(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成長面がｍ面であるｐ型半導体領域を有する窒化物系半導体積層構造を形成する工程（ａ）と、
前記ｐ型半導体領域の成長面に接し、ＡｇのみからなるＡｇ電極を形成する工程（ｂ）と、
を含む窒化物半導体発光素子の製造方法であって、
前記工程（ｂ）は、
２００ｎｍ以上１０００ｎｍ以下の厚さを有し、Ａｇのみからなる前記Ａｇ電極を形成する工程（ｂ１）と、
窒素雰囲気、大気中、または酸素を含む雰囲気下において、５００℃以上６００℃以下の温度で前記Ａｇ電極に対して加熱処理を行う工程（ｂ２）と、を包含する窒化物半導体発光素子の製造方法。
【請求項２】
前記工程（ｂ１）では、前記Ａｇ電極の厚さを２００ｎｍ以上５００ｎｍ以下とする請求項１に記載の窒化物系半導体発光素子の製造方法。
【請求項３】
前記ｐ型半導体領域は、４×１０19ｃｍ-3以上２×１０20ｃｍ-3以下のＭｇを含むコンタクト層を備え、
前記コンタクト層は、２６ｎｍ以上６０ｎｍ以下の厚さを有するＡｌxＧａyＩｎzＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｘ≧０、ｙ>０、ｚ≧０）半導体から形成されている請求項１または２に記載の窒化物系半導体発光素子の製造方法。
【請求項４】
前記工程（ｂ）の後に、前記Ａｇ電極の上に保護膜を形成する工程（ｃ）をさらに備える請求項１から３のいずれかに記載の窒化物系半導体発光素子の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、窒化物系半導体発光素子の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｖ族元素として窒素（Ｎ）を有する窒化物半導体は、そのバンドギャップの大きさから、短波長発光素子の材料として有望視されている。そのなかでも、窒化物系化合物半導体（ＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）の研究は盛んに行われ、青色発光ダイオード（ＬＥＤ）、緑色ＬＥＤ、ならびに、ＧａＮ系半導体を材料とする半導体レーザも実用化されている（例えば、特許文献１、２参照）。
【０００３】
窒化物系半導体は、ウルツ鉱型結晶構造を有している。図１は、ＧａＮの単位格子を模式的に示している。ＡｌxＧａyＩｎzＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）半導体の結晶では、図１に示すＧａの一部がＡｌおよび／またはＩｎに置換され得る。
【０００４】
図２は、ウルツ鉱型結晶構造の面を４指数表記（六方晶指数）で表すために一般的に用いられている４つの基本ベクトルａ1、ａ2、ａ3、ｃを示している。基本ベクトルｃは、［０００１］方向に延びており、この方向は「ｃ軸」と呼ばれる。ｃ軸に垂直な面（ｐｌａｎｅ）は「ｃ面」または「（０００１）面」と呼ばれている。なお、「ｃ軸」および「ｃ面」は、それぞれ、「Ｃ軸」および「Ｃ面」と表記される場合もある。
【０００５】
窒化物系半導体を用いて半導体素子を作製する場合、窒化物系半導体結晶を成長させる基板として、ｃ面基板すなわち（０００１）面を表面に有する基板が使用される。しかしながら、ｃ面においてはＧａの原子層と窒素の原子層の位置がｃ軸方向に僅かにずれているため、分極（Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ Ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ）が形成される。このため、「ｃ面」は「極性面」とも呼ばれている。分極の結果、活性層におけるＩｎＧａＮの量子井戸にはｃ軸方向に沿ってピエゾ電界が発生する。このようなピエゾ電界が活性層に発生すると、キャリアの量子閉じ込めシュタルク効果により活性層内における電子およびホールの分布に位置ずれが生じるため、内部量子効率が低下する。このため、半導体レーザであれば、しきい値電流の増大が引き起こされる。ＬＥＤであれば、消費電力の増大や発光効率の低下が引き起こされる。また、注入キャリア密度の上昇と共にピエゾ電界のスクリーニングが起こり、発光波長の変化も生じる。
【０００６】
そこで、これらの課題を解決するため、非極性面、例えば［１０−１０］方向に垂直な、ｍ面と呼ばれる（１０−１０）面を表面に有する基板を使用することが検討されている。ここで、ミラー指数を表すカッコ内の数字の左に付された「−」は、「バー」を意味する。ｍ面は、図２に示されるように、ｃ軸（基本ベクトルｃ）に平行な面であり、ｃ面と直交している。ｍ面においてはＧａ原子と窒素原子は同一原子面上に存在するため、ｍ面に垂直な方向に分極は発生しない。その結果、ｍ面に垂直な方向に半導体積層構造を形成すれば、活性層にピエゾ電界も発生しないため、上記課題を解決することができる。ｍ面は、（１０−１０）面、（−１０１０）面、（１−１００）面、（−１１００）面、（０１−１０）面、（０−１１０）面の総称である。なお、本明細書において、「Ｘ面成長」とは、六方晶ウルツ鉱構造のＸ面（Ｘ＝ｃ、ｍ）に垂直な方向にエピタキシャル成長が生じることを意味するものとする。Ｘ面成長において、Ｘ面を「成長面」と称する場合がある。また、Ｘ面成長によって形成された半導体の層を「Ｘ面半導体層」と称する場合がある。
【０００７】
このような非極性面を有する基板を使用して作製されたＬＥＤにおいては、従来のｃ面上の素子に比べて発光効率の向上を実現することができる。
【０００８】
一般的なフリップチップ型ＬＥＤにおいて、その活性層から放出された光の一部は、p側電極で反射され、基板を通じて半導体層の外部へ出射される。この場合、ＬＥＤの活性層からの発光を効率よく外部に取り出すためには、高い反射率を有するｐ側電極を形成することが重要となる。ｐ側電極に用いる反射率の高い材料としてＡｇが知られている。
【０００９】
また、ｐ側電極のコンタクト抵抗を低減することも重要である。一般的に、ｐ側電極のコンタクト抵抗は加熱処理を施すことにより低減できることが知られている。
【００１０】
しかし、ｐ側電極としてＡｇを用いた場合には、加熱処理によって凝集が起こりやすい。凝集とは、金属膜表面に存在する過剰の自由エネルギー（表面エネルギー）を小さくするために、できるだけ表面積を小さくしようとする現象である。加熱処理を行うと、この凝集により、膜中をＡｇ原子が移動し、これにより膜表面粗さの増大や膜中に空孔が発生する場合がある。よって、Ａｇの凝集により反射率が低下し、ＬＥＤの活性層からの光が外部に効率よく取り出すことができなくなるという問題がある。
【００１１】
例えば、ｃ面を主面とする窒化物半導体発光素子に関する特許文献３では、反射電極の上に凝集防止層としてＺｎ、Ｒｈ，Ｍｇ、Ａｕ，Ｎｉ、Ｃｕやその合金、ドーピングされたＩｎ酸化物を用いることが開示されている。特許文献３においては、Ａｇ、Ｒｈ、ＡｌまたはＳｎからなる反射電極と半導体層との界面に、コンタクト電極として、Ｎｉ系合金を配置させることにより、反射電極の凝集を防止し、低いコンタクト抵抗を実現できると報告されている。
【００１２】
また、同じくｃ面を主面とする半導体発光素子に関する特許文献４には、ｐ側電極がＡｇを主成分としてＰｄやＣｕが意図的に混入されたＡｇ合金層を含むことにより、Ａｇの凝集を防ぎ、コンタクト抵抗を低減できると開示されている。
【００１３】
特許文献５には、表面がｍ面であるｐ型半導体領域を有する窒化物系半導体積層構造の上に、Ｚｎ層およびＡｇ層を含むｐ型電極を形成することを開示されている。
【００１４】
特許文献６には、表面がｍ面であるｐ型半導体領域を有する窒化物系半導体積層構造の上に、Ｍｇ層およびＭｇ層を含むｐ型電極を形成することが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開２００１−３０８４６２号公報
【特許文献２】特開２００３−３３２６９７号公報
【特許文献３】特開２００５−１９７６８７号公報
【特許文献４】特開２０１０−５６４２３号公報
【特許文献５】国際公開第２０１０／１１３４０５号パンフレット
【特許文献６】国際公開第２０１０／１１３４０６号パンフレット
【非特許文献】
【００１６】
【非特許文献１】Jun Ho Son, Yang Hee Song, Hak Ki Yu, and Jong-Lam Lee  Effects of Ni layers on suppression of Ag agglomeration in Ag-based Ohmic contacts on p-GaN. Applied Physics Letters 95, 062108 (2009)
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
前述のように、ｍ面基板上で成長させたＧａＮ系半導体素子は成長方向に分極がないため、ｃ面基板上で成長させたものと比較して顕著な効果を発揮し得るが、次のような問題がある。すなわち、ｍ面基板上ＧａＮ系半導体素子にＡｇ電極を形成した場合、ｃ面基板上ＧａＮ系半導体素子に形成したＡｇ電極よりもＡｇの凝集が起こりやすいという問題がある。
【００１８】
本発明はかかる点に鑑みてなされたものであり、その主な目的は、ｍ面基板上で結晶成長させたＧａＮ系半導体発光素子におけるＡｇ電極の凝集による反射率低下を抑制できる電極を有する窒化物系半導体発光素子の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
本発明の窒化物半導体発光素子の製造方法は、成長面がｍ面であるｐ型半導体領域を有する窒化物系半導体積層構造を形成する工程（ａ）と、前記ｐ型半導体領域の成長面に接し、ＡｇのみからなるＡｇ電極を形成する工程（ｂ）と、を含む窒化物半導体発光素子の製造方法であって、前記工程（ｂ）は、２００ｎｍ以上１０００ｎｍ以下の厚さを有し、Ａｇのみからなる前記Ａｇ電極を形成する工程（ｂ１）と、窒素雰囲気、大気中、または酸素を含む雰囲気下において、５００℃以上６００℃以下の温度で前記Ａｇ電極に対して加熱処理を行う工程（ｂ２）と、を包含する。
【００２１】
ある実施形態の前記工程（ｂ１）では、前記Ａｇ電極の厚さを２００ｎｍ以上５００ｎｍ以下とする。
【００２２】
ある実施形態において、前記ｐ型半導体領域は、４×１０19ｃｍ-3以上２×１０20ｃｍ-3以下のＭｇを含むコンタクト層を備え、前記コンタクト層は、２６ｎｍ以上６０ｎｍ以下の厚さを有するＡｌxＧａyＩｎzＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、ｘ≧０、ｙ>０、ｚ≧０）半導体から形成されている。
【００２３】
ある実施形態は、前記工程（ｂ）の後に、前記Ａｇ電極の上に保護膜を形成する工程（ｃ）をさらに備える。
【発明の効果】
【００３２】
本発明によれば、ｐ型半導体領域上に設けられたｐ側Ａｇ電極の厚さを２００ｎｍ以上とし、その加熱処理を４００℃以上６００℃以下の温度範囲で実行することにより、Ａｇの凝集による反射率低下を抑制し、発光効率と電力効率の高い発光素子を実現することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】ＧａＮの単位格子を模式的に示す斜視図である。
【図２】ウルツ鉱型結晶構造の基本ベクトル（ｐｒｉｍｉｔｉｖｅ ｔｒａｎｓｌａｔｉｏｎ ｖｅｃｔｏｒｓ）ａ1、ａ2、ａ3を示す斜視図である。
【図３Ａ】（ａ）から（ｃ）は、実施形態の窒化物系半導体発光素子１００の製造工程を示す図である。
【図３Ｂ】（ａ）は、実施形態の窒化物系半導体発光素子１００の断面模式図、（ｂ）はｍ面の結晶構造を表す図、（ｃ）はｃ面の結晶構造を表す図である。
【図４】（ａ）から（ｄ）は加熱処理温度を４００℃から７００℃に変化させたときの、ｍ面窒化物半導体層の上に形成したＡｇ電極の固有コンタクト抵抗と測定電流値との関係を示すグラフである。
【図５】ｍ面窒化物半導体層の上に形成したＡｇ電極の電流―電圧特性の加熱処理温度依存性を示すグラフである。
【図６】（ａ）から（ｃ）は、ｍ面窒化物半導体層の上に形成したＡｇ電極に対して、温度や時間の異なる条件で加熱処理を行った場合の固有コンタクト抵抗と測定電流値との関係を示すグラフである。
【図７】（ａ）、（ｂ）は、ｃ面窒化物半導体層の上に形成したＡｇ電極の固有コンタクト抵抗と測定電流値との関係、および電流―電圧特性を示すグラフである。
【図８】ｍ面およびｃ面窒化物半導体層の上に形成したＡｇ電極の固有コンタクト抵抗の加熱処理温度依存性を示すグラフである。
【図９】（ａ）はｍ面、（ｂ）はｃ面窒化物半導体層の上に形成した厚さ１００ｎｍのＡｇ電極に対し、異なる条件下で加熱処理を行った場合の反射率スペクトルを示すグラフである。
【図１０】ｍ面およびｃ面窒化物半導体層の上に形成した厚さ１００ｎｍのＡｇ電極に対し、異なる条件下で加熱処理を行った場合の表面モフォロジーを示す写真である。
【図１１】（ａ）は、ｍ面およびｃ面窒化物半導体層の上に形成した厚さ１００ｎｍのＡｇ電極の反射率と加熱処理温度との関係を示すグラフであり、（ｂ）は、ｍ面およびｃ面窒化物半導体層の上に形成した厚さ１００ｎｍのＡｇ電極のＲＭＳ表面粗さと加熱処理温度との関係を示すグラフである。
【図１２】（ａ）および（ｂ）は、ｍ面およびｃ面窒化物半導体層の上に形成したＡｇ電極のＸ線回折測定結果を示すグラフである。
【図１３】ｍ面およびｃ面窒化物半導体層の上に形成したＡｇ電極の（１１１）／（２００）面Ｘ線回折積分強度比と加熱処理温度との関係を示すグラフである。
【図１４】ｍ面およびｃ面窒化物半導体層の上に形成した厚さ４００ｎｍのＡｇ電極に対し、異なる条件下で加熱処理を行った場合の表面モフォロジーを示す写真である。
【図１５】（ａ）は、ｍ面およびｃ面窒化物半導体層の上に形成した厚さ４００ｎｍのＡｇ電極の反射率と加熱処理温度との関係を示すグラフであり、（ｂ）は、ｍ面およびｃ面窒化物半導体層の上に形成した厚さ４００ｎｍのＡｇ電極のＲＭＳ表面粗さと加熱処理温度との関係を示すグラフである。
【図１６】（ａ）は、ｍ面窒化物半導体層の上に形成したＡｇ電極の（１１１）／（２００）面Ｘ線回折積分強度比とＲＭＳ表面粗さとの関係を示すグラフである。（ｂ）は、ｍ面窒化物半導体層の上に形成したＡｇ電極の（１１１）／（２００）面Ｘ線回折積分強度比と反射率の関係を示すグラフである。
【図１７】（ａ）は、ｃ面窒化物半導体層の上に形成したＡｇ電極の（１１１）／（２００）面Ｘ線回折積分強度比とＲＭＳ表面粗さとの関係を示すグラフである。（ｂ）は、ｃ面窒化物半導体層の上に形成したＡｇ電極の（１１１）／（２００）面Ｘ線回折積分強度比と反射率の関係を示すグラフである。
【図１８】ｍ面窒化物半導体層の上に形成したＡｇ電極の光波長４５０ｎｍの光に対する反射率とＡｇ電極の厚さとの関係を示すグラフである。
【図１９】ｍ面窒化物半導体層の上に形成した厚さ２００ｎｍのＡｇ電極を、異なる条件下で加熱処理した場合の反射率スペクトルを示すグラフである。
【図２０】白色光源の実施形態を示す断面図である。
【図２１】保護層５０の構成を示す断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００３４】
（実施の形態１）
以下、本発明による窒化物系半導体発光素子の実施形態を、図面を参照しながら説明する。以下の図面においては、説明の簡潔化のため、実質的に同一の機能を有する構成要素を同一の参照符号で示す。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
【００３５】
まず、本実施形態の窒化物系半導体発光素子１００の製造方法を説明する。まず、図３Ａ（ａ）に示すように、基板１０を準備し、基板１０の上に、成長面がｍ面である半導体積層構造２０を形成する。半導体積層構造２０としては、ｎ型のＡｌuＧａvＩｎwＮ層２２、活性層２４、およびｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５を形成する。なお、実際には、ウエハ状態の基板１０の上に半導体積層構造２０を形成するが、図３Ａ（ａ）には、ウエハのうちの一部のチップ領域（後に分割されることによりチップとなる領域）のみを示している。
【００３６】
次に、図３Ａ（ｂ）に示すように、ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５の成長面１３に接し、２００ｎｍ以上１０００ｎｍ以下の厚さを有するＡｇ電極３０を形成する。Ａｇ電極３０は、例えば、常温下でＡｇ層を蒸着し、リフトオフ法を行うことにより形成される。
【００３７】
その後、Ａｇ電極３０を５００℃以上６００℃以下に加熱する。
【００３８】
次に、図３Ａ（ｃ）に示すように凹部４２を形成し、凹部４２内に、ｎ型のＡｌuＧａvＩｎwＮ層２２に接するｎ側電極４０を形成する。その後、ダイシングを行うことにより、窒化物系半導体発光素子１００が得られる。
【００３９】
本実施形態の製法によると、Ａｇ電極３０に対して５００℃以上６００℃以下の温度で加熱処理を行うことにより、Ａｇ電極３０とｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５との間のコンタクト抵抗を低くすることができる。
【００４０】
本発明者は、ｍ面を成長面とするｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５にＡｇ電層を形成して熱処理を行った場合、Ａｇ層の凝集は、ｃ面上にＡｇ層を形成する場合とは異なる態様で起こることを見出した。ｍ面上にＡｇ電極３０を形成する場合には、Ａｇ電極３０の厚さを２００ｎｍ以上にすることにより、熱処理を行ってもＡｇの凝集の進行が抑制されるため、活性層２４からの光の反射率を高く維持することができる。
【００４１】
Ａｇの凝集による影響を抑制するためには、Ａｇ電極３０の厚さが２００ｎｍ以上であればよい。しかし、Ａｇ電極３０上に保護層を形成することを考慮すると、その厚さは一定の範囲以下にすることが望ましい。一般的にＡｇを電極として用いる場合には、Ａｇの酸化や硫化、塩化を防ぎ、通電時のマイグレーションやリーク電流の発生を防止する目的で、保護層をＡｇ電極上に形成する。Ａｇ電極の厚さが大きすぎると、Ａｇ電極の端部で保護層とＡｇ電極と間に隙間が発生し、保護層の一部に亀裂が発生する可能性があり、Ａｇ電極の寿命を低下させる要因となりうる。これらの問題を防ぐためには、Ａｇ電極３０の厚さがある一定範囲以下とする必要があり、望ましいＡｇ電極３０の厚さは１０００ｎｍ以下であり、より望ましくは５００ｎｍ以下である。
【００４２】
本実施形態の製法によると、Ａｇ電極３０の凝集が抑制され、活性層２４からの光の反射率が高く維持される。Ａｇ電極３０の凝集はＡｇ結晶の面配向性と相関を有する。本発明者が検討した結果、Ｘ線回折測定によって得られる（１１１）面と（００２）面のＸ線強度の積分強度比が２０以上１００以下であれば、Ａｇ電極３０の表面粗さの増大が抑制され、光の反射率を高く維持することができる。積分強度比の変わりにピーク強度比を用いて規定した場合、ピーク強度比が３０以上１５０以下であれば、同様の効果が得られる。
【００４３】
次に、窒化物系半導体発光素子１００の具体的な構造について、図３Ｂ（ａ）を参照しながら説明する。
【００４４】
図３Ｂ（ａ）は、本発明の実施形態に係る窒化物系半導体発光素子１００の断面構成を模式的に示している。図３Ｂ（ａ）に示した窒化物系半導体発光素子１００は、ＧａＮ系半導体からなる半導体デバイスであり、窒化物系半導体積層構造２０を有している。
【００４５】
本実施形態の窒化物系半導体発光素子１００は、ｍ面を成長面１２とするＧａＮ系半導体から形成されている基板１０と、基板１０の上に形成された半導体積層構造２０と、半導体積層構造２０の上に形成されたＡｇ電極３０とを備えている。本実施形態では、半導体積層構造２０は、ｍ面成長によって形成された半導体積層構造であり、その成長面１３はｍ面である。なお、ｒ面サファイア基板上にはａ面ＧａＮが成長するという事例もあることから、成長条件によっては必ずしも基板１０の成長面がｍ面であることが必須とならない。本実施形態の構成においては、少なくとも半導体積層構造２０のうち、電極と接触するｐ型半導体領域の表面がｍ面であればよい。
【００４６】
本実施形態の窒化物系半導体発光素子１００は、半導体積層構造２０を支持する基板１０を備えているが、基板１０に代えて他の基板を備えていても良いし、基板が取り除かれた状態で使用されることも可能である。
【００４７】
図３Ｂ（ｂ）は、成長面がｍ面である窒化物系半導体の断面（基板表面に垂直な断面）における結晶構造を模式的に示している。Ｇａ原子と窒素原子は、ｍ面に平行な同一原子面上に存在するため、ｍ面に垂直な方向に分極は発生しない。すなわち、ｍ面は非極性面であり、ｍ面に垂直な方向に成長した活性層内ではピエゾ電界が発生しない。なお、添加されたＩｎおよびＡｌは、Ｇａのサイトに位置し、Ｇａを置換する。Ｇａの少なくとも一部がＩｎやＡｌで置換されていても、ｍ面に垂直な方向に分極は発生しない。
【００４８】
ｍ面を成長面に有するＧａＮ系基板は、本明細書では「ｍ面ＧａＮ系基板」と称される。ｍ面に垂直な方向に成長したｍ面窒化物系半導体積層構造を得るには、典型的には、ｍ面ＧａＮ基板を用い、その基板のｍ面上に半導体を成長させればよい。ＧａＮ系基板の成長面の面方位が、半導体積構造の面方位に反映されるからである。しかし、前述したように、基板の成長面がｍ面である必要は必ずしもなく、また、最終的なデバイスに基板が残っている必要も無い。
【００４９】
参考のために、図３Ｂ（ｃ）に、成長面がｃ面である窒化物系半導体の断面（基板表面に垂直な断面）における結晶構造を模式的に示す。Ｇａ原子と窒素原子は、ｃ面に平行な同一原子面上に存在しない。その結果、ｃ面に垂直な方向に分極が発生する。ｃ面を成長面に有するＧａＮ系基板を、本明細書では「ｃ面ＧａＮ系基板」と称する。
【００５０】
ｃ面ＧａＮ系基板は、ＧａＮ系半導体結晶を成長させるための一般的な基板である。ｃ面に平行なＧａの原子層と窒素の原子層の位置がｃ軸方向に僅かにずれているため、ｃ軸方向に沿って分極が形成される。
【００５１】
再び、図３Ｂ（ａ）を参照する。基板１０の成長面（ｍ面）１２の上には、半導体積層構造２０が形成されている。半導体積層構造２０は、ＡｌaＩｎbＧａcＮ層（ａ＋ｂ＋ｃ＝１，ａ≧０， ｂ≧０， ｃ≧０）を含む活性層２４と、ＡｌdＧａeＮ層（ｄ＋ｅ＝１， ｄ≧０， ｅ≧０）２５とを含んでいる。ＡｌdＧａeＮ層２５は、活性層２４を基準にしてｍ面の成長面１２の側とは反対の側に位置している。ここで、活性層２４は、窒化物系半導体発光素子１００における電子注入領域である。
【００５２】
本実施形態の活性層２４は、Ｇａ0.9Ｉｎ0.1Ｎ井戸層（例えば、厚さ９ｎｍ）とＧａＮバリア層（例えば、厚さ９ｎｍ）とが交互に積層されたＧａＩｎＮ／ＧａＮ多重量子井戸（ＭＱＷ）構造（例えば、厚さ８１ｎｍ）を有している。
【００５３】
活性層２４の上には、ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５が設けられている。ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５の厚さは、例えば、０．２〜２μｍである。活性層２４とｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５との間に、アンドープのＧａＮ層を設けてもよい。
【００５４】
本実施形態の半導体積層構造２０には、他の層も含まれており、活性層２４と基板１０との間には、ＡｌuＧａvＩｎwＮ層（ｕ＋ｖ＋ｗ＝１， ｕ≧０， ｖ≧０， ｗ≧０）２２が形成されている。本実施形態のＡｌuＧａvＩｎwＮ層２２は、第１導電型（ｎ型）のＡｌuＧａvＩｎwＮ層２２である。
【００５５】
ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５において、Ａｌの組成比率ｄは、厚さ方向に一様である必要は無い。ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５において、Ａｌの組成比率ｄが厚さ方向に連続的または階段的に変化していても良い。すなわち、ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５は、Ａｌの組成比率ｄが異なる複数の層が積層された多層構造を有していても良い。また、ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５において、ドーパントの濃度も厚さ方向に変化していてもよい。
【００５６】
ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５の最表面近傍には、ｐ型ＡｌdＧａeＮからなるｐ型コンタクト層２６が形成されている。ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５のうちｐ型コンタクト層２６以外の領域の厚さは例えば１０ｎｍ以上５００ｎｍ以下であり、この領域のＭｇ濃度は例えば１×１０18ｃｍ-3以上１×１０19ｃｍ-3以下である。ｐ型コンタクト層２６は、ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５のうちｐ型コンタクト層２６以外の領域よりも、高いＭｇ濃度を有する。ｐ型コンタクト層２６における高い濃度のＭｇは、Ｇａの拡散を促進する点で効果的に働く。ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５のうちｐ型コンタクト層２６以外の領域を１００ｎｍ以上５００ｎｍ以下の厚さで設けた場合には、ｐ型コンタクト層２６に高い濃度のＭｇが含まれていても、Ｍｇが活性層２４側に拡散するのを抑制することができる。ｐ型コンタクト層２６のＭｇ濃度は、例えば、４×１０19ｃｍ-3以上２×１０20ｃｍ-3以下であればよい。ｐ型コンタクト層２６において、Ｍｇの濃度が４×１０19ｃｍ-3より低ければ、十分にコンタクト抵抗を低下させることができない。一方、ｐ型コンタクト層２６において、Ｍｇの濃度が１×１０20ｃｍ-3を超えると、Ｐ型コンタクト層２６のバルク抵抗が上昇し始め、２×１０20ｃｍ-3を超えるとより顕著にバルク抵抗が上昇する。
【００５７】
ｐ型コンタクト層２６の厚さは２６ｎｍ以上６０ｎｍ以下であってもよい。ｐ型コンタクト層２６の厚さが２６ｎｍより小さければ、十分にコンタクト抵抗を低下させることができない。ｐ型コンタクト層２６の厚さが３０ｎｍ以上であれば、よりコンタクト抵抗を低くすることができる。一方、ｐ型コンタクト層２６の厚さが４５ｎｍを超えると、Ｐ型コンタクト層２６のバルク抵抗が上昇し始め、６０ｎｍを超えると、バルク抵抗がより顕著に上昇してしまう。ｐ型コンタクト層２６におけるＭｇ濃度と厚さの両方が前述の範囲に収まっていれば、コンタクト抵抗を十分に低下させることができる。例えば、Ｍｇ濃度が４×１０19ｃｍ-3以上２×１０20ｃｍ-3以下であっても、厚さが１０ｎｍであれば、コンタクト抵抗は十分に低下しない。
【００５８】
ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５には、Ｍｇ以外のｐ型ドーパントとして、例えばＺｎ、Ｂｅなどがドープされていてもよい。
【００５９】
コンタクト抵抗低減の観点から、ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５の最上部（半導体積層構造２０の上面部分）は、Ａｌの組成比率ｄがゼロである層（ＧａＮ層）から構成されていてもよい。また、Ａｌ組成ｄはゼロでなくてもよい。例えば、ｐ型コンタクト層２６として、Ａｌ組成ｄを０．０５程度としたＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎを用いることもできる。
【００６０】
半導体積層構造２０の上にはＡｇ電極３０が形成されている。本実施形態において、ｐ側電極は、２００ｎｍ以上１０００ｎｍ以下の厚さを有するＡｇ電極３０である。Ａｇ層３０の厚さは、例えば断面ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）や断面ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）測定などによって得られる。本実施形態では、Ａｇ電極３０はｐ型コンタクト層２６に接触している。なお、Ａｇ電極３０の成長面１４とは、Ａｇ電極３０のうちｐ型コンタクト層２６と接する面と反対側の面である。
【００６１】
また、ｍ面を成長面１２とする基板１０の厚さは、例えば、１００〜４００μｍである。これはおよそ１００μｍ以上の基板厚であればウエハのハンドリングに支障が生じないためである。なお、本実施形態の基板１０は、ＧａＮ系材料からなるｍ面の成長面１２を有していれば、積層構造を有していても構わない。すなわち、本実施形態の基板１０は、少なくとも成長面１２にｍ面が存在している基板も含み、したがって、基板全体がＧａＮ系であってもよいし、他の材料との組み合わせであっても構わない。
【００６２】
本実施形態の構成では、基板１０の上に、ｎ型のＡｌuＧａvＩｎwＮ層（例えば、厚さ０．２〜２μｍ）２２の一部に、ｎ側電極４０（ｎ型電極）が形成されている。図示した例では、半導体積層構造２０のうちｎ側電極４０が形成される領域は、ｎ型のＡｌuＧａvＩｎwＮ層２２の一部が露出するように凹部４２が形成されている。その凹部４２にて露出したｎ型のＡｌuＧａvＩｎwＮ層２２の表面にｎ側電極４０が設けられている。ｎ側電極４０は、例えば、Ｔｉ層とＡｌ層とＰｔ層との積層構造から構成されており、ｎ側電極４０の厚さは、例えば、１００〜２００ｎｍである。
【００６３】
次に、図４から図１９を参照しながら、本実施形態の特徴を更に詳細に説明する。
【００６４】
まず、ｐ型コンタクト層２６を有するｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５の上に厚さ４００ｎｍのＡｇ電極３０を形成し、そのコンタクト抵抗と加熱処理条件の関係について説明する。
【００６５】
図４は、ｐ型コンタクト層２６を有するｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５の上に厚さ４００ｎｍのＡｇ電極３０を形成し、そのコンタクト抵抗をＴＬＭ（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ  Ｌｉｎｅ  Ｍｅｔｈｏｄ）法を用いて評価した結果である。本実施形態の測定は、ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５の厚さが１．５μｍから２．０μｍ、Ｍｇ濃度が０．８〜１．０×１０19ｃｍ-3であり、ｐ型コンタクト層２６の厚さが４０ｎｍ、Ｍｇ濃度が５．０×１０19ｃｍ-3であるサンプルを用いて行った。
【００６６】
本実施例で用いたＴＬＭパターンでは、１００μｍ×２００μｍの複数の電極が、８μｍ、１２μｍ、１６μｍ、２０μｍの間隔を空けて配置されており、これらの複数の電極間の電気特性からコンタクト抵抗を見積もった。横軸には測定時の電流値を示し、縦軸は各電流の印加時に求めたコンタクト抵抗の値を示す。図４（ａ）は加熱処理温度が４００℃、（ｂ）は５００℃、（ｃ）は６００℃、（ｄ）は７００℃のときの結果である。加熱処理は窒素雰囲気中で行い、時間はすべて約１０分間とした。なお、熱処理時間と雰囲気は特に限定されるものではなく適宜決定することができる。縦軸に示した「１．０Ｅ−０１」は「１．０×１０-1」を意味し、「１．０Ｅ−０２」は「１．０×１０-2」を意味し、すなわち、「１．０Ｅ＋Ｘ」は、「１．０×１０X」の意味である。
【００６７】
コンタクト抵抗は、一般に、コンタクトの面積Ｓ（ｃｍ2）に反比例する。ここで、コンタクト抵抗をＲ（Ω）とすると、Ｒ＝Ｒｃ／Ｓの関係が成立する。比例定数のＲｃは、固有コンタクト抵抗と称され、コンタクト面積Ｓが１ｃｍ2の場合のコンタクト抵抗Ｒに相当する。すなわち、固有コンタクト抵抗の大きさは、コンタクト面積Ｓに依存せず、コンタクト特性を評価するための指標となる。以下、「固有コンタクト抵抗」を「コンタクト抵抗」と略記する場合がある。
【００６８】
図４では、加熱処理温度５００℃の条件下において電流値に対して抵抗値がほぼ一定なオーミック接触の特性が得られた。さらにそのコンタクト抵抗値はこの加熱処理条件下でもっとも低い値となり、例えば電流値２ｍＡ時の値は２．０×１０-3Ωｃｍ2であった。一方、加熱処理温度が４００℃の場合、もしくは７００℃の場合、コンタクト抵抗値は電流値に対して一定値を示さず、ショットキー接触となった。電流値２ｍＡ時のコンタクト抵抗値はそれぞれ４００℃：６．９×１０-3Ωｃｍ2、６００℃：３．５×１０-3Ωｃｍ2、７００℃：２．２×１０-2Ωｃｍ2であり、５００℃から６００℃の加熱処理を行った場合にコンタクト抵抗が低減することがわかった。
【００６９】
図５に、電極間隔が１２μｍのときの各加熱処理温度における電流―電圧特性を示す。加熱処理温度が５００度から６００度の条件でオーミック接触（Ｖ＝ＩＲ）が得られた。一方、４００℃と７００℃の条件では非線形なカーブとなっており、ショットキー接触となった。
【００７０】
次に、もっとも低いコンタクト抵抗値が得られた５００℃の加熱処理条件を基に加熱処理時間と温度を変化させた場合の結果を図６に示す。
【００７１】
加熱処理温度を５００℃に固定し、熱処理時間を（ａ）１分、（ｂ）３０分に変化させた場合、それぞれ電流値２ｍＡのとき３．４×１０-3Ωｃｍ2、３．８×１０-3Ωｃｍ2と比較的低いコンタクト抵抗値が得られた。また加熱処理温度を６００℃とし、加熱処理時間を１分にした場合（図６（ｃ））も、コンタクト抵抗値は２．８×１０-3Ωｃｍ2（電流値２ｍＡ時）と低い値であった。
【００７２】
以上のことから、本実施形態のｍ面が成長面である窒化物系半導体発光素子において、ｐ型コンタクト層２６を有するｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５上に形成したＡｇ電極３０は、コンタクト抵抗が加熱処理条件に依存して変化する。加熱処理温度が５００℃以上６００℃以下であれば、コンタクト抵抗の値を十分に低減することができ、オーミック接触を実現することができる。
【００７３】
比較のため、ｃ面窒化物半導体層の上に、図４、図５の測定に用いたサンプルと同じ厚さ（４００ｎｍ）のＡｇ電極を形成したサンプルの実験結果を図７に示す。図７（ａ）はコンタクト抵抗の電流値依存性であり、（ｂ）は電極間隔が１２μｍのときの電流―電圧特性である。加熱処理は窒素雰囲気中で行い、時間はすべて約１０分間とした。
【００７４】
図７（ａ）を見ると、加熱処理無し、４００℃、６００℃のサンプルのコンタクト抵抗値（電流値２ｍＡ時）はそれぞれ、１．４〜１．６×１０-2Ωｃｍ2であった。図４および図５に示したように本実施形態のＡｇ電極３０のコンタクト抵抗が加熱処理温度に依存して大きく変化したのに対し、ｃ面窒化物系半導体層の上に同じ条件下で形成したＡｇ電極では加熱処理温度に対する依存性が小さいことがわかった。つまり、Ａｇ電極の加熱処理温度に対するコンタクト抵抗の変化は、ｍ面窒化物半導体層と従来のｃ面窒化物半導体層の上に形成する場合とで、大きく異なることがわかった。
【００７５】
また図７（ｂ）の電流―電圧特性を前述したｍ面窒化物半導体層上のＡｇ電極３０の結果（図５）と比較すると、ｃ面窒化物半導体層上のＡｇ電極は加熱処理温度依存性をほとんど有しておらず、またショットキー接触を形成している。
【００７６】
図７に示したように、ｃ面を有する窒化物半導体層上に反射率の高いＡｇ層をｐ側電極として直接形成する場合、コンタクト抵抗を十分に低減できない。例えば、特許文献３ではｃ面を有する窒化物半導体素子のｐ型コンタクト層とＡｇ電極の間にＮｉなどの金属層を挿入することにより、コンタクト抵抗を低減することに成功している。
【００７７】
図８は、ｍ面窒化物半導体層上とｃ面窒化物半導体層上にそれぞれ形成したＡｇ電極３０のコンタクト抵抗と加熱処理温度の関係をまとめた結果である。コンタクト抵抗の値は電流値２ｍＡのときの値をプロットした。ｍ面窒化物半導体層上のＡｇ電極のコンタクト抵抗としては図４に示す結果を、ｃ面窒化物半導体層のＡｇ電極のコンタクト抵抗としては図７（ａ）に示す結果を用いた。
【００７８】
図８から、本実施形態であるｍ面窒化物半導体層上におけるＡｇ電極３０のコンタクト抵抗と加熱処理温度の関係が、従来のｃ面上に形成したＡｇ電極の結果とは異なることは明確である。また、ｍ面窒化物半導体層上に形成したＡｇ電極３０に対して加熱処理を行うことにより、低いコンタクト抵抗を実現できることがわかる。
【００７９】
以上の結果から、ｍ面窒化物半導体素子に形成したＡｇ電極３０に対して、５００℃以上６００℃以下の加熱処理を行うことにより、十分に低いコンタクト抵抗が得られることがわかる。また、これは従来のｃ面窒化物半導体素子にはないｍ面窒化物半導体素子特有の現象であることが明らかになった。
【００８０】
本発明者は、ｍ面窒化物半導体素子において、ｐ型コンタクト層２６のＭｇ濃度および厚さを最適化すれば、Ａｇ電極３０のコンタクト抵抗をより低減できると考えた。前述したように、本実施形態のｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５においては、ｐ型ドーパントであるＭｇの濃度を、ｐ型コンタクト層２６とそれ以外の領域とにおいて変化させている。例えば、ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５には１×１０18ｃｍ-3以上１×１０19ｃｍ-3以下のＭｇがドープされており、ｐ型コンタクト層２６には４×１０19ｃｍ-3以上２×１０20ｃｍ-3以下のＭｇがドープされている。また、そのｐ型コンタクト層２６の厚さは例えば２６ｎｍ以上６０ｎｍ以下である。このようにｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５とｐ型コンタクト層２６のそれぞれのＭｇ濃度や厚さを適宜制御することで低いコンタクト抵抗を実現することができる。
【００８１】
次に、Ａｇの凝集現象と反射率、加熱処理条件の関係について説明する。
【００８２】
図９は、ｐ型コンタクト層２６を有するｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５の上に形成したＡｇ電極３０の反射率の加熱処理温度依存性（実験結果）を示す。このときのＡｇ電極３０の厚さは、一律に１００ｎｍとし、ｐ型コンタクト層２６の厚さは４０ｎｍ、ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５の厚さは１．５〜２．０μｍとした。比較のため、ｃ面窒化物系半導体層の上に同じ厚さのＡｇ電極を形成したサンプルの実験結果も示す。図９（ａ）に本実施形態であるｍ面窒化物系半導体層上のＡｇ電極の反射スペクトルを、図９（ｂ）にｃ面窒化物系半導体層上のＡｇ電極の反射率スペクトルを示す。加熱処理は窒素雰囲気中で行い、時間はすべて約１０分間とした。反射率の測定にはＶ−５７０型紫外可視近赤外分光光度計、ＡＲＶ−４７５Ｓ型絶対反射率測定装置（日本分光社製）を用いた。光は半導体層側から入射し、ｐ型コンタクト層２６とＡｇ電極３０との界面付近の反射率を測定した。
【００８３】
図９に示すように、波長３６０ｎｍ付近において急激に反射率が低下している。本明細書に示す反射率はすべて半導体層側から光を入射させて測定した結果である。よって、Ａｇ層の下地であるＧａＮ層の吸収により、３６０ｎｍ以下の波長では反射率が急激に低下する。加熱処理温度が比較的低い４００℃以下の場合、３６０ｎｍ以上の可視光領域では８０％付近の高い反射率が得られている。しかし、加熱処理温度が４５０℃を超えると反射率が減少し始めている。ｃ面上とｍ面上の結果を比較すると、傾向は類似しているものの、ｍ面上のＡｇ電極の方が加熱処理による反射率の減少が著しい。例えば、図９（ｂ）のｃ面上のＡｇ電極の場合、４５０度の加熱処理を行ったサンプルにおいても８０％程度と高い反射率を示しているのに対し、図９（ａ）のｍ面上に形成したＡｇ電極の場合、同じ加熱処理を行ったサンプルにおいて７０％以下の低い反射率を示している。
【００８４】
図１０は、図９の測定に用いたサンプルのレーザ顕微鏡による表面写真を示す。なお、図１０は、ｐ側電極であるＡｇ層の成長面１４側の写真である。サンプルの表面（成長面１４）形状にも前述した反射率と同様な傾向が見られた。加熱処理温度が４５０℃以上のサンプルでは、ｍ面およびｃ面の両方において、表面モフォロジーが急激に変化しており、表面粗さが増大していることがわかる。反射率の減少は、加熱処理によるＡｇ層の表面・界面形状の変化に起因するものと考えられる。ただし、４５０度以上の熱処理を行った場合、ｃ面上の結果に比べて、ｍ面上のＡｇ電極において明らかに表面粗さが増大している。これは、図９の反射率の結果と同じ傾向である。
【００８５】
一般的に、Ａｇは加熱処理により凝集することが知られている。これは、加えられた熱によりＡｇ原子が移動し、結晶粒の増大や表面粗さの増大を引き起こす現象である。
【００８６】
図９および図１０の結果で見られた加熱処理による反射率の低下と表面形状の変化は、Ａｇの凝集によるものである。図１１（ａ）および（ｂ）は、図９および図１０に示した反射率と表面粗さの結果をまとめた図である。図１１（ａ）は波長４５０ｎｍの光の反射率を示し、図１１（ｂ）はレーザ顕微鏡を用いて１５０倍の倍率で測定したＲＭＳ表面粗さを示す。ｃ面上よりもｍ面上に形成したＡｇ電極の方が加熱処理温度による反射率の低下や表面粗さの増加が激しい。つまり、ｃ面上に形成したＡｇ電極と、本実施形態であるｍ面上に形成したＡｇ電極において、加熱処理により起こる凝集の効果に違いがあることがわかった。
【００８７】
従来のｃ面窒化物半導体層上に形成したＡｇ電極の凝集効果や凝集による反射率の減少の抑制方法についてはいくつか報告がある（例えば、特許文献１，２）。本発明者は、ｍ面窒化物半導体層上に形成したＡｇ層は、従来のｃ面の場合とは異なる凝集現象を示すため、ｍ面上のＡｇ電極独自の凝集抑制手法が必要であることを見出した。
【００８８】
本発明者は、本実施形態であるｍ面窒化物半導体層上に形成したＡｇ電極の凝集現象について更に詳細な検討を行った。次にその結果を説明する。
【００８９】
Ａｇは立方晶系であり面心立方構造を有する。前述したＡｇの凝集現象は、Ａｇ結晶の（１１１）面配向性と強い相関がある。Ａｇは電子ビーム蒸着法などの手法により適宜半導体表面上に堆積することができるが、このような手法で形成した膜は多結晶構造となる。このＡｇの多結晶構造は熱を加えることにより（１１１）面配向し易くなり、熱処理前に比べて（１１１）面配向した結晶粒の成長やその密度の増加が起こる。
【００９０】
本発明者は、Ａｇの凝集がＡｇの（１１１）面配向性と強い相関があることに着目し、Ａｇの凝集状態を定量的に評価した。これにより、本実施形態であるｍ面窒化物半導体層上に形成したＡｇ電極が、従来のｃ面窒化物半導体層上に形成したＡｇ電極とは異なる凝集現象を示すことを確認した。次にその結果を示す。
【００９１】
図１２（ａ）、（ｂ）にｐ型コンタクト層２６を有するｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５の上に形成したＡｇ電極３０のＸ線回折測定結果を示す。図１２（ａ）、（ｂ）は、Ａｇ電極３０の成長面１４側からＸ線を照射した場合の結果を示している。図１２（ａ）は、ｍ面上に形成された厚さ４００ｎｍのＡｇ電極３０の測定結果であり、図１２（ｂ）は、ｃ面上に形成された厚さ４００ｎｍのＡｇ電極３０の測定結果である。
【００９２】
図１２（ｂ）は、比較のため、ｃ面を成長面に有する積層構造を用いる点を除いて本実施形態と同じ条件で形成されたＡｇ電極に関する結果である。
【００９３】
グラフ中の点線は加熱処理を行っていないサンプルの、実線は６５０℃１０分間窒素雰囲気中で加熱処理したサンプルのＸ線回折測定結果を示している。
【００９４】
Ｘ線回折測定は、ＲＩＧＡＫＵ社製ＳＬＸ−２０００を用いて行った。Ｘ線源はＣｕを対陰極とする回転対陰極Ｘ線管を使用し、Ｘ線焦点はラインフォーカスとした。管電圧と管電流はそれぞれ５０ｋＶ、２５０ｍＡで駆動した。光学系としてはスリットコリメーション光学系を用い、Ｘ線入射スリットとしては幅１ｍｍ、高さ１ｍｍ、Ｓ１スリットとＳ２スリットとしてはそれぞれ幅０．５ｍｍ、高さ１ｍｍ、また受光側スリットであるＲＳスリットとしては幅１ｍｍ、高さ２ｍｍの条件を用いた。
【００９５】
本測定では、Ａｇの凝集状態を、Ａｇの（１１１）面と（２００）面のＸ線回折強度を相対比較することによって評価した。この測定においてはスリットが広すぎると、回折条件を満たさないピークも測定してしまう恐れがあり、（１１１）面と（２００）面配向比が実際の値を逸脱する可能性がある。またスリットが広すぎると、バックグランド強度が大きくなり、（１１１）面と（２００）面配向比が実際の値よりも小さくなる可能性がある。よって、この測定では、入射側も受光側も狭いスリット条件下で測定することが望ましい。ちなみに本測定でのバックグランドレベルは平均して２ｃｐｓ以下となっている。ただし、あまり狭いスリット条件を用いると、もともと強度の比較的弱い（２００）面回折が測定できない。本測定では、これらのことを考慮し前述したスリット条件を用いる。
【００９６】
比較のため、図１２（ａ）、（ｂ）において、縦軸のスケールは同じとした。２θ＝３８°付近の回折ピークがＡｇの（１１１）面回折であり、４４．５°付近のピークが（２００）面回折である。加熱処理を加えるとＡｇの（１１１）回折強度が急激に増加している。これは前述したように熱が加えられたことにより凝集が起こり、（１１１）面配向性が強くなったものと考えられる。
【００９７】
ｍ面上とｃ面上の結果を比較すると、まったく同じ条件下でＡｇ電極を蒸着し、加熱処理しているにもかかわらず、Ａｇ電極の（１１１）面Ｘ線強度は加熱処理を行わない場合も含めて、ｍ面上よりもｃ面上の方が明らかに大きい。前述したようにＡｇの凝集現象は（１１１）面配向性と相関がある。このことを踏まえると、本実施形態であるｍ面窒化物半導体層上に形成したＡｇ電極と、従来のｃ面窒化物半導体層上に形成したＡｇ電極とでは、凝集現象に違いがあるといえる。これは、前述した反射率の違いを裏付ける結果といえる。
【００９８】
立方晶系の（１１１）面と六方晶系ウルツ鉱構造の（０００１）面（ｃ面）は原子配列が類似している。このことから、立方晶系の（１１１）面上に六方晶系の（０００１）面（ｃ面）を主面とする結晶を成長することが可能である。このことを考慮すると、前述したｃ面窒化物半導体の表面には、（１１１）面配向したＡｇ結晶が蒸着する段階から形成されやすいと考えられる。
【００９９】
以上の理由により、本実施形態であるｍ面上に形成したＡｇ電極の（１１１）面Ｘ線回折強度は、加熱処理を行わない段階からすでに、ｃ面上のＡｇ電極の強度よりも小さい値となっている。かつ、本実施形態のＡｇ電極はｃ面上のＡｇ電極とは異なる凝集現象を示すため、前述した反射率の加熱処理温度依存性もｃ面上とは異なる結果になったと考えられる。
【０１００】
図１３に、Ａｇ電極の（１１１）面と（２００）面Ｘ線回折ピーク積分強度比の加熱処理温度依存性を示す。図１３には、加熱処理を行わない場合も含めて４００℃から８００℃の範囲で加熱処理を行った場合のＸ線積分強度比を示している。図１３に示す測定結果に用いられたサンプルに対する加熱処理は窒素雰囲気中で行い、加熱処理時間は一律に約１０分間とした。また比較のため、図１３には、ｃ面を成長面に有する積層構造を用いる点を除いて本実施形態と同じ条件で形成されたＡｇ電極に関する結果も示されている。図１３は、Ａｇ電極３０の成長面１４側からＸ線を照射した場合の結果を示している。
【０１０１】
Ａｇの(１１１)面回折強度のみを比較する場合、Ｘ線の強度やビーム径、Ａｇの厚さなどにより、測定値が変化する可能性がある。こういった問題を回避するため、本測定ではＡｇの（１１１）面と（２００）面のＸ線回折強度を同時に測定し、その比をとることでＡｇの凝集状態を評価した。ここで積分強度比はそれぞれのピーク位置から±０．５°の範囲の強度を積分し、その比をとった値である。Ａｇ層の厚さを２００ｎｍ、４００ｎｍとした場合の結果をそれぞれ示す。
【０１０２】
図１３に示すように、加熱処理温度の増加に伴い、積分強度比は増加した。また、Ａｇ層の厚さが２００ｎｍと４００ｎｍの結果を比較すると、ほぼ同様な傾向が得られている。このことから、（１１１）面と（２００）面の強度比の比較においては、Ａｇ層の厚さが２００ｎｍ以上の範囲では厚さの依存性は少ないといえる。Ａｇ層の厚さが４００ｎｍよりも大きくなっても、（１１１）／（２００）積分強度比のＡｇ電極３０の厚さへの依存性は少ないと考えられる。高温域で測定値にばらつきが見られるのは、凝集によりＡｇの表面に空隙が発生することが要因と考えられる。
【０１０３】
ｍ面窒化物半導体層上のＡｇ電極とｃ面窒化物半導体層上のＡｇ電極との結果を比較する。ｃ面上の場合は、加熱処理を行わない場合の積分強度比は６０程度であるが、加熱処理温度が４００℃を超えると積分強度比が２００以上に上昇した。ちなみに、粉末状Ａｇの場合、（１１１）／（２００）面Ｘ線強度比は１００：４０となることが知られている（非特許文献１）。ｃ面上に形成したＡｇ電極は、加熱処理を行わない場合も含めて積分強度比が高く、（１１１）面方位をもつＡｇ結晶粒が高い比率で存在していることがわかる。また、加熱処理時の凝集により、さらにその比率が増加していることがわかる。
【０１０４】
一方、ｍ面上の場合は、加熱処理を施さない場合の（１１１）／（２００）のＸ線積分強度比は２０程度であり、前述したｃ面上の場合に比べて低い値となっている。加熱処理温度を４００℃から７００℃まで変化させてもその積分強度比は１００程度の値を示している。この積分強度比の違いは、加熱処理時に起こるＡｇの凝集現象の違いを示しており、凝集により（１１１）配向した結晶粒のＡｇ層内に占める比率が従来のｃ面上に比べて小さいことを意味している。
【０１０５】
次に図１３において示したＸ線回折の積分強度比と反射率、表面モフォロジーの関係について説明する。図１４はｃ面とｍ面のそれぞれを成長面に有する窒化物半導体層上に形成したＡｇ電極の加熱処理後の表面モフォロジーを示す写真である。図１５（ａ）は、ｍ面およびｃ面窒化物半導体層の上に形成した厚さ４００ｎｍのＡｇ電極の反射率と加熱処理温度との関係を示すグラフであり、図１５（ｂ）は、ｍ面およびｃ面窒化物半導体層の上に形成した厚さ４００ｎｍのＡｇ電極のＲＭＳ表面粗さと加熱処理温度との関係を示すグラフである。図１５（ａ）は波長４５０ｎｍの光に対する反射率を示し、図１５（ｂ）は、レーザ顕微鏡を用いて１５０倍の倍率で測定したＲＭＳ表面粗さを示している。
【０１０６】
前述した厚さ１００ｎｍのＡｇ電極の結果（図１０、１１）と比較すると、傾向は類似している。厚さを４００ｎｍまで増加させることで、反射率や表面粗さが悪化する臨界的な加熱処理温度は高温側にシフトしている。厚さ４００ｎｍのＡｇ電極の場合、６００度を超える温度で加熱処理すると反射率の低下や表面モフォロジーの悪化が激しくなっている。また、この傾向はｃ面上よりもｍ面上のＡｇ電極においてより顕著である。
【０１０７】
図１０および図１４に示す結果から、熱処理温度が同じサンプルで比較すると、Ａｇ電極３０の厚さが１００ｎｍの場合よりも４００ｎｍの場合のほうが、表面モフォロジーの悪化が抑制されていることがわかる。厚さが４００ｎｍよりも大きくなった場合にもこの傾向が維持されると考えられる。
【０１０８】
図１６（ａ）、（ｂ）は、図１３に示したｍ面窒化物半導体層上のＡｇ電極の（１１１）／（２００）Ｘ線積分強度比と図１５に示した反射率またはＲＭＳ表面粗さとの関係を示すグラフである。比較のため、下地をｃ面窒化物半導体層とした場合のＡｇ電極の結果を図１７（ａ）、（ｂ）に示す。ここで、横軸の積分強度比のスケールは図１６（ａ）、（ｂ）と図１７（ａ）、（ｂ）とにおいて互いに異なっている。ｍ面上、ｃ面上に形成したＡｇ電極ではともに（１１１）／（２００）積分強度比の増加に伴って表面ＲＭＳ粗さが増大し、反射率は低下している。これはＡｇの凝集によるものであり、（１１１）面結晶粒密度の変化や結晶粒の成長により引き起こされるものであると考えている。さらに、本実施形態におけるｍ面窒化物半導体層上に形成したＡｇ電極は、積分強度比が１００を超えると反射率が７０％より小さくなり、表面粗さが３０ｎｍより大きくなっているのに対し、ｃ面上の場合は３５０以上の大きい積分強度比でこの変化が起こっている。
【０１０９】
加熱処理による反射率の低下や表面粗さの増大は、Ａｇ電極の（１１１）/（２００）Ｘ線回折強度比と強い相関があることがわかる。またその相関関係は、従来のｃ面窒化物半導体層上に形成したＡｇ電極と、本実施形態におけるｍ面窒化物半導体層上に形成したＡｇ電極とでは大きく異なる。これは前述したように、ｃ面窒化物半導体層上とｍ面窒化物半導体層上のＡｇ電極の凝集現象が異なることに起因している。よって、本実施形態であるｍ面上のＡｇ電極において、凝集による反射率低下や表面粗さ増大を抑制するためには、従来のｃ面上のＡｇ電極とは異なる対策が必要であることがわかる。
【０１１０】
以上の結果から、本実施形態の窒化物半導体素子において、ｐ型コンタクト層２６を有するｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５の上にＡｇ電極３０を形成する場合、加熱処理後のＡｇ層の（１１１）／（２００）面Ｘ線回折の積分強度比を２０以上１００以下になるように設計すればよい。積分強度比が２０より小さければ、熱処理を施さないときとＡｇ電極の状態が近く、凝集による表面粗さの悪化や反射率の低下は無視できるほど小さい。積分強度比が１００以下であることにより、加熱処理を施した場合であっても電極内に凝集による空孔や空隙の発生が少なく、高い表面平坦性と高い反射率を有する電極を実現することができる。
【０１１１】
なお、従来のｃ面窒化物半導体層上のＡｇ電極の場合、図１７からわかるように加熱処理後も反射率、表面平坦性に優れたＡｇ電極を実現するには（１１１）／（２００）面Ｘ線回折の積分強度比が３５０以下であればよく、本実施形態のＡｇ電極とはその傾向が大きく異なる。
【０１１２】
前述した本実施形態の加熱処理後のＡｇ電極３０の（１１１）／（２００）面Ｘ線回折強度比はピーク強度比であっても良い。その場合、ピーク強度範囲が３０以上１５０以下であれば、加熱処理時の凝集による空孔や空隙の発生が少なく、高い表面平坦性（例えばＲＭＳ表面粗さ３０ｎｍ以下(倍率１５０倍の条件下でレーザ顕微鏡による測定時)）と高い反射率（例えば７０％以上）を有するＡｇ電極を実現することができる。この結果は、図１２に示したようなＡｇ電極のＸ線回折測定結果において、Ａｇの（１１１）面と（２００）面のそれぞれのピーク強度から得ることができる。
【０１１３】
Ａｇ電極の凝集状態を（１１１）／（２００）面Ｘ線回折強度比により評価することは重要である。Ａｇの凝集は、水分や塩素などの影響により変化する可能性がある。例えば湿度の影響や硫化や塩化などにより、まったく同じ条件で加熱処理を行った場合でも凝集による反射率や表面粗さへの影響が変化しうる。よって、Ｘ線回折強度比が所望の範囲内に収まるようにＡｇ電極の製造工程や条件を制御することは、Ａｇの凝集による反射率や表面粗さへの影響を十分に抑制する上で有効な手法である。
【０１１４】
次に、本実施形態のＡｇ電極３０の厚さと加熱処理条件、反射率の関係について説明する。
【０１１５】
Ａｇの凝集による表面粗さや反射率への影響は、Ａｇの厚さが薄ければ薄いほど顕著になると考えられる。本実施形態のＡｇ電極３０は、高い反射率と同時に低いコンタクト抵抗を有することが重要となる。前述したように、５００℃以上６００℃以下の範囲で加熱処理すれば十分に低いコンタクト抵抗が得られる。またこの加熱処理条件下において、（１１１）／（２００）面Ｘ線積分強度比を２０以上１００以下の範囲に制御すれば、Ａｇの凝集による反射率やシェア強度の低下を抑制することができる。
【０１１６】
図９、１０に示したＡｇ電極３０の厚さが１００ｎｍと小さい場合、加熱処理温度が４００℃を超えると表面粗さは増加し、反射率は減少した。よって、Ａｇ電極３０の厚さが１００ｎｍ以下の場合には、前述したコンタクト抵抗を低減できる４００℃から６００℃の範囲の加熱処理を行うと、表面粗さは増加し反射率が低下してしまう。
【０１１７】
一方、図１５（ａ）に示したようにＡｇ層の厚さが４００ｎｍであれば、加熱処理温度が６００度になっても反射率は比較的高い。この結果から、反射率はＡｇ電極の厚さに依存することがわかる。
【０１１８】
そこで、本実施形態のＡｇ電極３０の厚さと反射率の関係について調べた。図１８にＡｇ電極３０の厚さと反射率の関係を示す。反射率は前述した測定方法と同様、半導体層側からの光を入射し測定を行った。この測定におけるＡｇ電極３０に対しては、すべて同じ条件下で加熱処理を行った。加熱処理は、窒素雰囲気下、５００℃の温度で約１０分間行った。また図中の反射率は光の波長が４５０ｎｍのときの値である。
【０１１９】
Ａｇ電極３０の反射率は、厚さが２００ｎｍ以上になると飽和し、その値は８０％以上の高い値を示した。つまり、厚さが１００ｎｍと小さい場合には反射率は減少するが、厚さが２００ｎｍを超えると反射率はほぼ一定であり、厚さに対する反射率の依存性は少ない。
【０１２０】
図１９に厚さ２００ｎｍのＡｇ電極３０の反射率スペクトルと加熱処理温度との関係を示す。図９（ａ）の厚さ１００ｎｍの場合と比較すると、厚さを２００ｎｍに増加した場合は高い加熱処理温度条件下でも反射率の低減を抑制できることがわかる。厚さが２００ｎｍの場合の反射率は、加熱処理温度が６００℃になっても８０％以上の高い反射率を維持しており、７００℃を超えると減少し始めた。
【０１２１】
つまり、Ａｇ電極３０を前述した低いコンタクト抵抗が得られる５００℃から６００℃の範囲で加熱処理する場合、その厚さが２００ｎｍ以上であれば反射率の低下を抑制できることができる。
【０１２２】
前述した図１３の加熱処理温度と（１１１）／（２００）積分強度比の比較において、少なくともＡｇ電極３０の厚さが２００ｎｍ以上４００ｎｍ以下の範囲ではその結果に大差はなく厚さ依存性は少なかった。Ａｇ電極３０の厚さが４００ｎｍより大きい場合も同様に、（１１１）／（２００）積分強度比のＡｇ電極３０の厚さへの依存性は少ないと考えられる。
【０１２３】
以上の結果から、２００ｎｍ以上の厚さを有するＡｇ電極３０に対して５００℃以上６００℃以下の範囲で加熱処理を実行すれば、コンタクト抵抗を低下させ、Ａｇ電極３０の表面粗さを小さくすることができることがわかる。
【０１２４】
次に、再び図３Ｂ（ａ）を参照しながら、本実施形態の窒化物系半導体発光素子１００の詳細な製造方法を説明する。
【０１２５】
まず、基板１０を用意する。本実施形態では、基板１０として、ｍ面ＧａＮ基板を用いる。本実施形態のＧａＮ基板は、ＨＶＰＥ（Ｈｙｄｒｉｄｅ  Ｖａｐｏｒ  Ｐｈａｓｅ  Ｅｐｉｔａｘｙ）法を用いて得られる。
【０１２６】
例えば、まずｃ面サファイア基板上に数ｍｍオーダの厚膜ＧａＮを成長させる。その後、厚膜ＧａＮをｃ面に垂直方向、ｍ面で切り出すことによりｍ面ＧａＮ基板が得られる。ＧａＮ基板の作製方法は、上記に限らず、例えばナトリウムフラックス法などの液相成長やアモノサーマル法などの融液成長方法を用いてバルクＧａＮのインゴットを作製し、それをｍ面で切り出す方法でも良い。
【０１２７】
基板１０としては、ＧａＮ基板の他、例えば、酸化ガリウム、ＳｉＣ基板、Ｓｉ基板、サファイア基板などを用いることができる。基板上にｍ面から成るＧａＮ系半導体をエピタキシャル成長するためには、ＳｉＣやサファイア基板の面方位もｍ面である方が良い。ただし、ｒ面サファイア基板上にはａ面ＧａＮが成長するという事例もあることから、成長条件によっては必ずしも成長用表面がｍ面であることが必須とならない場合もあり得る。少なくとも半導体積層構造２０の表面がｍ面であれば良い。本実施形態では、基板１０の上に、ＭＯＣＶＤ（Ｍｅｔａｌ  Ｏｒｇａｎｉｃ  Ｃｈｅｍｉｃａｌ  Ｖａｐｏｒ  Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ）法により結晶層を順次形成していく。
【０１２８】
次に、基板１０の上に、ＡｌuＧａvＩｎwＮ層２２を形成する。ＡｌuＧａvＩｎwＮ層２２として、例えば、厚さ３μｍのＡｌＧａＮを形成する。ＧａＮを形成する場合には、基板１０の上に、１１００℃でＴＭＧ（Ｇａ（ＣＨ3）3）、およびＮＨ3を供給することによってＧａＮ層を堆積する。
【０１２９】
次に、ＡｌuＧａvＩｎwＮ層２２の上に、活性層２４を形成する。この例では、活性層２４は、厚さ９ｎｍのＧａ0.9Ｉｎ0.1Ｎ井戸層と、厚さ９ｎｍのＧａＮバリア層が交互に積層された厚さ８１ｎｍのＧａＩｎＮ／ＧａＮ多重量子井戸（ＭＱＷ）構造を有している。Ｇａ0.9Ｉｎ0.1Ｎ井戸層を形成する際には、Ｉｎの取り込みを行うために、成長温度を８００℃に下げることが好ましい。
【０１３０】
次に、活性層２４の上に、例えば厚さ３０ｎｍのアンドープＧａＮ層を堆積する。次いで、アンドープＧａＮ層の上に、ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５を形成する。ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５として、例えば、ＴＭＧ、ＮＨ3、ＴＭＡ（Ａｌ（ＣＨ3）3）、およびｐ型不純物としてＣｐ2Ｍｇ（シクロペンタジエニルマグネシウム）を供給することにより、厚さ７０ｎｍのｐ−Ａｌ0.14Ｇａ0.86Ｎを形成する。
【０１３１】
次に、ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５の上部に、例えば厚さ０．５μｍのｐ型コンタクト層２６を堆積する。ｐ型コンタクト層２６を形成する際には、ｐ型不純物としてＣｐ2Ｍｇを供給する。
【０１３２】
その後、塩素系ドライエッチングを行うことにより、ｐ型コンタクト層２６を含むｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５および活性層２４の一部を除去して凹部４２を形成し、ＡｌuＧａvＩｎwＮ層２２のｎ側電極形成領域を露出させる。次いで、凹部４２の底部に位置するｎ側電極形成領域の上に、ｎ側電極４０として、Ｔｉ／Ａｌ／Ｐｔ層を形成する。
【０１３３】
さらに、ｐ型コンタクト層２６の成長面１３上に、通常の真空蒸着法（抵抗加熱法、電子ビーム蒸着法など）によって、２００ｎｍ以上１０００ｎｍ以下の厚さを有するＡｇ電極３０を形成する。真空蒸着は常温で行ってもよいし、それ以外の温度（例えば０度から１００度までの任意の温度）で行ってもよい。Ａｇ電極３０はスパッタリング法によって形成してもよい。リフトオフ法により、Ａｇ電極３０は各チップ領域ごとに設けられる。
【０１３４】
次に、Ａｇ電極３０に対して、５００℃以上６００℃以下の温度で加熱処理を行う。加熱処理は、例えば窒素雰囲気下において行えばよい。窒素雰囲気以外にも大気中や酸素を含む雰囲気下において行うことができる。熱処理温度は、加熱処理装置内における熱電対や放射温度計などによって測定される。
【０１３５】
その後、レーザリフトオフ、エッチング、研磨などの方法を用いて、基板１０、ＡｌuＧａvＩｎwＮ層２２の一部までを除去してもよい。このとき、基板１０のみを除去してもよいし、基板１０およびＡｌuＧａvＩｎwＮ層２２の一部だけを選択的に除去してもよい。もちろん、基板１０、ＡｌuＧａvＩｎwＮ層２２を除去せずに残してもよい。以上の工程により、本実施形態の窒化物系半導体発光素子１００が形成される。
【０１３６】
（その他の実施形態）
上述の実施形態に係る発光素子は、そのまま光源として使用されても良い。しかし、実施形態の発光素子は、波長変換のための蛍光物質を備える樹脂などと組み合わせれば、波長帯域の拡大した光源（例えば白色光源）として好適に使用され得る。
【０１３７】
図２０は、このような白色光源の一例を示す模式図である。図２０の光源は、図３Ｂ（ａ）に示す構成を有する発光素子１００と、この発光素子１００から放射された光の波長を、より長い波長に変換する蛍光体（例えばＹＡＧ：Ｙｔｔｒｉｕｍ  Ａｌｕｍｉｎｉｎｕｍ  Ｇａｒｎｅｔ）が分散された樹脂層２００とを備えている。発光素子１００は、表面に配線パターンが形成された支持部材２２０上に搭載されており、支持部材２２０上には発光素子１００を取り囲むように反射部材２４０が配置されている。樹脂層２００は、発光素子１００を覆うように形成されている。
【０１３８】
なお、Ａｇ電極３０と接触するｐ型コンタクト層２６がＧａＮ、もしくはＡｌＧａＮから構成される場合について説明したが、Ｉｎを含む層、例えばＩｎＧａＮであってもよい。この場合、Ｉｎの組成を例えば０．２とした「Ｉｎ0.2Ｇａ0.8Ｎ」を、Ａｇ電極３０と接するコンタクト層に用いることができる。ＧａＮにＩｎを含ませることにより、ＩｎaＧａbＮ（ａ＋ｂ＝１，ａ≧０，ｂ＞０）のバンドギャップをＧａＮのバンドギャップよりも小さくできる。この効果により、ドーパントであるＭｇの活性化エネルギーを小さくすることができ、ホール濃度を高くすることができるため、コンタクト抵抗を低減することができる。以上のことから、Ａｇ電極３０が接するｐ型半導体領域（ｐ型コンタクト層２６）は、窒化ガリウム（ＧａＮ）系半導体ＡｌxＧａyＩｎzＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１，ｘ≧０，ｙ>０，ｚ≧０）半導体から形成されていればよい。
【０１３９】
本実施形態において、ＡｌuＧａvＩｎwＮ層（ｕ＋ｖ＋ｗ＝１， ｕ≧０， ｖ≧０， ｗ≧０）２２、ＡｌdＧａeＮ層２５は、窒化ガリウム系化合物半導体（それぞれ、ｖ>０およびｅ>０）であってもよい。
【０１４０】
本実施形態では、図２１に示すように、Ａｇ電極３０の上に保護層５０を形成してもよい。保護層５０を設けることにより、Ａｇ電極３０への水分による影響や、Ａｇ電極３０が酸化、硫化、塩化することを防ぎ、通電時のＡｇのマイグレーションやリーク電流の発生を防止することができる。保護層５０は例えばＴｉやＷ、Ａｕ、Ｃｕ、Ｎｉ，Ｓｎ、Ｐｔなどの一般的な金属膜から形成されており、その厚さは例えば１０ｎｍから１０００ｎｍである。また、保護層５０は、これらの金属を含む合金膜でもよいし、これらの金属を積層させた構造であってもよい。Ａｇ電極３０の加熱処理はこの保護層５０を蒸着してから行ってもよい。ただし、これらの保護層５０を形成する前にＡｇ電極３０への熱処理を行った場合には、保護層とＡｇ電極間の合金化や原子の相互拡散を抑制できるという利点がある。
【０１４１】
なお、図２１では、図３Ｂ（ａ）に示す窒化物系半導体発光素子１００のうち、ｐ型コンタクト層２５およびＡｇ電極３０以外の構成要素の図示を省略している。
【０１４２】
コンタクト抵抗低減の効果は、当然に、ＬＥＤ以外の発光素子（半導体レーザ）や、発光素子以外のデバイス（例えばトランジスタや受光素子）においても得ることが可能である。
【０１４３】
なお、実際の成長面は、ｍ面に対して完全に平行な面である必要はなく、ｍ面から所定の角度で傾斜していてもよい。傾斜角度は、窒化物半導体層における実際の成長面の法線とｍ面（傾斜していない場合のｍ面）の法線とが形成する角度により規定される。実際の成長面は、ｍ面（傾斜していない場合のｍ面）から、ｃ軸方向およびａ軸方向によって表されるベクトルの方向に向って傾斜することができる。傾斜角度θの絶対値は、ｃ軸方向において５°以下、好ましくは１°以下の範囲であればよい。また、ａ軸方向において５°以下、好ましくは１°以下の範囲であればよい。すなわち、本発明においては、「ｍ面」は、±５°の範囲内でｍ面（傾斜していない場合のｍ面）から所定の方向に傾斜している面を含む。このような傾斜角度の範囲内であれば、窒化物半導体層の成長面は全体的にｍ面から傾斜しているが、微視的には多数のｍ面領域が露出していると考えられる。これにより、ｍ面から絶対値で５°以下の角度で傾斜している面は、ｍ面と同様の性質を有すると考えられる。なお、傾斜角度θの絶対値が５°より大きくなると、ピエゾ電界によって内部量子効率が低下する。したがって、傾斜角度θの絶対値を５°以下に設定する。
【０１４４】
なお、前述の実施形態では、ｐ型ＡｌdＧａeＮ層２５およびｐ型コンタクト層２６のｐ型不純物として、Ｍｇがドープされていた。本発明では、Ｍｇ意外のｐ型ドーパントとして、例えばＺｎ、Ｂｅなどがドープされてもよい。
【０１４５】
前述の実施形態の窒化物系半導体素子１００は、例えば、紫外から青色、緑色、オレンジ色および白色などの可視域全般の波長域における発光ダイオードやレーザダイオード等である。
【産業上の利用可能性】
【０１４６】
本発明は、例えば、電飾や照明などの利用に適している。また、表示、光情報処理分野等への応用も期待されている。
【符号の説明】
【０１４７】
１０  基板（ＧａＮ系基板）
１２  基板の成長面（ｍ面）
１３  ｐ型コンタクト層の成長面（ｍ面）
１４  Ａｇ電極の成長面
２０  半導体積層構造
２２  ＡｌaＩｎbＧａcＮ層
２４  活性層
２５  ｐ型ＡｌdＧａeＮ層
２６  ｐ型コンタクト層
３０  Ａｇ電極
４０  ｎ側電極
４２  凹部
５０、５１  保護層
１００  窒化物系半導体発光素子
２００  樹脂層
２２０  支持部材
２４０  反射部材
【図１】
0005641505.tif 000002
【図２】
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【図３Ａ】
0005641505.tif 000004
【図３Ｂ】
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【図４】
0005641505.tif 000006
【図５】
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【図６】
0005641505.tif 000008
【図７】
0005641505.tif 000009
【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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【図１７】
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【図１８】
0005641505.tif 000020
【図１９】
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【図２０】
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【図２１】
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