闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底、制造方法及发光装置

摘要

本发明提供一种闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底，其中，闪锌矿型结构的氮化物半导体相对于纤维锌矿结构的氮化物半导体的比例高到能够形成实用的发光装置的比例，同时，还提供该闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法和使用该闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的发光装置。本发明所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底具有表面及表面的相对侧的背面，表面和背面之间的距离为200μm以上，在表面上，闪锌矿结构的氮化物半导体所占的面积的比率为95％以上。

说明书

技术领域

本发明涉及闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底、闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法以及使用闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的发光装置

背景技术

以往，作为蓝色、绿色、紫外发光装置材料或者高输出用途的电子装置材料而被应用的氮化物半导体，具有属于六方晶系的纤维锌矿结构。具有纤维锌矿结构的氮化物半导体例如是在蓝宝石、4H-SiC等六方晶系的衬底上隔着低温GaN缓冲层、AlN缓冲层或高温AlN缓冲层生长氮化物半导体而形成的。采用这样的纤维锌矿结构的氮化物半导体，使蓝紫激光二极管(LD)、蓝色发光二极管(LED)、绿色LED以及高电子迁移率晶体管(HEMT)等被实用化。

这里，由具有纤维锌矿结构的氮化物半导体形成的绿色LED的发光输出是具有相同结构的蓝色LED的一半左右。这是因为，由具有纤维锌矿结构的氮化物半导体形成的绿色LED的活性层的晶体品质，比蓝色LED(发光波长：大约460nm)的活性层的晶体品质差。由具有纤维锌矿结构的氮化物半导体形成的绿色LED(发光波长：大约525nm)的活性层的晶体品质差是由于以下的理由。即，由具有纤维锌矿结构的氮化物半导体形成的绿色LED的活性层，需要由比蓝色LED(典型的，In组成＝0.15)含In多的InGaN层(典型的，In组成＝0.25)来形成，因此，由具有纤维锌矿结构的氮化物半导体形成的绿色LED的活性层的生长温度就必须比蓝色LED的情形低，另外，还因为用作基底层的GaN层和活性层的晶格不匹配大。同样，实用的氮化物半导体的绿色LD的制作也困难。

作为有望解决这些问题点的方法之一，考虑使用闪锌矿结构的氮化物半导体。闪锌矿结构的GaN晶体的带隙能量是3.22eV，比纤维锌矿结构的GaN晶体的带隙能量(3.42eV)低0.2eV。因而，通过采用闪锌矿结构的氮化物半导体，能够期待发光装置的发光效率的提高。这是因为，由于两者的带隙能量差，使得在使用纤维锌矿结构和闪锌矿结构的氮化物半导体，制作具有含有相同In组成的InGaN活性层的LED或LD时，闪锌矿结构与纤维锌矿结构相比，能够以更长的波长发光。

例如，为了得到绿色LED典型的发光波长即525nm，在纤维锌矿结构的InGaN的情形中，需要使In组成为0.25左右，但是，在采用闪锌矿结构的InGaN的情形中，In组成可在0.2以下。因此，在采用闪锌矿结构的情形中，比起纤维锌矿结构的情形，能够将高温生长且晶格不匹配少的高品质的InGaN层作为活性层来形成，因而可以期待提高绿色LED的发光效率。此外，还提高了以纤维锌矿结构难以实现的绿色LD的可能性。

作为采用这样的闪锌矿结构的氮化物半导体的半导体发光元件，例如，已知有一种半导体发光元件，其具有在闪锌矿结构的GaAs衬底上形成闪锌矿结构的多个氮化物半导体层的结构(例如，参照专利文献1)。该半导体发光元件具备：n型GaAs衬底、在n型GaAs衬底形成的表面氮化层、在表面氮化层上形成的n型AlGaN层、在n型AlGaN层上形成的GaN/AlGaN多重量子阱层、在GaN/AlGaN多重量子阱层上形成的p型AlGaN包覆层、在p型AlGaN包覆层上形成的p型GaN接触层。该半导体发光元件的从GaAs衬底到p型GaN接触层的所有层都是由闪锌矿型晶体来构成的。

专利文献1：日本特开平8-181386号公报

发明内容

但是，发明人得到的发现，到此之前的闪锌矿结构的氮化物半导体层中，包括形成专利文献1中记载的半导体发光元件的氮化物半导体，经常以百分之几十以上的比例含有纤维锌矿结构的GaN层。当在闪锌矿结构和纤维锌矿结构混合的GaN层上生长发光元件结构时，在闪锌矿结构的部分和纤维锌矿结构的部分上生长的氮化物半导体的活性层分别以不同的波长发光。因此，例如即使在制作绿色LED的情形中，也不能得到绿色单色的发光，会成为蓝绿色的发光。另外，即使在尝试制作绿色LD的时候，也由于发光的单色性差而得不到高增益，因此，阈值电流提高会导致在室温下无激光振动的问题。

所以，本发明的目的是提供一种闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底，其中，闪锌矿结构的氮化物半导体相对于纤维锌矿结构的半导体的比例高到能够形成实用的发光装置的比例，同时，提供该闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法和使用该闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的发光装置。

为了实现上述目的，本发明提供一种闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底，其中，其具有表面和表面相对侧的背面，表面和背面之间的距离为200μm以上，闪锌矿结构的氮化物半导体在表面所占的面积比率为95％以上。

另外，上述闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的表面附近的As浓度可以为1×10¹⁹/cm³以下。另外，表面的位错密度可以为7×10⁶/cm²以下。

另外，为了实现上述目的，本发明提供一种闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法，其具备：在闪锌矿型的GaAs衬底的表面上形成具有闪锌矿型的氮化物半导体的低温缓冲层的低温缓冲层形成工序；在低温缓冲层上形成闪锌矿型的氮化物半导体层的氮化物半导体层形成工序；形成氮化物半导体层后，除去GaAs衬底来形成闪锌矿型的氮化物半导体自支撑衬底的GaAs衬底除去工序。

另外，上述闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法可进一步具备的工序为，在低温缓冲层形成工序之前，在GaAs衬底的低温缓冲层所形成的面的相对侧上形成保护层的保护层形成工序。另外，GaAs衬底的表面可以具有(001)面、(111)A面或(111)B面中的任一种面。

另外，为了实现上述目的，本发明提供一种使用闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的发光装置，其具备闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底和在闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底上形成的发光层，该闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底具有表面和表面相对侧的背面，表面和背面之间的距离为200μm以上，闪锌矿结构的氮化物半导体在表面所占的面积比率为95％以上。

另外，上述发光装置的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的表面附近的As浓度可以是1×10¹⁹/cm³以下。另外，闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的表面的位错密度可以是7×10⁶/cm²以下。并且，发光层可以发出绿色区域的光。

根据本发明的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法，能够制造这样的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底，其中，闪锌矿结构的氮化物半导体相对于纤维锌矿结构的氮化物半导体的比例高到能够形成实用的发光装置的程度，同时，能够提供利用闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法制造的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底，和采用该闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的发光装置。

附图说明

图1是表示实施方式所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造流程的图。

图2是表示氮化物半导体自支撑衬底的由HVPE法产生的生长膜厚和氮化物半导体自支撑衬底的表面的纤维锌矿结构的比例的关系的图，所述的氮化物半导体自支撑衬底是由实施方式所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法以及比较例所涉及的氮化物半导体自支撑衬底的制造方法来制造的。

图3是表示氮化物半导体自支撑衬底的由HVPE法产生的生长膜厚和氮化物半导体自支撑衬底的表面的位错密度的关系的图，所述氮化物半导体自支撑衬底是由实施方式所涉及的氮化物半导体自支撑衬底的制造方法所制造的。

图4是表示氮化物半导体自支撑衬底的由HVPE法产生的生长膜厚和各自的表面附近的As浓度的关系的图，所述氮化物半导体自支撑衬底是由实施方式所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法以及比较例所涉及的氮化物半导体自支撑衬底的制造方法来制造的。

图5A是表示在实施方式中形成的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底上形成绿色LED结构的应用例的工序的图。

图5B是采用在实施方式中形成的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底来形成的应用例所涉及的绿色LED的断面图。

图6是表示在应用例的比较例所涉及的氮化物半导体自支撑衬底上形成绿色LED结构的工序的图。

图7是采用在实施方式中形成的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底来形成的应用例所涉及的绿色LD的断面图。

符号说明

1 生长衬底

2、3 外延衬底

10 GaAs衬底

12 GaN缓冲层

14、16 GaN层

20 SiO₂层

30 GaN自支撑衬底

32 n型GaN层

34 活性层

36 p型AlGaN层

38 p型GaN层

40 p型用电极

45 n型用电极

50 半导体层叠结构

60 绝缘层

100、105 发光装置

500 n型包覆层

505 n型引导层

510 活性层

515 非掺杂覆盖层

520 p型引导层

525 p型包覆层

530 p型接触层

具体实施方式

实施方式

图1表示本发明的实施方式所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造流程。

在本发明的实施方式所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法中，制造用In_xAl_yGa_zN(x≥0，y≥0，z≥0，x+y+z＝1)表示的闪锌矿型的氮化物半导体自支撑衬底。在本实施方中，作为一个例子，制造闪锌矿型的GaN自支撑衬底。

首先，如图1(a)所示，作为一个例子，在直径为2英寸、具有(001)面的GaAs衬底10的背面上，用真空蒸镀法、溅射法等形成1μm厚的作为保护层的SiO₂层20。并且，将具有SiO₂层20的GaAs衬底10装入有机金属气相外延生长(Metal Organic Vapor Phase Epitaxy：MOVPE)装置。也可以使用具有(111)A面或(111)B面的GaAs衬底10。另外，保护层也可以由至少不透过As的SiN等形成。

然后，使MOVPE装置内减压至1.733×10⁴Pa(130Torr)后，在氢气气氛中，600℃下，实施GaAs衬底10的表面的热清洗。接着，将MOVPE装置内改为600℃的氮气气氛，如图1(b)所示，在GaAs衬底10上生长约10nm的GaN晶体，即作为低温缓冲层的GaN缓冲层12。该GaN缓冲层12的生长是在将V/III比设定为3800，将生长速度设定为600nm/小时来实施的。

接着，将GaAs衬底10的温度设定为820℃，实施5分钟的退火。实施该退火后，如图1(c)所示，在MOVPE装置内将GaAs衬底10的温度加热至930℃，在GaN缓冲层12上生长1800nm的GaN层14。GaN层14生长时的V/III比设定为52，生长速度设定为1800nm/小时。这里，在GaN缓冲层12和GaN层14的生长中，作为III族原料使用用氢起泡的三甲基镓(TMG)，同时，使用NH₃作为V族原料。

在该阶段形成的GaN层14是以闪锌矿结构为主的氮化物半导体层。另外，在本实施方式中，GaN层14的表面的纤维锌矿结构的比例，作为一个例子，是30％左右，同时，位错密度是6×10⁹/cm²。在GaN层14的表面的阴极发光(CL)像上，由3.22eV的发光峰位置的区域和3.42eV的发光峰位置的区域的面积比，来求得GaN层14的表面的闪锌矿结构/纤维锌矿结构的比例。另外，位错密度是由CL像上的暗点的密度求得的值。

接着，将图1(c)中形成的具有GaN层14的GaAs衬底，导入氢化物气相外延(Halide Vapor Phase Epitaxy：HVPE)装置，并且，如图1(d)所示，采用HVPE法，在GaN层14上生长规定膜厚的GaN层16。此时的GaN晶体的生长条件为，将HVPE炉内的氛围设定为氮气氛围，生长温度设定为950℃，V/III比设定为3。另外，生长速度设定为100μm/小时。并且，在本实施方式中生长各种厚度的GaN层16。这样，形成生长衬底1。

然后，利用研磨、蚀刻等除去生长衬底1的GaAs衬底10和GaN缓冲层12，形成作为本实施方式所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的GaN自支撑衬底。在GaAs衬底10的蚀刻中，作为一个例子，可以采用混合硫酸和过氧化氢溶液的蚀刻剂来实施。这里，在本实施方式中，GaN自支撑衬底的与GaAs衬底10接触的一侧的面是GaN自支撑衬底的背面，背面相对侧的面，即未与GaN自支撑衬底10接触的一侧的面是GaN自支撑衬底的表面。因而，GaN自支撑衬底的表面的As浓度比背面的As浓度低。

在采用HVPE法的GaN晶体的生长中，作为III族原料，采用在金属Ga上流动HCl气体而生成的GaCl。另外，采用NH₃作为V族原料。此外，在本实施方式中，在采用HVPE法的GaN晶体的生长时，供给伴有III族原料气体以及V族原料气体的二氯硅烷，使GaN层16为n型。供给二氯硅烷，使GaN层16的载流子浓度大约为5×10¹⁷/cm³。

在上述说明中，记载了n型的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法，但在本实施方式中制造的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底可以是n型、i型或p型的任一种。并且，作为掺杂剂，可以使用Si、Ge、O、Se、Fe、Mg、Zn等。

实施方式的比较例

这里，对本发明的实施方式的比较例所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法进行说明。在比较例所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法中，除了不形成本发明实施方式中在GaAs衬底10的背面上形成的SiO₂层20之外，利用与本发明实施方式相同的工序形成氮化物半导体自支撑衬底。因而，除了不同点外，省略详细说明。

在比较例所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法中，不在GaAs衬底10的背面上形成SiO₂层20，就生长GaN缓冲层12。并且，在GaN缓冲层12上形成GaN层14。接着，将比较例所涉及的具有GaN层14的GaAs衬底10投入HVPE炉中，与本发明的实施方式同样地形成GaN层16。这样，形成比较例所涉及的氮化物半导体自支撑衬底。

图2表示氮化物半导体自支撑衬底的由HVPE法产生的生长膜厚和氮化物半导体自支撑衬底的表面的纤维锌矿结构的比例的关系，所述的氮化物半导体自支撑衬底是利用本发明实施方式所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法，以及比较例所涉及的氮化物半导体自支撑衬底的制造方法来制造的。

参照图2，随着作为氮化物半导体的GaN晶体的由HVPE法产生的生长膜厚的增加，GaN自支撑衬底的表面的纤维锌矿结构的比例减少，其中，该氮化物半导体是采用本发明实施方式所涉及的氮化物半导体自支撑衬底的制造方法来制造的。具体来讲，采用MOVPE装置生长的GaN层14的表面的纤维锌矿结构的比例约为30％，在本发明的实施方式中，用HVPE法生长的GaN层16的厚度为100μm时，GaN层14的表面的纤维锌矿结构的比例降低到10％以下。此外，当使利用HVPE法生长的GaN层16的厚度增加时，例如GaN层16的厚度为200μm时，GaN层14的表面的纤维锌矿结构的比例降低至5％，GaN层16的厚度为500μm时，GaN层14的表面的纤维锌矿结构的比例降低至1.5％。

另一方面，在比较例所涉及的氮化物半导体自支撑衬底的制造方法中，当由HVPE法产生的GaN层的生长厚度增加时，也显示出GaN层的表面的纤维锌矿结构的比例减少的倾向。即，是在氮气氛围下的生长，在比作为最适合形成纤维锌矿结构的生长温度的1000℃低的生长温度中，显示出闪锌矿结构的GaN比纤维锌矿结构的GaN的状态稳定。但是，利用比较例所涉及的氮化物半导体自支撑衬底的制造方法得到的GaN自支撑衬底，与利用本发明实施方式得到的GaN自支撑衬底的情形相比，即使增加由HVPE法产生的GaN层的厚度，纤维锌矿结构的减少程度也有限。具体来讲，在比较例得到的GaN自支撑衬底的情形中，即使由HVPE法产生的GaN层的生长厚度超过200μm，纤维锌矿结构的比例也维持在15％以上。

图3表示氮化物半导体自支撑衬底的由HVPE法产生的生长膜厚和氮化物半导体自支撑衬底的表面的位错密度的关系，其中，该氮化物半导体自支撑衬底是由本发明的实施方式中涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法来制造的。

参照图3，随着利用HVPE法生长的GaN层16的厚度的增加，GaN层16表面的位错密度也减少。具体来讲，利用MOVPE装置生长的GaN层14的表面的位错密度为6×10⁹/cm²，利用HVPE法生长的GaN层16的厚度为200μm时，GaN层14的表面的位错密度减少至7×10⁶/cm²，在GaN层16的厚度为500μm时，减少至3×10⁶/cm²。从位错密度的角度考虑，在利用HVPE法生长200μm以上的GaN层16时，显示出本发明的实施方式所涉及闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法能够形成能适用于发光二极管(LightEmitting Diode：LED)和激光二极管(Laser Diode：LD)这两者的低位错的GaN自支撑衬底。

图4表示氮化物半导体自支撑衬底的由HVPE法产生的生长膜厚和各自的表面附近的As浓度的关系，其中，所述氮化物半导体自支撑衬底是由本发明的实施方式所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法和比较例所涉及的氮化物半导体自支撑衬底的制造方法来制造的。

利用质量分析装置(二次离子质谱，SIMS)测定GaN层16的表面的As浓度，所述GaN层16是利用本实施方式所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法的HVPE法来生长的。参照图4，显示出在利用HVPE法生长的GaN层的厚度约为100μm以下时，在GaN层16的表面以1×10¹⁹/cm³以上的高浓度混入As。并且，显示出随着利用HVPE法生长的GaN层16的厚度的增大，GaN层16的表面的As浓度急剧地减少。作为一个例子，利用HVPE法生长的GaN层的厚度为200μm以上时，能够将As浓度抑制在1×10¹⁸/cm³以下。

另一方面，显示出在比较例所涉及的氮化物半导体自支撑衬底的制造方法中，不管利用HVPE法生长的GaN层的厚度是多少，利用HVPE法生长的GaN层的表面附近的As浓度是1×10¹⁹/cm³以上的高浓度。

图2至图4的结果显示出，为了使GaN层16的表面的纤维锌矿结构的比例相对于闪锌矿结构的比例急剧地减少，则使GaN层16的生长表面的砷元素浓度(As浓度)降低就非常重要。即，在本发明的实施方式中，通过将SiO₂层20作为保护层形成在GaAs衬底10的背面，能够防止As从GaAs衬底10的背面的蒸发，降低As向闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的混入。

此外，通过使利用HVPE法生长的GaN层16的厚度增大，能够降低GaN层16的生长表面的As浓度。作为氮化物半导体层的GaN层16的厚度比100μm薄时，1×10¹⁹/cm³以上的As从GaAs衬底10向GaN层16扩散。并且，这样的GaN层的表面的纤维锌矿结构的比例，比GaN层的表面的As浓度为1×10¹⁸/cm³以下的情形高。

这样，发明人认为使GaN层16的表面的纤维锌矿结构的比例大幅降低的重要因素，是GaN层16的表面的As浓度在规定的浓度以下。这里所规定的浓度是1×10¹⁹/cm³。即使使用由以(111)A面、(111)B面为表面的GaAs衬底10来制造的GaN自支撑衬底时，也能得到与图2至图4大致相同的结果。

这里，当降低GaN层16的表面的As浓度时，GaN层16的表面的纤维锌矿结构的比例也降低的机理的细节并不明确，但是，本发明人从掺杂高浓度的Si时，纤维锌矿结构的GaN晶体不能平坦生长等知识，推测出混入高浓度杂质，会使生长的GaN晶体的形态发生变化。并且，发明人推测，在比较例中，由于存在高浓度的As，使纤维锌矿结构的GaN晶体比闪锌矿结构的GaN晶体更稳定。

实施方式的效果

根据本发明的实施方式所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法，能够形成厚度为200μm以上、纤维锌矿结构的氮化物半导体占氮化物半导体自支撑衬底的整个表面的比例为5％以下、此外，氮化物半导体自支撑衬底的表面附近的As浓度为1×10¹⁹/cm³以下的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底。即，根据本实施方式，能够形成主要是由闪锌矿型形成的氮化物半导体自支撑衬底。这样，采用在本实施方式中形成的氮化物半导体自支撑衬底，能够制造发光单色性好的LED、LD等发光装置。

另外，根据本发明的实施方式所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法，通过使利用HVPE法形成的氮化物半导体的厚度为200μm以上，能够使形成的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的表面的位错密度为7×10⁶/cm²以下。因而，利用本发明的实施方式形成的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底，能够用于制造实用的LED和LD等发光装置。

应用例1

图5A表示在本发明的实施方式中形成的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底上形成绿色LED结构的应用例的工序。

首先，如图5A(a)所示，形成图1(d)所示的生长衬底1。并且，利用蚀刻除去生长衬底1的GaAs衬底10，从而形成作为图5(b)所示的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的GaN自支撑衬底30。

接着，如图5A(c)所示，采用MOVPE法，在GaN自支撑衬底30上形成绿色LED结构的半导体层叠结构。具体来讲，首先在GaN自支撑衬底30上形成n型GaN层32。作为一个例子，n型GaN层32是将Si作为掺杂剂掺杂规定的浓度并在940℃下生长。作为一个例子，n型GaN层32以2μm的厚度形成。

接着，在n型GaN层32上生长活性层34。具体来讲，活性层34具有含有3对InGaN/GaN层的多重量子阱结构。作为一个例子，活性层34在700℃下生长。并且，作为一个例子，InGaN/GaN层的InGaN阱层以3nm的厚度、In组成为0.18来形成。另外，作为一个例子，GaN势垒层以10nm的厚度形成。

接着，在活性层34上形成p型AlGaN层36。p型AlGaN层36在940℃下生长。作为一个例子，p型AlGaN层36是以60nm的厚度形成的。此外，在p型AlGaN层36上形成p型GaN层38。作为一个例子，p型GaN层38是以200nm的厚度形成的。作为p型掺杂剂，作为一个例子，可以使用Mg。这样，在GaN自支撑衬底30上形成具有绿色LED结构的外延衬底2。

图5B表示采用在本发明实施方式中形成的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底形成的应用例所涉及的绿色LED的断面图。

作为应用例所涉及的绿色LED的发光装置100，其具备：GaN自支撑衬底30、在GaN自支撑衬底30上形成的n型GaN层32、在n型GaN层32上的规定区域上形成的活性层34、在活性层34上形成的p型AlGaN层36、在p型AlGaN层36上形成的p型GaN层38、在利用蚀刻等除去n型GaN层32的一部分而形成的规定区域上形成的n型用电极45以及在p型GaN层38的表面的规定区域上形成的p型用电极40。

应用例所涉及的发光装置100是采用在图5A中得到的外延衬底2来形成的。即，首先，采用光刻技术和反应离子蚀刻(RIE)技术，将形成n型用电极45的区域形成在外延衬底2上的规定区域上。即，通过用RIE技术蚀刻外延衬底2的p型GaN层38至n型GaN层32的一部分，使n型GaN层32的一部分露出。

接着，采用光刻技术和真空蒸镀技术，在露出的n型GaN层32的规定位置上，形成作为n型用电极45的Ti/Al电极。此外，采用光刻技术和真空蒸镀技术，在p型GaN层38的规定区域上，形成作为p型用电极40的Ni/Au半透明电极。这样，形成作为绿色LED的发光装置100。

表1表示在图5B中形成的应用例所涉及的发光装置的特性和在形成的发光装置中所使用的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的特性。

表1

通过使用厚度为200μm以上的GaN自支撑衬底30，同时使InGaN阱层的In组成为0.18，来形成绿色LED的情形中，虽然In组成低于以往的纤维锌矿结构的GaN系绿色LED的In组成(～0.25)，但在应用例1所涉及的发光装置100中，能够得到绿色的发光。发光装置100发出的光的中心波长为525nm，与以往的绿色LED相同。另外，20mA通电时的发光输出在以往的纤维锌矿结构的GaN系绿色LED的情形中大约为5mW，而在应用例1所涉及的发光装置100中，能得到其2倍以上的10mW以上的发光输出。

该发光输出的值是与以往的纤维锌矿结构的GaN系蓝色LED同等以上的发光输出。因而，显示出在利用本发明所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的制造方法制造的氮化物半导体自支撑衬底上，形成含有InGaN阱层的活性层34的时候，能够形成具有与以往的蓝色LED同等以上的晶体品质的活性层34。

另一方面，当采用由HVPE法生长的GaN层的厚度不满200μm的GaN自支撑衬底30来形成发光装置100时，虽然发光输出比以往的绿色LED高，但是发光色不是纯粹的绿色而是蓝绿色。在由HVPE法生长的GaN层的厚度不满200μm的情形中，由HVPE法生长的GaN层的表面上，以规定的比例含有纤维锌矿结构。并且，在纤维锌矿结构的GaN层上形成纤维锌矿结构的InGaN活性层，该纤维锌矿结构的InGaN活性层发蓝色的光。因而，GaN自支撑衬底的厚度薄，表面的纤维锌矿结构的GaN的比例比规定的比例高的情形中，难以得到纯粹的绿色的发光。

另外，比较元件寿命(定义为50mA通电时，发光输出成为初期的发光输出的80％的时间)的情形中，在GaN自支撑衬底的厚度为200μm以上时，其寿命在实用级为4000小时以上，但在GaN自支撑衬底的厚度比200μm薄的情形中，元件寿命为100小时左右，非常短。这是因为，当GaN自支撑衬底比规定厚度薄时，GaN自支撑衬底的表面的位错密度高，因此使元件的劣化加速，以及GaN自支撑衬底表面的As浓度高，因此通电中As向活性层扩散，加速元件的劣化。

以上结果显示出，能够用作发出含有发光波长为525nm的光的绿色光的绿色LED的基底衬底，只限于由HVPE法生长的GaN层的厚度为200μm以上的GaN自支撑衬底。即，GaN自支撑衬底的表面的纤维锌矿结构的比例为5％以下时，与纤维锌矿结构的比例为数10％的情形相比，在其表面上形成的InGaN活性层的单色性非常好，因此，本发明的实施方式所涉及的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底能够充分应用于实用的发光装置等装置。

厚度不满160μm的GaN自支撑衬底，在用于除去GaAs衬底10的蚀刻中以及向MOVPE装置输送时，破损的可能性高。因而，厚度不满160μm的GaN自支撑衬底难以用作半导体层成长用的基底衬底，因此不能实施绿色LED的结构的生长，不能形成应用例所涉及的发光装置100。

应用例1的变形例

形成作为图5(b)所示的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的GaN自支撑衬底30后，研磨GaN自支撑衬底30的表面和背面，形成两侧为镜面的GaN自支撑衬底。并且，采用以两侧为镜面的GaN自支撑衬底，与应用例1一样地制作绿色LED。制作的应用例1的变形例所涉及的绿色LED也显示出与应用例1大致相同的结果。

此外，形成作为图5(b)所示的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的GaN自支撑衬底30后，镜面研磨GaN自支撑衬底30的表面侧，形成将背面作为皱面(非镜面)的GaN自支撑衬底。采用该GaN自支撑衬底制作与应用例1同样的绿色LED时，显示出与应用例1大致相同的结果。即使使用由以(111)A面、(111)B面作为表面的GaAs衬底10来制造的GaN自支撑衬底的情形中，也能得到大致相同的结果。

应用例1的比较例

图6表示在本发明的应用例的比较例所涉及的氮化物半导体自支撑衬底上形成绿色LED结构的工序。

在应用例1中，如图5A(a)所示，利用蚀刻除去图1(d)所示的生长衬底1的GaAs衬底10，从而形成作为图5(b)所示的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的GaN自支撑衬底30。另一方面，在应用例1的比较例中，不除去GaAs衬底10，在GaN层16上形成与应用例1一样的绿色LED的结构。应用例1的比较例中，除了不除去GaAs衬底10之外，用与应用例1大致相同的工序制作绿色LED。因而，省略其详细的说明。

在应用例1的比较例中，如图6(b)所示，以不除去GaAs衬底10的状态，在GaN层16上形成LED结构。这样，得到外延衬底3。接着，与应用例1一样，形成发光装置。即，首先，采用光刻技术和RIE技术将形成n型用电极的区域形成在外延衬底3上的规定区域。即，用RIE技术蚀刻外延衬底3的p型GaN层38至n型GaN层32的一部分，使n型GaN层32的一部分露出。

接着，采用光刻技术和真空蒸镀技术，在露出的n型GaN层32的规定位置上形成作为n型用电极的Ti/Al电极。此外，采用光刻技术和真空蒸镀技术，在p型GaN层38的规定区域上，形成作为p型用电极的Ni/Au半透明电极。这样，形成应用例1的比较例所涉及的发光装置。

作为应用例1的比较例所涉及的发光装置的LED发光输出为2mW以下，寿命为50小时以下。发明人推测，应用例1的比较例所涉及的发光装置的发光输出低的原因，是因为GaAs衬底10吸收活性层34发出的光。因此，制作应用例1的比较例所涉及的发光装置后，除去GaAs衬底10，再次测定发光输出。其结果是发光输出增加到5mW左右。但是，该发光输出的值是应用例1所涉及的发光装置100的发光输出的一半左右。这被认为是因为，以具有GaAs衬底10的状态，在GaN层16上用MOVPE装置实施氮化物半导体的生长时，InGaN活性层的晶体性比没有GaAs衬底10的情形低。应用例1的比较例所涉及的发光装置的寿命为50个小时，非常短，这也支持上述想法。

并且，在分析应用例1的比较例所涉及的发光装置的活性层附近的杂质浓度时，活性层内部含有超过5×10¹⁸/cm³的高浓度As。因而，考虑的原因是活性层内部的高浓度的As使InGaN活性层的晶体性降低。这是因为，用MOVPE装置的半导体层的生长速度是用HVPE法的半导体层的生长速度的1/100左右，以具有GaAs衬底10的状态，在MOVPE装置内实施氮化物半导体层的生长时，氮化物半导体层与GaAs衬底10长时间配置在同一装置内，使得大量的As从GaAs衬底10混入到生长层。

从以上结果显示出，在制造具有实用级的绿色光发光输出的发光装置(LED，LD)的装置用基底衬底中，在作为晶种的GaAs衬底10上形成GaN层16，该GaAs衬底10的背面具有SiO2层20，之后，必须除去GaAs衬底10。即，显示出必须使用除去GaAs衬底10而得到的GaN自支撑衬底来作为发光装置的基底衬底。在使用由以(111)A面、(111)B面为表面的GaAs衬底10制造的GaN自支撑衬底的时候，也能得到大致相同的结果。

应用例2

图7表示使用在本发明实施方式中形成的闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底而形成的应用例所涉及的绿色LD的断面图。

作为本发明的应用例2所涉及的LD的发光装置105，其具备：GaN自支撑衬底30、在GaN自支撑衬底30上形成的半导体层叠结构50、在半导体层叠结构50的与GaN自支撑衬底30接触的面相对侧的面上的规定区域上形成的绝缘层60、在未形成绝缘层60的区域中与半导体层叠结构50电连接的p型用电极40以及在GaN自支撑衬底30的形成半导体层叠结构50的面的相对侧的大致的整个面上形成的n型用电极45。

具体地，半导体层叠结构50具有：在GaN自支撑衬底30上形成的n型包覆层500、在n型包覆层500上形成的n型引导层505、在n型引导层505上形成的活性层510、在活性层510上形成的未掺杂杂质的非掺杂覆盖层(caplayer)515、在非掺杂覆盖层515上形成的p型引导层520、在p型引导层520上形成的p型包覆层525以及在p型包覆层525上的规定区域上以条纹状形成的p型接触层530。

在p型包覆层525上，在具有p型接触层530的区域中形成脊形状。并且，在p型包覆层525的脊形状上形成p型接触层530。此外，在p型包覆层525上，在除了脊形状之外的未形成p型接触层530的区域中形成绝缘层60。

半导体层叠结构50利用MOVPE法形成。作为一个例子，n型包覆层500能够由n型AlGaN/n型GaN超晶格形成，n型引导层505能够由n型GaN层形成。另外，活性层510能够由包含In_1-xGa_xN/In_1-yGa_yN(0<y<x<1)半导体层的多重量子阱结构形成。并且，未掺杂覆盖层515能够由未掺杂的AlGaN层形成，p型引导层520能够由p型GaN层形成。此外，p型包覆层525能够由p型AlGaN/p型GaN超晶格形成，p型接触层530能够由p⁺型GaN层形成。

只有当由HVPE法形成的GaN层为200μm以上时，即，只有当GaN自支撑衬底30的厚度为200μm以上时，作为具有这样的结构的LD的发光装置105才在室温下振荡绿色激光。该发光装置105的振荡开始电流是23mA，振荡波长是525nm，发光输出是10mW。另外，发光装置105的动作电压是5.1V，动作电流是30mA。即使使用由以(111)A面、(111)B面为表面的GaAs衬底10来制造的GaN自支撑衬底的情形中，也能得到大致相同的结果。

在本发明的实施方式、本发明的应用例1以及本发明的应用例2的各自之中，将形成氮化物半导体自支撑衬底的半导体材料，由GaN改变为AlN、AlGaN、InGaN或InAlGaN等各种材料来实施。其结果为，只要闪锌矿型氮化物半导体自支撑衬底的结构材料是In_xAl_yGa_zN(x≥0，y≥0，z≥0，x+y+z＝1)，就会得到与上述各本发明实施方式、本发明应用例1以及本发明应用例2大致相同的结果。但是，作为发光装置用的氮化物半导体自支撑衬底，需要选择具有适合发光装置发出的光的波长的带隙能量的半导体材料。

以上，说明了本发明的实施方式，但上述记载的实施方式并不限定权利要求所涉及的发明。另外，应该注意这一点，即并未限定在实施方式中说明的特征的组合的全部对于用于解决发明的课题的方法是必须的。