CN100452583C - 氮化物半导体元件和其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的氮化物半导体元件包括：p型氮化物半导体层、n型氮化物半导体层以及夹持在所述p型氮化物半导体层和所述n型氮化物半导体层之间的激活层。p型氮化物半导体层具有：包含Al和Mg的第一p型氮化物半导体层、包含Mg的第二p型氮化物半导体层。第一p型氮化物半导体层位于所述激活层和所述第二p型氮化物半导体层之间，第二p型氮化物半导体层具有比第一p型氮化物半导体层的能带间隙大的能带间隙。

Description

氮化物半导体元件和其制造方法

技术领域

本发明涉及氮化物半导体元件，特别涉及一种期待在光电子信息处理装置和照明光源等中应用的半导体发光元件、包含双极型晶体管的氮化物半导体元件以及它们的制造方法。

背景技术

具有V族元素氮(N)的III-V族氮化物半导体，因为其带隙的大小，有望作为短波长发光元件的材料。其中正盛行研究氮化镓系列化合物半导体(GaN系列半导体：AlGaInN)，蓝色发光二极管(LED)、绿色LED已经进行了实际应用。而且，为了实现光盘装置的大容量化，渴望在400nm带上具有振荡波长的半导体激光器，被注目的将GaN系列半导体作为材料的半导体激光器现在已达到实用水平。

GaN系列半导体激光器，在例如特开平10-126006号公报、JapaneseJournal of Applied Physics，Vol.38，L226-L229(1999)、physica status solidi(a)194，No.2，407-413(2002)等中已公开。

下面，参照图1和图2，对以往的GaN系列半导体激光器进行说明。

首先，参照图1(a)。

图1(a)所示的半导体激光器具有：低位错ELO-GaN基板101和在ELO-GaN基板101上外延生长的氮化物半导体的层叠结构。ELO-GaN基板101由通过选择横方向生长(Epitaxial Lateral Overgrowth)制作的GaN的厚膜构成。

从基板101侧，图1(a)中的半导体层叠结构分别具有：n-Al_0.015Ga_0.985N接触层102；Ga_0.95In_0.05N裂纹抑制层103；n-Al_0.15Ga_0.85N/n-GaN超晶格SLs)包覆层104；GaN光引导层105；Ga_0.86In_0.14N/Ga_0.99In_0.01N多重量子阱(MQW)激活层106；p-Al_0.20Ga_0.80N盖层107；GaN光引导层108；p-Al_0.15Ga_0.85N/p-GaN-SLs包覆层109；以及p-GaN接触层110。这些半导体层的晶体生长，是通过使用例如有机金属气相生长法(MOVPE法)来实现的。

具有上述结构的半导体层叠结构被加工成图1(a)所示的形状，在其上形成有p电极111、SiO₂层112和n电极113。

图1(b)模式化表示该半导体激光器导带侧的能带结构。图1(b)的横轴对应于距基板表面的距离，愈靠近图中的左侧，距基板表面愈远。纵轴是导带下端的能级。

该半导体激光器的特征在于，为了在晶体生长中抑制In从激活层的蒸发和抑制电子从激活层的溢出，在MQW激活层106的正上方形成了禁带宽度最大的p-Al_0.20Ga_0.80N盖层107。

下面，参照图2(a)，说明其他的GaN半导体激光器。

该半导体激光器与图1(a)的半导体激光器相同，具有ELO-GaN基板201和在其上形成的半导体层叠结构。半导体层叠结构具有：n-GaN接触层202；n-Al_0.08Ga_0.92N包覆层203；GaN光引导层204；Ga_0.90In_0.10N/Ga_0.98In_0.02N-MQW激活层205；GaInN中间层206；AlGaN中间层207；p-Al_0.16Ga_0.84N电子阻挡层208；p-Al_0.15Ga_0.85N/p-GaN-SLs包覆层209；以及p-GaN接触层210。

该半导体层叠结构被加工成图2(a)所示的形状，在其上形成有p电极211、SiO₂层212和n电极213。

图2(b)表示该半导体激光器导带侧能带结构的模式图。该半导体激光器的特征在于，为了尽可能地降低由掺杂了p型杂质的层所引起的光吸收损失，在MQW激活层205和p-Al_0.16Ga_0.84N电子阻挡层208之间形成了被称为GaInN中间层206、AlGaN中间层207的间隔层。而且，由于GaInN中间层206和AlGaN中间层207也具有作为光引导层的功能，所以，与图1(a)所示半导体激光器不同，没有形成p侧的光引导层。

已经报告了具有这种结构的GaN半导体激光器都能够实现室温下输出30mW的连续振荡。

但是，在具有图1(a)和(b)所示结构的半导体激光器的情况下，激光器结构中在晶格常数最大的激活层106的正上方连接了晶格常数最小的AlGaN盖层106，则在激活层106上施加了大的变形，从而导致激光器元件在制作时的均匀性和再现性不好。

另一方面，在具有图2(a)和(b)所示结构的半导体激光器的情况下，在激活层205和AlGaN电子阻挡层(获得与图1的AlGaN盖层107相同的功能)之间插入了中间层。因此，有效地缓解了激活层上所被施加的变形，提高了激光器元件在制作时的均匀性。

在这些半导体激光器中共同的是：从进行激光器结构中带隙最大的AlGaN盖层(AlGaN电子阻挡层)的生长时，就开始了实现p型晶体的受主杂质的掺杂。

在氮化物系列半导体中，通常使用镁(Mg)作为受主杂质。在该Mg上，已知在晶体生长时的掺杂之际，会发生被称为“存储效应”的现象。所谓“存储效应”，是在晶体生长中，从杂质掺杂开始时到实际上被掺杂的杂质进入到晶体中之前由于发生了时间延迟而产生的。更具体而言，当发生了这种存储效应时，掺杂开始位置与希望的位置相比向晶体生长表面侧错开，使得在杂质浓度的深度方向分布中，浓度不会陡峭增加而是具有山麓形状。

另外，与上述情况相反，即“存储效应”从在晶体生长中结束掺杂的时刻开始，到实际上被掺杂的杂质进入晶体中结束之前产生了时间延迟。这种情况下，掺杂结束位置与希望位置相比向晶体生长层的表面侧错开，使得在杂质浓度的深度方向分布中，Mg浓度不会陡峭降低而是具有山麓形状。

在使Mg掺杂开始位置与激光器结构中带隙最大的AlGaN盖层(AlGaN电子阻挡层)的生长开始位置一致的情况下，如果发生该存储效应，则在AlGaN盖层(AlGaN电子阻挡层)中会产生Mg浓度局部降低的部分。

通常，具有这种倾向，即带隙能量变得越大，换言之，晶体中的Al成分变得越高，则受主杂质的激活能变得越大。如果通过由存储效应引起的Mg掺杂延迟而形成了Mg浓度低的部分，则在该部分中Mg不会被充分地激活，从而引起AlGaN电子阻挡层性能的降低。

在特开2000-143396号公报所记载的其他现有技术例子中，当制作p型GaN晶体时，掺杂了2×10²⁰cm^-3以下的Al(由于带隙能量为不会使GaN发生变化的程度，所以不是AlGaN混晶)。由此，说明了通过掺杂Mg而缓解了晶体的变形，使受主杂质即Mg有效地配置在GaN晶体中的Ga原子位置上，从而获得了高的空穴浓度。但是，即使实施Al掺杂，Mg浓度本身也是恒定值，如果将Al浓度控制为最佳化，则虽然能够通过改善受主的激活率来实现高空穴浓度，但并没有对掺杂界面上的存储效应的抑制、控制性和陡峭性高的受主杂质分布(profile)进行说明。

在特开2002-198314号公报所记载的另一个其他现有技术例子中，为了提高Mg掺杂分布的陡峭性，制作了AlGaN层/GaN层或者GaInN层/GaN层的多重异质结构(超晶格结构)，并在其上进行Mg掺杂。根据该方法，即使同样掺杂Mg，在GaN层和AlGaN层或者GaN层和GaInN层与异质界面的AlGaN层或者GaInN层的基板侧(生长开始侧)的界面附近，Mg浓度也会局部增大。然后，通过利用该Mg浓度局部增大的现象，来积极地形成界面从而提高陡峭性。但是，在该方法中，虽然陡峭性提高了，但是在带隙大的AlGaN层中依然会发生Mg掺杂延迟，使得在AlGaN层中产生了Mg浓度的不均匀。而且，通过形成多数异质界面会在晶体中不规则地产生Mg浓度的过分和不足，使得控制性、再现性非常低。

鉴于上述问题，本发明人制作了图3(a)所示的激光器结构。图3(a)的元件具有ELO-GaN基板301。ELO-GaN基板301是ABLEG(Air-BridgedLateral Epitaxial Growth)基板，具有未图示的气隙结构。ABLEG的细节例如在特开2002-009004号公报中公开。

基板301上的半导体层叠结构包括：n-GaN接触层302；n-Al_0.07Ga_0.93N包覆层303；n-GaN光引导层304；Ga_0.90In_0.10N/Ga_0.98In_0.02N-MQW激活层305；GaInN中间层306；GaN中间层307；p-GaN受主杂质掺杂开始层308；p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层309；p-Al_0.14Ga_0.86N/p-GaN-SLs包覆层310；以及p-GaN接触层311。图3(b)模式化地表示该激光器结构导带侧的能带结构。

该激光器结构的特征在于：不是与在激光器结构中带隙最大的p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层309的生长开始一同开始受主杂质的掺杂，而是在之前设置了p-GaN受主杂质掺杂开始层308。虽然在该p-GaN受主杂质掺杂开始层308中存在起因于存储效应的掺杂延迟，但通过进行考虑了该掺杂延迟的膜厚设计，能够使p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层309的Mg掺杂浓度一定。

但是，在这些现有技术的生长方法中，虽然将激光器结构中带隙能量最大的p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层309的Mg浓度变成一定值，但由于存储效应使得在掺杂开始以及结束时产生时间延迟，使得Mg的掺杂分布的陡峭性变低，结果，在p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层309中仅掺杂了相对包覆层的Mg浓度50％到70％左右的Mg浓度，则作为Mg的绝对量是不足的。因此，向激活层的空穴注入效率降低，使得很难以良好的再现性、均匀性来实现足够的低阈值电流驱动。而且，由于pn界面从激活层位置错开，导致阈值电压的上升。

为了提高p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层309的Mg浓度，只要使p-GaN-受主杂质掺杂开始层308足够厚即可，由此，能够使p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层309的Mg浓度成为与包覆层的Mg浓度为相同程度。但是，如果在p-GaN-受主杂质掺杂开始层308中也存在很多的Mg，则由于激光器工作时施加的电流以及施加在激光器上的热和磁场将导致Mg容易地扩散到激活层侧。其结果，Mg到达激活层附近，会在激活层附近引起光吸收损失，从而对激光器的可靠性产生坏的影响，使得难以实现再现性、均匀性良好且具有高可靠性的激光器元件。

发明内容

鉴于上述问题，本发明提供一种成品率良好、可靠性高的氮化物半导体元件。

本发明的氮化物半导体元件是包括：p型氮化物半导体层、n型氮化物半导体层以及夹持在所述p型氮化物半导体层和所述n型氮化物半导体层之间的激活层的氮化物半导体元件，所述p型氮化物半导体层具有：包含Al和Mg的第一p型氮化物半导体层、包含Mg的第二p型氮化物半导体层，所述第一p型氮化物半导体层位于所述激活层和所述第二p型氮化物半导体层之间，所述第二p型氮化物半导体层具有比所述第一p型氮化物半导体层的能带间隙大的能带间隙，还包括位于所述第一p型氮化物半导体层和所述激活层之间并且包含Al的非掺杂氮化物半导体层，

所述非掺杂氮化物半导体层具有比所述第二p型氮化物半导体层的能带间隙小的能带间隙。

在优选实施方式中，所述第二p型氮化物半导体层起着作为抑制来自所述激活层的载流子溢出的阻挡层的作用。

在优选实施方式中，所述第一p型氮化物半导体层的Al浓度为1×10²⁰cm^-3以上2×10²¹cm^-3以下，所述第一p型氮化物半导体层的厚度为1nm以上。

优选实施方式中，所述非掺杂氮化物半导体层具有与所述第一p型氮化物半导体层的能带间隙相等的能带间隙。

优选实施方式中，所述非掺杂氮化物半导体层和所述第一p型氮化物半导体层的合计厚度为1nm以上50nm以下。

优选实施方式中，所述第二p型氮化物半导体层的厚度为5nm以上20nm以下。

优选实施方式中，在所述第二p型氮化物半导体层中，Mg浓度为8×10¹⁸cm^-3以下的区域的厚度为1nm以下。

优选实施方式中，所述p型氮化物半导体层还具有第三p型氮化物半导体层，其具有比所述第二p型氮化物半导体层的能带间隙小的能带间隙，所述第二p型氮化物半导体层位于所述第三p型氮化物半导体层和所述第一p型氮化物半导体层之间。

优选实施方式中，所述第三p型氮化物半导体层的能带间隙比所述第一p型氮化物半导体层的能带间隙小。

优选实施方式中，所述第三p型氮化物半导体层起着包覆层的作用。

优选实施方式中，所述第一p型氮化物半导体层和所述第二p型氮化物半导体层的至少一方包含In。

优选实施方式中，所述第一p型氮化物半导体层及所述第二p型氮化物半导体层含有In，所述第二p型氮化物半导体层的In组成比，比所述第一p型氮化物半导体层的In组成比大。

根据本发明的氮化物半导体元件的制造方法，其中，氮化物半导体元件包括：p型氮化物半导体层、n型氮化物半导体层、以及夹持在所述p型氮化物半导体层和所述n型氮化物半导体层之间的激活层，所述p型氮化物半导体层具有：包含Al和Mg的第一p型氮化物半导体层、以及包含Mg的第二p型氮化物半导体层，所述第一p型氮化物半导体层位于所述激活层和所述第二p型氮化物半导体层之间，所述第二p型氮化物半导体层具有比所述第一p型氮化物半导体层的能带间隙大的能带间隙，还包括位于所述第一p型氮化物半导体层和所述激活层之间并且包含Al的非掺杂氮化物半导体层，所述非掺杂氮化物半导体层具有比所述第二p型氮化物半导体层的能带间隙小的能带间隙，该方法包括：形成所述n型氮化物半导体层的工序；形成所述激活层的工序；通过同时供给具有Mg的原料气体和具有Al的原料气体，来形成包含Al和Mg的所述第一p型氮化物半导体层的工序；通过供给具有Mg的原料气体来形成所述第二p型氮化物半导体层的工序，在形成所述第一p型氮化物半导体层的工序之前，通过不供给p型杂质而供给具有Al的原料气体，来形成包含Al的非掺杂氮化物半导体层的工序。

优选实施方式中，所述第一p型氮化物半导体层的Al浓度为1×10²⁰cm^-3以上2×10²¹cm^-3以下，所述第一p型氮化物半导体层的厚度为1nm以上。

附图说明

图1(a)是表示GaN半导体激光器现有技术例子的剖视图，图1(b)是其导带侧能带结构的模式图。

图2(a)是表示GaN半导体激光器另一现有技术例子的剖视图，图2(b)是其导带侧能带结构的模式图。

图3(a)是表示GaN半导体激光器又一现有技术例子的剖视图，图3(b)是其导带侧能带结构的模式图。

图4(a)是本发明实施方式1中的氮化物半导体激光器的剖面结构图，图4(b)是其导带侧能带结构的模式图。

图5(a)是表示图3(a)和(b)所示的半导体激光器中的SIMS分布曲线，图5(b)是表示实施方式1的半导体激光器中的SIMS分布曲线。

图6是表示相对于p-AlGaN-受主杂质掺杂开始层的Al组成，p-AlGaN电流溢出抑制层的Mg浓度的曲线。

图7(a)是表示本发明实施方式3中的半导体激光器的剖视图，图7(b)是比较例的导带侧能带结构的模式图，图7(c)是本实施方式中的导带侧能带结构的模式图。

图8(a)是表示本发明实施方式4中的半导体激光器的剖视图，图8(b)是其导带侧能带结构的模式图。

图9(a)是表示本发明实施方式5中的半导体激光器的剖视图，图9(b)是其导带侧能带结构的模式图。

图10(a)是表示本发明实施方式6中的半导体激光器的剖视图，图10(b)是其导带侧能带结构的模式图。

图11(a)是表示本发明实施方式7中的半导体激光器的剖视图，图11(b)是其导带侧能带结构的模式图。

图12是表示本发明实施方式8中的半导体激光器的剖视图。

图13是表示实施方式8的半导体激光器中的激活层附近的传导体能带结构的模式图。

图14是表示本发明实施方式9中的半导体激光器的剖视图。

图15是表示实施方式9的半导体激光器中的激活层附近的传导体能带结构的模式图。

图16是表示实施方式9的半导体激光器中的激活层附近的其他传导体能带结构的模式图。

具体实施方式

下面，参照附图，说明本发明的实施方式。

(实施方式1)

首先，说明本发明的氮化物半导体元件的第一实施方式。

图4(a)表示本实施方式的半导体激光器的剖面结构，图4(b)是其导带侧能带结构的模式图。本实施方式的半导体激光器具有：n-GaN基板401和在n-GaN基板401上形成的半导体层叠结构。该半导体层叠结构从基板侧开始具有：n-GaN层402；n-Al_0.05Ga_0.95N包覆层403；n-GaN光引导层404；Ga_0.90In_0.10N/Ga_0.98In_0.02N-MQW激活层405；非掺杂Ga_0.98In_0.02N中间层406；非掺杂GaN中间层407；非掺杂Al_0.03Ga_0.97N中间层408；p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409；p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层410；p-Al_0.10Ga_0.90N(2nm厚)/p-GaN(2nm厚)-SLs包覆层(120对)411；以及p-GaN接触层412。

这里，p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409起着“包含Al和Mg的第一p型氮化物半导体层”的作用，p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层410起着“包含Mg的第二p型氮化物半导体层”的作用。

如图4(b)所示，p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409的带隙比p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层410的带隙小，比p-Al_0.10Ga_0.90N(2nm厚)/p-GaN(2nm厚)-SLs包覆层(120对)411中的带隙的最大值也小。

这种半导体层叠结构被加工成图4(a)所示的形状，在其上形成有p电极413、n电极414、以及SiO₂层415。

在这种半导体激光器中，如果在n电极414和p电极413之间施加电压，则空穴从p电极13、电子从n电极414注入到MQW激活层405，在MQW激活层405中产生增益，并以410nm波长产生激光振荡。

下面，说明图4(a)所示半导体激光器制造方法的实施方式。

在本实施方式中，使用MOVPE法来进行氮化物半导体层的晶体生长。生长压力可以是减压、大气压(1atm)、大气压以上的加压中的任何一个，也可以在各层中切换为最合适的压力。另外，用于将原料供给到基板的运载气体优选为至少包括氮气(N₂)或者氢气(H₂)等的惰性气体的气体。

此外，本发明的氮化物半导体的生长方法不局限于MOVPE法，氢化物气相生长法(HVPE法)或者分子束外延法(MBE法)等，全都是适用于生成化合物半导体晶体的方法。

在本实施方式中，首先，在通过有机溶剂、酸对n-GaN基板401的表面进行清洗之后，将其设置在基座(suscepter)上并通过N₂进行充分地置换。在N₂置换结束之后，在N₂气氛中，以10℃/10秒的升温速率升温到1000℃。之后，将运载气体切换为H₂，同时供给氨气(NH₃)，来行1分钟的基板表面的清洗(cleaning)。

接着，供给三甲基镓(TMG)和甲硅烷(SiH₄)，来生长2μm厚的n-GaN层402。接着，添加三甲铝(TMA)，生长1.5μm厚的n-Al_0.05Ga_0.95N包覆层403。此后，停止TMA的供给，生长厚度为0.1μm的n-GaN光引导层404。

在n-GaN光引导层404生长之后，将运载气体变为N₂，停止NH₃的供给，并将生长温度降低到780℃。在生长温度稳定在780℃之后，首先供给NH₃，接着供给TMG和三甲基铟(TMI)。这样，会生成Ga_0.90In_0.10N/Ga_0.98In_0.02N-MQW激活层405。Ga_0.90In_0.10N阱层厚为3nm，Ga_0.98In_0.02N势垒层厚为7nm，阱层数是3。在激活层上不进行有意图的掺杂。

接着，在生长了30nm厚的非掺杂Ga_0.98In_0.02N中间层406和30nm厚的非掺杂GaN中间层407之后，暂且停止TMG的供给。此后，在供给N₂和NH₃的状态下迅速地升温到1000℃，在生长温度到达1000℃之后，将运载气体变更到N₂和H₂的混合气体，成为供给N₂、H₂和NH₃的状态。

然后，通过直接供给TMG和TMA，来生长40nm厚的非掺杂Al_0.03Ga_0.97N中间层408，之后，将双环戊二烯合镁(Cp₂Mg)作为Mg原料，并掺杂了Mg的p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409生长到厚度5nm。

接着，在生长了10nm厚度的p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层410之后，迅速地将运载气体切换成仅是H₂，来顺次层叠p-Al_0.10Ga_0.90N(2nm厚)/p-GaN(2nm厚)-SLs包覆层(120对)411以及50nm厚的p-GaN接触层412。

接着，将p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409、p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层410、p-Al_0.10Ga_0.90N/p-GaN-SLs包覆层411、以及p-GaN接触层412加工成线条(stripe)状。之后，将被加工成带状的层叠结构的两侧通过作为绝缘膜的SiO₂层415进行覆盖，形成电流注入区域。线条宽度是2～3微米左右。

接着，在SiO₂层415开口部的p-GaN接触层412的表面和SiO₂层415的一部分上形成p电极413。之后，在通过刻蚀半导体的层叠结构使n-GaN层402的一部分露出之后，在其露出表面上形成n电极414。也可以替代这样的做法，在n-GaN基板的背面形成n电极。

在本实施方式中，为了降低与p电极413的接触电阻，将p-GaN接触层411的Mg浓度调节在1×10²⁰cm^-3到5×10²⁰cm^-3的范围内。

根据上述制造方法，在生长非掺杂GaN中间层407之后，在生长非掺杂Al_0.03Ga_0.97N中间层408期间，暂时停止TMG的供给。然后，在供给N₂和NH₃的状态下迅速地升温，并且在中途将运载气体变更为N₂和H₂的混合气体。

但是，也可以不停止TMG的供给，持续供给TMG来继续非掺杂GaN中间层407的晶体生长，并且升温。而且，还可以供给TMG和TMA，一边进行非掺杂Al_0.03Ga_0.97N中间层408的晶体生长一边升温。这样，如果是在晶体中不生成作为非发光再结合中心的原因的缺陷的方法，则可以采用任何升温方法。

下面，说明非掺杂Al_0.03Ga_0.97N中间层408和p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409对p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层410的Mg浓度分布所起到的作用。

图5(a)是表示图3(a)和(b)所示的半导体激光器中的SIMS分布曲线，图5(b)是表示本实施方式的半导体激光器中的SIMS分布的曲线，本实施方式的半导体激光器，在生长p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层410之前，形成了非掺杂Al_0.03Ga_0.97N中间层408和p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409。另外，在曲线中，“1.0E+M”意味着“1.0×10^M”。

在图5(a)和(b)的任何一个样品(sample)中，都进行Mg掺杂，使得p型包覆层(p-Al_0.10Ga_0.90N/p-GaN-SLs包覆层411和p-Al_0.14Ga_0.86N/p-GaN-SLs包覆层310)的空穴浓度成为2×10¹⁸cm^-3。具体而言，以p型包覆层中Mg浓度为1×10¹⁹cm^-3的条件来进行Mg的掺杂。

P型受主杂质掺杂开始层409的膜厚统一为5nm，电子溢出抑制层410的膜厚统一为10nm。在本实施方式的半导体激光器中，从图5(b)所示的Mg的浓度分布可知，AlGaN电子溢出抑制层410的Mg浓度已经达到9.5×10¹⁸cm^-3，实现了大致等于包覆层411中Mg浓度的目标值(1×10¹⁹cm^-3)。与此相对，在图5(a)的例子中，显著地出现了由于Mg掺杂的存储效应而引起的掺杂延迟影响。即，在AlGaN电子溢出抑制层309中Mg浓度在深度方向上变化，其大小也只有5～7×10¹⁸cm^-3左右。

如上所述，在生长了包含Al的非掺杂Al_0.03Ga_0.97N中间层408和p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409之后，通过生长p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层410，能够抑制因存储效应而引起的Mg的掺杂延迟。其结果是，可以使激光器结构中带隙能量最大的p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层410中的Mg浓度与包覆层401中的Mg浓度几乎相等。

为了获得本实施方式的效果，在开始Mg掺杂之后，优选将在开始生长溢出抑制层410(第二p型氮化物半导体层)之前所生长的“包含Al的氮化物半导体层(第一p型氮化物半导体层)”的厚度形成为1nm以上50nm以下。为了在该包含Al的氮化物半导体层(第一p型氮化物半导体层)中的Al浓度充分地高，优选第一p型氮化物半导体层中的Al浓度为1×10²⁰cm^-3以上2×10²¹cm^-3以下，并且，在第一p型氮化物半导体层中，Al浓度为1×10²⁰cm^-3以上2×10²¹cm^-3以下的区域的厚度优选为1nm以上。

Mg最终从第一p型氮化物半导体层扩散到在生长第一p型氮化物半导体层之前进行的包含Al的非掺杂氮化物半导体层(Al_0.03Ga_0.97N中间层408)中，结果，存在包含p型化区域的可能性。但是，为了简单，在本说明书中只要在生长时刻不是有意图地掺杂p型杂质，就将Al_0.03Ga_0.97N中间层408称为“包含Al的非掺杂氮化物半导体层”。

替代Ga而使用包含In的p-Al_0.90In_0.10N受主杂质掺杂开始层也能够获得由本实施方式获得的效果。这种情况下，重要的是相对于激光器结构中带隙能量最大的p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层410，形成与其相比带隙能量小(但与Ga_0.90In_0.10N/Ga_0.98In_0.02N-MQW激活层405相比其带隙能量大)，而且至少包含Al的非掺杂中间层和至少包含Al的受主杂质掺杂开始层这3层结构。包含Al的必要性将在后面进行叙述。

另外，在特开2002-009004号公报所记载的半导体激光器中，为了防止Mg从AlGaN层中扩散，在Mg掺杂p-Al_YGa_1-YN层和Si掺杂n-GaN层之间插入了非掺杂Al_xGa_1-xN层(0≤X≤Y≤1)。在该构成中，通过插入非掺杂Al_xGa_1-xN层，抑制了Mg从Mg掺杂p-Al_YGa_1-YN层向激活层(Si掺杂n-GaN层)的扩散。抑制Mg扩散的目的在于抑制施主/受主的配对发光，从而来支配能带端发光。

在上述半导体激光器中，由于相对激光器结构中带隙能量最大的Mg掺杂p-Al_YGa_1-YN层而形成了形成有使用了非掺杂Al_xGa_1-xN层的2层结构，所以能够抑制Mg杂质的扩散。但是，在激光器结构中带隙能量最大的Mg掺杂p-Al_YGa_1-YN层上产生了因存储效应引起的Mg掺杂延迟。

另外，根据本申请发明人的研究可知，与不包含Al的Mg掺杂p-GaN层比较，Mg从包含Al的Mg掺杂p-AlGaN层向激活层的扩散是非常不容易发生的。该点的细节将在后面叙述。

当然，由于与GaN的带隙能量相比，含有Al的AlGaN的带隙能量较大，所以AlGaN中的受主杂质的激活能量相对变大。因此，如果在AlGaN生长中开始Mg的掺杂，则由于不容易使p型杂质激活，从而使得再现性、均匀性降低，因此不优选在AlGaN生长中开始Mg的掺杂。

而且，由于与AlGaN和GaN之间的晶格常数差相比，AlGaN和GaInN之间的晶格常数差变大，所以，当将AlGaN层配置在激活层的附近时，容易招致构成激活层的阱层变形的不均匀。如果该变形变大，则会对发光特性产生不良的影响，对于均匀性和可靠性来说是不希望的。

但是，根据本发明者的研究结果，通过将Al特意包含在GaN中，能够成功降低Mg掺杂的存储效应，并可以实现陡峭性高的掺杂界面，从而能够显著地改善激光器的发光特性。

另外，为了降低在阱层中发生的晶格变形，优选将非掺杂GaN中间层的厚度设定在最合适降低变形的大小。

下面，说明掺杂开始层中Al的作用。

Mg是原料非常容易附着在晶体生长装置的配管和反应器(reactor)内壁上的，在开始掺杂之后的初期，原料大都在该反应中被消耗。这是产生存储效应的主要原因。存储效应的影响还依赖于晶体生长装置，但在本实施方式所使用的晶体生长装置中，为了在GaN生长中获得1×10¹⁹cm^-3的Mg浓度，在开始Mg掺杂时，Mg的掺杂前端(front)在晶体表面侧偏移约10nm。因此，Mg浓度达到1×10¹⁹cm^-3的90％的水平(9×10¹⁸cm^-3)，就是在开始GaN生长之后，进行厚度为200nm左右的晶体生长的时刻。

另一方面，当在Al组成为1％的AlGaN生长中进行同样的Mg掺杂时，不会发生Mg掺杂波前的延迟，并且达到9×10¹⁸cm^-3的Mg浓度仅要10nm。这是因为，由于Mg和Al的反应性非常高，所以当在含有Al的原料气体中添加Mg时，Al和Mg会立即反应，形成不会附着在配管和反应器内壁上的复合体而进入晶体中。

下面，参照图6。图6是表示相对于p-AlGaN受主杂质掺杂开始层的Al组成，p-AlGaN电流溢出抑制层的Mg浓度的曲线。如图6所示，p-AlGaN-受主杂质掺杂开始层中的Al浓度优选设定为Mg掺杂浓度的10倍以上的大小。具体而言，如果必要的Mg浓度是1×10¹⁹cm^-3，则优选Al浓度为1×10²⁰cm^-3、晶体中的Al组成设定为0.1％以上。如果将p-AlGaN-受主杂质掺杂开始层中的A浓度设定在Mg掺杂浓度的100倍以上的大小，则Mg浓度会进一步增加，因此更为优选。

如上所述，通过高效率地形成Al和Mg的复合体来进行Mg掺杂，能够抑制Mg的存储效应。其结果，能够实现具有陡峭的掺杂界面并不发生掺杂延迟的Mg掺杂分布。

另外，通过替代图3所示的半导体激光器中的GaN中间层307和p-GaN受主杂质掺杂开始层308，而使用非掺杂Al_0.03Ga_0.97N中间层408和p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409，可以减小在形成电子溢出抑制层时的压缩应力。

压缩应力会产生压电电场，由于它而引起的能带结构的变化使受主杂质扩散，形成不均匀的浓度分布。但是，在本实施方式中，通过使用包含可以使压缩应力减小的Al的中间层/受主杂质掺杂开始层的组合，能够有效实现陡峭性优良的Mg掺杂分布。

GaN晶体中的Mg所形成的受主能级比施主杂质即Si的激活能量大。因此，在通过电流注入使激光器振荡时，容易发生光学损失(光吸收损失)。但是，在本发明中，由于能够以高控制性、高陡峭性来在界面上形成希望的掺杂分布，所以，能够以更好的成品率提供光吸收损失极低的激光器元件。

另外，作为在p-GaN层中开始Mg掺杂来实现陡峭掺杂分布的方法，也考虑到仅在掺杂界面上使Mg供给量过剩来控制掺杂延迟的方法。但是，配管和反应器内壁附着不能降低，由存储效应引起的掺杂延迟仍然会发生，并相反地在AlGaN电子溢出抑制层中受主杂质即Mg被过量引取(例如Mg浓度为1×10²⁰cm^-3以上)，使得受主被补偿，造成高电阻化，从而缺乏控制性。

而且，虽然能够将晶体生长装置改造成难以发生存储效应的配管、反应器结构，但是，为此其成本以及需要的时间也是巨大的。

与此相反，根据本发明，不用特别的装置改造和方法，就能够容易地提高Mg掺杂的控制性。

为了获得本发明的效果，重要的是一边高效率地形成Al和Mg的复合体一边进行Mg掺杂。在进行Mg掺杂时，如果运载气体不仅包含H₂还包含N₂，则由于反应性高，因此优选。而且，为了提高该反应性，在不影响激光器结构的电特性范围内，微量添加氧、碳、硅等杂质也是有效的。

在使用了以往的p-GaN受主杂质掺杂开始层的情况下，由于激光器工作时的施加电流、激光器被施加的热和磁场，使得Mg容易扩散到激活层侧。其结果，会在激活层附近引起光吸收损，从而对激光器的可靠性产生不良的影响。对此，在使用p-AlGaN受主杂质掺杂开始层来制作激光器结构的情况下，在晶体中Al和Mg也是牢靠地耦合在一起，难以在激光器工作时发生Mg的扩散。

并且，在使用以往的p-GaN受主杂质掺杂开始层的情况下，在晶体生长装置的配管和反应器内壁所附着的Mg在晶体生长后也会残留，在接下来制作激光器结构时会慢慢混入n型层，补偿了n型施主杂质造成高电阻化。对此，在使用p-AlGaN受主杂质掺杂开始层来制作激光器结构的情况下，能够抑制该影响。

虽然在本实施方式中使用了GaN基板，但是基板不局限于GaN，也可以是AlGaN、InGaN或者AlGaInN等氮化物半导体块状(bulk)基板、蓝宝石基板、碳化硅基板、硅基板、在表面上生长了GaN的镓砷基板、使用选择性横方向生长而制作的ELO-GaN基板。

本实施方式中，虽然在n型包覆层上使用了块状晶体的AlGaN、在p型包覆层上使用了由AlGaN和GaN构成的超晶格结构，但是也可以在p型包覆层上使用块状晶体的AlGaN、在n型包覆层上使用由AlGaN和GaN构成的超晶格结构。而且，还可以在n型、p型两者上都使用块状晶体的AlGaN或者由AlGaN和GaN构成的超晶格结构。并且，这些半导体层还可以包含In和硼(B)砷(As)、磷(P)，只要能够有效地实现光和载流子的封闭即可。

而且，本实施方式中，虽然使用TMG作为Ga的原料、TMA作为Al的原料、TMI作为In的原料、Cp₂Mg作为Mg的原料、以及NH₃作为N的原料，但是，原料气体不限定于这些。也可以将三乙基镓(TEG)或氯化镓(GaCl或者GaCl₃)用作为Ga的原料，将三乙基铝(TEA)或者二甲基氢化铝(DMAH)、二甲基氯化铝(DMACl)、三甲胺基铝烷(TMAA)作为Al的原料，将三乙基铟(TEI)作为In的原料，将双乙基环戊二烯合镁(EtCp₂Mg)或者双甲基环戊二烯合镁(EeCp₂Mg)作为Mg原料，以及将肼(N₂H₄)或者单甲基肼(MMH)、二甲基肼(DMH)用作为N的原料。

特别是为了有效地实现本发明，重要的是高效地形成Al和Mg的复合体以及使用它来进行Mg掺杂，由于在该复合体的形成中分子量越大作用越有效，所以，进一步优选在能够使用的范围内尽可能地使用分子量大的原料。

(实施方式2)

本实施方式中，在与实施方式1相同形成了半导体层叠结构之后，通过干法刻蚀工序将该层叠结构加工成带状。此时，在非掺杂Al_0.03Ga_0.97N中间层408即将露出之前，从表面侧开始顺次刻蚀p-GaN接触层412、p-Al_0.10Ga_0.90N/p-GaN-SLs包覆层411、p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层410、p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409。刻蚀深度是决定激光器的缺陷(kink)等级和光束形状的重要参数，因此希望进行精密控制。

在激光器结构外延晶片(epiwafer)的数个位置上设置有50um角的光学评价用监视窗，一边进行干法刻蚀工序，一边当场观测进行光学评价，来实施干法刻蚀。

在本实施方式中，作为光学评价方法进行了光致发光测量。在光致发光评价中使用了波长325nm的氦-镉激光。在被掺杂了p型受主杂质的化合物半导体中，形成了p型受主杂质能级，观测施主/受主的配对发光，在没有被掺杂p型受主杂质的化合物半导体中，主要观测来自能带端附近的发光。在没有使用p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409的现有技术中，p型受主的掺杂分布形成山麓形状，由于掺杂界面不明确，所以不能通过光学评价求得掺杂界面。

但是，如实施方式1那样，通过使用p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409，能够改善掺杂界面的陡峭性，使得通过光学评价能够容易进行膜厚控制。当然，该控制方法不仅是光致发光测量，只要是能够进行评价的方法，也可以使用等离子发光分析等任何方法。而且，光学评价用监视窗在晶片内不会使元件的成品率降低，并且只要能够进行光学评价，则不论其形状和尺寸都可。

而且，在刻蚀结束之后，通过从该光学评价用监视窗进行光致发光的测量，能够评价激活层的发光波长，在激光器工序的前阶段，还能够进行激光器结构的外观评价，能够实现元件处理的高效化。

(实施方式3)

通过晶体生长来形成除了p型包覆层结构之外，与实施方式1具有同样构成的激光器结构。虽然在实施方式1中使用了p-Al_0.10Ga_0.90N/p-GaN-SLs包覆层411，但是在这里将其替代，使用p-Al_0.08Ga_0.92N/p-Al_0.02Ga_0.98N-SLs包覆层601。图7(a)表示该激光器结构的构造图。

在使用了p-Al_0.10Ga_0.90N/p-GaN-SLs包覆层411的情况下，通过周期性地重复供给/不供给TMA来形成AlGaN层/GaN层。此时，如果同样地进行Mg掺杂，则在GaN层形成中会因存储效应而减少Mg的取入量。相反在形成AlGaN层时，在界面附近Mg的取入量将急剧地增大。因此，由于反复朝向常数值趋于稳定的变化，如图7(b)所示，使得Mg浓度在包覆层内不稳定，需要反复调整，因此对于激光器结构的低电压工作，其再现性将降低。

另一方面，在使用了p-Al_0.08Ga_0.92N/p-Al_0.02Ga_0.98N-SLs包覆层601的情况下，持续供给TMA能够使存储效应的影响降低。因此，如图7(c)所示，可以将包覆层内的Mg浓度控制为恒定值，使再现性良好，因而能够以高的控制性来实现工作电压的降低。

(实施方式4)

下面，参照图8(a)和(b)，来说明本发明的氮化物半导体元件的第4实施方式。本实施方式的半导体激光器除了下面说明的部分之外，具有与图4(a)所示的半导体激光器(实施方式1)相同的构成。即，代替实施方式1中的40nm厚的非掺杂Al_0.03Ga_0.97N中间层408以及5nm厚的p-Al_0.03Ga_0.97N-受主杂质掺杂开始层409，具有40nm厚的非掺杂Al_0.03Ga_0.95In_0.02N中间层701以及5nm厚的p-Al_0.03Ga_0.95In_0.02N受主杂质掺杂开始层702。

由于这些层中的Al组成，在本实施方式和实施方式1之间是相等的，所以，对Mg掺杂分布来说没有差异，但是，仅由于含有In使得能带间隙能量变小。其结果，这些层中的杂质的激活能量变小，从而空穴浓度变高。而且，激活层上所施加的变形也变小。因此，根据本实施方式，能够进一步实现降低阈值电流和提高可靠性。

(实施方式5)

下面，参照图9(a)和(b)来说明本发明氮化物半导体元件的第5实施方式。本实施方式的半导体激光器除了下面说明的部分之外，具有与图4(a)所示的半导体激光器(实施方式1)相同的构成。即，在本实施方式中，代替实施方式1中的5nm厚的p-Al_0.03Ga_0.97N-受主杂质掺杂开始层409，具有5nm厚的p-Al_0.03Ga_0.95In_0.02N受主杂质掺杂开始层801以及5nm厚的p-Ga_0.98In_0.02N层802。

Mg掺杂开始层801的Al组成在两个实施方式中相等，因此Mg掺杂分布没有差异，但是，在本实施方式中，由于插入了p-Ga_0.98In_0.02N层802，所以MQW激活层405和p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层410之间的距离增长了相应的量。但是，由于5nm厚的p-Ga_0.98In_0.02N层802含有In，所以其带隙能量比GaN的带隙能量小，结果具有非常高的空穴浓度。因此，提高了向激活层405的空穴的注入效率，可以进一步实现降低阈值电流和提高可靠性。

(实施方式6)

下面，参照图10(a)和(b)来说明本发明氮化物半导体元件的第6实施方式。本实施方式的半导体激光器除了下面说明的部分之外，具有与图4(a)所示的半导体激光器(实施方式1)相同的构成。即，在实施方式中，代替图4(a)半导体激光器中的40nm厚的非掺杂Al_0.03Ga_0.97N中间层408以及5nm厚的p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409，具有40nm厚的非掺杂Al_0.06Ga_0.84In_0.10N中间层901以及3nm厚的p-Al_0.06Ga_0.84In_0.10N受主杂质掺杂开始层902。

在本实施方式中，中间层901和受主杂质掺杂开始层902的Al组成分别比实施方式1中的中间层408和受主杂质掺杂开始层409的Al组成高。因此，由于Mg的掺杂分布更陡峭地上升，所以能够使p-Al_0.06Ga_0.84In_0.10N受主杂质掺杂开始层902变薄。

而且，由于本实施方式的p-Al_0.06Ga_0.84In_0.10N受主杂质掺杂开始层902与GaN晶格匹配，所以，能够使激活层405上所被施加的变形比实施方式1的小。因此，可以进一步实现高输出化和提高可靠性。

(实施方式7)

下面，参照图11(a)和(b)来说明本发明氮化物半导体元件的第7实施方式。本实施方式的半导体激光器除了下面说明的部分之外，具有与图4(a)所示的半导体激光器(实施方式1)相同的构成。即，在实施方式中，代替40nm厚的非掺杂Al_0.03Ga_0.97N中间层408以及5nm厚的p-Al_0.03Ga_0.97N-受主杂质掺杂开始层409，具有40nm厚的非掺杂Al_0.01Ga_0.99N中间层1001，以及Al组成从0.01按每1nm阶梯性地上升0.03直到0.13的5nm厚的Al_xGa_1-xN(0.01≤x≤0.13)受主杂质掺杂开始层1002。

在本实施方式中，通过阶梯性地增加Al_xGa_1-xN(0.01≤x≤0.13)受主杂质掺杂开始层1002中的Al组成，能够使Mg的掺杂分布更加陡峭地上升。

而且，在本实施方式中，由于能够抑制起因于晶格常数差的晶格变形的发生，所以，可以降低激活层上所被施加的应力，并实现降低因能带不连续引起的等级(notch)的发生。

并且，由于能够有效地降低因压缩应力而产生的压电电场效应的影响，所以提高了向激活层的空穴的注入效率，进一步降低阈值电流和提高可靠性，从而实现成品率的提高。

在本实施方式中，虽然以Al组成从0.01按每1nm阶梯性地上升0.03直到0.13的方式形成了5nm厚的Al_xGa_1-xN(0.01≤x≤0.13)受主杂质掺杂开始层1002，但是由此所得到的效果并不是仅仅在使Al组成阶梯性地增加时能获得。如放大图11(b)的一部分所示，通过连续地增加Al组成或者以抛物线方式增加，也能够大幅度降低由晶格常数差引起的变形的发生，可以完全抑制由能带不连续引起的等级的发生。

如上所述，根据本发明的氮化物半导体元件，由于可以通过第二p型氮化物半导体层来提高载流子封闭的效率，所以不需要重视由起作为包覆层的功能的第三p型氮化物半导体层实现的载流子的封闭。因此，容许将包覆层(第三p型氮化物半导体层)的能带间隙变小，其结果，能够降低包覆层中的Al组成。在以下说明的实施方式中，通过与上述各个实施方式相比，降低包覆层(第三p型氮化物半导体层)的Al组成比，来将其能带间隙设定为比第一p型氮化物半导体层的能带间隙小。由于起作为包覆层的功能的第三p型氮化物半导体层中的Al组成比的降低，会使氮化物半导体元件的串联电阻Rs降低，所以可以降低消耗功率。

(实施方式8)

下面，参照图12来说明本发明氮化物半导体元件的第8实施方式。

首先，准备n-GaN基板1601，在通过有机溶剂和酸清洗其表面之后，将基板1601设置在生长炉内的基座上。使用N₂气在生长炉内充分置换之后，以1℃/秒的升温速率升温到1000℃，在将运载气体切换为H₂气的同时，开始氨气(NH₃)的供给来进行基板表面的清洗。该清洗的时间优选为进行1分钟以上。之后，开始供给三甲基镓(TMG)和甲硅烷(SiH₄)，来进行2μm厚的n-GaN层1602的生长，接着，添加三甲铝(TMA)，进行1.5μm厚的n-Al_0.05Ga_0.95N包覆层1603的生长。接着，在停止TMA的供给并生长了0.1μm的n-GaN光引导层1604之后，将运载气体变为N₂，停止NH₃的供给，并将生长温度降温到780℃。

接着，通过供给NH₃、TMG和三甲铟(TMI)，并将在光引导层1604上生长厚度约3nm的In_0.1Ga_0.9N阱层和在阱层上生长厚度约7nm的In_0.02Ga_0.98N势垒层作为1周期时，来生长3周期的半导体层，由此形成多重量子阱(MQW)激活层1605。

接着，在生长了30nm厚的非掺杂In_0.02Ga_0.98N中间层1606以及生长了30nm厚的非掺杂GaN中间层1607之后，停止TMG的供给。在供给N₂和NH₃的状态下迅速升温到1000℃，并将运载气体切换为N₂和H₂的混合气体。重新开始TMG和TMA的供给，来生长45nm厚的p-Al_0.10Ga_0.90N中间层(掺杂增强层)1608。

在该掺杂增强层1608开始生长时或者生长途中，通过双环戊二烯合镁(Cp₂Mg)开始Mg掺杂。

掺杂增强层1608开始生长之后，在其生长途中，当开始了Mg掺杂的情况下，会在掺杂增强层1608上形成没有掺杂Mg的Al_0.10Ga_0.90N下层部分和掺杂了Mg的Al_0.10Ga_0.90N上层部分。换言之，掺杂增强层1608变成具有包括非掺杂Al_0.10Ga_0.90N下层部分和Mg掺杂Al_0.10Ga_0.90N上层部分的两者的结构。这种情况下，非掺杂Al_0.10Ga_0.90N下层部分对应于实施方式1中的Al_0.03Ga_0.97N中间层408，Mg掺杂Al_0.10Ga_0.90N上层部分相当于实施方式1中的p-Al_0.03Ga_0.97N受主杂质掺杂开始层409。

另外，即使在与掺杂增强层1608开始生长的同时开始Mg掺杂的情况下，由于掺杂延迟，也会形成非掺杂Al_0.10Ga_0.90N下层部分。

这样，虽然在掺杂增强层1608的一部分上能够形成不掺杂Mg的区域，但是，由于在其后的工序中产生的Mg的热扩散，Mg也能够被掺杂在掺杂增强层1608的全体上。

另外，在掺杂增强层1608中，掺杂了Mg的部分起到作为本发明第一p型氮化物半导体层的功能。

在形成了掺杂增强层1608之后，生长了10nm厚的p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层1609。该p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层1609起到作为本发明第二p型氮化物半导体层的功能。

在生长了p-Al_0.16Ga_0.84N电子溢出抑制层1609之后，迅速地将运载气体切换为H₂，在生长了p-Al_0.03Ga_0.97N包覆层1610之后，顺次层叠50nm厚的p-GaN接触层11611。

在本实施方式中，虽然使用了镁(Mg)作为p型掺杂剂，但在Mg的基础上，还可以添加碳(C)、锌(Zn)、铍(Be)、镉(Cd)等p型掺杂剂。

另外，氮化物半导体的生长方法不限定于MOVPE法，可以采用氢化物气相生长法(HVPE法)和分子束外延法(MBE法)等，用于使化合物半导体晶体生长的迄今已经提出的所有方法。

在本实施方式中，虽然使用TMG作为Ga的原料、TMA作为Al的原料、TMI作为In的原料、Cp₂Mg作为Mg的原料、以及NH₃作为N的原料，但是，如果是有效利用上述条件的原理的晶体生长，原料气体不限定于这些。也可以将三乙基镓(TEG)或氯化镓(GaCl或者GaCl₃)用作为Ga的原料，将三乙基铝(TEA)或者二甲基氢化铝(DMAH)、二甲基氯化铝(DMACl)作为Al的原料，将三乙基铟(TEI)作为In的原料，将双乙基环戊二烯合镁(EtCp₂Mg)或者双甲基环戊二烯合镁(EeCp₂Mg)作为Mg原料，以及将肼(N₂H₄)或者单甲基肼(MMH)、二甲基肼(DMH)用作为N的原料。

在本实施方式中，虽然在各个包覆层和接触层中使用了块状晶体，但是，也可以使用超晶格结构。

接着，通过利用蚀刻将成为共振器形成区域的部分蚀刻到p-Al_0.10Ga_0.90N中间层(掺杂增强层)1608，来将其加工成带状，在共振器形成区域的上部形成隆起部。隆起部中的线带宽度为2～3μm左右。通过掩模外延层中的带状的共振器形成区域，对n型接触层1602的一部分进行刻蚀直到该外延层露出为止。

接着，分别掩模与p型接触层上面电极的接触部分和与n型接触层上面电极的接触部分，通过CVD法等，在隆起部两侧堆积由氧化硅(SiO₂)构成的保护绝缘膜1613，形成电流注入区域。在绝缘膜开口部的p-GaN接触层1611表面上形成p电极1612，在n-GaN接触层1602表面上形成n电极1614。为了降低与p电极1612的接触电阻，p-GaN接触层1611的Mg浓度设定为从1×10²⁰cm^-3到5×10²⁰cm^-3。这样，制作了图12所示的氮化物半导体激光器。

另外，在本实施方式中，虽然将n侧的电极形成在上面(与p侧电极相同侧)，但是，也可以将n电极形成在n-GaN基板的背面，构成从上下导通的结构。

对于这样获得的半导体激光器，如果在p侧电极1612和n侧电极1614之间施加电压，则空穴会从p侧电极1612向MQW激活层1605注入，同时，电子从n侧电极1614注入。由此，在MQW激活层1605中，通过空穴和电子之间的重新复合而产生了光学增益，由此会引起大约410nm波长的激光振荡。

下面，说明采用p-Al_0.10Ga_0.90N中间层(掺杂增强层)1608的Al组成比(能带间隙)，比p-Al_0.16Ga_0.84N溢出抑制层1609小、比p-Al_0.03Ga_0.97N包覆层1610大的结构的有效性。

图13是表示本实施方式中激活层附近构成的示意图。从激活层侧开始，其由膜厚和Al组成比(能带间隙)不同的3个区域以上的层形成。

在本实施方式中，p-AlGaN掺杂增强层1102中的被掺杂Mg的部分对应于第一p型氮化物半导体层。而且，p-AlGaN溢出抑制层1103对应于第二p型氮化物半导体层，p-AlGaN包覆层1104对应于第三p型氮化物半导体层。将第一p型氮化物半导体层的Al组成比设定成比第三p型氮化物半导体层的组成比高，并且将第二p型氮化物半导体层的Al组成比构成为比第三p型氮化物半导体层的高。其结果，对于能带间隙来说，满足第二p型氮化物半导体层＞第一p型氮化物半导体层＞第三p型氮化物半导体层的关系。

在其能带间隙变为比第二p型氮化物半导体层小的范围内，第一p型氮化物半导体层中的Al组成比优选尽量使用高的Al组成比。通过存在该第一p型氮化物半导体层，能够消除p型杂质的掺杂延迟，能够相对第二p型氮化物半导体层确保足够的杂质浓度。

优选的Al组成比是：第一p型氮化物半导体层为5～20％，第二p型氮化物半导体层为10～30％，第三p型氮化物半导体层为平均3～9％。最好的Al组成比是：第一p型氮化物半导体层为6～12％，第二p型氮化物半导体层为15～20％，第三p型氮化物半导体层为平均3.5～5.5％。在将第一p型氮化物半导体层和第二p型氮化物半导体层所谓的高Al组成比的层增厚构成的情况下，由于导致串联电阻的增加，所以与第三p型氮化物半导体层相比，需要将膜厚变薄。因此，各层优选的膜厚是：第一p型氮化物半导体层为1～50nm，第二p型氮化物半导体层为5～20nm。最好的膜厚是：第一p型氮化物半导体层为5～20nm，第二p型氮化物半导体层为5～10nm。

另外，只要第一p型氮化物半导体层的Al组成比在上述优选的Al组成比的范围内，就可以具有倾斜。而且，该倾斜可以是连续的，也可以是阶段性的。

并且，如果各个区域是在上述优选的Al组成比和膜厚的范围内，则可以不是块层而是超晶格层亦可。另外，还可以将块层和超晶格层混合。

根据本实施方式，通过实验确认了在AlGaN溢出抑制层1103中能够实现Mg的浓度达到9×10¹⁸cm^-3以上的高浓度。

在本实施方式中，虽然在掺杂增强层1102的生长开始时或者在生长途中开始掺杂，但是，也可以在掺杂增强层1102的全部或者一部分中进行Mg的掺杂，不需要在掺杂增强层1102中Mg的浓度是均匀的。

溢出抑制层1103中的p型杂质浓度优选处于最大从8×10¹⁸cm^-3到2×10¹⁹cm^-3的范围内，并优选杂质浓度的分布在厚度方向上也是均匀的。

这样，由于通过插入AlGaN掺杂增强层1102能够抑制Mg掺杂延迟的影响，所以，能够使激光器结构中带隙能量最大的AlGaN溢出抑制层1103中的Mg浓度与包覆层的Mg浓度几乎相等。这样，通过改善空穴注入效率，可以在降低阈值电流的同时，抑制因pn界面位置的错位引起的工作电压的上升等。特别是，通过将掺杂增强层1102形成为超晶格层，即使平均Al组成相同，也能够形成Al浓度高的部分，从而可以提高Mg取入的陡峭性。

另外，由于通过使溢出抑制层1103由超晶格层构成，能够降低Mg受主的激活能量，所以可以降低串联电阻。该效果也可以代替Ga，通过包含In的p-Al_0.90In_0.10N受主杂质掺杂开始层来获得，只要在开始掺杂的层中至少包含Al即可。

通过这种结构上的研究，如果对于溢出抑制层，能够充分地掺杂p型掺杂剂，则能够将载流子完全地封锁在该层内。由此，几乎没有考虑在包覆层中封闭载流子的必要性，使得能够降低AlGaN包覆层1104的Al组成比。而且，对于光的封闭，即使降低包覆层的Al组成比，也能够通过增厚包覆层的厚度而补偿。

根据上述说明，通过利用结构上的研究来控制p型掺杂剂浓度，能够改善载流子的封闭，以及能够基于包覆层Al组成比的降低来实现低电阻化。由此，可以降低器件的串联电阻和能够减小工作电压。

虽然在本实施方式中说明了GaN基板上的激光器结构，但是如果本发明的晶体生长是有效利用了上述条件的原理的晶体生长，则基板不限于是GaN，还可以是AlGaN、InGaN和AlGaInN等氮化物半导体块状(bulk)基板、蓝宝石基板和碳化硅基板、硅基板、在镓砷基板上生长的GaN等、使用选择性横方向生长而制作的ELO-GaN基板。

而且，虽然在本实施方式中说明了激光器元件，但不局限于此，还可以应用于发光二极管元件。而且，能够应用于具有pn结、并需要防止电子的溢出和低电阻化的所有的元件。进而，上述效果在BAlGaInN和含有砷(As)、磷(P)的混晶化合物半导体全体上也成立。

(实施方式9)

参照图14，说明本发明氮化物半导体元件的第9实施方式。

首先，将n-GaN基板1701的表面通过有机溶剂和酸清洗之后，将基板1701设置在生长炉内的基座(suscepter)上。通过N₂在生长炉内进行充分地置换之后，以1℃/秒的升温速率升温到1000℃，在将运载气体切换为H2的同时，开始供给氨气(NH₃)来进行基板表面的清洗(cleaning)。优选该清洗的时间进行1分钟以上。然后，开始供给三甲基镓(TMG)和甲硅烷(SiH₄)，来生长2μm厚的n-GaN层1702，接着，添加三甲铝(TMA)，来生长1.5μm厚的n-Al_0.05Ga_0.95N包覆层1703。在停止TMA的供给而使n-GaN光引导层1704生长到0.1μm之后，将运载气体变为N₂并停止NH₃的供给，且将生长温度降低到780℃。

接着，通过供给NH₃、TMG和三甲铟(TMI)，以及将在光引导层1704上生长厚度为约3nm的In_0.1Ga_0.9N阱层和在阱层上生长厚度为约7nm的In_0.02Ga_0.98N势垒层作为1周期时，通过形成3周期的半导体层来形成多重量子阱(MQW)激活层1705。

接着，在生长了30nm厚的非掺杂In_0.02Ga_0.98N中间层1706以及30nm厚的非掺杂GaN中间层1707之后，停止TMG的供给。在供给N₂和NH₃的状态下迅速升温到1000℃，并将运载气体切换为N₂和H₂的混合气体。重新开始TMG和TMA、TMI的供给，来生长45nm厚的p-Al_0.10Ga_0.85In_0.05N中间层(掺杂增强层)1708。在该中间层的生长途中，通过双环戊二烯合镁(Cp₂Mg)开始Mg掺杂。然后，在生长了10nm厚的p-Al_0.16Ga_0.75In_0.10N溢出抑制层1709之后，迅速地将运载气体切换为H₂，来顺次层叠p-Al_0.03Ga_0.97N包覆层1710和50nm厚的p-GaN接触层1711。

根据上述方法，能够获得构成半导体激光器的外延层。另外，由于此后的氮化物半导体激光器的制作工序与实施方式8是相同的，因此省略其说明。

另外，在本实施方式中，虽然使用了镁(Mg)作为p型掺杂剂，但将其代替还可以使用碳(C)、锌(Zn)、铍(Be)、镉(Cd)等。

而且，虽然在本实施方式中使用MOVPE法作为氮化物半导体的生长方法，但不局限于此，还能够采用氢化物气相生长法(HVPE法)和分子束外延法(MBE法)等用于生长化合物半导体晶体的迄今已经提出的所有方法。

并且，虽然在本实施方式中，使用TMG作为Ga的原料、TMA作为Al的原料、TMI作为In的原料、Cp₂Mg作为Mg的原料、以及NH₃作为N的原料，但是，如果是有效利用上述条件的原理的晶体生长，则原料气体不限定于这些。也可以将三乙基镓(TEG)或氯化镓(GaCl或者GaCl₃)用作为Ga的原料，将三乙基铝(TEA)或者二甲基氢化铝(DMAH)、二甲基氯化铝(DMACl)作为Al的原料，将三乙基铟(TEI)作为In的原料，将双乙基环戊二烯合镁(EtCp₂Mg)或者双甲基环戊二烯合镁(EeCp₂Mg)作为Mg原料，以及将肼(N₂H₄)或者单甲基肼(MMH)、二甲基肼(DMH)用作为N的原料。

而且，在本实施方式中，虽然将块状晶体使用在各个包覆层和接触层上，但是，也可以使用超晶格结构。

下面，说明p-Al_0.10Ga_0.85In_0.05N中间层(掺杂增强层)1708的Al组成(能带间隙)采用比p-Al_0.16Ga_0.75In_0.10N溢出抑制层1709小、比p-Al_0.03Ga_0.97N包覆层1710大的结构，并且在p-Al_0.16Ga_0.75In_0.10N溢出抑制层1709和p-Al_0.10Ga_0.85In_0.05N中间层1708上包含In组成的有效性。

本实施方式使用的结构特征在于：将p-Al_0.10Ga_0.85In_0.05N中间层(掺杂增强层)1708之类的Al组成比较高的层插入在AlGaInN电子溢出抑制层之前，使Mg的掺杂从p-Al_0.10Ga_0.85In_0.05N中间层形成中开始。如实施方式8中说明的，由于p型杂质(例如Mg等)容易进入包含Al的混晶半导体层中，所以具有难以发生掺杂延迟之类的重大特征。而且，由于p型杂质进入的容易程度依赖于Al组成，因此在Al组成比为0％到50％之间，随着Al组成比的增加，p型杂质进入的量也增加。

在本实施方式中，与实施方式8不同，在激活层的附近没有按原样配置与InGaN之间的晶格常数差大的AlGaN，而是为了抑制晶格常数差使用了包含In的AlGaInN。通过采用这种结构，可以一边通过高的Al组成比来抑制掺杂延迟，一边尽可能地通过降低晶格常数差来消除构成激活层的阱层变形的不均匀，从而抑制对发光特性的影响。

图15是表示本实施方式中激活层附近构成的示意图。从激活层侧开始，由膜厚、Al组成比(能带间隙)和In组成比不同的3个区域以上的层形成。在本实施方式中，p-AlGaInN掺杂增强层1803对应于第一p型氮化物半导体层，p-AlGaInN溢出抑制层1804对应于第二p型氮化物半导体层，p-AlGaInN包覆层1805对应于第三p型氮化物半导体层。第一p型氮化物半导体层的Al组成比(能带间隙)构成为比第二p型氮化物半导体层的小，并且比第三p型氮化物半导体层的大。在其能带间隙比第二p型氮化物半导体层小的范围内，优选第一p型氮化物半导体层中的Al组成比尽量使用高的Al组成比。在此基础上，通过在第二p型氮化物半导体层和所述第一p型氮化物半导体层中包含In组成，能够抑制与附近存在的激活层之间的晶格常数差。基于该第一p型氮化物半导体层的存在，能够消除在现有技术构成中发生的p型杂质的掺杂延迟，可以相对于第二p型氮化物半导体层来确保足够的杂质浓度。

另外，优选的Al组成比是：第一p型氮化物半导体层为5～20％，第二p型氮化物半导体层为10～30％，第三p型氮化物半导体层为平均3～9％。最好的Al组成比是：第一p型氮化物半导体层为6～12％，第二p型氮化物半导体层为15～20％，第三p型氮化物半导体层为平均3.5～5.5％。而且，优选的In组成比是：第一p型氮化物半导体层为1～20％，第二p型氮化物半导体层为1～30％。这样，优选将In组成比至少设定为比各层的Al组成要小。

在本实施方式中，由于与第一p型氮化物半导体层中的Al组成比相比，第二p型氮化物半导体层中的Al组成比设定得高，所以涉及In组成比，也设定为第二p型氮化物半导体层的比第一p型氮化物半导体层的大。由此，能够减小各层晶格常数的差，从而降低激活层的变形。但是，在第一p型氮化物半导体层和激活层的距离比较近的情况下，还存在下述情况，即，与Al组成比大的第二p型氮化物半导体层相比，第一p型氮化物半导体层的晶格常数相对于激活层的变形有时会受到更大的影响。在这种情况下，如图16所示那样，优选将In组成设定为：与第一p型氮化物半导体层(p-AlGaInN掺杂增强层1903)相比，第二p型氮化物半导体层(p-AlGaInN溢出抑制层1904)的要小。

而且，由于如果增厚第一p型氮化物半导体层和第二p型氮化物半导体层所谓高的Al组成比的层，则串联电阻会增加，所以，这些层的膜厚需要比第三p型氮化物半导体层小。因此，各层优选的膜厚是：第一p型氮化物半导体层为1～50nm，第二p型氮化物半导体层为5～20nm。最好的膜厚是：第一p型氮化物半导体层为5～20nm，第二p型氮化物半导体层为5～10nm。

另外，如果第一p型氮化物半导体层的Al组成比和In组成比是在上述优选的Al组成比和In组成的范围内，则也可以具有倾斜。而且，该倾斜可以是连续的，也可以是阶段性的。并且，如果各个区域是在上述优选的Al组成比和In组成比以及膜厚的范围内，则可以不是块层而是超晶格层，也可以是块层和超晶格层混合。

通过采用本实施方式的结构，即使在AlGaInN电子溢出抑制层1804的与p-AlGaInN掺杂增强层之间的界面附近，也已实验确认了Mg浓度为9×10¹⁸cm^-3以上的高浓度。由此可知，该值与实施方式8举出的Mg浓度相比是同等水平，即使在通过In组成比来降低晶格常数差的情况下，只要使用高的Al组成比，就能够获得同样的掺杂效果。对于掺杂开始位置，需要从掺杂增强层1803的最初或途中进行。另外，也可以在掺杂增强层的全部或者一部分中进行杂质的掺杂，不需要层中杂质浓度是均匀的。对于溢出抑制层1804的掺杂浓度，优选均匀地掺杂最大从8×10¹⁸cm^-3到2×10¹⁹cm^-3的p型杂质。

这样，通过插入AlGaInN掺杂增强层1803，可以抑制Mg掺杂延迟的影响，从而可以使激光器结构中带隙能量最大的AlGaInN电子溢出抑制层1804中的Mg浓度与包覆层的Mg浓度几乎相等。通过改善空穴注入效率，能够降低阈值电流。特别是，通过将掺杂增强层1803做成超晶格层，则即使平均Al组成比相同，也能够形成Al浓度高的部分，从而能够提高Mg进入的陡峭性。而且，通过将溢出抑制层1804做成超晶格层，能够降低Mg受主的激活能量，来降低串联电阻。

通过这种结构上的研究，对于溢出抑制层1804，如果能够充分地掺杂p型掺杂剂，则可以完全地将载流子封锁在该层内。由此，几乎没有考虑在包覆层中封闭载流子的必要性，从而可以降低AlGaN包覆层1805的Al组成比。另外，即使降低包覆层的Al组成比，对于光的闭入，也可以通过增厚包覆层的厚度来弥补。根据上述方法，通过利用结构上的研究来控制p型掺杂剂浓度，可以改善载流子的封闭，并能够通过包覆层的Al组成比的降低来降低电阻。由此，可降低器件的串联电阻，降低工作电压。

另外，虽然在本实施方式中说明了GaN基板上的激光器结构，但是如果本发明的晶体生长是有效利用上述条件的原理的晶体生长，则基板不限于GaN，也可以是AlGaN、InGaN或者AlGaInN等氮化物半导体块状(bulk)基板、蓝宝石基板、碳化硅基板、硅基板、在镓砷基板上所生长的GaN等、或者是使用选择性横方向生长而制作的ELO-GaN基板。

而且，虽然上述实施方式中的半导体元件都是激光器元件，但本发明不局限于此，还能够应用于具有pn结、需要同时防止电子溢出和低电阻化的所有氮化物半导体元件。例如，能够应用于发光二极管元件、光接收元件、晶体管等氮化物半导体元件。

在前述的实施方式中，虽然都使用了镁(Mg)作为p型受主杂质，但在Mg的基础上，还可以添加碳(C)、锌(Zn)、铍(Be)、镉(Cd)等。而且，作为进行Mg掺杂的氮化物半导体，还可以是BAlGaInN和含有As、P的AlGaInNAsP混晶化合物半导体。

工业实用性

根据本发明，通过设置带隙能量比激活层大、带隙能量比电子溢出抑制层小的p型受主杂质掺杂开始层，可以实现没有因存储效应导致掺杂延迟的陡峭受主杂质分布。由此，能够制作具有高可靠性低阈值电流以及低工作电压的化合物半导体光接收发送元件，并使其再现性、均匀性良好。

本发明的这种氮化物半导体元件主要作为光盘相关领域的光源而使用，也能够应用于激光打印机、条形码读码器等。

Claims (14)

1.一种氮化物半导体元件，包括：p型氮化物半导体层、n型氮化物半导体层以及夹持在所述p型氮化物半导体层和所述n型氮化物半导体层之间的激活层，其中，

所述p型氮化物半导体层具有：

包含Al和Mg的第一p型氮化物半导体层；和

包含Mg的第二p型氮化物半导体层，

所述第一p型氮化物半导体层位于所述激活层和所述第二p型氮化物半导体层之间，

所述第二p型氮化物半导体层具有比所述第一p型氮化物半导体层的能带间隙大的能带间隙，

还包括位于所述第一p型氮化物半导体层和所述激活层之间并且包含Al的非掺杂氮化物半导体层，

所述非掺杂氮化物半导体层具有比所述第二p型氮化物半导体层的能带间隙小的能带间隙。

2.根据权利要求1所述的氮化物半导体元件，其特征在于，所述第二p型氮化物半导体层起着作为抑制来自所述激活层的载流子溢出的阻挡层的作用。

3.根据权利要求1所述的氮化物半导体元件，其特征在于，所述第一p型氮化物半导体层的Al浓度为1×10²⁰cm^-3以上2×10²¹cm^-3以下，

所述第一p型氮化物半导体层的厚度为1nm以上。

4.根据权利要求1所述的氮化物半导体元件，其特征在于，所述非掺杂氮化物半导体层具有与所述第一p型氮化物半导体层的能带间隙相等的能带间隙。

5.根据权利要求4所述的氮化物半导体元件，其特征在于，所述非掺杂氮化物半导体层和所述第一p型氮化物半导体层的合计厚度为1nm以上50nm以下。

6.根据权利要求5所述的氮化物半导体元件，其特征在于，所述第二p型氮化物半导体层的厚度为5nm以上20nm以下。

7.根据权利要求6所述的氮化物半导体元件，其特征在于，所述第二p型氮化物半导体层中，Mg浓度为8×10¹⁸cm^-3以下的区域的厚度为1nm以下。

8.根据权利要求1所述的氮化物半导体元件，其特征在于，所述p型氮化物半导体层还具有第三p型氮化物半导体层，所述第三p型氮化物半导体层具有比所述第二p型氮化物半导体层的能带间隙小的能带间隙，

所述第二p型氮化物半导体层位于所述第三p型氮化物半导体层和所述第一p型氮化物半导体层之间。

9.根据权利要求8所述的氮化物半导体元件，其特征在于，所述第三p型氮化物半导体层的能带间隙比所述第一p型氮化物半导体层的能带间隙小。

10.根据权利要求8所述的氮化物半导体元件，其特征在于，所述第三p型氮化物半导体层起着包覆层的功能。

11.根据权利要求8～10中任何一项所述的氮化物半导体元件，其特征在于，所述第一p型氮化物半导体层和所述第二p型氮化物半导体层的至少一方包含In。

12.根据权利要求11所述的氮化物半导体元件，其特征在于，所述第一p型氮化物半导体层及所述第二p型氮化物半导体层含有In，所述第二p型氮化物半导体层的In组成比，比所述第一p型氮化物半导体层的In组成比大。

13.一种氮化物半导体元件的制造方法，所述氮化物半导体元件包括：p型氮化物半导体层、n型氮化物半导体层、以及夹持在所述p型氮化物半导体层和所述n型氮化物半导体层之间的激活层，所述p型氮化物半导体层具有：包含Al和Mg的第一p型氮化物半导体层、包含Mg的第二p型氮化物半导体层，所述第一p型氮化物半导体层位于所述激活层和所述第二p型氮化物半导体层之间，所述第二p型氮化物半导体层具有比所述第一p型氮化物半导体层的能带间隙大的能带间隙，还包括位于所述第一p型氮化物半导体层和所述激活层之间并且包含Al的非掺杂氮化物半导体层，所述非掺杂氮化物半导体层具有比所述第二p型氮化物半导体层的能带间隙小的能带间隙，所述氮化物半导体元件的制造方法包括：

形成所述n型氮化物半导体层的工序；

形成所述激活层的工序；

通过同时供给具有Mg的原料气体和具有Al的原料气体，来形成包含Al和Mg的所述第一p型氮化物半导体层的工序；

通过供给具有Mg的原料气体来形成所述第二p型氮化物半导体层的工序；以及

在形成所述第一p型氮化物半导体层的工序之前，通过不供给p型杂质而供给具有Al的原料气体，来形成包含Al的非掺杂氮化物半导体层的工序。

14.根据权利要求13所述的制造方法，其特征在于，

所述第一p型氮化物半导体层的Al浓度为1×10²⁰cm^-3以上2×10²¹cm^-3以下，

所述第一p型氮化物半导体层的厚度为1nm以上。

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