JP5265404B2 - Nitride semiconductor light emitting device and manufacturing method thereof - Google Patents

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To obtain a light emission spectrum with a full width at half maximum by an LED. <P>SOLUTION: A nitride semiconductor light emitting element has an AlInGaN layer 101 formed of an Al<SB>X</SB>In<SB>Y</SB>Ga<SB>1-X-Y</SB>N (0&le;X&lt;1, 0&le;Y&lt;1, and 0&le;X+Y&lt;1) crystal and spreading in a direction parallel to an (m) plane as the ä1-100} plane of the crystal, and an InGaN light emission layer 102 located on the AlInGaN layer 101 and formed of an In<SB>Z</SB>Ga<SB>1-Z</SB>N (0&lt;Z&lt;1) crystal. The upper surface of the AlInGaN layer 101 includes at least one first inclined plane 101a inclined in a [0001] direction from the (m) plane and at least one second inclined plane 101b inclined in a [000-1] direction from the (m) plane. <P>COPYRIGHT: (C)2010,JPO&amp;INPIT

Description

本発明は、紫外領域から赤色領域までの発光が可能なＩｎＧａＮ発光層を用いた窒化物半導体発光素子、およびその製造方法に関するものである。   The present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device using an InGaN light emitting layer capable of emitting light from the ultraviolet region to the red region, and a method for manufacturing the same.

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：Ａｌ_xＧａ_yＩｎ_zＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）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。また、照明などの用途に白色ＬＥＤの開発も活発に進められている。 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 large band gap. Among them, gallium nitride-based compound semiconductors (GaN-based semiconductors: Al _x Ga _y In _z N (0 ≦ x, y, z ≦ 1, x + y + z = 1)) are actively studied, and blue light emitting diodes (LEDs). In addition, green LEDs and semiconductor lasers made of GaN-based semiconductors have been put into practical use, and white LEDs have been actively developed for applications such as lighting.

既に実用化されている白色ＬＥＤ（Ｌｉｇｈｔ−Ｅｍｉｔｔｉｎｇ Ｄｉｏｄｅ）では、ＧａＮ系半導体から作製した青色ＬＥＤを励起光源としてＹＡＧ（Ｙｔｔｒｉｕｍ Ａｌｕｍｎｉｎｉｕｍ Ｇａｒｎｅｔ）系の蛍光体を励起し、擬似白色を得る方式が一般に用いられている。   In a white LED (Light-Emitting Diode) that has already been put to practical use, a method of obtaining a pseudo white color by exciting a YAG (Yttrium Aluminum Garnet) phosphor using a blue LED fabricated from a GaN-based semiconductor as an excitation light source is generally used. It has been.

ＧａＮ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。Ａｌ_xＧａ_yＩｎ_zＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝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。 The GaN-based semiconductor has a wurtzite crystal structure. FIG. 1 schematically shows a unit cell of GaN. In a crystal of Al _x Ga _y In _z N (0 ≦ x, y, z ≦ 1, x + y + z = 1), a part of Ga shown in FIG. 1 can be substituted with Al and / or In.

図２は、ウルツ鉱型結晶構造の基本並進ベクトル（ｐｒｉｍｉｔｉｖｅ ｔｒａｎｓｌａｔｉｏｎ ｖｅｃｔｏｒｓ）ａ₁、ａ₂、ａ₃を示している。基本並進ベクトルａ₃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面は「極性面」であるが、図２に示す（１−１００）面は、非極性面であり、「ｍ面」と称されている。 FIG. 2 shows the primitive translation vectors a ₁ , a ₂ , a ₃ of the wurtzite crystal structure. The basic translation vector a ₃ 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”. The c-plane is a “polar plane”, but the (1-100) plane shown in FIG. 2 is a nonpolar plane and is referred to as an “m-plane”.

励起光源となる青色ＬＥＤには、以下の課題がある。   The blue LED serving as the excitation light source has the following problems.

（１）製造工程のばらつきや、発熱の影響などによって発光波長が変動する。   (1) The emission wavelength fluctuates due to variations in manufacturing processes and the influence of heat generation.

（２）発光スペクトルの半値全幅（ＦＷＨＭ）が狭いため、蛍光体を適切な波長の光で励起することが難しく、蛍光体の励起効率が著しく減衰する。   (2) Since the full width at half maximum (FWHM) of the emission spectrum is narrow, it is difficult to excite the phosphor with light of an appropriate wavelength, and the excitation efficiency of the phosphor is significantly attenuated.

（３）従来、結晶成長の下地層として窒化ガリウム系半導体のｃ面（｛０００１｝面）が用いられている。窒化ガリウム系半導体のｃ面は極性面であるため、自発分極や、大きなピエゾ電界の影響によって電子と正孔が空間的に大きく分離し、再結合確率が低下するため、内部量子効率が低くなる。   (3) Conventionally, the c-plane ({0001} plane) of a gallium nitride based semiconductor is used as an underlayer for crystal growth. Since the c-plane of a gallium nitride semiconductor is a polar plane, electrons and holes are spatially separated due to spontaneous polarization and the influence of a large piezoelectric field, and the recombination probability is lowered, so that the internal quantum efficiency is lowered. .

これらの課題を解決するために、特許文献１や非特許文献１は、１つの青色ＬＥＤから複数の異なる発光波長を得る白色ＬＥＤを開示している。図１５は、非特許文献１に記載された従来の青色ＬＥＤにおける発光層を示す断面図である。図１５に示される窒化物層１２０１の上面は、極性面であるｃ面と、ｃ面から傾斜した複数の傾斜面とを有している。これらの傾斜面は、非極性面や半極性面である。ＩｎＧａＮ発光層１２０２は、このような凹凸を有する窒化物層１２０１の上面に形成されている。具体的には、（１１−２２）面、（−１−１２２）面、（１１−２０）面、および（−１−１２０）面の５つの面にＩｎＧａＮ発光層が形成されている。このように非特許文献１では、等価でない複数の面上にＩｎＧａＮを成長させることにより、各面上における発光層のＩｎ組成を変化させている。   In order to solve these problems, Patent Document 1 and Non-Patent Document 1 disclose white LEDs that obtain a plurality of different emission wavelengths from one blue LED. FIG. 15 is a cross-sectional view showing a light emitting layer in a conventional blue LED described in Non-Patent Document 1. The upper surface of the nitride layer 1201 shown in FIG. 15 has a c-plane that is a polar surface and a plurality of inclined surfaces that are inclined from the c-plane. These inclined surfaces are nonpolar surfaces or semipolar surfaces. The InGaN light emitting layer 1202 is formed on the top surface of the nitride layer 1201 having such irregularities. Specifically, InGaN light-emitting layers are formed on five surfaces, the (11-22) plane, the (-1-122) plane, the (11-20) plane, and the (-1-120) plane. Thus, in Non-Patent Document 1, the In composition of the light emitting layer on each surface is changed by growing InGaN on a plurality of non-equivalent surfaces.

一方、ＬＥＤの高効率化を実現するために、近年、特許文献２や非特許文献２に開示されているように、非極性面や半極性面を主面としてＩｎＧａＮ発光層を形成したＬＥＤが開発されている。図１６は、非特許文献２に記載された従来の非極性面を表面とする窒化物層上に形成された発光層を示す断面図である。   On the other hand, in order to realize high efficiency of LEDs, in recent years, as disclosed in Patent Document 2 and Non-Patent Document 2, an LED in which an InGaN light-emitting layer is formed with a nonpolar surface or a semipolar surface as a main surface is provided. Has been developed. FIG. 16 is a cross-sectional view showing a light emitting layer formed on a nitride layer having a nonpolar surface as a surface described in Non-Patent Document 2.

図１６において、ＩｎＧａＮ発光層１３０２はオフ角度を持つ非極性面を主面に有している。窒化物層１３０１は、発光層１３０２と同じオフ角度を持つ非極性面を主面としている。
特開平１１−２８９１０８号公報 特開平１１−１１２０２９号公報 Ａｐｐｌｉｅｄ ＰｈｙｓｉＣｓ Ｅｘｐｒｅｓｓ １， ０１１１０６ （２００８）． Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ， ３１０， ４９６８ （２００８）． In FIG. 16, the InGaN light emitting layer 1302 has a nonpolar surface with an off-angle as a main surface. The nitride layer 1301 has a non-polar surface having the same off-angle as the light emitting layer 1302 as a main surface.
Japanese Patent Laid-Open No. 11-289108 JP-A-11-112029 Applied PhysiCs Express 1, 011106 (2008). Journal of Crystal Growth, 310, 4968 (2008).

しかしながら、ｃ面上の１つの素子から複数の波長の発光を実現する従来のＬＥＤ構造（非特許文献１）では、様々な発光波長を得るために、等価でない複数の面を選択し、ＩｎＧａＮ発光層中のＩｎ組成を変化させる必要があった。しかしながら、（１１−２２）面と（−１−１２２）面とは相互に原子配列が等価な面であり、同様に（１１−２０）面と（−１−１２０）面も相互に原子配列が等価な面であるため、（１１−２２）面と（−１−１２２）面、（１１−２０）面と（−１−１２０）面ではＩｎの取り込み量が等しくなり、結果として同じ発光波長となる。すなわち、非特許文献１の場合には５つの面を形成しているが、３種類の波長の発光しか得られていない。これは、ｃ面上の発光層では、ｃ軸を中心に結晶の対称性が強いため、傾斜面の原子配列が等価になりやすいことに起因している。   However, in the conventional LED structure that realizes light emission of a plurality of wavelengths from one element on the c-plane (Non-Patent Document 1), in order to obtain various emission wavelengths, a plurality of non-equivalent surfaces are selected and InGaN light emission is performed. It was necessary to change the In composition in the layer. However, the (11-22) plane and the (-1-122) plane are equivalent to each other in the atomic arrangement. Similarly, the (11-20) plane and the (-1-120) plane are also in the mutual atomic arrangement. Are equivalent planes, so that the amounts of In taken in are equal in the (11-22) plane and the (-1-122) plane, the (11-20) plane and the (-1-120) plane, and as a result, the same light emission Wavelength. That is, in the case of Non-Patent Document 1, five surfaces are formed, but only three types of wavelengths of light are obtained. This is because in the light emitting layer on the c-plane, the crystal symmetry is strong around the c-axis, so that the atomic arrangement on the inclined plane tends to be equivalent.

この課題は、特許文献２の素子においても同様である。   This problem also applies to the element of Patent Document 2.

したがって、非特許文献１および特許文献２の手法を用いて発光スペクトルの半値全幅を広げる場合には、等価でない複数の面を選択し、形成する必要があり、製造方法が繁雑になるという課題があった。   Therefore, when the full width at half maximum of the emission spectrum is widened using the methods of Non-Patent Document 1 and Patent Document 2, it is necessary to select and form a plurality of non-equivalent surfaces, and the manufacturing method becomes complicated. there were.

また、特許文献２に開示されている、半極性面をＩｎＧａＮ発光層の傾斜面とする従来のＬＥＤの構成では、傾斜角度が少なくとも１０°以上と大きいために、発光素子の製造が困難であるという課題があった。この課題は、非特許文献１においても同様に有している。   In addition, in the conventional LED configuration disclosed in Patent Document 2 in which the semipolar plane is the inclined surface of the InGaN light emitting layer, the inclination angle is as large as at least 10 °, and thus it is difficult to manufacture the light emitting element. There was a problem. This problem is also present in Non-Patent Document 1.

さらに、特許文献１に開示されている１つの発光素子から異なる発光波長を放出する従来のＬＥＤの構造では、発光層の結晶性を悪化させることによるＩｎ組成の不均一化を利用している。このような技術は、Ｉｎ組成の制御が困難であることに加えて、内部量子効率が向上しないという課題を有している。   Further, the structure of a conventional LED that emits different emission wavelengths from one light emitting element disclosed in Patent Document 1 utilizes nonuniformity of the In composition by deteriorating the crystallinity of the light emitting layer. Such a technique has a problem that the internal quantum efficiency is not improved in addition to the difficulty of controlling the In composition.

さらに、非特許文献２に開示されている、オフ角度を持つ非極性面を主面に有している従来のＬＥＤの構造では、発光スペクトルのピーク波長はシフトするが、半値全幅には変化がないという課題を有している。   Furthermore, in the structure of the conventional LED disclosed in Non-Patent Document 2 having a nonpolar surface with an off angle on the main surface, the peak wavelength of the emission spectrum is shifted, but there is a change in the full width at half maximum. There is no problem.

本発明は、従来の課題を解決するもので、ＬＥＤの発光スペクトルの半値全幅を効果的に広げ、蛍光体吸収線への励起効率を向上させ、同時に白色ＬＥＤの演色性も効果的に向上させるとともに、ピエゾ電界による内部量子効率の低下が改善された窒化物半導体発光素子、及びその製造方法を提供することを目的とする。   The present invention solves the conventional problems, effectively widens the full width at half maximum of the emission spectrum of the LED, improves the excitation efficiency to the phosphor absorption line, and at the same time effectively improves the color rendering of the white LED. In addition, an object of the present invention is to provide a nitride semiconductor light emitting device in which a decrease in internal quantum efficiency due to a piezoelectric field is improved, and a manufacturing method thereof.

本発明の窒化物半導体発光素子は、Ａｌ_XＩｎ_YＧａ_1-X-YＮ（０≦Ｘ＜１、０≦Ｙ＜１、０≦Ｘ＋Ｙ＜１）結晶から形成され、前記結晶の｛１−１００｝面であるｍ面に平行な方向に広がるＡｌＩｎＧａＮ層と、前記ＡｌＩｎＧａＮ層上に位置し、Ｉｎ_ZＧａ_1-ZＮ（０＜Ｚ＜１）結晶から形成されたＩｎＧａＮ発光層とを備える窒化物半導体発光素子であって、前記ＡｌＩｎＧａＮ層の上面は、前記ｍ面から［０００１］方向に傾斜した少なくとも１つの第１傾斜面と、前記ｍ面から［０００−１］方向に傾斜した少なくとも１つの第２傾斜面とを有している。 The nitride semiconductor light emitting device of the present invention is formed of Al _x In _Y Ga _1-XY N (0 ≦ X <1, 0 ≦ Y <1, 0 ≦ X + Y <1) crystal, and {1-100 of the crystal } surface and AlInGaN layer extending in a direction parallel to the m-plane is located on the AlInGaN layer, nitride and a _{in Z Ga 1-Z N (} 0 <Z <1) InGaN light-emitting layer formed from a crystalline In the semiconductor light emitting device, the upper surface of the AlInGaN layer has at least one first inclined surface inclined in the [0001] direction from the m plane and at least one inclined in the [000-1] direction from the m plane. Two second inclined surfaces.

好ましい実施形態において、前記ＩｎＧａＮ発光層は、前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第１傾斜面上に位置する第１傾斜部分と、前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第２傾斜面上に位置する第２傾斜部分とを有しており、前記第１傾斜部分の発光波長は、前記第２傾斜部分の発光波長と異なっている。   In a preferred embodiment, the InGaN light emitting layer has a first inclined portion located on the first inclined surface of the AlInGaN layer and a second inclined portion located on the second inclined surface of the AlInGaN layer. The emission wavelength of the first inclined part is different from the emission wavelength of the second inclined part.

好ましい実施形態において、前記ＩｎＧａＮ発光層の表面において、前記第１傾斜部分の全体の面積をＳ₁とし、前記第２傾斜部分の全体の面積をＳ₂とするとき、Ｓ₁とＳ₂がほぼ等しい。 In a preferred embodiment, when the entire area of the first inclined portion is S ₁ and the entire area of the second inclined portion is S _{2 on} the surface of the InGaN light emitting layer, S ₁ and S _{2 are} substantially equal to each other. equal.

好ましい実施形態において、０．５≦Ｓ₂／Ｓ₁≦２を満たす。 In a preferred embodiment, 0.5 ≦ S ₂ / S ₁ ≦ 2 is satisfied.

好ましい実施形態において、前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第１傾斜面と前記ｍ面とがなす角度の絶対値、および、前記第１傾斜面と前記ｍ面とがなす角度の絶対値は、いずれも、０度より大きく５度以下の範囲にある。   In a preferred embodiment, the absolute value of the angle formed by the first inclined surface and the m plane of the AlInGaN layer and the absolute value of the angle formed by the first inclined surface and the m surface are both 0. It is in a range greater than 5 degrees and less than 5 degrees.

好ましい実施形態において、前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第１傾斜面および前記第２傾斜面は、［０００１］方向に沿って交互に配列されている。   In a preferred embodiment, the first inclined surface and the second inclined surface of the AlInGaN layer are alternately arranged along the [0001] direction.

好ましい実施形態において、前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第１傾斜面および前記第２傾斜面は、それぞれ、平面から構成されている。   In a preferred embodiment, the first inclined surface and the second inclined surface of the AlInGaN layer are each composed of a plane.

好ましい実施形態において、前記ＡｌＩｎＧａＮ層において、前記第１傾斜面および前記第２傾斜面は、いずれも、複数存在しており、前記複数の第１傾斜面と前記ｍ面とがなす角度の絶対値は相互に等しく、前記複数の第２傾斜面と前記ｍ面とがなす角度の絶対値も相互に等しい。   In a preferred embodiment, the AlInGaN layer includes a plurality of the first inclined surfaces and the second inclined surfaces, and an absolute value of an angle formed by the plurality of first inclined surfaces and the m-plane. Are equal to each other, and the absolute values of the angles formed by the plurality of second inclined surfaces and the m-plane are also equal to each other.

好ましい実施形態において、前記ＡｌＩｎＧａＮ層において、前記第１傾斜面および前記第２傾斜面は、いずれも、複数存在しており、前記複数の第１傾斜面と前記ｍ面とがなす角度の絶対値、および、前記複数の第２傾斜面と前記ｍ面とがなす角度の絶対値は、相互に異なっている。   In a preferred embodiment, the AlInGaN layer includes a plurality of the first inclined surfaces and the second inclined surfaces, and an absolute value of an angle formed by the plurality of first inclined surfaces and the m-plane. The absolute values of the angles formed by the plurality of second inclined surfaces and the m-plane are different from each other.

好ましい実施形態において、前記ＡｌＩｎＧａＮ層の上面は、前記ｍ面に平行な少なくとも１つの水平面を有しており、前記ＩｎＧａＮ発光層は、前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記水平面上に位置する水平部分を有している。   In a preferred embodiment, the upper surface of the AlInGaN layer has at least one horizontal plane parallel to the m-plane, and the InGaN light emitting layer has a horizontal portion located on the horizontal plane of the AlInGaN layer. Yes.

好ましい実施形態において、前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第１傾斜面、前記水平面、および前記第２傾斜面は、［０００１］方向に沿って交互に配列されている。   In a preferred embodiment, the first inclined surface, the horizontal surface, and the second inclined surface of the AlInGaN layer are alternately arranged along the [0001] direction.

好ましい実施形態において、前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第１傾斜面、前記水平面、および前記第２傾斜面は、それぞれ、平面から構成されている。   In a preferred embodiment, each of the first inclined surface, the horizontal surface, and the second inclined surface of the AlInGaN layer is a flat surface.

本発明による窒化物半導体発光素子の製造方法は、Ａｌ_XＩｎ_YＧａ_1-X-YＮ（０≦Ｘ＜１、０≦Ｙ＜１、０≦Ｘ＋Ｙ＜１）結晶から形成され、前記結晶の｛１−１００｝面であるｍ面に平行な方向に広がるＡｌＩｎＧａＮ層であって、上面が前記ｍ面から［０００１］方向に傾斜した少なくとも１つの第１傾斜面と、前記ｍ面から［０００−１］方向に傾斜した少なくとも１つの第２傾斜面とを有しているＡｌＩｎＧａＮ層を形成する工程（Ａ）と、前記ＡｌＩｎＧａＮ層上に、Ｉｎ_ZＧａ_1-ZＮ（０＜Ｚ＜１）結晶から形成されたＩｎＧａＮ発光層を形成する工程（Ｂ）とを含む。 The method for manufacturing a nitride semiconductor light emitting device according to the present invention is formed of Al _x In _Y Ga _1-XY N (0 ≦ X <1, 0 ≦ Y <1, 0 ≦ X + Y <1) crystals, An AlInGaN layer extending in a direction parallel to the m-plane which is a 1-100} plane, wherein the upper surface has at least one first inclined plane inclined in the [0001] direction from the m-plane, and [000- 1] Step (A) of forming an AlInGaN layer having at least one second inclined surface inclined in the direction, and In _Z Ga _{1 -Z} N (0 <Z <1) on the AlInGaN layer. And (B) forming an InGaN light emitting layer formed of crystals.

好ましい実施形態において、前記工程（Ａ）は、Ａｌ_XＩｎ_YＧａ_1-X-YＮ（０≦Ｘ＜１、０≦Ｙ＜１、０≦Ｘ＋Ｙ＜１）結晶から形成され、ｍ面を表面に有する平坦層を用意する工程（ａ１）と、前記平坦層の表面を加工することにより、前記第１傾斜面および前記第２傾斜面を有する前記ＡｌＩｎＧａＮ層を前記平坦層から形成する工程（ａ２）とを含む。 In a preferred embodiment, the step (A) is formed of Al _x In _Y Ga _1-XY N (0 ≦ X <1, 0 ≦ Y <1, 0 ≦ X + Y <1) crystal, with the m-plane as the surface. A step (a1) of preparing a flat layer having the step, and a step (a2) of forming the AlInGaN layer having the first inclined surface and the second inclined surface from the flat layer by processing the surface of the flat layer. Including.

好ましい実施形態において、前記工程（ａ２）は、エッチングによって前記平坦層の表面形状を変化させる工程、およびエピタキシャル成長によって前記平坦層の表面形状を変化させる工程の少なくとも一方を含む。   In a preferred embodiment, the step (a2) includes at least one of a step of changing the surface shape of the flat layer by etching and a step of changing the surface shape of the flat layer by epitaxial growth.

本発明によれば、従来技術に比べ、ＩｎＧａＮ発光層の半値全幅を広げることができるため、製造工程のばらつき、使用環境のばらつき、発熱の影響などによって発光波長が変動したとしても、蛍光体吸収線への励起効率を高く維持することが可能となり、白色ＬＥＤの演色性も向上させることができる。さらに、非極性面を用いることで、内部量子効率を高めることができる。   According to the present invention, the full width at half maximum of the InGaN light-emitting layer can be expanded as compared with the prior art. Therefore, even if the emission wavelength fluctuates due to manufacturing process variations, usage environment variations, heat generation effects, etc., phosphor absorption The excitation efficiency to the line can be kept high, and the color rendering properties of the white LED can be improved. Furthermore, internal quantum efficiency can be improved by using a nonpolar surface.

このような発光波長が発光層の傾斜角度に依存して長波側と短波側にシフトする現象は、窒化ガリウム系半導体の非極性面上において特有の現象であり、特許文献１、２や非特許文献１に開示されているような従来使用されている窒化ガリウム系半導体の極性面上では得られない現象である。   Such a phenomenon that the emission wavelength shifts to the long wave side and the short wave side depending on the tilt angle of the light emitting layer is a phenomenon peculiar on the nonpolar plane of the gallium nitride based semiconductor. This is a phenomenon that cannot be obtained on the polar surface of a conventionally used gallium nitride based semiconductor as disclosed in Document 1.

本発明にかかる発光スペクトルの半値全幅を広げる技術は、蛍光体吸収線への励起効率を向上させる機能を有すると同時に、白色ＬＥＤの演色性も向上させるため、高効率白色ＬＥＤの発光源に応用することが有用である。また、発光層内のインジウム組成を制御することにより発光波長を任意に制御可能であるので、ＲＧＢ（赤色・緑色・青色）３波長型白色照明の発光源にも応用できる。   The technology for widening the full width at half maximum of the emission spectrum according to the present invention has a function of improving the excitation efficiency of the phosphor absorption line and at the same time improves the color rendering property of the white LED. It is useful to do. Further, since the emission wavelength can be arbitrarily controlled by controlling the indium composition in the light emitting layer, it can be applied to a light emission source of RGB (red, green, blue) three-wavelength type white illumination.

以下、本発明の実施形態について、図面を参照しながら説明する。
（実施形態）
図３Ａ〜図３Ｄを参照しながら、本発明による窒化物半導体発光素子の第１の実施形態を説明する。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings.
(Embodiment)
A first embodiment of a nitride semiconductor light emitting device according to the present invention will be described with reference to FIGS. 3A to 3D.

まず、図３Ａおよび図３Ｂを参照する。図３Ａは、本実施形態の窒化物半導体発光素子の基本的な構成を模式的に示す断面図であり、図３Ｂは、その一部を示す斜視図である。   First, refer to FIG. 3A and FIG. 3B. FIG. 3A is a cross-sectional view schematically showing a basic configuration of the nitride semiconductor light emitting device of this embodiment, and FIG. 3B is a perspective view showing a part thereof.

図３Ａに示すように、本実施形態の窒化物半導体発光素子は、Ａｌ_X1Ｉｎ_Y1Ｇａ_1-X1-Y1Ｎ（０≦Ｘ１＜１、０≦Ｙ１＜１、０≦Ｘ１＋Ｙ１＜１）結晶から形成されたｎ型ＡｌＩｎＧａＮ層１０１と、ＡｌＩｎＧａＮ層１０１上に位置し、Ｉｎ_ZＧａ_1-ZＮ（０＜Ｚ＜１）結晶から形成されたＩｎＧａＮ発光層１０２と、ＩｎＧａＮ発光層１０２上に位置し、Ａｌ_X2Ｉｎ_Y2Ｇａ_1-X2-Y2Ｎ（０≦Ｘ２＜１、０≦Ｙ２＜１、０≦Ｘ２＋Ｙ２＜１）結晶から形成されたｐ型ＡｌＩｎＧａＮ層１０３とを備えている。更に、この窒化物半導体発光素子は、ｎ型ＡｌＩｎＧａＮ層１０１に接するｎ型電極１０４と、ｐ型ＡｌＩｎＧａＮ層１０３に接するｐ型電極１０５とを備えている。 As shown in FIG. 3A, the nitride semiconductor light emitting device of this embodiment is made of Al _X1 In _Y1 Ga _{1 -X1-Y1} N (0 ≦ X1 <1, 0 ≦ Y1 <1, 0 ≦ X1 + Y1 <1) crystal. The n-type AlInGaN layer 101 formed, the InGaN light emitting layer 102 located on the AlInGaN layer 101 and made of In _Z Ga _{1 -Z} N (0 <Z <1) crystal, and the InGaN light emitting layer 102 And a p-type AlInGaN layer 103 formed of Al _X2 In _Y2 Ga _{1 -X2-Y2} N (0 ≦ X2 <1, 0 ≦ Y2 <1, 0 ≦ X2 + Y2 <1) crystal. Further, this nitride semiconductor light emitting device includes an n-type electrode 104 in contact with the n-type AlInGaN layer 101 and a p-type electrode 105 in contact with the p-type AlInGaN layer 103.

図３Ｂに示すように、ｎ型ＡｌＩｎＧａＮ層１０１は、全体として、結晶の｛１−１００｝面であるｍ面に平行な方向に広がっているが、ＡｌＩｎＧａＮ層１０１の上面は、ｍ面から［０００１］方向に傾斜した第１傾斜面１０１ａと、ｍ面から［０００−１］方向に傾斜した第２傾斜面１０１ｂとを有している。傾斜角度の大きさは、図３Ａにおいて、「θ」で示されている。   As shown in FIG. 3B, the n-type AlInGaN layer 101 as a whole extends in a direction parallel to the m-plane, which is the {1-100} plane of the crystal, but the upper surface of the AlInGaN layer 101 extends from the m-plane [ A first inclined surface 101a inclined in the [0001] direction and a second inclined surface 101b inclined in the [000-1] direction from the m-plane. The magnitude of the tilt angle is indicated by “θ” in FIG. 3A.

ｍ面は、図２を参照して説明したように、ｃ軸に平行な（１−１００）面から構成され、非極性の面である。ＡｌＩｎＧａＮ層の非極性面上に形成した発光層には自発分極や、ピエゾ電界が形成されないため、ｃ面上に形成した発光層に比べ、内部量子効率を高めることができる。このような効果は、発光層がｍ面から僅かに傾斜した面上に形成されても同様に得られる。   As described with reference to FIG. 2, the m-plane is composed of a (1-100) plane parallel to the c-axis and is a nonpolar plane. Spontaneous polarization and piezoelectric fields are not formed in the light emitting layer formed on the non-polar surface of the AlInGaN layer, so that the internal quantum efficiency can be increased compared to the light emitting layer formed on the c surface. Such an effect can be similarly obtained even when the light emitting layer is formed on a surface slightly inclined from the m-plane.

なお、本明細書において「ｍ面から［０００１］方向に傾斜した面」とは、その面の法線がｃ軸［０００１］方向の成分を有することを意味する。このような面（傾斜面）の法線は、ａ軸［１１−２０］方向の成分を含まないことが好ましい。   In this specification, “a plane inclined in the [0001] direction from the m plane” means that the normal of the plane has a component in the c-axis [0001] direction. It is preferable that the normal of such a surface (inclined surface) does not include a component in the a-axis [11-20] direction.

次に、図３Ｃおよび図３Ｄを参照して、ＩｎＧａＮ発光層１０２の構成を詳しく説明する。図３Ｃは、ＩｎＧａＮ発光層１０２を中心とする主要部を示す断面図であり、図３Ｄは、ＩｎＧａＮ発光層１０２の上面図である。   Next, the configuration of the InGaN light emitting layer 102 will be described in detail with reference to FIGS. 3C and 3D. FIG. 3C is a cross-sectional view showing a main part centering on the InGaN light emitting layer 102, and FIG. 3D is a top view of the InGaN light emitting layer 102.

図３Ｃに示されるように、ＩｎＧａＮ発光層１０２は、ＡｌＩｎＧａＮ層１０１の第１傾斜面１０１ａ上に位置する第１傾斜部分１０２ａと、ＡｌＩｎＧａＮ層１０１の第２傾斜面１０１ｂ上に位置する第２傾斜部分１０２ｂとを有している。第１傾斜部分１０２ａの発光波長は、第２傾斜部分１０２ｂの発光波長と異なっている。１つのＩｎＧａＮ発光層１０２であるにもかかわらず、発光部位によって発光波長が異なる理由は、第１傾斜部分１０２ａと第２傾斜部分１０２ｂとの間でＩｎ組成が異なるためである。Ｉｎ組成は、結晶成長の下地であるｎ型ＡｌＩｎＧａＮ層１０１の表面における面方位に依存し、また、ＩｎＧａＮ発光層１０２の成長条件、例えば成長速度やＩｎの取り込み速度、温度、圧力、原料流量、原料に含まれる１５族元素と１３族元素のモル比等々の条件によって制御することができる。これらの成長条件が同一であっても、下地結晶の面が傾斜していると、傾斜の方向や傾斜角度θによってＩｎ組成が異なったものとなる。この結果、同一成長条件で形成されたＩｎＧａＮ発光層１０２においても、第１傾斜部分１０２ａと第２傾斜部分１０２ｂとの間で、Ｉｎ組成が異なることになる。Ｉｎ組成の違いは、結晶のバンドギャップに差をもたらすため、発光波長を変化させることになる。   As shown in FIG. 3C, the InGaN light emitting layer 102 includes a first inclined portion 102a located on the first inclined surface 101a of the AlInGaN layer 101 and a second inclined surface located on the second inclined surface 101b of the AlInGaN layer 101. Part 102b. The emission wavelength of the first inclined portion 102a is different from the emission wavelength of the second inclined portion 102b. The reason why the emission wavelength is different depending on the light emitting portion in spite of the single InGaN light emitting layer 102 is that the In composition is different between the first inclined portion 102a and the second inclined portion 102b. The In composition depends on the plane orientation on the surface of the n-type AlInGaN layer 101 which is the base for crystal growth, and the growth conditions of the InGaN light emitting layer 102, such as the growth rate, the In incorporation rate, temperature, pressure, raw material flow rate, It can be controlled by conditions such as the molar ratio of the Group 15 element and the Group 13 element contained in the raw material. Even if these growth conditions are the same, if the surface of the underlying crystal is tilted, the In composition differs depending on the tilt direction and tilt angle θ. As a result, even in the InGaN light-emitting layer 102 formed under the same growth conditions, the In composition differs between the first inclined portion 102a and the second inclined portion 102b. Since the difference in In composition causes a difference in the band gap of the crystal, the emission wavelength is changed.

後述するように、ｍ面からの傾斜角度θを調整することにより、ＩｎＧａＮ発光１０２層からの発光波長を、例えば４３５ｎｍから４７５ｎｍの範囲で変化させることができる。本発明の好ましい実施例（後述）では、傾斜角度θを１°だけ変化させることにより、約５ｎｍの波長シフトを実現することができた。本実施形態では、１つの発光素子内において、発光波長の異なる複数の傾斜部分１０２ａ、１０２ｂをＩｎＧａＮ発光層１０２に形成しているため、発光素子から得られる光のスペクトルは、全体として、これらの傾斜部分１０２ａ、１０２ｂの各々から得られる発光スペクトルを合成したものになる。したがって、１つの発光素子から従来よりもスペクトル幅（半値全幅）を拡大した発光を得ることができる。   As will be described later, by adjusting the inclination angle θ from the m-plane, the emission wavelength from the InGaN emission layer 102 can be changed, for example, in the range of 435 nm to 475 nm. In a preferred embodiment (described later) of the present invention, a wavelength shift of about 5 nm could be realized by changing the tilt angle θ by 1 °. In this embodiment, since a plurality of inclined portions 102a and 102b having different emission wavelengths are formed in the InGaN light emitting layer 102 in one light emitting element, the spectrum of light obtained from the light emitting element as a whole is as follows. The emission spectrum obtained from each of the inclined portions 102a and 102b is synthesized. Therefore, it is possible to obtain light emission having a spectrum width (full width at half maximum) larger than that of a conventional light emitting element.

ｍ面から［０００１］方向に傾斜した第１傾斜面と、ｍ面から［０００−１］方向に傾斜した第２傾斜面とは、それらの傾斜面上に成長させるＩｎＧａＮ層のＩｎ取り込み率に関して、相互に等価ではない。このため、図３Ｃに示すようにｃ軸の正方向および負方向に傾斜した２種類の傾斜面を形成すると、発光波長を短波長側および長波長側の両方にシフトさせることが可能になる。このような効果は、ｃ面を主面とする基板を用いては得ることができなかったものである。   The first inclined surface inclined in the [0001] direction from the m-plane and the second inclined surface inclined in the [000-1] direction from the m-plane are related to the In incorporation rate of the InGaN layer grown on these inclined surfaces. Are not equivalent to each other. For this reason, when two types of inclined surfaces inclined in the positive and negative directions of the c-axis are formed as shown in FIG. 3C, the emission wavelength can be shifted to both the short wavelength side and the long wavelength side. Such an effect cannot be obtained by using a substrate having a c-plane as a main surface.

次に、図３Ｅ〜図３Ｈを参照しながら、本実施形態における他の構成例を説明する。   Next, another configuration example in the present embodiment will be described with reference to FIGS. 3E to 3H.

図３Ｅに示すように、ＡｌＩｎＧａＮ層１０１の上面は、ｍ面に平行な少なくとも１つの水平面１０１ｃを有していてもよい。この場合、ＩｎＧａＮ発光層１０２は、第１傾斜部分１０２ａおよび第２傾斜部分１０２ｂとは別に、ｍ面に平行な水平部分１０２ｃをＡｌＩｎＧａＮ層１０１の水平面１０１ｃ上に有することになる。ＩｎＧａＮ発光層１０２の水平部分１０２ｃにおけるＩｎ組成は、第１傾斜部分１０２ａおよび第２傾斜部分１０２ｂのＩｎ組成とは異なるため、ＩｎＧａＮ発光層１０２から得られる発光波長は、部位に応じて３つになる。このような構成によれば、３種類の発光スペクトルが合成されるため、全体の発光スペクトルの半値全幅を更に広げることができる。   As shown in FIG. 3E, the upper surface of the AlInGaN layer 101 may have at least one horizontal plane 101c parallel to the m-plane. In this case, the InGaN light emitting layer 102 has a horizontal portion 102c parallel to the m-plane on the horizontal plane 101c of the AlInGaN layer 101, separately from the first inclined portion 102a and the second inclined portion 102b. Since the In composition in the horizontal portion 102c of the InGaN light emitting layer 102 is different from the In composition of the first inclined portion 102a and the second inclined portion 102b, the emission wavelength obtained from the InGaN light emitting layer 102 is three according to the part. Become. According to such a configuration, since three types of emission spectra are synthesized, the full width at half maximum of the entire emission spectrum can be further expanded.

第１傾斜面１０１ａおよび第２傾斜面１０１ｂは、図３Ｆに示すように、１つの発光素子内において、それぞれ、１つだけ形成されていても良い。しかし、例えば図３Ｃに示すように、複数の傾斜面１０１ａ、１０１ｂが［０００１］方向に沿って交互に配列されることが好ましい。傾斜面１０１ａ、１０１ｂを交互に配列することにより、波長が異なる個々の発光領域を小さくすることができ、発光スペクトルの合成を空間的に均一化できるからである。また、図３Ｇに示すように、第１傾斜面１０１ａ、水平面１０１ｃ、および第２傾斜面１０１ｂが［０００１］方向に沿って交互に配列されていてもよい。図３Ｅに示すように、傾斜面１０１ａまたは１０１ｂと、水平面１０１ｃとが［０００１］方向に沿って交互に配列されていてもよい。   As shown in FIG. 3F, only one first inclined surface 101a and second inclined surface 101b may be formed in one light emitting element. However, for example, as shown in FIG. 3C, it is preferable that the plurality of inclined surfaces 101a and 101b are alternately arranged along the [0001] direction. This is because, by alternately arranging the inclined surfaces 101a and 101b, individual light emitting regions having different wavelengths can be reduced, and the synthesis of the emission spectrum can be made spatially uniform. Moreover, as shown to FIG. 3G, the 1st inclined surface 101a, the horizontal surface 101c, and the 2nd inclined surface 101b may be alternately arranged along the [0001] direction. As shown in FIG. 3E, the inclined surfaces 101a or 101b and the horizontal surface 101c may be alternately arranged along the [0001] direction.

１つの発光素子内で複数の第１傾斜面１０１ａおよび第２傾斜面１０１ｂを形成する場合、それらの傾斜面１０１ａ、１０１ｂとｍ面と間の傾斜角度（図３Ｈでは、傾斜角度θ１〜θ３）が相互に異なる大きさを有していても良いし、全て同じ角度であってもよい。傾斜角度θが相互に同じであれば、製造が容易になるという利点がある。傾斜角度θが傾斜面によって異なる場合、製造が難しくなるが、傾斜面上に位置する発光層から波長が相互に異なる発光スペクトルが得られるため、全体としてピーク分離の少ないブロードなスペクトルが得られるという利点がある。   When a plurality of first inclined surfaces 101a and second inclined surfaces 101b are formed in one light emitting element, the inclination angles between the inclined surfaces 101a, 101b and the m-plane (in FIG. 3H, inclination angles θ1 to θ3). May have mutually different sizes, or all may have the same angle. If the inclination angles θ are the same, there is an advantage that the manufacture becomes easy. When the inclination angle θ differs depending on the inclined surface, manufacturing becomes difficult, but emission spectra having different wavelengths can be obtained from the light emitting layer located on the inclined surface, so that a broad spectrum with little peak separation can be obtained as a whole. There are advantages.

ＡｌＩｎＧａＮ層１０１の上面は、いずれも曲面ではなく平面が好ましい。これは、ＡｌＩｎＧａＮ層１０１の上面に曲面が含まれてしまうと、その上に成長するＩｎＧａＮ発光層１０２の層厚制御性が低下するだけではなく、発光層界面の急峻性が損なわれてしまうからである。   The upper surface of the AlInGaN layer 101 is preferably a flat surface rather than a curved surface. This is because if the upper surface of the AlInGaN layer 101 includes a curved surface, not only the layer thickness controllability of the InGaN light emitting layer 102 grown on the AlInGaN layer 101 is deteriorated, but also the steepness of the light emitting layer interface is impaired. It is.

以下、図４Ａから図４Ｇを参照しながら、図３Ａに示す窒化物半導体発光素子の製造方法の一例を説明する。   Hereinafter, an example of a method for manufacturing the nitride semiconductor light emitting device shown in FIG. 3A will be described with reference to FIGS. 4A to 4G.

本実施形態では、ＭＯＶＰＥ法（Ｍｅｔａｌ−Ｏｒｇａｎｉｃ Ｖａｐｏｒ Ｐｈａｓｅ Ｅｐｉｔａｘｙ Ｍｅｔｈｏｄ）を用いて窒化物半導体の結晶成長を行う。成長圧力は負圧から、大気圧（１ａｔｍ）、大気圧以上の正圧のいずれでも良く、各結晶成長層において最適な圧力に切り替えても良い。また、原料を基板に供給するためのキャリアガスは、少なくとも窒素（Ｎ₂）または水素（Ｈ₂）等の不活性ガスを含むガスであることが好ましい。 In the present embodiment, crystal growth of a nitride semiconductor is performed using a MOVPE method (Metal-Organic Vapor Phase Epitaxy Method). The growth pressure may be any of negative pressure, atmospheric pressure (1 atm), and positive pressure higher than atmospheric pressure, and may be switched to an optimum pressure in each crystal growth layer. The carrier gas for supplying the raw material to the substrate is preferably a gas containing at least an inert gas such as nitrogen (N ₂ ) or hydrogen (H ₂ ).

本発明における窒化物半導体の成長方法は、ＭＯＶＰＥ法に限定されず、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰＥ法）や分子線エピタキシー法（ＭＢＥ法）など、化合物半導体結晶を成長させる全ての方法に適用することができる。   The nitride semiconductor growth method in the present invention is not limited to the MOVPE method, but can be applied to all methods for growing compound semiconductor crystals, such as a hydride vapor phase growth method (HVPE method) and a molecular beam epitaxy method (MBE method). be able to.

まず、図４Ａに示すように、基板１４００を用意する。基板１４００としては、ｍ面ＧａＮ基板、ｍ面４Ｈ−ＳｉＣ基板、ｍ面６Ｈ−ＳｉＣ基板、ａ面サファイア基板、ＭｇＡｌ₂Ｏ₄（スピネル）基板、Ｇａ₂Ｏ₃基板などを用いることができる。このように、基板自体の表面（主面）がｍ面である必要は無く、ｍ面を表面とする窒化物半導体が成長する基板であればよい。 First, as shown in FIG. 4A, a substrate 1400 is prepared. As the substrate 1400, an m-plane GaN substrate, m-plane 4H—SiC substrate, m-plane 6H—SiC substrate, a-plane sapphire substrate, MgAl ₂ O ₄ (spinel) substrate, Ga ₂ O ₃ substrate, or the like can be used. As described above, the surface (main surface) of the substrate itself does not have to be an m-plane, and may be any substrate on which a nitride semiconductor having the m-plane as a surface grows.

基板１４００の表面を有機溶剤や酸によって清浄した後、基板１４００をＭＯＶＰＥ装置における反応室のサセプタ上に設置する。反応室を十分にＮ₂で置換した後、キャリアガスをＨ₂に切り替え、同時にアンモニア（ＮＨ₃）を供給する。反応室内を８５０℃程度まで昇温し、１０分程度、基板１４００の表面に対するクリーニングを行う。 After the surface of the substrate 1400 is cleaned with an organic solvent or acid, the substrate 1400 is placed on the susceptor in the reaction chamber in the MOVPE apparatus. After sufficiently replacing the reaction chamber with N ₂ , the carrier gas is switched to H ₂ and ammonia (NH ₃ ) is supplied at the same time. The reaction chamber is heated to about 850 ° C., and the surface of the substrate 1400 is cleaned for about 10 minutes.

その後、さらに９５０〜１０５０℃まで昇温した後、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）とＳｉＨ₄を供給することにより、約２μｍ厚のｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１を基板１４００の主面上に成長させる。 Thereafter, the temperature is further increased to 950 to 1050 ° C., and then trimethylgallium (TMG) and SiH ₄ are supplied to grow an n-type m-plane GaN layer 1401 having a thickness of about 2 μm on the main surface of the substrate 1400.

次に、図４Ｂに示すように、厚さ５００〜１０００ｎｍ程度のレジスト１４１０をｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面に均一に塗布する。その後、光量を位置に応じて変化させながら露光を行うグレースケール露光法により、三角形状の断面を有するレジストパターンを形成する（図４Ｃ）。このような露光は、例えばマスクレス露光装置（株式会社ナノシステムソリューションズ）によって行うことができる。   Next, as shown in FIG. 4B, a resist 1410 having a thickness of about 500 to 1000 nm is uniformly applied to the surface of the n-type m-plane GaN layer 1401. Thereafter, a resist pattern having a triangular cross section is formed by a gray scale exposure method in which exposure is performed while changing the amount of light according to the position (FIG. 4C). Such exposure can be performed by, for example, a maskless exposure apparatus (Nano System Solutions Co., Ltd.).

次に、塩素系のドライエッチングを用いて、ｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面をエッチングする。エッチングガスとしては、塩素または塩化水素を用いることができる。エッチャーとしては、平行平板型プラズマまたは誘導結合型プラズマを好適に用いることができる。   Next, the surface of the n-type m-plane GaN layer 1401 is etched using chlorine-based dry etching. As an etching gas, chlorine or hydrogen chloride can be used. As the etcher, a parallel plate type plasma or an inductively coupled plasma can be suitably used.

上記のドライエッチング工程では、図４Ｄに示すように、ｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面をエッチングする過程で、レジスト１４１０の表面もエッチングされてゆく。エッチングの進行に伴ってレジスト１４１０のエッジは後退する（図面中、水平横方向に移動する）ため、ｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面のうちでレジスト１４１０によって覆われている領域は縮小する。   In the above dry etching process, as shown in FIG. 4D, the surface of the resist 1410 is also etched in the process of etching the surface of the n-type m-plane GaN layer 1401. As the etching progresses, the edge of the resist 1410 recedes (moves in the horizontal horizontal direction in the drawing), so that the region covered with the resist 1410 in the surface of the n-type m-plane GaN layer 1401 is reduced.

ここで、レジスト１４１０のエッジが水平横方向に後退する速度をＥ_L、ｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面が縦方向にエッチングされる速度をＥ_Vとする。この場合、ｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面のうち、レジスト１４１０のエッジの後退によって初期に露出した部分は、後に露出した部分よりも長い時間エッチングされ、深くなる。こうして形成される傾斜面の傾斜角度θは、ｔａｎθ＝Ｅ_L／Ｅ_Vの関係を満たすことになる。 Here, the speed at which the edge of the resist 1410 recedes in the horizontal horizontal direction is E _L , and the speed at which the surface of the n-type m-plane GaN layer 1401 is etched in the vertical direction is E _V. In this case, a portion of the surface of the n-type m-plane GaN layer 1401 that is initially exposed due to the recession of the edge of the resist 1410 is etched and deeper than a portion that is exposed later. Inclination angle θ of the inclined surfaces thus formed, will satisfy the relationship tanθ = E _L / E _V.

レジスト１４１０のエッジが水平横方向に後退する速度Ｅ_Lは、レジスト１４１０のエッチグ速度およびレジスト１４１０の断面形状に依存する。レジスト１４１０のエッチング速度は、エッチングガス中に添加する酸素の供給量によって調整することができる。 The speed E _{L at} which the edge of the resist 1410 recedes in the horizontal and lateral directions depends on the etching speed of the resist 1410 and the cross-sectional shape of the resist 1410. The etching rate of the resist 1410 can be adjusted by the supply amount of oxygen added to the etching gas.

異方性エッチングを行う場合において、レジスト１４１０のエッチング速度とｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１のエッチング速度とをほぼ等しくすると、レジスト１４１０の断面形状に相当する断面形状をｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面に付与することができる。   In the anisotropic etching, if the etching rate of the resist 1410 and the etching rate of the n-type m-plane GaN layer 1401 are substantially equal, the cross-sectional shape corresponding to the cross-sectional shape of the resist 1410 is changed to that of the n-type m-plane GaN layer 1401. It can be applied to the surface.

図４Ｃ〜図４Ｅに示す例では、ｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面に形成した傾斜面の傾斜角度θが、グレースケール露光後のレジスト１４１０の傾斜面の傾斜角度にほぼ同等しい。   In the example shown in FIGS. 4C to 4E, the inclination angle θ of the inclined surface formed on the surface of the n-type m-plane GaN layer 1401 is substantially equal to the inclination angle of the inclined surface of the resist 1410 after grayscale exposure.

図４Ｄに示す段階でエッチングを停止し、レジスト１４１０を除去すれば、ｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面に、ｍ面に平行な面と傾斜面の両方を形成することができる。なお、グレースケール露光後のレジスト１４１０の断面形状がｍ面に平行な表面を有していれば、最終的にｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面においてもｍ面に平行な表面を形成することができる。また、レジスト１４０１が所定幅の開口部を有し、エッチング開始時点において、その開口部でｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面が露出していれば、その部分は、ｍ面に平行な状態で深くエッチングされる。   If etching is stopped at the stage shown in FIG. 4D and the resist 1410 is removed, both the plane parallel to the m-plane and the inclined plane can be formed on the surface of the n-type m-plane GaN layer 1401. If the cross-sectional shape of the resist 1410 after gray scale exposure has a surface parallel to the m-plane, a surface parallel to the m-plane is finally formed also on the surface of the n-type m-plane GaN layer 1401. Can do. In addition, if the resist 1401 has an opening with a predetermined width and the surface of the n-type m-plane GaN layer 1401 is exposed at the opening at the start of etching, the portion is in a state parallel to the m-plane. Deeply etched.

このように、レジスト１４１０の形状やエッチング条件を調整することにより、種々の形状をｍ面ＧａＮ層１４０１の表面に付与することが可能である。   As described above, various shapes can be imparted to the surface of the m-plane GaN layer 1401 by adjusting the shape of the resist 1410 and the etching conditions.

上記のエッチング工程の後、酸素アッシングおよび基板洗浄を行い、レジストを除去する。ｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面を有機溶剤や酸によって清浄化した後、基板１４００をＭＯＶＰＥ装置における反応室のサセプタ上に再び設置する。反応室を十分にＮ₂で置換した後、キャリアガスをＨ₂に切り替え、同時にアンモニア（ＮＨ₃）を供給する。反応室を１℃／１秒の昇温レートで８５０℃まで昇温し、１０分間、基板１４００の表面に対するクリーニングを行う。その後、キャリアガスをＮ₂に切り替え、温度を７５０〜８００℃程度まで降温し、安定した後、ＴＭＧとトリメチルインジウム（ＴＭＩ）を供給する。 After the etching step, oxygen ashing and substrate cleaning are performed to remove the resist. After the surface of the n-type m-plane GaN layer 1401 is cleaned with an organic solvent or acid, the substrate 1400 is placed again on the susceptor of the reaction chamber in the MOVPE apparatus. After sufficiently replacing the reaction chamber with N ₂ , the carrier gas is switched to H ₂ and ammonia (NH ₃ ) is supplied at the same time. The temperature of the reaction chamber is increased to 850 ° C. at a temperature increase rate of 1 ° C./1 second, and the surface of the substrate 1400 is cleaned for 10 minutes. Thereafter, the carrier gas is switched to N ₂ , the temperature is lowered to about 750 to 800 ° C. and stabilized, and then TMG and trimethylindium (TMI) are supplied.

こうして、図４Ｆに示すようにＩｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ／ＧａＮ−ＭＱＷｓからなるＩｎＧａＮ発光層１４０２を成長させる。Ｉｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ井戸層厚は３ｎｍ、ＧａＮ障壁層厚は７ｎｍであり、井戸層数は３である。ＩｎＧａＮ発光層１４０２には意図的なドーピングはしていない。 In this way, an InGaN light emitting layer 1402 made of In _0.1 Ga _0.9 N / GaN-MQWs is grown as shown in FIG. 4F. The In _0.1 Ga _0.9 N well layer thickness is 3 nm, the GaN barrier layer thickness is 7 nm, and the number of well layers is 3. The InGaN light emitting layer 1402 is not intentionally doped.

発光層１４０２の成長条件は、上述した具体的な条件に限定されず、他の条件を採用することができる。本実施形態によれば、下地に設けた表面構造により、通常の結晶成長条件のもとでも、その表面構造上に成長させるＩｎＧａＮ発光層１４０２にＩｎ組成の異なる部分を形成することができる。   The growth conditions of the light emitting layer 1402 are not limited to the specific conditions described above, and other conditions can be adopted. According to this embodiment, due to the surface structure provided on the base, portions having different In compositions can be formed in the InGaN light-emitting layer 1402 grown on the surface structure under normal crystal growth conditions.

ＩｎＧａＮ発光層１４０２の形成後、温度を１０００℃まで昇温し、キャリアガスをＨ₂に切り替え、成長温度が１０００℃に到達後、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ₂Ｍｇ）をＭｇ原料として添加する。こうして、図４Ｆに示すように、Ｍｇがドーピングされた厚さ約５００ｎｍのｐ型ｍ面ＧａＮ層１４０３を成長させる。 After the InGaN light emitting layer 1402 is formed, the temperature is raised to 1000 ° C., the carrier gas is switched to H ₂ , and after the growth temperature reaches 1000 ° C., biscyclopentadienyl magnesium (Cp ₂ Mg) is added as an Mg raw material. To do. Thus, as shown in FIG. 4F, a p-type m-plane GaN layer 1403 having a thickness of about 500 nm doped with Mg is grown.

次に、ｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の一部を露出させた後、図４Ｇに示すように、ｎ型電極１４０４およびｐ型電極１４０５を形成し、本実施形態の窒化物半導体発光素子が完成する。   Next, after exposing a part of the n-type m-plane GaN layer 1401, as shown in FIG. 4G, an n-type electrode 1404 and a p-type electrode 1405 are formed, and the nitride semiconductor light emitting device of this embodiment is completed. To do.

上記の製造方法では、エッチングによってｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面に傾斜面を形成しているが、本発明は、このような製造方法に限定されない。選択的なエピタキシャル成長によってｎ型ｍ面ＧａＮ層１４０１の表面に傾斜面を形成することも可能である。また、エッチングとエピタキシャル成長の両方を行うことにより、傾斜面を有する構造を形成してもよい。   In the above manufacturing method, an inclined surface is formed on the surface of the n-type m-plane GaN layer 1401 by etching, but the present invention is not limited to such a manufacturing method. It is also possible to form an inclined surface on the surface of the n-type m-plane GaN layer 1401 by selective epitaxial growth. In addition, a structure having an inclined surface may be formed by performing both etching and epitaxial growth.

図３Ｅから図３Ｈに示す構造も、上記の方法と同様の方法によって製造することができる。   The structures shown in FIGS. 3E to 3H can also be manufactured by the same method as described above.

図５は、本発明の実施形態における、ｍ面から傾斜した傾斜部分を有するＩｎＧａＮ発光層から得られた発光スペクトルを示すグラフである。グラフの横軸は波長λ（Ｗａｖｅｌｅｎｇｔｈ：単位ｎｍ）、縦軸は発光強度（Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ；任意単位）である。   FIG. 5 is a graph showing an emission spectrum obtained from an InGaN light emitting layer having an inclined portion inclined from the m-plane in an embodiment of the present invention. The horizontal axis of the graph is wavelength λ (Wavelength: unit nm), and the vertical axis is emission intensity (Intensity: arbitrary unit).

図５のグラフにおいて、破線はｍ面上に形成され、傾斜部分を有しないＩｎＧａＮ発光層から得られる中心波長４５０ｎｍ、半値全幅２０ｎｍの発光スペクトルを示している。細実線は、上記破線で表された発光スペクトルを長波側と短波側へ、それぞれ７ｎｍシフトさせることによって得られた２つの発光スペクトルを示している。太実線は、上記細実線で表された２つの発光スペクトルを合成することによって得られた中心波長４５０ｎｍの発光スペクトルを示す。   In the graph of FIG. 5, a broken line indicates an emission spectrum having a center wavelength of 450 nm and a full width at half maximum of 20 nm, which is obtained from an InGaN light emitting layer that is formed on the m-plane and does not have an inclined portion. The thin solid line shows two emission spectra obtained by shifting the emission spectrum represented by the broken line to the long wave side and the short wave side by 7 nm, respectively. A thick solid line indicates an emission spectrum having a central wavelength of 450 nm obtained by synthesizing two emission spectra represented by the thin solid line.

図５から分かるように、ＩｎＧａＮ発光層内にＩｎ含有量が異なる傾斜部分を形成し、発光波長を長波長側と短波長側へ７ｎｍシフトさせるだけで、ＩｎＧａＮ発光層全体から得られる発光スペクトルの半値全幅は３０ｎｍに広くなる。この半値全幅は、傾斜
構造を持たない主面に平行な部分のみからなるＩｎＧａＮ発光層の発光スペクトルにおける半値全幅の約１．５倍の大きさである。 As can be seen from FIG. 5, the emission spectrum obtained from the entire InGaN emission layer can be obtained simply by forming inclined portions with different In contents in the InGaN emission layer and shifting the emission wavelength by 7 nm from the long wavelength side to the short wavelength side. The full width at half maximum increases to 30 nm. This full width at half maximum is about 1.5 times as large as the full width at half maximum in the emission spectrum of the InGaN light emitting layer consisting only of a portion parallel to the main surface having no inclined structure.

図６は、本発明の実施形態における、ＹＡＧ系蛍光体を用いた白色ＬＥＤの発光スペクトルを示すグラフである。グラフの横軸は波長λ（Ｗａｖｅｌｅｎｇｔｈ：単位ｎｍ）、縦軸は発光強度（Ｉｎｔｅｎｓｉｔｙ；任意単位）である。   FIG. 6 is a graph showing an emission spectrum of a white LED using a YAG phosphor in the embodiment of the present invention. The horizontal axis of the graph is wavelength λ (Wavelength: unit nm), and the vertical axis is emission intensity (Intensity: arbitrary unit).

図６のグラフにおいて、破線は発光スペクトルの半値全幅が２０ｎｍである従来の青色ＬＥＤを用いた白色ＬＥＤの発光スペクトルを示している。一方、実線は本発明の実施形態における発光スペクトルの半値全幅が３０ｎｍに広がった青色ＬＥＤを用いた白色ＬＥＤの発光スペクトルである。図６から分かるように、青色ＬＥＤの半値全幅が広がったことにより、青色成分と黄色成分の間の発光強度が改善されており、演色性の向上が確認された。   In the graph of FIG. 6, the broken line indicates the emission spectrum of a white LED using a conventional blue LED having a full width at half maximum of the emission spectrum of 20 nm. On the other hand, the solid line is the emission spectrum of a white LED using a blue LED in which the full width at half maximum of the emission spectrum in the embodiment of the present invention extends to 30 nm. As can be seen from FIG. 6, the light emission intensity between the blue component and the yellow component was improved by increasing the full width at half maximum of the blue LED, and it was confirmed that color rendering was improved.

図７は、本発明の実施形態における、蛍光体吸収線からの波長ずれΔλ（単位ｎｍ）と、蛍光体吸収線への励起効率（単位％）との関係を示すグラフである。図７において、破線は発光スペクトルの半値全幅が２０ｎｍである従来の青色ＬＥＤについて、実線は発光スペクトルの半値全幅が３０ｎｍに広がった本発明の実施形態における青色ＬＥＤについてプロットしたものである。図７から分かるように、発光スペクトルの半値全幅が広がったことにより、ピーク波長が蛍光体吸収線からずれても励起効率が減衰しにくくなっている。   FIG. 7 is a graph showing the relationship between the wavelength shift Δλ (unit: nm) from the phosphor absorption line and the excitation efficiency (unit%) for the phosphor absorption line in the embodiment of the present invention. In FIG. 7, the broken line is plotted for a conventional blue LED having a full width at half maximum of the emission spectrum of 20 nm, and the solid line is plotted for the blue LED in the embodiment of the present invention in which the full width at half maximum of the emission spectrum is expanded to 30 nm. As can be seen from FIG. 7, since the full width at half maximum of the emission spectrum is widened, the excitation efficiency is not easily attenuated even when the peak wavelength deviates from the phosphor absorption line.

図８は、本発明の実施形態における、ｍ面からの傾斜角度と傾斜によるＩｎＧａＮ発光層のピーク波長のシフト量との差を示すグラフである。グラフの横軸は、ｍ面から［０００１］方向および［０００−１］方向に傾斜した面の傾斜角度θ（Ｓｌｏｐｅ Ａｎｇｌｅ：単位ｄｅｇｒｅｅ）であり、縦軸は、傾斜角度θの傾斜面に形成されたＩｎＧａＮ発光層のピーク波長とｍ面上に形成されたＩｎＧａＮ発光層のピーク波長との差（Ｗａｖｅｌｅｎｔｈ ｓｈｉｆｔ：単位ｎｍ）である。   FIG. 8 is a graph showing the difference between the inclination angle from the m-plane and the shift amount of the peak wavelength of the InGaN light emitting layer due to the inclination in the embodiment of the present invention. The horizontal axis of the graph is the inclination angle θ (Slope Angle: unit degree) of the surface inclined in the [0001] direction and [000-1] direction from the m plane, and the vertical axis is formed on the inclined surface of the inclination angle θ. The difference between the peak wavelength of the formed InGaN light emitting layer and the peak wavelength of the InGaN light emitting layer formed on the m-plane (wavelength shift: unit nm).

図８のデータを得るため、傾斜面の傾斜角度θが異なる複数のＧａＮ基板を準備し、傾斜角度θが０°のときの発光波長が４５０ｎｍとなる結晶成長条件を用いて、上記基板上にＩｎＧａＮ発光層を結晶成長した。本実験では、傾斜角度θによって、ＩｎＧａＮ発光層からの発光波長を４３５ｎｍから４７５ｎｍの範囲で変化させることができた。   In order to obtain the data of FIG. 8, a plurality of GaN substrates having inclined surfaces with different inclination angles θ are prepared, and crystal growth conditions with an emission wavelength of 450 nm when the inclination angle θ is 0 ° are formed on the substrate. The InGaN light emitting layer was crystal grown. In this experiment, the emission wavelength from the InGaN light emitting layer could be changed in the range from 435 nm to 475 nm depending on the tilt angle θ.

図８のデータによれば、傾斜角度θを１°だけ変化させることにより、約５ｎｍの波長シフトが確認されていた。しかし、単位傾斜角度あたりの波長シフト量は、発光層の成長条件（例えば成長速度やＩｎの取り込み速度、温度、圧力、原料流量、原料に含まれる５族元素と３族元素のモル比等々の条件）によって制御することができる。これらのパラメータを変化させることによって得られるあらゆる成長条件においても、本発明の効果は発揮される。   According to the data of FIG. 8, a wavelength shift of about 5 nm was confirmed by changing the tilt angle θ by 1 °. However, the amount of wavelength shift per unit inclination angle depends on the growth conditions of the light emitting layer (for example, growth rate, In incorporation rate, temperature, pressure, raw material flow rate, molar ratio of Group 5 element to Group 3 element contained in the material, etc. Condition). The effect of the present invention is exhibited even under any growth conditions obtained by changing these parameters.

図９は、本発明の実施形態において、傾斜面上に形成された発光層のカソードルミネッセンス（ＣＬ）のマッピング測定結果と、傾斜面の構成を模式的に示す図である。   FIG. 9 is a diagram schematically illustrating the cathode luminescence (CL) mapping measurement result of the light emitting layer formed on the inclined surface and the structure of the inclined surface in the embodiment of the present invention.

ここでは、ｍ面ＧａＮ基板の表面に山型のＧａＮ層を形成した後、ＩｎＧａＮ発光層の結晶成長を行った。図９において、［０００１］方向と［０００−１］方向に傾斜した面は、いずれも、主面であるｍ面から０．２３°傾斜している。   Here, after forming a mountain-shaped GaN layer on the surface of the m-plane GaN substrate, crystal growth of the InGaN light emitting layer was performed. In FIG. 9, the surfaces inclined in the [0001] direction and the [000-1] direction are both inclined by 0.23 ° from the m-plane which is the main surface.

［０００１］方向に傾斜した発光層の傾斜部分からは４００．０ｎｍの発光波長が、［０００−１］方向に傾斜した発光層の傾斜部分からは３９８．５ｎｍの発光波長が得られている。   An emission wavelength of 400.0 nm is obtained from the inclined portion of the light emitting layer inclined in the [0001] direction, and an emission wavelength of 398.5 nm is obtained from the inclined portion of the light emitting layer inclined in the [000-1] direction.

図１０Ａは、本発明の実施形態について、図９に示されているＬｉｎｅ−Ａに沿ってＣＬ測定を行った結果を示すグラフであり、図１０Ｂは、Ｌｉｎｅ−Ｂに沿った測定結果を示すグラフである。グラフの横軸は図９のＬｉｎｅ−ＡまたはＬｉｎｅ−Ｂ上のＣＬ測定位置である。   FIG. 10A is a graph showing the results of performing CL measurement along Line-A shown in FIG. 9 according to the embodiment of the present invention, and FIG. 10B shows the measurement results along Line-B. It is a graph. The horizontal axis of the graph represents the CL measurement position on Line-A or Line-B in FIG.

図１０Ａのグラフから分かるように、［０００１］方向に傾斜した傾斜部分からは約４００．０ｎｍで一定な発光波長が得られ、［０００−１］方向に傾斜した面からは約３９８．５ｎｍで一定な発光波長が得られた。一方、図１０Ｂのグラフから分かるように、＜１１−２０＞方向に傾斜した傾斜部分からは、約３９９．５ｎｍの一定な発光波長が得られた。このように、発光層の傾斜部分を特定の方向に傾斜することにより、発光波長のシフトさせることができる。   As can be seen from the graph of FIG. 10A, a constant emission wavelength is obtained at about 400.0 nm from the inclined portion inclined in the [0001] direction, and about 398.5 nm from the surface inclined in the [000-1] direction. A constant emission wavelength was obtained. On the other hand, as can be seen from the graph of FIG. 10B, a constant emission wavelength of about 399.5 nm was obtained from the inclined portion inclined in the <11-20> direction. Thus, the emission wavelength can be shifted by inclining the inclined portion of the light emitting layer in a specific direction.

図１１は、図９に示されている傾斜面上に形成した発光層から得られた発光スペクトルを示すグラフである。図１１のグラフにおいて、２つの破線は、それぞれ、主面から［０００１］方向と［０００−１］方向にそれぞれ０．２３°だけ傾斜した傾斜部分から得られた発光スペクトルである。実線は、上記の傾斜面上に形成された発光層全体から得られた発光スペクトルである。破線で示された発光スペクトルからは約１３．５ｎｍの半値全幅が、実線で示された発光スペクトルからは約１６．０ｎｍの半値全幅が得られた。本発明の実施形態によれば、発光層内に０．２３°の傾斜角度を持つ傾斜構造を付与することにより、発光層全体の発光スペクトルの半値全幅を約２０％向上させることができることが確認された。   FIG. 11 is a graph showing an emission spectrum obtained from the light emitting layer formed on the inclined surface shown in FIG. In the graph of FIG. 11, two broken lines are emission spectra obtained from inclined portions inclined by 0.23 ° in the [0001] direction and the [000-1] direction, respectively, from the main surface. A solid line is an emission spectrum obtained from the entire light emitting layer formed on the inclined surface. The full width at half maximum of about 13.5 nm was obtained from the emission spectrum indicated by the broken line, and the full width at half maximum of about 16.0 nm was obtained from the emission spectrum indicated by the solid line. According to the embodiment of the present invention, it is confirmed that the full width at half maximum of the emission spectrum of the entire light emitting layer can be improved by about 20% by providing the light emitting layer with an inclined structure having an inclination angle of 0.23 °. It was done.

ここで、ｍ面に平行な面上に形成された発光層から得られる発光波長を基準として、傾斜部分から得られる発光波長のシフト量を｜Δλ｜とし、その傾斜部分から得られる発光スペクトルの半値全幅をＦ_slopeとする。このとき、（傾斜部分から得られる発光波長のシフト量）／（傾斜部分から得られる発光スペクトルの半値全幅）は、｜Δλ｜／Ｆ_slopeで表される。 Here, with reference to the emission wavelength obtained from the light emitting layer formed on the plane parallel to the m-plane, the shift amount of the emission wavelength obtained from the inclined portion is | Δλ |, and the emission spectrum obtained from the inclined portion is Let the full width at half maximum be F _slope . At this time, (shift amount of the emission wavelength obtained from the inclined portion) / (full width at half maximum of the emission spectrum obtained from the inclined portion) is represented by | Δλ | / F _slope .

図１２は、本発明の実施形態において、発光層全体から得られる発光強度（ＰｅａｋＩｎｔｅｎｓｉｔｙ）と｜Δλ｜／Ｆ_slopeとの関係を示すグラフである。図１２において、｜Δλ｜／Ｆ_slopeが０．３５、０．４２５、０．５の値となるときに特徴的な現象が発生するので、それぞれについて以下に説明する。 FIG. 12 is a graph showing the relationship between the emission intensity (PeakIntensity) obtained from the entire light emitting layer and | Δλ | / F _{slope in} the embodiment of the present invention. In FIG. 12, characteristic phenomena occur when | Δλ | / F _slope has values of 0.35, 0.425, and 0.5, and each will be described below.

まず、ｍ面｛１−１００｝から［０００１］方向と［０００−１］方向に、それぞれ、傾斜角度θだけ傾斜した２つの傾斜部分（同じ面積）を持つ発光層を考える。１つの傾斜部分の発光スペクトルの半値全幅をＦ_slope［ｎｍ］とし、ｍ面｛１−１００｝に平行な発光層の発光スペクトルのピーク波長と、傾斜部分の発光スペクトルのピーク波長との差はΔλ［ｎｍ］である。ｍ面からの傾斜角度θに対するΔλの比は、Δλ／θであり、この比をαとおくことにする。 First, consider a light emitting layer having two inclined portions (same area) inclined by an inclination angle θ in the [0001] direction and the [000-1] direction from the m-plane {1-100}, respectively. The full width at half maximum of the emission spectrum of one inclined part is F _slope [nm], and the difference between the peak wavelength of the emission spectrum of the emission layer parallel to the m-plane {1-100} and the peak wavelength of the emission spectrum of the inclined part is Δλ [nm]. The ratio of Δλ to the inclination angle θ from the m-plane is Δλ / θ, and this ratio is α.

Δλ／Ｆ_slope＞０．３５を満たす範囲において、傾斜部分を含む発光層の全体から得られる発光スペクトルの半値全幅が、傾斜部分を有しないｍ面｛１−１００｝に平行な発光層から得られる発光スペクトルの半値全幅の１．５倍以上となる。例えばＦ_slope＝３０ｎｍ、｜α｜＝３ｎｍ／ｄｅｇｒｅｅの場合、｜θ｜＞３．５０°であり、例えばＦ_slope＝１０ｎｍ、｜α｜＝８ｎｍ／ｄｅｇｒｅｅの場合、｜θ｜＞０．４３８°である。 In the range satisfying Δλ / F _slope > 0.35, the full width at half maximum of the emission spectrum obtained from the entire light emitting layer including the inclined portion is obtained from the light emitting layer parallel to the m-plane {1-100} having no inclined portion. It becomes 1.5 times or more of the full width at half maximum of the emission spectrum. For example, when F _slope = 30 nm and | α | = 3 nm / degree, | θ |> 3.50 °, for example, when F _slope = 10 nm and | α | = 8 nm / degree, | θ |> 0.438 °.

｜Δλ｜／Ｆ_slope＜０．４２５を満たす範囲においては、傾斜部分を含む発光層全体から得られる発光スペクトルのピーク波長が、傾斜部分を有しないｍ面｛１−１００｝に平行な発光層から得られる発光スペクトルのピーク波長からずれていない。例えばＦ_slope＝３０ｎｍ、｜α｜＝３ｎｍ／ｄｅｇｒｅｅの場合、｜θ｜＜４．２５°であり、例えばＦ_slope＝１０ｎｍ、｜α｜＝８ｎｍ／ｄｅｇｒｅｅの場合、｜θ｜＜０．５３１°である。 In a range satisfying | Δλ | / F _slope <0.425, a light emitting layer in which the peak wavelength of an emission spectrum obtained from the entire light emitting layer including the inclined portion is parallel to the m-plane {1-100} having no inclined portion Is not deviated from the peak wavelength of the emission spectrum obtained. For example, when F _slope = 30 nm and | α | = 3 nm / degree, | θ | <4.25 °. For example, when F _slope = 10 nm and | α | = 8 nm / degree, | θ | <0.531 °.

｜Δλ｜／Ｆ_slope＜０．５を満たす範囲においては、傾斜部分を含む発光層全体から得られる発光スペクトルのピーク強度が、１つの傾斜部分から得られる発光スペクトルのピーク強度を上回る。例えばＦ_slope＝３０ｎｍ、｜α｜＝３ｎｍ／ｄｅｇｒｅｅの場合、｜θ｜＜５．００°であり、例えばＦ_slope＝１０ｎｍ、｜α｜＝８ｎｍ／ｄｅｇｒｅｅの場合、｜θ｜＜０．６２５°である。 In a range satisfying | Δλ | / F _slope <0.5, the peak intensity of the emission spectrum obtained from the entire light emitting layer including the inclined portion exceeds the peak intensity of the emission spectrum obtained from one inclined portion. For example, when F _slope = 30 nm and | α | = 3 nm / degree, | θ | <5.00 °, for example, when F _slope = 10 nm and | α | = 8 nm / degree, | θ | <0.625 °.

図１３は、本発明の実施形態において、傾斜部分から得られる発光波長のシフト量が発光層全体から得られる発光スペクトルへ及ぼす効果を示すグラフである。グラフの横軸は、｜Δλ｜／Ｆ_slopeであり、縦軸は、傾斜部分から得られる発光波長のシフト量が発光層全体から得られる発光スペクトルへ及ぼす効果（Ｐｅａｋ ｓｈｉｆｔ ｅｆｆｅｃｔ：任意単位）である。図１３のグラフにおいて、｜Δλ｜／Ｆ_slopeが０．３５、０．４２５、０．５の値となるときに発生する特徴的な現象は、先に説明した通りである。 FIG. 13 is a graph showing the effect of the shift amount of the emission wavelength obtained from the inclined portion on the emission spectrum obtained from the entire light emitting layer in the embodiment of the present invention. The horizontal axis of the graph is | Δλ | / F _slope , and the vertical axis is the effect (Peak shift effect: arbitrary unit) that the shift amount of the emission wavelength obtained from the inclined portion has on the emission spectrum obtained from the entire light emitting layer. is there. In the graph of FIG. 13, the characteristic phenomenon that occurs when | Δλ | / F _slope has values of 0.35, 0.425, and 0.5 is as described above.

図１３の縦軸である「Ｐｅａｋ ｓｈｉｆｔ ｅｆｆｅｃｔ」を以下の式で定義することとする。
（Ｆ_whole／Ｆ_slope）＾Ｉ_C “Peak shift effect”, which is the vertical axis of FIG. 13, is defined by the following equation.
(F _whole / F _slope ) ^ I _C

ここで、Ｆ_slopeは傾斜部分から得られる発光スペクトルの半値全幅、Ｆ_wholeは発光層全体から得られる発光スペクトルの半値全幅、Ｉ_C発光層全体から得られる発光スペクトルの規格化発光強度である。ここで定義された値は、蛍光体の励起効率を相対的に示すものであり、この値が大きくなるほど蛍光体の吸収効率が大きくなる。また、記号「＾」は、累乗を示している。 Here, F _slope is the full width at half maximum of the emission spectrum obtained from the inclined portion, F _whole is the full width at half maximum of the emission spectrum obtained from the entire light emitting layer, and the normalized emission intensity of the emission spectrum obtained from the entire I _C light emitting layer. The value defined here relatively indicates the excitation efficiency of the phosphor, and as this value increases, the absorption efficiency of the phosphor increases. The symbol “^” indicates a power.

図１３からも分かるように、本発明の最大の効果が得られる条件は、｜Δλ｜／Ｆ_slope＝０．４５のときである。これは、例えばＦ_slope＝３０ｎｍ、｜α｜＝３ｎｍ／ｄｅｇｒｅｅの場合、｜θ｜＜４．５０°であり、例えばＦ_slope＝１０ｎｍ、｜α｜＝８ｎｍ／ｄｅｇｒｅｅの場合、｜θ｜＜０．５６３°である。 As can be seen from FIG. 13, the condition for obtaining the maximum effect of the present invention is when | Δλ | / F _slope = 0.45. For example, when F _slope = 30 nm and | α | = 3 nm / degree, | θ | <4.50 °. For example, when F _slope = 10 nm and | α | = 8 nm / degree, | θ | < 0.563 °.

以上の事実から、本発明の最大の効果を得るためには、主面であるｍ面｛１−１００｝から［０００１］方向と［０００−１］方向に傾斜した面を、傾斜角度θの絶対値｜θ｜が０度より大きく５度以下となるように設計することが好ましい。   From the above facts, in order to obtain the maximum effect of the present invention, a surface inclined in the [0001] direction and the [000-1] direction from the m-plane {1-100} which is the main surface is set at an inclination angle θ. It is preferable to design so that the absolute value | θ |

また、傾斜角度が傾斜面によって異なる値となっても良いが、上記の指針から、傾斜した面を含む発光層全体の表面積が、前記基板の表面積の１．０１倍以下に設計することが好ましい。これ以上の値となると、前記傾斜した面の傾斜角度が５度以上となり、本発明の効果が弱くなるばかりか、発光層の上に形成される多層膜の平滑性が維持できなくなる。   In addition, although the inclination angle may be a value that varies depending on the inclined surface, the surface area of the entire light emitting layer including the inclined surface is preferably designed to be 1.01 times or less of the surface area of the substrate based on the above guidelines. . If the value exceeds this value, the inclination angle of the inclined surface becomes 5 degrees or more, and the effect of the present invention is weakened, and the smoothness of the multilayer film formed on the light emitting layer cannot be maintained.

図１４Ａは、本発明の実施形態における、ｍ面から［０００１］方向に傾斜した面の総和面積Ｓ₁に対するｍ面から［０００−１］方向に傾斜した面の総和面積Ｓ₂の比Ｓ₂／Ｓ₁と、発光層全体から得られる発光スペクトルの半値全幅Ｆ_wholeとの関係を示すグラフである。一方、図１４Ｂは、本発明の実施形態における、Ｓ₂／Ｓ₁と（Ｆ_whole／Ｆ_slope）・Ｉ_Cとの関係を示すグラフである。図１４Ａ、図１４Ｂのグラフにおいて、いずれのデータも、傾斜部分から得られる発光スペクトルの半値全幅Ｆ_slopeは２０ｎｍであり、｜Δλ｜は５ｎｍ、７ｎｍ、９ｎｍである。 FIG. 14A shows the ratio S ₂ of the total area S ₂ of the surface inclined in the [000-1] direction from the m surface to the total area S ₁ of the surface inclined in the [0001] direction from the m surface in the embodiment of the present invention. / and S _1, it is a graph showing the relationship between the full width at half maximum F _whole of the emission spectra obtained from the whole light emitting layer. On the other hand, FIG. 14B is a graph showing the relationship between S ₂ / S ₁ and (F _whole / F _slope ) · I _C in the embodiment of the present invention. 14A and 14B, in all the data, the full width at half maximum F _slope of the emission spectrum obtained from the inclined portion is 20 nm, and | Δλ | is 5 nm, 7 nm, and 9 nm.

図１４Ａ、図１４Ｂから分かるように、Ｓ₂／Ｓ₁が１から離れる値を持つと、発光層全体から得られる発光スペクトルのピークがシフトするだけではなく、本発明の効果が弱くなってしまう。このため、ｍ面から［０００１］方向に傾斜した面の総和面積Ｓ₁と、ｍ面から［０００−１］方向に傾斜した面の総和面積Ｓ₂とは、ほぼ等しくなるように設計することが好ましい。また、Ｓ₁とＳ₂との間に差が存在する場合でも、０．５≦Ｓ₂／Ｓ₁≦２を満たすように設計することが望ましい。 As can be seen from FIG. 14A and FIG. 14B, when S ₂ / S ₁ has a value away from 1, the peak of the emission spectrum obtained from the entire light emitting layer is not only shifted, but the effect of the present invention is weakened. . Therefore, the total area S _{1 of the} surfaces inclined in the [0001] direction from the m plane and the total area S _{2 of the} surfaces inclined in the [000-1] direction from the m plane should be designed to be substantially equal. Is preferred. In addition, even when there is a difference between S ₁ and S ₂ , it is desirable to design so that 0.5 ≦ S ₂ / S ₁ ≦ 2.

本発明は、発光スペクトルの半値全幅を広げることを可能にするため、蛍光体吸収線への励起効率を向上させるとともに、白色ＬＥＤの演色性も向上させる。このため、本発明は、高効率白色ＬＥＤの発光源に応用することが有用である。   The present invention makes it possible to widen the full width at half maximum of the emission spectrum, so that the excitation efficiency of the phosphor absorption line is improved and the color rendering property of the white LED is also improved. For this reason, it is useful to apply this invention to the light emission source of high efficiency white LED.

また、本発明は、発光層内のインジウム組成を制御することにより、発光波長を任意に制御することが可能であるため、ＲＧＢ（赤色・緑色・青色）３波長型白色照明の発光源にも応用できる。   In addition, since the present invention can arbitrarily control the emission wavelength by controlling the indium composition in the light emitting layer, the present invention is also applicable to a light source for RGB (red / green / blue) three-wavelength white illumination. Can be applied.

ＧａＮの単位格子を模式的に示す斜視図である。It is a perspective view which shows typically the unit cell of GaN. ウルツ鉱型結晶構造の基本並進ベクトル（ｐｒｉｍｉｔｉｖｅ ｔｒａｎｓｌａｔｉｏｎ ｖｅｃｔｏｒｓ）ａ₁、ａ₂、ａ₃を示す斜視図である。FIG. ₃ is a perspective view showing basic translation vectors a ₁ , a ₂ , and a ₃ of a wurtzite crystal structure. 本発明による窒化物半導体発光素子の実施形態を示す断面図である。It is sectional drawing which shows embodiment of the nitride semiconductor light-emitting device by this invention. 図３Ａの主要部を示す斜視図である。It is a perspective view which shows the principal part of FIG. 3A. 図３Ａの実施形態における傾斜面の配列を示す断面図である。It is sectional drawing which shows the arrangement | sequence of the inclined surface in embodiment of FIG. 3A. 図３Ａの実施形態における傾斜面の配列を示す平面図である。It is a top view which shows the arrangement | sequence of the inclined surface in embodiment of FIG. 3A. 本発明による窒化物半導体発光素子の他の構成を示す断面図である。It is sectional drawing which shows the other structure of the nitride semiconductor light-emitting device by this invention. 本発明による窒化物半導体発光素子の更に他の構成を示す断面図である。It is sectional drawing which shows other structure of the nitride semiconductor light-emitting device by this invention. 本発明による窒化物半導体発光素子の更に他の構成を示す断面図である。It is sectional drawing which shows other structure of the nitride semiconductor light-emitting device by this invention. 本発明による窒化物半導体発光素子の更に他の構成を示す断面図である。It is sectional drawing which shows other structure of the nitride semiconductor light-emitting device by this invention. 本発明による窒化物半導体発光素子の製造工程を示す工程断面図である。It is process sectional drawing which shows the manufacturing process of the nitride semiconductor light-emitting device by this invention. 本発明による窒化物半導体発光素子の製造工程を示す工程断面図である。It is process sectional drawing which shows the manufacturing process of the nitride semiconductor light-emitting device by this invention. 本発明による窒化物半導体発光素子の製造工程を示す工程断面図である。It is process sectional drawing which shows the manufacturing process of the nitride semiconductor light-emitting device by this invention. 本発明による窒化物半導体発光素子の製造工程を示す工程断面図である。It is process sectional drawing which shows the manufacturing process of the nitride semiconductor light-emitting device by this invention. 本発明による窒化物半導体発光素子の製造工程を示す工程断面図である。It is process sectional drawing which shows the manufacturing process of the nitride semiconductor light-emitting device by this invention. 本発明による窒化物半導体発光素子の製造工程を示す工程断面図である。It is process sectional drawing which shows the manufacturing process of the nitride semiconductor light-emitting device by this invention. 本発明による窒化物半導体発光素子の製造工程を示す工程断面図である。It is process sectional drawing which shows the manufacturing process of the nitride semiconductor light-emitting device by this invention. 本発明の実施形態における、傾斜面を付与したＩｎＧａＮ発光層から得られた発光スペクトルを示すグラフである。It is a graph which shows the emission spectrum obtained from the InGaN light emitting layer which provided the inclined surface in embodiment of this invention. 本発明の実施形態における、ＹＡＧ系蛍光体を用いた白色ＬＥＤの発光スペクトルを示すグラフである。It is a graph which shows the emission spectrum of white LED using YAG type | system | group fluorescent substance in embodiment of this invention. 本発明の実施形態における、蛍光体吸収線からの波長ずれと、蛍光体吸収線への励起効率の関係を示すグラフである。It is a graph which shows the relationship between the wavelength shift from a fluorescent substance absorption line, and the excitation efficiency to a fluorescent substance absorption line in embodiment of this invention. 本発明の実施形態における、ＩｎＧａＮ発光層に含まれる傾斜部分の傾斜角度と、傾斜構造のない主面から得られる発光スペクトルのピーク波長と傾斜部分から得られる発光スペクトルのピーク波長の差の関係を示すグラフである。In the embodiment of the present invention, the relationship between the inclination angle of the inclined portion included in the InGaN light emitting layer and the difference between the peak wavelength of the emission spectrum obtained from the main surface without the inclined structure and the peak wavelength of the emission spectrum obtained from the inclined portion. It is a graph to show. 本発明の実施形態における、傾斜部分を含む発光層のカソードルミネッセンス（ＣＬ）のマッピング測定結果とその傾斜部分を模式的に示す図である。It is a figure which shows typically the mapping measurement result of the cathodoluminescence (CL) of the light emitting layer containing an inclination part, and the inclination part in embodiment of this invention. 図９のＬｉｎｅ−Ａに沿って測定したＣＬ強度を示すグラフである。It is a graph which shows CL intensity | strength measured along Line-A of FIG. 図９のＬｉｎｅ−Ｂに沿って測定したＣＬ強度を示すグラフである。It is a graph which shows CL intensity | strength measured along Line-B of FIG. 本発明の実施形態における、図９に示されている傾斜部分を付与した発光層から得られた発光スペクトルを示すグラフである。It is a graph which shows the emission spectrum obtained from the light emitting layer which provided the inclination part shown by FIG. 9 in embodiment of this invention. 本発明の実施形態における、（傾斜部分から得られる発光波長のシフト量）／（傾斜部分から得られる発光スペクトルの半値全幅）と、（発光層全体から得られる発光強度）の関係を示すグラフである。FIG. 5 is a graph showing a relationship between (shift amount of emission wavelength obtained from an inclined portion) / (full width at half maximum of emission spectrum obtained from an inclined portion) and (emission intensity obtained from the entire light emitting layer) in an embodiment of the present invention. is there. 本発明の実施形態における、（傾斜部分から得られる発光波長のシフト量）／（傾斜部分から得られる発光スペクトルの半値全幅）と、（傾斜部分から得られる発光波長のシフト量が発光層全体から得られる発光スペクトルへ及ぼす効果）の関係を示すグラフである。In the embodiment of the present invention, (shift amount of emission wavelength obtained from the inclined portion) / (full width at half maximum of emission spectrum obtained from the inclined portion) and (shift amount of emission wavelength obtained from the inclined portion are from the entire light emitting layer) It is a graph which shows the relationship of the effect on the emission spectrum obtained. 本発明の実施形態において、発光層全体から得られる発光スペクトルの半値全幅Ｆ_wholeとＳ₂／Ｓ₁との関係を示すグラフである。In an embodiment of the present invention, it is a graph showing the relationship between the full width at half maximum F _whole and S ₂ / S ₁ of the emission spectra obtained from the whole light emitting layer. 本発明の実施形態において、傾斜部分から得られる発光波長のシフト量が発光層全体から得られる発光スペクトルへ及ぼす効果とＳ₂／Ｓ₁との関係を示すグラフである。In an embodiment of this invention, it is a graph showing the relationship between the shift amount of the emission wavelength derived from the slope portion to the effect and the S ₂ / S ₁ exerted to emission spectrum obtained from the whole light emitting layer. 特許文献１と非特許文献１に記載された、従来の非極性面や半極性面を含む発光層を示す図である。It is a figure which shows the light emitting layer containing the conventional nonpolar surface and the semipolar surface described in patent document 1 and nonpatent literature 1. FIG. 非特許文献２に記載された、従来の非極性面や半極性面を含む発光層を示す図である。It is a figure which shows the light emitting layer containing the conventional nonpolar surface and semipolar surface described in the nonpatent literature 2. FIG.

１０１ ｎ型窒化物層
１０１ａ 第１傾斜面
１０１ｂ 第２傾斜面
１０１ｃ 水平面
１０２ ＩｎＧａＮ発光層
１０２ａ 第１傾斜部分と、
１０２ｂ 第２傾斜部分
１０２ｃ 水平部分
１０３ ｐ型窒化物層
１０４ ｎ電極
１０５ ｐ電極
１２０１ 窒化物層
１２０２ ＩｎＧａＮ発光層
１３０１ 窒化物層
１３０２ ＩｎＧａＮ発光層
１４００ 基板
１４０１ ｎ型窒化物層
１４０２ ＩｎＧａＮ発光層
１４０３ ｐ型窒化物層
１４０４ ｎ電極
１４０５ ｐ電極
１４１０ レジスト 101 n-type nitride layer 101a first inclined surface 101b second inclined surface 101c horizontal surface 102 InGaN light emitting layer 102a first inclined portion;
102b Second inclined portion 102c Horizontal portion 103 p-type nitride layer 104 n-electrode 105 p-electrode 1201 nitride layer 1202 InGaN light-emitting layer 1301 nitride layer 1302 InGaN light-emitting layer 1400 substrate 1401 n-type nitride layer 1402 InGaN light-emitting layer 1403 p Type nitride layer 1404 n-electrode 1405 p-electrode 1410 resist

Claims (15)

Ａｌ_XＩｎ_YＧａ_1-X-YＮ（０≦Ｘ＜１、０≦Ｙ＜１、０≦Ｘ＋Ｙ＜１）結晶から形成され、前記結晶の｛１−１００｝面であるｍ面に平行な方向に広がるＡｌＩｎＧａＮ層と、
前記ＡｌＩｎＧａＮ層上に位置し、Ｉｎ_ZＧａ_1-ZＮ（０＜Ｚ＜１）結晶から形成されたＩｎＧａＮ発光層と、
を備える窒化物半導体発光素子であって、
前記ＡｌＩｎＧａＮ層の上面は、
前記ｍ面から［０００１］方向に傾斜した少なくとも１つの第１傾斜面と、
前記ｍ面から［０００−１］方向に傾斜した少なくとも１つの第２傾斜面と
を有している、窒化物半導体発光素子。 A direction formed from an Al _X In _Y Ga _1-XY N (0 ≦ X <1, 0 ≦ Y <1, 0 ≦ X + Y <1) crystal and parallel to the m-plane which is the {1-100} plane of the crystal An AlInGaN layer extending to
An InGaN light-emitting layer located on the AlInGaN layer and formed of In _Z Ga _1-Z N (0 <Z <1) crystal;
A nitride semiconductor light emitting device comprising:
The upper surface of the AlInGaN layer is
At least one first inclined surface inclined in the [0001] direction from the m-plane;
A nitride semiconductor light emitting device having at least one second inclined surface inclined in the [000-1] direction from the m-plane. 前記ＩｎＧａＮ発光層は、
前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第１傾斜面上に位置する第１傾斜部分と、
前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第２傾斜面上に位置する第２傾斜部分と
を有しており、
前記第１傾斜部分の発光波長は、前記第２傾斜部分の発光波長と異なっている、請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。 The InGaN light emitting layer is
A first inclined portion located on the first inclined surface of the AlInGaN layer;
A second inclined portion located on the second inclined surface of the AlInGaN layer,
2. The nitride semiconductor light emitting device according to claim 1, wherein an emission wavelength of the first inclined portion is different from an emission wavelength of the second inclined portion. 前記ＩｎＧａＮ発光層の表面において、前記第１傾斜部分の全体の面積をＳ₁とし、前記第２傾斜部分の全体の面積をＳ₂とするとき、Ｓ₁とＳ₂がほぼ等しい、請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。 The surface of the InGaN light-emitting layer, the entire area of the first inclined portion and S _1, when the entire area of the second inclined portion and S _2, are approximately equal S ₁ and S _2, according to claim 1 The nitride semiconductor light-emitting device according to 1. ０．５≦Ｓ₂／Ｓ₁≦２を満たす、請求項３に記載の窒化物半導体発光素子。 The nitride semiconductor light-emitting device according to claim 3, wherein 0.5 ≦ S ₂ / S ₁ ≦ 2. 前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第１傾斜面と前記ｍ面とがなす角度の絶対値、および、前記第２傾斜面と前記ｍ面とがなす角度の絶対値は、いずれも、０度より大きく５度以下の範囲にある、請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。 The absolute value of the angle formed by the first inclined surface and the m-plane of the AlInGaN layer and the absolute value of the angle formed by the second inclined surface and the m-plane are both greater than 0 degree and 5 degrees. The nitride semiconductor light-emitting device according to claim 1, which is in the following range. 前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第１傾斜面および前記第２傾斜面は、［０００１］方向に沿って交互に配列されている、請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。   2. The nitride semiconductor light emitting element according to claim 1, wherein the first inclined surface and the second inclined surface of the AlInGaN layer are alternately arranged along a [0001] direction. 前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第１傾斜面および前記第２傾斜面は、それぞれ、平面から構成されている、請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。   2. The nitride semiconductor light emitting element according to claim 1, wherein each of the first inclined surface and the second inclined surface of the AlInGaN layer is formed of a flat surface. 前記ＡｌＩｎＧａＮ層において、前記第１傾斜面および前記第２傾斜面は、いずれも、複数存在しており、
前記複数の第１傾斜面と前記ｍ面とがなす角度の絶対値は相互に等しく、
前記複数の第２傾斜面と前記ｍ面とがなす角度の絶対値も相互に等しい、請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。 In the AlInGaN layer, a plurality of the first inclined surface and the second inclined surface exist,
The absolute values of the angles formed by the plurality of first inclined surfaces and the m-plane are equal to each other,
2. The nitride semiconductor light emitting element according to claim 1, wherein absolute values of angles formed by the plurality of second inclined surfaces and the m-plane are also equal to each other. 前記ＡｌＩｎＧａＮ層において、前記第１傾斜面および前記第２傾斜面は、いずれも、複数存在しており、
前記第１傾斜面の１つと前記ｍ面とがなす角度をθ１、前記第２傾斜面の１つと前記ｍ面とがなす角度をθ２、前記第１傾斜面とは異なる他の第１傾斜面と前記ｍ面とがなす角度をθ３としたとき、θ１、θ２、およびθ３が相互に異なる大きさを有している、請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。 In the AlInGaN layer, a plurality of the first inclined surface and the second inclined surface exist,
The angle formed by one of the first inclined surfaces and the m-plane is θ1, the angle formed by one of the second inclined surfaces and the m-plane is θ2, and another first inclined surface different from the first inclined surface. The nitride semiconductor light-emitting element according to claim 1, wherein θ1, θ2, and θ3 have different sizes, where θ3 is an angle formed by the m-plane . 前記ＡｌＩｎＧａＮ層の上面は、前記ｍ面に平行な少なくとも１つの水平面を有しており、
前記ＩｎＧａＮ発光層は、前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記水平面上に位置する水平部分を有している、請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。 An upper surface of the AlInGaN layer has at least one horizontal plane parallel to the m-plane;
The nitride semiconductor light emitting device according to claim 1, wherein the InGaN light emitting layer has a horizontal portion located on the horizontal plane of the AlInGaN layer. 前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第１傾斜面、前記水平面、および前記第２傾斜面は、［０００１］方向に沿ってこの順に配列されている、請求項１０に記載の窒化物半導体発光素子。 11. The nitride semiconductor light emitting element according to claim 10, wherein the first inclined surface, the horizontal surface, and the second inclined surface of the AlInGaN layer are arranged in this order along a [0001] direction. 前記ＡｌＩｎＧａＮ層の前記第１傾斜面、前記水平面、および前記第２傾斜面は、それぞれ、平面から構成されている、請求項１０に記載の窒化物半導体発光素子。   11. The nitride semiconductor light emitting element according to claim 10, wherein each of the first inclined surface, the horizontal surface, and the second inclined surface of the AlInGaN layer is configured by a plane. Ａｌ_XＩｎ_YＧａ_1-X-YＮ（０≦Ｘ＜１、０≦Ｙ＜１、０≦Ｘ＋Ｙ＜１）結晶から形成され、前記結晶の｛１−１００｝面であるｍ面に平行な方向に広がるＡｌＩｎＧａＮ層であって、上面が前記ｍ面から［０００１］方向に傾斜した少なくとも１つの第１傾斜面と、前記ｍ面から［０００−１］方向に傾斜した少なくとも１つの第２傾斜面とを有しているＡｌＩｎＧａＮ層を形成する工程（Ａ）と、
前記ＡｌＩｎＧａＮ層上に、Ｉｎ_ZＧａ_1-ZＮ（０＜Ｚ＜１）結晶から形成されたＩｎＧａＮ発光層を形成する工程（Ｂ）と、を含む窒化物半導体発光素子の製造方法。 A direction formed from an Al _X In _Y Ga _1-XY N (0 ≦ X <1, 0 ≦ Y <1, 0 ≦ X + Y <1) crystal and parallel to the m-plane which is the {1-100} plane of the crystal An at least one first inclined surface whose upper surface is inclined in the [0001] direction from the m-plane and at least one second inclined surface inclined in the [000-1] direction from the m-plane A step (A) of forming an AlInGaN layer having:
And (B) forming an InGaN light emitting layer formed of In _Z Ga ₁ -ZN (0 <Z <1) crystal on the AlInGaN layer. 前記工程（Ａ）は、
Ａｌ_XＩｎ_YＧａ_1-X-YＮ（０≦Ｘ＜１、０≦Ｙ＜１、０≦Ｘ＋Ｙ＜１）結晶から形成され、ｍ面を表面に有する平坦層を用意する工程（ａ１）と、
前記平坦層の表面を加工することにより、前記第１傾斜面および前記第２傾斜面を有する前記ＡｌＩｎＧａＮ層を前記平坦層から形成する工程（ａ２）と、
を含む、請求項１３に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。 The step (A)
A step (a1) of preparing a flat layer formed of Al _X In _Y Ga _1-XY N (0 ≦ X <1, 0 ≦ Y <1, 0 ≦ X + Y <1) crystal and having an m-plane on the surface;
Forming the AlInGaN layer having the first inclined surface and the second inclined surface from the flat layer by processing the surface of the flat layer;
The method for manufacturing a nitride semiconductor light emitting device according to claim 13, comprising: 前記工程（ａ２）は、エッチングによって前記平坦層の表面形状を変化させる工程、およびエピタキシャル成長によって前記平坦層の表面形状を変化させる工程の少なくとも一方を含む、請求項１４に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。   The nitride semiconductor light emitting element according to claim 14, wherein the step (a2) includes at least one of a step of changing a surface shape of the flat layer by etching and a step of changing the surface shape of the flat layer by epitaxial growth. Manufacturing method.

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