WO2005034301A1 - 窒化物半導体素子およびその製造方法 - Google Patents

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semiconductor layer
type nitride
doping
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Yasutoshi Kawaguchi
Toshitaka Shimamoto
Akihiko Ishibashi
Isao Kidoguchi
Toshiya Yokogawa
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Matsushita Electric Industrial Co., Ltd.
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Definitions

  • Nitride semiconductor device and method of manufacturing the same
  • the present invention relates to a nitride semiconductor device, and more particularly to a semiconductor light emitting device expected to be used for an optoelectronic information processing device and an illumination light source, a nitride semiconductor device including a bipolar transistor, and a method of manufacturing the same.
  • a nitride semiconductor device and more particularly to a semiconductor light emitting device expected to be used for an optoelectronic information processing device and an illumination light source, a nitride semiconductor device including a bipolar transistor, and a method of manufacturing the same.
  • III-V nitride semiconductors having nitrogen (N) as a group V element are promising as materials for short-wavelength light-emitting devices because of their large band gaps.
  • gallium nitride-based compound semiconductors GaN-based semiconductors: A1GaInN
  • LEDs blue light-emitting diodes
  • III-V nitride semiconductors having nitrogen (N) as a group V element are promising as materials for short-wavelength light-emitting devices because of their large band gaps.
  • gallium nitride-based compound semiconductors GaN-based semiconductors: A1GaInN
  • LEDs blue light-emitting diodes
  • GaN-based semiconductors GaN-based semiconductors having an oscillation wavelength in the 400 nm band in order to increase the capacity of optical disk devices
  • semiconductor lasers made of GaN-based semiconductors have been attracting attention and are now at a practical level. Is reaching.
  • GaN-based semiconductor lasers are disclosed in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 1-126006, Japan Journal of Applied Physics, Vol. 38, L226-L229 (1999), physicastatussolidi (a) 194 , No. 2, 407-413 (2002).
  • FIGS. 1 and 2 a conventional GaN-based semiconductor laser will be described. -Explain the The.
  • FIG. 1 (a) First, refer to FIG. 1 (a).
  • the semiconductor laser shown in FIG. 1 (a) has a low dislocation ELO—GaN substrate 101 and a laminated structure of a nitride semiconductor epitaxially grown on an EL ⁇ _GaN substrate 101.
  • the 1_ 01 ⁇ 6 & 1 ⁇ 1substrate 101 is composed of a GaN thick film formed by selective lateral growth (EpitaxiaLLaTeRalOrverowth).
  • FIG. 1 (a) The semiconductor laminated structure in FIG. 1 (a), from the side of the substrate 1 01, n -... .
  • the semiconductor laminated structure having the above configuration is processed into the shape shown in FIG. 1 (a), on which a p-electrode 111, a Si0 2 layer 112, and an n-electrode 113 are formed. ing.
  • FIG. 1 (b) schematically shows the conduction band structure of the semiconductor laser.
  • the horizontal axis in Fig. 1 (b) is plotted against the distance from the substrate surface. The further to the left in the figure, the further away from the substrate surface.
  • the vertical axis is the energy level at the bottom of the conduction band.
  • This semiconductor laser has an EL layer (3 &
  • the semiconductor multilayer structure is processed into the shape shown in FIG. 2 (a), p electrode 21 1, S i 0 2 layer 21 2, and the n-electrode 21 3 is formed thereon.
  • FIG. 2 (b) is a schematic diagram of the conduction band structure of this semiconductor laser.
  • the feature of this semiconductor laser is that MQW activity is used to minimize the light absorption loss due to the layer doped with ⁇ -type impurities.
  • the Ga InN intermediate layer 2-6 and the AIG aN intermediate layer 20 also function as an optical guide layer, a p-side optical guide layer is formed unlike the semiconductor laser shown in FIG. Not.
  • the A ⁇ GaN cap having the smallest lattice constant is placed directly above the active layer 106 having the largest lattice constant in the laser structure.
  • the layer 104 comes into contact, a large strain is applied to the active layer 106, and the uniformity and reproducibility of the laser element are not very good.
  • the active layer 205 and the AIG aN electron block layer (which perform the same function as the AlGaN cap layer 10 in FIG. 1) Intermediate layer is inserted between them. For this reason, the strain applied to the active layer is effectively reduced, and the uniformity at the time of manufacturing the laser device is improved.
  • the common feature of these semiconductor lasers is to dope ceptor impurities to realize a p-type crystal and to grow the AI GaN cap layer (AIG aN electron block layer), which has the largest band gap in the laser structure. That is what started from time.
  • AI GaN cap layer AIG aN electron block layer
  • magnesium is usually used as an acceptor impurity.
  • Mg memory effect
  • the “memory effect” occurs because a time delay occurs from when impurity doping is started during crystal growth to when the doped impurities are actually incorporated into the crystal. More specifically, when such a memory effect occurs, the doping start position is shifted from the intended position to the crystal growth surface side, and the impurity concentration increases in the depth distribution in the depth direction. Instead of steep, the tail is pulled.
  • the “memory effect” causes a time delay from the end of driving during crystal growth to the end of the actual incorporation of impurities doped into the crystal. Let it. In this case, the doping end position is shifted to the surface side of the crystal growth layer from the intended position, and the decrease in the Mg concentration in the depth direction distribution of the impurity concentration is not steep but trails.
  • This memory effect occurs when the Mg doping start position is set to the growth start position of the A ⁇ GaN cap layer (A 1 GaN electron block layer), which has the largest band gap in the laser structure. Then, a portion where the Mg concentration is locally low occurs in the AlGaN cap layer (AlGaN electron blocking layer).
  • the activation energy of the sceptor impurity increases as the bandgap energy increases, in other words, the A 1 composition in the crystal increases. Tend to be larger. If a low Mg concentration portion is formed due to the Mg doping lag due to the memory effect, Mg is not sufficiently activated in that portion, and the function of the A 1 GaN electron block layer is reduced. Resulting in.
  • the Mg concentration itself is constant even if A1 doping is performed, and if the optimal A1 concentration is controlled, the activation rate of the ceptor can be improved and a high hole concentration can be realized. There is no explanation on suppression of one effect, high controllability and steepness, and sceptor impurity profile.
  • the present inventors have fabricated a laser structure as shown in FIG. 3 (a).
  • the device shown in FIG. 3A has an EL GaN substrate 3C.
  • the substrate 301 is an ABL EG (Air Bridged Lateral Eitaxial ⁇ roW th) substrate and has an air gap structure (not shown). Details are disclosed, for example, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-009004.
  • This feature of the laser structure starts doping Akuseputa impurities with highest Bandogiyappu large p-A] 0. 16 Ga 0. 84 N growth initiation of the electron over one flow suppressing layer 3_Rei 9 in the laser structure in the tooth
  • the p-GaN receptor impurity doping start layer 3-8 is provided before that.
  • a 0 84 N electron overflow suppression layer 309 M g de of - consisting Bing concentration can be made constant.
  • the efficiency of hole injection into the active layer is reduced, and it is difficult to achieve sufficient low threshold current driving with good reproducibility and uniformity.
  • the shift of the pn interface from the active layer position causes a threshold and a rise in the value voltage.
  • Electron overflow suppression layer 309 M To increase the g concentration may be sufficiently thick p-G a N-Akuseputa impurity doping start layer 3 0 8, by doing so, p- AI 0. 1 6 G a 0. 8 4 N electron-over
  • the Mg concentration in one flow suppression layer 3 ⁇ 9 can be about the same as the Mg concentration in the cladding layer.
  • a large amount of Mg also exists in the p-GAN-Acceptor impurity doping initiation layer 3 ⁇ 8, and this Mg is applied due to current application during laser operation, heat and magnetic field applied to the laser. Easily diffuses to the active layer side.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and has as its object to provide a highly reliable nitride semiconductor device with a high yield. Disclosure of the invention
  • the nitride semiconductor device includes a nitride semiconductor layer, an n-type nitride semiconductor layer, and an active layer sandwiched between the p-type nitride semiconductor layer and the n-type nitride semiconductor layer.
  • a p-type nitride semiconductor layer comprising Al and Mg; a first p-type nitride semiconductor layer containing Al and Mg; and a second (3-type nitride semiconductor layer containing Mg).
  • the layer has a band gap larger than the band gap of the first p-type nitride semiconductor layer.
  • the second p-type nitride semiconductor layer functions as a barrier layer that suppresses carrier overflow from the active layer.
  • AI concentration of the first 1 p-type nitride semiconductor layer 1 X1 ⁇ 20 CM_ 3 or more 2X1 ⁇ 21 cm- 3 or less
  • AI concentration in the first 1 p-type nitride semiconductor layer is 1 X1 0 20 cm one 3 or more 2X1 0 21 cm- 3 the thickness of the following areas is more than 1 nm.
  • a non-doped nitride semiconductor layer containing Al is further provided between the first p-type nitride semiconductor layer and the active layer.
  • the non-doped nitride semiconductor layer has a smaller band gap than the band gap of the second p-type nitride semiconductor layer.
  • the non-doped nitride semiconductor layer has a band gap equal to a band gap of the first p-type nitride semiconductor layer.
  • the total thickness of the non-doped nitride semiconductor layer and the first p-type nitride semiconductor layer is 1 nm or more and 50 ⁇ m or less.
  • the thickness of the second p-type nitride semiconductor layer is 5 nm or more and 20 nm or less.
  • the thickness of the region where the Mg concentration is 8 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or less is 1 nm or less.
  • the p-type nitride semiconductor layer is
  • a band cap of the third p-type nitride semiconductor layer is smaller than a band cap of the first p-type nitride semiconductor layer.
  • the third p-type nitride semiconductor layer functions as a cladding layer.
  • At least one of the first p-type nitride semiconductor layer and the second p-type nitride semiconductor layer contains In.
  • the In composition ratio of the second p-type nitride semiconductor layer is larger than the In composition ratio of the first p-type nitride semiconductor layer.
  • the method of manufacturing a nitride semiconductor device according to the present invention includes a p-type nitride semiconductor layer, an n-type nitride semiconductor layer, and a structure sandwiched between the p-type nitride semiconductor layer and the n-type nitride semiconductor layer.
  • the first p-type nitride semiconductor layer is located between the active layer and the second p-type nitride semiconductor layer
  • the second p-type nitride semiconductor layer is A method for manufacturing a nitride semiconductor device having a band gap larger than a band gap of a p-type nitride semiconductor layer, comprising: forming the n-type nitride semiconductor layer; and forming the active layer. And supplying the raw material gas having Mg and the raw material gas having A] together. Forming the first p-type nitride semiconductor layer; and supplying the source gas having Mg to form the second p-type nitride semiconductor layer.
  • a source gas having AI is supplied without supplying a p-type impurity, so that a non-doped nitride containing A ⁇ is provided.
  • the method further includes forming a semiconductor layer.
  • FIG. 1A is a cross-sectional view showing a conventional example of a GaN semiconductor laser
  • FIG. 1B is a schematic view of a band structure on the conduction band side.
  • FIG. 2 (a) is a cross-sectional view showing another conventional example of a GaN semiconductor laser
  • FIG. 2 (b) is a schematic diagram of a conduction band structure thereof.
  • FIG. 3A is a cross-sectional view showing still another conventional example of a GaN semiconductor laser
  • FIG. 3B is a schematic diagram of a conduction band structure thereof.
  • FIG. 4A is a cross-sectional structure diagram of the nitride semiconductor laser according to the first embodiment of the present invention
  • FIG. 4B is a schematic diagram of the conduction band structure.
  • FIG. 5A is a graph showing the SIMS profile of the semiconductor laser shown in FIGS. 3A and 3B
  • FIG. 5B is a graph showing the SIMS profile of the semiconductor laser of the first embodiment. This is a graph showing.
  • Figure 6 shows the p- AIG a N- 5 is a graph showing the Mg concentration of the p—A 1 G aN current overflow / overflow suppression layer with respect to the A 1 composition.
  • FIG. 7A is a cross-sectional view illustrating a semiconductor laser according to Embodiment 3 of the present invention
  • FIG. 7B is a schematic diagram of a conduction band side band structure of a comparative example
  • FIG. 4 is a schematic view ⁇ ⁇ of a conduction band side band structure in the present embodiment.
  • FIG. 118 (a) is a cross-sectional view showing a semiconductor laser according to Embodiment 4 of the present invention
  • FIG. 8 (b) is a schematic view of a conduction band side band structure.
  • FIG. 9 (a) is a cross-sectional view showing a semiconductor laser according to Embodiment 5 of the present invention
  • FIG. 9 (b) is a schematic view of a conduction band side band structure.
  • FIG. 10 (a) is a cross-sectional view showing a semiconductor laser according to Embodiment 6 of the present invention
  • FIG. 10 (b) is a schematic view of a conduction band side band structure.
  • FIG. 11 (a) is a cross-sectional view showing a semiconductor laser according to Embodiment 7 of the present invention
  • FIG. 11 (b) is a schematic view of the conduction band side band structure
  • FIG. 12 is a sectional view showing a semiconductor laser according to the eighth embodiment of the present invention.
  • FIG. 13 is a schematic diagram showing a conductor band structure near an active layer in the semiconductor laser of the eighth embodiment.
  • FIG. 14 is a sectional view showing a semiconductor laser according to Embodiment 9 of the present invention.
  • FIG. 15 is a schematic diagram showing a conductor band structure near the active layer in the semiconductor laser of the ninth embodiment.
  • FIG. 16 is a schematic diagram showing another conductor band structure near the active layer in the semiconductor laser of the ninth embodiment.
  • FIG. 4 (a) shows a cross-sectional structure of the semiconductor laser of the present embodiment
  • FIG. 4 (b) is a schematic diagram of the conduction band side band structure.
  • the semiconductor laser of this embodiment has an n- GaN substrate 401 and a semiconductor multilayer structure formed on the n_GaN substrate 401.
  • 97 N Akuseputa impurity doping start layer 409 functions as a "A 1 and Mg-containing first 1 p-type nitride semiconductor layer", p- AI 0. 1 6 G a 0. 84 N electron overflow one flow suppressing layer 41 ⁇ functions as a "free first 2 p-type nitride semiconductor layer with Mg".
  • p- AI 0. 03 G a 0. 97 N Akuse bandgap descriptor impurity doping start layer 409, p- A 1 0. 16 G a Q. 84 N electron-over one flow suppressing layer 41 ⁇ of Bandogiya' Puyori small, p- a l 0. 1 0 G a 0.
  • the yo 5 semiconductor multilayer structure is processed into the shape shown in FIG. 4 (a), p electrode 41 3, n electrode 41 4, and S i 0 2 layer 41 5 is formed thereon.
  • the crystal growth of the nitride semiconductor layer is performed using the MOVPE method.
  • the growth pressure may be any of decompression, atmospheric pressure (1 atm), or superatmospheric pressure, and may be switched to the optimum pressure for each layer.
  • the carrier gas for supplying the raw material to the substrate is preferably a gas containing at least an inert gas such as nitrogen (N 2 ) or hydrogen (H 2 ).
  • the method of growing a nitride semiconductor in the present invention is not limited to the MOVPE method, but may be any method for growing a compound semiconductor crystal, such as an hydride vapor phase epitaxy method (HVP E method) or a molecular beam epitaxy method (MBE method). Method can be applied.
  • HVP E method hydride vapor phase epitaxy method
  • MBE method molecular beam epitaxy method
  • the surface of the n-GaN substrate 401 is cleaned with an organic solvent or an acid, and then placed on a susceptor and sufficiently replaced with N 2 .
  • the temperature is raised to 10 ° C. in a N 2 atmosphere at a temperature rising rate of 10 ° C.Z for 10 seconds.
  • switch the carrier gas to H 2 , supply ammonia (NH 3 ) at the same time, and clean the substrate surface for 1 minute.
  • TMG trimethyl gallium
  • S i H 4 trimethyl gallium monosilane
  • TMA Bok trimethyl aluminum
  • the supply of NH 3 is stopped by changing the carrier gas to N 2 , and the growth temperature is decreased to 8 ° C. After the growth temperature stabilizes at 780 ° C, NH 3 is supplied first, followed by TMG and trimethylindium (TMI).
  • TMG trimethylindium
  • Ga 0. 9. I ⁇ 0 ⁇ 1 oN / G a 0. 98 I n 0. 02 N- M QW is grown an active layer 405.
  • the active layer is not intentionally doped.
  • the p- A l 0. 10 Ga 0. 90 N / pG aN-S L s clad layer 41 1, and p-GaN contact layer 41 2 is processed into a stripe shape. After that, both sides of the laminated structure processed into a stripe shape are covered with an SiO 2 layer 415 as an insulating film to form a current injection region.
  • the stripe width is about 2 to 3 m.
  • n-GaN layer 402 is exposed by etching the semiconductor laminated structure, and then an n-electrode 414 is formed on the exposed surface.
  • n-GaN An n-electrode may be formed on the back of the plate.
  • the crystal growth of the GaN intermediate layer 407 may be continued and the temperature may be increased.
  • 3 G a 0. 97 N middle layer 4 the crystal growth of the O 8 without line, while heated Shitechi good.
  • any method of increasing the temperature may be used as long as a defect that causes a non-radiative recombination center is not generated in the crystal.
  • 03 G a 0 . 97 N- Akuseputa the role of impurities de one pin ring initiating layer 409 will be described.
  • Figure 5 (a) is a graph showing the contact Keru SI MS profile in the semiconductor laser shown in FIG. 3 (a) and (b), FIG. 5 (b), p - AI 0. 1 6 G a 0. 84 N throat one flop before growing the electron overflow suppression layer 4 "1 ⁇ a 10.
  • Akuseputa impurities It is a graph which shows the SIMS profile in the semiconductor laser of this embodiment which formed the doping start layer 409. In the graph, "1. Means ⁇ . 0X1 0 M ".
  • FIGS. 5 (a) and in any of the samples of (b), p-type clad layer (P- AI 0. 10 a 0. 90 N / pG aN-S L s class head layer 41 1 and p _ AI o. 1 4 G a o . 86 N / pG aN-S L s hole concentration of clad layer 31 O) is performing a Mg doped to a 2 X 1 ⁇ 18 cm- 3. Specifically, doping of Mg is performed under the condition that the Mg concentration in the p-type cladding layer is 1 X1 ⁇ 19 cm- 3 .
  • the thickness of the p-type receptor impurity doping start layer 409 is 5 nm, and the thickness of the electron overflow suppression layer 410 is 1 Onm.
  • the effect of the doping delay is prominent due to the memory effect of Mg doping. That is, the Mg concentration in the A 1 GaN electron overflow suppression layer 3-9 changes in the depth direction, and the size is only about 5 to about X10 18 cm- 3 .
  • a nitride semiconductor containing AI which is grown after starting Mg doping and before starting the growth of the overflow suppression layer 410 (second p-type nitride semiconductor layer).
  • the thickness of the layer (first p-type nitride semiconductor layer) is preferably 1 nm or more and 5 nm or less.
  • the AI concentration in the nitride semiconductor layer containing AI is preferably sufficiently high
  • the AI concentration in the first p-type nitride semiconductor layer is 1 ⁇ 10 20 cm- 3 or more 2X1 0 21 cm- 3 is below, and, AI concentration thickness of 1 X 1 0 2Q cm- 3 or more 2X1 0 21 cm- 3 or less in the region in the 1 p-type nitride semiconductor layer Is preferably 1 nm or more.
  • the first 1 p-type lines become AI before the growth of the nitride semiconductor layer containing 3 ⁇ 4 Non de one flop nitride semiconductor layer (AI 0. 03 G a 0. 97 N middle layer 408), eventually As a result of the diffusion of Mg from the first p-type nitride semiconductor layer, a region that becomes p-type may be included. However, for the sake of simplicity, we will refer to AI 0 ... In this specification unless intentionally doped with a p-type impurity at the time of growth.
  • the 3 G a 0. 97 N middle layer 408 is referred to as a "free undoped nitride semiconductors layer AI".
  • Effects obtained by this embodiment can also be obtained by using a p- AI 0. 90 I n 0. 10 N Akuseputa impurity doping start layer containing I n in place of Ga.
  • the largest p-A ⁇ is Bandogiya Ppuenerugi laser structure 0. 6 G a 0. 84 with respect to N electronic over one flow suppressing layer 41 0, a smaller band gap energy than that (although Ga 0. go I n 0. bandgap energy is greater than 10 n / Ga 0.
  • the semiconductor laser described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-009004 discloses a semiconductor laser in which Mg is doped to prevent diffusion of Mg from the A1GaN layer.
  • a non-doped Al xG a ⁇ ! — X N layer (0 ⁇ X ⁇ Y ⁇ 1) is inserted between the layer and the Si-doped n- GaN layer.
  • the non-doped A] xGa — X N layer is inserted to allow the Mg doped p—A] Y G a ⁇ — Y N layer to become the active layer (Si dop n-GaN).
  • the diffusion of Mg into the layer is suppressed.
  • the purpose of suppressing Mg diffusion is to suppress the emission of a pair of donors / acceptors and make the emission at the band edge dominant.
  • Mg diffusion from the 1 ⁇ 1 ⁇ doped 0-A 1 G 1 N layer containing 1 to the active layer is caused by Mg-doped p-G a N 1 not containing A 1. It is known to be very unlikely to occur compared to a layer. Details of this point will be described later.
  • the band gap energy of A 1 GaN containing A 1 is originally larger than the band gap energy of GaN, the activation energy of the acceptor impurity in Al GaN becomes relatively large. Therefore, if Mg doping is started during the growth of A 1 ⁇ aN, the p-type impurity is inactivated, leading to a decrease in reproducibility and uniformity, which is not desirable.
  • the lattice constant difference between A 1 GaN and Ga In NN is larger than the lattice constant difference between A 1 GaN and Ga N
  • the A 1 GaN layer is used as the active layer. If they are arranged in the vicinity, the strain of the well layers constituting the active layer tends to be non-uniform. When this distortion increases, the emission characteristics are adversely affected, which is not desirable for uniformity and reliability.
  • the thickness of the non-doped GaN intermediate layer is set to an optimal size for reducing the distortion.
  • the Mg raw material adheres very much to the inner wall of the reactor of the pipe of the crystal growth equipment, and most of the raw material is consumed by this flax in the early stage immediately after the start of doping. This is the main cause of the memory effect. Effect of the memory effect is dependent crystal growth apparatus day, but because the M g doping to obtain a M g concentration of 1 X 1 ⁇ 19 cm one 3 in GaN grown at a crystal growth apparatus which is used in this embodiment shaped condition When starting, the doping front of Mg shifts about 10 nm toward the crystal surface.
  • the Mg concentration reaching the 9% level of 1 ⁇ 10 19 cm- 3 (9 ⁇ 10 18 cm- 3 ) is only due to the growth of crystals with a thickness of about 2-0 nm after the growth of GaN. It is when growth progresses.
  • the same Mg doping is performed during the growth of A 1 GaN with A ⁇ composition of 1% » there is no delay in the doping front of Mg, until the Mg concentration of 9 ⁇ 10 18 cm— 3 is reached. It only needs 10 nm.
  • Mg and AI have very high anti-parasitic properties, so if Mg is added to a raw material gas containing AI, AI and Mg will immediately de-Ji and adhere to the inner wall of the pipe and reactor. This is because they form a complex without being incorporated and are incorporated into the crystal.
  • FIG. 6 is a graph showing the Mg concentration of the p-AI GaN current overflow suppression layer with respect to the AI composition of the p-A ⁇ GaN-ceptor impurity doping initiation layer.
  • the A ⁇ concentration in the p-A 1 G GaN-sacceptor impurity doping start layer is set to be at least 10 times the Mg doping concentration.
  • AI concentration be set to 1 X1 0 2 (3 cm- 3 , 1% or more 0.1 with AI composition of the crystal It is more preferable to set the AI concentration in the p-A ⁇ GaN-ceptor impurity doping initiating layer to be at least 10 ⁇ times the doping concentration of Mg, since the Mg concentration will not further increase.
  • G a N Akuseputa impurity doping start layer 3_Rei 8 undoped AI 0. 03 G a 0. 97 N middle layer 4_Rei_8 and p-AI 0. 03 Ga 0. using 97 N Akuseputa impurity doping start layer 4_Rei_9 This makes it possible to reduce the compressive force when the electron overflow suppressing layer is formed.
  • the compressive force generates a piezo electric field, and the resulting change in band structure diffuses the acceptor impurities, forming a non-uniform concentration distribution.
  • the intermediate layer Z ceptor impurity doping start layer containing A 1 which can reduce the compression force, an Mg doping profile having excellent steepness can be effectively realized. it can.
  • the activator level formed by Mg in the GaN crystal has a higher activation energy than Si, which is a donor-impurity. For this reason, when a laser is oscillated by current injection, an optical loss (light absorption loss) is generated.
  • a desired doping profile at the interface can be formed with high controllability and high steepness, so that a laser element with extremely low light absorption loss can be provided with good yield.
  • the crystal growth apparatus can be modified to a pipe or reactor structure that does not easily produce the memory effect, but this requires a huge amount of cost and time.
  • Mg doping it is important to perform Mg doping while efficiently forming a complex of A 1 and Mg.
  • Mg doping it is more preferable that not only H 2 but also N 2 be contained as a carrier gas, since the anti-parasitic property is enhanced.
  • impurities such as oxygen, carbon and silicon within a range that does not affect the electrical characteristics of the laser structure.
  • the substrate is not limited to GaN, but may be a nitride semiconductor bulk substrate such as AlGaN, InGaN, or AlGalnN, a sapphire substrate, or a silicon carbide substrate.
  • a silicon substrate, a gallium arsenide substrate on which GaN is grown on the surface, and an EL-based GaN substrate manufactured using selective lateral growth may be used.
  • the n-type cladding layer includes bulk crystal A 1 GaN
  • a superlattice structure consisting of A 1 G a N and G a N is used for the p-type cladding layer, but bulk crystal A 1 G a N is used for the p-type cladding layer and A is used for the n-type cladding layer.
  • a superlattice structure composed of 1 G a N and G a N may be used.
  • a bulk crystal A 1 G aN or a superlattice structure composed of A 1 G aN and ⁇ 3 a N may be used for both the n-type and the p-type.
  • these semiconductor layers may contain In boron (B), arsenic (As), and phosphorus (P), as long as they have a configuration capable of effectively realizing light and carrier confinement.
  • TMG is used as a raw material for Ga
  • TMA is used as a raw material for A1
  • TMI is used as a raw material for In
  • Cp 2 Mg is used as a raw material for Mg
  • NH 3 is used as a raw material for N.
  • the source gas is not limited to these.
  • TAG triethyl aluminum
  • DM AH dimethyl aluminum chloride
  • DMAC dimethyl aluminum chloride
  • TMAA Torimechirua Mina
  • a complex of A1 and Mg is formed with good efficiency, and it is important to perform Mg doping using the complex. It is more desirable to use a raw material having as high a molecular weight as possible within the usable range, since the larger the value, the more effective the action. (Embodiment 2)
  • the laminated structure is processed into a stripe shape by a dry etching process.
  • AI 0. 03 G a 0 97 N middle layer 4_Rei 8 is exposed from the surface side p-G a N contactor Bok layer 4 1 2, p -.
  • the doping start layer 4-9 is etched in order. The etching depth is an important parameter that determines the shape of the laser beam and it is desirable to control it precisely.
  • a 50 m square monitor window for optical evaluation was installed at several locations on the laser structure wafer, and the dry etching process was performed and the optical evaluation was performed by field observation to perform dry etching.
  • photoluminescence measurement was performed as an optical evaluation method.
  • a 325 nm wavelength hemi-cadmium laser was used.
  • a compound semiconductor doped with a p-type acceptor impurity a p-type acceptor impurity level is formed, and a donor / acceptor pair emission is observed. Light emission from the vicinity is observed.
  • p- A 1 03 G a 0. 97 N in the prior art using no Akusepu data impurity doping start layer 409 doping profile p Kata Kuseputa are pulling the skirt, doping the order optical evaluation doping the interface is not clear It was impossible to determine the interface.
  • the steepness of the doping interface can be improved, and the film thickness can be easily controlled by optical evaluation.
  • this control method can use not only photoluminescence measurement but also any method that can be evaluated, such as plasma emission analysis.
  • the monitor window for optical evaluation is not limited in shape and size as long as the yield of the element does not decrease within the area 81 and optical evaluation is possible.
  • the emission wavelength of the active layer can be evaluated by measuring photoluminescence from the optical evaluation monitor window, and the performance of the laser structure can be evaluated before the laser process. And the efficiency of the device process was improved.
  • the laser structure was crystal-grown with the same configuration as that of Embodiment 1 except for the structure of the p-type cladding layer.
  • NZ p- G a N- SL s had with clad layers 41 1, wherein OSG pA 1 0. Instead of that is a 0. 92 N / pA 1 0, 02 G a 0. 98 N — SL s cladding layer 601 is used.
  • Figure (a) shows the structure of this laser structure.
  • the semiconductor laser of this embodiment has the same configuration as that of the semiconductor laser (Embodiment 1) shown in FIG. 4A, except for the parts described below. That is, the non-doped AI 0 .ANG. 3 Ga. 97 N of I said, “ ⁇ 40 ⁇ and u” 5 nm thick p-Al 10 . ⁇ 3 et al. So 97 N-ceptor impurity doping start layer 4-40 instead of 40 nm non-doped AI 0. 03 ⁇ a 0. 95 I ⁇ ⁇ .
  • the AI composition in these layers is the same between this embodiment and Embodiment 1, there is no difference in the doping profile of Mg, but it contains In and the band gap is Energy is reduced. As a result, the activation energy of impurities in these layers is reduced, and the hole concentration is increased. Also, the strain applied to the active layer is reduced. For this reason, according to the present embodiment, A reduction in threshold current and an improvement in reliability can be realized.
  • the semiconductor laser of this embodiment has the same configuration as that of the semiconductor laser (Embodiment 1) shown in FIG. 4A, except for the parts described below. That is, in this embodiment, 5 nm thick p-A in Embodiment 1] 0.. 3 G a 0. Instead of the 97 N-Akuseputa impurity doping start layer 409, P_A 1 0 of 5 nm thick. 03 G a 0. 95 I n 0. 02 N Akuseputa impurity doping start layer 8_Rei 1, and 5 ⁇ 111 thick over (3 & 0. 98 I n 0.. it has 2 n layer 802.
  • AI composition of Mg doping start layer 801 is equal in both embodiments, there is no difference in the doping profiles of M g, towards the present embodiment inserts the pG a 0. 98 I n 0 . 02 N layer 8 O 2 only by being divided between M QW active layer 405 p- AI 0. 1 6 G a 0. 84 is a long distance between the N electron overflow suppression layer 41 0. However, 5 nm thick p- Ga 0. 9 8 I n 0.. Since the 2N layer 802 contains In, its bandgap energy is smaller than the GaN bandgap energy, resulting in a very high hole concentration. As a result, the efficiency of injecting holes into the active layer 405 is improved, so that the threshold current can be further reduced and the reliability can be improved.
  • the body laser has the same configuration as that of the semiconductor laser (Embodiment 1) shown in FIG. 4A, except for the parts described below. That is, in this embodiment, the undoped AI 0. 03 G a 0. 9 7 N intermediate layer 408, and 5 nm thick PA I 0. 03 G a 0 in at 40 nm thickness in the semiconductor laser of FIG. 4 (a). instead of the 97 N Akuseputa impurity doping start layer 40 9, an undoped a l 0 of 40n m thick. 06 Ga 0. 84 ln 0 . i 0 N intermediate layer 901 and 3nm thick p- a l 0. 06 G a 0 84 I n 0. • !. It has a N ceptor impurity doping start layer 902.
  • the Al composition of the intermediate layer 901 and the acceptor impurity doping start layer 902 is higher than the AI composition of the intermediate layer 4-8 and the acceptor impurity doping start layer 409 in the first embodiment, respectively. Therefore, Mg doping profile is, since rises more steeply, p- A l 0. 06 G a 0. 84 I n 0. 10 N can be thinned ⁇ click septa impurity doping start layer 9_Rei 2.
  • the semiconductor laser of this embodiment has the same configuration as that of the semiconductor laser (Embodiment 1) shown in FIG. 4A, except for the parts described below. That is, in the present embodiment, a non-doped AI having a thickness of 4 nm is used. 3 Ga 0. 97 N middle tier 4_Rei_8, and 5 nm thick p-A ⁇ . 3 G a 0. 97 N- Akuse Instead of the descriptor impurity doping start layer 409, 40n m thick throat-loop A 10. 01 ⁇ a 0.
  • the Al doping of Mg is gradually increased by gradually increasing the AI composition in the Al x Ga — X N (0. O 1 ⁇ x ⁇ 0.13)
  • the profile can be launched more steeply.
  • the efficiency of hole injection into the active layer is increased to effectively reduce the effect of the piezoelectric field effect caused by the compression iiEi force, further reducing threshold current, improving reliability, and improving yield. Improvement can be realized.
  • a 5 nm-thick AI X G a ! — X N (0.01) is set so that the A] composition increases stepwise from 0.01 to 0.13 in increments of 1/3 every 1 nm. ⁇ x ⁇ 0. 13)
  • the aptceptor impurity doping start layer 10 ⁇ 2 is formed, this effect is not obtained only when the AI composition is increased stepwise.
  • the continuous increase of the AI composition and the parabolic increase of the AI composition significantly reduced the strain caused by the lattice constant difference. It is possible to reduce the occurrence of notches due to band discontinuity.
  • the carrier confinement efficiency by the second p-type nitride semiconductor layer can be improved, it is not necessary to attach importance to carrier confinement by the third p-type nitride semiconductor layer functioning as a cladding layer. Therefore, the band gap of the cladding layer (the third p-type nitride semiconductor layer) can be reduced, and as a result, the composition of Al in the cladding layer can be reduced.
  • the band gap is reduced by reducing the composition of the cladding layer (third p-type nitride semiconductor layer) A 1 as compared with the above-described embodiments, thereby increasing the band gap of the first p-type nitride semiconductor layer. It is set smaller than the band gap of the layer. Reducing the AI composition in the third p-type nitride semiconductor layer functioning as a cladding layer lowers the series resistance R s of the nitride semiconductor device, thereby reducing power consumption.
  • an n-GaN substrate 1601 is prepared, and its surface is cleaned with an organic solvent and an acid. Then, the substrate 1601 is placed on a susceptor in a growth furnace. After sufficient replacement of the inside of the growth furnace with N 2 gas, the temperature was raised to 10 ° C at a heating rate of 1 ° ⁇ s, the carrier gas was switched to H 2 and ammonia (NH 3 ) Supply and clean the substrate surface. It is desirable that this cleaning be performed for at least one minute.
  • NH 3 ammonia
  • TMG Bok trimethyl gallium
  • S i H 4 Monoshira emissions
  • a NH 3 by subjected supply TMG and trimethylindium (TM I), I n 0.1 G a 0 thickness on the light guide layer 1 6_Rei 4 of about 3 nm.
  • I n with a thickness of about nm on the well layer.
  • 2 G a 0. 98 by Rukoto the N barrier layer is grown semiconductor layer of 3 cycles of one cycle to form a multiple quantum well (MQW) active layer 1605. Of 30 nm thickness successively undoped ln 0. 02 Ga 0. Grown 98 N intermediate layer 1 606, after growing the undoped GaN intermediate layer 1 60 7 30nm thickness, stopping the supply of TMG. While supplying N 2 and NH 3 , quickly raise the temperature to 1 000 ° C and switch the carrier gas to a mixed gas of N 2 and H 2 . Resume supply of TMG and TMA, 4
  • Mg doping with biscyclopentagenenylmagnesium (Cp 2 Mg) is started.
  • 608 will have a structure including a throat one flop AI 0. 1 o 3 a 0. 90 N lower layer portion, both of Mg dough flop AI 0. 0 G a 0. 90 N upper layer portion.
  • non-doped A ⁇ 0. i 0 G a 0. 90 N lower layer portion the actual A ⁇ in facilities Embodiment "1 o. 03 G a 0 . 97 versus the N intermediate layer 4_Rei 8
  • a region in which Mg is not doped may be formed in a part of the doping enhancement layer 1608, however, due to thermal diffusion of Mg occurring in a subsequent step, the doping enhancement layer 1608 may be formed. Mg can also be doped into the entire layer 16 ⁇ 8.
  • a portion doped with Mg functions as the first p-type nitride semiconductor layer of the present invention.
  • the p- A l 0. 16 Ga 0 . 84 N electron overflow one flow suppressing layer 1609 functions as a 2 p-type nitride semiconductor layer of the present invention.
  • magnesium (Mg) was used as the p-type dopant.
  • p-type dopants such as carbon (C), zinc (Zn), beryllium (Be), and cadmium (Cd) were used. You can add a mold punt.
  • the growth method of the nitride semiconductor is not limited to the M ⁇ PPE method.
  • Idride vapor phase epitaxy (HVP E) All the methods proposed so far for growing compound semiconductor crystals, such as molecular beam epitaxy (MBE), can be used.
  • TMG is used as a raw material for Ga
  • TMA is used as a raw material for A 1
  • TMI is used as a raw material for In
  • C p 2 Mg is used as a raw material for Mg
  • NH 3 is used as a raw material for N.
  • the raw material gas is not limited to these as long as the crystal growth utilizes the principle of the above conditions.
  • Bok re ethyl gallium (TEG) Yu gallium chloride As a raw material of A ⁇ , Bok Li ethyl Arumini ⁇ (TEA) Chu dimethyl aluminum hydride (DMAH), dimethicone Le aluminum chloride (DMAC ⁇ ), as a raw material for I n, Torye chill indium (TEI) as raw material of Mg, Bisuechirushikuro penta-Genis Le magnesium (E t Cp 2 Mg) boiled Bisumechirushiku port penta-Genis Le magnesium (MeCp 2 Mg ), N may be hydrazine (N 2 H 4 ) monomethyl hydrazine (MMH) or dimethyl hydrazine (DMH).
  • a bulk crystal is used for each cladding layer and contact layer, but a super lattice structure may be applied.
  • N middle layer (doping enhancement layer)
  • etching down to 16 ⁇ 8 by etching it is processed into a strip shape, and a ridge is formed above the resonator formation region.
  • the stripe width at the ridge is about 2 to 3 jum.
  • Etching is performed on the epitaxial layer until a part of the n-type contact layer 1602 is exposed by masking the strip-shaped resonator forming region in the epitaxial layer.
  • a protective insulating film 1613 made of silicon oxide (Si 2 ) is deposited on both sides of the ridge by CVD or the like. Form implanted regions.
  • a p-electrode 1612 is formed, and on the surface of the n-GaN contact layer 1602, an n-electrode 1614 is formed. .rho.
  • Mg concentration of GaN contact layer 1 61 1 order to reduce contact resistance between the p electrode 1 61 2 is set from 1 X1 ⁇ 2Q cm one 3 5X1 ⁇ 20 cm- 3.
  • the nitride semiconductor laser shown in FIG. 12 can be manufactured.
  • the n-side electrode is formed on the upper surface (the same side as the p-side electrode). It is good.
  • the p-side electrode 1612 moves toward the MQW active layer 1605.
  • electrons are injected from the n-side electrode 1614.
  • optical recombination occurs due to recombination of holes and electrons, and laser oscillation occurs at a wavelength of about 410 nm.
  • FIG. 13 is a diagram showing a configuration near the active layer in the present embodiment. It is formed from three or more layers with different thicknesses and AI composition ratios (band gaps) from the active layer side.
  • the Mg-doped portion of the p-A 1 GaN doping enhancement layer 1 1 or 2 is JiEi with respect to the first p-type nitride semiconductor layer.
  • the p-AI GaN overflow suppression layer 11-3 corresponds to the second p-type nitride semiconductor layer
  • the p-AI GaN cladding layer 1104 corresponds to the third p-type nitride semiconductor layer. I do.
  • the AI composition ratio of the first p-type nitride semiconductor layer is set to be higher than that of the third p-type nitride semiconductor layer, and the AI composition ratio of the second p-type nitride semiconductor layer is set to the third p-type nitride semiconductor layer. Higher than the nitride semiconductor layer.
  • the relationship of the second p-type nitride semiconductor layer> the first p-type nitride semiconductor layer> the third p-type nitride semiconductor layer is satisfied for the eighth gap.
  • the highest possible Al composition ratio in the first p-type nitride semiconductor layer is desirable to use as long as its band gap is smaller than that of the second p-type nitride semiconductor layer. Due to the presence of the first p-type nitride semiconductor layer, the doping delay of the p-type impurity can be eliminated, and a sufficient impurity concentration in the second p-type nitride semiconductor layer can be ensured. Become.
  • Desirable AI composition ratio is 5 to 20% for the first p-type nitride semiconductor layer
  • the average of the p-type nitride semiconductor layer is 3.5 to 5.5%. If a layer with a high A ⁇ composition ratio, such as the first p-type nitride semiconductor layer and the second p-type nitride semiconductor layer, is made thick, the third p-type nitride semiconductor will increase the series resistance. It is necessary to make the film thickness thinner than the layer. Therefore, the preferred thickness of each layer is 1 to 50 nm for the first p-type nitride semiconductor layer and 5 to 2 nm for the second p-type nitride semiconductor layer. The most desirable film thickness is the first p-type The thickness is 5 to 20 nm for the nitride semiconductor layer and 5 to 10 nm for the second p-type nitride semiconductor layer.
  • the AI composition ratio of the first p-type nitride semiconductor layer may have a slope as long as it is within the above-mentioned desired AI composition ratio.
  • the slope may be continuous, or may be stepwise.
  • each region may be a superlattice layer instead of a bulk layer as long as it is within the above-mentioned desirable ranges of A ⁇ composition ratio and film thickness.
  • the bulk layer and the superlattice layer may be mixed.
  • the doping is started at the beginning of or during the growth of the doping layer 11-2, but Mg doping is performed on all or a part of the doping layer 11-2.
  • the Mg concentration in the doping layer 1102 need not be uniform.
  • the p-type impurity concentration in the overflow suppression layer 1 1 ⁇ 3 is preferably within the range of 8 ⁇ 10 18 cm 3 to 2 ⁇ 1 ⁇ 19 cm 3 at maximum, and the impurity concentration distribution is uniform in the thickness direction. It is preferable that there is.
  • the insertion of the Al GaN doping enhancement layer 1102 makes it possible to suppress the influence of the Mg doping delay, so that the AIG aN overflow flow with the largest band gap energy in the laser structure is achieved.
  • the Mg concentration in the suppression layer 1103 can be made substantially equal to the Mg concentration in the cladding layer.
  • the threshold current can be reduced and the pn interface It is possible to suppress an increase in operating voltage due to misalignment.
  • the doping enhancement layer 1102 as a superlattice layer, it is possible to form a portion having a high A ⁇ concentration even if the average A ⁇ composition is the same, thereby improving the steepness of Mg incorporation. Can be.
  • the bar-flow suppression layer 1103 from a superlattice layer, the activation energy of the Mg receptor can be reduced, so that the series resistance can be reduced.
  • This effect is contained I n instead of G a p- AI 0.
  • Akuseputa may impure product doping start layer, is A 1 includes a least a layer to start doping It would be fine.
  • the confinement of carriers is improved by controlling the p-type dopant concentration by structural measures, and the resistance can be reduced by reducing the A ⁇ composition ratio of the cladding layer.
  • the series resistance of the device can be reduced, and the operating voltage can be reduced.
  • the crystal growth of the present invention is not limited to GaN as long as the crystal growth utilizes the principle of the above conditions.
  • InGaN, AIGaInN, etc. nitride semiconductor bulk substrates, sapphire substrates, silicon carbide substrates, silicon substrates, GaN grown on gallium arsenide substrates, etc.
  • an E 1_ ⁇ (3 & 1 ⁇ substrate) manufactured using selective lateral growth may be used.
  • a laser element is described, but the present invention is not limited to this, and the present invention can be applied to a light emitting diode element. In addition, it can be applied to all devices that have a pn junction and require simultaneous prevention of electron overflow and low resistance. Further, the above-described effects can be realized in mixed crystal compound semiconductors containing BA1GainN arsenic (As) and phosphorus (P). (Embodiment 9)
  • the surface of the n-GaN substrate 1701 is cleaned with an organic solvent and an acid, and then the substrate 1701 is placed on a susceptor in a growth furnace. After sufficient replacement of the inside of the growth furnace with N 2 gas, the temperature was raised to 100 ° C at a heating rate of 1 ° CZ seconds, the carrier gas was switched to H 2 and ammonia (NH 3 ) was supplied. To clean the substrate surface. It is desirable that this cleaning time be 1 minute or more. Then, to start the supply of Bok trimethyl gallium (TMG) and monosilane (S i H 4), 2 ; (m thick n- growth of G a N layer 1 Ryo 02, continue stomach Bok trimethyl aluminum (TMA ) was added, 1.
  • TMG Bok trimethyl gallium
  • S i H 4 monosilane
  • TMA Bok trimethyl aluminum
  • NH 3 , TMG and trimethylindium (TMI) were supplied.
  • a multi-quantum well (MQW) active layer 1 05 is formed by growing three periods of semiconductor layer with one period of 98 N barrier layer. Doped I n 0 of 3_Rei nm thickness successively. 02 G a 0. 98 N middle layer
  • the supply of TMG is stopped. While supplying N 2 and NH 3 , the temperature is quickly raised to 1 100 ° C, and the carrier gas is switched to a mixed gas of N 2 and H 2 . Resume supply of TMG, TMA and TMI, and grow 45 nm thick p-A 10-10 ⁇ a 0.85 I ⁇ 0.05 N intermediate layer (doping layer). Let it. During the growth of this intermediate layer, Mg doping with biscyclopentagenenyl magnesium (Cp 2 Mg) is started. Then, switching after growing a 1 0 nm thick p-A] 0. ⁇ ! 6 G a 0 .75 I n o.
  • Cp 2 Mg biscyclopentagenenyl magnesium
  • an epitaxial layer constituting a semiconductor laser can be obtained. Since the subsequent steps of manufacturing the nitride semiconductor laser are the same as those in Embodiment 8, the description is omitted.
  • magnesium (Mg) is used as the p-type dopant, but carbon (C), zinc (Zn), beryllium (Be), cadmium (Cd), etc. may be used instead. .
  • the MOVP E method is used as a nitride semiconductor growth method.
  • the present invention is not limited to this, and a hydride vapor phase epitaxy method (HVP E method) and a molecular beam epitaxy method (MBE method) Law) It can be applied to all methods proposed so far for growing compound semiconductor crystals.
  • TMG is used as a raw material for Ga
  • TMA is used as a raw material for A1
  • TMI is used as a raw material for In
  • 00 2 Mg is used as a raw material for 1 ⁇ / 13 ⁇ 4
  • NH 3 is used as a raw material for N.
  • Bok as a raw material for G a Riechirugariu ⁇ (TEG) and gallium chloride (GAC 1 and C aC 1 3), as a raw material of a ⁇ Triethyl aluminum (TEA), dimethyl aluminum octaride (DMAH), dimethyl aluminum chloride (DMAC), triethyl indium (TEI) as the raw material for In, and bisethyl cyclo for the raw material for Mg penta-Genis Le magnesite Shiumu (E t Cp 2 Mg), bis methylcyclopentadienyl Jefferies two Rumagu Neshiu ⁇ (MeC p 2 Mg), hydrazine as a raw material for N (N 2 H 4), monomethyl hydrazine (MMH), dimethylhydrazine (DMH) may be used Yes.
  • TAA Triethyl aluminum
  • DMAH dimethyl aluminum octaride
  • DMAC dimethyl aluminum chloride
  • TEI triethy
  • a bulk crystal is used for each clad layer, contact layer, and the like, but a superlattice structure may be applied.
  • the mixed crystal semiconductor layer containing AI has a great feature that a p-type impurity (eg, Mg or the like) is easily taken in and a doping delay is hardly generated. Also, the ease of incorporation of p-type impurities depends on the A ⁇ composition, and when the AI composition ratio is between 0% and 50%, the amount of p-type impurities incorporated increases as the AI composition ratio increases. I do.
  • a p-type impurity eg, Mg or the like
  • a 1 G aN having a large lattice constant difference from InGaN is not arranged in the vicinity of the active layer as it is, but A including In is included to suppress the lattice constant difference.
  • 1 G a In N was used.
  • FIG. 15 is a diagram showing a configuration near the active layer in the present embodiment. From the active layer side, it is formed from three or more layers having different thicknesses, A] composition ratios (band gaps), and In composition ratios.
  • the P-AIGaInN doping enhancement layer 18 ⁇ 3 is opposed to the first p-type nitride semiconductor layer
  • the p-AlGaInNN overflow suppression layer 1804 is
  • the p-AI GaN cladding layer 1805 corresponds to the second p-type nitride semiconductor layer and the third p-type nitride semiconductor layer.
  • A1 composition ratio (band gap) of the first p-type nitride semiconductor layer is configured to be smaller than that of the second p-type nitride semiconductor layer and larger than that of the third p-type nitride semiconductor layer. .
  • AI composition in the first p-type nitride semiconductor layer As for the ratio, it is desirable to use an A1 composition as high as possible within a range where the band gap is smaller than that of the second p-type nitride semiconductor layer.
  • an In composition in the second p-type nitride semiconductor layer and the first p-type nitride semiconductor layer it is possible to suppress a difference in lattice constant between the active layer present in the vicinity. It becomes. Due to the presence of the first p-type nitride semiconductor layer, the doping delay of the p-type impurity which has occurred in the conventional configuration can be eliminated, and the impurity concentration of + It is possible to secure.
  • the desirable AI composition ratio is 5 to 20% for the first p-type nitride semiconductor layer, 10 to 30% for the second p-type nitride semiconductor layer, and an average for the third p-type nitride semiconductor layer.
  • the most desirable AI composition ratio is 6 to 12% for the first p-type nitride semiconductor layer, 15 to 20% for the second p-type nitride semiconductor layer, and the third p-type nitride semiconductor layer.
  • the nitride semiconductor layer has an average of 3.5 to 5.5%.
  • Desirable In composition ratios are 1 to 20% for the first p-type nitride semiconductor layer and 1 to 30% for the second p-type nitride semiconductor layer. Thus, it is desirable that the In composition ratio be set at least smaller than the A I composition of each layer.
  • the first p-type nitride The second p-type nitride semiconductor layer is set to be larger than the semiconductor layer.
  • the difference in lattice constant between the layers can be reduced, and the strain in the active layer can be further reduced.
  • the lattice constant of the first p-type nitride semiconductor layer is larger than that of the second p-type nitride semiconductor layer having a large AI composition ratio.
  • Figure 16 shows As mentioned above, the In composition is more than that of the first ⁇ -type nitride semiconductor layer (p—AIGAInN doping layer 1 903) as compared to the second p-type nitride semiconductor layer (p—AIGaI n). It is preferable to set the N overflow suppression layer 19 ⁇ 4) to be smaller.
  • the layers having a high AI composition ratio such as the first p-type nitride semiconductor layer and the second p-type nitride semiconductor layer
  • the series resistance increases. It is necessary to make it smaller than the nitride semiconductor layer. Therefore, the preferred thickness of each layer is 1 to 5 nm for the first p-type nitride semiconductor layer and 5 to 2 Onm for the second p-type nitride semiconductor layer.
  • the thickness is 5 to 20 nm for the p-type nitride semiconductor layer and 5-1 Onm for the second p-type nitride semiconductor layer.
  • the Al composition ratio and the In composition ratio of the first p-type nitride semiconductor layer may have a gradient as long as they are within the above-mentioned desirable ranges of the AI composition ratio and the In composition.
  • the slope can be continuous or stepped.
  • each region may be a superlattice layer instead of a bulk layer as long as it is within the above-described desired
  • the doping enhancement layer It suffices if impurity doping is performed, and the impurity concentration does not need to be uniform in the layer.
  • the doping concentration of over one flow suppressing layer 1 8_Rei_4 it is desirable that the maximum 8X1 0 18 cm- 3 from 2X1 ⁇ 19 cm- 3 of p-type impurity is uniformly doped.
  • the effect of the Mg doping delay is poorly controlled by the insertion of the AlGalnN doping enhancement layer 18 A3, and A1G having the largest band gap energy in the laser structure becomes poor.
  • the Mg concentration in the a I n N electron overflow suppression layer 804 can be made almost equal to the Mg concentration in the cladding layer.
  • the threshold current can be reduced by improving the hole injection efficiency.
  • the doping element layer 1803 as a superlattice layer, a portion having a high AI concentration can be formed even if the average A] composition ratio is the same, and the sharpness of Mg incorporation can be improved.
  • the overflow suppression layer 1804 a superlattice layer, the activation energy of the Mg receptor can be reduced, and the series resistance can be reduced.
  • the overflow suppression layer 18 ⁇ 4 can be sufficiently doped with a p-type dopant by such structural measures, the carrier can be sufficiently blocked in this layer.
  • the Al composition ratio of the AI GaN cladding layer 1805 can be reduced.
  • by controlling the p-type dopant concentration by structural measures it is possible to improve the confinement of carriers and to lower the resistance by reducing the AI composition ratio of the cladding layer. As a result, the series resistance of the device can be reduced, and the operating voltage can be reduced.
  • the laser structure on the GaN substrate has been described.
  • the crystal growth of the present invention is not limited to GaN as long as the crystal growth utilizes the principle of the above conditions. 1 GaN, InGaIn, A 1 GaInN, etc., grown on nitride semiconductor bulk substrate, sapphire substrate, silicon carbide substrate, silicon substrate, gallium arsenide substrate, etc. An EL OG aN substrate manufactured using growth may be used.
  • the semiconductor elements in the above embodiments are all laser elements, but the present invention is not limited to this, and it is necessary to have a ⁇ junction and to simultaneously prevent overflow of the electrons and reduce the resistance. It can be applied to all nitride semiconductor devices.
  • the present invention can be applied to a nitride semiconductor device such as a light emitting diode device, a light receiving device, and a transistor.
  • Mg is used as the ⁇ -type acceptor impurity.
  • carbon (C), zinc CZn), beryllium (Be), and cadmium (Cd) may be added in addition to Mg. good.
  • the nitride semiconductor to be M-doped may be an A 1 Ga In N As P mixed crystal compound semiconductor containing B A] G a In N N, As and P. Industrial applicability
  • the p-type receptor impurity doping start layer having a band gap energy larger than that of the active layer and a band gap energy smaller than that of the electron overflow suppression layer, the doping delay caused by the memory effect can be reduced. No steep sceptor impurity profile can be realized. As a result, compound semiconductor light-emitting / emitting devices with high reliability, low value current, and low operating voltage can be reproducibly and uniformly operated. It can be provided that they are uniformly manufactured.
  • Such a nitride semiconductor device according to the present invention is useful mainly as a light source in the field of optical disks, and can also be used for laser printers, barcode recorders, and the like.

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Abstract

　本発明の窒化物半導体素子、ｐ型窒化物半導体層、ｎ型窒化物半導体層、および、前記ｐ型窒化物半導体層と前記ｎ型窒化物半導体層との間に挟まれている活性層を備えている。ｐ型窒化物半導体層は、ＡｌおよびＭｇを含む第１ｐ型窒化物半導体層と、Ｍｇを含む第２ｐ型窒化物半導体層とを有している。第１ｐ型窒化物半導体層は、前記活性層と第２ｐ型窒化物半導体層との間に位置しており、第２ｐ型窒化物半導体層は、第１ｐ型窒化物半導体層のバンドギャップよりも大きなバンドギャップを有している。

Description

明 細 書
窒化物半導体素子およびその製造方法
技術分野
本発明は、 窒化物半導体素子に関し、 特に光電子情報処理装置お よび照明光源などへの^用が期待されている半導体発光素子ゆ、 バ ィポーラ型トランジスタを含む窒化物半導体素子、 ならびにそれら の製造方法に関している。 背景技術
V族元素として窒素 （N) を有する I I I —V族窒化物半導体は、 そのバンドギャップの大きさから、 短波長発光素子の材料として有 望視されている。 中でも窒化ガリウム系化合物半導体 （GaN系半 導体： A 1 G a I n N) は研究が盛んに行われ、 青色発光ダイ才ー ド (L ED) 、 緑色 L EDが既に実用化されている。 まだ、 光ディ スク装置の大容量化のために、 400n m帯に発振波長を有する半 導体レーザが熱望されており、 G a N系半導体を材料とする半導体 レーザが注目され現在では実用レベルに達しつつある。
G a N系半導体レーザは、 例えば特開平 1 〇一 1 26006号公 報、 J a p a n e s e J o u r n a l o f Ap p l i e d P h y s i c s, Vo l .38, L 226-L 229 (1 999) 、 p h y s i c a s t a t u s s o l i d i (a) 1 94, No. 2， 407-41 3 (2002)などに開示されている。
以下、 図 1および図 2を参照しながら、 従来の GaN系半導体レ —ザを説明する。
まず、 図 1 (a) を参照する。
図 1 (a) に示される半導体レーザは、 低転位の E LO— GaN 基板 1 〇 1と、 E L〇_G aN基板 1 01上にェピタキシャル成長 し 窒化物半導体の積層構造とを有している。 巳 1_〇ー6&1\1基板 1 01は、 選択横方向成長 （Ep i t a x i a l L a t e r a l Ov e r r owt h) によって作製された G a Nの厚膜から構成 される。
図 1 (a) における半導体積層構造は、 基板 1 01の側から、 n — A l 0.015Ga 0. 985Nコンタクト層 1 02、 Ga0. 95 l n 0. 05Nクラック抑制層 1 03、 n-A I 0. i5Ga0. 85N/n-G a N超格子 （S L s) クラッ ド層 1 04、 G a N光ガイド層 1 05、 G a0. 86 I n o. 14N/G a0. 99 I n 0.01 N多重量子井戸 （MQ W) 活性層 1 06、 p— A 10. 2。Ga0.8。Nキャップ層 1 07、 GaN光ガイド層 1 08、 p-A l 0. 15Ga0. 85N/p-GaN 一 S L sクラッド層 1 09、 および p— G a Nコンタクト層 1 1 0 を有している。 これらの半導体層の結晶成長は、 例えば有機金属気 相成長法 （MOVP E法） を用いて行なわれる。
上記の構成を有する半導体積層構造は、 図 1 (a) に示す形状に 加工され、 その上に p電極 1 1 1、 S i 02層 1 1 2、 および n電 極 1 1 3が形成されている。
図 1 (b) は、 この半導体レーザの伝導帯側バンド構造を模式的 に示している。 図 1 (b) の横軸は基板表面から距離に対麻してお り、 図中の左側に進 ¾ほど基板表面から遠ざかる。 縦軸は、 伝導帯 下端のエネルギレベルである。
この半導体レーザの特徴は、 結晶成長中における活性層からの I n蒸発の抑制と活性層からの電子のオーバーフローを抑制するため に、 最も禁制帯幅が大き ( ρ— A 1 0. 2。Ga0. 8。Nキャップ層 1 07が(\/1(3\^活性層1 〇 6の直上に形成されていることである。 次に、 図 2 (a) を参照して、 他の G aN半導体レーザを説明す る。
この半導体レーザは、 図 1 (a) の半導体レーザと同様に、 EL 〇ー(3&|\|基板201と、 その上に形成された半導体積層構造とを 有している。 半導体積層構造は、 n— G aNコンタクト層 2〇2、 n - A } o. osG a0.92Nクラッド層 203、 GaN光ガイド層 2 04、 G a0. 90 I η 0. Λ 0N/G a0. 98 I n 0. 02(\1— 1\/10\/\/活性 層 205、 G a I nN中間層 206、 A l GaN中間層 207、 p -A I o. 16G a0. 84N電子ブロック層 208、 p—A l 0. 15G a0. 85N/ p -G a N-S L sクラッ ド層 209、 p— GaNコ ンタク卜層 21 〇を有している。
この半導体積層構造は、 図 2 (a) に示す形状に加工され、 その 上に p電極 21 1、 S i 02層 21 2、 および n電極 21 3が形成 されている。
この半導体レーザにおける伝導帯側バンド欉造の模式図を図 2 (b) に示す。 この半導体レーザの特徴は、 ρ型不純物をド一ピン グした層による光吸収損失をできるだけ低減するだめに、 MQW活 性層 205と p— A l o. 16Ga0. 84 N電子ブロック層 2〇 8の間 に Ga I nN中間層 2〇6、 A I <3 a N中間層 2〇了と呼ばれるス ぺ一サ一層を形成していることである。 また、 Ga I nN中間層 2 〇 6および A I G a N中間層 20了が光ガイド層としても機能する め、 図 1 (a) に示す半導体レーザとは異なり、 p側の光ガイド 層が形成されていない。
このような構造を有する GaN半導体レーザは、 いずれも、 室温 における出力 30 mWでの連続発振を達成することが報告されてい る。
しかしながら、 図 1 (a) および （b) に示す構造を有する半導 体レーザの場合、 レーザ構造中で最も格子定数の大きい活性層 1 0 6の直上に、 最も格子定数が小さい A〗 GaNキャップ層 1 04が 接し、 大きな歪が活性層 1 06に加えられることになり、 レーザ素 子作製時の均一性、 再現性があまり良好ではなし、。
一方、 図 2 (a) および （b) に示す構造を有する半導体レーザ の場合は、 活性層 205と A I G aN電子ブロック層 （図 1の A l GaNキャップ層 1 0了と同一の機能を果たす） の間に、 中間層が 挿入されている。 このため、 活性層に印加される歪が効果的に緩和 され、 レーザ素子作製時の均一性が向上する。
これらの半導体レーザで共通するのは、 p型結晶を実現するァク セプタ不純物のドーピングを、 レーザ構造中で最もバンドギヤップ が大きい A I GaNキャップ層 （A I G a N電子ブロック層） の成 長を行なう時から開始していることである。 窒化物系半導体では、 ァクセプタ不純物として通常マグネシウム
( M g ) がよく用いられる。 この M gには、 結晶成長時のドーピン グに際して 「メモリー効果」 と呼ばれる現象が発生することが知ら れている。 「メモリ一効果」 とは、 結晶成長中に不純物ドーピング を開始した時点から、 実際に結晶中にドーピングされた不純物が取 り込まれるまでに、 時間遅れが生じることに起因して発生する。 よ り具体的には、 このようなメモリ一効果が生じると、 ドーピング開 始位置が、 意図し 位置よりち結晶の成長表面側にずれたり、 不純 物濃度の深さ方向分布における濃度の増加が急峻ではなく裾を引い てしまう。
また 「メモリー効果」 は、 上記の場合とは逆に、 結晶成長中にド 一ビングを終了した時点から、 実際に結晶中にドーピングされた不 純物の取り込みが終了するまでに時間遅れを生じさせる。 この場合 は、 ドーピング終了位置が意図した位置よりも結晶成長層の表面側 にずれたり、 不純物濃度の深さ方向分布における M g濃度の低下が 急峻ではなく裾を引いてしまう。
M gのドーピング開始位置を、 レーザ構造中で最もバンドギヤッ プの大きい A】 G a Nキャップ層 （A 1 G a N電子ブロック層） の 成長開始位置に合わせた場合において、 このメモリー効果が発生す ると、 A l G a Nキャップ層 （A l G a N電子ブロック層） 中に M g濃度が局所的に低くなる部分が発生する。
一般にァクセプタ不純物の活性化エネルギはバンドギヤップエネ ルギが大きくなるほど、 言い換えれば、 結晶中の A 1 組成が高くな るほど大きくなる傾向がある。 メモリ一効果に起因し Mgド一ピ ング遅れによって M g濃度の低い部分が形成されると、 その部分で Mgが充分に活性化されず、 A 1 G a N電子プロック層の機能が低 下してしまう。
特開 2000—1 43396号公報に記載されている他の従来例 では、 p型 GaN結晶を作製する場合に 2X1 〇2Qcm 3以下の A I をドーピング （バンドギャップエネルギが GaNから変化しな い程度なので A I <3 aN混晶化ではない） している。 これにより、 Mgがドーピングされ ことによる結晶の歪を緩和し、 ァクセプタ 不純物である M gを G a N結晶中の G a原子位置に効果的に配置し、 高ホール濃度が得られると説明している。 しかしながら、 A 1 ドー ビングを施しても Mg濃度自身は一定値であり、 最適な A 1濃度を 制御すれば、 ァクセプタの活性化率が向上して高ホール濃度を実現 できるが、 ドーピング界面におけるメモリ一効果の抑制と、 制御性、 急峻性の高し、ァクセプタ不純物プロファイルに関しては説明されて いない。
特開 2002—1 98314号公報に記載されている更に他の従 来例では、 Mgドーピングプロファイルの急峻性を向上させる め に、 A I GaN層 Z GaN層ちしくは Ga l nN層 ZGaN層の多 重へテロ構造 （超格子構造） を作製し、 そこに Mgドーピングを行 つている。 この方法によれば M gを一様にドーピングしていてち、 GaN層と A〗 GaN層もしくは GaN層と Ga I n N層とのへテ 口界面の A 1 G aN層もしくは G a I n N層の基板側 （成長開始 側） の界面近傍で Mg濃度が局所的に増大する。 そして、 この Mg 濃度が局所的に増大する現象を利用し、 積極的に界面を形成して急 峻性を向上させている。 しかしながら、 この方法では急峻性は向上 しているものの、 バンドギャップの大きい A〗 G a N層中では依然 として Mgドーピング遅れが、 生じており、 A l GaN層中には M g濃度不均一が生じている。 まだ、 多数のへテロ界面を形成するこ とにより結晶中には Mg濃度の過不足が不規則に発生し、 制御性、 再現性が非常に低い。
これらのことに鑑み、 本発明者らは、 図 3 (a) に示すようなレ —ザ構造を作製した。 図 3 (a) の素子は、 E L〇一 GaN基板 3 C を有している。 已1_〇ー(33 |\]基板301は、 ABL EG (A i r— B r i d g e d L a t e r a l E i t a x i a l ^ r ow t h) 基板であり、 不図示のエアギヤップ構造を有している。 AB L EGの詳細は、 例えば特開 2002— 009004号公報に 開示されている。
基板 301上の半導体積層構造は、 n— GaNコンタク卜層 3〇 2、 n— A I 07G a0. 93Nクラッド層 3〇 3、 n— GaN光ガ イド層 304、 G a0. so I n0. 10N/Ga0. 98 I n0.02N— M QW活性層 305、 G a I nN中間層 306、 GaN中間層 3〇了、 p— G a Nァクセプタ不純物ドーピング開始層 308、 p-A I 0. 16G a0. 84N電子オーバーフロー抑制層 3 O 9、 p-A I 0. 14 G a0. 86N/p— GaN— SL sクラッド層 31 0、 p -G a N コンタクト層 31 1を含んでいる。 図 3 (b) は、 このレーザ構造 の伝導帯側バンド構造を模式的に示している。
このレーザ構造の特徴は、 レーザ構造中で最もバンドギヤップが 大きい p— A】 0. 16Ga0.84N電子オーバ一フロー抑制層 3〇 9 の成長開始とともにァクセプタ不純物のドーピングを開始するので はなく、 その前に p— G a Nァクセプタ不純物ドーピング開始層 3 〇 8を設けていることである。 この p— G a Nァクセプタ不純物ド —ビング開始層 308中には、 メモリー効果に起因し ドーピング 遅れが存在するが、 それを考慮した膜厚設計を行うことにより、 p -A I 0. 16G a0. 84N電子オーバーフロー抑制層 309の M gド —ビング濃度を一定にすることができるようになる。
しかしながら、 これら従来の成長方法では、 レーザ構造中で最も バンドギャップエネルギが大きい p— A I 0. 16G a0. 84 N電子ォ ーバ一フロー抑制層 3〇 9の M g濃度は一定値となるものの、 メモ リー効果に起因してドーピングの開始及び終了に時間遅れが生じる だめに Mgのドーピングプロファイルの急峻性が低く、 結果として クラッド層の Mg濃度に対して 5〇％から 70%程度の M g濃度し か p_A I 0. 16G a0. 84 N電子オーバーフロー抑制層 309には ドーピングされておらず M gの絶対量としては不足している。 この ため、 活性層へのホールの注入効率が低下し十分な低しきい値電流 駆動を再現性、 均一性良く実現することが困難である。 また、 p n 界面が活性層位置からずれることにより、 しきし、値電圧の上昇を招 しヽている。
p -A I 0 i RG a 0 84N電子オーバ一フロー抑制層 309の M g濃度を高めるためには p— G a N—ァクセプタ不純物ドーピング 開始層 3 0 8を充分に厚くすればよく、 こうすることにより、 p— A I 0. 1 6 G a 0. 8 4 N電子オーバ一フロー抑制層 3〇 9の M g濃度 はクラッ ド層の M g濃度と同程度にできる。 しかしながら、 p— G a N—ァクセプタ不純物ドーピング開始層 3〇 8中にも多くの M g が存在することになり、 レーザ動作時の電流印加ゆ、 レーザに加え られた熱、 磁界によりこの M gが容易に活性層側へ拡散する。 この 結果、 M gは活性層付近にまで到達し、 活性層近傍で光吸収損失を 引き起こし、 レーザの信頼性に悪影響を及ぼし、 再現性、 均一性良 く、 高い信頼性を有するレーザ素子を実現することが困難であった。 本発明は上記の事情を鑑みてなされ ちのであり、 信頼性の高い 窒化物半導体素子を歩留まり良く提供することにある。 発明の開示
本発明の窒化物半導体素子は、 型窒化物半導体層、 n型窒化物 半導体層、 および、 前記 p型窒化物半導体層と前記 n型窒化物半導 体層との間に挟まれている活性層を備え 窒化物半導体素子であつ て、 前記 p型窒化物半導体層は、 A l および M gを含 ¾第 1 p型窒 化物半導体層と、 M gを含 ¾第 2 (3型窒化物半導体層とを有し、 前 記第 1 p型窒化物半導体層は、 前記活性層と前記第 2 p型窒化物半 導体層との間に位置しており、 前記第 2 p型窒化物半導体層は、 前 記第 1 p型窒化物半導体層のバンドギャップよりも大きなバンドギ ャップを有している。 好ましい実施形態において、 前記第 2 p型窒化物半導体層は、 前 記活性層からのキャリアオーバーフローを抑制するバリア層として 機能する。
好ましい実施形態において、 前記第 1 p型窒化物半導体層の A I 濃度は、 1 X1 〇20cm_3以上 2X1 〇21 cm— 3以下であり、 前記第 1 p型窒化物半導体層において A I濃度が 1 X1 020 cm一 3以上 2X1 021 cm— 3以下の領域の厚さは、 1 nm以上である。 好ましい実施形態において、 前記第 1 p型窒化物半導体層と前記 活性層との間に位置し、 A lを含むノンドープ窒化物半導体層を更 に備えている。
好ましい実施形態において、 前記ノンド一プ窒化物半導体層は、 前記第 2 p型窒化物半導体層のバンドギヤップよりも小さなバンド ギヤップを有している。
好ましい実施形態において、 前記ノンド一プ窒化物半導体層は、 前記第 1 p型窒化物半導体層のバンドギャップに等しいバンドギヤ ップを有している。
好ましい実施形態において、 前記ノンドープ窒化物半導体層およ び前記第 1 p型窒化物半導体層の合計の厚さは、 1 nm以上 50η m以下である。
好ましい実施形態において、 前記第.2 p型窒化物半導体層の厚さ は、 5 nm以上 20 nm以下である。
好ましい実施形態において、 前記第 2 p型窒化物半導体層におい て Mg濃度が 8X1 018cm— 3以下の領域の厚さは 1 nm以下で あ 。
好ましい実施形態において、 前記 p型窒化物半導体層は、 前記第
2 p型窒化物半導体層のバンドギャップよりも小さなバンドギヤッ プを有する第 3 p型窒化物半導体層を更に有し、 前記第 3 p型窒化 物半導体層と前記第 1 p型窒化物半導体層との間に前記第 2 p型窒 化物半導体層が位置している。
好ましい実施形態において、 前記第 3 p型窒化物半導体層のバン ドキャップは前記第 1 p型窒化物半導体層のバンドキャップよりち 小さし、。
好ましい実施形態において、 前記第 3 p型窒化物半導体層はクラ ッド層として機能する。
好ましい実施形態において、 前記第 1 ρ型窒化物半導体層および 第 2 p型窒化物半導体層の少なくとち一方は I nを含む。
好ましい実施形態において、 前記第 2 p型窒化物半導体層の I n 組成比は、 前記第 1 p型窒化物半導体層の I n組成比よりち大きい。 本発明による窒化物半導体素子の製造方法は、 p型窒化物半導体 層、 n型窒化物半導体層、 および、 前記 p型窒化物半導体層と前記 n型窒化物半導体層との間に挟まれている活性層を備え、 前記 p型 窒化物半導体層は、 1 ぉょび1\/| を含¾第1 p型窒化物半導体層 と、 M gを含 第 2 p型窒化物半導体層とを有し、 前記第 1 p型窒 化物半導体層は、 前記活性層と前記第 2 p型窒化物半導体層との間 に位置しており、 前記第 2 p型窒化物半導体層は、 前記第 1 p型窒 化物半導体層のバンドギヤップよりも大きなバンドギャップを有し ている窒化物半導体素子の製造方法であって、 前記 n型窒化物半導 体層を形成する工程と、 前記活性層を形成する工程と、 M gを有す る原料ガスおよび A 】 を有する原料ガスを共に供給することによつ て、 A I および M gを含 前記第 1 p型窒化物半導体層を形成する 工程と、 M gを有する原料ガスを供給することによって前記第 2 p 型窒化物半導体層を形成する工程とを含 。 好ましい実施形態において、 前記第 1 p型窒化物半導体層を形成 する工程の前に、 p型不純物を供給せずに A I を有する原料ガスを 供給することによって、 A〗 を含 ノンド一プ窒化物半導体層を形 成する工程を更に含 。
好ましい実施形態において、 前記第 1 ρ型窒化物半導体層の A I 濃度は、 1 X 1 〇20cm— 3以上 2X1 〇21 cm— 3以下であり、 前 記第 1 p型窒化物半導体層において A I濃度が 1 X1 02Qcm一3 以上 2X1 021 cm— 3以下の領域の厚さは、 1 nm以上である。 図面の簡単な説明
図 1 (a) は、 G a N半導体レーザの従来例を示す断面図であり、 図 1 (b) は、 その伝導帯側バンド構造の模式図である。
図 2 (a) は、 G a N半導体レーザの他の従来例を示す断面図で あり、 囡2 (b) は、 その伝導帯側バンド構造の模式図である。
図 3 (a) は、 G aN半導体レーザの更に他の従来例を示す断面 図であり、 囡 3 (b) は、 その伝導帯側バンド構造の模式図である。 図 4 (a) は、 本発明の実施形態 1における窒化物半導体レーザ の断面構造図であり、 図 4 (b) は、 その伝導帯側バンド構造の模 式図である。 図 5 (a) は、 図 3 (a) および （b) に示す半導体レーザにお ける S I MSプロファイルを示すグラフであり、 図 5 (b) は、 実 施形態 1の半導体レーザにおける S I MSプロファイルを示すグラ フである。
図 6は、 p— A I G a N—ァクセプタ不純物ドーピング開始層の A 1組成に対する p— A 1 G a N電流オーバ一フロー抑制層の Mg 濃度を示すグラフである。
図了 （a) は、 本発明の実施形態 3における半導体レーザを示す 断面図であり、 図 7 (b) は、 比較例の伝導帯側バンド構造の模式 図であり、 図 7 (c) は、 本実施形態における伝導帯側バンド構造 の模式囡である。
118 (a) は、 本発明の実施形態 4における半導体レーザを示す 断面図であり、 図 8 (b) は、 その伝導帯側バンド構造の模式図で める。
図 9 (a) は、 本発明の実施形態 5における半導体レーザを示す 断面図であり、 図 9 (b) は、 その伝導帯側バンド構造の模式図で ある。
図 1 0 (a) は、 本発明の実施形態 6における半導体レーザを示 す断面図であり、 図 1 0 (b) は、 その伝導帯側バンド構造の模式 図である。
図 1 1 (a) は、 本発明の実施形態 7における半導体レーザを示 す断面図であり、 図 1 1 (b) は、 その伝導帯側バンド構造の模式 図である。 図 1 2は、 本発明の実施形態 8における半導体レーザを示す断面 図である。
図 1 3は、 実施形態 8の半導体レーザにおける活性層近傍の伝導 体バンド構造を示す模式図である。
図 14は、 本発明の実施形態 9における半導体レーザを示す断面 図である。 図 1 5は、 実施形態 9の半導体レーザにおける活性層近傍の伝導 体バンド構造を示す模式図である。
図 1 6は、 実施形態 9の半導体レーザにおける活性層近傍の他の 伝導体バンド構造を示す模式図である。 発明を実施する めの最良の形態
以下、 図面を参照しながら、 本発明の実施形態を説明する。
(実施形態 1 )
まず、 本発明による窒化物半導体素子の第 1 の実施形態を説明す る。
図 4 (a) は、 本実施形態の半導体レーザの断面構造を示し、 図 4 (b) は、 その伝導帯側バンド構造の模式図である。 本実施形態 の半導体レーザは、 n—GaN基板 401 と、 n_GaN基板 40 1上に形成された半導体積層構造とを有している。 この半導体積層 構造は、 基板側から、 n— GaN層 402、 n— A I 0. 05 G a 0. 95Nクラッ 層 403、 n— G a N光ガイド層 404と、 Ga0. 9 0 I n 0. 1 oN/G a o. 98 I n 0. 02 N— M Q W活性層 405、 ノン ド一プ6&0. 981 门 0. 。2[\|中閭層406、 ノンドープ G a N中間 層 407、 ノンド一プ A I 0. 。3G a 0. 9了 N中間層 408、 p -A l o. 03G a0. 97Nァクセプタ不純物ドーピング開始層 409、 P-A I 0. 16G a0. 84N電子オーバーフロー抑制層 41 0、 p— A l o. 1 o<3 a o. 9o N (2nm厚） Zp—GaN (2nm厚） 一 S L sクラッ ド層 （1 2〇ペア） 41 1、 および p— GaNコンタク 卜層 41 2を有している。 ここで、 p— A 1 o. 03G a0. 97Nァクセプタ不純物ドーピング 開始層 409は 「A 1 および Mgを含 第 1 p型窒化物半導体層」 として機能し、 p— A I 0. 1 6G a0. 84N電子オーバ一フロー抑制 層 41 〇は 「Mgを含 第 2 p型窒化物半導体層」 として機能する。 図 4 (b) に示されるように、 p— A I 0. 03G a0. 97Nァクセ プタ不純物ドーピング開始層 409のバンドギャップは、 p— A 1 0. 16G aQ. 84N電子オーバ一フロー抑制層 41 〇のバンドギヤッ プより小さく、 p— A l 0. 10G a0. 90N (2 nm厚） / p— G a N (2 nm厚） 一 S L sクラッド層 （1 20ペア） 41 1 における ハンドギヤップの最大値よりも小さい。 このよ 5な半導体積層構造は、 図 4 (a) に示す形状に加工され、 その上に p電極 41 3、 n電極 41 4、 および S i 02層 41 5が 形成されている。
'このような半導体レーザにおいて、 n電極 41 4と p電極 41 3 の間に電圧を印加すると、 MQW活性層 405に向かって p電極 4 1 3から正孔が n電極 41 4から電子が注入され、 MQW活性層 4 05で利得を生じ、 41 O nmの波長でレーザ発振を起こす。
以下、 図 4 (a) に示す半導体レーザの製造方法の実施形態を説 明する。
本実施形態では、 MOVP E法を用いて窒化物半導体層の結晶成 長を行なう。 成長圧力は減圧から、 大気圧 （1 a t m) 、 大気圧以 上の加圧のいずれでも良く、 各層において最適な圧力に切り替えて も良い。 また、 原料を基板に供給するためのキャリアガスは、 少な くとも窒素 （N2) または水素 （H2) 等の不活性ガスを含 ガス であることが好ましい。 なお、 本発明における窒化物半導体の成長方法は、 MOVPE法 に限定されず、 八ィドライド気相成長法 （HVP E法） や分子線ェ ピタキシ法 （MBE法） など、 化合物半導体結晶を成長させる全て の方法に適用することができる。
本実施形態では、 まず、 n— G a N基板 401の表面を有機溶剤、 酸によって清浄化した後、 サセプタ上に設置し十分に N2で置換す る。 N2置換が終了した後、 N2雰囲気中、 1 0°CZ1 0秒の昇温 レートで 1 〇〇〇°Cまで昇温する。 その後、 キャリアガスを H2に 切り替え、 同時にアンモニア （NH3) を供給し、 1分間基板表面 のクリーニングを行ろ。
次に、 トリメチルガリウム （TMG) とモノシラン （S i H4) を供給し、 2 um厚の n— G aN層 402を成長させる。 引き続い て、 卜リメチルアルミニウム （TMA) を加え、 1. 5 ΓΠ厚の n — A〗 0. 05G a0. 95Nクラッ ド層 4〇 3を成長させる。 その後、 TMAの供給を停止し、 n— GaN光ガイド層 404を厚さ 0. 1 U mまで成長させる。
n— GaN光ガイ ド層 404成長後、 キャリアガスを N2に変え NH3の供給を停止し、 成長温度を了 8〇°Cまで降温する。 成長温 度が 780°Cで安定後、 まず NH3を供給し、 続いて TMGと卜り メチルインジウム （TM I ) を供給する。 こうして、 Ga0. 9。 I η0· 1 oN/G a0. 98 I n 0. 02 N— M QW活性層 405を成長さ せる。 Ga0. go I n o. 10N井戸層厚は 3nm、 G a 0.98 I n 0. 02N障壁層厚は 7 n mであり、 井戸層数は 3である。 活性層には 意図的なドーピングはしてし なし、。
次に、 3〇 n m厚のノンドープ G a0. 98 I n 0. 。2N中間層 40
6、 および 30 nm厚のノンド一プ G a N中間層 4〇 7を成長した 後、 いったん TMGの供給を停止する。 その後、 N2と NH3を供 給した伏態で速やかに 1 000°Cまで昇温し、 成長温度が 1 0〇 CTCに到達後、 キャリアガスを N2と H2の混合ガスに変更し、 N2 と H2と NH3を供給した状態にする。
そして直ちに TMGと TM Aを供給して 40 nm厚のノンドープ A I 0. osG a O. 97N中間層 408を成長させ、 その後、 ビス シクロペンタジェニルマグネシウム （Cp2Mg) を Mg原料とし て Mgをドーピングした p— A〗 0. 。3Ga0. 97Nァクセプタ不純 物ドーピング開始層 409を厚さ 5 n mまで成長させる。
次に、 1 〇 n m厚の p— A ] 0. 16Ga0. S4N電子才一バ一フロ 一抑制層 41 0を成長した後、 速やかにキャリアガスを H2のみに 切り替え、 p— A l 0. i 0G a0. 9 o N (2 nm厚） Zp— GaN (2nm厚） 一 S L sクラッド層 （1 2〇ペア） 41 1、 および 5 〇 n m厚の p— G aNコンタク卜層 41 2を順次積層する。
次に、 p— A I 0. 03G a0. 97Nァクセプタ不純物ドーピング開 始層 409、 P A I o. 16G a0. 84N電子オーバーフロ一抑制層
41 0、 p— A l 0. 10Ga0. 90N/p-G aN-S L sクラッド 層 41 1、 および p— GaNコンタクト層 41 2を、 ストライプ状 に加工する。 その後、 ストライプ状に加工された積層構造の両脇を 絶縁膜である S i 02層 41 5で覆い、 電流注入領域を形成する。 ス卜ライプ幅は 2〜 3 m程度である。
次に、 S i 02層 41 5の開口部における p— G a Nコンタクト 層 41 2の表面と S i 〇2層 41 5の一部の上に、 p電極 41 3を を形成する。 この後、 半導体の積層構造をエッチングすることによ つて n—GaN層 402の一部を露出させた後、 その露出表面上に n電極 414を形成する。 このようにする代わりに、 n— GaN基 板の裏面に n電極を形成してち良い。
本実施形態では、 p電極 41 3とのコンタク卜抵抗を低減するた め、 p— G aNコンタクト層 41 1における Mg濃度を 1 X1 〇20 cm— 3から 5X1 020c m— 3の範囲内に調節している。
上記の製造方法によれば、 ノンドープ GaN中間層 4〇了を成長 した後、 ノンドープ A I 0. 03G a0. 97N中間層 408を成長させ ている間に、 いったん TMGの供給を停止している。 そして、 N2 と NH3を供給した状態で速ゆかに昇温し、 かつ途中でキャリアガ スを N2と H2の混合ガスに変更している。
しかし、 TMGの供給を停止せず、 TMGを供給したままノンド
—プ G aN中間層 407の結晶成長を続け、 かつ、 昇温しても良い。 ま 、 TMGおよび TMAを供給してノンドープ A 1 0. 。3G a0. 97 N中間層 4 O 8の結晶成長を行なし、ながら昇温してち良い。 こ のように、 結晶中に非発光再結合中心の原因となるような欠陥が生 成されない方法であれば、 どのような昇温方法を採用しても良い。 次に、 p— A 10. 6G a0. 84N電子オーバ一フロー抑制層 41 〇の M g濃度分布に与えるノンドープ A I 0. 。3G a。. 97N中間層 4〇 8および p— A I o. 03G a0. 97N—ァクセプタ不純物ド一ピ ング開始層 409の役割について説明する。
図 5 (a) は、 図 3 (a) および （b) に示す半導体レーザにお ける S I MSプロファイルを示すグラフであり、 図 5 (b) は、 p - A I 0. 16G a0. 84N電子オーバーフロー抑制層 4 "1 〇を成長さ せる前にノンド一プ A 10. 03G a0. 971\1中間層408と、 p— A 1 o. oaG a0. 97 Nァクセプタ不純物ドーピング開始層 409とを 形成した本実施形態の半導体レーザにおける S I MSプロファイル を示すグラフである。 なお、 グラフにおいて、 「1. OE + MJ は Π . 0X1 0M」 を意味する。
図 5 (a) および （b) のいずれのサンプルにおいても、 p型の クラッ ド層 （P— A I 0. 10 a 0. 90 N/p-G aN-S L sクラ ッド層 41 1及び p _ A I o. 14G a o. 86N/p-G aN-S L s クラッ ド層 31 O) のホール濃度が 2 X 1 〇18cm— 3となるよう に Mgドーピングを行っている。 具体的には、 p型クラッ ド層にお ける Mg濃度が 1 X1 〇 19 c m— 3となる条件で、 Mgのド一ピン グを実行している。
p型ァクセプタ不純物ドーピング開始層 409の膜厚は 5 n m、 電子オーバ一フロー抑制層 41 0の膜厚は 1 Onmで統一している。 本実施形態の半導体レーザでは、 囡5 (b) に示される Mgの濃度 プロファイルから明らかなように、 A I G a N電子オーバ一フロー 抑制層 41 0の M g濃度が既に 9. 5X1 〇18cm— 3に達し、 ク ラッ ド層 41 1 における M g濃度の目標値 （1 X1 019cm— 3) に略等しい値を実現している。 これに対し、 図 5 (a) の例では、 M gドーピングのメモリー効果に起因し ドーピング遅れの影響が 顕著に現れている。 すなわち、 A 1 G a N電子オーバ一フロー抑制 層 3〇 9中で M g濃度が深さ方向に変化しており、 その大きさち 5 〜了 X1 018cm— 3程度しかない。
以上のように、 A I を含んだノンド一プ A〗 0. 。3G a0. 97N中 間層 408と p— A l 0. 03G a0. 97 N—ァクセプタ不純物ド一ピ ング開始層 409とを成長させ 後に、 p— A I 0. 16G a0. 84N 電子オーバーフロー抑制層 41 0を成長させることにより、 メモリ 一効果による M gのドーピング遅れを抑制することが可能となる。 その結果、 レーザ構造中で最もバンドギャップエネルギが大きい 0 一 A I 0. i 6G a0. 84N電子オーバーフロー抑制層 41 〇における Mg濃度を、 クラッ ド層 4〇 1における Mg濃度とほぽ等しくする ことができる。
本実施形態の効果を得るには、 Mgドーピングを開始し 後、 ォ 一バーフロー抑制層 41 0 (第 2 p型窒化物半導体層） の成長開始 前に成長させる 「A I を含んだ窒化物半導体層 （第 1 p型窒化物半 導体層） 」 の厚さを 1 nm以上 5〇nm以下にすることが好ましい。 この A I を含んだ窒化物半導体層 （第 1 p型窒化物半導体層） にお ける A I濃度は充分に高いことが好ましいため、 第 1 p型窒化物半 導体層の A I濃度は、 1 X1 020 cm— 3以上 2X1 021 cm— 3以 下であり、 かつ、 第 1 p型窒化物半導体層において A I濃度が 1 X 1 02Qcm— 3以上 2X1 021 c m— 3以下の領域の厚さが 1 nm以 上であることが好ましい。
また、 第 1 p型窒化物半導体層の成長前に行なろ A Iを含 ¾ノン ド一プ窒化物半導体層 （A I 0. 03G a0. 97N中間層 408) には、 最終的には第 1 p型窒化物半導体層から Mgが拡散する結果、 p型 化する領域が含まれる可能性がある。 しかし、 簡単のため、 本明細 書では、 成長時点で意図的に p型不純物をドープしない限り、 A I 0. 。3G a0.97N中間層 408を 「A Iを含 ノンドープ窒化物半 導体層」 と称することとする。
本実施形態によって得られる効果は、 Gaのかわりに I nを含ん だ p— A I 0. 90 I n0. 10Nァクセプタ不純物ドーピング開始層を 用いても得ることができる。 この場合、 レーザ構造中でバンドギヤ ップエネルギが最も大きい p— A〗 0. 6G a0. 84N電子オーバ一 フロー抑制層 41 0に対して、 それよりもバンドギャップエネルギ が小さく （ただし Ga0. go I n 0. 10N/Ga0. 98 I η 0· 02N— MQW活性層 405よりはバンドギャップエネルギが大きい） 、 そ して少なくとも A 1 が含まれるノンドープの中間層と少なくとも A 1 が含まれるァクセプタ不純物ドーピング開始層の 3層構造が形成 されていることが重要である。 この A 1が含まれることの必要性に ついては後述する。
なお、 特開 2002— 009004号公報に記載されている半導 体レーザでは、 A 1 G a N層からの M gの拡散を防止する めに M gド一プ p— Α Ι γΘ
Figure imgf000023_0001
層と S i ドープ n— G aN層の間に ノンド一プ A l xG a^!— XN層 （0≤X≤Y≤ 1 ) を挿入している。 この構成では、 ノンド一プ A】 xGa — XN層を挿入することによ り、 Mgド一プ p— A】 YG a ή— YN層から活性層 （S i ド一プ n 一 GaN層） への M gの拡散を抑制している。 Mg拡散を抑制する 目的は、 'ドナ一 · ァクセプタ一ペア発光を抑え、 バンド端発光を支 配的にすることにある。
上記の半導体レーザでは、 レーザ構造中で最もバンドギヤップェ ネルギの大きい M gドープ p— A I YG S — YN層に対してノンド —プ A 1 XG a 層を用い 2層構造を形成しているため、 M g不純物の拡散は抑制可能である。 しかし、 レーザ構造中で最もバ ンドギヤップエネルギの大きい M gド一プ p— A I YG S^ YN層 にメモリー効果による M gドーピング遅れが発生してしまう。
なお、 本願発明者らの検討によると、 1 を含んだ1\1§ドープ0 一 A 1 G a N層からの活性層への Mg拡散は、 A 1 を含まない Mg ドープ p— G a N層と比較して非常に起こりにくいことがわかって いる。 この点の詳細は、 後述する。
本来、 G a Nのバンドギャップエネルギよりも A 1 を含有した A 1 G a Nのバンドギャップエネルギの方が大きいため、 A l GaN におけるァクセプタ不純物の活性化エネルギは相対的に大きくなる。 したがって、 A 1 Θ a Nの成長中に M gのドーピングを開始すると、 p型不純物が不活性化しゆすく、 再現性、 均一性の低下につながる ため、 望まし Ι ことではない。
また、 A 1 G a Nと G a Nとの間の格子定数差よりも、 A 1 Ga Nと Ga I n Nとの間の格子定数差が大きくなるため、 A 1 GaN 層を活性層の近傍に配置すると、 活性層を構成する井戸層の歪の不 均一を招きやすい。 この歪が大きくなると、 発光特性に悪影響を与 え、 均一性ゆ信頼性にとって望ましいことではない。
しかしながら、 本発明者らの検討の結果によると、 GaiNM A l を敢えて含有させることにより、 Mgドーピングのメモリー効果の 低減に成功し、 急峻性の高いドーピング界面を実現することができ、 レーザの発光特性を著しく改善することができる。
なお、 井戸層に生じ得る格子歪を低減するためには、 ノンドープ の G a N中間層の厚さを、 歪低減に最適な大きさに設定することが 好ましい。
次に、 ドーピング開始層における A 1の役割を説明する。
Mg原料は結晶成長装置の配管ゆリアクター内壁に非常に付着し ゆすく、 ドーピングが開始された直後の初期は、 原料のほとんどが この反麻に消費される。 これがメモリ一効果の生じる主な原因であ る。 メモリー効果の影響は結晶成長装置にち依存するが、 本実施形 態で使用している結晶成長装置で GaN成長中に 1 X 1 〇19cm一 3の M g濃度を得る めに M gドーピングを開始した場合、 Mgの ドーピングフロントは結晶表面側に約 1 0 n mシフ卜する。 このた め、 Mg濃度が 1 X1 019 c m— 3の 9〇％のレベル （9X1 018 cm— 3) に達するのは、 G a Nの成長開始後に厚さ 2〇 0 n m程 度の結晶成長が進行したときになる。 —方、 A〗 組成 1 %»の A 1 GaN成長中に同様の Mgドーピング を行った場合、 M gのドーピングフロン卜の遅れはなく、 9X1 0 18 c m— 3の M g濃度に到達するまで 1 0 n mを要するだけであつ 。 これは、 Mgと A Iの反麻性が非常に高いために、 A Iが含有 された原料ガス中に M gを添加すると、 A I と M gが即座に反 Ji し、 配管ゆリアクタ一内壁に付着することなく複合体を形成して、 結晶 中に取り込まれるからである。
次に、 図 6を参照する。 図 6は、 p— A〗 GaN—ァクセプタ不 純物ドーピング開始層の A I組成に対する p— A I GaN電流ォ一 バーフロー抑制層の Mg濃度を示すグラフである。 図 6に示すよう に、 p— A 1 G a N—ァクセプタ不純物ドーピング開始層における A〗 濃度は、 Mgのドーピング濃度の 1 0倍以上の大きさに設定す ることが好ましい。 具体的には、 必要な Mg濃度が 1 X1 019cm 一3であれば、 A I濃度は 1 X1 02(3 cm— 3、 結晶中の A I組成で 0. 1 %以上に設定することが好ましい。 p— A〗 G aN—ァクセ プタ不純物ドーピング開始層における A I濃度を、 Mgのドーピン グ濃度の 1 0〇倍以上の大きさに設定すると、 更に Mg濃度が増加 するだめ、 より好ましい。
以上のように、 効率よく A I と Mgの複合体を形成して Mgドー ビングを行うことにより、 Mgのメモリー効果を抑制できる。 その 結果、 急峻なドーピング界面を持った、 ドーピング遅れのない Mg ドーピングプロファイルを実現できる。
なお、 図 3に示す半導体レーザにおける GaN中間層 30了、 お よび ρ— G a Nァクセプタ不純物ドーピング開始層 3〇 8のかわり に、 ノンドープ A I 0. 03G a0. 97N中間層 4〇8および p—A I 0. 03Ga0. 97Nァクセプタ不純物ドーピング開始層 4〇9を用い ることにより、 電子オーバーフロー抑制層を形成したときの圧縮 力を小さくすることができる。
圧縮^力は、 ピエゾ電界を発生させ、 それに起因して起こるバン ド構造の変化は、 ァクセプタ不純物を拡散させ、 不均一な濃度分布 を形成する。 しかし、 本実施形態では、 圧縮 ) 力を小さくできる A 1 を含んだ中間層 Zァクセプタ不純物ドーピング開始層の組み合わ せを用いることにより、 効果的に急峻性の優れた M g ドーピングプ 口ファイルを実現できる。
G a N結晶中の M gが形成するァクセプタ準位は、 ドナ一不純物 である S i よりも活性化エネルギが大きい。 このため、 電流注入に よりレーザ発振させ 場合に光学的損失 （光吸収損失） を発生させ ゆすい。 しかし、 本発明では、 高い制御性、 高い急峻性で、 界面に おける所望のドーピングプロファイルを形成できるため、 光吸収損 失が極めて低いレーザ素子を歩留まり良く提供できるようになる。
'なお、 ρ— G a N層で M gドーピングを開始し、 急峻なドーピン グプロファイルを実現する方法としては、 ドーピング界面のみに M g供給量を過剰にし、 ドーピング遅れを抑制する方法ち考えられる。 しかし、 配管ゆリアクター内壁への付着は低減できず、 やはりメモ リー効果によりドーピング遅れが発生し、 A 1 G a N電子オーバ一 フロー抑制層中では逆にァクセプタ不純物である M gが過剰に取り 込まれ （例えば M g濃度にして 1 X 1 0 2 C) c m一 3以上） 、 ァクセ プタが補償され高抵抗化してしまラなど制御性に乏しい。
ま 、 メモリ一効果が発生しにくい配管、 リアクター構造に結晶 成長装置を改造することもできるが、 そのためには、 コストゆ、 必 要な時間等が莫大なものとなる。
これらに対し、 本発明によれば、 特別な装置の改造や手法を用い ることなく、 容易に Mgドーピングの制御性を向上できる。
本発明の効果を得るには、 A 1 と M gの複合体を効率良く形成し ながら Mgドーピングを行うことが重要である。 Mgドーピングを 行なうとき、 キヤリアガスとして H2だけでなく N2が含まれてい ると、 反麻性が高まる め、 より望ましい。 また、 この反廂性を高 めるためには、 レーザ構造の電気特性に影響を与えない範囲で酸素、 炭素、 シリコン等の不純物を微量添加することも有効である。
従来の P— G a Nァクセプタ不純物ドーピング開始層を甩ぃ 7£揚 合には、 レーザ動作時の電流印加や、 レーザに加えられた熱、 磁界 により、 Mgが容易に活性層側へ拡散する。 その結果、 活性層近傍 で光吸収損失を引き起こし、 レーザの信頼性に悪影響を及ぼすとい う問題が生じる。 これに対し、 p— A 1 GaNァクセプタ不純物ド —ビング開始層を用いてレーザ構造を作製した場合は、 結晶中でも A 1 と Mgの結合が強く、 レーザ動作中の Mgの拡散が生じにくし、。
'更に、 従来の p— GaNァクセプタ不純物ドーピング開始層を用 い 場合には、 結晶成長装置の配管やリアクター内壁に付着した M gが、 結晶成長後も残留し、 引き続いてレーザ構造を作製する場合 に n型層に徐 に混入し、 n型ドナー不純物を補償し高抵抗化して しまう。 これに対し、 ρ— A 1 G aNァクセプタ不純物ドーピング 開始層を用いてレーザ構造を作製した場合、 この影響を抑制できる。 本実施形態では G a N基板を用いているが、 基板は G a Nに限ら れず、 A l GaN、 I nGaN、 または A l Ga l nN等の窒化物 半導体バルク基板、 サファイア基板、 炭化珪素基板、 シリコン基板、 表面に G a Nが成長し ガリウム砒素基板、 選択横方向成長を用い て作製され E L〇一 G aN基板でも良い。
本実施形態では、 n型のクラッド層にバルク結晶の A 1 GaN、 p型のクラッド層に A 1 G a Nと G a Nから構成される超格子構造 を用いているが、 p型のクラット層にバルク結晶の A 1 G a N、 n 型のクラッド層に A 1 G a Nと G a Nから構成される超格子欉造を 用いてち良い。 ま 、 n型、 p型の両方にバルク結晶の A 1 G aN、 または A 1 G a Nと <3 a Nから構成される超格子構造を用いてもよ し 。 更に、 これらの半導体層は、 I nゆホウ素 （B) 砒素 （As) 、 リン （P) を含有していてもよく、 光とキャリアの閉じ込めが効果 的に実現できる構成であれば良い。
また、 本実施形態では、 Gaの原料として TMG、 A 1の原料と して TMA、 I nの原料として TM I、 Mgの原料として Cp2M g、 Nの原料として NH3を甩いているが、 原料ガスは、 これらに 限定されない。 G aの原料としてトリェチルガリウム （TEG) ゆ 塩化ガリウム （GaC lゆ C aC l 3) 、 A lの原料として卜リエ チルアルミニウム （TEA) ゅジメチルアルミハイドライド （DM AH) 、 ジメチルアルミクロライド （DMAC 1 ) 、 トリメチルァ ミンァラン （TMAA) 、 I nの原料として卜リエチルインジウム (TE I ) 、 M gの原料としてビスェチルシクロペンタジェニルマ グネシゥ厶 （E t Cp2Mg) ゆビスメチルシクロペンタジェニル マグネシウム （MeCp2Mg) 、 Nの原料としてヒドラジン （N 2 H4) やモノメチルヒドラジン （MMH) 、 ジメチルヒドラジン (DMH) を用いてち良し、。 特に、 本発明を効果的に実現するため には、 A 1 と M gの複合体が効率よ <形成され、 それを用いて Mg ドーピングを行 ことが重要であり、 この複合体の形成では分子量 が大きい方がより効果的に作用するため、 使用可能な範囲でできる だけ分子量の大きい原料を用いることがさらに望ましい。 (実施形態 2)
本実施形態では、 実施形態 1と同様に半導体積層構造を形成した 後、 ドライエッチングプロセスにより、 この積層構造をス卜ライプ 状に加工する。 このとき、 ノンド一プ A I 0. 03G a0.97N中間層 4〇 8が露出する寸前まで、 表面側から p— G a Nコンタク卜層 4 1 2、 p - A I 0. 10G a0. 90NZp— GaN— S L sクラッド層 41 1、 ー A〗 0. i 6G a0. 84 N電子オーバ一フロー抑制層 41 〇、 -A I 0. 03G a0. 97Nァクセプタ不純物ドーピング開始層 4〇9を順にエッチングする。 エッチング深さはレーザのキンクレ ベルゆビーム形状を決定する重要なパラメータであり、 精密な制御 することが望ましい。
レーザ構造ェピウェハ一の数箇所に 50 m角の光学評価用モニ ター窓を設置しておき、 ドライエッチングプロセスを進めながら、 の場観測で光学的評価を行い、 ドライエッチングを施した。
本実施形態では光学的評価手法としてフォ卜ルミネッセンス測定 を行った。 フォ卜ルミネッセンスの評価には波長 325 nmのヘリ ゥムーカドミゥムレ一ザを用いた。 p型ァクセプタ不純物がドーピ ングされた化合物半導体では p型ァクセプタ不純物準位が形成され ており、 ドナ一 ·ァクセプターペア発光が観測され、 ρ型ァクセプ タ不純物がドーピングされていない化合物半導体では主にバンド端 近傍からの発光が観測される。 p— A 1 03G a0. 97Nァクセプ タ不純物ドーピング開始層 409を用いない従来技術では、 p型ァ クセプタのドーピングプロファイルが裾を引いており、 ドーピング 界面が明確でない め光学的評価からドーピング界面を求めること は不可能であった。 しかしながら、 実施形態 1 のように p— A I 0. 。3G a。， 97Nァ クセプタ不純物ドーピング開始層 409を用いることにより、 ドー ビング界面の急峻性が向上でき、 光学的評価により容易に膜厚制御 が可能であっ 。 ちちろんこの制御方法はフォ卜ルミネッセンス測 定だけではなく、 プラズマ発光分析等、 評価が可能な手法であれば 何を用いても良い。 また、 光学評価用モニター窓は、 ゥェ八一内で 素子の歩留まりが低下せず、 ま 、 光学評価が可能であれば形状、 サイズは問わなし、。
また、 エッチング終了後、 この光学評価用モニター窓からフォ卜 ルミネッセンスの測定を行 oことにより、 活性層の発光波長を評価 することができ、 レーザプロセスの前段階で、 レーザ構造の出来栄 え評価を行うこともでき素子プロセスの効率化が達成できた。
(実施形態 3)
'実施形態 1 と p型クラッ ド層の構造を除いて同様な構成でレーザ 構造を結晶成長した。 実施形態 1では p— A I 0. ^G ao. 9。NZ p— G a N— S L sクラッ ド層 41 1 を用いていたが、 ここではそ のかわりに p— A 1 0. osG a0. 92N/ p-A 1 0, 02G a 0. 98N — S L sクラッ ド層 601 を用いている。 図了 （a) は、 このレー ザ構造の構造図を示す。
p— A〗 0. i 0G a0. 90N /ロー G aN— S L sクラッド層 41 1 を用いた場合、 周期的に TMAの供給/非供給を繰り返して A I G aN層と G a N層を形成していく。 このとき、 一様に Mgドーピ ングを行っていると、 G a N層形成中にはメモリー効果によって M gの取り込み量が減少する。 逆に A I G a N層を形成する場合には、 界面付近で急激に M gの取り込み量が増大する。 このため、 定常値 で安定するという変化を繰り返し、 図了 （b) に示すように、 Mg 濃度がクラッ ド層内で安定せず、 増減を繰り返すため、 レーザ構造 の低電圧動作に対する再現性が低下してしま ことになる。
—方、 p— A 10. 08^ a 0. 92N/ p— A 10. 02 & o. 98 — S L sクラッ ド層 601を用いた場合、 常に TMAが供給されてお りメモリ一効果の影響が低減できる。 このため、 図了 （c) に示す よろにクラッ ド層内の Mg濃度は再現性良く一定値に制御すること が可能となり、 高い制御性で動作電圧低減が実現できる。
(実施形態 4)
以下、 図 8 (a) および （b) を参照しながら、 本発明による窒 化物半導体素子の第 4の実施形態を説明する。 本実施形態の半導体 レーザは、 次に説明する部分を除いて、 図 4 (a) に示す半導体レ —ザ （実施形態 1 ) の構成と同様の構成を有している。 すなわち、 実施形態 1における 4〇nm厚のノンドープ A I 0.。3Ga。.97N 中 I曰」詹 40ο、 およ u''5nm厚の p— A l 0. ο3ら So 97 N—ァク セプタ不純物ドーピング開始層 4〇9に代えて、 40 nm厚のノン ドープ A I 0. 03^ a 0. 95 I Π ο. ο 2 Ν Φ IBj )^ / 〇1、 お CNび θ !Ί m厚の ρ— A l o. 03 G a o. 95 I n 0. o 2 Nァクセプタ不純物ドー ビング開始層了 O 2を有している。
これらの層における A I組成は、 本実施形態と実施形態 1との間 で等しくしている め、 M gのドーピングプロファイルに差異はな いが、 I nを含有してし、る分だけバンドギャップエネルギは小さく なる。 その結果、 これらの層における不純物の活性化工ネルギが小 さくなり、 ホール濃度は高くなつている。 また、 活性層に加わる歪 も小さくなつている。 この め、 本実施形態によれば、 より一層の しきい値電流の低減と信頼性の向上が実現できる。
(実施形態 5)
以下、 図 9 (a) および （b) を参照しながら、 本発明による窒 化物半導体素子の第 5の実施形態を説明する。 本実施形態の半導体 レーザは、 次に説明する部分を除いて、 図 4 (a) に示す半導体レ —ザ （実施形態 1 ) の構成と同様の構成を有している。 すなわち、 本実施形態では、 実施形態 1における 5 nm厚の p— A】 0. 。3G a0. 97N—ァクセプタ不純物ドーピング開始層 409に代えて、 5 nm厚の p_A 1 0. 03G a0. 95 I n 0. 02Nァクセプタ不純物 ドーピング開始層 8〇 1、 および 5门 111厚の ー（3&0.98 I n0. 。2N層 802を有している。
Mgドーピング開始層 801の A I組成は両実施形態で等しく、 M gのドーピングプロファイルに差異はないが、 本実施形態の方が p-G a0. 98 I n0. 02 N層 8 O 2を挿入している分だけ M QW活 性層 405と p— A I 0. 16G a0. 84 N電子オーバーフロー抑制層 41 0の間の距離が長い。 しかしながら、 5nm厚の p— Ga0. 9 8 I n0. 。2N層 802は、 I nを含有しているため、 そのバンドギ ャップエネルギが G a Nのパンドギャップエネルギよりも小さく、 結果的に非常に高いホール濃度を有する。 このだめ、 活性層 405 へのホールの注入効率が向上し、 より一層のしさい値電流の低減と 信頼性の向上が実現できる。
(実施形態 6)
以下、 図 1 〇 （a) および （b) を参照しながら、 本発明による 窒化物半導体素子の第 6の実施形態を説明する。 本実施形態の半導 体レーザは、 次に説明する部分を除いて、 図 4 (a) に示す半導体 レーザ （実施形態 1 ) の構成と同様の構成を有している。 すなわち、 本実施形態では、 図 4 (a) の半導体レーザにおける 40 nm厚の ノンドープ A I 0. 03G a 0. 97 N中間層 408、 および 5 nm厚の P-A I 0. 03G a0. 97Nァクセプタ不純物ドーピング開始層 40 9に代えて、 40n m厚のノンドープ A l 0.06Ga0. 84 l n0. i 0N中間層 901および 3nm厚の p— A l 0. 06G a 0. 84 I n 0. •!。Nァクセプタ不純物ドーピング開始層 9〇 2を有している。
本実施形態では、 中間層 901およびァクセプタ不純物ドーピン グ開始層 902の A 1組成が、 それぞれ、 実施形態 1 における中間 層 4〇8およびァクセプタ不純物ドーピング開始層 409の A I組 成よりも高い。 そのため、 Mgのドーピングプロファイルが、 より 急峻に立ち上がるので、 p— A l 0. 06G a 0. 84 I n 0. 10Nァク セプタ不純物ドーピング開始層 9〇 2を薄くすることができる。
'また、 本実施形態の p— A 1 0. 06Ga0. 84 I n 0. 10Nァクセ プタ不純物ドーピング開始層 9〇 2は G a Nと格子整合するため、 活性層 405に印加される歪を実施形態 1よりも小さくできる。 こ のため、 より一層の高出力化と信頼性の向上が実現でぎる。 (実施形態 7)
以下、 図 1 1 (a) および （b) を参照しながら、 本発明による 窒化物半導体素子の第 7の実施形態を説明する。 本実施形態の半導 体レーザは、 次に説明する部分を除いて、 図 4 (a) に示す半導体 レーザ （実施形態 1 ) の構成と同様の構成を有している。 すなわち、 本実施形態では、 4〇nm厚のノンド一プ A I 。3Ga0. 97N中 間層 4〇8、 および 5 n m厚の p— A〗 。3G a 0. 97 N—ァクセ プタ不純物ドーピング開始層 409に代えて、 40n m厚のノンド ープ A 10. 01 ^a0. 99N中間層" 1 01 Joよひ1 nmし し (し A l組成が 0. 03ずつ階段的に〇. 01から 0. 1 3まで上昇する 5 n m厚の A】 XG a — x N (〇. 01 ≤ x≤ 0. 1 3) ァクセプ タ不純物ドーピング開始層 1 0〇2を有している。
本実施形態では、 A l xGa — XN (0. O 1 ≤ x≤0. 1 3) ァクセプタ不純物ドーピング開始層 1 〇〇 2における A I組成を段 階的に増加させることにより、 M gのドーピングプロファイルを更 に急峻に立ち上げることが可能となる。
ま 、 本実施形態では、 格子定数差に起因した格子歪の発生を抑 制できる め、 活性層に印加される 力の低減、 バンド不連続によ るノツチの発生の低減が実現できる。
さらに、 圧縮 iiEi力によって生じるピエゾ電界効果の影響を効果的 に低減できる めに、 活性層へのホールの注入効率が高まり、 より 一層のしきい値電流の低減と信頼性の向上、 そして歩留まりの向上 が実現できる。
本実施形態では、 1 nmごとに A】 組成が 0. 03ずつ階段的に 0. 01から 0. 1 3まで上昇するように 5 n m厚の A I XG a ·!— XN (0. 01 ≤ x≤0. 1 3) ァクセプタ不純物ドーピング開始 層 1 0〇2を形成しているが、 このことよる効果は、 A I組成を階 段的に増加させ 場合にのみ得られるものではない。 図 1 1 (b) の一部に拡大して示すよラに、 A I組成を連続的に増加させること ゆ、 放物線的に増加させることによってち、 格子定数差に起因した 歪の発生を大幅に低減でき、 バンド不連続によるノツチの発生は完 全に抑えられる。
以上説明してき ように、 本発明の窒化物半導体素子によれば、 第 2 p型窒化物半導体層によるキャリア閉じ込め効率を向上させる ことができる め、 クラッ ド層として機能する第 3 p型窒化物半導 体層によるキャリアの閉じ込めを重視する必要がなくなる。 このた め、 クラッド層 （第 3 p型窒化物半導体層） のバンドギャップを小 さくすることが許容され、 その結果、 クラッ ド層における A 1組成 化を低減することが可能になる。 以下に説明する実施形態では、 上 述の各実施形態に比べてクラッド層 （第 3 p型窒化物半導体層） A 1組成化を低減することにより、 そのバンドギャップを第 1 p型窒 化物半導体層のバンドギヤップよりち小さく設定している。 クラッ ド層として機能する第 3 p型窒化物半導体層における A I組成化の 低減は、 窒化物半導体素子の直列抵抗 R sを低下させる め、 消費 電力を低減できる。
(実施形態 8)
以下、 図 1 2を参照しながら、 本発明による窒化物半導体素子の 第 8の実施形態を説明する。
まず、 n— GaN基板 1 601を用意し、 その表面を有機溶剤及 び酸によって清浄化し 後、 成長炉内のサセプタ上に基板 1 601 を設置する。 N2ガスにて成長炉内を十分に置換しだ後、 1 °〇 秒 の昇温レー卜で 1 0〇0°Cまで昇温し、 キャリアガスを H2に切り 替えると共にアンモニア （NH3) の供給を開始して基板表面のク リーニングを行なラ。 このクリーニングの時間は 1分以上行なうこ とが望ましい。 その後、 卜リメチルガリウム （TMG) とモノシラ ン （S i H4) の供給を開始し、 2 m厚の n— GaN層 1 602 の成長を行い、 引き続いて卜リメチルアルミニウム （TMA) を加 え、 1. 5 m厚の n— A I 05G an 95Nクラッド層 1 603 の成長を行 o。 次に、 TMAの供給を停止して n— G aN光ガイド 層 1 6〇4を 0. 1 m成長し 後、 キャリアガスを N2に変え N H3の供給を停止し、 成長温度を 780°Cまで降温する。
次に、 NH3、 TMG及びトリメチルインジウム （TM I ) を供 給することにより、 光ガイド層 1 6〇 4上に厚さが約 3 nmの I n 0.1 G a0.9N井戸層と、 井戸層の上に厚さが約了 n mの I n 。 2 G a0.98N障壁層とを 1周期とする 3周期分の半導体層を成長させ ることにより多重量子井戸 （MQW) 活性層 1605を形成する。 引き続いて 30 n m厚のノンドープ l n0. 02Ga0. 98N中間層 1 606を成長させ、 30nm厚のノンドープ GaN中間層 1 60 7を成長した後、 TMGの供給を停止する。 N2と NH3を供給し 状態で速やかに 1 000°Cまで昇温し、 キャリアガスを N2と H 2の混合ガスに切り替える。 TMG及び TMAの供給を再開し、 4
5 n m厚の p— A I 0. i。G a0. 90N中間層 （ドーピングェンハン ス層） 1 6〇8を成長させる。
このドーピングェンハンス層 1 6〇8の成長開始時、 または成長 途中において、 ビスシクロペンタジェニルマグネシウム （Cp2M g) による Mgドーピングを開始する。
ドーピングェン八ンス層 1 608の成長開始後、 その成長途中に おいて、 Mgドーピングを開始した場合、 ドーピングェンハンス層 1 608には、 Mgがド一プされていない A I 0. 10G a0. 90N下 層部分と、 Mgがドープされた A I 0. 1 oG a0. 90N上層部分とが 形成されることになる。 言い換えると、 ドーピングェンハンス層 1
608は、 ノンド一プ A I 0. 1 o 3 a0. 90N下層部分と、 Mgドー プ A I 0. 0G a0. 90N上層部分の両方を含む構造を有することに なる。 この場合、 ノンドープ A〗 0. i 0G a0. 90N下層部分は、 実 施形態" 1における A〗 o. 03G a0. 97N中間層 4〇 8に対 し、 M gドープ A 1 o. i。G a0. 90N上層部分は、 実施形態 1における p 一 A I 0. 03G a0. 97Nァクセプタ不純物ドーピング開始層 4〇 9 に相当する。
なお、 ドーピングェン八ンス層 1 608の成長開始時と同時に M gドーピングを開始した場合でも、 ドーピング遅れにより、 ノンド —プ A I 0. ioGa0. 90N下層部分が形成される。
このようにして、 ドーピングェンハンス層 1 608の一部には、 Mgがド一プされていない領域が形成され得るが、 しかし、 その後 の工程で生じる Mgの熱拡散により、 ドーピングェンハンス層 1 6 〇 8の全体にも M gがド一プされ得る。
なお、 ドーピングェンハンス層 1 608のうち、 Mgがドープさ れ 部分が本発明の第 1 p型窒化物半導体層として機能する。
ドーピングェンハンス層 1 608を形成した後、 1 Onm厚の p 一 A I 0. 16Ga0. 84 N電子オーバ一フロー抑制層 1 609を成長 させる。 この p— A l 0. 16Ga0. 84N電子オーバ一フロー抑制層 1609が本発明の第 2 p型窒化物半導体層として機能する。
p-A I 0. i6Ga0. 84N電子オーバ一フロー抑制層 1 609を 成長させた後、 速やかにキャリアガスを H2に切り替え、 p— A l 0. o3G a0. 97Nクラッ ド層 1 61 〇を成長した後、 50nm厚の p— GaNコンタクト層 1 1 61 1を順次積層する。
本実施形態においては、 p型ドーパン卜としてマグネシウム （M g) を用いたが、 Mgに加えて、 炭素 （C) 、 亜鉛 （Zn) 、 ベリ リウ厶 （Be) 、 カドミウム （Cd) 等の p型ド一パントを添加し てもよし、。
なお、 窒化物半導体の成長方法は M〇VP E法に限定されず、 ハ イドライド気相成長法 （H VP E法） ゆ分子線エピタキシー法 （M BE法） など、 化合物半導体結晶を成長させる めにこれまで提案 されている全ての方法を採用することができる。
本実施形態では、 Gaの原料として TMG、 A 1 の原料として T MAを用い、 I nの原料として TM I、 Mgの原料として C p2M g、 Nの原料として NH3を用いているが、 上記条件の原理を生か す結晶成長であれば、 原料ガスは、 これらに限定されない。 Gaの 原料として、 卜リエチルガリウム （TEG) ゆ塩化ガリウム （Ga C 1や CaC l 3) を、 A〗 の原料として、 卜リエチルアルミニゥ 厶 （TEA) ゅジメチルアルミハイドライド （DMAH) 、 ジメチ ルアルミクロライド （DMAC〗 ） を、 I nの原料として、 トリェ チルインジウム （T E I ) 、 Mgの原料として、 ビスェチルシクロ ペンタジェニルマグネシウム （E t Cp2Mg) ゆビスメチルシク 口ペンタジェニルマグネシウム （MeCp2Mg) 、 Nの原料とし て、 ヒドラジン （N2H4) ゆモノメチルヒドラジン （MMH) ジ メチルヒドラジン （DMH) を用いてち良い。
本実施形態では、 各クラッド層及びコンタク卜層等にバルク結晶 を用いたが、 超格子構造を適用しても良い。
次に、 共振器形成領域となる部分を p— A I 0. 1 oG a0. 9。N中 間層 （ドーピングェンハンス層） 1 6〇8に至るまでエッチングに より掘り込 ¾ことにより、 ス卜ライプ状に加工し、 共振器形成領域 の上部にリッジ部を形成する。 リッジ部におけるストライプ幅は 2 〜3 jum程度である。 ェピタキシャル層におけるス卜ライプ状の共 振器形成領域をマスクして、 該ェピタキシャル層に対して n型コン タク卜層 1 602の一部が露出するまでエッチングを行なう。
続いて、 p型コンタク卜層の上面の電極とのコンタク卜部分及び n型コンタク卜層の上面の電極とのコンタクト部をそれぞれマスク し、 CVD法等により、 リッジ部の両脇に酸化シリコン （S i 〇 2) からなる保護絶縁膜 1 61 3を堆積し、 電流注入領域を形成す る。 絶縁膜の開口部の p— GaNコンタク卜層 1 61 1表面には p 電極 1 61 2を、 n— G a Nコンタク卜層 1 602表面には n電極 1 61 4を形成する。 ρ— GaNコンタクト層 1 61 1の Mg濃度 は、 p電極 1 61 2とのコンタクト抵抗低減のため、 1 X1 〇2Qc m一3から 5X1 〇20cm— 3に設定される。 このようにして、 図 1 2に示される窒化物半導体レーザを作製できる。
なお、 本実施形態においては、 n側の電極を上面 （p側電極と同 じ側） に形成したが、 n— G a N基板の裏面に n電極を形成し、 上 下から導通を取る構造としても良い。
このようにして得られだ半導体レーザに対して、 p側電極 1 61 2と n側電極 1 61 4との間に電圧を印加すると、 MQW活性層 1 605に向かって p側電極 1 61 2から正孔が注入されると共に n 側電極 1 61 4から電子が注入される。 これにより、 MQW活性層 1 605において、 正孔と電子との再結合により光学利得を生じて 約 41 0 nmの波長でレーザ発振を起こす。
以下、 p— A I 0. 1 oG a0. 90N中間層 （ドーピングェンハンス 層） 1 608の A I組成比 （バンドギャップ） が、 P— A I 1 6 G a0. 84Nオーバ一フロー抑制層 1 6〇9よりも小さく、 p— A I 0. 03G a0. 97Nクラッド層 1 61 0よりも大きい構造をとるこ との有効性について説明する。
図 1 3は、 本実施形態における活性層近傍の構成を示す図である。 活性層側から、 膜厚および A I組成比 （バンドギャップ） の異なる 3領域以上の層から形成される。 本実施形態では、 p— A 1 GaNドーピングェンハンス層 1 1 〇 2の ちの Mgがドープされている部分が、 第 1 p型窒化物半導体 層に対 JiEiする。 そして、 p— A I GaNオーバ一フロー抑制層 1 1 〇 3は第 2 p型窒化物半導体層に対 し、 p— A I GaNクラッ ド 層 1 1 04は第 3 p型窒化物半導体層に对麻する。 第 1 p型窒化物 半導体層の A I組成比を第 3 p型窒化物半導体層の組成比よりち高 く設定し、 かつ第 2 p型窒化物半導体層の A I組成比を第 3 p型窒 化物半導体層より高く構成する。 この結果、 八ンドギャップにっし ては、 第 2 p型窒化物半導体層 >第 1 p型窒化物半導体層〉第 3 p 型窒化物半導体層の関係が満足される。
第 1 p型窒化物半導体層における A I組成比は、 そのバンドギヤ ップが第 2 p型窒化物半導体層よりも小さくなる範囲内で、 できる だけ高い A I組成比を用いることが望ましい。 この第 1 p型窒化物 半導体層の存在により、 p型不純物のドーピング遅れを解消するこ とができ、 第 2 p型窒化物半導体層に対して十分な不純物濃度を確 保することが可能となる。
望ましい A I組成比は第 1 p型窒化物半導体層が 5〜20%、 第
2 p型窒化物半導体層が 1 0〜30%>、 第 3 p型窒化物半導体層が 平均 3〜9%であり、 最も望ましい A 1組成比は第 1 p型窒化物半 導体層が 6〜1 2%、 第 2 p型窒化物半導体層が 1 5〜20%、 第
3 p型窒化物半導体層が平均 3.5〜5.5%である。 第 1 p型窒化 物半導体層や第 2 p型窒化物半導体層といっ 高 A〗 組成比の層を 厚く構成しだ場合、 直列抵抗の増加を導ぐため、 第 3 p型窒化物半 導体層よりち膜厚を薄くすることが必要である。 よって、 各層の望 ましい膜厚は第 1 p型窒化物半導体層で 1〜50nm、 第 2p型窒 化物半導体層で 5〜2〇 nmである。 最も望ましい膜厚は第 1 p型 窒化物半導体層で 5〜 20 n m、 第 2 p型窒化物半導体層で 5〜 1 0 n mである。
なお、 第 1 p型窒化物半導体層の A I組成比は、 上記し 望まし い A I組成比の範囲内であれば傾斜を持っていてち良し、。 ま 、 こ の傾斜は連続的でち、 階段的でも良い。
また、 各領域は、 上記し 望ましい A〗 組成比および膜厚の範囲 内であれば、 バルク層ではなく超格子層でもよい。 また、 バルク層 と超格子層が混在していてもよい。
本実施形態によれば、 A I G a Nオーバ一フロー抑制層 1 1 〇3 において 9X1 018cm 3以上の高い Mg濃度を実現できること を実験的に確認した。
本実施形態では、 ドーピングの開始を、 ドーピングェン八ンス層 1 1 〇 2の成長最初時または成長途中に行うが、 ドーピングェンハ ンス層 1 1 〇 2の全部又は一部で M gのドーピングを行っていれば 良く、 ドーピングェンハンス層 1 1 02における Mg濃度が均一で ある必要は無し 。
オーバーフロー抑制層 1 1 〇 3における p型不純物濃度は、 最大 8X1 018cm 3から 2X1 〇 19 c m 3の範囲内にあることが好 ましく、 また、 不純物濃度の分布も厚さ方向に均一であることが好 ましい。
このように、 A l GaNドーピングェンハンス層 1 102の挿入 により、 Mgドーピング遅れの影響を抑制することが可能となるた め、 レーザ構造の中で最もバンドギヤップエネルギが大きい A I G aNオーバ一フロー抑制層 1 1 03中の Mg濃度をクラッド層の M g濃度とほぽ等しくすることができる。 こうしてホール注入効率を 改善することにより、 しきい値電流を低減すると共に、 p n界面位 置のズレによる動作電圧の上昇等を抑制することができる。 特に、 ドーピングェンハンス層 1 1 0 2を超格子層とすることにより、 平 均 A〗組成が同一でも A〗 濃度の高い部分を形成でき、 M g取り込 まれの急峻性を向上させることができる。
なお、 才一バーフロー抑制層 1 1 0 3を超格子層から構成するこ とにより、 M gァクセプターの活性化エネルギを低減することがで きるため、 直列抵抗を低減することができる。 この効果は、 G aの かわりに I nを含んだ p— A I 0 . g o I n 0. 1 0 Nァクセプター不純 物ドーピング開始層でもよく、 ドーピングを開始する層に少なくと も A 1 が含まれていれば良い。
こうした構造上の工夫により、 オーバーフロー抑制層に対して + 分に p型ドーパン卜をドーピングできれば、 この層内でキャリアを 十分ブロックすることができる。 これにより、 クラッド層において キャリアの閉じ込めを考慮する必要性はほとんどなく、 A 1 G a N クラッド層 1 1 0 4の A I 組成比を低減することが可能となる。 ま た、 光の閉じ込めに関しては、 クラッド層の A I 組成比を低減して もクラッド層の厚みを厚くすることによってカバーできる。
以上により、 p型ドーパン卜濃度を構造上の工夫により制御する ことにより、 キャリアの閉じ込めを向上させ、 クラッド層の A〗 組 成比の低減化により低抵抗化が可能となる。 これにより、 デバイス の直列抵抗を低減でき、 動作電圧を下げることが可能となる。
本実施形態では G a N基板上のレーザ構造について説明したが、 本発明の結晶成長は、 上記条件の原理を生かす結晶成長であれば基 板は G a Nに限るものではなく、 A I G a N、 I n G a Nゆ A I G a I n N等の窒化物半導体バルク基板、 サファイア基板ゆ炭化珪素 基板、 シリコン基板、 ガリウム砒素基板上に成長した G a N等でも、 もちろん選択横方向成長を用いて作製した E 1_〇ー(3 & 1^基板でも 良い。
また、 本実施形態ではレーザ素子について説明し が、 これに限 るものではなく、 発光ダイオード素子にも適用できる。 また、 p n 接合を有し、 電子のオーバーフロー防止と低抵抗化とを同時に必要 とする全ての素子に適甩できる。 更に、 上記効果は BA 1 G a i n Nゆ砒素 （A s) 、 リン （P) を含有した混晶化合物半導体全般に 成り立つ。 (実施形態 9)
図 1 4を参照しながら、 本発明による窒化物半導体素子の第 9の 実施形態を説明する。
まず、 n— G aN基板 1 701 の表面を有機溶剤及び酸によって 清浄化した後、 成長炉内のサセプター上に基板 1 701 を設置する。 N2ガスにて成長炉内を十分に置換した後、 1 °CZ秒の昇温レー卜 で 1 00〇°Cまで昇温し、 キャリアガスを H2に切り替えると共に アンモニア （NH3) の供給を開始して基板表面のクリーニングを 行なう。 このクリーニングの時間は 1分以上行なうことが望ましい。 その後、 卜リメチルガリウム （TMG) とモノシラン （S i H4) の供給を開始し、 2 ;( m厚の n— G a N層 1 了 02の成長、 引き続 いて卜リメチルアルミニウム （TMA) を加え、 1. 5 m厚の n 一 A I 0. 。5G a0. 95Nクラッ ド層 1 703の成長を行う。 TMA の供給を停止して n— G a N光ガイド層 1 7〇4を〇. 1 m成長 し 後、 キャリアガスを N2に変え N H3の供給を停止し、 成長温 度を 78〇°Cまで降温する。
次に、 N H3、 TMG及びトリメチルインジウム （TM I ) を供 給することにより、 光ガイド層 1 704上に厚さが約 3 nmの I n G ao.9N井戸層と、 井戸層の上に厚さが約 7 nmの I n0. 。2 G a。.98N障壁層とを 1周期とする 3周期分の半導体層を成長させ ることにより多重量子井戸 （MQW) 活性層 1了 05を形成する。 引き続いて 3〇 n m厚のノンドープ I n 0. 02G a0. 98N中間層
1 706、 30nm厚のノンドープ GaN中間層 1 70了を成長し た後、 TMGの供給を停止する。 N2と NH3を供給した状態で速 ゆかに 1 〇00°Cまで昇温し、 キャリアガスを N2と H2の混合ガ スに切り替える。 TMG及び TMA、 TM Iの供給を再開し、 45 n m厚の p— A 1 0 - 1 0 ^ a 0. 85 I Π 0. 05 N中間層 （ドーピング ェン八ンス層） 1 了 08を成長させる。 この中間層の成長途中にお いて、 ビスシクロペンタジェニルマグネシウム （Cp2Mg) によ る M gドーピングを開始する。 その後、 1 0 n m厚の p— A】 0. ·! 6G a0.75 I n o. i 0Nオーバ一フロー抑制層 1 709を成長させ 後、 速ゆかにキャリアガスを H2に切り替え、 p— A l 0.03Ga o. 97Nクラッ ド層 1 了 1 〇と、 50 n m厚の p— G aNコンタク 卜層 1 71 1とを順次積層する。
以上のようにして、 半導体レーザを構成するェピタキシャル層を 得ることができる。 なお、 これ以降の窒化物半導体レーザの製作ェ 程は実施形態 8と同様である め、 その説明を省略する。
なお、 本実施形態においては p型ドーパン卜としてマグネシウム (Mg) を用いたが、 代わりに炭素 （C) 、 亜鉛 （Zn) 、 ベリリ ゥ厶 （Be) 、 カドミウム （Cd) 等を用いても良い。
また、 本実施形態においては、 窒化物半導体の成長方法として M OVP E法を用いたが、 これに限定するものではなく、 ハイドライ ド気相成長法 （HVP E法） ゆ分子線エピタキシー法 （MBE法） など、 化合物半導体結晶を成長させる めにこれまで提案されてい る全ての方法に適用できる。
また、 本実施形態では G aの原料として TMG、 A 1の原料とし て TMAを、 I nの原料として TM I を、 1\/1¾の原料として002 Mg、 Nの原料として NH3を用い が、 上記条件の原理を生かす 結晶成長であればこれらに限るちのではなく、 G aの原料として卜 リエチルガリウ厶 （TEG) や塩化ガリウム （GaC 1や C aC 1 3) を、 A〗 の原料としてトリェチルアルミニウム （TEA) 、 ジ メチルアルミ八イドライド （DMAH) 、 ジメチルアルミクロライ ド （DM AC】） を、 I nの原料として卜リエチルインジウム （T E I ) 、 M gの原料としてビスェチルシクロペンタジェニルマグネ シゥム （E t Cp2Mg) 、 ビスメチルシクロペンタジェ二ルマグ ネシゥ厶 （MeC p2Mg) を、 Nの原料としてヒドラジン （N2 H4) 、 モノメチルヒドラジン （MMH) 、 ジメチルヒドラジン (DMH) を用いても良い。
また、 本実施形態では、 各クラッド層及びコンタク卜層等にバル ク結晶を用いたが超格子構造を適用しても良い。
次に、 p_A 1 0. 1 oG a0. 85 I n 0. 05N中間層 （ドーピング ェンハンス層） 1 708の A】組成 （バンドギャップ） が、 p— A I 0. 16G a0.75 I n 0. 10Nオーバーフロー抑制層 1 了 O 9より も小さく、 p— A l 0. 03G a0.97Nクラッド層 1 71 〇よりも大 きい構造をとり、 p— A l 0. 16Ga0.75 l n 0. 10Nオーバーフ 口一抑制層 1 7〇 9および p— A l 0. 10G a0. 85 l n0. 05N中 間層 1 7〇8に I n組成を含 ¾ことの有効性について説明する。 本実施形態において用い 構造の特徴は、 p— A 1 0. 10G a。. 85 I n o 05N中間層 （ドーピングェンハンス層） 1 708という 比較的 A 1組成比が高い層を A 1 G a I n N電子オーバーフロー抑 制層の直前に挿入し、 Mgのドーピングを p— A I 0. i oG a0. ss I n0.05N中間層の形成中から開始していることである。 実施形 態 8で説明し 通り、 A Iが含まれる混晶半導体層には p型不純物 (例えば Mg等） が取り込まれやすく、 ドーピング遅れが発生しに くいとい 大きな特徴を持つ。 また、 p型不純物の取り込み易さに は A〗 組成依存性があり、 A I組成比が 0%から 50%の間におい ては、 A I組成比の増加に伴い p型不純物が取り込まれる量は増加 する。
本実施形態では、 実施形態 8と異なり活性層の近傍に I nGaN との格子定数差が大きい A 1 G a Nをそのまま配置するのではなく、 格子定数差をおさえるために I nを含んだ A 1 G a I n Nを用い 。 こうし 構造をとることにより、 高い A 1組成比によりドーピング 遅れを抑えつつ、 格子定数差を低減することにより活性層を構成す る井戸層の歪の不均一を出来る限り解消し、 発光特性への影響を抑 えられる。
図 1 5は、 本実施形態における活性層近傍の構成を示した図であ る。 活性層側から、 膜厚、 A】組成比 （バンドギャップ） および I n組成比の異なる 3領域以上の層から形成される。 本実施形態では、 P— A I Ga I nNドーピングェンハンス層 1 8〇3は第 1 p型窒 化物半導体層に対麻し、 p— A l Ga l nNオーバ一フロー抑制層 1 804は第 2p型窒化物半導体層に対 J し、 p— A I GaNクラ ッ ド層 1 805は第 3 p型窒化物半導体層に対 する。 第 1 p型窒 化物半導体層の A 1組成比 （バンドギャップ） は、 第 2 p型窒化物 半導体層よりも小さく、 かつ、 第 3 p型窒化物半導体層よりち大き くなるように構成する。 第 1 p型窒化物半導体層における A I組成 比は、 そのバンドギヤップが第 2 p型窒化物半導体層よりち小さく なる範囲内で、 できるだけ高い A 1組成を用いることが望ましい。 これに加えて、 第 2 p型窒化物半導体層と前記第 1 p型窒化物半導 体層に I n組成を含 ことにより、 近傍に存在する活性層との格子 定数差を抑えることが可能となる。 この第 1 p型窒化物半導体層の 存在により、 従来の構成では発生してい p型不純物のドーピング 遅れを解消することができ、 第 2 p型窒化物半導体層に対して +分 な不純物濃度を確保することが可能となる。
なお、 望ましい A I 組成比は、 第 1 p型窒化物半導体層が 5〜2 0 %、 第 2 p型窒化物半導体層が 1 0〜3 0 %、 第 3 p型窒化物半 導体層が平均 3〜9 %>であり、 最も望ましい A I 組成比は、 第 1 p 型窒化物半導体層が 6〜1 2 %、 第 2 p型窒化物半導体層が 1 5〜 2 0 %、 第 3 p型窒化物半導体層が平均 3 . 5〜5 . 5 %である。 ま た、 望ましい I n組成比は第 1 p型窒化物半導体層が 1〜2 0 %、 第 2 p型窒化物半導体層が 1〜3 0 %である。 このよ oに、 I n組 成比は少なくとも各層の A I 組成よりも小さく設定することが望ま しし、。
本実施形態においては第 1 p型窒化物半導体層における A I 組成 比と比べ、 第 2 p型窒化物半導体層における A I 組成比を高く設定 するため、 I n組成比に関してち第 1 p型窒化物半導体層よりち第 2 p型窒化物半導体層の方が大きくなるよろに設定する。 これによ り、 各層の格子定数の差を小さくすることができ、 活性層の歪をよ り低減できる。 但し、 第 1 p型窒化物半導体層と活性層までの距離 が比較的近い場合には、 A I 組成比の大きい第 2 p型窒化物半導体 層よりも第 1 p型窒化物半導体層の格子定数が、 活性層の歪に対し てより大きく影響する揚合もある。 このような場合には、 図 1 6に 挙げたように I n組成を第 1 ρ型窒化物半導体層 （p— A I G a I n Nドーピングェン八ンス層 1 903) よりも第 2 p型窒化物半導 体層 （p— A I Ga I n Nオーバ一フロー抑制層 1 9〇4) の方が 小さくなるように設定する方が好ましい。
また、 第 1 p型窒化物半導体層ゆ第 2 p型窒化物半導体層といつ た高 A I組成比の層を厚くすると直列抵抗が増加するため、 これら の層の膜厚は、 第 3 p型窒化物半導体層よりち小さくすることが必 要である。 よって、 各層の望ましい膜厚は、 第 1 p型窒化物半導体 層で 1〜5〇nm、 第 2 p型窒化物半導体層で 5〜2 On mであり、 さらに望ましい膜厚は、 第 1 p型窒化物半導体層で 5〜20nm、 第 2 p型窒化物半導体層で 5〜1 Onmである。
なお、 第 1 p型窒化物半導体層の A I組成比および I n組成比は、 上記し 望ましい A I組成比および I n組成の範囲内であれば傾斜 を持っていても良い。 また、 この傾斜は連続的でも、 階段的でも良 し 。 また、 各領域は上記した望ましい A〗 組成比および I n組成比、 そして膜厚の範囲内であれば、 バルク層ではなく超格子層であって もよく、 バルク層と超格子層が混在していてもよい。
本実施形態の構造をとることにより、 A 1 G a I n N電子オーバ —フロー抑制層 1 804の p— A l Ga I nNドーピングェンハン ス層との界面近傍においても、 すでに 9X1 018cm 3以上の高 い M g濃度が実験的に確認できた。 この値は実施形態 8で挙げた M gの濃度と比べて同等レベルであり、 I n組成比により格子定数差 を低減させた場合においても高い A I組成比を用いる限り、 同様の ドーピング効果が得られることが分かっ 。 ドーピングの閧始位置 に関しては、 ドーピングェン八ンス層 1 803の最初又は途中から 行う必要がある。 なお、 ドーピングェンハンス層の全部又は一部で 不純物のドーピングを行っていれば良く、 層内で不純物濃度が均一 である必要は無い。 オーバ一フロー抑制層 1 8〇4のドーピング濃 度に関しては、 最大 8X1 018cm— 3から 2X1 〇19cm— 3の p 型不純物が均一にドーピングされていることが望ましい。
このように、 A l Ga l nNドーピングェンハンス層 1 8〇 3の 挿入により M gドーピング遅れの影響を抑制することが可貧 となり、 レーザ構造の中で最もバンドギャップエネルギが大きい A 1 G a I n N電子オーバーフロー抑制層 804中の M g濃度をクラッ ド層の Mg濃度とほぼ等しくすることができだ。 ホール注入効率を改善す ることにより、 しきい値電流を低減できる。 特に、 ドーピングェン 八ンス層 1 803を超格子層とすることにより、 平均 A】組成比が 同一でも A I濃度の高い部分を形成でき、 Mg取り込まれの急峻性 を向上させることができる。 まだ、 オーバ一フロー抑制層 1 804 を超格子層とすることにより Mgァクセプターの活性化エネルギを 低減することができ、 直列抵抗を低減することができる。
こうした構造上の工夫により、 オーバ一フロー抑制層 1 8〇4に 対して十分に p型ドーパントをドーピングできれば、 この層内でキ ャリアを十分ブロックすることができる。 これにより、 クラッ ド層 においてキャリアの閉じ込めを考慮する必要性はほとんどなく、 A I GaNクラッド層 1 805の A l組成比を低減すること 可能と なる。 なお、 クラッ ド層の A I組成比を低減しても、 光の閉じ込め に関しては、 クラッ ド層の厚みを厚くすることによって力 /\一でぎ る。 以上のように、 p型ド一パント濃度を構造上の工夫により制御 することにより、 キャリアの閉じ込めを向上させ、 クラッ ド層の A I組成比の低減化により低抵抗化が可能となる。 これにより、 デバ イスの直列抵抗を低減でき、 動作電圧を下げることが可能となる。 なお、 本実施形態では G aN基板上のレーザ耩造について説明し たが、 本発明の結晶成長は、 上記条件の原理を生かす結晶成長であ れば基板は G aNに限るものではなく、 A 1 GaN, I nG aN、 A 1 G a I n N等の窒化物半導体バルク基板、 サファイア基板ゆ炭 化珪素基板、 シリコン基板、 ガリウム砒素基板上に成長し G a N 等でも、 あるいは選択横方向成長を用いて作製し E L O-G aN 基板でも良い。
また、 上述の実施形態における半導体素子は、 いずれも、 レーザ 素子であるが、 本発明は、 これに限定されず、 ρ η接合を有し、 電 子のオーバーフロー防止および低抵抗化を同時に必要とする全ての 窒化物半導体素子に適用できる。 例えば、 発光ダイォー ド素子、 受 光素子、 卜ランジスタなどの窒化物半導体素子に適用されえ得る。 前述した実施形態では、 いずれも、 ρ型ァクセプタ不純物として Mgを用いているが、 Mgに加えて炭素 （C) 、 亜鉛 CZ n) 、 ベ リリウム （Be) 、 カドミウム （Cd) を添加しても良い。 また、 M ドーピングを行なう窒化物半導体としては、 B A ] G a I n N ゆ、 A s、 Pを含有した A 1 Ga I n N As P混晶化合物半導体で あってち良い。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 活性層よりもバンドギヤップエネルギが大きく、 電子オーバ一フロー抑制層よりもバンドギヤップエネルギが小さい p型ァクセプタ不純物ドーピング開始層を設けることにより、 メモ リー効果に起因したドーピング遅れのない急峻なァクセプタ不純物 プロファイルを実現できる。 これにより、 高い信頼性を有し 低し きし、値電流、 低動作電圧の化合物半導体受発光素子を、 再現性、 均 一性良く作製することが提供できる。
このような本発明による.窒化物半導体素子は、 主に光ディスク関 連分野の光源として有用であり、 ま 、 レーザプリンタ、 バーコ一 ドリ一ダ等にも疝用できる。

Claims

1. ρ型窒化物半導体層、 η型窒化物半導体層、 および、 前記 ρ型窒化物半導体層と前記 η型窒化物半導体層との間に挟まれてい る活性層を備えた窒化物半導体素子であって、
一一一一□目
前記 ρ型窒化物半導体層は、
A I および Mgを含 第 1 p型窒化物半導体層と、
M g の
を含 ¾第 2 p型窒化物半導体層とを有し、
前記第 1 p型窒化物半導体層は、 前記活性層と前記第 2 p型窒化 物半導体層との間に位置しており、 囲
前記第 2 p型窒化物半導体層は、 前記第 1 p型窒化物半導体層の バンドギヤップよりも大きなバンドギヤップを有している、 窒化物 半導体素子。
2. 前記第 2 p型窒化物半導体層は、 前記活性層からのキヤり ァオーバ一フローを抑制するバリア層として機能する請求項 1に記 載の窒化物半導体素子。
3. 前記第 1 p型窒化物半導体層の A I濃度は、 1 X1 02Qc m— 3以上 2X1 021 cm— 3以下であり、
前記第 1 ρ型窒化物半導体層において A I濃度が 1 X1 020 cm 一3以上 2X1 021 cm— 3以下の領域の厚さは、 1 nm以上である、 請求項 1に記載に記載の窒化物半導体素子。
4. 前記第 1 p型窒化物半導体層と前記活性層との間に位置し、 A 1 を含 ノンド一プ窒化物半導体層を更に備えている請求項 1 に 記載の窒化物半導体素子。.
5. 前記ノンドープ窒化物半導体層は、 前記第 2 ρ型窒化物半 導体層のバンドギヤップよりも小さなバンドギヤップを有している、 請求項 4に記載の窒化物半導体素子。
6. 前記ノンドープ窒化物半導体層は、 前記第 1 p型窒化物半 導体層のバンドギャップに等しいバンドギヤップを有している、 請 求項 5に記載の窒化物半導体素子。
7. 前記ノンド一プ窒化物半導体層および前記第 1 p型窒化物 半導体層の合計の厚さは、 1 n m以上 5 0 n m以下である、 請求項 4から 6の何れかに記載の窒化物半導体素子。
8. 前記第 2 ρ型窒化物半導体層の厚さは、 5 门 171以上2 〇 门 m以下である、 請求項了に記載の窒化物半導体素子。
9 . 前記第 2 p型窒化物半導体層において M g濃度が 8 X 1 0 1 8 c m— 3以下の領域の厚さは 1 n m以下である、 言青求項 8に記載 の窒化物半導体素子。
1 0. 前記 p型窒化物半導体層は、 前記第 2 p型窒化物半導体 層のバンドギヤップよりも小さなバンドギヤップを有する第 3 p型 窒化物半導体層を更に有し、
前記第 3 p型窒化物半導体層と前記第 1 p型窒化物半導体層との 間に前記第 2 p型窒化物半導体層が位置している、 請求項 1 に記載 の窒化物半導体素子。
1 1 . 前記第 3 p型窒化物半導体層のバンドキャップは前記第 1 p型窒化物半導体層のバンドキャップよりち小さい、 請求項 1 〇 に記載の窒化物半導体素子。
1 2 . 前記第 3 p型窒化物半導体層はクラッ ド層として機能する 請求項 1 0に記載の窒化物半導体素子。
1 3 . 前記第 1 p型窒化物半導体層および第 2 p型窒化物半導 体層の少なくとも一方は I nを含 請求項 1 Oから 1 2の何れかに 記載の窒化物半導体素子。 ' 1 4. 前記第 2 p型窒化物半導体層の I n組成比は、 前記第 1 p型窒化物半導体層の I n組成比よりも大きい請求項 1 3に記載の 窒化物半導体素子。
1 5 . p型窒化物半導体層、 n型窒化物半導体層、 および、 前 記 p型窒化物半導体層と前記 n型窒化物半導体層との間に挟まれて いる活性層を備え、 前記 p型窒化物半導体層は、 A l および M gを 含 ¾第 1 p型窒化物半導体層と、 M gを含む第 2 p型窒化物半導体 層とを有し、 前記第 1 p型窒化物半導体層は、 前記活性層と前記第 2 p型窒化物半導体層との間に位置しており、 前記第 2 p型窒化物 半導体層は、 前記第 1 p型窒化物半導体層の / \、ンドギャップよりも 大きなバンドギヤップを有している窒化物半導体素子の製造方法で あって、
前記 n型窒化物半導体灣を形成する工程と、
前記活性層を形成する工程と、
Mgを有する原料ガスおよび A 1を有する原料ガスを共に供給す ることによって、 A Iおよび M gを含 ¾前記第 1 p型窒化物半導体 層を形成する工程と、
M gを有する原料ガスを供給することに つて前記第 2 p型窒化 物半導体層を形成する工程と、
を含 、 窒化物半導体素子の製造方法。
1 6. 前記第 1 p型窒化物半導体層を形成する工程の前に、 p 型不純物を供給せずに A 1を有する原料ガスを供給することによつ て、 A を含 ¾ノンドープ窒化物半導体層を形成する工程を更に含 ¾\ 請求項 1 5に記載の製造方法。
1 7. 前記第 1 p型窒化物半導体層の A I濃度は、 1 X 1 020 cm— 3以上 2X1 021 cm— 3以下であり、
前記第 1 p型窒化物半導体層において A〗 濃度が 1 X1 020 cm —3以上 2X 1 021 c m— 3以下の領域の厚さは、 1 nm以上である、 請求項 1 5または 1 6に記載の製造方法。
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Cited By (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006344689A (ja) * 2005-06-07 2006-12-21 Rohm Co Ltd 半導体素子
JP2007142038A (ja) * 2005-11-16 2007-06-07 Matsushita Electric Ind Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物半導体発光装置
JP2009141340A (ja) * 2007-11-12 2009-06-25 Rohm Co Ltd 窒化物半導体レーザ素子
JP2009538527A (ja) * 2006-05-22 2009-11-05 アギア システムズ インコーポレーテッド 電子ブロック層を備えた窒化ガリウム・ベース半導体デバイス
JP2010129676A (ja) * 2008-11-26 2010-06-10 Sharp Corp 窒化物半導体レーザ素子とその製造方法
JP2010272593A (ja) * 2009-05-19 2010-12-02 Hamamatsu Photonics Kk 窒化物半導体発光素子及びその製造方法
WO2011104969A1 (ja) * 2010-02-24 2011-09-01 独立行政法人理化学研究所 窒化物半導体多重量子障壁を有する発光素子及びその製造方法
JP2011205148A (ja) * 2011-07-15 2011-10-13 Toshiba Corp 半導体装置
JP2012060172A (ja) * 2011-12-19 2012-03-22 Toshiba Corp 半導体発光素子
JP2012243814A (ja) * 2011-05-16 2012-12-10 Toshiba Corp 半導体発光素子、窒化物半導体ウェーハ及び窒化物半導体層の製造方法
JP2013016873A (ja) * 2012-10-25 2013-01-24 Toshiba Corp 半導体発光素子
US20130223463A1 (en) * 2003-09-25 2013-08-29 Panasonic Corporation Nitride semiconductor device and production method thereof
US8648381B2 (en) 2010-02-16 2014-02-11 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor light emitting device
US8741686B2 (en) 2005-08-29 2014-06-03 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor device
JP2014130897A (ja) * 2012-12-28 2014-07-10 Toshiba Corp 半導体発光素子及びその製造方法
WO2014203856A1 (ja) * 2013-06-18 2014-12-24 学校法人名城大学 窒化物半導体発光素子
US9385277B2 (en) 2012-05-22 2016-07-05 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Nitride semiconductor light emitting device
JP2017117844A (ja) * 2015-12-21 2017-06-29 株式会社小糸製作所 半導体発光素子およびその製造方法
US9755107B2 (en) 2015-09-29 2017-09-05 Toyoda Gosei Co., Ltd. Group III nitride semiconductor light-emitting device
JP2020010019A (ja) * 2018-05-29 2020-01-16 コミサリア ア レネルジ アトミク エ オウ エネルジ アルタナティヴ ＧａＮ系発光ダイオードの製造方法
JP2020115539A (ja) * 2019-01-17 2020-07-30 日亜化学工業株式会社 半導体レーザ素子
WO2020158254A1 (ja) * 2019-01-30 2020-08-06 パナソニックセミコンダクターソリューションズ株式会社 半導体発光素子
WO2023233778A1 (ja) * 2022-05-31 2023-12-07 パナソニックホールディングス株式会社 窒化物発光素子

Families Citing this family (58)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7440482B2 (en) * 2005-11-01 2008-10-21 Nichia Corporation Nitride semiconductor laser element and method for manufacturing the same
KR100756841B1 (ko) * 2006-03-13 2007-09-07 서울옵토디바이스주식회사 ＡｌｘＧａ１－ｘＮ 버퍼층을 갖는 발광 다이오드 및 이의제조 방법
JP4940987B2 (ja) * 2006-03-20 2012-05-30 日亜化学工業株式会社 窒化物半導体レーザ素子及びその製造方法
US20100095882A1 (en) * 2008-10-16 2010-04-22 Tadao Hashimoto Reactor design for growing group iii nitride crystals and method of growing group iii nitride crystals
US9803293B2 (en) * 2008-02-25 2017-10-31 Sixpoint Materials, Inc. Method for producing group III-nitride wafers and group III-nitride wafers
US8764903B2 (en) * 2009-05-05 2014-07-01 Sixpoint Materials, Inc. Growth reactor for gallium-nitride crystals using ammonia and hydrogen chloride
JP2009536605A (ja) * 2006-05-08 2009-10-15 ザ リージェンツ オブ ザ ユニバーシティ オブ カリフォルニア アルミニウムを含むｉｉｉ族窒化物半導体化合物の成長方法及び材料。
EP1883141B1 (de) 2006-07-27 2017-05-24 OSRAM Opto Semiconductors GmbH LD oder LED mit Übergitter-Mantelschicht
PL1883119T3 (pl) 2006-07-27 2016-04-29 Osram Opto Semiconductors Gmbh Półprzewodnikowa struktura warstwowa z supersiecią
EP1883140B1 (de) 2006-07-27 2013-02-27 OSRAM Opto Semiconductors GmbH LD oder LED mit Übergitter-Mantelschicht und Dotierungsgradienten
KR100837404B1 (ko) * 2006-10-18 2008-06-12 삼성전자주식회사 반도체 광전 소자
KR101330898B1 (ko) * 2007-04-05 2013-11-18 엘지전자 주식회사 반도체 레이저 다이오드
WO2009149300A1 (en) * 2008-06-04 2009-12-10 Sixpoint Materials High-pressure vessel for growing group iii nitride crystals and method of growing group iii nitride crystals using high-pressure vessel and group iii nitride crystal
EP2281076A1 (en) 2008-06-04 2011-02-09 Sixpoint Materials, Inc. Methods for producing improved crystallinty group iii-nitride crystals from initial group iii-nitride seed by ammonothermal growth
WO2009151642A1 (en) * 2008-06-12 2009-12-17 Sixpoint Materials, Inc. Method for testing group-iii nitride wafers and group iii-nitride wafers with test data
JP5196160B2 (ja) * 2008-10-17 2013-05-15 日亜化学工業株式会社 半導体発光素子
WO2010060034A1 (en) * 2008-11-24 2010-05-27 Sixpoint Materials, Inc. METHODS FOR PRODUCING GaN NUTRIENT FOR AMMONOTHERMAL GROWTH
US7983317B2 (en) 2008-12-16 2011-07-19 Corning Incorporated MQW laser structure comprising plural MQW regions
TWI404189B (zh) * 2009-02-06 2013-08-01 Everlight Electronics Co Ltd 複晶式發光二極體元件及其製造方法
KR101047617B1 (ko) * 2009-05-21 2011-07-07 엘지이노텍 주식회사 반도체 발광소자 및 그 제조방법
JP2011023473A (ja) * 2009-07-14 2011-02-03 Sumitomo Electric Ind Ltd Ｉｉｉ族窒化物半導体レーザダイオード
JP4978667B2 (ja) * 2009-07-15 2012-07-18 住友電気工業株式会社 窒化ガリウム系半導体レーザダイオード
WO2011013621A1 (ja) * 2009-07-31 2011-02-03 日亜化学工業株式会社 窒化物半導体レーザダイオード
CN102668138B (zh) * 2009-12-21 2015-06-10 株式会社东芝 氮化物半导体发光元件及其制造方法
EP2538459B1 (en) * 2010-02-19 2019-09-25 Sharp Kabushiki Kaisha Nitride semiconductor light-emitting element and method for producing same
KR101766719B1 (ko) * 2010-03-25 2017-08-09 엘지이노텍 주식회사 발광 다이오드 및 이를 포함하는 발광 소자 패키지
KR101054984B1 (ko) * 2010-03-26 2011-08-05 엘지이노텍 주식회사 발광 소자, 발광 소자 제조방법 및 발광 소자 패키지
KR102055758B1 (ko) 2012-07-11 2019-12-13 루미리즈 홀딩 비.브이. Iii-질화물 구조체들에서의 나노파이프 결함들의 감소 또는 제거
KR101936312B1 (ko) 2012-10-09 2019-01-08 엘지이노텍 주식회사 발광소자
US9087946B2 (en) * 2012-10-26 2015-07-21 Epistar Corporation Light emitting device
US9124071B2 (en) 2012-11-27 2015-09-01 Nichia Corporation Nitride semiconductor laser element
DE102012111512B4 (de) * 2012-11-28 2021-11-04 OSRAM Opto Semiconductors Gesellschaft mit beschränkter Haftung Halbleiterstreifenlaser
JP2014127708A (ja) * 2012-12-27 2014-07-07 Toshiba Corp 半導体発光素子及び半導体発光素子の製造方法
CN103050595A (zh) * 2012-12-28 2013-04-17 厦门市三安光电科技有限公司 氮化物发光二极管
CN103236477B (zh) * 2013-04-19 2015-08-12 安徽三安光电有限公司 一种led外延结构及其制备方法
CN103500702A (zh) * 2013-10-09 2014-01-08 西安神光皓瑞光电科技有限公司 一种低扩散高空穴浓度的P型GaN基材料生长方法
JP6325276B2 (ja) * 2014-02-18 2018-05-16 日本オクラロ株式会社 半導体光素子及び半導体光素子の製造方法
JP6170007B2 (ja) * 2014-04-10 2017-07-26 トヨタ自動車株式会社 スイッチング素子
JP6229609B2 (ja) * 2014-07-18 2017-11-15 豊田合成株式会社 Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子の製造方法
JP2016157734A (ja) * 2015-02-23 2016-09-01 豊田合成株式会社 Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子の製造方法
US10505074B2 (en) * 2015-09-28 2019-12-10 Nichia Corporation Nitride semiconductor light emitting element including electron blocking structure layer
WO2017112490A1 (en) 2015-12-22 2017-06-29 Sxaymiq Technologies Llc Led sidewall processing to mitigate non-radiative recombination
JP6831375B2 (ja) * 2016-05-13 2021-02-17 ヌヴォトンテクノロジージャパン株式会社 窒化物系発光素子
DE102016111929A1 (de) * 2016-06-29 2018-01-04 Osram Opto Semiconductors Gmbh Optoelektronischer Halbleiterkörper und Leuchtdiode
WO2018004669A1 (en) * 2016-07-01 2018-01-04 Intel Corporation Techniques for monolithic co-integration of thin-film bulk acoustic resonator devices and iii-n semiconductor transistor devices
WO2018004668A2 (en) * 2016-07-01 2018-01-04 Intel Corporation Techniques for forming thin-film bulk acoustic resonator devices
CN106935690B (zh) * 2017-03-21 2024-05-14 广东工业大学 一种提高紫外led光输出功率的外延结构
DE102017121484A1 (de) * 2017-06-21 2018-12-27 Osram Opto Semiconductors Gmbh Halbleiterkörper und Verfahren zur Herstellung eines Halbleiterkörpers
DE102017120302A1 (de) * 2017-09-04 2019-03-07 Osram Opto Semiconductors Gmbh Halbleiterkörper und Verfahren zur Herstellung eines Halbleiterkörpers
US10693038B2 (en) * 2017-11-22 2020-06-23 Epistar Corporation Semiconductor device
JP7355740B2 (ja) * 2018-08-24 2023-10-03 ソニーセミコンダクタソリューションズ株式会社 発光素子
US11139342B2 (en) * 2018-09-26 2021-10-05 Nitride Semiconductors Co., Ltd. UV-LED and display
JP6891865B2 (ja) 2018-10-25 2021-06-18 日亜化学工業株式会社 発光素子
CN109273567B (zh) * 2018-11-27 2019-11-19 合肥彩虹蓝光科技有限公司 一种发光二极体外延结构的制造方法及其应用
EP3683907B1 (en) * 2019-01-17 2023-01-25 Nichia Corporation Semiconductor laser element and method for manufacturing the same
CN115485854A (zh) * 2020-04-17 2022-12-16 加利福尼亚大学董事会 使用外延横向过生长技术移除器件的方法
DE102022110693A1 (de) 2022-05-02 2023-11-02 Ams-Osram International Gmbh Optoelektronisches halbleiterbauelement
DE102022110694A1 (de) 2022-05-02 2023-11-02 Ams-Osram International Gmbh Optoelektronisches halbleiterlaserbauelement und verfahren zur herstellung eines optoelektronischen halbleiterlaserbauelements

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08213692A (ja) * 1995-02-03 1996-08-20 Hitachi Ltd 半導体レーザ装置
JPH10126010A (ja) * 1996-10-23 1998-05-15 Ricoh Co Ltd 半導体レーザ装置の製造方法
JPH10144962A (ja) * 1996-09-10 1998-05-29 Toshiba Corp 半導体発光素子およびその製造方法
JPH11224972A (ja) * 1995-11-24 1999-08-17 Nichia Chem Ind Ltd 窒化物半導体発光素子
JP2000349398A (ja) * 1999-06-04 2000-12-15 Nichia Chem Ind Ltd 窒化物半導体発光素子及びその製造方法
JP2002111135A (ja) * 2000-10-02 2002-04-12 Furukawa Electric Co Ltd:The 半導体レーザ素子、それを用いた光ファイバ増幅器用励起光源
JP2002314204A (ja) * 2001-04-16 2002-10-25 Ricoh Co Ltd ｐ型超格子構造とその作製方法、ＩＩＩ族窒化物半導体素子及びＩＩＩ族窒化物半導体発光素子
JP2002324913A (ja) * 2001-04-25 2002-11-08 Ricoh Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物半導体およびその作製方法および半導体装置およびその作製方法

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3761589B2 (ja) 1993-03-26 2006-03-29 豊田合成株式会社 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子
US5646953A (en) * 1994-04-06 1997-07-08 Matsushita Electronics Corporation Semiconductor laser device
US5777350A (en) * 1994-12-02 1998-07-07 Nichia Chemical Industries, Ltd. Nitride semiconductor light-emitting device
US6121638A (en) * 1995-09-12 2000-09-19 Kabushiki Kaisha Toshiba Multi-layer structured nitride-based semiconductor devices
JP3658112B2 (ja) 1995-11-06 2005-06-08 日亜化学工業株式会社 窒化物半導体レーザダイオード
EP0772249B1 (en) * 1995-11-06 2006-05-03 Nichia Corporation Nitride semiconductor device
KR19990014304A (ko) * 1997-07-30 1999-02-25 아사구사 나오유끼 반도체 레이저, 반도체 발광 소자 및 그 제조 방법
JP3653169B2 (ja) * 1998-01-26 2005-05-25 シャープ株式会社 窒化ガリウム系半導体レーザ素子
US6690700B2 (en) * 1998-10-16 2004-02-10 Agilent Technologies, Inc. Nitride semiconductor device
JP2000143396A (ja) 1998-11-05 2000-05-23 Fuji Electric Co Ltd ｐ型窒化ガリウム薄膜およびその製造方法
JP2000151023A (ja) * 1998-11-05 2000-05-30 Fujitsu Ltd 半導体発光装置
US6614059B1 (en) * 1999-01-07 2003-09-02 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Semiconductor light-emitting device with quantum well
JP4433356B2 (ja) * 1999-07-09 2010-03-17 シャープ株式会社 半導体レーザ素子および光学式情報再生装置
JP3571641B2 (ja) 1999-11-15 2004-09-29 松下電器産業株式会社 窒化物半導体素子
EP1104031B1 (en) * 1999-11-15 2012-04-11 Panasonic Corporation Nitride semiconductor laser diode and method of fabricating the same
US6562129B2 (en) * 2000-04-21 2003-05-13 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Formation method for semiconductor layer
JP4416297B2 (ja) * 2000-09-08 2010-02-17 シャープ株式会社 窒化物半導体発光素子、ならびにそれを使用した発光装置および光ピックアップ装置
US6858882B2 (en) * 2000-09-08 2005-02-22 Sharp Kabushiki Kaisha Nitride semiconductor light-emitting device and optical device including the same
JP2002190621A (ja) * 2000-10-12 2002-07-05 Sharp Corp 半導体発光素子およびその製造方法
JP4889142B2 (ja) * 2000-10-17 2012-03-07 三洋電機株式会社 窒化物系半導体レーザ素子
JP3453558B2 (ja) * 2000-12-25 2003-10-06 松下電器産業株式会社 窒化物半導体素子
DE60234856D1 (de) * 2001-10-26 2010-02-04 Ammono Sp Zoo Substrat für epitaxie
JP2003289176A (ja) * 2002-01-24 2003-10-10 Sony Corp 半導体発光素子およびその製造方法
US20070290230A1 (en) * 2003-09-25 2007-12-20 Yasutoshi Kawaguchi Nitride Semiconductor Device And Production Method Thereof
US6989555B2 (en) * 2004-04-21 2006-01-24 Lumileds Lighting U.S., Llc Strain-controlled III-nitride light emitting device
CA2755122C (en) * 2009-03-13 2016-05-31 Saint-Gobain Ceramics & Plastics, Inc. Chemical mechanical planarization using nanodiamond

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08213692A (ja) * 1995-02-03 1996-08-20 Hitachi Ltd 半導体レーザ装置
JPH11224972A (ja) * 1995-11-24 1999-08-17 Nichia Chem Ind Ltd 窒化物半導体発光素子
JPH10144962A (ja) * 1996-09-10 1998-05-29 Toshiba Corp 半導体発光素子およびその製造方法
JPH10126010A (ja) * 1996-10-23 1998-05-15 Ricoh Co Ltd 半導体レーザ装置の製造方法
JP2000349398A (ja) * 1999-06-04 2000-12-15 Nichia Chem Ind Ltd 窒化物半導体発光素子及びその製造方法
JP2002111135A (ja) * 2000-10-02 2002-04-12 Furukawa Electric Co Ltd:The 半導体レーザ素子、それを用いた光ファイバ増幅器用励起光源
JP2002314204A (ja) * 2001-04-16 2002-10-25 Ricoh Co Ltd ｐ型超格子構造とその作製方法、ＩＩＩ族窒化物半導体素子及びＩＩＩ族窒化物半導体発光素子
JP2002324913A (ja) * 2001-04-25 2002-11-08 Ricoh Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物半導体およびその作製方法および半導体装置およびその作製方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1670106A4 *

Cited By (41)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8981340B2 (en) * 2003-09-25 2015-03-17 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Nitride semiconductor device and production method thereof
US20130223463A1 (en) * 2003-09-25 2013-08-29 Panasonic Corporation Nitride semiconductor device and production method thereof
JP2006344689A (ja) * 2005-06-07 2006-12-21 Rohm Co Ltd 半導体素子
US9035336B2 (en) 2005-08-29 2015-05-19 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor device
US8835950B2 (en) 2005-08-29 2014-09-16 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor device
US8741686B2 (en) 2005-08-29 2014-06-03 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor device
JP2007142038A (ja) * 2005-11-16 2007-06-07 Matsushita Electric Ind Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物半導体発光装置
US7709848B2 (en) * 2005-11-16 2010-05-04 Panasonic Corporation Group III nitride semiconductor light emitting device
JP2009538527A (ja) * 2006-05-22 2009-11-05 アギア システムズ インコーポレーテッド 電子ブロック層を備えた窒化ガリウム・ベース半導体デバイス
JP2009141340A (ja) * 2007-11-12 2009-06-25 Rohm Co Ltd 窒化物半導体レーザ素子
JP2010129676A (ja) * 2008-11-26 2010-06-10 Sharp Corp 窒化物半導体レーザ素子とその製造方法
US8311070B2 (en) 2008-11-26 2012-11-13 Sharp Kabushiki Kaisha Nitride semiconductor laser device
US8085826B2 (en) 2008-11-26 2011-12-27 Sharp Kabushiki Kaisha Nitride semiconductor laser device
JP2010272593A (ja) * 2009-05-19 2010-12-02 Hamamatsu Photonics Kk 窒化物半導体発光素子及びその製造方法
US8648381B2 (en) 2010-02-16 2014-02-11 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor light emitting device
US8901595B2 (en) 2010-02-16 2014-12-02 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor light emitting device
US8759813B2 (en) 2010-02-24 2014-06-24 Riken Light-emitting element having nitride semiconductor multiquantum barrier, and process for production thereof
US9059354B2 (en) 2010-02-24 2015-06-16 Riken Light-emitting element having nitride semiconductor multiquantum barrier, and process for production thereof
WO2011104969A1 (ja) * 2010-02-24 2011-09-01 独立行政法人理化学研究所 窒化物半導体多重量子障壁を有する発光素子及びその製造方法
JP2012243814A (ja) * 2011-05-16 2012-12-10 Toshiba Corp 半導体発光素子、窒化物半導体ウェーハ及び窒化物半導体層の製造方法
US9478706B2 (en) 2011-05-16 2016-10-25 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor light emitting device, nitride semiconductor wafer, and method for manufacturing nitride semiconductor layer
US8809101B2 (en) 2011-05-16 2014-08-19 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor light emitting device, nitride semiconductor wafer, and method for manufacturing nitride semiconductor layer
JP2011205148A (ja) * 2011-07-15 2011-10-13 Toshiba Corp 半導体装置
JP2012060172A (ja) * 2011-12-19 2012-03-22 Toshiba Corp 半導体発光素子
US9735314B2 (en) 2012-05-22 2017-08-15 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Nitride semiconductor light emitting device
US9385277B2 (en) 2012-05-22 2016-07-05 Panasonic Intellectual Property Management Co., Ltd. Nitride semiconductor light emitting device
JP2013016873A (ja) * 2012-10-25 2013-01-24 Toshiba Corp 半導体発光素子
JP2014130897A (ja) * 2012-12-28 2014-07-10 Toshiba Corp 半導体発光素子及びその製造方法
WO2014203856A1 (ja) * 2013-06-18 2014-12-24 学校法人名城大学 窒化物半導体発光素子
US9437775B2 (en) 2013-06-18 2016-09-06 Meijo University Nitride semiconductor light-emitting device
JP2015002324A (ja) * 2013-06-18 2015-01-05 学校法人 名城大学 窒化物半導体発光素子
US9755107B2 (en) 2015-09-29 2017-09-05 Toyoda Gosei Co., Ltd. Group III nitride semiconductor light-emitting device
JP2017117844A (ja) * 2015-12-21 2017-06-29 株式会社小糸製作所 半導体発光素子およびその製造方法
JP2020010019A (ja) * 2018-05-29 2020-01-16 コミサリア ア レネルジ アトミク エ オウ エネルジ アルタナティヴ ＧａＮ系発光ダイオードの製造方法
JP7382156B2 (ja) 2018-05-29 2023-11-16 コミサリア ア レネルジ アトミク エ オウ エネルジ アルタナティヴ ＧａＮ系発光ダイオードの製造方法
JP2020115539A (ja) * 2019-01-17 2020-07-30 日亜化学工業株式会社 半導体レーザ素子
JP7323786B2 (ja) 2019-01-17 2023-08-09 日亜化学工業株式会社 半導体レーザ素子
US11881684B2 (en) 2019-01-17 2024-01-23 Nichia Corporation Semiconductor laser element and method for manufacturing the same
WO2020158254A1 (ja) * 2019-01-30 2020-08-06 パナソニックセミコンダクターソリューションズ株式会社 半導体発光素子
JP7447028B2 (ja) 2019-01-30 2024-03-11 ヌヴォトンテクノロジージャパン株式会社 半導体発光素子
WO2023233778A1 (ja) * 2022-05-31 2023-12-07 パナソニックホールディングス株式会社 窒化物発光素子

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