JP3243111B2

JP3243111B2 - 化合物半導体素子

Info

Publication number: JP3243111B2
Application number: JP4358194A
Authority: JP
Inventors: 吾紅波多野; 康夫大場
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1993-03-15
Filing date: 1994-03-15
Publication date: 2002-01-07
Anticipated expiration: 2017-01-07
Also published as: JPH06326416A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、化合物半導体素子に関
する。

【０００２】

【従来の技術】窒素を含むIII −Ｖ族化合物半導体であ
るＧａＮは、バンドギャップが３．４ｅＶと大きく、ま
た直接遷移型であるため、短波長発光素子用材料として
期待されている。しかし、結晶構造がウルツ鉱型であ
り、しかもイオン性が大きいため以下に示す通り格子欠
陥が生じやすいうえに、低抵抗のｐ型結晶が得られにく
く、特にアクセプタ不純物としてＭｇを用いてｐ型層を
エピタキシャル成長させたときは、エピ層中に水素が拡
散してアクセプタの活性化率を極端に下げてしまい、低
抵抗化が困難である。

【０００３】即ち、以前より、例えばＧａＮを発光層、
ＧａＡｌＮをクラッド層とするダブルヘテロ型レーザ構
造が試作されているが、この場合、光を発光層に閉じ込
めるために必要なクラッド層の厚みは波長に依存し、Ｇ
ａＮは発光波長が短いので、クラッド層の厚みは薄くて
良いと考えられており、通常０．２μｍ程度の薄いクラ
ッド層で素子が作成されている。

【０００４】ところが、クラッド層は発光層にキャリア
を閉じ込めるという役割も果たしており、本発明者らの
研究によれば、例えば、ＧａＡｌＮとＧａＮなどの窒化
物からなるヘテロ接合の場合、ヘテロ界面での障壁高さ
が低いため、発光層に電子と正孔を効率良く閉じ込める
には、これまで用いられてきたクラッド層厚では不十分
であることが判明した。しかし、ＧａＮはこれと格子整
合する基板がなく、厚膜を成長したときには、格子定数
差と熱膨張係数差に起因する歪みが蓄積され、このため
に増大する格子欠陥のため、厚い層を成長することは困
難であると考えられる。

【０００５】具体的に、ＧａＮは、便宜上、格子不整合
が１５％程度と大きいサファイア基板上に成長すること
が多いが、サファイアとＧａＮは結晶型が違ううえ、熱
膨張係数の違いも大きい。このため、基板とＧａＮの格
子不整合による界面の歪が格子欠陥を誘発する。そこ
で、従来、格子不整合の影響を低減するために様々な方
法が試みられてきた。

【０００６】例えば、結晶成長法として気相エピタキシ
ャル成長法（ＶＰＥ法）が用いられる場合には、１００
μｍ程度の厚膜成長をさせることで基板との界面の歪を
緩和することが試みられたが、ひび割れを生ずる等、良
質な結晶を成長させることはできなかった。また、有機
金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）により、基板上に低温
成長によるアモルファス層を挿入することが試みられた
が、成長したＧａＮのＸ線回折幅は広く、依然として高
密度の欠陥が存在している。ＭＯＣＶＤ成長においても
厚膜成長が試みられたがむしろ欠陥が増大してしまい、
３μｍ以上の厚膜を成長することは不可能であった。

【０００７】一方、ｐ型結晶の抵抗の問題に対しては、
最近、ＧａＮに電子ビ−ムを照射したり、不活性雰囲気
中で加熱することにより、抵抗を大幅に低下できること
が報告されている。しかし、この方法では良好な特性の
素子を得ることは困難である。即ち、電子ビ−ムを照射
する方法では、十分な深さまで電子を侵入させるには高
エネルギ−の電子を照射する必要があり、結晶欠陥を誘
発し易い。また、熱処理の場合には、エピ層に取り込ま
れた水素を除去して十分な低抵抗化を実現するには８０
０℃以上の加熱が必要であるが、この温度ではエピ層中
にＮ原子の離脱による空孔が生じてしまい、格子欠陥を
招いてしまう。

【０００８】更に、低抵抗のｐ型層が得られても、電極
とのコンタクト抵抗やシリ−ズ抵抗は改善されず、素子
性能の向上のためには、これらの抵抗を低減させること
も必要となる。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】このように、ＧａＮ
は、発光素子用材料としての期待が大きいものの、素子
の作成に当たって、ＧａＮ系化合物層を厚く成長させる
と、高密度の格子欠陥を生じるため、クラッド層の厚み
に限界があること、また、ｐ型層等の低抵抗化が困難で
あること、等の問題があった。

【００１０】本発明の目的は、高品質のＧａ_xＡｌ_yＩ
ｎ_1-x-yＮを成長することにより、高性能の化合物半導
体素子を提供することにある。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明（請求項１）は、
立方晶ＳｉＣ基板と、この立方晶ＳｉＣ基板の（１１
１）面上に形成されたＧａ_xＡｌ_yＩｎ_1-x-yＮ（０≦
ｘ≦１，０≦ｙ≦１）層とを具備することを特徴とする
化合物半導体素子を提供する。

【００１２】また、本発明（請求項４）は、基板と、こ
の基板上に形成されたＧａ_xＡｌ_yＩｎ_1-x-yＮ（０≦
ｘ≦１，０≦ｙ≦１）層とを具備し、前記Ｇａ_xＡｌ_y
Ｉｎ_1-x-yＮ層の基板と対向する結晶面がＮ面であるこ
とを特徴とする、ｐｎ接合を有する化合物半導体素子を
提供する。

【００１３】更に、本発明（請求項８）は、ｐ型導電性
基板と、このｐ型導電性基板上に形成されたｐ型Ｇａ_x
Ａｌ_yＩｎ_1-x-yＮ（０≦ｘ≦１，０≦ｙ≦１）層と、
このｐ型Ｇａ_xＡｌ_yＩｎ_1-x-yＮ（０≦ｘ≦１，０≦
ｙ≦１）層上に形成されたｎ型Ｇａ_xＡｌ_yＩｎ_1-x-y
Ｎ（０≦ｘ≦１，０≦ｙ≦１）層とを具備することを特
徴とする化合物半導体素子を提供する。

【００１４】

【作用】一般に、成長層中に欠陥が導入される過程は、
２通りに分けられる。１つは成長中に基板と成長層との
格子定数差に起因する歪により導入されるものであり、
他の１つは、成長終了後に成長温度から室温まで冷却す
るときに基板と成長層の熱膨張差に起因する歪により導
入されるのである。これまでは、成長層中の欠陥は、前
者の基板との格子歪が主な原因と考えられてきたため、
成長すべき適切な基板が見出されていないＧａＡｌＩｎ
Ｎ系材料では、低転位の成長層を得ることは極めて困難
であると考えられてきた。

【００１５】しかし、本発明者らの研究によれば、Ｇａ
Ｎの成長温度が１０００℃以上と高いため、成長温度で
は転位のほとんどがアニールにより解消されており、観
察される転位の大部分は基板との大きな熱膨張率の差に
よる冷却時の歪みの蓄積に起因することが明らかになっ
た。この結果は、成長面が転位の運動をしやすいと考え
られる（０００１）面（Ｃ面）である場合には特に顕著
である。従って、ＧａＮ系化合物の場合には、欠陥低減
のためには格子定数よりもむしろ熱膨張差が近い基板を
用いることが重要であることが分かった。

【００１６】６Ｈ−ＳｉＣは結晶構造がＧａＮと同じ六
方晶であり、格子定数も近いことから６Ｈ−ＳｉＣ基板
上にＧａＮ層を成長させることが試みられている。しか
し、６Ｈ−ＳｉＣ上に成長したＧａＮ層の欠陥は、それ
ほど減少しなかった。これは、６Ｈ−ＳｉＣとＧａＮの
熱膨張差が大きいためと考えられる。ところが、同じＳ
ｉＣでも立方晶である３Ｃ−ＳｉＣの（１１１）面に平
行な方向における熱膨張とＧａＮのａ軸に平行な方向に
おける熱膨張とは非常に近い。

【００１７】図１にＧａＮと３Ｃ−ＳｉＣの温度（Ｔ）
に対する格子定数の変化（ｄａ）を示す。成長温度か
ら、転位の運動がほぼ無視できる１００℃付近までの領
域では、エピ層であるＧａＮ層と３Ｃ−ＳｉＣ基板との
熱膨張差による歪は０．００１％以下であり、３Ｃ−Ｓ
ｉＣを基板として用いることにより、エピ層欠陥密度の
飛躍的な減少が期待できることがわかる。

【００１８】また、３Ｃ−ＳｉＣは、立方晶であり、格
子定数も０．４３６ｎｍと大きいが、（１１１）面では
格子間の距離は０．３０８ｎｍであり、ＧａＮの格子定
数である０．３１８ｎｍと近い。そこで３Ｃ−ＳｉＣの
（１１１）面にＧａＮを成長させることにより、低転位
で高品質のＧａＮを成長することが可能となる。

【００１９】更に、基板とエピ層との熱膨張差による歪
が大幅に減少したことにより、３μｍ以上の厚膜成長が
可能となり、厚膜成長を行うことで格子定数の違いによ
り生じた歪が緩和され、より低転位で高品質の層の成長
が可能となる。更に、このエピ層を用いた高性能の半導
体素子を得ることが出来る。

【００２０】また、特に、このようなエピ層を用いてダ
ブルヘテロ接合型の発光素子を作成する場合、上述のよ
うに、クラッド層は発光層にキャリアを閉じこめる役目
もはたしており、窒化物系ではヘテロ界面での障壁高さ
が低いため、発光層に電子と正孔を更に効率よく閉じこ
めるためには少なくとも１μｍの膜厚が必要である。こ
れに対し、３Ｃ−ＳｉＣ基板の（１１１）面上にＧａＮ
からなる素子を作成することにより、キャリアの閉じこ
めに十分なクラッド層厚を実現することが可能である。
ＧａＮとＡｌ，Ｉｎとの混晶も、ＧａＮと同様の窒化物
系の材料であり、熱膨張係数はほとんど変わらないの
で、同様に厚い膜厚の高品質の層の成長が可能である。

【００２１】また、本発明で用いられるＧａＮ、Ａｌ
Ｎ、ＩｎＮ等のIII −Ｖ族化合物は、ウルツ型の結晶構
造を有し、通常、結晶成長面となる（１０００）面にも
III 族元素が性質を支配するＡ面とＶ族元素が性質を支
配するＢ面の２種類の面方位がある。本発明者らの研究
によれば、ＧａＡｌＩｎＮは、成長方向に対して基板側
の面にＡ面がくるように成長を行なうと、三次元成長
（成長速度が成長面上で異なるため、柱状の凸部が発生
する現象）し易いが、この反対に成長方向に対して基板
側の面にＢ面がくるように成長を行なうと、二次元成長
（成長面が均一になる現象）し、欠陥が減少することを
見出だした。従って、このような良好なＧａＡｌＩｎＮ
エピタキシャル層を特にｐｎ接合を有する化合物半導体
素子に用いることにより、素子の高性能化を図ることが
可能である。

【００２２】ここで上述のような３Ｃ−ＳｉＣを基板に
用いた場合、図２（ａ），（ｂ）に示すように、ＳｉＣ
はＳｉ面とＣ面との区別が出来るが、ＧａＮは、Ｇａが
Ｓｉに対応し、ＮがＣに対応する。従って、ＳｉＣ基板
のＳｉ面にＢ面のＮ原子が対向し、成長面がＡ面となる
ようにＧａＡｌＩｎＮを成長させることが好ましい。こ
のため、具体的には、例えば表面にＳｉ面がでているＳ
ｉＣ基板上に周知の気相成長法でエピタキシャル層を成
長させることにより、基板側の面にＢ面がくるように極
性を制御することが出来る。

【００２３】更に、サファイア基板上にＧａＮを有機金
属気相成長法により成長させる場合は、窒素原料として
通常アンモニアを使用するが、成長温度である１０００
℃付近の高温下では、サファイヤ基板表面にＡｌＮ層が
形成されてサファイヤ基板表面がＢ面となるため、Ｇａ
Ｎの成長面はＢ面になる。ところが、このように分解率
が低く、供給されるＮ原子が不足するアンモニアを使用
するときは、成長面がＢ面で、Ｎ原子が表面にでる状態
は安定ではなく、成長面がＡ面でIII 族元素が表面にで
る状態が安定である。従って、サファイア基板上にＧａ
Ｎを直接成長させた場合、高品質の結晶を成長させるこ
とは困難であり、欠陥の導入を抑えて高品質の結晶を成
長させ、良好なｐｎ接合を得るためには、結晶の極性を
制御して成長面をＡ面とすることが重要である。

【００２４】ここで、サファイア等の非極性基板上にＧ
ａＮ等のIII −Ｖ族化合物を成長させる場合の結晶の極
性は、最初に基板表面に吸着する元素がIII 族元素であ
るか、Ｖ族元素であるかにより決定される。Ｖ族元素が
最初に吸着したときにはＡ面が成長面となって、III 族
元素が最初に吸着したときにはＢ面が成長面となる。従
って、上述のように、成長面をＡ面とするには、III 族
元素の種類によらず、Ｖ型元素であるＮ原子を最初に吸
着させればよい。このため、サファイヤ基板を用いる場
合は、Ｖ族元素の窒素供給源として働くアンモニア分子
もしくはその分解物を有効に表面に止まらせるために、
基板温度を７００℃以下、好ましくは６００℃以下に設
定して、バッファ−層を形成することが好ましい。

【００２５】本発明において、上述の極性制御のための
バッファ−層は単結晶がよい。何となれば、従来用いら
れてきた多結晶質やアモルファスでは、基板の結晶方位
の情報が失われないようにするために、膜厚を厳密に制
御する必要があるうえ、結晶の極性を制御することは出
来ないのに対し、単結晶バッファ−層を用いる方法で
は、このような制約はないからである。更に、Ｉｎを含
むＩｎＮ、ＧａＩｎＮ、ＡｌＩｎＮ、ＧａＡｌＩｎＮ等
を用いた場合、６００℃以下の低温でも高品質の単結晶
の成長が可能であり、特に効果的である。ここで、図３
（ａ），（ｂ）は、サファイヤ基板上に結晶成長した面
方位の異なるＧａＮ層をそれぞれ示す模式図である。図
示される通り、基板上に直接ＧａＮを成長させると、成
長面がＢ面となり、一方、バッファ層を介してＧａＮを
成長させると、成長面はＡ面となり、基板側にＢ面のＮ
原子が対向することがわかる。

【００２６】上述のように本発明では、極性を制御し、
Ｇａ_xＡｌ_yＩｎ_1-x-yＮのエピ層を成長方向に対して
Ａ面が成長面となるように選択的に成長させることによ
って、転位や歪みが飛躍的に減少し、低欠陥のＧａ_xＡ
ｌ_1-x-yＩｎ_yＮ結晶の成長が可能となり、これを用い
たｐｎ接合を有する化合物半導体素子の高性能化を図る
ことが可能となる。

【００２７】なお、ここでこのようなｐｎ接合を有する
化合物半導体素子とは、ダブルヘテロ型の接合を有する
ものであってもよいことはいうまでもない。また、本発
明において、成長する結晶の極性は、ＲＢＳ（ラザフォ
−ド・バックスキャッタリング）により判定することが
可能である。

【００２８】更に、本発明のような化合物半導体素子で
は、まず上述のように、低抵抗のｐ型層を得るために、
ｐ型ドーパントの活性化率をあげなければならず、活性
化率をあげるためには、結晶中への水素の取り込まれを
減らすことが重要であることが知られている。すなわ
ち、ＭＯＣＶＤ成長したＧａＮをＳＩＭＳ分析したとこ
ろ、多量の水素が混入しており、その水素がｐ型ド−パ
ントの活性化率を低下させているものと考えられる。

【００２９】ここで、結晶中に取り込まれる不純物は、
通常は成長中に原料中から取り込まれることが多い。と
ころが、ＧａＮ中の水素は、成長中に結晶に取り込まれ
るのではなく、成長後の冷却過程においておもに表面か
らの拡散により取り込まれることが本発明者らの研究で
明らかになった。従って、冷却過程でｐ型層に水素が取
り込まれる量が減少すれば、ｐ型ド−パントの活性化率
が上がり、低抵抗のｐ型層の作成が可能となる。

【００３０】冷却過程でｐ型層が水素にさらされないよ
うにする方法としては幾つか考えられる。例えば、一般
的に水素の拡散速度はｎ型層中では遅いことが知られて
いるので、成長の最終段階でｎ型層をキャップ層として
成長させて、冷却過程でｐ型層が水素にさらされないよ
うにすることにより、ｐ型層への水素の取り込まれを抑
制することが可能になる。これまでＧａＮ系材料を用い
た素子では、一般には最初にｎ型層、続いてｐ型層が形
成されており、成長の最終段階でｎ型層をキャップ層と
して成長させることは、実働する素子では行われていな
い。

【００３１】なお、通常、ＧａＮのｐ型層を得るために
はＭｇを添加するが、従来Ｍｇが低濃度の領域では濃度
及び濃度プロファイルの制御が著しく困難であるため、
ｐｎ接合の形成には固溶限界に近い濃度まで添加しなけ
ればならなかった。しかるに、このような高濃度のＭｇ
は、急速な拡散を起こすため、急峻な濃度プロファイル
は得られるが、結晶品質が著しく劣化してしまい、この
上に高品質のｎ型層は成長出来なかった。

【００３２】ところが、本発明者らの研究によれば、Ｍ
ｇは添加の方法により制御性よく添加することが可能で
あることがわかり、過剰の添加が必要なければ、結晶表
面に析出して表面を荒らすこともなくなるので、その上
に高品質層なｎ型層を成長させることも可能となる。更
に、ｐ型層の上にｎ型層を成長させることが可能になれ
ば、上述のように、ｐ型層への水素の取り込まれが減少
し、ｐ型ド−パントの活性化率が上がるので、本発明に
おいては、低抵抗のｐ型層の上に高品質のｎ型層を具備
する素子構造を実現出来る。

【００３３】具体的には、ｐ型層を成長させる前にバッ
ファ層にもＭｇを予め添加してからＭｇをド−プしたｐ
型ＧａＡｌＩｎＮ層を成長させ、その後、Ｓｉをド−プ
したｎ型ＧａＡｌＩｎＮ層を成長させる。これにより、
冷却過程でｐ型層が水素にさらされないため、低抵抗の
ｐ型ＧａＡｌＩｎＮ層の成長が可能となる。

【００３４】また、予め微量のＭｇ原料を供給しておく
ことにより、低濃度領域においても良好な制御性と急峻
な濃度変化を両立出来る。従って、Ｍｇ濃度を結晶欠陥
の発生を抑制出来る最大濃度の１／２以下に制御可能と
なるので、信頼性を損なうことなく、素子の高性能化を
図ることが可能である。更に、基板がｎ型の場合でも、
最終層にｎ型層を成長させ、冷却後にｎ型層を除去する
ことにより、低抵抗のｐ型層でｐｎ接合を形成すること
が可能である。

【００３５】以上説明した以外にも、低抵抗のｐ型層形
成の手法としては、成長終了後の冷却過程の工夫が考え
られる。成長層の品質を低下させる窒素原子の脱離は、
９００℃以下の温度では少なく、７００℃以下ではほぼ
無視出来る。一方、ｐ型層の抵抗を上昇させる水素原子
の侵入は、８００℃以下から始まり、７００℃以下では
顕著となる。従って、成長温度から、９００〜７００℃
程度の温度までアンモニア等の窒素含有雰囲気中で冷却
し、それ以下の温度では不活性ガス中で冷却することに
より、有害な窒素の離脱と水素の侵入とを同時に防止す
ることが可能である。

【００３６】この方法は、後処理により水素を離脱させ
る方法と異なり、成長結晶を高温時に不活性ガスにさら
す時間に制限がないため、短時間で急冷することが出
来、結晶品質の劣化を防止することが可能である。

【００３７】以上のように、成長終了後の冷却過程を、
水素を含まない雰囲気中で行うことにより、この冷却過
程における窒素の離脱と水素の侵入を同時に防ぐことが
出来、低抵抗で高品質のｐ型ＧａＩｎＡｌＮ層の成長が
可能となり、このことは、高輝度の短波長発光素子の実
現につながる。

【００３８】次に、本発明者らは、上述のような低抵抗
のｐ型層と電極とのコンタクト抵抗等を低減すべく鋭意
検討した結果、以下のような知見を得た。

【００３９】すなわち、ＧａＮは、従来、サファイヤ基
板の上に形成されており、サファイヤ基板は絶縁性であ
るため、サファイヤ基板の上にｎ型ＧａＮ層、ｐ型Ｇａ
Ｎ層の順に成長させ、一般的には比較的抵抗の低いｎ型
ＧａＮ層に露出面を形成し、ｎ型ＧａＮ層上及びｐ型Ｇ
ａＮ層上に電極を形成していた。しかし、前述のよう
に、低抵抗のｐ型ＧａＮ層を最上部に形成することが困
難であることを考慮すると、サファイヤ基板の上にｐ型
ＧａＮ層、ｎ型ＧａＮ層の順に成長させ、ｐ型ＧａＮ層
に露出面を形成し、ｐ型ＧａＮ層上及びｎ型ＧａＮ層上
に電極を形成することが考えられる。しかるに、ｐ型Ｇ
ａＮ層はｎ型ＧａＮ層よりはるかに抵抗が高いため、電
流がｐ型ＧａＮ層を膜面内方向に流れるこのような構造
では、電流がｐ型ＧａＮ層を流れる経路が長く、素子の
シリ−ズ抵抗が高くなり、高性能の素子を得ることが出
来ない。また、いずれも構造においてもｐ型ＧａＮは、
電極とのコンタクト抵抗が高く、この点でも難点があ
る。

【００４０】これに対し、本発明では、サファイヤ基板
の代わりにｐ型導電性基板を用い、このｐ型導電性基板
上にｐ型ＧａＮ層、ｎ型ＧａＮ層の順に成長させた素子
構造としたことにより、上述の問題をすべて解決するこ
とが出来る。すなわち、この素子構造によれば、ｎ型層
をキャップ層として有するｐ型層が比較的低抵抗である
うえ、単にｐ型導電性基板の裏面上及びｎ型ＧａＮ層上
に電極を形成するだけで、ｐ型層と電極とのコンタクト
抵抗の問題がｐ型導電性基板の介在によって解決され、
かつｐ型層で電流が膜厚方向に沿って流れるため、その
経路が短く、素子のシリ−ズ抵抗も抑えられ、ひいては
高輝度短波長発光素子の実現が可能となる。

【００４１】

【実施例】以下、本発明の種々の実施例について図面を
参照して説明する。

【００４２】図４は、本発明の一実施例に係る半導体レ
ーザの概略構成図である。３Ｃ−ＳｉＣ基板１上に、１
μｍの厚さのＧａＮバッファ層（アンドープ）２、１μ
ｍの厚さのｐ−ＧａＡｌＩｎＮからなるクラッド層３
（Ｍｇドープ、１×１０¹⁶〜１×１０¹⁹ｃｍ^-3たとえば
１×１０¹⁷ｃｍ^-3）、０．１μｍの厚さのアンドープＧ
ａＡｌＩｎＮからなる発光層４、及び１μｍの厚さのｎ
−ＧａＡｌＩｎＮからなるクラッド層５（アンドープあ
るいはＳｉドープ、１×１０¹⁶〜１×１０¹⁹ｃｍ^-3たと
えば１×１０¹⁷ｃｍ^-3）が順次形成されており、それに
よって半導体レーザが構成される。図中、参照符号６は
ＳｉＯ₂からなる電流阻止層、７，８は金属電極をそれ
ぞれ示す。

【００４３】この半導体レーザでは、最終のＧａＡｌＩ
ｎＮからなるクラッド層５をｎ型としているため、ｐ−
ＧａＡｌＩｎＮからなるクラッド層３への水素の取り込
みを防止することができ、低抵抗のｐ−ＧａＡｌＩｎＮ
からなるクラッド層３の形成が可能である。その結果、
高輝度短波長発光素子の実現が可能となる。

【００４４】また、ｐ型及びｎ型ＧａＡｌＩｎＮからな
るクラッド層３，５を１μｍの厚さに形成しているた
め、発光層４に電流を効率良く注入することが可能とな
り、発光効率の向上を図ることが出来る。

【００４５】次に、図４に示す半導体レーザを製造する
ために採用される結晶成長方法について説明する。図５
は、図４に示す半導体レーザを製造するために使用した
成長装置を示す概略構成図である。図５に示す成長装置
において、反応管１１内にはガス導入口１２から原料混
合ガスが導入される。そして、反応管１１内のガスはガ
ス排気口１３から排気される。反応管１１内には、カー
ボン製のサセプタ１４が配置されており、試料基板１５
はこのサセプタ１４上に載置される。また、サセプタ１
４は高周波コイル１６により誘導加熱される。

【００４６】まず、（１１１）面の出たＳｉＣ基板を試
料基板１５としてサセプタ１４上に載置する。ガス導入
管１２から高純度水素を毎分１リットルの流量で導入
し、反応管１１内の大気を置換する。次いで、ガス排気
口１３をロータリーポンプに接続して、反応管１１内を
排気して減圧にし、内部の圧力を２０−３００ｔｏｒｒ
の範囲に設定する。

【００４７】次いで、基板温度を４５０−９００℃に設
定した後、Ｎ原料としてのＮＨ₃ガスとともに、有機金
属Ａｌ化合物、有機金属Ｇａ化合物、及び有機金属Ｉｎ
化合物を導入し、結晶成長を行なう。なお、有機金属Ａ
ｌ化合物としては、例えばＡｌ（ＣＨ₃）₃またはＡｌ
（Ｃ₂Ｈ₅）₃、有機金属Ｇａ化合物としては、例えば
Ｇａ（ＣＨ₃）₃またはＧａ（Ｃ₂Ｈ₅）₃、有機金属
Ｉｎ化合物としては、例えばＩｎ（ＣＨ₃）₃又はＩｎ
（Ｃ₂Ｈ₅）₃、Ｎ原料としては、ＮＨ₃ガスの他に、
例えばＮ₂Ｈ₄、ＣＨ_{3 2}Ｎ₃、（ＣＨ₃）₂ＮＨ₂、
Ｃ₂Ｈ₅Ｎ₃を用いることが出来る。

【００４８】このとき、ドーピングを行う場合にはドー
ピング用原料も同時に導入する。ドーピング用原料とし
ては、ｎ型用としてＳｉＨ₄のようなＳｉ水素化物、Ｓ
ｉ（ＣＨ₃）₄のような有機金属Ｓｉ化合物、Ｈ₂Ｓｅ
のようなＳｅ水素化物、Ｓｅ（ＣＨ₃）₂のような有機
金属Ｓｅ化合物を用いることが出来る。また、ｐ型用と
してＣｐ₂Ｍｇ（シクロペンタジエニルマグネシウ
ム）、ＭＣｐ₂Ｍｇ（メチルシクロペンタジエニルマグ
ネシウム）、ｉ−ＰｒＣｐ₃Ｍｇ（イソプロピルシクロ
ペンタジエニルマグネシウム）のような有機金属Ｍｇ化
合物、Ｚｎ（ＣＨ₃）₂のような有機金属Ｚｎ化合物等
を使用することが出来る。

【００４９】具体的には、図４に示す半導体レーザの製
造には、原料としてＮＨ₃を１×１０^-3ｍｏｌ／ｍｉ
ｎ、Ｇａ（Ｃ₂Ｈ₅）₃を１×１０^-5ｍｏｌ／ｍｉｎ、
Ｉｎ（ＣＨ₃）₃を１×１０^-6ｍｏｌ／ｍｉｎ、Ａｌ
（ＣＨ₃）₃を１×１０^-6ｍｏｌ／ｍｉｎの流量で導入
して成長を行った。基板温度は７００℃、圧力は７５ｔ
ｏｒｒ、原料ガスの総流量は１リットル／ｍｉｎとし
た。ドーパントとしては、ｎ型ドーパントにＳｉ、ｐ型
ドーパントにＭｇを用いた。Ｓｉはシラン（ＳｉＨ₄）
を、Ｍｇはシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ₂
Ｍｇ）をそれぞれ原料ガスに混入することによりドープ
した。

【００５０】このようにして得られた半導体レーザウエ
ハをへき開して共振器長３００μｍのレーザ素子を構成
したところ、液体窒素温度でパルス幅１００μｓｅｃの
パルス動作で青色光レーザ発振が確認された。

【００５１】本実施例においては、バッファ層としてＧ
ａＮを用いたが、ｐ型ＧａＡｌＮ、又はｐ型ＧａＡｌＩ
ｎＮを成長させてもよい。

【００５２】図６は本発明の他の実施例に係るＬＥＤの
概略構成図である。３Ｃ−ＳｉＣ基板２１上にｐ−Ｇａ
Ｎバッファ層（１０μｍ）２２、ｐ−ＧａＩｎＡｌＮ層
（２μｍ）２３、ｎ−ＧａＩｎＡｌＮ（２μｍ）層２４
が順次形成されている。図中、参照符号２５，２６はい
ずれも金属電極を示す。

【００５３】図６に示すＬＥＤは、図５に示す成長装置
を用いて、図４に示す半導体レ−ザ装置を製造する場合
と同様にして製造することが出来る。

【００５４】図７は、この実施例によるＬＥＤチップ３
１を、レンズを兼ねた樹脂ケース３２に埋め込んだ状態
を示す。参照符号３３は内部リード、３４は外部リード
をそれぞれ示す。図５に示す樹脂ケースに埋め込まれた
ＬＥＤについて、約５ｍｃｄの青色発光が確認された。

【００５５】図８は、本発明の他の実施例に係る半導体
レーザの概略構成図である。３Ｃ−ＳｉＣ基板４１上に
ＧａＮバッファ層（アンドープ）４２が１μｍの厚さに
形成され、その上にｎ−ＧａＡｌＩｎＮからなるクラッ
ド層４３（アンドープあるいはＳｉドープ、１×１０¹⁶
〜１×１０¹⁹ｃｍ^-3例えば１×１０¹⁷ｃｍ^-3）が１μｍ
の厚さに形成され、その上にアンドープＧａＡｌＩｎＮ
からなる発光層４４が０．１μｍの厚さに形成され、更
にその上にｐ−ＧａＡｌＩｎＮからなるクラッド層４５
（Ｍｇドープ、１×１０¹⁶〜１×１０¹⁹ｃｍ^-3例えば１
×１０¹⁷ｃｍ^-3）が１μｍの厚さに形成されている。図
中、参照符号４６は、ＳｉＯ₂からなる電流阻止層、４
７，４８は金属電極をそれぞれ示す。

【００５６】この半導体レーザでは、ＧａＮバッファ層
を介して、クラッド層であるｐ型及びｎ型ＧａＡｌＩｎ
Ｎ層を１μｍの厚さに形成することが出来るので、発光
層に電流を効率良く注入することが可能となり、発光効
率の向上を図ることが出来る。なお、この半導体レー
ザでは、ｐ−ＧａＡｌＩｎＮ層の上にｎ型ＧａＡｌＩｎ
Ｎ層を形成し、冷却後、このｎ型層を除去することによ
り、ｐ−ＧａＡｌＩｎＮ層への水素の取り込みを防止す
ることができ、低抵抗のｐ−ＧａＡｌＩｎＮ層の形成が
可能である。その結果、高輝度短波長半導体レ−ザの実
現が可能となる。

【００５７】図９は、本発明の更に他の実施例に係る半
導体レーザの概略構成図である。（１１１）面の出た３
Ｃ−ＳｉＣ基板５１上にＧａＮバッファ層５２（アンド
ープ）が１μｍの厚さに形成され、その上にｐ−ＧａＡ
ｌＩｎＮからなるクラッド層５３（Ｍｇドープ、１×１
０¹⁶〜１×１０¹⁹ｃｍ^-3たとえば１×１０¹⁷ｃｍ^-3）が
１μｍの厚さに形成され、その上にアンドープＧａＡｌ
ＩｎＮからなる発光層５４が０．１μｍの厚さに形成さ
れ、その上にｎ−ＧａＡｌＩｎＮからなるクラッド層５
５（アンドープあるいはＳｉドープ、１×１０¹⁶〜１×
１０¹⁹ｃｍ^-3たとえば１×１０¹⁷ｃｍ^-3）が１μｍの厚
さに形成され、その上にｐ−ＧａＡｌＩｎＮからなる電
流阻止層５６、ｎ−ＧａＡｌＩｎＮからなるキャップ層
５７がそれぞれ形成されている。参照符号５８，５９は
金属電極を示す。

【００５８】この実施例に係る半導体レーザでは、３Ｃ
−ＳｉＣ基板の（１１１）面上にＧａＮバッファ層を形
成しているため、低転位で高品質のＧａＮを成長させる
ことが出来る。また、クラッド層であるｐ型及びｎ型Ｇ
ａＡｌＩｎＮ層を１μｍの厚さに形成したため、発光層
に電流を効率良く注入することが可能となり、発光効率
の向上を図ることが出来る。

【００５９】この実施例に係る半導体レーザを図５に示
す成長装置を用いて成長させる場合について、以下に説
明する。

【００６０】まず、（１１１）面の出た３Ｃ−ＳｉＣ基
板をサセプタ１４上に載置する。ガス導入管１２から高
純度水素を毎分１１導入し、反応管１１内の大気を置換
する。次いで、ガス排気口１３をロータリーポンプに接
続し、反応管１１内を減圧し、内部の圧力を２０−３０
０ｔｏｒｒの範囲に設定する。

【００６１】次いで基板温度を４５０−９００℃に低下
させた後、Ｈ₂ガスをＮＨ₃ガス、Ｎ₂Ｈ₄ガスあるい
はＮを含む有機化合物たとえば（ＣＨ₃）₂Ｎ₂Ｈ₂に
切り替えると共に、有機Ｇａ化合物たとえばＧａ（ＣＨ
₃）₃あるいはＧａ（Ｃ₂Ｈ₅）₃を導入して成長を行
う。同時に有機Ａｌ化合物たとえばＡｌ（ＣＨ₃）₃あ
るいはＡｌ（Ｃ₂Ｈ₅）₃、有機Ｉｎ化合物たとえばＩ
ｎ（ＣＨ₃）₃あるいはＩｎ（Ｃ₂Ｈ₅）₃を導入して
Ａｌ，Ｉｎの添加を行う。

【００６２】ドーピングを行う場合にはドーピング用原
料も同時に導入する。ドーピング用原料としてはｎ型用
としてＳｉ水素化物たとえばＳｉＨ₄あるいは有機Ｓｉ
化合物たとえばＳｉ（ＣＨ₃）₄、ｐ型用として有機Ｍ
ｇ化合物たとえば（Ｃ₅Ｈ₅）₂Ｍｇ、（Ｃ₆Ｈ₇）₂
Ｍｇあるいは有機Ｚｎ化合物たとえばＺｎ（ＣＨ₃）₂
等を使用する。

【００６３】具体的には、図９に示す半導体レ−ザの製
造には、原料としてＮＨ₃を１×１０^-3ｍｏｌ／ｍｉ
ｎ、Ｇａ（ＣＨ₃）₃を１×１０^-5ｍｏｌ／ｍｉｎ、Ａ
ｌ（ＣＨ₃）₃を１×１０^-6ｍｏｌ／ｍｉｎ、Ｉｎ（Ｃ
Ｈ₃）₃を１×１０^-6ｍｏｌ／ｍｉｎ導入して成長させ
る。基板温度は１０００℃、圧力７６ｔｏｒｒ、原料ガ
スの総流量は１ｌ／ｍｉｎとした。ドーパントは、ｎ型
ドーパントとしてＳｉ、ｐ型ドーパントとしてＭｇを用
いた。ドーパント用の原料として、Ｓｉ（ＣＨ₃）₄、
Ｃｐ₂Ｍｇを使用した。

【００６４】冷却時の水素の取り込まれを抑制する場合
には、８００℃ないし８５０℃の温度まではアンモニア
中で冷却し、その後、アルゴン中にて冷却した。

【００６５】図１０は、本発明の他の実施例に係る半導
体レ−ザの概略構成図である。（１１１）面の出た３Ｃ
−ＳｉＣ基板６１上にＧａＮバッファ層（アンドープ）
６２が１μｍの厚さに形成され、その上にｎ−ＧａＡｌ
ＩｎＮからなるクラッド層６３（アンドープあるいはＳ
ｉドープ、１×１０¹⁶〜１×１０¹⁹ｃｍ^-3たとえば１×
１０¹⁷ｃｍ^-3）が１μｍの厚さに形成され、その上にア
ンドープＧａＡｌＩｎＮからなる活性層６４が０．１μ
ｍの厚さに形成され、その上にｐ−ＧａＡｌＩｎＮから
なるクラッド層６５（Ｍｇドープ、１×１０¹⁶〜１×１
０¹⁹ｃｍ^-3たとえば１×１０¹⁷ｃｍ^-3）が１μｍの厚さ
に形成されている。図中、参照符号６６，６７は金属電
極を示す。

【００６６】この実施例に係る半導体レ−ザでは、３Ｃ
−ＳｉＣ基板上にＧａＮバッファ層を介して、クラッド
層であるｐ型及びｎ型ＧａＡｌＩｎＮ層を１μｍの厚さ
に形成したため、発光層に電流を効率良く注入すること
が可能となり、発光効率の向上を図ることが出来る。

【００６７】図１１は、本発明の他の実施例に係る半導
体レ−ザの概略構成図である。（１１１）面が出ている
３Ｃ−ＳｉＣ基板７１上に、ＧａＮバッファ層（アンド
ープ）７２が１μｍの厚さに形成され、その上にｐ−Ｇ
ａＡｌＩｎＮからなるクラッド層７３（Ｍｇドープ、１
×１０¹⁶〜１×１０¹⁹ｃｍ^-3たとえば１×１０¹⁷ｃ
ｍ^-3）が１μｍの厚さに形成され、その上にアンドープ
ＧａＡｌＩｎＮからなる発光層７４が０．１μｍの厚さ
に形成され、更にその上にｎ−ＧａＡｌＩｎＮからなる
クラッド層７５（アンドープあるいはＳｉドープ、１×
１０¹⁶〜１×１０¹⁹ｃｍ^-3たとえば１×１０¹⁷ｃｍ^-3）
が１μｍの厚さに形成されている。図中参照符号７６，
７７は金属電極を示す。

【００６８】この半導体レーザでは、最終のＧａＡｌＩ
ｎＮ層をｎ型としているため、ｐ−ＧａＡｌＩｎＮ層へ
の水素の取り込みを防止することができ、低抵抗のｐ−
ＧａＡｌＩｎＮ層の形成が可能である。その結果、高輝
度短波長半導体レ−ザの実現が可能となる。

【００６９】また、ＧａＮバッファ層を介して、クラッ
ド層であるｐ型及びｎ型ＧａＡｌＩｎＮ層を１μｍの厚
さに形成することが出来るので、発光層に電流を効率良
く注入することが可能となり、発光効率の向上を図るこ
とが出来る。

【００７０】図１２は本発明の他の実施例に係る半導体
レーザの概略構成図である。（１１１）面のＳｉ面の出
た３Ｃ−ＳｉＣ基板８１上に、１μｍの厚さのｎ−Ｇａ
ＡｌＩｎＮバッファ層８２、１．５μｍの厚さのｎ−Ｇ
ａＡｌＩｎＮからなるクラッド層８３、０．１μｍの厚
さのアンドープＧａＡｌＩｎＮからなる発光層８４、
１．５μｍの厚さのｐ−ＧａＡｌＩｎＮからなるクラッ
ド層８５が形成され、その上にｎ−ＧａＡｌＩｎＮから
なる電流阻止層８６、ｐ−ＧａＡｌＩｎＮからなるコン
タクト層８７が形成されている。図中、参照符号８８，
８９はいずれも金属電極を示す。

【００７１】この実施例に係る半導体レーザでは、３Ｃ
−ＳｉＣ基板の（１１１）面にｎ−ＧａＡｌＩｎＮバッ
ファ層が形成しているため、低転位で高品質のＧａＡｌ
ＩｎＮバッファ層を成長させることが出来る。また、ク
ラッド層であるｐ型及びｎ型ＧａＡｌＩｎＮ層を１．５
μｍの厚さに形成したため、発光層に電流を効率良く注
入することが可能となり、発光効率の向上を図ることが
出来る。現に得られたウエハをＸ線回折により評価した
ところ、結晶欠陥が飛躍的に減少していることが確認さ
れ、高輝度短波長発光素子の実現が期待できることがわ
かった。

【００７２】図１３は本発明の他の実施例に係る半導体
レーザの概略構成図である。本実施例においては、エピ
タキシャル成長層の極性を揃えるため、Ｓｉ面が成長面
に出た６Ｈ−ＳｉＣ基板を用いた。６Ｈ−ＳｉＣ基板９
１上に、１μｍの厚さのＧａＮバッファ層（アンドー
プ）９２が形成され、その上に１μｍの厚さのｎ−Ｇａ
ＡｌＩｎＮからなるクラッド層９３（Ｓｉドープ）が形
成され、その上に０．１μｍの厚さのアンドープＧａＡ
ｌＩｎＮからなる発光層９４が形成され、更にその上に
１μｍの厚さのｐ−ＧａＡｌＩｎＮからなるクラッド層
９５（Ｍｇドープ）が形成されている。図中、参照符号
９６は、ｎ−ＧａＡｌＩｎＮからなる電流阻止層、９
７，９８は金属電極をそれぞれ示す。

【００７３】この半導体レーザでは、ｐ−クラッド層９
５の上にｎ−電流阻止層９６が形成され、ｐ−クラッド
層９５への水素の取り込みを防止している。

【００７４】図１４は、本発明の他の実施例に係る半導
体レ−ザの概略構成図である。Ｓｉ面が出た６Ｈ−Ｓｉ
Ｃ基板１０１上にＧａＮバッファ層（アンドープ）１０
２が１μｍの厚さに形成され、その上にｎ−ＧａＡｌＩ
ｎＮからなるクラッド層１０３（アンドープあるいはＳ
ｉドープ、１×１０¹⁶〜１×１０¹⁹ｃｍ^-3たとえば１×
１０¹⁷ｃｍ^-3）が１μｍの厚さに形成され、その上にア
ンドープＧａＡｌＩｎＮからなる発光層１０４が０．１
μｍの厚さに形成され、その上にｐ−ＧａＡｌＩｎＮか
らなるクラッド層１０５（Ｍｇドープ、１×１０¹⁶〜１
×１０¹⁹ｃｍ^-3たとえば１×１０¹⁷ｃｍ^-3）が１μｍの
厚さに形成されている。図中、参照符号１０６，１０７
は金属電極を示す。

【００７５】この実施例に係る半導体レ−ザでは、クラ
ッド層であるｐ型及びｎ型ＧａＡｌＩｎＮ層を１μｍの
厚さに形成したため、発光層に電流を効率良く注入する
ことが可能となり、発光効率の向上を図ることが出来
る。

【００７６】また、前記実施例では、６Ｈ−ＳｉＣ基板
を用いてエピタキシャル層の極性の制御を行なったが、
サファイア基板等の別の基板を用いてもよく、その例を
図１５、１６、１７に示す。なお、これらの実施例にお
いては、いずれも結晶の極性をＲＢＳで確認した。

【００７７】図１５は、サファイア基板を用いた実施例
に係る半導体レーザの概略構成図である。サファイア基
板１１１上に、ＡｌＮバッファ層１１２を６５０℃の成
長温度で形成し、その上にｐ−ＧａＡｌＩｎＮからなる
コンタクト層１１３、ｐ−ＩｎＧａＡｌＩｎＮからなる
クラッド層１１４、ＧａＡｌＩｎＮからなる発光層１１
５、ｎ−ＧａＡｌＩｎＮからなるクラッド層１１６が順
次形成されており、半導体レーザが構成される。図中、
参照符号１１７は、ＳｉＯ₂からなる電流阻止層、１１
８，１１９は金属電極をそれぞれ示す。

【００７８】この半導体レーザでは、ｐ−クラッド層１
１４の上方にｎ−クラッド層１１６が形成され、ｐ−ク
ラッド層１１４への水素の取り込みを防止している。

【００７９】図１６は、サファイア基板を用いた他の実
施例に係る半導体レーザの概略構成図である。サファイ
ア基板１２１上に、ＡｌＮバッファ層１２２が６５０℃
の成長温度で形成され、その上にｐ−ＩｎＧａＡｌＮか
らなるコンタクト層１２３、ｐ−ＩｎＧａＡｌＮからな
るクラッド層１２４、ＩｎＧａＡｌＮからなる発光層１
２５、ｎ−ＩｎＧａＡｌＮからなるクラッド層１２６が
順次形成されており、半導体レーザが構成される。図
中、参照符号１２７，１２８は金属電極をそれぞれ示
す。

【００８０】この半導体レーザでは、ｐ−ＩｎＧａＡｌ
Ｎ層１２４の上方にｎ−ＩｎＧａＡｌＮ１２６層が形成
され、ｐ−ＩｎＧａＡｌＮ層１２４への水素の取り込み
を防止している。

【００８１】図１７は、サファイア基板を用いた更に他
の実施例に係る半導体レーザの概略構成図である。サフ
ァイア基板１３１上に、ｎ−ＧａＡｌＩｎＮバッファ層
１３２を形成し、その上にｎ−ＧａＡｌＩｎＮからなる
クラッド層１３３、アンド−プＧａＡｌＩｎＮからなる
発光層１３４、ｐ−ＧａＡｌＩｎＮからなるクラッド層
１３５が順次形成され、その上にｎ−ＧａＡｌＩｎＮか
らなる電流素子層１３６、ｐ−ＧａＡｌＩｎＮからなる
コンタクト層１３７が形成され、半導体レーザが構成さ
れる。図中、参照符号１３８，１３９は金属電極をそれ
ぞれ示す。

【００８２】この半導体レ−ザは、図５に示す装置を用
いて、図４に示す実施例と同様にして製造した。得られ
た半導体レーザをＸ線回折により評価したところ、結晶
欠陥が飛躍的に減少していることが確認され、高輝度短
波長発光素子の実現が期待出来ることがわかった。

【００８３】図１８は、本発明の他の実施例に係る半導
体レーザの概略構成図である。ｐ−ＳｉＣ基板１５１上
に、ｐ−ＧａＡｌＩｎＮバッファ層１５２が形成され、
その上にｐ−ＧａＡｌＩｎＮクラッド層１５３が形成さ
れ、その上にアンドープＧａＡｌＩｎＮ発光層１５４が
形成され、更にその上に、１μｍの厚さのｎ−ＧａＡｌ
ＩｎＮクラッド層１５５が形成されている。図中、参照
符号１５６は、ＳｉＯ₂からなる電流阻止層、１５７，
１５８は金属電極をそれぞれ示す。

【００８４】この半導体レーザでは、基板としてｐ−Ｓ
ｉＣ基板を用い、ｐ型電極をｐ型導電性基板を介して接
続しているため、コンタクト抵抗及びシリ−ズ抵抗を大
幅に減少させることが出来、高輝度短波長発光素子の実
現が期待出来る。

【００８５】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によると、
ＧａＡｌＩｎＮ層を立方晶ＳｉＣ基板の（１１１）面に
成長することにより、基板と成長層の熱膨張係数の違い
に起因して発生する転位や歪が飛躍的に減少し、低欠陥
のＧａＡｌＩｎＮ層の成長が可能となり、半導体素子の
高性能化を図ることが出来、例えば、高輝度短波長発光
素子の実現が可能となる。

【００８６】また、基板上に形成される層の極性を制御
し、Ｖ型元素が主体となるＢ面、すなわちＮ面が基板と
対向するように選択的に結晶成長させているので、転位
や歪みが飛躍的に減少し、低欠陥のＧａ_xＡｌ_yＩｎ
_1-x-yＮ結晶の成長が可能となる。その結果、例えば、
キャリアの閉じ込めに十分なほどに厚いクラッド層を成
長することが可能となるので、ｐｎ接合を有する半導体
素子の高性能化を図ることが出来、高輝度短波長半導体
発光素子の実現が可能となる。

【００８７】更に、ｐ型層を成長した後にｎ型層を成長
してキャップし、冷却過程でｐ型層が水素にさらされな
いようにしてｐ型層への水素の取り込まれを抑制するこ
とにより、ｐ型ドーパントの活性化率を上げ、低抵抗の
ｐ型層の作成が可能となる。しかも、基板としてｐ型導
電性基板を用いることにより、コンタクト抵抗及びシリ
−ズ抵抗を大幅に減少させることが出来、それによって
高輝度短波長半導体発光素子の実現が可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＧａＮと３Ｃ−ＳｉＣの温度に対する格子定
数の変化を示す特性図。

【図２】ＳｉＣ基板表面のＳｉ面とＣ面とをそれぞれ
を示す模式図

【図３】サファイヤ基板上に結晶成長した面方位の異
なるＧａＮ層をそれぞれ示す模式図。

【図４】本発明の一実施例に係る半導体レーザの概略
を示す断面図。

【図５】図４に示す半導体レーザを製造するために使
用した成長装置の構成を概略的に示す図。

【図６】本発明の他の実施例に係るＬＥＤの構成を概
略的に示す断面図。

【図７】ＬＥＤチップを樹脂ケースに埋め込んだ状態
を示す断面図。

【図８】本発明の他の実施例に係る半導体レーザの構
成を概略的に示す断面図。

【図９】本発明の更に他の実施例に係る半導体レーザ
の構成を概略的に示す断面図。

【図１０】本発明の他の実施例に係る半導体レーザの
構成を概略的に示す断面図。

【図１１】本発明の他の実施例に係る半導体レーザの
構成を概略的に示す断面図。

【図１２】本発明の他の実施例に係る半導体レーザの
構成を概略的に示す断面図。

【図１３】本発明の他の実施例に係る半導体レーザの
構成を概略的に示す断面図。

【図１４】本発明の他の実施例に係る半導体レーザの
構成を概略的に示す断面図。

【図１５】本発明の他の実施例に係る半導体レーザの
構成を概略的に示す断面図。

【図１６】本発明の他の実施例に係る半導体レーザの
構成を概略的に示す断面図。

【図１７】本発明の他の実施例に係る半導体レーザの
構成を概略的に示す断面図。

【図１８】本発明の他の実施例に係る半導体レーザの
構成を概略的に示す断面図。

【符号の説明】

１…３Ｃ−ＳｉＣ基板２…ＧａＮバッファ層３…クラッド層４…発光層５…クラッド層６…電流阻止層７，８…金属電極

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献特開平２−177577（ＪＰ，Ａ) 特開平４−223330（ＪＰ，Ａ) 特開平４−267376（ＪＰ，Ａ) 特開平４−242985（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−228776（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) H01L 33/00 H01S 5/00 - 5/50

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】基板と、この基板上に形成されたｐ型Ｇａ
_ｘＡｌ_ｙＩｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ（０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）
層とを具備し、前記ｐ型Ｇａ_ｘＡｌ_ｙＩｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ
層の前記基板と対向する結晶面がＮ面であることを特徴
とする化合物半導体素子。
【請求項２】前記基板はＳｉＣからなることを特徴とす
る請求項１に記載の化合物半導体素子。
【請求項３】前記基板の、前記前記Ｇａ_ｘＡｌ_ｙＩｎ
_{１−ｘ−ｙ}Ｎ層が形成される面はＳｉ面であることを特
徴とする請求項２に記載の化合物半導体素子。
【請求項４】前記基板は、サファイヤからなり、前記基
板と前記ｐ型Ｇａ_ｘＡｌ_ｙＩｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ層との間
に、単結晶のＧａ_ｘＡｌ_ｙＩｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｎからなるバ
ッファ層が形成されたことを特徴とする請求項１に記載
の化合物半導体素子。
【請求項５】ｐ型導電性基板と、このｐ型導電性基板上
に形成されたｐ型Ｇａ_ｘＡｌ_ｙＩｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ（０≦
ｘ≦１、０≦ｙ≦１）層と、このｐ型Ｇａ_ｘＡｌ_ｙＩｎ
_{１−ｘ−ｙ}Ｎ（０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）層上に形成さ
れたｎ型Ｇａ_ｘＡｌ_ｙＩｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ（０≦ｘ≦１、
０≦ｙ≦１）層とを具備することを特徴とする化合物半
導体素子。
【請求項６】前記ｐ型導電性基板は、ｐ型ＳｉＣからな
ることを特徴とする請求項５に記載の化合物半導体素
子。
【請求項７】前記ｐ型導電性基板の前記Ｇａ_ｘＡｌ_ｙＩ
ｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ層とは反対側の面上及びｎ型Ｇａ_ｘＡｌ
_ｙＩｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ層上に一対の電極が形成されている
ことを特徴とする請求項５に記載の化合物半導体素子。