JP2006032933A - Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子 - Google Patents

Abstract

【課題】 発光素子内部に傾斜側面を有する凹凸構造を形成するための簡便かつ信頼性の高い方法を提供し、その方法によって製造された光取り出し効率の優れたＩＩＩ族窒化物半導体発光素子を提供すること。
【解決手段】 基板上に形成されたＩＩＩ族窒化物半導体からなる発光素子に於いて、表面にピットを有するＧｅドープＩＩＩ族窒化物半導体からなる第１層および該第１層上に接する該第１層と屈折率の異なる第２層を有することを特徴とするＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。
【選択図】 図３

Description

本発明はＩＩＩ族窒化物半導体発光素子、特に光取り出し効率を高めることができる積層界面の構造に特徴を有するＩＩＩ族窒化物半導体発光素子に関する。

エネルギー消費効率（外部量子効率）を高めた発光素子が省エネルギーを進める上で望まれている。サファイア基板上に積層したＧａＮ系発光ダイオード（ＬＥＤ）において、従来の３８２ｎｍ付近のＬＥＤの外部量子効率は、例えば特許文献１では２４％であった。外部量子効率は、「内部量子効率」×「光取り出し効率」の積として概ね２要素に分解されるが、結晶品質や構造最適化による内部量子効率の向上が主に検討されてきた。

一方、光取り出し効率の向上例として、半導体の屈折率と空気の屈折率との間の屈折率を有する樹脂でＬＥＤチップを覆うことによって、発光した光を効率良く樹脂に透過させ、更に樹脂表面を曲面に加工することで外部への光取り出し効率を上げる手法が古くから行われてきた。また、基板を逆ピラミッド状に研削することによって２倍程度の光取り出し効率の増加を実現している例として、米国クリー（Cree）社がＸブライト（X-Bright）シリーズとして市販している。

一般にＬＥＤは、発光層の屈折率が空気の屈折率より大きい為、スネルの法則で決まる全反射角より大きい入射角の光線は発光層から外部に取り出す事ができない。発光素子基板の表面を故意に荒らしたり、側面を逆ピラミッド状に傾斜した面にする事で凹凸構造を作り、入射角を変化させ、光取り出し効率を高める取り組みは既に実施されている。しかし、発光層から発した光が発光層の屈折率に対し屈折率が大きく異なる最初の層に入射する界面に凹凸構造を形成する方が最も効果的である。即ち、半導体結晶中に屈折率の大きく異なる層を設け、その界面に凹凸を形成した方が効果的である。

一方、キャリア濃度が制御されたｎ型ＩＩＩ族窒化物半導体層を得る目的でゲルマニウム（Ｇｅ）によるドーピング法が知られている（例えば特許文献２参照）。しかし、Ｓｉの場合と比較すると、ドーピング効率は低く（例えば非特許文献１参照）、低抵抗のｎ型ＩＩＩ族窒化物半導体層を得るには不利とされている。また、高濃度にＧｅをドーピングすると、ｎ型ＩＩＩ族窒化物半導体層の表面には、平坦性を損なう小孔（ピット）が発生し、その上に積層する半導体層の結晶性が悪化する欠点があった（例えば非特許文献２参照）。従って、ｎ型ドーピング材料としては専らＳｉが用いられ、Ｇｅは用いられなかった。

特開２００２−１６４２９６号公報 特開平４−１７０３９７号公報 Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，１９９２年、３１巻（９Ａ）、２８８３頁 「ＩＩＩ族窒化物半導体化合物（Group III Nitride Semiconductor Compounds）」ＣＬＡＲＥＮＤＯＮ Ｐｒｅｓｓ．（ＯＸＦＯＲＤ）、１９９８年、１０４頁

発光素子半導体結晶層内部に屈折率の異なった傾斜側面を有する凹凸構造を形成した発光素子構造とすることで光取り出し効率が向上する。

本発明の目的は、発光素子内部に傾斜側面を有する凹凸構造を形成する手段として、簡便かつ信頼性の高い手法を提供し、その手法によって得られた光取り出し効率の優れたＩＩＩ族窒化物半導体発光素子を提供することである。

本発明は、屈折率の異なる２層の界面に傾斜した側面を有する凹凸を導入することにより、全反射されていた光線を外部に取り出すことを可能にし、発光素子の光取り出し効率を高めたものである。

即ち、本発明は以下の発明を提供する。
（１）基板上に形成されたＩＩＩ族窒化物半導体からなる発光素子に於いて、表面にピットを有するＧｅドープＩＩＩ族窒化物半導体からなる第１層および該第１層上に接する該第１層と屈折率の異なる第２層を有することを特徴とするＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。

（２）第１層のＧｅ原子濃度が１×１０¹⁶ｃｍ^-3以上１×１０²²ｃｍ^-3以下である上記１項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。

（３）第２層がＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体、ＩＩ−ＶＩ族化合物半導体、および透光性または反射性の金属、金属酸化物、酸化物、窒化物ならびに樹脂からなる群から選ばれる少くとも一種である上記１または２項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。

（４）第１層がＧａＮであり、第２層がＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ≦１）である上記１〜３項のいずれか一項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。

（５）第１層がＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ≦１）であり、第２層がＧａＮである上記１〜３項のいずれか一項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。

（６）発光層を有し、第１層および第２層が該発光層の基板側に存在する上記１〜５項のいずれか一項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。

（７）第１層および第２層の発光波長における屈折率の比ｎ₁／ｎ₂が０．３５以上０．９９以下であることを特徴とする上記６項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。

（８）第２層および発光層の発光波長における屈折率の比ｎ₂／ｎ_eが０．３５以上１以下であることを特徴とする上記６または７項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。

（９）第１層表面におけるピットの個数密度が１０⁴ｃｍ^-2以上１０¹⁴ｃｍ^-2以下であることを特徴とする上記１〜８項のいずれか一項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。

（１０）基板がサファイア、ＳｉＣ、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＺｎＯ、ＺｒＢ₂、ＬｉＧａＯ₂、ＧａＡｓ、ＧａＰおよびＳｉからなる群から選ばれる少くとも一種である上記１〜９項のいずれか一項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。

（１１）上記１〜１０項のいずれか一項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子を用いたランプ。

本発明の発光素子は光取り出し効率が最大２倍程度まで増加するので、ＬＥＤの発光出力、電光変換効率ともに最大２倍程度まで向上させる事ができる。この事は省エネルギーに寄与するだけでなく、光の再吸収による素子の発熱も抑制し、ＬＥＤの安定動作および寿命の向上も促す。
また、ＩＩＩ族窒化物半導体の成長中にＧｅをドーピングするという簡便な方法で、屈折率の異なる２層の界面に傾斜した側面を有する凹凸を確実に導入することができる。
なお、本発明で傾斜とは、前記２層間の平均的な界面（平坦面）に対する傾斜をいう。通常、平均的な界面は基板に平行な面となる。

本願発明のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子は、Ｇｅをドーピングすることによってピットが形成されたＩＩＩ族窒化物半導体からなる第１層とその上に接する屈折率の異なる第２層を有することを特徴とする。該素子は、融点が比較的高く、耐熱性のあるサファイア（α−Ａｌ₂Ｏ₃単結晶）等の基板上に形成することが望ましい。発光層からの光を透過できる、光学的に透明な単結晶材料は基板として特に有効である。

基板としては、ＩＩＩ族窒化物半導体をエピタキシャル成長できる基板であれば全てよいが、具体的にはサファイア、立方晶或いは六方晶結晶型の炭化珪素（ＳｉＣ）、ＡｌＮやＧａＮをはじめとする窒化物単結晶材料、酸化亜鉛（ＺｎＯ）或いは酸化ガリウム・リチウム（ＬｉＧａＯ₂）等の酸化物単結晶材料、珪素（Ｓｉ）単結晶（シリコン）、リン化ガリウム（ＧａＰ）や砒化ガリウム（ＧａＡｓ）等のＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体単結晶材料およびＺｒＢ₂等が利用できる。好ましくはサファイア、ＳｉＣ、ＧａＮ、ＡｌＮおよびＺｎＯであり、さらに好ましくはサファイアおよびＡｌＮである。

基板上に設けるＩＩＩ族窒化物半導体層は、組成式Ａｌ_XＧａ_YＩｎ_ZＮ_1-aＭ_a（０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｚ≦１で且つ、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１。記号Ｍは窒素とは別の第Ｖ族元素を表し、０≦ａ＜１である。）で表わされるＩＩＩ族窒化物半導体から構成する。結晶基板とその上に形成するＩＩＩ族窒化物半導体層との間で格子ミスマッチがある場合、そのミスマッチを緩和して、結晶性に優れるＩＩＩ族窒化物半導体層をもたらす低温緩衝層或いは高温緩衝層を介在させて積層するのが得策である。緩衝層は、例えば、窒化アルミニウム・ガリウム（Ａｌ_XＧａ_YＮ：０≦Ｘ，Ｙ≦１で且つ、Ｘ＋Ｙ＝１）で構成できる。

これらのＩＩＩ族窒化物半導体の成長方法は特に限定されず、ＭＯＣＶＤ法（有機金属化学気相成長法）、ＨＶＰＥ法（ハイドライド気相成長法）、ＭＢＥ法（分子線エピタキシー法）、などＩＩＩ族窒化物半導体を成長させることが知られている全ての方法を適用できる。好ましい成長方法としては、膜厚制御性、量産性の観点からＭＯＣＶＤ法である。ＭＯＣＶＤ法では、キャリアガスとして水素（Ｈ₂）または窒素（Ｎ₂）、ＩＩＩ族原料であるＧａ源としてトリメチルガリウム（ＴＭＧａ）またはトリエチルガリウム（ＴＥＧａ）、Ａｌ源としてトリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）またはトリエチルアルミニウム（ＴＥＡｌ）、Ｉｎ源としてトリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）またはトリエチルインジウム（ＴＥＩｎ）、Ｖ族原料であるＮ源としてアンモニア（ＮＨ₃）、ヒドラジン（Ｎ₂Ｈ₄）などが用いられる。ゲルマニウムの添加源としては、ゲルマンガス（ＧｅＨ₄）や、テトラメチルゲルマニウム（ＴＭＧｅ）やテトラエチルゲルマニウム（ＴＥＧｅ）等の有機ゲルマニウム化合物を利用できる。ＭＢＥ法では、元素状のゲルマニウムもドーピング源として利用できる。また、他のドーパントとしては、ｎ型にはＳｉ原料としてモノシラン（ＳｉＨ₄）またはジシラン（Ｓｉ₂Ｈ₆）を、ｐ型にはＭｇ原料として例えばビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ₂Ｍｇ）またはビスエチルシクロペンタジエニルマグネシウム（（ＥｔＣｐ）₂Ｍｇ）を用いる。

ＩＩＩ族窒化物半導体発光素子は基板上に、ＩＩＩ族窒化物半導体からなる、ｎ型半導体層、発光層およびｐ型半導体層を、ｎ型半導体層とｐ型半導体層が発光層を挟むように有し、ｎ電極およびｐ電極が所定の位置に設けられている。例えば、図１にその断面を模式的に示したような、サファイアからなる基板（１）上に、ＡｌＮからなるバッファ層（６）を介して、アンドープＧａＮからなる下地層（３ａ）、ｎコンタクト層（３ｂ）およびｎクラッド層（３ｃ）からなるｎ型半導体層（３）、障壁層（４ａ）および井戸層（４ｂ）を交互に数回積層させた後にさらに障壁層（４ａ）を設けた多重量子井戸構造の発光層（４）、ｐクラッド層（５ａ）およびｐコンタクト層（５ｂ）からなるｐ型半導体層（５）を順に積層したＩＩＩ族窒化物半導体積層物のｐコンタクト層（５ａ）上にｐ電極（１０）を、ｎコンタクト層（３ｂ）上にｎ電極（２０）を形成した構造が一般によく知られている。

本発明における第１層およびその上に接する第２層は上述の構造の発光素子中どこにでも配置できる。ｎ型半導体層の内部でもよいし、ｐ型半導体層の内部でもよい。例えば、アンドープＧａＮからなる下地層（３ａ）の一部にＧｅをドープして第１層を形成し、その上にアンドープＡｌＮからなる第２層を設けてもよい。また、最初の障壁層（４ａ）の直下に障壁層とは組成の異なる（屈折率の異なる）ＧｅドープＩＩＩ族窒化物半導体層を設けて第1層とし、最初の障壁層（４ａ）を第２層としてもよい。ＡｌＮからなるバッファ層（６）にＧｅをドープして第１層とし、GａＮからなる下地層（３ａ）を第２層としてもよい。

さらに、ｐコンタクト層（５ｂ）の一部にＧｅをドープして第１層を形成し、その上にＧｅをドープしない組成の異なる（屈折率の異なる）ＩＩＩ族窒化物半導体層を設けて第２層としてもよい。この場合、第１層はｐ型ドーパントと共にＧｅをドープしてｐ型の第１層としてもよいし、Ｇｅだけドープした層としてもよい。

また、ｐコンタクト層（５ｂ）の最表部にＧｅをドープして第１層とし、第２層を正極としてもよい。この場合、正極を格子状としてその上に形成される絶縁性保護膜や素子封止樹脂を第２層とすることもできる。さらには、格子状の正極の上には何も設けずに第１層は直接空気に接しており、空気が第２層を形成していてもよい。

発光層に対し、基板側にｐ型半導体層、表面側にｎ型半導体層を積層した素子構造の場合も上記構造と同様に第１層および第２層を設ければよい。例えば、発光層より表面側のｎ型半導体層の一部にＧｅをドーピングすることによってピットが形成された第１層と、その上に組成の異なる（屈折率の異なる）第２層を設ければよい。

ところで、一般的な半導体発光素子において、発光層の屈折率ｎ_eは発光波長付近で概ね１〜４である。空気中に光を取り出す必要があることから、発光層は発光波長における発光層の屈折率ｎ_eが発光波長における空気の屈折率ｎ₀（＝１）に近づく物質である程、光取り出し効率は１００％に近づく。

即ち、スネルの法則により屈折率ｎ_eの媒質中から屈折率ｎ₀の媒質へ向かう光線は、媒質間の界面に垂直な方向を０°、界面と平行な方向を９０°と定義した入射角αに対し、ｓｉｎα_c＝ｎ₀／ｎ_eで決まる全反射角α_cより大きな入射角の光はｎ₀の媒質に出て行くことができず、その分、光取り出し効率は減少する。ｎ₀／ｎ_eが１に近づく程、α_cは９０°に近づき、光取り出し効率は１００％に近づく。ＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の場合、発光層の屈折率は通常２〜３であり、最終的に光を取り出す外気（空気）の屈折率は約１であるから、その差は大きく、光取り出し効率の低下も大きくなる。

本発明はこの光取り出し効率の低さを斜面を形成することで改善するものである。平坦界面だけでは取り出せなかった入射角の光線について、斜面を形成することで入射角を実質上変換し、出射可能にしている。但し、形成する斜面の両側の媒質の屈折率が同じでは、光学的には斜面が無いのと同じである。よって、斜面を形成する第１層とこの上に設ける第２層について、発光波長における屈折率が異なる媒質であることが重要であり、更に言えば、発光層から外気までの積層構造のうち、界面を構成する２つの層の屈折率の比が大きい界面において、斜面を形成することが光取り出し効率向上の為には効果的である。

従って、本願発明の効果を高める要件は２つある。以下に、この要件について説明するが、ここで、第１層および第２層の内、発光層に近い層をＡ層と呼び、発光層から遠い層をＢ層と呼ぶ。即ち、光は発光層からＡ層、Ｂ層の順に経由して外部に向かう。第１の要件は発光波長におけるＡ層の屈折率ｎ_Aを発光波長における発光層の屈折率ｎ_eに近づけることである。第２の要件は発光波長におけるＢ層の屈折率ｎ_Bを発光波長におけるＡ層の屈折率ｎ_Aに近づけさせないことである。第２の要件はＢ層と空気との屈折率の比を１に近づけることに繋がり、Ｂ層から空気への光取り出し効率を１００％に近づける効果を含む。

発光波長での発光層の屈折率ｎ_eとＡ層の屈折率ｎ_Aとの比ｎ_A／ｎ_eは、０．３５以上１以下が適する。好ましくは、０．７以上１以下であり、さらに好ましくは、０．９以上１以下である。発光波長でのＢ層の屈折率ｎ_BとＡ層の屈折率ｎ_Aとの比ｎ_B／ｎ_Aは、０．３５以上０．９９以下が適する。好ましくは、０．３５以上０．９５以下であり、さらに好ましくは、０．３５以上０．９０以下である。

また、Ｂ層の発光波長での屈折率ｎ_Bは、１．０以上３．０以下が適する。好ましくは、１．０以上２．５以下であり、さらに好ましくは、１．０以上２．３以下である。

本発明において、第１層および第２層の積層構造が発光層の基板側にある場合、第１層がＢ層であり、第２層がＡ層である。また、その積層構造が発光層の基板と反対側にある場合、第１層がＡ層であり、第２層がＢ層である。

第１層の表面に存在するピットは、ＩＩＩ族窒化物半導体の結晶構造に基づいて通常六角錐状の形状である。六角錐状のピットの傾斜角は、基本的にはピットが形成される第１層の結晶面の傾斜角で決定される。図２に示すように、基板平面からの仰角（θ）を傾斜角と定義すると、例えば、ＧａＮの｛１−１０２｝面で形成されたピットであれば約４３．２°、｛１１−２２｝面で形成されたピットであれば約５８．４°である。また、ＡｌＮの｛１−１０２｝面で形成されたピットであれば約４２．８°、｛１１−２２｝面で形成されたピットであれば約５８．０°である。これら角度はさらに第１層が受ける応力の度合いによって変化する。また、成長条件等により結晶面が明確に出ていない不定形のピットが形成される場合がある。断面が半円状や半楕円状、あるいは結晶面で構成された部分と不定形の部分が組み合わされたピットが形成される場合もある。これらの形状のピットについてもある点における接面を仮定することで傾斜角を定義できる。

光取り出し効率を高めるためには、基板面に対する傾斜角は５°以上８５°以下が適する。好ましくは、１５°以上７５°以下であり、さらに好ましくは、３０°以上６０°以下である。本発明では、傾斜角は発光素子の断面ＳＥＭ写真から測定する。

六角錐状のピットの大きさは、発光素子の大きさにもよるが、一般に一辺の長さが０．００１μｍ以上１００μｍ以下が適する。好ましくは、０．１μｍ以上１０μｍ以下であり、さらに好ましくは、０．３μｍ以上３μｍ以下である。一辺の長さが０．００１μｍ以下になると光の入射角を変化させる効果が得られなくなる。また、１００μｍ以上にするとピットの個数密度が小さくなるので好ましくない。

ピットの深さは、０．００１μｍ以上１００μｍ以下が適する。好ましくは、０．１μｍ以上１０μｍ以下であり、さらに好ましくは、０．３μｍ以上３μｍ以下である。ピットの深さが０．００１μｍ以下になると光の入射角を変化させる効果が得られなくなる。また、ピットの深さを１００μｍ以上にすると、それにつれてしてピットの大きさも大きくなり、ピットの個数密度が小さくなるので好ましくない。

第１層の表面に存在するピットの密度に関して、第１層の表面全面積に対するピット総面積の比率で定義すると、ピット面積比率は１％以上１００％以下が適する。好ましくは、１０％以上１００％以下であり、さらに好ましくは、３０％以上１００％以下である。ピット面積比率が大きい方が光の入射角を変化させる効果は高い。また、ピットの個数密度は、１０⁴ｃｍ^-2以上１０¹⁴ｃｍ^-2以下が適する。好ましくは、１０⁵ｃｍ^-2以上１０¹⁰ｃｍ^-2以下であり、さらに好ましくは、１０⁶ｃｍ^-2以上１０⁹ｃｍ^-2以下である。

なお、上述のピットの形状等は発光素子の断面ＳＥＭ写真から測定するが、通電した状態の発光素子表面を光学顕微鏡で観察しても概ね分かる。

第１層の層厚に関しては上述の深さのピットが形成できる厚さであればよい。即ち、０．００１μｍ以上１００μｍ以下が適する。好ましくは、０．１μｍ以上１０μｍ以下であり、さらに好ましくは、０．３μｍ以上３μｍ以下である。

本発明において、第１層の表面に存在するピットは、第１層を構成するＩＩＩ族窒化物半導体層中にＧｅをドーピングすることによって形成する。従って、ＩＩＩ族窒化物半導体を成長させる際に、Ｇｅの添加量を調整することによって、簡便に且つ確実に目的とする形状のピットを形成することができる。

ピットの数密度および大きさ等を制御する要因として、第１層成長時のＧｅドーピング量、成長温度、成長圧力、Ｖ／ＩＩＩ族比等が挙げられる。第１層中のＧｅ原子濃度を直接変化させるＧｅドーピング量が要因となるのは当然である。前記他の条件も要因となるのは、ＩＩＩ族窒化物半導体の成長条件においても、基板面と平行な結晶面の成長に対して、斜面となる結晶面の成長に切り替わりやすい成長条件範囲が存在するためである。
また、ピットの大きさは第１層の層厚によっても制御可能である。層厚を厚くすれば、ピットは大きく且つ深くなる。

第１層中のＧｅ原子濃度は１×１０¹⁶ｃｍ^-3以上１×１０²²ｃｍ^-3以下が適する。好ましくは、１×１０¹⁸ｃｍ^-3以上１×１０²¹ｃｍ^-3ｎｍ以下、さらに好ましくは、１×１０¹⁹ｃｍ^-3以上１×１０²¹ｃｍ^-3以下である。第１層中のＧｅ原子濃度が１×１０¹⁶ｃｍ^-3未満になるとピットを形成できなくなり、１×１０²²ｃｍ^-3を超えるとＧａＮ等のＩＩＩ族窒化物半導体母体の結晶性を維持できなくなるので好ましくない。Ｇｅ濃度を高くした方が、通常、大きなピットが多数できる。

Ｇｅ原子の濃度は、例えば、２次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）で測定できる。これは、試料の表面に１次イオンを照射することにより、イオン化して飛び出した元素を質量分析する手法であり、特定元素の深さ方向の濃度分布を観察かつ定量できる。ＩＩＩ族窒化物半導体層中に存在するＧｅ元素についてもこの手法が有効であり、本発明においてもこの方法で測定した。

第１層の成長温度は３００℃以上１８００℃以下が適する。好ましくは、６００℃以上１５００℃以下、さらに好ましくは、８００℃以上１２００℃以下である。３００℃未満では良質の母体結晶を形成する事は難しく、１８００℃を超えると十分な成長速度を得ることが難しい。一般に、成長温度の低い方がピットは形成し易い。

第１層の成長圧力は１０^-11ＭＰａ以上１０³ＭＰａ以下が適する。好ましくは、１０^-4ＭＰａ以上１０^-1ＭＰａ以下、さらに好ましくは、１０^-3ＭＰａ以上１０^-1ＭＰａ以下である。１０^-11ＭＰａ未満ではＭＢＥ法においても良質な結晶を得る事は難しく、１０³ＭＰａ超では高圧バルク結晶成長法でも十分な成長速度を得ることが難しい。この圧力範囲では一般に圧力が高いと、ピットは形成し易い。

第１層成長時のＶ／ＩＩＩ族比は１以上１０００００以下が適する。好ましくは、１０以上１００００以下、さらに好ましくは、１００以上５０００以下である。１未満ではＩＩＩ族金属が析出し、１０００００を超えると第１層の結晶性を良好に保つ事ができないため、良好な形状のピットを形成し難い。

本発明の第２層は、第１層とは異なる組成（異なる屈折率）のＩＩＩ族窒化物半導体または他のＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体やＩＩ−ＶＩ族化合物半導体から構成することができる。また、ｐ型半導体層の最表面に第１層を設けた場合は、前述した如く、その直上に設けたｐ電極、絶縁性保護膜または封止樹脂として用いられる透光性または反射性の金属（正極）、金属酸化物（絶縁性保護膜）、ＳｉＯ₂等の酸化物（絶縁性保護膜）、窒化珪素等の窒化物（絶縁性保護膜）あるいはエポキシ樹脂等の樹脂（封止樹脂）から第２層を構成することができる。透光性または反射性の正極としては、Ａｕ／ＮｉまたはＡｌ／Ｔｉの二層構造の金属が例として挙げられる。これら以外の周知の正極材料または絶縁保護膜材料から第２層を構成しても、光取り出し効率の向上効果は高い。

さらに、ｐ型半導体層の最表面に第１層を設けた場合は、その上に正極、絶縁性保護膜または封止樹脂を設けずに、即ち、第２層を構成する物質を空気としても、光取り出し効率の向上効果は高い。

第２層を構成する材料の選択にあたっては、発光層および第１層の発光波長における屈折率を考慮して、屈折率が上述の好ましい範囲を満足するように適宜選択すればよい。

第２層の厚さに関しては特に制約はなく、どのような厚さでもよいが、通常０．００１μｍ以上１００μｍ以下が適する。好ましくは、０．１μｍ以上２０μｍ以下であり、さらに好ましくは、０．３μｍ以上１５μｍ以下である。第１層に形成されているピットを埋めて平坦化している必要は必ずしもないが、さらにその上に成長させる半導体層の結晶性等を考慮すれば、第１層のピットを埋めて平坦化していることが好ましい。

本発明のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子から、例えば当業界周知の手段によりランプを作製できる。また、本願発明のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子と蛍光体を組み合わせて多色のＬＥＤあるいは白色のＬＥＤを作製することもできる。

以下に本発明を実施例に基づいて具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例にのみ限定されるものではない。

（実施例１）
図３に本実施例で作製したＩＩＩ族窒化物半導体発光素子５０の断面構造を模式的に示す。ＩＩＩ族窒化物半導体層１０１〜１０９は、一般的な減圧ＭＯＣＶＤ手段を利用して以下の手順で形成した。なお、図中、１００は基板、１１０はｐ型電極および１１１はｎ型電極である。

先ず、（０００１）面サファイア基板１００を、高周波（ＲＦ）誘導加熱式ヒータで成膜温度に加熱される半導体用高純度グラファイト製のサセプタ上に載置した。載置後、該サセプタを備えたステンレス鋼製の気相成長反応炉内に窒素ガスを流通し、炉内をパージした。

気相成長反応炉内に、窒素ガスを８分間に亘って流通させた後、誘導加熱式ヒータを作動させ、基板１００の温度を、１０分間で室温から６００℃に昇温した。基板１００の温度を６００℃に保ったまま、水素ガスと窒素ガスを流通させて、気相成長反応炉内の圧力を１．５×１０⁴Ｐａとした。この温度及び圧力下で２分間、放置して、基板１００の表面をサーマルクリーニングした。サーマルクリーニングの終了後、気相成長反応炉内への窒素ガスの供給を停止した。水素ガスの供給は継続させた。

その後、水素雰囲気中で、基板１００の温度を１１２０℃に昇温させた。１１２０℃で温度が安定したのを確認した後、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）の蒸気を随伴する水素ガスを８分３０秒間、気相成長反応炉内へ供給した。これにより、気相成長反応炉の内壁に以前より付着していた窒素（Ｎ）を含む堆積沈着物の分解により生じる窒素（Ｎ）原子と反応させて、サファイア基板１００上に、数ｎｍの厚さの窒化アルミニウム（ＡｌＮ）バッファ層１０１を付着させた。ＴＭＡｌの蒸気を随伴する水素ガスの気相成長反応炉内への供給を停止しＡｌＮバッファ層の成長を終了させた後、４分間待機し、気相成長炉内に残ったＴＭＡｌを完全に排出した。

続いて、アンモニア（ＮＨ₃）ガスを気相成長反応炉内に供給開始した。供給開始から４分が経過した後、アンモニアガスの流通を続けながら、サセプタの温度を１０４０℃に降温した。サセプタの温度が１０４０℃になったのを確認した後、暫時、温度が安定するのを待ち、トリメチルガリウム（ＴＭＧａ）の気相成長反応炉内への供給を開始し、アンドープのＧａＮ層１０２を２０分間に亘って成長させた。アンドープＧａＮ層１０２の層厚は１μｍであった。

次に、ＴＭＧａの供給を止め、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）、テトラメチルゲルマニウム（以下（ＣＨ₃）₄Ｇｅ）の供給を開始した。２４０分で層厚１μｍのＧｅドープのｎ型ＡｌＮ層１０３を形成した。反応炉に備えられた表面反射率測定装置によるその場観察にて表面反射率の低減が観測された。ピットが形成され表面に凹凸が形成された可能性が示唆された。

次に、ＴＭＡｌ、（ＣＨ₃）₄Ｇｅの供給を止め、ＴＭＧａの供給を開始した。３０分で層厚１．５μｍのアンドープＧａＮ層１０４を形成した。表面反射率のその場観察にて表面反射率が回復し、再度表面が平坦化された様子が見られた。

次に、ＴＭＧａ、ＮＨ₃ガスの供給を続けながらウェーハ温度を１１２０℃に上昇し、温度が安定したところで、モノシラン（ＳｉＨ４）の供給を開始した。３０分で層厚１．５μｍのＳｉドープｎ型ＧａＮコンタクト層１０５を形成した。

高ＳｉドープＧａＮ層１０５を成長した後、ＴＭＧａとＳｉＨ₄のバルブを切り替えて、これらの原料の炉内への供給を停止した。アンモニアはそのまま流通させながら、バルブを切り替えてキャリアガスを水素から窒素へ切り替えた。その後、基板の温度を１１２０℃から８３０℃へ低下させた。

炉内の温度の変更を待つ間に、ＳｉＨ₄の供給量を変更した。流通させる量は事前に検討してあり、ＳｉドープＩｎＧａＮクラッド層の電子濃度が１×１０¹⁷ｃｍ^-3となるように調整した。アンモニアはそのままの流量で炉内へ供給し続けた。また、あらかじめトリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）とトリエチルガリウム（ＴＥＧａ）のバブラへのキャリアガスの流通を開始しておいた。ＳｉＨ₄ガス、およびバブリングによって発生したＴＭＩｎおよびＴＥＧａの蒸気は、クラッド層の成長工程が始まるまでは、キャリアガスと一緒に除害装置への配管へ流通させ、除害装置を通して系外へ放出した。

その後、炉内の状態が安定するのを待って、ＴＭＩｎとＴＥＧａとＳｉＨ₄のバルブを同時に切り替え、これらの原料の炉内への供給を開始した。約１０分間に渡って供給を継続し、１０ｎｍの膜厚を成すＳｉドープのＩｎ_0.03Ｇａ_0.97Ｎからなるｎ型クラッド層１０６を形成した。その後、ＴＭＩｎ、ＴＥＧａおよびＳｉＨ₄のバルブを切り替え、これらの原料の供給を停止した。

次に、ＧａＮよりなる障壁層とＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎよりなる井戸層で構成される多重量子井戸構造の発光層１０７を作製した。多重量子井戸構造の作製にあたっては、ＳｉドープＩｎ_0.03Ｇａ_0.97Ｎからなるｎ型クラッド層１０６上に、始めにＳｉドープＧａＮ障壁層を形成し、そのＧａＮ障壁層上にＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ井戸層を形成した。この構造を５回繰り返し積層したのち、５番目のＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ井戸層上に、非ドープのＧａＮ障壁層を形成し、多重量子井戸構造の両側をＧａＮ障壁層から構成した構造とした。

すなわち、ｎ型クラッド層の成長終了後、３０秒間に渡って停止したのち、基板温度や炉内の圧力、キャリアガスの流量や種類はそのままで、ＴＥＧａとＳｉＨ₄のバルブを切り替えてＴＥＧａとＳｉＨ₄の炉内への供給を行った。７分間に渡ってＴＥＧａとＳｉＨ₄の供給を行った後、再びバルブを切り替えてＴＥＧａとＳｉＨ₄の供給を停止してＳｉドープＧａＮ障壁層の成長を終了した。これにより、７ｎｍの膜厚を成すＳｉドープＧａＮ障壁層を形成した。

ＳｉドープＧａＮ障壁層の成長を行っている間、除害設備への配管に流していたＴＭＩｎの流量を、クラッド層の成長の時と比較して、モル流量にして２倍になるように調節しておいた。

ＳｉドープＧａＮ障壁層の成長終了後、３０秒間に渡ってＩＩＩ族原料の供給を停止したのち、基板温度や炉内の圧力、キャリアガスの流量や種類はそのままで、ＴＥＧａとＴＭＩｎのバルブを切り替えてＴＥＧａとＴＭＩｎの炉内への供給を行った。２分間に渡ってＴＥＧａとＴＭＩｎの供給を行った後、再びバルブを切り替えてＴＥＧａとＴＭＩｎの供給を停止して非ドープのＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ井戸層の成長を終了した。これにより２ｎｍの膜厚を有する非ドープのＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ井戸層を形成した。

非ドープのＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ井戸層の成長終了後、３０秒間に渡ってＩＩＩ族原料の供給を停止したのち、基板温度や炉内の圧力、キャリアガスの流量や種類はそのままで、ＴＥＧａとＳｉＨ₄の炉内への供給を開始し、再びＳｉドープのＧａＮ障壁層の成長を行った。

このような手順を５回繰り返し、５層のＳｉドープのＧａＮ障壁層と５層の非ドープのＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ井戸層を作製した。更に、最後の非ドープのＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ井戸層上に非ドープのＧａＮ障壁層を形成した。

この非ドープのＧａＮ障壁層で終了する多重量子井戸構造上に、ＭｇドープのＡｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎからなるｐ型クラッド層１０８を作製した。

ＴＥＧａの供給を停止して、非ドープのＧａＮ障壁層の成長が終了した後、２分間をかけて、基板の温度を１１００℃に上昇した。更に、キャリアガスを水素に変更した。また、あらかじめＴＭＧａ、トリメチルアルミニムウム（ＴＭＡｌ）、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ₂Ｍｇ）のバブラへのキャリアガスの流通を開始しておいた。バブリングによって発生したＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、Ｃｐ₂Ｍｇの蒸気は、ＭｇドープＡｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層の成長工程が始まるまでは、キャリアガスと一緒に除害装置への配管へ流通させ、除害装置を通して系外へ放出した。

炉内の成長条件が安定するのを待って、ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、Ｃｐ₂Ｍｇのバルブを切り替え、これらの原料の炉内への供給を開始した。Ｃｐ₂Ｍｇを流通させる量は事前に検討してあり、ＭｇドープのＡｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎからなるｐ型クラッド層１０８の正孔濃度が５×１０¹⁷ｃｍ^-3となるように調整した。２分間に渡って成長を行ったあと、ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、Ｃｐ₂Ｍｇの供給を停止し、ＭｇドープのＡｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層の成長を停止した。これにより、０．１５μｍの膜厚を成すＭｇドープＡｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層１０８が形成された。

このＭｇドープのＡｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎからなるｐ型クラッド層１０８上に、ＭｇドープのＧａＮからなるｐ型コンタクト層１０９を作製した。

ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、Ｃｐ₂Ｍｇの供給を停止して、ＭｇドープのＡｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎクラッド層の成長が終了した後、３０秒間に渡ってＩＩＩ族原料とドーパントの供給を停止したのち、ｐ型ＧａＮコンタクト層の正孔濃度が８×１０¹⁷ｃｍ^-3となるようにＣｐ₂Ｍｇの流通させる量を変更した。基板温度や炉内の圧力、キャリアガスの流量や種類はそのままで、ＴＭＧａとＣｐ₂Ｍｇの炉内への供給を開始し、Ｍｇドープのｐ型ＧａＮコンタクト層１０９の成長を行った。その後、２分３０秒に渡って成長を行ったあと、ＴＭＧａとＣｐ₂Ｍｇの供給を停止し、Ｍｇドープのｐ型ＧａＮコンタクト層の成長を停止した。これにより、０．１５μｍの膜厚を成すＭｇドープｐ型ＧａＮ層１０９が形成された。

Ｍｇドープｐ型ＧａＮ層の成長を終了した後、誘導加熱式ヒータへの通電を停止して、基板の温度を室温まで２０分をかけて降温した。成長温度から３００℃までの降温中は、反応炉内のキャリアガスを窒素のみから構成し、容量にして１％のＮＨ₃を流通した。その後、基板温度が３００℃となったのを確認した時点でＮＨ₃の流通を停止し、雰囲気ガスを窒素のみとした。基板温度が室温まで降温したのを確認して、ウェーハを大気中に取り出した。

以上のような手順により、半導体発光素子用のエピタキシャル層構造を有するエピタキシャルウェーハを作製した。ここで少なくとも最表面のＭｇドープＧａＮ層はｐ型キャリアを活性化するためのアニール処理を行なわなくてもｐ型を示した。
なお、本実施例における第１層の屈折率は約２．０であり、第２層の屈折率は約２．４であった。また、発光層の屈折率は約２．４であった。

次いで、上記のサファイア基板上にエピタキシャル層構造が積層されたエピタキシャルウェーハを用いて半導体発光素子の一種である発光ダイオード５０を以下の手順で作製した。図４は、本実施例で作製した発光ダイオード５０の電極形状を示した模式図である。作製したウェーハについて、公知のフォトリソグラフィー技術によってドライエッチング用のマスクを形成し、その後ウェーハ表面のドライエッチングを行った。ドライエッチングはハロゲン系のガスを用いたリアクティブイオンエッチングで行い、高Ｓｉドープｎ型ＧａＮコンタクト層１０５のｎ側電極を形成する部分３０１を露出させた。露出したｎ型ＧａＮコンタクト層の表面の一部にＴｉ（１０００Å）／Ａｕ（２０００Å）のｎ型電極３０２を作製した。ドライエッチングさせなかった部分のＭｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層３０３の表面上には、表面側から順にチタン、アルミニウム、金を積層した構造を持つｐ電極ボンディングパッド３０５とそれに接合したＡｕ（７５Å）／Ｎｉ（５０Å）の透光性ｐ型電極３０４を形成し、ｐ側電極を作製した。

このようにしてｐ側およびｎ側の電極を形成したウェーハについて、サファイア基板の裏面側から基板の厚さが１００μｍになるまで研削し、更に研磨してミラー状の面とした。その後、該ウェーハを３５０μｍ角の正方形のチップに切断し、電極が下になるように、サブマウントに載置した。サブマウントをリードフレームのカップ内にマウントし、サブマウントからリードフレームへ結線して発光素子とした。更に、シリコーン樹脂でほぼ半球形状になるように樹脂封止し、砲弾型ＬＥＤを作製した。

上記のようにして作製した発光ダイオードのｐ側およびｎ側の電極間に順方向電流を流したところ、電流２０ｍＡにおける発光波長は３８０ｎｍ、積分球を用いて計測した光出力値は２０ｍＷ、順方向電圧は３．２Ｖであった。

また、樹脂封止する前のＬＥＤチップに通電した際のチップ表面を光学顕微鏡で観察した所、一様に光っている部分と、この部分より更に輝いている概ね１μｍサイズの六角形状の輝点が観測され、発光層から発したあらゆる方向の光が効率よく取り出せることが可能になったことを伺わせた。輝点は六角錘状のピットが形成された部分に対応しており、六角形の向きから考えてピットはＡｌＮの６つの｛１１−２２｝面で構成されていると考えられた。輝点即ちピットの個数密度は１．４×１０⁷ｃｍ^-2、輝点（ピット）のサイズは直径０．４μｍ〜１μｍであった。

また、ＧｅをドープしたＡｌＮ層のＧｅ原子濃度は４×１０¹⁹ｃｍ^-3であった。断面ＳＥＭ像の観察から、第１層に形成されたピットの傾斜角は約６０°であった。また、断面ＳＥＭ像から測定したピットの深さは０．６μｍ〜１μｍであった。

（比較例１）
Ｇｅをドープしてピットを形成したｎ型ＡｌＮ層１０３の形成を行なわないこと以外は実施例１と同様にＬＥＤの作製を行なった。得られたＬＥＤを実施例１と同様に評価した所、順方向電流２０ｍＡにおける発光波長は３８０ｎｍ、積分球を用いて計測した光出力値は１２ｍＷ、順方向電圧は３．２Ｖであった。

また、実施例１で観測された六角形状の輝点は観測されなかった。Ｇｅドープによるピット形成層１０３が光取り出し効率の向上に関与していると判断される。

（実施例２）
実施例２ではサファイア基板上にＡｌＮ層を形成し、途中からＧｅドーピングすることで第１層を形成した例を示す。

実施例１と同様に、（０００１）面サファイア基板１００を、ＭＯＣＶＤ炉内のサセプタ上に載置した。載置後、窒素ガスを流通し、炉内をパージした。

気相成長反応炉内に、窒素ガスを８分間に亘って流通させた後、基板１００の温度を、１０分間で室温から６００℃に昇温し、２分間、放置して、基板１００の表面をサーマルクリーニングした。

その後、基板１００の温度を１１２０℃に昇温させ、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）の蒸気を随伴する水素ガスを８分３０秒間、気相成長反応炉内へ供給した。ＴＭＡｌの供給を停止し、次いでＮＨ₃を流通し、サファイア基板１００上に、４０ｎｍの厚さの窒化アルミニウム（ＡｌＮ）バッファ層１０１を形成した。

続いて、アンモニアガスの流通を続けながら、サセプタの温度を１０４０℃に降温した。サセプタの温度が１０４０℃になったのを確認した後、ＴＭＡｌの供給を開始し、アンドープのＡｌＮ層１０２を６０分に亘って成長させた。アンドープＡｌＮ層１０２の層厚は０．２５μｍであった。

次に、ＴＭＡｌ、ＮＨ３の供給はそのままで、（ＣＨ₃）₄Ｇｅの供給を開始した。２４０分で層厚１μｍのＧｅドープのｎ型ＡｌＮ層１０３を形成した。実施例１と同様の表面反射率のその場観察にて表面反射率の低減が観測され、ピットが形成された様子が見られた。

次に、ＴＭＡｌ、（ＣＨ₃）₄Ｇｅの供給を止め、ＴＭＧａの供給を開始した。３０分で層厚１．５μｍのアンドープＧａＮ層１０４を形成した。表面反射率のその場観察にて表面反射率が回復し、再度表面が平坦化された様子が見られた。

以下、実施例１と同様にして、Ｓｉドープｎ型ＧａＮコンタクト層１０５以降を形成した。更に、実施例１と同様に砲弾型の発光ダイオードを作製した。
なお、本実施例における第１層、第２層および発光層の屈折率は、実施例１と同様それぞれ約２．０、約２．４および約２．４である。

得られた発光ダイオードを実施例１と同様に評価したところ、電流２０ｍＡにおける発光波長は３８０ｎｍ、積分球を用いて計測した光出力値は２２ｍＷ、順方向電圧は３．２Ｖであった。また、輝点の個数密度は１．４×１０⁷ｃｍ^-2、輝点のサイズは直径０．４μｍ〜１μｍであった。ＧｅドープしたＡｌＮ層のＧｅ原子濃度も実施例１と同様に４×１０¹⁹ｃｍ^-3であり、断面ＳＥＭ像から観察した第１層に形成されたピットの傾斜角も実施例１と同様に約６０°であった。断面ＳＥＭ像から測定したピットの深さは０．６μｍ〜１μｍであった。

（実施例３）
実施例３ではサファイア基板上にＡｌＮバッファ層１０１、その上にＧａＮ層１０２を順次形成した後、ＧｅドーピングＧａＮ層で第１層１０３を形成した例を示す。

実施例１と同様に、（０００１）面サファイア基板１００を、ＭＯＣＶＤ炉内のサセプタ上に載置した。載置後、窒素ガスを流通し、炉内をパージした。

気相成長反応炉内に、窒素ガスを８分間に亘って流通させた後、基板１００の温度を、１０分間で室温から６００℃に昇温し、２分間、放置して、基板１００の表面をサーマルクリーニングした。

その後、基板１００の温度を１１５０℃に昇温させ、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）の蒸気を随伴する水素ガスを８分３０秒間、気相成長反応炉内へ供給した。ＴＭＡｌの供給を停止し、次いでＮＨ₃を流通し、サファイア基板１００上に、４０ｎｍの厚さの窒化アルミニウム（ＡｌＮ）バッファ層１０１を形成した。

続いて、アンモニアガスの流通を続けながら、サセプタの温度を１１５０℃に維持し、ＴＭＧａの供給を開始し、アンドープのＧａＮ層１０２を４０分に亘って成長させた。アンドープＧａＮ層１０２の層厚は２μｍであった。

次に、ＴＭＧａ、ＮＨ₃の供給はそのままで、ＴＭＧｅの供給を開始した。２０分で層厚１μｍのＧｅドープのｎ型ＧａＮ層１０３を形成した。表面反射率のその場観察にて表面反射率の低減が観測され、ピットが形成された様子が見られた。

次に、ＴＭＧａ、ＴＭＧｅの供給を止め、ＴＭＡｌの供給を開始した。１２０分で層厚０．５μｍのアンドープＡｌＮ層１０４を形成した。表面反射率のその場観察にて表面反射率がある程度回復し、不完全ではあるが再度表面が平坦化された様子が見られた。

以下、実施例１と同様にして、Ｓｉドープｎ型ＧａＮコンタクト層１０５以降を形成した。更に、実施例１と同様に砲弾型の発光ダイオードを作製した。
なお、本実施例における第１層の屈折率は約２．４であり、第２層の屈折率は約２．０であった。また、発光層の屈折率は約２．４であった。

得られた発光ダイオードを実施例１と同様に評価したところ、電流２０ｍＡにおける発光波長は３８０ｎｍ、積分球を用いて計測した光出力値は１９ｍＷ、順方向電圧は３．２Ｖであった。また、輝点の個数密度は１．４×１０⁷ｃｍ^-2、輝点のサイズは直径０．４μｍ〜１μｍであった。ＧｅドープしたＧａＮ層のＧｅ原子濃度は４×１０¹⁹ｃｍ^-3であり、断面ＳＥＭ像から観察した第１層に形成されたピットの傾斜角は約６０°であった。断面ＳＥＭ像から測定したピットの深さは０．６μｍ〜１μｍであった。

（実施例４）
実施例４ではｐ型ＧａＮコンタクト層上にＧｅドープしたＧａＮ層で第１層を形成した例を示す。

比較例１と同様に、ｐ型ＧａＮコンタクト層まで形成したＬＥＤ用エピタキシャルウェーハを作製した。その後、Ｍｇドープｐ型ＧａＮコンタクト層の表面上に、Ｒｈ／Ｉｒ／Ｐｔ３層構造（Ｐｔが半導体側）の格子状電極を形成し、その上にチタン、アルミニウム、金を積層した構造を持つｐ電極ボンディングパッドを形成し、ｐ側電極とした。格子状電極の構成は電極幅２μｍ、開口部幅５μｍとし、ボンディングパッド部分を除いた開口部面積／電極面積の比率は２５／４９である。

この様にｐ型電極を先に形成し、ｐ型ＧａＮ層が一部表出しているウェーハを再度ＭＯＣＶＤ成長装置に投入し、原料としてＴＭＧａ、ＮＨ₃、ＴＥＧｅを、キャリアガスとしてＮ₂を用いて、成長温度５００℃にて１μｍ厚のＧｅドープＧａＮをｐ型ＧａＮが表出している部分に形成した。再成長実施後の表面を観察した所、ｐ型格子状電極の一部にＧｅドープＧａＮが覆い被さる様子も見られた。また５μｍ角の開口部に形成されたＧｅドープＧａＮ層には、一辺の長さが約１μｍの六角形のピットが平均１２個形成されている事が観測された。断面ＳＥＭ像の観察から、ピットの深さは０．６μｍ〜１μｍであった。傾斜角は約６０°であった。

このウェーハを用いて砲弾型ＬＥＤを作製し、実施例１と同様に評価したところ、電流２０ｍＡにおける発光波長は３８２ｎｍ、積分球を用いて計測した光出力値は１６ｍＷ、順方向電圧は３．４Ｖであった。
なお、砲弾型ＬＥＤの作製には封止樹脂としてエポキシ樹脂を用いたので、本実施例における第１層、第２層および発光層の屈折率はそれぞれ２．４、１．５および２．４であった。

本発明のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子は光取り出し効率が向上し、高い発光出力を有するので、産業上の利用価値は極めて大きい。

ＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の断面を模式的に示した図である。 本発明におけるピットを俯瞰的に示した模式図である。 実施例１で作製したＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の断面構造を模式的に示した図である。 実施例１で作製したＩＩＩ族窒化物半導体発光素子の電極形状を示した模式図である。

符号の説明

１ 基板
３ ｎ型半導体層
４ 発光層
５ ｐ型半導体層
６ バッファ層
１０ ｐ電極
２０ ｎ電極
５０ ＬＥＤ
１００ 基板
１０１ ＡｌＮバッファ層
１０２ ＧａＮ層、またはＡｌＮ層
１０３ ＧｅドープＡｌＮ層
１０４ ＧａＮ層
１０５ ｎ型ＧａＮコンタクト層
１０６ ｎ型ＩｎＧａＮクラッド層
１０７ 多重量子井戸構造発光層
１０８ ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層
１０９ ｐ型ＧａＮコンタクト層
１１０ ｐ型電極
１１１ ｎ型電極
３０１ エッチングされ表出したｎ型コンタクト層
３０２ ｎ型電極
３０３ ｐ型コンタクト層表面
３０４ ｐ型透光性電極
３０５ ｐ型ボンディングパッド

Claims (11)

1. 基板上に形成されたＩＩＩ族窒化物半導体からなる発光素子に於いて、表面にピットを有するＧｅドープＩＩＩ族窒化物半導体からなる第１層および該第１層上に接する該第１層と屈折率の異なる第２層を有することを特徴とするＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。
2. 第１層のＧｅ原子濃度が１×１０¹⁶ｃｍ^-3以上１×１０²²ｃｍ^-3以下である請求項１に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。
3. 第２層がＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体、ＩＩ−ＶＩ族化合物半導体、および透光性または反射性の金属、金属酸化物、酸化物、窒化物ならびに樹脂からなる群から選ばれる少くとも一種である請求項１または２に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。
4. 第１層がＧａＮであり、第２層がＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ≦１）である請求項１〜３のいずれか一項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。
5. 第１層がＡｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ≦１）であり、第２層がＧａＮである請求項１〜３のいずれか一項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。
6. 発光層を有し、第１層および第２層が該発光層の基板側に存在する請求項１〜５のいずれか一項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。
7. 第１層および第２層の発光波長における屈折率の比ｎ₁／ｎ₂が０．３５以上０．９９以下であることを特徴とする請求項６に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。
8. 第２層および発光層の発光波長における屈折率の比ｎ₂／ｎ_eが０．３５以上１以下であることを特徴とする請求項６または７に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。
9. 第１層表面におけるピットの個数密度が１０⁴ｃｍ^-2以上１０¹⁴ｃｍ^-2以下であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか一項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。
10. 基板がサファイア、ＳｉＣ、ＧａＮ、ＡｌＮ、ＺｎＯ、ＺｒＢ₂、ＬｉＧａＯ₂、ＧａＡｓ、ＧａＰおよびＳｉからなる群から選ばれる少くとも一種である請求項１〜９のいずれか一項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子。
11. 請求項１〜１０のいずれか一項に記載のＩＩＩ族窒化物半導体発光素子を用いたランプ。

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