JP2005322944A - 窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法および製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 長時間の使用によっても光出力低下が少なく信頼性の高い窒化ガリウム系半導体発光素子を作製するために適した発光素子の評価方法および製造方法を提供する。
【解決手段】 基板上にｎ型層、発光層、ｐ型層を有する積層構造を含み、積層構造には１つ以上のＧａＮ層を含む窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法であって、ラマン散乱分光法を用い、積層構造の全層にわたる平均的なＥ２フォノンモードのラマンシフト量を測定することにより、積層構造の全層にわたる平均的なａ軸格子歪み量を評価することを特徴とする窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法。
【選択図】 図６

Description

本発明は、紫外光から可視光領域で発光可能な窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の評価方法およびその方法を用いた窒化ガリウム系化合物半導体発光素子の製造方法に関する。

窒化ガリウム系半導体は青色や緑色のＬＥＤや近紫外光レーザ素子材料として用いられている。これらの発光素子はコンタクト層としてのＧａＮ層、発光層としてのＩｎＧａＮ層、キャリアや光の閉じ込め層としてのＡｌＧａＮ層などにより構成されており、素子構造を積層する基板としては、他の基板に比べ比較的良好な結晶成長が可能なサファイアが用いられている。実用化されているＬＥＤとしては、例えば、サファイア基板上にＧａＮバッファ層、ｎ型ＧａＮ層、ＩｎＧａＮ量子井戸活性層、ｐ型ＡｌＧａＮ層、ｐ型ＧａＮ層を順次積層して作成されたものがある。

基板上に半導体層を結晶成長させる工程において、サファイア基板はＧａＮとは格子定数や熱膨張係数が異なるため、サファイア基板上に積層されるＧａＮ層は格子歪みを内包しやすい。また、ＡｌＧａＮ層を素子構造中に積層する際にＡｌＧａＮ層とＧａＮ層との格子定数差に起因してＡｌＧａＮ層に引っ張り歪みが生じるが、Ａｌ組成が比較的高い場合や膜厚を厚く形成する場合あるいは成長条件によってはこの引っ張り歪みが原因と考えられるクラックが発生する場合が有る。

これらに加え、発光素子の製造プロセスには素子に歪みを与える工程が数多く存在し、素子に過度の歪み掛かる場合、素子特性や素子寿命に悪影響を与えるものと考えられる。これは、結晶成長時や素子の製造工程において成長面内に引っ張りの応力が掛かる時にはＡｌＧａＮ層においてＧａＮとＡｌＧａＮの格子定数差により生じている引っ張り歪みがいっそう大きくなるため、ＡｌＧａＮ層での結晶欠陥やクラックの発生、素子駆動時の欠陥の増殖や欠陥を通した構成元素の拡散を引き起こすためである。また、結晶成長時や素子の製造工程において成長面内に圧縮の応力がかかる時には、ＧａＮとＡｌＧａＮとの格子定数差によりＡｌＧａＮ層にかかる引っ張り歪みは緩和されるためＡｌＧａＮ層の劣化に起因した特性悪化は抑制されるものの、圧縮応力が大きくなるとＧａＮ層の圧縮歪みが大きくなるため、ＧａＮ層の結晶欠陥、素子駆動時の欠陥の増殖や欠陥を通した構成元素の拡散を引き起こすためである。

上記のように、発光素子の特性および寿命の向上のためには、素子構造中の半導体層の歪みを低減する必要がある。そのためには、発光素子における素子構造中の半導体層の歪みを評価する方法が必要であるが、この目的に適した評価方法がなかった。

本発明の目的は、素子構造中の歪みに起因する素子劣化を抑制し、長時間の使用によっても光出力低下が少なく信頼性の高い窒化ガリウム系半導体発光素子を作製するために適した発光素子の評価方法および製造方法を提供することである。

本発明の窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法は、基板上にｎ型層、発光層、ｐ型層を有する積層構造を含み、積層構造には１つ以上のＧａＮ層を含む窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法であって、ラマン散乱分光法を用い、積層構造の全層にわたる平均的なＥ２フォノンモードのラマンシフト量を測定することにより、積層構造の全層にわたる平均的なａ軸格子歪み量を評価することを特徴とする。

本発明の窒化ガリウム系半導体発光素子において、Ｅ２フォノンモードのラマンシフト量を波長３６５ｎｍ以上の励起光で観測することができる。また、励起光の波長を１つ以上のＧａＮ層の吸収端の波長以上とすることができる。

また、本発明の窒化ガリウム系半導体発光素子において、１つのＧａＮ層のいずれかのＧａＮ層は積層構造中で最も厚い層であり、１つ以上のＧａＮ層の平均的なＥ２フォノンモードのラマンシフト量を測定することにより、１つ以上のＧａＮ層の平均的なａ軸格子歪み量を評価することを特徴とすることができる。

また、本発明の窒化ガリウム系半導体発光素子において、励起光をｃ面に対して実質的に垂直に照射することができる。また、励起光を基板側から照射することができる。また、基板をサファイア基板とすることができる。

さらに、本発明の窒化ガリウム系半導体発光素子において、窒化ガリウム系半導体発光素子として、Ｅ２フォノンモードのラマンシフト量Ωが５６８．１≦Ω≦５７０．０ｃｍ^-1である窒化ガリウム系半導体発光素子を選定することができる。

本発明の窒化ガリウム系半導体発光素子の製造方法は、上記の評価方法を用いた窒化ガリウム系半導体発光素子の製造方法であって、基板上に積層構造を形成する結晶成長工程と、結晶成長工程により得られた素子構造ウエハを評価方法により評価する工程とを含み、評価方法において測定される素子構造ウエハのＥ２フォノンモードのラマンシフト量Ωが、５６８．１≦Ω≦５７０．０ｃｍ^-1であることを特徴とする。

ここで、ａ軸格子歪み量εとは、ａ軸格子定数の無歪み状態からのずれを表わしており、無歪み状態の格子定数をａ₀、実際の格子定数をａとしたときに、ε＝（ａ−ａ₀）／ａ₀と表わされる。εの符号が負であることは、実際の格子定数ａが無歪み状態の格子定数ａ₀よりも小さく、ＧａＮ層が圧縮歪みを受けていることを意味する。

なお、ＧａＮは３６５ｎｍ以上の光に対して透過率が高いため、３６５ｎｍ以上の波長の励起光で観測されるラマンスペクトルは素子構造全層にわたる平均的な信号である。

本発明の窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法よれば、ＧａＮ層の歪み量を評価するためのＥ２フォノンモードのラマンシフト量を特定の範囲とすることで、素子を構成する各層に過度の歪みがかかるのを避ける事ができ、歪みに起因する特性劣化を抑制できる。

［実施の形態１］
ＬＥＤ素子構造の断面図を図１に示す。サファイア基板１０１上に、ＡｌＮバッファ層１０２、ｎ型ＧａＮ層１０３、ＧａＮ層１０５とＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層１０６とを交互に５周期積層した多重量子井戸構造１０４、ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層１０７、ｐ型ＧａＮ層１０８が順に積層されており、ｎ型ＧａＮ層１０３上にｎ電極１０９、ｐ型ＧａＮ層１０８上にｐ電極１１０が形成されている。

この素子の製造プロセスを説明する。結晶成長にはＭＯＣＶＤ法（有機金属気相成長法）を用いた。ｃ面サファイア基板１０１を水素雰囲気で１１００℃で熱クリーニングした後、基板温度を５５０℃に下げ、層厚５０ｎｍのＡｌＮバッファ層１０２を堆積し、続いて基板温度を１０５０℃まで上げて層厚４μｍのＳｉドープｎ型ＧａＮ層１０３を成長した。ｎ型ＧａＮ１０３の上に発光層としてＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸構造発光層１０４を積層する際には、５ｎｍのＧａＮバリア層１０５を９００℃で成長させ、３ｎｍのＩｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ井戸層１０６を７６０℃で成長し、これを同一条件で５周期積層している。これにより、多重量子井戸活性層１０４の総厚は４５ｎｍになる。次に基板温度９００℃にて５０ｎｍのＭｇドープｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層１０７を成長させ、続いて基板温度を１０５０℃まで上げて１５０ｎｍのＭｇドープｐ型ＧａＮ層１０８を成長させた。なお、原料ガスとしてはＩＩＩ族元素の供給ガスとしてＴＭＧ（トリメチルガリウム）、ＴＭＩ（トリメチルインジウム）、ＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）を、Ｖ族元素の供給ガスとしてＮＨ₃（アンモニア）を、ｎ型ドーパントの供給ガスとしてＳｉＨ₄（シラン）を、ｐ型ドーパントの供給ガスとしてＣｐ₂Ｍｇ（シクロペンタジエチルマグネシウム）を、それぞれ使用した。

次に、上記の結晶成長工程で得られた素子構造ウエハのサファイア基板１０１の裏面（半導体層が積層されている面とは反対側の面）を研削する。この研削工程により基板を薄くする事でチップ分割が容易になる。この研削工程において、基板裏面には加工歪みが発生し、基板が１５０μｍ程度より薄くなるとこの加工歪みの影響のため基板に反りが生じ、半導体層にはこの基板の反りによる歪みが生じる。これを利用して、基板研削量を変化させて歪み量の異なる素子構造ウエハを作製した。歪み量の評価方法に付いては後述する。

以上の様にして作製された素子構造ウエハの半導体層の一部をＳｉドープｎ型ＧａＮ層１０３が露出するまでエッチングを行ない、ｎ型ＧａＮ層１０３の表面にｎ型電極１０９を形成する。また、Ｍｇドープｐ型ＧａＮ層１０８の表面にｐ型電極１１０を形成する。

この後、このウエハを３５０μｍ角のサイズにチップ分割し各チップをステムにマウントしワイヤーボンディングにより各電極とリード端子とを接続してＬＥＤ素子とした。

ここで、研削後の基板厚さ１００μｍの素子と６０μｍの素子に付いて特性評価した結果を説明する。以下の説明では、研削後の基板厚さ１００μｍの素子をＬＥＤ素子Ａ、研削後の基板厚さ６０μｍの素子をＬＥＤ素子Ｂと呼ぶこととする。

素子の特性はどちらの基板厚の場合も、順方向電流２０ｍＡにおいて発光波長４７０ｎｍ、出力３ｍＷで同一であった。また、この素子を順方向電流５０ｍＡにて発光させ、経時による光出力の変化を調べたところ、図２に示す結果が得られた。横軸は通電時間であり、縦軸はＬＥＤ素子の光出力を表わす。ＬＥＤ素子Ａでは図２に曲線ａで示すように３０００時間後の光出力低下は約５％であった。一方、ＬＥＤ素子Ｂでは３０００時間後の光出力は当初の約２５％となり（曲線ｂ）、基板厚さが６０μｍと薄くなると、特性劣化が激しくなることがわかった。

次に図３を用いて、ＧａＮ層の歪み量の測定方法に付いて説明する。歪み量の評価にはラマン散乱分光法を用い、ＧａＮ結晶のａ軸に対する応力に敏感なＥ２フォノンモードのラマンシフトを測定した。測定系の概略図を図３に示す。励起光３００の光源３０１として、Ａｒイオンレーザーを用い、励起光３００として波長４８８ｎｍの発振線を用いた。励起光３００は回折格子３０２で波長４８８ｎｍの発振線以外の自然放出光を除去されたのち、金属顕微鏡３０３に導入され対物レンズ３０４で試料３０５上に集光される。試料からの散乱光３０６は再び顕微鏡を通ってレンズ３０７で集光され、ノッチフィルター３０８で励起波長を除去したのち、分光器３０９へ導かれる。分光器３０９で分光された光はマルチチャンネル検出器３１０で検出される。分光器・マルチチャンネル検出器の制御ならびに検出信号の記録処理はパーソナルコンピューター３１１により行なう。波数校正は、ピーク波数が既知であるネオンランプのスペクトルを測定する事により行なった。励起光や散乱光は測定系を構成する装置に対して光軸を効率よく合わせるため、反射鏡やレンズ、プリズムなどが適宜用いられる（例えば励起光の反射鏡３１２）。

ここで、素子構造の全層にわたって平均的な歪み量を測定するために、すべての層に励起光が到達する必要があり、励起光波長は３６５ｎｍ以上とする必要がある。この波長はＧａＮ層の吸収端の波長であり、３６５ｎｍより短い波長の光を用いると、ＧａＮ層での吸収が大きくなるためごく表面に存在する層の信号しか観測できなくなる恐れが在るからである。ＧａＮ層に比べ、ＡｌＧａＮ層やＩｎＧａＮ層は薄いため、これらの層で励起光が吸収される影響は非常に小さくラマン測定においては支障とならない。また３６５ｎｍ以上の波長域の光に対してはサファイア基板も透明であるため、基板裏面から励起光照射してラマンスペクトルを測定する事も可能である。ここで説明した測定系は一例であり、これに限定されるものではない。

試料３０５は寿命試験の際と同じ状態で設置される。即ち本実施例においては、３５０μｍ角のサイズにチップ分割されており、基板裏面がステム上に接着された状態である。励起光の照射位置は、素子外周１０μｍ及びｎ電極形成のためエッチングされた領域を除いてＧａＮ層の信号が観測可能な領域であればどこでも良く、ｃ面に対して概ね垂直に照射される。素子外周部及びエッチングされた領域についての評価が好ましくないのは、チップ分割やエッチングプロセスにより、歪み方が異なる場合があるからである。半導体層側をステムに固定したいわゆるフリップチップ方式でマウントされている場合には励起光に対しサファイア基板は透明であるため、基板側から励起光照射することができる。

素子寿命と素子歪み量との関係を調べるためには、寿命試験した状態と同状態でラマン測定を行なう事が肝要である。ただし、ｐ型ＧａＮ層１０８上の全面に厚く電極や保護膜などがある場合、励起光が半導体層まで到達し難くなりラマン測定が困難となる。このときは、ｐ型ＧａＮ層上の電極や保護膜などをエッチング除去する必要がある。このとき電極が除去されることにより寿命試験を行なったときとは表面の歪み量が変化してしまう恐れがあるが、後述する通り、ラマン測定により評価している歪み量は素子構造の全層にわたる平均的な値であり、歪み量が層毎に異なっていたり積層方向に分布がある場合でも最も厚い層（ここではｎ型ＧａＮコンタクト層１０３）の信号が最も強いため、表面のごく一部の歪み量が変化してもラマンスペクトルへの影響は少ない。

ラマンスペクトルの例を図４に示す。図４には３種類のＬＥＤ素子から得られたスペクトルをプロットしてあり、スペクトルのピーク形状を見やすくするためにゼロ点をずらして表示している。○印でプロットされたスペクトルａはＬＥＤ素子Ａにおいて得られたラマンスペクトルであり、△印でプロットされたスペクトルｂはＬＥＤ素子Ｂのラマンスペクトルである。Ｅ２フォノンモードのラマンシフト量Ωはこのラマンスペクトルにガウス関数をフィッティングさせる事により決定され、フィッティングの様子はスペクトルに重ねて実線で記している。また、フィッティングにより決定されたΩの値を矢印で示しており、ＬＥＤ素子ＡではΩ＝５６８．５ｃｍ^-1であり、ＬＥＤ素子ＢではΩ＝５７１．０ｃｍ^-1であった。

ラマン測定において、励起光源として用いたＡｒイオンレーザの波長４８８ｎｍの発振線は窒化ガリウム系半導体やサファイア基板に対する透過率が高いため、素子構造を構成する全ての層に到達しており、観測されるラマンスペクトルは全ての層からの信号を含んだものとなっている。しかしながら、ＩｎＧａＮ層１０６やＡｌＧａＮ層１０７はＧａＮ層の総膜厚に比べ非常に薄いため、このスペクトルはＧａＮ層からの信号とみなして差し支えない。また、ＧａＮ層の歪み量に積層方向に分布がある場合や、歪み量が層毎にことなっている場合には、観測されるスペクトルは例えば図４のスペクトルｅに示すように、ブロードなスペクトルとなるが、この場合もＥ２フォノンモードのラマンシフト量Ωの決定においてはガウス関数フィッティングを行ない、得られた値をこの素子の積層方向の全層にわたる平均的な値として用いる。

Ｅ２フォノンモードのラマンシフト量Ωからａ軸格子歪み量εへの換算は、図５の関係を用いた。図５はＪ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．８２（１９９７）５０９７に報告されている結果に基づいている。このように、ａ軸格子歪み量εはラマンスペクトルからフィッティングにより求められたＥ２フォノンラマンシフト量Ωから決定される。従ってＧａＮ層の歪み量εとは、Ｅ２フォノンモードラマンシフト量Ωと同様に、素子を構成する全てのＧａＮ層についての平均的な値を表わすものである。この関係をもちいてＥ２フォノンモードのラマンシフト量Ωからａ軸格子歪み量εへ換算を行なうと、ＬＥＤ素子ＡではΩ＝５６８．５ｃｍ^-1でありε＝−０．０４％、ＬＥＤ素子ＢではΩ＝５７１．０ｃｍ^-1でありε＝−０．２５％、であることがわかった。

Ｅ２フォノンモードのラマンシフト量Ω、ＧａＮ層のａ軸格子歪み量ε、として本発明で議論する値は、上記の方法で決定されている。なお、図１をもとに説明した素子構造ではｎ型ＧａＮ層１０３が最も膜厚の厚い層であるため、ラマンスペクトルやＥ２フォノンモードのラマンシフト量Ωや歪み量εの値は、全てのＧａＮ層の中でもｎ型ＧａＮ層１０３の影響が最も強く現われていると考えられる。

次に、Ｅ２モードのラマンシフト量測定による歪み量の評価方法を用いて、様々な歪み量の素子に付いて通電後の光出力低下と歪み量の関係を調べた結果を図６に示す。横軸はＧａＮ層Ｅ２フォノンモードのラマンシフト量から評価したａ軸歪み量εであり、縦軸は各素子を電流値５０ｍＡで３０００時間通電した後の光出力を通電初期値との比率で表わしている。なお、通電初期の特性はどの素子も同一であった。

図６から明らかなように、ＧａＮ層の歪み量εがε＞−０．０１％、ε＜−０．１６％の範囲では３０００時間通電後の光出力が著しく低下した。

この原因として、次のように考えている。発光素子を構成する各層は、最も膜厚の厚い層であるＧａＮ層にａ軸格子定数が概ね一致した状態で積層（コヒーレント成長）されていると考えられるため、ＧａＮ層の歪み量の変化を調べることで各層の歪みのおおよその状態を把握することができる。

一般にＧａＮ層とＡｌＧａＮ層とを含む積層構造において、ＡｌＧａＮ層の層厚がＧａＮに比して薄い場合には、ＡｌＧａＮ層とＧａＮ層との格子定数差によりＡｌＧａＮ層に引っ張り歪みが生じる。図１の構造においても、ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層１０７にはＧａＮ層との格子定数差により成長面内に引張り歪みがかかっているが、ＧａＮ層の歪み量がε＞−０．０１％の範囲ではεが大きくなるほどｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層１０７にかかる引っ張り歪みがいっそう大きくなるため、ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層１０７はクラックが発生したり結晶欠陥を含みやすくなり、また引っ張り歪みの大きな状態で使用すると通電中にｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層１０７中の結晶欠陥が増殖したり、欠陥を通して構成元素の拡散が発生するため、素子特性に悪影響を与えていると考えられる。ＧａＮ層の歪み量がε＞−０．０１％の範囲で光出力が低下するのはこのためである。

一方、ＧａＮ層の歪み量がε＜−０．１６％の範囲（圧縮応力が大きい場合）ではεが小さくなるほど（圧縮応力が大きくなるほど）ＧａＮとＡｌＧａＮとの格子定数差によりＡｌＧａＮ層に掛かる引っ張り歪みは緩和されるため、ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層１０７の劣化に起因した素子劣化は抑制されるものの、圧縮応力が大きくなるとＧａＮ層の圧縮歪みが大きくなるため、ＧａＮ層（特にｎ型ＧａＮ層１０３やｐ型ＧａＮ層１０８）において、結晶欠陥の発生や素子駆動時の欠陥の増殖や欠陥を通した構成元素の拡散を引き起こし、これが素子特性や素子寿命を悪化させている原因と考えられる。

これに対し、ＧａＮ層のａ軸歪み量が−０．１６％≦ε≦−０．０１％の範囲である場合には、発光素子を構成する各層に過度の歪みがかかることを避けることが可能となり、光出力の経時劣化が少なく信頼性の高い発光素子が得られている。

なお、ＩｎＧａＮ層１０６には格子定数差による圧縮歪みがかかっているが、結晶欠陥の発生する臨界膜厚以下の非常に膜厚の小さい層であるため、素子劣化に対する影響は少ないと考えられる。

図６には、サファイア基板の研削プロセス（研削量や研削粗さ）を異ならせる事によって得られた、歪み量の異なる素子に付いての結果を示しているが、歪み量を異ならせる方法はこれに限定されるものではない。結晶成長時のサファイア基板の厚さ、ＡｌＮバッファ層の堆積条件、ｎ型ＧａＮ層１０３の厚さ、結晶成長後の冷却スピード、不純物のドーピング条件や濃度分布、素子の固定に用いる接着剤や接着方法、素子が固定されるステムやサブマウント（台座）の形状などを異ならせることによっても素子構造中のＧａＮ層の歪み量は変化する。このように歪み量を決定する要因は多種多様であり、それぞれが複合して素子の歪み量が決まっているため、一つの要因だけで歪み量が一意に決定されるものではないが、歪み量に対する光出力低下の特性は図６と同様の結果を示すことが分かっている。

なお、図１において、ＡｌＮバッファ層１０２の材料はその上に窒化ガリウム系半導体層をエピタキシャル成長させることができるものであれば、ＡｌＮにこだわらず他の材料、例えばＧａＮやＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮなどのを用いてもよい。

また、多重量子井戸構造発光層１０４は５周期としたが、量子井戸の数は６以上または４以下でもよく、単一量子井戸を発光層としてもよい。量子井戸１０６の幅は３ｎｍ、障壁層１０５の幅を５ｎｍとしたが、これらの値が異なっていても構わない。

障壁層１０５はＧａＮとしたが、Ｉｎを含むＩｎＧａＮ層としてもよい。また、量子井戸層１０６のＩｎ組成は０．２としたが、この値は所望の発光波長を得るために適宜変更される。また、障壁層、量子井戸はＩｎＧａＮ３元混晶に微量に他の元素、例えばＡｓやＰなどを含んだ４元以上の混晶半導体でもよい。この場合にも混晶組成は所望の発光波長となるように適宜変更される。

また、素子構造の結晶成長をＭＯＣＶＤ法により行なった場合をしめしているが、ＧａＮをエピタキシャル成長できる成長法であればよく、ＭＢＥ法（分子線エピタキシャル成長法）やＨＶＰＥ法（ハライド気相成長法）等の他の気相成長方法を用いる事ができる。

［実施の形態２］
図７に半導体レーザ素子の断面図を示す。サファイア基板７０１上にＧａＮバッファ層７０２、ｎ型ＧａＮコンタクト層７０３、ｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層７０４、ｎ型ＧａＮガイド層７０５、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸構造活性層７０８、Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ蒸発防止層７０９、ｐ型ＧａＮガイド層７１０、ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層７１１、ｐ型ＧａＮコンタクト層７１２、が積層され、ｐ電極７１３とｎ電極７１４が設けられている。７１５はＳｉＯ₂絶縁膜である。多重量子井戸構造活性層７０８は、ＧａＮ障壁層７０６とＩｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層量子井戸層７０７とを積層することにより構成されている。

この素子の製造プロセスを説明する。結晶成長にはＭＯＣＶＤ法（有機金属気相成長法）を用いた。ｃ面サファイア基板７０１を水素雰囲気で１１００℃で熱クリーニングした後、基板温度を６００℃に下げ、層厚３５ｎｍのＧａＮバッファ層７０２を堆積し、続いて基板温度を１０５０℃まで上昇させて層厚４μｍのｎ型ＧａＮコンタクト層７０３、層厚０．７μｍのｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層７０４、層厚５０ｎｍのｎ型ＧａＮガイド層７０５を続けて成長した。

多重量子井戸構造活性層７０８の成長の際には、基板温度を８００℃に下げ、層厚５ｎｍのＩｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ量子井戸層７０７、層厚５ｎｍのＧａＮ障壁層７０６、層厚５ｎｍのＩｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ量子井戸層７０７、層厚５ｎｍのＧａＮ障壁層７０６、層厚５ｎｍのＩｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ量子井戸層７０７、を順次成長した。続いて基板温度は８００℃に保ったまま、層厚１０ｎｍのＡｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ蒸発防止層７０９を成長した。次に再び成長温度を１０５０℃に上昇して、層厚５０ｎｍのｐ型ＧａＮガイド層７１０、層厚０．７μｍのｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層７１１、層厚０．２μｍのｐ型ＧａＮコンタクト層７１２を成長した。

なお、原料ガスとしてはＩＩＩ族元素の供給ガスとしてＴＭＧ（トリメチルガリウム）、ＴＭＩ（トリメチルインジウム）、ＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）を、Ｖ族元素の供給ガスとしてＮＨ₃（アンモニア）を、ｎ型ドーパントの供給ガスとしてＳｉＨ₄（シラン）を、ｐ型ドーパントの供給ガスとしてＣｐ₂Ｍｇ（シクロペンタジエチルマグネシウム）を、それぞれ使用した。

ここで、結晶成長プロセスは同一であるが、最上層のｐ型ＧａＮコンタクト層７１２を１０５０℃で成長した後６００℃までの冷却スピードの異なるウエハを作製した。後述するが、成長後の冷却スピードを異ならせる事によってＧａＮ層の歪み量の異なる素子が得られる。

こうして得られた、結晶成長後の冷却スピードが異なる素子構造ウエハそれぞれについて、フォトリソグラフィーとドライエッチング技術を用いて、２００μｍ幅のストライプ状にｐ型ＧａＮコンタクト層７１２の最表面からｎ型ＧａＮコンタクト層７０３が露出するまでエッチングした。次に同様にフォトリソグラフィーとドライエッチング技術を用いて、残ったｐ型ＧａＮコンタクト層７１２の最表面に、５μｍ幅のストライプ状にリッジ構造を形成するようにｐ型ＧａＮコンタクト層７１２とｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層７１１をエッチングする。続いてリッジの側面とリッジ以外のｐ型層表面に厚さ２００μｍのＳｉＯ₂絶縁膜７１５を形成する。このＳｉＯ₂絶縁膜７１５とｐ型ＧａＮコンタクト層７１２の表面にニッケルと金からなるｐ電極７１３を形成し、エッチングにより露出したｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の表面にチタンとアルミニウムからなるｎ電極７１４を形成した。

この後、このウエハをリッジストライプに垂直な方向にへき開してレーザの共振器端面を形成し、さらに個々のチップに分割した。各チップをステムにマウントしワイヤーボンディングにより各電極とリード端子とを接続してレーザ素子を完成した。

ここで、結晶成長後の冷却スピードを−５０℃／分として作製された素子と、−３００℃／分として作製された素子と、について特性評価した結果を説明する。以下の説明では、結晶成長後の冷却スピードを−５０℃／分として作製された素子をＬＤ素子Ｃ、結晶成長後の冷却スピードを−３００℃／分として作製された素子をＬＤ素子Ｄと呼ぶこととする。これら二つのＬＤ素子の特性は、室温にて発振波長４１０ｎｍ、発振閾値電流４０ｍＡで連続発振し、結晶成長後の冷却スピードに依らず同一であった。

図８はレーザ素子の寿命試験の結果を示すグラフであり、出力３ｍＷにてＡＰＣ駆動（ａｕｔｏｍａｔｉｃ ｐｏｗｅｒ ｃｏｎｔｒｏｌ）したときの駆動電流の変化を表わしている。曲線ｃはＬＤ素子Ｃに付いての結果であり、曲線ｄはＬＤ素子Ｄに付いての結果である。素子寿命として駆動電流が通電初期値の１．２倍となるまでの時間を評価すると、ＬＤ素子ｃでは１５０００時間以上、ＬＤ素子Ｄでは約３０００時間であった。

次に、図８に寿命試験の結果を示した各素子に付いて、ＧａＮ層の歪み量を調べるためにラマン測定を行なった。測定系は実施の形態１に記述したものと同一である。ラマン測定の際、素子は寿命試験を行なったときと同じ状態とした。即ち、チップ分割されており、ステム上に接着されている。

実施の形態１に説明した手順でＧａＮ層のＥ２フォノンモードラマンシフト量Ω、ａ軸格子歪み量εを求めたところ、ＬＤ素子ＣではΩ＝５６８．５ｃｍ^-1，ε＝−０．０４％であり、ＬＤ素子ＤではΩ＝５７０．７ｃｍ^-1，ε＝−０．２２％であった。このようにＧａＮ層の歪み量によりＡＰＣ駆動時の素子寿命が異なり、歪み量が−０．０４％（Ｅ２フォノンモードのラマンシフト量が５６８．５ｃｍ^-1）の素子ではＡＰＣ駆動時の駆動電流の増加が抑制でき素子寿命が改善される事が確認できた。

電極が厚く形成されている場合は励起光が透過できなくなりラマン測定が困難になる。その際は電極部分をエッチング除去する必要がある。このとき電極が除去される事により寿命試験を行なったときとは表面の歪み量が変化してしまう恐れがあるが、前述したようにラマン測定により評価している歪み量はすべてのＧａＮ層についての平均的な値である。歪み量が層毎に異なったり積層方向に分布がある場合でも最も厚いｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の信号がもっとも強く、表面のごく一部の歪み量が変化してもラマンスペクトルへの影響は少なくＥ２フォノンモードのラマンシフト量やａ軸格子歪み量の評価には影響はない。

次に、様々な歪み量の素子に付いて、ＧａＮ層の歪み量と素子寿命の関係を調べた。歪み量の異なる素子は、結晶成長後の冷却スピードを異ならせることによって作製した。図９に結晶成長後の冷却スピードと素子の歪み量との関係を示す。図７に示した素子の特性は●印で示されている。○印のプロットについては、[実施の形態３]で説明する。この結果から冷却スピードが速いほど素子には大きな歪みが内包されることが分かる。なお、冷却スピードとは結晶成長プロセスにおいて最上層のｐ型ＧａＮコンタクト層７１２を１０５０℃で成長した後６００℃までの冷却に関わる速度であるが、必ずしも厳密な値を表すものではない。たとえば、冷却スピード−１５０℃／分とは、１０５０℃から６００℃までの冷却に３分を要したことを表しているが、必ずしも常に−１５０℃／分の一定値に制御されているわけではなく、冷却の初期と終期で値が若干異なることもあり得る。

このようにして作製された歪みの量の異なる素子に付いて、ＧａＮ層の歪み量εと素子寿命との関係を調べた結果が図１０である。図７に示した素子の特性は●印で示されている。○印のプロットに付いては、[実施の形態３]で説明する。横軸はＧａＮ層Ｅ２フォノンモードのラマンシフト量から評価したａ軸格子歪み量であり、ラマンシフト量から歪み量への換算には図５の関係を用いた。縦軸は素子寿命であり、出力３ｍＷでＡＰＣ駆動したときに駆動電流が通電初期値の１．２倍となるまでの時間を評価している。なお、通電初期の特性はどの素子も同一であった。

図１０に示す結果から明らかなように、ＧａＮ層の歪みεが、ε＞−０．０１％、ε＜−０．１６％の範囲では素子寿命が非常に短い。この原因として次のように考えている。ε＞−０．０１％の範囲ではεが大きくなるほどＡｌＧａＮ層の引っ張り歪みが大きくなるため、ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層７１１やｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層７０４中に結晶欠陥が発生しやすく、また通電中に結晶欠陥の増殖や欠陥を通した構成元素の拡散が発生しやすい事が特性悪化の原因となっているためである。ε＜−０．１６％の範囲ではｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層７１１やｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層７０４にかかる引っ張り歪みは減少されるものの、εが小さくなるほどＧａＮ層の圧縮歪みが非常に大きくなるため結晶欠陥を多く含む事また結晶性が悪いため通電中に欠陥が増殖して素子故障の原因となっているためである。

これに対して、−０．１６％≦ε≦−０．０１％の範囲では素子を構成する各層に過度の歪みがかかるのを避ける事ができ、格子歪みによる結晶欠陥の発生や通電時の欠陥の増殖を抑制する事ができるため、寿命が長く信頼性の高い素子が得られている。

図１０には、素子構造の結晶性長後の冷却スピードを異ならせることによって得られた、歪み量の異なる素子についての結果を示しているが、歪み量を異ならせる方法はこれに限定されるものではない。結晶成長時のサファイア基板の厚さ、サファイア基板の研削プロセス（研削量や研削粗さ）、ＧａＮバッファ層７０２の堆積条件、ｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の厚さ、不純物のドーピング条件や濃度分布、素子の固定に用いる接着剤や接着方法、素子が固定されるステムやサブマウント（台座）の形状などを異ならせることによっても素子構造中のＧａＮ層の歪み量は変化する。このように歪み量を決める要因は多種多様であり、それぞれが複合して素子の歪み量が決まっているため、一つの要因だけで歪み量が一意に決定されるものではないが、歪み量に対する光出力低下の特性は図１０と同様の結果を示すことがわかった。

なお、図７において、バッファ層７０２の材料はその上に窒化ガリウム系半導体層をエピタキシャル成長させることができるものであれば、ＧａＮにこだわらず他の材料、例えばＡｌＮやＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮ等を用いてもよい。

ｎ型クラッド層７０４およびｐ型クラッド層７１１はＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ以外のＡｌ組成を持つＡｌＧａＮ混晶であってもよい。この場合、Ａｌ組成を大きくすると活性層とクラッド層との禁制帯幅の差および屈折率差が大きくなり、キャリアや光が活性層に有効に閉じ込められて発振閾値電流の低減や温度特性の向上が図れる。またキャリアや光の閉じ込めが保持される範囲でＡｌ組成を小さくして行くとクラッド層におけるキャリアの移動度が大きくなるため半導体レーザ素子の素子抵抗を小さくできる。ｎ型クラッド層とｐ型クラッド層とで混晶組成が同一でなくても構わない。

また、多重量子井戸構造発光層７０８では３層の量子井戸層を積層したが、量子井戸の数は４層以上でもよく２層以下でもよい。単一量子井戸構造とする事もできる。量子井戸７０７の幅は５ｎｍ、障壁層７０６の幅を５ｎｍとしたが、これらの値が異なっていてもよい。

障壁層７０６はＧａＮとしたが、Ｉｎを含むＩｎＧａＮ層としてもよい。また、量子井戸層７０７のＩｎ組成は０．１としたが、この値は所望の発光波長を得るために適宜変更される。また、障壁層、量子井戸はＩｎＧａＮ３元混晶に微量に他の元素、例えばＡｓやＰなどを含んだ４元以上の混晶半導体でもよい。

また、素子構造の結晶成長をＭＯＣＶＤ法により行なった場合をしめしているが、ＧａＮをエピタキシャル成長できる成長法であればよく、ＭＢＥ法（分子線エピタキシャル成長法）やＨＶＰＥ法（ハライド気相成長法）等の他の気相成長方法を用いる事ができる。

［実施の形態３］
図７に断面図を示した半導体レーザ素子と同様の構造の発光素子を作製した。ただし、図７と異なる点はサファイア基板７０１の代わりに擬似ＧａＮ基板を用いていることである。

この擬似ＧａＮ基板の作製工程を図１１を基に説明する。サファイア基板１１０１上にＧａＮバッファ層１１０２を堆積後、ＧａＮ層１１０３を２μｍ成長し（図１１（ａ１））、フォトリソグラフィーとエッチング工程によりＧａＮ層１１０３にストライプ状の凸部を形成した（図１１（ａ２））。この凸部は、高さ１μｍ、幅５μｍであり、隣接する凸部間の距離は５μｍである。この上にＧａＮ層１１０４を凸部上の厚さが１μｍとなるように成長した。このとき凸部と凸部の間の領域（凹部）では、凸部の側壁から横方向（基板に平行な方向）への成長が優先的に生じるため、凹部は完全に埋め込まれ、基板表面は凹凸が無くなり平坦化している（図１１（ａ３））。

擬似ＧａＮ基板を用いて作製された素子では、転位密度が１０⁶ｃｍ^-2程度であり、擬似ＧａＮ基板を用いないで素子を作製した場合に比べ３桁程度低減でき、発光強度が増大し、発振閾値が低減でき、長寿命の素子が得られるという効果がある。

擬似ＧａＮ基板の構造や作製方法は上記に限定されるものではなく、低転位密度のＧａＮ膜が得られる構成ならば凸部の高さや幅、隣接する凸部間の間隔が上記の値と異なっていても良い。図１１（ａ２）では、ＧａＮ層１１０３のＧａＮ層の途中までしかエッチングしていないが、バッファ層１１０２あるいはサファイア基板１１０１までエッチングしても構わない。またＧａＮ層１１０４を基板表面が平坦化するまで成長しているが、凹凸が残っている状態でも擬似ＧａＮ基板とすることができる。

また、擬似ＧａＮ基板は図１１（ｂ）に示す構造でも良い。図１１（ｂ）の擬似ＧａＮ基板はサファイア基板１１０５、バッファ層１１０６、ＧａＮ層１１０７、成長抑制膜１１０８、ＧａＮ層１１０９から構成されている。成長抑制膜１１０８とは窒化物半導体膜が直接成長抑制膜上に結晶成長しない膜のことを指す。成長抑制膜の上部領域は側面（成長抑制膜を形成していない領域）からの横方向成長により平坦化され低転位密度のＧａＮ膜が得られる。成長抑制膜１１０８としては、ＳｉＯ₂膜、ＳｉＮ_x膜、ＴｉＯ₂膜、Ａｌ₂Ｏ₃膜などの誘電体膜、またはタングステン膜等の金属膜、または空洞などが用いられる。

図７において擬似ＧａＮ基板を用いる場合、バッファ層７０２は形成しなくても良い。しかしながら、擬似ＧａＮ基板の表面モフォロジーが良好でない場合には、バッファ層を挿入した方が表面モフォロジーが改善されるため好ましい。

こうして作製した擬似ＧａＮ基板を用いて素子構造ウェハを作製し、実施の形態２で説明したのと同様に、結晶成長後の冷却スピードを異ならせる方法で、歪み量の異なる素子を作製した。擬似ＧａＮ基板上に作製した場合の冷却スピードと歪み量との関係を図９に○印でプロットした。また、擬似ＧａＮ基板上に作製した場合の歪み量と素子寿命との関係を図１０に○印でプロットした。擬似ＧａＮ基板上を用いない場合に比べ素子寿命は同程度であるか、若干改善されているが、特に歪み量εが−０．１６％≦ε≦−０．０１％の範囲で良好な特性が得られ、歪み量εが、ε＞−０．０１％、ε＜−０．１６％の範囲では、素子寿命は著しく低下していることが分かった。この理由は実施の形態２で説明したのと同じであり、ε＞−０．０１％、ε＜−０．１６％の範囲では素子を構成する各層に過度の歪みが掛かるためであると考えられる。

図１０には素子構造の結晶成長後の冷却スピードを異ならせることによって得られた、歪み量の異なる素子についての結果を示しているが、歪み量を変化させる方法はこれに限定されるものではない。結晶成長時のサファイア基板の厚さ、サファイア基板の研削プロセス（研削量や研削粗さ）、バッファ層７０２の堆積条件、ｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の厚さ、不純物のドーピング条件や濃度分布、素子の固定に用いる接着剤や接着方法、素子が固定されるステムやサブマウント（台座）の形状などを異ならせることによっても素子構造中のＧａＮ層の歪み量は変化する。また、擬似ＧａＮ基板を用いる場合には、その構造や作製条件（ＧａＮ層の凹凸構造のストライプ幅・間隔、成長抑制膜の有無、擬似ＧａＮ基板中のＧａＮ層の厚さ、など）によっても、素子の歪み量は変化する。このように歪み量を決定する要因は多種多様であり、それぞれが複合して素子の歪み量が決まっているため、一つの要因だけで歪み量が一意に決定されるものではない。例えば、図９において、擬似ＧａＮ基板を用いる場合と用いない場合について、冷却スピードと歪み量の関係をプロットしているが、冷却スピードを同じにしても、基板の違いにより歪み量は異なった値となっている。しかし、図１０に示されるように、歪み量εに対する光出力低下の特性において、−０．１６％≦ε≦−０．０１％の範囲で良好な特性が得られるという結果に差異は認められなかった。

［実施の形態４］
図７に断面図を示した半導体レーザ素子と同様の構造の発光素子を作製した。ただし、図７と異なる点は、多重量子井戸活性層７０８において、ＩｎＧａＮ量子井戸層７０７の代わりにＧａＡｓ_xＮ_1-x層を用いていることである。

実施の形態１、２で説明したのと同様の方法で、歪み量の異なる素子を作製し、歪み量と素子寿命との関係を調べた結果を図１２に示す。ＧａＮ層のａ軸格子歪み量εがε＞−０．０１％、ε＜−０．１６％の範囲では、素子寿命が非常に短い。この理由は、ε＜−０．１６％の範囲ではＧａＮ層に掛かる圧縮歪みが非常に大きくなることが素子劣化の原因となっており、ε＞−０．０１％の範囲ではｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層７１１やｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層７０４に掛かる引っ張り歪みが非常に大きくなる事が素子劣化の原因となっている、と考えられる。これに対し、ＧａＮ層のａ軸格子歪み量εとＥ２フォノンモードラマンシフト量Ωが、−０．１６％≦ε≦−０．０１％、５６８．１≦Ω≦５７０．０ｃｍ-1の範囲である素子では、素子を構成する各層に過度の歪みがかかるのを避ける事ができ格子歪みによる結晶欠陥の発生や通電時の欠陥の増殖を抑制する事ができるため、寿命が１００００時間以上と長く、信頼性の高い素子が得られている。

なお、本実施例の構造においてＧａＡｓ_xＮ_1-x量子井戸層は、ＧａＮＡｓにＩｎを含んだＩｎ_yＧａ_1-yＡｓ_zＮ_1-z４元混晶半導体でもよく、また、ＧａＮＡｓに代えて、ＧａＰuＮ1-u３元混晶やＩｎ_vＧａ_1-vＰ_wＮ_1-w４元混晶半導体を用いてもよい。また、障壁層７０６をＧａＮに代えてＩｎ，Ａｓ，Ｐを含む混晶半導体で構成してもよい。

本発明の実施の形態１の発光素子の構造を示す断面図である。 本発明の実施の形態１の発光素子の光出力の経時変化を示すグラフである。 ラマンスペクトル測定系の概略の構成を示す図である。 本発明の実施の形態１の発光素子のラマンスペクトルを示すグラフである。 ＧａＮ層のＥ２フォノンモードのラマンシフト量とａ軸格子歪み量との関係を示すグラフである。 本発明の実施の形態１の発光素子のａ軸格子歪み量と通電後の光出力との関係を示すグラフである。 本発明の実施の形態２の発光素子の構造を示す断面図である。 本発明の実施の形態２の発光素子の駆動電流の経時変化を示すグラフである。 本発明の実施の形態２および実施の形態３の発光素子の、冷却スピードと歪み量との関係を示すグラフである。 本発明の実施の形態２および実施の形態３の発光素子の、ａ軸格子歪み量と素子寿命との関係を示すグラフである。 本発明の実施の形態３の発光素子の擬似ＧａＮ基板の構造を示す断面図である。 本発明の実施の形態４の発光素子のａ軸格子歪み量と素子寿命との関係を示すグラフである。

符号の説明

１０１ サファイア基板、１０２ ＡｌＮバッファ層、１０３ ｎ型ＧａＮ層、１０４ 多重量子井戸構造発光層、１０５ ＧａＮ障壁層、１０６ Ｉｎ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ量子井戸層、１０７ ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層、１０８ ｐ型ＧａＮ層、１０９ ｎ電極、１１０ ｐ電極、３００ 励起光、３０１ 励起光源、３０２ 回折格子、３０３ 金属顕微鏡、３０４ 対物レンズ、３０５ 試料、３０６ 散乱光、３０７ レンズ、３０８ ノッチフィルター、３０９ 分光器、３１０ マルチチャンネル検出器、３１１ パーソナルコンピューター、３１２ 反射鏡、７０１ サファイア基板、７０２ ＧａＮバッファ層、７０３ ｎ型ＧａＮコンタクト層、７０４ ｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層、７０５ ｎ型ＧａＮガイド層、７０６ ＧａＮ障壁層、７０７ Ｉｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ量子井戸層、７０８ 多重量子井戸構造活性層、７０９ Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ蒸発防止層、７１０ ｐ型ＧａＮガイド層、７１１ ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層、７１２ ｐ型ＧａＮコンタクト層、７１３ ｐ電極、７１４ ｎ電極、７１５ ＳｉＯ₂絶縁膜、１１０１ サファイア基板、１１０２ バッファ層、１１０３ ＧａＮ層、１１０４ ＧａＮ層、１１０５ サファイア基板、１１０６ バッファ層、１１０７ ＧａＮ層、１１０８ 成長抑制膜、１１０９ ＧａＮ層。

Claims (9)

1. 基板上にｎ型層、発光層、ｐ型層を有する積層構造を含み、前記積層構造には１つ以上のＧａＮ層を含む窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法であって、
   ラマン散乱分光法を用い、前記積層構造の全層にわたる平均的なＥ２フォノンモードのラマンシフト量を測定することにより、前記積層構造の全層にわたる平均的なａ軸格子歪み量を評価することを特徴とする窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法。
2. 前記Ｅ２フォノンモードのラマンシフト量は、波長３６５ｎｍ以上の励起光で観測されることを特徴とする請求項１に記載の窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法。
3. 前記励起光の波長は、前記１つ以上のＧａＮ層の吸収端の波長以上であることを特徴とする請求項２に記載の窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法。
4. 前記１つのＧａＮ層のいずれかのＧａＮ層は前記積層構造中で最も厚い層であり、前記１つ以上のＧａＮ層の平均的なＥ２フォノンモードのラマンシフト量を測定することにより、前記１つ以上のＧａＮ層の平均的なａ軸格子歪み量を評価することを特徴とする請求項２または請求項３に記載の窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法。
5. 前記励起光は、ｃ面に対して実質的に垂直にされることを特徴とする請求項２から請求項４までのいずれかに記載の窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法。
6. 前記励起光は、前記基板側から照射されることを特徴とする請求項２から請求項５までのいずれかに記載の窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法。
7. 前記基板は、サファイア基板である請求項２から請求項６までのいずれかに記載の窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法。
8. 窒化ガリウム系半導体発光素子として、前記Ｅ２フォノンモードのラマンシフト量Ωが５６８．１≦Ω≦５７０．０ｃｍ^-1である窒化ガリウム系半導体発光素子を選定することを特徴とする請求項４に記載の窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法。
9. 請求項４に記載の評価方法を用いた窒化ガリウム系半導体発光素子の製造方法であって、
   前記基板上に前記積層構造を形成する結晶成長工程と、前記結晶成長工程により得られた素子構造ウエハを前記評価方法により評価する工程とを含み、
   前記評価方法において測定される前記素子構造ウエハの前記Ｅ２フォノンモードのラマンシフト量Ωが、５６８．１≦Ω≦５７０．０ｃｍ^-1であることを特徴とする窒化ガリウム系半導体発光素子の製造方法。

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