気相エッチングで掘り込んだ基板を用いた。このような溝を施した基板を用いた場合、溝を施さない基板を用いた場合に比べ、平坦性の向上が見られた。

＜第３の実施形態＞

本実施の形態３＞では、実施の形態１＞のサンプルＤと基本的には同じであるが、＜０００１＞方向に幅５μｍ、深さ３μｍ、周期４００μｍでストライプ状にＲＩＥ（Reactive Ion Etching）、ＩＣＰ（ion coupled plasma）などの気相エッチングで掘り込んだ基板を用いた。更に、溝に、図１０に示すように、成長抑制膜１０１を設けた。図１０では、溝の全面が成長抑制膜で覆われている例を示したが、この方法に限定される事は無く、例えば、溝の底の一部が覆われている場合など、溝の一部が成長抑制膜で覆われた場合を含む。成長抑制膜１０１としては、アルミニウムの窒化物膜、アルミニウムの酸窒化物膜、アルミニウムとガリウムの窒化物膜が好ましい。成長抑制膜１０１を設けることにより、溝が完全に埋まってしまうことが防止され、表面モフォロジーの改善効果、クラッド層のＡｌ組成変動抑制効果において高い効果を得ることができた。

＜第４の実施形態＞

本実施の形態４＞では、実施の形態１＞のサンプルＤと基本的には同じであるが、用いた無極性基板のｍ面基板が、ａ軸[１１−２０]方向に、０．１°より大きく１０．０°以下のオフ角度を有すること以外は、同じである。

ａ軸[１１−２０]方向に、オフ角度を有しない無極性基板のｍ面基板では、成長条件により抑制されていたが、ピラミッド形状が観測されていた。ｍ面基板が、ａ軸[１１−２０]方向に、０．１°より特定的には大きく１０．０°以下のオフ角度を有するｍ面基板を用いることで、ピラミッド形状が消失し、非常に平坦な表面を実現することができた。さらに、この傾向は、ａ軸[１１−２０]方向に、１．０°より特定的には大きく１０．０°以下のオフ角度を有するｍ面基板で顕著であった。尚、１０．０°より大きいオフ角度では、モフォロジーが劣化した。
さらに、電流注入した際の発光パターンが、a軸オフを有しない基板上のものだと、輝点発光になるのに対しａ軸オフを有することで、非常に均一な発光パターンになる効果を見出した。この傾向は、ａ軸[１１−２０]方向に、０．１°以上１０．０°以下のオフ角度を有する無極性基板のｍ面基板で顕著であった。

無極性基板のｍ面基板に特有に見られる現象として、電流注入した際の発光パターンに輝点が見られる現象があった。この現象は、Ｉｎ組成を増やすほどに、顕著に現れる。この現象は、Ｉｎ組成比が０．１５以上０．２５以下程度を有する極性基板であるＣ面では観測されない、無極性基板のｍ面基板に特有の現象である。ａ軸[１１−２０]方向に、０．１°より特定的には大きく１０．０°以下のオフ角度を有するｍ面基板を用いることで、電流注入した際に見られる輝点発光パターンが、均一な面状発光パターンへと変化した。

これは、ｎ型窒化物半導体層、井戸層などの平坦性が向上することで、その上に積層されるｐ型窒化物半導体層の平坦性が向上し、ａ軸[１１−２０]方向にオフ角を有しない基板に比べ、ａ軸[１１−２０]方向にオフ角を有する基板上の方が、電流注入が均一化したためだと考えられる。

エックス線回折測定において、ａ軸[１１−２０]方向にオフ角を有しない基板上に作製したサンプルでは、電流ブロック層からの回折ピークが観察されないのに対し、ａ軸[１１−２０]方向にオフ角を有する基板上に作製したサンプルでは、電流ブロック層からの回折ピーク出現することからも、推測される。

本発明によれば、発光効率の向上した窒化物半導体発光素子が得られるので、その発光素子を利用した装置の低消費電力化を提供することができる。

３０ 窒化物半導体発光素子ウエハ
３１ 無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板
３２ ｎ型ＧａＮ層
３３ Ａｌを含むｎ型窒化物半導体からなるｎ型クラッド層
３４ ｎ側ガイド層
３５ 発光層
３６ Ａｌを含む第三ｐ型窒化物半導体からなるｐ型キャリアブロック層
３７ 窒化物半導体からなるｐ側ガイド層
３８ Ａｌを含む第一ｐ型窒化物半導体からなるｐ型クラッド層
３９ 第二ｐ型窒化物半導体からなるｐ型コンタクト層
５０ 発光層
５１ 障壁層
５２ 井戸層
６０ 窒化物半導体レーザ
６１ ｍ面｛１−１００｝窒化物半導体基板
６２ ｎ型ＧａＮ層
６３ ｎ型Ａｌ_0.06Ｇａ_0.94０Ｎクラッド層
６４ ｎ型ＧａＮガイド層
６５ 発光層
６６ ｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎキャリアブロック層
６７ ｐ型ＧａＮガイド層
６８ ｐ型Ａｌ_0.06Ｇａ_0.94クラッド層
６９ ｐ型ＧａＮコンタクト層
７０ 発光層
７１ Ｉｎ_0.04Ｇａ_0.96Ｎ下部隣接層
７２ Ｉｎ_0.18Ｇａ_0.82Ｎ井戸層
７３ Ｉｎ_0.04Ｇａ_0.96Ｎ井戸間障壁層
７４ Ｉｎ_0.04Ｇａ_0.96Ｎ上部隣接層
１０１ 成長抑制膜

Claims (13)

1. 無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板上に、井戸層を有する発光層と、該発光層を挟むｎ型半導体層およびｐ型半導体層とを形成する窒化物半導体発光素子の製造方法において、
   前記井戸層を、Ｉｎ組成比ｘが０．１５以上、０．５０以下、Ａｌ組成比ｙが０．０以上０．８５以下のＩｎ _ｘ Ａｌ _ｙ Ｇａ _１-ｘ-ｙ Ｎ、又はＩｎ組成比ｘが０．１５以上、０．５０以下のＩｎ _ｘ Ｇａ _１-ｘ Ｎで形成し、
   前記基板と前記発光層との間に形成されたＡｌを有するｎ型窒化物半導体層を、９００℃以上１１００℃以下の成長温度で形成するとともに、
   前記発光層より上部に形成される、Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体層と、第二ｐ型窒化物半導体層を、６００℃以上９００℃未満の成長温度で形成することを特徴とする窒化物半導体発光素子の製造方法。
2. 前記Ａｌを有する第一ｐ型窒化物半導体層を、成長速度を１．０ Å／ｓ以上、１０ Å／s以下にして形成することを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
3. 前記第二ｐ型窒化物半導体層を、成長速度を１．０ Å／ｓ以上、１５Å／ｓ以下にして形成することを特徴とする請求項１又は２に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
4. 前記発光層と第一ｐ型窒化物半導体層との間に、該第一ｐ型窒化物半導体よりもＡｌ組成比の高いＡｌを有する第三ｐ型窒化物半導体層を、前記第一ｐ型窒化物半導体層の成長温度よりも高い温度で形成する工程をさらに備えることを特徴とする、請求項１〜３のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
5. 前記井戸層を、６００℃以上７２０℃以下の成長温度にて形成することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
6. 前記井戸層を、０．０５Å／秒以上０．７Å／秒以下の成長速度にて形成することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
7. 前記井戸層を、０．０５Å／秒以上０．２Å／秒以下の成長速度にて形成することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
8. 前記井戸層の製造時に、キャリアガスとして水素を含め、その流量を、０．００５Ｌ／分以上０．２００Ｌ／分未満にすることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
9. 前記発光層を、前記井戸層と障壁層から構成し、該障壁層の成長温度を、前記井戸層の成長温度よりも、１０℃以上８０℃以内の範囲で高く設定することを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
10. 前記無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板として、無極性基板のｍ面基板を用いることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
11. 前記無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板として、ａ軸[１１−２０]方向に、０．１°より大きく１０．０°以下のオフ角度を有する無極性基板のｍ面基板を用いることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
12. 前記無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板として、ａ軸[１１−２０]方向に、１．０°より大きく１０．０°以下のオフ角度を有する無極性基板のｍ面基板を用いることを特徴とする請求項１１に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
13. 前記無極性面もしくは半極性面を主面とする窒化物半導体基板として、その表面に溝が形成されたものを用いることを特徴とする請求項１〜１２のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。

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