氮化物半导体发光元件的制作方法

专利名称：氮化物半导体发光元件的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种氮化物半导体发光元件。
背景技术：
含有氮的III-V族化合物半导体(以下称作“氮化物半导体”)由于具有相当于从红外区域到紫外区域的波长光的能量的带隙，该光具有从红外区域到紫外区域的波长，所以用作发出具有从红外区域到紫外区域的波长的光的发光元件的材料或者接受具有从红外区域到紫外区域的波长的光的受光元件材料。此外，由于构成氮化物半导体的原子间的结合力强，绝缘破坏电压高，饱和电子速度快，所以氮化物半导体也用作耐高温、高输出且高频率的晶体管等电子器件的材料。
而且，氮化物半导体作为几乎对环境没有危害且易于处理的材料也备受关注。在使用这种氮化物半导体的氮化物半导体发光元件中，一般采用量子阱结构作为发光层。如果被施加电压，在发光层中的阱层中，电子与空穴复合，由此进行发光。发光层可以由单个量子阱结构构成，也可以由阱层和势垒层相互层积而成的多重量子阱结构构成。在日本特开2005-109425号公报中，记载了活性层(相当于本申请中的发光层)由无掺杂GaN势垒层和掺杂有η型掺杂物(相当于本申请中的杂质)的InGaN量子阱层依次层叠而形成。此外，在该公报中，还记载了该无掺杂GaN势垒层在与上述InGaN量子阱层相接的界面具有防扩散膜，并且还记载有该防扩散膜含有浓度比InGaN量子阱层低的η型惨杂物。在日本特开2000-349337号公报中记载了，活性层含有η型掺杂物，并且活性层的η层侧的η型掺杂物浓度比P层侧的高。此外，在该公报中还记载了，在活性层中，由于η层侧的η型掺杂物浓度比P层侧的高，所以能够从η层侧向活性层供给施主，获得发光输出高的氮化物半导体元件。在日本特开2007-150312号公报中记载了，通过使势垒层的厚度为量子阱活性层的阱层的厚度的13倍以上，能够获得良好的光输出功率。然而，近年来，作为氮化物半导体发光元件的用途，考虑用作液晶背光灯或者照明用灯泡，增加使用强电流驱动氮化物半导体发光元件的情况。在日本特开2007-067418号公报中记载了以下技术，市场上出售的具有InGaN发光层的III族氮化物元件大多具有多个量子阱发光层，所述多个量子阱发光层比50Α薄，且典型地掺杂少于大约IXlO18cnT3的杂质。这是因为，这些量子阱设计特别是在低驱动电流的情况下，能够改善低质量外延材料的性能。在用于照明所希望的高驱动电流的情况下，这种元件随着电流密度的增加而效率下降，在以上述情况为背景时，通过使活性层的厚度为50Α与250人之间的比现有结构厚的单个阱层作为活性层，来提高强电流驱动时的特性。如果按照现有技术制造氮化物半导体发光元件，在用强电流驱动该制造的氮化物半导体发光元件时，导致发光效率低下，另外，使工作电压上升而使消耗电力变大。由于这些问题，导致单位电力的发光效率(电效率)下降。
通常，在施加于氮化物半导体发光元件的电流密度比较低及比较高的情况下，发光效率降低。认为在电流密度比较低的情况下发光效率低下的理由是，在发光层存在多个引起非发光复合的能级(晶格缺陷等)。因此，提高现有的氮化物半导体发光元件的发光效率的方法主要是减少发光层中的晶格缺陷。但是，如果施加于氮化物半导体发光元件的电流密度变高，由于发光层中的晶格缺陷以外的原因造成发光效率下降。主张饿歇复合理论、压电电场理论以及溢出理论等作为其原因。饿歇复合理论认为，作为强电流密度下的发光效率低下的原因之一，随着活性层的注入载流子密度变高，饿歇复合(与注入载流子密度的3次方成比例地增大复合概率的非发光复合)成为主导。压电电场理论是如下所述理论。在阱层的组分为InxGahN且势垒层的组分为GaN的情况下，由于两者的晶格常数不同，所以将原本截面形状为正方形的晶格拉伸或压缩成 长方形。与此相伴，在结晶中，特别是在阱层中产生“压电电场”，由于其影响而产生半导体的能带(原子带(A L·F')、导带(- >夕' 々aK))的倾斜，空穴和电子的密度分布最大的位置在空间上分离在阱层的两侧。因此，阻碍了电子和空穴的发光复合(发光复合的寿命变长)。溢出理论认为，如果向电子发光层的注入增多，电子就会从发光层溢出到达P侧的层，在该P侧的层由于非发光复合而消失。不管是哪种说法，为了抑制强电流驱动时发光效率的降低，都希望降低阱层中的注入载流子密度，即增大阱层的体积。作为降低注入载流子密度的方法之一，可以考虑如下方法增大芯片尺寸，增大发光面积，降低单位面积的电流值，从而降低实际的单位体积的载流子浓度。但是，如果增大芯片尺寸，由于一张晶片能够制造的芯片个数减少，所以导致氮化物半导体发光元件的价格上升。作为降低注入载流子密度的其它方法，可以考虑增厚多重量子阱结构中的阱层的层厚，或者是增加阱层的层数等方法。但是，如果阱层的层厚过厚，就会导致阱层的结晶质量下降。此外，如果阱层的层数增加过多，则会导致氮化物半导体发光元件的工作电压上升。而且，如果注入的电子和空穴的密度分布不同，即使表面上增加了阱层的体积，实际的阱层体积也不会与之成比例地增加。

发明内容
本发明是鉴于上述问题而做出的，其目的在于制造出不降低发光层的结晶质量，即使用强电流来驱动，也能防止工作电压上升，提高发光效率，从而电效率良好的氮化物半导体发光兀件。本发明的氮化物半导体发光元件，其依次具备η型氮化物半导体层、下部发光层、上部发光层、P型氮化物半导体层。下部发光层由多个下部阱层和被下部阱层夹持且带隙比下部阱层大的下部势垒层交替层积而成。上部发光层由多个上部阱层和被上部阱层夹持且带隙比上部阱层大的上部势垒层交替层积而成。上部发光层的上部势垒层的厚度比下部发光层的下部势垒层的厚度薄。
出于使上部发光层的势垒层厚度薄的部分作为主要发光层而发挥作用，将下部发光层的势垒层厚度较厚的部分作为结晶恢复层而发挥作用的考虑而构成这种结构。由于氮化物半导体发光元件的发光层通常包含由InzGai_zN(z>0)构成的阱层，所以发光层的生长温度低于GaN和AlGaN等不包含In的氮化物半导体层的生长温度。此外，在用MOCVD (Metal Organic Chemical VaporDeposition :金属有机化学气相沉积)法进行晶体生长的情况下，使用氮气作为载气的大部分，完全不用氢气，或者即使使用氢气也是很微量的。由于这种生长条件，在发光层中容易产生晶格缺陷。即使在发光层中存在晶格缺陷，为了尽量不受存在于发光层中的晶格缺陷的影响而提高发光效率，需要在注入载流子被晶格缺陷捕获之前引起发光复合，因此，需要减小由于阱层中的压电电场而引起的能带的倾斜。然而，使用表面为C面的蓝宝石基板，使氮化物半导体结晶沿c轴方向生长，大部分氮化物半导体结晶由GaN形成，其中设置晶格常数不同的InzGa1=N(z > O)阱层，并利用该阱层进行发光，在这种一般的结构的情况下，由于阱层·的晶格常数与阱层以外的氮化物半导体层的晶格常数不同，所以阱层中必然会产生压电电场。在本发明中，为了减小阱层中的压电电场，考虑将对发光贡献特别大的上部发光层中的势鱼层变薄。本发明的发明人推定出，仅通过使势垒层的厚度变薄，就能够减少势垒层的组分相对于势垒层和阱层的平均组分的差异，降低阱层中的压电电场。此外，因为如果整个发光层中的势垒层变薄，则晶格缺陷增大，所以只要使发光层中主要发光的P层侧的发光层的势垒层变薄就能降低压电电场，在η层侧的发光层中，重视用势垒层来降低阱层增长后积累的晶格缺陷的效果而使势垒层变厚。势垒层不含In，或即使含有In，In组分也比阱层低。因此，提高势垒层的结晶质量比提高阱层的结晶质量更加容易。因此，推定出通过使η层侧的发光层的势垒层生长得厚，而起到使在阱层中下降的结晶质量恢复的作用。此外，如果只考虑结晶质量，希望从下部发光层去除阱层，只保留势垒层，但是实际上，要考虑在下部发光层中的缓和畸变的效果。因此，为了降低上部发光层的压电电界，优选使下部发光层中包含阱层。此外，如果使上部发光层的势垒层变薄，推定也具有以下效果。在发光层中，由于从P层侧注入的空穴未充分向整个发光层扩散，离P层近的阱层的空穴密度较高，远离P层的空穴密度较低。为了使空穴扩散至更下侧的阱层，可以考虑使设置在阱层之间的势垒层的厚度变薄，缩短距下部阱层的距离。另一方面，由于在作为发光层的功能较弱的下部发光层中，即使使势垒层变薄，空穴也难以到达，所以要重视该部分作为结晶恢复层的功能而使势垒层变厚。由此，谋求提高上部发光层的结晶质量和发光效率。上部势垒层的厚度优选比下部势垒层的厚度薄O. 5nm以上。优选的是，下部势垒层和上部势垒层各层的厚度与正下方的层的厚度相同，或者越靠近P型氮化物半导体层侧越薄。在此，所谓“正下方的层”是指相对于着眼的下部势垒层，隔着一层下部阱层且位于η型氮化物半导体侧的下部势垒层，以及相对于着眼的上部势垒层，隔着一层上部阱层且位于η型氮化物半导体侧的上部势垒层。下部发光层的平均η型掺杂浓度优选比上部发光层的平均η型掺杂浓度高。下部发光层还作为相对于上部发光层的η型载流子注入层而起作用，因此通过使下部发光层的平均η型掺杂浓度比上部发光层的平均η型掺杂浓度高，能够使电子的移动变得容易，降低该部分的电阻，降低驱动电压。优选的是，下部势垒层和上部势垒层各层的平均η型掺杂浓度与正下方的层的平均η型掺杂浓度相同，或者 越靠近P型氮化物半导体层侧η型掺杂浓度越低。这里的“正下方的层”如上所述地被描述。根据本发明的氮化物半导体发光元件，即使用强电流驱动，也能够防止工作电压上升，防止发光效率下降，因此电效率良好。从结合附图理解的本发明的以下详细说明能够明确本发明的上述及其他目的、特征、方面及优点。


图I是本发明的一个实施方式的氮化物半导体发光元件的简要剖视图。图2是本发明的一个实施方式的氮化物半导体发光元件的简要俯视图。图3是示意地表示构成根据本发明的一个实施方式的氮化物半导体发光元件的氮化物半导体层中的带隙能量Eg的大小的能带图(工彳、図)。图4是表示实施例I的结果的图。
具体实施例方式以下，参照附图对本发明的实施方式进行说明。而且，以下，“势垒层”是指被阱层夹持的层，未被阱层夹持的层是通过“最初的势垒层”或“最后的势垒层”之类的形式与被阱层夹持的层区别开来。这是因为，在本发明中，形成在阱层与阱层之间的势垒层的空穴或电子的移动特别重要。此外，在以下的实施方式中，使用“下部发光层”和“上部发光层”的表述，但是“下部发光层”是为了方便指代接近η侧氮化物半导体层侧的层的表达，“上部发光层”是为了方便指代接近P侧氮化物半导体层侧的表达。例如，即使颠倒图I的上下，“下部发光层”和“上部发光层”的表达也不会变。可以在“上部发光层”的上表面设置基板，此外，也可以将基板剥离而作为没有基板的氮化物半导体发光元件。此外，下面使用了 “载流子浓度”之类的词语和“掺杂浓度”之类的词语，但是，在后面对其关系进行说明。此外，本发明并不限于以下所示的实施方式。而且，在本发明的附图中，为了附图简洁明了，适当改变了长度、宽度和厚度等尺寸关系，并不表示实际的尺寸关系。图I和图2分别是本发明的实施方式的氮化物半导体发光元件I的简要剖视图和简要平面图。图2中所示的I-I线的剖视图相当于图I。此外，图3是示意地表示从图I所示的氮化物半导体发光元件I的超晶格层11到P型氮化物半导体层16的带隙能量Eg的大小的能带图。图3的纵轴方向是图I所示的层的上下方向，图3的横轴Eg示意地表示各组分的带隙能量的大小。此外，在图3中，在进行η型掺杂的层绘制有斜线。<氮化物半导体发光元件>本实施方式的氮化物半导体发光元件I是在基板3的上表面上依次层积缓冲层5、基底层7、η型氮化物半导体层9、10、超晶格层11、下部发光层13、上部发光层15、ρ型氮化物半导体层16、17、18而构成台部30 (参照图2)。在台部30的外侧，η型氮化物半导体层10的上表面的一部分未被超晶格层11覆盖而露出，在该露出部分上设置有η侧电极21。在P型氮化物半导体层18上经由透明电极23设置有P侧电极25。在氮化物半导体发光元件I的大致整个上表面，以使P侧电极25和η侧电极21露出的方式设置有透明保护膜27。< 基板 >基板3可以是例如由蓝宝石等构成的绝缘基板，也可以是由GaN、SiC或者ZnO等构成的导电基板。基板3的厚度为120μπι，但是并不特别限定，只要在50μπι以上、300μπι以下即可。基板3的上表面可以是平坦的 ，也可以如图I所示，具有由凸部3Α和凹部3Β构成的凹凸形状。<缓冲层>缓冲层5优选是例如Als0Gat0N(O彡s0彡1、0彡t0彡1，s0+t0 Φ O)层，更优选是AlN层。但是，也可以将极小一部分N(0. 5 2%)置换成氧。由此，因为沿基板3的生长面法线方向延伸地形成有缓冲层5，所以得到由结晶颗粒整齐排列而成的柱状结晶集合体构成的缓冲层5。缓冲层5的厚度不特别限定,优选在3nm以上、IOOnm以下，更优选在5nm以上、50nm以下。<基底层>基底层7 优选是例如 AlslGatlInulN(O ^ si ^ 1、0 彡 tl 彡 1、0 彡 ul 彡 1，sl+tl+ul 幸 O)层，更优选是 AlslGatlN(O ^ si ^ 1、0 ^ tl ^ I, sl+tl 幸 O)层,进一步优选是GaN层。由此，存在于缓冲层5中的晶格缺陷(例如位错等)容易在缓冲层5与基底层7的界面附近形成位错环(&一 7° )，因此，能够防止该晶格缺陷从缓冲层5向基底层7延续。基底层7也可以含有η型掺杂物。但是，如果基底层7不含η型掺杂物，也能够维持基底层7的良好的结晶性。因此，优选基底层7不含η型掺杂物。通过增加基底层7的厚度来减少基底层7中的缺陷，但是即使将基底层7的厚度增厚到一定程度以上，基底层7中的缺陷减少效果也达到了极限。由此，虽然基底层7的厚度不特别限定，但是优选在I μ m以上、8 μ m以下。< η型氮化物半导体层>η型氮化物半导体层9、10优选是在例如Als2Gat2Inu2N(C)彡s2彡1、0彡t2彡I、
O彡u2彡I，s2+t2+u2 I)层中掺杂η型掺杂物的层，更优选是在Als2Ga^2N(O彡s2彡1，优选O < s2 < O. 5，更优选O < s2 < O. I)层中掺杂η型掺杂物的层。不特别限定η型掺杂物，但是优选为Si、P、As或Sb等，更优选为Si。在后述的各层中也对其进行说明。并不特别限定η型氮化物半导体层9、10的η型掺杂浓度，但优选在I X 1017cm_3以下。η型氮化物半导体层9、10的厚度越厚其电阻越小。因此，优选使η型氮化物半导体层9、10的厚度厚。但是，如果增厚η型氮化物半导体层9、10的厚度，成本就会增加。因此，从实用的角度来说，优选使η型氮化物半导体层9、10的厚度薄。η型氮化物半导体层9、10的厚度不特别限定，但从实用方面考虑优选在I μπι以上、10 μπι以下。而且，η型氮化物半导体层9、10在后述的实施例I中是暂时中断同一 η型GaN层的生长而通过两个生长工序而形成的，但是也可以使η型氮化物半导体层9和η型氮化物半导体层10连续而形成单层，也可以具有3层以上的层积结构。各层可以由同一组分构成，也可以由不同组分构成。此外，各层可以具有相同的膜厚，也可以具有不同的膜厚。<超晶格层>本说明书中的超晶格层是指由通过使非常薄的结晶层相互层积而使其周期结构比基本单位晶格长的晶格构成的层。如图3所示，在超晶格层11中，宽带隙层IlA与窄带隙层IlB相互层积而构成超晶格结构，其周期结构比构成宽带隙层IlA的半导体材料的基本单位晶格及构成窄带隙层IlB的半导体材料的基本单位晶格长。此外，超晶格层11也可以由与宽带隙层IlA和窄带隙层IlB不同的一层以上的半导体层、宽带隙层11Α、窄带隙层IlB依次层积而构成超晶格结构。此外，超晶格层11的一个周期的长度(即，宽带隙层IlA的层厚和窄带隙层IlB的层厚的总和)，优选比后述的下部发光层13的一个周期的长度短，具体地说在Inm以上、IOnm以下。 各宽带隙层IlA优选为例如AlaGabIn(1_a_b)N(0彡a < 1、0 < b彡I)，更优选为GaN层。各窄带隙层IlB的组分优选为例如，带隙能量比宽带隙层IlA的带隙能量小，且比后述的下部阱层13B及上部阱层15B的各带隙能量大的AlaGabIn(1_a_b)N(0彡a < 1、0
<b 彡 I)，更优选为 GabIn(1_b)N(0 < b 彡 I)。各宽带隙层IlA和各窄带隙层IlB中的至少一个优选含有η型掺杂物。这是因为，如果宽带隙层IlA和窄带隙层IlB双方都无掺杂，则驱动电压上升。另外，宽带隙层IlA和窄带隙层IlB各自的层数在图3中为20个，但是也可以例如为2到50个。超晶格层11是为了减少存在于η型氮化物半导体层9、10中的穿透位错(threading dislocation :穿透位错)等晶格缺陷而设置的，也是为了减少下部发光层13和上部发光层15中的晶格缺陷而设置。然而，在晶格缺陷少的情况下以及使下部发光层13兼具减少超晶格层11的晶格缺陷功能的情况下，也可以省略。<下部发光层>如图3所示，下部发光层13是通过交替层积下部阱层13B和下部势垒层13A，使下部势垒层13A被下部阱层13B夹持而构成，并经由最初的下部势垒层13A’设置在超晶格层11上。下部势垒层13A的带隙能量比下部阱层13B的带隙能量大。另外，下部发光层13也可以与超晶格层11相同，由与下部势垒层13A和下部阱层13B不同的一层以上的半导体层、下部势垒层13A以及下部阱层13B依次层积而成。此外，下部发光层13的一个周期的长度(下部势垒层13A和下部阱层13B的厚度总和)优选为5nm以上、IOOnm以下。优选的是，调整各下部阱层13B的组分，使其与本实施方式的氮化物半导体发光元件所要求的发光波长相匹配，但是，优选为例如AlaGabIn(1_a_b)N(0彡a < 1、0 < b彡I)，更优选为不含Al的111。6&(1_。小(0 < c彡I)层。但是，在进行例如375nm以下的紫外发光的情况下，通常为了扩宽带隙而含有适量的Al。各下部势垒层13A及最初的下部势垒层13A’优选是例如AlaGabIn(1_a_b)N(0 ( a
<1、0 < b彡I)层，更优选是GaN层。但是，因为需要使下部势垒层13A比下部阱层13B的带隙能量大，所以引入适量的In、Al或In和Al来调整带隙能量。
下部发光层13的平均η型掺杂浓度优选比后述的上部发光层15的平均η型掺杂浓度高。由此，即使用强电流驱动氮化物半导体发光元件1，由于抑制其驱动电压的上升，所以也能够防止电效率的降低。但是，如果能够通过其它的方法抑制驱动电压的上升，则由于下部发光层13的平均η型掺杂浓度比上部发光层15的平均η型掺杂浓度低的结构能提高发光效率，因而是优选的。从抑制驱动电压上升的观点来看，优选使各下部阱层13Β、各下部势垒层13Α及最初的下部势垒层13Α’中至少一个势垒层含有η型掺杂物。此外，优选使各下部势垒层13Α的η型掺杂浓度比各下部阱层13Β的η型掺杂浓度高。不特别限定各下部阱层13Β和各下部势垒层13Α中的η型掺杂浓度，但优选在
IX 1017cm_3以下，更优选在3 X IO17CnT3以上、3 X IO18CnT3以下。如果下部发光层13的平均载流子浓度(在杂质为Si的情况下，大致与η型掺杂浓度相等)不足I X IO17Cm-3,存在氮化物半导体发光元件I的驱动电压上升的倾向。 不特别限定各下部讲层13Β的厚度,但优选为I. 5nm以上、5. 5nm以下。如果各下部阱层13B的厚度在该范围之外，则存在发光效率降低的情况。不特别限定各下部势垒层13A和最初的下部势垒层13A’的厚度，但优选为3nm以上，更优选为4nm以上、20nm以下。各下部势垒层13A的厚度并不需要是固定的，特别是图3所示的最初的下部势垒层13A’的厚度可以与各下部势垒层13A的厚度不同。通常，在氮化物半导体发光元件中，在构成发光层的阱层和η型氮化物半导体层中，由于晶格常数等不同而产生畸变，但是，下部发光层13具有减少由该畸变引起的晶格缺陷的作用。<上部发光层>如图3所示，上部发光层15是通过交替层积上部阱层15Β和上部势垒层15Α，使上部势垒层15Α被上部阱层15Β夹持而构成，在上部阱层15Β中的位于最靠P型氮化物半导体层16侧的上部阱层15Β上设置有最后的上部势垒层15Α’。上部势垒层15Α及最后的上部势垒层15Α’的带隙能量比上部阱层15Β的带隙能量大。另外，上部发光层15也可以是依次层积与上部势垒层15Α及上部阱层15Β不同的一层以上的半导体层、上部势垒层15Α、上部阱层15Β。另外，上部发光层15的一个周期(上部势垒层15Α的厚度和上部阱层15Β的厚度总和)的长度优选在例如5nm以上、IOOnm以下。本发明的特征在于，构成上部发光层的各上部势垒层15A(不含最后的上部势垒层15A’)的厚度比构成下部发光层的各下部势垒层13A的厚度薄。各上部势垒层15A的厚度优选比各下部势鱼层13A的厚度薄O. 5nm以上,更优选薄Inm以上,进一步优选薄I. 5nm以上。如上所述，上部势垒层15A的厚度越厚，作为修复上部阱层15B的晶格缺陷的结晶恢复层的效果越好。但是，考虑到如果上部势垒层15A厚，则妨碍作为注入上部发光层15中的载流子的电子及空穴的移动，因此，存在妨碍利用电子和空穴的复合而引起发光的倾向。最后的上部势垒层15A’的厚度优选在Inm以上、40nm以下。不特别限定各上部阱层15B的厚度，但更优选为与各下部阱层13B的厚度相同。如果下部阱层13B的厚度与上部阱层15B的厚度相同，则通过各阱层的电子和空穴的复合而在各阱层中以相同的波长进行发光，因此，由于氮化物半导体发光元件I的发光光谱宽度变窄而达到满意的效果。另一方面，有意使上部阱层15B的厚度与下部阱层13B的厚度不同，或者使构成上部阱层15B的各阱层的厚度彼此不同，从而也能够使氮化物半导体发光元件I的发光光谱宽度变宽。各上部阱层15B的厚度优选在Inm以上、7nm以下。如果各上部阱层15B的厚度位于该范围之外，则存在发光效率降低的倾向。不特别限定各上部势垒层15A的η型掺杂浓度，但优选在8X 1017cm_3以下。如果上部势垒层15Α的η型掺杂浓度超过8Χ 1017cm_3，当向发光元件施加电压时，空穴很难以向上部发光层15注入，因此导致发光效率降低。在各上部势垒层15A及最后的上部势垒层15A’中包含P型掺杂物。优选的是，调整各上部阱层15B的组分，使其与本实施方式的氮化物半导体发光元件所要求的发光波长相匹配，但是，优选是例如AlaGabIn(1_a_b)N(0彡a < 1、0 < b彡I)，更优选是不含Al的111。6&(1_。小(0 < c彡I)层。但是，在进行例如375nm以下的紫外发光的情况下，通常为了扩宽带隙能量而含有适量的Al。此外，各下部阱层13B优选为尽可能不包含杂质(生长时不导入杂质原料)。如果各上部阱层15B不含η型掺杂物，则很难引起各上 部阱层15Β的非发光复合，发光效率变得良好。另外，各上部阱层15Β也可以含有η型掺杂物，由此存在降低发光元件的驱动电压的倾向。< P型氮化物半导体层>在图I所示的结构中，使P型氮化物半导体层为P型AlGaN层16、ρ型GaN层17以及高浓度P型GaN层18的三层结构，但是，该结构只是一个例子而已，通常P型氮化物半导体层16、17、18优选为例如在Als4Gat4Inu4N(O彡s4彡1、0彡t4彡1、0彡u4彡1，s4+t4+u4 ^ O)层中掺杂ρ型掺杂物的层，更优选为在Als4Gai_s4N(0 < s4 ^ 1，优选为O. I ^ s4 ^ O. 3)层中掺杂ρ型掺杂物的层。不特别限定ρ型掺杂物，可以是例如镁。ρ型氮化物半导体层17、18的载流子浓度优选在lX1017cm_3以上。这里，由于ρ型掺杂物的活性率为O. 01左右，所以P型氮化物半导体层17、18的P型掺杂物浓度(与载流子浓度不同)优选在lX1019cm_3以上。但是，离上部发光层15近的ρ型氮化物半导体层16的ρ型掺杂物浓度可以比这低。不特别限定ρ型氮化物半导体16、17、18的总厚度,但优选在50nm以上、300nm以下。< η侧电极、透明电极、ρ侧电极〉η侧电极21和ρ侧电极25是用于向氮化物半导体发光元件I供给驱动电力的电极。在平面2中，η侧电极21及ρ侧电极25仅由焊盘电极部分构成，但是可以与以使电流扩散为目的的细长的突出部(分电极)连接。另外，也可以在P侧电极25的下部设置用于阻止电流注入的绝缘层，由此减少被P侧电极25遮挡的发光量。η侧电极21优选按照钛层、铝层及金层的顺序层积而构成，在假定为进行引线接合(7 〃 Y > F' )的情况的强度时，优选具有Ium左右的厚度。ρ侧电极25优选按照例如镍层、铝层、钛层以及金层的顺序层积而构成，优选具有Iym左右的厚度。η侧电极21和P侧电极25可以是同一组分。透明电极23优选由例如IT0(Indium TinOxide :氧化铟锡)或IZO (Indium Zinc Oxide :氧化铟锌)等透明导电膜构成，优选具有20nm以上、200nm以下的厚度。如上所述，在本实施方式的氮化物半导体发光元件I中，上部发光层15的上部势垒层15A的厚度比下部发光层13的下部势垒层13A的厚度薄。因此，获得以下效果(i)使上部发光层15的上部阱层15B的压电电场减弱，伴随于此使发光复合概率增加；(ii)提高从P侧注入的空穴向各上部阱层15B扩散，能够降低注入空穴的密度，并且能够抑制饿歇复合的发生，因此，能够防止发光效率的降低。通过使上部发光层15的上部势垒层15A的厚度比下部发光层13的下部势垒层13A的厚度薄O. 5nm以上，而使该效果变得显著。此外，在本实施方式的氮化物半导体发光元件I中，优选的是，下部发光层13的平均η型掺杂浓度比上部发光层15的平均η型掺杂浓度高。因此，能够谋求降低下部发光层13的串联电阻成分，并且即使用强电流驱动氮化物半导体发光元件1，也能够防止工作电压的上升。这样，在本实施方式中，由于能够防止强电流驱动时工作电压上升以及发光效率降低，所以能够防止强电流驱动时电效率变差。而且，在本实施方式的氮化物半导体发光元件I中，优选的是，下部势垒层13Α的·厚度与正下方的层(相对于着眼的下部势垒层13Α，隔着一层下部阱层13Β且位于η型氮化物半导体层9侧的下部势垒层13Α)的厚度相同，或者越靠近ρ型氮化物半导体层16侧越薄。由此，上述效果(即，由于能够防止强电流驱动时工作电压上升以及发光效率降低，所以能够防止强电流驱动时电效率变差的效果)变得更加显著。由于同样的理由，优选的是，上部势垒层15Α的厚度与正下方的层(相对于着眼的上部势垒层15Α，隔着一层上部阱层15Β且位于η型氮化物半导体层9侧的上部势垒层15Α)的厚度相同，或者越靠近ρ型氮化物半导体层16侧越薄。此外，在本实施方式的氮化物半导体发光元件I中，优选的是，下部势垒层13Α的平均η型掺杂浓度与正下方的层的平均η型掺杂浓度相同，或者越靠近ρ型氮化物半导体层16侧浓度越低。由此，使能够实现降低下部发光层13的串联电阻成分的效果变得显著。由于同样的理由，优选的是，上部势垒层15Α的平均η型掺杂浓度与正下方的层的平均η型掺杂浓度相同，或者越靠近P型氮化物半导体层16侧浓度越低。这里，载流子浓度是指电子或空穴的浓度，不能仅由η型掺杂物的量或P型掺杂物的量确定。即，下部发光层13的载流子浓度不能仅由下部发光层13中掺杂的η型掺杂物的量决定，上部发光层15的载流子浓度不能仅由上部发光层15中掺杂的η型掺杂物的量决定。这种载流子浓度是基于氮化物半导体发光元件I的电压电容特性的结果而计算出来的，指的是未注入电流的状态下的载流子浓度，离子化的杂质、施主化的晶格缺陷或者受主化的晶格缺陷所产生的载流子的总和。但是，由于作为η型掺杂物的Si等的活性化率高，所以能够认为η型载流子浓度与η型掺杂浓度相同。而且,通过SIMS (Secondary Ion MassSpectrometry :二次离子质谱法)测定深度方向的浓度分布，容易地求得η型掺杂浓度。而且，掺杂浓度的相对关系(比率)与载流子浓度的相对关系(比率)大致相同。因为这些原因，在本发明的权利要求的范围内，用实际测定容易的掺杂浓度来定义η型载流子浓度。如果对由测定得到的η型掺杂浓度求平均值，就能够得到平均η型掺杂浓度。实施例以下，表示本发明的具体的实施例。另外，本发明并不限于以下所示的实施例。
<实施例1>首先，准备由在上表面实施有凹凸加工且直径为IOOmm的蓝宝石基板3构成的晶片，在其上表面上通过溅射法形成由AlN构成的缓冲层5。接着，将晶片装入第一 MOCVD装置，通过MOCVD法，使用TMG (trimethyl gallium 三甲基镓)和NH3作为原料气体使由无掺杂的GaN构成的基底层7进行晶体生长，接着增加SiH4作为杂质用气体，使由η型GaN构成的η型氮化物半导体层9进行晶体生长。此时，基底层7的厚度为4 μ m，η型氮化物半导体层9的厚度为3 μ m，η型氮化物半导体层9的η型掺杂浓度为6 X IO18CnT3。将从第一 MOCVD装置中取出的晶片装入第二 MOCVD装置中，将晶片的温度设定在1050°C，使η型氮化物半导体层10进行晶体生长。η型氮化物半导体层10由η型GaN构成，厚度为1.5μπι。接着将晶片的温度设定在880°C，使超晶格层11进行晶体生长。具体地说，使由掺杂Si的GaN构成的宽带隙层IlA和由掺杂Si的InGaN构成的窄带隙层IlB 相互交替20个周期进行晶体生长。这里，作为宽带隙层IlA用的原料气体，使用了1^、见13和SiH4。各宽带隙层IlA的厚度为I. 75nm，各宽带隙层IlA的η型掺杂浓度为3Χ 1018cnT3。窄带隙层IlB 使用 TMG、TMI (trimethyl gallium :三甲基铟)、NH3、SiH4 作为原料气体进行晶体生长。各窄带隙层IlB的厚度为1.75nm。此外，调整TMI的流量，以使得阱层利用光致发光发出的光的波长为375nm，因此，各窄带隙层的组分为InyGai_yN(y = O. 10)。超晶格层11的平均η型掺杂浓度为大约3Χ 1018cnT3。接着，将晶片的温度调低至855°C使下部发光层13进行晶体生长。具体地说，使由掺杂Si的GaN构成的下部势垒层13A和由无掺杂的InGaN构成的下部阱层13B相互交替3个周期进行晶体生长。下部势垒层13A使用TMG、NH3> SiH4作为原料气体进行晶体生长。使各下部势垒层13A的生长速度为IOOnm/小时。各下部势垒层13A的厚度为6. 5nm，各下部势垒层13A的η型掺杂浓度为3. 4 X 1017cm_3。下部阱层13Β使用TMI气体和NH3气体作为原料气体，使用氮气作为载流子气体，使无掺杂的InxGahN层(χ = O. 13)进行晶体生长。使各下部阱层13Β的生长速度为IOOnm/小时。各下部阱层13Β的厚度为3.9nm。此外，调整TMI的流量，以使下部阱层13B利用光致发光发出的光的波长为448nm，从而设定In的组分X。包含下部势垒层13A和下部阱层13B的下部发光层13的平均η型掺杂浓度为大约2. 6Χ 1017cm_3。接着，将晶片的温度调低至850°C使上部发光层15进行晶体生长。具体地说，使由无掺杂的GaN构成的上部势垒层15A和由无掺杂的InGaN构成的上部阱层15B相互交替3个周期进行晶体生长。上部势垒层15A使用TMG、NH3、SiH4作为原料气体进行晶体生长。使各上部势垒层15A的生长速度为IOOnm/小时。使各上部势垒层15A的厚度为4nm，比各下部势垒层13A的厚度薄。各上部势垒层15A为无掺杂。上部阱层15B使用TMI气体和NH3气体作为原料气体，使用氮气作为载流子气体，使无掺杂InxGahN层(x = O. 13)进行晶体生长。使各上部阱层15B的生长速度为IOOnm/小时。各上部阱层15B的厚度为3.9nm，在设计上与各下部阱层13B的厚度相同。此外，调整TMI的流量，以使上部阱层15B利用光致发光发出的光的波长为448nm，从而设定In的组分X。包含上部势垒层15A和上部阱层15B的上部发光层15的平均η型掺杂浓度为大约7X1016cnT3。接着，在最上层的上部阱层15B上，使由无掺杂的GaN层构成的最后的上部势垒层15A，生长 IOnm0接着，提闻晶片的温度，在最上面的势鱼层的上表面上，使P型Ala I8Ga0^82N层16、P型GaN层17以及P型接触层18进行晶体生长。接着，对ρ型接触层18、p型GaN层17、p型AlGaN层16、上部发光层15、下部发光层13、超晶格层11、η型氮化物半导体层10的一部分进行蚀刻，以使η型氮化物半导体层9的一部分露出。在通过蚀刻露出的η型氮化物半导体层10的上表面上形成由Au构成的η侧电极21。此外，在ρ型接触层18的上表面上，依次形成由ITO构成的透明电极23和由Au构成的ρ侧电极25。此外，形成由Si02构成的透明保护膜27，从而主要覆盖透明电极 23以及通过上述蚀刻露出的各层的侧面。将晶片分割为280 X 550 μπι大小的芯片，从而得到实施例I的氮化物半导体发光元件。将得到的氮化物半导体发光元件固定在Τ0-18型晶体管管座上，在未进行树脂密封而测定光输出时，在30mA的驱动电流、2. 9V的驱动电压下，获得45mW的光输出功率(主波长为45 Inm)。能够确认，由此获得高发光效率的氮化物半导体发光元件与现有的氮化物半导体发光元件相比，阱层中的压电电场小。可以用各种方法间接地观测到压电电场变小。该方法之一是比较光致发光的发光峰值波长λ PL与电流注入时的发光峰值波长的差，如果该差值变小，则能够判断出压电电场变小。如图4所示(图4表示本实施例的入％与(λ PL- λ EL)的关系)，在本实施例的发光元件中，λ Pf λ &为-O. 4 +0. Inm左右，在其它的设计(势垒层层厚都为6. 5nm，图4所示的“现有结构”)的情况下，λ λ a为2. 5 3. 5nm。由此,在本实施例的发光元件中，与上述其它设计相比，λ ριΓ λ a大幅度减小。另外，由于使电流密度变化三个数量级的程度时的发光波长的变化量减少，所以也能判断出压电电场变小。〈实施例2>在实施例2中，晶片直径(基板3的直径)为150mm，使用与实施例I不同的另外的MOCVD装置，使下部发光层13的下部阱层13B的厚度为3. 25nm，下部势垒层13A的厚度为6. 25nm。另外，上部发光层15的上部阱层15B的厚度为3. 25nm，上部势垒层15A的厚度为 4nm。由于使用与实施例I不同的MOV⑶，所以无法直接比较，但是，在本实施例中，也利用30mA的驱动电流获得45mW的光输出功率，与现有结构(在下部发光层13和上部发光层15中，势垒层层厚相同)相比，实现提高大约I. 5mff的光输出功率。〈实施例3>在实施例3中，除了增加下部发光层13的下部阱层13B的层数以外，都与上述实施例I相同。以下，表不与上述实施例I不同的方面。下部发光层13的下部阱层13B的层数为6层。是否对下部阱层13B及下部势垒层13A进行η型掺杂都与实施例I相同。上部发光层15的上部阱层15Β的层数是3层。所得到的结果是，在误差范围内与实施例I大致相同。〈实施例4>在实施例4中，除了增加下部发光层13的下部讲层13Β的层数以及上部发光层15的上部讲层15Β的层数以外，都与上述实施例I相同。以下，表示与上述实施例I不同的方面。下部发光层13的下部阱层13Β的层数为4层。是否对下部阱层13Β和下部势垒层13Α进行η型掺杂都与实施例I相同。上部发光层15的上部阱层15Β的层数为5层。 所得到的结果是，在30mA的驱动电流下，驱动电压为2. 95V，比实施例I高O. 05V。〈实施例5>在实施例5中，以实施例I为基础，也对上部势垒层15A(被上部阱层15B夹持的层)进行η型掺杂。对上部势垒层15Α进行掺杂，以使η型掺杂浓度变为3. 4Χ 1017cm_3。所得到的结果是，在30mA的驱动电流下，驱动电压变为2. 87V，比实施例I低O. 03V,但是由于降低强电流下的发光效率，所以适用于驱动电流为30mA以下的低电流驱动用。〈实施例6>以实施例4为基础，逐渐改变下部势垒层13A及上部势垒层15A的层厚。但是，下部阱层的层数和上部阱层的层数的和为9层。表I表示从下层(基板3侧)开始记载的势垒层层厚的结果，而不区分下部发光层13和上部发光层15。[表 I]
权利要求
1.一种氮化物半导体发光元件，其依次具备η型氮化物半导体层、下部发光层、上部发光层、P型氮化物半导体层，其特征在于， 所述下部发光层由多个下部阱层和被该下部阱层夹持且带隙比该下部阱层大的下部势垒层交替层积而成， 所述上部发光层由多个上部阱层和被该上部阱层夹持且带隙比该上部阱层大的上部势垒层交替层积而成， 所述上部发光层的所述上部势垒层的厚度比所述下部发光层的所述下部势垒层的厚度薄。
2.根据权利要求I所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，所述上部势垒层的厚度比所述下部势鱼层的厚度薄O. 5nm以上。
3.根据权利要求I所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，所述下部势垒层和所述上部势垒层的各层的厚度与正下方的层的厚度相同，或者越靠近P型氮化物半导体层侧厚度越薄。
4.根据权利要求I所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，所述下部发光层的平均η型掺杂浓度比所述上部发光层的平均η型掺杂浓度高。
5.根据权利要求4所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于，所述下部势垒层和所述上部势垒层的各层的平均η型掺杂浓度与正下方的层的平均η型掺杂浓度相同，或者越靠近P型氮化物半导体层侧η型掺杂浓度越低。
全文摘要
一种氮化物半导体发光元件，其依次具备n型氮化物半导体层、下部发光层、上部发光层、p型氮化物半导体层。下部发光层由多个下部阱层和被下部阱层夹持且带隙比下部阱层大的下部势垒层交替层积而成。上部发光层由多个上部阱层和被上部阱层夹持且带隙比上部阱层大的上部势垒层交替层积而成。上部发光层的上部势垒层的厚度比下部发光层的下部势垒层的厚度薄。
文档编号H01L33/14GK102931301SQ20121038755
公开日2013年2月13日 申请日期2012年7月2日 优先权日2011年6月30日
发明者笔田麻佑子 申请人:夏普株式会社