JP2002124702A - 窒化ガリウム系半導体発光素子 - Google Patents
窒化ガリウム系半導体発光素子Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 窒化ガリウム系半導体発光素子において、歪
みに起因する素子劣化を抑制し、信頼性が良好な発光素
子を提供する。 【解決手段】 素子構造を構成するＧａＮ層のａ軸格子
歪み量εを、−０．１６≦ε≦−０．０１％の範囲とす
る。
みに起因する素子劣化を抑制し、信頼性が良好な発光素
子を提供する。 【解決手段】 素子構造を構成するＧａＮ層のａ軸格子
歪み量εを、−０．１６≦ε≦−０．０１％の範囲とす
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】紫外光から可視光領域で発光
可能な窒化ガリウム系化合物半導体発光素子に関する。
可能な窒化ガリウム系化合物半導体発光素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】窒化ガリウム系半導体は青色や緑色のＬ
ＥＤや近紫外光レーザ素子材料として用いられている。
これらの発光素子はコンタクト層としてのＧａＮ層、発
光層としてのＩｎＧａＮ層、キャリアや光の閉じ込め層
としてのＡｌＧａＮ層などにより構成されており、素子
構造を積層する基板としては、他の基板に比べ比較的良
好な結晶成長が可能なサファイアが用いられている。実
用化されているＬＥＤとしては、例えば、サファイア基
板上にＧａＮバッファ層、ｎ型ＧａＮ層、ＩｎＧａＮ量
子井戸活性層、ｐ型ＡｌＧａＮ層、ｐ型ＧａＮ層を順次
積層して作成されたものがある。
ＥＤや近紫外光レーザ素子材料として用いられている。
これらの発光素子はコンタクト層としてのＧａＮ層、発
光層としてのＩｎＧａＮ層、キャリアや光の閉じ込め層
としてのＡｌＧａＮ層などにより構成されており、素子
構造を積層する基板としては、他の基板に比べ比較的良
好な結晶成長が可能なサファイアが用いられている。実
用化されているＬＥＤとしては、例えば、サファイア基
板上にＧａＮバッファ層、ｎ型ＧａＮ層、ＩｎＧａＮ量
子井戸活性層、ｐ型ＡｌＧａＮ層、ｐ型ＧａＮ層を順次
積層して作成されたものがある。
【０００３】基板上に半導体層を結晶成長させる工程に
おいて、サファイア基板はＧａＮとは格子定数や熱膨張
係数が異なるため、サファイア基板上に積層されるＧａ
Ｎ層は格子歪みを内包しやすい。また、ＡｌＧａＮ層を
素子構造中に積層する際にＡｌＧａＮ層とＧａＮ層との
格子定数差に起因してＡｌＧａＮ層に引っ張り歪みが生
じるが、Ａｌ組成が比較的高い場合や膜厚を厚く形成す
る場合あるいは成長条件によってはこの引っ張り歪みが
原因と考えられるクラックが発生する場合が有る。
おいて、サファイア基板はＧａＮとは格子定数や熱膨張
係数が異なるため、サファイア基板上に積層されるＧａ
Ｎ層は格子歪みを内包しやすい。また、ＡｌＧａＮ層を
素子構造中に積層する際にＡｌＧａＮ層とＧａＮ層との
格子定数差に起因してＡｌＧａＮ層に引っ張り歪みが生
じるが、Ａｌ組成が比較的高い場合や膜厚を厚く形成す
る場合あるいは成長条件によってはこの引っ張り歪みが
原因と考えられるクラックが発生する場合が有る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】これらに加え、発光素
子の製造プロセスには素子に歪みを与える工程が数多く
存在し、素子に過度の歪み掛かる場合、素子特性や素子
寿命に悪影響を与えるものと考えられる。これは、結晶
成長時や素子の製造工程において成長面内に引っ張りの
応力が掛かる時にはＡｌＧａＮ層においてＧａＮとＡｌ
ＧａＮの格子定数差により生じている引っ張り歪みがい
っそう大きくなるため、ＡｌＧａＮ層での結晶欠陥やク
ラックの発生、素子駆動時の欠陥の増殖や欠陥を通した
構成元素の拡散を引き起こすためである。また、結晶成
長時や素子の製造工程において成長面内に圧縮の応力が
かかる時には、ＧａＮとＡｌＧａＮとの格子定数差によ
りＡｌＧａＮ層にかかる引っ張り歪みは緩和されるため
ＡｌＧａＮ層の劣化に起因した特性悪化は抑制されるも
のの、圧縮応力が大きくなるとＧａＮ層の圧縮歪みが大
きくなるため、ＧａＮ層の結晶欠陥、素子駆動時の欠陥
の増殖や欠陥を通した構成元素の拡散を引き起こすため
である。
子の製造プロセスには素子に歪みを与える工程が数多く
存在し、素子に過度の歪み掛かる場合、素子特性や素子
寿命に悪影響を与えるものと考えられる。これは、結晶
成長時や素子の製造工程において成長面内に引っ張りの
応力が掛かる時にはＡｌＧａＮ層においてＧａＮとＡｌ
ＧａＮの格子定数差により生じている引っ張り歪みがい
っそう大きくなるため、ＡｌＧａＮ層での結晶欠陥やク
ラックの発生、素子駆動時の欠陥の増殖や欠陥を通した
構成元素の拡散を引き起こすためである。また、結晶成
長時や素子の製造工程において成長面内に圧縮の応力が
かかる時には、ＧａＮとＡｌＧａＮとの格子定数差によ
りＡｌＧａＮ層にかかる引っ張り歪みは緩和されるため
ＡｌＧａＮ層の劣化に起因した特性悪化は抑制されるも
のの、圧縮応力が大きくなるとＧａＮ層の圧縮歪みが大
きくなるため、ＧａＮ層の結晶欠陥、素子駆動時の欠陥
の増殖や欠陥を通した構成元素の拡散を引き起こすため
である。
【０００５】本発明の目的は素子構造中の歪みに起因す
る素子劣化を抑制し、長時間の使用によっても光出力低
下が少なく信頼性の高い窒化ガリウム系半導体発光素子
を提供することである。
る素子劣化を抑制し、長時間の使用によっても光出力低
下が少なく信頼性の高い窒化ガリウム系半導体発光素子
を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の窒化ガリウム系
半導体発光素子は、サファイア基板上にｎ型層、発光
層、ｐ型層を有する積層構造を含み、該積層構造には１
つ以上のＧａＮ層を含む窒化ガリウム系半導体発光素子
において、該ＧａＮ層の平均的なａ軸格子歪み量εが、
−０．１６≦ε≦−０．０１％であることを特徴とす
る。
半導体発光素子は、サファイア基板上にｎ型層、発光
層、ｐ型層を有する積層構造を含み、該積層構造には１
つ以上のＧａＮ層を含む窒化ガリウム系半導体発光素子
において、該ＧａＮ層の平均的なａ軸格子歪み量εが、
−０．１６≦ε≦−０．０１％であることを特徴とす
る。
【０００７】本発明の窒化ガリウム系半導体発光素子
は、サファイア基板上にｎ型層、発光層、ｐ型層を有す
る積層構造を含み、該積層構造には１つ以上のＧａＮ層
を含む窒化ガリウム系半導体発光素子において、波長３
６５ｎｍ以上の励起光で観測される該ＧａＮ層の平均的
なＥ２フォノンモードのラマンシフト量Ωが、５６８．
１≦Ω≦５７０．０ｃｍ-1であることを特徴とする。
は、サファイア基板上にｎ型層、発光層、ｐ型層を有す
る積層構造を含み、該積層構造には１つ以上のＧａＮ層
を含む窒化ガリウム系半導体発光素子において、波長３
６５ｎｍ以上の励起光で観測される該ＧａＮ層の平均的
なＥ２フォノンモードのラマンシフト量Ωが、５６８．
１≦Ω≦５７０．０ｃｍ-1であることを特徴とする。
【０００８】ここで、ａ軸格子歪み量εとは、ａ軸格子
定数の無歪み状態からのずれを表わしており、無歪み状
態の格子定数をａ0、実際の格子定数をａとしたとき
に、ε＝（ａ−ａ0）／ａ0と表わされる。εの符号が負
であることは、実際の格子定数ａが無歪み状態の格子定
数ａ0よりも小さく、ＧａＮ層が圧縮歪みを受けている
ことを意味する。
定数の無歪み状態からのずれを表わしており、無歪み状
態の格子定数をａ0、実際の格子定数をａとしたとき
に、ε＝（ａ−ａ0）／ａ0と表わされる。εの符号が負
であることは、実際の格子定数ａが無歪み状態の格子定
数ａ0よりも小さく、ＧａＮ層が圧縮歪みを受けている
ことを意味する。
【０００９】ＧａＮは３６５ｎｍ以上の光に対して透過
率が高いため、この励起波長で観測されるラマンスペク
トルは素子構造全層にわたる平均的な信号である。
率が高いため、この励起波長で観測されるラマンスペク
トルは素子構造全層にわたる平均的な信号である。
【００１０】
【発明の実施の形態】［実施の形態１］ＬＥＤ素子構造
の断面図を図１に示す。サファイア基板１０１上に、Ａ
ｌＮバッファ層１０２、ｎ型ＧａＮ層１０３、ＧａＮ層
１０５とＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎ層１０６とを交互に５周期積
層した多重量子井戸構造１０４、ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ
層１０７、ｐ型ＧａＮ層１０８が順に積層されており、
ｎ型ＧａＮ層１０３上にｎ電極１０９、ｐ型ＧａＮ層１
０８上にｐ電極１１０が形成されている。
の断面図を図１に示す。サファイア基板１０１上に、Ａ
ｌＮバッファ層１０２、ｎ型ＧａＮ層１０３、ＧａＮ層
１０５とＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎ層１０６とを交互に５周期積
層した多重量子井戸構造１０４、ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ
層１０７、ｐ型ＧａＮ層１０８が順に積層されており、
ｎ型ＧａＮ層１０３上にｎ電極１０９、ｐ型ＧａＮ層１
０８上にｐ電極１１０が形成されている。
【００１１】この素子の製造プロセスを説明する。
【００１２】結晶成長には有機金属気相成長法（ＭＯＣ
ＶＤ法）を用いた。ｃ面サファイア基板１０１を水素雰
囲気で１１００℃で熱クリーニングした後、基板温度を
５５０℃に下げ、層厚５０ｎｍのＡｌＮバッファ層１０
２を堆積し、続いて基板温度を１０５０℃まで上げて層
厚４μｍのＳｉドープｎ型ＧａＮ層１０３を成長した。
ｎ型ＧａＮ１０３の上に発光層としてＩｎＧａＮ／Ｇａ
Ｎ多重量子井戸構造発光層１０４を積層する際には、５
ｎｍのＧａＮバリア層１０５を９００℃で成長させ、３
ｎｍのＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎ井戸層１０６を７６０℃で成長
し、これを同一条件で５周期積層している。これによ
り、多重量子井戸活性層１０４の総厚は４５ｎｍにな
る。次に基板温度９００℃にて５０ｎｍのＭｇドープｐ
型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層１０７を成長させ、続いて基板温
度を１０５０℃まで上げて１５０ｎｍのＭｇドープｐ型
ＧａＮ層１０８を成長させた。なお、原料ガスとしては
ＩＩＩ族元素の供給ガスとしてＴＭＧ（トリメチルガリ
ウム）、ＴＭＩ（トリメチルインジウム）、ＴＭＡ（ト
リメチルアルミニウム）を、Ｖ族元素の供給ガスとして
ＮＨ3（アンモニア）を、ｎ型ドーパントの供給ガスと
してＳｉＨ4（シラン）を、ｐ型ドーパントの供給ガス
としてＣｐ2Ｍｇ（シクロペンタジエチルマグネシウ
ム）を、それぞれ使用した。
ＶＤ法）を用いた。ｃ面サファイア基板１０１を水素雰
囲気で１１００℃で熱クリーニングした後、基板温度を
５５０℃に下げ、層厚５０ｎｍのＡｌＮバッファ層１０
２を堆積し、続いて基板温度を１０５０℃まで上げて層
厚４μｍのＳｉドープｎ型ＧａＮ層１０３を成長した。
ｎ型ＧａＮ１０３の上に発光層としてＩｎＧａＮ／Ｇａ
Ｎ多重量子井戸構造発光層１０４を積層する際には、５
ｎｍのＧａＮバリア層１０５を９００℃で成長させ、３
ｎｍのＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎ井戸層１０６を７６０℃で成長
し、これを同一条件で５周期積層している。これによ
り、多重量子井戸活性層１０４の総厚は４５ｎｍにな
る。次に基板温度９００℃にて５０ｎｍのＭｇドープｐ
型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層１０７を成長させ、続いて基板温
度を１０５０℃まで上げて１５０ｎｍのＭｇドープｐ型
ＧａＮ層１０８を成長させた。なお、原料ガスとしては
ＩＩＩ族元素の供給ガスとしてＴＭＧ（トリメチルガリ
ウム）、ＴＭＩ（トリメチルインジウム）、ＴＭＡ（ト
リメチルアルミニウム）を、Ｖ族元素の供給ガスとして
ＮＨ3（アンモニア）を、ｎ型ドーパントの供給ガスと
してＳｉＨ4（シラン）を、ｐ型ドーパントの供給ガス
としてＣｐ2Ｍｇ（シクロペンタジエチルマグネシウ
ム）を、それぞれ使用した。
【００１３】次に、上記の結晶成長工程で得られた素子
構造ウエハのサファイア基板１０１の裏面（半導体層が
積層されている面とは反対側の面）を研削する。この研
削工程により基板を薄くする事でチップ分割が容易にな
る。この研削工程において、基板裏面には加工歪みが発
生し、基板が１５０μｍ程度より薄くなるとこの加工歪
みの影響のため基板に反りが生じ、半導体層にはこの基
板の反りによる歪みが生じる。これを利用して、基板研
削量を変化させて歪み量の異なる素子構造ウエハを作製
した。歪み量の評価方法に付いては後述する。
構造ウエハのサファイア基板１０１の裏面（半導体層が
積層されている面とは反対側の面）を研削する。この研
削工程により基板を薄くする事でチップ分割が容易にな
る。この研削工程において、基板裏面には加工歪みが発
生し、基板が１５０μｍ程度より薄くなるとこの加工歪
みの影響のため基板に反りが生じ、半導体層にはこの基
板の反りによる歪みが生じる。これを利用して、基板研
削量を変化させて歪み量の異なる素子構造ウエハを作製
した。歪み量の評価方法に付いては後述する。
【００１４】以上の様にして作製された素子構造ウエハ
の半導体層の一部をＳｉドープｎ型ＧａＮ層１０３が露
出するまでエッチングを行ない、ｎ型ＧａＮ層１０３の
表面にｎ型電極１０９を形成する。また、Ｍｇドープｐ
型ＧａＮ層１０８の表面にｐ型電極１１０を形成する。
の半導体層の一部をＳｉドープｎ型ＧａＮ層１０３が露
出するまでエッチングを行ない、ｎ型ＧａＮ層１０３の
表面にｎ型電極１０９を形成する。また、Ｍｇドープｐ
型ＧａＮ層１０８の表面にｐ型電極１１０を形成する。
【００１５】この後、このウエハを３５０μｍ角のサイ
ズにチップ分割し各チップをステムにマウントしワイヤ
ーボンディングにより各電極とリード端子とを接続して
ＬＥＤ素子とした。
ズにチップ分割し各チップをステムにマウントしワイヤ
ーボンディングにより各電極とリード端子とを接続して
ＬＥＤ素子とした。
【００１６】ここで、研削後の基板厚さ１００μｍの素
子と６０μｍの素子に付いて特性評価した結果を説明す
る。以下の説明では、研削後の基板厚さ１００μｍの素
子をＬＥＤ素子Ａ、研削後の基板厚さ６０μｍの素子を
ＬＥＤ素子Ｂと呼ぶこととする。
子と６０μｍの素子に付いて特性評価した結果を説明す
る。以下の説明では、研削後の基板厚さ１００μｍの素
子をＬＥＤ素子Ａ、研削後の基板厚さ６０μｍの素子を
ＬＥＤ素子Ｂと呼ぶこととする。
【００１７】素子の特性はどちらの基板厚の場合も、順
方向電流２０ｍＡにおいて発光波長４７０ｎｍ、出力３
ｍＷで同一であった。また、この素子を順方向電流５０
ｍＡにて発光させ、経時による光出力の変化を調べたと
ころ、図２に示す結果が得られた。横軸は通電時間であ
り、縦軸はＬＥＤ素子の光出力を表わす。ＬＥＤ素子Ａ
では図２に曲線ａで示すように３０００時間後の光出力
低下は約５％であった。一方、ＬＥＤ素子Ｂでは３００
０時間後の光出力は当初の約２５％となり（曲線ｂ）、
基板厚さが６０μｍと薄くなると、特性劣化が激しくな
ることがわかった。
方向電流２０ｍＡにおいて発光波長４７０ｎｍ、出力３
ｍＷで同一であった。また、この素子を順方向電流５０
ｍＡにて発光させ、経時による光出力の変化を調べたと
ころ、図２に示す結果が得られた。横軸は通電時間であ
り、縦軸はＬＥＤ素子の光出力を表わす。ＬＥＤ素子Ａ
では図２に曲線ａで示すように３０００時間後の光出力
低下は約５％であった。一方、ＬＥＤ素子Ｂでは３００
０時間後の光出力は当初の約２５％となり（曲線ｂ）、
基板厚さが６０μｍと薄くなると、特性劣化が激しくな
ることがわかった。
【００１８】次に図３を用いて、ＧａＮ層の歪み量の測
定方法に付いて説明する。
定方法に付いて説明する。
【００１９】歪み量の評価にはラマン散乱分光法を用
い、ＧａＮ結晶のａ軸に対する応力に敏感なＥ２フォノ
ンモードのラマンシフトを測定した。測定系の概略図を
図３に示す。励起光３００の光源３０１として、Ａｒイ
オンレーザーを用い、励起光３００として波長４８８ｎ
ｍの発振線を用いた。励起光３００は回折格子３０２で
波長４８８ｎｍの発振線以外の自然放出光を除去された
のち、金属顕微鏡３０３に導入され対物レンズ３０４で
試料３０５上に集光される。試料からの散乱光３０６は
再び顕微鏡を通ってレンズ３０７で集光され、ノッチフ
ィルター３０８で励起波長を除去したのち、分光器３０
９へ導かれる。分光器３０９で分光された光はマルチチ
ャンネル検出器３１０で検出される。分光器・マルチチ
ャンネル検出器の制御ならびに検出信号の記録処理はパ
ーソナルコンピューター３１１により行なう。波数校正
は、ピーク波数が既知であるネオンランプのスペクトル
を測定する事により行なった。励起光や散乱光は測定系
を構成する装置に対して光軸を効率よく合わせるため、
反射鏡やレンズ、プリズムなどが適宜用いられる。（例
えば励起光の反射鏡３１２） 素子構造の全層にわたって平均的な歪み量を測定するた
めに、すべての層に励起光が到達する必要があり、励起
光波長は３６５ｎｍ以上とする必要がある。この波長は
ＧａＮ層の吸収端であり、３６５ｎｍより短い波長の光
を用いると、ＧａＮ層での吸収が大きくなるためごく表
面に存在する層の信号しか観測できなくなる恐れが在る
からである。ＧａＮ層に比べ、ＡｌＧａＮ層やＩｎＧａ
Ｎ層は薄いため、これらの層で励起光が吸収される影響
は非常に小さくラマン測定においては支障とならない。
また３６５ｎｍ以上の波長域の光に対してはサファイア
基板も透明であるため、基板裏面から励起光照射してラ
マンスペクトルを測定する事も可能である。
い、ＧａＮ結晶のａ軸に対する応力に敏感なＥ２フォノ
ンモードのラマンシフトを測定した。測定系の概略図を
図３に示す。励起光３００の光源３０１として、Ａｒイ
オンレーザーを用い、励起光３００として波長４８８ｎ
ｍの発振線を用いた。励起光３００は回折格子３０２で
波長４８８ｎｍの発振線以外の自然放出光を除去された
のち、金属顕微鏡３０３に導入され対物レンズ３０４で
試料３０５上に集光される。試料からの散乱光３０６は
再び顕微鏡を通ってレンズ３０７で集光され、ノッチフ
ィルター３０８で励起波長を除去したのち、分光器３０
９へ導かれる。分光器３０９で分光された光はマルチチ
ャンネル検出器３１０で検出される。分光器・マルチチ
ャンネル検出器の制御ならびに検出信号の記録処理はパ
ーソナルコンピューター３１１により行なう。波数校正
は、ピーク波数が既知であるネオンランプのスペクトル
を測定する事により行なった。励起光や散乱光は測定系
を構成する装置に対して光軸を効率よく合わせるため、
反射鏡やレンズ、プリズムなどが適宜用いられる。（例
えば励起光の反射鏡３１２） 素子構造の全層にわたって平均的な歪み量を測定するた
めに、すべての層に励起光が到達する必要があり、励起
光波長は３６５ｎｍ以上とする必要がある。この波長は
ＧａＮ層の吸収端であり、３６５ｎｍより短い波長の光
を用いると、ＧａＮ層での吸収が大きくなるためごく表
面に存在する層の信号しか観測できなくなる恐れが在る
からである。ＧａＮ層に比べ、ＡｌＧａＮ層やＩｎＧａ
Ｎ層は薄いため、これらの層で励起光が吸収される影響
は非常に小さくラマン測定においては支障とならない。
また３６５ｎｍ以上の波長域の光に対してはサファイア
基板も透明であるため、基板裏面から励起光照射してラ
マンスペクトルを測定する事も可能である。
【００２０】ここで説明した測定系は一例であり、これ
に限定されるものではない。
に限定されるものではない。
【００２１】試料３０５は寿命試験の際と同じ状態で設
置される。即ち本実施例においては、３５０μｍ角のサ
イズにチップ分割されており、基板裏面がステム上に接
着された状態である。励起光の照射位置は、素子外周１
０μｍ及びｎ電極形成のためエッチングされた領域を除
いてＧａＮ層の信号が観測可能な領域であればどこでも
良く、ｃ面に対して概ね垂直に照射される。素子外周部
及びエッチングされた領域についての評価が好ましくな
いのは、チップ分割やエッチングプロセスにより、歪み
方が異なる場合があるからである。半導体層側をステム
に固定したいわゆるフリップチップ方式でマウントされ
ている場合には励起光に対しサファイア基板は透明であ
るため、基板側から励起光照射することができる。
置される。即ち本実施例においては、３５０μｍ角のサ
イズにチップ分割されており、基板裏面がステム上に接
着された状態である。励起光の照射位置は、素子外周１
０μｍ及びｎ電極形成のためエッチングされた領域を除
いてＧａＮ層の信号が観測可能な領域であればどこでも
良く、ｃ面に対して概ね垂直に照射される。素子外周部
及びエッチングされた領域についての評価が好ましくな
いのは、チップ分割やエッチングプロセスにより、歪み
方が異なる場合があるからである。半導体層側をステム
に固定したいわゆるフリップチップ方式でマウントされ
ている場合には励起光に対しサファイア基板は透明であ
るため、基板側から励起光照射することができる。
【００２２】素子寿命と素子歪み量との関係を調べるた
めには、寿命試験した状態と同状態でラマン測定を行な
う事が肝要である。ただし、ｐ型ＧａＮ層１０８上の全
面に厚く電極や保護膜などがある場合、励起光が半導体
層まで到達し難くなりラマン測定が困難となる。このと
きは、ｐ型ＧａＮ層上の電極や保護膜などをエッチング
除去する必要がある。このとき電極が除去されることに
より寿命試験を行なったときとは表面の歪み量が変化し
てしまう恐れがあるが、後述する通り、ラマン測定によ
り評価している歪み量は素子構造の全層にわたる平均的
な値であり、歪み量が層毎に異なっていたり積層方向に
分布がある場合でも最も厚い層（ここではｎ型ＧａＮコ
ンタクト層１０３）の信号が最も強いため、表面のごく
一部の歪み量が変化してもラマンスペクトルへの影響は
少ない。
めには、寿命試験した状態と同状態でラマン測定を行な
う事が肝要である。ただし、ｐ型ＧａＮ層１０８上の全
面に厚く電極や保護膜などがある場合、励起光が半導体
層まで到達し難くなりラマン測定が困難となる。このと
きは、ｐ型ＧａＮ層上の電極や保護膜などをエッチング
除去する必要がある。このとき電極が除去されることに
より寿命試験を行なったときとは表面の歪み量が変化し
てしまう恐れがあるが、後述する通り、ラマン測定によ
り評価している歪み量は素子構造の全層にわたる平均的
な値であり、歪み量が層毎に異なっていたり積層方向に
分布がある場合でも最も厚い層（ここではｎ型ＧａＮコ
ンタクト層１０３）の信号が最も強いため、表面のごく
一部の歪み量が変化してもラマンスペクトルへの影響は
少ない。
【００２３】ラマンスペクトルの例を図４に示す。図４
には３種類のＬＥＤ素子から得られたスペクトルをプロ
ットしてあり、スペクトルのピーク形状を見やすくする
ためにゼロ点をずらして表示している。○印でプロット
されたスペクトルａはＬＥＤ素子Ａにおいて得られたラ
マンスペクトルであり、△印でプロットされたスペクト
ルｂはＬＥＤ素子Ｂのラマンスペクトルである。Ｅ２フ
ォノンモードのラマンシフト量Ωはこのラマンスペクト
ルにガウス関数をフィッティングさせる事により決定さ
れ、フィッティングの様子はスペクトルに重ねて実線で
記している。また、フィッティングにより決定されたΩ
の値を矢印で示しており、ＬＥＤ素子ＡではΩ＝５６
８．５ｃｍ-1であり、ＬＥＤ素子ＢではΩ＝５７１．０
ｃｍ-1であった。
には３種類のＬＥＤ素子から得られたスペクトルをプロ
ットしてあり、スペクトルのピーク形状を見やすくする
ためにゼロ点をずらして表示している。○印でプロット
されたスペクトルａはＬＥＤ素子Ａにおいて得られたラ
マンスペクトルであり、△印でプロットされたスペクト
ルｂはＬＥＤ素子Ｂのラマンスペクトルである。Ｅ２フ
ォノンモードのラマンシフト量Ωはこのラマンスペクト
ルにガウス関数をフィッティングさせる事により決定さ
れ、フィッティングの様子はスペクトルに重ねて実線で
記している。また、フィッティングにより決定されたΩ
の値を矢印で示しており、ＬＥＤ素子ＡではΩ＝５６
８．５ｃｍ-1であり、ＬＥＤ素子ＢではΩ＝５７１．０
ｃｍ-1であった。
【００２４】ラマン測定において、励起光源として用い
たＡｒイオンレーザの波長４８８ｎｍの発振線は窒化ガ
リウム系半導体やサファイア基板に対する透過率が高い
ため、素子構造を構成する全ての層に到達しており、観
測されるラマンスペクトルは全ての層からの信号を含ん
だものとなっている。しかしながら、ＩｎＧａＮ層１０
６やＡｌＧａＮ層１０７はＧａＮ層の総膜厚に比べ非常
に薄いため、このスペクトルはＧａＮ層からの信号とみ
なして差し支えない。また、ＧａＮ層の歪み量に積層方
向に分布がある場合や、歪み量が層毎にことなっている
場合には、観測されるスペクトルは例えば図４のスペク
トルｅに示すように、ブロードなスペクトルとなるが、
この場合もＥ２フォノンモードのラマンシフト量Ωの決
定においてはガウス関数フィッティングを行ない、得ら
れた値をこの素子の積層方向の全層にわたる平均的な値
として用いる。
たＡｒイオンレーザの波長４８８ｎｍの発振線は窒化ガ
リウム系半導体やサファイア基板に対する透過率が高い
ため、素子構造を構成する全ての層に到達しており、観
測されるラマンスペクトルは全ての層からの信号を含ん
だものとなっている。しかしながら、ＩｎＧａＮ層１０
６やＡｌＧａＮ層１０７はＧａＮ層の総膜厚に比べ非常
に薄いため、このスペクトルはＧａＮ層からの信号とみ
なして差し支えない。また、ＧａＮ層の歪み量に積層方
向に分布がある場合や、歪み量が層毎にことなっている
場合には、観測されるスペクトルは例えば図４のスペク
トルｅに示すように、ブロードなスペクトルとなるが、
この場合もＥ２フォノンモードのラマンシフト量Ωの決
定においてはガウス関数フィッティングを行ない、得ら
れた値をこの素子の積層方向の全層にわたる平均的な値
として用いる。
【００２５】Ｅ２フォノンモードのラマンシフト量Ωか
らａ軸格子歪み量εへの換算は、図５の関係を用いた。
図５はＪ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．８２（１９９７）５０
９７に報告されている結果に基づいている。このよう
に、ａ軸格子歪み量εはラマンスペクトルからフィッテ
ィングにより求められたＥ２フォノンラマンシフト量Ω
から決定される。従ってＧａＮ層の歪み量εとは、Ｅ２
フォノンモードラマンシフト量Ωと同様に、素子を構成
する全てのＧａＮ層についての平均的な値を表わすもの
である。この関係をもちいてＥ２フォノンモードのラマ
ンシフト量Ωからａ軸格子歪み量εへ換算を行なうと、
ＬＥＤ素子ＡではΩ＝５６８．５ｃｍ-1でありε＝−
０．０４％、ＬＥＤ素子ＢではΩ＝５７１．０ｃｍ-1で
ありε＝−０．２５％、であることがわかった。
らａ軸格子歪み量εへの換算は、図５の関係を用いた。
図５はＪ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．８２（１９９７）５０
９７に報告されている結果に基づいている。このよう
に、ａ軸格子歪み量εはラマンスペクトルからフィッテ
ィングにより求められたＥ２フォノンラマンシフト量Ω
から決定される。従ってＧａＮ層の歪み量εとは、Ｅ２
フォノンモードラマンシフト量Ωと同様に、素子を構成
する全てのＧａＮ層についての平均的な値を表わすもの
である。この関係をもちいてＥ２フォノンモードのラマ
ンシフト量Ωからａ軸格子歪み量εへ換算を行なうと、
ＬＥＤ素子ＡではΩ＝５６８．５ｃｍ-1でありε＝−
０．０４％、ＬＥＤ素子ＢではΩ＝５７１．０ｃｍ-1で
ありε＝−０．２５％、であることがわかった。
【００２６】Ｅ２フォノンモードのラマンシフト量Ω、
ＧａＮ層のａ軸格子歪み量ε、として本発明で議論する
値は、上記の方法で決定されている。なお、図１をもと
に説明した素子構造ではｎ型ＧａＮ層１０３が最も膜厚
の厚い層であるため、ラマンスペクトルやＥ２フォノン
モードのラマンシフト量Ωや歪み量εの値は、全てのＧ
ａＮ層の中でもｎ型ＧａＮ層１０３の影響が最も強く現
われていると考えられる。
ＧａＮ層のａ軸格子歪み量ε、として本発明で議論する
値は、上記の方法で決定されている。なお、図１をもと
に説明した素子構造ではｎ型ＧａＮ層１０３が最も膜厚
の厚い層であるため、ラマンスペクトルやＥ２フォノン
モードのラマンシフト量Ωや歪み量εの値は、全てのＧ
ａＮ層の中でもｎ型ＧａＮ層１０３の影響が最も強く現
われていると考えられる。
【００２７】次に、Ｅ２モードのラマンシフト量測定に
よる歪み量の評価方法を用いて、様々な歪み量の素子に
付いて通電後の光出力低下と歪み量の関係を調べた結果
を図６に示す。横軸はＧａＮ層Ｅ２フォノンモードのラ
マンシフト量から評価したａ軸歪み量εであり、縦軸は
各素子を電流値５０ｍＡで３０００時間通電した後の光
出力を通電初期値との比率で表わしている。なお、通電
初期の特性はどの素子も同一であった。
よる歪み量の評価方法を用いて、様々な歪み量の素子に
付いて通電後の光出力低下と歪み量の関係を調べた結果
を図６に示す。横軸はＧａＮ層Ｅ２フォノンモードのラ
マンシフト量から評価したａ軸歪み量εであり、縦軸は
各素子を電流値５０ｍＡで３０００時間通電した後の光
出力を通電初期値との比率で表わしている。なお、通電
初期の特性はどの素子も同一であった。
【００２８】図６から明らかなように、ＧａＮ層の歪み
量εがε＞−０．０１％、ε＜−０．１６％の範囲では
３０００時間通電後の光出力が著しく低下した。
量εがε＞−０．０１％、ε＜−０．１６％の範囲では
３０００時間通電後の光出力が著しく低下した。
【００２９】この原因として、次のように考えている。
【００３０】発光素子を構成する各層は、最も膜厚の厚
い層であるＧａＮ層にａ軸格子定数が概ね一致した状態
で積層（コヒーレント成長）されていると考えられるた
め、ＧａＮ層の歪み量の変化を調べることで各層の歪み
のおおよその状態を把握することができる。
い層であるＧａＮ層にａ軸格子定数が概ね一致した状態
で積層（コヒーレント成長）されていると考えられるた
め、ＧａＮ層の歪み量の変化を調べることで各層の歪み
のおおよその状態を把握することができる。
【００３１】一般にＧａＮ層とＡｌＧａＮ層とを含む積
層構造において、ＡｌＧａＮ層の層厚がＧａＮに比して
薄い場合には、ＡｌＧａＮ層とＧａＮ層との格子定数差
によりＡｌＧａＮ層に引っ張り歪みが生じる。図１の構
造においても、ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層１０７にはＧａ
Ｎ層との格子定数差により成長面内に引張り歪みがかか
っているが、ＧａＮ層の歪み量がε＞−０．０１％の範
囲ではεが大きくなるほどｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層１０
７にかかる引っ張り歪みがいっそう大きくなるため、ｐ
型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層１０７はクラックが発生したり結
晶欠陥を含みやすくなり、また引っ張り歪みの大きな状
態で使用すると通電中にｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層１０７
中の結晶欠陥が増殖したり、欠陥を通して構成元素の拡
散が発生するため、素子特性に悪影響を与えていると考
えられる。ＧａＮ層の歪み量がε＞−０．０１％の範囲
で光出力が低下するのはこのためである。
層構造において、ＡｌＧａＮ層の層厚がＧａＮに比して
薄い場合には、ＡｌＧａＮ層とＧａＮ層との格子定数差
によりＡｌＧａＮ層に引っ張り歪みが生じる。図１の構
造においても、ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層１０７にはＧａ
Ｎ層との格子定数差により成長面内に引張り歪みがかか
っているが、ＧａＮ層の歪み量がε＞−０．０１％の範
囲ではεが大きくなるほどｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層１０
７にかかる引っ張り歪みがいっそう大きくなるため、ｐ
型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層１０７はクラックが発生したり結
晶欠陥を含みやすくなり、また引っ張り歪みの大きな状
態で使用すると通電中にｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層１０７
中の結晶欠陥が増殖したり、欠陥を通して構成元素の拡
散が発生するため、素子特性に悪影響を与えていると考
えられる。ＧａＮ層の歪み量がε＞−０．０１％の範囲
で光出力が低下するのはこのためである。
【００３２】一方、ＧａＮ層の歪み量がε＜−０．１６
％の範囲（圧縮応力が大きい場合）ではεが小さくなる
ほど（圧縮応力が大きくなるほど）ＧａＮとＡｌＧａＮ
との格子定数差によりＡｌＧａＮ層に掛かる引っ張り歪
みは緩和されるため、ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層１０７の
劣化に起因した素子劣化は抑制されるものの、圧縮応力
が大きくなるとＧａＮ層の圧縮歪みが大きくなるため、
ＧａＮ層（特にｎ型ＧａＮ層１０３やｐ型ＧａＮ層１０
８）において、結晶欠陥の発生や素子駆動時の欠陥の増
殖や欠陥を通した構成元素の拡散を引き起こし、これが
素子特性や素子寿命を悪化させている原因と考えられ
る。
％の範囲（圧縮応力が大きい場合）ではεが小さくなる
ほど（圧縮応力が大きくなるほど）ＧａＮとＡｌＧａＮ
との格子定数差によりＡｌＧａＮ層に掛かる引っ張り歪
みは緩和されるため、ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層１０７の
劣化に起因した素子劣化は抑制されるものの、圧縮応力
が大きくなるとＧａＮ層の圧縮歪みが大きくなるため、
ＧａＮ層（特にｎ型ＧａＮ層１０３やｐ型ＧａＮ層１０
８）において、結晶欠陥の発生や素子駆動時の欠陥の増
殖や欠陥を通した構成元素の拡散を引き起こし、これが
素子特性や素子寿命を悪化させている原因と考えられ
る。
【００３３】これに対し、ＧａＮ層のａ軸歪み量が−
０．１６％≦ε≦−０．０１％の範囲である場合には、
発光素子を構成する各層に過度の歪みがかかることを避
けることが可能となり、光出力の経時劣化が少なく信頼
性の高い発光素子が得られている。
０．１６％≦ε≦−０．０１％の範囲である場合には、
発光素子を構成する各層に過度の歪みがかかることを避
けることが可能となり、光出力の経時劣化が少なく信頼
性の高い発光素子が得られている。
【００３４】なお、ＩｎＧａＮ層１０６には格子定数差
による圧縮歪みがかかっているが、結晶欠陥の発生する
臨界膜厚以下の非常に膜厚の小さい層であるため、素子
劣化に対する影響は少ないと考えられる。
による圧縮歪みがかかっているが、結晶欠陥の発生する
臨界膜厚以下の非常に膜厚の小さい層であるため、素子
劣化に対する影響は少ないと考えられる。
【００３５】図６には、サファイア基板の研削プロセス
（研削量や研削粗さ）を異ならせる事によって得られ
た、歪み量の異なる素子に付いての結果を示している
が、歪み量を異ならせる方法はこれに限定されるもので
はない。結晶成長時のサファイア基板の厚さ、ＡｌＮバ
ッファ層の堆積条件、ｎ型ＧａＮ層１０３の厚さ、結晶
成長後の冷却スピード、不純物のドーピング条件や濃度
分布、素子の固定に用いる接着剤や接着方法、素子が固
定されるステムやサブマウント（台座）の形状などを異
ならせることによっても素子構造中のＧａＮ層の歪み量
は変化する。このように歪み量を決定する要因は多種多
様であり、それぞれが複合して素子の歪み量が決まって
いるため、一つの要因だけで歪み量が一意に決定される
ものではないが、歪み量に対する光出力低下の特性は図
６と同様の結果を示すことが分かっている。
（研削量や研削粗さ）を異ならせる事によって得られ
た、歪み量の異なる素子に付いての結果を示している
が、歪み量を異ならせる方法はこれに限定されるもので
はない。結晶成長時のサファイア基板の厚さ、ＡｌＮバ
ッファ層の堆積条件、ｎ型ＧａＮ層１０３の厚さ、結晶
成長後の冷却スピード、不純物のドーピング条件や濃度
分布、素子の固定に用いる接着剤や接着方法、素子が固
定されるステムやサブマウント（台座）の形状などを異
ならせることによっても素子構造中のＧａＮ層の歪み量
は変化する。このように歪み量を決定する要因は多種多
様であり、それぞれが複合して素子の歪み量が決まって
いるため、一つの要因だけで歪み量が一意に決定される
ものではないが、歪み量に対する光出力低下の特性は図
６と同様の結果を示すことが分かっている。
【００３６】なお、図１において、ＡｌＮバッファ層１
０２の材料はその上に窒化ガリウム系半導体層をエピタ
キシャル成長させることができるものであれば、ＡｌＮ
にこだわらず他の材料、例えばＧａＮやＡｌＧａＮ、Ｉ
ｎＧａＮなどのを用いてもよい。
０２の材料はその上に窒化ガリウム系半導体層をエピタ
キシャル成長させることができるものであれば、ＡｌＮ
にこだわらず他の材料、例えばＧａＮやＡｌＧａＮ、Ｉ
ｎＧａＮなどのを用いてもよい。
【００３７】また、多重量子井戸構造発光層１０４は５
周期としたが、量子井戸の数は６以上または４以下でも
よく、単一量子井戸を発光層としてもよい。量子井戸１
０６の幅は３ｎｍ、障壁層１０５の幅を５ｎｍとした
が、これらの値が異なっていても構わない。
周期としたが、量子井戸の数は６以上または４以下でも
よく、単一量子井戸を発光層としてもよい。量子井戸１
０６の幅は３ｎｍ、障壁層１０５の幅を５ｎｍとした
が、これらの値が異なっていても構わない。
【００３８】障壁層１０５はＧａＮとしたが、Ｉｎを含
むＩｎＧａＮ層としてもよい。また、量子井戸層１０６
のＩｎ組成は０．２としたが、この値は所望の発光波長
を得るために適宜変更される。また、障壁層、量子井戸
はＩｎＧａＮ３元混晶に微量に他の元素、例えばＡｓや
Ｐなどを含んだ４元以上の混晶半導体でもよい。この場
合にも混晶組成は所望の発光波長となるように適宜変更
される。
むＩｎＧａＮ層としてもよい。また、量子井戸層１０６
のＩｎ組成は０．２としたが、この値は所望の発光波長
を得るために適宜変更される。また、障壁層、量子井戸
はＩｎＧａＮ３元混晶に微量に他の元素、例えばＡｓや
Ｐなどを含んだ４元以上の混晶半導体でもよい。この場
合にも混晶組成は所望の発光波長となるように適宜変更
される。
【００３９】また、素子構造の結晶成長をＭＯＣＶＤ法
により行なった場合をしめしているが、ＧａＮをエピタ
キシャル成長できる成長法であればよく、ＭＢＥ法（分
子線エピタキシャル成長法）やハライドＶＰＥ（化学気
相成長法）等の他の気相成長方法を用いる事ができる。 ［実施の形態２］図７に半導体レーザ素子の断面図を示
す。サファイア基板７０１上にＧａＮバッファ層７０
２、ｎ型ＧａＮコンタクト層７０３、ｎ型Ａｌ0.1Ｇａ
0.9Ｎクラッド層７０４、ｎ型ＧａＮガイド層７０５、
ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸構造活性層７０８、Ａ
ｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ蒸発防止層７０９、ｐ型ＧａＮガイド層
７１０、ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７１１、ｐ型
ＧａＮコンタクト層７１２、が積層され、ｐ電極７１３
とｎ電極７１４が設けられている。７１５はＳｉＯ2絶
縁膜である。多重量子井戸構造活性層７０８は、ＧａＮ
障壁層７０６とＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層量子井戸層７０７と
を積層することにより構成されている。
により行なった場合をしめしているが、ＧａＮをエピタ
キシャル成長できる成長法であればよく、ＭＢＥ法（分
子線エピタキシャル成長法）やハライドＶＰＥ（化学気
相成長法）等の他の気相成長方法を用いる事ができる。 ［実施の形態２］図７に半導体レーザ素子の断面図を示
す。サファイア基板７０１上にＧａＮバッファ層７０
２、ｎ型ＧａＮコンタクト層７０３、ｎ型Ａｌ0.1Ｇａ
0.9Ｎクラッド層７０４、ｎ型ＧａＮガイド層７０５、
ＩｎＧａＮ／ＧａＮ多重量子井戸構造活性層７０８、Ａ
ｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ蒸発防止層７０９、ｐ型ＧａＮガイド層
７１０、ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７１１、ｐ型
ＧａＮコンタクト層７１２、が積層され、ｐ電極７１３
とｎ電極７１４が設けられている。７１５はＳｉＯ2絶
縁膜である。多重量子井戸構造活性層７０８は、ＧａＮ
障壁層７０６とＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ層量子井戸層７０７と
を積層することにより構成されている。
【００４０】この素子の製造プロセスを説明する。
【００４１】結晶成長には有機金属気相成長法（ＭＯＣ
ＶＤ法）を用いた。ｃ面サファイア基板７０１を水素雰
囲気で１１００℃で熱クリーニングした後、基板温度を
６００℃に下げ、層厚３５ｎｍのＧａＮバッファ層７０
２を堆積し、続いて基板温度を１０５０℃まで上昇させ
て層厚４μｍのｎ型ＧａＮコンタクト層７０３、層厚
０．７μｍのｎ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７０４、
層厚５０ｎｍのｎ型ＧａＮガイド層７０５を続けて成長
した。
ＶＤ法）を用いた。ｃ面サファイア基板７０１を水素雰
囲気で１１００℃で熱クリーニングした後、基板温度を
６００℃に下げ、層厚３５ｎｍのＧａＮバッファ層７０
２を堆積し、続いて基板温度を１０５０℃まで上昇させ
て層厚４μｍのｎ型ＧａＮコンタクト層７０３、層厚
０．７μｍのｎ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７０４、
層厚５０ｎｍのｎ型ＧａＮガイド層７０５を続けて成長
した。
【００４２】多重量子井戸構造活性層７０８の成長の際
には、基板温度を８００℃に下げ、層厚５ｎｍのＩｎ
0.1Ｇａ0.9Ｎ量子井戸層７０７、層厚５ｎｍのＧａＮ障
壁層７０６、層厚５ｎｍのＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ量子井戸層
７０７、層厚５ｎｍのＧａＮ障壁層７０６、層厚５ｎｍ
のＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ量子井戸層７０７、を順次成長し
た。続いて基板温度は８００℃に保ったまま、層厚１０
ｎｍのＡｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ蒸発防止層７０９を成長した。
次に再び成長温度を１０５０℃に上昇して、層厚５０ｎ
ｍのｐ型ＧａＮガイド層７１０、層厚０．７μｍのｐ型
Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７１１、層厚０．２μｍの
ｐ型ＧａＮコンタクト層７１２を成長した。
には、基板温度を８００℃に下げ、層厚５ｎｍのＩｎ
0.1Ｇａ0.9Ｎ量子井戸層７０７、層厚５ｎｍのＧａＮ障
壁層７０６、層厚５ｎｍのＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ量子井戸層
７０７、層厚５ｎｍのＧａＮ障壁層７０６、層厚５ｎｍ
のＩｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ量子井戸層７０７、を順次成長し
た。続いて基板温度は８００℃に保ったまま、層厚１０
ｎｍのＡｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ蒸発防止層７０９を成長した。
次に再び成長温度を１０５０℃に上昇して、層厚５０ｎ
ｍのｐ型ＧａＮガイド層７１０、層厚０．７μｍのｐ型
Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７１１、層厚０．２μｍの
ｐ型ＧａＮコンタクト層７１２を成長した。
【００４３】なお、原料ガスとしてはＩＩＩ族元素の供
給ガスとしてＴＭＧ（トリメチルガリウム）、ＴＭＩ
（トリメチルインジウム）、ＴＭＡ（トリメチルアルミ
ニウム）を、Ｖ族元素の供給ガスとしてＮＨ3（アンモ
ニア）を、ｎ型ドーパントの供給ガスとしてＳｉＨ
4（シラン）を、ｐ型ドーパントの供給ガスとしてＣｐ2
Ｍｇ（シクロペンタジエチルマグネシウム）を、それぞ
れ使用した。
給ガスとしてＴＭＧ（トリメチルガリウム）、ＴＭＩ
（トリメチルインジウム）、ＴＭＡ（トリメチルアルミ
ニウム）を、Ｖ族元素の供給ガスとしてＮＨ3（アンモ
ニア）を、ｎ型ドーパントの供給ガスとしてＳｉＨ
4（シラン）を、ｐ型ドーパントの供給ガスとしてＣｐ2
Ｍｇ（シクロペンタジエチルマグネシウム）を、それぞ
れ使用した。
【００４４】ここで、結晶成長プロセスは同一である
が、最上層のｐ型ＧａＮコンタクト層７１２を１０５０
℃で成長した後６００℃までの冷却スピードの異なるウ
エハを作製した。後述するが、成長後の冷却スピードを
異ならせる事によってＧａＮ層の歪み量の異なる素子が
得られる。
が、最上層のｐ型ＧａＮコンタクト層７１２を１０５０
℃で成長した後６００℃までの冷却スピードの異なるウ
エハを作製した。後述するが、成長後の冷却スピードを
異ならせる事によってＧａＮ層の歪み量の異なる素子が
得られる。
【００４５】こうして得られた、結晶成長後の冷却スピ
ードが異なる素子構造ウエハそれぞれについて、フォト
リソグラフィーとドライエッチング技術を用いて、２０
０μｍ幅のストライプ状にｐ型ＧａＮコンタクト層７１
２の最表面からｎ型ＧａＮコンタクト層７０３が露出す
るまでエッチングした。次に同様にフォトリソグラフィ
ーとドライエッチング技術を用いて、残ったｐ型ＧａＮ
コンタクト層７１２の最表面に、５μｍ幅のストライプ
状にリッジ構造を形成するようにｐ型ＧａＮコンタクト
層７１２とｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７１１をエ
ッチングする。続いてリッジの側面とリッジ以外のｐ型
層表面に厚さ２００μｍのＳｉＯ2絶縁膜７１５を形成
する。このＳｉＯ2絶縁膜７１５とｐ型ＧａＮコンタク
ト層７１２の表面にニッケルと金からなるｐ電極７１３
を形成し、エッチングにより露出したｎ型ＧａＮコンタ
クト層７０３の表面にチタンとアルミニウムからなるｎ
電極７１４を形成した。
ードが異なる素子構造ウエハそれぞれについて、フォト
リソグラフィーとドライエッチング技術を用いて、２０
０μｍ幅のストライプ状にｐ型ＧａＮコンタクト層７１
２の最表面からｎ型ＧａＮコンタクト層７０３が露出す
るまでエッチングした。次に同様にフォトリソグラフィ
ーとドライエッチング技術を用いて、残ったｐ型ＧａＮ
コンタクト層７１２の最表面に、５μｍ幅のストライプ
状にリッジ構造を形成するようにｐ型ＧａＮコンタクト
層７１２とｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７１１をエ
ッチングする。続いてリッジの側面とリッジ以外のｐ型
層表面に厚さ２００μｍのＳｉＯ2絶縁膜７１５を形成
する。このＳｉＯ2絶縁膜７１５とｐ型ＧａＮコンタク
ト層７１２の表面にニッケルと金からなるｐ電極７１３
を形成し、エッチングにより露出したｎ型ＧａＮコンタ
クト層７０３の表面にチタンとアルミニウムからなるｎ
電極７１４を形成した。
【００４６】この後、このウエハをリッジストライプに
垂直な方向にへき開してレーザの共振器端面を形成し、
さらに個々のチップに分割した。各チップをステムにマ
ウントしワイヤーボンディングにより各電極とリード端
子とを接続してレーザ素子を完成した。
垂直な方向にへき開してレーザの共振器端面を形成し、
さらに個々のチップに分割した。各チップをステムにマ
ウントしワイヤーボンディングにより各電極とリード端
子とを接続してレーザ素子を完成した。
【００４７】ここで、結晶成長後の冷却スピードを−５
０℃／分として作製された素子と、−３００℃／分とし
て作製された素子と、について特性評価した結果を説明
する。以下の説明では、結晶成長後の冷却スピードを−
５０℃／分として作製された素子をＬＤ素子Ｃ、結晶成
長後の冷却スピードを−３００℃／分として作製された
素子をＬＤ素子Ｄと呼ぶこととする。これら二つのＬＤ
素子の特性は、室温にて発振波長４１０ｎｍ、発振閾値
電流４０ｍＡで連続発振し、結晶成長後の冷却スピード
に依らず同一であった。
０℃／分として作製された素子と、−３００℃／分とし
て作製された素子と、について特性評価した結果を説明
する。以下の説明では、結晶成長後の冷却スピードを−
５０℃／分として作製された素子をＬＤ素子Ｃ、結晶成
長後の冷却スピードを−３００℃／分として作製された
素子をＬＤ素子Ｄと呼ぶこととする。これら二つのＬＤ
素子の特性は、室温にて発振波長４１０ｎｍ、発振閾値
電流４０ｍＡで連続発振し、結晶成長後の冷却スピード
に依らず同一であった。
【００４８】図８はレーザ素子の寿命試験の結果を示す
グラフであり、出力３ｍＷにてＡＰＣ駆動（ａｕｔｏｍ
ａｔｉｃ ｐｏｗｅｒ ｃｏｎｔｒｏｌ）したときの駆
動電流の変化を表わしている。曲線ｃはＬＤ素子Ｃに付
いての結果であり、曲線ｄはＬＤ素子Ｄに付いての結果
である。素子寿命として駆動電流が通電初期値の１．２
倍となるまでの時間を評価すると、ＬＤ素子ｃでは１５
０００時間以上、ＬＤ素子Ｄでは約３０００時間であっ
た。
グラフであり、出力３ｍＷにてＡＰＣ駆動（ａｕｔｏｍ
ａｔｉｃ ｐｏｗｅｒ ｃｏｎｔｒｏｌ）したときの駆
動電流の変化を表わしている。曲線ｃはＬＤ素子Ｃに付
いての結果であり、曲線ｄはＬＤ素子Ｄに付いての結果
である。素子寿命として駆動電流が通電初期値の１．２
倍となるまでの時間を評価すると、ＬＤ素子ｃでは１５
０００時間以上、ＬＤ素子Ｄでは約３０００時間であっ
た。
【００４９】次に、図８に寿命試験の結果を示した各素
子に付いて、ＧａＮ層の歪み量を調べるためにラマン測
定を行なった。測定系は実施の形態１に記述したものと
同一である。ラマン測定の際、素子は寿命試験を行なっ
たときと同じ状態とした。即ち、チップ分割されてお
り、ステム上に接着されている。
子に付いて、ＧａＮ層の歪み量を調べるためにラマン測
定を行なった。測定系は実施の形態１に記述したものと
同一である。ラマン測定の際、素子は寿命試験を行なっ
たときと同じ状態とした。即ち、チップ分割されてお
り、ステム上に接着されている。
【００５０】実施の形態１に説明した手順でＧａＮ層の
Ｅ２フォノンモードラマンシフト量Ω、ａ軸格子歪み量
εを求めたところ、ＬＤ素子ＣではΩ＝５６８．５ｃｍ
-1，ε＝−０．０４％であり、ＬＤ素子ＤではΩ＝５７
０．７ｃｍ-1，ε＝−０．２２％であった。このように
ＧａＮ層の歪み量によりＡＰＣ駆動時の素子寿命が異な
り、歪み量が−０．０４％（Ｅ２フォノンモードのラマ
ンシフト量が５６８．５ｃｍ-1）の素子ではＡＰＣ駆動
時の駆動電流の増加が抑制でき素子寿命が改善される事
が確認できた。
Ｅ２フォノンモードラマンシフト量Ω、ａ軸格子歪み量
εを求めたところ、ＬＤ素子ＣではΩ＝５６８．５ｃｍ
-1，ε＝−０．０４％であり、ＬＤ素子ＤではΩ＝５７
０．７ｃｍ-1，ε＝−０．２２％であった。このように
ＧａＮ層の歪み量によりＡＰＣ駆動時の素子寿命が異な
り、歪み量が−０．０４％（Ｅ２フォノンモードのラマ
ンシフト量が５６８．５ｃｍ-1）の素子ではＡＰＣ駆動
時の駆動電流の増加が抑制でき素子寿命が改善される事
が確認できた。
【００５１】電極が厚く形成されている場合は励起光が
透過できなくなりラマン測定が困難になる。その際は電
極部分をエッチング除去する必要がある。このとき電極
が除去される事により寿命試験を行なったときとは表面
の歪み量が変化してしまう恐れがあるが、前述したよう
にラマン測定により評価している歪み量はすべてのＧａ
Ｎ層についての平均的な値である。歪み量が層毎に異な
ったり積層方向に分布がある場合でも最も厚いｎ型Ｇａ
Ｎコンタクト層７０３の信号がもっとも強く、表面のご
く一部の歪み量が変化してもラマンスペクトルへの影響
は少なくＥ２フォノンモードのラマンシフト量やａ軸格
子歪み量の評価には影響はない。
透過できなくなりラマン測定が困難になる。その際は電
極部分をエッチング除去する必要がある。このとき電極
が除去される事により寿命試験を行なったときとは表面
の歪み量が変化してしまう恐れがあるが、前述したよう
にラマン測定により評価している歪み量はすべてのＧａ
Ｎ層についての平均的な値である。歪み量が層毎に異な
ったり積層方向に分布がある場合でも最も厚いｎ型Ｇａ
Ｎコンタクト層７０３の信号がもっとも強く、表面のご
く一部の歪み量が変化してもラマンスペクトルへの影響
は少なくＥ２フォノンモードのラマンシフト量やａ軸格
子歪み量の評価には影響はない。
【００５２】次に、様々な歪み量の素子に付いて、Ｇａ
Ｎ層の歪み量と素子寿命の関係を調べた。歪み量の異な
る素子は、結晶成長後の冷却スピードを異ならせること
によって作製した。図９に結晶成長後の冷却スピードと
素子の歪み量との関係を示す。図７に示した素子の特性
は●印で示されている。○印のプロットについては、
[実施の形態３]で説明する。この結果から冷却スピード
が速いほど素子には大きな歪みが内包されることが分か
る。なお、冷却スピードとは結晶成長プロセスにおいて
最上層のｐ型ＧａＮコンタクト層７１２を１０５０℃で
成長した後６００℃までの冷却に関わる速度であるが、
必ずしも厳密な値を表すものではない。たとえば、冷却
スピード−１５０℃／分とは、１０５０℃から６００℃
までの冷却に３分を要したことを表しているが、必ずし
も常に−１５０℃／分の一定値に制御されているわけで
はなく、冷却の初期と終期で値が若干異なることもあり
得る。
Ｎ層の歪み量と素子寿命の関係を調べた。歪み量の異な
る素子は、結晶成長後の冷却スピードを異ならせること
によって作製した。図９に結晶成長後の冷却スピードと
素子の歪み量との関係を示す。図７に示した素子の特性
は●印で示されている。○印のプロットについては、
[実施の形態３]で説明する。この結果から冷却スピード
が速いほど素子には大きな歪みが内包されることが分か
る。なお、冷却スピードとは結晶成長プロセスにおいて
最上層のｐ型ＧａＮコンタクト層７１２を１０５０℃で
成長した後６００℃までの冷却に関わる速度であるが、
必ずしも厳密な値を表すものではない。たとえば、冷却
スピード−１５０℃／分とは、１０５０℃から６００℃
までの冷却に３分を要したことを表しているが、必ずし
も常に−１５０℃／分の一定値に制御されているわけで
はなく、冷却の初期と終期で値が若干異なることもあり
得る。
【００５３】このようにして作製された歪みの量の異な
る素子に付いて、ＧａＮ層の歪み量εと素子寿命との関
係を調べた結果が図１０である。図７に示した素子の特
性は●印で示されている。○印のプロットに付いては、
[実施の形態３]で説明する。横軸はＧａＮ層Ｅ２フォノ
ンモードのラマンシフト量から評価したａ軸格子歪み量
であり、ラマンシフト量から歪み量への換算には図５の
関係を用いた。縦軸は素子寿命であり、出力３ｍＷでＡ
ＰＣ駆動したときに駆動電流が通電初期値の１．２倍と
なるまでの時間を評価している。なお、通電初期の特性
はどの素子も同一であった。
る素子に付いて、ＧａＮ層の歪み量εと素子寿命との関
係を調べた結果が図１０である。図７に示した素子の特
性は●印で示されている。○印のプロットに付いては、
[実施の形態３]で説明する。横軸はＧａＮ層Ｅ２フォノ
ンモードのラマンシフト量から評価したａ軸格子歪み量
であり、ラマンシフト量から歪み量への換算には図５の
関係を用いた。縦軸は素子寿命であり、出力３ｍＷでＡ
ＰＣ駆動したときに駆動電流が通電初期値の１．２倍と
なるまでの時間を評価している。なお、通電初期の特性
はどの素子も同一であった。
【００５４】図１０に示す結果から明らかなように、Ｇ
ａＮ層の歪みεが、ε＞−０．０１％、ε＜−０．１６
％の範囲では素子寿命が非常に短い。この原因として次
のように考えている。ε＞−０．０１％の範囲ではεが
大きくなるほどＡｌＧａＮ層の引っ張り歪みが大きくな
るため、ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７１１やｎ型
Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７０４中に結晶欠陥が発生
しやすく、また通電中に結晶欠陥の増殖や欠陥を通した
構成元素の拡散が発生しやすい事が特性悪化の原因とな
っているためである。ε＜−０．１６％の範囲ではｐ型
Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７１１やｎ型Ａｌ0.1Ｇａ
0.9Ｎクラッド層７０４にかかる引っ張り歪みは減少さ
れるものの、εが小さくなるほどＧａＮ層の圧縮歪みが
非常に大きくなるため結晶欠陥を多く含む事また結晶性
が悪いため通電中に欠陥が増殖して素子故障の原因とな
っているためである。
ａＮ層の歪みεが、ε＞−０．０１％、ε＜−０．１６
％の範囲では素子寿命が非常に短い。この原因として次
のように考えている。ε＞−０．０１％の範囲ではεが
大きくなるほどＡｌＧａＮ層の引っ張り歪みが大きくな
るため、ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７１１やｎ型
Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７０４中に結晶欠陥が発生
しやすく、また通電中に結晶欠陥の増殖や欠陥を通した
構成元素の拡散が発生しやすい事が特性悪化の原因とな
っているためである。ε＜−０．１６％の範囲ではｐ型
Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７１１やｎ型Ａｌ0.1Ｇａ
0.9Ｎクラッド層７０４にかかる引っ張り歪みは減少さ
れるものの、εが小さくなるほどＧａＮ層の圧縮歪みが
非常に大きくなるため結晶欠陥を多く含む事また結晶性
が悪いため通電中に欠陥が増殖して素子故障の原因とな
っているためである。
【００５５】これに対して、−０．１６％≦ε≦−０．
０１％の範囲では素子を構成する各層に過度の歪みがか
かるのを避ける事ができ、格子歪みによる結晶欠陥の発
生や通電時の欠陥の増殖を抑制する事ができるため、寿
命が長く信頼性の高い素子が得られている。
０１％の範囲では素子を構成する各層に過度の歪みがか
かるのを避ける事ができ、格子歪みによる結晶欠陥の発
生や通電時の欠陥の増殖を抑制する事ができるため、寿
命が長く信頼性の高い素子が得られている。
【００５６】図１０には、素子構造の結晶性長後の冷却
スピードを異ならせることによって得られた、歪み量の
異なる素子についての結果を示しているが、歪み量を異
ならせる方法はこれに限定されるものではない。結晶成
長時のサファイア基板の厚さ、サファイア基板の研削プ
ロセス（研削量や研削粗さ）、ＧａＮバッファ層７０２
の堆積条件、ｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の厚さ、不
純物のドーピング条件や濃度分布、素子の固定に用いる
接着剤や接着方法、素子が固定されるステムやサブマウ
ント（台座）の形状などを異ならせることによっても素
子構造中のＧａＮ層の歪み量は変化する。このように歪
み量を決める要因は多種多様であり、それぞれが複合し
て素子の歪み量が決まっているため、一つの要因だけで
歪み量が一意に決定されるものではないが、歪み量に対
する光出力低下の特性は図１０と同様の結果を示すこと
がわかった。
スピードを異ならせることによって得られた、歪み量の
異なる素子についての結果を示しているが、歪み量を異
ならせる方法はこれに限定されるものではない。結晶成
長時のサファイア基板の厚さ、サファイア基板の研削プ
ロセス（研削量や研削粗さ）、ＧａＮバッファ層７０２
の堆積条件、ｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の厚さ、不
純物のドーピング条件や濃度分布、素子の固定に用いる
接着剤や接着方法、素子が固定されるステムやサブマウ
ント（台座）の形状などを異ならせることによっても素
子構造中のＧａＮ層の歪み量は変化する。このように歪
み量を決める要因は多種多様であり、それぞれが複合し
て素子の歪み量が決まっているため、一つの要因だけで
歪み量が一意に決定されるものではないが、歪み量に対
する光出力低下の特性は図１０と同様の結果を示すこと
がわかった。
【００５７】なお、図７において、バッファ層７０２の
材料はその上に窒化ガリウム系半導体層をエピタキシャ
ル成長させることができるものであれば、ＧａＮにこだ
わらず他の材料、例えばＡｌＮやＡｌＧａＮ、ＩｎＧａ
Ｎ等を用いてもよい。
材料はその上に窒化ガリウム系半導体層をエピタキシャ
ル成長させることができるものであれば、ＧａＮにこだ
わらず他の材料、例えばＡｌＮやＡｌＧａＮ、ＩｎＧａ
Ｎ等を用いてもよい。
【００５８】ｎ型クラッド層７０４およびｐ型クラッド
層７１１はＡｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ以外のＡｌ組成を持つＡｌ
ＧａＮ混晶であってもよい。この場合、Ａｌ組成を大き
くすると活性層とクラッド層との禁制帯幅の差および屈
折率差が大きくなり、キャリアや光が活性層に有効に閉
じ込められて発振閾値電流の低減や温度特性の向上が図
れる。またキャリアや光の閉じ込めが保持される範囲で
Ａｌ組成を小さくして行くとクラッド層におけるキャリ
アの移動度が大きくなるため半導体レーザ素子の素子抵
抗を小さくできる。ｎ型クラッド層とｐ型クラッド層と
で混晶組成が同一でなくても構わない。
層７１１はＡｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ以外のＡｌ組成を持つＡｌ
ＧａＮ混晶であってもよい。この場合、Ａｌ組成を大き
くすると活性層とクラッド層との禁制帯幅の差および屈
折率差が大きくなり、キャリアや光が活性層に有効に閉
じ込められて発振閾値電流の低減や温度特性の向上が図
れる。またキャリアや光の閉じ込めが保持される範囲で
Ａｌ組成を小さくして行くとクラッド層におけるキャリ
アの移動度が大きくなるため半導体レーザ素子の素子抵
抗を小さくできる。ｎ型クラッド層とｐ型クラッド層と
で混晶組成が同一でなくても構わない。
【００５９】また、多重量子井戸構造発光層７０８では
３層の量子井戸層を積層したが、量子井戸の数は４層以
上でもよく２層以下でもよい。単一量子井戸構造とする
事もできる。量子井戸７０７の幅は５ｎｍ、障壁層７０
６の幅を５ｎｍとしたが、これらの値が異なっていても
よい。
３層の量子井戸層を積層したが、量子井戸の数は４層以
上でもよく２層以下でもよい。単一量子井戸構造とする
事もできる。量子井戸７０７の幅は５ｎｍ、障壁層７０
６の幅を５ｎｍとしたが、これらの値が異なっていても
よい。
【００６０】障壁層７０６はＧａＮとしたが、Ｉｎを含
むＩｎＧａＮ層としてもよい。また、量子井戸層７０７
のＩｎ組成は０．１としたが、この値は所望の発光波長
を得るために適宜変更される。また、障壁層、量子井戸
はＩｎＧａＮ３元混晶に微量に他の元素、例えばＡｓや
Ｐなどを含んだ４元以上の混晶半導体でもよい。
むＩｎＧａＮ層としてもよい。また、量子井戸層７０７
のＩｎ組成は０．１としたが、この値は所望の発光波長
を得るために適宜変更される。また、障壁層、量子井戸
はＩｎＧａＮ３元混晶に微量に他の元素、例えばＡｓや
Ｐなどを含んだ４元以上の混晶半導体でもよい。
【００６１】また、素子構造の結晶成長をＭＯＣＶＤ法
により行なった場合をしめしているが、ＧａＮをエピタ
キシャル成長できる成長法であればよく、ＭＢＥ法（分
子線エピタキシャル成長法）やハライドＶＰＥ（化学気
相成長法）等の他の気相成長方法を用いる事ができる。 ［実施の形態３］図７に断面図を示した半導体レーザ素
子と同様の構造の発光素子を作製した。ただし、図７と
異なる点はサファイア基板７０１の代わりに擬似ＧａＮ
基板を用いていることである。この擬似ＧａＮ基板の作
製工程を図１１を基に説明する。
により行なった場合をしめしているが、ＧａＮをエピタ
キシャル成長できる成長法であればよく、ＭＢＥ法（分
子線エピタキシャル成長法）やハライドＶＰＥ（化学気
相成長法）等の他の気相成長方法を用いる事ができる。 ［実施の形態３］図７に断面図を示した半導体レーザ素
子と同様の構造の発光素子を作製した。ただし、図７と
異なる点はサファイア基板７０１の代わりに擬似ＧａＮ
基板を用いていることである。この擬似ＧａＮ基板の作
製工程を図１１を基に説明する。
【００６２】サファイア基板１１０１上にＧａＮバッフ
ァ層１１０２を堆積後、ＧａＮ層１１０３を２μｍ成長
し（図１１（ａ１））、フォトリソグラフィーとエッチ
ング工程によりＧａＮ層１１０３にストライプ状の凸部
を形成した（図１１（ａ２））。この凸部は、高さ１μ
ｍ、幅５μｍであり、隣接する凸部間の間隔は５μｍで
ある。この上にＧａＮ層１１０４を凸部上の厚さが１μ
ｍとなるように成長した。このとき凸部と凸部の間の領
域（凹部）では、凸部の側壁から横方向（基板に平行な
方向）への成長が優先的に生じるため、凹部は完全に埋
め込まれ、基板表面は凹凸が無くなり平坦化している
（図１１（ａ３））。
ァ層１１０２を堆積後、ＧａＮ層１１０３を２μｍ成長
し（図１１（ａ１））、フォトリソグラフィーとエッチ
ング工程によりＧａＮ層１１０３にストライプ状の凸部
を形成した（図１１（ａ２））。この凸部は、高さ１μ
ｍ、幅５μｍであり、隣接する凸部間の間隔は５μｍで
ある。この上にＧａＮ層１１０４を凸部上の厚さが１μ
ｍとなるように成長した。このとき凸部と凸部の間の領
域（凹部）では、凸部の側壁から横方向（基板に平行な
方向）への成長が優先的に生じるため、凹部は完全に埋
め込まれ、基板表面は凹凸が無くなり平坦化している
（図１１（ａ３））。
【００６３】擬似ＧａＮ基板を用いて作製された素子で
は、転位密度が１０6ｃｍ-2程度であり、擬似ＧａＮ基
板を用いないで素子を作製した場合に比べ３桁程度低減
でき、発光強度が増大し、発振閾値が低減でき、長寿命
の素子が得られるという効果がある。
は、転位密度が１０6ｃｍ-2程度であり、擬似ＧａＮ基
板を用いないで素子を作製した場合に比べ３桁程度低減
でき、発光強度が増大し、発振閾値が低減でき、長寿命
の素子が得られるという効果がある。
【００６４】擬似ＧａＮ基板の構造や作製方法は上記に
限定されるものではなく、低転位密度のＧａＮ膜が得ら
れる構成ならば凸部の高さや幅、隣接する凸部間の間隔
が上記の値と異なっていても良い。図１１（ａ２）で
は、ＧａＮ層１１０３のＧａＮ層の途中までしかエッチ
ングしていないが、バッファ層１１０２あるいはサファ
イア基板１１０１までエッチングしても構わない。また
ＧａＮ層１１０４を基板表面が平坦化するまで成長して
いるが、凹凸が残っている状態でも擬似ＧａＮ基板とす
ることができる。
限定されるものではなく、低転位密度のＧａＮ膜が得ら
れる構成ならば凸部の高さや幅、隣接する凸部間の間隔
が上記の値と異なっていても良い。図１１（ａ２）で
は、ＧａＮ層１１０３のＧａＮ層の途中までしかエッチ
ングしていないが、バッファ層１１０２あるいはサファ
イア基板１１０１までエッチングしても構わない。また
ＧａＮ層１１０４を基板表面が平坦化するまで成長して
いるが、凹凸が残っている状態でも擬似ＧａＮ基板とす
ることができる。
【００６５】また、擬似ＧａＮ基板は図１１（ｂ）に示
す構造でも良い。図１１（ｂ）の擬似ＧａＮ基板はサフ
ァイア基板１１０５、バッファ層１１０６、ＧａＮ層１
１０７、成長抑制膜１１０８、ＧａＮ層１１０９から構
成されている。成長抑制膜１１０８とは窒化物半導体膜
が直接成長抑制膜上に結晶成長しない膜のことを指す。
成長抑制膜の上部領域は側面（成長抑制膜を形成してい
ない領域）からの横方向成長により平坦化され低転位密
度のＧａＮ膜が得られる。成長抑制膜１１０８として
は、ＳｉＯ2膜、ＳｉＮx膜、ＴｉＯ2膜、Ａｌ2Ｏ3膜な
どの誘電体膜、またはタングステン膜等の金属膜、また
は空洞などが用いられる。
す構造でも良い。図１１（ｂ）の擬似ＧａＮ基板はサフ
ァイア基板１１０５、バッファ層１１０６、ＧａＮ層１
１０７、成長抑制膜１１０８、ＧａＮ層１１０９から構
成されている。成長抑制膜１１０８とは窒化物半導体膜
が直接成長抑制膜上に結晶成長しない膜のことを指す。
成長抑制膜の上部領域は側面（成長抑制膜を形成してい
ない領域）からの横方向成長により平坦化され低転位密
度のＧａＮ膜が得られる。成長抑制膜１１０８として
は、ＳｉＯ2膜、ＳｉＮx膜、ＴｉＯ2膜、Ａｌ2Ｏ3膜な
どの誘電体膜、またはタングステン膜等の金属膜、また
は空洞などが用いられる。
【００６６】図７において擬似ＧａＮ基板を用いる場
合、バッファ層７０２は形成しなくても良い。しかしな
がら、擬似ＧａＮ基板の表面モフォロジーが良好でない
場合には、バッファ層を挿入した方が表面モフォロジー
が改善されるため好ましい。
合、バッファ層７０２は形成しなくても良い。しかしな
がら、擬似ＧａＮ基板の表面モフォロジーが良好でない
場合には、バッファ層を挿入した方が表面モフォロジー
が改善されるため好ましい。
【００６７】こうして作製した擬似ＧａＮ基板を用いて
素子構造ウェハを作製し、実施の形態２で説明したのと
同様に、結晶成長後の冷却スピードを異ならせる方法
で、歪み量の異なる素子を作製した。擬似ＧａＮ基板上
に作製した場合の冷却スピードと歪み量との関係を図９
に○印でプロットした。また、擬似ＧａＮ基板上に作製
した場合の歪み量と素子寿命との関係を図１０に○印で
プロットした。擬似ＧａＮ基板上を用いない場合に比べ
素子寿命は同程度であるか、若干改善されているが、特
に歪み量εが−０．１６％≦ε≦−０．０１％の範囲で
良好な特性が得られ、歪み量εが、ε＞−０．０１％、
ε＜−０．１６％の範囲では、素子寿命は著しく低下し
ていることが分かった。この理由は実施の形態２で説明
したのと同じであり、ε＞−０．０１％、ε＜−０．１
６％の範囲では素子を構成する各層に過度の歪みが掛か
るためであると考えられる。
素子構造ウェハを作製し、実施の形態２で説明したのと
同様に、結晶成長後の冷却スピードを異ならせる方法
で、歪み量の異なる素子を作製した。擬似ＧａＮ基板上
に作製した場合の冷却スピードと歪み量との関係を図９
に○印でプロットした。また、擬似ＧａＮ基板上に作製
した場合の歪み量と素子寿命との関係を図１０に○印で
プロットした。擬似ＧａＮ基板上を用いない場合に比べ
素子寿命は同程度であるか、若干改善されているが、特
に歪み量εが−０．１６％≦ε≦−０．０１％の範囲で
良好な特性が得られ、歪み量εが、ε＞−０．０１％、
ε＜−０．１６％の範囲では、素子寿命は著しく低下し
ていることが分かった。この理由は実施の形態２で説明
したのと同じであり、ε＞−０．０１％、ε＜−０．１
６％の範囲では素子を構成する各層に過度の歪みが掛か
るためであると考えられる。
【００６８】図１０には素子構造の結晶成長後の冷却ス
ピードを異ならせることによって得られた、歪み量の異
なる素子についての結果を示しているが、歪み量を変化
させる方法はこれに限定されるものではない。結晶成長
時のサファイア基板の厚さ、サファイア基板の研削プロ
セス（研削量や研削粗さ）、バッファ層７０２の堆積条
件、ｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の厚さ、不純物のド
ーピング条件や濃度分布、素子の固定に用いる接着剤や
接着方法、素子が固定されるステムやサブマウント（台
座）の形状などを異ならせることによっても素子構造中
のＧａＮ層の歪み量は変化する。また、擬似ＧａＮ基板
を用いる場合には、その構造や作製条件（ＧａＮ層の凹
凸構造のストライプ幅・間隔、成長抑制膜の有無、擬似
ＧａＮ基板中のＧａＮ層の厚さ、など）によっても、素
子の歪み量は変化する。このように歪み量を決定する要
因は多種多様であり、それぞれが複合して素子の歪み量
が決まっているため、一つの要因だけで歪み量が一意に
決定されるものではない。例えば、図９において、擬似
ＧａＮ基板を用いる場合と用いない場合について、冷却
スピードと歪み量の関係をプロットしているが、冷却ス
ピードを同じにしても、基板の違いにより歪み量は異な
った値となっている。しかし、図１０に示されるよう
に、歪み量εに対する光出力低下の特性において、−
０．１６％≦ε≦−０．０１％の範囲で良好な特性が得
られるという結果に差異は認められなかった。 ［実施の形態４］図７に断面図を示した半導体レーザ素
子と同様の構造の発光素子を作製した。ただし、図７と
異なる点は、多重量子井戸活性層７０８において、Ｉｎ
ＧａＮ量子井戸層７０７の代わりにＧａＡｓxＮ1-x層を
用いていることである。
ピードを異ならせることによって得られた、歪み量の異
なる素子についての結果を示しているが、歪み量を変化
させる方法はこれに限定されるものではない。結晶成長
時のサファイア基板の厚さ、サファイア基板の研削プロ
セス（研削量や研削粗さ）、バッファ層７０２の堆積条
件、ｎ型ＧａＮコンタクト層７０３の厚さ、不純物のド
ーピング条件や濃度分布、素子の固定に用いる接着剤や
接着方法、素子が固定されるステムやサブマウント（台
座）の形状などを異ならせることによっても素子構造中
のＧａＮ層の歪み量は変化する。また、擬似ＧａＮ基板
を用いる場合には、その構造や作製条件（ＧａＮ層の凹
凸構造のストライプ幅・間隔、成長抑制膜の有無、擬似
ＧａＮ基板中のＧａＮ層の厚さ、など）によっても、素
子の歪み量は変化する。このように歪み量を決定する要
因は多種多様であり、それぞれが複合して素子の歪み量
が決まっているため、一つの要因だけで歪み量が一意に
決定されるものではない。例えば、図９において、擬似
ＧａＮ基板を用いる場合と用いない場合について、冷却
スピードと歪み量の関係をプロットしているが、冷却ス
ピードを同じにしても、基板の違いにより歪み量は異な
った値となっている。しかし、図１０に示されるよう
に、歪み量εに対する光出力低下の特性において、−
０．１６％≦ε≦−０．０１％の範囲で良好な特性が得
られるという結果に差異は認められなかった。 ［実施の形態４］図７に断面図を示した半導体レーザ素
子と同様の構造の発光素子を作製した。ただし、図７と
異なる点は、多重量子井戸活性層７０８において、Ｉｎ
ＧａＮ量子井戸層７０７の代わりにＧａＡｓxＮ1-x層を
用いていることである。
【００６９】実施の形態１、２で説明したのと同様の方
法で、歪み量の異なる素子を作製し、歪み量と素子寿命
との関係を調べた結果を図１２に示す。ＧａＮ層のａ軸
格子歪み量εがε＞−０．０１％、ε＜−０．１６％の
範囲では、素子寿命が非常に短い。この理由は、ε＜−
０．１６％の範囲ではＧａＮ層に掛かる圧縮歪みが非常
に大きくなることが素子劣化の原因となっており、ε＞
−０．０１％の範囲ではｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド
層７１１やｎ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７０４に掛
かる引っ張り歪みが非常に大きくなる事が素子劣化の原
因となっている、と考えられる。これに対し、ＧａＮ層
のａ軸格子歪み量εとＥ２フォノンモードラマンシフト
量Ωが、−０．１６％≦ε≦−０．０１％、５６８．１
≦Ω≦５７０．０ｃｍ-1の範囲である素子では、素子を
構成する各層に過度の歪みがかかるのを避ける事ができ
格子歪みによる結晶欠陥の発生や通電時の欠陥の増殖を
抑制する事ができるため、寿命が１００００時間以上と
長く、信頼性の高い素子が得られている。
法で、歪み量の異なる素子を作製し、歪み量と素子寿命
との関係を調べた結果を図１２に示す。ＧａＮ層のａ軸
格子歪み量εがε＞−０．０１％、ε＜−０．１６％の
範囲では、素子寿命が非常に短い。この理由は、ε＜−
０．１６％の範囲ではＧａＮ層に掛かる圧縮歪みが非常
に大きくなることが素子劣化の原因となっており、ε＞
−０．０１％の範囲ではｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド
層７１１やｎ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層７０４に掛
かる引っ張り歪みが非常に大きくなる事が素子劣化の原
因となっている、と考えられる。これに対し、ＧａＮ層
のａ軸格子歪み量εとＥ２フォノンモードラマンシフト
量Ωが、−０．１６％≦ε≦−０．０１％、５６８．１
≦Ω≦５７０．０ｃｍ-1の範囲である素子では、素子を
構成する各層に過度の歪みがかかるのを避ける事ができ
格子歪みによる結晶欠陥の発生や通電時の欠陥の増殖を
抑制する事ができるため、寿命が１００００時間以上と
長く、信頼性の高い素子が得られている。
【００７０】なお、本実施例の構造においてＧａＡｓx
Ｎ1-x量子井戸層は、ＧａＮＡｓにＩｎを含んだＩｎyＧ
ａ1-yＡｓzＮ1-z４元混晶半導体でもよく、また、Ｇａ
ＮＡｓに代えて、ＧａＰuＮ1-u３元混晶やＩｎvＧａ1-v
ＰwＮ1-w４元混晶半導体を用いてもよい。また、障壁層
７０６をＧａＮに代えてＩｎ，Ａｓ，Ｐを含む混晶半導
体で構成してもよい。
Ｎ1-x量子井戸層は、ＧａＮＡｓにＩｎを含んだＩｎyＧ
ａ1-yＡｓzＮ1-z４元混晶半導体でもよく、また、Ｇａ
ＮＡｓに代えて、ＧａＰuＮ1-u３元混晶やＩｎvＧａ1-v
ＰwＮ1-w４元混晶半導体を用いてもよい。また、障壁層
７０６をＧａＮに代えてＩｎ，Ａｓ，Ｐを含む混晶半導
体で構成してもよい。
【００７１】
【発明の効果】ＧａＮ層の歪み量を特定の範囲とするこ
とで、素子を構成する各層に過度の歪みがかかるのを避
ける事ができ、歪みに起因する特性劣化を抑制できる。
とで、素子を構成する各層に過度の歪みがかかるのを避
ける事ができ、歪みに起因する特性劣化を抑制できる。
【図１】本発明の実施の形態１の発光素子の構造を示す
断面図である。
断面図である。
【図２】本発明の実施の形態１の発光素子の光出力の経
時変化を示すグラフである。
時変化を示すグラフである。
【図３】ラマンスペクトル測定系の概略の構成を示す図
である。
である。
【図４】本発明の実施の形態１の発光素子のラマンスペ
クトルを示すグラフである。
クトルを示すグラフである。
【図５】ＧａＮ層のＥ２フォノンモードのラマンシフト
量とａ軸格子歪み量との関係を示すグラフである。
量とａ軸格子歪み量との関係を示すグラフである。
【図６】本発明の実施の形態１の発光素子のａ軸格子歪
み量と通電後の光出力との関係を示すグラフである。
み量と通電後の光出力との関係を示すグラフである。
【図７】本発明の実施の形態２の発光素子の構造を示す
断面図である。
断面図である。
【図８】本発明の実施の形態２の発光素子の駆動電流の
経時変化を示すグラフである。
経時変化を示すグラフである。
【図９】本発明の実施の形態２および実施の形態３の発
光素子の、冷却スピードと歪み量との関係を示すグラフ
である。
光素子の、冷却スピードと歪み量との関係を示すグラフ
である。
【図１０】本発明の実施の形態２および実施の形態３の
発光素子の、ａ軸格子歪み量と素子寿命との関係を示す
グラフである。
発光素子の、ａ軸格子歪み量と素子寿命との関係を示す
グラフである。
【図１１】本発明の実施の形態３の発光素子の擬似Ｇａ
Ｎ基板の構造を示す断面図である。
Ｎ基板の構造を示す断面図である。
【図１２】本発明の実施の形態４の発光素子のａ軸格子
歪み量と素子寿命との関係を示すグラフである。
歪み量と素子寿命との関係を示すグラフである。
１０１ サファイア基板 １０２ ＡｌＮバッファ層 １０３ ｎ型ＧａＮ層 １０４ 多重量子井戸構造発光層 １０５ ＧａＮ障壁層 １０６ Ｉｎ0.2Ｇａ0.8Ｎ量子井戸層 １０７ ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ層 １０８ ｐ型ＧａＮ層 １０９ ｎ電極 １１０ ｐ電極 ３００ 励起光 ３０１ 励起光源 ３０２ 回折格子 ３０３ 金属顕微鏡 ３０４ 対物レンズ ３０５ 試料 ３０６ 散乱光 ３０７ レンズ ３０８ ノッチフィルター ３０９ 分光器 ３１０ マルチチャンネル検出器 ３１１ パーソナルコンピューター ３１２ 反射鏡 ７０１ サファイア基板 ７０２ ＧａＮバッファ層 ７０３ ｎ型ＧａＮコンタクト層 ７０４ ｎ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層 ７０５ ｎ型ＧａＮガイド層 ７０６ ＧａＮ障壁層 ７０７ Ｉｎ0.1Ｇａ0.9Ｎ量子井戸層 ７０８ 多重量子井戸構造活性層 ７０９ Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ｎ蒸発防止層 ７１０ ｐ型ＧａＮガイド層 ７１１ ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層 ７１２ ｐ型ＧａＮコンタクト層 ７１３ ｐ電極 ７１４ ｎ電極 ７１５ ＳｉＯ2絶縁膜 １１０１ サファイア基板 １１０２ バッファ層 １１０３ ＧａＮ層 １１０４ ＧａＮ層 １１０５ サファイア基板 １１０６ バッファ層 １１０７ ＧａＮ層 １１０８ 成長抑制膜 １１０９ ＧａＮ層
Claims (2)
- 【請求項１】 サファイア基板上にｎ型層、発光層、ｐ
型層を有する積層構造を含み、該積層構造には１つ以上
のＧａＮ層を含む窒化ガリウム系半導体発光素子におい
て、 該ＧａＮ層の平均的なａ軸格子歪み量εが、−０．１６
≦ε≦−０．０１％であることを特徴とする窒化ガリウ
ム系半導体発光素子。 - 【請求項２】 サファイア基板上にｎ型層、発光層、ｐ
型層を有する積層構造を含み、該積層構造には１つ以上
のＧａＮ層を含む窒化ガリウム系半導体発光素子におい
て、 波長３６５ｎｍ以上の励起光で観測される該ＧａＮ層の
平均的なＥ２フォノンモードのラマンシフト量Ωが、５
６８．１≦Ω≦５７０．０ｃｍ-1であることを特徴とす
る窒化ガリウム系半導体発光素子。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000317515A JP2002124702A (ja) | 2000-10-18 | 2000-10-18 | 窒化ガリウム系半導体発光素子 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2005200086A Division JP2005322944A (ja) | 2005-07-08 | 2005-07-08 | 窒化ガリウム系半導体発光素子の評価方法および製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002124702A true JP2002124702A (ja) | 2002-04-26 |
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|---|---|---|---|
| JP2000317515A Pending JP2002124702A (ja) | 2000-10-18 | 2000-10-18 | 窒化ガリウム系半導体発光素子 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002124702A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006054673A1 (en) * | 2004-11-16 | 2006-05-26 | Showa Denko K.K. | Group iii nitride semiconductor light-emitting device |
| JP2006179565A (ja) * | 2004-12-21 | 2006-07-06 | Sony Corp | 半導体レーザ素子 |
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| JP2019004178A (ja) * | 2018-09-20 | 2019-01-10 | Ｄｏｗａエレクトロニクス株式会社 | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子 |
-
2000
- 2000-10-18 JP JP2000317515A patent/JP2002124702A/ja active Pending
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