JP2002100838A - Nitride semiconductor light-emitting element and optical device - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a nitride semiconductor light-emitting element having little color blur of luminescence and high luminous efficiency. SOLUTION: The nitride semiconductor light-emitting element contains a luminescent layer 106, having a quantum well structure made up of alternately laminated quantum well layers and barrier layers. The quantum well layer consists of a nitride semiconductor which includes at least In. The barrier layer consists of the nitride semiconductor layer which includes at least As, P or Sb.

Description

【発明の詳細な説明】DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION

【０００１】[0001]

【発明の属する技術分野】本発明は、発光効率の高い窒
化物半導体発光素子とこれを利用した光学装置に関する
ものである。[0001] 1. Field of the Invention [0002] The present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device having high luminous efficiency and an optical device using the same.

【０００２】[0002]

【従来の技術】従来から、窒化物半導体は、発光素子や
ハイパワー半導体デバイスとして利用または研究されて
いる。窒化物半導体発光素子の場合、その発光層に含ま
れる井戸層はインジウムを含有するＩｎＧａＮであり、
そのＩｎ含有率を調整することにより、青色から橙色ま
での広い色範囲内の発光素子を作製することができる。
近年では、その窒化物半導体発光素子の特性を利用し
て、青色や緑色の発光ダイオードや、青紫色の半導体レ
ーザなどが開発されている。2. Description of the Related Art Conventionally, nitride semiconductors have been used or studied as light emitting devices or high power semiconductor devices. In the case of a nitride semiconductor light emitting device, the well layer included in the light emitting layer is InGaN containing indium,
By adjusting the In content, a light-emitting element having a wide color range from blue to orange can be manufactured.
In recent years, blue and green light-emitting diodes, blue-violet semiconductor lasers, and the like have been developed utilizing the characteristics of the nitride semiconductor light-emitting device.

【０００３】[0003]

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、少なく
ともＩｎを含む窒化物半導体量子井戸層を利用して発光
素子を作製する場合、Ｉｎを含む窒化物半導体は化学的
熱平衡状態が非常に不安定であることから、Ｉｎ含有率
の高い領域と低い領域とに相分離（濃度分離）されやす
く、これが発光素子の発光色斑の要因となっている。ま
た、濃度分離によるＩｎ含有率の高い領域は非発光領域
になりやすく、このことが発光効率の低下をも招いてい
る。However, when a light emitting device is manufactured using a nitride semiconductor quantum well layer containing at least In, the nitride semiconductor containing In has a very unstable chemical thermal equilibrium state. For this reason, phase separation (concentration separation) is likely to occur between a region having a high In content and a region having a low In content, which is a cause of luminescent color spots of the light emitting element. Further, a region having a high In content due to concentration separation tends to be a non-light-emitting region, which also causes a decrease in luminous efficiency.

【０００４】そこで、本発明では、少なくともＩｎを含
有する窒化物半導体からなる量子井戸層を含む窒化物半
導体発光素子において、その井戸層の相分離を抑制する
ことによって、その発光色斑を防止しかつ発光効率を向
上させることを主目的としている。Accordingly, in the present invention, in a nitride semiconductor light emitting device including a quantum well layer made of a nitride semiconductor containing at least In, the phase separation of the well layer is suppressed to prevent the emission color unevenness. The main purpose is to improve the luminous efficiency.

【０００５】[0005]

【課題を解決するための手段】本発明によれば、窒化物
半導体発光素子は、量子井戸層と障壁層とが交互に積層
された量子井戸構造を有する発光層を含み、量子井戸層
は少なくともＩｎを含む窒化物半導体からなり、障壁層
は少なくともＡｓ、Ｐ、またはＳｂを含む窒化物半導体
層からなることを特徴としている。According to the present invention, a nitride semiconductor light emitting device includes a light emitting layer having a quantum well structure in which quantum well layers and barrier layers are alternately laminated, and the quantum well layer has at least a quantum well layer. The barrier layer is made of a nitride semiconductor layer containing at least As, P, or Sb.

【０００６】このように、光を発する作用を生じる発光
層は量子井戸層と障壁層とを含んでおり、量子井戸層は
障壁層に比べて小さなエネルギバンドギャップを有して
いる。[0006] As described above, the light-emitting layer that produces the light-emitting action includes the quantum well layer and the barrier layer, and the quantum well layer has a smaller energy band gap than the barrier layer.

【０００７】窒化物半導体発光素子は基板を含み、発光
層の両主面のうちでその基板に近い第１主面に接する第
１隣接半導体層と基板から遠い第２主面に接する第２隣
接半導体層との少なくとも一方は、Ａｌを含む窒化物半
導体からなることが好ましい。第１隣接半導体層または
第２隣接半導体層と直接接しているのは、量子井戸層で
あることが好ましい。The nitride semiconductor light emitting device includes a substrate, and a first adjacent semiconductor layer in contact with a first main surface close to the substrate among both main surfaces of the light emitting layer and a second adjacent semiconductor layer in contact with a second main surface far from the substrate. At least one of the semiconductor layers is preferably made of a nitride semiconductor containing Al. Preferably, the quantum well layer directly contacts the first adjacent semiconductor layer or the second adjacent semiconductor layer.

【０００８】発光層は、２層以上で１０層以下の井戸層
を含んでいることが好ましい。量子井戸層は、０．４ｎ
ｍ以上で２０ｎｍ以下の厚さを有していることが好まし
い。障壁層は、１ｎｍ以上で２０ｎｍ以下の厚さを有し
ていることが好ましい。It is preferable that the light emitting layer includes two or more and ten or less well layers. 0.4 n quantum well layer
It preferably has a thickness of not less than m and not more than 20 nm. The barrier layer preferably has a thickness of 1 nm or more and 20 nm or less.

【０００９】障壁層においては、Ａｓ原子の添加量は１
×１０¹⁸／ｃｍ³以上でありかつＶ族元素中のＡｓ原子
含有率が２０％以下であることが好ましい。また、障壁
層において、Ｐ原子の添加量は１×１０¹⁹／ｃｍ³以上
でありかつＶ族元素中のＰ原子含有率が２５％以下であ
ることが好ましい。さらに、障壁層において、Ｓｂ原子
の添加量は１×１０¹⁷／ｃｍ³以上でありかつＶ族元素
中のＳｂ原子含有率が１５％以下であることが好まし
い。In the barrier layer, the amount of As atoms added is 1
It is preferable × 10 ¹⁸ / cm ³ or more at and and As atoms content in the group V element is 20% or less. In the barrier layer, it is preferable that the addition amount of P atoms is 1 × 10 ¹⁹ / cm ³ or more and the P atom content in the group V element is 25% or less. Further, in the barrier layer, it is preferable that the addition amount of Sb atoms is 1 × 10 ¹⁷ / cm ³ or more and the content of Sb atoms in the group V element is 15% or less.

【００１０】井戸層と障壁層の少なくとも一方は、Ｓ
ｉ、Ｏ、Ｓ、Ｃ、Ｇｅ、Ｚｎ、Ｃｄ、およびＭｇから選
択された少なくとも１種のドーパントが添加されている
ことが好ましい。そのようなドーパントの添加量は、１
×１０¹⁶〜１×１０²⁰／ｃｍ³の範囲内にあることが好
ましい。At least one of the well layer and the barrier layer is formed of S
It is preferable that at least one dopant selected from i, O, S, C, Ge, Zn, Cd, and Mg is added. The addition amount of such a dopant is 1
It is preferably in the range of × 10 ¹⁶ to 1 × 10 ²⁰ / cm ³ .

【００１１】窒化物半導体発光素子の基板材料として
は、ＧａＮが好ましく用いられ得る。以上のような窒化
物半導体発光素子は、光情報読出装置、光情報書込装
置、光ピックアップ装置、レーザプリンタ装置、プロジ
ェクタ装置、表示装置、白色光源装置などの種々の光学
装置において好ましく用いられ得るものである。As a substrate material for the nitride semiconductor light emitting device, GaN can be preferably used. The nitride semiconductor light emitting device as described above can be preferably used in various optical devices such as an optical information reading device, an optical information writing device, an optical pickup device, a laser printer device, a projector device, a display device, and a white light source device. Things.

【００１２】[0012]

【発明の実施の形態】本発明の実施の形態のより具体的
な例として、種々の実施例が以下において説明される。DESCRIPTION OF THE PREFERRED EMBODIMENTS Various examples will be described below as more specific examples of the embodiments of the present invention.

【００１３】一般に、窒化物半導体結晶層を成長させる
際には、ＧａＮ、サファイア、６Ｈ−ＳｉＣ、４Ｈ−Ｓ
ｉＣ、３Ｃ−ＳｉＣ、Ｓｉ、スピネル（ＭｇＡｌ₂Ｏ₄）
などが基板材料として用いられる。ＧａＮ基板と同様
に、窒化物半導体からなる他の基板をも用いることもで
き、たとえばＢ_wＡｌ_xＧａ_yＩｎ_zＮ（０≦ｗ≦１、０≦
ｘ≦１、０≦ｙ≦１、０≦ｚ≦１、ｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＝
１）基板を用いることもできる。窒化物半導体レーザの
場合では、垂直横モードの単峰化のためにはクラッド層
よりも屈折率の低い層がそのクラッド層の外側に接して
いる必要があり、ＡｌＧａＮ基板を用いることが好まし
い。また、Ｂ_wＡｌ_xＧａ_yＩｎ_zＮ基板のＮが約１０％以
下の範囲内でＡｓ、Ｐ、またはＳｂのいずれかの元素で
置換されてもよい。さらに、Ｓｉ、Ｏ、Ｃｌ、Ｓ、Ｃ、
Ｇｅ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｍｇ、またはＢｅが基板にドーピン
グされてもよい。ｎ型窒化物半導体基板のためには、こ
れらのドーピング剤のうちでＳｉ、Ｏ、およびＣｌが特
に好ましい。Generally, when growing a nitride semiconductor crystal layer, GaN, sapphire, 6H-SiC, 4H-S
iC, 3C-SiC, Si, spinel (MgAl ₂ O ₄ )
Are used as the substrate material. Like the GaN substrate, also it can also use other substrate made of nitride semiconductor, for example, _{B w Al x Ga y In z} N (0 ≦ w ≦ 1,0 ≦
x ≦ 1, 0 ≦ y ≦ 1, 0 ≦ z ≦ 1, w + x + y + z =
1) A substrate can also be used. In the case of the nitride semiconductor laser, a layer having a lower refractive index than the cladding layer needs to be in contact with the outside of the cladding layer in order to make the vertical and transverse modes unimodal, and it is preferable to use an AlGaN substrate. _{Also, B w Al x Ga y In} z N substrate of N is As in the range of about 10% or less, it may be substituted with any element of P or Sb,. Further, Si, O, Cl, S, C,
The substrate may be doped with Ge, Zn, Cd, Mg, or Be. For an n-type nitride semiconductor substrate, among these dopants, Si, O and Cl are particularly preferred.

【００１４】以下の実施例においては上述のような基板
のうちで主にサファイア基板と窒化物半導体のＣ面｛０
００１｝基板について説明されるが、その基板の主面と
なる面方位としては、Ｃ面のほかに、Ａ面｛１１−２
０｝、Ｒ面｛１−１０２｝、またはＭ面｛１−１００｝
を用いてもよい。また、それらの面方位から２度以内の
オフ角度を有する基板であれば、その上に成長させられ
る半導体結晶層の表面モフォロジが良好になる。In the following embodiments, the sapphire substrate and the nitride semiconductor C-plane ｛0
A description will be given of a 001 、 substrate. The plane orientation that is the main surface of the substrate is not only the C plane but also the A plane {11-2}.
0 °, R plane {1-102}, or M plane {1-100}
May be used. In addition, if the substrate has an off angle of 2 degrees or less from the plane orientation, the surface morphology of the semiconductor crystal layer grown thereon becomes good.

【００１５】窒化物半導体結晶層を成長させる方法とし
ては、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ）、分子線エピ
タキシ法（ＭＢＥ）、ハイドライド気相成長法（ＨＶＰ
Ｅ）などが一般的に利用される。これらの中でも、作製
される窒化物半導体層の結晶性や生産性を考慮すれば、
基板としてはＧａＮまたはサファイアを使用し、結晶成
長方法としてはＭＯＣＶＤ法を利用するのが最も一般的
である。As a method of growing a nitride semiconductor crystal layer, metal organic chemical vapor deposition (MOCVD), molecular beam epitaxy (MBE), hydride vapor deposition (HVP)
E) is generally used. Among them, considering the crystallinity and productivity of the nitride semiconductor layer to be manufactured,
Most commonly, GaN or sapphire is used as the substrate, and MOCVD is used as the crystal growth method.

【００１６】（実施例１）以下において、本発明の実施
例１による窒化物半導体レーザダイオード素子が、図１
を参照しつつ説明される。Embodiment 1 Hereinafter, a nitride semiconductor laser diode device according to Embodiment 1 of the present invention will be described with reference to FIG.
Will be described with reference to FIG.

【００１７】図１の模式的な断面図に示された実施例１
による窒化物半導体レーザダイオード素子は、Ｃ面（０
００１）サファイア基板１００、ＧａＮバッファ層１０
１、ｎ型ＧａＮコンタクト層１０２、ｎ型Ｉｎ_0.07Ｇａ
_0.93Ｎクラック防止層１０３、ｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎク
ラッド層１０４、ｎ型ＧａＮ光ガイド層１０５、発光層
１０６、ｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ遮蔽層１０７、ｐ型Ｇａ
Ｎ光ガイド層１０８、ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9クラッド層１
０９、ｐ型ＧａＮコンタクト層１１０、ｎ型電極１１
１、ｐ型電極１１２、およびＳｉＯ₂誘電体膜１１３を
含んでいる。すなわち、本実施例では、サファイア基板
上にバッファ層、マイナス電荷の電子を供給するｎ型
層、発光層、そしてプラス電荷の正孔を供給するｐ型層
の順でレーザ構造が作製される。Embodiment 1 shown in a schematic sectional view of FIG.
The nitride semiconductor laser diode device according to
001) Sapphire substrate 100, GaN buffer layer 10
1, n-type GaN contact layer 102, n-type In _0.07 Ga
_0.93 N crack preventing layer 103, n-type Al _0.1 Ga _0.9 N cladding layer 104, n-type GaN light guide layer 105, light emitting layer 106, p-type Al _0.2 Ga _0.8 N shielding layer 107, p-type Ga
N light guide layer 108, p-type Al _0.1 Ga _0.9 cladding layer 1
09, p-type GaN contact layer 110, n-type electrode 11
1, a p-type electrode 112 and a SiO ₂ dielectric film 113. That is, in this embodiment, a laser structure is formed on a sapphire substrate in the order of a buffer layer, an n-type layer for supplying negatively charged electrons, a light emitting layer, and a p-type layer for supplying positively charged holes.

【００１８】図１のレーザダイオード素子を作製する場
合、まずＭＯＣＶＤ装置内へサファイア基板１００をセ
ットし、Ｖ族元素のＮ用原料としてのＮＨ₃（アンモニ
ア）とＩＩＩ族元素のＧａ用原料としてのＴＭＧａ（ト
リメチルガリウム）を利用して、比較的低い５５０℃の
基板温度の下でＧａＮバッファ層１０１を２５ｎｍの厚
さに成長させる。次に、上記のＮ用とＧａ用の原料に加
えてＳｉＨ₄（シラン）をも添加して、１０５０℃の温
度の下でｎ型ＧａＮコンタクト層１０２（Ｓｉ不純物濃
度：１×１０¹⁸／ｃｍ³）を３μｍの厚さに成長させ
る。続いて、基板温度を７００℃ないし８００℃程度に
下げ、ＩＩＩ族元素のＩｎ用原料としてＴＭＩｎ（トリ
メチルインジウム）を利用して、ｎ型Ｉｎ_0.07Ｇａ_0.93
Ｎクラック防止層１０３を４０ｎｍの厚さに成長させ
る。再び基板温度を１０５０℃に上げて、ＩＩＩ族元素
のＡｌ用原料としてＴＭＡｌ（トリメチルアルミニウ
ム）を利用して厚さ０．８μｍのｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ
クラッド層１０４（Ｓｉ不純物濃度：１×１０¹⁸／ｃｍ
³）を成長させ、続いてｎ型ＧａＮ光ガイド層１０５
（Ｓｉ不純物濃度：１×１０¹⁸／ｃｍ³）を０．１μｍ
の厚さに成長させる。When manufacturing the laser diode element shown in FIG. 1, first, a sapphire substrate 100 is set in a MOCVD apparatus, and NH ₃ (ammonia) as a source material for N of a group V element and a Ga source material of a group III element are used. The GaN buffer layer 101 is grown to a thickness of 25 nm at a relatively low substrate temperature of 550 ° C. using TMGa (trimethylgallium). Next, SiH ₄ (silane) is added in addition to the above-mentioned N and Ga raw materials, and the n-type GaN contact layer 102 (Si impurity concentration: 1 × 10 ¹⁸ / cm) is formed at a temperature of 1050 ° C. ³ ) is grown to a thickness of 3 μm. Subsequently, the substrate temperature is lowered to about 700 ° C. to 800 ° C., and n-type In _0.07 Ga _0.93
The N crack preventing layer 103 is grown to a thickness of 40 nm. The substrate temperature was raised again to 1050 ° C., and 0.8 μm-thick n-type Al _0.1 Ga _0.9 N using TMAl (trimethylaluminum) as a raw material for group III element Al.
Cladding layer 104 (Si impurity concentration: 1 × 10 ¹⁸ / cm
³ ), followed by n-type GaN light guide layer 105
(Si impurity concentration: 1 × 10 ¹⁸ / cm ³ ) to 0.1 μm
Grow to a thickness of

【００１９】その後、基板温度が８００℃に下げられ、
厚さ８ｎｍのＧａＮ_0.99Ｐ_0.01障壁層の複数と厚さ４ｎ
ｍのＩｎ_0.18Ｇａ_0.82Ｎ井戸層の複数とが交互に積層さ
れた多重量子井戸構造を有する発光層１０６を形成す
る。この実施例では、発光層１０６は障壁層で開始して
障壁層で終了する多重量子井戸構造を有し、３層（３周
期）の量子井戸層を含んでいる。これらの障壁層と井戸
層の成長の際には、それらの両方が１×１０¹⁸／ｃｍ³
のＳｉ不純物濃度を有するように、ＳｉＨ₄が添加され
た。なお、障壁層と井戸層の成長の間または井戸層と障
壁層の成長の間に、１秒以上で１８０秒以下の成長中断
期間を挿入してもよい。こうすることによって、障壁層
と井戸層の平坦性が向上し、発光半値幅を小さくするこ
とができる。Thereafter, the substrate temperature is lowered to 800 ° C.
Multiple GaN _{0.99 P0.01} barrier layers with a thickness of 8 nm and a thickness of 4 n
A light emitting layer 106 having a multiple quantum well structure in which a plurality of m In _0.18 Ga _0.82 N well layers are alternately stacked is formed. In this embodiment, the light emitting layer 106 has a multiple quantum well structure starting at the barrier layer and ending at the barrier layer, and includes three (three periods) quantum well layers. During the growth of these barrier layers and well layers, both of them are 1 × 10 ¹⁸ / cm ³
SiH ₄ was added so as to have a Si impurity concentration of Note that a growth interruption period of 1 second or more and 180 seconds or less may be inserted between the growth of the barrier layer and the well layer or between the growth of the well layer and the barrier layer. By doing so, the flatness of the barrier layer and the well layer is improved, and the light emission half width can be reduced.

【００２０】発光層１０６を形成した後には、基板を再
び１０５０℃まで昇温して、厚さ２０ｎｍのｐ型Ａｌ
_0.2Ｇａ_0.8Ｎ遮蔽層１０７、厚さ０．１μｍのｐ型Ｇａ
Ｎ光ガイド層１０８、厚さ０．５μｍのｐ型Ａｌ_0.1Ｇ
ａ_0.9Ｎクラッド層１０９、および厚さ０．１μｍのｐ
型ＧａＮコンタクト層１１０を順次成長させる。なお、
ｐ型不純物としては、ＥｔＣＰ₂Ｍｇ（ビスエチルシク
ロペンタジエニルマグネシウム）を利用して５×１０¹⁹
〜２×１０²⁰／ｃｍ³の濃度でＭｇが添加され得る。After forming the light emitting layer 106, the temperature of the substrate is raised again to 1050 ° C. and the p-type Al having a thickness of 20 nm is formed.
_0.2 Ga _0.8 N shielding layer 107, 0.1 μm thick p-type Ga
N light guide layer 108, 0.5 μm thick p-type Al _0.1 G
a _0.9 N cladding layer 109 and 0.1 μm thick p
The GaN contact layer 110 is sequentially grown. In addition,
As the p-type impurity, 5 × 10 ¹⁹ using EtCP ₂ Mg (bisethylcyclopentadienyl magnesium) is used.
Mg may be added at a concentration of ２2 × 10 ²⁰ / cm ³ .

【００２１】ｐ型ＧａＮコンタクト層１１０におけるｐ
型不純物濃度は、ｐ型電極１１２との接合面に近づくに
従って高められることが好ましい。そうすれば、ｐ型電
極との間のコンタクト抵抗がより低減され得る。また、
ｐ型層内におけるｐ型不純物であるＭｇの活性化を妨げ
る残留水素を除去するために、ｐ型層の成長中に微量の
酸素を混入させてもよい。In the p-type GaN contact layer 110, p
It is preferable that the concentration of the type impurity be increased as approaching the junction surface with the p-type electrode 112. Then, the contact resistance with the p-type electrode can be further reduced. Also,
A small amount of oxygen may be mixed during the growth of the p-type layer in order to remove residual hydrogen that hinders activation of Mg that is a p-type impurity in the p-type layer.

【００２２】ｐ型ＧａＮコンタクト層１１０の成長後、
ＭＯＣＶＤ装置のリアクタ内の全ガスを窒素キャリアガ
スとＮＨ₃に代えて、６０℃／分の冷却速度で温度を降
下させる。基板温度が８００℃に低下した時点でＮＨ₃
の供給を停止し、その８００℃の基板温度を５分間維持
してから室温まで冷却させる。なお、このような一時的
な基板の保持温度は６５０℃から９００℃の範囲内であ
ることが好ましく、保持時間は３分から１０分の範囲内
であることが好ましい。また、その保持温度から室温ま
での冷却速度は、３０℃／分以上であることが好まし
い。After the growth of the p-type GaN contact layer 110,
The temperature is lowered at a cooling rate of 60 ° C./min, replacing all the gas in the reactor of the MOCVD apparatus with nitrogen carrier gas and NH ₃ . When the substrate temperature drops to 800 ° C., NH ₃
Is stopped, the substrate temperature at 800 ° C. is maintained for 5 minutes, and then cooled to room temperature. Note that such a temporary substrate holding temperature is preferably in the range of 650 ° C. to 900 ° C., and the holding time is preferably in the range of 3 minutes to 10 minutes. Further, the cooling rate from the holding temperature to room temperature is preferably 30 ° C./min or more.

【００２３】こうして形成された成長膜の表面をラマン
測定によって評価したところ、従来の窒化物半導体膜で
利用されているｐ型化アニールを行なわなくても、成長
直後において既にｐ型の特性を示していた。また、ｐ型
電極１１２を形成したときに、そのコンタクト抵抗も低
減していた。これにｐ型化アニールを適用すれば、さら
にＭｇの活性化率が向上する。When the surface of the growth film thus formed was evaluated by Raman measurement, it showed p-type characteristics immediately after the growth without performing the p-type annealing used in the conventional nitride semiconductor film. I was Also, when the p-type electrode 112 was formed, the contact resistance was also reduced. If p-type annealing is applied to this, the activation rate of Mg is further improved.

【００２４】次に、ＭＯＣＶＤ装置から取出したエピタ
キシャルウェハをレーザダイオード素子に加工するプロ
セスについて説明する。Next, a process for processing an epitaxial wafer taken out of the MOCVD apparatus into a laser diode element will be described.

【００２５】まず、反応性イオンエッチング装置を用い
てｎ型ＧａＮコンタクト層１０２の一部を露出させ、こ
の露出部分上にＨｆ／Ａｕの順の積層からなるｎ型電極
１１１を形成する。このｎ型電極１１１の材料として
は、Ｔｉ／Ａｌ、Ｔｉ／Ｍｏ、Ｈｆ／Ａｌなどの積層を
用いることもできる。Ｈｆは、ｎ型電極のコンタクト抵
抗を下げるのに有効である。ｐ型電極部分では、サファ
イア基板１００の＜１−１００＞方向に沿ってストライ
プ状にエッチングを行ない、ＳｉＯ₂誘電体膜１１３を
蒸着し、ｐ型ＧａＮコンタクト層１１０を露出させ、Ｐ
ｄ／Ａｕの順序の積層を蒸着し、こうして幅２μｍのリ
ッジストライプ状のｐ型電極１１２を形成する。このｐ
型電極の材料としては、Ｎｉ／Ａｕ、またはＰｄ／Ｍｏ
／Ａｕなどの積層を用いることもできる。First, a part of the n-type GaN contact layer 102 is exposed using a reactive ion etching apparatus, and an n-type electrode 111 composed of a stack of Hf / Au is formed on the exposed part. As a material of the n-type electrode 111, a laminate of Ti / Al, Ti / Mo, Hf / Al, or the like can be used. Hf is effective in lowering the contact resistance of the n-type electrode. In the p-type electrode portion, etching is performed in a stripe shape along the <1-100> direction of the sapphire substrate 100, an SiO ₂ dielectric film 113 is deposited, the p-type GaN contact layer 110 is exposed,
A stack in the order of d / Au is deposited, thus forming a ridge stripe-shaped p-type electrode 112 having a width of 2 μm. This p
The material of the mold electrode is Ni / Au or Pd / Mo.
/ Au or the like may be used.

【００２６】最後に、劈開またはドライエッチングを利
用して、共振器長が５００μｍのファブリ・ペロー共振
器を作製する。この共振器長は、一般に３００μｍから
１０００μｍの範囲内にあることが好ましい。共振器の
ミラー端面は、サファイア基板のＭ面と一致するように
形成される（図２参照）。劈開とレーザ素子のチップ分
割は、図２中の破線２Ａと２Ｂに沿って基板側からスク
ライバを用いて行なわれる。こうすることによって、レ
ーザ端面の平面性が得られるとともにスクライブによる
削り滓がエピタキシャル層の表面に付着しないので、発
光素子の歩留りが良好になる。Finally, a Fabry-Perot resonator having a resonator length of 500 μm is manufactured by using cleavage or dry etching. This resonator length is generally preferably in the range of 300 μm to 1000 μm. The mirror end face of the resonator is formed so as to coincide with the M plane of the sapphire substrate (see FIG. 2). Cleaving and chip division of the laser element are performed using a scriber from the substrate side along broken lines 2A and 2B in FIG. By doing so, the flatness of the laser end face can be obtained, and the swarf due to the scribe does not adhere to the surface of the epitaxial layer, so that the yield of the light emitting element is improved.

【００２７】なお、レーザ共振器の帰還法としては、フ
ァブリ・ペロー型に限られず、一般に知られているＤＦ
Ｂ（分布帰還）型、ＤＢＲ（分布ブラグ反射）型なども
用い得ることはいうまでもない。The feedback method of the laser resonator is not limited to the Fabry-Perot type, but is generally known as a DF.
It goes without saying that a B (distributed feedback) type, a DBR (distributed Bragg reflection) type, or the like can also be used.

【００２８】ファブリ・ペロー共振器のミラー端面を形
成した後には、そのミラー端面にＳｉＯ₂とＴｉＯ₂の誘
電体膜を交互に蒸着し、７０％の反射率を有する誘電体
多層反射膜を形成する。この誘電体多層反射膜として
は、ＳｉＯ₂／Ａｌ₂Ｏ₃などの多層膜を用いることもで
きる。After the mirror end face of the Fabry-Perot resonator is formed, SiO ₂ and TiO ₂ dielectric films are alternately deposited on the mirror end face to form a dielectric multilayer reflective film having a reflectance of 70%. I do. As the dielectric multilayer reflective film, a multilayer film such as SiO ₂ / Al ₂ O ₃ can be used.

【００２９】なお、ｎ型ＧａＮコンタクト層１０２の一
部を反応性イオンエッチングを用いて露出させたのは、
絶縁性のサファイア基板１００が使用されているからで
ある。したがって、ＧａＮ基板またはＳｉＣ基板のよう
な導電性を有する基板を使用する場合には、ｎ型ＧａＮ
層１０２の一部を露出させる必要はなく、その導電性基
板の裏面上にｎ型電極を形成してもよい。また、上述の
実施例では基板側から複数のｎ型層、発光層、複数のｐ
型層の順に結晶成長させているが、逆に複数のｐ型層、
発光層、および複数のｎ型層の順に結晶成長させてもよ
い。The reason why a part of the n-type GaN contact layer 102 is exposed by using the reactive ion etching is as follows.
This is because the insulating sapphire substrate 100 is used. Therefore, when using a substrate having conductivity, such as a GaN substrate or a SiC substrate, n-type GaN
It is not necessary to expose a part of the layer 102, and an n-type electrode may be formed on the back surface of the conductive substrate. In the above-described embodiment, a plurality of n-type layers, a light-emitting layer,
Although the crystal is grown in the order of the type layers, a plurality of p-type layers
The crystal may be grown in the order of the light emitting layer and the plurality of n-type layers.

【００３０】次に、上述のようなレーザダイオードチッ
プをパッケージに実装する方法について述べる。まず、
上述のような発光層を含むレーザダイオードがその特性
を生かして高密度記録用光ディスクに適した青紫色（波
長４１０ｎｍ）の高出力（５０ｍＷ）レーザとして用い
られる場合、サファイア基板は熱伝導率が低いので、放
熱対策に注意を払わなければならない。たとえば、Ｉｎ
半田材を用いて半導体接合を下側にしてチップをパッケ
ージ本体に接続することが好ましい。また、パッケージ
本体やヒートシンク部に直接にチップを取付けるのでは
なくて、Ｓｉ、ＡｌＮ、ダイヤモンド、Ｍｏ、ＣｕＷ、
ＢＮ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｆｅなどの良好な熱伝導性を有する
サブマウントを介して接合させてもよい。Next, a method for mounting the above-described laser diode chip in a package will be described. First,
When a laser diode including a light emitting layer as described above is used as a blue-violet (wavelength 410 nm) high-power (50 mW) laser suitable for an optical disk for high-density recording by utilizing its characteristics, the sapphire substrate has low thermal conductivity. Therefore, attention must be paid to heat dissipation measures. For example, In
It is preferable to connect the chip to the package body by using a solder material with the semiconductor junction on the lower side. Also, instead of directly attaching the chip to the package body or heat sink, Si, AlN, diamond, Mo, CuW,
The bonding may be performed via a submount having good thermal conductivity such as BN, Cu, Au, or Fe.

【００３１】他方、熱伝導率の高いＳｉＣ基板、窒化物
半導体基板（たとえばＧａＮ基板）、またはＧａＮ厚膜
基板（たとえば図１４に示す基板１４００の種基板１４
０１を研削除去したもの）上に前述の発光層を含む窒化
物半導体レーザダイオードを作製した場合には、たとえ
ばＩｎ半田材を用いて半導体接合を上側にしてパッケー
ジ本体に接続することが好ましい。この場合にも、パッ
ケージ本体やヒートシンク部に直接チップの基板を取付
けるのではなくてＳｉ、ＡｌＮ、ダイヤモンド、Ｍｏ、
ＣｕＷ、ＢＮ、Ｃｕ、Ａｕ、Ｆｅなどのサブマウントを
介して接続してもよい。On the other hand, a SiC substrate having a high thermal conductivity, a nitride semiconductor substrate (for example, a GaN substrate), or a GaN thick film substrate (for example, seed substrate 14 of substrate 1400 shown in FIG. 14)
In the case where a nitride semiconductor laser diode including the above-described light-emitting layer is manufactured on the surface of the semiconductor laser diode (which is obtained by grinding 01), it is preferable that the semiconductor junction is connected to the package body with the semiconductor junction on the upper side using, for example, an In solder material. Also in this case, instead of directly mounting the chip substrate on the package body or the heat sink, Si, AlN, diamond, Mo,
The connection may be made via a submount of CuW, BN, Cu, Au, Fe, or the like.

【００３２】以上のようにして、発光層中の障壁層にＡ
ｓ、Ｐ、またはＳｂを含む窒化物半導体を用いたレーザ
ダイオードを作製することができる。As described above, A is added to the barrier layer in the light emitting layer.
A laser diode using a nitride semiconductor containing s, P, or Sb can be manufactured.

【００３３】次に、上述の実施例のレーザダイオードに
含まれる発光層１０６に関連してさらに詳細に説明す
る。Next, the light emitting layer 106 included in the laser diode of the above embodiment will be described in more detail.

【００３４】Ｉｎを含む窒化物半導体（たとえば、Ｉｎ
ＧａＮ）からなる井戸層を利用して発光素子を作製する
場合、前述のように、Ｉｎを含む窒化物半導体は化学的
熱平衡状態が非常に不安定であることから、Ｉｎ濃度の
高い領域と低い領域に相分離（濃度分離）しやすく、こ
のような濃度分離は発光素子の色斑の要因となる。さら
に、濃度分離による高Ｉｎ濃度領域は非発光領域になり
やすく、発光効率の低下の原因となる。したがって、Ｉ
ｎを含む窒化物半導体井戸層の結晶性を改善することに
よって発光素子の歩留りを向上させることが望まれてい
る。A nitride semiconductor containing In (for example, In
When a light emitting device is manufactured using a well layer made of GaN), as described above, a nitride semiconductor containing In is extremely unstable in a chemical thermal equilibrium state. Phase separation (density separation) easily occurs in the region, and such density separation causes color unevenness of the light emitting element. Further, the high In concentration region due to the concentration separation tends to be a non-light emitting region, which causes a decrease in luminous efficiency. Therefore, I
It is desired to improve the yield of a light emitting device by improving the crystallinity of a nitride semiconductor well layer containing n.

【００３５】そこで、本発明者たちは、Ｉｎを含む井戸
層の詳細な解析を行なった。その結果、Ｉｎを含む窒化
物半導体井戸層の濃度分離は、その井戸層からのＮ抜け
によってＩｎ原子同士が凝縮（偏析）することが原因に
なることがわかった。したがって、本発明では、少なく
ともＩｎを含む窒化物半導体井戸層に接して、少なくと
もＡｓ、Ｐ、またはＳｂを含有する窒化物半導体障壁層
を設けることによってこの問題を解決しようとする。こ
れは、Ｖ族元素のＮよりも原子半径の大きな同族のＡ
ｓ、Ｐ、またはＳｂを障壁層に含有させることによっ
て、井戸層からのＮ原子抜けを防止することができるか
らである。こうして、井戸層内でのＩｎ偏析を抑制して
濃度分離を防止することができる。Therefore, the present inventors conducted a detailed analysis of the well layer containing In. As a result, it has been found that the concentration separation of the nitride semiconductor well layer containing In is caused by the condensation (segregation) of In atoms due to the escape of N from the well layer. Therefore, the present invention seeks to solve this problem by providing a nitride semiconductor barrier layer containing at least As, P, or Sb in contact with a nitride semiconductor well layer containing at least In. This is because A is a homologous A having a larger atomic radius than N of a group V element.
This is because the inclusion of s, P, or Sb in the barrier layer can prevent the escape of N atoms from the well layer. Thus, segregation of In in the well layer can be suppressed to prevent concentration separation.

【００３６】ここで、ＧａＮまたはＩｎＧａＮの窒化物
半導体中のＮ原子の一部をＡｓ、Ｐ、またはＳｂで置換
したＧａＮＡｓ、ＧａＮＰ、ＧａＮＳｂ、ＩｎＧａＮＡ
ｓ、ＩｎＧａＮＰ、またはＩｎＧａＮＳｂの結晶におい
て、置換原子の含有率が大きくなれば、Ｎ含有率の高い
六方晶系とＮ含有率の低い立方晶系（閃亜鉛鉱構造）と
に相分離（結晶系分離）を生じる。Ｎ含有率の低い立方
晶系は結晶粒界を形成し、Ｎ含有率の高い六方晶系とは
結晶系が異なることに起因して、多くの結晶欠陥や粒界
間の隙間を生じる。そして、障壁層において結晶粒界の
割合が大きくなれば井戸層からのＮが結晶欠陥や粒界間
の隙間を通って抜けやすくなり、その結果として井戸層
内でのＩｎ偏析が顕著になってその濃度分離を抑制する
ことができなくなる。すなわち、Ｖ族元素におけるＮ原
子の割合が５０％以下では立方晶系の閃亜鉛鉱構造が優
勢になって結晶系の違いによる問題が生じるので、本発
明における窒化物半導体障壁層ではＶ族元素におけるＮ
原子の割合が５０％以上であることが必要である。Here, GaNAs, GaNP, GaNSb, InGaNA in which a part of N atoms in a GaN or InGaN nitride semiconductor is substituted with As, P, or Sb.
In a crystal of s, InGaNP, or InGaNSb, when the content of the substitution atoms increases, the phase separation into a hexagonal system having a high N content and a cubic system (a zinc blende structure) having a low N content (crystal system). Separation). A cubic system having a low N content forms crystal grain boundaries, and a crystal system different from a hexagonal system having a high N content causes many crystal defects and gaps between grain boundaries. Then, when the ratio of the crystal grain boundaries in the barrier layer becomes large, N from the well layer becomes easy to escape through crystal defects and gaps between the grain boundaries, and as a result, In segregation in the well layer becomes remarkable. The concentration separation cannot be suppressed. That is, if the proportion of N atoms in the group V element is 50% or less, the cubic zincblende structure becomes dominant and a problem occurs due to the difference in crystal system. N in
It is necessary that the ratio of atoms is 50% or more.

【００３７】ところで、本発明において、少なくともＩ
ｎを含む窒化物半導体井戸層の具体例としては、前述の
ように、たとえばＩｎＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮなどの井
戸層が用いられ得る。これらの井戸層では、ＩｎとＡｌ
の含有率を最適化することによって、目的とする発光波
長を得ることができる。他方、本発明において、少なく
ともＡｓ、Ｐ、またはＳｂを含有する窒化物半導体障壁
層としては、具体的には、たとえばＧａＮＡｓ、ＩｎＧ
ａＮＡｓ、ＡｌＧａＮＡｓ、ＩｎＡｌＧａＮＡｓなどの
障壁層が用いられ得る。これらの障壁層において、Ａｓ
の少なくとも一部の代わりにＰまたは／およびＳｂを含
有してもよい。また、本発明の発光層では、井戸層のエ
ネルギバンドギャップより障壁層のエネルギバンドギャ
ップの方が大きくなるように設定される。In the present invention, at least I
As a specific example of the nitride semiconductor well layer containing n, as described above, for example, a well layer of InGaN, InAlGaN, or the like can be used. In these well layers, In and Al
The target emission wavelength can be obtained by optimizing the content ratio of. On the other hand, in the present invention, as the nitride semiconductor barrier layer containing at least As, P, or Sb, specifically, for example, GaNAs, InG
Barrier layers such as aNAs, AlGaNAs, InAlGaNAs may be used. In these barrier layers, As
May contain P or / and Sb in place of at least a part of In the light emitting layer of the present invention, the energy band gap of the barrier layer is set to be larger than the energy band gap of the well layer.

【００３８】障壁層の厚さは、１ｎｍ以上で２０ｎｍ以
下であることが好ましい。なぜならば、障壁層の厚さが
１ｎｍよりも薄ければ井戸層からのＮ抜けを防止するこ
とが難しくなるからである。また、障壁層の厚さが２０
ｎｍよりも厚くなればその結晶性が低下し始めるので好
ましくない。他方、障壁層と接する井戸層の厚さは、
０．４ｎｍ以上で２０ｎｍ以下であることが好ましい。
なぜならば、井戸層の厚さが０．４ｎｍ以下になればそ
の井戸層が発光作用を生じなくなるからである。また、
井戸層の厚さが２０ｎｍよりも厚くなればその結晶性が
低下し始めるからである。多重量子井戸構造によるエネ
ルギサブバンドを構成するためには障壁層の厚さは井戸
層の厚さと等しいかそれより薄い方が好ましいが、井戸
層の濃度分離を防止するためには井戸層の厚さと同じか
それより厚い方が好ましい。The thickness of the barrier layer is preferably 1 nm or more and 20 nm or less. This is because if the thickness of the barrier layer is smaller than 1 nm, it becomes difficult to prevent N escape from the well layer. Further, when the thickness of the barrier layer is 20
If the thickness is larger than nm, the crystallinity starts to decrease, which is not preferable. On the other hand, the thickness of the well layer in contact with the barrier layer is
The thickness is preferably 0.4 nm or more and 20 nm or less.
This is because, when the thickness of the well layer becomes 0.4 nm or less, the well layer does not produce a light emitting action. Also,
This is because when the thickness of the well layer becomes thicker than 20 nm, its crystallinity starts to decrease. It is preferable that the thickness of the barrier layer is equal to or smaller than the thickness of the well layer in order to form an energy subband having a multiple quantum well structure. However, in order to prevent the concentration separation of the well layer, the thickness of the well layer is preferable. It is preferable that the thickness is the same as or thicker than that.

【００３９】図３は、発光層（多重量子井戸構造）に含
まれる井戸層数とレーザしきい値電流密度との関係を示
している。このグラフにおいて、○印と●印は、それぞ
れサファイア基板上とＧａＮ基板上に形成された本発明
によるレーザダイオードにおけるレーザしきい値電流密
度を表わしている。また、△印は、サファイア基板上に
形成された従来のレーザダイオードにおけるしきい値電
流密度を表わしている。図３から明らかなように、サフ
ァイア基板上またはＧａＮ基板上に形成された本発明に
よるレーザダイオードのいずれにおいても、従来のレー
ザダイオードに比べて発振しきい値電流密度が低減され
ることがわかる。これは、サファイア基板とＧａＮ基板
のいずれを用いる場合にも、本発明において井戸層中の
Ｉｎの濃度分離を抑制できたからである。ところで、本
発明によるレーザダイオードにおいて、サファイア基板
を用いた場合に比べてＧａＮ基板を用いた場合の方が発
振しきい値電流密度が低減している。これは、ＧａＮ基
板においては半導体層の成長がホモエピタキシャル成長
になるので、成長した半導体層中の転位密度や格子歪が
サファイア基板を用いた場合に比べて小さくなることに
よると考えられる。本発明による発光層に含まれる井戸
層の数に関しては、井戸層数が１０層以下のときにしき
い値電流密度が１０ｋＡ／ｃｍ²より低くなって、室温
において連続発振した。図３から明らかなように、発振
しきい値電流密度をさらに低減するためには、井戸層の
数は２層以上で５層以下であることが好ましい。FIG. 3 shows the relationship between the number of well layers included in the light emitting layer (multiple quantum well structure) and the laser threshold current density. In this graph, the symbols ● and ● represent the laser threshold current densities of the laser diodes according to the present invention formed on the sapphire substrate and the GaN substrate, respectively. In addition, a mark represents the threshold current density of the conventional laser diode formed on the sapphire substrate. As is apparent from FIG. 3, it is understood that the lasing threshold current density is reduced in any of the laser diodes according to the present invention formed on the sapphire substrate or the GaN substrate as compared with the conventional laser diode. This is because the separation of the concentration of In in the well layer was suppressed in the present invention regardless of whether a sapphire substrate or a GaN substrate was used. Incidentally, in the laser diode according to the present invention, the oscillation threshold current density is lower when a GaN substrate is used than when a sapphire substrate is used. This is presumably because the growth of the semiconductor layer on the GaN substrate is homoepitaxial growth, and thus the dislocation density and lattice strain in the grown semiconductor layer are smaller than when a sapphire substrate is used. Regarding the number of well layers included in the light emitting layer according to the present invention, when the number of well layers was 10 or less, the threshold current density was lower than 10 kA / cm ² , and continuous oscillation was performed at room temperature. As is apparent from FIG. 3, in order to further reduce the oscillation threshold current density, the number of well layers is preferably two or more and five or less.

【００４０】発光層の不純物の添加に関しては、本実施
例のレーザダイオードでは井戸層と障壁層の両方に不純
物としてＳｉＨ₄（Ｓｉ）を添加したが、片方の層のみ
に添加してもよいし、両層ともに添加されなくてもレー
ザ発振は可能である。ただし、発振しきい値電流密度は
不純物を添加した方が低くなった。また、フォトルミネ
ッセンス（ＰＬ）測定によれば、井戸層と障壁層との両
方にＳｉＨ₄を添加した場合に、添加しない場合に比べ
てＰＬ発光強度が約１．２倍から１．４倍程度強くなっ
た。このことから、発光層中にＳｉＨ₄などの不純物を
添加する方が好ましいと考えられる。これは、添加され
た不純物が結晶成長のための核を形成し、その核を基に
結晶が成長するので、発光層の結晶性が向上するからで
あると考えられる。本実施例ではＳｉ（ＳｉＨ₄）を１
×１０¹⁸／ｃｍ³の濃度で添加したが、Ｓｉ以外にＯ、
Ｓ、Ｃ、Ｇｅ、Ｚｎ、Ｃｄ、Ｍｇなどを添加しても同様
の効果が得られる。また、これらの添加原子の濃度は約
１×１０¹⁶〜１×１０²⁰／ｃｍ³程度が好ましい。特
に、窒化物半導体基板と異なるサファイア基板から出発
して結晶成長を進める場合には、結晶欠陥が多く（貫通
転位密度が約１×１０¹⁰／ｃｍ²）なる傾向にあるの
で、発光層中に不純物を添加して結晶性を向上させる方
が好ましい。With respect to the addition of impurities to the light emitting layer, SiH ₄ (Si) is added as an impurity to both the well layer and the barrier layer in the laser diode of this embodiment, but it may be added to only one of the layers. Laser oscillation is possible even if neither layer is added. However, the oscillation threshold current density was lower when the impurity was added. According to the photoluminescence (PL) measurement, when the SiH ₄ is added to both the well layer and the barrier layer, the PL emission intensity is about 1.2 to 1.4 times as compared with the case where no SiH ₄ is added. I got stronger. From this, it is considered preferable to add an impurity such as SiH ₄ to the light emitting layer. This is considered to be because the added impurity forms a nucleus for crystal growth, and the crystal grows based on the nucleus, thereby improving the crystallinity of the light emitting layer. In this embodiment, Si (SiH ₄ ) is 1
It was added at a concentration of × 10 ¹⁸ / cm ³ .
Similar effects can be obtained by adding S, C, Ge, Zn, Cd, Mg and the like. The concentration of these additional atoms is preferably about 1 × 10 ¹⁶ to 1 × 10 ²⁰ / cm ³ . In particular, when crystal growth proceeds from a sapphire substrate different from a nitride semiconductor substrate, crystal defects tend to increase (threading dislocation density is about 1 × 10 ¹⁰ / cm ² ). It is preferable to improve the crystallinity by adding impurities.

【００４１】発光層１０６上には、ｐ型ＡｌＧａＮ遮蔽
層１０７とｐ型層１０８がこの順に積層するように設け
られている。このｐ型層１０８は、レーザダイオードの
場合にはｐ型光ガイド層に対応するが、発光ダイオード
の場合にはｐ型クラッド層またはｐ型コンタクト層に対
応する。On the light emitting layer 106, a p-type AlGaN shielding layer 107 and a p-type layer 108 are provided so as to be laminated in this order. The p-type layer 108 corresponds to a p-type light guide layer in the case of a laser diode, but corresponds to a p-type cladding layer or a p-type contact layer in the case of a light-emitting diode.

【００４２】ＰＬ測定によれば、遮蔽層１０７がない場
合とある場合との比較では、遮蔽層がある場合の方が設
計発光波長からのシフト量が小さくてＰＬ発光強度も強
かった。特に、多重量子井戸構造を有する発光層１０６
が井戸層で開始して井戸層で終了する図４（ｂ）の構造
を有する場合に、遮蔽層１０７の効果が顕著に認められ
た。また、井戸層がＩｎＡｌＧａＮである場合に比べて
ＩｎＧａＮである場合に、遮蔽層の効果がより顕著であ
った。この理由は必ずしも明らかではないが、発光層の
両端層としての井戸層がＡｌの添加されてないＩｎＧａ
Ｎである場合にＡｌを含む遮蔽層による保護効果が顕著
に観察されるのであると考えられる。すなわち、Ａｌは
反応性が高くて結合力が強いので、それを含む遮蔽層を
設けることによって、発光層に比べて高い成長温度を要
するｐ型層の成長時に井戸層からのＮ抜けを抑制してい
るためであろうと考えられる。According to the PL measurement, in comparison with the case where the shielding layer 107 was not provided and the case where the shielding layer 107 was provided, the shift from the designed emission wavelength was smaller and the PL emission intensity was stronger when the shielding layer 107 was provided. In particular, the light emitting layer 106 having a multiple quantum well structure
4B having the structure of FIG. 4B that starts with the well layer and ends with the well layer, the effect of the shielding layer 107 was remarkably recognized. Further, when the well layer was made of InGaN, the effect of the shielding layer was more remarkable than when the well layer was made of InAlGaN. Although the reason for this is not necessarily clear, InGa in which the well layers as both end layers of the light emitting layer are not doped with Al is used.
It is considered that the protection effect of the shielding layer containing Al is remarkably observed in the case of N. That is, since Al has a high reactivity and a strong bonding force, by providing a shielding layer containing Al, it is possible to suppress N escape from the well layer during the growth of a p-type layer requiring a higher growth temperature than the light emitting layer. It is thought that it is because.

【００４３】以上のことから、遮蔽層１０７は、少なく
ともＡｌを含有していることが重要である。また、遮蔽
層の極性はｐ型であることが好ましい。なぜならば、遮
蔽層がｐ型でなければ発光層近傍のｐｎ接合の位置が変
化して発光効率が低下するからである。From the above, it is important that the shielding layer 107 contains at least Al. The polarity of the shielding layer is preferably p-type. This is because if the shielding layer is not p-type, the position of the pn junction in the vicinity of the light emitting layer changes and the luminous efficiency decreases.

【００４４】上述の場合と同様に、ｎ型ＡｌＧａＮ遮蔽
層を発光層１０６とｎ型層１０５との間に接するように
設けてもよい。このｎ型層１０５は、レーザダイオード
の場合にはｎ型光ガイド層に相当するが、発光ダイオー
ドの場合にはｎ型クラッド層またはｎ型コンタクト層に
相当する。そのようなｎ型ＡｌＧａＮ遮蔽層の効果は、
ｐ型ＡｌＧａＮ遮蔽層１０７とほぼ同様である。As in the above case, an n-type AlGaN shielding layer may be provided so as to be in contact between the light emitting layer 106 and the n-type layer 105. The n-type layer 105 corresponds to an n-type light guide layer in the case of a laser diode, but corresponds to an n-type cladding layer or an n-type contact layer in the case of a light-emitting diode. The effect of such an n-type AlGaN shielding layer is
It is almost the same as the p-type AlGaN shielding layer 107.

【００４５】次に、発光層と光ガイド層のバンドギャッ
プ構造に関しては、図６と図４（ａ）においてそれらの
構造が例示されている。本発明においては、図４（ａ）
に示されているように光ガイド層と障壁層のエネルギバ
ンドギャップが異なっていてもよいし、図６に示されて
いるようにそれらのバンドギャップが同じであってもよ
い。Next, regarding the band gap structure of the light emitting layer and the light guide layer, those structures are illustrated in FIGS. 6 and 4A. In the present invention, FIG.
As shown in FIG. 6, the energy band gaps of the light guide layer and the barrier layer may be different, or they may be the same as shown in FIG.

【００４６】ただし、図４（ａ）に示されているように
光ガイド層に比べて障壁層のエネルギバンドギャップが
小さくされることによって、図６の場合に比べてサブバ
ンドによる多重量子井戸効果が得やすくなり、かつ光ガ
イド層よりも障壁層の屈折率が大きくなって光閉じ込め
効果が向上し、垂直横モードの特性（単峰化）が良好に
なる。特に、障壁層がＡｓ、Ｐ、またはＳｂを含有して
いることから、その屈折率が大きくなる傾向が顕著であ
って好ましい。However, since the energy band gap of the barrier layer is smaller than that of the optical guide layer as shown in FIG. 4A, the multiple quantum well effect due to the sub-band is smaller than that of FIG. And the refractive index of the barrier layer is larger than that of the light guide layer, the light confinement effect is improved, and the characteristics (single peak) of the vertical and transverse modes are improved. In particular, since the barrier layer contains As, P, or Sb, the refractive index tends to be large, which is preferable.

【００４７】上述のように光ガイド層に比べて障壁層の
エネルギバンドギャップを小さくする発光層の構成は、
図４（ａ）と（ｂ）に示されているように２種類が可能
である。すなわち、多重量子井戸構造を有する発光層が
障壁層で始まって障壁層で終わる構成と井戸層で始まっ
て井戸層で終わる構成のいずれであってもよい。また、
遮蔽層を用いない場合の発光層のバンドギャップ構造
は、図５（ａ）と（ｂ）に示された状態になる。As described above, the structure of the light emitting layer for reducing the energy band gap of the barrier layer as compared with the light guide layer is as follows.
Two types are possible as shown in FIGS. 4 (a) and 4 (b). That is, the light emitting layer having the multiple quantum well structure may have either a configuration starting with the barrier layer and ending with the barrier layer or a configuration starting with the well layer and ending with the well layer. Also,
The band gap structure of the light emitting layer in the case where the shielding layer is not used is as shown in FIGS. 5 (a) and 5 (b).

【００４８】（実施例２）実施例２では、実施例１で述
べられた多重量子井戸構造を有する発光層中の井戸層と
障壁層の窒化物半導体材料が種々に変えられた。これら
の井戸層と障壁層の窒化物半導体材料の組合せが表１に
示されている。Embodiment 2 In Embodiment 2, the nitride semiconductor materials of the well layer and the barrier layer in the light emitting layer having the multiple quantum well structure described in Embodiment 1 were variously changed. Table 1 shows combinations of these nitride semiconductor materials for the well layer and the barrier layer.

【００４９】[0049]

【表１】 [Table 1]

【００５０】表１において、○印は好ましい井戸層と障
壁層の窒化物半導体材料の組合せを示し、◎印は特に好
ましい組合せを示している。すなわち、本発明において
は、窒化物半導体井戸層として、ＩｎＧａＮおよびＩｎ
ＡｌＧａＮの井戸層が好ましく用いられ得る。これらの
井戸層は、ＩｎとＡｌの含有率を最適化することによっ
て、目的とする発光波長を得ることができる。井戸層が
Ａｌを含む場合には、そのＡｌの反応性の高さと結合力
の強さによって高い成長温度でも結晶性が安定するの
で、Ｎ抜けを抑制することができる。ただし、井戸層が
Ａｌを含む場合には、そのエネルギバンドギャップがＡ
ｌの添加量に比例して大きくなるので、井戸層のバンド
ギャップより障壁層のバンドギャップが大きくなる関係
を維持するように留意すべきである。このエネルギ関係
を満たすＩｎＧａＮ井戸層の条件範囲はＩｎＡｌＧａＮ
井戸層に比べて広いので、ＩｎＧａＮ井戸層の方がより
好ましい。他方、窒化物半導体障壁層としては、ＧａＮ
Ａｓ、ＩｎＧａＮＡｓ、ＡｌＧａＮＡｓ、ＩｎＡｌＧａ
ＮＡｓなどが用いられ得る。これらの障壁層において、
Ａｓの少なくとも一部がＰまたは／およびＳｂが置換さ
れてもよい。ただし、３元系のＧａＮＡｓや４元系のＩ
ｎＧａＮＡｓさらにはＡｌＧａＮＡｓなどの障壁層は、
ＩｎＡｌＧａＮＡｓなどの５元系の障壁層に比べて再現
性が得られやすいという点において、より好ましい。In Table 1, ○ indicates a preferred combination of the nitride semiconductor materials of the well layer and the barrier layer, and ◎ indicates a particularly preferred combination. That is, in the present invention, as the nitride semiconductor well layer, InGaN and In
A well layer of AlGaN can be preferably used. These well layers can obtain a desired emission wavelength by optimizing the contents of In and Al. When the well layer contains Al, the crystallinity is stabilized even at a high growth temperature due to the high reactivity of the Al and the strength of the bonding force, so that N escape can be suppressed. However, when the well layer contains Al, the energy band gap is A
Care must be taken to maintain the relationship that the bandgap of the barrier layer is larger than the bandgap of the well layer, since it increases in proportion to the addition amount of l. The condition range of the InGaN well layer satisfying this energy relationship is InAlGaN
The InGaN well layer is more preferable because it is wider than the well layer. On the other hand, GaN is used as a nitride semiconductor barrier layer.
As, InGaNAs, AlGaNAs, InAlGa
NAs and the like can be used. In these barrier layers,
At least a part of As may be substituted with P and / or Sb. However, ternary GaNAs or quaternary INAS
Barrier layers such as nGaNAs and even AlGaNAs
It is more preferable in that reproducibility is easily obtained as compared with a quinary barrier layer such as InAlGaNAs.

【００５１】（実施例３）実施例３においては、実施例
１で述べられた発光層中の障壁層におけるＡｓ、Ｐ、ま
たはＳｂの含有量が種々に変えられた。Example 3 In Example 3, the content of As, P, or Sb in the barrier layer in the light emitting layer described in Example 1 was variously changed.

【００５２】図７は、ＧａＮＡｓ障壁層中のＶ族元素に
おけるＡｓの割合と、井戸層におけるＩｎの相分離（濃
度分離）の割合との関係を示している。ここで、井戸層
におけるＩｎの濃度分離の割合とは、井戸層全体中にお
いてＩｎの濃度分離によって生成されたＩｎ含有率の高
い領域の堆積分率を意味する。図７に示されているよう
に、障壁層中のＶ族元素におけるＡｓの割合（含有率）
が２０％を超えれば、急激に井戸層におけるＩｎの濃度
分離の割合が増加する。この原因は、以下のように考え
られる。Ａｓの含有率が大きくなればＧａＮＡｓ結晶は
Ｎ含有率の高い六方晶系とＮ含有率の低い立方晶系（閃
亜鉛鉱構造）とに結晶系分離を起してしまうので、Ｎ含
有率の低い立方晶系が結晶粒界を形成し、Ｎ含有率の高
い六方晶系と結晶系が異なることに起因して多くの結晶
欠陥や粒界間の隙間を生じる。そして、障壁層において
結晶粒界の割合が大きくなれば井戸層からＮが抜けやす
くなり、井戸層内でのＩｎ偏析が顕著になって、その濃
度分離効果を抑制することができなくなると考えられ
る。したがって、井戸層におけるＩｎの濃度分離を抑制
するためには、障壁層におけるＡｓ含有率を２０％以下
にする必要がある。なお、井戸層におけるＩｎの濃度分
離の割合は５％以下であることが好ましく、２％以下で
あることがさらに好ましい。FIG. 7 shows the relationship between the ratio of As in the group V element in the GaNAs barrier layer and the ratio of phase separation (concentration separation) of In in the well layer. Here, the ratio of the concentration separation of In in the well layer means a deposition fraction of a region having a high In content generated by the concentration separation of In in the entire well layer. As shown in FIG. 7, the ratio (content) of As in the group V element in the barrier layer
Exceeds 20%, the ratio of the concentration separation of In in the well layer rapidly increases. The cause is considered as follows. If the As content increases, the GaNAs crystal separates into a hexagonal system having a high N content and a cubic system (zinc blende structure) having a low N content. A low cubic system forms a crystal grain boundary, and a crystal system different from a hexagonal system having a high N content causes many crystal defects and gaps between the grain boundaries. Then, it is considered that if the ratio of the crystal grain boundaries in the barrier layer becomes large, N easily escapes from the well layer, In segregation in the well layer becomes remarkable, and the concentration separation effect cannot be suppressed. . Therefore, in order to suppress the concentration separation of In in the well layer, the As content in the barrier layer needs to be 20% or less. The ratio of the concentration separation of In in the well layer is preferably 5% or less, and more preferably 2% or less.

【００５３】図８と図９に示されているように、Ａｓの
代わりにＰまたはＳｂを添加した場合にも同様な結果が
得られた。図８と図９から明らかなように、障壁層中の
Ｐの含有率は２５％以下であることが好ましく、Ｓｂの
含有率は１５％以下であることが好ましい。なお、障壁
層がＡｓを含有する場合と同様に、ＰまたはＳｂを含有
する場合においても、井戸層におけるＩｎの濃度分離の
割合は５％以下であることが望ましく、２％以下である
ことがより望ましい。As shown in FIGS. 8 and 9, similar results were obtained when P or Sb was added instead of As. As is clear from FIGS. 8 and 9, the P content in the barrier layer is preferably 25% or less, and the Sb content is preferably 15% or less. In addition, similarly to the case where the barrier layer contains As, even when P or Sb is contained, the ratio of the concentration separation of In in the well layer is preferably 5% or less, and more preferably 2% or less. More desirable.

【００５４】図１０は、ＧａＮＡｓ障壁層におけるＡｓ
の添加量（ドープ量）と井戸層におけるＩｎの相分離
（濃度分離）の割合との関係を示している。図１０に示
されるように、障壁層におけるＡｓのドープ量が１×１
０¹⁸／ｃｍ³以下のときにはＡｓがＮよりも大きな原子
半径を有することに起因する井戸層からのＮ抜けを抑制
する効果が得られず、井戸層内においてＩｎ偏析が起こ
って濃度分離が生じることを抑制できていないことがわ
かる。したがって、障壁層におけるＡｓのサイズ効果を
出現させるためには、そのドープ量は１×１０¹⁸／ｃｍ
³以上であることが必要とされる。なお、図１１と図１
２に示されているように、障壁層においてＡｓの代わり
にＰまたはＳｂを添加した場合にも同様な結果が得られ
る。その場合に、障壁層におけるＰの添加量としては５
×１０¹⁹／ｃｍ³以上であることが必要とされ、Ｓｂの
添加量としては１×１０¹⁷／ｃｍ³以上であることが必
要とされる。また、Ａｓ、Ｐ、またはＳｂのいずれを障
壁層に添加した場合においても、井戸層におけるＩｎの
濃度分離の割合は５％以下であることが望ましく、２％
以下であることがより望ましい。FIG. 10 shows the relationship between As in the GaNAs barrier layer.
Shows the relationship between the addition amount (doping amount) and the ratio of phase separation (concentration separation) of In in the well layer. As shown in FIG. 10, the doping amount of As in the barrier layer is 1 × 1.
At 0 ¹⁸ / cm ³ or less, the effect of suppressing N escape from the well layer due to As having an atomic radius larger than N cannot be obtained, and In segregation occurs in the well layer to cause concentration separation. It can be seen that this has not been suppressed. Therefore, in order to produce the size effect of As in the barrier layer, the doping amount is 1 × 10 ¹⁸ / cm.
It is required to be ³ or more. 11 and FIG.
As shown in FIG. 2, similar results are obtained when P or Sb is added instead of As in the barrier layer. In that case, the addition amount of P in the barrier layer is 5
It is required to be at least × 10 ¹⁹ / cm ³ , and the added amount of Sb is required to be at least 1 × 10 ¹⁷ / cm ³ . In addition, in any case where As, P, or Sb is added to the barrier layer, the ratio of the concentration separation of In in the well layer is preferably 5% or less, and 2% or less.
It is more desirable that:

【００５５】（実施例４）図１３に示された実施例４に
おいては、実施例１で用いられたサファイア基板１００
の代わりに主面としてＣ面（｛０００１｝面）を有する
ｎ型ＧａＮ基板１３００が用いられた。ＧａＮ基板を用
いる場合、ＧａＮバッファ層１０１を省略してｎ型Ｇａ
Ｎ層１０２を直接ＧａＮ基板上に成長させてもよい。し
かし、現在商業的に入手可能なＧａＮ基板はその結晶性
や表面モホロジーが十分に良好ではないので、これらの
改善のためにＧａＮバッファ層１０１を挿入する方が好
ましい。Example 4 In Example 4 shown in FIG. 13, the sapphire substrate 100 used in Example 1 was used.
Instead, an n-type GaN substrate 1300 having a C-plane ({0001} plane) as a main surface was used. When using a GaN substrate, the GaN buffer layer 101 is omitted and n-type Ga
The N layer 102 may be grown directly on the GaN substrate. However, since the crystallinity and surface morphology of currently commercially available GaN substrates are not sufficiently good, it is preferable to insert the GaN buffer layer 101 to improve these.

【００５６】この実施例４ではｎ型ＧａＮ基板１３００
を用いているので、ｎ型電極１１１はＧａＮ基板１３０
０の裏面に形成することができる。また、ＧａＮ基板は
劈開端面が非常に平滑であるので、共振器長が３００μ
ｍのファブリ・ペロー共振器を低いミラー損失で作製す
ることができる。なお、実施例１の場合と同様に、共振
器長は、一般に３００μｍから１０００μｍの範囲内に
あることが好ましい。共振器のミラー端面は、ＧａＮ基
板１３００の｛１−１００｝面に対応するように形成さ
れる。また、レーザ素子の劈開とチップ分割は、前述の
図２の場合と同様に基板側からスクライバによって行な
われる。さらに、レーザ共振器の帰還手法として、前述
のＤＦＢやＴＢＲを用いることももちろん可能であり、
さらにミラー端面に実施例１の場合と同様の誘電多層反
射膜が形成されてもよいことも言うまでもない。In the fourth embodiment, the n-type GaN substrate 1300
Is used, the n-type electrode 111 is
0 can be formed on the back surface. In addition, since the cleavage end face of the GaN substrate is very smooth, the cavity length is 300 μm.
m Fabry-Perot resonators can be fabricated with low mirror loss. Note that, as in the case of the first embodiment, the resonator length is generally preferably in the range of 300 μm to 1000 μm. The mirror end face of the resonator is formed so as to correspond to the {1-100} plane of GaN substrate 1300. Further, cleavage of the laser element and chip division are performed by a scriber from the substrate side in the same manner as in the case of FIG. 2 described above. Further, it is of course possible to use the above-mentioned DFB or TBR as a feedback method of the laser resonator.
Needless to say, a dielectric multilayer reflective film similar to that of the first embodiment may be formed on the mirror end surface.

【００５７】サファイア基板の代わりにＧａＮ基板を用
いることによって、エピタキシャルウェハ中にクラック
を生じることなく、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１０４と
ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１０９の厚さを大きくするこ
とができる。好ましくは、これらのＡｌＧａＮクラッド
層の厚さは、０．８〜１．０μｍの範囲内に設定され
る。これによって、垂直横モードの単峰化と光閉じ込め
効率が改善され、レーザ素子の光学特性の向上とレーザ
しきい値電流密度の低減を図ることができる。By using a GaN substrate instead of a sapphire substrate, the thickness of the n-type AlGaN cladding layer 104 and the p-type AlGaN cladding layer 109 can be increased without causing cracks in the epitaxial wafer. Preferably, the thickness of these AlGaN cladding layers is set in the range of 0.8 to 1.0 μm. As a result, the single-peak vertical and transverse modes and the light confinement efficiency are improved, and the optical characteristics of the laser element can be improved and the laser threshold current density can be reduced.

【００５８】またＧａＮ基板を用いて該井戸層を含む窒
化物半導体レーザダイオード素子を作製すれば、その発
光層中の結晶欠陥密度（たとえば貫通転位密度）が低減
され、サファイア基板が用いられた実施例１に比べてレ
ーザ発振しきい値電流密度が１０％から２０％だけ低減
する（図３参照）。When a nitride semiconductor laser diode device including the well layer is manufactured using a GaN substrate, the density of crystal defects (for example, threading dislocation density) in the light emitting layer is reduced, and the sapphire substrate is used. As compared with Example 1, the laser oscillation threshold current density is reduced by 10% to 20% (see FIG. 3).

【００５９】なお、本実施例における発光層に関するそ
の他の条件については、実施例１の場合と同様である。
ただし、発光層中の不純物濃度に関しては、障壁層中の
みに不純物を添加する変調ドープ、または井戸層に３×
１０¹⁸／ｃｍ³以下の濃度の不純物を添加することによ
って、レーザしきい値電流密度が実施例１に比べて低減
した。The other conditions regarding the light emitting layer in this embodiment are the same as those in the first embodiment.
However, regarding the impurity concentration in the light emitting layer, modulation doping in which an impurity is added only in the barrier layer or 3 ×
By adding an impurity at a concentration of 10 ¹⁸ / cm ³ or less, the laser threshold current density was reduced as compared with Example 1.

【００６０】（実施例５）実施例５は、実施例１のサフ
ァイア基板１００を図１４に示された基板１４００に置
き換えたことを除いて、実施例１または実施例４と同様
である。図１４の基板１４００は、順次積層された種基
板１４０１、バッファ層１４０２、ｎ型ＧａＮ膜１４０
３、誘電体膜１４０４、およびｎ型ＧａＮ厚膜１４０５
を含んでいる。Fifth Embodiment A fifth embodiment is the same as the first or fourth embodiment except that the sapphire substrate 100 of the first embodiment is replaced with the substrate 1400 shown in FIG. 14 includes a seed substrate 1401, a buffer layer 1402, and an n-type GaN film 140 which are sequentially stacked.
3. Dielectric film 1404 and n-type GaN thick film 1405
Contains.

【００６１】このような基板１４００の作製において
は、まず、種基板１４０１上にＭＯＣＶＤ法によって５
５０℃の比較的低温でバッファ層１４０２を積層する。
その上に、１０５０℃の温度においてＳｉをドーピング
しながら厚さ１μｍのｎ型ＧａＮ膜１４０３が形成され
る。In manufacturing such a substrate 1400, first, a seed substrate 1401 is formed on the seed substrate 1401 by MOCVD.
The buffer layer 1402 is stacked at a relatively low temperature of 50 ° C.
An n-type GaN film 1403 having a thickness of 1 μm is formed thereon while doping with Si at a temperature of 1050 ° C.

【００６２】ｎ型ＧａＮ膜１４０３の形成されたウェハ
をＭＯＣＶＤ装置から取出し、スパッタ法、ＣＶＤ法、
またはＥＢ蒸着法を利用して誘電体膜１４０４を厚さ１
００ｎｍに形成し、リソグラフィ技術を用いてその誘電
体膜１４０４が周期的なストライプ状パターンに加工さ
れる。これらのストライプはｎ型ＧａＮ膜１４０３の＜
１−１００＞方向に沿っており、この方向に直交する方
向の＜１１−２０＞方向に１０μｍの周期的ピッチと５
μｍのストライプ幅とを有している。The wafer on which the n-type GaN film 1403 is formed is taken out of the MOCVD apparatus, and is sputtered, CVD,
Alternatively, the dielectric film 1404 is formed to a thickness of 1 using the EB evaporation method.
The dielectric film 1404 is formed to a thickness of 00 nm and is processed into a periodic stripe pattern by using a lithography technique. These stripes correspond to the n-type GaN film 1403 <
1-10> direction, and a periodic pitch of 10 μm in the <11-20> direction perpendicular to this direction.
μm stripe width.

【００６３】次に、ストライプ状に加工された誘電体膜
１４０４が形成されたウェハがＨＶＰＥ装置内にセット
され、１×１０¹⁸／ｃｍ³のＳｉ濃度と３５０μｍの厚
さを有するｎ型ＧａＮ厚膜１４０５が１０００〜１１０
０℃の範囲内の成長温度において堆積される。Next, the wafer on which the dielectric film 1404 processed in a stripe shape is formed is set in an HVPE apparatus, and an n-type GaN film having a Si concentration of 1 × 10 ¹⁸ / cm ³ and a thickness of 350 μm is formed. The membrane 1405 is 1000 to 110
Deposited at a growth temperature in the range of 0 ° C.

【００６４】ｎ型ＧａＮ厚膜１４０５が形成されたウェ
ハはＨＶＰＥ装置から取出され、その上に実施例１（図
１参照）と同様のレーザダイオードが作製された。ただ
し、この実施例５においては、レーザダイオードのリッ
ジストライプ部分１Ａが図１４のライン１４１０と１４
１１の直上に位置しないように作製された。これは、貫
通転位密度（すなわち結晶欠陥密度）の少ない部分にレ
ーザ素子を作製するためである。このようにして作製さ
れた実施例５のレーザダイオードの特性は、基本的に実
施例４の場合と同様であった。The wafer on which the n-type GaN thick film 1405 was formed was taken out of the HVPE apparatus, and a laser diode similar to that of Example 1 (see FIG. 1) was formed thereon. However, in the fifth embodiment, the ridge stripe portion 1A of the laser diode corresponds to the lines 1410 and 1410 in FIG.
It was fabricated so as not to be located directly above the eleventh. This is for manufacturing a laser element in a portion where the threading dislocation density (that is, crystal defect density) is low. The characteristics of the laser diode of the fifth embodiment manufactured in this way were basically the same as those of the fourth embodiment.

【００６５】なお、基板１４００は、研磨機で種基板１
４０１を除去した後にレーザダイオード用基板として用
いられてもよい。また、基板１４００はバッファ層１４
０２以下のすべての層を研磨機で除去した後にレーザダ
イオード基板として用いられてもよい。さらに、基板１
４００は、誘電体膜１４０４以下のすべての層を研磨機
で除去した後にレーザダイオード用基板として用いられ
もよい。種基板１４０１が除去される場合、実施例４の
場合と同様に、その基板の裏面上にｎ型電極１１１を形
成することができる。なお、種基板１４０１は、レーザ
ダイオードが作製された後に除去することも可能であ
る。Note that the substrate 1400 is polished with a seed substrate 1.
After removing 401, it may be used as a substrate for a laser diode. Further, the substrate 1400 is
It may be used as a laser diode substrate after removing all layers below 02 with a polishing machine. Further, the substrate 1
400 may be used as a laser diode substrate after all layers below the dielectric film 1404 have been removed with a polishing machine. When the seed substrate 1401 is removed, the n-type electrode 111 can be formed on the back surface of the substrate as in the case of the fourth embodiment. The seed substrate 1401 can be removed after the laser diode is manufactured.

【００６６】上記の基板１４００の作製において、種基
板１４０１としては、Ｃ面サファイア、Ｍ面サファイ
ア、Ａ面サファイア、Ｒ面サファイア、ＧａＡｓ、Ｚｎ
Ｏ、ＭｇＯ、スピネル、Ｇｅ、Ｓｉ、６Ｈ−ＳｉＣ、４
Ｈ−ＳｉＣ、３Ｃ−ＳｉＣなどのいずれが用いられても
よい。バッファ層１４０２としては、４５０℃から６０
０℃の比較的低温で成長させられたＧａＮ層、ＡｌＮ
層、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ（０＜ｘ＜１）層、またはＩｎ_yＧ
ａ_1-yＮ（０＜ｙ≦１）層のいずれが用いられてもよ
い。ｎ型ＧａＮ膜１４０３の代わりとして、ｎ型Ａｌ_z
Ｇａ_1-zＮ（０＜ｚ＜１）膜が用いられ得る。誘電体膜
１４０４としては、ＳｉＯ₂膜、ＳｉＮ_x膜、ＴｉＯ
₂膜、またはＡｌ₂Ｏ₃膜のいずれが用いられてもよい。
ｎ型ＧａＮ厚膜１４０５の代わりとして、ｎ型Ａｌ_wＧ
ａ_1-wＮ（０＜ｗ≦１）厚膜であってもよく、その膜厚
は２０μｍ以上であればよい。In the production of the substrate 1400, the seed
As the plate 1401, C-plane sapphire, M-plane sapphire
A, A-plane sapphire, R-plane sapphire, GaAs, Zn
O, MgO, spinel, Ge, Si, 6H-SiC, 4
Whichever of H-SiC, 3C-SiC, etc. is used
Good. As the buffer layer 1402, a temperature of 450 ° C. to 60 ° C.
GaN layer grown at relatively low temperature of 0 ° C., AlN
Layer, Al_xGa_1-xN (0 <x <1) layer or In_yG
a_1-yAny of N (0 <y ≦ 1) layers may be used.
No. Instead of the n-type GaN film 1403, n-type Al_z
Ga_1-zN (0 <z <1) films may be used. Dielectric film
As 1404, SiO_TwoFilm, SiN_xFilm, TiO
_TwoFilm or Al_TwoO_ThreeAny of the membranes may be used.
Instead of the n-type GaN thick film 1405, n-type Al_wG
a_1-wN (0 <w ≦ 1) thick film
May be 20 μm or more.

【００６７】（実施例６）実施例６においては、実施例
１の光ガイド層の材料が種々変えられた。実施例１では
ｎ型光ガイド層１０５とｐ型光ガイド層１０８の両方が
ＧａＮで形成されていたが、それらのＧａＮ層の窒素原
子の一部がＡｓ、Ｐ、またはＳｂのいずれかの元素で置
換されてもよい。すなわち、ＧａＮ_1-x-y-zＡｓ_xＰ_yＳ
ｂ_z（０≦ｘ≦０．０７５、０≦ｙ≦０．１、０≦ｚ≦
０．０２５、ｘ＋ｙ＋ｚ＞０）の光ガイド層を用いるこ
とができる。Example 6 In Example 6, the material of the light guide layer of Example 1 was variously changed. In the first embodiment, both the n-type light guide layer 105 and the p-type light guide layer 108 are formed of GaN. However, a part of the nitrogen atoms of those GaN layers is any one of As, P, and Sb. May be substituted. _{That, GaN 1-xyz As x P} y S
b _z (0 ≦ x ≦ 0.075, 0 ≦ y ≦ 0.1, 0 ≦ z ≦
0.025, x + y + z> 0).

【００６８】従来のＡｌＧａＮクラッド層／ＧａＮ光ガ
イド層では、たとえクラッド層中のＡｌ含有量を増大さ
せたとしても、これらの互いの層の屈折率差が小さく、
逆に格子不整合が増加してクラックの発生や結晶性の低
下を招く。他方、ＡｌＧａＮクラッド層とＧａＮＡｓＰ
Ｓｂ光ガイド層との組合せの場合、Ａｓ、Ｐ、またはＳ
ｂによるバンドギャップにおける非常に大きなボウイン
グ効果のために、従来に比べてわずかな添加量すなわち
わずかな格子不整合でエネルギギャップ差が大きくなる
とともに屈折率差も大きくなる。このことによって、窒
化物半導体レーザダイオード素子においてレーザ光を効
率よく閉じ込めることができ、垂直横モード特性（単峰
化）が向上する。In the conventional AlGaN cladding layer / GaN light guide layer, even if the Al content in the cladding layer is increased, the difference in the refractive index between these layers is small,
Conversely, lattice mismatch increases, causing cracks and lowering of crystallinity. On the other hand, the AlGaN cladding layer and the GaNAsP
In the case of a combination with an Sb light guide layer, As, P, or S
Due to the very large bowing effect in the band gap due to b, the energy gap difference and the refractive index difference increase with a small amount of addition, that is, with a slight lattice mismatch, as compared with the related art. Thus, the laser light can be efficiently confined in the nitride semiconductor laser diode element, and the vertical and transverse mode characteristics (single peak) are improved.

【００６９】ＧａＮ_1-x-y-zＡｓ_xＰ_yＳｂ_z（０≦ｘ≦
０．０７５、０≦ｙ≦０．１、０≦ｚ≦０．０２５、ｘ
＋ｙ＋ｚ＞０）光ガイド層における組成比率に関して
は、その光ガイド層が発光層中の障壁層に比べてエネル
ギバンドギャップが大きくなるようにｘ、ｙ、およびｚ
の組成比を調整すればよい。たとえば、青紫色レーザ
（波長４１０ｎｍ）素子中のＧａＮ_1-xＡｓ_x光ガイド層
の場合にはＡｓの組成比率ｘが０．０２以下、ＧａＮ
_1-yＰ_y光ガイド層の場合にはＰの組成比率ｙが０．０３
以下、そしてＧａＮ_1-zＳｂ_z光ガイド層の場合にはＳｂ
の組成比率ｚが０．０１以下に調整される。なお、この
実施例６における発光層に関する他の条件は、実施例１
の場合と同様である。[0069] _{GaN 1-xyz As x P y} Sb z (0 ≦ x ≦
0.075, 0 ≦ y ≦ 0.1, 0 ≦ z ≦ 0.025, x
+ Y + z> 0) With respect to the composition ratio in the light guide layer, x, y, and z are set such that the light guide layer has a larger energy band gap than the barrier layer in the light emitting layer.
May be adjusted. For example, in the case of a GaN _1-x As _x light guide layer in a blue-violet laser (wavelength 410 nm) element, the composition ratio x of As is 0.02 or less and the GaN
_{In the case of the 1-y Py} light guide layer, the composition ratio y of P is 0.03
Below, and in the case of a GaN _1-z Sb _z light guide layer, Sb
Is adjusted to 0.01 or less. The other conditions regarding the light emitting layer in the sixth embodiment are the same as those in the first embodiment.
Is the same as

【００７０】（実施例７）実施例７は、窒化物半導体発
光ダイオード素子に関するものである。図１５におい
て、この実施例７の窒化物半導体発光ダイオード素子の
模式的な縦断面図（ａ）と上面図（ｂ）が示されてい
る。(Embodiment 7) Embodiment 7 relates to a nitride semiconductor light emitting diode device. FIG. 15 shows a schematic longitudinal sectional view (a) and a top view (b) of the nitride semiconductor light emitting diode element of Example 7.

【００７１】図１５（ａ）の発光ダイオード素子は、Ｃ
面（０００１）サファイア基板１５００、ＧａＮバッフ
ァ層１５０１（膜厚３０ｎｍ）、ｎ型ＧａＮ層コンタク
ト１５０２（膜厚３μｍ、Ｓｉ不純物濃度１×１０¹⁸／
ｃｍ³）、ｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_{0. 9}Ｎ遮蔽層兼クラッド層１
５０３（膜厚２０ｎｍ、Ｓｉ不純物濃度１×１０¹⁸／ｃ
ｍ³）、発光層１５０４、ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ遮蔽層
兼クラッド層１５０５（膜厚２０ｎｍ、Ｍｇ不純物濃度
６×１０¹⁹／ｃｍ³）、ｐ型ＧａＮコンタクト層１５０
６（膜厚２００ｎｍ、Ｍｇ不純物濃度１×１０²⁰／ｃｍ
³）、透光性ｐ型電極１５０７、パッド電極１５０８、
ｎ型電極１５０９、および誘電体膜１５１０を含んでい
る。The light emitting diode element shown in FIG.
Plane (0001) sapphire substrate 1500, GaN buffer
Layer 1501 (thickness 30 nm), n-type GaN layer contact
1502 (film thickness 3 μm, Si impurity concentration 1 × 10¹⁸/
cm^Three), N-type Al_0.1Ga_{0. 9}N shielding layer and cladding layer 1
503 (film thickness 20 nm, Si impurity concentration 1 × 10¹⁸/ C
m^Three), Light emitting layer 1504, p-type Al_0.1Ga_0.9N shielding layer
And cladding layer 1505 (film thickness 20 nm, Mg impurity concentration
6 × 10¹⁹/ Cm^Three), P-type GaN contact layer 150
6 (film thickness 200 nm, Mg impurity concentration 1 × 10²⁰/ Cm
^Three), Translucent p-type electrode 1507, pad electrode 1508,
including an n-type electrode 1509 and a dielectric film 1510
You.

【００７２】ただし、このような発光ダイオード素子に
おいて、ｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎ遮蔽層兼クラッド層１５
０３は省略されてもよい。また、ｐ型電極１５０７はＮ
ｉまたはＰｄで形成され、パッド電極１５０８はＡｕで
形成され、そしてｎ型電極１５０９はＨｆ／Ａｕ、Ｔｉ
／Ａｌ、Ｔｉ／Ｍｏ、またはＨｆ／Ａｌの積層体で形成
され得る。However, in such a light emitting diode element, the n-type Al _0.1 Ga _0.9 N shielding layer / cladding layer 15 is used.
03 may be omitted. The p-type electrode 1507 is N
i or Pd, the pad electrode 1508 is formed of Au, and the n-type electrode 1509 is Hf / Au, Ti
/ Al, Ti / Mo, or Hf / Al laminates.

【００７３】この実施例の発光層においては、井戸層と
障壁層のそれぞれにＳｉＨ₄（Ｓｉ不純物濃度５×１０
¹⁷／ｃｍ³）が添加されている。なお、これらの井戸層
と障壁層の窒化物半導体材料については、実施例２の場
合と同様である。また、サファイア基板１５００の代わ
りにＧａＮ基板を用いた場合は実施例４と同様の効果が
得られ、図１４に示す基板を用いた場合には実施例５と
同様の効果が得られる。さらに、ＧａＮ基板は導電性基
板であるので、図１５（ｂ）のように発光素子の片面側
にｐ型電極１５０７とｎ型電極１５０９の両方を形成し
てもよいし、ＧａＮ基板の裏面上にｎ型電極を形成して
エピタキシャル最外表面上に透光性ｐ型電極を形成して
もよい。In the light emitting layer of this embodiment, SiH ₄ (Si impurity concentration 5 × 10
¹⁷ / cm ³ ). The nitride semiconductor materials of these well layers and barrier layers are the same as in the case of the second embodiment. When a GaN substrate is used instead of the sapphire substrate 1500, the same effect as that of the fourth embodiment is obtained. When the substrate shown in FIG. 14 is used, the same effect as that of the fifth embodiment is obtained. Further, since the GaN substrate is a conductive substrate, both the p-type electrode 1507 and the n-type electrode 1509 may be formed on one side of the light emitting element as shown in FIG. And a light-transmitting p-type electrode may be formed on the outermost surface of the epitaxial layer.

【００７４】なお、この実施例７における発光層１５０
４に含まれる井戸層と障壁層に関する条件は、実施例１
の場合と同様である。The light emitting layer 150 of the seventh embodiment was used.
The conditions relating to the well layer and the barrier layer included in Example 4 are described in Example 1.
Is the same as

【００７５】（実施例８）実施例８は、窒化物半導体ス
ーパールミネッセントダイオード素子に関するものであ
る。この発光素子における構成や結晶成長方法は実施例
１の場合と同様である。なお、サファイア基板の代わり
にＧａＮ基板を用いた場合には実施例４と同様の効果が
得られ、図１４に示された基板を用いた場合には実施例
５と同様の効果が得られる。Embodiment 8 Embodiment 8 relates to a nitride semiconductor superluminescent diode device. The configuration and the crystal growth method in this light emitting element are the same as those in the first embodiment. When a GaN substrate is used instead of the sapphire substrate, the same effect as in the fourth embodiment is obtained, and when the substrate shown in FIG. 14 is used, the same effect as in the fifth embodiment is obtained.

【００７６】（実施例９）実施例９においては、実施例
１および３〜８における発光層中の井戸層と障壁層に不
純物Ｓｉの代わりに１×１０²⁰／ｃｍ³のＣが添加され
た。このように、井戸層と障壁層において不純物Ｓｉの
代わりにＣを用いた場合にも同様の効果が得られた。Example 9 In Example 9, 1 × 10 ²⁰ / cm ³ of C was added to the well layers and the barrier layers in the light emitting layers in Examples 1 and 3 to 8 instead of the impurity Si. . As described above, the same effect was obtained when C was used instead of the impurity Si in the well layer and the barrier layer.

【００７７】（実施例１０）実施例１０においては、実
施例１および３〜８における発光層中の井戸層と障壁層
に不純物としてＳｉの代わりに１×１０¹⁶／ｃｍ³のＭ
ｇが添加された。このように、井戸層と障壁層において
不純物としてＳｉの代わりにＭｇを用いた場合にも同様
の効果が得られた。Example 10 In Example 10, the well layer and the barrier layer in the light emitting layer in Examples 1 and 3 to 8 were replaced with 1 × 10 ¹⁶ / cm ³ M instead of Si as an impurity.
g was added. As described above, similar effects were obtained when Mg was used instead of Si as an impurity in the well layer and the barrier layer.

【００７８】（実施例１１）実施例１１においては、実
施例１から８による窒化物半導体レーザを利用した光学
装置が作製された。本発明によるたとえば青紫色（４０
０〜４１０ｎｍの発光波長）窒化物半導体レーザを利用
した光学装置では、従来の窒化物半導体レーザに比べて
レーザ発振しきい値電流密度が低くて、高出力（５０ｍ
Ｗ）でかつ高温雰囲気中で安定して動作し得るので、高
密度記録再生用光ディスクの記録再生用光学装置に適し
ている。Example 11 In Example 11, an optical device using the nitride semiconductor laser according to Examples 1 to 8 was manufactured. According to the present invention, for example, blue-violet (40
An optical device using a nitride semiconductor laser has a lower laser oscillation threshold current density than a conventional nitride semiconductor laser and has a high output (50 m).
W) and can operate stably in a high-temperature atmosphere, so that it is suitable for a recording / reproducing optical device for a high-density recording / reproducing optical disk.

【００７９】図１６において、本発明によるレーザ素子
１を含む光学装置の一例として、光ピックアップ装置２
を含む光ディスク情報記録再生装置が模式的なブロック
図で示されている。この光学情報記録再生装置におい
て、レーザ光３は入力情報に応じて光変調器４で変調さ
れ、走査ミラー５およびレンズ６を介してディスク７上
に記録される。ディスク７は、モータ８によって回転さ
せられる。再生時にはディスク７上のピット配列によっ
て光学的に変調された反射レーザ光がビームスプリッタ
９を通して検出器１０で検出され、これによって再生信
号が得られる。これらの各要素の動作は、制御回路１１
によって制御される。レーザ素子１の出力については、
通常は記録時に３０ｍＷであり、再生時には５ｍＷ程度
である。In FIG. 16, an optical pickup device 2 is shown as an example of an optical device including a laser element 1 according to the present invention.
Is shown in a schematic block diagram. In this optical information recording / reproducing apparatus, a laser beam 3 is modulated by an optical modulator 4 according to input information, and is recorded on a disk 7 via a scanning mirror 5 and a lens 6. The disk 7 is rotated by a motor 8. At the time of reproduction, the reflected laser light optically modulated by the pit arrangement on the disk 7 is detected by the detector 10 through the beam splitter 9, and thereby a reproduction signal is obtained. The operation of each of these elements is controlled by the control circuit 11
Is controlled by Regarding the output of the laser element 1,
Normally, it is 30 mW during recording and about 5 mW during reproduction.

【００８０】本発明によるレーザ素子は上述のような光
ディスク記録再生装置に利用され得るのみならず、レー
ザプリンタ、光の三原色（青色、緑色、赤色）レーザダ
イオードによるプロジェクタなどに利用し得る。The laser element according to the present invention can be used not only in the above-described optical disk recording / reproducing apparatus but also in a laser printer, a projector using laser diodes of three primary colors (blue, green, and red).

【００８１】（実施例１２）実施例１２においては、実
施例６と７による窒化物半導体発光ダイオードが光学装
置に利用された。一例として、本発明による発光層を用
いた光の三原色（赤色、緑色、青色）による発光ダイオ
ードまたはスーパールミネッセントダイオードを含む白
色光源を作製することができ、またそれらの三原色を用
いたディスプレイを作製することもできた。Example 12 In Example 12, the nitride semiconductor light emitting diodes according to Examples 6 and 7 were used for an optical device. As an example, a white light source including a light emitting diode or a super luminescent diode using three primary colors of light (red, green, and blue) using the light emitting layer according to the present invention can be manufactured, and a display using the three primary colors can be manufactured. It could be made.

【００８２】従来の液晶ディスプレイに用いられていた
ハロゲン光源に代わってこのような本発明による発光素
子を利用した白色光源を用いることによって、低消費電
力でかつ高輝度のバックライトを得ることができる。す
なわち、本発明の発光素子を利用した白色光源は、携帯
ノートパソコン、携帯電話などによるマン・マシンイン
ターフェイスの液晶ディスプレイ用バックライトとして
利用でき、小型化されかつ高鮮明な液晶ディスプレイを
提供することが可能になる。By using such a white light source using the light emitting element according to the present invention instead of the halogen light source used in the conventional liquid crystal display, a backlight with low power consumption and high luminance can be obtained. . That is, the white light source using the light emitting element of the present invention can be used as a backlight for a liquid crystal display of a man-machine interface by a portable notebook personal computer, a mobile phone, and the like, and can provide a miniaturized and clear liquid crystal display. Will be possible.

【００８３】[0083]

【発明の効果】以上のように、本発明によれば、量子井
戸層と障壁層とが交互に積層された多重量子井戸構造を
有する発光層を含む窒化物半導体発光素子において、少
なくともＩｎを含む窒化物半導体でその量子井戸層を形
成しかつ障壁層にＡｓ、Ｐ、またはＳｂを含有させるこ
とにより、井戸層の相分離を抑制してその発光素子の色
斑を防止して発光効率を向上させることができる。As described above, according to the present invention, a nitride semiconductor light emitting device including a light emitting layer having a multiple quantum well structure in which quantum well layers and barrier layers are alternately stacked contains at least In. By forming the quantum well layer of a nitride semiconductor and including As, P, or Sb in the barrier layer, the phase separation of the well layer is suppressed, the color unevenness of the light emitting element is prevented, and the luminous efficiency is improved. Can be done.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

【図１】 本発明の実施例による窒化物半導体レーザ素
子の構造を示す模式的な断面図である。FIG. 1 is a schematic sectional view showing a structure of a nitride semiconductor laser device according to an embodiment of the present invention.

【図２】 実施例によるレーザ素子のチップ分割を説明
するための模式的な上面図である。FIG. 2 is a schematic top view for explaining chip division of a laser device according to an embodiment.

【図３】 レーザ素子の井戸層数としきい値電流密度と
の関係を示すグラフである。FIG. 3 is a graph showing a relationship between the number of well layers of a laser device and a threshold current density.

【図４】 実施例による発光素子中のエネルギバンドギ
ャップ構造を模式的に示す図である。FIG. 4 is a diagram schematically showing an energy band gap structure in a light emitting device according to an example.

【図５】 実施例による発光素子中のエネルギバンドギ
ャップ構造の他の例を模式的に示す図である。FIG. 5 is a diagram schematically showing another example of the energy band gap structure in the light emitting device according to the embodiment.

【図６】 実施例による発光素子中のエネルギバンドギ
ャップ構造の他の例を模式的に示す図である。FIG. 6 is a diagram schematically showing another example of the energy band gap structure in the light emitting device according to the embodiment.

【図７】 実施例によるレーザダイオードのＧａＮＡｓ
障壁中のＶ族元素におけるＡｓの割合と井戸層における
Ｉｎの相分離の割合との関係を示すグラフである。FIG. 7 shows the GaNAs of the laser diode according to the embodiment.
5 is a graph showing a relationship between a ratio of As in a group V element in a barrier and a ratio of phase separation of In in a well layer.

【図８】 実施例によるレーザダイオードのＧａＮＡｓ
障壁中のＶ族元素におけるＰの割合と井戸層におけるＩ
ｎの相分離の割合との関係を示すグラフである。FIG. 8 shows the GaNAs of the laser diode according to the embodiment.
Ratio of P in Group V element in barrier and I in well layer
4 is a graph showing the relationship between n and the ratio of phase separation.

【図９】 実施例によるレーザダイオードのＧａＮＡｓ
障壁中のＶ族元素におけるＳｂの割合と井戸層における
Ｉｎの相分離の割合との関係を示すグラフである。FIG. 9 shows a GaNAs of a laser diode according to an embodiment.
5 is a graph showing the relationship between the ratio of Sb in a group V element in a barrier and the ratio of phase separation of In in a well layer.

【図１０】 実施例によるレーザダイオードのＧａＮＡ
ｓ障壁中のＶ族元素におけるＡｓの添加量と井戸層にお
けるＩｎの相分離の割合との関係を示すグラフである。FIG. 10 shows a GaNA of a laser diode according to an embodiment.
9 is a graph showing the relationship between the amount of As added to a group V element in an s barrier and the ratio of phase separation of In in a well layer.

【図１１】 実施例によるレーザダイオードのＧａＮＡ
ｓ障壁中のＶ族元素におけるＰの添加量と井戸層におけ
るＩｎの相分離の割合との関係を示すグラフである。FIG. 11 shows a GaNA of a laser diode according to an embodiment.
11 is a graph showing the relationship between the amount of P added in a V element in the s barrier and the ratio of phase separation of In in a well layer.

【図１２】 実施例によるレーザダイオードのＧａＮＡ
ｓ障壁中のＶ族元素におけるＳｂの添加量と井戸層にお
けるＩｎの相分離の割合との関係を示すグラフである。FIG. 12 shows a GaNA of a laser diode according to an embodiment.
9 is a graph showing the relationship between the amount of Sb added to a group V element in an s barrier and the rate of phase separation of In in a well layer.

【図１３】 実施例として窒化物半導体基板を用いたレ
ーザ素子の構造を示す模式的な断面図である。FIG. 13 is a schematic sectional view showing a structure of a laser device using a nitride semiconductor substrate as an example.

【図１４】 本発明による発光素子において利用され得
る窒化物半導体厚膜基板を示す模式的な断面図である。FIG. 14 is a schematic sectional view showing a nitride semiconductor thick film substrate that can be used in a light emitting device according to the present invention.

【図１５】 （ａ）は本発明による発光ダイオード素子
の一例を示す模式的な断面図であり、（ｂ）は（ａ）の
ダイオード素子に対応する模式的な上面図である。FIG. 15A is a schematic cross-sectional view illustrating an example of a light emitting diode element according to the present invention, and FIG. 15B is a schematic top view corresponding to the diode element of FIG.

【図１６】 本発明による発光素子が用いられた光学装
置の一例としての光ディスク記録再生装置を示す模式的
なブロック図である。FIG. 16 is a schematic block diagram showing an optical disk recording / reproducing device as an example of an optical device using the light emitting element according to the present invention.

【符号の説明】[Explanation of symbols]

１００，１５００ サファイア基板、１０１，１５０１
ＧａＮバッファ層、１０２，１５０２ ｎ型ＧａＮ
層、１０３ ｎ型Ｉｎ_0.07Ｇａ_0.93Ｎクラック防止層、
１０４ ｎ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層、１０５ ｎ
型ＧａＮ光ガイド層、１０６，１５０４ 発光層、１０
７ ｐ型Ａｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ遮蔽層、１０８ｐ型ＧａＮ光
ガイド層、１０９ ｐ型Ａｌ_0.1Ｇａ_0.9Ｎクラッド層、
１１０，１５０６ ｐ型ＧａＮコンタクト層、１１１，
１５０９ ｎ型電極、１１２ ｐ型電極、１１３ Ｓｉ
Ｏ₂誘電体膜、１３００ ｎ型ＧａＮ基板、１４００
基板、１４０１ 種基板、１４０２ バッファ層、１４
０３ ｎ型ＧａＮ膜、１４０４，１５１０ 誘電体膜、
１４０５ ｎ型ＧａＮ厚膜、１５０３ ｎ型Ａｌ_{0. 1}Ｇ
ａ_0.9Ｎ遮蔽層兼クラッド層、１５０５ ｐ型Ａｌ_0.1Ｇ
ａ_0.9Ｎ遮蔽層兼クラッド層、１５０７ 透光性ｐ型電
極、１５０８ パッド電極、１Ａ リッジストライプ
部、２Ａ 劈開面、２Ｂ チップ分割面、１ レーザ素
子、２ 光ピックアップ、３ レーザ光、４ 光変調
器、５ 走査ミラー、６ レンズ、７ ディスク、８
モータ、９ ビームスプリッタ、１０ 光検出器、１１
制御回路。 100, 1500 sapphire substrate, 101, 1501
 GaN buffer layer, 102,1502 n-type GaN
Layer, 103 n-type In_0.07Ga_0.93N crack prevention layer,
104 n-type Al_0.1Ga_0.9N cladding layer, 105 n
Type GaN light guide layer, 106, 1504 light emitting layer, 10
7 p-type Al_0.2Ga_0.8N shielding layer, 108p-type GaN light
Guide layer, 109 p-type Al_0.1Ga_0.9N clad layer,
110, 1506 p-type GaN contact layer, 111,
1509 n-type electrode, 112 p-type electrode, 113 Si
O_TwoDielectric film, 1300 n-type GaN substrate, 1400
Substrate, 1401 seed substrate, 1402 buffer layer, 14
03 n-type GaN film, 1404, 1510 dielectric film,
1405 n-type GaN thick film, 1503 n-type Al_{0. 1}G
a_0.9N shielding layer / cladding layer, 1505 p-type Al_0.1G
a_0.9N shielding layer / cladding layer, 1507 translucent p-type
Pole, 1508 pad electrode, 1A ridge stripe
Part, 2A cleavage plane, 2B chip division plane, 1 laser element
Child, 2 optical pickup, 3 laser light, 4 optical modulation
Container, 5 scanning mirror, 6 lens, 7 disk, 8
Motor, 9 beam splitter, 10 photodetector, 11
 Control circuit.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4G077 AA03 BE11 BE13 DB08 EB01 ED06 EF05 HA02 5F041 AA03 AA05 CA05 CA34 CA40 CA46 CA53 CA54 CA56 CA57 CA65 CA66 CA82 CA83 CA88 CA92 FF01 FF16 5F073 AA13 AA45 AA51 AA55 AA74 CA07 CB07 CB15 CB19 DA05 DA25 EA23 EA29  ──────────────────────────────────────────────────続 き Continuing from the front page F term (reference) 4G077 AA03 BE11 BE13 DB08 EB01 ED06 EF05 HA02 5F041 AA03 AA05 CA05 CA34 CA40 CA46 CA53 CA54 CA56 CA57 CA65 CA66 CA82 CA83 CA88 CA92 FF01 FF16 5F073 AA13 AA07 CB CB DA05 DA25 EA23 EA29

Claims (13)

【特許請求の範囲】[Claims] 【請求項１】 量子井戸層と障壁層とが交互に積層され
た量子井戸構造を有する発光層を含み、 前記量子井戸層は少なくともＩｎを含む窒化物半導体層
からなり、 前記障壁層は少なくともＡｓ、Ｐ、またはＳｂを含む窒
化物半導体層からなることを特徴とする窒化物半導体発
光素子。1. A light emitting layer having a quantum well structure in which quantum well layers and barrier layers are alternately stacked, wherein the quantum well layer is made of a nitride semiconductor layer containing at least In, and the barrier layer is made of at least As. , P, or Sb. 【請求項２】 前記窒化物半導体発光素子に含まれる複
数の半導体層を成長させるための基板を含み、前記発光
層の両主面のうちで前記基板に近い第１主面に接する第
１隣接半導体層と前記基板から遠い第２主面に接する第
２隣接半導体層との少なくとも一方はＡｌを含む窒化物
半導体からなることを特徴とする請求項１に記載の窒化
物半導体発光素子。2. A light emitting device comprising: a substrate for growing a plurality of semiconductor layers included in the nitride semiconductor light emitting device; and a first adjacent one of both main surfaces of the light emitting layer contacting a first main surface close to the substrate. The nitride semiconductor light emitting device according to claim 1, wherein at least one of the semiconductor layer and a second adjacent semiconductor layer that is in contact with a second main surface far from the substrate is made of a nitride semiconductor containing Al. 【請求項３】 前記第１隣接半導体層または前記第２隣
接半導体層と直接接しているのは前記井戸層であること
を特徴とする請求項２に記載の窒化物半導体発光素子。3. The nitride semiconductor light emitting device according to claim 2, wherein said well layer directly contacts said first adjacent semiconductor layer or said second adjacent semiconductor layer. 【請求項４】 前記発光層は２層以上で１０層以下の前
記井戸層を含んでいることを特徴とする請求項１から３
のいずれかの項に記載の窒化物半導体発光素子。4. The light-emitting layer according to claim 1, wherein the light-emitting layer includes two or more and ten or less well layers.
13. The nitride semiconductor light-emitting device according to any one of the above items. 【請求項５】 前記井戸層は０．４ｎｍ以上で２０ｎｍ
以下の厚さを有していることを特徴とする請求項１から
４のいずれかの項に記載の窒化物半導体発光素子。5. The method according to claim 1, wherein the well layer has a thickness of 0.4 nm or more and 20 nm or more.
The nitride semiconductor light emitting device according to claim 1, wherein the nitride semiconductor light emitting device has the following thickness. 【請求項６】 前記障壁層は１ｎｍ以上で２０ｎｍ以下
の厚さを有していることを特徴とする請求項１から５の
いずれかの項に記載の窒化物半導体発光素子。6. The nitride semiconductor light emitting device according to claim 1, wherein said barrier layer has a thickness of 1 nm or more and 20 nm or less. 【請求項７】 前記障壁層においてＡｓ原子の添加量が
１×１０¹⁸／ｃｍ³以上でありかつＶ族元素中のＡｓ原
子含有率が２０％以下であることを特徴とする請求項１
から６のいずれかの項に記載の窒化物半導体発光素子。7. The barrier layer according to claim 1, wherein the amount of As atoms added is 1 × 10 ¹⁸ / cm ³ or more and the content of As atoms in the group V element is 20% or less.
7. The nitride semiconductor light-emitting device according to any one of items 6 to 6. 【請求項８】 前記障壁層においてＰ原子の添加量が１
×１０¹⁹／ｃｍ³以上でありかつＶ族元素中のＰ原子含
有率が２５％以下であることを特徴とする請求項１から
６のいずれかの項に記載の窒化物半導体発光素子。8. The barrier layer according to claim 1, wherein the addition amount of P atoms is 1
× 10 ¹⁹ / cm ³ or more in and and a nitride semiconductor light emitting device according to any one of claims 1 to 6, P atom content in the group V element is equal to or less than 25%. 【請求項９】 前記障壁層においてＳｂ原子の添加量が
１×１０¹⁷／ｃｍ³以上でありかつＶ族元素中のＳｂ原
子含有率が１５％以下であることを特徴とする請求項１
から６のいずれかの項に記載の窒化物半導体発光素子。9. The barrier layer according to claim 1, wherein the addition amount of Sb atoms is 1 × 10 ¹⁷ / cm ³ or more and the content of Sb atoms in the group V element is 15% or less.
7. The nitride semiconductor light-emitting device according to any one of items 6 to 6. 【請求項１０】 前記井戸層と前記障壁層の少なくとも
一方は、Ｓｉ、Ｏ、Ｓ、Ｃ、Ｇｅ、Ｚｎ、Ｃｄ、および
Ｍｇから選択された少なくとも１種のドーパントが添加
されていることを特徴とする請求項１から９のいずれか
の項に記載の窒化物半導体発光素子。10. A method according to claim 1, wherein at least one of said well layer and said barrier layer is doped with at least one dopant selected from Si, O, S, C, Ge, Zn, Cd, and Mg. The nitride semiconductor light emitting device according to any one of claims 1 to 9, wherein 【請求項１１】 前記ドーパントの添加量は１×１０¹⁶
〜１×１０²⁰／ｃｍ ³の範囲内にあることを特徴とする
請求項１０に記載の窒化物半導体発光素子。11. The addition amount of the dopant is 1 × 10¹⁶
~ 1 × 10²⁰/ Cm ^ThreeCharacterized by being within the range of
A nitride semiconductor light emitting device according to claim 10. 【請求項１２】 前記発光素子はＧａＮ基板を利用して
形成されていることを特徴とする請求項１から１１のい
ずれかの項に記載の窒化物半導体発光素子。12. The nitride semiconductor light emitting device according to claim 1, wherein said light emitting device is formed using a GaN substrate. 【請求項１３】 請求項１から１２のいずれかの項に記
載された前記窒化物半導体発光素子を含むことを特徴と
する光学装置。13. An optical device comprising the nitride semiconductor light emitting device according to claim 1. Description: