JP4787205B2

JP4787205B2 - 半導体レーザの製造方法

Info

Publication number: JP4787205B2
Application number: JP2007126830A
Authority: JP
Inventors: 恵堂免; 朗人倉又; 晋一窪田; 玲子副島
Original assignee: Fujitsu Ltd
Current assignee: Fujitsu Ltd
Priority date: 1997-07-30
Filing date: 2007-05-11
Publication date: 2011-10-05
Anticipated expiration: 2018-07-30
Also published as: JP2007208300A

Description

本発明は半導体レーザの製造方法に関するものであり、特に、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおけるしきい値電流密度Ｊ_ｔｈを低減するための構成に特徴のある半導体レーザの製造方法に関するものである。

従来、短波長半導体レーザは、光ディスクやＤＶＤ等の光源として用いられているが、光ディスクの記録密度はレーザ光の波長の二乗に反比例するため、より短い波長の半導体レーザが要請されており、現在商品化されている最短波長の半導体レーザは６３０〜６５０ｎｍ近傍に波長を有する赤色半導体レーザであり、昨年発売されたＤＶＤに用いられている。

しかし、より記録密度を高めるためにはさらなる短波長化が必要であり、例えば、光ディスクに動画を２時間記録するためには波長が４００ｎｍ近辺の青色半導体レーザが不可欠となり、そのため、近年では次世代光ディスク用光源として、青色領域に波長を有する短波長半導体レーザに開発が盛んになされている。

この様な青色半導体レーザ用材料としては、ＩＩ−ＶＩ族化合物半導体のＺｎＳｅ系と、III-Ｖ族化合物半導体のＧａＮ系とが研究されており、この内、ＺｎＳｅ系は高品質の基板として実績の高いＧａＡｓにほぼ格子整合することから、長い間ＺｎＳｅ系の方が有利であると考えられ、世界中の研究者の大半がこのＺｎＳｅ系の研究に従事していたという経緯があり、レーザの研究に関してはＺｎＳｅ系の方が先んじている。

このＺｎＳｅ系については、既に、注入励起による室温連続発振が報告されているが、本質的に劣化しやすい材料であることから信頼性が問題となり、未だ実用化には至っていない。

一方、ＧａＮ系の場合には、１９９３年末の日亜化学によるＧａＮ高輝度ＬＥＤの発表を境に、ＺｎＳｅ系でネックになっている信頼性に関して耐環境性に優れるＧａＮが見直され、世界中で研究者の大きな増加を見ている。

次いで、１９９５年１２月初めには、同じく日亜化学によりパルスレーザ発振の成功が報告されて以来、急速に研究が進み、室温連続発振（ＣＷ発振）において、３５時間の発振持続時間が報告されて以来、現在では、加速試験で推定１００００時間の発振持続時間が報告されている。

ここで、図９及び図１０を参照して従来の短波長半導体発光素子を説明するが、図９（ａ）は従来の短波長半導体レーザの光軸に垂直な概略的断面図であり、図９（ｂ）は短波長発光ダイオードの概略的断面図であり、また、図１０はバッファ層構造の異なる短波長半導体レーザの光軸に垂直な概略的断面図である。
図９（ａ）参照
まず、（０００１）面を主面とするサファイア基板８１１上に、ＧａＮバッファ層８１２を介して、ｎ型ＧａＮバッファ層８１３、ｎ型Ｉｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層８１４、ｎ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎクラッド層８１５、ｎ型ＧａＮ光ガイド層８１６、ＩｎＧａＮＭＱＷ活性層８１７、ｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層８１８、ｐ型ＧａＮ光ガイド層８１９、ｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎクラッド層８２０、及び、ｐ型ＧａＮコンタクト層８２１をＭＯＶＰＥ法（有機金属気相成長法）によってエピタキシャル成長させる。

次いで、ドライ・エッチングによりｎ型ＧａＮバッファ層８１３の一部を露出させて、Ｔｉ／Ａｕからなるｎ側電極８２２を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層８２１上にはＮｉ／Ａｕからなるｐ側電極８２３を設けたのち、さらに、ドライ・エッチングを施して一対の平行な端面を形成し、この端面を共振器面にすることによってパルスレーザ発振に成功している（例えば、非特許文献１参照）。

図９（ｂ）参照
また、発光ダイオードの場合には、サファイア基板８１１上に、ＧａＮバッファ層８１２を介して、ｎ型ＧａＮ層８２４、ｎ型またはｐ型のＩｎ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ活性層８２５、及び、ｐ型ＧａＮ層８２６をＭＯＶＰＥ法によってエピタキシャル成長させる。

この場合、低注入で動作する発光ダイオードとして実用的な発光輝度を得るためには、Ｉｎ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ活性層８２５のＳｉ濃度或いはＺｎ濃度を１×１０¹⁷〜１×１０²¹ｃｍ^-3にする必要があり、また、Ｉｎ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ活性層８２５の層厚は１〜５００ｎｍ、より好適には、１０〜１００ｎｍにする必要がある（例えば、特許文献１或いは特許文献２参照）。

図１０参照
図１０は従来の他の短波長半導体レーザの光軸に垂直な断面図であり、まず、（０００１）面を主面とするサファイア基板８３１上に、ＧａＮバッファ層８３２を介して、ｎ型ＧａＮ中間層８３３、ｎ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層８３４、ｎ型ＧａＮ光ガイド層８３５、ＭＱＷ活性層８３６、ｐ型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎオーバーフロー防止層８３７、ｐ型ＧａＮ光ガイド層８３８、ｐ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層８３９、及び、ｐ型ＧａＮコンタクト層８４０をＭＯＶＰＥ法によって順次エピタキシャル成長させる。

次いで、図９（ａ）の場合と同様に、ドライ・エッチングによりｐ型ＧａＮコンタクト層８４０及びｐ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層８３９をメサエッチングすると共に、ｎ型ＧａＮ中間層８３３の一部を露出させて、ｎ型ＧａＮ中間層８３３の露出部にＴｉ／Ａｕからなるｎ側電極８４１を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層８４０上にはストライプ状開口を有するＳｉＯ₂膜８４２を介してＮｉ／Ａｕからなるｐ側電極８４３を設け、次いでドライ・エッチングを施して共振器面となる一対の平行な端面を形成したものである。

また、オーバーフロー防止層、即ち、キャリアストッパー層をｎ型層側にも設けることも提案されており（例えば、特許文献３参照）、この場合には、ｎ型不純物濃度が１×１０¹⁸ｃｍ^-3のＳｉドープのｎ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ層を正孔ストッパー層として、また、ｐ型不純物濃度が５×１０¹⁹ｃｍ^-3のＭｇドープのｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ層を電子ストッパー層として活性層と光ガイド層との間に設けており、その際の成長温度はＧａＮ或いはＡｌＧａＮを成長させる際の通常の成長温度である１１００℃である。
特開平０６−２６０６８２号公報特開平０６−２６０６８３号公報特開平１０−０５６２３６号公報Ｓ．Ｎａｋａｍｕｒａｅｔａｌ．，ＪａｐａｎｅｓｅＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓ，ｖｏｌ．３５，ｐ．Ｌ７４，１９９６

しかし、従来の短波長半導体レーザの場合、しきい値電流密度が３．６ｋＡ／ｃｍ²程度と、非常に大きいという問題があり、これは基板のサファイアに劈開性がないことのほかに、ＧａＮ系化合物半導体、即ち、ナイトライド系化合物半導体という材料が、光学利得を発生するためには、本質的に大きなキャリア密度を必要とするためである。

即ち、従来、実用化されている半導体レーザは、ＡｌＧａＡｓ系やＡｌＧａＩｎＰ系等の閃亜鉛鉱型結晶構造のIII-Ｖ族化合物半導体を用いているのに対して、ナイトライド系化合物半導体は、非常に大きな禁制帯幅を有する六方晶ウルツ鉱構造であり、閃亜鉛鉱型結晶材料とは全く異なった物性を有しているためである。

この様なナイトライド系化合物半導体の物性上の大きな特徴は、六方晶であり結晶に異方性が存在すること、禁制帯幅が大きく有効質量が大きいこと、スピン軌道相互作用が小さく、価電子帯に、ＨＨ（ＨｅａｖｙＨｏｌｅ）、ＬＨ（ＬｉｇｈｔＨｏｌｅ）、及び、ＣＨの３つのバンドが近接して存在することの三つが挙げられる。

より、詳しく説明すると、まず、第１に、ホールの有効質量が大きいことに起因する特徴としては、
ａ．ホールの有効質量が大きいため、価電子帯の擬フェルミ準位Ｅ_Fpが上がりにくいこと、また
ｂ．ホールの有効質量が大きく、また、ＬＯ（縦光学）フォノン散乱等が大きいため、ホールの移動度が小さいこと、また、
ｃ．ホールの有効質量ｍが大きいため、温度Ｔにおけるホールの平均速度、即ち、ホールの熱速度ｖ_pは、
（ｍ／２）ｖ_p ²＝（３／２）ｋＴから、
ｖ_p∝ｍ^-1/2となり、
ホールの熱速度ｖ_pが小さいことが挙げられる。

第２に、価電子帯に、ＨＨ、ＬＨ、ＣＨの３つのバンドが近接して存在し、その内の２つの有効質量が大きいことにより、ホールに対する擬フェルミ準位Ｅ_Fpが上がりにくいことが原因で、
ｄ．反転分布を達成するために必要な伝導帯の擬フェルミ準位Ｅ_Fnの上昇が従来材料よりも大きくなり、且つ、バリア層と井戸層、或いは、活性層と光ガイド層とを構成するＧａＮ／ＩｎＧａＮ、或いは、Ｉｎ_xＧａ_1-xＮ／Ｉｎ_yＧａ_1-yＮのヘテロ接合における価電子帯におけるエネルギー不連続ΔＥ_Vと禁制帯幅の差ΔＥ_gとの比、即ち、ΔＥ_V／ΔＥ_gが、従来の材料系では０．４程度であったのに対して０．７程度と大きく、界面におけるバンドのオフセットが３：７で価電子帯側に偏るという特徴がある。

これらが原因となって、ｐ型層側から活性層へのホールの注入が効率良く行われなくなり、特に、活性層が多重量子井戸（ＭＱＷ）構造である場合、ホールの注入効率の悪さは量子井戸層（ウエル層）間のホール密度の不均一を生むことになり、且つ、活性層で有効に消費されない電子がｐ側へ溢れ出しｐ側光ガイド層或いはｐ型クラッド層へのオーバーフロー電流となることを、本発明者等はシミュレーションにより見出したのでこの事情を図１１乃至図１５を参照して説明する。
なお、図１１乃至図１５のシミュレーションについては、エレクトロンブロック層、即ち、オーバーフロー防止層の設けない構成でシミュレーションしている。

図１１参照
図１１は、活性層近傍におけるフェルミ準位の変化を示すものであり、図において拡大した円内に示す様に、価電子帯におけるホールに対する擬フェルミ準位Ｅ_Fpが、活性層においてｐ側光ガイド層より低エネルギー側にあることがわかる。

即ち、通常の材料系においては、ホールの注入によって擬平衡状態に達し、活性層とｐ側光ガイド層の擬フェルミ準位Ｅ_Fpはほぼ一致することになるが、ナイトライド系半導体材料においては、活性層とｐ側光ガイド層の擬フェルミ準位Ｅ_Fpの不一致が非常に大きく、ｐ側光ガイド層から活性層へホールが有効に注入されていないことを示している。

図１２参照
図１２は、ウエル層が５層のＭＱＷ構造短波長半導体レーザにおけるホール電流の層位置依存性を示す図であり、注入されたホールがどこで再結合により消滅するかをシミュレーションした結果を示した図であり、図から明らかな様に、ｐ型クラッド層より注入されたホール電流は、活性層に達する前にｐ側光ガイド層で４ｋＡ／ｃｍ²だけ消費されている。

この消費された電流はレーザ発振に寄与しない無効電流であり、しきい値電流密度Ｊ_thの増加につながるものであるが、この様に、ｐ側光ガイド層での再結合が大きい理由は、ｐ型クラッド層から活性層へのホールの注入効率が悪いためである考えられる。

また、活性層がＭＱＷ構造である場合、ホールの注入効率の悪さは量子井戸層（ウエル層）間のホール密度の不均一を生み、レーザ発振を非効率にすることになるので、この事情を図１３及び図１４を参照して説明する。
図１３参照
図１３は、図１１の状態における素子膜厚方向のホール密度分布のシミュレーション結果を示す図であり、図から明らかなように、ＭＱＷ活性層におけるホール密度がｐ側光ガイド層に近いほど大きく、不均一になっていることが理解される。

図１４参照
図１４は、同じく図１１の状態における素子膜厚方向の電子密度分布のシミュレーション結果を示す図であり、図から明らかなように、ｎ側光ガイド層側から注入されるＭＱＷ活性層における電子密度もｐ側光ガイド層に向かうほど大きく不均一になっていることが理解され、これは上述のホール不均一注入が原因で、電荷中性条件を満たすために電子がホールに引き寄せられる結果である。

この様に、ホールと電子ともに同様の不均一が起きていることによって、多重量子井戸構造中における光学利得の発生を著しく不均一にすることが予想されるので、この事情を図１５を参照して説明する。
図１５参照
図１５は、上述のナイトライド系化合物半導体を用いたＭＱＷ半導体レーザの多重量子井戸中における光学利得分布の説明図であり、ｐ型クラッド層側から第１番目の量子井戸においてはｐ型クラッド層からの正孔の供給が多いため、大きな光学利得を有しているが、ｎ型クラッド層側へ向かうにつれて光学利得は減少し、ｎ型クラッド層側の２つの量子井戸においては光学利得を発生しないばかりか、光の損失が生じるという従来の閃亜鉛鉱型結晶構造の半導体を用いたレーザと異なる特性となる。

即ち、閃亜鉛鉱型結晶構造の半導体を用いた従来の半導体レーザにおいては、ＭＱＷ構造が５層程度の量子井戸層から構成される場合には、キャリアが均一に注入されることが常識であり、光通信用長波長レーザでは５〜１０層程度、ＤＶＤ用赤色レーザでも５層程度用いているが、光学利得は均一に発生している。

この様な光学利得の量子井戸層間の不均一による光吸収層の発生は、二つの悪影響を与えることになり、第一は、光吸収層となっているｎ側の２つの量子井戸層においても、図１３及び図１４から明らかなようにキャリアが高密度に存在するため、再結合電流が大きいことを意味し、ｐ側の３つの量子井戸層がレーザ発振のしきい値フェルミ準位に達する電流量をｎ側の２つの量子井戸層が増加させる結果となる。

第二に、ｎ側の２つの量子井戸層が光吸収層であるために、レーザ発振するために克服すべき内部ロスが増加し、しきい値フェルミ準位Ｅ^F _thそのものが上昇してしまうという悪影響が生ずることになる。

図１６参照
図１６は、多重量子井戸活性層における量子井戸層の数を変えて実際に作製したＭＱＷ半導体レーザの光出力−電流特性を示す図であり、この場合、全体の光閉じ込めを一定にするために膜厚を変化させているが、５層の量子井戸層からなる活性層を設けたＭＱＷ半導体レーザの方が３層の量子井戸層からなる活性層を設けたＭＱＷ半導体レーザの場合よりしきい値電流密度Ｊ_thが高く、且つ、レーザ発振後の効率も悪いことがわかる。

これは、半導体レーザの効率は内部量子効率と内部ロスで決定されるため、ｎ側の２つの量子井戸層が光吸収層になっていることによって、内部量子効率及び内部ロスの両者が劣化していることが原因であると考えられる。

また、従来のＭＱＷ構造半導体レーザでは、放射光電磁場の強度分布（放射光強度分布）が、図１５に示す様に、活性層の中心位置に最大強度位置が来るように対称構造になっており、光学利得を発生する第１層目の量子井戸と最大強度位置とが一致していないため、光閉じ込めが有効に行われないという問題がある。

即ち、レーザ発振に寄与する実質的な利得は、光学利得に放射光強度分布を掛けたものであり、光学利得が大きくとも、その光学利得を発生する位置に放射光強度分布が存在しなければ発振に寄与できないことになる。

そして、実際には、放射光の活性層への分布は、全層を合計しても全体の光強度の約３％程度であるので、図１５に示すようにただでさえ小さい光分布が最大光学利得を発生する層で大きくならないことは大きな問題となる。

また、現在報告されている、量子井戸層が１０層乃至２０層のＭＱＷレーザの場合には、量子井戸構造全体では、光閉じ込めが充分であっても、実質的に、光学利得を発生しているｐ型クラッド層側から第１番目の量子井戸での光閉じ込めがかなり小さくなり、しきい値電流密度Ｊ_thが増加するという問題がある。

さらに、上述のｄの理由により、禁制帯幅の差ΔＥ_gの影響の約７０％が価電子帯側に現れ、伝導帯側のエネルギー不連続ΔＥ_Cは小さくなり、電子のオーバーフローが問題となるため、従来の短波長半導体レーザにおいては、オーバーフロー防止層或いはキャリアストッパ層を設けているが、それによって、放射光強度分布がさらにｎ側にずれた非対称構造となり、光学利得の大きなｐ型クラッド層側から第１番目の量子井戸での光閉じ込めがさらに小さくなり、しきい値電流密度Ｊ_thが増加するという問題がある。

したがって、ナイトライド系化合物半導体を用いたＭＱＷ半導体レーザの特性を改善するためには、しきい値電流密度Ｊ_thを低減させることが必要になるが、そのためには、上述のキャリアの不均一注入を改善することが有効となる。

しかし、上述の様にナイトライド系化合物半導体を用いたＭＱＷ半導体レーザの場合には、ナイトライド系化合物半導体に特有な問題があり、従来の閃亜鉛鉱型結晶構造半導体の常識を適用するだけでは優れた解決手段が見つからず、ナイトライド系化合物半導体を用いたＭＱＷ半導体レーザに採用されている構成で、ナイトライド系化合物半導体には本質的ではない構成が無いか否かを検討することが必要になる。

そこで、検討するに、一般に、ホールの注入効率を改善するために、ｐ側光ガイド層をｐ型層とすることによりホール濃度を高めることが考えられるが、この場合には、かえって、ホールの注入効率が低下するという問題がある。
即ち、ホールの注入効率が低い主たる原因は、ｐ側光ガイド層におけるホールの移動度が小さいことであるが、ｐ型ドーピングによって散乱が増えてホールの移動度を更に低下させることになる。
さらに、ｐ型不純物のドーピング濃度を高めても、不純物の活性化率が小さいため、ホール濃度がなかなか上がらないことも問題となる。

また、一般に、ＭＱＷ半導体レーザにおけるキャリアの不均一注入を改善するためには、多重量子井戸構造におけるウエル層の膜厚を薄くすること、バリア層の厚さを薄くすること、及び、バリア層の高さを低く、即ち、禁制帯幅を小さくすることが有効であると考えられる。

この内、ウエル層の膜厚は、レーザの光学利得特性を大きく左右し、レーザ設計の最重要項目であるため、独立に変化させることは難しいという問題があり、また、ナイトライド系ＭＱＷ青色半導体レーザにおいて、バリア層の禁制帯幅を小さくするということは、バリア層中のＩｎ組成を増加することを意味することになるが、これは歪の増加をもたらし、結晶性が劣化することになるので好ましくないので、この事情を図１７を参照して説明する。

図１７参照
図１７は、バリア層として用いたＩｎ_xＧａ_1-xＮを用いた場合の発光効率のＩｎ組成比ｘ依存性についての実験結果を示す図であり、Ｉｎ組成比ｘが大きいほど活性層にかかる歪がおおきくなり、発光効率が小さくなるため、バリア層のＩｎ組成比ｘを大きくできず、したがって、量子井戸構造のバリアを低くして注入効率を高めることができない。

一方、バリア層の膜厚については、従来の閃亜鉛鉱型結晶構造半導体を用いたレーザにおいては、膜厚が薄いと量子井戸層間の波動関数の滲み出しによる相互作用が無視できなくなり、階段状であるはずの光学利得分布がなまり、一定キャリア密度当たりの光学利得が発生が低下するため、５ｎｍ以上の厚さにしており、この構成をナイトライド系化合物半導体を用いたＭＱＷ半導体レーザにおいてもそのまま採用している。

しかし、ナイトライド系化合物半導体を用いたＭＱＷ半導体レーザにおいては、上述のようにキャリアの有効質量が大きいため、量子井戸からの波動関数の滲み出しが少なく、且つ、バンド・ギャップの不均一性のため階段状の光学利得分布がもともと若干なまっており、そのため、５ｎｍ以上の膜厚は本質的な要件ではないとの結論に至った。

また、上述の様に、活性層で有効に消費されない電子がｐ側へ溢れ出しｐ側光ガイド層或いはｐ型クラッド層へのオーバーフロー電流となるとともに、ｐ側光ガイド層から活性層へのホールの注入効率が悪いことが原因で、ｐ側光ガイド層に溜まったホールが電子をｐ側層へと引き寄せることによっても、オーバーフローを増加させることになる。

さらに、上述のｄの理由により、ヘテロ接合界面におけるバンドのオフセットが３：７で価電子帯側に偏り、伝導帯側のエネルギー不連続ΔＥ_Cは小さくなるので、この点からも電子のオーバーフローが問題となっており、従来の短波長の半導体レーザにおいては、オーバーフロー防止層或いはキャリアストッパ層を設けているが、それでも、しきい値キャリア密度Ｎ_thが高いのでオーバーフローが起きやすいという問題があり、この様にナイトライド系半導体においては、他の半導体よりも電子のオーバーフローが本質的な問題となる。

即ち、半導体レーザのしきい値電流密度Ｊ_thは、τ_sを電子のライフタイム、ｄを活性層の厚さ、ｅを素電荷、Ｎ_thをしきい値キャリア密度とした場合、
Ｊ_th＝Ｎ_th・ｄ・ｅ／τ_s
で表され、しきい値フェルミ準位Ｅ^F _thは、キャリア密度Ｎに依存するフェルミ準位Ｅ_Fのしきい値キャリア密度Ｎ_thにおける値、即ち、
Ｅ^F _th＝Ｅ_F（Ｎ_th）
で表される。

このしきい値キャリア密度Ｎ_thは、キャリア密度Ｎの関数であるＧ_m（ｍｏｄａｌｇａｉｎ：モード利得）がキャビティ・ロスを上回ってレーザ発振を開始するキャリア密度であり、しきい値キャリア密度Ｎ_thを小さくするためにはＧ_mを大きくする必要がある。

このＧ_mはΓを光閉じ込め係数とし、Ｇを活性層の組成及びキャリア密度等で決まる利得とすると、
Ｇ_m＝Γ・Ｇ
で表されるので、活性層の厚さが薄くなり、且つ、光閉じ込めが不十分であればＧ_mが小さくなり、それに伴ってしきい値キャリア密度Ｎ_thも大きくなり、したがって、しきい値フェルミ準位Ｅ^F _thが上がりやすくなる。
このしきい値フェルミ準位Ｅ^F _thも大きくなると、高エネルギー状態の電子の数が多くなるので、この点からも電子のオーバーフローが問題となる。

また、有効質量が大きいことが主な原因で、オーバーフロー防止層を設けない場合、ｐ型クラッド層への電子のオーバーフローによるリーク電流が非常に大きいことを本発明者等はシミュレーションにより見出したのでこの事情を図１８を参照して説明する。
図１８参照
図１８は、Ｉｎ_0.15Ｇａ_0.85Ｎからなる５層のウエル層をＩｎ_0.05Ｇａ_0.95Ｎバリア層で挟んだＭＱＷ構造短波長半導体レーザにおける、電子のオーバーフロー電流の総電流量依存性のシミュレーション結果を、ＡｌＧａＮクラッド層のＡｌ組成を変化させて示したものであり、クラッド層のＡｌ組成比が０．０５の場合、即ち、Ａｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ層を用いた場合には、低電流領域からリーク電流が増加しはじまり、２０ｋＡ／ｃｍ²の時に、総電流量の半分以上がリークすることが分かる。

この様なリーク電流は、レーザ発振に寄与しない無効電流であり、これ自体がしきい値電流密度Ｊ_thの増加につながるばかりか発熱の原因ともなって、より一層レーザ発振を困難にするものである。

クラッド層としてＡｌ組成比が０．０５のＡｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ層を用いた場合には、活性層との禁制帯幅の差は５００ｍｅＶもあり、従来の材料系では十分な差であるが、ナイトライド系においてはこの様にオーバーフロー電流が無視できない大きさになるため、オーバーフローによるリーク電流を低減するために、クラッド層のＡｌ組成比を大きくしたＡｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ層等が用いられている。

また、本発明者は、オーバーフロー電流は素子温度にも依存することをシミュレーションにより見出したのでこの事情を図１９を参照して説明する。
図１９参照
図１９は、Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層を用いた場合の電子のオーバーフロー電流の総電流量依存性のシミュレーション結果を、素子温度を変化させて示したものであり、図から明らかなように、素子温度が上昇すると高電流領域でオーバーフローが増加することが分かる。

そして、実際の素子では、オーバーフローした電流がｐ側電極まで達して発熱して素子温度を上昇させることになり、この素子温度の上昇によって更にオーバーフロー電流が増加するという悪循環が生じ、レーザ発振を阻害するものと考えられる。

一方、電子のオーバーフローを防止するために、ｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ層或いはＡｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎ層等のオーバーフロー防止層を設けた場合、このＡｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ層或いはＡｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎ層はｐ側光ガイド層より屈折率が低いので、レーザ発振を得るために必要な光閉じ込めが大きく減少してしまう問題があり、且つ、ヘテロ接合界面にエネルギースパイクを形成して正孔の注入に対するバリアとなる問題がある。

また、上述の図１０に示す様に、ナイトライド系化合物半導体を用いた従来のＭＱＷ半導体レーザにおいて、ＭＱＷ活性層８３６とｐ型ＧａＮ光ガイド層８３８との間に、禁制帯幅の大きなｐ型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎオーバーフロー防止層８３７を設けた場合には、内部ロスの増加を助長すると共にホールに対する電位障壁を大きくし駆動電圧を上昇させるという問題があり、また、電子親和力の差に起因する電位障壁によっても駆動電圧が上昇するという問題があるので、この事情を図２０を参照して説明する。

図２０（ａ）参照
図２０（ａ）は従来の短波長半導体レーザのバンドダイヤグラムであり、図から明らかなように、ｐ型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎオーバーフロー防止層８３７の禁制帯幅が大きいため、ｐ型ＧａＮ光ガイド層８３８との間に形成される障壁、即ち、実線で示す電圧非印加時の価電子帯のバンド端と破線で示す電圧印加時の価電子帯のバンド端８４４との間のエネルギー差が大きくなり、したがって、ＭＱＷ活性層８３６へのホールの注入のための印加電圧Ｖを増大させることになる。

図２０（ｂ）参照
図２０（ｂ）は、ｐ型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎオーバーフロー防止層８３７の近傍における価電子帯側のバンドダイヤグラムを模式的に示す図であり、図に示すように、ＭＱＷ活性層８３６とｐ型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎオーバーフロー防止層８３７との界面、及び、ｐ型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎオーバーフロー防止層８３７とｐ型ＧａＮ光ガイド層８３８との界面に電子親和力の差に起因してノッチ８４５，８４６が形成され、このノッチ８４５，８４６がホールの注入に対する電位障壁となり、ホールの注入効率が低下することになる。

また、このオーバーフローを助長する他の要因としては、ｐ型クラッド層の比抵抗が高いこと、及び、ｐ型クラッド層における非発光寿命が短いことが挙げられ、これらの要因は本質的なものではないため、これらを改善することによってオーバーフローを低減することも考えられる。

しかし、現状では十分な結晶品質を有するｐ型クラッド層が得られておらず、例えば、比抵抗に関しては、ｐ型クラッド層に対するドーピングが難しく、十分でないことが原因であるが、Ａｌ組成比の増加とともにドーピングが一層困難になるので、オーバーフローを低減するためにＡｌ組成比の大きなｐ型クラッド層を使用した場合に、その比抵抗を低下させることは容易ではない。

また、非発光寿命に関しても、アンドープの結晶でも非発光寿命が１ｎｓ（ナノ秒）程度と従来材料より短く、ｐ型ドーピング層に至っては０．１ｎｓ以下と考えられ、現実的には改善が難しいという問題がある。

即ち、ナイトライド系化合物半導体の結晶品質上の特徴としては、転位密度が非常に高いことが挙げられ、特に、成長基板としてサファイア基板を用いた場合には、成長層と十分格子整合しないため、成長層の結晶性が悪く、例えば、通常の転位密度は１０¹⁰ｃｍ^-2に達することが報告されており、また、非発光寿命が１ｎｓ（ナノ秒）程度と非常に速いという問題がある。

また、ｐ型不純物のドーピングによって、ｐ側光ガイド層の結晶性が劣化し、非発光寿命はさらに短く０．１ｎｓ（＝１００ｐｓ）程度となり、非発光性再結合の量が増大することになり、レーザ発振のためのしきい値電流密度Ｊ_thがさらに増大することになる。

このため、Ｍｇをドープしてもホール濃度を上げることが容易ではないナイトライド系半導体において、ｐ側光ガイド層のホール濃度を上げることによる効果より、ｐ型ドーピングに伴う移動度の低下や、結晶性の劣化の方が問題になるものと考えられる。

一方、転位密度に関しては、１０¹⁰ｃｍ^-2の値は、転位密度が１０⁴ｃｍ^-2以下である従来の閃亜鉛鉱型結晶構造半導体の約１００万倍であるが、この様なナイトライド系化合物半導体においては、転位は非発光中心を形成しないのでデバイスの特性には影響しないと言われており、したがって、非発光中心を低減するために転位密度を低減する必要はないので、この様な高密度の転位密度が存在したままで半導体レーザが実現されている。

また、ナイトライド系半導体レーザの活性層として通常用いられているＩｎＧａＮは、上記のナイトライド系化合物半導体に共通する物性的特徴の他に、従来材料と全く異なる性質を有している。
即ち、ＩｎＧａＮはＩｎＮとＧａＮとの混晶であるが、ＩｎＮの禁制帯幅が１．９ｅＶであるのに対してＧａＮの禁制帯幅は３．４ｅＶと非常に大きく異なり、また、結晶成長温度もＩｎＮが６００℃前後であるのに対して、ＧａＮが１０００℃前後と大きく異なっている。

これらのことが原因で、このＩｎＧａＮ混晶は非常に混ざりにくいことが知られており、非混晶領域が大きく、且つ、Ｉｎ組成比が０．２以下と小さい領域においても、Ｉｎ組成比の増加に伴い組成分離している割合が大きくなるという問題がある。

この結果、Ｉｎ組成比が０．１５程度のＩｎＧａＮ層において、２００μｍ程度のマクロな領域で見たフォトルミネッセンス（ＰＬ）スペクトルの半値幅は、組成分離による結晶内不均一を反映して非常に大きく、良い結晶でも１５０ｍｅＶである。

このことは、従来の閃亜鉛鉱型結晶構造の半導体では薄膜化すれば大きくなるはずのＰＬスペクトルの半値幅がＩｎＧａＮ混晶では逆に小さくなり、この現象が、極低温に冷却しても半値幅の変化は殆どないという、従来の材料とは全く異なる性質の原因である。

これらのＩｎＧａＮにおける特徴は、サファイア基板、ＳｉＣ基板、或いは、スピネル基板等の成長基板として用いる基板の種類に依存せず、また、減圧ＭＯＶＰＥ法（減圧有機金属気相成長法）、常圧ＭＯＶＰＥ法、或いは、ＭＢＥ法（分子線エピタキシャル成長法）等の成長方法にも依存せず、さらに、六方晶或いは立方晶等の結晶構造にも依存せずに出現するものであり、この様な本質的な特徴は、ある程度許容すべき、避けられない特殊性であると考えられる。

この様に、従来のＩｎＧａＮを活性層とする短波長半導体レーザや発光ダイオード（ＬＥＤ）においては、この様な結晶内組成不均一性をそのままにして開発が進められており、ＬＥＤでは実際にこの大きな組成不均一性を持ったまま製品化が行われているものと考えられる。

また、短波長半導体レーザにおいても、上述の様にレーザ発振には成功しているものの、これまでは適当な評価手段がなかったため、実際の短波長半導体レーザにおいて、レーザ共振器全体でどの程度の組成不均一が生じているのかは分からず、且つ、この様な組成不均一がデバイス特性にどの様な影響を及ぼすかは知られておらず、したがって、レーザ発振に必要な結晶品質がどの程度のものであり、且つ、この様な品質の結晶をどの様な条件で成長した場合に再現性良く得られるかは全く未知であった。

そこで、本発明者等は、最近、短波長半導体レーザの活性層となるＩｎＧａＮ混晶について、１μｍという微小スポット径でフォトルミネッセンス（ＰＬ）測定を行うことにより、ＩｎＧａＮ混晶中の組成不均一の程度を定量的に評価する手法を開発した。

この様な評価を行った結果、ＩｎＧａＮＭＱＷ（多重量子井戸）活性層のＰＬピーク波長が、結晶内で非常に大きな分布を有することが判明したので、図２１及び図２２を参照して説明する。
なお、この測定を行った従来の短波長半導体レーザの詳細については未発表である。

図２１（ａ）参照
図２１（ａ）は、レーザ発振しなかった素子において、１００００μｍ²の領域内でＰＬスペクトルを２μｍおきに２５００点測定した場合の、各測定点におけるＰＬピーク波長とＰＬ光強度の相関を示すものであり、３９６ｎｍ（≒３．１３１ｅＶ）から４１６ｎｍ（≒２．９８０ｅＶ）の範囲に渡って、ＰＬピーク波長、ＰＬ光強度ともに大きく分布し、ＰＬピーク波長分布範囲は１５１ｍｅＶ、即ち、約１５０ｍｅＶであった。

因に、光通信用半導体レーザとして用いられているＩｎＧａＡｓ系の活性層について同様の評価を行った結果、ＰＬピーク波長分布が５ｍｅＶ程度の分布、即ち、ＩｎＧａＮ混晶の１／３０程度の分布しか持っていなかったことが判明し、この結果からもＩｎＧａＮ系が非常に特殊な材料系であり、従来の常識が通用しないことが分かる。

このＩｎＧａＮ系半導体レーザにおいては、物性上の理由からしきい値電流密度Ｊ_thが本質的に高い上、この様な活性層の組成不均一の大きさはレーザ発振を達成する上で致命的な欠点となるものであり、上述の評価からは、ＰＬピーク波長分布が１５０ｍｅＶ以上の場合にはレーザ発振しないという結果が得られている。

図２１（ｂ）参照
図２１（ｂ）は、レーザ発振した素子において、１００００μｍ²の領域内でＰＬスペクトルを２μｍおきに２５００点測定した場合の、各測定点におけるＰＬピーク波長とＰＬ光強度の相関を示すものであり、ＰＬピーク波長分布範囲は４００ｎｍ（≒３．１００ｅＶ）から４１２ｎｍ（≒３．００９ｅＶ）の範囲に渡って、９１ｍｅＶ、即ち、約９０ｍｅＶであり、且つ、ＰＬ光強度分布も小さいものであった。

図２２（ａ）参照
図２２（ａ）は、上記の様なＰＬピーク波長分布を有するＩｎＧａＮ系半導体レーザの電流−光出力特性（Ｉ−Ｌ特性）を示す図であり、４１４．３ｎｍの波長において、室温パルス発振が達成されたが、電流を増大するにつれて明確にキンクが現れている。
なお、ＰＬ波長とレーザ発振波長とは互いに若干異なるものである。

図２２（ｂ）参照
図２２（ｂ）は、図２２（ａ）と同じＩｎＧａＮ系半導体レーザに、しきい値電流密度Ｊ_thの１．１倍、１．２倍、或いは、１．３倍の電流を流した場合の発振波長を表すもので、電流が多くなるにしたがって多波長発振が起こっており、この多波長発振が図２２（ａ）におけるＩ−Ｌ特性におけるキンクの原因となっていることが分かる。

従来、ＩｎＧａＮ系半導体レーザにおいては、発振波長が多波長であったり、或いは、注入電流によって大きく変化することが知られており、これは、活性層内における量子ドット（量子箱）化が反映しているものと考えられていた。
即ち、従来においては、多波長発振が量子効果に起因すると考えられており（必要ならば、ＪａｐａｎｅｓｅＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓ，ｖｏｌ．３５，１９９６，ｐ．２１７参照）、実際に、ＩｎＧａＮ層中に量子ドットが存在することが報告（必要ならば、ＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓＬｅｔｔｅｒｓ，ｖｏｌ．７０，１９９７，ｐ．９８１参照）されている。

しかし、本発明者の研究の結果、上述の様に活性層内における組成不均一性に起因するＰＬピーク波長の空間的分布が多波長発振の原因であると考えられるに至ったので、この事情を図２３を参照して説明する。

図２３参照
図２３の棒グラフは、図２１（ｂ）に示した測定結果におけるＰＬピーク波長のヒストグラムであり、一方、折れ線グラフは図１２に示したように実際にレーザ発振した半導体レーザについて光励起による発振スペクトルの強度分布を示したもので、両者を重ね合わせると、非常に良い一致が得られ、このことから、多波長発振はＰＬピーク波長分布、即ち、活性層内の組成不均一が原因であると考えられる。

そして、この様な多波長発振は、しきい値電流密度Ｊ_thを増加させるばかりか、Ｉ−Ｌ特性におけるキンク、近視野像及び遠視野像の劣化等の光学特性の劣化にもつながるため、光学装置用光源としてもＩｎＧａＮ系半導体レーザにおいては、活性層の組成分布を抑制することが重要になる。

この様に、本発明者等の実験の結果、レーザ発振のためには１５０ｍｅＶ以下のＰＬピーク波長分布、即ち、Ｉｎ組成比において±０．０３の分布範囲内になるように設定することが必要であることが判明し、また、多波長発振を抑制するためには、ＰＬピーク波長分布を９０ｍｅＶ以下に、即ち、Ｉｎ組成比において±０．０１８以下にすることが必要であることが判明し、好適には５０ｍｅＶ以下、さらに、より好適には、２０ｍｅＶ以下にすることが望ましい。

さらに、上記の図９（ｂ）の短波長半導体発光素子は本質的に発光ダイオードであるため、不純物濃度或いは層厚についての記載はあるものの、半導体レーザにした場合には、どの様な条件で効率の良い、低しきい値電流密度でのレーザ発振が生ずるかについては何ら示唆するところがないものである。

したがって、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた短波長半導体レーザのしきい値電流密度を低減することを目的とする。

ここで、課題を解決するための手段を説明するが、図１は本発明の原理的構成の説明図である。
図１参照
（１）本発明は、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザの製造方法において、活性層とｐ側の光ガイド層との間に設け且つ前記ｐ側の光ガイド層よりバンドギャップの広いエレクトロンブロック層の成長温度を６００℃〜９００℃としてＭｇ濃度が７×１０ ¹⁹ ｃｍ ^-3 以上になるようにＭｇをドープして成長することを特徴とする。

この様に、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層のＭｇ濃度を７×１０¹⁹ｃｍ^-3以上とすることによって、発光スペクトルの評価から、キャリアのオーバーフローを効果的に抑制することができる。特に、エレクトロンブロック層の成長温度を、従来の成長温度である１１００℃近傍より低い、活性層の成長温度と同様の６００℃〜９００℃とすることによって、活性層における発光強度を高め、且つ、ｐ型光ガイド層における発光を低減することができる。

この理由は必ずしも明らかではないが、エレクトロンブロック層の価電子帯側に深い不純物準位が高密度に形成され、この不純物準位を介した不純物伝導（ｉｍｐｕｒｉｔｙｃｏｎｄｕｃｔｉｏｎ、或いは、ｈｏｐｐｉｎｇｃｏｎｄｕｃｔｉｏｎ）或いはトンネル伝導によってホールが活性層に注入されるので、ホールの注入効率が改善されるためと考えられる。

（２）また、本発明は、前記（１）において、エレクトロンブロック層の成長温度を活性層の成長温度と同じにしたことを特徴とする。

本発明によれば、ナイトライド系化合物半導体からなる半導体レーザに挿入するｐ型エレクトロンブロック層を、Ｍｇ濃度が７×１０¹⁹ｃｍ^-3以上の高濃度層によって構成しているので、電子をオーバーフローを殆ど完全に抑制することができ、それによってしきい値電流密度Ｊ_thが低減されて低消費電力化が可能になり、光情報記録装置等の光源としてその高密度化に寄与するところが大きい。

本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザの活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層を設ける際に、その成長温度を６００℃〜９００℃としてＭｇ濃度を７×１０¹⁹ｃｍ^-3以上としたものである。

ここで、図２乃至図８を参照して、エレクトロンブロック層の不純物濃度を７×１０¹⁹ｃｍ^-3以上とすると共に、エレクトロンブロック層の成長温度を６００℃〜９００℃とすることによって、電子のオーバーフローを防止し、それによって、しきい値電流密度を低減させる、本発明の実施例１を説明する。
まず、図２を参照して、本発明の実施例１の短波長半導体レーザの製造工程を説明する。
図２参照
まず、改良レイリー法によりバルク成長させた、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるキャリア濃度が４×１０¹⁸ｃｍ^-3のｎ型ＳｉＣ基板７１１上に、ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、アンモニア、ドーパント源としてＳｉＨ₄、及び、キャリアガスとしての水素を成長ガスとして用いたＭＯＶＰＥ法によって、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１００℃とした状態で、厚さ５０ｎｍ〜５μｍ、例えば、３５０ｎｍで、不純物濃度が不純物濃度が５×１０¹⁷〜１×１０¹⁹ｃｍ^-3、例えば、８×１０¹⁸ｃｍ^-3のｎ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎバッファ層７１２を成長させる。

引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパントとしてＳｉＨ₄、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１００℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５５μｍで、不純物濃度が１．０×１０¹⁷〜１．０×１０²⁰ｃｍ^-3、例えば、２．０×１０¹⁸ｃｍ^-3のｎ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層７１３を成長させる。

引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパントとしてＳｉＨ₄、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１００℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍで、不純物濃度が５×１０¹⁷〜１×１０¹⁹ｃｍ^-3、例えば、２×１０¹⁸ｃｍ^-3のｎ型ＧａＮ光ガイド層７１４を成長させる。

引き続いて、ＴＭＧａ、ＴＭＩｎ、アンモニア、及び、キャリアガスとしてのＮ₂を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を６００〜９００℃、例えば、７８０℃とした状態で、厚さ１ｎｍ〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ_0.03Ｇａ_0.97Ｎバリア層で分離された厚さ３〜１０ｎｍ、例えば、４ｎｍのアンドープＩｎ_0.15Ｇａ_0.85Ｎウエル層を２〜１０層、例えば、３層成長させてＭＱＷ活性層７１５を形成する。

引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ₂を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を６００〜９００℃、例えば、７８０℃とした状態で、厚さ５〜３０ｎｍ、例えば、２０ｎｍで、不純物濃度が７×１０¹⁹ｃｍ^-3以上、例えば、１×１０²⁰ｃｍ^-3のｐ⁺型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６を成長させる。

引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ₂を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１００℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０¹⁷〜１．０×１０²⁰ｃｍ^-3、例えば、１．５×１０¹⁹ｃｍ^-3のｐ型ＧａＮ光ガイド層７１７を成長させる。

引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ₂を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１００℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５５μｍで、不純物濃度が１．０×１０¹⁷〜１．０×１０²⁰ｃｍ^-3、例えば、１．５×１０¹⁹ｃｍ^-3のｐ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層７１８を成長させる。

引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ₂を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１００℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．１μｍで、不純物濃度が１．０×１０¹⁷〜１．０×１０²⁰ｃｍ^-3、例えば、１．５×１０¹⁹ｃｍ^-3のｐ型ＧａＮ第１コンタクト層７１９を成長させ、引き続いて、ｐ型ＧａＮ第１コンタクト層７１９と同じ条件で、不純物濃度が５．０×１０¹⁹〜５．０×１０²⁰ｃｍ^-3、例えば、１．５×１０²⁰ｃｍ^-3で、厚さが５〜５０ｎｍ、例えば、２０ｎｍのｐ⁺型ＧａＮ第２コンタクト層７２０を成長させる。
なお、この場合の成長速度は、ｎ型層７１２〜７１４については、２μｍ／ｈｒとし、ＭＱＷ活性層７１５については、０．３μｍ／ｈｒとし、ｐ⁺型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６については、０．９μｍ／ｈｒとし、また、ｐ型層７１７〜７２０については、２．６μｍ／ｈｒとする。

次いで、ｎ型ＳｉＣ基板７１１の裏面を研磨して、全体の厚さが１００μｍ程度まで薄くしたのち、ドライ・エッチングによりｐ⁺型ＧａＮ第２コンタクト層７２０乃至ｐ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層７１８をメサエッチングして、例えば、幅が４μｍで高さが０．５μｍのストライプ状メサを形成する。

次いで、ｎ型ＳｉＣ基板７１１の裏面にはＮｉ／Ｔｉ／Ａｕからなるｎ側電極７２２を設けると共に、ｐ⁺型ＧａＮ第２コンタクト層７２０上には、例えば、幅が２μｍのストライプ状開口を有するＳｉＯ₂膜７２１を介してＮｉ／Ｔｉ／Ａｕからなるｐ側電極７２３を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＭＱＷ半導体レーザが完成する。
なお、ストライプの方向は〈１−１００〉方向とし、劈開面は（１−１００）面とする。

図３参照
図３は上記の本発明の実施例１のＭＱＷ半導体レーザの電流−光出力特性を測定した結果の内、最もしきい値電流の小さかった素子の電流−光出力特性を示すものであり、図から明らかなように、しきい値電流の最小値は３８０ｍＡであった。
また、図示しないものの、今回測定した内での最大値は６００ｍＡで、平均は５００ｍＡであり、それ以前のしきい値電流である６５０〜１６００ｍＡ、平均値９００ｍＡに比較して大幅にしきい値電流が低減している。

この様な、ｐ⁺型エレクトロンブロック層を用いた効果を確認するために、上記の半導体レーザと同様の結晶成長工程で表面発光型ＬＥＤを作製して発光スペクトルを測定したので、その結果を図４及び図６を参照して説明する。
図４（ａ）及び（ｂ）参照
図４（ｂ）は、測定のために作製した表面発光型ＬＥＤの概略的断面図であり、また、図４（ａ）は上面図であり、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるキャリア濃度が４×１０¹⁸ｃｍ^-3のｎ型ＳｉＣ基板７３１上に、厚さが０．３５μｍで、不純物濃度が不純物濃度が８×１０¹⁸ｃｍ^-3のｎ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎバッファ層７３２、厚さが０．５５μｍで、不純物濃度が２．０×１０¹⁸ｃｍ^-3のｎ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層７３３、厚さ１００ｎｍで、不純物濃度が２×１０¹⁸ｃｍ^-3のｎ型ＧａＮ光ガイド層７３４、厚さが５ｎｍのアンドープＩｎ_0.03Ｇａ_0.97Ｎバリア層で分離された厚さ４ｎｍのアンドープＩｎ_0.15Ｇａ_0.85Ｎウエル層を３層成長させたＭＱＷ活性層７３５、厚さが２０ｎｍのｐ型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎエレクトロンブロック層７３６、厚さが１００ｎｍで、不純物濃度が５．０×１０¹⁹ｃｍ^-3のｐ型ＧａＮ光ガイド層７３７、厚さが０．２μｍで、不純物濃度が５．０×１０¹⁹ｃｍ^-3のｐ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層７３８、厚さが０．１μｍで、不純物濃度が５．０×１０¹⁹ｃｍ^-3のｐ型ＧａＮ第１コンタクト層７３９、厚さが２０ｎｍで、不純物濃度が１．５×１０²⁰ｃｍ^-3のｐ⁺型ＧａＮ第２コンタクト層７４０を順次堆積させる。

次いで、ｎ型ＳｉＣ基板７３１の裏面にはＮｉ／Ｔｉ／Ａｕからなるｎ側電極７４１を設けるとともに、ｐ⁺型ＧａＮ第２コンタクト層７４０の表面には略正方形の開口部を有するＳｉＯ₂膜７４２を介してＮｉ／Ａｕからなる半透明電極７４３を設け、その周囲にＮｉ／Ａｕからなるボンディングパッド７４４を設けることによってｐ側電極を形成する。
なお、半透明電極７４３を介して見えているｐ⁺型ＧａＮ第２コンタクト層７４０の寸法は３７μｍ角であり、また、素子寸法は３００μｍ角である。

この様な、表面発光型ＬＥＤを、ｐ型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎエレクトロンブロック層７３６のＭｇ濃度を０〜２×１０²⁰ｃｍ^-3の範囲で変化させるとともに、ｐ型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎエレクトロンブロック層７３６の成長温度を７８０℃及び１１００℃の２つの温度にして結晶成長を行った。

ついで、この表面発光型ＬＥＤに、室温において、幅１００μｓで、周波数が１ｋＨｚのパルス電流を順方向に１００ｍＡ通電し、半透明電極７４３から放射される光をレンズで集光したのち、グレーティングを通して分光し、光電子増倍管により検出することによって測定を行った。

図５参照
図５は、表面発光型ＬＥＤとして、従来の条件であるエレクトロンブロック層のＭｇ濃度が５×１０¹⁹ｃｍ^-3で、成長温度が１１００℃の試料と、新条件であるエレクトロンブロック層のＭｇ濃度が１×１０²⁰ｃｍ^-3で、成長温度が７８０℃の試料との測定結果を比較したものである。
図から明らかなように、新条件において、ＩｎＧａＮからなるＭＱＷ活性層７３５の発光中心波長である４００ｎｍ近傍の発光強度が格段に強くなっており、強度比にして約１０倍になっている。

また、従来条件のＬＥＤにおいては、波長３６３ｎｍをピークにしたｐ型ＧａＮ光ガイド層７３７の発光が存在するが、新条件のＬＥＤにおいては、この波長帯の発光がほとんど見られず、このことから、ｐ型ＧａＮ光ガイド層７３７へオーバーフローする電子が無くなったものと考えられる。

図６（ａ）参照
図６（ａ）は、ＩｎＧａＮからなるＭＱＷ活性層７３５における発光強度のＭｇ濃度依存性を表す図であり、図から明らかなように、７×１０¹⁹ｃｍ^-3近傍を境にして発光強度が急激に増加し、従来条件の場合と比較すると３桁程度増加する。
また、同じＭｇ濃度の場合には、成長温度を７８０℃とした新条件の場合に、２桁程度以上の発光強度の増加が見られる。

図６（ｂ）参照
図６（ｂ）は、ｐ型ＧａＮ光ガイド層７３７における発光強度のＭｇ濃度依存性を表す図であり、図から明らかなように、５×１０¹⁹ｃｍ^-3近傍を境にして発光強度が減少するが、成長温度を７８０℃とした新条件の場合には、Ｍｇ濃度を７×１０¹⁹ｃｍ^-3以上とした場合に、発光がほとんど観測されなかった。

以上の図５及び図６の測定結果から、本発明の実施例１の様に、ｐ⁺型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６のＭｇ濃度を７×１０¹⁹ｃｍ^-3以上、より好適には、１×１０²⁰ｃｍ^-3以上にすることによって電子のオーバーフローを防止することができ、ＭＱＷ活性層７１５において効率良く再結合が行われるので、しきい値電流密度Ｊ_thの低減が可能になる。

特に、ｐ⁺型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６の結晶成長温度をＭＱＷ活性層７１５と同じ範囲の６００℃〜９００℃、例えば、７８０℃とした場合に、効果が顕著になる。
なお、下限の６００℃はＩｎＧａＮの単結晶成長が可能な温度の下限であり、また、上限の９００℃はＩｎＧａＮの成長温度の実質的な上限である。

この様に、ｐ⁺型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６のＭｇ濃度を７×１０¹⁹ｃｍ^-3以上にすることにより、電子のオーバーフローがほぼ完全に抑制される理由は不明であるが、１．０×１０²⁰ｃｍ^-3はＭｇが活性化する濃度限界以上の高不純物濃度であるので、ｐ⁺型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６の価電子帯側の禁制帯に高密度の不純物準位が形成され、この不純物準位がホールの注入効率の改善に役立ち、その結果、電子のオーバーフローが抑制されるとも考えられるので、この事情を図７を参照して説明する。

図７参照
図７はＭＱＷ活性層７１５近傍のバンドダイヤグラムであり、ｐ型ＧａＮ光ガイド層７１７におけるホールは、不純物準位７２４によるトンネル伝導或いは不純物準位７２４を介した不純物伝導によってＭＱＷ活性層７１５に注入されるので、ホールの注入効率が改善され、その結果、従来においてはｐ型ＧａＮ光ガイド層７１７に滞留したホールの電界により引き寄せられていた電子が引き寄せられなくなるので、電子のオーバーフローが抑制されるのではないかと考えられ、それによって、しきい値電流密度Ｊ_th低くすることが可能になる。

図７及び図２０（ａ）参照
また、このＭＱＷ半導体レーザを駆動する場合、ｐ型ＧａＮ光ガイド層７１７の価電子帯のバンド端が不純物準位７２４に達する程度に印加電圧Ｖをすれば良く、図７と図２０（ａ）との対比から明らかなように、従来のＭＱＷ半導体レーザに比べて駆動電圧を低くすることが可能になる。

次に、図８を参照して、従来の短波長半導体レーザのｐ型エレクトロンブロック層、即ち、ｐ型オーバーフロー防止層におけるＭｇ濃度が５×１０¹⁹ｃｍ^-3以下であった理由について検討する。
図８（ａ）参照
図８（ａ）は、ｐ型ＧａＮ層におけるｐ型キャリア濃度、即ち、ホール濃度のＭｇ濃度依存性を調べた図であり、Ｍｇ濃度が低い場合、ｐ型キャリア濃度はＭｇ濃度と共に増加するが、Ｍｇ濃度が約５×１０¹⁹ｃｍ^-3の時に最大になり、それ以上のＭｇ濃度では逆に低下する。

この様なｐ型ＧａＮ層におけるｐ型キャリア濃度のＭｇ濃度依存性は、ｐ型ＡｌＧａＮ層についても成立するものであり、したがって、ｐ⁺型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６においても、５×１０¹⁹ｃｍ^-3を境としてｐ型キャリア濃度が低下すると考えられる。

この様に、あるドーパント濃度を境として、それ以上のドーパント濃度でキャリア濃度が飽和或いは低下する現象は、他の化合物半導体においても一般的に見られる現象であり、従来の短波長半導体レーザにおいて、ｐ型エレクトロンブロック層のＭｇ濃度として５×１０¹⁹ｃｍ^-3という値が用いられているのは、上述の事情によるものと推測される。

したがって、本発明の実施例１の様に、ｐ型エレクトロンブロック層のＭｇ濃度を７×１０¹⁹ｃｍ^-3以上とすることは、ｐ型キャリア濃度を増加させる手段としては全く有効ではなく、かえって不利であるので、Ｍｇの濃度を７×１０¹⁹ｃｍ^-3以上とすることによって電子のオーバーフローが抑制されるという本発明者による新たな知見なしには採用し得ない構成である。

また、キャリア濃度が飽和するような高ドーピング濃度領域においては、過剰ドーピングによる結晶性の低下という現象が見られることが一般的であり、結晶性の低下に伴ってキャリアの移動度も低下するので、他に特段の事情がない限り過剰ドーピングは採用されない手法であり、この点からも、ｐ型エレクトロンブロック層のＭｇ濃度を７×１０¹⁹ｃｍ^-3以上にすることは予測し得ないものである。

図８（ｂ）参照
図８（ｂ）は、ＭＯＶＰＥ法で成長させたｐ型ＧａＮ層におけるｐ型キャリア濃度の成長温度依存性を調べた図であり、成長温度の上昇と共にｐ型キャリア濃度が増加する。即ち、成長温度を低くするとｐ型キャリア濃度は増加せず、逆に低下することが分かる。

この様なｐ型ＧａＮ層におけるｐ型キャリア濃度の成長温度依存性は、ｐ型ＡｌＧａＮ層についても成立するものであり、したがって、ｐ型エレクトロンブロック層の成長温度を、本発明のように６００℃〜９００℃とすることは、６００℃〜９００℃、より好適には７３０〜８３０℃、例えば、７８０℃とすることによって電子のオーバーフローが抑制されるという本発明者による新たな知見なしには採用し得ない構成である。

また、ＧａＮ層或いはＡｌＧａＮ層の成長温度を９００℃以下と低くすると、表面モホロジーが著しく悪化するため、通常は、ｐ型ＧａＮ層或いはｐ型ＡｌＧａＮ層の結晶成長温度として９００℃〜１２００℃の範囲、例えば、１１００℃の高い温度を採用しており、この点からも、ｐ型エレクトロンブロック層の結晶成長温度を６００℃〜９００℃にすることは予測し得ないものである。

以上、本発明の実施例１を説明してきたが、本発明は実施例に記載した構成に限られるものではなく、各種の変更が可能であり、例えば、ｐ型エレクトロンブロック層をＡｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎで構成しているが、この様な組成比に限られるものでなく、他の組成比のＡｌＧａＮでも良く、さらには、活性層及びｐ型クラッド層の組成に応じてＡｌ_xＧａ_yＩｎ_1-x-yＮ（０＜ｘ＜１、０＜ｙ＜１）の範囲内で変えても良いものである。

また、上記の実施例１の説明においては、活性層としてウエル層が３層のＭＱＷ活性層を用いているが、他の構成のＭＱＷ活性層、例えば、厚さ５ｎｍの６層のＩｎ_0.03Ｇａ_0.97Ｎバリア層によって、厚さ２．５ｎｍの５層のＩｎ_0.15Ｇａ_0.85Ｎウエル層を交互に挟んだＭＱＷ活性層等を用いても良く、さらには、ＳＱＷ活性層を用いても良いものである。

また、上記の実施例１の説明においては、ｐ側光ガイド層をｐ型層で、また、ｎ側光ガイド層をｎ型層で構成しているが、少なくとも一方をアンドープ層で構成しても良いものである。

本発明の原理的構成の説明図である。本発明の実施例１のＭＱＷ半導体レーザの説明図である。本発明の実施例１のＭＱＷ半導体レーザの電流−光出力特性の説明図である。本発明の実施例１における効果を確認するために作製した表面発光型ＬＥＤの説明図である。表面発光型ＬＥＤの発光スペクトル強度の構成条件依存性の説明図である。表面発光型ＬＥＤにおける発光強度のＭｇ濃度依存性の説明図である。本発明の実施例１のＭＱＷ半導体レーザのＭＱＷ活性層近傍のバンドダイヤグラムである。ｐ型ＧａＮ層におけるｐ型キャリア濃度の構成条件依存性の説明図である。従来の短波長半導体発光素子の説明図である。従来の短波長半導体レーザの説明図である。従来のＭＱＷ半導体レーザの発振時のバンドダイヤグラムである。従来のＭＱＷ構造短波長半導体レーザにおけるホール電流の層位置依存性の説明図である。従来のＭＱＷ半導体レーザの発振時のホール密度分布の説明図である。従来のＭＱＷ半導体レーザの発振時の電子密度分布の説明図である。従来のＭＱＷ短波長半導体レーザにおける光学利得と放射光強度分布の説明図である。従来のＭＱＷ半導体レーザの光出力−電流特性の説明図である。量子井戸構造活性層の発光効率のＩｎ_xＧａ_1-xＮバリア層のＩｎ組成比ｘ依存性の説明図である。オーバーフロー電流のクラッド層組成依存性の説明図である。オーバーフロー電流の素子温度依存性の説明図である。従来の短波長半導体レーザのバンドダイヤグラムの説明図である。従来の短波長半導体レーザのＰＬピーク波長分布の説明図である。従来の短波長半導体レーザにおける光出力特性の説明図である。従来の短波長半導体レーザにおけるＰＬピーク波長のヒストグラムと光強度の相関の説明図である。

符号の説明

７１１ｎ型ＳｉＣ基板
７１２ｎ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎバッファ層
７１３ｎ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層
７１４アンドープＧａＮ光ガイド層
７１５ＭＱＷ活性層
７１６ｐ⁺型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎエレクトロンブロック層
７１７ｐ型ＧａＮ光ガイド層
７１８ｐ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層
７１９ｐ型ＧａＮ第１コンタクト層
７２０ｐ⁺型ＧａＮ第２コンタクト層
７２１ＳｉＯ₂膜
７２２ｎ側電極
７２３ｐ側電極
７２４不純物準位
７３１ｎ型ＳｉＣ基板
７３２ｎ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎバッファ層
７３３ｎ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層
７３４ｎ型ＧａＮ光ガイド層
７３５ＭＱＷ活性層
７３６ｐ型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎエレクトロンブロック層
７３７ｐ型ＧａＮ光ガイド層
７３８ｐ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層
７３９ｐ型ＧａＮ第１コンタクト層
７４０ｐ⁺型ＧａＮ第２コンタクト層
７４１ｎ側電極
７４２ＳｉＯ₂膜
７４３半透明電極
７４４ボンディングパッド
８１１サファイア基板
８１２ＧａＮバッファ層
８１３ｎ型ＧａＮバッファ層
８１４ｎ型Ｉｎ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ層
８１５ｎ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎクラッド層
８１６ｎ型ＧａＮ光ガイド層
８１７ＩｎＧａＮＭＱＷ活性層
８１８ｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層
８１９ｐ型ＧａＮ光ガイド層
８２０ｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎクラッド層
８２１ｐ型ＧａＮコンタクト層
８２２ｎ側電極
８２３ｐ側電極
８２４ｎ型ＧａＮ層
８２５Ｉｎ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ活性層
８２６ｐ型ＧａＮ層
８３１サファイア基板
８３２ＧａＮバッファ層
８３３ｎ型ＧａＮ中間層
８３４ｎ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層
８３５ｎ型ＧａＮ光ガイド層
８３６ＭＱＷ活性層
８３７ｐ型Ａｌ_0.18Ｇａ_0.82Ｎオーバーフロー防止層
８３８ｐ型ＧａＮ光ガイド層
８３９ｐ型Ａｌ_0.09Ｇａ_0.91Ｎクラッド層
８４０ｐ型ＧａＮコンタクト層
８４１ｎ側電極
８４２ＳｉＯ₂膜
８４３ｐ側電極
８４４電圧印加時の価電子帯のバンド端
８４５ノッチ
８４６ノッチ

Claims

ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザの製造方法において、活性層とｐ側の光ガイド層との間に設け且つ前記ｐ側の光ガイド層よりバンドギャップの広いエレクトロンブロック層の成長温度を６００℃〜９００℃としてＭｇ濃度が７×１０ ¹⁹ ｃｍ ^-3 以上になるようにＭｇをドープして成長することを特徴とする半導体レーザの製造方法。
前記エレクトロンブロック層の成長温度を活性層の成長温度と同じにしたことを特徴とする請求項１に記載の半導体レーザの製造方法。