WO2007083647A1 - 窒化物半導体発光装置 - Google Patents

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WO2007083647A1
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nitride
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Akihiko Ishibashi
Toshiya Yokogawa
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Matsushita Electric Industrial Co., Ltd.
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Definitions

  • the present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device.
  • III-V nitride semiconductor materials such as gallium nitride (GaN) (Al Ga ln N (0
  • ⁇ x ⁇ l, 0 ⁇ y ⁇ l) is a key device for achieving ultra-high-density recording with optical disc devices, and is currently reaching a practical level. is there.
  • Increasing the output of a blue-violet semiconductor laser is an indispensable technology not only for enabling high-speed writing of optical discs but also for developing new technical fields such as application to laser displays.
  • a sapphire substrate has been used as a substrate for a nitride semiconductor.
  • an AlGaN-based buffer layer containing A1 atoms is formed on the sapphire substrate in order to relieve strain caused by lattice mismatch with the nitride semiconductor crystal and thermal expansion coefficient mismatch. It was.
  • a GaN-based homoepitaxial is usually used in the initial stage of growth.
  • a growth layer is formed.
  • Patent Document 3 discloses that when an n-type cladding layer or an active layer having a nitride semiconductor power is formed on a substrate, the n-type dopant concentration decreases as the distance from the active layer increases. Talk. By adopting such a configuration, the carriers injected from the electrodes are easily spread and it is possible to manufacture a light emitting diode (LED) that emits light uniformly over a wide area.
  • LED light emitting diode
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2002-252177
  • Patent Document 2 Japanese Patent Laid-Open No. 10-150245
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-156544
  • Patent Document 4 Specification of Patent No. 2785254
  • the In composition itself of the InGaN-based active layer can be reduced even though carriers injected from the electrode can be expanded and uniformly injected into the active layer. There is no effect in making it uniform. If the In composition non-uniformity occurs in the InGaN-based active layer, the emission spectrum broadens even if carriers are uniformly injected. In this case, since an absorption loss occurs with respect to the laser oscillation wavelength in the semiconductor laser, the threshold current increases and the slope efficiency decreases (increases in operating current), and reliability cannot be ensured.
  • the present invention has been made to solve the above-described problems, and an object of the present invention is to provide a nitride semiconductor light emitting device in which the in-plane distribution of the active layer composition is made uniform and the operating current is reduced. It is in.
  • the nitride semiconductor light emitting device of the present invention includes a nitride-based semiconductor substrate and the semiconductor substrate.
  • a nitride semiconductor light-emitting device comprising a nitride-based semiconductor multilayer structure formed on a substrate, wherein the multilayer structure is located between an active layer that emits light and the active layer to the substrate.
  • each of the plurality of semiconductor layers containing A1 atoms a plurality of semiconductor layers containing an n-type dopant, each of the plurality of semiconductor layers containing A1 atoms.
  • the concentration distribution of the n-type dopant in the plurality of semiconductor layers does not have a region that varies locally along a direction perpendicular to the surface of the substrate.
  • the concentration of the n-type dopant in the plurality of semiconductor layers is uniform even in a direction parallel to the surface of the substrate.
  • the concentration change amount of the n-type dopant in the layered region defined by a thickness of 5 nm or less from the interface is 10% of the average concentration of the n-type dopant contained in the plurality of semiconductor layers. It is as follows.
  • the concentration distribution of the n-type dopant in the stacked structure from the active layer to the substrate is substantially uniform.
  • the concentration of the n-type dopant in the plurality of semiconductor layers is
  • the concentration distribution of the n-type dopant is substantially uniform at each interface formed by the plurality of semiconductor layers.
  • a semiconductor layer in contact with the substrate contains A1 atoms having a composition ratio of 1 atomic% or less.
  • the concentration of the A1 atom is substantially uniform in a plane parallel to the surface of the substrate.
  • the n-type dopant is Si.
  • the active layer has an InGaN-based multiple quantum well structure.
  • a nitride semiconductor light-emitting device comprising another nitride-based semiconductor substrate according to the present invention and a nitride-based semiconductor multilayer structure formed on the semiconductor substrate, wherein the multilayer structure is an active layer that emits light And the active layer force located between the substrate and the n-type dopant
  • a plurality of semiconductor layers, and all of the plurality of semiconductor layers contain A1 atoms, and the concentration of A1 atoms in the semiconductor layer in contact with the substrate among the plurality of semiconductor layers is: The composition ratio is 1 atomic% or less.
  • a method for manufacturing a nitride semiconductor light-emitting device includes a step of providing a nitride-based semiconductor substrate and a step of forming a nitride-based semiconductor multilayer structure on the semiconductor substrate.
  • the step of forming the stacked structure includes a step of forming a plurality of semiconductor layers including an active layer on the substrate, and each of the layers positioned between the active layer and the substrate.
  • the concentration distribution of the n-type dopant at the interface is made substantially uniform by adjusting the supply amount of the n-type dopant gas.
  • each semiconductor layer located between the substrate and the active layer contains A1 atoms, so that the n-type dopant A plurality of semiconductor layers having a substantially uniform concentration distribution can be formed. It was found that the n-type dopant concentration became non-uniform at the interface of the semiconductor layer located below the active layer and immediately caused this, and the emission intensity of the active layer became non-uniform in the plane. In the present invention, since the composition of the active layer is made uniform in the plane, the current required for laser oscillation is reduced and the reliability is improved.
  • FIG. 1 is a device cross-sectional view showing an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a cross-sectional view of a mounted device showing an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 (a) is a view showing a Si concentration profile in a conventional example, and (b) is a view showing a Si concentration profile in an example of the present invention.
  • FIG. 4 is a graph showing a Si concentration profile measured for an embodiment of the present invention.
  • FIG. 5] (a) is a plan view showing a light emission pattern of a semiconductor laser having the configuration shown in FIG. 3 (a). nce) Photo.
  • (a) is a plan view showing the emission pattern of a semiconductor laser having the configuration shown in FIG. 3 (b), and (b) is an EL (Electro Luminescensing) photograph taken from the back of the substrate. It is.
  • FIG. 7 is an IL curve showing the effect of the present invention.
  • the inventor of the present application has found that the cause of non-uniformity of the In composition in the InGaN active layer is due to the formation method of the underlayer in which crystal growth is performed on the nitride-based semiconductor substrate. I went to do it.
  • the substrate to the active layer Al atoms are contained in each of the semiconductor layers located between.
  • the concentration distribution of the n-type dopant at the interface is substantially uniform by adjusting the supply amount of the n-type dopant gas.
  • a plurality of semiconductor layers can be formed. The reason why the n-type dopant concentration distribution can be made uniform will be described in detail later.
  • the semiconductor multilayer structure When a light emitting element such as a semiconductor laser is manufactured, the semiconductor multilayer structure includes a double hetero structure and a structure for confining light and current in a certain space.
  • n-type dopant concentration distribution uniform in a semiconductor layer (a plurality of semiconductor layers located between the active layer and the substrate) that is the base of the active layer. It was.
  • the n-type carrier concentration in the underlayer is adjusted to show a lower value as the position is closer to the active layer. Since the donor level is shallow, almost all of the n-type dopant is activated and emits carriers (electrons) at room temperature. For this reason, it can be considered that the n-type carrier concentration is equal to the n-type dopant concentration.
  • an n-type GaN layer, an n-type AlGaN cladding layer, and an n-type GaN guide layer are sequentially stacked on an n-type GaN substrate, and the Si concentration in each semiconductor layer is determined in this order. Is reduced. In this case, it is necessary to switch the semiconductor layer type and change the doping concentration at the interfaces of the n-type GaN layer / n-type AlGaN cladding layer and n-type AlGaN cladding layer / n-type A1 GaN guide layer. is there.
  • the growth temperature of the n-type AlGaN cladding layer must be set 20-30 ° C higher than the growth temperature of the n-type GaN layer, so it is necessary when growing the n-type AlGa N cladding layer on the n-type GaN layer.
  • the growth of the n-type AlGaN cladding layer cannot be started for several minutes until the complete temperature rise is completed.
  • the surface temperature of the substrate may become non-uniform due to the temperature rise, and the surface state of the n-type GaN layer may change locally.
  • the Si concentration is considered to be non-uniform at the interface between the n-type GaN layer / n-type AlGaN cladding layer.
  • the Si concentration is considered to be non-uniform at the interface between the n-type GaN layer / n-type AlGaN cladding layer.
  • the Si concentration is considered to be non-uniform at the interface between the n-type GaN layer / n-type AlGaN cladding layer.
  • the Si concentration is considered to be non-uniform at the interface between the n-type GaN layer / n-type AlGaN cladding layer.
  • the Si concentration is considered to be non-uniform at the interface between the n-type GaN layer / n-type AlGaN cladding layer.
  • the S concentration locally decreases at the interface of the n-type GaN layer Zn-type AlGaN cladding layer and the interface of the n-type A1G aN cladding layer / n-type AlGaN guide layer. It is shown. However, the Si concentration at the interface does not necessarily fall below the Si concentration in the semiconductor layer, and increases depending on the location.
  • the Si concentration fluctuated significantly at the interface between the semiconductor layers having different Si concentration setting values, and separated from the interface. It was confirmed that the Si concentration continued to rise and fall at the same position. The range of the fluctuation is conspicuous when the Si concentration is lowered, and the Si concentration greatly fluctuated at the interface is stabilized, and the time until the target value is reached tends to increase. The same thing seems to occur with n-type dopants other than Si. Therefore, it is not preferable to change the n-type dopant concentration between the semiconductor layers, and it is preferable to set the concentration distribution in the thickness direction as uniform as possible.
  • FIG. 5 (b) shows an EL (Electro Luminesce) taken from the backside of the semiconductor laser with the strain in the AlGaN layer present in the underlying layer. nce ) photograph, and FIG. 5 (a) is a schematic diagram thereof.
  • the band gap and light emission efficiency change locally according to the concentration of In atom, and the brightness of particularly important light emission becomes uneven depending on the location, resulting in an increase in operating current when driving the laser. It becomes.
  • the present inventors have found that the cause of light emission spots in InGaN-based MQW is the local distribution of the Si atom concentration.
  • doping is performed so that the n-type carrier concentration (Si concentration) is constant from the underlayer immediately above the substrate toward the active layer.
  • Si concentration n-type carrier concentration
  • the SiH supply amount is controlled so that the Si concentration in each layer is constant. ing.
  • the fluctuation range of the SiH supply amount is preferably suppressed to 10% or less of the average flow rate.
  • FIG. 4 is a graph showing a Si concentration profile measured for an embodiment of the present invention described later.
  • the graph in Fig. 4 confirms that the Si concentration is uniform between the n-type AlGaN cladding layer and the n-type AlGaN layer.
  • n-type dopants such as Si are likely to pile up due to the influence of contamination on the substrate surface.
  • the n-type dopant concentration is preferably constant at the interface between the GaN substrate and the n-type A1G aN layer, but it is difficult to make the n-type dopant concentration at this interface equal to the n-type dopant concentration in other parts. It is. Therefore, in a preferred embodiment of the present invention, the concentration distribution of the n-type dopant between the active layer and the substrate in the semiconductor multilayer structure is substantially uniform, but the n-type dopant at the interface between the substrate and the semiconductor multilayer structure is substantially uniform. Concentration pileup should be allowed.
  • the Si concentration in the semiconductor layer is controlled to a constant value by adjusting the supply amount (rate) of the gas (for example, Si H) supplied into the reactor for doping.
  • the Si concentration can be controlled to a constant value.
  • the total supply amount of trimethylgallium (TMG) and trimethylaluminum (TMA), which are Group III materials, may be changed by adjusting the gas phase ratio so that the desired A1 solid phase ratio is obtained.
  • FIG. 3 (a) when a semiconductor layer not containing A1 (for example, an n-type GaN layer) is grown directly on the n-type GaN substrate, the A1 concentration is relatively high.
  • A1 composition is about 2-6%
  • the in-plane distribution of Si atom concentration and A1 atom concentration tends to be non-uniform.
  • Fig. 6 (b) is an EL photograph taken from the back of the substrate of a semiconductor laser in which the strain in the AlGaN layer does not exist in the underlying layer
  • Fig. 6 (a) is a schematic diagram thereof.
  • the characteristics shown in Fig. 7 can be obtained.
  • a lower threshold current and a higher slope efficiency (low operating current) can be achieved than in the conventional example.
  • a reduction in drive current means a reduction in power consumption, which improves reliability.
  • the uniformity of brightness in the plane of the active layer is improved, the variation in light emission intensity between elements can be reduced, and the manufacturing yield is improved. Up.
  • FIG. 1 schematically shows a cross section of the nitride semiconductor device of this embodiment, that is, a GaN-based semiconductor laser.
  • the element cross section shown in the figure is a plane parallel to the resonator end face, and the resonator length direction is orthogonal to the cross section.
  • the semiconductor laser of this embodiment includes an n-type GaN substrate doped with an n-type impurity (thickness: about
  • the semiconductor stacked structure consists of n-type AlGaN layer 12, n-type AlGaN cladding layer 14, n-type AlGaN optical guide layer 15, InGaN-based MQW active layer 16, InGaN intermediate layer 17, p-type AlGaN electron overflow suppression Layer 18, p-type AlGaN cladding layer 19, and p-type GaN contact layer 20 are included.
  • the impurity concentration (dopant concentration) and thickness of each semiconductor layer included in the semiconductor multilayer structure in the present embodiment are as shown in Table 1 below.
  • a characteristic point of this embodiment is that a semiconductor layer located between the InGaN-based MQW active layer 16 and the n-type GaN substrate 10, that is, the n-type AlGaN layer 12, the n-type AlGaN cladding layer 14, and the n-type AlGaN
  • concentration of the n-type dopant (Si) contained in each of the light guide layers 15 is set to an equal value, and each of these semiconductor layers 12, 14, and 15 contains A1. There is.
  • the Si concentration distribution is substantially uniform in the direction perpendicular to and parallel to the surface of the substrate 10, so that the conventional semiconductor laser Can solve the problem.
  • a method for uniformly doping Si in this way will be described later.
  • the Si concentration tends to fluctuate locally at each interface of the semiconductor layer located between the InGaN-based MQW active layer 16 and the n-type GaN substrate 10.
  • the nonuniform Si concentration distribution is likely to occur not only in the direction perpendicular to the surface of the substrate 10 but also in the parallel direction.
  • nonuniformity at the Si concentration interface causes nonuniformity in the In concentration in the semiconductor layer located thereon, but in this embodiment, since the Si concentration is uniform, the In concentration is also reduced. It is made uniform.
  • the uniformity of Si concentration (n-type dopant concentration) can be evaluated by the amount of change in Si concentration (n-type dopant concentration) in a layered region defined by a thickness of 5 nm or less from the semiconductor interface.
  • the amount of change is 10% or less of the average concentration of Si (n-type dopant) contained in the semiconductor layer, it can be said that “the Si concentration (n-type dopant concentration) is substantially uniform at the interface”.
  • the impurities, impurity concentrations, and thicknesses of the respective semiconductor layers shown in Table 1 are merely examples, and do not limit the present invention.
  • a preferable range of the n-type dopant concentration is 1 ⁇ 10 17 cm 3 or more and 5 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or less.
  • the p-type GaN contact layer 20 and the p-type AlGaN cladding layer 19 are added to the shape of a ridge stripe extending along the resonator length direction.
  • the width of the ridge stripe is, for example, about 1.5 ⁇ m, and the resonator length is, for example, 600 zm.
  • the chip width (element size in the direction parallel to each semiconductor layer in FIG. 1) is, for example, 200 ⁇ m.
  • the portion excluding the upper surface of the ridge stripe is covered with an insulating film (for example, an SiO layer) 30, and the central portion of the insulating film 30 is above the ridge stripe.
  • an insulating film for example, an SiO layer
  • a stripe-shaped opening that exposes the surface is formed.
  • the surface of the p-type GaN contact layer 20 is in contact with the p-side contact electrode (Pd / Pt) 31 through the opening of the insulating film 30.
  • a p-side wiring electrode (Ti / Pt / Au) 33 is disposed so as to cover the upper surface of the p-side contact electrode 31.
  • the back surface of the n-type GaN substrate 10 is in contact with the n-side electrode (Ti / Pt / Au) 32.
  • an n-type GaN substrate 10 prepared by a known method is prepared.
  • the thickness of the n-type GaN substrate 10 at the beginning of the epitaxial growth is, for example, about 400 ⁇ m.
  • the surface of the n-type GaN substrate 10 is flattened by polishing.
  • each semiconductor layer is grown as follows.
  • the n-type GaN substrate 10 is inserted into a reaction furnace (chamber) of a metal organic chemical vapor deposition (MOVPE) apparatus. Thereafter, heat treatment (thermal cleaning) is performed on the surface of the n-type GaN substrate 10 at about 500 to 1100 ° C. This heat treatment is performed, for example, at 800 ° C for 1 minute or longer, preferably 5 minutes or longer. During this heat treatment, gases containing nitrogen atoms (N) (N, N, N, N
  • H, hydrazine, etc. are preferably flowed into the chamber.
  • the temperature of the reactor is controlled to about 1000 ° C, and trimethylgallium (TMG), trimethylaluminum (TMA) and ammonia (NH3) gases are used as source gases, and a carrier gas.
  • TMG trimethylgallium
  • TMA trimethylaluminum
  • NH3 ammonia
  • TMA trimethylaluminum
  • n-type Al G with a thickness of about 150 nm and a Si impurity concentration of about 5 X 10 17 cm— 3
  • the temperature is lowered to about 800 ° C.
  • MQW active layer 16 consisting of N barrier layers (2 layers). After that, In Ga N
  • InGaN intermediate layer 17 consisting of 0.98 0.01 0.99 is grown.
  • InGaN intermediate layer 17 is p-type formed on it
  • the p-type dopant (Mg) diffusion from the semiconductor layer to the active layer 16 can be greatly suppressed, the thermal decomposition of the active layer 16 can be suppressed, and the active layer 16 can be maintained in high quality even after crystal growth.
  • the temperature in the reactor is again raised to about 1000 ° C, hydrogen is also introduced into the carrier gas, and p-type dopant biscyclopentagenenyl magnesium (Cp Mg) gas is supplied. Then, a p-type AlGaN overflow suppression layer 18 made of AlGaN having a film thickness of about 20 nm and an Mg impurity concentration of about 1 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3 is grown.
  • Cp Mg p-type dopant biscyclopentagenenyl magnesium
  • a p-type AlGaN cladding layer 19 having a thickness of about 0.1 and an impurity concentration of about 1 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3 and having an AlGaN force is grown.
  • a p-type GaN contact layer 20 having a thickness of about 0.1 ⁇ m and an Mg impurity concentration of about 1 ⁇ 10 2Q cm— 3 is grown.
  • an insulating film is deposited on the upper surface of the semiconductor multilayer structure by a plasma CVD apparatus or the like.
  • a material having high dry etching resistance such as SiO is selected so as to be a mask for dry etching.
  • the insulating film is processed into a stripe shape having a width of 1.5 / im by photolithography and hydrofluoric acid treatment.
  • the p-type semiconductor layer is processed into a ridge shape by a dry etching apparatus, and the insulating film on the ridge is removed by hydrofluoric acid treatment.
  • an insulating film (Si0) 30 is deposited on the upper surface of the semiconductor stacked structure on which the ridge is formed, and only the insulating film on the ridge is removed by photolithography and hydrofluoric acid treatment.
  • Pd and Pt are applied by photolithography and resist lift-off techniques so that the p-side contact electrode (Pd / Pt) 31 adheres in parallel to the ridge direction and on the ridge, on the ridge side, and on the ridge bottom. Evaporate in order.
  • a p-side wiring electrode (Ti / Pt / Au) 33 is deposited in the order of Ti, Pt, and Au so as to cover the surface of the p-side contact electrode 31.
  • the n-type GaN substrate 10 is polished from the back side, and the thickness of the n-type GaN substrate 10 is reduced to about 100 ⁇ m.
  • Ti / Pt / Au metal layers are successively deposited in this order from the substrate side to form an n-side electrode 32. After that, it is formed into a bar shape by primary cleavage and coated with an insulating film to adjust the reflectivity of the cavity end face, and then separated and processed into semiconductor laser chips by secondary cleavage.
  • the separated laser chip is connected to the submount 43 such as A1N and the step through the solder 40. Automatically implemented in the system.
  • the Au wire 42 connected to the p-side wiring electrode 33 is disposed at a position facing the p-side contact electrode exposed portion with the ridge interposed therebetween. This is because if the wire bond impact when the Au wire 42 is connected reaches the exposed portion of the p-side contact electrode, it may cause the P-side contact electrode 31 to peel off.
  • the cap with the laser light extraction glass window is fused with a high electric field press.
  • the laser manufactured according to this embodiment When the laser manufactured according to this embodiment was energized at room temperature, it continuously oscillated at a threshold current of 30 mA, the slope efficiency was 1.5 W / A, and the oscillation wavelength was 405 nm.
  • the p-side and n-side electrodes are formed up to the laser end face, a decrease in heat dissipation near the end face is suppressed, and high-temperature, high-power operation (80 ° C, 150 mW) is possible.
  • MTTF of 5000 hours was confirmed in an operating environment of 70 ° C and 150mW.
  • the A1 composition of the n-type AlGaN layer 12 is set to 0.2%.
  • the A1 composition of the underlying semiconductor layer formed on the surface of the substrate is 0.1 to 1.0. It is preferable to be in the range of%. Note that the A1 composition need not be constant in the direction perpendicular to the substrate surface.
  • the effect of making the in-plane distribution of the composition in the active layer uniform is that the plurality of semiconductor layers containing the n-type dopant between the active layer and the substrate all contain A1 atoms. It becomes easier to obtain.
  • the concentration of A1 atoms in the semiconductor layer in contact with the substrate need not be set high, and is preferably 1 atomic% or less in composition ratio. If the A1 composition is too high, distortion is likely to occur at the interface with the substrate, and the A1 composition becomes non-uniform.
  • n-type dopant Ge, O, or the like may be used in addition to Si.
  • the present invention is suitably used for a nitride semiconductor device such as a semiconductor laser that is expected to be used as a light source for a high-density optical disc.
  • a nitride semiconductor device such as a semiconductor laser that is expected to be used as a light source for a high-density optical disc.
  • the In composition fluctuation in the InGaN-based active layer is reduced, it is excellent in reliability, contributing to high yield and low-cost mass production.

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Abstract

　本発明の窒化物半導体発光装置は、窒化物系半導体基板１０と、半導体基板１０上に形成された窒化物系半導体積層構造とを備える。この積層構造は、発光する活性層１６と、活性層１６から基板１０までの間に位置し、ｎ型ドーパントを含有する複数の半導体層１２、１４、１５とを含む。ｎ半導体層１２、１４、１５の各々は、Ａｌ原子を含有している。 

Description

明 細 書
窒化物半導体発光装置
技術分野
[0001] 本発明は窒化物半導体発光装置に関する。
背景技術
[0002] 窒化ガリウム（GaN)をはじめとする III—V族窒化物半導体材料 (Al Ga ln N (0
x y 1-x-y
≤x≤l、 0≤y≤l) )を用いて製造される青紫色半導体レーザは、光ディスク装置に よる超高密度記録を実現するためのキーデバイスであり、現在、実用レベルに達しつ つある。青紫色半導体レーザの高出力化は、光ディスクの高速書き込みを可能にす るのみならず、レーザディスプレイへの応用など、新たな技術分野の開拓に必須の技 術である。
[0003] 従来、特許文献 1および特許文献 2などに開示されているように、窒化物半導体の 基板としてサファイア基板が用いられてきた。サファイア基板を用いる場合、窒化物 半導体結晶との格子不整合や熱膨張係数不整合に起因する歪みを緩和するため、 A1原子を含んだ AlGaN系バッファ層をサファイア基板上に形成することが行われて いた。
[0004] 最近、サファイア基板の代わりに用いられるようになつてきた GaN基板上に、窒化 物半導体からなる発光素子構造を作製する場合は、通常、成長の初期過程におい て GaN系のホモェピタキシャル成長層を形成する。
[0005] 窒化物半導体材料を用いて青紫色発光素子を作製する場合、活性層に用いる In GaN系結晶における InNが熱分解しやすレ、。このため、 In原子を含まない GaNまた は AlGaN系下地層を約 1000°Cで成長させた後、その成長を中断し、 800°C程度ま で温度を低下させることが通常行われている。このような成長の中断を行なった際、 G aNまたは AlGaN系下地層に表面荒れが生じることが知られている。このため、分解 温度が GaN層に比べて高い A1N層（特に A1原子が 10%以上の AlGaN下地層）を 平坦性維持層として形成しておき、成長中断による表面荒れを抑制し、高品質な In GaN系結晶を作製する方法が提案されている (特許文献 3)。 [0006] 特許文献 4は、基板上に窒化物半導体力 なる n型クラッド層や活性層を作製する 場合にぉレ、て、活性層に近いほど n型ドーパント濃度を低下させることを開示してレヽ る。このような構成を採用することにより、電極から注入されたキャリアが一様に広がり やすくなり、広い領域で均一に発光する発光ダイオード (LED)を製造することが可 肯 になる。
特許文献 1 :特開 2002— 252177号公報
特許文献 2：特開平 10— 150245号公報
特許文献 3：特開 2000 - 156544号公報
特許文献 4：特許第 2785254号明細書
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0007] 特許文献 4に記載されている技術によれば、電極から注入されたキャリアを拡げ、 活性層に一様に注入することが可能であっても、 InGaN系活性層の In組成そのもの を均一化することに効果はなレ、。 InGaN系活性層において In組成不均一が生じると 、キャリアが一様に注入されたとしても、発光スペクトルがブロードに拡がる。この場合 、半導体レーザではレーザ発振波長に対して吸収ロスが生じるので、しきい電流の増 大、スロープ効率の低下（動作電流の増加）が起こり信頼性を確保できない。
[0008] 特許文献 3に記載されている技術では、 InGaN系活性層の下地層として、 A1原子 が 10%以上の AlGaN系平坦性維持層を用いてレ、るため、 In組成に関して比較的 均一な成長が可能と思われる。し力 ながら、平坦性維持層を形成している AlGaN 層に A1組成の不均一が発生すると、面内において局所的な歪が生じる。その結果、 格子定数の大きい InGaN系活性層に In組成の面内分布が生じるため、前記同様の 動作電流の増加が生じる。
[0009] 本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、その目的は、活性層組 成の面内分布を均一化し、動作電流を低減した窒化物半導体発光装置を提供する ことにある。
課題を解決するための手段
[0010] 本発明の窒化物半導体発光装置は、窒化物系半導体基板と、前記半導体基板上 に形成された窒化物系半導体積層構造とを備える窒化物半導体発光装置であって 、前記積層構造は、発光する活性層と、前記活性層から前記基板までの間に位置し
、 n型ドーパントを含有する複数の半導体層とを含み、前記複数の半導体層の各々 は A1原子を含有している。
[0011] 好ましい実施形態において、前記複数の半導体層における n型ドーパントの濃度 分布は、前記基板の表面に垂直な方向に沿って局所的に変動する領域を有してい ない。
[0012] 好ましい実施形態において、前記複数の半導体層の n型ドーパントの濃度は、前記 基板の表面に平行な方向においても均一である。
[0013] 好ましい実施形態において、前記界面から 5nm以下の厚さで規定される層状領域 における n型ドーパントの濃度変化量は、前記複数の半導体層に含まれる n型ドーパ ントの平均濃度の 10%以下である。
[0014] 好ましい実施形態において、前記積層構造のうち、前記活性層から前記基板まで の間における前記 n型ドーパントの濃度分布は略均一である。
[0015] 好ましい実施形態において、前記複数の半導体層における n型ドーパントの濃度は
、 1 X 1017cm— 3以上 5 X 1018cm— 3以下の範囲にある。
[0016] 好ましい実施形態において、前記 n型ドーパントの濃度分布は、前記複数の半導 体層が形成する各界面において略均一である。
[0017] 好ましい実施形態において、前記複数の半導体層のうち、前記基板に接触する半 導体層は、組成比率で 1原子％以下の A1原子を含有している。
[0018] 好ましい実施形態において、前記 A1原子の濃度は、前記基板の表面に平行な面 内で略均一である。
[0019] 好ましい実施形態において、前記 n型ドーパントは Siである。
[0020] 好ましい実施形態において、前記活性層は InGaN系多重量子井戸構造を有して いる。
[0021] 本発明による他の窒化物系半導体基板と、前記半導体基板上に形成された窒化 物系半導体積層構造とを備える窒化物半導体発光装置であって、前記積層構造は 、発光する活性層と、前記活性層力 前記基板までの間に位置し、 n型ドーパントを 含有する複数の半導体層とを含み、前記複数の半導体層は、すべて、 A1原子を含 有しており、前記複数の半導体層のうち、前記基板に接触する半導体層における A1 原子の濃度は、組成比率で 1原子％以下である。
[0022] 本発明による窒化物半導体発光装置の製造方法は、窒化物系半導体基板を用意 する工程と、前記半導体基板上に窒化物系半導体積層構造を形成する工程とを含 む窒化物半導体発光装置の製造方法であって、前記積層構造を形成する工程は、 前記基板上に活性層を含む複数の半導体層を形成する工程を含み、前記活性層か ら前記基板までの間に位置する各半導体層には、 n型ドーパントと A1原子とを含有さ せる、窒化物半導体発光装置の製造方法。
[0023] 好ましい実施形態において、前記積層構造を形成する工程は、 n型ドーパント用ガ スの供給量を調節することにより、界面における前記 n型ドーパントの濃度分布を略 均一にする。
発明の効果
[0024] 本発明では、半導体積層構造に含まれる複数の半導体層のうち、基板から活性層 までの間に位置する各半導体層中に A1原子を含有させていることにより、 n型ドーパ ントの濃度分布が略均一である複数の半導体層を形成することが可能になる。活性 層の下方に位置する半導体層の界面においては n型ドーパント濃度が不均一化しや すぐこれが原因となり、活性層の発光強度が面内で不均一化することがわかった。 本発明では、活性層の組成が面内で均一化されるため、レーザ発振に必要な電流も 低減され、信頼性も向上する。
図面の簡単な説明
[0025] [図 1]本発明の実施形態を示す素子断面図である。
[図 2]本発明の実施形態を示す実装された素子断面図である。
[図 3] (a)は従来例における Si濃度プロファイルを示す図であり、 (b)は、本発明の一 例における Si濃度プロファイルを示す図である。
[図 4]本発明の実施形態について測定された Si濃度プロファイルを示すグラフある。
[図 5] (a)は、図 3 (a)の構成を有する半導体レーザの発光パターンを示す平面図で あり、（b)は、その半導体レーザを基板裏面力 撮影した EL (Electro Luminesce nce)写真である。
園 6] (a)は、図 3 (b)の構成を有する半導体レーザの発光パターンを示す平面図で あり、（b)は、その半導体レーザを基板裏面から撮影した EL (Electro Luminesce nce)写真である。
[図 7]本発明の効果を示す ILカーブである。
符号の説明
[0026] 10 n型 GaN基板
12 n型 AlGaN層
14 n型 AlGaNクラッド層
15 n型 AlGaN光ガイド層
16 InGaN系 MQW活性層
17 InGaN中間層
18 p型 AlGaN電子オーバーフロー抑制層
19 p型 AlGaNクラッド層
20 p型 GaNコンタクト層
30 絶縁膜
31 P側コンタクト電極（PdZPt)
32 n側コンタクト電極（TiZPtZAu)
33 P側配線電極 (Ti/Pt/Au)
40 半田
41 配線電極
42 Auワイヤー
43 サブマウント
発明を実施するための最良の形態
[0027] 本願発明者は、 InGaN活性層における In組成不均一の原因が窒化物系半導体基 板に対して結晶成長を行う下地層の形成方法に起因していることを見出し、本発明 を想到するにいたった。
[0028] 本発明では、半導体積層構造に含まれる複数の半導体層のうち、基板から活性層 までの間に位置する各半導体層中に Al原子を含有させている。これにより、窒化物 半導体基板の表面 (Ga面）上に半導体積層構造を形成するとき、 n型ドーパント用ガ スの供給量を調節することにより、界面における n型ドーパントの濃度分布が略均一 である複数の半導体層を形成することが可能になる。 n型ドーパントの濃度分布を均 一化できる理由については、後に詳しく説明する。
[0029] 半導体レーザなどの発光素子を製造する場合、半導体積層構造は、ダブルへテロ 構造と、光および電流を一定空間内に閉じ込めるための構造とを含むことになる。
[0030] 従来、活性層の下地となる半導体層（活性層から基板までの間に位置する複数の 半導体層）中の n型ドーパントの濃度分布を均一なものにする技術思想は存在してい なかった。例えば特許文献 4が開示している従来例では、下地層中の n型キャリア濃 度は、活性層に近い位置ほど低い値を示すように調整されている。なお、ドナー準位 は浅いため、室温で n型ドーパントの略全てが活性化し、キャリア（電子）を放出する。 このため、 n型キャリア濃度は、 n型ドーパントの濃度に等しいと考えることができる。
[0031] なお、本明細書において、 n型ドーパントなどの濃度の測定値は、いずれも、 SIMS
(Secondary ion mass spectrometry)によって測疋' れた値 ある。
[0032] まず、図 3 (a)を参照しながら、 n型ドーパントの代表例である Siを上記の濃度分布 を示すように半導体層にドープした場合の問題点を説明する。
[0033] 図 3 (a)に示す例では、 n型 GaN基板上に n型 GaN層、 n型 AlGaNクラッド層、 n型 GaNガイド層を順次積層し、各半導体層における Si濃度を、この順番に低減させて いる。この場合、 n型 GaN層/ n型 AlGaNクラッド層、 n型 AlGaNクラッド層/ n型 A1 GaNガイド層のそれぞれの界面において、半導体層の種類を切り替え、かつドーピ ング濃度を変化させることが必要である。
[0034] 半導体層の種類を切り換えるとき、ェピタキシャル成長の原料ガスや成長温度を変 化させることが必要になる。たとえば、 n型 AlGaNクラッド層の成長温度は n型 GaN層 の成長温度より 20〜30°C高く設定する必要があるため、 n型 GaN層上に n型 AlGa Nクラッド層を成長させるとき、必要な昇温を完了するまでの数分間は、 n型 AlGaNク ラッド層の成長を開始できない。昇温により基板の表面温度は不均一化する可能性 もあり、また、 n型 GaN層の表面状態が局所的に変化する可能性もある。このようなこ とから、 n型 GaN層/ n型 AlGaNクラッド層の界面で、 Si濃度が不均一になると考え られる。同様のことは、 n型 AlGaNクラッド層上に n型 GaNガイド層を成長させるとき にも生じ得る。ただし、この場合は、 n型 GaNガイド層の成長前に昇温ではなく降温 を行なうことが必要になる。
[0035] 図 3 (a)に示す例では、 n型 GaN層 Zn型 AlGaNクラッド層の界面、および n型 A1G aNクラッド層/ n型 AlGaNガイド層の界面において、局所的に S濃度の低下が示さ れている。しかし、界面における Si濃度は半導体層中の Si濃度よりも低下するとは限 らず、場所によっては上昇している。
[0036] このように、半導体層の厚さ方向（基板表面に垂直な方向）に Si濃度を測定した場 合、 Si濃度の変動が半導体界面で生じていることが観察されるが、基板表面に平行 な面内においても Si濃度が変動していることがわかった。ェピタキシャルの下地とな る半導体層中の Si濃度に面内分布が発生すると、その上に A1を含んだ半導体層（例 えば AlGaN層）を成長する場合、 A1原子が Si原子の濃度分布に対応して分布する ため、 AlGaN層における A1濃度が面内分布を有することになる。面内で A1濃度が非 一様化すると、その A1濃度分布に応じて AlGaN層に局所的な歪が発生する。
[0037] なお、本発明者が SIMSによる Si濃度の測定を行ったところ、 Si濃度の設定値が異 なる複数の半導体層の界面においては、 Si濃度の変動が顕著に生じ、界面から離 れた位置でも Si濃度の上下変化が継続していることが確認された。その変動の幅は 、 Si濃度を低下させた場合に顕著であり、界面で大きく変動した Si濃度が安定し、 目 標値に達するまでの時間が長くなる傾向がある。同様のことは、 Si以外の n型ドーパ ントでも生じると考えられる。従って、半導体層間で n型ドーパント濃度の設定を変更 することは好ましくなぐ厚さ方向の濃度分布は可能な限り均一に設定することが好ま しい。 上述した AlGaN層中の歪が下地に存在すると、その上に成長させた InGaN 系多重量子井戸（以下 MQWと標記）中に In原子濃度の面内分布が発生することが わかった。 In原子濃度が面内でばらついている活性層を用いた場合、図 5 (a)および (b)に示すように、レーザストライプの面内において、発光強度が一様ではなくなるた め、明るさが場所によって異なる発光斑が形成される。図 5 (b)は、 AlGaN層中の歪 が下地に存在する半導体レーザを基板裏面から撮影した EL (Electro Luminesce nce)写真であり、図 5 (a)は、その模式図である。
[0038] InGaN系 MQWに発光斑が生じること自体は従来から知られていた力 その原因 は明らかではなかった。相対的に明るい部分から放射される光は、暗い部分から放 射される光に比べて波長が長ぐ明るい部分の活性層は In濃度が相対的に高いと考 えられる。本発明者は、このような発光斑が活性層の下地半導体層における S^g子 濃度の不均一に起因して発生することを見出した。
[0039] In原子濃度に応じてバンドギャップや発光効率が局所的に変化し、特に重要な発 光の明るさが場所によって斑になり、レーザ駆動させる際に動作電流の増大をもたら し問題となる。本発明者らは InGaN系 MQWの発光斑の原因が前記 Si原子の濃度 の局所的な分布にあることを見出した。
[0040] 本発明の好ましい例では、図 3 (b)に示すように、基板直上の下地層から活性層に 向かって n型キャリア濃度（Si濃度）が一定となるようにドーピングを行っている。すな わち、 n型 GaN基板上に、 n型 AlGaN層、 n型 AlGaNクラッド層、 n型 AlGaNガイド 層を順次積層するとき、各層の Si濃度が一定になるように SiH供給量を制御してい る。 SiH供給量の変動幅は平均流量の 10%以下に抑えることが好ましい。
[0041] 図 4は、後述する本発明の実施形態について測定された Si濃度プロファイルを示 すグラフある。図 4のグラフから、 n型 AlGaNクラッド層と n型 AlGaN層との間で Si濃 度が均一であることが確認される。
[0042] なお、 GaN基板と n型 AlGaN層との界面は、基板表面におけるコンタミネーシヨン の影響により、 Siなどの n型ドーパントがパイルアップしやすい。 GaN基板と n型 A1G aN層との界面においても、 n型ドーパントの濃度は一定であることが好ましいが、この 界面における n型ドーパント濃度を他の部分における n型ドーパント濃度に等しくする ことは困難である。したがって、本発明の好ましい実施形態では、半導体積層構造の うち、活性層から基板までの間における n型ドーパントの濃度分布は略均一であるが 、基板と半導体積層構造との界面における n型ドーパントの濃度のパイルアップは許 容されるちのとする。
[0043] n型 AlGaN層/ n型 AlGaNクラッド層、 n型 AlGaNクラッド層 Zn型 AlGaNガイド 層のそれぞれの界面においては、 A1組成が変化している力 成長温度そのものは変 化しておらず、界面における Si濃度の局所的な変動が抑制されている。
[0044] なお、 A1組成を変化させるとき、反応炉内に供給する原料ガスの混合比率を調整 する必要がある。そのとき、ドーピングのために反応炉内に供給するガス（たとえば Si H )の供給量（レート)も調節することにより、半導体層中の Si濃度を一定値に制御す
4
ることが可能になる。これは、同じ量のドーピングガスが供給されていても、 A1組成が 異なると、成長層に取り込まれるドーパントの濃度が変化し得るからである。一方、前 記 SiHの供給レートの調整にカ卩え、半導体層の成長レートを変化させることによって
4
も、 Si濃度を一定値に制御することができる。具体的には、 III族原料であるトリメチル ガリウム（TMG)とトリメチルアルミニウム (TMA)の合計の供給量を所望の A1固相比 になるように気相比を調整して変化させてもよい。
[0045] 図 3 (a)に示すように、 n型 GaN基板の直上に、 A1を含まない半導体層（例えば n型 GaN層等）を成長していると、その上に A1濃度の比較的高レ、 n型 AlGaNクラッド層（ A1組成は 2〜6%程度）を成長するとき、 Si原子濃度および A1原子濃度の面内分布 が不均一化しやすい。このため、図 3 (b)に示す例では、 n型 GaN基板の表面にェピ タキシャル成長を行う工程の初期段階から、たとえ微量であっても A1を添カ卩すること が好ましい。
[0046] 図 3 (a)に示す例では、 n型 GaN基板上に形成した下地半導体層の Si濃度に面内 分布が発生していないため、その上に成長させる A1を含んだ半導体層（例えば A1G aN層）に A1濃度の面内分布が発生しなレ、。その結果、 In組成が面内で均一な InGa N系 MQWを得ることが可能となる。このような活性層を用いた場合、図 6 (a)および（ b)に示すように、レーザストライプの面内において均一な明るさの発光が得られる。 図 6 (b)は、 AlGaN層中の歪が下地に存在しない半導体レーザを基板裏面から撮影 した EL写真であり、図 6 (a)は、その模式図である。
[0047] 図 3 (a)および (b)に示す構成を備える半導体レーザによれば、それぞれ、図 7に示 す特性が得られる。図 3 (a)の構成を採用することにより、従来例に比べて低いしきい 電流と高いスロープ効率 (低動作電流）を実現することができる。駆動電流の低減は 、消費電力の低減を意味し、信頼性が向上する。また、活性層の面内における明るさ の均一性が向上すると、発光強度の素子間ばらつきも低減でき、製造歩留まりが向 上する。
[0048] (実施形態）
以下、図面を参照しながら、本発明による窒化物半導体装置の実施形態を説明す る。
[0049] まず、図 1を参照する。図 1は、本実施形態の窒化物半導体装置、すなわち GaN系 半導体レーザの断面を模式的に示している。図示されている素子断面は、共振器端 面に平行な面であり、共振器長方向は、この断面に直交している。
[0050] 本実施形態の半導体レーザは、 n型不純物がドープされた n型 GaN基板（厚さ：約
100 μ m) 10と、 n型 GaN基板 10の表面（Ga面）に設けられた半導体積層構造とを 備えている。
[0051] 半導体積層構造は、 n型 AlGaN層 12、 n型 AlGaNクラッド層 14、 n型 AlGaN光ガ イド層 15、 InGaN系 MQW活性層 16、 InGaN中間層 17、 p型 AlGaN電子オーバ 一フロー抑制層 18、 p型 AlGaNクラッド層 19、および p型 GaNコンタクト層 20を含ん でいる。
[0052] 本実施形態における半導体積層構造に含まれる各半導体層の不純物濃度（ドー パント濃度）や厚さは、以下の表 1に示すとおりである。
[0053] [表 1]
Figure imgf000012_0001
本実施形態で特徴的な点は、 InGaN系 MQW活性層 16から n型 GaN基板 10まで の間に位置する半導体層、すなわち、 n型 AlGaN層 12、 n型 AlGaNクラッド層 14、 および n型 AlGaN光ガイド層 15の各々に含まれる n型ドーパント（Si)の濃度が等し い値に設定され、また、これらの半導体層 12、 14、 15がいずれも A1を含有している ことにある。
[0055] 本実施形態では、図 3 (b)を参照しながら説明したように、 Siの濃度分布が基板 10 の表面に垂直な方向および平行な方向において略均一であるため、従来の半導体 レーザの問題を解決することができる。このように均一に Siをドープする方法につい ては、後に説明する。
[0056] 本来、 InGaN系 MQW活性層 16から n型 GaN基板 10までの間に位置する半導体 層の各界面において、 Si濃度は局所的に変動しやすい。 Si濃度分布の不均一は、 基板 10の表面に垂直な方向のみならず、平行な方向にも発生しやすい。前述したよ うに、 Si濃度の界面における不均一は、その上に位置する半導体層における In濃度 の不均一を引き起こすが、本実施形態では、 Si濃度が均一化されているため、 In濃 度も均一化される。
[0057] Si濃度 (n型ドーパント濃度）の均一性は、上記半導体界面から 5nm以下の厚さで 規定される層状領域における Si濃度 (n型ドーパント濃度）の変化量で評価すること ができる。この変化量力 上記半導体層に含まれる Si (n型ドーパント）の平均濃度の 10%以下である場合、「Si濃度 (n型ドーパント濃度）は界面において略均一である」 といえる。
[0058] なお、表 1に示す不純物、不純物濃度、および各半導体層の厚さは、一例に過ぎ ず、本発明を限定するものではない。 n型ドーパント濃度の好ましい範囲は、 1 X 1017 cm 3以上 5 X 1018cm— 3以下である。
[0059] 本実施形態における上記の半導体積層構造のうち、 p型 GaNコンタクト層 20及び p 型 AlGaNクラッド層 19は、共振器長方向に沿って延びるリッジストライプの形状に加 ェされている。リッジストライプの幅は、例えば 1. 5 x m程度であり、共振器長は例え ば 600 z mである。チップ幅（図 1において、各半導体層に平行な方向の素子サイズ )は、例えば 200 μ mである。
[0060] 半導体積層構造の上面のうち、リッジストライプの上面を除く部分は、絶縁膜 (例え ば SiO層） 30によって被覆されており、絶縁膜 30の中央部にはリッジストライプの上
2
面を露出させるストライプ状の開口部が形成されている。絶縁膜 30の開口部を介し て、 p型 GaNコンタクト層 20の表面は p側コンタクト電極（Pd/Pt) 31と接触しており、 p側コンタクト電極 31の上面を覆うように p側配線電極 (Ti/Pt/Au) 33が配置され ている。 n型 GaN基板 10の裏面は、 n側電極 (Ti/Pt/Au) 32と接している。
[0061] 以下、本実施形態に係る窒化物半導体装置を製造する方法の好ましい実施形態 を説明する。
[0062] まず、公知の方法で作製された n型 GaN基板 10を用意する。ェピタキシャル成長 開始の段階における n型 GaN基板 10の厚さは、例えば約 400 μ m程度である。 n型 GaN基板 10の表面は、研磨加工により平坦ィ匕されている。
[0063] 次に、 n型 GaN基板 10の表面に半導体積層構造を形成する。半導体積層構造の 形成は、公知のェピタキシャル成長技術によって行なうことができる。例えば、以下の ようにして各半導体層を成長させる。
[0064] まず、 n型 GaN基板 10を有機金属気相成長（MOVPE)装置の反応炉 (チャンバ） 内に揷入する。この後、 n型 GaN基板 10の表面に対し、 500〜1100°C程度の熱処 理（サーマルクリーニング）を行なう。この熱処理は、例えば 800°Cで 1分以上、望まし くは 5分以上行なう。この熱処理を行なっている間、窒素原子（N)を含むガス（N、 N
2
H、ヒドラジンなど）をチャンバ内に流すことが好ましい。
3
[0065] その後、反応炉を約 1000°Cに温度制御し、原料ガスとしてトリメチルガリウム (TM G)、トリメチルアルミニウム（TMA)およびアンモニア（NH )ガスと、キャリアガスであ
3
る水素と窒素とを同時に供給するとともに、 n型ドーパントとしてシラン（SiH )ガス供
4 給し、厚さが約 1 i mで Si不純物濃度が約 5 X 1017cm— 3の n型 Al Ga N層 12を
0.002 0.998 成長させる。
[0066] 次に、トリメチルアルミニウム (TMA)の供給量を増加させ、厚さが約 1. 5 μ ΐηで Si 不純物濃度が約 5 X 1017cm— 3の Al Ga N力、らなる n型 AlGaNクラッド層 14を成
0.04 0.96
長させる。その後、厚さが約 150nmで Si不純物濃度が約 5 X 1017cm— 3の n型 Al G
0.005 a Nからなる n型 AlGaN光ガイド層 15を成長させた後、温度を約 800°Cまで降温
0.995
し、キャリアガスを水素から窒素に変更して、トリメチルインジウム (TMI)と TMGを供 給して、膜厚が約 3nmの In Ga Nからなる量子井戸（3層）と膜厚約 8nmの In G
0.1 0.9 0.02 a Nバリア層（2層）からなる MQW活性層 16を成長させる。その後、 In Ga Nか
0.98 0.01 0.99 らなる InGaN中間層 17を成長させる。 InGaN中間層 17は、その上に形成する p型 の半導体層から活性層 16への p型ドーパント（Mg)拡散を大幅に抑制したり、活性層 16の熱分解を抑制し、結晶成長後も活性層 16を高品質に維持することができる。
[0067] 次に、再び反応炉内の温度を約 1000°Cにまで昇温し、キャリアガスに水素も導入 して、 p型ドーパントであるビスシクロペンタジェニルマグネシウム（Cp Mg)ガスを供 給しながら、膜厚約 20nmで Mg不純物濃度が約 l X 1019cm— 3の Al Ga Nからな る p型 AlGaNオーバーフロー抑制層 18を成長させる。
[0068] 次に、厚さが約 0. で不純物濃度が約 l X 1019cm— 3の Al Ga N力、らなる p 型 AlGaNクラッド層 19を成長させる。最後に、厚さが約 0. 1 μ mで Mg不純物濃度 が約 1 X 102Qcm— 3の p型 GaNコンタクト層 20を成長させる。
[0069] 次に、半導体積層構造の上面にプラズマ CVD装置などで絶縁膜を堆積する。この 絶縁膜はドライエッチングのマスクになるように、 SiOなどの耐ドライエッチング性の 高い材料を選択する。その後、フォトリソグラフィ技術とフッ酸処理で上記絶縁膜を幅 1. 5 /i mのストライプ状に加工する。続いて、上記ストライプ状絶縁膜をマスクとして、 ドライエッチング装置で p型半導体層をリッジ状に加工し、フッ酸処理でリッジ上の上 記絶縁膜を除去する。次に、リッジが形成された半導体積層構造の上面に絶縁膜 (S i〇）30を堆積し、フォトリソグラフィ技術とフッ酸処理でリッジ上の上記絶縁膜のみを 除去する。この後、リッジ方向に平行に、且つリッジ上、リッジ側面およびリッジ底面に p側コンタクト電極 (Pd/Pt) 31が付着するように、フォトリソグラフィ技術とレジストのリ フトオフ技術で Pdと Ptをこの順で蒸着する。続いて、 p側コンタクト電極 31の表面を 覆うように p側配線電極 (Ti/Pt/Au) 33を Ti、 Pt、 Auの順で蒸着する。
[0070] 次に、 n型 GaN基板 10を裏面側から研磨し、 n型 GaN基板 10の厚さを約 100 μ m 程度に減少させる。次に、ウエットエッチングおよびドライエッチングなどで研磨面をク リーユングした後、 Ti/Pt/Auの各金属層を基板側からこの順序で連続的に堆積 し n側電極 32とする。その後、 1次へき開でバー状にして、共振器端面の反射率を調 整するために絶縁膜をコーティングした後、 2次へき開により半導体レーザチップに 分離、加工する。
[0071] 次に図 2を参照しつつ実装工程を説明する。
[0072] 分離されたレーザチップは、半田 40を介して A1Nなどのサブマウント 43およびステ ムに自動実装される。次に、電流供給のための Auワイヤー 42を p側配線電極 33と、 n側電極 32と電気的に接続されているサブマウントの配線電極 41に接続し、半導体 積層構造を上にする UP実装を行う。この際、 p側配線電極 33上に接続する Auワイ ヤー 42は、リッジを挟んで p側コンタクト電極露出部と対向する位置に配置することが 好ましレ、。これは、 Auワイヤー 42接続時のワイヤーボンド衝撃が p側コンタクト電極 露出部に及ぶと、 P側コンタクト電極 31の剥離原因となる可能性があるためである。 最後にレーザチップを外気から遮断するため、レーザ光取出しガラス窓が付いたキヤ ップを高電界プレス機で融着する。
[0073] 本実施形態により製造されたレーザを室温にて通電したところ、閾値電流が 30mA で連続発振し、スロープ効率は 1. 5W/A、発振波長は 405nmであった。また、 p側 および n側電極がレーザ端面まで形成されているために、端面付近での放熱低下も 抑制され、高温'高出力動作（80°C、 150mW)が可能である。寿命試験を行ったとこ ろ、 70°C、 150mWの動作環境において MTTF5000時間を確認した。
[0074] なお、本実施形態では n型 AlGaN層 12の A1組成を 0. 2%と設定している力 基板 の表面に形成する下地半導体層の A1組成は、 0. 1〜： 1. 0%の範囲にあることが好 ましレ、。なお、基板表面に垂直な方向に A1組成は一定である必要はない。
[0075] 活性層における組成の面内分布を均一化する効果は、活性層と基板との間におけ る n型ドーパントを含有する複数の半導体層が、すべて、 A1原子を含有していること により得やすくなる。この場合、基板に接触する半導体層における A1原子の濃度は、 高く設定される必要は無ぐ組成比率で 1原子％以下であることが好ましい。この A1 組成が高すぎると、基板との界面で歪が生じ、 A1組成が不均一化するという問題が 生じやすい。
[0076] n型ドーパントとして、 Si以外に Ge、〇などを用いても良い。
産業上の利用可能性
[0077] 本発明は、高密度光ディスク用光源としての活用が期待されている半導体レーザな どの窒化物半導体装置に好適に用いられる。本発明では、 InGaN系活性層におけ る In組成揺らぎが低減されるため、信頼性に優れ、高歩留り ·低コスト量産に寄与す る。

Claims

請求の範囲
[1] 窒化物系半導体基板と、
前記半導体基板上に形成された窒化物系半導体積層構造と
を備える窒化物半導体発光装置であって、
前記積層構造は、
発光する活性層と、
前記活性層力 前記基板までの間に位置し、 n型ドーパントを含有する複数の半導 体層と、
を含み、
前記複数の半導体層の各々は A1原子を含有している窒化物半導体発光装置。
[2] 前記複数の半導体層における n型ドーパントの濃度分布は、前記基板の表面に垂 直な方向に沿って局所的に変動する領域を有していない、請求項 1に記載の窒化物 半導体発光装置。
[3] 前記複数の半導体層の n型ドーパントの濃度は、前記基板の表面に平行な方向に おいても均一である請求項 1に記載の窒化物半導体発光装置。
[4] 前記界面から 5nm以下の厚さで規定される層状領域における n型ドーパントの濃 度変化量は、前記複数の半導体層に含まれる n型ドーパントの平均濃度の 10%以 下である、請求項 1に記載の窒化物半導体発光装置。
[5] 前記積層構造のうち、前記活性層から前記基板までの間における前記 n型ドーパ ントの濃度分布は略均一である、請求項 1に記載の窒化物半導体発光装置。
[6] 前記複数の半導体層における n型ドーパントの濃度は、 1 X 1017cm— 3以上 5 X 1018 cm 3以下の範囲にある請求項 5に記載の窒化物半導体発光装置。
[7] 前記 n型ドーパントの濃度分布は、前記複数の半導体層が形成する各界面におい て略均一である請求項 1に記載の窒化物半導体発光装置。
[8] 前記複数の半導体層のうち、前記基板に接触する半導体層は、組成比率で 1原子
%以下の A1原子を含有している請求項 7に記載の窒化物半導体発光装置。
[9] 前記 A1原子の濃度は、前記基板の表面に平行な面内で略均一である請求項 7に 記載の窒化物半導体発光装置。
[10] 前記 n型ドーパントは Siである請求項 1に記載の窒化物半導体発光装置。
[11] 前記活性層は InGaN系多重量子井戸構造を有している、請求項 1に記載の窒化 物半導体発光装置。
[12] 窒化物系半導体基板と、
前記半導体基板上に形成された窒化物系半導体積層構造と
を備える窒化物半導体発光装置であって、
前記積層構造は、
発光する活性層と、
前記活性層力 前記基板までの間に位置し、 n型ドーパントを含有する複数の半導 体層と、
を含み、
前記複数の半導体層は、すべて、 A1原子を含有しており、
前記複数の半導体層のうち、前記基板に接触する半導体層における A1原子の濃 度は、組成比率で 1原子％以下である窒化物半導体発光装置。
[13] 窒化物系半導体基板を用意する工程と、前記半導体基板上に窒化物系半導体積 層構造を形成する工程とを含む窒化物半導体発光装置の製造方法であって、 前記積層構造を形成する工程は、
前記基板上に活性層を含む複数の半導体層を形成する工程を含み、前記活性層 力 前記基板までの間に位置する各半導体層には、 n型ドーパントと A1原子とを含有 させる、窒化物半導体発光装置の製造方法。
[14] 前記積層構造を形成する工程は、
n型ドーパント用ガスの供給量を調節することにより、界面における前記 n型ドーパ ントの濃度分布を略均一にする、請求項 13に記載の窒化物半導体発光装置の製造 方法。
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