TW201528441A - 氮化物半導體元件之製造方法 - Google Patents

Abstract

本發明之氮化物半導體元件之製造方法係製造如下氮化物半導體元件之方法，該氮化物半導體元件包含至少1組帶隙能相對較低且包含In之層即低帶隙層、及帶隙能相對較高之層即高帶隙層。形成高帶隙層之步驟包含於刻意地添加氫氣之氛圍下使高帶隙層之一部分成長的步驟。於將氫氣之濃度設為H(%)，將高帶隙層之一部分之成長速度設為B時，滿足下述式(1)、(2)。 H≧0.0332×B-0.3222(B≦100nm/h)．．．式(1) H≧3(B>100nm/h)．．．式(2)

Description

氮化物半導體元件之製造方法

本發明係關於一種氮化物半導體元件之製造方法。

包含氮之III-V族化合物半導體材料(以下記作「氮化物半導體材料」)具有相當於具有紅外區域至紫外區域之波長之光之能量的帶隙能。因此，氮化物半導體材料對發出具有紅外區域至紫外區域之波長之光的發光元件之材料、或接收具有紅外區域至紫外區域之波長之光的受光元件之材料等較為有用。

又，構成氮化物半導體材料之原子間之鍵結較強，氮化物半導體材料之絕緣破壞電壓較高，氮化物半導體材料之飽和電子速度較大。根據該等情況，氮化物半導體材料亦可用作耐高溫且高輸出之高頻電晶體等電子裝置之材料。進而，氮化物半導體材料幾乎不會危害環境，故而亦作為容易處理之材料而引人注目。

於使用此種氮化物半導體材料之氮化物半導體元件中，使用包含In之半導體層(例如InGaN層或AlGaInN層等)。通常，若In濃度變高則帶隙能變小，若In濃度變低則帶隙能變大。

於日本專利特開2010-141242號公報中揭示有如下情況：於使InGaN系量子井活性層之井層成長後使障壁層成長時，僅於初期之膜成長時，於包含氮氣及氨氣之氣體氛圍下添加氫氣使膜成長，之後中斷氫氣之添加，於包含氮氣及氨氣之氣體氛圍下使膜成長。於日本專利特開2010-141242號公報中亦揭示有初期之膜成長時之氫氣之添加 濃度為氣體氛圍之1%以上，且將其成長膜厚設為數nm以上。

於日本專利特開2008-28121號公報及日本專利特開2011-171431號公報中揭示有亦可於障壁層成長時添加氫氣。

於Jpn.J.Appl.Phys.Vol.40(2001)pp.L1170-L1172「Suppression of GaInN/GaN Multi-Quantum-Well Decomposition during Growth of Light-Emitting-Diode Structure」中揭示有於GaN障壁層(barrier layer)之中，不添加氫氣而形成最初之1~3nm，添加5%氫氣而形成剩餘之6nm，藉此改善發光效率。

於2002 IEICE「InGaN量子井構造中之氫氣氛圍之影響」中揭示有藉由於GaN障壁層成長中使用氫氣而增加PL(photoluminescence，光致發光)強度。

氫氣具有使In蒸發之作用。因此，若按照日本專利特開2010-141242號公報所記載之方法使障壁層成長，則該障壁層之正下方之井層之In被蝕刻，故而該井層受到破壞。藉此，有發光效率降低之情況。

In由於蒸氣壓較高，故而難以引入至結晶中。因此，一般而言，包含In之層係於相對低溫下成長，又，不使用具有蝕刻作用之氫氣而使之成長。另一方面，於使如GaN層或AlGaN層等般不包含In之層成長之情形時，一般使用氫氣。其原因在於，在相對高溫下使用氫氣使之成長時，GaN層或AlGaN層之結晶品質較為良好。

於大部分之氮化物半導體發光元件中使用多重量子井構造。於井層中例如使用InGaN，於障壁層中例如使用GaN，進而於較短之週期內反覆形成InGaN層及GaN層。如上所述，包含In之層較佳為於低溫下不使用氫氣而成長，不包含In之層(例如GaN障壁層)較理想為於高溫下使用氫氣而成長。

於較短之週期內使溫度發生變化需要成長中斷等，從而有於成長中斷期間產生結晶缺陷等不良影響。因此，實際上不使溫度發生變化而僅實施氫氣之供給之切換。但是，GaN層等不包含In之層通常較理想為於高溫下在氫氣氛圍下成長。因此，僅於較低之溫度下導入氫氣則難以充分地獲得良好之結晶品質。

又，於使不包含In之層與包含In之層鄰接之情形時，根據供給氫氣之時序，有包含In之層之In蒸發之情況。因此，有反而使包含In之層之結晶品質惡化之情況。

此種情況不僅存在於發光元件之多重量子井構造，亦存在於發光元件中較多地採用之多層構造。所謂發光元件中較多地採用之多層構造，意指例如In濃度較高之層與In濃度較低之層或不包含In之層之反覆構造(例如InGaN/GaN或AlGaInN/AlGaN等)。於該多層構造中例如包含為發光層以外之多層構造且為了緩和應變而導入之多層構造，亦包含用作載子阻擋層或載子擴散層等之多層構造。

本發明係鑒於上述方面而完成者，其目的在於提供一種製造發光效率優異之氮化物半導體元件之方法。

本發明之氮化物半導體元件之製造方法係製造如下氮化物半導體元件之方法，該氮化物半導體元件包含至少1組包含In之低帶隙層、及帶隙能高於低帶隙層之高帶隙層。形成高帶隙層之步驟包含於刻意地添加氫氣之氛圍下使高帶隙層之一部分成長之步驟。於將氫氣之濃度設為H(%)，將高帶隙層之一部分之成長速度設為B時，滿足下述式(1)、(2)。

H≧0.0332×B-0.3222(B≦100nm/h)．．．式(1)

H≧3(B>100nm/h)．．．式(2)

較佳為高帶隙層具有下部高帶隙層及上部高帶隙層。較佳為形成高帶隙層之步驟包含以與低帶隙層接觸之方式於低帶隙層上形成下 部高帶隙層之步驟、及於下部高帶隙層上形成上部高帶隙層之步驟。較佳為於形成下部高帶隙層之步驟中，刻意地添加之氫氣之濃度為0.1%以下，或不添加氫氣。較佳為於形成上部高帶隙層之步驟中，滿足上述式(1)、(2)。

更佳為形成下部高帶隙層時之氫氣之濃度低於形成上部高帶隙層時之氫氣之濃度，或不添加氫氣而形成下部高帶隙層。更佳為下部高帶隙層之成長速度慢於上部高帶隙層之成長速度。

較佳為下部高帶隙層之厚度為1原子層之厚度以上。較佳為上部高帶隙層之厚度為3原子層之厚度以上。

較佳為於形成低帶隙層之步驟之後且形成高帶隙層之步驟之前進行成長中斷步驟。較佳為成長中斷步驟進行2秒以上，於成長中斷步驟中，使用NH₃作為材料氣體，使用N₂作為載氣。

較佳為於成長中斷步驟中，刻意地添加之氫氣之濃度為0.1%以下，或不添加氫氣。

較佳為高帶隙層與低帶隙層構成具有至少1組以上之量子井構造之發光層。較佳為以夾著發光層之方式形成n型氮化物半導體層及p型氮化物半導體層。

本發明之上述及其他目的、特徵、態樣及優點可根據與隨附圖式對應地理解之關於本發明之如下詳細說明而瞭解。

1‧‧‧氮化物半導體元件

2‧‧‧基板

2A‧‧‧凸部

2B‧‧‧凹部

3‧‧‧緩衝層

4‧‧‧基底層

5‧‧‧第1之n型氮化物半導體層

6‧‧‧第2之n型氮化物半導體層

7‧‧‧超晶格層

7A‧‧‧第1半導體層

7B‧‧‧第2半導體層

8‧‧‧發光層

8A‧‧‧高帶隙層

8B‧‧‧低帶隙層

9‧‧‧第1之p型氮化物半導體層

10‧‧‧第2之p型氮化物半導體層

11‧‧‧第3之p型氮化物半導體層

12‧‧‧透明電極

13‧‧‧p側電極

14‧‧‧n側電極

15‧‧‧透明保護膜

81A‧‧‧下部高帶隙層

83A‧‧‧上部高帶隙層

183A‧‧‧第1上部高帶隙層

283A‧‧‧第2上部高帶隙層

圖1係本發明之一實施形態之氮化物半導體元件之剖視圖。

圖2係表示本實施形態之發光層之能帶構造之圖。

圖3係表示本實施形態之氮化物半導體元件之要部之能帶構造的圖。

圖4係表示實施例1之結果之曲線圖。

圖5係表示實施例1之結果之曲線圖。

圖6係表示於實施例2~4中供給氣體之時序之圖。

圖7係表示實施例3之發光層之能帶構造之圖。

圖8係表示實施例4之發光層之能帶構造之圖。

圖9係表示利用SIMS(Secondary Ion Mass Spectrometry，二次離子質譜分析)獲得之深度方向之In濃度之分析結果的曲線圖。

圖10(a)係不添加氫氣而使上部高帶隙層成長時之觀察圖像，圖10(b)係添加氫氣而使上部高帶隙層成長時之觀察圖像。

圖11係概略性地表示形成有V凹坑之部分之剖面構造之圖。

以下，使用圖式對本發明之氮化物半導體元件之製造方法進行說明。再者，於本發明之圖式中，相同參照符號表示相同部分或相當部分。又，長度、寬度、厚度、深度等尺寸關係可為了使圖式明瞭化及簡化而適當變更，並非表示實際之尺寸關係。

[氮化物半導體元件之製造方法]

圖1係按照本發明之實施形態之氮化物半導體元件之製造方法所製造之氮化物半導體元件的剖視圖。圖2係表示本實施形態之發光層之能帶構造之圖。圖3係表示本實施形態之氮化物半導體元件之要部之能帶構造的圖。於圖2、圖3中，對添加氫氣所形成之層附加影線(hatching)。

於本實施形態之氮化物半導體元件1中，於基板2之上表面依序積層有緩衝層3、基底層4、第1之n型氮化物半導體層5、第2之n型氮化物半導體層6、超晶格層7、發光層8、第1之p型氮化物半導體層9、第2之p型氮化物半導體層10及第3之p型氮化物半導體層11。

第2之n型氮化物半導體層6之上表面之一部分係自超晶格層7等露出，於其露出面設置有n側電極14。於第3之p型氮化物半導體層11上隔著透明電極12設置有p側電極13。氮化物半導體元件1之表面係由 透明保護膜15所覆蓋。此種氮化物半導體元件1係作為發光元件發揮作用。以下，依序表示氮化物半導體元件之製造方法。

<基板之準備>

準備之基板2例如可為如藍寶石之絕緣性基板，亦可為如GaN、SiC或ZnO等之導電性基板。基板2之厚度並無特別限定，例如較佳為60μm以上300μm以下。於本實施形態中，於基板2之上表面交替地形成有彎曲面狀之凸部2A及平坦面狀之凹部2B，但基板2之上表面亦可為平坦。

<緩衝層之形成>

於基板2之上表面形成緩衝層3。形成緩衝層3之方法並無特別限定，例如較佳為濺鍍法。

形成之緩衝層3例如較佳為Al_s0Ga_t0N(0≦s0≦1，0≦t0≦1，s0+t0≠0)層，更佳為AlN層或AlON層(包含0.2~5%之O)。較佳為使用藉由公知之濺鍍法所形成之AlON層作為緩衝層3。藉此，以向基板2之成長面之法線方向延伸之方式形成緩衝層3，故而可獲得包含晶粒一致之柱狀結晶之集合體之緩衝層3。

緩衝層3之厚度並無特別限定，較佳為5nm以上100nm以下，更佳為10nm以上50nm以下。

<基底層之形成>

於緩衝層3之上表面形成基底層4。形成基底層4之方法並無特別限定，例如較佳為MOCVD(Metal Organic Chemical Vapor Deposition，有機金屬化學氣相沈積)法。若藉由MOCVD法使構成基底層4之結晶成長，則該結晶優先成長於凹部2B上(第1層之形成)。之後，若降低結晶成長溫度繼續進行結晶成長，則促進三維成長，形成刻面。之後，若提高結晶成長溫度繼續進行結晶成長，則促進橫向成長。藉此，可獲得上表面平坦之基底層4。藉由形成此種基底層4，使 緩衝層3中存在之錯位等結晶缺陷於刻面折彎，故而可防止該錯位到達發光層8等。

形成之基底層4較佳為Al_s1Ga_t1In_u1N(0≦s1≦1，0≦t1≦1，0≦u1≦1，s1+t1+u1≠0)層，更佳為Al_s1Ga_t1N(0≦s1≦1，0≦t1≦1，s1+t1≠0)層，進而較佳為GaN層。藉由利用GaN形成基底層4，緩衝層3中存在之錯位等結晶缺陷容易於緩衝層3與基底層4之界面附近形成環狀。因此，可防止該結晶缺陷自緩衝層3傳遞至基底層4。

基底層4亦可包含n型雜質。但是，若基底層4不包含n型雜質，則可維持基底層4之良好之結晶性。因此，基底層4較佳為不包含n型雜質。基底層4之厚度並無特別限定，例如較佳為1μm以上12μm以下。

<n型氮化物半導體層之形成>

於基底層4上形成第1之n型氮化物半導體層5後形成第2之n型氮化物半導體層6。形成第1之n型氮化物半導體層5及第2之n型氮化物半導體層6之方法並無特別限定，例如較佳為MOCVD法。

所形成之第1之n型氮化物半導體層5及第2之n型氮化物半導體層6分別較佳為於Al_s2Ga_t2In_u2N(0≦s2≦1，0≦t2≦1，0≦u2≦1，s2+t2+u2≠0)層中摻雜有n型雜質之層，更佳為於Al_s2Ga₁-_s2N(0≦s2≦1，較佳為0≦s2≦0.5，更佳為0≦s2≦0.1)層中摻雜有n型雜質之層。

摻雜之n型雜質並無特別限定，較佳為Si、P、As或Sb等，更佳為Si。第1之n型氮化物半導體層5及第2之n型氮化物半導體層6之各者之n型雜質之濃度並無特別限定，例如為1×10¹⁸cm^-3以上2×10¹⁹cm^-3以下。第1之n型氮化物半導體層5及第2之n型氮化物半導體層6之各者之厚度並無特別限定，例如為0.5μm以上10μm以下。

亦可於基底層4上形成單層之n型氮化物半導體層。第1之n型氮化物半導體層5及第2之n型氮化物半導體層6可包含相互相同之組成， 亦可包含相互不同之組成。於第1之n型氮化物半導體層5及第2之n型氮化物半導體層6中，厚度可相同，亦可相互不同。

<超晶格層之形成>

於第2之n型氮化物半導體層6上形成超晶格層7。形成超晶格層7之方法並無特別限定，例如較佳為MOCVD法。

所謂「超晶格層」，意指包含因複數種晶格之重疊，其週期構造長於基本單元晶格之晶格之層。於所形成之超晶格層7中，交替地積層第1半導體層7A及第2半導體層7B而構成超晶格構造(圖3)，該週期構造長於構成第1半導體層7A之半導體材料之基本單元晶格及構成第2半導體層7B之半導體材料之基本單元晶格。

再者，於超晶格層7中，亦可依序積層第1半導體層7A、第2半導體層7B、及與第1半導體層7A及第2半導體層7B不同之1層以上之半導體層而構成超晶格構造。超晶格層7之每個週期之厚度並無特別限定，例如為1nm以上7nm以下。

各第1半導體層7A例如較佳為於AlGaInN層中摻雜有n型雜質之層，更佳為於GaN層中摻雜有n型雜質之層。

各第1半導體層7A之n型雜質濃度並無特別限定，例如較佳為1×10¹⁸cm^-3以上5×10¹⁹cm^-3以下。

第1半導體層7A之各者之厚度並無特別限定，例如較佳為0.5nm以上5nm以下，更佳為1nm以上4nm以下。若第1半導體層7A之各者之厚度為0.5nm以上，則第1半導體層7A之各者之厚度成為1原子層之厚度以上，故而可形成厚度均勻之第1半導體層7A。因此，可將下述發光層8之結晶品質維持為較高。

有於低於n型氮化物半導體層之溫度下，將高濃度之n型雜質摻雜於第1半導體層7A中之情況。於此情形時，若第1半導體層7A之各者之厚度為5nm以下，則將第1半導體層7A之平坦性維持為較高，故 而將下述發光層8之結晶性維持為較高。藉此，由於將發光層8之結晶品質維持為較高，故而將氮化物半導體元件1之發光效率維持為較高。

各第2半導體層7B例如較佳為AlGaInN層，更佳為InGaN層。若第2半導體層7B不包含n型雜質，則可防止超晶格層7之平坦性之降低，因此可防止下述發光層8之結晶性之降低。再者，各第2半導體層7B亦可包含n型雜質。

第2半導體層7B之各者之厚度並無特別限定，例如較佳為0.5nm以上5nm以下，更佳為1nm以上4nm以下。若第2半導體層7B之各者之厚度為0.5nm以上，則第2半導體層7B之各者之厚度成為1原子層之厚度以上，故而可形成厚度均勻之第2半導體層7B。因此，可將下述發光層8之結晶品質維持為較高。另一方面，若第2半導體層7B之各者之厚度為5nm以下，則防止第2半導體層7B之成長時間過長，故而將氮化物半導體元件1之生產性維持為較高。

第1半導體層7A之層數並無特別限定，例如為20層。關於第2半導體層7B之層數，亦可謂為相同之情況。

<發光層之形成>

於超晶格層7上形成發光層8。形成發光層8之方法並無特別限定，例如較佳為MOCVD法。

形成之發光層8具有交替地積層高帶隙層8A及低帶隙層8B而構成之多重量子井構造。具體而言，以低帶隙層8B自兩側夾著高帶隙層8A之方式交替地積層高帶隙層8A及低帶隙層8B。低帶隙層8B係帶隙能低於高帶隙層8A之層，且包含In。

(高帶隙層)

於本實施形態中，於刻意地添加氫氣之氛圍下使高帶隙層8A之一部分(下述之上部高帶隙層83A)成長。當將氫氣之濃度設為H(%)， 將高帶隙層8A之一部分之成長速度設為B時，滿足下述式(1)、(2)。較佳為滿足下述式(3)、(4)。

H≧0.0332×B-0.3222(B≦100nm/h)．．．式(1)

H≧3(B>100nm/h)．．．式(2)

100≧H≧0.0332×B-0.3222(13nm/h≦B≦100nm/h)．．．式(3)

100≧H≧3(500nm/h≧B>100nm/h)．．．式(4)

此處，所謂「刻意地添加氫氣之氛圍」，意指供給特定量之氫氣之氛圍，「刻意地添加之氫氣」中不包含成膜裝置內存在之NH₃等發生分解而產生之氫氣。「氫氣之濃度」意指供給至成膜裝置之氫氣之流量相對於供給至成膜裝置之氣體之總流量的比率，「供給至成膜裝置之氫氣」中不包含成膜裝置內存在之NH₃等發生分解而產生之氫氣。

若如此般根據高帶隙層8A之成長速度調整氫氣之濃度，則可不對低帶隙層8B造成破壞而形成結晶品質優異之高帶隙層8A。因此，可提供發光效率優異之氮化物半導體元件(下述實施例1)。再者，若變更TEG(triethyl gallium，三乙基鎵)或TMG(trimethyl gallium，三甲基鎵)等III族原料之供給量，則可變更高帶隙層8A之成長速度。又，亦可根據V族原料之供給量、成長時之溫度、載氣之種類或載氣之供給量等，變更高帶隙層8A之成長速度。因此，較佳為根據各條件之成長速度調整氫氣濃度。

具體而言，以與低帶隙層8B接觸之方式於低帶隙層8B上形成下部高帶隙層81A後，於下部高帶隙層81A上形成上部高帶隙層83A。

較佳為於形成下部高帶隙層81A之步驟中，刻意地添加之氫氣之濃度為0.1%以下，或不添加氫氣。藉此，可防止低帶隙層8B之上表面存在之In被氫氣蝕刻。因此，防止因In之脫落所致之發光波長之短波長化，又，防止低帶隙層8B中產生結晶缺陷。因此，將成為發光 層之低帶隙層8B之結晶品質維持為較高，故而氮化物半導體元件之發光效率變高。又，藉由防止低帶隙層8B中產生結晶缺陷，將形成於低帶隙層8B上之下部高帶隙層81A之結晶品質維持為較高。因此，可抑制非發光再結合。

又，於形成上部高帶隙層83A之步驟中，較佳為滿足上述式(1)、(2)。藉此，將上部高帶隙層83A之結晶品質維持為較高。於形成上部高帶隙層83A之步驟中，更佳為滿足上述式(3)、(4)。藉此，將上部高帶隙層83A之結晶品質維持為更高。此處，上述式(1)~(4)中之「B」相當於上部高帶隙層83A之成長速度。

綜上所述，若如上述般對形成下部高帶隙層81A及上部高帶隙層83A時之氫氣之濃度進行調整，則可防止因低帶隙層8B暴露於氫氣中而於該低帶隙層8B中產生結晶缺陷。又，將上部高帶隙層83A之結晶品質維持為較高。因此，高帶隙層8A整體之結晶品質變高。不僅如此，而且於位於p型氮化物半導體層側之高帶隙層8A中，將其上部高帶隙層83A之結晶品質維持為較高，藉此可防止p型摻雜劑等雜質自p型氮化物半導體層側擴散至發光層8。藉此，亦可使高帶隙層8A整體之結晶品質變高。因此，可提供具有更優異之發光效率之氮化物半導體元件。

例如於上部高帶隙層83A之成長速度B1為60nm/hour之情形時，代入上述式(1)後，氫氣之濃度H1成為1.7%以上。因此，氫氣之濃度H1較佳為1.7%以上，更佳為3%以上，進而較佳為6%以上。

更佳為形成下部高帶隙層81A時之氫氣之濃度低於形成上部高帶隙層83A時之氫氣之濃度，或不添加氫氣而形成下部高帶隙層81A。藉此，進而防止因In之脫落所致之發光波長之短波長化。又，進而防止低帶隙層8B中產生結晶缺陷，因此將上部高帶隙層83A之結晶品質維持為更高。

為將高帶隙層8A整體之結晶品質維持為較高，較佳為於滿足上述式(1)之狀態下使高帶隙層8A整體成長。但是，若於使低帶隙層8B成長後，於高帶隙層8A開始成長之同時開始通入氫氣，則於低帶隙層8B之表面整體經高帶隙層8A覆蓋之前之期間，低帶隙層8B暴露於氫氣中。其結果為，於低帶隙層8B中產生結晶缺陷。為防止該情況，較佳為將氫氣濃度降低至不會對低帶隙層8B造成破壞之程度，或不通入氫氣而使下部高帶隙層81A成長。

又，更佳為下部高帶隙層81A之成長速度慢於上部高帶隙層83A之成長速度。藉此，即便於不添加氫氣而形成下部高帶隙層81A之情形時，亦可防止附著於成膜裝置之內面等之In被引入至下部高帶隙層81A。因此，可形成具有更優異之結晶品質之下部高帶隙層81A，故而可進而防止上部高帶隙層83A之結晶品質之降低，因此將高帶隙層8A整體之結晶品質維持為更高。

例如，下部高帶隙層81A之成長速度較佳為20nm/h以上500nm/h以下，更佳為20nm/h以上100nm/h以下。另一方面，上部高帶隙層83A之成長速度較佳為20nm/h以上500nm/h以下，更佳為40nm/h以上200nm/h以下。可認為藉由添加氫氣或藉由提高氫氣之濃度，原料氣體之分解效率提高，故而成長速度變快。

形成之下部高帶隙層81A及上部高帶隙層83A例如較佳為Al_xGa_yIn₍₁-_x-_y)N(0≦x<1，0<y≦1)層。下部高帶隙層81A及上部高帶隙層83A可包含相互相同之組成，亦可包含相互不同之組成。下部高帶隙層81A及上部高帶隙層83A分別可為非摻雜層，亦可包含n型雜質或p型雜質。

較佳為下部高帶隙層81A之厚度為1原子層之厚度以上。若下部高帶隙層81A之厚度未達1原子層之厚度，則低帶隙層8B整體未被下部高帶隙層81A覆蓋。因此，若於上部高帶隙層83A開始成長之同時 開始通入氫氣，則未被下部高帶隙層81A覆蓋之區域之低帶隙層8B之表面暴露於氫氣中。其結果為，有於上述區域之低帶隙層8B中產生結晶缺陷之情況。更佳為下部高帶隙層81A之厚度為2原子層之厚度以上4原子層之厚度以下。於GaN層之情形時，「1原子層之厚度」意指0.52nm。

較佳為上部高帶隙層83A之厚度為3原子層之厚度以上。藉此，可將高帶隙層8A整體之結晶品質維持為較高。更佳為上部高帶隙層83A之厚度為4原子層之厚度以上20原子層之厚度以下。於GaN層之情形時，「1原子層之厚度」意指0.52nm，故而「3原子層之厚度」意指1.56nm。下部高帶隙層81A之厚度及上部高帶隙層83A之厚度可分別藉由使用掃描型電子顯微鏡等以高倍率之觀察圖像觀察晶格像而估算。

各高帶隙層8A之厚度並無特別限定，例如較佳為8nm以下，更佳為1.5nm以上8nm以下。若各高帶隙層8A之厚度為1.5nm以上，則可將高帶隙層8A之平坦性維持為較高，故而可將高帶隙層8A之結晶品質維持為較高。因此，可將氮化物半導體元件1之發光效率維持為較高。若各高帶隙層8A之厚度為8nm以下，則所注入之載子於發光層8中充分擴散。因此，防止氮化物半導體元件1之驅動電壓之上升，從而防止其發光效率之降低。

(低帶隙層)

形成之低帶隙層8B例如較佳為未摻雜In_zGa₍₁-_z)N(0<z≦1)層，更佳為未摻雜In_zGa₍₁-_z)N(0<z≦0.5)層。若如此般各低帶隙層8B不包含n型雜質，則可將發光層8之平坦性維持為較高，故而可將下述p型氮化物半導體層之結晶性維持為較高。因此，低帶隙層8B較佳為不包含n型雜質。

各低帶隙層8B之厚度並無特別限定，例如較佳為2nm以上7nm 以下。若各低帶隙層8B之厚度為該範圍內，則防止氮化物半導體元件1之驅動電壓之上升，從而防止其發光效率之降低。

低帶隙層8B之層數並無特別限定，較佳為2以上。若設置複數層低帶隙層8B，則發光層8之電流密度降低。藉此，於以大電流驅動氮化物半導體元件1之情形時，亦可謀求發光層8之發熱量之降低。因此，可防止載子自發光層8之溢流。因此，可防止發光層8以外之層中產生非發光再結合。

<成長中斷>

較佳為於形成低帶隙層8B之步驟之後且形成高帶隙層8A之步驟之前，進行成長中斷步驟。於成長中斷步驟中，較佳為使用NH₃作為材料氣體，且較佳為使用N₂作為載氣。藉此，改善低帶隙層8B之表面狀態，故而改善低帶隙層8B與下部高帶隙層81A之界面狀態，因此提昇發光效率。

更佳為於成長中斷步驟中，刻意地添加之氫氣之濃度為0.1%以下，或不添加氫氣。藉此，可防止因進行成長中斷步驟所致之In脫落。因此，可進而防止發光波長之短波長化，又，可進而防止低帶隙層8B中產生結晶缺陷。

此種成長中斷步驟較佳為進行2秒以上，更佳為進行2秒以上60秒以下。若成長中斷步驟進行2秒以上，則可有效地獲得因進行成長中斷步驟所帶來之效果。若成長中斷步驟進行60秒以下，則可防止氮化物半導體元件1之製造時間過長。

<p型氮化物半導體層之形成>

於發光層8上依序形成第1之p型氮化物半導體層9、第2之p型氮化物半導體層10及第3之p型氮化物半導體層11。形成第1之p型氮化物半導體層9、第2之p型氮化物半導體層10及第3之p型氮化物半導體層11之方法並無特別限定，例如較佳為MOCVD法。

形成之第1之p型氮化物半導體層9、第2之p型氮化物半導體層10及第3之p型氮化物半導體層11例如較佳為於Al_s3Ga_t3In_u3N(0≦s3≦1，0≦t3≦1，0≦u3≦1，s3+t3+u3≠0)層中摻雜有p型雜質之層，更佳為於Al_s3Ga₁-_s3N(0<s3≦0.4，較佳為0.1≦s3≦0.3)層中摻雜有p型雜質之層。

摻雜之p型雜質並無特別限定，例如較佳為鎂。第1之p型氮化物半導體層9、第2之p型氮化物半導體層10及第3之p型氮化物半導體層11之各者之p型雜質之濃度並無特別限定，例如較佳為1×10¹⁸cm^-3以上2×10²⁰cm^-3以下。第1之p型氮化物半導體層9、第2之p型氮化物半導體層10及第3之p型氮化物半導體層11之各者之厚度並無特別限定，例如較佳為10nm以上200nm以下。

亦可於發光層8上形成單層之p型氮化物半導體層。第1之p型氮化物半導體層9、第2之p型氮化物半導體層10及第3之p型氮化物半導體層11可包含相互相同之組成，亦可包含相互不同之組成。於第1之p型氮化物半導體層9、第2之p型氮化物半導體層10及第3之p型氮化物半導體層11中，厚度可相同，亦可相互不同。

<n側電極、透明電極、p側電極、透明保護膜之形成>

以第2之n型氮化物半導體層6之一部分露出之方式，對第3之p型氮化物半導體層11、第2之p型氮化物半導體層10、第1之p型氮化物半導體層9、發光層8、超晶格層7及第2之n型氮化物半導體層6進行蝕刻。於第2之n型氮化物半導體層6之露出面形成n側電極14。

於第3之p型氮化物半導體層11上形成透明電極12，於透明電極12上形成p側電極13。之後，藉由透明保護膜15被覆氮化物半導體元件1之表面。具體而言，以覆蓋自p側電極13露出之透明電極12、自n側電極14露出之第2之n型氮化物半導體層6之露出面、及第2之n型氮化物半導體層6至透明電極12之各層之側面的方式形成透明保護膜15。

透明電極12、p側電極13、n側電極14及透明保護膜15之各者之形成方法並無特別限定，例如較佳為濺鍍法。

形成之透明電極12並無特別限定，例如較佳為包含ITO(Indium Tin Oxide，氧化銦錫)或IZO(Indium Zinc Oxide，氧化銦鋅)等。透明電極12之厚度並無特別限定，例如較佳為50nm以上500nm以下。再者，亦可設置包含鋁或銀等之反射電極代替透明電極12。

形成之p側電極13及n側電極14係用以對氮化物半導體元件1供給驅動電力之電極。p側電極13及n側電極14之各者並無特別限定，例如較佳為依序積層鎳層、鉑層及金層而成。p側電極13及n側電極14之各者之厚度並無特別限定，例如較佳為300nm以上3000nm以下。

形成之透明保護膜15並無特別限定，例如較佳為包含SiO₂。透明保護膜15之厚度並無特別限定。

<發光層中之作用及效果>

一般，含有包含In_zGa₍₁-_z)N(0<z≦1)等之井層之發光層(相當於發光層8)之成長溫度低於含有包含不含In之氮化物半導體(例如GaN或AlGaN等)之井層之發光層之成長溫度。又，於藉由MOCVD法使發光層成長之情形時，使用幾乎不包含氫氣之載氣(氮氣等)。因該等成長條件，容易於含有包含In_zGa₍₁-_z)N(0<z≦1)等之井層之發光層中產生結晶缺陷。因此，有於結晶缺陷中產生非發光再結合之問題。

於向障壁層成長中之載氣中添加氫氣之情形時，由於減少障壁層之結晶缺陷，故而改善成長於該障壁層上之井層之結晶品質。因此，減少非發光再結合之產生。

但是，若於井層成長後且於障壁層開始成長之同時添加氫氣，則有井層之上表面存在之In被氫氣蝕刻，而In自井層脫落之情況。藉此，使發光波長短波長化。不僅如此，而且由於在井層中產生結晶缺陷，故而發光效率反而降低。

為防止In之脫落，考慮於障壁層之成長初期不添加氫氣，而自障壁層之成長中途添加氫氣。於此情形時，若未使障壁層之成長速度及氫氣之濃度最佳化，則對井層之破壞超過因添加氫氣所帶來之障壁層之結晶品質之改善效果。因此，無法獲得充分之效果。

本發明者進行努力研究，結果發現與障壁層(高帶隙能層)之成長速度對應之最佳之氫氣之濃度，且發現不會對井層(低帶隙能層)造成破壞而提昇障壁層之結晶品質，因此提昇發光效率。

即，本實施形態之氮化物半導體元件1之製造方法包含於刻意地添加氫氣之氛圍下使高帶隙層8A之一部分成長的步驟。於將氫氣之濃度設為H(%)，將高帶隙層之一部分之成長速度設為B時，滿足上述式(1)、(2)。藉此，可提供發光效率優異之氮化物半導體元件1。

於本實施形態中，較佳為高帶隙層8A具有下部高帶隙層81A及上部高帶隙層83A。較佳為形成高帶隙層8A之步驟包含以與低帶隙層8B接觸之方式於低帶隙層8B上形成下部高帶隙層81A之步驟、及於下部高帶隙層81A上形成上部高帶隙層83A之步驟。較佳為於形成下部高帶隙層81A之步驟中，刻意地添加之氫氣之濃度為0.1%以下，或不添加氫氣。較佳為於形成上部高帶隙層83A之步驟中，滿足上述式(1)、(2)。藉此，可提供具有更優異之發光效率之氮化物半導體元件1。

更佳為形成下部高帶隙層81A時之氫氣之濃度低於形成上部高帶隙層83A時之氫氣之濃度，或不添加氫氣而形成下部高帶隙層81A。更佳為下部高帶隙層81A之成長速度慢於上部高帶隙層83A之成長速度。藉此，可提供發光效率更優異之氮化物半導體元件1。

較佳為下部高帶隙層81A之厚度為1原子層之厚度以上，且較佳為上部高帶隙層83A之厚度為3原子層之厚度以上。藉此，可將高帶隙層8A整體之結晶品質維持為更高。

較佳為於形成低帶隙層8B之步驟之後且形成高帶隙層8A之步驟 之前，進行成長中斷步驟。較佳為成長中斷步驟進行2秒以上。於成長中斷步驟中，較佳為使用NH₃作為材料氣體，使用N₂作為載氣。藉此，可提供發光效率更優異之氮化物半導體元件1。

較佳為於成長中斷步驟中，刻意地添加之氫氣之濃度為0.1%以下，或不添加氫氣。藉此，可進而防止低帶隙層8B中產生結晶缺陷。

較佳為高帶隙層8A與低帶隙層8B構成具有至少1組以上之量子井構造之發光層8。較佳為以夾著發光層8之方式形成n型氮化物半導體層及p型氮化物半導體層。

[實施例]

以下，列舉實施例而更詳細地說明本發明，但本發明並不限定於該等。

<實施例1>

(緩衝層、基底層之形成)

作為基板2，準備對上表面實施過凹凸加工之包含藍寶石之直徑100mm之晶圓。藉由濺鍍法於基板2之上表面形成包含AlN之緩衝層3。

之後，將晶圓放入至第1之MOCVD裝置。使用TMG氣體及NH₃氣體作為原料氣體，藉由MOCVD法使包含未摻雜GaN之基底層4成長。基底層4之厚度為4μm。

(n型氮化物半導體層之形成)

加入SiH₄氣體作為摻雜劑用氣體，使包含n型GaN之第1之n型氮化物半導體層5成長。第1之n型氮化物半導體層5之厚度為3μm。第1之n型氮化物半導體層5之n型雜質濃度為1×10¹⁹cm^-3。

之後，將晶圓自第1之MOCVD裝置中取出並放入至第2之MOCVD裝置。將晶圓之溫度保持為1050℃之溫度，使包含n型GaN之 第2之n型氮化物半導體層6成長。第2之n型氮化物半導體層6之厚度為1.5μm。

(超晶格層之形成)

將晶圓之溫度保持為880℃而使超晶格層7成長。具體而言，使包含摻雜Si之GaN層之第1半導體層7A及包含摻雜Si之InGaN層之第2半導體層7B交替地成長而成長20個週期。將1層第1半導體層7A及1層第2半導體層7B設為1個週期。

作為第1半導體層7A之原料氣體，使用TEG氣體、NH₃氣體及SiH₄氣體。各第1半導體層7A之厚度為1.75nm，各第1半導體層7A之Si濃度為1×10¹⁹cm^-3。

作為第2半導體層7B之原料氣體，使用TEG氣體、TMI(trimethyl indium，三甲基銦)氣體、NH₃氣體及SiH₄氣體。各第2半導體層7B之厚度為1.75nm。於使第2半導體層7B成長時，以第2半導體層7B藉由光致發光而發出之光之波長成為375nm之方式對TMI之流量及成長溫度進行調整。因此，各第2半導體層7B之組成為In_vGa₁-_vN(v=0.04)。由於載子擴散至第1半導體層7A及第2半導體層7B且得以平均化，故而超晶格層7之平均載子濃度約為1×10¹⁹cm^-3。

(發光層之形成)

於將晶圓之溫度降低至850℃之狀態下使發光層8成長。具體而言，使包含未摻雜GaN之高帶隙層8A及包含未摻雜InGaN之低帶隙層8B交替地成長而成長8個週期。將1層高帶隙層8A及1層低帶隙層8B設為1個週期。

首先，使用TEG氣體及NH₃氣體作為原料氣體，僅使用N₂氣體作為載氣，使下部高帶隙層81A成長。即，不添加氫氣而使下部高帶隙層81A成長。藉此，形成厚度為1.3nm之下部高帶隙層81A。

其次，使用TEG氣體及NH₃氣體作為原料氣體，使用N₂氣體及氫 氣作為載氣，使上部高帶隙層83A成長。將上部高帶隙層83A之成長速度B變更為20nm/h、40nm/h、60nm/h、80nm/h、100nm/h及200nm/h，並分別將上部高帶隙層83A成長時之氫氣濃度變更為0~20%。

使高帶隙層8A成長後，切斷TEG氣體之供給，同時亦切斷氫氣之供給，僅供給NH₃氣體及N₂氣體30秒(成長中斷步驟之實施)。之後，開始低帶隙層8B之成長。

使用TEG氣體、TMI氣體及NH₃氣體作為原料氣體，使用氮氣作為載氣，使低帶隙層8B成長。將低帶隙層8B之成長速度設為40nm/hour。藉此，形成厚度為4nm之低帶隙層8B。以低帶隙層8B藉由光致發光而發出之光之波長成為445nm之方式對TMI之流量進行調整。因此，低帶隙層8B之組成為In_zGa₁-_zN(z=0.18)。

依序使下部高帶隙層81A、上部高帶隙層83A及低帶隙層8B反覆成長。於最上層之低帶隙層8B上，使作為最上層之高帶隙層8A之厚度為8nm之未摻雜之GaN層成長。具體而言，不添加氫氣而形成厚度為1.3nm之下部高帶隙層81A後，將氫氣之濃度設為6%而形成厚度為6.7nm之上部高帶隙層83A。

(p型氮化物半導體層之形成)

提高晶圓之溫度。於最上層之高帶隙層8A之上表面，使作為第1之p型氮化物半導體層9之p型Al_0.3Ga_0.7N層成長，於該第1之p型氮化物半導體層9上，使作為第2之p型氮化物半導體層10之p型GaN層成長，於該第2之p型氮化物半導體層10上，使作為第3之p型氮化物半導體層11之p型接觸層成長。

(電極等之形成)

以第2之n型氮化物半導體層6之一部分露出之方式，對第3之p型氮化物半導體層11、第2之p型氮化物半導體層10、第1之p型氮化物半導體層9、發光層8、超晶格層7及第2之n型氮化物半導體層6進行蝕 刻。

於藉由該蝕刻所露出之第2之n型氮化物半導體層6之上表面形成包含Au之n側電極14。於第3之p型氮化物半導體層11之上表面依序形成包含ITO之透明電極12及包含Au之p側電極13。以主要覆蓋透明電極12及藉由上述蝕刻所露出之各層之側面之方式形成包含SiO₂之透明保護膜15。

之後，將晶圓分割為430μm×480μm尺寸之晶片，製作本實施例之氮化物半導體元件1。

(評價)

將所獲得之氮化物半導體元件1安裝於TO-18型底座，不進行樹脂密封而測定光輸出，求出外部量子效率。將其結果示於圖4及圖5。圖4係表示上部高帶隙層83A成長時之氫氣濃度與氮化物半導體元件之外部量子效率之關係的曲線圖。圖5係使用圖4求出之曲線圖，係表示上部高帶隙層83A之成長速度與氮化物半導體元件之外部量子效率成為50%時之氫氣之濃度之關係的曲線圖。

由圖5可知，若滿足上述式(1)、(2)，則氮化物半導體元件之外部量子效率成為50%以上。若氮化物半導體元件之外部量子效率為50%以上，則可謂氮化物半導體元件之發光效率優異。因此，可知若於使上部高帶隙層83A成長時滿足上述式(1)、(2)，則可獲得發光效率優異之氮化物半導體元件。

再者，將圖5之縱軸設為「氮化物半導體元件之外部量子效率成為50%時之氫氣之濃度」之理由為如下所示之2個。作為第1個理由，若氮化物半導體元件之外部量子效率為50%以上，則可謂氮化物半導體元件之發光效率優異。因此，認為若規定上部高帶隙層83A之成長速度與氮化物半導體元件之外部量子效率成為50%時之氫氣之濃度之關係，則可提供用以提高氮化物半導體元件之發光效率之條件。作為 第2個理由，其原因在於，若氮化物半導體元件之外部量子效率為50%以上，則其外部量子效率不取決於上部高帶隙層83A成長時之氫氣濃度而大致固定(圖4)。

<實施例2>

將上部高帶隙層83A之成長速度設為60nm/hour，將氫氣之濃度設為6%，形成厚度為2.7nm之上部高帶隙層83A，除此以外，按照上述實施例1之方法而獲得本實施例之氮化物半導體元件。

(評價)

將所獲得之氮化物半導體元件1安裝於TO-18型底座，不進行樹脂密封而測定光輸出。於驅動電流50mA及驅動電壓2.9V下，氮化物半導體元件1之光輸出為77mW(主波長451nm)。據此，算出驅動電流為50mA時之外部量子效率為55%。

又，於驅動電流120mA及驅動電壓3.0V下，氮化物半導體元件1之光輸出為177mW(主波長451nm)。據此，算出驅動電流為120mA時之外部量子效率為52.7%。

根據以上之結果，算出於本實施例中，相對於驅動電流為50mA時之外部量子效率，驅動電流為120mA時之外部量子效率為95.8%。如此，確認到即便增大驅動電流亦幾乎未看到外部量子效率之降低，因此抑制光效下降現象(droop)。

又，算出相對於室溫下之外部量子效率，外部溫度為100℃下之外部量子效率為99%。如此，確認到即便提高溫度，外部量子效率亦幾乎未降低。

作為獲得此種結果之理由，考慮如下所示之情況。於本實施例中，不添加氫氣而使下部高帶隙層81A成長，且刻意地添加氫氣而使上部高帶隙層83A成長。藉此，不會對低帶隙層8B造成因氫氣所致之破壞，可將高帶隙層8A整體之結晶品質保持為較高。因此，可抑制 成為不發光之原因之結晶缺陷之產生。

刻意地添加氫氣而使最上層之高帶隙層8A之上部高帶隙層83A成長。藉此，可防止雜質(Mg等p型摻雜劑)自p型氮化物半導體層側擴散至發光層8。該情況亦可考慮為獲得上述結果之理由之一。

<實施例3>

於本實施例中，將成長速度設為80nm/h，將氫氣之濃度設為12%而使上部高帶隙層83A成長，除此以外，按照上述實施例2所記載之方法製造本實施例之氮化物半導體元件。

於本實施例之氮化物半導體元件中，發光效率即便於大電流密度下亦幾乎未降低，且於電流密度為0.05A/cm^-2以上200A/cm^-2以下之較廣之範圍內可獲得50%以上之外部量子效率。

又，算出相對於室溫下之外部量子效率，外部溫度為100℃下之外部量子效率為99.5%。如此，確認到即便提高溫度，外部量子效率亦幾乎未降低。一般，若溫度上升，則驅動電壓下降。因此，每單位電力之發光效率與實施例2相比有所改善。

<實施例4>

於本實施例中，將高帶隙層8A之成長速度設為80nm/h，將氫氣之濃度設為9%而使第1上部高帶隙層183A(參照圖8)成長，且將氫氣之濃度設為15%而使第2上部高帶隙層283A(參照圖8)成長，除此以外，按照上述實施例2所記載之方法製造本實施例之氮化物半導體元件。

於本實施例之氮化物半導體元件中，發光效率即便於大電流密度下亦幾乎未降低，於電流密度為0.05A/cm^-2以上200A/cm^-2以下之較廣之範圍內可獲得50%以上之外部量子效率。

又，算出相對於室溫下之外部量子效率，外部溫度為100℃下之外部量子效率為99.5%。

據說一般於晶圓之周緣部氮化物半導體元件之特性容易惡化。但是，於本實施例中，氮化物半導體元件之特性之晶圓面內分佈得以改善，故而可於晶圓整面製作高性能之氮化物半導體元件。因此，氮化物半導體元件之製造良率較上述實施例3有所改善。

<實施例2~4之考察>

(成長速度與氫氣之關係)

圖6係表示於實施例2~4中供給氣體之時序之圖。使低帶隙層8B成長後，不通入作為III族原料之TEG氣體及TMI氣體而僅通入NH₃氣體及N₂氣體(成長中斷)。藉此，改善低帶隙層8B之表面狀態，故而改善低帶隙層8B與下部高帶隙層81A之界面。

之後，通入TEG氣體而使下部高帶隙層81A成長，其次，開始添加氫氣而使上部高帶隙層83A成長。可知即便於下部高帶隙層81A及上部高帶隙層83A之成長時TEG氣體之流量固定，若開始添加氫氣則成長速度亦變快。即，上部高帶隙層83A與下部高帶隙層81A相比成長速度較快。作為其理由，可認為TEG氣體之分解效率藉由添加氫氣而提高。若TEG氣體之分解效率提高，則原料會高效率地到達晶圓之表面。因此，即便成長速度變快，上部高帶隙層83A之結晶品質亦較為良好。

若藉由提高TEG氣體之流量而提高成長速度，則為提高TEG氣體之分解效率而必需更多之氫氣。因此，本發明者等人得出結論：根據成長速度不同而最低限度所需之氫氣之添加量不同。本發明者等人基於該結論進行努力研究，結果獲得上述式(1)、(2)。

(因附著於成膜裝置之內面之In所致之影響)

圖7係表示實施例3之氮化物半導體元件之帶構造之圖。圖8係表示實施例4之氮化物半導體元件之帶構造之圖。於圖7、圖8中，對高帶隙層8A中之添加氫氣所形成之層附加影線。於圖7、圖8中，為便 於理解，誇大記載下部高帶隙層81A及上部高帶隙層83A中之帶隙能之差。於圖7、圖8中，未記載因壓電電場所致之帶之彎曲。

於實施例2~4中，供給TEG氣體及NH₃氣體但不供給TMI氣體而使下部高帶隙層81A及上部高帶隙層83A成長。但是，於成長後之下部高帶隙層81A中包含0.01%左右之In。作為其理由，認為附著於MOCVD裝置之內面之In蒸發而被引入至下部高帶隙層81A。

於氫氣之濃度相對較低之情形時，或於高帶隙層8A之成長速度較慢之情形(實施例2)時，引入In之比率於下部高帶隙層81A及上部高帶隙層83A中未發生變化。因此，如圖2所示，帶隙能之大小於下部高帶隙層81A及上部高帶隙層83A中相同。

但是，於高帶隙層8A之成長速度較快之情形(實施例3、4)時，若不添加氫氣而使下部高帶隙層81A成長，則引入至該下部高帶隙層81A之In量增加。另一方面，若增加氫氣之添加量而使上部高帶隙層83A成長，則引入至該上部高帶隙層83A之In量減少。根據該等情況，於實施例3、4中，In組成比於下部高帶隙層81A及上部高帶隙層83A中不同，故而關於帶隙能之大小，下部高帶隙層81A小於上部高帶隙層83A(圖7、圖8)。

圖9係表示利用SIMS獲得之深度方向之In濃度之分析結果的曲線圖。於圖9中，L91表示於850℃下之GaN層成長時未添加氫氣之情形時之結果，L92表示於850℃下之GaN層成長時添加氫氣之情形時之結果。

首先，於高溫(1190℃)下使GaN層成長。此時，於一般之GaN層之成長條件下使GaN層成長，作為載氣主要使用氫氣。於成長後之GaN層中不包含In。

其次，於低溫(850℃)下使GaN層成長。若載氣使用N₂氣體，不添加氫氣而使GaN層成長，則於MOCVD裝置之內部蒸發之In被引入 至磊晶層中，因此檢測到In(L91)。但是，若添加氫氣(氫氣之濃度為12%)而使GaN層成長，則防止In被引入至磊晶層中，與於高溫(1190℃)下成長而成之GaN層同樣地未檢測到In。

作為於低溫下成長而成之GaN層之結晶品質較差之原因之一，可列舉於MOCVD裝置之內部蒸發之In無意地被引入至磊晶層中。但是，藉由一面添加氫氣一面使GaN層成長，可防止於MOCVD裝置之內部蒸發之In被引入至磊晶層中。因此，於在低溫下使GaN層成長之情形時，可謂藉由一面添加氫氣一面使GaN層成長而使該GaN層之結晶品質得以改善。

於上部高帶隙層83A成長後，結束結晶成長並將晶圓自MOCVD裝置之內部取出，利用AFM(Atomic Force Microscope，原子力顯微鏡)觀察其磊晶表面。圖10(a)係不添加氫氣而使上部高帶隙層83A成長時之觀察圖像，圖10(b)係添加氫氣(氫氣之濃度為12%)而使上部高帶隙層83A成長時之觀察圖像。由圖10(a)、(b)可知，若添加氫氣而使上部高帶隙層83A成長則產生V凹坑。

(V凹坑之作用)

圖11係概略性地表示形成有V凹坑之部分之剖面構造之圖。V凹坑係以貫通錯位為起點產生，於GaN層之情形時，於在大致900℃以下使GaN層成長之情形時容易產生。又，V凹坑具有容易被包含In之層填埋之性質，故而有於MQW(Multi-Quantum-Well，多重量子井)構造中被井層填埋而消失之傾向。因此，若不添加氫氣而使上部高帶隙層83A成長，則V凹坑不會形成或非常小(圖10(a))。

但是，若添加氫氣而使上部高帶隙層83A成長，則不會引入In而使上部高帶隙層83A成長(參照圖9)，故而難以填埋V凹坑。因此，如圖11所示，貫通錯位係於V凹坑之底部終止。又，於V形狀之傾斜部分(區域A)，下部高帶隙層81A及上部高帶隙層83A薄膜化(參照圖 11)。因此，區域A之帶隙能大於區域B之帶隙能。其結果為，由於載子不會流入至區域A，故而不存在載子受制於貫通錯位而引起非發光再結合之虞。如此，V凹坑係藉由使成為非發光再結合之產生原因之缺陷(例如貫通錯位)鈍化而有助於氮化物半導體元件之發光效率之提昇。

如上所述，若添加氫氣而使上部高帶隙層83A成長，則產生V凹坑。若氫氣之添加量過少，則不會形成V凹坑。若添加根據上述式(1)、(2)求出之氫氣之濃度以上之氫氣，則產生V凹坑，藉此亦改善氮化物半導體元件之發光效率。如以上所說明般，氫氣之添加係藉由各種效果而有助於氮化物半導體元件之發光效率之改善，與結晶成長速度對應之氫氣之添加量存在最小值，藉由添加該最小值以上之氫氣而發揮效果。

對本發明之實施形態進行了說明，但應認為本次所揭示之實施形態全部內容均為例示，而非對本發明之限制。本發明之範圍係由申請專利範圍所表示，且意欲包含與申請專利範圍均等之含義及範圍內之全部變更。

8A‧‧‧高帶隙層

8B‧‧‧低帶隙層

81A‧‧‧下部高帶隙層

83A‧‧‧上部高帶隙層

Claims (8)

1. 一種氮化物半導體元件之製造方法，其係包含至少1組包含In之低帶隙層、及帶隙能高於上述低帶隙層之高帶隙層之氮化物半導體元件之製造方法，且形成上述高帶隙層之步驟包含於刻意地添加氫氣之氛圍下使上述高帶隙層之一部分成長的步驟，於將氫氣之濃度設為H(%)，將上述高帶隙層之上述一部分之成長速度設為B時，滿足下述式(1)、(2)：H≧0.0332×B-0.3222(B≦100nm/h)．．．式(1) H≧3(B>100nm/h)．．．式(2)。
2. 如請求項1之氮化物半導體元件之製造方法，其中上述高帶隙層具有下部高帶隙層及上部高帶隙層，形成上述高帶隙層之步驟包含以與上述低帶隙層接觸之方式於上述低帶隙層上形成上述下部高帶隙層之步驟、及於上述下部高帶隙層上形成上述上部高帶隙層之步驟，於形成上述下部高帶隙層之步驟中，刻意地添加之氫氣之濃度為0.1%以下，或不添加氫氣，於形成上述上部高帶隙層之步驟中，滿足上述式(1)、(2)。
3. 如請求項2之氮化物半導體元件之製造方法，其中形成上述下部高帶隙層時之氫氣之濃度低於形成上述上部高帶隙層時之氫氣之濃度，或不添加氫氣而形成上述下部高帶隙層，上述下部高帶隙層之成長速度慢於上述上部高帶隙層之成長速度。
4. 如請求項2之氮化物半導體元件之製造方法，其中上述下部高帶隙層之厚度為1原子層之厚度以上。
5. 如請求項2之氮化物半導體元件之製造方法，其中上述上部高帶隙層之厚度為3原子層之厚度以上。
6. 如請求項1之氮化物半導體元件之製造方法，其中於形成上述低帶隙層之步驟之後且形成上述高帶隙層之步驟之前，進行成長中斷步驟，上述成長中斷步驟進行2秒以上，於上述成長中斷步驟中，使用NH₃作為材料氣體，使用N₂作為載氣。
7. 如請求項6之氮化物半導體元件之製造方法，其中於上述成長中斷步驟中，刻意地添加之氫氣之濃度為0.1%以下，或不添加氫氣。
8. 如請求項1之氮化物半導體元件之製造方法，其中上述高帶隙層與上述低帶隙層係構成具有至少1組以上之量子井構造之發光層，且以夾著上述發光層之方式形成n型氮化物半導體層及p型氮化物半導體層。