JP3920315B2 - 窒化物系半導体発光素子 - Google Patents

Description

本発明は、青色から紫外域にわたる短波長領域の光を発光する発光ダイオード（以下、ＬＥＤともいう）、レーザダイオード（以下、ＬＤともいう）等の窒化物系半導体発光素子に関し、さらに詳細には、窒化物系半導体発光素子構造中のｐ型コンタクト層の構成に関する。

近年、青色から紫外域にわたる短波長領域の光を発光するＬＥＤやＬＤ用の材料として窒化物系半導体が用いられるようになってきている。
窒化物系半導体は、一般式Ｉｎ_ｘＡｌ_ｙＧａ_ｚＮ（ただし、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１）で表される化合物半導体であって、例えば、ＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＩｎＧａＮ、ＡｌＮ、ＩｎＮなど、任意の組成のものが例示される。
なお、上記一般式中、３族元素であるガリウム（Ｇａ）、アルミニウム（Ａｌ）、インジウム（Ｉｎ）は、少なくとも一部がボロン（Ｂ）、タリウム（Ｔｌ）等で置換されていてもよく、また、窒素（Ｎ）の少なくとも一部は、リン（Ｐ）、ヒ素（Ａｓ）、アンチモン（Ｓｂ）、ビスマス（Ｂｉ）等で置換されていてもよい。以下の記載では、窒化物系半導体をＧａＮ系半導体ともいう。

図２は、ＧａＮ系半導体を用いたＬＥＤの一般的な素子構造の一例を示した図であって、サファイア基板などの結晶基板１００上に、ＧａＮ系半導体材料からなる低温成長バッファ層１００ｂを介して、ＧａＮ系半導体結晶層からなる積層体Ｓ１が形成されている。
該積層体Ｓ１は、ｎ型層とｐ型層からなるｐｎ接合構造を構成しており、ｐ型層とｎ型層との接合部分に発光層１２０が形成されている。具体的には、下側（結晶基板側）から順に、ｎ型クラッド層１１０（この例では、ｎ側電極が形成される層であるｎ型コンタクト層を兼用している）、発光層（多重量子井戸などの積層構造であってもよい）１２０、ｐ型クラッド層１３０、ｐ型コンタクト層１４０が気相成長によって積層されたものである。Ｐ１０、Ｐ２０は、それぞれ、ｎ側電極、ｐ側電極であり、それぞれｎ型クラッド層１１０、ｐ型コンタクト層１４０とオーミック接触している。ｐ側電極Ｐ２０の上に、更に、ボンディング用のパッド電極（図示せず）が設けられる場合もある。ダブルヘテロ構造の発光素子では、発光層１２０が、ｎ型クラッド層１１０、ｐ型クラッド層１３０よりもバンドギャップの小さい結晶からなる。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と言われている（特許文献１）。

ｎ型クラッド層１１０はｎ型不純物のドープによりｎ型伝導性に形成される。ｐ型クラッド層１３０とｐ型コンタクト層１４０は、ｐ型不純物がドープされるとともに、必要に応じて電子線照射処理やｐ型化アニーリング処理等の低抵抗化処理が行われることにより、ｐ型伝導性に形成される。発光層１２０はｎ型導電性にもｐ型導電性にも、またこれらの導電性の層が混在した態様にも形成し得る。また、不純物を意図的にドープしないアンドープの層とされる場合もある（不純物が全く添加されていないアンドープの層は、通常、弱いｎ型伝導性を示す）。

ＧａＮ系半導体結晶層をｐ型伝導性とするために好ましいｐ型不純物としては、マグネシウム（Ｍｇ）が用いられる（特許文献２）。

ところで、ｐ型伝導性のＧａＮ系半導体は、今のところ、最も好ましいｐ型不純物であるＭｇを用いた場合でさえ、ｎ型のＧａＮ系半導体と比べると、キャリア濃度や導電率が低いものしか得られていない。そのために、ｐ型コンタクト層における直列抵抗や、ｐ型コンタクト層とｐ側電極との接触抵抗が、ＧａＮ系半導体発光素子の動作電圧（例えば、ＬＥＤにおける順方向電圧や、ＬＤにおける発振のしきい値電圧）を上昇させる要因となっている。

そこで、ＧａＮ系半導体発光素子において、ｐ型コンタクト層の構成やその製造方法の工夫により、動作電圧を低減するために種々の試みがなされている。例えば、特許文献２では、ｐ型コンタクト層について、ｐ側電極との良好なオーミック接触を得るために、ｐ型不純物としてマグネシウム（Ｍｇ）をドーピングすると共に、Ｉｎ及びＡｌを含まない二元混晶の窒化ガリウム（ＧａＮ）を用いている。

また、特許文献１および３では、ｐ型コンタクト層を、電極が形成される層から順にＭｇ高濃度ドープ層／Ｍｇ低濃度ドープ層の２層構造としている。特許文献３では、Ｍｇ高濃度ドープ層の厚みは２ｎｍ以上にすることが望ましいとされ、２ｎｍよりも薄いとオーミック性が悪くなり接触抵抗が増大するとされている。

また、特許文献４には、有機金属化合物気相成長法（ＭＯＶＰＥ法）を用いて、ｐ型キャリアである正孔の濃度が高い低抵抗のｐ型ＧａＮ系半導体を作製する方法として、ｐ型不純物をドープした第１のＧａＮ系半導体結晶の上に、Ａｌ_zＧａ_l-zＮ（０．７≦ｚ≦１）からなる第２の結晶層を形成し、成長工程の終了後に該第２の結晶層をエッチング除去する方法が開示されている。

また、特許文献５には、ＭＯＶＰＥ法によりｐ型不純物をドープしたＧａＮ系半導体結晶を成長させる際に、基板に原料を吹き付けるために用いるガス中の水素濃度が少なくなるにつれて、得られるＧａＮ系半導体結晶中のｐ型キャリア濃度が増大し、ｐ型半導体として良好な特性を示すようになるために、該ガス中の水素濃度を０．５％以下にすると好ましいことが開示されている。

また、特許文献６には、ＧａＮ系半導体結晶をＭＯＶＰＥ法により作製するときに原料として用いられる、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ₂ Ｍｇ）等の有機金属化合物は水素により分解され易いため、これらの化合物を気相状態でＭＯＶＰＥ法の成長炉内に供給するためのキャリアガスに水素を用いると、ｐ型キャリアの発生源であるＭｇが半導体層に含まれ易くなることが開示されている。

しかしながら、ＧａＮ系半導体発光素子における、発光効率の改善（低消費電力化）および、素子寿命の長期化と信頼性の向上を目的とした、動作電圧の低下に対する要求には留まるところがなく、ｐ型コンタクト層に関しても更なる改善が望まれている。
特開平８−３３０６２９号公報 特開平６−２６８２５９号公報 特開平９−３１２４１６号公報 特開２０００−３２３７５１号公報 特開平８−３２５０９４号公報 特開平１０−１３５５７５号公報 特開２０００−３３１９４７号公報 特開２００２−１６４２９６号公報 特開２００２−２８０６１１号公報

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、ｐ型コンタクト層の構成を工夫することによって、動作電圧がより低くされた、ＧａＮ系半導体発光素子を提供することを目的とする。

ＧａＮ系半導体では、Ｍｇ等のｐ型不純物が活性化し難く、ドープしたｐ型不純物のうちｐ型キャリアの生成に寄与するのはその数％以下である。そのために、ｐ型層にはｎ型層よりも多量の不純物をドープする必要があり、その結果、ｐ型層の結晶品質は、ｎ型層に比べて悪くなる。このような事情から、基板上にＧａＮ系半導体結晶を成長させて発光素子構造を形成する場合に、最上層として最後に成長するのはｐ型層であり、とりわけ、ｐ型コンタクト層である。よって、結晶成長完了後の冷却時や、ｐ型化アニーリング処理時等には、このｐ型コンタクト層の表面が高温下で露出状態とされることになる。
本発明者等は、このときｐ型コンタクト層の表面近傍で生じる窒素抜けが、ＧａＮ系半導体発光素子の動作電圧低減の妨げとなっていると考え、ｐ型コンタクト層の耐熱性を改善することにより、本発明を完成させた。

本発明は以下の特徴を有する。
（１）窒化物系半導体結晶層からなる積層体を有し、該積層体にはｎ型層およびｐ型層が含まれ、該ｐ型層にはｐ側電極と接触するｐ型コンタクト層が含まれている、窒化物系半導体発光素子であって、
該ｐ型コンタクト層は、一方の表面側においてｐ側電極と接触する第１コンタクト層と、該第１コンタクト層の他方の面と接触する第２コンタクト層とからなり、
該第１コンタクト層は、Ａｌ_ｘ1Ｇａ_ｚ1Ｎ（０＜ｘ１≦０．２、ｘ１＋ｚ１＝１）からなり、
該第２コンタクト層は、Ａｌ_ｘ２Ｇａ_ｚ２Ｎ（０≦ｘ２＜０．２、ｘ２＋ｚ２＝１）からなり、
０≦ｘ２＜ｘ１であり、
該第１コンタクト層の厚さが０．５ｎｍ〜２ｎｍであることを特徴とする、窒化物系半導体発光素子。
（２）ｘ２＝０である、上記（１）記載の窒化物系半導体発光素子。
（３）前記ｐ型コンタクト層には、ｐ型不純物としてＭｇが１×１０^１９〜１×１０^２１／ｃｍ^３の濃度でドープされている、上記（１）または（２）記載の窒化物系半導体発光素子。
（４）前記ｐ型層は、Ｍｇが５×１０^１９／ｃｍ^３以上の濃度でドープされた、前記第１コンタクト層を含む層厚６ｎｍ〜３０ｎｍのＭｇ高濃度層を含み、その他の部分はＭｇ濃度が５×１０^１９／ｃｍ^３未満である、上記（３）記載の窒化物系半導体発光素子。
（５）前記Ｍｇ高濃度層のＭｇ濃度が、１×１０^２０／ｃｍ^３以下である、上記（４）記載の窒化物系半導体発光素子。
（６）前記ｎ型層と前記ｐ型層の間には、波長４２０ｎｍ以下の光を発生するＩｎＧａＮ結晶層を含む発光層が設けられ、かつ、前記ｐ側電極が、不透光性の金属膜からなる開口電極とされている、上記（４）または（５）記載の窒化物系半導体発光素子。
（７）前記開口電極における金属膜部分の面積と開口部の面積の比率が４０：６０〜２０：８０である、上記（６）記載の窒化物系半導体発光素子。
（８）前記ｐ側電極の上に前記発光層が発生する光を透過する絶縁膜が形成され、該絶縁膜の表面に該光を反射する反射膜が形成されている、上記（６）または（７）記載の窒化物系半導体発光素子。

本発明のＧａＮ系半導体発光素子では、ｐ型コンタクト層の構造を、ｐ側電極が形成される面を有する第１コンタクト層と、該第１コンタクト層の該ｐ側電極が形成される面とは反対側の面に接する第２コンタクト層とからなる二重構造としている。そして、これらの層の材料組成等を上記（１）のとおりに規定することで、動作電圧の低減、ひいては、発光効率の改善、素子寿命の長期化、信頼性の向上といった効果が得られる。
このような効果について、本発明者等は、本発明独自のｐ型コンタクト層の構成に係る、次の作用に基づくものと考えている。

（イ）ｐ側電極が形成される表面における窒素抜けの抑制
ＧａＮ系半導体を構成する３族元素であるＡｌ、Ｇａ、Ｉｎと、Ｎとの結合力を比較すると、ＡｌとＮとの結合力が最も強く、次いで、ＧａとＮ、ＩｎとＮ、の順となっている。そこで、ｐ型コンタクト層の表面に露出する第１コンタクト層を、該ｐ型コンタクト層の内部に位置する第２コンタクト層と比べ、Ａｌ比率がより高く、かつＩｎ比率が同じかより低いＧａＮ系半導体結晶で構成することで、ｐ型コンタクト層の表面近傍の耐熱性を内部よりも高くすることができる。ｐ型コンタクト層をこのような構成とすることにより、結晶成長完了後の降温時（特にアンモニアの流量を抑えて降温する場合）やｐ型化アニーリング処理時など、ｐ型コンタクト層の表面が高温下で露出状態となる工程での、該表面近傍における窒素抜けが抑えられ、該表面に形成されるｐ側電極との接触抵抗の上昇が抑制される。

（ロ）Ａｌ添加に起因してｐ型コンタクト層の導電性が低下することの抑制
ＧａＮ系半導体結晶がＡｌを含むと、結晶のバンドギャップが大きくなる関係から、ｐ型不純物の活性化度が低下し、ｐ型不純物の濃度が同じであっても導電性が低くなるという問題がある。これに対して、本発明に係るｐ型コンタクト層では、Ａｌ含有量が相対的に多い第１コンタクト層を２ｎｍ以下の薄い層とし、かつ、その直下の第２コンタクト層を、第１コンタクト層よりもバンドギャップが小さくなるように、Ａｌ含有量が相対的に少なく、Ｉｎ含有量が同じかまたはより多いＧａＮ系半導体結晶で形成している。これによって、第１コンタクト層の導電性低下によるｐ型コンタクト層の導電性低下の問題が軽減されている。

（ハ）成長時間の短縮による熱劣化の抑制
ＧａＮ系半導体結晶がＡｌを含む場合、ＡｌとＮとの結合力が強いことから、結晶の品質を良くするためには、Ａｌを含まない組成の場合に比べて成長温度を高くしたり、成長速度を遅くして時間をかけて成長させることが望ましい。しかし、ｐ型コンタクト層の成長温度が高いことや、成長時間が長いことには、以下に問題(i)〜問題(iv)として掲げるような、熱劣化の問題が伴う。
問題(i)発光層が熱によって劣化する。発光層の材料してはＩｎＧａＮが好適に用いられるが、ＩｎＧａＮは分解温度が比較的低いために、高温に長時間曝されると分解が起こる。また、分解によって放出されるＩｎが、他の層に拡散するという問題がある。
問題(ii)下方の、Ａｌ含有量が相対的に少ない層において窒素抜けが生じ、ｐ型導電性発現の阻害や、結晶品質低下の問題が生じる可能性がある。
問題(iii)所望しない不純物の拡散が生じる。クラッド層にドープした不純物の発光層への拡散や、発光層に不純物をドーピングする場合には、発光層からクラッド層への拡散である。このような拡散が生じると、発光層での発光効率が低下する。特に、ｐ型不純物として好適なＭｇは、拡散し易い性質を有するとともに、発光層に拡散したものは非発光中心として働くという問題もある。また、このような拡散は結晶の貫通転位に沿って生じ易いが、ＧａＮ系半導体結晶は、貫通転位の密度を下げることが難しいという問題がある。
問題(iv)所望しない不純物の拡散の他の例として、ｐ側電極との接触抵抗を低下させるために、ｐ型コンタクト層の表面近傍に高濃度でドープしたｐ型不純物が、ドープ濃度のより低い層に拡散流出してしまい、接触抵抗が高くなるというものがある。
これに対して、本発明では、Ａｌ含有量が相対的に多い第１コンタクト層の厚さが２ｎｍ以下と薄くされ、必要な成長時間が短くなるために、上記のような熱劣化の問題が軽減される。

上記（ハ）の効果は、特に、結晶成長にＭＯＶＰＥ法を用いる場合に、顕著となる。なぜなら、Ａｌを含有するＧａＮ系半導体結晶の成長速度は、Ａｌを含有しないものに比べて遅くせざるを得ないからで、その理由は、Ａｌ原料であるＴＭＡが基板表面に達する前に気相中で反応し易いために成長ムラの発生等が生じやすく、これを抑えて良好な結晶膜を成長させるにはＴＭＡの供給レート（単位時間当たりに成長炉内に供給するＴＭＡのモル数）を抑える必要があるからである。ＡｌＧａＮを成長させる際には、結晶中のＡｌとＧａの組成比が所定比率となるようにＴＭＡとＴＭＧの供給レートが決定される。このとき、良好な結晶膜が得られるＴＭＡの供給レートの上限に合わせて、ＴＭＧの供給レートを決定する必要がある。そのために、ＴＭＧの供給レートも低くせざるを得ず、その結果、成長速度が低くなり、所定厚の結晶膜を成長させるのに要する時間が長くなる。これに対して、本発明ではＡｌを含有する第１コンタクト層の厚さを２ｎｍ以下に薄くするので、その成長時間を短くすることができるので、上記のような熱劣化の問題が軽減される。

また、上記（ハ）の効果は、ＭＯＶＰＥ法を用いて、成長炉内の水素濃度を低くして、ｐ型ＧａＮ系半導体結晶を成長させる場合にも有効である。ＭＯＶＰＥ法による成長時に、水素濃度を低くすることは、特許文献５に開示されているように、ｐ型キャリア濃度が増大し、ｐ型半導体として良好な特性が得られるため、好ましい。しかし、他方では、原料である有機金属化合物が分解し難くなるために、ＧａＮ系半導体結晶の成長速度が低下する。これに対して、本発明では、第１コンタクト層の厚さを２ｎｍ以下と薄くすることで、このような低水素濃度で成長する場合でも、成長時間が短くなるため、上記のような熱劣化の問題が軽減される。

本明細書では、ＧａＮ系半導体発光素子に含まれるＧａＮ系半導体積層構造中の各層の位置を説明するために、「下層側」、「最下部」、「直上」など、上下関係を示す語句を用いている。これは、積層構造の形成プロセスにおいて、結晶基板を下側として、その上にＧａＮ系半導体層を形成していくといった積層順に基づいた便宜上の表現であって、素子の絶対的な上下方向や、素子の実装方向（実装時の姿勢）を限定するものではない。なお、「直上」とは直接隣接した上側、「直下」とは直接隣接した下側である。

以下、本発明をＬＥＤに適用した例を用いて、本発明を説明する。
図１は、本発明に係るＬＥＤの素子構造の一例を示す模式図であり、結晶基板Ｂ１の上に、ＧａＮ系半導体結晶層が順次成長し、積層体Ｓが形成されている。該積層体Ｓには、下層側から順にアンドープ層１、ｎ型層２、発光層３、ｐ型層４が含まれている。ｎ型層２およびｐ型層４上には、それぞれ、ｎ側電極Ｐ１およびｐ側電極Ｐ２が設けられている。ｎ側電極Ｐ１、ｐ側電極Ｐ２は、それぞれｎ型層２、ｐ型層４とオーミック接触する電極である。ｐ側電極Ｐ２の上には、更に、ボンディング用のパッド電極（図示せず）が設けられる場合もある。ｎ側電極Ｐ１は、パッド電極を兼用させることができるが、ｎ側電極Ｐ１の上に、別途、パッド電極を形成することもできる。

ｎ型層２には、ｎ側電極が形成される層であるｎ型コンタクト層と、発光層３にｎ型キャリアを注入する層であるｎ型クラッド層とが独立して含まれる場合があるが、同図の例では１層だけで両層を兼用している。

発光層３は、キャリアの再結合による発光を生ぜしめるための層であって、後述のとおり単一層の態様だけではなく、積層構造であってもよい。

ｐ型層４には、ｐ型クラッド層４１と、ｐ型コンタクト層４２が含まれている。このｐ型コンタクト層４２は、ｐ側電極Ｐ２が形成される第１コンタクト層４２ａと、その直下の第２コンタクト層４２ｂとの二重構造により形成されている。ｐ型クラッド層４１は、発光層３にｐ型キャリアを注入する層であるが、第２コンタクト層４２ｂがｐ型クラッド層を兼用していてもよい。また、発光層３とｐ型クラッド層４１の間や、ｐ型クラッド層４１と第２コンタクト層４２ｂとの間に、更に、他のＧａＮ系半導体結晶層が介在されていてもよい。

結晶基板の上面は、図２の例のようにフラットであってもよいが、図１の素子構造例では、結晶基板Ｂ１上面に凹凸（後述）が加工され、該凹凸上にＧａＮ系半導体材料からなるバッファ層Ｂ２が形成され、凹凸を覆って、アンドープＧａＮ層１、ｎ型ＧａＮクラッド層２が成長している。積層体Ｓは、ｎ型ＧａＮクラッド層２が部分的に露出するようｐ型層側からエッチングされ、該露出部分にｎ側電極Ｐ１が設けられている。また、ｐ型コンタクト層４２上面にはｐ側電極Ｐ２が設けられている。

発光層３から発せられた光を上方から（ｐ側電極側から）取り出すか、結晶基板を通して下側（基板裏面側）から取り出すかは任意であって、それぞれに応じてｐ側電極の態様や、通常姿勢の実装やフリップチップ実装が可能な構造を採用すればよい。

結晶基板は、ＧａＮ系半導体結晶が成長可能なものであればよい。好ましい結晶基板としては、例えば、サファイア（Ｃ面、Ａ面、Ｒ面）、ＳｉＣ（６Ｈ、４Ｈ、３Ｃ）、ＧａＮ、ＡｌＮ、Ｓｉ、スピネル、ＺｎＯ、ＧａＡｓ、ＮＧＯなどが挙げられる。また、これらの結晶を表層として有する基材であってもよい。なお、基板の面方位は特に限定されず、更にジャスト基板でも良いしオフ角を付与した基板であっても良い。

ＧａＮ系半導体結晶の結晶品質向上のために、結晶基板とＧａＮ系半導体結晶層との間には、バッファ層を介在させることが好ましい。バッファ層の材料、形成方法、形成条件は、公知技術を参照すればよい。好ましいバッファ層材料としては、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＡｌＮ、ＩｎＮなどのＧａＮ系半導体材料が例示される。バッファ層の成長温度は、その直上に形成されるＧａＮ系半導体結晶層の成長温度よりも低温とすることが好ましく、具体的には、３００℃〜７００℃が挙げられる。バッファ層の厚さは１０ｎｍ〜５０ｎｍが好ましい。

結晶基板Ｂ１の上面に、ドット状、ストライプ状等の凹凸加工を施したうえで、ＧａＮ系半導体結晶層を成長させることによって、ＧａＮ系半導体結晶中の転位密度を低下させることができる（特許文献７、特許文献８）。また、凹凸を埋め込むようにＧａＮ系半導体結晶を成長させると、サファイア基板等、ＧａＮ系半導体材料とは異なる材料からなる結晶基板を用いた場合には、屈折率の異なる結晶基板とＧａＮ系半導体結晶との界面が光散乱性となるので、ＬＥＤの光取出効率が向上するという好ましい効果（転位密度低減とは独立した効果である。）が生じる（特許文献９）。
凹凸を埋め込んで成長させるＧａＮ系半導体結晶を、ＧａＮ、特にアンドープＧａＮとすると、成長面の平坦性が良好で、かつ転位密度の低い高品質な結晶が得やすいため、上方に成長するｎ型層２、発光層３、ｐ型層４の結晶品質を向上させるうえで好ましい。
結晶基板上面への凹凸加工の方法、凹凸の配置パターン、凹凸の断面形状、凹凸上でのＧａＮ系半導体結晶の成長プロセスなどは、上記特許文献７乃至９などを参照すればよい。また、凹凸として、凹溝をストライプ状に形成する場合の凹溝の長手方向、凹溝の幅、凸状稜の幅、凹凸の振幅（凹溝の深さ）などもこれらの文献や公知技術を参照してよい。

発光層は、単一組成の結晶層からなる構造であっても、バンドギャップの異なる複数の層からなる、単一量子井戸（ＳＱＷ）構造、多重量子井戸（ＭＱＷ）構造等の多層膜構造であってもよい。量子井戸構造の発光層では、障壁層によって挟まれた井戸層が、キャリアの再結合による発光の場となる。
発光層（量子井戸構造の発光層では井戸層）をＩｎＧａＮで構成する場合には、該ＩｎＧａＮ結晶のＩｎ比率を調整することによって発光波長を約３６０ｎｍ（Ｉｎ含有量がゼロ）から赤外波長域まで広範囲にわたって制御することができる。発光波長は、発光層にｎ型不純物および／またはｐ型不純物をドープすることによっても制御することができる。
発光波長が紫色〜近紫外の範囲（波長４２０ｎｍ〜３６０ｎｍ）にあるＩｎＧａＮ結晶で井戸層を形成したＬＥＤは、Ｒ（赤）、Ｇ（緑）、Ｂ（青）の蛍光体を用いた演色性の良好な半導体照明装置用の励起光源として好適である。

ｎ型クラッド層の結晶組成を、発光層の結晶組成よりもバンドギャップが大きい組成とすることで、キャリアを発光層に効果的に閉じ込めることができる。ＬＥＤの場合には、使用時の電流密度が比較的小さいために、ｎ型クラッド層と発光層とのバンドギャップ差をあまり大きくする必要はなく、発光層が量子井戸構造の場合であれば、ｎ型クラッド層は、障壁層に対してバンドギャップ差がないもの（同じ組成のもの）や、障壁層よりもバンドギャップがより小さいものであってもよい。
ｎ型のＧａＮ系半導体を形成する場合には、ｎ型不純物として、ケイ素（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、セレン（Ｓｅ）、テルル（Ｔｅ）、炭素（Ｃ）等を添加することができる。

ｐ型クラッド層の結晶組成は、発光層よりもバンドギャップが大きくなるように選択することが望ましい。具体的には、ｎ型キャリアを発光層に効果的に閉じ込めるために、発光層（量子井戸構造の場合には井戸層）とのバンドギャップ差が少なくとも０．３ｅＶ以上となる組成とすることが好ましい。
発光波長を４００ｎｍとする場合、好ましいｐ型クラッドのＡｌ比率ｘは０．０６以上である。なお、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮのＡｌ比率ｘが０．２を超えると、結晶品質が低下する傾向があるとともに、ｐ型不純物の活性化度（ドープされたｐ型不純物のうち、ｐ型キャリアの生成に寄与するｐ型不純物の割合）が大きく低下するため、ｘは０．２以下とすることが好ましく、０．１以下とすることがより好ましい。
結晶品質が低下して貫通転位欠陥の密度が高くなると、該欠陥に沿ってＭｇ等の拡散が生じ易くなるといった問題や、上方に形成するｐ型コンタクト層の結晶品質が悪化して、該層の導電性が低下したり、ｐ側電極との接触抵抗が大きくなるといった問題がある。

ｐ型不純物としては、例えば、Ｍｇ、亜鉛（Ｚｎ）、ベリリウム（Ｂｅ）、カルシウム（Ｃａ）、ストロンチウム（Ｓｒ）、バリウム（Ｂａ）等が挙げられるが、ｐ型不純物としての活性化度を高くできる点で、Ｍｇが好ましい。
ｐ型不純物としてＭｇを用いる場合、ｐ型クラッド層のＭｇ濃度が低過ぎると、ｐ型クラッド層の直列抵抗が高くなる一方、このＭｇ濃度が高過ぎると、ｐ型クラッド層による光吸収が著しくなり、発光効率が損なわれる。そこで、ｐ型クラッド層のＭｇ濃度は、好ましくは５×１０^１８／ｃｍ^３〜１×１０^２０／ｃｍ^３であり、より好ましくは１×１０^１９／ｃｍ^３〜５×１０^１９／ｃｍ^３である。

ｐ型クラッド層の層厚に特に限定はなく、公知技術を適宜参照して決定してよいが、概ね、１０ｎｍ〜１００ｎｍの範囲とすればよく、好ましくは２０ｎｍ〜７０ｎｍとする。ｐ型クラッド層をＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮで形成する場合には、Ｍｇの活性化度が低下してｐ型クラッド層の直列抵抗が大きくなる傾向があることから、Ａｌ比率ｘが０．０５以上であるときには、ｐ型クラッド層の厚さを５０ｎｍ以下とすることが好ましい。

二重層をなすｐ型コンタクト層４において、一方の表面側においてｐ側電極Ｐ２と接触する第１コンタクト層４２ａは、Ａｌ_ｘ1Ｉｎ_ｙ1Ｇａ_ｚ1Ｎ（０＜ｘ１≦１、０≦ｙ１≦１、０≦ｚ１≦１、ｘ１＋ｙ１＋ｚ１＝１）である。また、第１コンタクト層４２ａの他方の面と接触する第２コンタクト層４２ｂは、Ａｌ_ｘ２Ｉｎ_ｙ２Ｇａ_ｚ２Ｎ（０≦ｘ２≦１、０≦ｙ２≦１、０≦ｚ２≦１、ｘ２＋ｙ２＋ｚ２＝１）であり、各層の３族元素の組成に関し、０≦ｘ２＜ｘ１かつ０≦ｙ１≦ｙ２が成立しており、かつ、第１コンタクト層４２ａの膜厚は、０．５ｎｍ〜２ｎｍになっている。

第１コンタクト層４２ａは、そのＡｌ含有量が第２コンタクト層４２ｂよりも多くされ（０≦ｘ２＜ｘ１）、かつ、そのＩｎ含有量が第２コンタクト層４２ｂと同じか、より少なくされている（０≦ｙ１≦ｙ２）。これは、Ｎとの結合力が強いＡｌの含有量を多くし、Ｎとの結合力が弱いＩｎの含有量を同じかより少なくすることによって、第１コンタクト層４２ａの耐熱性を第２コンタクト層４２ｂよりも高くし、結晶成長後の冷却時、ｐ型化アニーリング処理時等に、高温雰囲気中に露出されたときの、コンタクト層の表面近傍からの窒素抜けを軽減するためである。

さらに、第１コンタクト層は、ｙ１＝０、即ち、Ｉｎを含まない組成とすると、窒素抜けを軽減する効果がより高くなる。また、ＧａＮ系半導体結晶は、４元結晶のＩｎＡｌＧａＮよりも３元結晶のＡｌＧａＮ、２元結晶のＧａＮと、構成元素の数が少なくなる程、結晶品質の高いものが得やすくなるため、結晶品質の向上の意味でも、第１コンタクト層の組成をｙ１＝０とすることが好ましい。一方で、Ａｌの組成ｘ１が０．２を超えると、結晶品質が低下する傾向があるとともに、ｐ型不純物の活性化度の低下が著しくなるため、０＜ｘ１≦０．２であることが好ましい。

第１コンタクト層４２ａの厚さは、０．５ｎｍ〜２ｎｍとする。第１コンタクト層４２ａの厚さが０．５ｎｍ未満であったり、または、２ｎｍを超えると、ＬＥＤの動作電圧である、順方向電圧（Ｖｆ）の低減効果が小さくなる。

第２コンタクト層４２ｂは、Ａｌ含有量が第１コンタクト層より少なくされ（０≦ｘ２＜ｘ１）、Ｉｎ含有量が、第１コンタクト層と同じか、より大きくされる（０≦ｙ１≦ｙ２）。これは、第２コンタクト層のバンドギャップが第１コンタクト層よりも小さくなるようにして、第２コンタクト層にドープされたｐ型不純物の活性化度を相対的に高めるためである。これによって、第１コンタクト層をＡｌ含有組成とすることによる、ｐ型コンタクト層の表面近傍におけるキャリア濃度低下や導電率低下の問題が軽減される。

さらに、第２コンタクト層は、ｘ２＝ｘ２＝０、即ち組成をＧａＮとすると、直上に成長する第１コンタクト層（Ａｌを含有する）との最適成長温度の差が小さくなり、好ましい（Ａｌを含むＧａＮ系半導体結晶と、Ｉｎを含むＧａＮ系半導体結晶とでは、最適な結晶成長温度の差が大きい）。この効果は、特に、第１コンタクト層をＩｎを含まないＡｌＧａＮとする場合に、顕著となる。また、ＧａＮは２元結晶であるために良好な結晶品質のものが得やすいが、第２コンタクト層は第１コンタクト層を成長させる際の下地層であり、第１コンタクト層の結晶品質への影響が大きいことからも、第２コンタクト層の組成をＧａＮとすることが好ましい。

第２コンタクト層４２ｂの膜厚について特に限定はないが、前述のｐ型クラッド層や第１コンタクト層などを合わせたｐ型層全体の層厚が１００ｎｍ以上となるように設定することが、ｎ型層とのバランスを良くするうえで、好ましい。

また、ｐ型層を適度に厚く形成すると、保護層としての効果により、結晶成長後の冷却時、ｐ型化アニーリング処理時、電極アニーリング処理時等における、発光層の劣化が抑制されるので、第２コンタクト層の層厚は、好ましくは、ｐ型層全体の層厚が１００ｎｍ〜３００ｎｍとなるように、更に好ましくは、該層厚が１００ｎｍ〜２００ｎｍとなるように設定する。
ｐ型層全体の層厚が３００ｎｍより大きくなると、上記の効果が飽和し、Ｍｇドープによる光吸収が大きくなる問題が顕著となる他、成長時間が長くなることによる製造効率の低下や材料の浪費が問題となってくる。また、ｐ型層の成長時間が長くなることによる、発光層の熱劣化や、所望しない不純物の拡散も問題となってくる。

ｐ型コンタクト層にドーピングするｐ型不純物濃度を低くし過ぎると、キャリア濃度の不足により、直列抵抗やｐ側電極との接触抵抗が高くなるが、ｐ型不純物濃度を高くし過ぎた場合にも、結晶品質の悪化によりキャリアの移動度が低下するために直列抵抗が増加する。またｐ型不純物濃度を高くし過ぎると、ｐ型コンタクト層の表面の平坦性が悪くなり、ｐ側電極との接触性が悪くなる。
そこで、ｐ型不純物としてＭｇを用いる場合であれば、第１コンタクト層４２ａおよび第２コンタクト層４２ｂのＭｇ濃度は、１×１０^１９〜１×１０^２１／ｃｍ^３であることが好ましい。
特に、ｐ側電極との接触抵抗を低く抑えるためには、第１コンタクト層のＭｇ濃度を５×１０^１９／ｃｍ^３以上とすることが好ましいが、その場合、第１コンタクト層のＭｇ濃度だけをこの濃度範囲に設定するのではなく、ｐ型コンタクト層の表面（第１コンタクト層の表面）から第２コンタクト層にかけて、少なくとも６ｎｍ、より好ましくは１０ｎｍ以上の厚さにわたり、Ｍｇ濃度を５×１０^１９／ｃｍ^３以上とすることが好ましい。この場合、第１コンタクト層と第２コンタクト層との界面がヘテロ界面（組成の異なる結晶層が形成する界面）であることから、第１コンタクト層から第２コンタクト層へのＭｇの拡散が抑制され、ｐ型コンタクト層の表面近傍のＭｇ濃度が高く保たれる効果も期待できる。

一方、Ｍｇがドープされたｐ型層は発光層で発生される光を吸収するが、その吸収量はｐ層全体に含まれるＭｇの量が多くなる程大きくなる。また、Ｍｇがドープされたｐ型層が吸収する光の波長は、Ｍｇ濃度が高くなる程、Ｍｇが形成する不純物準位が深くなるために長波長化し、発光素子の出力（発光効率）に与える悪影響が大きくなる。そこで、Ｍｇを５×１０^１９／ｃｍ^３以上の濃度でドープする部分は、ｐ型コンタクト層の表面（第１コンタクト層の表面）から３０ｎｍ以内、より好ましくは２０ｎｍ以内とし、それよりも下の部分はＭｇ濃度を５×１０^１９／ｃｍ^３未満とすることにより、Ｍｇドープによる光吸収の影響を小さく抑えることができる。

Ｍｇドープによる光吸収を更に抑制するには、Ｍｇを高濃度でドープするｐ型コンタクト層の表面近傍においても、Ｍｇ濃度を１×１０^２０／ｃｍ^３以下に抑えるようにすることが好ましく、８×１０^１９／ｃｍ^３以下とすることが特に好ましい。

第１コンタクト層４２ａ上に形成されるｐ側電極Ｐ２には、ｐ型ＧａＮ系半導体に対するオーミック電極として、従来より公知の電極を適宜用いることができる。好ましいｐ側電極としては、例えば、ニッケル（Ｎｉ）、パラジウム（Ｐｄ）、ロジウム（Ｒｈ）、白金（Ｐｔ）、チタン（Ｔｉ）等の金属と、金（Ａｕ）とを積層し、熱処理して合金化した電極が挙げられる。また、Ｐｄ、Ｐｔ、イリジウム（Ｉｒ）、オスミウム（Ｏｓ）、Ｒｈ、ルテニウム（Ｒｕ）といった白金族元素の単体や合金も、電極材料として好適に用い得る。更に、インジウム錫酸化物（ＩＴＯ）、酸化亜鉛（ＺｎＯ）等の金属酸化物からなる半導体材料も、ｐ側電極の材料とすることができる。

ｐ側電極は、上記の各材料からなる単層膜や、上記の各材料のいくつかを組み合わせた積層膜とすることができる。積層膜とする場合には、第１コンタクト層と接する部分を上記材料で形成し、その上に、ボンディング材料との接合性の良好なＡｕ、導電性や熱伝導性の良好なＡｇ、Ｃｕ、Ａｌなどの金属を積層してもよい。また、積層膜に含まれる各層の材料の間での所望しない化学反応や拡散を防ぐために、積層膜中には必要に応じて、モリブデン（Ｍｏ）、Ｐｔ、タングステン（Ｗ）、Ｉｒ、Ｒｈ、Ｒｕなどの高融点金属からなる層を介在させてもよい。

ｐ側電極Ｐ２を金属材料で形成する場合に、発光層３から発せられた光を上方（ｐ側電極側）へ取り出すには、電極膜を透光性となる程度に薄膜に形成した透光性電極としたり、電極膜に光取出し用の開口部を設けた開口電極とすればよい。発光層３から発せられた光を結晶基板を通して下側（基板裏面側）から取り出す場合には、反射膜を兼用する金属製のｐ側電極Ｐ２を、第１コンタクト層４２ａの上面を略全面的に覆うように形成してもよい。

ｐ側電極を金属材料からなる透光性電極とする場合、十分な透光性を得るには、その膜厚を２０ｎｍ以下とすることが好ましい。また、これより膜厚が大きくても、酸素を含む雰囲気中で熱処理することにより、透明性を高くすることができる。これは、熱処理により酸化物が形成されるためと考えられる。

ｐ型のＧａＮ系半導体結晶は導電性が低いために、ｐ型層の内部では横方向（層の厚さ方向と直交する方向）の電流拡散が不十分となる。そこで、ｐ側での横方向の電流拡散を補うために、ｐ側電極が、ｐ型コンタクト層の表面を略全面的に覆うように形成される。
Ｍｇドープによる光吸収を抑制するためにｐ型層のＭｇ濃度を低くする場合、とりわけ、ｐ型コンタクト層の表面（第１コンタクト層の表面）から３０ｎｍ以内の部分にのみＭｇを５×１０^１９／ｃｍ^３以上の濃度でドープし、その下方のｐ型層にはＭｇをこれよりも低濃度でドープする態様においては、ｐ型層の導電性が低くなるので、ｐ側電極によって電流を横方向に拡散させることが重要となる。そこで、ｐ側電極を、導電性の高い、不透光性の金属膜で形成することが望ましい。この金属膜の好ましい厚さは６０ｎｍ以上であり、より好ましくは１００ｎｍ以上である。

ｐ側電極を不透光性の金属膜で形成し、なおかつ、発光を素子上方から取り出すには、ｐ側電極を開口電極とする必要がある。
開口電極は、特に、紫色〜近紫外（約４２０ｎｍ〜約３６０ｎｍ）の光を発生するＩｎＧａＮを発光層（ＭＱＷ構造の発光層では井戸層）に用いた発光素子に適している。その理由は、開口電極から供給される電流が実質的に金属膜部分の直下にのみ流れ、開口部の下方には広がり難いために、該開口電極を用いた発光素子では、電流が発光層の一部（電極膜部分の下方に位置する部分）に集中し、該部分における電流密度が高くなるからである。

発光波長が青色よりも長波長のＩｎＧａＮ（Ｉｎ比率が比較的大きなＩｎＧａＮ）を発光層に用いた発光素子は、駆動電流の増加に伴う発光出力の飽和や発光波長のシフトが、比較的低い電流値で起こることからも分かるように、発光層を流れる電流の密度が高くなったときの発光効率の低下が著しい。そのため、発光層の一部に電流が集中することになる開口電極を用いると、発光効率が低下する場合がある。
一方、発光波長が紫色よりも短波長のＩｎＧａＮ（Ｉｎ比率の小さなＩｎＧａＮ）を発光層に用いた発光素子は、電流の増加に伴う発光出力の飽和や波長シフトが生じ難く、高電流密度での動作に適している。このような発光素子に開口電極を用いると、電極膜部分の下方で、発光層が十分に高い効率で発光するとともに、この発光が、電極膜が形成されていない開口部を通して、電極膜による吸収を受けることなく外部に取り出されるという、好ましい効果が得られる。

開口電極の形状（金属膜部分がなす形状）としては、メッシュ状、分枝状（櫛状は分岐状の一種である）、ミアンダ状などが挙げられるが、電流の拡散性の点では、メッシュ状とすることが最も好ましい。素子の発光面における発光強度の面内均一性が良好となるように、開口部は形状および大きさを揃えることが好ましく、また、規則的に配列されていることが好ましい。

開口電極をメッシュ状とする場合の開口部の形状に限定はなく、ドット状（ドットの形状としては、三角形、方形、多角形、円形、楕円形等）、細線状（直線状、曲線状）などが挙げられる。素子の発光面における発光強度の面内均一性を良好とするためには、また、開口部の幅（ドットの幅、細線の幅）や、隣り合う開口部どうしの間隔を小さくすることが好ましく、１μｍ〜５０μｍの範囲とすることが好ましい。

開口電極における金属膜部分の面積と開口部の面積（いずれも、基板の厚さ方向に垂直な平面への投影面積）の好ましい比率は、４０：６０〜２０：８０であり、より好ましくは、３０：７０〜２０：８０である。金属膜部分の面積比がこれよりも小さくなると、素子全体の抵抗に対するｐ側電極の接触抵抗の影響が無視できなくなってくる。

なお、開口電極の使用は、発光を素子上方から取り出す態様に限定されるものではない。例えば、ｐ側電極を開口電極とするとともに、ｐ側電極の上に、発光層で発生される光を透過する絶縁膜を形成し、その上に反射膜を形成すると、開口部を通過した光が反射膜により反射されるために、発光を結晶基板の下面側から高効率で取り出すことができる。
この態様における反射膜は、Ａｌ、Ａｇ等の、反射性が特に優れた材料を用いて形成することができる。この態様では、ｐ側電極と反射膜との間に設けられる絶縁膜によって、反射膜とｐ側電極との間での材料の拡散や反応が抑制される。これによって、素子の製造工程中、素子を用いた製品の製造工程中、素子の使用中などにおいて、素子が高温に晒されても、ｐ側電極の特性が劣化し難いという利点が得られる。

ｎ型クラッド層２（ｎ型コンタクト層を兼ねている）に接合されるｎ側電極Ｐ１の材料としては、Ａｌ、バナジウム（Ｖ）、スズ（Ｓｎ）、Ｒｈ、チタン（Ｔｉ）、クロム（Ｃｒ）、ニオブ（Ｎｂ）、タリウム（Ｔａ）、Ｍｏ、Ｗ、ハフニウム（Ｈｆ）などの金属、またはこれらの任意の２種類以上の合金を用いることができる。

ｎ側電極Ｐ１が形成される面は、ｐ型コンタクト層４２の形成後、反応性イオンエッチング等のドライエッチング法によって、ｐ型層４、発光層３の一部が除去されることによって、露出される。

なお、図１のＬＥＤは、結晶基板Ｂ１を備えるものであるが、本発明に係るＧａＮ系半導体発光素子において、ＧａＮ系半導体結晶の成長時に用いられた結晶基板は必須でない。即ち、結晶基板の上に、ｐ型コンタクト層を最上層とする、ＧａＮ系半導体結晶の積層体が形成された後に、該結晶基板は除去されてもよい。
結晶基板除去の方法としては、研磨により基板を摩滅させる方法、機械的振動、加熱・冷却サイクル、超音波照射等により結晶基板とＧａＮ系半導体結晶との界面に物理的ストレスを加えて剥離を生ぜしめる方法、結晶基板とＧａＮ系半導体結晶との界面に形成されたバッファ層を化学的に溶解させる方法、レーザ光により結晶基板とＧａＮ系半導体結晶との界面にてバッファ層またはＧａＮ系半導体結晶を光化学的に分解させて剥離を生ぜしめるレーザリフトオフ法、などが例示される。
結晶基板除去を行う際には、結晶基板除去後の薄いＧａＮ系半導体結晶層積層体のハンドリングを容易にするために、ｐ型コンタクト層の上面に対して、ハンドリング容易な厚みを有する基材を接合してもよい。該基材はハンドリングのために一時的に接合するものであってもよいし、素子の一部とされるものであってもよい。後者の場合、該基材を通してｐ型コンタクト層への通電が可能となるように、該基材は導電性の材料で構成することが好ましく、該基材とｐ型コンタクト層の間に、接合強度を高めたり、電気的コンタクトを良好にするための金属層等を介在させてもよい。

本発明に係るＧａＮ系半導体発光素子に含まれるＧａＮ系半導体結晶を成長させる方法としては、ＨＶＰＥ法、ＭＯＶＰＥ法、ＭＢＥ法等の従来公知の方法が挙げられる。これらのうちＭＯＶＰＥ法が、高品質の結晶薄膜を実用的な成長速度で形成できる点で、最も好適である。

ＭＯＶＰＥ法によるＧａＮ系半導体結晶の成長においては、成長炉内のサセプタに載置された基板がヒータ等の加熱手段によって加熱されたところに、３族原料としてＴＭＧ、ＴＭＡ、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）等の有機金属化合物、５族原料としてアンモニア、ヒドラジン等の、熱分解性を有する含窒素化合物が供給される。また、不純物として添加されるＭｇはＣｐ_２Ｍｇ等の有機金属化合物として、Ｓｉはシラン、ジシラン等、水素との化合物の形で供給される。これらの原料はいずれも気相状態で、反応炉内に供給される。

ＭＯＶＰＥ法において、有機金属化合物、アンモニア、シラン等の原料は、キャリアガスに希釈された状態で成長炉内に供給される。キャリアガスとしては、窒素ガス（Ｎ_２）、希ガス等の不活性ガスや、水素ガス（Ｈ_２）、またはこれらの混合ガスが用いられる。特に、有機金属化合物原料のキャリアガスには一般的に水素ガスが用いられており、これは、水素ガスを含まない雰囲気中では有機金属化合物が熱分解し難くなって、結晶成長速度が著しく低下するためである。

ＭＯＶＰＥ法による結晶成長時には、基板が約１０００℃またはそれ以上の高温に加熱されるが、高品質の結晶を成長させるには、この熱によってガスの流れが乱れることを抑え、原料を含むガスが基板面に略平行な層流をなすように、成長炉内に導入されるようにすることが重要とされている。そこで、原料とキャリアガスの他に、ガスの流れを制御するためのガスであるサブフローガスが、成長炉内に供給される。サブフローガスには、通常、不活性ガス、水素ガス、またはこれらの混合ガスが用いられる。

ところで、ＭＯＶＰＥ法によってＭｇ等のｐ型不純物がドープされたＧａＮ系半導体結晶が成長する場合、キャリアガスまたは５族原料に由来する水素とｐ型不純物が結合を形成すると、ｐ型不純物がその活性を失い、結晶はｐ型導電性を発現しなくなる。この現象は水素パッシベーションと呼ばれている。水素パッシベーションが生じた結晶は、水素を含まない雰囲気中で４００℃以上に加熱すると、ｐ型不純物と水素の結合が切れて、解離された水素が結晶の外に放出され、ｐ型導電性が発現するといわれている。

水素パッシベーションの発生を抑えるために、ｐ型不純物を添加したＧａＮ系半導体結晶をＭＯＣＶＤ法で成長させる際は、成長雰囲気中の水素成分の濃度を低く抑えることが望ましく、そのために、キャリアガスやサブフローガスには不活性ガスを用いることが好ましい。
ただし、キャリアガスおよびサブフローガスから水素ガスを完全に除いてしまうと、前記の通り、有機金属化合物の熱分解が起こり難くなって、結晶成長速度が低下する。結晶成長速度が低いと、ＧａＮ系半導体結晶層を所定の膜厚となるまで成長させるのに要する時間が長くなるために、上記において問題(i)〜問題(iv)として挙げたような、熱劣化の問題が生じる可能性が出てくる。そこで、有機金属化合物原料のキャリアガスを除く他の原料のためのキャリアガスおよびサブフローガスを不活性ガスとし、有機金属化合物原料のキャリアガスを、有機金属化合物の熱分解が効率的に生じるように、水素ガスと不活性ガスとの混合ガスとすると、より好ましい。
これらの場合、成長炉内に供給されるキャリアガスおよびサブフローガスの総流量に占める、水素ガスの流量の比率ｋは、０％≦ｋ≦５０％とすることが好ましい。

第１コンタクト層と第２コンタクト層の厚さを種々に変化させて、それぞれの場合の特性を調べる実験を行なった。
実験１
（サファイア加工基板の作製）
直径２インチのｃ面サファイア基板の表面に、フォトレジスト膜からなる複数のストライプ状パターンを形成した。ストライプの方向はサファイアの＜１−１００＞方向と平行、ストライプの幅および間隔はそれぞれ３μｍとした。次に、反応性イオンエッチングによって、サファイア基板の表面が露出している部分に深さ１μｍの溝を形成した。その後、フォトレジスト膜を除去することにより、表面に複数の平行なストライプ状の凹凸を有するサファイア加工基板を得た。

（バッファ層の成長）
上記作製したサファイア加工基板を、常圧・横型のＭＯＶＰＥ装置の成長炉内に装着し、水素ガス雰囲気下で１１００℃まで昇温して、表面のサーマルエッチングを行った。その後、温度を３３０℃まで下げ、３族原料としてＴＭＧおよびＴＭＡ、５族原料としてアンモニアを流しながら、厚さ２０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層を成長させた。

（ｎ型クラッド層の成長）
続いて１０００℃に昇温し、原料としてＴＭＧ、アンモニアを供給して、サファイア加工基板表面の凹凸を埋め込むように、アンドープのＧａＮ結晶層を２μｍ（基板表面の凸部上の厚さ）成長させた後、更にシランを流し、Ｓｉドープのｎ型ＧａＮクラッド層を３μｍ成長させた。

（発光層の成長）
次に、温度を８００℃に下げて、ＧａＮ障壁層（厚さ１０ｎｍ）とＩｎＧａＮ井戸層（発光波長３８０ｎｍ、厚さ３ｎｍ）とのペアを６周期積層してなるＭＱＷ構造の発光層を形成した。このＩｎＧａＮ井戸層の成長時には、３族原料としてＴＭＧとＴＭＩを流し、該ＩｎＧａＮ井戸層の発光波長が３８０ｎｍとなるように、ＴＭＧとＴＭＩの供給量を調節した。

（ｐ型クラッド層の成長）
引き続き、成長温度を１０００℃に上げ、３族原料をＴＭＧおよびＴＭＡとし、ｐ型不純物原料としてＣｐ_２Ｍｇを用い、厚さ５０ｎｍのｐ型Ａｌ_０．１Ｇａ_０．９Ｎクラッド層を形成した。Ｃｐ_２Ｍｇの供給量は、該ｐ型Ａｌ_０．１Ｇａ_０．９Ｎクラッド層のＭｇ濃度が２×１０^１９／ｃｍ^３となるように、調節した。

（ｐ型コンタクト層の成長）
次に、第１コンタクト層と第２コンタクト層の二重層からなるｐ型コンタクト層を成長させた。まず、ｐ型クラッド層の成長後、ＴＭＡの供給を停止し、ＴＭＧ、アンモニア、Ｃｐ_２Ｍｇを供給して、ＧａＮからなる第２コンタクト層を成長させ、その後、ＴＭＡを再び供給して、Ａｌ_０．０３Ｇａ_０．９７Ｎからなる第１コンタクト層を成長させた。Ｃｐ_２Ｍｇの供給量は、第１コンタクト層と第２コンタクト層のＭｇ濃度がいずれも８×１０^１９／ｃｍ^３となるように、調節した。

第２コンタクト層の成長時は、ＴＭＧおよびアンモニアのキャリアガスを水素ガスとし、サブフローガスに窒素ガスを用いた。
第１コンタクト層の成長時は、ＴＭＧおよびＴＭＡのキャリアガスを水素ガスと窒素ガスとの混合ガスとし、サブフローガスとアンモニアのキャリアガスには窒素ガスを用いた。ＴＭＧおよびＴＭＡのキャリアガスに占める水素ガスの比率（流量比）は、マスフローコントローラを用いて水素ガスと窒素ガスの流量を制御することによって、３０％以下に抑えた。これによって、成長炉に導入されるサブフローガスおよびキャリアガスの総流量に占める水素ガスの流量比率は約８％となった。このときの第１コンタクト層の成長速度は、ＴＭＧおよびＴＭＡのキャリアガスを水素ガスとしたこと（これによって、成長炉に導入されるサブフローガスおよびキャリアガスの総流量に占める水素ガスの流量比率は約５３％となった。）を除き、同じ条件でＡｌ_０．０３Ｇａ_０．９７Ｎを成長させたときの、約１／１０であった。

第１コンタクト層および第２コンタクト層の合計厚さを１００ｎｍに固定し、第１コンタクト層と第２コンタクト層の厚さを下記表１のように変化させた試料１〜６を作製し、後述するチップ化の後、その特性を調べた。
なお、試料番号１の試料は、ＧａＮからなる第２コンタクト層を厚さ１００ｎｍに成長させ、第１コンタクト層の成長を行わなかったものである。

（降温）
第１コンタクト層が所定の厚さとなるまで成長した時点で、ＴＭＧおよびＴＭＡの供給を停止するとともに、ヒータを切り、自然放冷による降温を開始させた。また、ＴＭＧおよびＴＭＡの供給停止と同時に、アンモニアの流量を結晶成長時の約１／２５０に減らした。このようにして、窒素ガスと微量のアンモニアを成長炉に導入しながら８００℃まで降温し、８００℃となった時点でアンモニアを完全に停止して、その後は窒素ガスのみを流しながら、室温まで降温した。
このようにして、サファイア加工基板上に、窒化物系半導体結晶の積層体からなる発光波長３８０ｎｍの近紫外ＬＥＤ構造が形成されたウェハを得た。

（ｐ側電極の形成）
上記ウェハのｐ型コンタクト層上に、ｐ側電極として、透光性を有するＮｉ層とＡｕ層との積層体を、ｐ型コンタクト層に接する側をＮｉ層として電子ビーム蒸着法により形成した。その後、ｐ型コンタクト層とのオーミック接触を促進させるために、４００℃にて１分間保持する熱処理を行った。
なお、ｐ側電極は、予め、所定のｐ側電極形状に開口部をパターニングしたフォトレジスト膜をｐ型コンタクト層の上面に形成しておき、その上からｐ側電極を形成した後、フォトレジスト膜をリフトオフすることによって、所定の形状となるように形成した。また、ｐ側電極の表面には、更に、ｐ側電極への通電用ワイヤをボンディングするための、厚さ４００ｎｍのＡｕ膜からなるパッド電極を形成した。

（ｎ側電極の形成）
ウェハの表面側（窒化物系半導体結晶の積層体を形成した側）から、ｐ型コンタクト層、ｐ型クラッド層および発光層の一部を反応性イオンエッチングにて除去し、ｎ型ＧａＮコンタクト層が露出された凹部を形成した。この露出されたｎ型ＧａＮコンタクト層の表面に、電子ビーム蒸着装置にてＡｌを５０ｎｍ、Ｔｉを３０ｎｍ、Ａｕを４００ｎｍの厚さで、この順に積層し、その後、ｎ型コンタクト層とのオーミック接触を促進させるために、４００℃にて１分間保持する熱処理を行った（上記ｐ側電極に対する処理と同時に行った）。なお、ｎ側電極も、ｐ側電極と同様に、フォトレジスト膜を用いる方法によって、所定の形状となるように形成した。

（チップ化）
ｐ側電極およびｎ側電極の形成後、サファイア基板を厚さ９０μｍとなるまで研磨し、スクライブとそれに続くブレーキングによる素子分離を行ない、ＬＥＤチップを得た。このＬＥＤチップの上面形状は正方形状で、その一辺の長さは約３５０μｍである。

（評価）
上記方法により作製したＬＥＤチップを、ステム上にダイボンドした後、通電用のワイヤを各電極にボンディングした。通電電流２０ｍＡにおけるＬＥＤチップの特性を測定したところ、発光中心波長は約３８０ｎｍ、積分球を用いて測定した出力は約７ｍＷであった。これらの値は、ｐ型コンタクト層の構成によらず、略同じであった。一方、順方向電圧（Ｖｆ）は、下記表１に示すように、ｐ型コンタクト層の構成によって異なる値を示した。

表１に示すように、ｐ型コンタクト層を第１コンタクト層と第２コンタクト層との二重層構造とし、かつ第１コンタクト層の膜厚を２ｎｍ以下とすることにより、ＬＥＤのＶｆを、ｐ型コンタクト層を単層構造とした場合と同等またはより低い値とすることができた。

実験２
第１コンタクト層の膜厚を１ｎｍに固定するとともに、第２コンタクト層をＭｇ濃度の異なる２層に分けたこと以外は、実験１と同じように、ＬＥＤチップを作製し、評価を行った。
具体的には、第２コンタクト層を、第１コンタクト層に接する側をＭｇ濃度が５×１０^１９／ｃｍ^３のＭｇ高濃度層、ｐ型Ａｌ_０．１Ｇａ_０．９Ｎクラッド層と接する側をＭｇ濃度が１×１０^１９／ｃｍ^３のＭｇ低濃度層の２層に分け、Ｍｇ高濃度層とＭｇ低濃度層とを合わせた膜厚を９９ｎｍに固定して、Ｍｇ高濃度層の厚さを、０ｎｍ、５ｎｍ、１０ｎｍ、２０ｎｍ、３０ｎｍ、９９ｎｍと変えたＬＥＤチップを作製した。

その結果、Ｖｆについては、Ｍｇ高濃度層の膜厚が５ｎｍ以上の試料では、３．３〜３．５Ｖとなったが、Ｍｇ高濃度層の膜厚が０ｎｍの試料、即ち、第２コンタクト層の全体をＭｇ濃度が１×１０^１９／ｃｍ^３となるように形成した試料では、Ｖｆが３．９Ｖとなった。このようになった理由は、Ｍｇ高濃度層の膜厚を０ｎｍとした試料では、第１コンタクト層から第２コンタクト層に拡散するＭｇの量が多くなり、ｐ型コンタクト層の表面近傍のＭｇ濃度が低くなったためと考えられ、このことから、Ｍｇを高濃度にドープする部分は、ｐ型コンタクト層の表面から少なくとも６ｎｍ以上の厚さに形成すべきであるといえる。

一方、出力は、Ｍｇ高濃度層の膜厚が３０ｎｍと９９ｎｍの試料では実験１と略同じとなったが、Ｍｇ高濃度層の膜厚が２０ｎｍ以下の試料は実験１の各試料よりも５〜１５％高くなった。また、このとき、Ｍｇ高濃度層の膜厚が小さいもの程出力が高かった。このことから、Ｍｇを高濃度にドープする部分は、ｐ型コンタクト層の表面から３０ｎｍ以下とすべきであるといえる。

なお、この実験２で作製した試料の、発光面（ｐ側電極側の表面）の発光パターンを調べると、Ｍｇ高濃度層の膜厚が３０ｎｍ以下の試料では、ｐ側のパッド電極の近傍と、ｐ側のパッド電極とｎ側電極との間の領域が、他の部分と比較して強く光る傾向があり、特に、ＬＥＤチップに流す電流が小さいときに、この傾向が強かった。

実験３
ｐ側電極を透光性電極とする代わりに、膜厚３０ｎｍのＮｉ層の上に膜厚１００ｎｍのＡｕ層を積層した不透光性の金属膜部分と開口部とからなる開口電極としたこと以外は、実験２でＭｇ高濃度層の膜厚を２０ｎｍとした試料と同じようにＬＥＤチップを作製し、評価を行った。

開口電極は、図３に例示するように、正方形状の開口部が縦横に規則的に配列したメッシュ状とした。図３（ａ）、（ｂ）において、Ｐ１はｎ側のパッド電極であり、Ｐ２はｐ側のメッシュ状開口電極であり、Ｐ３はｐ側のパッド電極である。該メッシュ状開口電極Ｐ２のメッシュ状パターンの細部の寸法は、図４に部分的に拡大して示すとおり、該開口部の一辺の長さを約８μｍ、隣合う開口部どうしを隔てるストライプ状の金属膜部分の幅を約２μｍとした。よって、この開口電極では、［金属膜部分の面積］：［開口部の面積］＝３６：６４である。

このＬＥＤチップのＶｆと出力を、実験２においてＭｇ高濃度層の膜厚を２０ｎｍとした試料と比較すると、Ｖｆは略同じとなり、出力は約５％高くなった。また、発光面の発光パターンを調べると、全面で略均一であり、ＬＥＤチップに流す電流を変化させたときの発光パターンの変化は見られなかった。

実験４
メッシュ状の開口電極の、開口部の一辺の長さを約１０μｍとした（［金属膜部分の面積］：［開口部の面積］＝３１：６９とした）こと以外は、実験３と同じようにＬＥＤチップを作製し、評価を行った。

このＬＥＤチップのＶｆと出力を、実験３の試料と比較すると、Ｖｆは略同じとなり、出力は約３％向上した。また、発光面の発光パターンを調べると、全面で略均一であり、ＬＥＤチップに流す電流を変化させたときの発光パターンの変化は見られなかった。

実験５
発光波長が４００ｎｍ、４２０ｎｍ、４４０ｎｍのＩｎＧａＮを発光層に用いたＬＥＤチップのそれぞれについて、ｐ側電極を透光性電極としたときと、開口電極としたときとの出力を比較する実験を行った。

ｐ側電極を透光性電極としたＬＥＤチップは、発光波長が４００ｎｍ、４２０ｎｍ、４４０ｎｍとなるように、ＩｎＧａＮ井戸層を成長させる際の原料の供給量を調節したこと以外は、実験２においてＭｇ高濃度層の膜厚を２０ｎｍとした試料と同じようにして作製し、評価した。また、ｐ側電極を開口電極としたＬＥＤチップは、発光波長が４００ｎｍ、４２０ｎｍ、４４０ｎｍとなるように、ＩｎＧａＮ井戸層を成長させる際の原料の供給量を調節したこと以外は、実験３の試料と同じようにして作製し、評価した。

発光波長が同じであるが、ｐ型電極が異なる試料同士の出力を比較したところ、発光波長が４００ｎｍと４２０ｎｍの場合には、開口電極を用いた試料の出力の方が、透光性電極を用いた試料の出力よりも大きかった。一方、発光波長が４４０ｎｍの場合には、開口電極を用いた試料の出力は、透光性電極を用いた試料と比べて、同じか、やや低い値となった。

実験６
図５に示すように、実験３と同様の構成の開口電極としたｐ側電極の上に、ＳｉＯ_２からなる絶縁膜を形成し、その上にＡｌからなる反射膜を形成した発光素子を作製した。図５（ａ）、（ｂ）において、Ｐ１はｎ側のパッド電極であり、Ｐ２はｐ側のメッシュ状開口電極であり、Ｐ３はｐ側のパッド電極である。この素子は、開口電極を形成する際、Ａｕ層の表面に膜厚１０ｎｍのＴｉ層を積層すること以外は、ｎ側電極の形成（熱処理を含む）まで、実験３の試料と同様に作製した。ｎ側電極の形成後は、プラズマＣＶＤにより膜厚３００ｎｍのＳｉＯ_２膜を形成し、更にその表面に膜厚２００ｎｍのＡｌ層を電子ビーム蒸着法により形成した。そして、ＳｉＯ_２膜の一部をドライエッチングにより除去することにより、ｐ側のパッド電極の表面の一部と、ｎ側電極の表面の一部とを、それぞれ露出させた。

このＬＥＤチップを、Ａｕ−Ｓｎハンダを用いてステム上にフリップチップボンディングし、通電電流２０ｍＡのときのＶｆと出力を測定した。
その結果、Ｖｆは実験３の試料と略同じとなり、積分球を用いて測定した出力は、実験３の試料よりも約３０％向上した。

上記の各実験に示すＧａＮ系半導体結晶層の結晶組成、膜厚、Ｍｇ濃度は、いずれも設計値であって、実際に得られた結果物の測定値には、これに製造誤差などが加わる場合がある。

上記各実験においては、ＧａＮ系半導体材料からなる膜をＭＯＶＰＥ法により成長しているが、この方法では、例えば、次の手順によって、所定の厚さを有する膜を成長させることができる。
（Ａ）所定の成長条件を用いて、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）等の観察手段もしくは干渉式の膜厚計等により測定可能な厚みを有する膜を成長させ、該成長に要する時間との関係から、該成長条件における成膜速度（単位時間に成長する膜の厚さ）を求める。
（Ｂ）次に、（Ａ）で求めた成膜速度から、該成長条件にて、目的とする厚さの膜が成長するまでの所要時間を求める。
（Ｃ）該成長条件を用いて、（Ｂ）で求めた所用時間だけ、成長を行う。
各実験で作製したＡｌＧａＮ層やＧａＮ層の膜厚は、ＳＩＭＳ（二次イオン質量分析：Secondary Ion Mass Spectroscopy）によりＧａやＡｌの深さ方向分布を測定することにより、概ね設計値通りとなっていることを確認した。特に、膜厚が小さい場合には、厚さ方向の分解能がより高い分析方法である、ＸＰＳ（光電子分光分析：X-ray Photoelectron Spectroscopy）も併用して確認した。

また、各実験における特定のＭｇ濃度（設計値）を有するＭｇドープ層の成長は、次の手順にて行った。
（ａ）成長させようとする組成のＧａＮ系半導体結晶層をＭＯＶＰＥ法により成長させる際の、Ｍｇ原料（Ｃｐ_２Ｍｇ）の供給量と３族原料（ＴＭＧ、ＴＭＡ）の供給量との比率〔Ｍｇ／３族比〕と、実際に得られる結晶中のＭｇ濃度との関係を、予め調べておく。そのために成長させる結晶層の膜厚は約３００ｎｍとし、Ｍｇ濃度はＳＩＭＳにより測定する。
（ｂ）上記関係から、Ｍｇ濃度が所定の設計値となる〔Ｍｇ／３族比〕を求め、その〔Ｍｇ／３族比〕にてＭｇ原料と３族原料とを供給しながら、ＭＯＶＰＥ法によりＧａＮ系結晶層を成長させる。
各層のＭｇ濃度が概ね設計値通りとなっていることは、ＳＩＭＳにより確認できた。特に、結晶層の表面付近のＳＩＭＳ測定を行う際には、エッチングレートを低くすることにより、深さ方向の分解能を高くした。
本発明は、上記説明した実施例に限定されるものではない。

半導体発光素子は、実用上の点からいうと、単に出力が高ければ良いというものではなく、発光素子が組み込まれる装置・機器側からの要請により、発光素子に対する低消費電力化への強い要求があり、そのためには、発光素子の動作電圧の低減が必要となる。
また、発光素子の動作電圧は発光素子の発熱量に直接関係し、動作電圧が高くなるほど発熱量が大きくなるので、熱による損傷が生じる可能性が高くなり、発光素子の寿命にも影響する。それゆえに、素子の動作電圧が高い程、放熱を優先する実装構造が必要となるが、それによって、設計上の様々な制約が発生してくるという問題もある。特に、ＧａＮ系半導体発光素子では、短波長光を発生するために原理的に駆動電圧が高くならざるを得ないことに加え、結晶成長用基板として現在のところ最適とされるサファイアの熱伝導性が極めて低く、放熱媒体として機能しにくいという問題もある。
これらの事情から、ＧａＮ系半導体発光素子の動作電圧、例えば、ＬＥＤにおける順方向電圧（Ｖf）や、ＬＤにおける発振のしきい値電圧は、たとえ０．１Ｖでも低くすることが望ましいとされている。

本発明によれば、ＡｌＧａＮをｐ型コンタクト層の材料として用いるにもかかわらず、従来、ｐ型コンタクト層の材料として最適と考えられていたＧａＮでｐ型コンタクト層を形成したＧａＮ系半導体発光素子よりも、動作電圧を低くすることが可能となる。そのため、例えば、ＬＤに適用した場合には、レーザ発振のしきい値を低くする効果を有している。本発明者らは、本発明のＧａＮ系半導体発光素子の動作電圧が低くなる理由について、ｐ型コンタクト層とｐ側電極との接触抵抗が低下するためと考えているが、この接触抵抗の低下は、素子の動作電圧を低下させるのみならず、ｐ側電極近傍の劣化を抑制し、素子の動作寿命や信頼性の向上にも寄与する。
本出願は、日本で出願された特願２００４−１７５５０６を基礎としており、それらの内容は本明細書に全て包含される。

本発明によるＧａＮ系半導体発光素子の素子構造を示した模式図である。ハッチングは、領域を区別する目的で施している。 ＧａＮ系半導体を用いたＬＥＤの一般的な素子構造の一例を示した図である。 本発明によるＧａＮ系半導体発光素子の他の例を示した模式図であって、実験３において製作したＬＥＤチップの素子構造を示している。図３（ａ）は、素子の上面を見た図であり、開口電極のメッシュ状のパターンが表れている。図３（ｂ）は、図３（ａ）のｘ−ｙ断面を示した図である。 図３（ａ）のメッシュ状の開口電極を部分的に拡大した図である。 本発明によるＧａＮ系半導体発光素子の他の例を示した模式図であって、実験６において製作したＬＥＤチップの素子構造を示している。図５（ａ）は、素子の上面を見た図であり、図５（ｂ）は、図５（ａ）のｘ−ｙ断面を示した図である。

符号の説明

Ｂ１ 結晶基板
Ｂ２ バッファ層
Ｓ 窒化物半導体結晶層からなる積層体
１ アンドープ層
２ ｎ型層
３ 発光層
４ ｐ型層
４１ ｐ型クラッド層
４２ ｐ型コンタクト層
４２ａ 第１コンタクト層
４２ｂ 第２コンタクト層
Ｐ１ ｎ側電極
Ｐ２ ｐ側電極

Claims (8)

1. 窒化物系半導体結晶層からなる積層体を有し、該積層体にはｎ型層およびｐ型層が含まれ、該ｐ型層にはｐ側電極と接触するｐ型コンタクト層が含まれている、窒化物系半導体発光素子であって、
   該ｐ型コンタクト層は、一方の表面側においてｐ側電極と接触する第１コンタクト層と、該第１コンタクト層の他方の面と接触する第２コンタクト層とからなり、
   該第１コンタクト層は、Ａｌ_ｘ1Ｇａ_ｚ1Ｎ（０＜ｘ１≦０．２、ｘ１＋ｚ１＝１）からなり、
   該第２コンタクト層は、Ａｌ_ｘ２Ｇａ_ｚ２Ｎ（０≦ｘ２＜０．２、ｘ２＋ｚ２＝１）からなり、
   ０≦ｘ２＜ｘ１であり、
   該第１コンタクト層の厚さが０．５ｎｍ〜２ｎｍであることを特徴とする、窒化物系半導体発光素子。
2. ｘ２＝０である、請求項１記載の窒化物系半導体発光素子。
3. 前記ｐ型コンタクト層には、ｐ型不純物としてＭｇが１×１０^１９〜１×１０^２１／ｃｍ^３の濃度でドープされている、請求項１または２記載の窒化物系半導体発光素子。
4. 前記ｐ型層は、Ｍｇが５×１０^１９／ｃｍ^３以上の濃度でドープされた、前記第１コンタクト層を含む層厚６ｎｍ〜３０ｎｍのＭｇ高濃度層を含み、その他の部分はＭｇ濃度が５×１０^１９／ｃｍ^３未満である、請求項３記載の窒化物系半導体発光素子。
5. 前記Ｍｇ高濃度層のＭｇ濃度が、１×１０^２０／ｃｍ^３以下である、請求項４記載の窒化物系半導体発光素子。
6. 前記ｎ型層と前記ｐ型層の間には、波長４２０ｎｍ以下の光を発生するＩｎＧａＮ結晶層を含む発光層が設けられ、かつ、前記ｐ側電極が、不透光性の金属膜からなる開口電極とされている、請求項４または５記載の窒化物系半導体発光素子。
7. 前記開口電極における金属膜部分の面積と開口部の面積の比率が４０：６０〜２０：８０である、請求項６記載の窒化物系半導体発光素子。
8. 前記ｐ側電極の上に前記発光層が発生する光を透過する絶縁膜が形成され、該絶縁膜の表面に該光を反射する反射膜が形成されている、請求項６または７記載の窒化物系半導体発光素子。

Images