JP2013098232A - 窒化物半導体レーザ素子 - Google Patents

Abstract

【課題】４６０ｎｍ以上の発振波長を有する窒化物半導体レーザ素子において、クラックの発生を抑制し、発光層内での光閉じ込め率を向上させ、ＩｎＧａＮ光ガイド層が活性層の劣化の起点となることを防止し、電流注入量の増加に伴うＩｎＧａＮガイド層の発光を防止すること。
【解決手段】４６０ｎｍ以上の発振波長を有する窒化物半導体レーザ素子では、第１の窒化物半導体層が第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および井戸層のそれぞれに接するように第１のＩｎＧａＮ光ガイド層と井戸層との間に設けられている。第１の窒化物半導体層の層厚は１ｎｍ以上３ｎｍ以下であり、第１の窒化物半導体層はＩｎ組成比が２．０％未満であるＩｎＧａＮまたはＧａＮからなる。
【選択図】図７

Description

本発明は、４６０ｎｍ以上の発振波長を有する窒化物半導体レーザ素子に関する。

ＩｎＧａＮ材料を利用した窒化物半導体レーザ素子には、発振波長が４６０ｎｍ以上であるような長波長帯域において発光層（活性層）内での光の閉じ込め率が低下するという問題がある。この光閉じ込め率の低下は閾値電流密度の増大を齎す。その理由は、波長が長くなるにつれて窒化物半導体レーザ素子においてクラッド材料として利用されているＡｌＧａＮと光ガイド材料として利用されているＧａＮとの屈折率差が均衡するからである。これらの屈折率差を十分に保つため、一般には、クラッド材料であるＡｌＧａＮのＡｌ組成比を高め、光ガイド層にＩｎを加えると共にその光ガイド材料のＩｎ組成比を高めることがなされる。

特開２００４−８７７６３号公報 国際公開第２００５／０２０３９６号

しかしながら、クラッド材料と光ガイド材料との屈折率差を十分に保つということは、クラッド層と光ガイド層との格子不整合が増大することを意味し、クラックの発生といった新たな問題を含んでいた。

本発明者らによる検討の結果、クラック発生の防止と光閉じ込め率の向上との両立を図るためには、ｎ側のＡｌＧａＮクラッド層のＡｌ組成比を高くその層厚を薄く、そしてＩｎＧａＮ光ガイド層のＩｎ組成比を高くすれば良いことが分かった。特にＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＩｎ組成比が３．５％以上になると、光閉じ込め率が向上するために好ましかった。しかしながら、このような高いＩｎ組成比を有するＩｎＧａＮ光ガイド層は新たな課題を生み出した。

１つ目の課題は、ＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＩｎ組成比が高いことに起因する発光層の劣化であった。発光層の劣化は、窒化物半導体レーザ素子を蛍光顕微鏡で観察したときに非発光斑点となって観測され、閾値電流密度の増大または寿命の低下を招く。

２つ目の課題は、電流注入量が増すにつれてＩｎＧａＮ光ガイド層で発光し始めるという問題であった。これは、電子と正孔とが効率良く井戸層で再結合せずにキャリアがＩｎＧａＮガイド層に漏れ出て再結合することを意味する。これにより、発光層での発光効率が低下するので、閾値電流密度の増大を招く。

これらの課題を解決するために、例えば特許文献１または２に記載の技術を用いて井戸層と障壁層との間に障壁層よりも大きなバンドギャップエネルギーを有するＡｌＧａＮ層の挿入を試みたが、上記２つ目の課題の解決は難しかった。

本発明は、かかる点に鑑みてなされたものであり、その目的は、４６０ｎｍ以上の発振波長を有する窒化物半導体レーザ素子において、クラックの発生を抑制しながら、ＩｎＧａＮ光ガイド層のＩｎ組成比を高めることにより発光層（活性層）内での光閉じ込め率を上げ、そのＩｎＧａＮ光ガイド層が活性層の劣化の起点となることを抑制し、さらには電流注入量の増加に伴うＩｎＧａＮガイド層の発光を防止してキャリアの再結合を高めることである。

本発明に係る窒化物半導体レーザ素子は、４６０ｎｍ以上の発振波長を有する。このような半導体レーザ素子では、窒化物半導体基板の上に、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層、発光層、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層、およびｐ型ＡｌＧａＮクラッド層がこの順に設けられている。ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層におけるＡｌ組成比は６．５％以上８％以下であり、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層の層厚は０．９μｍ以上１．３μｍ以下である。第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層のそれぞれにおけるＩｎ組成比は３．５％以上７％以下であり、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層のそれぞれの層厚は５０ｎｍ以上８０ｎｍ以下である。発光層は、複数の井戸層と、１または複数の障壁層とを備えている。第１のＩｎＧａＮ光ガイド層と井戸層との間に、層厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下であって、且つＩｎ組成比が２．０％未満であるＩｎＧａＮまたはＧａＮからなる第１の窒化物半導体層が、当該第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および当該井戸層のそれぞれに接して設けられている。

井戸層と第２のＩｎＧａＮ光ガイド層との間に、層厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下であって、且つＩｎ組成比が２．０％未満であるＩｎＧａＮまたはＧａＮからなる第２の窒化物半導体層が、当該井戸層および当該第２のＩｎＧａＮ光ガイド層のそれぞれに接して設けられていることが好ましい。

第１のＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＳｉ濃度は、１×１０¹⁷ｃｍ^-3以上５×１０¹⁸ｃｍ^-3以下であることが好ましい。

第２のＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＭｇ濃度は、５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上３×１０¹⁸ｃｍ^-3以下であることが好ましい。

井戸層の層数は、２以上３以下であることが好ましい。

本発明に係る窒化物半導体レーザ素子では、発振波長が４６０ｎｍ以上であり、クラックの発生が抑制され、ＩｎＧａＮ光ガイド層のＩｎ組成比が高いので発光層（活性層）内での光閉じ込め率が向上し、そのＩｎＧａＮ光ガイド層が活性層の劣化の原因となることが抑制され、さらには電流注入量の増大に伴うＩｎＧａＮガイド層での発光を防止できるのでキャリアの再結合が高くなる。これによって、レーザ特性（たとえば閾値電流密度の低減と長寿命化）の向上を図ることができる。レーザ特性の向上により、レーザ素子を用いた種々の表示装置の消費電力低減または高出力化に寄与し得る。

本発明の一実施形態に係る窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハの概略断面図である。 （ａ）〜（ｄ）は、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真である。 （ａ）〜（ｂ）は、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真である。 （ａ）〜（ｂ）は、それぞれ、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真、および当該ウエハが発するＥＬ（エレクトロルミネッセンス）スペクトルである。 （ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハのバンド構造図、当該ウエハが発するＥＬスペクトル、および当該ウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真である。 （ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハのバンド構造図、当該ウエハが発するＥＬスペクトル、および当該ウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真である。 （ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハのバンド構造図、当該ウエハが発するＥＬスペクトル、および当該ウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真である。 （ａ）〜（ｂ）は、それぞれ、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハのバンド構造図、および当該ウエハが発するＥＬスペクトルである。 実施例１に係る窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハの概略断面図である。 実施例２に係る窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハの概略断面図である。

以下、本発明の窒化物半導体レーザ素子（単に「レーザ素子」と記すことがある）について図面を用いて説明する。なお、本願の図面において、長さ、幅、厚さなどは図面の明瞭化と簡略化のために適宜に変更されており、実際の寸法関係を表してはいない。特に厚さは、相対的に適宜に拡大されて示されている。また、図面において、同一の参照符号は、同一部分または相当部分を表わしている。

≪実施の形態≫
図１は、本発明の実施の形態に係るレーザ素子を製造するためのウエハ（単に「ウエハ」と記すことがある）１０の概略断面図である。ウエハ１０では、窒化物半導体基板１１の上に、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２、ＧａＮ層１３、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４、第１の窒化物半導体層１５、発光層１６、第２の窒化物半導体層１７、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８、ＧａＮ中間層１９、ｐ型ＡｌＧａＮ層２０、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１、およびｐ型ＧａＮコンタクト層２２が順に設けられている。本実施の形態に係るレーザ素子は、必要に応じてウエハ１０の一部分をエッチングなどにより除去してからｎ側電極およびｐ側電極を所定の位置に形成することにより、製造される。なお、以下では、説明の都合上、第１および第２の窒化物半導体層１５，１７以外の構成要素を説明してから、第１および第２の窒化物半導体層１５，１７を説明する。

＜窒化物半導体基板＞
窒化物半導体基板１１としては、ＧａＮ基板であっても良いが、ＡｌＧａＮ基板であることが好ましい。ＡｌＧａＮ基板を用いれば、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２を積層する必要がなく、またＧａＮ基板を用いた場合に問題となる基板への光の漏れを抑制する必要もない。ＡｌＧａＮ基板を用いる場合、ＡｌＧａＮ基板におけるＡｌ組成比は７％以下であることが好ましい。窒化物半導体基板１１の主面となる面方位は、極性面の（０００１）面、無極性面の（１−１００）面、または半極性面の（１１−２２）面等であれば良い。窒化物半導体基板１１の層厚は、特に限定されないが、３００μｍ以上５００μｍ以下であれば良い。

＜ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層＞
ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２は、ｎ型不純物として主にＳｉを含むＡｌＧａＮ層であれば良い。ここで、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２は、単一層からなっても良いし、Ａｌ組成比の異なる２以上の層を含んでも良いし、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ（０≦ｘ≦１）層／Ａｌ_yＧａ_1-yＮ（０≦ｙ≦１、ｘ＜ｙ）層からなる超格子層であっても良いし、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ（０≦ｘ≦１）層／ＧａＮ層からなる超格子層であっても良い。また、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２の一部の層がアンドープ層であっても良い。ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２が超格子層であれば、クラックの発生を抑制するとともにレーザ素子における動作電圧を低減できる。なお、図１では、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２が積層構造を含む場合も含めて、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２を１層として記している。また、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２のうちＧａＮ層１３と直接接する層の一部をアンドープ層（ｎ型不純物が含まれない層）としても良い。これにより、Ｓｉによる光吸収を防止でき、閾値電流密度を下げることができる。

ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２におけるＡｌ組成比は６．５％以上８％以下であり、好ましくは７％以上８％以下であり、通常の青紫色半導体レーザ素子（発振波長が４０５ｎｍ）または青色半導体レーザ素子（発振波長が４４０〜４６０ｎｍ未満）のクラッド層におけるＡｌ組成比に比べて高い。本発明者らの検討結果から、４６０ｎｍ以上の発振波長を有するレーザ素子の場合、発光層内における光閉じ込めを十分に保ち、且つ光が窒化物半導体基板１１側へ漏れ出すことを抑えるためには、後で説明する第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８との関係も考慮に入れて、Ａｌ組成比を６．５％以上８％以下と高く設定した方が優位であることがわかった。ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２におけるＡｌ組成比が６．５％未満であれば、発振波長が４６０ｎｍ以上においてｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２と第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４との屈折率差を一定以上に保つことが難しく、よって、光閉じ込め率の低下を招く。また、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２におけるＡｌ組成比が８％を超えると、クラックの多発を招く。

しかし、本実施の形態では、Ａｌ組成比が従来よりも高いので、クラックが多発しやすい。クラックの多発を防止するためには、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２の層厚を１．３μｍ以下とすれば良く、好ましくは１．２μｍ以下とする。この値は、通常の値（通常の青紫色半導体レーザ素子などではクラッド層の厚みは約１．８μｍ以上である）と比べて随分薄い。また、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２の層厚の下限値は０．９μｍであり、好ましくは１．０μｍである。ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２の層厚が０．９μｍ未満になると、光が窒化物半導体基板１１側に漏れ出すことがある。

ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２が超格子層である場合、またはｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２が２以上の層を含む場合、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２全体における平均Ａｌ組成比が６．５％以上８％以下となるようにすれば良い。ここで、平均Ａｌ組成比は、各層におけるＡｌ組成比と当該層の層厚との積の合計をｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２の層厚で割って求めることができる。層厚に関しては、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２全体の層厚が０．９μｍ以上１．３μｍ以下となるようにすれば良い。

ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層におけるｎ型不純物濃度は５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上５×１０¹⁸ｃｍ^-3以下であれば良く、好ましくは１×１０¹⁸ｃｍ^-3以上３×１０¹⁸ｃｍ^-3以下である。

＜ＧａＮ層＞
ＧａＮ層１３は、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２と第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４との間の格子定数をもち、バッファとして機能する。後で述べる第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４におけるＩｎ組成比が４％以上であれば、ＧａＮ層１３はクラッド層として機能し得る。このことによって、光の閉じ込め率をさらに上げることができる。ここで、ＧａＮ層１３の層厚は０．１μｍ以上０．３μｍ以下であることが好ましい。ＧａＮ層１３の層厚が０．１μｍ以上であれば、レーザ発振時の光強度の最大領域が適度にｎ側に移動するため、ｐ型不純物であるマグネシウム（Ｍｇ）からの光吸収が抑制されて、外部量子効率の向上が期待できる。ただし、ＧａＮ層１３の層厚が０．３μｍを超えると、光が基板１１側に漏れ出すことがあり、好ましくない。また、ＧａＮ層１３の層厚が０．１μｍ未満であれば、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２と第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４との格子不整合を緩和させるバッファ層としての機能が低下するおそれがあり、好ましくない。

＜第１のＩｎＧａＮ光ガイド層、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層、ＧａＮ中間層＞
本発明者らの実験結果から、発光層領域での光の閉じ込め率を向上させるためには、ＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＩｎ組成比を高くすることが重要であるとわかった。そこで、本実施の形態では、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８におけるＩｎ組成比をそれぞれ３．５％以上７％以下（好ましくは４％以上６％以下）に設定し、これらの層厚を５０ｎｍ以上（好ましくは６０ｎｍ以上）としている。第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８における各Ｉｎ組成比が３．５％未満であれば、発振波長が４６０ｎｍ以上においてｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２と第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４との屈折率差を一定以上に保つことが難しく、よって、光閉じ込め率の低下を招く。また、このＩｎ組成比が７％を超えると、結晶性の悪化を招く。また、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８における各層厚が５０ｎｍ未満であれば、光閉じ込め率の低下を招くことがある。

一般に、ＩｎＧａＮ光ガイド層の層厚が厚ければ厚いほど光閉じ込め率が向上する。しかし、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８では、Ｉｎ組成比が比較的高いので、層厚の増大に伴って結晶性が急激に悪化してしまう。そのため、本実施の形態では、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８の各層厚の上限値を８０ｎｍにして、Ｉｎ組成比が高いことに起因する結晶性の悪化を防止している。このように本実施の形態における第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８では、高いＩｎ組成比を選択したため、その層厚を比較的薄くしている。このような場合であっても、前述のｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２とあいまって、発光層領域での光の閉じ込め率を向上させることができ、閾値電流密度の低減を実現することができる。

ここで、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４の層厚が第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８の層厚よりも厚ければ、レーザ発振する際の縦方向（層の積層方向）の光強度分布がｎ側に少し寄った非対称分布となるため、ｐ型層の不純物であるマグネシウムによる光吸収が抑えられ、外部量子効率を向上させる効果がある。

第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８とＧａＮ中間層１９との合計層厚を８０ｎｍ以下にすることが最適である。第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８が８０ｎｍである場合、ＧａＮ中間層１９は設けなくても構わない。しかし、ＧａＮ中間層１９を設けると、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８とｐ型ＡｌＧａＮ層２０との格子不整合を緩和させることができる。この合計層厚が８０ｎｍを超えると、発光層１６とｐ型ＡｌＧａＮ層２０との距離が大きくなりすぎて、キャリアの損失が増えるため、好ましくない。

第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４は１×１０¹⁷ｃｍ^-3以上５×１０¹⁸ｃｍ^-3以下のＳｉ濃度を有していれば良く、好ましくは５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上１×１０¹⁸ｃｍ^-3以下のＳｉ濃度を有している。これにより、キャリアの発生が促進され、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４内での内部電界を遮蔽することができるため、後で述べる電流注入量の増大に伴う第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４での発光をさらに抑制できる。一方、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４におけるＳｉ濃度が５×１０¹⁸ｃｍ^-3を超えると、Ｓｉが光吸収剤として作用し始めるので、外部量子効率が低下することがある。また、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４におけるＳｉ濃度が１×１０¹⁷ｃｍ^-3未満であれば、内部電界を遮蔽する効果が弱くなるおそれがある。同様の理由から、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８は５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上３×１０¹⁸ｃｍ^-3以下のＭｇ濃度を有していれば良く、好ましくは５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上２×１０¹⁸ｃｍ^-3以下のＭｇ濃度を有している。

＜発光層＞
発光層１６は、２以上の井戸層と１以上の障壁層とで構成されている。より具体的には、発光層１６は、井戸層／障壁層／井戸層であっても良いし、井戸層／障壁層／井戸層／障壁層／井戸層であっても良い。つまり、本実施の形態では、発光層１６の外側に井戸層が形成されている。井戸層の層厚は１ｎｍ以上３ｎｍ以下であれば良く、好ましくは１．５ｎｍ以上２ｎｍ以下である。４６０ｎｍ以上の発振波長を有する井戸層を作製するためには、高Ｉｎ組成比の井戸層を作製する必要がある。しかし、高Ｉｎ組成比の井戸層の層厚が３ｎｍを超えると、格子歪みによって結晶欠陥が発生することがある。また、井戸層の層厚が１ｎｍ未満であれば、利得が小さいために閾値電流密度が増大するという不具合を招くことがある。

後で述べる電流注入量の増大に伴う第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８での発光（発光層以外でのキャリアの損失）を抑制するためには、井戸層の層数を増やすことが最も効果的かつ効率が良い方法である。しかし、４６０ｎｍ以上の発振波長を有する井戸層を４層以上作製すると、格子歪みによって結晶欠陥が著しく発生し、レーザ特性が悪化することがある。そのため、発光層１６の井戸層の層数は２以上３以下であることが好ましい。

障壁層は、ＧａＮまたはＡｌＧａＮからなることが好ましい。障壁層がＡｌＧａＮ層である場合、障壁層におけるＡｌ組成比は２％以上８％以下であることが好ましい。障壁層の層厚は１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好ましい。

井戸層は、障壁層よりもバンドギャップエネルギーの小さな窒化物半導体材料からなれば良く、ＩｎＧａＮなどからなることが好ましい。井戸層における原子組成比は特に限定されず、適宜設定される。

＜ｐ型ＡｌＧａＮ層、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層、ｐ型ＧａＮコンタクト層＞
ｐ型ＡｌＧａＮ層２０とｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１とは、図１に示すように互いに接して設けられている。このようにｐ型ＡｌＧａＮ層２０とｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１との間には他の層（たとえばｐ型ＡｌＧａＮ層２０およびｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１よりも屈折率が高い層）が設けられていないので、レーザ発振する際の縦方向の光強度分布がｐ側に引っ張られることを防止でき、よって、ｎ側に効率良く光を寄せることができる。したがって、外部量子効率が向上する。

ｐ型ＡｌＧａＮ層２０におけるＡｌ組成比は１０％以上３０％以下であれば良く、好ましくは１０％以上２０％以下である。ｐ型ＡｌＧａＮ層２０の層厚は８ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好ましい。ここで、ｐ型不純物はＭｇであればよい。ｐ型不純物の材料についてはｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１およびｐ型ＧａＮコンタクト層２２についても言える。

ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１におけるＡｌ組成比は３％以上６％以下であれば良く、好ましくは３％以上４％以下である。ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１の層厚は０．４μｍ以上０．６μｍ以下であることが好ましい。ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１におけるＡｌ組成比およびその層厚がそれぞれｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２におけるＡｌ組成比およびその層厚よりも小さければ、クラックの発生を抑制でき、駆動電圧を下げることもできる。

本実施の形態では、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１の上にｐ型ＧａＮコンタクト層２２が設けられているが、ｐ型ＧａＮコンタクト層２２は設けられていなくても良い。

＜第１の窒化物半導体層、第２の窒化物半導体層＞
第１の窒化物半導体層１５は、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および発光層１６中の井戸層のそれぞれに接するように第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４と発光層１６中の井戸層との間に設けられ、Ｉｎ組成比が２．０％未満（好ましくは１．５％以下）であるＩｎＧａＮまたはＧａＮからなる。第１の窒化物半導体層１５の層厚は、１ｎｍ以上３ｎｍ以下である。

同様に、第２の窒化物半導体層１７は、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８および発光層１６中の井戸層のそれぞれに接するように第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８と発光層１６中の井戸層との間に設けられ、Ｉｎ組成比が２．０％未満（好ましくは１．５％以下）であるＩｎＧａＮまたはＧａＮからなる。第２の窒化物半導体層１７の層厚は、１ｎｍ以上３ｎｍ以下である。本発明者らは、第１の窒化物半導体層１５および第２の窒化物半導体層１７の効果を確認するために以下に示す実験を行なった。なお、以下では、第１の窒化物半導体層１５および第２の窒化物半導体層１７とは層厚のみを異にする層についても示すが、この層を「低Ｉｎ層」と記して第１の窒化物半導体層１５および第２の窒化物半導体層１７と区別する。

まず、第１の窒化物半導体層１５および第２の窒化物半導体層１７が設けられていないウエハ（「従来のウエハ」と記す。）を４種類用意した。４種類のウエハでは、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層のそれぞれにおけるＩｎ組成比は４．２％、３．０％、１．９％、および１．２％であり、このＩｎ組成比以外は互いに同一であった。たとえば、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層の各層厚は５０ｎｍであった。この４種類のウエハの発光層を蛍光顕微鏡で観察して、当該発光層の劣化の有無を調べた。図２（ａ）〜（ｄ）には、上記Ｉｎ組成比が４．２％、３．０％、１．９％、および１．２％である従来のウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真を順に示す。図２（ａ）〜（ｂ）には黒色の斑点が観察されたが、図２（ｃ）〜（ｄ）には黒色の斑点は観察されなかった。この黒色の斑点はその部分が発光していないことを示しており、本発明者らはこのような部分を非発光斑点と呼んでいる。そして、非発光斑点の存在は発光層の劣化を意味する。

この実験結果からわかったことは、たとえ発光層自体に非発光斑点の発生を誘発するような要因がなかったとしても第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層の各Ｉｎ組成比が高くなると、これらのＩｎＧａＮ光ガイド層が引き金となって発光層を劣化させてしまうということである。より正確には、発光層中の井戸層に接する層（上記従来のウエハでは第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層）のＩｎ組成比が２．０％未満でなければ活性層の劣化を誘発する、ということである。

特にレーザ素子では、ＬＥＤなどと異なり、発光層を成長させてからｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１（ＬＥＤには存在しない層である）を結晶性良く成長させる必要があるため、必然的にＬＥＤよりも高温且つ長時間の熱に晒されてしまう。さらに、レーザ素子は光閉じ込めの観点から発光層以外にもたくさんのＩｎを含む光ガイド層を有しており、それらの層は熱に対して非常に脆く劣化しやすい。そのため、レーザ素子の発光層は、ＬＥＤの発光層よりも劣化しやすく、非発光斑点が発生しやすい要因を多く持っている。現に、図２において非発光斑点が発生している条件でも（図２（ａ）〜（ｂ））、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１を成長させなければ非発光斑点は発生しなかった。このようなことから、Ｉｎ組成比が高い発光層とＩｎ組成比が高いＩｎＧａＮ光ガイド層との間にＩｎ組成比が低い層を設けることによって、第１および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層の熱劣化による影響が発光層にまで伝播するのを防止するのではないかと思われる。

このように、図２（ａ）〜（ｂ）に示す結果から、発光層中の井戸層と接する層におけるＩｎ組成比を２．０％未満にすることで活性層の劣化が防げることはわかった。しかし、本発明を実現する上で、第１および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＩｎ組成比は３．５％以上でなければならない。そこで、ＩｎＧａＮ光ガイド層（Ｉｎ組成比３．５％以上７％以下）および発光層中の井戸層のそれぞれに接するように低Ｉｎ層を当該ＩｎＧａＮ光ガイド層と発光層中の井戸層との間に設ければ良いと考えられる。

そこで、第１の低Ｉｎ層および第２の低Ｉｎ層が設けられたウエハを２種類用意した。２種類のウエハでは、第１のＩｎＧａＮ層と第２のＩｎＧａＮ層とで（これらのＩｎＧａＮ層は上記低Ｉｎ層である）層厚が互いに異なった。具体的には、第１および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＩｎ組成比は第１のウエハおよび第２のウエハともに４．２％であった。第１および第２のＩｎＧａＮ層におけるＩｎ組成比は第１のウエハおよび第２のウエハともに１．７％であった。第１および第２のＩｎＧａＮ層の層厚は、第１のウエハでは１６ｎｍであり、第２のウエハでは３ｎｍであった。この２種類のウエハの発光層を蛍光顕微鏡で観察して、当該発光層の劣化の有無を調べた。図３（ａ）〜（ｂ）には、第１のウエハおよび第２のウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真を順に示す。

図３（ａ）〜（ｂ）に示すように、黒色の斑点は観察されなかった。このことから、ＩｎＧａＮ光ガイド層と発光層中の井戸層との間に低Ｉｎ層を設けることによって発光層における非発光斑点の発生を防止できることがわかった。次に、非発光斑点の発生を防止するために必要な低Ｉｎ層の層厚を調べたところ、その層厚は１ｎｍ以上であれば良いことが分かった。

さらに、検討を進めた結果、低Ｉｎ層は、ＧａＮからなることが好ましいことが分かった。その理由としては、低Ｉｎ層がＩｎを含まなければ、ＩｎＧａＮ光ガイド層の熱劣化による影響が発光層にまで伝播することがより一層防止されるからであると考えられる。低Ｉｎ層がＧａＮからなる場合であっても、その層厚は１ｎｍ以上であれば良いことが分かった。

続いて、低Ｉｎ層の層厚の上限値について調べた。具体的には、第１および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＩｎ組成比を６．７％とし、その層厚を５０ｎｍとし、第１および第２の低Ｉｎ層におけるＩｎ組成比を１．９％とし、その層厚を１６ｎｍとして、ウエハを作製した。得られたウエハの発光層を蛍光顕微鏡で観察して、当該発光層の劣化の有無を調べた。また、得られたウエハに所定量の電流（９ｍＡ、５３ｍＡ、３１４ｍＡ）を注入することにより当該ウエハを発光させ、ＥＬスペクトルを測定した。図４（ａ）には上記ウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真を示し、図４（ｂ）には得られたＥＬスペクトルを示す。ここで、図４（ｂ）中のＬ１〜Ｌ３は、それぞれ、上記ウエハに注入された電流量が９ｍＡ、５３ｍＡ、および３１４ｍＡであるときのＥＬスペクトルである。Ｌ１〜Ｌ３については図５（ｂ）、図６（ｂ）、図７（ｂ）、および図８（ｂ）においても同様である。

図４（ａ）には、非発光斑点を確認できなかった。しかし、図４（ｂ）に示すＥＬスペクトルでは、電流注入量の増加に伴って、発光層からの発光とは明らかに異なる発光（約３９５ｎｍ付近の発光）の発光強度が増大した。このことは、電子と正孔とが効率良く発光層（正確には井戸層）で再結合されずに発光層以外の層で消費されていることを意味し、閾値電流密度の増大を引き起こす原因となる。

本発明者らは、電流注入量の増加に伴って発光層からの発光とは明らかに異なる発光の発光強度が増大した原因を探るために、図５（ａ）に示すバンド構造を有するウエハ（第１の検証用ウエハ）を作製して、蛍光顕微鏡を用いて発光層を観察し、電流注入により発した光のＥＬスペクトルを測定した。図５（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、第１の検証用ウエハのバンド構造、ＥＬスペクトル、および蛍光顕微鏡写真である。なお、図５（ａ）中の数字は各層の厚みを示し、これは図６（ａ）、図７（ａ）、および図８（ａ）においても言える。

第１の検証用ウエハでは、第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間に第１のＩｎ_0.018Ｇａ_0.982Ｎ層および第１のＧａＮ層が設けられており、第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間に第２のＩｎ_0.018Ｇａ_0.982Ｎおよび第２のＧａＮ層が設けられている。このウエハでは、第１のＩｎ_0.018Ｇａ_0.982Ｎ層および第１のＧａＮ層が第１の低Ｉｎ層に相当し、第２のＩｎ_0.018Ｇａ_0.982Ｎおよび第２のＧａＮ層が第２の低Ｉｎ層に相当する。このように第１の検証用ウエハでは、低Ｉｎ層がＩｎＧａＮ光ガイド層と発光層中の井戸層との間に設けられているので、第１の検証用ウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真（図５（ｃ））には非発光斑点を確認できなかった。しかし、図５（ｂ）に示すＥＬスペクトルには、発光層からの発光とは明らかに異なる発光（波長が３９５ｎｍ付近に現れるピーク）が観測された。

ここで、図５（ａ）に示すバンド構造から分かるように、第１のＩｎ_0.018Ｇａ_0.982Ｎ層および第１のＧａＮ層を設けることにより、キャリアは第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層からエネルギー障壁を越えてＩｎＧａＮ井戸層へ到達することとなる。そのため、キャリアの一部がＩｎＧａＮ井戸層へ到達できずに第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層に溜まることとなる。同様の理由から、第２のＩｎ_0.018Ｇａ_0.982Ｎ層および第２のＧａＮ層を設けることによりキャリアの一部がＩｎＧａＮ井戸層へ到達できずに第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層に溜まることとなる。さらに、本発明では、第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層および第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層におけるＩｎ組成比が高いため、第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層および第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層のポテンシャルエネルギーが低くなり、よって、第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層および第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層におけるキャリアの溜まりやすさが顕著となる。そのうえ、本発明の窒化物半導体基板が極性を有する（０００１）面ＧａＮ基板である場合、ＩｎＧａＮ光ガイド層での自発分極とピエゾ電界による内部電界とによって、キャリアがＩｎＧａＮ光ガイド層でより一層溜まり易くなってしまう。

上記仮説を検証するために、図６（ａ）に示すバンド構造を有するウエハ（第２の検証用ウエハ）を作製して、蛍光顕微鏡を用いて発光層を観察し、電流注入により発した光のＥＬスペクトルを測定した。図６（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、第２の検証用ウエハのバンド構造、ＥＬスペクトル、および蛍光顕微鏡写真である。

第２の検証用ウエハでは、図６（ａ）に示すように、第１の光ガイド層をＧａＮ層で構成し、光ガイド層（図６（ａ）における「ＧａＮ層」）とＩｎＧａＮ井戸層との間には第１のＧａＮ層（低Ｉｎ層に相当）のみが設けられている。このように第２の検証用ウエハでは、第１の検証用ウエハと同じく低Ｉｎ層が光ガイド層と発光層中の井戸層との間に設けられているので、第２の検証用ウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真（図６（ｃ））には非発光斑点を確認できなかった。それだけでなく、図６（ｂ）に示すＥＬスペクトルから分かるように、発光層からの発光とは明らかに異なる発光（波長が３９５ｎｍ付近に現れるピーク）の発光強度が激減した。その理由としては、第２の検証用ウエハでは、ＩｎＧａＮ井戸層よりもｎ側では、ポテンシャルエネルギーに大差がないので、基板側から供給されたキャリアがトラップされる層が存在しないからであると考えられる。

以上の結果から、図４（ｂ）および図５（ｂ）において電流注入量の増大に伴って発光層からの発光とは明らかに異なる発光が観測された原因は、ＩｎＧａＮ光ガイド層でキャリアの再結合が起きるからだということがわかった。さらに、第２の検証用ウエハにおいて３９５ｎｍ付近での発光強度が大幅に減少したことから、理由は定かではないが、発光層からの発光とは明らかに異なる発光の大半は第２のＩｎＧａＮ光ガイド層ではなく第１のＩｎＧａＮ光ガイド層で生じていることも分かった。

また、図６（ａ）〜（ｃ）に示す結果から、ＩｎＧａＮ光ガイド層でキャリアを無駄に消費させないためには、ＩｎＧａＮ光ガイド層でキャリアが溜まりにくい構造にすれば良いことが分かった。そこで、図７（ａ）に示すバンド構造を有するウエハ（第３の検証用ウエハ）を作製して、蛍光顕微鏡を用いて発光層を観察し、電流注入により発した光のＥＬスペクトルを測定した。図７（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、第３の検証用ウエハのバンド構造、ＥＬスペクトル、および蛍光顕微鏡写真である。

第３検証用ウエハでは、第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間に第１のＧａＮ層（層厚が３ｎｍ）が設けられており、第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間に第２のＧａＮ層（層厚が３ｎｍ）が設けられている。このように第３の検証用ウエハでは、層厚が３ｎｍであるＧａＮ層がＩｎＧａＮ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間に設けられているので、３９５ｎｍ付近での発光は殆ど観測されなくなり（図７（ｂ））、非発光斑点も観測されなかった（図７（ｃ））。

これらの実験結果から、キャリアが発光層以外で消費されてしまうことを防止するためには、低Ｉｎ層の層厚を３ｎｍ以下にしなければならないことが分かった。その理由としては、低Ｉｎ層の層厚が３ｎｍ以下であれば、キャリアが第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層にトラップされた場合であっても、そのキャリアがトンネル効果によりＩｎＧａＮ井戸層へ移動できるからであると考えられる。なお、低Ｉｎ層を構成する材料としてＧａＮを用いたが、Ｉｎ組成比が２．０％未満のＩｎＧａＮであることが好ましい。ＩｎＧａＮのポテンシャルエネルギーはＧａＮのポテンシャルエネルギーよりも低いので、キャリアが第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層からＩｎＧａＮ井戸層へ移動するときのエネルギー障壁を低くすることができる。したがって、キャリアがＩｎＧａＮ光ガイド層で溜まることをより一層防止できる。

また、図６（ａ）〜（ｃ）に示す結果から、第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間に膜厚が３ｎｍ以下の第１のＧａＮ層が設けられていれば、キャリアが発光層以外の層で消費されることを防止できることが分かった。また、図７（ａ）〜（ｃ）に示す結果から、第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間にも膜厚が３ｎｍ以下の第２のＧａＮ層が設けられていれば、キャリアが発光層以外の層で消費されることをさらに防止できることが分かった。

本発明者らは、層厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下の低Ｉｎ層、つまり本発明における第１の窒化物半導体層１５および第２の窒化物半導体層１７を構成する窒化物半導体材料を最適化するために、第１の窒化物半導体層１５および第２の窒化物半導体層１７をＡｌＧａＮからなる層としてウエハを作製し、そのウエハに電流を注入して発した光のＥＬスペクトルを測定した。図８（ａ）〜（ｂ）は、それぞれ、このウエハのバンド構造およびＥＬスペクトルである。

図８（ｂ）に示すように、発光層からの発光とは明らかに異なる発光が観測された。その理由としては、ＡｌＧａＮのポテンシャルエネルギーがＧａＮのポテンシャルエネルギーよりも大きいため、キャリアが第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層から発光層における井戸層へ移動するときのエネルギー障壁が高くなるからであると考えられる。

以上をまとめると、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および発光層１６における井戸層のそれぞれに接するように膜厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下の第１の窒化物半導体層１５を第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４と発光層１６における井戸層との間に設けると、ＩｎＧａＮ光ガイド層に起因する非発光斑点の発生を防止でき、また発光層以外でキャリアが消費されることを防ぐことができる（発光層以外の層が発光することを防止できる）。これにより、閾値電流密度の低減と長寿命化とを図ることができる。

さらに、第１の窒化物半導体層１５だけでなく第２の窒化物半導体層１７も設けることによって、ＩｎＧａＮ光ガイド層に起因する非発光斑点の発生をより一層防止でき、発光層以外でキャリアが消費されることをより一層防ぐことができる。

なお、第１の窒化物半導体層１５はアンドープ層であっても良いし、ｎ型不純物を含んでいても良い。第１の窒化物半導体層１５がｎ型層である場合、第１の窒化物半導体層１５におけるｎ型不純物濃度は特に限定されず、１×１０¹⁷ｃｍ^-3以上５×１０¹⁸ｃｍ^-3以下であれば良い。第２の窒化物半導体層１７はアンドープ層であっても良いし、ｐ型不純物を含んでいても良い。第２の窒化物半導体層１７がｐ型層である場合、第２の窒化物半導体層１７におけるｐ型不純物濃度は特に限定されず、５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上３×１０¹⁸ｃｍ^-3以下であれば良い。

＜実施例１＞
図９は、実施例１に係るウエハの概略断面図である。本実施例に係るウエハ１１０では、ｎ型ＧａＮ基板１１１の（０００１）面上に、ｎ型ＧａＮ層１１２、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１１３、ｎ型ＧａＮ層１１４、第１のノンドープＩｎＧａＮ光ガイド層１１５、第１のノンドープＧａＮ層１１６、発光層１１７、第２のノンドープＧａＮ層１１８、第２のノンドープＩｎＧａＮ光ガイド層１１９、ノンドープＧａＮ中間層１２０、ｐ型ＡｌＧａＮ層１２１、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１２２、およびｐ型ＧａＮコンタクト層１２３が順次積層されている。本実施例では、以下に示す方法にしたがってレーザ素子を作製し、得られたレーザ素子の閾値電流密度および寿命を測定した。

まず、ＭＯＣＶＤ装置内においてｎ型ＧａＮ基板１１１を１０５０℃まで加熱した。その温度に保持した状態で、ＩＩＩ族元素の原料であるトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、アンモニアガス、およびドーピングガスであるＳｉＨ₄を導入して、ｎ型ＧａＮ基板１１１上に厚さ０．５μｍのｎ型ＧａＮ層１１２を形成した。このｎ型ＧａＮ層１１２は、研磨されたｎ型ＧａＮ基板１１１の表面モフォロジーを改善するために形成され、ｎ型ＧａＮ基板１１１の表面に残留する応力歪みを緩和させてエピタキシャル成長に適したｎ型ＧａＮ基板１１１の表面を得るために形成される。

次に、ＭＯＣＶＤ装置内にＩＩＩ族元素の原料であるトリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）も加えて、厚さ１．２μｍでＳｉ不純物濃度が１×１０¹⁸個／ｃｍ³のｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１１３を形成した。このｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１１３におけるＡｌ組成比は７％であった。

続いて、ＭＯＣＶＤ装置内へのＴＭＡの導入を停止して、厚さ０．２μｍからなるｎ型ＧａＮ層１１４を形成した。このｎ型ＧａＮ層１１４におけるＳｉ不純物濃度は、１×１０¹⁸個／ｃｍ³であった。

その後、基板温度を８００℃に低下させた。ＭＯＣＶＤ装置内にトリメチルインジウム（ＴＭＩ）も加えるとともにＳｉＨ₄の導入を停止して、厚さ５０ｎｍの第１のアンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１５を形成した。

第１のアンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１５の上に、厚さ３ｎｍの第１のＧａＮ層１１６を形成した。その後、第１のＧａＮ層１１６の上に、厚さ３ｎｍのアンドープＩｎ_0.30Ｇａ_0.70Ｎ井戸層、厚さ１６ｎｍのアンドープＧａＮ障壁層、および厚さ３ｎｍのアンドープＩｎ_0.30Ｇａ_0.70Ｎ井戸層を順に積層して発光層１１７を形成した。発光層１１７の上に、厚さ３ｎｍの第２のＧａＮ層１１８、厚さ５０ｎｍの第２のノンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１９、および厚さ２０ｎｍのノンドープＧａＮ中間層１２０を順に形成した。

このように、第１のＧａＮ層１１６は、第１のノンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１５と発光層１１７のアンドープＩｎ_0.30Ｇａ_0.70Ｎ井戸層との間に設けられ、第１のノンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１５および発光層１１７のアンドープＩｎ_0.30Ｇａ_0.70Ｎ井戸層に接していた。第２のＧａＮ層１１８は、発光層１１７のアンドープＩｎ_0.30Ｇａ_0.70Ｎ井戸層と第２のノンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１９との間に設けられ、発光層１１７のアンドープＩｎ_0.30Ｇａ_0.70Ｎ井戸層および第２のノンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１９に接していた。

その後、基板温度を再び１０５０℃まで昇温させた。（ＥｔＣｐ）₂Ｍｇ（Ｍｇの原料ガス）を供給して、厚さ２０ｎｍのｐ型Ａｌ_0.20Ｇａ_0.80Ｎ層１２１、厚さ０．４μｍのｐ型Ａｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎクラッド層１２２、および厚さ０．１μｍのｐ型ＧａＮコンタクト層１２３を順に形成した。これにより、ウエハ１１０が得られた。

なお、上記ウエハ１１０の製造方法の記載と一部重複するが、ＧａＮ層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＴＭＧおよびＮＨ₃を導入し、ＩｎＧａＮ層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＴＭＧ、ＴＭＩおよびＮＨ₃を導入し、ＡｌＧａＮ層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＴＭＧ、ＴＭＡおよびＮＨ₃を導入した。また、ｎ型層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＳｉＨ₄を導入し、ｐ型層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置に（ＥｔＣｐ）₂Ｍｇを供給した。

そして、ウエハ１１０の一部分をエッチングにより除去してから、ｎ側電極およびｐ側電極を形成した。これにより、本実施例に係るレーザ素子が得られた。得られたレーザ素子の発振波長は５１０ｎｍであった。また、得られたレーザ素子の閾値電流密度は３．８ｋＡ／ｃｍ²であった。さらに、得られたレーザ素子に対して３０ｍＷの電力を印加して寿命試験を行なったところ、寿命は３０００時間以上であった。このように本実施例では、レーザ特性に優れたレーザ素子が得られた。

＜実施例２＞
図１０は、実施例２に係るウエハの概略断面図である。本実施例では、上記実施例１とは、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層がｎ型である点、Ｉｎ組成比が２％未満のＩｎＧａＮからなる第１の窒化物半導体層を用いる点、および第２の窒化物半導体層が設けられていない点などを異にする。具体的には、本実施例に係るウエハ２１０では、ｎ型ＧａＮ基板２１１の（０００１）面上に、ｎ型ＧａＮ層２１２、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２１３、ｎ型ＧａＮ層２１４、第１のｎ型ＩｎＧａＮ光ガイド層２１５、第１のノンドープＩｎＧａＮ層２１６、発光層２１７、ｐ型ＡｌＧａＮ層２２１、第２のｐ型ＩｎＧａＮ光ガイド層２１９、ｐ型ＧａＮ中間層２２０、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２２２、およびｐ型ＧａＮコンタクト層２２３が順次積層されている。本実施例でも、以下に示す方法にしたがってレーザ素子を作製し、得られたレーザ素子の閾値電流密度および寿命を測定した。

まず、ＭＯＣＶＤ装置内においてｎ型ＧａＮ基板２１１を１０５０℃まで加熱した。その温度に保持した状態で、ＩＩＩ族元素の原料であるトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、アンモニアガス、およびドーピングガスであるＳｉＨ₄を導入して、ｎ型ＧａＮ基板２１１上に厚さ０．３μｍのｎ型ＧａＮ層２１２を形成した。このｎ型ＧａＮ層２１２は、研磨されたｎ型ＧａＮ基板２１１の表面モフォロジーを改善するために形成され、ｎ型ＧａＮ基板２１１の表面に残留する応力歪みを緩和させてエピタキシャル成長に適したｎ型ＧａＮ基板２１１の表面を得るために形成される。

次に、ＭＯＣＶＤ装置内にＩＩＩ族元素の原料であるトリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）も加えて、厚さ０．９μｍでＳｉ不純物濃度が１×１０¹⁸個／ｃｍ³のｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２１３を形成した。このｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２１３におけるＡｌ組成比は８％であった。

続いて、ＭＯＣＶＤ装置内へのＴＭＡの導入を停止して、厚さ０．２μｍからなるｎ型ＧａＮ層２１４を形成した。このｎ型ＧａＮ層２１４におけるｎ型不純物濃度は、１×１０¹⁸個／ｃｍ³であった。

その後、基板温度を８００℃に低下させ、ＭＯＣＶＤ装置内にトリメチルインジウム（ＴＭＩ）も加えて、厚さ７５ｎｍの第１のｎ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１５を形成した。第１のｎ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１５におけるｎ型不純物濃度は１×１０¹⁸個／ｃｍ³であった。

第１のｎ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１５の上に、厚さ３ｎｍの第１のノンドープＩｎ_0.01Ｇａ_0.99Ｎ層２１６を形成した。その後、第１のノンドープＩｎ_0.01Ｇａ_0.99Ｎ層２１６の上に、厚さ３ｎｍのアンドープＩｎ_0.35Ｇａ_0.65Ｎ井戸層、厚さ１０ｎｍのアンドープＡｌ_0.03Ｇａ_0.97Ｎ障壁層、および厚さ３ｎｍのアンドープＩｎ_0.35Ｇａ_0.65Ｎ井戸層を順に形成して発光層２１７を形成した。

このように、第１のＩｎ_0.01Ｇａ_0.99Ｎ層２１６は、第１のｎ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１５と発光層２１７のアンドープＩｎ_0.35Ｇａ_0.65Ｎ井戸層との間に設けられ、第１のｎ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１５および発光層２１７のアンドープＩｎ_0.35Ｇａ_0.65Ｎ井戸層に接していた。

発光層２１７を形成後、基板温度を再び１０５０℃まで上昇させた。ＭＯＣＶＤ装置内へ（ＥｔＣｐ）₂Ｍｇを導入して、厚さ２０ｎｍのｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ層２２１、厚さ７５ｎｍの第２のｐ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１９、厚さ５ｎｍのｐ型ＧａＮ中間層２２０とをこの順に積層した。このとき、第２のｐ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１９におけるＭｇ不純物濃度は、８×１０¹⁷個／ｃｍ³であった。そして、基板温度を再び１０５０℃まで上昇させて、厚さ０．４μｍのｐ型Ａｌ_0.04Ｇａ_0.96Ｎクラッド層２２２、および厚さ０．１μｍのｐ型ＧａＮコンタクト層２２３を順次形成した。これにより、ウエハ２１０が得られた。その後は、上記実施例１と同様の方法にしたがって、本実施例に係るレーザ素子を得、得られたレーザ素子の発振波長、閾値電流密度、および寿命を測定した。本実施例では、発振波長が５２０ｎｍであり、閾値電流密度が５．８ｋＡ／ｃｍ²であり、寿命が１０００時間以上であり、よって、レーザ特性に優れたレーザ素子が得られた。

なお、上記ウエハ２１０の製造方法の記載と一部重複するが、ＧａＮ層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＴＭＧおよびＮＨ₃を導入し、ＩｎＧａＮ層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＴＭＧ、ＴＭＩおよびＮＨ₃を導入し、ＡｌＧａＮ層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＴＭＧ、ＴＭＡおよびＮＨ₃を導入した。また、ｎ型層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＳｉＨ₄を導入し、ｐ型層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置に（ＥｔＣｐ）₂Ｍｇを供給した。

本実施例では、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層２１５にＳｉがドーピングされている。よって、本実施例では、第１の窒化物半導体層（第１のＩｎ_0.01Ｇａ_0.99Ｎ層２１６）を設けることによってだけでなく、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層にＳｉがドーピングされていることによっても、発光層以外でのキャリアの損失を抑制できる。

本実施例では、本発明にかかる第２の窒化物半導体層が設けられていないが、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層２１９にＭｇがドーピングされている。よって、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層２１９に起因する発光（キャリアの損失）をさらに抑えることができる。

今回開示された実施の形態および実施例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。

１０，１１０，２１０ ウエハ、１１ 窒化物半導体基板、１２ ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層、１３ ＧａＮ層、１４ 第１のＩｎＧａＮ光ガイド層、１５ 第１の窒化物半導体層、１６ 発光層、１７ 第２の窒化物半導体層、１８ 第２のＩｎＧａＮ光ガイド層、１９ ＧａＮ中間層、２０ ｐ型ＡｌＧａＮ層、２１ ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層、２２ ｐ型ＧａＮコンタクト層。

Claims (5)

1. 窒化物半導体基板の上に、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層、発光層、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層、およびｐ型ＡｌＧａＮクラッド層がこの順に設けられ、４６０ｎｍ以上の発振波長を有する窒化物半導体レーザ素子であって、
   前記ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層におけるＡｌ組成比は６．５％以上８％以下であり、前記ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層の層厚は０．９μｍ以上１．３μｍ以下であり、
   前記第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および前記第２のＩｎＧａＮ光ガイド層のそれぞれにおけるＩｎ組成比は３．５％以上７％以下であり、前記第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および前記第２のＩｎＧａＮ光ガイド層のそれぞれの層厚は５０ｎｍ以上８０ｎｍ以下であり、
   前記発光層は、２以上の井戸層と、１以上の障壁層とを有し、
   前記第１のＩｎＧａＮ光ガイド層と前記井戸層との間に、層厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下であって、且つＩｎ組成比が２．０％未満であるＩｎＧａＮまたはＧａＮからなる第１の窒化物半導体層が、当該第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および当該井戸層のそれぞれに接して設けられている窒化物半導体レーザ素子。
2. 前記井戸層と前記第２のＩｎＧａＮ光ガイド層との間に、層厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下であって、且つＩｎ組成比が２．０％未満であるＩｎＧａＮまたはＧａＮからなる第２の窒化物半導体層が、当該井戸層および当該第２のＩｎＧａＮ光ガイド層のそれぞれに接して設けられている請求項１に記載の窒化物半導体レーザ素子。
3. 前記第１のＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＳｉ濃度は、１×１０¹⁷ｃｍ^-3以上５×１０¹⁸ｃｍ^-3以下である請求項１または２に記載の窒化物半導体レーザ素子。
4. 前記第２のＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＭｇ濃度は、５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上３×１０¹⁸ｃｍ^-3以下である請求項１〜３のいずれかに記載の窒化物半導体レーザ素子。
5. 前記井戸層の層数は、３以下である請求項１〜４のいずれかに記載の窒化物半導体レーザ素子。