JPH11191638A

JPH11191638A - 窒化物半導体素子

Info

Publication number: JPH11191638A
Application number: JP12840998A
Authority: JP
Inventors: Takashi Mukai; 孝志向井; Shuji Nakamura; 修二中村
Original assignee: Nichia Chemical Industries Ltd
Current assignee: Nichia Chemical Industries Ltd
Priority date: 1997-10-01
Filing date: 1998-05-12
Publication date: 1999-07-13
Anticipated expiration: 2018-05-12
Also published as: JP3651260B2

Abstract

(57)【要約】【目的】窒化物半導体を用いた紫外領域で高出力、高
感度の素子を作製するこ主としてＬＥＤ、ＬＤ等の窒化
物半導体素子の出力を向上させると共に、Ｖｆ、閾値電
圧を低下させて素子の信頼性を向上させる。【構成】ｎ型窒化物半導体層と、ｐ型窒化物半導体層
との間に、ｎ型不純物濃度が５×１０¹⁷／cm³未満のＩ
ｎ_aＧａ_1-aＮ層（０＜ａ≦０．１）を有する活性層で
は、そのＩｎ_aＧａ_1-aＮ層の膜厚を１００オングストロ
ーム以上、１０００オングストローム以下に調整する。
一方、ｎ型不純物濃度が５×１０¹⁷／cm³以上のＩｎ_bＧ
ａ_1-bＮ層を有する活性層では、そのＩｎ_bＧａ_1-bＮ層
の膜厚を１００オングストローム以上に調整する。３６
５〜３９０ｎｍの紫外発光、受光素子では活性層を量子
構造としない方が出力が高い。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は発光ダイオード（ＬＥ
Ｄ）、レーザダイオード（ＬＤ）、太陽電池、光センサ
ー等の発光素子、受光素子に使用される窒化物半導体
（Ｉｎ_XＡｌ_YＧａ _1-X-YＮ、０≦X、０≦Y、X＋Y≦１）
素子に係り、特に、３６５ｎｍ〜３９０ｎｍの特定の紫
外領域に発光するか、若しくは受光感度を有する窒化物
半導体素子の構造に関する。

【０００２】

【従来の技術】窒化物半導体は１．９５ｅＶ（ＩｎＮ）
〜６．１６ｅＶ（ＡｌＮ）までのバンドギャップエネル
ギーを有する半導体材料として知られており、理論的に
は約６３３ｎｍ〜２０１ｎｍまでの発光、受光が可能で
ある。本出願人はこの材料を用い、１９９３年１１月
末、世界で初めて１ｃｄを超える青色ＬＥＤを発売し
た。このＬＥＤは、ＺｎとＳｉとがドープされた膜厚
０．２μｍ前後のＩｎＧａＮ層を発光層とするダブルへ
テロ構造を有していた。さらに本出願人はこのＬＥＤの
活性層のＩｎ組成比を増加させて信号灯用青緑色ＬＥ
Ｄ、ディスプレイ用緑色ＬＥＤを発売した。

【０００３】次に、本出願人は発光素子を高出力化さ
せ、発光色の色純度を向上させるために改良を進め、Ｉ
ｎＧａＮ活性層のバンド間発光を利用した高輝度純緑色
発光ＬＥＤ、高輝度青色ＬＥＤを開発し、販売してい
る。この新しいＬＥＤは活性層に膜厚５０オングストロ
ーム以下のＩｎＧａＮよりなる井戸層を有する単一量子
井戸構造、若しくは多重量子井戸構造を有している。Ｉ
ｎＧａＮ量子井戸構造を採用することにより、以前のＺ
ｎ、ＳｉをドープしたＩｎＧａＮ活性層よりも出力は２
倍以上に向上し、発光スペクトルの半値幅も４０ｎｍ以
下と非常に色純度を向上させることができた。これはＩ
ｎＧａＮの膜厚を薄くして量子構造化し、さらにＩｎＧ
ａＮが弾性臨界膜厚以下となったことにより、井戸層の
結晶性が良くなり、出力向上につながったものである。

【０００４】さらに本出願人はＬＥＤのみならず、パル
ス電流下、室温での４１０ｎｍのレーザ発振を世界で初
めて発表し（例えば、Jpn.J.Appl.Phys.35(1996)L74、J
pn.J.Appl.Phys.35(1996)L217等）、さらに室温での連
続発振にも成功した（例えば、日経エレクトロニクス 1
996年12月2日号技術速報、Appl.Phys.Lett.69(1996)30
34-、Appl.Phys.Lett.69(1996)4056- 等）。これらのレ
ーザ素子も、活性層には膜厚５０オングストローム以下
のＩｎＧａＮ井戸層を有する多重量子井戸構造を有して
いる。このように、およそ４００ｎｍ〜５５０ｎｍまで
の可視発光素子に関しては、量子井戸構造のＩｎＧａＮ
層を用いることにより、非常に高出力が得られるように
なった。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】一方、４００ｎｍ以下
の紫外発光素子では、活性層にＡｌＧａＮ、ＧａＮ、Ｉ
ｎＡｌＮ等、バンドギャップエネルギーが大きい窒化物
半導体を採用することにより実現できることは理解でき
る。紫外発光素子が実現できると、紫外光を使用して蛍
光体を可視光に変換させ、蛍光灯、白熱灯等の光源をＬ
ＥＤ、ＬＤに置き換えることが可能となる。また光セン
サー、太陽電池等に対しても効率のよい素子が実現でき
る。しかしながら、現在のところ、開発されているのは
可視領域のみであって、実用的な紫外の窒化物半導体素
子は報告されていない。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って、その目的とするとこ
ろは、窒化物半導体を用いた紫外領域で高出力、高感度
の素子を作製することにある。

【０００６】

【課題を解決するための手段】まず、我々は前記のよう
にＡｌＧａＮ、ＧａＮ、ＩｎＡｌＮ等、バンドギャップ
エネルギーが比較的大きい窒化物半導体を活性層とし
て、数々の構造の発光素子を作製したところ、従来の可
視発光素子のように量子井戸構造では高出力が得られ
ず、Ｉｎをわずかに含む特定の組成の窒化物半導体を、
特定の膜厚で形成することにより、高出力な発光素子が
得られることを新規に見い出し本発明を成すに至った。
即ち、本発明の窒化物半導体素子は、大きく分けて以下
の２種類の態様よりなることを特徴とする。

【０００７】第１の態様は、ｎ型窒化物半導体層と、ｐ
型窒化物半導体層との間に、ｎ型不純物濃度が５×１０
¹⁷／cm³未満のＩｎ_aＧａ_1-aＮ層を包含する活性層を有
する窒化物半導体素子であって、前記Ｉｎ_aＧａ_1-aＮ層
のa値が０より大きく０．１以下であり、かつそのＩｎ_a
Ｇａ_1-aＮ層の膜厚が１００オングストローム以上、１
０００オングストローム以下であることを特徴とする。
ａ値は好ましくは０．０５以下、さらに好ましくは０．
０２以下、最も好ましくは０．０１以下に調整すること
が出力を高める上で望ましい。

【０００８】第２の態様は、ｎ型窒化物半導体層と、ｐ
型窒化物半導体層との間に、ｎ型不純物濃度が５×１０
¹⁷／cm³以上のＩｎ_bＧａ_1-bＮ層を包含する活性層を有
する窒化物半導体素子であって、前記Ｉｎ_bＧａ_1-bＮ層
のb値が０より大きく０．１以下であり、かつそのＩｎ_b
Ｇａ_1-bＮ層の膜厚が１００オングストローム以上であ
ることを特徴とする。ｂ値は好ましくは０．０５以下、
さらに好ましくは０．０２以下、最も好ましくは０．０
１以下に調整することが出力を高める上で望ましい。

【０００９】本明細書においてＩｎ_aＧａ_1-aＮ、Ｉｎ_b
Ｇａ_1-bＮ等の一般式は単に窒化物半導体の組成式を示
すものであって、たとえ異なる層が同一の一般式で示さ
れていても、それらの層のa値、b値等が一致しているこ
とを示すものではない。また本発明では活性層を挟んだ
両側の複数の層において、一方をｎ型窒化物半導体層
側、もう一方をｐ型窒化物半導体層側といい、仮にｐ型
窒化物半導体層側にｉ（insulater）型窒化物半導体を
含んでいても、それはｐ型窒化物半導体側の層として請
求項に含まれるものとする。

【００１０】本発明の第１の態様、及び第２の態様にお
いて、前記ｎ型窒化物半導体層、またはｐ型窒化物半導
体層の少なくとも一方には、活性層に接して、Ａｌ_XＧ
ａ_1-XＮ（０＜X≦０．４）よりなる第１の窒化物半導体
層を有することを特徴とする。このＡｌ_XＧａ_1-XＮ層は
両方に形成されていることがさらに好ましい。なお、両
方にＡｌ_XＧａ_1-XＮ層が形成されている場合、それらＡ
ｌ_XＧａ_1-XＮ層のX値は一致していなくてもよい。つま
り、異なるＡｌ組成比のＡｌＧａＮで活性層が挟まれて
いてもよい。

【００１１】前記第１の窒化物半導体層が、ｎ型窒化物
半導体層及びｐ型窒化物半導体層の両方に形成されて場
合において、それら第１の窒化物半導体層の膜厚が互い
に異なることを特徴とする。この場合、ｎ層側の第１の
窒化物半導体層の膜厚を薄くすることが望ましい。

【００１２】さらに本発明において、活性層の少なくと
も一方に第１の窒化物半導体層が形成されている場合、
その第１の窒化物半導体層よりも活性層から離れた位置
にＩｎ_cＧａ_1-cＮ（０≦c＜０．１、a、b＞c）、若しく
はＡｌ_YＧａ_1-YＮ（０＜Y≦０．４）よりなる第２の窒
化物半導体層を有することを特徴とする。なおＩｎ_cＧ
ａ_1-cＮ、Ａｌ_YＧａ_1-YＮは第１の窒化物半導体層に接
して形成されていなくてもよいが、接して形成されてい
る方が望ましい。

【００１３】また本発明の第１の態様、及び第２の態様
において、前記ｎ型窒化物半導体層、またはｐ型窒化物
半導体層の少なくとも一方には、ＧａＮ層とＡｌ_ZＧａ
_1-ZＮ（０＜Z≦１）層とが積層された超格子構造よりな
る第３の窒化物半導体層を有することを特徴とする。こ
の第３の窒化物半導体層は第１の窒化物半導体層のよう
に活性層に接して形成されていてもよいし、第２の窒化
物半導体層のように第１の窒化物半導体層に接して、あ
るいは第１の窒化物半導体層よりも活性層から離れた位
置に形成されていてもよい。

【００１４】第３の窒化物半導体層を形成する場合、そ
の超格子層には導電型を決定する不純物がドープされて
おり、その不純物がＡｌ_ZＧａ_1-ZＮ層の方に多くドープ
されていることを特徴とする。なおＧａＮ層の方はアン
ドープが最も好ましい。

【００１５】第３の窒化物半導体層を形成する場合、そ
の超格子層には導電型を決定する不純物がドープされて
おり、その不純物がＧａＮ層の方に多くドープされてい
ることを特徴とする。なおＡｌ_ZＧａ_1-ZＮ層の方はアン
ドープが最も好ましい。

【００１６】また、本発明において、ＩｎＧａＮで示さ
れる層のＩｎの量よりも少ない量でＡｌを含むもの、及
び、ＡｌＧａＮで示される層のＡｌの量よりも少ない量
でＩｎを含むものも本発明の範囲に含まれる。

【００１７】

【発明の実施の形態】図１はｎ型不純物が５×１０¹⁷／
cm³未満のＩｎＧａＮ層の膜厚と、そのＩｎＧａＮ層を
井戸層とした活性層を有する発光素子の出力との関係を
示す図であり、Ａは本発明の紫外発光素子、Ｂは従来の
４５０ｎｍの青色発光素子を示している。なお最大出力
における従来の青色発光素子の出力と、本発明の紫外発
光素子の出力はほぼ同一である。素子の基本構造として
は、基板の上にｎ−ＧａＮコンタクト層、ｎ−ＡｌＧａ
Ｎクラッド層、アンドープＩｎＧａＮ活性層、ｐ−Ａｌ
ＧａＮクラッド層、ｐ−コンタクト層とが順に積層され
たダブルへテロ構造である。

【００１８】従来の可視発光素子ではＢに示すように、
ＩｎＧａＮ井戸層の膜厚を１００オングストロームより
も少なく、さらに好ましくは５０オングストローム以下
とすることにより高い発光出力が得られる。これはＩｎ
ＧａＮ層の膜厚を薄くしたことによる量子効果と、Ｉｎ
ＧａＮ層の膜厚を弾性臨界膜厚以下としたことによる結
晶性の向上と、ＩｎＧａＮ層のＩｎ組成不均一によるエ
キシトン発光、バイエキシトン発光との３つの効果によ
り、発光出力が向上することによる。このため、この膜
厚の薄いＩｎＧａＮ層を井戸層として、活性層を単一量
子井戸、多重量子井戸とすれば、従来の可視発光素子で
は高出力が得られることがわかる。一方、本発明の紫外
発光素子では、Ａに示すように従来の可視発光素子のよ
うな傾向は全く見られず、むしろ活性層を構成する井戸
層を量子構造としない方が高出力が得られる傾向にあ
る。しかもアンドープのＩｎＧａＮ層を活性層に有する
発光素子では、限られたＩｎＧａＮ層の膜厚範囲に発光
出力のピークがあることが判明した。従ってＩｎＧａＮ
層の膜厚は１００オングストローム以上、１０００オン
グストローム以下、さらに好ましくは２００オングスト
ローム以上、８００オングストローム以下、最も好まし
くは２５０〜７００オングストロームの範囲に調整す
る。なお、Ａについては不純物を意図的にドープしてい
ないアンドープＩｎＧａＮについて示すものであるが、
同様にＳｉ、Ｇｅ、Ｓｅ、Ｓ等のｎ型不純物をドープし
たＩｎＧａＮ層についても調べた結果、ｎ型不純物濃度
が５×１０ ¹⁷／cm³未満では同様の傾向があることが確
認された。さらに図１（Ａ）に示すような活性層の膜厚
による発光素子の出力の傾向は、Ｉｎ_aＧａ_1-aＮ（０＜
a＜０．１）を活性層に有する３６５ｎｍ〜３９０ｎｍ
の特定の紫外領域に発光する窒化物半導体発光素子につ
いて観察され、他の３９０ｎｍを超えて、５５０ｎｍ付
近の発光を示すものに関しては図１（Ｂ）に示すような
傾向が見られた。

【００１９】次に、図２はｎ型不純物が５×１０¹⁷／cm
³以上のＩｎＧａＮ層の膜厚と、そのＩｎＧａＮ層を活
性層とする発光素子の出力との関係を示す図である。な
お、１００％の相対出力はアンドープの発光素子であ
り、出力はアンドープのものと比較して示している。素
子の基本構造は、先に述べた素子のＩｎＧａＮ層にＳｉ
をドープしているだけで後は同一である。

【００２０】ＩｎＧａＮ活性層に５×１０¹⁷／cm³以上
のｎ型不純物をドープした場合、活性層を構成するＩｎ
ＧａＮ層の膜厚は１００オングストローム以上、さらに
好ましくは２００オングストローム以上に調整する。出
力は膜厚を厚くしても、アンドープの時のように、低下
することが無く、ほとんど一定である。但し、相対的な
出力はアンドープのものと比較して１０％程低下する。
なお、この図はｎ型不純物としてＳｉについて示すもの
であるが、他のｎ型不純物Ｓ、Ｇｅ、Ｓｅ等についても
その濃度が５×１０¹⁷／cm³以上であれば、同様の傾向
があることを確認した。

【００２１】ここで活性層を構成する窒化物半導体（Ｉ
ｎ_aＡｌ_bＧａ_1-a-bＮ（０≦a、０≦b、a＋b≦１）につ
いて説明する。４００ｎｍ以下の発光を得るために、活
性層はバンドギャップエネルギーが大きい窒化物半導
体、即ちＡｌを含む窒化物半導体で構成することが望ま
しい。そのためにはＡｌＧａＮ、ＩｎＡｌＮ等で構成す
ることが理想的であるが、本発明ではあえてＡｌを含ま
ないＩｎ_aＧａ_1-aＮ（０＜a≦０．１）、Ｉｎ_bＧａ_1-b
Ｎ（０＜ｂ≦０．１）を選択している。例えば活性層を
ＧａＮとすると、およそ３６５ｎｍの発光が得られる
が、出力は非常に低い。これにＡｌを含有させると、さ
らに出力が低下する傾向にある。これはＡｌＧａＮ、Ｉ
ｎＡｌＮの結晶性によるものと推察される。またＡｌＧ
ａＮ、ＩｎＡｌＮ等を活性層にすると、バンドギャップ
エネルギーの関係からＡｌ混晶比の高いクラッド層を形
成する必要がある。Ａｌ混晶比の高いクラッド層は結晶
性の良い物が得られにくい傾向にあるため、総合的にＡ
ｌを含む窒化物半導体を活性層とすると素子の寿命が短
くなる傾向にある。ところが、本発明のようにＧａＮ活
性層に微量のＩｎを含有させるだけで素子の出力は飛躍
的に向上し、例えばＩｎをわずかに含むＧａＮを活性層
とすると、ＧａＮよりも１０倍以上出力が向上する。従
ってＩｎ_aＧａ_1-aＮ、Ｉｎ_bＧａ_1-bＮのａ値、ｂ値とも
０．１以下、好ましくは０．０５以下、さらに好ましく
は０．０２以下、最も好ましくは０．０１以下に調整す
る。但し、本発明においてＡｌを含まないＩｎＧａＮと
は、Ａｌを全く含まない状態を指すのではなく、不純物
レベル（例えばＩｎよりもＡｌ含有量が少ない状態）で
Ａｌを含むものは本発明の範囲に含まれるものとする。

【００２２】さらに、本発明の発光素子の好ましい態様
では、Ｉｎ_aＧａ_1-aＮ、Ｉｎ_bＧａ₁ _-bＮを含有する活性
層に接して、Ａｌ_XＧａ_1-XＮ（０＜X≦０．４）よりな
る第１の窒化物半導体層を有する。このＡｌＧａＮ層は
活性層の２つの主面の内、いずれか一方に接していれば
良く、必ずしも両方に接している必要はない。つまりシ
ングルへテロ構造でもよい。但しＡｌ_XＧａ_1-XＮのX値
は０＜X≦０．４の範囲、さらに好ましくは０＜X≦０．
２、最も好ましくは０＜X≦０．１に調整する。０．４
よりも大きいとＡｌＧａＮ層中にクラックが入りやすく
なる傾向にあり、クラックが入ると、その上に他の半導
体を積層して素子構造を形成することが難しくなる傾向
にある。第１の窒化物半導体層の膜厚は０．５μｍ以
下、さらに好ましくは０．３μｍ以下、最も好ましくは
０．１μｍ以下の膜厚で形成する。０．５μｍを超える
とＡｌ混晶比が少なくても、膜中にクラックが入りやす
くなる傾向にあるからである。

【００２３】Ａｌ混晶比が特定の範囲にある第１の窒化
物半導体層を活性層の両主面側に接して形成した場合、
それらの第１の窒化物半導体層の膜厚が互いに異なるよ
うにすることが望ましい。我々の実験ではｎ層側のＡｌ
ＧａＮ層を薄くした方が出力が向上しやすい傾向にあっ
た。なお前にも述べたようにｎ層側、ｐ層側のＡｌ_XＧ
ａ_1-XＮよりなる第１の窒化物半導体層は異なるＡｌ混
晶比を有していても良い。

【００２４】さらにまた、本発明の素子ではＡｌ_XＧａ
_1-XＮ（０＜X≦０．４）よりなる第１の窒化物半導体層
よりも活性層から離れた位置にＩｎ_cＧａ_1-cＮ（０≦c
＜０．１、a＞c、b＞c）若しくはＡｌ_YＧａ_1-YＮ（０＜
Y≦０．４）よりなる第２の窒化物半導体層を有してい
る。第２の窒化物半導体層は好ましくはＧａＮとする。
ＬＥＤの場合には、第２の窒化物半導体層は電極を形成
するためのコンタクト層として作用させることが望まし
い。なお第２の窒化物半導体層も第１の窒化物半導体層
と同様に、ｎ層内、ｐ層内のいずれか一方に形成されて
いれば良く、必ずしも両方に形成されている必要はな
い。この第２の窒化物半導体層の膜厚は特に限定するも
のではないが、ｎ層側に形成する場合には１０μｍ以
下、さらに好ましくは８μｍ以下に調整する。一方、ｐ
層側に形成する場合にはｎ層側よりも薄く形成すること
が望ましく、２μｍ以下、さらに好ましくは１μｍ以下
の膜厚で形成する。なお、この第２の窒化物半導体層は
同一導電側の層に複数あっても良い。

【００２５】また、本発明の別の態様では、ｎ層側、ま
たはｐ層側の少なくとも一方に、バンドギャップエネル
ギーの小さなＧａＮ層とバンドギャップエネルギーの大
きなＡｌ_ZＧａ_1-ZＮ（０＜Z≦１）層とが積層された超
格子構造よりなる第３の窒化物半導体層を有している。
第３の窒化物半導体層は活性層に接して形成しても良い
し、また活性層から離れた位置に形成しても良い。好ま
しくは活性層から離れた位置に形成して、キャリア閉じ
込めとしてのクラッド層、若しくは電極を形成するため
のコンタクト層として形成することが望ましい。この第
３の窒化物半導体層は同じく同一導電側の層に複数あっ
ても良い。さらにこの第３の窒化物半導体層を活性層に
接した層、つまり第１の窒化物半導体層にすることもで
きる。

【００２６】超格子構造とする場合、ＧａＮ層、及びＡ
ｌ_ZＧａ_1-ZＮ層の膜厚は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、最も好ま
しくは５０オングストローム以下に調整する。１００オ
ングストロームより厚いと、超格子層を構成する各層が
弾性歪み限界以上の膜厚となり、膜中に微少なクラッ
ク、あるいは結晶欠陥が入りやすい傾向にあり、また膜
厚の下限は特に限定せず、１原子以上であればよい。Ａ
ｌ_ZＧａ_1-ZＮを超格子の構成層とすると、膜厚の厚いも
のに比較して、Ａｌ混晶比の高いものでもクラックが入
りにくい。これはＡｌＧａＮ層を弾性臨界膜厚以下の膜
厚で成長させていることによる。さらに、ＡｌＧａＮと
ＧａＮとは同一温度で成長できるため、超格子としやす
い。一方が、ＩｎＧａＮであると成長雰囲気も変えなけ
ればならず、ＡｌＧａＮとＩｎＧａＮとで超格子を構成
することは、ＡｌＧａＮとＧａＮとで超格子層を作る場
合に比較して難しい。

【００２７】超格子層からなる第３の窒化物半導体が光
閉じ込め層、及びキャリア閉じ込め層としてクラッド層
を形成する場合、活性層の井戸層よりもバンドギャップ
エネルギーの大きい窒化物半導体を成長させる必要があ
る。バンドギャップエネルギーの大きな窒化物半導体層
とは、即ちＡｌ混晶比の高い窒化物半導体である。従来
ではＡｌ混晶比の高い窒化物半導体を厚膜で成長させる
と、クラックが入りやすくなるため、結晶成長が非常に
難しかった。しかしながら本発明のように超格子層にす
ると、超格子層を構成する単一層をＡｌ混晶比の多少高
い層としても、弾性臨界膜厚以下の膜厚で成長させてい
るのでクラックが入りにくい。そのため、Ａｌ混晶比の
高い層を結晶性良く成長できることにより、光閉じ込
め、キャリア閉じ込め効果が高くなり、レーザ素子では
閾値電圧、ＬＥＤ素子ではＶｆ（順方向電圧）を低下さ
せることができる。

【００２８】更に、超格子層にはその超格子層の導電型
を決定する不純物がドープされており、Ａｌ_ZＧａ_1-ZＮ
層とＧａＮ層とのｎ型不純物濃度が異なる。これはいわ
ゆる変調ドープと呼ばれるもので、一方の層のｎ型不純
物濃度を小さく、好ましくは不純物をドープしない状態
（アンドープ）として、もう一方を高濃度にドープする
と、閾値電圧、Ｖｆ等を低下させることができる。これ
は不純物濃度の低い層を超格子層中に存在させることに
より、その層の移動度が大きくなり、また不純物濃度が
高濃度の層も同時に存在することにより、キャリア濃度
が高いままで超格子層が形成できることによる。不純物
濃度が低い移動度の高い層と、不純物濃度が高いキャリ
ア濃度が大きい層とが同時に存在することにより、キャ
リア濃度が大きく、移動度も大きい層が形成されるた
め、閾値電圧、Ｖｆが低下すると推察される。

【００２９】バンドギャップエネルギーの大きな窒化物
半導体層に高濃度に不純物をドープした場合、この変調
ドープにより高不純物濃度層と、低不純物濃度層との間
に二次元電子ガスができ、この二次元電子ガスの影響に
より抵抗率が低下すると推察される。例えば、ｎ型不純
物がドープされたバンドギャップの大きい窒化物半導体
層と、バンドギャップが小さいアンドープの窒化物半導
体層とを積層した超格子層では、ｎ型不純物を添加した
層と、アンドープの層とのヘテロ接合界面で、障壁層側
が空乏化し、バンドギャップの小さい層側の厚さ前後の
界面に電子（二次元電子ガス）が蓄積する。この二次元
電子ガスがバンドギャップの小さい側にできるので、電
子が走行するときに不純物による散乱を受けないため、
超格子の電子の移動度が高くなり、抵抗率が低下する。
なおｐ側の変調ドープも同様に二次元正孔ガスの影響に
よると推察される。またｐ層の場合、ＡｌＧａＮはＧａ
Ｎに比較して抵抗率が高い。そこでＡｌＧａＮの方にｐ
型不純物を多くドープすることにより抵抗率が低下する
ために、超格子層の実質的な抵抗率が低下するので素子
を作製した場合に、閾値が低下する傾向にあると推察さ
れる。また、抵抗率が下がることにより、電極とのオー
ミックが得やすくなり、かつ膜中のシリーズ抵抗も小さ
くなるので、閾値電圧、Ｖｆの低い窒化物半導体素子が
得られる。

【００３０】一方、バンドギャップエネルギーの小さな
窒化物半導体層に高濃度に不純物をドープした場合、以
下のような作用があると推察される。例えばＡｌＧａＮ
層とＧａＮ層にＭｇを同量でドープした場合、ＡｌＧａ
Ｎ層ではＭｇのアクセプター準位の深さが大きく、活性
化率が小さい。一方、ＧａＮ層のアクセプター準位の深
さはＡｌＧａＮ層に比べて浅く、Ｍｇの活性化率は高
い。例えばＭｇを１×１０²⁰／cm³ドープしてもＧａＮ
では１×１０¹⁸／cm³程度のキャリア濃度であるのに対
し、ＡｌＧａＮでは１×１０¹⁷／cm³程度のキャリア濃
度しか得られない。そこで、本発明ではＡｌＧａＮ／Ｇ
ａＮとで超格子とし、高キャリア濃度が得られるＧａＮ
層の方に多く不純物をドープすることにより、高キャリ
ア濃度の超格子が得られるものである。しかも超格子と
しているため、トンネル効果でキャリアは不純物濃度の
少ないＡｌＧａＮ層を移動するため、実質的にキャリア
はＡｌＧａＮ層の作用は受けず、ＡｌＧａＮ層はバンド
ギャップエネルギーの高いクラッド層として作用する。
従って、バンドギャップエネルギーの小さな方の窒化物
半導体層に不純物を多くドープしても、レーザ素子、Ｌ
ＥＤ素子の閾値を低下させる上で非常に効果的である。
なおこの説明はｐ型層側に超格子を形成する例について
説明したが、ｎ層側に超格子を形成する場合において
も、同様の効果がある。

【００３１】バンドギャップエネルギーが大きな窒化物
半導体層にｎ型不純物を多くドープする場合、バンドギ
ャップエネルギーが大きな窒化物半導体層への好ましい
ドープ量としては、１×１０¹⁷／cm³〜１×１０²⁰／c
m³、さらに好ましくは１×１０ ¹⁸／cm³〜５×１０¹⁹／c
m³の範囲に調整する。１×１０¹⁷／cm³よりも少ない
と、バンドギャップエネルギーが小さな窒化物半導体層
との差が少なくなって、キャリア濃度の大きい層が得ら
れにくい傾向にあり、また１×１０²⁰／cm³よりも多い
と、素子自体のリーク電流が多くなりやすい傾向にあ
る。一方、バンドギャップエネルギーが小さな窒化物半
導体層のｎ型不純物濃度はバンドギャップエネルギーが
大きな窒化物半導体層よりも少なければ良く、好ましく
は１／１０以上少ない方が望ましい。最も好ましくはア
ンドープとすると最も移動度の高い層が得られるが、膜
厚が薄いため、バンドギャップエネルギーが大きな窒化
物半導体側から拡散してくるｎ型不純物があり、その量
は１×１０¹⁹／cm³以下が望ましい。ｎ型不純物として
はＳｉ、Ｇｅ、Ｓｅ、Ｓ、Ｏ等の周期律表第IVＢ族、VI
Ｂ族元素を選択し、好ましくはＳｉ、Ｇｅ、Ｓをｎ型不
純物とする。この作用は、バンドギャップエネルギーが
大きな窒化物半導体層にｎ型不純物を少なくドープし
て、バンドギャップエネルギーが小さな窒化物半導体層
にｎ型不純物を多くドープする場合も同様である。以
上、超格子層に不純物を好ましく変調ドープする場合に
ついて述べたが、バンドギャップエネルギーが大きい窒
化物半導体層とバンドギャップエネルギーが小さい窒化
物半導体層との不純物濃度を等しくすることもできる。

【００３２】超格子層の第３の窒化物半導体層がｐ側層
に形成されていると、超格子構造が発光素子に与える作
用は、超格子にｎ側層の作用と同じであるが、さらにｎ
層側に形成した場合に加えて次のような作用がある。即
ち、ｐ型窒化物半導体はｎ型窒化物半導体に比べて、通
常抵抗率が２桁以上高い。そのため超格子層をｐ層側に
形成することにより、Ｖｆの低下が顕著に現れる。詳し
く説明すると窒化物半導体はｐ型結晶が非常に得られに
くい半導体であることが知られている。ｐ型結晶を得る
ためｐ型不純物をドープした窒化物半導体層をアニーリ
ングして、水素を除去する技術が知られている（特許第
２５４０７９１号）。しかしｐ型が得られたといっても
その抵抗率は数Ω・cm以上もある。そこで、このｐ型層
を超格子層とすることにより結晶性が良くなり、抵抗率
が１桁以上低下するためＶｆの低下が現れやすい。

【００３３】超格子の第３の窒化物半導体層がｐ側層に
形成されている場合、バンドギャップエネルギーが大き
な窒化物半導体層とバンドギャップエネルギーが小さな
窒化物半導体層とのｐ型不純物濃度が異なり、一方の層
の不純物濃度を大きく、もう一方の層の不純物濃度を小
さくする。超格子のｎ側層と同様に、バンドギャップエ
ネルギーの大きな窒化物半導体層の方のｐ型不純物濃度
を大きくして、バンドギャップエネルギーの小さな窒化
物半導体層の方のｐ型不純物濃度を小さく、好ましくは
アンドープとすると、閾値電圧、Ｖｆ等を低下させるこ
とができる。またその逆でも良い。つまりバンドギャッ
プエネルギーの大きな窒化物半導体層のｐ型不純物濃度
を小さくして、バンドギャップエネルギーの小さな窒化
物半導体層のｐ型不純物濃度を大きくしても良い。理由
は先に述べたとおりである。

【００３４】第３の窒化物半導体層を超格子層とする場
合、第３の窒化物半導体へのｐ型不純物の好ましいドー
プ量としては１×１０¹⁸／cm³〜１×１０²¹／cm³、さら
に好ましくは５×１０¹⁸／cm³〜５×１０²⁰／cm³の範囲
に調整する。１×１０¹⁸／cm ³よりも少ないと、同様に
第４の窒化物半導体層との差が少なくなって、同様にキ
ャリア濃度の大きい層が得られにくい傾向にあり、また
１×１０²¹／cm³よりも多いと、結晶性が悪くなる傾向
にある。一方、バンドギャップエネルギーが小さな窒化
物半導体層のｐ型不純物濃度はバンドギャップエネルギ
ーが大きな窒化物半導体層よりも少なければ良く、好ま
しくは１／１０以上少ない方が望ましい。最も好ましく
はアンドープとすると最も移動度の高い層が得られる
が、膜厚が薄いため、バンドギャップエネルギーが大き
な窒化物半導体側から拡散してくるｐ型不純物があり、
その量は１×１０²⁰／cm³以下が望ましい。ｐ型不純物
としてはＭｇ、Ｚｎ、Ｃａ、Ｂｅ等の周期律表第IIＡ
族、IIＢ族元素を選択し、好ましくはＭｇ、Ｃａ等をｐ
型不純物とする。この作用は、バンドギャップエネルギ
ーが大きい窒化物半導体層にｐ型不純物を少なくドープ
して、バンドギャップエネルギーが小さい窒化物半導体
層にｐ型不純物を多くドープする場合も同様である。

【００３５】さらにまた超格子を構成する窒化物半導体
層において、不純物が高濃度にドープされる層は、厚さ
方向に対し、半導体層中心部近傍の不純物濃度が大き
く、両端部近傍の不純物濃度が小さい（好ましくはアン
ドープ）とすることが望ましい。具体的に説明すると、
例えばｎ型不純物としてＳｉをドープしたＡｌＧａＮ
と、アンドープのＧａＮ層とで超格子層を形成した場
合、ＡｌＧａＮはＳｉをドープしているのでドナーとし
て電子を伝導帯に出すが、電子はポテンシャルの低いＧ
ａＮの伝導帯に落ちる。ＧａＮ結晶中にはドナー不純物
をドープしていないので、不純物によるキャリアの散乱
を受けない。そのため電子は容易にＧａＮ結晶中を動く
ことができ、実質的な電子の移動度が高くなる。これは
前述した二次元電子ガスの効果と類似しており、電子横
方向の実質的な移動度が高くなり、抵抗率が小さくな
る。さらに、バンドギャップエネルギーの大きいＡｌＧ
ａＮの中心領域にｎ型不純物を高濃度にドープすると効
果はさらに大きくなる。即ちＧａＮ中を移動する電子に
よっては、ＡｌＧａＮ中に含まれるｎ型不純物イオン
（この場合Ｓｉ）の散乱を多少とも受ける。しかしＡｌ
ＧａＮ層の厚さ方向に対して両端部をアンドープとする
とＳｉの散乱を受けにくくなるので、さらにアンドープ
ＧａＮ層の移動度が向上するのである。作用は若干異な
るが、ｐ層側のバンドギャップエネルギーが大きな窒化
物半導体層とバンドギャップエネルギーが小さな窒化物
半導体層とで超格子を構成した場合も類似した効果があ
り、バンドギャップエネルギーの大きい窒化物半導体層
の中心領域に、ｐ型不純物を多くドープし、両端部を少
なくするか、あるいはアンドープとすることが望まし
い。一方、バンドギャップエネルギーの小さな窒化物半
導体層にｎ型不純物を多くドープした層を、前記不純物
濃度の構成とすることもできる。超格子層は、少なくと
もｐ側層にあることが好ましく、ｐ側層に超格子層があ
るとより閾値が低下し好ましい。

【００３６】

【実施例】［実施例１］図３は本発明の一実施例に係る
ＬＥＤ素子の構造を示す模式的な断面図であり、以下こ
の図を元に、本発明の素子の製造方法について述べる。

【００３７】サファイア（Ｃ面）よりなる基板１を、反
応容器内において水素雰囲気中、１０５０℃で表面のク
リーニングを行う。基板にはサファイアＣ面の他、Ｒ
面、Ａ面を主面とするサファイア、その他、スピネル
（ＭｇＡ１₂Ｏ₄）のような絶縁性の基板の他、ＳｉＣ
（６Ｈ、４Ｈ、３Ｃを含む）、Ｓｉ、ＺｎＯ、ＧａＡ
ｓ、ＧａＮ（ＧａＮ基板については後に述べる。）等の
半導体基板を用いることができる。

【００３８】（低温成長バッファ層２）続いて、水素雰
囲気中、５１０℃で、アンモニアとＴＭＧ（トリメチル
ガリウム）を用い、基板１上にＧａＮよりなる低温成長
バッファ層２を約２００オングストロームの膜厚で成長
させる。

【００３９】（第２のバッファ層３）バッファ層２成長
後、１０５０℃で、ＴＭＧ、アンモニアを用い、アンド
ープＧａＮ層よりなる第２のバッファ層３を１μｍの膜
厚で成長させる。低温成長バッファ層２の上に接して成
長させる第２のバッファ層３はアンドープの窒化物半導
体、特に好ましくはアンドープのＧａＮとすることが望
ましい。アンドープＧａＮとするとその上に成長させる
ｎ型不純物をドープした窒化物半導体層を結晶性良く成
長させることができる。この第２のバッファ層３の膜厚
は１００オングストローム以上、１０μｍ以下、さらに
好ましくは０．１μｍ以上、５μｍ以下の膜厚で成長さ
せることが望ましい。またこの第２のバッファ層にＳ
ｉ、Ｇｅ等のｎ型不純物をドープしても良い。

【００４０】（ｎ側コンタクト層４＝ｎ側の第２の窒化
物半導体層）次に１０５０℃でＴＭＧ、アンモニア、シ
ラン（ＳｉＨ₄）を用い、Ｓｉを１×１０¹⁸／cm³以上ド
ープしたｎ型ＧａＮよりなるｎ側コンタクト層４を２μ
ｍの膜厚で成長させる。このｎ側コンタクト層は、ｎ電
極を形成するための層であり、ｎ型不純物をドープした
ＧａＮとすると高キャリア濃度、低抵抗率の層が得られ
やすくｎ電極と好ましいオーミックが得られやすい。ま
た後に述べるようにこの層を不純物を変調ドープした超
格子層としても良い。

【００４１】（ｎ側クラッド層５＝ｎ側の第１の窒化物
半導体層）次に１０５０℃でＴＭＧ、ＴＭＡ（トリメチ
ルアルミニウム）アンモニア、シランを用い、Ｓｉを１
×１０¹⁸／cm³ドープしたｎ型Ａｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎより
なるｎ側クラッド層５を３００オングストロームの膜厚
で形成する。

【００４２】（活性層６）次に窒素雰囲気中、７００℃
でＴＭＩ、ＴＭＧ、アンモニアを用い、アンドープＩｎ
_0.01Ｇａ_0.99Ｎよりなる活性層を４００オングストロー
ムの膜厚で成長させる。なおこの活性層Ｉｎ_aＧａ_1-aＮ
のバンドギャップエネルギー（Ｅｇ）は式Ｅｇ＝１．９６・a＋３．４(1-a)−a・(1-a) により算出できる。発光波長λは１２４０／Ｅｇに相当
する。

【００４３】（ｐ側クラッド層７＝ｐ側の第１の窒化物
半導体層）次に水素雰囲気中、１０５０℃でＴＭＧ、Ｔ
ＭＡ、アンモニア、Ｃｐ2Ｍｇ（シクロペンタジエニル
マグネシウム）を用い、Ｍｇを１×１０²⁰／cm³ドープ
したＡｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎよりなるｐ側クラッド層７を６
００オングストロームの膜厚で成長させる。なお窒化物
半導体にドープするｐ型不純物としてはＭｇの他にＣ
ａ、Ｂｅ、Ｚｎ、Ｃｄ等のII族元素が挙げられるが、Ｍ
ｇが最も一般的に使用されている。

【００４４】（ｐ側コンタクト層８＝ｐ側の第２の窒化
物半導体層）続いて、ＴＭＧ、アンモニア、Ｃｐ2Ｍｇ
で、Ｍｇを１×１０²⁰／cm³ドープしたＧａＮよりなる
ｐ側コンタクト層８を０．１２μｍの膜厚で成長させ
る。このｐ側コンタクト層８はｐ電極を形成するための
層であって、ｐ型不純物をドープしたＧａＮとすると、
ｐ電極材料と好ましいオーミック接触が得られやすい。
このｐ側コンタクト層の膜厚は通常１００オングストロ
ーム〜１μｍの範囲に調整することが望ましい。

【００４５】成長終了後、窒素雰囲気中、ウェーハを反
応容器内において、７００℃でアニーリングを行い、ｐ
型層をさらに低抵抗化した後、ウェーハを反応容器から
取り出し、最上層のｐ側コンタクト層８の表面に所定の
形状のマスクを形成し、ＲＩＥ（反応性イオンエッチン
グ）装置でｐ側コンタクト層側からエッチングを行い、
図１に示すようにｎ側コンタクト層４の表面を露出させ
る。

【００４６】エッチング後、最上層にあるｐ側コンタク
ト層のほぼ全面に膜厚２００オングストロームのＮｉと
Ａｕを含む透光性のｐ電極９と、そのｐ電極９の上にボ
ンディング用のＡｕよりなるｐパッド電極１０を０．２
μｍの膜厚で形成する。一方エッチングにより露出させ
た第２の窒化物半導体層４の表面にはＷとＡｌを含むｎ
電極１１を形成する。最後にｐ電極９の表面を保護する
ためにＳｉＯ₂よりなる絶縁膜１２を図１に示すように
形成した後、ウェーハをスクライブにより分離して３５
０μｍ角のＬＥＤ素子とする。

【００４７】このＬＥＤ素子は順方向電圧２０ｍＡにお
いて、およそ３６８ｎｍの発光を示し、Ｖｆは３．４
Ｖ、出力は５ｍＷと、従来の活性層が量子井戸構造を有
する４５０ｎｍに発光する青色ＬＥＤとほぼ同一の出力
を示した。なお、このＬＥＤ素子において、活性層の膜
厚を変化させた場合、図１（Ａ）に示す実線と同一の傾
向が見られた。

【００４８】［実施例２］実施例１において、ｎ側の第
１の窒化物半導体層５を成長させない他は同様にしてＬ
ＥＤ素子を作製したところ、２０ｍＡにおける発光波
長、Ｖｆは実施例１と同一であったが、出力は実施例１
のものに比較しておよそ１０％低下した。

【００４９】［実施例３］実施例１において、ｎ側クラ
ッド層５をアンドープのＧａＮ層、５０オングストロー
ムと、Ｓｉを１×１０¹⁸／cm³ドープしたＡｌ_0.1Ｇａ
_0.9Ｎ層５０オングストロームとを交互に積層してなる
総膜厚３００オングストロームの超格子構造とし、さら
にｐ側クラッド層６をアンドープのＧａＮ層５０オング
ストロームと、Ｍｇを１×１０¹⁹／cm³ドープしたＡｌ
_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層５０オングストロームとを交互に積層し
てなる総膜厚６００オングストロームの超格子構造とす
る他は実施例１と同様にしてＬＥＤ素子を作製したとこ
ろ、２０ｍＡにおけるＶｆは約０．１Ｖ低下し、発光波
長は実施例１と同一で、出力は実施例１のものに比較し
ておよそ２０％向上した。さらに、クラッド層を超格子
層層とすることによって、静電耐圧が従来の可視ＬＥＤ
素子に比較して倍以上に向上した。なおこの超格子層は
本願の請求項では第３の窒化物半導体層と表記してい
る。

【００５０】［実施例４］実施例１において活性層６の
Ｉｎ_0.01Ｇａ_0.99Ｎ層にＳｉを１×１０¹⁸／cm³ドープ
し、その膜厚を５００オングストロームとする他は実施
例１と同様にしてＬＥＤ素子を作製したところ、２０ｍ
Ａにおける発光波長、Ｖｆは実施例１と同一であった
が、出力は実施例１のものに比較しておよそ１０％低下
した。なお、このＬＥＤ素子において、活性層のＳｉ濃
度を変化させずに、膜厚のみを変化させた場合、図２に
示す実線と同一の傾向が見られた。

【００５１】［実施例５］実施例１において活性層６の
組成をＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ層とする他は同様にしてＬＥ
Ｄ素子を得たところ、順方向電圧２０ｍＡにおいて、お
よそ３７８ｎｍの発光を示し、Ｖｆは３．４Ｖ、出力は
５ｍＷと、実施例１と同一の出力を示した。

【００５２】［実施例６］図４は本発明に係るレーザ素
子の構造を示す斜視図であり、ストライプ状の電極に垂
直な方向で切断した際の断面も同時に示している。以下
この図を元に実施例４について説明する。

【００５３】実施例１と同じく、２インチφ、Ｃ面を主
面とするサファイア基板１の上に、ＧａＮよりなる低温
成長バッファ層２を２００オングストロームの膜厚で成
長させた後、温度を１０５０℃にしてアンドープＧａＮ
層よりなる第２のバッファ層３を５μｍ膜厚で成長させ
る。この第２のバッファ層３はクラッド層ではなく、Ｇ
ａＮ基板を作製するための下地層とする場合、Ａｌ混晶
比X値が０．５以下のＡｌ_XＧａ_1-XＮ（０≦X≦０．５）
を成長させることが望ましい。０．５を超えると、結晶
欠陥というよりも結晶自体にクラックが入りやすくなっ
てしまうため、結晶成長自体が困難になる傾向にある。
また膜厚は１０μｍ以下に調整することが望ましい。

【００５４】次にウェーハを反応容器から取り出し、こ
の第２のバッファ層３の表面に、ストライプ状のフォト
マスクを形成し、ＣＶＤ装置によりストライプ幅２０μ
ｍ、ストライプ間隔（窓部）５μｍのＳｉＯ₂よりなる
保護膜２０１を０．１μｍの膜厚で、ストライプがＧａ
Ｎの（１１−００）方向に平行になるように形成する。
図４はストライプの長軸方向に垂直な方向で切断した際
の断面を示している。保護膜の形状としてはストライプ
状、ドット状、碁盤目状等どのような形状でも良いが、
第２のバッファ層３の露出部分、即ち保護膜が形成され
ていない部分（窓部）よりも保護膜の面積を大きくする
方が、結晶欠陥の少ないＧａＮ基板２０が成長しやす
い。保護膜の材料としては、例えば酸化ケイ素（ＳｉＯ
_X）、窒化ケイ素（Ｓｉ_XＮ_Y）、酸化チタン（Ｔｉ
Ｏ_X）、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ_X）等の酸化物、窒化
物、またこれらの多層膜の他、１２００℃以上の融点を
有する金属等を用いることができる。これらの保護膜材
料は、窒化物半導体の成長温度６００℃〜１１００℃の
温度にも耐え、その表面に窒化物半導体が成長しない
か、成長しにくい性質を有している。

【００５５】保護膜２０１形成後、ウェーハを再度反応
容器内にセットし、１０５０℃で、アンドープＧａＮよ
りなるＧａＮ基板２０を１０μｍの膜厚で成長させる。
ＧａＮ基板２０好ましい成長膜厚は、先に形成した保護
膜２０１の膜厚、大きさによっても異なるが、保護膜２
０１の表面を覆うように保護膜上部に横方向にＧａＮ基
板２０を成長させる。このように窒化物半導体が表面に
成長しにくい性質を有する保護膜２０１の上に、横方向
にＧａＮ基板２０を成長させる手法では、最初は、保護
膜２０１の上にはＧａＮ基板２０が成長せず、窓部の第
２のバッファ層３の表面にＧａＮ基板２０が選択成長さ
れる。続いてＧａＮ基板２０の成長を続けると、ＧａＮ
基板２０が横方向に成長して、保護膜２０１の上に覆い
かぶさって行き、隣接したＧａＮ基板２０同士でつなが
って、保護膜２０１の上にＧａＮ基板２０が成長したか
のような状態となる。つまり、保護膜２０１を介してＧ
ａＮ層を横方向に成長させる。また、表面透過型電子顕
微鏡観察によると、窓部上に成長されているＧａＮ基板
２０の成長初期の結晶欠陥の数と、保護膜２０１の上に
成長されているＧａＮ基板２０の成長初期の結晶欠陥の
数に差が生じていることがわかる。まず窓部上部では、
異種基板と窒化物半導体との格子定数のミスマッチによ
り、窓部の異種基板の上に成長される窒化物半導体の成
長初期には非常に多くの結晶欠陥が転位するが、窒化物
半導体の成長の途中で転位が激減する。一方、保護膜２
０１上に横方向に成長されたＧａＮ基板２０は、サファ
イア基板１から成長したものではなく、隣接するＧａＮ
基板２０が成長中につながったものであるため表面へ向
かって縦方向に転位する結晶欠陥がほとんど見られな
い。このように、結晶欠陥の転位を減少させることがで
きるので、ＧａＮ基板２０の表面に現れる結晶欠陥は非
常に少なくなる。しかし、窓部上部のＧａＮ基板２０表
面に現れる結晶欠陥の数は、保護膜２０１上部のＧａＮ
基板表面に現れる結晶欠陥の数に比べ、やや多くなる傾
向があり、このことは、ＧａＮ基板２０の成長の途中で
結晶欠陥の転位が激減するが、わずかに転位を続けるた
めではないかと考えられる。上記のように、異種基板上
に成長された窒化物半導体層の上に、部分的に形成され
た保護膜を形成して、その保護膜上に横方向に成長され
てなるＧａＮ層を基板とすると、実施例１のサファイア
基板上に成長させた半導体に比較して、はるかに結晶欠
陥の少ない積層半導体層が得られる。実際、第２のバッ
ファ層３の結晶欠陥は１０¹⁰／cm²以上あるが、この方
法によるＧａＮ基板１０の結晶欠陥は１０⁶／cm²以下に
減少する。

【００５６】以上のようにしてＧａＮ基板２０を成長さ
せた後、実施例１と同様にして、そのＧａＮ基板１の上
にＳｉを１×１０¹⁸／cm³以上ドープしたｎ型ＧａＮよ
りなるｎ側コンタクト層４（ｎ側の第２の窒化物半導体
層）を２μｍの膜厚で成長させる。なおまたこの層をア
ンドープのＧａＮと、ＳｉをドープしたＡｌ_XＧａ_1-XＮ
（０＜X≦０．４）からなる超格子層としても良い。

【００５７】（クラック防止層２１＝ｎ側の第２の窒化
物半導体層）ｎ側コンタクト層４成長後、温度を８００
℃にして、窒素雰囲気中、ＴＭＧ、ＴＭＩ、アンモニ
ア、シランガスで、Ｓｉを５×１０¹⁸／cm³ドープした
Ｉｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎよりなるクラック防止層２１を５００
オングストロームの膜厚で成長させる。このクラック防
止層２１はＩｎを含むｎ型の窒化物半導体、好ましくは
ＩｎＧａＮで成長させることにより、後に成長させるＡ
ｌを含む窒化物半導体層中にクラックが入るのを防止す
ることができる。なおこのクラック防止層は１００オン
グストローム以上、０．５μｍ以下の膜厚で成長させる
ことが好ましい。１００オングストロームよりも薄いと
前記のようにクラック防止として作用しにくく、０．５
μｍよりも厚いと、結晶自体が黒変する傾向にある。

【００５８】（ｎ側クラッド層２２＝第３の窒化物半導
体層）続いて、１０５０℃でＴＭＡ、ＴＭＧ、アンモニ
ア、シランガスを用い、Ｓｉを１×１０¹⁹／cm³ドープ
したｎ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎよりなる層を４０オングスト
ロームと、アンドープのＧａＮ層を４０オングストロー
ムの膜厚で成長させ、これらの層を交互に、それぞれ１
００層ずつ積層した、総膜厚０．８μｍの超格子よりな
るｎ側クラッド層２２を成長させる。

【００５９】（ｎ側光ガイド層２３＝ｎ側の第１の窒化
物半導体層）続いて、アンドープＡｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎよ
りなるｎ側光ガイド層１３を０．１μｍの膜厚で成長さ
せる。この層には活性層の光を導波する光ガイド層とし
て作用し、アンドープの他、ｎ型不純物をドープしても
良い。またこの層をＧａＮとＡｌＧａＮからなる超格子
層とすることもできる。

【００６０】（活性層６）次に、実施例１と同様にし
て、アンドープＩｎ_0.01Ｇａ_0.99Ｎよりなる活性層を４
００オングストロームの膜厚で成長させる。

【００６１】（ｐ側キャップ層２４＝ｐ側の第１の窒化
物半導体層）次に、ｐ側光ガイド層２５よりもバンドギ
ャップエネルギーが大きい、Ｍｇを１×１０¹⁹／cm³ド
ープしたｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎよりなるｐ側キャップ層
２４を３００オングストロームの膜厚で成長させる。

【００６２】（ｐ側光ガイド層２５＝ｐ側の第２の窒化
物半導体層）次に、バンドギャップエネルギーがｐ側キ
ャップ層１５よりも小さい、Ａｌ_0. ₀₁Ｇａ_0.99Ｎよりな
るｐ側光ガイド層２５を０．１μｍの膜厚で成長させ
る。この層は、活性層の光ガイド層として作用しする。
なお、このｐ側光ガイド層をアンドープの窒化物半導体
よりなる超格子層とすることもできる。超格子層とする
場合にはバンドギャップエネルギーの大きな方の層（障
壁層）のバンドギャップエネルギーは活性層より大き
く、ｐ側クラッド層よりも小さくする。

【００６３】（ｐ側クラッド層２６＝ｐ側の第３の窒化
物半導体層）続いてＭｇを１×１０¹⁹／cm³ドープした
ｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層を４０オングストロームと、ア
ンドープＧａＮを４０オングストロームとを交互に積層
成長した総膜厚０．８μｍの超格子構造よりなるｐ側ク
ラッド層２６を成長させる。このように活性層からｐ層
側に対して、バンドギャップエネルギーの大きなＡｌＧ
ａＮよりなる第１の窒化物半導体層、次に第１の窒化物
半導体層よりもバンドギャップエネルギーの小さいＧａ
Ｎ、ＡｌＧａＮよりなる第２の窒化物半導体層、次に、
第２の窒化物半導体層よりもバンドギャップエネルギー
の大きな障壁層を有する超格子構造の第３の窒化物半導
体層を設けることは、レーザ素子の閾値を低下させる上
で非常に好ましい。

【００６４】（ｐ側コンタクト層２７＝ｐ側の第２の窒
化物半導体層）最後に、ｐ側クラッド層２６の上に、Ｍ
ｇを１×１０²⁰／cm³ドープしたｐ型ＧａＮよりなるｐ
側コンタクト層２６を１５０オングストロームの膜厚で
成長させる。特にレーザ素子の場合、ＡｌＧａＮを含む
超格子構造のｐ側クラッド層２６に接して、バンドギャ
ップエネルギーの小さい窒化物半導体をｐ側コンタクト
層として、その膜厚を５００オングストローム以下と薄
くしているために、実質的にｐ側コンタクト層２７のキ
ャリア濃度が高くなりｐ電極と好ましいオーミックが得
られて、素子の閾値電流、電圧が低下する傾向にある。

【００６５】以上のようにして窒化物半導体を成長させ
たウェーハを実施例１と同様にしてアニーリングを行い
ｐ型不純物をドープした層をさらに低抵抗化させた後、
ウェーハを反応容器から取り出し、図４に示すように、
ＲＩＥ装置により最上層のｐ側コンタクト層２７と、ｐ
側クラッド層２６とをエッチングして、４μｍのストラ
イプ幅を有するリッジ形状とする。このように、活性層
よりも上部にある層をストライプ状のリッジ形状とする
ことにより、活性層の発光がストライプリッジの下に集
中するようになって閾値が低下し、特に超格子層よりな
るｐ側クラッド層２６以上の層をリッジ形状とすること
が好ましい。

【００６６】次にリッジ表面にマスクを形成し、ＲＩＥ
にてエッチングを行い、ｎ側コンタクト層４の表面を露
出させ、ＴｉとＡｌよりなるｎ電極３０をストライプ状
に形成する。一方ｐ側コンタクト層２７のリッジ最表面
にはＮｉとＡｕよりなるｐ電極３１をストライプ状に形
成する。ｐ型ＧａＮ層と好ましいオーミックが得られる
電極材料としては、例えばＮｉ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｎｉ／Ａ
ｕ、Ｐｔ／Ａｕ、Ｐｄ／Ａｕ等を挙げることができる。
ｎ型ＧａＮと好ましいオーミックが得られる電極材料と
してはＡｌ、Ｔｉ、Ｗ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｉｎ等の金
属若しくは合金等を挙げることができる。

【００６７】次に、図４に示すようにｐ電極３１と、ｎ
電極３０との間に露出した窒化物半導体層の表面にＳｉ
Ｏ₂よりなる絶縁膜３２を形成し、この絶縁膜３２を介
してｐ電極３１と電気的に接続したｐパッド電極３３を
形成する。このｐパッド電極３３は実質的なｐ電極３１
の表面積を広げて、ｐ電極側をワイヤーボンディング、
ダイボンディングできるようにしている。

【００６８】以上のようにして、ｎ電極とｐ電極とを形
成したウェーハを研磨装置に移送し、ダイヤモンド研磨
剤を用いて、窒化物半導体を形成していない側のサファ
イア基板をラッピングし、サファイア基板の厚さを７０
μｍとする。ラッピング後、さらに細かい研磨剤で１μ
ｍポリシングして基板表面を鏡面状とし、Ａｕ／Ｓｎで
全面をメタライズする。

【００６９】その後、Ａｕ／Ｓｎ側をスクライブして、
ストライプ状の電極に垂直な方向でバー状に劈開し、劈
開面に共振器を作製する。共振器面にＳｉＯ₂とＴｉＯ₂
よりなる誘電体多層膜を形成し、最後にｐ電極に平行な
方向で、バーを切断してレーザチップとする。次にチッ
プをフェースアップ（基板とヒートシンクとが対向した
状態）でヒートシンクに設置し、それぞれの電極をワイ
ヤーボンディングして、室温でレーザ発振を試みたとこ
ろ、室温において、閾値電流密度２．０ｋＡ／cm²、閾
値電圧４．０Ｖで、発振波長３６８ｎｍの連続発振が確
認され、１０００時間以上の寿命を示した。

【００７０】［実施例７］実施例６において、活性層６
のＩｎ_0.01Ｇａ_0.99Ｎ層にＳｉを６×１０¹⁷／cm ³ドー
プし、その膜厚を１０００オングストロームとする他は
実施例６と同様にしてレーザ素子を作製したところ、閾
値における電流密度、電圧は実施例６のものに比較して
およそ１０％程上昇し、寿命はおよそ２０％短くなっ
た。

【００７１】［実施例８］実施例６において、ｎ側コン
タクト層４をアンドープのＧａＮ層、５０オングストロ
ームと、Ｓｉを１×１０¹⁸／cm³ドープしたＡｌ_0.05Ｇ
ａ_0.95Ｎ層、５０オングストロームとを交互に積層して
なる総膜厚２μｍの超格子構造とする他は実施例６と同
様にしてレーザ素子を作製したところ、閾値における電
流密度、電圧は実施例６のものに比較しておよそ５％程
低下し、寿命も１０００時間以上を示した。

【００７２】［実施例９］実施例３において、ｎ側クラ
ッド層５をアンドープのＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層５０オング
ストロームと、Ｓｉを１×１０¹⁸／cm³ドープしたＧａ
Ｎ層５０オングストロームとを交互に積層してなる総膜
厚３００オングストロームの超格子構造とし、さらにｐ
側クラッド層６をアンドープのＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層５０
オングストロームと、Ｍｇを１×１０¹⁹／cm³ドープし
たＧａＮ層５０オングストロームとを交互に積層してな
る総膜厚６００オングストロームの超格子構造とする他
は実施例３と同様にしてＬＥＤ素子を作製したところ、
実施例３とほぼ同様に良好な結果を得ることができた。

【００７３】［実施例１０］実施例６において、ｎ側ク
ラッド層２２をＳｉを１×１０¹⁹／cm³ドープしたＧａ
Ｎ層を４０オングストロームと、アンドープのＡｌ_0.2
Ｇａ_0.8Ｎ層を４０オングストロームとを交互にそれぞ
れ１００層ずつ積層してなる総膜厚０．８μｍの超格子
構造とし、さらにｐ側クラッド層２６をＭｇを１×１０
¹⁹／cm³ドープしたＧａＮ層を４０オングストローム
と、アンドープのＡｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層を４０オングスト
ロームとを交互に積層成長してなる総膜厚０．８μｍの
超格子構造とする他は実施例６と同様にしてレーザ素子
を作製したところ、実施例６とほぼ同様に良好な結果が
得られた。

【００７４】

【発明の効果】以上説明したように、本発明の窒化物半
導体素子によると、３６０ｎｍ〜３９０ｎｍまでの高出
力な紫外発光素子が実現できる。短波長の発光素子は例
えば白色ＬＥＤを作製する際の蛍光体の励起光源とな
る。現在の白色ＬＥＤはおよそ４３０ｎｍ付近の可視光
に励起されて、オレンジ色に発光するものが使用されて
おり、青色とオレンジ色の混色により白色が観測されて
いる。このような蛍光体の種類は限定されている。しか
しながら、短波長光源が実現すると、その光源に励起さ
れて発光する蛍光体の種類も多くなるため、例えば異な
る発光色の蛍光体の混合により白色光源ができるように
なり、その用途が非常に増える。またＤＶＤ等の読みと
り光源として紫外光源を用いると、ＤＶＤ容量を飛躍的
に向上させることができる。さらに、紫外光に感度のあ
るセンサーのように受光素子にも本発明は適用でき、そ
の産業上の利用価値は多大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の第１の態様に係る窒化物半導体発光
素子のＩｎＧａＮ活性層の膜厚と、その発光素子の出力
との関係を、従来の窒化物半導体発光素子と比較して示
す図。

【図２】本発明の第２の態様に係る窒化物半導体発光
素子のＩｎＧａＮ活性層の膜厚と、その発光素子の出力
との関係を示す図。

【図３】本発明の一実施例に係るＬＥＤ素子の構造を
示す模式断面図。

【図４】本発明の他の実施例に係るレーザ素子の構造
を示す斜視図。

【符号の説明】

１・・・・サファイア基板２・・・・低温成長バッファ層３・・・・第２のバッファ層４・・・・ｎ側コンタクト層（ｎ側の第２の窒化物半導
体層）５・・・・ｎ側クラッド層（ｎ側の第１の窒化物半導体
層）６・・・・活性層７・・・・ｐ側クラッド層（ｐ側の第１の窒化物半導体
層）８・・・・ｐ側コンタクト層（ｐ側の第２の窒化物半導
体層）

Claims

【特許請求の範囲】

【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、ｎ型不純物濃度が５×１０¹⁷／cm³未満
のＩｎ_aＧａ_1-aＮ層を包含する活性層を有する窒化物半
導体素子であって、前記Ｉｎ_aＧａ_1-aＮ層のa値が０よ
り大きく０．１以下であり、かつそのＩｎ_aＧａ_1-aＮ層
の膜厚が１００オングストローム以上、１０００オング
ストローム以下であることを特徴とする窒化物半導体素
子。
【請求項２】ｎ型窒化物半導体層と、ｐ型窒化物半導
体層との間に、ｎ型不純物濃度が５×１０¹⁷／cm³以上
のＩｎ_bＧａ_1-bＮ層を包含する活性層を有する窒化物半
導体素子であって、前記Ｉｎ_bＧａ_1-bＮ層のb値が０よ
り大きく０．１以下であり、かつそのＩｎ_bＧａ_1-bＮ層
の膜厚が１００オングストローム以上であることを特徴
とする窒化物半導体素子。
【請求項３】前記ｎ型窒化物半導体層、またはｐ型窒
化物半導体層の少なくとも一方には、活性層に接して、
Ａｌ_XＧａ_1-XＮ（０＜X≦０．４）よりなる第１の窒化
物半導体層を有することを特徴とする請求項１または２
に記載の窒化物半導体素子。
【請求項４】前記第１の窒化物半導体層は、ｎ型窒化
物半導体層及びｐ型窒化物半導体層の両方に形成されて
おり、それら第１の窒化物半導体層の膜厚が互いに異な
ることを特徴とする請求項３に記載の窒化物半導体素
子。
【請求項５】前記第１の窒化物半導体層よりも活性層
から離れた位置にＩｎ _cＧａ_1-cＮ（０≦c＜０．１、a＞
c、b＞c）、若しくはＡｌ_YＧａ_1-YＮ（０＜Y≦０．４）
よりなる第２の窒化物半導体層を有することを特徴とす
る請求項３または４に記載の窒化物半導体素子。
【請求項６】前記ｎ型窒化物半導体層、またはｐ型窒
化物半導体層の少なくとも一方には、ＧａＮ層とＡｌ_Z
Ｇａ_1-ZＮ（０＜Z≦１）層とが積層された超格子構造よ
りなる第３の窒化物半導体層を有することを特徴とする
請求項１乃至５の内のいずれか１項に記載の窒化物半導
体素子。
【請求項７】前記超格子層にはその超格子層の導電型
を決定する不純物がドープされており、その不純物がＡ
ｌ_ZＧａ_1-ZＮ層の方に多くドープされていることを特徴
とする請求項６に記載の窒化物半導体素子。
【請求項８】前記超格子層にはその超格子層の導電型
を決定する不純物がドープされており、その不純物がＧ
ａＮ層の方に多くドープされていることを特徴とする請
求項６に記載の窒化物半導体素子。