JP2008227103A - ＧａＮ系半導体発光素子 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｉｎを含む量子井戸構造の活性層を有しており、素子の静電破壊耐圧を向上させるとともに、活性層よりも後に成長させるｐ型ＧａＮ系半導体層の成長温度による熱のダメージを抑制することができるＧａＮ系半導体発光素子を提供する。
【解決手段】サファイア基板１の上に、ｎ型ＧａＮコンタクト層２、ＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３、活性層４、ｐ型ＡｌＧａＮブロック層８、ｐ型ＧａＮコンタクト層５が積層されている。活性層４は、井戸層をＡｌ_Ｘ１Ｉｎ_Ｙ１Ｇａ_Ｚ１Ｎ（Ｘ１＋Ｙ１＋Ｚ１＝１、０＜Ｘ１＜１、０＜Ｙ１＜１）、バリア層をＡｌ_Ｘ２Ｉｎ_Ｙ２Ｇａ_Ｚ２Ｎ（Ｘ２＋Ｙ２＋Ｚ２＝１、０≦Ｘ２＜１、０≦Ｙ２＜１、Ｙ１＞Ｙ２）で構成し、井戸層のＡｌ組成比率を５％以下にする。また、ｐ型ＡｌＧａＮブロック層８とｐ型ＧａＮコンタクト層５との合計膜厚を０．４μｍ以上に構成する。
【選択図】 図１

Description

本発明は、量子井戸構造の活性層（発光層）にＩｎを含むＧａＮ系半導体発光素子に関する。

半導体レーザやＬＥＤ等の半導体発光素子の材料には、様々なものが使用されているが、その中で、活性層（発光層）に、Ｉｎ（インジウム）を用いた半導体発光素子が開発されている。特に、ＧａＮ系半導体による青色発光素子では、活性層にＩｎＧａＮが使用される。

上記、ＧａＮ系半導体発光素子の結晶成長方法としては、ハイドライド気相成長方法（ＨＶＰＥ）や有機金属化学気相成長方法（ＭＯＣＶＤ）が用いられる。これらの方法を用いて結晶成長を行う場合には、通常、成長用基板上にｎ型コンタクト層やｎ型クラッド層等を積層した後、発光層となる活性層を成長させ、その後ｐ型クラッド層やｐ型コンタクト層等のｐ型層を積層し、最後に電極を形成している。

簡単な構造のＧａＮ系半導体発光素子の一例を図７（ａ）に示す。成長用基板としてサファイア基板２１を用い、その上にｎ型ＧａＮコンタクト層２２、ＩｎＧａＮ活性層２３、ｐ型ＧａＮコンタクト層２４が順に積層される。ｐ型ＧａＮコンタクト層２４上にはｐ電極２５が、ｎ型ＧａＮコンタクト層２２上にはｎ電極２６が形成される。

図７（ａ）のＧａＮ系半導体発光素子を作製する場合の各半導体層における成長温度の変化例を示したのが図７（ｂ）である。図７（ｂ）に示すように、例えば、ｎ型ＧａＮコンタクト層２２を成長温度１０５０℃で結晶成長させた後、温度を７６０℃に下げてＩｎＧａＮ活性層２３を結晶成長させ、その後、温度を１０１０℃まで上げてｐ型ＧａＮコンタクト層２４を成長させるようにしている。上記のように、活性層にＩｎが含まれている場合は、Ｉｎの蒸気圧が高いために、活性層の成長温度は、６５０〜８００℃程度に下げる必要がある。

一方、活性層２３の成長後に、ｐ型ＧａＮコンタクト層２４を成膜する工程では、結晶品質を高めて良好なｐ型伝導を示すＧａＮ系半導体を得るために、活性層の成長温度よりも、少なくとも２００〜３００℃高い１０００℃付近の成長温度で成長させる必要がある。これは、ｐ型ＧａＮだけでなく、ｐ型ＡｌＧａＮ等を含むｐ型ＧａＮ系半導体について言えることで、１０００℃付近又は１０００℃以上の温度で成長させる必要がある。
特開２００４−５５７１９号公報

ところで、ＧａＮ系半導体発光素子の組み立て時等において、静電気放電（ＥＳＤ：Electro-static Discharge）により破壊される不良素子の発生率を抑え、信頼性を向上させるためには、静電破壊耐圧（ＥＳＤ耐圧）の向上が望まれている。ＥＳＤ耐圧を向上させるためには、エピタキシャル層、特に活性層形成後に成長させるｐ型ＧａＮ系半導体層の厚さを厚くすることが効果的であることがわかってきた。

図８は、ｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚とＥＳＤ耐圧との関係、さらに輝度との関係を示すものである。これは、図７（ａ）のＧａＮ系半導体発光素子で、図７（ｂ）のような成長温度で成長させた場合、ｐ型ＧａＮ系半導体層に相当するｐ型ＧａＮコンタクト層２４の膜厚を変えて測定した。また、発光波長が４５０〜４６０ｎｍとなるように活性層２３のＩｎ組成比率を構成し、素子駆動電流ＩＦが２０ｍＡ（ミリアンペア）となるようにした。

活性層上に形成されたｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚が０．１μｍの場合は、２００Ｖ（ボルト）の耐圧を示し、膜厚が０．２μｍで４５０Ｖ、０．４μｍで６００Ｖと膜厚が厚くなるほど、耐圧が上昇している。また、ｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚０．１μｍの場合の成長時間は約１５分、膜厚０．２μｍの場合の成長時間は約３０分、膜厚０．４μｍの場合の成長時間は約６０分となり、膜厚の厚さと成長時間とは比例している。

一方、輝度については、ｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚が０．１μｍの場合を１（１００％）として基準にすると、膜厚が０．２μｍで０．７（７０％）、０．４μｍで０．４５（４５％）となって、ｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚が増大するほど輝度は低下している。

これは、活性層を形成した後、その上に成長させるｐ型ＧａＮ系半導体層の成長温度が１０００℃付近の高温となるので、既に成膜された活性層が高温に曝され、活性層中のＩｎが昇華して壊れやすくなるからである。また、ｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚を厚くするほど、活性層が高温に曝される時間が長くなるので、活性層中のＩｎの昇華が一層進み、活性層の劣化が一段と激しくなって発光特性が悪化する。

特に、４５０ｎｍ以上の長波長のＧａＮ系半導体発光素子を作製する場合、活性層における井戸層のＩｎ組成比率が１０％を越える程高くなるが、Ｉｎ組成比率が高くなるほど、高温状態に置かれた場合、Ｉｎが分離して壊れやすくなり、発光効率が極端に落ちる。熱のダメージを受け続けると、Ｉｎが分離してウエハが黒色化して全く発光しない場合も発生する。

ところで、特許文献１には、発光効率に優れたＧａＮ系半導体素子の構成について記載されているが、波長３８０ｎｍ以下の発光素子に関するものであり、活性層のＩｎ組成が非常に小さくなった場合に、Ｉｎ組成揺らぎが減ることによる発光効率を改善しようとするものであって、活性層上に形成されるｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚保を厚くして静電破壊耐圧を向上させるとともに、ｐ型ＧａＮ系半導体層の成長過程で発生する熱による活性層の劣化を防ぐものではなく、上記問題を解決する手段は従来提案されていなかった。

本発明は、上述した課題を解決するために創案されたものであり、Ｉｎを含む量子井戸構造の活性層を有し、素子の静電破壊耐圧を向上させるとともに、活性層よりも後に成長させるｐ型ＧａＮ系半導体層の成長温度による熱のダメージを抑制することができるＧａＮ系半導体発光素子を提供することを目的としている。

上記目的を達成するために、請求項１記載の発明は、量子井戸構造を有する活性層と該活性層形成後に成長させるｐ型ＧａＮ系半導体層を備えたＧａＮ系半導体発光素子であって、前記活性層はＡｌ_Ｘ１Ｉｎ_Ｙ１Ｇａ_Ｚ１Ｎ（Ｘ１＋Ｙ１＋Ｚ１＝１、０＜Ｘ１＜１、０＜Ｙ１＜１）井戸層とＡｌ_Ｘ２Ｉｎ_Ｙ２Ｇａ_Ｚ２Ｎバリア層（Ｘ２＋Ｙ２＋Ｚ２＝１、０≦Ｘ２＜１、０≦Ｙ２＜１、Ｙ１＞Ｙ２）とで構成されており、前記井戸層のＡｌ組成は５％以下で、前記ｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚は０．４μｍ以上に構成されたことを特徴とするＧａＮ系半導体発光素子である。

また、請求項２記載の発明は、前記井戸層のＡｌ組成は１％以下に構成されていることを特徴とする請求項１記載のＧａＮ系半導体発光素子である。

本発明によれば、少なくとも井戸層には、Ａｌを添加したＡｌＩｎＧａＮを用いており、Ａｌ組成比率を５％以下ないしは１％以下としているので耐熱性が向上し、活性層形成後に成長させるｐ型ＧａＮ系半導体層の結晶性を良くすることができ、さらにｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚を０．４μｍ以上にすることができるので、静電破壊耐圧を大きくすることができる。

以下、図面を参照して本発明の一実施形態を説明する。図１は本発明のＧａＮ系半導体発光素子の断面図の一例を示す。ここで、ＧａＮ系半導体とは、窒素を含む六方晶化合物半導体の中でも良く知られたIII−Ｖ族窒化物半導体であり、４元混晶系のＡｌ_ｘＧａ_ｙＩｎ_ｚＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）で表される。

サファイア基板１の上に、ｎ型ＧａＮコンタクト層２、ｎ型のＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３、活性層４、ｐ型ＡｌＧａＮブロック層８，ｐ型ＧａＮコンタクト層５が順次積層されており、ｐ型ＧａＮコンタクト層５から一部領域がメサエッチングされて、ｎ型ＧａＮコンタクト層２が露出した面にｎ電極７が形成されている。また、ｐ型ＧａＮコンタクト層５の上にはｐ電極６が形成されている。

活性層４は、量子井戸構造（Quantum Well）を有する活性層であり、井戸層（ウェル層）を、井戸層よりもバンドギャップの大きな障壁層（バリア層）でサンドイッチ状に挟んだ構造となっている。この量子井戸構造は、１つではなく、多重化しても良く、この場合は、ＭＱＷ（Multi Quantum Well）、すなわち多重量子井戸構造となる。

ところで、ＧａＮ系半導体の中でＡｌＧａＮは熱に対する耐性が非常に優れていることは良く知られている。そこで、本発明では、活性層４全体にＡｌを添加して４元混晶系のＡｌＩｎＧａＮとし、井戸層をＡｌ_Ｘ１Ｉｎ_Ｙ１Ｇａ_Ｚ１Ｎ（Ｘ１＋Ｙ１＋Ｚ１＝１、０＜Ｘ１＜１、０＜Ｙ１＜１）、バリア層をＡｌ_Ｘ２Ｉｎ_Ｙ２Ｇａ_Ｚ２Ｎ（Ｘ２＋Ｙ２＋Ｚ２＝１、０≦Ｘ２＜１、０≦Ｙ２＜１、Ｙ１＞Ｙ２）の多重量子井戸構造とした。

なお、井戸層のみにＡｌを添加する（上記Ｘ２＝０）ＡｌＩｎＧａＮ／ＩｎＧａＮ多重量子井戸構造や、バリア層をＧａＮで構成する（上記Ｘ２＝０、Ｙ２＝０）ＡｌＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸構造でも良い。活性層４では、上記Ｙ１を０＜Ｙ１＜１の範囲で変化させることにより、発光波長を紫色から赤色まで変化させることができるが、特に、発光波長が４５０ｎｍ以上の長波長のＧａＮ系半導体発光素子を対象とする場合、井戸層のＩｎ組成比率が１０％を越える活性層で構成する。

活性層４の構造を詳細に示すのが、図２である。活性層４がＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３と接する側にバリア層４ａが配置され、その上に井戸層４ｂが積層されており、このバリア層４ａと井戸層４ｂとが交互に何周期か積層された後、最後のバリア層４ａが形成されており、この最後のバリア層４ａの上にｐ型ＧａＮコンタクト層５が積層される。

ここで、一例を示すと、バリア層４ａは、ノンドープ又はＳｉドーピング濃度が５×１０^１６ｃｍ^−３〜５×１０^１８ｃｍ^−３で、膜厚７０〜１６０ÅのＡｌ_{０．００５}ＧａＮで構成される。一方、井戸層４ｂは、例えば、膜厚３０ÅのノンドープＡｌ_{０．００５}ＩｎＧａＮで構成し、井戸層とバリア層とを交互に５周期程度積層する。また、井戸層のみにＡｌを添加してＡｌ_{０．００５}ＩｎＧａＮ／ＧａＮとすることもできる。上記のように活性層４の井戸層、バリア層ともにＡｌを添加することで、熱のダメージに強い活性層を構成することができる。

また、バリア層４ａは、上記のようにＡｌＧａＮ又はＧａＮで形成するようにしても良いが、発光効率の向上のためには、ＡｌＩｎＧａＮ（上記Ｙ２≠０）とする方が望ましく、その場合は、バリア層４ａは井戸層４ｂよりも高いバンドギャップエネルギーを有する必要があり、通常、Ｙ１＞Ｙ２になるように、バリア層４ａのＩｎ組成比率は井戸層４ｂよりも小さくする。

ＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３は、格子定数差の大きいＡｌＩｎＧａＮとＡｌＧａＮの応力を緩和し、活性層４のＡｌＩｎＧａＮを成長させやすくするものであり、例えば、Ｓｉドーピング濃度が１〜５×１０^１８ｃｍ^−３で膜厚１０ÅのＡｌ_０．０１Ｉｎ_０．０５ＧａＮと、同様のＳｉドーピング濃度で膜厚２０ÅのＧａＮとを交互に１０周期程度積層した構成が用いられる。

まず、図３を用いて、井戸層４ｂをＡｌＩｎＧａＮ、バリア層４ａをＡｌＧａＮとした場合の活性層４の具体的形成方法を示す。キャリアガスの窒素（Ｎ_２）を流し、Ｇａ原子の原料ガスであるトリエチルガリウム（ＴＥＧ）又はトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、窒素原子の原料ガスであるアンモニア（ＮＨ_３）、Ａｌ原子の材料ガスとしてトリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）を供給する。なお、ｎ型にする場合にはドーパントガスとしてのシラン（ＳｉＨ_４）も供給する。

図３からもわかるように、ＴＥＧ、ＴＭＡ、及び図示はしていないがＮＨ_３については活性層４の作製中は、連続して流すようにし、井戸層４ｂを作製するときのみ、Ｉｎ原子の原料ガスであるトリメチルインジウム（ＴＭＩ）を図のように時間Ｌの間だけ流すようにする。そして、ＴＭＩを供給する期間と供給を停止する期間を交互に設定する。このようにして、時間Ｌに対応する期間では井戸層４ｂが、それ以外のＴＭＩの供給が停止されている期間ではバリア層４ａが作製され、バリア層４ａと井戸層４ｂとが交互に形成される。また、バリア層４ａにＡｌを添加せずに、ＧａＮとする場合には、図３のＴＭＡを連続して供給せずに、ＴＭＩの供給のオン−オフに同期させて、断続的（間欠的）に流すようにすれば良い。

図３の方法で、井戸層４ｂとバリア層４ａとを同じ温度（例えば７３０℃）で成長させた場合の活性層の耐熱性の向上を示すデータが図４である。図４は、図１のＧａＮ系半導体発光素子において、サファイア基板１上にＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３を形成した後、以上のように、活性層４としてＡｌＩｎＧａＮ井戸層とＡｌＧａＮバリア層とを５周期形成した後、アニール処理を行い、そのアニール温度（熱処理温度）とＡｌの組成比率によって活性層４の表面が黒色化しているかどうかを検査した。Ａｌの組成比率は、ＡｌＩｎＧａＮ井戸層とＡｌＧａＮバリア層とで共通である。

また、図４は、実験データの一部を示すもので、活性層４表面の画像データを縦軸Ａｌ組成（Ａｌ／Ｇａ供給比）、横軸熱処理温度（アニール温度）の座標上に並べたものである。活性層４には、バリア層（障壁層）としてアンドープＧａＮを交互に積層したものを用い、ＡｌＩｎＧａＮ井戸層のＩｎ組成比率は２０％程度とし、各温度毎の熱処理は窒素雰囲気中で行い、熱処理時間は３０分とした。

また、活性層にＡｌを添加したものと比較するために、活性層４を従来のＩｎＧａＮ／ＧａＮ活性層とし、ＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３をＩｎＧａＮ／ＧａＮ超格子層とした構成で同様の条件で熱処理を行った。なお、ＩｎＧａＮ井戸層のＩｎ組成比率は上記同様２０％程度とした。図４中の破線は、ウエハの黒色化が始まる境界線を示す。

図４からもわかるように、従来のＩｎＧａＮ／ＧａＮ活性層では、９５０℃でウエハの黒色化が見られる。しかし、ＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ活性層で、Ａｌ組成が０．５％の場合、１０００℃の熱処理で黒色化が始まっている。さらに、Ａｌ組成を増加させてＡｌ組成が１．０％の場合には１０５０℃の熱処理温度にならないと、黒色化せず、１０００℃でも活性層に問題は発生しない。Ａｌ組成を２．０％まで増加させた場合は、Ａｌ組成１．０％の場合と状態は変わらず、耐熱性はたいして向上しない。

次に、図５は、ＰＬ（フォトルミネセンス）測定の結果を示す。縦軸はＰＬ強度（任意単位）、横軸は熱処理温度を表す。まず、図４の場合と同様に、図１の構成でサファイア基板１上に、活性層４としてＡｌＩｎＧａＮ井戸層とＡｌＧａＮバリア層又は、ＡｌＩｎＧａＮ井戸層とＧａＮバリア層とを５周期程度形成した後、アニール温度を変化させて窒素雰囲気中で熱処理（時間３０分）を行い、その後室温で発光スペクトル（ＰＬ強度分布）を測定し、各温度毎のＰＬ強度分布の積分値を求めた。

曲線Ａ１は、活性層がＡｌＩｎＧａＮ井戸層／ＡｌＧａＮバリア層のＭＱＷ構造でＡｌの組成比率が０．２５％を示す。曲線Ａ２は、従来構造の活性層を用いたもので、ＩｎＧａＮ井戸層／ＧａＮバリア層のＭＱＷ構造の場合を示す。曲線Ａ３は、活性層がＡｌＩｎＧａＮ井戸層／ＧａＮバリア層のＭＱＷ構造でＡｌの組成比率が１％を示す。曲線Ａ４は、活性層がＡｌＩｎＧａＮ井戸層／ＡｌＧａＮバリア層のＭＱＷ構造でＡｌの組成比率が１％を示す。

従来構造の活性層を用いたＡ２では、９５０℃の熱処理を行うと、ＰＬ強度が激減し、活性層の劣化が見られる。これは、図４の結果とも一致している。一方、Ａｌの組成比率が０．２５％では、９５０℃付近で良好なＰＬ強度を示し、１０００℃の熱処理でＰＬ強度が低下している。したがって、Ａｌを添加したＡ１の方が、従来構造の活性層を用いたＡ２よりもＴ℃（図では５０℃）耐熱性が向上した。また、Ａ３では井戸層にのみＡｌが１％添加されているが、１０００℃になると発光強度が低下しており、耐熱性はＡ１とほとんど変わらないが、Ａｌ組成比率の増加にともない発光強度も低下している。一方、井戸層とバリア層の両方にＡｌを１％添加したＡ４は、図４も参照すればわかるように耐熱性は、Ａ１やＡ３よりも向上するが、発光強度はＡ３よりも低下する。

以上のように、図４、５に示された測定結果からは活性層にＡｌが少しでも添加されていれば、耐熱性の向上がみられると考えられる。一方、ＡｌＩｎＧａＮ井戸層のＡｌ組成比率を増加させていくと、バンドギャップは次第に大きくなり、発光はより短波長化するが、その波長シフト量が大きくならないように、少なくとも井戸層のＡｌ組成は５％以下とするのが望ましい。また、図５を参照すれば、より好ましいＡｌ組成は１％以下である。

なお、実際にＬＥＤ構造の作製も行ったが、従来のＩｎＧａＮ／ＧａＮ活性層では９００℃以上でｐ型層を成膜すると黒色化し、ＬＥＤ発光が得られないのに対し、今回作製したＡｌＩｎＧａＮを用いた活性層では９５０℃でｐ型ＧａＮ層を成膜しても熱のダメージを受けず、特性の良好なＬＥＤが得られた。

上記図４、５の測定結果は、アニール処理時間（熱処理時間）を３０分として実験したものであり、この熱処理時間３０分は活性層４上に成長させるｐ型ＧａＮ系半導体層の成長時間に相当するものであり、ｐ型ＧａＮ系半導体層の成長時間はｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚に比例する。一方、ｐ型ＡｌＧａＮブロック層８とｐ型ＧａＮコンタクト層５との合計膜厚が、活性層４形成後に結晶成長させたｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚に相当する。

図６は、ｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚を厚くして（成長時間を長くして）、ｐ型ＡｌＧａＮブロック層８とｐ型ＧａＮコンタクト層５との合計膜厚（ｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚）を０．４μｍに形成した場合におけるＡｌＩｎＧａＮ井戸層へのＡｌ添加割合を変化させたときの輝度変化を示す。ｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚が０．４μｍであるということは、図８に示されている膜厚では最も厚い（最も成長時間が長い）ものであり、ＥＳＤ耐圧は図からもわかるように６００Ｖになる。

図６に示すように、実験では、ＡｌＩｎＧａＮ井戸層へのＡｌ添加割合が０の場合、すなわち従来構造のＩｎＧａＮ／ＧａＮ活性層を用いたときの輝度を１（１００％）とした場合、井戸層へのＡｌ添加割合が０．２５％になると輝度は従来構造の１．３倍、井戸層へのＡｌ添加割合が１％になると輝度は従来構造の１．２７倍となった。このように、活性層にＡｌを添加することにより、ｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚を少なくとも０．４μｍの厚さに厚くすることで、輝度は従来構造のＩｎＧａＮ／ＧａＮ活性層よりも大きくすることができ、ＥＳＤ耐圧も向上させることができる。

次に、図１のＧａＮ系半導体発光素子の製造方法を以下に説明する。各半導体層は、良く知られたＭＯＣＶＤ法等で成長させる。例えば、サファイア基板１をサーマルクリーニングした後、基板温度を１０００℃程度に上げて、サファイア基板１のｒ面上に、Ｓｉドープのｎ型ＧａＮコンタクト層２を１〜５μｍ程度積層し、次に基板温度を７００℃〜８００℃に下げて、ＳｉドープのＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層３、ＭＱＷ構造の活性層４を形成する。その後、基板温度を１０００℃程度に上げて、電子ブロック層として機能するＭｇドープのｐ型ＡｌＧａＮブロック層８を形成し、次にＭｇドープのｐ型ＧａＮコンタクト層５を０．２〜１μｍ程度積層する。活性層４は、上述したように、井戸層Ａｌ_Ｘ１Ｉｎ_Ｙ１Ｇａ_Ｚ１Ｎ（Ｘ１＋Ｙ１＋Ｚ１＝１、０＜Ｘ１＜１、０＜Ｙ１＜１）、バリア層Ａｌ_Ｘ２Ｉｎ_Ｙ２Ｇａ_Ｚ２Ｎ（Ｘ２＋Ｙ２＋Ｚ２＝１、０≦Ｘ２＜１、０≦Ｙ２＜１）を交互に積層する。

ｐ型ＧａＮコンタクト層５を形成した後、ｐ型ＧａＮコンタクト層５〜ｎ型ＧａＮコンタクト層２の途中までを反応性イオンエッチング等によりメサエッチングして除去し、ｎ型ＧａＮコンタクト層２表面を露出させる。その後、露出したｎ型ＧａＮコンタクト層２表面にｎ電極７を蒸着により形成し、ｐ型ＧａＮコンタクト層５の上にｐ電極６を蒸着により形成する。

ところで、ｐ型ＧａＮコンタクト層５上にｐ電極６を形成するのではなく、ｐ型ＧａＮコンタクト層５上に透明のＺｎＯ電極を積層した後、ｐ電極６を形成するようにしても良い。この場合、ＧａドープＺｎＯ電極をたとえばＭＢＥ（Molecular beam epitaxy）やＰＬＤ（Pulsed Laser Deposition）によってｐ型ＧａＮコンタクト層５上に形成する。

なお、上述した各半導体層の製造については、キャリアガスの水素／窒素とともに、トリエチルガリウム（ＴＥＧａ）、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）、アンモニア（ＮＨ_３）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）などの各半導体層の成分に対応する反応ガス、ｎ型にする場合のドーパントガスとしてのシラン（ＳｉＨ_４）、ｐ型にする場合のドーパントガスとしてのＣＰ_２Ｍｇ（シクロペンタジエチルマグネシウム）等の必要なガスを供給して、６５０℃〜１０００℃程度の範囲で順次成長させることにより、所望の組成で、所望の導電型の半導体層を、必要な厚さに形成することができる。

本発明のＧａＮ系半導体発光素子の断面構造の一例を示す図である。 本発明のＧａＮ系半導体発光素子における活性層の多重量子井戸構造を示す図である。 活性層の結晶成長におけるガスフローパターンを示す図である。 活性層へのＡｌ添加割合と熱処理温度に対する活性層の黒色化の変化を示す図である。 活性層に対する熱処理温度の影響を活性層の種類毎に示す図である。 ｐ型ＧａＮ系半導体層の特定の膜厚における活性層へのＡｌ添加割合と輝度との関係を示す図である。 一般的なＧａＮ系半導体発光素子の構造と成長温度変化を示す図である。 ｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚、ＥＳＤ耐圧、輝度との関係を示す図である。

符号の説明

１ サファイア基板
２ ｎ型ＧａＮコンタクト層
３ ＡｌＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ超格子層
４ 活性層
４ａ バリア層
４ｂ 井戸層
５ ｐ型ＧａＮコンタクト層
６ ｐ電極
７ ｎ電極
８ ｐ型ＡｌＧａＮブロック層

Claims (2)

1. 量子井戸構造を有する活性層と該活性層形成後に成長させるｐ型ＧａＮ系半導体層を備えたＧａＮ系半導体発光素子であって、
   前記活性層はＡｌ_Ｘ１Ｉｎ_Ｙ１Ｇａ_Ｚ１Ｎ（Ｘ１＋Ｙ１＋Ｚ１＝１、０＜Ｘ１＜１、０＜Ｙ１＜１）井戸層とＡｌ_Ｘ２Ｉｎ_Ｙ２Ｇａ_Ｚ２Ｎバリア層（Ｘ２＋Ｙ２＋Ｚ２＝１、０≦Ｘ２＜１、０≦Ｙ２＜１、Ｙ１＞Ｙ２）とで構成されており、前記井戸層のＡｌ組成は５％以下で、前記ｐ型ＧａＮ系半導体層の膜厚は０．４μｍ以上に構成されたことを特徴とするＧａＮ系半導体発光素子。
2. 前記井戸層のＡｌ組成は１％以下に構成されていることを特徴とする請求項１記載のＧａＮ系半導体発光素子。