WO2011058697A1 - 窒化物半導体素子の製造方法 - Google Patents

窒化物半導体素子の製造方法 Download PDF

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俊治 吉田
亮 加藤
俊哉 横川
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パナソニック株式会社
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    • H01S2304/04—MOCVD or MOVPE

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a gallium nitride compound semiconductor and a semiconductor light emitting device manufactured by the manufacturing method.
  • a nitride semiconductor having nitrogen (N) as a group V element is considered promising as a material for a short-wavelength light-emitting element because of its band gap.
  • gallium nitride compound semiconductors GaN-based semiconductors
  • LEDs blue light-emitting diodes
  • semiconductor lasers made of GaN-based semiconductors have been put into practical use.
  • FIG. 1 schematically shows a unit cell of GaN.
  • Al a Ga b In C N ( 0 ⁇ a, b, c ⁇ 1, a + b + c 1) semiconductor crystal, some of the Ga shown in FIG. 1 may be replaced by Al and / or In.
  • FIG. 2 shows four basic vectors a 1 , a 2 , a 3 , and c that are generally used to represent the surface of the wurtzite crystal structure in the 4-index notation (hexagonal crystal index).
  • the basic vector c extends in the [0001] direction, and this direction is called “c-axis”.
  • a plane perpendicular to the c-axis is called “c-plane” or “(0001) plane”.
  • c-axis” and “c-plane” may be referred to as “C-axis” and “C-plane”, respectively.
  • FIG. 3 there are typical crystal plane orientations other than the c-plane.
  • 3 (a) is the (0001) plane
  • FIG. 3 (b) is the (10-10) plane
  • FIG. 3 (c) is the (11-20) plane
  • FIG. 3 (d) is the (10-12) plane.
  • “-” attached to the left of the number in parentheses representing the Miller index means “bar”.
  • the (0001) plane, (10-10) plane, (11-20) plane, and (10-12) plane are the c-plane, m-plane, a-plane, and r-plane, respectively.
  • the m-plane and a-plane are “nonpolar planes” parallel to the c-axis, while the r-plane is a “semipolar plane”.
  • the m-plane is a general term for the (10-10) plane, the (-1010) plane, the (1-100) plane, the (-1100) plane, the (01-10) plane, and the (0-110) plane.
  • the X plane may be referred to as a “growth plane”.
  • a semiconductor layer formed by X-plane growth may be referred to as an “X-plane semiconductor layer”.
  • spontaneous polarization spontaneous polarization resulting from the shift of Ga atoms and N atoms in the c-axis direction on the c-plane is ⁇ c. Occurs in the direction.
  • piezoelectric polarization due to strain occurs in the + c direction, and a quantum confinement Stark effect of carriers is generated, which is called a “polar plane”.
  • the emission recombination probability of carriers in the light emitting part is reduced and the internal quantum efficiency is reduced, so that the threshold current is increased in the semiconductor laser, and in the case of the LED, the power consumption is increased and the light emission efficiency is decreased. It is.
  • the piezo electric field is screened as the injected carrier density is increased, and the emission wavelength is also changed.
  • gallium nitride-based compound semiconductors on nonpolar surfaces such as m-plane and a-plane, or semipolar planes such as r-plane. If a nonpolar plane can be selected as the growth plane, polarization does not occur in the layer thickness direction (crystal growth direction) of the light-emitting portion, so that no quantum confined Stark effect occurs, and a potentially high-efficiency light-emitting element can be manufactured. Even when the semipolar plane is selected as the growth plane, the contribution of the quantum confined Stark effect can be greatly reduced.
  • Patent Document 1 discloses that In x Ga 1-x N (0 ⁇ 1 ) is based on a characteristic diagram regarding a molar ratio of an In-containing source gas (In supply molar ratio), a crystal growth temperature (growth temperature), and an emission wavelength. A technique for obtaining optimum growth conditions in the x ⁇ 1) layer is disclosed.
  • the drawing of Patent Document 1 shows a graph in which the horizontal axis represents the molar ratio of the In source gas to the group III source gas, and the vertical axis represents the emission wavelength. This graph shows a characteristic curve in consideration of the growth temperature.
  • Patent Document 1 discloses a method for determining an optimum condition in c-plane growth of an In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer.
  • the method disclosed in Patent Document 1 cannot be applied as it is to crystal growth of a nonpolar m-plane, a-plane, or semipolar r-plane. That is, there is no known growth condition optimization method applicable to the nonpolar m-plane, a-plane, or semipolar r-plane.
  • the present invention has been made to solve the above-described problems, and its object is to improve the crystallinity and light emission efficiency of InGaN in a method for crystal growth other than c-plane growth.
  • the method for producing a gallium nitride compound semiconductor light emitting device of the present invention includes a step of forming a gallium nitride compound semiconductor layer having a nonpolar or semipolar main surface by a metal organic chemical vapor deposition method.
  • the parameters that define the growth conditions of the metal organic chemical vapor deposition method are pressure, growth rate, growth temperature, and supply molar ratio of In source gas contained in the group III source gas.
  • A the In supply molar ratio
  • a plurality of In y Ga 1-y N (0 ⁇ y ⁇ 1) layers whose main surface is a nonpolar surface or a semipolar surface are different by metal organic vapor phase epitaxy.
  • Step (a1) of forming under growth conditions and In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) having the same emission wavelength among the plurality of In y Ga 1-y N (0 ⁇ y ⁇ 1) layers The step (a2) for obtaining the relationship between the growth temperature and the In supply molar ratio when the pressure and the growth rate are constant based on the growth conditions for forming the layer, and the relationship between the growth temperature and the In supply molar ratio are shown.
  • the step (a2) includes the step of determining the relationship between the growth temperature and the In supply molar ratio when the pressure and the growth rate are constant for each of the different combinations of pressure and growth rate.
  • the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer is a single quantum well light emitting layer or a well layer included in a multiple quantum well light emitting layer.
  • the well layer has a thickness of 2 nm to 20 nm.
  • the thickness of the well layer is 6 nm or more and 16 nm or less.
  • step (B) includes the step (b1) of adjusting the growth pressure within the range of 200 Torr to 600 Torr, wherein in step (B) the adjusted growth pressure and the selected growth rate.
  • the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer is grown at the growth temperature and the In supply molar ratio corresponding to the saturation point on the curve showing the relationship between the growth temperature and the In supply molar ratio.
  • step (B) comprises the step (b1) of adjusting the growth pressure to atmospheric pressure, the growth obtained in step (B) for the adjusted growth pressure and the selected growth rate.
  • An In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer is grown at a growth temperature and an In supply molar ratio corresponding to the saturation point on the curve indicating the relationship between temperature and In supply molar ratio.
  • the growth condition determining method for a gallium nitride compound semiconductor layer according to the present invention is a method for determining a condition for growing a gallium nitride compound semiconductor layer whose main surface is a nonpolar surface or a semipolar surface by metal organic vapor phase epitaxy.
  • a method for determining the growth conditions of a compound semiconductor layer, the parameters defining the growth conditions of the metal organic chemical vapor deposition method are pressure, growth rate, growth temperature, and supply moles of In source gas contained in the group III source gas.
  • a plurality of In y Ga 1-y N (0 ⁇ y ⁇ 1) layers whose main surface is a nonpolar surface or a semipolar surface are grown differently by metalorganic vapor phase epitaxy, including the In supply molar ratio.
  • Step (a1) formed under conditions, and an In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer having the same emission wavelength among the plurality of In y Ga 1-y N (0 ⁇ y ⁇ 1) layers Pressure and growth based on the growth conditions
  • the step (a2) for obtaining the relationship between the growth temperature and the In supply molar ratio when the rate is constant, and on the curve indicating the relationship between the growth temperature and the In supply molar ratio the growth temperature increases the In supply molar ratio.
  • (a3) determining a saturation point between a monotonically increasing region and a saturated region.
  • the step (a1) and the step (a2) include a step of forming a first In x1 Ga 1-x1 N (0 ⁇ x1 ⁇ 1) layer at a first In supply molar ratio,
  • the first In x1 Ga 1-x1 N (0 ⁇ x1 ⁇ 1) layer is grown at the same growth temperature as that at the second In supply molar ratio lower than the first In supply molar ratio.
  • a step of forming a second In x2 Ga 1-x2 N (0 ⁇ x2 ⁇ 1) layer, and a growth temperature for forming the first In x1 Ga 1-x1 N (0 ⁇ x1 ⁇ 1) layer Forming a third In x3 Ga 1-x3 N (0 ⁇ x3 ⁇ 1) layer at a third In supply molar ratio lower than the second In supply molar ratio at the same growth temperature.
  • step (a3) when x2 is equal to x1 and x3 is different from x2, the third In supply molar ratio is selected as the In supply molar ratio corresponding to the saturation point.
  • the growth temperature and the mole of In source gas are increased. Since the parameters of the crystal growth conditions including the ratio can be appropriately determined, it is possible to form an In x Ga 1-x N crystal (0 ⁇ x ⁇ 1) that exhibits high emission efficiency at the target emission wavelength. Become.
  • FIG. 1 It is a perspective view which shows typically the unit cell of GaN. It is a perspective view showing the basic vector a 1, a 2, a 3 , c wurtzite crystal structure.
  • (A) to (d) are schematic views showing typical crystal plane orientations of a hexagonal wurtzite structure. Is a graph schematically showing the relationship between the growth temperature In feed mole ratio when the same In x Ga 1-x N of the light-emitting wavelength (0 ⁇ x ⁇ 1) layer formed by c-plane growth. Is a graph schematically showing the relationship between In feed mole ratio and PL emission intensity when the same In x Ga 1-x N of the light-emitting wavelength (0 ⁇ x ⁇ 1) layer formed by c-plane growth.
  • the same In x Ga 1-x N of the light-emitting wavelength (0 ⁇ x ⁇ 1) layer is a graph schematically showing the In feed molar ratio dependence of the growth temperature and the PL emission intensity when forming the c-plane growth. It is a graph which shows typically the In supply molar ratio dependence of the growth temperature and PL luminescence intensity when forming an In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer having the same emission wavelength by m-plane growth. It is sectional drawing which showed typically the structure of the gallium nitride type compound semiconductor light-emitting device for evaluation in Embodiment 1 to 3 of this invention.
  • FIG. 4 is a graph showing the dependence of the growth temperature ( ⁇ ) and emission intensity ( ⁇ ) on In supply molar ratio in Embodiment 1.
  • 3 is a graph showing the dependence of the half-value width in the PL spectrum on the In supply molar ratio in Embodiment 1.
  • 6 is a graph showing the dependence of the growth temperature ( ⁇ ) and emission intensity ( ⁇ ) on In supply molar ratio in Embodiment 2. It is a graph which shows the In supply molar ratio dependence of the growth temperature ((triangle
  • FIG. It is a graph which shows typically the change of the characteristic curve by pressure. It is a graph which shows typically the change of the characteristic curve by a growth rate.
  • FIG. (A) is a figure which shows typically the crystal structure (wurtzite type crystal structure) of a GaN-type compound semiconductor
  • (b) is the relationship between the normal of m surface, + c-axis direction, and a-axis direction
  • FIG. (A) And (b) is sectional drawing which shows the arrangement
  • (A) And (b) is sectional drawing which shows typically the main surface and its vicinity area
  • a gallium nitride compound semiconductor layer whose main surface is a nonpolar surface (for example, m-plane or a-plane) or a semipolar surface (for example, r-plane) is treated with an organic metal layer.
  • a step of forming by a phase growth method is formed by adjusting parameters that define the growth conditions of the metal organic chemical vapor deposition method.
  • the parameters defining the growth conditions include “pressure”, “growth rate”, “growth temperature”, and “supply molar ratio of In source gas contained in group III source gas (In supply molar ratio)”. .
  • a source gas is supplied into a reaction chamber of an MOCVD apparatus, and an In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer whose main surface is a plane orientation having a lower In incorporation efficiency than the c-plane is grown. Execute the process.
  • Specific examples of crystal planes whose In incorporation efficiency is lower than the c-plane are m-plane, a-plane, and r-plane.
  • the present invention will be described in the case of performing m-plane growth.
  • the present invention is not limited to m-plane growth and can be widely applied to the formation of In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layers having crystal planes whose In incorporation efficiency is lower than the c-plane.
  • a source gas containing In a source gas containing Ga
  • a source gas containing Ga a source gas containing Ga
  • a source gas containing N are supplied to the reaction chamber.
  • the source gas containing In and the source gas containing Ga are group III source gases.
  • the source gas containing N is a group V source gas.
  • the “growth temperature” and the “In source gas contained in the group III source gas” Adjust the “feed molar ratio”.
  • the supply molar ratio of the In source gas contained in the group III source gas is referred to as “In supply molar ratio”.
  • the “In supply molar ratio” refers to the source gases of Ga and In which are group III atoms supplied to the reaction chamber during the growth of the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer. Of each molar supply flow rate in 1 minute (mol / min).
  • “In supply molar ratio” or “In-containing gas molar ratio” is the ratio of the molar flow rate of In source gas to the total molar supply rate of In source gas and Ga source gas supplied to the reaction chamber. It represents.
  • the In source gas is, for example, trimethylindium (TMI), and “supply In source gas” is also expressed as [TMI].
  • the Ga source gas is, for example, trimethylgallium (TMG) or triethylgallium (TEG).
  • Ga source gas is also expressed as [TMG] or [TEG].
  • [TMI] is the molar supply flow rate (mol / min) of TMI for 1 minute.
  • [TMG] is the molar supply flow rate (mol / min) of TMG for 1 minute
  • [TEG] is the molar supply flow rate (mol / min) of TEG for 1 minute.
  • the molar flow rate of the source gas supplied to the reaction chamber is selected as one of the control factors for the In uptake rate. More specifically, as a control factor of the In composition x of the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer, “pressure”, “growth temperature”, “In supply molar ratio”, and “growth rate” are set. Select as a control factor.
  • the “In supply molar ratio” is expressed by [TMI] and [TMG].
  • the growth rate is substantially determined by [TMG].
  • a plurality of In y Ga 1-y N (0 ⁇ y ⁇ 1) layers whose main surface is a nonpolar surface or a semipolar surface are formed under different growth conditions. Based on the growth conditions for forming an In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer having the same emission wavelength among the plurality of In y Ga 1-y N (0 ⁇ y ⁇ 1) layers, The relationship between the growth temperature and the In supply molar ratio when the pressure and the growth rate are constant is obtained.
  • the In composition ratio x in the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer depends on both the “growth temperature” and the “In supply molar ratio” of the In x Ga 1-x N layer. Change. In other words, even if the “In supply molar ratio” is the same, the In composition ratio x in the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer is different if the “growth temperature” is different. In addition, even if the “growth temperature” is the same, if the “In supply molar ratio” is different, the In composition ratio x in the growing In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer is different.
  • the emission wavelength is determined by the In composition ratio x
  • the “growth temperature” and the “In supply molar ratio” Both must be determined.
  • the “growth temperature” and the “In supply molar ratio” are changed so as to move the “point” on the straight line (broken line) in FIG.
  • the layer can be grown. That is, the In composition ratio x in the obtained In x Ga 1-x N layer is constant without depending on the position of the point on the straight line.
  • FIG. 4B is a graph showing the relationship between the In supply molar ratio and the PL emission intensity.
  • FIG. 4B shows that the PL emission intensity has the maximum value (peak value) at a certain In supply molar ratio.
  • the reason why the PL emission intensity changes depending on a certain In supply molar ratio is that even if the In composition x of the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer is the same, the “growth” This is because crystallinity changes depending on “temperature” and “In supply molar ratio”.
  • the PL emission intensity shows the maximum value. Therefore, in order to form an In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer having excellent crystallinity by c-plane growth, it is not sufficient to obtain the relationship shown in FIG. 4A. It is necessary to obtain the relationship between the In supply molar ratio and the PL emission intensity shown in 4B.
  • FIG. 4C shows the “In supply molar ratio” dependency of “PL emission intensity” shown in FIG. 4B and the straight line (broken line) showing the “In supply molar ratio” dependency of “growth temperature” shown in FIG. 4A. It is a graph which shows the curve (solid line) to show.
  • the straight lines and curves shown in FIG. 4C have different shapes depending on the target emission wavelength. For this reason, the graph of FIG. 4C needs to be obtained by experiment for a desired emission wavelength.
  • the graph of FIG. 4C needs to be obtained by experiment for a desired emission wavelength.
  • a large number of samples satisfying the relationship between the “growth temperature” and the “In supply molar ratio” thus obtained were prepared, and the “growth temperature” and the “In supply molar ratio” at which the PL emission intensity was highest were tested. Need to find out.
  • the inventor has increased the growth temperature of the In supply molar ratio unlike conventional c-plane growth. It has been found that there are a monotonically increasing region (monotonically increasing region) and a saturated region (saturating region). On this characteristic curve, a “saturation point” exists at the boundary between the monotonously increasing region and the saturated region.
  • FIG. 5 is a graph schematically showing an example of conditions for forming an m-plane In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer according to the present invention, and corresponds to FIG. 4C.
  • the vertical axis on the left side of the graph is the growth temperature, and the vertical axis on the right side is the PL emission intensity [arbitrary unit].
  • a broken line in the graph is a curve (characteristic curve) showing a relationship between an In supply molar ratio and a growth temperature for forming an m-plane In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer having the same emission wavelength. is there.
  • the In supply molar ratio corresponding to the point P on the broken line in FIG. 5 is, for example, 0.5, and the growth temperature corresponding to the point P is about 770 ° C.
  • the target In composition ratio x In order to achieve the target In composition ratio x, it is necessary to set the two control factors of the In supply molar ratio and the growth temperature so as to satisfy the relationship of the characteristic curve. This characteristic curve changes even when the growth pressure is different. Further, it varies even if the target In composition ratio x is different. When the growth pressure and the target In composition ratio x are given, the shape of the characteristic curve is determined.
  • the growth temperature increases monotonously as the In supply molar ratio increases, but when the In supply molar ratio is relatively high, the In supply Regardless of the size of the molar ratio, the growth temperature shows a substantially constant value.
  • the former can be referred to as a “monotonically increasing region”, and the latter can be referred to as a “saturated region”.
  • saturation point at the boundary between the monotonically increasing region and the saturated region. The shape of such a characteristic curve is greatly different from that of the c-plane growth characteristic curve.
  • the present inventor has found through experiments that the PL emission intensity shows a peak when the In supply molar ratio and the growth temperature correspond to the saturation point on the characteristic curve. That is, if the In supply molar ratio and the growth temperature corresponding to the saturation point on the characteristic curve are found, the growth conditions necessary to maximize the PL emission intensity can be determined. Therefore, if a saturation point on the characteristic curve can be detected, an experiment for determining a condition for maximizing the PL emission intensity becomes unnecessary.
  • the growth temperature monotonously increases as the In supply molar ratio increases, and does not have a feature point associated with the peak of PL emission intensity. For this reason, it is necessary to measure the PL emission intensity of these samples after producing a large number of samples having the target In composition ratio x by changing the In supply molar ratio and the growth temperature. For the first time, by measuring such PL emission intensity, it is possible to know the dependence of the PL emission intensity on the In supply molar ratio shown by the solid line in FIG. 4C, and to maximize the PL emission intensity and growth. It becomes possible to detect the temperature.
  • the thickness of the active layer is preferably 3.0 mn or less because of the Stark effect on the polar surface. For this reason, the growth rate of the active layer must be about 4.0 nm / min or less.
  • the growth rate of the active layer made of In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) is determined by the supply amount of Ga atoms. Therefore, In x G
  • the growth rate of the a 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer can be expressed by a function of [TMG].
  • the thickness of the active layer can be increased from 3 nm and can be increased to about 20 nm. For this reason, the growth rate is increased to 4.5 nm / min or more, and crystal growth much faster than the growth rate in the c-plane growth becomes possible.
  • the In supply molar ratio [TMI] / ([TMI] + [TMG]) is smaller than that in c-plane growth.
  • FIG. 6 is a diagram schematically showing a cross-sectional structure of a sample (light-emitting element 10) used for obtaining the characteristic curve shown in FIG.
  • the substrate 11 of the light emitting element 10 is a substrate on which (10-10) m-plane gallium nitride (GaN) can be grown.
  • the substrate 11 is most preferably a GaN free-standing substrate having an m-plane as a main surface, but may be a substrate of silicon carbide (SiC) having a lattice constant close to that of the 4H, 6H structure and expressing the m-plane.
  • SiC silicon carbide
  • the sapphire substrate which exposed m surface may be sufficient.
  • An underlayer (GaN layer) 12 made of undoped GaN and having a thickness of about 1.0 to 2.0 ⁇ m is formed on the substrate 11.
  • a multiple quantum well in which barrier layers 13 made of undoped GaN having a thickness of about 30 nm and well layers (active layers) 14 made of In 0.1 Ga 0.9 N having a thickness of about 15 nm are alternately stacked on the underlayer 12.
  • a light emitting layer 15 having a structure (MQW) is formed.
  • the light emitting device 10 used in this experiment is formed of a light emitting layer 15 having a three-cycle multiple quantum well structure in which four GaN barrier layers 13 and three active layers 14 are formed.
  • the thickness of the well layer (active layer) 14 made of In 0.1 Ga 0.9 N is generally about 2.0 to 20 nm in the nonpolar / semipolar plane.
  • a preferable thickness of the well layer 14 is about 6.0 to 16 nm.
  • the well layer 14 having a thickness of about 15 nm was employed, but a well layer having a thickness other than that may be used.
  • the thickness of the barrier layer 13 is about 1.0 to 3.0 times the thickness of the active layer. In this experiment, the 30 nm-thickness barrier layer 13 was used, but the same result can be obtained even if the thickness of the barrier layer 13 is changed.
  • the light emitting device 10 was manufactured by vapor phase growth by MOCVD.
  • the growth pressure in the reaction chamber was set to 300 Torr, and the gases used were hydrogen (H 2 ), nitrogen (N 2 ) as carrier gases, trimethylgallium (TMG), trimethylindium (TMI), V Ammonia-based source gas is ammonia (NH 3 ).
  • the substrate 11 is washed with a buffered hydrofluoric acid solution (BHF), and then sufficiently washed with water and dried. After cleaning, the substrate 11 is placed in the reaction chamber of the MOCVD apparatus so as not to be exposed to air as much as possible. Thereafter, the substrate 11 is heated to 850 ° C. while supplying ammonia (NH 3 ) gas as a nitrogen source, hydrogen (H 2 ) and nitrogen (N 2 ) as carrier gases, and the substrate surface is subjected to a cleaning process. Next, TMG or TEG is supplied and the substrate is heated to about 1100 ° C. to deposit the GaN layer 12. The growth rate for depositing the GaN layer 12 is about 10 to 40 nm / min.
  • BHF buffered hydrofluoric acid solution
  • the group III source gas TMG is stopped, and the carrier gas is also stopped with hydrogen and only nitrogen gas.
  • the substrate temperature is lowered to about 700 to 800 ° C., and the GaN barrier layer 13 is deposited.
  • the supply of TMI is started to deposit an In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) well layer 14.
  • the GaN barrier layer 13 and the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) well layer 14 are alternately deposited in three cycles or more to form the GaN / InGaN multiple quantum well light emitting layer 15 serving as a light emitting part. .
  • thermocouple for measuring the growth temperature is surrounded by a current-heating type heater and is installed directly under the carbon susceptor.
  • the growth temperature in this specification is a temperature measured by the thermocouple.
  • the method for producing a gallium nitride-based compound semiconductor according to the present invention can be suitably carried out even with a device other than the apparatus used by the present inventor.
  • substrate temperature are not limited to the method mentioned above.
  • FIG. 7 is a graph showing a characteristic curve for forming the m-plane In 0.1 Ga 0.9 N well layer 14 having an emission wavelength of about 410 nm ⁇ 5 nm.
  • This characteristic curve shows the relationship between the In supply molar ratio and the growth temperature obtained under the conditions where the pressure is set to 300 Torr and the growth rate is set to about 6.0 nm / min. .
  • the target emission wavelength is about 410 nm ⁇ 5 nm.
  • the In 0.1 Ga 0.9 N well layer 14 having an emission wavelength of about 410 nm ⁇ 5 nm in each case where the In supply molar ratio is 0.30, 0.40, 0.50, 0.60, and 0.83.
  • the growth temperature was a value indicated by ⁇ in FIG.
  • the vertical axis on the right side of the graph represents PL emission intensity ( ⁇ ) obtained by performing photoluminescence (PL) measurement on the light-emitting element 10 created under five different conditions.
  • Table 1 shows the numerical data of points ⁇ and ⁇ in Fig. 7.
  • the In supply molar ratio is 0.50 or more
  • the separation of In proceeds to the extent that even if the In supply molar ratio is increased, it cannot be compensated. As a result, the emission wavelength becomes shorter than the target value. In other words, there is an upper limit on the growth temperature in this region. In this region, even if the In supply molar ratio is further increased, the amount of In incorporation into the crystal does not change. This phenomenon is considered to occur similarly in a plane orientation in which In incorporation is more difficult than c-plane growth due to low In incorporation efficiency.
  • FIG. 7 shows that in the monotonically increasing region, the PL emission intensity increases as the In supply molar ratio increases.
  • In the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer In detachment occurs more actively as the growth temperature is higher. For this reason, in the monotonously increasing region, it is considered that as the In supply molar ratio and the growth temperature increase, the formation of non-luminescent centers such as point defects is suppressed, and the luminous efficiency is improved.
  • FIG. 8 is a graph plotting the half-value width obtained from the PL intensity spectrum of the present embodiment. From this graph, it can be seen that the PL intensity spectrum is sharp at the saturation point, but is broad outside the saturation point. The reason why the PL emission intensity spectrum becomes broad is that the crystallinity of the In 0.1 Ga 0.9 N well layer 14 is deteriorated.
  • the PL intensity decreases as the In supply molar ratio increases.
  • the degree of In desorption is constant even if the In supply molar ratio is increased. For this reason, it is unlikely that the formation of non-luminescent centers such as point defects during the growth of the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer is the cause of the decrease in PL intensity.
  • the half-value width of the PL intensity vector increases as the In supply molar ratio increases.
  • In the saturation region since In is excessive in the reaction chamber, In segregation occurs in the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer, and this is one of the causes of deterioration of crystallinity. it is conceivable that.
  • FIG. 9 shows the relationship between the In supply molar ratio and the growth temperature obtained under the condition where the growth rate is set to about 12.0 nm / min.
  • the target emission wavelength is equal to the value in the first embodiment and is about 410 nm ⁇ 5 nm.
  • the temperature is indicated by ⁇ in FIG.
  • the PL emission intensity of the well layer of the In 0.1 Ga 0.9 N well layer 14 formed at the In supply molar ratio and growth temperature indicated by ⁇ is indicated by ⁇ in the graph of FIG.
  • Table 2 shows the numerical values of the points ⁇ and ⁇ in Fig. 9.
  • the In supply molar ratio has a saturation point in the vicinity of 0.60.
  • the PL intensity shows a peak value near the saturation point, and the half width of the PL spectrum is minimum.
  • the difference between the first embodiment and the second embodiment is that the growth rate in the second embodiment is higher than the growth rate in the first embodiment. Since the growth rate is high, the In incorporation efficiency is improved in this embodiment. For this reason, in this embodiment, the growth temperature in the saturation region is higher than the growth temperature in the saturation region in the first embodiment. As the growth rate increases, the In supply molar ratio at the saturation point increases.
  • FIG. 10 shows the relationship between the In supply molar ratio and the growth temperature obtained under the conditions where the pressure is set to 500 Torr and the growth rate is set to about 12.0 nm / min.
  • the target emission wavelength is equal to the value in the first and second embodiments, and is about 410 nm ⁇ 5 nm.
  • the temperature is indicated by ⁇ in FIG.
  • the PL emission intensity of the well layer of the In 0.1 Ga 0.9 N well layer 14 formed at the In supply molar ratio and growth temperature indicated by ⁇ is indicated by ⁇ in the graph of FIG.
  • the In supply molar ratio has a saturation point near 0.30.
  • the PL intensity shows a peak value near the saturation point, and the half width of the PL spectrum is minimum.
  • the growth rate in the third embodiment is the same as the growth rate in the second embodiment, but the growth pressure is different. Growth pressure is also a very important factor for In incorporation. As the growth pressure increases, the In incorporation efficiency increases. For this reason, as the growth pressure increases, the saturation point is reached with a smaller In supply molar ratio.
  • FIG. 11 is a graph schematically showing changes in characteristic curves caused by pressure changes.
  • the higher the pressure the better the In incorporation efficiency, reaching the saturation point at a lower In supply molar ratio.
  • the light emission intensity and the light emission efficiency are easily changed greatly depending on the In supply molar ratio when the pressure is high. For this reason, in order to stabilize the light emission intensity and the light emission efficiency and increase the production yield, it is preferable to lower the growth pressure.
  • the preferable range of the growth pressure employed in the present invention is 200 to 600 Torr.
  • the production method of the present invention can also be applied under normal pressure.
  • FIG. 12 is a graph schematically showing changes in the characteristic curve caused by changes in the growth rate. As described above, when the growth rate is increased, the In incorporation efficiency is improved. For this reason, in order to realize the same emission wavelength, it is necessary to increase the growth temperature. When the growth rate is lowered, it is necessary to lower the growth temperature in order to realize the same emission wavelength.
  • the value of the “In supply molar ratio” at the saturation point may change depending on the In incorporation efficiency.
  • the “In supply molar ratio” of the saturation point also depends on the crystal growth apparatus.
  • the growth conditions of the saturation point that can be employed in the present invention are not limited to the growth conditions of the present embodiment.
  • the present invention can be implemented as modifications and changes without departing from the spirit and scope of the present invention defined by the description of the scope of claims. Accordingly, the description of the present specification is for illustrative purposes and does not have any limiting meaning to the present invention.
  • a substrate on which (10-10) m-plane gallium nitride (GaN) can be grown is used.
  • the self-supporting substrate of gallium nitride itself that exposes the m-plane is most desirable, but it may be a silicon carbide (SiC) 4H, 6H structure with a close lattice constant that exposes the m-plane.
  • the sapphire which exposed m surface similarly may be sufficient.
  • a material different from the gallium nitride compound semiconductor is used for the substrate, it is necessary to insert an appropriate intermediate layer or buffer layer between the gallium nitride compound semiconductor layer deposited on the substrate.
  • the deposition of the gallium nitride compound semiconductor including the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer is performed by the MOCVD method as described above.
  • the substrate 101 is washed with buffered hydrofluoric acid (BHF), and then sufficiently washed with water and dried. After cleaning, the substrate 101 is placed in the reaction chamber of the MOCVD apparatus so as not to be exposed to air as much as possible. Thereafter, the substrate 101 is heated to 850 ° C. while supplying ammonia (NH 3 ) gas as a nitrogen source, hydrogen (H 2 ) and nitrogen (N 2 ) as carrier gases, and a cleaning process is performed on the substrate surface.
  • BHF buffered hydrofluoric acid
  • trimethyl gallium (TMG) or triethyl gallium (TEG) and silane (SiH 4) are supplied, and the substrate is heated to about 1100 ° C. to deposit the n-GaN layer 102.
  • Silane is a source gas that supplies silicon (Si), which is an n-type dopant.
  • the growth rate for depositing the n-GaN layer 102 is about 10.0 to 40.0 nm / min.
  • TMI trimethylindium
  • the GaN barrier layer 103 and the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) well layer 104 are alternately deposited in three periods, and the thicknesses of the GaN barrier layer 103 are 30 nm and In x Ga 1-x N ( 0 ⁇ x ⁇ 1)
  • the well layer 104 is 15 nm.
  • the supply of TMI is stopped, the growth temperature is raised to 1000 ° C., and biscyclopentadienyl magnesium (Cp2Mg) using Mg as a p-type dopant as a raw material is supplied. Then, a p-GaN layer 106 is deposited.
  • Cp2Mg biscyclopentadienyl magnesium
  • the substrate taken out from the reaction chamber is removed by using a technique such as etching to remove only a predetermined region of the p-GaN layer 106 and the GaN / InGaN multiple quantum well light-emitting layer 105 using a technique such as photolithography.
  • a part of 102 is expressed.
  • an n-type electrode 107 made of Ti / Al or the like is formed in the region where the n-GaN layer 102 is exposed.
  • a p-type electrode 108 made of Ni / Au or the like is formed in a predetermined region on the p-GaN layer 106.
  • FIG. 15 is a graph showing the characteristics ( ⁇ ) of the light emitting device according to the present embodiment and the characteristics ( ⁇ ) of the comparative example.
  • the horizontal axis of the graph is the injection current, and the vertical axis is the normalized value of external quantum efficiency (EQE).
  • the light-emitting element having an In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) well layer optimized by the manufacturing method of the present invention is a very effective manufacturing method. is there.
  • the present invention can also be implemented in a long wavelength region where the In composition increases.
  • the emission wavelength is not limited to about 400 nm, and the growth conditions of the In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer can be optimized in a wide range up to about 520 nm.
  • the growth conditions for forming the In 0.15 Ga 85 N layer by m-plane growth are determined.
  • a step of forming a plurality of m-plane In y Ga 1-y N (0 ⁇ y ⁇ 1) layers under different growth conditions by MOCVD is performed.
  • the first In x1 Ga 1-x1 N (0 ⁇ x1 ⁇ 1) layer is formed at the first In supply molar ratio under the condition where the pressure and the growth rate are fixed to given values.
  • a first In x Ga 1-x N ( The In composition ratio x1 of the 0 ⁇ x ⁇ 1) layer is set.
  • a plurality of In y Ga 1-y N (0 ⁇ y ⁇ 1) layers are grown.
  • the In composition ratio y shows different values depending on the growth temperature.
  • the emission wavelength or the In composition ratio y of the plurality of In y Ga 1-y N (0 ⁇ y ⁇ 1) layers obtained is measured.
  • the first In supply molar ratio a value that is surely included in the saturation region at a given pressure and growth rate is selected.
  • the pressure, growth rate, and In supply molar ratio are determined, the growth temperature for forming the In 0.15 Ga 0.85 N layer is uniquely determined.
  • the growth temperature was set to 745 ° C. when the In 0.1 Ga 0.9 N layer was grown under the conditions of a pressure of 300 Torr, a growth rate of about 6.0 nm / min, and an In supply molar ratio of 0.83.
  • the In composition ratio x2 of the second In x2 Ga 1-x2 N (0 ⁇ x2 ⁇ 1) layer thus formed is the In composition ratio of the first In x1 Ga 1-x1 N (0 ⁇ x1 ⁇ 1) layer.
  • the second In supply molar ratio is also included in the saturation region.
  • the In composition ratio x2 of the second In x2 Ga 1-x2 N (0 ⁇ x2 ⁇ 1) layer is equal to the In composition ratio x1 of the first In x1 Ga 1-x1 N (0 ⁇ x1 ⁇ 1) layer.
  • the second In supply molar ratio is also included in the monotonically increasing region. In this example, it is assumed that the second In supply molar ratio is set to a value slightly smaller than the first In supply molar ratio, and as a result, the In composition ratio x2 is also included in the saturation region.
  • a third In supply lower than the second In supply molar ratio at the same growth temperature as that for forming the first In x1 Ga 1 -x1 N (0 ⁇ x1 ⁇ 1) layer is formed at a molar ratio.
  • the pressure and growth rate values remain fixed.
  • the In composition ratio x3 of the third In x3 Ga 1-x3 N (0 ⁇ x3 ⁇ 1) layer formed in this way is the In composition ratio of the second In x2 Ga 1-x2 N (0 ⁇ x2 ⁇ 1) layer.
  • it can be determined that the third In supply molar ratio is included in the monotonically increasing region.
  • 16 (b) is a graph plotting points P1 to P3 corresponding to the first to third In supply molar ratios and their growth temperatures.
  • points P1 to P3 corresponding to the first to third In supply molar ratios and their growth temperatures.
  • x3 x2 at the third In supply molar ratio, it is necessary to lower the growth temperature.
  • the In supply molar ratio at the saturation point is estimated to be between the second In supply molar ratio and the third In supply molar ratio.
  • the second In supply molar ratio may be approximately adopted as the In supply molar ratio at the saturation point.
  • In x ′ is used under the condition that the In supply molar ratio is close to the second In supply molar ratio while the values of the pressure, the growth rate, and the growth temperature are fixed.
  • An m-plane growth of a Ga 1-x ′ N (0 ⁇ x ′ ⁇ 1) layer is performed. As shown in FIG. 16C and FIG.
  • the m-plane of the In x ′ Ga 1-x ′ N (0 ⁇ x ′ ⁇ 1) layer under the condition where the In supply molar ratio is gradually increased. Growth is performed, and the In supply molar ratio at which the In composition ratio x ′ of the obtained In x ′ Ga 1-x ′ N (0 ⁇ x ′ ⁇ 1) layer reaches the target value x1 x is obtained.
  • the target In composition ratio x is obtained at points P5 and P6. For this reason, the point P5 can be adopted as the saturation point.
  • the method for determining the saturation point is not limited to the above example.
  • the In composition ratio x or the emission wavelength of the obtained In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer is measured while changing the In supply ratio slightly from the initial value in the saturation region, and changes to them
  • the In supply molar ratio at which the occurrence of selenium may occur may be employed as the In supply ratio at the saturation point.
  • the In composition ratio x or the emission wavelength of the obtained In x Ga 1-x N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer was measured while increasing the In supply ratio slightly from the initial value of the monotonically increasing region.
  • the In supply molar ratio that starts to show a certain value may be adopted as the In supply ratio at the saturation point.
  • the actual surface (main surface) of the m-plane semiconductor layer does not need to be a plane that is completely parallel to the m-plane, and is inclined at a slight angle (greater than 0 ° and less than ⁇ 1 °) from the m-plane. May be. It is difficult to form a substrate or a semiconductor layer having a surface that is completely parallel to the m-plane from the viewpoint of manufacturing technology. For this reason, when an m-plane substrate or an m-plane semiconductor layer is formed by the current manufacturing technology, the actual surface is inclined from the ideal m-plane. Since the inclination angle and orientation vary depending on the manufacturing process, it is difficult to accurately control the inclination angle and inclination orientation of the surface.
  • the surface (main surface) of the substrate or semiconductor is intentionally inclined at an angle of 1 ° or more from the m-plane.
  • the surface (main surface) of the gallium nitride compound semiconductor layer is intentionally inclined at an angle of 1 ° or more from the m-plane.
  • the gallium nitride-based compound semiconductor light emitting device includes a gallium nitride-based compound semiconductor layer whose main surface is a surface inclined at an angle of 1 ° or more from the m-plane. Except for this point, the configuration of the present embodiment is the same as the configuration of the fourth embodiment shown in FIG.
  • the main surface of the substrate 101 shown in FIG. 14 is inclined at an angle of 1 ° or more from the m-plane.
  • a substrate 101 is generally referred to as an “off substrate”.
  • the off-substrate can be manufactured by slicing the substrate from the single crystal ingot and polishing the surface of the substrate so that the main surface is intentionally inclined in a specific direction from the m-plane.
  • the surfaces (main surfaces) of these semiconductor layers are also inclined from the m-plane.
  • FIG. 17A is a diagram schematically showing a crystal structure (wurtzite crystal structure) of a GaN-based compound semiconductor, and shows a structure obtained by rotating the crystal structure in FIG. 2 by 90 °.
  • the + c plane is a (0001) plane in which Ga atoms appear on the surface, and is referred to as a “Ga plane”.
  • the ⁇ c plane is a (000-1) plane in which N (nitrogen) atoms appear on the surface, and is referred to as an “N plane”.
  • the + c plane and the ⁇ c plane are parallel to each other, and both are perpendicular to the m plane.
  • the c-plane Since the c-plane has polarity, the c-plane can be divided into a + c-plane and a ⁇ c-plane in this way, but there is no significance in distinguishing the non-polar a-plane into the + a-plane and the ⁇ a-plane. .
  • the + c axis direction shown in FIG. 17A is a direction extending perpendicularly from the ⁇ c plane to the + c plane.
  • the a-axis direction corresponds to the unit vector a 2 in FIG. 2 and faces the [-12-10] direction parallel to the m-plane.
  • FIG. 17B is a perspective view showing the correlation between the normal of the m-plane, the + c-axis direction, and the a-axis direction.
  • the normal of the m-plane is parallel to the [10-10] direction and is perpendicular to both the + c-axis direction and the a-axis direction, as shown in FIG.
  • the fact that the main surface of the GaN-based compound semiconductor layer is inclined at an angle of 1 ° or more from the m-plane means that the normal line of the main surface of the semiconductor layer is inclined at an angle of 1 ° or more from the normal line of the m-plane. means.
  • FIG. 18A and 18B are cross-sectional views showing the relationship between the main surface and the m-plane of the GaN-based compound semiconductor layer, respectively.
  • This figure is a cross-sectional view perpendicular to both the m-plane and the c-plane.
  • FIG. 18 shows an arrow indicating the + c-axis direction.
  • the m-plane is parallel to the + c-axis direction. Accordingly, the normal vector of the m-plane is perpendicular to the + c axis direction.
  • the normal vector of the main surface in the GaN-based compound semiconductor layer is inclined in the c-axis direction from the normal vector of the m-plane. More specifically, in the example of FIG. 18A, the normal vector of the main surface is inclined toward the + c plane, but in the example of FIG. 18B, the normal vector of the main surface is ⁇ Inclined to the c-plane side.
  • the inclination angle (inclination angle ⁇ ) of the normal vector of the principal surface with respect to the normal vector of the m-plane in the former case is a positive value
  • the inclination angle ⁇ in the latter case is a negative value. To. In either case, it can be said that “the main surface is inclined in the c-axis direction”.
  • FIGS. 19A and 19B are cross-sectional views corresponding to FIGS. 18A and 18B, respectively, in the vicinity of the main surface of the GaN-based compound semiconductor layer 8 inclined in the c-axis direction from the m-plane. Indicates the area.
  • each step has a height equivalent to a monoatomic layer (2.7 mm) and is arranged in parallel at substantially equal intervals (30 mm or more).
  • a main surface inclined from the m-plane as a whole is formed, but it is considered that a large number of m-plane regions are exposed microscopically.
  • the surface of the GaN-based compound semiconductor layer whose main surface is inclined from the m-plane has such a structure because the m-plane is originally very stable as a crystal plane.
  • a characteristic curve as shown in FIG. 5 can be obtained even with a gallium nitride-based compound semiconductor layer having a main surface that is inclined at an angle of 1 ° to 5 ° in an arbitrary direction from the m-plane. . This makes it possible to carry out the method of the present invention and obtain the aforementioned effects.
  • the absolute value of the inclination angle ⁇ is limited to 5 ° or less.
  • the actual inclination angle ⁇ may be shifted from 5 ° by about ⁇ 1 ° due to manufacturing variations. It is difficult to completely eliminate such manufacturing variations, and such a small angular deviation does not hinder the effects of the present invention.
  • the “gallium nitride compound semiconductor layer whose principal surface is a nonpolar surface or a semipolar surface” in the present invention is completely parallel to a crystal surface such as an m, a, or r surface.
  • the main surface is not limited to such a gallium nitride compound semiconductor layer, and includes that whose main surface is inclined at an angle of 5 ° or less from the crystal plane.

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Abstract

　本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法では、まず、有機金属気相成長法により、主面が非極性面または半極性面である複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層を異なる成長条件で形成する。次に、複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層のうちで発光波長が等しいＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を形成する成長条件に基づいて、圧力および成長レートが一定の場合における成長温度とＩｎ供給モル比との関係を求める。そして、成長温度とＩｎ供給モル比との前記関係を示す曲線上において、成長温度がＩｎ供給モル比の増加に応じて単調に増加する領域と飽和する領域との間の飽和点を決定する。この飽和点に対応する成長条件で主面が非極性面または半極性面であるＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を成長させる。

Description

窒化物半導体素子の製造方法
　本発明は、窒化ガリウム系化合物半導体の製造方法、および当該製造方法によって製造される半導体発光素子に関している。
　Ｖ族元素として窒素（Ｎ）を有する窒化物半導体は、そのバンドギャップの大きさから、短波長発光素子の材料として有望視されている。そのなかでも、窒化ガリウム系化合物半導体（ＧａＮ系半導体）の研究は盛んに行われ、青色発光ダイオード（ＬＥＤ）、緑色ＬＥＤ、ならびに、ＧａＮ系半導体を材料とする半導体レーザも実用化されている。
　窒化ガリウム系半導体は、ウルツ鉱型結晶構造を有している。図１は、ＧａＮの単位格子を模式的に示している。ＡｌaＧａbＩｎCＮ（０≦ａ，ｂ，ｃ≦１、ａ＋ｂ＋ｃ＝１）半導体の結晶では、図１に示すＧａの一部がＡｌおよび／またはＩｎに置換され得る。
　図２は、ウルツ鉱型結晶構造の面を４指数表記（六方晶指数）で表すために一般的に用いられている４つの基本ベクトルａ1、ａ2、ａ3、ｃを示している。基本ベクトルｃは、［０００１］方向に延びており、この方向は「ｃ軸」と呼ばれる。ｃ軸に垂直な面（ｐｌａｎｅ）は「ｃ面」または「（０００１）面」と呼ばれている。なお、「ｃ軸」および「ｃ面」は、それぞれ、「Ｃ軸」および「Ｃ面」と表記される場合もある。
　ウルツ鉱型結晶構造には、図３に示すように、ｃ面以外にも代表的な結晶面方位が存在する。図３（ａ）は、（０００１）面、図３（ｂ）は（１０－１０）面、図３（ｃ）は（１１－２０）面、図３（ｄ）は（１０－１２）面を示している。ここで、ミラー指数を表すカッコ内の数字の左に付された「－」は、「バー」を意味する。（０００１）面、（１０－１０）面、（１１－２０）面、および（１０－１２）面は、それぞれ、ｃ面、ｍ面、ａ面、およびｒ面である。ｍ面およびａ面はｃ軸に平行な「非極性面」であるが、ｒ面は「半極性面」である。なお、ｍ面は、（１０－１０）面、（－１０１０）面、（１－１００）面、（－１１００）面、（０１－１０）面、（０－１１０）面の総称である。
　長年、窒化ガリウム系化合物半導体を利用した発光素子は、「ｃ面成長（ｃ－ｐｌａｎｅ　ｇｒｏｗｔｈ）」によって作製されてきた。本明細書において、「Ｘ面成長」とは、六方晶ウルツ鉱構造のＸ面（Ｘ＝ｃ、ｍ、ａ、ｒなど）に垂直な方向にエピタキシャル成長が生じることを意味するものとする。Ｘ面成長において、Ｘ面を「成長面」と称する場合がある。また、Ｘ面成長によって形成された半導体の層を「Ｘ面半導体層」と称する場合もある。
　ｃ面成長によって形成された半導体積層構造を用いて発光素子を製造すると、ｃ面ではＧａ原子とＮ原子の位置がｃ軸方向にずれていることから起因する自発分極（Ｓｐｏｎｔａｎｅｏｕｓｌｙ　Ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ）が－ｃ方向へ生じる。これに対して発光層で用いられるＩｎＧａＮ量子井戸層には歪みによるピエゾ分極が＋ｃ方向へ生じ、キャリアの量子閉じ込めシュタルク効果が発生するため「極性面」と呼ばれる。この効果により、発光部内におけるキャリアの発光再結合確率が下がり内部量子効率が低減するため、半導体レーザでは閾値電流の増大を引き起こされ、ＬＥＤであれば、消費電力の増大や発光効率の低下が引き起こされる。また、注入キャリア密度の上昇と共にピエゾ電界のスクリーニングが起こり、発光波長の変化も生じる。
　このため、近年、ｍ面やａ面などの非極性面、またはｒ面などの半極性面上に窒化ガリウム系化合物半導体を成長させることが活発に研究されている。非極性面を成長面として選択できれば、発光部の層厚方向（結晶成長方向）に分極が発生しないため、量子閉じ込めシュタルク効果も生じず、潜在的に高効率の発光素子を作製できる。半極性面を成長面に選択した場合でも、量子閉じ込めシュタルク効果の寄与を大幅に軽減できる。
　特許文献１には、Ｉｎを含む原料ガスのモル比（Ｉｎ供給モル比）および結晶成長の温度（成長温度）と発光波長とに関する特性図に基づいて、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層における最適な成長条件を得る手法が開示されている。特許文献１の図面には、横軸がＩＩＩ族原料ガスに対するＩｎ原料ガスのモル比、縦軸が発光波長のグラフが示されている。このグラフには、成長温度も考慮した特性曲線が示されている。
特開平１１－８４０７号公報 特表２００７－５３７６００号公報
　特許文献１は、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層のｃ面成長における最適条件決定方法を開示している。しかしながら、非極性ｍ面、ａ面や半極性ｒ面の結晶成長に、特許文献１が開示する方法をそのまま適用することはできない。つまり非極性ｍ面、ａ面や半極性ｒ面に適用可能な成長条件最適化方法は知られていない。
　ｃ面成長で有効な従来の手法が非極性面や半極性面の結晶成長に適用できない理由は、非極性および半極性の結晶成長に、従来のｃ面成長とは異なる成長機構が存在するためであると、本発明者は考える。例えば、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）によってＩｎＧａＮ層のｍ面成長を行うと、特許文献２に記載されているように、ＩｎＧａＮの結晶内へＩｎ原子が取り込まれ難いという問題がある。すなわち、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）結晶のｍ面成長を行うとき、Ｉｎの組成（ｍｏｌｅ　ｆｒａｃｔｉｏｎ）ｘを高めることが難しい。
　本発明は上記課題を解決するためになされたものであり、その目的とするところは、ｃ面成長以外の結晶成長を行う方法において、ＩｎＧａＮの結晶性および発光効率を向上させることである。
　本発明の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法は、主面が非極性面または半極性面である窒化ガリウム系化合物半導体層を有機金属気相成長法によって形成する工程を含む窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法であって、有機金属気相成長法の成長条件を規定するパラメータは、圧力、成長レート、成長温度、ＩＩＩ族原料ガス中に含まれるＩｎ原料ガスの供給モル比であるＩｎ供給モル比を含み、圧力および成長レートが一定の場合において同一発光波長のＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を形成するための成長温度とＩｎ供給モル比との関係を示す曲線上で、成長温度がＩｎ供給モル比の増加に応じて単調に増加する領域と飽和する領域との間の飽和点に対応する成長条件を決定する工程（Ａ）と、前記成長条件で主面が非極性面または半極性面であるＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を成長させる工程（Ｂ）とを含む。
　好ましい実施形態において、工程（Ａ）は、有機金属気相成長法により、主面が非極性面または半極性面である複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層を異なる成長条件で形成する工程（ａ１）と、前記複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層のうちで発光波長が等しいＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を形成する成長条件に基づいて、圧力および成長レートが一定の場合における成長温度とＩｎ供給モル比との関係を求める工程（ａ２）と、成長温度とＩｎ供給モル比との前記関係を示す曲線上において、成長温度がＩｎ供給モル比の増加に応じて単調に増加する領域と飽和する領域との間の飽和点を決定する工程（ａ３）とを含む。
　好ましい実施形態において、工程（ａ２）は、圧力および成長レートの異なる組合せの各々について、圧力および成長レートが一定の場合における成長温度とＩｎ供給モル比との関係を求める工程を含む。
　好ましい実施形態において、前記ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層は、単一量子井戸発光層、または多重量子井戸発光層に含まれる井戸層である。
　好ましい実施形態において、前記井戸層の厚さは２ｎｍ以上２０ｎｍ以下である。
　好ましい実施形態において、前記井戸層の厚さは６ｎｍ以上１６ｎｍ以下である。
　好ましい実施形態において、工程（Ｂ）は、成長圧力を２００Ｔｏｒｒから６００Ｔｏｒｒまでの範囲内に調整する工程（ｂ１）を含み、工程（Ｂ）において、調整された前記成長圧力および選択された成長レートについて得られた、成長温度とＩｎ供給モル比との関係を示す曲線上の飽和点に対応する成長温度およびＩｎ供給モル比で、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を成長させる。
　好ましい実施形態において、工程（Ｂ）は、成長圧力を常圧に調整する工程（ｂ１）を含み、工程（Ｂ）において、調整された前記成長圧力および選択された成長レートについて得られた、成長温度とＩｎ供給モル比との関係を示す曲線上の飽和点に対応する成長温度およびＩｎ供給モル比で、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を成長させる。
　本発明の窒化ガリウム系化合物半導体層の成長条件決定方法は、主面が非極性面または半極性面である窒化ガリウム系化合物半導体層を有機金属気相成長法によって成長させる条件を決定する窒化ガリウム系化合物半導体層の成長条件決定方法であって、有機金属気相成長法の成長条件を規定するパラメータは、圧力、成長レート、成長温度、ＩＩＩ族原料ガス中に含まれるＩｎ原料ガスの供給モル比であるＩｎ供給モル比を含み、有機金属気相成長法により、主面が非極性面または半極性面である複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層を異なる成長条件で形成する工程（ａ１）と、前記複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層のうちで発光波長が等しいＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を形成する成長条件に基づいて、圧力および成長レートが一定の場合における成長温度とＩｎ供給モル比との関係を求める工程（ａ２）と、成長温度とＩｎ供給モル比との前記関係を示す曲線上において、成長温度がＩｎ供給モル比の増加に応じて単調に増加する領域と飽和する領域との間の飽和点を決定する工程（ａ３）とを含む。
　好ましい実施形態において、工程（ａ１）および工程（ａ２）は、第１のＩｎ供給モル比で第１のＩｎx1Ｇａ1-x1Ｎ（０＜ｘ１＜１）層を形成する工程と、前記第１のＩｎx1Ｇａ1-x1Ｎ（０＜ｘ１＜１）層を形成するときの成長温度と同一の成長温度において、前記第１のＩｎ供給モル比よりも低い第２のＩｎ供給モル比で第２のＩｎx2Ｇａ1-x2Ｎ（０＜ｘ２＜１）層を形成する工程と、前記第１のＩｎx1Ｇａ1-x1Ｎ（０＜ｘ１＜１）層を形成するときの成長温度と同一の成長温度において、前記第２のＩｎ供給モル比よりも低い第３のＩｎ供給モル比で第３のＩｎx3Ｇａ1-x3Ｎ（０＜ｘ３＜１）層を形成する工程とを含む。
　好ましい実施形態において、工程（ａ３）では、ｘ２がｘ１に等しく、かつ、ｘ３がｘ２とは異なるとき、前記第３のＩｎ供給モル比を、飽和点に相当するＩｎ供給モル比として選択する。
　本発明によれば、目的とする発光波長を有するＩｎxＧａ1-xＮ結晶（０＜ｘ＜１）を非極性面または半極性面方向に成長させるとき、成長温度およびＩｎ原料ガスのモル比を含む結晶成長条件のパラメータを適切に決定することができるため、目的の発光波長で高い発光効率を示すＩｎxＧａ1-xＮ結晶（０＜ｘ＜１）を形成することが可能になる。
ＧａＮの単位格子を模式的に示す斜視図である。 ウルツ鉱型結晶構造の基本ベクトルａ1、ａ2、ａ3、ｃを示す斜視図である。 （ａ）から（ｄ）は、六方晶ウルツ鉱構造の代表的な結晶面方位を示す模式図。 同一発光波長のＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層をｃ面成長によって形成するときのＩｎ供給モル比と成長温度との関係を模式的に示すグラフである。 同一発光波長のＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層をｃ面成長によって形成するときのＩｎ供給モル比とＰＬ発光強度との関係を模式的に示すグラフである。 同一発光波長のＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層をｃ面成長によって形成するときの成長温度およびＰＬ発光強度のＩｎ供給モル比依存性を模式的に示すグラフである。 同一発光波長のＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層をｍ面成長によって形成するときの成長温度およびＰＬ発光強度のＩｎ供給モル比依存性を模式的に示すグラフである。 本発明の実施形態１から３における評価用の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の構成を模式的に示した断面図である。 実施形態１における成長温度（▲）および発光強度（□）のＩｎ供給モル比率依存性を示すグラフである。 実施形態１におけるＰＬスペクトルにおける半値幅のＩｎ供給モル比率依存性を示すグラフである。 実施形態２における成長温度（▲）および発光強度（□）のＩｎ供給モル比率依存性を示すグラフである。 実施形態３における成長温度（▲）および発光強度（□）のＩｎ供給モル比率依存性を示すグラフである。 圧力による特性曲線の変化を模式的に示すグラフである。 成長レートによる特性曲線の変化を模式的に示すグラフである。 本発明の製造方法を説明するフローチャートである。 本発明の実施形態４における窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の構成を模式的に示した断面図である。 実施形態４における発光素子（◆）、および比較例の発光素子（□）の外部量子効率と注入電流との関係を示すグラフである。 （ａ）から（ｄ）は、本発明による窒化ガリウム系化合物半導体層の成長条件決定方法の一例を示す図である。 （ａ）は、ＧａＮ系化合物半導体の結晶構造（ウルツ鉱型結晶構造）を模式的に示す図であり、（ｂ）は、ｍ面の法線と、＋ｃ軸方向およびａ軸方向との関係を示す斜視図である。 （ａ）および（ｂ）は、それぞれ、ＧａＮ系化合物半導体層の主面とｍ面との配置関係を示す断面図である。 （ａ）および（ｂ）は、それぞれ、ｐ型ＧａＮ系化合物半導体層８の主面とその近傍領域を模試的に示す断面図である。
　本発明による窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法は、主面が非極性面（例えばｍ面またはａ面）または半極性面（例えばｒ面）である窒化ガリウム系化合物半導体層を有機金属気相成長法によって形成する工程を含む。本発明では、有機金属気相成長法の成長条件を規定するパラメータを調節することにより、目的とする波長で発光する窒化ガリウム系化合物半導体層を形成する。ここで、成長条件を規定するパラメータは、「圧力」、「成長レート」、「成長温度」、「ＩＩＩ族原料ガス中に含まれるＩｎ原料ガスの供給モル比（Ｉｎ供給モル比）」を含む。
　本発明では、ＭＯＣＶＤ装置の反応室内に原料ガスを供給し、ｃ面よりＩｎ取り込み効率が低い面方位を主面とするＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を結晶成長させる工程を実行する。Ｉｎ取り込み効率がｃ面よりも低い結晶面の具体例は、ｍ面、ａ面、ｒ面である。以下、簡単のため、ｍ面の成長を行う場合について本発明を説明する。本発明は、ｍ面成長に限定されず、Ｉｎ取り込み効率がｃ面よりも低い結晶面を有するＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層の形成に広く適用可能である。ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層の結晶成長工程では、Ｉｎを含む原料ガス、Ｇａを含む原料ガス、およびＮを含む原料ガスを反応室へ供給する。Ｉｎを含む原料ガス、およびＧａを含む原料ガスは、ＩＩＩ族原料ガスである。一方、Ｎを含む原料ガスはＶ族原料ガスである。目的とする発光波長を実現するには、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層におけるＩｎの組成比率ｘを目的とする値に調整する必要がある。このため、本発明では、上記の結晶成長工程において、予め設定された「圧力」および「成長レート」の条件に加えて、「成長温度」および「ＩＩＩ族原料ガス中に含まれるＩｎ原料ガスの供給モル比」を調整する。簡単のため、本明細書では、「ＩＩＩ族原料ガス中に含まれるＩｎ原料ガスの供給モル比」を「Ｉｎ供給モル比」と称する。
　より詳細には、「Ｉｎ供給モル比」は、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層の成長時において、反応室に供給するＩＩＩ族原子であるＧａおよびＩｎの各原料ガスの、１分間におけるそれぞれのモル供給流量（ｍｏｌ／ｍｉｎ）に基づいて規定される。本明細書における「Ｉｎ供給モル比」または「Ｉｎを含むガスのモル比」は、反応室へ供給されるＩｎ原料ガスおよびＧａ原料ガスの合計モル供給流量に対するＩｎ原料ガスのモル供給流量の比率を表したものである。従って、Ｇａ原料ガスの１分間におけるモル供給流量（ｍｏｌ／ｍｉｎ）を［供給Ｇａ原料ガス］、Ｉｎ原料ガスの１分間におけるモル供給流量（ｍｏｌ／ｍｉｎ）を［供給Ｉｎ原料ガス］とするとき、「Ｉｎ供給モル比」または「Ｉｎを含むガスのモル比」は、以下の式１で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　Ｉｎ原料ガスは、例えばトリメチルインジウム（ＴＭＩ）であり、「供給Ｉｎ原料ガス］を［ＴＭＩ］とも表記する。Ｇａ原料ガスは、例えばトリメチルガリウム（ＴＭＧ）またはトリエチルガリウム（ＴＥＧ）であり、「供給Ｇａ原料ガス」を［ＴＭＧ］または［ＴＥＧ］とも表記する。ここで、［ＴＭＩ］は、ＴＭＩの１分間におけるモル供給流量（ｍｏｌ／ｍｉｎ）である。同様に、［ＴＭＧ］は、ＴＭＧの１分間におけるモル供給流量（ｍｏｌ／ｍｉｎ）であり、［ＴＥＧ］は、ＴＥＧの１分間におけるモル供給流量（ｍｏｌ／ｍｉｎ）である。
　本明細書では、簡単のため、［供給Ｉｎ原料ガス］を［ＴＭＩ］と表記し、Ｇａ供給流量を［ＴＭＧ］と表記する。従って、「Ｉｎ供給モル比」は、以下の式２で表される。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　一般的に、ＭＯＣＶＤ法によってＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を成長させる時には、実際の反応に寄与するＩｎの供給量またＩｎ分圧などを実測することは困難である。このため、本明細書では、反応室に供給する原料ガスのモル流量をＩｎ取り込み率の制御因子の１つとして選択する。より詳細には、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層のＩｎ組成ｘの制御因子として、「圧力」、「成長温度」、「Ｉｎ供給モル比」、「成長レート」を制御因子として選択する。
　上述の式２に示されるように、「Ｉｎ供給モル比」は、［ＴＭＩ］および［ＴＭＧ］によって表現される。一方、成長レートは、実質的に［ＴＭＧ］によって決定される。
　本発明では、異なる成長条件のもとで、主面が非極性面または半極性面である複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層を形成する。そして、複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層のうちで発光波長が等しいＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を形成する成長条件に基づいて、圧力および成長レートが一定の場合における成長温度とＩｎ供給モル比との関係を求める。圧力および成長レートが一定の場合における「成長温度」と「Ｉｎ供給モル比」との関係は、縦軸が「成長温度」、横軸が「Ｉｎ供給モル比」のグラフ中に曲線（折れ線を含むものとする）によって好適に表現され得る。本明細書では、このような曲線を「特性曲線」と称する場合がある。
　本発明の理解を深めるため、まず、従来のｃ面成長によってＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を形成する場合について説明する。
　一般に、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層におけるＩｎ組成比率ｘは、ＩｎxＧａ1-xＮ層の「成長温度」および「Ｉｎ供給モル比」の両方に依存して変化する。言い換えると、「Ｉｎ供給モル比」が同じでも、「成長温度」が異なれば、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層におけるＩｎ組成比率ｘは異なるものとなる。また、「成長温度」が同じでも、「Ｉｎ供給モル比」が異なれば、成長するＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層におけるＩｎ組成比率ｘは異なるものとなる。発光波長はＩｎ組成比率ｘで決まるため、目的とする波長で発光するＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を得るには、「成長温度」および「Ｉｎ供給モル比」の両方を決定する必要がある。
　図４Ａは、ある特定のＩｎ組成比率ｘ（例えばｘ＝０．１）を有するＩｎxＧａ1-xＮ層のｃ面成長に必要な「成長温度」および「Ｉｎ供給モル比」の関係を示している。図４Ａからわかるように、特定のＩｎ組成比率ｘを有するｃ面ＩｎxＧａ1-xＮ層を成長させる場合、「Ｉｎ供給モル比」を増加させると、「成長温度」を上昇させる必要がある。すなわち、「成長温度」と「Ｉｎ供給モル比」との間には線形的な関係が存在している。
　上述のように、図４Ａは、一例として、Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層のｃ面成長に必要な「成長温度」および「Ｉｎ供給モル比」の関係を示している。従って、図４Ａに示される直線（破線）上にある「点」によって決まる「成長温度」および「Ｉｎ供給モル比」でＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層のｃ面成長を行うと、Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層（ｘ＝０．１）を得ることができる。図４Ａの直線（破線）上において「点」を移動させるように「成長温度」および「Ｉｎ供給モル比」を変化させると、異なる成長条件で同一組成（同一発光波長）のＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を成長させることができる。すなわち、得られたＩｎxＧａ1-xＮ層におけるＩｎ組成比率ｘは、直線上の点の位置に依存することなく、一定である。
　しかしながら、これらのＩｎxＧａ1-xＮ層（例えばＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層）から得られるＰＬ発光強度は、直線（破線）上の「点」の位置に依存して変化する。図４Ｂは、Ｉｎ供給モル比とＰＬ発光強度との関係を示すグラフである。図４Ｂから、あるＩｎ供給モル比でＰＬ発光強度が最高値（ピーク値）を持つことがわかる。このように、あるＩｎ供給モル比に依存してＰＬ発光強度が変化する理由は、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層のＩｎ組成ｘが同一であっても、「成長温度」および「Ｉｎ供給モル比」に依存して結晶性が変化するためである。ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層が最も優れた結晶性を有するとき、そのＰＬ発光強度が最高値を示す。このため、優れた結晶性を有するＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層をｃ面成長によって形成するには、図４Ａに示す関係を求めただけでは不十分であり、図４Ｂに示すＩｎ供給モル比とＰＬ発光強度との関係を求める必要がある。
　図４Ｃは、図４Ａに示される「成長温度」の「Ｉｎ供給モル比」依存性を示す直線（破線）と、図４Ｂに示される「ＰＬ発光強度」の「Ｉｎ供給モル比」依存性を示す曲線（実線）とを示すグラフである。
　図４Ｃに示される直線および曲線は、目的とする発光波長によって異なる形状を有することになる。このため、図４Ｃのグラフは、所望の発光波長について、実験によって求める必要がある。上述したように、従来のｃ面成長では、目的とする発光波長を実現するために必要な「成長温度」と「Ｉｎ供給モル比」との関係を実験によって得るだけでは不十分である。そのようにして得た「成長温度」と「Ｉｎ供給モル比」との関係を満足する多数のサンプルを作製し、ＰＬ発光強度が最も高くなる「成長温度」および「Ｉｎ供給モル比」を実験で見出す必要がある。
　本発明者は、ＭＯＣＶＤ法により、主面が非極性面または半極性面である窒化ガリウム系化合物半導体層を形成する場合、従来のｃ面成長とは異なり、成長温度がＩｎ供給モル比の増加に応じて単調に増加する領域（単調増加領域）と飽和する領域（飽和領域）とが存在することを見出した。この特性曲線上において、単調増加領域と飽和領域との境界に「飽和点」が存在する。更に、本発明者は、この飽和点に対応する成長条件で主面が非極性面または半極性面であるＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を成長させると、結晶性に優れたＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層が得られ、発光強度が高まることを見出した。
　図５は、本発明によってｍ面ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を形成する条件の一例を模式的に示すグラフであり、図４Ｃに対応している。グラフの左側の縦軸は成長温度であり、右側の縦軸はＰＬ発光強度［任意単位］である。グラフ中の破線は、発光波長が等しいｍ面ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を形成するためのＩｎ供給モル比と成長温度との関係を示す曲線（特性曲線）である。図５のグラフは、一例として、発光波長のピークが４１０ｎｍ程度のＩｎxＧａ1-xＮ（ｘ＝０．１）層を形成するために必要なＩｎ供給モル比と成長温度との関係を示している。図５の破線上における点Ｐに対応するＩｎ供給モル比は、例えば０．５であり、点Ｐに対応する成長温度は約７７０℃である。ここで、点Ｐに対応するＩｎ供給モル比を採用しながら、成長温度が点Ｐに対応する成長温度から外れると、目的とするＩｎxＧａ1-xＮ（ｘ＝０．１）層を成長させることはできず、Ｉｎ組成比ｘが０．１から変化してしまうことになる。
　目的とするＩｎ組成比ｘを実現するには、Ｉｎ供給モル比および成長温度の２つの制御因子が特性曲線の関係を満足するように設定される必要がある。この特性曲線は、成長圧力が異なっても変化する。また、目的とするＩｎ組成比ｘが異なっても変化する。成長圧力および目的とするＩｎ組成比ｘが与えられたとき、特性曲線の形状は定まる。
　本発明者の実験によると、Ｉｎ供給モル比が比較的低い範囲では、Ｉｎ供給モル比の増加に応じて成長温度が単調に増加するが、Ｉｎ供給モル比が比較的高い範囲では、Ｉｎ供給モル比の大きさによらず、成長温度がほぼ一定の値を示す。前者を「単調増加領域」と称し、後者を「飽和領域」と称することができる。単調増加領域と飽和領域との境界に飽和点が存在する。このような特性曲線の形状は、ｃ面成長の特性曲線の形状とは大きくことなる。
　更に、本発明者は、Ｉｎ供給モル比および成長温度が特性曲線上の飽和点に対応するとき、ＰＬ発光強度がピークを示すことを実験によって見出した。すなわち、特性曲線上の飽和点に対応するＩｎ供給モル比および成長温度が見つかれれば、ＰＬ発光強度を最大化するために必要な成長条件を決定することができる。従って、特性曲線上の飽和点を検出することができれば、ＰＬ発光強度を最大化する条件決定のための実験が不要になる。
　これに対し、ｃ面成長では、図４Ｃに示すように成長温度はＩｎ供給モル比の増加に伴って単調に増加し、ＰＬ発光強度のピークに関連付けられる特徴点を有していない。このため、Ｉｎ供給モル比および成長温度を変化させることにより、目的とするＩｎ組成比ｘを有する多数のサンプルを作製した後、それらのサンプルのＰＬ発光強度を測定する必要がある。そのようなＰＬ発光強度の実測を行うことにより、初めて、図４Ｃに実線で示すＰＬ発光強度のＩｎ供給モル比依存性を知ることができ、ＰＬ発光強度を最大化できるＩｎ供給モル比および成長温度を検知することが可能になる。
　なお、従来、ＭＯＣＶＤ法によってＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層のｃ面成長を行う場合は、結晶性の劣化やＮＨ3分解効率の悪化を抑えるため、可能な限り成長を高温で実行することが通例であった。その場合、蒸発によって脱離するＩｎの割合が増加し、結晶内へＩｎ原子が入り難いため、Ｉｎ供給流量を極力大きくする必要がある。また前述したように、極性面におけるシュタルク効果のため、活性層の厚さを３．０ｍｎ以下にすることが好ましい。このため、活性層の成長レートも４．０ｎｍ／ｍｉｎ程度以下にせざるをえなかった。Ｉｎ組成ｘが可視光領域では小さいため、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）からなる活性層の成長レートは、Ｇａ原子の供給量によって決定される。従って、ＩｎxＧ
ａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層の成長レートは［ＴＭＧ］の関数によって表現され得る。
　ｃ面ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層の成長では、［ＴＭＩ］を極力大きくし、かつ成長レートを低く設定するため、［ＴＭＧ］は小さい。よって、Ｉｎ供給モル比＝［ＴＭＩ］／（［ＴＭＩ］＋［ＴＭＧ］）は０．９０程度、あるいはそれ以上の大きさに設定している。
　一方、ｍ面ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層の成長では、ｃ面成長よりも更にＩｎ取り込み効率が低い。このため、Ｉｎ組成ｘを高めることを目的としてＩｎ供給モル比＝［ＴＭＩ］／（［ＴＭＩ］＋［ＴＭＧ］）の更なる増大を試みても、前述の通り既にＩｎ供給モル比が０．９０程度なので僅かしか変更の余地がなく、その効果は期待できない。このため、ｍ面成長においては、高Ｉｎ組成となる長波長側で発光するＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を実現することが非常に困難であった。
　ｍ面成長においては前述の通りシュタルク効果が無いため、活性層の厚さを３ｎｍよりも増大でき、およそ２０ｎｍ程度までも厚くできる。このため、成長レートを４．５ｎｍ／ｍｉｎ以上に高め、ｃ面成長における成長レートより格段に速い結晶成長が可能となる。本発明者の実験によると、ｍ面成長において、成長レートを高めると、Ｉｎ取り込み効率が増大することがわかった。よって、ｍ面成長では、Ｉｎ取り込み効率を高めるために［ＴＭＧ］を大きくすると、Ｉｎ供給モル比＝［ＴＭＩ］／（［ＴＭＩ］＋［ＴＭＧ］）はｃ面成長に比べて小さくなる。
　このように、ｍ面成長では、ｃ面成長よりも高い成長レートでのＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層の成長が可能となり、しかも、ｍ面成長におけるＩｎ取り込み効率は、ｃ面成長の場合よりも［ＴＭＧ］と［ＴＭＩ］に強く依存する。このため、ｍ面成長におけるＩｎ取り込み効率は、成長温度などの制御因子のみならず、Ｉｎ供給モル比＝［ＴＭＩ］／（［ＴＭＩ］＋［ＴＭＧ］）によっても調整することが可能になると考えられる。このことは、ｍ面成長に限定されず、ａ面成長、ｒ面成長でも同様に成立する。
　図６は、図５に示す特性曲線を得るために使用したサンプル（発光素子１０）の断面構造を模式的に示す図である。
　発光素子１０の基板１１は、（１０－１０）ｍ面の窒化ガリウム（ＧａＮ）が成長できる基板である。基板１１としては、ｍ面を主面とするＧａＮの自立基板が最も望ましいが、格子定数が近い炭化珪素（ＳｉＣ）の、４Ｈ、６Ｈ構造でｍ面を表出した基板であってもよい。また、ｍ面を表出したサファイア基板であってもよい。ただし、基板に窒化ガリウム系化合物半導体とは異なる物質を使用するのであれば、上部に堆積する窒化ガリウム系化合物半導体層との間に適切な中間層もしくは緩衝層を挿入する必要がある。
　基板１１の上にはアンドープのＧａＮから成る厚さ約１．０～２．０μｍの下地層（ＧａＮ層）１２が形成されている。この下地層１２の上に厚さ約３０ｎｍのアンドープのＧａＮから成るバリア層１３と厚さ約１５ｎｍのＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎから成る井戸層（活性層）１４とが交互に積層された多重量子井戸構造（ＭＱＷ）の発光層１５が形成されている。本実験で用いた発光素子１０は、ＧａＮバリア層１３が４層、活性層１４が３層から成る３周期の多重量子井戸構造の発光層１５から形成されている。
　Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎから成る井戸層（活性層）１４の厚さは一般的に非極性・半極性面においては２．０～２０ｎｍ程度である。井戸層１４の好ましい厚さは６．０～１６ｎｍ程度である。実験では、厚さ約１５ｎｍの井戸層１４を採用したが、それ以外の厚さを有する井戸層を用いても良い。バリア層１３の厚さは、活性層厚さの１．０～３．０倍程度である。本実験では、厚さ３０ｎｍバリア層１３を用いたが、バリア層１３の厚さを変化しても同様の結果が得られる。
　次に、発光素子１０の製造方法を説明する。
　発光素子１０は、ＭＯＣＶＤ法による気相成長で製造された。反応室における成長圧力を３００Ｔｏｒｒに設定し、用いたガスは、キャリアガスとして水素（Ｈ2）、窒素（Ｎ2）、ＩＩＩ族系原料ガスとしてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）、Ｖ族系原料ガスとしてアンモニア（ＮＨ3）である。
　始めに、基板１１をバッファードフッ酸溶液（ＢＨＦ）で洗浄し、その後十分に水洗して乾燥させる。基板１１は洗浄後、なるべく空気に触れされないようにして、ＭＯＣＶＤ装置の反応室に載置する。その後窒素源であるアンモニア（ＮＨ3）ガスとキャリアガスである水素（Ｈ2）、窒素（Ｎ2）を供給しながら基板１１を８５０℃まで加熱して基板表面にクリーニング処理を施す。次にＴＭＧもしくはＴＥＧを供給し、基板を１１００℃程度に加熱してＧａＮ層１２を堆積する。このＧａＮ層１２を堆積する成長レートは約１０～４０ｎｍ／ｍｉｎ程度である。
　次にＩＩＩ族原料ガスＴＭＧを止め、キャリアガスも水素を止め窒素ガスのみにする。基板温度を約７００～８００℃まで降温してＧａＮバリア層１３を堆積する。更に、ＴＭＩの供給を開始してＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１４を堆積する。ＧａＮバリア層１３とＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１４は３周期以上で交互に堆積することで、発光部となるＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸発光層１５を形成する。３周期以上とするのは、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１４の数が多い方が、発光再結合に寄与するキャリアを捕獲できる体積が大きくなり、素子の発光効率が高まるためである。
　次に、本実験における「成長温度」の測定方法を説明する。
　ＭＯＣＶＤ装置における反応室内に設置されたカーボンサセプタがあり、基板１１はこのカーボンサセプタ上に直に設置されている。成長温度を測定する熱電対は、通電加熱式のヒータに囲まれ、前記カーボンサセプタ直下に設置されている。本明細書における成長温度は、前記熱電対によって測定される温度である。
　本発明による窒化ガリウム系化合物半導体の製造方法は、本発明者が使用した装置以外でも好適に実施され得る。また、本発明の製造方法を実施する際において、基板の加熱方式や基板温度の測定方法を上述した方法に限定するものではない。
（実施形態１）
　図７は、発光波長が４１０ｎｍ±５ｎｍ程度のｍ面Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ井戸層１４を形成するための特性曲線を示すグラフである。
　この特性曲線（５つの▲を結ぶ線）は、圧力を３００Ｔｏｒｒ、成長レートを約６．０ｎｍ／ｍｉｎに設定した条件の下で得られたＩｎ供給モル比と成長温度との関係を示している。目的の発光波長は４１０ｎｍ±５ｎｍ程度である。Ｉｎ供給モル比が０．３０、０．４０、０．５０、０．６０、０．８３の各々の場合において、発光波長が４１０ｎｍ±５ｎｍ程度になるＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ井戸層１４を得るための成長温度は、図７の▲で示す値となった。
　図７におけるグラフの右側の縦軸は、異なる５つの条件のもとで作成された発光素子１０についてフォトルミネッセンス（ＰＬ）測定を行うことにより得られたＰＬ発光強度（□）である。
　図７における点▲および□のデータの数値を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図７に示される特性曲線から、Ｉｎ供給モル比が０．５０付近で成長温度とＩｎ供給モル比との関係が変化することがわかる。Ｉｎ供給モル比が０．５０以下の領域では、成長温度の上昇につれてＩｎ脱離が増大する。脱離するＩｎを補うには、Ｉｎ供給モル比を増加させる必要がある。この領域では、Ｉｎ供給モル比および成長温度の両方の増加によって同一発光波長のＩｎ組成を実現することが可能となる。言い換えると、Ｉｎ供給モル比の増加に応じて成長温度が単調に増加する。
　一方、Ｉｎ供給モル比が０．５０以上の領域では、成長温度を更に上昇させると、Ｉｎ供給モル比を増加させても補いきれない程度にＩｎの離脱が進行する。その結果、発光波長が目的する値よりも短くなってしまう。言い換えると、この領域では、成長温度には上限が存在する。この領域において、更にＩｎ供給モル比を増加させても、結晶内へのＩｎ取り込みの量は変わらない。この現象は、Ｉｎ取り込みの効率が低いことに起因し、ｃ面成長よりもＩｎ取り込みが困難な面方位において同様に生じると考えられる。
　図７から、単調増加領域ではＩｎ供給モル比の増加に伴ってＰＬ発光強度も増大していることがわかる。ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層は成長温度が高い程、Ｉｎ脱離が活発に起こる。このため、単調増加領域では、Ｉｎ供給モル比および成長温度の増加に伴って、点欠陥などの非発光中心の形成が抑制され、発光効率が向上すると考えられる。
　図８は、本実施形態のＰＬ強度スペクトルから得られた半値幅をプロットしたグラフである。このグラフから、ＰＬ強度スペクトルは、飽和点でシャープとなるが、飽和点以外ではブロードであることがわかる。ＰＬ発光強度スペクトルがブロードになるのは、Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ井戸層１４の結晶性が劣化しているからである。
　再び図７を参照する。飽和領域においては、Ｉｎ供給モル比の増加に伴ってＰＬ強度が減少している。この飽和領域では、成長温度がほぼ一定であるため、Ｉｎ供給モル比が増加してもＩｎ脱離の程度は一定である。このため、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層成長中に点欠陥など非発光中心を形成してしまうことがＰＬ強度減少の原因であるとは考え難い。図８からわかるように、飽和領域では、Ｉｎ供給モル比が増加するほど、ＰＬ強度スベクトルの半値幅が広くなる。飽和領域では、反応室内におけるＩｎが過剰であるため、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層中にＩｎ偏析を引き起こし、このことが結晶性を劣化させる原因の一つであると考えられる。
（実施形態２）
　図９は、成長レートを約１２．０ｎｍ／ｍｉｎに設定した条件の下で得られたＩｎ供給モル比と成長温度との関係を示している。目的の発光波長は、実施形態１における値に等しく、４１０ｎｍ±５ｎｍ程度である。Ｉｎ供給モル比が０．５０、０．６０、０．６５、０．７０の各々の場合において、発光波長が４１０ｎｍ±５ｎｍ程度になるｍ面Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ井戸層１４を得るための成長温度は、図９の▲で示されている。▲で示されるＩｎ供給モル比および成長温度で形成したＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ井戸層１４の井戸層のＰＬ発光強度は、図９のグラフ中において□で示されている。
　図９における点▲および□のデータの数値を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　図９のグラフから、Ｉｎ供給モル比が０．６０付近に飽和点のあることがわかる。本実施形態においても、飽和点付近でＰＬ強度がピーク値を示し、ＰＬスペクトルの半値幅は最小となる。
　実施形態１と実施形態２との相違点は、実施形態２における成長レートが実施形態１における成長レートよりも高いことにある。成長レートが高いことにより、本実施形態ではＩｎ取り込み効率が向上する。このため、本実施形態では、飽和領域における成長温度が実施形態１における飽和領域の成長温度よりも高くなっている。成長レートが高くなると、飽和点のＩｎ供給モル比が高くなる。
（実施形態３）
　図１０は、圧力を５００Ｔｏｒｒ、成長レートを約１２．０ｎｍ／ｍｉｎに設定した条件の下で得られたＩｎ供給モル比と成長温度との関係を示している。目的の発光波長は、実施形態１、２における値に等しく、４１０ｎｍ±５ｎｍ程度である。Ｉｎ供給モル比が０．２５、０．３０、０．４０、０．６０の各々の場合において、発光波長が４１０ｎｍ±５ｎｍ程度になるｍ面Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ井戸層１４を得るための成長温度は、図１０に▲で示されている。▲で示されるＩｎ供給モル比および成長温度で形成したＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ井戸層１４の井戸層のＰＬ発光強度は、図１０のグラフ中において□で示されている。
　図１０における点▲および□のデータを表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　図１０のグラフから、Ｉｎ供給モル比が０．３０付近に飽和点のあることがわかる。本実施形態においても、飽和点付近でＰＬ強度がピーク値を示し、ＰＬスペクトルの半値幅は最小となる。
　なお、実施形態３における成長レートは実施形態２における成長レートと同じであるが、成長圧力が異なっている。成長圧力もＩｎ取り込みには非常に大きな要因である。成長圧力が高くなると、Ｉｎ取り込み効率は上昇する。このため、成長圧力が高いほど、より少ないＩｎ供給モル比で飽和点に達する。
　図９と図１０とを比較すると、ＰＬ発光強度が最大となる飽和点周辺における強度変化に違いが見て取れる。成長圧力が３００Ｔｏｒｒの場合、図９に示されるように、Ｉｎ供給モル比を飽和点となる０．６０から±０．１０変化させると、ＰＬ強度は飽和点の最大値に比べて約７０％近くの値を示している。これに対して、成長圧力が５００Ｔｏｒｒの場合は、図１０に示されるように、Ｉｎ供給モル比を飽和点となる０．３０から±０．１０変化させると、ＰＬ強度が飽和点の最大値に比べて約３０％程度値に低下する。
　図１１は、圧力変化に起因する特性曲線の変化を模式的に示すグラフである。圧力が高いほど、Ｉｎ取り込み効率は向上して低いＩｎ供給モル比で飽和点に達する。原料使用効率などを考慮すると、圧力を高めることが好ましい。一方、発光強度や発光効率は、前述の通り、圧力が高いと、Ｉｎ供給モル比に依存して大きく変化しやすやくする。このため、発光強度や発光効率を安定させ、製造歩留まりを高めるためには、成長圧力を低下させることが好ましい。本発明者の実験によると、本発明で採用する成長圧力の好ましい範囲は、２００～６００Ｔｏｒｒである。しかし、本発明の製造方法は、常圧下にも適用できる。
　図１２は、成長レート変化に起因する特性曲線の変化を模式的に示すグラフである。前述の通り、成長レートを高めると、Ｉｎ取り込み効率が向上する。このため、同一発光波長を実現するためには、成長温度を高める必要がある。成長レートが低くなると、同一発光波長を実現するために、成長温度を低下させる必要がある。
　次に、図１３を参照しながら、本発明における製造方法の手順を説明する。
　まず始めにＩｎ組成に大きく関わるパラメータとして『圧力：Ｐ』、『成長温度：Ｔｇ』、『成長レート：Ｒ（Ｇａ原料供給量：［ＴＭＧ］に依存）』、『Ｉｎ供給量：［ＴＭＩ］』の４つを抽出する。そして目的とする発光波長すなわちＩｎ組成量を決定する。
　次に、前記４つのパラメータのうち、『圧力：Ｐ』と『成長レート：Ｒ』を固定する。そして、『圧力：Ｐ』と『成長レート：Ｒ』を固定した状態で、目的とするＩｎ組成を有するＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を成長させるための『成長温度：Ｔｇ』と『Ｉｎ供給モル比：［ＴＭＩ］／（［ＴＭＩ］＋［ＴＭＧ］）の関係を決定する。この関係は、『成長温度：Ｔｇ』および『Ｉｎ供給モル比：［ＴＭＩ］／（［ＴＭＩ］＋［ＴＭＧ］）』の２次元座標系において、曲線（折れ線を含む）によって表現される。
　次に、前記特性曲線上において単調増加領域と飽和領域との境界に位置する飽和点を探し出す工程を行う。
　更に、固定していた『圧力：Ｐ』と『成長レート：Ｒ』を各々変化させて同様な飽和点を探し出す工程を繰り返す。こうして得られた各々の飽和点近傍において、同一発光波長の発光効率が最大となる成長条件を決定することできる。
　Ｉｎ取り込み効率により飽和点の『Ｉｎ供給モル比』の値が変化し得る。また、飽和点の『Ｉｎ供給モル比』は、結晶成長装置にも依存する。このため、本発明で採用し得る飽和点の成長条件は、本実施形態の成長条件に限定されるものではない。本発明は、特許請求の範囲の記載により定まる本発明の趣旨および範囲を逸脱することなく修正および変更形態として実施することができる。従って、本明細書の記載は、例示説明を目的とするものであり、本発明に対して何ら制限的な意味を有するものではない。
（実施形態４）
　以下、図１４を参照しながら、本発明による半導体発光素子を製造する方法の実施形態を説明する。
　本実施形態で使用する結晶成長用基板１０１は、（１０－１０）ｍ面の窒化ガリウム（ＧａＮ）が成長できるものを使用する。ｍ面を表出する窒化ガリウムそのものの自立基板が最も望ましいが、格子定数が近い炭化珪素（ＳｉＣ）の、４Ｈ、６Ｈ構造でｍ面を表出した基板であってもよい。また、同じくｍ面を表出したサファイアであってもよい。ただし基板に窒化ガリウム系化合物半導体とは異なる物質を使用するのであれば、上部に堆積する窒化ガリウム系化合物半導体層との間に適切な中間層もしくは緩衝層を挿入する必要がある。
　ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層をはじめとする窒化ガリウム系化合物半導体の堆積は前述の通りＭＯＣＶＤ法で行う。まず基板１０１をバッファードフッ酸（ＢＨＦ）で洗浄し、その後十分に水洗して乾燥する。基板１０１は洗浄後、なるべく空気に触れさせないようにして、ＭＯＣＶＤ装置の反応室に載置する。その後、窒素源であるアンモニア（ＮＨ3）ガスとキャリアガスである水素（Ｈ2）、窒素（Ｎ2）を供給しながら基板１０１を８５０℃まで過熱して基板表面にクリーニング処理を施す。
　次にトリメチルガリウム（ＴＭＧ）もしくはトリエチルガリウム（ＴＥＧ）、更にシラン（ＳｉＨ４）を供給し、基板を１１００℃程度に加熱してｎ－ＧａＮ層１０２を堆積する。シランはｎ型ドーパントであるシリコン（Ｓｉ）を供給する原料ガスである。このｎ－ＧａＮ層１０２を堆積する成長レートは約１０．０～４０．０ｎｍ／ｍｉｎ程度である。
　次にＩＩＩ族原料ガスであるＴＭＧとＳｉＨ4の供給を止め、キャリアガスも水素を止め窒素ガスのみにする。更に基板の温度を本発明の最適化成長条件である飽和点である成長温度＝７７０℃まで降温してＧａＮ層１０３を堆積する。
　その後、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）の供給を開始してＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４を堆積する。その際の成長条件としてＩｎ供給モル比＝［ＴＭＩ］／（［ＴＭＩ］＋［ＴＭＧ］）＝０．６０に設定する。ＧａＮバリア層１０３とＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４は３周期で交互に堆積し、それぞれ厚さはＧａＮバリア層１０３が３０ｎｍ、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４が１５ｎｍである。
　ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸発光層１０５の形成後、ＴＭＩの供給を停止し、成長温度を１０００℃に上昇させ、ｐ型ドーパントであるＭｇを原料としたビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ２Ｍｇ）を供給し、ｐ－ＧａＮ層１０６を堆積する。
　反応室から取り出された基板はフォトリソグラフィー等の手法を用いてｐ－ＧａＮ層１０６、ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸発光層１０５の所定の領域だけエッチング等の手法を用いて除去し、ｎ－ＧａＮ層１０２の一部を表出する。ｎ－ＧａＮ層１０２が表出した領域にはＴｉ／Ａｌ等で構成されるｎ型電極１０７を形成する。また、ｐ－ＧａＮ層１０６上の所定の領域にはＮｉ／Ａｕ等で構成されるｐ型電極１０８を形成する。
　以下、上記製造方法により形成された発光素子の特性について述べる。
　図１５は、本実施形態による発光素子の特性（◆）と、比較例の特性（□）とを示すグラフである。グラフの横軸は注入電流であり、縦軸は、外部量子効率（ＥＱＥ：Ｅｘｔｅｒｎａｌ　Ｑｕａｎｔｕｍ　Ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ）の規格化値である。
　実施形態と比較例との相違点は、比較例においては、飽和点に対応する成長条件から外れた条件で活性層を形成したことのみにある。すなわち、比較例では、成長温度＝７６０℃、Ｉｎ供給モル比＝［ＴＭＩ］／（［ＴＭＩ］＋［ＴＭＧ］）＝０．５０の条件でＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層１０４を形成した。この成長温度およびＩｎ供給モル比は、単調増加領域に属している。
　以上から、図１５で示されるように、本発明における製造方法によって最適化されたＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層を有する発光素子は非常に有効的な製造方法である。
　本発明はＩｎ組成が高くなる長波長領域においても実施可能である。発光波長は４００ｎｍ程度の限定されず、発光波長が５２０ｎｍ程度までの広い範囲でＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層の成長条件の最適化できる。
　次に、図１６を参照して、主面が非極性面または半極性面である窒化ガリウム系化合物半導体層を有機金属気相成長法によって成長させる条件を決定する方法（成長条件決定方法）の他の例を説明する。
　ここでは、Ｉｎ0.15Ｇａ85Ｎ層をｍ面成長によって形成する場合の成長条件を決定するものとする。まず、ＭＯＣＶＤ法により、複数のｍ面ＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層を異なる成長条件で形成する工程を行う。
　具体的には、圧力および成長レートを与えられた値に固定した条件のもと、第１のＩｎ供給モル比で第１のＩｎx1Ｇａ1-x1Ｎ（０＜ｘ１＜１）層を形成する。ここでは、最終的に製造するべき半導体発光素子におけるＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層のＩｎ組成比ｘに一致するように、第１のＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層のＩｎ組成比ｘ１を設定する。与えられた圧力および成長レートのもと、第１のＩｎ供給モル比で、目標とするＩｎ組成比ｘ１＝ｘを実現するための成長温度の値が正確にわかっていない場合、異なる成長温度で複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層を成長させる。この場合、成長温度に依存してＩｎ組成比ｙは異なる値を示すことになる。次に、得られた複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層の発光波長またはＩｎ組成比ｙを測定する。こうして、複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層のうちでＩｎ組成比ｙが目的とするＩｎ組成比ｘ＝ｘ１となる層を得るための成長温度を求めることが可能になる。この例では、第１のＩｎ供給モル比でｘ１＝０．１５となるよう成長温度を求め、その成長温度で第１のＩｎx1Ｇａ1-x1Ｎ（０＜ｘ１＜１）層を形成する。
　第１のＩｎ供給モル比としては、与えられた圧力および成長レートにおいて、飽和領域に含まれることが確実な値を選択する。圧力、成長レート、およびＩｎ供給モル比が決まると、Ｉｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ層を形成するための成長温度は一義的に決定される。実施形態１では、圧力３００Ｔｏｒｒ、成長レート約６．０ｎｍ／ｍｉｎ、Ｉｎ供給モル比が０．８３の条件でＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層を成長させるとき、成長温度を７４５℃に設定した。このような飽和領域における成長温度の値は、圧力、成長レート、成長させるｍ面ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層のＩｎ組成比ｘによって異なる。図１６（ａ）は、一例としてのＩｎx1Ｇａ1-x1Ｎ（ｘ１＝０．１５）について、第１のＩｎ供給モル比と、その成長温度とに対応する点Ｐ１をプロットしたグラフである。
　次に、第１のＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ層を形成するときの成長温度と同一の成長温度において、第１のＩｎ供給モル比よりも低い第２のＩｎ供給モル比でＩｎx2Ｇａ1-x2Ｎ（０＜ｘ２＜１）層を形成する。圧力、成長レートの値は固定したままである。こうして形成した第２のＩｎx2Ｇａ1-x2Ｎ（０＜ｘ２＜１）層のＩｎ組成比ｘ２が、第１のＩｎx1Ｇａ1-x1Ｎ（０＜ｘ１＜１）層のＩｎ組成比ｘ１と等しい場合、第２のＩｎ供給モル比も飽和領域に含まれることになる。一方、第２のＩｎx2Ｇａ1-x2Ｎ（０＜ｘ２＜１）層のＩｎ組成比ｘ２が、第１のＩｎx1Ｇａ1-x1Ｎ（０＜ｘ１＜１）層のＩｎ組成比ｘ１と異なる場合、第２のＩｎ供給モル比も単調増加領域に含まれることになる。この例では、第２のＩｎ供給モル比を第１のＩｎ供給モル比よりも僅かに小さい値に設定し、その結果、Ｉｎ組成比ｘ２も飽和領域に含まれていたものと仮定する。
　次に、第１のＩｎx1Ｇａ1-x1Ｎ（０＜ｘ１＜１）層を形成するときの成長温度と同一の成長温度において、第２のＩｎ供給モル比よりも低い第３のＩｎ供給モル比で第３のＩｎx3Ｇａ1-x3Ｎ（０＜ｘ３＜１）層を形成する。圧力、成長レートの値は固定したままである。こうして形成した第３のＩｎx3Ｇａ1-x3Ｎ（０＜ｘ３＜１）層のＩｎ組成比ｘ３が、第２のＩｎx2Ｇａ1-x2Ｎ（０＜ｘ２＜１）層のＩｎ組成比ｘ２と異なるとき、第３のＩｎ供給モル比は単調増加領域に含まれると判定することができる。図１６（ｂ）は、第１～第３のＩｎ供給モル比と、それらの成長温度とに対応する点Ｐ１～Ｐ３をプロットしたグラフである。この例では、第３のＩｎ供給モル比でｘ３＝ｘ２を実現するためには、成長温度を下げる必要がある。
　飽和点のＩｎ供給モル比は、第２のＩｎ供給モル比と第３のＩｎ供給モル比との間にあると推定される。第２のＩｎ供給モル比を近似的に飽和点のＩｎ供給モル比として採用してもよい。ここでは、飽和点の位置を更に正確に決定するため、圧力、成長レート、成長温度の値を固定したまま、Ｉｎ供給モル比を第２のＩｎ供給モル比に近づけた条件で、Ｉｎx'Ｇａ1-x'Ｎ（０＜ｘ’＜１）層のｍ面成長を行う。図１６（ｃ）および図１６（ｄ）に示すように、Ｉｎ供給モル比を少しずつ増大させた条件で、Ｉｎx'Ｇａ1-x'Ｎ（０＜ｘ’＜１）層のｍ面成長を行い、得られたＩｎx'Ｇａ1-x'Ｎ（０＜ｘ’＜１）層のＩｎ組成比ｘ’が目的とする値ｘ１＝ｘに達するＩｎ供給モル比を求める。図１６（ｄ）に示す例では、点Ｐ５、Ｐ６では、目的とするＩｎ組成比ｘが得られている。このため、点Ｐ５を飽和点として採用することができる。
　飽和点を決定する方法は、上記の例に限定されない。例えば、Ｉｎ供給比を飽和領域の初期値から僅かずつ下げながら、得られたＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層のＩｎ組成比ｘまたは発光波長を測定し、それらに変化が生じ始めるＩｎ供給モル比を飽和点のＩｎ供給比として採用しても良い。また逆に、Ｉｎ供給比を単調増加領域の初期値から僅かずつ上昇させながら、得られたＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層のＩｎ組成比ｘまたは発光波長を測定し、それらの一定値を示し始めるＩｎ供給モル比を飽和点のＩｎ供給比として採用しても良い。
　実際のｍ面半導体層の表面（主面）は、ｍ面に対して完全に平行な面である必要は無く、ｍ面から僅かな角度（０度より大きく±１°未満）で傾斜していても良い。表面がｍ面に対して完全に平行な表面を有する基板や半導体層を形成することは、製造技術の観点から困難である。このため、現在の製造技術によってｍ面基板やｍ面半導体層を形成した場合、現実の表面は理想的なｍ面から傾斜してしまう。傾斜の角度および方位は、製造工程によってばらつくため、表面の傾斜角度および傾斜方位を正確に制御することは難しい。
　なお、基板や半導体の表面（主面）をｍ面から１°以上の角度で傾斜させることを意図的に行う場合がある。以下に説明する実施形態では、窒化ガリウム系化合物半導体層の表面（主面）をｍ面から１°以上の角度で意図的に傾斜させている。
　（他の実施形態）
　本実施形態に係る窒化ガリウム系化合物半導体発光素子は、ｍ面から１°以上の角度で傾斜させた面を主面とする窒化ガリウム系化合物半導体層を備えている。この点を除けば、本実施形態の構成は、図１４に示される実施形態４の構成と同一である。
　本実施形態に係る窒化ガリウム系化合物半導体発光素子では、図１４に示す基板１０１の主面がｍ面から１°以上の角度で傾斜している。このような基板１０１は、一般に「オフ基板」と称される。オフ基板は、単結晶インゴットから基板をスライスし、基板の表面を研磨する工程で、意図的にｍ面から特定方位に傾斜した面を主面とするように作製され得る。このように傾斜した基板の主面上に、各種半導体層が積層されると、これらの半導体層の表面（主面）もｍ面から傾斜する。
　次に、図１７を参照しながら、本実施形態におけるＧａＮ系化合物半導体層の傾斜について詳細を説明する。
　図１７（ａ）は、ＧａＮ系化合物半導体の結晶構造（ウルツ鉱型結晶構造）を模式的に示す図であり、図２の結晶構造の向きを９０°回転させた構造を示している。ＧａＮ結晶のｃ面には、＋ｃ面および－ｃ面が存在する。＋ｃ面はＧａ原子が表面に現れた（０００１）面であり、「Ｇａ面」と称される。一方、－ｃ面はＮ（窒素）原子が表面に現れた（０００－１）面であり、「Ｎ面」と称される。＋ｃ面と－ｃ面とは平行な関係にあり、いずれも、ｍ面に対して垂直である。ｃ面は、極性を有するため、このように、ｃ面を＋ｃ面と－ｃ面に分けることができるが、非極性面であるａ面を、＋ａ面と－ａ面に区別する意義はない。
　図１７（ａ）に示す＋ｃ軸方向は、－ｃ面から＋ｃ面に垂直に延びる方向である。一方、ａ軸方向は、図２の単位ベクトルａ2に対応し、ｍ面に平行な［－１２－１０］方向を向いている。図１７（ｂ）は、ｍ面の法線、＋ｃ軸方向、およびａ軸方向の相互関係を示す斜視図である。ｍ面の法線は、［１０－１０］方向に平行であり、図１７（ｂ）に示されるように、＋ｃ軸方向およびａ軸方向の両方に垂直である。
　ＧａＮ系化合物半導体層の主面がｍ面から１°以上の角度で傾斜するということは、この半導体層の主面の法線がｍ面の法線から１°以上の角度で傾斜することを意味する。
　次に、図１８を参照する。図１８（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、ＧａＮ系化合物半導体層の主面およびｍ面の関係を示す断面図である。この図は、ｍ面およびｃ面の両方に垂直な断面図である。図１８には、＋ｃ軸方向を示す矢印が示されている。図１７に示したように、ｍ面は＋ｃ軸方向に対して平行である。従って、ｍ面の法線ベクトルは、＋ｃ軸方向に対して垂直である。
　図１８（ａ）および（ｂ）に示す例では、ＧａＮ系化合物半導体層における主面の法線ベクトルが、ｍ面の法線ベクトルからｃ軸方向に傾斜している。より詳細に述べれば、図１８（ａ）の例では、主面の法線ベクトルは＋ｃ面の側に傾斜しているが、図１８（ｂ）の例では、主面の法線ベクトルは－ｃ面の側に傾斜している。本明細書では、前者の場合におけるｍ面の法線ベクトルに対する主面の法線ベクトルの傾斜角度（傾斜角度θ）を正の値にとり、後者の場合における傾斜角度θを負の値にとることにする。いずれの場合でも、「主面はｃ軸方向に傾斜している」といえる。
　本実施形態では、傾斜角度が１°以上５°以下の範囲にある場合、および、傾斜角度が－５°以上－１°以下の範囲にあるので、傾斜角度が０°より大きく±１°未満の場合と同様に本発明の効果を奏することができる。以下、図１９を参照しながら、この理由を説明する。図１９（ａ）および（ｂ）は、それぞれ、図１８（ａ）および（ｂ）に対応する断面図であり、ｍ面からｃ軸方向に傾斜したＧａＮ系化合物半導体層８における主面の近傍領域を示している。傾斜角度θが５°以下の場合には、図１９（ａ）および（ｂ）に示すように、ＧａＮ系化合物半導体層８の主面に複数のステップが形成される。各ステップは、単原子層分の高さ（２．７Å）を有し、ほぼ等間隔（３０Å以上）で平行に並んでいる。このようなステップの配列により、全体としてｍ面から傾斜した主面が形成されるが、微視的には多数のｍ面領域が露出していると考えられる。主面がｍ面から傾斜したＧａＮ系化合物半導体層の表面がこのような構造となるのは、ｍ面がもともと結晶面として非常に安定だからである。
　同様の現象は、主面の法線ベクトルの傾斜方向が＋ｃ面および－ｃ面以外の面方位を向いていても生じると考えられる。主面の法線ベクトルが例えばａ軸方向に傾斜していても、傾斜角度が１°以上５°以下の範囲にあれば同様であると考えられる。
　したがって、ｍ面から任意の方位に１°以上５°以下の角度で傾斜した面を主面とする窒化ガリウム系化合物半導体層であっても、図５に示すような特性曲線を得ることができる。これにより、本発明の方法を実施して、前述の効果を得ることが可能になる。
　なお、傾斜角度θの絶対値が５°より大きくなると、ピエゾ電界によって内部量子効率が低下する。このため、ピエゾ電界が顕著に発生するのであれば、ｍ面成長により半導体発光素子を実現することの意義が小さくなる。したがって、本発明では、傾斜角度θの絶対値を５°以下に制限する。しかし、傾斜角度θを例えば５°に設定した場合でも、製造ばらつきにより、現実の傾斜角度θは５°から±１°程度ずれる可能性がある。このような製造ばらつきを完全に排除することは困難であり、また、この程度の微小な角度ずれは、本発明の効果を妨げるものでもない。
　なお、ａ面、ｒ面から５°以下の角度で傾斜した主面を有する場合にも、上記のステップ・テラス構造が形成されるため、本発明を適用することが可能になる。
　以上のことから、本発明における「主面が非極性面または半極性面である窒化ガリウム系化合物半導体層」とは、主面がｍ、ａ、ｒ面などの結晶面に対して完全に平行な窒化ガリウム系化合物半導体層に限定されず、主面が前記結晶面から５°以下の角度で傾斜するものを含むものとする。
　本発明は、ｃ面成長よりもＩｎ取り込み効率が低い面方位に窒化ガリウム系化合物半導体を成長させる場合において、目的とする発光波長の発光効率が最大となるＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を作製できる方法である。本発明によれば、高輝度高発光効率の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子が実現できる。このため、次世代の高輝度白色ＬＥＤなど照明への可能性を大幅に広げることができる。
１０　　発光素子
１１　　基板
１２　　下地となるＧａＮ層
１３　　ＧａＮバリア層
１４　　ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層
１５　　ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸発光層
１０１　基板
１０２　ｎ－ＧａＮ層
１０３　ＧａＮバリア層
１０４　ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）井戸層
１０５　ＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸発光層
１０６　ｐ－ＧａＮ層
１０７　ｎ型電極
１０８　ｐ型電極

Claims (11)

  1. 　主面が非極性面または半極性面である窒化ガリウム系化合物半導体層を有機金属気相成長法によって形成する工程を含む窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法であって、
    　有機金属気相成長法の成長条件を規定するパラメータは、圧力、成長レート、成長温度、ＩＩＩ族原料ガス中に含まれるＩｎ原料ガスの供給モル比であるＩｎ供給モル比を含み、
    　圧力および成長レートが一定の場合において同一発光波長のＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を形成するための成長温度とＩｎ供給モル比との関係を示す曲線上で、成長温度がＩｎ供給モル比の増加に応じて単調に増加する領域と飽和する領域との間の飽和点に対応する成長条件を決定する工程（Ａ）と、
    　前記成長条件で主面が非極性面または半極性面であるＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を成長させる工程（Ｂ）と、
    を含む窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法。
  2. 　工程（Ａ）は、
    　有機金属気相成長法により、主面が非極性面または半極性面である複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層を異なる成長条件で形成する工程（ａ１）と、
    　前記複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層のうちで発光波長が等しいＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を形成する成長条件に基づいて、圧力および成長レートが一定の場合における成長温度とＩｎ供給モル比との関係を求める工程（ａ２）と、
    　成長温度とＩｎ供給モル比との前記関係を示す曲線上において、成長温度がＩｎ供給モル比の増加に応じて単調に増加する領域と飽和する領域との間の飽和点を決定する工程（ａ３）と、
    を含む、請求項１に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法。
  3. 　工程（ａ２）は、圧力および成長レートの異なる組合せの各々について、圧力および成長レートが一定の場合における成長温度とＩｎ供給モル比との関係を求める工程を含む、請求項２に記載の窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法。
  4. 　前記ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層は、単一量子井戸発光層、または多重量子井戸発光層に含まれる井戸層である、請求項１から３のいずれかに記載の窒化ガリウム系化合物半導体の製造方法。
  5. 　前記井戸層の厚さは２ｎｍ以上２０ｎｍ以下である、請求項４に記載の窒化ガリウム系化合物半導体の製造方法。
  6. 　前記井戸層の厚さは６ｎｍ以上１６ｎｍ以下である、請求項４に記載の窒化ガリウム系化合物半導体の製造方法。
  7. 　工程（Ｂ）は、成長圧力を２００Ｔｏｒｒから６００Ｔｏｒｒまでの範囲内に調整する工程（ｂ１）を含み、
    　工程（Ｂ）において、調整された前記成長圧力および選択された成長レートについて得られた、成長温度とＩｎ供給モル比との関係を示す曲線上の飽和点に対応する成長温度およびＩｎ供給モル比で、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を成長させる、請求項１から６のいずれかに記載の窒化ガリウム系化合物半導体の製造方法。
  8. 　工程（Ｂ）は、成長圧力を常圧に調整する工程（ｂ１）を含み、
    　工程（Ｂ）において、調整された前記成長圧力および選択された成長レートについて得
    られた、成長温度とＩｎ供給モル比との関係を示す曲線上の飽和点に対応する成長温度およびＩｎ供給モル比で、ＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を成長させる、請求項１から６のいずれかに記載の窒化ガリウム系化合物半導体の製造方法。
  9. 　主面が非極性面または半極性面である窒化ガリウム系化合物半導体層を有機金属気相成長法によって成長させる条件を決定する窒化ガリウム系化合物半導体層の成長条件決定方法であって、
    　有機金属気相成長法の成長条件を規定するパラメータは、圧力、成長レート、成長温度、ＩＩＩ族原料ガス中に含まれるＩｎ原料ガスの供給モル比であるＩｎ供給モル比を含み、
    　有機金属気相成長法により、主面が非極性面または半極性面である複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層を異なる成長条件で形成する工程（ａ１）と、
    　前記複数のＩｎyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層のうちで発光波長が等しいＩｎxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層を形成する成長条件に基づいて、圧力および成長レートが一定の場合における成長温度とＩｎ供給モル比との関係を求める工程（ａ２）と、
    　成長温度とＩｎ供給モル比との前記関係を示す曲線上において、成長温度がＩｎ供給モル比の増加に応じて単調に増加する領域と飽和する領域との間の飽和点を決定する工程（ａ３）と、
    を含む、窒化ガリウム系化合物半導体層の成長条件決定方法。
  10. 　工程（ａ１）および工程（ａ２）は、
    　第１のＩｎ供給モル比で第１のＩｎx1Ｇａ1-x1Ｎ（０＜ｘ１＜１）層を形成する工程と、
    　前記第１のＩｎx1Ｇａ1-x1Ｎ（０＜ｘ１＜１）層を形成するときの成長温度と同一の成長温度において、前記第１のＩｎ供給モル比よりも低い第２のＩｎ供給モル比で第２のＩｎx2Ｇａ1-x2Ｎ（０＜ｘ２＜１）層を形成する工程と、
    　前記第１のＩｎx1Ｇａ1-x1Ｎ（０＜ｘ１＜１）層を形成するときの成長温度と同一の成長温度において、前記第２のＩｎ供給モル比よりも低い第３のＩｎ供給モル比で第３のＩｎx3Ｇａ1-x3Ｎ（０＜ｘ３＜１）層を形成する工程と、
    を含む請求項９に記載の窒化ガリウム系化合物半導体層の成長条件決定方法。
  11. 　工程（ａ３）では、ｘ２がｘ１に等しく、かつ、ｘ３がｘ２とは異なるとき、前記第３のＩｎ供給モル比を、飽和点に相当するＩｎ供給モル比として選択する、請求項１０に記載の窒化ガリウム系化合物半導体層の成長条件決定方法。
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