JP3651260B2 - 窒化物半導体素子 - Google Patents
窒化物半導体素子 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3651260B2 JP3651260B2 JP12840998A JP12840998A JP3651260B2 JP 3651260 B2 JP3651260 B2 JP 3651260B2 JP 12840998 A JP12840998 A JP 12840998A JP 12840998 A JP12840998 A JP 12840998A JP 3651260 B2 JP3651260 B2 JP 3651260B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- layer
- nitride semiconductor
- gan
- doped
- semiconductor layer
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Semiconductor Lasers (AREA)
- Led Devices (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は発光ダイオード（ＬＥＤ）、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（ＩｎXＡｌYＧａ1-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ＬＥＤ、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、ＩｎＧａＮ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。ＩｎＧａＮ量子井戸構造を採用することにより、以前のＺｎ、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ＩｎＧａＮの膜厚を薄くして量子構造化し、さらにＩｎＧａＮ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、Jpn.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 1996年12月2日号 技術速報、Appl.Phys.Lett.69(1996)3034-、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、ＩｎＡｌＮ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ＬＥＤ、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】
本願発明は、活性層と、ｎ側及びｐ側に超格子構造のＡｌｘＧａ1 −ｘＮ（０＜Ｘ≦０．４）からなるクラッド層を有し、前記活性層と前記クラッド層の間に光ガイド層を備えた窒化物半導体素子であって、前記超格子構造のクラッド層は、バンドギャップエネルギーの大きなＡｌＺＧａ1 −ＺＮ（０＜Ｚ≦１．０）層とバンドギャップエネルギーの小さなＧａＮ層からなり、前記ＧａＮ層の不純物濃度は、前記ＡｌＺＧａ1 −ＺＮ（０＜Ｚ≦１．０）層の不純物濃度よりも大きいものであり、前記ｐ側の超格子構造のクラッド層の上に、ｐ電極を有すると共に膜厚５００オングストローム以下のｐ側コンタクト層を備えることを特徴とする。前記活性層は、ＩｎａＧａ１−ａＮ（０＜ａ≦０．１）からなる層であることが好ましい。
【０００７】
また、前記バンドギャップエネルギーの大きな窒化物半導体層はＡｌZＧａ1-ZＮ（０＜Z≦１）層であることが好ましい。
【０００８】
また、前記ｐ側の超格子構造の上に、ｐ電極を有すると共に膜厚５００オングストローム以下のｐ側コンタクト層を備えることが好ましい。
【０００９】
また、前記ｐ側の超格子構造と前記ｐ側コンタクト層は接していることが好ましい。
【００１０】
また、前記ｐ電極は、Ｎｉ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｎｉ／Ａｕ、Ｐｔ／Ａｕ、Ｐｄ／Ａｕであることが好ましい
また、前記窒化物半導体素子は、前記活性層と前記ｐ側のクラッド層の間に、ｐ側光ガイド層を備えることが好ましい。
【００１１】
また、前記窒化物半導体素子は、前記活性層と前記ｐ側光ガイド層の間に、前記ｐ側光ガイド層よりもバンドギャップエネルギーが大きいｐ側キャップ層を備えることが好ましい。
【００１２】
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。
【００１３】
また、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５×１０17／cm3未満のＩｎaＧａ1-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ＩｎaＧａ1-aＮ層のa値が０より大きく０．１以下であり、かつそのＩｎaＧａ1-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。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。
【００１４】
また、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５×１０17／cm3以上のＩｎbＧａ1-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ＩｎbＧａ1-bＮ層のb値が０より大きく０．１以下であり、かつそのＩｎbＧａ1-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０．０１以下に調整することが出力を高める上で望ましい。
【００１５】
本明細書においてＩｎaＧａ1-aＮ、ＩｎbＧａ1-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。
【００１６】
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、活性層に接して、ＡｌXＧａ1-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ＡｌXＧａ1-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ＡｌXＧａ1-XＮ層が形成されている場合、それらＡｌXＧａ1-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。
【００１７】
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。
【００１８】
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ＩｎcＧａ1-cＮ（０≦c＜０．１、a、b＞c）、若しくはＡｌYＧａ1-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ＩｎcＧａ1-cＮ、ＡｌYＧａ1-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。
【００１９】
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ＡｌZＧａ1-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。
【００２０】
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ＡｌZＧａ1-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。
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ＡｌZＧａ1-ZＮ層の方はアンドープが最も好ましい。
【００２１】
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。
【００２２】
【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−ＡｌＧａＮクラッド層、アンドープＩｎＧａＮ活性層、ｐ−ＡｌＧａＮ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。
【００２３】
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ＩｎＧａＮ層の膜厚を薄くしたことによる量子効果と、ＩｎＧａＮ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５×１０17／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、ＩｎaＧａ1-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。
【００２４】
次に、図２はｎ型不純物が５×１０17／cm3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。
【００２５】
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ＩｎＧａＮ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。
【００２６】
ここで活性層を構成する窒化物半導体（ＩｎaＡｌbＧａ1-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ＩｎaＧａ1-aＮ（０＜a≦０．１）、ＩｎbＧａ1-bＮ（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、ＩｎＡｌＮの結晶性によるものと推察される。またＡｌＧａＮ、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Ａｌ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ＩｎaＧａ1-aＮ、ＩｎbＧａ1-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。
【００２７】
さらに、本発明の発光素子の好ましい態様では、ＩｎaＧａ1-aＮ、ＩｎbＧａ1-bＮを含有する活性層に接して、ＡｌXＧａ1-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ＡｌXＧａ1-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。
【００２８】
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ＡｌＧａＮ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ＡｌXＧａ1-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。
【００２９】
さらにまた、本発明の素子ではＡｌXＧａ1-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ＩｎcＧａ1-cＮ（０≦c＜０．１、a＞c、b＞c）若しくはＡｌYＧａ1-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。
【００３０】
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ＡｌZＧａ1-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。
【００３１】
超格子構造とする場合、ＧａＮ層、及びＡｌZＧａ1-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。ＡｌZＧａ1-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。
【００３２】
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。
【００３３】
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、ＡｌZＧａ1-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。
【００３４】
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ＧａＮ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。
【００３５】
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。
【００３６】
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、ＡｌＧａＮ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／ＧａＮ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、ＬＥＤ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。
【００３７】
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／cm3、さらに好ましくは１×１０18／cm3〜５×１０19／cm3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、VIＢ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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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／cm3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。
【００４２】
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ＧａＮ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ＡｌＧａＮ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ＡｌＧａＮ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。
【００４３】
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。
【００４４】
【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。
【００４５】
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、ＧａＡｓ、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。
（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。
（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Ｓｉ、Ｇｅ等のｎ型不純物をドープしても良い。
（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２μｍ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。
（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Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ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。
（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Ｉｎ0.01Ｇａ0.99Ｎ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ＩｎaＧａ1-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。
（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、ＴＭＡ、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Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎよりなるｐ側クラッド層７を６００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Ｃａ、Ｂｅ、Ｚｎ、Ｃｄ等のII族元素が挙げられるが、Ｍｇが最も一般的に使用されている。
（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。
【００４６】
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。
【００４７】
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０．２μｍ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３５０μｍ角のＬＥＤ素子とする。
【００４８】
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３．４Ｖ、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。
［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ＬＥＤ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。
［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Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ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Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ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。
［実施例４］
実施例１において活性層６のＩｎ0.01Ｇａ0.99Ｎ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、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。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。
［実施例５］
実施例１において活性層６の組成をＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ層とする他は同様にしてＬＥＤ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。
［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。
【００４９】
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、ＧａＮ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ＡｌXＧａ1-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。
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２０μｍ、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ＧａＮ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（ＳｉＯX）、窒化ケイ素（ＳｉXＮY）、酸化チタン（ＴｉＯX）、酸化ジルコニウム（ＺｒＯX）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。
【００５０】
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２０１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ＧａＮ層を横方向に成長させる。重要なことは、窓部上に成長されているＧａＮ基板２０の結晶欠陥と、保護膜２０１の上に成長されているＧａＮ基板２０との結晶欠陥の数である。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、異種基板の上に成長される窒化物半導体には非常に多くの結晶欠陥が発生し、この結晶欠陥は窒化物半導体成長中、表面まで伝わる。一方、保護膜２０１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、結晶欠陥の数は基板から成長したものに比べて非常に少なくなる。従って、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。
【００５１】
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ＡｌXＧａ1-XＮ（０＜X≦０．４）からなる超格子層としても良い。
（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Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ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Ａｌ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、０．５μｍよりも厚いと、結晶自体が黒変する傾向にある。
（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Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ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１００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。
（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Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ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。
（活性層６）
次に、実施例１と同様にして、アンドープＩｎ0.01Ｇａ0.99Ｎ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。
（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Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ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。
（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、Ａｌ0.01Ｇａ0.99Ｎ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。
（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Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ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ＡｌＧａＮ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ＧａＮ、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。
（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、Ｍｇ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。
【００５２】
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。
【００５３】
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／Ａｕ、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。
【００５４】
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ＳｉＯ2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。
【００５５】
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７０μｍとする。ラッピング後、さらに細かい研磨剤で１μｍ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。
【００５６】
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。
［実施例７］
実施例６において、活性層６のＩｎ0.01Ｇａ0.99Ｎ層にＳｉを６×１０17／cm3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。
［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Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ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。
［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Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層５０オングストロームと、Ｓｉを１×１０18／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Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ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。
［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ＧａＮ層を４０オングストロームと、アンドープのＡｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ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１×１０19／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Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ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。
【００５７】
【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）
【産業上の利用分野】
本発明は発光ダイオード（ＬＥＤ）、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（ＩｎXＡｌYＧａ1-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ＬＥＤ、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、ＩｎＧａＮ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。ＩｎＧａＮ量子井戸構造を採用することにより、以前のＺｎ、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ＩｎＧａＮの膜厚を薄くして量子構造化し、さらにＩｎＧａＮ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、Jpn.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 1996年12月2日号 技術速報、Appl.Phys.Lett.69(1996)3034-、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、ＩｎＡｌＮ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ＬＥＤ、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】
本願発明は、活性層と、ｎ側及びｐ側に超格子構造のＡｌｘＧａ1 −ｘＮ（０＜Ｘ≦０．４）からなるクラッド層を有し、前記活性層と前記クラッド層の間に光ガイド層を備えた窒化物半導体素子であって、前記超格子構造のクラッド層は、バンドギャップエネルギーの大きなＡｌＺＧａ1 −ＺＮ（０＜Ｚ≦１．０）層とバンドギャップエネルギーの小さなＧａＮ層からなり、前記ＧａＮ層の不純物濃度は、前記ＡｌＺＧａ1 −ＺＮ（０＜Ｚ≦１．０）層の不純物濃度よりも大きいものであり、前記ｐ側の超格子構造のクラッド層の上に、ｐ電極を有すると共に膜厚５００オングストローム以下のｐ側コンタクト層を備えることを特徴とする。前記活性層は、ＩｎａＧａ１−ａＮ（０＜ａ≦０．１）からなる層であることが好ましい。
【０００７】
また、前記バンドギャップエネルギーの大きな窒化物半導体層はＡｌZＧａ1-ZＮ（０＜Z≦１）層であることが好ましい。
【０００８】
また、前記ｐ側の超格子構造の上に、ｐ電極を有すると共に膜厚５００オングストローム以下のｐ側コンタクト層を備えることが好ましい。
【０００９】
また、前記ｐ側の超格子構造と前記ｐ側コンタクト層は接していることが好ましい。
【００１０】
また、前記ｐ電極は、Ｎｉ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｎｉ／Ａｕ、Ｐｔ／Ａｕ、Ｐｄ／Ａｕであることが好ましい
また、前記窒化物半導体素子は、前記活性層と前記ｐ側のクラッド層の間に、ｐ側光ガイド層を備えることが好ましい。
【００１１】
また、前記窒化物半導体素子は、前記活性層と前記ｐ側光ガイド層の間に、前記ｐ側光ガイド層よりもバンドギャップエネルギーが大きいｐ側キャップ層を備えることが好ましい。
【００１２】
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。
【００１３】
また、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５×１０17／cm3未満のＩｎaＧａ1-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ＩｎaＧａ1-aＮ層のa値が０より大きく０．１以下であり、かつそのＩｎaＧａ1-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。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。
【００１４】
また、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５×１０17／cm3以上のＩｎbＧａ1-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ＩｎbＧａ1-bＮ層のb値が０より大きく０．１以下であり、かつそのＩｎbＧａ1-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０．０１以下に調整することが出力を高める上で望ましい。
【００１５】
本明細書においてＩｎaＧａ1-aＮ、ＩｎbＧａ1-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。
【００１６】
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、活性層に接して、ＡｌXＧａ1-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ＡｌXＧａ1-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ＡｌXＧａ1-XＮ層が形成されている場合、それらＡｌXＧａ1-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。
【００１７】
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。
【００１８】
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ＩｎcＧａ1-cＮ（０≦c＜０．１、a、b＞c）、若しくはＡｌYＧａ1-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ＩｎcＧａ1-cＮ、ＡｌYＧａ1-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。
【００１９】
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ＡｌZＧａ1-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。
【００２０】
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ＡｌZＧａ1-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。
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ＡｌZＧａ1-ZＮ層の方はアンドープが最も好ましい。
【００２１】
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。
【００２２】
【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−ＡｌＧａＮクラッド層、アンドープＩｎＧａＮ活性層、ｐ−ＡｌＧａＮ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。
【００２３】
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ＩｎＧａＮ層の膜厚を薄くしたことによる量子効果と、ＩｎＧａＮ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５×１０17／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、ＩｎaＧａ1-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。
【００２４】
次に、図２はｎ型不純物が５×１０17／cm3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。
【００２５】
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ＩｎＧａＮ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。
【００２６】
ここで活性層を構成する窒化物半導体（ＩｎaＡｌbＧａ1-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ＩｎaＧａ1-aＮ（０＜a≦０．１）、ＩｎbＧａ1-bＮ（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、ＩｎＡｌＮの結晶性によるものと推察される。またＡｌＧａＮ、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Ａｌ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ＩｎaＧａ1-aＮ、ＩｎbＧａ1-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。
【００２７】
さらに、本発明の発光素子の好ましい態様では、ＩｎaＧａ1-aＮ、ＩｎbＧａ1-bＮを含有する活性層に接して、ＡｌXＧａ1-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ＡｌXＧａ1-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。
【００２８】
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ＡｌＧａＮ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ＡｌXＧａ1-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。
【００２９】
さらにまた、本発明の素子ではＡｌXＧａ1-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ＩｎcＧａ1-cＮ（０≦c＜０．１、a＞c、b＞c）若しくはＡｌYＧａ1-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。
【００３０】
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ＡｌZＧａ1-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。
【００３１】
超格子構造とする場合、ＧａＮ層、及びＡｌZＧａ1-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。ＡｌZＧａ1-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。
【００３２】
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。
【００３３】
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、ＡｌZＧａ1-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。
【００３４】
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ＧａＮ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。
【００３５】
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。
【００３６】
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、ＡｌＧａＮ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／ＧａＮ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、ＬＥＤ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。
【００３７】
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／cm3、さらに好ましくは１×１０18／cm3〜５×１０19／cm3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、VIＢ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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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／cm3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。
【００４２】
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ＧａＮ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ＡｌＧａＮ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ＡｌＧａＮ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。
【００４３】
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。
【００４４】
【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。
【００４５】
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、ＧａＡｓ、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。
（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。
（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Ｓｉ、Ｇｅ等のｎ型不純物をドープしても良い。
（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２μｍ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。
（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Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ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。
（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Ｉｎ0.01Ｇａ0.99Ｎ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ＩｎaＧａ1-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。
（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、ＴＭＡ、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Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎよりなるｐ側クラッド層７を６００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Ｃａ、Ｂｅ、Ｚｎ、Ｃｄ等のII族元素が挙げられるが、Ｍｇが最も一般的に使用されている。
（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。
【００４６】
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。
【００４７】
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０．２μｍ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３５０μｍ角のＬＥＤ素子とする。
【００４８】
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３．４Ｖ、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。
［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ＬＥＤ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。
［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Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ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Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ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。
［実施例４］
実施例１において活性層６のＩｎ0.01Ｇａ0.99Ｎ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、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。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。
［実施例５］
実施例１において活性層６の組成をＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ層とする他は同様にしてＬＥＤ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。
［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。
【００４９】
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、ＧａＮ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ＡｌXＧａ1-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。
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２０μｍ、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ＧａＮ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（ＳｉＯX）、窒化ケイ素（ＳｉXＮY）、酸化チタン（ＴｉＯX）、酸化ジルコニウム（ＺｒＯX）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。
【００５０】
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２０１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ＧａＮ層を横方向に成長させる。重要なことは、窓部上に成長されているＧａＮ基板２０の結晶欠陥と、保護膜２０１の上に成長されているＧａＮ基板２０との結晶欠陥の数である。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、異種基板の上に成長される窒化物半導体には非常に多くの結晶欠陥が発生し、この結晶欠陥は窒化物半導体成長中、表面まで伝わる。一方、保護膜２０１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、結晶欠陥の数は基板から成長したものに比べて非常に少なくなる。従って、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。
【００５１】
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ＡｌXＧａ1-XＮ（０＜X≦０．４）からなる超格子層としても良い。
（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Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ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Ａｌ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、０．５μｍよりも厚いと、結晶自体が黒変する傾向にある。
（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Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ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１００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。
（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Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ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。
（活性層６）
次に、実施例１と同様にして、アンドープＩｎ0.01Ｇａ0.99Ｎ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。
（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Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ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。
（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、Ａｌ0.01Ｇａ0.99Ｎ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。
（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Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ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ＡｌＧａＮ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ＧａＮ、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。
（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、Ｍｇ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。
【００５２】
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。
【００５３】
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／Ａｕ、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。
【００５４】
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ＳｉＯ2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。
【００５５】
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７０μｍとする。ラッピング後、さらに細かい研磨剤で１μｍ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。
【００５６】
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。
［実施例７］
実施例６において、活性層６のＩｎ0.01Ｇａ0.99Ｎ層にＳｉを６×１０17／cm3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。
［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Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ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。
［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Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層５０オングストロームと、Ｓｉを１×１０18／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Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ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。
［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ＧａＮ層を４０オングストロームと、アンドープのＡｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ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１×１０19／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Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ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。
【００５７】
【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 (5)
- 活性層と、ｎ側及びｐ側に超格子構造のＡｌｘＧａ1 −ｘＮ（０＜Ｘ≦０．４）からなるクラッド層を有し、前記活性層と前記クラッド層の間に光ガイド層を備えた窒化物半導体素子であって、
前記超格子構造のクラッド層は、バンドギャップエネルギーの大きなＡｌＺＧａ1 −ＺＮ（０＜Ｚ≦１．０）層とバンドギャップエネルギーの小さなＧａＮ層からなり、前記ＧａＮ層の不純物濃度は、前記ＡｌＺＧａ1 −ＺＮ（０＜Ｚ≦１．０）層の不純物濃度よりも大きいものであり、
前記ｐ側の超格子構造のクラッド層の上に、ｐ電極を有すると共に膜厚５００オングストローム以下のｐ側コンタクト層を備えることを特徴とする窒化物半導体素子。 - 前記ｐ側の超格子構造と前記ｐ側コンタクト層は接していることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体素子。
- 前記ｐ電極は、Ｎｉ、Ｐｔ、Ｐｄ、Ｎｉ／Ａｕ、Ｐｔ／Ａｕ、Ｐｄ／Ａｕであることを特徴とする請求項１又は２に記載の窒化物半導体素子。
- 前記窒化物半導体素子は、前記活性層と前記ｐ側光ガイド層の間に、前記ｐ側光ガイド層よりもバンドギャップエネルギーが大きいｐ側キャップ層を備えることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体素子。
- 前記活性層は、ＩｎａＧａ１−ａＮ（０＜ａ≦０．１）からなる層であることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体素子。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12840998A JP3651260B2 (ja) | 1997-10-01 | 1998-05-12 | 窒化物半導体素子 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26761997 | 1997-10-01 | ||
| JP9-267619 | 1997-10-21 | ||
| JP28825697 | 1997-10-21 | ||
| JP9-288256 | 1997-10-21 | ||
| JP12840998A JP3651260B2 (ja) | 1997-10-01 | 1998-05-12 | 窒化物半導体素子 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11191638A JPH11191638A (ja) | 1999-07-13 |
| JP3651260B2 true JP3651260B2 (ja) | 2005-05-25 |
Family
ID=27315743
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12840998A Expired - Fee Related JP3651260B2 (ja) | 1997-10-01 | 1998-05-12 | 窒化物半導体素子 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3651260B2 (ja) |
Families Citing this family (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6441393B2 (en) * | 1999-11-17 | 2002-08-27 | Lumileds Lighting U.S., Llc | Semiconductor devices with selectively doped III-V nitride layers |
| JP2002314204A (ja) * | 2001-04-16 | 2002-10-25 | Ricoh Co Ltd | ｐ型超格子構造とその作製方法、ＩＩＩ族窒化物半導体素子及びＩＩＩ族窒化物半導体発光素子 |
| US6958497B2 (en) | 2001-05-30 | 2005-10-25 | Cree, Inc. | Group III nitride based light emitting diode structures with a quantum well and superlattice, group III nitride based quantum well structures and group III nitride based superlattice structures |
| US7692182B2 (en) | 2001-05-30 | 2010-04-06 | Cree, Inc. | Group III nitride based quantum well light emitting device structures with an indium containing capping structure |
| JP2006108297A (ja) * | 2004-10-04 | 2006-04-20 | ▲さん▼圓光電股▲ふん▼有限公司 | 窒化ガリウム系発光ダイオードの低電気抵抗ｎ型コンタクト層の構造 |
| JP4966530B2 (ja) | 2005-09-15 | 2012-07-04 | 国立大学法人 新潟大学 | 蛍光体 |
| EP1788619A3 (en) * | 2005-11-18 | 2009-09-09 | Samsung Electronics Co., Ltd. | Semiconductor device and method of fabricating the same |
| US7769066B2 (en) | 2006-11-15 | 2010-08-03 | Cree, Inc. | Laser diode and method for fabricating same |
| US7834367B2 (en) | 2007-01-19 | 2010-11-16 | Cree, Inc. | Low voltage diode with reduced parasitic resistance and method for fabricating |
| US8519437B2 (en) | 2007-09-14 | 2013-08-27 | Cree, Inc. | Polarization doping in nitride based diodes |
| US9012937B2 (en) | 2007-10-10 | 2015-04-21 | Cree, Inc. | Multiple conversion material light emitting diode package and method of fabricating same |
| JP4760821B2 (ja) * | 2007-12-10 | 2011-08-31 | パナソニック株式会社 | 半導体素子の製造方法 |
| US8575592B2 (en) | 2010-02-03 | 2013-11-05 | Cree, Inc. | Group III nitride based light emitting diode structures with multiple quantum well structures having varying well thicknesses |
-
1998
- 1998-05-12 JP JP12840998A patent/JP3651260B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11191638A (ja) | 1999-07-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4378070B2 (ja) | 窒化物半導体素子 | |
| JP3744211B2 (ja) | 窒化物半導体素子 | |
| JP4947035B2 (ja) | 窒化物半導体素子 | |
| JP3660446B2 (ja) | 窒化物半導体素子及びその製造方法 | |
| JP3651260B2 (ja) | 窒化物半導体素子 | |
| JP3620292B2 (ja) | 窒化物半導体素子 | |
| JPH1065213A (ja) | 窒化物半導体素子 | |
| JP3275810B2 (ja) | 窒化物半導体発光素子 | |
| KR100625835B1 (ko) | 질화물반도체소자 | |
| JP3951973B2 (ja) | 窒化物半導体素子 | |
| JP3366188B2 (ja) | 窒化物半導体素子 | |
| JP2000196201A (ja) | 窒化物半導体レ―ザ素子 | |
| JP3448196B2 (ja) | 窒化物半導体発光素子 | |
| JP3434162B2 (ja) | 窒化物半導体素子 | |
| JP3496480B2 (ja) | 窒化物半導体素子 | |
| KR100511530B1 (ko) | 질화물반도체소자 | |
| JP2001024223A (ja) | 窒化物半導体発光ダイオード | |
| JP3857417B2 (ja) | 窒化物半導体素子 | |
| JP4492013B2 (ja) | 窒化物半導体素子 | |
| JP4954407B2 (ja) | 窒化物半導体発光素子 | |
| JP2002151798A5 (ja) | ||
| JP3775259B2 (ja) | 窒化物半導体レーザ素子 | |
| JP2000188423A5 (ja) | ||
| JP2002164572A (ja) | 窒化物半導体発光素子 | |
| JP2005167282A (ja) | 窒化物半導体素子及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040817 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040901 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20050201 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050214 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080304 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090304 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090304 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100304 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100304 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100304 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110304 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110304 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120304 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120304 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120304 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130304 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130304 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140304 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |