JP2003078216A - 半導体発光素子 - Google Patents
半導体発光素子Info
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- JP2003078216A JP2003078216A JP2002232399A JP2002232399A JP2003078216A JP 2003078216 A JP2003078216 A JP 2003078216A JP 2002232399 A JP2002232399 A JP 2002232399A JP 2002232399 A JP2002232399 A JP 2002232399A JP 2003078216 A JP2003078216 A JP 2003078216A
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- gan
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 III族窒化物半導体におけるp型層の低抵抗
化、c軸配向性分布の改善を行い、発光素子の信頼性を
向上させる。 【解決手段】 p型層にはSiが1×1016cm-3以上1×1018c
m-3未満含有されている。これによりp型層の抵抗率は、
Siが実質的に含有されていない場合に比べて40〜90％に
低減する。また、サファイア基板面上にSiを含有するGa
N層を隣接させると、Siが実質的に含有されていない場
合に比べてGaN層のc軸配向性の分布は狭くなる。
化、c軸配向性分布の改善を行い、発光素子の信頼性を
向上させる。 【解決手段】 p型層にはSiが1×1016cm-3以上1×1018c
m-3未満含有されている。これによりp型層の抵抗率は、
Siが実質的に含有されていない場合に比べて40〜90％に
低減する。また、サファイア基板面上にSiを含有するGa
N層を隣接させると、Siが実質的に含有されていない場
合に比べてGaN層のc軸配向性の分布は狭くなる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は発光素子等に用いら
れる半導体に関するものであり、特に紫外領域から青色
領域の光を放出する半導体レーザに関する。
れる半導体に関するものであり、特に紫外領域から青色
領域の光を放出する半導体レーザに関する。
【０００２】
【従来の技術】光ディスクの記録密度向上、レーザプリ
ンタの解像度向上あるいは光計測機器、医療機器、ディ
スプレイ装置、照明装置等への応用を図るため、紫外領
域から青色領域での発光が可能な半導体発光素子、特に
半導体レーザの研究開発が盛んに行われている。このよ
うな短波長領域での発光が可能な材料には、III族窒化
物半導体が挙げられる。例えばJapanese Journal of Ap
plied Physics第38巻 (1999)L226〜L229頁には、GaInN
多重量子井戸活性層を備える半導体レーザが横方向選択
成長GaN層上に形成され、波長400〜410nm付近において
室温連続発振し、20℃において出力2ｍＷで10000時間の
動作寿命であると記載されている。
ンタの解像度向上あるいは光計測機器、医療機器、ディ
スプレイ装置、照明装置等への応用を図るため、紫外領
域から青色領域での発光が可能な半導体発光素子、特に
半導体レーザの研究開発が盛んに行われている。このよ
うな短波長領域での発光が可能な材料には、III族窒化
物半導体が挙げられる。例えばJapanese Journal of Ap
plied Physics第38巻 (1999)L226〜L229頁には、GaInN
多重量子井戸活性層を備える半導体レーザが横方向選択
成長GaN層上に形成され、波長400〜410nm付近において
室温連続発振し、20℃において出力2ｍＷで10000時間の
動作寿命であると記載されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、例えば
第60回応用物理学会学術講演会講演予稿集（1999）第1
分冊313頁に記載されているように、60℃、30mWでの動
作寿命は400時間しかなく、光ディスクの記録書き換え
用高出力レーザとしての実用レベルには到達していな
い。素子の劣化は活性層での劣化が主な原因であると考
えられ、活性層における更なる結晶品質の向上（例えば
In組成不均一の低減、転位密度の低減など）あるいは構
造の最適化が不可欠である。
第60回応用物理学会学術講演会講演予稿集（1999）第1
分冊313頁に記載されているように、60℃、30mWでの動
作寿命は400時間しかなく、光ディスクの記録書き換え
用高出力レーザとしての実用レベルには到達していな
い。素子の劣化は活性層での劣化が主な原因であると考
えられ、活性層における更なる結晶品質の向上（例えば
In組成不均一の低減、転位密度の低減など）あるいは構
造の最適化が不可欠である。
【０００４】活性層での劣化を加速する要因として、活
性層以外で以下のようなものが挙げられる。すなわち、
活性層直上に位置するp型層の直列抵抗が比較的高く発
生するジュール熱を無視できないこと、あるいはサファ
イア基板上に低温堆積バッファ層を介して形成されてい
るのでc軸・a軸配向性の分布が大きく、活性層品質に影
響を及ぼしていること、また面内に電流が流れるn型層
ではこれにより移動度の低下をもたらしていること、な
どである。これらの要因を除去することも、上記課題の
解決に有効であると考えられる。
性層以外で以下のようなものが挙げられる。すなわち、
活性層直上に位置するp型層の直列抵抗が比較的高く発
生するジュール熱を無視できないこと、あるいはサファ
イア基板上に低温堆積バッファ層を介して形成されてい
るのでc軸・a軸配向性の分布が大きく、活性層品質に影
響を及ぼしていること、また面内に電流が流れるn型層
ではこれにより移動度の低下をもたらしていること、な
どである。これらの要因を除去することも、上記課題の
解決に有効であると考えられる。
【０００５】従って本発明は、III族窒化物半導体にお
けるp型層の低抵抗化、c軸配向性分布の改善などを目的
とする。
けるp型層の低抵抗化、c軸配向性分布の改善などを目的
とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、本発明の第1の発明による半導体発光素子は、少な
くともIII族元素およびNを含有するp型伝導層に、ドナ
ー性不純物が1×1016cm -3以上1×1018cm-3未満含有され
ている。前記構成においては、p型伝導層がGaN、AlN、I
nNあるいはこれらの混晶からなることが好ましい。ま
た、ドナー性不純物がSiであることが好ましい。
に、本発明の第1の発明による半導体発光素子は、少な
くともIII族元素およびNを含有するp型伝導層に、ドナ
ー性不純物が1×1016cm -3以上1×1018cm-3未満含有され
ている。前記構成においては、p型伝導層がGaN、AlN、I
nNあるいはこれらの混晶からなることが好ましい。ま
た、ドナー性不純物がSiであることが好ましい。
【０００７】第2の発明による半導体発光素子は、絶縁
性基板上に形成された少なくともIII族元素およびNを含
有する半導体発光素子であって、ドナー性不純物を1×1
016cm -3以上1×1019cm-3未満含有する半導体層が前記基
板面上に隣接して存在する。前記構成においては、半導
体層がGaN、AlN、InNあるいはこれらの混晶からなるこ
とが好ましい。また、ドナー性不純物がSiであることが
好ましい。
性基板上に形成された少なくともIII族元素およびNを含
有する半導体発光素子であって、ドナー性不純物を1×1
016cm -3以上1×1019cm-3未満含有する半導体層が前記基
板面上に隣接して存在する。前記構成においては、半導
体層がGaN、AlN、InNあるいはこれらの混晶からなるこ
とが好ましい。また、ドナー性不純物がSiであることが
好ましい。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明による半導体発光素
子の実施の形態を詳細に説明する。
子の実施の形態を詳細に説明する。
【０００９】（実施の形態1）図1は第1の発明による半
導体レーザ素子の構造を模式的に示す断面図である。こ
の図において、11はn型GaN（0001）面基板、12はn型Ga
N:Si層、13はn型AlGaN:Siクラッド層、14はn型GaN:Si光
ガイド層、15はGaInN量子井戸活性層、16はp型GaN:Mg,S
i光ガイド層、17はp型AlGaN:Mg,Siクラッド層、18はn型
GaN:Si電流ブロック層、19はp型GaN:Mg,Siコンタクト
層、110はp型電極、111はn型電極である。ここでは、Si
をn型不純物、Mgをp型不純物として用いている。本実施
の形態で示す半導体レーザ構造において、p型層にはSi
が1×1016cm-3以上1×1018cm-3未満含有されている。こ
れによりp型層の抵抗率は、Siが実質的に含有されてい
ない場合に比べて40〜90％に低減する。
導体レーザ素子の構造を模式的に示す断面図である。こ
の図において、11はn型GaN（0001）面基板、12はn型Ga
N:Si層、13はn型AlGaN:Siクラッド層、14はn型GaN:Si光
ガイド層、15はGaInN量子井戸活性層、16はp型GaN:Mg,S
i光ガイド層、17はp型AlGaN:Mg,Siクラッド層、18はn型
GaN:Si電流ブロック層、19はp型GaN:Mg,Siコンタクト
層、110はp型電極、111はn型電極である。ここでは、Si
をn型不純物、Mgをp型不純物として用いている。本実施
の形態で示す半導体レーザ構造において、p型層にはSi
が1×1016cm-3以上1×1018cm-3未満含有されている。こ
れによりp型層の抵抗率は、Siが実質的に含有されてい
ない場合に比べて40〜90％に低減する。
【００１０】図2はp型GaNのMg濃度と室温における抵抗
率の関係をSiが含有されていない場合（a）とSi濃度が1
×1017cm-3である場合（b）について示す。抵抗率が極
小となるのは（a）でMg濃度が2×1019cm-3のとき1.2ohm
・ cmであるのに対して、（b）では3×1019cm-3のとき0.
8ohm・ cmとなる。SiはGaを置換してドナーとなるので、
Mgが1×1019cm-3未満と比較的低濃度のときにはMgのア
クセプタ活性化を補償するが、半導体レーザのp型層と
して用いられるMg濃度は通常1×1019cm-3以上であり、M
gは格子間位置などのドナー的位置にも存在しており、
このような状態ではSiは逆にMgの自己補償を抑制する作
用を有すると考えられる。あるいはSiを添加することに
よりGaNの結晶品質が向上してMgのアクセプタ活性化が
促進されるとも考えられる。またSi濃度依存性を調べた
結果、含有されるSi濃度は5×101 6cm-3以上3×1017cm-3
未満であることがより好ましい。なお、AlGaNやその他
のIII族窒化物半導体・混晶でも同様の効果が得られ
る。
率の関係をSiが含有されていない場合（a）とSi濃度が1
×1017cm-3である場合（b）について示す。抵抗率が極
小となるのは（a）でMg濃度が2×1019cm-3のとき1.2ohm
・ cmであるのに対して、（b）では3×1019cm-3のとき0.
8ohm・ cmとなる。SiはGaを置換してドナーとなるので、
Mgが1×1019cm-3未満と比較的低濃度のときにはMgのア
クセプタ活性化を補償するが、半導体レーザのp型層と
して用いられるMg濃度は通常1×1019cm-3以上であり、M
gは格子間位置などのドナー的位置にも存在しており、
このような状態ではSiは逆にMgの自己補償を抑制する作
用を有すると考えられる。あるいはSiを添加することに
よりGaNの結晶品質が向上してMgのアクセプタ活性化が
促進されるとも考えられる。またSi濃度依存性を調べた
結果、含有されるSi濃度は5×101 6cm-3以上3×1017cm-3
未満であることがより好ましい。なお、AlGaNやその他
のIII族窒化物半導体・混晶でも同様の効果が得られ
る。
【００１１】以下、各層の構造について説明する。基板
11にはGaN以外に、Al2O3、SiC、Si、スピネル、ZnS、Zn
OあるいはGaAs等の材料を用いることができるが、その
場合には、異種材料である基板との格子不整合を緩和し
て高品質なGaN系半導体結晶を成長させるために、GaN等
からなる低温堆積バッファ層が基板とGaN系半導体層と
の間に設けられる。また、このような基板を用いた場合
には高密度の転位が発生するが、横方向選択成長を行う
と転位密度を数桁低減でき、容易に高品質結晶を得るこ
とができる。基板面方位については、低指数面だけでな
く、ある方向へ傾斜させた基板を用いてもよい。例え
ば、GaNの（0001）面から[11-20]方向へ2#傾斜させた基
板を用いることができる。また、基板の伝導型について
は、n型、p型あるいは絶縁性であってもよい。
11にはGaN以外に、Al2O3、SiC、Si、スピネル、ZnS、Zn
OあるいはGaAs等の材料を用いることができるが、その
場合には、異種材料である基板との格子不整合を緩和し
て高品質なGaN系半導体結晶を成長させるために、GaN等
からなる低温堆積バッファ層が基板とGaN系半導体層と
の間に設けられる。また、このような基板を用いた場合
には高密度の転位が発生するが、横方向選択成長を行う
と転位密度を数桁低減でき、容易に高品質結晶を得るこ
とができる。基板面方位については、低指数面だけでな
く、ある方向へ傾斜させた基板を用いてもよい。例え
ば、GaNの（0001）面から[11-20]方向へ2#傾斜させた基
板を用いることができる。また、基板の伝導型について
は、n型、p型あるいは絶縁性であってもよい。
【００１２】高品質なIII族窒化物半導体レーザ構造を
成長させるために、基板上にはGaN層12が設けられる。G
aNが選ばれるのは、III族窒化物半導体の中で最も容易
に高品質な結晶が得られるためである。膜厚は50nm程度
以上であればよい。Si濃度は例えば3×1018cm-3であ
る。ただし、本実施の形態と異なり絶縁性基板を用いる
場合は、p型、n型両電極を素子の同一面上に形成する必
要があるので、膜厚は2000nm程度以上とする。また、膜
厚の増加とともに成長層にクラックが発生しやすいの
で、Si濃度を適正に保つよう制御しなければならない。
成長させるために、基板上にはGaN層12が設けられる。G
aNが選ばれるのは、III族窒化物半導体の中で最も容易
に高品質な結晶が得られるためである。膜厚は50nm程度
以上であればよい。Si濃度は例えば3×1018cm-3であ
る。ただし、本実施の形態と異なり絶縁性基板を用いる
場合は、p型、n型両電極を素子の同一面上に形成する必
要があるので、膜厚は2000nm程度以上とする。また、膜
厚の増加とともに成長層にクラックが発生しやすいの
で、Si濃度を適正に保つよう制御しなければならない。
【００１３】n型クラッド層13は例えばAl混晶比0.07、
膜厚900nm、Si濃度1×1018cm-3のAlGaN層で形成され
る。しかしAlGaN層には引張り歪がかかり、Al混晶比の
増加および膜厚の増加とともに成長層にクラックが発生
しやすいので、好ましくは、例えば膜厚3nmのAl0.14Ga
0.86N層と膜厚3nmのGaN層とのペアを積層することによ
り歪超格子構造としてクラックの発生を防止する。さら
に、 Al0.14Ga0.86N層にはSiをドープし、GaN層にはド
ナー性不純物をドープしない変調ドープを行うと、2次
元電子ガスによる移動度の向上が実現できるので、より
好ましい。また、AlGaInN4元混晶を採用することによ
り、GaN基板に格子整合したレーザ構造を構成すること
ができ、クラックの発生はもちろん、転位の発生も抑制
できる。
膜厚900nm、Si濃度1×1018cm-3のAlGaN層で形成され
る。しかしAlGaN層には引張り歪がかかり、Al混晶比の
増加および膜厚の増加とともに成長層にクラックが発生
しやすいので、好ましくは、例えば膜厚3nmのAl0.14Ga
0.86N層と膜厚3nmのGaN層とのペアを積層することによ
り歪超格子構造としてクラックの発生を防止する。さら
に、 Al0.14Ga0.86N層にはSiをドープし、GaN層にはド
ナー性不純物をドープしない変調ドープを行うと、2次
元電子ガスによる移動度の向上が実現できるので、より
好ましい。また、AlGaInN4元混晶を採用することによ
り、GaN基板に格子整合したレーザ構造を構成すること
ができ、クラックの発生はもちろん、転位の発生も抑制
できる。
【００１４】n型光ガイド層14は例えば膜厚120nm、Si濃
度1×1017cm-3のGaN層で形成される。レーザの変調特性
を向上させるためには、不純物濃度を下げて容量を小さ
くすることが好ましい。
度1×1017cm-3のGaN層で形成される。レーザの変調特性
を向上させるためには、不純物濃度を下げて容量を小さ
くすることが好ましい。
【００１５】量子井戸活性層15は例えば膜厚3nm、In混
晶比0.08のGaInN井戸層が3層と膜厚6nm、In混晶比0.0
1、Si濃度3×1018cm-3のGaInN障壁層が2層交互に積層さ
れており、一番上の井戸層の上には膜厚20nm、Al混晶比
0.16、Mg濃度2×1019cm-3、Si濃度1×1017cm-3のp型AlG
aN層が備わる。p型AlGaN層は電子がp型光ガイド層の方
へオーバーフローするのを防ぐために設けられる。
晶比0.08のGaInN井戸層が3層と膜厚6nm、In混晶比0.0
1、Si濃度3×1018cm-3のGaInN障壁層が2層交互に積層さ
れており、一番上の井戸層の上には膜厚20nm、Al混晶比
0.16、Mg濃度2×1019cm-3、Si濃度1×1017cm-3のp型AlG
aN層が備わる。p型AlGaN層は電子がp型光ガイド層の方
へオーバーフローするのを防ぐために設けられる。
【００１６】p型光ガイド層16は例えば膜厚120nm、Mg濃
度3×1019cm-3、Si濃度1×1017cm-3のGaN層で形成され
る。
度3×1019cm-3、Si濃度1×1017cm-3のGaN層で形成され
る。
【００１７】p型クラッド層17は例えばAl混晶比0.07、
膜厚600nm、Mg濃度3×1019cm-3、Si濃度1×1018cm-3のA
lGaN層で形成される。しかしAlGaN層には引張り歪がか
かり、Al混晶比の増加および膜厚の増加とともに成長層
にクラックが発生しやすいので、好ましくは、例えば膜
厚3nmのAl0.14Ga0.86N層と膜厚3nmのGaN層とのペアを積
層することにより歪超格子構造としてクラックの発生を
防止する。さらに、 Al0.14Ga0.86N層にはMgをドープ
し、GaN層にはアクセプタ性不純物をドープしない変調
ドープを行うと、2次元ホールガスによる移動度の向上
が実現できるので、より好ましい。歪超格子構造におい
てもSi添加により、抵抗率を低減できる。また、AlGaIn
N4元混晶を採用することにより、GaN基板に格子整合し
たレーザ構造を構成することができ、クラックの発生は
もちろん、転位の発生も抑制できる。
膜厚600nm、Mg濃度3×1019cm-3、Si濃度1×1018cm-3のA
lGaN層で形成される。しかしAlGaN層には引張り歪がか
かり、Al混晶比の増加および膜厚の増加とともに成長層
にクラックが発生しやすいので、好ましくは、例えば膜
厚3nmのAl0.14Ga0.86N層と膜厚3nmのGaN層とのペアを積
層することにより歪超格子構造としてクラックの発生を
防止する。さらに、 Al0.14Ga0.86N層にはMgをドープ
し、GaN層にはアクセプタ性不純物をドープしない変調
ドープを行うと、2次元ホールガスによる移動度の向上
が実現できるので、より好ましい。歪超格子構造におい
てもSi添加により、抵抗率を低減できる。また、AlGaIn
N4元混晶を採用することにより、GaN基板に格子整合し
たレーザ構造を構成することができ、クラックの発生は
もちろん、転位の発生も抑制できる。
【００１８】n型電流ブロック層18は例えば膜厚500nm、
Si濃度1×1017cm-3のGaN層で形成される。
Si濃度1×1017cm-3のGaN層で形成される。
【００１９】p型コンタクト層19は例えば膜厚100nm、Mg
濃度8×1019cm-3、Si濃度1×1017cm-3のGaN層で形成さ
れる。
濃度8×1019cm-3、Si濃度1×1017cm-3のGaN層で形成さ
れる。
【００２０】以上説明したような半導体レーザ素子の製
造方法としては、有機金属気相成長法が用いられる。こ
の方法では、Ga源としてはトリメチルガリウム（以下、
TMGと略す）、Al源としてはトリメチルアルミニウム
（以下、TMAと略す）、In源としてはトリメチルインジ
ウム（以下、TMIと略す）等のアルキル金属化合物が用
いられ、N源としてはアンモニア、ヒドラジン等のガス
が用いられる。またn型不純物のSi源としてはシラン
等、p型不純物のMg源としてはビスシクロペンタジエニ
ルマグネシウム（以下、Cp2Mgと略す）等のガスが用い
られる。
造方法としては、有機金属気相成長法が用いられる。こ
の方法では、Ga源としてはトリメチルガリウム（以下、
TMGと略す）、Al源としてはトリメチルアルミニウム
（以下、TMAと略す）、In源としてはトリメチルインジ
ウム（以下、TMIと略す）等のアルキル金属化合物が用
いられ、N源としてはアンモニア、ヒドラジン等のガス
が用いられる。またn型不純物のSi源としてはシラン
等、p型不純物のMg源としてはビスシクロペンタジエニ
ルマグネシウム（以下、Cp2Mgと略す）等のガスが用い
られる。
【００２１】以下、図1に示した半導体レーザ素子の構
造を製造する方法について説明する。
造を製造する方法について説明する。
【００２２】洗浄した基板11を反応室内のサセプタ上に
設置し、真空排気した後、300Torrの水素雰囲気中1100
℃で10分間加熱し、基板表面のクリーニングを行う。
設置し、真空排気した後、300Torrの水素雰囲気中1100
℃で10分間加熱し、基板表面のクリーニングを行う。
【００２３】次に、基板温度を1000℃とし、窒素で希釈
したシランおよびTMGをアンモニアとのV族/III族供給モ
ル比（以下、V/III比と略す）が10000となるように供給
し、n型GaN層12を成長させる。成長速度は15nm/min程度
である。さらに、TMAの供給を加えてn型AlGaNクラッド
層13を成長させ、引き続きn型GaN光ガイド層14を成長さ
せる。
したシランおよびTMGをアンモニアとのV族/III族供給モ
ル比（以下、V/III比と略す）が10000となるように供給
し、n型GaN層12を成長させる。成長速度は15nm/min程度
である。さらに、TMAの供給を加えてn型AlGaNクラッド
層13を成長させ、引き続きn型GaN光ガイド層14を成長さ
せる。
【００２４】GaInN量子井戸活性層15は、基板温度を800
℃まで下げ、アンモニア、TMG、TMI、シランおよびCp2M
gを窒素をキャリアガスとして供給して成長させる。成
長速度は1nm/min程度である。GaInN井戸層はTMIの気相
比が0.8、V/III比が48000となるよう、GaN:Si障壁層はV
/III比が230000となるよう供給して成長させる。またp
型AlGaN層は基板温度を900℃まで昇温し、TMAの気相比
が0.15、V/III比が190000となるよう供給して成長させ
る。その後、アンモニア、TMG、シランおよびCp2MgをV/
III比が10000となるように水素および窒素をキャリアガ
スとして供給して、p型GaN光ガイド層16を成長させ、引
き続きTMAも供給して p型AlGaNクラッド層17を成長させ
た後、原料ガスの供給を止めて室温まで冷却する。
℃まで下げ、アンモニア、TMG、TMI、シランおよびCp2M
gを窒素をキャリアガスとして供給して成長させる。成
長速度は1nm/min程度である。GaInN井戸層はTMIの気相
比が0.8、V/III比が48000となるよう、GaN:Si障壁層はV
/III比が230000となるよう供給して成長させる。またp
型AlGaN層は基板温度を900℃まで昇温し、TMAの気相比
が0.15、V/III比が190000となるよう供給して成長させ
る。その後、アンモニア、TMG、シランおよびCp2MgをV/
III比が10000となるように水素および窒素をキャリアガ
スとして供給して、p型GaN光ガイド層16を成長させ、引
き続きTMAも供給して p型AlGaNクラッド層17を成長させ
た後、原料ガスの供給を止めて室温まで冷却する。
【００２５】以上の結晶成長で得られた半導体ウェハ
を、単一モードレーザ素子に加工する。すなわち、フォ
トリソグラフィ、ドライエッチング、埋め込み再成長、
電極蒸着等のプロセスを用いる。まず、幅2#mのストラ
イプ状SiO2を形成する。これをマスクとして、p型AlGaN
クラッド層17をリッジ状に深さ500nmドライエッチング
する。次にドライエッチングした領域に、前述の有機金
属気相成長法によりn型GaN電流ブロック層18を500nm選
択成長させる。その後、SiO2マスクを除去し、再び有機
金属気相成長法によりp型GaNコンタクト層19を成長させ
る。Mgアクセプタ活性化のための熱処理は、成長終了後
に反応室内で行ってもよいし、いったん取り出して熱処
理炉で行ってもよいし、あるいは電極蒸着のシンタリン
グと同時に行ってもよい。熱処理条件は、例えば窒素雰
囲気中で600℃、20分間である。最後に、電極形成を行
う。p型電極110としては、例えば厚さ10nmのNi膜と厚さ
300nmのAu膜が順次積層されたNi/Au電極が用いられる。
n型電極111としては、n型GaN基板11を0.1mm程度の厚さ
に研磨した後、例えばTi/Al膜を形成する。
を、単一モードレーザ素子に加工する。すなわち、フォ
トリソグラフィ、ドライエッチング、埋め込み再成長、
電極蒸着等のプロセスを用いる。まず、幅2#mのストラ
イプ状SiO2を形成する。これをマスクとして、p型AlGaN
クラッド層17をリッジ状に深さ500nmドライエッチング
する。次にドライエッチングした領域に、前述の有機金
属気相成長法によりn型GaN電流ブロック層18を500nm選
択成長させる。その後、SiO2マスクを除去し、再び有機
金属気相成長法によりp型GaNコンタクト層19を成長させ
る。Mgアクセプタ活性化のための熱処理は、成長終了後
に反応室内で行ってもよいし、いったん取り出して熱処
理炉で行ってもよいし、あるいは電極蒸着のシンタリン
グと同時に行ってもよい。熱処理条件は、例えば窒素雰
囲気中で600℃、20分間である。最後に、電極形成を行
う。p型電極110としては、例えば厚さ10nmのNi膜と厚さ
300nmのAu膜が順次積層されたNi/Au電極が用いられる。
n型電極111としては、n型GaN基板11を0.1mm程度の厚さ
に研磨した後、例えばTi/Al膜を形成する。
【００２６】このウェハを劈開して共振器長を例えば0.
5mmとし、両端面とも適当なコーティングを施した後、
レーザチップに分離して、ヒートシンクにジャンクショ
ンダウンで実装すると、半導体レーザ素子が完成する。
5mmとし、両端面とも適当なコーティングを施した後、
レーザチップに分離して、ヒートシンクにジャンクショ
ンダウンで実装すると、半導体レーザ素子が完成する。
【００２７】（実施の形態2）図3は第2の発明による半
導体レーザ素子の構造を模式的に示す断面図である。こ
の図において、31はサファイア（0001）面基板、32はn
型GaN:Si層、33はn型AlGaN:Siクラッド層、34はn型GaN:
Si光ガイド層、35はGaInN量子井戸活性層、36はp型GaN:
Mg光ガイド層、37はp型AlGaN:Mgクラッド層、38はn型Ga
N:Si電流ブロック層、39はp型GaN:Mgコンタクト層、310
はp型電極、311はn型電極である。ここでは、Siをn型不
純物、Mgをp型不純物として用いている。本実施の形態
で示す半導体レーザ構造では、Siを含有するGaN層がサ
ファイア基板面上に隣接して存在する。これによりGaN
層のc軸配向性の分布は、Siが実質的に含有されていな
い場合に比べて狭くなる。
導体レーザ素子の構造を模式的に示す断面図である。こ
の図において、31はサファイア（0001）面基板、32はn
型GaN:Si層、33はn型AlGaN:Siクラッド層、34はn型GaN:
Si光ガイド層、35はGaInN量子井戸活性層、36はp型GaN:
Mg光ガイド層、37はp型AlGaN:Mgクラッド層、38はn型Ga
N:Si電流ブロック層、39はp型GaN:Mgコンタクト層、310
はp型電極、311はn型電極である。ここでは、Siをn型不
純物、Mgをp型不純物として用いている。本実施の形態
で示す半導体レーザ構造では、Siを含有するGaN層がサ
ファイア基板面上に隣接して存在する。これによりGaN
層のc軸配向性の分布は、Siが実質的に含有されていな
い場合に比べて狭くなる。
【００２８】図4は厚さ900nmのn型GaNの室温における電
子濃度と(0002)X線ロッキングカーブ半値幅の関係をSi
が含有されていない場合（a）と含有されている場合
（b）について示す。Siのドナー活性化率はほぼ100％な
ので、（b）ではSi濃度は電子濃度にほぼ一致する。こ
の図より、Siが含有されていない場合に比べて半値幅が
小さくなるSi濃度領域が存在することがわかる。これ
は、Siが含有されることにより、GaN層のc軸配向性の分
布が改善されることを意味する。GaN層の成長に先立
ち、サファイア基板上にはGaNなどからなる低温堆積層
も成長されるが、これらの層の成長モードがSiの添加に
より変化し、c軸配向性のよいGaN層が形成されると考え
られる。このようなGaN層の上に半導体レーザ素子を作
製すると、活性層のc軸配向性が改善され、素子の信頼
性向上も期待できる。また面内に電流が流れるn型GaN:S
i層32では電子の散乱が抑制され、移動度が向上する。
（b）に示されるSi濃度依存性より、含有されるSi濃度
は3×1016cm-3以上3×1017cm-3未満であることがより好
ましい。なお、AlGaNやその他のIII族窒化物半導体・混
晶でも同様の効果が得られる。
子濃度と(0002)X線ロッキングカーブ半値幅の関係をSi
が含有されていない場合（a）と含有されている場合
（b）について示す。Siのドナー活性化率はほぼ100％な
ので、（b）ではSi濃度は電子濃度にほぼ一致する。こ
の図より、Siが含有されていない場合に比べて半値幅が
小さくなるSi濃度領域が存在することがわかる。これ
は、Siが含有されることにより、GaN層のc軸配向性の分
布が改善されることを意味する。GaN層の成長に先立
ち、サファイア基板上にはGaNなどからなる低温堆積層
も成長されるが、これらの層の成長モードがSiの添加に
より変化し、c軸配向性のよいGaN層が形成されると考え
られる。このようなGaN層の上に半導体レーザ素子を作
製すると、活性層のc軸配向性が改善され、素子の信頼
性向上も期待できる。また面内に電流が流れるn型GaN:S
i層32では電子の散乱が抑制され、移動度が向上する。
（b）に示されるSi濃度依存性より、含有されるSi濃度
は3×1016cm-3以上3×1017cm-3未満であることがより好
ましい。なお、AlGaNやその他のIII族窒化物半導体・混
晶でも同様の効果が得られる。
【００２９】以下、n型GaN:Si層32の構造について実施
の形態1と異なる点について説明する。本実施の形態の
ように絶縁性基板を用いる場合は、p型、n型両電極を素
子の同一面上に形成する必要があるので、膜厚は2000nm
程度以上とする。このとき膜厚の増加とともに成長層に
クラックが発生しやすいので、Si濃度を適正に保つよう
制御しなければならない。厚さ方向にSi濃度を変化させ
ると、クラックを発生させずにc軸配向性と電気伝導特
性をある程度独立に制御できる。例えば、膜厚4000nmの
うち基板側の2000nmのSi濃度を8×1016cm-3とし、上の2
000nmのSi濃度を3×1018cm-3とすることで、素子のc軸
配向性とn型GaN:Si層の面内直列抵抗とコンタクト抵抗
を最適化できる。また比較のために、膜厚4000nmのうち
基板側の2000nmにはSiを添加せず、上の2000nmにSiを3
×1018cm-3添加し、その上に半導体レーザ構造を成長す
ると、クラックが発生しやすい傾向がある。Siを基板面
上に隣接する層から添加することにより、c軸配向性の
向上とともに歪が緩和する程度も変化すると考えられ
る。
の形態1と異なる点について説明する。本実施の形態の
ように絶縁性基板を用いる場合は、p型、n型両電極を素
子の同一面上に形成する必要があるので、膜厚は2000nm
程度以上とする。このとき膜厚の増加とともに成長層に
クラックが発生しやすいので、Si濃度を適正に保つよう
制御しなければならない。厚さ方向にSi濃度を変化させ
ると、クラックを発生させずにc軸配向性と電気伝導特
性をある程度独立に制御できる。例えば、膜厚4000nmの
うち基板側の2000nmのSi濃度を8×1016cm-3とし、上の2
000nmのSi濃度を3×1018cm-3とすることで、素子のc軸
配向性とn型GaN:Si層の面内直列抵抗とコンタクト抵抗
を最適化できる。また比較のために、膜厚4000nmのうち
基板側の2000nmにはSiを添加せず、上の2000nmにSiを3
×1018cm-3添加し、その上に半導体レーザ構造を成長す
ると、クラックが発生しやすい傾向がある。Siを基板面
上に隣接する層から添加することにより、c軸配向性の
向上とともに歪が緩和する程度も変化すると考えられ
る。
【００３０】
【発明の効果】以上のように本発明によれば、III族窒
化物半導体におけるp型層の低抵抗化、c軸配向性分布の
改善ができ、この構造を備えた発光素子の信頼性を向上
させるという顕著な効果が得られる。
化物半導体におけるp型層の低抵抗化、c軸配向性分布の
改善ができ、この構造を備えた発光素子の信頼性を向上
させるという顕著な効果が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】第1の発明による半導体レーザ素子の断面構造
を示す図
を示す図
【図２】p型GaNのMg濃度と室温における抵抗率の関係を
示す図
示す図
【図３】第2の発明による半導体レーザ素子の断面構造
を示す図
を示す図
【図４】n型GaNの室温における電子濃度と(0002)X線ロ
ッキングカーブ半値幅の関係を示す図
ッキングカーブ半値幅の関係を示す図
11 n型GaN基板
12 n型GaN:Si層
13 n型AlGaN:Siクラッド層
14 n型GaN:Si光ガイド層
15 GaInN量子井戸活性層
16 p型GaN:Mg,Si光ガイド層
17 p型AlGaN:Mg,Siクラッド層
18 n型GaN:Si電流ブロック層
19 p型GaN:Mg,Siコンタクト層
110 p型電極
111 n型電極
31 サファイア基板
32 n型GaN:Si層
33 n型AlGaN:Siクラッド層
34 n型GaN:Si光ガイド層
35 GaInN量子井戸活性層
36 p型GaN:Mg光ガイド層
37 p型AlGaN:Mgクラッド層
38 n型GaN:Si電流ブロック層
39 p型GaN:Mgコンタクト層
310 p型電極
311 n型電極
フロントページの続き
(72)発明者 石橋 明彦
大阪府門真市大字門真1006番地 松下電器
産業株式会社内
(72)発明者 木戸口 勲
大阪府門真市大字門真1006番地 松下電器
産業株式会社内
(72)発明者 大塚 信之
大阪府門真市大字門真1006番地 松下電器
産業株式会社内
(72)発明者 鈴木 政勝
大阪府門真市大字門真1006番地 松下電器
産業株式会社内
(72)発明者 伴 雄三郎
大阪府門真市大字門真1006番地 松下電器
産業株式会社内
Ｆターム(参考） 5F045 AA04 AB14 AB17 AF04 AF05
AF09 AF13 BB13 BB16 CA12
DA55 DA59 DA62
5F073 AA13 AA45 AA55 AA74 AA77
AA89 BA06 CA07 CB02 CB05
CB06 CB10 CB19 DA05 DA24
DA32 EA28 EA29
Claims (6)
- 【請求項１】少なくともIII族元素およびNを含有するp
型伝導層に、ドナー性不純物が1×1016cm-3以上1×1018
cm-3未満含有されていることを特徴とする半導体発光素
子。 - 【請求項２】p型伝導層がGaN、AlN、InNあるいはこれら
の混晶からなることを特徴とする請求項1記載の半導体
発光素子。 - 【請求項３】ドナー性不純物がSiであることを特徴とす
る請求項1あるいは2記載の半導体発光素子。 - 【請求項４】絶縁性基板上に形成された少なくともIII
族元素およびNを含有する半導体発光素子であって、ド
ナー性不純物を1×1016cm-3以上1×1019cm-3未満含有す
る半導体層が前記基板面上に隣接して存在することを特
徴とする半導体発光素子。 - 【請求項５】前記半導体層がGaN、AlN、InNあるいはこ
れらの混晶からなることを特徴とする請求項4記載の半
導体発光素子。 - 【請求項６】ドナー性不純物がSiであることを特徴とす
る請求項4あるいは5記載の半導体発光素子。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002232399A JP2003078216A (ja) | 2002-08-09 | 2002-08-09 | 半導体発光素子 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2002232399A JP2003078216A (ja) | 2002-08-09 | 2002-08-09 | 半導体発光素子 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29964499A Division JP2001119105A (ja) | 1999-10-21 | 1999-10-21 | 半導体発光素子 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003078216A true JP2003078216A (ja) | 2003-03-14 |
Family
ID=19196305
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2002232399A Pending JP2003078216A (ja) | 2002-08-09 | 2002-08-09 | 半導体発光素子 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003078216A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010056234A (ja) * | 2008-08-27 | 2010-03-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 窒化物系半導体発光素子を作製する方法、及びエピタキシャルウエハを作製する方法 |
-
2002
- 2002-08-09 JP JP2002232399A patent/JP2003078216A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010056234A (ja) * | 2008-08-27 | 2010-03-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 窒化物系半導体発光素子を作製する方法、及びエピタキシャルウエハを作製する方法 |
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