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JP5995302B2 - 窒化物半導体発光素子の製造方法 - Google Patents
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JP5995302B2 - 窒化物半導体発光素子の製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、窒化物半導体発光素子の製造方法に関するものである。
可視光〜紫外線の波長域で発光する窒化物半導体発光素子は、低消費電力、小型という利点から、衛生、医療、工業、照明、精密機械などの様々な分野への応用が期待されており、青色光の波長域など、一部の波長域では既に実用化に至っている。
しかしながら、窒化物半導体発光素子においては、青色光を発光する窒化物半導体発光素子（以下、青色発光ダイオードと称する）に限らず、発光効率および光出力の、より一層の向上が望まれている。特に、紫外線の波長域の光を発光する窒化物半導体発光素子（以下、紫外発光ダイオードと称する）は、現状では、青色発光ダイオードに比べて外部量子効率および光出力が著しく劣るという問題が実用化への大きな障壁となっており、その原因の一つに発光層の発光効率（以下、内部量子効率と称する）が低いことが挙げられる。
ここにおいて、窒化物半導体結晶により構成される発光層の内部量子効率は、貫通転位の影響を受ける。ここで、貫通転位の転位密度が高い場合には、非発光再結合が支配的になり、内部量子効率を低下させる原因となる。
上述の貫通転位は、窒化物半導体に対して格子不整合の大きいサファイアなどの材料からなる基板をエピタキシャル成長用基板として用いた場合に、特に成長界面で発生し易い。従って、貫通転位密度の少ない窒化物半導体結晶層を得るためには、成長初期の各構成元素の振る舞いを制御することが非常に重要な要素となる。特に、Ａｌを含有した窒化物半導体結晶層（特にＡｌＮ層）の成長では、Ａｌを含有していない窒化物半導体結晶層（特にＧａＮ層）に比べ、成長時のIII族原子からなる構成元素の拡散長が短く、成長初期に複数の核が高密度で生成される。そして、貫通転位の多くは、隣り合う核が結合する際に、その境界で発生し易いことが知られている。また、製造装置としてＭＯＣＶＤ装置（有機金属気相成長装置）を用いた場合、一般的なIII族原料であるトリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）と、一般的なＶ族原料であるアンモニア（ＮＨ3）とが気相中で反応し、ナノメートルオーダのパーティクル（ナノパーティクル）を形成してしまい、このナノパーティクルが基板の表面に存在すると、ＡｌＮ結晶の成長を阻害するものと推測される。したがって、窒化物半導体結晶層の構成元素にＡｌを含む紫外線発光ダイオードを製造する場合、窒化物半導体結晶層の構成元素にＡｌを含まない青色発光ダイオードと比較して、窒化物半導体結晶層内に多くの貫通転位が存在してしまうため、発光効率が低かった。
これに対し、発光波長が２３０ｎｍ〜３５０ｎｍの紫外波長領域で発光可能な発光素子構造に適したＡｌＮバッファ層を形成する工程を備えた半導体構造の形成方法が提案されている（特許文献１）。特許文献１に記載されたＡｌＮ高品質バッファ成長構造は、サファイア（０００１）基板と、このサファイア（０００１）基板上に順次形成された、ＡｌＮ核形成層と、パルス供給ＡｌＮ層と、連続成長ＡｌＮ層とを有している。
ＡｌＮ核形成層と、パルス供給ＡｌＮ層と、連続成長ＡｌＮ層とは、ＭＯＣＶＤ装置により形成されている。ＡｌＮ核形成層は、ＮＨ3パルス供給法を用い第１の成長モードである初期核形成モードで成長され、パルス供給ＡｌＮ層は、ＮＨ3パルス供給法を用い第２の成長モードである低速成長モードで成長され、連続成長ＡｌＮ層は、高速縦方向成長モードで成長されている。ここで、特許文献１には、第２の成長モードは、グレインサイズを拡張し、転位を低減するモードであり、凹凸を有するＡｌＮ核形成層を平坦に埋め込むことができる旨が記載されている。また、特許文献１には、高速縦方向成長モードは、さらに平坦性を向上させるとともにクラックの発生を抑制するモードであり、ＮＨ3パルス供給法によるＡｌＮ成長法を用いていない旨が記載されている。ＮＨ3パルス供給法によるＡｌＮ成長法は、ＡｌソースであるＴＭＡｌを連続的に供給するとともに、ＮソースであるＮＨ3をパルス状に供給する方法である。
特許文献１では、ＡｌＮ核形成層、パルス供給ＡｌＮ層および連続成長ＡｌＮ層の成長温度が、それぞれ、１３００℃、１２００℃および１２００℃となっている。
また、特許文献１には、発光波長が２５０ｎｍの深紫外ＬＥＤ素子として、サファイア基板上に形成されたＡｌＮバッファ層と、このＡｌＮバッファ層上に形成されたＬＥＤ構造とを有するものが記載されている。ここにおいて、ＬＥＤ構造は、ＡｌＮバッファ層側から、順番に、Ｓｉドープのｎ型Ａｌ0.75Ｇａ0.25Ｎ層、Ａｌ0.75Ｇａ0.25Ｎ／Ａｌ0.60Ｇａ0.40Ｎ層のＭＱＷと、ＭｇドープのＡｌ0.95Ｇａ0.05Ｎによる電子ブロック層と、ＭｇドープのＡｌ0.75Ｇａ0.25Ｎ層と、Ｍｇドープのｐ型ＧａＮ層とを有している。また、Ｍｇドープのｐ型ＧａＮ層に対して第１電極が形成され、Ｓｉドープのｎ型Ａｌ0.75Ｇａ0.25Ｎ層に対して第２電極が形成されている。
特開２００９−５４７８０号公報
本願発明者らは、特許文献１に記載されている成長条件に基づいてＡｌＮバッファ層の作製を行って、ＡｌＮバッファ層の品質の評価を行ったところ、Ｘ線回折測定によるロッキングカーブの半値幅が５００arcsecと小さく、原子間力顕微鏡（Atomic Force Microscope：ＡＦＭ）により明瞭な原子ステップを観察することができ、良好な品質が得られていることを確認した。しかしながら、本願発明者らは、光学顕微鏡による観察により、ＡｌＮバッファ層の表面に、平面視形状が六角形状の突起が、多数、存在しているという知見を得た。また、本願発明者らは、同じ条件で形成したＡｌＮバッファ層を備え、チップサイズが３５０μｍ□の紫外発光ダイオードを試作し、紫外発光ダイオードの電流−電圧特性の測定を行ったところ、リーク電流が大きく、駆動電流を増加させたときに短絡し、発光しなくなるものがあるという知見を得た。
本発明は上記事由に鑑みて為されたものであり、その目的は、電気的特性の信頼性の向上を図れる窒化物半導体発光素子の製造方法を提供することにある。
本発明の窒化物半導体発光素子の製造方法は、単結晶基板と、前記単結晶基板の一表面上に形成されたアンドープのＡｌＮ層と、前記ＡｌＮ層上に形成された第１導電形の第１窒化物半導体層と、前記第１窒化物半導体層における前記ＡｌＮ層側とは反対側に形成されたＡｌＧａＮ系材料からなる発光層と、前記発光層における前記第１窒化物半導体層側とは反対側に形成された第２導電形の第２窒化物半導体層とを備えた窒化物半導体発光素子の製造方法であって、前記単結晶基板を準備して反応炉内に配置した後に前記ＡｌＮ層を形成するにあたっては、原料ガスとしてＡｌの原料ガス、Ｎの原料ガスのみを供給することによって前記単結晶基板の前記一表面上に前記ＡｌＮ層の一部となるＡｌ極性のＡｌＮ結晶核の群を形成する第１工程と、前記第１工程の後で前記Ａｌの原料ガスと前記Ｎの原料ガスとを供給することによって前記ＡｌＮ層を形成する第２工程とを備え、前記第１工程では、前記単結晶基板の温度である基板温度を、Ｎ極性のＡｌＮ結晶の成長を抑制可能な第１所定温度に設定するようにし、前記第１工程と前記第２工程との間に、前記第１工程にて形成された前記ＡｌＮ結晶核のサイズを大きくさせる第３工程を備え、前記単結晶基板がｃ面サファイア基板であり、前記第１所定温度が１０００℃以上１１５０℃以下である、ことを特徴とする。
この窒化物半導体発光素子の製造方法において、前記第１工程では、前記Ａｌの原料ガスを供給し続けている間、前記Ｎの原料ガスを間欠的に供給することが好ましい。
この窒化物半導体発光素子の製造方法において、前記第１所定温度が１０００℃以上１１００℃以下であることが好ましい。
この窒化物半導体発光素子の製造方法において、前記第３工程では、前記Ａｌの原料ガスと前記Ｎの原料ガスとを供給することによって前記ＡｌＮ結晶核のサイズを大きくさせるようにし、前記基板温度を前記第１所定温度よりも高い第２所定温度に設定することが好ましい。
この窒化物半導体発光素子の製造方法において、前記第３工程では、前記Ａｌの原料ガスと前記Ｎの原料ガスとを供給するにあたって、前記Ａｌの原料ガスを連続的に供給する一方で前記Ｎの原料ガスを間欠的に供給することが好ましい。
この窒化物半導体発光素子の製造方法において、前記第２工程は、前記Ａｌの原料ガスを連続的に供給する一方で前記Ｎの原料ガスを間欠的に供給する第１ステップと、前記第１ステップの後で前記Ａｌの原料ガスおよび前記Ｎの原料ガスの各々を連続的に供給する第２ステップとを有することが好ましい。
本発明の窒化物半導体発光素子の製造方法においては、窒化物半導体発光素子の電気的特性の信頼性の向上を図れるという効果がある。
（ａ）は実施形態における窒化物半導体発光素子の一例を示す概略断面図、（ｂ）は実施形態における窒化物半導体発光素子の製造方法を説明するためのモデル図である。 窒化物半導体発光素子の製造方法において第１工程での基板温度を種々変化させた複数のサンプルそれぞれについてＡｌＮ層を光学顕微鏡により観察した表面形態図である。 （ａ）は比較例の窒化物半導体発光素子を形成したウェハの鳥瞰ＳＥＭ像図、（ｂ）は比較例の窒化物半導体発光素子を形成したウェハの断面ＳＴＥＭ像図である。 実施形態の窒化物半導体発光素子の製造方法においてＡｌＮ層まで形成したサンプルのＸ線ロッキングカーブ図である。 実施形態における窒化物半導体発光素子の発光スペクトル図である。
以下、本実施形態における窒化物半導体発光素子について図１に基づいて説明し、その後、この窒化物半導体発光素子の製造方法について説明する。
窒化物半導体発光素子は、単結晶基板１と、単結晶基板１の一表面上に形成されたＡｌＮ層２と、ＡｌＮ層２上に形成された第１導電形の第１窒化物半導体層３と、第１窒化物半導体層３におけるＡｌＮ層２側とは反対側に形成されたＡｌＧａＮ系材料からなる発光層４と、発光層４における第１窒化物半導体層３側とは反対側に形成された第２導電形の第２窒化物半導体層６とを備えている。
また、窒化物半導体発光素子は、第１窒化物半導体層３に電気的に接続された第１電極１３と、第２窒化物半導体層６に電気的に接続された第２電極１６とを備えている。
また、窒化物半導体発光素子は、第１導電形がｎ形、第２導電形がｐ形であり、第２窒化物半導体層６における発光層４側とは反対側にｐ形コンタクト層７が形成され、第２電極１６が、ｐ形コンタクト層７の一部の上に形成されている。要するに、窒化物半導体発光素子は、第２電極１６が、ｐ形コンタクト層７を介して第２窒化物半導体層６に電気的に接続されている。ここで、窒化物半導体発光素子は、発光層４と第２窒化物半導体層６との間に電子ブロック層５を設けることが好ましい。また、窒化物半導体発光素子は、メサ構造を有しており、第１窒化物半導体層３における発光層４側において露出させた表面３ａの一部の上に第１電極１３が形成されている。この窒化物半導体発光素子は、発光層４で発光した紫外光を、単結晶基板１の他表面側から取り出すことができる。
また、窒化物半導体発光素子は、発光層４の材料としてＡｌＧａＮ系材料を採用しており、発光波長が２１０ｎｍ〜３６０ｎｍの紫外波長領域で発光可能な紫外発光ダイオードである。
以下、窒化物半導体発光素子の各構成要素について詳細に説明する。
単結晶基板１は、エピタキシャル成長用の基板である。この単結晶基板１は、上記一表面が（０００１）面のサファイア基板、つまり、ｃ面サファイア基板である。ただし、ｃ面サファイア基板は、（０００１）からのオフ角が、０〜０．２°のものが好ましい。これにより、窒化物半導体発光素子の製造時において、単結晶基板１の上記一表面上にＡｌ極性のＡｌＮ結晶核２ａ（図１（ｂ）参照）の群を形成する際に、ＡｌＮ結晶核２ａの密度を低減することが可能となり、ＡｌＮ層２の高品質化を図ることが可能となる。これは、ＡｌＮ結晶核２ａを形成するために供給される原子が、単結晶基板１の上記一表面上で拡散し安定な場所で結晶成長に寄与しやすくなり、単結晶基板１のオフ角が小さいほどテラス幅が長く、ＡｌＮ結晶核２ａの密度を減少させやすくなるからである。
ＡｌＮ層２は、第１窒化物半導体層３の貫通転位を低減するとともに第１窒化物半導体層３の残留歪みを低減するためのバッファ層である。ＡｌＮ層２の形成にあたっては、後述のように、Ａｌの原料ガスとＮの原料ガスとを供給することによって単結晶基板１の上記一表面上にＡｌＮ層２の一部となるＡｌ極性のＡｌＮ結晶核２ａの群を形成してから、Ａｌの原料ガスとＮの原料ガスとを供給することによってＡｌＮ層２を形成するようにしている。このため、ＡｌＮ層２の膜厚は、このＡｌＮ層２の表面が平坦化されるように設定することが好ましく、本実施形態では、一例として、４μｍに設定してある。ＡｌＮ層２の膜厚は、ＡｌＮ層２の表面が平坦化される値であれば特に限定するものではない。ただし、ＡｌＮ層２の膜厚は、格子不整合に起因したクラックの発生を防止する観点から、１０μｍ以下であることが好ましい。
発光層４は、注入されたキャリア（ここでは、電子と正孔）を光に変換するものであり、量子井戸構造を有している。量子井戸構造は、障壁層４ａと井戸層４ｂとからなる。図１に示した例では、障壁層４ａと井戸層４ｂとが交互に積層されており、井戸層４ｂの数が２であるが、井戸層４ｂの数は特に限定するものではない。要するに、量子井戸構造は、多重量子井戸構造でもよいし、単一量子井戸構造でもよい。また、井戸層４ｂおよび障壁層４ａの各膜厚も特に限定するものではない。ただし、発光層４は、井戸層４ｂの膜厚が厚すぎると、井戸層４ｂに注入された電子および正孔が、量子井戸構造における格子不整合に起因するピエゾ電界に起因して、空間的に分離してしまい、発光効率が低下する。また、発光層４は、井戸層４ｂの膜厚が薄すぎる場合、キャリアの閉じ込め効果が低下し、発光効率が低下する。このため、井戸層４ｂの膜厚は、１〜５ｎｍ程度が好ましく、１．３〜３ｎｍ程度が、より好ましい。また、障壁層４ａの膜厚は、例えば、５〜１５ｎｍ程度の範囲で設定することが好ましい。本実施形態では、一例として、井戸層４ｂの膜厚を２ｎｍに設定し、障壁層４ａの膜厚を１０ｎｍに設定してあるが、これらの膜厚に限定するものではない。
発光層４は、所望の発光波長の紫外光を発光するように井戸層４ｂのＡｌの組成を設定してある。ここにおいて、ＡｌＧａＮ系材料からなる発光層４では、Ａｌの組成を変化させることにより、発光波長（発光ピーク波長）を２１０〜３６０ｎｍの範囲で任意の発光波長に設定することが可能である。例えば、所望の発光波長が２６５ｎｍ付近である場合には、Ａｌの組成を０．５０に設定すればよい。また、発光層４を単層構造として、発光層４と発光層４の厚み方向の両側の層（例えば、ｎ形窒化物半導体層およびｐ形窒化物半導体層）とでダブルヘテロ構造が形成されるようにしてもよい。
第１窒化物半導体層３は、第１導電形がｎ形の場合、ｎ形窒化物半導体層となる。ｎ形窒化物半導体層は、発光層４へ電子を輸送するためのものである。ｎ形窒化物半導体層の膜厚は一例として２μｍに設定してあるが、膜厚は特に限定するものではない。また、ｎ形窒化物半導体層は、ｎ形ＡｌxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層である。ここで、ｎ形窒化物半導体層を構成するｎ形ＡｌxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層のＡｌの組成（ｘ）は、発光層４で発光する紫外光を吸収しない組成であれば、特に限定するものではない。例えば、上述のように発光層４における井戸層４ｂのＡｌの組成が０．５、障壁層４ａのＡｌの組成が０．６５の場合、ｎ形ＡｌxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層のＡｌの組成（ｘ）は、障壁層４ａのＡｌの組成と同じ０．６５とすることができる。すなわち、発光層４の井戸層４ｂがＡｌ0.5Ｇａ0.5Ｎ層の場合、ｎ形窒化物半導体層は、ｎ形Ａｌ0.65Ｇａ0.35Ｎ層とすることができる。なお、ｎ形窒化物半導体層の材料は、ＡｌＧａＮに限らず、発光層４で発光する紫外光を吸収しない組成であれば、例えば、ＡｌＩｎＮ、ＡｌＧａＩｎＮなどでもよい。ｎ形窒化物半導体層のドナー不純物としては、Ｓｉが好ましい。また、ｎ形窒化物半導体層の電子濃度は、例えば、１×１０18〜１×１０19ｃｍ-3程度の範囲で設定すればよい。本実施形態では、一例として、ｎ形窒化物半導体層の電子濃度を８×１０18ｃｍ-3に設定してある。
第２窒化物半導体層６は、第２導電形がｐ形の場合、ｐ形窒化物半導体層となる。ｐ形窒化物半導体層は、発光層４へ正孔を輸送するためのものである。また、ｐ形窒化物半導体層は、ｐ形ＡｌyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層である。ここで、ｐ形窒化物半導体層を構成するｐ形ＡｌyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層のＡｌの組成（ｙ）は、発光層４で発光する紫外光を吸収しない組成であれば、特に限定するものではない。例えば、上述のように発光層４における井戸層４ｂのＡｌの組成が０．５、障壁層４ａのＡｌの組成が０．６５の場合、ｐ形ＡｌyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層のＡｌの組成（ｙ）は、例えば、障壁層４ａのＡｌの組成と同じ０．６５とすることができる。すなわち、発光層４の井戸層４ｂがＡｌ0.5Ｇａ0.5Ｎ層の場合、ｐ形窒化物半導体層は、ｐ形Ａｌ0.65Ｇａ0.35Ｎ層とすることができる。ｐ形窒化物半導体層のアクセプタ不純物としては、Ｍｇが好ましい。
また、ｐ形窒化物半導体層の正孔濃度は、特に限定するものではなく、ｐ形窒化物半導体層の膜質が劣化しない正孔濃度の範囲において、より高い濃度のほうが好ましい。しかしながら、ｐ形ＡｌyＧａ1-yＮ（０＜ｙ＜１）層の正孔濃度がｎ形ＡｌxＧａ1-xＮ（０＜ｘ＜１）層の電子濃度よりも低いので、ｐ形窒化物半導体層の膜厚が、厚すぎると、窒化物半導体発光素子の抵抗が大きくなりすぎる。このため、ｐ形窒化物半導体層の膜厚は、２００ｎｍ以下が好ましく、１００ｎｍ以下が、より好ましい。なお、本実施形態では、一例として、ｐ形窒化物半導体層の膜厚を５０ｎｍに設定している。
また、窒化物半導体発光素子は、発光層４へ注入された電子のうち、発光層４中で正孔と再結合されなかった電子が、ｐ形窒化物半導体層側へ漏れる（オーバーフロー）のを抑制するために、発光層４と第２窒化物半導体層（ｐ形窒化物半導体層）との間に電子ブロック層５を設けることが好ましい。電子ブロック層５は、ｐ形ＡｌzＧａ1-zＮ（０＜ｚ＜１）層により構成してある。ここで、電子ブロック層５を構成するｐ形ＡｌzＧａ1-zＮ（０＜ｚ＜１）層のＡｌの組成（ｚ）は特に限定するものではないが、電子ブロック層５のバンドギャップエネルギが、ｐ形窒化物半導体層もしくは障壁層４ａのバンドギャップエネルギよりも高くなるように設定することが好ましい。また、電子ブロック層５の正孔濃度は特に限定するものではない。また、電子ブロック層５の膜厚については、特に限定するものではないが、膜厚が薄すぎるとオーバーフロー抑制効果が減少し、膜厚が厚すぎると窒化物半導体発光素子の抵抗が大きくなってしまう。ここで、電子ブロック層５の膜厚については、Ａｌの組成（ｚ）や正孔濃度などの値によって適した膜厚が変化するので、一概には言えないが、１〜５０ｎｍの範囲で設定することが好ましく、５〜２５ｎｍの範囲で設定することが、より好ましい。
ｐ形コンタクト層７は、第２電極１６との接触抵抗を下げ、第２電極１６との良好なオーミック接触を得るために設けてある。ｐ形コンタクト層７は、ｐ形ＧａＮ層により構成してある。ここで、ｐ形コンタクト層７を構成するｐ形ＧａＮ層の正孔濃度は、ｐ形窒化物半導体層よりも高濃度とすることが好ましく、例えば、１×１０18ｃｍ-3程度とすることにより、第２電極１６との良好な電気的接触を得ることが可能である。ただし、ｐ形ＧａＮ層の正孔濃度は特に限定するものではなく、第２電極１６との良好な電気的接触が得られる正孔濃度の範囲で適宜変更してもよい。ｐ形コンタクト層７の膜厚は、１００ｎｍに設定してあるが、これに限らず、例えば、５０〜１５０ｎｍの範囲で設定すればよい。
ｎ電極である第１電極１３は、膜厚が２０ｎｍのＴｉ膜と、膜厚が１００ｎｍのＡｌ膜と、膜厚が２０ｎｍのＴｉ膜と膜厚が２００ｎｍのＡｕ膜とが積層された積層膜を形成してから、アニール処理を行うことにより形成されている。この積層膜の構成や膜厚は特に限定するものではない。また、窒化物半導体発光素子は、第１電極１３上に、例えばＡｕ膜からなる第１パッド（図示せず）が形成されている。この第１パッドは、第１電極１３の形成後に、形成してある。なお、第１パッドについては、第１電極１３と別途に形成せずに、第１電極１３が第１パッドを兼ねるようにしてもよい。
ｐ電極である第２電極１６は、膜厚が２５ｎｍのＮｉ膜と、膜厚が１００ｎｍのＡｕ膜との積層膜を形成してから、アニール処理を行うことにより形成されている。この積層膜の構成や膜厚は特に限定するものではない。また、窒化物半導体発光素子は、第２電極１６上に、例えばＡｕ膜からなる第２パッド（図示せず）が形成されている。この第２パッドは、第２電極１６の形成後に、形成してある。
以下、本実施形態の窒化物半導体発光素子の製造方法について説明する。
（１）単結晶基板１を反応炉に導入する工程
この工程では、ｃ面サファイア基板からなる単結晶基板１をＭＯＣＶＤ装置の反応炉内に導入する。この工程では、反応炉への単結晶基板１の導入前に、単結晶基板１に対して薬品による前処理を行うことにより、単結晶基板１の表面を清浄化することが好ましい。また、この工程では、反応炉へ単結晶基板１を導入した後、反応炉の内部の真空引きを行い、その後、窒素ガスなどを反応炉内へ流すことによって反応炉内を窒素ガスで満たしてから、排気するようにしてもよい。なお、単結晶基板１は、窒化物半導体発光素子を複数形成することが可能なウェハ状態のものである。
（２）単結晶基板１を加熱して単結晶基板１の上記一表面を清浄化する工程
この工程は、反応炉内に導入された単結晶基板１の温度である基板温度を、規定温度（例えば、１１００℃）まで昇温し、さらに、この規定温度での加熱により単結晶基板１の上記一表面を清浄化する。
より具体的に説明すれば、この工程では、反応炉内の圧力を規定圧力（例えば、１０ｋＰａ≒７６Ｔｏｒｒ）に減圧した後、反応炉内を規定圧力に保ちながら基板温度を規定温度まで上昇させてから、この規定温度で規定時間（例えば、１０分間）の加熱を行うことにより単結晶基板１の上記一表面を清浄化する。この工程では、反応炉内へＨ2ガスを供給した状態で単結晶基板１を加熱することにより、洗浄化を効果的に行うことができる。
ここにおいて、第１規定温度は、１０００〜１１５０℃の温度範囲で設定することが好ましく、１０５０〜１１００℃の温度範囲で設定することが、より好ましい。基板温度が１１５０℃よりも高い場合には、ｃ面サファイア基板からなる単結晶基板１の上記一表面が、熱による影響や、加熱された周辺部材（例えば、単結晶基板１を保持するサセプタや、原料ガスの流路を形成するガラス部材など）に付着している反応生成物（窒化物半導体）から脱離した窒素原子の影響により変質してしまい、この工程の後でＡｌＮ層２を形成する際にＮ極性のＡｌＮ結晶２ｂが形成され易くなるものと考えられる。また、基板温度が１０００℃よりも低い場合には、清浄化の効果が得られにくくなる。なお、規定圧力および第１規定時間それぞれの値は、一例であり、特に限定するものではない。
（３）Ａｌ極性のＡｌＮ結晶核２ａの群を形成する工程（第１工程）
この工程では、反応炉内へＡｌの原料ガスとＮの原料ガスとを供給することによって単結晶基板１の上記一表面上にＡｌＮ層２の一部となるＡｌ極性のＡｌＮ結晶核２ａ（図１（ｂ）参照）の群を形成する。
より具体的に説明すれば、この工程では、単結晶基板１の温度である基板温度を、Ｎ極性のＡｌＮ結晶２ｂの成長を抑制可能な第１所定温度に設定する。この第１所定温度は、第１規定温度と同様、ｃ面サファイア基板からなる単結晶基板１の上記一表面が変質しない温度が好ましく、１０００〜１１５０℃の温度範囲で設定することが好ましく、１０００〜１１００℃の温度範囲で設定することが、より好ましい。この工程では、基板温度が１０００℃よりも低い場合、Ａｌ原子の拡散が十分に行われなくなって、ＡｌＮ結晶核２ａの密度の制御が難しくなる（低密度化することが難しくなる）。このため、後述の第２工程での成長時において、隣り合うＡｌＮ結晶核２ａ同士が結合する際に界面で発生する転位が増加し、結果として高品質なＡｌＮ層２が得られなくなる可能性が高くなる。
この工程では、例えば、反応炉内の圧力を規定圧力（例えば、１０ｋＰａ≒７６Ｔｏｒｒ）に保ちながら基板温度を第１規定温度と同じ第１所定温度（ここでは、１１００℃）で保持した状態で、Ａｌの原料ガスであるトリメチルアルミニウム（ＴＭＡｌ）の流量を標準状態で０．０５Ｌ／ｍｉｎ（５０ＳＣＣＭ）に設定し、且つ、Ｎの原料ガスであるアンモニア（ＮＨ3）の流量を標準状態で０．０５Ｌ／ｍｉｎ（５０ＳＣＣＭ）に設定してから、ＴＭＡｌとＮＨ3とを反応炉内へ供給開始して、島状のＡｌＮ結晶核２ａの群を形成する。ここにおいて、ＴＭＡｌおよびＮＨ3それぞれのキャリアガスとしては、例えば、Ｈ2ガスを採用することが好ましい。なお、ＴＭＡｌおよびＮＨ3それぞれの流量は一例であり、特に限定するものではない。また、規定圧力の値は、一例であり、特に限定するものではない。
この工程では、ＴＭＡｌを供給し続けている間、ＮＨ3を間欠的に供給することで、ＴＭＡｌとＮＨ3との寄生反応を抑制することが可能となり、且つ、単結晶基板１の上記一表面上へＡｌ原子のみが供給される期間ができるので、単結晶基板１の上記一表面上でのＡｌ原子の拡散を促進させることが可能となる。ここで、寄生反応とは、Ａｌの原料ガスであるＴＭＡｌとＮの原料ガスであるＮＨ3との輸送中に発生するＴＭＡｌとＮＨ3との反応を意味している。この寄生反応が抑制されることにより、ＴＭＡｌとＮＨ3との反応生成物に由来するナノパーティクルの形成が抑制されるから、単結晶基板１の上記一表面上でのＡｌＮ結晶核２ａの成長が阻害されるのを抑制することが可能となる。
この工程により形成されたＡｌＮ結晶核２ａの形状を確認するために、この工程までで結晶成長を終了させたウェハ状態の単結晶基板１の１枚を第１の形状評価用ウェハとして反応炉から取り出し、ＡＦＭによる表面観察を行った。その結果、単結晶基板１の上記一表面上に、直径が１０〜３０ｎｍ、高さが１０〜３０ｎｍの突起（ＡｌＮ結晶核２ａ）が１８０個／μｍ2程度の密度で形成されていることが確認された。
（４）第１工程で形成したＡｌＮ結晶核２ａのサイズを大きくさせる工程（第３工程）
この工程では、Ａｌの原料ガスとＮの原料ガスとを供給することによってＡｌＮ結晶核２ａのサイズ（直径および高さ）を大きくさせる。
より具体的に説明すれば、この工程では、基板温度を、第１工程の第１所定温度よりも高い第２所定温度に設定し、この第２所定温度を保った状態でＡｌの原料ガスであるＴＭＡｌとＮの原料ガスであるＮＨ3とを反応炉内へ供給し、ＡｌＮ結晶核２ａのサイズを所定のサイズまで成長させることで大きくする。この工程では、基板温度を第１工程の第１所定温度よりも高い第２所定温度とするので、基板温度を第１所定温度とする場合に比べて、Ａｌ原子の拡散を促進させることが可能となり、Ａｌ原子をＡｌＮ結晶核２ａに優先的に付着させることが可能となる。これにより、第１工程で形成されていたＡｌＮ結晶核２ａの間に新たにＡｌＮ結晶核２ａが形成されるのを抑制することが可能となり、この工程を行うことによってＡｌＮ結晶核２ａの密度が増加するのを抑制することが可能となる。
第２所定温度は、１１５０〜１３５０℃が好ましく、１２００〜１３００℃が、より好ましい。ここで、基板温度が１３５０℃よりも高い温度の場合は、Ａｌの原料ガスであるＴＭＡｌとＮの原料ガスであるＮＨ3とに共通の流路において、より上流側でＴＭＡｌとＮＨ3との反応が起こりやすくなり、反応の制御を行うことが困難となる。このため、ウェハ状態の単結晶基板１の面内でＡｌＮ結晶核２ａの分布やサイズを均一化することが難しく、ガス流路の上流側の部分に反応生成物が集中的に形成されてしまうため、ガス流路の状態が変動しやすく、ＡｌＮ結晶核２ａの分布やサイズの再現性だけでなく、最終的に製造される窒化物半導体発光素子の特性（電流−電圧特性や発光特性など）の再現性が低くなってしまう。さらには、反応炉内の周辺部材の劣化が激しくなる為、より高い耐久性を有する周辺部材を使用する必要がある。しかしながら、耐久性の高い周辺部材は、一般的に非常に高価なので、結晶成長装置であるＭＯＣＶＤ装置が非常に高価になる。
また、基板温度が１１５０℃よりも低い温度の場合には、Ａｌ原子の拡散が不十分になり、この工程で新たにＡｌＮ結晶核２ａが形成されてしまうため、結果的にＡｌＮ層２の貫通転位が増加してしまう。
この工程では、例えば、反応炉内の圧力を規定圧力（例えば、１０ｋＰａ≒７６Ｔｏｒｒ）に保ちながら基板温度を第２所定温度（ここでは、１２８０℃）に保持した状態で、Ａｌの原料ガスであるＴＭＡｌの流量を標準状態で０．０５Ｌ／ｍｉｎ（５０ＳＣＣＭ）に設定し、且つ、Ｎの原料ガスであるＮＨ3の流量を標準状態で０．０５Ｌ／ｍｉｎ（５０ＳＣＣＭ）に設定してから、ＴＭＡｌとＮＨ3とを反応炉内へ供給する。この時、ＴＭＡｌを供給し続けている間、ＮＨ3を間欠的に供給することで、単結晶基板１の上記一表面側に供給されるＡｌ原子の拡散を促進させる。要するに、第３工程では、Ａｌの原料ガスとＮの原料ガスとを供給するにあたって、Ａｌの原料ガスを連続的に供給する一方でＮの原料ガスを間欠的に供給することによって、単結晶基板１の上記一表面側に供給されるＡｌ原子の拡散を促進させることが可能となる。これにより、この工程で新たにＡｌＮ結晶核２ａが形成されるのを抑制することが可能となり、結果的にＡｌＮ層２の貫通転位の増加を抑制することが可能となる。ここにおいて、ＴＭＡｌおよびＮＨ3それぞれのキャリアガスとしては、例えば、Ｈ2ガスを採用することが好ましい。なお、ＴＭＡｌおよびＮＨ3それぞれの流量は一例であり、特に限定するものではない。また、規定圧力の値は、一例であり、特に限定するものではない。
基板温度を第２所定温度である１２８０℃に保持した状態でＡｌＮ結晶核２ａのサイズを大きくさせているが、第２所定温度は、必ずしも一定温度である必要はない。例えば、基板温度を１２００℃に保持した状態でＴＭＡｌとＮＨ3とを供給し、その後、基板温度を１２８０℃に昇温し、再び、ＴＭＡｌとＮＨ3とを供給するようにしてもよい。
また、この工程では、第１工程と比較して、基板温度以外は同じ条件としているが、必ずしも同じ条件にする必要はない。
この工程によりサイズが大きくなったＡｌＮ結晶核２ａの形状を確認するために、この工程までで結晶成長を終了させたウェハ状態の単結晶基板１の１枚を第２の形状評価用ウェハとして反応炉から取り出し、ＡＦＭによる表面観察を行った。その結果、単結晶基板１の上記一表面上に、直径が２０〜５０ｎｍ、高さが２０〜４０ｎｍのＡｌＮ結晶核が２００個／μｍ2程度の密度で形成されていることが確認された。これにより、この工程を行うことによって、第１工程で形成されていたＡｌＮ結晶核２ａのサイズが大きくなっており、ＡｌＮ結晶核２ａの密度が大きくは変化していないことが確認された。
（５）ＡｌＮ結晶核２ａの群を基にＡｌＮ層２を形成する工程（第２工程）
この工程は、第１工程の後でＡｌの原料ガスとＮの原料ガスとを供給することによってＡｌＮ層２を形成する工程であり、この工程の前に上述の第３工程を行うことが、より好ましい。
この工程は、単結晶基板１の上記一表面に形成されているＡｌＮ結晶核２ａの群を基に所定膜厚（例えば、４μｍ）のＡｌＮ層２を形成する。
この工程は、２つの過程を有することが好ましい。
１つ目の過程は、Ａｌの原料ガス（ここでは、ＴＭＡｌ）が供給されている間、Ｎの原料ガス（ここでは、ＮＨ3）を間欠的に供給する第１過程（第１ステップ）である。この第１過程では、単結晶基板１の上記一表面側においてＡｌＮ結晶核２ａの間の隙間を埋め込むことで成長途中のＡｌＮ層２を膜状化する。
２つ目の過程は、第１過程の後に行われ、Ａｌの原料ガス（ここでは、ＴＭＡｌ）が供給されている間、Ｎの原料ガス（ここでは、ＮＨ3）を供給し続ける第２過程（第２ステップ）である。この第２過程では、ＡｌＮ層２が所定膜厚になるまで成長を行うことでＡｌＮ層２の表面を平坦化する。
結晶成長の進行とともに速やかに隣り合うＡｌＮ結晶核２ａ同士を結合させ、ＡｌＮ層の表面を平坦化させるためには、Ａｌ原子の拡散長が長いほうが有利であると推考される。このため、第１過程では、Ａｌの原料ガスを連続して供給し且つＮの原料ガスを間欠的に供給して成長させる成長方法（以下、パルス供給成長法と称する）を採用すること好ましい。また、パルス供給成長法を採用することにより、Ａｌの原料ガスとＮの原料ガスとの寄生反応を抑制することが可能となる。
しかしながら、パルス供給成長法は、Ｎの原料ガスが供給されていない期間があることと、制御性良く隣り合うＡｌＮ結晶核２ａ間の隙間が埋め込まれるように、Ｎの原料ガスの供給期間と非供給期間とを数秒単位に設定していることにより、Ａｌの原料ガス（ここでは、ＴＭＡｌ）とＮの原料ガス（ここでは、ＮＨ3）との両方を供給して成長させる成長方法（同時供給成長法と称する）に比べて成長速度が遅くなってしまう。
したがって、この工程で、所定膜厚のＡｌＮ層２を第１過程の成長条件のみで成長させる場合には成長時間が長くなるので、生産性が低下し、コストアップの要因となる。
そこで、この工程では、パルス供給成長法を採用する第１過程で、隣り合うＡｌＮ結晶核２ａ間の隙間が埋め込まれる規定膜厚（例えば、０．５μｍ）までＡｌＮ層の成長を行い、その後、パルス供給成長法に比べて成長速度が速い同時供給成長法を採用する第２過程で、当該規定膜厚よりも厚い所定膜厚（ここでは、４μｍ）までＡｌＮ層の成長を行っている。
より具体的に、第１過程では、例えば、反応炉内の圧力を規定圧力（例えば、１０ｋＰａ≒７６Ｔｏｒｒ）に保ちながら基板温度を所定の成長温度（ここでは、１２５０℃）に保持した状態で、ＴＭＡｌの流量を標準状態で０．２Ｌ／ｍｉｎ（２００ＳＣＣＭ）に設定し、且つ、ＮＨ3の流量を標準状態で０．３Ｌ／ｍｉｎに設定してから、ＴＭＡｌとＮＨ3とを反応炉内へ供給するようにし、ＴＭＡｌを連続して供給する一方でＮＨ3を間欠的に供給する。
第１過程を行った後のＡｌＮ層の表面状態を確認するために、第１過程を終えたウェハ状態の単結晶基板１の１枚を第３の形状評価用ウェハとして反応炉から取り出し、単結晶基板１の上記一表面側についてＡＦＭによる表面観察を行った。その結果、ＡｌＮ結晶核２ａ同士が結合されて単結晶基板１の上記一表面側のＡｌＮ層がある程度まで平坦化されていることが確認された。ここにおいて、露出しているＡｌＮ結晶核２ａの密度は１００個／μｍ2程度まで減少し、ＡｌＮ結晶核２ａの直径も５０〜１００ｎｍ程度まで大きくなっていた。
また、第２過程では、例えば、反応炉内の圧力を規定圧力（例えば、１０ｋＰａ≒７６Ｔｏｒｒ）に保ちながら基板温度を所定の成長温度（ここでは、１２５０℃）に保った状態で、ＴＭＡｌの流量を標準状態で０．３Ｌ／ｍｉｎ（３００ＳＣＣＭ）に設定し、且つ、ＮＨ3の流量を標準状態で０．３Ｌ／ｍｉｎに設定してから、ＴＭＡｌとＮＨ3とを反応炉内へ供給開始する。この時、ＴＭＡｌが供給されている間、ＮＨ3も同様に供給し続けた。
第２過程を行った後のＡｌＮ層２の表面状態を確認するために、第２過程を終えたウェハ状態の単結晶基板１の１枚を第４の形状評価用ウェハとして反応炉から取り出し、単結晶基板１の上記一表面側についてＡＦＭによる表面観察を行った。その結果、ＡｌＮ層２の表面が平坦化されていることが確認された。
第１過程、第２過程では、いずれも、ＴＭＡｌおよびＮＨ3それぞれのキャリアガスとして、例えば、Ｈ2ガスを採用することが好ましい。なお、ＴＭＡｌおよびＮＨ3それぞれの流量は一例であり、特に限定するものではない。また、規定圧力の値は、一例であり、特に限定するものではない。
（６）ｎ形窒化物半導体層を形成する工程
ｎ形窒化物半導体層の成長条件としては、例えば、基板温度を１１００℃、成長圧力を規定圧力（例えば、１０ｋＰａ≒７６Ｔｏｒｒ）とし、Ａｌの原料ガスとしてＴＭＡｌ、Ｇａの原料ガスとしてトリメチルガリウム（ＴＭＧａ）、Ｎの原料ガスとしてＮＨ3、ｎ形導電性を付与する不純物であるＳｉの原料ガスとしてテトラエチルシラン（ＴＥＳｉ）を用い、各原料ガスを輸送するためのキャリアガスとしてＨ2ガスを用いている。ここで、ＴＥＳｉの流量は標準状態で０．０００９Ｌ／ｍｉｎ（０．９ＳＣＣＭ）としている。また、Ａｌの組成が所望の値（例えば、０．６５）となるようにIII族の原料ガスにおけるＴＭＡｌのモル比（〔ＴＭＡｌ〕／｛〔ＴＭＡｌ〕＋〔ＴＭＧａ〕｝）を設定している。なお、各原料ガスは特に限定するものではなく、例えば、Ｇａの原料としてトリエチルガリウム（ＴＥＧａ）、Ｎの原料ガスとしてヒドラジン誘導体、Ｓｉの原料としてモノシラン（ＳｉＨ4）を用いてもよい。また、各原料ガスそれぞれの流量は、一例であり、特に限定するものではない。また、基板温度および規定圧力それぞれの値は、一例であり、特に限定するものではない。
（７）発光層４を形成する工程
発光層４の成長条件としては、例えば、基板温度を１１００℃、成長圧力を規定圧力（例えば、１０ｋＰａ≒７６Ｔｏｒｒ）とし、Ａｌの原料ガスとしてＴＭＡｌ、Ｇａの原料ガスとしてＴＭＧａ、Ｎの原料ガスとしてＮＨ3を用い、各原料ガスを輸送するためのキャリアガスとしてＨ2ガスを用いている。ここで、発光層４の井戸層４ｂの成長条件については、所望の組成が得られるように、III族の原料ガスにおけるＴＭＡｌのモル比（〔ＴＭＡｌ〕／｛〔ＴＭＡｌ〕＋〔ＴＭＧａ〕｝）を障壁層４ａの成長条件よりも小さく設定している。なお、本実施形態では、障壁層４ａに不純物をドーピングしていないが、これに限らず、障壁層４ａの結晶品質が劣化しない程度の濃度でＳｉなどの不純物をドーピングしてもよい。ここで、Ｓｉの原料ガスとしては、例えば、ＴＥＳｉを用いることができる。各原料ガスは、特に限定するものではなく、例えば、Ｇａの原料としてＴＥＧａ、Ｎの原料ガスとしてヒドラジン誘導体、Ｓｉの原料としてＳｉＨ4を用いてもよい。また、各原料ガスそれぞれの流量は、一例であり、特に限定するものではない。また、基板温度および規定圧力それぞれの値は、一例であり、特に限定するものではない。
（８）電子ブロック層５を形成する工程
電子ブロック層５の成長条件としては、基板温度を１１００℃、成長圧力を規定圧力（例えば、１０ｋＰａ≒７６Ｔｏｒｒ）とし、Ａｌの原料ガスとしてＴＭＡｌ、Ｇａの原料ガスとしてＴＭＧａ、Ｎの原料ガスとしてＮＨ3、ｐ形導電性に寄与する不純物であるＭｇの原料ガスとしてビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ2Ｍｇ）を用い、各原料ガスを輸送するためのキャリアガスとしてＨ2ガスを用いている。ここで、Ａｌの組成が所望の値（例えば、０．９）となるようにIII族の原料ガスにおけるＴＭＡｌのモル比（〔ＴＭＡｌ〕／｛〔ＴＭＡｌ〕＋〔ＴＭＧａ〕｝）を設定している。各原料ガスは、特に限定するものではなく、例えば、Ｇａの原料としてＴＥＧａ、Ｎの原料ガスとしてヒドラジン誘導体を用いてもよい。各原料ガスそれぞれの流量は、一例であり、特に限定するものではない。また、基板温度および規定圧力それぞれの値は、一例であり、特に限定するものではない。発光層４の成長条件における基板温度と電子ブロック層５の成長条件における基板温度とは、同じ温度であることが好ましいが、必ずしも同じ温度である必要はない。
（９）ｐ形窒化物半導体層を形成する工程
ｐ形窒化物半導体層の成長条件としては、基板温度を１１００℃、成長圧力を規定圧力（例えば、１０ｋＰａ≒７６Ｔｏｒｒ）とし、Ａｌの原料ガスとしてＴＭＡｌ、Ｇａの原料ガスとしてＴＭＧａ、Ｎの原料ガスとしてＮＨ3、ｐ形導電性を付与する不純物であるＭｇの原料ガスとしてＣｐ2Ｍｇを用い、各原料ガスを輸送するためのキャリアガスとしてはＨ2ガスを用いている。ここで、Ａｌの組成が所望の値（例えば、０．６５）となるようにIII族の原料ガスにおけるＴＭＡｌのモル比（〔ＴＭＡｌ〕／｛〔ＴＭＡｌ〕＋〔ＴＭＧａ〕｝）を設定している。Ａｌの組成がｎ形窒化物半導体層におけるＡｌの組成と同じ場合には、ｎ形窒化物半導体層の成長条件と同じモル比に設定することができる。各原料ガスそれぞれの流量は、一例であり、特に限定するものではない。また、基板温度および規定圧力それぞれの値は、一例であり、特に限定するものではない。
（１０）ｐ形コンタクト層７を形成する工程
ｐ形コンタクト層７の成長条件としては、基板温度を１０５０℃、成長圧力を規定圧力（ここでは、１０ｋＰａ）とし、Ｇａの原料ガスとしてＴＭＧａ、Ｎの原料ガスとしてＮＨ3、ｐ型導電性を付与する不純物であるＭｇの原料ガスとして、Ｃｐ2Ｍｇを用い、各原料ガスを輸送するためのキャリアガスとしてＨ2ガスを用いている。
（１）の工程においてＭＯＣＶＤ装置の反応炉内に単結晶基板１を導入した後、（１０）の工程が終了するまでは、ＭＯＣＶＤ装置の反応炉内で連続的に結晶成長を行う。そして、ｐ形コンタクト層７の成長が終わった後、基板温度を室温付近まで降温させ、ＡｌＮ層２と第１窒化物半導体層３と発光層４と電子ブロック層５と第２窒化物半導体層６とｐ形コンタクト層７との積層膜が成長されている単結晶基板１をＭＯＣＶＤ装置から取り出す。要するに、本実施形態の窒化物半導体発光素子の製造方法では、ＡｌＮ層２と第１窒化物半導体層３と発光層４と電子ブロック層５と第２窒化物半導体層６とｐ形コンタクト層７との積層膜を、ＭＯＣＶＤ法により形成している。
（１１）メサ構造を形成する工程
まず、一般的なフォトリソグラフィ技術を利用して、単結晶基板１の上記一表面側に成長された積層膜（ここでは、ＡｌＮ層２と第１窒化物半導体層３と発光層４と電子ブロック層５と第２窒化物半導体層６とｐ形コンタクト層７との積層膜）において、メサ構造の上面に対応する領域上に、第１のレジスト層を形成する。続いて、第１のレジスト層をマスクとして、この積層膜を表面側（ここでは、ｐ形コンタクト層７の表面側）から第１窒化物半導体層３の途中までエッチングすることによって、メサ構造を形成する。その後、第１のレジスト層を除去する。この積層膜のエッチングは、例えば、反応性イオンエッチングにより行うことができる。なお、メサ構造の面積および形状は特に限定するものではない。
（１２）第１窒化物半導体層３の露出させた表面３ａ上に第１電極１３を形成する工程
単結晶基板１の上記一表面側における第１電極１３の形成予定領域のみ（つまり、ｎ形窒化物半導体層のうち厚みが薄くなった部位の一部）が露出するようにパターニングされた第２のレジスト層を形成する。その後、例えば、膜厚が２０ｎｍのＴｉ膜と膜厚が１００ｎｍのＡｌ膜と膜厚が２０ｎｍのＴｉ膜と膜厚が２００ｎｍのＡｕ膜との積層膜を電子ビーム蒸着法により成膜し、リフトオフを行うことにより、第２のレジスト層および当該第２のレジスト層上の不要膜を除去する。その後、第１電極１３と第１窒化物半導体層３との接触がオーミック接触となるように、Ｎ2ガス雰囲気中でＲＴＡ（Rapid Thermal Annealing）処理を行う。積層膜の構造および各膜厚は一例であり、特に限定するものではない。また、ＲＴＡ処理の条件は、例えば、アニール温度を８００℃、アニール時間を１分とすればよいが、これらの値は一例であり、特に限定するものではない。
（１３）第２電極１６を形成する工程
単結晶基板１の上記一表面側における第２電極１６の形成予定領域のみ（ここでは、ｐ形コンタクト層７の表面の一部）が露出するようにパターニングされた第３のレジスト層を形成する。その後、例えば膜厚が２５ｎｍのＮｉ膜と膜厚が１００ｎｍのＡｕ膜を電子ビーム蒸着法により成膜し、リフトオフを行うことにより、第３のレジスト層および当該第３のレジスト層上の不要膜を除去する。その後、第２電極１６とｐ形コンタクト層７との接触がオーミック接触となるように、Ｎ2ガス雰囲気中でＲＴＡ処理を行う。積層膜の構造および各膜厚は一例であり、特に限定するものではない。また、ＲＴＡ処理の条件は、例えば、アニール温度を５００℃、アニール時間を１０分とすればよいが、これらの値は一例であり、特に限定するものではない。
（１４）第１パッドおよび第２パッドを形成する工程
この工程では、フォトリソグラフィ技術および薄膜形成技術を利用して第１パッドおよび第２パッドを形成する。薄膜形成技術としては、例えば、電子ビーム蒸着法などを採用することができる。
この工程が終了することにより、窒化物半導体発光素子が複数形成されたウェハが完成する。要するに、上述の（１）〜（１４）の工程を順次行うことにより、窒化物半導体発光素子が複数形成されたウェハが完成する。
（１５）ウェハから個々の窒化物半導体発光素子に分割する工程
この工程は、ダイシング工程であり、ウェハをダイシングソーなどによって裁断することで、個々の窒化物半導体発光素子（チップ）に分割する。これにより、１枚のウェハから複数の窒化物半導体発光素子を得ることができる。窒化物半導体発光素子のチップサイズとしては、例えば、３５０μｍ□や１ｍｍ□などが挙げられるが、特に限定するものではない。
次に、本実施形態の窒化物半導体発光素子の製造方法において、特に重要な工程について説明するが、まず、その背景について説明する。
本願発明者らは、上述のように特許文献１に記載されている成長条件で作製したＡｌＮバッファ層の表面に、平面視形状が六角形状の突起が、多数、存在しているという知見を得た。さらに、本願発明者らは、特許文献１に記載されている成長条件で作製したＡｌＮバッファ層を備え、チップサイズが３５０μｍ□の紫外発光ダイオードを試作し、紫外発光ダイオードの電流−電圧特性の測定を行ったところ、リーク電流が大きく、駆動電流を増加させたときに短絡し、発光しなくなるものがあるという知見を得た。
そこで、本願発明者らは、本実施形態の窒化物半導体発光素子の製造方法において、第１工程での基板温度がバッファ層であるＡｌＮ層２の表面状態に与える影響を明らかにすることを目的として次の実験を行った。
オフ角が０°のｃ面サファイア基板からなる単結晶基板１の一表面上に、第１工程での基板温度を異ならせて各基板温度ごとにＡｌＮ層２を成長させたサンプルを作製して反応炉から取り出し、各サンプルのＡｌＮ層２の表面を光学顕微鏡により観察した。その結果の光学顕微鏡像図を図２に示す。図２の（ａ）、（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）は、それぞれ、基板温度が、９８０℃、１１００℃、１１７０℃、１２８０℃の場合のサンプルの光学顕微鏡像図である。なお、図２中の矢印は、突起を指し示している。また、各サンプルは、ウェハ状態のものであり、図２は、各サンプルにおけるＡｌＮ層２の表面の中央部を観察した光学顕微鏡像図である。また、ＡｌＮ層２の形成にあたっては、上述の第３工程の基板温度を１２８０℃、第２工程の基板温度を１２５０℃とし、第１工程、第３工程および第２工程における他の成長条件は、それぞれ、上述の（３）、（４）および（５）で一例として例示した条件を適用し、ＡｌＮ層２の膜厚を４μｍとした。なお、サンプルとしては、第１工程の基板温度を１０００℃、１１５０℃としたものも作製した。
第１工程の基板温度が１１５０℃、１１７０℃、１２８０℃のサンプルでは、ＡｌＮ層２の表面に、直径が数μｍ程度の多数の突起が観察された。その結果、第１工程の基板温度を１１５０℃以上とした場合には、第１工程の基板温度が高くなるほど突起の密度が高くなる傾向にあることが分かった。これに対して、第１工程の基板温度が９８０℃、１０００℃、１１００℃のサンプルでは、ＡｌＮ層２の表面に突起は観察されなかった。しかしながら、第１工程の基板温度が９８０℃のサンプルでは、多数のクラックが観察された。ここにおいて、クラックの発生する原因としては、基板温度が低いことによりＡｌの拡散長が短くなり、ＡｌＮ結晶核２ａの密度が増加して、結果的に貫通転位密度が増加し、さらには引張応力が増加することにあると考えた。
表１に、第１工程の基板温度と突起の密度とクラックの有無との関係をまとめた結果を示す。
ここで、チップサイズが１ｍｍ□である高出力タイプの窒化物半導体発光素子の製造を考えた場合には、ウェハ面内で突起が均一に分布していると仮定すると、突起密度が１００個／ｃｍ2よりも大きいときには全ての窒化物半導体発光素子（チップ）に少なくとも１個の突起が形成されていることになる。また、チップサイズが３５０μｍ□であるスモールタイプの窒化物半導体発光素子の製造を考えた場合には、ウェハ面内で突起が均一に分布していると仮定すると、突起密度が１０００個／ｃｍ2よりも大きいときには全ての窒化物半導体発光素子（チップ）に少なくとも１個の突起が形成されていることになる。
ここで、第１工程の基板温度を１２８０℃としたサンプル、第１工程の基板温度を１１００℃としたサンプル、それぞれと同条件でＡｌＮ層２を成長し、さらに第１窒化物半導体層３、発光層４、電子ブロック層５、第２窒化物半導体層６、ｐ形コンタクト層７、第１電極１３、第２電極１６、第１パッドおよび第２パッドを有する発光ダイオード構造を形成した窒化物半導体発光素子を作製して評価した。その結果、第１工程の基板温度を１２８０℃として製造した窒化物半導体発光素子（比較例の窒化物半導体発光素子と称する）では、数ｍＡ程度の電流を流したところで、短絡（絶縁破壊）が起こり、発光が観測されなくなった。これに対して、第１工程の基板温度を１１００℃として製造した窒化物半導体発光素子（実施例の窒化物半導体発光素子）では、２０ｍＡの電流を流しても短絡は起こらず、発光も観測された。
そこで、本願発明者らは、窒化物半導体発光素子の電気的特性の信頼性に、上述の突起が大きく影響を与えているものと推考した。
そして、本願発明者らは、第１工程の基板温度を１２８０℃として製造した窒化物半導体発光素子が絶縁破壊された原因を明らかにするために、比較例の窒化物半導体発光素子を走査型電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope：ＳＥＭ）および走査透過型電子顕微鏡（Scanning Transmission Electron Microscope：ＳＴＥＭ）により分析した。図３（ａ）に鳥瞰ＳＥＭ像図を示し、図３（ｂ）に断面ＳＴＥＭ像図を示す。
図３（ａ）から分かるように、比較例の窒化物半導体発光素子における発光ダイオード構造の表面には、上述の突起に起因して発生したと推考される突部が形成されていることが確認された。この突部は、平面視形状が六角形状の形状であり、高さが数百ｎｍ程度であることが分かった。また、いくつかの突部には、平面視における突部の中央部分にさらに小さな突起部分があることも観察された。図３（ｂ）の断面ＳＴＥＭ像図は、この小さな突起部分を含む断面を観察したものである。
図３（ｂ）から、上述の突部は、単結晶基板１とＡｌＮ層２との界面付近を起点として成長した結晶の先端部分であることが分かった。そして、この結晶は、ＡｌＮ層２の部分では、単結晶基板１の上記一表面から離れるにつれて断面積が大きくなる形状となっていることが分かった。また、図３（ｂ）から、この結晶と、この結晶の周辺部分との境界に、空隙が形成されていることが分かった。さらに、図３（ｂ）から、この結晶には、発光層４などが観測されず、発光ダイオード構造が形成されていないことが分かった。
また、比較例の窒化物半導体発光素子の欠陥評価のために、比較例の窒化物半導体発光素子を水酸化カリウム（ＫＯＨ）溶液に浸漬させてから、取り出して、水洗、乾燥を行い、光学顕微鏡による観察を行った。その結果、上述の結晶の部分は、選択的にエッチングされて消失し、もともと突部の無かった部分では、貫通転位が存在していたと推測される箇所にピットが形成されているものの、それ以外は概ね平坦であることが確認された。一般的に、窒化物半導体結晶は、III族極性（ＡｌＮであればＡｌ極性）の場合、ＫＯＨ溶液に対してエッチング耐性が高く、Ｖ族極性（ＡｌＮではＮ極性）の場合、ＫＯＨ溶液に対するエッチング耐性が低くエッチングされやすいことが知られている。すなわち、窒化物半導体結晶は、Ａｌ極性のものに比べてＮ極性のものが、ＫＯＨ溶液によるエッチングレートが速く、選択エッチングが可能であることが知られている。したがって、本願発明者らは、上述の結晶がＮ極性のＡｌＮ結晶であると判断した。また、ＡｌＮ層２を形成した段階で、突起がＮ極性を有し、突起が形成されていない領域がＡｌ極性を有しているものと判断した。
以上のことから、本願発明者らは、比較例の窒化物半導体発光素子で短絡が発生する原因として、上述の空隙内に第２電極１６の一部が入り込んで形成されたことや、発光ダイオード構造が形成されていない結晶を通る経路で電流が流れることを考えた。そして、本願発明者らは、Ｎ極性のＡｌＮ結晶２ｂ（図１（ｂ）参照）の発生を抑制することが、窒化物半導体発光素子の電気的特性の信頼性を向上させるうえで重要であるとの結論に至った。
また、実施例の窒化物半導体発光素子のＡｌＮ層２の品質を評価する為に、ＡｌＮ層２が露出している状態のサンプルを準備し、混合転位および刃状転位の密度を反映するＡｌＮ（１０−１２）面に対するＸ線回折のωスキャン（結晶のｃ軸方向の揺らぎの程度を示す指標）を行なった。この時のＸ線ロッキングカーブ（X-Ray Rocking Curve：ＸＲＣ）図を図４に示す。
図４から、ＡｌＮ（１０−１２）面に対するＸ線回折のωスキャンによるＸ線ロッキングカーブの半値幅が４３８arcsecであった。また、図示していないが、同様にＡｌＮ（０００２）面に対するＸ線回折のωスキャンを行ったところ、Ｘ線ロッキングカーブの半値幅は１７８arcsecであった。
本願発明者らは、ＡｌＮ（１０−１２）面に対するＸ線回折のωスキャンによるＸ線ロッキングカーブの半値幅が５００arcsecよりも大きいＡｌＮ層をバッファ層として発光ダイオード構造を作製した場合、半値幅が５００arcsec以下のものに比べて光出力が大幅に低下することを確認している。よって、実施例の窒化物半導体発光素子のＡｌＮ層２では、混合転位および刀状転位の密度が低減され、貫通転位密度が低減された良好な品質（ここで、結晶品質）が得られているものと考えられる。これにより、本実施形態の窒化物半導体発光素子の製造方法によれば、高品質のバッファ層となるＡｌＮ層２上に発光ダイオード構造を形成でき、貫通転位に起因する非発光再結合中心を低減することができ、結果として発光効率の向上を図ることが可能となる。
上述の実施例の窒化物半導体発光素子を複数形成したウェハを製造し、このウェハから分割した窒化物半導体発光素子（チップ）のうち２０個の窒化物半導体発光素子の各々を、キャンパッケージにおけるＴＯ−５のステムにフリップチップ実装した。そして、窒化物半導体発光素子に２０ｍＡの直流電流を流したときの全光束を、出力校正された積分球を用いて測定し、この測定結果に基づいて光出力を計算した。また、実施例の窒化物半導体発光素子の１つに、２０ｍＡの直流電流を流したときの発光スペクトルを図５に示す。図５から、深紫外領域の２６２ｎｍ付近にスペクトルが観測されていることが分かる。また、この時の窒化物半導体発光素子の光出力は、０．９ｍＷであり、従来に比べて高い光出力が得られていることが分かった。また、同様の測定を全ての窒化物半導体発光素子に対し行ったが、同程度の出力が得られ、また短絡による窒化物半導体発光素子の短絡などの故障は起こらなかった。
以上の結果から、本実施形態の窒化物半導体発光素子の製造方法において、窒化物半導体発光素子におけるバッファ層として良好な表面を有するＡｌＮ層２を形成するには、第１工程の基板温度である第１所定温度を１０００℃以上１１５０℃以下とすることが好ましく、第１所定温度を１０００℃以上１１００℃以下とすることが、より好ましい。ここにおいて、第１所定温度を１０００℃以上１１５０℃以下とすることにより、チップサイズが３５０μｍ□であれば、ウェハから分離される各窒化物半導体発光素子に突起が形成されている可能性が極めて低くなり、歩留まりの向上を図ることが可能となる。また、第１所定温度を１０００℃以上１１００℃以下とすることにより、チップサイズが３５０μｍ□、１ｍｍ□のいずれであっても、ウェハから分離される各窒化物半導体発光素子に突起が形成されている可能性が極めて低くなり、歩留まりの向上を図ることが可能となる。なお、ＡｌＮ層２の成長時に突起が形成される可能性を左右する成長条件として、基板温度以外のパラメータとして、Ｖ／III（ここでは、Ａｌの原料ガスとＮの原料ガスとのモル比）、Ａｌの原料ガスの供給量、成長圧力なども考えられる。しかしながら、単結晶基板１の上記一表面側においてＡｌ原子を拡散させるためには、Ａｌ原子に運動エネルギを基板温度で与えることが必要であり、運動エネルギが小さければ、たとえ基板温度以外のパラメータを変化させたとしても、拡散距離が短いため、ＡｌＮ結晶核２ａの密度を制御することが難しい。このため、基板温度が最も本質的なパラメータであると考えられる。
以上説明した本実施形態の窒化物半導体発光素子の製造方法は、単結晶基板１と、単結晶基板１の上記一表面上に形成されたＡｌＮ層２と、ＡｌＮ層２上に形成された第１導電形の第１窒化物半導体層３と、第１窒化物半導体層３におけるＡｌＮ層２側とは反対側に形成されたＡｌＧａＮ系材料からなる発光層４と、発光層４における第１窒化物半導体層３側とは反対側に形成された第２導電形の第２窒化物半導体層６とを備えた窒化物半導体発光素子の製造方法である。そして、この窒化物半導体発光素子の製造方法は、単結晶基板１を準備して反応炉内に配置した後にＡｌＮ層２を形成するにあたっては、Ａｌの原料ガスとＮの原料ガスとを供給することによって単結晶基板１の上記一表面上にＡｌＮ層２の一部となるＡｌ極性のＡｌＮ結晶核２ａの群を形成する第１工程と、第１工程の後でＡｌの原料ガスとＮの原料ガスとを供給することによってＡｌＮ層２を形成する第２工程とを備え、第１工程では、単結晶基板１の温度である基板温度を、Ｎ極性のＡｌＮ結晶２ｂの成長を抑制可能な第１所定温度に設定する。これにより、ＡｌＮ層を成長初期から１３００℃で成長させる場合に比べて、単結晶基板１の上記一表面の変質するのを防止することが可能となる。そして、本実施形態の窒化物半導体発光素子の製造方法では、窒化物半導体発光素子の電気的特性の信頼性の向上を図れる。
この窒化物半導体発光素子の製造方法においては、単結晶基板１がｃ面サファイア基板であり、第１所定温度が１０００℃以上１１５０℃以下であることが好ましい。これにより、Ｎ極性のＡｌＮ結晶２ｂの発生を抑制することが可能となる。また、良好な表面状態を有し貫通転位密度の少ないＡｌＮ層２を形成することが可能となり、結果的に、窒化物半導体発光素子の電気的特性の信頼性の向上を図れる。ここで、第１所定温度は、１０００℃以上１１００℃以下であることが、より好ましい。これにより、Ｎ極性のＡｌＮ結晶の発生を、より確実に抑制することが可能となる。また、単結晶基板１がｃサファイア基板であることにより、単結晶基板１が紫外光の透過性に優れているので、高効率な窒化物半導体発光素子を提供することが可能となる。
また、本実施形態の窒化物半導体発光素子の製造方法においては、第１工程と第２工程との間に、第１工程にて形成されたＡｌＮ結晶核２ａのサイズを大きくさせる第３工程を備えることが好ましい。これにより、ＡｌＮ結晶核２ａのサイズを第１工程とは別に制御することが可能となり、ＡｌＮ結晶核２ａのサイズの制御性が向上し、また、ＡｌＮ層２の膜厚の設計自由度が高くなる。
この窒化物半導体発光素子の製造方法において、第３工程では、Ａｌの原料ガスとＮの原料ガスとを供給することによってＡｌＮ結晶核２ａのサイズを大きくさせるようにし、基板温度を第１所定温度よりも高い第２所定温度に設定することが好ましい。これにより、第３工程での第２所定温度が第１所定温度以下の場合に比べて、Ａｌ原子の拡散長が長くなり、Ａｌ原子の拡散を促進させることが可能となる。したがって、第３工程において、第１工程で形成されていたＡｌＮ結晶核２ａに、より確実にＡｌ原子を供給することが可能となり、新たにＡｌＮ結晶核２ａが発生するのを抑制することが可能となる。その結果、貫通転位密度が少ない高品質なＡｌＮ層２を形成することが可能となり、窒化物半導体発光素子の電気的特性の信頼性の向上を図ることが可能となる。
この窒化物半導体発光素子の製造方法において、第３工程では、Ａｌの原料ガスとＮの原料ガスとを供給するにあたって、Ａｌの原料ガスを連続的に供給する一方でＮの原料ガスを間欠的に供給することが好ましい。これにより、Ｎの原料ガスもＡｌの原料ガスと同様に連続的に供給する場合に比べて、Ａｌ原子の拡散をより促進させることが可能となる。
この窒化物半導体発光素子の製造方法において、第２工程は、前記Ａｌの原料ガスを連続的に供給する一方で前記Ｎの原料ガスを間欠的に供給する第１ステップと、前記第１ステップの後で前記Ａｌの原料ガスおよび前記Ｎの原料ガスの各々を連続的に供給する第２ステップとを有することが好ましい。これにより、第１ステップではＡｌ原子の拡散を促進させて横方向の成長速度を速くすることができて隣り合うＡｌＮ結晶核同士の間を埋め込んで膜状化することが可能となり、第２ステップでは縦方向の成長速度を速くすることができて必要な膜厚のＡｌＮ層を形成するのに要する時間の短縮を図ることが可能となるので、生産性を向上させつつ良好な平坦性を有するＡｌＮ層を形成することが可能となる。
また、本実施形態におけるウェハは、単結晶基板１と、単結晶基板１の上記一表面上に形成されたＡｌＮ層２と、ＡｌＮ層２上に形成された第１導電形の第１窒化物半導体層３と、第１窒化物半導体層３におけるＡｌＮ層２側とは反対側に形成されたＡｌＧａＮ系材料からなる発光層４と、発光層４における第１窒化物半導体層３側とは反対側に形成された第２導電形の第２窒化物半導体層６とを備えた窒化物半導体発光素子が複数形成されたウェハである。そして、本実施形態におけるウェハは、ＡｌＮ層２におけるＮ極性のＡｌＮ結晶の密度が１０００個／ｃｍ２以下であり、ＡｌＮ層２におけるＡｌＮ（１０−１２）面に対するＸ線回折のωスキャンによるＸ線ロッキングカーブの半値幅が５００arcsec以下である。これにより、本実施形態におけるウェハでは、窒化物半導体発光素子の電気的特性の信頼性の向上を図れ、且つ、光出力の高出力化を図ることが可能となる。また、このウェハによれば、ウェハ１枚当たりの窒化物半導体発光素子の収量を増加させることが可能となるから、窒化物半導体発光素子の低コスト化が可能となる。
また、本実施形態における窒化物半導体発光素子は、単結晶基板１と、単結晶基板１の上記一表面上に形成されたＡｌＮ層２と、ＡｌＮ層２上に形成された第１導電形の第１窒化物半導体層３と、第１窒化物半導体層３におけるＡｌＮ層２側とは反対側に形成されたＡｌＧａＮ系材料からなる発光層４と、発光層４における第１窒化物半導体層３側とは反対側に形成された第２導電形の第２窒化物半導体層６とを備えた窒化物半導体発光素子である。そして、本実施形態における窒化物半導体発光素子は、ＡｌＮ層におけるＮ極性のＡｌＮ結晶の密度が１０００個／ｃｍ２以下であり、前記ＡｌＮ層におけるＡｌＮ（１０−１２）面に対するＸ線回折のωスキャンによるＸ線ロッキングカーブの半値幅が５００arcsec以下であることを特徴とする。これにより、本実施形態における窒化物半導体発光素子では、電気的特性の信頼性の向上を図れ、且つ、光出力の高出力化を図ることが可能となる。
実施形態の窒化物半導体発光素子では、発光層４の発光波長が２１０ｎｍ〜３６０ｎｍの範囲内で設定されているので、発光波長が紫外域の発光ダイオードを実現できるから、水銀ランプや、エキシマランプなどの深紫外光源の代替光源として用いることが可能となる。
１ 単結晶基板（ｃ面サファイア基板）
２ ＡｌＮ層
２ａ Ａｌ極性のＡｌＮ結晶核
２ｂ Ｎ極性のＡｌＮ結晶
３ 第１窒化物半導体層
４ 発光層
６ 第２窒化物半導体層

Claims (6)

  1. 単結晶基板と、前記単結晶基板の一表面上に形成されたアンドープのＡｌＮ層と、前記ＡｌＮ層上に形成された第１導電形の第１窒化物半導体層と、前記第１窒化物半導体層における前記ＡｌＮ層側とは反対側に形成されたＡｌＧａＮ系材料からなる発光層と、前記発光層における前記第１窒化物半導体層側とは反対側に形成された第２導電形の第２窒化物半導体層とを備えた窒化物半導体発光素子の製造方法であって、前記単結晶基板を準備して反応炉内に配置した後に前記ＡｌＮ層を形成するにあたっては、原料ガスとしてＡｌの原料ガス、Ｎの原料ガスのみを供給することによって前記単結晶基板の前記一表面上に前記ＡｌＮ層の一部となるＡｌ極性のＡｌＮ結晶核の群を形成する第１工程と、前記第１工程の後で前記Ａｌの原料ガスと前記Ｎの原料ガスとを供給することによって前記ＡｌＮ層を形成する第２工程とを備え、前記第１工程では、前記単結晶基板の温度である基板温度を、Ｎ極性のＡｌＮ結晶の成長を抑制可能な第１所定温度に設定するようにし、
    前記第１工程と前記第２工程との間に、前記第１工程にて形成された前記ＡｌＮ結晶核のサイズを大きくさせる第３工程を備え、
    前記単結晶基板がｃ面サファイア基板であり、前記第１所定温度が１０００℃以上１１５０℃以下である、
    ことを特徴とする窒化物半導体発光素子の製造方法。
  2. 前記第１工程では、前記Ａｌの原料ガスを供給し続けている間、前記Ｎの原料ガスを間欠的に供給することを特徴とする請求項１記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
  3. 前記第１所定温度が１０００℃以上１１００℃以下であることを特徴とする請求項１又は２記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
  4. 前記第３工程では、前記Ａｌの原料ガスと前記Ｎの原料ガスとを供給することによって前記ＡｌＮ結晶核のサイズを大きくさせるようにし、前記基板温度を前記第１所定温度よりも高い第２所定温度に設定することを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
  5. 前記第３工程では、前記Ａｌの原料ガスと前記Ｎの原料ガスとを供給するにあたって、前記Ａｌの原料ガスを連続的に供給する一方で前記Ｎの原料ガスを間欠的に供給することを特徴とする請求項４記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
  6. 前記第２工程は、前記Ａｌの原料ガスを連続的に供給する一方で前記Ｎの原料ガスを間欠的に供給する第１ステップと、前記第１ステップの後で前記Ａｌの原料ガスおよび前記Ｎの原料ガスの各々を連続的に供給する第２ステップとを有することを特徴とする請求項１ないし請求項５のいずれか１項に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
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