JP5996846B2 - 窒化物半導体発光素子およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、窒化物半導体発光素子およびその製造方法に関する。
従来、発光ダイオードなどに利用可能な窒化物半導体発光素子が知られている。このような窒化物半導体発光素子では、電圧が印加されると活性層において電子と正孔とが再結合され、これにより、光が発生する。活性層は、単一量子井戸構造からなっても良いし、たとえば特許文献１〜２のように多重量子井戸構造からなっても良い。
特許文献１には、活性層がノンドープＩｎＧａＮ量子井戸層と、ｎ型不純物がドープされたＧａＮ障壁層とが順次積層されてなることが記載されており、またこのｎ型不純物がドープされたＧａＮ障壁層が上記ＩｎＧａＮ量子井戸層と接する界面に拡散防止膜を具備していることが記載されており、この拡散防止膜はＧａＮ障壁層よりも低濃度のｎ型不純物を含んでいることが記載されている。
特許文献２には、活性層がｎ型不純物を含んでいることが記載されており、活性層におけるｎ型不純物濃度がｎ層側の方がｐ層側よりも高いことが記載されている。
ところで、近年、窒化物半導体発光素子の用途として液晶のバックライトや照明用の電球が検討されており、窒化物半導体発光素子を大電流で駆動する場合が増加している。
特開２００５−１０９４２５号公報 特開２００５−０５７３０８号公報
特許文献１または２に記載の技術にしたがって窒化物半導体発光素子を製造し、製造された窒化物半導体発光素子を大電流で駆動すると、動作電圧が上がって消費電力が大きくなることがあり、また発光効率の低下を招くことがある。これらのことから、単位電力当たりの発光効率（電力効率）の低下を招くことがある。
一般に、窒化物半導体発光素子に印加される電流密度が比較的小さい場合にその発光効率が低下する理由は、非発光再結合を引き起こす準位（結晶欠陥など）が窒化物半導体層に多数存在するからであると考えられている。そのため、従来における窒化物半導体発光素子の発光効率の向上対策は、主として、窒化物半導体層における結晶欠陥の低減であった。しかし、窒化物半導体発光素子に印加される電流密度が大きくなると、窒化物半導体層における結晶欠陥を低減させるだけでは発光効率の向上を図ることは難しく、電流密度が増加するにつれて窒化物半導体発光素子の発光効率が低下するという不具合を招く。
上記不具合が生じる原因として、活性層以外の層における非発光再結合の発生が考えられる。詳細には、電流密度が増加すると、活性層の抵抗成分により生じる熱量が増加し、よって、活性層に接するＰＮ接合での温度が上昇する。すると、電子や正孔などのキャリアが活性層からオーバーフローして、活性層以外の層において非発光再結合が発生する。
また、窒化物半導体発光素子に印加される電流密度が大きくなると、電流注入によって生じる、活性層の注入キャリア密度が高くなってしまう。活性層の注入キャリア密度が高くなると、オージェ再結合（キャリア濃度の３乗に比例して再結合確率が増大する非発光再結合）が主流になる。そのため、非発光再結合の発生を防止することは難しい。
活性層中のピエゾ電界などが原因で発光再結合寿命が長くなると、発光再結合確率の低下を招き、よって、結晶欠陥を介した非発光再結合確率の上昇、キャリアオーバーフローの発生確率の更なる上昇、およびオージェ再結合確率の更なる上昇を招く。
ここで、活性層からのキャリアのオーバーフローは、ＰＮ接合での温度が高くなるほど、起こり易くなる。そのため、ＰＮ接合での温度は低いほうが望ましい。近年、パッケージ技術の向上により、窒化物半導体発光素子の放熱性が非常に良好になっており、たとえば電極のコンタクト抵抗などが原因である熱をパッケージへ逃がすことができる。しかし、活性層はパッケージから離れているため、活性層の抵抗成分に起因して生じる熱をパッケージへ逃がすことは難しい。窒化物半導体発光素子では、種々の抵抗成分に起因して熱が生じるが、活性層の抵抗成分に起因して熱が生じるという不具合を解決することが最も困難である。
また、オージェ再結合は、電流注入により生じる活性層の注入キャリア密度が高くなると、必然的に起こり易くなる。そのため、活性層の注入キャリア密度を低くすることが望ましい。活性層の注入キャリア密度を低くする方法の一つとして、チップサイズを大きくして、発光面積を増大して、単位面積当たりの電流値を下げることにより、実際の単位体積あたりに注入されるキャリア密度を下げるという手法が考えられる。しかし、チップサイズを大きくすると、１枚のウエハから製造できるチップの個数が減少するため、窒化物半導体発光素子の価格の上昇を招く。
活性層の注入キャリア密度を低くする別の方法として、多重量子井戸構造における井戸層の層厚を厚くしたり、井戸層の層数を増やすなどの手法が考えられる。しかし、井戸層の層厚を厚くしすぎると、井戸層の結晶品質の低下を招く。また、井戸層の層数を増やしすぎると、窒化物半導体発光素子の動作電圧の上昇を招く。
本発明は、かかる点に鑑みてなされたものであり、その目的とするところは、大電流で駆動しても、動作電圧の上昇が防止され、発光効率の低下が防止され、よって、電力効率が良好な窒化物半導体発光素子を作製することである。
本発明に係る窒化物半導体発光素子は、第１導電型窒化物半導体層と、第１導電型窒化物半導体層の上に設けられた超格子層と、超格子層の上に設けられた活性層と、活性層の上に設けられた第２導電型窒化物半導体層とを備えている。超格子層の平均キャリア濃度は、活性層の平均キャリア濃度よりも高く、活性層の平均キャリア濃度に対して１．２倍以上であることが好ましい。
超格子層が第１導電型不純物を含むドープ層を有し、且つ活性層が障壁層を有するとき、超格子層の１周期当たりの厚みに対するドープ層の１層当たりの厚みの割合は、活性層の１周期当たりの厚みに対する障壁層の１層当たりの厚みの割合以上であることが好ましい。
ドープ層における第１導電型不純物の濃度は、障壁層における第１導電型不純物の濃度以上であることが好ましい。
超格子層が第１導電型不純物を含まないアンドープ層を有し、且つ活性層が第１導電型不純物を含まない井戸層を有するとき、超格子層の１周期当たりの厚みに対するアンドープ層の１層当たりの厚みの割合は、活性層の１周期当たりの厚みに対する井戸層の１層当たりの厚みの割合以下であることが好ましい。
アンドープ層は、活性層の下面に接していることが好ましい。
超格子層は、２層以上のドープ層を有することが好ましい。
ドープ層の１層当たりの厚みは、１．５ｎｍ以上であることが好ましい。
ドープ層における第１導電型不純物の濃度は１×１０17ｃｍ-3以上であれば良い。
障壁層は第１導電型不純物を含んでいなくても良いし、障壁層における第１導電型不純物の濃度は１×１０16ｃｍ-3以上８×１０17ｃｍ-3以下であっても良い。
活性層は、２層以上の井戸層を有することが好ましい。
障壁層の厚みは、７ｎｍ以下であることが好ましい。
第１導電型窒化物半導体層と超格子層との間には、１周期当たりの厚みが超格子層の１周期当たりの厚みよりも薄い短周期超格子層が設けられていることが好ましい。短周期超格子層における第１導電型不純物の濃度は、１×１０18ｃｍ-3以上５×１０19ｃｍ-3以下であれば良い。
超格子層は、ドープ層とアンドープ層とが積層されて構成されていることが好ましい。ドープ層は、たとえば第１導電型不純物とＡｌaＧａbＩｎ(1-a-b)Ｎ（０≦ａ＜１、０＜ｂ≦１）とを含み、アンドープ層は、たとえばＩｎcＧａ(1-c)Ｎ（０＜ｃ≦１）からなる。
活性層は、障壁層と井戸層とが積層されて構成されていることが好ましい。障壁層は、たとえば第１導電型不純物とＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ＜１、０＜ｙ≦１）を含み、井戸層は、たとえばＩｎzＧａ(1-z)Ｎ（０＜ｚ≦１）からなる。
超格子層および活性層がＩｎを含むとき、超格子層がフォトルミネッセンスにより発する光の波長は、活性層が発する光の波長以下であることが好ましい。
本発明に係る窒化物半導体層発光素子の製造方法は、基板の上に第１導電型の窒化物半導体層を成長させる工程と、第１導電型の窒化物半導体層の上に超格子層を成長させる工程と、超格子層の上に活性層を成長させる工程と、活性層の上に第２導電型の窒化物半導体層を設ける工程とを備えている。超格子層の成長速度は活性層の一部である井戸層の成長速度以上であることが好ましく、上述の第１アンドープ層の成長速度は井戸層の成長速度以上であることが好ましい。
第１原料ガスと第１キャリアガスとを用いて上述の第１ドープ層を成長させるとき、第１キャリアガスは０．３体積％以上３０体積％以下の水素ガスを含むことが好ましい。
超格子層の成長温度は、活性層の成長温度と同じであっても良いし、活性層の成長温度よりも高くても良い。
井戸層の成長速度は、たとえば、１０ｎｍ／ｈｏｕｒ以上１５０ｎｍ／ｈｏｕｒ以下である。
超格子層の平均キャリア濃度を活性層の平均キャリア濃度よりも高くするためには、下記条件１〜４の何れかを満たしていれば良く、好ましくは下記条件１〜４の少なくとも２つの条件を満たしていることである。
条件１：超格子層の１周期当たりの厚みに対するドープ層の１層当たりの厚みの割合は、活性層の１周期当たりの厚みに対する障壁層の１層当たりの厚みの割合よりも高い
条件２：ドープ層における第１導電型不純物の濃度は、障壁層における第１導電型不純物の濃度よりも高い
条件３：超格子層の１周期当たりの厚みに対するアンドープ層の１層当たりの厚みの割合は、活性層の１周期当たりの厚みに対する井戸層の１層当たりの厚みの割合よりも低い
条件４：超格子層（好ましくはアンドープ層）の成長速度は井戸層の成長速度よりも速い。
上記条件２〜４のうちの少なくとも１つの条件が満たされている場合、上記条件１を「超格子層の１周期当たりの厚みに対するドープ層の１層当たりの厚みの割合は、活性層の１周期当たりの厚みに対する障壁層の１層当たりの厚みの割合以上である」と置き換えることができる。
同様に、上記条件１および３〜４のうちの少なくとも１つの条件が満たされている場合、上記条件２を「ドープ層における第１導電型不純物の濃度は、障壁層における第１導電型不純物の濃度以上である」と置き換えることができる。
また、上記条件１〜２および４のうちの少なくとも１つの条件が満たされている場合、上記条件３を「超格子層の１周期当たりの厚みに対するアンドープ層の１層当たりの厚みの割合は、活性層の１周期当たりの厚みに対する井戸層の１層当たりの厚みの割合以下である」と置き換えることができる。
また、上記条件１〜３のうちの少なくとも１つの条件が満たされている場合、上記条件４を「超格子層（好ましくはアンドープ層）の成長速度は井戸層の成長速度と同じである、または井戸層の成長速度よりも速い」と置き換えることができる。
本発明に係る窒化物半導体発光素子によれば、大電流で駆動しても、動作電圧の上昇が防止され、発光効率の低下が防止され、よって、電力効率が良好である。
本発明の一実施形態に係る窒化物半導体発光素子の概略断面図である。 実施例１および比較例１における駆動電流ＩＦに対する外部量子効率ηexの変化を示すグラフである。 実施例１および比較例１におけるキャリア濃度の変化を示すグラフである。
以下では、図面を参照しながら本発明の実施形態を説明する。
なお、以下では、特許請求の範囲における「第１導電型」および「第２導電型」をそれぞれ「ｎ型」および「ｐ型」としているが、特許請求の範囲における「第１導電型」および「第２導電型」をそれぞれ「ｐ型」および「ｎ型」としても良い。
また、本発明は以下に示す実施形態に限定されない。さらに、本発明の図面において、長さ、幅、および厚さなどの寸法関係は図面の明瞭化と簡略化のために適宜変更されており、実際の寸法関係を表すものではない。
＜第１の実施形態＞
図１は、本発明の第１の実施形態に係る窒化物半導体発光素子１の概略断面図である。本実施形態に係る窒化物半導体発光素子１では、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度は活性層１５の平均キャリア濃度よりも高い。
＜窒化物半導体発光素子＞
本実施形態に係る窒化物半導体発光素子１は、基板３の上面上に、バッファ層５と、下地層７と、ｎ型窒化物半導体層９と、短周期超格子層１１と、長周期超格子層１３と、活性層１５と、ｐ型窒化物半導体層１７とがこの順に積層されて構成されている。ｎ型窒化物半導体層９の上面の一部分は、短周期超格子層１１などから露出しており、その露出部分の上には、ｎ側電極２１が設けられている。ｐ型窒化物半導体層１７の上には、透明電極２３を介してｐ側電極２５が設けられている。
＜基板＞
基板３は、たとえば、サファイヤのような絶縁性基板であっても良いし、ＧａＮ、ＳｉＣ、またはＺｎＯなどのような導電性基板であっても良い。基板３の厚みは、特に限定されず、６０μｍ以上３００μｍ以下であれば良い。基板３の上面は、平坦であっても良いし、凹凸を有していても良い。
＜バッファ層＞
バッファ層５は、たとえばＡｌsoＧａtoＮ（０≦ｓ０≦１、０≦ｔ０≦１、ｓ０＋ｔ０≠０）層であれば良く、好ましくはＡｌＮ層である。これにより、基板３の成長面の法線方向に伸長するようにバッファ層５が形成されるので、結晶粒の揃った柱状結晶の集合体からなるバッファ層５が得られる。
バッファ層５の厚みは、特に限定されないが、５ｎｍ以上１００ｎｍ以下であれば良く、好ましくは１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下である。
＜下地層＞
下地層７は、たとえばＡｌs1Ｇａt1Ｉｎu1Ｎ（０≦ｓ１≦１、０≦ｔ１≦１、０≦ｕ１≦１、ｓ１＋ｔ１＋ｕ１≠０）層であれば良く、好ましくはＡｌs1Ｇａt1Ｎ（０≦ｓ１≦１、０≦ｔ１≦１、ｓ１＋ｔ１≠０）層であり、より好ましくはＧａＮ層である。これにより、バッファ層５中に存在する結晶欠陥（たとえば転位など）がバッファ層５と下地層７との界面付近でループされ易くなり、よって、その結晶欠陥がバッファ層５から下地層７へ引き継がれることを防止できる。
下地層７は、ｎ型不純物を含んでいても良い。しかし、下地層７がｎ型不純物を含んでいなければ、下地層７の良好な結晶性を維持することができる。よって、下地層７はｎ型不純物を含んでいないことが好ましい。
下地層７の厚みは、特に限定されないが、３μｍ以上１２μｍ以下であれば良い。
＜ｎ型窒化物半導体層＞
ｎ型窒化物半導体層９は、たとえばＡｌs2Ｇａt2Ｉｎu2Ｎ（０≦ｓ２≦１、０≦ｔ２≦１、０≦ｕ２≦１、ｓ２＋ｔ２＋ｕ２≠０）層にｎ型不純物がドーピングされた層であれば良く、好ましくはＡｌs2Ｇａ1-s2Ｎ（０≦ｓ２≦１、好ましくは０≦ｓ２≦０．５、より好ましくは０≦ｓ２≦０．１）層にｎ型不純物がドーピングされた層である。
ｎ型不純物は、特に限定されないが、Ｓｉ、Ｐ、ＡｓまたはＳｂなどであれば良く、好ましくはＳｉである。このことは、後述の短周期超格子層１１などにおいても言える。
ｎ型窒化物半導体層９におけるｎ型不純物濃度は、特に限定されないが、１×１０18ｃｍ-3以上２×１０19ｃｍ-3以下であれば良い。
ｎ型窒化物半導体層９の厚みは、特に限定されないが、０．５μｍ以上１０μｍ以下であれば良い。
なお、ｎ型窒化物半導体層９は、単層であっても良いし、積層構造を有していても良い。たとえば、ｎ型窒化物半導体層９は、ｎ型コンタクト層とｎ型クラッド層とが積層されて構成されていても良い。ｎ型窒化物半導体層９が積層構造を有する場合、各層は、同一の組成からなっても良いし、異なる組成からなっても良い。また、各層は、同一の膜厚を有していても良いし、異なる膜厚を有していても良い。
＜短周期超格子層＞
超格子層とは、複数の種類の結晶格子の重ね合わせにより、その周期構造が基本単位格子よりも長い結晶格子からなる層を意味する。短周期超格子層１１では、第１半導体層１１Ａと第２半導体層１１Ｂとが交互に積層されて超格子構造を構成しており、その周期構造が第１半導体層１１Ａを構成する半導体材料の基本単位格子および第２半導体層１１Ｂを構成する半導体材料の基本単位格子よりも長くなっている。なお、短周期超格子層１１は、第１半導体層１１Ａと、第２半導体層１１Ｂと、第１半導体層１１Ａおよび第２半導体層１１Ｂとは異なる１層以上の半導体層とが順に積層されて超格子構造を構成していても良い。また、短周期超格子層１１の１周期当たりの厚みは、後述の長周期超格子層１３の１周期当たりの厚みよりも薄く、具体的には１ｎｍ以上７ｎｍ以下である。
各第１半導体層１１Ａは、たとえばＡｌＧａＩｎＮ層にｎ型不純物がドーピングされた層であれば良く、好ましくはＧａＮ層にｎ型不純物がドーピングされた層である。
各第１半導体層１１Ａにおけるｎ型不純物濃度は、特に限定されないが、後述の長周期超格子層１３におけるｎ型不純物濃度よりも高くても良いし、後述の長周期超格子層１３におけるｎ型不純物濃度以下であっても良い。各第１半導体層１１Ａにおけるｎ型不純物濃度は、たとえば、１×１０18ｃｍ-3以上５×１０19ｃｍ-3以下であることが好ましい。これにより得られる効果については、後述の＜平均キャリア濃度＞で示す。
第１半導体層１１Ａのそれぞれの厚みは、特に限定されないが、０．５ｎｍ以上５ｎｍ以下であれば良く、好ましくは１ｎｍ以上４ｎｍ以下である。第１半導体層１１Ａのそれぞれの厚みが０．５ｎｍ未満であれば、第１半導体層１１Ａのそれぞれの厚みが１原子層の厚みを下回るため、厚みが均一な第１半導体層１１Ａを形成することが難しく、よって、後述の長周期超格子層１３または活性層１５の結晶品質の低下を招くことがある。また、ｎ型窒化物半導体層９よりも低い温度で高濃度の第１導電型不純物を第１半導体層１１Ａにドープするため、第１半導体層１１Ａのそれぞれの厚みが５ｎｍを超えると、第１半導体層１１Ａの平坦性の低下を招き、よって、後述の長周期超格子層１３の結晶性が低下する。その結果、活性層１５の結晶品質も低下して窒化物半導体発光素子１の発光効率が低下することがある。
各第２半導体層１１Ｂは、たとえばＡｌＧａＩｎＮ層であれば良く、好ましくはＩｎＧａＮ層である。第２半導体層１１Ｂがｎ型不純物を含んでいなければ、短周期超格子層１１の平坦性の低下を防止でき、よって、後述の長周期超格子層１３の結晶性の低下を防止できる。なお、各第２半導体層１１Ｂは、ｎ型不純物を含んでいても良い。
第２半導体層１１Ｂのそれぞれの厚みは、特に限定されないが、０．５ｎｍ以上５ｎｍ以下であれば良く、好ましくは１ｎｍ以上４ｎｍ以下である。第２半導体層１１Ｂのそれぞれの厚みが０．５ｎｍ未満であれば、第２半導体層１１Ｂのそれぞれの厚みが１原子層の厚みを下回るため、厚みが均一な第２半導体層１１Ｂを形成することが難しく、よって、後述の長周期超格子層１３または活性層１５の結晶品質の低下を招くことがある。一方、第２半導体層１１Ｂのそれぞれの厚みが５ｎｍを超えると、第２半導体層１１Ｂの成長時間が長くなりすぎて、窒化物半導体発光素子１の生産性が低下することがある。
なお、第１半導体層１１Ａおよび第２半導体層１１Ｂの層数は図１に示す層数に限定されない。
＜長周期超格子層＞
長周期超格子層１３は、特許請求の範囲における「超格子層」である。ここで、超格子層の定義は、上記＜短周期超格子層＞で示したとおりである。長周期超格子層１３では、ドープ層１３Ａとアンドープ層１３Ｂとが交互に積層されて超格子構造を構成しており、その周期構造がドープ層１３Ａを構成する半導体材料の基本単位格子およびアンドープ層１３Ｂを構成する半導体材料の基本単位格子よりも長くなっている。なお、長周期超格子層１３は、短周期超格子層１１と同じく、ドープ層１３Ａと、アンドープ層１３Ｂと、ドープ層１３Ａおよびアンドープ層１３Ｂとは異なる１層以上の半導体層とが順に積層されて超格子構造を構成していても良い。また、長周期超格子層１３の１周期当たりの長さは、前述の短周期超格子層１１よりも長く、具体的には４ｎｍ以上２０ｎｍ以下である。
長周期超格子層１３の平均キャリア濃度は、後述の活性層１５の平均キャリア濃度よりも高い。これにより、窒化物半導体発光素子１を大電流で駆動しても、その電力効率の低下を防止できる。このことは、後述の＜平均キャリア濃度＞で示す。
各ドープ層１３Ａは、たとえばＡｌaＧａbＩｎ(1-a-b)Ｎ（０≦ａ＜１、０＜ｂ≦１）層にｎ型不純物がドーピングされた層であれば良く、好ましくはＧａＮ層にｎ型不純物がドーピングされた層である。
各ドープ層１３Ａにおけるｎ型不純物濃度は、特に限定されないが、１×１０17ｃｍ-3以上であれば良く、好ましくは２×１０17ｃｍ-3以上１×１０19ｃｍ-3以下である。各ドープ層１３Ａにおけるｎ型不純物濃度が１×１０17ｃｍ-3未満であれば、窒化物半導体発光素子１の駆動電圧が上昇することがある。
各ドープ層１３Ａの厚みは、特に限定されないが、１．５ｎｍ以上であることが好ましく、２ｎｍ以上１５ｎｍ以下であればさらに好ましい。各ドープ層１３Ａの厚みが１．５ｎｍ未満であれば、長周期超格子層１３の平坦性の低下を招くことがある。また、各ドープ層１３Ａの厚みは、後述の障壁層１５Ａの厚み以上であることが好ましい。これにより、ドープ層１３Ａをホールブロック層として機能させることができる。
各アンドープ層１３Ｂは、たとえばＩｎcＧａ(1-c)Ｎ（０＜ｃ≦１）層であれば良く、好ましくはＩｎcＧａ(1-c)Ｎ（０＜ｃ≦０．３）層である。各アンドープ層１３Ｂがｎ型不純物を含んでいなければ、長周期超格子層１３の平坦性の低下を防止でき、よって、後述の活性層１５の結晶性の低下を防止できる。なぜならば、活性層１５の下面にはアンドープ層１３Ｂが接しているからである。なお、各アンドープ層１３Ｂは、ｎ型不純物を含んでいても良い。
各アンドープ層１３Ｂの厚みは、特に限定されないが、０．５ｎｍ以上５ｎｍ以下であることが好ましい。各アンドープ層１３Ｂの厚みがこの範囲外であると、アンドープ層１３Ｂの結晶品質の低下を招き、よって、窒化物半導体発光素子１の発光効率の低下を招くことがある。
ところで、ドープ層１３Ａおよびアンドープ層１３ＢはそれぞれＩｎを含んでいる。そのため、ドープ層１３Ａおよびアンドープ層１３Ｂのそれぞれがフォトルミネッセンスにより発する光の波長は、後述の活性層１５が発する光の波長以下であることが好ましい。
一般に、窒化物半導体発光素子では、活性層を構成する井戸層とｎ型窒化物半導体層とで格子定数などが異なることに起因して歪みが発生することがあり、この歪みの発生を回避するために長周期超格子層が設けられる。よって、ドープ層１３Ａおよびアンドープ層１３Ｂは、活性層１５を構成する井戸層１５Ｂと略同一の半導体材料からなることが好ましい。多くの場合、井戸層１５ＢがＩｎを含むので、ドープ層１３Ａおよびアンドープ層１３Ｂは上述のようにＩｎを含む。
しかし、ドープ層１３Ａおよびアンドープ層１３ＢのそれぞれにおけるＩｎ組成が高くなりすぎると、活性層１５で発生した光が長周期超格子層１３で吸収され、窒化物半導体発光素子１から出力される光の強度の低下を招くおそれがある。この強度低下を防止するためには、ドープ層１３Ａおよびアンドープ層１３Ｂのそれぞれのバンドギャップは井戸層１５Ｂのバンドギャップ以上であることが好ましく、つまりドープ層１３Ａおよびアンドープ層１３Ｂのそれぞれがフォトルミネッセンスにより発する光の波長は活性層１５が発する光の波長以下であることが好ましい。より好ましくは０ｎｍ≦（λ２−λ１）≦５０ｎｍであり、さらに好ましくは１ｎｍ≦（λ２−λ１）≦２０ｎｍである。ここで、λ１は、ドープ層１３Ａおよびアンドープ層１３Ｂのそれぞれがフォトルミネッセンスにより発する光の波長であり、λ２は、活性層１５が発する光の波長である。λ１が短すぎると、たとえば（λ２−λ１）＞５０ｎｍであると、長周期超格子層１３を設けているにも関わらず上記歪みが発生することがある。一方、λ２＜λ１であれば、活性層１５で発生した光が長周期超格子層１３で吸収され、その結果、窒化物半導体発光素子１から出力される光の強度の低下を招くおそれがある。
＜活性層＞
活性層１５は、単一量子井戸（ＳＱＷ）構造を有していても良いし、図１に示すように多重量子井戸（ＭＱＷ）構造を有していても良い。活性層１５がＭＱＷ構造を有する場合には、活性層１５は、障壁層１５Ａが井戸層１５Ｂを挟むようにして障壁層１５Ａと井戸層１５Ｂとが積層されて構成されていれば良い。
各障壁層１５Ａは、たとえばＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ＜１、０＜ｙ≦１）層からなる。各障壁層１５Ａには、ｎ型不純物がドーピングされていなくても良いし、ｎ型不純物がドーピングされていても良い。
各障壁層１５Ａにおけるｎ型不純物濃度は、特に限定されないが、８×１０17ｃｍ-3以下であれば良い。障壁層１５Ａにおけるｎ型不純物濃度が８×１０17ｃｍ-3を超えると、ｎ側電極２１とｐ側電極２５との間に電圧を印加したときに、正孔が活性層１５へ注入され難くなり、よって、窒化物半導体発光素子１の発光効率の低下を招くことがある。好ましくは、各障壁層１５Ａにおけるｎ型不純物濃度は、１×１０16ｃｍ-3以上８×１０17ｃｍ-3以下である。
各障壁層１５Ａの厚みは、限定されないが、７ｎｍ以下であることが好ましく、１．５ｎｍ以上６ｎｍ以下であればさらに好ましい。各障壁層１５Ａの厚みが１．５ｎｍ未満であれば、障壁層１５Ａの平坦性の低下によるその結晶品質の悪化を招き、よって、窒化物半導体発光素子１の発光効率が低下することがある。各障壁層１５Ａの厚みが７ｎｍよりも厚ければ、注入キャリアが活性層１５中で十分拡散されず、窒化物半導体発光素子１の駆動電圧の上昇およびその発光効率の低下を招くことがある。
各井戸層１５Ｂは、たとえばＩｎzＧａ(1-z)Ｎ（０＜ｚ≦１）層であれば良く、好ましくはノンドープＩｎzＧａ(1-z)Ｎ（０＜ｚ≦０．５）層である。各井戸層１５Ｂがｎ型不純物を含んでいなければ、活性層１５の平坦性の低下を防止でき、よって、後述のｐ型窒化物半導体層１７の結晶性の低下を防止できる。なお、各井戸層１５Ｂは、ｎ型不純物を含んでいても良い。
各井戸層１５Ｂの厚みは、限定されないが、２．５ｎｍ以上７ｎｍ以下であることが好ましい。各井戸層１５Ｂの厚みがこの範囲外であれば、窒化物半導体発光素子１の発光効率低下およびその駆動電圧の上昇を招くことがある。
井戸層１５Ｂの層数は、特に限定されないが、２層以上であることが好ましい。これにより、活性層１５の電流密度を低下させることができる。よって、窒化物半導体発光素子１を大電流で駆動しても、活性層１５での発熱量の低下を図ることができるので、活性層１５からのキャリアのオーバーフローを防止できる。したがって、活性層１５以外の層における非発光再結合の発生を防止できる。
＜ｐ型窒化物半導体層＞
ｐ型窒化物半導体層１７は、たとえばＡｌs4Ｇａt4Ｉｎu4Ｎ（０≦ｓ４≦１、０≦ｔ４≦１、０≦ｕ４≦１、ｓ４＋ｔ４＋ｕ４≠０）層にｐ型不純物がドーピングされた層であれば良く、好ましくはＡｌs4Ｇａ1-s4Ｎ（０＜ｓ４≦０．４、好ましくは０．１≦ｓ４≦０．３）層にｐ型ドーパントをドーピングした層である。
ｐ型不純物は、特に限定されないが、たとえばマグネシウムである。
ｐ型窒化物半導体層１７におけるｐ型不純物濃度は、特に限定されないが、１×１０18ｃｍ-3以上２×１０20ｃｍ-3以下であれば良い。
ｐ型窒化物半導体層１７の厚みは、特に限定されないが、１０ｎｍ以上２００ｎｍ以下であれば良い。
＜ｎ側電極、透明電極、ｐ側電極＞
ｎ側電極２１およびｐ側電極２５は、窒化物半導体発光素子１に駆動電力を供給するための電極であり、たとえばニッケル層、プラチナ層、および金層がこの順序で積層されて構成されていれば良く、合計で３００ｎｍ以上３０００ｎｍ以下の厚みを有していれば良い。透明電極２３は、たとえば金、パラジウム、ニッケル、ＩＴＯ（Indium Tin Oxide）またはＩＺＯ(Indium Zinc Oxide)からなれば良く、５０ｎｍ以上５００ｎｍ以下の厚みを有していれば良い。透明電極２３のかわりに、アルミニウムまたは銀などの反射電極を積層しても良いし、この反射電極をフリップチップ実装しても良い。
＜平均キャリア濃度＞
長周期超格子層１３の平均キャリア濃度は、活性層１５の平均キャリア濃度よりも高く、好ましくは活性層１５の平均キャリア濃度の１．１倍以上であり、より好ましくは活性層１５の平均キャリア濃度の１．２倍以上１００倍以下である。長周期超格子層１３の平均キャリア濃度が活性層１５の平均キャリア濃度の１．２倍未満であれば、大電流駆動時における発光効率の低下を防止できないことがある。一方、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度が活性層１５の平均キャリア濃度の１００倍を超えると、長周期超格子層１３の平坦性の低下を招くので、活性層１５の結晶品質の低下を招き、よって、窒化物半導体発光素子１の発光効率が低下することがある。
キャリア濃度は、電子または正孔の濃度を意味し、ドープされたｎ型不純物の量またはドープされたｐ型不純物の量だけで決まらない。つまり、長周期超格子層１３のキャリア濃度は長周期超格子層１３にドープされたｎ型不純物の量だけで決まらず、活性層１５のキャリア濃度は活性層１５にドープされたｎ型不純物の量だけで決まらない。このようなキャリア濃度は、以下に示すように、窒化物半導体発光素子１の電圧対容量特性（以下では「Ｃ−Ｖ特性」と記すことがある。Ｃ−ＶはCapacitance-Voltageの略である。）の結果に基づいて算出されるものであり、電流が注入されていない状態のキャリア濃度のことを指しており、イオン化した不純物、ドナー化した結晶欠陥、またはアクセプター化した結晶欠陥から発生したキャリアの合計である。
窒化物半導体発光素子１のＰＮ接合付近（具体的には、活性層１５とｐ型窒化物半導体層１７との界面付近）には、空乏層が存在している。空乏層は電気的に絶縁されているので、ｎ側電極２１とｐ側電極２５との間に直流電圧を印加すると空乏層を誘電体層とする仮想コンデンサが形成される。そのため、ｎ側電極２１とｐ側電極２５との間に直流電圧を印加して空乏層容量Ｃを測定すると、つまり窒化物半導体発光素子１のＣ−Ｖ特性を調べると、下記式１から空乏層の厚みｘが算出される。
ｘ＝ε0εr／Ｃ・・・式１
式１において、ｘは空乏層の厚み（ｃｍ）であり、ε0は真空の誘電率（８．９×１０-14（Ｆ／ｃｍ））である。εrは窒化物半導体材料の比誘電率（単位は無次元）であり、本実施形態ではＧａＮの比誘電率で近似できる。Ｃは測定された空乏層容量（Ｆ／ｃｍ2）である。
また、窒化物半導体発光素子１に印加される電圧の大きさが変わると、空乏層の厚みが変わり、よって、空乏層容量が変わる。ここで、空乏層の底面（基板３側に位置する空乏層の面）におけるキャリア濃度Ｎは、下記式２で表わされる。そのため、窒化物半導体発光素子１に印加される電圧Ｖの大きさを変えて空乏層容量Ｃを測定すると、下記式２から空乏層の底面におけるキャリア濃度Ｎが算出される。
Ｎ＝Ｃ3／{ｑε0εr（ΔＣ／ΔＶ）}・・・式２
式２において、Ｎは空乏層の底面におけるキャリア濃度（１／ｃｍ3）であり、ｑは点電荷量（Ｃ）であり、ΔＣは窒化物半導体発光素子１に印加される電圧Ｖの大きさを変えたときの空乏層容量の変化量であり、ΔＶは窒化物半導体発光素子１に印加される電圧Ｖの変化量である。式２におけるＣ、ε0、およびεrはいずれも式１と同様である。
以上より、窒化物半導体発光素子１に印加される電圧Ｖの大きさを変えて空乏層容量Ｃを測定すれば、空乏層の厚みｘと空乏層の底面におけるキャリア濃度Ｎとの関係が分かる。ここで、窒化物半導体発光素子１では、活性層１５の厚みおよび長周期超格子層１３の厚みはどちらも既知である。よって、空乏層の厚みが分かれば、空乏層の底面が活性層１５および長周期超格子層１３のどちらの層内に存在するかが分かる。このように印加電圧を種々に変えてＣ−Ｖ特性を調べれば、活性層１５および長周期超格子層１３の厚み方向の各点におけるキャリア濃度を算出できる。そして、算出されたキャリア濃度を平均すれば、活性層１５の平均キャリア濃度および長周期超格子層１３の平均キャリア濃度を得ることができる。
長周期超格子層の平均キャリア濃度が本実施形態のように制御されていない窒化物半導体発光素子を大電流で駆動すると、動作電圧が上昇して発光効率が低下することがある。この理由としては、たとえば、活性層を構成する障壁層の層厚が厚いこと、窒化物半導体発光素子においてｎ型不純物またはｐ型不純物がドーピングされている総体積が小さいこと、ｎ型不純物またはｐ型不純物の濃度が低い層が多数設けられていること、または、活性層を構成する複数の障壁層におけるｎ型不純物またはｐ型不純物の濃度をそれぞれ略同一としていること、などが考えられる。
また、特許文献２などには、活性層におけるｎ型不純物濃度をｎ層側で相対的に高くするという技術が提案されている。しかし、ｎ型不純物濃度がｎ層側で相対的に高くても、キャリア濃度がｎ層側で相対的に高くなければ、キャリアを活性層へ注入することは難しい。そのため、活性層の直列抵抗成分を十分小さくすることは難しい。
一方、本実施形態に係る窒化物半導体発光素子１では、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度は活性層１５の平均キャリア濃度よりも高い。本実施形態では、長周期超格子層１３および活性層１５はｎ型不純物を含んでいるため、長周期超格子層１３の平均電子濃度は活性層１５の平均電子濃度よりも高い。そのため、正孔がｐ型窒化物半導体層１７から長周期超格子層１３へ拡散することを抑制できる。よって、長周期超格子層１３が多くの結晶欠陥を含んでいる場合であっても、長周期超格子層１３内の結晶欠陥における非発光再結合の発生を防止できる。したがって、発光効率の低下を防止できる。
また、本実施形態に係る窒化物半導体発光素子１では、活性層１５のキャリア濃度が低いため、注入されたホールが活性層１５全体に拡散しやすく、よって、局所的なホール濃度上昇が起こりにくい。よって、活性層１５におけるオージェ再結合の発生を抑えることができる。この点においても、発光効率の低下を防止できる。
さらに、本実施形態では、長周期超格子層１３内の結晶欠陥における非発光再結合の発生を防止できるので、長周期超格子層１３内において非発光再結合に起因するキャリアの消費を防止できる。そのため、ｎ側電極２１とｐ側電極２５とに電圧を印加すると、十分な量の注入キャリア（本実施形態では電子）が長周期超格子層１３から活性層１５へ供給される。よって、活性層１５の直列抵抗成分の低下を図ることができるので、窒化物半導体発光素子１を大電流で駆動させても動作電圧の上昇を防止でき、大電流駆動時における発熱を抑制できる。したがって、ＰＮ接合付近の温度の上昇を防止できるので、熱エネルギーの増大によってキャリアが活性層１５からオーバーフローすることを防止できる。これにより、活性層１５以外の層において非発光再結合が発生することを防止できるので、大電流駆動時における発光効率の低下を防止できる。このように、本実施形態では、大電流駆動時における動作電圧の上昇および発光効率の低下を防止できるので、大電流駆動時における電力効率の悪化を防止できる。
長周期超格子層１３の平均キャリア濃度を活性層１５の平均キャリア濃度よりも高くする方法としては、いくつかの方法が考えられる。たとえば、長周期超格子層１３の１周期当たりの厚みに対するドープ層１３Ａの１層当たりの厚みの割合が、活性層１５の１周期当たりの厚みに対する障壁層１５Ａの１層当たりの厚みの割合よりも高ければ良い。これにより、長周期超格子層１３の全体積に対するドープ層１３Ａの合計体積の割合は、活性層１５の全体積に対する障壁層１５Ａの合計体積の割合よりも高くなる。つまり、長周期超格子層１３の全体積に対するｎ型不純物を含む層の合計体積の割合は、活性層１５の全体積に対するｎ型不純物を含む層の合計体積の割合よりも高くなる。したがって、ドープ層１３Ａにおけるｎ型不純物濃度が障壁層１５Ａにおけるｎ型不純物濃度と略同一であっても、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度は活性層１５の平均キャリア濃度よりも高くなる。よって、ドープ層１３Ａの平坦性を維持できるので、活性層１５の結晶性の低下を防止でき、したがって、活性層１５での発光効率の低下を防止できる。
各ドープ層１３Ａの厚みは、各障壁層１５Ａの厚み以上であることが好ましい。これにより、ホールが長周期超格子層１３中に拡散することを防止できるため、窒化物半導体発光素子１を高温で駆動しても、その発光効率の低下が起こりにくい。したがって、窒化物半導体発光素子１の高温特性が改善される。
アンドープ層１３Ｂおよび井戸層１５Ｂがｎ型不純物を含んでいる場合、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度が活性層１５の平均キャリア濃度よりも高くなるようにドープ量を調整するのが好ましい。
長周期超格子層１３の１周期当たりの厚みに対するドープ層１３Ａの１層当たりの厚みの割合は、活性層１５の１周期当たりの厚みに対する障壁層１５Ａの１層当たりの厚みの割合に対して、１倍よりも高ければ良く、１．２倍以上５倍以下であれば好ましい。長周期超格子層１３の１周期当たりの厚みに対するドープ層１３Ａの１層当たりの厚みの割合が活性層１５の１周期当たりの厚みに対する障壁層１５Ａの１層当たりの厚みの割合に対して１倍以下であれば、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度を活性層１５の平均キャリア濃度よりも高くすることが難しいことがあり、よって、窒化物半導体発光素子１の駆動電圧の上昇を招くことがある。なお、本実施形態に、後述の第１の変形例、第２の変形例、および第２の実施形態のうちの少なくとも１つを組み合わせる場合には、長周期超格子層１３の１周期当たりの厚みに対するドープ層１３Ａの１層当たりの厚みの割合は、活性層１５の１周期当たりの厚みに対する障壁層１５Ａの１層当たりの厚みの割合に対して、１倍以上であれば良い。
長周期超格子層１３は２層以上のドープ層１３Ａを有していることが好ましい。これにより、各ドープ層１３Ａにおけるｎ型不純物濃度をそれほど高くしなくても、長周期超格子層１３を構成する層のうちｎ型不純物を含む層の合計体積を大きくすることができる。よって、長周期超格子層１３の平坦性の低下を招くことなく、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度を活性層１５の平均キャリア濃度よりも高くすることができる。このことから、ドープ層１３Ａを単層として設けるよりも、ドープ層１３Ａを積層構造（たとえば超格子構造）の構成要素として設ける方が好ましいと言える。
また、上記＜短周期超格子層＞で述べたように、短周期超格子層１１の第１半導体層１１Ａおよび第２半導体層１１Ｂのそれぞれにおけるｎ型不純物濃度は、１×１０18ｃｍ-3以上５×１０19ｃｍ-3以下であることが好ましい。キャリア濃度が高いほど、空乏層が伸びる量は小さくなる（空乏層の深さは浅くなる）。そのため、短周期超格子層１１中では空乏層は伸びにくいと考えられる。よって、逆バイアスの電流が窒化物半導体発光素子１に印加された場合、または正バイアスの過電流が窒化物半導体発光素子１に印加された場合に、空乏層が短周期超格子層１１よりも基板３側へ伸びることを防止できる。したがって、印加された逆バイアス電流または印加された正バイアスの過電流が速やかに放電されるため、窒化物半導体発光素子１における静電気破壊の発生を防止できる。
なお、本実施形態では、長周期超格子層１３は、短周期超格子層１１と活性層１５との間に設けられる代わりに、活性層１５とｐ型窒化物半導体層１７との間に設けられていても良い。このとき、ドープ層１３Ａはｎ型不純物ではなくｐ型不純物を含んでいれば良い。これにより、上述の効果を得ることができる。
また、長周期超格子層１３は、短周期超格子層１１と活性層１５との間だけでなく、活性層１５とｐ型窒化物半導体層１７との間にも設けられていても良い。活性層１５とｐ型窒化物半導体層１７との間に設けられた長周期超格子層では、ドープ層１３Ａはｎ型不純物ではなくｐ型不純物を含んでいれば良い。これにより、大電流駆動時における電力効率の悪化をさらに防止することができる。
また、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度を活性層１５の平均キャリア濃度よりも高くする具体的な方法としては、本実施形態における方法に限定されない。たとえば、後述の第１の変形例、後述の第２の変形例、および後述の第２の実施形態でのいずれかの方法にしたがって、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度を活性層１５の平均キャリア濃度よりも高くしても良い。さらには、本実施形態、後述の第１の変形例、後述の第２の変形例、および後述の第２の実施形態を適宜組み合わせても良い。
また、本実施形態に係る窒化物半導体発光素子１は、後述の第３の変形例での製造方法および後述の第４の変形例での製造方法の少なくとも１つの方法にしたがって製造されることが好ましい。これにより、活性層１５の結晶性が向上するので、発光効率がさらに向上する。
＜第１の変形例＞
第１の変形例では、アンドープ層１３Ｂおよび井戸層１５Ｂがともにｎ型不純物を含んでいないとき、長周期超格子層１３の１周期当たりの厚みに対するアンドープ層１３Ｂの１層当たりの厚みの割合を活性層１５の１周期当たりの厚みに対する井戸層１５Ｂの１層当たりの厚みの割合よりも低くする。これにより、長周期超格子層１３の全体積に対するアンドープ層１３Ｂの合計体積の割合は、活性層１５の全体積に対する井戸層１５Ｂの合計体積の割合よりも低くなる。つまり、長周期超格子層１３の全体積に対するｎ型不純物を含まない層の合計体積の割合は、活性層１５の全体積に対するｎ型不純物を含まない層の合計体積の割合よりも低くなる。その結果、長周期超格子層１３の全体積に対するｎ型不純物を含む層の合計体積の割合は、活性層１５の全体積に対するｎ型不純物を含む層の合計体積の割合よりも高くなる。したがって、ドープ層１３Ａにおけるｎ型不純物濃度が障壁層１５Ａにおけるｎ型不純物濃度と略同一であっても、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度は活性層１５の平均キャリア濃度よりも高くなる。よって、上記第１の実施形態と同じく、ドープ層１３Ａの平坦性を維持できるので、活性層１５の結晶性の低下を防止でき、したがって、活性層１５での発光効率の低下を防止できる。
長周期超格子層１３の１周期当たりの厚みに対するアンドープ層１３Ｂの１層当たりの厚みの割合は、活性層１５の１周期当たりの厚みに対する井戸層１５Ｂの１層当たりの厚みの割合に対して、１倍よりも小さければ良く、好ましくは０．４倍以上０．９５倍以下である。長周期超格子層１３の１周期当たりの厚みに対するアンドープ層１３Ｂの１層当たりの厚みの割合が活性層１５の１周期当たりの厚みに対する井戸層１５Ｂの１層当たりの厚みの割合に対して１倍以上であれば、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度を活性層１５の平均キャリア濃度よりも高くすることが難しいことがある。なお、本変形例に、上記第１の実施形態、後述の第２の変形例、および後述の第２の実施形態のうちの少なくとも１つを組み合わせる場合には、長周期超格子層１３の１周期当たりの厚みに対するアンドープ層１３Ｂの１層当たりの厚みの割合は、活性層１５の１周期当たりの厚みに対する井戸層１５Ｂの１層当たりの厚みの割合に対して、１倍以下であれば良い。
＜第２の変形例＞
第２の変形例では、ドープ層１３Ａにおけるｎ型不純物濃度は、障壁層１５Ａにおけるｎ型不純物濃度よりも高い。これにより、イオン化した不純物の割合は、ドープ層１３Ａの方が障壁層１５Ａよりも高くなる。よって、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度は、活性層１５の平均キャリア濃度よりも高くなる。
ドープ層１３Ａにおけるｎ型不純物濃度は、障壁層１５Ａにおけるｎ型不純物濃度に対して、１倍よりも高ければ良い。好ましくは、ドープ層１３Ａにおけるｎ型不純物濃度は、障壁層１５Ａにおけるｎ型不純物濃度に対して１．２倍以上１０００倍以下である、または２×１０19ｃｍ-3以下である。ドープ層１３Ａにおけるｎ型不純物濃度が障壁層１５Ａにおけるｎ型不純物濃度に対して１倍以下であれば、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度を活性層１５の平均キャリア濃度よりも高くすることが難しいことがある。一方、ドープ層１３Ａにおけるｎ型不純物濃度が障壁層１５Ａにおけるｎ型不純物濃度に対して１０００倍を超えると、またはドープ層１３Ａにおけるｎ型不純物濃度が２×１０19ｃｍ-3を超えると、ドープ層１３Ａの平坦性の低下を招き、よって、活性層１５の結晶性の低下を引き起こして活性層１５での発光効率の低下を招来することがある。なお、本変形例に、上記第１の実施形態、上記第１の変形例、および後述の第２の実施形態のうちの少なくとも１つを組み合わせる場合には、ドープ層１３Ａにおけるｎ型不純物濃度は障壁層１５Ａにおけるｎ型不純物濃度に対して１倍以上であれば良い。
＜第２の実施形態＞
本発明の第２の実施形態では、製造条件が長周期超格子層１３と活性層１５とで異なるので、平均キャリア濃度が長周期超格子層１３と活性層１５とで異なる。以下では、長周期超格子層１３および活性層１５の成長方法を主に示す。
まず、基板３の上面にバッファ層５、下地層７、ｎ型窒化物半導体層９、および短周期超格子層１１を順に結晶成長させる。成膜に用いる材料、成膜温度、および成膜時間などの結晶成長の条件は、成長させる層の材料および厚みなどに応じて適宜設定すれば良い。
次に、短周期超格子層１１の上面に長周期超格子層１３を結晶成長させる。
このとき、ドープ層１３Ａの成長速度は、１０ｎｍ／ｈｏｕｒ以上３００ｎｍ／ｈｏｕｒ以下であれば良い。ドープ層１３Ａの成長速度が１０ｎｍ／ｈｏｕｒ未満であれば、ドープ層１３Ａの成長時間が長時間化し、よって、ドープ層１３Ａを成長させるために使用する材料の量が増大するために、窒化物半導体発光素子１の生産性が低下することがある。一方、ドープ層１３Ａの成長速度が３００ｎｍ／ｈｏｕｒを超えれば、ドープ層１３Ａの結晶品質の低下による窒化物半導体発光素子１の発光効率の低下を招くおそれがある。アンドープ層１３Ｂの成長速度は、１０ｎｍ／ｈｏｕｒ以上３００ｎｍ／ｈｏｕｒ以下であれば良く、好ましくはドープ層１３Ａの成長速度と同じである。
また、長周期超格子層１３の成長温度は、活性層１５の成長温度と同じであっても良いし、活性層１５の成長温度よりも３０℃高い温度であっても良い。長周期超格子層１３の成長温度が活性層１５の成長温度よりも低いと、活性層１５の結晶品質の低下による窒化物半導体発光素子１の発光効率の低下を招くおそれがある。一方、長周期超格子層１３の成長温度が高すぎると、アンドープ層１３Ｂのバンドギャップが大きくなりすぎて、長周期超格子層１３の本来の機能である歪緩和機能を発揮できないおそれがある。
続いて、長周期超格子層１３の上面に活性層１５を結晶成長させる。
このとき、障壁層１５Ａの成長速度は、１０ｎｍ／ｈｏｕｒ以上３００ｎｍ／ｈｏｕｒ以下であれば良く、ドープ層１３Ａの成長速度と同じであっても良い。障壁層１５Ａの成長速度が１０ｎｍ／ｈｏｕｒ未満であれば、障壁層１５Ａの成長時間が長時間化し、よって、障壁層１５Ａを成長させるために使用する材料の量が増大するので、窒化物半導体発光素子１の生産性が低下するおそれがある。一方、障壁層１５Ａの成長速度が３００ｎｍ／ｈｏｕｒを超えれば、障壁層１５Ａの結晶品質の低下による窒化物半導体発光素子１の発光効率の低下を招くおそれがある。
一方、井戸層１５Ｂの成長速度は、ドープ層１３Ａ、アンドープ層１３Ｂおよび障壁層１５Ａの各成長速度よりも遅いことが好ましい。たとえば、井戸層１５Ｂの成長速度は、１０ｎｍ／ｈｏｕｒ以上１５０ｎｍ／ｈｏｕｒ以下であれば良く、２０ｎｍ／ｈｏｕｒ以上１００ｎｍ／ｈｏｕｒ以下であればさらに好ましい。これにより、井戸層１５Ｂは、ドープ層１３Ａ、アンドープ層１３Ｂおよび障壁層１５Ａよりも結晶性に優れることとなり、よって、発光効率に優れた窒化物半導体発光素子１を提供することができる。
また、活性層１５の成長温度は、６００℃以上１０００℃以下であれば良い。活性層１５の成長温度が６００℃未満であれば、活性層１５の結晶性が悪く、窒化物半導体発光素子１の発光効率の低下を招くおそれがある。一方、活性層１５の成長温度が１０００℃を超えれば、Ｉｎが十分に活性層１５に取り込まれず、よって、所望の発光波長を得られないおそれがある。
続いて、活性層１５の上面にｐ型窒化物半導体層１７を結晶成長させる。その後、ｎ型窒化物半導体層９の一部分が露出するように、ｐ型窒化物半導体層１７、活性層１５、長周期超格子層１３、短周期超格子層１１、およびｎ型窒化物半導体層９をエッチングする。このエッチングにより露出したｎ型窒化物半導体層９の上面上にｎ側電極２１を形成し、ｐ型窒化物半導体層１７の上面上に透明電極２３を介してｐ側電極２５を形成する。このようにして、窒化物半導体発光素子１が作製される。
以上説明したように、本実施形態では、ドープ層１３Ａ、アンドープ層１３Ｂおよび障壁層１５Ａの各成長速度は、井戸層１５Ｂの成長速度よりも速いことが好ましい。そのため、ドープ層１３Ａ、アンドープ層１３Ｂおよび障壁層１５Ａには、井戸層１５Ｂよりも多くの結晶欠陥が存在することとなる。これらの結晶欠陥はドナーの役割を果たすことになり、井戸層１５Ｂに効率よくキャリアを注入するために必要である。また、これらの結晶欠陥は、ドープ層１３Ａとアンドープ層１３Ｂとの両方を含む長周期超格子層１３の方が活性層１５よりも多数存在する。よって、長周期超格子層１３の平均キャリア濃度は活性層１５の平均キャリア濃度より高くなる。
従来、活性層および長周期超格子層のそれぞれの最適な成長速度は、結晶欠陥が少なくなる速度であると考えられていた。しかし、本発明者らの鋭意検討により、長周期超格子層に関しては、成長速度を速くして結晶欠陥が少し多い方が、キャリアが発生しやすくなることが分かった。また、同様の理由から、結晶欠陥が障壁層１５Ａに存在していても井戸層１５Ｂに存在していなければ、窒化物半導体発光素子１における非発光再結合の発生を抑制でき、むしろ窒化物半導体発光素子１の駆動電圧が低減されるため、望ましいことが分かった。
詳細には、長周期超格子層１３を設ける理由は、上記第１の実施形態における＜長周期超格子層＞で述べたように歪みの発生を回避するためであり、また、電流駆動時に活性層１５へキャリアを導入して大電流駆動時における電力効率の悪化を防止するためである。
歪みの発生を回避するためには、上記第１の実施形態における＜長周期超格子層＞で述べたように、活性層１５の井戸層１５Ｂと近い組成で長周期超格子層１３のアンドープ層１３Ｂを成長させることが好ましい。一方、活性層１５へキャリアを導入させるためには、長周期超格子層１３が多くのドナー準位を有していることが好ましい。本実施形態では、ドープ層１３Ａ、アンドープ層１３Ｂおよび障壁層１５Ａの各成長速度は、井戸層１５Ｂの成長速度よりも速い。よって、長周期超格子層１３のドナー性の結晶欠陥は、活性層１５のドナー性の結晶欠陥より多くなる。ドナー性の結晶欠陥が多くなると、非発光再結合の発生を誘発することとなり、発光効率の低下が懸念される。しかし、上述のように、本実施形態における長周期超格子層１３の平均キャリア密度（本実施形態では電子密度）は高い。そのため、正孔が長周期超格子層１３まで拡散することを防止できる。よって、長周期超格子層１３のドナー性の結晶欠陥は、非発光再結合の中心として作用することは殆どなく、活性層１５へドナーを供給するドナー供給源として作用する。
また、本実施形態のようにドープ層１３Ａ、アンドープ層１３Ｂおよび障壁層１５Ａの各成長速度を井戸層１５Ｂの成長速度よりも速くすると、ドープ層１３Ａ、アンドープ層１３Ｂおよび障壁層１５Ａの成長に要する時間（成長時間）の短縮化を図ることができ、また材料の低減化を図ることができる。よって、窒化物半導体発光素子の製造コスト削減を図ることもできる。この効果は、複数枚の大口径な基板（口径が６インチ以上）に対して同時に成膜処理を施す場合に、特に大きくなる。
なお、本実施形態では、ドープ層１３Ａ、アンドープ層１３Ｂ、障壁層１５Ａおよび井戸層１５ＢがＩｎを含む場合には、ＴＭＩ（trimethyl indium）ガスの供給量を調整して、ドープ層１３Ａ、アンドープ層１３Ｂ、障壁層１５Ａおよび井戸層１５Ｂを結晶成長させることが好ましい。これにより、ドープ層１３Ａおよびアンドープ層１３Ｂのそれぞれがフォトルミネッセンスにより発する光の波長を活性層１５が発する光の波長以下とすることができる。
また、本実施形態では、長周期超格子層１３などの結晶成長の方法は特に限定されない。原料ガスとキャリアガスとを用いて長周期超格子層１３などを結晶成長させる場合には、たとえばＭＯＣＶＤ（Metal Organic Chemical Vapor Deposition）法にしたがって結晶成長させる場合には、後述の第３の変形例に示す方法にしたがって窒化物半導体発光素子を製造することが好ましい。これにより、活性層１５の結晶性がさらに向上するので、発光効率がさらに向上する。
また、本実施形態に、上記第１の実施形態、上記第１の変形例、および上記第２の変形例のうちの少なくとも１つを組み合わせる場合には、ドープ層１３Ａ、アンドープ層１３Ｂおよび障壁層１５Ａの各成長速度は井戸層１５Ｂの成長速度と同じであっても良い。
＜第３の変形例＞
第３の変形例では、０．３体積％以上３０体積％以下の水素ガスを含むキャリアガスを用いて長周期超格子層１３のドープ層１３Ａを成長させる。以下では、上記第２の実施形態とは異なる点を主に示す。
上記第２の実施形態に示す方法にしたがって、基板３の上面にバッファ層５、下地層７、ｎ型窒化物半導体層９、および短周期超格子層１１を順に結晶成長させる。
次に、短周期超格子層１１の上面に長周期超格子層１３を結晶成長させる。このとき、長周期超格子層１３のドープ層１３Ａを成長させるときには、キャリアガスとして窒素ガスと０．３体積％以上３０体積％以下の水素ガスとを用いることが好ましい。一方、長周期超格子層１３のアンドープ層１３Ｂを成長させるときには、キャリアガスとして窒素ガスを用いれば良い。なお、原料ガスは、ドープ層１３Ａおよびアンドープ層１３Ｂの各組成に応じて適宜選択すれば良い。
また、０．３体積％以上３０体積％以下の水素ガスを含むキャリアガスを用いて長周期超格子層１３のドープ層１３Ａを成長させるので、窒素ガスのみをキャリアガスとして用いてドープ層１３Ａを成長させる場合に比べて、ドープ層１３Ａの結晶品質が向上し、より平坦なドープ層１３Ａが成長しやすい。よって、上記第２の実施形態での製造方法にしたがって窒化物半導体発光素子を作製する場合に比べて、長周期超格子層１３の上面の平坦性が向上する。したがって、活性層１５の結晶性が向上するので、発光効率がさらに向上する。
続いて、長周期超格子層１３の上面に活性層１５を結晶成長させる。このとき、活性層１５の障壁層１５Ａを成長させるときには、キャリアガスとして窒素ガスと水素ガスとを用いれば良い。また、活性層１５の井戸層１５Ｂを成長させるときには、キャリアガスとして窒素ガスを用いれば良い。なお、原料ガスは、障壁層１５Ａおよび井戸層１５Ｂの各組成に応じて適宜選択すれば良い。
続いて、上記第２の実施形態に示す方法にしたがって、活性層１５の上面にｐ型窒化物半導体層１７を結晶成長させ、ｐ型窒化物半導体層１７、活性層１５、長周期超格子層１３、短周期超格子層１１、およびｎ型窒化物半導体層９をエッチングし、エッチングにより露出したｎ型窒化物半導体層９の上面上にｎ側電極２１を形成し、ｐ型窒化物半導体層１７の上面上に透明電極２３を介してｐ側電極２５を形成する。
＜第４の変形例＞
第４の変形例では、長周期超格子層１３の成長温度を活性層１５の成長温度よりも高くして長周期超格子層１３を成長させる。以下では、上記第２の実施形態とは異なる点を主に示す。
上記第２の実施形態に示す方法にしたがって、基板３の上面にバッファ層５、下地層７、ｎ型窒化物半導体層９、および短周期超格子層１１を順に結晶成長させる。その後、短周期超格子層１１の上面に長周期超格子層１３を結晶成長させる。
このとき、長周期超格子層１３の成長温度を、後工程で作製する活性層１５の成長温度よりも高くする。具体的には、長周期超格子層１３の成長温度を活性層１５の成長温度よりも３℃以上３０℃以下高くすることが好ましい。これにより、アンドープ層１３ＢのＩｎ組成が低くなり、よって、アンドープ層１３Ｂの結晶品質が向上する。よって、上記第２の実施形態での製造方法にしたがって窒化物半導体発光素子を作製する場合に比べて、長周期超格子層１３の上面の平坦性が向上する。したがって、活性層１５の結晶性が向上するので、発光効率がさらに向上する。
次に、上記第２の実施形態に示す方法にしたがって、長周期超格子層１３の上面に活性層１５およびｐ型窒化物半導体層１７を結晶成長させ、ｐ型窒化物半導体層１７、活性層１５、長周期超格子層１３、短周期超格子層１１、およびｎ型窒化物半導体層９をエッチングし、エッチングにより露出したｎ型窒化物半導体層９の上面上にｎ側電極２１を形成し、ｐ型窒化物半導体層１７の上面上に透明電極２３を介してｐ側電極２５を形成する。
以下では、本発明の実施例を示す。なお、本発明は以下に示す実施例に限定されない。
＜窒化物半導体発光素子の作製＞
＜実施例１＞
まず、凹凸加工が上面に施されたサファイア基板を準備し、その上面上に、ＡｌＮからなるバッファ層と、ノンドープＧａＮからなる下地層と、ｎ型ＧａＮからなるｎ型コンタクト層と、ｎ型ＧａＮからなるｎ型クラッド層とを順に結晶成長させた。このとき、ｎ型クラッド層の厚みは１μｍであり、ｎ型クラッド層におけるｎ型不純物濃度は６×１０18ｃｍ-3であった。
次に、成膜装置の温度を８８０℃に設定して、短周期超格子層を結晶成長させた。具体的には、ＳｉドープＧａＮからなる第１半導体層とノンドープＩｎＧａＮからなる第２半導体層とを交互に２０周期、結晶成長させた。
原料ガスとしてＴＭＧ（trimethyl gallium）ガスとＮＨ3ガスとを用い、キャリアガスとして窒素ガスを用いて、第１半導体層を結晶成長させた。各第１半導体層の厚みは１．７５ｎｍであり、各第１半導体層におけるＳｉ濃度は３×１０18ｃｍ-3であった。
原料ガスとしてＴＭＩガスとＮＨ3ガスとを用い、キャリアガスとして窒素ガスを用いて、第２半導体層を結晶成長させた。各第２半導体層の厚みは１．７５ｎｍであった。また、第２半導体層がフォトルミネッセンスにより発する光の波長が３７５ｎｍとなるようにＴＭＩの流量を調整したため、各第２半導体層ではＩｎの組成が２％であった。キャリアが第１半導体層と第２半導体層とを拡散して平均化され、短周期超格子層の平均キャリア濃度は約１．５×１０18ｃｍ-3となった。
次に、成膜装置の温度を８５５℃まで下げて長周期超格子層を結晶成長させた。具体的には、ＳｉドープＧａＮからなるドープ層とノンドープＩｎＧａＮからなるアンドープ層とを交互に３周期、結晶成長させた。
原料ガスとしてＴＭＧガスとＮＨ3ガスとを用い、キャリアガスとして窒素ガスと水素ガスとを用いて、ドープ層を結晶成長させた。各ドープ層の成長速度を１００ｎｍ／ｈｏｕｒとした。各ドープ層の厚みは５ｎｍであり、各ドープ層におけるＳｉ濃度は３．４×１０17ｃｍ-3であった。
原料ガスとしてＴＭＩガスとＮＨ3ガスとを用い、キャリアガスとして窒素ガスを用いて、アンドープ層を結晶成長させた。各アンドープ層の成長速度を１００ｎｍ／ｈｏｕｒとした。各アンドープ層の厚みは３．５ｎｍであった。また、アンドープ層がフォトルミネッセンスにより発する光の波長が４４８ｎｍとなるようにＴＭＩの流量を調整したため、各アンドープ層ではＩｎの組成が２２％であった。キャリアがドープ層とアンドープ層とを拡散して平均化され、長周期超格子層の平均キャリア濃度は約２．６×１０17ｃｍ-3となった。
次に、成膜装置の温度を８５０℃まで下げて活性層を結晶成長させた。具体的には、ＳｉドープＧａＮからなる障壁層とノンドープＩｎＧａＮからなる井戸層とを交互に３周期、結晶成長させた。
原料ガスとしてＴＭＧガスとＮＨ3ガスとを用い、キャリアガスとして窒素ガスと水素ガスとを用いて、障壁層を結晶成長させた。各障壁層の成長速度を１００ｎｍ／ｈｏｕｒとした。各障壁層の厚みは５ｎｍであり、各障壁層におけるＳｉ濃度は３．４×１０17ｃｍ-3であった。
原料ガスとしてＴＭＩガスとＮＨ3ガスとを用い、キャリアガスとして窒素ガスを用いて、井戸層を結晶成長させた。各井戸層の成長速度を５２ｎｍ／ｈｏｕｒとした。各井戸層の厚みは３．５ｎｍであった。また、井戸層がフォトルミネッセンスにより発する光の波長が４５０ｎｍとなるようにＴＭＩの流量を調整したため、各井戸層ではＩｎの組成が２５％であった。キャリアが障壁層と井戸層とを拡散して平均化され、活性層の平均キャリア濃度は約２×１０1７ｃｍ-3となった。
次に、井戸層の上面上に、ノンドープＧａＮからなる最上障壁層を１０ｎｍ、結晶成長させた。
次に、成膜装置の温度を上げて、最上障壁層の上面上に、ｐ型ＡｌＧａＮ層、ｐ型ＧａＮ層およびｐ型ハイドープコンタクト層を結晶成長させた。
そして、ｎ型コンタクト層の一部分が露出するように、ｐ型ハイドープコンタクト層、ｐ型ＧａＮ層、ｐ型ＡｌＧａＮ層、活性層、長周期超格子層、短周期超格子層、ｎ型クラッド層、およびｎ型コンタクト層をエッチングした。このエッチングにより露出したｎ型コンタクト層の上面上にＡｕからなるｎ側電極を形成した。また、ｐ型ハイドープコンタクト層の上面上に、ＩＴＯからなる透明電極とＡｕからなるｐ側電極とを順に形成した。このようにして、実施例１に係る窒化物半導体発光素子を作製した。
得られた窒化物半導体発光素子の光出力は、３０ｍＡで４５ｍＷ、２．９Ｖであった。
＜実施例２＞
長周期超格子層の１周期当たりの厚みに対するＳｉドープＧａＮからなるドープ層の１層当たりの厚みの割合を高くすることを除いては上記実施例１と同様の方法にしたがって、実施例２に係る窒化物半導体発光素子を製造した。以下では、上記実施例１とは異なる点を主に示す。
具体的には、上記実施例１と同様の方法にしたがって、サファイア基板の上面上に、バッファ層、下地層、ｎ型コンタクト層、ｎ型クラッド層、および短周期超格子層を結晶成長させた。
次に、成膜装置の温度を８５５℃に設定して長周期超格子層を結晶成長させた。具体的には、ＳｉドープＧａＮからなるドープ層とノンドープＩｎＧａＮからなるアンドープ層とを交互に３周期、結晶成長させた。このとき、各ドープ層の厚みが６．５ｎｍとなるようにドープ層の成長時間を調整した。キャリアがドープ層とアンドープ層とを拡散して平均化され、長周期超格子層の平均キャリア濃度は約２．９×１０17ｃｍ-3となった。
続いて、上記実施例１と同様の方法にしたがって、長周期超格子層の上面上に、活性層、ｐ型ＡｌＧａＮ層、ｐ型ＧａＮ層およびｐ型ハイドープコンタクト層を順に結晶成長させ、ｎ側電極、透明電極、およびｐ側電極を作製した。このようにして、実施例２に係る窒化物半導体発光素子を得た。作製された窒化物半導体発光素子の光出力は、３０ｍＡで４５ｍＷ、２．８５Ｖであった。
本実施例では、上記実施例１よりも、長周期超格子層の１周期当たりの厚みに対するドープ層の１層当たりの厚みの割合は高い。そのため、本実施例では、ドープ層におけるＳｉ濃度を高くすることなく、長周期超格子層内におけるＳｉの総量が増加する。よって、長周期超格子層の平均キャリア濃度は上記実施例１よりも高くなる。また、ドープ層の平坦性の低下を招くことなく長周期超格子層の平均キャリア濃度を高めることができるので、活性層の結晶性の悪化を招くことなく活性層へのキャリア供給性を高めることができる。これらのことから、本実施例では、光出力は上記実施例１と同様であるが（４５ｍＷ）、駆動電圧を上記実施例１よりも下げることができ（２．９Ｖから２．８５Ｖへ低下）、よって、大電流駆動時における電力効率がさらに改善された。
＜実施例３＞
長周期超格子層の成長温度を低くする、長周期超格子層の１周期当たりの厚みに対するノンドープＧａＮからなるアンドープ層の１層当たりの厚みの割合を低くする、および活性層の障壁層におけるＳｉ濃度を低くすることを除いては上記実施例１と同様の方法にしたがって、実施例３に係る窒化物半導体発光素子を製造した。以下では、上記実施例１とは異なる点を主に示す。
具体的には、上記実施例１と同様の方法にしたがって、サファイア基板の上面上に、バッファ層、下地層、ｎ型コンタクト層、ｎ型クラッド層、および短周期超格子層を結晶成長させた。
次に、成膜装置の温度を８５０℃に設定して長周期超格子層を結晶成長させた。具体的には、ＳｉドープＧａＮからなるドープ層とノンドープＩｎＧａＮからなるアンドープ層とを交互に３周期、結晶成長させた。このとき、各アンドープ層の厚みが２．５ｎｍとなるように、アンドープ層の成長時間を調整した。キャリアがドープ層とアンドープ層とを拡散して平均化され、長周期超格子層の平均キャリア濃度は約３．０×１０17ｃｍ-3となった。
次に、成膜装置の温度を変更せずに活性層を結晶成長させた。具体的には、ＳｉドープＧａＮからなる障壁層とノンドープＩｎＧａＮからなる井戸層とを交互に３周期、結晶成長させた。このとき、各障壁層におけるＳｉ濃度が１．０×１０17ｃｍ-3となるように障壁層に対するＳｉドープ量を調整した。キャリアが障壁層と井戸層とを拡散して平均化され、活性層の平均キャリア濃度は約６×１０16ｃｍ-3となった。
続いて、上記実施例１と同様の方法にしたがって、活性層の上面上に、ｐ型ＡｌＧａＮ層、ｐ型ＧａＮ層およびｐ型ハイドープコンタクト層を順に結晶成長させ、ｎ側電極、透明電極、およびｐ側電極を作製した。このようにして、実施例３に係る窒化物半導体発光素子を得た。このようにして作製された窒化物半導体発光素子の光出力は、３０ｍＡで４５ｍＷ、２．８２Ｖとなった。
本実施例では、上記実施例１よりも、長周期超格子層の１周期当たりの厚みに対するノンドープＧａＮからなるアンドープ層の１層当たりの厚みの割合は低い。そのため、本実施例では、上記実施例１よりも、長周期超格子層におけるアンドープ層の体積割合が低いため、長周期超格子層の平均キャリア濃度が高くなる。また、長周期超格子層のＩｎＧａＮ層の１層当たりの厚みを小さくすると、窒化物半導体発光素子の立ち上がり電圧が低くなることが知られている。これらのことから、本実施例では、光出力は上記実施例１と同様であるが（４５ｍＷ）、駆動電圧を上記実施例２よりもさらに下げることができ（２．８５Ｖから２．８２Ｖへ低下）、よって、大電流駆動時における電力効率がさらに改善された。
＜実施例４＞
キャリアガスの材料を変更して長周期超格子層のドープ層を結晶成長させたことを除いては上記実施例１と同様の方法にしたがって、実施例４に係る窒化物半導体発光素子を製造した。以下では、上記実施例１とは異なる点について主に示す。
具体的には、上記実施例１と同様の方法にしたがって、サファイア基板の上面上に、バッファ層、下地層、ｎ型コンタクト層、ｎ型クラッド層、および短周期超格子層を結晶成長させた。
次に、成膜装置の温度を８５５℃に設定して長周期超格子層を結晶成長させた。具体的には、ＳｉドープＧａＮからなるドープ層とノンドープＩｎＧａＮからなるアンドープ層とを交互に３周期、結晶成長させた。このとき、キャリアガスとして窒素ガスと３体積％の水素ガスとを用いて各ドープ層を成長させた。キャリアがドープ層とアンドープ層とを拡散して平均化され、長周期超格子層の平均キャリア濃度は約３．０×１０17ｃｍ-3となった。
続いて、上記実施例１と同様の方法にしたがって、長周期超格子層の上面上に、活性層、ｐ型ＡｌＧａＮ層、ｐ型ＧａＮ層およびｐ型ハイドープコンタクト層を順に結晶成長させ、ｎ側電極、透明電極、およびｐ側電極を作製した。このようにして、実施例４に係る窒化物半導体発光素子を得た。作製された窒化物半導体発光素子の光出力は、３０ｍＡで４６ｍＷ、２．８５Ｖであった。
本実施例では、３体積％の水素ガスを含むキャリアガスを用いてＳｉドープＧａＮからなる長周期超格子層のドープ層を作製している。そのため、ＳｉがＧａＮ膜中に取り込まれやすくなる。よって、８５５℃という比較低温度でＳｉドープＧａＮからなる長周期超格子層のドープ層を成長させた場合であっても、長周期超格子層の平均キャリア濃度が高くなる。また、キャリアガスが水素ガスを含むので、低温成長であっても高品質の結晶が得られやすくなり、長周期超格子層の上面の平坦性が改善され、したがって、活性層の結晶性が改善される。これにより、光出力が改善された（４５ｍＷから４６ｍＷへ向上）。
＜実施例５＞
成長温度を高くして長周期超格子層を結晶成長させたこと、長周期超格子層の１周期当たりの厚みに対するＳｉドープＧａＮからなるドープ層の１層当たりの厚みの割合を高くしたこと、ＩｎＧａＮからなる長周期超格子層のアンドープ層におけるＩｎとＧａとの組成比を変更すること、およびＳｉドープＧａＮからなる活性層の障壁層の１層当たりの厚みを小さくすることを除いては上記実施例１と同様の方法にしたがって、実施例５に係る窒化物半導体発光素子を製造した。以下では、上記実施例１とは異なる点について主に示す。
具体的には、上記実施例１と同様の方法にしたがって、サファイア基板の上面上に、バッファ層、下地層、ｎ型コンタクト層、ｎ型クラッド層、および短周期超格子層を結晶成長させた。
次に、成膜装置の温度を８６０℃に設定して長周期超格子層を結晶成長させた。具体的には、ＳｉドープＧａＮからなるドープ層とノンドープＩｎＧａＮからなるアンドープ層とを交互に３周期、結晶成長させた。このとき、各ドープ層の厚みが６．５ｎｍとなるようにドープ層の成長時間を調整した。また、アンドープ層がフォトルミネッセンスにより発する光の波長が４４５ｎｍとなるようにＴＭＩの流量を調整したため、各アンドープ層ではＩｎの組成が約２２％であった。キャリアがドープ層とアンドープ層とを拡散して平均化され、長周期超格子層の平均キャリア濃度は約２．９×１０17ｃｍ-3となった。
次に、成膜装置の温度を８５０℃まで下げて活性層を結晶成長させた。具体的には、ＳｉドープＧａＮからなる障壁層とノンドープＩｎＧａＮからなる井戸層とを交互に３周期、結晶成長させた。このとき、各障壁層の厚みが４ｎｍとなるように障壁層の成長時間を調整した。キャリアが障壁層と井戸層とを拡散して平均化され、活性層の平均キャリア濃度は約４．７×１０16ｃｍ-3となった。
続いて、上記実施例１と同様の方法にしたがって、活性層の上面上に、ｐ型ＡｌＧａＮ層、ｐ型ＧａＮ層およびｐ型ハイドープコンタクト層を順に結晶成長させ、ｎ側電極、透明電極、およびｐ側電極を作製した。このようにして、実施例５に係る窒化物半導体発光素子を得た。作製された窒化物半導体発光素子の光出力は、３０ｍＡで４８ｍＷ、２．８Ｖであった。
本実施例では、長周期超格子層の成長温度が上記実施例１よりも高いので、長周期超格子層の結晶性が向上し、よって、長周期超格子層の上面の平坦性が上記実施例１よりも向上する。したがって、活性層の結晶品質が上記実施例１よりも向上する。また、活性層の障壁層の１層当たりの厚みが上記実施例１よりも小さいため、活性層の平均キャリア濃度が５×１０16ｃｍ-3以下となる。したがって、電子と正孔とが拡散し易くなる。これにより、光出力が改善され（４５ｍＷから４８ｍＷへ向上）、駆動電圧が低くなった（２．９Ｖから２．８Ｖへ低下）。
＜実施例６＞
活性層の障壁層がｎ型不純物を含んでいないことを除いては上記実施例１の方法にしたがって、実施例６における窒化物半導体発光素子を作製した。本実施例では、上記実施例１に記載の方法にしたがって短周期超格子層の作製工程まで行なったのち、以下に示す方法にしたがって長周期超格子層および活性層を作製した。
成膜装置の温度を８６０℃に設定して長周期超格子層を結晶成長させた。具体的には、ＳｉドープＧａＮからなるドープ層とノンドープＩｎＧａＮからなるアンドープ層とを交互に３周期、結晶成長させた。このとき、各ドープ層の厚みが６．５ｎｍであり各アンドープ層の厚みが３．９ｎｍとなるように、ドープ層およびアンドープ層のそれぞれの成長時間を調整した。また、アンドープ層がフォトルミネッセンスにより発する光の波長が４４５ｎｍとなるようにＴＭＩの流量を調整したため、各アンドープ層ではＩｎの組成が約２２％であった。キャリアがドープ層とアンドープ層とを拡散して平均化され、長周期超格子層の平均キャリア濃度は約２．７×１０17ｃｍ-3となった。
次に、成膜装置の温度を８５０℃まで下げて活性層を結晶成長させた。具体的には、ノンドープＧａＮからなる障壁層とノンドープＩｎＧａＮからなる井戸層とを交互に３周期、結晶成長させた。このとき、各障壁層の厚みが４ｎｍであり各井戸層の厚みが３．９ｎｍとなるように、障壁層および井戸層のそれぞれの成長時間を調整した。活性層の平均キャリア濃度は約２×１０16ｃｍ-3となった。その後、最上障壁層を１０ｎｍ結晶成長させた。
このように障壁層をノンドープ層とすれば、大電流が活性層に注入された時でも注入キャリアが活性層中で拡散しやすく、局所的な電流密度の増大が起こらないため、高い発光効率が得られた。これにより、光出力が改善され（４５ｍＷから５０ｍＷへ向上）た。
＜比較例１＞
特許文献１に記載の方法にしたがって、長周期超格子層および短周期超格子層を設けず、且つノンドープＩｎＧａＮ層３ｎｍからなる井戸層とＳｉが１×１０1７ｃｍ-3ドープされたＧａＮ層１８ｎｍからなる障壁層とで構成された活性層を含む窒化物半導体発光素子を作製した。作製された窒化物半導体発光素子の光出力は、３０ｍＡで３７ｍＷ、３．８Ｖであった。
＜評価＞
実施例１に係る窒化物半導体発光素子および比較例１に係る窒化物半導体発光素子に対して駆動電流を変えて外部量子効率を測定した。具体的には、各駆動電流を流した時の光出力を測定し、光出力から外部量子効率を計算した。すると、図２に示す結果が得られた。ここで、図２は、駆動電流ＩＦに対する外部量子効率ηexの変化を示すグラフである。
図２に示すように、駆動電流が１ｍＡ以下においては、実施例１と比較例１とでは外部量子効率はそれほど差がなかった。しかし、駆動電流が１ｍＡを超えると外部量子効率は実施例１の方が大きくなり、駆動電流が大きくなるにつれて外部量子効率の差は大きくなった。したがって、実施例１では、大電流駆動時における電力効率の悪化が防止されていると言える。
また、実施例１に係る窒化物半導体発光素子および比較例１に係る窒化物半導体発光素子に対してＣ−Ｖ特性を求め、そのＣ−Ｖ特性に基づいてキャリア濃度を算出した。すると、図３に示す結果が得られた。ここで、図３は、活性層の上面からの深さに対するキャリア濃度の変化を示すグラフである。
図３に示すように、実施例１では、活性層の平均キャリア濃度が２×１０17ｃｍ-3であり、長周期超格子層の平均キャリア濃度が２．６×１０17ｃｍ-3である。このことから、長周期超格子層の平均キャリア濃度は活性層の平均キャリア濃度よりも大きいと考えられる。
また、実施例１では、比較例１に比べて、活性層よりも平均キャリア濃度が高い長周期超格子層が設けられている。このことから、実施例１における活性層の平均キャリア濃度は比較例１における活性層の平均キャリア濃度よりも高いと言える。よって、実施例１では、比較例１に比べて、大電流駆動時における電力効率の悪化を防止できると考えられる。
なお、比較例１では、実施例１に比べて、活性層の障壁層が厚い。そのため、比較例１における活性層の１層当たりの厚みは、実施例１における活性層の１層当たりの厚みよりも大きくなる。よって、比較例１では、窒化物半導体発光素子の駆動電圧が高くなってしまい、その電力効率が低下すると言える。
また、実施例１では、図３に示すように、長周期超格子層よりも基板側（長周期超格子層よりも深い位置）に、平均キャリア濃度が長周期超格子層よりも高い層（短周期超格子層に相当）が設けられている。よって、逆バイアスの電流が実施例１に係る窒化物半導体発光素子に印加された場合、空乏層は短周期超格子層までしか伸びないと考えられる。このため、ｎ型窒化物半導体層に欠陥が存在したとしても、そこまで空乏層がのびないため、欠陥に大きな電界がかかることはない。また、空乏層が狭いことにより、トンネル電流などによるディスチャージが効果的に起こって、一部の欠陥に大電流が集中することはない。よって、逆バイアスの電流が実施例１に係る窒化物半導体発光素子に印加された場合であっても、実施例１に係る窒化物半導体発光素子において静電破壊が起こることを防止できると言える。
一方、比較例１では、図３に示すように、活性層よりも基板側には、活性層よりも平均キャリア濃度が高い層は設けられていない。そのため、逆バイアスの電流が比較例１に係る窒化物半導体発光素子に印加されたときに、空乏層がｎ型窒化物半導体層にまで伸びるおそれがあり、ｎ型窒化物半導体層中に存在する欠陥（転位など）に電流が集中して静電破壊が起こるおそれがあると言える。
今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
１ 窒化物半導体発光素子、３ 基板、５ バッファ層、７ 中間層、９ ｎ型窒化物半導体層、１１ 短周期超格子層、１１Ａ 第１半導体層、１１Ｂ 第２半導体層、１３ 長周期超格子層、１３Ａ ドープ層、１３Ｂ アンドープ層、１５ 活性層、１５Ａ 障壁層、１５Ｂ 井戸層、１７ ｐ型窒化物半導体層、２１ ｎ側電極、２３ 透明電極、２５ ｐ側電極。

Claims (20)

  1. 第１導電型窒化物半導体層と、
    前記第１導電型窒化物半導体層の上に設けられた超格子層と、
    前記超格子層の上に設けられた活性層と、
    前記活性層の上に設けられた第２導電型窒化物半導体層とを備え、
    前記超格子層の平均キャリア濃度は、前記活性層の平均キャリア濃度よりも高く、
    前記超格子層は、第１導電型不純物を含むドープ層を有し、
    前記活性層は、障壁層を有し、
    前記超格子層の１周期当たりの厚みに対する前記ドープ層の１層当たりの厚みの割合は、前記活性層の１周期当たりの厚みに対する前記障壁層の１層当たりの厚みの割合以上である窒化物半導体発光素子。
  2. 前記超格子層の平均キャリア濃度は、前記活性層の平均キャリア濃度に対して１．２倍以上である請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。
  3. 前記ドープ層における第１導電型不純物の濃度は、前記障壁層における第１導電型不純物の濃度以上である請求項１または２に記載の窒化物半導体発光素子。
  4. 前記超格子層は、第１導電型不純物を含まないアンドープ層をさらに有し、
    前記活性層は、前記第１導電型不純物を含まない井戸層をさらに有し、
    前記超格子層の１周期当たりの厚みに対する前記アンドープ層の１層当たりの厚みの割合は、前記活性層の１周期当たりの厚みに対する前記井戸層の１層当たりの厚みの割合以下である請求項１〜３のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。
  5. 前記アンドープ層は、前記活性層の下面に接している請求項４に記載の窒化物半導体発光素子。
  6. 前記超格子層は、２層以上の前記ドープ層を有する請求項１〜５のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。
  7. 前記ドープ層の１層当たりの厚みは、１．５ｎｍ以上である請求項１〜６のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。
  8. 前記ドープ層における第１導電型不純物の濃度は、１×１０17ｃｍ-3以上である請求項１〜７のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。
  9. 前記障壁層は前記第１導電型不純物を含んでいない、または前記障壁層における第１導電型不純物の濃度は８×１０17ｃｍ-3以下である請求項１〜８のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。
  10. 前記活性層は、２層以上の前記井戸層を有する請求項４〜９のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。
  11. 前記障壁層の１層当たりの厚みは、７ｎｍ以下である請求項１〜１０のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。
  12. 前記第１導電型窒化物半導体層と前記超格子層との間には、１周期当たりの厚みが前記超格子層の１周期当たりの厚みよりも薄い短周期超格子層が設けられており、
    前記短周期超格子層における第１導電型不純物の濃度は、１×１０18ｃｍ-3以上５×１０19ｃｍ-3以下である請求項１〜１１のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。
  13. 前記超格子層は、前記ドープ層と前記アンドープ層とが積層されて構成されており、
    前記ドープ層は、前記第１導電型不純物とＡｌaＧａbＩｎ(1-a-b)Ｎ（０≦ａ＜１、０＜ｂ≦１）とを含み、
    前記アンドープ層は、ＩｎcＧａ(1-c)Ｎ（０＜ｃ≦１）からなる請求項４〜１２のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。
  14. 前記活性層は、前記障壁層と前記井戸層とが積層されて構成されており、
    前記障壁層は、前記第１導電型不純物とＡｌxＧａyＩｎ(1-x-y)Ｎ（０≦ｘ＜１、０＜ｙ≦１）を含み、
    前記井戸層は、ＩｎzＧａ(1-z)Ｎ（０＜ｚ≦１）からなる請求項４〜１３のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。
  15. 前記超格子層および前記活性層は、それぞれ、Ｉｎを含み、
    前記超格子層がフォトルミネッセンスにより発する光の波長は、前記活性層が発する光の波長以下である請求項１〜１４のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。
  16. 請求項１〜１５のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子の製造方法であって、
    基板の上に、前記第１導電型の窒化物半導体層を成長させる工程と、
    前記第１導電型の窒化物半導体層の上に、前記超格子層を成長させる工程と、
    前記超格子層の上に、前記活性層を成長させる工程と、
    前記活性層の上に、前記第２導電型の窒化物半導体層を設ける工程とを備え、
    前記超格子層の成長速度は、前記活性層の一部である井戸層の成長速度以上である窒化物半導体発光素子の製造方法。
  17. 前記超格子層を構成する層のうち第１導電型不純物を含まない層の成長速度は、前記井戸層の成長速度以上である請求項１６に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
  18. 第１原料ガスと第１キャリアガスとを用いて、前記超格子層を構成する層のうち第１導電型不純物を含む層を成長させ、
    前記第１キャリアガスは、０．３体積％以上３０体積％以下の水素ガスを含む請求項１６または１７に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
  19. 前記超格子層の成長温度は、前記活性層の成長温度と同じ、または前記活性層の成長温度よりも高い請求項１６〜１８のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
  20. 前記井戸層の成長速度は、１０ｎｍ／ｈ以上１５０ｎｍ／ｈ以下である請求項１６〜１９のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
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