WO2002021604A1 - Dispositif emetteur de lumiere a semi-conducteurs au nitrure - Google Patents

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light emitting
substrate
nitride semiconductor
emitting device
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Yuhzoh Tsuda
Shigetoshi Ito
Kouichi Morishige
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Sharp Kabushiki Kaisha
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Definitions

  • Nitride semiconductor light emitting device and optical device including the same
  • the present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device having high luminous efficiency and an optical device K using the same.
  • nitride semiconductors have been used or studied as light emitting devices and high power semiconductor devices.
  • the quantum well layer that emits light in the light-emitting layer is composed of InGaN containing indium, and by changing the In content, a wide range from blue to orange is obtained.
  • a light-emitting element having a color range can be manufactured.
  • blue and green light-emitting diodes and blue-violet semiconductor lasers have been developed by utilizing the characteristics of the nitride semiconductor light-emitting device.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-270804 reports a light emitting device including a light emitting layer composed of a GaAs well layer ZGaN barrier layer.
  • the InGaN layer has a very unstable chemical thermal equilibrium state. Difficult to form.
  • the InGaN crystal has a high In content depending on the growth temperature.
  • the phase is easily separated into a low region and a low region (hereinafter, also referred to as concentration separation). If such concentration separation occurs, it causes a decrease in luminous efficiency and an increase in the half width of the emission wavelength (color spots).
  • the G a NA s well layer (at least part of As can be replaced by P and / or S b) does not contain In and thus does not cause the above concentration separation problem.
  • Inclusion of As, As, etc. causes phase separation of different crystal systems (separation between hexagonal system and cubic system), and if such crystal system separation occurs, the crystallinity of the well layer and the luminous efficiency decrease.
  • the luminescence efficiency is improved by improving the crystallinity of the quantum well layer and suppressing phase separation.
  • the main purpose is to improve. Disclosure of the invention
  • Nitride semiconductor light emitting device includes a light emitting layer formed on the substrate, the light-emitting layer contains A 1 G aN t _ x _ y - z A s x P y S b It is characterized by including a single quantum well layer of z (0 ⁇ x + y + z ⁇ 0.3).
  • the substrate is preferably made of a nitride semiconductor, and may be a pseudo GaN substrate.
  • the etch pit density corresponding to the threading dislocation density of the substrate is preferably 7 ⁇ 10 7 / cm 2 or less.
  • the single quantum well layer preferably contains A1 at a concentration of 6 ⁇ 10 18 cm 3 or more, and preferably has a thickness of 0.4 nm or more and 2 Onm or less.
  • the well layer preferably contains a dopant of at least one of Si, O, S, C, Ge, Zn, Cd, and Mg, and has a dopant concentration of 1 ⁇ 10 16 / cm 3 to l X It is preferably in the range of 10 2 ° / cm 3 .
  • a nitride semiconductor light emitting device includes a light emitting layer having a multiple quantum well structure in which a plurality of quantum well layers and a plurality of barrier layers are alternately stacked on a substrate. , those of the quantum well layer Gal ⁇ - z As x P y Sb z (.. 0 ⁇ x ⁇ 0 10, 0 ⁇ y ⁇ 0. 16, 0 ⁇ z ⁇ 0 04, x + y + z> 0)
  • the barrier layer further comprises at least Al, and the barrier layer is made of a nitride semiconductor.
  • the substrate material GaN can be preferably used.
  • the light-emitting layer that produces light-emitting action includes a quantum well layer and a barrier layer, and the quantum well layer has a smaller energy band gap than the barrier layer.
  • the A 1 content of the well layer is preferably 1 ⁇ 10 19 / cm 3 or more.
  • the barrier layer preferably contains any element selected from As, P, and Sb.
  • the light emitting layer preferably includes two or more and 1 p or less well layers.
  • the quantum well layer preferably has a thickness of 0.4 nm or more and 20 nm or less. It preferably has a thickness of 1 nm or more and 20 nm or less.
  • the nitride semiconductor light emitting device includes a substrate, and a first adjacent semiconductor layer in contact with a first main surface close to the substrate and a second adjacent semiconductor layer in contact with a second main surface far from the substrate, on both main surfaces of the light emitting layer. It is preferable that at least one of the above is made of a nitride semiconductor containing A1. Preferably, at least one of the well layer and the barrier layer is doped with at least one of Si, O, S, C, Ge, Zn, Cd, and Mg. The amount of such a dopant is preferably in the range of 1 ⁇ 10 16 to 1 ⁇ 10 2 ⁇ cm 3 .
  • the nitride semiconductor light emitting device as described above is preferably used in various optical devices such as an optical information reading device, an optical information writing device, an optical pickup device, a laser printer device, a projector device, a display device, and a white light source device. What you get. BRIEF DESCRIPTION OF THE FIGURES
  • FIG. 1 is a schematic sectional view showing a structure of a nitride semiconductor diode device according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing an example of a pseudo GaN substrate.
  • FIG. 3A and FIG. 3B are schematic cross-sectional views for explaining the manufacturing process of the pseudo GaN substrate.
  • FIG. 4 is a schematic sectional view of a light emitting diode element according to another embodiment.
  • FIG. 5 is a top view of the light emitting diode element of FIG.
  • FIG. 6 is a graph showing the effect of the amount of Al added in the quantum well layer on the degree of crystal system separation and the emission intensity. .
  • FIG. 7 is a schematic sectional view showing the structure of a nitride semiconductor laser device according to another embodiment.
  • FIG. 8 is a schematic top view for explaining chip division of the laser device according to the embodiment.
  • FIG. 9 is a graph showing the relationship between the number of well layers of the laser device and the threshold current density.
  • 10A and 10B are diagrams schematically showing an energy band gap structure in a light emitting device according to an example.
  • FIG. 11 and FIG. 1 IB are diagrams schematically showing another example of the energy band gap structure in the light emitting device according to the embodiment.
  • FIG. 12 is a diagram schematically showing another example of the energy band gap structure in the light emitting device according to the embodiment.
  • FIG. 13 is a schematic cross-sectional view showing a structure of a laser device using a nitride semiconductor substrate as an example.
  • FIG. 14 is a schematic sectional view showing a nitride semiconductor thick film substrate that can be used in the light emitting device according to the present invention.
  • FIG. 15A is a schematic sectional view showing an example of a light emitting diode device according to the present invention
  • FIG. 15B is a schematic top view corresponding to the diode device of FIG. 15A
  • FIG. 16 is a graph showing the relationship between the number of well layers and the light emission intensity of the light emitting diode element according to the present invention.
  • FIG. 17 is a schematic block diagram showing an optical disc recording / reproducing device as an example of an optical device using the light emitting element according to the present invention.
  • nitride semiconductor substrates when growing a nitride semiconductor crystal layer, other nitride semiconductor substrates can be used in the same manner as a GaN substrate such as GaN or sapphire.
  • the nitrogen element in this substrate may be replaced with As, P, or Sb within a range of about 10% or less (provided that the hexagonal system is maintained).
  • a layer having a lower refractive index than the clad layer needs to be in contact with the outside of the clad layer in order to make the vertical and transverse modes unimodal. It is preferable to use Further, Si, ⁇ , C1, S, C, Ge, Zn, Cd, Mg, or Be may be doped into the substrate. Among these dopants, Si, O, and C 1 are particularly preferred for an n-type nitride semiconductor substrate.
  • a C-plane ⁇ 00001 ⁇ substrate of sapphire or nitride semiconductor will be described.
  • A-plane ⁇ 1 1-20 ⁇ , R-plane ⁇ 1-102 ⁇ , or M-plane ⁇ 1-100 ⁇ may be used.
  • the substrate has an off-angle of less than 2 degrees from those plane orientations, the surface morphology of the semiconductor crystal layer grown thereon becomes better.
  • MOCVD metal organic chemical vapor deposition
  • MBE molecular beam epitaxy
  • HVPE hydride vapor phase epitaxy
  • the conventional GaAs well layer introduced in Japanese Patent Application Laid-Open No. H10-270804 does not contain In, so that phase separation by In does not occur.
  • the inclusion of As in the well layer causes crystal system separation, resulting in a decrease in crystallinity and a decrease in luminous efficiency of the obtained nitride semiconductor light emitting device.
  • This crystal system separation occurs not only in the GaAs well layer but also in the GaN well layer or the GaAs NS well layer. From this, it is considered that the crystal system separation of the well layer is caused by including As, P, or Sb.
  • This crystal system separation shows that the adsorption rate of As, P or Sb on Ga is extremely high compared to the adsorption rate of N on Ga, and that N is extremely volatile compared to As, P or Sb. Is high (N escapes from the crystal).
  • the outermost surface (epitaxial growth surface) of the GaN crystal is one of the supplied N raw material. The part is combined with the Ga raw material to form G a N crystals, but most of them are considered to be re-evaporated due to the high volatility of N.
  • Ga which could not be converted into a G a N crystal by re-evaporation of N evaporates again after surface diffusion for a while on the epitaxy gnore growth surface.
  • As, P, or Sb material is supplied in addition to the N material, surplus Ga is easily converted to As, P, or Sb while diffusing on the epitaxial growth surface. It will be absorbed. This is because Ga has a much higher adsorption rate for As, P or Sb than for N. Thus, it is considered that Ga—As, Ga—P, or Ga—Sb bonds are formed with high probability.
  • Ga has a long surface migration length
  • Ga—As, Ga—P, or Ga—Sb bonds are likely to meet with each other, and the bonds are fixed during the meeting. Crystallization I can do it. It is considered that the above-described segregation effect may be caused by this. If this segregation effect increases in degree, it eventually separates into a region with a high Ga—As, Ga—P, or Ga—Sb bond ratio (cubic system) and a low region (hexagonal system). Cause. This is considered to be crystal separation. Therefore, in order to reduce this crystal system separation, it is important to incorporate N efficiently into the crystal.
  • A1 has extremely high reactivity to N compared to Ga, and worked to prevent N from escaping from the well layer.
  • the surface migration length of A1 is shorter than that of Ga, it is considered that even if 1 combines with 3, P or Sb, the remarkable segregation effect as described above cannot occur. From this, Ga (but, 0 rather x + y + z ⁇ O. 3) s x P y S b z a single well eyebrows considered could be low reducing the crystal system separation by the addition of A 1 in.
  • the composition ratio x + y + z of the sum of As, P or Sb in the single well layer is as follows: A 1 G a N ⁇ —y — Z A s x P y S b z in the nitride semiconductor light emitting device.
  • the content is preferably from 30% to 30%, more preferably from 0.1% to 10%. If the composition ratio x + y + z is smaller than 0.01%, it becomes difficult to improve the light emission intensity by including As, P, or Sb in the single well layer. On the other hand, if the composition ratio x + y + z of is more than 30%, it becomes difficult to reduce the crystal system separation due to As, P, or Sb even if A 1 is added to the single well layer. Further, when the composition ratio X + y + z is 0.1% or more and 10% or less, it is preferable because the effect of the addition of A1 can be sufficiently exhibited.
  • the effective single well layer preferably has a thickness in the range of 0.4 nm or more and 20 nm or less.
  • the thickness of the single well layer is less than 0.4 nm, the confinement level of carriers due to the quantum well effect may become too high and the luminous efficiency may be reduced14. On the other hand, if the thickness of the single well layer is larger than 20 nm, the electrical resistance of the device may increase.
  • a 1 addition of a single well layer represents the effect on the degree and the emission intensity of the crystal system separation. That is, in FIG. 6, the horizontal axis represents the amount of A 1 added in the well layer, the left vertical axis represents the degree of crystal system separation (%), and the right vertical axis represents the emission intensity.
  • the luminescence intensity in FIG. 6 is normalized with the luminescence intensity when A1 is not added as 1.
  • the degree of crystal system separation refers to the volume fraction of a portion where crystal system separation has occurred in the unit volume in the well layer.
  • the degree of crystal system separation decreases when the amount of A1 starts to decrease around 6 ⁇ 10 18 Z cm 3 and becomes 1 ⁇ 10 19 / cm 3 or more. 3% or less.
  • the emission intensity began to increase around 6 X 1 ( ⁇ cm 3 ) when the addition amount of A 1 was increased to 1 X 10 19 / cm 3 or more.
  • the degree of crystal system separation is 6 %, More preferably 3% or less, and in order to obtain such a degree of crystal system separation, the addition amount of A1 is 6 ⁇ 10 18 / cm 3 or more. It is more preferable that it is 1 ⁇ 10 19 / cm 3 or more.
  • a 1 The upper limit of the addition amount, A 1 a G a ⁇ ⁇ , ⁇ ⁇ s x P y if indicated by S b zeta single well layer
  • a 1 composition ratio a 0. 2 or less (amount 8.8 X 10 21 / cm 3 or less), preferably 0.1 or less (addition amount 4.4 X 1 Below It is more preferable that However, the composition ratio of As, P, or Sb must be 0 ⁇ x + y + z ⁇ 0.3. If the composition ratio of a 1 exceeds a power of 20%, the crystallinity of the single well layer is reduced, and the luminous efficiency is undesirably reduced. When the composition ratio a of A1 is 10% or less, the operating voltage of the device can be reduced, which is preferable.
  • Figure 6 shows a case where A 1 is added to G a N0.92P0.08 crystals, G a Nh- y -.
  • Z A s x P y S b z crystal (0 rather x + y + z
  • A1 is added during ⁇ 0.3)
  • the same tendency as in Fig. 6 can be obtained.
  • composition ratio of As, P, or Sb may be adjusted to be higher.
  • Specific As or P Tables 1 and 2 show the relationship between the composition ratio and the emission wavelength.
  • Table 1 shows the relationship A 1 composition ratio for obtaining the emission wavelength of interest using A l a G ai _ a s x single well layer and (a) A s compositional ratio (X) I have.
  • Table 2 shows the relationship between the A l a G a N yPy A 1 composition ratio for obtaining the emission wavelength of interest using a single well layer (a) and P composition ratio (y).
  • the composition ratio of Sb is preferably 0.04 or less. This is because if the composition ratio of 313 is higher than 0.04, the crystallinity is significantly reduced.
  • the present inventors have found that the light emission intensity of a light emitting device including a single well layer changes depending on the substrate on which the single well layer is grown. This is thought to be due to the fact that the crystal defect density in the light-emitting element changes depending on the substrate, and that A1 is easily trapped near crystal defects due to the short surface migration length of A1. It is. As a result, the effect of reducing the crystal system separation by the addition of A1 is not significant near crystal defects. It is considered that the reduction effect could not be sufficiently obtained on the entire substrate.
  • the etch pit density of a nitride semiconductor film grown on a GaN substrate was about 5 ⁇ 10 7 / C ; m 2 or less.
  • the etch pit density (approximately 4 ⁇ 10 8 ) of the nitride semiconductor film on a sapphire substrate or a SiC substrate (substrate other than the nitride semiconductor substrate), which has been used as a substrate for conventional nitride semiconductor light emitting devices, (Z cm 2 or more).
  • the next preferred substrate after the nitride semiconductor substrate was a pseudo GaN substrate.
  • Etch pit density of the pseudo-G a N nitride semiconductor film grown on the substrate was about 7 X 1 0 7 Z cm 2 or less in the region of the lowest etch pit density. This value is close to the etch pit density of the nitride semiconductor film grown on the GaN substrate.
  • the pseudo GaN substrate has a low etch pit density region and a high etch pit density region, and tends to lower the yield of light emitting devices compared to a GaN substrate (an example of a nitride semiconductor substrate). It is in.
  • a pseudo GaN substrate has the advantage that a large-area substrate can be manufactured at a lower cost than a nitride semiconductor substrate.
  • the PL emission intensity was increased to about 1.2 times. That is, by adding an impurity to the single well layer, the light emitting intensity of the light emitting element can be improved. This is considered for the following reasons.
  • the crystal system separation was effectively reduced by adding A1.
  • A1 has a shorter surface migration length on the epitaxial growth surface than Ga, it is thought that A1 is easily trapped near the defect in the crystal. As a result, the effect of suppressing crystal system separation can act mainly near crystal defects.
  • the impurity of si is added to the single well layer. Impurities are evenly distributed over the entire epitaxially grown film, forming nuclei for crystal growth. This nucleus seems to have a function of trapping A1 as well as crystal defects. In addition, since these nuclei are distributed uniformly over the entire surface of the epitaxially grown film, unlike crystal defects, it is considered that the function of uniformly distributing A1 over the entire single well layer is brought about. It is thought that the effect of reducing the crystal system separation was efficiently exhibited, which led to the improvement of the emission intensity.
  • the same effect can be obtained even if at least one or more impurities of ⁇ , S, C, Ge, Zn, Cd and Mg are added in addition to Si.
  • the amount of impurities added was preferably in the range of 1 ⁇ 10 16 Zcm 3 to 1 ⁇ 1 O 211 , cm 3 . If the addition amount of the impurities was less than 1 ⁇ 10 16 cm 3 , no improvement in the light emission intensity of the light emitting device was obtained. On the other hand, if the addition amount of the impurity is more than 1 ⁇ 10 2 ° cm 3 , the crystallinity is deteriorated (luminous efficiency is reduced), which is not preferable.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing an example of a nitride semiconductor light emitting diode device including a single well layer.
  • This diode element has an n-type GaN substrate 100 having a C-plane (0001) as a main surface, a GaN buffer layer 101 (film thickness l O Onm) formed at a relatively low temperature, and an n-type GaN layer 102 ( Thickness 3 ⁇ , Si impurity concentration 1 X 1 O ⁇ / cm 3 ), single well layer 103, p-type Al i Ga. .
  • N carrier block layer 10 4 (film thickness 20 nm, Mg impurity concentration 6 X 10 19 / cm 3 ), p-type GaN contact Layer 105 (film thickness 0.1 ⁇ ⁇ , Mg impurity concentration 1 X 10 2 ° Zcm 3 ), translucent electrode 1
  • an n-type GaN substrate 100 is set in a MOCVD (metal organic chemical vapor deposition) apparatus, and NH 3 (ammonia), a raw material for group V elements, and a raw material for group III elements.
  • the GaN buffer layer 101 was grown to a thickness of 100 nm at a relatively low substrate temperature of 550 ° C. using TMGa (trimethylgallium).
  • TMGa trimethylgallium
  • SiH 4 silane
  • Si impurity concentration 1 ⁇ 10 18 cm 3 was formed to a thickness of 3 ⁇ m. Formed.
  • the substrate temperature was lowered to 800 ° C, and A1 with a thickness of 4 nm was used. .. &. .. ⁇ . 9 . .. An 8 -well layer 103 was grown. At that time, S
  • the temperature of the substrate is raised to 1050 ° C to a thickness of 20 nm! ) Type A l.
  • the p-type impurity using E t CP 2 Mg (bis E chill cyclopentadienyl magnesium), is added in a concentration ranging Mg is 5 X 10 19 _ cm 3 ⁇ 2 X 10 2 ° Zcni 3 Was. It is preferable that the p-type impurity concentration in the p-type GaN contact layer 105 is increased as the surface approaches the surface on which the translucent electrode 106 is formed.
  • the contact resistance of the p-electrode can be reduced while suppressing the increase in crystal defects due to the addition of impurities.
  • a small amount of oxygen may be mixed during the growth of the p-type layer.
  • the gas in the reaction chamber of the MOCVD apparatus was replaced with nitrogen and NH 3 , and the substrate temperature was lowered at a rate of 60 ° C./min.
  • the substrate temperature dropped to 800 ° C
  • the supply of NH 3 was stopped, and the substrate was kept at that temperature for 5 minutes before being cooled to room temperature.
  • the holding temperature of such a substrate was preferably in the range of 650 ° C. to 900 ° C.
  • the waiting time was preferably in the range of 3 minutes or more and 10 minutes or less.
  • the cooling rate after the holding temperature is
  • the epiwafer was taken out of the MOCVD apparatus and electrodes were formed.
  • the n-electrode 108 is formed on the back surface in the order of Hf / ⁇ Au.
  • T i / A 1, T i Mo, or H f ZA 1 may be used.
  • Hf it is preferable to use Hf for the n-electrode because the contact resistance of the electrode is reduced.
  • a very thin Pd film having a thickness of 7 nm was deposited as the translucent electrode 106, and an Au film was deposited as the p-electrode 107.
  • the translucent electrode material for example, Ni, Pd / MoPd / Pt, Pd / Au, or Ni / Au may be used.
  • chips were divided from the back surface of the n-type GaN substrate 100 (the deposition surface of the n-electrode 108) using a scriber.
  • the scribing was performed from the back side of the substrate in order to prevent shavings due to the scribing from adhering to the transparent electrode side from which light is extracted.
  • the chip was divided so that at least one side of the element chip included the cleavage plane of the nitride semiconductor substrate. As a result, abnormalities in chip shape due to chipping and cracking were prevented, and the yield of element chips per wafer was improved.
  • the low-temperature buffer layer 101 may be a A 1 X G X N (0 ⁇ x ⁇ 1), also the buffer layer may be omitted.
  • G a N substrate surface morphology is undesirable that the currently subjected sheet, is better to A 1 X G a buffer layer (0 ⁇ 1) and ⁇ , good in that the surface morphology is improved Good.
  • the low temperature buffer layer means a buffer layer formed at a relatively low growth temperature of 450 ° C to 600 ° C.
  • the buffer layer formed in such a low growth temperature range is polycrystalline or amorphous.
  • the turbocharger is provided in contact between the rear blocking layer 104, n-type GaN layer 102 and a single well between the layer 103 and the layer 103.
  • a new first intermediate layer may be provided.
  • a single well A new second intermediate layer may be provided between the door layer 103 and the p-type A 1 ⁇ Ga ⁇ N carrier block layer 104.
  • the refractive indices of those layers are as follows: single well layer> first intermediate layer> n-type GaN layer, and single well layer> second intermediate layer>! ) Type A 1 G a N
  • the carrier block layer should be in the relationship.
  • the impurity (S i) is added to the single well layer 103 of this embodiment at a concentration of 1 ⁇ 10 18 Z ′ cm 3 , the impurity does not necessarily have to be added.
  • the carrier block layer 104 contains A1, it is possible to prevent the element of As, P or Sb in the single well layer from diffusing into the p-type GaN contact layer 105. This can prevent the emission wavelength of the light emitting element from deviating from the design value.
  • the carrier block layer 104 is not limited to a ternary mixed crystal of 81 GaN, but may be a ternary mixed crystal of AlInGaN, AlGaNP, or A1GaN. .
  • n-electrode 108 of the present embodiment was formed on the back surface of the n- type GaN substrate 100, a part of the n- type GaN layer 102 was exposed from the p- electrode side of the epi wafer using a dry etching method or the like. However, an n-electrode may be formed on the exposed portion (see, for example, FIG. 4).
  • the 0 &? ⁇ Substrate (0001) is used, but the principal surface orientation of the substrate is C surface (000-1), A surface ⁇ 11-20 ⁇ , R The plane ⁇ 1-102 ⁇ , M-plane ⁇ 1-100 ⁇ , or ⁇ 1-101 ⁇ plane may be used. Further, a substrate surface having an off angle of 2 degrees or less from those plane orientations is preferable because surface morphology is good. Further, the GaN substrate may be replaced with another nitride semiconductor substrate. In this embodiment, the crystal growth method using the MOCVD apparatus has been described. However, a molecular beam epitaxy method (MBE), a hydride vapor phase epitaxy method (HVPE), or the like may be used.
  • MBE molecular beam epitaxy method
  • HVPE hydride vapor phase epitaxy method
  • the GaN substrate 100 of FIG. 1 is replaced with the pseudo GaN substrate 200 of FIG. 2 or the pseudo GaN substrate 200a of FIG. 3B, and as shown in the example of FIG. It differs from Example 1 only in that it was formed on the same surface side.
  • the pseudo GaN substrate 200 in FIG. 2 includes a seed substrate 201, a low-temperature buffer layer 202, an n-type GaN layer 203, a growth suppressing film 204, and an n-type GaN thick film 205.
  • Seed substrate 201 is used as a base material for growing n-type GaN thick film 205.
  • the growth suppressing film means a film on which a nitride semiconductor layer does not directly grow.
  • the pseudo GaN substrate here is not limited to the configuration shown in FIG. 2, but means at least a configuration including a seed substrate and a growth suppressing film.
  • the pseudo GaN substrate 200a in FIG. 3B includes a seed substrate 201, a low-temperature buffer layer 202, a first n3 ⁇ 4GaN film 203a, and a second n-type GaN film 203b.
  • FIG. 3A shows a step in the process of producing the pseudo GaN substrate 200a.
  • the GaN is formed by dry etching or wet etching.
  • the surface of the film 203a is processed into a groove shape.
  • the wafer is transported again into the crystal growth apparatus, and the second n-type GaN film 203b is laminated to complete the pseudo GaN substrate 200a (see FIG. 3B).
  • the groove is formed only halfway through the thickness of the first n-type GaN film 203a, but the groove may be formed to a depth down to the low-temperature buffer layer 202 or the seed substrate 201.
  • the crystal defect density of the nitride semiconductor film is reduced on a sapphire substrate or a SiC substrate. Was lower than when grown directly.
  • the seed substrate 201 include a C-plane sapphire and an M-plane , Sapphire, A-plane sapphire, R-plane sapphire, GaAs, ZnO, MgO, spinel, Ge, Si, GaN, 6H-SiC, 4H-SiC, and 3C-SiC.
  • the high-temperature buffer layer means a buffer layer formed at a relatively high growth temperature of 700 ° C. or higher.
  • the high temperature buffer layer must contain A1. This is because if the high-temperature buffer layer does not contain at least A1, a nitride semiconductor film with good crystallinity cannot be formed on the SiC substrate or the Si substrate.
  • the most preferred material for the high temperature buffer layer is InA 1 N.
  • growth inhibiting film 204 S i O 2 film, S i N x film, T i 0 2 film, a metal film such as contact and A 1 2 0 3 film dielectric layer such as or tungsten film, No.
  • Example 3 only a nitride semiconductor light emitting diode was formed on a substrate other than a nitride semiconductor substrate via a nitride semiconductor buffer layer, and ap electrode and an n electrode were formed on the same surface side of the substrate. Is different from Example 1.
  • FIG. 4 is a schematic sectional view showing a nitride semiconductor light emitting diode of Example 3, and FIG. 5 is a top view corresponding to FIG.
  • the diode element in Fig. 4 has a C-plane ⁇ 0 001 ⁇ sapphire substrate 300, a low-temperature G a N buffer layer 101 (25 nm thick), an n-type GaN layer 102, a single well layer 103, and a p-type A 1 ai G a . . 9 includes a N carrier block layer 104, a p-type GaN contact layer 105, a translucent electrode 106, a p-electrode 107, an n-electrode 108, and a dielectric film 109.
  • the nitride semiconductor light-emitting diode grown on a substrate other than the nitride semiconductor substrate was deposited on the nitride semiconductor substrate in Example 1 or on the pseudo GaN substrate in Example 2. It has a higher crystal defect density (etch pit density of 4 ⁇ 10 8 / cm 2 or more) than when grown.
  • the device of Example 3 including the well layer containing A1 has a crystal system separation. Is reduced and the emission intensity is improved.
  • the sapphire substrate is used in this embodiment, 6H- S'i C, 4H- S i C, 3C- S i C, S i or spinel (MgA l 2 0 4), and Re et al was used as the substrate You may. Further, since the SiC substrate and the Si substrate are conductive substrates, an n-electrode may be formed on the back surface side of the substrate as shown in FIG. When a SiC substrate or Si substrate is used, a high-temperature buffer layer containing A1 must be formed as in the case of the second embodiment. ⁇
  • the plane orientation of the main surface of the substrate may be A plane ⁇ 11-20 ⁇ , R plane ⁇ 1-102 ⁇ , or M plane ⁇ 1-100 ⁇ . Furthermore, the surface morphology was good on the main surface of the substrate having an off angle within 2 degrees from those plane orientations.
  • Example 4 1 ⁇ 10 2 ° / cm 3 of C (carbon) was added instead of the Si impurity in the single well layer in the above-described Example. Thus, the same effect was obtained when C was used instead of the impurity Si in the well layer.
  • Example 5 1 ⁇ 10 16 / cm 3 of Mg was added instead of the Si impurity in the single well layer in the above-described Example. 'Thus, the same effect was obtained when Mg was used instead of the impurity Si in the well layer.
  • Example 6 a nitride semiconductor light emitting diode including a single well layer according to the present invention was applied to a light emitting device (display device, white light source device, and the like).
  • the light emitting diode of the present invention can be used for at least one of the three primary colors (red, green, and blue) of light in a display device.
  • a conventional amber light-emitting diode including an InGaN well layer has a high In composition ratio (largely affected by phase separation), and reaches a commercial level from the viewpoint of reliability and light emission intensity. I didn't.
  • the crystal system separation can be reduced without being affected by the phase separation by In, the long wavelength color It is possible to make light emitting diodes.
  • a light emitting diode according to the present invention having other light emitting colors can be produced with reference to the above-described embodiment and Tables 1 and 2.
  • the above-described three primary color light emitting diodes according to the present invention can also be used in a white light source device. Further, by applying a fluorescent paint to the light emitting diode according to the present invention having an emission wavelength in the range of 380 nm to 440 nm, it can be used as a white light source device.
  • the white light source can be used as a backlight with low power consumption and high brightness. It can also be used as a backlight for a liquid crystal display of a man-machine interface in a portable notebook computer and a mobile phone, making it possible to provide a small, clear liquid crystal display.
  • the nitride semiconductor laser device according to Example 7 shown in the schematic cross-sectional view of FIG. 7 includes a C-plane (0001) sapphire substrate 700, a GaN buffer layer 701, an n-type GaN contact layer 702, and an n-type I n. .. 7 Ga. . 93 N anti-crack layer 703, n-type Al ⁇ Ga. 9 N cladding layer 704, n-type GaN light guiding layer 705, light emitting layer 706, p-type 1. . 2 0 &. 8 1 ⁇ shielding layer 707, p-type GaN light guide layer 708, ⁇ > type 1. . And 1 0 & 0.9 cladding layer 709, p-type G a N contact layer 710, n-type electrode 711, p-type electrode 712, and contains S i O 2 dielectric film 713.
  • a sapphire substrate 700 is set in a MOCVD apparatus, and NH 3 (ammonia) as a raw material for N of group V elements and a raw material for Ga of I 1: 1 group elements.
  • the GaN buffer layer 701 is grown to a thickness of 25 nm at a relatively low substrate temperature of 550 ° C. using the TMGa (trimethylgallium) of the present invention.
  • the n-type GaN contact layer 702 Si impurity concentration: 1 ⁇ 10 18 / cm 3 ) is grown to a thickness of 3 ⁇ .
  • the substrate temperature was lowered to about 700 ° C to 800 ° C, and TM In (trimethylin Using the n-type In. ,. 7 G a. . Grow 93 N anti-cracking layer 703 to a thickness of 40 nm.
  • the substrate temperature was raised to 1050 ° C again, and TMA 1 (trimethylaluminum) was used as the raw material for A 1 of the group III element.
  • the n-type A 1 had a thickness of 0.8 ⁇ ⁇ ⁇ . . 10 & 0.
  • Clad layer 704 (Si impurity concentration: 1 ⁇ 10 18 / cm 3 ) is grown, and then n-type GaN optical guide layer 705 (Si impurity concentration: 1 ⁇ 10 personallyGrow 18 cm 3 ) to a thickness of 0.1 / im.
  • the substrate temperature is then reduced to 800 ° C, a plurality of 6 nm thick GaN barrier layers and a 4 nm thick A1. .. 3 G a 97 ⁇ . 97 ⁇ . ...
  • a light emitting layer 706 having a multiple quantum well structure in which a plurality of three well layers are alternately stacked is formed.
  • the light emitting layer 706 has a multiple quantum well structure starting at the barrier layer and ending at the barrier layer, and includes three quantum well layers. During the growth of these barrier and well layers, so that both of them have a S i impurity concentration of 1 X 1 0 18 / cm 3, was added 3 1 ⁇ 1 four.
  • a growth interruption period of 1 second or more and 180 seconds or less may be introduced between the growth of the barrier layer and the well layer or between the growth of the well layer and the barrier layer. By doing so, the flatness of the barrier layer and the well layer is improved, and the emission half width can be reduced.
  • the values shown in Table 2 may be adopted as the values of the content ratio X or y of As or P.
  • the Sb content in the group V element is preferably about 4% or less. This is because if the Al GaNSb semiconductor contains a higher concentration of Sb, the crystal system is easily separated into a cubic system having a high Sb content and a hexagonal system having a low Sb content.
  • the temperature of the substrate was raised again to 1050 ° C. to form a 20 nm-thick p-type Al. 2 G a. . 8 N shielding layer 707, 0.11 111 type 0 & 1 ⁇ optical guide layer 708, 0.5 ⁇ p-type Al i Ga. . 9 N cladding layer 709 and p-type GaN contact layer 710 having a thickness of 0.1 ⁇ are sequentially grown.
  • p-type as the non neat using the E t CP 2 Mg (bis E chill cyclopentadienyl magnetic Information & Technology arm) 5 X 10 19 ⁇ 2 X 10 2 ° /.
  • the P-type impurity concentration in the p-type GaN contact layer 710 is different from that of the P-type electrode 712. It is preferred that the temperature be increased as the distance from the bonding surface approaches. Then, the contact resistance between the p-type electrode and the p-type electrode can be further reduced. Also, a small amount of oxygen may be mixed during the growth of the p-type layer in order to remove residual hydrogen that hinders activation of Mg, which is a p-type impurity, in the p-type layer.
  • the temperature is decreased at a cooling rate of 60 at 60 instead of nitrogen carrier gas and NH 3 for all the gases in the reaction chamber of the MOC VD apparatus.
  • the substrate temperature drops to 800 ° C
  • supply of NH 3 is stopped, and the substrate temperature at 800 ° C is maintained for 5 minutes and then cooled to room temperature.
  • the temporary holding temperature of the substrate is preferably in the range of 650 ° C to 900 ° C, and the holding time is preferably in the range of 3 minutes to 10 minutes.
  • the cooling rate from the holding temperature to room temperature is preferably 30 ° C.Z or more.
  • n-type GaN contact layer 702 is exposed using a reactive ion etching apparatus, and an n-type electrode 711 is formed on the exposed part in the order of Hf / Au.
  • Materials for the n-type electrode 71 1 include T i / A l, T i / M o,
  • Lamination such as H H / A1 can also be used.
  • Hf is effective in reducing the contact resistance of the n-type electrode.
  • the sapphire substrate 700 In the ⁇ -type electrode, the sapphire substrate 700
  • Type electrode 712 is formed.
  • a material for the p-type electrode a laminate of Ni / Au, PdZMoZAu, or the like can be used.
  • This resonator length is generally from 300 ⁇ to 10 It is preferably in the range of 0 0.
  • the mirror facet of the resonator is:
  • the cleavage and chip division of the laser element are performed using a scriber from the substrate side along broken lines 2A and 2B in FIG. By doing so, the flatness of the laser end surface can be obtained, and the scraping due to the scrape does not adhere to the surface of the epitaxy layer, so that the yield of the light emitting element is improved.
  • the feedback method of the laser resonator is not limited to the Fleapler-Perot type, but may be a commonly known DFB (distributed feedback) type, DBR (distributed Bragg reflection) type, or the like. .
  • dielectric films of Si 2 and Ti 0 2 are alternately deposited on the mirror end face, and a dielectric multilayer reflective film having a reflectance of 70% is provided.
  • a dielectric multilayer reflective film may be used a multilayer film such as S i 0 2 / A 1 2 0 3.
  • n-type GaN contact layer 720 was exposed using reactive ion etching. Therefore, when using a conductive substrate such as a GaN substrate or a SiC substrate, it is not necessary to expose a part of the n-type GaN layer 702, and the conductive group is not required.
  • An n-type electrode may be formed on the back surface of the plate.
  • a method for mounting the above-described laser chip on a package will be described.
  • a laser containing a light emitting layer as described above is used as a blue-violet (wavelength 410 nm) high-power (50 mW) laser suitable for an optical disk for high-density recording by taking advantage of its characteristics.
  • sapphire substrates have low thermal conductivity, attention must be paid to heat dissipation measures.
  • it instead of directly attaching the chip to the package body or the heat sink, it has good thermal conductivity such as Si, A1N, diamond, Mo, CuW, BN, Cu, Au, and Fe.
  • the bonding may be performed via a submount having a property.
  • a nitride semiconductor laser including the above-described light emitting layer is manufactured on the above, it is also possible to connect to the package body with the semiconductor junction on the upper side using, for example, an In solder material.
  • S i Rather than mounting the substrate directly chip on the package body and the heat sink portion, A 1 N, diamond, M o, C u W s BN, C u, A u, such as F e
  • the connection may be made via a submount.
  • a laser using a nitride semiconductor containing A1 as a well layer constituting a light emitting layer can be manufactured.
  • the InGaN layer has a very unstable chemical thermal equilibrium state. It is difficult to form a good light emitting layer.
  • the InGaN crystal when growing an InGaN crystal layer having an In content of 15% or more in a group III element, the InGaN crystal has a high In content depending on the growth temperature. The concentration is easily separated into a region and a low region. If such concentration separation occurs, it causes a decrease in luminous efficiency and an increase in the half width of the emission wavelength (color spots).
  • the G a NA s well layer disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. H10-27084 does not contain In, the above-described problem of concentration separation does not occur. The inclusion causes a crystal system separation between a hexagonal system and a cubic system, which tends to cause a decrease in crystallinity and luminous efficiency.
  • the A 1 G a NA s PS b well layer according to the present invention contains A 1 instead of In and also contains at least one of As, P, and S b, and the content thereof.
  • the desired emission wavelength is achieved by adjusting the wavelength (see Tables 1 and 2). Therefore, the well layer of the present invention has no effect on the above-described concentration separation of In.
  • a conventional amber light-emitting diode has a high In content in the InGaN well layer (that is, the effect of concentration separation is large), and a commercialization level in terms of reliability and light intensity. Has not been reached.
  • the AlGaNasPSb well layer according to the present invention does not contain In, it does not cause a concentration separation problem with respect to In and is described in Tables 1 and 2. It is possible to manufacture a light emitting element that can emit light of such a long wavelength.
  • the A 1 GaN s PSb well layer according to the present invention is different from the conventional GaN s well layer (at least a part of As can be replaced with P and Z or Sb, and so on). , Contains A1. That is, crystal system separation, which is a problem in the conventional GaN well layer, can be suppressed by including A1 as in the present invention.
  • This crystal system separation shows that the adsorption rate of As (for P or Sb) on Group III elements is much higher than that of N, and that As (for P or Sb) as well. This is thought to be due to the extremely high volatility of N (that is, the fact that N easily escapes from the crystal). Therefore, as described in the present invention, N can be trapped by adding the highly reactive group III element A1, and the crystal system separation can be suppressed by preventing N from falling out of the growing crystal. It is considered something.
  • the well layer of the present invention contains at least one element of As, P, or Sb, the effective mass of electrons and holes can be reduced, and the carrier mobility can be increased. Can be.
  • the well layer according to the present invention for a light emitting device, it is possible to realize a low power consumption, high output, long life light emitting device due to high crystallinity in the well layer and reduction of effective mass of carriers. Will be possible.
  • the present inventors examined the amount of As, P, or Sb added to cause the above-described crystal system separation.
  • crystal separation begins to occur when 8, P, or Sb is added at a concentration of 1 ⁇ 10 18 cm 3 in the crystal (approximately 2-3% crystal separation ratio)
  • the addition amount was about 10% of the group V element in the well layer
  • the crystal separation ratio was about 13 to 15%.
  • the crystal system separation ratio indicates a volume ratio of a crystal system separation region other than a normal portion having an average composition ratio in a unit volume of the well layer and having no crystal system separation.
  • the light emitting layer according to the present invention preferably has a multiple quantum well structure in which a plurality of quantum well layers and a plurality of barrier layers are alternately stacked. This is because the adoption of the multiple quantum well structure can reduce the threshold current density of the laser (see Fig. 9). This is because the light emitting diode can improve the light emission intensity (see FIG. 16).
  • the advantage of adopting such a multiple quantum well structure is remarkably and surely obtained by the addition of A 1 according to the present invention. The reason is that by adding A1 to a well layer containing at least any of As, P, or Sb, the crystal system separation of the well layer is suppressed, and the interface between the well layer and the barrier layer is suppressed. This is because the steepness is improved.
  • the well layer does not cause the concentration separation or crystalline separation described above, it depends on the amount of A1, but the content of As, P, and Sb is within the limit. For example, it can be grown to a thickness of about 300 nm. However, for a light-emitting device utilizing the multiple quantum well effect, the thickness of the well layer is preferably in the range of 0.4 to 20 nm. The reason that the lower limit is 0.4 nm is that if the well layer is not more than this thickness, the light emitting action does not occur.
  • a 1 a G a The most preferred barrier layer against s x P y S b z well layer is A s, the nitride semiconductor barrier layer not contain any P, and S b. If the barrier layer itself does not contain any of As, P, and Sb, it will not cause crystal system separation. This means that the barrier layer does not hinder the formation of the multiple quantum well structure.
  • a barrier layer made of InGaN, GaN, InAlGaN, or A1Gan can be used.
  • the growth temperature of the InGaN barrier layer can be reduced to about the same level as that of the well layer by containing In, and the crystallinity thereof is improved.
  • the In content needs to be less than 15% of the element III. Since the GaN barrier layer does not contain In, there is no concentration separation.
  • the growth temperature is low, the crystallinity deteriorates, so it is important to increase the growth temperature as much as possible.
  • the InAl GaN barrier layer contains Al, it can be stably grown even at a high growth temperature. Also, since the barrier layer contains In, the growth temperature can be reduced to about the same level as the well layer. In this case, however, the Iri content must be less than 15% of the Group III element. Since the crystallinity of the A 1 GaN barrier layer will deteriorate if it is not grown at a high temperature, the content of A 1 should be as low as possible (10% or less of element III) and the growth temperature should be as high as possible. Is desired.
  • a nitride semiconductor barrier layer containing at least one of As, P, and Sb will be described.
  • the advantage of arbitrarily including As, P, and / or Sb in the barrier layer is that the barrier layer containing As, P, and Z or Sb tends to have a high refractive index, so This is because the confinement efficiency is improved and the laser oscillation threshold current density can be reduced and the optical characteristics can be improved.
  • nitride semiconductor barrier layer containing any even the S b for example I n A 1 G a NA s , I n A 1 G a NP, I nA 1 G a NS b s I nA, l GaNAs P, In A 1 G a NA s PS b, A 1 G a NA s, Al GaNP, Al GaNSb, A 1 G a NA s P, A 1 G a NA s PS b, GaNAs, GaNP it can be used G a NS b G a NA s P, GaNAs PSb, I nGaNAs, I nG a NP S I nGaNS b, a barrier layer of I n GaNAs P or I nGaNAs PS b,.
  • barrier layers those containing A1 can suppress the influence of crystal system separation similarly to the well layer according to the present invention.
  • the content of In needs to be less than 15% of the group III element in order to suppress the concentration separation of In.
  • the content of As, P, and Z or Sb in the group V element must be suppressed low in order to suppress the crystal system separation.
  • the present inventors have examined that, unlike the well layer, the barrier layer is not a layer that directly generates light by recombination by injected carriers. Was big. Forgive The range is as follows: As is about 5% or less, P is about 6% or less, and Sb is about 3% or less in the group V elements.
  • the energy band gap can be reduced, and accordingly, the contents of As, P, and Sb can be suppressed to be low. Can be made smaller).
  • the In content must be less than 15% of the group III element in order to suppress the separation of the In concentration.
  • the thickness of the barrier layer is preferably in the range of 1 to 20 nm.
  • the number of barrier layers in the multiple quantum well structure is naturally adjusted according to the number of well layers because the well layers and the barrier layers are alternately stacked.
  • SiH 4 (S i) was added as an impurity to both the well layer and the barrier layer.
  • the additional force B may be applied to only one of the layers. Laser oscillation is possible even if neither layer is added.
  • PL photoluminescence cell Nsu
  • the well layer of the present invention is composed of an A 1 G a NA s PS b mixed crystal system containing no In, localization due to 'In as in a conventional InG a N mixed crystal. Since no level is formed, the light emission intensity is considered to depend strongly on the crystallinity of the well layer. Therefore, it is necessary to improve the crystallinity of the light emitting layer by adding an impurity such as Si. That is, nuclei for crystal growth are generated by such impurities, and the crystallinity of the well layer is improved by crystal growth of the well layer based on the nuclei.
  • S i H 4 a 1 X 1 O 18 Z cm 3 , O, S, C, G e, Zn, Cd, Mg , etc. is added in addition to S i
  • concentration of these additional atoms is about 1 ⁇ 10 16 to: LX 10 2 .
  • cm 3 is preferable.
  • the threshold current density is lowered because there is no carrier absorption in the well layer.
  • the threshold value of the laser was lower when impurities were added. This starts from a sapphire substrate different from the nitride semiconductor substrate in this embodiment. Since the crystal growth is progressing, there are many crystal defects (the threading dislocation density is about 1 ⁇ 10 10 / cm 2 ), and the crystal is added with impurities rather than considering the carrier absorption by the impurities in the well layer. It is considered that improving the performance was effective in reducing the laser threshold current density.
  • FIG. 9 shows the relationship between the number of well layers included in the light emitting layer (multiple quantum well structure) and the laser threshold current density.
  • the horizontal axis of this graph represents the number of well layers
  • the vertical axis represents the threshold current density (arb.units).
  • the symbol ⁇ indicates the laser threshold current density when a sapphire substrate is used
  • the symbol ⁇ indicates the case when a GaN substrate is used.
  • the number of well layers was 10 or less, continuous oscillation at room temperature became possible.
  • the number of well layers is two or more and five or less. Further, it can be seen that the threshold current density is lower when a GaN substrate is used than a sapphire substrate.
  • Mold layers 708 are provided so as to be stacked in this order.
  • the p-type layer 708 corresponds to a p-type light guide layer in the case of a laser, but corresponds to a p-type cladding layer or an! -Type contact layer in the case of a light emitting diode.
  • the shift from the designed emission wavelength was smaller and the PL emission intensity was stronger with the shielding layer. Since the growth temperature of the p-type layer 708 over it is higher than that of the light-emitting layer 706, N escape occurs especially in the barrier layer that does not contain A1, and as a result, it acts to promote crystal system separation. I do.
  • the shielding layer 707 containing A1 at the interface in contact with the light emitting layer and the p-type layer thereon N emission and crystal separation are suppressed, Can also be prevented from being propagated to the p-type layer 708 (eg, crystal separation).
  • the shielding layer 707 contains at least A1.
  • the polarity of the shielding layer is preferably p-type. This is because if the shielding layer is not p-type, the position of the pn junction in the vicinity of the light emitting layer changes and the luminous efficiency decreases.
  • an n-type A 1 GaN shielding layer may be provided so as to be in contact between the light emitting layer 706 and the n-type layer 705.
  • the n-type layer 705 corresponds to an n-type light guide layer in the case of a laser, but corresponds to an n-type cladding layer or an n-type contact layer in the case of a light emitting diode.
  • the effect of such an n-type A 1 GaN shielding layer is almost the same as that of the p-type A 1 GaN shielding layer 707.
  • FIG. 12 illustrates a case where the light guide layer and the barrier layer are made of the same nitride semiconductor material. As illustrated in FIG. 1OA, the band gap of the light guide layer and the barrier layer may be different.
  • the energy band gap of the barrier layer is smaller than that of the light guide layer. This makes it easier to obtain the multiple quantum well effect due to the sub-band than in the case shown in Fig. 12, and the refractive index of the barrier layer is larger than that of the optical guide layer, thus improving the light confinement effect.
  • the characteristics (single peak) of the vertical and horizontal modes can be improved.
  • the barrier layer contains As, P, or Sb, the refractive index tends to increase, which is preferable.
  • the light-emitting layer having the multiple quantum well structure may have either a configuration starting with the barrier layer and ending with the barrier layer or a configuration starting with the well layer and ending with the well layer.
  • the band gap structure of the light emitting layer when no shielding layer is used is as shown in FIGS. 11 and 11B.
  • Example 8 the nitride semiconductor materials of the well layer and the barrier layer in the light emitting layer having the multiple quantum well structure described in Example 7 were variously changed. Table 3 shows the combinations of nitride semiconductor materials for these well layers and barrier layers. [Table 3]
  • the symbols ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ indicate preferred combinations of the nitride semiconductor materials of the well layer and the barrier layer.
  • the well layer contains any of the elements As, P, or Sb, but may contain a plurality of these elements. That is, A 1 G a N 1 Z A s x P y S b z (0 ⁇ x ⁇ 0.10, 0 ⁇ y ⁇ 0.16, 0 ⁇ z ⁇ 0.0.4, x + y + z> 0) May be mixed crystals.
  • the other conditions for the light emitting layer using these nitride semiconductor materials are the same as in the case of the seventh embodiment.
  • Example 9 shown in FIG. 13 instead of the sapphire substrate 700 used in Example 7, an n-type GaN substrate 700a having a C-plane (0001) as a main surface was used.
  • the GaN buffer layer 701 may be omitted, and the n-type GaN layer 702 may be directly grown on the GaN substrate.
  • currently commercially available GaN substrates are not sufficiently good in crystallinity and surface morphology, and it is preferable to insert a GaN buffer layer 701 to improve these.
  • Example 9 since the n-type GaN substrate 700a is used, the n-type electrode 71 1 Can be formed on the back surface of the GaN substrate 700a.
  • the GaN substrate has a very smooth cleavage end face, it is possible to manufacture a Fleocherre-Perot resonator having a resonator length of 300 m with low mirror loss.
  • the resonator length is generally preferably in the range of 300 ⁇ to 1000 in.
  • the mirror end face of the resonator is formed so as to correspond to the ⁇ 1-100 ⁇ plane of the GaN substrate 700a.
  • the cleavage of the laser element and the division of the chip are performed by a scriber from the substrate side, as in the case of FIG. Further, as a feedback method of the laser resonator, it is of course possible to use the above-mentioned DFB or TBR. Further, a dielectric multilayer reflective film similar to that of the seventh embodiment is formed on one end surface of the mirror. Needless to say, it is good.
  • the thickness of the n-type AI GaN cladding layer 704 and the p-type A 1 GaN cladding layer 709 can be increased without causing cracks in the epitaxial wafer.
  • the thickness of these A 1 GaN cladding layers is set in the range of 0.7 to 1.5 / zm.
  • the GaN substrate is used to form the well layer as in the present embodiment.
  • the crystal defect density for example, threading dislocation density
  • the laser oscillation threshold current density is 10% lower than that in Example 7 using a sapphire substrate.
  • Example 7 The other conditions regarding the light emitting layer in this example are the same as those in Example 7. However, with respect to the impurity concentration of the luminescent layer, by the addition of modulation doping or well layer 3 X 10 18 // C m 3 or less of the concentration of the impurities, adding an impurity only to the barrier layer, the laser threshold current The density was reduced as compared with Example 7. This is considered to be because the crystallinity of the light emitting layer was improved as compared with the case where the sapphire substrate was used, as described above.
  • Example 10 is the same as Example 7 or Example 9 except that the sapphire substrate 700 of Example 7 was replaced with the substrate 800 shown in FIG.
  • the substrate 800 in FIG. 14 is a seed substrate 801, a buffer layer 802, an n-type GaN film 803, a dielectric film 804, and an n-type GaN thickness which are sequentially stacked. Includes membrane 8 ⁇ 5.
  • a buffer layer 800 is laminated on the seed substrate 800 by a MOC VD method at a relatively low temperature of 550 ° C. Thereon, 1 0 5 0 ° S i 1 1 type doping while a thickness of 1 111 at a temperature of C 0 a N film 8 0 3 is formed.
  • the wafer on which the n-type GaN film 803 is formed is taken out from the MOC VD apparatus, and the dielectric film 804 is formed to a thickness of 100 using a sputtering method, a CVD method, or an EB evaporation method.
  • the dielectric film 804 is formed into a periodic stripe pattern using lithography technology. These stripes are along the 1 ⁇ 100> direction of the n-type GaN film 803, and have a period of 10 / zm in the direction perpendicular to this direction. It has a target pitch and a stripe width of 5 m.
  • the wafer on which the dielectric film 804 processed in a stripe shape is formed is set in the HV PE apparatus, and the Si concentration of 1 ⁇ 10 18 / cm 3 and the thickness of 35 ⁇ / ⁇ ⁇ are set.
  • An ⁇ -type GaN thick film 800 having a thickness of 800 nm is deposited at a growth temperature of 110 ° C.
  • Example 10 The wafer on which the n-type GaN thick film 805 was formed was taken out of the HVPE apparatus, and a laser similar to that of Example 7 (see FIG. 7) was produced thereon. However, in Example 10, the laser was manufactured so that the ridge stripe portion 1A of the laser was not located immediately above the lines 8110 and 811 in FIG. This is because a laser element is manufactured in a portion where the threading dislocation density (ie, crystal defect density) is low. The characteristics of the laser produced in Example 10 in this manner were basically the same as those in Example 9. Note that the substrate 800 may be used as a laser substrate after removing the seed substrate 800 with a polishing machine.
  • the substrate 800 may be used as a laser substrate after removing all layers below the buffer layer 8002 with a polishing machine. Further, the substrate 800 may be used as a laser substrate after removing all layers below the dielectric film 804 with a polishing machine.
  • the seed substrate 801 is removed, the n-type electrode 711 can be formed on the back surface of the substrate as in the case of the ninth embodiment.
  • the seed substrate 8 0 1 can also be removed after the laser has been fabricated.
  • the seed substrate 801 includes C-plane sapphire, M-plane sapphire, A-plane sapphire, R-plane sapphire, GaAs, ZnO, MgO, spinel, Ge, Si, 6H—SiC, 4H — S i C, 3′C— Any of S i C and the like may be used.
  • the buffer layer 802 may include a G a N layer, an A 1 N layer, an A 1 X G a X N (0 ⁇ x ⁇ 1) layer, or an I layer grown at a relatively low temperature between 450 ° C. and 600 ° C. Any of n y 0 ai - y N (0 ⁇ y ⁇ 1) layers may be used.
  • n-type G a N film 803, n-type A l z G ai _ z N (0 ⁇ z ⁇ 1) film can be found using.
  • n-type G a N thick film 805, n-type A (0 ⁇ w ⁇ 1) It may be a thick film, and the film thickness may be 20 / zm or more.
  • Example 11 relates to a nitride semiconductor photodiode element.
  • FIG. 15A is a schematic longitudinal sectional view of the nitride semiconductor light emitting diode device of Example 11, and
  • FIG. 15B is a top view corresponding to FIG. 15A.
  • the light emitting diode element in Fig. 15A has a C-plane (0001) sapphire substrate 900, a GaN buffer layer 901 (thickness 30 nm), an n-type GaN layer contact 902 (thickness 3 im, Si impurity concentration 1 X 10 18 / C m 3 ), n-type A1.
  • G a. . 9 N shielding layer Kenku Rad layer 903 film thickness 20 nm, S i impurity concentration 1 X 10 18 / cm 3) , the light-emitting layer 9 04, p-type A l. . 2 Ga 0.
  • N shielding layer and the cladding layer 905 (thickness 20 nm, M g impurity concentration 6 X 10 19 / cm 3) , p -type G aN contact layer 906 (thickness 200 nm, Mg impurity concentration 1 X 1 O 20 / cm 3 ), a translucent p-type electrode 907, a pad electrode 908, an n-type electrode 909, and a dielectric film 910.
  • type 11 1. . 1 0 &. . 9 1 ⁇ Shielding / cladding layer 903 may be omitted.
  • the p-type electrode 907 is formed of Ni or Pd
  • the pad electrode 908 is formed of Au
  • the n-type electrode 909 is a laminate of HfZAu, TiZAl, TiZMo, or HfZA1. Can be formed.
  • S i H 4 S i H An impurity concentration of 5 ⁇ 10 17 cm 3
  • the nitride semiconductor materials of these well layers and barrier layers are the same as in the case of the seventh embodiment.
  • the GaN substrate is a conductive substrate, it is located on one side of the light emitting element as shown in Fig. 15B! )
  • Type electrode 907 and n-type electrode 909 may be formed.
  • an n-type electrode may be formed on the back surface of the GaN substrate to transmit light on the outermost surface of the epitaxy! )
  • Type electrode may be formed.
  • FIG. 16 shows the relationship between the number of well layers included in the light emitting layer of the light emitting diode element and the light emission intensity. That is, in this graph, the horizontal axis represents the number of well layers, and the vertical axis represents emission intensity (arb.units: a standardized arbitrary unit).
  • the light emission intensity of the light emitting diode is obtained by using a conventional InGaN well layer instead of a GaNP well layer (a GaNAs or GaNSb well layer). It is standardized based on the case (broken line).
  • the symbol ⁇ indicates the emission intensity when the sapphire substrate was used, and the hatching indicates the emission intensity when the GaN substrate was used. From this graph, it is found that the preferable number of well layers included in the light emitting diode is two or more and ten or less. It is also found that the emission intensity is improved when a GaN substrate is used rather than a sapphire substrate.
  • Example 12 relates to a nitride semiconductor superluminescent diode device.
  • the configuration and crystal growth method of this light emitting device are the same as those in Example 7 (see FIG. 7).
  • the nitride semiconductor materials of the well layer and the barrier layer included in the light emitting layer are the same as in Example 8.
  • the same effect as that of the ninth embodiment can be obtained.
  • the substrate shown in FIG. The same effect can be obtained.
  • the relationship between the number of well layers included in the light emitting layer and the light emission intensity was the same as in Example 11 It is.
  • Example 13 C of 1 X 1 ⁇ 20 ⁇ !!! 3 instead of the impurity S i to the well layers and barrier layers of the light emitting layer in Example 7 and 9 from 1 1 was added. Thus, the same effect was obtained when C was used instead of the impurity Si in the well layer and the barrier layer.
  • Example 14 1 X 10 16/0111 3 of] ⁇ 8 instead of S i as an impurity in the well layer and the barrier layer of the light-emitting layer in Example 7 and 9 from 1 1 was added.
  • Mg was used instead of Si as an impurity in the well layer and the barrier layer.
  • Example 15 Examples 7 and 9 from the first well layer and the barrier layer included in the light-emitting layer in the 1 3 1 cycle 0.1 0 & 0.9 0.97 3 0.03 well layers (thickness 4 nm) / 1 n 0 .05 Ga. . was changed to 95 N barrier layers (8 nm thick), but the same effect as each embodiment can be obtained.
  • first well layer and the barrier layer included in the light emitting layer is 5 cycles in a 1 1 Examples 7 and 9 0.0 & 0.95 ⁇ . 9 3 0.01 well layers (thickness 2 nm) / GaN barrier layer (thickness 4 nm), but the same effect as in each example was obtained.
  • Example 17 the well layer and the barrier layer included in the light emitting layer in Examples 7 and 9 to 11 have three rounds. . 2 0 &. . 0.96? Well ⁇ has been changed to (thickness 4nm) / G a N barrier layers (thickness 7 nm), the same effect as each embodiment is obtained, et al.
  • Example 18 Examples 7 and 9 from 1 first well layer and the barrier layer included in the light-emitting layer in one of four periods 0.2 0 & 0. 8.97 3 0.03 well layers (thickness 4 nm ) / A lo.iG a 0. 9 N 0. was changed to 99 P (n barrier layer (thickness l O nm) ', but the same effect as each embodiment can be obtained.
  • Example 1 9 A l of the well layer and the barrier layer 3 cycles contained in the luminescent layer in the 1 1 Examples 7 and 9 0. 01 G a 0. 99 N 0. 98 P 0. 02 well layers (thickness 4 nm) / a 1 0. 01 I n 0. 06 G a 0. was changed to 93 n barrier layers (thickness 8 nm), was the same effect as each embodiment can be obtained.
  • Example in the 2 2 A l of the well layer and the barrier layer 5 periodically in the light-emitting layer in the 1 1 Examples 7 and 9 0. 03 Ga 0. 97 N 0. 98 A S o. 02 well layers (thickness 4 nm) / ⁇ n 0 .oiG a 0. 99 n 0. 99 A (Thickness l O nm), but the same effect as in each example was obtained.
  • Example 23 Alpha 1 0 of the well layer and the barrier layer 6 cycles in the light-emitting layer in Example 7 and 9 from 1 1. ⁇ & 0. 9 ⁇ 0. 97 ⁇ 3 0. 03 well layers ( Although the thickness was changed to 4 nm) / GaN barrier layer (thickness 4 nm), the same effect as in each example was obtained.
  • Example 24 it is included in the light emitting layer in Examples 7 and 9 to 11.
  • Example 25 Al of the well layer and the barrier layer is 4 cycles contained in the luminescent layer in the 1 1 Examples 7 and 9 0. 05 Ga 0. 95 N 0. 93 P 0. 07 well layers (thickness 4 nm) / ⁇ n 0.02 1. ,. 3 G a. . 95 N. 97 As . .. Three barrier layers (8 nm in thickness) were used, but the same effects as in the respective examples were obtained.
  • Example 7 and the well layers and the barrier layers included in the emission layer in the 9 to 11 are three cycles of A l 0. 05 Ga ⁇ ⁇ 95 ⁇ 0. 96 ⁇ s 0.04 Ishikabaneso (thickness e 15 nm) / GaN. 9S As. .. Two barrier layers (thickness l Onm) were used, but the same effect as in each example was obtained.
  • Example 27 Examples 7 and 9 from 1 1 1 Alpha well layer and the barrier layer 3 cycles contained in the luminescent layer in 0. 01 ⁇ & 99 ⁇ 0 . 92 ⁇ . .. 8 well layers (5 nm thick) / A 1. . 03 Ga 0. 97 N 0. 98 S b 0 . Two barrier layers (thickness: 5 nm) were used, but the same effect as in each example was obtained.
  • Example 28 1 0 of the well layer and the barrier layer 2 periods contained in the luminescent layer in the 1 1 Example 7 and 9, respectively. 0 & 0.99] ⁇ 0.9 3 0.05 well layers (thickness It is 6 nm) / ⁇ 1 1 0 . 15 0 &. 85 ⁇ . 98 ?. .. Although two barrier layers (thickness 6111 11 ) were used, the same effects as in the respective examples were obtained.
  • Example 29 Eight 1 0.01 0 & 0.99 ⁇ . 94 eight 3 0.06 well layers of the well layer and the barrier layer is 4 cycles contained in the luminescent layer in the 1 1 Examples 7 and 9 (thickness 0 is l onm) / I ⁇ ⁇ ⁇ l i G a. 8 N 0. 95 A s. .. Five barrier layers (thickness: 4 nm) were used, but the same effects as in the respective examples were obtained.
  • Example 30 Out in Example 30, A l of the well layer and the barrier layer is 4 cycles contained in the luminescent layer in the 1 1 Examples 7 and 9 0. 03 Ga 97 N 0 . 88 P 0. 12 well layers (thickness of 10 nm) / a lo ⁇ G a 0. 9 N 0. 93 a s 0. 07 barrier layer (but was changed thickness 1 5 nm), it has the same effect as each actual ⁇ be obtained.
  • Example 31 Examples 7 and 9 from the first well layer and the barrier layer included in the light-emitting layer in the 1 3 1 cycle 0.03 0 & 0.97 ⁇ . 9 30.07 well layer (20 nm thick ) / G a N 0. 9 P i barrier layer (but was changed thickness 20 nm), was the same effect as each embodiment can be obtained.
  • Example 32 1 0.1 0 & 0.9 1 ⁇ 0.96 8 0.04 well layers of the well layer and the barrier layer 2 periods contained in the luminescent layer in the 1 1 Examples 7 and 9 (thickness is 5 nm) / a l 0. 01 Ga 0. 99 N 0. 99 as 0. 01 while being changed to the barrier layer (thickness 5 nm), p between the light-emitting layer and the P-type optical guide layer without using a type shielding layer, n-type a 1 0 between the n-type optical guide layer and the light emission layer. 15 G a 0. 85 but n-shielding layer is used, the same effect as each embodiment was gotten.
  • Example 33 an optical device using the nitride semiconductor laser according to Examples 7 to 10 was manufactured.
  • an optical device using a blue-violet (emission wavelength of 400 to 410 nm) nitride semiconductor laser according to the present invention has a lower laser oscillation threshold current density than a conventional nitride semiconductor laser, and has Spontaneous emission light is reduced and noise light is also reduced.
  • such a laser element has a high output (50 mW) and can operate stably in a high-temperature atmosphere, so that it is suitable for a recording / reproducing optical device for an optical disc for high-density recording / reproduction.
  • an optical disk information recording / reproducing device including an optical pickup device 2 is shown in a schematic block diagram.
  • a laser beam 3 is modulated by an optical modulator 4 according to input information, and is recorded on a disk 7 via a scanning mirror 5 and a lens 6.
  • the disk 7 is rotated by a motor 8.
  • the reflected laser light optically modulated by the pit array on the disk 7 is detected by the detector 10 through the beam splitter 9, whereby a reproduced signal is obtained.
  • the operation of each of these elements is controlled by the control circuit 11.
  • the output of the laser element 1 is usually 3 OmW during recording and about 5 mW during reproduction.
  • the laser element according to the present invention can be used not only in the above-described optical disk recording / reproducing apparatus but also in a laser printer, a projector using three primary colors of light (blue, green, and red) lasers.
  • Example 34 the nitride semiconductor light emitting diodes according to Examples 12 and 13 were used for an optical device.
  • a light emitting diode or a white light source including a superluminescent diode using three primary colors of light (red, green, and blue) using the light emitting layer according to the present invention can be manufactured, and a diode using those three primary colors can be manufactured.
  • a spray could be made.
  • the white light source using the light emitting element of the present invention can be used as a backlight for a liquid crystal display of a man-machine interface by a portable notebook computer, a mobile phone, and the like, and provides a small-sized and clear liquid crystal display. It becomes possible. Industrial applicability
  • G a N ⁇ y - z A s x P y S b z (. 0 ⁇ x + y + z ⁇ 0 3) be contained A 1 in the quantum well layer Accordingly, it is possible to provide a nitride semiconductor light emitting element having high luminous efficiency and an optical device including the same.

Description

窒化物半導体発光素子とそれを含む光学装置 技術分野
本発明は、 発光効率の高い窒化物半導体発光素子とこれを利用した光学装置 K 関するものである。 背景技術
従来から、 窒化物半導体は、 発光素子やハイパワー半導体デバイスとして利用 または研究されている。 窒化物半導体発光素子の場合、 発光層中で光を発する量 子井戸層はインジウムを含有する I n G a Nから構成されており、 その I n含有 量を変えることによって青色から橙色までの広い色範囲内の発光素子を作製する ことができる。 近年では、 その窒化物半導体発光素子の特性を利用して、 青色や 緑色の発光ダイオードや、 青紫色の半導体レーザなどが開発されている。 また、 特開平 1 0— 2 7 0 8 0 4では、 G a NA s井戸層ZG a N障壁層からなる発光 層を含む発光素子が報告されている。
しかしながら、 I n G a N量子井戸層を利用して発光素子を作製する場合、 I n G a N層は化学的熱平衡状態が非常に不安定であることから、 結晶性の良好な 発光層を形成することが困難である。 特に、 I n含有率が I I I族元素中で 1 5 %以上である I n G a N結晶層を成長させる場合、 その成長温度に依存して I n G a N結晶が I n含有率の高い領域と低い領域とに相分離されやすい （以下、 これを濃度分離ともいう） 。 このような濃度分離が生じれば、 発光効率の低下と 発光波長の半値幅の増大 （色斑） の原因となる。
他方、 G a NA s井戸層 （A sの少なくとも一部は Pおよび/または S bで置 換可能） は、 I nを含んでいないので上記のような濃度分離の問題を生じること がないが、 A sなどが含まれることによって結晶系の異なる相分離 （六方晶系と 立方晶系との分離） を生じ、 このような結晶系分離が生じれば井戸層の結晶性と 発光効率の低下の原因となる。 そこで、 本発明では、 窒化物半導体からなる量子井戸構造を有する発光層を含 む窒化物半導体発光素子において、 量子井戸層の結晶性を改善するとともに相分 離を抑制することによって、 その発光効率を向上させることを主目的としている。 発明の開示
本発明の 1つの態様による窒化物半導体発光素子は、 基板上において形成され た発光層を含み、 この発光層は A 1を含有する G aNt_x_y-zA sxPyS bz (0<x + y + z≤0. 3) の単一量子井戸層を含んでいることを特徴としている。
なお、 その基板は窒化物半導体からなることが好ましく、 擬似 G a N基板であ つてもよい。. また、 基板の貫通転位密度に対応するエッチピット密度は、 7X 1 O7/ cm2以下であることが好ましい。
単一量子井戸層は A 1を 6 X 1018 cm3以上の濃度で含むことが好ましく、 0. 4 nm以上で 2 Onm以下の厚さを有することが好ましい。 また、 井戸層は S i、 O、 S、 C、 Ge、 Zn、 C dまたは M gの少なくともいずれかのドーパ ントを含むことが好ましく、 そのドーパント濃度は 1 X 1016/cm3〜l X 10 2°/c m3の範囲内にあることが好ましい。
本発明のもう一つの態様によれば、 窒化物半導体発光素子は、 基板上において 複数の量子井戸層と複数の障壁層とが交互に積層された多重量子井戸構造を有す る発光層を含み、 それらの量子井戸層は Gal^— zAsxPySbz (0≤x≤0. 10、 0≤y≤ 0. 16、 0≤ z≤0. 04、 x + y + z >0) からなつていて 付加的に少なくとも A 1を含有し、 障壁層は窒化物半導体からなることを特徴と している。
その基板材料としては、 G a Nが好ましく用いられ得る。 そして、 光を発する 作用を生じる発光層は量子井戸層と障壁層と 含んでおり、 量子井戸層は障壁層 に比べて小さなエネルギバンドギヤップを有している。
井戸層の A 1含有量は 1 X 1 O19/ cm3以上であることが好ましい。 障壁層 は、 As、 P、 および S bから選択されたいずれかの元素を含むことが好ましい。 発光層は、 2層以上で 1 p層以下の井戸層を含んでいることが好ましい。 量子 井戸層は、 0. 4 nm以上で 20 nm以下の厚さを有していることが好ましい。 1 n m以上で 2 0 n m以下の厚さを有していることが好ましい。
窒化物半導体発光素子は基板を含み、 発光層の両主面のうちでその基板に近い 第 1主面に接する第 1隣接半導体層と基板から遠い第 2主面に接する第 2隣接半 導体層との少なくとも一方は A 1を含む窒化物半導体からなることが好ましい。 井戸層と障壁層の少なくとも一方は、 S i、 O、 S、 C、 G e、 Z n、 C d、 または M gの少なくともいずれかのドーパントが添加されていることが好ましい。 そのようなドーパントの添加量は、 1 X 1 0 16〜 1 X 1 O 2^ c m3の範囲内にあ ることが好ましい。
以上のような窒化物半導体発光素子は、 光情報読出装置、 光情報書込装置、 光 ピックアップ装置、 レーザプリンタ装置、 プロジェクタ装置、 表示装置、 白色光 源装置などの種々の光学装置において好ましく用いられ得るものである。 図面の簡単な説明
図 1は、 本発明の実施例による窒化物半導体ダイォード素子の構造を示す模式 的な断面図である。
図 2は、 擬似 G a N基板の一例を示す模式的な断面図である。
図 3 Aと図 3 Bは、 擬似 G a N基板の製造過程を説明するための模式的な断面 図である。
図 4は、 他の実施例による発光ダイォード素子の模式的な断面図である。
図 5は、 図 4の発光ダイオード素子の上面図である.。
図 6は、 量子井戸層中の A 1添加量が結晶系分離の度合いおよび発光強度に及 ぼす影響を示すグラフである。 .
図 7は、 他の実施例による窒化物半導体レーザ素子の構造を示す模式的な断面 図である。
図 8は、 実施例によるレーザ素子のチップ分割を説明するための模式的な上面 図である。
図 9は、 レーザ素子の井戸層数と閾値電流密度との関係を示すグラフである。 図 1 0 Aと図 1 0 Bは、 実施例による発光素子中のエネルギバンドギヤップ構 造を模式的に示す図である。 図 1 1 と図1 I Bは、 実施例による発光素子中のエネルギバンドギャップ構 造の他の例を模式的に示す図である。
図 1 2は、 実施例による発光素子中のエネルギバンドギヤップ構造の他の例を 模式的に示す図である。
図 1 3は、 実施例として窒化物半導体基板を用いたレーザ素子の構造を示す模 式的な断面図である。
図 1 4は、 本発明による発光素子において利用され得る窒化物半導体厚膜基板 を示す模式的な断面図である。
図 1 5 Aは本発明による発光ダイォード素子の一例を示す模式的な断面図であ り、 図 1 5 Bは図 1 5 Aのダイォード素子に対応する模式的な上面図である。 図 1 6は、 本発明による発光ダイオード素子の井戸層数と発光強度との関係を 示すグラフである。
図 1 7は、 本発明による発光素子が用いられた光学装置の一例としての光ディ スク記録再生装置を示す模式的なプロック図である。 発明を実施するための最良の形態
一般に、 窒化物半導体結晶層を成長させる際には、 G a Nやサファイアなど G a N基板と同様に、 他の窒化物半導体基板をも用いることもでき、 たとえば A 1 aG a b I n cN ( 0≤ a≤ 1 , 0≤b≤ 1 , 0≤c≤l , a + b + c = l ) 基板を 用いることもできる。 この基板中の窒素元素は、 その約 1 0 %以下の範囲内で A s、 P、 または S bで置換されてもよい （ただし、 六方晶系が維持されることが 条件） 。 窒化物半導体レーザの場合では、 垂直横モードの単峰化のためにはクラ ッド層よりも屈折率の低い層がそのクラッド層の外側に接している必要があり、 A 1 G a N基板を用いることが好ましい。 さらに、 S i、 〇、 C 1、 S、 C、 G e、 Z n、 C d、 M g、 または B eが基板にドーピングされてもよい。 n型窒化 物半導体基板のためには、 これらのドーピング剤のうちで S i、 O、 および C 1 が特に好ましい。
以下の実施例においてはサファイアまたは窒化物半導体の C面 { 0 0 0 1 } 基 板について説明されるが、 その基板の主面となる面方位としては、 C面のほかに、 A面 {1 1— 20} 、 R面 { 1— 102} 、 または M面 { 1— 100} を用いて もよい。 また、 それらの面方位から 2度以内のオフ角度を有する基板であれば、 その上に成長させられる半導体結晶層の表面モフォロジが良好になる。
結晶層を成長させる方法としては、 有機金属気相成長法 （MOCVD) 、 分子 線ェピタキシ法 （MBE) 、 ハイドライド気相成長法 （HVPE) などが一般的 に利用される。
特開平 10— 270804号公報で紹介された従来の G a N A s井戸層は、 I nを含んでいないために I nによる相分離は生じない。 しかしながら、 その井戸 層に A sが含まれることによつて結晶系分離が引き起こされ、 得られる窒化物半 導体発光素子の結晶性の低下と発光効率の低下とを招いていた。
この結晶系分離は G a NA s井戸層に限らず、 G a NP井戸層または G a NS b井戸層でも生じる。 このことから、 井戸層の結晶系分離は、 As、 Pまたは S bを含むことによって生じると考えられる。
この結晶系分離は、 G aに対する As、 Pまたは S bの吸着率が、 Gaに対す る Nの吸着率に比べて極めて高いことと、 Nが As、 Pまたは Sbに比べて極め て揮発性が高いこと （結晶中から Nが抜け出てしまうこと） に起因していると考 えられる。 すなわち、 G a用原料と N用原料を供給して G a N結晶を気相成長さ せる工程において、 G a N結晶中の最表面 （ェピタキシャル成長面） では供給さ れた N原料の一部は G a原料と結合して G a N結晶となるが、 その大半は Nの揮 発性が高いことによって再蒸発してしまうと考えられる。
一方、 Nの再蒸発によって G a N結晶になれなかった G aは、 ェピタキシャノレ 成長面上をしばらく表面拡散した後に再蒸発する。 ところが、 N原料に加えて、 A s、 Pまたは S bの原料が供給されれば、 余った G aがェピタキシャル成長面 上を拡散している最中に容易に As、 Pまたは S bと吸着してしまう。 なぜなら ば、 G aは Nに対する吸着率よりも As、 Pまたは S bに対して極めて高い吸着 率を有しているからである。 このことにより、 Ga— As、 Ga— Pまたは Ga — S bの結合が高い確率で形成されると考えられる。 しかも、 G aは表面マイグ レーシヨン長が長いために、 Ga— As、 G a— Pまたは G a— S bの結合同士 が互いに出会う確率が高く、 その出会いの際にそれらの結合が固定されて結晶化 し得る。 これれによって前述の偏析効果も生じ得ると考えられる。 この偏析効果 は、 その度合いが大きくなれば、 最終的には Ga— As、 Ga— Pまたは Ga— S bの結合割合の高い領域 （立方晶系） と低い領域 （六方晶系） への分離を生じ させる。 これが結晶系分離であると考えられる。 したがって、 この結晶系分離を 低減するためには、 結晶中に Nを効率よく取り込むことが肝要である。
[実施例 1]
本発明の実施例 1による窒化物半導体発光素子では、 後述するように、 発光層 に含まれる G aN^ - y_zAsxPyS bzの単一量子井戸層 （ただし、 0く x + y + z≤0. 3) 中に A 1を含有させることによって、 その結晶系分離を低減させる ことができた。 これは、 G aに比べて A 1が Nに対して極めて高い反応性を有し、 井戸層中から Nが抜け出ることを防止するように働いたためではないかと思われ る。 しかも、 A 1の表面マイグレーション長は G aのそれと比較して短いので、 1が 3、 Pまたは S bと結合しても、 上述のような顕著な偏析効果は生じ得 ないと考えられる。 このことから、 Ga sxPyS bz単一井戸眉 （ただ し、 0く x + y+ z ^O. 3) 中に A 1を添加することによって結晶系分離を低 減することができたと考えられる。
(単一井戸層における A s、 Pまたは S bの組成比について）
窒化物半導体発光素子における A 1 G a N^— y— ZA sxPyS bz単一井戸層中の A s、 Pまたは S bの総和の組成比 x + y+ zは、 0. 01 %以上で 30 %以下 にすることが好ましく、 より好ましくは 0. 1%以上で 10%以下である。 その 組成比 x + y+ zが 0. 01%よりも小さくなれば、 単一井戸層中に As、 P、 または S bを含有させたことによる発光強度の向上が得られにくくなる。 他方、 の組成比 x + y+ zが 30%よりも高くなれば、 単一井戸層に A 1が添加さ,れて も、 As、 P、 または Sbによる結晶系分離を低減させにくくなる。 また、 組成 比 X + y + zが 0. 1 %以上で 10 %以下であれば、 A 1の添加による効果が充 分に発揮され得るので好ましい。
(本発明の単一井戸層の層厚について） ' A laG aL— aN — y— ZA sxPyS bz (0く x + y+ z O. 3) 単一井戸層の厚 さは A 1組成比 aにも依存するが、 As、 Pまたは S bの平均組成比 （0く x + y + z≤0. 3) を満足していれば、 その層厚を 100 nm程度まで厚く成長さ せることが可能である。 これは、 その平均組成比によって結晶系分離が低減され たためであると考えられる。 しかしながら、 発光素子として考えた場合、 有効な 単一井戸層の厚さは 0. 4 nm以上で 20 n m以下の範囲内にあることが好まし い。 単一井戸層厚が 0. 4 nmを下回れば、 量子井戸効果によるキャリアの閉じ 込め準位が高くなり過ぎて発光効率が低下してしまう可能 14がある。 一方、 単一 井戸層厚が 20 nmよりも大きくなれば、 素子の電気抵抗が高くなる可能性があ る。
(単一井戸層の A 1添;?] Π量について）
図 6は、 G a N0.92P0.08単一井戸層中の A 1添加が結晶系分離の度合いと発光 強度に及ぼす影響を表している。 すなわち図 6において、 横軸は井戸層中の A 1 添加量を表し、 左の縦軸は結晶系分離の度合い （％) を表し、 そして右の縦軸は 発光強度を表している。 図 6における発光強度は、 A 1が添加されていないとき の発光強度を 1として規格化されている。 ここで結晶系分離の度合いとは、 井戸 層中の単位体積中に占める結晶系分離を起こしている部分の体積分率を表してい る。
図 6を参照すればわかるように、 結晶系分離の度合い （％) は A 1の添加量が 6 X 1018Z c m3の辺りから減少し始め、 1 X 1019/ c m3以上になれば 3 % 以下になった。 一方、 発光強度は A 1の添加量が 6 X 1 (^ cm3の辺りから 増加し始め、 1 X 1019/cm3以上になれば 10倍以上になった。 これらの関 係から、 結晶系分離と発光強度との間には、 相関関係があると考えられる。 以上のことから、 発光強度の高い （発光効率の高い） 単一井戸層を得るために は結晶系分離の度合いが 6 %以下であることが好ましく、 3 %以下である とが より好ましい。 そして、 そのような結晶系分離の度合いを得るためには、 A1添 加量が 6 X 1 O18/ cm3以上であることが好ましく、 1 X 1019/ c m3以上で あることがより好ましい。
A 1添加量の上限値としては、 A 1 aG a ^Ν,^Α s xPyS b ζ単一井戸層の A 1組成比 aで表せば 0. 2以下 （添加量 8. 8 X 1021/cm3以下に相当） であることが好ましく、 0. 1以下 （添加量 4. 4 X 1 以下に相 当） であることがさらに好ましい。 ただし、 As、 Pまたは Sbの組成比は、 0 <x + y + z≤0. 3でなければならない。 A 1の組成比 a力 20 %を超えれば、 単一井戸層の結晶性が低下して発光効率が低下するので好ましくない。 A 1の組 成比 aが 10 %以下であれば、 素子の動作電圧が減少し得るので好ましい。
図 6は G a N0.92P0.08結晶中に A 1が添加される場合について示しているが、 G a Nh—y— .ZA sxPyS bz結晶 （0く x + y+ z≤0. 3) 中に A 1が添加され る場合であっても、 図 6と同様の傾向を得ることが可能である。
(単一井戸層の発光波長について）
A laGa i— x— y-zA sxPyS bz (0<x + y+ z≤0. 3) 単一井戸層にお いては、 主に A s、 Pまたは S bの組成比を調整することによって、 目的とする 発光波長を得ることができる。
たとえば、 図 6に示されているように A 1がドーピングレベル （単一井戸層の A 1組成比が 1 %未満） で添加されている場合、 紫外の 380 nm近傍の発光波 長を得るためには、 A 1 G a sxの場合は X = 0. 005、 A 1 G a pyの場合は y = o. 01、 そして A 1 G a ZS bzの場合は z = 0. 002で あればよい。 また、 青紫色の 410 nm近傍の発光波長を得るためには、 A'l G の場合は y = 0. 03、 そ して A 1 G a bzの場合は z = 0. 01であればよい。 さらに、 青色の 4
70 nm近傍の波長を得るためには、 A 1 G a sxの場合は x = 0. 03、 A 1 G aNi— yPyの場合は y = 0. 06、 そして A 1 G a Nh S b zの場合は z = 0. 02であればよい。 さらにまた、 緑色の 520 nm近傍の波長を得るために は、 A 1 G a NL XA sxの場合は x の場合は y = 0. 08、 A 1 G a NhS bzの場合は z = 0. 03であればよい。 さらにまた、 赤 色の 650 nm近傍の波長を得るためには、 A 1 G a NhA s xの場合は x = 0 , 07、 A 1 G a Νト yPyの場合は y = 0. 12、 そして A 1 G a S b zの場合 は z = 0. 04であればよい。 上述の組成比近傍で単一井戸層を作製すれば、 お よその目的とする発光波長を得ることが可能である。
次に、 A 1が組成比レベル （A 1組成比が 1 %以上） で添加されている場合、 As、 Pまたは S bの組成比を高めに調整すればよい。 具体的な Asまたは Pの 組成比と発光波長との関係が表 1と表 2に示されている。 表 1は、 A laGa i_a sx単一井戸層を用いて目的とする発光波長を得るための A 1組成比 (a) と A s組成比 （X ) との関係を示している。 表 2は、 A laG a N yPy 単一井戸層を用いて目的とする発光波長を得るための A 1組成比 （a) と P組成 比 （y) との関係を示している。 S bの組成比については、 0. 04以下が好ま しい。 これは、 313の組成比が0. 04よりも高くなれば結晶性が著しく低下す るからである。
【表 1】
(単一井戸層を含む発光素子を成長させる基板について）
本発明者らは、 単一井戸層を含む発光素子の発光強度が、 その単一井戸層を成 長させる基板に依存して変化することを見出した。 これは、 基板に依存して発光 素子中の結晶欠陥密度が変化することと、 A 1の表面マイグレーション長が短い ために結晶欠陥の近傍で容易に A 1がトラップされてしまうことによると考えら れる。 その結果、 A 1の添加による結晶系分離の低減効果は、 結晶欠陥付近でし か発揮されず、 基板上全体においてその低減効果を十分得ることができなかった のではないかと考えられる。
本発明者らの知見によれば、 窒化物半導体基板の上に単一井戸層を含む発光素 子が成長させられた場合にその発光強度が強く、 すなわち窒化物半導体基板が最 も好ましい基板であった。 たとえば、 G a N基板上に成長した窒化物半導体膜の エッチピット密度は、 約 5 X 1 07/ C ;m2以下であった。 これは、 従来の窒化物 半導体発光素子の基板として使用されていたサファイア基板や S i C基板 （窒化 物半導体基板以外の基板） 上の窒化物半導体膜のエッチピット密度 （約 4 X 1 0 8Z c m2以上） よりも小さい値である。 ここで、 エッチピット密度とは、 燐酸： 硫酸 = 1 ： 3のエッチング液 （温度 2 5 0。C) にェピウェハ （発光素子） を 1 0 分間浸し、 そのウェハの表面に形成されたピット密度を測定したものである。 こ のエッチピット密度はェピウェハ表面のピット密度を測定しているので、 厳密に は井戸層の結晶欠陥密度を測定しているわけではない。 し力 しながら、 エッチピ ット密度が高ければ井戸層中の結晶欠陥密度も比例してに高くなるので、 エッチ ピット密度の測定は井戸層中に結晶欠陥が多いかどうかの指標と成り得る。
窒化物半導体基板の次に好ましい基板は、 擬似 G a N基板であった。 擬似 G a N基板の製造方法などについては、 実施例 2において詳細に述べられる。 擬似 G a N基板上に成長した窒化物半導体膜のエッチピット密度は、 最も少ないエッチ ピット密度の領域で約 7 X 1 0 7Z c m2以下であった。 これは、 G a N基板上に 成長した窒化物半導体膜のエッチピット密度に近い値である。 しかしながら、 擬 似 G a N基板は、 エッチピット密度の低い領域と高い領域が混在しているので、 G a N基板 （窒化物半導体基板の一例） に比べて発光素子の歩留まりを低下させ る傾向にある。 他方、 擬似 G a N基板は、 窒化物半導体基板に比べて大面積のも のが安価に製造され得るという利点を有している。
(単一井戸層の不純物添加について）
発明者らによるフォトルミネッセンス （P L ) 測定によれば、 単一井戸層中に S iを添加した場合に、 その P L発光強度が約 1 . 2倍程度に強くなつた。 すな わち、 単一井戸層に不純物を添加することによって、 発光素子の発光強度を向上 させることができる。 これは、 以下の理由によると考えられる。 本発明における 単一井戸層においては、 A 1を添加することによって結晶系分離を効果的に低減 することができた。 しかしながら、 A 1はェピタキシャル成長面上での表面マイ グレーション長が G aに比べて短いので、 結晶中の欠陥近傍に容易にトラップさ れてしまうと考えられる。 その結果、 結晶系分離の抑制効果は主に結晶欠陥の近 傍で作用し得る。
そこで、 単一井戸層中に s iの不純物が添加される。 不純物はェピタキシャル 成長膜全面に均一に分布させられ、 結晶成長のための核を形成する。 この核は結 晶欠陥と同様に A 1をトラップする働きがあると思われる。 しかも、 それらの核 は、 結晶欠陥と異なってェピタキシャル成長膜全面に均一分布させられるので、 単一井戸層全体に A 1を均一に分布させる働きを生じると考えられる。 このこと により、 結晶系分離の低減効果が効率良く発揮され、 発光強度の向上につながつ たと考えられる。 特に、 窒化物半導体基板以外のたとえばサファイア基板などの 上に成長させられた単一井戸層を含む発光素子においては、 結晶欠陥が多いため (エッチピット密度 4X 108 "cm2以上） 、 不純物の添加による効果が顕著で あった。
なお、 S i以外に〇、 S、 C、 Ge、 Zn、 C dおよび M gの少なくとも 1種 類以上の不純物が添加されても、 同様の効果を得ることが可能である。 また、 不 純物の添加量は、 1 X 1016Zcm3〜l X 1 O211, cm3の範囲内にあることが好 ましかった。 不純物の添加量が 1 X 1016 cm3よりも少なければ、 発光素子の 発光強度の向上が得られなかった。 一方、 不純物の添加量が 1 X 102°cm3よ りも多くなれば、 結晶性の悪化が生じる （発光効率が低下する） ので好ましくな かった。
(単一井戸層を含む発光ダイオード素子） . 図 1は、 単一井戸層を含む窒化物半導体発光ダイォード素子の一例を模式的な 断面図で表している。 このダイオード素子は、 主面として C面 （0001) を有 する n型 GaN基板 100、 比較的低温で形成された G a Nバッファ層 10 1 (膜厚 l O Onm) 、 n型 GaN層 102 (膜厚 3 μπι、 S i不純物濃度 1 X 1 O^/cm3) 、 単一井戸層 103、 p型 A l iGa。.9Nキャリアプロック層 10 4 (膜厚 20 nm、 Mg不純物濃度 6 X 1019/cm3) 、 p型 GaNコンタクト 層 105 (膜厚 0· 1 μ ιη、 Mg不純物濃度 1 X 102°Zc m3) 、 透光性電極 1
06、 p電極 107、 および n電極 108を含んでいる。
図 1のダイオード素子の製造に際しては、 まず MOCVD (有機金属気相成 長） 装置中に n型 GaN基板 100をセットし、 V族元素用原料の NH3 (アン モユア） と I I I族元素用原料の TMGa (トリメチルガリウム） を用いて、 比 較的低い 550°Cの基板温度で G a Nバッファ層 101を 100 nmの厚さに成 長させた。 次に、 1050°Cの基板温度において NH3と TMGaに S i H4 (シ ラン） を加え、 n型GaN層102 ( S i不純物濃度 1 X 1018 c m3) を 3 μ mの厚さに形成した。 その後、 基板温度を 800°Cに下げて、 厚さ 4 nmの A 1 。.。 &。.。^。.9 。.。8単ー井戸層103を成長させた。 その際に、 単一井戸層に S
1 H4 (S i不純物濃度 1 X 1018/cm3) が添加された。
次に、 基板を再ぴ 1050°Cまで昇温して、 厚さ 20 nmの！)型 A l。 Ga0.9 Nキヤリアブ口ック層 104と厚さ 0. 1 111の 型& aNコンタクト層 105 を成長させた。 p型不純物としては、 E t CP2Mg (ビスェチルシクロペンタ ジェニルマグネシウム） を用いて、 Mgが 5 X 1019_ cm3〜2 X 102°Zcni3 の範囲内の濃度で添加された。 p型 GaNコンタクト層 105中の p型不純物濃 度は、 透光性電極 106が形成される表面に近づくにしたがって増大させること が好ましい。 なぜならば、 そうすることによって、 不純物の添加による結晶欠陥 の増大を抑制しつつ p電極のコンタクト抵抗を低減させることができるからであ る。 また、 Mgの活性化を妨げている p型層中の残留水素を除去するために、 p 型層成長中に微量の酸素を混入させてもよい。
p型 GaNコンタクト層 106を成長させた後には、 MOCVD装置の反応室 内のガスを窒素と NH3に置換し、 基板温度を 60°C/分の速度で降下させた。 基板温度が 800°Cに降下した時点で NH3の供給を停止し、 基板はその温度で 5分間待機させられてから室温まで降温させられた。 このような基板の保持温度 は 650°Cから 900°Cの範囲内にあることが好ましく、 待機時間は 3分以上で 10分以下の範囲内にあることが好ましかった。 また、 保持温度後の降温速度は、
3 ο° /分以上であることが好ましい。 こうして作製された成長膜をラマン測定 によって評価した結果、 従来の ρ型窒化物半導体膜で利用されている Ρ型化ァュ ールを行わなくても、 その成長膜はすでに p型の特性を示していた （Mgが活性 化していた） 。 また、 p型化ァ ールを行わなくても、 後述の p電極形成後のコ ンタクト抵抗も低減していた。 しかし、 従来の p型化ァニーノレを組み合わせれば、 M gの活性化率がさらに向上することは言うまでもない。
続いて、 MOCVD装置からェピウェハを取り出して、 電極形成を行った。 本 実施例では、 n型 GaN基板 100を用いているので、 その裏面上に Hf /^Au の順序で n電極 108を形成した。 この n電極材料の他に、 T i /A 1、 T i Mo、 または H f ZA 1などを用いてもよい。 特に、 n電極に Hf を用いれば、 その電極のコンタクト抵抗が下がるので好ましい。 p電極形成に際しては、 透光 性電極 106として極めて薄い厚さ 7 nmの P d膜を蒸着し、 p電極 107とし て Au膜を蒸着した。 その透光性電極材料の他に、 たとえば N i、 P d/Mo P d/P t、 P d/Au, または N i /Auなどを用いてもよい。
最後に、 n型 GaN基板 100の裏面 （n電極 108の蒸着面） 側からスクラ ィバを用いてチップ分割を行つた。 スクライブを基板の裏面側から行ったのは、 光が取り出される透光性電極側にスクライブによる削り屑が付着しないようにす るためである。 スクライブの方向に関しては、 少なくとも素子チップの一辺が窒 化物半導体基板の劈開面を含むようにチップ分割された。 このことにより、 チッ ビングやクラッキングなどによるチップ形状の異常を防止し、 ウェハ当たりの素 子チップの収得率を向上させた。
本実施例において、 低温バッファ層 101は A 1 XG XN (0≤x≤ 1) で あれば良く、 また、 そのバッファ層は省略されてもよい。 しかしながら、 現在供 給されている G a N基板は表面モフォロジが好ましくないので、 A 1 XG a バッファ層 （0≤χ≤ 1) を揷入した方が、 表面モフォロジが改善される点で好 ましい。 ここで、 低温バッファ層とは、 比較的低い 450°C〜600°Cの成長温 度で形成されたバッファ層を意味する。 このように低温の成長温度範囲内で形成 されたバッファ層は、 多結晶または非晶質である。
本実施例の単一井戸層 103は、 n型 GaN層 102と p型 A 1 a 0.9Nキ ャリアブロック層 104の間に接して設けられているが、 n型 GaN層 102と 単一井戸層 103との間に、 新たな第 1中間層を設けてもよい。 同様に、 単一井 戸層 103と p型 A 1 ^Ga^Nキャリアブロック層 104との間に新たな第 2 中間層を設けてもよい。 その場合には、 それらの層の屈折率について、 単一井戸 層 >第 1中間層 >n型 GaN層、 および単一井戸層 >第 2中間層〉！)型 A 1 G a Nキャリアブロック層の関係になるようにする。 こうすることによって、 単一井 戸層内に効率良く光を閉じ込めることができ、 たとえばス パールミネッセント グィォー また fま g r a d e d— i n d e x s e p a r a t e c o n f i n eme n t h e t e r o s t r u c t u r e構造レーザとして] ΐ、用すること力 S できる。 なお、 本実施例の単一井戸層 103には不純物 （S i ) を 1 X 1018Z ' c m3の濃度で添加したが、 この不純物は必ずしも添加されなくてもよい。
ρ型 A 1 a。.9Nキャリアブロック層 104においては、 A 1の組成比は 0.
1以外であってもよい。 この A 1組成比を高くすれば、 単一井戸層中へのキヤリ ァ閉じ込め効果が強くなるので好ましい。 一方、 キャリア閉じ込め効果が保持さ れる範囲内で A 1組成比を小さくすれば、 キャリアブロック層内のキャリア移動 度が大きくなつて電気抵抗が低くなるので好ましい。 また、 キャリアプロック層 104は A 1を含んでいるので、 単一井戸層中の A s、 Pまたは Sbの元素が p 型 GaNコンタクト層 105中に拡散することを防止し得る。 このことにより、 発光素子の発光波長が設計値からずれることを防止し得る。 なお、 キャリアプロ ック層 104は八1 G a Nの 3元混晶に限られず、 A l I nGaN、 A l GaN P、 または A 1 G a NA sの 4元混晶であってもよい。
本実施例の n電極 108は、 n型 G a N基板 100の裏面上に形成されたが、 ドライエッチング法などを用いてェピウェハの p電極側から n型 GaN層 102 の一部を露出させて、 その露出部に n電極を形成してもよい （たとえば図 4参 照） 。
本実施例では、 0&?^基板の〇面 （0001) が利用されたが、 基板の主面方 位は C面の他に C面 （000— 1) 、 A面 {11— 20} 、 R面 {1— 102} 、 M面 {1— 100} 、 または {1一 101} 面を用いてもよい。 また、 それらの 面方位から 2度以内のオフ角度を有する基板面であれば表面モフォロジ一が良好 であって好ましい。 また、 GaN基板は、 その他の窒化物半導体基板で置き替え られてもよい。 また、 本実施例では MO CVD装置による結晶成長方法について説明されたが、 分子線エピタキシー法 （MBE) やハイドライド気相成長法 （HVPE) などが 用いられてもよい。
[実施例 2 ]
実施 2においては、 図 1の GaN基板 100が図 2の擬似 GaN基板 200ま たは図 3 Bの擬似 GaN基板 200 aに置き換えられ、 図 4の例のように; 電極 と n電極が基板の同一面側に形成されたことのみにおいて実施 1と異なっている。 図 2の擬似 G a N基板 200は、 種基板 201、 低温バッファ層 202、 n型 GaN層 203、 成長抑制膜 204、 および n型 G a N厚膜 205を含んでいる。 種基板 201は、 n型 GaN厚膜 205を成長させるための母材として使用さ れる。 成長抑制膜とは、 直接その上には窒化物半導体層が成長しない膜を意味す る。 ここにおける擬似 GaN基板は、 図 2に示された構成に限られず、 少なくと も種基板と成長抑制膜を含んで構成されるものを意味する。
図 3 Bの擬似 G a N基板 200 aは、 種基板 201、 低温バッファ層 202、 第 1の n¾G aN膜 203 a、 およぴ第 2の n型 G a N膜 203 bを含んでいる。 図 3 Aは、 擬似 G a N基板 200 aを作製するための途中の工程を表している。 擬似 G a N基板 200 aの作製に際しては、 図 3 Aに示されているように、 第 1の n型 G a N膜 203 aを積層後、 ドライエッチング法またはゥエツトエッチ ング法によってその G a N膜 203 aの表面を溝状に加工する。 その後、 ウェハ を再び結晶成長装置に搬入し、 第 2の n型 GaN膜 203 bを積層して、 擬似 G a N基板 200 aを完成させる （図 3B参照） 。 図 3 Aでは、 第 1の n型 GaN 膜 203 aの厚さの途中までしか溝を形成していないが、 低温バッファ層 202 または種基板 201にいたる深さまで溝を形成してもよい。 . このようにして作製された擬似 GaN基板 200または 200 a上に窒化物半 導体膜を成長させた場合には、 その窒化物半導体膜の結晶欠陥密度は、 サフアイ ァ基板や S i C基板上に直接成長させられた場合に比べて低かった。 したがって、 本実施例の擬似 G a N基板を用いれば、 単一井戸層に A 1を添加したことによる 結晶系分離の低減効果をより効率良く発揮させることができ、 発光素子の発光効 率が向上し得る。 種基板 201の具体例としては、 C面サファイア、 M面サファ ィァ、 A面サファイア、 R面サファイア、 GaAs、 ZnO、 MgO、 スピネル、 Ge、 S i、 GaN、 6H— S i C、 4H— S i C、 および 3C— S i Cなどが 挙げられる。
種基板 201として S i C基板や S i基板を使用する場合、 これらの基板は導 電性であるので、 図 1のように基板の裏面側に n電極を形成してもよい。 ただし、 その場合には、 低温バッファ層 202の替わりに高温バッファ層を用いる必要が ある。 ここで、 高温バッファ層とは、 比較的高 ヽ 700 °C以上の成長温度で形成 されるバッファ層を意味する。 また、 その高温バッファ層は、 A 1を含有してい なければならない。 なぜならば、 高温バッファ層が少なくとも A 1を含有してい なければ、 S i C基板上または S i基板上に結晶性の良い窒化物半導体膜を形成 することができないからである。 最も好ましい高温バッファ層の材質は、 I nA 1 Nである。
成長抑制膜 204の具体例としては、 S i O2膜、 S i Nx膜、 T i 02膜、 お よび A 1203膜などの誘電体膜、 またはタングステン膜などの金属膜が挙げられ る。
[実施例 3 ]
実施例 3は、 窒化物半導体基板以外の基板上に窒化物半導体バッファ層を介し て窒化物半導体発光ダイォードを作製したことと、 その基板の同一面側に p電極 と n電極を形成したことのみにおいて実施例 1と異なっている。
図 4は実施例 3の窒化物半導体発光ダイォードを模式的な断面図で表しており、 図 5は図 4に対応する上面図を表している。 図 4のダイオード素子は、 C面 {0 001} サフアイァ基板 300、 低温 G a Nバッファ層 101 (膜厚 25 nm) 、 n型 GaN層 102、 単一井戸層 103、 p型 A 1 aiG a。.9Nキャリアブロッ ク層 104、 p型 GaNコンタクト層 105、 透光性電極 106、 p電極 107、 n電極 108、 および誘電体膜 109を含んでいる。
本実施例において窒化物半導体基板以外の基板 （サファイア基板） 上に成長さ せた窒化物半導体発光ダイォードは、 実施例 1における窒化物半導体基板上また は実施例 2における擬似 G a N基板上に成長させた場合に比べて、 高い結晶欠陥 密度 （エッチピット密度 4X 108/cm2以上） を有している。 しかしながら、 従来の G a NA s井戸層、 G a NP井戸層または G a N S b井戸層を含む従来の ダイォード素子に比べれば、 A 1を含有する井戸層を含む本実施例 3の素子では 結晶系分離が低減されて発光強度が改善される。
本実施例ではサファイア基板が用いられたが、 6H— S'i C、 4H— S i C、 3C— S i C、 S i、 またはスピネル （MgA l 204) などが基板として用いら れてもよい。 また、 S i C基板や S i基板は導電性基板であるので、 図 1のよう に基板の裏面側に n電極を形成してもよい。 なお、 S i C基板や S i基板を用い る場合には、 実施例 2の場合と同様に、 A 1を含む高温バッファ層が形成されな ければならない。 ·
また、 実施例 3では。面 {0001} 基板が用いられたが、 基板主面の面方位 は A面 { 1 1— 20} 、 R面 { 1— 102} 、 または M面 {1— 100} であつ てもよい。 さらに、 それらの面方位から 2度以内のオフ角度を有する基板主面に おいては、 表面モフォロジ一が良好であった。
[実施例 4 ]
実施例 4においては、 上述の実施例における単一井戸層中の S i不純物の代わ りに 1 X 102°/cm3の C (炭素） が添加された。 このように、 井戸層中の不 純物 S iの代わりに Cを用いた場合にも同様の効果が得られた。
[実施例 5 ]
実施例 5においては、 上述の実施例における単一井戸層中の S i不純物の代わ りに 1 X 1016/cm3の Mgが添加された。'このように、 井戸層中の不純物 S iの代わりに Mgを用いた場合にも同様の効果が得られた。
[実施例 6 ]
実施例 6においては、 本発明による単一井戸層を含む窒化物半導体発光ダイォ ードが、 発光装置 （表示装置や白色光源装置など） に応用された。 本発明の発光 ダイオードは、 表示装置中の少なくとも光の三原色 （赤色、 緑色、 青色） の一つ に利用され得る。 たとえば、 従来の I n G a N井戸層を含む琥珀色発光ダイォー ドは高い I n組成比を有し （相分離の影響が大きい） 、 信頼性と発光強度の観点 から商品化レベルには達していなかった。 し力 し、 本突明における単一井戸層で は I nによる相分離の影響がなくて結晶系分離も低減され得るので、 長波長色の 発光ダイオードを作製することが可能である。 また、 その他の発光色を有する本 発明による発光ダイォードも、 前述の実施例や表 1および表 2を参考にして作製 され得る。
上述の本発明による三原色の発光ダイォードは、 白色光源装置においても利用 され得る。 また、 発光波長が 380 nm〜440 nmの範囲内にある本発明によ る発光ダイオードに蛍光塗料を塗布することによって、 それは白色光源装置とし て利用され得る。 従来の液晶ディスプレイに用いられてきたハロゲン光源に代わ つて、 本発明による発光ダイオードを白色光源に利用することによって、 その白 色光源は低消費電力で高輝度のバックライトとして利用できる。 それは携帯ノー トバソコンゃ携帯電話におけるマンマシーンインターフェイスの液晶デイスプレ ィ用バックライトとしても利用でき、 小型で高鮮明な液晶ディスプレイを提供す ることをも可能ならしめる。
[実施例 7]
以下において、 本発明の実施例 7による窒化物半導体レーザ素子が説明される。 図 7の模式的な断面図に示された実施例 7による窒化物半導体レーザ素子は、 C面 （0001) サファイア基板 700、 G a Nバッファ層 701、 n型 G a N コンタクト層 702、 n型I n。.。7Ga。.93Nクラック防止層703、 n型 A l^ G a。.9Nクラッド層 704、 n型 G a N光ガイド層 705、 発光層 706、 p型 1。.20&。.81^遮蔽層707、 p型 G a N光ガイド層 708、 ∑>型 1。.10&0.9 クラッド層 709、 p型 G a Nコンタクト層 710、 n型電極 711、 p型電極 712、 および S i O2誘電体膜 713を含んでいる。
図 7のレーザ素子を作製する場合、 まず MOCVD装置内へサファイア基板 7 00をセットし、 V族元素の N用原料としての NH3 (アンモニア） と I 1:1族 元素の G a用原料としての TMG a (トリメチルガリウム） を利用して、 比較的 低い 550°Cの基板温度の下で G a Nバッファ層 701を 25 nmの厚さに成長 させる。 次に、 NH3と TMG aに加えて S i H4 (シラン） をも利用して、 10 50°Cの温度の下で n型 GaNコンタクト層 702 (S i不純物濃度： 1 X 10 18/ c m3) を 3 μπιの厚さに成長させる。 続いて、 基板温度を 700°Cないし 8 00°C程度に下げ、 I I I族元素の I n用原料として TM I n (トリメチルイン ジゥム） を利用して、 n型 I n。,。7G a。.93Nクラック防止層 703を 40 nmの 厚さに成長させる。 再び基板温度を 1050°Cに上げて、 I I I族元素の A 1用 原料として TMA 1 (トリメチルアルミエゥム） を利用して厚さ 0. 8 μ·πιの n 型 A 1。.10&0.91^クラッド層 704 (S i不純物濃度： 1 X 1018/cm3) を成 長させ、 続いて n型 G a N光ガイド層 705 ( S i不純物濃度： 1 X 10„18 c m3) を 0. 1 /imの厚さに成長させる。
その後、 基板温度が 800°Cに下げられ、 厚さ 6 nmの G a N障壁層の複数と 厚さ 4 nmの A 1。.。3G a 97Ν。.97Ρ。.。3井戸層の複数とが交互に積層された多重量 子井戸構造を有する発光層 706を形成する。 この実施例では、 発光層 706は 障壁層で開始して障壁層で終了する多重量子井戸構造を有し、 3層の量子井戸層 を含んでいる。 これらの障壁層と井戸層の成長の際には、 それらの両方が 1 X 1 018/cm3の S i不純物濃度を有するように、 3 1 ^14カ添加された。 なお、 障 壁層と井戸層の成長の間または井戸層と障壁層の成長の間に、 1秒以上で 180 秒以下の成長中断期間を揷入してもよい。 こうすることによって、 障壁層と井戸 層の平坦性が向上し、 発光半値幅を小さくすることができる。
井戸層として A 1 G a NA s系または A 1 G a N P系の半導体を用いる場合に 目的とする発光波長を得るためには、 A 1の含有割合 aに応じて、 前述の表 1ま たは表 2に示された数値を A sまたは Pの含有割合 Xまたは yの値として採用す ればよい。 井戸層として A I GaNSb系の半導体を用いる場合には、 前述のよ うに、 その V族元素中の S b含有率は約 4%以下であることが好ましい。 なぜな らば、 Al GaNSb半導体がこれより高い濃度の Sbを含めば、 S b含有率の 高い立方晶系と低い六方晶系とに結晶系分離しやすくなるからである。
発光層 706を形成した後には、 基板を再ぴ 1050°Cまで昇温して、 厚さ 2 0 nmの p型 A 1。.2G a。.8N遮蔽層 707、 厚さ 0. 1 111の 型0&1^光ガィ ド層 708、 厚さ 0. 5 μπιの p型 A l iGa。.9Nクラッド層 709、 およぴ厚 さ 0. 1 μπιの p型 G a Nコンタクト層 710を順次成長させる。 なお、 p型不 純物としては、 E t CP2Mg (ビスェチルシクロペンタジェニルマグネシゥ ム） を利用して 5 X 1019〜2 X 102° /。1113の濃度で1^§が添加され得る。 p型 GaNコンタクト層 710における P型不純物濃度は、 P型電極 712と の接合面に近づくに従って高められることが好ましい。 そうすれば、 p型電極と の間のコンタクト抵抗がより低減され得る。 また、 p型層内における p型不純物 である Mgの活性化を妨げる残留水素を除去するために、 p型層の成長中に微量 の酸素を混入させてもよい。
p型 GaNコンタクト層 710の成長後、 MO C VD装置の反応室内の全ガス を窒素キヤリァガスと NH3に代えて、 60でノ分の冷却速度で温度を降下させ る。 基板温度が 800°Cに低下した時点で NH3の供給を停止し、 その 800°C の基板温度を 5分間維持してから室温まで冷却させる。 なお、 このような一時的 な基板の保持温度は 650°Cから 900°Cの範囲内であることが好ましく、 保持 時間は 3分から 10分の範囲内であることが好ましい。 また、 その保持温度から 室温までの冷却速度は、 30°CZ分以上であることが好ましい。
こうして形成された成長膜の表面をラマン測定によって評価したところ、 従来 の窒化物半導体膜で利用されている p型化ァニールを行なわなくても、 成長直後 において既に p型の特性を示していた。 また、 後述の： 型電極 712を形成した ときに、 そのコンタクト抵抗も低減していた。
次に、 MOCVD装置から取出したェピタキシャルウェハをレーザ素子に加工 するプロセスについて説明する。
まず、 反応性イオンエッチング装置を用いて n型 G a Nコンタクト層 702の 一部を露出させ、 この露出部分上に H f/Auの順の積層からなる n型電極 71 1を形成する。 この n型電極 71 1の材料としては、 T i/A l、 T i /M o ,
H ί /A 1などの積層を用いることもできる。 Hf は、 n型電極のコンタクト抵 抗を下げるのに有効である。 ρ型電極部分では、 サファイア基板 700のく 1—
100〉方向に沿ってストライプ状にエッチングを行ない、 S i O2誘電体膜 7
13を蒸着し、 p型 GaNコンタクト層 710を露出させ、 P d/Auの順序の 積層を蒸着し、 こうして幅 2 /xmのリッジストライプ状の！)型電極 712を形成 する。 この p型電極の材料としては、 N i/Au、 または P dZMoZAuなど の積層を用いることもできる。
最後に、 劈開またはドライエッチングを利用して、 共振器長が 500/ mのフ アブリ 'ペロー共振器を作製する。 この共振器長は、 一般に 300 πιから 10 0 0 の範囲内にあることが好ましい。 共振器のミラー端面は、 サ：
板の M面と一致するように形成される （図 8参照） 。 劈開とレーザ素子のチップ 分割は、 図 8中の破線 2 Aと 2 Bに沿って基板側からスクライバを用いて行なわ れる。 こうすることによって、 レーザ端面の平面性が得られるとともにスクライ プによる削り がェピタキシャル層の表面に付着しないので、 発光素子の歩留り が良好になる。
なお、 レーザ共振器の帰還法としては、 フアプリ 'ペロー型に限られず、 一般 に知られている D F B (分布帰還） 型、 D B R (分布ブラッグ反射） 型なども用 い得ることはいうまでもない。
フアブリ 'ペロー共振器のミラー端面を形成した後には、 そのミラー端面に S i〇2と T i 02の誘電体膜を交互に蒸着し、 7 0 %の反射率を有する誘電体多層 反射膜を形成する。 この誘電体多層反射膜としては、 S i 02/ A 1 203などの 多層膜を用いることもできる。
なお、 n型 G a Nコンタクト層 7 0 2の一部を反応性イオンエッチングを用い て露出させたのは、 絶縁性のサファイア基板 7 0 0が使用されているからである。 したがって、 G a N基板または S i C基板のような導電性を有する基板を使用す る場合には、 n型 G a N層 7 0 2の一部を露出させる必要はなく、 その導電性基 板の裏面上に n型電極を形成してもよい。
次に、 上述のようなレーザチップをパッケージに実装する方法について述べる。 まず、 上述のような発光層を含むレーザがその特性を生かして高密度記録用光デ イスクに適した青紫色 （波長 4 1 0 n m) の高出力 （ 5 0 mW) レーザとして用 いられる場合、 サファイア基板は熱伝導率が低いので、 放熱対策に注意を払わな ければならない。 たとえば、 I n半田材を用いて半導体接合を下側にして ップ をパッケージ本体に接続することが好ましい。 また、 パッケージ本体やヒートシ ンク部に直接にチップを取付けるのではなくて、 S i、 A 1 N、 ダイヤモンド、 M o、 C uW、 B N、 C u、 A u、 F eなどの良好な熱伝導性を有するサブマウ ントを介して接合させてもよい。
他方、 熱伝導率の高い S i C基板、 窒化物半導体基板 （たとえば G a N基板） 、 または G a N厚膜基板 （たとえば図 1 4に示す基板 8 0 0の種基板 8 0 1を研削 除去したもの） 上に前述の発光層を含む窒化物半導体レーザを作製した場合には、 上述以外にたとえば I n半田材を用いて半導体接合を上側にしてパッケージ本体 に接続することもできる。 この場合にも、 パッケージ本体やヒートシンク部に直 接チップの基板を取付けるのではなくて S i、 A 1 N、 ダイヤモンド、 M o、 C u Ws B N、 C u、 A u、 F eなどのサプマウントを介して接続してもよい。 以上のようにして、 発光層を構成している井戸層として A 1を含む窒化物半導 体を利用したレーザを作製することができる。
次に、 上述の実施例のレーザに含まれる発光層 7 0 6に関連してさらに詳細に 説明する。
前述のように、 従来の I n G a N量子井戸層を利用して発光素子を作製する場 合、 I n G a N層は化学的熱平衡状態が非常に不安定であることから、 結晶性の 良好な発光層を形成することが困難である。 特に、 I n含有率が I I I族元素中 で 1 5 %以上である I n G a N結晶層を成長させる場合、 その成長温度に依存し て I n G a N結晶が I n含有率の高い領域と低い領域とに濃度分離されやすい。 このような濃度分離が生じれば、 発光効率の低下と発光波長の半値幅の増大 （色 斑） の原因となる。 他方、 特開平 1 0— 2 7 0 8 0 4に開示されている G a NA s井戸層は I nを含んでいないので上記のような濃度分離の問題を生じることは ないが、 A sを含んでいることによって六方晶系と立方晶系との結晶系分離を生 じ、 結晶性と発光効率の低下を生じやすい。
本発明による A 1 G a NA s P S b井戸層は、 I nの代わりに A 1を含むとと もに、 A s、 P、 および S bの少なくともいずれかの元素を含み、 それらの含有 率を調整することによって目的とする発光波長を実現させる （表 1および表 2参 照） 。 したがって、 本発明の井戸層は、 上記の I nに関する濃度分離とは無緣で ある。 たとえば、 従来の琥珀色発光ダイォードは、 その I n G a N井戸層に含ま れる I n含有率が高く （すなわち、 濃度分離の影響が大きく） 、 信頼性と発光強 度の観点から商品化レベルには達していない。 し力 し、 本発明による A l G a N A s P S b井戸層は I nを含有していないので、 I nに関する濃度分離の問題を 生じることがなく、 表 1や表 2に記されているような長波長の光を射出し得る発 光素子の作製を可能にすることができる。 本発明による A 1 G a NA s P S b井戸層は、 従来の G a NA s井戸層 （A s の少なくとも一部が Pおよび Zまたは S bで置換可能であり、 以下同様である） と異なり、 A 1を含んでいる。 すなわち、 従来の G a NA s井戸層で問題となつ ている結晶系分離は、 本発明におけるように A 1を含有させることによって抑制 することができる。 この結晶系分離は、 I I I族元素に対する A s ( Pまたは S bであっても同様） の吸着率が Nに比べて極めて高いことと、 A s ( Pまたは S bであっても同様） に比べて Nの揮発性が極めて高いこと （すなわち、 結晶から Nが抜け出しやすいこと） に起因していると考えられる。 したがって、 本発明に おけるように極めて反応性の高い I I I族元素の A 1を添加することによって N を捕獲し、 成長中の結晶から Nが抜けることを防止することによって結晶系分離 を抑制し得るものと考えられる。 また、 本発明の井戸層は A s、 P、 または S b の少なくともいずれかの元素を含んでいるので、 電子とホールの有効質量を小さ くすることができて、 キヤリァの移動度を高めることができる。
以上のことから、 本発明による井戸層を発光素子に利用することによって、 そ の井戸層における高い結晶性とキャリアの有効質量の低減から、 低消費電力で高 出力の長寿命発光素子の実現が可能になる。
次に、 本発明の井戸層における A 1添加量について説明する。 まず、 本発明者 たちは、 前述の結晶系分離がどの程度の A s、 P、 または S bの添加量によって 生じるのかを調べた。 その結果、 0 & 結晶中に 8、 P、 または S bが 1 X 1 0 18ノ c m3の濃度で添加されたときに結晶系分離が起こり始め （約 2〜3 %の 結晶系分離割合） 、 その添加量が井戸層における V族元素の約 1 0 %の場合に結 晶系分離割合が約 1 3〜1 5 %になった。 ここで、 結晶系分離割合とは、 井戸層 の単位体積中において平均組成比を有していて結晶系分離を生じていない正常部 分以外の結晶系分離領域の体積率を表わしている。
本発明による井戸層に関して、 A 1添加量が結晶系分離割合と発光強度に及ぼ す影響は、 すでに図 6において考察されたとおりである。
本発明による発光層は、 複数の量子井戸層と複数の障壁層とが交互に積層され た多重量子井戸構造を有することが好ましい。 なぜならば、 多重量子井戸構造を 採用することによって、 レーザにおいては閾値電流密度の低下が得られ （図 9参 照） 、 発光ダイオードにおいては発光強度の向上が得られるからである （図 1 6 参照） 。 このような多重量子井戸構造の採用による利点は、 本発明による A 1の 添カロによって顕著かつ確実に得られる。 なぜならば、 .少なくとも A s、 P、 また は S bのいずれかを含む井戸層に A 1を添加することによって、 井戸層の結晶系 分離を抑制して井戸層と障壁層との間の界面急峻性が改善されるからである。 た とえば、 A 1を含まない従来の G a NA s井戸層ではその中に結晶系の異なる領 域が混在しているので、 井戸層と障壁層との間の界面急峻性が積層数の増大に伴 つて顕著に悪化する。 このような界面急峻性の悪化は、 多重量子井戸構造の形成 自体を困難にするとともに、 発光素子における色むらと発光強度の低下の原因と なる。 本発明では、 井戸層中に A 1を添加することによって界面急峻性を低下さ せることなく多重量子井戸構造の形成が可能となる。
次に、 発光層を構成している井戸層と障壁層との関係について述べる。 本発明 による A 1 aG aト aNト x-y—zA sxPyS bz (0 X≤ 0. 10 0≤y≤0. 1 6、 0≤ z≤0. 04、 x + y+ z >0) 井戸層は、 前述の濃度分離や結晶系分 離を生じないので、 A 1の添加量にも依存するが、 As、 P、 および Sbの含有 率が制限範囲内にあれば、 300 nm程度の厚さまで成長させることが可能であ る。 しかしながら、 多重量子井戸効果を利用する発光素子のためには、 井戸層の 厚さは 0. 4〜 20 nmの範囲内にあることが好ましい。 下限値が 0. 4nmで あることの理由は、 井戸層がこの厚さ以上でなければ発光作用を生じなくなるか らである。
A 1 aG aト sxPyS bz井戸層に対して最も好ましい障壁層は、 A s、 P、 および S bのいずれをも含まない窒化物半導体障壁層である。 障壁層自 体が As、 P、 および S bのいずれをも含有していなければ、 それが結晶系分離 を起こすことはない。 このことは、 障壁層が多重量子井戸構造の形成に支障を生 じないことを意味する。
As、 P、 および S bのいずれをも含まない窒化物半導体障壁層としては、 た とえば I nGaN、 G a N、 I nAl GaN、 または A 1 G a Nからなる障壁層 を用いることができる。 I nGaN障壁層は、 I nを含有することによって井戸 層と同程度まで成長温度を低くすることができ、 かつその結晶性が良好になる。 ただし、 I nに関する濃度分離を抑制するために、 I n含有率は I I I元素の 1 5%未満にする必要がある。 GaN障壁層は、 I nを含まないので、 濃度分離を 生じることはない。 ただし、 その成長温度が低ければ結晶性が悪くなるので、 成 長温度をできるだけ高くすることが重要である。 I nA l GaN障壁層は、 A 1 を含んでいるので高い成長温度でも安定して成長し得る。 また、 その障壁層は I nを含有しているので、 井戸層と同程度まで成長温度を下げることができる。 た だし、 この場合にも I riの含有率は I I I族元素の 15%未満にする必要がある。 A 1 G a N障壁層は、 高温で成長させなければ結晶性が悪くなるので、 A 1の含 有率をなるベく低くし （I I I元素の 10%以下） 、 成長温度をできるだけ高く することが望まれる。
次に、 As、 P、 または S bの少なくともいずれかを含む窒化物半導体障壁層 について述べる。 前述に反して障壁層にあえて As、 P、 および/または S bを 含有させることの利点は、 As、 P、 および Zまたは S bを含む障壁層は屈折率 が大きくなる傾向があるので、 光閉じ込め効率が向上してレーザ発振閾値電流密 度の低減や光学特性の向上が図れるからである。 As、 P、 または S bの少なく ともいずれかを含む窒化物半導体障壁層としては、 たとえば I n A 1 G a N A s、 I n A 1 G a NP, I nA 1 G a NS bs I nA l GaNAs P、 I n A 1 G a NA s P S b、 A 1 G a NA s、 A l GaNP、 A l GaNSb、 A 1 G a NA s P、 A 1 G a NA s PS b、 GaNAs、 GaNP、 G a NS b G a NA s P、 GaNAs PSb、 I nGaNAs、 I nG a NPS I nGaNS b、 I n GaNAs P、 または I nGaNAs P S bの障壁層を用いることができる。 これらの障壁層のうちで、 A 1を含有しているものは、 本発明による井戸層と 同様に結晶系分離の影響を抑制することができる。 ただし、 I nを含んでい'る障 壁層においては、 I nの濃度分離を抑制するために、 I n含有率を I I I族元素 の 1 5%未満にする必要がある。 A 1を含んでいない障壁層においては、 結晶系 分離を抑制するために V族元素中の As、 P、 および Zまたは S bの含有率を低 く抑制しなければならない。 ただし、 本発明者らが調べたところ、 障壁層は井戸 層と異なって注入キャリアによる再結合によって直接的に光を発生する層ではな いので、 井戸層に比べて結晶系分離割合に対する許容範囲が大きかった。 その許 容範囲は、 V族元素中において A sは約 5%以下、 Pは約 6%以下、 S bは約 3%以下である。 また、 I nを含有している障壁層においては、 エネルギバンド ギャップを小さくすることができ、 それに伴って As、 P、 および S bの含有率 を低く抑制できるので好ましい （すなわち、 結晶分離割合を小さくすることがで きる） 。 ただし、 この場合にも、 I n濃度分離を抑制するために、 I n含有率は I I I族元素の 15%未満にする必要がある。
なお、 障壁層の厚さは、 1〜20 nmの範囲内にあることが好ましい。 また、 多重量子井戸構造における障壁層の数は、 井戸層と障壁層が交互に積層されるこ とからして、 当然に井戸層数に応じて調整される。
発光層の不純物の添加に関しては、 本実施例では井戸層と障壁層の両方に不純 物として S i H4 (S i ) を添加したが、 片方の層のみに添力 Bしてもよいし、 両 層ともに添加されなくてもレーザ発振は可能である。 し力 し、 フォトルミネッセ ンス （PL) 測定によれば、 井戸層と障壁層との両方に S i H4を添加した場合 に、 添加しない場合に比べて PL発光強度が約 1. 2倍から 1. 4倍程度強くな つた。 このことから、 発光ダイオードにおいては、 発光層中に S i H4 (S i ) などの不純物を添加する方が好ましい。 本発明の井戸層を構成しているのは I n を全く含まない A 1 G a NA s P S b混晶系であるので、 従来の I nG a N混晶 のように' I nによる局在準位を形成することがなく、 発光強度は井戸層の結晶性 に強く依存すると考えられる。 したがって、 S iなどの不純物を添加することに よって発光層の結晶性を向上させる必要がある。 すなわち、 このような不純物に よって結晶成長のための核を生成し、 その核をもとにして井戸層が結晶成長する ことによってその結晶 '性が向上する。 本実施例では S i (S i H4) を 1 X 1 O18 Z cm3の濃度で添加したが、 S i以外に O、 S、 C、 G e、 Zn、 Cd、 Mg などを添加しても同様の効果が得られる。 また、 これらの添加原子の濃度は約 1 X 1016〜： L X 102。 cm3程度が好ましい。
一般に、 レーザの場合には、 障壁層のみに不純物を添加する変調ドープを行な えば、 井戸層内でのキャリア吸収がないために閾値電流密度が低下するが、 むし ろ本発明の井戸層においては不純物を添加した方がレーザの閾値が低かった。 こ れは、 本実施例にお 、ては窒化物半導体基板と異なるサフアイァ基板から出発し て結晶成長を進めているので、 結晶欠陥が多く （貫通転位密度が約 1 X 1 o 10/ c m2) 、 井戸層内での不純物によるキャリア吸収を考慮するよりも不純物を添 加して結晶性を向上させた方がレーザ閾値電流密度の低減に有効であつたと考え られる。
図 9において、 発光層 （多重量子井戸構造） に含まれる井戸層の数とレーザ閾 値電流密度との関係が示されている。 すなわち、 このグラフの横軸は井戸層の数 を表わし、 縦軸は閾値電流密度 （a r b . u n i t s ) を表わしている。 また、 〇印はサファイア基板を用いた場合のレーザ閾値電流密度を表わし、 ·印は G a N基板を用いた場合を表わしている。 井戸層数が 1 0層以下のときに室温連続発 振が可能となった。 また、 発振閾値電流密度をさらに低減するためには、 井戸層 数が 2層以上で 5層以下であることが好ましい。 さらに、 サファイア基板よりも G a N基板を用いた場合に閾値電流密度が低くなることがわかる。
発光層 7 0 6上には、 p型 A 1 G a N遮蔽層 7 0 7と！)型層 7 0 8がこの順に 積層するように設けられている。 この p型層 7 0 8は、 レーザの場合には p型光 ガイド層に対応するが、 発光ダイオードの場合には p型クラッド層または!?型コ ンタクト層に対応する。
P L測定によれば、 遮蔽層 7 0 7がない場合とある場合との比較では、 遮蔽層 がある場合の方が設計発光波長からのシフト量が小さくて P L発光強度も強かつ た。 発光層 7 0 6に比べてその上の p型層 7 0 8の成長温度は高いので、 特に A 1を含まない障壁層において N抜けが生じ、 結果的に結晶系分離を促すように作 用する。 し力 し、 発光層とその上の p型層との間に接する界面に A 1を含有する 遮蔽層 7 0 7を設けることによって、 N抜けや結晶系分離を抑制して発光層 7 0 6からの影響 （結晶系分離など） が p型層 7 0 8へ伝播することをも防止じ得る。 特に、 多重量子井戸構造を有する発光層 7 0 6が障壁層で開始して障壁層で終了 する図 1 O Aの構造を有する場合に、 遮蔽層 7 0 7の効果が顕著に認められた。 以上のことから、 遮蔽層 7 0 7は、 少なくとも A 1を含有していることが重要 である。 また、 遮蔽層の極性は p型であることが好ましい。 なぜならば、 遮蔽層 が p型でなければ発光層近傍の p n接合の位置が変化して発光効率が低下するか らである。 上述の場合と同様に、 n型 A 1 G a N遮蔽層を発光層 7 0 6と n型層 7 0 5と の間に接するように設けてもよい。 この n型層 7 0 5は、 レーザの場合には n型 光ガイド層に相当するが、 発光ダイオードの場合には n型クラッド層または n型 コンタクト層に相当する。 そのような n型 A 1 G a N遮蔽層の効果は、 p型 A 1 G a N遮蔽層 7 0 7とほぼ同様である。
次に、 発光層のバンドギャップ構造としては、 図 1 2や図 1 O Aに例示された ものを採用し得る。 図 1 2は、 光ガイド層と障壁層が同一の窒化物半導体材料で 構成されている場合を例示している。 し力、し、 図 1 O Aに例示されているように、 光ガイド層と障壁層のバンドギヤップが異なっていてもよい。
より具体的には、 図 1 O Aに示されているように、 光ガイド層に比べて障壁層 のエネルギバンドギャップが小さくされる。 これによつて、 図 1 2に示された場 合に比べてサブバンドによる多重量子井戸効果が得やすくなり、 かつ光ガイド層 よりも障壁層の屈折率が大きくなって光閉じ込め効果が向上し、 垂直横モードの 特性 （単峰化） が改善され得る。 特に、 障壁層が A s、 P、 または S bを含有し ている場合に、 その屈折率が大きくなる傾向が顕著であって好ましい。
上述のように光ガイド層に比べて障壁層のエネルギバンドギヤップを小さくす る発光層の構成は、 図 1 O Aと図 1 O Bに示されているように 2種類が可能であ る。 すなわち、 多重量子井戸構造を有する発光層が障壁層で始まって障壁層で終 わる構成と井戸層で始まって井戸層で終わる構成のいずれであってもよい。 また、 遮蔽層を用いない場合の発光層のバンドギャップ構造は、 図 1 1 と図1 1 Bに 示された状態になる。
[実施例 8 ]
実施例 8では、 実施例 7で述べられた多重量子井戸構造を有する発光層中の井 戸層と障壁層の窒化物半導体材料が種々に変えられた。 これらの井戸層と障壁層 の窒化物半導体材料の組合せが表 3に示されている。 【表 3】
表 3において、 〇印は好ましい井戸層と障壁層の窒化物半導体材料の組合'せを 示している。 なお、 表 3中で、 井戸層は As、 P、 または S bのいずれかの元素 を含んでいるが、 これらの複数種の元素を含んでいてもよい。 すなわち、 A 1 G a N一 ZA sxPyS bz (0≤x≤0. 10、 0≤y≤0. 16、 0≤ z≤0. 0 4、 x + y+ z >0) の混晶であってもよい。 なお、 これらの窒化物半導体材料 を利用した発光層に関するその他の条件は、 実施例 7の場合と同様である。
[実施例 9] .
図 13に示された実施例 9においては、 実施例 7で用いられたサファイア基板 700の代わりに、 主面として C面 （0001) を有する n型 GaN基板 700 aが用いられた。 GaN基板 700 aを用いる場合、 GaNバッファ層 701を 省略して n型 GaN層 702を直接その G a N基板上に成長させてもよい。 しか し、 現在商業的に入手可能な G a N基板はその結晶性や表面モホロジ一が十分に 良好ではないので、 これらの改善のために GaNバッファ層 701を挿入する方 が好ましい。
この実施例 9では n型 G a N基板 700 aを用いているので、 n型電極 71 1 は GaN基板 700 aの裏面に形成することができる。 また、 G a N基板は劈開 端面が非常に平滑であるので、 共振器長が 300 mのフアプリ ·ペロー共振器 を低いミラー損失で作製することができる。 なお、 実施例 7の場合と同様に、 共 振器長は、 一般に 300 μπιから 1000 inの範囲内にあることが好ましい。 共振器のミラー端面は、 G a N基板 700 aの {1— 100} 面に対応するよう に形成される。 また、 レーザ素子の劈開とチップ分割は、 前述の図 8の場合と同 様に基板側からスクライバによって行なわれる。 さらに、 レ^ "ザ共振器の帰還手 法として、 前述の DFBや TBRを用いることももちろん可能であり、 さらにミ ラ一端面に実施例 7の場合と同様の誘電多層反射膜が形成されてもよいことも言 うまでもない。
サファイア基板の代わりに G a N基板を用いることによって、 ェピタキシャノレ ウェハ中にクラックを生じることなく、 n型 A I GaNクラッド層 704と p型 A 1 GaNクラッド層 709の厚さを大きくすることができる。 好ましくは、 こ れらの A 1 G aNクラッド層の厚さは、 0. 7〜1. 5 /z mの範囲内に設定され る。 これによつて、 垂直横モードの単峰化と光閉じ込め効率が改善され、 k一ザ 素子の光学特 1"生の向上とレーザ閾値電流密度の低減を図ることができる。
ところで、 前述のように本発明による発光層に含まれる井戸層の特性はその井 戸層の結晶性 （結晶欠陥） に強く依存するので、 本実施例におけるように GaN 基板を用いて該井戸層を含む窒化物半導体レーザ素子を作製すれば、 その発光層 中の結晶欠陥密度 （たとえば貫通転位密度） が低減され、 サファイア基板が用い られた実施例 7に比べてレーザ発振閾値電流密度が 10 %から 20 %だけ低減す る （図 9参照） 。
なお、 本実施例における発光層に関するその他の条件については、 実施例 7の 場合と同様である。 ただし、 発光層中の不純物濃度に関しては、 障壁層中のみに 不純物を添加する変調ドープ、 または井戸層に 3 X 1018//Cm3以下の濃度の 不純物を添加することによって、 レーザ閾値電流密度が実施例 7に比べて低減し た。 これは、 前述のように発光層の結晶性がサファイア基板を用いた場合に比べ て向上したためであると考えられる。
[実施例 10] 実施例 1 0は、 実施例 7のサファイア基板 7 0 0を図 1 4に示された基板 8 0 0に置き換えたことを除いて、 実施例 7または実施例 9と同様である。 図 1 4の 基板 8 0 0は、 順次積層された種基板 8 0 1、 バッファ層 8 0 2、 n型 G a N膜 8 0 3、 誘電体膜 8 0 4、 および n型 G a N厚膜 8◦ 5を含んでいる。
このような基板 8 0 0の作製においては、 まず、 種基板 8 0 1上に MO C VD 法によって 5 5 0 °Cの比較的低温でバッファ層 8 0 2を積層する。 その上に、 1 0 5 0 °Cの温度において S iをドーピングしながら厚さ 1 111の11型0 a N膜 8 0 3が形成される。
n型 G a N膜 8 0 3の形成されたウェハを MO C VD装置から取出し、 スパッ タ法、 C VD法、 または E B蒸着法を利用して誘電体膜 8 0 4を厚さ 1 0 0 n m に形成し、 リソグラフィ技術を用いてその誘電体膜 8 0 4が周期的なストライプ 状パターンに加工される。 これらのストライプは n型 G a N膜 8 0 3のく 1— 1 0 0〉方向に沿っており、 この方向に直交する方向であるく 1 1— 2 0〉方向に 1 0 /z mの周期的ピッチと 5 mのストライプ幅とを有している。
次に、 ストライプ状に加工された誘電体膜 8 0 4が形成されたウェハが HV P E装置内にセットされ、 1 X 1 018/ c m3の S i濃度と 3 5 Ο /ί ΐηの厚さを有 する η型 G a N厚膜 8 0 5が 1 1 0 0 °Cの成長温度において堆積される。
n型 G a N厚膜 8 0 5が形成されたウェハは HV P E装置から取出され、 その 上に実施例 7 (図 7参照） と同様のレーザが作製された。 ただし、 この実施例 1 0においては、 レーザのリッジストライプ部分 1 Aが図 8のライン 8 1 0と 8 1 1の直上に位置しないように作製された。 これは、 貫通転位密度 （すなわち結晶 欠陥密度） の少ない部分にレーザ素子を作製するためである。 このようにして作 製された実施例 1 0のレーザの特性は、 基本的に実施例 9の場合と同様であった。 なお、 基板 8 0 0は、 研磨機で種基板 8 0 1を除去した後にレーザ用基板とし て用いられてもよい。 また、 基板 8 0 0はバッファ層 8 0 2以下のすべての層を 研磨機で除去した後にレーザ基板として用いられてもよい。 さらに、 基板 8 0 0 は、 誘電体膜 8 0 4以下のすべての層を研磨機で除去した後にレーザ用基板とし て用いられもよい。 種基板 8 0 1が除去される場合、 実施例 9の場合と同様に、 その基板の裏面上に n型電極 7 1 1を形成することができる。 なお、 種基板 8 0 1は、 レーザが作製された後に除去することも可能である。
上記の基板 800の作製において、 種基板 801としては、 C面サファイア、 M面サファイア、 A面サファイア、 R面サファイア、 GaAs、 ZnO、 MgO、 スピネル、 Ge、 S i、 6H— S i C、 4H— S i C、 3'C— S i Cなどのいず れが用いられてもよい。 バッファ層 802としては、 450°Cから 600での比 較的低温で成長させられた G a N層、 A 1 N層、 A 1 XG a XN (0 < x < 1 ) 層、 または I ny0ai-yN (0 < y≤ 1) 層のいずれが用いられてもよい。 n型 G a N膜 803の代わりとして、 n型 A lzGa i_zN (0 < z < 1) 膜が用いら れ得る。 誘電体膜 804としては、 S i〇2膜、 S i Nx膜、 T i O2膜、 または A 12O3膜のいずれが用いられてもよい。 n型 G a N厚膜 805の代わりとして、 n型 A (0<w≤ 1) 厚膜であってもよく、 その膜厚は 20 /zm以 上であればよい。
[実施例 11]
実施例 11は、 窒化物半導体宪光ダイオード素子に関するものである。 図 15 Aはこの実施例 11の窒化物半導体発光ダイォード素子の模式的な縦断面図であ り、 図 15 Bは図 15 Aに対応する上面図を表している。
図 15 Aの発光ダイオード素子は、 C面 （0001) サファイア基板 900、 G a Nバッファ層 901 (膜厚 30nm) 、 n型 G a N層コンタクト 902 (膜 厚 3 i m、 S i不純物濃度 1 X 1018/Cm3) 、 n型 A 1。 G a。.9N遮蔽層兼ク ラッド層 903 (膜厚 20nm、 S i不純物濃度 1 X 1018/ c m3) 、 発光層 9 04、 p型 A l。.2Ga0.8N遮蔽層兼クラッド層 905 (膜厚 20 n m、 M g不純 物濃度 6 X 1019/cm3) 、 p型 G aNコンタクト層 906 (膜厚 200nm、 Mg不純物濃度 1 X 1 O20/cm3) 、 透光性 p型電極 907、 パッド電極 908、 n型電極 909、 および誘電体膜 910を含んでいる。
ただし、 このような発光ダイオード素子において、 11型 1。.10&。.91^遮蔽層 兼クラッド層 903は省略されてもよい。 また、 p型電極 907は N iまたは P dで形成され、 パッド電極 908は A uで形成され、 そして n型電極 909は H fZAu、 T iZAl、 T iZMo、 または H f ZA 1の積層体で形成され得る。 この実施例の発光層においては、 井戸層と障壁層のそれぞれに S i H4 ( S i 不純物濃度 5 X 1 0 17ノ c m3) が添加されている。 なお、 これらの井戸層と障壁 層の窒化物半導体材料については、 実施例 7の場合と同様である。 また、 サファ ィァ基板 9 0 0の代わりに G a N基板を用いた場合は実施例 9と同様の効果が得 られ、 図 1 4に示す基板を用いた場合には実施例 1 0と同様の効果が得られる。 さらに、 G a N基板は導電性基板であるので、 図 1 5 Bのように発光素子の片面 側に！)型電極 9 0 7と n型電極 9 0 9の両方を形成してもよいし、 G a N基板の 裏面上に n型電極を形成してェピタキシャル最外表面上に透光性！)型電極を形成 してもよい。
なお、 この実施例 1 1における発光層 9 0 4に含まれる井戸層と障壁層に関す る条件は、 実施例 7の場合と同様である。
図 1 6においては、 発光ダイオード素子の発光層に含まれる井戸層数と発光強 度の関係が示されている。 すなわち、 このグラフにおいて横軸は井戸層数を表わ し、 縦軸は発光強度 （a r b . u n i t s ：規格化された任意単位） を表わして いる。 すなわち、 図 1 6において、 発光ダイオードの発光強度は、 G a N P井戸 層 （G a NA sまたはG a N S bの井戸層でもょぃ） の代わりに従来の I n G a N井戸層を用いた場合を基準 （破線） にして規格化されて示されている。 また、 グラフ中の〇印はサファイア基板を用いた場合の発光強度を示し、 秦印は G a N 基板を用いた場合の発光強度を示している。 このグラフから、 発光ダイオードに 含まれる井戸層の好ましい数は 2層以上で 1 0層以下であることがわかる。 また、 サファイア基板よりも G a N基板を用いた場合に発光強度が向上することがわか る。
[実施例 1 2 ]
実施例 1 2は、 窒化物半導体スーパールミネッセントダイォ一ド素子に関する ものである。 この発光素子における構成や結晶成長方法は実施例 7の場合と同様 である （図 7参照） 。 また、 発光層に含まれる井戸層と障壁層の窒化物半導体材 料については、 実施例 8と同様である。 本実施例においても、 サファイア基板の 代わりに G a N基板を用いた場合には実施例 9と同様の効果が得られ、 図 1 4に 示された基板を用いた場合には実施例 1 0と同様の効果が得られる。 また、 発光 層に含まれる井戸層数と発光強度との関係については、 実施例 1 1の場合と同様 である。
[実施例 13]
実施例 13においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層中の井戸層 と障壁層に不純物 S iの代わりに 1 X 1 Ο20 ^!!!3の Cが添加された。 このよ うに、 井戸層と障壁層において不純物 S iの代わりに Cを用いた場合にも同様の 効果が得られた。
[実施例 14 ]
実施例 14においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層中の井戸層 と障壁層に不純物として S iの代わりに 1 X 1016/ 01113の]^8が添加された。 このように、 井戸層と障壁層において不純物として S iの代わりに Mgを用いた 場合にも同様の効果が得ちれた。
[実施例 15 ]
実施例 15においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が3周期の 10.10&0.9 0.97 30.03井戸層 （厚さ 4 nm) /1 n0.05Ga。.95N障壁層 （厚さ 8 nm) に変更されたが、 それぞれの実施例と同様 の効果が得られた。
[実施例 16]
実施例 16においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が5周期の 10.0 & 0.95^.9 30.01井戸層 （厚さ 2 nm) /G aN障壁層 （厚さ 4nm) に変更されたが、 それぞれの実施例と同様の効果が得 られた。
[実施例 17 ]
実施例 17においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が3周¾の 1。.20&。. 0.96? 井戸脣 （厚さ 4nm) /G a N障壁層 （厚さ 7 nm) に変更されたが、 それぞれの実施例と同様の効果が得ら れた。
[実施例 18]
実施例 18においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が4周期の 10.20&0.8 .97 30.03井戸層 （厚さ 4 nm) /A lo.iG a0.9N0.99P (n障壁層 （厚さ l O nm)' に変更されたが、 それぞれの実施 例と同様の効果が得られた。
[実施例 1 9 ]
実施例 1 9においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が 3周期の A l 0.01G a0.99N0.98P0.02井戸層 （厚さ 4 nm) /A 10.01 I n0.06G a0.93N障壁層 （厚さ 8 nm) に変更されたが、 それぞれの実施例 と同様の効果が得られた。
[実施例 20]
実施例 20においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が 6周期の A l0.01G a0.99N0.99A s0,01井戸層 （厚さ 4 nm) /G a N障壁層 （厚さ 3 nm) に変更されたが、 それぞれの実施例と同様の効果が得 られた。
[実施例 2 1]
実施例 2 1においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が 4周期の A l0.03G a0.97N0.97P0.03井戸層 （厚さ 6 nm) /1 n 10.01G a。.89N障壁層 （厚さ 3 nm) に変更されたが、 それぞれの実施例と 同様の効果が得られた。
[実施例 2 2]
実施例 2 2においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が 5周期の A l0.03Ga0.97N0.98A S o.02井戸層 （厚さ 4 nm) /\ n0.oiG a0.99N0.99A (厚さ l O nm) に変更されたが、 それぞれの実 施例と同様の効果が得られた。
[実施例 2 3 ]
実施例 23においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が 6周期の Α 10.^ & 0.9Ν0.97Α 30.03井戸層 （厚さ 4 nm) /G aN障壁層 （厚さ 4 nm) に変更されたが、 それぞれの実施例と同様の効果が得 られた。
[実施例 24]
実施例 24においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が 3周期の A 1 o.oiG a 099]Si0.98S b 002井尸層 0旱 □ rimノ , G aN障壁層 （厚さ 5 nm) に変更されたが、 それぞれの実施例と同様の効果が得 られた。
[実施例 25]
実施例 25においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が 4周期の Al0.05Ga0.95N0.93P0.07井戸層 （厚さ 4nm) /\ n 0.02 1。,。3G a。.95N。.97A s。.。3障壁層 （厚さ 8 nm) に変更されたが、 それぞれの 実施例と同様の効果が得られた。
[実施例 26]
実施例 26においては、 実施例 7および 9から 11における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が 3周期の A l0.05Ga ο·95Ν0.96Α s 0.04井尸層 (厚 e 15 nm) / GaN。.9SAs。.。2障壁層 （厚さ l Onm) に変更されたが、 それぞれの実施例と 同様の効果が得られた。
[実施例 27]
実施例 27においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が 3周期の Α 10.01Ο& 99Ν0.92Ρ。.。8井戸層 （厚さ 5 nm) /A 1 。.03Ga0.97N0.98S b0.。2障壁層 （厚さ 5 nm) に変更されたが、 それぞれの実施例 と同様の効果が得られた。
[実施例 28]
実施例 28においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が2周期の 10.0 & 0.99]^0.9 30.05井戸層 （厚さ 6 nm) /\ 110.150&。.85^.98?。.。2障壁層 （厚さ611111) に変更されたが、 それぞれの実施例 と同様の効果が得られた。
[実施例 29]
実施例 29においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が4周期の八10.010&0.99^.94八30.06井戸層 （厚さ l Onm) / I η ιΑ l iG a0.8N0.95A s。.。5障壁層 （厚さ 4 nm) に変更されたが、 それぞ れの実施例と同様の効果が得られた。
[実施例 30] 実施例 30においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が 4周期の A l0.03Ga 97N0.88P0.12井戸層 （厚さ 10 nm) /A lo^G a0.9N0.93A s0.07障壁層 （厚さ 1 5 nm) に変更されたが、 それぞれの実 施例と同様の効果が得られた。
[実施例 31]
実施例 31においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が3周期の 10.030&0.97^.9 30.07井戸層 （厚さ 20 nm) / GaN0.9P i障壁層 （厚さ 20 nm) に変更されたが、 それぞれの実施例と同様 の効果が得られた。
[実施例 32]
実施例 32においては、 実施例 7および 9から 1 1における発光層に含まれる 井戸層と障壁層が2周期の 10.10&0.91^0.96 80.04井戸層 （厚さ 5 nm) /A l0.01Ga0.99N0.99As0.01障壁層 （厚さ 5 nm) に変更されるとともに、 その発光 層と P型光ガイド層との間に p型遮蔽層を用いることなく、 n型光ガイド層と発 光層との間に n型 A 10.15G a0.85N遮蔽層が用いられたが、 それぞれの実施例と 同様の効果が得られた。
[実施例 33]
実施例 33においては、 実施例 7から 10による窒化物半導体レーザを利用し た光学装置が作製された。 本発明によるたとえば青紫色 （400〜410 nmの 発光波長） 窒化物半導体レーザを利用した光学装置では、 従来の窒化物半導体レ 一ザに比べてレーザ発振閾値電流密度が低くて、 レーザ光中の自然放出光が減少 してノイズ光も低減する。 また、 そのようなレーザ素子は高出力 （50mW) で かつ高温雰囲気中で安定して動作し得るので、 高密度記録再生用光ディスクの記 録再生用光学装置に適している。
図 1 7において、 本発明によるレーザ素子 1を含む光学装置の一例として、 光 ピックァップ装置 2を含む光ディスク情報記録再生装置が模式的なプロック図で 示されている。 この光学情報記録再生装置において、 レーザ光 3は入力情報に応 じて光変調器 4で変調され、 走査ミラー 5およびレンズ 6を介してディスク 7上 に記録される。 ディスク 7は、 モータ 8によって回転させられる。 再生時にはデ イスク 7上のピット配列によって光学的に変調された反射レーザ光がビームスプ リツタ 9を通して検出器 1 0で検出され、 これによつて再生信号が得られる。 こ れらの各要素の動作は、 制御回路 1 1によって制御される。 レーザ素子 1の出力 については、 通常は記録時に 3 O mWであり、 再生時には 5 mW程度である。 本発明によるレーザ素子は上述のような光ディスク記録再生装置に利用され得 るのみならず、 レーザプリンタ、 光の三原色 （青色、 緑色、 赤色） レーザによる プロジェクタなどに利用し得る。
[実施例 3 4 ]
実施例 3 4においては、 実施例 1 2と 1 3による窒化物半導体発光ダイオード が光学装置に利用された。 一例として、 本発明による発光層を用いた光の三原色 (赤色、 緑色、 青色） による発光ダイオードまたはスーパールミネッセントダイ ォードを含む白色光源を作製することができ、 またそれらの三原色を用いたディ スプレイを作製することもできた。
従来の液晶ディスプレイに用いられていたハロゲン光 に代わってこのような 本発明による発光素子を利用した白色光源を用いることによって、 低消費電力で かつ高輝度のバックライトを得ることができる。 すなわち、 本発明の発光素子を 利用した白色光源は、 携帯ノートパソコン、 携帯電話などによるマンマシンイン ターフェイスの液晶ディスプレイ用バックライトとして利用でき、 小型化されか つ高鮮明な液晶ディスプレイを提供することが可能になる。 産業上の利用可能性
以上のように、 本発明によれば、 G a N^ y-zA s xPyS b z ( 0 < x + y + z≤ 0 . 3 ) の量子井戸層に A 1を含有させることによって、 発光効率の高い窒化物 半導体発光素子とそれを含む光学装置を提供することができる。

Claims

請求の範囲
1. 基板上において形成された発光層を含み、
前記発光層は A 1を含有する Gal^— x— y_zAsxPySbz (0< x + y + z≤0. 3) の単一量子井戸層を含むことを特徴とする窒化物半導体発光素子。
2. 前記 A 1の添加量が 6 X 1018/ cm3以上であることを特徴とする請求 項 1に記載の窒化物半導体発光素子。
3. 前記基板が窒化物半導体基板であることを特徴とする請求項 1に記載の窒 化物半導体発光素子。
4. 前記基板が、 擬似 G a N基板であることを特徴とする請求項 1に記載の窒 化物半導体発光素子。
5. 前記単一量子井戸層の厚さが 0. 4nm以上で 20 nm以下の範囲内にあ ることを特徴とする請求項 1に記載の窒化物半導体発光素子。
6. 前記単一量子井戸層は S i、 0、 S、 C、 Ge、 Zn、 Cdおよび Mgか ら選択された少なくとも 1種のドーパントを含むことを特徴とする請求項！:に記 載の窒化物半導体発光素子。
7. 前記ドーパントの添加量が 1 X 1016/ c m3〜 1 X 1020/ c m3の範囲内 にあることを特徴とする請求項 6に記載の窒化物半導体発光素子。
8. 前記基板のエッチピット密度が 7 X I 07/cm2以下であることを特徴と する請求項 3に記載の窒化物半導体発光素子。
9. 請求項 1に記載の窒化物半導体発光素子を利用した発光装置。
10. 複数の量子井戸層と複数の障壁層とが交互に積層された多重量子井戸構 造を有する発光層を含み、
前記量子井戸層は GaN^ x—y— zAsxPySbz (0≤x≤0. 10、 0≤y≤0. 16、 0≤ z≤ 0. 04、 x + y+ z >0) からなつていて、 付加的に少なくと も A 1を含有し、
前記障壁層は窒化物半導体からなることを特徴とする窒化物半導体発光素子。
1 1. 前記井戸層の A 1含有量は 1 X 1019/cm3以上であることを特徴と する請求項 10に記載の窒化物半導体発光素子。
12. 前記障壁層は As、 P、 および S bから選択されたいずれかの元素をさ らに含むことを特徴とする請求項 10に記載の窒化物半導体発光素子。
13. 前記発光層は 2層以上で 10層以下の前記井戸層を含んでいることを特 徴とする請求項 10に記載の窒化物半導体発光素子。
14. 前記井戸層は 0. 4 nm以上で 20 nm以下の厚さを有していることを 特徴とする請求項 10に記載の窒化物半導体発光素子。
15. 前記障壁層は 1 nm以上で 20 n m以下の厚さを有していることを特徴 とする請求項 10に記載の窒化物半導体発光素子。
16. 前記井戸層と前記障壁層の少なくとも一方は、 S i、 0、 S、 C、 Ge、 Zn、 C d、 および Mgから選択された少なくとも 1種のドーパントが添加され ていることを特徴とする請求項 10に記載の窒化物半導体発光素子。
17. 前記ドーパントの添加量は 1 X 1016〜： L X 102QZ c m3の範囲内にあ ることを特徴とする請求項 16に記載の窒化物半導体発光素子。
18. 前記窒化物半導体発光素子に含まれる複数の半導体層を成長させるため の基板を含み、 前記発光層の両主面のうちで前記基板に近い第 1主面に接する第
1隣接半導体層と前記基板から遠い第 2主面に接する第 2隣接半導体層との少な くとも一方は A 1を含む窒化物半導体からなることを特徴とする請求項 10に記 載の窒化物半導体発光素子。
19. 前記発光素子は G a N基板を利用して形成されていることを特徴とする 請求項 10に記載の窒化物半導体発光素子。
20 請求項 10に記載された前記窒化物半導体発光素子を含むことを特徴とす る光学装置。
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