p電極と、そのp電極が形成されるIII族窒化物半導体から成るp型コンタクト層を有する半導体素子の製造方法であって、前記p型コンタクト層を形成する工程では、キャリアガスとして、窒素と水素との混合気体を用いて第1のp型コンタクト層を形成する第1の工程と、キャリアガスとして、水素を用いて第2のp型コンタクト層を形成する第2の工程とを有することを特徴とする半導体素子の製造方法。請求項1に記載の半導体素子の製造方法であって、前記第1の工程では、キャリアガスとして、そのキャリアガスの全モル数に対する窒素のモル比が40以上80以下の範囲内にあるものを用いることを特徴とする半導体素子の製造方法。請求項1または請求項2に記載の半導体素子の製造方法であって、前記p型コンタクト層を低抵抗化するためのアニール処理工程を行わないことを特徴とする半導体素子の製造方法。請求項1から請求項3までのいずれか1項に記載の半導体素子の製造方法であって、前記第2の工程の後に、各層を形成された積層体を窒素雰囲気中で冷却する冷却工程を有することを特徴とする半導体素子の製造方法。請求項1から請求項4までのいずれか1項に記載の半導体素子の製造方法であって、前記第2の工程では、前記第2のp型コンタクト層として、厚みが10Å以上100Å以下の範囲内のものを形成することを特徴とする半導体素子の製造方法。請求項1から請求項5までのいずれか1項に記載の半導体素子の製造方法であって、前記第2の工程では、前記第2のp型コンタクト層を形成する際にドープするMgの濃度を、前記第1のp型コンタクト層にドープするMgの濃度よりも高いものとするとともに、1×1020/cm3以上1×1022/cm3以下の範囲内とすることを特徴とする半導体素子の製造方法。しかし、この程度の正孔濃度のp型コンタクト層にp電極を形成しても、良好なオーミックコンタクトは得られない。一方、III族窒化物半導体から成るp型コンタクト層とp電極とのオーミックコンタクトを得ることは、両者の仕事関数の関係上、困難である。本発明は、前述した従来の技術が有する問題点を解決するためになされたものである。すなわちその課題とするところは、窒化物半導体のp型コンタクト層とp電極との間のオーミックコンタクトのオーミック性の向上を図った半導体素子の製造方法を提供することである。この課題の解決を目的としてなされた第1の発明に係る半導体素子の製造方法は、p電極と、そのp電極が形成されるIII族窒化物半導体から成るp型コンタクト層を有する方法である。そして、p型コンタクト層を形成する工程では、キャリアガスとして、窒素と水素との混合気体を用いて第1のp型コンタクト層を形成する第1の工程と、キャリアガスとして、水素を用いて第2のp型コンタクト層を形成する第2の工程とを有する。かかる半導体素子の製造方法により製造された半導体素子では、p型コンタクト層とp電極との間のオーミック接触がよい。すなわち、接触抵抗が小さい。そのため、電力消費量を抑えることができる。そして、発熱量も小さい。第2の発明に係る半導体素子の製造方法においては、さらに、第1の工程では、キャリアガスとして、そのキャリアガスの全モル数に対する窒素のモル比が40以上80以下の範囲内にあるものを用いる。この範囲内のキャリアガスを用いることで、格子欠陥の少ない第1のp型コンタクト層を形成することができる。そのため、第1のp型コンタクト層の抵抗率は、より小さい値となる。ここで、キャリアガスの全モル数に対する窒素のモル比が50以上75以下の範囲内にあると、より望ましい。最も望ましくは、キャリアガスの全モル数に対する窒素のモル比が55以上70以下の範囲内にあるとよい。第3の発明に係る半導体素子の製造方法においては、さらに、p型コンタクト層を低抵抗化するためのアニール処理工程を行わない。アニール処理工程を省略することで、サイクルタイムが短くなり、生産性が向上する。第4の発明に係る半導体素子の製造方法においては、さらに、第2の工程の後に、各層を形成された積層体を窒素雰囲気中で冷却する冷却工程を有する。窒素雰囲気中で冷却することで、アクセプタ不純物に水素が再結合することを防止することができる。第5の発明に係る半導体素子の製造方法においては、さらに、第2の工程では、第2のp型コンタクト層として、厚みが10Å以上100Å以下の範囲内のものを形成する。第2のp型コンタクト層に格子欠陥が適度に形成されるからである。これにより、格子欠陥を介してトンネル効果によりキャリアがポテンシャル障壁を透過しやすくなる。なお、第2のp型コンタクト層の厚みが、20Å以上90Å以下であると、より好ましい。そして、第2のp型コンタクト層の厚みが、30Å以上70Å以下であると、さらに好ましい。第6の発明に係る半導体素子の製造方法においては、さらに、第2の工程では、第2のp型コンタクト層を形成する際にドープするMgの濃度を、第1のp型コンタクト層にドープするMgの濃度よりも高いものとするとともに、1×1020/cm3以上1×1022/cm3以下の範囲内とする。より望ましくは、2×1020/cm3以上9×1021/cm3以下の範囲内であるとよい。さらに望ましくは、5×1020/cm3以上8×1021/cm3以下の範囲内であるとよい。第2のp型コンタクト層に、より多くの格子欠陥を形成することができるからである。そのため、Mgを活性化させた後に、p電極とp型コンタクト層との間で電子の移動がスムーズに行われる。本発明によれば、窒化物半導体のp型コンタクト層とp電極との間のオーミックコンタクトのオーミック性の向上を図った半導体素子の製造方法が提供されている。以下、本発明の具体的な実施例について、発光素子を例に挙げて図を参照しつつ説明する。しかし、本発明は、これらの実施例に限定されるものではない。つまり、本発明は、FEMTなどのトランジスタや、受光素子や、LEDやレーザーダイオード等の発光素子など、各種の半導体デバイスにも適用することができる。また、後述する発光素子の各層の積層構造は、例示であり、実施例とは異なる積層構造であってももちろん構わない。そして、それぞれの図における各層の厚みは、概念的に示したものであり、実際の厚みを示しているわけではない。1.半導体素子本実施例に係る半導体素子の製造方法により製造される発光素子100を図1により説明する。発光素子100は、III族窒化物半導体から成る半導体素子である。図1に示すように、発光素子100は、サファイア基板10に、低温バッファ層20と、n型コンタクト層30と、n型ESD層40と、n型SL層50と、発光源であるMQW層多重量子井戸層60と、p型クラッド層70と、p型コンタクト層80とがこの順序で形成されたものである。また、n型コンタクト層30には、n電極N1が形成されている。p型コンタクト層80には、p電極P1が形成されている。サファイア基板10は、MOCVD法により、その一面に上記の各層を形成するためのものである。光取り出し効率を向上させるために、サファイア基板10の表面に凹凸加工がされていてもよい。また、サファイア以外にも、SiC、ZnO、Si、GaNなどを成長基板として用いてもよい。低温バッファ層20は、サファイア基板10の結晶性を受け継ぎつつ、上層を形成するためのものである。低温バッファ層20の材質として、例えばAlNやGaNが挙げられる。n型コンタクト層30は、n電極N1に実際に接触する層である。n型コンタクト層30は、SiをドーピングしたGaNから成る層である。そのSi濃度は1×1018/cm3以上である。また、n型コンタクト層30を、キャリア濃度の異なる複数の層としてもよい。n電極とのオーミック性を向上するためである。n型ESD層40は、各半導体層の静電破壊を防止するための静電耐圧改善層である。n型ESD層40は、ノンドープのGaNと、SiドープのGaNの積層構造である。Siをドープする際には、キャリア濃度を1×1018/cm3以上となるようにするとよい。n型SL層50は、MQW層60に加わる応力を緩和するための超格子構造を有する層である。n型SL層50は、GaNとInGaNとを交互に積層した層である。もしくは、これらに加えて、n-GaNを積層してもよい。特に、MQW層60と接する層を、n-GaNから成る層とするとよい。n型SL層50を繰り返し積層する繰り返し回数は、10回~20回である。n型SL層50の全体の厚みは、60nm~80nmである。MQW層60は、電子と正孔が再結合することで、光を発する発光層である。そのために、MQW層60は、バンドギャップの小さい井戸層と、バンドギャップの大きい障壁層とが交互に形成されている。ここで、井戸層としてInGaNを用い、障壁層としてAlGaNを用いることができる。また、井戸層としてGaNを用い、障壁層としてAlGaNを用いてもよい。もしくは、これらを自由に組み合わせて、4層以上を単位構造として、その単位構造を繰り返してもよい。p型クラッド層70は、電子がp型コンタクト層80に拡散するのを防止するためのものである。p型クラッド層70は、p-InGaNから成る層と、p-AlGaNから成る層とを単位構造として、その単位構造を交互に繰り返して形成した層である。その繰り返し回数は、12回である。また、その繰り返し回数を3~50回の範囲としてもよい。p型コンタクト層80は、第1のp型コンタクト層81と、第2のp型コンタクト層82とを有している。これらはいずれも、Mgをドープしたp-GaNから成る層である。第2のp型コンタクト層82は、p電極P1に実際に接触する層である。そのため、第2のp型コンタクト層82は、発光素子100におけるサファイア基板10と反対側の表面に表れている。そして、第1のp型コンタクト層81は、第2のp型コンタクト層82の下にある。ここで、第1のp型コンタクト層81におけるMgドープ量は、1×1019/cm3以上1×1020/cm3以下の範囲内である。このMgの濃度範囲は、結晶性を低下させることなく、高い正孔濃度が得られる範囲である。そして、第2のp型コンタクト層82におけるMgドープ量は、1×1020/cm3以上1×1022/cm3以下の範囲内である。このように、第2のp型コンタクト層82のMgの濃度は高い。第2のp型コンタクト層82におけるMgドープ量は、第1のp型コンタクト層81におけるMgドープ量よりも大きい。第2のp型コンタクト層82の厚みは、10Å以上100Å以下の範囲内である。このように第2のp型コンタクト層82の厚みは、十分に薄い。また、後述するように、第2のp型コンタクト層82の形成に用いるキャリアガスは、水素のみであり、窒素を含んでいない。そのため、第2のp型コンタクト層82の結晶性は悪い。よって、p電極P1と、第2のp型コンタクト層82との間に形成されるショットキーバリアは極めて薄い。このため、p電極P1から第2のp型コンタクト層82に正孔が抜けやすい。すなわち、p電極P1から正孔がショットキーバリアをトンネルして、第2のp型コンタクト層82に注入されやすくなる。したがって、p電極P1とp型コンタクト層80との間で好適なオーミックコンタクトが得られる。2.半導体素子の製造方法本形態における半導体素子の製造方法では、有機金属気相成長法MOCVD法により、上記の各層の結晶を成長させる。本形態の半導体素子の製造方法は、p型コンタクト層80を形成する工程に特徴のある方法である。以下、図2および図3を用いて、各工程を説明する。ここで用いたキャリアガスは、水素H2もしくは窒素N2もしくは水素と窒素との混合気体H2N2である。窒素源として、アンモニアガスNH3を用いた。Ga源として、トリメチルガリウムGaCH33:以下、TMGという。を用いた。In源として、トリメチルインジウムInCH33:以下、TMIという。を用いた。Al源として、トリメチルアルミニウムAlCH33:以下、TMAという。を用いた。n型ドーパントガスとして、シランSiH4を用いた。p型ドーパントガスとして、シクロペンタジエニルマグネシウムMgC5H52:以下、CP2Mgという。を用いた。2-1.低温バッファ層形成工程本形態では、サファイア基板10を用いた。そして、そのサファイア基板10をMOCVD炉に入れた。次に、水素ガス中でサファイア基板10のクリーニングを行い、サファイア基板100の表面に付着している付着物を除去した。そして、基板温度を400°Cとして、サファイア基板10の上に、AlNから成る低温バッファ層20を形成した。2-2.n型コンタクト層形成工程次に、低温バッファ層20の上にn型コンタクト層30を形成した図2a参照。ここで、キャリアガスを水素ガスとし、アンモニアガスを流しながら、基板温度を1100°Cまで上昇させた。そして、基板温度が1100°Cになったところで、TMG、アンモニアガス、不純物ガスとしてシランガスを供給した。これにより、Si濃度が4.5×1018/cm3のn-GaNからなるn型コンタクト層30が形成された。2-3.n型ESD層形成工程次に、n型コンタクト層30の上にn型ESD層40を形成した。基板温度を900°Cまで下げて、ノンドープのGaNとSiドープのn-GaNの積層構造を形成した。このときの成長温度は800~950°Cであればよい。また、このn-GaNにおけるSi原子濃度atom/cm3と膜厚nmとの積で定義される特性値が0.9×1020~3.6×1020atomnm/cm3の範囲内であるとよい。2-4.n型SL層形成工程次に、n型ESD層40の上にn型SL層50を形成した。n型SL層50として、厚さ2.5nmのInGaN層と、厚さ2.5nmのSiドープのn-GaN層とを交互に積層した。この周期構造を15周期分、繰り返して形成した。InGaN層を形成する際には、基板温度を830°Cとして、シランガス、TMG、TMI、アンモニアを供給した。n-GaN層を形成する際には、基板温度を830°Cとして、シランガス、TMG、アンモニアを供給した。これにより、図2bに示した積層構造が形成された。2-5.発光層形成工程続いて、n型SL層50の上にMQW層60を形成した。MQW層60は、InGaN層とAlGaN層との繰り返し構造をしている。InGaN層を、成長温度750~800°Cの範囲内の温度で成長させた。そのために、TMI、TMG、アンモニアの原料ガスを供給した。ここで、Inの組成比は、0.05~0.15の範囲内である。結晶を成長させる厚みは、1~4nmである。AlGaN層を、成長温度850~950°Cの範囲内の温度で成長させた。そのために、TMA、TMG、アンモニアの原料ガスを供給した。結晶を成長させる厚みは、1~6nmである。そして、これらのInGaN層とAlGaN層とを、交互に5層積層した。この積層する層の数は3~7層程度であればよい。2-6.p型クラッド層形成工程次に、MQW層60の上にp型クラッド層70を形成した。p型クラッド層70は、p-InGaN層と、p-AlGaN層との繰り返し構造とした。p-InGaN層を形成する際には、基板温度を855°Cとして、CP2Mg、TMI、TMG、アンモニアを供給した。そして、p-In005Ga095N層を、厚さ1.7nmに形成した。p-AlGaN層を形成する際には、基板温度を855°Cとして、CP2Mg、TMA、TMG、アンモニアを供給した。そして、p-AlGaN層を、厚さ3.0nmに形成した。その結果、図2cに示した積層構造が形成された。2-7.p型コンタクト層形成工程2-7-1.第1のp型コンタクト層形成工程続いて、p型クラッド層70の上に第1のp型コンタクト層81を形成した図3参照。キャリアガスとして、窒素と水素の混合気体を用いた。水素の存在により、構成原子のマイグレーションが増加する。そのため、結晶品質が向上するとともに、層の表面平坦性が向上する。しかしその反面、結晶中にHが取り込まれて、Mgと結合する。これにより、Mgの活性化を阻害して、正孔濃度を高くすることができない。一方、窒素ガスは、結晶の分解を阻害して結晶中からNが抜けるのを防止できる。しかしその反面、結晶性を低下させる要因となる。したがって、全キャリアガスに対する窒素のモル比には最適な範囲が存在する。その全キャリアガスに対する窒素のモル比、すなわち混合比N2/H2N2の望ましい範囲は、40以上80以上であった。そして、さらに好ましい混合比の範囲は、50以上75以下であった。その具体的な数値については後述する。混合比N2/H2N2が40より低いと、後述するように、十分な正孔濃度が得られない。混合比N2/H2N2が80より高いと、後述するように、表面荒れやピットが多くなるおそれがある。ここで、結晶を成長させる温度は、900°C以上1050°C以下の範囲内であった。温度が低すぎると、GaNの結晶品質が悪くなるからである。1050°Cより高い温度では、各ガスがサファイア基板10の箇所に届く前に、反応を起こしてしまうからである。そして、Mgのドープ量は、1×1019/cm3以上1×1020/cm3以下であった。Mgのドープ量が1×1020/cm3以下であれば、形成される第1のp型コンタクト層81に、格子欠陥が入りにくいからである。形成する第1のp型コンタクト層81の膜厚は、100Å以上1000Å以下の範囲内であった。2-7-2.第2のp型コンタクト層形成工程次に、第1のp型コンタクト層81の上に第2のp型コンタクト層82を形成した。キャリアガスとして、水素のみを用いた。第2のp型コンタクト層82における格子欠陥をあえて多く形成するためである。そのため、窒素ガスの供給を停止して、水素ガスのみをキャリアガスとして供給した。したがって、キャリアガスには窒素は含まれていない。ただし、これらの各層の形成工程は、MOCVD炉の内部で連続的に行われる。そのため、炉内雰囲気中に、残留窒素ガスが含まれていることもある。結晶の成長温度は、800°C以上1050°C以下の範囲内であった。成長温度が800°Cより低いと、GaNの結晶品質が悪くなる。一方、成長温度が1050°Cより高いと、アンモニアやGa、Mg等が炉内の雰囲気中でサファイア基板10の箇所に届く前に反応してしまうおそれがあるからである。第2のp型コンタクト層82にドープするMgのドープ量は、1×1020/cm3以上1×1022/cm3以下の範囲内であった。Mgのドープ量が、1×1020/cm3以上にすると、形成する半導体層に格子欠陥が入りやすくなるからである。第2のp型コンタクト層82の膜厚は、10Å以上100Å以下の範囲内であった。10Åより薄ければ、格子欠陥そのものの形成が困難となるからである。GaNのc軸方向の格子定数が5.185Åであるため、2層以上の厚みがあるほうが格子欠陥を形成しやすい。一方、格子欠陥のある層が厚ければ、その分だけ電気抵抗は高くなる。そのため、100Å以下が好ましい。より好ましくは、20Å以上90Å以下の範囲内である。また、30Å以上70Å以下の範囲内であると、さらに好ましい。2-8.冷却工程次に、窒素ガス雰囲気中で、MOCVD炉を常温まで冷却した。図3に示した積層体90を窒素ガス雰囲気中で冷却することで、離脱させた水素が再び積層体90に取り込まれるのを防止するためである。2-9.電極形成工程次に、p型コンタクト層80の表面側からドライエッチングを行って、n型コンタクト層30の途中まで達する溝を形成した。そして、p型コンタクト層80の上にp電極P1を形成した。p電極P1として、p型コンタクト層80の上に、Ni層、Au層、Al層をこの順番で形成した。または、これらの金属の他に、ITOを用いてもよい。または、ITO電極の上に、Ni/Auからなる配線電極を形成してもよい。また、Ag、Rhを用いることもできる。また、露出させたn型コンタクト層30の上にn電極N1を形成した。n電極N1として、n型コンタクト層30の上に、Ni層、Au層をこの順番で形成した。または、Ti層、Al層を順に形成してもよい。2-10.アニール処理工程次に、窒素雰囲気中で積層体90に熱処理アニール処理を施した。ドーピングしたMgを活性化するためである。なお、このアニール処理工程については、電極形成工程の前に行ってもよい。また、冷却工程の前に行うこともできる。以上により、図1に示した発光素子100が製造された。3.製造された半導体素子本形態の発光素子100では、p型コンタクト層80は、第1のp型コンタクト層81と第2のp型コンタクト層82とを有している。第2のp型コンタクト層82があるため、p型コンタクト層80とp電極P1との間におけるショットキーバリアの厚みが薄い。そのため、p型コンタクト層80とp電極P1との間にわたって正孔の伝導性が高い。また、第2のp型コンタクト層82における格子欠陥は多い。もちろん、第1のp型コンタクト層81よりも多い。そのため、p電極P1と第2のp型コンタクト層82との間の正孔の伝導性はさらに高い。なお、第2のp型コンタクト層82を設けない場合について説明する。p電極P1と第1のp型コンタクト層81とを接触させると、駆動電圧Vfは、第2のp型コンタクト層82がない場合に比べて大きい値となる。つまり、第1のp型コンタクト層81とp電極P1との間には、比較的厚いショットキーバリアが形成されていると考えられる。そこで、第2のp型コンタクト層82を設けることによって、そのショットキーバリアは薄くなる。つまり、p電極P1とp型コンタクト層80との間で正孔が移動しやすくなる。そして、第2のp型コンタクト層82では、格子欠陥が第1のp型コンタクト層81に比べて多い。そのため、p電極P1とp型コンタクト層80との間で、正孔はより移動しやすくなる。したがって、本形態の発光素子100における電気抵抗率は小さい。4.実験結果ここで、本形態の発光素子100について行った実験結果について説明する。以下に、第1のp型コンタクト層81を形成するに際して、キャリアガスにおける窒素の混合比を変化させた場合の各物理量の測定値について説明する。4-1.正孔濃度図4は、窒素の混合比N2/H2N2に対する第1のp型コンタクト層81の正孔濃度を示すグラフである。図4において、白抜きのシンボルは、アニール処理を行っていない場合の値を示している。そして、黒塗りのシンボルは、アニール処理を行った場合の値を示している。これらは、図5および図6でも同様である。図4に示すように、全体的に、アニール処理を行った場合の正孔濃度のほうが、アニール処理を行っていない場合の正孔濃度に比べて高い。つまり、アニール処理を行っている場合には、窒素の混合比によらず、正孔濃度の値は十分に高い。およそ、5×1016/cm3~6×1016/cm3程度の正孔濃度の値が得られた。一方、アニール処理を行っていない場合には、窒素濃度を高めたほうが、正孔濃度は高いものとなった。窒素の混合比を44としたときには、アニール処理を行わなくても、2×1016/cm3~3×1016/cm3程度の正孔濃度の値が得られた。つまり、正孔濃度は、アニール処理を行なった場合の1/2程度の大きさである。したがって、アニール処理を行う前では、半分のMg原子に水素Hが結合していると考えられる。窒素の混合比を66としたときには、アニール処理を行わなくても、5×1016/cm3程度の正孔濃度の値が得られた。つまり、正孔濃度は、アニール処理を行なった場合と同程度の値であった。したがって、アニール処理を行う前であっても、Mg原子への水素Hの結合がほとんどないと考えられる。このように、窒素の混合比を44もしくは66とした場合には、正孔濃度の値は十分に高いものであった。4-2.正孔の移動度図5は、窒素の混合比N2/H2N2に対する第1のp型コンタクト層81における正孔の移動度である。図5に示すように、正孔の移動度は、アニール処理を行った場合とアニール処理を行わなかった場合とでほとんど差がない。そして、窒素ガスの濃度を高くしていくと、正孔の移動度が向上する。つまり、格子欠陥は、減少している。したがって、結晶品質のよいp-GaN層を形成できたことが解る。窒素の混合比を22としたときには、アニール処理を行っていないものの正孔の移動度は、およそ2cm2/Vsであった。アニール処理を行ったものの正孔の移動度は、およそ3cm2/Vsであった。窒素の混合比を44としたときには、アニール処理の有無にかかわらず、正孔の移動度は、4cm2/Vsであった。窒素の混合比を66としたときには、アニール処理の有無にかかわらず、正孔の移動度は、7~8cm2/Vsであった。このように、アニール処理の有無による差異は小さい。特に、窒素の混合比が44と66の場合には、アニール処理の有無による差異はほとんどない。したがって、正孔の伝導性の良いp-GaN層を形成することができる。4-3.電気抵抗率図6は、窒素の混合比N2/H2N2に対する第1のp型コンタクト層81における電気抵抗率を示すグラフである。図6に示すように、全体的に、窒素の混合比が大きいほど、電気抵抗率は低い。この電気抵抗率の減少は、結晶品質が向上し、格子欠陥による抵抗成分が減少したためであると考えられる。これは、正孔の移動度が向上していることから解る。窒素の混合比が22のときには、アニール処理を行っていない第1のp型コンタクト層81の電気抵抗率は、110Ωcm程度であった。アニール処理を行った第1のp型コンタクト層81の電気抵抗率は、40~50Ωcm程度であった。アニール処理を行っていない第1のp型コンタクト層81の電気抵抗率は、アニール処理を行った第1のp型コンタクト層81の電気抵抗率の約2倍程度である。つまり、アニール処理を行う前では、半分のMg原子に水素Hが結合したままである。窒素の混合比が44のときには、アニール処理を行っていない第1のp型コンタクト層81の電気抵抗率は、40~70Ωcm程度であった。窒素の混合比が22のときにアニール処理を行った場合と同程度である。また、窒素の混合比が44のときには、アニール処理を行った第1のp型コンタクト層81の電気抵抗率は、20Ωcm程度であった。アニール処理を行っていない第1のp型コンタクト層81の電気抵抗率は、アニール処理を行った第1のp型コンタクト層81の電気抵抗率の約2倍程度である。窒素の混合比が66のときには、アニール処理を行っていない第1のp型コンタクト層81の電気抵抗率は、15Ωcm程度であった。窒素の混合比が66のときには、アニール処理を行った第1のp型コンタクト層81の電気抵抗率は、12Ωcm程度であった。つまり、アニール処理の有無にかかわらず、両者の電気抵抗率は同程度である。そして、窒素の混合比が66の場合においてアニール処理をしていない第1のp型コンタクト層81の電気抵抗率15Ωcmは、窒素の混合比が22の場合においてアニール処理を施したものの電気抵抗率40~50Ωcmよりも十分に低い。このように、窒素と水素の混合気体をキャリアガスとして、第1のp型コンタクト層81を形成することによる、電気抵抗を低減する効果は大きい。4-4.活性化率図7は、窒素の混合比N2/H2N2に対する第1のp型コンタクト層81の活性化率を示すグラフである。ただし、これらはアニール処理を行った場合の値である。図7に示すように、キャリアガスに窒素を混入させず、水素のみを用いた場合には、第1のp型コンタクト層81の活性化率は0.12程度であった。窒素の混合比をあげていくと、一旦は活性化率が下降する。窒素の混合比を22としたときには、第1のp型コンタクト層81の活性化率は0.07程度である。しかし、さらに窒素の混合比をあげていくと、再び活性化率は上昇に転じる。そして、窒素の混合比が35前後の場合の活性化率は、窒素の混合比が0の場合の活性化率とほぼ同じとなる。そして、窒素の混合比が40以上では、活性化率は十分に高い値をとることとなる。なお、窒素の混合比が44のときには、第1のp型コンタクト層81の活性化率は、0.14程度であった。そして、窒素の混合比が66のときには、第1のp型コンタクト層81の活性化率は、0.21程度であった。この値は、十分に高い値である。4-5.出力図8は、発光素子の出力について、第1のp型コンタクト層81の形成に際して、水素ガスを用いた場合従来例と、窒素ガスと水素ガスとの混合気体窒素の混合比66を用いた場合実施例とを比較するためのグラフである。なお、図8に示す結果は、アニール処理を行った場合の結果である。図8の縦軸は、その光の相対光度である。そして、従来例の光度を基準とした。そのため、従来例の相対光度は、もちろん100である。図8に示すように、キャリアガスとして、窒素ガスと水素ガスとの混合気体窒素の混合比66を用いて第1のp型コンタクト層81を形成した場合のほうが、従来例に比べて、光の出力は10程度高い。これは、前述のように、キャリアガスに混合ガスを用いて製造された発光素子のほうが、電気抵抗率、正孔濃度、正孔の移動度、活性化率において、好ましい値をもっているからである。実験では、窒素の混合比が66の場合に、最も良好な結果が得られた。そして、窒素の混合比が44の場合でも、良好な結果が得られた。よって、窒素の混合比が44以上66以下の範囲内では、さらに、窒素の混合比の高い領域、すなわち、窒素の混合比が80以下の領域でも適用可能であると考えられる。ただし、窒素の混合比が大きいと、表面荒れやピットが生じるおそれがある。したがって、窒素の混合比が50以上75以下の範囲内であると好ましい。そして、より好ましくは、55以上70以下の範囲内であると考えられる。5.変形例5-1.アニール処理工程の不実施本実施例では、積層体90にp電極P1およびn電極N1を形成した後に、アニール処理熱処理を行うこととした。しかし、図4~図6までに示したように、必ずしもアニール処理を行わなくともよい。正孔濃度図4参照、正孔の移動度図5参照、電気抵抗率図6参照、活性化率図7参照のそれぞれについて、アニール処理を行わなくとも、ある程度電気抵抗率の低い発光素子を製造することができる。これにより、製造工程がひとつ減る。つまり、発光素子の生産性が向上する。5-2.p型コンタクト層の材質本実施例では、第1のp型コンタクト層81および第2のp型コンタクト層82のいずれも、p-GaNから成るとした。しかし、これらの層81、82を、p-GaNとする代わりに、p-InGaNとしてもよい。p-GaNでオーミック性の改善が得られたのであるから、p-GaNよりもバンドギャップの小さいp-InGaNであっても当然に、同様の効果が得られるはずである。具体的には、第1のp型コンタクト層81を、p-GaNとするとともに、第2のp型コンタクト層82を、p-InGaNとする場合が挙げられる。また、第1のp型コンタクト層81を、p-InGaNとするとともに、第2のp型コンタクト層82を、p-InGaNとしてもよい。この場合には、第2のp型コンタクト層82におけるIn組成を、第1のp型コンタクト層81におけるIn組成よりも大きくするとよい。6.まとめ以上、詳細に説明したように、本実施例に係る発光素子100の製造方法では、第1のp型コンタクト層形成工程ではキャリアガスとして窒素と水素との混合気体を用いて第1のp型コンタクト層81を形成するとともに、第2のp型コンタクト層形成工程ではキャリアガスとして水素を用いて第2のp型コンタクト層82を形成する方法である。これにより、p型コンタクト層80での正孔の移動度を向上させるとともに、p型コンタクト層80とp電極P1との間の接触抵抗を小さくすることのできるIII族窒化物半導体発光素子の製造方法が実現されている。なお、本実施の形態は単なる例示にすぎず、本発明を何ら限定するものではない。したがって本発明は当然に、その要旨を逸脱しない範囲内で種々の改良、変形が可能である。本形態では、積層体90として図3に示したものを用いた。しかし、積層体の積層構造については、必ずしも図3に示したものに限らない。積層構造や各層の繰り返し回数等、任意に選択してよい。そしてもちろん、p型コンタクト層80以外の各層の組成についても、本形態と異なっていて構わない。また、有機金属気相成長法MOCVD法に限らない。キャリアガスを用いて結晶を成長させる方法であれば、他の方法を用いてもよい。