(57)【要約】【課題】動作電圧をより低下させ、かつ副発光ピーク強度を抑え、副発光ピーク強度を抑制したＩＩＩ族窒化物発光素子を製造できる方法を提供する。【解決手段】基板上に、組成式ＡｌＸ１Ｇａ１−Ｘ１Ｎ（０＜Ｘ１≦１．０）で表されるｎ型層、組成式ＡｌＸ２Ｇａ１−Ｘ２Ｎ（０＜Ｘ２≦１．０）で表される活性層、組成式ＡｌＸ３Ｇａ１−Ｘ３Ｎ（０＜Ｘ３≦１．０）で表されるｐ型層をこの順で有するＩＩＩ族窒化物発光素子を有機金属気相成長法で製造する方法であって、該ｎ型層の成長温度をＴ１、該活性層の成長温度をＴ２、および該ｐ型層の成長温度Ｔ３としたとき、下記式（１）、（２）を満足する成長温度で該ｎ型層、該活性層、および該ｐ型層を成長するＩＩＩ族窒化物発光素子の製造方法である。Ｔ１＜Ｔ２≦Ｔ３（１）。Ｔ３≧Ｔ１＋２０（２）。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
基板上に、組成式ＡｌＸ１Ｇａ１−Ｘ１Ｎ（０＜Ｘ１≦１．０）で表されるｎ型層、組成式ＡｌＸ２Ｇａ１−Ｘ２Ｎ（０＜Ｘ２≦１．０）で表される活性層、組成式ＡｌＸ３Ｇａ１−Ｘ３Ｎ（０＜Ｘ３≦１．０）で表されるｐ型層をこの順で有するＩＩＩ族窒化物発光素子を有機金属気相成長法で製造する方法であって、
該ｎ型層の成長温度をＴ１（℃）、該活性層の成長温度をＴ２（℃）、および該ｐ型層の成長温度をＴ３（℃）としたとき、下記式（１）、（２）を満足する成長温度で該ｎ型層、該活性層、および該ｐ型層を成長することを特徴とするＩＩＩ族窒化物発光素子の製造方法。
Ｔ１＜Ｔ２≦Ｔ３      （１）
Ｔ３≧Ｔ１＋２０      （２）
【請求項２】
前記ＩＩＩ族窒化物発光素子が、組成式ＡｌＸ３Ｇａ１−Ｘ３Ｎ（０＜Ｘ３≦１．０）で表されるｐ型層上にさらにｐ型ＧａＮ層を有するものであり、
ｐ型ＧａＮ層の成長温度をＴ４（℃）としたとき、下記式（３）を満足する成長温度でｐ型ＧａＮ層を成長することを特徴とする請求項１に記載のＩＩＩ族窒化物発光素子の製造方法。
Ｔ４≦Ｔ１            （３）
【請求項３】
前記ｎ型層の成長温度Ｔ１が１０００℃以上１１００℃以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載のＩＩＩ族窒化物発光素子の製造方法。
【請求項４】
前記ｎ型層、および前記ｐ型層の成長速度が０．１〜１．０μｍ／ｈであることを特徴とする請求項１〜３の何れかに記載のＩＩＩ族窒化物発光素子の製造方法。
【請求項５】
前記基板が窒化アルミニウム単結晶基板であることを特徴とする請求項１〜４の何れかに記載のＩＩＩ族窒化物発光素子の製造方法。
【請求項６】
各組成式におけるＸ１、Ｘ２、およびＸ３が０．４以上１．０以下であることを特徴とする請求項１〜５の何れかに記載のＩＩＩ族窒化物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、紫外光を発光させるＩＩＩ族窒化物発光素子の新規な製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
組成式ＡｌｘＧａ１−ｘＮ（０≦Ｘ≦１）で表されるＩＩＩ族窒化物半導体は、すべての組成範囲において直接遷移型のバンド構造を有しており、ＩＩＩ族元素（Ａｌ、Ｇａ）の組成を制御することによって、２１０〜３６５ｎｍの範囲で任意に発光ピーク波長を選択できる。そのため、紫外線を高効率で発生できる新規な固体発光素子材料として期待されている。
【０００３】
このような紫外発光素子は、一般に、単結晶からなる基板上に、組成式ＡｌｘＧａ１−ｘＮ（０≦Ｘ≦１）で表されるＩＩＩ族窒化物半導体からなるｎ型層、活性層、およびｐ型層の積層構造を結晶成長させることにより製造される。各層を構成するＩＩＩ族窒化物半導体（層）の成長手法としては、有機金属気相成長（ＭＯＣＶＤ）法、および分子線エピタキシー（ＭＢＥ）法が知られているが、生産性やコストの観点から工業的には、主にＭＯＣＶＤ法が用いられている。
【０００４】
ＭＯＣＶＤ法は、１０００〜１３００℃程度に加熱した単結晶からなる基板上に、トリメチルアルミニウム、およびトリメチルガリウム等のＩＩＩ族原料ガス、並びにアンモニア等の窒素源原料ガスを、水素および／または窒素等のキャリアガスと共に供給して、ＩＩＩ族窒化物半導体層（ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層）を成長するものである。また、ＭＯＣＶＤ法において、ｎ型、およびｐ型層を成長する際には、上記原料ガスに加えて、それぞれＳｉ、およびＭｇ等のドーパント原料ガスを供給する。
【０００５】
また、ＭＯＣＶＤ法において、使用する単結晶基板には、ＩＩＩ族窒化物半導体層（ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層）と格子定数、および熱膨張係数の整合性の良い材料を用いることが望ましい。従来、上記の特性を満足する基板の入手が困難であったため、サファイアやＳｉＣ等の異種材料基板が用いられてきた。近年、それに加えて、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）単結晶基板を使用することにより、異種基板材料を用いる場合に比べて、発光効率や素子寿命を向上できることが明らかとなった。
【０００６】
具体的には、例えば、発光ピーク波長が３００ｎｍ以下の紫外発光素子において、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層の転位密度を低減することにより、発光効率や素子寿命が改善されることが報告されている（非特許文献１、２参照）。なお、非特許文献２は、サファイア基板を使用した例である。さらに、ＡｌＮ単結晶基板上に格子整合したＡｌｘＧａ１−ｘＮ層を含む積層構造とすることにより、ＡｌｘＧａ１−ｘＮ層の転位密度を低減することが可能であること、該積層構造を含む紫外発光素子を作製することによって、発光ピーク波長が２５０ｎｍのものを製造できることが開示されている（特許文献１参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】国際公開ＷＯ２００８／０９４４６４号パンフレット
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｅｘｐｒｅｓｓ  ４，０５２１０１（２０１１）
【非特許文献２】Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．  ４６，Ｌ８７７（２００７）
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
以上の公知の方法に従えば、紫外発光素子を製造することができる。本発明者等の検討によれば、上記方法に従い複数の発光素子（ウェハを切断してチップとしたもの）を作製し、その動作電圧を評価したところ、発光素子の製造条件によっては、動作電圧が高いチップが見られた。これは、発光素子の直列抵抗成分の差異によるものと考えられ、高効率化や安定製造の観点から改善の余地があった。また、上記で試作した発光素子は、主発光ピークに加えて、主発光ピークの長波長側に微弱な発光ピーク（副発光ピーク）が観察される場合があった。この副発光ピークは、発光層中への不純物の拡散や欠陥を介しての発光であると推測され、発光効率の向上や信頼性の向上の観点から改善の余地があった。
【００１０】
したがって、本発明の目的は、動作電圧をより低下させ、かつ副発光ピーク強度を抑え、副発光ピーク強度を抑制したＩＩＩ族窒化物発光素子を製造できる方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記課題を解決すべく、本発明者等は、鋭意検討を行った。先ず、直列抵抗成分が増加する原因を見極めるため、ｎ型層、活性層、およびｐ型層の各成長段階の様子（表面状態等）を確認した。そして、従来のＭＯＣＶＤ法によって各層を製造する場合、表面に極微細な凹凸が形成され、それが原因となり、作製した発光素子（チップ）の動作時の電圧の上昇が発生するものと考えられた。また、極微細な凹凸が形成する条件で製造した発光素子では、主発光ピークに対する副発光ピークの強度比が大きくなることも明らかとなった。極微細な凹凸が電圧上昇、および副発光ピーク発光の原因となる理由は、明らかではないが、極微細な凹凸が形成されることにより、導電性が低下したり、駆動中に凹凸を介して不純物が活性層領域に拡散して副発光ピーク発光の要因となる不純物順位が形成されるためであると推測された。そして、各層の成長段階で平滑な表面の層を形成するため、様々な検討を行ったところ、ｎ型層、活性層、およびｐ型層の各成長温度を特定の温度とすることにより、上記課題を解決できることを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１２】
すなわち、本発明は、基板上に、組成式ＡｌＸ１Ｇａ１−Ｘ１Ｎ（０＜Ｘ１≦１．０）で表されるｎ型層、組成式ＡｌＸ２Ｇａ１−Ｘ２Ｎ（０＜Ｘ２≦１．０）で表される活性層、組成式ＡｌＸ３Ｇａ１−Ｘ３Ｎ（０＜Ｘ３≦１．０）で表されるｐ型層をこの順で有するＩＩＩ族窒化物発光素子を有機金属気相成長法で製造する方法であって、
該ｎ型層の成長温度をＴ１（℃）、該活性層の成長温度をＴ２（℃）、および該ｐ型層の成長温度をＴ３（℃）としたとき、下記式（１）、（２）を満足する成長温度で該ｎ型層、該活性層、および該ｐ型層を成長するＩＩＩ族窒化物発光素子の製造方法である。
Ｔ１＜Ｔ２≦Ｔ３      （１）
Ｔ３≧Ｔ１＋２０      （２）
以上の成長方法を採用することにより、動作電圧を低下させることができ、副発光ピーク強度を抑制したＩＩＩ族窒化物発光素子を製造できる。
【００１３】
さらには、格子整合し、熱膨張も整合する窒化アルミニウム単結晶基板を使用した場合は勿論のこと、サファイアのような異種基板を使用した場合であっても、動作電圧を低下させ、副発光ピーク強度を抑制したＩＩＩ族窒化物発光素子を製造できる。
【００１４】
本発明においては、前記ＩＩＩ族窒化物発光素子が組成式ＡｌＸ３Ｇａ１−Ｘ３Ｎ（０＜Ｘ３≦１．０）で表されるｐ型層上に、さらにｐ型ＧａＮ層を有するものであり、
ｐ型ＧａＮ層の成長温度をＴ４（℃）としたとき、下記式（３）を満足する成長温度でｐ型ＧａＮ層を成長することを特徴とする請求項１に記載のＩＩＩ族窒化物発光素子の製造方法。
Ｔ４≦Ｔ１            （３）
以上のような成長条件とすることにより、動作電圧を低下させ、副発光ピーク強度を抑制させるだけでなく、ｐ型電極とのコンタクトを良好したＩＩＩ族窒化物発光素子を製造できる。
【００１５】
また、本発明において、より優れた性能のＩＩＩ族窒化物発光素子を製造するためには、  前記ｎ型層の成長温度Ｔ１が１０００℃以上１１００℃以下とするなることが好ましい。加えて、高品質なＩＩＩ族窒化物発光素子の生産性を考慮すると、前記ｎ型層、および前記ｐ型層の成長速度を０．１〜１．０μｍ／ｈ（１時間当たり０．１μｍ以上１．０μｍ以下）とすることが好ましい。
【００１６】
本発明は、前記基板が窒化アルミニウム単結晶基板である場合に特に優れた効果を発揮する。そして、各組成式におけるＸ１、Ｘ２、およびＸ３が０．４以上１．０以下である場合にも、優れた効果を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】本発明の方法で得られるＩＩＩ族窒化物発光素子の一例を示した概略図である。
【図２】実施例１と同じ条件でＩＩＩ族窒化物発光素子を製造した際のｐ型層の表面を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で観察した写真（図）である。
【図３】実施例２で使用した、ＡｌＮ薄膜が積層されたサファイア基板（サファイアテンプレート）の表面を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で観察した写真（図）である。
【図４】実施例２と同じ条件でＩＩＩ族窒化物発光素子を製造した際のｐ型層の表面を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で観察した写真（図）である。
【図５】比較例２と同じ条件でＩＩＩ族窒化物発光素子を製造した際のｐ型層の表面を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で観察した写真（図）である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明は、基板上に、組成式ＡｌＸ１Ｇａ１−Ｘ１Ｎ（０＜Ｘ１≦１．０）で表されるｎ型層（単に、ｎ型層、あるいはｎ型Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎ（０≦Ｘ１≦１．０）層とする場合もある）、組成式ＡｌＸ２Ｇａ１−Ｘ２Ｎ（０＜Ｘ２≦１．０）で表される活性層（単に、活性層とする場合もある）、組成式ＡｌＸ３Ｇａ１−Ｘ３Ｎ（０＜Ｘ３≦１．０）で表されるｐ型層（単に、ｐ型層、あるいはｐ型Ａｌｘ３Ｇａ１−ｘ３Ｎ（０≦Ｘ３≦１．０）層とする場合もある）をこの順で有するＩＩＩ族窒化物発光素子をＭＯＣＶＤ法（有機金属気相成長法）で製造する際、各層、すなわち、ｎ型層、活性層、およびｐ型層を特定の温度条件で成長させることを特徴とする。  
（好適な装置の条件、その他の条件）
本発明において、成長温度とは、成長時の基板の温度を指す。通常の大きさの発光素子であれば、被加熱体表面の温度と基板の表面温度（結晶が成長する表面の温度：すなわち成長温度）とはほぼ同じ温度となる。そのため、本発明において、成長温度（基板の温度）は、基板が設置される被加熱体表面の温度を測定した値である。
【００１９】
本発明においては、ｎ型層、活性層、およびｐ型層の成長温度を精密に制御することが重要であるため、使用するＭＯＣＶＤ法の装置は、成長時の基板温度（被加熱体表面の温度）をｉｎ−ｓｉｔｕで観察する機構を設けていることが好ましい。なお、ｉｎ−ｓｉｔｕの温度観察機構を設けていない装置を使用する場合においては、設定温度に対する基板温度の変化量を予め測定することにより、基板温度を正確に制御することが好ましい。
【００２０】
また、通常、ＭＯＣＶＤ法の装置において、基板は、該基板を設置する被加熱体（サセプタ）からの接触伝熱によって加熱される。そのため、サセプタには、高純度であり、高温での水素、およびアンモニアに対する耐性を有する材料で全面がコーティングされたものを用いることが好ましい。一般的に、サセプタは、高純度の炭素で製造されるが、上述のような高純度の材料で炭素製のサセプタをコーティングする。このコーティングにより、該サセプタから起因する炭素のコンタミを低減することができる。コーティング材料としては、パイロリティック窒化ボロン（ＰＢＮ）、炭化珪素（ＳｉＣ）、炭化タンタル（ＴａＣ）などを用いることができる。
【００２１】
ＭＯＣＶＤ法による各層の製造では、アルミニウム（Ａｌ）、およびガリウム（Ｇａ）原料ガスには有機金属原料ガス、そして、窒素原料ガスには通常アンモニアを用いて、反応炉内（装置内）で加熱された基板上に、各単結晶層を成長する。Ａｌ原料ガスには、公知の有機金属原料を制限なく使用することができるが、最も一般的に用いられているトリメチルアルミニウムを用いることが好ましい。Ｇａ原料ガスも公知の原料を制限なく使用することができるが、トリエチルガリウム、もしくはトリエチルガリウムを用いることが好ましい。また、窒素原料ガスには、アンモニアを用いることが好ましい。これらの原料ガスの純度は、高いほど好ましく、５Ｎ以上であることが好ましく、さらに好ましくは７Ｎ以上である。
【００２２】
これらの有機金属原料ガスおよび窒素原料ガスは、窒素、水素などのキャリアガスによって反応炉内（装置内）に供給される。キャリアガスの窒素と水素の混合比は、適宜決定すればよいが、例えばＡｌ組成が４０％を超えるような高Ａｌ組成のＡｌＸＧａ１−ＸＮ単結晶層を成長する場合は、全キャリアガス流量に対する水素キャリアガスの流量比が０．７〜１．０であることが好ましい。
【００２３】
以上のような装置、条件下を採用して、本発明を実施することが好ましい。以下に、本発明の方法で得られるＩＩＩ族窒化物発光素子における、基板、ｎ型層、活性層、およびｐ型層について、詳細に説明する。なお、図１は、該ＩＩＩ族窒化物発光素子の一例を示す概略図である。
【００２４】
（基板）
本発明において、ＩＩＩ族窒化物発光素子を製造する際の（結晶成長用）基板としては、各単結晶層（ｎ型層、活性層、およびｐ型層）を成長する際、成長工程での温度履歴に耐える耐熱性材料であれば、特に制限されず、ＡｌＮ、ＡｌＧａＮ、サファイア、ＳｉＣ（炭化ケイ素）、Ｓｉ（ケイ素）などの材料を用いればよい。サファイアなどの異種材料基板を使用する場合には、基板上にＡｌＮ単結晶薄膜を備えたテンプレート基板を使用することが好ましい。この場合、ＡｌＮ単結晶薄膜の転位密度は１０１０ｃｍ−２以下であることが好ましく、表面の平滑性が、例えば５×５μｍ２の領域における２乗平均粗さ（ＲＭＳ）で５ｎｍ以下程度に良好であることが好ましい。
【００２５】
本発明においては、各単結晶層が低転位密度であることが好ましいため、ＡｌＮ単結晶基板、又はＡｌＧａＮ単結晶基板を用いることが望ましく、その中でも、ＡｌＮ単結晶基板を使用することが最も好ましい。ＡｌＮ単結晶基板、又はＡｌＧａＮ単結晶基板は、その上に積層する各単結晶層との格子定数差が小さいため、単結晶層が基板と格子整合して成長する結果、各単結晶層の転位密度を低くすることができる。本発明は、このような各単結晶層と基板とが格子整合している場合に、特に優れた効果を発揮する。
【００２６】
本発明において、ＡｌＮ単結晶を基板として使用する場合、該ＡｌＮ単結晶基板の転位密度は低いことが好ましく、具体的には、ＡｌＮ単結晶基板の転位密度は、１０６ｃｍ−２以下であることが好ましく、さらに好ましくは１０５ｃｍ−２以下である。低転位密度のＡｌＮ単結晶基板を使用することによって、発光素子の発光強度および信頼性を向上させることが可能になる。ＡｌＮ単結晶基板の転位密度の下限値は、０ｃｍ−２であることが最も好ましいが、現時点で工業的に入手可能なものとした場合には１０２ｃｍ−２である。なお、本発明において、転位密度は、公知のアルカリや酸エッチング処理によって、エッチング後に新たに表面に形成されるピット密度を測定した値を指す。
【００２７】
また、ＡｌＮ単結晶基板の結晶成長面、すなわち、その面上に、各単結晶層を成長させる結晶面は、特に限定はないが、該各単結晶層の平滑性を高める観点からはｃ面であることが好ましい。また、このｃ面から微傾斜（オフ）した面であってもよく、その場合のオフ角度は、０．１〜０．５°であることが好ましく、さらにｍ軸方向に傾斜していることが好ましい。
【００２８】
また、ＡｌＮ単結晶基板の結晶成長面は、平滑であることが好ましい。平滑であることにより、ＡｌＮ単結晶基板上に積層される単結晶層との界面で発生する新たな転位を低減することができる。具体的には、５×５μｍ２の領域におけるＲＭＳは５ｎｍ以下であることが好ましく、１ｎｍ以下であることがより好ましく、０．５ｎｍ以下であることがさらに好ましい。このような平滑面は、公知のＣｈｅｍｉｃａｌ  Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ  Ｐｏｌｉｓｈ（ＣＭＰ研磨）処理によって得ることができる。
【００２９】
なお、サファイア基板のような異種基板、該異種基板上にＡｌＮ単結晶薄膜を積層したテンプレートを使用した場合にも、オフ角度は、０．１〜０．５°であることが好ましく、さらにｍ軸方向に傾斜していることが好ましく、５×５μｍ２の領域におけるＲＭＳは、５ｎｍ以下であることが好ましく、１ｎｍ以下であることがより好ましく、０．５ｎｍ以下であることがさらに好ましい。
【００３０】
（組成式Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎで表されるｎ型層）
組成式Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎ（０＜Ｘ１≦１．０）で表されるｎ型層は、直接、前記基板上に積層することもできるし、組成式ＡｌｙＧａ１−ｙＮ（０≦Ｙ≦１）で表される単結晶層からなるバッファ層（中間層）を介して、基板上に形成されてもよい。バッファ層を形成する場合には、特に制限されるものではないが、バッファ層の膜厚が０．０５〜５．０μｍであることが好ましく、Ｙが０．７〜１となる高Ａｌ組成のＡｌｙＧａ１−ｙＮ単結晶層とすることが好ましい。
【００３１】
ｎ型Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎ（０≦Ｘ１≦１．０）層の膜厚は、特に制限されるものではないが、０．１〜１０μｍの範囲であることが好ましい。また、ｎ型Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎ（０≦Ｘ１≦１．０）層中のｎ型ドーパント濃度やＡｌ組成は、ｎ型層中で一定であってもよいし、濃度および組成の異なる複数の層からなっていてもよい。なお、前記の好適な膜厚の範囲は、ｎ型層が複数の層からなる場合には、合計のｎ型層の膜厚を指す。
【００３２】
ｎ型Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎ（０≦Ｘ１≦１）層は、前記基板上に、Ａｌ、Ｇａ原料ガスとアンモニアに加えて、ｎ型ドーパントを供給して製造する。ｎ型ドーパント元素には、Ｓｉ、Ｏ等の公知の元素を制限なく用いることができるが、制御の容易さなどの観点から、Ｓｉを用いることが好ましい。また、Ｓｉ原料としては、モノシラン（ＳＩＨ４）、テトラエチルシラン（ＴＥＳｉ）などを使用することができる。これらのＳｉ原料ガス流量は、所望のｎ型導電性が得られるように適宜決定すればよいが、高いｎ型導電性を得ようとする場合には、Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎ（０≦Ｘ１≦１．０）層中のｎ型不純物濃度が１×１０１８ｃｍ−３〜５×１０１９ｃｍ−３の範囲となるように制御することが好ましい。
【００３３】
ｎ型Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎ（０≦Ｘ≦１）層の成長温度Ｔ１（℃）は、後述する活性層の成長温度Ｔ２（℃）、ｐ型層の成長温度Ｔ３（℃）との関係が、前記式（１）、（２）の関係を満足するように設定すれば、特に制限されるものではないが、１０００℃以上１１００℃以下とすることが好ましい。成長温度Ｔ１（℃）が１１００℃以下となることにより、ｎ型ドーパント濃度増加に伴って、ｎ型層中にアクセプター性欠陥であるＩＩＩ族元素（ＡｌもしくはＧａ元素）の点欠陥の形成を抑制することができる。一方、成長温度Ｔ１を１０００℃以上とすることにより、ｎ型層における酸素等の不純物量を抑制できるため、前記アクセプター性欠陥と酸素等の不純物が形成する複合欠陥の形成を抑制することができる。その結果、ｎ型導電性を高くすることができる。この効果をより高め、よりｎ型層電性を高くするためには、成長温度Ｔ１（℃）は、１０３０℃以上１０８０℃以下とすることが好ましい。なお、ｎ型層が複数の層からなる場合には、成長温度Ｔ１（℃）は、複数の層の全ての成長温度がＴ１の要件（式（１）、（２）、必要に応じて（３）の要件）を満足しなければならない。
【００３４】
ｎ型Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎ（０≦Ｘ１≦１．０）層の成長速度は、０．１〜１．０μｍ／ｈであることが好ましい。成長速度を上述の範囲内に設定することにより、例えば１０×１０μｍ２の視野全面において、原子層レベルの表面平滑性の高いｎ型Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎ（０≦Ｘ１≦１．０）層を得ることができる。原子間力顕微鏡により求めた、上記視野の２乗平均粗さは、２ｎｍ以下とすることができる。より平滑なｎ型Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎ（０≦Ｘ１≦１．０）層とする場合、成長速度は、さらに好ましくは０．１〜０．８μｍ／ｈである。なお、ｎ型層が複数の層からなる場合、複数の層の全ての成長速度が０．１μｍ〜１．０μｍ／ｈであることが好ましい。
【００３５】
ｎ型Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎ（０≦Ｘ１≦１．０）層成長時のＶ／ＩＩＩ比は、特に制限されるものではないが、前記温度範囲で前記成長速度を満足するためには、１５００〜１００００であることが好ましく、さらに好ましくは２０００〜５０００である。
【００３６】
ｎ型Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎ（０≦Ｘ１≦１．０）層において、Ａｌ組成比を示すＸ１は、特に制限されるものではなく、所望の発光ピーク波長が得られるよう適宜決定すればよい。中でも、本発明の効果が発揮され、深紫外発光素子として有用なものとするためには、Ｘ１が０．４以上１．０以下であることが好ましく、さらにはＸ１が０．５以上０．９５以下であることが好ましい。なお、ｎ型Ａｌｘ１Ｇａ１−ｘ１Ｎ（０≦Ｘ１≦１．０）層が複数の層からなる場合、全ての層において、Ｘ１は０以上１．０以下であればよい。そのため、複数の層からなる場合には、全ての層において、Ｘ１は０．４以上１．０以下であることが好ましく、さらに０．５以上０．９５以下であることが好ましい。
【００３７】
（組成式Ａｌｘ２Ｇａ１−ｘ２Ｎ（０≦Ｘ２≦１．０）で表される活性層）
組成式Ａｌｘ２Ｇａ１−ｘ２Ｎ（０≦Ｘ２≦１．０）で表される活性層は、ｎ型層上に直接形成される。活性層は、発光素子の発光効率を向上させるため、量子井戸層を障壁層で挟んだ量子井戸構造にすることが好ましい。そのため、活性層を構成する量子井戸層と障壁層とは、組成式Ａｌｘ２Ｇａ１−ｘ２Ｎ（０≦Ｘ２≦１．０）で表される単結晶層でなければならない。
【００３８】
量子井戸構造は単一の量子井戸層、もしく複数の量子井戸層からなる多重量子井戸構造とすることもできる。量子井戸層の１層の厚みは、特に限定されるものではないが、発光効率の向上および信頼性の観点から、２〜１０ｎｍであることが好ましく、２〜８ｎｍであることがより好ましい。
【００３９】
また、より高い出力密度を安定して得るためには、量子井戸層は３層以上であることが好ましい。このようにすることで、量子井戸層の実効的な体積を大きくできるため、紫外発光ダイオード駆動時の急激な出力特性の劣化を抑制することが可能となる。障壁層の１層の厚みも、特に限定されるものではないが、一般的には３〜３０ｎｍの範囲である。
【００４０】
量子井戸層および障壁層は、Ａｌ組成比の異なるＡｌｘ２Ｇａ１−ｘ２Ｎ（０≦Ｘ２≦１．０）層から形成されることが好ましい。それぞれの厚み、組成は、所望の主発光ピーク波長が得られるように適宜決定すればよい。中でも、中でも、本発明の効果が発揮され、深紫外発光素子として有用なものとするためには、Ｘ２が０．４以上１．０以下であることが好ましい。その中でも、量子井戸層はＸ２が０．４以上０．８５以下であることが好ましく、障壁層はＸ２が０．４５以上０．９以下であることが好ましい。また、量子井戸層および障壁層には、発光効率を向上させることを目的として、Ｓｉをドーピングしてもよい。
【００４１】
本発明おいて、活性層の成長温度Ｔ２は、前記量子井戸層と障壁層とからなる量子井戸構造（すなわち活性層）を成長する間の温度を指す。そして、活性層の成長温度Ｔ２（℃）は、ｎ型層の成長温度Ｔ１（℃）を超える範囲で設定しなければならない。そして、下記に詳述するｐ型層の成長温度Ｔ３（℃）以下としなければならない。つまり、Ｔ２（℃）は、
Ｔ１＜Ｔ２≦Ｔ３      （１）
の要件を満足しなければならない。
【００４２】
活性層の成長温度Ｔ２（℃）をｎ型層成長温度Ｔ１（℃）よりも高く設定することにより、活性層成長中の平滑性の悪化が抑制され、原子層レベルで平滑な表面を得ることが可能になる。一方で、Ｔ２（℃）がＴ１（℃）以下となる場合には、表面平滑性が低下すると共に、得られる発光素子は、主発光ピーク波長の長波長側に副発光ピークが観察され（副発光ピーク強度が高くなり）、主発光ピークの発光強度低下や波長純度の低下などの不具合が生じる。また、得られる発光素子は、動作電圧が高くなる。
【００４３】
活性層の成長温度Ｔ２（℃）は、ｎ型層の成長温度Ｔ１（℃）よりも高ければ、特に制限されるものではないが、より高性能の発光素子を製造するためには１０００℃を超え１２００℃以下とすることが好ましく、１０３０℃を超え１１００℃以下とすることが好ましい。量子井戸層、および障壁層とは、Ｔ１（℃）よりも高い温度で、かつＴ３（℃）以下の温度で成長すればよく、同じ温度であっても、異なる温度で成長してもよいが、生産性を考慮すると同じ温度であることが好ましい。なお、当然のことではあるが、活性層を構成する量子井戸層、および障壁層の全ての層を成長する温度が上記式（１）の要件を満足しなければならない。
【００４４】
活性層成長時のＶ／ＩＩＩ比は、特に制限されるものではないが、１０００〜１００００であることが好ましく、さらに好ましくは１５００〜８０００である。また、活性層成長中の成長速度は、０．１〜１．０μｍ／ｈであることが好ましく、さらに好ましくは０．１〜０．８μｍ／ｈである。この活性層の成長速度も、量子井戸層、および障壁層の全ての層が０．１〜１．０μｍ／ｈの範囲とすることが好ましい。
【００４５】
また、活性層成長中には、Ｓｉをドーピングすることもできる。Ｓｉのドーピングはｎ型層と同様に行えばよい。また、ドーピングするＳｉの濃度は特に制限されるものではないが、１×１０１７ｃｍ−３〜５×１０１８ｃｍ−３の範囲となるように制御することが好ましい。
【００４６】
（組成式Ａｌｘ３Ｇａ１−ｘ３Ｎ（０≦Ｘ３≦１．０）で表されるｐ型層）
組成式Ａｌｘ３Ｇａ１−ｘ３Ｎ（０＜Ｘ３≦１．０）で表されるｐ型層は、活性層上に形成される。ｐ型Ａｌｘ３Ｇａ１−ｘ３Ｎ（０≦Ｘ３≦１．０）層は、単層であってもよいし、Ａｌ組成の異なる複数の層から形成されていてもよい。さらに、ｐ型Ａｌｘ３Ｇａ１−ｘ３Ｎ（０≦Ｘ３≦１．０）層が複数層からなる場合には、各層のｐ型不純物濃度は適宜決定すればよく、各層で一定であってもよいし、異なっていてもよい。
【００４７】
ｐ型Ａｌｘ３Ｇａ１−ｘ３Ｎ（０≦Ｘ３≦１．０）層の膜厚は、特に制限はなく、発光素子の設計に応じて適宜決定すればよいが、本実施形態では３０〜１５０ｎｍである。なお、前記の好適な膜厚の範囲は、ｐ型層が複数の層からなる場合には、合計のｐ型層の膜厚を指す。
【００４８】
ｐ型Ａｌｘ３Ｇａ１−ｘ３Ｎ（０≦Ｘ３≦１．０）層は、ＡｌおよびＧａ原料ガス、およびアンモニアに加えて、ｐ型不純物を供給することにより製造される。ｐ型不純物には、公知の材料を制限なく使用できるが、ｐ型不純物の活性化エネルギーなどを勘案すると、Ｍｇを使用することが好ましい。ｐ型不純物の濃度は、特に制限されるものではないが、Ａｌｘ３Ｇａ１−ｘ３Ｎ（０≦Ｘ３≦１．０）層中のｐ型不純物濃度が１×１０１９ｃｍ−３〜２×１０２０ｃｍ−３の範囲となるように制御することが好ましい。
【００４９】
ｐ型Ａｌｘ３Ｇａ１−ｘ３Ｎ（０≦Ｘ３≦１．０）層の成長温度Ｔ３（℃）は、活性層の成長温度Ｔ２（℃）以上であって、かつＴ１（℃）よりも２０℃以上高い温度でなければならない（Ｔ３≧Ｔ１＋２０  式（２）を満足しなければならない。）。ｐ型層の成長温度Ｔ３（℃）が、活性層の成長温度Ｔ２（℃）よりも低かったり（Ｔ２＞Ｔ３）、ｎ型層の成長温度Ｔ１（℃）に２０℃プラスした温度（Ｔ１＋２０）よりも低い温度であった場合（Ｔ３＜Ｔ１＋２０）には、ｐ型不純物としてドーピングしたＭｇの影響と考えられるが、表面に微細な粒状の凹凸が形成される。この粒状凹凸密度は、温度低下に伴い増加する傾向にある。その結果、得られる発光素子は、動作電圧が高くなったり、副発光ピークが観察され易くなる。
ｐ型層の成長温度Ｔ３（℃）が、
Ｔ１＜Ｔ２≦Ｔ３    （１）
Ｔ３≧Ｔ１＋２０    （２）
の要件を満足することにより、微小な粒状凹凸構造の密度が低減し、平滑性が向上する。
【００５０】
ｐ型層の成長温度Ｔ３（℃）は、前記式（１）（２）の要件を満足すれば特に制限されるものではないが、１０２０℃を超え１２００℃以下であることが好ましく、さらに１０５０℃を超え１１５０℃以下であることが好ましい。なお、ｐ型層が複数の層からなる場合には、成長温度Ｔ３（℃）は、複数の層の全ての成長温度がＴ３の要件（式（１）、（２）、必要に応じて（３）の要件）を満足しなければならない。
【００５１】
また、ｐ型ＡｌｘＧａ１−ｘＮ（０≦Ｘ≦１）層の成長速度は、０．１μｍ〜１．０μｍ／ｈであることが好ましく、さらに好ましくは０．１〜０．８μｍ／ｈである。このような比較的、低い成長速度でｐ型層を成長することにより、ｐ型層上の粒状凹凸密度はさらに低減し、原子層レベルで平坦なｐ型層を得ることが可能になる。このｐ型層の成長速度も、ｐ型層が複数の層からなる場合には、全ての層の成長速度が０．１〜１．０μｍ／ｈの範囲を満足することが好ましい。
【００５２】
また、ｐ型Ａｌｘ３Ｇａ１−ｘ３Ｎ（０≦Ｘ３≦１．０）層成長時のＶ／ＩＩＩ比は、特に制限されるものではないが、ｐ型導電性の低下要因となるドナー性欠陥の形成を抑制する観点からは、Ｖ／ＩＩＩは高い方が好ましく、２０００〜２００００の範囲であることが好ましく、さらに２５００〜１５０００の範囲内で成長することが好ましい。
【００５３】
ｐ型Ａｌｘ３Ｇａ１−ｘ３Ｎ（０≦Ｘ３≦１．０）層において、Ａｌ組成比を示すＸ３は、特に制限されるものではなく、所望の主発光ピーク波長が得られるよう適宜決定すればよい。中でも、本発明の効果が発揮され、深紫外発光素子として有用なものとするためには、Ｘ３が０．４以上１．０以下であることが好ましく、さらにはＸ３が０．６〜１．０であることが好ましい。なお、ｐ型Ａｌｘ３Ｇａ１−ｘ３Ｎ（０≦Ｘ３≦１．０）層が複数の層からなる場合、全ての層において、Ｘ３は０以上１．０以下であればよい。そのため、複数の層からなる場合には、全ての層において、Ｘ３は０．４以上１．０以下であることが好ましく、さらに０．６以上１．０以下であることが好ましい。
【００５４】
本発明においては、さらにｐ型電極とのコンタクトを良好にするためには、前記ｐ型層上に、さらにｐ型ＧａＮ層を形成することが好ましい。次に、このｐ型ＧａＮ層について説明する。
【００５５】
（ｐ型ＧａＮ層）
ｐ型ＧａＮ層は、前記ｐ型Ａｌｘ３Ｇａ１−ｘ３Ｎ（０≦Ｘ３≦１．０）層上に、ｐ型層と同様にして、Ｇａ原料ガス、およびアンモニアガス、ｐ型不純物を供給することにより形成される。ｐ型不純物のＭｇであることが好ましい。また、ｐ型不純物濃度は、ｐ型ＧａＮ層中に１×１０１９〜２×１０２０ｃｍ−３となることが好ましい。
【００５６】
ｐ型ＧａＮ層の成長温度Ｔ４（℃）は、ｎ型層の成長温度Ｔ１（℃）以下（Ｔ４≦Ｔ１  （３））とすることが好ましい。Ｔ４（℃）をＴ１（℃）以下とすることにより、ｐ型ＧａＮ層の平滑性をより一層向上することができる。ｐ型ＧａＮ層の成長温度Ｔ４（℃）は、特に制限されるものではないが、１０００℃以上１０８０℃以下とすることが好ましく、さらに１０２０℃以上１０５０℃以下とすることが好ましい。
【００５７】
ｐ型ＧａＮ層の厚みは、特に制限されるものではないが、５〜２００ｎｍとすることが好ましい。また、ｐ型ＧａＮ層の成長速度も、特に制限されるものではないが、０．０３〜０．３μｍ／ｈとすることが好ましい。
【００５８】
ｐ型ＧａＮ層成長時のＶ／ＩＩＩ比は、２０００〜１５０００の範囲内で設定することが好ましく、より好ましくは４０００〜１２０００、最も好ましくは６０００〜１００００である。また、ＧａＮ層を成長させる際に用いるキャリアガスには、水素ガスと窒素ガスの混合ガスを用いることが好ましく、全キャリアガス中の窒化ガスの混合比は０以上０．６以下であることが好ましく、より好ましくは０．１以上０．５以下である。
【００５９】
本発明においては、以上のような層構成のＩＩＩ族窒化物半導体層を基板上に形成する。次に、ＩＩＩ族窒化物発光素子における、上記で説明した以外の構成について説明する。
【００６０】
（ＩＩＩ窒化物発光素子のその他の構成）
本発明で製造されるＩＩＩ族窒化物発光素子は、上記の層構成以外に、ｐ型層中に、アンドープであってＡｌ組成比の高いＡｌＧａＮ層、例えば、ＡｌＮ層からなる電子ブロック層を形成することもできる（ただし、この電子ブロック層は、ｐ型とすることもでき、ｐ型とする場合には、前記ｐ型層と同じ態様にする。）。
【００６１】
また、ＩＩＩ族窒化物発光素子とするためには、以上のような方法で成長したエピタキシャルウェハ（基板／ｎ型層／活性層／ｐ型層／必要に応じてｐ型ＧａＮ層を含む積層体）において、ｎ型層の一部を公知の方法で露出させることが好ましい。そして、露出したｎ型層表面上にｎ電極を形成し、一部残存しているｐ型層（又はｐ型ＧａＮ層）表面にｐ電極を形成することが好ましい。ｎ電極、ｐ電極の材質、それら製造方法は、公知の技術が採用できる。このようにして得られた発光素子のウェハは、公知の切断方法によりチップとする。チップの大きさは、３００〜２０００μｍ２の面積の発光素子チップを製造する。
【００６２】
作製した発光素子チップは、ＡｌＮ、Ａｌ２Ｏ３等のセラミックやＳｉ、ＳｉＣ等の結晶材料を母材とするサブマウントにフリップチップマウントする。この構造では、多重量子井戸層で発生させた紫外光は、基板を介して外部に取り出すことが好ましい。
【００６３】
その後、必要に応じて、セラミックパッケージやＣＡＮパッケージにパッケージングし、紫外発光ダイオードランプを完成させる。
【実施例】
【００６４】
以下、図１に示す発光素子構造を作製し評価した実施例を用いて本発明を具体的に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。なお、実施例・比較例において発光素子の評価を実施した際、明らかに電極等に不備があり、動作電圧が高いサンプルについては、評価の対象外とした。
【００６５】
実施例１
（基板の準備）
結晶成長用基板は、Ａｐｐｌｉｅｄ  Ｐｈｙｓｉｃｓ  Ｅｘｐｒｅｓｓ  ５（２０１２）１２２１０１に記載の方法により作製した。具体的には、物理気相輸送（ＰＶＴ）法により作製したＣ面ＡｌＮ種基板上に、ハイドライド気相成長（ＨＶＰＥ）法により３００μｍの厚みでＡｌＮ厚膜（以下、ＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜とする）を形成し、その後、ＡｌＮ厚膜成長面の化学機械（ＣＭＰ）研磨を行った。このようにして作製したＣ面ＡｌＮ単結晶基板（７×７ｃｍ２）の転位密度は１０５ｃｍ−２以下であり、５×５μｍ２の範囲でのＲＭＳは、０．１ｎｍであった。これをＭＯＣＶＤ装置内のサセプタ−上に設置した後、水素ガスを１３ｓｌｍの流量で流しながら、ＡｌＮ基板を１２５０℃まで加熱し、１０分間保持することで表面クリーニングを行った。なお、基板温度は、ＭＯＣＶＤに設置したｉｎ−ｓｉｔｕモニタによって測定した。
【００６６】
次いで、基板温度（成長温度）が１１５０℃、トリメチルアルミニウム流量が９μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量が１ｓｌｍ、水素キャリアガス流量が９ｓｌｍ、圧力が３５ｍｂａｒの条件でＡｌＮ膜を厚さ０．１μｍ形成した。
【００６７】
（ｎ型ＡｌＸ１Ｇａ１−Ｘ１Ｎ（０＜Ｘ１≦１.０）層（ｎ型層）の成長）
次いで、基板温度（成長温度Ｔ１）が１０５０℃、トリメチルガリウム流量が９μｍｏｌ／ｍｉｎ、トリメチルアルミニウム流量が１８μｍｏｌ／ｍｉｎ、テトラエチルシラン流量を０．０１μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量が１．５ｓｌｍ、Ｖ／ＩＩＩ比が２５４０、水素キャリアガス流量が８．５ｓｌｍ、圧力が５０ｍｂａｒの条件でｎ型Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ層を１．０μｍ形成した。ｉｎ−ｓｉｔｕモニタによって測定したｎ型Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ層の成長速度は、０．７μｍ／ｈであった。成長後のｎ型Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ層の５×５μｍ２のＲＭＡは２ｎｍであり、ノマルスキー顕微鏡により測定したヒロック密度は、１個／ｍｍ２以下であった。
【００６８】
（ＡｌＸ２Ｇａ１−Ｘ２Ｎ（０＜Ｘ２≦１）  活性層の成長）
次いで、基板温度（成長温度Ｔ２）を１０６０℃に設定し、温度が一定となった後、テトラエチルシラン流量を０．００２μｍｏｌ／ｍｉｎ、トリメチルアルミニウム流量を１７μｍｏｌ／ｍｉｎとした以外は、前記ｎ型層の成長条件と同条件でＡｌ０．６５Ｇａ０．３５Ｎ障壁層を１０ｎｍ形成した。
【００６９】
次いで、トリメチルガリウム流量を４０μｍｏｌ／ｍｉｎ、トリメチルアルミニウムを２μｍｏｌ／ｍｉｎとした以外は、前記ｎ型層を成長する条件と同条件でＡｌ０．５Ｇａ０．５Ｎ井戸層を４ｎｍ形成した。この井戸層と障壁層の成長を３回繰り返すことにより３重量子井戸層を形成した。（Ｔ１（１０５０℃）＜Ｔ２（１０６０℃））。
【００７０】
（ｐ型ＡｌＸ３Ｇａ１−Ｘ３Ｎ（０＜Ｘ３≦１）層（ｐ型層）の成長）
次いで、トリメチルガリウムおよびテトラエチルシランの供給を停止し、基板温度（成長温度Ｔ３）を１１００℃に設定した。温度が一定になった後、ビシスクロペンタジエニルマグネシウムを１．０μｍｏｌ／ｍｉｎで供給した以外は、前記ｎ型層の成長条件と同条件でｐ型ＡｌＮ層を２０ｎｍ形成した。  また、発光ダイオードの作製とは別に、同様の手順でｐ型ＡｌＮ層まで作製し、ｐ型ＡｌＮ層表面の観察を行った。原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で観察した結果、ｐ型ＡｌＮ層表面には明瞭な原子ステップが観察され、５×５μｍ２の範囲のＲＭＳは、１．３ｎｍであった（図２参照）。（Ｔ３（１１００℃）≧Ｔ１（１０５０℃）＋２０）。
【００７１】
次いで、基板温度（成長温度Ｔ３）を１１００℃に設定したまま、トリメチルガリウム流量を２μｍｏｌ／ｍｉｎで供給した以外は、前記ｐ型ＡｌＮ層と同様の条件で、ｐ型Ａｌ０．８Ｇａ０．２Ｎ層を３０ｎｍ形成した。（Ｔ３（１１００℃）≧Ｔ１（１０５０℃）＋２０）。
【００７２】
（ｐ型ＧａＮ層の成長）
次いで、基板温度（成長温度Ｔ４）を１０３０℃、圧力を２００ｍｂａｒに変更した後、トリメチルガリウム流量が０．２μｍｏｌ／ｍｉｎ、アンモニア流量が３．０ｓｌｍ、ビシスクロペンタジエニルマグネシウム流量が１．０μｍｏｌ／ｍｉｎ、キャリアガス流量が７ｓｌｍ（窒素混合比０．４）の条件で、ｐ型ＧａＮ層を３０ｎｍ形成した。
（Ｔ４（１０３０℃）≦Ｔ１（１０５０℃））。
【００７３】
（電極等の形成）
このようにして作製したＩＩＩ族窒化物発光素子エピタキシャルウェハを、ＭＯＣＶＤ装置から取出した。次いで、ＩＣＰエッチング装置により該ウェハの一部をｎ型Ａｌ０．７Ｇａ０．３Ｎ層が露出するまでエッチングした後、該露出表面に真空蒸着法によりＴｉ（２０ｎｍ）／Ａｌ（１００ｎｍ）／Ｔｉ（２０ｎｍ）／Ａｕ（５０ｎｍ）電極を形成し、窒素雰囲気中、１分間、９００℃の条件で熱処理を行った（ｎ電極の形成）。
【００７４】
次いで、上記ｐ型ＧａＮ層上に真空蒸着法によりＮｉ（２０ｎｍ）／Ａｕ（１００ｎｍ）電極を形成し、窒素雰囲気中、５分間、６００℃の条件で熱処理を行った（ｐ電極の形成）。
【００７５】
次いで、ＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜部分が露出するまで、ＡｌＮ種基板部分を機械研磨により除去して、発光ダイオードウェハを完成させた（この場合ＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜部分がＡｌＮ単結晶基板１に該当する。）。この時、ＨＶＰＥ法ＡｌＮ厚膜部分（ＡｌＮ単結晶基板１）の厚みは、１００μｍであった。作製した発光ダイオードウェハをダイシングにより複数の８００×８００μｍのチップ形状に切断した後、セラミックマウント上にフリップチップボンディングして、発光ダイオード（発光素子）を完成させた。
【００７６】
（発光ダイオード（発光素子）の評価）
作製した発光ダイオードの主発光ピーク波長は２６０ｎｍであり、２９５ｎｍにブロードな副発光ピークが観察された。駆動電流１０ｍＡ、１５０ｍＡにおける、主発光ピーク強度に対する副発光ピーク強度（発光ピーク強度／主発光ピーク強度）は、それぞれ０．３０、０．１１であった。また、駆動電流１５０ｍＡにおける動作電圧は８．８Ｖであった。表１に結果をまとめた。
【００７７】
実施例２
基板に、サファイア基板上に厚み３μｍのＡｌＮ薄膜が積層されたテンプレート基板を使用した以外は、実施例１と同様にして発光ダイオードを作製した。なお、使用したＡｌＮ薄膜の転位密度は５×１０９ｃｍ−２であり、ＡｌＮ膜表面の５×５μｍ２の範囲でのＲＭＳは、０．１ｎｍであった（図３参照）。ＡＦＭにより観察したｐ型ＡｌＮ層表面は、０．５〜１μｍ程度の微小な凹凸が観察されるが、後述する図４で示す微小凹凸構造よりも、凹凸サイズが大きくなっている。これは、成長温度を高温にすることにより、ＡｌＮ成長時の横方向成長が起こりやすくなったためだと考えられる。５×５μｍ２の範囲のＲＭＳは、３．４ｎｍであった。
【００７８】
作製した発光ダイオードの主発光ピーク波長は２６２ｎｍであり、２９５ｎｍにブロードな副発光ピークが観察された。駆動電流１０ｍＡ、１５０ｍＡにおける、主発光ピーク強度に対する副発光ピーク強度（副発光ピーク強度／主発光ピーク強度）は、それぞれ０．４４、０．１０であった。また、駆動電流１５０ｍＡにおける動作電圧は９．１Ｖであった。表１に結果をまとめた。
【００７９】
比較例１
活性層、ｐ型ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層の成長温度をｎ型ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層と同じ、１０５０℃に変更した以外は、実施例１と同様にして、発光ダイオードを作製した。原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で観察した結果、ｐ型ＡｌＮ層表面は多数の微小な凹凸が、ステップ端に連なった荒れた状態であり、５×５μｍ２の範囲のＲＭＳは、２．８ｎｍであった（図４参照）。
【００８０】
作製した発光ダイオードの主発光ピーク波長は２６０ｎｍであり、２９５ｎｍにブロードな副発光ピークが観察された。駆動電流１０ｍＡ、１５０ｍＡにおける、主発光ピーク強度に対する副発光ピーク強度（副発光ピーク強度／主発光ピーク強度）は、それぞれ０．３５、０．１５であった。また、駆動電流１５０ｍＡにおける動作電圧は１０．２Ｖであった。表１に結果をまとめた。
【００８１】
比較例２
活性層、ｐ型ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層の成長温度をｎ型ＡｌＸＧａ１−ＸＮ層と同じ、１０５０℃に変更した以外は、実施例２と同様にして、発光ダイオードを作製した。原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で観察した結果、ｐ型ＡｌＮ層表面は多数の微小な凹凸からなる表面状態であり、５×５μｍ２の範囲のＲＭＳは、３．２ｎｍであった（図５参照）。
【００８２】
作製した発光ダイオードの主発光ピーク波長は２６２ｎｍであり、２９５ｎｍにブロードな副発光ピークが観察された。駆動電流１０ｍＡ、１５０ｍＡにおける、主発光ピーク強度に対する副発光ピーク強度（副発光ピーク強度／主発光ピーク強度）は、それぞれ０．６４、０．２５であった。また、駆動電流１５０ｍＡにおける動作電圧は１１．２Ｖであった。表１に結果をまとめた。
【００８３】
【表１】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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