CN102576786B - 氮化镓系化合物半导体发光元件 - Google Patents
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Abstract
一种氮化镓系化合物半导体发光元件，在六方晶纤锌矿结构的(10-10)m面生长p-GaN层，将作为p型掺杂物的Mg浓度在1.0×1018cm-3到9.0×1018cm-3的范围内进行调整。
Description
技术领域
本发明涉及具有掺杂了Mg的p型氮化镓系化合物半导体层的氮化镓系化合物半导体发光元件。
背景技术
具有作为V族元素氮(N)的氮化物半导体，由于其带隙大小的缘故，作为短波长发光元件的材料有发展前景。其中，尤其是氮化镓系化合物半导体(GaN系半导体：AlxGayInzN、0≤x，y，z≤1、x+y+z＝1)的研究广泛进行，蓝色发光二极管(LED)、绿色LED以及以GaN系半导体为材料的半导体激光也已经被实际应用。
GaN系半导体具有纤锌矿型结晶结构。图1示意性地表示GaN的单位晶格。在AlxGayInzN、0≤x，y，z≤1、x+y+z＝1)半导体的结晶中，图1所示的Ga的一部分能够被置换成Al以及/或者In。
图2表示为了用4指数标号(六方晶系指数)表示纤锌矿型结晶结构的面而一般上使用的四个基本矢量a1、a2、a3和c。基本矢量c在[0001]方向上延伸，该方向被称为“c轴”。与c轴垂直的面(plane)被称为“c面”或“(0001)面”。另外，“c轴”以及“c面”有时会分别表示为“C轴”以及“C面”。在附图中，为了容易看到而用大写字母来表示。
在使用GaN系半导体制造半导体元件的情况下，作为使GaN系半导体结晶生长的基板，使用在表面具有c面的基板也就是(0001)面的基板。但是，由于在c面上Ga的原子层和氮的原子层的位置会向c轴稍微偏离，因此形成极化(ElectricalPolarization)。为此，“c面”也被称为“极性面”。极化的结果是，在活性层的InGaN的量子阱中沿着c轴方向会产生压电电场。如果在活性层中产生这种压电电场，则由于载流子的量子限制斯塔克效应的缘故，活性层内的电子以及空穴的分布会产生位置偏离，所以，内部量子效率降低。因此，如果是半导体激光，则会引起阈值电流的增大。如果是LED，则会引起消耗功率的增大或发光效率的降低。另外，在注入载流子密度上升的同时，会发生压电电场的屏蔽，也会发生发光波长的变化。
因此，为了解决这些技术问题，使用在表面具有与非极性面、例如[10-10]方向垂直的被称为m面的(10-10)面的基板的研究正在进行。在此，表示米勒指数的括号内的数字左边标注的“-”表示“横杠(bar)”。如图2所示，m面是与c轴(基本矢量c)平行的面，并与c面正交。在m面上，由于Ga原子和氮原子存在于同一原子面上，因此，在与m面垂直的方向上不发生极化。其结果是，如果在与m面垂直的方向上形成半导体层叠结构，则在活性层中也不会产生压电电场，因此，能够解决上述技术问题。
m面是(10-10)面、(-1010)面、(1-100)面、(-1100)面、(01-10)面和(0-110)面的总称。另外，在本说明书中，“X面生长”是指：在与六方晶纤锌矿结构的X面(X＝c、m)垂直的方向上发生外延生长。在X面生长中，有时将X面称为“生长面”。另外，有时会将通过X面生长所形成的半导体的层称为“X面半导体层”。
一般的氮化镓系化合物半导体发光元件是通过在基板上按照顺序生长n型氮化镓系化合物半导体层、活性层和p型氮化镓系化合物半导体层而制成的。这些氮化镓系化合物半导体层是通过金属有机化学气相沉积(MOCVD：MetalOrganicChemicalVaporDeposition)这样的气相生长法而形成的。
一直以来，p型氮化镓系半导体层(以下有时会简称为“p型层”)的生长是通过以1×1019cm-3以上的浓度含有作为p型掺杂物的镁(Mg)这种对条件进行控制的方式而进行的。在p型层内掺杂的Mg原子，与氢原子易于结合，且与氢原子结合后得到的Mg原子作为p型掺杂物呈惰性。因此，有时进行用于使氢从Mg原子脱离的活化热处理(退火处理)。但是，即使进行这种活化热处理，包含在p型层内的所有Mg原子中也只有百分之几左右被活化。因此，为了获得显示良好的电特性所需要的1×1017cm-3左右的空穴(hole)，需要以成为其100倍以上的1×1019cm-3以上的浓度掺杂Mg原子。为了获得良好的电特性，优选是达到2～5×1019cm-3左右的Mg原子的浓度(以下称为“Mg浓度”)。
关于氮化镓系化合物半导体元件中的p型掺杂的现有技术公开在例如专利文献1至专利文献3中。
(现有技术文献)
(专利文献)
专利文献1：国际公开第2003-077391号文本
专利文献2：JP特开2007-281387号公报
专利文献3：JP特开2008-251641号公报
(发明概要)
(发明要解决的技术问题)
由于Mg原子易于在氮化镓系化合物半导体的结晶内扩散，因此，在使p型层生长的过程中，Mg原子移动到活性层，这是广为人知的。由于扩散到活性层的Mg原子在活性层成为非发光中心，因此，会使元件的发光效率显著降低。会明显地产生从含有1×1019cm-3以上的高浓度Mg原子的p型层向活性层一侧的扩散。
原理上讲，有三个有效的方法抑制扩散。
第一个方法是：降低作为扩散源的p型层的Mg浓度。但是，如上所述，为了作为发光元件发挥充分的电特性，需要1×1019cm-3以上的Mg浓度。
第二个方法是：缩短p型层的生长时间，不给予Mg原子扩散到活性层的时间。P型层的生长时间是通过用生长速度来除以作为目标的p型层的厚度而求出的。如果为了缩短生长时间而过分地提高生长速度，则在很多情况下，由于p型层的结晶性恶化，因此，不能获得显示理想的电特性以及发光特性的元件。如果为了缩短生长时间而使p型层变薄，则不能发挥作为p型层的作用，会导致元件出现电短路。因此，为了抑制Mg扩散而缩短生长时间是不现实的。
第三个方法是：将作为扩散源的p型层的生长温度设定得很低，使Mg原子不能很容易地超过扩散的活化电势。但是，生长温度的降低会使p型层的结晶性显著恶化，因此不是有效的方法。
综上所述，既能作为发光元件而充分地满足电特性、又能充分地抑制Mg原子的扩散的技术还没有开发出来。
另外，如果即使在不进行使p型层的生长温度过度降低的情况下Mg浓度也过高的话，则会使元件的发光效率降低。这是因为：对于氮化镓系化合物半导体来说Mg是杂质，在以高浓度包含Mg原子的p型层中会形成很多的杂质能级。如果p型层的杂质能级多，则在通过活性层发出的光中，不能够透过p型层而被吸收的光的比例会增加。如果以作为发光元件而显示充分低的电阻的方式将p型层的Mg浓度设定在1×1019cm-3以上，则会有在p型层很容易产生光的吸收这一问题。
专利文献1公开了为了抑制Mg原子的扩散而在活性层和p型层之间插入未掺杂扩散抑制层。该扩散抑制层不是用于将Mg原子的扩散完全挡住，另外，由于是未掺杂层，因此，提高了元件的电阻。专利文献1中也公开了具有掺杂硅(Si)的n型扩散抑制层的实施例。但是，如果扩散抑制层是n型的话，则存在从p型层到活性层的空穴的注入效率会降低的这一弊端。
专利文献2公开了以下内容，即，通过使用活化率高于Mg的铍(Be)作为p型掺杂物，从而以比使用Mg时低的掺杂物浓度实现发光元件所需的空穴浓度。在掺杂Be原子的情况下，由于所需的掺杂物浓度低也可以，因此，在活性层中扩散的Be原子的量也能够降低，元件的发光效率会提高。但是，Be是对人体有害的物质，不宜使用。另外，虽然说掺杂物浓度低也可以，但是，为了充分地降低p型层的电阻，需要1×1019cm-3以上的掺杂物浓度。因此，即使在掺杂Be原子的情况下，p型层的结晶性仍然不好，所以，不能抑制在活性层发出的光被p型层吸收。
专利文献3公开了通过将成分不同的两个氮化镓系化合物半导体层交替沉积而形成p型层。在该p型层中，只在成分不同的两个氮化镓系化合物半导体层的一方掺杂Mg，随着远离活性层，Mg浓度上升，如果采用这种构成，则即使能够抑制Mg原子的扩散，也由于在p型层内在接近活性层的区域Mg浓度变低，因此，对活性层的空穴注入效率会显著降低。
发明内容
本发明是为了解决上述技术问题而实现的，其主要目的是提供一种具有含有提高了活化率的Mg的p型氮化镓系化合物半导体层的氮化镓系化合物半导体发光元件及其制造方法。
(解决技术问题的手段)
本发明的氮化镓系化合物半导体发光元件具有：n型氮化镓系化合物半导体层、p型氮化镓系化合物半导体层、位于上述n型氮化镓系化合物半导体层与上述p型氮化镓系化合物半导体层之间的活性层、位于上述p型氮化镓系化合物半导体层与上述活性层之间的p型溢出抑制层、以及与上述p型氮化镓系化合物半导体层接触的p型电极，在上述氮化镓系化合物半导体发光元件中，上述p型氮化镓系化合物半导体层是m面半导体层，在上述p型氮化镓系化合物半导体层的活性层侧设置有掺杂了浓度在1.0×1018cm-3以上且9.0×1018cm-3以下的范围内的Mg的区域。
在优选的实施方式中，在上述p型溢出抑制层中掺杂了浓度在1.0×1018cm-3以上且9.0×1018cm-3以下的范围内的Mg。
在优选的实施方式中，在上述p型氮化镓系化合物半导体层中，距离上述活性层的距离为45nm以下的部分中的Mg浓度在1.0×1018cm-3以上且9.0×1018cm-3以下的范围内。
在优选的实施方式中，还具有位于上述活性层与上述p型溢出抑制层之间的未掺杂间隔层。
在优选的实施方式中，上述活性层与上述p型溢出抑制层相接。
在优选的实施方式中，上述p型氮化镓系化合物半导体层是GaN层。
在优选的实施方式中，在上述p型氮化镓系化合物半导体层的上述p型电极侧设置有掺杂了浓度高于9.0×1018cm-3的Mg的区域。
根据本发明的其他氮化镓系化合物半导体发光元件具有：n型氮化镓系化合物半导体层、p型氮化镓系化合物半导体层、位于上述n型氮化镓系化合物半导体层与上述p型氮化镓系化合物半导体层之间的活性层、以及与上述p型氮化镓系化合物半导体层接触的p型电极，在上述氮化镓系化合物半导体发光元件中，上述p型氮化镓系化合物半导体层是m面半导体层，在上述p型氮化镓系化合物半导体层的活性层侧设置有掺杂了浓度在1.0×1018cm-3以上且9.0×1018cm-3以下的范围内的Mg的区域。
在优选的实施方式中，在上述p型氮化镓系化合物半导体层中，距离上述活性层的距离为45nm以下的部分中的Mg浓度在2.0×1018cm-3以上且8.0×1018cm-3以下的范围内。
在优选的实施方式中，还具有位于上述活性层与上述p型氮化镓系化合物半导体层之间的未掺杂间隔层。
在优选的实施方式中，上述活性层与上述p型氮化镓系化合物半导体层相接。
在优选的实施方式中，上述p型氮化镓系化合物半导体层是GaN层。
在优选的实施方式中，在上述p型氮化镓系化合物半导体层的上述p型电极侧设置有掺杂了浓度高于9.0×1018cm-3的Mg的区域。
在优选的实施方式中，氮化镓系化合物半导体发光元件的制造方法具有：工序(A)，用于形成n型氮化镓系化合物半导体层；工序(B)，用于在上述n型氮化镓系化合物半导体层上形成活性层；工序(C)，用于在上述活性层上形成p型氮化镓系化合物半导体层；以及工序(D)，用于形成与上述p型氮化镓系化合物半导体层相接的p型电极，在上述氮化镓系化合物半导体发光元件的制造方法中，工序(C)包括：通过m面生长而使上述p型氮化镓系化合物半导体层生长，且在上述p型氮化镓系化合物半导体层的活性层侧掺杂浓度在1.0×1018cm-3以上且9.0×1018cm-3以下的范围内的Mg。
本发明的另外的氮化镓系化合物半导体发光元件具有：n型氮化镓系化合物半导体层、p型氮化镓系化合物半导体层、位于上述n型氮化镓系化合物半导体层与上述p型氮化镓系化合物半导体层之间的活性层、位于上述p型氮化镓系化合物半导体层与上述活性层之间的p型溢出抑制层、以及与上述p型氮化镓系化合物半导体层接触的p型电极，在上述氮化镓系化合物半导体发光元件中，上述p型氮化镓系化合物半导体层是以1°以上的角度与m面倾斜的半导体层，上述p型氮化镓系化合物半导体层的主面的法线与m面的法线所形成的角度是1°以上且5°以下，在上述p型氮化镓系化合物半导体层的活性层侧设置有掺杂了浓度在1.0×1018cm-3以上且9.0×1018cm-3以下的范围内的Mg的区域。
在优选的实施方式中，上述p型氮化镓系化合物半导体层是与c轴方向或a轴方向倾斜的半导体层。
本发明的另外的氮化镓系化合物半导体发光元件具有：n型氮化镓系化合物半导体层、p型氮化镓系化合物半导体层、位于上述n型氮化镓系化合物半导体层与上述p型氮化镓系化合物半导体层之间的活性层、以及与上述p型氮化镓系化合物半导体层接触的p型电极，在上述氮化镓系化合物半导体发光元件中，上述p型氮化镓系化合物半导体层是以1°以上的角度与m面倾斜的半导体层，上述p型氮化镓系化合物半导体层的主面的法线与m面的法线所形成的角度是1°以上且5°以下，在上述p型氮化镓系化合物半导体层的活性层侧设置有掺杂了浓度在1.0×1018cm-3以上且9.0×1018cm-3以下的范围内的Mg的区域。
(发明效果)
利用根据本发明的氮化镓系化合物半导体发光元件能够抑制Mg从p型层扩散到活性层，因此，能够抑制在活性层中产生非发光中心。另外，能够在活性层的正上方以接触的方式沉积p型层，可以无需在活性层和p型层之间插入作为高电阻化的主要原因的未掺杂的扩散抑制层。因此，无需提高工作电压就能够实现高的发光效率。而且，由于能够避免以高浓度掺杂Mg，因此，能够很好地维持p型层的结晶性。因此，能够大幅度降低在活性层所发出的光被p型层吸收的比例。
另外，由于活性层是利用m面生长所形成的，因此，也不会产生以往的c面生长中成为问题的量子限制斯塔克效应。
附图说明
图1是示意性表示GaN的单位晶格的立体图。
图2是表示纤锌矿型结晶结构的基本矢量a1、a2、a3和c的立体图。
图3A是表示p-GaN层中的Mg浓度与空穴迁移率的关系的图表。
图3B是表示p-GaN层中的Mg浓度与空穴浓度的关系的图表。
图4是表示p-GaN层中的Mg浓度与电阻率的关系的图表。
图5(a)以及(b)是表示LED样品的SIMS分析结果的图表。
图6是表示p-GaN层的生长时间与Mg原子扩散的进入长度的关系的图表。
图7A是表示p-GaN层的生长温度与电阻率的关系的图表。
图7B是表示p-GaN层的生长温度为1000℃，850℃时的Mg浓度与扩散的进入长度的关系的图表。
图8是表示p-GaN层的Mg浓度不同的LED样品的电流-电压特性的图表。
图9A是表示p-GaN层的Mg浓度不同情况下的两种发光光谱的图表。
图9B是表示发光强度比的p-GaN层的Mg浓度依存性的图表。
图10A是表示本发明的氮化镓系化合物半导体发光元件的第一实施方式的剖面图。
图10B是表示本发明的氮化镓系化合物半导体发光元件的第一实施方式的变形例的剖面图。
图10C是表示本发明的氮化镓系化合物半导体发光元件的第一实施方式的变形例的剖面图。
图10D是表示本发明的氮化镓系化合物半导体发光元件的第二实施方式的剖面图。
图11(a)是示意性表示GaN系化合物半导体的结晶结构(纤锌矿型结晶结构)的图；(b)是表示m面的法线与+c轴方向以及a轴方向的关系的立体图
图12(a)以及(b)分别是表示GaN系化合物半导体层的主面和m面的配置关系的剖面图。
图13(a)以及(b)分别是示意性表示p型GaN系化合物半导体层8的主面及其附近区域的剖面图。
具体实施方式
本发明的发明人发现，如果以六方晶纤锌矿结构的m面成为生长面的方式制作具有合适的Mg浓度的p型氮化镓系化合物半导体，则能够在维持充分小的电阻率的情况下防止发生Mg原子的扩散，从而完成了本发明。
以往，利用氮化镓系化合物半导体的发光元件是以(0001)面、即c面作为生长面而制成的。上述专利文献中所公开的现有技术也涉及利用c面生长而制成的氮化镓系发光元件。
本发明的发明人发现：利用m面生长所制成的p型氮化镓系化合物半导体与利用c面生长所制成的p型氮化镓系化合物半导体相比，作为p型掺杂物的Mg的活化率会变大数倍。以下，对这一点进行说明。
图3A是表示p型GaN层的Mg浓度与空穴的迁移率的关系的图表。图3B是表示P型GaN层的Mg浓度与空穴浓度的关系的图表。图4是表示p型GaN层的Mg浓度与电阻率的关系的图表。在这些图表中，横轴是p型GaN层的Mg浓度。横轴都用对数刻度表示，例如，“1E+19”表示“1×1019”。关于浓度的该标记，在其他图的图表中也同样。
图3A、图3B以及图4的各图表中的○表示关于通过m面生长所制成的p型GaN层的结果；△表示关于为了比较而通过c面生长来同样制成的p型GaN层的结果。图3A、图3B以及图4的图表所根据的是：针对用以下所说明的方法而制成的多个样品，通过进行霍尔效应测定而获得的结果。所有样品都是通过以下方式制成的，即，是在成为底层的m面或c面GaN基板上按顺序沉积未掺杂的GaN层1μm和掺杂了Mg的p型层0.75μm，之后，通过在氮气氛中进行退火(830℃，20分钟)而制成的。m面生长的样品为五种，Mg浓度分别是2.6×1018cm-3、4.3×1018cm-3、7.4×1018cm-3、1.3×1019cm-3和2.5×1019cm-3。c面生长的样品为三种，Mg浓度分别是1.3×1019cm-3、2.6×1019cm-3和5.0×1019cm-3。Mg浓度用SIMS(SecondaryIonMassSpectrometry)进行测定。
如图3A所示，无论是m面生长还是c面生长，空穴的迁移率都随着Mg浓度的增加而显现相同的倾向并减少。但如图3B所示，虽然空穴浓度均以1.0×1018cm-3饱和，但是到饱和为止的倾向不同。在空穴浓度饱和之前的阶段，如果与以相同的1.3×1019cm-3的浓度含有Mg原子的情况相比，则即使退火处理的条件相同，也能通过m面生长p型层而获得大于c面生长p型层的空穴浓度。因此，能够说m面生长p型层比c面生长p型层的活化率高。
当Mg浓度是1.3×1019cm-3时，m面生长p型层的活化率要大3～4倍左右。因此，如图4所示，m面生长p型层的电阻率成为最小的Mg浓度会变得比c面生长p型层的电阻率成为最小的Mg浓度小。另外，在m面生长p型层中，即使是较低的Mg浓度，电阻率也仅限于可以说在充分小的范围内。关于m面生长p型层的Mg活化率高的原因，能够想到的有很容易失去氢原子等主要因素，但是详细原因还不清楚。
由图4可知，在c面生长p型层中，电阻率成为极小的Mg浓度范围很窄，如果低于1.0×1019cm-3，则电阻率立刻高于2.5Ωcm。c面生长p型层的这种倾向与专利文献2的图8所示的结果非常一致。但是，如果是m面生长p型层，则即使Mg浓度低到2.0×1018cm-3，电阻率也停留在2.5Ωcm左右。因此，如果是m面生长p型层，则能够保持不发生扩散的低Mg浓度，并且实现充分小的电阻率。
图5(a)、(b)都是表示利用m面生长所制造的LED结构的SIMS测定结果的图表。在图5(a)、(b)中，粗线表示Mg的、极细线表示Ga的、实线表示Al的、虚线表示In的深度方向浓度分布。Ga、Al和In用图右侧的纵轴上的检测强度：Intensity(counts/sec)表示，Mg用图左侧的纵轴上的密度：Concentration(atoms/cm3)表示。用于SIMS测定中的样品是通过在底层基板上按顺序沉积n-GaN层、InGaN阱层和GaN阻挡层构成的多重量子阱活性层、以及p-GaN层而形成的。各图表的横轴是从样品表面开始的深度。Al原子的检测强度为1.0×105counts/sec以上的区域相当于后面要提到的p-AlGaN层，且p-AlGaN层与活性层的InGaN阱层接触。在图5(a)、(b)中，表示Al浓度分布的曲线和表示In浓度分布的曲线交叉的深度位置相当于p型层的形成开始位置(下表面)。
图5(a)的样品是以p-GaN层的Mg浓度成为1.5×1019cm-3的方式对条件进行控制而制成的LED样品。另一方面，图5(b)的样品是以p-GaN层的Mg浓度成为6.5×1018cm-3的方式对条件进行控制而制成的LED样品。p-GaN层的生长条件都是温度1000，生长时间70分钟。
作为用于表示Mg的掺杂开始位置(深度位置)的标记，在p-GaN层的开始沉积厚度20nm的p-AlGaN层。作为Mg的原料的双环戊二烯镁(Cp2Mg)是在AlGaN层的沉积开始的同时开始供应的。因此，在SIMS分析结果中，能够在Al峰值位置与Mg掺杂开始位置之间建立关联。能够判断出存在于比该Al峰值位置还深的区域(活性层)中的Mg由于扩散而从p型层(p-GaN层或p-AlGaN层)开始移动。另外，关于Mg原子的扩散，将p-AlGaN层与p-GaN层区分开是没有意义的，因此，在此有时会将p-AlGaN层一起称为“p-GaN层”。
由图5(a)的Mg分布可知，即使是m面生长，也会发生从Al峰值位置向活性层一侧的Mg原子的扩散。具体而言，在活性层的几乎整个区域中，Mg原子以1.0×1019cm-3这一高浓度分布。在活性层一侧，将Mg原子从p-GaN层(严密地讲是p-AlGaN层)起最远到达的位置(到达点)与p-AlGaN层的距离称为“进入长度”。Mg原子的到达点的定义为：Mg浓度降低到p-GaN层的平均Mg浓度的一半时的深度。图5(a)的样品中的Mg原子的“进入长度”大约为60nm。
利用m面生长，以p-GaN层的Mg浓度成为6.5×1018cm-3的方式对条件进行控制，除此之外，以完全相同的条件制成LED样品，在该LED样品中，如图5(b)所示，Mg分布以沿着Al分布的方式急剧下降，向活性层一侧扩散的Mg原子的量几乎不存在。如果从图5(b)的Mg分布测定进入长度的话，则大概不到10nm。在图5(b)的样品中能够判断为几乎不发生Mg原子的扩散。
通过Mg分布能够估计出由于扩散而进入活性层的Mg原子的每1cm-3的个数(扩散Mg密度)。图5(b)的样品与图5(a)的样品相比，扩散Mg密度降低到十分之一以下。这样一来，当p-GaN层的Mg浓度为6.5×1018cm-3时，几乎不会引起Mg的扩散。
图6表示通过m面生长制成的p型层(生长温度1000℃)的生长时间与扩散引起的Mg原子的进入长度的关系。图6的图表中的○表示Mg浓度为1.5×1019cm-3时的数据；◇表示Mg浓度为1.0×1019cm-3时的数据；□表示Mg浓度为8.5×1019cm-3时的数据；△表示Mg浓度为6.5×1018cm-3时的数据。
当Mg浓度为1.5×1019cm-3、6.5×1018cm-3时，在任何情况下，扩散的进入长度与生长时间都大致处于线性关系。这样类推的话，在Mg浓度为1.5×1019cm-3的情况下，为了将进入长度抑制在不到10nm，需要将生长时间控制在不到10分钟。在这种情况下，为了获得需要的膜厚，必须大幅度提高p型层的生长速率。即使是生长速率高的条件，也不清楚能否维持Mg的掺杂特性。另外，如果大幅度提高生长速率，则p型层的结晶性会变差。
如果在p型层的生长时间为70分钟的情况下进行比较，则随着Mg浓度的降低，进入长度会减少，特别是如果低于1.0×1019cm-3的话，则进入长度的减少幅度变大。当Mg浓度小于1.0×1019cm-3时，即使生长时间超过1小时，进入长度也几乎不增加，因此，即使不过分提高生长速率也能够沉积所需膜厚的p型层。
如果能够降低p型层的生长温度，则能够在某种程度上抑制Mg原子的扩散。图7A是表示p型层的生长温度与p型层的电阻率的关系的图表。图7B是表示p型层的Mg浓度与Mg原子进入长度的关系的图表。图7A所示的电阻率是使用与图3A、图3B以及图4的样品具有相同结构的样品而测定的。这些样品中的p型层的Mg浓度为1.0～1.5×1019cm-3。图7B所示的Mg原子的进入长度是根据沉积了70分钟的p型层的样品的SIMS分析结果而求出的。
p型层的电阻率具有如果降低生长温度则会增大的倾向。生长温度为800℃时的电阻率超过5.0Ωcm。从电特性这一点来看，优选将p型层的生长温度设定在850℃以上。
如图7B所示，p型层的生长温度为850℃的情况下的Mg原子的进入长度，比生长温度为1000℃的情况下的Mg原子的进入长度短。但是，在Mg浓度为不到1.0×1019cm-3的情况下，其差值不能说具有意义。如果Mg浓度不到1.0×1019cm-3，则生长温度的降低对于抑制Mg原子的扩散不会发挥很大的效果。
由图6以及图7B的结果可知，为了抑制Mg原子的扩散，降低Mg浓度最有效。
图8是表示利用m面生长所制成的LED的电流-电压特性的图表。在该图表中示出了p型层的Mg浓度为6.5×1018cm-3时的电流-电压特性和p型层的Mg浓度为1.5×1019cm-3时的电流-电压特性。
根据图4，如果对Mg浓度为6.5×1018cm-3的情况和1.5×1019cm-3的情况进行比较，则前者的情况下的p型层的电阻率相对较高。但是，由图8可知，这样的Mg浓度差不会使电流-电压特性出现显著的差别，即使在Mg浓度低的情况下，也能够作为发光元件而实现充分小的工作电压。
本发明利用了以下这一特点，即，在利用m面生长所制成的氮化镓系化合物半导体发光元件中，即使将p型层内的Mg浓度与以往的c面生长相比大致减半，也不会引起电特性的恶化。在将Mg浓度控制在合适范围内的p型层中，能够抑制Mg向活性层扩散这一情况本身的发生。因此，能够抑制在活性层中非发光中心的增加，并且也能够减少在p型层发生的光的吸收，因此，不会使元件的发光效率变差。
以下，参照图9A、图9B对p型层的光吸收与p型层的Mg浓度的关系进行说明。图9A的图表表示的是p-GaN层的Mg浓度不同的情况下的两种荧光(PL)光谱。图9B的图表表示的是波长362nm的发光强度与波长426nm的发光强度的比率(发光强度比)的p-GaN层的Mg浓度依存性。
在图9A的光谱中，能够观察到：与Mg浓度的高低无关，波长362nm附近的带端发光峰值和390nm附近的给体-受体对的峰值。在Mg浓度为7.5×1018cm-3的情况下，在波长为大约380nm以上的范围内，随着波长的增加，发光强度无变化地降低，在Mg浓度为1.3×1019cm-3的情况下，波长大约为426nm，存在发光强度的显著的峰值。这表明：在波长426nm左右的能量中产生了其他的能级。该能级是由存在于p-GaN层中的过剩的Mg所产生的杂质能级。在由活性层所发出的光中，比426nm左右的波长还长的光存在被p-GaN层吸收的可能性。
由图9B可知，如果Mg浓度超过1×1019cm-3，则杂质能级的峰值强度相对变大，但这表明杂质能级的状态密度增大，在p-GaN层中，吸收可见光区域的波长的光的地方变多。如果产生这种光吸收，则取出到元件外部的光量会降低，导致实效性发光效率降低，很不理想。根据本发明，由于将Mg浓度设定在1.0×1018cm-3到9.0×1018cm-3的范围内，因此，几乎不会发生上述光吸收的情况，能够实现高的发光效率。
(实施方式1)
参照图10A以及图10B对本发明的氮化镓系化合物半导体发光元件的第一实施方式进行说明。
如图10A所示，本实施方式的发光元件具有：n型GaN系化合物半导体层2、p型GaN系化合物半导体层8、位于n型GaN系化合物半导体层2与p型GaN系化合物半导体层8之间的活性层4、以及位于p型GaN系化合物半导体层8与活性层4之间的p型溢出抑制层6。p型GaN系化合物半导体层8以及p型溢出抑制层6是m面半导体层，在这些层中掺杂了浓度在1.0×1018cm-3到9.0×1018cm-3的范围内的Mg。
在本实施方式中，m面的p型层中的Mg浓度在1.0×1018cm-3到9.0×1018cm-3的范围内，因此，如上所述，达到了充分高的空穴浓度，实现了必要的电流-电压特性，并且能够避免由于Mg扩散而导致的发光效率的降低。另外，也无需为了抑制Mg扩散的目的而在活性层中掺杂Si。
p型GaN系化合物半导体层8典型地由GaN形成，其厚度优选在50nm以上800nm以下的范围内进行调整。另一方面，p型溢出抑制层6由AlGaN形成，其厚度优选在10nm以上50nm以下的范围内进行调整。
另外，p型溢出抑制层6对于本发明来说并不是必要技术特征，也可以如图10B所示进行省略。在图10B的例子中，在P型GaN系化合物半导体层8中掺杂浓度在1.0×1018cm-3到9.0×1018cm-3的范围内的Mg。
在P型GaN系化合物半导体层8厚的情况下(例如，在厚度为500nm以上的情况下)，无需在整个p型GaN系化合物半导体层8上将p型GaN系化合物半导体层8中的Mg浓度调整为1.0×1018cm-3到9.0×1018cm-3的范围内。如上所述，降低Mg浓度的理由是为了抑制Mg向活性层扩散。因此，在与Mg原子的进入长度相比，p型GaN系化合物半导体层8较厚的情况下，在p型GaN系化合物半导体层8中，在与活性层相隔大于进入长度的距离的区域中，降低Mg浓度的必要性很低。如图6所示，在Mg浓度为1.0×1019cm-3的情况下，当p型层的生长时间为70分钟时，Mg原子的进入长度为45nm左右。因此，在p型GaN系化合物半导体层8中，与活性层4的距离为45nm以下的部分中的Mg浓度能够被控制在以下的范围内，即，从1.0×1018cm-3到9.0×1018cm-3的范围内；优选从2.0×1018cm-3到8.0×1018cm-3的范围内；更优选在3.0×1018cm-3到7.0×1018cm-3的范围内，但是，在与活性层4相隔的距离超过45nm的区域中，也可以以高于9.0×1018cm-3的浓度掺杂Mg。
在图10C所示的结构中，在与活性层相隔的距离超过45nm的区域中，设置以高于9.0×1018cm-3的浓度掺杂Mg的高浓度Mg掺杂区域8A。另外，虽然在图10C中省略了图示，但是在p型GaN系化合物半导体层8的表面上设置了p型电极。在本实施方式中，由于接触电阻降低的缘故，因此，高浓度Mg掺杂区域8A设置在p型GaN系化合物半导体层8的表面侧、即p型电极一侧，且与p型电极接触。另外，虽然在图10C中设置了p型溢出抑制层6，但p型溢出抑制层6也不一定需要设置。
在本实施方式中，当在p型GaN系化合物半导体层8中设置高浓度Mg掺杂区域8A(以高于9.0×1018cm-3的浓度掺杂Mg的区域)时，高浓度Mg掺杂区域8A的厚度能够设置为10nm以上。这是因为，如果高浓度Mg掺杂区域8A的厚度小于10nm的话，则与p型电极的接触电阻有可能不会被充分降低。并且，高浓度Mg掺杂区域8A的厚度能够被设为100nm以下。这是因为，如果高浓度Mg掺杂区域8A的厚度大于100nm的话，则在高浓度Mg掺杂区域8A中，可能会出现由活性层发出的光被吸收从而导致发光效率降低的问题。
如上所述，在本发明的优选实施方式中，p型层中的Mg浓度无需在厚度方向上均一，可以连续地或阶梯状地变化。这种情况下，至少在从活性层起的层厚方向上45nm以下的范围内，将Mg浓度调整为1.0×1018cm-3到9.0×1018cm-3的范围即可。
本实施方式的发光元件还可以在活性层4和p型GaN系化合物半导体层8之间具有未掺杂间隔层。不过，从电阻降低的观点来看，优选活性层4与p型GaN系化合物半导体层8相接。
图10A以及图10B所示的构成能够通过后面提到的制造方法容易地制成。
(实施方式2)
接下来，参照图10D对本发明的氮化镓系化合物半导体发光元件的第二实施方式进行说明。
在本实施方式中使用的结晶生长用基板101是能够生长m面的氮化镓(GaN)的基板。表面为m面的氮化镓本身的独立基板最为理想，但也可以是晶格常数接近的4H或6H结构的碳化硅(SiC)的m面基板。另外，也可以是表面是m面的蓝宝石基板。不过，如果在基板上使用与氮化镓系化合物半导体不同的物质，则需要在与沉积在上部的氮化镓系化合物半导体层之间插入合适的中间层或缓冲层。
以InxGa1-xN(0＜x＜1)层为首的氮化镓系化合物半导体的沉积是通过MOCVD法进行的。
用加热过的硫酸水溶液和缓冲氢氟酸(BHF)清洗基板101，然后，充分地水洗并干燥。基板101在清洗后尽量不与空气接触，放置于MOCVD装置的反应炉中。
然后，一边通入氢和氮作为运载气体并提供作为V族原料的氨(NH3)，一边将基板加热到850，对基板表面进行清洗处置。
接下来，将氢和氮作为运载气体，并提供三甲基镓(TMG)或三乙基镓(TEG)以及硅烷(SiH4)，将基板加热到1100，来沉积n-GaN层102。硅烷是提供作为n型掺杂物的硅(Si)的原料气体。
接下来，停止提供SiH4，将运载气体切换为只有氮，将基板的温度降温至不到800，来沉积GaN阻挡层103。
再次开始提供三甲基铟(TMI)，来沉积InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层104。InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层104典型地优选具有5nm以上的厚度，GaN阻挡层103优选具有与InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层104的厚度相应的厚度。通过将GaN阻挡层103和InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层104三周期以上地交替沉积，形成成为发光部的GaN/InGaN多重量子阱活性层105。之所以三周期以上是因为：如果InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层104的数量多的话，能够捕获有助于发光再耦合的载流子的体积会变大，元件的效率将提高的缘故。
在m面生长中，以增大捕获载流子的体积的目的来增加InGaN阱层的厚度是很有效的。在以往的c面生长中，由于不能忽视量子限制斯塔克效应，因此，很难增大构成发光部的InGaN阱层的厚度。因为，为了尽量使量子限制斯塔克效应无效，需要使InGaN阱层的厚度薄到某种程度，典型而言要控制在5nm以下。另一方面，在以m面为首的非极性面中，原本就不发生量子限制斯塔克效应。因此，无需使InGaN阱层变薄。另外，如果阱层变得过厚的话，则翘曲变大，存在产生结晶缺陷的可能性。在此，阱层的厚度能够设定在7nm以上18nm以下。
在GaN/InGaN多重量子阱活性层105形成后，停止TMI的提供，在运载气体中加入氮，再次开始提供氢。使生长温度进一步上升到850℃～1000℃，提供三甲基铝(TMA)和作为p型掺杂物Mg的原料的双环戊二烯镁(Cp2Mg)，且沉积p-AlGaN溢出抑制层106。
接下来，停止提供TMA，且沉积。不过，作为沉积p-AlGaN溢出抑制层106和p-GaN层107时的生长条件，对Cp2Mg供应量和TMG供应量等诸条件进行调整，以便包含在两层内的Mg浓度在1.0×1018cm-3到9.0×1018cm-3的范围内，优选在2.0×1018cm-3到8.0×1018cm-3的范围内，更优选在3.0×1018cm-3到7.0×1018cm-3的范围内。另外，优选在将生长温度设为850℃～1000℃，并将TMG供应量设为一定之后，控制Cp2Mg供应量，并将Mg浓度控制在上述范围内。
在本实施方式中，p-GaN层107是利用m面生长所形成的m面半导体层。为了获得m面氮化物系半导体层叠结构，如本实施方式那样，典型而言使用m面GaN基板，在该基板的m面上生长半导体即可。因为GaN系基板的表面的面方位反映在半导体层叠结构的面方位上。但是，由于也有在r面蓝宝石基板上生长a面GaN的例子，因此，根据生长条件不同，GaN系基板101的主面不一定必须是m面。另外，在最终的装置中也没有必要留下基板。在本发明的构成中，至少p-GaN层107是m面半导体层即可。
通过图5可以明确的是：即使是m面生长p型层，只要Mg浓度是1.5×1019cm-3的话，就会引起扩散。根据本发明的发明人进行研究的结果(图6以及图7B)，Mg浓度大约为不到1.0×1019cm-3，Mg原子的扩散的进入长度的降低幅度变大。因此，为了获得本发明的效果，需要是9.0×1018cm-3以下的Mg浓度。即使Mg浓度不到1.0×1019cm-3，如图6所示，Mg原子的扩散的进入长度随着Mg浓度变得越低，也越降低，因此，为了更理想地获得本发明的效果，优选Mg浓度在8.0×1018cm-3以下，更优选Mg浓度在7.0×1018cm-3以下。如果Mg浓度在7.0×1018cm-3以下，则即使长时间沉积p型层，也几乎不会引起扩散，进入长度大致成为零。因此，很容易在p型层的膜厚控制的生长时间中留出余量。
另外，如图4所示，即使是m面生长，如果Mg浓度过低，则p型层的电阻率会显著增大。如果Mg浓度低于1.0×1018cm-3，则电阻率会超过5.0Ωcm，作为发光元件会显现出不良的工作电压。因此，Mg浓度优选在1.0×1018cm-3以上，为了电阻率成为低于3.0Ωcm，Mg浓度在2.0×1018cm-3以上更优选，为了电阻率成为低于2.0Ωcm，Mg浓度在3.0×1018cm-3以上最优选。
p-AlGaN溢出抑制层106是插入的层，其目的是为了防止从n-GaN层102一侧注入的n型载流子(电子)在GaN/InGaN多重量子阱活性层105对发光再耦合不起作用而通过p型层一侧。另外，p-GaN层107优选以厚度在50～800nm的范围内的方式控制条件来进行沉积。
在从反应炉取出的基板上进行退火处理，使进入p-AlGaN溢出抑制层106以及p-GaN层107内的氢原子脱离。
接下来，利用光刻以及蚀刻工序，只将p-GaN层107、p-AlGaN溢出抑制层106以及GaN/InGaN多重量子阱活性层105的规定区域除去，使n-GaN层102的一部分露出。在n-GaN层102的露出区域形成由Ti/Al等构成的n型电极108。另外，在p-GaN层107上的规定区域形成由Pd/Pt等构成的p型电极109。
通过以上的工序制成图10D所示的本实施方式的发光元件。根据本实施方式的发光元件，如果对n型电极108和p型电极109之间施加电压，则n型、p型各自的载流子被注入到GaN/InGaN多重量子阱活性层105中，由于再耦合的缘故而产生发光。
(实施例和比较例)
在各种条件下制成上述实施方式1的发光元件，对制成的样品进行了分析，其结果如表1所示。
[表1]
在GaN/InGaN多重量子阱活性层105中，InGaN阱层104和GaN阻挡层103的厚度分别为3nm和7nm，周期为3周期。关于一部分的样品，在GaN/InGaN多重量子阱活性层105和p-AlGaN溢出抑制层106之间插入厚度为80nm的un-GaN间隔层。另外，为了比较，还制成通过c面生长的样品。
为了评估样品，在室温下进行以波长325nm激励的He-Cd激光为激励光源的PL强度测定，另外，简易地实施了向所形成的电极注入20mA的电流时的电压的测定。Mg原子的进入长度是从SIMS分析结果获得的值。
(样品：比较例1)
在利用m面生长所形成的p-GaN层107的Mg浓度为1.5×1019cm-3的情况下，在p-GaN层的生长时间为70分钟时，Mg原子的进入长度大约为60nm。由于未插入un-GaN间隔层，因此，Mg原子的一部分几乎分布在GaN/InGaN多重量子阱活性层105的整个区域中。因此，元件的发光效率显著降低。在表1中，此时的PL发光强度为基准值1.0。
(样品2：实施例1)
在p-GaN层107的Mg浓度为6.5×1018cm-3的情况下，即使p-GaN层107的生长时间为70分钟，Mg原子的进入长度也为大约10nm。因此，即使没有un-GaN间隔层，也未出现Mg原子到达GaN/InGaN多重量子阱活性层105的情况。样品2的PL发光强度增大到样品1的8～10倍左右。另外，由于p-GaN层107的Mg浓度为6.5×1018cm-3，因此，由于电阻率的增加而导致的工作电压的上升也比较小。在表1所示的样品中，虽然样品1的工作电压最低，但是，样品2的工作电压与样品1的工作电压之差为不到0.1V。
(样品3：比较例2)
样品3是利用c面生长制成浓度与样品2中的p-GaN层107的Mg浓度相同的p-GaN层而成的。在样品3中，与样品2的m面生长相同，几乎不引起Mg原子的扩散，但是，工作电压极度增大。如图4所示，可以认为，这是在c面生长中p-GaN层107的电阻率变得非常大的缘故。
(样品4：实施例2)
在p-GaN层107的Mg浓度为2.5×1018cm-3的情况下，即使p-GaN层107的生长时间为70分钟，Mg原子的进入长度也不到5nm。因此，即使没有un-GaN间隔层，也没有出现Mg原子到达GaN/InGaN多重量子阱活性层105的情况。PL发光强度与样品2相同，增大到样品1的8～10倍。工作电压有些增加。可以认为这是p-GaN层107的电阻率变大的缘故。样品4的工作电压限于能够作为发光元件充分使用的大小。
(样品5：比较例3)
样品5具有在样品1中插入un-GaN间隔层的构成。在这种情况下，Mg原子不会到达GaN/InGaN多重量子阱活性层105。因此，元件的发光效率不会降低，PL发光强度也增大到样品1的5～7倍左右。但是，由于存在un-GaN间隔层，因此，工作电压为4.81V。
(样品6：比较例4)
样品6具有与样品1相同的构成，但是，p-GaN层107的生长时间是样品1的情况下的一半。即使是样品6，Mg原子的进入长度也大约降低到30nm。因此，成为非发光中心的Mg原子的量也降低，发光效率的降低得到了抑制。但是，样品6的PL发光强度只增大到样品1的PL发光强度的2～3倍左右，与使Mg浓度降低到6.5×1018cm-3的样品2相比，只能获得不充分的效果。
通过对样品1～5进行比较可知，通过使Mg浓度成为6.5×1018cm-3，能够抑制Mg原子向GaN/InGaN多重量子阱活性层105扩散，从而能够防止元件的发光效率降低。根据本发明的实施例，能够不需要un-GaN间隔层，能够防止工作电压的大幅上升。
另外，在本发明的实施例中，由于没有必要出于抑制Mg扩散的目的而设置掺杂了Si的层，因此，也不会引起从p-GaN层107到GaN/InGaN多重量子阱活性层105的空穴的注入效率降低。
另外，虽然在c面生长p-GaN层中，Mg浓度的降低使电特性显著变差，但是在m面生长中，Mg浓度的适当降低不会导致电特性变差。与c面生长相比，在m面生长中Mg活化率提高，这一现象是没有预料到的，其详细原因不明。
实际的m面半导体层的表面(主面)无需是与m面完全平行的面，也可以以微小的角度(大于0度不到±1°)与m面倾斜。从制造技术的观点来看，形成具有表面与m面完全平行的表面的基板或半导体层是很困难的。因此，在利用现有的制造技术来形成m面基板或m面半导体层的情况下，现实的表面与理想的m面会有倾斜。倾斜的角度以及方位根据制造工艺的不同而各不相同，因此，很难正确地控制表面的倾斜角度以及倾斜方位。
另外，有时会故意地使基板或半导体的表面(主面)与m面以1°以上的角度倾斜。在以下要说明的实施方式中，故意地使p型氮化镓系化合物半导体层的表面(主面)与m面以1°以上的角度倾斜。
(其他的实施方式)
本实施方式的氮化镓系化合物半导体发光元件具有以与m面倾斜1°以上的角度的面为主面的p型氮化镓系化合物半导体层。除了这点之外，本实施方式的构成与图10D所示的实施方式2的构成相同。
在本实施方式的氮化镓系化合物半导体发光元件中，图10D所示的基板101的主面与m面以1°以上的角度倾斜。这种基板101一般被称为“隔开基板”。隔开基板能够通过从单晶铸锭切削基板并对基板的表面进行研磨的工序，以有意使与m面在特定方位倾斜的面作为主面的方式制成。这样一来，如果在倾斜的基板的主面上层叠各种半导体层，则这些半导体层的表面(主面)也与m面倾斜。
接下来，参照图11对本实施方式的p型GaN系化合物半导体层的倾斜进行详细说明。
图11(a)是示意性地表示GaN系化合物半导体的结晶结构(纤锌矿型结晶结构)的图，显示了将图2的结晶结构的方向旋转了90°的结构。在GaN结晶的c面上存在+c面以及-c面。+c面是Ga原子出现在表面的(0001)面，被称为“Ga面”。另一方面，-c面是N(氮)原子出现在表面的(000-1)面，被称为“N面”。+c面和-c面是平行的关系，都与m面垂直。由于c面具有极性，因此能够分成+c面和-c面，但是，将作为非极性面的a面区分成+a面和-a面是没有意义的。
图11(a)所示的+c轴方向是从-c面朝向+c面垂直延伸的方向。另一方面，a轴方向与图2的单位矢量a2对应，朝向与m面平行的“-12-10”方向。图11(b)是表示m面的法线、+c轴方向以及a轴方向的相互关系的立体图。m面的法线与“10-10”方向平行，如图11(b)所示，与+c轴方向以及a轴方向这两者垂直。
GaN系化合物半导体层的主面与m面以1°以上的角度倾斜是指：该半导体层的主面的法线与m面的法线以1°以上的角度倾斜。
接下来，参照图12。图12(a)以及(b)分别是表示GaN系化合物半导体层的主面以及m面的关系的剖面图。该图是与m面以及c面这两个面垂直的剖面图。图12示出了表示+c轴方向的箭头。如图11所示，m面平行于+c轴方向。因此，m面的法线矢量垂直于+c轴方向。
在图12(a)以及(b)所示的例子中，GaN系化合物半导体层的主面的法线矢量从m面的法线矢量朝向c轴方向倾斜。更详细地讲，在图12(a)的例子中，主面的法线矢量朝向+c面一侧倾斜，在图12(b)的例子中，主面的法线矢量朝向-c面一侧倾斜。在本说明书中，对前者的情况下的主面的法线矢量与m面的法线矢量的倾斜角度(倾斜角度θ)取正值，对后者的情况下的倾斜角度θ取负值。无论在哪一种情况下，都能够说“主面与c轴方向倾斜”。
在本实施方式中，在倾斜角度处于1°以上5°以下的范围内的情况下，以及，由于倾斜角度在-5°以上-1°以下的范围内，因此，与倾斜角度大于0°不到±1的情况相同，能够实现本发明的效果。以下，参照图13对该理由进行说明。图13(a)以及(b)分别是与图12(a)以及(b)相对应的剖面图，示出了从m面朝向c轴方向倾斜的p型GaN系化合物半导体层8的主面的附近区域。在倾斜角度θ为5°以下的情况下，如图13(a)以及(b)所示，在p型GaN系化合物半导体层8的主面上形成多个台阶，各台阶具有单原子层的高度以大致相等间隔(以上)平行地排列。通过这样的台阶式排列，整体上形成了与m面倾斜的主面，但是，从微观上看可以认为露出了多个m面区域。主面与m面倾斜的GaN系化合物半导体层的表面之所以设计成这样的结构，是因为m面原本作为结晶面就非常稳定。
可认为即使主面的法线矢量的倾斜方向朝向+c面以及-c面以外的面方位，也会产生同样的现象。即使主面的法线矢量朝向例如a轴方向倾斜，只要倾斜角度在1°以上5°以下的范围内，也可认为是一样的。
因此，即使是将与m面在任意的方位以1°以上5°以下的角度倾斜的面作为主面的p型氮化镓系化合物半导体层，只要是在浓度为1.0×1018cm-3到9.0×1018cm-3的范围内掺杂Mg，就能够作为发光元件来实现充分小的工作电压。由此，能够抑制Mg向活性层扩散这一情况本身的发生。能够在活性层抑制非发光中心的增加，同时也能够降低在p型层发生的光吸收，因此，不会使元件的发光效率变差。
另外，如果倾斜角度θ的绝对值大于5°，则由于压电电场的原因，内部量子效率降低。因此，如果显著地产生压电电场，则通过m面生长来实现半导体发光元件的意义就会变小。因此，在本发明中，将倾斜角度θ的绝对值限制在5°以下。但是，即使在将倾斜角度θ设定为例如5°的情况下，也会由于制造偏差的缘故而存在现实的倾斜角度θ与5°相差±1°左右的可能性。完全排除这种制造偏差是很困难的，另外，这种程度的微小的角度偏差也不会影响到本发明的效果。
(产业上的可利用性)
本发明的半导体发光元件在p型氮化镓系化合物半导体中能够抑制Mg原子向活性层扩散，并能够实现良好的低消耗功率。
附图标记的说明：
101结晶生长用基板
102n-GaN层
103GaN阻挡层
104InxGa1-xN(0＜x＜1)阱层
105GaN/InGaN多重量子阱活性层
106p-AlGaN溢出抑制层
107p-GaN层
108n型电极
109p型电极
Claims (10)
1.一种氮化镓系化合物半导体发光元件，具有：
n型氮化镓系化合物半导体层；
p型GaN层；
位于上述n型氮化镓系化合物半导体层与上述p型GaN层之间的活性层；
位于上述p型GaN层与上述活性层之间的p型AlGaN溢出抑制层；以及
与上述p型GaN层接触的p型电极，
在上述氮化镓系化合物半导体发光元件中，
上述p型GaN层在表面具有(10-10)面，
上述p型GaN层与上述p型AlGaN溢出抑制层接触，
上述p型GaN层由掺杂了浓度高于9.0×1018cm-3的Mg的高浓度区域和上述高浓度区域以外的区域构成，
上述高浓度区域以10nm以上且100nm以下的厚度设置在上述p型电极侧，
在上述高浓度区域以外的区域中掺杂了浓度在1.0×1018cm-3以上且9.0×1018cm-3以下的范围内的Mg。
2.根据权利要求1所述的氮化镓系化合物半导体发光元件，其中，
在上述p型AlGaN溢出抑制层中掺杂了浓度在1.0×1018cm-3以上且9.0×1018cm-3以下的范围内的Mg。
3.根据权利要求1或2所述的氮化镓系化合物半导体发光元件，其中，
在上述p型GaN层中，距离上述活性层的距离为45nm以下的部分中的Mg浓度在1.0×1018cm-3以上且9.0×1018cm-3以下的范围内。
4.根据权利要求1所述的氮化镓系化合物半导体发光元件，其中，
还具有位于上述活性层与上述p型AlGaN溢出抑制层之间的未掺杂间隔层。
5.根据权利要求1所述的氮化镓系化合物半导体发光元件，其中，
上述活性层与上述p型AlGaN溢出抑制层相接。
6.一种氮化镓系化合物半导体发光元件，具有：
n型氮化镓系化合物半导体层；
p型GaN层；
位于上述n型氮化镓系化合物半导体层与上述p型GaN层之间的活性层；以及
与上述p型GaN层接触的p型电极，
在上述氮化镓系化合物半导体发光元件中，
上述p型GaN层在表面具有(10-10)面，
上述活性层与上述p型GaN层相接，
上述p型GaN层由掺杂了浓度高于9.0×1018cm-3的Mg的高浓度区域和上述高浓度区域以外的区域构成，
上述高浓度区域以10nm以上且100nm以下的厚度设置在上述p型电极侧，
在上述高浓度区域以外的区域中掺杂了浓度在1.0×1018cm-3以上且9.0×1018cm-3以下的范围内的Mg。
7.根据权利要求6所述的氮化镓系化合物半导体发光元件，其中，
在上述p型GaN层中，距离上述活性层的距离为45nm以下的部分中的Mg浓度在2.0×1018cm-3以上且8.0×1018cm-3以下的范围内。
8.一种氮化镓系化合物半导体发光元件，具有：
n型氮化镓系化合物半导体层；
p型GaN层；
位于上述n型氮化镓系化合物半导体层与上述p型GaN层之间的活性层；
位于上述p型GaN层与上述活性层之间的p型AlGaN溢出抑制层；以及
与上述p型GaN层接触的p型电极，
在上述氮化镓系化合物半导体发光元件中，
上述p型GaN层是以1°以上的角度与(10-10)面倾斜的半导体层，上述p型GaN层的主面的法线与(10-10)面的法线所形成的角度是1°以上且5°以下，
上述p型GaN层与上述p型AlGaN溢出抑制层接触，
上述p型GaN层由掺杂了浓度高于9.0×1018cm-3的Mg的高浓度区域和上述高浓度区域以外的区域构成，
上述高浓度区域以10nm以上且100nm以下的厚度设置在上述p型电极侧，
在上述高浓度区域以外的区域中掺杂了浓度在1.0×1018cm-3以上且9.0×1018cm-3以下的范围内的Mg。
9.根据权利要求8所述的氮化镓系化合物半导体发光元件，其中，
上述p型GaN层是与c轴方向或a轴方向倾斜的半导体层。
10.一种氮化镓系化合物半导体发光元件，具有：
n型氮化镓系化合物半导体层；
p型GaN层；
位于上述n型氮化镓系化合物半导体层与上述p型GaN层之间的活性层；以及
与上述p型GaN层接触的p型电极，
在上述氮化镓系化合物半导体发光元件中，
上述p型GaN层是以1°以上的角度与(10-10)面倾斜的半导体层，上述p型GaN层的主面的法线与(10-10)面的法线所形成的角度是1°以上且5°以下，
上述活性层与上述p型GaN层相接，
上述p型GaN层由掺杂了浓度高于9.0×1018cm-3的Mg的高浓度区域和上述高浓度区域以外的区域构成，
上述高浓度区域以10nm以上且100nm以下的厚度设置在上述p型电极侧，
在上述高浓度区域以外的区域中掺杂了浓度在1.0×1018cm-3以上且9.0×1018cm-3以下的范围内的Mg。
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