(57)【要約】【課題】従来技術では、窒化物系化合物半導体発光素子を形成する場合において、熱処理あるいは電子線照射処理することなく、as  grownで高い正孔濃度を有するｐ型導電を示す窒化物系化合物半導体結晶を得ることができなかった。したがって、従来の窒化物系化合物半導体発光素子では、コンタクト抵抗の大きいこと、熱処理によるダメージなどで、十分に発光素子特性を向上させることができなかった。本発明では上記課題を解決し、低駆動電流・電圧で発光し、かつ、高輝度の窒化物系化合物半導体発光素子を提供することを目的とする。【解決手段】本発明では、結晶方位が＜０００１＞方向より０．０５°以上２°以下の範囲で傾斜したＧａＮ基板上に、窒化物系化合物半導体（ＧａxＩｎyＡｌ1-(x+y)Ｎ,０≦ｘ≦１,０≦ｙ≦１,０≦ｘ＋ｙ≦１）からなるアクセプタードーピング層と活性層を有する構成とする。【選択図】図１
2006229253.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
（０００１）面に対して０．０５°以上２°以下の範囲で傾斜している表面を有するＧａＮ基板上と、
前記ＧａＮ基板上に形成された発光素子構造と
を備え、
前記発光素子構造は、
窒化物系化合物半導体からなるｎ型層と、
窒化物系化合物半導体からなる活性層と、
窒化物系化合物半導体からなるｐ型層と
を含む、窒化物系化合物半導体発光素子。
【請求項２】
前記ＧａＮ基板の表面の傾斜方向が＜１１−２０＞方向または＜１−１００＞方向である、請求項１に記載の窒化物系化合物半導体発光素子。
【請求項３】
前記ＧａＮ基板から前記活性層まで積層する下地層の膜厚が１μｍ以上である、請求項１または２に記載の窒化物系化合物半導体発光素子。
【請求項４】
前記活性層は、量子井戸構造を有しており、前記活性層の平均表面粗さが該量子井戸構造の井戸層厚より小さい、請求項３に記載の窒化物系化合物半導体発光素子。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ＧａＮ基板上に作製される窒化物系化合物半導体発光素子とその製
造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、窒化物系化合物半導体は、発光素子やハイパワーデバイスとして、利用
または研究されており、その構成する組成を調節することにより、例えば、発光
素子の場合、技術的には青色から橙色までの幅の広い発光素子として利用するこ
とができる。近年、その特性を利用して青色発光ダイオードや緑色発光ダイオー
ドが実用化され、また、半導体レーザー素子として青紫色半導体レーザが開発さ
れつつある。
【０００３】
窒化物系化合物半導体を上記発光素子として作製する場合、通常、鏡面研磨サ
ファイア（０００１）基板等、窒化物系化合物半導体がエピタキシャル成長する
基板上に、ｎ型の特性を示す電流注入層を形成し、その上に活性層及びアクセプ
ター不純物を含む電流注入層を形成する。活性層は厚みが１０ｎｍ以下の量子井
戸層を使用すると発光強度が大きくなることが知られており、発光波長は例えば
ＩｎＧａＮからなる活性層のＩｎ組成比を調整することにより可変である。すべ
ての発光素子構造を形成後、Ｎ2ガス中で熱処理することにより、アクセプター
を活性化し、ｐ型化を行って発光ダイオード或いはレーザー素子を作製する。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
一般に、ｎ型窒化物径化合物半導体結晶は、例えば、結晶成長過程で、ＳｉＨ
4ガスなどを用いて、Ｓｉをドーピングすることにより、１０18ｃｍ-3以上の電
子濃度を容易に得ることが可能となっている。しかしながら、ｐ型窒化物系化合
物半導体結晶は、結晶成長過程でＣｐ2Ｍｇ或いはＥｔＣｐ2Ｍｇを用いて、Ｍｇ
をドーピングして活性層を含む全ての発光素子構造を成長後、Ｎ2などの不活性
ガス中で熱処理することによって、はじめて１０18ｃｍ-3オーダーの正孔濃度が
得られている程度であり、as  grownで高い正孔濃度を有するｐ型結晶は得られ
ていない。ここで、”高い正孔濃度”とは少なくとも１０17ｃｍ-3以上の濃度を
意味し、”as  grown”とは結晶を成長させたままで、熱処理や電子線照射など
の処理を経ていない状態を意味し、”アクセプタードーピング層”とは、アクセ
プター不純物、例えば、Ｍｇをドーピングさせた層を意味する。従来技術におい
て、As  grownでアクセプタードーピング層がｐ型電導を示さない理由は、母体
結晶に取り込まれたＭｇは水素によって不活性化されているためである。通常の
サファイア基板上に作製された窒化物系化合物半導体結晶は、サファイア基板と
１３％に及ぶ格子不整合により発生する高密度の欠陥や窒素空孔が存在するため
、Ｍｇ単体ではなく、Ｍｇ−Ｈの形で不活性な状態で結晶中に取り込まれている
。このため、発光素子構造形成後に、水素を含まない不活性ガス雰囲気中で、数
百度の温度で熱エネルギーを与えて、Ｍｇ−Ｈ結合を切断して活性化しなければ
ならない。しかし、Ｉｎを含み、熱的に不安定な活性層にダメージを与える熱処
理工程を経た場合であっても、ｐ型層の正孔濃度は１０17ｃｍ-3後半から１０18
ｃｍ-3程度である。発光素子において、駆動電圧を下げるためには、ｐ型電極を
形成したときのコンタクト抵抗を小さくする必要があり、さらなるｐ型層の正孔
濃度を高くすることが望まれている。特に、レーザー素子のような大電流密度で
動作する素子においては、高いコンタクト抵抗によって発熱し、電極とｐ型層の
界面から劣化が進行して、電極破壊が生じる。また、過度の発熱は、発光素子中
に存在する転位が運動あるいは増殖する劣化の原因となり、発光素子中に非発光
領域を発生させ、発光強度の低下や波長変動を生じさせる。このため、従来のよ
うにｐ型層の正孔濃度が低い場合、発光素子の発光特性や寿命に悪影響を与える
。
【０００５】
また、従来のサファイア基板上の発光素子では、Ｍｇの不活性化に加えて、活
性層であるＩｎＧａＮ多重量子井戸への影響がある。すなわちサファイア基板上
のＩｎＧａＮからなる量子井戸構造活性層とする発光素子では、前述したように
サファイア基板との格子不整合が大きく、窒素空孔や基板界面からの量子井戸構
造を経て表面に達する貫通転位が高密度に存在し、特に、貫通転位を介して流れ
る電流は、発光に寄与しない成分であるため、発光素子の駆動電流密度を増大さ
せ、発光素子内部での発熱の原因となっている。また、Ｉｎを含む窒化物系化合
物半導体の結晶成長時の化学的熱平衡状態が非常に不安定であるため、転位が高
密度に存在して、下地層の凹凸が大きい場合には基板面内で多重量子井戸の個々
の膜厚が不均一になっている。
【０００６】
転位や窒素空孔の問題を解決する手法として、特開平９−２３０２６号公報に
は、サファイア基板と（０００１）面とのなす角を５°以内としてバッファ層を
介した２段階成長を行うことによって、転位を減少させ発光特性を向上させる技
術が開示されている。また、ＩｎＧａＮからなる単一量子井戸活性層を成長後、
６０分以下の成長中断を行うことで発光状態が均一で歩留まりの高い発光素子を
得る技術が開示されている。また、特開平１０−１２６００６号公報には、３層
の井戸層を有するＭＱＷにおいて、活性層となる井戸層を形成後、２乃至１０秒
間そのまま保持してから、半導体層を形成することで、低いしきい値電流密度を
有する量子井戸レーザが実現できることを開示している。
【０００７】
しかしながら、前述の従来技術では、いずれも発光素子構造形成後に、ｐ型化
熱処理を必要としており、キャリア濃度が不十分であって十分に低いｐ型コンタ
クト抵抗が実現できていない。また、ｐ型化熱処理による活性層へのダメージや
Ｉｎを含む層の組成均一性ならびに膜厚均一性、結晶品質の劣化などの問題が解
決されていない。このため、開示されている従来の技術では、駆動電圧並びに電
流を低減した高効率の発光ダイオード又は低しきい値の半導体レーザを作製する
ことは困難であり、より良い特性を有する発光素子を作製するための技術が求め
れている。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の窒化物系化合物半導体発光素子においては、結晶方位が＜０００１＞
方向より０．０５°以上２°以下の範囲で傾斜したＧａＮ基板上に、窒化物系化
合物半導体（ＧａxＩｎyＡｌ1-(x+y)Ｎ,０≦ｘ≦１,０≦ｙ≦１,０≦ｘ＋ｙ≦１
）からなるアクセプタードーピング層と活性層を有することを特徴とする。
【０００９】
また、前記ＧａＮ基板表面方位の＜０００１＞方向からの傾斜方向が＜１１−
２１＞方向または＜１−１００＞方向であることを特徴とする。また、前記アク
セプタードーピング層がas  grownでｐ型導電性を示すことを特徴とする。また
、前記ＧａＮ基板から前記活性層まで積層する下地層の膜厚が１μｍ以上である
ことを特徴とする。また、前記活性層は量子井戸構造からなり、前記活性層の平
均表面粗さが該量子井戸構造の井戸層厚より小さいことを特徴とする。
【００１０】
本発明の窒化物系化合物半導体発光素子の製造方法は、結晶方位が＜０００１
＞方向より０．０５°以上２°以下の範囲で傾斜したＧａＮ基板上に、窒化物系
化合物半導体（ＧａxＩｎyＡｌ1-(x+y)Ｎ,０≦ｘ≦１,０≦ｙ≦１,０≦ｘ＋ｙ≦
１）からなるアクセプタードーピング層と活性層とを積層する窒化物系化合物半
導体発光素子の製造方法であって、前記活性層は単数または複数層の井戸層と障
壁層から形成され、井戸層あるいは障壁層のどちらか一方あるいは両方の形成後
、一定時間の中断を設ける工程を有することを特徴とする。
【００１１】
また、前記井戸層あるいは障壁層のどちらか一方あるいは両方の形成後の成長
中断時での、成長中断時間は１秒以上６０分以下であることを特徴とする。また
、成長中断時には、窒素を主体とするキャリアガスを流していることを特徴とす
る。また、成長中断時には、窒素を主体とするキャリアガスと、Ｖ族原料ガスを
流していることを特徴とする。
【００１２】
本発明で傾斜させる範囲を規定した以外の基板を用いて成長させた場合のミク
ロに見た表面を図２に示す。図２に示すように、基板２０１上に原子層オーダー
のステップ２０２が不均一に分布している。そのため、不均一な成長核２０３が
整然としたステップフロー成長を阻害して、局所的に成長が進行する３次元成長
モードが優勢であり、厚さ方向への成長に伴って貫通転位や窒素空孔を高密度に
発生させる。窒素空孔や転位はＭｇ−Ｈを取り込む原因になる。また、窒素空孔
や転位が高密度に存在する結晶の最表面は凹凸が大きく、量子井戸構造を形成す
るための下地として不適当であり、特に、Ｉｎを含む発光層の結晶性向上、組成
均一性を阻害する原因でもある。
【００１３】
一方、＜０００１＞方向から＜１１−２０＞方向或いは＜１−１００＞方向に
０．０５°から２°の範囲で傾斜させた基板表面を用いた場合の表面を図３に示
す。図３に示すように、基板３０１のステップ３０２は、最適かつ均一に分布し
ており、その結果、気相により基板表面に到達した原料種はマイグレーションと
再蒸発を繰り返しつつ、成長核３０３を基板全面で均一に形成し、一層づつ面で
成長する二次元成長モードとなる。したがって、貫通転位や窒素空孔の発生が効
果的に抑制され、特に、ｐ型結晶を成長させる際にはＭｇ単体での取り込みがっ
実現れるため、不活性ガス中での熱処理を必要とすることなく、正孔濃度の高い
ｐ型結晶が得られる。さらに、２次元成長モードでコンタクト層、クラッド層、
光ガイド層等を総合して少なくとも１μｍ以上の厚さに積層することにより、積
層する過程で、基板表面の整然とした格子配列情報だけを受け継いで２次元成長
が進行し、成長過程において、２次元成長のきっかけとなったステップが膜厚の
増加と伴に徐々に消滅し、非常に平坦な最表面となる。このように、平坦化され
た層上に多重量子井戸活性層を形成することにより各層の膜厚が均一化し発光特
性が改善される。以上の効果によって、特別なｐ型化工程を経ることなく、ｐ型
コンタクト抵抗を下げることが可能となり効率的な電流注入ができるので、発光
素子使用時の熱発生を抑制することができ、長寿命で、かつ、平滑な表面を有す
る発光素子を形成することができる。
【００１４】
また、本発明においては、Ｉｎを含有する複数層よりなる窒化物系化合物半導
体を活性層とする発光素子を製造する際に、まず、結晶方位を＜０００１＞方向
から極僅かに傾斜させたＧａＮ基板を用いて、活性層より下地層の総膜厚を１μ
ｍ以上とすることにより、結晶欠陥や窒素空孔を低減させ、母体結晶中にＭｇ単
体が取り込まれる成長モードを実現すし、活性層にダメージを与えうる素子構造
作製後の熱処理工程を経ることがなく、高濃度に活性化したｐ型結晶を得ること
を特徴としている。これによって、低抵抗なｐ型コンタクトが得られ、長寿命化
を実現している。さらに、本発明の手法を用いることにより、貫通転位が減少す
るため発光に寄与しない電流経路が減少すると伴に活性層及び下地層の平坦性が
向上し、ＩｎＧａＮ多重量子井戸の層厚が均一化されて発光特性が向上する。
【００１５】
さらに、本発明においては、前記微傾斜ＧａＮ基板を用いることに加えて、多
重量子井戸活性層の障壁層或いは／及び井戸層の形成後、一定期間の成長中断を
設けることによって、まばらに存在する転位を介して固相に取り込まれたＩｎが
凝集する現象を防止して組成を均一にすることができる。この効果は、微傾斜Ｇ
ａＮ基板上に総膜厚が１μｍ以上となるように下地膜を形成し、貫通転位を減少
させた上でより顕著に現れるものである。すなわち、成長中断の効果は、通常基
板を用いて成長した結晶には高密度の貫通転位が存在し、転位間の平均距離が近
いために転位周辺で凝集したＩｎが層内で拡散せず、単に微傾斜基板を用いただ
けでは貫通転位密度は減少するものの、転位周辺でのＩｎ凝集が解消されないた
めに生じるものである。
【発明の効果】
【００１６】
以上述べたように、本発明によって、熱処理あるいは電子線照射処理すること
なく、as  grownで少なくとも１０17ｃｍ-3以上の正孔濃度を有するｐ型導電を
示す窒化物系化合物半導体結晶を得ることができ、したがって、本発明の窒化物
系化合物半導体発光素子のコンタクト抵抗を低減させて発光素子特性を向上させ
ることができる。また、ＧａＮ基板表面から活性層に至るまでの下地層の膜厚を
１μｍ以上とし、多重量子井戸構造を構成する障壁層及び／または井戸層を成長
させる際に一定時間の成長中断工程を有することによって、低駆動電流・電圧で
発光し、かつ、高輝度の窒化物系化合物半導体発光素子を提供することができる
。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
窒化物系化合物半導体結晶を成長させる方法としては、有機金属気相成長法（
ＭＯＣＶＤ法）、分子線エピタキシー法（ＭＢＥ法）、ハライド気相成長法（Ｈ
ＶＰＥ法）が用いられているが、結晶性や生産性を考慮にいれてＭＯＣＶＤ法を
使用するのが一般的である。以下、まず、発光素子の例について説明する。
【００１８】
図１に、本発明による発光素子の断面模式図を示す。まず、基板として、結晶
方位が＜０００１＞方向に対して、＜１１−２０＞又は＜１−１００＞方向に、
０.０５°から２°の範囲で微傾斜したＧａＮ基板（１０１）を用意する。微傾
斜ＧａＮ基板（１０１）上にバッファ層としてＧａＮ（１０２）を形成し、ｎ型
ＧａＮ層（１０３）、活性層からの光を閉じ込めるためのｎ型ＡｌＧａＮ層（１
０４）及び下部光ガイド層（１０５）を総厚さが少なくとも１μｍ以上になるよ
うに順に積層する。ここでバッファとしてのＧａＮ層（１０２）は必ずしも必要
ではなく省略することもでき、下部光ガイド層（１０５）は、ｎ型にドーピング
してもなんら差し支えない。また、例えば、クラック防止層やキャリアバリア層
など、一般的に発光素子に用いられる層を上記半導体発光素子にさらに複数層追
加しても構わない。さらに、光閉じ込め層であるｎ型ＡｌＧａＮ層（１０４）の
Ａｌ組成及び電子濃度は目的とする素子特性に応じて任意に選択することができ
る。これらの層上にＩｎＧａＮからなる障壁層と井戸層を積層した活性層（１０
６）が形成される。活性層（１０６）中の障壁層と井戸層のＩｎ組成並びに繰り
返し回数は目的とする発光波長に応じて任意に設定することができる。活性層（
１０６）直上にはＡｌＧａＮ層（１０７）が形成され、ＩｎＧａＮの蒸発あるい
はｐ型層からのアクセプタ不純物を拡散を防止している。このＡｌＧａＮ層（１
０７）は、厚さとＡｌ組成を任意に設定でき、省略することも可能である。Ａｌ
ＧａＮ層に接して光ガイド層としてのＧａＮ層（１０８）及び光閉じ込め層であ
るｐ型ＡｌＧａＮ層（１０９）を順に積層している。これらの層は、下部光ガイ
ド層（１０５）及びｎ型ＡｌＧａＮ層（１０４）と同様に組成、層厚、正孔濃度
を任意に変更できる。ｐ型ＡｌＧａＮ層（１０９）に接する最上層にｐ型ＧａＮ
層（１１０）が積層され、その表面に電流狭窄を目的とする絶縁膜（１１１）を
介してストライプ状にｐ型電極（１１２ａ）が形成されている。また、ｎ型電極
（１１２ｂ）は、微傾斜ＧａＮ裏面に形成されている。図１は、微傾斜ｎ型Ｇａ
Ｎ基板を用いた例であるが、微傾斜ｐ型ＧａＮ基板を用いることも可能であって
、その際の素子は図１に示す構造の導電型を入れ替えたもの、つまり、ｎ型層を
ｐ型層に、ｐ型層をｎ型層にそれぞれ置き換え、ｎ型電極を発光素子最上面に、
ｐ型電極を基板裏面に形成した構造となる。
【００１９】
図４に本実施例の製造に使用したＭＯＣＶＤ装置の概略図を示す。図中、４０
１は＜０００１＞方向から＜１１−２０＞あるいは＜１−１００＞方向に０．０
５°から０．２°傾斜した（０００１）面ＧａＮ基板であり、カーボンサセプタ
（４０２）上に配置されている。サセプタの中には、やはりカーボン製抵抗加熱
用ヒーターが配置されており、熱電対により基板温度をモニターし、制御するこ
とができる。４０３は二重の石英でできた水冷反応管である。Ｖ族原料としては
、アンモニア（４０６）を使用し、ＩＩＩ族原料としては、トリメチルガリウム
（以下、ＴＭＧと言う）、トリメチルアルミニウム（以下、ＴＭＡと言う）、ト
リメチルインジウム（以下、ＴＭＩと言う）（４０７ａ〜４０７ｃ）を窒素ガス
または水素ガスでバブリングして使用した。また、ｎ型のドナードーピング原料
としてはＳｉＨ4（４０９）を使用し、ｐ型のアクセプタードーピング原料とし
ては、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム（以下、Ｃｐ2Ｍｇと言う）（４
０７ｄ）を使用した。各原料は、マスフローコントローラ（４０８）で正確に流
量を制御して原料入り口（４０４）より反応管に導入されて、排気ガス出口（４
０５）より排出される。
【００２０】
次に、窒化物系化合物半導体レーザ／発光ダイオードを形成する結晶成長手順
について、代表的な例を図１を参照しながら説明する。
【００２１】
まず、基板（１０１）を洗浄して、結晶成長装置内に設置する。基板は、ＮＨ
3雰囲気中１１００℃程度の温度で約１０分程度熱処理を施し、その後温度を５
００℃〜６００℃程度に降温する。温度が一定になれば、キャリアガスを窒素に
替え、窒素ガスの全流量を１０ｌ／ｍｉｎ、アンモニアを約３ｌ／ｍｉｎ流し、
数秒後、ＴＭＧを約２０μｍｏｌ／ｍｉｎ流し、約１分間低温でのバッファー層
としてのＧａＮ膜（１０２）の成長を行った。成長した膜の厚さは約２０ｎｍで
ある。その後、ＴＭＧの供給を停止し、温度を１０５０℃まで昇温し、再びＴＭ
Ｇを約５０μｍｏｌ／ｍｉｎとＳｉＨ4ガスを約１０ｎｍｏｌ／ｍｉｎ供給して
ｎ型のＧａＮ膜（１０３）を約４μｍ成長する。次に、ＴＭＡを１０μｍｏｌ／
ｍｉｎ供給し、０．５μｍの厚さのｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎ膜（１０４）を成長
する。この層は光閉じ込め層であり、発光ダイオードを製造する際には不要であ
る。次に、ＴＭＡの供給を停止し、約０．１μｍ厚さのＧａＮ膜（１０５）を成
長する。この層は、光ガイド層であり、発光ダイオードを製造する際には不要で
ある。その後、ＳｉＨ4とＴＭＧの供給を停止し、基板の温度を８５０℃〜７０
０℃程度まで低下させる。この温度は、発光素子の発光波長を決定する一つのパ
ラメータとなり、低温ほど発光波長が長くなる傾向を示す。上述した基板温度は
、紫〜緑の発光素子を作製するための温度であり、必要な波長帯が紫〜緑の波長
帯になければ、基板温度をかえても問題はない。温度が安定すると、ＴＭＧを１
０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＩを１０μｍｏｌ／ｍｉｎで供給し、Ｉｎ0.05Ｇａ0.
95Ｎからなる活性層（１０６）を形成する障壁層を約５ｎｍの厚さになるように
成長する。活性層成長時には、ＳｉＨ4を１０ｎｍｏｌ／ｍｉｎ程度流しても良
い。障壁層の成長終了後、一旦ＴＭＧとＴＭＩの供給を停止し、キャリアガスと
ＮＨ3ガスを流しながら、１秒〜６０分間の成長中断を行う。その後、再び、Ｔ
ＭＧを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、ＴＭＩを５０μｍｏｌ／ｍｉｎ供給し、Ｉｎ0.2
Ｇａ0.8Ｎからなる活性層の井戸層を約３ｎｍの厚さになるように成長する。井
戸層成長後、再びＴＭＧとＴＭＩの供給を停止し、キャリアガスとＮＨ3ガスを
流しながら、１秒〜６０分間の成長中断を行う。この活性層となる井戸層と障壁
層の成長を繰り返し、必要な層数の多重量子井戸を成長した後、最後に障壁層を
成長して活性層（１０６）の成長を終了する。通常の場合、井戸層の層数は、２
層から５層にするのが最も発光効率の良い素子ができることがわかっている。活
性層成長後に、ＩｎＧａＮ膜の昇華を防止する目的で、ＴＭＧを１０μｍｏｌ／
ｍｉｎ、ＴＭＡを５μｍｏｌ／ｍｉｎ、及びＣｐ2Ｍｇを供給し、約３０ｎｍの
厚さのＡｌＧａＮ層（１０７）を成長する。その後、ＴＭＧ、ＴＭＡ、Ｃｐ2Ｍ
ｇの供給を停止し、基板温度を再び１０５０℃に昇温する。昇温後、ＴＭＧを５
０μｍｏｌ／ｍｉｎとＣｐ2Ｍｇを供給し、光ガイド層となるＧａＮ層（１０８
）を０．１μｍ成長する。本層は発光ダイオードを製造する際には不要である。
次に、ＴＭＡを１０μｍｏｌ／ｍｉｎ供給し、０．５μｍの厚さのｐ型Ａｌ0.15
Ｇａ0.85Ｎ膜（１０９）を成長する。この層は光閉じ込め層であり、発光ダイオ
ードを製造する際には不要である。成長終了後、ＴＭＡの供給を停止し、コンタ
クト層となるｐ型ＧａＮ層（１１０）を約０．５μｍ成長し、終了後、ＴＭＧと
Ｃｐ2Ｍｇの供給を停止して基板加熱を終了する。
【００２２】
図５に活性層近傍の成長温度と各原料の供給量を示す。図中、５０１、５０２
、５０３、５０４、５０５及び５０６は各々、成長中断、障壁層の成長、井戸層
の成長、ｎ型ＧａＮ膜の成長、ｐ型ＧａＮの成長、及びＡｌＧａＮ昇華防止層の
成長を行っている期間を示す。
【００２３】
温度が室温になれば、結晶成長装置より基板を取りだし、反応性イオンエッチ
ングを用いて、一部のｎ型ＧａＮを露出し、必要な形状の絶縁膜（１１１）とｐ
型電極（１１２ａ）とｎ型電極（１１２ｂ）を蒸着法により形成する。また、光
を取り出す端面は、基板を劈開することで形成する。
【００２４】
発子ダイオードを作製する場合は、劈開による端面は必要なく、ｐ型電極側ま
たはｎ型電極側から光を透過させて使用する。
【００２５】
本実施の形態では、低温バッファ層としてＧａＮ層を成長した場合について記
述したが、この層は省略することも可能であり、ＡｌxＧａ1-xＮ（０≦ｘ≦１）
を使用しても発光素子を作製する上でなんら問題がない。さらに、ＮＨ3雰囲気
中の熱処理を省略することも可能であり、不活性ガスを主とするキャリアガスと
ＮＨ3雰囲気中で昇温し、ＴＭＧ及び／又はＳｉＨ4の導入と同時に下層のＧａＮ
層の成長から行うこともできる。
【００２６】
また、基板としてＧａＮを使用する場合には、水素雰囲気中の熱処理と低温で
のバッファ層の成長は行う必要がなく、昇温は、不活性ガスを主とするキャリア
ガスとＮＨ3雰囲気中で行い、ＴＭＧ及び／またはＳｉＨ4の導入と同時に下層の
ＧａＮ膜の成長から行うことができる。
【００２７】
以上の方法で作製した発光素子は、従来のものに比べて、低駆動電圧及び電流
で動作し、より強い発光強度を有する。レーザーにおいては、ｐ型層のコンタク
ト抵抗が低いことにより発熱が抑えられ、劣化の進行が極めて遅く、素子の長寿
命化が実現できる。これは、微傾斜ＧａＮ基板上に発光素子を作製することによ
り、整然としたステップフロー成長が実現され、結晶中の窒素空孔や貫通転位が
著しく減少し、特にｐ型ドーパントであるＭｇが水素との結合を伴わない単体で
取り込まれやすくなることにより、成長後になんら後処理を必要とすることなく
アクセプタードーピング層が低抵抗のｐ型導電性を有するため、活性層にダメー
ジを与える熱処理を省略できることと、基板から活性層に至るまでの下地層の層
厚を少なくとも１μｍ以上の厚さとすることで、基板最表面のステップが平坦化
されて障壁層及び井戸層の厚さの揺らぎを抑制した均一な活性層を得ることがで
きること、及び窒素空孔や貫通転位の減少と成長中断によって活性層のＩｎ組成
が均一化し、非発光となるＩｎ凝集領域をなくすことによって実現されている。
特に、Ｉｎを含む窒化物系化合物半導体は、高温では化学的に不安定な状態で成
長しており、さらに膜中を貫通する転位がＩｎを凝集させる働きをするので、Ｉ
ｎを含む窒化物系化合物半導体層成長直後は、結晶が良好な状態で存在していな
い。そのため、まず、微傾斜基板を用いて少なくとも１μｍ以上の厚膜となる窒
化物系化合物半導体層を成長させることによって、貫通転位密度を減少させると
ともに最表面を平坦化させ、さらに、窒素雰囲気中で熱に曝すことにより、Ｉｎ
を含む窒化物系化合物半導体中のＩｎ凝集が解消されて安定な相状態に落ち着き
、結晶状態が良好なものに移行する。特に、発光に寄与する井戸層に隣接してい
る障壁層の結晶状態が井戸層の結晶品質に大きく影響を与えていた。
【００２８】
（実施例１）
本実施例では、微傾斜基板を用いて、作製した発光ダイオードについて、基板
微傾斜角と発光素子中に存在する貫通転位密度、表面粗さ、及び電流注入時の発
光強度の関係を示す。
【００２９】
＜０００１＞方向から＜１１−２０＞或いは＜１−１００＞方向に０．０２°
から５°傾斜させて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を用いて、実施の形
態で示した方法で、窒化物系化合物半導体層を成長する。
【００３０】
活性層の成長条件は、ｎ型ＧａＮ層を成長後、ＮＨ3を流しながら基板温度を
一定の温度になるように調整する。基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ
及びＳｉＨ4を各々１０μmol／min、１０μmol／min及び５ｎmol／minを導入し
、活性層の障壁層となるＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎを約５ｎｍの厚さで成長した。続い
て、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4を各々１０μmol／min、５０μmol／min及び５
ｎmol／minを導入し、活性層の井戸層となるＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎを約３ｎｍの厚さ
で成長した。井戸層成長後、ＴＭＧの供給量を１０μｍｏｌ／ｍｉｎに減少し、
再び活性層の障壁層を成長した。障壁層成長後、井戸層を成長する過程を繰り返
し、最後に障壁層を成長して実施の形態に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防
止する目的のＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本実施例では、活性層を形
成する井戸層の層数は３層で素子を作製した。ＡｌＧａＮ成長後は、実施の形態
に示す方法でｐ型層を成長したもの及び、電極形成等の過程を経て発光ダイオー
ドとした試料を作製した。
【００３１】
この方法で作製し、電極形成していない試料のＭｇドープ層をホール測定によ
り評価して正孔濃度プロットした結果を図６に示す。また、断面ＴＥＭ観察して
貫通転位密度を評価して段差計にて表面粗さを測定した結果を図７に示す。図中
、●は＜０００１＞から＜１−１００＞への傾斜、○は＜０００１＞から＜１１
−２０＞への傾斜角をあらわしている。いずれの場合も、基板傾斜角が０.０２
から０．０４５°及び２.１°から５°の範囲では基板表面の傾斜によって、引
き起こされる結晶成長不良により高密度の貫通転位と表面荒れが発生しており、
正孔濃度が極めて低くなりホール測定が評価不能であった。また、活性層中にＩ
ｎの凝集による数ｎｍ径のドット状領域が多数見られた。傾斜角度が０．０５°
から２°の範囲では、貫通転位が著しく減少し、正孔濃度は少なくとも１０17ｃ
ｍ-3以上と、as  grownで実用上十分な値が得られている。さらに表面荒れが個
々の量子井戸層厚より十分小さい１．８ｎｍ以下に改善された。断面ＴＥＭ観察
により、下地層のｎ型ＧａＮの成長段階から表面平坦性が向上していることがわ
かった。貫通転位の減少によって、活性層中のＩｎ凝集が解消された結果、大き
く不均一なドット状領域がほとんど見られなくなり、下地層の平坦性向上によっ
て量子井戸活性層の層厚揺らぎが改善された。
【００３２】
電極を形成して発光素子した試料に２０ｍＡの電流を流した場合の発光強度を
＜０００１＞方向から＜１１−２０＞及び＜１−１００＞方向への基板傾斜角に
対して調査した結果を図８に示す。また、活性層の成長温度を７００℃、７５０
℃、８００℃と変えて作製した場合についての結果を図９に示す。図９において
、●は成長温度が７００℃の時、○は７５０℃の時、△は８００℃の時である。
図８、図９より、基板傾斜角の発光強度に対する影響は成長温度に若干変化する
がいずれも０．０５°から２°の基板傾斜角で発光強度が増加している。図７、
図８、図９の結果から、貫通転位と発光強度の相関が明らかであり、本発明によ
り従来技術で作製した場合に比べてより低い駆動電流で同等以上の発光強度が得
られたことが判った。これは、本発明によって発光に寄与しない電流経路が減少
したことを意味する。本実施例では、活性層の井戸層の層数が３層の例について
記述したが、２層、及び４層から１０層までの多重量子井戸についての効果は本
実施例と同様であった。
【００３３】
また、同様の方法でレーザ素子を作製した場合においても、０．０５°から２
°の基板微傾斜ＧａＮ基板を用いることで、発光強度に応じて発振を開始するし
きい値電流密度が低くなり、また、従来に比べて同一電流に対する発光強度が向
上することがわかった。
【００３４】
（実施例２）
実施例１と同様の方法により、活性層の成長温度を７５０℃に固定して、ｎ型
ＧａＮ層を変えて作製した発光素子について、基板表面から活性層に至るまでの
下地層の総膜厚に対して表面粗さをプロットした結果を図１０に示す。図中●は
＜１−１００＞方向への傾斜角が０．１５°、○は＜１−１００＞方向への傾斜
角が５°、◆は＜１１−２０＞方向への傾斜角が１．７°、◇は＜１１−２０＞
方向への傾斜角が０．０４°の場合を示している。方向によらず、傾斜角が０．
１５〜１．７の範囲であれば、膜厚の増加と共に最表面の平坦性が改善されるこ
とがわかる。また、基板から活性層までの総膜厚が１μｍ以上として発光素子を
作製した場合には、量子井戸構造の個々の周期膜厚に比べて最表面の粗さが小さ
くなっており、少なくとも活性層より下地層が少なくとも１μｍ以下であれば良
好な量子井戸構造が作製できることが分かる。本実施例ではＧａＮ膜の厚さを変
えた結果を示したが、ＩｎＧａＮ或いはＡｌＧａＮでも同じ結果を示した。また
、組成の違うＩｎＡｌＧａＮ複数層であっても同じ傾向であり、それらの総膜厚
が少なくとも１μｍ以上であれば、組成や層数によらず最表面の平坦性が向上し
た。
【００３５】
微傾斜させた鏡面研磨ＧａＮ基板上にｎ型ＧａＮ層の厚さを変えて作製した発
光素子について、電極に電流を２０ｍＡ流した場合の基板表面から活性層に至る
までの下地層の層厚と発光強度との関係をプロットした結果を図１１に示す。図
中●は＜１−１００＞方向への傾斜角が０．１５°、○は＜１１−２０＞方向へ
の傾斜角が０．１７°傾斜したＧａＮ基板を用いた場合を示す。いずれの場合も
活性層までの下地層の総膜厚が１μｍ以上とすることにより、発光強度が増加し
ていることが分かる。これは、表面平坦性が向上したことによって活性層の層厚
揺らぎとＩｎ組成不均一がより小さくなった結果であると考えられる。
【００３６】
本実施例では、活性層の井戸層の層数が３層の例について記述したが、２層、
及び４層から１０層までの多重量子井戸についての効果は本実施例と同様であっ
た。
【００３７】
また、同様の方法でレーザ素子を作製した場合においても、０．０５°から
２°の基板微傾斜ＧａＮ基板上に、活性層膜厚が１μｍ以上となるように作製し
たレーザは、発光強度に応じて発振を開始するしきい値電流密度が低くなり、ま
た、従来に比べて同一電流に対する発光強度が向上することがわかった。
【００３８】
（実施例３）
本実施例では、微傾斜基板上に成長中断を用いて作製した障壁層と活性層を持
つ発光ダイオードについて電流注入時の発光強度と、活性層及び障壁層成長後の
成長中断時間との関係を示す。
【００３９】
基板として＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角をつ
けて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を用い、実施の形態で示した方法で
順次、窒化物系化合物半導体層を成長した。
【００４０】
活性層は、まず、ｎ型ＧａＮ層を成長後、ＮＨ3を流しながら基板温度を一定
の温度になるように調整して、基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ及び
ＳｉＨ4を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／
ｍｉｎ導入し、活性層を形成する障壁層であるＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎを約５ｎｍの
厚さで成長した。その後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4の供給を一旦停止し、キ
ャリアガス及びＮＨ3ガスを供給したまま一定の成長中断を行う。その後、再び
ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4を各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、５０μｍｏｌ／ｍｉ
ｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し、活性層の井戸層となるＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎを約
３ｎｍの厚さで成長した。井戸層成長後、ＴＭＧの供給量を１０μｍｏｌ／ｍｉ
ｎに減少し、再び活性層の障壁層を成長した。障壁層成長後、一定期間の成長中
断を介し井戸層を成長する過程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形態
に記した方法にてＩｎＧａＮの昇華を防止する目的のＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程
度成長した。本ＡｌＧａＮ膜と活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には成長
中断を設けても構わないし、設けなくても構わない。但し、井戸層の層数が２層
以下の場合には、終端する障壁層成長後にも成長中断を設けたほうが発光素子の
電流注入による発子強度が高くなることがわかっている。本実施例では、活性層
を形成する井戸層の層数は３層で素子を作製した。
【００４１】
ＡｌＧａＮ成長後は、実施の形態に示す方法でｐ型層を成長し、電極形成等の
過程を経て発光ダイオードを作製した。
【００４２】
この方法で作製した発光ダイオードに２０ｍＡの電流を流した際の発光強度を
、障壁層成長後の成長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１２に示す
。図中、●は多重量子井戸活性層の成長温度が７００℃の時、○は７５０℃の時
、△は８００℃の時であり、また、強度４００の所に引いてある波線は、各々の
成長温度での成長中断時間が０秒の場合の発光強度であり、丸または三角で示し
た強度が発光強度の平均値である。
【００４３】
図８及び図９との比較で明らかなように、微傾斜基板に加えて、成長中断を用
いることにより、さらに発光強度が増大することがわかる。
【００４４】
図１２に示すように、成長中断による発光強度への影響は、成長温度により若
干変化するが、いずれも１秒以上の成長中断により発光強度は増加している。活
性層の成長温度が高い場合、成長中断期間は短く、逆に成長温度が低い場合には
成長中断期間が長い方の効果が大きい。図１２に示されているように、成長温度
が７００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約６０分程度で効果があ
り、特に効果が現われる期間は、１秒以上１０分以下である。また、成長温度が
７５０℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約１５分程度で効果があり
、特に効果が現われる期間は、１秒以上５分以下であった。
【００４５】
また、成長温度が８００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約５分
程度で効果があり、特に効果が現われる期間は、１秒以上２分以下であった。
【００４６】
また、障壁層及び井戸層の一組を形成する際において、成長中断を含めて要す
る時間が１０秒以上１２０分以下であるときに本効果が最も現れた。
【００４７】
本実施例では、＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角
をつけて鏡面研磨した（０００１）面サファイア基板を使用した例について記述
したが、傾斜角が０．０５°から２°の範囲であれば、他の方向への傾斜でも同
様の効果を発揮することを確認した。
【００４８】
また、本実施例では、活性層の井戸層の層数が３層の例について記述したが、
２層、及び４層から１０層までの多重量子井戸についての効果は本実施例と同様
傾向であり、同様の方法でレーザを作製した場合、障壁層の成長中断をいれて活
性層を作製したレーザは、同一電流値に対する発光強度が高く、発光強度に応じ
て発振を開始するしきい値電流密度が低くなる傾向を示した。
【００４９】
（実施例４）
本実施例では、＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１５°傾斜角
をつけて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を用いて、活性層の障壁層成長
後に一定の成長中断時間をおいて成長し、その後、活性層の井戸層成長後にも同
様に、一定の成長中断期間を設けて成長した場合の発光ダイオードの電流注入に
於ける発光強度と井戸層成長後の成長中断時間との関係を調査した例について報
告する。発光ダイオードを形成する各層の成長方法は実施例２に示した方法と同
様である。以下、活性層を成長する条件について記述する。
【００５０】
まず、ｎ型ＧａＮを成長後、ＮＨ3を流しながら基板温度を一定の温度になる
ように調整する。基板温度が安定した時点で、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4を各
々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１０μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／ｍｉｎ導入し
、活性層の障壁層となるＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎを約５μｍの厚さで成長した。その
後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4の供給を一旦停止し、キャリアガス及びＮＨ3ガ
スを供給したまま一定の成長中断を行う。その後、再びＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉ
Ｈ4ガスを各々１０μｍｏｌ／ｍｉｎ、１５μｍｏｌ／ｍｉｎ及び５ｎｍｏｌ／
ｍｉｎ導入し、活性層の井戸層となるＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎを約５μｍの厚さで成長
した。その後、ＴＭＧ、ＴＭＩ及びＳｉＨ4の供給を一旦停止し、キャリアガス
及びＮＨ3ガスを供給したまま一定の成長中断を行う。障壁層成長後及び井戸層
成長後、各々一定期間の成長中断を介し、各々の層が隣接するように成長する過
程を繰り返し、最後に障壁層を成長して実施の形態に記した方法にてＩｎＧａＮ
の昇華を防止する目的のＡｌＧａＮ膜を３０ｎｍ程度成長した。本ＡｌＧａＮ膜
と、活性層が終端するＩｎＧａＮ障壁層の間には、成長中断を設けても構わない
し、設けなくても構わない。但し、井戸層の層数が２層以下の場合には、終端す
る障壁層成長後にも成長中断を設けたほうが、発光素子への電流注入による発光
強度が強くなることがわかっている。本実施例では、活性層を形成する井戸層の
層数は３層で素子を作製した。また、障壁層成長後の成長中断時間は、６０秒と
した。
【００５１】
この方法で作製した発光ダイオードに２０ｍＡの電流を流した際の発光強度を
、井戸層成長後の成長中断時間をパラメータとして調査した結果を図１３に示す
。図中、●は多重量子井戸活性層の成長温度が７００℃の時、○は７５０℃の時
、△は８００℃の時、強度４００の所に引いてある波線は、各々の成長温度での
成長中断時間が０秒の場合の発光強度であり、丸または三角で示した強度が発光
強度の平均値である。
【００５２】
図８と図９との比較で明らかなように、微傾斜基板に加えて、成長中断を用い
ることにより、さらに発光強度が増大することがわかる。
【００５３】
図１３に示されているように、井戸層成長後の成長中断による発光強度への影
響は成長温度により若干変化するが、いずれも１秒以上の成長中断により発光強
度は増加している。活性層の成長温度が高い場合、成長中断時間は短く、逆に成
長温度が低い場合、成長中断時間は長い方が効果的である。
【００５４】
また、図１３に示されているように、成長温度が７００℃の場合においては、
成長中断時間は１秒から約６０分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は
１秒以上１０分以下である。また、成長温度が７５０℃の場合においては、成長
中断時間は１秒から約１５分程度で効果があり、特に効果が現われる期間は１秒
以上５分以下であった。
【００５５】
成長温度が８００℃の場合においては、成長中断時間は１秒から約５分程度で
効果があり、特に効果が現われる期間は１秒以上２分以下であった。
【００５６】
また、障壁層を成長後、成長中断を行わずに井戸層を成長後のみ成長中断を行
った場合には、発光強度への若干の効果はあったものの、図１２に示した程の大
きな効果は確認できず、最大で３倍程度の発光強度の増加に止まるのみであった
。
【００５７】
（実施例５）
本実施例では、基板として＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１
５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を用いて、実施例１
に示す方法で、発光ダイオードを作製した際、活性層を形成する障壁層成長後の
成長中断を行う期間に流すキャリアガスの水素ガスと窒素ガスの混合比を変化さ
せた場合の発光ダイオードの発光特性を調査した結果について記述する。
【００５８】
図１４に、活性層の成長温度を７５０℃に固定し、障壁層成長後の成長中断時
間を６０秒とし、成長中断中に流すキャリアガスの総量を変えずに窒素ガスと水
素ガスの比率を変えて供給し作製した発光ダイオードの発光波長と強度の関係を
示す。●は発光強度を、○は発光波長を示す。図１４に示すように、キャリアガ
スのＮ2比率が減少するに従って、発光波長は短波長化する傾向にあり、また、
発光強度も減少する傾向にある。本傾向は、活性層の成長温度が８００℃程度の
高温や７００℃程度の低温でも同様の傾向を示す。また、障壁層成長後の成長中
断だけでなく、井戸層成長後に成長中断を設ける場合においても、成長中断中の
キャリアガスとしてＮ2を使用する方が、発光素子の発光強度が強く、波長も長
波長になる傾向を示した。
【００５９】
（実施例６）
本実施例では、基板として＜０００１＞方向から＜１−１００＞方向に０．１
５°傾斜角をつけて鏡面研磨した（０００１）面ＧａＮ基板を用いて、実施例１
に示す方法で、発光ダイオードを作製した際、活性層を形成する障壁層成長後の
成長中断を行う期間に流すＮＨ3ガスの導入量を変化させた場合の成長中断時間
と発光強度の関係を調査した結果について記述する。
【００６０】
図１５に、活性層の成長温度を７５０℃に固定し、ＮＨ3導入量と成長中断時
間を変化させた場合の発光ダイオードの発光強度を測定した結果について示す。
●はＮＨ3＝５ｌ／ｍｉｎの時、○はＮＨ3＝３ｌ／ｍｉｎの時、△はＮＨ3＝０
ｌ／ｍｉｎの時である。
【００６１】
図１５に示すように、ＮＨ3導入量がゼロの場合においても、発光強度が増加
する事が確認されたが、ＮＨ3の導入により、発光強度増加の効果がより顕著に
現われており、また、成長中断時間も長く設定できるため製造が容易となる。本
傾向は、活性層の成長温度が８００℃程度の高温や７００℃程度の低温でも同様
の傾向を示す。また、障壁層成長後の成長中断だけでなく、井戸層成長後に成長
中断を設ける場合においても同様の傾向を示した。
【００６２】
実施例１から５において、主に発光ダイオードに本発明を適用した場合につい
て詳細に記載したが、本発明者らの実験によると、レーザ素子のしきい値電流値
の低下となる効果を奏するものであった。事実、発光ダイオードで測定して発光
強度が高かくなった作製方法で形成された活性層及び発光素子構造と、ほぼ同じ
構造で作製されたレーザ素子は、低いしきい値電流密度でレーザ発振が確認され
た。そのため、本発明は、窒化物系化合物半導体で構成される発光素子全般に有
効な方法である。
【図面の簡単な説明】
【００６３】
【図１】窒化物系化合物半導体を用いて作製した発光素子の該略図である。
【図２】基板表面の傾斜角が大きい場合の成長核形成を模式的に示した図である。
【図３】＜０００１＞方向からの傾斜角を規定し、表面ステップを最適化した場合の成長核形成を模式的に示した図である。。
【図４】本実施例で使用した結晶成長装置の該略図である。
【図５】活性層近傍の成長温度と各原料の供給量を表した図である。
【図６】基板表面の傾斜角と正孔濃度の関係を示した図である。
【図７】基板表面の傾斜角と貫通転移密度及び、平均表面粗さの関係を示した図である。
【図８】基板表面の傾斜角と発光素子の発光強度の関係を示した図である。
【図９】発光層の成長温度を変えた時の基板傾斜角と発光素子の発光強度の関係を示した図である。
【図１０】下地層となるｎ型ＧａＮ層の膜厚と成長最表面の平均粗さとの関係を示した図である。
【図１１】下地層の総膜厚と発光強度との関係を示した図である。
【図１２】障壁層成長後の成長中断時間と発光素子の発光強度の関係を示した図である。
【図１３】井戸層成長後の成長中断時間と発光素子の発光強度の関係を示した図である。
【図１４】キャリアガスの窒素分圧と発光素子の発光強度及び発光波長の関係を示した図である。
【図１５】成長中断中のＮＨ3量と発光素子の発光強度との関係を示した図である。
【符号の説明】
【００６４】
１０１  ＧａＮ基板
１０２  ＧａＮ層
１０３  ｎ型ＧａＮ層
１０４  ｎ型ＡｌＧａＮ層
１０５  下部光ガイド層
１０６  活性層
１０７  ＡｌＧａＮ層
１０８  ＧａＮ層
１０９  ｐ型ＡｌＧａＮ層
１１０  ｐ型ＧａＮ層
１１１  絶縁膜
１１２ａ  ｐ型電極
１１２ｂ  ｎ型電極
２０１、３０１  ＧａＮ基板
２０２、３０２  基板表面のステップ
２０３、３０３  窒化物系化合物半導体の成長核
４０１  基板
４０２  サセプタ
４０３  反応管
４０４  原料入り口
４０５  排気ガス出口
４０６  ＮＨ3
４０７ａ  ＴＭＧ
４０７ｂ  ＴＭＡ
４０７ｃ  ＴＭＩ
４０７ｄ  Ｃｐ2Ｍｇ
４０８  マスフローコントローラ
４０９  ＳｉＨ4
５０１  成長中断期間
５０２  障壁層の成長期間
５０３  井戸層の成長期間
５０４  ｎ型ＧａＮの成長期間
５０５  ｐ型ＧａＮの成長期間
５０６  昇華及びＭｇ拡散防止層の成長期間
【図１】
2006229253.tif 000003
【図２】
2006229253.tif 000004
【図３】
2006229253.tif 000005
【図４】
2006229253.tif 000006
【図５】
2006229253.tif 000007
【図６】
2006229253.tif 000008
【図７】
2006229253.tif 000009
【図８】
2006229253.tif 000010
【図９】
2006229253.tif 000011
【図１０】
2006229253.tif 000012
【図１１】
2006229253.tif 000013
【図１２】
2006229253.tif 000014
【図１３】
2006229253.tif 000015
【図１４】
2006229253.tif 000016
【図１５】
2006229253.tif 000017