JP2006324690A - Semiconductor laser, semiconductor light emitting element, and its manufacturing method - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は半導体レーザ、半導体発光素子、及び、その製造方法に関するものであり、特に、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおけるしきい値電流密度Ｊthを低減するための構成に特徴のある短波長半導体レーザ及びその製造方法に関するものである。 The present invention relates to a semiconductor laser, a semiconductor light emitting element, and a manufacturing method thereof, and is particularly characterized in a configuration for reducing a threshold current density Jth in a semiconductor laser using a nitride compound semiconductor. The present invention relates to a short wavelength semiconductor laser and a manufacturing method thereof.
従来、短波長半導体レーザは、光ディスクやＤＶＤ等の光源として用いられているが、光ディスクの記録密度はレーザ光の波長の二乗に反比例するため、より短い波長の半導体レーザが要請されており、現在商品化されている最短波長の半導体レーザは６３０〜６５０ｎｍ近傍に波長を有する赤色半導体レーザであり、昨年発売されたＤＶＤに用いられている。 Conventionally, short-wavelength semiconductor lasers have been used as light sources for optical disks, DVDs, etc., but since the recording density of optical disks is inversely proportional to the square of the wavelength of the laser light, shorter-wavelength semiconductor lasers have been demanded. The shortest-wavelength semiconductor laser that has been commercialized is a red semiconductor laser having a wavelength in the vicinity of 630 to 650 nm, and is used in the DVD released last year.
しかし、より記録密度を高めるためにはさらなる短波長化が必要であり、例えば、光ディスクに動画を２時間記録するためには波長が４００ｎｍ近辺の青色半導体レーザが不可欠となり、そのため、近年では次世代光ディスク用光源として、青色領域に波長を有する短波長半導体レーザに開発が盛んになされている。 However, in order to further increase the recording density, it is necessary to further shorten the wavelength. For example, in order to record a moving image on an optical disk for 2 hours, a blue semiconductor laser having a wavelength of around 400 nm is indispensable. As a light source for an optical disk, a short wavelength semiconductor laser having a wavelength in a blue region has been actively developed.
この様な青色半導体レーザ用材料としては、ＩＩ−ＶＩ族化合物半導体のＺｎＳｅ系と、III-Ｖ族化合物半導体のＧａＮ系とが研究されており、この内、ＺｎＳｅ系は高品質の基板として実績の高いＧａＡｓにほぼ格子整合することから、長い間ＺｎＳｅ系の方が有利であると考えられ、世界中の研究者の大半がこのＺｎＳｅ系の研究に従事していたという経緯があり、レーザの研究に関してはＺｎＳｅ系の方が先んじている。 As such blue semiconductor laser materials, IISe-VI group compound semiconductor ZnSe series and III-V group compound semiconductor GaN series have been studied. Of these, ZnSe series has been proven as a high-quality substrate. It is considered that the ZnSe system is more advantageous for a long time because it is lattice-matched to GaAs, which has a high level of GaAs. Most of the researchers all over the world have been engaged in research on this ZnSe system. Regarding the research, the ZnSe system is ahead.
このＺｎＳｅ系については、既に、注入励起による室温連続発振が報告されているが、本質的に劣化しやすい材料であることから信頼性が問題となり、未だ実用化には至っていない。 As for this ZnSe system, room temperature continuous oscillation by injection excitation has already been reported, but since it is a material that is inherently easily deteriorated, reliability is a problem, and it has not yet been put into practical use.
一方、ＧａＮ系の場合には、１９９３年末の日亜化学によるＧａＮ高輝度ＬＥＤの発表を境に、ＺｎＳｅ系でネックになっている信頼性に関して耐環境性に優れるＧａＮが見直され、世界中で研究者の大きな増加を見ている。 On the other hand, in the case of the GaN system, GaN with excellent environmental resistance has been reconsidered with respect to the reliability that has become a bottleneck in the ZnSe system after the announcement of GaN high-brightness LED by Nichia Chemical at the end of 1993. We are seeing a large increase in researchers.
次いで、１９９５年１２月初めには、同じく日亜化学によりパルスレーザ発振の成功が報告されて以来、急速に研究が進み、室温連続発振（ＣＷ発振）において、３５時間の発振持続時間が報告されて以来、現在では、加速試験で推定１００００時間の発振持続時間が報告されている。 Next, in early December 1995, Nichia also reported the success of pulsed laser oscillation, and research has progressed rapidly. In room temperature continuous oscillation (CW oscillation), a 35-hour oscillation duration was reported. Since then, an oscillation duration of an estimated 10,000 hours has been reported in an accelerated test.
ここで、図３１及び図３２を参照して従来の短波長半導体発光素子を説明するが、図３１（ａ）は従来の短波長半導体レーザの光軸に垂直な概略的断面図であり、図３１（ｂ）は短波長発光ダイオードの概略的断面図であり、また、図３２はバッファ層構造の異なる短波長半導体レーザの光軸に垂直な概略的断面図である。
図３１（ａ）参照
まず、（０００１）面を主面とするサファイア基板８１１上に、ＧａＮバッファ層８１２を介して、ｎ型ＧａＮバッファ層８１３、ｎ型Ｉｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎ層８１４、ｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層８１５、ｎ型ＧａＮ光ガイド層８１６、ＩｎＧａＮＭＱＷ活性層８１７、ｐ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎ層８１８、ｐ型ＧａＮ光ガイド層８１９、ｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層８２０、及び、ｐ型ＧａＮコンタクト層８２１をＭＯＶＰＥ法（有機金属気相成長法）によってエピタキシャル成長させる。
Here, a conventional short wavelength semiconductor light emitting device will be described with reference to FIGS. 31 and 32. FIG. 31A is a schematic sectional view perpendicular to the optical axis of the conventional short wavelength semiconductor laser. 31 (b) is a schematic sectional view of a short wavelength light emitting diode, and FIG. 32 is a schematic sectional view perpendicular to the optical axis of a short wavelength semiconductor laser having a different buffer layer structure.
31A. First, an n-type
次いで、ドライ・エッチングによりｎ型ＧａＮバッファ層８１３の一部を露出させて、Ｔｉ／Ａｕからなるｎ側電極８２２を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層８２１上にはＮｉ／Ａｕからなるｐ側電極８２３を設けたのち、さらに、ドライ・エッチングを施して一対の平行な端面を形成し、この端面を共振器面にすることによってパルスレーザ発振に成功している（例えば、非特許文献１参照）。
Next, a part of the n-type
図３１（ｂ）参照
また、発光ダイオードの場合には、サファイア基板８１１上に、ＧａＮバッファ層８１２を介して、ｎ型ＧａＮ層８２４、ｎ型またはｐ型のＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ活性層８２５、及び、ｐ型ＧａＮ層８２６をＭＯＶＰＥ法によってエピタキシャル成長させる。
In the case of a light emitting diode, an n-
この場合、低注入で動作する発光ダイオードとして実用的な発光輝度を得るためには、Ｉｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ活性層８２５のＳｉ濃度或いはＺｎ濃度を１×１０17〜１×１０21ｃｍ-3にする必要があり、また、Ｉｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ活性層８２５の層厚は１〜５００ｎｍ、より好適には、１０〜１００ｎｍにする必要がある（例えば、特許文献１或いは特許文献２参照）。
In this case, in order to obtain light emission luminance practical as a light emitting diode operating with low injection, the Si concentration or Zn concentration of the In 0.15 Ga 0.85 N
図３２参照
図３２は従来の他の短波長半導体レーザの光軸に垂直な断面図であり、まず、（０００１）面を主面とするサファイア基板８３１上に、ＧａＮバッファ層８３２を介して、ｎ型ＧａＮ中間層８３３、ｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層８３４、ｎ型ＧａＮ光ガイド層８３５、ＭＱＷ活性層８３６、ｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎオーバーフロー防止層８３７、ｐ型ＧａＮ光ガイド層８３８、ｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層８３９、及び、ｐ型ＧａＮコンタクト層８４０をＭＯＶＰＥ法によって順次エピタキシャル成長させる。
32 is a cross-sectional view perpendicular to the optical axis of another conventional short wavelength semiconductor laser. First, on a
次いで、図３１（ａ）の場合と同様に、ドライ・エッチングによりｐ型ＧａＮコンタクト層８４０及びｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層８３９をメサエッチングすると共に、ｎ型ＧａＮ中間層８３３の一部を露出させて、ｎ型ＧａＮ中間層８３３の露出部にＴｉ／Ａｕからなるｎ側電極８４１を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層８４０上にはストライプ状開口を有するＳｉＯ2 膜８４２を介してＮｉ／Ａｕからなるｐ側電極８４３を設け、次いでドライ・エッチングを施して共振器面となる一対の平行な端面を形成したものである。
Next, as in the case of FIG. 31A, the p-type
また、オーバーフロー防止層、即ち、キャリアストッパー層をｎ型層側にも設けることも提案されており（例えば、特許文献３参照）、この場合には、ｎ型不純物濃度が１×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎ層を正孔ストッパー層として、また、ｐ型不純物濃度が５×１０19ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎ層を電子ストッパー層として活性層と光ガイド層との間に設けており、その際の成長温度はＧａＮ或いはＡｌＧａＮを成長させる際の通常の成長温度である１１００℃である。
しかし、従来の短波長半導体レーザの場合、しきい値電流密度が３．６ｋＡ／ｃｍ2 程度と、非常に大きいという問題があり、これは基板のサファイアに劈開性がないことのほかに、ＧａＮ系化合物半導体、即ち、ナイトライド系化合物半導体という材料が、光学利得を発生するためには、本質的に大きなキャリア密度を必要とするためである。 However, in the case of the conventional short wavelength semiconductor laser, there is a problem that the threshold current density is about 3.6 kA / cm 2 , which is very large. This is because a material such as a nitride compound semiconductor, that is, a nitride compound semiconductor, essentially requires a large carrier density in order to generate an optical gain.
即ち、従来、実用化されている半導体レーザは、ＡｌＧａＡｓ系やＡｌＧａＩｎＰ系等の閃亜鉛鉱型結晶構造のIII-Ｖ族化合物半導体を用いているのに対して、ナイトライド系化合物半導体は、非常に大きな禁制帯幅を有する六方晶ウルツ鉱構造であり、閃亜鉛鉱型結晶材料とは全く異なった物性を有しているためである。 In other words, the semiconductor lasers that have been put into practical use use III-V group compound semiconductors with zinc blende type crystal structures such as AlGaAs and AlGaInP, whereas nitride compound semiconductors are extremely This is because it has a hexagonal wurtzite structure with a large forbidden band width, and has completely different physical properties from the zinc blende type crystal material.
この様なナイトライド系化合物半導体の物性上の大きな特徴は、六方晶であり結晶に異方性が存在すること、禁制帯幅が大きく有効質量が大きいこと、スピン軌道相互作用が小さく、価電子帯に、ＨＨ（Ｈｅａｖｙ Ｈｏｌｅ）、ＬＨ（Ｌｉｇｈｔ Ｈｏｌｅ）、及び、ＣＨの３つのバンドが近接して存在することの三つが挙げられる。 The major physical properties of such nitride compound semiconductors are hexagonal crystals and the presence of anisotropy in crystals, large forbidden band width and large effective mass, small spin-orbit interaction, and valence electrons. There are three bands in which three bands of HH (Heavy Hole), LH (Light Hole), and CH are close to each other.
より、詳しく説明すると、まず、第１に、ホールの有効質量が大きいことに起因する特徴としては、
ａ．ホールの有効質量が大きいため、価電子帯の擬フェルミ準位ＥFpが上がりにくいこと、また
ｂ．ホールの有効質量が大きく、また、ＬＯ（縦光学）フォノン散乱等が大きいため、ホールの移動度が小さいこと、また、
ｃ．ホールの有効質量ｍが大きいため、温度Ｔにおけるホールの平均速度、即ち、ホールの熱速度ｖp は、
（ｍ／２）ｖp 2 ＝（３／２）ｋＴから、
ｖp ∝ｍ-1/2となり、
ホールの熱速度ｖp が小さいことが挙げられる。
More specifically, first, as a feature due to the large effective mass of holes, first,
a. The effective mass of the hole is large, so that the quasi-Fermi level E Fp of the valence band is difficult to increase; Since the effective mass of the hole is large and LO (longitudinal optical) phonon scattering is large, the mobility of the hole is small,
c. Since the effective mass m of the hole is large, the average hole velocity at the temperature T, that is, the heat velocity v p of the hole is
From (m / 2) v p 2 = (3/2) kT,
v p ∝m -1/2
It is mentioned that the heat velocity v p of the hole is small.
第２に、価電子帯に、ＨＨ、ＬＨ、ＣＨの３つのバンドが近接して存在し、その内の２つの有効質量が大きいことにより、ホールに対する擬フェルミ準位ＥFpが上がりにくいことが原因で、
ｄ．反転分布を達成するために必要な伝導帯の擬フェルミ準位ＥFnの上昇が従来材料よりも大きくなり、且つ、バリア層と井戸層、或いは、活性層と光ガイド層とを構成するＧａＮ／ＩｎＧａＮ、或いは、Ｉｎx Ｇａ1-x Ｎ／Ｉｎy Ｇａ1-y Ｎのヘテロ接合における価電子帯におけるエネルギー不連続ΔＥV と禁制帯幅の差ΔＥg との比、即ち、ΔＥV ／ΔＥg が、従来の材料系では０．４程度であったのに対して０．７程度と大きく、界面におけるバンドのオフセットが３：７で価電子帯側に偏るという特徴がある。
Second, there are three bands of HH, LH, and CH close to the valence band, and the two effective masses of them are large, so that the quasi-Fermi level E Fp for the hole is difficult to increase. Cause
d. Increase in quasi-Fermi level E Fn of the conduction band required to achieve the population inversion is larger than the conventional material, and the barrier layer and the well layer, or, GaN constituting the active layer and the optical guide layer / The ratio between the energy discontinuity ΔE V in the valence band and the difference ΔE g of the forbidden band width in the heterojunction of InGaN or In x Ga 1-x N / In y Ga 1-y N, that is, ΔE V / ΔE g is as large as about 0.7 compared to about 0.4 in the conventional material system, and the band offset at the interface is 3: 7 and is biased toward the valence band side.
これらが原因となって、ｐ型層側から活性層へのホールの注入が効率良く行われなくなり、特に、活性層が多重量子井戸（ＭＱＷ）構造である場合、ホールの注入効率の悪さは量子井戸層（ウエル層）間のホール密度の不均一を生むことになり、且つ、活性層で有効に消費されない電子がｐ側へ溢れ出しｐ側光ガイド層或いはｐ型クラッド層へのオーバーフロー電流となることを、本発明者等はシミュレーションにより見出したのでこの事情を図３３乃至図３７を参照して説明する。
なお、図３３乃至図３７にシミュレーションについては、エレクトロンブロック層、即ち、オーバーフロー防止層の設けない構成でシミュレーションしている。
For these reasons, holes are not efficiently injected from the p-type layer side into the active layer. In particular, when the active layer has a multiple quantum well (MQW) structure, the poor hole injection efficiency is The hole density is uneven between the well layers (well layers), and electrons that are not effectively consumed in the active layer overflow to the p-side and overflow current to the p-side light guide layer or p-type cladding layer. Since the present inventors have found through simulation, this situation will be described with reference to FIGS.
The simulations shown in FIGS. 33 to 37 are performed with a configuration in which an electron block layer, that is, an overflow prevention layer is not provided.
図３３参照
図３３は、活性層近傍におけるフェルミ準位の変化を示すものであり、図において拡大した円内に示す様に、価電子帯におけるホールに対する擬フェルミ準位ＥFpが、活性層においてｐ側光ガイド層より低エネルギー側にあることがわかる。
FIG. 33 shows the change of the Fermi level in the vicinity of the active layer. As shown in the enlarged circle in the figure, the pseudo Fermi level E Fp for the hole in the valence band is expressed in the active layer. It can be seen that it is on the lower energy side than the p-side light guide layer.
即ち、通常の材料系においては、ホールの注入によって擬平衡状態に達し、活性層とｐ側光ガイド層の擬フェルミ準位ＥFpはほぼ一致することになるが、ナイトライド系半導体材料においては、活性層とｐ側光ガイド層の擬フェルミ準位ＥFpの不一致が非常に大きく、ｐ側光ガイド層から活性層へホールが有効に注入されていないことを示している。 That is, in a normal material system, a pseudo-equilibrium state is reached by hole injection, and the quasi-Fermi level E Fp of the active layer and the p-side light guide layer substantially coincide with each other. The mismatch between the quasi-Fermi level E Fp between the active layer and the p-side light guide layer is very large, indicating that holes are not effectively injected from the p-side light guide layer into the active layer.
図３４参照
図３４は、ウエル層が５層のＭＱＷ構造短波長半導体レーザにおけるホール電流の層位置依存性を示す図であり、注入されたホールがどこで再結合により消滅するかをシミュレーションした結果を示した図であり、図から明らかな様に、ｐ型クラッド層より注入されたホール電流は、活性層に達する前にｐ側光ガイド層で４ｋＡ／ｃｍ2 だけ消費されている。
FIG. 34 is a diagram showing the layer position dependency of the hole current in the MQW structure short wavelength semiconductor laser having five well layers. The simulation result of where the injected holes disappear due to recombination is shown. As is apparent from the figure, the hole current injected from the p-type cladding layer is consumed by 4 kA / cm 2 in the p-side light guide layer before reaching the active layer.
この消費された電流はレーザ発振に寄与しない無効電流であり、しきい値電流密度Ｊthの増加につながるものであるが、この様に、ｐ側光ガイド層での再結合が大きい理由は、ｐ型クラッド層から活性層へのホールの注入効率が悪いためである考えられる。 This consumed current is a reactive current that does not contribute to laser oscillation and leads to an increase in the threshold current density Jth . Thus, the reason why recombination in the p-side light guide layer is large is as follows. This is probably because the efficiency of hole injection from the p-type cladding layer to the active layer is poor.
また、活性層がＭＱＷ構造である場合、ホールの注入効率の悪さは量子井戸層（ウエル層）間のホール密度の不均一を生み、レーザ発振を非効率にすることになるので、この事情を図３５及び図３６を参照して説明する。
図３５参照
図３５は、図３３の状態における素子膜厚方向のホール密度分布のシミュレーション結果を示す図であり、図から明らかなように、ＭＱＷ活性層におけるホール密度がｐ側光ガイド層に近いほど大きく、不均一になっていることが理解される。
In addition, when the active layer has an MQW structure, the poor hole injection efficiency results in non-uniform hole density between the quantum well layers (well layers), which makes laser oscillation inefficient. This will be described with reference to FIGS. 35 and 36. FIG.
FIG. 35 is a diagram showing a simulation result of the hole density distribution in the element thickness direction in the state of FIG. 33. As is clear from the figure, the hole density in the MQW active layer is close to the p-side light guide layer. It is understood that it is so large and non-uniform.
図３６参照
図３６は、同じく図３３の状態における素子膜厚方向の電子密度分布のシミュレーション結果を示す図であり、図から明らかなように、ｎ側光ガイド層側から注入されるＭＱＷ活性層における電子密度もｐ側光ガイド層に向かうほど大きく不均一になっていることが理解され、これは上述のホール不均一注入が原因で、電荷中性条件を満たすために電子がホールに引き寄せられる結果である。
36. FIG. 36 is a diagram showing a simulation result of the electron density distribution in the element film thickness direction in the state of FIG. 33. As is apparent from FIG. 36, the MQW active layer injected from the n-side light guide layer side. It is understood that the electron density in the region also becomes large and non-uniform as it goes toward the p-side light guide layer. This is due to the above-described non-uniform injection of holes, and the electrons are attracted to the holes to satisfy the charge neutrality condition. It is a result.
この様に、ホールと電子ともに同様の不均一が起きていることによって、多重量子井戸構造中における光学利得の発生を著しく不均一にすることが予想されるので、この事情を図３７を参照して説明する。
図３７参照
図３７は、上述のナイトライド系化合物半導体を用いたＭＱＷ半導体レーザの多重量子井戸中における光学利得分布の説明図であり、ｐ型クラッド層側から第１番目の量子井戸においてはｐ型クラッド層からの正孔の供給が多いため、大きな光学利得を有しているが、ｎ型クラッド層側へ向かうにつれて光学利得は減少し、ｎ型クラッド層側の２つの量子井戸においては光学利得を発生しないばかりか、光の損失が生じるという従来の閃亜鉛鉱型結晶構造の半導体を用いたレーザと異なる特性となる。
In this way, it is expected that the generation of optical gain in the multiple quantum well structure will be remarkably non-uniform due to the occurrence of the same non-uniformity in both holes and electrons. I will explain.
FIG. 37 is an explanatory diagram of the optical gain distribution in the multiple quantum well of the MQW semiconductor laser using the above-mentioned nitride compound semiconductor. In the first quantum well from the p-type cladding layer side, p is shown. Since the supply of holes from the type cladding layer is large, it has a large optical gain. However, the optical gain decreases toward the n-type cladding layer side, and the two quantum wells on the n-type cladding layer side are optical. This is different from the conventional laser using a zincblende crystal structure semiconductor that not only generates gain but also causes light loss.
即ち、閃亜鉛鉱型結晶構造の半導体を用いた従来の半導体レーザにおいては、ＭＱＷ構造が５層程度の量子井戸層から構成される場合には、キャリアが均一に注入されることが常識であり、光通信用長波長レーザでは５〜１０層程度、ＤＶＤ用赤色レーザでも５層程度用いているが、光学利得は均一に発生している。 That is, in conventional semiconductor lasers using a zincblende crystal structure semiconductor, it is common knowledge that carriers are uniformly injected when the MQW structure is composed of about five quantum well layers. The long wavelength laser for optical communication uses about 5 to 10 layers, and the red laser for DVD uses about 5 layers, but the optical gain is uniformly generated.
この様な光学利得の量子井戸層間の不均一による光吸収層の発生は、二つの悪影響を与えることになり、第一は、光吸収層となっているｎ側の２つの量子井戸層においても、図３５及び図３６から明らかなようにキャリアが高密度に存在するため、再結合電流が大きいことを意味し、ｐ側の３つの量子井戸層がレーザ発振のしきい値フェルミ準位に達する電流量をｎ側の２つの量子井戸層が増加させる結果となる。 The generation of the light absorption layer due to the non-uniformity between the quantum well layers having such an optical gain has two adverse effects. First, even in the two quantum well layers on the n side serving as the light absorption layer, As apparent from FIGS. 35 and 36, carriers exist at a high density, which means that the recombination current is large, and the three quantum well layers on the p side reach the threshold Fermi level of laser oscillation. As a result, the two quantum well layers on the n side increase the amount of current.
第二に、ｎ側の２つの量子井戸層が光吸収層であるために、レーザ発振するために克服すべき内部ロスが増加し、しきい値フェルミ準位ＥF thそのものが上昇してしまうという悪影響が生ずることになる。 Second, since the two quantum well layers on the n side are light absorption layers, the internal loss to be overcome for laser oscillation increases, and the threshold Fermi level E F th itself increases. This will cause an adverse effect.
図３８参照
図３８は、多重量子井戸活性層における量子井戸層の数を変えて実際に作製したＭＱＷ半導体レーザの光出力−電流特性を示す図であり、この場合、全体の光閉じ込めを一定にするために膜厚を変化させているが、５層の量子井戸層からなる活性層を設けたＭＱＷ半導体レーザの方が３層の量子井戸層からなる活性層を設けたＭＱＷ半導体レーザの場合よりしきい値電流密度Ｊthが高く、且つ、レーザ発振後の効率も悪いことがわかる。
FIG. 38 is a diagram showing optical output-current characteristics of an MQW semiconductor laser actually manufactured by changing the number of quantum well layers in the multiple quantum well active layer. In this case, the entire optical confinement is constant. However, the MQW semiconductor laser provided with the active layer consisting of the five quantum well layers is different from the MQW semiconductor laser provided with the active layer consisting of the three quantum well layers. It can be seen that the threshold current density Jth is high and the efficiency after laser oscillation is also poor.
これは、半導体レーザの効率は内部量子効率と内部ロスで決定されるため、ｎ側の２つの量子井戸層が光吸収層になっていることによって、内部量子効率及び内部ロスの両者が劣化していることが原因であると考えられる。 This is because the efficiency of the semiconductor laser is determined by the internal quantum efficiency and the internal loss, and both the internal quantum efficiency and the internal loss are degraded by the fact that the two quantum well layers on the n side are light absorption layers. This is considered to be the cause.
また、従来のＭＱＷ構造半導体レーザでは、放射光電磁場の強度分布（放射光強度分布）が、図３７に示す様に、活性層の中心位置に最大強度位置が来るように対称構造になっており、光学利得を発生する第１層目の量子井戸と最大強度位置とが一致していないため、光閉じ込めが有効に行われないという問題がある。 Further, in the conventional MQW structure semiconductor laser, the intensity distribution (radiation intensity distribution) of the radiated photoelectric magnetic field has a symmetric structure so that the maximum intensity position comes to the center position of the active layer as shown in FIG. There is a problem that optical confinement is not effectively performed because the quantum well of the first layer that generates optical gain and the maximum intensity position do not match.
即ち、レーザ発振に寄与する実質的な利得は、光学利得に放射光強度分布を掛けたものであり、光学利得が大きくとも、その光学利得を発生する位置に放射光強度分布が存在しなければ発振に寄与できないことになる。 That is, the substantial gain that contributes to laser oscillation is the optical gain multiplied by the radiated light intensity distribution. Even if the optical gain is large, the radiated light intensity distribution must be present at the position where the optical gain is generated. It cannot contribute to oscillation.
そして、実際には、放射光の活性層への分布は、全層を合計しても全体の光強度の約３％程度であるので、図３７に示すようにただでさえ小さい光分布が最大光学利得を発生する層で大きくならないことは大きな問題となる。 Actually, the distribution of the radiated light to the active layer is about 3% of the total light intensity even if all the layers are summed, so that even a small light distribution is maximum as shown in FIG. It is a big problem that the layer that generates the optical gain does not become large.
また、現在報告されている、量子井戸層が１０層乃至２０層のＭＱＷレーザの場合には、量子井戸構造全体では、光閉じ込めが充分であっても、実質的に、光学利得を発生しているｐ型クラッド層側から第１番目の量子井戸での光閉じ込めがかなり小さくなり、しきい値電流密度Ｊthが増加するという問題がある。 In addition, in the case of MQW lasers with 10 to 20 quantum well layers, which are currently reported, even if the entire quantum well structure has sufficient optical confinement, an optical gain is substantially generated. There is a problem that the optical confinement in the first quantum well from the p-type cladding layer side becomes considerably small and the threshold current density Jth increases.
さらに、上述のｄの理由により、禁制帯幅の差ΔＥg の影響の約７０％が価電子帯側に現れ、伝導帯側のエネルギー不連続ΔＥC は小さくなり、電子のオーバーフローが問題となるため、従来の短波長半導体レーザにおいては、オーバーフロー防止層或いはキャリアストッパ層を設けているが、それによって、放射光強度分布がさらにｎ側にずれた非対称構造となり、光学利得の大きなｐ型クラッド層側から第１番目の量子井戸での光閉じ込めがさらに小さくなり、しきい値電流密度Ｊthが増加するという問題がある。 Furthermore, for the reason of d described above, about 70% of the influence of the forbidden band width difference ΔE g appears on the valence band side, the energy discontinuity ΔE C on the conduction band side becomes small, and electron overflow becomes a problem. Therefore, in the conventional short wavelength semiconductor laser, an overflow prevention layer or a carrier stopper layer is provided, but this results in an asymmetric structure in which the emitted light intensity distribution is further shifted to the n side, and a p-type cladding layer having a large optical gain. There is a problem that light confinement in the first quantum well from the side is further reduced and the threshold current density Jth is increased.
したがって、ナイトライド系化合物半導体を用いたＭＱＷ半導体レーザの特性を改善するためには、しきい値電流密度Ｊthを低減させることが必要になるが、そのためには、上述のキャリアの不均一注入を改善することが有効となる。 Therefore, in order to improve the characteristics of an MQW semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, it is necessary to reduce the threshold current density Jth . For this purpose, the above-described non-uniform carrier injection is performed. It is effective to improve.
しかし、上述の様にナイトライド系化合物半導体を用いたＭＱＷ半導体レーザの場合には、ナイトライド系化合物半導体に特有な問題があり、従来の閃亜鉛鉱型結晶構造半導体の常識を適用するだけでは優れた解決手段が見つからず、ナイトライド系化合物半導体を用いたＭＱＷ半導体レーザに採用されている構成で、ナイトライド系化合物半導体には本質的ではない構成が無いか否かを検討することが必要になる。 However, in the case of MQW semiconductor lasers using nitride compound semiconductors as described above, there are problems peculiar to nitride compound semiconductors, and simply applying the common sense of conventional zincblende crystal structure semiconductors. An excellent solution cannot be found, and it is necessary to examine whether the nitride compound semiconductor has a non-essential configuration in the MQW semiconductor laser using the nitride compound semiconductor. become.
そこで、検討するに、一般に、ホールの注入効率を改善するために、ｐ側光ガイド層をｐ型層とすることによりホール濃度を高めることが考えられるが、この場合には、かえって、ホールの注入効率が低下するという問題がある。
即ち、ホールの注入効率が低い主たる原因は、ｐ側光ガイド層におけるホールの移動度が小さいことであるが、ｐ型ドーピングによって散乱が増えてホールの移動度を更に低下させることになる。
さらに、ｐ型不純物のドーピング濃度を高めても、不純物の活性化率が小さいため、ホール濃度がなかなか上がらないことも問題となる。
Therefore, in general, in order to improve the hole injection efficiency, it is conceivable to increase the hole concentration by making the p-side light guide layer a p-type layer. In this case, however, There exists a problem that injection | pouring efficiency falls.
That is, the main cause of the low hole injection efficiency is that the mobility of holes in the p-side light guide layer is small, but the scattering increases due to p-type doping, which further reduces the mobility of holes.
Furthermore, even if the doping concentration of the p-type impurity is increased, since the activation rate of the impurity is small, the hole concentration does not increase easily.
また、一般に、ＭＱＷ半導体レーザにおけるキャリアの不均一注入を改善するためには、多重量子井戸構造におけるウエル層の膜厚を薄くすること、バリア層の厚さを薄くすること、及び、バリア層の高さを低く、即ち、禁制帯幅を小さくすることが有効であると考えられる。 In general, in order to improve the non-uniform injection of carriers in the MQW semiconductor laser, the thickness of the well layer in the multiple quantum well structure, the thickness of the barrier layer, and the barrier layer It is considered effective to reduce the height, that is, to reduce the forbidden bandwidth.
この内、ウエル層の膜厚は、レーザの光学利得特性を大きく左右し、レーザ設計の最重要項目であるため、独立に変化させることは難しいという問題があり、また、ナイトライド系ＭＱＷ青色半導体レーザにおいて、バリア層の禁制帯幅を小さくするということは、バリア層中のＩｎ組成を増加することを意味することになるが、これは歪の増加をもたらし、結晶性が劣化することになるので好ましくないので、この事情を図３９を参照して説明する。 Among these, the film thickness of the well layer greatly affects the optical gain characteristics of the laser and is the most important item in laser design, so there is a problem that it is difficult to change it independently, and the nitride MQW blue semiconductor In the laser, reducing the forbidden band width of the barrier layer means increasing the In composition in the barrier layer, which leads to an increase in strain and deteriorates the crystallinity. Since this is not preferable, this situation will be described with reference to FIG.
図３９参照
図３９は、バリア層として用いたＩｎx Ｇａ1-x Ｎを用いた場合の発光効率のＩｎ組成比ｘ依存性についての実験結果を示す図であり、Ｉｎ組成比ｘが大きいほど活性層にかかる歪がおおきくなり、発光効率が小さくなるため、バリア層のＩｎ組成比ｘを大きくできず、したがって、量子井戸構造のバリアを低くして注入効率を高めることができない。
See FIG. 39. FIG. 39 is a diagram showing an experimental result on the dependence of the luminous efficiency on the In composition ratio x when In x Ga 1-x N used as the barrier layer is used. As the In composition ratio x increases, FIG. Since the strain applied to the active layer is increased and the light emission efficiency is decreased, the In composition ratio x of the barrier layer cannot be increased. Therefore, the barrier of the quantum well structure cannot be decreased to increase the injection efficiency.
一方、バリア層の膜厚については、従来の閃亜鉛鉱型結晶構造半導体を用いたレーザにおいては、膜厚が薄いと量子井戸層間の波動関数の滲み出しによる相互作用が無視できなくなり、階段状であるはずの光学利得分布がなまり、一定キャリア密度当たりの光学利得が発生が低下するため、５ｎｍ以上の厚さにしており、この構成をナイトライド系化合物半導体を用いたＭＱＷ半導体レーザにおいてもそのまま採用している。 On the other hand, with regard to the film thickness of the barrier layer, in the conventional laser using a zinc blende type crystal structure semiconductor, if the film thickness is thin, the interaction due to the oozing of the wave function between the quantum well layers cannot be ignored, and the stepped shape The optical gain distribution that should have been reduced and the generation of the optical gain per fixed carrier density is reduced, so the thickness is set to 5 nm or more. This structure is also applied to an MQW semiconductor laser using a nitride compound semiconductor as it is. Adopted.
しかし、ナイトライド系化合物半導体を用いたＭＱＷ半導体レーザにおいては、上述のようにキャリアの有効質量が大きいため、量子井戸からの波動関数の滲み出しが少なく、且つ、バンド・ギャップの不均一性のため階段状の光学利得分布がもともと若干なまっており、そのため、５ｎｍ以上の膜厚は本質的な要件ではないとの結論に至った。 However, in the MQW semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, since the effective mass of the carrier is large as described above, the wave function oozes out from the quantum well and the band gap is not uniform. For this reason, the stepwise optical gain distribution has been slightly reduced from the beginning, and therefore, it has been concluded that a film thickness of 5 nm or more is not an essential requirement.
また、上述の様に、活性層で有効に消費されない電子がｐ側へ溢れ出しｐ側光ガイド層或いはｐ型クラッド層へのオーバーフロー電流となるとともに、ｐ側光ガイド層から活性層へのホールの注入効率が悪いことが原因で、ｐ側光ガイド層に溜まったホールが電子をｐ側層へと引き寄せることによっても、オーバーフローを増加させることになる。 In addition, as described above, electrons that are not effectively consumed in the active layer overflow to the p-side and become an overflow current to the p-side light guide layer or the p-type cladding layer, and holes from the p-side light guide layer to the active layer. Due to the poor injection efficiency, the holes accumulated in the p-side light guide layer attract electrons to the p-side layer, thereby increasing the overflow.
さらに、上述のｄの理由により、ヘテロ接合界面におけるバンドのオフセットが３：７で価電子帯側に偏り、伝導帯側のエネルギー不連続ΔＥC は小さくなるので、この点からも電子のオーバーフローが問題となっており、従来の短波長の半導体レーザにおいては、オーバーフロー防止層或いはキャリアストッパ層を設けているが、それでも、しきい値キャリア密度Ｎthが高いのでオーバーフローが起きやすいという問題があり、この様にナイトライド系半導体においては、他の半導体よりも電子のオーバーフローが本質的な問題となる。 Furthermore, because of the above-mentioned d, since the band offset at the heterojunction interface is 3: 7, the band is biased toward the valence band side, and the energy discontinuity ΔE C on the conduction band side becomes small. has become a problem, in the semiconductor laser of conventional short wavelength, is provided with the overflow preventing layer or the carrier stopper layer, nevertheless, there is a problem that the overflow easily occurs because the threshold carrier density N th is high, Thus, in a nitride-based semiconductor, an overflow of electrons becomes an essential problem as compared with other semiconductors.
即ち、半導体レーザのしきい値電流密度Ｊthは、τs を電子のライフタイム、ｄを活性層の厚さ、ｅを素電荷、Ｎthをしきい値キャリア密度とした場合、
Ｊth＝Ｎth・ｄ・ｅ／τs
で表され、しきい値フェルミ準位ＥF thは、キャリア密度Ｎに依存するフェルミ準位ＥF のしきい値キャリア密度Ｎthにおける値、即ち、
ＥF th＝ＥF （Ｎth）
で表される。
That is, the threshold current density J th of the semiconductor laser is as follows: τ s is the electron lifetime, d is the thickness of the active layer, e is the elementary charge, and N th is the threshold carrier density.
J th = N th · d · e / τ s
The threshold Fermi level E F th is a value at the threshold carrier density N th of the Fermi level E F depending on the carrier density N, that is,
E F th = E F (N th )
It is represented by
このしきい値キャリア密度Ｎthは、キャリア密度Ｎの関数であるＧm （ｍｏｄａｌ ｇａｉｎ：モード利得）がキャビティ・ロスを上回ってレーザ発振を開始するキャリア密度であり、しきい値キャリア密度Ｎthを小さくするためにはＧm を大きくする必要がある。 The threshold carrier density N th is a carrier density at which G m (modal gain), which is a function of the carrier density N, exceeds the cavity loss to start laser oscillation, and the threshold carrier density N th In order to reduce the value, it is necessary to increase G m .
このＧm はΓを光閉じ込め係数とし、Ｇを活性層の組成及びキャリア密度等で決まる利得とすると、
Ｇm ＝Γ・Ｇ
で表されるので、活性層の厚さが薄くなり、且つ、光閉じ込めが不十分であればＧm が小さくなり、それに伴ってしきい値キャリア密度Ｎthも大きくなり、したがって、しきい値フェルミ準位ＥF thが上がりやすくなる。
このしきい値フェルミ準位ＥF thも大きくなると、高エネルギー状態の電子の数が多くなるので、この点からも電子のオーバーフローが問題となる。
This G m has Γ as an optical confinement factor, and G as a gain determined by the composition of the active layer, carrier density, etc.
G m = Γ · G
Therefore, if the thickness of the active layer is thin and the optical confinement is insufficient, G m becomes small, and accordingly, the threshold carrier density N th also becomes large. The Fermi level E F th is likely to rise.
If this threshold Fermi level E F th is also increased, the number of electrons in a high energy state is increased, so that the overflow of electrons becomes a problem also from this point.
また、有効質量が大きいことが主な原因で、オーバーフロー防止層を設けない場合、ｐ型クラッド層への電子のオーバーフローによるリーク電流が非常に大きいことを本発明者等はシミュレーションにより見出したのでこの事情を図４０を参照して説明する。
図４０参照
図４０は、Ｉｎ0.15Ｇａ0.85Ｎからなる５層のウエル層をＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層で挟んだＭＱＷ構造短波長半導体レーザにおける、電子のオーバーフロー電流の総電流量依存性のシミュレーション結果を、ＡｌＧａＮクラッド層のＡｌ組成を変化させて示したものであり、クラッド層のＡｌ組成比が０．０５の場合、即ち、Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ層を用いた場合には、低電流領域からリーク電流が増加しはじまり、２０ｋＡ／ｃｍ2 の時に、総電流量の半分以上がリークすることが分かる。
In addition, the present inventors have found through simulation that the leakage current due to the overflow of electrons to the p-type cladding layer is very large when the overflow prevention layer is not provided mainly due to the large effective mass. The circumstances will be described with reference to FIG.
FIG. 40 shows a simulation of the dependence of the overflow current of electrons on the total current amount in an MQW structure short wavelength semiconductor laser in which five well layers of In 0.15 Ga 0.85 N are sandwiched between In 0.05 Ga 0.95 N barrier layers. The results are shown by changing the Al composition of the AlGaN cladding layer. When the Al composition ratio of the cladding layer is 0.05, that is, when an Al 0.05 Ga 0.95 N layer is used, the low current region is shown. Thus, it can be seen that the leakage current starts to increase, and at 20 kA / cm 2 , more than half of the total current leaks.
この様なリーク電流は、レーザ発振に寄与しない無効電流であり、これ自体がしきい値電流密度Ｊthの増加につながるばかりか発熱の原因ともなって、より一層レーザ発振を困難にするものである。 Such a leakage current is a reactive current that does not contribute to laser oscillation, which itself leads to an increase in the threshold current density Jth and also causes heat generation, which further makes laser oscillation more difficult. .
クラッド層としてＡｌ組成比が０．０５のＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ層を用いた場合には、活性層との禁制帯幅の差は５００ｍｅＶもあり、従来の材料系では十分な差であるが、ナイトライド系においてはこの様にオーバーフロー電流が無視できない大きさになるため、オーバーフローによるリーク電流を低減するために、クラッド層のＡｌ組成比を大きくしたＡｌ0.15Ｇａ0.85Ｎ層等が用いられている。 When an Al 0.05 Ga 0.95 N layer having an Al composition ratio of 0.05 is used as the cladding layer, the difference in the forbidden band width from the active layer is 500 meV, which is a sufficient difference in the conventional material system. In the nitride system, since the overflow current is not negligible, an Al 0.15 Ga 0.85 N layer or the like having a large Al composition ratio in the cladding layer is used to reduce the leakage current due to overflow. .
また、本発明者は、オーバーフロー電流は素子温度にも依存することをシミュレーションにより見出したのでこの事情を図４１を参照して説明する。
図４１参照
図４１は、Ａｌ0.1 Ｇａ0.9 Ｎクラッド層を用いた場合の電子のオーバーフロー電流の総電流量依存性のシミュレーション結果を、素子温度を変化させて示したものであり、図から明らかなように、素子温度が上昇すると高電流領域でオーバーフローが増加することが分かる。
The inventor has found through simulation that the overflow current also depends on the element temperature. This situation will be described with reference to FIG.
FIG. 41 shows the simulation result of the total current amount dependence of the electron overflow current when the Al 0.1 Ga 0.9 N clad layer is used, with the element temperature changed, which is apparent from the figure. Thus, it can be seen that the overflow increases in the high current region as the element temperature rises.
そして、実際の素子では、オーバーフローした電流がｐ側電極まで達して発熱して素子温度を上昇させることになり、この素子温度の上昇によって更にオーバーフロー電流が増加するという悪循環が生じ、レーザ発振を阻害するものと考えられる。 In an actual device, the overflowed current reaches the p-side electrode and heat is generated to raise the device temperature. This rise in device temperature creates a vicious circle in which the overflow current further increases, impeding laser oscillation. It is thought to do.
一方、電子のオーバーフローを防止するために、ｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎ層或いはＡｌ0.18Ｇａ0.82Ｎ層等のオーバーフロー防止層を設けた場合、このＡｌ0.15Ｇａ0.85Ｎ層或いはＡｌ0.18Ｇａ0.82Ｎ層はｐ側光ガイド層より屈折率が低いので、レーザ発振を得るために必要な光閉じ込めが大きく減少してしまう問題があり、且つ、ヘテロ接合界面にエネルギースパイクを形成して正孔の注入に対するバリアとなる問題がある。 On the other hand, when an overflow prevention layer such as a p-type Al 0.15 Ga 0.85 N layer or an Al 0.18 Ga 0.82 N layer is provided to prevent an overflow of electrons, this Al 0.15 Ga 0.85 N layer or Al 0.18 Ga 0.82 N layer is provided. Has a lower refractive index than that of the p-side light guide layer, so that there is a problem that the optical confinement necessary for obtaining laser oscillation is greatly reduced, and an energy spike is formed at the heterojunction interface to prevent hole injection. There is a problem that becomes a barrier.
また、上述の図３２に示す様に、ナイトライド系化合物半導体を用いた従来のＭＱＷ半導体レーザにおいて、ＭＱＷ活性層８３６とｐ型ＧａＮ光ガイド層８３８との間に、禁制帯幅の大きなｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎオーバーフロー防止層８３７を設けた場合には、内部ロスの増加を助長すると共にホールに対する電位障壁を大きくし駆動電圧を上昇させるという問題があり、また、電子親和力の差に起因する電位障壁によっても駆動電圧が上昇するという問題があるので、この事情を図４２を参照して説明する。
Further, as shown in FIG. 32 described above, in a conventional MQW semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, a p-type having a large forbidden band between the MQW
図４２（ａ）参照
図４２（ａ）は従来の短波長半導体レーザのバンドダイヤグラムであり、図から明らかなように、ｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎオーバーフロー防止層８３７の禁制帯幅が大きいため、ｐ型ＧａＮ光ガイド層８３８との間に形成される障壁、即ち、実線で示す電圧非印加時の価電子帯のバンド端と破線で示す電圧印加時の価電子帯のバンド端８４４との間のエネルギー差が大きくなり、したがって、ＭＱＷ活性層８３６へのホールの注入のための印加電圧Ｖを増大させることになる。
FIG. 42 (a) is a band diagram of a conventional short wavelength semiconductor laser. As is apparent from the figure, the forbidden band width of the p-type Al 0.18 Ga 0.82 N
図４２（ｂ）参照
図４２（ｂ）は、ｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎオーバーフロー防止層８３７の近傍における価電子帯側のバンドダイヤグラムを模式的に示す図であり、図に示すように、ＭＱＷ活性層８３６とｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎオーバーフロー防止層８３７との界面、及び、ｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎオーバーフロー防止層８３７とｐ型ＧａＮ光ガイド層８３８との界面に電子親和力の差に起因してノッチ８４５，８４６が形成され、このノッチ８４５，８４６がホールの注入に対する電位障壁となり、ホールの注入効率が低下することになる。
FIG. 42 (b) is a diagram schematically showing a band diagram on the valence band side in the vicinity of the p-type Al 0.18 Ga 0.82 N
また、このオーバーフローを助長する他の要因としては、ｐ型クラッド層の比抵抗が高いこと、及び、ｐ型クラッド層における非発光寿命が短いことが挙げられ、これらの要因は本質的なものではないため、これらを改善することによってオーバーフローを低減することも考えられる。 In addition, other factors that promote this overflow include a high specific resistance of the p-type cladding layer and a short non-emission lifetime in the p-type cladding layer. These factors are not essential. Therefore, it is conceivable to reduce overflow by improving them.
しかし、現状では十分な結晶品質を有するｐ型クラッド層が得られておらず、例えば、比抵抗に関しては、ｐ型クラッド層に対するドーピングが難しく、十分でないことが原因であるが、Ａｌ組成比の増加とともにドーピングが一層困難になるので、オーバーフローを低減するためにＡｌ組成比の大きなｐ型クラッド層を使用した場合に、その比抵抗を低下させることは容易ではない。 However, a p-type cladding layer having sufficient crystal quality has not been obtained at present. For example, regarding the specific resistance, doping to the p-type cladding layer is difficult and insufficient, but the Al composition ratio is low. As doping increases, doping becomes more difficult. Therefore, when a p-type cladding layer having a large Al composition ratio is used to reduce overflow, it is not easy to reduce the specific resistance.
また、非発光寿命に関しても、アンドープの結晶でも非発光寿命が１ｎｓ（ナノ秒）程度と従来材料より短く、ｐ型ドーピング層に至っては０．１ｎｓ以下と考えられ、現実的には改善が難しいという問題がある。 Further, regarding the non-emission lifetime, even in an undoped crystal, the non-emission lifetime is about 1 ns (nanosecond), which is shorter than that of the conventional material. There is a problem.
即ち、ナイトライド系化合物半導体の結晶品質上の特徴としては、転位密度が非常に高いことが挙げられ、特に、成長基板としてサファイア基板を用いた場合には、成長層と十分格子整合しないため、成長層の結晶性が悪く、例えば、通常の転位密度は１０10ｃｍ-2に達することが報告されており、また、非発光寿命が１ｎｓ（ナノ秒）程度と非常に速いという問題がある。 That is, the crystal quality characteristics of the nitride-based compound semiconductor include a very high dislocation density. In particular, when a sapphire substrate is used as the growth substrate, it does not sufficiently lattice match with the growth layer. The crystallinity of the growth layer is poor. For example, it has been reported that the normal dislocation density reaches 10 10 cm −2 , and there is a problem that the non-emission lifetime is as fast as about 1 ns (nanosecond).
また、ｐ型不純物のドーピングによって、ｐ側光ガイド層の結晶性が劣化し、非発光寿命はさらに短く０．１ｎｓ（＝１００ｐｓ）程度となり、非発光性再結合の量が増大することになり、レーザ発振のためのしきい値電流密度Ｊthがさらに増大することになる。 In addition, the p-type impurity doping deteriorates the crystallinity of the p-side light guide layer, the non-emission lifetime is further shortened to about 0.1 ns (= 100 ps), and the amount of non-emission recombination increases. As a result, the threshold current density J th for laser oscillation further increases.
このため、Ｍｇをドープしてもホール濃度を上げることが容易ではないナイトライド系半導体において、ｐ側光ガイド層のホール濃度を上げることによる効果より、ｐ型ドーピングに伴う移動度の低下や、結晶性の劣化の方が問題になるものと考えられる。 For this reason, in a nitride-based semiconductor where it is not easy to increase the hole concentration even if Mg is doped, the effect of increasing the hole concentration of the p-side light guide layer is due to a decrease in mobility associated with p-type doping, It is considered that the deterioration of crystallinity becomes a problem.
一方、転位密度に関しては、１０10ｃｍ-2の値は、転位密度が１０4 ｃｍ-2以下である従来の閃亜鉛鉱型結晶構造半導体の約１００万倍であるが、この様なナイトライド系化合物半導体においては、転位は非発光中心を形成しないのでデバイスの特性には影響しないと言われており、したがって、非発光中心を低減するために転位密度を低減する必要はないので、この様な高密度の転位密度が存在したままで半導体レーザが実現されている。 On the other hand, regarding the dislocation density, the value of 10 10 cm −2 is about 1 million times that of the conventional zinc blende type crystal structure semiconductor whose dislocation density is 10 4 cm −2 or less. In compound semiconductors, it is said that dislocations do not form non-luminescent centers and thus do not affect device characteristics.Therefore, it is not necessary to reduce the dislocation density in order to reduce non-luminescent centers. Semiconductor lasers have been realized in the presence of a high density of dislocation density.
また、ナイトライド系半導体レーザの活性層として通常用いられているＩｎＧａＮは、上記のナイトライド系化合物半導体に共通する物性的特徴の他に、従来材料と全く異なる性質を有している。
即ち、ＩｎＧａＮはＩｎＮとＧａＮとの混晶であるが、ＩｎＮの禁制帯幅が１．９ｅＶであるのに対してＧａＮの禁制帯幅は３．４ｅＶと非常に大きく異なり、また、結晶成長温度もＩｎＮが６００℃前後であるのに対して、ＧａＮが１０００℃前後と大きく異なっている。
InGaN, which is usually used as an active layer of a nitride semiconductor laser, has properties that are completely different from those of conventional materials, in addition to the physical characteristics common to the nitride compound semiconductor.
That is, InGaN is a mixed crystal of InN and GaN, while the forbidden band width of InN is 1.9 eV, whereas the forbidden band width of GaN is very different from 3.4 eV. Also, while InN is around 600 ° C., GaN is significantly different from around 1000 ° C.
これらのことが原因で、このＩｎＧａＮ混晶は非常に混ざりにくいことが知られており、非混晶領域が大きく、且つ、Ｉｎ組成比が０．２以下と小さい領域においても、Ｉｎ組成比の増加に伴い組成分離している割合が大きくなるという問題がある。 For these reasons, it is known that this InGaN mixed crystal is very difficult to mix, and even in a region where the non-mixed crystal region is large and the In composition ratio is as small as 0.2 or less, the In composition ratio is low. There is a problem that the proportion of composition separation increases with the increase.
この結果、Ｉｎ組成比が０．１５程度のＩｎＧａＮ層において、２００μｍ程度のマクロな領域で見たフォトルミネッセンス（ＰＬ）スペクトルの半値幅は、組成分離による結晶内不均一を反映して非常に大きく、良い結晶でも１５０ｍｅＶである。 As a result, in the InGaN layer with an In composition ratio of about 0.15, the half-value width of the photoluminescence (PL) spectrum seen in a macro region of about 200 μm is very large, reflecting in-crystal nonuniformity due to composition separation. Even a good crystal is 150 meV.
このことは、従来の閃亜鉛鉱型結晶構造の半導体では薄膜化すれば大きくなるはずのＰＬスペクトルの半値幅がＩｎＧａＮ混晶では逆に小さくなり、この現象が、極低温に冷却しても半値幅の変化は殆どないという、従来の材料とは全く異なる性質の原因である。 This is because the half-width of the PL spectrum, which should increase when the semiconductor is thinned with a conventional zinc blende crystal structure, becomes smaller with an InGaN mixed crystal. This phenomenon is reduced even when cooled to a very low temperature. This is due to a property that is completely different from the conventional material, that is, there is almost no change in the value range.
これらのＩｎＧａＮにおける特徴は、サファイア基板、ＳｉＣ基板、或いは、スピネル基板等の成長基板として用いる基板の種類に依存せず、また、減圧ＭＯＶＰＥ法（減圧有機金属気相成長法）、常圧ＭＯＶＰＥ法、或いは、ＭＢＥ法（分子線エピタキシャル成長法）等の成長方法にも依存せず、さらに、六方晶或いは立方晶等の結晶構造にも依存せずに出現するものであり、この様な本質的な特徴は、ある程度許容すべき、避けられない特殊性であると考えられる。 The characteristics of these InGaN do not depend on the type of substrate used as a growth substrate such as a sapphire substrate, SiC substrate, or spinel substrate, and also include a reduced pressure MOVPE method (a reduced pressure metal organic vapor phase growth method), a normal pressure MOVPE method. Or, it does not depend on the growth method such as MBE method (molecular beam epitaxial growth method), and also appears without depending on the crystal structure such as hexagonal crystal or cubic crystal. Features are considered to be inevitable specialities that should be tolerated to some extent.
この様に、従来のＩｎＧａＮを活性層とする短波長半導体レーザや発光ダイオード（ＬＥＤ）においては、この様な結晶内組成不均一性をそのままにして開発が進められており、ＬＥＤでは実際にこの大きな組成不均一性を持ったまま製品化が行われているものと考えられる。 In this way, conventional short-wavelength semiconductor lasers and light-emitting diodes (LEDs) that use InGaN as an active layer have been developed with such in-crystal composition non-uniformity intact. It is thought that commercialization is carried out with a large compositional non-uniformity.
また、短波長半導体レーザにおいても、上述の様にレーザ発振には成功しているものの、これまでは適当な評価手段がなかったため、実際の短波長半導体レーザにおいて、レーザ共振器全体でどの程度の組成不均一が生じているのかは分からず、且つ、この様な組成不均一がデバイス特性にどの様な影響を及ぼすかは知られておらず、したがって、レーザ発振に必要な結晶品質がどの程度のものであり、且つ、この様な品質の結晶をどの様な条件で成長した場合に再現性良く得られるかは全く未知であった。 Even in short-wavelength semiconductor lasers, although laser oscillation has been successful as described above, there has been no appropriate evaluation means so far. It is not known whether the compositional nonuniformity is occurring, and it is not known how the compositional nonuniformity affects the device characteristics. Therefore, how much crystal quality is necessary for laser oscillation. It was completely unknown whether the crystal of such quality can be obtained with good reproducibility when grown.
そこで、本発明者等は、最近、短波長半導体レーザの活性層となるＩｎＧａＮ混晶について、１μｍという微小スポット径でフォトルミネッセンス（ＰＬ）測定を行うことにより、ＩｎＧａＮ混晶中の組成不均一の程度を定量的に評価する手法を開発した。 Therefore, the present inventors recently performed photoluminescence (PL) measurement with a small spot diameter of 1 μm on an InGaN mixed crystal serving as an active layer of a short-wavelength semiconductor laser, thereby achieving non-uniform composition in the InGaN mixed crystal. A method to quantitatively evaluate the degree was developed.
この様な評価を行った結果、ＩｎＧａＮＭＱＷ（多重量子井戸）活性層のＰＬピーク波長が、結晶内で非常に大きな分布を有することが判明したので、図４３及び図４４を参照して説明する。
なお、この測定を行った従来の短波長半導体レーザの詳細については未発表である。
As a result of such an evaluation, it has been found that the PL peak wavelength of the InGaN MQW (multiple quantum well) active layer has a very large distribution in the crystal, which will be described with reference to FIGS. 43 and 44.
The details of the conventional short-wavelength semiconductor laser that performed this measurement have not been published.
図４３（ａ）参照
図４３（ａ）は、レーザ発振しなかった素子において、１００００μｍ2 の領域内でＰＬスペクトルを２μｍおきに２５００点測定した場合の、各測定点におけるＰＬピーク波長とＰＬ光強度の相関を示すものであり、３９６ｎｍ（≒３．１３１ｅＶ）から４１６ｎｍ（≒２．９８０ｅＶ）の範囲に渡って、ＰＬピーク波長、ＰＬ光強度ともに大きく分布し、ＰＬピーク波長分布範囲は１５１ｍｅＶ、即ち、約１５０ｍｅＶであった。
See FIG. 43A. FIG. 43A shows the PL peak wavelength and the PL light at each measurement point when the PL spectrum was measured at 2500 points every 2 μm within the region of 10,000 μm 2 in the element that did not oscillate. It shows the correlation of intensity, and both PL peak wavelength and PL light intensity are widely distributed over a range of 396 nm (≈3.11 eV) to 416 nm (≈2.980 eV), and the PL peak wavelength distribution range is 151 meV, That is, it was about 150 meV.
因に、光通信用半導体レーザとして用いられているＩｎＧａＡｓ系の活性層について同様の評価を行った結果、ＰＬピーク波長分布が５ｍｅＶ程度の分布、即ち、ＩｎＧａＮ混晶の１／３０程度の分布しか持っていなかったことが判明し、この結果からもＩｎＧａＮ系が非常に特殊な材料系であり、従来の常識が通用しないことが分かる。 Incidentally, as a result of the same evaluation of the InGaAs-based active layer used as a semiconductor laser for optical communication, the PL peak wavelength distribution is about 5 meV, that is, about 1/30 of the InGaN mixed crystal. From this result, it was found that the InGaN system is a very special material system, and conventional common sense is not applicable.
このＩｎＧａＮ系半導体レーザにおいては、物性上の理由からしきい値電流密度Ｊthが本質的に高い上、この様な活性層の組成不均一の大きさはレーザ発振を達成する上で致命的な欠点となるものであり、上述の評価からは、ＰＬピーク波長分布が１５０ｍｅＶ以上の場合にはレーザ発振しないという結果が得られている。 In this InGaN-based semiconductor laser, the threshold current density J th is essentially high for reasons of physical properties, and the nonuniform composition of the active layer is fatal in achieving laser oscillation. This is a drawback. From the above evaluation, it is obtained that the laser oscillation does not occur when the PL peak wavelength distribution is 150 meV or more.
図４３（ｂ）参照
図４３（ｂ）は、レーザ発振した素子において、１００００μｍ2 の領域内でＰＬスペクトルを２μｍおきに２５００点測定した場合の、各測定点におけるＰＬピーク波長とＰＬ光強度の相関を示すものであり、ＰＬピーク波長分布範囲は４００ｎｍ（≒３．１００ｅＶ）から４１２ｎｍ（≒３．００９ｅＶ）の範囲に渡って、９１ｍｅＶ、即ち、約９０ｍｅＶであり、且つ、ＰＬ光強度分布も小さいものであった。
See FIG. 43 (b). FIG. 43 (b) shows the PL peak wavelength and the PL light intensity at each measurement point when the PL spectrum is measured at 2500 points every 2 μm within the region of 10,000 μm 2 in the laser-oscillated device. The PL peak wavelength distribution range is 91 meV, that is, about 90 meV over the range from 400 nm (≈3.100 eV) to 412 nm (≈3.009 eV), and the PL light intensity distribution is also It was a small one.
図４４（ａ）参照
図４４（ａ）は、上記の様なＰＬピーク波長分布を有するＩｎＧａＮ系半導体レーザの電流−光出力特性（Ｉ−Ｌ特性）を示す図であり、４１４．３ｎｍの波長において、室温パルス発振が達成されたが、電流を増大するにつれて明確にキンクが現れている。
なお、ＰＬ波長とレーザ発振波長とは互いに若干異なるものである。
44A. FIG. 44A is a diagram showing current-light output characteristics (IL characteristics) of an InGaN-based semiconductor laser having the PL peak wavelength distribution as described above, and has a wavelength of 414.3 nm. At room temperature, pulse oscillation was achieved, but kink clearly appears as the current is increased.
Note that the PL wavelength and the laser oscillation wavelength are slightly different from each other.
図４４（ｂ）参照
図４４（ｂ）は、図４４（ａ）と同じＩｎＧａＮ系半導体レーザに、しきい値電流密度Ｊthの１．１倍、１．２倍、或いは、１．３倍の電流を流した場合の発振波長を表すもので、電流が多くなるにしたがって多波長発振が起こっており、この多波長発振が図４４（ａ）におけるＩ−Ｌ特性におけるキンクの原因となっていることが分かる。
FIG. 44B shows the same InGaN-based semiconductor laser as FIG. 44A , which is 1.1 times, 1.2 times, or 1.3 times the threshold current density J th. The multi-wavelength oscillation occurs as the current increases, and this multi-wavelength oscillation causes a kink in the IL characteristic in FIG. 44 (a). I understand that.
従来、ＩｎＧａＮ系半導体レーザにおいては、発振波長が多波長であったり、或いは、注入電流によって大きく変化することが知られており、これは、活性層内における量子ドット（量子箱）化が反映しているものと考えられていた。
即ち、従来においては、多波長発振が量子効果に起因すると考えられており（必要ならば、Ｊａｐａｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ，ｖｏｌ．３５，１９９６，ｐ．２１７参照）、実際に、ＩｎＧａＮ層中に量子ドットが存在することが報告（必要ならば、Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，ｖｏｌ．７０，１９９７，ｐ．９８１参照）されている。
Conventionally, in InGaN-based semiconductor lasers, it is known that the oscillation wavelength is multi-wavelength or changes greatly depending on the injection current, which reflects the formation of quantum dots (quantum boxes) in the active layer. It was thought that.
That is, in the past, it has been considered that multiwavelength oscillation is caused by the quantum effect (see Japan Journal of Applied Physics, vol. 35, 1996, p. 217, if necessary). It has been reported that dots are present (if necessary, see Applied Physics Letters, vol. 70, 1997, p. 981).
しかし、本発明者の研究の結果、上述の様に活性層内における組成不均一性に起因するＰＬピーク波長の空間的分布が多波長発振の原因であると考えられるに至ったので、この事情を図４５を参照して説明する。 However, as a result of the inventor's research, the spatial distribution of the PL peak wavelength caused by the compositional non-uniformity in the active layer as described above has been considered to be the cause of multiwavelength oscillation. Will be described with reference to FIG.
図４５参照
図４５の棒グラフは、図４３（ｂ）に示した測定結果におけるＰＬピーク波長のヒストグラムであり、一方、折れ線グラフは図３４に示したように実際にレーザ発振した半導体レーザについて光励起による発振スペクトルの強度分布を示したもので、両者を重ね合わせると、非常に良い一致が得られ、このことから、多波長発振はＰＬピーク波長分布、即ち、活性層内の組成不均一が原因であると考えられる。
45 is a histogram of the PL peak wavelength in the measurement result shown in FIG. 43 (b), while the line graph is a result of optical excitation of the semiconductor laser actually oscillated as shown in FIG. This shows the intensity distribution of the oscillation spectrum, and when they are overlapped, a very good agreement is obtained. From this, the multiwavelength oscillation is caused by the PL peak wavelength distribution, that is, the compositional non-uniformity in the active layer. It is believed that there is.
そして、この様な多波長発振は、しきい値電流密度Ｊthを増加させるばかりか、Ｉ−Ｌ特性におけるキンク、近視野像及び遠視野像の劣化等の光学特性の劣化にもつながるため、光学装置用光源としてもＩｎＧａＮ系半導体レーザにおいては、活性層の組成分布を抑制することが重要になる。 Then, such a multi-wavelength oscillation is only or kink in the I-L characteristic, because it leads to deterioration of the optical properties of the deterioration of the near-field pattern and the far field pattern to increase the threshold current density J th, In an InGaN-based semiconductor laser as an optical device light source, it is important to suppress the composition distribution of the active layer.
この様に、本発明者等の実験の結果、レーザ発振のためには１５０ｍｅＶ以下のＰＬピーク波長分布、即ち、Ｉｎ組成比において±０．０３の分布範囲内になるように設定することが必要であることが判明し、また、多波長発振を抑制するためには、ＰＬピーク波長分布を９０ｍｅＶ以下に、即ち、Ｉｎ組成比において±０．０１８以下にすることが必要であることが判明し、好適には５０ｍｅＶ以下、さらに、より好適には、２０ｍｅＶ以下にすることが望ましい。 As described above, as a result of experiments by the present inventors, it is necessary to set the PL peak wavelength distribution of 150 meV or less, that is, within the distribution range of ± 0.03 in the In composition ratio for laser oscillation. It was also found that the PL peak wavelength distribution must be 90 meV or less, that is, the In composition ratio must be ± 0.018 or less in order to suppress multiwavelength oscillation. , Preferably 50 meV or less, more preferably 20 meV or less.
さらに、上記の図３１（ｂ）の短波長半導体発光素子は本質的に発光ダイオードであるため、不純物濃度或いは層厚についての記載はあるものの、半導体レーザにした場合には、どの様な条件で効率の良い、低しきい値電流密度でのレーザ発振が生ずるかについては何ら示唆するところがないものである。 Furthermore, since the short wavelength semiconductor light emitting device of FIG. 31 (b) is essentially a light emitting diode, there are descriptions on the impurity concentration or the layer thickness, but under any conditions when a semiconductor laser is used. There is no suggestion about whether laser oscillation occurs at a low threshold current density with high efficiency.
したがって、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた短波長半導体レーザのしきい値電流密度を低減することを目的とする。 Accordingly, an object of the present invention is to reduce the threshold current density of a short wavelength semiconductor laser using a nitride compound semiconductor.
ここで、課題を解決するための手段を説明するが、図１は請求項１乃至７に関する原理的構成の説明図であり、また、図２は量子井戸構造半導体レーザにおけるモード利得の電流密度の井戸層の層数依存性を示す図である。
図１参照
（１）本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、活性層４として多重量子井戸構造を用いると共に、放射光強度分布の最大位置を活性層４の中心位置よりｐ型クラッド層（６）側にずれていることを特徴とする。
Here, means for solving the problem will be described. FIG. 1 is an explanatory diagram of the principle configuration relating to
See FIG. 1. (1) In the present invention, in a semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, a multiple quantum well structure is used as the
この様に、放射光強度分布の最大位置を活性層４の中心位置よりｐ型クラッド層（６）側にずらすことにより、最大光学利得位置と放射光強度分布の最大位置とが一致し、光閉じ込め効果が高まるので、しきい値電流密度Ｊthを低減することができる。
Thus, by shifting the maximum position of the radiated light intensity distribution from the center position of the
（２）また、本発明は、上記（１）において、放射光強度分布の最大位置が多重量子井戸構造のｐ型クラッド層（６）側から第１番目の量子井戸の位置に一致していることを特徴とする。 (2) Further, according to the present invention, in the above (1), the maximum position of the emitted light intensity distribution coincides with the position of the first quantum well from the p-type cladding layer (6) side of the multiple quantum well structure. It is characterized by that.
ナイトライド系化合物半導体を用いたＭＱＷ構造半導体レーザにおいては、最大光学利得位置は、ｐ型クラッド層（６）側から第１番目の量子井戸であるので、この量子井戸の位置に放射光強度分布の最大位置を合わせることが望ましい。 In the MQW structure semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, the maximum optical gain position is the first quantum well from the p-type cladding layer (6) side. It is desirable to match the maximum position of.
（３）また、本発明は、上記（１）または（２）において、活性層４とｎ型クラッド層（２）及びｐ型クラッド（６）層との間に、それぞれｎ側光ガイド層（３）及びｐ側光ガイド層（５）を設けると共に、ｎ側光ガイド層（３）の禁制帯幅をｐ側光ガイド層（５）の禁制帯幅より大きくすることを特徴とする。
(3) Further, in the above (1) or (2), the present invention provides an n-side light guide layer (between the
ナイトライド系化合物半導体においては禁制帯幅が大きいほど屈折率が小さくなるので、ｎ側光ガイド層（３）の禁制帯幅をｐ側光ガイド層（５）の禁制帯幅より大きくすることによって放射光強度分布はｐ側に移動する。 In a nitride compound semiconductor, the larger the forbidden band width, the smaller the refractive index, so that the forbidden band width of the n-side light guide layer (3) is made larger than the forbidden band width of the p-side light guide layer (5). The emitted light intensity distribution moves to the p side.
（４）また、本発明は、上記（１）乃至（３）のいずれかにおいて、活性層４とｎ型クラッド層（２）及びｐ型クラッド層（６）との間に、それぞれｎ側光ガイド層（３）及びｐ側光ガイド層（５）を設けると共に、ｐ側光ガイド層（５）の層厚をｎ側光ガイド層（３）の層厚より厚くすることを特徴とする。
(4) Further, according to any of the above (1) to (3), the present invention provides an n-side light between the
この様な光ガイド構造の非対称性は光ガイド層、即ち、ＳＣＨ層の厚さを非対称にすることによっても形成することができ、ｐ側光ガイド層（５）の層厚をｎ側光ガイド層（３）の層厚より厚くすることによっても放射光強度分布はｐ側に移動する。 Such asymmetry of the light guide structure can also be formed by making the thickness of the light guide layer, that is, the SCH layer asymmetric, and the thickness of the p-side light guide layer (5) can be changed to the n-side light guide. The radiated light intensity distribution also moves to the p side by making it thicker than the layer (3).
（５）また、本発明は、上記（１）乃至（４）のいずれかにおいて、ｎ型クラッド層（２）の禁制帯幅をｐ型クラッド層（６）の禁制帯幅より大きくすることを特徴とする。 (5) Further, according to the present invention, in any one of the above (1) to (4), the forbidden band width of the n-type cladding layer (2) is made larger than the forbidden band width of the p-type cladding layer (6). Features.
この様に、ｎ型クラッド層（２）の禁制帯幅をｐ型クラッド層（６）の禁制帯幅より大きくすることによっても、放射光強度分布をｐ側に移動することができる。
なお、この場合、ｎ側光ガイド層（３）の禁制帯幅もｐ側光ガイド層（５）の禁制帯幅より大きくしても良いし、光ガイド層の層厚を非対称にしても良い。
In this way, the emitted light intensity distribution can also be moved to the p side by making the forbidden band width of the n-type cladding layer (2) larger than the forbidden band width of the p-type cladding layer (6).
In this case, the forbidden band width of the n-side light guide layer (3) may be larger than the forbidden band width of the p-side light guide layer (5), or the thickness of the light guide layer may be asymmetric. .
（６）また、本発明は、活性層４として単一量子井戸構造を用いると共に、活性層４とｐ側光ガイド層（５）との間に広禁制帯幅層を設けたナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、広禁制帯幅層に起因する放射光強度分布の最大位置と活性層４の中心位置とのずれをｎ側層により補償することを特徴とする。
(6) In addition, the present invention uses a nitride compound in which a single quantum well structure is used as the
電子のオーバーフロー防止のために、活性層４とｐ側光ガイド層（５）との間に広禁制帯幅層を設けた場合には、広禁制帯幅層に起因して放射光強度分布の最大位置が活性層４の中心位置からｎ側にずれることになるが、ｎ側層の禁制帯幅を大きくすることによってずれを補償することができ、それによって放射光強度分布の最大位置と活性層４の中心位置とを略一致させることができる。
When a wide forbidden bandwidth layer is provided between the
（７）また、本発明は、上記（６）において、ｎ側層が少なくともｎ側光ガイド層（３）であり、このｎ側光ガイド層（３）の禁制帯幅をｐ側光ガイド層（５）の禁制帯幅より大きくすることを特徴とする。 (7) Further, according to the present invention, in the above (6), the n-side layer is at least the n-side light guide layer (3), and the forbidden bandwidth of the n-side light guide layer (3) is set to the p-side light guide layer. It is characterized by being larger than the forbidden bandwidth of (5).
この様に、ｎ側光ガイド層（３）の禁制帯幅をｐ側光ガイド層（５）の禁制帯幅より大きくすることによって、放射光強度分布をｐ側に移動することができ、それによって放射光強度分布の最大位置と活性層４の中心位置とを略一致させることができる。
Thus, by making the forbidden band width of the n-side light guide layer (3) larger than the forbidden band width of the p-side light guide layer (5), the emitted light intensity distribution can be moved to the p side, Thus, the maximum position of the synchrotron radiation intensity distribution and the center position of the
（８）また、本発明は、上記（６）または（７）において、ｎ側層が少なくともｎ側光ガイド層（３）であり、このｎ側光ガイド層（３）の層厚をｐ側光ガイド層（５）の層厚より薄くすることを特徴とする。 (8) In the present invention, in the above (6) or (7), the n-side layer is at least the n-side light guide layer (3), and the layer thickness of the n-side light guide layer (3) is set to the p-side. It is characterized by being made thinner than the thickness of the light guide layer (5).
この様に、ｎ側光ガイド層（３）の層厚をｐ側光ガイド層（５）の層厚より薄くすることによって非対称性を導入しても良く、それによって、放射光強度分布をｐ側に移動させて放射光強度分布の最大位置と活性層４の中心位置とを略一致させることができる。
In this way, asymmetry may be introduced by making the layer thickness of the n-side light guide layer (3) thinner than the layer thickness of the p-side light guide layer (5), thereby reducing the emitted light intensity distribution to p. The maximum position of the emitted light intensity distribution and the center position of the
（９）また、本発明は、上記（６）乃至（８）のいずれかにおいて、ｎ側層が少なくともｎ型クラッド層（２）であり、このｎ型クラッド層（２）の禁制帯幅をｐ型クラッド層（６）の禁制帯幅より大きくすることを特徴とする。 (9) Further, according to the present invention, in any one of the above (6) to (8), the n-side layer is at least an n-type cladding layer (2), and the forbidden band width of the n-type cladding layer (2) is increased. It is characterized by being larger than the forbidden band width of the p-type cladding layer (6).
この様に、ｎ型クラッド層（２）の禁制帯幅をｐ型クラッド層（６）の禁制帯幅より大きくすることによっても、放射光強度分布をｐ側に移動することができ、それによって放射光強度分布の最大位置と活性層４の中心位置とを略一致させることができる。
なお、この場合も、ｎ側光ガイド層（３）の禁制帯幅をｐ側光ガイド層（５）の禁制帯幅より大きくしても良いし、或いは、光ガイド層３，５の層厚を非対称にしても良い。
In this way, even if the forbidden band width of the n-type cladding layer (2) is made larger than the forbidden band width of the p-type cladding layer (6), the emitted light intensity distribution can be moved to the p side, thereby The maximum position of the radiant light intensity distribution and the center position of the
Also in this case, the forbidden band width of the n-side light guide layer (3) may be larger than the forbidden band width of the p-side light guide layer (5), or the layer thickness of the light guide layers 3 and 5 may be increased. May be asymmetric.
（１０）また、本発明は、上記（１）乃至（９）のいずれかにおいて、量子井戸構造の活性層４を構成する井戸層が、Ａｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（但し、０≦ｘ＜１，０＜ｙ≦１）で構成されることを特徴とする。
(10) Further, according to the present invention, in any one of the above (1) to (9), the well layer constituting the
この様な、短波長半導体レーザにおける量子井戸構造の活性層４を構成する井戸層としては、ＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮ、或いは、ＡｌＩｎＧａＮ等のナイトライド系化合物半導体、即ち、Ａｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（但し、０≦ｘ＜１，０＜ｙ≦１）が好適である。
As the well layer constituting the
（１１）また、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、活性層４を２層の利得層を有する多重量子井戸構造で構成することを特徴とする。
(11) Further, the present invention is characterized in that, in a semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, the
レーザのキャビティロス（しきい値利得）が大きい場合には、下記の図２及び上述の図３６から明らかな様に、利得層を２層にした場合に、しきい値電流密度Ｊthをより低くすることができる。 When the laser cavity loss (threshold gain) is large, as is apparent from FIG. 2 and FIG. 36 described above, the threshold current density Jth is further increased when the gain layer is made two layers. Can be lowered.
（１２）また、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、活性層４を１層の厚さが６ｎｍ以上の２層または３層の利得層を有する多重量子井戸構造で構成することを特徴とする。
(12) In the semiconductor laser using a nitride compound semiconductor according to the present invention, the
図２参照
例えば、キャビティロスが１００ｃｍ-1と小さい場合には、モード利得Ｇm がキャビティロスを上回ってレーザ発振を開始するしきい値電流密度Ｊthは、
Ｊth（１層）＜Ｊth（２層）＜Ｊth（３層）＜Ｊth（４層）＜Ｊth（５層） となり、利得層の総層厚が同じ場合、活性層４を単一の利得層で構成した方がしきい値電流密度Ｊthを低くすることができる。
For example, when the cavity loss is as small as 100 cm −1 , the threshold current density J th at which the mode gain G m exceeds the cavity loss and starts laser oscillation is expressed as follows:
J th (1 layer) <J th (2 layers) <J th (3 layers) <J th (4 layers) <J th (5 layers) When the total thickness of the gain layers is the same, the
一方、キャビティロスが２００ｃｍ-1と大きくなった場合には、モード利得Ｇm がキャビティロスを上回ってレーザ発振を開始するしきい値電流密度Ｊthは、
Ｊth（２層）＜Ｊth（３層）≒Ｊth（１層）＜Ｊth（４層）＜Ｊth（５層） となり、利得層の総層厚が同じ場合、利得層が２層又は３層でなる多重量子井戸構造を構成した方がしきい値電流密度Ｊthを低くすることができる。
On the other hand, when the cavity loss is as large as 200 cm −1 , the threshold current density J th at which the mode gain G m exceeds the cavity loss and laser oscillation starts is
When J th (2 layers) <J th (3 layers) ≈J th (1 layer) <J th (4 layers) <J th (5 layers) and the total thickness of the gain layers is the same, the gain layer is 2 The threshold current density Jth can be lowered by configuring a multi-quantum well structure consisting of three layers or three layers.
（１３）また、本発明は、上記（１１）または（１２）において、利得層をアンドープ層で構成することを特徴とする。 (13) Further, the present invention is characterized in that, in the above (11) or (12), the gain layer is composed of an undoped layer.
この様に、多重量子井戸構造活性層を用いた場合にも、利得層をアンドープ層にして、不純物散乱を少なくして正孔の移動度を高めることが望ましく、それによって、正孔をより均一に注入することができる。 As described above, even when an active layer having a multiple quantum well structure is used, it is desirable that the gain layer be an undoped layer to reduce impurity scattering and increase the mobility of holes, thereby making the holes more uniform. Can be injected into.
（１４）また、本発明は、上記（１１）乃至（１３）のいずれかにおいて、利得層４が、Ａｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（但し、０≦ｘ＜１，０＜ｙ≦１）で構成されることを特徴とする。
(14) Further, according to the present invention, in any one of the above (11) to (13), the
この様な、短波長半導体レーザを構成する利得層としては、ＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮ、或いは、ＡｌＩｎＧａＮ等のナイトライド系化合物半導体、即ち、Ａｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（但し、０≦ｘ＜１，０＜ｙ≦１）が好適である。 Such as the gain layer constituting the short wavelength semiconductor laser, GaN, InGaN, AlGaN, or nitride compound semiconductor such as AlInGaN, namely, Al x Ga y In 1- xy N ( where, 0 ≦ x <1, 0 <y ≦ 1) is preferred.
（１５）本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、ｐ側光ガイド層がＩｎＧａＮ或いはＧａＮのいずれかからなり、且つ、ｐ側光ガイド層の不純物濃度が１×１０17ｃｍ-3未満であることを特徴とする。 (15) In the semiconductor laser using a nitride compound semiconductor according to the present invention, the p-side light guide layer is made of either InGaN or GaN, and the impurity concentration of the p-side light guide layer is 1 × 10 17 cm. It is less than -3 .
この様に、不純物濃度が１×１０17ｃｍ-3未満のＩｎＧａＮ或いはＧａＮからなるｐ側光ガイド層を用いることによって、ｐ側光ガイド層におけるホールの移動度を高めることができ、それによって、ホールの注入効率を高めることができ、また、結晶性を改善することができるので、非発光性再結合を低減し、それによって、しきい値電流密度Ｊthを低くすることができる。 Thus, by using a p-side light guide layer made of InGaN or GaN having an impurity concentration of less than 1 × 10 17 cm −3 , the mobility of holes in the p-side light guide layer can be increased, thereby Since the hole injection efficiency can be increased and the crystallinity can be improved, non-luminous recombination can be reduced, and thereby the threshold current density Jth can be lowered.
（１６）また、本発明は、上記（１５）において、ｐ側光ガイド層がアンドープ層であることを特徴とする。 (16) Further, in the above (15), the present invention is characterized in that the p-side light guide layer is an undoped layer.
この様な低不純物濃度層は、アンドープ層で構成することが望ましい。 Such a low impurity concentration layer is preferably composed of an undoped layer.
（１７）また、本発明は、上記（１５）または（１６）において、ｐ側光ガイド層におけるホールの移動度が、２ｃｍ2 ／Ｖ・ｓ以上であることを特徴とする。 (17) Further, the present invention is characterized in that, in the above (15) or (16), the mobility of holes in the p-side light guide layer is 2 cm 2 / V · s or more.
この様な低不純物濃度層におけるホールの移動度は、所要のホールの注入が得られ、且つ、現在の時点において、レーザ発振が可能になると考えられる２ｃｍ2 ／Ｖ・ｓ以上とすることが必要である。 The hole mobility in such a low impurity concentration layer is required to be 2 cm 2 / V · s or more, which is considered to enable laser oscillation at the present time point where necessary hole injection is obtained. It is.
（１８）また、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、ｐ側光ガイド層の層厚をｎ側光ガイド層の層厚より薄くしたことを特徴とする。 (18) Further, the present invention is characterized in that in the semiconductor laser using the nitride compound semiconductor, the layer thickness of the p-side light guide layer is made thinner than the layer thickness of the n-side light guide layer.
この様に、ｐ側光ガイド層の層厚をｎ側光ガイド層の層厚より薄くすることによって、ｐ側光ガイド層における非発光性再結合を低減することができ、それによって、低しきい値電流密度Ｊthの半導体レーザを構成することができる。 In this way, non-radiative recombination in the p-side light guide layer can be reduced by making the thickness of the p-side light guide layer thinner than that of the n-side light guide layer. A semiconductor laser having a threshold current density Jth can be configured.
（１９）また、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、ｐ側光ガイド層の層厚が０．１μｍ未満であることを特徴とする。 (19) Further, the present invention is characterized in that, in a semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, the thickness of the p-side light guide layer is less than 0.1 μm.
この様に、ｐ側光ガイド層の層厚を０．１μｍ未満に、より好適には、０．０８μｍ（８０ｎｍ）以下にすることによって、ｐ側光ガイド層における非発光性再結合を効果的に低減することができる。 In this way, non-radiative recombination in the p-side light guide layer is effectively achieved by setting the thickness of the p-side light guide layer to less than 0.1 μm, and more preferably 0.08 μm (80 nm) or less. Can be reduced.
（２０）また、本発明は、上記（１８）または（１９）において、ｐ側光ガイド層の禁制帯幅をｎ側光ガイド層の禁制帯幅より大きくしたことを特徴とする。 (20) Further, in the above (18) or (19), the present invention is characterized in that the forbidden band width of the p-side light guide layer is larger than the forbidden band width of the n-side light guide layer.
この様に、ｐ側光ガイド層の禁制帯幅をｎ側光ガイド層の禁制帯幅より大きくすることによって、電子がｐ側光ガイド層側へオーバーフローするのを防止することができる。 Thus, by making the forbidden band width of the p-side light guide layer larger than the forbidden band width of the n-side light guide layer, it is possible to prevent electrons from overflowing to the p-side light guide layer side.
（２１）また、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、ｐ側光ガイド層の禁制帯幅が活性層に隣接する部分で小さく、且つ、ｐ型クラッド層に隣接する部分で大きくなっていることを特徴とする。 (21) Further, according to the present invention, in a semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, the forbidden band width of the p-side light guide layer is small in a portion adjacent to the active layer and a portion adjacent to the p-type cladding layer. It is characterized by being larger.
この様に、禁制帯幅が活性層に隣接する部分で小さく、且つ、ｐ型クラッド層に隣接する部分で大きくなっているｐ側光ガイド層を用いることによって、十分な光閉じ込めを確保しつつ、電子のｐ型クラッド層へのオーバーフローを防止することができ、また、活性層へのホールの注入効率を改善することができる。 Thus, by using the p-side light guide layer whose forbidden band width is small in the portion adjacent to the active layer and large in the portion adjacent to the p-type cladding layer, sufficient light confinement is ensured. Electron overflow into the p-type cladding layer can be prevented, and hole injection efficiency into the active layer can be improved.
（２２）また、本発明は、上記（２１）において、ｐ側光ガイド層の禁制帯幅が階段的に変化していることを特徴とする。 (22) Further, the present invention is characterized in that, in the above (21), the forbidden band width of the p-side light guide layer changes stepwise.
上記（２１）の様なｐ側光ガイド層における禁制帯幅の変化は、階段的変化、即ち、ステップ状の変化であっても良く、２層、或いは、２層以上の多層構造で構成すれば良い。 The change in the forbidden band width in the p-side light guide layer as described in (21) above may be a step change, that is, a step-like change, and may be composed of two layers or a multilayer structure of two or more layers. It ’s fine.
（２３）また、本発明は、上記（２１）において、ｐ側光ガイド層の禁制帯幅が連続的に変化していることを特徴とする。 (23) Further, in the above (21), the present invention is characterized in that the forbidden bandwidth of the p-side light guide layer is continuously changed.
また、上記（２１）の様なｐ側光ガイド層における禁制帯幅の変化は、連続的変化、即ち、グレーデッド状の変化であっても良い。 Further, the change in the forbidden bandwidth in the p-side light guide layer as in (21) may be a continuous change, that is, a graded change.
（２４）また、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、ｐ側光ガイド層の禁制帯幅が活性層に隣接する側からｐ型クラッド層３に隣接する側に向かって連続的に小さくなっていることを特徴とする。
(24) Further, according to the present invention, in the semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, the forbidden bandwidth of the p-side light guide layer is from the side adjacent to the active layer toward the side adjacent to the p-
この様に、禁制帯幅が活性層に隣接する側からｐ型クラッド層に隣接する側に向かって連続的に小さくなっているｐ側光ガイド層、即ち、逆グレーデッド状のｐ側光ガイド層を用いることによって、ホールの注入に障害となるエネルギースパイクが発生することがなく、十分なホールの注入を確保しつつ、電子のオーバーフローを防止することができる。 Thus, the p-side light guide layer whose forbidden band width continuously decreases from the side adjacent to the active layer toward the side adjacent to the p-type cladding layer, that is, the p-side light guide having an inverse graded shape. By using the layer, energy spikes that hinder hole injection do not occur, and electron overflow can be prevented while securing sufficient hole injection.
（２５）また、本発明は、上記（２１）乃至（２４）のいずれかにおいて、ｐ側光ガイド層を構成する禁制帯幅の小さな層がＩｎＧａＮ或いはＧａＮからなり、且つ、禁制帯幅の大きな層がＡｌＧａＮからなることを特徴とする。 (25) Further, according to the present invention, in any one of the above (21) to (24), the layer having a small forbidden band width constituting the p-side light guide layer is made of InGaN or GaN and has a large forbidden band width. The layer is made of AlGaN.
この様に、電子のオーバーフローを効果的に防止するためには、ＧａＮ／ＡｌＧａＮ又はＩｎＧａＮ／ＡｌＧａＮ界面におけるΔＥC ／ΔＥg が大きいので、禁制帯幅の大きな層としてＡｌＧａＮを採用することが望ましい。 As described above, in order to effectively prevent the overflow of electrons, ΔE C / ΔE g at the GaN / AlGaN or InGaN / AlGaN interface is large, so that it is desirable to employ AlGaN as a layer having a large forbidden bandwidth.
（２６）本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体発光素子において、共振器内の活性層のフォトルミネッセンス波長の分布が９０ｍｅＶ以下であることを特徴とする。 (26) The semiconductor light emitting device using a nitride compound semiconductor according to the present invention is characterized in that the photoluminescence wavelength distribution of the active layer in the resonator is 90 meV or less.
（２７）また、本発明は、上記（２６）において、共振器内の活性層のフォトルミネッセンス波長の分布が５０ｍｅＶ以下であることを特徴とする。 (27) Further, in the above (26), the present invention is characterized in that the distribution of the photoluminescence wavelength of the active layer in the resonator is 50 meV or less.
この様に、短波長半導体レーザにおいて、多波長発振を抑制するためには、共振器内の活性層のフォトルミネッセンス波長の分布が９０ｍｅＶ以下であることが必要であり、より好適には、５０ｍｅＶ以下にすることが望ましい。 Thus, in order to suppress multiwavelength oscillation in a short wavelength semiconductor laser, the photoluminescence wavelength distribution of the active layer in the resonator needs to be 90 meV or less, and more preferably 50 meV or less. It is desirable to make it.
（２８）本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体発光素子において、共振器内の活性層の転位密度を１０9 ｃｍ-2以下とすることを特徴とする。 (28) The semiconductor light-emitting device using a nitride compound semiconductor according to the present invention is characterized in that the dislocation density of the active layer in the resonator is 10 9 cm −2 or less.
（２９）また、本発明は、上記（２８）において、共振器内の活性層の転位密度を１０8 ｃｍ-2以下とすることを特徴とする。 (29) Further, in the above (28), the present invention is characterized in that the dislocation density of the active layer in the resonator is 10 8 cm −2 or less.
従来の短波長半導体レーザにおける転位密度は１０9 ｃｍ-2台、即ち、１０9 〜１０10ｃｍ-2であり、ＰＬピーク波長の不均一の大きさは転位の間隔と一致することから、共振器内の活性層の転位密度を低減することによってＰＬピーク波長の分布を低減することができ、そのためには、共振器内の活性層の転位密度を１０9 ｃｍ-2以下とすることが必要であり、好適には、１０8 ｃｍ-2以下、より好適には、１０7 ｃｍ-2以下にすることが望ましい。 The dislocation density in the conventional short wavelength semiconductor laser is on the order of 10 9 cm −2 , that is, 10 9 to 10 10 cm −2 , and the non-uniform magnitude of the PL peak wavelength coincides with the distance between dislocations. The distribution of the PL peak wavelength can be reduced by reducing the dislocation density of the active layer in the resonator, and for this purpose, the dislocation density of the active layer in the resonator needs to be 10 9 cm -2 or less. Preferably, it is 10 8 cm −2 or less, more preferably 10 7 cm −2 or less.
即ち、従来の短波長半導体レーザにおいては、ナイトライド系化合物半導体との格子不整合が１３％程度と非常に大きなサファイアを成長基板として用いていたため、共振器内の活性層の転位密度は１０10ｃｍ-2程度であるが、ナイトライド系化合物半導体においては、転位は非発光中心を形成しないのでデバイスの特性には影響しないと言われているので、この様な転位密度を全く問題にせずにデバイス化が進められていたが、上述の様に、転位密度と組成不均一とが相関を示し、転位密度が小さくなると組成不均一も小さくなるので、格子不整合が３％と大幅に低減されるＳｉＣ基板を用いることにより、転位密度を１０9 ｃｍ-2以下に、少なくとも、１０7 ｃｍ-2程度までは低減することができ、それによって、多波長発振の抑制された短波長半導体発光素子を実現することができる。 That is, in the conventional short wavelength semiconductor laser, sapphire having an extremely large lattice mismatch of about 13% with a nitride compound semiconductor is used as a growth substrate, and therefore the dislocation density of the active layer in the resonator is 10 10. Although it is about cm -2 , in nitride compound semiconductors, dislocations do not form non-emissive centers, so it is said that they do not affect the characteristics of the device. Although device development has been promoted, as described above, the dislocation density and the compositional non-uniformity are correlated, and as the dislocation density decreases, the compositional non-uniformity also decreases, so the lattice mismatch is greatly reduced to 3%. By using a SiC substrate, the dislocation density can be reduced to 10 9 cm -2 or less, at least to about 10 7 cm -2 , thereby suppressing multiwavelength oscillation. A short wavelength semiconductor light emitting device can be realized.
（３０）また、本発明は、上記（２６）乃至（２９）のいずれかにおいて、活性層がＩｎを構成要素として含むことを特徴とする。 (30) Further, the present invention is characterized in that in any one of the above (26) to (29), the active layer contains In as a constituent element.
この様に、活性層としてＩｎを構成要素として含む半導体を用いた場合、特に、Ｉｎ組成比の比較的大きなＩｎＧａＮを用いた場合にも、上記（２６）乃至（２９）の条件を満たすことによって、青色発光素子、特に、青色半導体レーザとして好適な結晶性の良好な活性層を得ることができる。 As described above, when a semiconductor containing In as a constituent element is used as an active layer, particularly when InGaN having a relatively large In composition ratio is used, the above conditions (26) to (29) are satisfied. Thus, an active layer having good crystallinity suitable as a blue light emitting element, particularly, a blue semiconductor laser can be obtained.
（３１）本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体発光素子の製造方法において、活性層を成長させる際の成長速度を０．１μｍ／時以上とすることを特徴とする。 (31) The present invention is characterized in that, in the method for producing a semiconductor light emitting device using a nitride compound semiconductor, the growth rate when growing the active layer is 0.1 μm / hour or more.
ナイトライド系化合物半導体においては、活性層を成長させる際の成長速度を０．１μｍ／時（０．１μｍ／ｈ）以下とした場合には、ＰＬ波長分布、即ち、ＰＬ波長の標準偏差が大きくなり、特に、成長速度ｒg が０．０７５μｍ／ｈの場合には、ＩｎＧａＮ混晶のＩｎ組成比を大きくなるとＰＬ波長の標準偏差が大きくなり、レーザ発振が不可能になる。 In the nitride compound semiconductor, when the growth rate when growing the active layer is 0.1 μm / hour (0.1 μm / h) or less, the PL wavelength distribution, that is, the standard deviation of the PL wavelength is large. will, in particular, when the growth rate r g is 0.075 .mu.m / h, the standard deviation of the larger the PL wavelength the in composition ratio of the InGaN mixed crystal is increased, it becomes impossible to laser oscillation.
したがって、０．１μｍ／ｈ以上の成長速度を採用することにより、ＰＬピーク波長分布を９０ｍｅＶ以下とすることができるので、多波長発振の抑制された半導体レーザを再現性良く製造することができ、また、ＬＥＤとしても波長の半値幅の狭い純度の高い青色発光素子を実現することができる。 Therefore, by adopting a growth rate of 0.1 μm / h or more, the PL peak wavelength distribution can be made 90 meV or less, so that a semiconductor laser in which multiwavelength oscillation is suppressed can be manufactured with good reproducibility, In addition, a high-purity blue light-emitting element with a narrow half-width of wavelength can be realized as an LED.
（３２）また、本発明は、上記（３１）において、成長速度を０．２μｍ／時以上としたことを特徴とする。 (32) Further, the present invention is characterized in that, in the above (31), the growth rate is 0.2 μm / hour or more.
この様に、成長速度を上げることによって、ＰＬピーク波長分布をより狭くすることができ、多波長発振の抑制が容易になる。 In this way, by increasing the growth rate, the PL peak wavelength distribution can be made narrower, and multi-wavelength oscillation can be easily suppressed.
（３３）また、本発明は、上記（３１）において、成長速度を０．３μｍ／時以上としたことを特徴とする。 (33) Further, the present invention is characterized in that, in the above (31), the growth rate is set to 0.3 μm / hour or more.
この様に、成長速度を０．３μｍ／時以上とした場合には、青色発光素子として好適なＩｎ組成比の比較的大きなＩｎＧａＮを成長させる場合にもＰＬ波長の標準偏差の増大が起こらず、再現良くＰＬピーク波長分布の狭い、例えば、９０ｍｅＶ以下の活性層を成長させることができ、且つ、ＰＬ光強度の大きな結晶性の良好な活性層を成長させることができる。 As described above, when the growth rate is 0.3 μm / hour or more, the PL wavelength standard deviation does not increase even when growing a relatively large InGaN having a suitable In composition ratio as a blue light emitting element. An active layer having a narrow PL peak wavelength distribution, for example, 90 meV or less can be grown with good reproducibility, and an active layer having a high PL light intensity and good crystallinity can be grown.
（３４）また、本発明は、上記（３１）乃至（３３）のいずれかにおいて、基板としてＳｉＣ基板を用いると共に、ＳｉＣ基板の表面をエッチングすることを特徴とする。 (34) Further, the present invention is characterized in that, in any of the above (31) to (33), an SiC substrate is used as a substrate and the surface of the SiC substrate is etched.
活性層の転位密度、したがって、組成不均一によるフォトルミネッセンス波長の分布は基板の表面欠陥密度に依存するので、格子不整合の小さなＳｉＣ基板を用いた場合にも、その表面をエッチング、特に、ドライ・エッチングすることにより表面欠陥を除去することにより、転位密度の小さな活性層を再現性良く成長させることができる。 Since the dislocation density of the active layer, and hence the distribution of the photoluminescence wavelength due to the compositional inhomogeneity, depends on the surface defect density of the substrate, even when using a SiC substrate with a small lattice mismatch, the surface is etched, especially dry. -By removing surface defects by etching, an active layer having a low dislocation density can be grown with good reproducibility.
（３５）また、本発明は、上記（３１）乃至（３４）のいずれかにおいて、活性層がＩｎを構成要素として含むことを特徴とする。 (35) Further, the present invention is characterized in that, in any one of the above (31) to (34), the active layer contains In as a constituent element.
上記（３３）において説明したように、本発明の製造方法は、Ｉｎを構成要素として含む活性層を有する半導体発光素子に特に有効である。 As described in (33) above, the manufacturing method of the present invention is particularly effective for a semiconductor light emitting device having an active layer containing In as a constituent element.
（３６）本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、ｐ型クラッド層を、２層の広禁制帯幅のｐ型半導体層の間に、狭禁制帯幅の中間層を挟んだ多層構造で構成することを特徴とする。 (36) According to the present invention, in a semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, a p-type cladding layer is sandwiched between two wide-bandwidth p-type semiconductor layers with a narrow forbidden band width intermediate layer. It is characterized by comprising a multilayer structure.
この様に、ｐ型クラッド層の中間に狭禁制帯幅の中間層を挟み込むことによって、この中間層においてオーバーフローしてきた電子を再結合発光させ、光として放出することによって、オーバーフロー電流に起因する発熱を抑制することができ、それによって、オーバーフロー電流が増加する悪循環を断ち切ることができ、しきい値電流密度Ｊthを低減することができる。 In this way, by sandwiching an intermediate layer having a narrow forbidden band width in the middle of the p-type cladding layer, electrons overflowing in the intermediate layer are recombined and emitted as light, thereby generating heat due to the overflow current. Thus, the vicious circle in which the overflow current increases can be interrupted, and the threshold current density Jth can be reduced.
（３７）また、本発明は、上記（３６）において、中間層６が、単層の狭禁制帯幅層で構成されることを特徴とする。
(37) Further, in the above (36), the present invention is characterized in that the
この様な中間層は、単層の狭禁制帯幅層で構成しても良く、この場合には、ｐ型クラッド層の抵抗を小さくするために、ｐ型にドープすることが望ましい。 Such an intermediate layer may be composed of a single narrow forbidden bandwidth layer. In this case, in order to reduce the resistance of the p-type cladding layer, p-type doping is desirable.
（３８）また、本発明は、上記（３６）において、中間層が、２層の広禁制帯幅のｐ型半導体層の間の任意の位置で禁制帯幅が最低になるように禁制帯幅が連続的に変化していることを特徴とする。 (38) Further, in the above (36), the present invention provides the forbidden band width so that the intermediate layer has the minimum forbidden band width at any position between the two wide forbidden band p-type semiconductor layers. Is characterized by continuously changing.
この様に、中間層を、Ｕ字型の禁制帯幅分布を有する層で構成することによって、ホールのｐ側光ガイド層への注入をスムーズに行うことができる。 In this way, by configuring the intermediate layer with a layer having a U-shaped forbidden bandwidth distribution, holes can be smoothly injected into the p-side light guide layer.
（３９）また、本発明は、上記（３６）において、中間層が、広禁制帯幅の層と狭禁制帯幅の層を交互に複数層積層させた多層構造からなることを特徴とする。 (39) Further, the present invention is characterized in that, in the above (36), the intermediate layer has a multilayer structure in which a plurality of layers having a wide forbidden band width and a layer having a narrow forbidden band width are alternately laminated.
この様に、中間層を、多層構造で構成しても良く、この場合には、狭禁制帯幅の層をアンドープにすることによって結晶性を改善し、狭禁制帯幅の層における発光性再結合確率を大きくすることができる。 In this way, the intermediate layer may be formed in a multilayer structure. In this case, the crystallinity is improved by undoping the layer having the narrow forbidden band width, and the light emission characteristics in the layer having the narrow forbidden band width are improved. The coupling probability can be increased.
（４０）また、本発明は、上記（３９）において、中間層を構成する広禁制帯幅の層と狭禁制帯幅の層との間の禁制帯幅が連続的に変化していることを特徴とする。 (40) In the present invention, in the above (39), the forbidden bandwidth between the wide forbidden bandwidth layer and the narrow forbidden bandwidth layer constituting the intermediate layer is continuously changed. Features.
この様に、中間層を構成する広禁制帯幅の層と狭禁制帯幅の層との間の禁制帯幅を連続的に変化させることによって、ホールのｐ側光ガイド層への注入をスムーズに行うことができる。 In this way, by continuously changing the forbidden bandwidth between the wide forbidden bandwidth layer and the narrow forbidden bandwidth layer constituting the intermediate layer, holes are smoothly injected into the p-side light guide layer. Can be done.
（４１）また、本発明は、上記（３６）乃至（４０）のいずれかにおいて、中間層の内の狭禁制帯幅側の層の少なくとも一部をアンドープ層にしたことを特徴とする。 (41) Further, the present invention is characterized in that in any one of the above (36) to (40), at least a part of the narrow band gap side layer in the intermediate layer is an undoped layer.
この様に、中間層の内の狭禁制帯幅側の層の少なくとも一部をアンドープ層にすることによって結晶性を改善し、発光性再結合確率を大きくすることができる。 In this way, by making at least a part of the layer on the narrow band gap side of the intermediate layer an undoped layer, the crystallinity can be improved and the luminescent recombination probability can be increased.
（４２）また、本発明は、上記（３６）乃至（４１）のいずれかにおいて、広禁制帯幅の層をＡｌＧａＮで構成するとともに、狭禁制帯幅の層をＩｎＧａＮ、ＧａＮ、或いは、ＡｌＧａＮのいずれかで構成することを特徴とする。 (42) Further, in the present invention, in any of the above (36) to (41), the wide forbidden band layer is made of AlGaN, and the narrow forbidden band layer is made of InGaN, GaN, or AlGaN. It is characterized by comprising either.
この様に、広禁制帯幅の層、即ち、ｐ型半導体層及び中間層を構成する広禁制帯幅の部分をＡｌＧａＮで構成するとともに、狭禁制帯幅の層をＩｎＧａＮ、ＧａＮ、或いは、ＡｌＧａＮのいずれかで構成することが好適である。 In this way, the wide forbidden band layer, that is, the wide forbidden band portion constituting the p-type semiconductor layer and the intermediate layer is made of AlGaN, and the narrow forbidden band layer is made of InGaN, GaN, or AlGaN. It is suitable to comprise either.
（４３）本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた多重量子井戸構造半導体レーザにおいて、多重量子井戸活性層を構成するバリア層の厚さを５ｎｍ未満とすることを特徴とする。 (43) The present invention is characterized in that in a multiple quantum well structure semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, the thickness of the barrier layer constituting the multiple quantum well active layer is less than 5 nm.
この様に、ナイトライド系化合物半導体においては、ウエル層からの波動関数の滲み出しの程度が小さいので、多重量子井戸活性層を構成するバリア層の厚さを薄くしても光学利得の発生の低下の問題は余り大きくならないので、バリア層の厚さを５ｎｍ未満としてキャリアの不均一注入を改善することによって、多重量子井戸構造半導体レーザの特性を向上することができる。 As described above, in the nitride-based compound semiconductor, since the wave function oozes out from the well layer, the optical gain is not generated even if the thickness of the barrier layer constituting the multiple quantum well active layer is reduced. Since the degradation problem does not become so large, the characteristics of the multiple quantum well structure semiconductor laser can be improved by improving the nonuniform injection of carriers by setting the thickness of the barrier layer to less than 5 nm.
（４４）また、本発明は、上記（４３）において、多重量子井戸活性層を構成するバリア層が、Ｉｎ組成比が０．０４以上のＩｎＧａＮによって構成されることを特徴とする。 (44) Further, in the above (43), the present invention is characterized in that the barrier layer constituting the multiple quantum well active layer is made of InGaN having an In composition ratio of 0.04 or more.
この様に、多重量子井戸活性層を構成するバリア層の厚さを薄くした場合には、歪低減の効果が生じ、結晶性の劣化が少なくなるので、ＩｎＧａＮからなるバリア層のＩｎ組成比を０．０４以上に大きくすることができ、それによってバリア層の障壁の高さを低くすることができるので、キャリアの不均一注入をより一層改善することができる。 In this way, when the thickness of the barrier layer constituting the multi-quantum well active layer is reduced, the effect of reducing strain is produced and the deterioration of crystallinity is reduced. Therefore, the In composition ratio of the barrier layer made of InGaN is reduced. Since the height of the barrier layer can be lowered by 0.04 or more, thereby making it possible to further improve non-uniform carrier injection.
（４５）また、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層の不純物濃度を、１．０×１０17ｃｍ-3未満とすることを特徴とする。 (45) Further, according to the present invention, in the semiconductor laser using the nitride compound semiconductor, the impurity concentration of the electron block layer provided on the p side of the active layer is less than 1.0 × 10 17 cm −3. Features.
（４６）また、本発明は、上記（４５）において、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層をアンドープ層とすることを特徴とする。 (46) Further, in the above (45), the present invention is characterized in that the electron block layer provided on the p side of the active layer is an undoped layer.
上記（４５）或いは（４６）の様に、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層を不純物濃度が１．０×１０17ｃｍ-3未満の層、特に、アンドープ層で構成することにより、ホールが不純物により散乱されることがないのでホールの実効移動度が向上し、ホールの注入効率が改善され、印加電圧Ｖを小さくすることができる。 As described in the above (45) or (46), the electron block layer provided on the p side of the active layer is formed of a layer having an impurity concentration of less than 1.0 × 10 17 cm −3 , in particular, an undoped layer. Is not scattered by impurities, the effective mobility of holes is improved, the efficiency of hole injection is improved, and the applied voltage V can be reduced.
（４７）また、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層のｐ側の領域において、禁制帯幅が徐々に変化していることを特徴とする。 (47) Further, according to the present invention, in the semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, the forbidden band width gradually changes in the p-side region of the electron block layer provided on the p-side of the active layer. Features.
この様に、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層のｐ側の領域において、禁制帯幅を徐々に変化させる、即ち、連続的に変化させる、或いは、階段状に変化させることによって、エレクトロンブロック層とｐ側層、即ち、ｐ側光ガイド層或いはｐ型クラッド層との間の電子親和力を徐々に変化させることができ、それによって界面において電位障壁となるノッチの発生を抑制することができるので、ホールの注入効率が改善され、印加電圧Ｖを小さくすることができる。 In this way, in the region on the p side of the electron block layer provided on the p side of the active layer, the forbidden band width is gradually changed, that is, changed continuously or stepwise to change the electron block. The electron affinity between the layer and the p-side layer, that is, the p-side light guide layer or the p-type cladding layer, can be gradually changed, thereby suppressing the occurrence of a notch serving as a potential barrier at the interface. Therefore, the hole injection efficiency is improved and the applied voltage V can be reduced.
（４８）また、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層のｎ側の領域において、禁制帯幅が徐々に変化していることを特徴とする。 (48) Further, according to the present invention, in the semiconductor laser using the nitride compound semiconductor, the forbidden band width is gradually changed in the n-side region of the electron block layer provided on the p-side of the active layer. Features.
この様に、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層のｎ側の領域において、禁制帯幅を徐々に変化させる、即ち、連続的に変化させる、或いは、階段状に変化させることによって、エレクトロンブロック層と活性層との間の電子親和力を徐々に変化させることができ、それによって界面において電位障壁となるノッチの発生を抑制することができるので、ホールの注入効率が改善され、印加電圧Ｖを小さくすることができる。 In this way, in the region on the n side of the electron block layer provided on the p side of the active layer, the forbidden band width is gradually changed, that is, continuously changed, or changed stepwise. The electron affinity between the active layer and the active layer can be gradually changed, thereby suppressing the occurrence of notches serving as potential barriers at the interface, so that the hole injection efficiency is improved and the applied voltage V is reduced. Can be small.
（４９）また、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層のｎ側及びｐ側の領域において、禁制帯幅が徐々に変化していることを特徴とする。 (49) Further, according to the present invention, in the semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, the forbidden band width gradually changes in the n side and p side regions of the electron block layer provided on the p side of the active layer. It is characterized by being.
この様に、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層のｎ側及びｐ側の領域において、禁制帯幅を徐々に変化させる、即ち、連続的に変化させる、或いは、階段状に変化させることによって、エレクトロンブロック層と活性層との間、及び、エレクトロンブロック層とｐ側層との間の電子親和力を徐々に変化させることができ、それによって両方の界面において電位障壁となるノッチの発生を抑制することができるので、ホールの注入効率が改善され、印加電圧Ｖを小さくすることができる。 In this manner, by changing the forbidden band width gradually, that is, continuously or stepwise in the n-side and p-side regions of the electron block layer provided on the p-side of the active layer. The electron affinity between the electron block layer and the active layer and between the electron block layer and the p-side layer can be gradually changed, thereby suppressing the generation of notches that become potential barriers at both interfaces. Therefore, the hole injection efficiency is improved, and the applied voltage V can be reduced.
（５０）本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザにおいて、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層のＭｇ濃度を７×１０19ｃｍ-3以上とすることを特徴とする。 (50) The present invention is characterized in that, in a semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, the Mg concentration of the electron block layer provided on the p side of the active layer is 7 × 10 19 cm −3 or more.
この様に、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層のＭｇ濃度を７×１０19ｃｍ-3以上とすることによって、発光スペクトルの評価から、キャリアのオーバーフローを効果的に抑制することができる。 Thus, by setting the Mg concentration of the electron block layer provided on the p side of the active layer to 7 × 10 19 cm −3 or more, carrier overflow can be effectively suppressed from the evaluation of the emission spectrum.
この理由は必ずしも明らかではないが、エレクトロンブロック層の価電子帯側に深い不純物準位が高密度に形成され、この不純物準位を介した不純物伝導（ｉｍｐｕｒｉｔｙ ｃｏｎｄｕｃｔｉｏｎ、或いは、ｈｏｐｐｉｎｇ ｃｏｎｄｕｃｔｉｏｎ）或いはトンネル伝導によってホールが活性層に注入されるので、ホールの注入効率が改善されるためと考えられる。 The reason for this is not necessarily clear, but deep impurity levels are formed at a high density on the valence band side of the electron block layer. Impurity conduction or hopping conduction or tunnel conduction through this impurity level. This is because holes are injected into the active layer due to the above, and the hole injection efficiency is improved.
（５１）また、本発明は、ナイトライド系化合物半導体を用いた半導体レーザの製造方法において、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層の成長温度を６００℃〜９００℃としたことを特徴とする。 (51) Further, the present invention is characterized in that, in the method of manufacturing a semiconductor laser using a nitride compound semiconductor, the growth temperature of the electron block layer provided on the p side of the active layer is 600 ° C. to 900 ° C. .
（５２）また、本発明は、上記（５１）において、エレクトロンブロック層の成長温度を活性層の成長温度と同じにしたことを特徴とする。 (52) Further, in the above (51), the present invention is characterized in that the growth temperature of the electron block layer is the same as the growth temperature of the active layer.
この様に、エレクトロンブロック層の成長温度を、従来の成長温度である１１００℃近傍より低い、活性層の成長温度と同様の６００℃〜９００℃とすることによって、活性層における発光強度を高め、且つ、ｐ型光ガイド層における発光を低減することができる。 Thus, the emission temperature in the active layer is increased by setting the growth temperature of the electron block layer to 600 ° C. to 900 ° C., which is the same as the growth temperature of the active layer, lower than the conventional growth temperature of about 1100 ° C. In addition, light emission in the p-type light guide layer can be reduced.
（５３）また、本発明は、上記（５１）または（５２）において、エレクトロンブロック層のＭｇ濃度が７×１０19ｃｍ-3以上になるようにＭｇをドープすることを特徴とする。 (53) Further, the present invention is characterized in that, in the above (51) or (52), Mg is doped so that the Mg concentration of the electron block layer is 7 × 10 19 cm −3 or more.
この様に、活性層のｐ側に設けるエレクトロンブロック層のＭｇ濃度が７×１０19ｃｍ-3以上となるようにＭｇをドープすることによって、発光スペクトルの評価から、キャリアのオーバーフローを効果的に抑制することができる。 Thus, by doping Mg so that the Mg concentration of the electron block layer provided on the p side of the active layer is 7 × 10 19 cm −3 or more, it is possible to effectively prevent carrier overflow from the evaluation of the emission spectrum. Can be suppressed.
上記の（１）乃至（１０）の発明によれば、ナイトライド系化合物半導体からなる短波長半導体レーザにおける最大光学利得位置と放射光強度分布の最大位置とが一致するように、光ガイド層及び／又はクラッド層の禁制帯幅及び厚さを選択しているで、光閉じ込め効果を高めてしきい値電流密度Ｊthを低減することができ、それによって、低消費電力化が可能になり、熱の発生を最小限に抑制することができるので信頼性が向上し、光情報記録装置等の光源としてその高密度化に寄与するところが大きい。 According to the inventions of the above (1) to (10), the light guide layer and the light guide layer and the maximum position of the radiated light intensity distribution in the short wavelength semiconductor laser made of a nitride compound semiconductor coincide with each other. By selecting the forbidden band width and thickness of the cladding layer, it is possible to increase the optical confinement effect and reduce the threshold current density J th , thereby enabling low power consumption. Since the generation of heat can be suppressed to the minimum, the reliability is improved, and it greatly contributes to the higher density as a light source for an optical information recording apparatus or the like.
また、上記の（１１）乃至（１４）の発明によれば、ナイトライド系化合物半導体からなる短波長半導体レーザの活性層を厚さ３ｎｍ以上の単一の利得層で構成すると共に、光ガイド層を設ける或いは利得層をアンドープ層にすることによってしきい値電流密度Ｊthを低減することができ、また、キャビティロスが大きい場合には、井戸層が厚さ６ｎｍ以上の３層以下の多重量子構造とすることによってもしきい値電流密度Ｊthを低減することができ、それによって低消費電力化が可能になり、熱の発生を最小限に抑制することができるので信頼性を向上することができ、光情報記録装置等の光源としてその高密度化に寄与するところが大きい。 According to the above inventions (11) to (14), the active layer of the short wavelength semiconductor laser made of a nitride compound semiconductor is constituted by a single gain layer having a thickness of 3 nm or more, and the light guide layer Or the gain layer is an undoped layer, and the threshold current density J th can be reduced. If the cavity loss is large, the well layer has a multi-quantum of 3 layers or less having a thickness of 6 nm or more. The structure can also reduce the threshold current density Jth, thereby reducing power consumption and minimizing heat generation, thereby improving reliability. As a light source for an optical information recording apparatus or the like, it greatly contributes to increasing the density.
また、上記の（１５）乃至（２５）の発明によれば、ナイトライド系化合物半導体からなる短波長半導体レーザのｐ側光ガイド層におけるホール移動度を高め、或いは、ｐ側光ガイド層における再結合確率を低減しているので、しきい値電流密度Ｊthを低減することができ、それによって、低消費電力化が可能になり、熱の発生を最小限に抑制することができるので信頼性が向上し、光情報記録装置等の光源としてその高密度化に寄与するところが大きい。 Further, according to the inventions of (15) to (25), the hole mobility in the p-side light guide layer of the short wavelength semiconductor laser made of a nitride compound semiconductor is increased, or the re-measurement in the p-side light guide layer is performed. Since the coupling probability is reduced, the threshold current density J th can be reduced, thereby enabling low power consumption and minimizing the generation of heat, thereby improving reliability. As a light source for an optical information recording apparatus or the like, it greatly contributes to increasing the density.
また、上記の（２６）乃至（３５）の発明によれば、ナイトライド系化合物半導体からなる半導体発光素子の活性層を成長させる場合に、その成長速度を０．１μｍ／ｈ以上、より好適には、０．３μｍ／ｈ以上とすることによって、転位密度が１０9 ｃｍ-3以下で、ＰＬ波長の標準偏差の少なく、ＰＬピーク波長分布が９０ｍｅＶ以下、より好適には、５０ｍｅＶ以下のＩｎＧａＮ活性層を再現性良く製造することができるので、青色半導体レーザの低しきい値電流密度化が可能になり、それによって、光情報記録装置等の光源としてその高密度化に寄与するところが大きい。 Further, according to the inventions of (26) to (35), when growing an active layer of a semiconductor light emitting device made of a nitride compound semiconductor, the growth rate is more preferably 0.1 μm / h or more. Is 0.3 μm / h or more, so that the dislocation density is 10 9 cm −3 or less, the standard deviation of PL wavelength is small, and the PL peak wavelength distribution is 90 meV or less, more preferably 50 meV or less. Since the layer can be manufactured with good reproducibility, it is possible to reduce the threshold current density of the blue semiconductor laser, thereby greatly contributing to the high density as a light source for an optical information recording apparatus or the like.
また、上記の（３６）乃至（４２）の発明によれば、ナイトライド系化合物半導体からなる短波長半導体レーザのｐ型クラッド層に狭禁制帯幅の部分を設け、この狭禁制帯幅の部分でオーバーフローしてきた電子を発光性再結合させているので、オーバーフロー電流による発熱を大幅に低減することができ、それによって、発熱によるオーバーフロー電流の増加という悪循環を断ち切ることができるので、低しきい値電流密度化が可能になり、また、電極劣化による素子劣化が抑制されるので信頼性が向上し、光情報記録装置等の光源としてその高密度化に寄与するところが大きい。 According to the inventions (36) to (42), a narrow band gap portion is provided in the p-type cladding layer of the short wavelength semiconductor laser made of a nitride compound semiconductor, and the narrow band gap portion. Since the electrons that overflowed in the light are recombined with light emission, the heat generation due to the overflow current can be greatly reduced, thereby breaking the vicious circle of the increase in overflow current due to the heat generation. The current density can be increased, and the element deterioration due to the electrode deterioration is suppressed, so that the reliability is improved and the light source for the optical information recording apparatus or the like contributes to the higher density.
また、上記の（４３）及び（４４）の発明によれば、ナイトライド系化合物半導体からなる多重量子井戸構造半導体レーザの多重量子井戸活性層を構成するバリア層の膜厚を５ｎｍ未満にしているので、キャリアの不均一注入を改善し、光学利得の不均一な発生を改善することができるので、それによってしきい値電流密度Ｊthが低減され、低消費電力化が可能になり、また、信頼性が向上するので、光情報記録装置等の光源としてその高密度化に寄与するところが大きい。 According to the inventions of (43) and (44), the thickness of the barrier layer constituting the multiple quantum well active layer of the multiple quantum well structure semiconductor laser made of a nitride compound semiconductor is set to less than 5 nm. Therefore, it is possible to improve the non-uniform injection of carriers and improve the non-uniform generation of optical gain, thereby reducing the threshold current density J th and enabling low power consumption. Since reliability is improved, it contributes greatly to increasing the density as a light source for an optical information recording apparatus or the like.
また、上記の（４５）乃至（４９）の発明によれば、ナイトライド系化合物半導体からなる半導体レーザに挿入するエレクトロンブロック層を、アンドープ層、或いは、グレーデッド層を備えた層によって構成しているのでホールの注入効率を改善することができ、それによってしきい値電流密度Ｊthが低減されて低消費電力化が可能になり、光情報記録装置等の光源としてその高密度化に寄与するところが大きい。 According to the above inventions (45) to (49), the electron block layer to be inserted into the semiconductor laser made of a nitride compound semiconductor is constituted by an undoped layer or a layer having a graded layer. Therefore, the hole injection efficiency can be improved, thereby reducing the threshold current density Jth and reducing the power consumption, contributing to the higher density as a light source for an optical information recording apparatus or the like. However, it is big.
さらに、上記（５０）乃至（５３）の発明によれば、ナイトライド系化合物半導体からなる半導体レーザに挿入するｐ型エレクトロンブロック層を、Ｍｇ濃度が７×１０19ｃｍ-3以上の高濃度層によって構成しているので、電子をオーバーフローを殆ど完全に抑制することができ、それによってしきい値電流密度Ｊthが低減されて低消費電力化が可能になり、光情報記録装置等の光源としてその高密度化に寄与するところが大きい。 Furthermore, according to the inventions of (50) to (53), the p-type electron block layer inserted into the semiconductor laser made of a nitride compound semiconductor is a high-concentration layer having an Mg concentration of 7 × 10 19 cm −3 or more. Therefore, the overflow of electrons can be suppressed almost completely, thereby reducing the threshold current density Jth and reducing the power consumption. As a light source for an optical information recording apparatus or the like The place that contributes to the higher density is great.
ここで、図３乃至図５を参照して、活性層或いは井戸層の厚さを選択することによりしきい値電流密度Ｊthを低減させる本発明の第１及び第２の実施の形態を説明する。
まず、図４を参照して本発明の第１の実施の形態の短波長半導体レーザの具体的構成を説明する前に、図３を参照して本発明の第１の実施の形態におけるしきい値電流密度Ｊthの活性層の層厚依存性を説明する。
Here, the first and second embodiments of the present invention in which the threshold current density Jth is reduced by selecting the thickness of the active layer or the well layer will be described with reference to FIGS. To do.
First, before describing the specific configuration of the short-wavelength semiconductor laser according to the first embodiment of the present invention with reference to FIG. 4, the threshold in the first embodiment of the present invention with reference to FIG. The dependence of the value current density Jth on the layer thickness of the active layer will be described.
図３参照
図３は、活性層としてＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ層を用い、活性層の両側に厚さ０．１μｍのＧａＮ光ガイド層を設け、その両側にＡｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層を設けた場合のしきい値電流密度Ｊthの活性層の層厚依存性の計算結果を示すものであり、電子のオーバーフローがない場合の理想的な場合の計算結果である。
See FIG. 3. In FIG. 3, an In 0.15 Ga 0.85 N layer is used as an active layer, a GaN light guide layer having a thickness of 0.1 μm is provided on both sides of the active layer, and an Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer is provided on both sides thereof. The calculation result of the layer thickness dependence of the threshold current density Jth in the case of the active layer is shown, and is an ideal case calculation result when there is no overflow of electrons.
図から明らかなように、活性層の厚さが３ｎｍ以下では、光閉じ込めが充分でなく光閉じ込め係数Γが小さくなるので、しきい値フェルミ準位ＥF thが上昇してしきい値電流密度Ｊthが上昇する。
なお、Ｇthはしきい値利得である。
As apparent from the figure, when the thickness of the active layer is 3 nm or less, the optical confinement is not sufficient and the optical confinement coefficient Γ is small, so that the threshold Fermi level E F th is increased and the threshold current density is increased. Jth rises.
G th is a threshold gain.
一方、膜厚が６ｎｍ以上では、Ｊth＝Ｎth・ｄ・ｅ／τs の関係から、しきい値電流密度Ｊthは上昇するが、実際には、この材料系では電子のオーバーフローが大きいので、膜厚を増加させて光閉じ込めを増加させることでしきい値フェルミ準位ＥF thを下げることができ、それによって、電子のオーバーフローを低減することができるためしきい値電流密度Ｊthは低減するので、３０ｎｍ以下までは注入電流を有効に活用することができ、さらに、１０ｎｍ未満の厚さすることがより好適である。 On the other hand, when the film thickness is 6 nm or more, the threshold current density J th increases due to the relationship of J th = N th · d · e / τ s , but actually, in this material system, the overflow of electrons is large. Therefore, by increasing the film thickness and increasing the optical confinement, the threshold Fermi level E F th can be lowered, and thereby the overflow of electrons can be reduced, so that the threshold current density J th can be reduced. Therefore, it is possible to effectively use the injection current up to 30 nm or less, and it is more preferable to make the thickness less than 10 nm.
図４参照
次に、図４を参照して本発明の第１の実施の形態の半導体レーザの製造工程を簡単に説明するが、まず、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板１１上に、ＴＭＧａ（トリメチルガリウム）、ＴＭＡｌ（トリメチルアルミニウム）、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を成長ガスとして用いたＭＯＶＰＥ法によって、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層１２を成長させる。
Next, the manufacturing process of the semiconductor laser according to the first embodiment of the present invention will be briefly described with reference to FIG. 4. First, the (0001) plane, that is, the c plane is the main plane. On the n-
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスを用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９２０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍのＧａＮ中間層１３を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia and a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 920 ° C. A GaN
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパントとして、ＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層１４を成長させる。
Subsequently, TMAl, TMGa, ammonia, SiH 4 as the dopant, and hydrogen as the carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 950 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 20 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18. An n-type Al 0.15 Ga 0.85 N clad
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層１５を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, and hydrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. An undoped GaN
引き続いて、ＴＥＧａ（トリエチルガリウム）、ＴＭＩｎ（トリメチルインジウム）、アンモニア、及び、キャリアガスとしての窒素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を５５０〜９００℃、例えば、７００℃とした状態で、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層で挟持された厚さ３〜３０ｎｍ、例えば、８ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層からなるＳＱＷ活性層１６を成長させる。
Subsequently, using TEGa (triethylgallium), TMIn (trimethylindium), ammonia, and nitrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 550 to 900 ° C., for example, SQW comprising an undoped In 0.15 Ga 0.85 N well layer having a thickness of 3 to 30 nm, for example, 8 nm, sandwiched between undoped In 0.05 Ga 0.95 N barrier layers having a thickness of 1 to 10 nm, for example, 5 nm, at 700 ° C. An
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしての窒素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、５．０×１０17ｃｍ-3のｐ型ＧａＮ光ガイド層１７を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienyl magnesium and nitrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. In this state, p-type GaN having a thickness of 10 to 300 nm, for example, 100 nm, and an impurity concentration of 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 5.0 × 10 17 cm −3. The
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしての窒素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、５．０×１０17ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層１８を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and nitrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 950. At a temperature of 0.1 ° C., the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 5.0 × 10 A 17 cm −3 p-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしての窒素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮコンタクト層１９を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienyl magnesium and nitrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18 cm. -3 p-type
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極２０を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層１９上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが１０μｍのＮｉ電極２１を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＳＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。
Next, a
この様に、本発明の第１の実施の形態においては、従来の常識に反して活性層を単一のＳＱＷ構造にすることによって注入電流を有効に利用することができ、また、井戸層、即ち、利得層の厚さを８ｎｍにすると共に、光ガイド層を用いることにより光閉じ込め効率を高めることによって、しきい値電流密度Ｊthを低減することができる。 As described above, in the first embodiment of the present invention, the injection current can be effectively utilized by making the active layer a single SQW structure contrary to the conventional common sense, and the well layer, That is, the threshold current density Jth can be reduced by setting the thickness of the gain layer to 8 nm and increasing the light confinement efficiency by using the light guide layer.
即ち、利得層の厚さを８ｎｍとする場合、キャビティロスが小さい場合には、４ｎｍの井戸層を２層設けたＭＱＷ構造よりも、８ｎｍの井戸層を設けたＳＱＷ構造の方がしきい値電流密度Ｊthを低減することができ、また、光ガイド層がないと光閉じ込め係数Γが小さくなり、光がクラッド層側に滲みだしてしきい値電流密度Ｊthが高くなりすぎる。 That is, when the gain layer thickness is 8 nm and the cavity loss is small, the SQW structure with the 8 nm well layer has a threshold value rather than the MQW structure with the two 4 nm well layers. The current density J th can be reduced, and without the light guide layer, the light confinement coefficient Γ is reduced, and light oozes out to the cladding layer side, so that the threshold current density J th becomes too high.
なお、上記の第１の実施の形態の説明においては井戸層、即ち利得層の厚さは８ｎｍであるが、図３に関して説明したように、３ｎｍ以上であれば良く、好適には６ｎｍ以上が望ましく、一方、注入電流を有効利用するためには３０ｎｍ以下が好適であり、より好適には１０ｎｍ未満の範囲が望ましい。 In the description of the first embodiment, the thickness of the well layer, that is, the gain layer is 8 nm. However, as described with reference to FIG. 3, it may be 3 nm or more, and preferably 6 nm or more. On the other hand, in order to effectively use the injection current, 30 nm or less is preferable, and a range of less than 10 nm is more preferable.
次に、図５を参照して本発明の第２の実施の形態のＭＱＷ構造半導体レーザを説明する。
図５参照
まず、上記の第１の実施の形態と同様に、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板１１上に、ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を成長ガスとして用いたＭＯＶＰＥ法によって、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層１２を成長させる。
Next, an MQW structure semiconductor laser according to a second embodiment of the present invention will be described with reference to FIG.
As shown in FIG. 5, first, similarly to the first embodiment, TMGa, TMAl are formed on an n-
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスを用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９２０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍのＧａＮ中間層１３を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia and a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 920 ° C. A GaN
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパントとして、ＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとしてのＨ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層１４を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, SiH 4 as a dopant, and H 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 950. At a temperature of 0.1 ° C., the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 20 cm −3 , for example, 1.0 × 10 An 18 cm −3 n-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層１５を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, and hydrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. An undoped GaN
引き続いて、ＴＥＧａ、ＴＭＩｎ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての窒素、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を５５０〜９００℃、例えば、７００℃とした状態で、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層と厚さ３〜１０ｎｍ、例えば、８ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を交互にアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層が２又は３層、例えば、２層になるように成長させ、ＭＱＷ活性層２２を形成する。
Subsequently, TEGa, TMIn, ammonia, nitrogen as a carrier gas, a growth pressure of 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and a growth temperature of 550 to 900 ° C., for example, 700 ° C. 10 nm, for example, undoped in 0.05 Ga 0.95 N barrier layers and a thickness of 5
引き続いて、再び第１の実施の形態と同様に、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしての窒素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、５．０×１０17ｃｍ-3のｐ型ＧａＮ光ガイド層１７を成長させる。
Subsequently, again as in the first embodiment, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and nitrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is increased. Is 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C., thickness is 10 to 300 nm, for example, 100 nm, and impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 5. A p-type GaN
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしての窒素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、５．０×１０17ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層１８を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and nitrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 950. At a temperature of 0.1 ° C., the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 5.0 × 10 A 17 cm −3 p-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしての窒素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮコンタクト層１９を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienyl magnesium and nitrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18 cm. -3 p-type
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極２０を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層１９上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが１０μｍのＮｉ電極２１を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＳＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。
Next, a
この様に、本発明の第２の実施の形態においては、活性層を井戸層が２層のＭＱＷ構造で構成しているが、上述の図２から明らかなように、キャビティロスが大きい場合には、利得層の総層厚が同じであれば複数の利得層で構成した方がしきい値電流密度Ｊthを低減することができ、また、前述の図３０から明らかなように、井戸層を２乃至３にすることによって、注入電流を有効に利用することができ、それによってもしきい値電流密度Ｊthを低減することができる。 As described above, in the second embodiment of the present invention, the active layer is composed of an MQW structure having two well layers. However, as is apparent from FIG. 2, the cavity loss is large. If the total thickness of the gain layer is the same, the threshold current density Jth can be reduced by using a plurality of gain layers, and, as is clear from FIG. 30, the well layer By setting 2 to 3, the injection current can be used effectively, and the threshold current density Jth can also be reduced.
例えば、本発明の第２の実施の形態においては、成長基板としてＳｉＣを用いているため、共振器面の形成は容易であるが、上述の図６に示した従来例の様にサファイア基板を用いた場合には、ドライ・エッチングによって共振器面を形成しているためキャビティロスが大きくなるので、この様な場合には、第２の実施の形態の様なＭＱＷ構造を用いることが有効となる。 For example, in the second embodiment of the present invention, since the SiC is used as the growth substrate, the formation of the resonator surface is easy, but the sapphire substrate is used as in the conventional example shown in FIG. In this case, the cavity surface is increased by dry etching, so that the cavity loss increases. In such a case, it is effective to use the MQW structure as in the second embodiment. Become.
なお、上記の第２の実施の形態の説明においては、井戸層、即ち、利得層の一層の厚さは８ｎｍであるが、図３に関して説明したように、６ｎｍ以上であることが好適であり、したがって、６〜１０ｎｍの範囲が望ましい。 In the description of the second embodiment, the thickness of the well layer, that is, the gain layer is 8 nm. However, as described with reference to FIG. 3, it is preferably 6 nm or more. Therefore, a range of 6 to 10 nm is desirable.
以上、本発明の第１及び第２の実施の形態を説明してきたが、本発明は実施の形態に記載した構成に限られるものではなく、その技術思想の範囲において各種の変更が可能であり、例えば、上記の第１及び第２の実施の形態においては、利得層としてＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎを採用しているが、必要とする波長に応じて混晶比をＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（０≦ｘ＜１、０＜ｙ≦１）の範囲内で変えても良いものであり、且つ、それに伴って、光ガイド層及びクラッド層の混晶比をＡｌa Ｇａb Ｉｎ1-a-b Ｎ（０≦ａ≦１、０≦ｂ≦１）の範囲内で変えても良い。 Although the first and second embodiments of the present invention have been described above, the present invention is not limited to the configurations described in the embodiments, and various modifications can be made within the scope of the technical idea. For example, in the first and second embodiments described above, In 0.15 Ga 0.85 N is adopted as the gain layer, but the mixed crystal ratio is changed to Al x Ga y In 1− according to the required wavelength. xy N (0 ≦ x <1, 0 <y ≦ 1) may be changed, and accordingly, the mixed crystal ratio of the light guide layer and the clad layer is changed to Al a Ga b In 1. You may change within the range of -ab N (0 <= a <= 1, 0 <= b <= 1).
また、上記の第１及び第２の実施の形態においては、利得層として正孔の移動度を高めるためにアンドープ層を用いているが、アンドープ層の場合、不可避的に不純物がオートドープされることがあるので、結果的な不純物濃度としては、１．０×１０17ｃｍ-3未満であれば良い。 In the first and second embodiments, an undoped layer is used as a gain layer in order to increase the mobility of holes. In the case of an undoped layer, impurities are inevitably auto-doped. Therefore, the resulting impurity concentration may be less than 1.0 × 10 17 cm −3 .
また、上記の第１の実施の形態においてはＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層を用いたＳＱＷ構造としているが、バリア層を用いずに、光ガイド層をバリア層として兼用しても良いものである。 In the first embodiment, the SQW structure using the In 0.05 Ga 0.95 N barrier layer is used. However, the light guide layer may be used as the barrier layer without using the barrier layer. .
また、上記の第１及び第２の実施の形態においては光ガイド層は単層構造であるが、組成の異なった半導体層を用いて多層構造としても良く、また、グレーデッドバンド・ギャップ層を用いても良い。 In the first and second embodiments, the light guide layer has a single-layer structure. However, a multi-layer structure may be used by using semiconductor layers having different compositions, and a graded band gap layer may be used. It may be used.
次に、図６乃至図８を参照して、最大発光利得位置と放射強度分布の最大位置とを一致させることによりしきい値電流密度Ｊthを低減させる本発明の第３乃至第５の実施の形態を説明する。
まず、図６を参照して本発明の第３の実施の形態のＭＱＷ構造短波長半導体レーザを説明する。
図６参照
まず、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板１１１上に、ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を成長ガスとして用いたＭＯＶＰＥ法によって、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層１１２を成長させる。
Next, referring to FIGS. 6 to 8, third to fifth embodiments of the present invention in which the threshold current density J th is reduced by matching the maximum light emission gain position with the maximum position of the radiation intensity distribution. Will be described.
First, an MQW structure short wavelength semiconductor laser according to a third embodiment of the present invention will be described with reference to FIG.
See FIG. 6. First, TMGa, TMAl, ammonia, and hydrogen as a carrier gas are grown on an n-
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスを用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９２０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍのＧａＮ中間層１１３を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia and a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 920 ° C. A GaN
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパントしてＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとしてのＨ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層１１４を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, SiH 4 as a dopant, and H 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 950. At a temperature of 0.1 ° C., the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 20 cm −3 , for example, 1.0 × 10 An 18 cm −3 n-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層１１５を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, and hydrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. An undoped Al 0.05 Ga 0.95 N
引き続いて、ＴＭＧａ、ＴＭＩｎ、アンモニア、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を５５０〜９００℃、例えば、７００℃とした状態で、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層と厚さ３〜１０ｎｍ、例えば、８ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を交互にアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層が２〜１０層、例えば、５層になるように成長させ、ＭＱＷ活性層１１６を形成する。
Subsequently, using TMGa, TMIn, ammonia, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 550 to 900 ° C., for example, 700 °
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、５．０×１０17ｃｍ-3のｐ型ＧａＮ光ガイド層１１７を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. P-type having a thickness of 10 to 300 nm, for example, 100 nm, and an impurity concentration of 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 5.0 × 10 17 cm −3 . A GaN
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、５．０×１０17ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層１１８を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, In a state of 950 ° C., the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 5.0 × A p-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮコンタクト層１１９を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18. A cm −3 p-type
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板１１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極１２０を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層１１９上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが１０μｍのＮｉ電極１２１を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＭＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。
Next, an
この様に、本発明の第３の実施の形態においては、ｎ側光ガイド層として、ｐ型ＧａＮ光ガイド層１１７より禁制帯幅の大きなアンドープＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層１１５を用いているので、ｎ側における屈折率が小さくなり、放射光強度分布はｐ側にずれて、放射光強度分布の最大位置とＭＱＷ活性層１１６における最大利得位置とが一致する。
なお、この場合、必ずしも厳密に一致する必要はない。
Thus, in the third embodiment of the present invention, an undoped Al 0.05 Ga 0.95 N
In this case, it is not always necessary to match exactly.
したがって、最大光学利得を発生させる位置に、放射光強度分布の最大位置が位置することになるので、光閉じ込め効率が高まり、しきい値電流密度Ｊthを低減することができる。 Therefore, the maximum position of the radiated light intensity distribution is located at the position where the maximum optical gain is generated, so that the light confinement efficiency is increased and the threshold current density Jth can be reduced.
なお、上記の第３の実施の形態においては、ｎ側光ガイド層としてアンドープＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層１１５を用いているが、この様な組成に限られるものではなく、適宜組成を変更しても良いものであり、その場合には、組成の変更に伴って最大光学利得を発生させる位置に放射光強度分布の最大位置が来るように、その層厚を適宜調整すれば良い。
In the third embodiment, the undoped Al 0.05 Ga 0.95 N
次に、図７を参照して本発明の第４の実施の形態のＭＱＷ構造半導体レーザを説明するが、ｎ型クラッド層及びｎ側光ガイド層の組成以外は、上述の第３の実施の形態と同様である。
図７参照
まず、上記の第３の実施の形態と同様に、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板１１１上に、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層１１２、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍのＧａＮ中間層１１３を成長させる。
Next, an MQW structure semiconductor laser according to a fourth embodiment of the present invention will be described with reference to FIG. 7, except for the composition of the third embodiment except for the composition of the n-type cladding layer and the n-side light guide layer. It is the same as the form.
Refer to FIG. 7. First, as in the third embodiment, a thickness of 50 is formed on an n-
引き続いて、ＴＭＡｌの流量比を第３の実施の形態より高めて、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎクラッド層１２２を成長させたのち、ＴＭＡｌ及びＳｉＨ4 の供給を停止して、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層１２３を成長させる。
Subsequently, the flow rate ratio of TMAl is increased from that of the third embodiment, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10. After growing the n-type Al 0.2 Ga 0.8
後は、上記の第３の実施の形態と同様に、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層と厚さ３〜１０ｎｍ、例えば、８ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を交互にアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層が２〜１０層、例えば、５層になるように成長させ、ＭＱＷ活性層１１６を形成する。
Thereafter, similarly to the third embodiment, the undoped In 0.05 Ga 0.95 N barrier layer having a thickness of 1 to 10 nm, for example, 5 nm, and the undoped In 0.15 Ga 0.85 N having a thickness of 3 to 10 nm, for example, 8 nm. The well layers are alternately grown so that there are 2 to 10 undoped In 0.15 Ga 0.85 N well layers, for example, 5 layers, thereby forming the MQW
次いで、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、５．０×１０17ｃｍ-3のｐ型ＧａＮ光ガイド層１１７、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、５．０×１０17ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層１１８、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮコンタクト層１１９を成長させる。
Next, a p-type GaN light guide having a thickness of 10 to 300 nm, for example, 100 nm, and an impurity concentration of 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 5.0 × 10 17 cm −3. The
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板１１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極１２０を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層１１９上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが１０μｍのＮｉ電極１２１を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＭＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。
Next, an
この様に、本発明の第４の実施の形態においては、光ガイド層は対称構造であるが、ｎ型クラッド層として、ｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層１１８より禁制帯幅の大きなｎ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎクラッド層１２２を用いているので、ｎ側における屈折率が小さくなり、放射光強度分布はｐ側にずれて、放射光強度分布の最大位置とＭＱＷ活性層１１６における最大利得位置とが一致する。
なお、この場合も、必ずしも厳密に一致する必要はない。
As described above, in the fourth embodiment of the present invention, the light guide layer has a symmetric structure, but the n-type clad layer has a larger forbidden band than the p-type Al 0.15 Ga 0.85 N clad
In this case also, it is not always necessary to exactly match.
なお、上記の第４の実施の形態においては、ｎ型クラッド層としてｎ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎクラッド層１２２を用いているが、この様な組成に限られるものではなく、適宜組成を変更しても良いものであり、その場合には、組成の変更に伴って最大光学利得を発生させる位置に放射光強度分布の最大位置が来るように、その層厚等を適宜調整すれば良い。
In the fourth embodiment, the n-type Al 0.2 Ga 0.8 N clad
また、この場合の光ガイド層は必ずしも対称構造である必要はなく、上記第３の実施の形態のように、ｎ側光ガイド層の禁制帯幅をｐ側光ガイド層の禁制帯幅より大きくしても良く、ｎ側光ガイド層とｎ型クラッド層の相乗効果により放射光強度分布の最大位置をｐ側に移動させても良いものである。 In this case, the light guide layer does not necessarily have a symmetric structure, and the forbidden band width of the n-side light guide layer is larger than the forbidden band width of the p-side light guide layer as in the third embodiment. Alternatively, the maximum position of the emitted light intensity distribution may be moved to the p side by a synergistic effect of the n-side light guide layer and the n-type cladding layer.
次に、図８を参照して本発明の第５の実施の形態のＳＱＷ構造半導体レーザを説明するが、ｎ側光ガイド層の組成、活性層の構造、及び、オーバーフロー防止層以外は、上述の第３の実施の形態と同様である。
図８参照
まず、上記の第３の実施の形態と同様に、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板１１１上に、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層１１２、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍのＧａＮ中間層１１３、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層１１４を成長させる。
Next, the SQW structure semiconductor laser according to the fifth embodiment of the present invention will be described with reference to FIG. 8, except for the composition of the n-side light guide layer, the structure of the active layer, and the overflow prevention layer. This is the same as the third embodiment.
First, as in the third embodiment, a thickness of 50 is formed on an n-
引き続いて、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層１２４を成長させたのち、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層で挟持された厚さ３〜１０ｎｍ、例えば、８ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を成長させて、ＳＱＷ活性層１２５を形成する。
Subsequently, an undoped Al 0.05 Ga 0.95 N
次いで、厚さ５〜５０ｎｍ、例えば、２０ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、５．０×１０17ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎオーバーフロー防止層１２６を成長させる。
Next, p-type Al 0.2 Ga having a thickness of 5 to 50 nm, for example, 20 nm, and an impurity concentration of 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 5.0 × 10 17 cm −3. A 0.8 N
後は、上記の第３の実施の形態と同様に、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、５．０×１０17ｃｍ-3のｐ型ＧａＮ光ガイド層１１７、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、５．０×１０17ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層１１８、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮコンタクト層１１９を成長させる。
Thereafter, as in the third embodiment, the thickness is 10 to 300 nm, for example, 100 nm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 5. A p-type GaN
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板１１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極１２０を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層１１９上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが１０μｍのＮｉ電極１２１を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＳＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。
Next, an
このＳＱＷ半導体レーザにおいては、電子のオーバーフローを防止するために設けた広禁制帯幅のｐ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎオーバーフロー防止層１２６の存在により、放射光強度分布の最大位置がｎ側にずれることになるが、上記の様に、ｎ側光ガイド層として、ｐ型ＧａＮ光ガイド層１１７より禁制帯幅の大きなアンドープＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層１２４を用いているので、ｐ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎオーバーフロー防止層１２６の影響を相殺し、放射光強度分布はｐ側にずれて、放射光強度分布の最大位置とＳＱＷ活性層１２５の中心位置とが略一致することになる。
なお、この場合も、必ずしも厳密に一致する必要はない。
In this SQW semiconductor laser, the maximum position of the synchrotron radiation intensity distribution shifts to the n side due to the presence of the wide forbidden band-type p-type Al 0.2 Ga 0.8 N
In this case also, it is not always necessary to exactly match.
なお、上記の第５の実施の形態においては、ｎ側光ガイド層としてアンドープＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層１２４を用いているが、この様な組成に限られるものでなく、オーバーフロー防止層の組成及び層厚に応じて、その組成及び層厚をＳＱＷ活性層１２５の中心位置に放射光強度分布の最大位置が来るように適宜調整すれば良い。
In the fifth embodiment, the undoped Al 0.05 Ga 0.95 N
また、上記の第５の実施の形態においては、ｎ側光ガイド層によってｐ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎオーバーフロー防止層１２６の影響を相殺しているが、ｎ側クラッド層の禁制帯幅をｐ型クラッド層の禁制帯幅より大きくすることによって相殺しても良いものである。
In the above fifth embodiment, the influence of the p-type Al 0.2 Ga 0.8 N
また、この場合、光ガイド層は必ずしも対称構造である必要はなく、ｎ側光ガイド層の禁制帯幅をｐ側光ガイド層の禁制帯幅より大きくして、ｎ側光ガイド層とｎ型クラッド層の相乗効果によりｐ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎオーバーフロー防止層１２６の影響を相殺しても良いものである。
In this case, the light guide layer does not necessarily have a symmetric structure. The forbidden band width of the n-side light guide layer is made larger than the forbidden band width of the p-side light guide layer, so that The influence of the p-type Al 0.2 Ga 0.8 N
以上、本発明の第３乃至第５の実施の形態を説明してきたが、本発明は、実施の形態に記載された条件に限られるものではなく、例えば、上記の第３乃至第５の実施の形態の説明においては、活性層としてＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ／Ｉｎ0.05Ｇａ0.95ＮからなるＭＱＷ構造或いはＳＱＷ構造を採用しているが、必要とする波長に応じて混晶比をＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（０≦ｘ＜１、０＜ｙ≦１）の範囲内で変えても良いものであり、且つ、それに伴って、光ガイド層及びクラッド層の混晶比をＡｌa Ｇａb Ｉｎ1-a-b Ｎ（０≦ａ≦１、０≦ｂ≦１）の範囲内で変えても良い。 The third to fifth embodiments of the present invention have been described above. However, the present invention is not limited to the conditions described in the embodiments. For example, the above third to fifth embodiments are described. In the description of the embodiment, the MQW structure or SQW structure made of In 0.15 Ga 0.85 N / In 0.05 Ga 0.95 N is adopted as the active layer, but the mixed crystal ratio is changed to Al x Ga y according to the required wavelength. In 1-xy N (0 ≦ x <1, 0 <y ≦ 1) may be changed, and accordingly, the mixed crystal ratio of the light guide layer and the cladding layer is changed to Al a Ga. You may change within the range of bIn1 -abN (0 <= a <= 1, 0 <= b <= 1).
また、上記第３乃至第５の実施の形態における、ｐ側光ガイド層とｎ側光ガイド層の層厚は同じであるが、ｐ側光ガイド層の層厚をｎ側光ガイド層より厚くしても良く、例えば、ｎ側ガイド層よりも１０〜１００ｎｍ、例えば、５０ｎｍ厚く形成して非対称光ガイド構造にしても良く、この場合には、ｐ側光ガイド層の組成をｎ側光ガイド層の組成と同じようにしても良いものである。 In the third to fifth embodiments, the p-side light guide layer and the n-side light guide layer have the same layer thickness, but the p-side light guide layer is thicker than the n-side light guide layer. For example, it may be formed to be 10 to 100 nm, for example, 50 nm thicker than the n-side guide layer to form an asymmetric light guide structure. In this case, the composition of the p-side light guide layer is changed to the n-side light guide. It may be the same as the composition of the layer.
また、上記の第３乃至第５の実施の形態においては光ガイド層は単層構造であるが、組成の異なった半導体層を用いて多層構造、或いは、グレーデッドバンド・ギャップ構造としても良く、例えば、第５の実施の形態の場合には、ｎ側光ガイド層をｎ型クラッド層側から厚さ１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層及び厚さ２０ｎｍのアンドープＡｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎ光ガイド層の２層構造にしても良い。 In the above third to fifth embodiments, the light guide layer has a single layer structure, but it may have a multilayer structure or a graded band gap structure using semiconductor layers having different compositions. For example, in the case of the fifth embodiment, the n-side light guide layer is divided into two parts, an undoped GaN light guide layer having a thickness of 100 nm and an undoped Al 0.2 Ga 0.8 N light guide layer having a thickness of 20 nm from the n-type cladding layer side. A layer structure may be used.
次に、図９乃至図１４を参照して、ｐ側光ガイド層におけるホール移動度を高めることにより或いはｐ側光ガイド層における再結合確率を低減することによってしきい値電流密度Ｊthを低減させた本発明の第６乃至第１１の実施の形態を説明する。
まず、図９を参照して本発明の第６の実施の形態のＳＱＷ構造短波長半導体レーザを説明する。
図９参照
まず、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板２１１上に、ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を成長ガスとして用いたＭＯＶＰＥ法によって、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層２１２を成長させる。
Next, referring to FIGS. 9 to 14, the threshold current density J th is reduced by increasing the hole mobility in the p-side light guide layer or by reducing the recombination probability in the p-side light guide layer. Sixth to eleventh embodiments of the present invention will be described.
First, an SQW structure short wavelength semiconductor laser according to a sixth embodiment of the present invention will be described with reference to FIG.
See FIG. 9. First, TMGa, TMAl, ammonia, and hydrogen as a carrier gas are grown on an n-
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパント源としてＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとして水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９２０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０18ｃｍ-3のｎ型ＧａＮ中間層２１３を成長させる。 Subsequently, using TMGa, ammonia, SiH 4 as the dopant source, and hydrogen as the carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 920 ° C. And an n-type GaN intermediate layer having a thickness of 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and an impurity concentration of 5 × 10 17 to 1 × 10 19 cm −3 , for example, 2 × 10 18 cm −3. Grow 213.
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパントとしてＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層２１４を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, SiH 4 as a dopant, and hydrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 950 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 20 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18 cm. -3 n-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層２１５を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, and hydrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. An undoped GaN
引き続いて、ＴＭＧａ、ＴＭＩｎ、アンモニア、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を５５０〜９００℃、例えば、７００℃とした状態で、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層で挟持された厚さ３〜３０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を成長させてＳＱＷ活性層２１６を形成する。
Subsequently, using TMGa, TMIn, ammonia, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 550 to 900 ° C., for example, 700 ° C. An SQW
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層２１７を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 1130 ° C. An undoped GaN
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、２．０×１０17ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層２１８を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, In a state of 950 ° C., the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 2.0 × A 10 17 cm −3 p-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮコンタクト層２１９を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18. A cm −3 p-type
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板２１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極２２０を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層２１９上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが３μｍのＮｉ電極２２１を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＳＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。
Next, a
この本発明の第６の実施の形態においては、従来の常識に反してｐ側光ガイド層をアンドープ層で構成しており、不純物に起因するキャリアの散乱がないのでホールの移動度が向上し、それによって、ホールの注入効率の向上が期待される。 In the sixth embodiment of the present invention, the p-side light guide layer is composed of an undoped layer contrary to conventional common sense, and there is no carrier scattering due to impurities, so that the hole mobility is improved. Thereby, improvement of hole injection efficiency is expected.
また、ｐ側光ガイド層をアンドープ層にした場合には、不純物のドープに伴う結晶の劣化もなく、したがって、ｐ側光ガイド層におけるレーザ発振に寄与しない再結合を大幅に低減することができる。 In addition, when the p-side light guide layer is an undoped layer, there is no deterioration of the crystal due to impurity doping, and therefore recombination that does not contribute to laser oscillation in the p-side light guide layer can be greatly reduced. .
この結果、ｐ側光ガイド層における無効電流が減少するので、低しきい値電流密度の短波長半導体レーザを作製することができ、また、無効電流に起因する熱の発生が抑制されるので、短波長半導体レーザの信頼性を向上することができる。 As a result, since the reactive current in the p-side light guide layer is reduced, a short wavelength semiconductor laser with a low threshold current density can be manufactured, and the generation of heat due to the reactive current is suppressed. The reliability of the short wavelength semiconductor laser can be improved.
なお、この場合のアンドープは、純粋なアンドープである必要はなく、成長過程で多少の不純物が混入したものでも良いものであり、例えば、ホールの移動度としてレーザ発振に必要であると考えられる２ｃｍ2 ／Ｖ・ｓ以上が得られれば良く、例えば、１×１０17ｃｍ-3以下の不純物濃度であれば良い。 The undoped in this case does not have to be pure undoped, and may be a mixture of some impurities during the growth process. For example, 2 cm considered to be necessary for laser oscillation as the hole mobility. 2 / V · s or more is sufficient, and for example, an impurity concentration of 1 × 10 17 cm −3 or less is sufficient.
次に、図１０を参照して、本発明の第７の実施の形態を説明する。
なお、この第７の実施の形態においては、ｐ側光ガイド層の層厚以外は上記の第６の実施の形態と全く同様であるので、製造方法に関する説明は省略する。
図１０参照
まず、上記の第６の実施の形態と同様に、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板２１１上に、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層２１２、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型ＧａＮ中間層２１３、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層２１４を成長させる。
Next, a seventh embodiment of the present invention will be described with reference to FIG.
The seventh embodiment is the same as the sixth embodiment except for the thickness of the p-side light guide layer, and thus the description of the manufacturing method is omitted.
First, as in the sixth embodiment, a thickness of 50 is formed on an n-
引き続いて、厚さｔn が１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層２１５を成長させたのち、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層で挟持された厚さ３〜３０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を成長させて、ＳＱＷ活性層２１６を形成する。
Subsequently, after growing an undoped GaN
次いで、厚さｔp が１００ｎｍ以下、例えば、８０ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層２１７、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、２．０×１０17ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層２１８、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型ＧａＮコンタクト層２１９を成長させる。
Next, an undoped GaN
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板２１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極２２０を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層２１９上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが３μｍのＮｉ電極２２１を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＳＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。
Next, a
この第７の実施の形態においては、ｐ側光ガイド層の層厚ｔp をｎ側光ガイド層の層厚ｔn より薄く、即ち、ｔp ＜ｔn としているので、ｐ側光ガイド層における再結合電流が減少し、それによって、無効電流を減少することができるので、しきい値電流密度Ｊthを低減することが可能になる。 In the seventh embodiment, since the layer thickness t p of the p-side light guide layer is smaller than the layer thickness t n of the n-side light guide layer, that is, t p <t n , the p-side light guide layer Since the recombination current at is reduced, and the reactive current can be reduced, the threshold current density J th can be reduced.
特に、ｐ側光ガイド層の層厚ｔp を１００ｎｍ未満（０．１μｍ未満）に、より好適には０．０８μｍ以下（８０ｎｍ以下）にして薄くすることによって、ｐ側光ガイド層における再結合電流が減少し、それによって、無効電流を減少することができるので、しきい値電流密度Ｊthを低減することが可能になる。
なお、ｐ側光ガイド層の層厚ｔp が１００ｎｍ未満の場合には、ｔp ＝ｔn としても良く、それによって、光ガイド構造の非対称性を補正することができる。
In particular, the recombination in the p-side light guide layer is achieved by reducing the thickness t p of the p-side light guide layer to less than 100 nm (less than 0.1 μm), more preferably 0.08 μm or less (80 nm or less). Since the current decreases, and thereby the reactive current can be decreased, the threshold current density Jth can be decreased.
When the layer thickness t p of the p-side light guide layer is less than 100 nm, t p = t n may be set, thereby correcting the asymmetry of the light guide structure.
また、この場合のｐ側光ガイド層とｎ側光ガイド層の組成は必ずしも同じである必要はなく、ｐ側光ガイド層の禁制帯幅がｎ側光ガイド層の禁制帯幅より大きくなるように組成を設定することによって、電子のオーバーフローを防止することができ、一方、ｎ側光ガイド層の禁制帯幅がｐ側光ガイド層の禁制帯幅より大きくなるように組成を設定することによって、ｐ側光ガイド層の薄層化に伴う光ガイド構造の非対称性を補正することができる。 In this case, the composition of the p-side light guide layer and the n-side light guide layer is not necessarily the same, and the forbidden band width of the p-side light guide layer is larger than the forbidden band width of the n-side light guide layer. By setting the composition, the overflow of electrons can be prevented, while the composition is set so that the forbidden band width of the n-side light guide layer is larger than the forbidden band width of the p-side light guide layer. The asymmetry of the light guide structure accompanying the thinning of the p-side light guide layer can be corrected.
また、この第７の実施の形態においては、ｐ側光ガイド層をアンドープにしているので、上述の第６の実施の形態と同様のホール移動度の向上の効果も得られるが、この場合には、ｐ側光ガイド層をｐ型にドープしても良いものである。 In the seventh embodiment, since the p-side light guide layer is undoped, the same effect of improving the hole mobility as in the sixth embodiment can be obtained. The p-side light guide layer may be doped p-type.
次に、図１１を参照して、本発明の第８の実施の形態を説明する。
なお、図１１（ａ）は、本発明の第８の実施の形態のＳＱＷ半導体レーザの斜視図であり、また、図１４（ｂ）は活性層近傍のバンド・ギャップ構造、即ち、伝導帯側のエネルギーレベルを示すものである。
また、この第８の実施の形態においても、ｎ側光ガイド層及びｐ側光ガイド層の構造以外は上記の第６の実施の形態とほぼ同様であるので、製造方法に関する説明は省略する。
図１１（ａ）参照
まず、上記の第６の実施の形態と同様に、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板２１１上に、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層２１２、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型ＧａＮ中間層２１３、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層２１４を成長させる。
Next, an eighth embodiment of the present invention will be described with reference to FIG.
FIG. 11A is a perspective view of the SQW semiconductor laser according to the eighth embodiment of the present invention, and FIG. 14B is a band gap structure in the vicinity of the active layer, that is, the conduction band side. It shows the energy level.
Also in the eighth embodiment, since the structure is substantially the same as that of the sixth embodiment except for the structure of the n-side light guide layer and the p-side light guide layer, the description of the manufacturing method is omitted.
First, as in the sixth embodiment, on the n-
引き続いて、厚さ１０〜１００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのアンドープＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層２２２、及び、厚さ１０〜１００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのアンドープＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎ光ガイド層２２３を順次成長させたのち、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層で挟持された厚さ３〜３０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を成長させて、ＳＱＷ活性層２１６を形成する。
Subsequently, an undoped Al 0.05 Ga 0.95 N
次いで、厚さ１０〜１００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのアンドープＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎ光ガイド層２２４、及び、厚さ１０〜１００ｎｍ、例えば、５０ｎｍで、不純物濃度が１×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、５×１０17ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層２２５、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０17ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層２１８、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型ＧａＮコンタクト層２１９を成長させる。
Next, an undoped In 0.03 Ga 0.97 N
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板２１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極２２０を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層２１９上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが３μｍのＮｉ電極２２１を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＳＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。
Next, a
図１１（ｂ）参照
この第８の実施の形態においては、ｎ側光ガイド層及びｐ側光ガイド層が夫々禁制帯幅の異なる２層構造からなり、且つ、クラッド層に隣接する側の禁制帯幅を大きくしているので、ｐ側光ガイド層を構成するｐ型Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層２２５が電子に対するオーバーフロー防止層としても機能し、レーザ発振に必要な光閉じ込めを確保しつつ、ｐ型Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層２２５或いはｐ型クラッド層への電子のリークを低減することができ、それによって、無効電流を減少することができるので、しきい値電流密度Ｊthを低減することが可能になる。
In FIG. 11B, in the eighth embodiment, the n-side light guide layer and the p-side light guide layer have a two-layer structure with different forbidden band widths, and the forbidden side on the side adjacent to the clad layer. Since the band width is increased, the p-type Al 0.05 Ga 0.95 N
なお、この第８の実施の形態においては、禁制帯幅のより大きなｐ側光ガイド層をｐ型層で構成しているが、上記の第６の実施の形態と同様にアンドープ層で構成しても良く、それによって、ホールの移動度を大きくすることができ、さらに、ｐ側光ガイド層或いはｎ側光ガイド層を３層以上の多層構造で構成しても良く、この場合には、ｐ側光ガイド層とｎ側光ガイド層の層数は同じでなくても良い。 In the eighth embodiment, the p-side light guide layer having a larger forbidden bandwidth is formed of a p-type layer. However, similarly to the sixth embodiment, the p-side light guide layer is formed of an undoped layer. In this case, the mobility of holes can be increased, and the p-side light guide layer or the n-side light guide layer may be composed of a multilayer structure of three or more layers. The number of layers of the p-side light guide layer and the n-side light guide layer may not be the same.
次に、図１２を参照して、本発明の第９の実施の形態を説明する。
なお、図１２（ａ）は、本発明の第９の実施の形態のＳＱＷ半導体レーザの斜視図であり、また、図１２（ｂ）は活性層近傍のバンド・ギャップ構造、即ち、伝導帯側のエネルギーレベルを示すものである。
また、この第９の実施の形態は、ｎ側光ガイド層の構造以外は上記の第３の実施の形態と同様であるので、製造方法に関する説明は省略する。
図１２（ａ）参照
まず、上記の第１の実施の形態と同様に、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板２１１上に、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層２１２、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型ＧａＮ中間層２１３、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層２１４を成長させる。
Next, a ninth embodiment of the present invention will be described with reference to FIG.
FIG. 12A is a perspective view of the SQW semiconductor laser according to the ninth embodiment of the present invention, and FIG. 12B is a band gap structure in the vicinity of the active layer, that is, the conduction band side. It shows the energy level.
The ninth embodiment is the same as the third embodiment except for the structure of the n-side light guide layer, and a description of the manufacturing method is omitted.
First, as in the first embodiment, on the n-
引き続いて、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのＧａＮ光ガイド層２２６を成長させたのち、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層で挟持された厚さ３〜３０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を成長させて、ＳＱＷ活性層２１６を形成する。
Subsequently, after growing a GaN
次いで、厚さ１０〜１００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのアンドープＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎ光ガイド層２２４、及び、厚さ１０〜１００ｎｍ、例えば、５０ｎｍで、不純物濃度が１×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０17ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層２２５、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０17ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層２１８、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型ＧａＮコンタクト層２１９を成長させる。
Next, an undoped In 0.03 Ga 0.97 N
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板２１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極２２０を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層２１９上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが３μｍのＮｉ電極２２１を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＳＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。
Next, a
図１２（ｂ）参照
この第９の実施の形態においては、ｎ側光ガイド層を単一層で構成しているので成膜工程を短縮することができ、且つ、このｎ側光ガイド層の組成をｐ側光ガイド層の中間の禁制帯幅が得られる組成としているので、単一層を用いても光ガイド構造の非対称性を補正することができ、それによって、最大光学利得を発生させる位置に、放射光強度分布の最大位置が位置することになるので、しきい値電流密度Ｊthを低減することができる。
In FIG. 12B, in the ninth embodiment, since the n-side light guide layer is composed of a single layer, the film forming process can be shortened, and the composition of the n-side light guide layer can be shortened. Since the composition is such that a forbidden band width in the middle of the p-side light guide layer can be obtained, the asymmetry of the light guide structure can be corrected even if a single layer is used, so that the maximum optical gain is generated. Since the maximum position of the emitted light intensity distribution is located, the threshold current density J th can be reduced.
この場合にも、ｐ側光ガイド層を構成するｐ型Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層２２５が電子に対するオーバーフロー防止層としても機能するので、レーザ発振に必要な光閉じ込めを確保しつつ、ｐ型Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層２２５或いはｐ型クラッド層への電子のリークを低減することができ、それによって、無効電流を減少することができるので、しきい値電流密度Ｊthを低減することが可能になる。
Also in this case, the p-type Al 0.05 Ga 0.95 N
なお、この第９の実施の形態においても、禁制帯幅のより大きなｐ側光ガイド層をｐ型層で構成しているが、上記の第６の実施の形態と同様にアンドープ層で構成しても良く、それによって、ホールの移動度を大きくすることができ、さらに、ｐ側光ガイド層を３層以上の多層構造で構成しても良い。 In the ninth embodiment as well, the p-side light guide layer having a larger forbidden bandwidth is formed of a p-type layer. However, similarly to the sixth embodiment, it is formed of an undoped layer. As a result, the hole mobility can be increased, and the p-side light guide layer may be composed of a multilayer structure of three or more layers.
次に、図１３を参照して、本発明の第１０の実施の形態を説明する。
なお、図１３（ａ）は、本発明の第１０の実施の形態のＳＱＷ半導体レーザの斜視図であり、また、図１３（ｂ）は活性層近傍のバンド・ギャップ構造を示すものである。
また、この第１０の実施の形態は、ｎ側光ガイド層及びｐ側光ガイド層の構造以外は上記の第６の実施の形態と同様であるので、製造方法に関する説明は殆ど省略する。
図１３（ａ）参照
まず、上記の第６の実施の形態と同様に、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板２１１上に、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層２１２、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型ＧａＮ中間層２１３、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層２１４を成長させる。
Next, a tenth embodiment of the present invention will be described with reference to FIG.
FIG. 13A is a perspective view of the SQW semiconductor laser according to the tenth embodiment of the present invention, and FIG. 13B shows a band gap structure in the vicinity of the active layer.
The tenth embodiment is the same as the sixth embodiment except for the structure of the n-side light guide layer and the p-side light guide layer.
First, as in the sixth embodiment, on the n-
引き続いて、ＴＭＧａ、ＴＭＩｎ、ＴＭＡｌ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１３０℃とした状態で、最初、ＴＭＩｎを供給しない状態で且つＴＭＡｌを次第に減少させる様に供給し、ＴＭＡｌの供給を０とした時点で８００℃まで降温してＴＭＩｎの供給を開始し、次第にその供給量を増加させることによって、ｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層２１４に接する部分の組成がＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎとなり、最終的な組成がＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎとなる、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープグレーデッド光ガイド層２２７を成長させる。
Subsequently, using TMGa, TMIn, TMAl, ammonia, and hydrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 1130 ° C. First, supply TMAl in a state where TMIn is not supplied and gradually decrease TMAl. When TMAl supply is reduced to 0, the temperature is lowered to 800 ° C. and TMIn supply is started, and the supply amount is gradually increased. Therefore, the composition of the portion in contact with the n-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層で挟持された厚さ３〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を成長させて、ＳＱＷ活性層２１６を形成する。
Subsequently, an SQW activity is obtained by growing an undoped In 0.15 Ga 0.85 N well layer having a thickness of 3 to 10 nm, for example, 5 nm, sandwiched by an undoped In 0.05 Ga 0.95 N barrier layer having a thickness of 1 to 10 nm, for example, 5 nm.
引き続いて、ＴＭＧａ、ＴＭＩｎ、ＴＭＡｌ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、８００℃とした状態で、最初、ＴＭＡｌを供給しない状態で且つＴＭＩｎを次第に減少させる様に供給し、ＴＭＩｎの供給を０とした時点で１１３０℃に昇温してＴＭＡｌの供給を開始し、次第にその供給量を増加させることによって、ＳＱＷ活性層２１６に接する部分の組成がＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎとなり、最終的な組成がＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎとなる、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのＭｇドープのｐ型グレーデッド光ガイド層２２８を成長させる。
Subsequently, using TMGa, TMIn, TMAl, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C. For example, in a state where the temperature is set to 800 ° C., TMAl is first supplied in a state where TMAl is not supplied and TMIn is gradually decreased. When the TMIn supply is set to 0, the temperature is raised to 1130 ° C. and the supply of TMAl is started. By gradually increasing the supply amount, the composition of the portion in contact with the SQW
引き続いて、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０17ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層２１８、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型ＧａＮコンタクト層２１９を成長させる。
Subsequently, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 1.0 × 10 17 cm −. 3 Mg-doped p-type Al 0.15 Ga 0.85 N clad
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板２１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極２２０を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層２１９上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが３μｍのＮｉ電極２２１を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＳＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。
Next, a
図１３（ｂ）参照
この第１０の実施の形態においては、ｐ側光ガイド層は組成が連続的に変化しているグレーデッドバンド・ギャップ層で構成されており、ｐ型クラッド層側の禁制帯幅の大きな領域が電子に対するオーバーフロー防止層として作用するとともに、活性層へのホールの注入効率が改善される。
See FIG. 13B. In the tenth embodiment, the p-side light guide layer is composed of a graded band gap layer whose composition changes continuously, and the p-type cladding layer side is forbidden. The region having a large bandwidth acts as an overflow prevention layer for electrons, and the hole injection efficiency into the active layer is improved.
また、この場合にも、ｐ側光ガイド層を構成するｐ型グレーデッド光ガイド層２２８をｐ型層で構成しているが、上記の第６の実施の形態と同様にアンドープ層で構成しても良く、それによって、ホールの移動度を大きくすることができ、さらに、ビスシクロペンタジエニルマグネシウムの供給量を連続的に変化させることによって、活性層側をアンドープとしても良い。
Also in this case, the p-type graded
なお、第１０の実施の形態においては、アンドープグレーデッド光ガイド層２２７及びｐ型グレーデッド光ガイド層２２８のクラッド層に接する部分のＡｌ比は０．０５のＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎとなっているが、クラッド層のＡｌ比と同じ０．１５のＡｌ0.15Ｇａ0.85Ｎ或いはその近傍の混晶比のＡｌＧａＮ層としても良いものであり、この様に、クラッド層に接する部分のＡｌ比を高めることによりホールの注入効率をより改善することが可能になる。
In the tenth embodiment, the Al ratio of the portions of the undoped graded
次に、図１４を参照して、本発明の第１１の実施の形態を説明する。
なお、図１４（ａ）は、本発明の第１１の実施の形態のＳＱＷ半導体レーザの斜視図であり、また、図１４（ｂ）は活性層近傍のバンド・ギャップ構造、即ち、伝導帯側のエネルギーレベルを示すものである。
また、この第１１の実施の形態は、ｐ側光ガイド層の構造以外は上記の第９の実施の形態とほぼ同様であるので、製造方法に関する説明はほぼ省略する。
図１４（ａ）参照
まず、上記の第６の実施の形態と同様に、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板２１１上に、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層２１２、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型ＧａＮ中間層２１３、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層２１４を成長させる。
Next, an eleventh embodiment of the present invention will be described with reference to FIG.
14A is a perspective view of the SQW semiconductor laser according to the eleventh embodiment of the present invention, and FIG. 14B is a band gap structure in the vicinity of the active layer, that is, the conduction band side. It shows the energy level.
The eleventh embodiment is substantially the same as the ninth embodiment except for the structure of the p-side light guide layer.
14A. First, similarly to the sixth embodiment, on the n-
引き続いて、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層２２９を成長させたのち、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層で挟持された厚さ３〜３０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を成長させて、ＳＱＷ活性層２１６を形成する。
Subsequently, an undoped Al 0.05 Ga 0.95 N
引き続いて、ＴＭＧａ、ＴＭＩｎ、ＴＭＡｌ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１３０℃とした状態で、ＴＭＡｌを次第に減少させる様に供給し、ＳＱＷ活性層２１６に接する部分の組成がＡｌ0.20Ｇａ0.8OＮとなり、最終的な組成がＧａＮとなる、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのＭｇドープのｐ型逆グレーデッド光ガイド層２３０を成長させる。
なお、ｐ型クラッド層に接する側の組成はＩｎＧａＮとしても良い。
Subsequently, using TMGa, TMIn, TMAl, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C. For example, in a state where the temperature is 1130 ° C., TMAl is supplied so as to gradually decrease, the composition of the portion in contact with the SQW
The composition on the side in contact with the p-type cladding layer may be InGaN.
次いで、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０17ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層２１８、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型ＧａＮコンタクト層２１９を成長させる。
Then, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 1.0 × 10 17 cm −3. Mg-doped p-type Al 0.15 Ga 0.85
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板２１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極２２０を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層２１９上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが３μｍのＮｉ電極２２１を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＳＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。
Next, a
図１４（ｂ）参照
この第１１の実施の形態においては、ｐ側光ガイド層を活性層側の禁制帯幅が大きな逆グレーデッド層で構成しているので、このｐ側光ガイド層を構成する禁制帯幅の大きな領域が電子に対するオーバーフロー防止層として機能するので、ｐ側光ガイド層への電子のリークを低減することができ、それによって、ｐ側光ガイド層における再結合を低減することができる。
See FIG. 14B. In the eleventh embodiment, the p-side light guide layer is constituted by an inverse graded layer having a large forbidden bandwidth on the active layer side. Since the region having a large forbidden band width functions as an overflow prevention layer for electrons, leakage of electrons to the p-side light guide layer can be reduced, thereby reducing recombination in the p-side light guide layer. Can do.
また、このｐ側光ガイド層は、逆グレーデッドバンド・ギャップ構造であるので、ホールに対するエネルギースパイクが形成されないので、従来のオーバーフロー防止層と比較してホールに対するバリアになりにくく、ホールの注入効率を低減させることがない。 In addition, since the p-side light guide layer has an inverse graded band gap structure, energy spikes for holes are not formed. Therefore, the p-side light guide layer is less likely to be a barrier to holes compared to conventional overflow prevention layers, and hole injection efficiency. Is not reduced.
また、この場合も、ｎ側光ガイド層は単一層で構成しているので、光ガイド構造の非対称性を補正するために、このｎ側光ガイド層の組成をｐ側光ガイド層の中間の禁制帯幅が得られる組成とすることが望ましい。 Also in this case, since the n-side light guide layer is composed of a single layer, in order to correct the asymmetry of the light guide structure, the composition of the n-side light guide layer is set to the middle of the p-side light guide layer. It is desirable that the composition has a forbidden bandwidth.
また、この場合も、ｐ側光ガイド層をｐ型層で構成しているが、上記の第６の実施の形態と同様にアンドープ層で構成しても良く、それによって、ホールの移動度を大きくすることができる。 Also in this case, the p-side light guide layer is composed of a p-type layer, but it may be composed of an undoped layer in the same manner as in the sixth embodiment, thereby increasing the hole mobility. Can be bigger.
以上、本発明の第６乃至第１１の実施の形態を説明してきたが、本発明は実施の形態の構成に限られるものでなく、例えば、第６乃至第１１の実施の形態においては、活性層としてＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ／Ｉｎ0.05Ｇａ0.95ＮからなるＳＱＷ構造を採用しているが、必要とする波長に応じて混晶比をＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（０≦ｘ＜１、０＜ｙ≦１）の範囲内で変えても良いものであり、且つ、それに伴って、光ガイド層及びクラッド層の混晶比をＡｌa Ｇａb Ｉｎ1-a-b Ｎ（０≦ａ≦１、０≦ｂ≦１）の範囲内で変えても良い。 Although the sixth to eleventh embodiments of the present invention have been described above, the present invention is not limited to the configuration of the embodiment. For example, in the sixth to eleventh embodiments, the active adopts a SQW structure consisting of in 0.15 Ga 0.85 N / in 0.05 Ga 0.95 N as a layer, requires a mixed crystal ratio according to the wavelength of the Al x Ga y in 1-xy N (0 ≦ x <1 , 0 <y ≦ 1), and accordingly, the mixed crystal ratio of the light guide layer and the cladding layer is changed to Al a Ga b In 1-ab N (0 ≦ a ≦ It may be changed within the range of 1, 0 ≦ b ≦ 1).
また、上記の第６乃至第１１の実施の形態においては、活性層をＳＱＷ構造で構成しているものの、ＭＱＷ構造にしても良いものであり、この場合には、例えば、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層と厚さ３〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を交互にアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層が２〜１０層、例えば、５層になるように成長させることによって、ＭＱＷ活性層を形成すれば良い。 In the sixth to eleventh embodiments described above, the active layer has an SQW structure, but may have an MQW structure. In this case, for example, the thickness is 1 to 10 nm. For example, 5 nm of undoped In 0.05 Ga 0.95 N barrier layer and a thickness of 3 to 10 nm, for example, 5 nm of undoped In 0.15 Ga 0.85 N well layer alternately with 2 to 10 undoped In 0.15 Ga 0.85 N well layers, for example, The MQW active layer may be formed by growing it to have 5 layers.
次に、図１５及び図１６を参照して、成長速度を制御することにより転位密度及びＰＬ波長分布を低減し、それによって、しきい値電流密度Ｊthを低減する本発明の第１２の実施の形態の短波長半導体レーザの製造方法を説明する。
図１５参照
まず、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板３１１の表面をＣＦ4 を用いたドライ・エッチングによって０．１〜２μｍ、例えば、０．２μｍ除去して、表面欠陥密度を低減させたのち、ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を成長ガスとして用いたＭＯＶＰＥ法によって、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層３１２を成長させる。
Next, referring to FIGS. 15 and 16, the twelfth embodiment of the present invention that reduces the dislocation density and the PL wavelength distribution by controlling the growth rate, thereby reducing the threshold current density J th. A method of manufacturing a short wavelength semiconductor laser of the form will be described.
Refer to FIG. 15. First, the surface of an n-
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパントとして、ＳｉＨ4 、及び、キャリアガスを用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９２０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、２．０×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型ＧａＮ中間層３１３を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, SiH 4 as a dopant, and a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 920 ° C. Si having a thickness of 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and an impurity concentration of 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 2.0 × 10 18 cm −3 A doped n-type GaN
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパントとして、ＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層３１４を成長させる。
Subsequently, TMAl, TMGa, ammonia, SiH 4 as the dopant, and hydrogen as the carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 950 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 20 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18. A cm −3 n-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層３１５を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, and hydrogen as a carrier gas, a growth pressure of 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, a growth temperature of 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C., and a thickness of 10 An undoped GaN
引き続いて、ＴＥＧａ、ＴＭＩｎ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての窒素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を５５０〜９００℃、例えば、７００℃とした状態で、成長速度ｒg を０．１μｍ／ｈ以上、例えば、０．３μｍ／ｈ以上の条件で、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎバリア層と厚さ３〜１０ｎｍ、例えば、８ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を交互にアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層が２又は３層、例えば、２層になるように成長させ、ＭＱＷ活性層３１６を形成する。
Subsequently, using TEGa, TMIn, ammonia, and nitrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 550 to 900 ° C., for example, 700 ° C. the rate r g 0.1 [mu] m / h or more, for example, under the above conditions 0.3 [mu] m / h, thickness of 1 to 10 nm, for example, 5 nm of undoped in 0.03 Ga 0.97 N barrier layer and the thickness of 3 to 10 nm, for example, An 8 nm undoped In 0.15 Ga 0.85 N well layer is alternately grown so that there are two or three undoped In 0.15 Ga 0.85 N well layers, for example, two layers to form an MQW
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての窒素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層３１７を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, and nitrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. An undoped GaN
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしての窒素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、２．０×１０17ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層３１８を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and nitrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 950. At a temperature of 0.1 ° C., the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 2.0 × 10 A 17 cm −3 p-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしての窒素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮコンタクト層３１９を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienyl magnesium and nitrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18 cm. -3 p-type
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板３１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極３２０を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層３１９上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが３μｍのＮｉ電極３２１を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＭＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。
Next, an
上記の第１２の実施の形態においては、活性層の成長速度として、０．１μｍ／ｈ以上、特に、０．３μｍ／ｈを採用しているが、ここで図１６を参照して活性層の結晶性と成長速度の因果関係を説明する。
図１６（ａ）参照
図１６（ａ）は、ＩｎＧａＮ活性層のＰＬ波長の標準偏差の成長速度依存性を示す図であり、図から明らかなように、成長速度ｒg が０．１μｍ／ｈ以下の０．０７５μｍ／ｈの場合に、ＴＭＩ（トリメチルインジウム）の流量の増加と共に、ＰＬ波長の標準偏差が増大してＩｎＧａＮの組成不均一が増加するばかりであり、４００ｎｍ以上の平均ＰＬ波長組成において、高品質のＩｎＧａＮ混晶が得られないことが明らかである。
In the above twelfth embodiment, the growth rate of the active layer is 0.1 μm / h or more, particularly 0.3 μm / h. Here, referring to FIG. Explain the causal relationship between crystallinity and growth rate.
Figure 16 (a) see Figure 16 (a) is a diagram showing the growth rate dependence of the standard deviation of the PL wavelengths of the InGaN active layer, as is apparent from the figure, the growth rate r g is 0.1 [mu] m / h In the following case of 0.075 μm / h, as the flow rate of TMI (trimethylindium) increases, the standard deviation of the PL wavelength increases and the inhomogeneous composition of InGaN increases, and the average PL wavelength composition of 400 nm or more However, it is clear that a high quality InGaN mixed crystal cannot be obtained.
一方、成長速度ｒg が０．１μｍ／ｈ以上の０．３μｍ／ｈの場合には、ＴＭＩの流量が増加してもＰＬ波長の標準偏差が小さなままで平均ＰＬ波長が増加し、即ち、Ｉｎ組成比が増加し、４２０ｎｍ付近ではＰＬ波長の標準偏差が低減している。 On the other hand, if the growth rate r g is 0.1 [mu] m / h or more 0.3 [mu] m / h, the standard deviation of the PL wavelengths even flow of TMI is increased to increase the average PL wavelength remain small, i.e., The In composition ratio increases, and the standard deviation of the PL wavelength decreases near 420 nm.
このことから、成長速度を大きくすることによって組成不均一を抑制できることが分かり、少なくとも、０．３μｍ／ｈ近傍の成長速度の場合には、青色半導体レーザとして好適な波長範囲の組成を有するＩｎＧａＮ活性層を結晶性良く成長させることが可能であることが分かる。 From this, it can be seen that the compositional nonuniformity can be suppressed by increasing the growth rate, and at least in the case of a growth rate in the vicinity of 0.3 μm / h, an InGaN active having a composition in a wavelength range suitable as a blue semiconductor laser. It can be seen that the layer can be grown with good crystallinity.
図１６（ｂ）参照
図１６（ｂ）は、ＰＬ光強度の成長速度依存性を示す図であり、図から明らかなように、成長速度が大きい方がＰＬ光強度が高くなっており、特に、青色半導体レーザとして好適な長波長側において相対的に大きなＰＬ光強度が得られており、この事実からも成長速度が大きい方が組成のより均一な結晶が得られることが分かる。
FIG. 16B is a diagram showing the dependence of the PL light intensity on the growth rate. As is clear from the figure, the PL light intensity increases as the growth rate increases. A relatively large PL light intensity is obtained on the long wavelength side suitable as a blue semiconductor laser. From this fact, it can be seen that a crystal having a more uniform composition can be obtained with a higher growth rate.
そして、本発明の第１２の実施の形態によれば、品質の良好なＳｉＣ基板を用い、且つ、その表面をドライ・エッチングにより除去して表面欠陥密度を低減することにより、転位密度が１０9 ｃｍ-3以下で、且つ、ＰＬピーク波長が９０ｍｅＶ以下のＩｎＧａＮ活性層が得られ、それによって、キンクのないＩ−Ｌ特性が得られることになる。 According to the twelfth embodiment of the present invention, a dislocation density of 10 9 is obtained by using a SiC substrate with good quality and removing the surface by dry etching to reduce the surface defect density. An InGaN active layer having a cm −3 or less and a PL peak wavelength of 90 meV or less is obtained, thereby obtaining an IL characteristic without kink.
そして、今までの経験を踏まえて、成長速度ｒg が０．０７５μｍ／ｈの場合の結果と対比すると、０．３μｍ／ｈ以上の場合に非常に良好な活性層が得られるものと推定され、また、少なくとも、０．２μｍ／ｈまでは良好な活性層が得られ、さらに、０．１μｍ／ｈの場合にも実用に耐え得る程度の活性層が得られるものと考えられる。 Then, based on the experience to date, the growth rate r g is compared with results for 0.075 .mu.m / h, it is estimated to very good active layer is obtained in the case of more than 0.3 [mu] m / h Also, it is considered that a good active layer can be obtained at least up to 0.2 μm / h, and an active layer that can withstand practical use even at 0.1 μm / h.
このことは、成長速度が遅いほど均質な結晶が得られると考えられていた従来常識と反するものであり、この点からもＩｎを構成要素として含むナイトライド系化合物半導体の特殊性は明らかである。 This is contrary to the conventional common sense that it is believed that the slower the growth rate, the more homogeneous crystals can be obtained. Also from this point, the peculiarities of nitride compound semiconductors containing In as a constituent element are clear. .
以上、本発明の第１２の実施の形態を説明してきたが、第１２の実施の形態の条件に限られるものではなく、その技術思想の範囲において各種の変更が可能であり、例えば、上記の第１２の実施の形態においては、井戸層としてＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎを採用しているが、必要とする波長に応じて混晶比をＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（０≦ｘ＜１、０＜ｙ≦１）の範囲内で変えても良いものであり、且つ、それに伴って、光ガイド層及びクラッド層の混晶比をＡｌa Ｇａb Ｉｎ1-a-b Ｎ（０≦ａ≦１、０≦ｂ≦１）の範囲内で変えても良い。
The twelfth embodiment of the present invention has been described above. However, the present invention is not limited to the conditions of the twelfth embodiment, and various modifications are possible within the scope of the technical idea. in the twelfth embodiment adopts the in 0.15 Ga 0.85 N as the well layer, the Al x mixed crystal ratio according to a wavelength in
また、上記の第１２の実施の形態の説明においては、活性層をＭＱＷ活性層１６で構成しているが、ＳＱＷ活性層を用いて良いものであり、この場合にも成長速度を０．１μｍ／ｈ以上、例えば、０．３μｍ／ｈとした成長条件において、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎバリア層で挟持された、厚さ３〜３０ｎｍ、例えば、８ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層からなるＳＱＷ活性層を成長させれば良い。
In the description of the twelfth embodiment, the active layer is composed of the MQW
また、上記の第１２の実施の形態においては、活性層として正孔の移動度を高めるためにアンドープ層を用いているが、アンドープ層の場合、不可避的に不純物がオートドープされることがあるので、結果的な不純物濃度としては、１．０×１０17ｃｍ-3未満であれば良い。 In the twelfth embodiment, an undoped layer is used as an active layer in order to increase hole mobility. However, in the case of an undoped layer, impurities may inevitably be autodoped. Therefore, the resulting impurity concentration may be less than 1.0 × 10 17 cm −3 .
次に、図１７及び図１８を参照して、ｐ型クラッド層に狭禁制帯幅領域を設け、この狭禁制帯幅領域において発光性再結合を行わせてオーバーフロー電流による発熱を防止することによってしきい値電流密度Ｊthを低減させる、本発明の第１３乃至第１５の実施の形態を説明する。
まず、図１７を参照して本発明の第１３の実施の形態を説明する。
なお、図１７（ａ）は、本発明の第１３の実施の形態のＳＱＷ半導体レーザの斜視図であり、また、図１７（ｂ）は活性層近傍の伝導帯側のエネルギーレベルを示す図である。
図１７（ａ）参照
まず、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板４１１上に、ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を成長ガスとして用いたＭＯＶＰＥ法によって、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層４１２を成長させる。
Next, referring to FIG. 17 and FIG. 18, by providing a narrow forbidden band width region in the p-type cladding layer and performing luminescent recombination in this narrow forbidden band width region to prevent heat generation due to overflow current. Thirteenth to fifteenth embodiments of the present invention that reduce the threshold current density Jth will be described.
First, a thirteenth embodiment of the present invention will be described with reference to FIG.
FIG. 17A is a perspective view of the SQW semiconductor laser according to the thirteenth embodiment of the present invention, and FIG. 17B is a diagram showing the energy level on the conduction band side in the vicinity of the active layer. is there.
Refer to FIG. 17A. First, TMGa, TMAl, ammonia, and carrier gas as n-
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパント源としてＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとして水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９２０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０18ｃｍ-3のｎ型ＧａＮ中間層４１３を成長させる。 Subsequently, using TMGa, ammonia, SiH 4 as the dopant source, and hydrogen as the carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 920 ° C. And an n-type GaN intermediate layer having a thickness of 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and an impurity concentration of 5 × 10 17 to 1 × 10 19 cm −3 , for example, 2 × 10 18 cm −3. Grow 413.
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパントとしてＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層４１４を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, SiH 4 as a dopant, and hydrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 950 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 20 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18 cm. -3 n-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層４１５を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, and hydrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. An undoped GaN
引き続いて、ＴＭＧａ、ＴＭＩｎ、アンモニア、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を５５０〜９００℃、例えば、７００℃とした状態で、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層で挟持された厚さ３〜３０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を成長させてＳＱＷ活性層４１６を形成する。
Subsequently, using TMGa, TMIn, ammonia, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 550 to 900 ° C., for example, 700 ° C. An SQW
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層４１７を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 1130 ° C. An undoped GaN
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．０５〜０．５０μｍ、例えば、０．２μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、２．０×１０17ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層４１８を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, In a state of 950 ° C., the thickness is 0.05 to 0.50 μm, for example, 0.2 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 2.0 × A 10 17 cm −3 p-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さＴが１〜５００ｎｍ、例えば、１００ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮ中間層４１９を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 950 ° C. The thickness T is 1 to 500 nm, for example, 100 nm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18 cm −3 . A p-type GaN
引き続いて、再び、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．０５〜０．５０μｍ、例えば、０．２μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、２．０×１０17ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層４２０を成長させる。
Subsequently, again using TMAl, TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C. For example, at a temperature of 950 ° C., the thickness is 0.05 to 0.50 μm, for example, 0.2 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 . A p-type Al 0.15 Ga 0.85 N clad
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮコンタクト層４２１を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18. A cm −3 p-type
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板４１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極４２２を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層４２１上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが３μｍのＮｉ電極４２３を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＳＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。
Next, an
この本発明の第１３の実施の形態においては、ｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層４１８，４２０の間に、Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎ層より結晶性の良好で狭禁制帯幅のｐ型ＧａＮ中間層４１９を挟み込んでいるので、オーバーフローしてきた電子は、このｐ型ＧａＮ中間層４１９に効果的に滞留し、発光性再結合することになるので、電子がｐ側電極まで達して発熱の原因となることがない。
In the thirteenth embodiment of the present invention, a p-type GaN intermediate layer having better crystallinity and a narrow forbidden band width than the Al 0.15 Ga 0.85 N layer between the p-type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layers 418 and 420. Since the
したがって、素子温度が上昇しないので、オーバーフロー電流はほぼ一定のままであり、発熱によるオーバーフロー電流の増加という悪循環を断ち切ることができ、この結果、低しきい値電流密度の短波長半導体レーザを作製することができ、ｐ側電極の劣化による素子劣化も抑制されるので信頼性を向上することができる。 Therefore, since the element temperature does not rise, the overflow current remains almost constant, and the vicious circle of the increase in overflow current due to heat generation can be interrupted. As a result, a short wavelength semiconductor laser with a low threshold current density is manufactured. In addition, device deterioration due to deterioration of the p-side electrode is also suppressed, so that reliability can be improved.
また、この場合、ｐ型ＧａＮ中間層を１．０×１０18ｃｍ-3程度にドープしているので、同じ厚さのｐ型クラッド層をＡｌ0.15Ｇａ0.85Ｎで構成した場合に比べて、ｐ型クラッド層の抵抗をより小さくすることができる。 In this case, since the p-type GaN intermediate layer is doped to about 1.0 × 10 18 cm −3 , compared to the case where the p-type cladding layer having the same thickness is made of Al 0.15 Ga 0.85 N, The resistance of the p-type cladding layer can be further reduced.
次に、伝導帯側のエネルギーレベルを示す図１８（ａ）を参照して、本発明の第１４の実施の形態を説明する。
なお、この第１４の実施の形態においては、中間層の構成以外は上記の第１３の実施の形態と全く同様であるので、製造方法に関する説明は省略する。
図１８（ａ）参照
まず、上記の第１３の実施の形態と同様に、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板上に、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型ＧａＮ中間層、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層４１４を成長させる。
Next, a fourteenth embodiment of the present invention will be described with reference to FIG. 18 (a) showing the energy level on the conduction band side.
Note that the fourteenth embodiment is the same as the thirteenth embodiment except for the structure of the intermediate layer, and a description of the manufacturing method will be omitted.
First, as in the thirteenth embodiment, a thickness of an n-type SiC substrate made of hexagonal 6H—SiC having a (0001) plane, that is, a c-plane as a principal plane is as shown in FIG. 50-300 nm, for example 50 nm AlGaN buffer layer, thickness 0.1-2.0 μm, for example 0.5 μm,
引き続いて、厚さが１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層４１５を成長させたのち、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層で挟持された厚さ３〜３０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を成長させて、ＳＱＷ活性層４１６を形成する。
Subsequently, after growing an undoped GaN
次いで、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層４１７、厚さ０．０５〜０．５０μｍ、例えば、０．２μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、２．０×１０17ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層４１８を成長させる。
Next, an undoped GaN
次いで、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａの流量比を連続的に変えることによって、Ａｌ組成比が中間部において最低のＧａＮになるように連続的に変化した厚さＴが１〜５００ｎｍ、例えば、１００ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のグレーデッド中間層３２４を成長させる。 Next, by continuously changing the flow rate ratio of TMAl and TMGa, the thickness T continuously changed so that the Al composition ratio becomes the lowest GaN in the intermediate portion is 1 to 500 nm, for example, 100 nm, and the impurity concentration A graded intermediate layer 324 having a thickness of 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18 cm −3 is grown.
次いで、厚さ０．０５〜０．５０μｍ、例えば、０．２μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、２．０×１０17ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層４２０、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮコンタクト層を成長させる。
Next, the thickness is 0.05 to 0.50 μm, for example, 0.2 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 2.0 × 10 17 cm −3. Mg-doped p-type Al 0.15 Ga 0.85
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが３μｍのＮｉ電極を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＳＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。 Next, a Ni electrode having a thickness of 100 nm is provided as an n-side electrode on the back surface of the n-type SiC substrate, and a Ni electrode having a thickness of 100 nm and a width W of 3 μm is provided as a p-side electrode on the p-type GaN contact layer. The SQW structure short wavelength semiconductor laser is completed by dividing the element so that the resonator length L becomes 700 μm.
この第１４の実施の形態においては、中間層をＵ字状の禁制帯幅分布を有するグレーデッド中間層４２４で構成しているので、ホールのｐ側光ガイド層への注入をスムーズに行うことができる。
In the fourteenth embodiment, since the intermediate layer is composed of the graded
なお、この場合、グレーデッド中間層４２４の中央部の狭禁制帯幅部分をノン・ドープにしても良く、この部分の結晶性を改善することによって、発光性再結合の確率を高めることができる。
In this case, the narrow forbidden band width portion at the center of the graded
次に、伝導帯側のエネルギーレベルを示す図１８（ｂ）を参照して、本発明の第１５の実施の形態を説明する。
なお、この第１５の実施の形態においても、中間層の構成以外は上記の第１３の実施の形態と全く同様であるので、製造方法に関する説明は省略する。
図１８（ｂ）参照
まず、上記の第１３の実施の形態と同様に、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板上に、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型ＧａＮ中間層、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のＳｉドープのｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層４１４を成長させる。
Next, a fifteenth embodiment of the present invention will be described with reference to FIG. 18B showing the energy level on the conduction band side.
Note that the fifteenth embodiment is the same as the thirteenth embodiment except for the structure of the intermediate layer, and a description of the manufacturing method will be omitted.
As shown in FIG. 18B, first, as in the thirteenth embodiment described above, a thickness is formed on an n-type SiC substrate made of hexagonal 6H—SiC having a (0001) plane, that is, a c-plane as a principal plane. 50-300 nm, for example 50 nm AlGaN buffer layer, thickness 0.1-2.0 μm, for example 0.5 μm,
引き続いて、厚さが１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層４１５を成長させたのち、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層で挟持された厚さ３〜３０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を成長させて、ＳＱＷ活性層４１６を形成する。
Subsequently, after growing an undoped GaN
次いで、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層４１７、厚さ０．０５〜０．５０μｍ、例えば、０．２μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、２．０×１０17ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層４１８を成長させる。
Next, an undoped GaN
次いで、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａの流量比を交互に連続的に増減させることによって、Ａｌ組成比がＡｌ0.15Ｇａ0.85ＮからＧａＮへ連続的に変化する多層構造からなる厚さ１〜５００ｎｍ、より好適には、１０〜５００ｎｍ、例えば、１００ｎｍの多層構造中間層４２５を形成する。
なお、この場合の１周期の厚さｔは、０．３〜５０ｎｍ、より好適には、１〜５０ｎｍ、例えば２０ｎｍとし、組成がＧａＮに近い幅３ｎｍ（＝３０Å）程度の狭禁制帯幅の部分をアンドープとする。
Next, by increasing or decreasing the flow rate ratio of TMAl and TMGa alternately and continuously, the thickness of 1 to 500 nm consisting of a multilayer structure in which the Al composition ratio continuously changes from Al 0.15 Ga 0.85 N to GaN, more preferably , A multilayer structure
In this case, the thickness t of one cycle is 0.3 to 50 nm, more preferably 1 to 50 nm, for example, 20 nm, and the composition has a narrow forbidden band width of about 3 nm (= 30 mm) close to GaN. The part is undoped.
次いで、厚さ０．０５〜０．５０μｍ、例えば、０．２μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、２．０×１０17ｃｍ-3のＭｇドープのｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層４２０、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮコンタクト層を成長させる。
Next, the thickness is 0.05 to 0.50 μm, for example, 0.2 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 2.0 × 10 17 cm −3. Mg-doped p-type Al 0.15 Ga 0.85
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが３μｍのＮｉ電極を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＳＱＷ構造短波長半導体レーザが完成する。 Next, a Ni electrode having a thickness of 100 nm is provided as an n-side electrode on the back surface of the n-type SiC substrate, and a Ni electrode having a thickness of 100 nm and a width W of 3 μm is provided as a p-side electrode on the p-type GaN contact layer. The SQW structure short wavelength semiconductor laser is completed by dividing the element so that the resonator length L becomes 700 μm.
この第１５の実施の形態においては、中間層を多層構造中間層４２５で構成しているので、狭禁制帯幅の部分をアンドープにしてもｐ型クラッド層全体の抵抗をそれ程増加させることはなく、アンドープにすることによって結晶性を高めて発光性再結合の確率を高めることができ、発熱をより効果的に抑制することができる。
In the fifteenth embodiment, since the intermediate layer is composed of the multilayer structure
なお、上記の第１５の実施の形態においては、多層構造中間層４２５を禁制帯幅が連続的に変化するように構成することによってホールの注入をスムーズに行うようにしているが、ステップ・ファンクション的に変化する多層構造で構成しても良いものである。
In the fifteenth embodiment, holes are injected smoothly by configuring the multilayered
以上、本発明の第１３乃至第１５の実施の形態を説明してきたが、本発明は実施の形態の構成に限られるものではなく、例えば、第１３乃至第１５の実施の形態においては、中間層をＧａＮ或いは、最低の禁制帯幅の部分がＧａＮになる様に構成しているが、ＡｌＧａＮ或いはＩｎＧａＮにしても良いものである。 Although the thirteenth to fifteenth embodiments of the present invention have been described above, the present invention is not limited to the configuration of the embodiment. For example, in the thirteenth to fifteenth embodiments, an intermediate The layer is configured to be GaN or GaN at the lowest forbidden band width, but may be AlGaN or InGaN.
また、上記の第１３乃至第１５の実施の形態においては、活性層としてＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ／Ｉｎ0.05Ｇａ0.95ＮからなるＳＱＷ構造を採用しているが、必要とする波長に応じて混晶比をＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（０≦ｘ＜１、０＜ｙ≦１）の範囲内で変えても良いものであり、且つ、それに伴って、光ガイド層及びクラッド層の混晶比をＡｌa Ｇａb Ｉｎ1-a-b Ｎ（０≦ａ≦１、０≦ｂ≦１）の範囲内で変えても良い。 In the thirteenth to fifteenth embodiments described above, an SQW structure made of In 0.15 Ga 0.85 N / In 0.05 Ga 0.95 N is adopted as the active layer. The ratio may be changed within the range of Al x Ga y In 1-xy N (0 ≦ x <1, 0 <y ≦ 1), and accordingly, the mixing of the light guide layer and the cladding layer The crystal ratio may be changed within the range of Al a Ga b In 1-ab N (0 ≦ a ≦ 1, 0 ≦ b ≦ 1).
また、上記の第１３乃至第１５の実施の形態においては、活性層をＳＱＷ構造で構成しているものの、ＭＱＷ構造にしても良いものであり、この場合には、例えば、厚さ１〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層と厚さ３〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層を交互にアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ井戸層が２〜１０層、例えば、５層になるように成長させることによって、ＭＱＷ活性層を形成すれば良い。 In the thirteenth to fifteenth embodiments, the active layer has an SQW structure, but may have an MQW structure. In this case, for example, the thickness is 1 to 10 nm. For example, 5 nm of undoped In 0.05 Ga 0.95 N barrier layer and a thickness of 3 to 10 nm, for example, 5 nm of undoped In 0.15 Ga 0.85 N well layer alternately with 2 to 10 undoped In 0.15 Ga 0.85 N well layers, for example, The MQW active layer may be formed by growing it to have 5 layers.
さらに、上記の実施の形態においては、ｐ側光ガイド層をアンドープ層で構成しているが、ｐ型にドープしても良いものである。 Furthermore, in the above embodiment, the p-side light guide layer is composed of an undoped layer, but it may be doped p-type.
次に、図１９及び図２０を参照して、ＭＱＷ活性層を構成するバリア層の厚さを制御することによりキャリアの不均一注入を改善し、それによって、しきい値電流密度Ｊthを低減させる、本発明の第１６及び第１７の実施の形態を説明する。
まず、図１９を参照して本発明の第１６の実施の形態の短波長半導体レーザを説明する。
なお、図１９（ａ）は、本発明の第１６の実施の形態のＭＱＷ半導体レーザの斜視図であり、また、図１９（ｂ）は図１９（ａ）において破線の円で示すＭＱＷ活性層近傍の層構造を示す拡大図である。
図１９（ａ）及び（ｂ）参照
まず、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板５１１上に、ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を成長ガスとして用いたＭＯＶＰＥ法によって、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層５１２を成長させる。
Next, referring to FIG. 19 and FIG. 20, nonuniform injection of carriers is improved by controlling the thickness of the barrier layer constituting the MQW active layer, thereby reducing the threshold current density J th . The sixteenth and seventeenth embodiments of the present invention will be described.
First, a short wavelength semiconductor laser according to a sixteenth embodiment of the present invention will be described with reference to FIG.
FIG. 19A is a perspective view of an MQW semiconductor laser according to the sixteenth embodiment of the present invention, and FIG. 19B is an MQW active layer indicated by a broken-line circle in FIG. It is an enlarged view which shows the layer structure of the vicinity.
19 (a) and 19 (b) First, on a n-
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパント源としてＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとして水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９２０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０18ｃｍ-3のｎ型ＧａＮ中間層５１３を成長させる。 Subsequently, using TMGa, ammonia, SiH 4 as the dopant source, and hydrogen as the carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 920 ° C. And an n-type GaN intermediate layer having a thickness of 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and an impurity concentration of 5 × 10 17 to 1 × 10 19 cm −3 , for example, 2 × 10 18 cm −3. Grow 513.
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパントとしてＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層５１４を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, SiH 4 as a dopant, and hydrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 950 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 20 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18 cm. −3 n-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層５１５を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, and hydrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. An undoped GaN
引き続いて、ＴＭＧａ、ＴＭＩｎ、アンモニア、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を５５０〜９００℃、例えば、７００℃とした状態で、厚さ１ｎｍ〜５ｎｍ未満、例えば、３ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層５１８で分離された厚さ３〜１０ｎｍ、例えば、４ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎウエル層５１７を２〜１０層、例えば、３層成長させてＭＱＷ活性層５１６を形成する。
Subsequently, using TMGa, TMIn, ammonia, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 550 to 900 ° C., for example, 700 ° C. Thickness of 3 nm to 10 nm, for example, 4 nm of undoped In 0.15 Ga 0.85 N well layer 517 separated by an undoped In 0.05 Ga 0.95
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層５１９を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 1130 ° C. An undoped GaN
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、２．０×１０17ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層５２０を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, In a state of 950 ° C., the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 2.0 × A 10 17 cm −3 p-type Al 0.15 Ga 0.85
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮコンタクト層５２１を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18. A cm −3 p-type
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板５１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極５２２を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層５２１上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが３μｍのＮｉ電極５２３を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＭＱＷ半導体レーザが完成する。
Next, an
この本発明の第１６の実施の形態においては、ＭＱＷ活性層５１６を構成するバリア層の厚さを５ｎｍ未満にしているので、キャリアの注入効率が改善され、キャリアの不均一注入をなくすことができる。
In the sixteenth embodiment of the present invention, since the thickness of the barrier layer constituting the MQW
また、従来の閃亜鉛鉱型結晶構造の半導体の場合には、バリア層を薄くした場合には、波動関数の滲み出しの問題が生ずるが、本発明のようなナイトライド系化合物半導体の場合には、キャリアの有効質量が大きいため波動関数の滲み出しが少なく、バリア層の厚さを５ｎｍ未満にしても光学利得の発生の低下は問題にならない。 In addition, in the case of a semiconductor having a conventional zinc blende type crystal structure, there is a problem of oozing of the wave function when the barrier layer is thinned, but in the case of a nitride compound semiconductor as in the present invention. Since the effective mass of carriers is large, there is little oozing of the wave function, and even if the thickness of the barrier layer is less than 5 nm, the decrease in the generation of optical gain is not a problem.
なお、バリア層の厚さは５ｎｍ未満であれば十分であり、また、バリア層のＩｎ組成比は０．０４未満でも良いが、バリア層の膜厚の低下による歪低減効果を有効に利用するためには、バリア層の厚さを３ｎｍ以下とし、且つ、ＩｎＧａＮからなるバリア層のＩｎ組成比を０．０４以上にすることによって、結晶性の劣化を来すことなくバリア層の禁制帯幅を小さくし、障壁の高さを低くすることによってキャリアの注入効率をより改善することができる。 It is sufficient that the thickness of the barrier layer is less than 5 nm, and the In composition ratio of the barrier layer may be less than 0.04, but the strain reduction effect due to the reduction in the thickness of the barrier layer is effectively utilized. For this purpose, the forbidden band width of the barrier layer without causing deterioration of crystallinity by setting the thickness of the barrier layer to 3 nm or less and the In composition ratio of the barrier layer made of InGaN to 0.04 or more. The carrier injection efficiency can be further improved by reducing the height and the height of the barrier.
次に、図２０を参照して、基板としてサファイア基板を用いた本発明の第１７の実施の形態のＭＱＷ半導体レーザを説明する。
図２０参照
図２０は、本発明の第１７の実施の形態のＭＱＷ半導体レーザの斜視図であり、まず、（０００１）面を主面とするサファイア基板５３１上に、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとして水素を成長ガスとして用いたＭＯＶＰＥ法によって、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、５００℃の成長温度において、厚さ０．０３μｍのＧａＮ低温バッファ層５３２を成長させる。
Next, an MQW semiconductor laser according to a seventeenth embodiment of the present invention using a sapphire substrate as a substrate will be described with reference to FIG.
FIG. 20 is a perspective view of an MQW semiconductor laser according to a seventeenth embodiment of the present invention. First, TMGa, ammonia, and carriers are formed on a
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパント源としてＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとして水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９２０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、１．０μｍで、不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０18ｃｍ-3のｎ型ＧａＮ中間層５３３を成長させる。 Subsequently, using TMGa, ammonia, SiH 4 as the dopant source, and hydrogen as the carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 920 ° C. And an n-type GaN intermediate layer having a thickness of 0.1 to 2.0 μm, for example, 1.0 μm and an impurity concentration of 5 × 10 17 to 1 × 10 19 cm −3 , for example, 2 × 10 18 cm −3. Grow 533.
以下は、上記の第１６の実施の形態の同様に、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、１．０μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層５３４、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層５３５、ＭＱＷ活性層５３６、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層５３７、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、２．０×１０17ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層５３８、及び、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮコンタクト層５３９を順次エピタキシャル成長させる。
In the following, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 1.0 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 20 cm − as in the sixteenth embodiment. 3 , for example, 1.0 × 10 18 cm −3 n-type Al 0.15 Ga 0.85
なお、この場合のＭＱＷ活性層５３６も、厚さ１ｎｍ〜５ｎｍ未満、例えば、３ｎｍのアンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層で分離された厚さ３〜１０ｎｍ、例えば、４ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎウエル層を２〜１０層、例えば、３層成長させて形成する。
In this case, the MQW
次いで、ドライエッチングによりｎ型ＧａＮ中間層５３３の一部を露出させて、ｎ側電極としてＴｉ電極５４０を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層５３９上にはｐ側電極として幅Ｗが３μｍのＮｉ電極５４１を設けたのち、ドライ・エッチングを施して共振器面となる間隔Ｌが７００μｍとなる一対の平行な端面を形成することによってＭＱＷ半導体レーザが完成する。
Next, a part of the n-type GaN
この本発明の第１７の実施の形態においても、ＭＱＷ活性層５１６を構成するバリア層の厚さを５ｎｍ未満にしているので、キャリアの注入効率が改善され、それによってキャリアの不均一注入をなくすことができる。
Also in the seventeenth embodiment of the present invention, since the thickness of the barrier layer constituting the MQW
また、この場合も、バリア層の膜厚の薄層化による歪低減効果を有効に利用するためには、バリア層の厚さを３ｎｍ以下とし、且つ、ＩｎＧａＮからなるバリア層のＩｎ組成比を０．０４以上にすることによって、結晶性の劣化を来すことなくバリア層の障壁の高さを低くすることができ、それによってキャリアの注入効率をより改善することができる。 Also in this case, in order to effectively use the strain reduction effect due to the thinning of the barrier layer, the thickness of the barrier layer is 3 nm or less, and the In composition ratio of the barrier layer made of InGaN is set to By setting it to 0.04 or more, the barrier height of the barrier layer can be lowered without causing deterioration of crystallinity, and thereby carrier injection efficiency can be further improved.
以上、本発明の第１６及び第１７の実施の形態を説明してきたが、本発明は上記の第１６及び第１７の実施の形態の構成に限られるものではなく、例えば、第１６及び第１７の実施の形態においては、多重量子井戸活性層としてＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ／Ｉｎ0.05Ｇａ0.95ＮからなるＭＱＷ構造を採用しているが、必要とする波長に応じて混晶比をＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（０≦ｘ＜１、０＜ｙ≦１）の範囲内で変えても良いものであり、且つ、それに伴って、光ガイド層及びクラッド層の混晶比をＡｌa Ｇａb Ｉｎ1-a-b Ｎ（０≦ａ≦１、０≦ｂ≦１）の範囲内で変えても良い。 Although the sixteenth and seventeenth embodiments of the present invention have been described above, the present invention is not limited to the configurations of the sixteenth and seventeenth embodiments described above, and for example, the sixteenth and seventeenth embodiments. In this embodiment, the MQW structure made of In 0.15 Ga 0.85 N / In 0.05 Ga 0.95 N is adopted as the multiple quantum well active layer, but the mixed crystal ratio is changed to Al x Ga y according to the required wavelength. In 1-xy N (0 ≦ x <1, 0 <y ≦ 1) may be changed, and accordingly, the mixed crystal ratio of the light guide layer and the cladding layer is changed to Al a Ga. You may change within the range of bIn1 -abN (0 <= a <= 1, 0 <= b <= 1).
次に、図２１乃至図２３を参照して、オーバーフロー防止層、即ち、エレクトロンブロック層をアンドープ層或いはグレーデッド層にすることによりホールの注入効率を改善し、それによって、しきい値電流密度Ｊthを低減させる、本発明の第１８及び第１９の実施の形態を説明する。
まず、図２１を参照して本発明の第１８の実施の形態のＭＱＷ半導体レーザを説明する。
図２１参照
まず、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるｎ型ＳｉＣ基板６１１上に、ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を成長ガスとして用いたＭＯＶＰＥ法によって、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ５０〜３００ｎｍ、例えば、５０ｎｍのＡｌＧａＮバッファ層６１２を成長させる。
Next, referring to FIG. 21 to FIG. 23, the hole injection efficiency is improved by making the overflow prevention layer, that is, the electron block layer, an undoped layer or a graded layer, and thereby the threshold current density J Eighteenth and nineteenth embodiments of the present invention that reduce th will be described.
First, an MQW semiconductor laser according to an eighteenth embodiment of the present invention will be described with reference to FIG.
21. First, TMGa, TMAl, ammonia, and hydrogen as a carrier gas are grown on an n-
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパント源としてＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとして水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９２０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０18ｃｍ-3のｎ型ＧａＮ中間層６１３を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, SiH 4 as the dopant source, and hydrogen as the carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 920 ° C. And an n-type GaN intermediate layer having a thickness of 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and an impurity concentration of 5 × 10 17 to 1 × 10 19 cm −3 , for example, 2 × 10 18
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパントとしてＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層６１４を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, SiH 4 as a dopant, and hydrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 950 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 20 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18 cm. -3 n-type Al 0.09 Ga 0.91
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍのアンドープＧａＮ光ガイド層６１５を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, and hydrogen as a carrier gas, a growth pressure of 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, a growth temperature of 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C., and a thickness of 10 An undoped GaN
引き続いて、ＴＭＧａ、ＴＭＩｎ、アンモニア、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を５５０〜９００℃、例えば、７００℃とした状態で、厚さ１ｎｍ〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎバリア層で分離された厚さ３〜１０ｎｍ、例えば、４ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎウエル層を２〜１０層、例えば、３層成長させてＭＱＷ活性層６１６を形成する。
Subsequently, using TMGa, TMIn, ammonia, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 550 to 900 ° C., for example, 700 ° C. 2 to 10 layers, for example, 3 layers of undoped In 0.15 Ga 0.85 N well layer having a thickness of 3 to 10 nm, for example, 4 nm, separated by an undoped In 0.03 Ga 0.97 N barrier layer of 1 nm to 10 nm, for example, 5 nm An MQW
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ５〜３０ｎｍ、例えば、２０ｎｍのアンドープＡｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層６１７を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 950 ° C. An undoped Al 0.18 Ga 0.82 N
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１３０℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜５．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮ光ガイド層６１８を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 1130 ° C. P-type having a thickness of 10 to 300 nm, for example, 100 nm, and an impurity concentration of 1.0 × 10 17 to 5.0 × 10 19 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18 cm −3 . A GaN
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、２．０×１０17ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層６１９を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, In a state of 950 ° C., the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 2.0 × A p-type Al 0.09 Ga 0.91 N clad
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９３０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０19ｃｍ-3、例えば、１．０×１０18ｃｍ-3のｐ型ＧａＮコンタクト層６２０を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 930 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.5 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 19 cm −3 , for example, 1.0 × 10 18. A cm −3 p-type
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板６１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極６２１を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層６２０上にはｐ側電極として厚さ１００ｎｍ、幅Ｗが３μｍのＮｉ電極６２２を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＭＱＷ半導体レーザが完成する。
Next, an
この第１８の実施の形態においては、Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層がアンドープ層であるので、ホール濃度が低下し、且つ、高い印加電圧Ｖを必要とするが、不純物による散乱がなくなるので実効移動度が大きくなり、したがって、従来のようにエレクトロンブロック層を５．０×１０17ｃｍ-3〜５．０×１０19ｃｍ-3程度の不純物濃度のｐ型層で形成した場合に対するホール濃度の低下分を補うことになり、総合的にはホールの注入効率の改善効果が期待されるものである。
なお、ＧａＮ系半導体におけるアンドープ層の不純物濃度は、一般的には１．０×１０17ｃｍ-3未満であるので、意図的ドープした場合にも、１．０×１０17ｃｍ-3未満であれば、アンドープ層と同様の効果が得られる。
In the eighteenth embodiment, since the Al 0.18 Ga 0.82 N electron blocking layer is an undoped layer, the hole concentration is reduced and a high applied voltage V is required, but since scattering due to impurities is eliminated, it is effective. Therefore, the mobility is increased, and therefore the hole concentration with respect to the case where the electron block layer is formed with a p-type layer having an impurity concentration of about 5.0 × 10 17 cm −3 to 5.0 × 10 19 cm −3 as in the prior art. As a result, the effect of improving the hole injection efficiency is generally expected.
Since the impurity concentration of the undoped layer in the GaN-based semiconductor is generally less than 1.0 × 10 17 cm −3 , even when intentionally doped, the impurity concentration is less than 1.0 × 10 17 cm −3 . If present, the same effect as the undoped layer can be obtained.
また、上記の第１８の実施の形態におけるｐ側光ガイド層は、説明を簡単にするためにｐ型層で構成しているが、アンドープ層で構成しても良いものであり、また、ｎ側光ガイド層はアンドープ層で構成しているが、ｎ型層で構成しても良いものである。 The p-side light guide layer in the eighteenth embodiment is composed of a p-type layer for the sake of simplicity, but may be composed of an undoped layer, and n The side light guide layer is composed of an undoped layer, but may be composed of an n-type layer.
次に、図２２及び図２３を参照して、本発明の第１９の実施の形態のＭＱＷ半導体レーザを説明する。
なお、図２２（ａ）は、本発明の第１９の実施の形態のＭＱＷ半導体レーザの光軸に垂直な断面図であり、また、図２２（ｂ）は、ＭＱＷ活性層近傍のバンドダイヤグラムであり、さらに、図２３は効果の説明図である。
図２２（ａ）参照
まず、上記の第１８実施の形態と全く同様に、ｎ型ＳｉＣ基板６１１上に、ＡｌＧａＮバッファ層６１２、ｎ型ＧａＮ中間層６１３、ｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層６１４、アンドープＧａＮ光ガイド層６１５、及び、ＭＱＷ活性層６１６を形成する。
Next, an MQW semiconductor laser according to a nineteenth embodiment of the present invention is described with reference to FIGS.
FIG. 22A is a cross-sectional view perpendicular to the optical axis of the MQW semiconductor laser according to the nineteenth embodiment of the present invention, and FIG. 22B is a band diagram near the MQW active layer. Furthermore, FIG. 23 is an explanatory diagram of the effect.
First, as in the eighteenth embodiment, an
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、ＴＭＡｌを０から徐々に連続的に増加させて厚さ１〜２０ｎｍ、例えば、１０ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０15〜３．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０19ｃｍ-3のｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２３を成長させ、次いで、ＴＭＡｌ／ＴＭＧＡ比率を一定にして厚さ１〜２０ｎｍ、例えば、１０ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０15〜３．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０19ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎ層６２４を成長させ、次いで、ＴＭＡｌ／ＴＭＧＡ比率を０まで連続的に減少させて厚さ１〜２０ｎｍ、例えば、１０ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０15〜３．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．０×１０19ｃｍ-3のｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２５を成長させ、これらのｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２３、ｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎ層６２４、及び、ｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２５によって禁制帯幅がスムースに連続的に変化するｐ型エレクトロンブロック層６２６を形成する。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, In a state of 950 ° C., TMAl is gradually and continuously increased from 0 to a thickness of 1 to 20 nm, for example, 10 nm, and an impurity concentration of 1.0 × 10 15 to 3.0 × 10 20 cm −3 , For example, a p-type graded
以降は、再び、第１８の実施の形態と全く同様に、ｐ型ＧａＮ光ガイド層６１８、ｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層６１９、及び、ｐ型ＧａＮコンタクト層６２０を順次成長させる。
Thereafter, the p-type GaN
次いで、ドライ・エッチングによりｐ型ＧａＮコンタクト層６２０及びｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層６１９をメサエッチングし、ｎ型ＳｉＣ基板６１１の裏面にはｎ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極６２１を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層６２０上にはストライプ状開口を有するＳｉＯ2 膜６２７を介してｐ側電極として厚さ１００ｎｍのＮｉ電極６２２を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＭＱＷ半導体レーザが完成する。
Next, the p-type
図２２（ｂ）参照
この本発明の第１９の実施の形態においては、ｐ型エレクトロンブロック層６２６を、ｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２３、ｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎ層６２４、及び、ｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２５によって構成しているので、禁制帯幅をスムースに連続的に変化させることができると共に、電子親和力も連続的に変化させることができ、それによって、ｎ側においてはＭＱＷ活性層６１６を構成するＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎバリア層とｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２３との間の電子親和力の差を殆どなくすことができ、それによってＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎバリア層とｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２３との界面にホールに対する電位障壁となるノッチが形成されることがない。
In FIG. 22 (b), in the nineteenth embodiment of the present invention, the p-type
また、ｐ側においてはｐ型ＧａＮ光ガイド層６１８とｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２５との間の電子親和力の差をなくすことができ、それによってｐ型ＧａＮ光ガイド層６１８とｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２５との界面においてもホールに対する電位障壁となるノッチが形成されることがない。
Further, on the p side, the difference in electron affinity between the p-type GaN
したがって、ｐ型エレクトロンブロック層６２６の両側において、ホールに対する電位障壁となるノッチが形成されないので、ホールの注入効率が改善され、それによって駆動電圧を低下することができる。
Accordingly, since notches serving as potential barriers for holes are not formed on both sides of the p-type
図２３参照
図２３は、ｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２３及びｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２５を設けた場合の効果を説明するためのシミュレーションによる電圧−電流特性を示す図である。
図から明らかなように、ｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２３及びｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層６２５を設けることにより、従来の様に、オーバーフロー防止層、即ち、エレクトロンブロック層にグレーデッド層を設けない場合に比べて、駆動電圧を低くできることが理解され、これは上述の様にノッチの形成を抑制したことに起因するものである。
FIG. 23 is a diagram showing voltage-current characteristics by simulation for explaining the effect when the p-type graded
As is apparent from the figure, when the p-type graded
なお、この第１９の実施の形態の説明においては、グレーデッド層を組成が一定のｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎ層６２４の両側に設けているが、何方か一方のみに設けても良いものであり、両方設ける場合に比べてホールの注入効率の改善の程度は低いものの、グレーデッド層を設けない場合に比べてホールの注入効率が改善される。 In the description of the nineteenth embodiment, graded layers are provided on both sides of a p-type Al 0.18 Ga 0.82 N layer 624 having a constant composition, but may be provided on only one of them. Although the degree of improvement in hole injection efficiency is low compared to the case where both are provided, the hole injection efficiency is improved compared to the case where no graded layer is provided.
また、上記の第１９の実施の形態においては、ｐ型エレクトロンブロック層２２６の不純物濃度として、従来と同様に価電子帯側に不純物伝導による寄与が顕著にならない程度の不純物濃度を採用しているが、１．５×１０19ｃｍ-3以上、より好適には、７×１０19ｃｍ-3以上の高濃度にドープしても良いものであり、この場合には、不純物伝導によるホールの注入効率の改善と、ノッチの消滅によるホールの注入効率の改善との両方の寄与が期待される。
In the nineteenth embodiment, as the impurity concentration of the p-type
さらに、上記の第１９の実施の形態におけるｐ型エレクトロンブロック層６２６を、上記の第１８の実施の形態と同様に、アンドープ層としても良く、この場合には、アンドープ化に伴うホールの実効移動度の向上によるホールの注入効率の改善と、ノッチの消滅によるホールの注入効率の改善との両方の寄与が期待される。
Further, the p-type
なお、上記の第１９の実施の形態及びその変形例においても、ｐ側光ガイド層をｐ型ＧａＮ光ガイド層６１８の代わりにアンドープＧａＮ光ガイド層を用いて構成しても良く、また、ｎ側光ガイド層をアンドープＧａＮ光ガイド層６１５の代わりにｎ型ＧａＮ光ガイド層を用いて構成しても良い。
In the nineteenth embodiment and its modifications, the p-side light guide layer may be configured using an undoped GaN light guide layer instead of the p-type GaN
以上、本発明の第１８及び第１９の実施の形態を説明してきたが、本発明は上記の第１８及び第１９の実施の形態の構成に限られるものではなく、例えば、ＳｉＣ基板ではなく従来と同様にサファイア基板を用いても良いものであり、その場合には、まず、従来と同様に、（０００１）面を主面とするサファイア基板上に、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとして水素を成長ガスとして用いたＭＯＶＰＥ法によって、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、５００℃の成長温度において、厚さ０．０３μｍのＧａＮ低温バッファ層を成長させ、次いで、ＴＭＧａ、アンモニア、及び、キャリアガスとして水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、９５０℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、１．０μｍのｎ型ＧａＮ中間層を成長させる。 The eighteenth and nineteenth embodiments of the present invention have been described above. However, the present invention is not limited to the configurations of the eighteenth and nineteenth embodiments described above. For example, the present invention is not a SiC substrate but a conventional one. A sapphire substrate may be used in the same manner as described above. In that case, TMGa, ammonia, and hydrogen as a carrier gas are first formed on a sapphire substrate having a (0001) plane as a main surface, as in the prior art. A GaN low temperature buffer layer having a thickness of 0.03 μm is grown at a growth temperature of 500 ° C. at a growth pressure of 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and then TMGa, ammonia, and , Using hydrogen as a carrier gas, a growth pressure of 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and a growth temperature of 800 1200 ° C., for example, while a 950 ° C., the thickness of 0.1 to 2.0 [mu] m, for example, to grow the n-type GaN intermediate layer of 1.0 .mu.m.
以降は、上記の第１８及び第１９の実施の形態の全く同様に、ｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層、ｎ側ＧａＮ光ガイド層、ＭＱＷ活性層、エレクトロンブロック層、ｐ側ＧａＮ光ガイド層、ｐ型ＧａＮ光ガイド層、ｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層、及び、ｐ型ＧａＮコンタクト層を順次エピタキシャル成長させる。
なお、この場合のエレクトロンブロック層は、対応する実施の形態に応じた構成とする。
Thereafter, the n-type Al 0.09 Ga 0.91 N clad layer, the n-side GaN light guide layer, the MQW active layer, the electron block layer, and the p-side GaN light guide layer are exactly the same as in the eighteenth and nineteenth embodiments. Then, a p-type GaN optical guide layer, a p-type Al 0.09 Ga 0.91 N cladding layer, and a p-type GaN contact layer are sequentially epitaxially grown.
In this case, the electron block layer has a structure according to the corresponding embodiment.
次いで、それ以降は、従来例と同様に、ドライ・エッチングによりｐ型ＧａＮ層及びｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層をメサエッチングすると共に、ｎ型ＧａＮ中間層の一部を露出させて、ｎ型ＧａＮ中間層の露出部にＴｉ／Ａｕからなるｎ側電極を設けると共に、ｐ型ＧａＮコンタクト層上にはストライプ状開口を有するＳｉＯ2 膜を介してＮｉ／Ａｕからなるｐ側電極を設け、次いでドライ・エッチングを施して共振器面となる一対の平行な端面を形成すれば良い。 Subsequently, similarly to the conventional example, the p-type GaN layer and the p-type Al 0.09 Ga 0.91 N cladding layer are mesa-etched by dry etching, and a part of the n-type GaN intermediate layer is exposed to form n An n-side electrode made of Ti / Au is provided on the exposed portion of the type GaN intermediate layer, and a p-side electrode made of Ni / Au is provided on the p-type GaN contact layer through a SiO 2 film having a stripe-shaped opening, Next, dry etching may be performed to form a pair of parallel end faces to be a resonator surface.
また、上記の第１８及び第１９の実施の形態においては、多重量子井戸活性層としてＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ／Ｉｎ0.03Ｇａ0.97ＮからなるＭＱＷ構造を採用しているが、必要とする波長に応じて混晶比をＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（０≦ｘ＜１、０＜ｙ≦１）の範囲内で変えても良いものであり、且つ、それに伴って、光ガイド層及びクラッド層の混晶比をＡｌa Ｇａb Ｉｎ1-a-b Ｎ（０≦ａ≦１、０≦ｂ≦１）の範囲内で変えても良い。 In the eighteenth and nineteenth embodiments described above, the MQW structure made of In 0.15 Ga 0.85 N / In 0.03 Ga 0.97 N is adopted as the multiple quantum well active layer, depending on the required wavelength. Thus, the mixed crystal ratio may be changed within the range of Al x Ga y In 1-xy N (0 ≦ x <1, 0 <y ≦ 1), and accordingly, the light guide layer and the cladding The mixed crystal ratio of the layers may be changed within the range of Al a Ga b In 1-ab N (0 ≦ a ≦ 1, 0 ≦ b ≦ 1).
例えば、上記の第１８及び第１９の実施の形態においては、バリア層としてはＩｎＧａＮウエル層に対してＩｎＧａＮを用いているが、ＩｎＧａＮの代わりにＡｌＧａＮ或いはＧａＮを用いても良いものであり、特に、ＡｌＧａＮ或いはＧａＮを用いた場合には、バリア層とグレーデッド層を用いたエレクトロンブロック層との界面におけるノッチを完全に消滅することができる。 For example, in the eighteenth and nineteenth embodiments described above, InGaN is used for the InGaN well layer as the barrier layer, but AlGaN or GaN may be used instead of InGaN. When AlGaN or GaN is used, the notch at the interface between the barrier layer and the electron block layer using the graded layer can be completely eliminated.
次に、図２４乃至図３０を参照して、エレクトロンブロック層の不純物濃度を７×１０19ｃｍ-3以上とすると共に、エレクトロンブロック層の成長温度を６００℃〜９００℃とすることによって、電子のオーバーフローを防止し、それによって、しきい値電流密度を低減させる、本発明の第２０の実施の形態を説明する。
まず、図２４を参照して、本発明の第２０の実施の形態の短波長半導体レーザの製造工程を説明する。
図２４参照
まず、改良レイリー法によりバルク成長させた、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるキャリア濃度が４×１０18ｃｍ-3のｎ型ＳｉＣ基板７１１上に、ＴＭＧａ、ＴＭＡｌ、アンモニア、ドーパント源としてＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとしての水素を成長ガスとして用いたＭＯＶＰＥ法によって、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１００℃とした状態で、厚さ５０ｎｍ〜５μｍ、例えば、３５０ｎｍで、不純物濃度が不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、８×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎバッファ層７１２を成長させる。
Next, referring to FIGS. 24 to 30, the electron block layer has an impurity concentration of 7 × 10 19 cm −3 or more and the electron block layer growth temperature is set to 600 ° C. to 900 ° C. A twentieth embodiment of the present invention will be described that prevents the overflow of the current and thereby reduces the threshold current density.
First, with reference to FIG. 24, the manufacturing process of the short wavelength semiconductor laser of the 20th Embodiment of this invention is demonstrated.
24. First, n-type SiC having a carrier concentration of 4 × 10 18 cm −3 made of hexagonal 6H—SiC having a (0001) plane, that is, a c-plane as a main surface, is grown in bulk by the modified Rayleigh method. On the
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパントとしてＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１００℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、２．０×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層７１３を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, SiH 4 as a dopant, and hydrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 1100 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.55 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 20 cm −3 , for example, 2.0 × 10 18 cm. -3 n-type Al 0.09 Ga 0.91
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ドーパントとしてＳｉＨ4 、及び、キャリアガスとしての水素を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１００℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍで、不純物濃度が５×１０17〜１×１０19ｃｍ-3、例えば、２×１０18ｃｍ-3のｎ型ＧａＮ光ガイド層７１４を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, SiH 4 as a dopant, and hydrogen as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 1100 ° C. Then, an n-type GaN
引き続いて、ＴＭＧａ、ＴＭＩｎ、アンモニア、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を６００〜９００℃、例えば、７８０℃とした状態で、厚さ１ｎｍ〜１０ｎｍ、例えば、５ｎｍのアンドープＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎバリア層で分離された厚さ３〜１０ｎｍ、例えば、４ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎウエル層を２〜１０層、例えば、３層成長させてＭＱＷ活性層７１５を形成する。
Subsequently, using TMGa, TMIn, ammonia, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 600 to 900 ° C., for example, 780 ° C. 2 to 10 layers, for example, 3 layers of undoped In 0.15 Ga 0.85 N well layer having a thickness of 3 to 10 nm, for example, 4 nm, separated by an undoped In 0.03 Ga 0.97 N barrier layer having a thickness of 1 to 10 nm, for example, 5 nm An MQW
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を６００〜９００℃、例えば、７８０℃とした状態で、厚さ５〜３０ｎｍ、例えば、２０ｎｍで、不純物濃度が７×１０19ｃｍ-3以上、例えば、１×１０20ｃｍ-3のｐ+ 型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 600 to 900 ° C., for example, A p + type Al 0.18 Ga 0.82 N electron block having a thickness of 5 to 30 nm, for example, 20 nm, and an impurity concentration of 7 × 10 19 cm −3 or more, for example, 1 × 10 20 cm −3 at 780 °
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１００℃とした状態で、厚さ１０〜３００ｎｍ、例えば、１００ｎｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．５×１０19ｃｍ-3のｐ型ＧａＮ光ガイド層７１７を成長させる。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 1100 ° C. P-type having a thickness of 10 to 300 nm, for example, 100 nm, and an impurity concentration of 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 20 cm −3 , for example, 1.5 × 10 19 cm −3 . A GaN
引き続いて、ＴＭＡｌ、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１００℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．５５μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．５×１０19ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層７１８を成長させる。
Subsequently, using TMAl, TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, In a state of 1100 ° C., the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.55 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 20 cm −3 , for example, 1.5 × A p-type Al 0.09 Ga 0.91 N clad
引き続いて、ＴＭＧａ、アンモニア、ビスシクロペンタジエニルマグネシウム、及び、キャリアガスとしてのＮ2 を用いて、成長圧力を７０〜７６０Ｔｏｒｒ、例えば、１００Ｔｏｒｒとし、成長温度を８００〜１２００℃、例えば、１１００℃とした状態で、厚さ０．１〜２．０μｍ、例えば、０．１μｍで、不純物濃度が１．０×１０17〜１．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．５×１０19ｃｍ-3のｐ型ＧａＮ第１コンタクト層７１９を成長させ、引き続いて、ｐ型ＧａＮ第１コンタクト層７１９と同じ条件で、不純物濃度が５．０×１０19〜５．０×１０20ｃｍ-3、例えば、１．５×１０20ｃｍ-3で、厚さが５〜５０ｎｍ、例えば、２０ｎｍのｐ+ 型ＧａＮ第２コンタクト層７２０を成長させる。
なお、この場合の成長速度は、ｎ型層７１２〜７１４については、２μｍ／ｈｒとし、ＭＱＷ活性層７１５については、０．３μｍ／ｈｒとし、ｐ+ 型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６については、０．９μｍ／ｈｒとし、また、ｐ型層７１７〜７２０については、２．６μｍ／ｈｒとする。
Subsequently, using TMGa, ammonia, biscyclopentadienylmagnesium, and N 2 as a carrier gas, the growth pressure is set to 70 to 760 Torr, for example, 100 Torr, and the growth temperature is set to 800 to 1200 ° C., for example, 1100 ° C. In this state, the thickness is 0.1 to 2.0 μm, for example, 0.1 μm, and the impurity concentration is 1.0 × 10 17 to 1.0 × 10 20 cm −3 , for example, 1.5 × 10 19. A p-type GaN
The growth rate in this case is 2 μm / hr for the n-
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板７１１の裏面を研磨して、全体の厚さが１００μｍ程度まで薄くしたのち、ドライ・エッチングによりｐ+ 型ＧａＮ第２コンタクト層７２０乃至ｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層７１８をメサエッチングして、例えば、幅が４μｍで高さが０．５μｍのストライプ状メサを形成する。
Next, after polishing the back surface of the n-
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板７１１の裏面にはＮｉ／Ｔｉ／Ａｕからなるｎ側電極７２２を設けると共に、ｐ+ 型ＧａＮ第２コンタクト層７２０上には、例えば、幅が２μｍのストライプ状開口を有するＳｉＯ2 膜７２１を介してＮｉ／Ｔｉ／Ａｕからなるｐ側電極７２３を設け、共振器長Ｌが７００μｍとなるように素子分割することによってＭＱＷ半導体レーザが完成する。
なお、ストライプの方向は〈１−１００〉方向とし、劈開面は（１−１００）面とする。
Next, an n-
The stripe direction is the <1-100> direction, and the cleavage plane is the (1-100) plane.
図２５参照
図２５は上記の第２０の実施の形態のＭＱＷ半導体レーザの電流−光出力特性を測定した結果の内、最もしきい値電流の小さかった素子の電流−光出力特性を示すものであり、図から明らかなように、しきい値電流の最小値は３８０ｍＡであった。
また、図示しないものの、今回測定した内での最大値は６００ｍＡで、平均は５００ｍＡであり、それ以前のしきい値電流である６５０〜１６００ｍＡ、平均値９００ｍＡに比較して大幅にしきい値電流が低減している。
FIG. 25 shows the current-light output characteristics of the element having the smallest threshold current among the results of measuring the current-light output characteristics of the MQW semiconductor laser of the twentieth embodiment. As is clear from the figure, the minimum value of the threshold current was 380 mA.
Although not shown, the maximum value measured this time is 600 mA, the average is 500 mA, and the threshold current is significantly larger than the previous threshold currents of 650 to 1600 mA and the average value of 900 mA. Reduced.
この様な、ｐ+ 型エレクトロンブロック層を用いた効果を確認するために、上記の半導体レーザと同様の結晶成長工程で表面発光型ＬＥＤを作製して発光スペクトルを測定したので、その結果を図２６及び図２８を参照して説明する。
図２６（ａ）及び（ｂ）参照
図２６（ｂ）は、測定のために作製した表面発光型ＬＥＤの概略的断面図であり、また、図２６（ａ）は上面図であり、（０００１）面、即ち、ｃ面を主面とする六方晶の６Ｈ−ＳｉＣからなるキャリア濃度が４×１０18ｃｍ-3のｎ型ＳｉＣ基板７３１上に、厚さが０．３５μｍで、不純物濃度が不純物濃度が８×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎバッファ層７３２、厚さが０．５５μｍで、不純物濃度が２．０×１０18ｃｍ-3のｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層７３３、厚さ１００ｎｍで、不純物濃度が２×１０18ｃｍ-3のｎ型ＧａＮ光ガイド層７３４、厚さが５ｎｍのアンドープＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎバリア層で分離された厚さ４ｎｍのアンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎウエル層を３層成長させたＭＱＷ活性層７３５、厚さが２０ｎｍのｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層７３６、厚さが１００ｎｍで、不純物濃度が５．０×１０19ｃｍ-3のｐ型ＧａＮ光ガイド層７３７、厚さが０．２μｍで、不純物濃度が５．０×１０19ｃｍ-3のｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層７３８、厚さが０．１μｍで、不純物濃度が５．０×１０19ｃｍ-3のｐ型ＧａＮ第１コンタクト層７３９、厚さが２０ｎｍで、不純物濃度が１．５×１０20ｃｍ-3のｐ+ 型ＧａＮ第２コンタクト層７４０を順次堆積させる。
In order to confirm the effect of using such a p + -type electron block layer, a surface-emitting LED was fabricated in the same crystal growth process as the above semiconductor laser, and the emission spectrum was measured. 26 and FIG. 28 will be described.
26 (a) and 26 (b). FIG. 26 (b) is a schematic cross-sectional view of a surface-emitting LED manufactured for measurement, and FIG. 26 (a) is a top view. ) Plane, that is, on the n-type SiC substrate 731 having a carrier concentration of 4 × 10 18 cm −3 made of hexagonal 6H—SiC with the c-plane as the principal plane, the thickness is 0.35 μm and the impurity concentration is n-type Al 0.09 Ga 0.91 n buffer layer 732 of impurity concentration 8 × 10 18 cm -3, a thickness of 0.55 .mu.m, the impurity concentration is 2.0 × 10 18 cm -3 n-type Al 0.09 Ga 0.91 n Clad layer 733, n-type GaN light guide layer 734 with a thickness of 100 nm and impurity concentration of 2 × 10 18 cm −3 , 4 nm thick undoped separated by an undoped In 0.03 Ga 0.97 N barrier layer with a thickness of 5 nm an In 0.15 Ga 0.85 N-well layer grown three-layer MQW Sex layer 735, a thickness of 20 nm p-type Al 0.18 Ga 0.82 N electron blocking layer 736, a thickness of 100 nm, p-type GaN optical guide layer 737 of impurity concentration is 5.0 × 10 19 cm -3, thickness in but 0.2 [mu] m, p-type Al 0.09 Ga 0.91 N cladding layer 738 of impurity concentration is 5.0 × 10 19 cm -3, a thickness of 0.1 [mu] m, the impurity concentration is 5.0 × 10 19 cm -3 A p + -type GaN second contact layer 740 having a thickness of 20 nm and an impurity concentration of 1.5 × 10 20 cm −3 is sequentially deposited.
次いで、ｎ型ＳｉＣ基板７３１の裏面にはＮｉ／Ｔｉ／Ａｕからなるｎ側電極７４１を設けるとともに、ｐ+ 型ＧａＮ第２コンタクト層７４０の表面には略正方形の開口部を有するＳｉＯ2 膜７４２を介してＮｉ／Ａｕからなる半透明電極７４３を設け、その周囲にＮｉ／Ａｕからなるボンディングパッド７４４を設けることによってｐ側電極を形成する。
なお、半透明電極７４３を介して見えているｐ+ 型ＧａＮ第２コンタクト層７４０の寸法は３７μｍ角であり、また、素子寸法は３００μｍ角である。
Next, an n-
The p + -type GaN
この様な、表面発光型ＬＥＤを、ｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層７３６のＭｇ濃度を０〜２×１０20ｃｍ-3の範囲で変化させるとともに、ｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層７３６の成長温度を７８０℃及び１１００℃の２つの温度にして結晶成長を行った。
In such a surface emitting LED, the Mg concentration of the p-type Al 0.18 Ga 0.82 N
ついで、この表面発光型ＬＥＤに、室温において、幅１００μｓで、周波数が１ｋＨｚのパルス電流を順方向に１００ｍＡ通電し、半透明電極７４３から放射される光をレンズで集光したのち、グレーティングを通して分光し、光電子増倍管により検出することによって測定を行った。
Next, a 100 mA pulse current with a width of 100 μs and a frequency of 1 kHz is applied to the surface-emitting LED at room temperature in the forward direction, and the light emitted from the
図２７参照
図２７は、表面発光型ＬＥＤとして、従来の条件であるエレクトロンブロック層のＭｇ濃度が５×１０19ｃｍ-3で、成長温度が１１００℃の試料と、新条件であるエレクトロンブロック層のＭｇ濃度が１×１０20ｃｍ-3で、成長温度が７８０℃の試料との測定結果を比較したものである。
図から明らかなように、新条件において、ＩｎＧａＮからなるＭＱＷ活性層７３５の発光中心波長である４００ｎｍ近傍の発光強度が格段に強くなっており、強度比にして約１０倍になっている。
FIG. 27 shows a sample of a surface-emitting LED in which the electron concentration of the electron block layer as a conventional condition is 5 × 10 19 cm −3 and the growth temperature is 1100 ° C., and the electron block layer as a new condition. This is a comparison of measurement results with a sample having a Mg concentration of 1 × 10 20 cm −3 and a growth temperature of 780 ° C.
As is apparent from the figure, the emission intensity in the vicinity of 400 nm, which is the emission center wavelength of the MQW
また、従来条件のＬＥＤにおいては、波長３６３ｎｍをピークにしたｐ型ＧａＮ光ガイド層７３７の発光が存在するが、新条件のＬＥＤにおいては、この波長帯の発光がほとんど見られず、このことから、ｐ型ＧａＮ光ガイド層７３７へオーバーフローする電子が無くなったものと考えられる。
In addition, in the conventional condition LED, the p-type GaN
図２８（ａ）参照
図２８（ａ）は、ＩｎＧａＮからなるＭＱＷ活性層７３５における発光強度のＭｇ濃度依存性を表す図であり、図から明らかなように、７×１０19ｃｍ-3近傍を境にして発光強度が急激に増加し、従来条件の場合と比較すると３桁程度増加する。
また、同じＭｇ濃度の場合には、成長温度を７８０℃とした新条件の場合に、２桁程度以上の発光強度の増加が見られる。
FIG. 28A is a diagram showing the Mg concentration dependence of the emission intensity in the MQW
Further, in the case of the same Mg concentration, the emission intensity increases by about two orders of magnitude or more under the new condition where the growth temperature is 780 ° C.
図２８（ｂ）参照
図２８（ｂ）は、ｐ型ＧａＮ光ガイド層７３７における発光強度のＭｇ濃度依存性を表す図であり、図から明らかなように、５×１０19ｃｍ-3近傍を境にして発光強度が減少するが、成長温度を７８０℃とした新条件の場合には、Ｍｇ濃度を７×１０19ｃｍ-3以上とした場合に、発光がほとんど観測されなかった。
Refer to FIG.
FIG. 28B is a diagram showing the Mg concentration dependence of the emission intensity in the p-type GaN
以上の図２７及び図２８の測定結果から、上記の第２０の実施の形態の様に、ｐ+ 型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６のＭｇ濃度を７×１０19ｃｍ-3以上、より好適には、１×１０20ｃｍ-3以上にすることによって電子のオーバーフローを防止することができ、ＭＱＷ活性層７１５において効率良く再結合が行われるので、しきい値電流密度Ｊthの低減が可能になる。
From the measurement results of FIGS. 27 and 28, the Mg concentration of the p + -type Al 0.18 Ga 0.82 N
特に、ｐ+ 型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６の結晶成長温度をＭＱＷ活性層７１５と同じ範囲の６００℃〜９００℃、例えば、７８０℃とした場合に、効果が顕著になる。
なお、下限の６００℃はＩｎＧａＮの単結晶成長が可能な温度の下限であり、また、上限の９００℃はＩｎＧａＮの成長温度の実質的な上限である。
In particular, when the crystal growth temperature of the p + -type Al 0.18 Ga 0.82 N
The lower limit of 600 ° C. is the lower limit of the temperature at which InGaN single crystal growth is possible, and the upper limit of 900 ° C. is the substantial upper limit of the InGaN growth temperature.
この様に、ｐ+ 型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６のＭｇ濃度を７×１０19ｃｍ-3以上にすることにより、電子のオーバーフローがほぼ完全に抑制される理由は不明であるが、１．０×１０20ｃｍ-3はＭｇが活性化する濃度限界以上の高不純物濃度であるので、ｐ+ 型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６の価電子帯側の禁制帯に高密度の不純物準位が形成され、この不純物準位がホールの注入効率の改善に役立ち、その結果、電子のオーバーフローが抑制されるとも考えられるので、この事情を図２９を参照して説明する。
Thus, the reason why the overflow of electrons is almost completely suppressed by setting the Mg concentration of the p + -type Al 0.18 Ga 0.82 N
図２９参照
図２９はＭＱＷ活性層７１５近傍のバンドダイヤグラムであり、ｐ型ＧａＮ光ガイド層７１７におけるホールは、不純物準位７２４によるトンネル伝導或いは不純物準位７２４を介した不純物伝導によってＭＱＷ活性層７１５に注入されるので、ホールの注入効率が改善され、その結果、従来においてはｐ型ＧａＮ光ガイド層７１７に滞留したホールの電界により引き寄せられていた電子が引き寄せられなくなるので、電子のオーバーフローが抑制されるのではないかと考えられ、それによって、しきい値電流密度Ｊth低くすることが可能になる。
29 is a band diagram in the vicinity of the MQW
図２９及び図４２（ａ）参照
また、このＭＱＷ半導体レーザを駆動する場合、ｐ型ＧａＮ光ガイド層７１７の価電子帯のバンド端が不純物準位７２４に達する程度に印加電圧Ｖをすれば良く、図２９と図４２（ａ）との対比から明らかなように、従来のＭＱＷ半導体レーザに比べて駆動電圧を低くすることが可能になる。
29 and FIG. 42A. Further, when driving this MQW semiconductor laser, the applied voltage V may be set so that the band edge of the valence band of the p-type GaN
次に、図３０を参照して、従来の短波長半導体レーザのｐ型エレクトロンブロック層、即ち、ｐ型オーバーフロー防止層におけるＭｇ濃度が５×１０19ｃｍ-3以下であった理由について検討する。
図３０（ａ）参照
図３０（ａ）は、ｐ型ＧａＮ層におけるｐ型キャリア濃度、即ち、ホール濃度のＭｇ濃度依存性を調べた図であり、Ｍｇ濃度が低い場合、ｐ型キャリア濃度はＭｇ濃度と共に増加するが、Ｍｇ濃度が約５×１０19ｃｍ-3の時に最大になり、それ以上のＭｇ濃度では逆に低下する。
Next, the reason why the Mg concentration in the p-type electron block layer of the conventional short wavelength semiconductor laser, that is, the p-type overflow prevention layer is 5 × 10 19 cm −3 or less will be discussed with reference to FIG.
FIG. 30A is a diagram in which the p-type carrier concentration in the p-type GaN layer, that is, the Mg concentration dependence of the hole concentration is examined. When the Mg concentration is low, the p-type carrier concentration is Although it increases with the Mg concentration, it becomes maximum when the Mg concentration is about 5 × 10 19 cm −3 , and decreases when the Mg concentration is higher than that.
この様なｐ型ＧａＮ層におけるｐ型キャリア濃度のＭｇ濃度依存性は、ｐ型ＡｌＧａＮ層についても成立するものであり、したがって、ｐ+ 型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層７１６においても、５×１０19ｃｍ-3を境としてｐ型キャリア濃度が低下すると考えられる。
Such a dependency of the p-type carrier concentration in the p-type GaN layer on the Mg concentration also holds true for the p-type AlGaN layer. Therefore, even in the p + -type Al 0.18 Ga 0.82 N
この様に、あるドーパント濃度を境として、それ以上のドーパント濃度でキャリア濃度が飽和或いは低下する現象は、他の化合物半導体においても一般的に見られる現象であり、従来の短波長半導体レーザにおいて、ｐ型エレクトロンブロック層のＭｇ濃度として５×１０19ｃｍ-3という値が用いられているのは、上述の事情によるものと推測される。 As described above, the phenomenon in which the carrier concentration is saturated or lowered at a dopant concentration higher than a certain dopant concentration is a phenomenon that is generally observed in other compound semiconductors. In a conventional short wavelength semiconductor laser, It is estimated that the value of 5 × 10 19 cm −3 is used as the Mg concentration of the p-type electron block layer due to the above-described circumstances.
したがって、本発明の第２０の実施の形態の様に、ｐ型エレクトロンブロック層のＭｇ濃度を７×１０19ｃｍ-3以上とすることは、ｐ型キャリア濃度を増加させる手段としては全く有効ではなく、かえって不利であるので、Ｍｇの濃度を７×１０19ｃｍ-3以上とすることによって電子のオーバーフローが抑制されるという本発明者による新たな知見なしには採用し得ない構成である。 Therefore, as in the twentieth embodiment of the present invention, setting the Mg concentration of the p-type electron block layer to 7 × 10 19 cm −3 or more is not quite effective as a means for increasing the p-type carrier concentration. However, since it is disadvantageous, it is a configuration that cannot be adopted without the new knowledge by the present inventors that the overflow of electrons is suppressed by setting the Mg concentration to 7 × 10 19 cm −3 or more.
また、キャリア濃度が飽和するような高ドーピング濃度領域においては、過剰ドーピングによる結晶性の低下という現象が見られることが一般的であり、結晶性の低下に伴ってキャリアの移動度も低下するので、他に特段の事情がない限り過剰ドーピングは採用されない手法であり、この点からも、ｐ型エレクトロンブロック層のＭｇ濃度を７×１０19ｃｍ-3以上にすることは予測し得ないものである。 In addition, in a high doping concentration region where the carrier concentration is saturated, a phenomenon of crystallinity deterioration due to overdoping is generally observed, and the mobility of the carrier decreases as the crystallinity decreases. This is a technique in which excessive doping is not employed unless there are other special circumstances. From this point of view, it is unpredictable that the Mg concentration of the p-type electron block layer is 7 × 10 19 cm −3 or more. is there.
図３０（ｂ）参照
図３０（ｂ）は、ＭＯＶＰＥ法で成長させたｐ型ＧａＮ層におけるｐ型キャリア濃度の成長温度依存性を調べた図であり、成長温度の上昇と共にｐ型キャリア濃度が増加する。
即ち、成長温度を低くするとｐ型キャリア濃度は増加せず、逆に低下することが分かる。
FIG. 30B is a diagram in which the growth temperature dependence of the p-type carrier concentration in the p-type GaN layer grown by the MOVPE method is examined. As the growth temperature increases, the p-type carrier concentration increases. To increase.
That is, it can be seen that when the growth temperature is lowered, the p-type carrier concentration does not increase but decreases.
この様なｐ型ＧａＮ層におけるｐ型キャリア濃度の成長温度依存性は、ｐ型ＡｌＧａＮ層についても成立するものであり、したがって、ｐ型エレクトロンブロック層の成長温度を、本発明のように６００℃〜９００℃とするこは、６００℃〜９００℃、より好適には７３０〜８３０℃、例えば、７８０℃とすることによって電子のオーバーフローが抑制されるという本発明者による新たな知見なしには採用し得ない構成である。 The growth temperature dependence of the p-type carrier concentration in such a p-type GaN layer is also established for the p-type AlGaN layer. Therefore, the growth temperature of the p-type electron block layer is set to 600 ° C. as in the present invention. ˜900 ° C. is adopted without new knowledge by the present inventors that the overflow of electrons is suppressed by setting the temperature to 600 ° C. to 900 ° C., more preferably 730 to 830 ° C., for example, 780 ° C. It is a configuration that cannot be done.
また、ＧａＮ層或いはＡｌＧａＮ層の成長温度を９００℃以下と低くすると、表面モホロジーが著しく悪化するため、通常は、ｐ型ＧａＮ層或いはｐ型ＡｌＧａＮ層の結晶成長温度として９００℃〜１２００℃の範囲、例えば、１１００℃の高い温度を採用しており、この点からも、ｐ型エレクトロンブロック層の結晶成長温度を６００℃〜９００℃にすることは予測し得ないものである。 Further, when the growth temperature of the GaN layer or AlGaN layer is lowered to 900 ° C. or lower, the surface morphology is remarkably deteriorated. Therefore, the crystal growth temperature of the p-type GaN layer or p-type AlGaN layer is usually in the range of 900 ° C. to 1200 ° C. For example, a high temperature of 1100 ° C. is adopted, and from this point, it is unpredictable that the crystal growth temperature of the p-type electron block layer is 600 ° C. to 900 ° C.
以上、本発明の第２０の実施の形態を説明してきたが、本発明は実施の形態に記載した構成に限られるものではなく、各種の変更が可能であり、例えば、ｐ型エレクトロンブロック層をＡｌ0.18Ｇａ0.82Ｎで構成しているが、この様な組成比に限られるものでなく、他の組成比のＡｌＧａＮでも良く、さらには、活性層及びｐ型クラッド層の組成に応じてＡｌx Ｇａy Ｉｎ1-x-y Ｎ（０＜ｘ＜１、０＜ｙ＜１）の範囲内で変えても良いものである。 The twentieth embodiment of the present invention has been described above. However, the present invention is not limited to the configuration described in the embodiment, and various modifications are possible. For example, a p-type electron block layer is used. Although it is composed of Al 0.18 Ga 0.82 N, it is not limited to such a composition ratio, AlGaN with other composition ratios may be used, and further, Al x depending on the composition of the active layer and the p-type cladding layer. It may be changed within the range of Ga y In 1-xy N (0 <x <1, 0 <y <1).
また、上記の本発明の第２０の実施の形態の説明においては、活性層としてウエル層が３層のＭＱＷ活性層を用いているが、他の構成のＭＱＷ活性層、例えば、厚さ５ｎｍの６層のＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎバリア層によって、厚さ２．５ｎｍの５層のＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎウエル層を交互に挟んだＭＱＷ活性層等を用いても良く、さらには、ＳＱＷ活性層を用いても良いものである。 In the description of the twentieth embodiment of the present invention, the MQW active layer having three well layers is used as the active layer. However, the MQW active layer having another structure, for example, a 5 nm-thick layer is used. An MQW active layer or the like in which five In 0.15 Ga 0.85 N well layers having a thickness of 2.5 nm are alternately sandwiched by six In 0.03 Ga 0.97 N barrier layers may be used. It may be used.
また、上記の本発明の第２０の実施の形態の説明においては、ｐ側光ガイド層をｐ型層で、また、ｎ側光ガイド層をｎ型層で構成しているが、少なくとも一方をアンドープ層で構成しても良いものである。 In the description of the twentieth embodiment of the present invention, the p-side light guide layer is a p-type layer and the n-side light guide layer is an n-type layer. It may be composed of an undoped layer.
１ 基板
２ クラッド層
３ 光ガイド層
４ 活性層
５ 光ガイド層
６ クラッド層
１１ ｎ型ＳｉＣ基板
１２ ＡｌＧａＮバッファ層
１３ ｎ型ＧａＮ中間層
１４ ｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
１５ アンドープＧａＮ光ガイド層
１６ ＳＱＷ活性層
１７ ｐ型ＧａＮ光ガイド層
１８ ｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
１９ ｐ型ＧａＮコンタクト層
２０ Ｎｉ電極
２１ Ｎｉ電極
２２ ＭＱＷ活性層
１１１ ｎ型ＳｉＣ基板
１１２ ＡｌＧａＮバッファ層
１１３ ｎ型ＧａＮ中間層
１１４ ｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
１１５ アンドープＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層
１１６ ＭＱＷ活性層
１１７ ｐ型ＧａＮ光ガイド層
１１８ ｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
１１９ ｐ型ＧａＮコンタクト層
１２０ Ｎｉ電極
１２１ Ｎｉ電極
１２２ ｎ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎクラッド層
１２３ アンドープＧａＮ光ガイド層
１２４ アンドープＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層
１２５ ＳＱＷ活性層
１２６ ｐ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎオーバーフロー防止層
２１１ ｎ型ＳｉＣ基板
２１２ ＡｌＧａＮバッファ層
２１３ ｎ型ＧａＮ中間層
２１４ ｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
２１５ アンドープＧａＮ光ガイド層
２１６ ＳＱＷ活性層
２１７ アンドープＧａＮ光ガイド層
２１８ ｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
２１９ ｐ型ＧａＮコンタクト層
２２０ Ｎｉ電極
２２１ Ｎｉ電極
２２２ アンドープＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層
２２３ アンドープＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎ光ガイド層
２２４ アンドープＩｎ0.03Ｇａ0.97Ｎ光ガイド層
２２５ ｐ型Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層
２２６ アンドープＧａＮ光ガイド層
２２７ アンドープグレーデッド光ガイド層
２２８ ｐ型グレーデッド光ガイド層
２２９ アンドープＡｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ光ガイド層
２３０ ｐ型逆グレーデッド光ガイド層
３１１ ｎ型ＳｉＣ基板
３１２ ＡｌＧａＮバッファ層
３１３ ｎ型ＧａＮ中間層
３１４ ｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
３１５ アンドープＧａＮ光ガイド層
３１６ ＭＱＷ活性層
３１７ アンドープＧａＮ光ガイド層
３１８ ｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
３１９ ｐ型ＧａＮコンタクト層
３２０ Ｎｉ電極
３２１ Ｎｉ電極
４１１ ｎ型ＳｉＣ基板
４１２ ＡｌＧａＮバッファ層
４１３ ｎ型ＧａＮ中間層
４１４ ｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
４１５ アンドープＧａＮ光ガイド層
４１６ ＳＱＷ活性層
４１７ アンドープＧａＮ光ガイド層
４１８ ｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
４１９ ｐ型ＧａＮ中間層
４２０ ｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
４２１ ｐ型ＧａＮコンタクト層
４２２ Ｎｉ電極
４２３ Ｎｉ電極
４２４ グレーデッド中間層
４２５ 多層構造中間層
５１１ ｎ型ＳｉＣ基板
５１２ ＡｌＧａＮバッファ層
５１３ ｎ型ＧａＮ中間層
５１４ ｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
５１５ アンドープＧａＮ光ガイド層
５１６ ＭＱＷ活性層
５１７ アンドープＩｎ0.15Ｇａ0.85Ｎウエル層
５１８ アンドープＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎバリア層
５１９ アンドープＧａＮ光ガイド層
５２０ ｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
５２１ ｐ型ＧａＮコンタクト層
５２２ Ｎｉ電極
５２３ Ｎｉ電極
５３１ サファイア基板
５３２ ＧａＮ低温バッファ層
５３３ ｎ型ＧａＮ中間層
５３４ ｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
５３５ アンドープＧａＮ光ガイド層
５３６ ＭＱＷ活性層
５３７ アンドープＧａＮ光ガイド層
５３８ ｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
５３９ ｐ型ＧａＮコンタクト層
５４０ Ｔｉ電極
５４１ Ｎｉ電極
６１１ ｎ型ＳｉＣ基板
６１２ ＡｌＧａＮバッファ層
６１３ ｎ型ＧａＮ中間層
６１４ ｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層
６１５ アンドープＧａＮ光ガイド層
６１６ ＭＱＷ活性層
６１７ アンドープＡｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層
６１８ ｐ型ＧａＮ光ガイド層
６１９ ｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層
６２０ ｐ型ＧａＮコンタクト層
６２１ Ｎｉ電極
６２２ Ｎｉ電極
６２３ ｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層
６２４ ｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎ層
６２５ ｐ型グレーデッドＡｌＧａＮ層
６２６ ｐ型エレクトロンブロック層
６２７ ＳｉＯ2 膜
７１１ ｎ型ＳｉＣ基板
７１２ ｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎバッファ層
７１３ ｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層
７１４ アンドープＧａＮ光ガイド層
７１５ ＭＱＷ活性層
７１６ ｐ+ 型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層
７１７ ｐ型ＧａＮ光ガイド層
７１８ ｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層
７１９ ｐ型ＧａＮ第１コンタクト層
７２０ ｐ+ 型ＧａＮ第２コンタクト層
７２１ ＳｉＯ2 膜
７２２ ｎ側電極
７２３ ｐ側電極
７２４ 不純物準位
７３１ ｎ型ＳｉＣ基板
７３２ ｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎバッファ層
７３３ ｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層
７３４ アンドープＧａＮ光ガイド層
７３５ ＭＱＷ活性層
７３６ ｐ+ 型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎエレクトロンブロック層
７３７ ｐ型ＧａＮ光ガイド層
７３８ ｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層
７３９ ｐ型ＧａＮ第１コンタクト層
７４０ ｐ+ 型ＧａＮ第２コンタクト層
７４１ ｎ側電極
７４２ ＳｉＯ2 膜
７４３ 半透明電極
７４４ ボンディングパッド
８１１ サファイア基板
８１２ ＧａＮバッファ層
８１３ ｎ型ＧａＮバッファ層
８１４ ｎ型Ｉｎ0.1 Ｇａ0.9 Ｎ層
８１５ ｎ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
８１６ ｎ型ＧａＮ光ガイド層
８１７ ＩｎＧａＮＭＱＷ活性層
８１８ ｐ型Ａｌ0.2 Ｇａ0.8 Ｎ層
８１９ ｐ型ＧａＮ光ガイド層
８２０ ｐ型Ａｌ0.15Ｇａ0.85Ｎクラッド層
８２１ ｐ型ＧａＮコンタクト層
８２２ ｎ側電極
８２３ ｐ側電極
８２４ ｎ型ＧａＮ層
８２５ Ｉｎ0.15Ｇａ0.85Ｎ活性層
８２６ ｐ型ＧａＮ層
８３１ サファイア基板
８３２ ＧａＮバッファ層
８３３ ｎ型ＧａＮ中間層
８３４ ｎ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層
８３５ ｎ型ＧａＮ光ガイド層
８３６ ＭＱＷ活性層
８３７ ｐ型Ａｌ0.18Ｇａ0.82Ｎオーバーフロー防止層
８３８ ｐ型ＧａＮ光ガイド層
８３９ ｐ型Ａｌ0.09Ｇａ0.91Ｎクラッド層
８４０ ｐ型ＧａＮコンタクト層
８４１ ｎ側電極
８４２ ＳｉＯ2 膜
８４３ ｐ側電極
８４４ 電圧印加時の価電子帯のバンド端
８４５ ノッチ
８４６ ノッチ
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 Substrate 2 Clad layer 3 Light guide layer 4 Active layer 5 Light guide layer 6 Clad layer 11 n-type SiC substrate 12 AlGaN buffer layer 13 n-type GaN intermediate layer 14 n-type Al 0.15 Ga 0.85 N clad layer 15 Undoped GaN light guide layer 16 SQW active layer 17 p-type GaN optical guide layer 18 p-type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer 19 p-type GaN contact layer 20 Ni electrode 21 Ni electrode 22 MQW active layer 111 n-type SiC substrate 112 AlGaN buffer layer 113 n-type GaN Intermediate layer 114 n-type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer 115 undoped Al 0.05 Ga 0.95 N light guide layer 116 MQW active layer 117 p-type GaN light guide layer 118 p-type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer 119 p-type GaN contact layer 120 Ni electrode 121 Ni electrode 122 Type Al 0.2 Ga 0.8 N cladding layer 123 an undoped GaN optical guide layer 124 an undoped Al 0.05 Ga 0.95 N optical guiding layer 125 SQW active layer 126 p-type Al 0.2 Ga 0.8 N overflow preventing layer 211 n-type SiC substrate 212 AlGaN buffer layer 213 n GaN intermediate layer 214 n-type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer 215 undoped GaN light guide layer 216 SQW active layer 217 undoped GaN light guide layer 218 p-type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer 219 p-type GaN contact layer 220 Ni electrode 221 Ni electrode 222 Undoped Al 0.05 Ga 0.95 N light guide layer 223 Undoped In 0.03 Ga 0.97 N light guide layer 224 Undoped In 0.03 Ga 0.97 N light guide layer 225 p-type Al 0.05 Ga 0.95 N light guide layer 226 Undoped G aN light guide layer 227 undoped graded light guide layer 228 p-type graded light guide layer 229 undoped Al 0.05 Ga 0.95 N light guide layer 230 p-type reverse graded light guide layer 311 n-type SiC substrate 312 AlGaN buffer layer 313 n-type GaN intermediate layer 314 n-type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer 315 Undoped GaN light guide layer 316 MQW active layer 317 Undoped GaN light guide layer 318 p-type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer 319 p-type GaN contact layer 320 Ni electrode 321 Ni electrode 411 n-type SiC substrate 412 AlGaN buffer layer 413 n-type GaN intermediate layer 414 n-type Al 0.15 Ga 0.85 n cladding layer 415 an undoped GaN optical guide layer 416 SQW active layer 417 an undoped GaN optical guide layer 41 p-type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer 419 p-type GaN intermediate layer 420 p-type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer 421 p-type GaN contact layer 422 Ni electrode 423 Ni electrode 424 graded intermediate layer 425 multilayer structure intermediate layer 511 n-type SiC substrate 512 AlGaN buffer layer 513 n-type GaN intermediate layer 514 n-type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer 515 undoped GaN light guide layer 516 MQW active layer 517 undoped In 0.15 Ga 0.85 N well layer 518 undoped In 0.05 Ga 0.95 N barrier layer 519 undoped GaN optical guide layer 520 p-type Al 0.15 Ga 0.85 n cladding layer 521 p-type GaN contact layer 522 Ni electrode 523 Ni electrode 531 sapphire substrate 532 GaN low-temperature buffer layer 533 n-type GaN intermediate layer 534 -Type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer 535 an undoped GaN optical guide layer 536 MQW active layer 537 an undoped GaN optical guide layer 538 p-type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer 539 p-type GaN contact layer 540 Ti electrode 541 Ni electrode 611 n-type SiC Substrate 612 AlGaN buffer layer 613 n-type GaN intermediate layer 614 n-type Al 0.09 Ga 0.91 N clad layer 615 undoped GaN light guide layer 616 MQW active layer 617 undoped Al 0.18 Ga 0.82 N electron block layer 618 p-type GaN light guide layer 619 p Type Al 0.09 Ga 0.91 N clad layer 620 p type GaN contact layer 621 Ni electrode 622 Ni electrode 623 p type graded AlGaN layer 624 p type Al 0.18 Ga 0.82 N layer 625 p type graded AlGaN layer 626 p-type electron block layer 627 SiO 2 film 711 n-type SiC substrate 712 n-type Al 0.09 Ga 0.91 N buffer layer 713 n-type Al 0.09 Ga 0.91 N clad layer 714 undoped GaN light guide layer 715 MQW active layer 716 p + type Al 0.18 Ga 0.82 N electron block layer 717 p-type GaN optical guide layer 718 p-type Al 0.09 Ga 0.91 N cladding layer 719 p-type GaN first contact layer 720 p + -type GaN second contact layer 721 SiO 2 film 722 n-side electrode 723 p-side electrode 724 impurity level 731 n-type SiC substrate 732 n-type Al 0.09 Ga 0.91 N buffer layer 733 n-type Al 0.09 Ga 0.91 N clad layer 734 undoped GaN light guide layer 735 MQW active layer 736 p + type Al 0.18 Ga 0.82 N electron block layer 737 p-type GaN optical guide layer 738 p-type Al 0.09 Ga 0.91 N cladding layer 739 p-type GaN first contact layer 740 p + -type GaN second contact layer 741 n-side electrode 742 SiO 2 film 743 semi-transparent electrode 744 bonding pad 811 sapphire Substrate 812 GaN buffer layer 813 n-type GaN buffer layer 814 n-type In 0.1 Ga 0.9 N layer 815 n-type Al 0.15 Ga 0.85 N clad layer 816 n-type GaN light guide layer 817 InGaN MQW active layer 818 p-type Al 0.2 Ga 0.8 N layer 819 p-type GaN optical guide layer 820 p-type Al 0.15 Ga 0.85 N cladding layer 821 p-type GaN contact layer 822 n-side electrode 823 p-side electrode 824 n-type GaN layer 825 In 0.15 Ga 0.85 N active layer 826 p-type GaN layer 831 Sapphire substrate 832 GaN back § layer 833 n-type GaN intermediate layer 834 n-type Al 0.09 Ga 0.91 N cladding layer 835 n-type GaN optical guide layer 836 MQW active layer 837 p-type Al 0.18 Ga 0.82 N overflow preventing layer 838 p-type GaN optical guide layer 839 p-type Al 0.09 Ga 0.91 N clad layer 840 p-type GaN contact layer 841 n-side electrode 842 SiO 2 film 843 p-side electrode 844 Band edge of valence band when voltage is applied 845 notch 846 notch
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