JP2006019713A - Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子およびそれを用いたｌｅｄ - Google Patents

Abstract

【課題】 結晶基板と発光部との間の、ｎ型III族窒化物半導体からなる中間層の低抵抗化、表面の平坦化を可能とし、発光強度を向上させることができるようにする。
【解決手段】 本発明のIII族窒化物半導体発光素子１は、結晶基板２上に形成されたIII族窒化物半導体（組成式Ａｌ_XＧａ_YＩｎ_ZＮ_1-aＭ_a：０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｚ≦１で且つ、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１。記号Ｍは窒素（Ｎ）とは別の第Ｖ族元素を表し、０≦ａ＜１である。）からなる結晶層を発光部４とするIII族窒化物半導体発光素子であり、結晶基板２は表面が鏡面研磨されているとともに面方位がジャスト方向よりわずかに傾斜させた状態で積層され、その結晶基板２と発光部４との中間に、ゲルマニウム（Ｇｅ）の原子濃度を周期的に変化させたｎ型III族窒化物半導体からなるゲルマニウム周期変化層３を有する、ことを特徴としている。
【選択図】 図１

Description

本発明は、結晶基板上に形成された、III族窒化物半導体（組成式Ａｌ_XＧａ_YＩｎ_ZＮ_1-aＭ_a：０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｚ≦１で且つ、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１。記号Ｍは窒素（Ｎ）とは別の第Ｖ族元素を表し、０≦ａ＜１である。）からなる結晶層を発光部とするIII族窒化物半導体およびそれを用いたＬＥＤに関するものである。

従来から、III族窒化物半導体は、短波長の可視光を放射する発光ダイオード（ＬＥＤ）やレーザダイオード（ＬＤ）等のｐｎ接合型構造のIII族窒化物半導体発光素子を構成するための機能材料として利用されている（特許文献１参照）。そして、近紫外帯、青色帯、或いは緑色帯の発光を呈するＬＥＤを構成するのに際し、ｎ形またはｐ形の窒化アルミニウム・ガリウム（Ａｌ_XＧａ_YＮ：０≦Ｘ，Ｙ≦１、Ｘ＋Ｙ＝１）は、クラッド（ｃｌａｄ）層を構成するのに利用されている（特許文献２参照）。また、窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ_YＩｎ_ZＮ：０≦Ｙ，Ｚ≦１、Ｙ＋Ｚ＝１）は、活性層（発光層）を構成するのに利用されている（特許文献３参照）。
特開２０００−３３２３６４号公報 特開２００３−２２９６４５号公報 特公昭５５−３８３４号公報

従来のIII族窒化物半導体発光素子の発光部は、発光層に、ｎ型またはｐ型のIII族窒化物半導体層を接合するのが一般的である。高い強度の発光を得るために、ヘテロ（ｈｅｔｅｒｏ）接合構造とするためである。例えば、ダブルヘテロ（ＤＨ）接合構造の発光部を構成するために、発光層は、従来からＧａ_YＩｎ_ZＮ（０≦Ｙ，Ｚ≦１、Ｙ＋Ｚ＝１）等からなり、ｎ型またはｐ型III族窒化物半導体層がクラッド層等として接合されている（非特許文献１参照）。
赤崎 勇著、「III−Ｖ族化合物半導体」、１９９５年５月２０日発行、（株）培風館、第１３章参照

また、基板と発光部との中間に配置されているｎ型III族窒化物半導体からなる中間層は、従来から、もっぱら、珪素（Ｓｉ）を添加したIII族窒化物半導体から構成されている。珪素のドーピング量を調整することによって、制御された抵抗率を有する、例えばｎ型Ａｌ_XＧａ_YＮ（０≦Ｘ，Ｙ≦１、Ｘ＋Ｙ＝１）層が利用されている（特許文献４参照）。
特許第３３８３２４２号公報

しかしながら、低抵抗のｎ型III族窒化物半導体からなる中間層を気相成長しようと、珪素（Ｓｉ）を多量にドーピングすると、亀裂（ｃｒａｃｋ）が発生する問題があった（非特許文献２参照）。即ち、珪素をドーピングする従来の技術手段では、低抵抗で、しかも連続性のあるｎ型III族窒化物半導体からなる中間層を安定して得られていない。
Ｈ．Ｍｕｒａｋａｍｉ他、Ｊ．Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ，１１５（１９９１）、６４８．

一方、珪素（Ｓｉ）以外のｎ型不純物としては、ゲルマニウム（Ｇｅ）が公知である（特許文献５参照）。しかし、Ｓｉの場合と比較すると、ドーピング効率は低く（非特許文献３参照）、低抵抗のｎ型III族窒化物半導体からなる中間層を得るには不利とされている。また、高濃度にＧｅをドーピングすると、ｎ型III族窒化物半導体からなる中間層の表面には、平坦性を損なう小孔（ｐｉｔ）が発生する欠点があった（非特許文献４参照）。
特開平４−１７０３９７号公報 Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，３１（９Ａ）（１９９２）、２８８３． 「Ｇｒｏｕｐ III Ｎｉｔｒｉｄｅ Ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒ Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ」（ＣＬＡＲＥＮＤＯＮ Ｐｒｅｓｓ．（ＯＸＦＯＲＤ），１９９８）、１０４頁

また従来公知の初期窒化及び低温バッファ層を介した結晶成長ではIII族窒化物半導体からなる中間層の転位密度が高く結晶品質が不十分である。このような結晶ではドーパント原子の存在によってIII族窒化物半導体の結晶性及び表面状態が敏感に変動する。従ってドープされている層のドーパント分布が不均一な場合、表面平坦性の低下が特に問題となる。

一方、サファイア基板とＣ面（０００１）のなす角を５°以内として、バッファ層を介した２段階成長により発光特性を向上させる技術が開示されている（特許文献６参照）。この特許文献６では、発光素子（ＬＥＤ）における輝度向上に関する技術が示されているのみであって、素子化プロセス及び発光素子の特性に影響する結晶表面の平坦性向上及び鏡面性向上に関する技術は開示されていない。基板表面の傾斜角を単純に５°以内とした場合には、基板表面のステップ密度が十分に規定されないためドーパント分布の不均一や表面平坦性低下の問題は解決されなかった。
特開平９−２３０２６号公報

この発明は上記に鑑み提案されたもので、結晶基板と発光部との間の、ｎ型III族窒化物半導体からなる中間層の低抵抗化、表面の平坦化が可能で、発光強度を向上させることができるIII族窒化物半導体発光素子を提供することを目的とする。

（１）上記目的を達成するために、第１の発明は、結晶基板上に形成された、III族窒化物半導体（組成式Ａｌ_XＧａ_YＩｎ_ZＮ_1-aＭ_a：０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｚ≦１で且つ、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１。記号Ｍは窒素（Ｎ）とは別の第Ｖ族元素を表し、０≦ａ＜１である。）からなる結晶層を発光部とするIII族窒化物半導体発光素子において、上記結晶基板は表面が鏡面研磨されているとともに面方位がジャスト方向よりわずかに傾斜した状態で積層され、その結晶基板と発光部との中間に、ゲルマニウム（Ｇｅ）の原子濃度を周期的に変化させたIII族窒化物半導体からなるゲルマニウム周期変化層を有する、ことを特徴としている。

（２）第２の発明は、上記した（１）項に記載の発明の構成に加えて、上記結晶基板表面は、ジャスト方向より０．０５°から０．２°傾斜している、ことを特徴としている。

（３）第３の発明は、上記した（１）項または（２）項に記載の発明の構成に加えて、上記結晶基板が、サファイア（α−Ａｌ₂Ｏ₃単結晶）、酸化亜鉛（ＺｎＯ）、酸化ガリウム・リチウム（ＬｉＧａＯ₂）等の酸化物単結晶材料、珪素（Ｓｉ）単結晶（シリコン）、立方晶或いは六方晶結晶型の炭化珪素（ＳｉＣ）等のIV族半導体単結晶、リン化ガリウム（ＧａＰ）や砒化ガリウム（ＧａＡｓ）等のIII−Ｖ族化合物半導体単結晶、窒化ガリウム結晶からなる単結晶からなる基板である、ことを特徴としている。

（４）第４の発明は、上記した（１）項から（３）項の何れか１項に記載の発明の構成に加えて、上記ゲルマニウム周期変化層は、ゲルマニウムを故意に添加したゲルマニウムドープ層と、ゲルマニウムをドープしないアンドープ層とを交互に周期的に積層させた構造を有している、ことを特徴としている。

（５）第５の発明は、上記した（４）項に記載の発明の構成に加えて、上記ゲルマニウムドープ層の層厚は、アンドープ層の層厚以下である、ことを特徴としている。

（６）第６の発明は、上記した（１）項から（３）項の何れか１項に記載の発明の構成に加えて、上記ゲルマニウム周期変化層は、ゲルマニウムを高濃度で含む高濃度層と、ゲルマニウムを低濃度で含む低濃度層とを交互に周期的に積層させた構造を有している、ことを特徴としている。

（７）第７の発明は、上記した（６）項に記載の発明の構成に加えて、上記高濃度層の層厚は、低濃度層の層厚以下である、ことを特徴としている。

（８）第８の発明は、上記した（４）項から（７）項の何れか１項に記載の発明の構成に加えて、上記ゲルマニウムドープ層とアンドープ層とからなる一周期層、または上記高濃度層と低濃度層とからなる一周期層は、層厚が１ｎｍ以上で１０００ｎｍ以下である、ことを特徴としている。

（９）第９の発明は、上記した（４）項から（８）項の何れか１項に記載の発明の構成に加えて、上記ゲルマニウムドープ層または高濃度層におけるゲルマニウム原子の濃度は、５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上で５×１０¹⁹ｃｍ^-3以下である、ことを特徴としている。

（１０）第１０の発明は、ＬＥＤであって、上記した（１）項から（９）項の何れか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子を用いて作製したことを特徴としている。

本発明のIII族窒化物半導体発光素子
では、結晶基板の鏡面研磨された表面をジャスト方向よりわずかに傾斜させた状態で積層し、その結晶基板と発光部との間のｎ型III族窒化物半導体からなる中間層を、ゲルマニウム（Ｇｅ）の原子濃度を周期的に変化させたゲルマニウム周期変化層としたので、中間層を低抵抗に形成することができ、また表面を平坦化することができ、したがって、発光強度を向上させることができる。

以下にこの発明の実施の形態を図面に基づいて詳細に説明する。

図１は本発明のIII族窒化物半導体発光素子における積層構造の断面を概略的に示す図である。本発明のIII族窒化物半導体発光素子１は、図に示すように、結晶基板２と発光部４との中間に、ゲルマニウム（Ｇｅ）の原子濃度を周期的に変化させたｎ型III族窒化物半導体からなるゲルマニウム周期変化層３を有している。

上記の発光部４は、ゲルマニウム周期変化層３上に、ｎ型クラッド層４１、活性層４２およびｐ型クラッド層４３を順に積層して構成されている。この発光部４は、III族窒化物半導体（組成式Ａｌ_XＧａ_YＩｎ_ZＮ_1-aＭ_a：０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｚ≦１で且つ、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１。記号Ｍは窒素（Ｎ）とは別の第Ｖ族元素を表し、０≦ａ＜１である。）からなる結晶層で形成されている。

上記の結晶基板２は、次の（１）（２）（３）の何れかの単結晶からなる基板である。

（１）融点が比較的高く耐熱性のあるサファイア（α−Ａｌ₂Ｏ₃単結晶）、酸化亜鉛（ＺｎＯ）、酸化ガリウム・リチウム（ＬｉＧａＯ₂）等の酸化物単結晶材料。

（２）珪素（Ｓｉ）単結晶（シリコン）、立方晶或いは六方晶結晶型の炭化珪素（ＳｉＣ）等のIV族半導体単結晶。

（３）窒化ガリウム（ＧａＮ）、リン化ガリウム（ＧａＰ）、砒化ガリウム（ＧａＡｓ）等のIII−Ｖ族化合物半導体単結晶。

上記のＧａＮからなる基板を除いて、原理的には窒化ガリウム系化合物とは格子整合しない上記の基板上に窒化ガリウム系化合物半導体を、結晶基板２上に積層し下地層（図示省略）とするために、特許第３０２６０８７号公報や特開平４−２９７０２３号公報に開示されている低温バッファ法や、特開２００３−２４３３０２号公報などに開示されているＳｅｅｄｉｎｇ Ｐｒｏｃｅｓｓ（ＳＰ）法等の格子不整合結晶エピタキシャル成長技術を用いることができる。特に、ＧａＮ系結晶を作製することが可能な程度の高温でＡｌＮ結晶膜を作製するＳＰ法は、生産性の向上などの観点で優れた格子不整合結晶エピタキシャル成長技術である。

低温バッファやＳＰ法などの格子不整合結晶エピタキシャル成長技術を用いた場合、結晶基板２上に積層する下地層としての窒化ガリウム系化合物半導体は、アンドープかもしくは５×１０¹⁷ｃｍ^-3程度の低ドープのＧａＮであることが望ましい。下地層の膜厚は、１〜２０μｍであることが望ましく、５〜１５μｍであることが更に好適である。

上記のゲルマニウム周期変化層３は、結晶基板２に直接または上記のように下地層を介して形成する。このゲルマニウム周期変化層３は、有機金属化学的気相堆積法（ＭＯＣＶＤ、ＭＯＶＰＥまたはＯＭＶＰＥなどと略称される。）、分子線エピタキシャル法（ＭＢＥ）法、ハロゲン（ｈａｌｏｇｅｎ）気相成長法、ハイドライド（水素化物）気相成長法等の気相成長手段により形成できる。ゲルマニウムの添加源としては、ゲルマンガス（分子式：ＧｅＨ₄）、テトラメチルゲルマニウム（分子式：（ＣＨ₃）₄Ｇｅ）、テトラエチルゲルマニウム（分子式：（Ｃ₂Ｈ₅）₄Ｇｅ）等の有機ゲルマニウム化合物を利用できる。ＭＢＥ法では、元素状のゲルマニウムもドーピング源として利用できる。ＭＯＣＶＤ法では、（ＣＨ₃）₄Ｇｅを使用して形成する。

III族窒化物半導体からなるゲルマニウム周期変化層３は、面方位をジャスト方向よりわずかに傾斜させた鏡面研磨結晶基板２上に形成される。III族窒化物半導体においては、ＳｉやＧｅなど、ドープされてｎ型伝導性を示すIV族元素は、結晶中においてIII族元素と置き換わることで存在していると考えられる。さらに面方位がジャスト方向よりわずかに傾斜された鏡面研磨基板上に成長させることによって、基板のステップに対応して結晶成長時のキンク部分でＧｅが結晶に置換すると考えられる。このためＧｅが均一に分布され、結晶表面が鏡面となり、さらにはＬＥＤの発光出力が増加するという結果が得られる。

傾斜させた鏡面研磨結晶基板２の方位は、ジャスト方向より０．０１°から２°、望ましくは０．０２°から１°、さらに望ましくは０．０５°から０．２°傾斜している場合が好適である。また結晶基板２が六方晶結晶型のサファイア（α−Ａｌ₂Ｏ₃単結晶）や炭化珪素（ＳｉＣ）の場合、＜０００１＞方向より０．０１°から２°、望ましくは０．０２°から１°、さらに望ましくは０．０５°から０．２°傾斜している場合が好適であるが必ずしもこれらに限定されるものではない。

ゲルマニウム周期変化層３の構造としては、表面の平坦性を確保するための技術として、ゲルマニウム原子濃度を周期的に変化させた構造をとることができる。この領域は、III族窒化物半導体層の気相成長時にＧｅのドーピング源の気相成長反応系への供給量を経時的に、周期的に変化させて形成する。例えば、Ｇｅのドーピング源を気相成長領域へ供給せずに、アンドープの薄層を形成した後、気相成長領域へ多量のＧｅドーピング源を瞬時に供給して、Ｇｅ原子を高い濃度で含む薄層を形成する。このＧｅドーピング源の気相成長反応系への供給量を増減させれば、ゲルマニウム原子濃度を周期的に変化させた領域を形成できる。すなわち、ゲルマニウムを故意に添加したゲルマニウムドープ層と、ゲルマニウムをドープしないアンドープ層とを交互に周期的に積層させた構造とすることができる。

また、Ｇｅ原子濃度を低濃度とする薄層を成長した後、Ｇｅ原子を高濃度に添加するのに適する様にＶ／III比率等の成長条件が調整できる迄成長を中断させ、調整ができた時点でＧｅ原子を高濃度に含む薄層を接合させて形成する。すなわち、ゲルマニウムを高濃度で含む高濃度層と、ゲルマニウムを低濃度で含む低濃度層とを交互に周期的に積層させた構造とすることができる。

なお、以下の説明では、高濃度層にはゲルマニウムドープ層も含むものとし、また低濃度層にはアンドープ層も含むものとし、説明を簡略化することとする。

高濃度層と低濃度層とを交互に周期的に積層させ、Ｇｅ原子濃度を周期的に変化させてゲルマニウム周期変化層３を形成した場合、そのゲルマニウム周期変化層３の全体の層厚は、０．１μｍ以上１０μｍ以下が適する。好ましくは、０．３μｍ以上５μｍ以下であり、さらに好ましくは、０．５μｍ以上３μｍ以下である。全体の層厚が０．１μｍ以下になると低抵抗のｎ型III族窒化物半導体層が得られなくなる。また、１０μｍ以上にしても得られる効果は変わらない。

高濃度層と低濃度層とで形成される層、すなわち１単位としての周期層の膜厚は、１ｎｍ以上１０００ｎｍ以下が適する。好ましくは、４ｎｍ以上４００ｎｍ以下、さらに好ましくは、６ｎｍ以上１００ｎｍ以下である。周期層の膜厚が１ｎｍ以下になるとドープ層を周期的に積層する効果が得られ難くなる。また、１０００ｎｍ以上では、ピットの形成が抑制できないか、もしくは、高抵抗化してしまう。

高濃度層の膜厚は、０．５ｎｍ以上５００ｎｍ以下が適する。好ましくは、２ｎｍ以上２００ｎｍ以下、さらに好ましくは、３ｎｍ以上５０ｎｍ以下である。膜厚が０．５ｎｍ以下になるとゲルマニウムドープが十分されず高抵抗化してしまう。また、５００ｎｍ以上では、低濃度層でピットが埋まりきらないか、もしくは、埋めるために低濃度層を十分厚くすると、やはり、高抵抗化してしまう。

また、低濃度層の膜厚は、０．５ｎｍ以上５００ｎｍ以下が適する。好ましくは、２ｎｍ以上２００ｎｍ以下、さらに好ましくは、３ｎｍ以上５０ｎｍ以下である。膜厚が０．５ｎｍ以下になるとゲルマニウムドープ層で形成するピットを十分埋められず平坦性が損なわれる。

また、周期層中の高濃度層が低濃度層より厚い場合も、ピット形成が抑制できず平坦性が得られ難い。一方、１周期中の低濃度層が高濃度層と同等かそれ以上厚い場合は、平坦性は良好になる。したがって、低濃度層の厚さは、高濃度層の層厚以上とするのが望ましい。低濃度層におけるゲルマニウムの原子濃度をより小とするため、低濃度層をアンドープ層とすると、高濃度層の表面に存在するピットを埋め尽くす効果がさらに高まり、表面の平坦なゲルマニウム周期変化層３を得るのに有効となる。

ただし、低濃度層を厚くしすぎると、高抵抗化してしまい、良好なゲルマニウム周期変化層３が得られ難くなる。すなわち、低濃度層の層厚が大であると、順方向電圧（Ｖｆ）或いは閾値電圧（Ｖｔｈ）の低いIII族窒化物半導体発光素子を得るのに不利である。従って、低濃度層の層厚は、５００ｎｍ以下とするのが妥当である。また、低濃度層のゲルマニウム濃度が小であり、キャリア濃度が低い場合である程、層厚を薄くするのが望ましい。

周期層を積層させる周期数は、１以上で１００００以下が適する。好ましくは１０以上で１０００以下、さらに好ましくは、２０以上で２００以下である。例えば、層厚を１０ｎｍとする高濃度層と、層厚を１０ｎｍとする低濃度層との接合体を１単位の周期層とし、１００周期に亘り積層させることで、全体の厚さを２μｍとするゲルマニウム周期変化層３が形成される。

高濃度層の内部のゲルマニウム原子の濃度は、５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上５×１０¹⁹ｃｍ^-3以下とするのが適する。好ましくは、１×１０¹⁸ｃｍ^-3以上３×１０¹⁹ｃｍ^-3以下、さらに好ましくは、３×１０¹⁸ｃｍ^-3以上２×１０¹⁹ｃｍ^-3以下である。

高濃度層の濃度を５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上とすると、順方向電圧の低いＬＥＤを構成するのに貢献できる。一方、高濃度層の濃度を５×１０¹⁹ｃｍ^-3とすると、ゲルマニウム原子の濃度を周期的に変化させた領域の全体のキャリア濃度は、概ね３×１０¹⁹ｃｍ^-3〜４×１０¹⁹ｃｍ^-3である。この原子濃度を超えてゲルマニウムをドーピングすると、表面の小孔の密度が急激に増加するため好ましくはない。

高濃度層の内部のゲルマニウム原子の濃度は、必ずしも一定でなくても良く、濃度を連続的もしくは不連続に変化させても良い。また高濃度層と別の高濃度層との間でも、ゲルマニウム原子の濃度は必ずしも一定でなくても良く、濃度を連続的もしくは不連続に変化させても良い。

低濃度層の内部のゲルマニウム原子の濃度は、周期層をなす相手の高濃度層の内部のゲルマニウム原子の濃度より低濃度であり、かつ、下記の分析法による定量下限界以上２×１０¹⁹ｃｍ^-3以下とするのが適する。好ましくは、定量下限界以上１×１０¹⁹ｃｍ^-3以下、さらに好ましくは、定量下限界以上５×１０¹⁸ｃｍ^-3以下である。ゲルマニウム原子の濃度を２×１０¹⁹ｃｍ^-3以上とすると、表面の小孔の密度が急激に増加するため好ましくない。なお、低濃度層がアンドープ層の場合、ゲルマニウム原子の濃度は零もしくは零に近い濃度となる。

また、上記の高濃度層の場合と同様に、低濃度層の場合もその内部のゲルマニウム原子の濃度は、必ずしも一定でなくても良く、濃度を連続的もしくは不連続に変化させても良い。また低濃度層と別の低濃度層との間でも、ゲルマニウム原子の濃度は必ずしも一定でなくても良い。

ゲルマニウム周期変化層３のゲルマニウム原子の濃度は、例えば、２次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）で測定できる。これは、試料の表面に１次イオンを照射することにより、イオン化して飛び出した元素を質量分析する手法であり、特定の元素の深さ方向の濃度分布を観察かつ定量できる。

このように、本発明ではゲルマニウム周期変化層３を、面方位がジャスト方向よりわずかに傾斜した結晶基板２の鏡面研磨表面上に設けるので、ゲルマニウムをドープしても低抵抗に形成することができるとともに、表面を平坦化して結晶基板２との格子ミスマッチに基づくミスフィット転位等の層の上方への伝搬を抑制でき、したがって、この上に形成される発光部４を結晶性に優れたものとすることができ、発光素子としての発光強度を向上させることができる。

上記発光部４を構成する活性層（発光層）４２は、ＩｎＧａＮなどの単層で構成しても構わないし、量子井戸構造としても構わないが、特に、量子井戸構造を採用した場合に、本発明の効果が現れる。

量子井戸構造としては、単一の層からなる単一量子井戸構造でもよいが、発光作用を有する井戸層と、障壁層とを交互に複数層積層させた多重量子井戸構造が、発光出力が向上するので好ましい。積層の回数は３回から１０回程度が好ましく、３回から６回程度がさらに好ましい。多重量子井戸構造の場合、全ての井戸層が厚膜部と薄膜部を備えている必要はなく、また、厚膜部および薄膜部それぞれの寸法や面積比などを各層によって変化させても良い。

障壁層の膜厚は、７０Å以上であることが好ましく、さらに好ましくは１４０Å以上である。障壁層の膜厚が薄いと、障壁層上面の平坦化を阻害し、発光効率の低下やエージング特性の低下を引き起こす。また、膜厚が厚すぎると、駆動電圧の上昇や発光の低下を引き起こす。このため、障壁層の膜厚は５００Å以下であるのが好ましい。

単層の場合の活性層４２、また量子井戸構造の場合の活性層４２の井戸層は、Ｉｎを含む窒化ガリウム系化合物半導体であることが好ましい。Ｉｎを含む窒化ガリウム系化合物半導体は、青色の波長領域の発光を強い強度で発光することができる。

多重量子構造の場合、障壁層は、ＧａＮやＡｌＧａＮのほか、井戸層を構成するＩｎＧａＮよりもＩｎ比率の小さいＩｎＧａＮで形成することができる。中でも、ＧａＮが好適である。

井戸層をアンドープとする場合、井戸層には膜厚の厚い領域と薄い領域を含む構造とすることができる。井戸層をこの構造とすることで、駆動電圧の低減を実現することができる。このような構造は、６００℃から９００℃などの比較的低い温度で井戸層を成長させておき、その後成長を停止した状態で昇温する工程を入れることで形成することが可能である。

活性層（活性層が量子井戸構造の場合は井戸層）にシリコン（Ｓｉ）またはＧｅ（Ｇｅ）をドープすることも可能である。活性層にＳｉをドープする場合、ドーパント源としては一般に良く知られたシラン（ＳｉＨ₄）、ジシラン（Ｓｉ₂Ｈ₆）のほか、有機珪素原料を用いることができる。シラン（ＳｉＨ₄）、ジシラン（Ｓｉ₂Ｈ₆）は、１００％のガスとして供給しても良いが、安全性の観点からは希釈したガスをボンベから供給することが望ましい。

また活性層（活性層が量子井戸構造の場合は井戸層）にＧｅをドープする場合、ドーパント減としてはｎ型窒化ガリウム層にも用いることのできる、ゲルマンガス（ＧｅＨ₄）や、テトラメチルゲルマニウム（（ＣＨ₃）₄Ｇｅ）やテトラエチルゲルマニウム（（Ｃ₂Ｈ₅）₄Ｇｅ）等の有機ゲルマニウム化合物を利用できる。ＭＢＥ法では、元素状のＧｅもドーピング源として利用できる。

活性層（活性層が量子井戸構造の場合は井戸層）にＳｉまたはＧｅをドープする場合、全領域にドープしても良いし、一部の領域のみにドープしても良い。特に、量子井戸構造を採用している構造において障壁層にｎドーパントをドープすると、素子の駆動電圧が低下する効果があるので、障壁層にＳｉまたはＧｅをドープすることは望ましい。この場合、障壁層全体にドープするだけでなく、一部の領域にドープしても良い。特に、井戸層の直下にあたる領域に選択的にドープすることで高い出力と低い駆動電圧を両立することができる。

ＳｉまたはＧｅをドープする濃度としては、５×１０¹⁶ｃｍ^-3以上で１×１０¹⁹ｃｍ^-3以下とすることが良い。濃度がこれ以上低くては駆動電圧の低減が実現できないし、これ以上高いと結晶性や平坦性が低下する。更に望ましくは１×１０¹⁷ｃｍ^-3以上で５×１０¹⁸ｃｍ^-3以下であり、１×１０¹⁷ｃｍ^-3以上で１×１０¹⁸ｃｍ^-3以下が最も好適である。

コンタクト層としてのゲルマニウム周期変化層３と活性層４２との間に、ｎ型クラッド層４１を設けている。ｎ型クラッド層４１は、ＡｌＧａＮ、ＧａＮ、ＩｎＧａＮなどで形成することが可能であるが、ＩｎＧａＮとする場合には活性層のＩｎＧａＮのバンドギャップよりも大きい組成とすることが望ましいことは言うまでもない。ｎ型クラッド層４１のキャリア濃度は、コンタクト層と同じでも良いし、大きくても小さくても良い。その上に形成される活性層４２の結晶性をよくするために、成長速度、成長温度、成長圧力、ドープ量などの成長条件を適宜調節して、平坦性の高い表面とすることが好ましい。

またｎ型クラッド層４１は、組成や格子定数の異なる層を、交互に複数回積層して形成しても良い。その際、積層する層によって組成のほか、ドーパントの量や膜厚などを変化させても良い。

活性層４２上に形成するｐ型クラッド層４３は通常０．０１〜１μｍの厚さに形成する。このｐ型クラッド層４３は、その上に正極形成用に形成されるｐ型コンタクト層を兼ねることができる。ｐ型クラッド層４３は、ＧａＮ、ＡｌＧａＮなどを用いて形成し、ｐドーパントとしてＭｇをドープする。ｐ型コンタクト層を兼ねる場合、正電極とのコンタクトを取ることが容易なように、最表面を高キャリア濃度の層として形成することが望ましいが、大方の層においては高抵抗であっても構わない。つまり、ドーパントの量を減量しても問題はないし、ドーパントの活性化を阻害するとされている水素を含んでいても問題はない。むしろ、素子とした場合の逆耐圧が向上するので望ましい。

ｐ型クラッド層４３に関しても、組成や格子定数の異なる層を、交互に複数回積層して形成しても良い。その際、積層する層によって組成のほか、ドーパントの量や膜厚などを変化させても良い。

ｐ型コンタクト層（図示省略）は、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮなどを用いることができ、不純物としてＭｇをドープする。Ｍｇをドープした窒化ガリウム系化合物半導体は、通常反応炉から取り出したままでは高抵抗であるが、アニール処理、電子線照射処理、マイクロ波照射処理など、活性化の処理を施すことでｐ伝導性を示すとされているが、前述したとおり、活性化処理を施さずに利用できる場合もある。

また、ｐ型コンタクト層としてｐ型不純物をドープした燐化ホウ素を用いることもできる。ｐ型不純物をドープした燐化ホウ素は、上記のようなｐ型化のための処理を一切行わなくてもｐ導電性を示す。

これらのｎ型クラッド層４１、活性層４２およびｐ型クラッド層４３を構成する窒化ガリウム系化合物半導体の成長方法は特に限定されず、ＭＢＥ、ＭＯＣＶＤ、ＨＶＰＥなどの周知の方法を周知の条件で用いることができる。中でも、ＭＯＣＶＤ法が好ましい。

原料には、窒素源としてアンモニア、ヒドラジン、アジ化物などを用いることができる。また、III族有機金属としてトリメチルガリウム（ＴＭＧａ）、トリエチルガリウム（ＴＥＧａ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）などを用いることができる。また、ドーパント源としてシラン、ジシラン、ゲルマン、有機ゲルマニウム原料、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ₂Ｍｇ）などを用いることができる。キャリアガスには窒素および水素を使用できる。

Ｉｎを含む活性層４２（（活性層が量子井戸構造の場合は井戸層）の成長は、基板温度を６５０〜９００℃の範囲で行なうことが望ましい。それ以下の温度では結晶性の良い活性層が得られないし、それ以上の温度では活性層に取り込まれるＩｎの量が少なくなり、意図する波長を発光する素子を作製することができないことがある。

活性層が多重量子井戸構造の場合、障壁層の一部領域の成長は、井戸層の成長よりも高い基板温度で行なうことが好ましい。その温度領域は、７００〜１０００℃程度が好適である。

正極は、各種組成および構造の正極が周知であり、これら周知の正極を何ら制限なく用いることができる。

透光性の正極材料としては、Ｐｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏなどを含んでも良い。また、その一部が酸化されている構造とすることで、透光性が向上することが知られている。反射型の正極材料としては、上記の材料の他に、Ｒｈ、Ａｇ，Ａｌなどを用いることができる。

これらの正極は、スパッタリングや真空蒸着などの方法で形成することができる。特にスパッタリングを用いると、スパッタリングの条件を適切に制御することで、電極膜を形成した後にアニール処理を施さなくともオーミック接触を得ることができ、好適である。

負極についても、各種組成および構造の負極が周知であり、これら周知の負極を何ら制限なく用いることができる。ｎ型コンタクト層と接する負極用のコンタクト材料としては、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ａｕなどのほか、Ｃｒ、Ｗ、Ｖなどを用いることができる。負極全体を多層構造としてボンディング性などを付与することができることは言うまでもない。特に、最表面をＡｕで覆うことは、ボンディングをしやすくするためには好ましい。

発光素子の構造としては、反射型の正極を備えたフリップチップ型の素子としても良いし、透光性の正極や格子型、櫛型の正極を備えたフェイスアップ型の素子としても良い。

実施例１ まず、＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．０５°傾斜させたサファイアの鏡面研磨結晶基板を通常の横形ＭＯＣＶＤ装置反応炉にセットして、水素を供給しつつ６００℃まで昇温し１０分間サーマルクリーニングを行う。その後周期的に濃度を変化させて積層したＧｅドープＧａＮ層上にノンドープの活性層を積層し、III族窒化物半導体発光ダイオードを構成する場合を例にして本発明を具体的に説明する。説明の中で、ドーパント濃度の測定は、全て前述したＳＩＭＳ法によって行った。また、膜厚の測定は、白色光の反射率スペクトルを用いる方法や、断面ＴＥＭ（Ｔｕｎｎｅｌｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）観察によった。実施例２以降も同様である。

図２は実施例１のＬＥＤを作製するためのエピタキシャル積層構造体の断面構造を模式的に示す図、図３は実施例１にて作成するＬＥＤチップを模式的に示す平面図である。

エピタキシャル積層構造体１１は、一般的な減圧ＭＯＣＶＤ手段を利用して以下の手順で形成した。先ず、（０００１）−サファイア基板１０１を、高周波（ＲＦ）誘導加熱式ヒータで成膜温度に加熱される半導体用高純度グラファイト製のサセプタ上に載置した。載置後、ステンレス鋼製の気相成長反応炉内に窒素ガスを流通し、炉内をパージした。

気相成長反応炉内に、窒素ガスを８分間に亘って流通させた後、誘導加熱式ヒータを作動させ、基板１０１の温度を、１０分間で室温から６００℃に昇温した。基板１０１の温度を６００℃に保ったまま、水素ガスと窒素ガスを流通させて、気相成長反応炉内の圧力を１．５×１０⁴パスカル（Ｐａ）とした。この温度及び圧力下で２分間放置して、基板１０１の表面をサーマルクリーニングした。サーマルクリーニングの終了後、気相成長反応炉内への窒素ガスの供給を停止した。水素ガスの供給は継続させた。

その後、水素雰囲気中で、基板１０１の温度を１１２０℃に昇温させた。１１２０℃で温度が安定したのを確認した後、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）の蒸気を随伴する水素ガスを８分３０秒間、気相成長反応炉内へ供給した。これにより、気相成長反応炉の内壁に以前より付着していた窒素（Ｎ）を含む堆積沈着物の分解により生じる窒素（Ｎ）原子と反応させて、サファイア基板１０１上に、数ｎｍの厚さの窒化アルミニウム（ＡｌＮ）薄膜（図示せず）を付着させた。ＴＭＡｌの蒸気を随伴する水素ガスの気相成長反応炉内への供給を停止しＡｌＮの成長を終了させた後、４分間待機し、気相成長炉内に残ったＴＭＡｌを完全に排出した。

続いて、アンモニア（ＮＨ３）ガスを気相成長反応炉内に供給し始めてから４分が経過した後、アンモニアガスの流通を続けながら、サセプタの温度を１０４０℃に降温した。サセプタの温度が１０４０℃になったのを確認した後、暫時、温度が安定するのを待ち、トリメチルガリウム（ＴＭＧａ）の気相成長反応炉内への供給を開始し、アンドープのＧａＮからなる下地層１０２を４時間に亘って成長させた。下地層１０２の層厚は８μｍとした。

次に、ウェーハ温度を１１４０℃に上昇し、温度が安定させたところで、テトラメチルゲルマニウム（以下（ＣＨ₃）₄Ｇｅ）を流通し、その後流通を停止するサイクルを１００回繰り返し、２．０μｍのＧｅドープＧａＮからなりＧｅ濃度が周期的に変化するゲルマニウム周期変化層１０３を形成した。

ゲルマニウム周期変化層１０３を積層した後、７３０℃で、アンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎからなるｎ型クラッド層１０４を堆積した。このｎ型クラッド層１０４の層厚は１２．５ｎｍとした。

次に、基板１０１の温度を７３０℃として、ＧａＮからなる障壁層と、Ｉｎ_0.25Ｇａ_0.75Ｎよりなる井戸層とを含む５周期構造の多重量子井戸構造の活性層１０５をｎ型クラッド層１０４上に設けた。多重量子井戸構造の活性層１０５にあっては、先ず、ＧａＮ障壁層をｎ型クラッド層１０４に接合させて設けた。

ＧａＮ障壁層は、トリエチルガリウム（ＴＥＧａ）をガリウム源として成長させた。層厚は１６ｎｍとし、アンドープとした。

Ｉｎ_0.25Ｇａ_0.75Ｎ井戸層は、トリエチルガリウム（ＴＥＧａ）をガリウム源とし、トリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）をインジウム源として成長させた。層厚は、２．５ｎｍとし、アンドープとした。

多重量子井戸構造からなる活性層１０５上には、マグネシウム（Ｍｇ）をドーピングしたＡｌ_0.07Ｇａ_0.93Ｎからなるｐ型クラッド層１０６を形成した。層厚は１０ｎｍとした。ｐ型クラッド層１０６上には、更に、ＭｇをドーピングしたＧａＮからなるｐ型コンタクト層１０７を形成した。Ｍｇのドーピング源には、ビスーシクロペンタジエニルＭｇ（ｂｉｓ−Ｃｐ₂Ｍｇ）を用いた。Ｍｇは、ｐ型コンタクト層１０７の正孔濃度が８×１０¹⁷ｃｍ^-3となる様に添加した。ｐ型コンタクト層１０７の層厚は１００ｎｍとした。

ｐ型コンタクト層１０７の成長を終了した後、誘導加熱式ヒータへの通電を停止して、基板１０１の温度を、室温迄、約２０分間で降温した。降温中は、気相成長反応炉内の雰囲気を窒素のみから構成し、ＮＨ₃の流量を減量した。その後、更にＮＨ₃の供給を停止した。基板１０１の温度が室温まで降温したのを確認して、積層構造体１１を気相成長反応炉より外部へ取り出した。この時点で、上記のｐ型コンタクト層１０７は、ｐ型キャリア（Ｍｇ）を電気的に活性化するためのアニール処理を行わなくても、既に、ｐ型の伝導性を示した。

次いで、公知のフォトリソグラフィー技術及び一般的なドライエッチング技術を利用して、ｎ型オーミック電極１０８を形成する予定の領域に限り、ゲルマニウム周期変化層１０３の表面を露出させた。露出させたゲルマニウム周期変化層１０３の表面には、表面側をクロム（Ｃｒ）および金（Ａｕ）を積層したｎ型オーミック電極１０８を形成した。残置した積層構造体１１の表面をなすｐ型コンタクト層１０７の表面の全域には、一般的なスパッタ手段、及び公知のフォトリソグラフィー手段等を利用して、表面側から順に、白金（Ｐｔ）、銀（Ａｇ）、及び金（Ａｕ）を積層させた反射型のｐ型オーミック電極１０９を形成した。

然る後、３５０μｍ角の平面視で正方形のＬＥＤチップ１０に切断し、サブマウントと呼ぶ結線補助部材に接着し、これをリードフレーム（図示せず）上に載置して、リードフレームに結線した金導線（図示せず）をリードフレームよりＬＥＤチップ１０へ素子駆動電流を通流できる様にした。

リードフレームを介してｎ型及びｐ型オーミック電極１０８，１０９間に順方向に素子駆動電流を通流させた。順方向電流を２０ｍＡとした際の順方向電圧は３．５Ｖであった。また、２０ｍＡの順方向電流を通流した際の出射される青色帯発光の中心波長は４６０ｎｍであった。また、一般的な積分球を使用して測定される発光の強度は、１２ｍＷに達し、高い強度の発光をもたらすIII族窒化物半導体ＬＥＤがもたらされた。

比較例１−１ 基板として＜０００１＞ジャスト方向のサファイアの鏡面研磨結晶基板を用いた以外は実施例１と全く同様に、ゲルマニウム周期変化層、量子井戸構造の活性層等を積層し、III族窒化物半導体発光ダイオードを構成した。実施例１と全く同様に測定を行うと以下の結果が得られた。順方向電流を２０ｍＡとした際の順方向電圧は３．５Ｖであった。また、２０ｍＡの順方向電流を通流した際の出射される青色帯発光の中心波長は４６０ｎｍであった。また、一般的な積分球を使用して測定される発光の強度は、８ｍＷにとどまり、実施例１に比較して発光強度の低いIII族窒化物半導体ＬＥＤがもたらされた。実施例１が比較例１−１より発光強度が高いのは、基板の面方位をジャスト方向よりわずかに傾けたことによる結晶表面鏡面化の効果であると思料される。

比較例１−２ アンドープのＧａＮからなる下地層成長後に、テトラメチルゲルマニウムを流通しその後流通を停止するサイクルを繰り返してゲルマニウム周期変化層を形成する代わりに、シランを連続的に流通してＳｉドープＧａＮ層を形成したこと以外は、実施例１と全く同様にして、III族窒化物半導体発光ダイオードを構成した。実施例１と全く同様に測定を行うと以下の結果が得られた。順方向電流を２０ｍＡとした際の順方向電圧は３．５Ｖであった。また、２０ｍＡの順方向電流を通流した際の出射される青色帯発光の中心波長は４６０ｎｍであった。また、一般的な積分球を使用して測定される発光の強度は、７．５ｍＷにとどまり、実施例１に比較して発光強度の低い族窒化物半導体ＬＥＤがもたらされた。実施例１が比較例１−２より発光強度が高いのは、ゲルマニウム周期変化層による結晶表面平坦化、格子整合性改善による効果であると思料される。

実施例２ まず、実施例１と同様＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．０５°傾斜させたサファイアの鏡面研磨結晶基板を用い、周期的に濃度を変化させて積層したゲルマニウム周期変化層上に、ｎ型クラッド層を介して、障壁層にのみＳｉをドープした多重量子井戸構造の活性層を積層し、III族窒化物半導体発光ダイオードを構成する場合を例にして本発明を具体的に説明する。

図４は実施例２に記載のＬＥＤを作製するためのエピタキシャル積層構造体の断面構造を模式的に示す図、図５は実施例２にて作成するＬＥＤチップを模式的に示す平面図である。

アンドープの下地層２０２までは、実施例１に記載したのと同様の手順によって作製した。その後、ウェーハ温度を１１５０℃に上昇し、温度が安定させたところで、テトラエチルゲルマニウム（以下（Ｃ₂Ｈ₆）₄Ｇｅ）を流通し、その後流通を停止するサイクルを１００回繰り返し、２．０μｍのＧｅ濃度が周期的に変化する、ＧｅドープＧａＮからなるゲルマニウム周期変化層２０３を形成した。

ゲルマニウム周期変化層２０３を積層した後、７３０℃で、ＳｉドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎからなるｎ型クラッド層２０４を堆積した。Ｓｉのドープ量は１×１０¹⁸ｃｍ^-3とし、ｎ型クラッド層２０４の層厚は２５ｎｍとした。

次に、基板２０１の温度を７３０℃として、ＳｉをドープしたＧａＮからなる障壁層と、アンドープのＩｎ_0.25Ｇａ_0.75Ｎよりなる井戸層とを含む５周期構造の多重量子井戸構造の活性層２０５をｎ型クラッド層２０４上に設けた。多重量子井戸構造の活性層２０５にあっては、先ず、ＧａＮ障壁層をｎ型クラッド層２０４に接合させて設けた。

ＧａＮ障壁層は、トリエチルガリウム（ＴＥＧａ）をガリウム源として成長させた。層厚は１６ｎｍとし、Ｓｉをドープした。ドープしたＳｉの量は、５×１０¹⁷ｃｍ^-3とした。

Ｉｎ_0.25Ｇａ_0.75Ｎからなる井戸層は、トリエチルガリウム（ＴＥＧａ）をガリウム源とし、トリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）をインジウム源として成長させた。層厚は、２．５ｎｍとし、アンドープとした。

その後は、実施例１と同様の手順で、ｐ型クラッド層２０６、ｐ型コンタクト層２０７を積層した後で、ウエーハ２１をリアクタから取り出した。

次いで、公知のフォトリソグラフィー技術及び一般的なドライエッチング技術を利用して、ｎ型オーミック電極２０８を形成する予定の領域に限り、ゲルマニウム周期変化層２０３の表面を露出させた。露出させたゲルマニウム周期変化層２０３の表面には、表面側をチタン（Ｔｉ）および金（Ａｕ）を積層したｎ型オーミック電極２０８を形成した。残置した積層構造体１２の表面をなすＧａＮからなるｐ型コンタクト層２０７の表面の全域には、一般的な真空蒸着手段、及び公知のフォトリソグラフィー手段等を利用して、表面側から順に、白金（Ｐｔ）及び金（Ａｕ）を積層させた透明型のｐ型オーミック電極２０９とボンディング用の電極２１０を形成した。

然る後、３５０μｍ角の平面視で正方形のＬＥＤチップ２０に切断し、リードフレーム（図示せず）上に載置し、金導線（図示せず）をリードフレームに結線して、リードフレームよりＬＥＤチップ２０へ素子駆動電流を通流できる様にした。

リードフレームを介してｎ型オーミック電極２０８とボンディング用の電極２１０間に、順方向に素子駆動電流を通流させた。順方向電流を２０ｍＡとした際の順方向電圧は２．９Ｖであった。また、２０ｍＡの順方向電流を通流した際の出射される青色帯発光の中心波長は４６０ｎｍであった。また、一般的な積分球を使用して測定される発光の強度は、５．５ｍＷに達し、低い駆動電圧でありながら高い強度の発光をもたらすIII族窒化物半導体ＬＥＤがもたらされた。

比較例２−１ 基板として＜０００１＞ジャスト方向のサファイアの鏡面研磨結晶基板を用いた以外は実施例２と全く同様に、III族窒化物半導体発光ダイオードを構成した。実施例２と全く同様に測定を行うと以下の結果が得られた。順方向電流を２０ｍＡとした際の順方向電圧は２．９Ｖであった。また、２０ｍＡの順方向電流を通流した際の出射される青色帯発光の中心波長は４６０ｎｍであった。順方向電流２０ｍＡ通電時の特性として、一般的な積分球を使用して測定される発光の強度は、４ｍＷと実施例２よりも低い発光出力となった。実施例２が比較例２−１より発光強度が高いのは、基板の面方位をジャスト方向よりわずかに傾けたことによる結晶表面鏡面化の効果であると思料される。

比較例２−２ 周期的に濃度を変化させて積層したゲルマニウム周期変化層を作製する変わりに、比較例１−２と同様に連続的な濃度のシリコンドープ層を作製した以外は実施例２と全く同様に、III族窒化物半導体発光ダイオードを構成した。実施例２と全く同様に測定を行うと以下の結果が得られた。順方向電流を２０ｍＡとした際の順方向電圧は２．９Ｖであった。また、２０ｍＡの順方向電流を通流した際の出射される青色帯発光の中心波長は４６０ｎｍであった。順方向電流２０ｍＡ通電時の特性として、一般的な積分球を使用して測定される発光の強度は、３．８ｍＷと実施例２よりも低い発光出力となった。実施例２が比較例２−１より発光強度が高いのは、ゲルマニウム周期変化層による結晶表面平坦化、格子整合性改善による効果であると思料される。

本発明の窒化ガリウム系化合物半導体積層物を用いて得られる発光素子は、良好な発光出力を呈するので、その産業上の利用価値は非常に大きい。

本発明のIII族窒化物半導体発光素子における積層構造の断面を概略的に示す図である。 実施例１のＬＥＤを作製するためのエピタキシャル積層構造体の断面構造を模式的に示す図である。 実施例１にて作成するＬＥＤチップを模式的に示す平面図である。 実施例２に記載のＬＥＤを作製するためのエピタキシャル積層構造体の断面構造を模式的に示す図である。 実施例２にて作成するＬＥＤチップを模式的に示す平面図である。

符号の説明

１ III族窒化物半導体発光素子
２ 結晶基板
３ ゲルマニウム周期変化層
４ 発光部
１０ ＬＥＤチップ
１１ エピタキシャル積層構造体
１２ エピタキシャル積層構造体
２０ ＬＥＤチップ
２１ ウエーハ
４１ ｎ型クラッド層
４２ 活性層
４３ ｐ型クラッド層
１０１ サファイア基板
１０２ 下地層
１０３ ゲルマニウム周期変化層
１０４ ｎ型クラッド層
１０５ 活性層
１０６ ｐ型クラッド層
１０７ ｐ型コンタクト層
１０８ ｎ型オーミック電極
１０９ ｐ型オーミック電極
２０１ サファイア基板
２０２ 下地層
２０３ ゲルマニウム周期変化層
２０４ ｎ型クラッド層
２０５ 活性層
２０６ ｐ型クラッド層
２０７ ｐ型コンタクト層
２０８ ｎ型オーミック電極
２０９ ｐ型オーミック電極
２１０ ボンディング用の電極

Claims (10)

1. 結晶基板上に形成された、III族窒化物半導体（組成式Ａｌ_XＧａ_YＩｎ_ZＮ_1-aＭ_a：０≦Ｘ≦１、０≦Ｙ≦１、０≦Ｚ≦１で且つ、Ｘ＋Ｙ＋Ｚ＝１。記号Ｍは窒素（Ｎ）とは別の第Ｖ族元素を表し、０≦ａ＜１である。）からなる結晶層を発光部とするIII族窒化物半導体発光素子において、
   上記結晶基板は表面が鏡面研磨されているとともに面方位がジャスト方向よりわずかに傾斜した状態で積層され、その結晶基板と発光部との中間に、ゲルマニウム（Ｇｅ）の原子濃度を周期的に変化させたIII族窒化物半導体からなるゲルマニウム周期変化層を有する、
   ことを特徴とするIII族窒化物半導体発光素子。
2. 上記結晶基板表面は、ジャスト方向より０．０５°から０．２°傾斜している、請求項１に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
3. 上記結晶基板が、サファイア（α−Ａｌ₂Ｏ₃単結晶）、酸化亜鉛（ＺｎＯ）、酸化ガリウム・リチウム（ＬｉＧａＯ₂）等の酸化物単結晶材料、珪素（Ｓｉ）単結晶（シリコン）、立方晶或いは六方晶結晶型の炭化珪素（ＳｉＣ）等のIV族半導体単結晶、リン化ガリウム（ＧａＰ）や砒化ガリウム（ＧａＡｓ）等のIII−Ｖ族化合物半導体単結晶、窒化ガリウム結晶からなる単結晶からなる基板である、請求項１または２に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
4. 上記ゲルマニウム周期変化層は、ゲルマニウムを故意に添加したゲルマニウムドープ層と、ゲルマニウムをドープしないアンドープ層とを交互に周期的に積層させた構造を有している、請求項１から３の何れか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
5. 上記ゲルマニウムドープ層の層厚は、アンドープ層の層厚以下である、請求項４に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
6. 上記ゲルマニウム周期変化層は、ゲルマニウムを高濃度で含む高濃度層と、ゲルマニウムを低濃度で含む低濃度層とを交互に周期的に積層させた構造を有している、請求項１から３の何れか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
7. 上記高濃度層の層厚は、低濃度層の層厚以下である、請求項６に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
8. 上記ゲルマニウムドープ層とアンドープ層とからなる一周期層、または上記高濃度層と低濃度層とからなる一周期層は、層厚が１ｎｍ以上で１０００ｎｍ以下である、請求項４から７の何れか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
9. 上記ゲルマニウムドープ層または高濃度層におけるゲルマニウム原子の濃度は、５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上で５×１０¹⁹ｃｍ^-3以下である、請求項４から８の何れか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
10. 請求項１〜９の何れか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子を用いて作製したことを特徴とするＬＥＤ。

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