JP4285968B2

JP4285968B2 - Gallium nitride semiconductor light emitting device

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Publication number: JP4285968B2
Application number: JP2002300717A
Authority: JP
Inventors: 裕一毛利
Original assignee: Sharp Corp
Current assignee: Sharp Corp
Priority date: 2002-10-15
Filing date: 2002-10-15
Publication date: 2009-06-24
Anticipated expiration: 2022-10-15
Also published as: JP2004140020A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、紫外光から可視光領域で発光可能な窒化ガリウム系半導体発光素子に関し、特にその発光素子の発光効率、信頼性および製造歩留まりの改善に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
窒化ガリウム系半導体は、可視ＬＥＤ(発光ダイオード）用や近紫外光レーザ素子用の半導体材料として用いられている。これらの発光素子はコンタクト層としてのＧａＮ層、発光層としてのＩｎＧａＮ層、キャリアや光の閉じ込め層としてのＡｌＧａＮ層などを含んでおり、これらの半導体層を結晶成長により積層するための基板としてサファイア基板やＧａＮ基板が用いられている。
【０００３】
これら複数の異なる化合物半導体層を含む積層構造においては、各層の格子定数や熱膨張係数が互いに異なるので、格子歪みを内包しやすい。特に、ＡｌＧａＮ層を積層する際にＧａＮ層との格子定数差に起因してＡｌＧａＮ層中に引張り歪みが生じるが、この引張り歪みが原因と考えられる結晶性の劣化やウエハ亀裂が発生する場合がある。このような亀裂または歪みに起因する半導体積層構造における結晶性の劣化は、発光素子の信頼性や発光効率に悪影響を与える。
【０００４】
亀裂の発生の問題に関しては、例えば特許文献１の特開２０００−２９９４９７号公報に示されているように、ＡｌＧａＮクラッド層の下部に亀裂防止のためのＩｎＧａＮ層またはＡｌＧａＮ層を導入することで結晶成長時の亀裂発生低減が図られてきた。
【０００５】
【特許文献１】
特開２０００−２９９４９７号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、この方法によればある程度はウエハの亀裂や反りの発生を軽減し得るものの、たとえ結晶成長直後のウエハに亀裂がない場合でも、その後のエッチング、劈開、チップ分割、ワイヤボンディングなどの素子化加工工程において亀裂が発生することがある。これは、素子化加工工程でウエハに加わる様々な応力が原因となって、ウエハ内部の歪エネルギーが増加したことにより亀裂が発生するものであり、素子特性の劣化や信頼性の低下を招く。また、活性層におけるキャリアおよび光の閉じ込めをさらに改善するためにＡｌＧａＮクラッド層を厚くしまたはＡｌ組成比を大きくすれば、歪みに起因する結晶欠陥が増加してＡｌＧａＮ層の結晶性が劣化し、その上部に形成される活性層にも悪影響を与えて発光効率の低下などの特性劣化を引き起こす。
【０００７】
さらに、亀裂や歪による結晶性の劣化の発生領域はウエハ上で不規則に存在し、ウエハから分割される素子毎の特性のばらつきの原因となる。また、半導体積層構造に内包される歪によって生じるウエハの反りは、素子化加工工程においてプロセスの均一性を低下させ、素子毎の特性ばらつきの原因となる。これらの特性ばらつきは、ひどい場合には素子の製造歩留りの低下を引き起こす。
【０００８】
以上のような従来技術における状況に鑑み、本発明は、窒化ガリウム系半導体発光素子の発光効率、信頼性および製造歩留まりを改善することを目的としている。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明によれば、ＧａＮ基板上において、窒化物半導体からなる発光層とＡｌ_xＧａ_1-xＮ（ｘ≧０）層とを含む積層体が形成されてなる窒化ガリウム系半導体発光素子において、その基板と積層体との間に、部分的領域に形成された亀裂制御領域を含み、亀裂制御領域はＡｌ_yＧａ_1-yＮ（０≦ｙ≦０．３）層からなり、かつ３×１０¹⁸ｃｍ^-3以上３×１０²⁰ｃｍ^-3以下の濃度範囲内の不純物を含み、亀裂制御領域の幅が５０μｍ以上２００μｍ以下であって間隔が５０μｍ以上３００μｍ以下であり、亀裂制御領域の上方領域と亀裂制御領域以外の上方領域とのいずれか一方において亀裂の発生が集中しており、発光層のうちで電流が流れて発光する発光領域は亀裂の発生が集中していない領域内に形成されていることを特徴としている。
【００１０】
なお、基板と亀裂制御領域との間に、さらにＡｌＧａＮ層が含まれていてもよい。亀裂制御領域のＡｌ組成比は、その上または下に接するいずれの層のＡｌ組成比と比べてもそれ以上であることが好ましい。亀裂制御領域の不純物としては、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｇｅ、およびＩｎのいずれかを含み得る。亀裂制御領域のＳｉの濃度は、その上方に積層されるいずれのＡｌＧａＮ層のＳｉ濃度と比べてもその３倍以上であることが好ましい。発光素子はリッジ構造を含むレーザ素子であり得て、そのリッジ構造は発光領域に形成されていることが好ましい。基板としては、ＧａＮ基板、または窒化物半導体以外の異種基板上にＧａＮ層が成長されている擬似ＧａＮ基板が用いられ得る。
【００１１】
【発明の実施の形態】
［実施形態１］
図１において、本発明の実施形態１による窒化ガリウム系半導体レーザ素子が模式的な断面図で示されている。このレーザ素子においては、ｎ型ＧａＮ基板１上にＳｉを濃度３×１０¹⁹ｃｍ^-3で添加したＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎからなる亀裂制御領域２が形成され、さらにＳｉを濃度２×１０¹⁸ｃｍ^-3で添加したＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎからなる厚さ約１μｍのｎ型クラッド層３、厚さ約１００ｎｍのＳｉドープＧａＮからなるｎ型ガイド層４、ＩｎＧａＮ（井戸層）／ＧａＮ（障壁層）多重量子井戸構造からなる発光層５、厚さ約１００ｎｍのＭｇドープＧａＮからなるｐ型ガイド層６、厚さ約５００ｎｍのＭｇドープＡｌＧａＮからなるｐ型クラッド層７、および厚さ約１００ｎｍのＭｇドープＧａＮからなるｐ型コンタクト層８が順次積層されている。
【００１２】
図１に示された化合物半導体積層構造において、亀裂制御領域２の形成方法が図２を参照して説明される。本実施形態１における複数の半導体層の結晶成長は、ＴＭＧ(トリメチルガリウム）、ＴＭＡ（トリメチルアルミニュウム）、ＴＭＩ（トリメチルインジウム）、アンモニア、シラン、Ｃｐ₂Ｍｇなどを利用するＭＯＣＶＤ（有機金属気相成長）法により行なわれる。
【００１３】
まず図２（ａ）において、ＧａＮ基板１上にストライプ状のフォトマスク（図示せず）を形成し、スパッタ装置によりストライプ幅２００μｍでストライプ間隔３００μｍにパターン化されたＳｉＯ₂膜２１を形成する。
【００１４】
図２（ｂ）において、ＳｉＯ₂膜２１の形成されたウエハを結晶成長装置の反応炉内に置き、Ｓｉを濃度３×１０¹⁹ｃｍ^-3で添加したＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層２を厚さ０．２μｍに成長させる。このときＡｌＧａＮ層２はＳｉＯ₂膜２１上には成長しないので、ストライプ状（ストライプ幅３００μｍ、ストライプ間隔２００μｍ）に形成される。
【００１５】
図２（ｃ）において、ストライプ状ＳｉＯ₂膜２１を除去することによって、ストライプ状にパターン化されたＳｉドープＡｌＧａＮ層（亀裂制御領域）２が得られる。本願明細書においては、このようにＡｌＧａＮクラッド層と基板との間またはＡｌＧａＮ層内で部分的に形成されたＡｌＧａＮからなりかつＳｉが高濃度に添加された領域を亀裂制御領域と称する。
【００１６】
図２（ｄ）において、再びウエハを反応炉内にセットし、Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層３を成長させる。このとき、ウエハ表面は平坦化されていなくてもよい。このｎ型クラッド層３上に、ｎ型ガイド層、発光層、ｐ型ガイド層、ｐ型クラッド層、およびｐ型コンタクト層を順次に積層してレーザ構造ウエハを得る。
【００１７】
こうして得られた、レーザ構造ウエハの表面および断面を顕微鏡観察したところ、亀裂制御領域２のストライプパターンに対応して、亀裂制御領域上方において亀裂が密集しており（図２（ｅ）において斜線を施した部分）、亀裂制御領域２が形成されていない領域の上方では亀裂が観測されなかった。なお、図２（ｃ）の状態でウエハを顕微鏡観察したときにはウエハ上に亀裂の発生は観測されず、図２（ｅ）における亀裂はレーザ構造の結晶成長中または結晶成長後の冷却過程で発生したものと考えられる。
【００１８】
上記レーザ構造ウエハを素子化するための、素子化加工工程について説明する。フォトリソグラフィーとドライエッチング技術とを用いて、図１に示されているように幅約２μｍのストライプ状リッジ構造を形成するように、ｐ型コンタクト層８とｐ型クラッド層７とをエッチングする。続いて、リッジの側面とリッジ部以外のｐ型層表面にＳｉＯ₂絶縁膜９を形成する。ＳｉＯ₂絶縁膜９の作用によって、電流はリッジ部分のみを介して流れるように狭窄される。このＳｉＯ₂膜絶縁膜９とｐ型コンタクト層８の表面にｐ電極１０が形成され、基板裏面にｎ電極１１が形成される。素子駆動電流は、ｐ電極１０およびｎ電極１１から供給される。発光層５において、リッジ下部の電流経路となる部分が発光領域となる。
【００１９】
図１におけるリッジ構造は、図２（ｅ）において亀裂が観測されなかった領域に形成され得る。すなわち、発光層５において発光領域は亀裂発生の無い領域に形成されることとなる。こうして、その発光領域は歪みに起因する結晶欠陥や亀裂の影響のない結晶性の良好な状態に保たれ得る。そして、レーザ構造ウエハから分割される全ての素子において発光領域の欠陥や亀裂を防止できるので、素子毎の特性ばらつきが少なく、信頼性と製造歩留まりが改善された発光素子を得ることができる。また、亀裂制御領域２の上方に集中して亀裂を発生させることによってウエハの反りが軽減されるため、フォトリソグラフィーやドライエッチング工程の加工精度のウエハ面内での均一性が向上する。このような加工精度の均一性向上は、特に素子毎のリッジ形状の均一化を図ることができ、素子歩留りを改善することが可能となる。
【００２０】
亀裂の発生には様々な原因が考えられるが、格子定数の異なる複数の化合物半導体層を積層することによる格子歪みが主要因であると考えられる。ＧａＮに比べてクラッド層材料であるＡｌＧａＮの格子定数が小さいので、ＧａＮ基板上に積層されたＡｌＧａＮ層は引張り歪みを受ける。そして、Ａｌ組成比や膜厚を増した場合に、ＡｌＧａＮ層に内包される歪エネルギーが亀裂発生の臨界値を越えた時に亀裂が発生すると考えられる。そこで、ＧａＮ基板上に様々な条件でＡｌＧａＮ膜を形成して亀裂発生の様子を調べたところ、亀裂発生の臨界膜厚とＳｉ濃度との間に、図３に示すような相関の有ることが分かった。
【００２１】
図３は、図２（ｃ）のようにパターン化されたＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ膜２に関して、Ｓｉの添加量と膜厚とを種々異ならせて成膜した場合の亀裂の発生状況を調べた結果を示している。このグラフの横軸はＳｉ濃度（ｃｍ^-3）を表わし、縦軸は膜厚（μｍ）を表わしている。そして、グラフ中の曲線の下側の膜厚および左側のＳｉ濃度の範囲内で亀裂の発生のないＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ膜２が得られたことを表わしている。すなわち、図３中の曲線は、Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ膜２に関して亀裂発生の臨界膜厚を表わしている。また、Ｓｉ添加量の増加に伴って臨界膜厚が減少していることから、Ｓｉ添加量が増大することにより亀裂が発生し易くなることが分かる。Ｓｉが添加されることによる臨界膜厚減少のメカニズムは、Ｓｉが添加されることによるＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ膜の脆性や弾性定数の変化が影響しているものと考えられる。
【００２２】
図２においては、ＧａＮ基板１の上面に接して亀裂制御領域２を形成しているが、基板１と亀裂制御領域２との間に、他の層として例えばＧａＮ層、ＩｎＧａＮ層、ＡｌＧａＮ層などが挟まれていてもよい。また、亀裂制御領域２の上面に接してＡｌＧａＮクラッド層３を形成しているが、亀裂制御領域２とＡｌＧａＮクラッド層３との間に、他の層として例えばＧａＮ層やＩｎＧａＮ層、ＡｌＧａＮ層などが挟まれていてもよい。
【００２３】
さらに、図４の模式的な断面図の斜線部に示されているように、亀裂制御領域として部分的に厚さの異なる高不純物濃度のＡｌＧａＮ層を利用することもできる。図４（ａ）では、高濃度にＳｉドープされたＡｌＧａＮ層２ａの表面を部分的にエッチング除去することによって部分的に膜厚の異なる領域を形成しており、膜厚の厚い部分（凸部）の上方においてウエハ中の亀裂が集中する。図４（ｂ）では、亀裂制御領域と隣接する下地層に凹凸を形成し、そのうえに高濃度にＳｉドープされたＡｌＧａＮ層２ｂを形成することによって部分的に膜厚の異なる領域を形成しており、ウエハ中の亀裂はＡｌＧａＮ層２ｂの膜厚の大きい部分の上方に集中する。
【００２４】
図４において部分的に膜厚の異なる領域を形成する方法は限定的なものではないが、図４に示した方法でも、ウエハ中の亀裂を選択的に発生させることができるので、発光領域を亀裂の無い領域に形成することができ、ひいては素子毎の特性ばらつきを少なくすることができて、素子の信頼性と製造歩留まりを改善することができる。また、亀裂制御領域となるＡｌＧａＮ層のＡｌ組成比は、その上下に積層される層のＡｌ組成比に等しいか大きくすることによって、亀裂発生の原因と考えられる格子定数差を大きくすることができ、このことは亀裂制御領域の上方で亀裂を発生し易くするので望ましい。
【００２５】
いずれの場合でも、亀裂制御領域は亀裂が発生しないぎりぎりの条件（図３の臨界膜厚に近い条件）で形成しておくことによって、結晶成長中の格子歪みや成長温度変化による熱歪みによってウエハ内部の歪エネルギーが増加した場合や、素子化プロセス中にウエハに過大な応力が加わった場合に、亀裂制御領域の上方で優先的に亀裂を発生させることができる。また、亀裂制御領域のＳｉ添加量は、その上方に積層されるＡｌＧａＮ層のＳｉ添加量の３倍以上とすることが望ましい。こうすることによって、亀裂制御領域の上方のみに亀裂を集中させることができる。亀裂の発生によりウエハ全体の歪エネルギーが緩和されるので、亀裂制御領域の形成されていない領域の上方は格子歪みに起因する結晶欠陥や亀裂の少ない状態に保たれ、ウエハの反りも減少する。
【００２６】
亀裂制御領域は、ストライプ状以外に、ドット状、格子状などのパターンであってもよい。亀裂制御領域の配置をチップ分割の際の分割領域と一致させておけば、亀裂が密集している領域でチップ分割することができ、かつ発光領域には亀裂のない素子を得ることができる。こうして、チップ分割した後の素子特性が良好でなかったという無駄を防止し、ウエハ一枚からとれる有用素子数を多くすることができる。なお、亀裂制御領域をストライプ状以外のパターンにした場合でも、亀裂発生の臨界膜厚は図３の曲線とほとんど変化しないことが確認されている。
【００２７】
亀裂制御領域のＡｌ組成比またはＳｉの添加量を大きくすることによって、亀裂を発生しやすくさせることができる。しかしながら、Ａｌ組成比がｙ＞０．３の場合でＳｉ濃度が３×１０²⁰ｃｍ^-3より大きい場合には、亀裂制御領域を形成する段階（図２（ｂ）の段階）で既に多数の亀裂が発生してしまうので効果的ではなく、格子歪みや熱歪みによってウエハ内部の歪みエネルギーが増加した場合に亀裂制御領域で優先的に亀裂を発生させるためにはｙ≦０．３かつＳｉ濃度３×１０²⁰ｃｍ^-3以下の範囲内にあることが望ましい。
【００２８】
図１に示した発光素子の構造は一例であって、これに限定されない。発光層５として多重量子井戸の例を示したが、単一量子井戸としてもよい。障壁層はＧａＮとしたが、Ｉｎを含むＩｎＧａＮ層としてもよい。また、量子井戸層のＩｎ組成比は、所望の発光波長を得るために適宜に変更され得る。また、障壁層と量子井戸層の少なくとも一方は、例えばＡｓやＰなどの他の元素を含んだ４元以上の混晶半導体であってもよい。この場合にも、混晶組成比は所望の発光波長を生じるるように適宜に変更され得る。多重量子井戸構造中のＩｎの再蒸発を防止するために、多重量子井戸構造５とｐ型ガイド層６との間にＡｌＧａＮからなる蒸発防止層を挿入してもよい。発光素子中に含まれる各化合物半導体層の混晶組成や膜厚は、所望の特性を得るために適宜に変更され得る。
【００２９】
基板１としてｎ型ＧａＮの例を示したが、ＳｉＣ、Ｓｉ、ＺｎＯ、スピネル、ＺｒＢ₂、ＧａＡｓ、サファイアなどの窒化ガリウム系半導体とは異なる基板上にＧａＮ膜が形成された擬似ＧａＮ基板を用いることもできる。さらに、選択成長法などを利用して低転位密度化された擬似ＧａＮ基板を用いてもよい。
【００３０】
なお、図２を参照して説明された亀裂制御領域の形成方法は一例であって、不純物が部分的な亀裂制御領域内に高濃度に存在し得るならば他のどんな方法が用いられてもよい。例えば、Ｓｉが高濃度添加されたＡｌＧａＮ層を基板の全面上に形成しておいて、その局所的領域が部分的にエッチング除去されてもよい。Ｓｉの添加方法としては、イオン注入法を用いてもよい。この場合には、ＡｌＧａＮ層上に金属マスクを形成して、そのマスクが形成されていない領域に選択的にイオン注入して亀裂制御領域とする方法や、一様にＳｉイオンを注入したＡｌＧａＮ層を部分的にエッチング除去することで亀裂制御領域を形成する方法を用いることができる。
【００３１】
［実施形態２］
実施形態１ではＳｉを高濃度添加したＡｌＧａＮ層からなる亀裂制御領域の例が示されたが、実施形態２ではＡｌＧａＮ亀裂制御領域にＭｇ、ＩｎまたはＧｅを添加した場合について説明する。これらの不純物を添加した場合にも、不純物添加量に応じて亀裂制御領域の臨界膜厚が変化するので、ウエハ中の亀裂の発生領域を制御することができる。
【００３２】
まず、亀裂制御領域の臨界膜厚の評価方法が、Ｍｇを添加した場合を例にして説明される。亀裂制御領域の構造としては、図２（ｃ）に示されているように、不純物としてＭｇが添加されたＡｌＧａＮ層がストライプ状に形成される。この構造において、ＡｌＧａＮ亀裂制御領域２の厚さとＭｇ添加量とを変化させて種々のウエハを作製し、そのウエハ表面を顕微鏡観察することにより亀裂の発生状況を調べた。こうして得られた結果が、図３に類似した図５のグラフに示されている。図５のグラフにおいて、Ｍｇを添加した場合の臨界膜厚の評価結果は曲線５１で示されており、曲線５１の下側の膜厚および左側のＭｇ濃度の範囲内で亀裂制御領域が形成された場合に亀裂が観測されなかったことを意味している。すなわち、曲線５１は不純物としてＭｇを添加されたＡｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ膜に関して臨界膜厚の不純物濃度依存性を表している。
【００３３】
同様にして、ＡｌＧａＮの亀裂制御領域に添加される不純物としてＩｎまたはＧｅを用いた場合についても、臨界膜厚と不純物濃度との関係が調べられた。図５において、曲線５２と５３は不純物としてそれぞれＧｅとＩｎを添加した場合について臨界膜厚の不純物濃度依存性を表わしており、各曲線の下側の膜厚および左側の不純物濃度範囲では亀裂が発生しなかったことを意味している。なお、曲線５０は図３中の曲線と同じであり、実施形態１において不純物としてＳｉを添加した場合の臨界膜厚の不純物濃度依存性を示している。
【００３４】
図５において、不純物としてＭｇを添加した場合（曲線５１）には、実施形態１のＳｉ不純物の場合と同様に、Ｍｇの添加量が増大すれば臨界膜厚が減少している。対照的に、ＧｅやＩｎの不純物を添加した場合（曲線５２、５３）には、添加量を増大させれば臨界膜厚も増大する傾向にある。このように、添加する不純物種に依存して臨界膜厚が増減したり、それぞれの不純物濃度に応じて臨界膜厚が変化する理由は、不純物添加によってＡｌＧａＮ層の脆性や弾性定数、格子定数が変化が変化していることが影響しているものと考えられる。
【００３５】
以下において、亀裂制御領域中の不純物としてそれぞれＭｇ、Ｇｅ、およびＩｎを用いた場合のレーザ構造ウエハの作製例について説明する。
【００３６】
不純物としてＭｇを添加したＡｌＧａＮ層により亀裂制御領域を形成するレーザ構造ウエハの作製方法の一例は、実施形態１で図２を参照して説明した方法に比べて、次のいくつかの異なる点を除いて同様である。それらの異なる点は、亀裂制御領域２の形成時に不純物としてＳｉの代わりにＭｇが添加されること、Ｍｇの添加量が３×１０¹⁹ｃｍ^-3であること、および亀裂制御領域２の厚さを０．３μｍにしていることである。
【００３７】
こうして得られたレーザ構造ウエハの表面および断面を顕微鏡観察したところ、亀裂制御領域２のストライプパターンに対応して、亀裂制御領域の上方において亀裂が密集しており（図２（ｅ）において斜線を施した部分）、亀裂制御領域が形成されていない領域の上方では亀裂が観察されなかった。これは、Ｓｉを添加した場合と同様に高濃度のＭｇが添加されることによって、亀裂制御領域において臨界膜厚が減少して亀裂が発生しやすくなっているからである。そして、複数の化合物半導体層の積層による格子歪みや熱歪みによってウエハ内部の歪みエネルギーが増加したときまたは素子化プロセスにおいて応力が加わった場合に、亀裂制御領域上方で優先的に亀裂の発生が起こるのである。したがって、Ｍｇを高濃度に添加した場合においても亀裂制御領域上方に亀裂を集中させることができ、亀裂発生の無い領域を選んで発光領域を形成することが可能となる。なお、Ｍｇを添加したＧａＮ層やＡｌＧａＮ層は高抵抗であるかｐ型となるため、亀裂制御領域２に不純物としてＭｇを添加した場合、電流経路は亀裂制御領域以外の領域に制限される。これにより発光領域をより狭い範囲にすることが可能となりレーザ発振の閾値電流を小さくできることが期待できる。
【００３８】
亀裂制御領域上方で優先的に亀裂を発生させるためには、Ａｌ組成比ｙ≦０．３でＭｇ濃度３×１０²⁰ｃｍ^-3以下にすることが必要である。Ａｌ組成比がｙ＞０．３の場合でＭｇ濃度が３×１０²⁰ｃｍ^-3より大きい場合には、亀裂制御領域を形成する段階（図２（ｂ）の段階）で多数の亀裂が発生してしまうので効果的ではない。
【００３９】
不純物としてＧｅを添加したＡｌＧａＮ層により亀裂制御領域を形成するレーザ構造ウエハの作製方法の一例も、実施形態１で図２を参照して説明した方法に比べて、次のいくつかの異なる点を除いて同様である。それらの異なる点は、亀裂制御領域２の形成時に不純物としてＳｉの代わりにＧｅが添加されること、図５の臨界膜厚の評価結果に鑑みてＧｅの添加量が３×１０¹⁸ｃｍ^-3にされること、および亀裂制御領域２の厚さを０．３μｍにすることである。なお、Ｇｅの原料としては、モノゲルマン（ＧｅＨ₄）が用いられ得る。
【００４０】
こうして得られたレーザ構造ウエハの表面および断面を顕微鏡観察したところ、亀裂制御領域２のストライプパターンに対応して、亀裂制御領域の上方（図２の斜線部）においては亀裂が観測されず、それ以外の部分（斜線を施していない部分）に亀裂が集中的に発生していた。これは、ＳｉやＭｇを高濃度添加した場合とは逆に、高濃度のＧｅが添加されることによって亀裂制御領域において臨界膜厚が増大して亀裂が発生しにくくなっているからである。そして、複数の化合物半導体層の積層による格子歪みや熱歪みによってウエハ内部の歪エネルギーが増加したときまたは素子化加工工程において応力が加わった場合に、亀裂制御領域以外の上方で優先的に亀裂の発生が起こるのである。よって、Ｇｅを高濃度に添加した場合においても亀裂制御領域外に亀裂を集中させることができ、亀裂発生の無い領域を選んで発光領域を形成することが可能となる。
【００４１】
不純物としてＩｎを添加したＡｌＧａＮ層により亀裂制御領域を形成するレーザ構造ウエハの作製方法の一例も、実施形態１で図２を参照して説明した方法に比べて、次のいくつかの異なる点を除いて同様である。それらの異なる点は、亀裂制御領域２の形成時に不純物としてＳｉの代わりにＩｎが添加されること、図５の臨界膜厚の評価結果に鑑みてＧｅの添加量が３×１０¹⁸ｃｍ^-3にされること、および亀裂制御領域２の厚さを０．３μｍにすることである。なお、Ｉｎの原料としては、トリメチルインジウムが用いられ得る。
【００４２】
こうして得られたレーザ構造ウエハの表面および断面を顕微鏡観察したところ、亀裂制御領域２のストライプパターンに対応して、亀裂制御領域の上方（図２の斜線部）においては亀裂が観測されず、それ以外の部分（斜線を施していない部分）に亀裂が集中的に発生していた。これは、ＳｉやＭｇを高濃度添加した場合とは逆に、高濃度のＩｎが添加されることによって亀裂制御領域では臨界膜厚が増大して亀裂が発生しにくくなっているからである。そして、複数の化合物半導体層の積層による格子歪みや熱歪みによってウエハ内部の歪エネルギーが増加したときまたは素子化加工工程において応力が加わった場合に、亀裂制御領域以外の上方で優先的に亀裂の発生が起こるのである。よって、Ｉｎを高濃度に添加した場合においても亀裂制御領域外に亀裂を集中させることができ、亀裂発生の無い領域に発光領域を形成することが可能となる。
【００４３】
Ｍｇ、Ｉｎ、およびＧｅをそれぞれ高濃度添加することによって亀裂発生領域を制御したレーザ構造ウエハを素子化するプロセスは実施形態１の場合に類似しており、リッジ構造は図２（ｅ）において亀裂が観測されなかった領域に形成される。これにより、リッジ下部に位置し電流注入される発光領域は、亀裂の無い領域に形成されることとなる。すなわち、不純物がＳｉやＭｇである場合にはＳｉやＭｇが高濃度添加された亀裂制御領域以外の領域の上方に発光領域を形成し、不純物がＧｅやＩｎである場合にはＧｅやＩｎが高濃度添加された亀裂制御領域の上方に発光領域を形成する。こうして、発光領域が歪に起因する結晶欠陥や亀裂の影響の無い領域に形成され得るので、発光素子の発光効率が改善されて信頼性が向上する。また、発光領域以外に集中して亀裂を発生させるので、ウエハに内包されていた歪エネルギーが緩和される。このことによって、ウエハの反りが軽減され、素子化プロセスにおいて加工精度の均一性が改善され、素子毎の特性ばらつきが低減されて素子歩留りが改善される。
【００４４】
［実施形態３］
実施形態３においては、図１のレーザ構造中で、発光層５がＧａＮ_0.97Ｐ_0.03（井戸層）／ＧａＮ（障壁層）多重量子井戸構造であり、ガイド層４がＳｉドープＡｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ、ｐ型ガイド層６がＭｇドープＡｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ、ｎ型クラッド層３がＳｉドープＡｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ、そしてｐ型クラッド層７がＭｇドープＡｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎである半導体レーザが作製される。
【００４５】
図６中の斜線で示すように、不純物Ｓｉが添加された亀裂制御領域２ｃは一辺５０μｍの正方形を間隔５０μｍで周期的に配置したパターンとされる。このように亀裂制御領域２ｃが形成されたウエハを用いてレーザ構造ウエハを作製し、その表面および断面を顕微鏡観察したところ、周期的に配置された正方形の亀裂制御領域の上方に亀裂が密集しており（図６において斜線を施した部分）、亀裂制御領域が形成されていない領域上では亀裂が観測されなかった。亀裂が観測されなかった領域にレーザ構造の発光領域が配置されるように素子化プロセスを行って素子の特性を評価したところ、全ての素子において発振波長が３７５ｎｍであり、レーザ発振開始時の電流密度は３ｋＡ／ｃｍ²、電圧は４．２Ｖであり、１万時間以上の推定寿命を示した。
【００４６】
本実施形態３で作製したレーザ構造においては、発光波長が短波長であるので、有効に発光層でのキャリアおよび光の閉じ込めを行なうためにはガイド層とクラッド層のＡｌ組成比が実施形態１に比べて大きくされる。このようにＡｌ組成比を高くする必要がある構造においては、亀裂制御領域を用いない場合、または亀裂防止の構造としてｎ型クラッド層と基板との間の全面にＩｎＧａＮやＡｌＧａＮからなる均一厚さの亀裂防止層を挿入する場合には、いたるところで不規則に亀裂が発生してしまうので、リッジ構造中に亀裂の存在しない素子を作製するのは困難となって歩留まりが悪くなる。これに対して、本実施形態３によれば、亀裂のない領域に発光領域を形成することができるので、発光領域が歪みに起因する結晶欠陥や亀裂の影響のない結晶性の良好な状態にされうる。よって、レーザ構造ウエハから分割される全ての素子で発光領域における欠陥や亀裂を防止できるので、素子毎の特性ばらつきが少なく、信頼性と素子歩留まりが改善された発光素子を得ることができる。
【００４７】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、高濃度に不純物添加されたＡｌＧａＮ層からなる亀裂制御領域を設けることによって、格子歪みに起因する亀裂の発生や結晶性の劣化を特定の領域に集中させることができる。これにより亀裂や結晶性劣化のない領域に発光領域を形成することが可能となり、発光素子の発光効率と信頼性が改善され得る。また、亀裂が発生しやすい領域を形成することによって、ウエハに内包される歪を緩和することができてウエハの反りが軽減されるので、素子化プロセスの均一性が向上して素子歩留まりが改善される。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の半導体レーザ素子を示す模式的断面図である。
【図２】本発明の半導体レーザ構造ウエハの作製工程を示す模式的斜視図である。
【図３】亀裂制御領域における亀裂発生の臨界膜厚とＳｉ添加量との関係を示すグラフである。
【図４】亀裂制御領域の断面形態例を示す模式的なウエハ断面図である。
【図５】亀裂制御領域における亀裂発生の臨界膜厚と不純物添加量との関係を示すグラフである。
【図６】本発明の実施形態３の半導体レーザ構造ウエハの亀裂制御領域の形成部を示す模式的平面図である。
【符号の説明】
１ｎ型ＧａＮ基板、２、２ａ、２ｂ、２ｃ亀裂制御領域、３ｎ型クラッド層、４ｎ型ガイド層、５発光層、６ｐ型ガイド層、７ｐ型クラッド層、８ｐ型コンタクト層、９ＳｉＯ₂、１０ｐ電極、１１ｎ電極、２１ＳｉＯ₂、２２亀裂制御領域の上方の領域。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a gallium nitride-based semiconductor light-emitting device capable of emitting light in the ultraviolet to visible light region, and more particularly to improvement in light emission efficiency, reliability, and manufacturing yield of the light-emitting device.
[0002]
[Prior art]
Gallium nitride semiconductors are used as semiconductor materials for visible LEDs (light emitting diodes) and near ultraviolet laser elements. These light-emitting elements include a GaN layer as a contact layer, an InGaN layer as a light-emitting layer, an AlGaN layer as a carrier and light confinement layer, and sapphire as a substrate for stacking these semiconductor layers by crystal growth. A substrate or a GaN substrate is used.
[0003]
In a laminated structure including a plurality of different compound semiconductor layers, the lattice constant and the thermal expansion coefficient of each layer are different from each other, so that lattice distortion is easily included. In particular, when an AlGaN layer is stacked, tensile strain occurs in the AlGaN layer due to a difference in lattice constant from the GaN layer. Crystalline degradation and wafer cracking that may be caused by this tensile strain may occur. is there. Such deterioration of crystallinity in the semiconductor multilayer structure due to cracks or distortion adversely affects the reliability and light emission efficiency of the light emitting element.
[0004]
Regarding the problem of crack generation, for example, as disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-299497 of Patent Document 1, a crystal is obtained by introducing an InGaN layer or an AlGaN layer for preventing cracks under the AlGaN cladding layer. Reducing cracking during growth has been attempted.
[0005]
[Patent Document 1]
JP 2000-299497 A
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, although this method can reduce the occurrence of cracks and warpage of the wafer to some extent, even if there is no crack in the wafer immediately after crystal growth, it can be used for subsequent etching, cleavage, chip division, wire bonding, etc. Cracks may occur in the processing process. This is because cracks are generated due to an increase in strain energy inside the wafer due to various stresses applied to the wafer in the device fabrication process, leading to degradation of device characteristics and reliability. In addition, if the AlGaN cladding layer is thickened or the Al composition ratio is increased in order to further improve the confinement of carriers and light in the active layer, crystal defects due to strain increase and the crystallinity of the AlGaN layer deteriorates. The active layer formed thereon is also adversely affected to cause deterioration of characteristics such as a decrease in luminous efficiency.
[0007]
Furthermore, the region where the crystallinity is deteriorated due to cracks and strains is irregularly present on the wafer, which causes variations in characteristics of each element divided from the wafer. Further, the warpage of the wafer caused by the strain included in the semiconductor multilayer structure reduces the process uniformity in the element fabrication process, and causes variations in characteristics of each element. These variability in characteristics cause a decrease in device manufacturing yield in severe cases.
[0008]
In view of the situation in the prior art as described above, an object of the present invention is to improve the light emission efficiency, reliability, and manufacturing yield of a gallium nitride based semiconductor light emitting device.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
According to the present invention, GaN On the substrate, a light emitting layer made of a nitride semiconductor and Al _x Ga _1-x N ( x ≧ 0 In the gallium nitride-based semiconductor light-emitting device in which a laminate including a layer is formed, a crack control region formed in a partial region is included between the substrate and the laminate, and the crack control region is made of Al. _y Ga _1-y N (0 ≦ y ≦ 0.3) layers and 3 × 10 ¹⁸ cm ^-3 3 × 10 or more ²⁰ cm ^-3 Contains impurities in the following concentration ranges: The width of the crack control region is 50 μm or more and 200 μm or less, and the interval is 50 μm or more and 300 μm or less, The generation of cracks is concentrated in either the upper region of the crack control region or the upper region other than the crack control region, and the generation of cracks is concentrated in the light emitting region that emits light when current flows in the light emitting layer. It is characterized by being formed in a non-existing region.
[0010]
An AlGaN layer may be further included between the substrate and the crack control region. The Al composition ratio in the crack control region is above or below it. Any of Al composition ratio of the layer Even compared to that The above is preferable. The impurity in the crack control region can include any of Si, Mg, Ge, and In. The Si concentration in the crack control region is stacked above it Any Si concentration of AlGaN layer Compared to that It is preferably 3 times or more. The light emitting element may be a laser element including a ridge structure, and the ridge structure is preferably formed in the light emitting region. As the substrate, a GaN substrate or a pseudo GaN substrate in which a GaN layer is grown on a different substrate other than a nitride semiconductor can be used.
[0011]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
[Embodiment 1]
In FIG. 1, a gallium nitride based semiconductor laser device according to Embodiment 1 of the present invention is shown in a schematic sectional view. In this laser element, the concentration of Si on the n-type GaN substrate 1 is 3 × 10. ¹⁹ cm ^-3 Al added in _0.1 Ga _0.9 A crack control region 2 made of N is formed, and Si is further added at a concentration of 2 × 10 ¹⁸ cm ^-3 Al added in _0.1 Ga _0.9 An n-type cladding layer 3 made of N having a thickness of about 1 μm, an n-type guide layer 4 made of Si-doped GaN having a thickness of about 100 nm, and a light-emitting layer 5 made of an InGaN (well layer) / GaN (barrier layer) multiple quantum well structure A p-type guide layer 6 made of Mg-doped GaN having a thickness of about 100 nm, a p-type cladding layer 7 made of Mg-doped AlGaN having a thickness of about 500 nm, and a p-type contact layer 8 made of Mg-doped GaN having a thickness of about 100 nm. They are sequentially stacked.
[0012]
In the compound semiconductor multilayer structure shown in FIG. 1, a method for forming the crack control region 2 will be described with reference to FIG. The crystal growth of the plurality of semiconductor layers in the first embodiment is performed by TMG (trimethyl gallium), TMA (trimethyl aluminum), TMI (trimethyl indium), ammonia, silane, Cp ₂ This is performed by MOCVD (metal organic chemical vapor deposition) using Mg or the like.
[0013]
First, in FIG. 2A, a striped photomask (not shown) is formed on the GaN substrate 1 and is patterned by a sputtering apparatus with a stripe width of 200 μm and a stripe interval of 300 μm. ₂ A film 21 is formed.
[0014]
In FIG. 2 (b), SiO ₂ The wafer on which the film 21 is formed is placed in a reaction furnace of a crystal growth apparatus, and Si has a concentration of 3 × 10. ¹⁹ cm ^-3 Al added in _0.1 Ga _0.9 The N layer 2 is grown to a thickness of 0.2 μm. At this time, the AlGaN layer 2 is made of SiO. ₂ Since it does not grow on the film 21, it is formed in a stripe shape (stripe width 300 μm, stripe interval 200 μm).
[0015]
In FIG. 2 (c), striped SiO ₂ By removing the film 21, a Si-doped AlGaN layer (crack control region) 2 patterned in a stripe shape is obtained. In the specification of the present application, a region made of AlGaN partially formed between the AlGaN cladding layer and the substrate or in the AlGaN layer and to which Si is added at a high concentration is referred to as a crack control region.
[0016]
In FIG. 2 (d), the wafer is set again in the reactor, and Al _0.1 Ga _0.9 The N clad layer 3 is grown. At this time, the wafer surface may not be planarized. On this n-type cladding layer 3, an n-type guide layer, a light emitting layer, a p-type guide layer, a p-type cladding layer, and a p-type contact layer are sequentially laminated to obtain a laser structure wafer.
[0017]
When the surface and cross section of the laser structure wafer thus obtained were observed with a microscope, cracks were densely above the crack control region corresponding to the stripe pattern of the crack control region 2 (the hatched lines in FIG. 2 (e)). No cracks were observed above the region where the crack control region 2 was not formed. When the wafer is observed with a microscope in the state of FIG. 2C, no crack is observed on the wafer, and the crack in FIG. 2E is generated during the crystal growth of the laser structure or during the cooling process after the crystal growth. It is thought that.
[0018]
The element processing step for converting the laser structure wafer into an element will be described. Using photolithography and dry etching techniques, the p-type contact layer 8 and the p-type cladding layer 7 are etched so as to form a stripe-shaped ridge structure having a width of about 2 μm as shown in FIG. Subsequently, SiO is formed on the side surface of the ridge and the p-type layer surface other than the ridge portion. ₂ An insulating film 9 is formed. SiO ₂ Due to the action of the insulating film 9, the current is constricted so as to flow only through the ridge portion. This SiO ₂ A p-electrode 10 is formed on the surfaces of the film insulating film 9 and the p-type contact layer 8, and an n-electrode 11 is formed on the back surface of the substrate. The element driving current is supplied from the p electrode 10 and the n electrode 11. In the light emitting layer 5, a portion that becomes a current path under the ridge is a light emitting region.
[0019]
The ridge structure in FIG. 1 can be formed in a region where no crack was observed in FIG. That is, the light emitting region in the light emitting layer 5 is formed in a region where no crack is generated. Thus, the light emitting region can be kept in a good crystallinity state free from the effects of crystal defects and cracks due to strain. In addition, since defects and cracks in the light emitting region can be prevented in all the elements divided from the laser structure wafer, it is possible to obtain a light emitting element with less characteristic variation for each element and improved reliability and manufacturing yield. Further, since the warpage of the wafer is reduced by concentrating above the crack control region 2 to generate a crack, the uniformity of the processing accuracy of the photolithography and dry etching processes within the wafer surface is improved. Such improvement in the uniformity of processing accuracy can make the ridge shape uniform for each element, and can improve the element yield.
[0020]
There are various causes for the occurrence of cracks, but it is thought that the main factor is lattice distortion caused by stacking a plurality of compound semiconductor layers having different lattice constants. Since the lattice constant of AlGaN, which is a cladding layer material, is smaller than that of GaN, the AlGaN layer stacked on the GaN substrate is subjected to tensile strain. When the Al composition ratio and the film thickness are increased, it is considered that a crack occurs when the strain energy contained in the AlGaN layer exceeds the critical value for crack generation. Therefore, when an AlGaN film was formed on the GaN substrate under various conditions and the state of crack generation was examined, there was a correlation as shown in FIG. 3 between the critical film thickness of crack generation and the Si concentration. I understood.
[0021]
FIG. 3 shows Al patterned as shown in FIG. _0.1 Ga _0.9 The N film 2 shows the result of investigating the occurrence of cracks in the case where the N film 2 is formed with different amounts of Si and different film thicknesses. The horizontal axis of this graph is the Si concentration (cm ^-3 The vertical axis represents the film thickness (μm). And there is no cracking within the range of the lower film thickness and Si concentration on the left side of the curve in the graph. _0.1 Ga _0.9 This shows that the N film 2 was obtained. That is, the curve in FIG. _0.1 Ga _0.9 The N film 2 represents the critical film thickness at which cracks occur. In addition, since the critical film thickness decreases as the Si addition amount increases, it can be seen that cracks are likely to occur as the Si addition amount increases. The mechanism of reduction of the critical film thickness due to the addition of Si is Al due to the addition of Si. _0.1 Ga _0.9 It is thought that the brittleness of the N film and the change in the elastic constant have an influence.
[0022]
In FIG. 2, the crack control region 2 is formed in contact with the upper surface of the GaN substrate 1, but other layers such as a GaN layer, an InGaN layer, an AlGaN layer, etc. are provided between the substrate 1 and the crack control region 2. May be sandwiched. Further, although the AlGaN cladding layer 3 is formed in contact with the upper surface of the crack control region 2, other layers such as a GaN layer, an InGaN layer, an AlGaN layer, etc. are provided between the crack control region 2 and the AlGaN cladding layer 3. May be sandwiched.
[0023]
Furthermore, as shown in the hatched portion of the schematic cross-sectional view of FIG. 4, a high impurity concentration AlGaN layer having a partially different thickness can be used as the crack control region. In FIG. 4A, regions having different thicknesses are formed by partially etching away the surface of the AlGaN layer 2a doped with Si at a high concentration. ) Cracks in the wafer are concentrated above. In FIG. 4 (b), regions having different thicknesses are formed by forming irregularities on the underlying layer adjacent to the crack control region and forming an AlGaN layer 2b doped with Si at a high concentration thereon. The cracks in the wafer are concentrated above the thick part of the AlGaN layer 2b.
[0024]
In FIG. 4, the method for forming regions having different thicknesses is not limited. However, the method shown in FIG. 4 can also selectively generate cracks in the wafer. It can be formed in a region free of cracks, and as a result, variations in characteristics among elements can be reduced, and the reliability and manufacturing yield of the elements can be improved. In addition, by making the Al composition ratio of the AlGaN layer that is the crack control region equal to or greater than the Al composition ratio of the layers stacked above and below, it is possible to increase the lattice constant difference that is considered to cause cracks. This is desirable because it facilitates cracking above the crack control region.
[0025]
In any case, the crack control region is formed under the condition that does not cause a crack (a condition close to the critical film thickness in FIG. 3), so that the wafer is caused by lattice strain during crystal growth and thermal strain due to growth temperature change. When the internal strain energy increases or when an excessive stress is applied to the wafer during the device fabrication process, cracks can be preferentially generated above the crack control region. Further, it is desirable that the Si addition amount in the crack control region is at least three times the Si addition amount of the AlGaN layer stacked thereabove. By doing so, cracks can be concentrated only above the crack control region. Since the strain energy of the entire wafer is relaxed by the generation of cracks, the upper part of the region where the crack control region is not formed is kept in a state where there are few crystal defects and cracks due to lattice strain, and the warpage of the wafer is also reduced.
[0026]
The crack control region may be a pattern such as a dot shape or a lattice shape in addition to the stripe shape. If the arrangement of the crack control region is matched with the divided region at the time of chip division, the chip can be divided in a region where cracks are dense, and an element having no crack in the light emitting region can be obtained. In this way, it is possible to prevent waste that the element characteristics after the chip division are not good, and to increase the number of useful elements that can be taken from one wafer. Note that even when the crack control region has a pattern other than the stripe shape, it has been confirmed that the critical film thickness for crack generation hardly changes from the curve in FIG.
[0027]
By increasing the Al composition ratio in the crack control region or the amount of Si added, cracks can be easily generated. However, when the Al composition ratio is y> 0.3, the Si concentration is 3 × 10. ²⁰ cm ^-3 If it is larger, a large number of cracks have already occurred at the stage of forming the crack control region (stage of FIG. 2 (b)), which is not effective. In order to generate cracks preferentially in the crack control region when increased, y ≦ 0.3 and Si concentration 3 × 10 ²⁰ cm ^-3 It is desirable to be within the following range.
[0028]
The structure of the light-emitting element illustrated in FIG. 1 is an example, and the present invention is not limited to this. Although the example of the multiple quantum well was shown as the light emitting layer 5, it is good also as a single quantum well. Although the barrier layer is GaN, it may be an InGaN layer containing In. Further, the In composition ratio of the quantum well layer can be appropriately changed in order to obtain a desired emission wavelength. Further, at least one of the barrier layer and the quantum well layer may be a quaternary or higher mixed crystal semiconductor containing other elements such as As and P, for example. Also in this case, the mixed crystal composition ratio can be appropriately changed so as to produce a desired emission wavelength. In order to prevent re-evaporation of In in the multiple quantum well structure, an evaporation preventing layer made of AlGaN may be inserted between the multiple quantum well structure 5 and the p-type guide layer 6. The mixed crystal composition and film thickness of each compound semiconductor layer included in the light emitting element can be appropriately changed in order to obtain desired characteristics.
[0029]
Although an example of n-type GaN is shown as the substrate 1, SiC, Si, ZnO, spinel, ZrB ₂ It is also possible to use a pseudo GaN substrate in which a GaN film is formed on a substrate different from a gallium nitride based semiconductor such as GaAs, sapphire or the like. Furthermore, a pseudo GaN substrate having a low dislocation density using a selective growth method or the like may be used.
[0030]
Note that the method of forming the crack control region described with reference to FIG. 2 is an example, and any other method may be used as long as impurities can be present in a high concentration in the partial crack control region. Good. For example, an AlGaN layer to which Si is added at a high concentration may be formed on the entire surface of the substrate, and the local region may be partially etched away. As a method for adding Si, an ion implantation method may be used. In this case, a method of forming a metal mask on the AlGaN layer and selectively implanting ions into a region where the mask is not formed to form a crack control region, or an AlGaN layer in which Si ions are uniformly implanted It is possible to use a method of forming a crack control region by partially removing the etching.
[0031]
[Embodiment 2]
In the first embodiment, an example of a crack control region made of an AlGaN layer to which Si is added at a high concentration is shown. In the second embodiment, a case where Mg, In, or Ge is added to the AlGaN crack control region will be described. Even when these impurities are added, the critical film thickness of the crack control region changes according to the amount of the impurity added, so that the crack generation region in the wafer can be controlled.
[0032]
First, a method for evaluating the critical film thickness in the crack control region will be described using a case where Mg is added as an example. As the structure of the crack control region, as shown in FIG. 2C, an AlGaN layer to which Mg is added as an impurity is formed in a stripe shape. In this structure, various wafers were produced by changing the thickness of the AlGaN crack control region 2 and the amount of Mg added, and the occurrence of cracks was examined by observing the wafer surface under a microscope. The results thus obtained are shown in the graph of FIG. 5 similar to FIG. In the graph of FIG. 5, the evaluation result of the critical film thickness when Mg is added is shown by a curve 51, and the crack control region is formed within the range of the film thickness on the lower side of the curve 51 and the Mg concentration on the left side. This means that no cracks were observed. That is, curve 51 shows Al with Mg added as an impurity. _0.1 Ga _0.9 It represents the impurity concentration dependence of the critical film thickness for the N film.
[0033]
Similarly, the relationship between the critical film thickness and the impurity concentration was also examined when In or Ge was used as the impurity added to the crack control region of AlGaN. In FIG. 5, curves 52 and 53 show the dependence of the critical film thickness on the impurity concentration when Ge and In are added as impurities, respectively, and cracks are observed in the lower film thickness and the impurity concentration range on the left side of each curve. It means that it did not occur. The curve 50 is the same as the curve in FIG. 3, and shows the impurity concentration dependence of the critical film thickness when Si is added as an impurity in the first embodiment.
[0034]
In FIG. 5, when Mg is added as an impurity (curve 51), as in the case of the Si impurity of the first embodiment, the critical film thickness decreases as the amount of Mg added increases. In contrast, when Ge or In impurities are added (curves 52 and 53), the critical film thickness tends to increase as the addition amount increases. As described above, the critical film thickness increases or decreases depending on the type of impurities to be added, or the critical film thickness changes depending on the impurity concentration, because the brittleness, elastic constant, and lattice constant of the AlGaN layer are increased by the addition of impurities. The change is considered to be affected.
[0035]
Hereinafter, an example of manufacturing a laser structure wafer in the case where Mg, Ge, and In are used as impurities in the crack control region will be described.
[0036]
An example of a manufacturing method of a laser structure wafer in which a crack control region is formed by an AlGaN layer to which Mg is added as an impurity is different from the method described with reference to FIG. It is the same except for this. The difference between them is that Mg is added instead of Si as an impurity when the crack control region 2 is formed, and the added amount of Mg is 3 × 10. ¹⁹ cm ^-3 And the thickness of the crack control region 2 is 0.3 μm.
[0037]
When the surface and cross section of the laser structure wafer thus obtained were observed with a microscope, cracks were densely located above the crack control region corresponding to the stripe pattern of the crack control region 2 (the hatched lines in FIG. 2 (e)). No cracks were observed above the region where the crack control region was not formed. This is because the addition of high-concentration Mg as in the case of adding Si makes it easier for cracks to occur because the critical film thickness decreases in the crack control region. Then, when the strain energy in the wafer increases due to lattice strain or thermal strain due to the lamination of a plurality of compound semiconductor layers, or when stress is applied in the device fabrication process, cracks are preferentially generated above the crack control region. It is. Therefore, even when Mg is added at a high concentration, cracks can be concentrated above the crack control region, and a light emitting region can be formed by selecting a region where no crack is generated. Since the GaN layer or AlGaN layer to which Mg is added has a high resistance or is p-type, when Mg is added as an impurity to the crack control region 2, the current path is limited to a region other than the crack control region. As a result, it is possible to make the emission region narrower, and it can be expected that the laser oscillation threshold current can be reduced.
[0038]
In order to generate cracks preferentially above the crack control region, the Mg composition is 3 × 10 at an Al composition ratio y ≦ 0.3. ²⁰ cm ^-3 It is necessary to: When the Al composition ratio is y> 0.3, the Mg concentration is 3 × 10 ²⁰ cm ^-3 If it is larger, a large number of cracks are generated at the stage of forming the crack control region (the stage of FIG. 2B), which is not effective.
[0039]
An example of a method for manufacturing a laser structure wafer in which a crack control region is formed by an AlGaN layer to which Ge is added as an impurity is also different from the method described with reference to FIG. It is the same except for this. The difference between them is that Ge is added instead of Si as an impurity when forming the crack control region 2, and the amount of Ge added is 3 × 10 in view of the evaluation result of the critical film thickness in FIG. ¹⁸ cm ^-3 And the thickness of the crack control region 2 is 0.3 μm. As a raw material of Ge, monogermane (GeH _Four ) Can be used.
[0040]
When the surface and cross section of the laser structure wafer thus obtained were observed with a microscope, no cracks were observed above the crack control region (shaded area in FIG. 2) corresponding to the stripe pattern of the crack control region 2. Cracks intensively occurred in the other parts (the parts not hatched). This is because, in contrast to the case where Si or Mg is added at a high concentration, the addition of a high concentration of Ge increases the critical film thickness in the crack control region, making it difficult for cracks to occur. When the strain energy inside the wafer increases due to lattice strain or thermal strain due to the stacking of multiple compound semiconductor layers, or when stress is applied during the device fabrication process, cracks are preferentially raised above the crack control region. Occurrence occurs. Therefore, even when Ge is added at a high concentration, cracks can be concentrated outside the crack control region, and a light emitting region can be formed by selecting a region where no crack is generated.
[0041]
An example of a manufacturing method of a laser structure wafer in which a crack control region is formed by an AlGaN layer to which In is added as an impurity is also different from the method described with reference to FIG. It is the same except for this. The difference between them is that In is added instead of Si as an impurity when the crack control region 2 is formed, and the addition amount of Ge is 3 × 10 in view of the evaluation result of the critical film thickness in FIG. ¹⁸ cm ^-3 And the thickness of the crack control region 2 is 0.3 μm. Note that trimethylindium can be used as a source of In.
[0042]
When the surface and cross section of the laser structure wafer thus obtained were observed with a microscope, no cracks were observed above the crack control region (shaded area in FIG. 2) corresponding to the stripe pattern of the crack control region 2. Cracks intensively occurred in the other parts (the parts not hatched). This is because, in contrast to the case where Si or Mg is added at a high concentration, the addition of a high concentration of In increases the critical film thickness in the crack control region, making it difficult for cracks to occur. When the strain energy inside the wafer increases due to lattice strain or thermal strain due to the stacking of multiple compound semiconductor layers, or when stress is applied during the device fabrication process, cracks are preferentially raised above the crack control region. Occurrence occurs. Therefore, even when In is added at a high concentration, cracks can be concentrated outside the crack control region, and a light emitting region can be formed in a region where no crack is generated.
[0043]
The process of forming a laser structure wafer in which crack generation regions are controlled by adding high concentrations of Mg, In, and Ge, respectively, is similar to that in the first embodiment, and the ridge structure is a crack in FIG. Is formed in a region where no was observed. As a result, a light emitting region located under the ridge and into which current is injected is formed in a region without a crack. That is, when the impurity is Si or Mg, a light emitting region is formed above the region other than the crack control region to which Si or Mg is added at a high concentration. When the impurity is Ge or In, Ge or In is formed. A light emitting region is formed above the crack control region added with a high concentration. Thus, since the light emitting region can be formed in a region free from the influence of crystal defects and cracks due to strain, the light emitting efficiency of the light emitting element is improved and the reliability is improved. In addition, since cracks are concentrated in areas other than the light emitting region, the strain energy contained in the wafer is alleviated. As a result, the warpage of the wafer is reduced, the uniformity of processing accuracy is improved in the element fabrication process, the characteristic variation for each element is reduced, and the element yield is improved.
[0044]
[Embodiment 3]
In Embodiment 3, in the laser structure of FIG. _0.97 P _0.03 (Well layer) / GaN (barrier layer) multiple quantum well structure, and the guide layer 4 is Si-doped Al _0.05 Ga _0.95 N, p-type guide layer 6 is Mg-doped Al _0.05 Ga _0.95 N, n-type cladding layer 3 is Si-doped Al _0.15 Ga _0.85 N and p-type cladding layer 7 is Mg-doped Al _0.15 Ga _0.85 A semiconductor laser of N is produced.
[0045]
As shown by the oblique lines in FIG. 6, the crack control region 2c to which the impurity Si is added has a pattern in which squares with sides of 50 μm are periodically arranged at intervals of 50 μm. A laser structure wafer is produced using the wafer in which the crack control region 2c is formed in this way, and the surface and cross section thereof are observed with a microscope. As a result, cracks are concentrated above the periodically arranged crack control regions. (The hatched portion in FIG. 6), and no crack was observed on the region where the crack control region was not formed. When the device characteristics were evaluated by performing the device fabrication process so that the light emitting region of the laser structure was arranged in the region where no crack was observed, the oscillation wavelength in all the devices was 375 nm, and the current at the start of laser oscillation Density is 3 kA / cm ² The voltage was 4.2 V, indicating an estimated life of 10,000 hours or more.
[0046]
In the laser structure manufactured in the third embodiment, since the emission wavelength is a short wavelength, the Al composition ratio of the guide layer and the clad layer is set to the first embodiment in order to effectively confine carriers and light in the light emitting layer. Bigger than that. In a structure in which the Al composition ratio needs to be increased in this way, when the crack control region is not used, or as a crack prevention structure, a uniform thickness composed of InGaN or AlGaN on the entire surface between the n-type cladding layer and the substrate. When the crack prevention layer is inserted, cracks occur irregularly everywhere, so that it is difficult to produce an element having no crack in the ridge structure, and the yield is deteriorated. On the other hand, according to the third embodiment, since the light emitting region can be formed in a region without a crack, the light emitting region has a good crystallinity state free from the effects of crystal defects and cracks due to distortion. Can be done. Therefore, since defects and cracks in the light emitting region can be prevented in all the elements divided from the laser structure wafer, a light emitting element with less characteristic variation for each element and improved reliability and element yield can be obtained.
[0047]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, by providing a crack control region composed of an AlGaN layer doped with a high concentration, the occurrence of cracks and crystallinity degradation due to lattice distortion are concentrated in a specific region. be able to. As a result, a light emitting region can be formed in a region free from cracks and crystallinity deterioration, and the light emission efficiency and reliability of the light emitting element can be improved. In addition, by forming a region where cracks are likely to occur, distortion contained in the wafer can be alleviated and the warpage of the wafer is reduced, so that the uniformity of the device fabrication process is improved and the device yield is improved. Is done.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing a semiconductor laser device of the present invention.
FIG. 2 is a schematic perspective view showing a manufacturing process of a semiconductor laser structure wafer of the present invention.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the critical film thickness for occurrence of cracks in a crack control region and the amount of Si added.
FIG. 4 is a schematic cross-sectional view of a wafer showing a cross-sectional form example of a crack control region.
FIG. 5 is a graph showing the relationship between the critical film thickness for occurrence of cracks in the crack control region and the amount of impurities added.
FIG. 6 is a schematic plan view showing a formation part of a crack control region of a semiconductor laser structure wafer according to a third embodiment of the present invention.
[Explanation of symbols]
1 n-type GaN substrate, 2, 2a, 2b, 2c crack control region, 3 n-type cladding layer, 4 n-type guide layer, 5 light emitting layer, 6 p-type guide layer, 7 p-type cladding layer, 8 p-type contact layer , 9 SiO ₂ 10 p electrode, 11 n electrode, 21 SiO ₂ , 22 Region above the crack control region.

Claims

A gallium nitride based semiconductor light emitting device in which a laminate including a light emitting layer made of a nitride semiconductor and an Al _x Ga _1-x N ( x ≧ 0 ) layer is formed on a GaN substrate,
A crack control region formed in a partial region between the substrate and the laminate;
The crack control region is composed of an Al _y Ga _1-y N (0 ≦ y ≦ 0.3) layer and includes impurities within a concentration range of 3 × 10 ¹⁸ cm ^{−3 to} 3 × 10 ²⁰ cm ^−3. ,
The crack control region has a width of 50 μm or more and 200 μm or less, and an interval of 50 μm or more and 300 μm or less,
The occurrence of cracks is concentrated in either the upper region of the crack control region and the upper region other than the crack control region,
A gallium nitride based semiconductor light-emitting device, wherein a light-emitting region that emits light when a current flows in the light-emitting layer is formed in a region where the occurrence of cracks is not concentrated.

The gallium nitride-based light emitting device according to claim 1, further comprising an AlGaN layer between the substrate and the crack control region.

3. The gallium nitride based semiconductor light-emitting device according to claim 1, wherein an Al composition ratio of the crack control region is higher than an Al composition ratio of any layer in contact with or above the crack control region. .

4. The gallium nitride-based light emitting device according to claim 1, wherein the impurity in the crack control region includes any one of Si, Mg, Ge, and In. 5.

5. The gallium nitride based semiconductor light-emitting device according to claim 4, wherein the Si concentration in the crack control region is at least three times that of any AlGaN layer stacked thereabove. 5. .

The gallium nitride based semiconductor light emitting device according to claim 1, wherein the light emitting device is a laser device including a ridge structure, and the ridge structure is formed in the light emitting region.

7. The light emitting device according to claim 1, wherein the substrate is a GaN substrate or a pseudo GaN substrate in which a GaN layer is grown on a different substrate other than a nitride semiconductor.