JP2004200362A

JP2004200362A - Nitride semiconductor light emitting element

Info

Publication number: JP2004200362A
Application number: JP2002366393A
Authority: JP
Inventors: Yasuo Oba; 場康夫大; Susumu Iida; 田晋飯
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 2002-12-18
Filing date: 2002-12-18
Publication date: 2004-07-15

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a nitride semiconductor light emitting element which ensures high light emitting efficiency, high reliability, high productivity, and low cost without using a particular defect reducing method. <P>SOLUTION: The nitride semiconductor light emitting element comprises an n-type clad layer consisting of a nitride semiconductor, a light emitting layer consisting of the nitride semiconductor including In which is formed on the n-type clad layer, a distortion multilayer structure layer in the structure in which a large lattice constant layer consisting of Al<SB>x</SB>Ga<SB>1-x</SB>N (0 ≤ x) and a small lattice constant layer which is formed of Al<SB>y</SB>Ga<SB>1-y</SB>N (x < y ≤ 1, 0.30 ≤ y-x ≤ 0.50) and has the lattice constant smaller than that of the large lattice constant layer are alternately laminated in the two periods or more, and a p-type layer which is formed on the distortion multilayer structure layer and formed of the nitride semiconductor. In such p-type layer, magnesium is added as the p-type dopant. <P>COPYRIGHT: (C)2004,JPO&NCIPI

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、窒化物半導体発光素子に関する。
【０００２】
【従来の技術】
窒化物半導体は、ＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮ、等の窒素を含むIII−Ｖ族化合物半導体であり、バンドギャップが約３ｅＶと大きく、直接遷移型であり、短波長発光素子用材料として利用が急速に拡大している。この窒化物半導体、例えばＧａＮ、は格子整合する良質な基板がないため、便宜上、サファイア基板上に成長されている。このサファイア基板と、ＧａＮと、は格子不整合が１５％程度と大きいために、他の材料系と同様の結晶成長方法では、単結晶のＧａＮ層を得ることは極めて困難である。このため、ＧａＮの結晶成長では、格子不整合の影響を緩和するために、サファイア基板上に低温バッファー層としてアモルファスまたは多結晶のＧａＮまたはＡｌＮを極薄く低温（６００℃程度）成長させ、この低温バッファー層上に単結晶のＧａＮ層を高温（１０００℃程度）成長させる方法が多く用いられている。この低温バッファー層を用いる方法により、単結晶のＧａＮ層が得られている。
【０００３】
もっとも、この低温バッファー層を用いた場合でも、ＧａＮとサファイアとの格子不整合のために、単結晶のＧａＮ層には貫通転移や結晶欠陥が高密度に発生する。このため、このＧａＮ層をＬＥＤやレーザなどの半導体発光素子に用いると、ＬＥＤでは発光効率の低下、レーザでは信頼性低下、が問題となっていた。特に、レ−ザでは、結晶欠陥の増加により動作電圧が上昇して信頼性が低下することが、深刻な問題となっていた。
【０００４】
そこで、窒化物半導体発光素子では、上記のような信頼性の低下を避けるために、まずサファイア基板上にバッファー層を形成し、次にこのバッファー層上の一部にストライプ状のマスクを形成し、次にマスクのない部分に単結晶のＧａＮを選択成長し、次にこのＧａＮを核にして単結晶のＧａＮをマスク上に横方向成長させて、マスク上に結晶欠陥が少ない単結晶のＧａＮを形成する方法が用いられていた。この横方向成長の方法を用いた窒化物半導体レーザは、例えば、日亜化学の中村らが、「ＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓＬｅｔｔｅｒｓ」，米国物理学会（ＡｍｅｒｉｃａｎＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＰｈｙｓｕｃｓ），１９９８年１月１２日，第７２巻，第２号，ｐ．２１１−２１３、に記載している。このように、横方向成長のＧａＮを用いて窒化物半導体レーザを形成することで、高信頼性の窒化物半導体レーザが得られている。
【０００５】
【非特許文献１】
中村修二、他，「ＡｐｐｌｉｅｄＰｈｙｓｉｃｓＬｅｔｔｅｒｓ」，米国物理学会（ＡｍｅｒｉｃａｎＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＰｈｙｓｕｃｓ），１９９８年１月１２日，第７２巻，第２号，ｐ．２１１−２１３
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記のような横方向成長と低温バッファー層とを組み合わせた方法では、横方向成長による低欠陥密度のＧａＮが得られる領域は極めて狭く、他の領域では逆に欠陥が増大する傾向があった。このため、例えば直径２インチの基板を用いて窒化物半導体レーザを製造しても、極めて狭い領域からしかレーザが得られず、生産性が悪いという問題があった。また、生産性が悪いことから、製造コストも高くなった。
【０００７】
もっとも、上記のように生産性が悪くなったり製造コストが高くなったりすることは、従来は、仕方がないと考えられていた。なぜなら、従来は、信頼性が高い窒化物半導体レーザを得るためには発光層の結晶欠陥を減らすための欠陥低減手法を用いることが不可欠であり、この欠陥低減手法を用いれば上記のように生産性が悪くなったり製造コストが高くなったりすることが避けられないと考えられていたからである。
【０００８】
本発明は、かかる課題の認識に基づいてなされたものであり、その目的は、特別な欠陥低減手法を用いることなく、高発光効率、高信頼性の窒化物半導体発光素子を提供する点である。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明の第１の窒化物半導体発光素子は、窒化物半導体からなるｎ型層と、前記ｎ型層上に形成されＩｎを含む窒化物半導体からなる発光層と、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ）からなる大格子定数層と、Ａｌ_yＧａ_１− _yＮ（ｘ＜ｙ≦１、０．３０≦ｙ−ｘ≦０．５０）からなり前記大格子定数層よりも小さい格子定数を有する小格子定数層と、を交互に周期的に積層した構造からなる歪多層構造層と、前記歪多層構造層上に形成され、窒化物半導体からなり、ｐ型ドーパントとしてのマグネシウムが添加されたｐ型層と、を備えることを特徴とする。
【００１０】
また、本発明の第２の窒化物半導体発光素子は、窒化物半導体からなるｎ型層と、前記ｎ型層上に形成されＩｎを含む窒化物半導体からなる発光層と、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ）からなる大格子定数層と、Ａｌ_yＧａ_１− _yＮ（ｘ＜ｙ≦１、０．３０≦ｙ−ｘ≦０．５０）からなり前記大格子定数層よりも小さい格子定数を有する小格子定数層と、からなるヘテロ接合構造を、複数有する歪多層構造層と、前記歪多層構造層上に形成され、窒化物半導体からなり、ｐ型ドーパントとしてのマグネシウムが添加されたｐ型層と、を備えることを特徴とする。
【００１１】
また、本発明の第３の窒化物半導体発光素子は、サファイア基板と、前記サファイア基板上に形成され単結晶のＡｌ_ｖＧａ_１−ｖＮ（０．８５≦ｖ≦１）からなる単結晶バッファー層と、前記単結晶バッファー層上に形成されＧａＮからなるｎ型コンタクト層と、前記ｎ型コンタクト層上に形成されＡｌ_ｗＧａ_１−ｗＮ（０＜ｗ≦１）からなるｎ型クラッド層と、前記ｎ型クラッド層上に形成されＩｎを含む窒化物半導体からなる発光層と、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ）からなる大格子定数層と、Ａｌ_yＧａ_１− _yＮ（ｘ＜ｙ≦１、０．３０≦ｙ−ｘ≦０．５０）からなり前記大格子定数層よりも小きい格子定数を有する小格子定数層と、を交互に周期的に積層した構造からなる歪多層構造層と、前記歪多層構造層上に形成され、窒化物半導体からなり、ｐ型ドーパントとしてのマグネシウムが添加されたｐ型層と、を備えることを特徴とする。
【００１２】
また、本発明の第４の窒化物半導体発光素子は、サファイア基板と、前記サファイア基板上に形成され単結晶のＡｌ_ｖＧａ_１−ｖＮ（０．８５≦ｖ≦１）からなる単結晶バッファー層と、前記単結晶バッファー層上に形成されＧａＮからなるｎ型コンタクト層と、前記ｎ型コンタクト層上に形成されＡｌ_ｗＧａ_１−ｗＮ（０＜ｗ≦１）からなるｎ型クラッド層と、前記ｎ型クラッド層上に形成されＩｎを含む窒化物半導体からなる発光層と、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ）からなる大格子定数層と、Ａｌ_yＧａ_１− _yＮ（ｘ＜ｙ≦１、０．３０≦ｙ−ｘ≦０．５０）からなり前記大格子定数層よりも小きい格子定数を有する小格子定数層と、からなるヘテロ接合構造を、複数有する歪多層構造層と、前記歪多層構造層上に形成され、窒化物半導体からなり、ｐ型ドーパントとしてのマグネシウムが添加されたｐ型層と、を備えることを特徴とする。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態について詳細な説明を行う前に、本発明の前提となる、本発明者の独自の実験の結果について説明する。
【００１４】
従来、窒化物半導体発光素子の信頼性や発光効率が低下する主な原因は、発光層の結晶欠陥が多いためであると考えられていた。このため、前述のように、信頼性が高い窒化物半導体発光素子を得るためには発光層の結晶欠陥を減らすための欠陥低減手法を用いることが不可欠であると考えられていた。しかしながら、本発明者は、実験結果に基づき、信頼性や発光効率の低下の主な原因は、発光層の結晶欠陥が多いことではなく、発光層上のｐ型クラッド層中のマグネシウムが結晶欠陥に沿って発光層に拡散することにあると考えるに至った。これにより、本発明者は、発光層の結晶欠陥が従来と同程度でも、発光層へのマグネシウムの拡散を低減すれば、信頼性が高い窒化物半導体発光素子が得られることを独自に知得した。そして、発光層の結晶欠陥を減らすための特別な欠陥低減手法を用いることなく、高信頼性、高生産性、低コストの窒化物半導体発光素子が得られることが分かった。
【００１５】
図７は、本発明者が上記の実験に用いた窒化物半導体発光素子のサンプルの基本構造を示す断面図である。サファイア基板１００上には、ＧａＮからなる低温バッファ層１１２、ＧａＮからなる緩和層１２０、ＧａＮからなるｎ型コンタクト層１２１、ＡｌＧａＮからなるｎ型クラッド層１２２、ＩｎＧａＮからなる発光層１３０、ＡｌＧａＮからなるｐ型クラッド層１４２、ＧａＮからなるｐ型コンタクト層１４３、が順次形成されている。発光層１３０は、ｎ側電極１６１と、ｐ側電極１６２と、からの電流注入により光を放射する。ここで、ｐ型層１４２、１４３には、ｐ型ドーパントとして、マグネシウムが添加されている。このマグネシウムは、他の材料系の素子に比べ、高濃度に添加されている。これは、窒化物半導体では、正孔の移動度が低く、マグネシウムの濃度を高くしないと、動作電圧が上昇してしまうためである。特に、窒化物半導体発光素子として半導体レーザを用いる場合は、動作電圧低減のために、高濃度にマグネシウムを添加する必要がある。ただし、マグネシウム濃度を増やしすぎると窒化物半導体の結晶性が劣化してしまうため、マグネシウム濃度は、通常、３×１０^２０ｃｍ^−３程度以下とされる。
【００１６】
この図７のサンプルを用いて、本発明者は、まず、結晶欠陥が窒化物半導体発光素子の特性に及ぼす影響を調べるために、様々な条件下で、素子の特性と、発光層１３０およびｐ型層１４２、１４３の結晶欠陥と、の関係を調べた。その結果、素子の特性と、発光層１３０およびｐ型層１４２、１４３の結晶欠陥と、には明らかな負の相関が認められた。なお、窒化物半導体では、欠陥が各層を貫く貫通転移が多いので、発光層１３０、ｐ型層１４２、１４３、及び他の層１１２、１２０〜１２２、の結晶欠陥密度はほぼ比例する。
【００１７】
次に、本発明者は、素子の特性と、ｐ型層１４２、１４３のＭｇド−ピング濃度と、の関係を調べたところ、抵抗低減を狙ってｐ型層１４２、１４３に１×１０^２０ｃｍ^−３から３×１０^２０ｃｍ^−３の高濃度にＭｇを添加した試料で、発光効率の低下が顕著であった。本発明者は、このように発光効率が低下したサンプルを解析したところ、このサンプルではｐ型層１４２、１４３から発光層１３０へのＭｇの拡散が生じていることが分かった。そして、発光層１３０中のＭｇ濃度が３×１０^６ｃｍ^−３以上になると、結晶欠陥密度に変化がなくても、顕著な発光効率の低下が生じることが判明した。また、この発光効率の低下は、ｐ型層１４２、１４３中のＭｇ濃度が１×１０^１９ｃｍ^−３から３×１０^２０ｃｍ^−３であり、ｐ型クラッド層１４２の結晶欠陥密度が２×１０^８ｃｍ^−２以上のときに顕著になることが判明した。これにより、発光効率の低下は、主に、ｐ型層１４２、１４３中のＭｇが発光層１３０へ拡散することにより引き起こされるものであり、ｐ型クラッド層１４２中の結晶欠陥密度の増大はＭｇの拡散を助長すると考えられる。
【００１８】
そこで、本発明者らは、窒化物半導体素子において、結晶欠陥が存在する素子でも、発光層１３０へのＭｇの拡散を有効に抑制して、高い信頼性の素子を得るための方策を検討した。その結果、ｐ型クラッド層１４２と発光層１３０との間に、またはｐ型クラッド層１４２に代えて、例えば図６に示すように、低Ａｌ組成のＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮからなる大格子定数層１５０Ａと、高Ａｌ組成のＡｌ_yＧａ_１− _yＮからなる小格子定数層１５０Ｂと、を交互に複数周期積層した歪多層構造層１５０を設けることにより、ｐ型層１４３のＭｇ濃度が１×１０^１９ｃｍ^−３以上の場合にも、発光層１３０へのＭｇの拡散を防止できることを見出した。本発明者は、この歪多層構造層１５０の拡散防止機構を調べたところ、各小格子定数層１５０Ｂと各大格子定数層１５０Ａとの間の歪がＭｇの拡散を抑制していると解析された。さらに詳しく実験を行うと、Ａｌ組成の差（ｙ−ｘ）を大きくして歪を大きくするほど歪による拡散防止効果は高くなり、Ａｌ組成の差（ｙ−ｘ）が０．３０以上で発光効率が顕著に上昇した。ただし、Ａｌ組成の差（ｙ−ｘ）を０．５０より大きくすると、結晶欠陥密度が高くなって結晶欠陥に沿った拡散が増えてしまい、発光効率の上昇の効果が得にくくなった。このため、Ａｌ組成の差（ｙ−ｘ）は、０．３０以上０．５０以下が良いことが分かった。また、各小格子定数層１５０Ｂおよび各大格子定数層１５０Ａは、結晶として有効に機能するために０．５ｎｍ以上の厚さが望ましく、正孔が界面に束縛されないために１．５ｎｍ以下の厚さが望ましい。また、結晶特性の悪化を防ぐために、歪多層構造層１５０の平均Ａｌ組成が０．２０以下、厚さが３０ｎｍ以下、になるようにすることが望ましい。また、拡散防止の効果と、発光層１３０からｐ型コンタクト層１４３への電子漏洩の効果と、を兼ねさせるためには、十分な障壁高さを確保して正孔よりも軽い電子のトンネル効果を抑制することが重要であり、歪多層構造層１５０を、平均Ａｌ組成が０．１４以上、厚さ１０ｎｍ以上、になるようにすることが望ましい。さらに、トンネル効果を助長する量子準位形成を抑制するには、各小格子定数層１５０Ｂおよび各大格子定数層１５０Ａの厚さを、１ｎｍ以下にすることが好ましい。
【００１９】
以上のように、本発明者は、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ）からなる大格子定数層１５０Ａと、Ａｌ_yＧａ_１− _yＮ（ｘ＜ｙ≦１、０．３０≦ｙ−ｘ≦０．５０）からなり前記大格子定数層よりも小さい格子定数を有する小格子定数層１５０Ｂと、を交互に２周期以上積層した構造からなる歪多層構造層１５０を、発光層１３０とｐ型層１４３との間に設けることで、ｐ型層１４３から発光層１３０へのＭｇの拡散を防止し、発光効率や信頼性が高い窒化物半導体発光素子を得ることができることを独自に知得した。以下の実施の形態では、この知得に基づいてなされた窒化物半導体発光素子の具体的な構造を説明する。
【００２０】
（第１の実施の形態）
図１は、本発明の第１の実施の形態の窒化物半導体発光素子の断面図である。図１の窒化物半導体発光素子は、青色半導体レーザである。この青色発光半導体レーザでは、歪多層構造層１５０は、発光層１３０からｐ型クラッド層１４２への電子漏れを防ぐ働きも兼ねている。また、バッファー層として、通常用いられている低温バッファー層１１２（図７参照）ではなく、高温成長の単結晶バッファー層１１０、１１１を用いている。この単結晶バッファー層１１０、１１１を用いると、結晶欠陥密度を２×１０^１８ｃｍ^−２以下にすることができ、本発明が特に有効である。
【００２１】
図１のレーザでは、サファイア基板１００のｃ面上に、高炭素濃度ＡｌＮ（炭素濃度３×１０^１８ｃｍ^−３から１×１０^２０ｃｍ^−３、厚さ１０ｎｍから５０ｎｍ）からなる第１の単結晶バッファー層１１０、単結晶Ａｌ_ｖＧａ_１−ｖＮ（０．８５≦ｖ≦1、膜さ０．３μｍ以上６μｍ以下）からなる第２の単結晶バッファー層１１１、ノンド−プＧａＮ格子緩和層（厚さ３μｍ）１２０、ＧａＮからなるｎ型コンタクト層（Ｓｉ濃度３×１０^１８ｃｍ^−３、厚さ４μｍ）１２１、ＡｌＧａＮからなるｎ型クラッド層（Ｓｉ濃度２×１０^１８ｃｍ^−３、厚さ１．０μｍ）１２２、ｎ型ＧａＮからなる第１光導波層（Ｓｉ濃度２×１０^１８ｃｍ^−３、厚さ０．１μｍ）１２３、Ｇａ_０．８８ｌｎ_０．１２Ｎからなる井戸層（厚さ３．５ｎｍ）１３０ＡとＧａ_０．９８Ｉｎ_０．０２Ｎからなるバリア層（Ｓｉ濃度５×１０^１８ｃｍ^−３、厚さ７ｎｍ）１３０Ｂとを交互に３周期積層した多重量子井戸構造の発光層１３０、ノンド−プＧａＮからなる第２光導波層（厚さ０．０５μｍ）１４０、が順次形成されている。本実施形態の特徴の１つは、この第２光導波層１４０上に、歪多層構造層１５０が形成されている点である。この歪多層構造層１５０は、Ａｌ_０．３５Ｇａ_０．６５Ｎ（Ｍｇ濃度１．0×１０^１９ｃｍ^−３、厚さ１．０ｎｍ）からなる小格子定数層１５０Ｂと、ＧａＮ（Ｍｇ濃度１．０×１０^１９ｃｍ^−３、厚さ１．０ｎｍ）からなる大格子定数層１５０Ａと、を交互に１０周期積層した構造である。この歪多層構造層１５０は、容易に分かるように、厚さが２０ｎｍ、平均Ａｌ組成が０．１７５となる。この歪多層構造層１５０上には、ｐ型ＧａＮからなる第３光導波層（Ｍｇ濃度１．５×１０^２０ｃｍ^−３、厚さ０．０５μｍ）１４１、Ａｌ_０．０７Ｇａ_０．９３Ｎ（Ｍｇ濃度１．５×１０^１９ｃｍ^−３、厚さ２．５ｎｍ）／ＧａＮ（Ｍｇ濃度１．５×１０^１９ｃｍ^−３、厚さ２．５ｎｍ）１００周期からなるｐ型クラッド層１４２、が順次形成されている。このｐ型クラッド層１４２の一部はエッチングされ薄くなっており、幅１．５μｍから３μｍのストライプ状の凸部を有する。このｐ型クラッド層１４２の凸部上には、ＧａＮからなるｐ型コンタクト層（Ｍｇ濃度２．０×１０^２０ｃｍ^−３、厚さ０．０５μｍ）１４３が形成されている。このｐ型コンタクト層１４３およびｐ型クラッド層１４２の凸部の両側には、横モード制御のためのＡｌＮ電流ブロック層１４４が形成されている。このＡｌＮ電流ブロック層１４４およびｐ型コンタクト層１４３上には、Ｐｄ（厚さ０．０５μｍ）／Ｐｔ（厚さ０．０５μｍ）／Ａｕ（厚さ１．０μｍ）からなるｐ側電極１６２が形成されている。他方側の電極であるｎ側電極１６１は、ｎ型ＧａＮコンタクト層１２１上に、Ｔｉ（厚さ０．００５μｍ）／Ａｌ（厚さ１μｍ）からなるものとして形成されている。なお、図１では、理解を容易にするため、各層の縮尺を実際とは変えて示している。
【００２２】
図１の半導体レーザでは、ｎ側電極１６１と、ｐ側電極１６２と、から活性層１３０に電流が注入され、この電流の注入により活性層１３０から青色の光が放射される。この光は、増幅されて、紙面と垂直な方向に、レーザ光として放射される。
【００２３】
図１の窒化物半導体素子は、特別な欠陥低減手法を用いていないので、特殊な製造方法を用いることなく、製造することができる。以下、この製造方法について、簡単に説明する。成長装置は減圧ＭＯＣＶＤ装置を用いている。
【００２４】
（１）まず、直径２インチのサファイア基板１００を、ヒーターを兼ねたサセプタ上に載置する。
【００２５】
（２）次に、ガス導入管から高純度水素を毎分２０リットル導入し、反応管内の大気を置換する。置換後、ガス排気口をロータリーポンプに接続し、反応管内を減圧し、内部の圧力を７４００Ｐａ以上２３０００Ｐａ以下の範囲に設定する。そして、１０５０℃以上１２００℃以下の基板温度で高純度水素の一部をＶ族原料であるＮＨ_３ガスに切り替える。その後、ＩＩＩ族原料であるＡｌ（ＣＨ_３）_３或いはＡｌ（Ｃ_２Ｈ_５）_３等の有機金属Ａｌ化合物を反応管内に導入して結晶方位のそろったＡｌＮを厚さ５ｎｍ以上５０ｎｍ以下となるように成長して、高炭素濃度ＡｌＮからなる第１の単結晶バッファー層１１０を成長する。ここで、ＡｌＮ層１１０の結晶方位をそろえるためには、Ｖ族原料とIII族原料の供給比の制御が重要である。穴のない高品質な膜に成長するためにはＶ族原料／ＩＩＩ族原料が０．７以上５０以下の条件が必要である。また、十分な品質を再現性よく得るにはＶ族原料／ＩＩＩ族原料が１．２以上３．０以下の条件が望ましい。
【００２６】
（３）次に、基板温度を１２５０℃以上１３５０℃以下になるように昇温して、ＩＩＩ族原料としてＧａ（ＣＨ_３）_３或いはＧａ（Ｃ_２Ｈ_５）_３等の有機金属Ｇａ化合物を追加導入して、ＡｌＮ又はＡｌＧａＮからなる第２の単結晶バッファー層１１１を厚さ０．３μｍから６μｍ成長し表面を平坦化する。
【００２７】
（４）次に、基板温度を１１００℃以上１２５０℃以下に設定し、ＧａＮ格子緩和層１２０を成長する。
【００２８】
（５）次に、ＧａＮ格子緩和層１２０上に、素子構造部となるＡｌ、Ｉｎ、Ｇａ等を有する窒化物半導体層１２１〜１２３、１３０、１４０、１５０、１４１〜１４３、を成長する。ＩＩＩ族原料としては、前述した有機金属Ａｌ化合物のほかに、Ｇａ（ＣＨ_３）_３或いはＧａ（Ｃ_２Ｈ_５）_３等の有機金属Ｇａ化合物、Ｉｎ（ＣＨ_３）_３或いはＩｎ（Ｃ_２Ｈ_５）_３等の有機金属Ｉｎ化合物を用いればよい。ドーピング用原料としてはｎ型用としてＳｉＨ_４等のＳｉ水素化物やＳｉ（ＣＨ_３）_４等の有機金属Ｓｉ化合物を用いればよい。ｐ型用としてはＣｐ_２Ｍｇ或いはｍ−Ｃｐ_２Ｍｇ等の有機金属Ｍｇ化合物を用いればよい。ここで、Ｃｐはシクロペンタジエニルの略である。
【００２９】
（６）次に、サファイア基板１００を各素子に分離し、図１の半導体レーザが得られる。ここで、図１の半導体レーザの大きさは５００μｍ×５００μｍ程度なので、２インチ（約５ｃｍ）の基板から、図１の半導体レーザを、数千個得ることができる。
【００３０】
以上の製造方法によって製造される図１の半導体レーザでは、歪多層構造層１５０を設けたので、ｐ型層１４１〜１４３のマグネシウムが発光層１３０に拡散することを防止することができる。これにより、発光層１３０の発光効率や信頼性の低下を防止することができる。このように拡散を防止することができる理由について、本発明者は、歪多層構造層１５０の内部での歪が大きいからであると考えている。すなわち、図１の半導体レーザでは、Ａｌ_０．３５Ｇａ_０．６５Ｎからなる小格子定数層１５０Ｂと、ＧａＮからなる大格子定数層１５０Ａと、のＡｌ組成の差が０．３５と非常に大きくなっている。このため、小格子定数層１５０Ｂと、大格子定数層１５０Ａと、の格子定数の差が大きくなる。この結果、歪多層構造層１５０の内部で大きな歪が発生する。そして、このように大きな歪が発生することで、ｐ型層１４１〜１４３のマグネシウムが発光層１３０に拡散することを有効に防止できると考えられる。
【００３１】
もっとも、Ａｌ組成の差が０．３５もある層を組み合わせた歪多層構造層１５０を設けることは、通常の技術者にとっては、思いもよらないことである。なぜなら、これだけＡｌ組成差の大きい層を組み合わせると、歪多層構造層１５０の内部の歪が大きくなって、歪多層構造層１５０およびその周辺の発光層１３０の結晶欠陥密度が増加しやすくなってしまうからである。そして、前述のように、従来は、発光層１３０の結晶欠陥密度が少しでも増加すると、発光効率や信頼性が大きく低下してしまうと考えられていたからである。しかしながら、本発明者の実験によれば、前述のように、発光層１３０の結晶欠陥密度が増加しても、それだけでは発光効率や信頼性は大きくは低下しない。また、歪多層構造層１５０には、歪によりマグネシウムを拡散しにくくするという効果がある。そして、図１の素子では、歪多層構造層１５０およびその周辺の発光層１３０の結晶欠陥密度が増加しやすいというデメリットよりも、ｐ型層１４１〜１４３のマグネシウムが発光層１３０に拡散することを防止できるメリットの方が大きくなって、発光効率や信頼性が上昇すると考えられる。
【００３２】
また、上記の発光効率の低下の防止の効果は、特別な欠陥低減手法を用いることなく、得ることができる。このため、図１の半導体レーザは、１枚の基板から多数得ることができる。これにより、生産性を高くし、コストを低くすることができる。
【００３３】
また、図１の半導体レーザでは、歪多層構造層１５０における、小格子定数層１５０Ｂと、大格子定数層１５０Ａと、の両方に１．０×１０^１９ｃｍ^−３の濃度のマグネシウムを添加したので、歪多層構造層１５０を設けたことにより動作電圧が上昇することはない。
【００３４】
また、図１の半導体レーザでは、単結晶バッファー層１１０、１１１を用いたので、低温バッファー層１１２（図７参照）を用いた場合に比べ、発光層１３０および歪多層構造層１５０の結晶欠陥密度をさらに低減することができる。このように歪多層構造層１５０の結晶欠陥密度を低減することで、ｐ型層１４１〜１４３のマグネシウムがさらに発光層１３０に拡散しにくくなり、発光効率をさらに高くすることができる。
【００３５】
以上説明した図１の半導体レーザでは、Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮからなる大格子定数層１５０Ａと、Ａｌ_yＧａ_１− _yＮからなる小格子定数層１５０Ｂと、のＡｌ組成の差（ｙ−ｘ）を０．３５としたが、これを０．３０以上０．５０以下とすることもできる。これは、この範囲であれば、結晶欠陥密度の増加によりｐ型層１４１〜１４３のマグネシウムが発光層１３０に拡散しやすくなるというデメリットよりも、歪によりｐ型層１４１〜１４３のマグネシウムが発光層１３０に拡散しにくくなるというメリットが大きくなるからであると解析される。逆に、差を０．５０よりも大きくすると、歪多層構造層１５０の結晶欠陥が増えすぎて、上記のメリットよりもデメリットの方が大きくなり、発光効率が低下する。また、差を０．３０未満にすると、歪多層構造層１５０の歪が少なくなりすぎて、上記のメリットが小さくなり、発光効率が上昇する効果が得にくくなる。
【００３６】
また、図１の半導体レーザでは、歪多層構造層１５０における、小格子定数層１５０Ｂと、大格子定数層１５０Ａと、の両方にマグネシウムを添加したが、片方の層だけに添加しても、動作電圧は大きく上昇しない。このように片方の層だけに添加する方法は、変調ドープと呼ばれる方法である。また、歪多層構造層１５０を１０ｎｍ以上３０ｎｍ以下と薄くすれば、両方の層にマグネシウムを添加しなくても、動作電圧は大きく上昇しない。
【００３７】
（第２の実施の形態）
第２の実施の形態の半導体レーザが第１の実施の形態（図１）のレーザと異なる点は、図２に示すように、発光層１３０と、第３光導波層１４１と、の間に、歪多層構造層１５０と、第２光導波層１４０と、ｐ型ＡｌＧａＮ（Ｍｇドープ）からなる電子バリア層１５１と、を設けた点である。
【００３８】
図２の電子バリア層１５１は、発光層１３０から第３光導波層１４１やｐ型コンタクト層１４３に電子が漏洩するのを防ぐ効果を有する。このような電子バリア層１５１を設けると、歪多層構造層１５０の平均Ａｌ組成をやや低めにしたり、厚さをやや薄めにしたりしても、発光層１３０から第３光導波層１４１やｐ型コンタクト層１４３への電子漏洩を防ぐことができる。また、発光層１３０の直上に歪多層構造層１５０を設けることで、発光層１３０へのマグネシウムの拡散の防止の効果を有効に得ることができる。
【００３９】
（第３の実施の形態）
第３の実施の形態の半導体レーザが第１の実施の形態（図１）と異なる点は、図３に示すように、第１および第２の単結晶バッファー層１１０、１１１に代えて、低温成長Ａｌ_ｕＧａ_１−ｕＮ（０．９≦ｕ≦１．０）バッファー層（１０〜３０ｎｍ）１１２を用いた点である。
【００４０】
図３のように、低温成長バッファー層１１２を用いた場合、発光層１３０の結晶欠陥密度は従来の素子（図７）と同程度である。しかし、図３の素子では、歪多層構造層１５０を設けたので、結晶欠陥密度が多くても、ｐ型層１４１〜１４３のマグネシウムが発光層１３０に拡散することを防止することができる。これにより、発光層１３０の発光効率の低下を防止することができる。
【００４１】
また、図３の半導体レーザでは、特別な欠陥低減手法を用いていないので、生産性を高くし、コストを低くすることができる。
【００４２】
（第４の実施の形態）
第４の実施の形態の半導体レーザが第２の実施の形態（図２）と異なる点は、図４に示すように、第１および第２の単結晶バッファー層１１０、１１１に代えて、低温成長Ａｌ_ｕＧａ_１−ｕＮ（０．９≦ｕ≦１．０）バッファー層（１０〜３０ｎｍ）１１２を用いた点である。
【００４３】
図４の半導体レーザでも、歪多層構造層１５０を設けたので、発光層１３０の結晶欠陥密度が多いにもかかわらず、発光層１３０の発光効率の低下を防止することができる。また、特別な欠陥低減手法を用いていないので、生産性を高くし、コストを低くすることができる。
【００４４】
（第５の実施の形態）
図５は、本発明の第５の実施の形態の窒化物半導体発光素子の断面図である。図５の窒化物半導体発光素子は、ＬＥＤである。サファイア基板１００のｃ面上には、単結晶のＡｌ_ｖＧａ_１−ｖＮ（０．８５≦ｖ≦1）からなる第１および第２の単結晶バッファー層１１０、１１１、ノンド−プＧａＮ格子緩和層１２０、ＧａＮからなるｎ型コンタクト層１２１、Ａｌ_ｗＧａ_１−ｗＮ（０＜ｗ≦１）からなるｎ型クラッド層１２２、ＩｎＧａＮからなる発光層１３０、が順次形成されている。この発光層１３０上には、第１の実施の形態（図１）と同様の歪多層構造層１５０が形成されている。この歪多層構造層１５０上には、ＧａＮからなるｐ型コンタクト層１４３が形成されている。このｐ型コンタクト層１４３上には、Ｐｄ／Ｐｔ／Ａｕからなるｐ側電極１６２が形成されている。他方側の電極であるｎ側電極１６１は、ｎ型ＧａＮコンタクト層１２１上に、Ｔｉ／Ａｌからなるものとして形成されている。
【００４５】
図５のようなＬＥＤの場合でも、歪多層構造層１５０を設けることにより、発光層１３０の発光効率の低下を防止することができる。また、生産性を高くし、コストを低くすることができる。
【００４６】
（第６の実施の形態）
第６の実施の形態のＬＥＤが第５の実施の形態（図５）と異なる点は、図６に示すように、第１および第２の単結晶バッファー層１１０、１１１に代えて、低温成長Ａｌ_ｕＧａ_１−ｕＮ（０．９≦ｕ≦１．０）バッファー層１１２を用いた点である。
【００４７】
図６のように、低温成長バッファー層１１２を用いた場合、発光層１３０の結晶欠陥密度は従来の素子（図７）と同程度である。しかし、図６の素子では、歪多層構造層１５０を設けたので、結晶欠陥密度が多くても、ｐ型層１４３のマグネシウムが発光層１３０に拡散することを防止することができる。これにより、発光層１３０の発光効率の低下を防止することができる。
【００４８】
また、図６の半導体レーザでは、特別な欠陥低減手法を用いていないので、生産性を高くし、コストを低くすることができる。
【００４９】
以上説明した実施の形態では、歪多層構造層１５０として、大格子定数層１５０Ａと、小格子定数層１５０Ａと、の膜厚が等しい場合を示したが、両者の膜厚が異なってもかまわない。また、以上説明した実施の形態では、複数の大格子定数層１５０Ａの膜厚が互いに等しい場合を示したが、これらが異なっていてもかまわない。また、以上説明した実施の形態では、複数の小格子定数層１５０Ｂの膜厚が互いに等しい場合を示したが、これらが異なっていてもかまわない。
【００５０】
また、以上説明した実施の形態では、大格子定数層と小格子定数とが交互に積層された構造を示したが、積層の周期が多少乱れたものも本発明に含まれる。例えば、大格子定数層が２層積層された上に小格子定数層が積層されるもの、或いはその逆のもの、または別の格子定数の層が１層乃至数層入り込んだもの等も本発明の範囲に含まれるものである。
【００５１】
また、以上説明した実施の形態では、歪多層構造層１５０として、大格子定数層１５０Ａと、小格子定数層１５０Ｂと、を交互に周期的に積層した構造を用いた例について説明した。しかし、歪多層構造層１５０として、大格子定数層１５０Ａと小格子定数層１５０Ｂとからなるヘテロ接合構造を複数有している構造を用いれば、必ずしも周期的な構造でなくても、本実施形態の効果を得ることができる。
【００５２】
【発明の効果】
本発明によれば、窒化物半導体発光素子において、マグネシウムが添加されたｐ型層と、光を放射する発光層と、の間に、低Ａｌ組成のＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮからなる大格子定数層と、高Ａｌ組成のＡｌ_yＧａ_１− _yＮからなる小格子定数層と、を交互に複数周期積層した歪多層構造層を設けたので、ｐ型層から発光層へのマグネシウムの拡散を防止し、高発光効率、高信頼性の窒化物半導体発光素子を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の第１の実施の形態の窒化物半導体発光素子の断面図。
【図２】本発明の第２の実施の形態の窒化物半導体発光素子の断面図。
【図３】本発明の第３の実施の形態の窒化物半導体発光素子の断面図。
【図４】本発明の第４の実施の形態の窒化物半導体発光素子の断面図。
【図５】本発明の第５の実施の形態の窒化物半導体発光素子の断面図。
【図６】本発明の第６の実施の形態の窒化物半導体発光素子の断面図。
【図７】従来の窒化物半導体発光素子の断面図。
【符号の説明】
１００サファイア基板
１１０第１の単結晶バッファー層
１１１第２の単結晶バッファー層
１２１ｎ型コンタクト層
１２２ｎ型クラッド層
１３０発光層
１４１ｐ型ＧａＮからなる第３光導波層（ｐ型層）
１４２ｐ型クラッド層（ｐ型層）
１４３ｐ型コンタクト層（ｐ型層）
１５０歪多層構造層
１５０Ａ大格子定数層
１５０Ｂ小格子定数層[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device.
[0002]
[Prior art]
A nitride semiconductor is a group III-V compound semiconductor containing nitrogen such as GaN, AlGaN, and InGaN, which has a large band gap of about 3 eV, is a direct transition type, and is rapidly used as a material for a short wavelength light emitting device. Is expanding. This nitride semiconductor, for example, GaN, is grown on a sapphire substrate for convenience, since there is no good substrate that lattice-matches. Since the lattice mismatch between the sapphire substrate and GaN is as large as about 15%, it is extremely difficult to obtain a single-crystal GaN layer by a crystal growth method similar to that of other material systems. Therefore, in the crystal growth of GaN, amorphous or polycrystalline GaN or AlN is grown as a low-temperature buffer layer on a sapphire substrate at a very low temperature (about 600 ° C.) to alleviate the influence of lattice mismatch. A method of growing a single-crystal GaN layer on a buffer layer at a high temperature (about 1000 ° C.) is often used. A single-crystal GaN layer is obtained by the method using the low-temperature buffer layer.
[0003]
However, even when the low-temperature buffer layer is used, threading dislocations and crystal defects occur at a high density in the single-crystal GaN layer due to lattice mismatch between GaN and sapphire. For this reason, when this GaN layer is used for a semiconductor light emitting device such as an LED or a laser, there has been a problem that the luminous efficiency is reduced in the LED and the reliability is reduced in the laser. Particularly, in the laser, a serious problem is that the operating voltage is increased due to an increase in crystal defects and the reliability is reduced.
[0004]
Therefore, in the nitride semiconductor light emitting device, a buffer layer is first formed on a sapphire substrate, and then a stripe-shaped mask is formed on a part of the buffer layer in order to avoid the above reduction in reliability. Then, single-crystal GaN is selectively grown on a portion without a mask, and then the single-crystal GaN is laterally grown on the mask using the GaN as a nucleus to form a single-crystal GaN with few crystal defects on the mask. Has been used. A nitride semiconductor laser using this lateral growth method is described in, for example, Nakamura et al. Of Nichia Chemical in "Applied Physics Letters", American Institute of Physics, Jan. 12, 1998, No. 72. Vol. 2, No. 2, p. 211-213. Thus, by forming a nitride semiconductor laser using GaN grown in the lateral direction, a highly reliable nitride semiconductor laser is obtained.
[0005]
[Non-patent document 1]
Shuji Nakamura et al., “Applied Physics Letters”, American Institute of Physics, January 12, 1998, Vol. 72, No. 2, p. 211-213
[0006]
[Problems to be solved by the invention]
However, in the method of combining the lateral growth and the low-temperature buffer layer as described above, the region where GaN with a low defect density is obtained by the lateral growth is extremely narrow, and the defect tends to increase in other regions. Was. Therefore, for example, even when a nitride semiconductor laser is manufactured using a substrate having a diameter of 2 inches, a laser can be obtained only from a very narrow area, and there is a problem that productivity is poor. In addition, due to poor productivity, manufacturing costs have also increased.
[0007]
However, it has conventionally been considered that there is no other way to lower the productivity or increase the manufacturing cost as described above. Conventionally, in order to obtain a highly reliable nitride semiconductor laser, it is essential to use a defect reduction method for reducing crystal defects in the light-emitting layer. This is because it was considered that inferior properties and production costs were inevitable.
[0008]
The present invention has been made based on the recognition of such problems, and an object of the present invention is to provide a nitride semiconductor light emitting device having high luminous efficiency and high reliability without using a special defect reduction method. .
[0009]
[Means for Solving the Problems]
A first nitride semiconductor light-emitting device according to the present invention includes: an n-type layer made of a nitride semiconductor; a light-emitting layer made of a nitride semiconductor containing In formed on the n-type layer;_xGa_1-xA large lattice constant layer made of N (0 ≦ x);_yGa_1- _yA small lattice constant layer composed of N (x <y ≦ 1, 0.30 ≦ y−x ≦ 0.50) having a smaller lattice constant than the large lattice constant layer. And a p-type layer formed on the strained multilayer structure layer, formed of a nitride semiconductor, and doped with magnesium as a p-type dopant.
[0010]
Further, a second nitride semiconductor light emitting device of the present invention includes an n-type layer made of a nitride semiconductor, a light emitting layer made of a nitride semiconductor containing In formed on the n-type layer,_xGa_1-xA large lattice constant layer made of N (0 ≦ x);_yGa_1- _yN (x <y ≦ 1, 0.30 ≦ y−x ≦ 0.50) and a strain having a plurality of heterojunction structures including a small lattice constant layer having a smaller lattice constant than the large lattice constant layer. It is characterized by comprising a multi-layer structure layer and a p-type layer formed on the strained multi-layer structure layer, made of a nitride semiconductor, and added with magnesium as a p-type dopant.
[0011]
Further, a third nitride semiconductor light emitting device of the present invention includes a sapphire substrate and a single crystal Al formed on the sapphire substrate._vGa_1-vA single crystal buffer layer made of N (0.85 ≦ v ≦ 1); an n-type contact layer made of GaN formed on the single crystal buffer layer;_wGa_1-wAn n-type cladding layer made of N (0 <w ≦ 1); a light emitting layer formed on the n-type cladding layer and made of a nitride semiconductor containing In;_xGa_1-xA large lattice constant layer made of N (0 ≦ x);_yGa_1- _yA small lattice constant layer composed of N (x <y ≦ 1, 0.30 ≦ y−x ≦ 0.50) having a smaller lattice constant than the large lattice constant layer is alternately and periodically laminated. And a p-type layer formed on the strained multilayer structure layer, made of a nitride semiconductor, and doped with magnesium as a p-type dopant.
[0012]
Further, a fourth nitride semiconductor light emitting device of the present invention comprises a sapphire substrate and a single crystal Al formed on the sapphire substrate._vGa_1-vA single crystal buffer layer made of N (0.85 ≦ v ≦ 1); an n-type contact layer made of GaN formed on the single crystal buffer layer;_wGa_1-wAn n-type cladding layer made of N (0 <w ≦ 1); a light emitting layer formed on the n-type cladding layer and made of a nitride semiconductor containing In;_xGa_1-xA large lattice constant layer made of N (0 ≦ x);_yGa_1- _yN (x <y ≦ 1, 0.30 ≦ y−x ≦ 0.50) and a plurality of heterojunction structures including a small lattice constant layer having a smaller lattice constant than the large lattice constant layer. It is characterized by comprising a strained multilayer structure layer, and a p-type layer formed on the strained multilayer structure layer, made of a nitride semiconductor, and added with magnesium as a p-type dopant.
[0013]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
Hereinafter, before the embodiment of the present invention is described in detail, the result of the inventor's own experiment, which is the premise of the present invention, will be described.
[0014]
Heretofore, it has been considered that the main cause of the decrease in the reliability and luminous efficiency of the nitride semiconductor light emitting device is that there are many crystal defects in the light emitting layer. For this reason, as described above, in order to obtain a highly reliable nitride semiconductor light emitting device, it has been considered essential to use a defect reduction technique for reducing crystal defects in the light emitting layer. However, based on the experimental results, the present inventor has found that the main cause of the decrease in reliability and luminous efficiency is not that there are many crystal defects in the light emitting layer, but that magnesium in the p-type cladding layer on the light emitting layer has crystal defects. Along with the light-emitting layer. As a result, the present inventor independently learned that even if the crystal defects in the light-emitting layer were almost the same as those in the related art, a highly reliable nitride semiconductor light-emitting device could be obtained by reducing the diffusion of magnesium into the light-emitting layer. did. Then, it was found that a nitride semiconductor light emitting device with high reliability, high productivity, and low cost can be obtained without using a special defect reduction method for reducing crystal defects in the light emitting layer.
[0015]
FIG. 7 is a cross-sectional view showing a basic structure of a sample of a nitride semiconductor light emitting device used by the inventor in the above experiment. On the sapphire substrate 100, a low-temperature buffer layer 112 made of GaN, a relaxation layer 120 made of GaN, an n-type contact layer 121 made of GaN, an n-type cladding layer 122 made of AlGaN, a light emitting layer 130 made of InGaN, and an AlGaN A p-type cladding layer 142 and a p-type contact layer 143 made of GaN are sequentially formed. The light emitting layer 130 emits light by current injection from the n-side electrode 161 and the p-side electrode 162. Here, magnesium is added to the p-type layers 142 and 143 as a p-type dopant. This magnesium is added at a higher concentration than elements of other material systems. This is because in a nitride semiconductor, the mobility of holes is low, and the operating voltage increases unless the concentration of magnesium is increased. In particular, when a semiconductor laser is used as a nitride semiconductor light emitting device, it is necessary to add magnesium at a high concentration in order to reduce the operating voltage. However, if the magnesium concentration is excessively increased, the crystallinity of the nitride semiconductor deteriorates.²⁰cm^-3Degree or less.
[0016]
Using the sample shown in FIG. 7, the present inventor first examined the characteristics of the light emitting layer 130 and p under various conditions in order to investigate the effects of crystal defects on the characteristics of the nitride semiconductor light emitting device. The relationship with the crystal defects of the mold layers 142 and 143 was examined. As a result, a clear negative correlation was recognized between the characteristics of the device and the crystal defects of the light emitting layer 130 and the p-type layers 142 and 143. Note that, in a nitride semiconductor, since there are many threading dislocations in which defects penetrate through each layer, the crystal defect densities of the light emitting layer 130, the p-type layers 142 and 143, and the other layers 112 and 120 to 122 are almost proportional.
[0017]
Next, the present inventor examined the relationship between the element characteristics and the Mg doping concentration of the p-type layers 142 and 143, and found that the p-type layers 142 and 143 contained 1 × 10²⁰cm^-3From 3 × 10²⁰cm^-3In the sample to which Mg was added at a high concentration of, the luminous efficiency was significantly reduced. The inventor of the present invention has analyzed the sample in which the luminous efficiency has been reduced as described above, and found that in this sample, the diffusion of Mg from the p-type layers 142 and 143 to the light emitting layer 130 has occurred. The Mg concentration in the light emitting layer 130 is 3 × 10⁶cm^-3From the above, it was found that a significant decrease in luminous efficiency occurs even if the crystal defect density does not change. This decrease in luminous efficiency is caused by the fact that the Mg concentration in the p-type layers 142 and 143 is 1 × 10¹⁹cm^-3From 3 × 10²⁰cm^-3And the crystal defect density of the p-type cladding layer 142 is 2 × 10⁸cm^-2It turned out that it became remarkable in the above. Thus, the decrease in luminous efficiency is mainly caused by the diffusion of Mg in p-type layers 142 and 143 to light-emitting layer 130, and the increase in crystal defect density in p-type cladding layer 142 is caused by Mg. It is thought to promote the diffusion of
[0018]
Thus, the present inventors have studied a method for obtaining a highly reliable element by effectively suppressing the diffusion of Mg into the light emitting layer 130 even in an element having a crystal defect in a nitride semiconductor element. . As a result, between the p-type cladding layer 142 and the light emitting layer 130 or instead of the p-type cladding layer 142, for example, as shown in FIG._xGa_1-xA large lattice constant layer 150A made of N_yGa_1- _yBy providing the strained multilayer structure layer 150 in which the small lattice constant layers 150B made of N are alternately stacked for a plurality of periods, the Mg concentration of the p-type layer 143 becomes 1 × 10¹⁹cm^-3Also in the above case, it has been found that the diffusion of Mg into the light emitting layer 130 can be prevented. The present inventor has examined the mechanism of preventing the diffusion of the strained multilayered structure layer 150 and found that the strain between each small lattice constant layer 150B and each large lattice constant layer 150A suppresses the diffusion of Mg. Was. In more detailed experiments, as the difference (y-x) in the Al composition is increased and the strain is increased, the diffusion prevention effect due to the strain increases, and light emission occurs when the difference (y-x) in the Al composition is 0.30 or more. Efficiency increased significantly. However, when the difference (y−x) in the Al composition was larger than 0.50, the crystal defect density was increased, the diffusion along the crystal defects was increased, and it was difficult to obtain the effect of increasing the luminous efficiency. For this reason, it was found that the difference (y-x) in the Al composition is preferably 0.30 or more and 0.50 or less. Further, each of the small lattice constant layers 150B and each of the large lattice constant layers 150A preferably have a thickness of 0.5 nm or more in order to function effectively as a crystal, and have a thickness of 1.5 nm or less in order that holes are not restricted at the interface. Is desirable. In order to prevent the deterioration of the crystal characteristics, it is desirable that the average Al composition of the strained multilayer structure layer 150 is 0.20 or less and the thickness is 30 nm or less. Also, in order to combine the effect of preventing diffusion and the effect of leaking electrons from the light emitting layer 130 to the p-type contact layer 143, a sufficient barrier height is secured and the tunnel effect of electrons lighter than holes is secured. It is important that the strained multilayer structure layer 150 has an average Al composition of 0.14 or more and a thickness of 10 nm or more. Furthermore, in order to suppress the formation of quantum levels that promote the tunnel effect, it is preferable that the thickness of each small lattice constant layer 150B and each large lattice constant layer 150A be 1 nm or less.
[0019]
As described above, the present inventor_xGa_1-xA large lattice constant layer 150A made of N (0 ≦ x);_yGa_1- _yN (x <y ≦ 1, 0.30 ≦ y−x ≦ 0.50), and a small lattice constant layer 150B having a lattice constant smaller than the large lattice constant layer is alternately laminated for two or more periods. Is provided between the light-emitting layer 130 and the p-type layer 143 to prevent diffusion of Mg from the p-type layer 143 to the light-emitting layer 130, and to achieve high luminous efficiency and high reliability. We have independently learned that a semiconductor light emitting device can be obtained. In the following embodiments, a specific structure of a nitride semiconductor light emitting device based on this knowledge will be described.
[0020]
(First Embodiment)
FIG. 1 is a sectional view of the nitride semiconductor light emitting device according to the first embodiment of the present invention. The nitride semiconductor light emitting device of FIG. 1 is a blue semiconductor laser. In this blue light emitting semiconductor laser, the strained multilayer structure layer 150 also has a function of preventing electron leakage from the light emitting layer 130 to the p-type cladding layer 142. As the buffer layer, single crystal buffer layers 110 and 111 grown at a high temperature are used instead of the commonly used low temperature buffer layer 112 (see FIG. 7). When the single crystal buffer layers 110 and 111 are used, the crystal defect density becomes 2 × 10¹⁸cm^-2The present invention is particularly effective.
[0021]
In the laser shown in FIG. 1, a high carbon concentration AlN (carbon concentration 3 × 10¹⁸cm^-3From 1 × 10²⁰cm^-3, A first single-crystal buffer layer 110 having a thickness of 10 to 50 nm) and a single-crystal Al_vGa_1-vA second single crystal buffer layer 111 made of N (0.85 ≦ v ≦ 1, a film thickness of 0.3 μm or more and 6 μm or less), a non-doped GaN lattice relaxation layer (thickness 3 μm) 120, and an n-type contact made of GaN Layer (Si concentration 3 × 10¹⁸cm^-3, Thickness 4 μm) 121, n-type cladding layer made of AlGaN (Si concentration 2 × 10¹⁸cm^-3, Thickness 1.0 μm) 122, first optical waveguide layer made of n-type GaN (Si concentration 2 × 10¹⁸cm^-3, Thickness 0.1 μm) 123, Ga_0.88ln_0.12Well layer (3.5 nm thick) 130A made of N and Ga_0.98In_0.02N barrier layer (Si concentration 5 × 10¹⁸cm^-3, A thickness of 7 nm) 130B, and a light emitting layer 130 having a multiple quantum well structure and a second optical waveguide layer (thickness 0.05 μm) 140 made of non-doped GaN are sequentially formed. One of the features of the present embodiment is that a strained multilayer structure layer 150 is formed on the second optical waveguide layer 140. This strained multilayer structure layer 150 is made of Al_0.35Ga_0.65N (Mg concentration 1.0 × 10¹⁹cm^-3A small lattice constant layer 150B made of GaN (Mg concentration: 1.0 × 10¹⁹cm^-3And a large lattice constant layer 150A having a thickness of 1.0 nm) are alternately laminated for 10 periods. As can be easily understood, the strained multilayer structure layer 150 has a thickness of 20 nm and an average Al composition of 0.175. On this strained multilayer structure layer 150, a third optical waveguide layer made of p-type GaN (Mg concentration 1.5 × 10²⁰cm^-3, Thickness 0.05 μm) 141, Al_0.07Ga_0.93N (Mg concentration 1.5 × 10¹⁹cm^-3, Thickness 2.5 nm) / GaN (Mg concentration 1.5 × 10 5)¹⁹cm^-3, A thickness of 2.5 nm) and a p-type cladding layer 142 having 100 periods are sequentially formed. A part of the p-type cladding layer 142 is etched and thinned, and has a stripe-shaped projection with a width of 1.5 μm to 3 μm. On the convex portion of the p-type cladding layer 142, a p-type contact layer made of GaN (Mg concentration 2.0 × 10²⁰cm^-3, With a thickness of 0.05 μm) 143. On both sides of the convex portions of the p-type contact layer 143 and the p-type cladding layer 142, AlN current block layers 144 for controlling the transverse mode are formed. On the AlN current block layer 144 and the p-type contact layer 143, a p-side electrode 162 made of Pd (thickness 0.05 μm) / Pt (thickness 0.05 μm) / Au (thickness 1.0 μm) is formed. Have been. The n-side electrode 161 which is the other electrode is formed on the n-type GaN contact layer 121 as being made of Ti (thickness 0.005 μm) / Al (thickness 1 μm). In FIG. 1, the scale of each layer is shown differently from the actual scale for easy understanding.
[0022]
In the semiconductor laser of FIG. 1, a current is injected into the active layer 130 from the n-side electrode 161 and the p-side electrode 162, and blue light is emitted from the active layer 130 by the injection of the current. This light is amplified and emitted as laser light in a direction perpendicular to the plane of the paper.
[0023]
Since the nitride semiconductor device of FIG. 1 does not use a special defect reduction method, it can be manufactured without using a special manufacturing method. Hereinafter, this manufacturing method will be briefly described. The growth apparatus uses a reduced pressure MOCVD apparatus.
[0024]
(1) First, a sapphire substrate 100 having a diameter of 2 inches is placed on a susceptor also serving as a heater.
[0025]
(2) Next, high-purity hydrogen is introduced at a rate of 20 liters per minute from the gas introduction tube to replace the atmosphere in the reaction tube. After the replacement, the gas exhaust port is connected to a rotary pump, the pressure inside the reaction tube is reduced, and the internal pressure is set in the range of 7400 Pa to 23000 Pa. Then, at a substrate temperature of 1050 ° C. or more and 1200 ° C. or less, a part of the high-purity hydrogen is converted into a group V source₃Switch to gas. Then, the group III raw material Al (CH₃)₃Or Al (C₂H₅)₃Introducing an organometallic Al compound into the reaction tube, growing AlN having a uniform crystal orientation to a thickness of 5 nm or more and 50 nm or less, and growing a first single crystal buffer layer 110 made of high carbon concentration AlN. I do. Here, in order to make the crystal orientation of the AlN layer 110 uniform, it is important to control the supply ratio between the group V source and the group III source. In order to grow a high-quality film without holes, it is necessary that the ratio of group V raw material / group III raw material be 0.7 to 50. Further, in order to obtain sufficient quality with good reproducibility, it is desirable that the ratio of group V raw material / group III raw material be 1.2 or more and 3.0 or less.
[0026]
(3) Next, the temperature of the substrate is raised to 1250 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower, and Ga (CH₃)₃Or Ga (C₂H₅)₃The second single crystal buffer layer 111 made of AlN or AlGaN is grown to a thickness of 0.3 μm to 6 μm to planarize the surface by additionally introducing an organic metal Ga compound such as
[0027]
(4) Next, the substrate temperature is set at 1100 ° C. or more and 1250 ° C. or less, and the GaN lattice relaxation layer 120 is grown.
[0028]
(5) Next, on the GaN lattice relaxation layer 120, nitride semiconductor layers 121 to 123, 130, 140, 150, 141 to 143 having Al, In, Ga, or the like to be element structure parts are grown. Group III raw materials include Ga (CH) in addition to the aforementioned organometallic Al compounds.₃)₃Or Ga (C₂H₅)₃Organometallic Ga compounds such as In (CH₃)₃Or In (C₂H₅)₃Or the like may be used. The doping material is SiH for n-type.₄Such as Si hydride and Si (CH₃)₄Or the like may be used. Cp for p-type₂Mg or m-Cp₂An organic metal Mg compound such as Mg may be used. Here, Cp is an abbreviation for cyclopentadienyl.
[0029]
(6) Next, the sapphire substrate 100 is separated into individual elements, and the semiconductor laser shown in FIG. 1 is obtained. Here, since the size of the semiconductor laser of FIG. 1 is about 500 μm × 500 μm, thousands of the semiconductor lasers of FIG. 1 can be obtained from a 2-inch (about 5 cm) substrate.
[0030]
In the semiconductor laser of FIG. 1 manufactured by the above manufacturing method, since the strained multilayer structure layer 150 is provided, it is possible to prevent the magnesium of the p-type layers 141 to 143 from diffusing into the light emitting layer 130. Thus, it is possible to prevent a decrease in the luminous efficiency and reliability of the light emitting layer 130. The present inventor believes that the reason why the diffusion can be prevented is that the strain inside the strained multilayer structure layer 150 is large. That is, in the semiconductor laser of FIG._0.35Ga_0.65The difference in Al composition between the small lattice constant layer 150B made of N and the large lattice constant layer 150A made of GaN is as large as 0.35. Therefore, the difference in lattice constant between the small lattice constant layer 150B and the large lattice constant layer 150A increases. As a result, large strain is generated inside the strained multilayer structure layer 150. Then, it is considered that the occurrence of such a large strain can effectively prevent the magnesium of the p-type layers 141 to 143 from diffusing into the light emitting layer 130.
[0031]
However, providing a strained multilayer structure layer 150 combining layers having a difference in Al composition of as large as 0.35 is unexpected for ordinary engineers. This is because when the layers having such a large Al composition difference are combined, the strain inside the strained multilayer structure layer 150 becomes large, and the crystal defect density of the strained multilayer structure layer 150 and the light emitting layer 130 around the layer tends to increase. Because. And, as described above, conventionally, it was thought that if the crystal defect density of the light emitting layer 130 increased even slightly, the luminous efficiency and the reliability would be greatly reduced. However, according to the experiments performed by the inventor, as described above, even if the crystal defect density of the light emitting layer 130 increases, the luminous efficiency and the reliability do not significantly decrease by itself. Further, the strained multilayer structure layer 150 has an effect of making it difficult to diffuse magnesium due to strain. In the device of FIG. 1, the diffusion of magnesium in the p-type layers 141 to 143 into the light emitting layer 130 is more difficult than the disadvantage that the crystal defect density of the strained multilayer structure layer 150 and the light emitting layer 130 around the layer tends to increase. It is considered that the merit that can be prevented is increased, and the luminous efficiency and reliability are increased.
[0032]
Further, the effect of preventing the decrease in the luminous efficiency can be obtained without using a special defect reduction method. Therefore, a large number of semiconductor lasers shown in FIG. 1 can be obtained from one substrate. Thereby, productivity can be increased and cost can be reduced.
[0033]
Also, in the semiconductor laser of FIG. 1, both the small lattice constant layer 150B and the large lattice constant layer 150A in the strained multilayer structure layer 150 have 1.0 × 10¹⁹cm^-3, The operating voltage does not increase due to the provision of the strained multilayer structure layer 150.
[0034]
Further, in the semiconductor laser of FIG. 1, since the single crystal buffer layers 110 and 111 are used, the crystal defect density of the light emitting layer 130 and the strained multilayer structure layer 150 is smaller than that of the case where the low temperature buffer layer 112 (see FIG. 7) is used. Can be further reduced. By reducing the crystal defect density of the strained multilayered structure layer 150 in this manner, magnesium of the p-type layers 141 to 143 becomes more difficult to diffuse into the light emitting layer 130, and the luminous efficiency can be further increased.
[0035]
In the semiconductor laser of FIG. 1 described above,_xGa_1-xA large lattice constant layer 150A made of N;_yGa_1- _yAlthough the difference (yx) in the Al composition between the small lattice constant layer 150B made of N and the Al composition is 0.35, the difference may be 0.30 or more and 0.50 or less. This is because in this range, the magnesium in the p-type layers 141 to 143 is more likely to be diffused into the light emitting layer 130 due to an increase in the crystal defect density, but the magnesium in the p-type layers 141 to 143 is more likely to be distorted due to the strain. It is analyzed that the advantage that diffusion to 130 is difficult is increased. Conversely, if the difference is larger than 0.50, the crystal defects of the strained multilayered structure layer 150 will increase too much, and the disadvantage will be greater than the above advantage, and the luminous efficiency will decrease. On the other hand, if the difference is less than 0.30, the distortion of the strained multilayer structure layer 150 will be too small, and the above advantages will be reduced, and the effect of increasing the luminous efficiency will not be obtained.
[0036]
Further, in the semiconductor laser of FIG. 1, magnesium is added to both the small lattice constant layer 150B and the large lattice constant layer 150A in the strained multilayer structure layer 150. The voltage does not rise significantly. Such a method of adding to only one of the layers is a method called modulation doping. If the strained multilayer structure layer 150 is thinned to 10 nm or more and 30 nm or less, the operating voltage does not increase significantly even if magnesium is not added to both layers.
[0037]
(Second embodiment)
The difference between the semiconductor laser of the second embodiment and the laser of the first embodiment (FIG. 1) is that the semiconductor laser of the second embodiment is disposed between the light emitting layer 130 and the third optical waveguide layer 141 as shown in FIG. And a strained multilayer structure layer 150, a second optical waveguide layer 140, and an electron barrier layer 151 made of p-type AlGaN (Mg-doped).
[0038]
The electron barrier layer 151 in FIG. 2 has an effect of preventing electrons from leaking from the light emitting layer 130 to the third optical waveguide layer 141 and the p-type contact layer 143. When such an electron barrier layer 151 is provided, even if the average Al composition of the strained multilayer structure layer 150 is made slightly lower or the thickness is made slightly thinner, the light emitting layer 130 to the third optical waveguide layer 141 or the p-type Electron leakage to the contact layer 143 can be prevented. Further, by providing the strained multilayer structure layer 150 directly above the light emitting layer 130, the effect of preventing the diffusion of magnesium into the light emitting layer 130 can be effectively obtained.
[0039]
(Third embodiment)
The semiconductor laser according to the third embodiment is different from the first embodiment (FIG. 1) in that, instead of the first and second single-crystal buffer layers 110 and 111, a low-temperature Growth Al_uGa_1-uThe point is that an N (0.9 ≦ u ≦ 1.0) buffer layer (10 to 30 nm) 112 was used.
[0040]
As shown in FIG. 3, when the low temperature growth buffer layer 112 is used, the crystal defect density of the light emitting layer 130 is almost the same as that of the conventional device (FIG. 7). However, in the device of FIG. 3, since the strained multilayer structure layer 150 is provided, it is possible to prevent the magnesium of the p-type layers 141 to 143 from diffusing into the light emitting layer 130 even when the crystal defect density is high. Thereby, a decrease in the luminous efficiency of the light emitting layer 130 can be prevented.
[0041]
In the semiconductor laser of FIG. 3, since no special defect reduction method is used, the productivity can be increased and the cost can be reduced.
[0042]
(Fourth embodiment)
The semiconductor laser according to the fourth embodiment is different from the second embodiment (FIG. 2) in that, instead of the first and second single crystal buffer layers 110 and 111, a low-temperature Growth Al_uGa_1-uThe point is that an N (0.9 ≦ u ≦ 1.0) buffer layer (10 to 30 nm) 112 was used.
[0043]
In the semiconductor laser of FIG. 4 as well, since the strained multilayer structure layer 150 is provided, it is possible to prevent the light emitting efficiency of the light emitting layer 130 from being lowered even though the light emitting layer 130 has a high crystal defect density. Further, since no special defect reduction technique is used, productivity can be increased and cost can be reduced.
[0044]
(Fifth embodiment)
FIG. 5 is a sectional view of a nitride semiconductor light emitting device according to a fifth embodiment of the present invention. The nitride semiconductor light emitting device of FIG. 5 is an LED. On the c-plane of the sapphire substrate 100, single-crystal Al_vGa_1-vFirst and second single crystal buffer layers 110 and 111 made of N (0.85 ≦ v ≦ 1), non-doped GaN lattice relaxation layer 120, n-type contact layer 121 made of GaN, Al_wGa_1-wAn n-type cladding layer 122 made of N (0 <w ≦ 1) and a light emitting layer 130 made of InGaN are sequentially formed. On this light emitting layer 130, a strained multilayer structure layer 150 similar to that of the first embodiment (FIG. 1) is formed. On this strained multilayer structure layer 150, a p-type contact layer 143 made of GaN is formed. On the p-type contact layer 143, a p-side electrode 162 made of Pd / Pt / Au is formed. The n-side electrode 161 which is the other electrode is formed on the n-type GaN contact layer 121 as being made of Ti / Al.
[0045]
Even in the case of the LED as shown in FIG. 5, by providing the strained multilayer structure layer 150, it is possible to prevent a decrease in the luminous efficiency of the light emitting layer 130. Further, the productivity can be increased and the cost can be reduced.
[0046]
(Sixth embodiment)
The difference between the LED of the sixth embodiment and the fifth embodiment (FIG. 5) is that, as shown in FIG. 6, low-temperature growth is performed instead of the first and second single crystal buffer layers 110 and 111. Al_uGa_1-uThe point is that an N (0.9 ≦ u ≦ 1.0) buffer layer 112 is used.
[0047]
As shown in FIG. 6, when the low-temperature growth buffer layer 112 is used, the crystal defect density of the light emitting layer 130 is almost the same as that of the conventional device (FIG. 7). However, in the device shown in FIG. 6, since the strained multilayer structure layer 150 is provided, it is possible to prevent magnesium in the p-type layer 143 from diffusing into the light emitting layer 130 even when the crystal defect density is high. Thereby, a decrease in the luminous efficiency of the light emitting layer 130 can be prevented.
[0048]
Further, in the semiconductor laser shown in FIG. 6, since no special defect reduction method is used, productivity can be increased and cost can be reduced.
[0049]
In the embodiment described above, the case where the large lattice constant layer 150A and the small lattice constant layer 150A have the same film thickness as the strained multilayer structure layer 150 has been described, but the film thicknesses of both may be different. . Further, in the embodiment described above, the case where the thicknesses of the plurality of large lattice constant layers 150A are equal to each other has been described, but these may be different. Further, in the above-described embodiment, the case where the film thicknesses of the plurality of small lattice constant layers 150B are equal to each other has been described, but these may be different.
[0050]
Further, in the above-described embodiment, the structure in which the large lattice constant layers and the small lattice constants are alternately laminated is shown, but the present invention includes a structure in which the laminating cycle is slightly disturbed. For example, the present invention includes a structure in which two large lattice constant layers are laminated and a small lattice constant layer is laminated, or vice versa, or a structure in which one or several layers having different lattice constants are included. Are included in the range.
[0051]
Further, in the above-described embodiment, an example has been described in which the strained multilayer structure layer 150 has a structure in which large lattice constant layers 150A and small lattice constant layers 150B are alternately and periodically stacked. However, if a structure having a plurality of heterojunction structures including a large lattice constant layer 150A and a small lattice constant layer 150B is used as the strained multilayer structure layer 150, the present embodiment is not necessarily a periodic structure. The effect of can be obtained.
[0052]
【The invention's effect】
According to the present invention, in a nitride semiconductor light emitting device, a low Al composition Al is provided between a magnesium-added p-type layer and a light emitting layer that emits light._xGa_1-xA large lattice constant layer made of N_yGa_1- _ySince a strained multilayer structure layer in which a small lattice constant layer made of N and a plurality of layers are alternately stacked is provided, diffusion of magnesium from the p-type layer to the light emitting layer is prevented, and a nitride having high luminous efficiency and high reliability is provided. A semiconductor light emitting device can be provided.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a sectional view of a nitride semiconductor light emitting device according to a first embodiment of the present invention.
FIG. 2 is a sectional view of a nitride semiconductor light emitting device according to a second embodiment of the present invention.
FIG. 3 is a sectional view of a nitride semiconductor light emitting device according to a third embodiment of the present invention.
FIG. 4 is a sectional view of a nitride semiconductor light emitting device according to a fourth embodiment of the present invention.
FIG. 5 is a sectional view of a nitride semiconductor light emitting device according to a fifth embodiment of the present invention.
FIG. 6 is a sectional view of a nitride semiconductor light emitting device according to a sixth embodiment of the present invention.
FIG. 7 is a sectional view of a conventional nitride semiconductor light emitting device.
[Explanation of symbols]
100 sapphire substrate
110 First Single Crystal Buffer Layer
111 second single crystal buffer layer
121 n-type contact layer
122 n-type cladding layer
130 light emitting layer
141 Third optical waveguide layer (p-type layer) made of p-type GaN
142 p-type cladding layer (p-type layer)
143 p-type contact layer (p-type layer)
150 strained multilayer structure layer
150A Large lattice constant layer
150B Small lattice constant layer

Claims

窒化物半導体からなるｎ型層と、
前記ｎ型層上に形成されＩｎを含む窒化物半導体からなる発光層と、
Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ）からなる大格子定数層と、Ａｌ_yＧａ_１− _yＮ（ｘ＜ｙ≦１、０．３０≦ｙ−ｘ≦０．５０）からなり前記大格子定数層よりも小さい格子定数を有する小格子定数層と、を交互に周期的に積層した構造からなる歪多層構造層と、
前記歪多層構造層上に形成され、窒化物半導体からなり、ｐ型ドーパントとしてのマグネシウムが添加されたｐ型層と、
を備えることを特徴とする窒化物半導体発光素子。An n-type layer made of a nitride semiconductor;
A light-emitting layer formed on the n-type layer and made of a nitride semiconductor containing In,
Al _x Ga _1-x N and a large lattice constant layer made of (0 ≦ x), the University consists _{_{_{Al y Ga 1- y N (x}}} <y ≦ 1,0.30 ≦ y-x ≦ 0.50) A strained multilayer structure layer having a structure in which small lattice constant layers having a lattice constant smaller than the lattice constant layer are alternately and periodically stacked;
A p-type layer formed on the strained multilayer structure layer, made of a nitride semiconductor, and doped with magnesium as a p-type dopant;
A nitride semiconductor light emitting device comprising:

窒化物半導体からなるｎ型層と、
前記ｎ型層上に形成されＩｎを含む窒化物半導体からなる発光層と、
Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ）からなる大格子定数層と、Ａｌ_yＧａ_１− _yＮ（ｘ＜ｙ≦１、０．３０≦ｙ−ｘ≦０．５０）からなり前記大格子定数層よりも小さい格子定数を有する小格子定数層と、からなるヘテロ接合構造を、複数有する歪多層構造層と、
前記歪多層構造層上に形成され、窒化物半導体からなり、ｐ型ドーパントとしてのマグネシウムが添加されたｐ型層と、
を備えることを特徴とする窒化物半導体発光素子。An n-type layer made of a nitride semiconductor;
A light-emitting layer formed on the n-type layer and made of a nitride semiconductor containing In,
Al _x Ga _1-x N and a large lattice constant layer made of (0 ≦ x), the University consists _{_{_{Al y Ga 1- y N (x}}} <y ≦ 1,0.30 ≦ y-x ≦ 0.50) A small lattice constant layer having a smaller lattice constant than the lattice constant layer;
A p-type layer formed on the strained multilayer structure layer, made of a nitride semiconductor, and doped with magnesium as a p-type dopant;
A nitride semiconductor light emitting device comprising:

サファイア基板と、
前記サファイア基板上に形成され単結晶のＡｌ_ｖＧａ_１−ｖＮ（０．８５≦ｖ≦１）からなる単結晶バッファー層と、
前記単結晶バッファー層上に形成されＧａＮからなるｎ型コンタクト層と、
前記ｎ型コンタクト層上に形成されＡｌ_ｗＧａ_１−ｗＮ（０＜ｗ≦１）からなるｎ型クラッド層と、
前記ｎ型クラッド層上に形成されＩｎを含む窒化物半導体からなる発光層と、
Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ）からなる大格子定数層と、Ａｌ_yＧａ_１− _yＮ（ｘ＜ｙ≦１、０．３０≦ｙ−ｘ≦０．５０）からなり前記大格子定数層よりも小きい格子定数を有する小格子定数層と、を交互に周期的に積層した構造からなる歪多層構造層と、
前記歪多層構造層上に形成され、窒化物半導体からなり、ｐ型ドーパントとしてのマグネシウムが添加されたｐ型層と、
を備えることを特徴とする窒化物半導体発光素子。A sapphire substrate,
A single crystal buffer layer comprising the formed on a sapphire substrate of single crystal _{_{Al v Ga 1-v N (}} 0.85 ≦ v ≦ 1),
An n-type contact layer made of GaN formed on the single crystal buffer layer;
And n-type cladding layer consisting of the formed in the n-type contact layer _{_{Al w Ga 1-w N (}} 0 <w ≦ 1),
A light emitting layer formed on the n-type cladding layer and made of a nitride semiconductor containing In,
Al _x Ga _1-x N and a large lattice constant layer made of (0 ≦ x), the University consists _{_{_{Al y Ga 1- y N (x}}} <y ≦ 1,0.30 ≦ y-x ≦ 0.50) A strained multilayer structure layer having a structure in which small lattice constant layers having a smaller lattice constant than the lattice constant layer are alternately and periodically stacked;
A p-type layer formed on the strained multilayer structure layer, made of a nitride semiconductor, and doped with magnesium as a p-type dopant;
A nitride semiconductor light emitting device comprising:

サファイア基板と、
前記サファイア基板上に形成され単結晶のＡｌ_ｖＧａ_１−ｖＮ（０．８５≦ｖ≦１）からなる単結晶バッファー層と、
前記単結晶バッファー層上に形成されＧａＮからなるｎ型コンタクト層と、
前記ｎ型コンタクト層上に形成されＡｌ_ｗＧａ_１−ｗＮ（０＜ｗ≦１）からなるｎ型クラッド層と、
前記ｎ型クラッド層上に形成されＩｎを含む窒化物半導体からなる発光層と、
Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ（０≦ｘ）からなる大格子定数層と、Ａｌ_yＧａ_１− _yＮ（ｘ＜ｙ≦１、０．３０≦ｙ−ｘ≦０．５０）からなり前記大格子定数層よりも小きい格子定数を有する小格子定数層と、からなるヘテロ接合構造を、複数有する歪多層構造層と、
前記歪多層構造層上に形成され、窒化物半導体からなり、ｐ型ドーパントとしてのマグネシウムが添加されたｐ型層と、
を備えることを特徴とする窒化物半導体発光素子。A sapphire substrate,
A single crystal buffer layer comprising the formed on a sapphire substrate of single crystal _{_{Al v Ga 1-v N (}} 0.85 ≦ v ≦ 1),
An n-type contact layer made of GaN formed on the single crystal buffer layer;
And n-type cladding layer consisting of the formed in the n-type contact layer _{_{Al w Ga 1-w N (}} 0 <w ≦ 1),
A light emitting layer formed on the n-type cladding layer and made of a nitride semiconductor containing In,
Al _x Ga _1-x N and a large lattice constant layer made of (0 ≦ x), the University consists _{_{_{Al y Ga 1- y N (x}}} <y ≦ 1,0.30 ≦ y-x ≦ 0.50) A strained multilayered structure layer having a plurality of heterojunction structures comprising a small lattice constant layer having a smaller lattice constant than the lattice constant layer,
A p-type layer formed on the strained multilayer structure layer, made of a nitride semiconductor, and doped with magnesium as a p-type dopant;
A nitride semiconductor light emitting device comprising:

前記歪多層構造層の平均Ａｌ組成が０．１４以上０．２０以下であることを特徴とする請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。5. The nitride semiconductor light emitting device according to claim 1, wherein an average Al composition of the strained multilayer structure layer is 0.14 or more and 0.20 or less.

前記小格子定数層の厚さが０．５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下であり、前記大格子定数層の厚さが０．５ｎｍ以上１．５ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１乃至請求項５のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。The thickness of the small lattice constant layer is 0.5 nm or more and 1.5 nm or less, and the thickness of the large lattice constant layer is 0.5 nm or more and 1.5 nm or less. 6. The nitride semiconductor light emitting device according to any one of 5.

前記歪多層構造層の厚さが１０ｎｍ以上３０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１乃至請求項６のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。7. The nitride semiconductor light emitting device according to claim 1, wherein the thickness of the strained multilayer structure layer is 10 nm or more and 30 nm or less.

前記小格子定数層および前記大格子定数層にマグネシウムが添加されていることを特徴とする請求項１乃至請求項７のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。8. The nitride semiconductor light emitting device according to claim 1, wherein magnesium is added to said small lattice constant layer and said large lattice constant layer.

前記窒化物半導体発光素子が窒化物半導体レーザであることを特徴とする請求項１乃至請求項８のいずれかに記載の窒化物半導体発光素子。9. The nitride semiconductor light emitting device according to claim 1, wherein said nitride semiconductor light emitting device is a nitride semiconductor laser.