JP3250438B2 - The nitride semiconductor light emitting device - Google Patents

The nitride semiconductor light emitting device

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JP3250438B2 JP31784495A JP31784495A JP3250438B2 JP 3250438 B2 JP3250438 B2 JP 3250438B2 JP 31784495 A JP31784495 A JP 31784495A JP 31784495 A JP31784495 A JP 31784495A JP 3250438 B2 JP3250438 B2 JP 3250438B2
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【発明の詳細な説明】 DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【0001】 [0001]

【産業上の利用分野】本発明は発光ダイオード(LE The present invention relates to a light emitting diode (LE
D)、レーザダイオード(LD)等に使用される窒化物半導体(In a Al b Ga 1-ab N、0≦a、0≦b、a+b D), a nitride semiconductor used in the laser diode (LD), etc. (In a Al b Ga 1- ab N, 0 ≦ a, 0 ≦ b, a + b
≦1)よりなる発光素子に係り、特にn型窒化物半導体層とp型窒化物半導体層との間に活性層を有するダブルへテロ構造の窒化物半導体発光素子に関する。 ≦ 1) relates to a light-emitting element consisting of, in particular, to a nitride semiconductor light emitting device of double heterostructure having an active layer between an n-type nitride semiconductor layer and a p-type nitride semiconductor layer.

【0002】 [0002]

【従来の技術】紫外〜赤色に発光するLED、LD等の発光素子の材料として窒化物半導体(In a Al b Ga BACKGROUND ART LED that emits ultraviolet to red, nitride semiconductor as a material of the light emitting element LD, etc. (In a Al b Ga
1-ab N、0≦a、0≦b、a+b≦1)が知られている。 1-ab N, 0 ≦ a , 0 ≦ b, a + b ≦ 1) are known.
我々はこの半導体材料を用いて、1993年11月に光度1cdの青色LEDを発表し、1994年4月に光度2cdの青緑色LEDを発表し、1994年10月には光度2cdの青色LEDを発表した。 We use this semiconductor material, presented a blue LED luminosity 1cd November 1993, published a blue-green LED luminosity 2cd April 1994, the blue LED luminosity 2cd in October 1994 It announced. これらのLEDは全て製品化されて、現在ディスプレイ、道路信号等の実用に供されている。 All of these LED's are commercialized, are subjected currently displayed, the practical road signs and the like.

【0003】図2に窒化物半導体よりなる従来の青色、 Conventional blue in Figure 2 made of a nitride semiconductor,
青緑色LEDの発光チップの構造を示す。 It shows the structure of a light emitting chip of the blue-green LED. 基本的には、 Basically,
基板21の上に、GaNよりなるバッファ層22、n型GaNよりなるn型コンタクト層23と、n型AlGa On the substrate 21, the n-type contact layer 23 made of the buffer layer 22, n-type GaN formed of GaN, n-type AlGa
Nよりなるn型クラッド層24と、n型InGaNよりなる活性層25と、p型AlGaNよりなるp型クラッド層26と、p型GaNよりなるp型コンタクト層27 An n-type cladding layer 24 made of N, an active layer 25 made of n-type InGaN, a p-type cladding layer 26 of p-type AlGaN, of p-type GaN p-type contact layer 27
とが順に積層されたダブルへテロ構造を有している。 Bets has a double hetero structure which are sequentially stacked. 活性層25のn型InGaNにはSi、Ge等のドナー不純物および/またはZn、Mg等のアクセプター不純物がドープされており、LED素子の発光波長は、その活性層のInGaNのIn組成比を変更するか、若しくは活性層にドープする不純物の種類を変更することで、紫外〜赤色まで変化させることが可能となっている。 The n-type InGaN of the active layer 25 Si, donor impurity and / or Zn such as Ge, the acceptor impurity is doped, such as Mg, emission wavelength of the LED element, changing the In composition ratio of the InGaN of the active layer or, or by changing the type of impurities to be doped into the active layer, and can be varied from ultraviolet to red. 現在、活性層にドナー不純物とアクセプター不純物とが同時にドープされた発光波長510nm以下のLEDが実用化されている。 Currently, a donor impurity and an acceptor impurity into the active layer is less LED doped emission wavelength 510nm has been put into practical use at the same time.

【0004】 [0004]

【発明が解決しようとする課題】従来の青色LEDは順方向電流(If)20mAで順方向電圧(Vf)が3. [Problems that the Invention is to Solve conventional blue LED forward voltage at a forward current (If) 20mA (Vf) is 3.
6V〜3.8V、発光出力は3mW近くあり、SiCよりなる青色LEDと比較して20倍以上の発光出力を有している。 6V~3.8V, light output is nearly 3 mW, compared to the blue LED of SiC has a luminous output of more than 20 times. 順方向電圧が低いのはp−n接合を形成しているためであり、発光出力が高いのはダブルへテロ構造を実現しているためである。 The forward voltage is low is because forming a p-n junction, the light emitting output is high is because the achieved double heterostructure. このように、現在実用化されているLEDは非常に性能の高いものであるが、さらに高性能なLED、LDのような発光素子が求められている。 Thus, although LED currently put to practical use is very high performance, higher-performance LED, light emitting element such as LD are required. 例えばLEDのVfは前記のように3.6V〜 For example the LED Vf is 3.6V~ as the
3.8Vという低い値を達成しているが、LDのように電極幅や電極面積の小さい発光素子を実現するためには、さらにVfを低下させる必要がある。 While achieving low as 3.8 V, in order to realize a small light-emitting element electrode width and electrode area as LD, it is necessary to further lower the Vf.

【0005】従って、本発明はこのような事情を鑑みて成されたものであり、その目的とするところは、ダブルへテロ構造の窒化物半導体よりなる発光素子の性能をさらに向上させることにあり、具体的には、発光素子のV Accordingly, the present invention has been made in view of such circumstances, and has as its object resides in further improving the performance of the light emitting element made of a nitride semiconductor double heterostructure , specifically, V of the light emitting element
fをさらに低下させることにより発光効率に優れた素子を提供することにある。 And to provide a superior element in luminous efficiency by further reducing the f.

【0006】 [0006]

【課題を解決するための手段】本発明の発光素子は、n Means for Solving the Problems A light emitting device of the present invention, n
型窒化物半導体層とp型窒化物半導体層との間にIn In x between the type nitride semiconductor layer and a p-type nitride semiconductor layer
Ga 1−x N(0≦X<1)よりなる井戸層のみの単一量子井戸構造、若しくはIn Ga 1−x N(0<X< Ga 1-x single quantum well structure of N (0 ≦ X <1) than become well layer only or In x Ga 1-x N ( 0 <X <
1)よりなる井戸層と、In Ga 1−Y N(0≦Y< 1) and the well layer made of, In Y Ga 1-Y N (0 ≦ Y <
1、Y<X)よりなる障壁層との多重量子井戸構造のIn 1, Y <In the multiple quantum well structure with a barrier layer made of X)
を含む活性層を有し、前記p型窒化物半導体層表面に正電極が形成されてなる窒化物半導体発光素子において、 In the nitride semiconductor light emitting element having an active layer, composed of a positive electrode is formed on the p-type nitride semiconductor layer surface comprising,
前記p型窒化物半導体層は正電極と接する側から順にアクセプター不純物濃度の高い第一のp型窒化物半導体層と、第一のp型窒化物半導体層よりもアクセプター不純物の低い第二のp型窒化物半導体層とを含み、且つ前記活性層はInを含むn型の窒化物半導体上に形成されダブルへテロ構造を構成することを特徴とする。 Said p-type nitride semiconductor layer is a first p-type nitride high from the side in contact with the positive electrode of the acceptor impurity concentration sequentially semiconductor layer, a low acceptor impurities than the first p-type nitride semiconductor layer a second p and a type nitride semiconductor layer, and the active layer is characterized in that it constitutes a double hetero structure formed on the n-type nitride semiconductor containing in.

【0007】さらに前記発光素子において、第一のp型窒化物半導体の膜厚は0.1μm以下、さらに好ましくは500オングストローム以下、最も好ましくは200 [0007] In yet light emitting element, the thickness of the first p-type nitride semiconductor is 0.1μm or less, more preferably 500 angstroms or less, and most preferably 200
オングストローム以下に調整する。 Angstrom is adjusted to be equal to or less than. 0.1μmよりも厚いと結晶自体に不純物による結晶欠陥が多くなり、逆にVfが高くなる傾向にある。 Thick and crystal defects due to impurity is increased in the crystal itself than 0.1 [mu] m, there is a tendency that Vf is increased conversely.

【0008】 [0008]

【作用】p層を高キャリア濃度のp+型と低キャリア濃度のp型とする技術が特開平6−151964号、特開平6−151965号、特開平6−151966号等に記載されている。 [Action] p layer to the p-type p + -type and the low carrier concentration of the high carrier concentration technique JP 6-151964, JP-A-6-151965, disclosed in JP-A 6-151966 Patent etc. . これらの公報に開示される発光素子はGaNのホモ接合により発光する。 Emitting element disclosed in these publications are emitted by homozygous GaN. このためp−n接合界面を基準として、この接合界面より遠ざかる方向にn As Therefore reference a p-n junction interface, n away from the junction interface
型GaN層を低キャリア濃度のn型と高キャリア濃度のn+型とし、p型GaNを低キャリア濃度のp型と、高キャリア濃度のp+型としている。 Type GaN layer and n + -type n-type and a high carrier concentration of the low carrier concentration, and a p-type GaN and p-type low carrier concentration, the p + -type high carrier concentration. そしてこれら二段のキャリア濃度よりなるn層とp層とを組み合わせることにより、発光素子の長寿命と発光輝度の向上を図っている。 And by combining the n layer and p layer of the carrier concentration of these two stages, thereby improving the light emission luminance and long lifetime of the light emitting element.

【0009】一方、本発明の発光素子が前記公報と異なるところは、ダブルへテロ構造の発光素子のp型層をアクセプター不純物濃度の低い第二のp型層と、アクセプター不純物濃度の高い第一のp型層とにしている点である。 On the other hand, where the light-emitting device of the present invention differs from the publication, a low acceptor impurity concentration second p-type layer p-type layer of the light emitting device of double heterostructure, the first high acceptor impurity concentration a point that the to and p-type layer. ダブルへテロ構造の発光素子はホモ接合の発光素子に比較して10倍以上発光出力が高い。 Light emitting device of double heterostructure has a high light output compared to 10 times or more to the light emitting element homozygous. 従って、前記公報のようにp型層をp+型とp型との組み合わせにしても、出力の増加はほとんどない。 Therefore, even if the combination of the p-type layer p + -type and p-type as the publication, there is little increase in the output. むしろ本発明では発光出力よりも、ダブルへテロ構造のVfを低下させ、発光効率を改善している点が従来の技術と異なる。 Rather than the emission output in the present invention reduces the Vf of the double heterostructure, that have improved luminous efficiency is different from the prior art. また、アクセプター不純物に関して、一般にキャリア濃度はアクセプター不純物の濃度とおおよそ比例しているが、窒化物半導体の場合、半導体層にアクセプター不純物をドープした後、400℃以上でアニーリングを行うことにより完全なp型として作用する。 Further, with respect to the acceptor impurities, generally although the carrier concentration is roughly proportional to the concentration of the acceptor impurities, when the nitride semiconductor, after the acceptor impurity is doped into the semiconductor layer, the full p by performing annealing at 400 ° C. or higher to act as a mold. このためホールキャリア濃度はアニーリング状態、アニール温度等により変動することが多く、素子構造とした時の正確なキャリア濃度を測定することは困難であるので、本発明ではアクセプター不純物濃度で発光素子を特徴づけている。 Therefore hole carrier concentration annealing condition often varies with the annealing temperature or the like, since it is difficult to determine the exact carrier concentration when the device structure, wherein the light-emitting element with an acceptor impurity concentration in the present invention and association.

【0010】次に、本発明の発光素子は従来のようにp [0010] Next, the light-emitting device of the present invention as is conventional p
−n接合界面を基準としているのではなく、正電極の接触面を基準とし、この正電極と接する面を高不純物濃度の第一のp型層として、その第一のp型層に接して低不純物濃度の第二のp型層としている点で異なる。 -n junction interface rather than being referenced to, with respect to the contact surface of the positive electrode, the positive electrode surface in contact as the first p-type layer of high impurity concentration, in contact with the first p-type layer It differs in that as the second p-type layer of low impurity concentration. 正電極に接する層を基準としてp層を構成することにより、V By forming the p-layer a layer in contact with the positive electrode as a reference, V
fを低下させることができる。 f can be reduced.

【0011】さらに前記公報に開示される発光素子と、 [0011] a light emitting element which is further disclosed in the publication,
本発明の発光素子とが最も異なる点はp+層の膜厚である。 The most different point and the light emitting element of the present invention is the thickness of the p + layer. つまり、前記公報では高キャリア濃度のp+型の半導体層の膜厚が0.2μm以上なければ発光素子の発光出力が低下するが、本発明の発光素子では高不純物濃度の第一のp型層の膜厚を0.2μm以上にすると、Vf That, in the gazette emission output of the light emitting device unless the thickness of the p + -type semiconductor layer of high carrier concentration is more than 0.2μm is reduced, the first p-type high impurity concentration in the light-emitting device of the present invention When the thickness of the layers above 0.2 [mu] m, Vf
が高くなる。 It increases. これは不純物ドープによる結晶性の悪化によるものである。 This is due to the crystallinity of the deterioration due to the impurity-doped. 逆に本発明の発光素子では高不純物濃度の第一のp型層の膜厚は0.1μm以下であることが好ましい。 In the light-emitting device of the present invention, on the other hand it is preferable that the thickness of the first p-type layer having a high impurity concentration is 0.1μm or less. 0.1μm以下とすることにより、効果的に発光素子のVfを低下させることが可能である。 With 0.1μm or less, it is possible to reduce the Vf of effectively emitting element.

【0012】 [0012]

【実施例】[実施例1] 以下、図面を元に本発明の発光素子を詳説する。 EXAMPLES Example 1 will now be described in detail a light-emitting element of the present invention based on the drawings. 図1は本発明の一実施例の発光素子の構造を示す模式断面図である。 Figure 1 is a schematic sectional view showing a structure of a light-emitting element of one embodiment of the present invention. この発光素子は基板1の上にバッファ層2、n型コンタクト層3、n型クラッド層4、活性層5、p型クラッド層6、アクセプター不純物濃度の低い第二のp型コンタクト層72、アクセプター不純物濃度が高い第一のp型コンタクト層71を順に積層した構造を示している。 The light emitting element is a buffer layer 2 on the substrate 1, n-type contact layer 3, n-type cladding layer 4, the active layer 5, p-type cladding layer 6, a low acceptor impurity concentration second p-type contact layer 72, an acceptor impurity concentration shows high the first p-type contact layer 71 were sequentially stacked. さらに第一のp型コンタクト層71には正電極9が形成され、n型コンタクト層3には負電極8が形成されている。 Furthermore the first p-type contact layer 71 positive electrode 9 is formed, the n-type contact layer 3 is negative electrode 8 is formed.

【0013】基板1にはサファイア(A面、C面、R面を含む)の他、SiC(6H、4Hを含む)、ZnO、 [0013] Another sapphire (A plane, C plane, including R-plane) on the substrate 1, SiC (6H, including 4H), ZnO,
Si、GaAsのような窒化物半導体と格子不整合の基板、またNGO(ネオジウムガリウム酸化物)のような酸化物単結晶よりなる窒化物半導体と格子定数の近い基板等を使用することができる。 Si, a nitride semiconductor and the lattice mismatch of the substrate, such as GaAs, also may be used a substrate such as close to that of the nitride semiconductor and the lattice constant becomes an oxide single crystal such as NGOs (neodymium gallium oxide).

【0014】バッファ層2はGaN、AlN、GaAl [0014] The buffer layer 2 is GaN, AlN, GaAl
N等を例えば50オングストローム〜0.1μmの膜厚で成長させることが好ましく、例えばMOVPE法によると400℃〜600℃の低温で成長させることにより形成できる。 It is preferred that is grown to the thickness of the N such as, for example, 50 Å ~0.1Myuemu, for example formed by growing at a low temperature of the by MOVPE 400 ° C. to 600 ° C.. バッファ層2は基板1と窒化物半導体との格子不整合を緩和するために設けられるが、SiC、Z Buffer layer 2 is provided to reduce lattice mismatch between the substrate 1 and the nitride semiconductor but, SiC, Z
nOのような窒化物半導体と格子定数が近い基板、窒化物半導体と格子整合した基板を使用する際にはバッファ層が形成されないこともある。 Nitride semiconductor and the substrate are close lattice constants like nO, when using the nitride semiconductor lattice matched substrates sometimes buffer layer is not formed.

【0015】n型コンタクト層3は負電極8を形成する層であり、GaN、AlGaN、InAlGaN等を例えば1μm〜10μmの膜厚で成長させることが好ましく、その中でもGaNを選択することにより負電極の材料と好ましいオーミック接触を得ることができる。 [0015] n-type contact layer 3 is a layer for forming the negative electrode 8, GaN, AlGaN, it is preferable to grow InAlGaN, or the like for example, a film thickness of 1 m to 10 m, the negative electrode by selecting the GaN Among them it can be obtained in the materials preferred ohmic contact. 負電極8の材料としては例えばTiとAl、TiとAu等を好ましく用いることができる。 As a material of the negative electrode 8 may be preferably used, for example, Ti and Al, Ti and Au.

【0016】n型クラッド層4はGaN、AlGaN、 [0016] The n-type cladding layer 4 is GaN, AlGaN,
InAlGaN等を例えば500オングストローム〜 The InAlGaN, or the like, for example, 500 angstroms to
0.5μmの膜厚で成長させることが好ましく、その中でもGaN、AlGaNを選択することにより結晶性の良い層が得られる。 Preferably grown in a thickness of 0.5 [mu] m, GaN, it is good crystallinity layer by selecting the AlGaN obtained among them. また、n型クラッド層4、n型コンタクト層3のいずれかを省略することも可能である。 It is also possible to omit one of the n-type cladding layer 4, n-type contact layer 3. どちらかを省略すると、残った層がn型クラッド層およびn型コンタクト層として作用する。 Omitting either the remaining layer acts as a n-type cladding layer and the n-type contact layer.

【0017】活性層5はクラッド層よりもバンドギャップエネルギーが小さいInGaN、InAlGaN、A [0017] The active layer 5 is the band gap energy is smaller than that of the cladding layer InGaN, InAlGaN, A
lGaN等の窒化物半導体であれば良く、特に所望のバンドギャップによってインジウムの組成比を適宜変更したInGaNにすることが好ましい。 May be any nitride semiconductor such LGaN, it is preferable that the InGaN a suitably changing the composition ratio of indium in particular by the desired band gap. また活性層5を例えばInGaN/GaN、InGaN/InGaN(組成が異なる)等の組み合わせで、それぞれの薄膜を積層した多重量子井戸構造としてもよい。 The active layer 5, for example InGaN / GaN, a combination of such InGaN / InGaN (different compositions) may be a multiple quantum well structure formed by laminating respective thin films. 単一量子井戸構造、多重量子井戸構造いずれの活性層においても、活性層はn型、p型いずれでもよいが、特にノンドープ(無添加)とすることにより半値幅の狭いバンド間発光、励起子発光、あるいは量子井戸準位発光が得られ、LED Single quantum well structure, in any of the active layer multiple quantum well structure, the active layer is n-type, it may be either p-type, in particular non-doped (no addition) and emission between narrow half width band by, excitons emission, or the quantum well level emission is obtained, LED
素子、LD素子を実現する上で特に好ましい。 Elements, particularly preferable in realizing LD elements. 活性層を単一量子井戸(SQW:single quantum well)構造若しくは多重量子井戸(MQW:multiquantum well)構造とすると非常に出力の高い発光素子が得られる。 Single quantum well active layer (SQW: single quantum well) structure or a multiple quantum well (MQW: multiquantum well) having a very high output when a structure emitting device can be obtained. SQ SQ
W、MQWとはノンドープのInGaNによる量子準位間の発光が得られる活性層の構造を指し、例えばSQW W, it refers to the structure of the active layer in which light is obtained between quantum levels by non-doped InGaN and MQW, for example SQW
では活性層を単一組成のIn X Ga 1-X N(0≦X<1) In a single composition the active layer In X Ga 1-X N ( 0 ≦ X <1)
で構成した層であり、In X Ga 1-X Nの膜厚を100オングストローム以下、さらに好ましくは70オングストローム以下とすることにより量子準位間の強い発光が得られる。 In a configuration with a layer, In X Ga 1-X N film thickness of 100 angstroms, the strong emission of inter-quantum level obtained by still more preferably to not more than 70 angstroms. またMQWは組成比の異なるIn X Ga 1-X The MQW different composition ratios In X Ga 1-X N
(この場合X=0、X=1を含む)の薄膜を複数積層した多層膜とする。 And (in this case X = 0, X = 1 including a) multilayer thin film was stacked in. このように活性層をSQW、MQWとすることにより量子準位間発光で、約365nm〜660 Thus the active layer SQW, between quantum levels emission by the MQW, about 365nm~660
nmまでの発光が得られる。 Light-emitting up to nm is obtained. 量子構造の井戸層の厚さとしては、前記のように70オングストローム以下が好ましい。 The thickness of the well layer of the quantum structure, as described above preferably 70 angstroms or less. 多重量子井戸構造では井戸層はIn X Ga 1-X Nで構成し、障壁層は同じくIn Y Ga 1-Y N(Y<X、この場合Y=0を含む)で構成することが望ましい。 Well layer is a multiple quantum well structure composed of In X Ga 1-X N, the barrier layer also In Y Ga 1-Y N ( Y <X, in this case including the Y = 0) it is desirable to configure at. 特に好ましくは井戸層と障壁層をInGaNで形成すると同一温度で成長できるので結晶性のよい活性層が得られる。 Particularly preferably good crystallinity active layer is obtained because the well layer and the barrier layer can be grown at the same temperature to form in InGaN. 障壁層の膜厚は150オングストローム以下、さらに好ましくは120オングストローム以下にすると高出力な発光素子が得られる。 The film thickness is 150 angstroms or less in the barrier layer, high-output light-emitting element can be obtained if more preferably below 120 angstroms. また、活性層5にドナー不純物および/またはアクセプター不純物をドープしてもよい。 Further, a donor impurity and / or acceptor impurity may be doped into the active layer 5. 不純物をドープした活性層の結晶性がノンドープと同じであれば、ドナー不純物をドープするとノンドープのものに比べてバンド間発光強度をさらに強くすることができる。 If the same crystalline impurities doped active layer is non-doped, it can be further strongly interband emission intensity as compared with the non-doped When doping donor impurity. アクセプター不純物をドープするとバンド間発光のピーク波長よりも約0.5eV低エネルギー側にピーク波長を持っていくことができるが、半値幅は広くなる。 Although the doping with an acceptor impurity can take a peak wavelength at about 0.5eV lower energy side than the peak wavelength of the band-to-band emission, the half-value width becomes wider.
アクセプター不純物とドナー不純物を同時にドープすると、アクセプター不純物のみドープした活性層の発光強度をさらに大きくすることができる。 When the acceptor impurity and a donor impurity simultaneously doping, it is possible to further increase the emission intensity of the doped active layer only an acceptor impurity. 特にアクセプター不純物をドープした活性層を実現する場合、活性層の導電型はSi等のドナー不純物を同時にドープしてn型とすることが好ましい。 Especially when the acceptor impurity to achieve a doped active layer, the conductivity type of the active layer is preferably an n-type by simultaneously doping a donor impurity such as Si. 活性層5は例えば数オングストローム〜0.5μmの膜厚で成長させることができる。 Active layer 5 can be grown at a film thickness of several angstroms ~0.5μm example. 但し、活性層を単一量子井戸構造若しくは多重量子井戸構造として、活性層を構成する窒化物半導体層の膜厚を薄くするときはn型クラッド層4と活性層5との間にIn However, the active layer as a single quantum well structure or a multiple quantum well structure, between the n-type cladding layer 4 and the active layer 5 when reducing the film thickness of the nitride semiconductor layer constituting the active layer In
を含むn型の窒化物半導体よりなる第二のn型クラッド層40を形成することが望ましい。 It is desirable to form the second n-type clad layer 40 of n-type nitride semiconductor containing.

【0018】p型クラッド層6はGaN、AlGaN、 [0018] The p-type cladding layer 6 is GaN, AlGaN,
InAlGaN等を例えば500オングストローム〜 The InAlGaN, or the like, for example, 500 angstroms to
0.5μmの膜厚で成長させることが好ましく、その中でもGaN、AlGaNを選択することにより結晶性の良い層が得られる。 Preferably grown in a thickness of 0.5 [mu] m, GaN, it is good crystallinity layer by selecting the AlGaN obtained among them. なおこのp型クラッド層6を省略することも可能である。 Incidentally it is also possible to omit this p-type cladding layer 6.

【0019】次に、本発明の特徴であるコンタクト層7 Next, the contact layer 7, which is a feature of the present invention
1、72について述べる。 1,72 will be described. このコンタクト層71、72 The contact layer 71 and 72
は正電極9を形成して、正電極9と好ましいオーミック接触を得る層であり完全なオーミックに近ければ近いほど、発光素子のVfを低下させることができる。 Can form a positive electrode 9, the closer to the preferred is a layer to obtain an ohmic contact complete ohmic positive electrode 9, lowering the Vf of the light emitting element. そのため、このコンタクト層は、正電極9に接する層をアクセプター不純物濃度が高い第一の窒化物半導体層である第一のp型コンタクト層71と、その第一のp型コンタクト層よりもアクセプター不純物濃度が低い第二の窒化物半導体である第二のp型コンタクト層72とで構成されている。 Therefore, the contact layer, the layer in contact with the positive electrode 9 and the first p-type contact layer 71 is an acceptor impurity concentration is higher the first nitride semiconductor layer, the first p-type contact layer acceptor impurities than concentration is constituted by the second p-type contact layer 72 is lower second nitride semiconductor.

【0020】第一のp型コンタクト層71、および第二のp型コンタクト層72は同一組成の窒化物半導体で形成することが望ましく、例えばGaN、AlGaN、I [0020] The first p-type contact layer 71, and the second p-type contact layer 72 is desirably formed of a nitride semiconductor having the same composition, for example GaN, AlGaN, I
nAlGaN等を成長させることができる。 Can be grown nAlGaN like. その中でもGaNを選択することにより正電極9の材料と好ましいオーミック接触を得ることができる。 It is possible to obtain a favorable ohmic contact with the material of the positive electrode 9 by selecting the GaN among them.

【0021】高濃度の第一のp型コンタクト層71のアクセプター不純物濃度は1×10 17 〜5×10 21 /cm 3 The acceptor impurity concentration of the high concentration first p-type contact layer 71 is 1 × 10 17 ~5 × 10 21 / cm 3
に調整することが望ましい。 It is desirable to adjust to. 1×10 17 /cm 3よりも低いと、電極とオーミック接触を得ることが難しく、5× When 1 × 10 17 / cm lower than 3, it is difficult to obtain electrode and the ohmic contact, 5 ×
10 21 /cm 3よりも高いと不純物により窒化物半導体の結晶性が悪くなり、Vfが高くなる傾向にある。 10 21 / cm 3 higher and crystallinity of the nitride semiconductor is deteriorated by impurities than tend to Vf increases.

【0022】一方、低濃度の第二のp型コンタクト層7 On the other hand, the low concentration second p-type contact layer 7
2のアクセプター不純物濃度は2×10 15 〜5×10 20 2 of the acceptor impurity concentration 2 × 10 15 ~5 × 10 20
/cm 3の範囲に調整することが望ましい。 It is desirable to adjust the range of / cm 3. 2×10 15 /c 2 × 10 15 / c
m 3よりも低いと、p型としての抵抗が高くなるのでVf Below the m 3, the resistance of the p-type is high Vf
が高くなる傾向にある。 It tends to be high. 5×10 20 /cm 3よりも高いと高濃度の第一のp型コンタクト層71とのバランスが取りにくく、Vfの向上があまり望めなくなる傾向にある。 5 × 10 20 / cm 3 difficult to balance between the first p-type contact layer 71 of high and higher concentrations than, it tends to increase the Vf can not be expected much.

【0023】コンタクト層71、72のホールキャリア濃度は前にも述べたように、窒化物半導体にドープするアクセプター不純物の濃度を変化させるか、あるいはアクセプター不純物をドープしたコンタクト層71、72 [0023] As the hole carrier concentration of the contact layer 71 and 72 mentioned previously, or changing the concentration of the acceptor impurity to be doped to the nitride semiconductor, or the contact layer has an acceptor impurity doped 71,72
を、400℃以上でアニーリングすることにより調整できるが、正確な値を測定することは困難である。 And can be adjusted by annealing at 400 ° C. or higher, it is difficult to measure an accurate value. おおよその値としては、前記アクセプター不純物濃度で400 The approximate value, 400 in the acceptor impurity concentration
℃以上のアニールを行うことにより、例えばホールキャリア濃度およそ1×10 16 〜5×10 19 /cm 3の第一のp型コンタクト層71が得られ、同じくホールキャリア濃度およそ1×10 15 〜1×10 19 /cm 3の第二のp型コンタクト層72が得られる。 ℃ By performing the above annealing, for example, the first p-type contact layer 71 of the hole carrier concentration of approximately 1 × 10 16 ~5 × 10 19 / cm 3 was obtained, likewise hole carrier concentration of approximately 1 × 10 15 to 1 the second p-type contact layer 72 of × 10 19 / cm 3 is obtained.

【0024】第一のp型コンタクト層71と好ましいオーミックが得られる正電極9の材料としてはNiおよびAuを含む金属を用いることができる。 Examples of the material of the first p-type contact layer 71 and the preferred positive electrodes 9 ohmic obtained may be a metal containing Ni and Au. NiおよびAu Ni and Au
を含む正電極は特にp型GaNと好ましいオーミックを得ることができる。 Positive electrode comprising a can obtain particularly preferred ohmic p-type GaN.

【0025】本発明の発光素子は例えばMOVPE(有機金属気相成長法)、MBE(分子線気相成長法)、H The light emitting device of the present invention are, for example MOVPE (metal organic vapor phase epitaxy), MBE (molecular beam vapor deposition), H
DVPE(ハイドライド気相成長法)等の気相成長法を用いて、基板上にIn a Al b Ga 1-ab N(0≦a、0≦ DVPE by a vapor deposition method (hydride vapor phase epitaxy) or the like, In the substrate a Al b Ga 1-ab N (0 ≦ a, 0 ≦
b、a+b≦1)をn型、p型等の導電型で積層することによって得られる。 b, a + b ≦ 1) the n-type, is obtained by laminating with p-type conductivity and the like. n型の窒化物半導体はノンドープの状態でも得られるが、Si、Ge、S等のドナー不純物を結晶成長中に半導体層中に導入することによって得られる。 n-type nitride semiconductor is also obtained in a non-doped state, Si, Ge, obtained by introducing into the semiconductor layer during crystal growth the donor impurity S and the like.

【0026】一方、p型の窒化物半導体層はMg、Z On the other hand, p-type nitride semiconductor layer of Mg, Z
n、Cd、Ca、Be、C等のアクセプター不純物を同じく結晶成長中に半導体層中に導入することにより得られるが、前にも述べたように、アクセプター不純物導入後400℃以上でアニーリングを行うことにより、さらに好ましいp型が得られる。 n, Cd, Ca, Be, is obtained by introducing into the semiconductor layer to the well during crystal growth the acceptor impurities such as C, as described before, annealing at 400 ° C. or higher after the acceptor impurity introduction it makes more preferably p-type is obtained.

【0027】次に図1の発光素子を具体的に述べる。 [0027] Next will be specifically described the light emitting device of FIG. 以下の実施例はMOVPE法による成長方法を示している。 The following examples show the growth method by MOVPE.

【0028】まず、TMG(トリメチルガリウム)とN Firstly, TMG and (trimethyl gallium) N
3とを用い、反応容器にセットしたサファイア基板1 Using the H 3, the sapphire substrate 1 was set in the reaction vessel
のC面に500℃でGaNよりなるバッファ層2を50 The buffer layer 2 made of GaN in C plane 500 ° C. 50
0オングストロームの膜厚で成長させる。 0 Angstroms of film is grown in thickness.

【0029】次に温度を1050℃まで上げ、TMG、 [0029] and then raising the temperature up to 1050 ℃, TMG,
NH 3に加えシランガスを用い、Siドープn型GaN In addition to NH 3 using a silane gas, Si-doped n-type GaN
よりなるn型コンタクト層23を4μmの膜厚で成長させる。 The n-type contact layer 23 become more is grown to the thickness of 4 [mu] m.

【0030】続いて原料ガスにTMA(トリメチルアルミニウム)を加え、同じく1050℃でSiドープn型 [0030] Subsequently TMA and (trimethylaluminum) was added to the raw material gas, similarly Si-doped n-type at 1050 ° C.
Al 0.3 Ga 0.7 層よりなるn型クラッド層4を0.1 The Al 0.3 Ga 0.7 N n-type cladding layer 4 made of layer 0.1
μmの膜厚で成長させる。 It is grown to the thickness of μm.

【0031】次に温度を800℃に下げ、TMG、TM [0031] Next, the temperature was lowered to 800 ℃, TMG, TM
I(トリメチルインジウム)、NH 3 、シランガス、D I (trimethyl indium), NH 3, silane gas, D
EZ(ジエチルジンク)を用い、Si+Znドープn型 Using EZ (diethyl zinc), Si + Zn-doped n-type
In 0.05 Ga 0.95 よりなる活性層5を0.1μmの膜厚で成長させる。 The active layer 5 made of In 0.05 Ga 0.95 N is grown to the thickness of 0.1 [mu] m.

【0032】次に温度を1050℃に上げ、TMG、T [0032] and then raising the temperature to 1050 ℃, TMG, T
MA、NH 3 、Cp2Mg(シクロペンタジエニルマグネシウム)を用い、Mgドープp型Al 0.3 Ga 0.7 よりなるp型クラッド層6を0.1μmの膜厚で成長させる。 MA, NH 3, with Cp2Mg (cyclopentadienyl magnesium), a p-type cladding layer 6 made of Mg-doped p-type Al 0.3 Ga 0.7 N is grown to the thickness of 0.1 [mu] m.

【0033】次に1050℃でTMG、NH 3 、Cp2M [0033] Next, TMG at 1050 ℃, NH 3, Cp2M
gを用い、Mgドープp型GaNよりなる第二のp型コンタクト層72を0.5μmの膜厚で成長させる。 With g, the second p-type contact layer 72 consisting of Mg-doped p-type GaN is grown to the thickness of 0.5 [mu] m. なおこの第二のp型コンタクト層のMg濃度は1×10 18 Note Mg concentration of the second p-type contact layer is 1 × 10 18 /
cm 3であった。 It was cm 3.

【0034】続いて1050℃でCp2Mgの流量を多くして、Mgドープp型GaNよりなる第一のp型コンタクト層71を200オングストロームの膜厚で成長させる。 [0034] Then by increasing the flow rate of Cp2Mg at 1050 ° C., to grow the first p-type contact layer 71 consisting of Mg-doped p-type GaN with a thickness of 200 angstroms. なおこの第一のp型コンタクト層71のMg濃度は2×10 19 /cm 3であった。 Note Mg concentration of the first p-type contact layer 71 was 2 × 10 19 / cm 3.

【0035】反応終了後、温度を室温まで下げてウェーハを反応容器から取り出し、700℃でウェーハのアニーリングを行い、p型層をさらに低抵抗化する。 [0035] After the reaction, remove the wafer from the reaction vessel by lowering the temperature to room temperature and the annealing of the wafer at 700 ° C., to further reduce the resistance of the p-type layer. 次に最上層のp型コンタクト層7の表面に所定の形状のマスクを形成し、n型コンタクト層3の表面が露出するまでエッチングする。 Then forming a mask of a predetermined shape on the uppermost layer of the surface of the p-type contact layer 7, the surface of the n-type contact layer 3 is etched to expose. エッチング後、n型コンタクト層3の表面にTiとAlよりなる負電極8、第一のp型コンタクト層71の表面にNiとAuよりなる正電極9を形成する。 After etching to form the n-type contact layer negative electrode 8 made of Ti and Al on the surface of the 3, the first positive electrode 9 made of Ni and Au on the surface of the p-type contact layer 71. 電極形成後、ウェーハを350μm角のチップに分離した後、LED素子とした。 After electrode formation, after separating the wafer into chips of 350μm square, and the LED element. このLED素子はIf2 The LED element is If2
0mAで、Vf3.1V、発光ピーク波長450nm、 In 0mA, Vf3.1V, emission peak wavelength 450 nm,
半値幅70nmの青色発光を示し、発光出力は3mWであった。 Shows a blue emission of the half-value width 70 nm, emission output was 3 mW.

【0036】[実施例2] 実施例1において第一のp型コンタクト層71の膜厚を500オングストロームとする他は同様にして発光素子を得たところ、If20mAにおいて、Vf3.2V、 [0036] [Example 2] In Example 1 except that the film thickness of the first p-type contact layer 71 and 500 Å in the same manner was obtained a light-emitting element, in If20mA, Vf3.2V,
発光出力はほぼ同一であった。 Emission output was almost identical.

【0037】[実施例3] 実施例1において第一のp型コンタクト層71の膜厚を0.1μmとする他は同様にして発光素子を得たところ、If20mAにおいて、Vfが3.3V、発光出力2.9mWであった。 [0037] [Example 3] When the addition to the thickness of the first p-type contact layer 71 and 0.1μm in Example 1 to obtain a light-emitting element in the same manner, in If20mA, Vf is 3.3V, It was a light-emitting output 2.9mW.

【0038】[実施例4] 実施例1において第一のp型コンタクト層71の膜厚を0.3μmとする他は同様にして発光素子を得たところ、If20mAにおいてVfは3.7Vとなり、発光出力は2.8mWであった。 [0038] [Example 4] When the addition to the thickness of the first p-type contact layer 71 and 0.3μm in Example 1 to obtain a light-emitting element in the same manner, Vf in If20mA is 3.7V, and the the light-emitting output was 2.8mW.

【0039】[実施例5] 実施例1において、第二のp型コンタクト層72のMg [0039] In Example 5 Example 1, the second p-type contact layer 72 Mg
濃度を5×10 17 /cm 3とし、第一のp型コンタクト層71のMg濃度を1×10 19 /cm 3とする他は、同様にしてLED素子を得たところ、実施例1とほぼ同一の特性を示した。 The concentration of 5 × 10 17 / cm 3, except that the Mg concentration of the first p-type contact layer 71, 1 × 10 19 / cm 3 is where to obtain a LED element in the same manner, substantially as in Example 1 It showed the same characteristics.

【0040】[実施例6] 図3は実施例5に係る発光素子の構造を示す模式的な断面図である。 [0040] [Embodiment 6] FIG. 3 is a schematic sectional view showing a structure of a light emitting device according to Example 5. この発光素子が図1の発光素子と異なるところは、n型クラッド層4と活性層5との間に新たなバッファ層としてInを含むn型の窒化物半導体よりなる第二のn型クラッド層40を形成しているところである。 And differs from the light-emitting element emitting device of FIG. 1, the second n-type clad layer made of n-type nitride semiconductor containing In as a new buffer layer between the n-type cladding layer 4 and the active layer 5 it is where you are to form a 40. この第二のクラッド層40は10オングストローム以上、0.1μm以下の膜厚で形成することが望ましく、さらに第二のn型クラッド層40と活性層5の膜厚を300オングストローム以上にすると、Inを含む The second clad layer 40 is 10 angstroms or more, it is desirable to be formed by the following film thickness 0.1 [mu] m, further the film thickness of the second n-type cladding layer 40 and the active layer 5 to more than 300 angstroms, In second, including the
二の n型クラッド層40とInを含む活性層5とがバッファ層として作用し、n型クラッド層4、p型クラッド層6にクラックが入らず結晶性良く成長できる。 Second is the active layer 5 acts as a buffer layer including an n-type cladding layer 40 and an In, n-type cladding layer 4, p-type cracking in the cladding layer 6 can be good crystallinity growth without entering. さらに、この第二のn型クラッド層40を成長させることにより、不純物をドープしない量子構造の活性層が実現でき、半値幅が狭く、出力の高い発光を得ることができる。 Furthermore, by growing the second n-type clad layer 40, an impurity can active layer of a quantum structure is realized without doping, half-value width is narrow, it can be obtained with high output emission. なおこの第二のn型クラッド層40はGaNでもよい。 Incidentally, this second n-type clad layer 40 may be GaN.

【0041】この第二のn型クラッド層40は、活性層5とAlとGaとを含むn型クラッド層4との間のバッファ層として作用する。 [0041] The second n-type clad layer 40 acts as a buffer layer between the n-type cladding layer 4 including the active layer 5 and the Al and Ga. つまりInとGaとを含む第二のn型クラッド層40が結晶の性質として柔らかい性質を有しているので、AlとGaとを含むn型クラッド層4と活性層5との格子定数不整と熱膨張係数差によって生じる歪を吸収する働きがある。 That since the second n-type clad layer 40 containing In and Ga has soft properties as the nature of the crystal, the lattice constant mismatch between the n-type cladding layer 4 and the active layer 5 containing Al and Ga there is work to absorb the strain caused by the thermal expansion coefficient difference. 従って活性層を単一量子井戸構造、若しくは多重量子井戸構造として、活性層を構成する窒化物半導体層の膜厚を薄くしても、活性層5、n型クラッド層4にクラックが入らないので、活性層が弾性的に変形し、活性層の結晶欠陥が少なくなる。 Single quantum well structure of the active layer therefore or a multiple quantum well structure, even when reducing the thickness of the nitride semiconductor layer constituting the active layer, since the active layer 5, n-type cladding layer 4 does not enter cracks , the active layer is elastically deformed, the crystal defects in the active layer is reduced.
つまり活性層を量子井戸構造としたことにより、活性層の結晶性が良くなるので発光出力が増大する。 That is, the active layer by having a quantum well structure, the light emission output is increased because the crystallinity of the active layer is improved. さらに、 further,
活性層を量子井戸構造とすると、量子効果および励起子効果により発光出力が増大する。 When the active layer and the quantum well structure, the light emission output is increased by quantum effect and exciton effect. 言い換えると、従来の発光素子では活性層の膜厚を例えば1000オングストローム以上と厚くすることにより、クラッド層、活性層にクラックが入るのを防止していた。 In other words, by the conventional light emitting elements to thicken the film thickness of the active layer, for example, 1000 angstroms, cladding layers, it has been prevented from cracks in the active layer. しかしながら活性層には常に熱膨張係数差、格子不整による歪が係っており、従来の発光素子では活性層の厚さが弾性的に変形可能な臨界膜厚を超えているので、弾性的に変形することができず、活性層中に多数の結晶欠陥を生じ、バンド間発光ではあまり光らない。 However always thermal expansion coefficient difference in the active layer, and strain due to lattice mismatching Kakari', the conventional light emitting device because the thickness of the active layer is greater than the resiliently deformable critical thickness, elastically can not be deformed, resulting a large number of crystal defects in the active layer, not less shine the interband emission. この第二のn型クラッド層4 The second n-type cladding layer 4
0を形成することにより、活性層が量子構造の状態において、発光素子の発光出力を飛躍的に向上させることが可能である。 By forming a 0, the active layer of the quantum structure state, a light emission output of the light emitting device can be remarkably improved.

【0042】具体的には、実施例1においてn型クラッド層4を成長させた後、温度を800℃に下げ、TM [0042] Specifically, after growing the n-type cladding layer 4 in Example 1, the temperature was lowered to 800 ° C., TM
G、TMI(トリメチルインジウム)、NH 3 、シランガスを用い、Siドープn型In 0.01 Ga 0.99 よりなる第二のn型クラッド層40を500オングストロームの膜厚で成長させる。 G, TMI (trimethyl indium), NH 3, using a silane gas, a second n-type clad layer 40 made of Si-doped n-type In 0.01 Ga 0.99 N is grown to the thickness of 500 angstroms.

【0043】続いてTMG、TMI、NH 3を用い80 [0043] Subsequently, using TMG, TMI, and NH 3 80
0℃でノンドープn型In 0.05 Ga 0.95 よりなる活性層5を80オングストロームの膜厚で成長させる。 0 The active layer 5 made of non-doped n-type In 0.05 Ga 0.95 N is grown to the thickness of 80 angstroms ° C.. 後は実施例1と同様にして、p型クラッド層6、第二のp型コンタクト層72、第一のp型コンタクト層71を成長させてLED素子としたところ、このLED素子は、I After the same manner as in Example 1, p-type cladding layer 6, was a second p-type contact layer 72 is grown a first p-type contact layer 71 by the LED elements, the LED element, I
f20mAでVf3.1V、発光ピーク波長400nm Vf3.1V in f20mA, emission peak wavelength of 400nm
の青色発光を示し、発光出力は12mWであった。 The show blue light emission, the emission output was 12 mW. さらに、発光スペクトルの半値幅は20nmであり、非常に色純度の良い発光を示した。 Further, the half width of the emission spectrum was 20 nm, showed a very good light emission with high color purity.

【0044】[実施例7] 実施例6において、活性層5の組成をノンドープIn [0044] In Example 7 Example 6, a non-doped a composition of the active layer 5 an In
0.05 Ga 0.95 よりなる井戸層を25オングストロームと、ノンドープIn 0.01 Ga 0.99 よりなる障壁層を5 The well layer made of 0.05 Ga 0.95 N and 25 Å, a barrier layer made of undoped In 0.01 Ga 0.99 N 5
0オングストロームの膜厚で成長させる。 0 Angstroms of film is grown in thickness. この操作を2 This operation 2
6回繰り返し、最後に井戸層を積層して総厚約2000 6 times repeatedly, the total thickness of about 2000 by stacking the last well layer
オングストロームの活性層6を成長させた。 Å of the active layer 6 was grown. 後は実施例6と同様にして、LED素子としたところ、このLED After, the same procedure as in Example 6, was an LED element, the LED
素子も、If20mAでVf3.1V、発光ピーク波長400nmの青色発光を示し、発光出力は12mWであった。 Element also shows Vf3.1V, the blue light emission peak wavelength 400nm at If20mA, emission output was 12 mW. さらに、発光スペクトルの半値幅は20nmであり、非常に色純度の良い発光を示した。 Further, the half width of the emission spectrum was 20 nm, showed a very good light emission with high color purity.

【0045】 [0045]

【発明の効果】以上説明したように、本発明の発光素子はダブルへテロ構造の発光素子において、正電極を形成するp型層を高アクセプター不純物濃度の第一のp型層と、低不純物濃度の第二のp型層とすることにより、V As described in the foregoing, in the light-emitting element of the light emitting element heterostructure is a double of the present invention, a first p-type layer of the p-type layer to form a positive electrode high acceptor impurity concentration, low impurity with the second p-type layer of concentration, V
fを低下させることができるので発光効率が向上する。 Luminous efficiency can be improved since it is possible to reduce the f.
従ってLEDを大量に用いた大型ディスプレイ、屋外広告板等を実現した際には消費電力の少ないデバイスを実現でき、その産業上の利用価値は大きい。 Therefore large display LED was used in large amounts, upon realizing billboards, etc. can be realized the device consumes less power, the great utility value on that industry.

【図面の簡単な説明】 BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS

【図1】 本発明の一実施例に係る発光素子の構造を示す模式断面図。 Schematic cross-sectional view showing the structure of a light emitting device according to an embodiment of the present invention; FIG.

【図2】 従来の発光素子の構造を示す模式断面図。 Figure 2 is a schematic sectional view showing a structure of a conventional light emitting element.

【図3】 本発明の他の実施例に係る発光素子の構造を示す模式断面図。 Schematic cross-sectional view showing the structure of a light emitting device according to another embodiment of the present invention; FIG.

【符号の説明】 DESCRIPTION OF SYMBOLS

1・・・・基板 2・・・・バッファ層 3・・・・n型コンタクト層 4・・・・n型クラッド層 5・・・・活性層 6・・・・p型クラッド層 72・・・・第二のp型コンタクト層 71・・・・第一のp型コンタクト層 8・・・・負電極 9・・・・正電極 1 ... substrate 2 ... buffer layer 3 ... n-type contact layer 4 .... n-type cladding layer 5 ... active layer 6 ... p-type cladding layer 72 .. ... second p-type contact layer 71 ... first p-type contact layer 8 .... negative electrode 9 ... positive electrode

フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl. 7 ,DB名) H01L 33/00 H01S 5/00 - 5/50 Of the front page Continued (58) investigated the field (Int.Cl. 7, DB name) H01L 33/00 H01S 5/00 - 5/50

Claims (5)

    (57)【特許請求の範囲】 (57) [the claims]
  1. 【請求項1】 n型窒化物半導体層とp型窒化物半導体層との間に、In Ga 1−x N(0<X<1)よりなる井戸層のみの単一量子井戸構造、若しくはIn Ga Between 1. A n-type nitride semiconductor layer and a p-type nitride semiconductor layer, In x Ga 1-x N single quantum well structure (0 <X <1) than become well layer only or In x Ga
    1−x N(0<X<1)よりなる井戸層とIn Ga 1-x N (0 <X <1) than become well layer and an In Y Ga
    1−Y N(0≦Y<1、Y<X)よりなる障壁層との多重量子井戸構造のInを含む活性層を有し、前記p型窒化物半導体層表面に正電極が形成されてなる窒化物半導体発光素子において、 前記p型窒化物半導体層は正電極と接する側から順にアクセプター不純物濃度の高い第一のp型窒化物半導体層と、第一のp型窒化物半導体層よりもアクセプター不純物の低い第二のp型窒化物半導体層とを含み、且つ前記活性層はInを含むn型の窒化物半導体上に形成されダブルへテロ構造を構成することを特徴とする窒化物半導体発光素子。 1-Y N has an active layer comprising a (0 ≦ Y <1, Y <X) In the multiple quantum well structure with a barrier layer made of, and the positive electrode is formed on the p-type nitride semiconductor layer surface in the nitride semiconductor light emitting device comprising, said p-type nitride semiconductor layer is higher from the side in contact with the positive electrode of the acceptor impurity concentration in the order the first p-type nitride semiconductor layer, than the first p-type nitride semiconductor layer and a low acceptor impurity second p-type nitride semiconductor layer, and the active layer of the nitride semiconductor, characterized in that configuring the double hetero structure formed on the n-type nitride semiconductor containing in the light-emitting element.
  2. 【請求項2】 前記第一のp型窒化物半導体層の膜厚は、0.1μm以下である請求項1に記載の窒化物半導体発光素子。 Wherein said thickness of the first p-type nitride semiconductor layer, a nitride semiconductor light emitting device according to claim 1 is 0.1μm or less.
  3. 【請求項3】 前記正電極は、ニッケル及び金を含む請求項1又は請求項2に記載の窒化物半導体発光素子。 Wherein the positive electrode is, the nitride semiconductor light emitting device according to claim 1 or claim 2 containing nickel and gold.
  4. 【請求項4】 前記Inを含む活性層は、ノンドープI Wherein the active layer containing the In, the non-doped I
    Ga 1−x N(0<X<1)よりなる70Å以下の井戸層のみの単一量子井戸構造、若しくはノンドープI n x Ga 1-x N single quantum well structure (0 <X <1) 70Å less well layer made of only, or non-doped I
    Ga 1−x N(0<X<1)よりなる70Å以下の井戸層と、In Ga 1−Y N(0≦Y<1、Y<X)よりなる障壁層との多重量子井戸構造である請求項1乃至3に記載の窒化物半導体素子。 n x Ga 1-x N ( 0 <X <1) and 70Å following well layer made of multiple quantum well with In Y Ga 1-Y N ( 0 ≦ Y <1, Y <X) than becomes a barrier layer nitride semiconductor device according to claim 1 to 3 is a structural.
  5. 【請求項5】 前記第一のp型窒化物半導体層のアクセプター不純物は、1×10 17 〜5×10 21 /cm 5. The acceptor impurity of the first p-type nitride semiconductor layer is, 1 × 10 17 ~5 × 10 21 / cm 3
    濃度のMgであり、前記第二のp型窒化物半導体層のアクセプター不純物は2×10 15 〜5×10 20 /cm The concentration of Mg, the acceptor impurity of the second p-type nitride semiconductor layer is 2 × 10 15 ~5 × 10 20 / cm
    濃度のMgである請求項1乃至請求項4に記載の窒化物半導体発光素子。 3 concentration of the nitride semiconductor light emitting device according to claim 1 to claim 4 is Mg.
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