TW201308658A - 氮化物半導體發光元件及其製造方法 - Google Patents

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Abstract

本發明之氮化物半導體發光元件包括：第1導電型氮化物半導體層；超晶格層，其設置於第1導電型氮化物半導體層上；活性層，其設置於超晶格層上；及第2導電型氮化物半導體層，其設置於活性層上。超晶格層之平均載子濃度係高於活性層之平均載子濃度。

Description

氮化物半導體發光元件及其製造方法
本發明係關於一種氮化物半導體發光元件及其製造方法。
先前，已知可用於發光二極體等之氮化物半導體發光元件。此種氮化物半導體發光元件係若受到電壓施加，則於活性層中，電子與電洞再結合，藉此產生光。活性層既可包含單量子井結構，亦可包含例如日本專利特開2005-109425號公報及日本專利特開2000-349337號公報等記載之多重量子井結構。
於日本專利特開2005-109425號公報中，記載有活性層由非摻雜InGaN量子井層、與摻雜有n型雜質之GaN障壁層依序積層而成之情況。該公報中亦記載有該摻雜有n型雜質之GaN障壁層於與上述InGaN量子井層相接之界面具備防擴散膜之情況，且亦記載有該防擴散膜包含相較GaN障壁層為低濃度之n型雜質。
於日本專利特開2000-349337號公報中，記載有活性層包含n型雜質之情況，且亦記載有活性層中之n型雜質濃度係n層側高於p層側之情況。
且說，近年來，作為氮化物半導體發光元件之用途，正在研究液晶之背光源或照明用燈泡，且以大電流驅動氮化物半導體發光元件之情形不斷增加。
若根據日本專利特開2005-109425號公報或日本專利特開2000-349337號公報中記載之技術，製造氮化物半導體發光元件，且以大電流驅動製造之氮化物半導體發光元件，則存在工作電壓上升，耗電變大之情形，又，存在招致發光效率下降之情形。由此，存在招致每一單位功率之發光效率(功率效率)之降低之情形。
一般認為，施加至氮化物半導體發光元件之電流密度相對較低時其發光效率下降之原因係引起非發光再結合之能階(結晶缺陷等)多數存在於氮化物半導體層中。因此，先前之氮化物半導體發光元件之發光效率之提昇對策主要在於減少氮化物半導體層中之結晶缺陷。然而，若施加至氮化物半導體發光元件之電流密度變高，則僅減少氮化物半導體層中之結晶缺陷難以實現發光效率之提昇，且隨著電流密度變高，將導致氮化物半導體發光元件之發光效率下降之類的不良。
可認為，作為產生上述不良之原因，在於活性層以外之層中之非發光再結合之產生。詳細而言，若電流密度變高，則因活性層之電阻成分而產生之熱量增加，由此，與活性層相接之PN接面之溫度上升。於是，電子或電洞等載子自活性層溢出，於活性層以外之層中產生非發光再結合。
又，若施加至氮化物半導體發光元件之電流密度變高，則因電流注入而產生之活性層之注入載子密度變高。若活性層之注入載子密度變高，則歐傑再結合(再結合概率與 載子濃度之3次方成正比增大之非發光再結合)成為主流。因此，難以防止非發光再結合之產生。
若因活性層中之壓電場等原因，發光再結合壽命變長，則會導致發光再結合概率下降，由此，導致經由結晶缺陷之非發光再結合概率上升、載子溢出之產生概率之進一步上升、及歐傑再結合概率之進一步上升。
此處，來自活性層之載子之溢出係PN接面上之溫度越高則越容易引起。因此，宜為PN接面上之溫度較低。近年來，由於封裝技術之提昇而使氮化物半導體發光元件之散熱性變得極為良好，例如可使電極之接觸電阻等為原因之熱釋放至封裝體。然而，活性層係與封裝體分離，故難以使因活性層之電阻成分產生之熱釋放至封裝體。氮化物半導體發光元件中，因各種電阻成分而產生熱，但解決因活性層之電阻成分產生熱之不良情形最為困難。
又，歐傑再結合係藉由電流注入而產生之活性層之注入載子密度變高，則必然容易引起。因此，宜為降低活性層之注入載子密度。作為降低活性層之注入載子密度之方法之一，考慮如下方法：加大晶片尺寸，使發光面積增大，降低每一單位面積之電流值，藉此，降低實際注入至每一單位體積中之載子密度。然而，若加大晶片尺寸，則可由1片晶圓製造之晶片之個數減少，由此，導致氮化物半導體發光元件之價格上升。
作為降低活性層之注入載子密度之其他方法，考慮如下方法：使多重量子井結構中之井層之層厚變厚，或者增加 井層之層數等。然而，若過度增厚井層之層厚，則會導致井層之結晶品質下降。又，若過度增加井層之層數，則會導致氮化物半導體發光元件之工作電壓之上升。
本發明係鑒於上述觀點而完成者，其目的在於：即便以大電流驅動，亦可防止工作電壓之上升，且防止發光效率之下降，藉此，製作功率效率良好之氮化物半導體發光元件。
本發明之氮化物半導體發光元件包括：第1導電型氮化物半導體層；超晶格層，其係設置於第1導電型氮化物半導體層上；活性層，其係設置於超晶格層上；及第2導電型氮化物半導體層，其係設置於活性層上。較佳為。超晶格層之平均載子濃度高於活性層之平均載子濃度，且相對於活性層之平均載子濃度為1.2倍以上。
於超晶格層具有包含第1導電型雜質之摻雜層，且活性層具有障壁層時，較佳為，摻雜層之每1層之厚度相對於超晶格層之每1週期之厚度之比例為障壁層之每1層之厚度相對於活性層之每1週期之厚度之比例以上。
較佳為，摻雜層中之第1導電型雜質之濃度為障壁層中之第1導電型雜質之濃度以上。
於超晶格層具有不包含第1導電型雜質之非摻雜層，且活性層具有不包含第1導電型雜質之井層時，較佳為，非摻雜層之每1層之厚度相對於超晶格層之每1週期之厚度之比例為井層之每1層之厚度相對於活性層之每1週期之厚度之比例以下。
較佳為，非摻雜層係與活性層之下表面相接。
較佳為，超晶格層包含2層以上之摻雜層。
較佳為，摻雜層之每1層之厚度為1.5 nm以上。
較佳為，摻雜層中之第1導電型雜質之濃度為1×1017 cm-3以上。
障壁層亦可不包含第1導電型雜質，障壁層中之第1導電型雜質之濃度亦可為1×1016 cm-3以上且8×1017 cm-3以下。
較佳為，活性層包含2層以上之井層。
較佳為，障壁層之厚度為7 nm以下。
較佳為，於第1導電型氮化物半導體層與超晶格層之間，設置有每1週期之厚度薄於超晶格層之每1週期之厚度的短週期超晶格層。較佳為，短週期超晶格層中之第1導電型雜質之濃度為1×1018 cm-3以上且5×1019 cm-3以下。
較佳為，超晶格層係將摻雜層與非摻雜層積層而構成。摻雜層係包含例如第1導電型雜質與AlaGabIn(1-a-b)N(0≦a<1，0<b≦1)，非摻雜層係包含例如IncGa(1-c)N(0<c≦1)。
較佳為，活性層係將障壁層與井層積層而構成。障壁層係包含例如第1導電型雜質與AlxGayIn(1-x-y)N(0≦x<1，0<y≦1)，井層係包含例如InzGa(1-z)N(0<z≦1)。
於超晶格層及活性層包含In時，較佳為，超晶格層藉由光致發光而發出之光之波長係活性層發出之光之波長以下。
本發明之氮化物半導體層發光元件之製造方法係包括如下步驟：於基板上使第1導電型之氮化物半導體層成長； 於第1導電型之氮化物半導體層上使超晶格層成長；於超晶格層上使活性層成長；及於活性層上設置第2導電型之氮化物半導體層。較佳為，超晶格層之成長速度係活性層之一部分即井層之成長速度以上，較佳為，上述第1非摻雜層之成長速度係井層之成長速度以上。
於使用第1原料氣體與第1載氣，使上述第1摻雜層成長時，較佳為，第1載氣包含0.3體積%以上且30體積%以下之氫氣。
超晶格層之成長溫度可與活性層之成長溫度相同，亦可高於活性層之成長溫度。
井層之成長速度係例如10 nm/小時以上且150 nm/小時以下。
為了使超晶格層之平均載子濃度高於活性層之平均載子濃度，較佳為滿足下述條件1~4之任一條件，更佳為，滿足下述條件1~4之至少2個條件。
條件1：摻雜層之每1層之厚度相對於超晶格層之每1週期之厚度之比例高於障壁層之每1層之厚度相對於活性層之每1週期之厚度之比例。
條件2：摻雜層中之第1導電型雜質之濃度高於障壁層中之第1導電型雜質之濃度。
條件3：非摻雜層之每1層之厚度相對於超晶格層之每1週期之厚度之比例低於井層之每1層之厚度相對於活性層之每1週期之厚度之比例。
條件4：超晶格層(較佳為非摻雜層)之成長速度快於井 層之成長速度。
於滿足上述條件2~4中之至少1個條件之情形時，可將上述條件1替換為「摻雜層之每1層之厚度相對於超晶格層之每1週期之厚度之比例為障壁層之每1層之厚度相對於活性層之每1週期之厚度之比例以上」。
同樣地，於滿足上述條件1及3~4中之至少1個條件之情形時，可將上述條件2替換為「摻雜層中之第1導電型雜質之濃度為障壁層中之第1導電型雜質之濃度以上」。
又，於滿足上述條件1~2及4中之至少1個條件之情形時，可將上述條件3替換為「非摻雜層之每1層之厚度相對於超晶格層之每1週期之厚度之比例為井層之每1層之厚度相對於活性層之每1週期之厚度之比例以下」。
又，於滿足上述條件1~3中之至少1個條件之情形時，可將上述條件4替換為「超晶格層(較佳為非摻雜層)之成長速度與井層之成長速度為相同，或者快於井層之成長速度」。
根據本發明之氮化物半導體發光元件，即便以大電流進行驅動，亦可防止工作電壓之上升，且防止發光效率之下降，藉此，功率效率良好。
本發明之上述及其他目的、特徵、態樣及優點可由與隨附圖式相關地理解之本發明之以下詳細說明而明確理解。
以下，一面參照圖式，一面說明本發明之實施形態。
再者，以下，將申請專利範圍中之「第1導電型」及 「第2導電型」分別設為「n型」及「p型」，但亦可將申請專利範圍中之「第1導電型」及「第2導電型」分別設為「p型」及「n型」。
又，本發明並不限定於以下所示之實施形態。進而，於本發明之圖示中，為使圖示明瞭化與簡略化，而將長度、寬度、及厚度等尺寸關係適當變更，並不代表實際之尺寸關係。
<第1實施形態>
本發明之第1實施形態之氮化物半導體發光元件1中，長週期超晶格層13之平均載子濃度高於活性層15之平均載子濃度。
<氮化物半導體發光元件>
本實施形態之氮化物半導體發光元件1係於基板3之上表面上依序積層緩衝層5、基底層7、n型氮化物半導體層9、短週期超晶格層11、長週期超晶格層13、活性層15、及p型氮化物半導體層17而構成。n型氮化物半導體層9之上表面之一部分係自短週期超晶格層11等露出，且於該露出部分之上，設置有n側電極21。於p型氮化物半導體層17上，介隔透明電極23設置有p側電極25。
<基板>
基板3例如可為包含藍寶石等之絕緣性基板，亦可為包含GaN、SiC、或ZnO等之導電性基板。基板3之厚度並未特別限定，較佳為60 μm以上且300 μm以下。基板3之上表面既可為平坦，亦可具有凹凸。
<緩衝層>
緩衝層5較佳為例如AlsoGatoN(0≦s0≦1，0≦t0≦1，s0+t0≠0)層，更佳為AlN層。藉此，以於基板3之成長面之法線方向上延長之方式，形成緩衝層5，故而，獲得包含晶粒相同之柱狀結晶之集合體之緩衝層5。
緩衝層5之厚度並未特別限定，但較佳為5 nm以上且100 nm以下，更佳為10 nm以上且50 nm以下。
<基底層>
基底層7較佳為例如Als1Gat1Inu1N(0≦s1≦1，0≦t1≦1，0≦u1≦1，s1+t1+u1≠0)層，更佳為Als1Gat1N(0≦s1≦1，0≦t1≦1，s1+t1≠0)層，進而更佳為GaN層。藉此，存在於緩衝層5中之結晶缺陷(例如位錯等)於緩衝層5與基底層7之界面附近容易形成環形，藉此，可防止該結晶缺陷自緩衝層5向基底層7延續。
基底層7亦可包含n型雜質。然而，若基底層7不包含n型雜質，則可維持基底層7之良好結晶性。藉此，基底層7較佳為不包含n型雜質。
基底層7之厚度並未特別限定，但較佳為3 μm以上且12 μm以下。
<n型氮化物半導體層>
n型氮化物半導體層9較佳為例如於Als2Gat2Inu2N(0≦s2≦1，0≦t2≦1，0≦u2≦1，s2+t2+u2≠0)層中摻雜有n型雜質之層，更佳為於Als2Ga1-s2N(0≦s2≦1，較佳為0≦s2≦0.5，更佳為0≦s2≦0.1)層中摻雜有n型雜質之層。
n型雜質並未特別限定，但較佳為Si、P、As或Sb等，更佳為Si。於下述短週期超晶格層11等中亦可如是說。
n型氮化物半導體層9中之n型雜質濃度並未特別限定，但較佳為1×1018 cm-3以上且2×1019 cm-3以下。
n型氮化物半導體層9之厚度並未特別限定，但較佳為0.5 μm以上且10 μm以下。
再者，n型氮化物半導體層9既可為單層，亦可具有積層構造。例如，n型氮化物半導體層9亦可將n型接觸層與n型披覆層積層而構成。於n型氮化物半導體層9含有積層構造之情形時，各層既可包含相同之組成，亦可包含不同之組成。又，各層既可具有相同之膜厚，亦可具有不同之膜厚。
<短週期超晶格層>
所謂超晶格層係指包含藉由複數種之晶格之疊合而使其週期構造比基本單位晶格長之晶格之層。短週期超晶格層11係將第1半導體層11A與第2半導體層11B交替積層，構成超晶格構造，且其週期構造長於構成第1半導體層11A之半導體材料之基本單位晶格及構成第2半導體層11B之半導體材料之基本單位晶格。再者，短週期超晶格層11亦可將第1半導體層11A、第2半導體層11B、及與第1半導體層11A及第2半導體層11B不同之1層以上之半導體層依序積層，構成超晶格構造。又，短週期超晶格層11之每1週期之厚度係薄於下述長週期超晶格層13之每1週期之厚度，具體而言為1 nm以上且7 nm以下。
各第1半導體層11A較佳為例如於AlGaInN層中摻雜有n型雜質之層，更佳為於GaN層中摻雜有n型雜質之層。
各第1半導體層11A中之n型雜質濃度並未特別限定，但既可高於下述長週期超晶格層13中之n型雜質濃度，亦可為下述長週期超晶格層13中之n型雜質濃度以下。各第1半導體層11A中之n型雜質濃度較佳為例如1×1018 cm-3以上且5×1019 cm-3以下。關於藉此取得之效果，於下述<平均載子濃度>中表示。
第1半導體層11A各自之厚度並未特別限定，但較佳為0.5 nm以上且5 nm以下，更佳為1 nm以上且4 nm以下。若第1半導體層11A之各自之厚度未達0.5 nm，則第1半導體層11A各自之厚度低於1原子層之厚度，故而難以形成厚度均勻之第1半導體層11A，由此，導致下述長週期超晶格層13或活性層15之結晶品質之下降。又，由於以低於將第1導電型雜質摻雜至n型氮化物半導體層9時之溫度，將高濃度之第1導電型雜質摻雜至第1半導體層11A中，故而，若第1半導體層11A各自之厚度超過5 nm，則導致第1半導體層11A之平坦性之下降，藉此，下述長週期超晶格層13之結晶性下降。其結果，存在活性層15之結晶品質亦下降，氮化物半導體發光元件1之發光效率下降之情形。
各第2半導體層11B較佳為例如AlGaInN層，更佳為InGaN層。若第2半導體層11B不包含n型雜質，則可防止短週期超晶格層11之平坦性之下降，藉此，可防止下述長週期超晶格層13之結晶性下降。再者，各第2半導體層11B 亦可包含n型雜質。
第2半導體層11B各自之厚度並未特別限定，但較佳為0.5 nm以上且5 nm以下，更佳為1 nm以上且4 nm以下。若第2半導體層11B各自之厚度未達0.5 nm，則第2半導體層11B各自之厚度低於1原子層之厚度，故而難以形成厚度均勻之第2半導體層11B，藉此，導致下述長週期超晶格層13或活性層15之結晶品質下降。另一方面，若第2半導體層11B各自之厚度超過5 nm，則存在第2半導體層11B成長所需之時間變得過長，氮化物半導體發光元件1之生產率下降之情形。
再者，第1半導體層11A及第2半導體層11B之層數並不限定於圖1所示之層數。
<長週期超晶格層>
長週期超晶格層13係申請專利範圍中之「超晶格層」。此處，超晶格層之定義係如上述<短週期超晶格層>中所述。長週期超晶格層13係將摻雜層13A與非摻雜層13B交替積層而構成超晶格構造，且其週期構造長於構成摻雜層13A之半導體材料之基本單位晶格及構成非摻雜層13B之半導體材料之基本單位晶格。再者，長週期超晶格層13亦可與短週期超晶格層11同樣地將摻雜層13A、非摻雜層13B、及與摻雜層13A和非摻雜層13B不同之1層以上之半導體層依序積層而構成超晶格構造。又，長週期超晶格層13之每1週期之長度係長於上述短週期超晶格層11，具體而言為4 nm以上且20 nm以下。
長週期超晶格層13之平均載子濃度係高於下述活性層15之平均載子濃度。藉此，即便以大電流驅動氮化物半導體發光元件1，亦可防止其功率效率下降。此情形將於下述<平均載子濃度>中表示。
各摻雜層13A較佳為例如於AlaGabIn(1-a-b)N(0≦a<1，0<b≦1)中摻雜有n型雜質之層，更佳為於GaN層中摻雜有n型雜質之層。
各摻雜層13A中之n型雜質濃度並未特別限定，但較佳為1×1017 cm-3以上，更佳為2×1017 cm-3以上且1×1019 cm-3以下。若各摻雜層13A中之n型雜質濃度未達1×1017 cm-3，則存在氮化物半導體發光元件1之驅動電壓上升之情形。
各摻雜層13A之厚度並未特別限定，但較佳為1.5 nm以上，若為2 nm以上且15 nm以下則更佳。若各摻雜層13A之厚度未達1.5 nm，則存在招致長週期超晶格層13之平坦性下降之情形。又，各摻雜層13A之厚度較佳為下述障壁層15A之厚度以上。藉此，可使摻雜層13A作為電洞阻擋層發揮功能。
各非摻雜層13B較佳為例如IncGa(1-c)N(0<c≦1)層，更佳為IncGa(1-c)N(0<c≦0.3)層。若各非摻雜層13B不包含n型雜質，則可防止長週期超晶格層13之平坦性下降，藉此，可防止下述活性層15之結晶性下降。其原因在於在活性層15之下表面連接有非摻雜層13B。再者，各非摻雜層13B亦可包含n型雜質。
各非摻雜層13B之厚度並未特別限定，但較佳為0.5 nm 以上且5 nm以下。若各非摻雜層13B之厚度為該範圍外，則存在導致非摻雜層13B之結晶品質下降，由此，導致氮化物半導體發光元件1之發光效率下降之情形。
且說，摻雜層13A及非摻雜層13B係分別包含In。因此，摻雜層13A及非摻雜層13B分別藉由光致發光而發出之光之波長較佳為下述活性層15發出之光之波長以下。
一般而言，於氮化物半導體發光元件中，存在構成活性層之井層與n型氮化物半導體層因晶格常數等不同而產生應變之情形，為了避免該應變之產生而設置有長週期超晶格層。由此，較佳為摻雜層13A及非摻雜層13B包含與構成活性層15之井層15B大致相同之半導體材料。於大多情形下，井層15B包含In，故而摻雜層13A及非摻雜層13B如上所述包含In。
然而，若摻雜層13A及非摻雜層13B各自中之In組成變得過高，則活性層15中產生之光將由長週期超晶格層13吸收，故而存在導致自氮化物半導體發光元件1輸出之光之強度下降之虞。為防止該強度下降，較佳為，摻雜層13A及非摻雜層13B各自之帶隙為井層15B之帶隙以上，亦即，較佳為摻雜層13A及非摻雜層13B分別藉由光致發光而發出之光之波長為活性層15發出之光之波長以下。更佳為0 nm≦(λ2-λ1)≦50 nm，進而更佳為1 nm≦(λ2-λ1)≦20 nm。此處，λ1係摻雜層13A及非摻雜層13B分別藉由光致發光而發出之光之波長，λ2係活性層15發出之光之波長。若λ1過短，例如(λ2-λ1)>50 nm，則存在無論是否設置長週期超 晶格層13均產生上述應變之情形。另一方面，若λ2<λ1，則活性層15中產生之光由長週期超晶格層13吸收，其結果，存在導致自氮化物半導體發光元件1輸出之光之強度下降之虞。
<活性層>
活性層15既可包含單量子井(SQW，single quantum well)構造，亦可如圖1所示包含多重量子井(MQW,multiple quantum well)構造。於活性層15具有MQW構造之情形時，活性層15較佳為以障壁層15A夾隔井層15B之方式將障壁層15A與井層15B積層而構成。
各障壁層15A較佳為包含例如AlxGayIn(1-x-y)N(0≦x<1，0<y≦1)層。於各障壁層15A中，既可不摻雜n型雜質，亦可摻雜n型雜質。
各障壁層15A中之n型雜質濃度並未特別限定，但較佳為8×1017 cm-3以下。若障壁層15A中之n型雜質濃度超過8×1017 cm-3，則於對n側電極21與p側電極25之間施加電壓時，難以將電洞注入至活性層15，由此，存在招致氮化物半導體發光元件1之發光效率下降之情形。更佳為，各障壁層15A中之n型雜質濃度為1×1016 cm-3以上且8×1017 cm-3以下。
各障壁層15A之厚度並未限定，但較佳為7 nm以下，若為1.5 nm以上且6 nm以下則更佳。若各障壁層15A之厚度未達1.5 nm，則導致由障壁層15A之平坦性下降造成其結晶品質之惡化，由此，存在氮化物半導體發光元件1之發 光效率下降之情形。若各障壁層15A之厚度厚於7 nm，則存在注入載子於活性層15中不充分地進行擴散，而導致氮化物半導體發光元件1之驅動電壓上升及其發光效率下降之情形。
各井層15B較佳為例如InzGa(1-z)N(0<z≦1)層，更佳為非摻雜InzGa(1-z)N(0<z≦0.5)層。若各井層15B不包含n型雜質，則可防止活性層15之平坦性下降，由此，可防止下述p型氮化物半導體層17之結晶性下降。再者，各井層15B亦可包含n型雜質。
各井層15B之厚度並未限定，但較佳為2.5 nm以上且7 nm以下。若各井層15B之厚度為該範圍外，則存在導致氮化物半導體發光元件1之發光效率下降及其驅動電壓上升之情形。
井層15B之層數並未特別限定，但較佳為2層以上。藉此，可降低活性層15之電流密度。由此，即便以大電流驅動氮化物半導體發光元件1，亦可實現活性層15中之發熱量之下降，故而可防止來自活性層15之載子之溢出。因此，可防止活性層15以外之層中之非發光再結合之產生。
<p型氮化物半導體層>
p型氮化物半導體層17較佳為例如於Als4Gat4Inu4N(0≦s4≦1，0≦t4≦1，0≦u4≦1，s4+t4+u4≠0)層中摻雜有p型雜質之層，更佳為於Als4Ga1-s4N(0<s4≦0.4，較佳為0.1≦s4≦0.3)層中摻雜有p型摻雜劑之層。
p型雜質並未特別限定，但例如為鎂。
p型氮化物半導體層17中之p型雜質濃度並未特別限定，但較佳為1×1018 cm-3以上且2×1020 cm-3以下。
p型氮化物半導體層17之厚度並未特別限定，但較佳為10 nm以上且200 nm以下。
<n側電極、透明電極、p側電極>
n側電極21及p側電極25係用以對氮化物半導體發光元件1供給驅動電力之電極，較佳為例如將鎳層、鉑層、及金層以此順序積層而構成，且較佳為合計具有300 nm以上且3000 nm以下之厚度。透明電極23較佳為包含例如金、鈀、鎳、ITO(Indium Tin Oxide，銦錫氧化物)或IZO(Indium Zinc Oxide，銦鋅氧化物)，且較佳為具有50 nm以上且500 nm以下之厚度。既可取代透明電極23而將鋁或銀等之反射電極積層，亦可將該反射電極進行倒裝晶片安裝。
<平均載子濃度>
長週期超晶格層13之平均載子濃度係高於活性層15之平均載子濃度，且較佳為活性層15之平均載子濃度之1.1倍以上，更佳為活性層15之平均載子濃度之1.2倍以上且100倍以下。若長週期超晶格層13之平均載子濃度未達活性層15之平均載子濃度之1.2倍，則存在無法防止大電流驅動時之發光效率之下降之情形。另一方面，若長週期超晶格層13之平均載子濃度超過活性層15之平均載子濃度之100倍，則會導致長週期超晶格層13之平坦性下降，故而招致活性層15之結晶品質之下降，由此，存在氮化物半導體發 光元件1之發光效率下降之情形。
載子濃度係指電子或電洞之濃度，且並非僅由所摻雜之n型雜質之量或所摻雜之p型雜質之量決定。亦即，長週期超晶格層13之載子濃度並非僅由摻雜至長週期超晶格層13中之n型雜質之量決定，且活性層15之載子濃度並非僅由摻雜至活性層15中之n型雜質之量決定。如下所示，如此之載子濃度係基於氮化物半導體發光元件1之相對電壓之電容特性(以下記作「C-V特性」，C-V為Capacitance-Voltage(電容-電壓)之簡稱)之結果算出者，且表示未注入電流之狀態之載子濃度，且係由離子化之雜質、施體化之結晶缺陷、或受體化之結晶缺陷所產生之載子之合計。
於氮化物半導體發光元件1之PN接面附近(具體而言，活性層15與p型氮化物半導體層17之界面附近)，存在有空乏層。空乏層係經電氣絕緣，故若對n側電極21與p側電極25之間施加直流電壓，則形成將空乏層作為介電質層之虛擬電容器。因此，若對n側電極21與p側電極25之間，施加直流電壓，測定空乏層電容C，亦即若分析氮化物半導體發光元件1之C-V特性，則根據下述式1，計算空乏層之厚度x。
x=ε0εr/C………式1
式1中，x為空乏層之厚度(cm)，ε0為真空之介電係數(8.9×10-14(F/cm))。εr為氮化物半導體材料之比介電係數(單位為無因次)，本實施形態中可利用GaN之比介電係數而近似。C為所測定之空乏層電容(F/cm2)。
又，若改變施加至氮化物半導體發光元件1上之電壓之大小，則空乏層之厚度進行變化，由此，空乏層之電容產生變化。此處，空乏層之底面(位於基板3側之空乏層之面)上之載子濃度N係以下述式2表示。因此，若改變施加至氮化物半導體發光元件1上之電壓V之大小，測定空乏層電容C，則根據下述式2算出空乏層之底面上之載子濃度N。
N=C3/{qε0εr(△C/△V)}………式2
式2中，N為空乏層之底面上之載子濃度(1/cm3)，q為點電荷量(C)，△C為改變施加至氮化物半導體發光元件1之電壓V之大小時的空乏層電容之變化量，△V為施加至氮化物半導體發光元件1上之電壓V之變化量。式2中之C、ε0、及εr均與式1為相同。
藉由以上所述，若改變施加至氮化物半導體發光元件1上之電壓V之大小，測定空乏層電容C，則可知空乏層之厚度x與空乏層之底面上之載子濃度N的關係。此處，氮化物半導體發光元件1中，活性層15之厚度及長週期超晶格層13之厚度均為已知。由此，若瞭解空乏層之厚度，則可知空乏層之底面存在於活性層15及長週期超晶格層13之哪一個層內。若以此方式多種多樣地改變施加電壓，分析C-V特性，則可計算活性層15及長週期超晶格層13之厚度方向之各點上之載子濃度。而且，若將算出之載子濃度進行平均，則可獲得各活性層15之平均載子濃度及長週期超晶格層13之平均載子濃度。
若以大電流驅動長週期超晶格層之平均載子濃度未以本 實施形態之方式控制之氮化物半導體發光元件，則存在工作電壓上升且發光效率下降之情形。作為其原因，可認為例如構成活性層之障壁層之層厚較厚、於氮化物半導體發光元件中摻雜有n型雜質或p型雜質之總體積較小、大量地設置有n型雜質或p型雜質之濃度較低之層、或者使構成活性層之複數個障壁層中之n型雜質或p型雜質之濃度分別大致相同等。
又，於日本專利特開2000-349337號公報等中，提出有使活性層中之n型雜質濃度於n層側相對變高之技術。然而，即便n型雜質濃度於n層側相對較高，但若載子濃度於n層側並不相對較高，則亦難以將載子注入至活性層。因此，難以充分減小活性層之串聯電阻成分。
另一方面，本實施形態之氮化物半導體發光元件1中，長週期超晶格層13之平均載子濃度高於活性層15之平均載子濃度。本實施形態中，長週期超晶格層13及活性層15包含n型雜質，故而長週期超晶格層13之平均電子濃度高於活性層15之平均電子濃度。因此，可抑制電洞自p型氮化物半導體層17向長週期超晶格層13擴散。由此，即便長週期超晶格層13包含較多結晶缺陷之情形時，亦可防止長週期超晶格層13內之結晶缺陷中之非發光再結合之產生。因此，可防止發光效率之下降。
又，本實施形態之氮化物半導體發光元件1中，活性層15之載子濃度較低，故而，注入之電洞容易擴散至整個活性層15中，由此，難以引起局部電洞濃度上升。由此，可 抑制活性層15之歐傑再結合之產生。該點亦可防止發光效率之下降。
進而，本實施形態中，由於可防止長週期超晶格層13內之結晶缺陷中之非發光再結合之產生，故而可防止長週期超晶格層13內因非發光再結合引起載子之消耗。因此，若對n側電極21與p側電極25施加電壓，則可將充足量之注入載子(本實施形態中為電子)自長週期超晶格層13供給至活性層15。由此，可實現活性層15之串聯電阻成分之降低，故而即便以大電流驅動氮化物半導體發光元件1亦可防止工作電壓之上升，從而可抑制大電流驅動時之發熱。因此，可防止PN接面附近之溫度上升，故而可防止因熱能之增大而導致載子自活性層15溢出。藉此，可防止活性層15以外之層中產生非發光再結合，故而可防止大電流驅動時之發光效率之下降。如此般，本實施形態中，可防止大電流驅動時之工作電壓之上升及發光效率之下降，故而可防止大電流驅動時之功率效率之惡化。
作為使長週期超晶格層13之平均載子濃度高於活性層15之平均載子濃度之方法，考慮若干種方法。例如，使摻雜層13A之每1層之厚度相對於長週期超晶格層13之每1週期之厚度之比例高於障壁層15A之每1層之厚度相對於活性層15之每1週期之厚度之比例即可。藉此，摻雜層13A之合計體積相對於長週期超晶格層13之總體積之比例變得高於障壁層15A之合計體積相對於活性層15之總體積之比例。亦即，包含n型雜質之層之合計體積相對於長週期超晶格層 13之總體積之比例變得高於包含n型雜質之層之合計體積相對於活性層15之總體積之比例。因此，即便摻雜層13A中之n型雜質濃度與障壁層15A中之n型雜質濃度大致相同，長週期超晶格層13之平均載子濃度亦變得高於活性層15之平均載子濃度。由此，可維持摻雜層13A之平坦性，故而可防止活性層15之結晶性下降，因此，可防止活性層15中之發光效率之下降。
各摻雜層13A之厚度較佳為各障壁層15A之厚度以上。藉此，可防止電洞擴散至長週期超晶格層13中，故而即便高溫下驅動氮化物半導體發光元件1，亦難以引起其發光效率之下降。因此，氮化物半導體發光元件1之高溫特性得到改善。
於非摻雜層13B及井層15B包含n型雜質之情形時，較佳為，以使長週期超晶格層13之平均載子濃度高於活性層15之平均載子濃度之方式調整摻雜量。
摻雜層13A之每1層之厚度對於長週期超晶格層13之每1週期之厚度之比例相對於障壁層15A之每1層之厚度對於活性層15之每1週期之厚度之比例，較佳為高1倍，若為1.2倍以上且5倍以下則更佳。摻雜層13A之每1層之厚度對於長週期超晶格層13之每1週期之厚度之比例相對於障壁層15A之每1層之厚度對於活性層15之每1週期之厚度之比例，若為1倍以下，則存在難以使長週期超晶格層13之平均載子濃度高於活性層15之平均載子濃度之情形，由此，存在導致氮化物半導體發光元件1之驅動電壓之上升之情 形。再者，本實施形態中，於將下述第1變形例、第2變形例、與第2實施形態中之至少1者加以組合之情形時，摻雜層13A之每1層之厚度對於長週期超晶格層13之每1週期之厚度之比例相對於障壁層15A之每1層之厚度對於活性層15之每1週期之厚度之比例為1倍以上即可。
長週期超晶格層13較佳為具有2層以上之摻雜層13A。藉此，即便未使各摻雜層13A中之n型雜質濃度變得如此高，亦可增加構成長週期超晶格層13之層中包含n型雜質之層之合計體積。由此，不會招致長週期超晶格層13之平坦性下降，從而可使長週期超晶格層13之平均載子濃度高於活性層15之平均載子濃度。由此情形可謂，相較將摻雜層13A設置為單層，將摻雜層13A設置為積層構造(例如超晶格構造)之構成要素者較佳。
又，如上述<短週期超晶格層>中所述，短週期超晶格層11之第1半導體層11A及第2半導體層11B各自中之n型雜質濃度較佳為1×1018 cm-3以上且5×1019 cm-3以下。載子濃度越高，則空乏層延伸之量變得越小(空乏層之深度變淺)。因此認為，短週期超晶格層11中空乏層難以延伸。由此，於將反向偏壓之電流施加至氮化物半導體發光元件1之情形時，或者將正向偏壓之過電流施加至氮化物半導體發光元件1之情形時，可防止空乏層相較短週期超晶格層11朝向基板3側延伸。因此，所施加之反向偏壓電流或所施加之正向偏壓之過電流快速地進行放電，故而可防止氮化物半導體發光元件1中之靜電破壞之產生。
再者，本實施形態中，長週期超晶格層13亦可設置於活性層15與p型氮化物半導體層17之間，取代設置於短週期超晶格層11與活性層15之間。此時，摻雜層13A亦可包含p型雜質而非n型雜質。藉此，可取得上述之效果。
又，長週期超晶格層13不僅可設置於短週期超晶格層11與活性層15之間，亦可設置於活性層15與p型氮化物半導體層17之間。設置於活性層15與p型氮化物半導體層17之間之長週期超晶格層中，摻雜層13A亦可包含p型雜質而非n型雜質。藉此，可進一步防止大電流驅動時之功率效率之惡化。
又，作為使長週期超晶格層13之平均載子濃度高於活性層15之平均載子濃度之具體性方法，並不限定於本實施形態中之方法。例如，亦可根據下述第1變形例、下述第2變形例、及下述第2實施形態中之任一方法，使長週期超晶格層13之平均載子濃度高於活性層15之平均載子濃度。進而，本實施形態亦可將下述第1變形例、下述第2變形例、與下述第2實施形態加以適當組合。
又，本實施形態之氮化物半導體發光元件1較佳為根據下述第3變形例中之製造方法及下述第4變形例中之製造方法之至少1種方法進行製造。藉此，活性層15之結晶性提昇，故而發光效率進一步提昇。
<第1變形例>
第1變形例係於非摻雜層13B及井層15B均不包含n型雜質時，使非摻雜層13B之每1層之厚度相對於長週期超晶格 層13之每1週期之厚度之比例低於井層15B之每1層之厚度相對於活性層15之每1週期之厚度之比例。藉此，非摻雜層13B之合計體積相對於長週期超晶格層13之總體積之比例變得低於井層15B之合計體積相對於活性層15之總體積之比例。亦即，不包含n型雜質之層之合計體積相對於長週期超晶格層13之總體積之比例變得低於不包含n型雜質之層之合計體積相對於活性層15之總體積之比例。其結果，包含n型雜質之層之合計體積相對於長週期超晶格層13之總體積之比例變得高於包含n型雜質之層之合計體積相對於活性層15之總體積之比例。因此，即便摻雜層13A中之n型雜質濃度與障壁層15A中之n型雜質濃度大致相同，長週期超晶格層13之平均載子濃度亦變得高於活性層15之平均載子濃度。由此，與上述第1實施形態同樣地可維持摻雜層13A之平坦性，故而可防止活性層15之結晶性下降，因此，可防止活性層15中之發光效率之下降。
非摻雜層13B之每1層之厚度對於長週期超晶格層13之每1週期之厚度之比例相對於井層15B之每1層之厚度對於活性層15之每1週期之厚度之比例，較佳為小1倍，更佳為0.4倍以上且0.95倍以下。非摻雜層13B之每1層之厚度對於長週期超晶格層13之每1週期之厚度之比例相對於井層15B之每1層之厚度對於活性層15之每1週期之厚度之比例，若為1倍以上，則存在難以使長週期超晶格層13之平均載子濃度高於活性層15之平均載子濃度之情形。再者，本變形例中，於將上述第1實施形態、下述第2變形例、與下述第 2實施形態中之至少1者加以組合之情形時，非摻雜層13B之每1層之厚度對於長週期超晶格層13之每1週期之厚度之比例相對於井層15B之每1層之厚度對於活性層15之每1週期之厚度之比例為1倍以下即可。
<第2變形例>
第2變形例係摻雜層13A中之n型雜質濃度高於障壁層15A中之n型雜質濃度。藉此，經離子化之雜質之比例係摻雜層13A高於障壁層15A。由此，長週期超晶格層13之平均載子濃度變得高於活性層15之平均載子濃度。
摻雜層13A中之n型雜質濃度相對於障壁層15A中之n型雜質濃度，較佳為高1倍。較佳為，摻雜層13A中之n型雜質濃度相對於障壁層15A中之n型雜質濃度為1.2倍以上且1000倍以下，或者為2×1019 cm-3以下。若摻雜層13A中之n型雜質濃度相對於障壁層15A中之n型雜質濃度為1倍以下，則存在難以使長週期超晶格層13之平均載子濃度高於活性層15之平均載子濃度之情形。另一方面，若摻雜層13A中之n型雜質濃度相對於障壁層15A中之n型雜質濃度超過1000倍，或者摻雜層13A中之n型雜質濃度超過2×1019 cm-3，則招致摻雜層13A之平坦性下降，由此，存在引起活性層15之結晶性下降，從而招致活性層15中之發光效率之下降之情形。再者，本變形例中，於將上述第1實施形態、上述第1變形例、與下述第2實施形態中之至少1者加以組合之情形時，摻雜層13A中之n型雜質濃度相對於障壁層15A中之n型雜質濃度為1倍以上即可。
<第2實施形態>
本發明之第2實施形態係製造條件於長週期超晶格層13與活性層15中不同，故而平均載子濃度於長週期超晶格層13與活性層15中不同。以下，主要表示長週期超晶格層13及活性層15之成長方法。
首先，於基板3之上表面依序使緩衝層5、基底層7、n型氮化物半導體層9及短週期超晶格層11結晶成長。用於成膜之材料、成膜溫度、及成膜時間等結晶成長之條件相應於成長之層之材料及厚度等適當設定即可。
其次，於短週期超晶格層11之上表面使長週期超晶格層13結晶成長。
此時，摻雜層13A之成長速度較佳為10 nm/小時以上且300 nm/小時以下。若摻雜層13A之成長速度未達10 nm/小時，則摻雜層13A之成長時間變得長時間化，由此，用以使摻雜層13A成長之材料之量增大，故而存在氮化物半導體發光元件1之生產率下降之情形。另一方面，若摻雜層13A之成長速度超過300 nm/小時，則存在導致因摻雜層13A之結晶品質下降造成氮化物半導體發光元件1之發光效率下降之虞。非摻雜層13B之成長速度較佳為10 nm/小時以上且300 nm/小時以下，更佳為與摻雜層13A之成長速度相同。
又，長週期超晶格層13之成長溫度既可與活性層15之成長溫度相同，亦可為比活性層15之成長溫度高30℃之溫度。若長週期超晶格層13之成長溫度低於活性層15之成長 溫度，則存在招致因活性層15之結晶品質之下降造成氮化物半導體發光元件1之發光效率下降之虞。另一方面，若長週期超晶格層13之成長溫度過高，則非摻雜層13B之帶隙會變得過大，從而存在無法發揮長週期超晶格層13原本之功能即應變緩和功能之虞。
繼而，於長週期超晶格層13之上表面使活性層15結晶成長。
此時，障壁層15A之成長速度較佳為10 nm/小時以上且300 nm/小時以下，亦可與摻雜層13A之成長速度相同。若障壁層15A之成長速度未達10 nm/小時，則障壁層15A之成長時間變得長時間化，由此，用以使障壁層15A成長之材料之量增大，故而存在氮化物半導體發光元件1之生產率下降之虞。另一方面，若障壁層15A之成長速度超過300 nm/小時，則存在招致因障壁層15A之結晶品質之下降造成氮化物半導體發光元件1之發光效率下降之虞。
另一方面，井層15B之成長速度較佳為慢於摻雜層13A、非摻雜層13B及障壁層15A之各成長速度。例如，井層15B之成長速度較佳為10 nm/小時以上且150 nm/小時以下，若為20 nm/小時以上且100 nm/小時以下則更佳。藉此，井層15B相較摻雜層13A、非摻雜層13B及障壁層15A，結晶性變得優異，由此，可提供發光效率優異之氮化物半導體發光元件1。
又，活性層15之成長溫度較佳為600℃以上且1000℃以下。若活性層15之成長溫度未達600℃，則活性層15之結 晶性惡化，從而存在導致氮化物半導體發光元件1之發光效率下降之虞。另一方面，若活性層15之成長溫度超過1000℃，則無法將In充分擷取至活性層15中，由此，存在無法獲得所需之發光波長之虞。
繼而，於活性層15之上表面使p型氮化物半導體層17結晶成長。其後，以n型氮化物半導體層9之一部分露出之方式，對p型氮化物半導體層17、活性層15、長週期超晶格層13、短週期超晶格層11、及n型氮化物半導體層9進行蝕刻。於藉由該蝕刻而露出之n型氮化物半導體層9之上表面上形成n側電極21，且於p型氮化物半導體層17之上表面上介隔透明電極23形成p側電極25。以此方式，製作氮化物半導體發光元件1。
如以上說明，本實施形態中，摻雜層13A、非摻雜層13B及障壁層15A之各成長速度較佳為快於井層15B之成長速度。因此，於摻雜層13A、非摻雜層13B及障壁層15A中，存在有較井層15B多之結晶缺陷。該等結晶缺陷發揮施體之作用，對於將載子效率良好地注入至井層15B而言為必要條件。又，該等結晶缺陷係相較活性層15，大量地存在於包含摻雜層13A與非摻雜層13B兩者之長週期超晶格層13。由此，長週期超晶格層13之平均載子濃度變得高於活性層15之平均載子濃度。
先前，認為活性層及長週期超晶格層各自之最佳成長速度為結晶缺陷變少之速度。然而，經本發明者等努力研究獲悉，關於長週期超晶格層，加快成長速度而使結晶缺陷 稍多更容易產生載子。又，由同樣之原因獲悉，結晶缺陷即便存在於障壁層15A中，但只要不存在於井層15B中，則可抑制氮化物半導體發光元件1中之非發光再結合之產生，反倒可降低氮化物半導體發光元件1之驅動電壓，故而較為理想。
詳細而言，設置長週期超晶格層13之原因在於，避免如上述第1實施形態中之<長週期超晶格層>中所述之應變之產生，又，該原因在於電流驅動時將載子導入至活性層15，防止大電流驅動時之功率效率之惡化。
為了避免應變之產生，而如上述第1實施形態中之<長週期超晶格層>中所述，較佳為以與活性層15之井層15B相近之組成，使長週期超晶格層13之非摻雜層13B成長。另一方面，為了使載子導入至活性層15，較佳為長週期超晶格層13具有較多之施體能階。本實施形態中，摻雜層13A、非摻雜層13B及障壁層15A之各成長速度快於井層15B之成長速度。由此，長週期超晶格層13之施體性之結晶缺陷變得多於活性層15之施體性之結晶缺陷。若施體性之結晶缺陷變多，則引起非發光再結合之產生，導致發光效率之下降值得關注。然而，如上所述，本實施形態中之長週期超晶格層13之平均載子密度(本實施形態中為電子密度)較高。因此，可防止電洞擴散至長週期超晶格層13為止。由此，長週期超晶格層13之施體性之結晶缺陷幾乎未作為非發光再結合之中心產生作用，而作為對活性層15供給施體之施體供給源產生作用。
又，如本實施形態所述，若使摻雜層13A、非摻雜層13B及障壁層15A之各成長速度快於井層15B之成長速度，則可實現摻雜層13A、非摻雜層13B及障壁層15A之成長所需之時間(成長時間)之縮短化，又，可實現材料之減少化。由此，亦可實現氮化物半導體發光元件之製造成本削減。於對複數塊大口徑之基板(口徑為6英吋以上)同時實施成膜處理之情形時該效果尤為明顯。
再者，本實施形態係於摻雜層13A、非摻雜層13B、障壁層15A及井層15B包含In之情形時，較佳為調整TMI(trimethyl indium，三甲基銦)氣體之供給量，使摻雜層13A、非摻雜層13B、障壁層15A及井層15B結晶成長。藉此，可使摻雜層13A及非摻雜層13B分別藉由光致發光而發出之光之波長為活性層15發出之光之波長以下。
又，本實施形態中，長週期超晶格層13等之結晶成長之方法並未特別限定。於使用原料氣體與載氣，使長週期超晶格層13等結晶成長之情形時，例如於按照MOCVD(Metal Organic Chemical Vapor Deposition，有機金屬化學氣相沈積)法進行結晶成長之情形時，較佳為按照下述第3變形例所示之方法，製造氮化物半導體發光元件。藉此，活性層15之結晶性進一步提昇，故而發光效率進一步提昇。
又，本實施形態係於將上述第1實施形態、上述第1變形例、與上述第2變形例中之至少1者加以組合之情形時，摻雜層13A、非摻雜層13B及障壁層15A之各成長速度亦可與井層15B之成長速度相同。
<第3變形例>
第3變形例係使用包含0.3體積%以上且30體積%以下之氫氣之載氣，使長週期超晶格層13之摻雜層13A成長。以下，主要表示與上述第2實施形態不同之方面。
按照上述第2實施形態所示之方法，於基板3之上表面依序使緩衝層5、基底層7、n型氮化物半導體層9、及短週期超晶格層11結晶成長。
其次，於短週期超晶格層11之上表面使長週期超晶格層13結晶成長。此時，於使長週期超晶格層13之摻雜層13A成長時，較佳為使用氮氣與0.3體積%以上且30體積%以下之氫氣作為載氣。另一方面，於使長週期超晶格層13之非摻雜層13B成長時，較佳為使用氮氣作為載氣。再者，原料氣體相應於摻雜層13A及非摻雜層13B之各組成適當選擇即可。
又，由於使用包含0.3體積%以上且30體積%以下之氫氣之載氣，使長週期超晶格層13之摻雜層13A成長，故而與僅將氮氣用作載氣，使摻雜層13A成長之情形相比，摻雜層13A之結晶品質提昇，容易成長出更平坦之摻雜層13A。由此，與按照上述第2實施形態中之製造方法，製作氮化物半導體發光元件之情形相比，長週期超晶格層13之上表面之平坦性提昇。因此，活性層15之結晶性提昇，故發光效率進一步提昇。
繼而，於長週期超晶格層13之上表面使活性層15結晶成長。此時，使活性層15之障壁層15A成長時，較佳為使用 氮氣與氫氣作為載氣。又，於使活性層15之井層15B成長時，較佳為使用氮氣作為載氣。再者，原料氣體相應於障壁層15A及井層15B之各組成，適當選擇即可。
繼而，按照上述第2實施形態所示之方法，於活性層15之上表面使p型氮化物半導體層17結晶成長，並對p型氮化物半導體層17、活性層15、長週期超晶格層13、短週期超晶格層11、及n型氮化物半導體層9進行蝕刻，於藉由蝕刻而露出之n型氮化物半導體層9之上表面上形成n側電極21，且於p型氮化物半導體層17之上表面上介隔透明電極23，形成p側電極25。
<第4變形例>
第4變形例係使長週期超晶格層13之成長溫度高於活性層15之成長溫度，使長週期超晶格層13成長。以下，主要表示與上述第2實施形態不同之方面。
按照上述第2實施形態所示之方法，於基板3之上表面依序使緩衝層5、基底層7、n型氮化物半導體層9、及短週期超晶格層11結晶成長。其後，於短週期超晶格層11之上表面使長週期超晶格層13結晶成長。
此時，使長週期超晶格層13之成長溫度高於後續步驟中製作之活性層15之成長溫度。具體而言，較佳為，使長週期超晶格層13之成長溫度比活性層15之成長溫度高3℃以上且30℃以下。藉此，非摻雜層13B之In組成變低，由此，非摻雜層13B之結晶品質提昇。由此，與按照上述第2實施形態中之製造方法，製作氮化物半導體發光元件之情 形相比，長週期超晶格層13之上表面之平坦性提昇。因此，活性層15之結晶性提昇，故發光效率進一步提昇。
其次，按照上述第2實施形態所示之方法，於長週期超晶格層13之上表面使活性層15及p型氮化物半導體層17結晶成長，並對p型氮化物半導體層17、活性層15、長週期超晶格層13、短週期超晶格層11、及n型氮化物半導體層9進行蝕刻，於藉由蝕刻而露出之n型氮化物半導體層9之上表面上形成n側電極21，且於p型氮化物半導體層17之上表面上介隔透明電極23，形成p側電極25。
例
以下，表示本發明之實施例。再者，本發明並不限定於以下所示之實施例。
<氮化物半導體發光元件之製作> <實施例1>
首先，準備上表面經實施凹凸加工之藍寶石基板，且於其上表面上，依序使包含AlN之緩衝層、包含非摻雜GaN之基底層、包含n型GaN之n型接觸層、及包含n型GaN之n型披覆層結晶成長。此時，n型披覆層之厚度為1 μm，n型披覆層中之n型雜質濃度為6×1018 cm-3。
其次，將成膜裝置之溫度設定為880℃，使短週期超晶格層結晶成長。具體而言，使包含摻雜Si之GaN之第1半導體層與包含非摻雜InGaN之第2半導體層交替地結晶成長20週期。
使用TMG(trimethyl gallium，三甲基鎵)氣體與NH3氣體 作為原料氣體，使用氮氣作為載氣，使第1半導體層結晶成長。各第1半導體層之厚度為1.75 nm，各第1半導體層中之Si濃度為3×1018 cm-3。
使用TMI氣體與NH3氣體作為原料氣體，並使用氮氣作為載氣，使第2半導體層結晶成長。各第2半導體層之厚度為1.75 nm。又，由於以第2半導體層藉由光致發光而發出之光之波長成為375 nm之方式，調整TMI之流量，故而各第2半導體層中In之組成為2%。載子係於第1半導體層與第2半導體層中擴散而平均化，短週期超晶格層之平均載子濃度為約1.5×1018 cm-3。
其次，使成膜裝置之溫度下降至855℃為止，使長週期超晶格層結晶成長。具體而言，使包含摻雜Si之GaN之摻雜層與包含非摻雜InGaN之非摻雜層交替地結晶成長3週期。
使用TMG氣體與NH3氣體作為原料氣體，並使用氮氣與氫氣作為載氣，使摻雜層結晶成長。將各摻雜層之成長速度設為100 nm/小時。各摻雜層之厚度為5 nm，各摻雜層中之Si濃度為3.4×1017 cm-3。
使用TMI氣體與NH3氣體作為原料氣體，並使用氮氣作為載氣，使非摻雜層結晶成長。將各非摻雜層之成長速度設為100 nm/小時。各非摻雜層之厚度為3.5 nm。又，由於以非摻雜層藉由光致發光而發出之光之波長成為448 nm之方式，調整TMI之流量，故而各非摻雜層中In之組成為22%。載子係於摻雜層與非摻雜層中擴散而平均化，長週 期超晶格層之平均載子濃度成為約2.6×1017 cm-3。
其次，將成膜裝置之溫度下降至850℃為止，使活性層結晶成長。具體而言，使包含摻雜Si之GaN之障壁層與包含非摻雜InGaN之井層交替地結晶成長3週期。
使用TMG氣體與NH3氣體作為原料氣體，並使用氮氣與氫氣作為載氣，使障壁層結晶成長。將各障壁層之成長速度設為100 nm/小時。各障壁層之厚度為5 nm，各障壁層中之Si濃度為3.4×1017 cm-3。
使用TMI氣體與NH3氣體作為原料氣體，並使用氮氣作為載氣，使井層結晶成長。將各井層之成長速度設為52 nm/小時。各井層之厚度為3.5 nm。又，由於以井層藉由光致發光而發出之光之波長成為450 nm之方式，調整TMI之流量，故而各井層中In之組成為25%。載子係於障壁層與井層中擴散而平均化，活性層之平均載子濃度成為約2×1017 cm-3。
其次，於井層之上表面上，使包含非摻雜GaN之最上障壁層結晶成長10 nm。
其次，提高成膜裝置之溫度，於最上障壁層之上表面上，使p型AlGaN層、p型GaN層及p型高摻雜接觸層結晶成長。
其後，以n型接觸層之一部分露出之方式，蝕刻p型高摻雜接觸層、p型GaN層、p型AlGaN層、活性層、長週期超晶格層、短週期超晶格層、n型披覆層、及n型接觸層。於藉由該蝕刻而露出之n型接觸層之上表面上形成包含Au之n 側電極。又，於p型高摻雜接觸層之上表面上，依序形成包含ITO之透明電極與包含Au之p側電極。以此方式，製作實施例1之氮化物半導體發光元件。
所得之氮化物半導體發光元件之光輸出係於30 mA時為45 mW，且2.9 V。
<實施例2>
除了提高包含摻雜Si之GaN之摻雜層之每1層之厚度相對於長週期超晶格層之每1週期之厚度之比例之外，按照與上述實施例1相同之方法，製造實施例2之氮化物半導體發光元件。以下，主要表示與上述實施例1不同之處。
具體而言，按照與上述實施例1相同之方法，於藍寶石基板之上表面上，使緩衝層、基底層、n型接觸層、n型披覆層、及短週期超晶格層結晶成長。
其次，將成膜裝置之溫度設定為855℃，使長週期超晶格層結晶成長。具體而言，使包含摻雜Si之GaN之摻雜層與包含非摻雜InGaN之非摻雜層交替地結晶成長3週期。此時，以各摻雜層之厚度成為6.5 nm之方式，調整摻雜層之成長時間。載子係於摻雜層與非摻雜層中擴散而平均化，且長週期超晶格層之平均載子濃度成為約2.9×1017 cm-3。
繼而，按照與上述實施例1相同之方法，於長週期超晶格層之上表面上，依序使活性層、p型AlGaN層、p型GaN層及p型高摻雜接觸層結晶成長，製作n側電極、透明電極、及p側電極。以此方式，獲得實施例2之氮化物半導體發光元件。所製作之氮化物半導體發光元件之光輸出係於 30 mA時為45 mW，且2.85 V。
本實施例中，摻雜層之每1層之厚度相對於長週期超晶格層之每1週期之厚度之比例高於上述實施例1。因此，本實施例中，並未提高摻雜層中之Si濃度，長週期超晶格層內之Si之總量亦增加。由此，長週期超晶格層之平均載子濃度變得高於上述實施例1。又，不會招致摻雜層之平坦性下降，便可提昇長週期超晶格層之平均載子濃度，故而，不會招致活性層之結晶性之惡化，便可提昇對活性層之載子供給性。因此，本實施例中，光輸出係與上述實施例1相同(45 mW)，但可使驅動電壓低於上述實施例1(由2.9 V下降至2.85 V)，由此，大電流驅動時之功率效率得到進一步改善。
<實施例3>
除了降低長週期超晶格層之成長溫度、降低包含非摻雜GaN之非摻雜層之每1層之厚度相對於長週期超晶格層之每1週期之厚度之比例、及降低活性層之障壁層中之Si濃度之外，按照與上述實施例1相同之方法，製造實施例3之氮化物半導體發光元件。以下，主要表示與上述實施例1不同之處。
具體而言，按照與上述實施例1相同之方法，於藍寶石基板之上表面上，使緩衝層、基底層、n型接觸層、n型披覆層、及短週期超晶格層結晶成長。
其次，將成膜裝置之溫度設定為850℃，使長週期超晶格層結晶成長。具體而言，使包含摻雜Si之GaN之摻雜層 與包含非摻雜InGaN之非摻雜層交替地結晶成長3週期。此時，以各非摻雜層之厚度成為2.5 nm之方式，調整非摻雜層之成長時間。載子係於摻雜層與非摻雜層中擴散而平均化，且長週期超晶格層之平均載子濃度成為約3.0×1017 cm-3。
其次，不改變成膜裝置之溫度而使活性層結晶成長。具體而言，使包含摻雜Si之GaN之障壁層與包含非摻雜InGaN之井層交替地結晶成長3週期。此時，以各障壁層中之Si濃度成為1.0×1017 cm-3之方式，調整對於障壁層之Si摻雜量。載子係於障壁層與井層中擴散而平均化，且活性層之平均載子濃度成為約6×1016 cm-3。
繼而，按照與上述實施例1相同之方法，於活性層之上表面上，依序使p型AlGaN層、p型GaN層及p型高摻雜接觸層結晶成長，製作n側電極、透明電極、及p側電極。以此方式，獲得實施例3之氮化物半導體發光元件。以此方式製作之氮化物半導體發光元件之光輸出係於30 mA時為45 mW，且2.82 V。
本實施例係包含非摻雜GaN之非摻雜層之每1層之厚度相對於長週期超晶格層之每1週期之厚度之比例低於上述實施例1。因此，本實施例中，較上述實施例1而言，長週期超晶格層中之非摻雜層之體積比例較低，故而長週期超晶格層之平均載子濃度變高。又，可知若減小長週期超晶格層之InGaN層之每1層之厚度，則氮化物半導體發光元件之上升電壓變低。由此，本實施例中，光輸出係與上述實 施例1相同(45 mW)，但可使驅動電壓相較上述實施例2進一步下降(由2.85 V下降至2.82 V)，由此，大電流驅動時之功率效率得到進一步改善。
<實施例4>
除了變更載氣之材料，使長週期超晶格層之摻雜層結晶成長之外，按照與上述實施例1相同之方法，製造實施例4之氮化物半導體發光元件。以下，主要表示與上述實施例1不同之處。
具體而言，按照與上述實施例1相同之方法，於藍寶石基板之上表面上，使緩衝層、基底層、n型接觸層、n型披覆層、及短週期超晶格層結晶成長。
其次，將成膜裝置之溫度設定為855℃，使長週期超晶格層結晶成長。具體而言，使包含摻雜Si之GaN之摻雜層與包含非摻雜InGaN之非摻雜層交替地結晶成長3週期。此時，使用氮氣與3體積%之氫氣作為載氣，使各摻雜層成長。載子係於摻雜層與非摻雜層中擴散而平均化，且長週期超晶格層之平均載子濃度成為約3.0×1017 cm-3。
繼而，按照與上述實施例1相同之方法，於長週期超晶格層之上表面上，依序使活性層、p型AlGaN層、p型GaN層及p型高摻雜接觸層結晶成長，製作n側電極、透明電極、及p側電極。以此方式，獲得實施例4之氮化物半導體發光元件。所製作之氮化物半導體發光元件之光輸出係於30 mA時為46 mW，且2.85 V。
本實施例係使用包含3體積%之氫氣之載氣，製作包含 摻雜Si之GaN之長週期超晶格層之摻雜層。因此，容易將Si擷取至GaN膜中。由此，即便於以855℃之相對較低溫度，使包含摻雜Si之GaN之長週期超晶格層之摻雜層成長之情形時，長週期超晶格層之平均載子濃度亦會變高。又，由於載氣包含氫氣，故而即便低溫成長，亦容易獲得高品質之結晶，且長週期超晶格層之上表面之平坦性得以改善，因此，活性層之結晶性得以改善。藉此，將光輸出改善(由45 mW提昇至46 mW)。
<實施例5>
除了提高成長溫度使長週期超晶格層結晶成長、提高包含摻雜Si之GaN之摻雜層之每1層之厚度相對於長週期超晶格層之每1週期之厚度之比例、變更包含InGaN之長週期超晶格層之非摻雜層中之In與Ga之組成比、及減小包含摻雜Si之GaN之活性層之障壁層之每1層之厚度之外，按照與上述實施例1相同之方法，製造實施例5之氮化物半導體發光元件。以下，主要表示與上述實施例1不同之處。
具體而言，按照與上述實施例1相同之方法，於藍寶石基板之上表面上，使緩衝層、基底層、n型接觸層、n型披覆層、及短週期超晶格層結晶成長。
其次，將成膜裝置之溫度設定為860℃，使長週期超晶格層結晶成長。具體而言，使包含摻雜Si之GaN之摻雜層與包含非摻雜InGaN之非摻雜層交替地結晶成長3週期。此時，以各摻雜層之厚度成為6.5 nm之方式，調整摻雜層之成長時間。又，以非摻雜層藉由光致發光而發出之光之波 長成為445 nm之方式，調整TMI之流量，故而各非摻雜層中In之組成為約22%。載子係於摻雜層與非摻雜層中擴散而平均化，且長週期超晶格層之平均載子濃度成為約2.9×1017 cm-3。
其次，將成膜裝置之溫度下降至850℃為止，使活性層結晶成長。具體而言，使包含摻雜Si之GaN之障壁層與包含非摻雜InGaN之井層交替地結晶成長3週期。此時，以各障壁層之厚度成為4 nm之方式，調整障壁層之成長時間。載子係於障壁層與井層中擴散而平均化，且活性層之平均載子濃度成為約4.7×1016 cm-3。
繼而，按照與上述實施例1相同之方法，於活性層之上表面上，依序使p型AlGaN層、p型GaN層及p型高摻雜接觸層結晶成長，製作n側電極、透明電極、及p側電極。以此方式，獲得實施例5之氮化物半導體發光元件。所製作之氮化物半導體發光元件之光輸出係於30 mA時為48 mW，且2.8 V。
本實施例係長週期超晶格層之成長溫度高於上述實施例1，故而長週期超晶格層之結晶性提昇，由此，長週期超晶格層之上表面之平坦性相較上述實施例1提昇。因此，活性層之結晶品質相較上述實施例1提昇。又，活性層之障壁層之每1層之厚度小於上述實施例1，故而活性層之平均載子濃度成為5×1016 cm-3以下。因此，電子與電洞變得易於擴散。藉此，光輸出得以改善(由45 mW提昇至48 mW)，驅動電壓變低(由2.9 V下降至2.8 V)。
<實施例6>
除了活性層之障壁層不包含n型雜質之外，按照上述實施例1之方法，製作實施例6之氮化物半導體發光元件。本實施例係按照上述實施例1中記載之方法，執行至短週期超晶格層之製作步驟為止後，按照以下所示之方法，製作長週期超晶格層及活性層。
將成膜裝置之溫度設定為860℃，使長週期超晶格層結晶成長。具體而言，使包含摻雜Si之GaN之摻雜層與包含非摻雜InGaN之非摻雜層交替地結晶成長3週期。此時，以各摻雜層之厚度為6.5 nm且各非摻雜層之厚度成為3.9 nm之方式，調整摻雜層及非摻雜層各自之成長時間。又，以非摻雜層藉由光致發光而發出之光之波長成為445 nm之方式，調整TMI之流量，故而，各非摻雜層中In之組成為約22%。載子係於摻雜層與非摻雜層中擴散而平均化，且長週期超晶格層之平均載子濃度成為約2.7×1017 cm-3。
其次，將成膜裝置之溫度下降至850℃為止，使活性層結晶成長。具體而言，使包含非摻雜GaN之障壁層與包含非摻雜InGaN之井層交替地結晶成長3週期。此時，以各障壁層之厚度為4 nm且各井層之厚度成為3.9 nm之方式，調整障壁層及井層各自之成長時間。活性層之平均載子濃度成為約2×1016 cm-3。其後，使最上障壁層結晶成長10 nm。
若如此使障壁層形成為非摻雜層，則即便於將大電流注入至活性層中時，注入載子亦容易於活性層中擴散，從而 不會引起局部之電流密度之增大，故而可取得較高之發光效率。藉此，光輸出得以改善(由45 mW提昇至50 mW)。
<比較例1>
按照日本專利特開2005-109425號公報中記載之方法，製作如下氮化物半導體發光元件：未設置長週期超晶格層及短週期超晶格層，且包含活性層，該活性層包含井層，其包含3 nm之非摻雜InGaN層；及障壁層，其包含18 nm之摻雜有1×1017 cm-3之Si之GaN層。所製作之氮化物半導體發光元件之光輸出係於30 mA時為37 mW，且3.8 V。
<評估>
對實施例1之氮化物半導體發光元件及比較例1之氮化物半導體發光元件，改變驅動電流，測定外部量子效率。具體而言，測定流入各驅動電流時之光輸出，並根據光輸出，計算外部量子效率。由此，取得圖2所示之結果。
如圖2所示，於驅動電流IF為1 mA以下時，實施例1與比較例1中外部量子效率ηex並未相差較大。然而，若驅動電流IF超過1 mA，則實施例1之外部量子效率ηex變大，隨著驅動電流IF變大，外部量子效率ηex之差變大。因此，實施例1可謂能夠防止大電流驅動時之功率效率之惡化。
又，對實施例1之氮化物半導體發光元件及比較例1之氮化物半導體發光元件求出C-V特性，並根據該C-V特性，算出載子濃度。由此，取得圖3所示之結果。
如圖3所示，實施例1中，活性層之平均載子濃度為2×1017 cm-3，長週期超晶格層之平均載子濃度為2.6×1017 cm-3。由此，可認為長週期超晶格層之平均載子濃度大於活性層之平均載子濃度。
又，實施例1係與比較例1相比，設置有平均載子濃度高於活性層之長週期超晶格層。由此，可謂實施例1中之活性層之平均載子濃度高於比較例1中之活性層之平均載子濃度。由此，可認為與比較例1相比，實施例1更可防止大電流驅動時之功率效率之惡化。
再者，比較例1係活性層之障壁層厚於實施例1。因此，比較例1中之活性層之每1層之厚度大於實施例1中之活性層之每1層之厚度。由此，可謂比較例1中，氮化物半導體發光元件之驅動電壓變高，且其功率效率下降。
又，實施例1係如圖3所示，相較長週期超晶格層於基板側(比長週期超晶格層深之位置)，設置有平均載子濃度高於長週期超晶格層之層(相當於短週期超晶格層)。由此，可認為於將反向偏壓之電流施加至實施例1之氮化物半導體發光元件之情形時，空乏層僅延伸至短週期超晶格層為止。因此，即便n型氮化物半導體層中存在缺陷，空乏層亦不會延伸至存在缺陷之n型氮化物半導體層為止，故而缺陷中不會受到較大之電場。又，由於空乏層較為狹窄，故而有效地引起穿隧電流等之放電，大電流不會集中於一部分缺陷中。由此，可認為即便於將反向偏壓之電流施加至實施例1之氮化物半導體發光元件之情形時，亦可防止實施例1之氮化物半導體發光元件中引起靜電破壞。
另一方面，比較例1係如圖3所示，相較活性層於基板 側，未設置平均載子濃度高於活性層之層。因此，可謂於將反向偏壓之電流施加至比較例1之氮化物半導體發光元件時，存在空乏層延伸至n型氮化物半導體層為止之虞，從而存在電流於存在於n型氮化物半導體層中之缺陷(位錯等)中集中，引發靜電破壞之虞。
如上所述，對本發明之實施形態及實施例進行了說明，但起初亦預定將各實施形態及實施例之特徵進行適當組合。
雖已詳細說明地表示本發明，但其僅為例示而並非限定，顯然可理解，發明之範圍係由隨附之申請專利範圍進行解釋。
1‧‧‧氮化物半導體發光元件
3‧‧‧基板
5‧‧‧緩衝層
7‧‧‧基底層
9‧‧‧n型氮化物半導體層
11‧‧‧短週期超晶格層
11A‧‧‧第1半導體層
11B‧‧‧第2半導體層
13‧‧‧長週期超晶格層
13A‧‧‧摻雜層
13B‧‧‧非摻雜層
15‧‧‧活性層
15A‧‧‧障壁層
15B‧‧‧井層
17‧‧‧p型氮化物半導體層
21‧‧‧n側電極
23‧‧‧透明電極
25‧‧‧p側電極
圖1係本發明之一實施形態之氮化物半導體發光元件之概略剖面圖。
圖2係表示實施例1及比較例1中之外部量子效率ηex相對於驅動電流IF之變化之圖表。
圖3係表示實施例1及比較例1中之載子濃度之變化之圖表。
1‧‧‧氮化物半導體發光元件
3‧‧‧基板
5‧‧‧緩衝層
7‧‧‧基底層
9‧‧‧n型氮化物半導體層
11‧‧‧短週期超晶格層
11A‧‧‧第1半導體層
11B‧‧‧第2半導體層
13‧‧‧長週期超晶格層
13A‧‧‧摻雜層
13B‧‧‧非摻雜層
15‧‧‧活性層
15A‧‧‧障壁層
15B‧‧‧井層
17‧‧‧p型氮化物半導體層
21‧‧‧n側電極
23‧‧‧透明電極
25‧‧‧p側電極

Claims (21)

  1. 一種氮化物半導體發光元件，其包括：第1導電型氮化物半導體層；超晶格層，其係設置於上述第1導電型氮化物半導體層上；活性層，其係設置於上述超晶格層上；及第2導電型氮化物半導體層，其係設置於上述活性層上；上述超晶格層之平均載子濃度係高於上述活性層之平均載子濃度。
  2. 如請求項1之氮化物半導體發光元件，其中上述超晶格層之平均載子濃度係上述活性層之平均載子濃度之1.2倍以上。
  3. 如請求項1之氮化物半導體發光元件，其中上述超晶格層係具有包含第1導電型雜質之摻雜層，上述活性層係包含障壁層，且上述摻雜層之每1層之厚度相對於上述超晶格層之每1週期之厚度之比例為上述障壁層之每1層之厚度相對於上述活性層之每1週期之厚度之比例以上。
  4. 如請求項1之氮化物半導體發光元件，其中上述摻雜層中之第1導電型雜質之濃度係上述障壁層中之第1導電型雜質之濃度以上。
  5. 如請求項1之氮化物半導體發光元件，其中上述超晶格層係具有不包含第1導電型雜質之非摻雜 層，上述活性層係具有不包含上述第1導電型雜質之井層，且上述非摻雜層之每1層之厚度相對於上述超晶格層之每1週期之厚度之比例係上述井層之每1層之厚度相對於上述活性層之每1週期之厚度之比例以下。
  6. 如請求項5之氮化物半導體發光元件，其中上述非摻雜層係與上述活性層之下表面相接。
  7. 如請求項3之氮化物半導體發光元件，其中上述超晶格層係包含2層以上之上述摻雜層。
  8. 如請求項3之氮化物半導體發光元件，其中上述摻雜層之每1層之厚度為1.5 nm以上。
  9. 如請求項3之氮化物半導體發光元件，其中上述摻雜層中之第1導電型雜質之濃度為1×1017 cm-3以上。
  10. 如請求項3之氮化物半導體發光元件，其中上述障壁層係不包含上述第1導電型雜質，或者上述障壁層中之第1導電型雜質之濃度為8×1017 cm-3以下。
  11. 如請求項5之氮化物半導體發光元件，其中上述活性層係包含2層以上之上述井層。
  12. 如請求項3之氮化物半導體發光元件，其中上述障壁層之每1層之厚度為7 nm以下。
  13. 如請求項1之氮化物半導體發光元件，其中於上述第1導電型氮化物半導體層與上述超晶格層之間，設置有每1週期之厚度薄於上述超晶格層之每1週期 之厚度的短週期超晶格層，且上述短週期超晶格層中之第1導電型雜質之濃度為1×1018 cm-3以上且5×1019 cm-3以下。
  14. 如請求項5之氮化物半導體發光元件，其中上述超晶格層係將上述摻雜層與上述非摻雜層積層而構成，且上述摻雜層包含上述第1導電型雜質與AlaGabIn(1-a-b)N(0≦a<1，0<b≦1)，上述非摻雜層包含IncGa(1-c)N(0<c≦1)。
  15. 如請求項5之氮化物半導體發光元件，其中上述活性層係將上述障壁層與上述井層積層而構成，且上述障壁層包含上述第1導電型雜質與AlxGayIn(1-x-y)N(0≦x<1，0<y≦1)，上述井層包含InzGa(1-z)N(0<z≦1)。
  16. 如請求項1之氮化物半導體發光元件，其中上述超晶格層及上述活性層係分別包含In，且上述超晶格層藉由光致發光而發出之光之波長係上述活性層發出之光之波長以下。
  17. 一種氮化物半導體發光元件之製造方法，其係如請求項1之氮化物半導體發光元件之製造方法，且包括如下步驟：於基板上，使上述第1導電型之氮化物半導體層成長；於上述第1導電型之氮化物半導體層上，使上述超晶 格層成長；於上述超晶格層上，使上述活性層成長；及於上述活性層上，設置上述第2導電型之氮化物半導體層；上述超晶格層之成長速度係上述活性層之一部分即井層之成長速度以上。
  18. 如請求項17之氮化物半導體發光元件之製造方法，其中構成上述超晶格層之層中不包含第1導電型雜質之層之成長速度係上述井層之成長速度以上。
  19. 如請求項17之氮化物半導體發光元件之製造方法，其中使用第1原料氣體與第1載氣，使構成上述超晶格層之層中包含第1導電型雜質之層成長，且上述第1載氣包含0.3體積%以上且30體積%以下之氫氣。
  20. 如請求項17之氮化物半導體發光元件之製造方法，其中上述超晶格層之成長溫度係與上述活性層之成長溫度相同，或者高於上述活性層之成長溫度。
  21. 如請求項17之氮化物半導體發光元件之製造方法，其中上述井層之成長速度為10 nm/小時以上且150 nm/小時以下。
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