JP2002151738A - 窒化物半導体発光素子、光ピックアップ装置、白色光源装置および表示装置 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 井戸層と障壁層との界面急峻性を改善し、前
記窒化物半導体発光素子における、閾値電流密度の低減
または発光強度の向上を目的とする。 【解決手段】 井戸層と井戸層に接した障壁層とから構
成されている発光層１０６を基板３００上に形成した窒
化物半導体発光素子であって、井戸層は、Ｉｎ、Ｇａ、
Ｎおよび元素Ｘから構成された窒化物半導体であるとと
もに、元素Ｘは、Ａｓ、ＰもしくはＳｂから少なくとも
一つ選択される元素であって、かつ、井戸層における、
元素Ｘの原子分率Ｘ／（Ｎ＋Ｘ）は、２０％以下であ
り、障壁層は、Ｇａ、Ｎおよび元素Ｙから構成された窒
化物半導体であるとともに、元素Ｙは、Ａｓ、Ｐもしく
はＳｂから少なくとも一つ選択される元素である、窒化
物半導体発光素子。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は発光効率の高い窒化
物半導体発光素子、および、その窒化物発光素子を使用
した光ピックアップ装置、白色光源装置および表示装置
に関する。

【０００２】

【従来の技術】特開平１１−２０４８８０号公報におい
て、ＩｎＧａＮＡｓ井戸層／ＧａＮ障壁層を発光層とす
る波長４５０ｎｍ以上の窒化物半導体発光素子が報告さ
れた。

【０００３】しかしながら、従来のＩｎＧａＮＡｓ井戸
層／ＧａＮ障壁層を用いた発光素子では、成長条件（成
長温度）をコントロールしたとしても、ＩｎＧａＮＡｓ
井戸層／ＧａＮ障壁層の界面急峻性を改善することが困
難であった。すなわち、従来の発光層では、界面の悪化
による発光半値幅の増大や、発光効率の低下を招いてい
た。また、該井戸層と該障壁層との界面の急峻性が損な
われるということは、これらの複数層からなる多重量子
井戸構造の作製が困難であったことも示唆している。そ
して、上述の問題は、ＩｎＧａＮＡｓ井戸層／ＧａＮ障
壁層に限らず、ＩｎＧａＮＰ井戸層／ＧａＮ障壁層やＩ
ｎＧａＮＳｂ井戸層／ＧａＮ障壁層についても同様であ
った。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、井戸層と障
壁層との界面急峻性を改善し、前記窒化物半導体発光素
子における、閾値電流密度の低減または発光強度の向上
を目的とする。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明に係る窒化物半導
体発光素子は、井戸層と前記井戸層に接した障壁層とか
ら構成されている発光層を基板上に形成した窒化物半導
体発光素子であって、前記井戸層は、Ｉｎ、Ｇａ、Ｎお
よび元素Ｘから構成された窒化物半導体であるととも
に、前記元素Ｘは、Ａｓ、ＰもしくはＳｂから少なくと
も一つ選択される元素であって、かつ、前記井戸層にお
ける、元素Ｘの原子分率Ｘ／（Ｎ＋Ｘ）は、２０％以下
であり、前記障壁層は、Ｇａ、Ｎおよび元素Ｙから構成
された窒化物半導体であるとともに、前記元素Ｙは、Ａ
ｓ、ＰもしくはＳｂから少なくとも一つ選択される元素
である、窒化物半導体発光素子である。

【０００６】前記発光層とは、井戸層と前記井戸層に接
した障壁層から構成された層である。たとえば、発光層
が単一量子井戸構造の場合は、障壁層／井戸層／障壁層
から構成される。また、たとえば、発光層が多重量子井
戸構造の場合は、障壁層／井戸層／障壁層…／井戸層／
障壁層、あるいは、井戸層／障壁層／井戸層…／障壁層
／井戸層から構成される。前記井戸層と前記障壁層のバ
ンドギャップエネルギーの関係は、井戸層のバンドギャ
ップエネルギーの方が障壁層のバンドギャップエネルギ
ーよりも小さい関係にある。

【０００７】また、前記元素Ｘと前記元素Ｙとが同じ元
素であることが好適である。また、前記障壁層におけ
る、元素Ｙの原子分率であるＹ／（Ｎ＋Ｙ）と、前記元
素Ｘの原子分率とが、等しいことが好適である。

【０００８】また、元素Ｙの原子分率であるＹ／（Ｎ＋
Ｙ）が２×１０^-5％以上であることが好適である。

【０００９】また、本発明は、前記基板が窒化物半導体
基板であることが好適である。ここで、本明細書で説明
される窒化物半導体基板とは、少なくともＡｌ_xＧａ_yＩ
ｎ_zＮ（０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１、ｘ＋ｙ
＋ｚ＝１）で構成された基板である。前記窒化物半導体
基板は、前記窒化物半導体基板を構成している窒素元素
の１０％以下（ただし、六方晶系であること）が、Ａ
ｓ、ＰおよびＳｂの元素群のうち少なくともいずれかの
元素で置換されても構わない。また、前記窒化物半導体
基板は、Ｓｉ、Ｏ、Ｃｌ、Ｓ、Ｃ、Ｇｅ、Ｚｎ、Ｃｄ、
ＭｇもしくはＢｅの不純物群のうち、少なくともいずれ
か一つを含む不純物が添加されても構わない。前記窒化
物半導体基板がｎ型導電性を有するための不純物は、前
記不純物群のうち、Ｓｉ、ＯおよびＣｌのいずれかが特
に好ましい。

【００１０】本発明は、前記基板が、擬似ＧａＮ基板で
あることが好適である。ここで、擬似ＧａＮ基板とは、
たとえば図２の擬似ＧａＮ基板２００のように、窒化物
半導体膜が結晶成長するための種基板２０１と、窒化物
半導体膜が結晶成長されにくい成長抑制膜２０４と、を
有して構成された基板である。あるいは、擬似ＧａＮ基
板とは、図３（ｂ）に示される擬似ＧａＮ基板２００ａ
のように、基板もしくは窒化物半導体膜が溝状にエッチ
ングされ、その後、前記溝が窒化物半導体で被覆された
基板である。

【００１１】本発明は、前記基板のエッチピット密度が
７×１０⁷／ｃｍ²以下であることが好適である。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２５０℃）にエピウエハー（発光素子）
を１０分間浸し、該ウエハーの表面に形成されたエッチ
ピットの、１ｃｍ²当たりの密度である。

【００１２】また、本発明は、前記井戸層の厚みが０．
４ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好適である。

【００１３】本発明は、前記障壁層の厚みが１ｎｍ以上
４０ｎｍ以下であることが好適である。

【００１４】本発明は、前記発光層が、Ｓｉ、Ｏ、Ｓ、
Ｃ、Ｇｅ、Ｚｎ、ＣｄもしくはＭｇのうち少なくとも一
つを含む不純物を含有し、かつ、前記不純物の総添加量
が、１×１０¹⁶以上１×１０²⁰／ｃｍ³以下であること
が好適である。

【００１５】本発明は、前記井戸層の層数が２層以上１
０層以下であることが好適である。また、本発明に係る
光ピックアップ装置は、本発明に係る窒化物半導体発光
素子を有し、発振波長が３８０ｎｍ以上４２０ｎｍ以下
である窒化物半導体レーザ素子を用いた光ピックアップ
装置である。

【００１６】また、本発明に係る白色光源装置は、本発
明に係る窒化物半導体発光素子を有し、発光波長が３８
０ｎｍ以上４２０ｎｍ以下である発光ダイオード素子も
しくはスーパールミネッセントダイオード素子を用いた
白色光源装置である。

【００１７】また、本発明に係る表示装置は、本発明に
係る窒化物半導体発光素子を有するとともに、発光波長
が４５０ｎｍ以上４８０ｎｍ以下である発光ダイオード
素子の発光半値幅が、４０ｎｍ以下であり、かつ、エネ
ルギー換算で０．２３ｅＶ以下である表示装置である。

【００１８】なお、Ｉｎ、Ｇａ、Ｎおよび元素Ｘから構
成された前記井戸層をＩｎＧａＮＸ井戸層と標記し、Ｇ
ａ、Ｎおよび元素Ｙから構成された前記障壁層をＧａＮ
Ｙ障壁層と標記する。また、前記ＩｎＧａＮＸ井戸層に
おけるＸ／（Ｎ＋Ｘ）の原子分率を元素Ｘの原子分率と
呼び、前記ＧａＮＹ障壁層におけるＹ／（Ｎ＋Ｙ）の原
子分率を元素Ｙの原子分率と呼ぶ。

【００１９】

【発明の実施の形態】まず、従来の発光層と本発明の発
光層とを比較しながら本発明に至った過程について説明
し、その後、本発明を用いた実施の形態について述べ
る。

【００２０】（従来の発光層）特開平１１−２０４８８
０号公報における従来のＩｎＧａＮＡｓ井戸層／ＧａＮ
障壁層の問題点を知るために、同構造をＳＩＭＳ（２次
イオン質量分析）による分析を行った。

【００２１】前記井戸層と前記障壁層を共にＩｎＧａＮ
Ａｓ井戸層の適正成長温度範囲（６００℃〜８００℃）
で作製した場合、ＩｎＧａＮＡｓ井戸層上のＧａＮ障壁
層界面ではＡｓは急峻に変化したが、ＧａＮ障壁層上の
ＩｎＧａＮＡｓ井戸層の界面ではＡｓの急峻性が顕著に
損なわれていた。

【００２２】一方、前記井戸層はＩｎＧａＮＡｓ井戸層
の適正成長温度範囲内（６００℃〜８００℃）で作製
し、前記障壁層はＧａＮの適正成長温度（９００℃以
上）で作製した場合、上記とは逆に、ＧａＮ障壁層上の
ＩｎＧａＮＡｓ井戸層の界面ではＡｓは急峻に変化し、
ＩｎＧａＮＡｓ井戸層上のＧａＮ障壁層の界面ではＡｓ
の急峻性が顕著に損なわれていた。

【００２３】前述から、従来のＩｎＧａＮＡｓ井戸層／
ＧａＮ障壁層を用いた発光素子では、成長条件（成長温
度）をコントロールしたとしても、ＩｎＧａＮＡｓ井戸
層上のＧａＮ障壁層の界面急峻性とＧａＮ障壁層上のＩ
ｎＧａＮＡｓ井戸層の界面急峻性をともに改善すること
が困難であった。すなわち、従来の発光層では、界面の
悪化による発光半値幅の増大（発光素子における色むら
の増大に繋がる）や、発光効率の低下（閾値電流密度の
増大または発光強度の低下に繋がる）を招いていた。ま
た、該井戸層と該障壁層との界面の急峻性が損なわれる
ということは、これらの複数層からなる多重量子井戸構
造の作製が困難であったことも示唆している。上述の問
題は、ＩｎＧａＮＡｓ井戸層／ＧａＮ障壁層に限らず、
ＩｎＧａＮＰ井戸層／ＧａＮ障壁層やＩｎＧａＮＳｂ井
戸層／ＧａＮ障壁層についても同様であった。

【００２４】（本発明に係る窒化物半導体発光素子の発
光層）前述の従来の発光層における課題を解決するため
に、本発明の発光層では、ＩｎＧａＮＸ井戸層（元素Ｘ
の原子分率は２０％以下である。）に接するようにＧａ
ＮＹ障壁層を設ける。ただし、元素Ｙは、Ａｓ、Ｐもし
くはＳｂから少なくとも一つ選択される元素である。

【００２５】本発明によるＩｎＧａＮＡｓ井戸層／Ｇａ
ＮＡｓ障壁層のＳＩＭＳ測定を行った結果が図１１から
図１３で示される。これらの図は、井戸層と障壁層を共
に同じ成長温度（８００℃）で作製したときのＳＩＭＳ
結果である。

【００２６】ここで、図１１は、ＧａＮＡｓ障壁層のＡ
ｓの原子分率（元素ＹがＡｓの場合である）がＩｎＧａ
ＮＡｓ井戸層のＡｓの原子分率（元素ＸがＡｓの場合で
ある）よりも小さい場合のＳＩＭＳ結果を、図１２は、
ＧａＮＡｓ障壁層のＡｓの原子分率がＩｎＧａＮＡｓ井
戸層のＡｓの原子分率よりも大きい場合のＳＩＭＳ結果
を、図１３は、ＧａＮＡｓ障壁層のＡｓの原子分率がＩ
ｎＧａＮＡｓ井戸層のＡｓの原子分率と等しい場合のＳ
ＩＭＳ結果を、それぞれ表している。

【００２７】これらの図から、本発明の障壁層が用いら
れることによって、Ａｓに関する界面の急峻性が改善さ
れることがわかる。ただし、図１３の場合の、界面急峻
性とは、Ａｓに関する２次イオン強度がほぼ一定になる
ことである。これらの結果は、井戸層と障壁層との複数
層からなる多重量子井戸構造の作製が可能であることを
示している。

【００２８】また、本発明の障壁層はＩｎを含有しない
ために、Ｉｎによる偏析効果がない。障壁層中にＩｎを
含有させないことは、ＩｎＧａＮＸ井戸層中のＩｎ偏析
を抑制し、結果的に発光層の界面急峻性を改善させる働
きがある。これは以下の理由からである。Ｉｎは偏析
（凝縮）効果が非常に大きく、窒化物半導体結晶中内で
Ｉｎの原子分率（ここで、Ｉｎの原子分率とは、ＩｎＧ
ａＮＸ井戸層の、Ｉｎ／（Ｉｎ＋Ｇａ）の原子分率のこ
とである。）の高い領域と低い領域に容易に分離してし
まう（以後、相分離と呼ぶ）。特にＩｎの原子分率の高
い領域は非発光として作用し、発光効率の低下を招く。
このようなＩｎによる相分離は、発光層（井戸層と障壁
層）全体のＩｎ総添加量と、Ｉｎを添加した層の総体積
に比例して発生し易いことが、本発明者らによって見出
された。したがって、発光層中のＩｎ添加量はできるだ
け最少量に限ることが好ましく、本発明の障壁層のよう
にＩｎを全く含有しない構成は極めて好ましい。

【００２９】上述した本発明による効果は、発光層がＩ
ｎＧａＮＡｓ井戸層／ＧａＮＡｓ障壁層に限るものでは
なく、発光層がＩｎＧａＮＸ井戸層／ＧａＮＹ障壁層で
あれば、上記と同様の効果を得ることが可能である。前
述したＩｎＧａＮＸ井戸層／ＧａＮＹ障壁層に該当する
具体的な発光層とは、ＩｎＧａＮＡｓ井戸層／ＧａＮＰ
障壁層であり、ＩｎＧａＮＡｓ井戸層／ＧａＮＳｂ障壁
層であり、ＩｎＧａＮＡｓ井戸層／ＧａＮＡｓＰ障壁層
であり、ＩｎＧａＮＰ井戸層／ＧａＮＰ障壁層であり、
ＩｎＧａＮＰ井戸層／ＧａＮＡｓ障壁層であり、ＩｎＧ
ａＮＰ井戸層／ＧａＮＳｂ障壁層であり、ＩｎＧａＮＰ
井戸層／ＧａＮＡｓＰ障壁層であり、ＩｎＧａＮＳｂ井
戸層／ＧａＮＳｂ障壁層であり、ＩｎＧａＮＳｂ井戸層
／ＧａＮＡｓ障壁層であり、ＩｎＧａＮＳｂ井戸層／Ｇ
ａＮＰ障壁層であり、ＩｎＧａＮＳｂ井戸層／ＧａＮＡ
ｓＰ障壁層であり、ＩｎＧａＮＡｓＰ井戸層／ＧａＮＡ
ｓＰ障壁層であり、ＩｎＧａＮＡｓＰ井戸層／ＧａＮＡ
ｓ障壁層であり、またはＩｎＧａＮＡｓＰ井戸層／Ｇａ
ＮＰ障壁層などである。

【００３０】たとえば、発光層が、ＩｎＧａＮＡｓ井戸
層／ＧａＮＰ障壁層であるＳＩＭＳ測定結果が図１４で
示される。ＩｎＧａＮＡｓ井戸層中のＡｓのみならず、
ＧａＮＰ障壁層のＰも界面で急峻に変化していることが
わかる。発光層がＩｎＧａＮＰ井戸層／ＧａＮＡｓ障壁
層の場合も前記と同様の界面急峻性を得ることができ
る。

【００３１】上記ＧａＮＹ障壁層のうち、ＧａＮＡｓ、
ＧａＮＰ、またはＧａＮＳｂの３元混晶は、ＧａＮＡｓ
Ｐの４元混晶に比べて、元素Ｙの原子分率の制御が容易
であるため、目的とする障壁層の元素Ｙの原子分率で再
現性よく製造できるという特徴を有する。

【００３２】さらに、前記３元混晶のうちＧａＮＰは、
Ｐ、Ａｓ、Ｓｂのうち、最もＮの原子半径（ファンデル
ワールス半径もしくは共有結合半径）に近いＰが添加さ
れているため、ＡｓやＳｂに比べて該混晶中のＮの一部
とＰが置換されやすい。したがって、ＧａＮ中にＰを添
加したことによって結晶性が損なわれにくい。

【００３３】また、ＧａＮＳｂは、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂのう
ち、Ｎの原子半径（ファンデルワールス半径もしくは共
有結合半径）に比べて最も大きいＳｂが添加されている
ため、揮発性の高いＮが該混晶中から抜け出てしまうこ
とを防止することができる。このＮの抜けの防止は結晶
性を向上させるために好ましい。

【００３４】また、ＧａＮＡｓは、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂのう
ち中間の原子半径を持つＡｓが添加されているため、上
記ＧａＮＰとＧａＮＳｂの両方の特性を有していて好ま
しい。

【００３５】同様に、上記ＩｎＧａＮＸ井戸層のうち、
ＩｎＧａＮＡｓ、ＩｎＧａＮＰ、またはＩｎＧａＮＳｂ
の４元混晶は、ＩｎＧａＮＡｓＰの５元混晶に比べて、
元素Ｘの原子分率の制御が容易であるため、目的とする
発光波長を再現性よく得ることが可能である。

【００３６】さらに、前記４元混晶のうちＩｎＧａＮＰ
は、Ｐ、Ａｓ、Ｓｂのうち、最もＮの原子半径（ファン
デルワールス半径もしくは共有結合半径）に近いＰが添
加されているため、ＡｓやＳｂに比べて該混晶中のＮの
一部とＰが置換されやすい。したがって、ＩｎＧａＮ中
にＰを添加したことによって結晶性が損なわれにくい。
これは、ＩｎＧａＮＰ中のＰの原子分率が高くなっても
該混晶中の結晶性が低下し難いことを意味し、ＩｎＧａ
ＮＰを井戸層として用いる場合、発光素子における紫外
発光から赤色発光までの幅の広い発光波長帯域をＩｎＧ
ａＮＰ結晶で賄うことが可能である。また、ＩｎＧａＮ
Ｓｂは、上記ＧａＮＳｂと同様の理由から、井戸層の結
晶性が向上するために好ましい。また、ＩｎＧａＮＡｓ
についても、上記ＧａＮＡｓと同様の理由から好まし
い。

【００３７】（ＩｎＧａＮＸ井戸層とＧａＮＹ障壁層の
組合せについて）本発明の発光層は、ＩｎＧａＮＸ井戸
層の元素Ｘと、ＧａＮＹ障壁層の元素Ｙが、同じ構成元
素であるとより好ましい。前記元素Ｘと前記元素Ｙが同
じ構成元素であれば、ＩＩＩ族原料であるＩｎの供給を
停止するだけで該障壁層の作製が可能である。すなわ
ち、Ｖ族原料を切り替える必要がなく、Ｖ族原料の切り
替えに要するタイムラグがない。また、前記元素Ｘと前
記元素Ｙが同じ構成元素であれば、井戸層と障壁層と
は、ほぼ同じ成長温度で作製され得る。これらの製造方
法は、発光層の界面急峻性がより向上する方向に寄与す
る。

【００３８】さらに、元素Ｘの原子分率と元素Ｙの原子
分率とがほぼ等しければ、製造方法がより一層容易であ
り、図１３で示されたように、発光層の界面急峻性が容
易に満足され得る。

【００３９】前述に該当する具体的なＩｎＧａＮＸ井戸
層とＧａＮＹ障壁層の組合せは、ＩｎＧａＮＡｓ井戸層
／ＧａＮＡｓ障壁層であり、ＩｎＧａＮＰ井戸層／Ｇａ
ＮＰ障壁層であり、ＩｎＧａＮＳｂ井戸層／ＧａＮＳｂ
障壁層であり、ＩｎＧａＮＡｓＰ井戸層／ＧａＮＡｓＰ
障壁層などである。

【００４０】（ＧａＮＹ障壁層について）図１７（ａ）
と（ｂ）に、本発明の窒化物半導体発光素子における発
光層のバンドギャップ構造を示す。図１７（ａ）発光層
の、障壁層始まり障壁層終わりの場合のバンドギャップ
構造を、図１７（ｂ）は発光層の、井戸層始まり井戸層
終わりの場合のバンドギャップ構造を、それぞれ表して
いる。

【００４１】本発明の窒化物半導体発光素子における障
壁層は、ＧａＮＹで構成されているため、ＧａＮ光ガイ
ド層のバンドギャップエネルギーよりも障壁層のそれを
小さくすることができる（図１７（ａ）と（ｂ））。こ
のことにより、従来（特開平１０−２７０８０４号公報
に記載された発明）の発光層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、かつ光ガイド層よりも屈
折率が大きくなるので光り閉じ込め効率もあがり、垂直
横モードの特性（単峰化）が良くなる、という特徴も有
する。

【００４２】（ＧａＮＹ障壁層における元素Ｙの添加量
について）前述の界面急峻性が得られるための、ＧａＮ
Ｙ障壁層中の元素Ｙの添加量を知るために、ＧａＮ障壁
層中に元素Ｙを添加して、その添加量に対する井戸層と
障壁層との界面急峻性について調べた。

【００４３】図１５は、ＧａＮＹ障壁層／ＩｎＧａＮＡ
ｓ井戸層構造における、前記ＧａＮＹ障壁層中の元素Ｙ
の添加量に対する界面揺らぎを測定したものである。図
１５で示される具体的な前記元素Ｙは、Ａｓ、Ｐまたは
Ｓｂである。

【００４４】図１６は、ＧａＮＹ障壁層／ＩｎＧａＮＰ
井戸層構造の、前記ＧａＮＹ障壁層中の元素Ｙの添加量
に対する界面揺らぎを測定したものである。図１６で示
される具体的な前記元素Ｙは、Ａｓ、ＰまたはＳｂであ
る。ここで、界面揺らぎとは、ＳＩＭＳ測定の２次イオ
ン強度の最大値から最小値に至る深さ（層厚）を表わし
たのものである（図１１参照）。図１５と図１６の界面
揺らぎは図１１で示された両界面の界面揺らぎを平均し
た値である。また、図中の黒印はサファイア基板（窒化
物半導体基板以外の基板の一例）上に成長した発光層
の、元素Ｙの添加量に対する界面揺らぎの関係を、一
方、図中の白印はＧａＮ基板（窒化物半導体基板の一
例）上に成長した発光層の、元素Ｙの添加量に対する界
面揺らぎの関係を、それぞれ表している。

【００４５】図１５と図１６をみると、元素Ｙは、Ａ
ｓ、ＰまたはＳｂの種類に依らず、元素Ｙの添加量が１
×１０¹⁶／ｃｍ³以上（元素Ｙの原子分率に換算する
と、２×１０^-5％以上に該当する）であれば、界面揺ら
ぎを抑制することが可能である。また、上記効果が現れ
る元素Ｙの添加量は、Ａｓ、ＰまたはＳｂの種類によら
ず、１×１０¹⁶／ｃｍ³以上であったことから、元素Ｙ
がＡｓ、ＰまたはＳｂから選ばれる１種類以上の元素で
あるとき、その総添加量もまた１×１０¹⁶／ｃｍ³以上
（元素Ｙの原子分率に換算すると、２×１０^-5％以上に
該当する）であれば良いことがわかる。

【００４６】元素Ｙの添加量の上限値は、元素Ｙの原子
分率に換算すると、１０％以下である。ただし、井戸層
のエネルギーギャップが、障壁層のエネルギーギャップ
よりも小さくなければならない。さらに好ましくは、障
壁層のバンドギャップエネルギーは井戸層のそれよりも
０．１ｅＶ以上である。元素Ｙの原子分率が１０％以下
であれば、障壁層の結晶性は良好である。

【００４７】ＧａＮ基板（窒化物半導体基板の一例）上
に結晶成長した本発明の発光層の界面揺らぎは、サファ
イア基板（窒化物半導体基板以外の基板の一例）上に結
晶成長したそれと比べて、界面揺らぎがさらに小さかっ
た。この理由については、後述する「発光素子を成長さ
せる基板について」で詳細に説明する。なお、擬似Ｇａ
Ｎ基板を用いた場合の、元素Ｙの添加量に対する界面揺
らぎの関係は、前記ＧａＮ基板のそれとほぼ同じであっ
た。ただし、擬似ＧａＮ基板は欠陥密度の高い部分と低
い部分が混在しているために、歩留まりを低下させる傾
向にある。他方、擬似ＧａＮ基板は、窒化物半導体基板
に比べて大面積のものを安価に製造しやすいという利点
を有している。前述の図１５および図１６が示す効果
は、井戸層がＩｎＧａＮＸであっても同様の効果を得る
ことが可能である。

【００４８】（ＩｎＧａＮＸ井戸層における元素Ｘの添
加量について）ＩｎＧａＮＸ井戸層は、Ｉｎ、Ｇａ、Ｎ
および元素Ｘで構成さていて、元素Ｘの原子分率は２０
％以下であり、好ましくは１５％以下である。なぜなら
ば、元素Ｘの原子分率が１５％よりも高くなると、Ｉｎ
の添加量にも依存するが、井戸層内の或る領域ごとに元
素Ｘの原子分率が異なる相分離が次第に起き始め、さら
に前記元素Ｘの原子分率が２０％よりも高くなると、今
度は相分離から六方晶系と立方晶系が混在する結晶系分
離に移行し始めるからである。そして、このような結晶
系分離は、井戸層と障壁層との間の界面急峻性を大きく
損なう。また、井戸層中の結晶系分離を起こした領域の
比率が、およそ５０％以上を占めると井戸層としての結
晶性も大きく低下する。

【００４９】前記元素Ｘの原子分率の下限値は０．０１
％以上、好ましくは０．１％以上である。元素Ｘの原子
分率が０．０１％よりも小さくなると、井戸層に元素Ｘ
を添加したことによる効果（閾値電流密度の低減または
発光強度の向上）が見られにくくなるためである。一
方、元素Ｘの原子分率が０．１％以上になると、井戸層
に元素Ｘを添加したことによる効果（閾値電流密度の低
減または発光強度の向上）が顕著に現れ始めるためであ
る。

【００５０】（ＩｎＧａＮＸ井戸層におけるＩｎの原子
分率について）ＩｎＧａＮＸ井戸層のＩｎは、キャリア
を局在化させ、発光効率を向上させるために好ましい元
素である。しかしながら、Ｉｎの原子分率（ＩｎＧａＮ
Ｘ井戸層の、Ｉｎ／（Ｉｎ＋Ｇａ）で見積もられる値で
ある。）が高くなると、Ｉｎによる相分離が発生し、発
光効率を低下させることがある。

【００５１】ＩｎＧａＮＸ井戸層におけるＩｎの原子分
率は、目的とする発光波長（発振波長も含む）に応じ
て、元素Ｘの原子分率と鑑み調整される（たとえば、表
１または表２を参照）。目的とする発光波長（発振波長
も含む）が４７０ｎｍよりも短い場合、Ｉｎの原子分率
は０．１％以上２０％以下が好ましく、さらに好ましく
は０．１％以上１０％以下である。Ｉｎの原子分率が
０．１％を下回ると、キャリアの局在化による発光効率
の向上が見込まれなくなる可能性があるからである。Ｉ
ｎの原子分率が２０％以下さらには１０％以下になる
と、Ｉｎによる相分離の影響がより小さくなる方向に寄
与するために好ましい。

【００５２】また、目的とする発光波長（発振波長も含
む）が４７０ｎｍ以上の場合、Ｉｎの原子分率は１％以
上５０％以下が好ましく、さらに好ましくは５％以上３
５％以下である。Ｉｎの原子分率が１％を下回ると、元
素Ｘの原子分率が高くなるため、元素Ｘによる相分離が
懸念され始める。目的とする発光波長（発振波長も含
む）が４７０ｎｍ以上の場合、発光波長が４７０ｎｍよ
りも短い場合と比較して、相対的にＩｎの原子分率が高
くされやすい。したがって、Ｉｎによる相分離の影響を
極力避けるためには、Ｉｎの原子分率は５０％以下、さ
らには３５％以下にすることが望ましい。

【００５３】（発光層の層厚について）ＩｎＧａＮＸ井
戸層の層厚は０．４ｎｍ以上２０ｎｍ以下が好ましく、
さらに好ましくは、０．４ｎｍ以上１０ｎｍ以下であ
る。ＩｎＧａＮＸ井戸層の層厚が０．４ｎｍよりも薄く
なると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性がある。
また、ＩｎＧａＮＸ井戸層の層厚が２０ｎｍよりも厚く
なると、井戸層中の元素Ｘの原子分率にも依存するが、
界面の急峻性が悪化し始める。これは、ＩｎＧａＮＸ井
戸層中の、元素Ｘの原子分率が２０％以下でも僅かに元
素Ｘによる相分離が起きていて、該井戸層の層厚が増す
につれて前記相分離の領域が徐々に拡大して該井戸層の
表面が荒れてしまったか、もしくは、結晶系分離まで転
移してしまったためではないかと思われる。ＩｎＧａＮ
Ｘ井戸層の層厚が１０ｎｍ以下であれば、元素Ｘによる
相分離の影響がより小さくなり、前記相分離が発光効率
の減少を引き起こし難くなるために好ましい。

【００５４】次に、ＧａＮＹ障壁層の層厚は１ｎｍ以上
４０ｎｍ以下が好ましく、さらに好ましくは、１ｎｍ以
上２０ｎｍ以下である。ＧａＮＹ障壁層の層厚が１ｎｍ
よりも薄くなると十分にキャリアを閉じ込めることが難
しくなる。また、ＧａＮＹ障壁層の層厚が４０ｎｍより
も厚くなると、界面の急峻性が低下し始める。この理由
については定かではないが、おそらく、前述のＩｎＧａ
ＮＸ井戸層の場合と同様であると思われる。さらに、Ｇ
ａＮＹ障壁層の層厚が２０ｎｍ以下になると界面急峻性
が向上し得るために好ましい。

【００５５】（発光素子を成長させる基板について）本
発明者らは、発光層における、ＩｎＧａＮＸ井戸層とＧ
ａＮＹ障壁層との間の界面揺らぎが、前記発光層が成長
される基板によって変化することを見出した。このメカ
ニズムについては明らかではないが、本発明者らの検討
結果によると、Ａｓ、ＰまたはＳｂは、結晶中に発生し
た欠陥付近に偏析し易かった。このことから、基板を選
択することによって結晶中の欠陥密度が減少し、そのこ
とが元素Ｘ（または元素Ｙ）の偏析効果を抑制し、結果
的に井戸層と障壁層との間の界面揺らぎが改善されたと
考えられる。

【００５６】さらに、本発明者らによる知見によれば、
最も好ましい基板は、ＧａＮ基板（窒化物半導体基板の
一例）であった。ＧａＮ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５×１０⁷／ｃｍ²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
使用されているサファイア基板やＳｉＣ基板（窒化物半
導体基板以外の基板の一例）のエッチピット密度（４×
１０⁸／ｃｍ²以上）よりも小さい値である。このエッチ
ピット密度はエピウエハー表面のエッチピットを測定し
ているため、厳密には発光層の欠陥を測定しているわけ
ではない。しかしながら、エッチピット密度が高ければ
発光層中の欠陥密度も同時に高くなるため、エッチピッ
ト密度の測定は、発光層中に欠陥が多いかどうかの指標
と成り得る。

【００５７】前記ＧａＮ基板の次に好ましい基板は、擬
似ＧａＮ基板である。擬似ＧａＮ基板の製造方法などに
ついては、実施の形態１で詳細に述べる。擬似ＧａＮ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７×１０⁷／ｃｍ²
以下であった。これは、ＧａＮ基板上に成長した窒化物
半導体膜のそれらと近い値であった。しかしながら、擬
似ＧａＮ基板は、エッチピット密度（欠陥密度）の低い
領域と高い領域が混在しているため、ＧａＮ基板に比べ
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ＧａＮ基板は、窒化物半導体基板に比べて大面積の
ものを安価に製造しやすいという利点を有している。

【００５８】ＧａＮ基板上に成長した本発明の発光層に
ついて、再び図１５と図１６を用いて説明する。図１５
および図１６をみると明らかなように、ＧａＮ基板（窒
化物半導体基板の一例）上に成長した発光層の方が、サ
ファイア基板（窒化物半導体基板以外の基板の一例）上
に成長したそれと比較して界面揺らぎが小さかった。

【００５９】一方、ＧａＮ基板を利用したことによる前
記界面揺らぎの抑制効果が、本発明の窒化物半導体発光
素子としてどのように寄与するかは、後述する「井戸層
の層数について」で詳細に述べられる。簡潔に結果だけ
を示すと、図９と図１０をみるとわかるように、発光素
子が窒化物半導体レーザ素子の場合は、閾値電流密度の
低減効果に、発光素子が発光ダイオードの場合は、発光
強度の増大に、それぞれ寄与していた。なお、擬似Ｇａ
Ｎ基板における、元素Ｙの添加量と界面揺らぎとの関係
は、図１５および図１６中のＧａＮ基板とほぼ同様であ
った。

【００６０】（井戸層の層数について）本発明のＧａＮ
Ｙ障壁層を用いることによって、従来のＩｎＧａＮＡｓ
井戸層／ＧａＮ障壁層などの界面急峻性を改善すること
ができた。すなわち、井戸層と障壁層との界面急峻性が
良好であるということは、これら複数層からなる多重量
子井戸構造を作製することが可能であり、多重量子井戸
構造から得られる特性も好ましいものであると期待され
る。

【００６１】そこで、本発明の発光層を用いた多重量子
井戸窒化物半導体レーザ素子の、井戸層の層数とレーザ
閾値電流密度との関係、および、前記窒化物半導体レー
ザ素子を作製した基板の依存性、についてそれぞれ説明
する。

【００６２】図９に発光層（多重量子井戸構造）を構成
している井戸層の層数とレーザ閾値電流密度との関係を
示す。図９で用いた発光層は、Ｉｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ_0.98
Ｐ_{0. 02}井戸層／ＧａＮ_0.99Ｐ_0.01障壁層（元素Ｘの原子
分率は２％、元素Ｙの原子分率は１％、Ｉｎの原子分率
は５％である）であった。図中の白丸印はサファイア基
板（窒化物半導体基板以外の基板の一例）を、黒丸印は
ＧａＮ基板（窒化物半導体基板の一例）を用いたときの
レーザ閾値電流密度をそれぞれ表している。ＧａＮ基板
上に作製した窒化物半導体レーザ素子は、後述する「本
発明による発光層を用いた窒化物半導体レーザ素子」と
同様にして作製される。一方、サファイア基板上に作製
した窒化物半導体レーザ素子は、以下の実施の形態２と
同様にして作製される。

【００６３】図９によると、基板に依らず、井戸層の層
数が１０層以下のときに閾値電流密度が１０ｋＡ／ｃｍ
²以下になり、室温連続発振が可能であった。発振閾値
電流密度を更に低減するためには、２層以上５層以下が
好ましかった。本発明の障壁層を用いたことによって良
好な多重量子井戸構造を作製できることがわかった。さ
らに、図９によれば、サファイア基板上の窒化物半導体
レーザ素子よりもＧａＮ基板上のそれの方が、閾値電流
密度が低くなることがわかった。なお、擬似ＧａＮ基板
における井戸層の層数と閾値電流密度との関係は、図９
中のＧａＮ基板（窒化物半導体基板の一例）とほぼ同じ
であった。なお、図９は、Ｉｎ_0.05Ｇａ _0.95Ｎ_0.98Ｐ
_0.02井戸層／ＧａＮ_0.99Ｐ_0.01障壁層の発光層について
述べられたが、上記発光層以外にも、本発明の要項を満
足する発光層であれば、図９に示す井戸層数と閾値電流
密度との関係を得ることができる。

【００６４】続いて、本発明の発光層を用いた多重量子
井戸発光ダイオードの、井戸層の層数と発光強度との関
係、および、前記発光ダイオードを作製した基板の依存
性について説明する。図１０に発光層を構成している井
戸層の層数と発光強度との関係を示す。図１０で用いた
発光層は、Ｉｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ_0.96Ｐ_0.04井戸層／ＧａＮ
_0.995Ｐ_0.005障壁層であった。図１０中の発光強度は、
従来の発光層の構成であるＩｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ_0.96Ｐ_0.04
井戸層単一量子井戸層の発光強度で規格化されている
（破線）。また、図中の白丸印はサファイア基板（窒化
物半導体基板以外の基板の一例）を、黒丸印はＧａＮ基
板（窒化物半導体基板の一例）を、それぞれ用いたとき
の発光強度について表している。ＧａＮ基板上に作製し
た発光ダイオード素子およびサファイア基板上に成長し
た発光ダイオード素子は、以下に記す実施の形態３と同
様にして作製される。

【００６５】従来の発光層（Ｉｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ_0.96Ｐ
_0.04井戸層／ＧａＮ障壁層）の井戸層数を１層から２０
層まで振ってその発光強度を測定したところ、最大発光
強度は、図１０の規格化された発光強度でいうところの
約１．６程度であった。このことから、従来の発光層に
比べて本発明の発光層の方が好ましいことがわかる。

【００６６】また、図１０から、発光強度の強い本発明
の井戸層の層数は、基板に依存せず１０層以下が好まし
く、さらに好ましくは２層以上６層以下である。また、
サファイア基板（窒化物半導体基板以外の基板の一例）
よりもＧａＮ基板（窒化物半導体基板の一例）を用いる
ことによって発光強度が向上する。なお、擬似ＧａＮ基
板における井戸層の層数と発光強度との関係は、図１０
中のＧａＮ基板とほぼ同じであった。スーパールミネッ
セントダイオード素子についても図１０と同様の結果を
得ることが可能である。なお、図１０は、Ｉｎ_0.1Ｇａ
_0.9Ｎ_0.96Ｐ_0.04井戸層／ＧａＮ_0.995Ｐ_0.005障壁層の
発光層について述べたが、上記発光層以外にも、本発明
の要項を満足する発光層であれば、図１０に示す井戸層
数と発光強度との関係を得ることができる。

【００６７】（発光層における不純物添加について）フ
ォトルミネッセンス（ＰＬ）測定によれば、発光層中
（障壁層と井戸層の両方）にＳｉを添加した方が、ＰＬ
発光強度が約１．２倍から１．４倍程度強くなった。こ
のことから、発光層中に不純物を添加することによって
発光素子の特性を向上させることができた。この理由に
ついては定かではないが、Ｓｉなどの不純物の添加によ
って発光層の結晶性が向上したのではないかと考えられ
る。ＩｎＧａＮＸ井戸層は元素Ｘを含む結晶であり、従
来のＩｎＧａＮ井戸層に比べてＩｎの原子分率が低く、
Ｉｎによる局在準位が形成されにくいため、発光強度は
井戸層（井戸層の結晶性を良好にするためには井戸層に
接する障壁層も結晶性が良好でなければならない）の結
晶性に強く依存するからである。

【００６８】前記Ｓｉ以外にＯ、Ｓ、Ｃ、Ｇｅ、Ｚｎ、
ＣｄもしくはＭｇのうち少なくとも一つを含む不純物が
添加されても上記と同様の効果が得られる。また、前記
不純物の総添加量が、１×１０¹⁶〜１×１０²⁰／ｃｍ³
であれば良い。不純物の添加量が１×１０¹⁶／ｃｍ³よ
りも少ないと発光強度の優位性が得られにくく、不純物
の添加量が１×１０²⁰／ｃｍ³よりも多いと不純物を添
加したことによる結晶中の欠陥密度が増大し、発光強度
の低下を招いてしまう。特に、窒化物半導体基板以外の
基板、たとえばサファイア基板などの上に結晶成長を行
う場合は、欠陥（エッチピット密度４×１０⁸／ｃｍ²以
上）が多く、上記不純物の添加による効果が顕著であっ
た。

【００６９】（発光層の発光波長について）本発明の窒
化物半導体発光素子の発光波長は、ＩｎＧａＮＸ井戸層
中の元素Ｘの原子分率を調整することによって得ること
ができる。たとえば、ＩｎＧａＮＸ結晶の元素ＸがＡｓ
である場合の発光波長と元素Ｘ（Ａｓ）の原子分率との
関係が、表１に示される。また、ＩｎＧａＮＸ結晶の元
素ＸがＰである場合の発光波長と元素Ｘ（Ｐ）の原子分
率との関係が、表２に示される。これらの表中に記載の
Ｉｎの原子分率は、ＩｎＧａＮＸ結晶の、Ｉｎ／（Ｉｎ
＋Ｇａ）から計算された値である。表１または表２で示
された元素Ｘの原子分率の近傍でＩｎＧａＮＸ井戸層が
作製されると、ほぼ目的とする発光波長を得ることが可
能である。

【００７０】

【表１】

【００７１】

【表２】

【００７２】従来のＩｎＧａＮ結晶井戸層では、長波長
（たとえば、緑色や赤色など）の発光波長を実現するた
めには、Ｉｎの原子分率を高くしなければならなかった
が、ＩｎＧａＮＸ結晶中に元素Ｘが含有されることによ
って、Ｉｎの原子分率を低く抑えることが可能である。
このことは、Ｉｎの相分離を抑制するとともに発光効率
を向上させる働きがある。

【００７３】（発光層の発光半値幅について）本発明の
発光層を用いて、下記に示す実施の形態３の発光ダイオ
ードを作製したときの、発光半値幅について述べる。こ
こで、発光半値幅とは、室温雰囲気中において、発光素
子（発光ダイオード）の最大発光強度が５０％になる発
光波長の幅を指すものとする。

【００７４】前述のように、本発明の発光層は、従来の
発光層と比較して井戸層と障壁層との界面急峻性が改善
されたことにより、発光素子の発光半値幅を小さくする
事ができる。このことにより色むらが小さく、シャープ
な色合いの発光素子（発光ダイオード）を作製すること
ができる。具体的には、青色の発光色を示す４５０ｎｍ
から４８０ｎｍ付近での、従来の発光層（井戸層はＩｎ
ＧａＮＡｓで、障壁層はＧａＮ）による発光半値幅は、
６５ｎｍ、エネルギーに換算すると０．３６ｅＶであっ
た。一方、同じく前記波長付近での、本発明の発光層
（井戸層はＩｎＧａＮＡｓで、障壁層もＧａＮＡｓ）に
よる発光半値幅は、４０ｎｍ、エネルギーに換算すると
０．２３ｅＶであった。

【００７５】上記に示した発光半値幅は、井戸層がＩｎ
ＧａＮＡｓから構成された発光素子であったが、本発明
の発光層の要件を満足していれば、上記の発光層に限る
ものではない。

【００７６】（本発明に係る窒化物半導体発光素子を用
いた窒化物半導体レーザ素子）以下に、本発明による発
光層を用いた窒化物半導体レーザ素子の製造方法が、
「結晶成長」、その「プロセス工程」およびその「パッ
ケージ実装」に分けて順次説明される。

【００７７】（結晶成長）図１の窒化物半導体レーザ素
子は、Ｃ面（０００１）ｎ型ＧａＮ基板１００、低温Ｇ
ａＮバッファ層１０１、ｎ型ＧａＮ層１０２、ｎ型Ｉｎ
_0.07Ｇａ_0.93Ｎクラック防止層１０３、ｎ型Ａｌ_0.1Ｇ
ａ_0.9Ｎクラッド層１０４、ｎ型ＧａＮ光ガイド層１０
５、発光層１０６、 ｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎキャリアブ
ロック層１０７、ｐ型ＧａＮ光ガイド層１０８、ｐ型Ａ
ｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層１０９、ｐ型ＧａＮコンタク
ト層１１０、ｎ電極１１１、ｐ電極１１２、ＳｉＯ₂誘
電体膜１１３から構成されている。

【００７８】まず、ＭＯＣＶＤ装置（有機金属気相成長
法）に、ｎ型ＧａＮ基板１００がセットされ、Ｖ族原料
のＮＨ₃（アンモニア）とＩＩＩ族原料のＴＭＧａ（ト
リメチルガリウム）またはＴＥＧａ（トリエチルガリウ
ム）が用いられ、５５０℃の成長温度で低温ＧａＮバッ
ファ層１０１が１００ｎｍ成長される。次に、１０５０
℃の成長温度で前記原料にＳｉＨ₄（シラン）が添加さ
れ、ｎ型ＧａＮ層１０２（Ｓｉ不純物濃度１×１０¹⁸／
ｃｍ³）が３μｍ形成される。続いて、成長温度が７０
０℃〜８００℃程度に下げられ、ＩＩＩ族原料の１つで
あるＴＭＩｎ（トリメチルインジウム）が供給されて、
ｎ型Ｉｎ_0.07Ｇａ_0.93Ｎクラック防止層１０３が４０ｎ
ｍ成長される。再び、基板温度が１０５０℃に上げら
れ、ＴＭＡｌ（トリメチルアルミニウム）またはＴＥＡ
ｌ（トリエチルアルミニウム）のＩＩＩ族原料が用いら
れて、０．８μｍ厚のｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層
１０４（Ｓｉ不純物濃度１×１０¹⁸／ｃｍ³）が成長さ
れ、続いてｎ型ＧａＮ光ガイド層１０５（Ｓｉ不純物濃
度１×１０¹⁸／ｃｍ³）が０．１μｍ成長される。その
後、基板温度が８００℃に下げられ、Ｐ原料としてＰＨ
₃またはＴＢＰ（ターシャリブチルホスフィン）が添加
され、３周期の、厚さ４ｎｍのＩｎ_0.05Ｇａ_{0. 95}Ｎ_0.98
Ｐ_0.02井戸層と厚さ８ｎｍのＧａＮ_0.98Ｐ_0.02障壁層か
ら構成される発光層（多重量子井戸構造）１０６が、障
壁層／井戸層／障壁層／井戸層／障壁層／井戸層／障壁
層の順序で成長された。その際、障壁層と井戸層の両方
にＳｉＨ ₄（Ｓｉ不純物濃度は１×１０¹⁸／ｃｍ³）が添
加された。障壁層と井戸層、または井戸層と障壁層との
間に、１秒以上１８０秒以内の成長中断を行っても良
い。このことにより、各層の平坦性が向上し、発光半値
幅が減少する。

【００７９】発光層にＡｓを添加する場合はＡｓＨ₃ま
たはＴＢＡｓ（ターシャリブチルアルシン）を、発光層
にＳｂを添加する場合はＴＭＳｂ（トリメチルアンチモ
ン）またはＴＥＳｂ（トリエチルアンチモン）をそれぞ
れ添加すると良い。また、発光層を形成する際に、Ｎ原
料として、ＮＨ₃以外にＮ₂Ｈ₄（ジメチルヒドラジン）
が用いられても構わない。

【００８０】次に、基板温度が再び１０５０℃まで昇温
されて、厚み２０ｎｍのｐ型Ａｌ_{0. 2}Ｇａ_0.8Ｎキャリア
ブロック層１０７、０．１μｍのｐ型ＧａＮ光ガイド層
１０８、０．５μｍのｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層
１０９と０．１μｍのｐ型ＧａＮコンタクト層１１０が
成長された。前記ｐ型不純物としてＭｇ（ＥｔＣＰ₂Ｍ
ｇ：ビスエチルシクロペンタジエニルマグネシウム）が
５×１０¹⁹／ｃｍ³〜２×１０²⁰／ｃｍ³で添加された。
ｐ型ＧａＮコンタクト層１１０のｐ型不純物濃度は、ｐ
電極１１２の形成位置に向かって、ｐ型不純物濃度を多
くした方が好ましい。このことによりｐ電極形成による
コンタクト抵抗が低減する。また、ｐ型不純物であるＭ
ｇ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が混入させてもよ
い。

【００８１】この様にして、ｐ型ＧａＮコンタクト層１
１０を成長後、ＭＯＣＶＤ装置のリアクター内が全窒素
キャリアガスとＮＨ₃の雰囲気に変えられ、６０℃／分
で温度が下げられた。基板温度が８００℃に達した時点
で、ＮＨ₃の供給量が停止され、５分間、前記基板温度
で待機されてから、室温まで降下された。上記基板の保
持温度は６５０℃から９００℃の間が好ましく、待機時
間は、３分以上１０分以下が好ましかった。また、降下
温度の到達速度は、３０℃／分以上が好ましい。このよ
うに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、従来の窒化物半導体で利用されているｐ型化ア
ニールを行わなくとも、成長後すでにｐ型化の特性を示
していた（Ｍｇが活性化していた）。また、ｐ電極形成
によるコンタクト抵抗も低減していた。上記に加えて従
来のｐ型化アニールを組み合わせれば、Ｍｇの活性化率
がより向上して好ましかった。

【００８２】本実施の形態の低温ＧａＮバッファ層１０
１は、低温Ａｌ_xＧａ_1-xＮバッファ層（０≦ｘ≦１）で
あれば良く、また、前記低温バッファ層自体が形成され
なくても構わない。しかしながら、現在、供給されてい
るＧａＮ基板は表面モフォロジーが好ましくないため、
低温Ａｌ_xＧａ_1-xＮバッファ層（０≦ｘ≦１）を挿入し
た方が、表面モフォロジーが改善されて好ましい。ここ
で、低温バッファ層とは、４５０℃〜６００℃の成長温
度で形成されたバッファ層である。これらの成長温度範
囲で作製したバッファ層は多結晶もしくは非晶質であ
る。

【００８３】本実施の形態のＩｎ_0.07Ｇａ_0.93Ｎクラッ
ク防止層１０３は、Ｉｎの原子分率が０．０７以外であ
っても構わないし、ＩｎＧａＮクラック防止層自体がな
くても構わない。しかしながら、クラッド層とＧａＮ基
板との格子不整合が大きくなる場合は、前記ＩｎＧａＮ
クラック防止層を挿入した方が好ましい。

【００８４】前記発光層は、障壁層で始まり障壁層で終
わる構成（図１７（ａ））であったが、井戸層で始まり
井戸層で終わる構成（図１７（ｂ））であってもよい。
また、発光層の層数（井戸層の層数）は、前述の３層に
限らず、１０層以下であれば閾値電流密度が低く、室温
連続発振が可能であった。図９に示されるように、特に
２層以上５層以下のとき閾値電流密度が低くて好ましか
った。

【００８５】本実施の形態の発光層は、井戸層と障壁層
の両層にＳｉ（ＳｉＨ₄）を１×１０¹⁸／ｃｍ³添加した
が、障壁層のみに不純物を添加しても良いし、両層とも
に不純物を添加しなくても構わない。これは、窒化物半
導体基板を用いた場合、欠陥密度は減少しているので不
純物を添加することによって結晶性が向上するよりも、
不純物の添加による発光層中での光吸収（利得損失）の
方が大きくなる可能性があるからである。この場合、発
光層に添加すべき不純物の添加量は１×１０ ¹⁶〜１×１
０¹⁹／ｃｍ³程度が好ましく、不純物は前記Ｓｉ以外
に、Ｏ、Ｓ、Ｃ、Ｇｅ、Ｚｎ、ＣｄまたはＭｇが好まし
い。

【００８６】本実施の形態のｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎキャ
リアブロック層１０７は、Ａｌの原子分率（Ａｌ／（Ａ
ｌ＋Ｇａ）で見積もられた値である。）が０．２以外で
あっても構わないし、キャリアブロック層自体が無くて
も構わない。しかしながら、前記キャリアブロック層を
設けた方が閾値電流密度は低くかった。これは、キャリ
アブロック層が発光層中にキャリアを閉じ込める働きが
あるからである。前記キャリアブロック層のＡｌの原子
分率が高くなると、キャリアの閉じ込めが強くなって好
ましい。また、キャリアの閉じ込めが保持される程度ま
でＡｌの原子分率が低くなると、キャリアブロック層内
のキャリア移動度が大きくなり電気抵抗が低くなって好
ましい。また、キャリアブロック層１０７は、Ａｌを含
んでいるため、発光層中の元素Ｘと元素Ｙが結晶中から
抜けでることを防止し得る。

【００８７】本実施の形態では、ｐ型クラッド層とｎ型
クラッド層として、Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ結晶を用いたが、
Ａｌの原子分率が０．１以外のＡｌＧａＮ３元結晶であ
ってもよい。Ａｌの原子分率が高いと発光層とのエネル
ギーギャップ差および屈折率差が大きくなり、キャリア
や光が該発光層に効率良く閉じ込められ、レーザ発振閾
値電流密度の低減が図られる。また、キャリアおよび光
の閉じ込めが保持される程度までＡｌの原子分率を低く
すると、クラッド層でのキャリア移動度が大きくなり、
素子の動作電圧を低くすることができる。

【００８８】ＡｌＧａＮクラッド層厚は、０．７μｍ〜
１．０μｍが好ましい。このことにより、垂直横モード
の単峰化と光り閉じ込め効率が増し、レーザの光学特性
の向上とレーザ閾値電流密度の低減が図れる。

【００８９】前記クラッド層はＡｌＧａＮ３元混晶に限
らず、ＡｌＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮＰ、またはＡｌＧａ
ＮＡｓなどの４元混晶であっても良い。さらに、前記ｐ
型クラッド層は、電気抵抗を低減するために、ｐ型Ａｌ
ＧａＮ層とｐ型ＧａＮ層からなる超格子構造、またはｐ
型ＡｌＧａＮ層とｐ型ＩｎＧａＮ層からなる超格子構造
であっても良い。

【００９０】上述の記載では、ＧａＮ基板のＣ面｛００
０１｝について述べたが、該基板の主面となる面方位は
前記Ｃ面の他に、Ａ面｛１１−２０｝、Ｒ面｛１−１０
２｝、Ｍ面｛１−１００｝または｛１−１０１｝面を用
いても良い。また、上記面方位から２度以内のオフ角度
を有する基板であれば表面モフォロジーが良好であっ
た。

【００９１】上述ではＧａＮ基板を使用したが、ＧａＮ
基板以外の窒化物半導体基板を用いても構わない。窒化
物半導体レーザの場合、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該クラッド層の外
側に接している方が好ましく、ＡｌＧａＮ基板を用いる
のが好適である。なお、上述の記載では、ＭＯＣＶＤ装
置による結晶成長方法について述べたが、分子線エピタ
キシー法（ＭＢＥ）、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰ
Ｅ）で行っても構わない。

【００９２】（プロセス工程）続いて、前述の「結晶成
長」で作製されたエピウエハーをＭＯＣＶＤ装置から取
り出し、レーザ素子にするためのプロセス工程を説明す
る。

【００９３】ｎ電極１１１は、ｎ型ＧａＮ基板１００の
裏面側からＨｆ／Ａｕの順序で形成された。前記ｎ電極
材料の他に、Ｔｉ／Ａｌ、Ｔｉ／ＭｏまたはＨｆ／Ａｌ
などが用いられても構わない。ｎ電極にＨｆを用いると
ｎ電極のコンタクト抵抗が下がるため好ましい。

【００９４】ｐ電極部分は、窒化物半導体結晶の＜1−
１００＞方向に沿ってストライプ状にエッチングされ、
図１のリッジストライプ部が形成された。このリッジス
トライプ部は、ストライプ幅が２μｍになるように作製
された。その後、ＳｉＯ₂誘電体膜１１３が蒸着され、
ｐ型ＧａＮコンタクト層１１０が露出されて、Ｐｄ／Ｍ
ｏ／Ａｕの順序で蒸着されてｐ電極１１２が形成され
た。前記ｐ電極材料の他に、Ｐｄ／Ｐｔ／Ａｕ、Ｐｄ／
ＡｕまたはＮｉ／Ａｕが用いられても構わない。

【００９５】最後に、ＧａＮ基板のへき開面を利用し
て、共振器長５００μｍのファブリ・ペロー共振器が作
製された。共振器長は一般に３００μｍから１０００μ
ｍが好ましい。該共振器のミラー端面は、ＧａＮ基板の
Ｍ面（｛１−１００｝面）が端面になるように形成され
た（図５参照）。ミラー端面を形成するためのへき開お
よびレーザ素子のチップ分割は、図５の破線に沿って基
板側からスクライバーを用いて行われた。ただし、ミラ
ー端面が形成されるためのへき開は、ウエハー全面にス
クライバーによる罫書き傷がつけられてからへき開され
るのではなく、ウエハーの一部、たとえば、ウエハーの
両端にのみスクライバーによる罫書き傷がつけられてか
らへき開される。これらのことにより、端面の急峻性や
スクライバーによる削りカスがエピ表面に付着されにく
くなるため、歩留まりが向上し得る。前記レーザ共振器
の帰還手法以外に、一般に知られているＤＦＢ（Ｄｉｓ
ｔｒｉｂｕｔｅｄ Ｆｅｅｄｂａｃｋ）、ＤＢＲ（Ｄｉ
ｓｔｒｉｂｕｔｅｄ Ｂｒａｇｇ Ｒｅｆｌｅｃｔｏ
ｒ）が用いられても構わない。前記ファブリ・ペロー共
振器のミラー端面が形成された後、該ミラー端面に７０
％の反射率を有するＳｉＯ₂とＴｉＯ₂の誘電体膜が交互
に蒸着され、誘電体多層反射膜が形成された。前記誘電
体材料以外に、ＳｉＯ₂／Ａｌ₂Ｏ₃が誘電多層反射膜と
して用いられても構わない。このようにして、窒化物半
導体レーザ素子が作製された。

【００９６】前述のｎ電極１１１の形成にあたり、ｎ型
ＧａＮ基板１００の裏面側から電極形成が行われたが、
ドライエッチング法を用いて、エピウエハーの表側から
ｎ型ＧａＮ層１０２を露出して、ｎ電極が形成されても
構わない（図４参照）。

【００９７】（パッケージ実装）次に、上記窒化物半導
体レーザ素子がパッケージに実装される方法について述
べられる。前記窒化物半導体レーザ素子が、高出力（３
０ｍＷ以上）レーザ素子として用いられる場合、Ｉｎは
んだ材を用いて、Ｊｕｎｃｔｉｏｎ ｕｐ、より好まし
くはＪｕｎｃｔｉｏｎ ｄｏｗｎでパッケージ本体に接
続される。または、前記窒化物半導体レーザ素子が直接
パッケージ本体やヒートシンク部に取り付けられるので
はなく、Ｓｉ、ＡｌＮ、ダイヤモンド、Ｍｏ、ＣｕＷ、
ＢＮ、Ａｕ、ＳｉＣ、ＣｕまたはＦｅなどのサブマウン
トを介して接続させても良い。上述のようにして本発明
の窒化物半導体レーザが作製される。

【００９８】（実施の形態１）実施の形態１は、図１に
示されるＧａＮ基板１００を図２の擬似ＧａＮ基板２０
０または図３（ｂ）の擬似ＧａＮ基板２００ａに置き換
え、図４のように片面側からｎ電極が形成されたもので
あり、それ以外は上述の説明と共通するものである。

【００９９】まず、擬似ＧａＮ基板について図２と図３
を用いて説明され、次に擬似ＧａＮ基板を用いた窒化物
半導体発光素子（窒化物半導体レーザ素子）が説明され
る。実施の形態１では、図２の擬似ＧａＮ基板２００と
図３（ｂ）の擬似ＧａＮ基板２００ａの、２種類の擬似
ＧａＮ基板が説明される。

【０１００】図２の擬似ＧａＮ基板２００は、種基板２
０１、低温バッファ層２０２、ｎ型ＧａＮ膜２０３、成
長抑制膜２０４、ｎ型ＧａＮ厚膜２０５から構成されて
いる。擬似ＧａＮ基板２００は、種基板２０１を有して
いて、この種基板２０１はｎ型ＧａＮ厚膜２０５を成長
するための母材として使用される。また、前記成長抑制
膜とは、窒化物半導体膜が結晶成長されにくい膜のこと
である。上記で述べられた擬似ＧａＮ基板２００は、図
２で示された構成に限られるものではなく、少なくとも
前記種基板と成長抑制膜を有しているものであればよ
い。

【０１０１】図３の擬似ＧａＮ基板２００ａは、種基板
２０１、低温バッファ層２０２、第１のｎ型ＧａＮ膜２
０３ａ、第２のｎ型ＧａＮ膜２０３ｂから構成されてい
る。ここで、図３（ａ）は擬似ＧａＮ基板２００ａを作
製するための、途中の工程を表し、図３（ｂ）は擬似Ｇ
ａＮ基板２００ａの完成図を表している。

【０１０２】擬似ＧａＮ基板２００ａは、図３（ａ）に
示すように、まず、第１のｎ型ＧａＮ膜２０３ａを積層
後、ドライエッチング法またはウエットエッチング法に
よって該ＧａＮ膜表面を溝状に加工する。その後、再び
結晶成長装置に搬送し、第２のｎ型ＧａＮ膜２０３ｂを
積層して、擬似ＧａＮ基板２００ａを完成する（図３
（ｂ））。図３（ａ）では、第１のｎ型ＧａＮ膜の途中
までしか溝を形成していないが、低温バッファ層２０２
あるいは種基板２０１まで掘って溝を形成しても構わな
い。

【０１０３】このようにして作製された擬似ＧａＮ基板
２００または擬似ＧａＮ基板２００ａ上に、窒化物半導
体膜を成長すると、該窒化物半導体膜の欠陥密度（エッ
チピット密度７×１０⁷／ｃｍ²以下）は、サファイア基
板やＳｉＣ基板上に成長したそれ（エッチピット密度約
４×１０⁸／ｃｍ²以上）と比べて低かった。ただし、欠
陥密度の低い部分は、図２においては成長抑制膜の幅の
中央直上２０６と成長抑制膜が形成されていない部分の
幅の中央直上２０７以外、図３（ｂ）においては溝の幅
の中央直上２０８と溝が形成されていない部分（丘）の
幅の中央直上２０９以外である。つまり、図２の２０６
と２０７の間の中央、図３（ｂ）においては、２０８と
２０９の間の中央付近が欠陥密度が低く、上記２０６、
２０７、２０８と２０９の部分では逆に欠陥密度が高
い。したがって、擬似ＧａＮ基板上に発光素子を形成す
る場合は、上記の欠陥密度の低い領域に形成するとよ
い。

【０１０４】上記種基板２０１の具体例として、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、
Ｓｉ、ＧａＮ、６Ｈ−ＳｉＣ、４Ｈ−ＳｉＣもしくは３
Ｃ−ＳｉＣなどが挙げられる。

【０１０５】また、上記成長抑制膜２０４の具体例とし
て、ＳｉＯ₂膜、ＳｉＮ_x膜、ＴｉＯ ₂膜もしくはＡｌ₂Ｏ
₃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。さらに、図２で示された成長抑制膜２
０４の位置に、前記成長抑制膜２０４の代わりに、空洞
部が設けられても構わない。ｎ型ＧａＮ厚膜２０５中に
空洞部が設けられると、前記空洞部の上方では結晶歪み
が緩和され結果的に発光素子の発光効率向上に寄与する
ために好ましい。

【０１０６】実施の形態１の種基板としてＳｉＣ基板や
Ｓｉ基板を使用する場合は、これらは導電性基板である
ため、図１のように基板の裏面側からｎ電極を形成して
も構わない。ただし、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、少なくとも７００℃以上の成長温度で
作製するバッファ層を指す。また、前記高温バッファ層
は、少なくともＡｌを含有していなければならない。な
ぜならば、高温バッファ層中に少なくともＡｌを含有し
ていなければ、ＳｉＣ基板上またはＳｉ基板上に結晶性
の良い窒化物半導体膜を作製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構成はＩｎＡｌＮ
である。

【０１０７】実施の形態１における種基板（六方晶系の
場合）の主面となる面方位は、Ｃ面｛０００１｝、Ａ面
｛１１−２０｝、Ｒ面｛１−１０２｝、Ｍ面｛１−１０
０｝もしくは｛１−１０１｝面が好ましい。また、上記
面方位から２度以内のオフ角度を有する基板であれば表
面モフォロジーは良好であった。

【０１０８】次に、前記擬似ＧａＮ基板を用いた窒化物
半導体発光素子（レーザ素子）について図４を用いて説
明される。図４の窒化物半導体レーザ素子は、基板３０
０、低温ＧａＮバッファ層１０１、ｎ型ＧａＮ層１０
２、ｎ型Ｉｎ_0.07Ｇａ_0.93Ｎクラック防止層１０３、ｎ
型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層１０４、ｎ型ＧａＮ光ガ
イド層１０５、発光層１０６、 ｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ
キャリアブロック層１０７、ｐ型ＧａＮ光ガイド層１０
８、ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層１０９、ｐ型Ｇａ
Ｎコンタクト層１１０、ｎ電極１１１、ｐ電極１１２、
ＳｉＯ₂誘電体膜１１３から構成される。ここで、基板
３００は、前述の擬似ＧａＮ基板である。上記窒化物半
導体レーザ素子の製造方法は実施の形態と同様である。
ただし、パッケージ実装については、種基板が熱伝導率
の悪い、たとえばサファイア基板などを用いている場合
は、下記に示される実施の形態２のように実装するのが
好ましい。

【０１０９】前記窒化物半導体レーザ素子は、図１で示
されたリッジストライプ部分が、少なくとも図２の２０
６と２０７、または図３（ｂ）の２０８と２０９を含ま
ないように形成される。

【０１１０】本実施の形態の低温ＧａＮバッファ層１０
１は、低温Ａｌ_xＧａ_1-xＮバッファ層（０≦ｘ≦１）で
あれば良く、また、前記低温バッファ層自体が形成され
なくても構わない。しかしながら、擬似ＧａＮ基板の表
面モフォロジーが好ましくない場合は、低温Ａｌ_xＧａ
_1-xＮバッファ層（０≦ｘ≦１）を挿入した方が、表面
モフォロジーが改善されて好ましい。

【０１１１】前記基板３００は、研磨機で種基板２０１
を剥ぎ取って、前記窒化物半導体レーザ素子が作製され
ても構わない。さらに、基板３００は低温バッファ層２
０１以下の層を全て研磨機で剥ぎ取って、前記窒化物半
導体レーザ素子が作製されても構わない。さらにまた、
基板３００は成長抑制膜２０４以下の層を全て研磨機で
剥ぎ取って、前記窒化物半導体レーザ素子が作製されて
も構わない。種基板２０１を剥ぎ取った場合、窒化物半
導体レーザ素子の、種基板を剥ぎ取った側からｎ電極１
１１が形成されても構わない。また、前記種基板２０１
は窒化物半導体レーザ素子が作製された後に剥ぎ取って
も構わない。

【０１１２】（実施の形態２）実施の形態２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レーザ素子が作製されたことと、図
４のように片面側からｎ電極が形成されたものである。

【０１１３】図４の窒化物半導体レーザ素子は、基板３
００、低温ＧａＮバッファ層１０１（膜厚２５ｎｍ）、
ｎ型ＧａＮ層１０２、ｎ型Ｉｎ_0.07Ｇａ_0.93Ｎクラック
防止層１０３、ｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層１０
４、ｎ型ＧａＮ光ガイド層１０５、発光層１０６、 ｐ
型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎキャリアブロック層１０７、ｐ型Ｇ
ａＮ光ガイド層１０８、ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド
層１０９、ｐ型ＧａＮコンタクト層１１０、ｎ電極１１
１、ｐ電極１１２、ＳｉＯ₂誘電体膜１１３から構成さ
れている。実施の形態２の基板３００は、たとえばＣ面
（０００１）サファイア基板である。

【０１１４】図４の窒化物半導体レーザ素子は、結晶成
長方法およびプロセス工程を用いて作製される。前記窒
化物半導体レーザ素子をパッケージ実装する場合は、サ
ファイア基板は熱伝導率が低いので、たとえば、Ｉｎは
んだ材を用いて、Ｊｕｎｃｔｉｏｎ ｄｏｗｎでパッケ
ージ本体に接続すると良い。または、前記窒化物半導体
レーザ素子を直接パッケージ本体やヒートシンク部に取
り付けるのではなく、Ｓｉ、ＡｌＮ、ダイヤモンド、Ｍ
ｏ、ＣｕＷ、ＢＮ、Ａｕ、ＳｉＣ、ＣｕまたはＦｅのサ
ブマウントを介して接続しても良い。ただし、基板３０
０がＳｉＣ基板や、Ｓｉ基板のように熱伝導率の高い材
料である場合は、Ｊｕｎｃｔｉｏｎ ｕｐで実装されて
も構わない。

【０１１５】実施の形態２では、基板３００としてサフ
ァイア基板が用いられたが、６Ｈ−ＳｉＣ、４Ｈ−Ｓｉ
Ｃ、３Ｃ−ＳｉＣ、Ｓｉまたはスピネル（ＭｇＡｌ
₂Ｏ₄）などが用いられても構わない。ただし、前記Ｓｉ
Ｃ基板やＳｉ基板は導電性基板であるため、図１に示さ
れるように基板の裏面側からｎ電極が形成されても構わ
ない。また、ＳｉＣ基板やＳｉ基板上に結晶性の良い窒
化物半導体膜を成長するためのバッファ層は、実施の形
態１と同じく高温バッファ層である。

【０１１６】実施の形態２では、Ｃ面｛０００１｝基板
について説明したが、基板の主面となる面方位がＡ面
｛１１−２０｝、Ｒ面｛１−１０２｝、Ｍ面｛１−１０
０｝または｛１−１０１｝面であっても構わない。ま
た、上記面方位から２度以内のオフ角度を有する基板で
あれば表面モフォロジーが良好である。

【０１１７】（実施の形態３）実施の形態３では、本発
明の窒化物半導体発光素子が窒化物半導体発光ダイオー
ド素子に適用された場合について説明される。

【０１１８】図６は、窒化物半導体発光ダイオード素子
の断面図を表している。図６の窒化物半導体発光ダイオ
ード素子は、Ｃ面（０００１）を有するｎ型ＧａＮ基板
６００、低温ＧａＮバッファ層６０１（膜厚１００ｎ
ｍ）、ｎ型ＧａＮ層６０２（膜厚３μｍ、Ｓｉ不純物濃
度１×１０¹⁸／ｃｍ³）、発光層６０３（たとえば、５
周期のＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ_0.97Ａｓ_0.03井戸層（３ｎ
ｍ）／ＧａＮ_0.99Ａｓ_0.01障壁層（６ｎｍ））、ｐ型Ａ
ｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎキャリアブロック層６０４（膜厚２０ｎ
ｍ、Ｍｇ不純物濃度６×１０¹⁹／ｃｍ³）、ｐ型ＧａＮ
コンタクト層６０５（膜厚０．１μｍ、Ｍｇ不純物濃度
１×１０²⁰／ｃｍ³）、透光性電極６０６、ｐ電極６０
７、ｎ電極６０８から構成される。

【０１１９】実施の形態３のｎ電極は、ｎ型ＧａＮ基板
１００の裏面側からＨｆ／Ａｕの順序でｎ電極６０８が
形成された。前記ｎ電極材料の他に、Ｔｉ／Ａｌ、Ｔｉ
／ＭｏまたはＨｆ／Ａｌなどが用いられてもよい。特
に、ｎ電極にＨｆが用いられるとｎ電極のコンタクト抵
抗が下がるため好ましい。実施の形態３のｎ電極６０８
は、ｎ型ＧａＮ基板６００の裏面側から電極形成が行わ
れたが、図７のように、ドライエッチング法を用いて、
エピウエハーのｐ電極側からｎ型ＧａＮ層６０２が露出
されてｎ電極が形成されても構わない。ｐ電極形成は、
透光性電極６０６として厚み７ｎｍのＰｄを、ｐ電極６
０７としてＡｕを蒸着した。前記透光性電極材料の他
に、たとえばＮｉ、Ｐｄ／Ｍｏ、Ｐｄ／Ｐｔ、Ｐｄ／Ａ
ｕ、またはＮｉ／Ａｕが用いられても構わない。

【０１２０】最後に、ｎ型ＧａＮ基板６００の裏面側
（透光性電極６０６を蒸着した面の反対側）からスクラ
イバーを用いてチップ分割が行われた。スクライブの方
向は少なくとも一辺が窒化物半導体基板のへき開面を含
むようにチップ分割が行われた。このことにより、チッ
ピングやクラッキングなどによるチップ形状の異常が防
止され、ウエハー当たりの歩留まりが向上した。上述の
ようにして窒化物半導体発光ダイオード素子が作製され
た。

【０１２１】なお、窒化物半導体基板（ＧａＮ基板６０
０）の代わりに実施の形態１で説明された擬似ＧａＮ基
板が用いられても構わない。擬似ＧａＮ基板上に成長さ
れた窒化物半導体発光ダイオード素子の特性は、窒化物
半導体基板上のそれとほぼ同じであった（図１０）。た
だし、擬似ＧａＮ基板は、エッチピット密度（欠陥密
度）の低い領域と高い領域が混在しているため、窒化物
半導体基板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ＧａＮ基板は、窒化物半導体基板
に比べて大面積のものを安価に製造しやすいという利点
を有している。擬似ＧａＮ基板の種基板が絶縁性である
場合は、図７のように片面側からｎ電極とｐ電極を形成
すると良い。

【０１２２】また、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
オード素子が作製されても構わない。具体的な構造は図
７を用いて説明される。図７の窒化物半導体発光ダイオ
ード素子は、基板３００、低温ＧａＮバッファ層６０１
（膜厚２５ｎｍ）、ｎ型ＧａＮ層６０２（膜厚３μｍ、
Ｓｉ不純物濃度１×１０¹⁸／ｃｍ³）、本発明の発光層
６０３（たとえば、５周期のＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ_0.95Ｐ
_0.05井戸層／ＧａＮ_0.99Ｐ_0.01障壁層）、ｐ型Ａｌ_0.1
Ｇａ_0.9Ｎキャリアブロック層６０４（膜厚２０ｎｍ、
Ｍｇ不純物濃度６×１０¹⁹／ｃｍ³）、ｐ型ＧａＮコン
タクト層６０５（膜厚０．１μｍ、Ｍｇ不純物濃度１×
１０²⁰／ｃｍ³）、透光性電極６０６、ｐ電極６０７、
ｎ電極６０８、誘電体膜６０９から構成される。ここ
で、基板３００はサファイア基板である。基板３００が
ＳｉＣ基板やＳｉ基板のように導電性基板である場合
は、図６のように両面側からｎ電極とｐ電極とが形成さ
れても構わない。また、ＳｉＣ基板やＳｉ基板上に結晶
性の良い窒化物半導体膜を成長するためのバッファ層
は、実施の形態１と同じく高温バッファ層である。

【０１２３】（実施の形態４）実施の形態４は、本発明
の窒化物半導体発光素子が窒化物半導体スーパールミネ
ッセントダイオード素子に適用されたこと以外は上述の
実施の形態３と同じである。図１０に示されるように、
該発光素子の発光強度は窒化物半導体発光ダイオード素
子とほぼ同様の結果を得ることができる。

【０１２４】（実施の形態５）実施の形態５では、本発
明の窒化物半導体レーザが光学装置に適用された場合に
ついて説明される。本発明のＩｎＧａＮＸ井戸層には、
Ａｓ、ＰまたはＳｂのうち少なくとも１種類以上の元素
Ｘが含有されている。この元素Ｘが井戸層中に含有され
ることによって、井戸層の電子とホールの有効質量が小
さく、また、電子とホールの移動度が大きくなり得る。
前者は少ない電流注入量でレーザ発振のためのキャリア
反転分布が得られることを意味し、後者は発光層で電子
とホールが発光再結合によって消滅しても新たに電子・
ホールが拡散により高速に注入されることを意味する。
すなわち、現在報告されている、元素Ｘを全く井戸層に
含有しないＩｎＧａＮ系窒化物半導体レーザ素子と比べ
ると、元素Ｘを含有する窒化物半導体レーザ素子は、閾
値電流密度が低く、自励発振特性の優れた（雑音特性に
優れた）半導体レーザであると考えられる。しかしなが
ら、従来の、井戸層に元素Ｘが含有された窒化物半導体
発光素子は、井戸層と障壁層との間の界面急峻性が損な
われていたために、前記優位性が十分に発揮されていな
かった。

【０１２５】本発明では、ＩｎＧａＮＸ井戸層に接する
障壁層に、ＧａＮＹ障壁層を用いることによって、界面
の急峻性を改善することができた。このことによって多
重量子井戸構造の作製が可能となった。また、前記優位
性である半導体レーザの低閾値電流密度とそれに付随し
た高出力、高寿命化が実現され得ると共に、雑音特性の
優れた半導体レーザが作製され得る。たとえば、本発明
による青紫色（３８０〜４２０ｎｍの発振波長）窒化物
半導体レーザを作製すると、現在報告されているＩｎＧ
ａＮ系窒化物半導体レーザと比較して、レーザ発振閾値
電流密度が低く、雑音にも強い半導体レーザを得ること
ができる。また、高出力（５０ｍＷ）、高温雰囲気中
（６０℃）で安定して動作するため、高密度記録再生用
光ディスクに適したレーザである（発振波長が短いほ
ど、より高密度に記録再生が可能となる）。

【０１２６】図８に、本発明の窒化物半導体発光素子を
使用した窒化物半導体半導体レーザ素子が用いられた光
ディスク装置の概略図が示される。図８のレーザ光は、
入力情報に応じて光変調器で変調され、レンズを通して
ディスク上に記録される。再生時は、ディスク上のピッ
ト配列によって光学的に変化を受けたレーザ光がスプリ
ッターを通して光検出器で検出され、再生信号となる。
これらの動作は制御回路にて制御される。レーザ出力に
ついては、通常、記録時は３０ｍＷで、再生時は５ｍＷ
程度である。上記光ディスクの他に、レーザプリンタ
ー、バーコードリーダー、本発明の発光層を用いた光の
三原色（青色、緑色、赤色）窒化物半導体レーザ素子に
よるプロジェクターなどにも利用可能である。

【０１２７】（実施の形態６）実施の形態６では、本発
明の窒化物半導体発光素子を用いた窒化物半導体発光ダ
イオードが、発光装置（たとえば、表示装置と白色光源
装置）に適用された場合について説明される。

【０１２８】この窒化物半導体発光ダイオードは、少な
くとも光の三原色（赤色、緑色、青色）の一つに利用さ
れた表示装置として利用できる。たとえば、現在報告さ
れているＩｎＧａＮ系窒化物半導体を用いた琥珀色発光
ダイオードは、Ｉｎの原子分率が極めて高く、Ｉｎによ
る相分離が顕著になり過ぎて、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。本発明の発光
層（特に井戸層）に含有する元素Ｘは、Ｉｎと同様に、
井戸層のバンドギャップエネルギーを小さくする働きが
ある。したがって、元素Ｘを井戸層に含有することによ
ってＩｎの原子分率を小さくすることができるため、好
ましい発光層であると考えられる。しかしながら、井戸
層に元素Ｘが含有されると、窒化物半導体発光素子は、
井戸層と障壁層の間の界面急峻性が損なわれやすく、前
記優位性を十分に発揮することが困難であった。

【０１２９】本発明では、ＩｎＧａＮＸ井戸層に接する
障壁層に、ＧａＮＹ障壁層を用いることによって、前記
界面の急峻性を改善することができた。このことによっ
て、多重量子井戸構造の作製が可能となった。また、色
むらが少なく発光強度の強い長波長色の発光ダイオード
またはスーパールミネッセントダイオードが作製可能で
ある。その他の発光色についても、実施の形態で示した
とおり作製することができる。

【０１３０】さらに、本発明の窒化物半導体発光ダイオ
ードが、光の三原色を用いた発光ダイオードの１つとし
て用いられ、白色光源装置としても利用され得る。ある
いは、発光波長が紫外領域から紫色領域（３８０ｎｍ〜
４２０ｎｍ程度）である本発明の窒化物半導体発光ダイ
オードに、蛍光塗料を塗布して白色光源装置が作製され
得る。前記白色光源装置を用いることによって、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替わ
って、低消費電力かつ高輝度のバックライトとして利用
できる。これは、携帯ノートパソコン、携帯電話による
マン・マシー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、高鮮明な液晶デ
ィスプレイを提供できる。

【０１３１】なお、今回開示された実施の形態はすべて
の点で例示であって制限的なものではないと考えられる
べきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特
許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の
意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意
図される。

【０１３２】

【発明の効果】井戸層と前記井戸層に接した障壁層とか
ら構成されている発光層を基板上に形成した窒化物半導
体発光素子であって、前記井戸層は、Ｉｎ、Ｇａ、Ｎお
よび元素Ｘから構成された窒化物半導体であるととも
に、前記元素Ｘは、Ａｓ、ＰもしくはＳｂから少なくと
も一つ選択される元素であり、かつ、前記井戸層におけ
る、元素Ｘの原子分率Ｘ／（Ｎ＋Ｘ）は、２０％以下で
あり、前記障壁層は、Ｇａ、Ｎおよび元素Ｙから構成さ
れた窒化物半導体であるとともに、前記元素Ｙは、Ａ
ｓ、ＰもしくはＳｂから少なくとも一つ選択される元素
とすることにより、前記井戸層と前記障壁層との間の界
面急峻性が改善され、閾値電流密度が低く、あるいは発
光強度の強い、窒化物半導体発光素子と、その窒化物半
導体発光素子を使用した装置を提供することができた。

【図面の簡単な説明】

【図１】 レーザ構造の一例を説明する図である。

【図２】 擬似ＧａＮ基板の一例を説明する図である。

【図３】 擬似ＧａＮ基板の一例であり、そのうち
（ａ）は、擬似ＧａＮ基板を作製するためのエッチング
工程を、（ｂ）はその完成図を説明する図である。

【図４】 実施の形態１と２で説明したレーザ構造の一
例を説明するである。

【図５】 レーザ構造の上面図である。

【図６】 実施の形態３で説明した発光ダイオード構造
の一例を説明するである。

【図７】 実施の形態３で説明した発光ダイオード構造
の一例を説明する図である。

【図８】 光ディスク装置の概略図である。

【図９】 窒化物半導体レーザ素子の井戸層数と閾値電
流密度との関係を説明する図である。

【図１０】 発光ダイオードの井戸層数と発光強度との
関係を説明する図である。

【図１１】 本発明のＧａＮＡｓ障壁層／ＩｎＧａＮＡ
ｓ井戸層／ＧａＮＡｓ障壁層構造のＡｓに関するＳＩＭ
Ｓ測定結果（ＧａＮＡｓ障壁層のＡｓの原子分率＜Ｉｎ
ＧａＮＡｓ井戸層のＡｓの原子分率）を説明する図であ
る。

【図１２】 本発明のＧａＮＡｓ障壁層／ＩｎＧａＮＡ
ｓ井戸層／ＧａＮＡｓ障壁層構造のＡｓに関するＳＩＭ
Ｓ測定結果（ＧａＮＡｓ障壁層のＡｓの原子分率＞Ｉｎ
ＧａＮＡｓ井戸層のＡｓの原子分率）を説明する図であ
る。

【図１３】 本発明のＧａＮＡｓ障壁層／ＩｎＧａＮＡ
ｓ井戸層／ＧａＮＡｓ障壁層構造のＡｓに関するＳＩＭ
Ｓ測定結果（ＧａＮＡｓ障壁層のＡｓの原子分率＝Ｉｎ
ＧａＮＡｓ井戸層のＡｓの原子分率）を説明する図であ
る。

【図１４】 本発明のＧａＮＰ障壁層／ＩｎＧａＮＡｓ
井戸層／ＧａＮＰ障壁層構造のＡｓとＰに関するＳＩＭ
Ｓ測定結果を説明する図である。

【図１５】 ＧａＮＹ障壁層中の元素Ｙの添加量に対す
る界面揺らぎとの関係（ＩｎＧａＮＡｓ井戸層の場合）
を説明する図である。

【図１６】 ＧａＮＹ障壁層中の元素Ｙの添加量に対す
る界面揺らぎとの関係（ＩｎＧａＮＰ井戸層の場合）を
説明する図である。

【図１７】 バンドギャップ構造を説明する図であり、
そのうち（ａ）は本発明の発光層（障壁層始まり障壁層
終わり）のバンドギャップ構造であり、（ｂ）は本発明
の発光層（井戸層始まり井戸層終わり）のバンドギャッ
プ構造である。

【符号の説明】

１００ ｎ型ＧａＮ基板、１０１ 低温ＧａＮバッファ
層、１０２ ｎ型ＧａＮ層、１０３ ｎ型Ｉｎ_0.07Ｇａ
_0.93Ｎクラック防止層、１０４ ｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ
クラッド層、１０５ ｎ型ＧａＮ光ガイド層、１０６
発光層、１０７ ｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎキャリアブロッ
ク層、１０８ ｐ型ＧａＮ光ガイド層、１０９ ｐ型Ａ
ｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層、１１０ ｐ型ＧａＮコンタ
クト層、１１１ ｎ電極、１１２ ｐ電極、１１３ 誘
電体膜、２００，２００ａ 擬似ＧａＮ基板、２０１
種基板、２０２ 低温バッファ層、２０３ ｎ型ＧａＮ
膜、２０３ａ 第１のｎ型ＧａＮ膜、２０３ｂ 第２の
ｎ型ＧａＮ膜、２０４成長抑制膜、２０５ ｎ型ＧａＮ
厚膜、２０６ 成長抑制膜の幅の中央直上、２０７ 成
長抑制膜が形成されていない部分の幅の中央直上、２０
８ 溝の幅の中央直上、２０９ 溝が形成されていない
部分（丘）の幅の中央直上、３００ 基板、６００ ｎ
型ＧａＮ基板、６０１ 低温ＧａＮバッファ層、６０２
ｎ型ＧａＮ層、６０３ 発光層、６０４ ｐ型Ａｌ
_0.1Ｇａ_0.9Ｎキャリアブロック層、６０５ ｐ型ＧａＮ
コンタクト層、６０６ 透光性電極、６０７ ｐ電極、
６０８ ｎ電極。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 5F041 AA03 AA13 CA05 CA34 CA40 5F073 AA11 AA13 AA45 AA51 AA74 AA83 BA05 BA09 CA17 CB02 CB04 CB05 CB07 CB13 CB20 EA23 FA13 FA14 FA15

Claims (14)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 井戸層と前記井戸層に接した障壁層とか
   ら構成されている発光層を基板上に形成した窒化物半導
   体発光素子であって、 前記井戸層は、Ｉｎ、Ｇａ、Ｎおよび元素Ｘから構成さ
   れた窒化物半導体であるとともに、 前記元素Ｘは、Ａｓ、ＰもしくはＳｂから少なくとも一
   つ選択される元素であって、 かつ、前記井戸層における、元素Ｘの原子分率Ｘ／（Ｎ
   ＋Ｘ）は、２０％以下であり、 前記障壁層は、Ｇａ、Ｎおよび元素Ｙから構成された窒
   化物半導体であるとともに、 前記元素Ｙは、Ａｓ、ＰもしくはＳｂから少なくとも一
   つ選択される元素である、 窒化物半導体発光素子。
2. 【請求項２】 前記元素Ｘと前記元素Ｙとが同じ元素で
   ある請求項１記載の窒化物半導体発光素子。
3. 【請求項３】 前記障壁層における、元素Ｙの原子分率
   であるＹ／（Ｎ＋Ｙ）と、前記元素Ｘの原子分率と、が
   等しい請求項２記載の窒化物半導体発光素子。
4. 【請求項４】 元素Ｙの原子分率であるＹ／（Ｎ＋Ｙ）
   が２×１０^-5％以上である請求項１〜３のいずれかに記
   載の窒化物半導体発光素子。
5. 【請求項５】 前記基板が窒化物半導体基板である請求
   項１〜４のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。
6. 【請求項６】 前記基板が、擬似ＧａＮ基板であること
   を特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の窒化物半
   導体発光素子。
7. 【請求項７】 前記基板のエッチピット密度が７×１０
   ⁷／ｃｍ²以下である請求項５または６記載の窒化物半導
   体発光素子。
8. 【請求項８】 前記井戸層の厚みが０．４ｎｍ以上２０
   ｎｍ以下である請求項１記載の窒化物半導体発光素子。
9. 【請求項９】 前記障壁層の厚みが１ｎｍ以上４０ｎｍ
   以下である請求項１記載の窒化物半導体発光素子。
10. 【請求項１０】 前記発光層が、Ｓｉ、Ｏ、Ｓ、Ｃ、Ｇ
    ｅ、Ｚｎ、ＣｄもしくはＭｇのうち少なくとも一つを含
    む不純物を含有し、 かつ、前記不純物の総添加量が、１×１０¹⁶以上１×１
    ０²⁰／ｃｍ³以下である請求項１記載の窒化物半導体発
    光素子。
11. 【請求項１１】 前記井戸層の層数が２層以上１０層以
    下である請求項１、５もしくは６のいずれかに記載の窒
    化物半導体発光素子。
12. 【請求項１２】 請求項１〜１１のいずれかに記載の窒
    化物半導体発光素子を有し、 発振波長が３８０ｎｍ以上４２０ｎｍ以下である窒化物
    半導体レーザ素子を用いた光ピックアップ装置。
13. 【請求項１３】 請求項１〜１１のいずれかに記載の窒
    化物半導体発光素子を有し、 発光波長が３８０ｎｍ以上４２０ｎｍ以下である発光ダ
    イオード素子もしくはスーパールミネッセントダイオー
    ド素子を用いた白色光源装置。
14. 【請求項１４】 請求項１〜１１のいずれかに記載の窒
    化物半導体発光素子を有するとともに、 発光波長が４５０ｎｍ以上４８０ｎｍ以下である発光ダ
    イオード素子の発光半値幅が、４０ｎｍ以下であり、か
    つ、エネルギー換算で０．２３ｅＶ以下である表示装
    置。