JPWO2007138658A1 - 窒化物半導体発光素子 - Google Patents

Abstract

従来技術とは全く別の視点から、簡単な手段により、ｐ型窒化物半導体層から活性層へのキャリア注入効率を向上させた窒化物半導体発光素子を提供する。サファイア基板１上にバッファ層２、アンドープＧａＮ層３、ｎ型ＧａＮコンタクト層４、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ超格子層５、活性層６、第１アンドープＩｎＧａＮ層７、第２アンドープＩｎＧａＮ層８、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９が積層されており、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９上にｐ電極１０が、メサエッチングされてｎ型ＧａＮコンタクト層４が露出した面にｎ電極１１が形成されている。量子井戸構造を有する活性層のｐ側に最も近い井戸層に接して第１アンドープＩｎＧａＮ層７、これに続けて第２アンドープＩｎＧａＮ層８が形成されており、第１及び第２アンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚を２０ｎｍ以下にすることで、活性層６へのキャリア注入効率を高めることができる。

Description

本発明は、量子井戸構造を有し、井戸層がＩｎを含む窒化物で構成された活性層を備えた窒化物半導体発光素子に関する。

近年、高密度光ディスク記録等への応用等を目的として短波長の半導体レーザの開発が注力されている。短波長半導体レーザには、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＩｎＧａＡｌＮ、ＧａＰＮなどの窒素を含む六方晶化合物半導体（以下、単に窒化物半導体という）が用いられる。また、窒化物半導体を用いたＬＥＤも開発されている。

上記窒化物半導体発光素子には、ＭＩＳ構造の発光素子が用いられたりしていたが、高抵抗なｉ型のＧａＮ系半導体を積層しているので、一般に発光出力が非常に低く、問題があった。この問題を解決するために、ｉ型ＧａＮ系半導体層に電子照射したり、アニーリングしたりすることが行われている。

また、ｐ型ＧａＮ系半導体層を形成した窒化物半導体発光素子の場合であっても、発光出力を上げる努力が行われており、例えば、特許文献１に示されるように、ｐ電極とｐ型ＧａＮコンタクト層とのオーミック接触が得られるようにしたり、ｐ型ＧａＮコンタクト層の膜厚を薄くして順方向電圧Ｖｆを低下させることにより、発光効率を向上させることが提案されている。

さらに、特許文献１には、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層のｐ型特性を得るために、ｐ型ドーパントとしてＭｇを用いることや、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層の膜厚やＡｌ組成を規定することで結晶性を良くすることにより、発光効率を向上させることも提案されている。
特許第２７７８４０５号公報

しかしながら、上記従来技術のように、ｐ電極とｐ型ＧａＮコンタクト層とのオーミック接触、ｐ型ＧａＮコンタクト層の膜厚、ｐ型ドーパント、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層の結晶性の各項目について改善して発光効率を向上させたとしても、その改善効果には限界があり、さらに発光効率を上げたい場合には、有効な手段がなかった。

本発明は、上述した課題を解決するために創案されたものであり、従来技術とは全く別の視点から、簡単な手段により、ｐ型窒化物半導体層から活性層へのキャリア注入効率を良くし、発光効率を向上させた窒化物半導体発光素子を提供することを目的とする。

本発明の窒化物半導体発光素子は、井戸層がＩｎを含む窒化物で構成された量子井戸構造を有する活性層をｐ型窒化物半導体層とｎ型窒化物半導体層とで挟む構造を備えた窒化物半導体発光素子において、前記活性層のｐ側に最も近い位置に配置された井戸層と前記ｐ型窒化物半導体層との間には、第１アンドープＩｎＧａN層と前記第１アンドープＩｎＧａN層とは異なるＩｎ組成の第２アンドープＩｎＧａN層とが形成されており、前記第１アンドープＩｎＧａN層と第２アンドープＩｎＧａN層との合計膜厚は２０ｎｍ以下であることを要旨とする。

我々は、ｐ型半導体層から活性層へのホール注入効率を向上させる手段として、上記従来技術とは、全く別の手段があることを見出した。すなわち、活性層のｐ側に最も近い位置に配置された井戸層とｐ型窒化物半導体層との間にＩｎ組成比率が異なる２つのアンドープＩｎＧａＮ層を形成し、これらアンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚が２０ｎｍ以下になると、ｐ型窒化物半導体層から活性層へのホール注入効率が急激に変化することを見出した。

また、前記第２アンドープＩｎＧａN層が、前記第１アンドープＩｎＧａN層と前記ｐ型窒化物半導体層との間に形成されている場合には、前記第２アンドープＩｎＧａN層はＩｎ組成が前記ｐ型窒化物半導体層に向かって減少していくＩｎ組成傾斜層であることも要旨とする。

また、ｐ型窒化物半導体層の一部としてＭｇがドープされたｐ型Ａｌ_ｘＧａＮ（０．０２≦ｘ≦０．１５）が形成されている場合には、ホールキャリア濃度を２×１０^１７ｃｍ^−３以上の範囲にすることも要旨とする。

また、本発明の窒化物半導体発光素子は、上記要旨に加えて、活性層の井戸層のＩｎ組成比率が１０％以上となって発光波長が長くなる場合には、活性層の成長方向の最終井戸層の成膜終了からｐ型窒化物半導体層の一部であるｐ電極と接触して形成されるｐ型コンタクト層の成膜終了までの間に、成長温度が９５０℃を超える成膜時間の合計が３０分以内であることを要旨としている。特にＩｎＧａＮは、熱的に不安定なため、上記条件を越えると分解の危険があり、最悪の場合、Ｉｎが分離してウエハが黒化する。

本発明の窒化物半導体発光素子は、量子井戸構造を有する活性層のｐ側に最も近い井戸層とｐ型窒化物半導体層との間にＩｎ組成の異なる２つのアンドープＩｎＧａＮ層を設け、この２つのアンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚を２０ｎｍ以下に形成しているので、ホールの活性層への注入効率を非常に高めることができ、発光効率が向上する。

上記２つのアンドープＩｎＧａN層のうち、ｐ型窒化物半導体層に近い方のアンドープＩｎＧａN層をＩｎ組成がｐ型窒化物半導体層に向かって減少していくＩｎ組成傾斜層とすることで、活性層にホールが注入されやすくなり、発光効率が向上する。

また、２つのアンドープＩｎＧａN層の上にｐ型Ａｌ_ｘＧａＮ（０．０２≦ｘ≦０．１５）を積層し、ｐ型不純物によるホールキャリア濃度が２×１０^１７ｃｍ^−３以上になるように形成しているので、活性層へのホール注入量を十分とることができ、発光効率を向上させることができる。

また、活性層の成長方向の最終井戸層の成膜終了からｐ型窒化物半導体層の一部であるｐ電極と接触して形成されるｐ型コンタクト層の成膜終了までの間に、成長温度が９５０℃を超える成膜時間の合計が３０分以内になるようにしているので、比較的発光波長の長い窒化物半導体発光素子、すなわち、活性層の井戸層のＩｎ組成比率が１０％以上の場合には、活性層の劣化を防ぐことができ、高い発光強度を維持することができる。

図１は、本発明の第１の窒化物半導体発光素子の断面構造を示す図である。 図２は、活性層付近の層構造を示す図である。 図３は、本発明の第２の窒化物半導体発光素子の断面構造を示す図である。 図４は、アンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚と窒化物半導体発光素子の輝度との関係を示す図である。 図５は、アンドープＩｎＧａＮ層の膜厚が３５０Åの場合の発光スペクトルを示す図である。 図６は、アンドープＩｎＧａＮ層の膜厚が１２０Åの場合の発光スペクトルを示す図である。 図７は、アンドープＩｎＧａＮ層のＩｎ組成と窒化物半導体発光素子の輝度との関係を示す図である。 図８は、活性層付近のバンドギャップエネルギーの状態を示す図である。 図９は、図８とは異なる活性層付近のバンドギャップエネルギーの状態を示す図である。 図１０は、成長温度毎のＩｎ流量相対比とＩｎＧａＮ層のＩｎ組成比率との関係を示す図である。 図１１は、ＩｎＧａＮ層の成長温度とＩｎ組成比率との関係を示す図である。 図１２は、ＥＬ積分相対強度を算出するための概念図である。 図１３は、活性層の最後の井戸層とｐ型窒化物半導体層との間に形成された半導体層の種類によってＥＬ積分相対強度が変化する状態を示す図である。 図１４は、活性層の最後の井戸層とｐ型窒化物半導体層との間に形成された半導体層によってＥＬ積分相対強度が変化する状態を示す図である。 図１５は、ＡｌＧａＮのＡｌ組成比率と窒化物半導体発光素子の輝度との関係を示す図である。 図１６は、ＡｌＧａＮ成長温度と発光スペクトルとの関係を示す図である。 図１７は、ＰＬ強度を積分した値が温度とともに変化する状態を示す図である。 図１８は、ｐ型窒化物半導体層の成長温度と内部量子効率との関係を示す図である。 図１９は、ｐ型窒化物半導体層の成長温度毎における成長時間と内部量子効率との関係を示す図である。

符号の説明

１ サファイア基板
２ バッファ層
３ アンドープＧａＮ層
４ ｎ型ＧａＮコンタクト層
５ ＩｎＧａＮ／ＧａＮ超格子層
６ 活性層
６ｂ 障壁層
６ｃ 井戸層
７ 第１アンドープＩｎＧａＮ層
８ 第２アンドープＩｎＧａＮ層
９ ｐ型ＧａＮ系コンタクト層
１０ ｐ電極
１１ ｎ電極
１２ ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層

図１は、本発明の第１の窒化物半導体発光素子の一例の断面図を示す。サファイア基板１上にバッファ層２、アンドープＧａＮ層３、ｎ型ＧａＮコンタクト層４、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ超格子層５、活性層６、第１アンドープＩｎＧａＮ層７、第２アンドープＩｎＧａＮ層８、ｐ型ＧａＮ系コンタクト層９が積層されており、ｐ型ＧａＮ系コンタクト層９から一部領域がメサエッチングされて、ｎ型ＧａＮコンタクト層４が露出した面にｎ電極１１が形成されている。また、ｐ型ＧａＮ系コンタクト層９の上にはｐ電極１０が形成されている。ここで、ｐ型ＧａＮ系層は、ｐ型の不純物がドーピングされたＧａＮ又はＧａＮ含んだ化合物で構成されており、アンドープＩｎＧａＮ層は、不純物を意図的にドーピングしていないＩｎＧａＮ層で構成されている。

上記のように、ｎ型窒化物半導体層としてｎ型ＧａＮコンタクト層４、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ超格子層５が形成され、ｐ型窒化物半導体層としてｐ型ＧａＮ系コンタクト層９が形成されており、本発明の窒化物半導体発光素子は、これらｎ型窒化物半導体層とｐ型窒化物半導体層で活性層を挟んだダブルへテロ構造を有する。

バッファ層２は、ＧａＮ、ＡｌＮ、Ａｌ_ｘ１ＧａＮ（０＜ｘ１≦０．１）等が用いられ、５０〜３００Å、望ましくは１００〜２００Åの膜厚で形成される。バッファ層２上に積層されるアンドープＧａＮ層３は膜厚１〜３μｍ、アンドープＧａＮ層３上に形成されるｎ型ＧａＮコンタクト層４はＳｉドーピング濃度１〜５×１０^１８ｃｍ^−３、膜厚１〜５μｍで構成される。また、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ超格子層５は、格子定数差の大きいＩｎＧａＮとＧａＮの応力を緩和し、活性層６のＩｎＧａＮを成長させやすくするものであり、例えば、Ｓｉドーピング濃度が１〜５×１０^１８ｃｍ^−３で膜厚１０ÅのＩｎ_ｘＧａＮ（０．０３≦ｘ≦０．１）と、膜厚２０ÅのＧａＮとを交互に１０周期程度積層した構成が用いられる。

活性層６は、量子井戸構造（Quantum Well）を有する活性層であり、井戸層（ウェル層）を、井戸層よりもバンドギャップの大きな障壁層（バリア層）でサンドイッチ状に挟んだ構造となっている。この量子井戸構造は、１つではなく、多重化しても良く、この場合は、ＭＱＷ（Multi Quantum Well）、すなわち多重量子井戸構造となる。また、活性層６は３元混晶系のＩｎＧａＮで構成される。第１アンドープＩｎＧａＮ層７は、活性層６の成長方向の最後の井戸層に接して形成されているもので、第１アンドープＩｎＧａＮ層７は、活性層６のバリア層又はキャップ層の役割を備えている。

活性層６の構造を詳細に示すのが、図２である。活性層６がＩｎＧａＮ／ＧａＮ超格子層５と接する側に障壁層６ｂが配置され、その上に井戸層６ｃが積層されており、この障壁層６ｂと井戸層６ｃとが交互に何周期か積層された後、最後の井戸層６ｃに接して第１アンドープＩｎＧａＮ層７が積層されるようになっており、第１アンドープＩｎＧａＮ層７上には第２アンドープＩｎＧａＮ層８が、第２アンドープＩｎＧａＮ層８上にｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９が形成される。

ここで、障壁層６ｂは、ノンドープ又はＳｉドーピング濃度が５×１０^１６ｃｍ^−３〜５×１０^１８ｃｍ^−３で、膜厚１００〜３５０Å、望ましくは１５０〜３００ÅのＩｎ_ｚ１ＧａＮ（０≦ｚ１＜１）で構成される。一方、井戸層６ｃは、例えば、膜厚３０ÅのノンドープＩｎ_ｙ１ＧａＮ（０＜ｙ１＜１、ｙ１＞ｚ１）で構成しても良いが、不純物をドーピングする場合は、Ｓｉドーピング濃度が５×１０^１８ｃｍ^−３以下とするのが望ましい。また、井戸層が３〜８層、望ましくは５〜７層になるように構成する。活性層６では、上記ｙ１を０＜ｙ１＜１の範囲で変化させることにより、発光波長を紫色から赤色まで変化させることができる。

そして、活性層６の最後の井戸層に接して形成されている第１アンドープＩｎＧａＮ層７と第１アンドープＩｎＧａＮ層７に接して形成されている第２アンドープＩｎＧａＮ層８との合計膜厚は、２０ｎｍ以下になるように形成される。第１アンドープＩｎＧａＮ層７は、活性層６から電子がｐ側に流れ込まないようにする電子バリア層の役割と、高温になると井戸層６ｃのＩｎが昇華して壊れやすくなるので、それを防ぐキャップ層の役割を兼ねることになる。したがって、第１アンドープＩｎＧａＮ層７については、井戸層６ｃよりもバンドギャップエネルギーを大きくして電子をブロックするために、障壁層６ｂと同等かそれ以上のバンドギャップエネルギーを有するようにするのが望ましく、Ｉｎ組成比率ｚ１以下のＩｎＧａＮ層とするのが望ましい。第２アンドープＩｎＧａＮ層８については、バンドギャップエネルギーを第１アンドープＩｎＧａＮ層７よりも大きく、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９よりも小さくすることが望ましいので、Ｉｎ組成比率を０ではない範囲で、第１アンドープＩｎＧａＮ層７よりも小さくすることが望ましい。

第２アンドープＩｎＧａＮ層８上に形成されるｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９には、ｐ型ＩｎＧａＮ又はｐ型ＧａＮが用いられ、Ｍｇドーピング濃度３×１０^１９ｃｍ^−３〜３×１０^２０ｃｍ^−３で、膜厚は２００〜３０００Å程度（最も望ましくは７００Å〜１０００Å）になるように成長させる。

図４は、第１アンドープＩｎＧａＮ層７と第２アンドープＩｎＧａＮ層８の合計膜厚によって、輝度が変化する様子を示す。図１の構成で第１アンドープＩｎＧａＮ層７と第２アンドープＩｎＧａＮ層８の合計膜厚を変化させて発光強度（輝度）を測定した。横軸は２つのアンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚を表し、縦軸は、２５０Åの時の輝度を基準にして相対的に示したものである。合計膜厚が２００Å（２０ｎｍ）以下になると、輝度が急激に良くなることがわかる。

これは、以下のように考察できる。図５は、図１の構成において２つのアンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚が３５０Åの場合の発光スペクトルを示す。縦軸は、標準となるＬＥＤの発光強度を基準にして相対的に示したものである。図５では、活性層６の本来の発光スペクトルだけでなく、アンドープＩｎＧａＮ層のスペクトルも混在しており、正孔と電子の再結合が活性層６だけでなく、アンドープＩｎＧａＮ層でも発生していることになり、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９から活性層６に十分にホールが移動していないため、活性層６の発光効率は低下する。

一方、図６は、アンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚が１２０Åの場合の発光スペクトルを示すが、活性層６の本来の発光スペクトルだけが現れており、図５のようなアンドープＩｎＧａＮ層のスペクトルは現れていない。これは、アンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚が薄い方が、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９から活性層６へのホールの注入効率が向上するためである。したがって、アンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚が薄い方が発光素子の発光強度が大きくなる。そして、この合計膜厚の最適値としては、図４から２００Å（２０ｎｍ）以下であることがわかる。

次に、本発明の第２の窒化物半導体発光素子の構成を図３に示す。図１と同じ符号を付しているものは、図１と同じ構成を示す。第２の窒化物半導体発光素子が第１の窒化物半導体発光素子と異なるのは、第２アンドープＩｎＧａＮ層８とｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９との間にｐ型ＡｌＧａｎクラッド層１２が挿入されている点である。ｐ型ＡｌＧａｎクラッド層１２は、電子ブロック層の役割を有し、ホールの注入効率をさらに上げるためのものであり、ｐ型Ａｌ_ｘＧａＮ（０．０２≦ｘ≦０．１５）等を用いる。不純物Ｍｇのドーピングによるｐ型Ａｌ_ｘＧａＮのキャリア濃度は、後述するように２×１０^１７ｃｍ^−３以上の範囲とするのが望ましく、膜厚１５０〜３００Å（最も望ましくは２００Å）のＡｌ_０．０７ＧａＮで構成される。

上記第２の窒化物半導体発光素子（図３の構成）において、２つのアンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚を変化させて輝度を測定したところ、この場合も図４のグラフ形状が得られた。したがって、図３の構成においても、アンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚が２００Å以下になると、輝度が急激に良くなる。

一方、図７は、アンドープＩｎＧａＮ層のＩｎ組成比率と窒化物半導体発光素子の輝度との関係を示すものである。横軸はＩｎ組成比率を、縦軸は輝度（任意単位）を表す。縦軸は、Ｉｎ組成比率０．５％のときの輝度を基準にして相対的に示したものである。この輝度測定は、図１及び図３の構成で行った。図からわかるように、Ｉｎ組成比率２．５％程度までは、発光輝度として使えるが、それ以降は、発光輝度が０にかなり近づいてしまい、使用できない状態となる。これは、ＩｎＧａＮでは元来、残留電子濃度が多く、Ｉｎ組成比率を上げると、残留電子濃度も高くなるためであり、キャリア（ホール）注入量を上げるためにはＩｎ組成比率を少なくするのが望ましいことがわかる。また、輝度が最も高い状態を維持できるのは、Ｉｎ組成が０．５％〜１％程度であることが示されている。したがって、第１アンドープＩｎＧａＮ層７及び第２アンドープＩｎＧａＮ層８においては、Ｉｎ組成比率を２．５％以下とすることが望ましく、最適の範囲としては、０．５％〜１％の範囲となる。

図８に、Ｉｎ組成の異なる第１アンドープＩｎＧａＮ層７と第２アンドープＩｎＧａＮ層８の構成の一例を伝導帯のバンドギャップエネルギー図で示す。第１アンドープＩｎＧａＮ層７は、電子バリア層の役割を有するもので、障壁層６ｂと同等かそれ以上のバンドギャップエネルギーを有するように構成する。また、第２アンドープＩｎＧａＮ層８は、バンドギャップエネルギーを第１アンドープＩｎＧａＮ層７よりも大きく、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９よりも小さくするように構成している。ここで、図７の結果より、第１アンドープＩｎＧａＮ層７及び第２アンドープＩｎＧａＮ層８ともに、Ｉｎ組成比率を２．５％以下になるように形成する。

以上のように、第１及び第２アンドープＩｎＧａＮ層を構成したとすると、図８のように、第１アンドープＩｎＧａＮ層７、第２アンドープＩｎＧａＮ層８、ｐ型窒化物半導体層の順に段階的にバンドギャップを高くなるように構成することができる。

次に、第２アンドープＩｎＧａＮ層８がＩｎ組成傾斜層になっている場合を以下に説明する。図９は、活性層６前後の伝導帯におけるバンドギャップエネルギー図を示す。障壁層６ｂと井戸層６ｃとで量子井戸構造を形成し、ｐ側の最後の井戸層６ｃに接して第１アンドープＩｎＧａＮ層７が形成され、この第１アンドープＩｎＧａＮ層７に接して第２アンドープＩｎＧａＮ層８が形成されているが、この第２アンドープＩｎＧａＮ層８のＩｎ組成比率が第１アンドープＩｎＧａＮ層７との接続点からｐ型窒化物半導体層の方向（図の向かって右側方向）に向けて連続的に減少していくように構成されている。Ｉｎ組成比率がｐ型窒化物半導体層に向かって小さくなるということは、第２アンドープＩｎＧａＮ層８のバンドギャップエネルギーは、ｐ型窒化物半導体層に向かって大きくなることを意味する。

Ｉｎ組成を傾斜させておけば、図９に示すように、ホール伝導を担う伝導帯でのバンド構造が井戸層へ向かってポテンシャルが低くなっていくので、ホールが流れ込みやすくなり望ましい。また、成長温度が高いと残留電子濃度が減少するので、Ｉｎの組成傾斜は成長温度を高くして作製するのが望ましい。

次に、上記第１及び第２の窒化物半導体発光素子の製造方法について説明する。サファイア基板１上に、ＧａＮ、ＡｌＮ、Ａｌ_ｘ１ＧａＮ（０＜ｘ１≦０．１）等の単結晶からなるのバッファ層２を形成するために、ＰＬＤ法（レーザアブレーション法）を用いる。

まず、サファイア基板１をロードロック室にいれ、４００℃程度の温度で５〜１０分加熱し、余分な水分等を飛ばす。その後、チャンバ内圧力が、１×１０^―６Ｔｏｒｒ以下の真空チャンバ内にサファイア基板１を搬送して、ターゲットと対向配置し、サファイア基板１を加熱源上に載置して、基板温度を６００℃〜１０００℃に維持し、例えば発振波長２４８ｎｍのＫｒＦエキシマレーザ光を真空チャンバの石英窓からターゲットに照射することにより、ターゲットの材料を昇華（アブレーション）させる。この昇華した原子がサファイア基板１の表面に付着し、単結晶のバッファ層２が成長する。バッファ層２は、例えば１００Å〜２００Å形成する。

ターゲットは焼結ＧａＮターゲットを使う。もちろん、ＡｌＮやＡｌＧａＮやＩｎＧａＮの焼結体ターゲットを用いてもよい。しかし、焼結体ターゲットを用いる場合、ＩｎＧａＮの焼結体ターゲットでは、そもそもＩｎが入りにくい物質であるため、組成が決まりにくい。したがって、ＧａＮ、ＡｌＮ、もしくはＡｌＧａＮの焼結体ターゲットが望ましい。

次に、上記のようにバッファ層２が形成されたサファイア基板１を、ＭＯＣＶＤ装置のロードロック室にいれ、４００℃程度の温度で５〜１０分加熱し、余分な水分等を飛ばした後、ＭＯＣＶＤ装置の反応室に基板を搬送する。ＭＯＣＶＤ装置の中で１１００℃、ＮＨ_３雰囲気の中で３０分のサーマルクリーニングを行う。

次に、アンドープＧａＮ層３を積層する。基板温度を１０６５℃に上げ、例えば、アンドープＧａＮを１μｍ、Ｓｉドープｎ型ＧａＮを２．５μｍ成長させる。基板温度を７６０℃に下げて、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ超格子層５を例えば、３００Å形成する。基板温度を７５０℃に下げて活性層６を例えば３／１７ｎｍ形成する。

最後の井戸層を成長させた後、第１アンドープＩｎＧａＮ層７と第２アンドープＩｎＧａＮ層８を積層する。この第１アンドープＩｎＧａＮ層７と第２アンドープＩｎＧａＮ層８の合計膜厚は２０μｍ以下の膜厚になるようにし、例えば２０〜３０Å程度成膜する。第２アンドープＩｎＧａＮ層８がＩｎ組成傾斜層でない場合は、第１及び第２アンドープＩｎＧａＮ層のＩｎ組成は図７からもわかるように、２．５％以下とするが、０．５％〜１％程度が最も好適である。

次に、図１の構成の場合には、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９として、成長温度を１０００〜１０３０℃（例えば１０１０℃）に上げて、ｐ型ＧａＮ層を例えば７００Å成長させる。また、後述するが、Ｍｇがドーピングされたｐ型ＩｎＧａＮ層を用いても良く、この場合も、例えば７００Å成長させる。

塩酸でｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９の表面の自然酸化膜を除去した後、ｐ電極１０としてＴｉ／Ａｕ等の多層金属膜を蒸着やスパッタにより形成する。次にメサパターンを形成して、ＧａＮ系半導体積層体をｎ型ＧａＮコンタクト層４が露出するまでエッチングする。このとき、メサ周辺部に柱が立つようなパターンを同時形成し、ｎ型ＧａＮコンタクト層４の表面が恰も粗面化されたようにしておくと光取出しが大きくなり好適である。ただし、粗面化しない場合は、ｎ型ＧａＮコンタクト層４が露出するまでのエッチング深さで十分であるが、粗面化する場合は、ｎ型ＧａＮコンタクト層４の露出面よりも１μｍ以上深くエッチングを行うと、光取出しが大きくなり好適である。

メサエッチング終了後、ｎ型ＧａＮコンタクト層４上にｎ電極１１としてＡｌを形成して５００℃〜７００℃でオーミックを取るためのアニール処理して、図１の構成が完成する。

ところで、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９上にｐ電極１０を形成するのではなく、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９にＺｎＯ電極を積層した後、ｐ電極１０を形成するようにしても良い。この場合、ＧａドープＺｎＯ電極をたとえばＭＢＥ（Molecular beam epitaxy）やＰＬＤ（Pulsed Laser Deposition）によってｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９上に形成する。このとき、ＺｎＯの比抵抗が高いと電流拡がりが得られないので、少なくとも比抵抗が１×１０^−３Ωｃｍ以下である必要があり、望ましくは１〜５×１０^−４Ωｃｍが適している。この後、前述のｎ型ＧａＮコンタクト層表面上のように、ＺｎＯ表面にも凹凸を形成すると好適である。

ＺｎＯ電極を所定の大きさにするため、塩酸のウェットエッチ、もしくはＲＩＥなどのドライエッチを用いて、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９までエッチングした後、ＺｎＯ全体をＳｉＮ、ＳｉＯＮ、ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２といった絶縁体で覆っておく。

その後、前述したようにメサエッチングを行い、ｎ型ＧａＮコンタクト層４上にｎ電極１１形成後、ＺｎＯ電極上には部分的に穴を開けてコンタクトホールを形成し、コンタクトホールを介してＺｎＯ電極と接触できるように、ｐ電極としてＴｉ／Ａｕ等を形成する。このとき、同時にｎ電極としてのＡｌの上にもＴｉ／Ａｕを付け、ワイボン用のメタルとする。その後、全体をＳｉＮ、ＳｉＯＮ、ＳｉＯ_２、Ａｌ_２Ｏ_３、ＺｒＯ_２といった絶縁体でメサ全体を覆い、メタル部分の穴あけをし、サファイア基板１を薄くした後、チップ化するようにしても良い。

次に、図３の構成の場合には、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９を形成する前、すなわち活性層６形成後に、ｐ型ＡｌＧａｎクラッド層１２を例えば２００Å形成する。ＡｌＧａＮ成長は９５０℃程度の温度で行っても良いが、さらに結晶性を良くしたい場合には１０００℃以上程度にするのが望ましい。その後の各層の形成は、上述したとおりである。

次に、第２アンドープＩｎＧａＮ層８を図９に示すようなＩｎの組成傾斜を有するＩｎ組成傾斜層で構成する場合のアンドープＩｎＧａＮ層の製造方法について説明する。通常、アンドープＩｎＧａＮ層を成長させる場合には、成長室にトリメチルインジウム（ＴＭＩ）、トリエチルガリウム（ＴＥＧ）、窒素（Ｎ_２）、ＮＨ_３、Ｈ_２を供給するが、Ｉｎの組成比率を上下させたい場合には、一定の温度の下に、トリメチルインジウムの流量（供給比率）を増加させたり、減少させることが一般的である。

しかし、図１０に示すように、Ｉｎの組成比率の範囲を広くカバーしようとすると、トリメチルインジウムの供給比率を制御するだけでは、Ｉｎの組成比率を広範囲に制御することができない。図１０は、ＩｎＧａＮを作製する場合におけるトリメチルインジウム流量相対比とＩｎ組成比率との関係を示す。トリメチルインジウム流量相対比とは、ある流量を任意に決め、その流量を１とした場合の各々のＴＭＩ流量の比率であり、特定の成長温度毎にグラフが描かれている。

例えば、ＴＭＩ流量相対比が約０．２以下になると、急激にＩｎ組成が０に向けて変化することがわかり、Ｉｎ組成比率をこの範囲で制御することが難しくなる。そこで、トリメチルインジウムの供給比率を増減させてもＩｎの組成比率がほとんど変化しない領域が存在することを利用して簡単に組成比率の範囲が広いＩｎ組成傾斜層を構成しようとするものである。

図１０からもわかるように、成長温度を一定にした場合、ＴＭＩ流量相対比が図のＳ点（約１．３）の付近でトリメチルインジウムの供給比率を増減させてもＩｎ組成比率が飽和状態になっている。

そこで、例えば、Ｉｎの組成比率がほとんど変化しない領域のＴＭＩ流量相対比の値としてＳ点をとり、ＴＭＩ流量相対比をＳ点で固定して、Ｓ点に対応する各成長温度毎の曲線のＩｎ組成比率をＰ１、Ｐ２、Ｐ３、Ｐ４とすると、成長温度を７７０℃から８４０℃に変化させた場合、少なくともＩｎ組成比率は、Ｐ１〜Ｐ４まで、すなわち約１８．５％から約８％まで変化していくことがわかる。

このようにして、ＴＭＩ流量相対比をＳ点で固定した場合、成長温度を７７０℃から８４０℃に、さらにもっと高温に変化させていった場合のＩｎ組成比率をプロットしてグラフに表したものが、図１１である。図１１の横軸は、アンドープＩｎＧａＮの成長温度を縦軸はアンドープＩｎＧａＮのＩｎ組成比率を表す。

以上のように、ＴＭＩ流量相対比を変えないで、成長温度を上げていくと、Ｉｎ組成比率の上下の幅も広くとることができるとともに、簡単にＩｎ組成傾斜層を製造することができる。

図１の構成の場合、成長温度７５０℃で活性層６の最後の井戸層を成長させた後、例えば、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９として、Ｍｇがドーピングされたｐ型ＩｎＧａＮ層を形成する場合は、成長温度を８５０℃程度に上げれば良いので、その成長温度まで上げる過程で自動的にＩｎ組成傾斜を有するアンドープＩｎＧａＮ層を形成することができる。具体的には、成長温度を順次線形に８５０℃程度まで上げていくと、図１１に示すような組成傾斜カーブを持ったアンドープＩｎＧａＮ層が形成される。また、図３の構成では、ｐ型ＡｌＧａｎクラッド層１２を９５０℃程度の温度で成長させる場合には、図１１に示す組成傾斜カーブにおいて成長温度９５０℃程度までの傾斜曲線を得ることができる。

上記のように、図１１に示された組成傾斜カーブのどの範囲を用いるかは、成長温度の出発点と終了点により決まってしまうが、Ｉｎ組成傾斜層のＩｎ組成比率の変化を例えば１８％から３％まで連続的に形成したい場合には、成長温度をＴ１〜Ｔ２まで変化させれば良いし、Ｉｎ組成比率の変化を３％〜０．５まで連続的に形成したい場合は、成長温度をＴ２〜Ｔ３まで変化させれば良い。前述したように、成長温度が高いと残留電子濃度が減少するので、成長温度を高くしてＩｎ組成傾斜層を作製することが望ましく、成長温度の出発点も高くしておくことが良い。

ところで、図１又は図３の構成において、活性層６の最後の井戸層に接する半導体層として３種類の構成を用いた場合の発光効率を比較してみた。Ｘ１の曲線は活性層６の最後の井戸層とｐ型窒化物半導体層との間の半導体層として第１及び第２アンドープＩｎＧａＮ層の代わりに７５０〜８００℃の低温で成長させた低温アンドープＧａＮ層（膜厚４００Å）を用いた場合、Ｘ２の曲線は活性層６の最後の井戸層とｐ型窒化物半導体層との間にＩｎ組成傾斜を有しない第１アンドープＩｎＧａＮ層７及び第２アンドープＩｎＧａＮ層８（合計膜厚２００Å）を用いた場合、Ｘ３の曲線は活性層６の最後の井戸層とｐ型窒化物半導体層との間にＩｎ組成傾斜を有しない第１アンドープＩｎＧａＮ層７とＩｎ組成傾斜を有する第２アンドープＩｎＧａＮ層８（合計膜厚２００Å）とを用いた場合を示す。これは、エレクトロルミネセンス（ＥＬ）積分相対強度を求めることによって算出される。図１２は、ＰＬ（フォトルミネセンス）の例だが、ＥＬと全く同じなので、これで説明する。まず、温度を変化させて発光スペクトル（ＰＬ強度分布）を測定し、各温度毎のＰＬ強度分布の積分値を求める。

例えば、絶対温度１２Ｋ（Ｋはケルビンを示す。以下同様）の場合の、ＰＬ強度積分値は、図の１２Ｋの曲線の面積に相当する。次に、所定の絶対温度をＲＴで表すと、そのＲＴにおけるＰＬ強度積分値は、図のＲＴの曲線の面積に相当する。ＲＴを１２Ｋから２９０Ｋ程度まで変化させて、各温度毎のＰＬ強度積分値を求めてグラフにする。このグラフの一例を示すのが図１７であり、通常、温度が上昇すると発光効率が悪くなるために、ＰＬ強度積分値は小さくなる。図１７に示すように、発光効率が最も良い状態のＰＬ強度積分値の平均をＩ（１２Ｋ）で表し、このＩ（１２Ｋ）が基準となる。

次に、温度パラメータＲＴに対するＰＬ強度積分値をＩ（ＲＴ）とすると、ＥＬ積分相対強度は、Ｉ（ＲＴ）／Ｉ（１２Ｋ）で表される。図１３は、Ｉ（ＲＴ）／Ｉ（１２Ｋ）を表したものであり、縦軸がＥＬ積分相対強度（ＰＬ積分相対強度）、横軸が絶対温度の逆数であってアレニウスプロットとなっている。横軸の説明で表示された（１０００／Ｔ）のＴは、絶対温度で単位はＫ（ケルビン）である。上記のような測定と計算を行い、Ｘ１〜Ｘ３のグラフを得た。なお、Ｘ２、Ｘ３の測定に用いられたＩｎ組成傾斜を有しないアンドープＩｎＧａＮ層のＩｎ組成比率は、すべて２．５％以下とした。

図１３において、横軸の０に近づいていく方が、温度が上昇していく方向に相当する。したがって、横軸の０に近づいていった場合でも、ＥＬ積分相対強度の値が１に近づいている方が、発光効率が良いことになる。発光効率が良いということは、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層やｐ型ＡｌＧａｎクラッド層のｐ型窒化物半導体層からのホール注入効率が良いということであり、窒化物半導体素子の構成上、活性層６の最後の井戸層とｐ型窒化物半導体層との間の半導体層だけが異なるものを比較しているので、どの半導体層にすれば、最もホールの注入効率が上がるのかがわかる。

図１３からわかるように、Ｉｎ組成傾斜を有しない第１アンドープＩｎＧａＮ層とＩｎ組成傾斜を有する第２アンドープＩｎＧａＮ層を用いた場合（Ｘ３の曲線）が、最もホールの注入効率が上がっている。

一方、図１４の曲線Ｙ２は、活性層６の最後の井戸層とｐ型窒化物半導体層との間の半導体層を図１３の曲線Ｘ３の測定で用いた構成と同じとし、Ｉｎ組成傾斜を有しない第１アンドープＩｎＧａＮ層とＩｎ組成傾斜を有する第２アンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚を１００Åとし、合計膜厚２０ｎｍ以下でさらに薄くした場合のＥＬ積分相対強度曲線を示す。また、曲線Ｙ１は、第１アンドープＩｎＧａＮ層の代わりに障壁層６ｂを用い、第２アンドープＩｎＧａＮ層にＩｎ組成傾斜を有するアンドープＩｎＧａＮ層を用いて、これら障壁層とアンドープＩｎＧａＮ層の合計膜厚を１００Åとした場合のＥＬ積分相対強度曲線を示す。なお、Ｙ２の測定では、Ｉｎ組成傾斜を有しないアンドープＩｎＧａＮ層のＩｎ組成比率は２．５％以下とし、Ｙ１及びＹ２の測定に用いたＩｎ組成傾斜を有するアンドープＩｎＧａＮ層の組成傾斜カーブについては、同じものを使用した。

図１３と同様、縦軸をＥＬ積分相対強度、横軸を１０００／Ｔとしてグラフを描いたものである。曲線Ｙ１とＹ２を比較すると、ほぼすべての温度範囲で、Ｙ２の方がホールの注入効率が良いことがわかる。また、高温域では、曲線Ｙ２の方がＥＬ積分相対強度の値が１に収束していくことが示されている。これは、アンドープＩｎＧａＮ層７の膜厚を減じたことによるものであり、中間半導体層の合計膜厚を２００Å以下とするとともに、その合計膜厚を薄くする程、ホールの注入効率が上昇し、発光効率が良くなっていることを示す。

次に、図２の構成のようにｐ型ＡｌＧａｎクラッド層１２を形成した場合において、Ａｌ組成、ホールキャリア濃度、窒化物半導体発光素子の発光強度との関係を図１５に示す。横軸にｐ型ＡｌＧａＮのＡｌ組成比率を、縦軸に発光強度を示し、ホールキャリア濃度を変化させた場合についてのグラフが描かれている。キャリア濃度８×１０^１６ｃｍ^−３の曲線や５×１０^１６ｃｍ^−３の曲線のように、キャリア濃度が２×１０^１７ｃｍ^−３未満になると曲線の傾きが極端に大きくなり、Ａｌ組成比率が小さくなるにしたがって、発光強度が極端に落ちてしまう。

通常、ｐ型ＡｌＧａＮのＡｌ組成を大きくすると、バンドギャップが大きくなり、バリアの高さは確保しやすくなるが、バンドギャップが大きくなるとともに、不純物の活性化率は小さくなり、同じ不純物濃度でもキャリア濃度は下がってしまう。キャリア濃度の向上が電子に対する真の障壁高さを決めるので、適正に使用する範囲が決まってくる。その使用範囲としては、Ａｌ_ｘＧａＮ（０．０２≦ｘ≦０．１５）となる。この範囲で、発光強度が極端に低下せずに、実用に耐える状態のものを探すと、少なくとも、キャリア濃度が２×１０^１７ｃｍ^−３以上でなければならないことがわかる。

ところで、上記ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長については、基板温度が９５０℃でも形成可能であるが、ｐ型ＡｌＧａＮの場合、結晶性を良くしてキャリア補償効果の発生や残留電子濃度の増大を防ぎ、ホール濃度（キャリア濃度）を高く維持するためには、前述したように１０００℃以上の成長温度が望ましい。

図１６は、成長温度によって、結晶性が変化する状態を示すものである。縦軸はフォトルミネセンス強度（任意単位）を、横軸は発光波長を示す。縦軸は測定されたフォトルミネセンス強度（ＰＬ強度）の最も強い点を基準にして相対的に表したものである。これは、サファイア基板上にアンドープＧａＮを積層し、このアンドープＧａＮ上にＡｌＧａＮ単膜２０００Åを積層した構成で、励起光源としてはＨｅ−Ｃｄレーザを用い、励起強度２．５ｍＷ、測定温度１２Ｋで測定を行った。ここで、Ｋは絶対温度を表すケルビンである。

ｐ型ＡｌＧａＮは、基板温度９５０℃で成長させても良いのであるが、図１６に示すように、基板温度９５０℃で成長させた場合には、深い準位発光と呼ばれる現象が発生する。これは、ＡｌＧａＮ中のキャリア補償効果の発生やバンドギャップ内に新たな準位、すなわち結晶欠陥が発生していることを示しており、ホール濃度が減少することにつながる。一方、基板温度１０１０℃で成長させて、さらに結晶性を良くした場合には、深い準位発光は発生していないので、ホール濃度はそのまま維持されることになり、ホールの注入効率が劣化することを防止できる。したがって、ｐ型ＡｌＧａＮの結晶性をさらに向上させるためには１０００℃以上の成長温度が望ましいことがわかる。

図１６で説明したように、ｐ型ＡｌＧａＮの結晶性を非常に良くするためには、１０００℃以上の成長温度の方が良いのであるが、一般に、ｐ型ＧａＮ、ｐ型ＡｌＧａＮといったＩｎＧａＮを除くｐ型層をＭＯＣＶＤ法で作製しようとすると、その成長温度は、少なくとも９５０℃以上の高温度が望ましい。ただし、ｐ型の電流注入層に用いられるＡｌ_ＸＧａ_ＹＮ（ただし、Ｘ＋Ｙ＝１、０≦Ｘ＜１、０＜Ｙ≦１）を、９５０℃以上の高温度で成長させると、良好なｐ型伝導を示す結晶が得られるが、９５０℃よりも低い温度で作製すると結晶の不完全性が非常に大きくなり、キャリア補償効果や残留電子濃度の増大により、ホール濃度が向上せず、良好なｐ型伝導を示す結晶が得られない。

ところで、特に、産業上に特に重要な窒化物を使った、４１０ｎｍ以上のピーク波長で発光する可視光ＬＥＤでは、活性層６のＩｎＧａＮ井戸層６ｃのＩｎ組成が１０％以上にもなるが、Ｉｎ組成比率が高くなるほど、高温状態に置かれるとＩｎが昇華して壊れやすくなり、発光効率が極端に落ちる。したがって、ｐ型のＡｌ_ＸＧａ_ＹＮを９５０℃を越える高温で成長させると、ｐ型のＡｌ_ＸＧａ_ＹＮ層の結晶性は向上するが、既に成膜されているＩｎ組成比率の高い活性層中のＩｎ成分が分解してしまい、発光効率が著しく落ちてしまうという問題があった。

この状態を示すのが、図１９である。窒化物半導体発光素子としては、上述した図１又は図３の構成を用い、活性層６のＩｎ組成比率範囲を以下のように変更した。ＩｎＧａＮ井戸層６ｃのＩｎ組成が１０％以上、すなわち４１０ｎｍ以上のピーク波長を有する場合の活性層６の構成の一例として、障壁層６ｂは、Ｓｉドーピング濃度が５×１０^１６ｃｍ^−３〜５×１０^１８ｃｍ^−３で、膜厚１００〜３５０Å、望ましくは１５０〜３００ÅのＩｎ_ｚ２ＧａＮ（０≦ｚ２≦０．０３）で構成した。一方、井戸層６ｃは、例えば、膜厚３０ÅのノンドープＩｎ_ｙ２ＧａＮ（０．１５≦ｙ２≦０．１８）で構成する。なお、井戸層６ｃに不純物をドーピングする場合は、Ｓｉドーピング濃度が５×１０^１８ｃｍ^−３以下とするのが望ましい。また、井戸層が３〜８層、望ましくは５〜７層になるように構成する。

図１７は、窒化物半導体発光素子が、ｐ型ＧａＮ系コンタクト層又はｐ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長温度によって、どのように発光効率が変化していくのかを示す。例えば、図１の構成でｐ型ＧａＮ系コンタクト層をｐ型ＧａＮコンタクト層とし、その成長温度を一定に保って、ｐ型ＧａＮコンタクト層の成長時間を２７分になるようにして発光素子を形成した後、内部量子効率を測定を行い、さらに、ｐ型ＧａＮコンタクト層の成長温度を変えて、各成長温度毎における内部量子効率を測定した。成長温度は、１回目の測定では８８０℃、２回目の測定では９５０℃、３回目の測定では１０１０℃、４回目の測定では１０６０℃とした。図１７において、横軸はｐ型ＧａＮコンタクト層の成長温度を示し、縦軸は発光素子の内部量子効率（％）を示す。

ところで、内部量子効率は以下のように求められる。図１２に示すように、絶対温度１２Ｋ（Ｋはケルビンを示す）の場合のＰＬ（フォトルミネセンス）積分強度値（図の１２Ｋの曲線の面積）をＪ（１２Ｋ）で表わす。次に絶対温度が２９０Ｋの場合のＰＬ強度分布曲線を積分し、そのＰＬ積分強度値（図１２のＲＴ＝２９０Ｋの曲線の面積）を求め、このＰＬ積分強度値をＩ（２９０Ｋ）とする。このようにして、１２Ｋから２９０Ｋまでの間の何点かのサンプル温度におけるＰＬ積分強度値を求めておき、図１３に示すように、プロットしてグラフを描く。図１７の横軸は、絶対温度の逆数であってアレニウスプロットとなっている。

発光効率が最も良い状態のＰＬ強度積分値の平均をＩ（１２Ｋ）で表し、このＩ（１２Ｋ）が基準となる。内部量子効率η＝Ｉ（２９０Ｋ）／Ｉ（１２Ｋ）と表される。したがって、内部量子効率が高い方が、発光効率が良く、発光強度も大きいことになる。

以上のようにして求めた内部量子効率に基づいて表された図１８からもわかるように、１０１０℃を越えたあたりから、発光効率が加速度的に悪くなっていく。このようにｐ型ＧａＮ層やｐ型ＡｌＧａＮ層の結晶性を良好に維持しつつ、活性層６のＩｎＧａＮ井戸層６ｃを劣化させない成長温度としては、図１８より、９５０℃〜１０１０℃までの間とすることが望ましい。

図１８では、成長時間を２７分に固定しているため、成長温度と成長時間との関係がわからないので、以下の項目についても測定した。例えば、図１の構成において、ｐ型ＧａＮ系コンタクト層８をｐ型ＧａＮコンタクト層とし、前述のように井戸層６ｃのＩｎ組成が１０％以上になるようにした窒化物半導体発光素子で、活性層６の井戸層のうちｐ側に最も近い井戸層成膜終了からｐ型ＧａＮコンタクト層成膜終了までの成長時間と内部量子効率の関係を測定した。その結果を示すのが図１９であり、横軸は上記の成長時間を、縦軸は内部量子効率を示し、ｐ側に最も近い井戸層成膜終了からｐ型ＧａＮコンタクト層成膜終了までの成長温度を１回目は９００℃、２回目は９５０℃、３回目は１０１０℃と変化させて、各成長温度毎に測定した。

ここで、ｐ側に最も近い井戸層成膜終了からｐ型ＧａＮコンタクト層成膜終了までの成長時間とは、図１の構成では、第１アンドープＩｎＧａＮ層７と第２アンドープＩｎＧａＮ層８とｐ型ＧａＮコンタクト層の各成長時間の合計であり、他方、図３の構成では、第１アンドープＩｎＧａＮ層７と第２アンドープＩｎＧａＮ層８とｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１２とｐ型ＧａＮコンタクト層の各成長時間の合計となる。

図１９に示す３点の測定点のうち、中間の測定点は成長時間２７分を示す。図に示されるように、成長温度が９００℃の場合は、成長時間が長くかかっても、発光強度への影響は軽微であるが、９５０℃以上になると、成長時間が長いと、発光強度が極端に落ちてくることがわかる。これは、活性層６のＩｎＧａＮ井戸層６ｃが高温で加熱される時間が長くなると、Ｉｎの昇華等により劣化するためである。すなわち、活性層のｐ側に最も近い井戸層成膜終了から９５０℃以上の成長温度で半導体層を成長させる場合には、成長時間の合計としては、３０分が限界であることが理解できる。

また、図３の構成の窒化物半導体発光素子であれば、図１の構成に加えてｐ型ＡｌＧａＮクラッド層が増えることになるので、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層の成長時間を加えた状態で、成長温度９５０℃以上となる時間の累計を、３０分以内にしなければならないことになる。

活性層６のＩｎＧａＮ井戸層６ｃのＩｎ組成が１０％以上、すなわち４１０ｎｍ以上のピーク波長を有する場合の図１、３の窒化物半導体発光素子製造方法であるが、基本的には前述した方法と変わらない。ところで、図１の構成で、成長温度が９５０℃以上となる対象の層は、ｐ型ＧａＮ系コンタクト層９のみとなり、ｐ型ＧａＮ系コンタクト層９の成長時間を３０分以内にすることに相当する。一方、図３の構成で、成長温度９５０℃以上となる対象の層は、ｐ型ＡｌＧａｎクラッド層１２とｐ型ＧａＮ系コンタクト層９とになり、これら２つの層の成長時間の合計が３０分以内であれば良いことになる。

したがって、図１の構成では、成長温度が９５０℃以上となる対象の層は、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９のみとなり、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９の成長時間を３０分以内にすることに相当する。一方、図３の構成では、成長温度９５０℃以上となる対象の層は、ｐ型ＡｌＧａｎクラッド層１２とｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９とになり、これら２つの層の成長時間の合計が３０分以内であれば良いことになる。

しかし、アンドープＩｎＧａＮ層７を成長温度７５０℃程度とせずに、９５０℃以上の高温で熱処理を行い、表面の凹凸を極力なくしてキャリア補償センターを極力少なくすることもでき、このようにした場合には、成長温度９５０℃以上となる時間の累計を３０分以内にするために、各層の膜厚を調整しなければならないことも発生する。

ところで、前に述べた製造方法では、図１の構成の場合には、ｐ型Ｇａｎ系コンタクト層９としてｐ型ＧａＮ層を用い、成長温度を１０００〜１０３０℃（例えば１０１０℃）に上げて、例えば７００Å成長させるようにしたが、特にＩｎ組成の高い、緑色ＬＥＤなどの場合は、これでもＩｎＧａＮ井戸層６ｃが熱分解するので、この場合はｐ型ＧａＮ系コンタクト層９の成長温度を８００〜９００℃に抑える。成長温度を８００〜９００℃とする代わりに、この成長温度で高濃度のホールキャリア濃度を出せるＭｇがドーピングされたｐ型ＩｎＧａＮ層をｐ型ＧａＮ系コンタクト層９として用いる。ｐ型ＩｎＧａＮ層のＩｎ組成比率は成長温度で決まってしまうが、０．５％〜３％程度で十分である。このように、成長温度９５０℃以上となる成長時間の合計を極力小さくすることで、特にＩｎ組成の高い、緑色ＬＥＤなどに対応することができる。

図１の構成で、ｐ型ＩｎＧａＮコンタクト層を用いた場合、活性層６の井戸層のうち最もｐ型窒化物半導体層に近い井戸層成膜終了からｐ型ＧａＮ系コンタクト８の成膜終了までに、成長温度が９５０℃を超える成長時間の累計を０とすることができ、特にＩｎ組成の高い、緑色ＬＥＤなどの場合は、有効な手段となる。

一方、図３の構成では、ｐ型ＡｌＧａｎクラッド層１２を例えば２００Å形成するが、ＡｌＧａＮ成長は９５０℃程度の温度、望ましくは１０００℃以上程度で行うが、このとき、ｐ型ＧａＮ系コンタクト層８はレートを上げるか、膜厚を薄く取るかして、９５０℃以上の成長時間が３０分以下になるように調整する。できれば１５分以下が望ましい。

Claims (10)

1. 井戸層がＩｎを含む窒化物で構成された量子井戸構造を有する活性層をｐ型窒化物半導体層とｎ型窒化物半導体層とで挟む構造を備えた窒化物半導体発光素子において、
   前記活性層のｐ側に最も近い位置に配置された井戸層と前記ｐ型窒化物半導体層との間には、第１アンドープＩｎＧａN層と前記第１アンドープＩｎＧａN層とは異なるＩｎ組成の第２アンドープＩｎＧａN層とが形成されており、前記第１アンドープＩｎＧａN層と第２アンドープＩｎＧａN層との合計膜厚は２０ｎｍ以下であることを特徴とする窒化物半導体発光素子。
2. 前記第１アンドープＩｎＧａN層は前記活性層のｐ側に最も近い位置に配置された井戸層に接して形成されており、Ｉｎ組成比率は前記第１アンドープＩｎＧａN層よりも前記第２アンドープＩｎＧａN層の方が小さいことを特徴とする請求項１記載の窒化物半導体発光素子。
3. 前記第１アンドープＩｎＧａN層及び第２アンドープＩｎＧａN層のＩｎ組成比率は、共に２．５％以下であることを特徴とする請求項２記載の窒化物半導体発光素子。
4. 前記第２アンドープＩｎＧａN層は、前記第１アンドープＩｎＧａN層と前記ｐ型窒化物半導体層との間に形成されており、Ｉｎ組成が前記ｐ型窒化物半導体層に向かって減少していくＩｎ組成傾斜層であることを特徴とする請求項１記載の窒化物半導体発光素子。
5. 前記Ｉｎ組成傾斜層のＩｎ傾斜は前記ｐ型窒化物半導体層を形成する成長温度に達するまでの温度上昇過程によって形成されることを特徴とする請求項４記載の窒化物半導体発光素子。
6. 前記ｐ型窒化物半導体層の一部としてｐ電極と接触するｐ型コンタクト層が形成されており、前記ｐ型コンタクト層はＭｇドープＩｎＧａＮ又はＭｇドープＧａＮで構成されていることを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子。
7. 前記ｐ型コンタクト層のｐ電極と接触する面と反対側には、前記ｐ型窒化物半導体層の一部としてＭｇがドープされたｐ型Ａｌ_ｘＧａＮ（０．０２≦ｘ≦０．１５）が形成されていることを特徴とする請求項６記載の窒化物半導体発光素子。
8. 前記ｐ型Ａｌ_ｘＧａＮ（０．０２≦ｘ≦０．１５）のホールキャリア濃度は、２×１０^１７ｃｍ^−３以上の範囲であることを特徴とする請求項７記載の窒化物半導体発光素子。
9. 前記ｐ型Ａｌ_ｘＧａＮ（０．０２≦ｘ≦０．１５）は、温度１０００℃以上で成長させることを特徴とする請求項７又は請求項８のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子。
10. 前記井戸層のＩｎ組成比率は１０％以上であって、前記活性層のｐ側に最も近い位置に配置された井戸層成膜終了から前記ｐ型窒化物半導体層の成膜終了までの間に、成長温度が９５０℃以上となる時間の合計が３０分以内であることを特徴とする請求項１〜請求項９のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子。

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