WO2010131526A1 - 窒化物半導体発光素子 - Google Patents

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WO2010131526A1
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孝史 京野
陽平 塩谷
祐介 善積
勝史 秋田
昌紀 上野
隆道 住友
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住友電気工業株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device.
  • Patent Document 1 describes an ultraviolet light emitting element.
  • the ultraviolet light emitting element emits light with high efficiency at room temperature in a short wavelength region of an ultraviolet region having a wavelength of 360 nm or less.
  • This ultraviolet light emitting element has a quantum well structure including an In 0.37 Al 0.02 Ga 0.61 N layer and an In 0.16 Al 0.06 Ga 0.78 N layer that form alternating junctions on a SiC substrate. This quantum well structure is formed directly on the Al 0.40 Ga 0.60 N layer.
  • the InAlGaN layer serves as a buffer layer and has the same composition as the barrier layer.
  • This InAlGaN buffer layer is grown thick as an extension of the barrier layer. Moreover, it has the same composition as the InAlGaN barrier layer formed between the well layers in the quantum well structure, and the InAlGaN layer is also different from the cladding layer in this respect.
  • GaN gallium nitride
  • a slip surface for example, c-plane slip surface
  • AlGaN having a higher Al composition can be grown on the semipolar gallium nitride substrate as compared with the c-plane GaN substrate.
  • misfit dislocations are introduced instead of cracks to release the strain.
  • the core semiconductor region sandwiched between the p-type and n-type cladding layers may be lattice-relaxed with respect to the cladding layer.
  • misfit dislocations are introduced at the interface between the cladding layer and the core semiconductor region.
  • the clad layer is provided for light confinement, and the amplitude of light is reduced in the clad layer.
  • misfit dislocations due to the difference between the lattice constant of the cladding layer and the lattice constant of the core semiconductor region are formed at the interface, the misfit dislocations cause optical loss due to light scattering.
  • An object of the present invention is to provide a nitride semiconductor light emitting device capable of improving light confinement in a light emitting device formed on a nonpolar plane and reducing optical loss due to dislocation.
  • a nitride semiconductor light emitting device includes: (a) a support base made of a hexagonal gallium nitride semiconductor; (b) a first cladding region made of a first conductivity type gallium nitride semiconductor; ) A second cladding region made of a second conductivity type gallium nitride based semiconductor; and (d) a core semiconductor region including an active layer and a carrier block layer.
  • the c-axis of the hexagonal gallium nitride semiconductor faces a direction different from the normal axis of the main surface of the support base and is a plane defined by the c-axis of the hexagonal gallium nitride semiconductor and the normal axis of the support base.
  • the core semiconductor region is provided between the first cladding region and the second cladding region, the core semiconductor region, the first cladding region, and the second cladding.
  • the region is mounted on the main surface of the support base, and the first cladding region includes an AlGaN cladding layer and an InAlGaN cladding layer, and the InAlGaN cladding layer is interposed between the AlGaN cladding layer and the active layer. And the InAlGaN cladding layer is bonded to the core semiconductor region.
  • the Al composition is increased in order to improve the optical confinement property of the AlGaN layer and / or It becomes possible to increase the thickness of the AlGaN layer.
  • the cladding region composed of the AlGaN cladding layer and the InAlGaN cladding layer has a lattice constant that can provide a good junction with the core semiconductor region and a refractive index necessary for the cladding. Can provide both.
  • the first cladding region includes an interface between the AlGaN cladding layer and the InAlGaN cladding layer, and a misfit dislocation density at the interface between the InAlGaN cladding layer and the AlGaN cladding layer is It is larger than the misfit dislocation density at the interface between the core semiconductor region and the first cladding region.
  • the misfit dislocation density at the interface between the InAlGaN cladding layer and the AlGaN cladding layer is larger than the misfit dislocation density at the interface between the core semiconductor region and the first cladding region.
  • the interface between the core semiconductor region and the first cladding region is separated from the interface with a large misfit dislocation density by the InAlGaN layer.
  • the misfit dislocation density at the interface between the InAlGaN cladding layer and the AlGaN cladding layer is preferably 1 ⁇ 10 4 cm ⁇ 1 or more in the first cladding region. According to this nitride semiconductor light emitting device, when dislocations having this dislocation density are introduced into the interface, lattice relaxation occurs in one semiconductor layer related to the interface.
  • An AlGaN clad layer having an Al composition and a film thickness enough to relax the lattice can improve optical confinement.
  • the misfit dislocation density at the interface between the core semiconductor region and the first cladding region is preferably less than 1 ⁇ 10 4 cm ⁇ 1 . According to this nitride semiconductor light emitting device, optical loss due to light scattering due to misfit dislocations can be reduced.
  • the core semiconductor region composed of a stack of relatively thin semiconductor layers is composed of a coherently grown semiconductor layer.
  • the Al composition of the AlGaN cladding layer is preferably 0.05 or more in the first cladding region.
  • the Al composition of the AlGaN cladding layer is preferably 0.2 or less.
  • the AlGaN cladding layer can be relaxed relative to the InAlGaN cladding layer.
  • the Al composition is too large, there is a high possibility that the crystal quality of the AlGaN cladding layer is deteriorated and the AlGaN cladding layer is relaxed in the direction perpendicular to the c-axis off direction.
  • the thickness of the InAlGaN cladding layer is preferably smaller than the thickness of the AlGaN cladding layer. According to this nitride semiconductor light emitting device, the light confinement property by the AlGaN cladding layer can be utilized. A decrease in throughput due to the growth of thick InAlGaN can be avoided.
  • the band gap of the InAlGaN cladding layer is preferably equal to or less than the band gap of the AlGaN cladding layer in the first cladding region. According to this nitride semiconductor light emitting device, the lattice-relaxed AlGaN cladding layer can provide a large band gap that cannot be practically used in the quaternary InAlGaN cladding layer.
  • the thickness of the InAlGaN cladding layer is preferably 0.05 ⁇ m or more in the first cladding region. According to this nitride semiconductor light emitting device, an InAlGaN cladding layer that is too thin cannot separate the interface between the InAlGaN cladding layer and the AlGaN cladding layer from the core semiconductor region, and at this time, optical loss occurs at this interface.
  • the thickness of the InAlGaN cladding layer is preferably 0.3 ⁇ m or less. According to this nitride semiconductor light emitting device, too thick InAlGaN contributes less to the light confinement by the AlGaN cladding layer.
  • the band gap of the InAlGaN cladding layer is preferably equal to or greater than the band gap of the AlGaN cladding layer in the first cladding region.
  • the desired optical confinement property can be obtained as the entire cladding region.
  • the thickness of the InAlGaN cladding layer is preferably 0.05 ⁇ m or more in the first cladding region. According to this nitride semiconductor light emitting device, the thin InAlGaN layer cannot separate the interface between the InAlGaN cladding layer and the AlGaN cladding layer from the core semiconductor region, and at this time, optical loss occurs at this interface.
  • the thickness of the InAlGaN cladding layer is preferably 1.0 ⁇ m or less. According to this nitride semiconductor light emitting device, the upper limit of the film thickness of 1.0 ⁇ m is practical even for InAlGaN in which the growth rate cannot be increased.
  • the core semiconductor region includes a first light guide layer, the first light guide layer forms a junction with the InAlGaN cladding layer in the first cladding region, and
  • the lattice constant specific to InAlGaN in the InAlGaN cladding layer in the cladding region is less than or equal to the lattice constant specific to the gallium nitride-based semiconductor in the first light guide layer in the core semiconductor region, and the InAlGaN cladding layer in the first cladding region.
  • the lattice constant is preferably larger than the lattice constant of the AlGaN cladding layer in the first cladding region.
  • the lattice constant of the InAlGaN cladding layer is larger than the lattice constant of the AlGaN cladding layer and is not more than the lattice constant inherent to the first light guide layer.
  • the InAlGaN cladding layer is preferably lattice-matched to the first light guide layer with respect to a projection direction of the c-axis onto the main surface.
  • the first light guide layer is coherently grown on the InAlGaN cladding layer.
  • the core semiconductor region is coherently grown on the InAlGaN cladding layer.
  • the first cladding region has n-type conductivity, and the misfit dislocation density at the interface between the AlGaN cladding layer and the support substrate in the first cladding region is the core.
  • the misfit dislocation density at the interface between the semiconductor region and the first cladding region is preferably larger.
  • the light confinement property in the n-side semiconductor region can be improved.
  • the AlGaN cladding layer in the first cladding region is lattice-relaxed on the support base. Therefore, the optical confinement of the first cladding region can be improved by increasing the Al composition of the AlGaN cladding layer and / or increasing the thickness of the AlGaN cladding layer.
  • a misfit dislocation density at the interface between the AlGaN cladding layer and the support base in the first cladding region is preferably 1 ⁇ 10 4 cm ⁇ 1 or more. According to this nitride semiconductor light emitting device, the AlGaN cladding corresponding to this dislocation density can achieve good optical confinement.
  • the first cladding region has p-type conductivity
  • the nitride semiconductor light emitting device further includes a p-type contact layer provided on the first cladding region.
  • the core semiconductor region includes a second light guide layer and an electron block layer, the second light guide layer is provided between the electron block layer and the first cladding region, and the electron block layer is the second light guide layer. It can be provided between the light guide layer and the active layer.
  • the light confinement property in the p-side semiconductor region can be improved.
  • a p-type contact layer is provided on the lattice-relaxed AlGaN cladding layer, and the lattice relaxation of the AlGaN cladding layer does not affect the p-type contact layer.
  • the first cladding region has n-type conductivity
  • the second cladding region has p-type conductivity
  • the second cladding region has an AlGaN cladding layer and An InAlGaN cladding layer
  • the InAlGaN cladding layer in the second cladding region is provided between the AlGaN cladding layer and the active layer in the second cladding region
  • the InAlGaN cladding layer in the second cladding region is A junction is formed in the core semiconductor region
  • a lattice constant of the InAlGaN cladding layer in the second cladding region is preferably larger than a lattice constant of the AlGaN cladding layer in the second cladding region.
  • nitride semiconductor light emitting device According to this nitride semiconductor light emitting device, light confinement in the p-side semiconductor region and the n-side semiconductor region can be improved.
  • the misfit dislocation density at the interface between the AlGaN cladding layer and the InAlGaN cladding layer in the second cladding region is a misalignment at the interface between the core semiconductor region and the second cladding region. It should be larger than the fit dislocation density.
  • the p-type AlGaN layer and the n-type InAlGaN layer included in the p-side semiconductor region and the n-side semiconductor region, respectively, are lattice-relaxed.
  • a misfit dislocation density at an interface between the AlGaN cladding layer and the InAlGaN cladding layer in the second cladding region may be 1 ⁇ 10 4 cm ⁇ 1 or more.
  • the nitride semiconductor light emitting device when dislocations having this dislocation density are introduced into the interface, lattice relaxation occurs in one semiconductor layer related to the interface. This lattice relaxation can improve the optical confinement by the AlGaN cladding layer.
  • the angle formed between the c-axis of the hexagonal gallium nitride semiconductor and the normal axis of the support base is preferably 10 degrees or more.
  • the angle is preferably 170 degrees or less. According to the nitride semiconductor light emitting device, good light confinement can be obtained by utilizing generation of a slip surface in nonpolar (semipolar and nonpolar).
  • the angle is preferably 10 degrees to 80 degrees or 100 degrees to 170 degrees. According to this nitride semiconductor light emitting device, it is possible to obtain a good light confinement property by utilizing generation of a slip surface in semipolarity.
  • the angle is preferably 63 degrees or more and 80 degrees or less, or 100 degrees or more and 117 degrees or less.
  • this nitride semiconductor light emitting device in this angular range, dislocations can be easily generated by introducing a slip surface, and the degree of freedom in device design is high.
  • the semipolar plane in this angular range tends to be excellent in In incorporation.
  • nitride semiconductor light emitting device capable of improving light confinement in a light emitting device formed on a nonpolar plane and reducing optical loss due to dislocation.
  • FIG. 1 is a drawing schematically showing a nitride semiconductor light emitting device according to the present embodiment.
  • FIG. 2 is a drawing showing the relationship between the semiconductor layer constituting the epitaxial substrate E1 of the nitride semiconductor light emitting device shown in FIG. 1 and its lattice constant.
  • FIG. 3 shows the energy level of the conduction band in the cladding region.
  • FIG. 4 is a drawing showing the energy level of the conduction band in the cladding region.
  • FIG. 5 is a drawing showing main steps in a method of manufacturing a nitride laser diode.
  • FIG. 6 is a drawing showing major steps in a method for fabricating a nitride laser diode.
  • FIG. 1 is a drawing schematically showing a nitride semiconductor light emitting device according to the present embodiment.
  • FIG. 2 is a drawing showing the relationship between the semiconductor layer constituting the epitaxial substrate E1 of the nitride semiconductor light emitting device shown in
  • FIG. 7 is a drawing showing structures of nitride laser diodes in Examples and Comparative Examples.
  • FIG. 8 is a drawing showing structures of nitride laser diodes in Examples and Comparative Examples.
  • FIG. 9 shows an epitaxial substrate for measuring reciprocal lattice mapping.
  • FIG. 10 is a drawing showing a reciprocal lattice mapping image of (20-24) in an epitaxial substrate.
  • FIG. 1 is a drawing schematically showing a nitride semiconductor light emitting device according to the present embodiment.
  • FIG. 2 is a drawing showing the relationship between the semiconductor layer constituting the epitaxial substrate E1 of the nitride semiconductor light emitting device shown in FIG. 1 and its lattice constant.
  • the nitride semiconductor light emitting device 11 includes a support base 13, a core semiconductor region 15, a first cladding region 17, and a second cladding region 19.
  • the support base 13 is made of a hexagonal gallium nitride (GaN) semiconductor.
  • the c-axis (indicated by a vector VC) Cx of the hexagonal gallium nitride semiconductor is inclined in a predetermined direction (for example, the X-axis direction) with respect to the normal axis Nx of the main surface 13a of the support base 13.
  • the predetermined direction can be the a-axis or m-axis of a hexagonal gallium nitride semiconductor.
  • the main surface 13a can have non-polarity (semipolar or nonpolar) and is parallel to a plane defined by the X axis and the Y axis.
  • the c-axis Cx of the hexagonal gallium nitride semiconductor is oriented in a direction different from the normal axis Nx of the main surface 13 a of the support base 13.
  • a plane defined by the normal axis Nx and the c-axis Cx of the support base 13 extends in a predetermined direction.
  • the first cladding region 17 is made of a first conductivity type (eg, n-type) gallium nitride semiconductor.
  • the second cladding region 19 is made of a second conductivity type (for example, p-type) gallium nitride semiconductor.
  • the core semiconductor region 15 includes an active layer 21 and a carrier block layer 23.
  • the core semiconductor region 15 is provided between the first cladding region 17 and the second cladding region 19.
  • the core semiconductor region 15, the first cladding region 17 and the second cladding region 19 are mounted on the main surface 13 a of the support base 13.
  • both the first cladding region 17 and the second cladding region 19 have a two-layer cladding structure, either the first cladding region 17 or the second cladding region 19 has the above-described cladding structure. Can have.
  • the first cladding region 17 includes an n-type AlGaN cladding layer 25 and an n-type InAlGaN cladding layer 26.
  • the n-type InAlGaN cladding layer 26 is provided between the n-type AlGaN cladding layer 25 and the active layer 21.
  • the n-type InAlGaN cladding layer 26 forms a junction 27 a with the core semiconductor region 15.
  • the Al composition is increased in order to improve the light confinement property of the AlGaN layer 25.
  • the cladding region 17 composed of the AlGaN cladding layer 25 and the InAlGaN cladding layer 26 is a lattice that forms a good junction 27a with the refractive index necessary for the cladding and the core semiconductor region 15. Both constants can be provided.
  • the first cladding region 17 includes an interface 27 b between the AlGaN cladding layer 25 and the InAlGaN cladding layer 26.
  • the misfit dislocation density at the interface 27 b between the InAlGaN cladding layer 26 and the AlGaN cladding layer 25 is larger than the misfit dislocation density at the interface 27 a between the core semiconductor region 15 and the first cladding region 17. This is because the Al composition of the AlGaN layer 25 is increased and / or the film thickness is increased as the InAlGaN cladding layer 26 is lattice-relaxed by introducing misfit dislocation density. Confinement can be improved.
  • the interface 27a between the core semiconductor region 15 and the first cladding region 17 is separated from the interface 27b having a large misfit dislocation density by the InAlGaN layer.
  • the Al composition of the AlGaN cladding layer 25 is preferably 0.05 or more.
  • the AlGaN cladding layer 25 having a practical thickness can be relaxed on the GaN support substrate.
  • the InAlGaN cladding layer 26 can be relaxed on the AlGaN cladding layer 25.
  • the Al composition of the AlGaN cladding layer 25 is preferably 0.2 or less. If the Al composition is too large, there is a high possibility that the AlGaN cladding layer 25 is relaxed in the direction perpendicular to the c-axis off direction and the crystal quality of the AlGaN cladding layer 25 is deteriorated.
  • the second cladding region 19 includes a p-type AlGaN cladding layer 35 and a p-type InAlGaN cladding layer 36.
  • the p-type InAlGaN cladding layer 36 is provided between the p-type AlGaN cladding layer 35 and the active layer 21.
  • the p-type InAlGaN cladding layer 35 forms a junction 27 c with the core semiconductor region 15.
  • the Al composition is increased in order to improve the light confinement property of the AlGaN layer 35. And / or increasing the thickness of the AlGaN layer 35.
  • the second cladding region 19 composed of the AlGaN cladding layer 35 and the InAlGaN cladding layer 36 has a good junction with the refractive index necessary for the cladding and the core semiconductor region 15. And a lattice constant of 27c can be provided.
  • the second cladding region 19 includes an interface 27 d between the AlGaN cladding layer 35 and the InAlGaN cladding layer 36.
  • the misfit dislocation density at the interface 27 d between the InAlGaN cladding layer 36 and the AlGaN cladding layer 35 is larger than the misfit dislocation density at the interface 27 c between the core semiconductor region 15 and the second cladding region 19. This is because the Al composition of the AlGaN layer 35 is increased and / or the film thickness is increased as the AlGaN cladding layer 35 is lattice-relaxed by introducing misfit dislocation density. Confinement can be improved.
  • the interface 27c between the core semiconductor region 15 and the second cladding region 19 is separated from the interface 27d having a large misfit dislocation density by the InAlGaN layer.
  • the Al composition of the AlGaN cladding layer 35 is preferably 0.05 or more.
  • the Al composition is 0.05 or more, the AlGaN cladding layer 35 can be relaxed on the GaN support substrate.
  • the AlGaN cladding layer 35 can be relaxed on the InAlGaN cladding layer 36.
  • the Al composition of the AlGaN cladding layer 35 is preferably 0.2 or less.
  • the Al composition is too large, there is an increased possibility that the AlGaN cladding layer 35 is relaxed in the direction perpendicular to the c-axis off direction and the crystal quality of the AlGaN cladding layer 35 is deteriorated.
  • the misfit dislocation density at the interface 27b between the InAlGaN cladding layer 26 and the AlGaN cladding layer 25 is preferably 1 ⁇ 10 4 cm ⁇ 1 or more.
  • this dislocation density dislocation is introduced into the interface 27b, lattice relaxation occurs in one of the semiconductor layers associated with the interface 27b. Lattice relaxation can provide an AlGaN cladding layer 25 that is favorable for optical confinement.
  • the misfit dislocation density at the interface 27a between the core semiconductor region 15 and the first cladding region 17 is preferably less than 1 ⁇ 10 4 cm ⁇ 1 . Thereby, the optical loss resulting from the light scattering by misfit dislocation can be reduced.
  • the core semiconductor region 15 made of a relatively thin semiconductor stack is composed of semiconductor layers 21, 23, 29, 31, 33, and 37 that are coherently grown.
  • the misfit dislocation density at the interface 27 d between the InAlGaN cladding layer 36 and the AlGaN cladding layer 35 is preferably 1 ⁇ 10 4 cm ⁇ 1 or more.
  • this dislocation density dislocation is introduced into the interface 27d, lattice relaxation occurs in one of the semiconductor layers associated with the interface 27d. Lattice relaxation can provide an AlGaN cladding layer 35 that is favorable for optical confinement.
  • Lattice vector LVC25 consists of a transverse component V25 T perpendicular to the longitudinal component V25 L and said longitudinal component in the direction of the normal axis Nx.
  • Lattice vector LVC26 consists of a transverse component V26 T perpendicular to the longitudinal component V26 L and said longitudinal component in the direction of the normal axis Nx.
  • the transverse component V25 T is smaller than the transverse component V26 T.
  • the c-axis direction in the gallium nitride-based semiconductor of the gallium nitride-based semiconductor layer 31 and the magnitude of the lattice constant d31 in the c-axis direction are represented by a lattice vector LVC31.
  • the lattice vector LVC31 includes a vertical component V31 L in the direction of the normal axis Nx and a horizontal component V31 T orthogonal to the vertical component.
  • the transverse component V25 T is smaller than the transverse component V31 T.
  • the c-axis direction in AlGaN of the p-type AlGaN cladding layer 35 and the magnitude of the lattice constant d35 in the c-axis direction are represented by a lattice vector LVC35.
  • the lattice vector LVC35 includes a vertical component V35 L in the direction of the normal axis Nx and a horizontal component V35 T orthogonal to the vertical component.
  • the c-axis direction in InAlGaN of the p-type InAlGaN cladding layer 36 and the magnitude of the lattice constant d36 in the c-axis direction are represented by a lattice vector LVC36.
  • Lattice vector LVC36 consists of a transverse component V36 T perpendicular to the longitudinal component V36 L and said longitudinal component in the direction of the normal axis Nx.
  • the transverse component V35 T is smaller than the transverse component V36 T.
  • the c-axis direction in the gallium nitride-based semiconductor of the gallium nitride-based semiconductor layer 33 and the magnitude of the lattice constant d33 in the c-axis direction are represented by a lattice vector LVC33.
  • the lattice vector LVC33 is composed of a vertical component V33 L in the direction of the normal axis Nx and a horizontal component V33 T orthogonal to the vertical component.
  • the transverse component V35 T is smaller than the transverse component V33 T.
  • the c-axis direction in the gallium nitride semiconductor of the support base 13 and the magnitude of the lattice constant d13 in the c-axis direction are represented by a lattice vector LVC13.
  • the lattice vector LVC13 includes a vertical component V13 L in the direction of the normal axis Nx and a horizontal component V13 T orthogonal to the vertical component.
  • the transverse component V25 T is smaller than the transverse component V13 T.
  • the misfit dislocation density at the interface 27 e between the AlGaN cladding layer 25 and the support base 13 in the first cladding region 17 is preferably larger than the misfit dislocation density at the interface 27 a between the core semiconductor region 15 and the first cladding region 17.
  • the refractive index of the AlGaN cladding layer 25 can be reduced, and the optical confinement in the core semiconductor region 15 can be improved.
  • the AlGaN cladding layer 25 in the first cladding region 17 is lattice-relaxed on the support base 13. Therefore, the optical confinement by the first cladding region 17 can be improved by increasing the Al composition of the AlGaN cladding layer 25 and / or increasing the thickness of the AlGaN cladding layer 25.
  • the misfit dislocation density at the interface 27e between the AlGaN cladding layer 26 and the support base 13 in the first cladding region 17 is preferably 1 ⁇ 10 4 cm ⁇ 1 or more. AlGaN corresponding to this dislocation density can provide good optical confinement.
  • the AlGaN cladding layer 25 in the n-type cladding region 17 is lattice-relaxed on the nonpolar main surface 13 a of the support base 13.
  • the thickness D25 of the AlGaN cladding layer 25 preferably exceeds the critical film thickness in the Al composition of the AlGaN cladding layer 25.
  • the lattice constant lateral component V13 T is larger than the lattice constant lateral component V25 T of the n-type AlGaN cladding layer 25.
  • the InAlGaN cladding layer 25 in the n-type cladding region 17 is lattice-relaxed on the nonpolar plane of the AlGaN cladding layer 25.
  • the thickness D26 of the InAlGaN cladding layer 26 preferably exceeds the critical film thickness in the Al composition and In composition of the InAlGaN cladding layer 26.
  • Transverse component V25 T of the lattice constant transverse component V26 T is smaller than a lattice constant of the n-type InAlGaN cladding layer 26.
  • a gallium nitride based semiconductor layer 31 On the InAlGaN cladding layer 26, a gallium nitride based semiconductor layer 31, an active layer 21, a gallium nitride based semiconductor layer 37, an electron block layer 23, a gallium nitride based semiconductor layer 33 and an InAlGaN cladding layer 36 are coherently grown. Therefore, as shown in FIG. 2, the lattice constants of the gallium nitride semiconductor layer 31, the active layer 21, the gallium nitride semiconductor layer 37, the electron block layer 23, the gallium nitride semiconductor layer 33, and the InAlGaN cladding layer 36 are The components are equal to each other.
  • the interfaces 27b and 27e having a large dislocation density are separated from the interface 27a between the core semiconductor region 15 and the cladding region 17, the optical loss due to scattering due to the dislocation is small.
  • the AlGaN cladding layer 35 in the p-type cladding region 19 is lattice-relaxed on the nonpolar main surface of the InAlGaN cladding layer 36.
  • the thickness D35 of the AlGaN cladding layer 35 preferably exceeds the critical film thickness in the Al composition of the AlGaN cladding layer 35.
  • the lattice constant transverse component V35 T is smaller than the lattice constant transverse component V36 T of the InAlGaN cladding layer.
  • the InAlGaN cladding layer 36 in the p-type cladding region 19 is not lattice-relaxed on the nonpolar surface of the core semiconductor region 15.
  • the thickness D36 of the InAlGaN cladding layer 36 is preferably equal to or less than the critical film thickness in the Al composition and In composition of the InAlGaN cladding layer 36.
  • the InAlGaN clad layer 36 and the InAlGaN clad layer 26 are coherently grown on the nonpolar plane of the core semiconductor region 15 coherently grown.
  • the lattice constant lateral component V36 T is lattice-matched to the lattice constant lateral component V33 T of the gallium nitride based semiconductor layer 33.
  • the active layer 21 has a quantum well structure 29.
  • the quantum well structure 29 includes barrier layers 29a and well layers 29b arranged alternately.
  • the barrier layer 29a is made of, for example, InGaN or GaN
  • the well layer 29b is made of, for example, InGaN or the like.
  • the well layer 29b includes a strain corresponding to the difference between the lattice constant of the well layer 29b and the lattice constant of the gallium nitride based semiconductor layer 31
  • the barrier layer 29a includes the lattice constant of the barrier layer 29a and the gallium nitride based semiconductor layer 31. The distortion according to the difference from the lattice constant is included.
  • the first gallium nitride based semiconductor layer 31 can function as a light guide layer.
  • the second gallium nitride based semiconductor layer 33 can serve as a light guide layer.
  • the third gallium nitride based semiconductor layer 37 can function as a light guide layer.
  • the refractive index of the first gallium nitride based semiconductor layer 31 is larger than the refractive index of the first cladding region 17.
  • the refractive indexes of the second and third gallium nitride based semiconductor layers 33 and 37 are larger than the refractive index of the electron block layer 23 and larger than the refractive index of the p-type cladding layer 19.
  • the first gallium nitride based semiconductor layer 31 includes first and second semiconductor layers 31a and 31b, and the band gap of the first semiconductor layer 31a is larger than the band gap of the second semiconductor layer 31b.
  • the third gallium nitride based semiconductor layer 37 includes first and second semiconductor layers 37a and 37b, and the band gap of the first semiconductor layer 37a is smaller than the band gap of the second semiconductor layer 37b.
  • the nitride semiconductor light emitting device 11 can include a p-type contact layer 39 provided on the p-type cladding layer 19.
  • the p-type contact layer 39 can be made of GaN, AlGaN, or the like.
  • the p-side electrode 41 a is in contact with the p-type contact layer 39 through the opening of the insulating film 43.
  • the nitride semiconductor light emitting device 11 can include an n-side electrode 41 b that is in contact with the back surface 13 b of the support base 13.
  • the angle ALPHA formed by the c-axis (VC) of the hexagonal gallium nitride semiconductor of the support base 13 and the normal axis Nx is preferably 10 degrees or more.
  • the angle is preferably 170 degrees or less. In this range, it is possible to obtain a good light confinement property by utilizing generation of a slip surface in nonpolar (semipolar and nonpolar).
  • the angle ALPHA is preferably 10 degrees to 80 degrees or 100 degrees to 170 degrees. According to this angle range, it is possible to obtain a good light confinement property by utilizing generation of a slip surface in the semipolar state.
  • the angle ALPHA is preferably 63 degrees or more and 80 degrees or less, or 100 degrees or more and 117 degrees or less. According to this angle range, it is easy to generate dislocations by introducing a slip surface, and the degree of freedom in device design is high. In addition, the semipolar plane in this angular range tends to be excellent in In incorporation.
  • the gallium nitride based semiconductor layer 31 in the core semiconductor region 15 forms a junction 27 a with the InAlGaN cladding layer 26 in the first cladding region 17.
  • the lattice constant d26 of the InAlGaN cladding layer 26 is equal to the lattice constant specific to InAlGaN in the InAlGaN cladding layer 26 when the InAlGaN cladding layer 26 is completely lattice-relaxed.
  • the lattice constant d25 of the AlGaN cladding layer 25 is equal to the lattice constant inherent to AlGaN in the AlGaN cladding layer 25 when the AlGaN cladding layer 25 is completely lattice-relaxed.
  • the lattice constant d26 is equal to or less than the lattice constant d310 when the gallium nitride based semiconductor layer 31 is not distorted (specific to the gallium nitride based semiconductor of the gallium nitride based semiconductor layer 31).
  • the lattice constant d26 is preferably larger than the lattice constant d25.
  • dislocations are introduced into the interface between the AlGaN cladding layer 25 and the InAlGaN cladding layer 26 when the difference between the lattice constant d26 and the lattice constant d25 is increased.
  • the difference between the lattice constant d26 and the lattice constant d310 can be reduced, and generation of optical loss due to dislocation can be avoided in the junction 27a between the first light guide layer and the InAlGaN cladding layer 26.
  • the gallium nitride based semiconductor layer 31 is coherently grown on the InAlGaN cladding layer 26.
  • the core semiconductor region 15 is coherently grown on the InAlGaN cladding layer 26.
  • the InAlGaN cladding layer 26 is preferably lattice-matched to the gallium nitride based semiconductor layer 31 with respect to the projection direction of the c-axis on the principal surface 13a.
  • the lattice constant relationship (d330 ⁇ d36> d35) is satisfied, the same technical contribution as above is obtained.
  • FIG. 3 is a drawing showing the energy level of the conduction band in the cladding region.
  • the nitride semiconductor light emitting device 11 can have at least one of the following structure 1 and structure 2. Structure 1 and Structure 2 will be described with reference to the light emitting device having the conduction band energy level shown in FIG.
  • the band gap E25a of the AlGaN cladding layer 25a is preferably greater than or equal to the band gap E26a of the InAlGaN cladding layer 26a.
  • the lattice-relaxed AlGaN cladding layer 25a can provide a large band gap E25a that is difficult to realize with the quaternary InAlGaN cladding layer 26a.
  • the thickness D26a of the InAlGaN cladding layer 26a is preferably thinner than the thickness D25a of the AlGaN cladding layer 25a. Thereby, the light confinement property by the AlGaN cladding layer can be utilized. Further, it is possible to avoid a decrease in throughput due to the growth of thick InAlGaN.
  • the thickness D26a of the InAlGaN cladding layer 26a is preferably 0.05 ⁇ m or more.
  • An InAlGaN cladding layer that is too thin cannot separate the interface between the InAlGaN cladding layer and the AlGaN cladding layer (corresponding to the interface 27b in FIG. 3) from the core semiconductor region 15, and an optical loss occurs at this interface.
  • the film thickness D26a of the InAlGaN cladding layer 26a is preferably 0.3 ⁇ m or less. Too thick InAlGaN reduces the contribution to optical confinement by the AlGaN cladding layer.
  • the band gap E35a of the AlGaN cladding layer 35a is preferably greater than or equal to the band gap E36a of the InAlGaN cladding layer 36a.
  • the lattice-relaxed AlGaN cladding layer 35a can provide a large band gap E35a that is difficult to realize with the quaternary InAlGaN cladding layer 36a.
  • the thickness D36a of the InAlGaN cladding layer 36a is preferably thinner than the thickness D35a of the AlGaN cladding layer 35a. Thereby, the light confinement property by the AlGaN cladding layer 35a can be utilized. Further, it is possible to avoid a decrease in throughput due to the growth of thick InAlGaN.
  • the thickness D36a of the InAlGaN cladding layer 36a is preferably 0.05 ⁇ m or more.
  • An InAlGaN cladding layer that is too thin cannot separate the interface between the InAlGaN cladding layer and the AlGaN cladding layer (corresponding to the interface 27d in FIG. 3) from the core semiconductor region 15, and an optical loss occurs at this interface.
  • the film thickness D36a of the InAlGaN cladding layer 36a is preferably 0.3 ⁇ m or less. Too thick InAlGaN reduces the contribution to optical confinement by the AlGaN cladding layer.
  • FIG. 4 is a drawing showing the energy level of the conduction band in the cladding region.
  • the nitride semiconductor light emitting device 11 can have at least one of the following structure 3 and structure 4. The structures 3 and 4 will be described with reference to the light emitting device having the conduction band energy level shown in FIG.
  • the band gap E26b of the InAlGaN cladding layer 26b is preferably greater than or equal to the band gap E25b of the AlGaN cladding layer 25b.
  • InAlGaN can be grown thick and desired optical confinement can be obtained as the entire cladding region 17.
  • the thickness D26b of the InAlGaN cladding layer 26b is preferably thicker than the thickness D25b of the AlGaN cladding layer 25b.
  • the interface 27 b between the InAlGaN cladding layer 26 b and the AlGaN cladding layer 25 b can be separated from the core semiconductor region 15.
  • the thickness D26b of the InAlGaN cladding layer 26b is preferably 0.05 ⁇ m or more.
  • the thin InAlGaN layer cannot separate the interface between the InAlGaN cladding layer and the AlGaN cladding layer from the core semiconductor region, and an optical loss due to scattering occurs at this interface (corresponding to the interface 27b in FIG. 4).
  • the film thickness D26b of the InAlGaN cladding layer 26b is preferably 1.0 ⁇ m or less. A film thickness upper limit of 1.0 ⁇ m is practical even for InAlGaN in which the growth rate cannot be increased.
  • the band gap E36b of the InAlGaN cladding layer 36b is preferably greater than or equal to the band gap E25b of the AlGaN cladding layer 35b.
  • InAlGaN can be grown thick and desired optical confinement can be obtained for the entire cladding region 19.
  • the thickness D36b of the InAlGaN cladding layer 36b is preferably thicker than the thickness D35b of the AlGaN cladding layer 35b.
  • the interface 27 d between the InAlGaN cladding layer 36 b and the AlGaN cladding layer 35 b can be separated from the core semiconductor region 15.
  • the thickness D36b of the InAlGaN cladding layer 36b is preferably 0.05 ⁇ m or more.
  • the thin InAlGaN layer cannot separate the interface between the InAlGaN cladding layer and the AlGaN cladding layer from the core semiconductor region, and an optical loss due to scattering occurs at this interface (corresponding to the interface 27d in FIG. 4).
  • the film thickness D36b of the InAlGaN cladding layer 36b is preferably 1.0 ⁇ m or less. A film thickness upper limit of 1.0 ⁇ m is practical even for InAlGaN in which the growth rate cannot be increased.
  • a light-emitting element in which the structure 1 and the structure 4 are combined in the structures 1 to 4 shown in FIGS. 3 and 4 can be obtained.
  • a light-emitting element in which the structures 2 and 3 are combined can be obtained.
  • technical contributions according to the combination of structures can be obtained.
  • Example 1 A method of manufacturing a nitride laser diode will be described with reference to FIGS.
  • This nitride laser diode has an LD structure shown in FIG.
  • step S101 a GaN substrate 51 having a semipolar surface was prepared.
  • the main surface 51a of the GaN substrate 51 is inclined at 75 degrees in the m-axis direction.
  • a laser diode (LD) structure that emits light in the 450 nm band was fabricated on the (20-21) plane of this semipolar GaN substrate.
  • a normal vector NV and a c-axis vector VC are shown together with a normal axis Nx and a c-axis Cx of the main surface 51a.
  • a plurality of gallium nitride based semiconductor layers are grown on the GaN substrate 51 by using metal organic vapor phase epitaxy to produce an epitaxial substrate.
  • Trimethyl gallium (TMG), trimethyl aluminum (TMA), trimethyl indium (TMI), and ammonia (NH 3 ) were used as raw materials.
  • Silane (SiH 4 ) and biscyclopentadienyl magnesium (CP 2 Mg) were used as dopant gases.
  • step S102 the GaN substrate 51 is disposed in the growth furnace 10.
  • Thermal cleaning of the GaN substrate 51 is performed using the growth furnace 10.
  • a heat treatment is performed for 10 minutes while flowing a gas containing NH 3 and H 2 through the growth reactor 10 at a temperature of 1050 degrees Celsius.
  • the source gas is supplied to the growth furnace 10 and the n-type Al 0.06 Ga 0.94 is formed on the main surface 51a of the GaN substrate 51 at 1100 degrees Celsius.
  • An N clad layer (thickness 1.9 ⁇ m) 53a is grown.
  • the presence or absence of lattice relaxation can be controlled by the composition, film thickness, and lattice constant difference of the growing AlGaN semiconductor, and the AlGaN semiconductor is relaxed in this embodiment.
  • step S103 after changing the growth temperature to 840 degrees Celsius, the n-type In 0.02 Al 0.09 Ga 0.89 N cladding layer (thickness 100 nm) 55 is formed on the cladding layer 53a. To grow. After this growth, the core semiconductor region is grown. After changing the growth temperature to 1100 degrees Celsius, an n-type GaN light guide layer (thickness 100 nm) 57a is grown on the cladding layers 53a and 55. Next, an undoped In 0.02 Ga 0.98 N optical guide layer (thickness 50 nm) 57b is grown at a temperature of 840 degrees Celsius. An active layer 59 having a quantum well structure is grown on the light guide layer 57b.
  • the active layer 59 includes well layers and barrier layers arranged alternately, and the number of well layers is three.
  • the growth temperature of the InGaN well layer is 790 degrees Celsius, and its thickness is 3 nm.
  • the growth temperature of the GaN barrier layer is 840 degrees Celsius, and its thickness is 15 nm.
  • an undoped In 0.02 Ga 0.98 N optical guide layer (thickness 50 nm) 61a is subsequently grown at the same temperature.
  • a p-type GaN light guide layer (thickness 50 nm) 61b is grown on the light guide layer 61a at a temperature of 1000 degrees Celsius.
  • a p-type Al 0.12 Ga 0.88 N electron blocking layer (thickness 20 nm) 63 is grown on the light guide layer 61b.
  • a p-type GaN light guide layer (thickness: 100 nm) 61c is grown on the electron block layer 63 at the same temperature.
  • a p-type In 0.02 Al 0.09 Ga 0.89 N clad layer (thickness 100 nm) 65 is grown. Through these steps, the semiconductor stacked layer 53b is formed.
  • step S104 the p-type Al 0.06 Ga 0.94 N clad layer (thickness 400 nm) 67 and p are formed on the clad layer 65 at a temperature of 1000 degrees Celsius in the growth furnace 10.
  • a type GaN contact layer (thickness 50 nm) 69 is grown.
  • the p-type semiconductor stack 53c is formed. As a result, an epitaxial substrate E2 was produced.
  • the band gap energy of Al 0.06 Ga 0.94 N is 3.57 eV
  • the band gap energy of In 0.02 Al 0.09 Ga 0.89 N is 3.54 eV
  • the lattice constant of In 0.02 Al 0.09 Ga 0.89 N is almost lattice matched to GaN.
  • the misfit dislocation was estimated using a transmission electron microscope image.
  • the misfit dislocation density at the junction interface 49a between the AlGaN cladding layer 53a and the InAlGaN cladding layer 55 is 8 ⁇ 10 4 cm ⁇ 1 .
  • the misfit dislocation density at the junction interface 49b between the AlGaN cladding layer 67 and the InAlGaN cladding layer 65 was 8 ⁇ 10 4 cm ⁇ 1 .
  • Misfit dislocations were not observed at the junction interface 49c between the GaN light guide layer 57a and the InAlGaN cladding layer 55. Further, no misfit dislocation was observed at the junction interface 49d between the GaN light guide layer 61c and the InAlGaN cladding layer 65.
  • An LD structure having the same was produced.
  • the n-side cladding layer is made of Al 0.06 Ga 0.94 N grown at 1100 degrees Celsius.
  • an n-type GaN light guide layer (thickness 100 nm) 67a, an undoped In 0.02 Ga 0.98 N light guide layer (thickness 50 nm) 67b, and an active layer having a quantum well structure are grown under the same growth conditions as the core semiconductor region.
  • undoped In 0.02 Ga 0.98 N light guide layer (thickness 50 nm) 71a, p-type GaN light guide layer (thickness 50 nm) 71b, p-type Al 0.12 Ga 0.88 N electron blocking layer (thickness 20 nm) 73, and p A type GaN optical guide layer (thickness 100 nm) 71c was grown.
  • a p-side cladding layer 77 and a p-type GaN contact layer (thickness 50 nm) 79 are grown without forming an InAlGaN cladding.
  • an epitaxial substrate EC was produced.
  • the junction where misfit dislocations are generated is different from that in the epitaxial substrate E2.
  • many misfit dislocations were observed at the interface 49e between the n-side cladding layer 63a and the n-type GaN light guide layer 67a and at the interface 49f between the p-side cladding layer 77 and the p-type GaN light guide layer 71c.
  • the misfit dislocation density at the interface 49e was 8 ⁇ 10 4 cm ⁇ 1 and the misfit dislocation density at the interface 49f was 4 ⁇ 10 4 cm ⁇ 1 .
  • a p-side electrode 70a made of Ni / Au is formed in a stripe window (width 10 ⁇ m) of the silicon oxide film, and a pad electrode made of Ti / Au is formed.
  • an n-side electrode 70b made of Ti / Al and a pad electrode made of Ti / Au are formed on the back surface of the GaN substrate 51.
  • substrate products P2 and PC are produced from the epitaxial substrates E2 and EC.
  • the substrate products P2 and PC are cleaved at intervals of 800 ⁇ m to produce gain guide type laser diodes LD2 and LC1, respectively.
  • a dielectric multilayer film made of SiO 2 / TiO 2 is formed on the cleavage plane.
  • the threshold currents of the laser diodes LD2 and LC1 were 750 mA and 900 mA, respectively. Comparing the intensity of spontaneous emission in the laser diodes LD2 and LC1, they were almost the same. In the laser diode LD2, the waveguide loss is reduced due to the dislocation interface being separated from the waveguide region. Therefore, the laser diode LD2 of the embodiment has a lower threshold value than the laser diode LC1 of the comparative example. It is thought that it showed.
  • the nitride laser diode LD3 of Example 2 has the LD structure shown in FIG.
  • the laser diode LD3 is different from the laser diode LD2 in the structure of the n-side cladding and the p-side cladding.
  • the laser diode LD3 has an n-type cladding layer composed of an n-type Al 0.04 Ga 0.96 N cladding layer (thickness 1.6 ⁇ m) 81a and an n-type In 0.02 Al 0.09 Ga 0.89 N cladding layer (thickness 400 nm) 81b.
  • the laser diode LD3 has a p-side cladding layer composed of a p-type In 0.02 Al 0.09 Ga 0.89 N cladding layer (thickness 400 nm) 83.
  • the Al composition of the n-type AlGaN cladding layer is lowered from 0.06 to 0.04, and the film thickness of the n-type AlGaN cladding layer is reduced from 1.9 ⁇ m to 1.6 ⁇ m.
  • the thickness of the n-type InAlGaN cladding layer is increased from 100 nm to 400 nm.
  • the band gap energy of Al 0.04 Ga 0.96 N is 3.52 eV
  • the band gap energy of In 0.02 Al 0.09 Ga 0.89 N is 3.54 eV.
  • the nitride laser diode LC2 of the comparative example has an LD structure shown in FIG.
  • the laser diode LC2 differs from the laser diode LD3 in the n-side cladding structure.
  • the laser diode LC2 has an n-side cladding layer composed of a single n-type In 0.02 Al 0.09 Ga 0.89 N cladding layer (thickness 2 ⁇ m) 85.
  • misfit dislocations were observed at the interface between the AlGaN layer 81a and the AlGaN layer 81b.
  • the misfit dislocation density was 2 ⁇ 10 4 cm ⁇ 1 .
  • the cladding layer of the laser diode LC2 is made of InAlGaN, no misfit dislocation was observed in the junction related to the cladding layer.
  • the threshold values of the laser diode LD3 and the laser diode LC2 were about 800 mA. Although misfit dislocations are introduced into the laser diode LD3, the threshold value of the laser diode LD3 is substantially equal to the threshold value of the laser diode LC2 that does not include misfit dislocations. For this reason, misfit dislocations in the cladding region of the laser diode LD3 do not significantly affect the light guiding in the laser stripe.
  • the epitaxial growth for the epitaxial substrate was about 2.5 hours, while in the laser diode LC2, the epitaxial growth for the epitaxial substrate was about 3.7 hours. This is due to the fact that it takes a long time to grow InAlGaN.
  • the laser diode LD3 employs a multilayer clad of AlGaN and InAlGaN. Therefore, in the laser diode LD3, the throughput can be improved without impairing the laser characteristics by employing the two-layer clad.
  • the laser structure LD4 shown in FIG. 9 is produced.
  • a GaN substrate 51 having a main surface with a 75-degree off angle is prepared.
  • the following gallium nitride based semiconductor films were grown on the GaN substrate 51: n-type GaN buffer layer 91; n-type Al 0.08 Ga 0.92 N clad layer (thickness 1.2 ⁇ m) 92; n-type GaN light guide layer (thickness) 300 nm) 93, InGaN / GaN active layer (well layer 3 nm, barrier layer 15 nm) 94, undoped GaN optical guide layer (thickness 50 nm) 95, p-type Al 0.11 Ga 0.89 N electron blocking layer (thickness 10 nm) 96, p-type GaN optical guide layer (thickness 250 nm) 97, p-type Al 0.08 Ga 0.92 N clad layer (thickness 400 nm) 98 and p-type GaN
  • FIG. 10 is a drawing showing reciprocal lattice mapping of (20-24) in an epitaxial substrate.
  • the incident direction of the X-ray is a direction parallel to the inclination direction of the c-axis.
  • the diffraction spot S CLAD of the AlGaN cladding layer is shifted from the diffraction spot S SUB of the GaN substrate, and the n-type AlGaN cladding layer is lattice-relaxed.
  • the diffraction spot of the p-type AlGaN cladding layer substantially overlaps the diffraction spot of the n-type AlGaN cladding layer.
  • the p-type AlGaN cladding layer is lattice-relaxed.
  • the diffraction spot S GUIDE of the GaN light guide layer is shifted from the diffraction spot S SUB of the GaN substrate.
  • the GaN light guide layer is lattice-relaxed.
  • the diffraction spot S GUIDE of the GaN light guide layer is shifted in the direction of the diffraction spot S SUB of the GaN substrate with respect to the diffraction spot S CLAD of the AlGaN cladding, and the core semiconductor region composed of the GaN light guide layer and the light emitting layer is the AlGaN cladding. Relaxing on the layer, the lattice constant of the core semiconductor region escapes the constraints of the AlGaN cladding.
  • the laser structure LD4 includes three lattice relaxations. That is, since the plurality of diffraction spots are not arranged on a straight line parallel to the y-axis, these three semiconductors are not in a lattice matching state.
  • an object of the present invention is to provide a nitride semiconductor light emitting device that can improve light confinement and reduce optical loss due to dislocations in a light emitting device formed on a nonpolar plane.
  • SYMBOLS 11 Nitride semiconductor light emitting element, 13 ... Support base, 13a ... Main surface of support base, 13b ... Back surface of support base, 15 ... Core semiconductor region, 17 ... First clad region, 19 ... Second clad region, S ... Cartesian coordinate system, VC ... c-axis vector, NV ... normal vector, Nx ... normal axis, Cx ... c-axis, 21 ... active layer, 23 ... carrier block layer, 25 ... n-type AlGaN cladding layer, 26 ... n-type InAlGaN Cladding layer, 27a to 27f ... junction, 35 ...

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Abstract

非極性面上に形成される発光素子において光閉じ込め性を向上できると共に転位による光学ロスを低減できる窒化物半導体発光素子を提供する。コア半導体領域１５、第１クラッド領域１７及び第２クラッド領域１９はＧａＮの支持基体１３の非極性の主面１３ａ上に搭載される。コア半導体領域１５は活性層２１及びキャリアブロック層２３を含む。第１クラッド領域１７はｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２５及びｎ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６を含む。ｎ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６はｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２５と活性層２１との間に設けられる。界面２７ｂにおけるミスフィット転位密度は界面２７ａにおけるミスフィット転位密度より大きい。ＡｌＧａＮクラッド層２５はＧａＮ支持基体１３に対して格子緩和し、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６はＡｌＧａＮクラッド層２５に対して格子緩和している。

Description

窒化物半導体発光素子
　本発明は、窒化物半導体発光素子に関する。
　特許文献１には、紫外発光素子が記載されている。紫外発光素子は、波長３６０ｎｍ以下の紫外域の短波長域において室温で高効率で発光する。この紫外発光素子は、ＳｉＣ基板上において、交互の接合を成すＩｎ0.37Ａｌ0.02Ｇａ0.61Ｎ層及びＩｎ0.16Ａｌ0.06Ｇａ0.78Ｎ層を含む量子井戸構造を有する。この量子井戸構造はＡｌ0.40Ｇａ0.60Ｎ層上に直接に形成される。
特開２００１－２３７４５５号公報
　特許文献１では、ＩｎＡｌＧａＮ層はバッファ層の役割を果たしており、また障壁層と同じ組成を有する。このＩｎＡｌＧａＮバッファ層は、障壁層の延長として厚く成長される。また、量子井戸構造における井戸層の間に形成されたＩｎＡｌＧａＮ障壁層と同じ組成を有しており、この点でも、ＩｎＡｌＧａＮ層はクラッド層と異なる。
　発明者らの知見によれば、半極性窒化ガリウム（ＧａＮ）基板上では、すべり面（例えばｃ面すべり面）が活性であるので、大きな歪みを有する隣接する半導体層は格子緩和により内包する歪みを解放する。このため、半極性窒化ガリウム基板上では、ｃ面ＧａＮ基板に比べて高Ａｌ組成のＡｌＧａＮを成長できる。このＡｌＧａＮには、クラックではなくミスフィット転位が導入されて、ひずみを解放する。高Ａｌ組成のＡｌＧａＮをクラッド層に利用するとき、ｐ型及びｎ型クラッド層に挟まれたコア半導体領域は、クラッド層に対して格子緩和する可能性がある。高Ａｌ組成のためクラッド層の格子定数とコア半導体領域の格子定数との差は大きいとき、クラッド層とコア半導体領域との界面にミスフィット転位が導入される。
　クラッド層は光閉じ込めのために設けられ、クラッド層内では光の振幅は小さくなる。クラッド層の格子定数とコア半導体領域の格子定数との差に起因するミスフィット転位は上記界面に形成されるとき、ミスフィット転位は光散乱による光学ロスを引き起こす。
　本発明は、非極性面上に形成される発光素子において光閉じ込め性を向上できると共に転位による光学ロスを低減できる窒化物半導体発光素子を提供することを目的とする。
　本発明の一側面に係る窒化物半導体発光素子は、（ａ）六方晶系窒化ガリウム半導体からなる支持基体と、（ｂ）第１導電型窒化ガリウム系半導体からなる第１クラッド領域と、（ｃ）第２導電型窒化ガリウム系半導体からなる第２クラッド領域と、（ｄ）活性層及びキャリアブロック層を含むコア半導体領域とを備える。前記六方晶系窒化ガリウム半導体のｃ軸は前記支持基体の前記主面の法線軸と異なる方向に向くと共に前記六方晶系窒化ガリウム半導体のｃ軸及び前記支持基体の前記法線軸によって規定される平面は所定の方向に延在しており、前記コア半導体領域は、前記第１クラッド領域と前記第２クラッド領域との間に設けられ、前記コア半導体領域、前記第１クラッド領域及び前記第２クラッド領域は前記支持基体の前記主面上に搭載されており、前記第１クラッド領域は、ＡｌＧａＮクラッド層及びＩｎＡｌＧａＮクラッド層を含み、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層は前記ＡｌＧａＮクラッド層と前記活性層との間に設けられ、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層は前記コア半導体領域に接合を成す。
　この窒化物半導体発光素子によれば、ＡｌＧａＮクラッド層とコア半導体領域との間にはＩｎＡｌＧａＮクラッド層が設けられるので、ＡｌＧａＮ層の光閉じ込め性を向上するためにＡｌ組成を大きくすること及び／又はＡｌＧａＮ層の膜厚を厚くすることが可能になる。また、四元系のＩｎＡｌＧａＮをクラッド層に適用するので、ＡｌＧａＮクラッド層及びＩｎＡｌＧａＮクラッド層からなるクラッド領域は、コア半導体領域との良好な接合とクラッドに必要な屈折率とを提供できる格子定数との両方を提供できる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第１クラッド領域は前記ＡｌＧａＮクラッド層と前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層との界面を含み、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層と前記ＡｌＧａＮクラッド層との界面におけるミスフィット転位密度は前記コア半導体領域と前記第１クラッド領域との界面におけるミスフィット転位密度より大きい。
　この窒化物半導体発光素子では、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層とＡｌＧａＮクラッド層との界面におけるミスフィット転位密度がコア半導体領域と第１クラッド領域との界面におけるミスフィット転位密度より大きい。これは、ミスフィット転位密度の導入によりＩｎＡｌＧａＮクラッド層が格子緩和するほどＡｌＧａＮ層のＡｌ組成を大きくすること及び／又はＩｎＡｌＧａＮ層の膜厚を厚くすることによって、第１クラッド層全体としての光閉じ込め性を向上できる。また、この構造では、コア半導体領域と第１クラッド領域との界面が、大きなミスフィット転位密度の界面からＩｎＡｌＧａＮ層によって隔てられる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第１クラッド領域において、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層と前記ＡｌＧａＮクラッド層との界面のミスフィット転位密度は１×１０4ｃｍ-1以上であることが良い。この窒化物半導体発光素子によれば、この転位密度の転位が上記界面に導入されるとき、界面に係る一方の半導体層に格子緩和が生じる。格子緩和する程のＡｌ組成及び膜厚のＡｌＧａＮクラッド層は光閉じ込め性を向上できる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記コア半導体領域と前記第１クラッド領域との界面のミスフィット転位密度は１×１０4ｃｍ-1未満であることが良い。この窒化物半導体発光素子によれば、ミスフィット転位による光散乱に起因した光学ロスを低減することができる。比較的薄い半導体層の積層からなるコア半導体領域は、コヒーレントに成長された半導体層からなる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第１クラッド領域において、前記ＡｌＧａＮクラッド層のＡｌ組成は０．０５以上であることが良い。記ＡｌＧａＮクラッド層のＡｌ組成は０．２以下であることが良い。
　Ａｌ組成が０．０５以上であるとき、ＡｌＧａＮクラッド層をＩｎＡｌＧａＮクラッド層に対して緩和させることができる。大きすぎるＡｌ組成は、ＡｌＧａＮクラッド層の結晶品質の悪化やｃ軸オフ方向に対する垂直方向へのＡｌＧａＮクラッド層の緩和が生じる可能性が高まる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第１クラッド領域において、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の厚さは前記ＡｌＧａＮクラッド層の厚さより薄いことが良い。この窒化物半導体発光素子によれば、ＡｌＧａＮクラッド層による光閉じ込め性を利用できる。厚いＩｎＡｌＧａＮを成長することによるスループットの低下を避けることができる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第１クラッド領域において、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層のバンドギャップは前記ＡｌＧａＮクラッド層のバンドギャップ以下であることが良い。この窒化物半導体発光素子によれば、格子緩和したＡｌＧａＮクラッド層は、四元ＩｎＡｌＧａＮクラッド層では実用的に採用できない大きなバンドギャップを提供できる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第１クラッド領域において、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の膜厚は０．０５μｍ以上であることが良い。この窒化物半導体発光素子によれば、薄すぎるＩｎＡｌＧａＮクラッド層は、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層とＡｌＧａＮクラッド層との界面をコア半導体領域から離すことができず、このとき、この界面において光学ロスが生じる。また、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の膜厚は０．３μｍ以下であることが良い。この窒化物半導体発光素子によれば、厚すぎるＩｎＡｌＧａＮは、ＡｌＧａＮクラッド層による光閉じ込め性への寄与が小さくなる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第１クラッド領域において、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層のバンドギャップは前記ＡｌＧａＮクラッド層のバンドギャップ以上であることが良い。
　この窒化物半導体発光素子によれば、ＩｎＡｌＧａＮを厚く成長して、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層とＡｌＧａＮクラッド層との界面をコア半導体領域から離しても、クラッド領域全体として所望の光閉じ込め性を得ることができる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第１クラッド領域において、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の膜厚は０．０５μｍ以上であることが良い。この窒化物半導体発光素子によれば、薄いＩｎＡｌＧａＮ層は、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層とＡｌＧａＮクラッド層との界面をコア半導体領域から離すことができず、このとき、この界面において光学ロスが生じる。また、本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の膜厚は１．０μｍ以下であることが良い。この窒化物半導体発光素子によれば、膜厚上限の１．０μｍは、成長速度を大きくできないＩｎＡｌＧａＮでも実用的である。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記コア半導体領域は第１光ガイド層を含み、前記第１光ガイド層は前記第１クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層と接合を成し、前記第１クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層におけるＩｎＡｌＧａＮ固有の格子定数は前記コア半導体領域の前記第１光ガイド層の窒化ガリウム系半導体に固有の格子定数以下であり、前記第１クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の格子定数は前記第１クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層の格子定数より大きいことが良い。
　この窒化物半導体発光素子によれば、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の格子定数がＡｌＧａＮクラッド層の格子定数より大きく、第１光ガイド層に固有の格子定数以下である。ＡｌＧａＮクラッド層とＩｎＡｌＧａＮクラッド層との界面に転位が導入されるとき、第１光ガイド層とＩｎＡｌＧａＮクラッド層との接合において転位による光学的ロスの生成を避けることができる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層はｃ軸の前記主面への投影方向に関して前記第１光ガイド層に格子整合することが良い。この窒化物半導体発光素子によれば、第１光ガイド層はＩｎＡｌＧａＮクラッド層上にコヒーレントに成長される。また、コア半導体領域はＩｎＡｌＧａＮクラッド層上にコヒーレントに成長される。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第１クラッド領域はｎ型導電性を有し、前記第１クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層と前記支持基体との界面におけるミスフィット転位密度は前記コア半導体領域と前記第１クラッド領域との界面におけるミスフィット転位密度より大きいことが良い。
　この窒化物半導体発光素子によれば、ｎ側半導体領域における光閉じ込め性を向上できる。また、第１クラッド領域のＡｌＧａＮクラッド層が支持基体上において格子緩和している。これ故に、ＡｌＧａＮクラッド層のＡｌ組成を大きくすること及び／又はＡｌＧａＮクラッド層の膜厚を厚くすることによって、第１クラッド領域の光閉じ込め性を向上できる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第１クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層と前記支持基体との界面におけるミスフィット転位密度は１×１０4ｃｍ-1以上であることが良い。この窒化物半導体発光素子によれば、この転位密度に相当するＡｌＧａＮクラッドは光閉じ込めを良好にできる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第１クラッド領域はｐ型導電性を有し、当該窒化物半導体発光素子は、前記第１クラッド領域上に設けられたｐ型コンタクト層を更に備え、前記コア半導体領域は第２光ガイド層及び電子ブロック層を含み、前記第２光ガイド層は前記電子ブロック層と前記第１クラッド領域との間に設けられ、前記電子ブロック層は前記第２光ガイド層と前記活性層との間に設けられることができる。
　この窒化物半導体発光素子によれば、ｐ側半導体領域における光閉じ込め性を向上できる。格子緩和したＡｌＧａＮクラッド層上にｐ型コンタクト層が設けられ、ＡｌＧａＮクラッド層の格子緩和はｐ型コンタクト層に影響しない。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第１クラッド領域はｎ型導電性を有し、前記第２クラッド領域はｐ型導電性を有し、前記第２クラッド領域は、ＡｌＧａＮクラッド層及びＩｎＡｌＧａＮクラッド層を含み、前記第２クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層は前記第２クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層と前記活性層との間に設けられ、前記第２クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層は前記コア半導体領域に接合を成し、前記第２クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の格子定数は前記第２クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層の格子定数より大きいことが良い。
　この窒化物半導体発光素子によれば、ｐ側半導体領域及びｎ側半導体領域における光閉じ込め性を向上できる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第２クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層と前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層との界面におけるミスフィット転位密度は前記コア半導体領域と前記第２クラッド領域との界面におけるミスフィット転位密度より大きいことが良い。
　この窒化物半導体発光素子によれば、ｐ側半導体領域及びｎ側半導体領域にそれぞれ含まれるｐ型ＡｌＧａＮ層及びｎ型ＩｎＡｌＧａＮ層が格子緩和している。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記第２クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層と前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層との界面におけるミスフィット転位密度は１×１０4ｃｍ-1以上であることができる。
　この窒化物半導体発光素子によれば、この転位密度の転位が上記界面に導入されるとき、界面に係る一方の半導体層に格子緩和が生じる。この格子緩和は、ＡｌＧａＮクラッド層による光閉じ込めを良好にできる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記六方晶系窒化ガリウム半導体のｃ軸と前記支持基体の前記法線軸との成す角度は１０度以上であることが良い。また、上記角度は１７０度以下であることが良い。この窒化物半導体発光素子によれば、非極性（半極性及び無極性）におけるすべり面の生成を利用して、良好な光閉じ込め性を得ることができる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記角度は１０度以上８０度以下又は１００度以上１７０度以下であることが良い。この窒化物半導体発光素子によれば、半極性におけるすべり面の生成を利用して、良好な光閉じ込め性を得ることができる。
　本発明に係る窒化物半導体発光素子では、前記角度は６３度以上８０度以下又は１００度以上１１７度以下であることが良い。
　この窒化物半導体発光素子によれば、この角度範囲では、すべり面の導入による転位の生成が容易であり、デバイス設計自由度が高い。また、この角度範囲における半極性面では、Ｉｎ取り込みに優れる傾向がある。
　本発明の上記の目的および他の目的、特徴、並びに利点は、添付図面を参照して進められる本発明の好適な実施の形態の以下の詳細な記述から、より容易に明らかになる。
　以上説明したように、本発明によれば、非極性面上に形成される発光素子において光閉じ込め性を向上できると共に転位による光学ロスを低減できる窒化物半導体発光素子を提供することを目的とする。
図１は、本実施の形態に係る窒化物半導体発光素子を概略的に示す図面である。 図２は、図１に示された窒化物半導体発光素子のエピタキシャル基板Ｅ１を構成する半導体層とその格子定数との関係を示す図面である。 図３は、クラッド領域における伝導帯のエネルギレベルを示す図面である。 図４は、クラッド領域における伝導帯のエネルギレベルを示す図面である。 図５は、窒化物レーザダイオードを作製する方法における主要な工程を示す図面である。 図６は、窒化物レーザダイオードを作製する方法における主要な工程を示す図面である。 図７は、実施例及び比較例における窒化物レーザダイオードの構造を示す図面である。 図８は、実施例及び比較例における窒化物レーザダイオードの構造を示す図面である。 図９は、逆格子マッピングを測定するためのエピタキシャル基板を示す図面である。 図１０は、エピタキシャル基板における（２０－２４）の逆格子マッピング像を示す図面である。
　本発明の知見は、例示として示された添付図面を参照して以下の詳細な記述を考慮することによって容易に理解できる。引き続いて、添付図面を参照しながら、本発明の窒化物半導体発光素子及びエピタキシャル基板に係る実施の形態を説明する。可能な場合には、同一の部分には同一の符号を付する。
　図１は、本実施の形態に係る窒化物半導体発光素子を概略的に示す図面である。図２は、図１に示された窒化物半導体発光素子のエピタキシャル基板Ｅ１を構成する半導体層とその格子定数との関係を示す図面である。
　窒化物半導体発光素子１１は、支持基体１３と、コア半導体領域１５と、第１クラッド領域１７と、第２クラッド領域１９とを備える。図１を参照すると、直交座標系Ｓ、ｃ軸ベクトルＶＣ及び法線ベクトルＮＶが示されている。支持基体１３は、六方晶系窒化ガリウム（ＧａＮ）半導体からなる。この六方晶系窒化ガリウム半導体のｃ軸（ベクトルＶＣで示される）Ｃｘは支持基体１３の主面１３ａの法線軸Ｎｘに対して所定の方向（例えばＸ軸方向）に傾斜している。所定の方向は六方晶系窒化ガリウム半導体のａ軸又はｍ軸等であることができる。主面１３ａは、非極性（半極性、無極性）を有することができ、またＸ軸及びＹ軸によって規定される平面に平行である。六方晶系窒化ガリウム半導体のｃ軸Ｃｘは、支持基体１３の主面１３ａの法線軸Ｎｘと異なる方向に向く。支持基体１３の法線軸Ｎｘ及びｃ軸Ｃｘによって規定される平面は所定の方向に延在する。第１クラッド領域１７は、第１導電型（例えばｎ型）の窒化ガリウム系半導体からなる。第２クラッド領域１９は、第２導電型（例えばｐ型）の窒化ガリウム系半導体からなる。コア半導体領域１５は、活性層２１及びキャリアブロック層２３を含む。コア半導体領域１５は、第１クラッド領域１７と第２クラッド領域１９との間に設けられる。コア半導体領域１５、第１クラッド領域１７及び第２クラッド領域１９は支持基体１３の主面１３ａ上に搭載される。
　図１では、第１クラッド領域１７及び第２クラッド領域１９の両方が、２層からなるクラッドの構造を有するけれども、第１クラッド領域１７及び第２クラッド領域１９のいずれか一方が上記のクラッド構造を有することができる。
　一実施例では、第１クラッド領域１７は、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２５及びｎ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６を含む。ｎ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６はｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２５と活性層２１との間に設けられる。ｎ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６はコア半導体領域１５に接合２７ａを成す。
　この窒化物半導体発光素子１１によれば、ＡｌＧａＮクラッド層２５とコア半導体領域１５との間にＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６が設けられるので、ＡｌＧａＮ層２５の光閉じ込め性を向上するためにＡｌ組成を大きくすること及び／又はＡｌＧａＮ層２５の膜厚を厚くすることが可能になる。また、四元系のＩｎＡｌＧａＮをクラッド層に適用するので、ＡｌＧａＮクラッド層２５及びＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６からなるクラッド領域１７は、クラッドに必要な屈折率とコア半導体領域１５と良好な接合２７ａを成す格子定数との両方を提供できる。
　第１クラッド領域１７はＡｌＧａＮクラッド層２５とＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６との界面２７ｂを含む。ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６とＡｌＧａＮクラッド層２５との界面２７ｂにおけるミスフィット転位密度はコア半導体領域１５と第１クラッド領域１７との界面２７ａにおけるミスフィット転位密度より大きい。これは、ミスフィット転位密度の導入によりＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６が格子緩和するほど、ＡｌＧａＮ層２５のＡｌ組成を大きくすること及び／又は膜厚を厚くすることによって、第１クラッド領域１７全体としての光閉じ込め性を向上できる。また、この構造では、コア半導体領域１５と第１クラッド領域１７との界面２７ａが、大きなミスフィット転位密度の界面２７ｂからＩｎＡｌＧａＮ層によって隔てられる。
　また、第１クラッド領域１７において、ＡｌＧａＮクラッド層２５のＡｌ組成は０．０５以上であることが良い。Ａｌ組成が０．０５以上であるとき、実用的な厚さのＡｌＧａＮクラッド層２５をＧａＮ支持基体上において緩和させることができる。このとき、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６をＡｌＧａＮクラッド層２５上において緩和させることができる。また、ＡｌＧａＮクラッド層２５のＡｌ組成は０．２以下であることが良い。大きすぎるＡｌ組成は、ｃ軸オフ方向に対して垂直方向へのＡｌＧａＮクラッド層２５の緩和やＡｌＧａＮクラッド層２５の結晶品質の悪化が生じる可能性が高まる。
　一実施例では、第２クラッド領域１９は、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層３５及びｐ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６を含む。ｐ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６はｐ型ＡｌＧａＮクラッド層３５と活性層２１との間に設けられる。ｐ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３５はコア半導体領域１５に接合２７ｃを成す。
　この窒化物半導体発光素子１１によれば、ＡｌＧａＮクラッド層３５とコア半導体領域１５との間にはＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６が設けられるので、ＡｌＧａＮ層３５の光閉じ込め性を向上するためにＡｌ組成を大きくすること及び／又はＡｌＧａＮ層３５の膜厚を厚くすることが可能になる。また、四元系のＩｎＡｌＧａＮをクラッド層３６に適用するので、ＡｌＧａＮクラッド層３５及びＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６からなる第２クラッド領域１９は、クラッドに必要な屈折率とコア半導体領域１５と、良好な接合２７ｃを成す格子定数との両方を提供できる。
　第２クラッド領域１９はＡｌＧａＮクラッド層３５とＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６との界面２７ｄを含む。ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６とＡｌＧａＮクラッド層３５との界面２７ｄにおけるミスフィット転位密度はコア半導体領域１５と第２クラッド領域１９との界面２７ｃにおけるミスフィット転位密度より大きい。これは、ミスフィット転位密度の導入によりＡｌＧａＮクラッド層３５が格子緩和するほど、ＡｌＧａＮ層３５のＡｌ組成を大きくすること及び／又は膜厚を厚くすることによって、第２クラッド領域１９全体としての光閉じ込め性を向上できる。また、この構造では、コア半導体領域１５と第２クラッド領域１９との界面２７ｃが、大きなミスフィット転位密度の界面２７ｄからＩｎＡｌＧａＮ層によって隔てられる。
　また、第２クラッド領域１９において、ＡｌＧａＮクラッド層３５のＡｌ組成は０．０５以上であることが良い。Ａｌ組成が０．０５以上であるとき、ＡｌＧａＮクラッド層３５をＧａＮ支持基体上において緩和させることができる。このとき、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６上においてＡｌＧａＮクラッド層３５を緩和させることができる。また、ＡｌＧａＮクラッド層３５のＡｌ組成は０．２以下であることが良い。大きすぎるＡｌ組成は、ｃ軸オフ方向に対する垂直方向へのＡｌＧａＮクラッド層３５の緩和やＡｌＧａＮクラッド層３５の結晶品質の悪化が生じる可能性が高まる。
　第１クラッド領域１７において、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６とＡｌＧａＮクラッド層２５との界面２７ｂのミスフィット転位密度は１×１０4ｃｍ-1以上であることが良い。この転位密度の転位が界面２７ｂに導入されるとき、界面２７ｂに係る一方の半導体層に格子緩和が生じる。格子緩和により、光閉じ込めに良好なＡｌＧａＮクラッド層２５が提供できる。
　また、コア半導体領域１５と第１クラッド領域１７との界面２７ａのミスフィット転位密度は１×１０4ｃｍ-1未満であることが良い。これにより、ミスフィット転位による光散乱に起因した光学ロスを低減することができる。比較的薄い半導体積層からなるコア半導体領域１５は、コヒーレントに成長された半導体層２１、２３、２９、３１、３３、３７からなる。
　さらに、第２クラッド領域１９において、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６とＡｌＧａＮクラッド層３５との界面２７ｄのミスフィット転位密度は１×１０4ｃｍ-1以上であることが良い。この転位密度の転位が界面２７ｄに導入されるとき、界面２７ｄに係る一方の半導体層に格子緩和が生じる。格子緩和により、光閉じ込めに良好なＡｌＧａＮクラッド層３５が提供できる。
　より詳細に、図２を参照しながらｃ軸方向の格子定数の関係を説明する。この関係は、同様にａ軸およびｍ軸方向の格子定数にも適用可能である。ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２５のＡｌＧａＮにおけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ２５の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ２５によって表される。格子ベクトルＬＶＣ２５は法線軸Ｎｘの方向の縦成分Ｖ２５Lと該縦成分に直交する横成分Ｖ２５Tとからなる。ｎ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６のＩｎＡｌＧａＮにおけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ２６の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ２６によって表される。格子ベクトルＬＶＣ２６は法線軸Ｎｘの方向の縦成分Ｖ２６Lと該縦成分に直交する横成分Ｖ２６Tとからなる。横成分Ｖ２５Tは横成分Ｖ２６Tより小さい。
　窒化ガリウム系半導体層３１の窒化ガリウム系半導体におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ３１の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ３１によって表される。格子ベクトルＬＶＣ３１は法線軸Ｎｘの方向の縦成分Ｖ３１Lと該縦成分に直交する横成分Ｖ３１Tとからなる。横成分Ｖ２５Tは横成分Ｖ３１Tより小さい。
　ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層３５のＡｌＧａＮにおけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ３５の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ３５によって表される。格子ベクトルＬＶＣ３５は法線軸Ｎｘの方向の縦成分Ｖ３５Lと該縦成分に直交する横成分Ｖ３５Tとからなる。ｐ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６のＩｎＡｌＧａＮにおけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ３６の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ３６によって表される。格子ベクトルＬＶＣ３６は法線軸Ｎｘの方向の縦成分Ｖ３６Lと該縦成分に直交する横成分Ｖ３６Tとからなる。横成分Ｖ３５Tは横成分Ｖ３６Tより小さい。
　窒化ガリウム系半導体層３３の窒化ガリウム系半導体におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ３３の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ３３によって表される。格子ベクトルＬＶＣ３３は法線軸Ｎｘの方向の縦成分Ｖ３３Lと該縦成分に直交する横成分Ｖ３３Tとからなる。横成分Ｖ３５Tは横成分Ｖ３３Tより小さい。
　支持基体１３の窒化ガリウム系半導体におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ１３の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ１３によって表される。格子ベクトルＬＶＣ１３は法線軸Ｎｘの方向の縦成分Ｖ１３Lと該縦成分に直交する横成分Ｖ１３Tとからなる。横成分Ｖ２５Tは横成分Ｖ１３Tより小さい。
　第１クラッド領域１７のＡｌＧａＮクラッド層２５と支持基体１３との界面２７ｅにおけるミスフィット転位密度はコア半導体領域１５と第１クラッド領域１７との界面２７ａにおけるミスフィット転位密度より大きいことが良い。ＡｌＧａＮクラッド層２５の屈折率を小さくでき、コア半導体領域１５における光閉じ込め性を向上できる。また、第１クラッド領域１７のＡｌＧａＮクラッド層２５が支持基体１３上において格子緩和している。これ故に、ＡｌＧａＮクラッド層２５のＡｌ組成を大きくすること及び／又はＡｌＧａＮクラッド層２５の膜厚を厚くすることによって、第１クラッド領域１７による光閉じ込め性を向上できる。
　第１クラッド領域１７のＡｌＧａＮクラッド層２６と支持基体１３との界面２７ｅにおけるミスフィット転位密度は１×１０4ｃｍ-1以上であることが良い。この転位密度に相当するＡｌＧａＮは良好な光閉じ込めを提供できる。
　窒化物系発光素子１１では、ｎ型クラッド領域１７のＡｌＧａＮクラッド層２５は、支持基体１３の非極性の主面１３ａ上において格子緩和している。ＡｌＧａＮクラッド層２５の厚さＤ２５は、該ＡｌＧａＮクラッド層２５のＡｌ組成における臨界膜厚を越えていることが良い。格子定数の横成分Ｖ１３Tはｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２５の格子定数の横成分Ｖ２５Tより大きい。
　また、ｎ型クラッド領域１７のＩｎＡｌＧａＮクラッド層２５は、ＡｌＧａＮクラッド層２５の非極性面上において格子緩和している。ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６の厚さＤ２６は、該ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６のＡｌ組成及びＩｎ組成における臨界膜厚を越えていることが良い。格子定数の横成分Ｖ２５Tはｎ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６の格子定数の横成分Ｖ２６Tより小さい。ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６上に、窒化ガリウム系半導体層３１、活性層２１、窒化ガリウム系半導体層３７、電子ブロック層２３、窒化ガリウム系半導体層３３及びＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６がコヒーレントに成長される。これ故に、図２に示されるように、窒化ガリウム系半導体層３１、活性層２１、窒化ガリウム系半導体層３７、電子ブロック層２３、窒化ガリウム系半導体層３３及びＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６の格子定数の横成分は互いに等しい。
　大きな転位密度の界面２７ｂ、２７ｅが、コア半導体領域１５とクラッド領域１７との界面２７ａから離れているので、転位による散乱に基づく光学的ロスが小さい。
　また、窒化物系発光素子１１では、ｐ型クラッド領域１９のＡｌＧａＮクラッド層３５は、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６の非極性主面上において格子緩和している。ＡｌＧａＮクラッド層３５の厚さＤ３５は、該ＡｌＧａＮクラッド層３５のＡｌ組成における臨界膜厚を越えていることが良い。格子定数の横成分Ｖ３５TはＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６の格子定数の横成分Ｖ３６Tより小さい。
　また、ｐ型クラッド領域１９のＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６は、コア半導体領域１５の非極性面上において格子緩和していない。ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６の厚さＤ３６は、該ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６のＡｌ組成及びＩｎ組成における臨界膜厚以下であることが良い。ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６上にコヒーレントに成長されたコア半導体領域１５の非極性面上にコヒーレントに成長される。格子定数の横成分Ｖ３６Tは窒化ガリウム系半導体層３３の格子定数の横成分Ｖ３３Tに格子整合している。
　大きな転位密度の界面２７ｄが、コア半導体領域１５とクラッド領域１９との界面２７ｃから離れているので、転位による散乱に基づく光学的ロスが小さい。
　図１及び図２に示されるように、活性層２１は量子井戸構造２９を有する。量子井戸構造２９は、交互に配列された障壁層２９ａ及び井戸層２９ｂを含む。障壁層２９ａは例えばＩｎＧａＮ、ＧａＮ等からなり、井戸層２９ｂは例えばＩｎＧａＮ等からなる。井戸層２９ｂは、井戸層２９ｂの格子定数と窒化ガリウム系半導体層３１の格子定数との差に応じた歪みを内包し、障壁層２９ａは、障壁層２９ａの格子定数と窒化ガリウム系半導体層３１の格子定数との差に応じた歪みを内包する。
　第１の窒化ガリウム系半導体層３１は光ガイド層として働くことができる。第２の窒化ガリウム系半導体層３３は光ガイド層として働くことができる。第３の窒化ガリウム系半導体層３７は光ガイド層として働くことができる。第１の窒化ガリウム系半導体層３１の屈折率は第１クラッド領域１７の屈折率よりも大きい。第２及び第３の窒化ガリウム系半導体層３３、３７の屈折率は電子ブロック層２３の屈折率よりも大きく、ｐ型クラッド層１９の屈折率よりも大きい。第１の窒化ガリウム系半導体層３１は第１及び第２の半導体層３１ａ、３１ｂを含み、第１の半導体層３１ａのバンドギャップは第２の半導体層３１ｂのバンドギャップより大きい。第３の窒化ガリウム系半導体層３７は第１及び第２の半導体層３７ａ、３７ｂを含み、第１の半導体層３７ａのバンドギャップは第２の半導体層３７ｂのバンドギャップより小さい。
　図１に示されるように、窒化物半導体発光素子１１は、ｐ型クラッド層１９上に設けられたｐ型コンタクト層３９を含むことができる。ｐ型コンタクト層３９は、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ等から成ることができる。ｐ側電極４１ａは、絶縁膜４３の開口を介してｐ型コンタクト層３９に接触を成す。
　窒化物半導体発光素子１１は、支持基体１３の裏面１３ｂに接触を成すｎ側電極４１ｂを含むことができる。支持基体１３の六方晶系窒化ガリウム半導体のｃ軸（ＶＣ）と法線軸Ｎｘとの成す角度ＡＬＰＨＡは、１０度以上であることが良い。また、上記角度は１７０度以下であることが良い。この範囲では、非極性（半極性及び無極性）におけるすべり面の生成を利用して、良好な光閉じ込め性を得ることができる。また、角度ＡＬＰＨＡは１０度以上８０度以下又は１００度以上１７０度以下であることが良い。この角度範囲によれば、半極性におけるすべり面の生成を利用して、良好な光閉じ込め性を得ることができる。さらに、角度ＡＬＰＨＡは６３度以上８０度以下又は１００度以上１１７度以下であることが良い。この角度範囲によれば、すべり面の導入による転位の生成が容易であり、デバイス設計自由度が高い。また、この角度範囲における半極性面では、Ｉｎ取り込みに優れる傾向がある。
　図２に示されるように、コア半導体領域１５の窒化ガリウム系半導体層３１は第１クラッド領域１７のＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６と接合２７ａを成す。ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６の格子定数ｄ２６は、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６が完全に格子緩和しているときは、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６におけるＩｎＡｌＧａＮ固有の格子定数に等しい。また、ＡｌＧａＮクラッド層２５の格子定数ｄ２５は、ＡｌＧａＮクラッド層２５が完全に格子緩和しているときは、ＡｌＧａＮクラッド層２５におけるＡｌＧａＮ固有の格子定数に等しい。格子定数ｄ２６は、窒化ガリウム系半導体層３１が歪んでいないとき（窒化ガリウム系半導体層３１の窒化ガリウム系半導体に固有）の格子定数ｄ３１０以下である。また、格子定数ｄ２６は、格子定数ｄ２５より大きいことが良い。
　格子定数の関係（ｄ３１０≧ｄ２６＞ｄ２５）が満たされるとき、格子定数ｄ２６と格子定数ｄ２５との差を大きくするとき、ＡｌＧａＮクラッド層２５とＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６との界面に転位が導入される。このとき、格子定数ｄ２６と格子定数ｄ３１０との差を小さくでき、第１光ガイド層とＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６との接合２７ａにおいて転位による光学的なロスの生成を避けることができる。窒化ガリウム系半導体層３１はＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６上にコヒーレントに成長される。また、コア半導体領域１５はＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６上にコヒーレントに成長される。例えば、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６はｃ軸の主面１３ａへの投影方向に関して窒化ガリウム系半導体層３１に格子整合することが良い。格子定数の関係（ｄ３３０≧ｄ３６＞ｄ３５）が満たされるとき、上記と同様な技術的寄与が得られる。
　図３は、クラッド領域における伝導帯のエネルギレベルを示す図面である。窒化物半導体発光素子１１は、以下の構造１及び構造２の少なくともいずれか一方を有することができる。構造１及び構造２について、図３に示された伝導帯エネルギレベルを有する発光素子を参照しながら説明する。
　構造１を説明する。図３を参照すると、第１クラッド領域１７において、ＡｌＧａＮクラッド層２５ａのバンドギャップＥ２５ａはＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６ａのバンドギャップＥ２６ａ以上であることが良い。この半導体発光素子では、格子緩和したＡｌＧａＮクラッド層２５ａは、四元ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６ａでは実現し難いような大きなバンドギャップＥ２５ａを提供できる。
　また、第１クラッド領域１７において、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６ａの厚さＤ２６ａはＡｌＧａＮクラッド層２５ａの厚さＤ２５ａより薄いことが良い。これにより、ＡｌＧａＮクラッド層による光閉じ込め性を利用できる。また、厚いＩｎＡｌＧａＮを成長することによるスループットの低下を避けることができる。
　例えば、第１クラッド領域１７において、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６ａの膜厚Ｄ２６ａは０．０５μｍ以上であることが良い。薄すぎるＩｎＡｌＧａＮクラッド層は、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層とＡｌＧａＮクラッド層との界面（図３では界面２７ｂに対応する）をコア半導体領域１５から離すことができず、このとき、この界面において光学ロスが生じる。また、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６ａの膜厚Ｄ２６ａは０．３μｍ以下であることが良い。厚すぎるＩｎＡｌＧａＮは、ＡｌＧａＮクラッド層による光閉じ込め性への寄与を低下させる。
　構造２を説明する。図３を参照すると、第２クラッド領域１９において、ＡｌＧａＮクラッド層３５ａのバンドギャップＥ３５ａはＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６ａのバンドギャップＥ３６ａ以上であることが良い。この発光素子では、格子緩和したＡｌＧａＮクラッド層３５ａは、四元ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６ａでは実現し難いような大きなバンドギャップＥ３５ａを提供できる。
　また、第２クラッド領域１９において、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６ａの厚さＤ３６ａはＡｌＧａＮクラッド層３５ａの厚さＤ３５ａより薄いことが良い。これにより、ＡｌＧａＮクラッド層３５ａによる光閉じ込め性を利用できる。また、厚いＩｎＡｌＧａＮを成長することによるスループットの低下を避けることができる。
　例えば、第２クラッド領域１９においてＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６ａの膜厚Ｄ３６ａは０．０５μｍ以上であることが良い。薄すぎるＩｎＡｌＧａＮクラッド層は、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層とＡｌＧａＮクラッド層との界面（図３では界面２７ｄに対応する）をコア半導体領域１５から離すことができず、このとき、この界面において光学ロスが生じる。また、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６ａの膜厚Ｄ３６ａは０．３μｍ以下であることが良い。厚すぎるＩｎＡｌＧａＮは、ＡｌＧａＮクラッド層による光閉じ込め性への寄与を低下させる。
　図４は、クラッド領域における伝導帯のエネルギレベルを示す図面である。窒化物半導体発光素子１１は、以下の構造３及び構造４の少なくともいずれか一方を有することができる。構造３及び構造４について、図４に示された伝導帯エネルギレベルを有する発光素子を参照しながら説明する。
　構造３を説明する。図４を参照すると、第１クラッド領域１７において、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６ｂのバンドギャップＥ２６ｂはＡｌＧａＮクラッド層２５ｂのバンドギャップＥ２５ｂ以上であることが良い。この発光素子では、ＩｎＡｌＧａＮを厚く成長して、クラッド領域１７全体として所望の光閉じ込め性を得ることができる。また、第１クラッド領域１７において、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６ｂの厚さＤ２６ｂはＡｌＧａＮクラッド層２５ｂの厚さＤ２５ｂより厚いことが良い。ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６ｂとＡｌＧａＮクラッド層２５ｂとの界面２７ｂをコア半導体領域１５から離すことができる。
　例えば、第１クラッド領域１７において、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６ｂの膜厚Ｄ２６ｂは０．０５μｍ以上であることが良い。薄いＩｎＡｌＧａＮ層は、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層とＡｌＧａＮクラッド層との界面をコア半導体領域から離すことができず、このとき、この界面（図４では界面２７ｂに対応する）において散乱による光学ロスが生じる。また、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層２６ｂの膜厚Ｄ２６ｂは１．０μｍ以下であることが良い。膜厚上限１．０μｍは、成長速度を大きくできないＩｎＡｌＧａＮでも実用的である。
　構造４を説明する。図４を参照すると、第２クラッド領域１９において、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６ｂのバンドギャップＥ３６ｂはＡｌＧａＮクラッド層３５ｂのバンドギャップＥ２５ｂ以上であることが良い。この発光素子では、ＩｎＡｌＧａＮを厚く成長して、クラッド領域１９全体として所望の光閉じ込め性を得ることができる。また、第２クラッド領域１９において、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６ｂの厚さＤ３６ｂはＡｌＧａＮクラッド層３５ｂの厚さＤ３５ｂより厚いことが良い。ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６ｂとＡｌＧａＮクラッド層３５ｂとの界面２７ｄをコア半導体領域１５から離すことができる。
　例えば、第２クラッド領域１９において、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６ｂの膜厚Ｄ３６ｂは０．０５μｍ以上であることが良い。薄いＩｎＡｌＧａＮ層は、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層とＡｌＧａＮクラッド層との界面をコア半導体領域から離すことができず、このとき、この界面（図４では界面２７ｄに対応する）において散乱による光学ロスが生じる。また、ＩｎＡｌＧａＮクラッド層３６ｂの膜厚Ｄ３６ｂは１．０μｍ以下であることが良い。膜厚上限１．０μｍは、成長速度を大きくできないＩｎＡｌＧａＮでも実用的である。
　図３及び図４に示された構造１～構造４において、構造１と構造４とを組み合わせた発光素子を得ることができる。或いは、構造２と構造３とを組み合わせた発光素子を得ることができる。これらの発光素子において、構造の組み合わせに応じた技術的寄与が得られる。
　（実施例１）
図５及び図６を参照しながら、窒化物レーザダイオードを作製する方法を説明する。この窒化物レーザダイオードは図７（ａ）に示されるＬＤ構造を有する。工程Ｓ１０１では、半極性面を有するＧａＮ基板５１を準備した。このＧａＮ基板５１の主面５１ａは、ｍ軸方向に７５度で傾斜している。引き続く説明では、この半極性ＧａＮ基板の（２０－２１）面上に、４５０ｎｍ帯で発光するレーザダイオード（ＬＤ）構造を作製した。図５（ａ）を参照すると、主面５１ａの法線軸Nｘ及びｃ軸Ｃｘと共に、法線ベクトルＮＶ及びｃ軸ベクトルＶＣが示されている。引き続き有機金属気相成長法を用いて、ＧａＮ基板５１上に複数の窒化ガリウム系半導体層を成長して、エピタキシャル基板を作製する。原料にはトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）、アンモニア（ＮＨ3）を用いた。ドーパントガスとして、シラン（ＳｉＨ4）及びビスシクロペンタジエニルマグネシウム（ＣＰ2Ｍｇ）を用いた。
　工程Ｓ１０２では、成長炉１０にＧａＮ基板５１を配置する。ＧａＮ基板５１のサーマルクリーニングを成長炉１０を用いて行う。摂氏１０５０度の温度で、ＮＨ3とＨ2を含むガスを成長炉１０に流しながら、１０分間の熱処理を行う。サーマルクリーニング後の成長工程では、図５（ｂ）に示されるように、原料ガスを成長炉１０に供給して、摂氏１１００度において、ＧａＮ基板５１の主面５１ａ上にｎ型Ａｌ0.06Ｇａ0.94Ｎクラッド層（厚さ１．９μｍ）５３ａを成長する。半極性面においては格子緩和の有無は、成長するＡｌＧａＮ半導体の組成、膜厚及び格子定数差によって制御でき、本実施例でＡｌＧａＮ半導体は緩和している。
　次いで、図６（ａ）に示されるように、工程Ｓ１０３では、成長温度を摂氏８４０度に変更した後に、クラッド層５３ａ上にｎ型Ｉｎ0.02Ａｌ0.09Ｇａ0.89Ｎクラッド層（厚さ１００ｎｍ）５５を成長する。この成長の後に、コア半導体領域を成長する。成長温度を摂氏１１００度に変更した後に、ｎ型ＧａＮ光ガイド層（厚さ１００ｎｍ）５７ａをクラッド層５３ａ、５５上に成長する。次いで、摂氏８４０度の温度で、アンドープＩｎ0.02Ｇａ0.98Ｎ光ガイド層（厚さ５０ｎｍ）５７ｂを成長する。光ガイド層５７ｂ上に、量子井戸構造の活性層５９を成長する。活性層５９は交互に配置された井戸層及び障壁層を含み、井戸層の数は３である。ＩｎＧａＮ井戸層の成長温度は摂氏７９０度であり、その厚さは３ｎｍである。ＧａＮ障壁層の成長温度は摂氏８４０度であり、その厚さは１５ｎｍである。最後の障壁層の成長が終了した後に、引き続き同じ温度で、アンドープＩｎ0.02Ｇａ0.98Ｎ光ガイド層（厚さ５０ｎｍ）６１ａを成長する。次いで、摂氏１０００度の温度で、光ガイド層６１ａ上に、ｐ型ＧａＮ光ガイド層（厚さ５０ｎｍ）６１ｂを成長する。同じ温度で、光ガイド層６１ｂ上にｐ型Ａｌ0.12Ｇａ0.88Ｎ電子ブロック層（厚さ２０ｎｍ）６３を成長する。同じ温度で、電子ブロック層６３上にｐ型ＧａＮ光ガイド層（厚さ１００ｎｍ）６１ｃを成長する。次いで、成長温度を摂氏８４０度に変更した後に、ｐ型Ｉｎ0.02Ａｌ0.09Ｇａ0.89Ｎクラッド層（厚さ１００ｎｍ）６５を成長する。これらの工程によって半導体積層５３ｂが形成される。
　図６（ｂ）に示されるように、工程Ｓ１０４では、成長炉１０において、摂氏１０００度の温度で、クラッド層６５上に、ｐ型Ａｌ0.06Ｇａ0.94Ｎクラッド層（厚さ４００ｎｍ）６７及びｐ型ＧａＮコンタクト層（厚さ５０ｎｍ）６９を成長する。この工程において、ｐ型半導体積層５３ｃが形成される。これによって、エピタキシャル基板Ｅ２が作製された。
　Ａｌ0.06Ｇａ0.94Ｎのバンドギャップエネルギは３．５７ｅＶであり、Ｉｎ0.02Ａｌ0.09Ｇａ0.89Ｎのバンドギャップエネルギは３．５４ｅＶである。Ｉｎ0.02Ａｌ0.09Ｇａ0.89Ｎの格子定数はほぼＧａＮに格子整合する。
　ミスフィット転位に見積もりを透過型電子顕微鏡像を用いて行った。図７（ａ）に示されるＬＤ構造では、ＡｌＧａＮクラッド層５３ａとＩｎＡｌＧａＮクラッド層５５との接合界面４９ａのミスフィット転位密度は、８×１０4ｃｍ-1であった。また、ＡｌＧａＮクラッド層６７とＩｎＡｌＧａＮクラッド層６５との接合界面４９ｂのミスフィット転位密度は、８×１０4ｃｍ-1であった。ＧａＮ光ガイド層５７ａとＩｎＡｌＧａＮクラッド層５５との接合界面４９ｃにはミスフィット転位が認められなかった。また、ＧａＮ光ガイド層６１ｃとＩｎＡｌＧａＮクラッド層６５との接合界面４９ｄにはミスフィット転位が認められなかった。
　比較例として、図７（ｂ）に示されるように、厚さ２μｍのＡｌ0.06Ｇａ0.94Ｎ単層からなるｎ側クラッド層と厚さ４００ｎｍのＡｌ0.06Ｇａ0.94Ｎからなるｐ側クラッド層とを有するＬＤ構造を作製した。このＬＤ構造では、ｎ側クラッド層は、摂氏１１００度で成長されたＡｌ0.06Ｇａ0.94Ｎからなる。この上に、上記のコア半導体領域と同じ成長条件で、ｎ型ＧａＮ光ガイド層（厚さ１００ｎｍ）６７ａ、アンドープＩｎ0.02Ｇａ0.98Ｎ光ガイド層（厚さ５０ｎｍ）６７ｂ、量子井戸構造の活性層６９、アンドープＩｎ0.02Ｇａ0.98Ｎ光ガイド層（厚さ５０ｎｍ）７１ａ、ｐ型ＧａＮ光ガイド層（厚さ５０ｎｍ）７１ｂ、ｐ型Ａｌ0.12Ｇａ0.88Ｎ電子ブロック層（厚さ２０ｎｍ）７３、及びｐ型ＧａＮ光ガイド層（厚さ１００ｎｍ）７１ｃを成長した。この後に、ＩｎＡｌＧａＮクラッドを形成することなく、ｐ側クラッド層７７及びｐ型ＧａＮコンタクト層（厚さ５０ｎｍ）７９を成長する。これによって、エピタキシャル基板ＥＣが作製された。
　エピタキシャル基板ＥＣではミスフィット転位の生成される接合がエピタキシャル基板Ｅ２と異なっていた。エピタキシャル基板ＥＣでは、ｎ側クラッド層６３ａとｎ型ＧａＮ光ガイド層６７ａとの界面４９ｅ及びｐ側クラッド層７７とｐ型ＧａＮ光ガイド層７１ｃとの界面４９ｆに多数のミスフィット転位が観察された。界面４９ｅおけるミスフィット転位密度は８×１０4ｃｍ-1であり、界面４９ｆおけるミスフィット転位密度は４×１０4ｃｍ-1であった。
　電極工程では、エピタキシャル基板Ｅ２及びＥＣにおいて、シリコン酸化膜のストライプ窓（幅１０μｍ）に、Ｎｉ／Ａｕから成るｐ側電極７０ａを形成すると共に、Ｔｉ／Ａｕから成るパッド電極を形成する。ＧａＮ基板５１の裏面には、Ｔｉ／Ａｌから成るｎ側電極７０ｂを形成すると共に、Ｔｉ／Ａｕから成るパッド電極を形成する。これらの電極は、蒸着により形成される。これらの工程により、エピタキシャル基板Ｅ２及びＥＣから、基板生産物Ｐ２、ＰＣが作製される。基板生産物Ｐ２、ＰＣを８００μｍ間隔でへき開して、それぞれゲインガイド型レーザダイオードＬＤ２、ＬＣ１を作製する。へき開面には、ＳｉＯ2／ＴｉＯ2からなる誘電体多層膜を形成する。
　レーザダイオードＬＤ２、ＬＣ１のしきい値電流はそれぞれ７５０ｍＡ、９００ｍＡであった。レーザダイオードＬＤ２、ＬＣ１において自然放出光の強度を比較すると、両者でほぼ同等であった。レーザダイオードＬＤ２では、転位界面を導波領域から離したことに起因して導波ロスが低減されたので、実施例のレーザダイオードＬＤ２が、比較例のレーザダイオードＬＣ１に比べて、低いしきい値を示したと考えられる。
　（実施例２）
実施例２の窒化物レーザダイオードＬＤ３は図８（ａ）に示されるＬＤ構造を有する。レーザダイオードＬＤ３は、レーザダイオードＬＤ２と比べて、ｎ側クラッド及びｐ側クラッドの構造の点で異なる。レーザダイオードＬＤ３は、ｎ型Ａｌ0.04Ｇａ0.96Ｎクラッド層（厚さ１．６μｍ）８１ａとｎ型Ｉｎ0.02Ａｌ0.09Ｇａ0.89Ｎクラッド層（厚さ４００ｎｍ）８１ｂからなるｎ側クラッド層とを有する。レーザダイオードＬＤ３は、ｐ型Ｉｎ0.02Ａｌ0.09Ｇａ0.89Ｎクラッド層（厚さ４００ｎｍ）８３からなるｐ側クラッド層を有する。詳細には、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層のＡｌ組成が０．０６から０．０４に低くされており、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層の膜厚が１．９μｍから１．６μｍに薄くなっている。ｎ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の膜厚が１００ｎｍから４００ｎｍに厚くなっている。Ａｌ0.04Ｇａ0.96Ｎのバンドギャップエネルギは３．５２ｅＶであり、Ｉｎ0.02Ａｌ0.09Ｇａ0.89Ｎのバンドギャップエネルギは３．５４ｅＶである。
　比較例の窒化物レーザダイオードＬＣ２は図８（ｂ）に示されるＬＤ構造を有する。レーザダイオードＬＣ２は、レーザダイオードＬＤ３と比べて、ｎ側クラッドの構造の点で異なる。レーザダイオードＬＣ２は、単一のｎ型Ｉｎ0.02Ａｌ0.09Ｇａ0.89Ｎクラッド層（厚さ２μｍ）８５からなるｎ側クラッド層を有する。
　レーザダイオードＬＤ３において、ＡｌＧａＮ層８１ａとＡｌＧａＮ層８１ｂとの界面にミスフィット転位が観測された。ミスフィット転位密度は２×１０4ｃｍ-1であった。一方、レーザダイオードＬＣ２のクラッド層はＩｎＡｌＧａＮからなるので、クラッド層に係る接合にはミスフィット転位は観測されなかった。
　レーザダイオードＬＤ３及びレーザダイオードＬＣ２のしきい値は、ほぼ８００ｍＡ程度であった。レーザダイオードＬＤ３にはミスフィット転位が導入されているけれども、レーザダイオードＬＤ３のしきい値は、ミスフィット転位を含まないレーザダイオードＬＣ２のしきい値とほぼ同等である。これ故に、レーザダイオードＬＤ３におけるクラッド領域内のミスフィット転位は、レーザストライプにおける光の導波に大きな影響を与えていない。
　レーザダイオードＬＤ３においてエピタキシャル基板のためのエピタキシャル成長が２．５時間程度である一方で、レーザダイオードＬＣ２においてエピタキシャル基板のためのエピタキシャル成長が３．７時間程度であった。これは、ＩｎＡｌＧａＮの成長に多くの時間を要することに起因する。これに対して、レーザダイオードＬＤ３では、ＡｌＧａＮ及びＩｎＡｌＧａＮの多層クラッドを採用する。これ故に、レーザダイオードＬＤ３では、２層クラッドの採用でレーザ特性を損なうことなく、スループットを向上できる。
　（実施例３）
この実施例では、図９に示されるレーザ構造ＬＤ４を作製する。７５度オフ角の主面を有するＧａＮ基板５１を準備する。このＧａＮ基板５１上に以下の窒化ガリウム系半導体膜を成長した：ｎ型ＧａＮバッファ層９１；ｎ型Ａｌ0.08Ｇａ0.92Ｎクラッド層（厚さ１．２μｍ）９２、ｎ型ＧａＮ光ガイド層（厚さ３００ｎｍ）９３、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ活性層（井戸層３ｎｍ、障壁層１５ｎｍ）９４、アンドープＧａＮ光ガイド層（厚さ５０ｎｍ）９５、ｐ型Ａｌ0.11Ｇａ0.89Ｎ電子ブロック層（厚さ１０ｎｍ）９６、ｐ型ＧａＮ光ガイド層（厚さ２５０ｎｍ）９７、ｐ型Ａｌ0.08Ｇａ0.92Ｎクラッド層（厚さ４００ｎｍ）９８及びｐ型ＧａＮコンタクト層（厚さ５０ｎｍ）９９。これらの成長によって、エピタキシャル基板Ｅ４が作製された。図９における半導体層の横幅は、当該半導体層の格子定数の大きさの関係を示す。
　図１０は、エピタキシャル基板における（２０－２４）の逆格子マッピングを示す図面である。Ｘ線の入射方向は、ｃ軸の傾斜方向に平行な方向である。ＧａＮ基板の回折スポットＳSUBに対してＡｌＧａＮクラッド層の回折スポットＳCLADがずれており、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層は格子緩和している。また、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層の回折スポットは、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層の回折スポットにほぼ重なっている。ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層は格子緩和している。また、ＧａＮ光ガイド層の回折スポットＳGUIDEがＧａＮ基板の回折スポットＳSUBに対してずれている。ＧａＮ光ガイド層は格子緩和している。ＧａＮ光ガイド層の回折スポットＳGUIDEが、ＡｌＧａＮクラッドの回折スポットＳCLADに対してＧａＮ基板の回折スポットＳSUBの方向にずれており、ＧａＮ光ガイド層及び発光層からなるコア半導体領域がＡｌＧａＮクラッド層上において緩和して、コア半導体領域の格子定数がＡｌＧａＮクラッドの制約から逃れている。図１０に示された逆格子マッピングは、レーザ構造ＬＤ４が３カ所の格子緩和を含むという点で、実施の形態に係るエピタキシャル構造を実証している。つまり、複数の回折スポットがｙ軸に平行な直線上に並んでいないので、これら３つの半導体は、格子整合の状態にない。
　好適な実施の形態において本発明の原理を図示し説明してきたが、本発明は、そのような原理から逸脱することなく配置および詳細において変更され得ることは、当業者によって認識される。本実施の形態では、ｘ本発明は、本実施の形態に開示された特定の構成に限定されるものではない。したがって、特許請求の範囲およびその精神の範囲から来る全ての修正および変更に権利を請求する。
　以上説明したように、本実施の形態によれば、非極性面上に形成される発光素子において光閉じ込め性を向上できると共に転位による光学ロスを低減できる窒化物半導体発光素子を提供することを目的とする。
１１…窒化物半導体発光素子、１３…支持基体、１３ａ…支持基体の主面、１３ｂ…支持基体の裏面、１５…コア半導体領域、１７…第１クラッド領域、１９…第２クラッド領域、Ｓ…直交座標系、ＶＣ…ｃ軸ベクトル、ＮＶ…法線ベクトル、Ｎｘ…法線軸、Ｃｘ…ｃ軸、２１…活性層、２３…キャリアブロック層、２５…ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層、２６…ｎ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層、２７ａ～２７ｆ…接合、３５…ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層、３６…ｐ型ＩｎＡｌＧａＮクラッド層、３１、３３、３７…窒化ガリウム系半導体層、３９…ｐ型コンタクト層、４１ａ…ｐ側電極、４１ｂ…ｎ側電極、４３…絶縁膜

Claims (20)

  1. 　窒化物半導体発光素子であって、
    　六方晶系窒化ガリウム半導体からなる支持基体と、
    　第１導電型窒化ガリウム系半導体からなる第１クラッド領域と、
    　第２導電型窒化ガリウム系半導体からなる第２クラッド領域と、
    　活性層及びキャリアブロック層を含むコア半導体領域と
    を備え、
    　前記六方晶系窒化ガリウム半導体のｃ軸は前記支持基体の前記主面の法線軸と異なる方向に向くと共に前記六方晶系窒化ガリウム半導体のｃ軸及び前記支持基体の前記法線軸によって規定される平面は所定の方向に延在しており、
    　前記コア半導体領域は、前記第１クラッド領域と前記第２クラッド領域との間に設けられ、
    　前記コア半導体領域、前記第１クラッド領域及び前記第２クラッド領域は前記支持基体の前記主面上に搭載されており、
    　前記第１クラッド領域は、ＡｌＧａＮクラッド層及びＩｎＡｌＧａＮクラッド層を含み、
    　前記第１クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層は前記第１クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層と前記活性層との間に設けられ、
    　前記第１クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層は前記コア半導体領域に接合を成す、ことを特徴とする窒化物半導体発光素子。
  2. 　前記第１クラッド領域において、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層と前記ＡｌＧａＮクラッド層との界面におけるミスフィット転位密度は前記コア半導体領域と前記第１クラッド領域との界面におけるミスフィット転位密度より大きい、ことを特徴とする請求項１に記載された窒化物半導体発光素子。
  3. 　前記第１クラッド領域において、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層と前記ＡｌＧａＮクラッド層との界面のミスフィット転位密度は１×１０4ｃｍ-1以上である、ことを特徴とする請求項２に記載された窒化物半導体発光素子。
  4. 　前記コア半導体領域と前記第１クラッド領域との界面のミスフィット転位密度は１×１０4ｃｍ-1未満である、ことを特徴とする請求項２又は請求項３に記載された窒化物半導体発光素子。
  5. 　前記第１クラッド領域において、前記ＡｌＧａＮクラッド層のＡｌ組成は０．０５以上であり、０．２以下である、ことを特徴とする請求項１～請求項４のいずれか一項に記載された窒化物半導体発光素子。
  6. 　前記第１クラッド領域において、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の厚さは前記ＡｌＧａＮクラッド層の厚さより薄い、ことを特徴とする請求項１～請求項５のいずれか一項に記載された窒化物半導体発光素子。
  7. 　前記第１クラッド領域において、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層のバンドギャップは前記ＡｌＧａＮクラッド層のバンドギャップ以下である、ことを特徴とする請求項１～請求項６のいずれか一項に記載された窒化物半導体発光素子。
  8. 　前記第１クラッド領域において、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の膜厚は０．０５μｍ以上であり、０．３μｍ以下であることを特徴とする請求項７に記載された窒化物半導体発光素子。
  9. 　前記第１クラッド領域において、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層のバンドギャップは前記ＡｌＧａＮクラッド層のバンドギャップ以上である、ことを特徴とする請求項１～請求項６のいずれか一項に記載された窒化物半導体発光素子。
  10. 　前記第１クラッド領域において、前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の膜厚は０．０５μｍ以上であり、１．０μｍ以下である、ことを特徴とする請求項９に記載された窒化物半導体発光素子。
  11. 　前記コア半導体領域は第１光ガイド層を含み、
    　前記第１光ガイド層は前記第１クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層と接合を成し、
    　前記第１クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層におけるＩｎＡｌＧａＮ固有の格子定数は前記コア半導体領域の前記第１光ガイド層の窒化ガリウム系半導体に固有の格子定数以下であり、
    　前記第１クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の格子定数は前記第１クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層の格子定数より大きい、ことを特徴とする請求項１～請求項１０のいずれか一項に記載された窒化物半導体発光素子。
  12. 　前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層はｃ軸の前記主面への投影方向に関して前記第１光ガイド層に格子整合する、ことを特徴とする請求項１１に記載された窒化物半導体発光素子。
  13. 　前記第１クラッド領域はｎ型導電性を有し、
    　前記第１クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層と前記支持基体との界面におけるミスフィット転位密度は前記コア半導体領域と前記第１クラッド領域との界面におけるミスフィット転位密度より大きい、ことを特徴とする請求項１～請求項１２のいずれか一項に記載された窒化物半導体発光素子。
  14. 　前記第１クラッド領域はｐ型導電性を有し、
    　当該窒化物半導体発光素子は、前記第１クラッド領域上に設けられたｐ型コンタクト層を更に備え、
    　前記コア半導体領域は第２光ガイド層及び電子ブロック層を含み、
    　前記第２光ガイド層は前記電子ブロック層と前記第１クラッド領域との間に設けられ、
    　前記電子ブロック層は前記第２光ガイド層と前記活性層との間に設けられる、ことを特徴とする請求項１～請求項１０のいずれか一項に記載された窒化物半導体発光素子。
  15. 　前記第１クラッド領域はｎ型導電性を有し、
    　前記第２クラッド領域はｐ型導電性を有し、
    　前記第２クラッド領域は、ＡｌＧａＮクラッド層及びＩｎＡｌＧａＮクラッド層を含み、
    　前記第２クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層は前記第２クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層と前記活性層との間に設けられ、
    　前記第２クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層は前記コア半導体領域に接合を成し、
    　前記第２クラッド領域の前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層の格子定数は前記第２クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層の格子定数より大きい、ことを特徴とする請求項１～請求項１１のいずれか一項に記載された窒化物半導体発光素子。
  16. 　前記第２クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層と前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層との界面におけるミスフィット転位密度は前記コア半導体領域と前記第２クラッド領域との界面におけるミスフィット転位密度より大きい、ことを特徴とする請求項１５に記載された窒化物半導体発光素子。
  17. 　前記第２クラッド領域の前記ＡｌＧａＮクラッド層と前記ＩｎＡｌＧａＮクラッド層との界面におけるミスフィット転位密度は１×１０4ｃｍ-1以上である、ことを特徴とする請求項１５又は請求項１６に記載された窒化物半導体発光素子。
  18. 　前記六方晶系窒化ガリウム半導体のｃ軸と前記支持基体の前記法線軸との成す角度は１０度以上であり、１７０度以下である、ことを特徴とする請求項１～請求項１７のいずれか一項に記載された窒化物半導体発光素子。
  19. 　前記角度は１０度以上８０度以下又は１００度以上１７０度以下である、ことを特徴とする請求項１～請求項１８のいずれか一項に記載された窒化物半導体発光素子。
  20. 　前記角度は６３度以上８０度以下又は１００度以上１１７度以下である、ことを特徴とする請求項１～請求項１９のいずれか一項に記載された窒化物半導体発光素子。
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