氮化物半导体元件的制造方法和氮化物半导体元件 【技术领域】
本发明涉及发光二极管元件(LED)、激光二极管元件(LD)等发光元件、太阳能电池、光敏感元件等受光元件、或者三极管、puff-device等电子器件用氮化物半导体(InxAlyGa1-x-yN，0≤x，0≤y，x+y≤1)氮化物半导体元件的制造方法。背景技术
蓝宝石因其在外延生长工序的高温氨气气氛中的稳定性，而被试验证明是一种能使氮化物半导体发光元件高效生长使用的理想基板。具体讲，在蓝宝石基板上生长的氮化物半导体元件，可以用于高亮度蓝色LED、纯绿色LED和LD(激光二极管)之中，其用途有全色显示器和信号显示仪、图像扫描仪、光盘用光源等存储大容量信息的DVD等的存储介质和通讯用光源或印刷机等。此外，人们还可以期待在场效应晶体管(FET)之类电气器件中将会得到应用。
氮化物半导体是一种半导体材料，但是却难制成大单晶。因此目前的现状是，广泛利用有机金属气相生长法(MOCVD)使GaN在蓝宝石SiC等异种基板上生长的杂外延技术。特别是在采用蓝宝石的情况下，在600℃左右低温下在蓝宝石基板上形成AlGaN作为缓冲层后，采用在其上使氮化物半导体层生长的方法。采用这种方法，提高了氮化物半导体层的结晶性。在专利文献1中公开了一种以GaxAl1-xN作为缓冲层，在其上使氮化镓系化合物半导体的结晶生长地结构。
专利文献1：特开2000-154900号公报。
然而，蓝宝石是导热系数低的绝缘体，使用它元件结构受到限制。例如，若是GaAs和GaP等导电体基板，则能够在半导体装置的上面设置一个电接触部分(电极)，而且在底面上再设置一个接触部分。但是在蓝宝石上生长的发光元件就变成在上面(同一面)设置两个电接触部分。因此，一旦采用蓝宝石等绝缘体基板，与导电体基板相比，同一基板面积上有效发光面积变窄。此外使用绝缘体基板的情况下，从同一直径晶片上取出的元件(芯片)数目少。
另外，采用蓝宝石等绝缘体基板的氮化物半导体元件，虽有面朝上型和面朝下型两种，但是由于它们在同一面上都有两个电极，所以电流密度局部增高，元件(芯片)会发热。此外在将导线与电极连接的工序中，pn两个电极各需要自己的导线，从而使芯片尺寸增大，使芯片的收率降低。不仅如此，蓝宝石硬度高，具有六方形晶体结构。因此，使用蓝宝石作为生长基板的情况下，必须采用摩擦法使蓝宝石与芯片分离，因而与其他基板相比必须增加制造工序。
另一方面，对于使用SiC作基板的氮化物半导体元件来说，由于SiC显示导电性而能在元件的上下两面形成电极。然而，在SiC基板上生长氮化物半导体元件的情况下，不能在与SiC基板接触侧的氮化物半导体上直接形成电极。也就是说，一个电极虽然能够形成得与氮化物半导体直接接触，但是另一电极却必须在SiC基板的背面形成。因此流过SiC基板的电流放热，但是SiC的导电率和导热系数均不充分。发明内容
鉴于上述问题，本发明目的在于提供一种在氮化物半导体层叠体的一个主面上形成p电极，在另一主面上形成n电极，使两个电极形成相对电极结构的氮化物半导体元件及其制造方法。
近年来，在紫外区域等短波长区发光的LED已经进入能够实用的阶段。图21是表示一种在紫外区发光的氮化物半导体元件的结构例的示意图。在蓝宝石基板51上，层叠GaN缓冲层52、n型接触层53、n型AlGaN覆盖层54、INGaN活性层55、p型AlGaN覆盖层56和p型GaN接触层57，而且在p型GaN接触层57上形成p电极58，在通过蚀刻露出的n型GaN接触层53上形成n电极59。通过使活性层中In的构成比发生变化能够改变发光波长，而且通过减小In构成比能使发光波长短波长化。
然而，一旦缩短发光波长，例如缩短到短于作为GaN禁带宽度的365nm，就很难采用过去作为活性层使用的InGaN量子井结构，而且还有不能获得足够的发光输出的问题。此外，由于GaN接触层等禁带宽度与发光波长接近的材料所产生的吸收，还有光取出效率显著降低的问题。
综上所述，本发明目的在于为解决上述课题，能使电流分布均匀化，并能抑制元件发热，而且在紫外区域内也有高发光输出的氮化物半导体元件及其制造方法。
为解决上述课题，本申请第一发明的氮化物半导体元件的制造方法，是在具有两个相对向的主面的基板的一个主面上，至少具有一层以上p型氮化物半导体层，至少含有由AlaInbGa1-a-bN(0≤a≤1，0≤b≤1，a+b≤1)构成的井层和由AlcIndGa1-c-dN(0≤c≤1，0≤d≤1，c+d≤1)构成的阻挡层的量子井结构的活性层，和一层以上n型氮化物半导体层的氮化物半导体元件的制造方法，其特征在于：
在具有两个相对向的主面并具有比所述的n型和p型氮化物半导体层更大热膨胀系数的生长用基板的一个主面上，至少使n型氮化物半导体层、活性层和p型氮化物半导体层生长形成结合用层叠体，
在所述的p型氮化物半导体层上设置一层以上金属层形成第一结合层，同时在具有两个相对向的主面、比所述的n型和p型氮化物半导体层大且与所述的生长用基板具有同样小热膨胀系数的基板的一个主面上设置一层以上金属层形成的第二结合层，使第一结合层与第二结合层相对向的条件下将结合用层叠体和所述的基板热压结合，
除去所述的结合用层叠体生长用基板。
基板优选导电性基板，更优选金属或金属复合体。金属或金属复合体由于不仅导电性良好，而且导热系数也优良，所以能够提高氮化物半导体元件的放热性。此外，本申请中所述的“导电性”基板，除表面金属导体外，还包括半导体。
根据第一发明的制造方法，由于使包含上述活性层的氮化物半导体层在生长用基板上生长，接着借助于在p型氮化物半导体层上形成的第一结合层和第二结合层将结合用层叠体与基板结合，然后除去生长用基板，所以能够在p型氮化物半导体层上形成p型电极，进而在露出的n型氮化物半导体层上形成n型电极。由于这样能使p型电极与n型电极相对向地设置，所以因电流分布均匀化而能抑制元件发热。利用这种方法，能够提供一种在紫外区域发光输出也高的氮化物半导体元件。
本发明人等深入研究后发现，为了防止氮化物半导体层产生缺陷和裂纹，当选择与p型氮化物半导体层结合的支持用基板时，应当着眼于该支持基板与生长用基板在热膨胀系数上的关系。也就是说，当使支持基板的热膨胀系数与生长用基板的热膨胀系数相同或减小的情况下，能够大幅度降低氮化物半导体层产生缺陷和裂纹，在原材料利用上可靠性高的氮化物半导体元件。也就是说，当用A、B、C分别表示生长用基板、氮化物半导体层和支持基板这三个热膨胀系数时，设定为“A＝C＞B”或者“A＞C＞B”。
这种热膨胀系数间关系能够防止氮化物半导体层产生裂纹和缺陷的机理据推测如下。以下参照图2至4加以简单说明。作为简单实例，可以考虑在作生长基板用的蓝宝石基板22上生长GaN层23，并在GaN层23上结合而生长支持基板24的情况。蓝宝石的热膨胀系数A约为7.5×10-6K-1，GaN的热膨胀系数在c轴方向约为3.17×10-6K-1，在a轴方向约为5.59×10-6K-1。本发明中由于在互相结合面方向上的热膨胀系数大小成为问题，所以在蓝宝石基板的c面上使GaN生长的情况下，可以调节GaN在a周方向上热膨胀系数的大小。这样将形成具有各种热膨胀系数C的支持基板。
首先在热膨胀系数间关系为“C＞A＞B”的情况下，晶片的弯曲如图2所示。在蓝宝石22的c面上形成GaN层23的状态下，如图2(a)所示，GaN层一侧变成向上凸出弯曲的相反形状。一旦将热膨胀系数C比基板的热膨胀系数A大的支持基板24结合在GaN层23上，如图2(b)所示，弯曲的方向就会反转。此时由于对GaN层23施加大得变形，GaN层上就会产生裂纹，因而容易产生所谓剥离的问题。
其次在热膨胀系数为“A＞B＞C”的情况下，晶片的弯曲变成如图3所示。首先在蓝宝石22的c面上形成GaN层23的状态下，如图3(a)所示，GaN层23一侧变成向上凸出弯曲的形状。一旦将热膨胀系数C比GaN的热膨胀系数B小的支持基板24结合在该GaN层23上，如图3(b)所示，弯曲的方向不变。进而如图3(c)所示，使晶片上下反转后，如图3(d)所示，除去蓝宝石基板22。此时在除去蓝宝石基板22的过程中弯曲方向不变，蓝宝石基板22一侧变成凹进的弯曲形状。因此，即使用研磨将蓝宝石基板22除去，仅有周边部分被研磨，很难均匀研磨。而且即使利用激光照射除去蓝宝石基板22，蓝宝石基板22也难于从GaN层上浮。因此很难除去蓝宝石基板22，一旦蓝宝石基板22除去过度，就会使GaN层23上产生裂纹和剥离。
与此相比，当热膨胀系数间关系为“A＞C＞B”的情况下，晶片的弯曲变成如图4所示。首先在蓝宝石22的c面上形成GaN层23的状态下，如图4(a)所示，GaN层23一侧变成向上凸出弯曲的形状。一旦将热膨胀系数C与蓝宝石基板22的热膨胀系数A相同或稍小的支持基板24结合在该GaN层23上，如图4(b)所示，弯曲就得以缓和。进而如图4(c)所示，使晶片上下反转后，如图4(d)所示，除去蓝宝石基板22。此时一旦除去蓝宝石基板22，蓝宝石基板22一侧就会变成凸出的弯曲形状。因此利用研磨将蓝宝石基板22除去时，容易进行均匀的研磨。而且即使在用激光照射除去蓝宝石基板22的情况下，蓝宝石基板22也容易从GaN层23上浮。因此除去蓝宝石基板22时，能够抑制GaN层23上产生裂纹和剥离。
由此当将生长用基板、氮化物半导体层和支持基板这三个热膨胀系数分别定为A、B和C时，通过设定为“A＞C＞B”能够大幅度降低氮化物半导体层上产生的裂纹和缺陷，以高成品率得到氮化物半导体元件。而且设定为上述的热膨胀系数间关系，还有使除去蓝宝石基板22后的工序变得容易的优点。也就是说如图4(d)所示，由于氮化物半导体层23一侧最终变成凸起的弯曲形状，采用吸附支持基板24侧的真空吸附法容易使之变平。因此，在氮化物半导体层23的研磨工序中能够进行均匀研磨，在光刻工序中能够均匀涂布抗蚀剂。
此外，本发明中支持基板的热膨胀系数C虽然也可以满足“A≥C＞B”的关系，但是更优选根据生长用基板上的氮化物半导体层厚度调整热膨胀系数C的数值。即，氮化物半导体层的膜厚与生长用基板的膜厚相比充分薄的情况下(例如氮化物半导体层的膜厚为30微米以下的情况下)，优选使支持基板的热膨胀系数C与生长用基板的热膨胀系数A大体相同。这种情况下，支持基板的热膨胀系数C与生长用基板的热膨胀系数A不必完全一致，支持基板的热膨胀系数C可以为生长用基板的热膨胀系数A的±10％左右。另外，当氮化物半导体层的膜厚较厚的情况下(例如氮化物半导体层的膜厚超过30微米的情况下)，支持基板的优选热膨胀系数C应当根据氮化物半导体层的膜厚，从生长用基板的热膨胀系数A朝着靠近氮化物半导体层的热膨胀系数B的方向变化。
而且本发明的第一发明的制造方法中，上述第一结合层优选在p型氮化物半导体层上直接形成的欧姆电极层。此外优选第一结合层具有第一共晶形成层，而且第二结合基层具有第二共晶形成层。结合时由于构成各自第一和第二共晶形成层的金属互相扩散形成共晶，所以能够提高结合力。
其次，本申请的第二发明的制造方法，是在具有两个相对向的主面的基板的一个主面上，至少具有一层以上p型氮化物半导体层，至少含有由AlaInbGa1-a-bN(0≤a≤1，0≤b≤1，a+b≤1)构成的井层和由AlcIndGa1-c-dN(0≤c≤1，0≤d≤1，c+d≤1)构成的阻挡层的量子井结构的活性层，和一层以上n型氮化物半导体层的氮化物半导体元件的制造方法，其特征在于：
(a)在具有两个相对向的主面的生长用基板的一个主面上，使含有对所述的活性层发射光产生自吸收的氮化物半导体基底层生长，
(b)在所述的基底层上至少生长所述的n型氮化物半导体层、活性层和p型氮化物半导体层，
(c)将所述的基板结合在所述的p型氮化物半导体层上，
(d)除去所述的生长用基板和所述的基底层。例如在380nm以下紫外区域的氮化物半导体元件中，能够与上述生长用基板的一个主面连接设置包含由包含由GaeAl1-eN(0＜e≤1)构成的缓冲层和由未掺杂的GaN或掺杂了n型杂质的GaN中任何物质形成的高温生长层的基底层。基底层具有使在其上生长的氮化物半导体的结晶性提高的效果。此外，未掺杂的GaN和掺杂了n型杂质的GaN中任何物质形成的高温生长层，在使此层生长下能够显著提高在其上生长的氮化物半导体层的结晶性。为了获得结晶性良好的氮化物半导体元件，必须使GaN在高温下在生长用基板，进而在缓冲层上生长。不使此层生长的情况下，即使使活性层等生长结晶性也极差，在氮化物半导体发光元件等之中，发光的输出极弱，不实用。
这样，在设有由GaN构成的高温生长层的情况下，虽然能够得到结晶性良好的氮化物半导体元件，但是当作为基底层和这种高温生长层含有GaN的情况下，由于GaN在紫外区域内的自吸收作用，一部分从活性层发出的光被此GaN层所吸收，发光输出降低。本发明中结合基板后由于除去生长用基板以及基底层和高温生长层的GaN，所以能够在构成元件的氮化物半导体的结晶性保持良好的条件下，抑制自吸收作用。
此外除去基底层时，也可以不将基底层完全除去，而将其部分除去直到能够充分抑制发光的自吸收作用的程度为止。例如在上述实例中，若将对发光产生自吸收的GaN层膜厚除去剩下0.1微米，优选剩下0.01微米，则能够充分抑制这种自吸收作用。当GaN层的膜厚被薄膜化到0.1微米以下时，能够将发光中的约70％以上光取出，而被薄膜化到0.01微米以下时，能够将发光中的96％以上取出。除去生长用基板时，例如，可以采用在生长用基板的另一主面的全面上照射电磁波，而且在除去生长用基板后，除去缓冲层和高温生长层时，例如可以采用蚀刻研磨等方法。
而且本发明第二发明中的基底层，并不限于含有GaN的情况。使在其上生长的n型氮化物半导体层的结晶性提高的基底层，也可以是含有对活性层发光产生自吸收的氮化物半导体的基底层。例如，即使在GaN中添加了少量In和Al的情况下，只要In和Al的含量与其上形成的层相比充分少，也可以获得提高结晶性的效果。介于这样的基底层形成元件结构后，通过与生长用基板一起除去基底层，能够在使构成元件的氮化物半导体的结晶性保持良好的情况下，抑制自吸收作用。
这里所述的“对活性层的发光产生自吸收作用的氮化物半导体”，是指具有与活性层的发光波长接近的禁带宽度能量效果，可以忽略发光吸收的氮化物半导体。例如，氮化物半导体的禁带宽度能量如下式表示的那样，以比发光峰值能量大0.1eV的禁带宽度为基准，若具有比该基准小的禁带宽度能量，就会对活性层的发光产生自吸收。(自吸收氮化物半导体的禁带宽度能量)≤(发光峰值能量-0.1eV)
此外关于氮化物半导体的禁带宽度能量与构成之间的关系，可以将弯曲(bowing)参数定为1。例如三元混晶A1-xBxC氮化物半导体的禁带宽度能量，当将二元混晶AC与BC的禁带宽度能量分别用EG，AC和EG，BC表示时，可以用下式表示。
EG(A1-xBxC)＝(1-x)EG，AC+xEG，BC-(1-x)x
而且所谓“使n型氮化物半导体的结晶性提高的基底层”，是指与除省略该基底层以外具有同一层构成的氮化物半导体元件相比，元件中n型氮化物半导体的结晶性增高的那种基底层。一般来说，与基底层上生长的层相比，只要是由容易改善结晶性的构成形成的基底层，就有提高结晶性的功能。在氮化物半导体的情况下，与四元混晶相比三元混晶，与三元混晶相比二元混晶都容易改善结晶性。而且在相同的四元混晶之间或三元混晶之间，In构成比和Al构成比越小越容易改善结晶性。
本申请的第一发明和第二发明的制造方法，不用说也可以互相组合。本发明的制造方法中，由于活性层涉及由AlaInbGa1-a-bN(0≤a≤1，0≤b≤1，a+b≤1)构成的氮化物半导体元件，所以在InAlGaN系发光的发光元件中能够适应发出各种波长光的元件，特别是在380nm以下紫外区域氮化物半导体元件中能够产生特殊的效果。通过拥有至少包含由InAlGaN系四元混晶形成的井层，和由至少含Al的氮化物半导体形成的阻挡层的量子井结构的活性层，能够制造可以适于380nm以下的短波长区域使用的氮化物半导体元件。上述活性层由于是由AlInGaN系四元混晶形式的，所以能够在构成元件最少的条件下抑制结晶性的恶化，而且还能提高发光效率。而且通过在阻挡层中使用至少含Al的氮化物半导体，能够将禁带宽度能量增大得比井层大，形成与发光波长吻合的量子井结构的活性层，同时还能保持活性层内的结晶性。
本发明的制造方法中，在高温生长层上还可以设有组成递变层。这种组成递变层是缓和与在其上生长的氮化物半导体的晶格不共格用(失配)的层，使得从高温生长层至在其上生长的氮化物半导体层之间构成的构成比逐渐变化。例如，高温生长层是未掺杂的GaN，而在其上生长的氮化物半导体层是AlVGa1-vN的n型包覆层时，在高温生长层与n型包覆层之间设置从GaN至AlVGa1-vN之间的AL混晶比缓缓增大的组成递变层。这种组成递变层在紫外区域发光的LED特别有效，而且组成递变层在n型包覆层中使用Al混晶比高的(例如，5％以上)氮化物半导体时有效，缓和晶格失配，可以层叠结晶性良好的氮化物半导体层。而且这种组成递变层也可以作为递变设置决定导电性的杂质的调制掺杂方式。例如，当在其上生长的氮化物半导体层是掺杂Si的AlVGa1-vN的情况下，使组成递变层从未掺杂至n型包覆层的Si浓度和杂质浓度形成逐渐增大的结构，还能够层叠缺陷少、结晶性优良的氮化物半导体层。
本发明的制造方法中，优选至少在氮化物半导体的一部分表面上形成含有荧光物质的涂层。
本申请的第三发明涉及氮化物半导体元件，特别是380nm以下紫外区域的氮化物半导体元件，其特征在于：其中具有：有两个相对的主面并具有比氮化物半导体更大热膨胀系数的基板，在所述的基板的一个主面上形成具有共晶层的结合层，在所述的结合层上形成的一层以上p型氮化物半导体层，在所述的p型氮化物半导体层上形成的、至少具有由AlaInbGa1-a-bN(0≤a≤1，0≤b≤1，a+b≤1)构成的井层和由AlcIndGa1-c-dN(0≤c≤1，0≤d≤1，c+d≤1)构成的阻挡层的活性层，在所述的活性层上形成的含Al的一层以上n型氮化物半导体层。这里，结合层由所述第第一结合层和第二结合层构成，而第一共晶形成层和第二共晶形成层相互扩散形成共晶层。
所述的基板优选导电性基板，更优选其中含有高导电性金属和高硬度金属的。通过将高导电性热膨胀系数大的金属材料，与高硬度热膨胀系数小的金属材料加以复合，能够制成一种导电性高，而且热膨胀系数比氮化物半导体层的更大的基板。作为高导电性热膨胀系数大的金属材料，例如举出Ag、Cu、Au、Pt等。作为高硬度热膨胀系数小的金属材料，例如可以举出W、Mo、Cr、Ni等。
此外，高导电性热膨胀系数大的金属材料与高硬度热膨胀系数小的金属材料互相之间非固溶或固溶临界值小的情况下，可以用其复合体制成基板。通过将互相之间非固溶或固溶临界值小的金属材料之间复合，能将互相之间性质差别大的金属材料组合，制成既有高导电性，又有所需热膨胀系数的基板。而且还可以使用高导电性热膨胀系数大的金属材料与金刚石等陶瓷材料的复合体制成基板。采用这种结构能够制成既有高导电性，又具有所需热膨胀系数的支持基板。
而且本发明的第四发明涉及的氮化物半导体元件，其特征在于：其中具有：有两个相对向的主面的基板，在该基板的一个主面上设置的具有共晶层的结合层，在该结合层上设置的一层以上p型氮化物半导体层，在所述的p型氮化物半导体层上设置的、至少具有由AlaInbGa1-a-bN(0≤a≤1，0≤b≤1，a+b≤1)构成的井层和由AlcIndGa1-c-dN(0≤c≤1，0≤d≤1，c+d≤1)构成的阻挡层的活性层，和在所述的活性层上设置的、由实质上对所述的活性层发光不产生自吸收的氮化物半导体构成的n型氮化物半导体层。
这里所述的“对活性层发光实质上不产生自吸收的氮化物半导体”，是指以波长表示的禁带宽度能量是充分短的波长，或者膜厚充分薄，可以忽略对活性层发光的产生自吸收作用的氮化物半导体。例如，氮化物半导体，若具有比(发光峰值能量+0.1eV)大的禁带宽度能量，则可以忽略该氮化物半导体对发光的自吸收作用。而且在氮化物半导体中，即使包含具有能引起自吸收作用禁带宽度能量的层，该层的膜厚也可以处于0.1微米以下，优选0.01微米以下。
另外，对于本申请的第三发明和第四发明的氮化物半导体元件(以下记作本发明的氮化物半导体元件)，特别是380nm以下紫外线的氮化物半导体元件而言，上述P型氮化物半导体层，可以使用具有由AlfGa1-fN(0＜f≤1)构成的p型接触层，在其p型接触层上在导电性基板一侧p型杂质浓度高而且Al的结晶比具有减小构成梯度的。这种情况下，构成梯度也可以使构成连续变化，或者不连续分阶段变化。
另外，本发明的氮化物半导体元件，特别是380nm以下紫外区域的氮化物半导体元件，可以使用上述p型接触层至少由两层构成，该两层由在导电性电极侧形成的AlgGa1-gN(0＜g＜0.5)构成的第一P型接触层，和在活性层侧形成的AlhGa1-HN(0＜h＜0.1)构成的第二接触层构成，第一接触层比第二接触层具有更高p型杂质浓度的。然而，P型接触层不一定是AlfGa1-fN(0＜f≤1)，也可以是GaN。这是因为P型接触层是形成p电极用的层，可以得到与P电极的欧姆性，与厚膜形成的高温生长层相比也可以是厚度薄的，即使在p型接触层上使用GaN，光取出效率的降低也不会因该层自吸收作用所产生的那样大的缘故。
本发明的元件，特别是发光元件中，在与基板结合形成的氮化物半导体元件上，形成含有荧光物质的涂层，这种荧光物质吸收从活性层AlaInbGa1-a-bN(0≤a≤1，0≤b≤1，a+b≤1)发出的一部分或全部光而发射不同波长光，这样能够发射各种波长的光。特别是在含有YAG的情况下，能够发射白色光，在照明光源等用途中使用的也特别广泛。
关于吸收一部分或全部光而发射不同波长光的荧光物质，并不限于吸收可见光后发射不同光的材料，有材料的选择性问题。然而吸收紫外线发射不同光的材料非常多，可以根据各种用途选择这种材料。作为可以选择材料的要素之一，是吸收紫外线的荧光物质对于光的转换效率应当高于可见光的转换效率。特别是在白色光中，可以进一步扩大获得现色性高的白色光等的可能性。本发明在紫外区域发光的氮化物半导体元件中，可以得到自吸收少的氮化物半导体发光元件，涂布荧光物质后还能进一步得到转换效率极高的白色发光元件。附图说明
图1是表示本发明涉及的氮化物半导体元件的具体制造方法中制造工序的断面示意图。
图2(a)和(b)是表示生长基板、氮化物半导体层和支持基板的热膨胀系数A、B和C之间具有C＞A＞B的情况下，晶片弯曲的示意图。
图3(a)～(d)是表示生长基板、氮化物半导体层和支持基板的热膨胀系数A、B和C之间具有A＞B＞C的情况下，晶片弯曲的示意图。
图4(a)～(d)是表示生长基板、氮化物半导体层和支持基板的热膨胀系数A、B和C之间具有A≥C＞B关系的情况下，晶片弯曲的示意图。
图5(a)和(b)是表示本发明涉及的氮化物半导体元件的一种具体实例的平面图和断面图。
图6(a)～(c)是表示本发明涉及的氮化物半导体元件用一种组装件实例的轴侧视图、俯视图和断面图。
图7(a)～(c)是表示本发明涉及的氮化物半导体元件用另一种组装件实例的轴侧视图、俯视图和断面图。
图8是表示与图1的实施方式不同的工序图。
图9是表示图8所示实施方式中氮化物半导体元件层构成的断面示意图。
图10是表示与图8的实施方式不同的又一种工序图。
图11(a)和(b)是表示实施例10涉及的氮化物半导体元件特性的曲线图。
图12是表示实施例10涉及的氮化物半导体元件与已有氮化物半导体的特性对比的曲线图。
图13是表示与图5不同的实施方式中氮化物半导体元件的断面示意图。
图14是表示形成含有荧光体涂层的实施方式的断面示意图。
图15是表示在n型氮化物半导体层的表面上形成凹坑的实施方式的断面示意图。
图16(a)～(d)是表示实施例23涉及的氮化物半导体元件制造方法的工序图。
图17(a)～(c)是表示图16的后续工序的工序图。
图18(a)～(c)是表示图17的后续工序的工序图。
图19(a)～(c)是表示图18的后续工序的工序图。
图20(a)和(b)是表示实施例25涉及的氮化物半导体激光器的断面示意图。
图21是表示已有氮化物半导体激光器结构的断面示意图图中，1 生长用基板，2 基底层，3 缓冲层，4 高温生长层，5 n型包覆层，6 活性层，7 p型包覆层，8 p型接触层，9 第一结合层，10 导电性基板，11 第二结合层，12 n电极，13 p电极用平电极，14 涂层，30 半导体发光装置，31 保护装置，32、42 散热壳，34、44 接线架，36、46 导电性导线，38透光性玻璃，40 封装树脂，48 溢流密封树脂，49 塑料透镜。具体实施方式
以下参照附图说明本发明的实施方式。
图1是表示本发明涉及的氮化物半导体元件制造方法中一种制造工序实例的断面示意图。在生长用基板1的表面上形成由阻挡层3和高温生长层4构成的基底层2(图1(a))。接着在基底层2上形成n型包覆层5、活性层6、p型包覆层7、p型接触层8，以及由一层以上金属层构成的第一结合层9(图1(b))。其中在第一结合层9中，在p型接触层8上形成p电极后，进行退火处理以便实现欧姆接触。然后将表面上形成了由一层以上金属层形成的第二结合层11的导电性基板10层叠在生长用基板1上，在第一结合层9与第二结合层11相对向的情况下对其进行热压结合。
进而将与导电性基板10结合后的生长用基板1置于研磨器中，对生长用基板1进行研磨，除去生长用基板1和基底层2，使n型包覆层5露出(图1(d))。
然后对露出的n型包覆层5的表面研磨后，一方面在n型包覆层5上形成n电极12，另一方面在导电性基板10的全部表面上形成p电极用的平台电极13。接着用切片法(dicing)将发光元件分离成芯片状。这样可以得到氮化物半导体层层叠在导电性基板上，在导电性基板上形成电极的发光元件(图1(e))。
本发明方法中，生长用基板可以举出以C面、R面和A面任何面作为主面的蓝宝石、尖晶石(MgAl2O4之类绝缘性基板)、SiC、Si、以及与氮化物半导体晶格匹配的氧化物基板。优选蓝宝石和尖晶石。
而且在生长用基板上层叠氮化物半导体层的情况下，采用在基底层上ELOG(Epitaxially Lateral Overgrowth)生长法能够得到结晶性提高的氮化物半导体。具体讲，使基底层在生长用基板上生长，在该基底层上形成多个条状掩膜，使氮化物半导体从掩膜的开口部分选择性生长，形成伴随横向生长成膜的氮化物半导体层(横向生长层)。这种横向生长层因贯通转位得以减少，所以能够提高在横向生长层上形成氮化物半导体的结晶性。
作为生长用基板，优选使即将为生长用基板的材料的主面倾斜的基板，更优选使用以阶梯式倾斜的基板。一旦使用倾斜的基板，表面上不会产生三维生长，阶梯式生长出现，表面容易变得平坦。此外，沿着阶梯式倾斜的蓝宝石基板的阶梯方向(级差方向)，优选一旦形成得与蓝宝石的A面垂直，氮化物半导体的阶梯面就会与激光器的共振器方向一致，激光光因表面粗造度而产生的漫反射将会减少的。
另外，与p型氮化物半导体层结合的支持基板，例如可以使用由Si、SiC等半导体形成的半导体基板，或者金属单质基板，或者两种以上互相不固溶或固溶临界值小的金属复合体制成的基板。优选采用金属基板。金属基板比半导体基板的机械特性优良，容易弹性变形和塑性变形，产生裂纹难。此外金属基板优选使用从Ag、Cu、Au、Pt等高导电性金属中选出的一种以上金属，与从W、Mo、Cr、Ni等高硬度金属中选出的一种以上金属构成的复合体。此外作为金属基板，优选使用Cu-W或Cu-Mo的复合体。含有导热系数高的Cu放热性优良。而且在Cu-W的情况下，Cu的含量x优选0＜x≤30重量％，在Cu-Mo的情况下，Cu的含量x优选0＜x≤50重量％。而且也可以使用Cu-金刚石等金属与陶瓷的复合体。其中与p型氮化半导体层结合基板的厚度，为提高放热性优选50～500微米。在上述范围内将支持基板减薄的情况下放热性变好。而且支持基板，与氮化物半导体的贴合面或其反面上也可以有凹凸结构。
支持基板的材料，当以A、B和C分别表示生长用基板、氮化物半导体层和支持基板的三个热膨胀系数时，优选选择得使A≥C＞B。当基纸基板是金属复合体的情况下，通过控制复合的金属材料的构成能够获得所需的热膨胀系数。例如考虑用Cu和Mo的复合体构成支持基板的情况。Cu的热膨胀系数约为16×10-6K-1，Mo的热膨胀系数约为5×10-6K-1。因此要使支持基板的热膨胀系数减小的情况下，可以将复合体中Cu的构成比例减小，需要增大热膨胀系数的情况下，可以将Cu的构成比加大。
而且第一结合层，优选至少与p型氮化物半导体层接触，具有高反射率的p电极与p型氮化物半导体层结合的。P电极优选使用含有从Ag、Rh、Ni、Au、Pd、Ir、Ti、Pt、W和Al中选出的至少一种金属材料的。更优选使用Rh、Ag、Ni-Au、Ni-Au-RhO和RhIr中任何物质，特别优选使用Rh。其中p电极，与n型氮化物半导体层相比，由于是在电阻率高的p型氮化物半导体层上形成，所以优选在p型氮化物半导体的大体全面上形成。其中P电极的厚度优选0.05～0.5微米。
而且优选在形成了第一结合层的p电极的p型氮化物半导体层的露出面上，形成绝缘性保护膜。这种保护膜可以使用由SiO2、Al2O3、ZrO2、TiO2等构成的单层膜或多层膜。此外也可以在该保护膜上形成Al、Ag、Rh等高反射率的金属膜。这种金属膜能增高反射率，提高光的取出效率。
另外，优选在第一结合层的p电极上设置第一共晶形成层，同时在电导性基板的主面上设置第二共晶形成层。第一和第二共晶形成层，是结合时互相扩散形成共晶的层，它们各自优选使用Au、Sn、Pd、In、Ti、Ni、W、Mo、Au-Sn、Sn-Pd、In-Pd、Ti-Pt-Au、Ti-Pt-Sn等。第一和第二共晶形成层，更优选由Au、Sn、Pd、In等金属构成。第一和第二共晶形成层的组合，优选Au-Sn、Sn-Pd或In-Pd。而且特别优选第一共晶形成层使用Sn，第二共晶形成层使用Au的组合。
在第一结合层的第一共晶形成层与p电极之间，优选在电极侧设置与密接层的阻挡层。密接层是确保与p电极间具有高密接性的层，优选使用金属Ti、Ni、W或Mo。而且阻挡层是防止构成第一共晶形成层的金属向密接层扩散用的层，优选Pt或W。此外为了进一步防止第一共晶形成层金属向密接层扩散，在阻挡层与第一共晶形成层之间也可以形成0.3微米左右厚度的Au膜。其中优选在第二共晶形成层与导电性基板之间设置上述密接层、阻挡层和Au膜。
密接层、阻挡层和共晶层之间的组合，可以采用例如Ti-Pt-Au、Ti-Pt-Sn、Ti-Pt-Pd或Ti-Pt-AuSn、W-Pt-Sn、RhO-Pt-Sn、RhO-Pt-Au、RhO-Pt-(Au、Sn)等。这些金属膜因共晶而被合金化，在后续工序中形成导电层。而且第一共晶层与第二共晶层优选各异。其理由是能在低温下共晶，使共晶后熔点上升的缘故。
而且将结合用层叠体与导电性基板热压结合时，优选采用150～350℃。将温度定于150℃以上，能促进共晶形成层金属的扩散，形成均匀密度分布的共晶，提高结合用层叠体与导电性基板之间的密接性。但是一旦温度高于350℃，共晶形成层的金属就会向阻挡层，进而向密接层扩散，从而不能获得良好的密接性。
贴合时第一结合层构成如下：P电极/Ti-Pt-AuSn-Pt-Ti/导电性基板、P电极/RhO-Pt-AuSn-Pt-Ti/导电性基板、P电极/Ti-Pt-PdSn-Pt-Ti/导电性基板、P电极/Ti-Pt-AuSn-Pt-RhO/导电性基板等。这样能够形成难于剥离的合金。使导电层共晶的情况下，能在低温下进行贴合，而且粘着力增强。在低温下贴合还有缓和弯曲的效果。
将导电性基板结合后，为了除去生长用基板可以采用研磨、蚀刻、电磁波辐照或将其组合的方法。电磁波辐照时，电磁波例如采用激光，在将电导性基板结合后，对未形成生长用基板的基底层一面的全部表面照射激光，使基底层分解，这样能够除去生长用基板和基底层。此外，除去生长用基板和基底层后，通过对露出的氮化层表面作CMP处理能使所需的膜露出。利用这种方法能够除去损坏的层，并且还能对氮化物半导体层的厚度和表面粗造度进行调整。
其中对于电磁波照射也可以采用以下方法。即在生长用基板上形成由氮化物半导体构成的基底层，进而将该基底层部分蚀刻至生长用基板形成凹凸后，在具有凹凸的基底层上使ELOG生长形成横向生长层。然后在横向生长层上依次形成n型氮化物半导体层、活性层和P型氮化物半导体层后，将导电性基板结合在p型氮化物半导体层上。接着对生长用基板的未形成基底层的全面照射激光，利用使基底层分解的方法除去生长用基板和基底层。根据这种方法，照射电磁波时氮化物半导体因分解而产生的N2气，在上述凹凸和横向生长层之间形成的空隙扩展，能够防止气压引起生长用基板开裂，进而能防止因该开裂而造成基底层刮伤，得到表面状态和结晶性均良好的氮化物半导体基板。而且与研磨法相比，由于能简化操作工序，所以还有能提高成品率的效果。
而且除去生长用基板后，为提高光取出效率，如图15所示，也可以用RIE使n型氮化物半导体层5的露出面形成凹凸(凹坑加工)。凹凸(凹坑加工)形成部分将变成氮化物半导体的光取出侧。借助于这种表面凹凸的形成，能使因光的全反射而不能射出的光被凹凸部分改变光的角度后取出。也就是说，发出的光经凹凸部分漫反射，将过去全反射的光导至上方后，能够向外部取出。形成这种凹凸与没有凹凸相比，能够提高输出1.5倍以上。凹凸的平面形状，优选圆形、或者六角形和三角形等多角形。而且也可以将凹凸的平面形状制成条状、格状、矩形等。为提高光的取出效率，凹凸图案的间距优选尽可能细。而且凹凸的断面形状，与其由平直线构成的，更优选平缓的波纹状。通过使凹凸的断面形状呈波纹状，与凹凸断面形状为有棱角状相比，光的取出效率提高。此外凹部的深度优选0.2～0.3微米，更优选1.0～1.5微米。凹部深度过浅，光取出效率提高的效果小，反之过深则横向电阻增大。当使凹部形状呈圆形和多角形取出光时，能够在保持低电阻的条件下提高输出。
在n型氮化物半导体层的露出面上形成的n电极，可以使用Ti-Al-Ni-Au或W-Al-W-Pt-Au的多层电极。N电极的厚度优选0.1～1.5微米。而且优选形成SiO2、Al2O3、ZrO2、TiO2等绝缘性保护膜将N电极以外的露出面覆盖。
另外，p电极和n电极，只要是在氮化物半导体元件的一个主面上形成p电极，在另一主面上形成n电极，其大小和形状就无特别限制。但是从氮化物半导体层的层叠方向来看，最好是不互相重叠地相对向设置。这样，在结构为面朝下的情况下，能在不受n电极阻挡的前提下，高效取出发出的光。例如当在p型氮化物半导体层的大体全面上形成了p电极的情况下，既可以在n型氮化物半导体层的边角部分形成两个或四个n电极，也可以以格状在全面上形成n电极，当然还可以边角部分形成格状n电极。
以下参照图5对p电极和n电极的优选形状作详细说明。图5(a)和(b)是表示本发明涉及的氮化物半导体发光元件的平面视图和断面视图。在支持基板10上依次设置第一结合层和第二结合层共晶形成的导电层15、p电极16和氮化物半导体17。在氮化物半导体17上设置n电极12。n电极12，在芯片对角线上的角部有平电极12a，在平电极形成区域12a之间分布成网状。通过使N电极12以网状、格状等在发光范围内大体全部表面上形成，能使氮化物半导体层17均匀流过电流。平电极形成区域12a并不限于对角上的两处，也可以在四角处都形成。而且p电极16和n电极12，从芯片上面来看形成得互不重叠。此外在n电极12上形成保护膜19。保护膜19只要处于n电极的平电极形成区域12a以外，既可以在氮化物半导体层17上，也可以在p电极16上形成。
如图5(b)所示，在与氮化物半导体17连接的P电极16上设有开口部分，在该开口部分内形成绝缘性保护膜20。这种保护膜20的材料可以使用SiO2、Al2O3、ZrO2、TiO2等单层膜。通过备有绝缘性保护膜20，能够防止冲击等，提高成品率和可靠性。而且保护膜20优选与反射膜(图中未示出)的两层结构。例如通过在与保护膜20的氮化物半导体17的不连接侧，形成500以上2000埃以下膜厚的Al、Ag、Rh等反射膜(图中未示出)，能够高效取出横向传播的光。反射膜也可以支持基板10一侧形成，或者处于氮化物半导体17一侧。
此外p电极16与元件外部的电连接，可以通过导电层15进行。例如，当支持基板10是导电性的情况下，通过将导线连接在支持基板10的背面，能够通过导电层15和支持基板10使p电极16与外部实现电连接。当支持基板不是导电性的情况下，例如通过使导线从芯片侧面与导电层15连接，能够实现p电极16与外部实现电连接。而且也可以事先在比氮化物半导体层17更大的面积上形成支持基板10和导电层15，将导线与没有被氮化物半导体层17覆盖的部分连接。
以下说明本发明涉及的氮化物半导体元件的具体构成。(基底层)
基底层2虽然能够由至少一层以上的氮化物半导体构成，但是优选由在生长用基板1上低温生长的阻挡层3以及在该阻挡层3上高温生长的高温生长层4所构成。
阻挡层3是由GaiAl1-iN(0≤i≤1)构成的氮化物半导体，优选Al的比例小的，更优选通过使用GaN能提高在阻挡层上生长的氮化物半导体的结晶性的。阻挡层的膜厚，优选0.002～0.5微米，更优选0.005～0.2微米，特别优选0.01～0.02微米。阻挡层的生长温度优选200～900℃，更优选400～800℃。
高温生长层4优选未掺杂的GaN或掺杂了n型杂质的GaN。一般来说，由于GaN结晶性良好，所以通过使GaN生长作为基底层，也可以改善在其上生长的夜间结构的结晶性。但是高温生长层4也可以在不损害结晶性改善效果的程度上含有In和Al。高温生长层4中In的比例，优选处于0.01以下。而且高温生长层4中Al的比例，也优选处于0.01以下。尤其是高温生长层4中含有In的情况下，高温生长层4的结晶性变得柔和，还可以获得缓和在与生长用基板的界面上产生变形的效果。高温生长层的膜厚优选500埃以上，更优选5微米以上，特别优选10微米以上。而且高温生长层的生长温度优选900～1100℃，更优选1050℃以上。
而且当对高温生长层4使用的氮化物半导体层的发光产生自吸收的情况下，优选最终除去高温生长层4。例如当高温生长层4的禁带宽度能量小于(发光峰值能量+0.1eV)的情况下，由于高温生长层4吸收活性层的发光，所以通过除去这种高温生长层4能够提高发光强度。此外，若膜厚使发光的自吸收不成为问题时，例如膜厚为0.1微米以下(更优选0.01微米以下)，也可以残留一部分高温生长层4。(n型包覆层、兼n型接触层5)
作为n型包覆层，具有比活性层6的禁带宽度能量更大的构成，虽然只要能将载流子封闭在活性层6中的就无特别限制，但是优选AljGa1-jN(0＜j＜0.3)。其中更优先0.1＜j＜0.2。对于n型包覆层的膜厚虽然没有特别限制，但是优选0.01～0.1微米，更优选0.03～0.06微米。而且对n型包覆层的n型杂质浓度虽然没有特别限制，但是优选1×1017～1×1020/cm3，更优选1×1018～1×1019/cm3。此外本发明中与导电性基板结合后，除去生长用基板、基底层和高温生长层中GaN的情况下，必须有一定膜厚，这种情况下膜厚优选1～10微米，更优选1～5微米。而且在本实施方式中，n型包覆层5兼作n型接触层。(n型接触层的其他实例)
本实施方式中，只要是能与n型氮化物半导体层具有良好欧姆接触的材料就可以用作n电极。然而，如本发明所述，作为制造工序以递减顺序进行工序(1)形成p电极、(2)进行欧姆退火、(3)与导电性基板结合、(4)除去生长用基板和(5)形成n电极等这些(1)～(5)工序的情况下，可以不特别设置欧姆退火。而且即使进行欧姆退火，由于导电性基板的结合层内所含的共晶层存在，也很难高温退火。因此，在形成n电极后进行的清洗处理等工序中，将基板加热到150～350℃，这样往往会出现n电极的热稳定性问题。而且这种制造工序中形成的高输出发光元件，因发光时产生的热量往往使n电极产生热稳定性问题。进而由于这种热稳定性问题而有产生肖特基接触的趋势。
在本发明的构成中，除去生长用基板使n型氮化物半导体层露出，在该露出面上形成n电极，所以往往能发现因对露出面研磨等而产生的微小裂纹。这种裂纹的发生，除妨碍通电时电流均匀通过之外，还使n电极与n型氮化物半导体层间的密接特性(粘结强度)不能以良好的再现性获得。
进而，在本实施方式中，为把自吸收性层发光的基底层与生长用基板一起除去，形成n电极的接触层(在本实施方式中的n型包覆层)的禁带宽度能量比以往的氮化物半导体元件大。但是，一般地说，半导体材料的禁带宽度能量越大，就有难以取欧姆接触的倾向。
作为解决这些问题的最佳方式是，本发明的氮化物半导体元件，具有与n型氮化物半导体层连接的n电极，该n型氮化物半导体层至少具有以下两层，一层是掺杂了n型杂质的第一n型氮化物半导体层作为与n电极的连接层，另一层是在所述的第一n型氮化物半导体层的活性层一侧，未掺杂的第二n型氮化物半导体层或者掺杂了比第一n型氮化物半导体层的掺杂量少的n型杂质第二n型氮化物半导体层。例如如图10所示，将兼作n型接触层的n型包覆层5，分为第一n型氮化物半导体层5a和第二n型氮化物半导体层5b。
作为各自优选的n型杂质的掺杂量，第一n型氮化物半导体层5a为3×1018/cm3以上和1×1020/cm3以下，第二n型氮化物半导体层5b为1×1017/cm3以上和不足3×1018/cm3，或者未掺杂。各自n型氮化物半导体层的构成虽然既可以相同，也可以不同，但是对于上述n型包覆层5来说优选在所记载的优选范围内形成。
之所以将接近活性层的第二n型氮化物半导体层5b的n型杂质浓度减小，是因为为避免n型杂质对活性层产生有害影响的缘故。本发明中，在将导电性支持基板结合时由于进行热压粘结，经历用研磨和激光照射除去一部分n型氮化物半导体层等特有工序，所以靠近活性层的N型氮化物半导体层一旦含有大量N型杂质，就会对活性层产生有害影响。于是一方面通过对于形成n电极的第一n型氮化物半导体层5a以高浓度掺杂n型杂质，另一方面通过降低靠近活性层的第二n型氮化物半导体层5b的n型杂质浓度，能够构成特性优良的氮化物半导体元件。
第一n型氮化物半导体层5a的膜厚，由于除去生长用基板与基底层和高粘度生长层的GaN，所以需要某种膜厚，优选将膜厚定为1.5～10微米，更优选定为1～5微米。尤其是由于研磨精度为±0.5微米，膜厚至少是需要1微米以上。第二n型氮化物半导体层5b的膜厚，需要的膜厚应当能够缓和除去生长用基板时和使第一氮化物半导体层露出时的机械冲击，使活性层能够维持良好的发光特性，所以优选定为0.1微米以上和1.5微米以下。而且第二n型氮化物半导体层5b，还具有使第一n型氮化物半导体层5a以高浓度掺杂杂质所引起的结晶性降低得到恢复的功能。而且包含第一n型氮化物半导体层5a与第二n型氮化物半导体层5b的总膜厚，优选大于P型氮化物半导体层的总膜厚，这样n电极从活性层来看，与导电性基板一侧具有的p电极相比，与活性层之间的距离更远，所以很难受到发光产生的热的影响。(活性层)
本发明使用的活性层6，至少具有包含由AlaInbGa1-a-bN(0≤a≤1，0≤b≤1，a+b≤1)构成的井层和由AlcIndGa1-c-dN(0≤c≤1，0≤d≤1，c+d≤1)构成的阻挡层的结构。更优选，上述井层和阻挡层分别是AlaInbGa1-a-bN(0≤a≤1，0≤b≤1，a+b＜1)和AlcIndGa1-c-dN(0≤c≤1，0≤d≤1，c+d＜1)。而且活性层内的波长优选处于380nm以下，具体讲优选井层的禁带宽度能量是处于380nm以下的。
活性层使用的氮化半导体，虽然可以不掺杂、掺杂n型杂质或掺杂p型杂质，但是最好通过使用不掺杂或未掺杂、或掺杂n型杂质的氮化半导体，能够使发光元件高输出化。更优选使井层成为未掺杂的，使阻挡层成为n型杂质掺杂的，这种情况下能够提高发光元件的输出和发光效率。
其中量子井结构，可以是多重量子井结构或者单一量子井结构。优选多重量子井结构，这样能够提高输出和降低谐振的阈值。(井层)
本发明的发光元件中使用的井层，可以掺杂p型杂质或者n型杂质，也可以不掺杂。但优先n型杂质，这是因为提高发光效率。另一方面，AlInGaN四元混晶中杂质浓度大时结晶性降低，所以，为了形成结晶性好的井层，需要抑制使杂质浓度低。具体地说，为了使结晶性最大限度地好，以未掺杂生长井层，这种情况下，优先使杂质浓度为5×1016/cm3以下，作成实质上不含杂质的井层。
而且掺杂n型杂质的情况下，n型杂质浓度优选在1×1018/cm3以下和5×1016/cm3以上范围内掺杂。n型杂质浓度若处于此范围内，由于不仅能抑制结晶性的恶化，而且还能提高载流子浓度，所以能够使阈值电流密度和Vf降低。此外在井层掺杂n型杂质浓度的情况下，优选使井层的n型杂质浓度与阻挡层的n型杂质浓度大致相同或较小。这是因为能够促进井层发光的再结合，提高发光输出的缘故。而且井层和阻挡层也能在不掺杂下生长。在多重量子井结构的情况下，多个量子井层的杂质浓度不一定相同。
另外，在高输出的LD和高功率LED等以大电流使元件驱动的高输出元件的情况下，井层一旦因未掺杂而实质上不含n型杂质，就能促进井层非载流子的再结合，实现该效率下的发光再结合。另一方面，一旦在井层中掺杂n型杂质，井层的载流子密度就会增高，发光再结合的概率减少，因而产生引起一定输出下驱动电流上升的恶性循环，降低元件寿命。因此，对于高输出元件而言，井层的n型杂质浓度至少为1×1018/cm3以下，优选未掺杂或者制成实质上不含n型杂质的浓度。这样可以获得在高输出下能够稳定驱动的发光元件。
以下发明实施方式中所示的井层结构，是具有可以在波长380nm以下发光和谐振的禁带宽度能量的优选结构。
本发明发光元件使用的井层，是得到过去的InGaN井层困难的波长区域，具体讲作为GaN禁带宽度能量的波长365nm附近或者比其更短的波长，特别是具有可以在波长380nm以下发光和谐振的禁带宽度能量的。过去的InGaN井层的情况下，一旦要获得作为GaN禁带宽度能量的波长365nm附近，例如370nm，就必须将In构成比控制在1％以下。但是一旦这样将In构成比减小得极小，发光效率就会降低，不能获得具有充分输出的元件，而且也难于控制生长。本发明中使用由含有Al和In的氮化物半导体形成的井层，加大Al的构成比，增大禁带宽度能量，并使之含有In，这样一来即使在过去难于有效发光的380nm波长区域内，也能够获得具有良好的内部量子效率和发光效率的发光元件。
其中井层使用的InAlGaN四元混晶中In构成比b，优选处于0.02以上和0.1以下，更优选0.03以上和0.05以下。通过将In构成比b下限定在0.02以上，与低于0.02的情况相比可以得到良好的发光效率和内部量子效率，而且处于0.03以上时该效率将进一步提高。而且将上限定为0.1以下，能够抑制因含In所引起的结晶性的恶化，定为0.05以下的情况下由于能够抑制结晶性恶化形成井层，所以像多重量子井结构那样，设置多个井层的情况下能够使各井层的结晶性良好。
而且井层使用的InAlGaN四元混晶中Al构成比a，为了获得良好的发光和谐振，当设定波长380nm以下禁带宽度能量的情况下，优选处于0.02以上，而且当作为GaN的禁带宽度能量的波长365nm以下的情况下，优选0.05以上。
井层的膜厚优选1nm以上和30nm以下，更优选2nm以上和20nm以下，特别优选3.5nm以上和20nm以下。小于1nm时不能发挥井层良好功能，一旦大于30nm就会引起InAlGaN四元混晶的结晶性降低和元件特性降低。而且当处于2nm以上时可以得到没有膜厚的大的不均比较均匀的膜层，当处于20nM以下时可以在抑制结晶缺陷产生下生长结晶。此外膜厚处于3.5nM以上还能使输出提高。这在增大井层膜厚的情况下，像大电流下驱动的LD那样对于多个载流子注入而言，能以高发光效率和内部量子效率使发光再结合，在多重量子井结构中具有特殊效果。另外，在单一量子井结构中使膜厚作成5纳米(nm)以上，可以得到与上述同样提高输出的效果。
而且尤其是在井层InGaN混晶比处于0.01以下时，通过将井层膜厚设定在10nm以上并使阻挡层处于AlcGa1-cN(0＜c＜1)范围内，也可以得到在370nm以下具有良好发光效率的发光元件。(阻挡层)
在井层结构的活性层中，既可以使阻挡层与井层交替形成，也可以对一个井层形成多个阻挡层。例如，将被井层夹持的阻挡层设定两个以上，制成多层膜的阻挡层与井层交替层叠的结构。
而且阻挡层与井层同样，优选掺杂p型杂质或n型杂质掺杂或者未掺杂的，更优选n型杂质掺杂或者未掺杂的。例如在阻挡层中掺杂n型杂质的情况下，其浓度至少必须处于5×1016/cm3以上。例如对于LED而言优选处于5×1016/cm3以上和2×1018/cm3以下。而且对于高输出的LED和LD来说，优选处于5×1017/cm3以上和1×1020/cm3以下，更优选处于1×1018/cm3以上和5×1019/cm3以下。这种情况下，优选使井层在实质上不含n型杂质或者在不掺杂情况下生长。
而且在阻挡层中掺杂n型杂质的情况下，既可以对活性层内的全部阻挡层掺杂，或者也可以一部分掺杂一部分不掺杂。其中对一部分阻挡层掺杂n型杂质的情况下，优选对活性层内在n型层一侧配置的阻挡层掺杂。例如，从n型一侧数，对第n面的阻挡层Bn(n为正整数)掺杂的情况下，可以在活性层内有效地注入电子，得到具有优良发光效率和内部量子效率的发光元件。而且关于井层从n型一侧数，通过对第m层井层Wm(m为正整数)掺杂，可以得到与上述的阻挡层同样的效果。
以下发明的实施方式所示的结构，是对于具有可以在380nm以下发光和谐振的禁带宽度能量的优选结构。
本发明的发光元件中，阻挡层必须使用比井层具有更大禁带宽度能量的氮化物半导体。特别是在井层的发光波长处于380nm以下的区域内，阻挡层优选使用由通式AlcIndGa1-c-dN(0≤c≤1，0≤d≤1，c+d＜1)表示的AlInGaN四元混晶或者AlGaN三元混晶。阻挡层的Al构成比c，比井层的Al构成比a大，使c＞a，在井层与阻挡层之间设置足够的禁带宽度能量的情况下，作为发光元件能够形成具有良好发光效率的量子井层结构。而且阻挡层含有In的情况下(d＞0)，In构成比d应当处于0.1以下，优选处于0.05以下。In构成比d一旦超过0.1，生长时Al与In的反应被促进，结晶性恶化，不能形成良好的膜。通过使In构成比d处于0.05以下，能够进一步提高结晶性，形成良好的膜。
而且应当主要通过Al构成比设定禁带宽度能量差，而且阻挡层的O构成比d与井层In构成比b相比由于能使用更广的构成比，所以还能使d≥b。这种情况下，由于能够使井层与阻挡层的临界膜厚发生变化，所以能够在量子井结构中自由设定膜厚，设计所需特性的活性层。
阻挡层的膜厚与井层的情况同样，优选1nm以上和30nm以下，更优选2nm以上和20nm以下。小于1nm时不能得到均匀的膜厚，不能充分发挥发阻挡层的功能，而且一旦大于30nm，结晶性就会恶化。(p型包覆层)
作为p型包覆层7，构成得比活性层6的禁带宽度能量大，只要能将载流子封闭在活性层6中就无特别限制，但是优选使用AlkGa1-kN(0≤k＜1)，更优选使用AlkGa1-kN(0＜k＜0.4)。其中更优选0.15＜k＜0.3。p型包覆层的膜厚虽然并无特别限制，但是优选0.01～0.15微米，尤其是优选0.04～0.08微米。p型包覆层的p型杂质浓度为1×1018/cm3～1×1021/cm3，优选1×1019/cm3～5×1020/cm3。p型杂质浓度处于上述范围内能够在不使结晶性降低的条件下降低体电阻。
p型包覆层可以是单层或多层膜层(超晶格结构)。多层膜层的情况下，可以是由上述的AlkGa1-kN层，和比其禁带宽度能量小的氮化物半导体层构成的多层膜层。例如作为禁带宽度能量小的层，与n型包覆层的情况同样，可以举出InGa1-lN(0≤1＜1)和AlmGa1-mN(0≤m＜1，m＞1)。形成多层膜层的各层的膜厚，在超晶格的情况下，一层膜厚优选设定在100埃以下，更优选70埃以下，特别优选10～40埃。而且p型包覆层是由禁带宽度能量大的层和禁带宽度能量小的层构成的多层膜层的情况下，可以在禁带宽度能量大的层和小的层中任何一层中掺杂P型杂质。而且在禁带宽度能量大的层和小的层两层中掺杂的情况下，掺杂量可以相同或不同。(p型接触层)
p型接触层8通过用AlfGa1-fN(0≤f＜1)，特别是使用AlfGa1-fN(0＜f＜0.3)构成，能够形成与欧姆电极9的良好欧姆接触。P型杂质浓度优选处于1×1017/cm3以上。
而且p型接触层8优选导电性基板侧P型杂质浓度高，且具有Al构成比减小的构成梯度的。这种情况下，构成梯度既可以使构成连续变化，也可以使构成分段不连续变化。例如p型接触层8，还可以由与欧姆电极9连接，P型杂质浓度高Al构成比低的第一p型接触层与P型杂质浓度低而Al构成比高的第二p型接触层构成。可以得到比第一p型接触层更良好的欧姆接触，并能防止第二p型接触层产生自吸收。
第一p型接触层的构成，优选AlgGa1-gN(0≤g＜0.5)，更优选g处于0＜g＜0.01之间。若Al的构成比处于上述范围内，则即使高浓度掺杂p型杂质也能防止杂质的惰性化，获得良好的欧姆接触。而且第一p型接触层的p型杂质浓度，优选处于1×1019/cm3～1×1022/cm3，更优选处于5×1020/cm3～5×1021/cm3范围内。第一p型接触层的膜厚，优选100～500埃，更优选150～300埃。
第二p型接触层的构成，优选AlhGa1-hN(0≤h＜0.1)，更优选h处于0.1＜h＜0.05之间。若Al的构成比处于上述范围内，则能够防止自吸收。而且第二p型接触层的p型杂质浓度，优选处于1×1020/cm3以下，更优选处于5×1018/cm3～5×1019/cm3范围内。第二p型接触层的膜厚，优选400～1200埃，更优选800～1200埃。(荧光体)[荧光体的种类]
在本发明的氮化物半导体元件，特别是发光元件中，在与支持基板结合形成的氮化物半导体元件上，形成含有能吸收一部分或全部由活性层发出光后发出不同波长光的荧光物质的涂层和封闭层后，能够发出各种波长的光。关于荧光物质的一例示出如下。作为绿色系发光荧光体(以下往往称为第一组)有：Sr7Al2O4:Eu、Y2SiO5:Ce，Tb、MgAl11O19:Ce，Tb、SrAl12O25:Eu、(Mg、Ca、Sr、Ba中至少一个以上)Ga2S4:Eu、BaAl12O19:Eu，Mn、ZnS:Cu，Al等。作为蓝色系发光荧光体(以下往往称为第二组)有：Sr5(PO4)3Cl:Eu、(SrCaBa)5(PO4)3Cl:Eu、(BaCa)5(PO4)3Cl:Eu、(Mg、Ca、Sr、Ba中至少一个以上)2B2O9Cl:Eu，Mn、(Mg、Ca、Sr、Ba中至少一个以上)2(PO4)6Cl2:Eu，Mn、BaAl12O19:Mn、Ca(PO4)3Cl:Eu、CaB5O9Cl:Eu等。此外，作为红色系发光荧光体(以下往往称为第三组)有：Y2O2S:Eu、La2O2S:Eu、Y2O3:Eu、Gd2O2S:Eu等。而且作为黄色系发光荧光体(以下往往称为第四组)有：YAG、Tb3Al5O12:Ce、(BaSrCa)2SiO4:Eu、CaGaS4:Eu等。另外作为蓝绿色系发光荧光体有Sr4Al14O25:Eu，作为黄色系发光荧光体有：Ca2Si5N8:Eu，作为橙色系发光荧光体有ZnS:Mn。
尤其是在含有从YAG和第二组选出荧光体的情况下，能够发出白色光，在照明光源等用途中应用极广。YAG是(Y1-xGdx)3(Al1-yGaY)5O12:R(R是从Ce、Tb、Pr、Sm、Eu、Dy、Ho中选出的至少一种以上元素。0＜R＜0.5。)。例如是(Y0.8Gd0.2)3Al5O12:Ce、Y3((Al0.8Gd0.2)5O12:Ce。
而且关于吸收一部分或全部光后发出不同波长光的荧光体，并不限于吸收可见光发出不同波长光的材料，存在材料的选择问题。然而，吸收紫外线后发出不同波长光的材料极多，可以根据各种用途选择其材料。作为材料选择的要素之一有，吸收紫外线的荧光体在光的转换效率上比可见光的转换效率高的。特别是白色光中，可以进一步广泛用于获得现色性高的白色光等。例如使用分别从第一组、第二组和第三组中选出的荧光体，使用分别从第二组和第四组中选出的荧光体，或者分别使用蓝绿系发光荧光体和从第三组选出的荧光体，都能获得白色光。本发明尤其是在紫外区域发光的氮化物半导体元件中，可以得到自吸收少的氮化物半导体元件，进一步涂布荧光物质的情况下，还能得到转换效率极高的白色发光元件。[荧光体的粒径]
可以在本发明中使用的荧光体的粒径，优选中心粒径处于6～50微米范围内的，更优选15～30微米，具有这种粒径的荧光体光的吸收效率高而且激发波长的宽度广。小于6微米的荧光体，由于比较容易形成凝聚体，在液态树脂中变得致密而沉降，所以除使光的透过效率降低之外，还使光的吸收率和转换效率恶化，激发波长的宽度变窄。
本说明书中所述的荧光体的粒径，是指利用体积基准粒度分布曲线得到的数值，而体积基准粒度分布曲线是利用激光衍射·散射法测定荧光体的粒度得到的。具体讲，在气温25℃和湿度70％的环境下，将荧光体分散在浓度0.05％的六偏磷酸钠水溶液中后，用激光衍射式粒度分布测定装置(SALD-2000A)在粒径范围0.03～700微米范围内测定得到的。而且本说明书中所述的荧光体的中心粒径，是指在体积基准粒度分布曲线中累计值为50％时的粒径值。具有这种中心粒径的荧光体，优选含有频度高的，频度值优选20～50％。通过使用这种粒径波动小的荧光体，可以得到颜色不均得到抑制、具有良好反差的发光装置。[钇·铝氧化物系荧光体]
即使在能够在本发明中使用的荧光体中，从能够发出白色系光的观点来看，优选以钇·铝氧化物系荧光体作为基质的荧光体(YAG系荧光体)，而钇·铝氧化物系荧光体因以氮化物半导体为发光层的半导体元件所发出光的激发而发光，并能被铈(Ce)或镨(Pr)所激活。具体讲，作为钇·铝氧化物系荧光体，可以举出YAlO3:Ce、Y3Al5O12:Ce(YAG:Ce)和Y4Al2O9:Ce，及其混合物。钇·铝氧化物系荧光体中也可以含有Ba、Sr、Mg、Ca、Zn中至少一种元素。而且通过使之含有Si，能够抑制晶体生长反应，使荧光体粒子整齐一致。
本说明书中所述的的被铈(Ce)激活的钇·铝氧化物系荧光体，是在特别广义上解释的，是在含有部分或者全部钇被从Lu、Sc、La、Gd和Sm中选出的至少一种元素所置换，或者部分或者全部铝被Ba、Tl、Ga、In中任何元素所置换，或者双方被置换并具有荧光作用的荧光体这一广义上使用的。
更详细地讲，是由通式(YzGd1-z)3Al5O12:Ce(其中0＜z≤1)表示的光致发光荧光体和由通式(Re1-aSma)3Re’5O12:Ce(其中0≤a＜1，0≤b≤1，Re是从Y、Gd、La、Sc中选出的至少一种元素，Re’是从Al、Ga、In中选出的至少一种元素)表示的光致发光荧光体。这种荧光体由于其石榴石结构，对于热、光和水份强，能够在450nm附近产生激发光谱峰。而且发光峰，还具有吸引580nm附近至700nm下降边的宽带发光光谱。
而且光致发光荧光体，通过在结晶中含有Gd(钆)，能够提高460nm以上长波区域的激发发光效率。通过增加Gd含量，发光峰值波长向长波长移动，全体发光波长也移动到长波长一侧。也就是说，需要带有强红色发光的情况下，通过增多Gd的置换量能够达成。另一方面，随着Gd的增加，因蓝色光引起光致发光的亮度有同时降低的趋势。此外，除Ce外，必要时也可以使之含有Tb、Cu、Ag、Au、Fe、Cr、Nd、Dy、Co、Ni、Ti和Eu等。而且在具有石榴石结构的钇·铝·石榴石系荧光体的构成中，一部分Al被Ga置换下能使发光波长向短波长侧移动，构成中一部分Y被Gd置换能使发光波长向长波长侧移动。
一部分Y被Gd置换的情况下，优选使Gd的置换比例不超过一成，而且优选使Ce含量(置换)处于0.03～1.0之间。Gd的置换低于两成时，虽然绿色成分强而红色成分弱，但是在Ce含量增加下可以补充红色成分，在不使亮度降低的条件下可以得到所需的色调。制成这种构成，能够使温度特性变得良好，提高发光二极管的可靠性。而且一旦使用红色成分调整得多的光致发光荧光体，就能制成可以使峰值等中间色发光的发光装置。
这种光致发光荧光体，使用Y、Gd、Al、和Ce、Pr的氧化物或高温下容易变成氧化物的化合物作为原料，这些物质根据化学计量比充分混合后得到原料。或者将Y、Gd、Ce、Pr等稀土元素根据化学计量比溶解在酸中，得到的溶解液用草酸共沉淀后，将沉淀物煅烧，得到共沉淀的氧化物，将其与氧化铝混合后得到混合原料。在其中适量混合作助熔剂用的氟化钡和氟化铵等氟化物，放入坩埚中，在空气中1350～1450℃温度范围内煅烧2～5小时后得到煅烧品，接着将煅烧品在水中球磨，经过洗涤、分离、干燥和最后过筛得到。
在本发明的氮化物半导体元件中，这种光致发光荧光体也可以将被两种以上铈激活的钇·铝·石榴石系荧光体与气他荧光体混合。通过将从Y置换成Ga的置换量不同的两种钇·铝·石榴石系荧光体混合，能够容易实现制成所需色调的光。特别是以上述置换量多的荧光体作为上述荧光体，以上述置换量少或零置换的的荧光体作为上述中等粒径的荧光体，能够同时达到提高现色性和亮度的目的。[氮化物荧光体]
在本发明使用的荧光体中，含有N，而且还可以含有从Be、Mg、Ca、Sr、Ba和Zn中选出的至少一种元素，和从C、Si、Ge、Sn、Ti、Zr和Hf中选出的至少一种元素，以及被从稀土元素中选出的至少一种元素激活的氮化物荧光体。这种氮化物荧光体，能够吸收从发光元件发出的可见光、紫外线或者从YAG系荧光体发出的光而激发发光。在氮化物荧光体中也优选添加了Mn的Sr-Ca-Si-N:Eu、Ca-Si-N:Eu、Sr-Si-N:Eu、Sr-Ca-Si-O-N:Eu、Ca-Si-O-N:Eu、Sr-Si-O-N:Eu系氮化硅。
这种荧光体的基本构成元素，由通式LxSiyN(2/3x+4/3y):Eu或者LxSiyOzN(2/3x+4/3y-2/3z):Eu(L为Sr、Ca、或Sr和Ca中的任意一个)表示。通式中，X和Y优选X＝2、Y＝5或者X＝1、Y＝7，可以使用其中任何物质。具体讲，荧光体的基本构成元素，优选添加了Mn的(SrxCa1-x)2Si5N8:Eu、Sr2Si5N8:Eu、Ca2Si5N8:Eu、SrxCa1-xSi7N10:Eu、SrSi7N10:Eu、CaSi7N10:Eu。这种荧光体中，也可以含有从Mg、Sr、Ca、Ba、Zn、B、Al、Cu、Mn、Cr和Ni中选出的至少一种元素。而且Sr和Ca可以根据需要改变配比。通过在荧光体组成中使用Si，能够以廉价提供结晶性良好的荧光体。
在氮化物荧光体中，在发光中心中优选使用稀土元素铕(Eu)。铕主要具有二价和三价的能量能级。本发明的荧光体使用Eu+2作为母体碱土金属系氮化硅的激活剂。Eu+2容易被氧化，市售品为3价的组成为Eu2O3。但是市售的Eu2O3中，O的影响大，很难得到良好的荧光体。因此，优选使用将O从Eu2O3体系中除去的。例如优选使用铕单质或者氮化铕。但是添加了Mn的情况下并不受这种限制。
作添加物用的Mn，促进Eu+2扩散，能够提高发光亮度、能量效率和量子效率等发光效率。Mn可以在原料中含有，或者在制造工序中含有Mn单质或Mn化合物，与原料一起煅烧。但是，Mn在煅烧后的基本构成元素中不含有，或者即使在含有的情况下，与当初的含量相比也只残存少量。据认为这是因为在煅烧工序中Mn挥散了的缘故。
在氮化物系荧光体中，优选在基本构成元素中或者与基本构成元素一起含有一种以上从Mg、Sr、Ca、Ba、Zn、B、Al、Cu、Mn、Cr、O和Ni中选出的元素。这些元素能使粒径增大，具有提高发光亮度等作用。而且B、Al、Mg、Cr和Ni还有能够抑制残存的这一作用。
这种氮化物荧光体，吸收发光元件发出的一部分蓝色光后发出带黄色的红色光。使用具有由氮化物荧光体与YAG荧光体一起上述构成的发光装置，由发光元件发出的蓝色光与氮化物荧光体发出的带黄色的红色光经混色，可以得到发出暖色系白色光的发光装置。加有氮化物荧光体之外物质的荧光体，优选含有经铈激活的钇·铝氧化物荧光体。通过含有上述钇·铝氧化物荧光体，能够调节到所需的色度。经铈激活的钇·铝氧化物荧光体吸收一部分发光元件发出的蓝色光后，发出黄色区域的光。其中有发光元件发出的蓝色光与钇·铝氧化物荧光体的黄色光经混色后发出兰白色光。因此将这种钇·铝氧化物荧光体与发出红色光的荧光体一起在颜色变换层中混合，通过与发光元件发出的蓝色光组合，能够提供一种发出白色系混色光的发光装置。特别优选的是色度处于色度图中黑体放射轨迹位置上的白色发光装置。但是为了提供具有所需色温度的发光装置，还可以适当变更钇·铝氧化物荧光体的荧光体数量和红色发光的荧光体数量。发出这种白色系混色光的发光装置，能够改善特殊显色评价系数R9。仅将已有的发出蓝色系光的发光元件与经铈激活的钇·铝氧化物荧光体组合而成的白色发光装置，在色温度Tcp＝4600K附近的特殊显色评价系数R9大体接近0，红色成分不足。因此，如何提高特殊显色评价系数R9就成为需要解决的课题，本发明中通过共用红色发光荧光体与钇·铝氧化物荧光体，能够将色温度Tcp＝4600K附近的特殊显色评价系数R9提高到40附近。
以下说明本发明涉及的荧光体((SrxCa1-x)2Si5N8:Eu)的制造方法，但是并不限于此方法。上述荧光体中可以含有Mn和O。
(1)原料Sr、Ca的粉碎。原料Sr、Ca优选使用单质，但是也可以使用亚氨基化合物、氨基化合物等化合物。而且在原料Sr、Ca中，还可以含有B、Al、Cu、Mg、Mn、Al2O3等。原料Sr、Ca在氩气气氛下于球形容器中进行粉碎。粉碎得到的Sr、Ca平均粒径优选0.1～15微米，但是并不限于此范围。Sr、Ca的纯度优选2N以上，但是并不限于此。为获得更好的混合状态，也可以将金属Ca、金属Sr、金属Eu中至少一种以上金属制成合金后，氮化和粉碎，然后用作原料。
(2)原料Si的粉碎。原料Si优选使用单质，但是也可以使用氮化物、亚氨基化合物、氨基化合物等。例如Si3N4、Si(NH2)2、Mg2Si等。原料Si的纯度优选3N以上的，但是其中还可以含有Al2O3、Mg、金属硼化物(CO3B、Ni3B、CrB)、氧化锰、H3BO3、Cu2O、CuO等化合物。Si与原料Sr、Ca一样，在氩气或氮气气氛下，于球形容器中进行粉碎。Si化合物的平均粒径优选约0.1～15微米。
(3)接着在氮气气氛下将原料Sr、Ca氮化。其反应式分别如下式1和2所示。
…(式1)
…(式2)
在氮气气氛下，于600～900℃将Sr、Ca氮化约5小时。Sr、Ca也可以混合后氮化，或者分别氮化。这样能够得到Sr、Ca的氮化物。Sr、Ca的氮化物优选高纯度的，但是也可以使用市售品。
(4)在氮气气氛下将原料Si氮化。其反应式如下式3所示。
…(式3)
元素Si也是在氮气气氛下，于800～1200℃氮化约5小时。这样能够得到氮化硅。本发明使用的氮化硅优选高纯度的，但是也可以使用市售品。
(5)Sr、Ca或Sr-Ca的粉碎。在氩气气氛下或氮气气氛下，于球形容器中对Sr、Ca或Sr-Ca的氮化物进行粉碎。同样粉碎Si氮化物。而且同样粉碎Eu的化合物Eu2O3。作为Eu的化合物虽然使用氧化铕，但是也可以使用金属铕、氮化铕等。此外原料Z，还可以使用亚氨基化合物和氨基化合物。氧化铕虽然优选使用高纯度品，但是也可以使用市售品。粉碎后碱土金属氮化物、氮化硅和氧化铕的平均粒径优选0.1～15微米。
上述原料中还可以含有一种以上从Mg、Sr、Ca、Ba、Zn、B、Al、Cu、Mn、Cr、O和Ni中选出的元素。而且在以下混合工序中，还可以调节配合量的情况下混合Mg、Zn、B等上述元素。这些元素虽然可以单独添加在原料中，但是通常以化合物形态添加。这种化合物中有H3BO3、Cu2O3、MgCl2、MgO·CaO、Al2O3、金属硼化物(CrB、Mg3B2、AlB2、MnB)、B2O3、Cu2O、CuO等。
(6)上述粉碎进行后，将Sr、Ca、Sr-Ca的氮化物、Si的氮化物、Eu的化合物Eu2O3混合，添加Mn。因为这些混合物容易氧化，所以在氩气或氮气气氛中，在球形容器内进行混合。
(7)最后，在氨气气氛中将Sr、Ca、Sr-Ca的氮化物、Si的氮化物、Eu的化合物Eu2O3煅烧。通过煅烧可以得到添加了Mn的由(SrxCa1-x)2Si5N8:Eu表示的荧光体。其中通过变更各种原料的配比，能够改变目的荧光体的构成。煅烧可以使用管式炉、小型炉、高频炉、金属炉等。煅烧温度虽然可以在1200至1700℃范围内进行，但是煅烧温度优选1400至1700℃。煅烧优选采用以缓缓升温的方式，在1200至1500℃进行数小时的一段煅烧法，但是也可以采用在800至1000℃进行第一阶段煅烧后，缓缓加热在1200至1500℃进行第二阶段煅烧的两段式煅烧的方法(多级煅烧法)。荧光体的原料，优选使用氮化硼(BN)材料的坩埚、罐进行。除氮化硼材料的坩埚之外，也可以使用氧化铝(Al2O3)材料坩埚。
采用以上制造方法，能够得到目的荧光体。
在本发明的实施方式中虽然专门使用氮化物荧光体作为发出带有红色光的荧光体，但是在本发明中也可以制成备有上述YAG荧光体和能发出红色光的荧光体的发光装置。这种能发出红色光的荧光体，是可以被波长400～600nm光所激发的荧光体，例如可以举出Y2O3S:Eu、La2O2S:Eu、CaS:Eu、SrS:Eu、ZnS:Mn、ZnCdS:Ag、Al、在在ZnCdS:Cu、Al等。通过这样与YAG系一起使用能发出红色光的荧光体，可以提高发光装置的现色性。
根据以上方式形成的YAG荧光体，和以氮化物系荧光体为代表的能发出红色光的荧光体，在发光元件的侧端面上由一层构成的颜色变换层中既存在两种以上，也可以在由两层构成的颜色变换层中分别存在一种或两种以上所述的荧光体。制成这种结构，可以得到由不同种荧光体发出的光混色而成的混色光。这种情况下，为了更好地将各荧光体发出的光混色并减小颜色不均，各荧光体的平均粒径和形状优选互相相似。而且考虑到经YAG荧光体波长变换的一部分光被吸收，优选形成颜色变换层，使氮化物荧光体处于比YAG荧光体更靠近发光元件侧端面的位置上。根据这种构成，经YAG荧光体波长变换的一部分光就不会被氮化物荧光体所吸收，与混合含有YAG荧光体和氮化物荧光体的情况下相比，能够提高两种荧光体形成混色光的现色性。(组装件)
将本发明得到的半导体发光元件例如封装在以下那种组装件之中后，能够制成发光器件。首先如图6(a)～(c)所示，将氮化物半导体发光元件30封装在具有引线框架34的散热壳32中，用导线36将半导体发光元件30连接在引线框架34上。然后封装在透明剥离38中制成发光器件。
而且也可以使用图7(a)～(c)所示的组装件代替图6(a)～(c)所示的组装件。图7中，准备具有散热壳42的封装树脂40，在散热壳42上形成半导体发光元件30，用导线46将半导体发光元件30连接在引线框架44上。然后在上述半导体发光元件30上涂布硅酮等封装树脂48。接着在其上形成透镜49制成发光元件。图6和图7所示的发光装置上，优选备有防静电保护半导体发光元件30用的保护装置31。
此外，在上述实施方式中，是以在蓝宝石基板上生长的紫外线发光二极管时采用本发明时为中心而加以说明的，但是本发明并不仅仅限于这种情况。在蓝宝石以外的生长基板上生长的情况下，以及发出蓝色光以外波长光的二极管的情况下也是适用的。而且并不限于发光二极管，也能适用于激光二极管。实施例实施例1
本实施例中，将本发明用于发光波长为375nm的发光二极管，根据图1(a)～(e)所示的制造方法制成氮化物半导体元件。(生长用基板1)
作为生长用基板1，使用由蓝宝石(C面)制成的基板，在MOCVD反应容器中，在氢气气氛和1050℃下进行了清洗。(基底层2)
缓冲层3：接着在氢气气氛下，于510℃用氨和TMG(三甲基镓)在基板上使由GaN构成的缓冲层3生长至大约200埃膜厚。
高温生长层4：缓冲层3生长后，仅仅停止TMG，使温度上升至1050℃后，原料气体使用TMG和氨，使由未掺杂的GaN构成的高温生长的氮化物半导体4生长至5微米膜厚。(n型包覆层5)
进而在1050℃下，使用TMG、TMA、氨和硅烷，形成掺杂了5×1017/cm3Si的n型Al0.18Ga0.82N构成的膜厚400埃的n型包覆层5。(活性层6)
然后将温度调节到800℃，原料气体使用TMI(三甲基铟)、TMG和TMA，根据阻挡层①、井层①、阻挡层②、井层②和阻挡层③的顺序，层叠由掺杂了Si的Al0.1Ga0.9N构成的阻挡层，以及在其上由未掺杂的In0.03Al0.02Ga0.95N构成的井层。此时形成的阻挡层①膜厚200埃，阻挡层②和阻挡层③膜厚40埃，井层①和②膜厚70埃。活性层6形成总膜厚420埃的多重量子井结构(MQW)。(p型包覆层7)
接着在氢气气氛下，在1050℃下，使用TMG、TMA、氨和Cp2Mg(环戊二烯基镁)，生长成膜厚600埃由掺杂了1×1020/cm3Mg的Al0.2Ga0.8N构成的p型包覆层。(p型接触层8)
然后用TMG、TMA、氨和Cp2Mg，在p性包覆层上使由掺杂了1×1019/cm3Mg的Al0.04Ga0.96N构成的第一p型接触层生长到膜厚0.1微米，进而调整气体流量，使由掺杂了1×1021/cm3Mg的Al0.01Ga0.99N构成的第二p型接触层生长到膜厚0.02微米。
生长终止后，在氮气气氛中，在反应容器内于700℃下对晶片进行退火，使p形层7和8进一步低电阻化。(第一结合层9)
退火后从反应容器中取出晶片，在p型接触层上形成2000埃厚度的Rh膜制成p电极。然后在600℃下进行欧姆退火，接着在p电极以外的露出面上形成膜厚0.3微米的绝缘性保护膜SiO2。
进而在P电极上形成Ni-Pt-Au-Sn-Au的多层膜，使其膜厚分别为2000埃-3000埃-3000埃-30000埃-1000埃。其中Ni是密接层，Pt是阻挡层，Sn是第一共晶形成层，而且Pt和Sn之间的Au层具有防止Sn向阻挡层扩散的作用，最外面的Au层具有提高与第二共晶层之间密接性的作用。(第二结合层11)
另一方面，作为导电性支持基板，使用膜厚200微米、由Cu30％和W70％的复合体形成的金属基板10，在该金属基板10的表面上，依次形成由Ti构成的密接层、由Pt构成的阻挡层和由Au构成的第二共晶形成层，其膜厚依次形成为2000埃、3000埃和12000埃。
接着在第一结合层9与第二结合层11相对的状态下，在加热温度250℃下，用热压机对结合用层叠体与导电性支持基板10进行热压结合。这样使第一共晶形成层与第二共晶形成层的金属互相扩散形成共晶。(除去生长用基板1)
然后对结合了导电性支持基板10的结合用层叠体进行研磨，除去蓝宝石基板1后，研磨露出的阻挡层3和高温生长层4，进一步研磨至n型包覆层5的AlGaN层露出，使表面没有粗造。(n电极)
接着在还起n型接触作用的n型阻挡层5上，形成由Ti-Al-Ti-Pt-Au构成的多层电极作为n电极，使其膜厚分别为100埃、2500埃、1000埃、2000埃和6000埃。然后将导电性支持基板10研磨至100微米后，在导电性支持基板10的背面，形成膜厚分别为1000埃、2000埃和3000埃的Ti-Pt-Au构成的多层膜作为p电极用平电极13。此外，p电极用平电极13将形成与组装件的结合部分，所以应当选择适于与组装件结合的材料。进而用切片法分离出元件。
得到的LED元件，尺寸为1毫米×1毫米，正方向电流为20毫安的情况下，表示发出373nm紫外线，输出4.2毫瓦，Vf为3.47V。实施例2
使用膜厚2000埃的Ag形成实施例1内第一结合层中的p电极。其他条件与实施例1相同。这样得到的LED元件输出5.8毫瓦，Vf为4.2V。实施例3
除了除去基板1时采用激光照射法代替研磨法之外，根据与实施例1同样的条件进行的。(生长用基板1的除去)
就结合导电性支持基板10的结合用层叠体，使用波长248nm的KrF激元激光器，形成1毫米×50毫米的线状激光，以600J/cm2的输出功率，从蓝宝石基板1基底层侧的对面，对上述对面的整个表面扫描照射激光。通过激光照射使基底层2的氮化物半导体分解，将蓝宝石基板1除去。
得到的LED元件，正方向电流为20毫安的情况下，发光峰值波长为373nm，Vf为3.47V，发光输出4.2毫瓦。而且与实施例1相比，由于没有必要研磨蓝宝石基板，所以能够大幅度缩减制造所需的时间。与已有的元件相比，显著提高了发光输出功率。实施例4
采用与实施例3同样的条件制造了氮化物半导体元件。而且在氮化物半导体元件的整个表面上，作为涂层形成了含有从YAG和第二组中选出的蓝色荧光体作为荧光体的SiO2层。
这样得到了现色性良好的白色，自吸收少，转换效率高的氮化物半导体发光元件。实施例5
采用与实施例3同样的条件制造了氮化物半导体元件，但是在本实施例中，是在导电性基板上形成了以点状等排列的多个氮化物半导体元件。将这种多个氮化物半导体元件组装得设有部分露出面。而且作为涂层，在露出面上形成了作为荧光体含有从YAG和第二组中选出的蓝色荧光体的SiO2层。
这样能够制造出排列有多个现色性呈现良好白色的氮化物半导体元件，能够大面积发出白色光的氮化物半导体发光装置。这种装置可以作为照明光源使用。实施例6
本实施例中，将本发明用于发光波长365nm的发光二极管上，按照图1(a)～(e)所示的制造方法，制成图5(a)和(b)所示结构的氮化物半导体元件。(生长用基板1)
作为生长用基板1，使用由蓝宝石(C面)制成的基板，在MOCVD反应容器中，在氢气气氛和1050℃下进行了清洗。(基底层2)
缓冲层3：接着在氢气气氛下，于510℃用氨和TMG(三甲基镓)在基板上使由GaN构成的缓冲层2生长至约200埃膜厚。
高温生长层4：缓冲层生长后，仅仅停止TMG，使温度上升至1050℃后，原料气体使用TMG和氨，将由未掺杂的GaN构成的高温生长的氮化物半导体生长至5微米膜厚。(n型包覆层5)
进而在1050℃下，使用TMG、TMA、氨和硅烷，形成掺杂了1×1019/cm3Si的n型Al0.3Ga0.7N构成的膜厚2.5微米的n型包覆层5。(活性层6)
然后将温度调节到900℃，原料气体使用TMI(三甲基铟)、TMG和TMA，按照阻挡层①、井层①、阻挡层②、井层②、阻挡层③、井层③、阻挡层④的顺序，层叠由掺杂了1×1019/cm3Si的Al0.08Ga0.92N构成的阻挡层，以及在其上由未掺杂的In0.1Ga0.9N构成的井层。此时形成的阻挡层①、②和③的膜厚均为370埃，井层①、②和③的膜厚均为80埃，只有阻挡层④未掺杂。活性层6变成总膜厚1700埃的多重量子井结构(MQW)。(p型包覆层7)
接着在氢气气氛下，在1050℃下使用TMG、TMA、氨和Cp2Mg(环戊二烯基镁)，使由掺杂了1×1020/cm3Mg的Al0.2Ga0.8N构成的p型包覆层7生长至膜厚370埃。(p型接触层8)
然后用TMG、TMA、氨和Cp2Mg，在p型包覆层上使由掺杂了1×1019/cm3Mg的Al0.047Ga0.93N构成的第一p型接触层生长到膜厚0.1微米，进而调整气体流量，使掺杂了2×1021/cm3Mg的Al0.07Ga0.93N构成的第二p型接触层生长到膜厚0.02微米。
生长终止后，在氮气气氛中，在反应容器内于700℃下对晶片进行退火，使p形层7和8进一步低电阻化。(第一结合层9)
退火后从反应容器中取出晶片，在p型接触层8上形成2000埃厚度的Rh膜制成p电极。然后在600℃下进行欧姆退火，接着在p电极以外的露出面上形成膜厚0.3微米的绝缘性保护膜SiO2。
进而在P电极上形成了Rh-Ir-Pt的多层膜。(第二结合层11)
另一方面，作为导电性支持基板10，使用膜厚200微米、由Cu30％和W70％的复合体形成的金属基板，在该金属基板10的表面上，依次形成由Ti构成的密接层、由Pt构成的阻挡层和由Pt构成的第二共晶形成层，其膜厚依次形成为2000埃、3000埃和12000埃。
接着在使第一结合层9与第二结合层11相对的状态下，加热温度为250℃下，用热压机对结合用层叠体与导电性支持基板10进行热压结合。这样使第一共晶形成层与第二共晶形成层的金属互相扩散形成共晶。(除去生长用基板1)
就结合了导电性支持基板10的结合用层叠体，使用波长248nm的KrF激元激光器，形成1毫米×50毫米的线状激光，以600J/cm2的输出功率，从蓝宝石基板1基底层侧的对面，对上述对面的整个表面进行扫描照射激光。通过激光照射使基底层2的氮化物半导体分解，将蓝宝石基板1除去。而且将由Al0.3Ga0.7N构成的n型包覆层5残余膜厚研磨至2.2微米左右，表面不粗造。(n电极)
接着在还起n型接触作用的n型阻挡层5上，形成由Ti-Al-Ni-Au构成的多层电极作为n电极12。然后将导电性支持基板10研磨至100微米后，在导电性支持基板10的背面，形成膜厚分别为2000埃、3000埃、3000埃、3000埃和1000埃的Ti-Pt-Au-Sn-Au构成的多层膜作为p电极用平电极13。进而用切片法分离出元件。如图图5(a)和(b)所示，n电极和p电极分别形成遍及半导体层表面整个表面的格状。此时在格子间的开口部分，n侧和p侧互相形成得错开而不重合。
得到的LED元件，尺寸为1毫米×1毫米，正方向电流为20毫安的情况下，表示发出365nm紫外线，输出2.4毫瓦，Vf为3.6V。实施例7
本实施例与实施例1～6的紫外发光LED不同，将本发明用于蓝色LED元件上。本实施例中由于波长为460nm，所以几乎不对GaN层的发光产生自吸收。因此，与实施例1～6不同，能够在残留作高温基底层用的GaN层情况下发挥n型接触层功能。(生长用基板)
作为生长用基板，使用由蓝宝石(C面)制成的基板，在MOCVD反应容器中，在氢气气氛和1050℃下进行了清洗。(基底层)
缓冲层：接着在氢气气氛下，于510℃用氨和TMG(三甲基镓)，在基板上使GaN构成的缓冲层2生长约200埃膜厚。(n型接触层)
缓冲层生长后仅停止TMG，使温度上升至1050℃后，原料气体使用TMG氨和硅烷，将掺杂了1×1018/cm3Si的GaN构成的n型接触层生长的至5微米膜厚。(n型包覆层)
进而在1050℃下，使用TMG、TMA、氨和硅烷，形成掺杂了5×1017/cm3Si的n型Al0.18Ga0.82N构成的膜厚400埃的n型包覆层5。(活性层)
然后将温度调节到800℃，原料气体使用TMI、TMG和TMA，根据阻挡层、井层、阻挡层、井层、阻挡层的顺序，层叠掺杂了Si的GaN构成的阻挡层，以及在其上由未掺杂的InGaN构成的井层。此时形成的阻挡层膜厚为200埃，井层膜厚均为50埃，活性层变成总膜厚700埃的多重量子井结构(MQW)。(p型包覆层)
接着在氢气气氛下，在1050℃下使用TMG、TMA、氨和Cp2Mg(环戊二烯基镁)，使掺杂了1×1020/cm3Mg的Al0.2Ga0.8N构成的p型包覆层7生长至膜厚600埃。(p型接触层)
然后用TMG、氨和Cp2Mg，在包覆层上使掺杂了2×1021/cm3Mg的GaN构成的p型接触层生长到膜厚0.15微米。
生长终止后，在氮气气氛中，在反应容器内于700℃下对晶片进行退火，使p形层进一步低电阻化。(第一结合层)
退火后从反应容器中取出晶片，在p型接触层8上形成2000埃膜厚Rh膜制成p电极。然后在600℃下进行欧姆退火，接着在p电极以外的露出面上形成膜厚0.3微米的绝缘性保护膜SiO2。
进而在P电极上形成了膜厚分别为2000埃、3000埃、3000埃、3000埃、1000埃的Ni-Pt-Au-Sn-Au多层膜。其中Ni是密接层，Pt是阻挡层，Sn是第一共晶形成层，而且Pt和Sn之间的Au层具有防止Sn向阻挡层扩散的作用，最外面的Au层具有提高与第二共晶层之间密接性的作用。(第二结合层)
另一方面，作为导电性基板，使用膜厚200微米、由Cu30％和W70％的复合体形成的金属基板，在该金属基板表面上，依次形成由Ti构成的密接层、由Pt构成的阻挡层和由Au构成的第二共晶形成层，其膜厚依次形成为2000埃、3000埃和12000埃。
接着使第一结合层与第二结合层相对向的状态下，在250℃加热温度下，用热压机对结合用层叠体和导电性基板进行压接。这样使第一共晶形成层与第二共晶形成层的金属互相扩散形成了共晶。
进而就结合了导电性基板的结合用层叠体，使用波长248nm的KrF激元激光器形成1毫米×50毫米的线状激光，以600J/cm2的输出功率从蓝宝石基板的基底层侧反面，对上述反面整个表面进行扫描照射激光。通过激光照射使基底层的氮化物半导体分解，除去蓝宝石基板。进一步研磨到n型接触层露出位置，使表面不粗造。(n电极)
接着在n型接触层上，形成由Ti-Al-Ti-Pt-Au构成的厚度依次为100埃、2500埃、1000埃、2000埃和6000埃的多层电极作为n电极。然后将导电性基板研磨至100微米后，在导电性基板的背面形成膜厚分别为1000埃、2000埃和3000埃的Ti-Pt-Au构成的多层膜。进而用切片法分离出元件。
得到的LED元件，尺寸为1毫米×1毫米，正方向电流为20毫安的情况下发出460nm蓝色光。实施例8
采用与实施例7同样的条件制造了氮化物半导体元件。此外，在氮化物半导体元件的全面上形成了含有YAG作为荧光物质的SiO2涂层。
这样得到了呈现白色的氮化物半导体发光元件。实施例9
采用与实施例7同样的条件制造了氮化物半导体元件。本实施例中在导电性支持基板上，形成了以点状排列的多个氮化物半导体元件。将这种多个氮化物半导体元件组装件得设置一部分露出面。此外在露出面上形成了含有YAG作为荧光物质的SiO2涂层。
这样能够制成排列有多个呈现白色的氮化物半导体元件、能够大面积发出白色光的氮化物半导体发光装置。实施例10
本实施例将本发明用于发光波长为365nm的发光二极管，如图8和9所示，制成具有n型构成梯度层的结构，并具有图5所示电极结构的氮化物半导体元件。(生长用基板)
作为生长用基板，使用由蓝宝石(C面)制成的基板，在MOCVD反应容器中，在氢气气氛和1050℃下进行了清洗。(基底层2)
缓冲层：接着在氢气气氛下，于510℃用氨和TMG(三甲基镓)，在基板上使GaN构成的缓冲层2生长约200埃膜厚。
高温生长层：缓冲层3生长后，仅仅停止TMG，使温度上升至1050℃后，原料气体使用TMG和氨，使由未掺杂的GaN构成的高温生长的氮化物半导体生长5微米膜厚。(组成梯度层)
组成梯度层：高温生长层生长后，进一步在同样温度下，原料使用TMG、TMA和氨使组成梯度AlGaN层26生长0.4微米膜厚。这种组成梯度层26用于缓和与高温生长层和n型包覆层晶格的失配性，所以能够使从未掺杂的GaN至掺杂了1×1019/cm3Si的n型Al0.07Ga0.93N，Al的混晶比与Si的掺杂量缓缓增大。(n型包覆层5)
进而在1050℃温度下，原料使用TMG、TMA、氨和硅烷，形成由掺杂了1×1019/cm3Si的n型Al0.07Ga0.93N构成的膜厚2.5微米的n型包覆层5。(活性层6)
然后将温度调节到900℃，原料气体中使用TMI(三甲基铟)、TMG和TMA，按照阻挡层①、井层①、阻挡层②、井层②、阻挡层③、井层③、阻挡层④的顺序，层叠由掺杂了1×1019/cm3Si的Al0.09Ga0.91N构成的阻挡层，以及在其上由未掺杂的In0.01Ga0.99N构成的井层。此时形成的阻挡层①、②、③和④的膜厚均为200埃，井层①、②和③的膜厚均为60埃，只有阻挡层④未掺杂。(p型包覆层7)
接着在氢气气氛下，在1050℃下使用TMG、TMA、氨和Cp2Mg(环戊二烯基镁)，使掺杂了1×1020/cm3Mg的Al0.38Ga0.62N构成的p型包覆层7生长至膜厚270埃。(p型接触层8)
然后用TMG、TMA、氨和Cp2Mg，在p型包覆层7上使掺杂了4×1018/cm3Mg的Al0.07Ga0.93N构成的第一p型接触层生长到膜厚0.1微米。接着调整气体流量，使掺杂了1×1020/cm3Mg的Al0.07Ga0.93N构成的第二p型接触层生长到膜厚0.02微米。
生长终止后，在氮气气氛中，在反应容器内于700℃下对晶片进行退火，使p形层7和8进一步低电阻化。(第一结合层9)
退火后从反应容器中取出晶片，在p型接触层上形成2000埃膜厚的Rh膜制成p电极。然后在600℃下进行欧姆退火，接着在p电极以外的露出面上形成膜厚0.3微米的绝缘性保护膜SiO2。
进而在P电极上形成了Rh-Ir-Pt多层膜。(第二结合层11)
另一方面，作为导电性基板10，使用膜厚200微米、由Cu15％和W85％的复合体形成的金属基板，在该金属基板表面上，依次形成由Ti构成的密接层、由Pt构成的阻挡层和由Pd构成的第二共晶形成层，其膜厚依次为2000埃、3000埃和12000埃。
接着在使第一结合层9与第二结合层11相对向的状态下，在230℃加热温度下，用热压机对结合用层叠体和导电性基板10进行压接。这样使第一共晶形成层与第二共晶形成层的金属互相扩散形成共晶。(生长用基板的除去)
就结合了导电性基板10的结合用层叠体，使用波长248nm的KrF激元激光器形成1毫米×50毫米的线状激光，以600J/cm2的输出功率从蓝宝石基板1的基底层侧的反面，对上述反面的整个表面进行扫描照射激光。通过激光照射使基底层2的氮化物半导体分解，除去蓝宝石基板1。然后将基底层2、构成梯度层26、和由n型Al0.3Ga0.7N构成的n型包覆层进一步研磨至残余膜厚为2.5微米左右，使表面不粗造。(n电极12)
接着在n型接触层上形成由Ti-Al-Ni-Au构成的多层电极作为n电极12。考虑到取出光的效率，n电极12不在全部表面上形成，而形成70％的开口率。然后将导电性基板研磨至100微米后，在导电性基板10的背面，形成膜厚依次为2000埃、3000埃、3000埃、30000埃和1000埃的由Ti-Pt-Au-Sn-Au构成的多层电极作为P电极用的平电极13。然后用切片法分离出元件。如图5(a)和(b)所示，n电极12和p电极16分别在遍及半导体层整个表面上形成格状。此时在格子间的开口部分，在n侧和p侧互相形成得错开不重合。
得到的LED元件的特性如图11所示。图11是表示脉冲电流(Pulse)与直流电流(DC)的正方向电流，与驱动电压(Vf)和输出功率之间的变化关系。此元件在室温下当脉冲电流为500毫安(脉冲宽度2微秒，负载1％)时，发出365nm紫外线，输出功率118毫瓦，驱动电压4.9伏(V)，外部量子效率6.9％，而在室温下当直流电流为500毫安时，发出365nm紫外线，输出功率100毫瓦，驱动电压4.6V，外部量子效率5.9％。对照例1(生长用基板)
作为生长用基板，使用由蓝宝石(C面)制成的基板，在MOCVD反应容器中，在氢气气氛和1050℃下进行了清洗。(基底层)
缓冲层：接着在氢气气氛下，于510℃用氨和TMG(三甲基镓)，在基板上使GaN构成的缓冲层2生长约200埃膜厚。
高温生长层：缓冲层生长后，仅仅停止TMG，使温度上升至达到1050℃后，原料气体中使用TMG和氨，使由未掺杂的GaN构成的高温生长的氮化物半导体生长5微米膜厚。
构成梯度层：高温生长层生长后，再于同样温度下，原料用TMG、TMA和氨使构成梯度AlGaN层生长0.4微米膜厚。这种构成梯度层用于缓和与高温生长层和n型包覆层晶格的失配性，所以能够使从未掺杂的GaN至掺杂了1×1019/cm3Si的n型Al0.07Ga0.93N为止，Al的混晶比与Si的掺杂量缓缓增大。(n型包覆层)
进而在1050℃温度下，用TMG、TMA、氨和硅烷而形成掺杂了1×1019/cm3Si的由n型Al0.07Ga0.93N构成的膜厚2.5微米的n型包覆层5。(活性层)
然后将温度调节到900℃，原料气体中使用TMI(三甲基铟)、TMG和TMA，按照阻挡层①、井层①、阻挡层②、井层②、阻挡层③、井层③、阻挡层④的顺序，层叠由掺杂了1×1019/cm3Si的Al0.09Ga0.91N构成的阻挡层，以及在其上由未掺杂的In0.01Ga0.99N构成的井层。此时形成的阻挡层①、②、③和④的膜厚均为200埃，井层①、②和③的膜厚均为60埃，只有阻挡层④未掺杂。(p型包覆层)
接着在氢气气氛下，在1050℃下使用TMG、TMA、氨和Cp2Mg(环戊二烯基镁)，使由掺杂了1×1020/cm3Mg的Al0.38Ga0.62N构成的p型包覆层7生长至膜厚270埃。(p型接触层)
然后用TMG、TMA、氨和Cp2Mg，在p型包覆层上使由掺杂了4×1018/cm3Mg的Al0.07Ga0.93N构成的第一p型接触层生长到膜厚0.1微米。接着调整气体流量，使掺杂了1×1020/cm3Mg的Al0.07Ga0.93N构成的第二p型接触层生长到膜厚0.02微米。
生长终止后，在氮气气氛中，在反应容器内于700℃下对晶片进行退火，使p形层进一步低电阻化。(n电极12)
从第二P型接触层将一部分蚀刻除去使n型包覆层露出，设置形成n电极用面，在第二p型接触层上形成Rh电极，接着在露出的n型接触层上形成Ti-Al-Ni-Au。
得到的LED元件发出图12(a)所示发射光谱。实施例10得到的发射光谱示于图12(b)中，说明GaN的吸收对发射光谱具有很大影响。实施例11
实施例10中，如图10所示，n型包覆层5分为两层。其他各点与实施例10同样制成LED。(n型包覆层5)
在1050℃温度下用TMG、TMA、氨和硅烷形成由掺杂了1×1019/cm3Si的n型Al0.07Ga0.93N组成的膜厚1.7微米的第一n型氮化物半导体层5a，进而在其上形成由掺杂了2×1017/cm3Si的n型Al0.07Ga0.93N构成膜厚0.8微米的第二n型氮化物半导体层5b，使第一n型氮化物半导体层5a和第二n型氮化物半导体层5b一起作为n型包覆层5。
这样得到的LED元件，比实施例10的驱动电压降低0.3V左右，而且即使长时间发光元件劣化也小。实施例12
除了将实施例10中的活性层6作如下改变之外，其他各点与实施例11同样制作了LED。(活性层6)
然后将温度调节到900℃，原料气体中使用TMI(三甲基铟)、TMG和TMA，按照阻挡层①、井层①、阻挡层②、井层②、阻挡层③、井层③、阻挡层④、井层④、阻挡层⑤、井层⑤、阻挡层⑥的顺序，层叠由掺杂了1×1019/cm3Si的Al0.09Ga0.91N构成的阻挡层，以及在其上由未掺杂的In0.01Ga0.99N构成的井层。此时形成的阻挡层①～⑥膜厚均为200埃，井层①～⑤膜厚均为150埃。这样得到的LED元件，输出功率与实施例11大体相同，单色性有提高。实施例13
在实施例10中形成n电极后，在露出的n型接触层表面上形成带状凹凸。制成凹凸深度1.5微米，凹部宽度3微米，凸部宽度3微米。其他条件相同。经这种凹坑加工能进一步提高光取出效率。实施例14
就实施例10或11得到的元件而言，形成n型电极后，用绝缘性ZrO2(折射率2.2)制成膜厚1.5微米的保护膜19。进而如图13所示，在保护膜19上形成间隔3微米的凹凸。将凸部的平面形状制成圆形，凹部深度制成1.0微米。这样能进一步提高光的取出效率。本实施例中虽然使用了ZrO2，但是使用Nb2O5(折射率2.4)和TiO2(折射率2.7)也能获得同样的效果。实施例15
将实施例14中形成的保护膜19的凸部，制成保护膜ZrO2的凸部呈现60°倾斜角的形状。根据本实施例能够将光的取出效率提高得比实施例12高。实施例16
采用与实施例10同样方法得到LED元件。
接着将LED元件置于金属组装件上，用导电性导线将外部电极与LED元件实现电连通后，采用以下方法在含有氮化物半导体的发光元件上形成图14所示的涂层14。
(1)首先在LED元件上形成抗蚀膜或聚酰亚胺膜。(2)然后像上述那样制备经铈激活的钇·铝·石榴石系荧光体、硅酸乙酯的水解溶液和高沸点溶剂的混合溶液，搅拌至荧光体均匀分散制成涂布液。(3)用喷涂法使涂布液附着在除去形成了支持基板和保护膜部分的LED元件的上面或侧面上。(4)利用150℃温度下干燥30分钟的方法进行一次固化，形成数十微米膜厚的层。(5)使形成的层上含浸不含荧光体的硅酸乙酯的水解溶液。(6)最后，除去抗蚀膜或聚酰亚胺膜，利用在240℃温度下干燥30分钟的方法进行二次固化。通过以上工序(1)～(6)，总厚度为5～10微米的氮化物半导体层，至少处于露出面上是连续层，而且可以形成被设置在LED元件除电极上的元件上面、侧面和角上，20～30微米大体均匀膜厚的涂层14。
本实施例的这种发光装置，以与发出从蓝色开始紫外区域光的发光元件一起使用也不会劣化的无机物作为材料，将荧光体固定在发光元件上，能够提供一种即使长时间使用发光颜色的波动也少的发光装置。而且通过形成能以均匀膜厚至少覆盖发光元件观测面的涂层14，本实施例涉及的装置，可以制成在不同发光观测方向上色温度变化小的发光装置。而且可以在能观测到发光元件发光的全部表面上形成含有荧光体的涂层，使光不透过支持基板，所以与过去使用蓝宝石基板的发光元件相比，能提高荧光体变换波长的光取出效率。此外，通过使用导热性优良的支持基板，与过去使用蓝宝石基板的发光元件相比，能提高放热性。实施例17
如图14所示，用蚀刻法使支持基板上的PN各半导体侧面露出后，采用丝网印刷法，使用与实施例16同样制备的涂布液，或者使用硅树脂中含有铈激活的钇·铝·石榴石系荧光体的材料形成涂层。其中使用硅树脂中含有荧光体材料的情况下，在150℃温度下进行1小时固化。将这样制成的半导体晶片从划线流水线中取出后，用切片法分割后制成LED芯片作为发光元件。
这样通过在晶片状态时形成含有荧光体的涂层14，由于在将LED芯片装于金属组装件等中制成发光装置前的阶段内，即在形成了含有荧光体涂层的LED芯片阶段，可以进行发光颜色的检查和筛选，所以能够提高发光装置成品的成品率。而且本实施例涉及的LED芯片能够制成一种即使对形成上述涂层14的LED芯片的发光观测方向各异，色温度变化也小的发光元件。实施例18
图15表示本实施例涉及的半导体发光元件的断面示意图。
实施例16中除去生长用基板后，为将光向上取出，所以利用RIE法使n型氮化物半导体层的露出面和/或半导体层的侧面形成凹凸(凹坑加工)。本实施例中，如图15所示，虽然特别对n型包覆层5进行了凹坑加工，但是也可以对从n型包覆层5至活性层6、p型包覆层7和p型接触层8也进行凹坑加工。这种凹凸的断面形状，可以制成台形或反台形，而且断面形状可以制成格状、矩形、圆形或多角形。对于这种进行了凹坑加工的露出面和半导体层的侧面，与实施例15同样形成涂层14。
采用这样形成方法，能够提供一种从发光元件取出光的效率提高，而且即使长时间发光色波动也少的发光装置。实施例19
本实施例中虽然是在与实施例16同样的条件下制造氮化物半导体元件的，但是在支持基板上形成的多个氮化物半导体元件却排列成点状。采用蚀刻法在一部分氮化物半导体元件的侧面上形成露出面，利用与实施例15同样的方法形成涂层14。最后，将支持基板载于金属组装件等的支持体上，通过将发光元件的一对正负电极与外部电极实现电导通后，形成发光装置。
这样，能够制成一种可以将发光元件发出的光与该发光元件发出的光经荧光体变换波长的光混色的数个发光元件排列起来，大面积发出混合色光的发光装置。这种发光装置可以用作照明光源。实施例20
本实施例中，将实施例16得到的半导体发光元件根据图7所示安装在组装件中。在备有散热壳的组装件40的开口部分的底面上，将半导体发光元件芯片焊接在环氧树脂中。其中对于芯片焊接用结合材料并无特别限制，可以使用Au-Sn合金和含有导电性材料的树脂以及玻璃等。所含的导电性材料优选Ag，若使用Ag含量80～90％的Ag糊料，则可以得到放热性优良而且结合后应力小的发光装置。然后用Au导线46将芯片焊接的半导体发光元件30的各个电极，与从组装件40开口部分底面露出的各个引线电极44分别进行电连接。
接着用自传公转混合机，将相对于100重量％苯基甲基系硅树脂组合物(折射率1.53)含有3重量％作扩散剂用的平均粒径1.0微米、吸油量70毫升/100克的轻质碳酸钙(折射率1.62)搅拌5分钟。接着为使搅拌处理产生的热量冷却而放置30分钟，使树脂返回到定温而稳定化。将这样得到的固化组合物48填充在组装件40的开口部分内，直到开口部分两端上面处于同一平面直线上。最后进行70℃×3小时和150℃×1小时热处理。这样可以得到相对于从开口部分两端上面至中央部分具有大体对称的放射线状凹坑的发光表面。而且由固化性组合物的固化物构成的密封材料48，事先分离成含有大量扩散剂的第一层，和上述扩散剂含量比第一层少或者不含的第二层，半导体发光元件的表面被第一层所覆盖。这样一来，能够将半导体发光元件发出的光高效向外部取出，同时发光的均匀性也变得良好。第一层优选从开口部分的底面至半导体发光元件表面连续形成，这样能将发光面的形状制成圆滑的开口部分。本实施例的发光器件，从发光元件发出的光不会浪费，能够从主面一侧射出，与传统品相比更加薄型化，而且能在相对于导光扳的光入射面以更广范围入射光。实施例21
实施例20中，除使密封材料48含有荧光物质之外，同样形成发光器件。荧光物质是根据化学计量比将Y、Gd、Ce等稀土元素溶解在酸中后，用草酸共沉淀，经过煅烧得到的煅烧物，并与氧化铝混合后得到混合原料。进而将作助熔剂用的氟化钡混合后装入坩埚中，在空气中1400℃温度下煅烧3小时后得到煅烧品。煅烧品在水中球磨、洗涤、分离、干燥后过筛，形成中心粒径8微米的荧光物质(Y0.995Gd0.005)2.750Al5O12:Ce0.250。通过含有荧光体，能够制成可以得到由半导体发光装置发出的光与一部分该发光装置发出的光经荧光体波长变换后的光形成的混色光的发光器件。实施例22
采用备有荧光体的本发明记载的组装件，将由实施例16得到的发光元件制成发光器件。作为荧光体，使用BaAl12O19:Mn和Sr4Al14O25:Eu。这种发光器件发出兰绿色光。实施例23
本实施例中，就采用本发明构成激光器的情况进行说明。以下参照附图16～18加以说明。首先如图16(a)所示，在蓝宝石基板61上形成N型氮化物半导体层62、活性层63和p型氮化物半导体层64。(缓冲层)
本实施例中使用蓝宝石作为生长用基板。首先将2英寸直径、以C面作为主面的蓝宝石制成的异种基板61装在MOCVD反应容器中，在500℃温度下使用三甲基镓(TMG)、氨(NH3)，使GaN构成的缓冲层生长膜厚200埃。(基底层)
缓冲层3生长后将温度升至1050℃，使用TMG和氨，使由未掺杂的GaN构成的氮化物半导体层生长至4微米膜厚。此层在形成元件结构的各层生长中起基底层(生长基板)作用。作为基底层，此外一旦使用ELOG(Epitaxially Laterally Overgrowth)生长的氮化物半导体，就能得到结晶性良好的基板。作为ELOG生长层的具体实例，可以举出在异种基板上使氮化半导体层生长，在其表面上设置氮化物半导体很难生长的保护膜等形成的掩膜区域和使氮化物半导体生长的非掩膜区域，将这两种区域设置成条状，当使氮化物半导体从该非掩膜区域生长时，通过除在膜厚方向上生长外还在横向生长，在掩膜区域也有氮化物生长形成膜的，以及在异种基板上生长的氮化物半导体层上设置开口部分，从该开口部分侧面向横向生长成膜的等。
接着在在由氮化物半导体层构成的基底层上形成构成层叠体结构的各层。(n型接触层)
进而在1050℃，相同原料气体中使用TMG、氨气，杂质气体中使用硅烷气体，使掺杂了4.5×1018/cm3Si的n型GaN构成的n型接触层生长至膜厚2.25微米。这种n型接触层的膜厚也可以为2～30微米。(防裂层)
然后使用TMG、TMI(三甲基铟)和氨，将温度调节到800℃，使In0.06Ga0.94N构成的防裂层生长至膜厚0.15微米。其中也可以省略这种防裂层。(n型包覆层)
在1050℃温度下，原料气体中使用TMA(三甲基铝)、TMG和氨，使由未掺杂的由AlGaN构成的A层生长至膜厚25埃，接着停止TMA，作为杂质气体使用硅烷气体，使由掺杂了5×1018/cm3Si的GaN构成的B层生长至膜厚25埃。而且分别将此操作重复160次，使A层和B层交替层叠，使之生长为总膜厚8000埃的多层膜(超晶格结构)形成的n型包覆层。此时，未掺杂的AlGaN中Al的混晶比若处于0.05以上和0.3以下的范围内，则能够设置具有充分包覆层功能的折射率差。(n型光导层)
进而在同样温度下，原料气体使用TMG和氨，使未掺杂的GaN构成的n型光导层生长至膜厚0.1微米。此层也可以掺杂n型杂质。(活性层)
然后将温度调节到800℃，原料中使用TMI(三甲基铟)、TMG和氨，用硅烷气体作为杂质气体，使由掺杂了5×1018/cm3Si的In0.05Ga0.95N构成的阻挡层生长至膜厚100埃。接着停止硅烷气体，使由未掺杂的In0.1Ga0.9N构成的井层生长至膜厚50埃。将此操作重复三次，最后层叠阻挡层，使总膜厚550埃的多重量子井结构(MQW)的活性层生长。(p型间隙层)
进而在同样温度下，原料气体中使用TMA、TMG和氨，杂质气体使用Cp2Mg(环戊二烯基镁)，使由掺杂了1×1019/cm3Mg的AlGaN构成的p型电子封闭层生长至膜厚100埃。(p型光导层)
然后将温度设置在1050℃温度下，原料气体使用TMG和氨，使未掺杂的GaN构成的p型光导层生长至膜厚750埃。这种P型光导层虽然可以以未掺杂形式生长，但是也可以掺杂镁。(p型包覆层)
接着在1050℃，使由未掺杂的Al0.16Ga0.84N构成的层生长至膜厚25埃，接着停止TMG，使由经Cp2Mg掺杂镁的GaN构成的p型包覆层生长至膜厚25埃，使杂膜厚0.6微米的超晶格层构成的p型包覆层生长。当p型包覆层是由一层是含Al的氮化物半导体层，禁带宽度能量互相不同的氮化物半导体层层叠的超晶格制成的情况下，一旦对任何一层多掺杂杂质的方式进行所谓调制掺杂，结晶性就有改善的趋势，当然也可以两层同时掺杂。(p型接触层)
最后在1050℃，在p型包覆层上使由掺杂了1×1020/cm3Mg的P型GaN构成的p型接触层生长到膜厚150埃。P型接触层可以由InxAlyGa1-xyN(x≤0，y≤0。x+y≤1)构成，若优选定为掺杂了Mg的GaN，则p电极最好能得到欧姆接触。反应终止后，在反应容器内在氮气气氛下于700℃将晶片退火，使p型层进一步低电阻化。
这样，如图16(a)所示，可以在蓝宝石基板61上形成n型氮化物半导体层62、活性层63和p型氮化物半导体层64的层叠体。(n型层的露出及共振器面形成)
根据以上方法形成氮化物半导体后，从反应容器中取出晶片，在最上层的p型接触层表面上形成由SiO2构成的保护膜，采用RIE法(活性离子蚀刻法)用SiCl4气体蚀刻。这样使变成共振器面的活性层端面露出，如图16(b)所示，以蚀刻端面作为共振器端面。(基板露出)
接着在晶片整个表面上形成SiO2后，除去其上n型接触层的露出面形成抗蚀膜，如图16(c)所示，蚀刻至基板露出。由于在共振器面等侧面上也可以形成抗蚀膜，所以蚀刻后变成首先形成的共振器面等侧面(包括p型层、活性层和部分n型层)，以及在共振器面与基板之间的n型层这两级端面。(带状凸部(隆起物)的形成)
接着如图16(d)所示，形成带状波导通路区域。利用CVD装置在最上层P型接触层的大体整个表面上形成膜厚0.5微米由Si氧化物(主要是SiO2)构成的保护膜，然后在保护膜上放置宽度3微米的带状掩膜，用RIE装置经CF4气体将SiO2蚀刻后，再用SiCl4蚀刻氮化半导体层直到p型光导层露出为止，在活性层之上形成带状凸部64a。(第一绝缘膜)
在置有SiO2掩膜的状态，在p型半导体层64的表面上形成由ZrO2构成的第一绝缘膜。这种第一绝缘膜65，为了容易分割也可以设置不形成绝缘膜的部分。形成第一绝缘膜后，浸渍在缓冲液中，溶解除去在带状凸部的上面形成的SiO2，利用挥发法将处于p型接触层上(以及n型接触层上)的ZrO2与SiO2一起除去。这样将能形成带状凸部的上面露出，凸部的侧面被ZrO2覆盖的结构。(p侧欧姆电极)
进而如图17(a)所示，在p型接触层上凸部最表面的第一绝缘膜上形成p侧欧姆电极65。这种p侧欧姆电极65由Ni和Au构成。电极形成后，在氧气∶氮气＝1∶99比例的气氛中，在600℃分别将其退火，使p侧欧姆电极合金化，获得良好的欧姆特性。(第二绝缘膜)
然后在带状凸部上的一部分p侧欧姆电极上涂布抗蚀剂，以λ/4n膜厚在两对(四层)条件下，在被蚀刻的底面和侧面上形成由Si氧化物(主要是SiO2)与Ti氧化膜(TiO2)多层膜构成的第二绝缘膜，形成镜子。此时事先使p侧欧姆电极露出。(p侧平电极)
进而如图17(a)所示，形成p侧平电极66将上述绝缘膜覆盖。p侧平电极66由密接层、阻挡层和共晶层构成，各层从p侧半导体层侧开始，以RhO-Pt-Au的顺序依次形成2000埃、3000埃和6000埃膜厚。(第一支持基板粘合前的保护膜)
p侧平电极66形成后，形成膜厚3微米的抗蚀膜67将晶片的大体全面覆盖。
另一方面，准备第一支持基板68。第一支持基板68使用膜厚425微米的蓝宝石。如图17(b)所示，在这种蓝宝石与上述得到的氮化物半导体层的p型半导体层侧之间夹有粘合的环氧树脂系粘结片。这种情况下，上述氮化物半导体通过p侧平电极形成后设置的保护膜结合。利用热压机在大约150℃温度下热压约1小时使之结合。(生长基板分离)
进而如图17(c)所示，研磨除去作生长基板用的蓝宝石基板61。接着研磨至n型接触层露出，再用KOH和胶体氧化硅(K2SiO3)化学研磨到表面没有粗造。(n侧电极及n侧金属化层)
然后如图18(a)所示，在上述n型接触层上根据Ti-Al-Ti-Pt-Sn的顺序，依次形成膜厚100埃、2500埃、1000埃、2000埃和6000埃的n侧金属层70。Ti-Al层是n侧电极，其上的Ti-Pt-Sn是共晶用的金属化层。
另一方面，准备第二支持基板71。在膜厚200微米并由Cu20％和W80％构成的第二支持基板71的表面上根据Ti-Pt-Au的顺序依次形成膜厚2000埃、3000埃和12000埃的金属化层72。(第二支持基板的结合)
进而如图18(b)所示，将上述n侧金属层70与第二支持基板的金属化层72结合，将二者粘合在一起。于240℃温度下热压。其中能够形成共晶。(第一支持基板分离)
如上所述，将处于被第一支持基板68和第二支持基板71夹持状态下的氮化物半导体层晶片升温至大约200℃。利用这种方法使环氧树脂系粘接片69的粘结力降低后，如图19(a)所示，能够将第一支持基板68分离。然后如图19(b)所示，除去p侧平电极上形成的保护膜(抗蚀层)67，切片后制成芯片。
根据以上方式能够得到图19(c)所示的氮化物半导体激光元件。这种激光元件的阈值电流密度为1.5kA/cm2，阈值电压为3.5V。实施例24
本实施例中，直到第二保护膜形成工序之前与实施例23同样形成。(填料)
如图17(a)所示，在p侧欧姆电极65上形成根据RhO-Pt-Au顺序层叠而成的p侧平电极66。p侧平电极66由密接层、阻挡层和共晶层构成，各层根据RhO-Pt-Au的顺序依次形成2000埃、3000埃和6000埃膜厚。进而用涂布法在被蚀刻的沟槽部分形成聚酰亚胺层，对晶片全体进行平坦化处理。
另外，准备第一支持基板68。第一支持基板68使用膜厚425微米的蓝宝石，使用由AuSn构成的共晶材料作为粘合剂。如图17(b)所示，将这种共晶材料与上面得到的氮化物半导体层的P型半导体层侧结合。这种情况下，通过上述p侧平电极形成后设置的保护膜使其结合。利用热压机在大约240℃温度下热压约10分钟使之结合。(生长基板分离)
进而如图17(c)所示，研磨除去作生长基板用的蓝宝石基板61。接着研磨至n型接触层露出，用KOH和胶体氧化硅(K2SiO3)化学研磨到表面没有粗造。(n侧电极及n侧金属化层)
用氢氟酸除去作为第二保护膜形成的Si氧化膜。然后如图18(a)所示，在上述n型接触层上按照Ti-Al-Ti-Pt-Sn的顺序，依次形成膜厚100埃、2500埃、1000埃、2000埃和6000埃的n型金属层70。
另一方面，准备第二支持基板71。在膜厚200微米并由Cu20％和W80％构成的第二支持基板71的表面上，根据Ti-Pt-Pd的顺序依次形成膜厚2000埃、3000埃和12000埃的金属化层72。(第二支持基板的结合)
进而如图18(b)所示，将上述n侧金属层70与第二支持基板的金属化层72结合，使二者粘合在一起。于240℃温度下热压。这样能形成共晶。(第一支持基板分离)
如上所述，将处于被第一支持基板68和第二支持基板71夹持状态下的氮化物半导体层的晶片升温至大约200℃。如图19(a)所示，利用这种方法使环氧树脂片69的粘结力降低后，能够将第一支持基板68分离。然后如图19(b)所示，除去p侧平电极上形成的保护膜(聚酰亚胺)后，利用氧等离子除去聚酰亚胺，然后切片后制成芯片。
根据以上方式得到的氮化物半导体激光元件，阈值电流密度为1.5kA/cm2，阈值电压为3.5V。实施例25
本实施例中，形成具有30个间隔为60微米的，宽3微米隆起物的多条型氮化半导体激光元件。其他诸点与实施例23相同。图20(a)表示多条型氮化物半导体激光器。为使图简单，所以图20(a)中划出15个隆起物。这种多条型的情况下，由于隆起物增多，所以横向宽度(与隆起物垂直方向的断面宽度)变大，形成条状激光元件。隆起物这样以一维方向形成多个的情况下，能够有高的输出。本实施例得到的氮化物半导体激光元件，室温下阈值电流密度为1.5kA/cm2，阈值电压为3.5V。此时从各条隆起物能使激光均匀谐振，最大输出功率为10W。
而且本实施例得到的多条型氮化物半导体激光器，也能重叠(叠加)。例如如图20(b)所示，将条状激光元件重叠，在二维方向上设置多个隆起物形成叠加型半导体激光器，能够制成超高输出功率的半导体激光元件。本实施例的一个多条型氮化物半导体激光元件，最大输出功率为10W，使用10个这样元件的叠加型氮化物半导体激光元件，能使输出功率超过100W。而且此时室温下阈值电流密度为1.5kA/cm2，阈值电压为3.5V，可以从各条使激光均匀谐振。
根据本发明的氮化物半导体元件的制造方法，以良好的生长性能使氮化物半导体的层叠体在生长用基板上生长后，粘合具有预定热膨胀系数的支持基板，将生长用基板剥离，所以不但能够防止氮化物半导体层的缺陷和裂纹，而且还能以优良的成品率制造。此外，通过与生长用基板一起除去对活性层发光产生自吸收的氮化物半导体层，能够制成高效率的发光元件。