シリコンがドープされたn型コンタクト層と、p型コンタクト層と、前記n型コンタクト層とp型コンタクト層との間に介在する活性領域と、前記n型コンタクト層と前記活性領域との間に介在する超格子層と、前記超格子層と前記n型コンタクト層との間に介在する非ドープ中間層と、前記非ドープ層と前記超格子層との間に介在する電子補強層と、を備え、前記超格子層は、前記活性領域に最も近い最終層にのみ意図的にシリコンがドープされ、前記最終層のシリコンドーピング濃度は、前記n型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高いことを特徴とする発光ダイオード。前記超格子層の最終層が、活性領域に接することを特徴とする請求項1に記載の発光ダイオード。前記電子補強層には、シリコンがドープされ、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度が、前記n型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高いことを特徴とする請求項1に記載の発光ダイオード。前記電子補強層が、前記超格子層に接することを特徴とする請求項3に記載の発光ダイオード。前記電子補強層がGaNで形成され、前記超格子層がGaNとInGaNを交互に積層して形成され、前記超格子層の最終層がGaNで形成されたことを特徴とする請求項4に記載の発光ダイオード。前記n型コンタクト層がGaN層を有し、前記非ドープ層がGaNで形成されたことを特徴とする請求項5に記載の発光ダイオード。前記超格子層の最終層のシリコンドーピング濃度が、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度と同一であることを特徴とする請求項1に記載の発光ダイオード。基板上にバッファ層を形成し、前記バッファ層上にシリコンがドープされたn型コンタクト層を形成し、前記n型コンタクト層上に非ドープ中間層を形成し、前記中間層上に電子補強層を形成し、前記電子補強層上に超格子層を形成し、前記超格子層上に活性領域を形成することを含み、前記超格子層が、最終層にのみシリコンがドープされ、前記最終層のシリコンドーピング濃度が、n型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高いことを特徴とする発光ダイオードの製造方法。チャンバー内に窒素ソースガス及び金属ソースガスを供給し、第1の温度で窒化ガリウム系半導体層の電子補強層を成長させ、前記金属ソースガスの供給を中断し、前記成長されたn側窒化ガリウム系半導体層を前記第1の温度の基板上で第1の時間維持し、前記第1の時間が経過した後、前記基板の温度を第2の温度に下げ、前記チャンバー内に金属ソースガスを供給し、前記第2の温度で前記超格子層を成長させることを含むことを特徴とする請求項8に記載の発光ダイオードの製造方法。前記第1の時間が3分乃至10分の範囲内であることを特徴とする請求項9に記載の発光ダイオードの製造方法。前記超格子層上に活性層を成長させた後、金属ソースガスの供給を中断し、前記基板の温度を、第2の時間第3の温度に上げ、前記第3の温度で前記活性層上にp型窒化ガリウム系半導体層を成長させることを含むことを特徴とする請求項9に記載の発光ダイオードの製造方法。前記第2の時間が5分乃至15分の範囲内であることを特徴とする請求項11に記載の発光ダイオードの製造方法。シリコンがドープされたn型コンタクト層と、p型コンタクト層と、前記n型コンタクト層とp型コンタクト層との間に介在する活性領域と、前記n型コンタクト層と前記活性領域との間に介在する超格子層と、前記超格子層と前記n型コンタクト層との間に介在する非ドープ中間層と、前記非ドープ層と前記超格子層との間に介在する電子補強層と、を備え、前記n型コンタクト層が、n型GaN層及び前記n型GaN層間に介在するn型AlGaN層を有することを特徴とする発光ダイオード。基板と、前記基板上に位置する低温バッファ層と、前記低温バッファ層と前記n型コンタクト層との間に介在する非ドープGaN層をさらに有することを特徴とする請求項13に記載の発光ダイオード。前記超格子層が、前記活性領域に最も近い最終層にのみ意図的にシリコンがドープされ、前記最終層のシリコンドーピング濃度が、前記n型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高いことを特徴とする請求項13に記載の発光ダイオード。前記超格子層の最終層が、活性領域に接することを特徴とする請求項15に記載の発光ダイオード。前記超格子層が、GaNとInGaNを交互に積層して形成されるが、前記超格子層の最終層がGaNで形成されたことを特徴とする請求項16に記載の発光ダイオード。前記超格子層の最終層のシリコンドーピング濃度が、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度と同一であることを特徴とする請求項13に記載の発光ダイオード。前記超格子層の最終層のシリコンドーピング濃度が、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度と同一であることを特徴とする請求項13に記載の発光ダイオード。前記電子補強層が、前記超格子層に接することを特徴とする請求項13に記載の発光ダイオード。n型コンタクト層と、前記n型コンタクト層の上部に形成されたp型コンタクト層と、前記n型コンタクト層と前記p型コンタクト層との間に介在する多重量子井戸構造の活性領域と、前記n型コンタクト層と前記活性領域との間に介在するスペーサ層と、を備え、前記スペーサ層は、n型不純物がドープされており、前記n型不純物のドーピング濃度は、前記n型コンタクト層の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高く、前記活性領域は、n型不純物が非ドープされたことを特徴とする発光ダイオード。前記スペーサ層は、Inを含み、前記In含量は、前記活性領域の障壁層でのIn含量よりも低く、前記井戸層でのIn含量よりは高いことを特徴とする請求項21に記載の発光ダイオード。前記活性領域が、InGaN層を有する多重量子井戸構造であることを特徴とする請求項21に記載の発光ダイオード。前記スペーサ層が、InGaN層を有することを特徴とする請求項21に記載の発光ダイオード。前記スペーサ層が、InxGa1-xN0≦x<1とInyGa1-yN0≦y<1が交互に積層されたことを特徴とする請求項24に記載の発光ダイオード。前記スペーサ層が、互いに交互に積層された超格子層を有することを特徴とする請求項21に記載の発光ダイオード。前記スペーサ層が、複数層からなり、前記活性領域と隣接した少なくとも一つの層には、n型不純物がドープされており、その残りの層は、n型不純物が非ドープされているが、前記n型不純物のドーピング濃度が、前記n型コンタクト層の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高いことを特徴とする請求項21に記載の発光ダイオード。前記スペーサ層と前記n型コンタクト層との間に形成された中間層をさらに有し、前記中間層は、n型不純物が、前記n型コンタクト層の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高く、前記スペーサ層での前記n型不純物濃度よりは相対的に低くドープされた層を有することを特徴とする請求項21に記載の発光ダイオード。前記中間層が、n型AlGaN層を有することを特徴とする請求項28に記載の発光ダイオード。前記n型AlGaN層が、前記活性領域に近いほど、Alの組成が次第にまたは段階的に低くなることを特徴とする請求項29に記載の発光ダイオード。前記n型AlGaN層が、AlGaN/GaNまたはAlGaN/InGaNの多層膜構造で形成されたことを特徴とする請求項29に記載の発光ダイオード。前記中間層が、前記スペーサ層とn型AlGaN層との間にn‐GaN層をさらに有することを特徴とする請求項29に記載の発光ダイオード。前記中間層が、前記n型AlGaN層と前記n型コンタクト層との間に、非ドープされたGaN層、ロードープされたn‐GaN層の少なくとも一つをさらに有することを特徴とする請求項29に記載の発光ダイオード。前記活性領域と前記p型コンタクト層との間に形成されたp型クラッド層をさらに含むことを特徴とする請求項21に記載の発光ダイオード。前記p型クラッド層が、p型AlGaN層を有することを特徴とする請求項34に記載の発光ダイオード。前記p型AlGaN層が、AlGaN/GaNまたはAlGaN/InGaNの多層膜構造で形成されたことを特徴とする請求項35に記載の発光ダイオード。前記p型AlGaN層は、前記活性領域に隣接した層がAlGaNで形成されたことを特徴とする請求項36に記載の発光ダイオード。前記p型AlGaN層は、前記活性領域に隣接した前記AlGaN層が、前記p型クラッド層内の他の層に比べて薄いことを特徴とする請求項36に記載の発光ダイオード。前記p型AlGaN層は、前記p型コンタクト層に行くほどAlの組成が次第にまたは段階的に低くなることを特徴とする請求項35に記載の発光ダイオード。前記活性領域と前記p型クラッド層との間にInAlN層をさらに有することを特徴とする請求項34に記載の発光ダイオード。前記InAlN層が、InN/AlNの超格子構造で形成されたことを特徴とする請求項40に記載の発光ダイオード。前記InAlN層が、InN/AlNの超格子構造において、InN層にp型不純物がドープされたことを特徴とする請求項41に記載の発光ダイオード。本発明は、上記問題点に鑑みなされたものであり、その目的は、改善した静電放電特性を有する発光ダイオードを提供することにある。また、他の目的は、電流漏れの低い発光ダイオードを提供することにある。また、また他の目的は、電流分散性能を改善した発光ダイオードを製造する方法を提供することにある。また、また他の目的は、内部電場の発生を緩和し、駆動電圧を低くすることができる発光ダイオードを提供することにある。また、さらに他の目的は、効率ドループを緩和することができる発光ダイオードを提供することにある。上記目的を達成するために、本発明の一態様による発光ダイオードは、シリコンがドープされたn型コンタクト層と、p型コンタクト層と、前記n型コンタクト層とp型コンタクト層との間に介在する活性領域と、前記n型コンタクト層と前記活性領域との間に介在する超格子層と、前記超格子層と前記n型コンタクト層との間に介在する非ドープ中間層と、前記非ドープ層と前記超格子層との間に介在する電子補強層と、を備える。また、前記超格子層は、前記活性領域に最も近い最終層にのみ意図的にシリコンがドープされ、前記最終層のシリコンドーピング濃度は、前記n型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高い。活性領域に近く位置する超格子層の殆ど全ての層にシリコンを意図的にドープしていないので、漏れ電流を減少させることができ、活性領域に最も近い最終層に高濃度のシリコンをドープすることにより、接合特性が悪くなることを防ぎ、静電放電特性を改善することができる。特に、前記超格子層の最終層は、前記活性領域に接することができる。一方、前記電子補強層には、シリコンがドープされてもよく、この際、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度は、前記n型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高いことが好ましい。さらには、前記電子補強層は、前記超格子層に接することができる。また、前記電子補強層は、GaNで形成され、前記超格子層は、GaNとInGaNを交互に積層して形成することができる。この際、前記超格子層の最終層は、GaNで形成される。一方、前記超格子層の最終層のシリコンドーピング濃度は、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度とほぼ同一であってもよい。一方、前記n型コンタクト層は、GaN層を有してもよい。また、前記非ドープ中間層は、GaNで形成されてもよい。前記非ドープ中間層は、n型コンタクト層に比べて相対的に高い比抵抗を有する。したがって、前記非ドープ中間層をn型コンタクト層上に配置することにより、前記n型コンタクト層内において電子が均一に分散され得る。本発明の他の態様によると、発光ダイオードの製造方法が提供される。この方法は、基板上にバッファ層を形成し、前記バッファ層上にシリコンがドープされたn型コンタクト層を形成し、前記n型コンタクト層上に非ドープ中間層を形成し、前記中間層上に電子補強層を形成し、前記電子補強層上に超格子層を形成し、前記超格子層上に活性領域を形成することを含む。ここで、前記超格子層は、最終層にのみシリコンがドープされ、前記最終層のシリコンドーピング濃度は、n型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高い。さらには、前記方法は、チャンバー内に窒素ソースガス及び金属ソースガスを供給し、第1の温度で窒化ガリウム系半導体層の前記電子補強層を成長させ、前記金属ソースガスの供給を中断し、前記成長されたn側窒化ガリウム系半導体層を前記第1の温度の基板上で第1の時間維持し、前記第1の時間が経過した後、前記基板の温度を第2の温度に下げ、前記チャンバー内に金属ソースガスを供給し、前記第2の温度で前記超格子層を成長させることができる。前記第1の時間は、3分乃至10分の範囲内であってもよい。また、前記超格子層上に活性層を成長させた後、金属ソースガスの供給を中断し、前記基板の温度を、第2の時間第3の温度に上げ、前記第3の温度で前記活性層上にp型窒化ガリウム系半導体層を成長させることができる。前記第2の時間は、5分乃至15分の範囲内であってもよい。電子補強層を、超格子層の成長温度に下げる前に、電子補強層の成長に好適な温度またはその付近の温度で、第1の時間維持することにより、前記第1の時間、チャンバー内に残留する金属ソースガスが外部に排出され、超格子層成長温度に基板温度を下げる間、電子補強層上に結晶品質のよくない窒化物層が生成することを防止することができる。さらには、前記第1の時間、基板上に成長されたn側窒化ガリウム系半導体層が熱処理されて結晶品質が向上する。本発明の他の態様による発光ダイオードは、シリコンがドープされたn型コンタクト層と、p型コンタクト層と、前記n型コンタクト層とp型コンタクト層との間に介在する活性領域と、前記n型コンタクト層と前記活性領域との間に介在する超格子層と、前記超格子層と前記n型コンタクト層との間に介在する非ドープ中間層と、前記非ドープ層と前記超格子層との間に介在する電子補強層と、を備える。また、前記n型コンタクト層は、n型GaN層及び前記n型GaN層間に介在するn型AlGaN層を有する。また、前記発光ダイオードは、基板と、前記基板上に位置する低温バッファ層と、前記低温バッファ層と前記n型コンタクト層との間に介在する非ドープGaN層をさらに有してもよい。前記n型GaN層間にn型AlGaN層を挿入することにより、低温バッファ層で生成した貫通転位が活性領域に転写されることを遮断して漏れ電流を低くし、静電放電特性を改善することができる。また、前記超格子層は、前記活性領域に最も近い最終層にのみ意図的にシリコンがドープされ、前記最終層のシリコンドーピング濃度は、前記n型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高くてもよい。活性領域に近く位置する超格子層の殆ど全ての層に、シリコンを意図的にドープしていないので、漏れ電流を減少させることができ、活性領域に最も近い最終層に高濃度のシリコンをドープすることにより、接合特性が悪くなることを防止し、静電放電特性を改善することができる。特に、前記超格子層の最終層は、前記活性領域に接してもよい。一方、前記電子補強層には、シリコンがドープされてもよく、この際、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度は、前記n型コンタクト層のシリコンドーピング濃度よりも高いことが好ましい。さらには、前記電子補強層は、前記超格子層に接することができる。また、前記電子補強層は、GaNで形成され、前記超格子層は、GaNとInGaNを交互に積層して形成されてもよい。この際、前記超格子層の最終層は、GaNで形成される。一方、前記超格子層の最終層のシリコンドーピング濃度は、前記電子補強層のシリコンドーピング濃度とほぼ同一であってもよい。一方、前記非ドープ中間層は、GaNで形成されてもよい。前記非ドープ中間層は、n型コンタクト層に比べて相対的に高い比抵抗を有する。したがって、前記非ドープ中間層をn型コンタクト層上に配置することにより、前記n型コンタクト層内において電子が均一に分散され得る。本発明の他の態様によると、n型コンタクト層と、前記n型コンタクト層の上部に形成されたp型コンタクト層と、前記n型コンタクト層と前記p型コンタクト層との間に介在する多重量子井戸構造の活性領域と、前記n型コンタクト層と前記活性領域との間に介在するスペーサ層と、を備え、前記スペーサ層は、n型不純物がドープされており、前記n型不純物のドーピング濃度は、前記n型コンタクト層の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高く、前記活性領域は、n型不純物が非ドープされたダイオードが提供される。前記スペーサ層は、Inを含み、前記In含量は、前記活性領域の障壁層でのIn含量よりも低く、前記井戸層でのIn含量よりは高くてもよい。前記活性領域は、InGaN層を有する多重量子井戸構造であってもよい。前記スペーサ層は、InGaN層を有してもよく、InxGa1-xN0≦x<1とInyGa1-yN0≦y<1が交互に積層されたものであってもよい。前記スペーサ層は、互いに交互に積層された超格子層を有してもよい。前記スペーサ層は、複数層からなり、前記活性領域と隣接した少なくとも一つの層には、n型不純物がドープされており、その残りの層は、n型不純物が非ドープされているが、前記n型不純物のドーピング濃度は、前記n型コンタクト層の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高くてもよい。前記発光ダイオードは、前記スペーサ層と前記n型コンタクト層との間に形成された中間層をさらに有し、前記中間層は、前記n型コンタクト層の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高く、前記スペーサ層での前記n型不純物濃度よりは相対的に低く、n型不純物がドープされた層を有してもよい。前記中間層は、n型AlGaN層を有してもよい。前記n型AlGaN層は、前記活性領域に近いほど、Alの組成が次第にまたは段階的に低くなってもよい。前記n型AlGaN層は、AlGaN/GaNまたはAlGaN/InGaNの多層膜構造で形成されてもよい。前記中間層は、前記スペーサ層とn型AlGaN層との間にn‐GaN層をさらに有してもよい。前記中間層は、前記n型AlGaN層と前記n型コンタクト層との間に、非ドープされたGaN層、ロードープされたn‐GaN層の少なくとも一つをさらに有してもよい。前記発光ダイオードは、前記活性領域と前記p型コンタクト層との間に形成されたp型クラッド層をさらに有してもよい。前記p型クラッド層は、p型AlGaN層を有してもよい。前記p型AlGaN層は、AlGaN/GaNまたはAlGaN/InGaNの多層膜構造で形成されてもよい。前記p型AlGaN層は、前記活性領域に隣接した層が、AlGaNで形成されてもよい。前記p型AlGaN層は、前記活性領域に隣接した前記AlGaN層が、前記p型クラッド層内の他の層に比べて薄くてもよい。前記p型AlGaN層は、前記p型コンタクト層に行くほどAlの組成が次第にまたは段階的に低くなってもよい。前記発光ダイオードは、前記活性領域と前記p型クラッド層との間にInAlN層をさらに有してもよい。前記InAlN層は、InN/AlNの超格子構造で形成されてもよい。前記InAlN層は、InN/AlNの超格子構造において、InN層にp型不純物がドープされてもよい。本発明によると、活性領域の近くに配置された超格子層内の大部分の領域に不純物を意図的にドープせず、その最終層に高濃度のシリコンをドープすることにより、漏れ電流特性及び静電放電特性を向上させることができる。また、前記超格子層とn型コンタクト層との間に非ドープ中間層と電子補強層とを介在させることにより、電流を分散させることができ、順方向電圧の増加を防止することができる。さらには、電子補強層を成長させた後、電子補強層の成長温度で所定の時間維持することにより、電子補強層の結晶品質を向上させることができ、また、活性層を成長させた後、金属ソースガスの供給を中断し、p側窒化ガリウム系半導体層を成長させるのに好適な温度に基板温度を上昇させる時間を相対的に長くすることにより、漏れ電流を低くすることができる。また、前記n型GaN層間にn型AlGaN層を挿入することにより、低温バッファ層で生成した貫通電位が活性領域に転写されることを遮断し、漏れ電流を低くし、静電放電特性を改善することができる。また、活性領域の結晶質を改善し、活性領域内においてキャリアの再結合を高くすることができる。また、複数層からなるスペーサ層を、コンタクト層と活性領域との間に形成することにより、活性領域で発生する歪みを緩和することができる。また、活性領域と隣接した層にのみ選択的にn型不純物がドープされたスペーサ層を介して活性領域での駆動電圧を低くすることができる。さらには、電子ブロック層の役割を増加させ、活性領域でのキャリア再結合率を増加させることができる。以下、添付した図面に基づき、本発明の好適な実施例について詳述する。以下に紹介される実施例は、本発明の思想を当業者に充分伝達するために、例として提供されるものである。従って、本発明は、後述する実施例に限定されず、他の形態に具体化され得る。なお、図面において、構成要素の幅、長さ、厚さ等は、説明の便宜のために誇張して表現されることもある。明細書の全体にわたって、同一の参照番号は、同一の構成要素を示す。図2は、本発明の一実施例による発光ダイオードを説明するための断面図であり、図3は、前記発光ダイオードの概略的なシリコンドーピングプロファイルを示す。図2及び図3を参照すると、前記発光ダイオードは、n型コンタクト層57、非ドープ中間層59、電子補強層61、超格子層63、活性領域65、及びp型コンタクト層69を有する。また、前記発光ダイオードは、基板51、低温バッファ層、または核層53及びバッファ層55を有してもよく、p型クラッド層67を有してもよい。前記基板51は、窒化ガリウム系半導体層を成長させるための基板であって、サファイア、SiC、スフィネル等、特に制限されず、例えば、パターニングされたサファイア基板PSSであってもよい。前記核層53は、基板51上にバッファ層55を成長させるために、400~600°Cの低温で、Al、GaNで形成されてもよく、好ましくは、GaNまたはAlNで形成される。前記核層は、約25nmの厚さで形成されてもよい。バッファ層55は、基板51とn型コンタクト層57との間で、電位のような欠陥発生を緩和するための層であり、相対的に高温で成長される。前記バッファ層55は、例えば、非ドープGaNで形成されてもよい。前記n型コンタクト層57は、n型不純物、例えば、Siがドープされた窒化ガリウム系半導体層で形成される。前記n型コンタクト層57は、GaN層を有してもよく、単一層または多重層で形成されてもよい。図4に示すように、前記n型コンタクト層57は、n型の第1のGaN層57a、n型のAlGaN層57b、第2のGaN層57cを有してもよい。すなわち、AlGaN層57bがGaN層57a、57c間に介在する。前記n型コンタクト層にドープされるSiドーピング濃度は、1×1018/cm3~1×1019/cm3の範囲内であってもよい。例えば、図4に示すように、第1のn型GaN層57aを成長させた後、n型AlGaN層57bを成長させると、n型AlGaN層57bにより、二軸応力が発生する。その上に、さらに第2のGaN層57cを成長させると、圧縮応力により前記二軸応力が緩和し、このような応力変化に起因して、貫通電位を減少させることができる。したがって、n型AlGaN層57bをn型GaN層57a、57c間に配置することにより、核層53及び高温バッファ層55を介して転写された貫通電位が活性領域65側に転写されることを防ぐことができる。非ドープ中間層59は、意図的に不純物がドープされていないGaN層であり、100~5000Åの厚さで形成されてもよい。非ドープ中間層59は、不純物がドープされていないので、n型コンタクト層に比べて相対的に比抵抗が高い。したがって、n型コンタクト層57から活性領域65に流入する電子が非ドープ中間層59を通過する前に、n型コンタクト層57内において均一に分散され得る。非ドープ中間層59上に電子補強層61が形成される。前記電子補強層61は、Siが高濃度でドープされたGaN層で10~2000Åの厚さで形成されてもよく、発光ダイオードの順方向電圧を低くする。図3に示すように、電子補強層61にドープされるSiのドーピング濃度は、n型コンタクト層57のシリコンドーピング濃度よりも高い。電子補強層61内のシリコンドーピング濃度は、n型コンタクト層57のシリコンドーピング濃度の4倍以上であってもよい。前記n型コンタクト層57、非ドープ中間層59、及び電子補強層61は、チャンバー内に金属ソースガスを供給して連続的に成長されてもよい。金属ソースガスの原料としては、Al、Ga、Inの有機物、例えば、TMA、TMG、及び/またはTMI等が用いられる。これらの層は、第1の温度、例えば、1050°C~1150°Cで成長されてもよい。前記電子補強層61上に超格子層63が形成される。超格子層63は、GaN層とInGaN層を、例えば、それぞれ20Åの厚さで交互に積層して形成されてもよい。前記超格子層63の第1層は、GaNまたはInGaNで形成されてもよいが、最終層は、GaNで形成されることが好ましい。前記超格子層63の最終層には、Siが高濃度でドープされる。前記最終層にドープされるSiのドーピング濃度は、n型コンタクト層57にドープされるSiの濃度よりも、例えば、約4倍乃至5倍高くてもよい。また、前記超格子層63の最終層にドープされるSi濃度は、電子補強層61のドーピング濃度とほぼ同一であってもよい。したがって、前記超格子層63の最終層と前記超格子層63下の電子補強層61が高濃度でドープされた層で形成され、その間に位置する超格子層63の残りの層は、非ドープ層で形成される。超格子層63の大部分の層が非ドープ層で形成されるので、発光ダイオードの漏れ電流を減少させることができる。また、超格子層63の最終層を高濃度でドープすることにより、超格子層63と活性領域との間の接合特性を向上させることができる。一方、前記超格子層63は、電子補強層61に比べて相対的に低い温度で成長されてもよい。図5に示すように、前記超格子層63を成長させる前、前記電子補強層61が成長された後、前記金属ソースガスの供給を中断し、前記成長された電子補強層61を前記第1の温度T1の基板21上で、第1の時間t1の間維持する。第1の時間t1は、チャンバー内に残留する金属ソースガスが十分に排出される時間であって、約3分乃至10分、好ましくは、約5分乃至7分であってもよい。また、前記第1の時間t1の間、電子補強層61を含めてn型コンタクト層57及び中間層59が熱処理され、n側半導体層の結晶品質が向上する。次いで、基板21の温度を第1の温度T1から第2の温度T2に下げる。前記第2の温度T2は、超格子層63を成長させるのに好適な温度に設定される。前記第2の温度T2、例えば、650~800°Cの範囲内であってもよい。前記超格子層63の成長が完了した後、超格子層63上に活性領域65が成長される。活性領域65は、超格子層63と同一または相対的にさらに低温、例えば、650~750°Cの範囲内で成長されてもよい。例示を簡略化するために、図5において、活性領域65が超格子層63の成長温度である第2の温度T2で成長されるものと示している。活性領域65は、障壁層とInGaN量子井戸層が交互に積層された多重量子井戸構造を有してもよい。前記障壁層は、量子井戸層に比べてバンドギャップの広い窒化ガリウム系半導体層、例えば、GaN、InGaN、AlGaN、またはAlInGaNで形成されてもよい。InGaN量子井戸層内のIn組成比は、所望の光波長によって決定される。活性領域65は、超格子層63の最終層に接してもよい。前記活性領域65の障壁層及び量子井戸層は、活性領域の結晶品質を向上させるために、不純物がドープされていない非ドープ層で形成されてもよいが、順方向電圧を低くするために、一部または全体の活性領域内に不純物がドープされてもよい。前記活性領域65上にp型コンタクト層69が位置し、前記活性領域65とp型コンタクト層69との間にp型クラッド層67が介在してもよい。例えば、活性領域65の成長が完了した後、金属ソースガスの供給を中断し、基板51の温度を第2の時間t2第3の温度T3に上げる。前記第2の時間t2はチャンバー内に残留する金属ソースガスが十分に排出される時間に設定される。例えば、前記第2の時間t2は、5分~15分の範囲内であってもよい。または、前記活性領域65の成長が完了した後、金属ソースガスの供給を中断し、基板51の温度を第3の時間、活性領域成長温度、例えば、第2の時間t2で第3時間維持してもよい。前記第3の時間は、例えば、第1の時間と同一の時間、すなわち、3分~10分の範囲内であってもよい。活性領域65の成長が完了した後、第3の時間、第2の温度で維持することと、第2の時間t2の間、第2の温度から第3の温度に上げることは、互いに代替手段として用いられているが、これに限定されず、互いに補完して用いられてもよい。次いで、第3の温度T3で、チャンバー内に金属ソースガスが供給され、p側窒化ガリウム系半導体層、例えば、p型クラッド層67またはp型コンタクト層69が成長される。前記p型クラッド層67は、AlGaNであってもよい。また、前記p型コンタクト層69は、GaNの単一層またはGaN層を有する多層構造であってもよい。発光ダイオードのエピタキシャル層の成長が完了した後、前記エピタキシャル層を用いて個別の発光ダイオードチップが製造される。実験例1MOCVD装備を用いて、図2及び図3を参照して、上述した構造のエピタキシャル層を成長させた。ここで、他の条件は、全て同一であり、GaN/InGaN超格子層におけるSiドーピング位置を異ならせた。非ドープGaNバッファ層55上に、n型コンタクト層57、非ドープ中間層59、高濃度でドープされたGaN電子補強層61を順次成長させ、前記電子補強層61上に前記超格子層を成長させ、超格子層上に多重量子井戸構造の活性領域65、p型AlGaNクラッド層67、p型GaNコンタクト層69を順次成長させた。比較例は、超格子層内の全てのGaN層にSiをドープし、実施例は、超格子層の最終層であるGaN層にのみ、電子補強層61と同一の高濃度でSiをドープした。成長されたエピタキシャル層を基板と一緒に分割し、光学特性及び電気的特性を測定しており、その結果を表1に示した。ここで、静電放電ESD特性は、同一のウエハにおいて作製された良好な発光ダイオードに対して、1000Vの逆方向電圧を用いて、静電放電試験を行った後の不良発生を確認し、ESDパス比率を示し、光出力及び電気的特性値は、ESD試験前に測定された値を、比較例を基準として百分率で示した。表1を参照すると、本発明による実施例は、比較例と対比して、ピーク波長が少し減少し、順方向電圧が少し増加しており、光出力が少し減少しているが、大きさ差を示さない。しかし、実施例は、比較例に比べて漏れ電流が急に減少するものと示され、ESD特性が極めて向上したことを示している。MOCVD装備を用いて、図3及び図4を参照して、上述した構造のエピタキシャル層を成長させた。ここで、他の条件は、全て同一であり、n型コンタクト層をn型GaNのみで形成した場合比較例と、n型GaN層間にn型AlGaN層を介在させた場合実施例とを比較した。成長されたエピタキシャル層を基板と一緒に分割し、光学特性及び電気的特性を測定しており、その結果を表2に示した。ここで、静電放電ESD特性は、同一のウエハにおいて作製された良好な発光ダイオードに対して、1000Vの逆方向電圧を用いて、静電放電試験を行った後の不良発生を確認し、ESDパス比率を示し、光出力及び漏れ電流は、ESD試験後、良好な発光ダイオードにおいて測定された値を、比較例を基準として百分率で示した。表2を参照すると、本発明による実施例は、比較例と対比してピーク波長が少し減少し、光出力が少し減少するものと示された。しかし、実施例は、比較例に比べてESD特性が相当に向上したものと示され、ESDを通過した発光ダイオードの漏れ電流は、比較例と実施例において差がなかった。図6は、本発明の一実施例による発光ダイオードを説明するための断面図であり、図7は、前記発光ダイオードの概略的なシリコンドーピングプロファイルを示し、図8は、前記発光ダイオードのスペーサ層の構造を示す図である。図6乃至図8を参照すると、前記発光ダイオードは、基板121、n型コンタクト層126、スペーサ層128、多重量子井戸構造の活性領域129、p型コンタクト層133を有する。また、核層123及び非ドープGaN層u‐GaN125が、前記基板121とn型コンタクト層126との間に介在してもよい。前記基板121は、窒化ガリウム系半導体層を成長させるための基板であって、サファイア、SiC、スフィネル等、特に制限されず、例えば、パターニングされたサファイア基板PSSであってもよい。前記核層123は、基板121上にu‐GaN層125を成長させるために、400~600°Cの低温で、Al、GaNで形成されてもよく、好ましくは、AlNで形成される。前記核層は、約25nmの厚さで形成されてもよい。u‐GaN層125は、基板121とn型コンタクト層126との間で、電位のような欠陥発生を緩和するための層であり、相対的に高温、例えば、900~1200°Cで成長される。前記n型コンタクト層126は、n-電極139が形成される層であり、SiまたはGeのようなn型不純物がドープされてもよい。例えば、前記n型コンタクト層126の不純物濃度は、例えば、5×1018atm/cm3であってもよく、相対的に高温、第1の温度T1、例えば、900~1200°Cで、例えば、2μm以下に成長されるu‐GaNであってもよい。スペーサ層128は、活性領域129の障壁層に比べてバンドギャップが小さく、井戸層に比べてバンドギャップの大きなAl、In、GaN系III族窒化物半導体層からなってもよい。例えば、スペーサ層28は、InxGa1-xN0≦x<1を含んでもよい。スペーサ層128は、n型不純物が高濃度でドープされ、発光ダイオードの順方向電圧を低くする。図7に示すように、スペーサ層128にドープされるn型不純物のドーピング濃度は、n型コンタクト層126のn型不純物のドーピング濃度よりも高い。スペーサ層128のIn組成比は、InGaN量子井戸層内のIn組成比よりも少ないことが好ましいが、この場合、電荷を活性領域内に取り込むことができ、発光効率を向上させることができる。この際、前記スペーサ層128の成長方向を基準とするとき、活性領域129と隣接した一部の厚さの領域にn型不純物をドープするようにする。また、n型不純物がドープされた厚さの領域を除いた残りの厚さの領域は、n型不純物を非ドープするようにする。スペーサ層128の全厚さの領域中において、活性領域129に隣接した一部の厚さの領域にのみn型不純物がドープされることにより、スペーサ層128から活性領域129内に電子を円滑に注入することができる。また、前記n型不純物がドープされた領域でのドーピング濃度は、前記n型コンタクト層126の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高い、例えば、9×1019atm/cm3であってもよい。これにより、スペーサ層128の抵抗増加を防止することができ、その内部で生成した電子により、活性領域129内への電子注入効率を高めることができる。一方、スペーサ層128は、図8に示すように、活性領域129の障壁層に比べてバンドギャップが小さく、井戸層に比べてバンドギャップの大きいAl、In、GaN系III族窒化物半導体層128a、128bが交互に積層された構造を有してもよい。例えば、スペーサ層128は、異なる組成のInxGa1-xN0≦x<1128aとInyGa1-yN0≦y<1128bが交互に積層されてもよい。InxGa1-xN0≦x<128aは、例えば、30~40Åの厚さで、InyGa1-yN0≦y<128bは、15~20Åの厚さで形成されてもよい。InxGa1-xN0≦x<1128aとInyGa1-yN0≦y<1128bの積層構造を有するスペーサ層128は、スペーサ層128上に形成される活性領域129の結晶性を向上させることができ、歪みを減少させることができる。スペーサ層128は、7~15周期で形成されてもよいが、7周期未満である場合、スペーサ層128が活性領域において引き起こされる歪みを緩和させる効果が弱く、15周期を超えると、工程時間が増加して好ましくない。この際、前記スペーサ層128において、活性領域129に隣接した少なくとも一つの層128a及び128bには、n型不純物がドープされる。また、n型不純物がドープされた層を除いた残りの層は、n型不純物を非ドープする。スペーサ層128のうち、活性領域129に隣接したInGaN層128a及び/またはInGaN層128bのみがn型不純物でドープされていることにより、スペーサ層128から活性領域129内に電子を円滑に注入することができる。また、前記n型不純物ドープされたInGaN層128aのドーピング濃度は、前記n型コンタクト層126の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高い、例えば、9×1019atm/cm3であってもよい。これにより、スペーサ層128の抵抗増加を防止することができ、その内部で生成した電子により、活性領域129内への電子注入効率を高めることができる。スペーサ層128の大部分の層が非ドープ層で形成されるので、発光ダイオードの漏れ電流を減少させることができる。また、活性領域129と隣接した少なくとも一つの層128a、128bにのみn型不純物を高濃度でドープすることにより、スペーサ層128と活性領域129との間の接合特性を向上させることができる。一方、活性領域129に隣接したスペーサ層128cは、スペーサ層128を構成する他の半導体層よりもInをさらに含むInGaN層とすることができる。この際、前記活性領域129に隣接したスペーサ層128cに含まれたInの量は、活性領域129の量子井戸層よりも高くてもよいが、この場合、n型不純物のドーピングは、n型コンタクト層126のドーピング濃度程度にドープし、前記スペーサ層128c内においてn型コンタクト層126側にドープすることが好ましい。活性領域129は、量子障壁層と量子井戸層が交互に積層された多重量子井戸構造を有し、量子井戸層は、InGaN層を含む。前記障壁層は、量子井戸層に比べてバンドギャップの広い窒化ガリウム系半導体層、例えば、GaN、InGaN、AlGaN、またはAlInGaNで形成されてもよい。InGaN量子井戸層内のIn組成比は、所望の光波長によって決定される。活性領域129は、n型不純物、例えば、SiやGeがドープされていない。前記活性領域129上にp型コンタクト層133が位置する。p型コンタクト層133は、活性領域129上に、例えば、GaNで形成されてもよい。また、前記p型コンタクト層133上にNi/Auまたはインジウムスズ酸化膜ITOのような透明電極図示せずが形成され、その上に、p-電極134が、例えば、リフトオフ工程で形成されてもよい。また、前記n型コンタクト層126上にTi/Al等のn-電極135がリフトオフ工程で形成されてもよい。上述した実施例では、活性領域129は、量子障壁層と量子井戸層にn型不純物がドープされておらず、活性領域129は、ほとんどn型不純物が含まれていないInxGa1-xN0≦x<1128aとInyGa1-yN0≦y<1128bの積層構造を有するスペーサ層128上において成長される。そのため、活性領域129の結晶性が向上し、歪みが減少される。また、スペーサ層128のうち、活性領域129に隣接したInGaN層128a及び/またはInGaN層128bにのみn型不純物がドープされていることにより、スペーサ層128から活性領域129内に電子を円滑に注入することができ、活性領域129におけるキャリアの再結合率を高めることができる。その結果、発光ダイオードにおける発光効率が向上する。図9及び図10は、それぞれ本発明のまた他の実施例による発光ダイオードを説明するための断面図及びシリコンドーピングプロファイルを示す図である。図9及び図10を参照すると、本実施例による発光ダイオードは、図6乃至図8に示して説明された発光ダイオードの積層構造とほぼ同じであり、単に、スペーサ層128とn型コンタクト層126との間にn型不純物がドープされた中間層127をさらに有しており、活性領域129とp型コンタクト層133との間にp型クラッド層131が介在している。前記中間層127は、図10に示すように、前記n型コンタクト層126の不純物ドーピング濃度よりも相対的に高く、前記スペーサ層128における前記n型不純物濃度よりは相対的に低い、例えば、2.5×1019atm/cm3の濃度でn型不純物がドープされ、例えば、n‐AlGaN層を有してもよい。n‐AlGaN層は、活性領域129に近いほどAlの組成がだんだん低くなり、または、Alの組成が段階別に低くなるようにする。この際、Alの組成範囲は、10~15となり、10~100nmの厚さで積層され、好ましくは、30~60nmの厚さとすることができる。n‐AlGaN層内におけるAlの組成がだんだんまたは段階別に低くなるように設定されることにより、中間層127のエネルギー準位は、活性領域129に近いほどだんだん低くなり、中間層127とスペーサ層128の境界面において最も低い値を有することができる。また、n‐AlGaN層は、多層膜構造で形成されてもよい。例えば、n‐AlGaN層は、AlGaN/GaNまたはAlGaN/InGaNの多層膜で形成されてもよい。n‐AlGaN層が多層膜で形成される場合、AlGaN層の結晶性をよくするための目的を有する。例えば、n‐AlGaN層は、活性領域129に行くほどAlの組成が次第にまたは段階的に低くなってもよい。一方、中間層127は、図11に示すように、n‐AlGaN層127bとスペーサ層128との間に200~300Åの厚さで積層されたn‐GaN27aを有してもよい。また、中間層127は、図12に示すように、非ドープされたGaN層127c、ロードープされたn‐GaN層127dを有してもよく、n‐AlGaN層127bとn型コンタクト層126との間に、例えば、1000~2000Åの厚さで積層されてもよい。図面では、ロードープされたn‐GaN層127d上に非ドープされたGaN層127cが形成されたものと示されているが、本発明は、これに限定されず、必要に応じて、非ドープされたGaN層127c上にn‐GaN層127dが形成されてもよい。また、非ドープされたGaN層127cまたはロードープされたn‐GaN層127dのいずれか一つの層のみを形成してもよい。また、中間層127は、図13に示すように、スペーサ層128とn型コンタクト層126との間に、n‐GaN127a、n‐AlGaN層127b、非ドープされたGaN層127c、ロードープされたn‐GaN層127dを有してもよい。非ドープされたGaN層127cは、意図的に不純物がドープされていないGaNであり、100~5000Åの厚さで形成されてもよい。非ドープされたGaN層127cは、不純物がドープされていないので、n型コンタクト層126に比べて相対的に比抵抗が高い。したがって、n型コンタクト層126から活性層129に流入する電子が、非ドープされたGaN層127cを通過する前に、n型コンタクト層126内において均一に分散され得る。ロードープされたn‐GaN層127dは、n型コンタクト層126に比べて不純物が低い濃度でドープされるので、n型コンタクト層126に比べて相対的に比抵抗が高い。したがって、n型コンタクト層126から活性層129に流入する電子が、ロードープされたn‐GaN層127cを通過する前に、n型コンタクト層126内において均一に分散され得る。一方、前記p型クラッド層131は、電子ブロック層として機能し、AlGaNで形成されてもよく、多層膜構造で形成されてもよい。例えば、p型クラッド層131は、AlGaN/GaNまたはAlGaN/InGaNの多層膜で形成されてもよい。p型クラッド層131が多層膜で形成される場合、AlGaN層の結晶性を向上させることができる。例えば、前記p型クラッド層131は、活性領域129に隣接した層がAlGaNで形成され、前記AlGaN層がp型コンタクト層133に行くほどAlの組成がだんだん低くなってもよい。これは、p型クラッド層131とp型コンタクト層133との界面による分極化現象を減らすためのものである。また、活性領域129に隣接した第一のAlGaN層は、p型クラッド層131内の他の層に比べて薄いことが好ましい。一方、前記p型クラッド層131のAlGaN層は、前記n‐AlGaN層127bよりもエネルギー準位が高いことが好ましい。すなわち、Alの組成において、前記p型クラッド層131のAlGaN層が、前記n‐AlGaN層127bに比べて高く設定される。前記p型クラッド層131のAlGaN層が、前記n‐AlGaN層127bに比べてAlの組成が高く設定されることにより、順方向電圧の印加時、活性層を中心として、n側での伝導バンドがp側での伝導バンドよりも高くなるので、これを緩和するためのものである。また、活性領域129とp型クラッド層131との間にInGaN層をさらに含んでもよい。この場合、InAlN層において、Inの組成は、約0.10~0.20間程度となり、好ましくは、Inの組成は、約0.17~0.18であってもよい。この際、InAlN層の成長温度は、例えば、845°Cであってもよく、InN/AlNの超格子構造で形成されてもよい。また、InAlN層の厚さは、約10~30nm程度であり、好ましくは約18~22nm程度で形成されてもよい。p型クラッド層131を形成するAlGaN層の厚さよりも薄く形成されてもよい。例えば、InAlN層の厚さは、p型クラッド層131を形成するAlGaN層に比べて、3:2程度の厚さで薄く形成することができる。InAlN層におけるp型不純物のドーピング濃度は、約8×1017/cm3程度であり、ドーピングの際は、InN/AlNの超格子構造でInNにドープすることが好ましい。この場合、InAlN層は、正孔濃度を増加させる役割をする。活性領域129とp型クラッド層131との間に形成されるInAlN層は、電子ブロックとして機能するp型クラッド層131を成長させるとき、活性領域129に対する温度の影響を減らすことができる。上述した本発明の実施例において、スペーサ層128におけるn型不純物がドープされる層の個数、及びn型不純物のドーピング濃度、積層厚さ、積層回数と、前記中間層127、非ドープ層、n型クラッド層の厚さは、互いに関連し、必要に応じて調整される。以上、本発明は、上述した実施例により限定されず、当業者によって様々な変形及び変更が可能であり、これは、添付の請求項において定義される本発明の趣旨と範囲に含まれる。