WO2010134229A1 - 窒化物半導体発光装置 - Google Patents

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WO2010134229A1
WO2010134229A1 PCT/JP2010/000262 JP2010000262W WO2010134229A1 WO 2010134229 A1 WO2010134229 A1 WO 2010134229A1 JP 2010000262 W JP2010000262 W JP 2010000262W WO 2010134229 A1 WO2010134229 A1 WO 2010134229A1
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WO
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film
light emitting
protective film
nitride semiconductor
aln
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PCT/JP2010/000262
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English (en)
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吉田真治
折田賢児
長谷川義晃
持田篤範
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パナソニック株式会社
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    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01S—DEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00—Semiconductor lasers
    • H01S5/30—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region
    • H01S5/32—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising PN junctions, e.g. hetero- or double- heterostructures
    • H01S5/323—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising PN junctions, e.g. hetero- or double- heterostructures in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser
    • H01S5/32308—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising PN junctions, e.g. hetero- or double- heterostructures in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser emitting light at a wavelength less than 900 nm
    • H01S5/32341—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising PN junctions, e.g. hetero- or double- heterostructures in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser emitting light at a wavelength less than 900 nm blue laser based on GaN or GaP
    • H—ELECTRICITY
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    • H01S5/02—Structural details or components not essential to laser action
    • H01S5/028—Coatings ; Treatment of the laser facets, e.g. etching, passivation layers or reflecting layers
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    • H01S5/028—Coatings ; Treatment of the laser facets, e.g. etching, passivation layers or reflecting layers
    • H01S5/0282—Passivation layers or treatments
    • H01S5/0283—Optically inactive coating on the facet, e.g. half-wave coating

Definitions

  • the present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device, and more particularly to a nitride semiconductor light emitting device in which a protective film is provided on a light emitting facet.
  • the semiconductor laser device is a light source for reproducing and recording optical disc media represented by a compact disc (CD), a digital versatile disc (DVD), a Blu-ray Disc (registered trademark) and the like.
  • CD compact disc
  • DVD digital versatile disc
  • Blu-ray Disc registered trademark
  • high-speed information recording operation is required, and in order to record a large amount of information in a short time, high output of the semiconductor laser device is indispensable.
  • the deterioration phenomenon in which the operating current gradually increases when the light output increases and the phenomenon in which the semiconductor laser device does not oscillate due to a phenomenon called optical destruction. Therefore, in order to realize high output, research and development for suppressing or preventing such deterioration of the semiconductor laser device is actively made. In particular, since drowning with optical destruction occurs at the front end face which is the light emission surface of the laser resonator, efforts have been made to make the protective film covering the resonator end face robust and stable. In general, the resonator end face of the semiconductor laser device is covered with a protective film, and performs control of reflectance on the resonator end face, prevention of foreign matter adhesion, and oxidation prevention of the resonator end face.
  • FIG. 16 shows a schematic cross-sectional configuration of the conventional nitride semiconductor laser device described in Patent Document 1.
  • the conventional nitride semiconductor laser device comprises a laser structure 100 comprising an active layer (light emitting layer) 102 and an n-type semiconductor layer 101 and a p-type semiconductor layer 103 sandwiching the active layer 102.
  • a p-side electrode 104 is formed on the p-type semiconductor layer 103
  • an n-side electrode 105 is formed on the n-type semiconductor layer 101.
  • a protective film 106 made of a metal oxide such as silicon oxide (SiO 2 ) or aluminum oxide (Al 2 O 3 ) is provided on the rear end surface of the laser structure 100 that functions as a mirror of the resonator.
  • a metal oxide such as silicon oxide (SiO 2 ) or aluminum oxide (Al 2 O 3 )
  • AlN aluminum nitride
  • Al 2 O 3 aluminum oxide
  • one of the causes of deterioration of the semiconductor laser device in increasing the output is the solid phase reaction between the first protective film 107 or the like and the end face of the semiconductor caused by the heat generation and light absorption of the laser structure 100, and each protection It is considered that an interface reaction at the facet of the resonator, such as residual oxygen in the film or oxygen in the package diffuses in the protective film and oxidizes the facet of the resonator as the laser oscillates.
  • each protective film is peeled off from the laser structure 100 or a crack or the like is generated in the laser structure 100 to cause physical destruction.
  • AlN which is the conventional first protective film 107 shown in FIG. 16, is a crystalline thin film, it is robust, has good thermal conductivity, and is an extremely excellent material as an end face coat film.
  • AlN is a nitride like a nitride semiconductor, a solid phase reaction with the laser structure 100 is also suppressed.
  • the AlN film has a large film stress, and a crack is easily generated due to the laser oscillation operation.
  • AlN has a light absorption band due to a defect or the like in the vicinity of a wavelength of 400 nm, and it is thought that light absorption at the time of laser oscillation causes heat generation and diffusion of oxygen.
  • Patent Document 2 describes the structure of an AlN film and the film forming method for reducing the film stress.
  • film stress is relaxed by laminating AlN films having crystal orientations different from each other, and cracking and film peeling due to heat generation are suppressed.
  • Patent Document 3 describes a configuration in which AlN added with a rare earth element is used as a protective film in order to suppress the diffusion of oxygen.
  • the rare earth element combines with oxygen, which makes it possible to suppress the diffusion of oxygen.
  • an AlN film to which such a rare earth element is added By using an AlN film to which such a rare earth element is added, oxidation and film peeling of the facets of the resonator are prevented, and optical breakdown and deterioration of the facets are suppressed, compared with the case of using a normal AlN film. Laser operation is possible.
  • the AlN film described in Patent Document 2 can suppress the occurrence of film peeling and cracking, it has a problem that optical breakdown occurs due to heat generation of the end surface or oxidation of the end surface caused by light absorption.
  • Patent Document 2 since AlN films having different crystal orientations are stacked, an interface is generated between AlN films having different crystal orientations, which is the source of light absorption.
  • the AlN film of Patent Document 1 is polycrystalline, and light absorption occurs at the interface between grains. Such light absorption by the AlN film causes heat generation at the facets of the resonator and diffusion of oxygen in the AlN film, leading to optical destruction, and thus causes a decrease in the reliability of the semiconductor laser device.
  • An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems and to obtain an end face protective film which does not absorb light at high output operation and does not cause optical destruction.
  • the present invention uses a nitride semiconductor light emitting device using a crystalline film made of a nitride containing aluminum as an end face protective film, and the crystalline film has a predetermined size and a crystal orientation plane. Is formed by an assembly of domains in which the inclination angle and the rotation angle are the same as each other. The definition of the domain will be described later.
  • the first nitride semiconductor light-emitting device is formed of a group III nitride semiconductor, and is formed so as to cover a semiconductor stack having a light emitting end face and a light emitting end face of the semiconductor stack.
  • the first protective film is a crystalline film made of a nitride containing aluminum, and the crystalline film has a plurality of domains in which the tilt angle and the rotation angle in the crystal orientation plane are the same as each other.
  • the boundary length of each domain per unit area is 7 ⁇ m ⁇ 1 or less.
  • the first protective film having crystallinity which is a nitride containing aluminum, has a boundary length of 7 ⁇ m ⁇ 1 or less per unit area, That is, the area of a single domain is large. As a result, the area of the interface between the domains per unit area is reduced and light absorption is reduced, so that heat generation and diffusion of oxygen during operation can be suppressed. As a result, a nitride semiconductor light emitting device having a high output and a long life can be realized.
  • a second nitride semiconductor light-emitting device comprises a semiconductor laminate comprising a group III nitride semiconductor and having a light-emitting end face, and a first protective film formed to cover the light-emitting end face of the semiconductor laminate.
  • the first protective film is a crystalline film made of a nitride containing aluminum, and the crystalline film is an assembly of a plurality of domains in which the tilt angle and the rotation angle in the crystal orientation plane are the same as each other.
  • the area of the domain facing the light transmission region of the light emitting end face among the plurality of domains is larger than the area of the light transmission region.
  • the crystalline first protective film made of a nitride containing aluminum is an aggregate of a plurality of domains in which the tilt angle and the rotation angle in the crystal orientation plane are the same as each other.
  • the area of the domain facing the light transmission region of the light emitting end face is larger than the area of the light transmission region. Therefore, the light emission light emitted from the light emission end face is not absorbed or scattered by the interface between the domains. Therefore, heat generation during operation and light loss due to diffusion and scattering of oxygen can be suppressed more reliably, so that a nitride semiconductor light emitting device with high output and long life can be realized.
  • the first protective film preferably has a single domain in which both the tilt angle and the rotation angle in the crystal orientation plane are within 2 °.
  • the first protective film may have a crystal structure having the same crystal axis orientation as that of the semiconductor stack.
  • the film stress that the first protective film exerts on the semiconductor stack can be reduced, so that it is possible to prevent film peeling and cracking of the first protective film.
  • the first protective film may have a crystal structure having a crystal axis orientation different from that of the semiconductor stack.
  • the light absorption coefficient of the first protective film can be made smaller.
  • the crystal structure of the semiconductor stack may be hexagonal, the light emitting end face may be m-plane, and the first protective film may be c-axis aligned.
  • the first or second nitride semiconductor light emitting device further includes a second protective film formed to cover the first protective film, and the second protective film is an amorphous film containing oxygen. May be
  • the nitride semiconductor light emitting device can obtain an end face protective film which has little light absorption even at the time of high power operation and does not cause optical destruction, and therefore can realize long life and high reliability.
  • FIG. 1A and FIG. 1B are schematic cross-sectional views in the order of steps showing the method for manufacturing a nitride semiconductor light emitting device according to the first embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing the nitride semiconductor light emitting device according to the first embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing the nitride semiconductor light emitting device according to the first embodiment of the present invention packaged.
  • FIG. 4 is a schematic perspective view showing the method of measuring the domain boundary length according to the present invention.
  • FIG. 5 (a) and 5 (b) are electron beam backscattering diffraction images of the first coat film (AlN film) made of AlN according to the first embodiment of the present invention
  • FIG. FIG. 5 (b) is a diffraction image of the c-axis oriented AlN film
  • FIG. 5 (b) is a diffraction image of the m-axis oriented AlN film.
  • FIG. 6 is a schematic perspective view showing an area for measuring the domain boundary length in the first coat film according to the first embodiment of the present invention.
  • FIGS. 7A to 7D are views showing two-dimensional EBSP maps in the case where the AlN films according to the first embodiment of the present invention are formed under different conditions.
  • FIG. 8 is a graph showing the relationship between the nitrogen flow rate at the time of film formation of the AlN film according to the first embodiment of the present invention and the domain boundary length.
  • FIG. 9 is a view showing a further preferable two-dimensional EBSP map of the AlN film according to the first embodiment of the present invention.
  • FIG. 10 is a graph showing extinction coefficient spectra formed at different nitrogen flow rates in the AlN film according to the first embodiment of the present invention.
  • FIG. 11 is a graph showing the case where the wavelength of the extinction coefficient spectrum formed at different nitrogen flow rates in the AlN film according to the first embodiment of the present invention is 405 nm.
  • FIG. 12 is a graph showing the relationship between the extinction coefficient and the domain boundary length when the wavelength of the AlN film according to the first embodiment of the present invention is 405 nm.
  • FIG. 13 is a graph showing the relationship between the optical breakdown light output and the domain boundary length of the nitride semiconductor light emitting device using the AlN film according to the first embodiment of the present invention as a protective film.
  • FIG. 14 is a view showing the light intensity distribution at the emission end face of the nitride semiconductor light emitting device according to the first embodiment of the present invention.
  • FIG. 15 is a graph showing the relationship between the strain given to the GaN-based semiconductor of the AlN film according to the present invention and the distance from the facet of the resonator.
  • FIG. 16 is a schematic sectional view showing a conventional nitride semiconductor laser device.
  • the nitride semiconductor light emitting device according to the first embodiment will be described as a gallium nitride (GaN) -based blue-violet laser device together with a method of manufacturing the same.
  • GaN gallium nitride
  • a semiconductor stack 50 made of a plurality of group III nitride semiconductors is formed on an n-type substrate 11 made of n-type GaN, for example, by metal organic chemical vapor deposition (MOCVD). Epitaxially grow.
  • MOCVD metal organic chemical vapor deposition
  • the concentration of Si having a thickness of about 1 ⁇ m and n-type dopant is 1 ⁇ 10 18 cm -3 n-type GaN layer 12, n-type cladding layer 13 consisting of n-type Al 0.05 Ga 0.95 N having a thickness of about 1.5 ⁇ m and a Si concentration of 5 ⁇ 10 17 cm -3 N-type light guide layer 14 made of n-type GaN with a thickness of about 0.1 ⁇ m and Si concentration of 5 ⁇ 10 17 cm -3 , multiple quantum well active layer 15 made of InGaN, thickness of about 0.1 ⁇ m p-type light guide layer 16 made of p-type GaN having a concentration of 1 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3 as a p-type dopant; p-type Al having a thickness of about 10 nm and an Mg concentration of 1 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3
  • the multiple quantum well active layer 15 is composed of a well layer of undoped InGaN with a thickness of about 3 nm and a barrier layer of undoped In 0.02 Ga 0.98 N with a thickness of 7 nm. Have a triple quantum well structure.
  • the In composition of the well layer is adjusted so that the oscillation wavelength is 405 nm.
  • the p-type superlattice cladding layer 18 is made of p-type Al 0.1 Ga 0.9 N and p-type GaN each having a Mg concentration of 1 ⁇ 10 19 cm ⁇ 3 and a thickness of about 2 nm. It has a superlattice structure, and the total film thickness is 0.5 ⁇ m.
  • a mask layer 20 made of SiO 2 is formed on the p-type contact layer 19.
  • the mask layer 20 is patterned into stripes extending in the ⁇ 1-100> direction with respect to the crystal axis of the n-type substrate 11 by the lithography method and the etching method.
  • the p-type contact layer 19 and the p-type superlattice cladding are dry-etched on the p-type contact layer 19 and the p-type superlattice cladding layer 18 using the mask layer 20 patterned in a stripe shape.
  • a striped ridge waveguide 50a extending in the ⁇ 1-100> direction of the crystal axis is formed.
  • the thickness (left film thickness) of the side portion of the ridge waveguide 50a in the p-type superlattice cladding layer 18 is about 0.1 ⁇ m.
  • the width of the lower portion of the ridge waveguide 50a is about 2 ⁇ m, and the width of the upper part of the ridge waveguide 50a is about 1.4 ⁇ m.
  • the mask layer 20 is removed, and thereafter, it is made of palladium (Pd) on the p-type contact layer 19 constituting the ridge waveguide 50a by lithography, vacuum evaporation or the like.
  • the P-side electrode 21 is formed.
  • the n-type substrate 11 is thinned (back side polishing) so as to be easily cleaved.
  • an N-side electrode 22 made of titanium (Ti) is formed on the back surface of the n-type substrate 11.
  • the n-type substrate 11 and the semiconductor laminate 50 are cleaved so that the length of the resonator formed below the ridge waveguide 50 a in the semiconductor laminate 50 is about 600 ⁇ m or about 800 ⁇ m.
  • an end surface mirror having a plane orientation of (1-100) is formed in the semiconductor laminate 50.
  • the negative sign "-" attached to the indices of the crystal axis and plane orientation conveniently represents the inversion of one index following the sign.
  • a coat film for preventing deterioration of the end face of the semiconductor laminate 50 and adjusting the reflectance of the end face is formed on each end face of the resonator.
  • a first coat film 23 made of aluminum nitride (AlN) is formed as a first protective film on the front end face from which laser light is emitted, and the first coat film 23 is formed.
  • an amorphous second coat film 24 is formed of aluminum oxide (Al 2 O 3 ) as a second protective film.
  • a multilayer coat film 25 is formed by laminating a plurality of pairs of aluminum oxide (Al 2 O 3 ) / zirconium oxide (ZrO 2 ).
  • the rear end face may have a structure in which a plurality of pairs of AlON / SiO 2 , Al 2 O 3 / SiO 2, or AlN / Al 2 O 3 are stacked, as long as a desired reflectance can be obtained.
  • an AlN film as the first end face particularly in contact with the rear end face, similarly to the front end face.
  • the AlN film is robust and excellent in thermal conductivity, and is suitable as a protective film even on the rear end face where there is no light emission.
  • the reflectance of the front end face is about 10%
  • the reflectance of the rear end face is about 90%.
  • the film thickness of each coating film on the front end face and the rear end face is appropriately designed so as to obtain a desired reflectance.
  • the first coat film 23 made of AlN according to the first embodiment is formed using electron cyclotron resonance (ECR) sputtering. Besides ECR sputtering, radio frequency (RF) sputtering or magnetron sputtering can be used.
  • ECR electron cyclotron resonance
  • RF radio frequency
  • the AlN constituting the first coating film 23 has reactivity as a target material of sputtering, a combination of a target material of AlN and nitrogen (N 2 ) gas, or a combination of a target material of Al and nitrogen gas. Film formation is possible by sputtering.
  • argon (Ar) as a reference gas and nitrogen gas as a reactive gas are used in combination with a metal target material made of Al whose purity can be easily increased by metal refining.
  • the film thickness of the first coat film 23 is set to about 6 nm. Since the AlN film has a large film stress, film peeling occurs when the AlN film is formed as a thick film of 50 nm or more on the cleavage end face of the semiconductor laminate 50. Further, in order to suppress heat generation due to light absorption, it is desirable to shorten the optical path length of light in the first coat film 23. From this also, the film thickness of the first coat film 23 must be 50 nm or less. On the other hand, when the AlN film is formed as a thin film of 3 nm or less, oxygen and the like easily permeate the AlN film, which causes oxidation of the end face of the semiconductor laminate 50. In addition, it is difficult to control the process of the thin film, and the film thickness may vary. From the above, the film thickness of the first coat film 23 made of AlN is desirably 3 nm or more and 50 nm or less.
  • FIG. 3 shows the semiconductor laser device 51 in a packaged state after the coat films 23, 24, 25 are formed.
  • a laser holding portion 52b of a stem 52 made of metal having a plurality of electrode terminals 52a formed on one surface and a laser holding portion 52b formed on the other surface.
  • a cap 53 made of metal is fixed to the stem 52 at a position facing the front end face of the semiconductor laser device 51 and covering the semiconductor laser device 51 and the laser holding portion 52b.
  • a glass plate 54 is fixed to the window 53a from the inside, and a space constituted by the stem 52 and the cap 53 is sealed.
  • the inside of the sealed cap 53 is filled with a gas 55 consisting of dry air free of water or a rare gas such as argon.
  • the first coat film 23 made of AlN according to the first embodiment is formed by ECR sputtering using a metal target material made of Al, and the flow rate of each gas under the film formation conditions At room temperature, argon (Ar) gas is 30 ml / min and nitrogen (N 2 ) gas is 5.2 ml / min.
  • the first coat film 23 obtained under the film forming conditions has a relatively large size of domains configured in the same orientation, and hence has a small extinction coefficient (light absorption coefficient) which is an index of light absorption of a substance. Therefore, heat generation due to light absorption during laser operation, diffusion of oxygen and oxidation of the end face are suppressed, and as a result, deterioration of the resonator end face can be prevented.
  • the crystal domains of the AlN film constituting the first coat film 23 will be described in detail.
  • the domain is defined as an aggregate of grains having the same crystal structure and the same orientation (crystal axis orientation) and having the same orientation plane and orientation angle.
  • the inventors of the present invention have found that the film size of ECR sputtering greatly affects the domain size of AlN.
  • the film forming conditions according to the present embodiment can obtain an AlN film having a large domain size
  • the film forming conditions for an AlN film having a large domain size are not limited thereto, and the present embodiment is an example.
  • a domain boundary length is defined as a parameter serving as an index of the domain size.
  • the domain boundary length is a parameter that represents the total distance of domain interfaces present per unit area.
  • a single domain is defined as a continuous region in which the tilt angle and the rotation angle of the orientation plane are the same in a crystal having the same orientation. If either the tilt angle or the rotation angle of the orientation plane is not the same, it is a different domain, and thus there is a boundary.
  • the total distance ( ⁇ m) per unit area ( ⁇ m ⁇ 2 ) of the boundary between the domains corresponds to the domain boundary length.
  • the fact that the value of the domain boundary length is large means that the domain area is small, in other words, the thin film is polycrystalline, and the variation in orientation is large.
  • the fact that the value of the domain boundary length is small means that the domain size is large, and it can be said that this is a thin film having high single crystallinity.
  • single domain is not completely synonymous with single grain.
  • the fact that the value of the domain boundary length is large corresponds to the large inhomogeneity of the crystal in film formation because there are so many domains. That is, a long domain boundary length means that the domain size is small and the grain size is also small.
  • the condition that the domains are not identical that is, the boundary condition to distinguish the domain boundary is required.
  • the case where the rotation angle and the inclination angle of the alignment surface are within 2 ° is defined as the same alignment domain.
  • the smaller the setting angle of the boundary condition for distinguishing the domain boundary the equal to a single domain and a single grain.
  • the setting angle is too small, even if it is a continuous single crystal film, it may be evaluated as a different domain due to a slight distortion, roughness or the like, which causes a measurement error. Therefore, it is desirable that the setting angle be larger than the measurement error of the method of measuring the crystal orientation of the domain.
  • the setting angle is too large, similar domains can not be distinguished, and the accuracy of the domain boundary length index is lost. Therefore, it is necessary to set the setting angle to a value corresponding to the spatial resolution and the variation in the measurement of the orientation.
  • the setting angle for distinguishing the domain boundary is 2 °, but it is not limited thereto as described above, and may be about 0.5 ° or more and less than 5 °.
  • the crystal orientation in the AlN film can be measured by Electron Back Scattering Diffraction Pattern (EBSD or EBSP).
  • EBSD Electron Back Scattering Diffraction Pattern
  • the EBSP method is a method of evaluating the crystalline orientation of a sample (thin film) by focusing and irradiating an electron beam on the surface of the sample and imaging a diffracted electron beam image scattered by the surface of the sample.
  • FIG. 4 The outline of the measuring method by EBSP method is shown in FIG.
  • a first coat film 23 made of AlN is formed on the front end face of a so-called laser bar 61 in which the wafer having the laser structure formed thereon is subjected to primary cleavage so that the resonator end face is exposed.
  • the film thickness of the first coat film 23 is 20 nm.
  • the electron beam incident for measurement is scattered by the lattice plane of the crystal, and the scattered electron beams interfere with each other and are strongly detected as a diffraction line 62.
  • FIGS. 5A and 5B show EBSP diffraction images of the first coat (AlN) film 23 showing different alignment axes.
  • FIG. 5 (a) corresponds to c-axis oriented AlN
  • FIG. 5 (b) shows measurement results corresponding to m-axis oriented AlN.
  • the electron beam is accelerated and irradiated to about 10 keV to 30 keV, and the convergence of the electron beam is about 20 nm to 50 nm.
  • the focused electron beam is scanned within a desired area to obtain a two-dimensional crystal orientation map.
  • a diffraction image of the scattered electron beam (diffracted ray 62) is taken by a CCD camera.
  • the scanning range of the electron beam is 1 ⁇ m ⁇ 1 ⁇ m, and the scanning interval of the electron beam is 10 nm. Further, the acceleration energy of the electron beam is 20 keV. In FIG. 4, the incident angle of the incident electron beam is measured at an inclination of 70 ° with respect to the sample laser bar 61.
  • FIG. 6 schematically shows a state in which the first coat film 23 is formed in the semiconductor laser device according to the first embodiment.
  • the measurement region of EBSP according to the present embodiment is the light emission region 23 a on the lower side of the ridge waveguide 50 a in the first coat film 23.
  • the area in which the end face deterioration and the optical destruction of the end face occur is limited to the light emitting area 23a and the peripheral portion. Therefore, the evaluation of the crystal orientation of the first coat film 23 may be performed centering on the light emission area 23a. However, if it is only the evaluation of the crystal orientation of the first coat film 23, it is not necessary to limit to the light emitting area 23a, and it may be anywhere on the end face of the semiconductor laminate 50.
  • FIGS. 7A to 7D show two-dimensional EBSP maps of the first coat film 23 made of AlN formed under four different film forming conditions.
  • domain boundaries in which the tilt angle or rotation angle of the crystal orientation plane differs by 2 ° or more are indicated by solid lines.
  • the measurement area is a square area of 1 ⁇ m on a side, and the respective domain boundary lengths are shown below each map.
  • argon (Ar) is used as a reference gas in all cases, and the flow rate of Ar gas is 20 ml / min (standard state).
  • the flow rate of nitrogen (N 2 ) gas as the reactive gas is 3.5 ml / min (standard state) in FIG. 7A, and 5.5 ml / min (FIG. 7B). In FIG. 7 (c), it is 10 ml / min (standard state), and in FIG. 7 (d), it is 15 ml / min (standard state).
  • ml / min (standard state) is a unit representing the flow rate of a gas
  • 1 ml / min (standard state) is a gas (standard state gas) converted at 0 ° C. and 1 atm for a certain gas. It represents a flow of 1 ml per minute.
  • the grain size of the AlN film formed under the film forming condition with the highest partial pressure of nitrogen shown in FIG. 7D is extremely small, and the domain boundary length is 138.6 ⁇ m ⁇ 1 . It shows a large value.
  • the domain boundary length tends to increase. That is, it is understood that the grain size tends to decrease as the nitrogen flow rate increases.
  • FIG. 8 shows the relationship between the flow rate of nitrogen and the boundary length of the domain when the flow rate of Ar gas is 20 ml / min (standard state). As described above, the domain boundary length increases as the nitrogen flow rate increases.
  • the applicant examined various film forming conditions under which the domain boundary length is further reduced.
  • the flow rate of Ar gas is set to 30 ml / min (standard state), and the flow rate of nitrogen gas is 5.2 ml (standard). It has been found that, in the state (1), it is possible to obtain an AlN film having a domain boundary length of 1 ⁇ m ⁇ 1 or less and having a very high single crystallinity.
  • FIG. 9 is a two-dimensional EBSP map of an AlN film obtained when the flow rate of Ar gas is 30 ml / min (standard state) and the flow rate of nitrogen gas is 5.2 ml (standard state).
  • the domain boundary length is as very small as 75 nm, and it can be seen that the film has extremely high single crystallinity.
  • the conditions for obtaining such an AlN film having high single crystallinity are not limited to the above.
  • FIG. 10 is an extinction coefficient spectrum obtained from the transmission spectrum of the AlN film.
  • FIG. 11 shows the relationship between the extinction coefficient and the nitrogen flow rate for light with a wavelength of 405 nm used in Blu-ray (registered trademark).
  • the extinction coefficient increases as the flow rate of nitrogen increases. Further, as shown in FIG. 11, it can be seen that the extinction coefficient for light with a wavelength of 405 nm also increases as the nitrogen flow rate increases. That is, when FIG. 8 is compared with FIGS. 10 and 11, it is understood that the extinction coefficient tends to increase as the value of the domain boundary length increases.
  • FIG. 12 shows the relationship between the domain boundary length and the extinction coefficient for light with a wavelength of 405 nm. It can be seen that the extinction coefficient increases rapidly when the domain boundary length is greater than 7 ⁇ m ⁇ 1 . That is, it can be seen that the longer the grain boundary length and hence the more micro domains, the greater the light absorption.
  • the origin of light absorption in the visible light region of the AlN film is an intermediate level derived from a defect inside a crystal, a grain boundary, and an interface between domains.
  • a large number of defects and dangling bonds are present at grain boundaries and at the interface between domains, which are considered to be the main factor of light absorption in the visible light region. For this reason, as shown in FIG. 12, it is considered that the light absorption tends to increase as the value of the domain boundary length increases.
  • FIG. 13 shows the relationship between the optical breakdown light output (COD) level and the domain boundary length after operating at a temperature of 70 ° C. for 600 hours in a constant operation reliability test with a light output of 160 mW.
  • COD optical breakdown light output
  • the domain boundary length of the AlN film required as the end face protective film needs to be 46 ⁇ m ⁇ 1 or less.
  • the domain boundary length is 7 [mu] m -1 or less.
  • the domain boundary length is an average index of the domain size in the AlN film, the actual facet destruction occurs in the light transmission region from which light is emitted. Therefore, if there is a domain boundary in the light transmission region, light absorption will occur.
  • the high reliability can be maintained when the domain boundary length is 7 ⁇ m ⁇ 1 or less because the density of the interface between the domains decreases and the number of domain interfaces present in the laser light transmission region decreases.
  • the area of the light transmission region in the first coat film of the semiconductor laser device according to the first embodiment is about 0.4 ⁇ m 2 .
  • the laser beam has a full width half maximum in the horizontal direction of about 1.0 ⁇ m and a full width half maximum in the vertical direction of 0.4 ⁇ m. Therefore, in a unit area of 1 ⁇ m 2 , 2.5 rectangles each having a long side of 1.0 ⁇ m and a short side of 0.4 ⁇ m are contained.
  • the maximum value of the domain boundary length at this time is 5.0 ⁇ m ⁇ 1 . In order for the domain size to be larger than the beam size of laser light, the domain boundary length must be 5 ⁇ m ⁇ 1 or less.
  • the domain size is 7 ⁇ m -1 or less, but in a high-power laser device, the domain size is larger, ie, AlN having high single crystallinity. A membrane is required.
  • the domain size may be larger than the beam size of laser light, and in the nitride semiconductor laser device according to the present embodiment, the domain boundary length is preferably 5.0 ⁇ m ⁇ 1 . In other words, an AlN film with a domain size larger than 0.4 ⁇ m 2 is desirable.
  • the domain boundary length of the AlN film according to the first embodiment is 75 nm as shown in FIG. 9, and as shown in FIG. 12, its extinction coefficient is as transparent as 0.002 or less, and its single crystal property is high. It is a membrane. As a result, as shown in FIG. 13, the optical breakdown light output after operating for 600 hours at a continuous operation light output of 160 mW maintains a very high level of 1200 mW.
  • a GaN-based semiconductor laser device is generally manufactured by epitaxial growth on a hexagonal crystal growth substrate in which the main surface is a c-plane of plane orientation.
  • the plane orientation of the cleavage plane is m-plane.
  • Aluminum nitride has the most stable hexagonal crystal structure and has the highest growth rate by c-axis growth, so c-axis growth can be performed on an underlayer in the amorphous state or on a substrate made of silicon (Si).
  • Si silicon
  • the underlayer is hexagonal and m-plane
  • the present inventors have found that it is possible to grow m-axis by increasing ion energy at the time of film formation.
  • the crystal orientation axis is c axis or m axis. Therefore, in the second embodiment, an example of forming a c-axis grown or m-axis grown AlN film having a small value of the domain boundary length will be described.
  • the reliability of the nitride semiconductor laser device is related to the domain boundary length of the crystal forming the protective film.
  • the extinction coefficient also increases as the value of the domain boundary length increases, regardless of whether the orientation of the protective film (the first coat film 23) is the m axis or the c axis, and the optical breakdown light output is It decreases with the operation time.
  • the stress given to the semiconductor stack 50 tends to be smaller in the m-axis orientation than in the c-axis orientation.
  • FIG. 15 shows the effect of strain in the m-axis direction on the GaN crystal when the m-axis oriented AlN film and the c-axis oriented AlN film are formed respectively on the m-plane of the GaN crystal by ECR sputtering. It represents.
  • a graph shown by a solid line represents an AlN film with m axis orientation
  • a graph shown by a broken line represents an AlN film with c axis orientation.
  • the flow rate of Ar gas at the time of forming an m-axis oriented AlN film is 8 ml / min (standard state), and the flow rate of N 2 gas is 5.5 ml / min (standard state).
  • This condition is an example of the film formation condition of the m-axis oriented AlN film found by the inventor of the present invention, and the film formation condition of the m-axis oriented AlN film is not limited to this.
  • the flow rate of Ar gas at the time of forming the c-axis oriented AlN film is 20 ml / min (standard state), and the flow rate of N 2 gas is 5.5 ml / min (standard state).
  • a first AlN film having a thin film thickness with m-axis orientation is formed as a lower film, and then an upper film is formed on the first AlN film.
  • a second AlN film with c-axis alignment may be formed to form an AlN film (first coat film) composed of two layers.
  • the c-axis is spontaneously oriented if it does not depend on the substrate.
  • a certain amount of energy is required to follow the crystal structure of the base, as in epitaxial growth. Therefore, in the case of the ECR sputtering method, a method of increasing the ion energy of Ar ions for assisting the film formation of the AlN film is effective. In order to increase the ion energy of Ar ions, it is sufficient to increase the RF power and microwave power for generating plasma.
  • the RF power and the microwave output are formed as 500 W to obtain the c-axis oriented AlN film. Therefore, by setting the RF power to 600 W, an m-axis oriented AlN film can be obtained.
  • the film is formed at a flow rate of Ar gas of 20 ml / min (standard state) or 30 ml / min (standard state). Therefore, in the second embodiment, the pressure of the entire chamber is reduced by reducing the flow rate of Ar gas to 8 to 10 ml / min (standard state), thereby generating Ar ions with higher ion energy. The assistance of this Ar ion makes it possible to obtain an m-axis oriented AlN film.
  • the orientation of the AlN film can be controlled by the film forming conditions, and an AlN film having higher single crystallinity can be obtained, so that a nitride semiconductor laser device having high reliability can be realized.
  • the present invention relates to a light emitting diode device using a group III nitride semiconductor It is also effective in improving the reliability of Also in the light emitting diode element, oxidation of the nitride semiconductor at the light emitting end face of the element and external diffusion of nitrogen occur during operation, so current leakage at the light emitting end face increases, leading to a decrease in light emission efficiency.
  • the present invention is not limited to a group III nitride semiconductor, and is effective for a semiconductor light emitting device using GaAs or InP. Also in these semiconductor light emitting devices, the oxidation of the semiconductor at the light emitting end face during operation and the external diffusion of semiconductor constituent atoms are the cause of the end face deterioration.
  • the nitride semiconductor light emitting device has an end face protective film which has little light absorption even at the time of high power operation and does not cause optical destruction, and has a long life and high reliability.
  • n-type substrate 12 n-type GaN layer 13 n-type cladding layer 14 n-type light guide layer 15 multiple quantum well active layer 16 p-type light guide layer 17 p-type electron block layer 18 p-type superlattice cladding layer 19 p-type contact layer 20 mask layer 21 P side electrode 22 N side electrode 23 first coat film 23 a light emitting area 24 second coat film 25 multilayer coat film 50 semiconductor laminated body 51 semiconductor laser device 50 a ridge waveguide 52 stem 52 a electrode terminal 52 b laser holding portion 53 Cap 53a Window 54 Glass Plate 55 Gas 61 Laser Bar 62 Diffraction Line

Abstract

　窒化物半導体装置は、III族窒化物半導体からなり、発光端面を有する半導体積層体（５０）と、該半導体積層体（５０）における発光端面を覆うように形成された第１コート膜（２３）とを有している。第１コート膜（２３）は、アルミニウムを含む窒化物からなる結晶性膜である。該結晶性膜は、結晶配向面における傾斜角度と回転角度とが互いに同一である複数のドメインの集合体からなり、単位面積当たりの各ドメインの境界の長さは、７μｍ－１以下である。

Description

窒化物半導体発光装置
　本発明は、窒化物半導体発光装置に関し、特に発光端面に保護膜を設けた窒化物半導体発光装置に関する。
　半導体発光装置のうち、半導体レーザ装置は、コンパクトディスク（ＣＤ）、デジタル汎用ディスク（ＤＶＤ）及びブルーレイディスク（Ｂｌｕ－ｒａｙ Ｄｉｓｃ）（登録商標）等に代表される光ディスクメディアの再生及び記録用の光源として広く使用されている。特に、高速度の情報記録動作が求められており、短時間で多くの情報を記録するために半導体レーザ装置の高出力化が必要不可欠となっている。
　しかしながら、一般に、半導体レーザ装置は、光出力が増大すると、動作電流が徐々に増加する劣化現象や、光学破壊と呼ばれる現象により半導体レーザ装置が発振しなくなる現象が知られている。従って、高出力化を実現するために、このような半導体レーザ装置の劣化を抑制又は防止する研究開発が活発になされている。特に光学破壊を伴う頓死は、レーザ共振器の光出射面であるフロント端面で生じるため、共振器端面を覆う保護膜の堅牢化及び安定化等の取り組みが行われている。一般に、半導体レーザ装置の共振器端面は保護膜により覆われており、該共振器端面における反射率の制御、異物の付着防止及び共振器端面の酸化防止を果たしている。
　図１６に、特許文献１に記載された従来の窒化物半導体レーザ装置の模式的な断面構成を示す。図１６に示すように、従来の窒化物半導体レーザ装置は、活性層（発光層）１０２と、該活性層１０２を挟むｎ型半導体層１０１及びｐ型半導体層１０３とからなるレーザ構造体１００を有している。ｐ型半導体層１０３にはｐ側電極１０４が形成され、ｎ型半導体層１０１にはｎ側電極１０５が形成されている。
　レーザ構造体１００における共振器のミラーとして機能するリア端面には、酸化ケイ素（ＳｉＯ２）又は酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）等の金属酸化物からなる保護膜１０６が設けられている。また、共振器のフロント端面には、第１の保護膜１０７として窒化アルミニウム（ＡｌＮ）が用いられ、第１の保護膜１０７の外側には第２の保護膜１０８として酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）が用いられている。
　ここで、高出力化における半導体レーザ装置の劣化原因の１つは、レーザ構造体１００の発熱と光吸収とによって生じる第１の保護膜１０７等と半導体の端面との固相反応や、各保護膜中の残留酸素又はパッケージ中の酸素がレーザ発振に伴って保護膜中を拡散して共振器端面を酸化する等の、共振器端面の界面反応が原因であると考えられている。
　また、レーザ発振時の発熱によって、レーザ構造体１００から各保護膜が剥がれたり、レーザ構造体１００にクラック等が生じたりして物理的な破壊が生じる。図１６に示す従来の第１の保護膜１０７であるＡｌＮは結晶性薄膜であるため、堅牢であり熱伝導性も良く、端面コート膜として非常に優れた材料である。その上、ＡｌＮは窒化物半導体と同様に窒化物であるため、レーザ構造体１００との固相反応も抑制される。
　しかしながら、ＡｌＮ膜は膜応力が大きく、レーザ発振動作によってクラックの発生等が生じやすい。また、ＡｌＮには波長が４００ｎｍの近辺に欠陥等に起因する光吸収帯が存在することが知られており、レーザ発振時の光吸収により、発熱及び酸素の拡散を引き起こすと考えられている。
　そこで、特許文献２には、膜応力を小さくするＡｌＮ膜の構成と成膜方法とが記載されている。特許文献２においては、互いに異なる結晶配向性を持つＡｌＮ膜を積層することによって膜応力を緩和し、発熱によるクラック及び膜剥がれを抑制している。
　また、特許文献３には、酸素の拡散を抑制するために、希土類元素を添加したＡｌＮを保護膜として用いる構成が記載されている。希土類をＡｌＮに添加することにより、希土類元素が酸素と結合して、酸素の拡散を抑制することが可能となる。このような希土類元素を添加したＡｌＮ膜を用いることにより、通常のＡｌＮ膜を用いる場合と比べて共振器端面の酸化及び膜剥がれを防ぎ、光学破壊や端面の劣化を抑制して、長時間のレーザ動作が可能となる。
特開２００７－３１８０８８号公報 特開２００８－１８２２０８号公報 特開２００８－１４７３６３号公報
　しかしながら、特許文献２に記載されたＡｌＮ膜は、膜剥がれやクラックの発生を抑制できるものの、端面の発熱や光吸収によって生じる端面の酸化等による光学破壊が発生するという問題がある。特許文献２においては、互いに結晶配向性が異なるＡｌＮ膜を積層しているため、異なる結晶配向性を持つＡｌＮ膜同士の間に界面が生じ、光吸収の起源となる。その上、特許文献１のＡｌＮ膜は多結晶質であり、グレイン同士の界面において光吸収が生じる。このようなＡｌＮ膜による光吸収は、共振器端面の発熱及びＡｌＮ膜中の酸素の拡散を引き起こして光学破壊につながるため、半導体レーザ装置の信頼性を低下させる原因となる。
　また、特許文献３に開示されている、イットリウム（Ｙ）等の希土類元素を添加したＡｌＮ膜においても、共振器端面の劣化や光学破壊が生じるという問題がある。これは、Ｙの添加によってＡｌＮ膜のグレインが微小化してグレイン界面の面積が増大することにより、ＡｌＮ膜の光吸収が増大するためと考えられる。このように、ＡｌＮ膜は結晶性膜であることから、熱及び光による劣化は小さいものの、光吸収による発熱及び酸素の拡散が共振器端面の劣化を引き起こすことから、半導体レーザ装置の寿命及びその信頼性を低下させる原因となる。
　本発明は、前記の問題を解決し、高出力動作時においても光吸収が少なく、光学破壊を起こさない端面保護膜を得られるようにすることを目的とする。
　前記の目的を達成するため、本発明は、窒化物半導体発光装置を、端面保護膜にアルミニウムを含む窒化物からなる結晶性膜を用い、該結晶性膜を所定の大きさで且つ結晶配向面における傾斜角度と回転角度とが互いに同一であるドメインの集合体により形成する構成とする。なお、ドメインの定義は後述する。
　具体的に、本発明に係る第１の窒化物半導体発光装置は、III族窒化物半導体からなり、発光端面を有する半導体積層体と、半導体積層体における発光端面を覆うように形成された第１の保護膜とを備え、第１の保護膜は、アルミニウムを含む窒化物からなる結晶性膜であり、結晶性膜は、結晶配向面における傾斜角度と回転角度とが互いに同一である複数のドメインの集合体からなり、単位面積当たりの各ドメインの境界の長さは、７μｍ－１以下である。
　第１の窒化物半導体発光装置によると、アルミニウムを含む窒化物からなる結晶性を有する第１の保護膜は、単位面積当たりの各ドメインの境界の長さが７μｍ－１以下であることから、すなわち単一ドメインの面積が大きい。これにより、単位面積当たりのドメイン同士の間の界面の面積が小さくなって、光吸収が小さくなるので、動作中の発熱及び酸素の拡散を抑制することができる。その結果、高出力で且つ長寿命の窒化物半導体発光装置を実現できる。
　本発明に係る第２の窒化物半導体発光装置は、III族窒化物半導体からなり、発光端面を有する半導体積層体と、半導体積層体における発光端面を覆うように形成された第１の保護膜とを備え、第１の保護膜は、アルミニウムを含む窒化物からなる結晶性膜であり、結晶性膜は、結晶配向面における傾斜角度と回転角度とが互いに同一である複数のドメインの集合体からなり、複数のドメインのうち発光端面の光透過領域と対向するドメインの面積は光透過領域の面積よりも大きい。
　第２の窒化物半導体発光装置によると、アルミニウムを含む窒化物からなる結晶性を有する第１の保護膜は、結晶配向面における傾斜角度と回転角度とが互いに同一である複数のドメインの集合体からなり、複数のドメインのうち発光端面の光透過領域と対向するドメインの面積は光透過領域の面積よりも大きい。これにより、発光端面から出射される発光光がドメイン同士の界面によって光吸収又は散乱されることがない。従って、動作中の発熱、酸素の拡散及び散乱による光損失をより確実に抑制できるため、高出力で且つ長寿命の窒化物半導体発光装置を実現できる。
　第１又は第２の窒化物半導体発光装置において、第１の保護膜は、結晶配向面における傾斜角度及び回転角度が共に２°以内である単一のドメインを有していることが好ましい。
　このようにすると、第１の保護膜における単一のドメインが大きくなって、界面の面積が小さくすることができる。
　第１又は第２の窒化物半導体発光装置において、第１の保護膜は、半導体積層体の結晶軸配向と同一の結晶軸配向を持つ結晶構造を有していてもよい。
　このようにすると、第１の保護膜が半導体積層体に与える膜応力を低減することができるため、第１の保護膜の膜剥がれ及びクラックの発生を防止することが可能となる。
　また、第１又は第２の窒化物半導体発光装置において、第１の保護膜は、半導体積層体の結晶軸配向と異なる結晶軸配向を持つ結晶構造を有していてもよい。
　このようにすると、第１の保護膜の光吸収係数をより小さくすることができる。
　第１又は第２の窒化物半導体発光装置において、半導体積層体の結晶構造は六方晶であり、発光端面はｍ面であり、第１の保護膜はｃ軸配向していてもよい。
　このようにすると、第１の保護膜による光吸収係数が小さくなる。
　第１又は第２の窒化物半導体発光装置は、第１の保護膜を覆うように形成された第２の保護膜をさらに備え、第２の保護膜は、酸素を含む非晶質膜であってもよい。
　このようにすると、非晶質の第２の保護膜によって、発光端面の応力が緩和されるため、第１の保護膜の膜剥がれ及びクラックの発生を抑制できる。
　本発明に係る窒化物半導体発光装置は、高出力動作時においても光吸収が少なく、光学破壊を起こさない端面保護膜を得られるため、長寿命で且つ高信頼性を実現することができる。
図１（ａ）及び図１（ｂ）は本発明の第１の実施形態に係る窒化物半導体発光装置の製造方法を示す工程順の模式的な断面図である。 図２は本発明の第１の実施形態に係る窒化物半導体発光装置を示す模式的な断面図である。 図３は本発明の第１の実施形態に係る窒化物半導体発光装置をパッケージした状態を示す模式的な断面図である。 図４は本発明に係るドメイン境界長の測定方法を示す模式的な斜視図である。 図５（ａ）及び図５（ｂ）は本発明の第１の実施形態に係るＡｌＮからなる第１のコート膜（ＡｌＮ膜）の電子線後方散乱回折像であり、図５（ａ）はｃ軸配向したＡｌＮ膜の回折像であり、図５（ｂ）はｍ軸配向したＡｌＮ膜の回折像である。 図６は本発明の第１の実施形態に係る第１のコート膜におけるドメイン境界長を測定する領域を示す模式的な斜視図である。 図７（ａ）～図７（ｄ）は本発明の第１の実施形態に係るＡｌＮ膜をそれぞれ異なる条件で成膜した場合の２次元ＥＢＳＰマップを示す図である。 図８は本発明の第１の実施形態に係るＡｌＮ膜の成膜時の窒素流量とドメイン境界長との関係を示すグラフである。 図９は本発明の第１の実施形態に係るＡｌＮ膜のさらに好ましい２次元ＥＢＳＰマップを示す図である。 図１０は本発明の第１の実施形態に係るＡｌＮ膜における異なる窒素流量で成膜した消衰係数スペクトルを示すグラフである。 図１１は本発明の第１の実施形態に係るＡｌＮ膜における異なる窒素流量で成膜した消衰係数スペクトルの波長が４０５ｎｍの場合を示すグラフである。 図１２は本発明の第１の実施形態に係るＡｌＮ膜の波長が４０５ｎｍの場合の消衰係数とドメイン境界長との関係を示すグラフである。 図１３は本発明の第１の実施形態に係るＡｌＮ膜を保護膜に用いた窒化物半導体発光装置の光学破壊光出力とドメイン境界長との関係を示すグラフである。 図１４は本発明の第１の実施形態に係る窒化物半導体発光装置の出射端面における光強度分布を示す図である。 図１５は本発明に係るＡｌＮ膜のＧａＮ系半導体に与える歪みと共振器端面からの距離との関係を示すグラフである。 図１６は従来の窒化物半導体レーザ装置を示す模式的な断面図である。
　（第１の実施形態）
　本発明の第１の実施形態について図面を参照しながら説明する。
　第１の実施形態に係る窒化物半導体発光装置を、窒化ガリウム（ＧａＮ）系青紫色レーザ装置として、その製造方法と共に説明する。
　まず、図１（ａ）に示すように、例えば有機金属気相堆積（ＭＯＣＶＤ）法により、ｎ型ＧａＮからなるｎ型基板１１の上に、複数のIII族窒化物半導体からなる半導体積層体５０をエピタキシャル成長する。
　具体的には、面方位のｃ面（＝（０００１）面）を主面とするｎ型基板１１の主面上に、厚さが約１μｍでｎ型ドーパントであるＳｉの濃度が１×１０１８ｃｍ－３のｎ型ＧａＮ層１２、厚さが約１．５μｍでＳｉの濃度が５×１０１７ｃｍ－３のｎ型Ａｌ０．０５Ｇａ０．９５Ｎからなるｎ型クラッド層１３、厚さが約０．１μｍでＳｉの濃度が５×１０１７ｃｍ－３のｎ型ＧａＮからなるｎ型光ガイド層１４、ＩｎＧａＮからなる多重量子井戸活性層１５、厚さが約０．１μｍでｐ型ドーパントであるＭｇの濃度が１×１０１９ｃｍ－３のｐ型ＧａＮからなるｐ型光ガイド層１６、厚さが約１０ｎｍでＭｇの濃度が１×１０１９ｃｍ－３のｐ型Ａｌ０．２Ｇａ０．８Ｎからなるｐ型電子ブロック層１７、ｐ型ＡｌＧａＮからなるｐ型超格子クラッド層１８及び厚さが約２０ｎｍでＭｇの濃度が１×１０２０ｃｍ－３のｐ型ＧａＮからなるｐ型コンタクト層１９を順次成長する。
　ここで、多重量子井戸活性層１５は、厚さが約３ｎｍのアンドープのＩｎＧａＮからなる井戸層と、厚さが７ｎｍのアンドープのＩｎ０．０２Ｇａ０．９８Ｎからなる障壁層とにより構成された三重量子井戸構造を有する。井戸層のＩｎ組成は、発振波長が４０５ｎｍとなるように調整されている。また、ｐ型超格子クラッド層１８は、それぞれＭｇの濃度が１×１０１９ｃｍ－３で且つ厚さが約２ｎｍの、ｐ型Ａｌ０．１Ｇａ０．９Ｎとｐ型ＧａＮとからなる超格子構造を有し、合計の膜厚は０．５μｍである。
　次に、図１（ｂ）に示すように、ｐ型コンタクト層１９の上に、ＳｉＯ２からなるマスク層２０を形成する。続いて、リソグラフィ法及びエッチング法により、マスク層２０をｎ型基板１１の結晶軸に対して＜１－１００＞方向に延びるストライプ状にパターニングする。続いて、ストライプ状にパターニングされたマスク層２０を用いて、ｐ型コンタクト層１９及びｐ型超格子クラッド層１８に対してドライエッチングを行うことにより、ｐ型コンタクト層１９及びｐ型超格子クラッド層１８に、結晶軸の＜１－１００＞方向に延びるストライプ状のリッジ導波路５０ａを形成する。ここで、ｐ型超格子クラッド層１８におけるリッジ導波路５０ａの側方部分の厚さ（残し膜厚）は約０．１μｍとしている。また、リッジ導波路５０ａの下部の幅は約２μｍとし、リッジ導波路５０ａの上部の幅は約１．４μｍとしている。
　次に、図２に示すように、マスク層２０を除去し、その後、リソグラフィ法及び真空蒸着法等により、リッジ導波路５０ａを構成するｐ型コンタクト層１９の上に、パラジウム（Ｐｄ）からなるＰ側電極２１を形成する。続いて、ｎ型基板１１をへき開が容易となるように薄膜化（裏面研磨）する。その後、ｎ型基板１１の裏面に、チタン（Ｔｉ）からなるＮ側電極２２を形成する。
　続いて、半導体積層体５０におけるリッジ導波路５０ａの下方に形成される共振器の長さが約６００μｍ又は約８００μｍとなるように、ｎ型基板１１及び半導体積層体５０をへき開する。このへき開により、半導体積層体５０には、面方位が（１－１００）面からなる端面ミラーが形成される。なお、本願明細書において、結晶軸及び面方位の指数に付した負の符号”－”は該符号に続く一の指数の反転を便宜的に表している。その後、共振器の各端面には、半導体積層体５０の端面の劣化を防止すると共に端面の反射率を調整するためのコート膜をそれぞれ形成する。
　具体的には、図２に示すように、レーザ光が出射するフロント端面には、第１の保護膜として窒化アルミニウム（ＡｌＮ）からなる第１コート膜２３を形成し、該第１コート膜２３の上には、第２の保護膜として酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）からなり、非晶質の第２コート膜２４を形成する。また、フロント端面と対向するリア端面には、酸化アルミニウム（Ａｌ２Ｏ３）／酸化ジルコニウム（ＺｒＯ２）とを複数対で積層した多層コート膜２５を形成する。但し、リア端面は、所望の反射率を得られる構成であれば、ＡｌＯＮ／ＳｉＯ２、Ａｌ２Ｏ３／ＳｉＯ２又はＡｌＮ／Ａｌ２Ｏ３を複数対で積層した構成としてもよい。ここで、リア端面においても、特にリア端面と接する第１の保護膜にはフロント端面と同様に、ＡｌＮ膜を用いることが望ましい。ＡｌＮ膜は堅牢で熱伝導性にも優れており、光出射がないリア端面においても、保護膜として適している。本実施形態においては、フロント端面の反射率を約１０％とし、リア端面の反射率は約９０％としている。なお、フロント端面及びリア端面の各コート膜の膜厚は、所望の反射率を得られるように適宜設計される。
　第１の実施形態に係るＡｌＮからなる第１コート膜２３は、電子サイクロトロン共鳴（ＥＣＲ）スパッタ法を用いて形成している。ＥＣＲスパッタ法の他に、高周波（ＲＦ）スパッタ法又はマグネトロンスパッタ法を用いることができる。
　ＥＣＲスパッタ法は、スパッタイオンが半導体積層体５０のへき開端面に直接に照射されないため、イオン照射が引き起こす半導体表面の結晶欠陥の密度を低減できる。このため、半導体レーザ装置における端面コートの成膜法として適している。なお、第１コート膜２３を構成するＡｌＮは、スパッタのターゲット材として、ＡｌＮからなるターゲット材と窒素（Ｎ２）ガスとの組み合わせ、又はＡｌからなるターゲット材と窒素ガスとの組み合わせによる反応性スパッタにより成膜が可能である。本実施形態においては、金属精錬により純度を容易に高めることができるＡｌからなる金属ターゲット材に、基準ガスとしてアルゴン（Ａｒ）と、反応性ガスとして窒素ガスとを組み合わせて用いている。
　第１コート膜２３の膜厚は、約６ｎｍに設定している。ＡｌＮ膜は膜応力が大きいことから、ＡｌＮ膜を半導体積層体５０のへき開端面に５０ｎｍ以上の厚膜で成膜すると膜剥がれが生じる。また、光吸収による発熱を抑えるには、第１コート膜２３中の光の光路長を短くすることが望ましく、このことからも第１コート膜２３の膜厚は５０ｎｍ以下でなければならない。一方、ＡｌＮ膜を３ｎｍ以下の薄膜として形成した場合には、ＡｌＮ膜を酸素等が透過しやすくなるため、半導体積層体５０の端面が酸化される要因となる。また、薄膜はプロセスの制御が困難であり、膜厚にばらつきが生じてしまう。以上から、ＡｌＮからなる第１コート膜２３の膜厚は３ｎｍ以上且つ５０ｎｍ以下が望ましい。
　図３に各コート膜２３、２４、２５を形成した後の、パッケージされた状態の半導体レーザ装置５１を示す。図３に示すように、半導体レーザ装置５１は、例えば、一の面に複数の電極端子５２ａが形成され、他の面にレーザ保持部５２ｂが形成された金属からなるステム５２のレーザ保持部５２ｂの上に固着されている。ステム５２には、半導体レーザ装置５１及びレーザ保持部５２ｂを覆うと共に、該半導体レーザ装置５１のフロント端面と対向する位置に窓部５３ａを有する金属からなるキャップ５３が固着されている。該窓部５３ａには、内側からガラス板５４が固着されて、ステム５２とキャップ５３とから構成される空間は密閉される。密閉されたキャップ５３の内部は、水分を含まない乾燥空気又はアルゴン等の希ガスからなる気体５５が充填されている。
　上述したように、第１の実施形態に係るＡｌＮからなる第１コート膜２３は、Ａｌからなる金属ターゲット材を用いたＥＣＲスパッタ法により成膜されており、その成膜条件における各ガスの流量は、それぞれ室温で、アルゴン（Ａｒ）ガスを３０ｍｌ／ｍｉｎとし、窒素（Ｎ２）ガスを５．２ｍｌ／ｍｉｎとしている。この成膜条件で得られる第１コート膜２３は、同一配向で構成されるドメインのサイズが相対的に大きくなるため、物質の光吸収の指数である消衰係数（光吸収係数）が小さい。従って、レーザ動作中の光吸収による発熱、酸素の拡散及び端面の酸化が抑制され、その結果、共振器端面の劣化を防ぐことができる。
　以下、第１コート膜２３を構成するＡｌＮ膜の結晶ドメインについて詳細に述べる。ここで、ドメインとは、同一の結晶構造及び同一の配向（結晶軸配向）を有し、その配向面及び配向角が同一であるグレインの集合体と定義する。本願発明者らは、ＥＣＲスパッタの成膜条件によってＡｌＮのドメインサイズが大きく影響を受けることを突き止めている。本実施形態に係る成膜条件は、ドメインサイズが大きいＡｌＮ膜を得られるものの、ドメインサイズが大きいＡｌＮ膜の成膜条件はこれに限られず、本実施形態は一例である。
　本願発明者らは、端面保護膜におけるドメインサイズと光学破壊出力との関係に相関があることを見出した。ここで、ドメインサイズの指標となるパラメータとして、ドメイン境界長を定義する。ドメイン境界長とは、単位面積当たりに存在するドメイン界面の総距離を表すパラメータである。ここで、単一ドメインとは、同一配向を有する結晶体において、配向面の傾斜角度及び回転角度が同一である連続した領域であると定義する。配向面の傾斜角度及び回転角度のうち、いずれか一方でも同一でなければ異なるドメインとし、従って、境界が存在することになる。このドメイン同士の間の境界の単位面積（μｍ－２）当たりの総距離（μｍ）がドメイン境界長に相当する。ドメイン境界長の値が大きいということは、ドメイン面積が小さいことを意味しており、言い換えると薄膜が多結晶であり、配向のばらつきが大きいということになる。一方、ドメイン境界長の値が小さいということは、ドメインサイズが大きいことを意味しており、単結晶性が高い薄膜であるといえる。ここで、単一ドメインは、単一グレインとは完全に同義ではない。しかし、ドメイン境界長の値が大きいということはそれだけ多くのドメインが存在することから、成膜における結晶の不均一性が大きいことに相当する。すなわち、ドメイン境界長が長いということは、ドメインサイズが小さく、グレインサイズも小さいことを意味している。
　ここで、ドメインが同一でないことの条件、すなわちドメイン境界を区別するための境界条件が必要となる。本実施形態においては、配向面の回転角度及び傾斜角度が２°以内の場合を同一配向ドメインと定義している。ドメイン境界を区別するための境界条件の設定角度が小さければ小さいほど、単一ドメインと単一グレインとは等しくなる。しかしながら、設定角度が小さ過ぎると、実際には連続な単結晶膜であったとしても、少しの歪みやラフネス等によって、異なるドメインと評価されてしまうため、測定誤差の原因となる。従って、設定角度は、ドメインの結晶配向を測定する手法の測定誤差よりも大きくなるような条件が望ましい。逆に、設定角度が大き過ぎると、類似するドメインの区別ができず、ドメイン境界長の指標の正確性が損なわれる。よって、設定角度は、配向性の測定における空間分解能及びばらつきに応じた値とする必要がある。
　なお、第１の実施形態においては、ドメイン境界を区別する設定角度を２°としたが、上述した通りこれには限られず、０．５°以上且つ５°未満程度であればよい。
　以下に、本実施形態に係る第１コート膜２３を構成するＡｌＮ膜におけるドメイン境界長の測定方法の詳細を説明する。ＡｌＮ膜における結晶配向性は、後方電子線散乱回折法（Electron Back Scattering Diffraction Pattern：ＥＢＳＤ又はＥＢＳＰ）によって測定できる。ＥＢＳＰ法とは、電子線ビームを試料表面に収束して照射し、試料表面により散乱される回折電子線像を撮像することにより、試料（薄膜）の結晶配向性を評価する手法である。
　図４にＥＢＳＰ法による測定方法の概略を示す。図４に示すように、レーザ構造が形成されたウェハを共振器端面が露出するように１次へき開した状態の、いわゆるレーザバー６１のフロント端面に、ＡｌＮからなる第１コート膜２３が成膜されている。ここでは、第１コート膜２３の膜厚を２０ｎｍとしている。測定用に入射された電子線は結晶の格子面で散乱され、散乱された電子線が互いに干渉して回折線６２として強く検出される。
　図５（ａ）及び図５（ｂ）に、互いに異なる配向軸を示す第１コート（ＡｌＮ）膜２３のＥＢＳＰ回折像を示す。図５（ａ）はｃ軸配向したＡｌＮと対応しており、図５（ｂ）はｍ軸配向したＡｌＮと対応する測定結果をそれぞれ表している。このように、同一の結晶構造であっても配向性の相違から回折パターンが異なるため、結晶の配向性を評価することができる。ここで、電子線は１０ｋｅＶ～３０ｋｅＶ程度に加速して照射しており、電子線の収束は２０ｎｍ～５０ｎｍ程度である。この収束された電子線を所望の面積内で走査して、２次元の結晶配向マップを得る。散乱電子線（回折線６２）の回折像はＣＣＤカメラによって撮像される。
　本実施形態に係るＥＢＳＰ測定法では、電子線の走査範囲を１μｍ×１μｍとし、電子線の走査間隔を１０ｎｍとしている。また、電子線の加速エネルギーは２０ｋｅＶとしている。図４において、入射電子線の入射角度は、試料であるレーザバー６１に対して７０°傾斜させて測定している。
　図６に第１の実施形態に係る半導体レーザ装置に、第１のコート膜２３を成膜した状態を模式的に示す。本実施形態に係るＥＢＳＰの測定領域は、第１のコート膜２３におけるリッジ導波路５０ａの下側の光出射領域２３ａである。第１のコート膜２３と接触する半導体積層体５０において、端面劣化及び端面の光学破壊が起こる領域は光出射領域２３ａとその周辺部分に限られている。このため、第１のコート膜２３の結晶配向性の評価についても、光出射領域２３ａを中心に行えばよい。但し、第１のコート膜２３の結晶配向性の評価のみであれば、光出射領域２３ａに限る必要はなく、半導体積層体５０の端面上であればどこでも構わない。
　図７（ａ）～図７（ｄ）に、４通りの異なる成膜条件で成膜したＡｌＮからなる第１コート膜２３の２次元ＥＢＳＰマップを示す。ここでは、結晶配向面の傾斜角度又は回転角度が２°以上異なるドメイン境界を実線で示している。前述したように、測定領域は１辺が１μｍの正方形領域であり、各マップの下にはそれぞれのドメイン境界長を示している。
　ＥＣＲスパッタの成膜条件として、基準ガスにはいずれもアルゴン（Ａｒ）を用いており、Ａｒガスの流量は２０ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）としている。一方、反応性ガスとしての窒素（Ｎ２）ガスの流量は、図７（ａ）においては、３．５ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）とし、図７（ｂ）においては、５．５ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）とし、図７（ｃ）においては、１０ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）とし、図７（ｄ）においては、１５ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）としている。なお、ここでｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）とは、気体の流量を表す単位であり、１ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）は、ある気体について０℃、１気圧の気体（標準状態の気体）換算で１分間当たり１ｍｌ流れることを表す。
　図７（ａ）に示す２次元ＥＢＳＰマップは、窒素の分圧が最も低い成膜条件であり、単位面積（１μｍ２）当たりのドメイン境界長は６．９９μｍ／μｍ２（＝μｍ－１）と小さい値であるのに対して、図７（ｄ）に示す窒素の分圧が最も高い成膜条件で成膜したＡｌＮ膜はグレインが極めて小さく、そのドメイン境界長は１３８．６μｍ－１と大きな値を示す。このように、窒素の流量が増加するのに伴ってドメイン境界長が増大する傾向がある。すなわち、窒素流量の増加に伴って、グレインサイズが小さくなる傾向があることが分かる。
　図８にＡｒガスの流量を２０ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）とした場合の窒素の流量とドメイン境界長との関係を示す。上述したように、窒素流量の増加に伴ってドメイン境界長が増大している。
　本願出願人は、ドメイン境界長がより一層小さくなるような成膜条件を種々検討し、その結果、Ａｒガスの流量を３０ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）とし、窒素ガスの流量を５．２ｍｌ（標準状態）とすれば、ドメイン境界長が１μｍ－１以下の、非常に単結晶性が高いＡｌＮ膜を得られることを見出した。
　図９はＡｒガスの流量を３０ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）とし、窒素ガスの流量を５．２ｍｌ（標準状態）とした場合に得られたＡｌＮ膜の２次元ＥＢＳＰマップである。この場合のドメイン境界長は７５ｎｍと非常に小さく、極めて単結晶性が高い膜であることが分かる。しかしながら、このような単結晶性が高いＡｌＮ膜を得られる条件は上記に限られない。
　次に、図７（ａ）～図７（ｄ）に示したＡｌＮ膜の消衰係数（光吸収係数）を調べた結果を示す。図１０は、ＡｌＮ膜の透過分光スペクトルから得られた消衰係数スペクトルである。また、図１１はブルーレイ（登録商標）で用いられる波長が４０５ｎｍの光における消衰係数と窒素流量との関係を示している。
　図１０に示すように、窒素の流量が増加するに従って消衰係数が増大することが分かる。また、図１１に示すように、波長が４０５ｎｍの光における消衰係数も窒素流量が増加するに従って大きくなることが分かる。すなわち、図８と、図１０及び図１１とを比較すると、ドメイン境界長の値が大きくなると消衰係数も大きくなる傾向があることが分かる。
　図１２にドメイン境界長と波長が４０５ｎｍの光における消衰係数との関係を示す。ドメイン境界長が７μｍ－１よりも大きくなると、消衰係数が急激に増大することが分かる。すなわち、グレイン境界長が長く、従って微小ドメインが多くなるほど、光吸収が大きくなることが分かる。一般に、ＡｌＮ膜の可視光領域における光吸収の起源は、結晶内部の欠陥、粒界及びドメイン同士の界面由来の中間準位であると考えられている。特に粒界及びドメイン同士の界面には、多数の欠陥及びダングリングボンドが存在し、可視光領域における光吸収の主要因になっていると考えられている。このため、図１２に示すように、ドメイン境界長の値が大きくなると、光吸収が大きくなる傾向が現れると考えられる。
　次に、ドメイン境界長と半導体レーザ装置の信頼性との関係について説明する。
　図１３は光出力が１６０ｍＷで一定の連続動作信頼性試験において、７０℃の温度下で６００時間動作させた後の光学破壊光出力（ＣＯＤ）レベルとドメイン境界長との関係を表している。図１３からは、ドメイン境界長が短くなるのに従って光学破壊光出力の値が大きくなり、高い信頼性を示すことが分かる。このようにドメイン境界長が短く、すなわちドメインサイズが大きいほど信頼性が高くなることが分かる。特にドメイン境界長が４６μｍ－１から７μｍ－１の領域にかけて、光学破壊光出力の値が急激に上昇しているのが分かる。
　上述したように、ドメイン境界長が長くなるとドメインサイズが小さくなり、光吸収が増大する。これはドメイン境界に存在する欠陥又はダングリングボンドに由来する中間準位の影響であると考えられる。一方、電極から注入されたキャリアもこのような中間準位が存在すると、非発光再結合が増加して発光効率が減少する。中間準位による光吸収も中間準位を介した非発光再結合も共に発熱を伴った過程であることから、共振器端面の温度上昇につながって端面破壊を引き起こすと考えられる。
　従って、図１２に示す関係から、ドメイン境界長が４６μｍ－１以下であれば、消衰係数は０．０１以下と非常に小さくなる。すなわち、端面保護膜として求められるＡｌＮ膜のドメイン境界長は４６μｍ－１以下である必要がある。
　さらに、図１３に示す関係から、光学破壊光出力はドメイン境界長が７μｍ－１以下であれば高いレベルが維持されるため、ドメイン境界長は７μｍ－１以下が望ましい。ドメイン境界長はＡｌＮ膜におけるドメインサイズの平均的な指標ではあるものの、実際の端面破壊は光が出射する光透過領域において起こる。このため、光透過領域にドメイン境界が存在すれば光吸収が起こることになる。ドメイン境界長が７μｍ－１以下で高い信頼性を維持できるのは、ドメイン同士の界面の密度が減少してレーザ光の透過領域に存在するドメイン界面が少なくなるためであると考えられる。
　ここで、図１４に示すように、第１の実施形態に係る半導体レーザ装置の第１のコート膜における光の透過領域の面積を測定すると０．４μｍ２程度である。面積が１μｍ２の単位面積に０．４μｍ２のドメインが２．５個存在する場合、そのドメイン境界長はどのような値になるかを以下に計算する。
　図１４から、レーザ光は水平方向の半値全幅が１．０μｍ程度であり、垂直方向の半値全幅が０．４μｍである。従って、面積が１μｍ２の単位面積中に長辺が１．０μｍで、短辺が０．４μｍの長方形が２．５個入ることになる。このときのドメイン境界長の最大値は５．０μｍ－１となる。ドメインサイズがレーザ光のビームサイズよりも大きくなるためには、ドメイン境界長が５μｍ－１以下でなければならない。先述のように、ドメインサイズは７μｍ－１以下であれば、高い信頼性を持つレーザ装置を得られるが、さらに高出力なレーザ装置においては、ドメインサイズはさらに大きい、すなわち単結晶性が高いＡｌＮ膜が求められる。このとき、ドメインサイズはレーザ光のビームサイズよりも大きくなればよく、本実施形態に係る窒化物半導体レーザ装置においては、ドメイン境界長は５．０μｍ－１が望ましい。言い換えると、ドメインサイズは０．４μｍ２よりも大きいＡｌＮ膜が望ましい。
　なお、第１の実施形態に係るＡｌＮ膜のドメイン境界長は、図９に示すように７５ｎｍであり、図１２に示すようにその消衰係数も０．００２以下と透明で単結晶性が高い膜である。これにより、図１３に示すように、連続動作光出力が１６０ｍＷで６００時間動作させた後の光学破壊光出力は１２００ｍＷと非常に高いレベルを維持している。
　（第２の実施形態）
　以下、本発明の第２の実施形態について図面を参照しながら説明する。
　ＧａＮ系半導体レーザ装置は、一般に、主面が面方位のｃ面である六方晶の結晶成長用基板にエピタキシャル成長して作製される。この場合、レーザ構造の共振器端面はへき開によって形成されるため、そのへき開面の面方位はｍ面となる。
　ｍ面を持つ共振器端面の上にＡｌＮ膜を成膜する場合は、成膜条件によって共振器端面の結晶構造と同一配向であるｍ軸成長と、共振器端面の結晶構造とは異なる配向であるｃ軸成長とを選択することが可能である。
　窒化アルミニウム（ＡｌＮ）は六方晶が最安定構造であり、ｃ軸成長による成長速度が最も大きいことから、アモルファス状態の下地層又はシリコン（Ｓｉ）からなる基板上には、ｃ軸成長することが知られている。しかしながら、本願発明者らは、下地層が六方晶であり且つｍ面の場合に、成膜時のイオンエネルギーを増大すると、ｍ軸成長させることが可能であることを突き止めた。
　ＡｌＮからなる保護膜において、結晶配向軸をｃ軸とするかｍ軸とするかは選択可能である。従って、第２の実施形態においては、ドメイン境界長の値が小さいｃ軸成長又はｍ軸成長したＡｌＮ膜の成膜例を説明する。
　窒化物半導体レーザ装置における信頼性は、保護膜を構成する結晶のドメイン境界長と関係があることは第１の実施形態で説明した。このとき、保護膜（第１コート膜２３）の配向性がｍ軸であるかｃ軸であるかに拘わらず、ドメイン境界長の値が大きいほど消衰係数も大きくなり、光学破壊光出力は動作時間と共に小さくなる。しかしながら、ｍ軸配向の方がｃ軸配向の場合と比べて半導体積層体５０に与えるストレスが小さくなる傾向があることを、以下に示す歪み解析の結果から得ている。
　図１５にＥＢＳＰ法によりｍ軸配向のＡｌＮ膜とｃ軸配向のＡｌＮ膜とに対して行った歪み解析の解析結果を示す。図１５は、ＧａＮ結晶のｍ面上にｍ軸配向したＡｌＮ膜とｃ軸配向したＡｌＮ膜とをＥＣＲスパッタ法によりそれぞれ成膜した場合の該ＧａＮ結晶に及ぼすｍ軸方向への歪みの影響を表している。ここで、実線で示すグラフがｍ軸配向のＡｌＮ膜を表し、破線で示すグラフがｃ軸配向のＡｌＮ膜を表している。ここで、ｍ軸配向のＡｌＮ膜を成膜する際のＡｒガスの流量は８ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）であり、Ｎ２ガスの流量は５．５ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）である。この条件は本願発明者が見出したｍ軸配向のＡｌＮ膜の成膜条件の一例であって、ｍ軸配向のＡｌＮ膜の成膜条件はこれに限られない。また、ｃ軸配向のＡｌＮ膜を成膜する際のＡｒガスの流量は２０ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）であり、Ｎ２ガスの流量は５．５ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）である。
　図１５からは、ｍ軸配向したＡｌＮ膜の方がｃ軸配向したＡｌＮ膜よりも歪みが小さいことが分かる。これは、ｍ軸配向したＡｌＮ膜には貫通転移が発生し、ストレスがｃ軸配向したＡｌＮ膜と比べて緩和しているためであると推測される。このことから、ｍ軸配向したＡｌＮ膜の方がｃ軸配向したＡｌＮ膜よりもＧａＮ結晶に与える応力の影響が小さいといえる。しかしながら、ＡｌＮ膜に貫通転移が発生するとドメイン境界長の値が大きくなるため、端面保護膜としてはｃ軸配向したＡｌＮ膜が適している。
　その上、貫通転移は膜厚が大きくなると発生しやすくなるため、下層膜としてｍ軸配向で膜厚が薄い第１のＡｌＮ膜を成膜し、次いで第１のＡｌＮ膜の上に上層膜としてｃ軸配向した第２のＡｌＮ膜を成膜して、２層からなるＡｌＮ膜（第１のコート膜）を形成してもよい。
　次に、ｍ軸配向又はｃ軸配向のＡｌＮ膜の成膜方法について説明する。
　前述したように、ＡｌＮ膜はｃ軸方向の成長速度が速いため、下地に依存しない場合は自発的にｃ軸配向する。ｍ面を主面とする基板上にＡｌＮ膜を成長させる場合は、エピタキシャル成長のように下地の結晶構造を踏襲するため、一定のエネルギーが必要となる。そこで、ＥＣＲスパッタ法の場合、ＡｌＮ膜の成膜をアシストするＡｒイオンのイオンエネルギーを増大する方法が有効である。Ａｒイオンのイオンエネルギーを増大するには、プラズマを発生させるためのＲＦパワー及びマイクロ波の出力を増大させればよい。
　第１の実施形態においては、ＲＦパワー及びマイクロ波出力を５００Ｗとして成膜し、ｃ軸配向のＡｌＮ膜を得ている。そこで、ＲＦパワーを６００Ｗに設定することにより、ｍ軸配向のＡｌＮ膜を得ることがきる。
　また、ｍ軸配向のＡｌＮ膜を得るには、成膜中のチャンバ内の圧力を下げることも有効である。本願発明者らは、上記のように、イオンの加速エネルギーが大きい方がＡｌＮ膜のｍ軸成長を促すことを明らかにした。例えば、第１の実施形態においては、Ａｒガスの流量を２０ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）又は３０ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）で成膜している。そこで、第２の実施形態においては、Ａｒガスの流量を８～１０ｍｌ／ｍｉｎ（標準状態）に流量を下げることによりチャンバ内全体の圧力を低下し、よりイオンエネルギーが大きいＡｒイオンを生成する。このＡｒイオンのアシストにより、ｍ軸配向したＡｌＮ膜を得ることができる。
　このように、成膜条件によってＡｌＮ膜の配向性を制御することが可能となり、より単結晶性が高いＡｌＮ膜を得られることから、高い信頼性を有する窒化物半導体レーザ装置を実現できる。
　なお、第１及び第２の各実施形態においては、III族窒化物、すなわちＧａＮ系半導体を用いた半導体レーザ装置を用いて説明したが、本発明はIII族窒化物半導体を用いた発光ダイオード素子の信頼性の向上にも有効である。発光ダイオード素子においても、素子の発光端面での窒化物半導体の酸化と窒素の外部拡散が動作中に生じるため、発光端面での電流リークが増大して、発光効率の低下を招くからである。
　また、本願発明は、III族窒化物半導体に限られず、ＧａＡｓ又はＩｎＰを用いた半導体発光装置に対しても有効である。これらの半導体発光装置においても、動作中における発光端面での半導体の酸化及び半導体構成原子の外部拡散が端面劣化の要因であるからである。
　本発明に係る窒化物半導体発光装置は、高出力動作時においても光吸収が少なく、光学破壊を起こさない端面保護膜を有しており、長寿命で且つ高信頼性の窒化物半導体発光装置等に有用である。
１１　　ｎ型基板
１２　　ｎ型ＧａＮ層
１３　　ｎ型クラッド層
１４　　ｎ型光ガイド層
１５　　多重量子井戸活性層
１６　　ｐ型光ガイド層
１７　　ｐ型電子ブロック層
１８　　ｐ型超格子クラッド層
１９　　ｐ型コンタクト層
２０　　マスク層
２１　　Ｐ側電極
２２　　Ｎ側電極
２３　　第１コート膜
２３ａ　光出射領域
２４　　第２コート膜
２５　　多層コート膜
５０　　半導体積層体
５１　　半導体レーザ装置
５０ａ　リッジ導波路
５２　　ステム
５２ａ　電極端子
５２ｂ　レーザ保持部
５３　　キャップ
５３ａ　窓部
５４　　ガラス板
５５　　気体
６１　　レーザバー
６２　　回折線

Claims (7)

  1. 　III族窒化物半導体からなり、発光端面を有する半導体積層体と、
    　前記半導体積層体における前記発光端面を覆うように形成された第１の保護膜とを備え、
    　前記第１の保護膜は、アルミニウムを含む窒化物からなる結晶性膜であり、
    　前記結晶性膜は、結晶配向面における傾斜角度と回転角度とが互いに同一である複数のドメインの集合体からなり、
    　単位面積当たりの前記各ドメインの境界の長さは、７μｍ－１以下である窒化物半導体発光装置。
  2. 　III族窒化物半導体からなり、発光端面を有する半導体積層体と、
    　前記半導体積層体における前記発光端面を覆うように形成された第１の保護膜とを備え、
    　前記第１の保護膜は、アルミニウムを含む窒化物からなる結晶性膜であり、
    　前記結晶性膜は、結晶配向面における傾斜角度と回転角度とが互いに同一である複数のドメインの集合体からなり、
    　前記複数のドメインのうち前記発光端面の光透過領域と対向するドメインの面積は、前記光透過領域の面積よりも大きい窒化物半導体発光装置。
  3. 　請求項１又は２において、
    　前記第１の保護膜は、前記結晶配向面における傾斜角度及び回転角度が共に２°以内である単一のドメインを有している窒化物半導体発光装置。
  4. 　請求項１又は２において、
    　前記第１の保護膜は、前記半導体積層体の結晶軸配向と同一の結晶軸配向を持つ結晶構造を有している窒化物半導体発光装置。
  5. 　請求項１～３のいずれか１項において、
    　前記第１の保護膜は、前記半導体積層体の結晶軸配向と異なる結晶軸配向を持つ結晶構造を有している窒化物半導体発光装置。
  6. 　請求項１～３及び５のいずれか１項において、
    　前記半導体積層体の結晶構造は六方晶であり、
    　前記発光端面はｍ面であり、
    　前記第１の保護膜はｃ軸配向している窒化物半導体発光装置。
  7. 　請求項１～６のいずれか１項において、
    　前記第１の保護膜を覆うように形成された第２の保護膜をさらに備え、
    　前記第２の保護膜は、酸素を含む非晶質膜である窒化物半導体発光装置。
PCT/JP2010/000262 2009-05-20 2010-01-19 窒化物半導体発光装置 WO2010134229A1 (ja)

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