JP6908422B2 - Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、III族窒化物半導体発光素子およびその製造方法に関し、特に、高い発光出力を維持することのできる信頼性の向上したIII族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、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ等とＮとの化合物からなるIII族窒化物半導体は、紫外光発光素子の材料として用いられている。中でも、高Ａｌ組成比のＡｌＧａＮからなるIII族窒化物半導体は、紫外発光素子や発光波長３００ｎｍ以下の深紫外光発光素子（ＤＵＶ−ＬＥＤ）に用いられている。

III族窒化物半導体発光素子に要求される特性として、例えば高外部量子効率特性や低抵抗特性などが挙げられる。本願出願人は、特許文献１において、量子井戸構造の発光層とｐ型クラッド層との間に、電子ブロック層と呼ばれる電子のエネルギー障壁となる層を形成することにより、発光効率を向上できることを先に提案している。電子ブロック層は、発光層の量子井戸層に対して障壁となって、電子が過剰に流れていくのを防ぐため、キャリアの注入効率を向上できる。

また、特許文献２には、膜厚２５ｎｍ以下で、ｐ型不純物とｎ型不純物とをコドープし、ｐ型不純物濃度が１×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上、かつｎ型不純物濃度が１×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上の混合ドープＧａＮ層をｐ型ＧａＮ層上に設け、この混合ドープＧａＮ層上に電極が形成された窒化物半導体素子を開示している。特許文献２によると、この混合ドープＧａＮ層によりｐ型ＧａＮ層と電極との接触抵抗が低減し、ｐ型ＧａＮ層に電流が流れやすくなる。

特開２０１０−１６１３１１号公報 特開２００９−１５２４９１号公報

特許文献１および特許文献２に記載の技術により、III族窒化物半導体発光素子の外部量子効率特性や抵抗特性を改善することができる。しかしながら、III族窒化物半導体発光素子では、外部量子効率特性および抵抗特性の改善以外にも課題は残されている。III族窒化物半導体発光素子では高い発光出力を維持することが難しいため、この点での信頼性の改善が希求されている。

そこで、本発明は、従来よりも発光出力を維持することのできる信頼性の向上したIII族窒化物半導体発光素子およびその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者は、上記課題を解決する方途について鋭意検討し、III族窒化物半導体発光素子における、ｐ型コンタクト層のドーパントに着目した。ここで、III族窒化物半導体発光素子のｐ型半導体層側にドープするｐ型のドーパントとしては、Ｍｇを用いることが一般的であるものの、ｐ型半導体層側にドープされたＭｇが発光層に拡散することで、III族窒化物半導体発光素子の信頼性に悪影響を及ぼしているのではないかと本発明者は考えた。そこで、ｐ型コンタクト層の特定領域にｐ型ドーパントとしてのＭｇと共に、Ｓｉをコドープすることを着想した。そして、このｐ型コンタクト層によりIII族窒化物半導体発光素子の信頼性を改善できることを本発明者は知見し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明の要旨構成は以下の通りである。

（１）発光層、ｐ型電子ブロック層、ｐ型コンタクト層およびｐ側電極をこの順に備えるIII族窒化物半導体発光素子であって、前記ｐ型電子ブロック層は、Ａｌ組成比が０．５以上のｐ型III族窒化物半導体からなり、前記ｐ型コンタクト層は、Ａｌ組成比が０．４未満のｐ型III族窒化物半導体からなり、前記ｐ型コンタクト層は、前記ｐ型電子ブロック層に接し、かつ、ＭｇおよびＳｉでコドープされた第１ｐ型コンタクト層と、前記ｐ側電極に接し、かつ、Ｍｇドープされた第２ｐ型コンタクト層とを有し、前記第１ｐ型コンタクト層のＭｇ濃度が１×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上であり、かつ、Ｓｉ濃度が２×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上３×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下であることを特徴とするIII族窒化物半導体発光素子。

（２）前記第１ｐ型コンタクト層の厚みが１ｎｍ以上３０ｎｍ以下であり、前記第２ｐ型コンタクト層の厚みが３０ｎｍ以上である、前記（１）に記載のIII族窒化物半導体発光素子。

（３）前記第１ｐ型コンタクト層の厚みが５ｎｍ以上１５ｎｍ以下である、前記（２）に記載のIII族窒化物半導体発光素子。

（４）前記第１ｐ型コンタクト層において、前記Ｍｇ濃度が前記Ｓｉ濃度よりも高い、前記（１）〜（３）のいずれか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子。

（５）前記発光層から放射される光の中心波長が２１０ｎｍ以上３４０ｎｍ以下である、前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子。

（６）発光層を形成する発光層形成工程と、前記発光層上にｐ型電子ブロック層を形成するｐ型電子ブロック層形成工程と、前記ｐ型電子ブロック層上にｐ型コンタクト層を形成するｐ型コンタクト層形成工程と、前記ｐ型コンタクト層直上にｐ側電極を形成するｐ側電極形成工程とを含むIII族窒化物半導体発光素子の製造方法であって、前記ｐ型電子ブロック層は、Ａｌ組成比が０．５以上のｐ型III族窒化物半導体からなり、前記ｐ型コンタクト層は、Ａｌ組成比が０．４未満のｐ型III族窒化物半導体からなり、前記ｐ型コンタクト層形成は、前記ｐ型電子ブロック層の直上に、ＭｇおよびＳｉでコドープした第１ｐ型コンタクト層を形成する第１ｐ型コンタクト層形成工程と、該第１ｐ型コンタクト層上にＭｇドープした第２ｐ型コンタクト層を形成する第２ｐ型コンタクト層形成工程とを有し、前記第１ｐ型コンタクト層形成工程において、前記第１ｐ型コンタクト層のＭｇ濃度を１×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上とし、かつ、Ｓｉ濃度を２×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上３×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下とすることを特徴とするIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。

（７）前記第１ｐ型コンタクト層形成工程において、前記第１ｐ型コンタクト層の厚みを１ｎｍ以上３０ｎｍ以下とし、前記第２ｐ型コンタクト層形成工程において、前記第２ｐ型コンタクト層の厚みを３０ｎｍ以上とする、前記（６）に記載のIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。

（８）前記第１ｐ型コンタクト層の厚みが５ｎｍ以上１５ｎｍ以下である、前記（７）に記載のIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。

（９）前記第１ｐ型コンタクト層形成工程において、前記Ｍｇ濃度を前記Ｓｉ濃度よりも高くする、前記（６）〜（８）のいずれか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。

（１０）前記ｐ型電子ブロック層形成工程において、水素を主成分とするキャリアガスを供給し、前記第１ｐ型コンタクト層形成工程において、窒素を主成分とするキャリアガスを供給する、前記（６）〜（９）のいずれか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。

（１１）前記第２ｐ型コンタクト層形成工程において、初めに窒素を主成分とするキャリアガスを供給し、次いで該窒素を主成分とするキャリアガスから、水素を主成分とするキャリアガスに供給を切り替える、前記（６）〜（１０）のいずれか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。

（１２）前記発光層から放射される光の中心波長が２１０ｎｍ以上３４０ｎｍ以下である、前記（６）〜（１１）のいずれか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。

本発明によれば、従来よりも発光出力を維持することのできる信頼性の向上したIII族窒化物半導体発光素子およびその製造方法を提供することができる。

本発明の実施形態に従うIII族窒化物半導体発光素子１００を説明する模式断面図である。 本発明の第１実施形態の好適態様に係るIII族窒化物半導体発光素子２００を説明する模式断面図である。 本発明の第２実施形態に係るIII族窒化物半導体発光素子２００′の製造方法を説明する模式断面図である。 実施例における初期の発光出力を示すグラフである。 実施例における発光出力の推移を示すグラフである。

本発明に従う実施形態の説明に先立ち、以下の点について予め説明する。まず、本明細書においてＡｌ組成比を明示せずに単に「ＡｌＧａＮ」と表記する場合は、III族元素（Ａｌ，Ｇａの合計）とＮとの化学組成比が１：１であり、III族元素ＡｌとＧａとの比率は不定の任意の化合物を意味するものとする。この場合、III族元素であるＩｎについての表記がなくとも、III族元素としてのＡｌとＧａに対して５％以内の量のＩｎを含んでいてもよいこととする。また、単に「ＡｌＧａＮ」と表記することによって、ＡｌＮまたはＧａＮのいずれかであることを排除するものではない。なお、Ａｌ組成比の値は、フォトルミネッセンス測定およびＸ線回折測定などによって測定することができる。

また、本明細書において、電気的にｐ型として機能する層をｐ型層と称し、電気的にｎ型として機能する層をｎ型層と称する。一方、ＭｇやＳｉ等の特定の不純物を意図的には添加しておらず、電気的にｐ型またはｎ型として機能しない場合、「ｉ型」または「アンドープ」と言う。アンドープの層には、製造過程における不可避的な不純物の混入はあってよく、具体的には、キャリア密度が小さい（例えば４×１０^１６ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３未満）場合、「アンドープ」である、と本明細書において称する。また、ＭｇやＳｉ等の不純物濃度の値は、ＳＩＭＳ分析によるものとする。

また、エピタキシャル成長した各層の厚さ全体は、光干渉式膜厚測定器を用いて測定することができる。さらに、各層の厚さのそれぞれは、隣接する各層の組成比が十分異なる場合（例えばＡｌ組成比が、０．０１以上異なる場合）、透過型電子顕微鏡による成長層の断面観察から算出できる。また、隣接する層のうち、Ａｌ組成比が同一であるか、または、ほぼ等しい（例えば０．０１未満）ものの、不純物濃度の異なる層（例えば後述の第１ｐ型コンタクト層および第２ｐ型コンタクト層）の境界および厚さについては、これら両コンタクト層を例に具体的に説明すると、両者の境界ならびに第１ｐ型コンタクト層および第２ｐ型コンタクト層の厚さは、ＴＥＭ−ＥＤＳに基づき測定できる。そして、両者の不純物濃度は、ＳＩＭＳ分析により測定できる。また、超格子構造のように各層の厚さが薄い場合にはＴＥＭ−ＥＤＳを用いて厚みを測定することができる。

以下、図面を参照して本発明の実施形態について説明する。なお、同一の構成要素には原則として同一の参照番号を付して、説明を省略する。また、各図において、説明の便宜上、基板および各層の縦横の比率を実際の比率から誇張して示している。

（第１実施形態：III族窒化物半導体発光素子１００）
図１に示すように、本発明の第１実施形態に従うIII族窒化物半導体発光素子１００は、発光層４０と、ｐ型電子ブロック層６０と、ｐ型コンタクト層７０と、ｐ側電極８０とをこの順に備える。ｐ型電子ブロック層６０は、Ａｌ組成比が０．５以上のｐ型III族窒化物半導体からなる。また、ｐ型コンタクト層７０は、Ａｌ組成比が０．４未満のｐ型III族窒化物半導体からなる。ここで、ｐ型コンタクト層７０は、ｐ型電子ブロック層６０に接し、かつ、ＭｇおよびＳｉでコドープされた第１ｐ型コンタクト層７１と、ｐ側電極８０に接し、かつ、Ｍｇドープされた第２ｐ型コンタクト層７２とを有する。そして、第１ｐ型コンタクト層７１のＭｇ濃度が１×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上であり、かつ、Ｓｉ濃度が２×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上３×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下である。以下、図１を参照しつつ、各構成の詳細を順次説明する。

III族窒化物半導体発光素子１００における発光層４０は、ＡｌＧａＮから形成することができ、例えばＡｌ_ａＧａ_１−ａＮ（０＜ａ≦１）で形成することができる。ここで、Ａｌ組成比ａは、所望の波長の光を発光するように適切に設定することができる。例えば、Ａｌ組成比ａが０．３５以上（すなわち、０．３５≦ａ≦１）の場合、発光層４０から放射される光の中心波長が３００ｎｍ以下となり、III族窒化物半導体発光素子１００をＤＵＶ−ＬＥＤとすることができる。このように、Ａｌ組成比ａまたは、後述の井戸層４１のＡｌ組成比ｗおよび障壁層４２のＡｌ組成比ｂを適宜選択することで、III族窒化物半導体発光素子１００における、発光層４０から放射される光の中心波長を２１０ｎｍ以上３４０ｎｍ以下とすることができる。

ここで、発光層４０は、Ａｌ組成比の異なるＡｌＧａＮからなる井戸層４１と障壁層４２とを繰り返し形成した多重量子井戸（ＭＱＷ：Multiple Quantum Well）構造で構成することが好ましい。井戸層４１のＡｌ組成比ｗは、例えば０．３〜０．８とすることができる。この場合、障壁層４２のＡｌ組成比ｂは、井戸層４１のＡｌ組成比ｗよりも高く（すなわち、ｂ＞ｗ）する。例えば、ｂ＞ｗの条件の下、障壁層４２のＡｌ組成比ｂを０．４０〜０．９５とすることができる。また、井戸層４１および障壁層４２の繰り返し回数は、特に制限されず、例えば１〜１０回とすることができる。発光層４０の厚み方向の両端側（すなわち最初と最後）を障壁層とすることが好ましく、井戸層４１および障壁層４２の繰り返し回数をｎとすると、この場合は「ｎ．５組の井戸層および障壁層」と表記することとする。また、井戸層４１の厚みを０．５ｎｍ〜５ｎｍ、障壁層４２の厚みを３ｎｍ〜３０ｎｍとすることができる。

ｐ型電子ブロック層６０は、発光層４０上に設けられ、Ａｌ組成比ｘが０．５以上のｐ型III族窒化物半導体からなり、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０．５≦ｘ≦１．０）で形成することができる。ｐ型電子ブロック層６０は電子を堰止めし、電子を発光層４０（ＭＱＷ構造の場合には井戸層４１）内に注入して、電子の注入効率を高めるための層として用いられる。この目的のため、Ａｌ組成比ｘを、０．５≦ｘ≦０．９５とすることが好ましい。なお、Ａｌ組成比ｘが０．５以上であれば、ｐ型電子ブロック層６０はIII族元素としてのＡｌとＧａに対して５％以内の量のＩｎを含んでいてもよい。ここで、発光層４０が前述の障壁層４２を有する多重量子構造である場合、Ａｌ組成比ｘは上記条件を満足しつつ、障壁層４２のＡｌ組成比ｂおよびｐ型コンタクト層７０のＡｌ組成比ｚ１，ｚ２よりも高くする。すなわち、ｘ＞ｂであり、さらに、ｘ＞ｚ１，ｘ＞ｚ２である。ここで、ｐ型電子ブロック層６０のＡｌ組成比ｘおよび障壁層４２のＡｌ組成比ｂの両者に関し、０＜ｘ−ｂ≦０．５５を満足することが好ましく、０．１≦ｘ−ｂ≦０．５５を満足することがより好ましい。こうすることで、ｐ型電子ブロック層６０が井戸層４１への電子の注入効率を確実に高めることができる。なお、ｐ型電子ブロック層６０は、ＡｌＧａＮ組成比が一定の単一層構造とすることが好ましい。

ｐ型電子ブロック層６０の厚みは特に制限されないが、例えば１０ｎｍ〜８０ｎｍであることが好ましい。ｐ型電子ブロック層６０の厚さがこの範囲であれば、高い発光出力を確実に得ることができる。また、ｐ型電子ブロック層６０の厚みは、障壁層４２の厚みよりは厚いことが好ましい。ｐ型電子ブロック層６０にドープするｐ型ドーパントとしては、Ｍｇ，Ｚｎ，Ｃａ，Ｂｅ，Ｍｎ等を例示することができ、Ｍｇを用いることが一般的である。ｐ型電子ブロック層６０のドーパント濃度は、ｐ型として機能することのできるドーパント濃度であれば特に限定されず、例えば１．０×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３〜５．０×１０^２１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３とすることができる。また、ｐ型電子ブロック層６０がｐ型として機能する限りは、厚み方向の一部の領域にアンドープの領域があってもよいし、厚み方向の一部の領域にＳｉがドープされていてもよい。

既述のとおり、ｐ型電子ブロック層６０は電子を堰止めし、電子を発光層４０内に注入して、電子の注入効率を高めるための層として用いられる。この目的のために、従来、ｐ型電子ブロック層６０は発光層とｐ型クラッド層との間に設けられることが一般的であった。これは発光層４０のＡｌ組成比が高い場合には、ｐ側に設けられる半導体層（以下、「ｐ側半導体層」）のホール濃度が低くなるため、ホールは発光層４０に注入されにくく、一部の電子がｐ側半導体層の方に流れてしまう場合があるものの、ｐ型電子ブロック層６０を設けることにより、こうした電子の流れを防止することができるからである。しかしながら、本実施形態においては、ｐ型クラッド層を設けず、ｐ型電子ブロック層６０上にｐ型コンタクト層７０を直接設けることとする。ｐ型クラッド層を介さずに、ｐ型電子ブロック層６０およびｐ型コンタクト層７０間の構成を最小限とすることで、キャリア注入効率の変化を低減できるためである。

なお、本明細書において上述した「ｐ型クラッド層」のＡｌ組成比ｙは、電子ブロック層６０のＡｌ組成比ｘよりも０．１を超えて小さく、かつ、ｐ型コンタクト層のＡｌ組成比ｚ１，ｚ２よりも０．１を超えて大きいものを指す。すなわち、ｚ１＋０．１＜ｙ＜ｘ−０．１、かつ、ｚ２＋０．１＜ｙ＜ｘ−０．１である。中心波長が３００ｎｍ以下において使用されるｐ型のＡｌＧａＮはＡｌ組成比が大きいほど電流が流れにくいため、従来のクラッド層として使用されるＡｌ組成比は、障壁層のＡｌ組成比以下であることが多い。このため、本明細書における電子ブロック層と従来技術におけるクラッド層とを、障壁層のＡｌ組成比ｂを基準として区別する。

次に、ｐ型電子ブロック層６０上にはｐ型コンタクト層７０が設けられる。ｐ型コンタクト層７０は、この上に設けられるｐ側電極８０とｐ型電子ブロック層６０との間の接触抵抗を低減するための層であり、ｐ型コンタクト層７０は、ｐ型電子ブロック層６０に接する第１ｐ型コンタクト層７１と、ｐ側電極８０に接する第２ｐ型コンタクト層７２とを有する。なお、本明細書においてｐ型コンタクト層７０がｐ型電子ブロック層６０上に接して設けられるということは、上述のｐ型クラッド層に該当し得るＡｌ組成比ｙのIII族窒化物半導体層が、ｐ型電子ブロック層６０とｐ型コンタクト層７０との間に存在しないことを意味する。

ここで、ｐ型コンタクト層７０は、Ａｌ組成比が０．４未満のｐ型III族窒化物半導体からなる。換言すれば、第１ｐ型コンタクト層７１および第２ｐ型コンタクト層７２は、Ａｌ組成比が共に０．４未満のｐ型III族窒化物半導体からなる。なお、第１ｐ型コンタクト層７１および第２ｐ型コンタクト層７２は後述のドーパントの違いにより区別される。第１ｐ型コンタクト層７１および第２ｐ型コンタクト層７２のＡｌ組成比をそれぞれｚ１，ｚ２とすると、第１ｐ型コンタクト層７１はＡｌ_ｚ１Ｇａ_１−ｚ１Ｎ（０≦ｚ１＜０．４）で形成することができ、第２ｐ型コンタクト層７２はＡｌ_ｚ２Ｇａ_１−ｚ２Ｎ（０≦ｚ２＜０．４）で形成することができる。特に、Ａｌ組成比ｚ１，ｚ２は、それぞれ０≦ｚ１≦０．１、かつ、０≦ｚ２≦０．１であることが好ましい。ｚ１とｚ２の大小関係は特に限定されないが、第１ｐ型コンタクト層７１と、第２ｐ型コンタクト層７２との間のＡｌ組成比の差は無い（ｚ１＝ｚ２、すなわち、Ａｌ組成比の差が０）ことが最も好ましい。また、Ａｌ組成比の差がある場合でもｚ１≧ｚ２であることが好ましく、その差は０．１以下であることがより好ましく、０．０５未満であることが更に好ましい。特に、ｚ１＝ｚ２＝０（すなわち、第１ｐ型コンタクト層７１および第２ｐ型コンタクト層７２はともにＧａＮ）とすることが好ましい。ｐ型コンタクト層７０上に形成されるｐ側電極８０との接触抵抗を十分に低減することができる。さらに、Ａｌ組成比ｚ１，ｚ２は、ｐ型電子ブロック層６０のＡｌ組成比ｘに対して、０．１≦ｘ−ｚ_１≦０．９５かつ、０．１≦ｘ−ｚ_２≦０．９５を満たすことが好ましく、０．５≦ｘ−ｚ_１≦０．９５かつ、０．５≦ｘ−ｚ_２≦０．９５を満たすことがより好ましい。なお、Ａｌ組成比ｚ１，ｚ２が０．４未満であれば、ｐ型電子ブロック層６０はIII族元素としてのＡｌとＧａに対して５％以内の量のＩｎを含んでいてもよい。

ここで、第１ｐ型コンタクト層７１は、ＭｇおよびＳｉでコドープされており、第２ｐ型コンタクト層７２はＭｇドープされている。そして、本実施形態において、第１ｐ型コンタクト層７１のＭｇ濃度を１×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上とし、かつ、Ｓｉ濃度を２×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上３×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下とする。第１ｐ型コンタクト層７１のＭｇ濃度の上限は５．０×１０^２１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３とすることが好ましい。第１ｐ型コンタクト層７１に、ｐ型ドーパントであるＭｇに加えて、通常はｎ型ドーパントとして用いられるＳｉをコドープしたために、高い発光出力を維持することができ、信頼性の向上したIII族窒化物半導体発光素子が得られる。第１ｐ型コンタクト層へＭｇおよびＳｉをコドープすることにより得られる作用効果について、本発明者は以下のように考えている。

ｐ型のIII族窒化物半導体層にドープされるＭｇは、発光層に拡散しやすく、Ｍｇ起因の欠陥が発光層に生じやすくなるために、その欠陥が原因となって信頼性が低下するのではないかと本発明者は考えた。一方、通常ｎ型ドーパントとして用いられるＳｉは、発光層に拡散しづらく、しかもＭｇの発光層への拡散を抑制できるのではないかと本発明者は考えた。ｐ型コンタクト層７０において、ｐ側電極８０に近い領域（本実施形態においては第２ｐ型コンタクト層７２）ほど一般的にｐ型コンタクト層７０のＭｇ濃度を高くするため、ｐ型コンタクト層７０のうち、ｐ型電子ブロック層６０と接する領域にＭｇおよびＳｉをコドープした第１ｐ型コンタクト層を設けることを本発明者は着想した。そして、本発明者による鋭意検討の結果、本実施形態に従う第１ｐ型コンタクト層７１を設けることにより、前述の信頼性向上効果が得られることが実験的に確認された。

上記作用効果を確実に得るため、第１ｐ型コンタクト層７１の厚みを１ｎｍ以上３０ｎｍ以下とすることが好ましい。さらに、第２ｐ型コンタクト層７２の厚みを３０ｎｍ以上とすることが好ましい。この場合、第１ｐ型コンタクト層７１の厚みを５ｎｍ以上１５ｎｍ以下とすることがより好ましい。前述のとおり第１ｐ型コンタクト層７１にはＭｇおよびＳｉがコドープされており、第１ｐ型コンタクト層７１の厚みが大きくなりすぎると、ｐ型コンタクト層７０自体の抵抗が大きくなり低抵抗化に寄与しなくなるためであり、一方、厚みが小さすぎると、ＭｇおよびＳｉのコドープにより得られる作用効果が不十分となるためである。この観点から、第１ｐ型コンタクト層７１において、Ｍｇ濃度がＳｉ濃度よりも高いことがより好ましい。Ｍｇ濃度がＳｉ濃度以下であると、第１ｐ型コンタクト層７１がｐ型化しない虞があるためである。

そして、ｐ型コンタクト層７０上には、第２ｐ型コンタクト層７２と接するｐ側電極８０が設けられる。ｐ側電極８０は、一般的な構成とすることができ、例えば、Ｎｉ含有膜およびこのＮｉ含有膜上に形成されたＡｕ含有膜を有する金属複合膜とすることができる。また、ｐ側電極８０の厚み、形状およびサイズは、発光素子の形状およびサイズに応じて適宜選択することができる。

以上のとおり、本実施形態により、従来よりも発光出力を維持することのできる信頼性の向上したIII族窒化物半導体発光素子を実現することができる。

なお、図１には図示しないが、発光層４０と、ｐ型電子ブロック層６０との間に、ｐ型電子ブロック層６０のＡｌ組成比ｘよりもＡｌ組成比の高いIII族窒化物半導体層からなるガイド層５０を設けることも好ましい。ガイド層５０は、Ａｌ組成比が０．９６以上のＡｌＧａＮであることが好ましく、III族元素のＡｌ組成比を１（１００％）として形成したＡｌＮ層とすることが最も好ましい。ここで、ガイド層５０の厚みを例えば０．５ｎｍ〜２．０ｎｍとすることができる。また、ガイド層５０は、ｉ型（アンドープ）であることが好ましいが、Ｍｇなどのｐ型ドーパントやＳｉなどのｎ型ドーパントを添加しても構わない。ガイド層５０を設けることで、発光層４０への正孔の注入を促進することができる。

以下に、本実施形態における好適な態様を、図２に示したいわゆる「横型」構造のIII族窒化物半導体発光素子２００を用いて例示的に説明する。図２に示すIII族窒化物半導体発光素子２００は、基板１０と、該基板１０上のバッファ層２０と、該バッファ層２０上のｎ型半導体層３０とを有し、該ｎ型半導体層３０に前述のIII族窒化物半導体発光素子１００が設けられている。図２では、発光層４０と、ｐ型電子ブロック層６０との間は、ガイド層５０が設けられている。また、図２に示すIII族窒化物半導体発光素子２００では、発光層４０、ガイド層５０、ｐ型電子ブロック層６０およびｐ型コンタクト層７０の一部がエッチング等により除去され、露出したｎ型半導体層３０上にｎ側電極９０が設けられている。

基板１０として、例えばサファイア基板を用いることができる。基板１０の表面にＡｌＧａＮからなるバッファ層２０を設けることも好ましく、バッファ層２０をＡｌＮ層とすることも好ましい。また、サファイア基板の表面にエピタキシャル成長させたバッファ層２０としてのＡｌＮ層が設けられたＡｌＮテンプレート基板を用いてもよい。ＡｌＮ単結晶基板またはＡｌＧａＮ単結晶基板を用いることも可能である。サファイア基板を用いる場合、基板のオフ角の有無は任意であり、オフ角が設けられている場合の傾斜方向の結晶軸方位は、ｍ軸方向またはａ軸方向のいずれとしてもよい。例えば、サファイア基板の主面を、Ｃ面が０．５度のオフ角θで傾斜した面とすることができる。もちろん、本実施形態に適用可能なサファイア基板の主面はＣ面に限られることはなく、Ｒ面、Ａ面、Ｍ面など他の面を適用することも可能である。サファイア基板の厚みとしては、３００〜１０００μｍから適宜選択することができる。例えば、厚みを４３０μｍとすることができる。ＡｌＮテンプレート基板を用いる場合、サファイア基板表面のＡｌＮ層の結晶性が優れていることが好ましい。また、ＡｌＮテンプレート基板の表面に、アンドープのＡｌＧａＮ層が設けられていることも好ましい。なお、サファイア基板の裏面状態としては、片面研磨基板および両面研磨基板のいずれも用いることができる。また、サファイア基板の裏面に、光取り出し効率を向上させるための、フォトニック結晶形成や粗面化処理を行ったものを用いることもできる。フォトニック結晶形成および粗面化処理は、必ずしも、ＡｌＮテンプレート基板を形成する前に行う必要はなく、ＡｌＮテンプレート基板の形成後、発光素子層の形成後、チップ化後の各工程において適宜行うことができる。またフォトニック結晶形成および粗面化処理は、薬液を用いたウェットエッチング法、またはガスを用いたドライエッチング法を適用することができ、ウェットエッチング法およびドライエッチング法を併用することも可能である。

ｎ型半導体層３０はバッファ層２０上に設けられ、ｎ型半導体層３０は、例えばＡｌＧａＮからなるｎ型層とすることができ、一般的なｎ型半導体層を用いることができる。ｎ型半導体層３０には、ｎ型のドーパントがドープされ、ｎ型ドーパントとしては、Ｓｉ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓ，Ｏ，Ｔｉ，Ｚｒ等を例示することができる。ドーパント濃度は、ｎ型として機能することのできるドーパント濃度であれば特に限定されず、例えば１．０×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３〜１．０×１０^２０ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３とすることができる。また、ｎ型半導体層３０のＡｌ組成比は、特に制限はなく、一般的な範囲とすることができる。ｎ型半導体層３０を単層または複数層から構成することもできる。

また、ｎ型半導体層３０の露出面上に設けられるｎ側電極９０は、例えばＴｉ含有膜およびこのＴｉ含有膜上に形成されたＡｌ含有膜を有する金属複合膜とすることができ、その厚み、形状およびサイズは、発光素子の形状およびサイズに応じて適宜選択することができる。

上述の横型構造のIII族窒化物半導体発光素子２００は、本実施形態に従うIII族窒化物半導体発光素子１００の具体的な一態様に過ぎず、種々の変形が可能である。例えば、III族窒化物半導体発光素子１００を縦型構造のIII族窒化物半導体発光素子に適用可能であることは勿論である。

（第２実施形態：III族窒化物半導体発光素子の製造方法）
図３に示すように、本発明の第２実施形態に従うIII族窒化物半導体発光素子２００′の製造方法は、発光層４０を形成する発光層形成工程（図３（Ｆ））と、発光層４０上に、ｐ型電子ブロック層６０を形成する電子ブロック層形成工程（図３（Ｈ））と、ｐ型電子ブロック層６０上に、ｐ型コンタクト層７０を形成するｐ型コンタクト層形成工程（図３（Ｊ））と、を含む。ｐ型電子ブロック層６０は、Ａｌ組成比が０．５以上のｐ型III族窒化物半導体からなり、ｐ型コンタクト層７０は、Ａｌ組成比が０．４未満のｐ型III族窒化物半導体からなる。

ここで、本実施形態では、ｐ型コンタクト層形成工程において、ｐ型電子ブロック層６０の直上に、ＭｇおよびＳｉでコドープした第１ｐ型コンタクト層７１を形成する第１ｐ型コンタクト層形成工程（図３（Ｉ））と、第１ｐ型コンタクト層７１上にＭｇドープした第２ｐ型コンタクト層７２を形成する第２ｐ型コンタクト層形成工程（図３（Ｊ））とを有し、第１ｐ型コンタクト層形成工程において、第１ｐ型コンタクト層７１のＭｇ濃度を１×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上とし、かつ、Ｓｉ濃度を２×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上３×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下とすることが特に特徴となる。以下、本実施形態の好適な実施形態に従うフローチャートを示す図３を用いて、具体的な態様と共に各工程の詳細を順次説明するが、前述の実施形態と重複する説明については省略する。

まず、基板１０としてサファイア基板を用意することが好ましい。基板１０の表面１０ＡにＡｌＮ層を形成したＡｌＮテンプレート基板を形成することが好ましく、市販のＡｌＮテンプレート基板を用いてもよい（図３（Ａ）および図３（Ｂ）を参照）。なお、バッファ層２０は、例えば、有機金属気相成長（ＭＯＣＶＤ：Metal Organic Chemical Vapor Deposition）法や分子線エピタキシ（ＭＢＥ：Molecular Beam Epitaxy）法、スパッタ法などの公知の薄膜成長方法により形成することができる。

バッファ層２０のＡｌ源としては、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）を用いることができる。また、Ｎ源としては、アンモニア（ＮＨ_３）ガスを用いることができる。これらの原料ガスを、キャリアガスとして水素ガスを用いることにより、バッファ層２０を形成することができる。

なお、バッファ層２０の成長温度としては、１２７０℃以上１３５０℃以下が好ましく、１２９０℃以上１３３０℃以下がより好ましい。この温度範囲であれば、続いて熱処理工程を行う場合にバッファ層２０の結晶性を向上することができる。また、チャンバ内の成長圧力については、例えば５Ｔｏｒｒ〜２０Ｔｏｒｒとすることができる。より好ましくは、８Ｔｏｒｒ〜１５Ｔｏｒｒである。

また、ＮＨ_３ガスなどのV族元素ガスと、ＴＭＡガスなどのIII族元素ガスの成長ガス流量を元に計算されるIII族元素に対するV族元素のモル比（以降、V/III比と記載する）については、例えば１３０以上１９０以下とすることができる。より好ましくは１４０以上１８０以下である。なお、成長温度および成長圧力に応じて最適なV/III比が存在するため、成長ガス流量を適宜設定することが好ましい。

続いて、上述のようにして得られた、サファイアからなる基板１０上のバッファ層２０に対して、このバッファ層２０の成長温度よりも高温で熱処理を施すことが好ましく、１５００℃〜１７００℃の温度での熱処理が好適である。この熱処理工程は、公知の熱処理炉を用いて行うことができる。かかる熱処理を行うことにより、ＡｌＮからなるバッファ層２０の（１０−１２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅を４００秒以下とし、高い結晶性を実現することができる（図３（Ｃ））。

その後、図３（Ｄ）に例示するように、バッファ層２０上に、アンドープのＡｌＧａＮ層２０’を形成することも好ましい。Ａｌ源としてＴＭＡ、Ｇａ源としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、Ｎ源としてＮＨ_３ガスを用いることで、ＡｌＧａＮからなる層を形成することができ、以下に説明するｎ型半導体層、発光層、ガイド層、ｐ型電子ブロック層およびｐ型半導体層の形成についても同様である。これらの原料ガスを、キャリアガスとして水素ガスもしくは窒素ガスまたは両者の混合ガスを用いてチャンバ内に供給すればよく、一般的には水素ガスがキャリアガスとして用いられる。また、V/III比については、例えば１００以上１０００００以下とすることができる。より好ましくは３００以上３００００以下である。成長温度および成長圧力に応じて最適なV/III比が存在するため、成長ガス流量を適宜設定することが好ましいのはバッファ層２０を形成する場合と同様である。

次に、ｎ型半導体層３０を形成するｎ型半導体層形成工程を行うことができる（図３（Ｅ））。ｎ型半導体層３０は、バッファ層２０上に形成することができ、アンドープのＡｌＧａＮ層２０’上に形成することが好ましい。ｎ型ドーパントについては、Ｓｉ源として例えばモノシラン（ＳｉＨ_４）ガスを用いることができる。

続いて、図３（Ｆ）に示すように、発光層４０を形成する発光層形成工程を行う。発光層４０をＭＱＷ構造とする場合には、Ａｌ源の流量とＧａ源の流量の比を適切に変更することにより、ＭＱＷ構造を有する発光層４０を形成することができる。発光層４０をＡｌ_ａＧａ_１−ａＮ（０＜ａ≦１）で形成する場合、Ａｌ_ａＧａ_１−ａＮの成長温度としては、１０００℃以上１４００℃以下が好ましく、１０５０℃以上１３５０℃以下がより好ましい。

次いで、図３（Ｇ）に示すように、発光層４０上にガイド層５０を形成することが好ましい。例えば、トリメチルアルミニウムガス（ＴＭＡガス）およびアンモニアガス（ＮＨ_３ガス）からなる原料ガスを用いてＡｌＮからなるガイド層５０をエピタキシャル成長させることができる。Ｇａ等の他のIII族元素の混入を意図的に排除するため、原料ガスがトリメチルアルミニウムガス（ＴＭＡガス）およびアンモニアガス（ＮＨ_３ガス）のみからなることが特に好ましい。キャリアガスとしては、水素または窒素のいずれかを主成分とするキャリアガスを用いることができる。また、成長温度を１０００℃以上１４００℃以下とすることが好ましく、１０５０℃以上１３５０℃以下とすることがより好ましい。成長時間を適宜選択することで、ガイド層５０の厚みを調整することができる

なお、本明細書において、「窒素を主成分とするキャリアガス」とは、キャリアガス全体の体積に対する窒素ガスの体積の比が６０％以上であるキャリアガスを意味している。「窒素を主成分とするキャリアガス」を用いる場合、体積比を８５％以上とすることがより好ましく、窒素ガスをキャリアガスとして用いることが最も好ましい。なお、「窒素ガスをキャリアガスとして用いる」とは、体積比が実質的に１００％の窒素ガスをキャリアガスとして用いることを意味するものの、体積比０．０１％未満の不可避的な不純物ガスは含まれていてもよいものとする。また、「水素を主成分とするキャリアガス」とは、キャリアガス全体の体積に対する水素ガスの体積の比が６０％以上であるキャリアガスを意味している。より好ましくは８５％以上であり、水素ガスをキャリアガスとして用いることが最も好ましい。なお、「水素ガスをキャリアガスとして用いる」とは、体積比が実質的に１００％の水素ガスをキャリアガスとして用いることを意味するものの、体積比０．０１％未満の不可避的な不純物ガスは含まれていてもよいものとする。これらの体積比のキャリアガスを用いるには、半導体製造用として市販される純度を有するガスを単独で、又は混合して適宜用いればよい。なお、ここでのキャリアガスの体積比は、チャンバ内に供給されウェーハ近傍の空間を通るガスを対象としており、ヒーターやチャンバ内壁のパージを主目的としてウェーハ近傍の空間を通らずに排気されるガスは含めない。つまり、ヒーターやチャンバ内壁に水素を大流量流して排気していても、ウェーハ近傍には実質的に窒素を流している場合には、窒素を主成分とするキャリアガスとなる。水素を主成分とするキャリアガスについても同様である。

次に、図３（Ｈ）に示すように、ｐ型電子ブロック層６０を形成する電子ブロック層形成工程を行う。ｐ型電子ブロック層６０をＡｌ_ｘＧａ_１−ＸＮ（ｂ＜ｘ≦１）で形成する場合、キャリアガスとして水素を主成分とするガスを用いることができ、水素ガスをキャリアガスとして用いることが好ましい。原料ガスは既述のとおりＴＭＡ、ＴＭＧおよびＮＨ_３ガスであり、さらにドーパント源のガスとして、Ｍｇ源のＣＰ_２ＭｇおよびＺｎ源としてのＺｎＣｌ_２を適宜選択して用いることができる。

ｐ型電子ブロック層６０の成長温度としては、１０００℃以上１４００℃以下が好ましく、１０５０℃以上１３５０℃以下がより好ましい。また、チャンバ内の成長圧力については、例えば１０Ｔｏｒｒ〜７６０Ｔｏｒｒとすることができる。より好ましくは、２０Ｔｏｒｒ〜３８０Ｔｏｒｒである。

次に、図３（Ｉ）に示すように、ｐ型電子ブロック層６０の直上に第１ｐ型コンタクト層７１を形成し、その後、図３（Ｊ）に示すように第１ｐ型コンタクト層７１上に第２ｐ型コンタクト層７２を形成して、ｐ型コンタクト層７０を形成する。本実施形態において、ｐ型コンタクト層７０をｐ型とするためのドーパントとしては、第１ｐ型コンタクト層７１および第２ｐ型コンタクト層７２の双方の形成においてＭｇを用いることとする。そして、第１ｐ型コンタクト層７１の形成時には、Ｍｇ源に加えてＳｉ源を用いて、ＭｇおよびＳｉをコドープする。コドープにあたり、Ｓｉ源としてモノシラン（ＳｉＨ_４）などを、Ｍｇ源としてシクロペンタジニエルマグネシウム（ＣＰ_２Ｍｇ）などの混合ガスをチャンバに供給すればよい。また、第１ｐ型コンタクト層７１の形成が終わった後、第２ｐ型コンタクト層７２の形成を始めるにあたり、Ｓｉ源の供給を停止する。

ｐ型コンタクト層７０の成長温度としては、８００℃以上１４００℃以下が好ましく、９００℃以上１３００℃以下がより好ましい。また、チャンバ内の成長圧力については、例えば１０Ｔｏｒｒ〜７６０Ｔｏｒｒとすることができる。より好ましくは、２０Ｔｏｒｒ〜６００Ｔｏｒｒである。キャリアガスとしては、水素ガスもしくは窒素ガスまたは両者の混合ガスを用いることができる。

ここで、第１ｐ型コンタクト層形成工程において、窒素を主成分とするキャリアガスを供給することが好ましく、窒素ガスをキャリアガスとして用いることがより好ましい。すなわち、本実施形態は、水素を主成分とするキャリアガスを供給するｐ型電子ブロック層形成工程の後、キャリアガスの主成分を水素から窒素に変更する工程を有し、その後に窒素を主成分とするキャリアガスを供給する第１ｐ型コンタクト層形成工程を行うことが好ましい。ＭｇとＳｉとを共に高い濃度でドーピングする第１ｐ型コンタクト層７１を形成するにあたり、窒素を主成分とするキャリアガスを用いることで、Ｍｇを活性化させてｐ型層としての機能を維持させると共に、高濃度のＳｉドーピングによるＭｇの移動抑制効果を発揮させることができる。また、第２ｐ型コンタクト層形成工程を行うにあたり、窒素を主成分とするキャリアガスから、水素を主成分とするキャリアガスにキャリアガスの供給を切り替えて、水素を主成分とするキャリアガスを用いて第２ｐ型コンタクト層７２を形成することができる。また、第１ｐ型コンタクト層形成工程で用いたＳｉ源のドーパントガスの供給を止めた後、初めに窒素を主成分とするキャリアガスを供給して第２ｐ型コンタクト層７２の一部を成長させ、次いで窒素を主成分とするキャリアガスから、水素を主成分とするキャリアガスに供給を切り替えて第２ｐ型コンタクト層７２の残りを成長させることが好ましい。こうすることで、作製されるIII族窒化物半導体発光素子２００′の信頼性をより確実に高めることができる。なお、第２ｐ型コンタクト層７２の成長途中にキャリアガスを切り替える場合、第２ｐ型コンタクト層７２の成長を一旦停止することが好ましい。

このようなキャリアガスの供給を切り替える手法の一例を説明する。まず、窒素を主成分とするキャリアガスを用いて第２ｐ型コンタクト層７２の成長を開始する。次いで、有機金属ガス（III族元素ガスおよびドーパント源ガス）を一旦チャンバ内からベントに切り替えた上で、チャンバ内に流れるキャリアガスを窒素から水素に切り替えた後、有機金属ガスをチャンバ内に再び供給して、第２ｐ型コンタクト層７２を成長させる。ベントへ切り替えずにキャリアガスを切り替えた場合は、ガスの流れが急変するため異常な成長を起こす恐れがある。なお、V族元素ガスはチャンバ内へ流したままとすることが好ましい。

最後に、図３（Ｋ）に示すように、発光層４０、ガイド層５０、ｐ型電子ブロック層６０およびｐ型コンタクト層７０の一部をエッチング等により除去し、露出したｎ型半導体層３０上にｎ側電極９０を、第２ｐ型コンタクト層７２表面にｐ側電極８０をそれぞれ形成することができる。こうして、本発明の好適な実施形態に係るIII族窒化物半導体発光素子２００′を作製することができる。ｐ型およびｎ型のコンタクト層に直接接触する電極については、ｐ側についてはＮｉおよびＲｈなどを、ｎ側については、ＴｉおよびＭｏなどを例示することができる。なお、ｎ側電極９０をｐ側電極８０の後に形成しても良いし、ｎ側電極９０をｐ側電極８０の前に形成しても良い。さらに、ｐ側電極８０およびｎ側電極９０の電極構造の一部を同時に形成してもよい。

また、本実施形態では、第１実施形態と同様の理由で、第１ｐ型コンタクト層形成工程において、第１ｐ型コンタクト層７１の厚みを１ｎｍ以上３０ｎｍ以下とし、第２ｐ型コンタクト層形成工程において、第２ｐ型コンタクト層７２の厚みを３０ｎｍ以上とすることが好ましい。この場合、第１ｐ型コンタクト層の厚みを５ｎｍ以上１５ｎｍ以下とすることがより好ましい。また、第１ｐ型コンタクト層形成工程において、第１ｐ型コンタクト層７１のＭｇ濃度をＳｉ濃度よりも高くすることが好ましい。

なお、前述のｎ側電極９０を形成するに先立ち、ｎ型半導体層３０とｎ側電極９０とのコンタクト抵抗を改善するために、露出したｎ型半導体層３０上のｎ側電極９０を形成する予定の範囲に、ｎ型ＧａＮ層をエピタキシャル成長させて、部分的なｎ型ＧａＮ層をさらに形成してもよい。具体的には、ｎ側電極９０を形成する部分以外には、マスクとしてのＳｉＯ_２膜を、ＭＯＣＶＤ法を用いて形成することが好ましい。追加するｎ型ＧａＮ層の厚みは、例えば５０ｎｍ程度とすることができ、ＴＭＧ、アンモニアおよびＳｉＨ₄ガスの混合ガスをチャンバに供給して、ＳｉをドープしたＧａＮ層を形成することができる。当該ｎ型ＧａＮ層を形成した後、マスクとするＳｉＯ_２膜は、下記の保護膜としては使用せずに、一度剥離することが好ましい。

III族窒化物半導体発光素子の露出面での、電流を通電する部分以外には、ＳｉＯ_２もしくはＳｉＮ_ｘからなる保護膜、またはＳｉＯ_２およびＳｉＮ_ｘの積層構造からなる保護膜を、５０〜５００ｎｍの厚さでプラズマＣＶＤ法により形成することが好ましい。また、この保護膜上に反射膜を形成して、光取り出し効率を向上することも可能である。このような反射膜としては、深紫外域での反射率の大きいＲｈ、Ａｇ、Ａｌなどの金属または合金からなる反射膜が例示される。

また、以下の方法により、前述のIII族窒化物半導体発光素子の各エピタキシャル層を作製した基板をチップに個片化し、さらに該チップから発光デバイスを作製することができる。なお、チップのサイズは１辺が２００μｍから２０００μｍまで、用途に応じて適宜設定することが可能であり、例えばチップのサイズは１０００μｍの正方形状とすることができる。高出力が必要とされる場合、電流密度を下げるため、チップサイズを大きくすることが一般的である。チップ形状は正方形に限られず、長方形、ひし形、平行四辺形、三角形など、種々の形状に設定することができる。個片化の際の切断方向は、サファイアのｍ面およびａ面とするのが通常であるが、切断によるダメージを極小化するために、当該面より傾いた方向を用いてもよい。ｍ面およびａ面から傾ける角度としては、１５°、１０°、７．５°、５°が例示される。

また、チップへの切断にあたり、ステルスダイシング技術を用いることが好ましい。焦光点の深さ位置を調整するためのレーザー照射の段数は、例えば４段とすることができ、このレーザー照射の段数は切断する厚さに応じて適宜調整することができる。レーザーの入射方向は、エピタキシャル成長させていない面側（以下、「サファイア面側」という。）から、もしくはエピタキシャル成長させた面側から、または、エピタキシャル成長させた面側およびサファイア面側の両方側からの、いずれの方向を併用してもよい。光取り出し効率を向上するための粗面化加工がサファイア面側に施されている場合は、エピタキシャル成長させた面側からレーザーを入射することが好適である。

チップ厚みは、ステルスダイシング技術によりサファイア基板をフルカット（サファイア基板を研削および研磨することなく厚みを維持）することにより、基板厚みと各半導体層の厚みの合計とすることができる。もちろん、サファイア基板の研削および研磨を行うことにより、個片化前に、基板厚みを薄くするよう調整してもよい。サファイア基板の厚みとしては、１００μｍ、２００μｍ、３００μｍが例示される。基板厚みを薄く調整するのとは反対に、光取り出し効率を向上させるために、通常用いられるサファイア基板の厚み４３０μｍに比べて、使用するサファイア基板の厚みがより大きなサファイア基板を用いるともでき、このような場合のサファイア基板の厚みとしては、６００μｍ、８００μｍ、１０００μｍが例示される。サファイア基板厚みが２００μｍ以下と薄い場合は、ダイアモンドスクライブ技術での個片化も可能である。

また、チップ化されたデバイスをパッケージ実装することができる。チップサイズにも依るが、例えば１辺が１０００μｍの正方形のチップを、３．５ｍｍの正方形サイズのセラミックパッケージにＡｕバンプを用いてフリップチップ実装することができる。Ａｕバンプに替えて、Ａｕ−Ｓｎの共晶ハンダをバンプに用いることもできる。セラミックパッケージのセラミック材料は放熱性を考慮して適宜選択され、ＡｌＮ、アルミナ、ＳｉＮ、Ａｌ、Ｃｕなどが例示される。パッケージ壁面での光吸収を抑制するため、金属反射膜を形成することも可能である。この金属反射膜の反射膜材料は、発光素子の発光波長に対する反射率を考慮に入れて適宜選択される。セラミックパッケージ以外でも、サブマウントまたはプリント回路基板（ＰＣＢ）上へチップ化されたデバイスを実装することが可能である。なお、ＥＳＤ耐性を確保するため、ツェナーダイオードを並列接続して実装してもよい。

パッケージの光取り出し部には、深紫外域に対して透明な石英を窓材として用いることができる。窓材に用いることのできるその他の材料として、水晶、サファイア、ＣａＦ_２などが例示され、発光波長域に対する透過率により各種ガラスを選択することができる。また、紫外光の透過率を向上するために、窓材の表面にＡＲ(Anti Reflection)コート膜や、フォトニック結晶を形成することも可能である。パッケージと窓材の接着は、Ａｕ−Ｓｎ等の金属系のはんだ材や、樹脂系の接着剤を用いることができる。

［実験例１］
（発明例１）
以下、実施例を用いて本発明をさらに詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に何ら限定されるものではない。図３に示したフローチャートに従って、III族窒化物半導体発光素子を作製した。まず、サファイア基板（直径２インチ、厚さ：４３０μｍ、面方位：（０００１）、ｍ軸方向オフ角θ：０．５度、テラス幅：１００ｎｍ、ステップ高さ：０．２０ｎｍ）を用意した（図３（Ａ））。次いで、ＭＯＣＶＤ法により、上記サファイア基板上に中心膜厚０．６０μｍ（平均膜厚０．６１μｍ）のＡｌＮ層を成長させ、ＡｌＮテンプレート基板とした（図３（Ｂ））。その際、ＡｌＮ層の成長温度は１３００℃、チャンバ内の成長圧力は１０Ｔｏｒｒであり、V/III比が１６３となるようにアンモニアガスとＴＭＡガスの成長ガス流量を設定した。V族元素ガス（ＮＨ_３）の流量は２００ｓｃｃｍ、III族元素ガス（ＴＭＡ）の流量は５３ｓｃｃｍである。なお、ＡｌＮ層の膜厚については、光干渉式膜厚測定機（ナノスペックM6100A；ナノメトリックス社製）を用いて、ウェーハ面内の中心を含む、等間隔に分散させた計２５箇所の膜厚を測定した。

次いで、上記ＡｌＮテンプレート基板を熱処理炉に導入し、１０Ｐａまで減圧後に窒素ガスを常圧までパージすることにより炉内を窒素ガス雰囲気とした後に、炉内の温度を昇温してＡｌＮテンプレート基板に対して熱処理を施した（図３（Ｃ））。その際、加熱温度は１６５０℃、加熱時間は４時間とした。

続いて、ＭＯＣＶＤ法により、アンドープのＡｌＧａＮ層として、Ａｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎからなる厚み１μｍのアンドープＡｌ_０．７Ｇａ_０．３Ｎ層を形成した（図３（Ｄ））。次に、ｎ型半導体層として、Ａｌ０_．６５Ｇａ_０．３５Ｎからなり、Ｓｉドープした厚み２μｍのｎ型Ａｌ_０．６５Ｇａ_０．３５Ｎ層を上記ＡｌＧａＮ層上に形成した（図３（Ｅ））。なお、ＳＩＭＳ分析の結果、ｎ型半導体層のＳｉ濃度は１．０×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３である。

続いて、ｎ型半導体層上に、Ａｌ_０．４５Ｇａ_０．５５Ｎからなる厚み３ｎｍの井戸層およびＡｌ_０．６５Ｇａ_０．３５Ｎからなる厚み７ｎｍの障壁層を交互に３．５組繰り返して積層した発光層を形成した（図３（Ｆ））。３．５組の０．５は、発光層の最初と最後を障壁層としたことを表す。

その後、発光層上に、厚さ１ｎｍのｉ型ＡｌＮガイド層を形成した（図３（Ｇ））。次いで、水素ガスをキャリアガスとして、Ａｌ_０．６８Ｇａ_０．３２Ｎからなる厚さ４０ｎｍのｐ型電子ブロック層を形成した（図３（Ｈ））。ｐ型電子ブロック層の形成にあたり、Ｍｇ源としてＣＰ_２Ｍｇガスをチャンバに供給してＭｇをドープした。なお、ＳＩＭＳ分析の結果、ｐ型電子ブロック層のＭｇ濃度は５．０×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３であった。

続いて、合計厚み１８０ｎｍの、ＧａＮからなるｐ型コンタクト層を形成した（図３（Ｉ），図３（Ｊ））。ｐ型コンタクト層の形成にあたり、まず、初めの３０ｎｍ（ｐ型電子ブロック層表面の位置を０ｎｍとすると、厚み範囲０〜３０ｎｍ）を形成する際には、ＣＰ_２ＭｇガスおよびＳｉＨ_４ガスの混合ガスをチャンバに供給して、ＭｇおよびＳｉでコドープした第１ｐ型コンタクト層を形成した。その後、ＳｉＨ_４ガスの供給を停止して、残りの１５０ｎｍ（厚み範囲３０〜１８０ｎｍ）に相当する第２ｐ型コンタクト層の形成を続けた。ここで、ｐ型コンタクト層の形成時のキャリアガスに関し、初めにキャリアガスとして窒素ガスを用いて、前述の厚み３０ｎｍ（厚み範囲０〜３０ｎｍ）部分の第１ｐ型コンタクト層を成長し、第１ｐ型コンタクト層成長後、キャリアガスを水素ガスに切り替え、前述の残りの厚み１５０ｎｍ（厚み範囲３０〜１８０ｎｍ）部分の第２ｐ型コンタクト層を成長した。なお、第２ｐ型コンタクト層における、最後の厚さ３０ｎｍ（後にｐ側電極に接することとなる部分であり、厚み範囲１５０〜１８０ｎｍ）を形成する段階では、ＴＭＧガスの流量を減らしてＭｇの存在確率を上げ、かつ、成長速度を落とすことにより高Ｍｇ濃度の層とした。ＳＩＭＳ分析の結果、ｐ型電子ブロック層側の厚さ１５０ｎｍ部分（第１ｐ型コンタクト層を含む、厚み範囲０〜１５０ｎｍ）のｐ型コンタクト層のＭｇ濃度は３．０×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３であり、高Ｍｇ濃度とした残り３０ｎｍ部分（厚み範囲１５０〜１８０ｎｍ）のＭｇ濃度は１．２×１０^２０ａｔｏｍ／ｃｍ^３であった。また、第１ｐ型コンタクト層に相当する厚み範囲０〜３０ｎｍのＳｉ濃度は２．０×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３であった。

その後、ｐ型コンタクト層の上にマスクを形成してドライエッチングによるメサエッチングを行い、ｎ型半導体層を露出させた。次いで、ｐ型コンタクト層上に、Ｎｉ／Ａｕからなるｐ側電極を形成し、露出したｎ型半導体層上には、Ｔｉ／Ａｌからなるｎ側電極を形成した。なお、ｐ側電極のうち、Ｎｉの厚みは５０Åであり、Ａｕの厚みは１５００Åである。また、ｎ側電極のうち、Ｔｉの厚みは２００Åであり、Ａｌの厚みは１５００Åである。最後に５５０℃でコンタクトアニール（ＲＴＡ）を行って、両電極を形成した（図３（Ｋ））。こうして発明例１に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。発明例１の層構造を表１に示す。なお、III族窒化物半導体発光素子の露出面において、電流を通電する部分以外には、ＳｉＯ_２保護膜を２００ｎｍ厚プラズマＣＶＤ法により形成している。チップのサイズは１辺１０００μｍの正方形状とした。切断方向は、サファイアｍ面およびａ面であり、ステルスダイシング技術を用いて切断し、サファイア基板の厚みを４３０μｍ（フルカット）とした。ステルスダイシングにおけるレーザーの入射方向はサファイア面側からとし、レーザー照射の段数は４段とした。

（発明例２）
発明例１における第１ｐ型コンタクト層の厚み３０ｎｍを、１５ｎｍに変え、第１ｐ型コンタクト層成長後、ＳｉＨ_４ガスの供給を停止し、キャリアガスを窒素ガスの状態のまま、第２ｐ型コンタクト層を１５ｎｍ（すなわち、厚み範囲１５〜３０ｎｍ）成長させた後、一旦成長を停止してキャリアガスを窒素ガスから水素ガスに切り替え、残りの第２ｐ型コンタクト層を成長した以外は、発明例１と同様にして、発明例２に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。

（発明例３）
発明例１における第１ｐ型コンタクト層の厚み３０ｎｍを、５ｎｍに変え、第１ｐ型コンタクト層成長後、ＳｉＨ_４ガスの供給を停止し、キャリアガスを窒素ガスの状態のまま、第２ｐ型コンタクト層を２５ｎｍ（すなわち、厚み範囲５〜３０ｎｍ）成長させた後、一旦成長を停止してキャリアガスを窒素ガスから水素ガスに切り替え、残りの第２ｐ型コンタクト層を成長し、さらに、発明例１における第１ｐ型コンタクト層のＳｉ濃度２．０×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３を１．０×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３に変えた以外は、発明例１と同様にして、発明例３に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。

（発明例４）
発明例１における第１ｐ型コンタクト層のＳｉ濃度２．０×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３を２．０×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３に変えた以外は、発明例１と同様にして、発明例４に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。

（比較例１）
発明例１において、ｐ型コンタクト層の形成の際にＳｉをドープせず、Ｍｇドープのみとした以外は、発明例１と同様にして、比較例１に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。すなわち、比較例１における第１ｐ型コンタクト層の厚みは０ｎｍ（ＭｇおよびＳｉをコドープする領域は形成せず）であり、第２ｐ型コンタクト層の厚みは１８０ｎｍである。また、厚み範囲０〜３０ｎｍではキャリアガスとして窒素ガスを用い、厚み範囲３０〜１８０ｎｍでは、キャリアガスとして水素ガスを用いた。

（比較例２）
発明例１における第１ｐ型コンタクト層のＳｉ濃度２．０×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３を４．０×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３に変えた以外は、発明例１と同様にして、比較例２に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。

（比較例３）
発明例１における第１ｐ型コンタクト層のＳｉ濃度２．０×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３を８．０×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３に変えた以外は、発明例１と同様にして、比較例３に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。

以上の発明例１〜４および比較例１〜３の、ｐ型コンタクト層の形成条件を以下の表２に示す。

＜評価＞
発明例１〜４および比較例１〜４から得られた半導体発光素子に定電流電圧電源を用いて２０ｍＡの電流を流したときの順方向電圧Ｖｆおよび積分球による発光出力Ｐｏを測定し、それぞれ３個の試料の測定結果の平均値を求めた。発明例１〜３および比較例１について、結果を表３に示す。また、発明例１、４および比較例１〜３について、２０ｍＡの電流を流した場合の発光出力Ｐｏを図４に示す。なお、発明例４の発光出力Ｐｏは３．２ｍＷであった。また、比較例２では、一部に発光しない試料があり、発光した試料であっても最大で１．７ｍＷであった。さらに、比較例３では全ての試料が発光しなかった。なお、光ファイバ分光器によって発明例１〜４および比較例１〜４の発光中心波長を測定したところ、いずれも２８０〜２９０ｎｍの範囲内であった。

さらに、発明例１〜３および比較例１のそれぞれ３個の試料について、定電流電圧電源を用いて４０ｍＡの電流を流し、初期、２５０時間経過後、５００時間経過後、および２０００時間経過後の発光出力を積分球により測定し、平均値を求めた。結果を図５に示す。この結果から、発明例１〜３および比較例１のそれぞれの光度残存率（所定時間経過後の発光出力／初期の発光出力）をさらに求めた。結果を表３に示す。なお、発明例４の試料について、４０ｍＡの電流を流し、初期および２５０時間経過後の発光出力を測定し、光度残存率を算出したところ、比較例１に比べれば、大きな光度残存率が得られることが確認された。

以上の評価結果から、ＭｇおよびＳｉでコドープした第１ｐ型コンタクト層を設けた発明例１〜４では、初期出力の低下を比較例１に比べても１割以内に抑制しつつ、光度残存率を向上させて、アレニウスプロットによる出力の保持時間を大幅に延長できることが確認できた。したがって、本発明条件を満足することで、従来よりも発光出力を維持することのできる信頼性の向上したIII族窒化物半導体発光素子を作製できることが確認できた。特に、発明例２，３の結果から第１ｐ型コンタクト層の厚みを５〜１５ｎｍとすることで、信頼性の向上に加え、順方向電圧を顕著に低減できることも確認された。なお、比較例２，３に示されるように、第１ｐ型コンタクト層のＳｉ濃度が高くなりすぎると、発光素子として機能しなくなることが確認された。

本発明によれば、従来よりも発光出力を維持することのできる信頼性の向上したIII族窒化物半導体発光素子およびその製造方法を提供することができるため、有用である。

１０ 基板
１０Ａ 基板の主面
２０ バッファ層
３０ ｎ型半導体層
４０ 発光層
４１ 井戸層
４２ 障壁層
５０ ガイド層
６０ ｐ型電子ブロック層
７０ ｐ型コンタクト層
７１ 第１ｐ型コンタクト層
７２ 第２ｐ型コンタクト層
８０ ｎ側電極
９０ ｐ側電極
１００ III族窒化物半導体発光素子

Claims (14)

1. 発光層、ｐ型電子ブロック層、ｐ型コンタクト層およびｐ側電極をこの順に備えるIII族窒化物半導体発光素子であって、
   前記ｐ型電子ブロック層は、Ａｌ組成比が０．５以上のｐ型III族窒化物半導体からなり、
   前記ｐ型コンタクト層は、Ａｌ組成比が０．４未満のｐ型III族窒化物半導体からなり、
   前記ｐ型コンタクト層は、前記ｐ型電子ブロック層に接し、かつ、ＭｇおよびＳｉでコドープされた第１ｐ型コンタクト層と、前記ｐ側電極に接し、かつ、Ｍｇドープされた第２ｐ型コンタクト層とを有し、
   前記第１ｐ型コンタクト層のＭｇ濃度が１×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上であり、かつ、Ｓｉ濃度が２×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上３×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下であり、
   前記第１ｐ型コンタクト層のＡｌ組成比と、前記第２ｐ型コンタクト層のＡｌ組成比との差が０．１以下であることを特徴とするIII族窒化物半導体発光素子。
2. 発光層、ｐ型電子ブロック層、ｐ型コンタクト層およびｐ側電極をこの順に備えるIII族窒化物半導体発光素子であって、
   前記ｐ型電子ブロック層は、Ａｌ組成比が０．５以上のｐ型III族窒化物半導体からなり、
   前記ｐ型コンタクト層は、Ａｌ組成比が０．４未満のｐ型III族窒化物半導体からなり、
   前記ｐ型コンタクト層は、前記ｐ型電子ブロック層に接し、かつ、ＭｇおよびＳｉでコドープされた第１ｐ型コンタクト層と、前記ｐ側電極に接し、かつ、Ｍｇドープされた第２ｐ型コンタクト層とを有し、
   前記第１ｐ型コンタクト層のＭｇ濃度が１×１０ ^１９ ａｔｏｍｓ／ｃｍ ^３ 以上であり、かつ、Ｓｉ濃度が２×１０ ^１８ ａｔｏｍｓ／ｃｍ ^３ 以上３×１０ ^１９ ａｔｏｍｓ／ｃｍ ^３ 以下であり、
   前記ｐ型電子ブロック層のドーパント濃度が１×１０ ^１８ 以上５×１０ ^２１ ａｔｏｍｓ／ｃｍ ^３ 以下であることを特徴とするIII族窒化物半導体発光素子。
3. 前記第１ｐ型コンタクト層の厚みが１ｎｍ以上３０ｎｍ以下であり、前記第２ｐ型コンタクト層の厚みが３０ｎｍ以上である、請求項１又は２に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
4. 前記第１ｐ型コンタクト層の厚みが５ｎｍ以上１５ｎｍ以下である、請求項３に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
5. 前記第１ｐ型コンタクト層において、前記Ｍｇ濃度が前記Ｓｉ濃度よりも高い、請求項１〜４のいずれか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
6. 前記発光層から放射される光の中心波長が２１０ｎｍ以上３４０ｎｍ以下である、請求項１〜５のいずれか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
7. 発光層を形成する発光層形成工程と、
   前記発光層上にｐ型電子ブロック層を形成するｐ型電子ブロック層形成工程と、
   前記ｐ型電子ブロック層上にｐ型コンタクト層を形成するｐ型コンタクト層形成工程と、
   前記ｐ型コンタクト層直上にｐ側電極を形成するｐ側電極形成工程とを含むIII族窒化物半導体発光素子の製造方法であって、
   前記ｐ型電子ブロック層は、Ａｌ組成比が０．５以上のｐ型III族窒化物半導体からなり、
   前記ｐ型コンタクト層は、Ａｌ組成比が０．４未満のｐ型III族窒化物半導体からなり、
   前記ｐ型コンタクト層形成は、前記ｐ型電子ブロック層の直上に、ＭｇおよびＳｉでコドープした第１ｐ型コンタクト層を形成する第１ｐ型コンタクト層形成工程と、該第１ｐ型コンタクト層上にＭｇドープした第２ｐ型コンタクト層を形成する第２ｐ型コンタクト層形成工程とを有し、
   前記第１ｐ型コンタクト層形成工程において、前記第１ｐ型コンタクト層のＭｇ濃度を１×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上とし、かつ、Ｓｉ濃度を２×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上３×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以下とし、
   前記第１ｐ型コンタクト層のＡｌ組成比と、前記第２ｐ型コンタクト層のＡｌ組成比との差を０．１以下とすることを特徴とするIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。
8. 発光層を形成する発光層形成工程と、
   前記発光層上にｐ型電子ブロック層を形成するｐ型電子ブロック層形成工程と、
   前記ｐ型電子ブロック層上にｐ型コンタクト層を形成するｐ型コンタクト層形成工程と、
   前記ｐ型コンタクト層直上にｐ側電極を形成するｐ側電極形成工程とを含むIII族窒化物半導体発光素子の製造方法であって、
   前記ｐ型電子ブロック層は、Ａｌ組成比が０．５以上のｐ型III族窒化物半導体からなり、
   前記ｐ型コンタクト層は、Ａｌ組成比が０．４未満のｐ型III族窒化物半導体からなり、
   前記ｐ型コンタクト層形成は、前記ｐ型電子ブロック層の直上に、ＭｇおよびＳｉでコドープした第１ｐ型コンタクト層を形成する第１ｐ型コンタクト層形成工程と、該第１ｐ型コンタクト層上にＭｇドープした第２ｐ型コンタクト層を形成する第２ｐ型コンタクト層形成工程とを有し、
   前記第１ｐ型コンタクト層形成工程において、前記第１ｐ型コンタクト層のＭｇ濃度を１×１０ ^１９ ａｔｏｍｓ／ｃｍ ^３ 以上とし、かつ、Ｓｉ濃度を２×１０ ^１８ ａｔｏｍｓ／ｃｍ ^３ 以上３×１０ ^１９ ａｔｏｍｓ／ｃｍ ^３ 以下とし、
   前記ｐ型電子ブロック層のドーパント濃度が１×１０ ^１８ 以上５×１０ ^２１ ａｔｏｍｓ／ｃｍ ^３ 以下とすることを特徴とするIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。
9. 前記第１ｐ型コンタクト層形成工程において、前記第１ｐ型コンタクト層の厚みを１ｎｍ以上３０ｎｍ以下とし、
   前記第２ｐ型コンタクト層形成工程において、前記第２ｐ型コンタクト層の厚みを３０ｎｍ以上とする、請求項７又は８に記載のIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。
10. 前記第１ｐ型コンタクト層の厚みが５ｎｍ以上１５ｎｍ以下である、請求項９に記載のIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。
11. 前記第１ｐ型コンタクト層形成工程において、前記Ｍｇ濃度を前記Ｓｉ濃度よりも高くする、請求項７〜１０のいずれか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。
12. 前記ｐ型電子ブロック層形成工程において、水素を主成分とするキャリアガスを供給し、
    前記第１ｐ型コンタクト層形成工程において、窒素を主成分とするキャリアガスを供給する、請求項７〜１１のいずれか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。
13. 前記第２ｐ型コンタクト層形成工程において、初めに窒素を主成分とするキャリアガスを供給し、次いで該窒素を主成分とするキャリアガスから、水素を主成分とするキャリアガスに供給を切り替える、請求項７〜１２のいずれか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。
14. 前記発光層から放射される光の中心波長が２１０ｎｍ以上３４０ｎｍ以下である、請求項７〜１３のいずれか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。

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