JP2008294277A

JP2008294277A - 窒化物半導体レーザ素子の製造方法

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Publication number: JP2008294277A
Application number: JP2007138978A
Authority: JP
Inventors: Yoshihiro Ueda; 吉裕上田
Original assignee: Sharp Corp
Current assignee: Sharp Corp
Priority date: 2007-05-25
Filing date: 2007-05-25
Publication date: 2008-12-04

Abstract

【課題】駆動電圧および消費電力が低減されて長期間の使用における信頼性にも優れた窒化物半導体レーザ素子を提供する。
【解決手段】基板上において１以上のｎ型窒化物半導体層、発光層、および１以上のｐ型窒化物半導体層が順次積層される窒化物半導体レーザ素子の製造方法において、発光層はＡｌＧａＩｎＮ井戸層とＡｌＧａＮ障壁層を含む量子井戸構造を有し、１以上のｐ型窒化物半導体層はｐ型ＡｌＧａＮクラッド層を含み、このｐ型ＡｌＧａＮクラッド層が厚さ方向に０．０４μｍ／ｍｉｎ以下の速度で結晶成長させられる。
【選択図】図５

Description

本発明は、窒化物半導体レーザ素子の製造方法の改善に関する。より具体的には、本発明による製造方法によって、窒化物半導体レーザ素子に含まれるｐ型層の特性が改善され、これによってそのレーザ素子が低い駆動電圧と高出力を有しかつ長期間にわたって安定動作することが可能となる。

近年では、窒化物系半導体レーザ素子を利用して、大容量記録を目的とした光ディスクシステムが実用段階に入っている。このような大容量記録ディスクに関しては、さらなる高密度化（二層記録ディスクなど）および高速書込みを可能にするために、信頼性の高い高出力の青色発光半導体レーザ素子が必要とされている。

従来から利用されている典型的な窒化物系半導体レーザ素子は、例えば非特許文献１のＪｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．３９，（２０００），ｐｐ．Ｌ６４７−Ｌ６５０に開示されているように、ＩｎＧａＮ量子井戸層を含む多重量子井戸構造を有する発光層とその上方に形成されたｐ型のＡｌＧａＮクラッド層を含んでいる。

図１（ａ）はそのような典型的な窒化物系半導体レーザ素子の一例を模式的な断面図で示しており、図１（ｂ）はそのレーザ素子を模式的斜視図で示している。なお、本願の図面において、長さ、幅、厚さなどの寸法関係は図面の明瞭化と簡略化のために適宜に変更されており、実際の寸法関係を表してはいない。また、本願の図面において、同一の参照符号は同一部分または相当部分を表している。

図１（ａ）の窒化物半導体レーザ素子の製造においては、導電性基板１０１上に、ｎ型ＧａＮ層１０２、光閉じ込め作用を担うｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１０３、活性層１０５近傍へ光を分布させるｎ型ＧａＮ光ガイド層１０４、ＩｎＧａＮのＩｎ組成比が周期的に変化させられた多重量子井戸構造を有する活性層１０５、活性層へのキャリア閉じ込めを向上させるｐ型ＡｌＧａＮキャリアブロック層１０６、活性層１０５近傍へ光を分布させるｐ型ＧａＮ光ガイド層１０７、光閉じ込め作用を担うｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１０８、およびｐ型ＧａＮコンタクト層１０９がエピタキシャル成長によって順次に積層される。

そして、通常ではＲＩＥ（反応性イオンエッチング）などを利用して、ｐ型ＧａＮ層１０９とｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１０８を部分的にエッチングすることによって、リッジ１１０が形成される。周知のように、このリッジ１１０は、その長さ方向に沿って光を閉じ込めるように作用する。

エッチングによって形成されたリッジ１１０の側面とｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１０８の露出面は、絶縁膜１１１によって覆われる。そして、レーザ素子に電流を注入するためのｐ型用電極１１２がｐ型ＧａＮコンタクト層１０９の露出面を覆うように真空蒸着され、ｎ型用電極１１３が導電性基板１０１の下面上に真空蒸着される。

図１（ａ）のレーザ素子はその図面に直交する方向に数百μｍの長さを有するように劈開され、それらの両端の劈開面が光共振器端面となる。図１（ｂ）の模式的斜視図に示されているように、レーザ素子に含まれる積層体１１６の両劈開面には、反射率を向上させるための誘電体多層膜からなるＬＲ（低反射）コート膜１１４およびＨＲ（高反射）コート膜１１５が真空蒸着によって形成される。もちろん、レーザ光ビームはＬＲコート膜１１４側の端面から射出される。

なお、図１（ａ）と（ｂ）においてはレーザ素子が最終的にチップ化された状態で示されている。しかし、一般には相対的に大きな基板上に複数のレーザ素子構造が形成されたウエハが作製され、そのウエハが前述の劈開によって複数のバーに分割され、そして各バーが最終的に複数のチップに分割されることによって図１のレーザ素子が得られる。

得られたレーザ素子チップは、通常では放熱のために熱伝導率の高いサブマウントにマウントされ、さらにステム上に封入され、これによってレーザ装置が完成する。
Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，Ｖｏｌ．３９，（２０００），ｐｐ．Ｌ６４７−Ｌ６５０

従来の製造方法による青色発光の窒化物半導体レーザ素子は、赤色発光または赤外発光の半導体レーザ素子に比べて高い駆動電圧を要することから、駆動電力が大きくなって熱的ダメージを生じることがあり、高出力動作および信頼性に懸念がある。

窒化物半導体レーザ素子において駆動電圧が高くなる主な原因は、低抵抗かつ結晶品質のよいｐ型窒化物半導体層が得られ難いことである。通常では、窒化物半導体のｐ型不純物としてはＭｇ、Ｚｎ、Ｂｅなどが好適であり、中でもＭｇが最もよく用いられる。ところが、窒化物半導体に取り込まれたＭｇは、その結合手が水素によって不活性化されている。したがって、Ｍｇを含有する窒化物半導体層は、結晶成長したままの状態では高抵抗であり、ｐ型の導電性を示さない。

このような事情から、通常では、Ｍｇ含有窒化物半導体層においては、熱処理または電子線照射処理することによってＭｇと水素の結合を切断し、こうしてＭｇを活性化させてｐ型導電性を生じさせている。しかし、このようなｐ型化処理した場合でも、Ｍｇ不純物の活性化率は数％のオーダであり、結晶中に取り込まれたＭｇ原子濃度に比較して、著しく低いｐ型キャリア濃度しか得られない。したがって、良好なｐ型導電性を生じさせるために望まれるＭｇの原子濃度は、１０²⁰〜１０²¹ｃｍ^-3のように、母体結晶を構成する元素の原子濃度に近い値に達する。

低抵抗のｐ型窒化物半導体層を得るためには、その結晶中のＭｇ原子濃度を高めるか、またはＭｇの活性化率を大きく向上させる必要がある。通常では、窒化物半導体層中のＭｇ活性化率は上述のように数％のオーダであり、Ｍｇ活性化率のさらなる向上は極めて困難である。従来では、窒化物半導体層の結晶成長条件または熱処理条件を工夫したとしても、Ｍｇ活性化率を１０％のオーダとすることは実現していない。他方、Ｍｇ濃度を高めることによって十分に低抵抗のｐ型窒化物半導体層を得ようとする場合には、１０²²ｃｍ^-3以上のＭｇ濃度が必要となるので、母体結晶の結晶性が悪化して、光吸収または欠陥の増加によって素子特性の悪化を生じ得る。

上述のようなＭｇ不純物に関する問題は、ｐ型不純物としてＺｎまたはＢｅを用いた場合でも同様であり、ｐ型窒化物半導体層における本質的な問題である。また、ＩＩＩ族元素としてＧａに加えてＡｌをも含むＡｌＧａＮ層の場合においては、そのバンドギャップが広いのでｐ型不純物準位が深くなり、ｐ型化に関してＧａＮ層に比べて不利である。

以上のような理由から、従来の製造方法による窒化物半導体レーザ素子では、ｐ型層の抵抗およびコンタクト抵抗が高く、その素子の駆動電圧が高くなる。したがって、素子駆動時の投入電力が大きくなって、高抵抗のｐ型層における熱損失も高くなり、従来の製造方法による窒化物半導体発光素子は特に高出力駆動時において信頼性に問題を生じる。

上述のような従来技術の状況に鑑み、本発明は、駆動電圧および消費電力が低減されて長期間の使用における信頼性にも優れた窒化物半導体レーザ素子を提供し得る製造方法の開発を目的としている。

本発明によれば、基板上において１以上のｎ型窒化物半導体層、発光層、および１以上のｐ型窒化物半導体層が順次積層される窒化物半導体レーザ素子の製造方法において、発光層はＡｌＧａＩｎＮ井戸層とＡｌＧａＮ障壁層を含む量子井戸構造を有し、１以上のｐ型窒化物半導体層はｐ型ＡｌＧａＮクラッド層を含み、このｐ型ＡｌＧａＮクラッド層が厚さ方向に０．０４μｍ／ｍｉｎ以下の速度で結晶成長させられることを特徴としている。

なお、１以上のｐ型窒化物半導体層はクラッド層上にｐ型ＧａＮコンタクト層を含むことができ、このｐ型ＧａＮコンタクト層が厚さ方向に０．１μｍ／ｍｉｎ以下の速度で結晶成長させられることが好ましい。１以上のｐ型窒化物半導体層はクラッド層下にｐ型ＧａＮ光ガイド層を含むこともでき、このｐ型ＧａＮ光ガイド層が厚さ方向に０．１μｍ／ｍｉｎ以下の速度で結晶成長させられることも好ましい。

また、１以上のｐ型窒化物半導体層のｐ型不純物としては、Ｍｇ、Ｚｎ、およびＢｅの少なくともいずれか一種が用いられ得る。

以上のような本発明の製造方法によって、駆動電圧および消費電力が低減されて長期間の使用における信頼性にも優れた窒化物半導体レーザ素子を提供することができる。

本発明の最良の実施形態においては、窒化物半導体レーザ素子中にｐ型層として含まれるｐ型ガイド層、ｐ型クラッド層、およびｐ型コンタクト層のそれぞれの結晶成長速度の制御が行われる。より具体的には、ｐ型層の結晶成長速度を遅くすることによって、Ｍｇなどのｐ型不純物の不活性化の割合を低下させ、それによって窒化物半導体レーザ素子の駆動電圧の低減を実現させる。

＜実施形態１＞
図１（ａ）と（ｂ）は、本発明の実施形態１による窒化物半導体レーザ素子の製造方法に関しても参照することができる。すなわち、本実施形態１においても、図１（ａ）と（ｂ）に示されているような積層構造を有する窒化物半導体レーザ素子が作製される。その窒化物半導体レーザ素子の外観的な構成に関しては、積層構造１１６の上面にｐ型用電極１１２が形成され、その下面にはｎ型用電極１１３が形成される。また、積層構造１１６の上部には光導波路を導入するためのリッジ部１１０が形成され、劈開された両端面にはＬＲ（低反射）コート膜（Ａｌ₂Ｏ₃）１１４とＨＲ（高反射）コート膜（ＳｉＯ₂／ＴｉＯ₂の９層）１１６が形成される。言うまでもなく、レーザ光ビームはＬＲコート膜１１４側の端面から射出される。

積層体１１６は、以下のようにして形成される。すなわち、ｎ型ＧａＮ基板１０１上に、厚さ０．２μｍのｎ型ＧａＮ層１０２と、厚さ２．５μｍのｎ型Ａｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎクラッド１０３と、厚さ０．１μｍのｎ型ＧａＮガイド層１０４と、厚さ８ｎｍのＧａＮ障壁層の４層および厚さ４ｎｍのＩｎＧａＮ井戸層の３層が交互に積層された多重量子井戸活性層１０５と、厚さ２０ｎｍのｐ型Ａｌ_0.3Ｇａ_0.7Ｎキャリアブロック層１０６と、厚さ０．０８μｍのｐ型ＧａＮガイド層１０７と、厚さ０．５μｍのｐ型Ａｌ_0.062Ｇａ_0.938Ｎクラッド層１０８と、厚さ０．１μｍのｐ型ＧａＮコンタクト層１０９とがＭＯＣＶＤ（有機金属化学気相堆積）によって順に積層される。

なお、多重量子井戸活性層１０５に含まれる障壁層と井戸層の層数は、特に限定されるものではなく、適宜にその層数を選択することができる。また、通常では障壁層／井戸層／障壁層／・・・／井戸層／障壁層の交互の順序で形成されるが、井戸層／障壁層／・・・／障壁層／井戸層のように井戸層で始まって井戸層で終了する積層順序であってもよい。

ｎ型不純物としては通常ではＳｉが用いられ、その不純物濃度は１０¹⁸ｃｍ^-3のオーダである。窒化物半導体層中のｎ型不純物は結晶成長したままの状態でかつ常温下においてほぼ１００％活性化していることが知られており、ｎ型キャリア濃度はほぼそのｎ型不純物濃度に等しい。ｎ型不純物としては、Ｓｉの他に、Ｃ、Ｇｅ、Ｏなども用いることができる。

他方、ｐ型不純物としては通常ではＭｇが用いられるが、ＺｎもしくはＢｅまたはこれらの組合せを用いることもできる。Ｍｇは、通常では窒化物半導体層の結晶成長中にＣｐ₂Ｍｇ（ビスシクロペンタジエニルマグネシウム）またはＥｔＣｐ₂Ｍｇ（ビスエチルシクロペンタジエニルマグネシウム）として供給される。ｐ型窒化物半導体層中の不純物は結晶成長したままの状態ではＨが結合して不活性化されているので、結晶成長後にｐ型化のための熱処理または電子線処理が行われる。ｐ型不純物の一般的な活性化処理としては量産に適した熱処理が行われ、ｐ型不純物を含む窒化物半導体層は８００℃〜９００℃程度の温度で最大３０分程度の時間だけ保持される。その熱処理の際の雰囲気としては、Ｎ₂ガスまたはＮ₂とＯ₂の混合ガスが利用される。そのような混合ガスを用いる場合、Ｏ₂濃度は最大でも数％オーダである。

ｐ型コンタクト層１０９とｐ型クラッド層１０８はＲＩＥ、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）などによって部分的にドライエッチング加工され、これによってリッジ１１０が形成される。そして、リッジ１１０の側面とｐ型クラッド層１０８の露出面を覆うように、電流狭窄のための例えばＳｉＯ₂、ＺｒＯ₂などの絶縁膜１１１が周知の方法によって形成される。その後、ｐ型コンタクト層１０９の露出面を覆うように、ｐ型用電極１１２が蒸着される。

その後、ＧａＮ基板１０１が１００μｍ程度の厚さになるように、その下面を研削して研磨する。その研削や研磨の工程によってＧａＮ基板１０１の下面に導入されたダメージ層をＲＩＥなどの気相エッチングで除去した後に、ｎ型用電極（Ｔｉ／Ａｌ）１１３をＥＢ（電子ビーム）蒸着によって成膜する。その結果として得られたウエハは、リッジ１１０に直交する劈開面に沿って複数のバーに分割される。そして、そのバーの両劈開面に、ＬＲコート膜１１４とＨＲコート膜１１５が周知の方法によって形成される。

ところで、窒化物半導体層にｐ型不純物をドーピングする際に用いられる前述のＣｐ₂Ｍｇは常温において固体であって、ＥｔＣｐ₂Ｍｇは常温において液体である。常温で固体のＣｐ₂Ｍｇを用いる場合には、それはｐ型層をＭＯＣＶＤで結晶成長させる際のキャリアガス中に昇華させられる。したがって、Ｃｐ₂Ｍｇが充填されたシンリンダ内の温度は、５０℃程度以上に保持される必要がある。そのシリンダ内に導入しされたＨ₂キャリア中に昇華したＣｐ₂Ｍｇは、基板１０１上に輸送され、１０００℃程度以上の温度下でＨと結合したＭｇに分解し、結晶成長するＧａＮ層内またはＡｌＧａＮ層内に取り込まれてｐ型不純物として機能する。

この際に、ＧａＮ層中またはＡｌＧａＮ層中に取り込まれるＭｇの濃度は、Ｃｐ₂Ｍｇを充填したシリンダ内の温度、圧力、およびキャリアガス流量によって制御可能である。通常では、シリンダ内における温度が高いほど、またキャリアガス流量が多いほど高濃度にＭｇをドーピングすることが可能である。

さらに重要なことに、本発明者は、ＧａＮ層またはＡｌＧａＮ層の母体結晶の成長速度を変えることによって、その母体結晶中のＭｇの不活性化状態が制御可能であることを見出した。

本実施形態１では、ｐ型ＧａＮガイド層１０７、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１０８、およびｐ型ＧａＮコンタクト層１０９の電気的特性が、それらの層の結晶成長速度を変えることによって制御される。まず、ｐ型ＧａＮガイド層１０７を０．０８μｍの厚さに成長させる際に、ＩＩＩ族元素の原料であるＴＭＧ（トリメチルガリウム）の供給量を調整して、その成長速度を０．１μｍ／ｍｉｎに設定する。すなわち、そのｐ型ＧａＮガイド層１０７を成長させるに要する時間は４８秒である。

引き続いて、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１０８を０．５μｍの厚さに成長させる。その際の結晶成長速度は、０．０４μｍ／ｍｉｎに設定される。その結晶成長速度は、ＩＩＩ族元素の原料であるＴＭＧとＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）の供給量によって制御される。すなわち、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１０８を成長させるに要する時間は１２．５分である。

最後に、厚さ０．１μｍのｐ型ＧａＮコンタクト層１０９を成長させる。その際の結晶成長速度は、ｐ型ＧａＮガイド層１０７の場合と同じ０．１μｍ／ｍｉｎに設定される。この結晶成長速度は、ＩＩＩ族元素の原料であるＴＭＧの供給量によって制御される。すなわち、ｐ型ＧａＮコンタクト層１０９を成長させるに要する時間は１分である。

以上のｐ型層１０７、１０８、１０９の結晶成長の間を通して、Ｃｐ₂Ｍｇの供給量は一定値に保たれた。

図２の模式的なグラフは、ｐ型ＧａＮガイド層１０７、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１０８、およびｐ型ＧａＮコンタクト層１０９の成長速度を示している。すなわち、このグラフの横軸は経過時間（成長時間）を表し、縦軸は成長速度［μｍ／ｍｉｎ］を表している。このように成長させた複数のｐ型層を含む窒化物半導体積層体をＮ₂雰囲気にて９００℃で１０分間熱処理することによって、それらのｐ型層中のＭｇが活性化された。

本発明者が別途に実験を行ったところでは、ｐ型ＧａＮ層とｐ型ＡｌＧａＮ層のいずれもが、７００℃から９５０℃の温度範囲内における３０分以内の熱処理によってｐ型の導電性を示すことがわかった。その熱処理の際の雰囲気としては、５％を上限としてＯ₂を含むＮ₂ガスが用いられた。この熱処理後の実験試料の一部を切り出してＳＩＭＳ（２次イオン質量分析）によってＭｇ濃度を測定したところ、図３の模式的グラフに示すＭｇ濃度分布が得られた。

すなわち、図３のグラフにおいて、横軸はｐ型ＧａＮコンタクト層１０９の上面からの深さ［μｍ］を表し、縦軸はＭｇ濃度［ａｔｏｍｓ／ｃｍ³］を表している。このグラフから分かるように、ｐ型ＡｌＧａＮキャリアブロック層１０６、ｐ型ＧａＮガイド層１０７、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１０８、およびｐ型ＧａＮコンタクト層１０９のいずれもが同じＭｇ濃度を有している。これは、全てのｐ型層の結晶成長の間を通してＣｐ₂Ｍｇの供給量が一定値に保たれたことによる。

以上のような本実施形態１の製造方法で作製されたレーザ素子構造を含むウエハから通常の周知のプロセスを経てチップ分割し、そのレーザ素子チップをステムにマウントして特性を評価した。その結果、本実施形態１における窒化物半導体レーザ素子の光出力２００ｍＷ時の駆動電圧は４．５Ｖであり、従来の製造方法による窒化物半導体レーザ素子の同じ出力時の駆動電圧５．５Ｖに比べて低い電圧となることが分かった。

また、本実施形態１において得られた窒化物半導体レーザ素子に関して、温度８０℃において光出力２００ｍＷの条件で寿命試験を行ったところ、５０００時間以上の寿命が得られた。他方、従来の製造方法による窒化物半導体レーザ素子に関して同じ条件で寿命試験を行ったところ、駆動電圧が高くて投入電力が大きくなり、その投入電力からの発熱の影響を受けて、素子寿命が３０００時間以下にとどまった。なお、従来の製造方法としては、ｐ型窒化物半導体層の典型的な結晶成長速度０．２μｍ／ｍｉｎが採用された。

＜実施形態２＞
本発明の実施形態２においても、実施形態１に類似した製造方法によって、窒化物半導体レーザ素子が作製された。具体的には、実施形態２においては、ｐ型不純物としてＺｎが用いられたことのみにおいて実施形態１と異なっていた。

本実施形態２において作製された窒化物半導体レーザ素子の特性を実施形態１の場合と同様に評価したところ、その素子の駆動電圧は４．８Ｖであった。すなわち、実施形態２における窒化物半導体レーザ素子の駆動電圧４．８Ｖは、従来の製造方法による窒化物半導体レーザ素子の駆動電圧５．５Ｖに比べて低くなって改善されているが、実施形態１における窒化物半導体レーザ素子の駆動電圧４．５Ｖに比べれば高くなっている。これは、本実施形態２においてｐ型不純物として用いられたＺｎの不純物エネルギ準位が実施形態１におけるｐ型不純物Ｍｇに比べて深いからであると考えられる。

また、本実施形態２において得られた窒化物半導体レーザ素子について実施形態１の場合と同様に寿命試験を実施したところ、４０００時間の素子寿命が確認された。すなわち、実施形態２における窒化物半導体レーザ素子の寿命４０００時間は、従来の製造方法による窒化物半導体レーザ素子の寿命３０００時間に比べて長くなって改善されているが、実施形態１における窒化物半導体レーザ素子の寿命５０００時間比べれば短くなっている。このように本実施例２における窒化物半導体レーザ素子の寿命に関する信頼性が実施形態１の場合に比べて低くなっている理由としては、実施形態１において用いられたｐ型不純物のＭｇに比べて本実施形態２において用いられたｐ型不純物Ｚｎが母体結晶中でより拡散しやすいからであると考えられる。

なお、本実施形態２ではｐ型不純物としてＭｇと異なるＺｎを用いた例が示されたが、これらと同様な性質を有するｐ型不純物のＢｅに関しても本発明が適用され得ることが明らかであろう。

＜実施形態３＞
本発明の実施形態３においては、窒化物半導体レーザ素子に含まれる複数のｐ型窒化物半導体層を個別に単独膜として基板上に結晶成長させ、それらの単独膜の電気特性が評価された。

まず、ｎ型ＧａＮ基板を用いて、実施の形態１の場合と同じ結晶成長速度でｐ型ＧａＮ層とｐ型ＡｌＧａＮ層を個別に成長させた。すなわち、１方の試料は、図４（ａ）の模式的な断面図に示すように、厚さ４００μｍのｎ型ＧａＮ基板４０１上にｐ型ＧａＮ層４０２が４μｍの厚さに積層された。そして、他方の試料は、図４（ｂ）の模式的な断面図に示すように、厚さ４００μｍのｎ型ＧａＮ基板４０４上にｐ型ＡｌＧａＮ層４０５が４μｍの厚さに積層された。なお、この場合のＡｌＧａＮ層４０５におけるＡｌ組成比は、０．０５であった。

以上の手順で結晶成長させた図４（ａ）と（ｂ）試料をＮ₂雰囲気にて９００℃で１０分間熱処理してＭｇを活性化させた後、周知の通常のフォトリソグラフィ技術によって電極用マスクを形成し、真空蒸着によって円形のコンタクト電極４０３および４０６を形成した。

ところで、半導体の電気特性は、通常ではＨａｌｌ効果によって評価される。しかし、ｐ型の窒化物半導体は、例えば窒素を含まないＧａＡｓなどのＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体と比較して高抵抗である。したがって、ｐ型窒化物半導体層を４つ葉のクローバーリーフ形状に加工して、電極をその４隅（各葉）上に設ける必要がある。これは、周知のいわゆるvan der Pauw法によって電気的特性評価をするためである。この周知のvan der Pauw法は、L. J. van der Pauw, Phillips Technical Review, Vol.20, No.8, 1958, pp.220-224 または西永頌（著）、「電子デバイスプロセス」、８．３．３章、１９８３年、コロナ社発行などにおいて詳述されている。

ｐ型窒化物半導体層をクローバーリーフ形状に加工するためには、一般的なフォトリソグラフィ技術によりパターンを転写した後、ＲＩＥなどによってドライエッチング加工する。図４（ｃ）の模式的な平面図は、ｎ型ＧａＮ基板上においてクローバーリーフ形状に加工されたｐ型窒化物半導体層を示している。上述のような手順によって、ｎ型ＧａＮ基板上にｐ型窒化物半導体層の複数のクローバーリーフパターンが形成され、各クローバーリーフパターンについて測定するために、その基板が６ｍｍ×６ｍｍの大きさの試料に分割された。すなわち、この大きさは、１つの試料に１個のクローバーリーフパターンが入る大きさである。

こうして作製した複数の試料について特性評価して平均値を求めたところ、ｐ型ＧａＮ膜４０２の電気特性において、移動度＝２０ｃｍ²／Ｖ・ｓｅｃ、ｐ型キャリア濃度＝１．２×１０¹⁸ｃｍ^-3、そして抵抗率＝０．２２Ω・ｃｍであった。また、ｐ型ＡｌＧａＮ膜４０５の電気特性においては、移動度＝３０ｃｍ²／Ｖ・ｓｅｃ、ｐ型キャリア濃度＝９．７×１０¹⁷ｃｍ^-3、そして抵抗率＝１．２５Ω・ｃｍであった。

比較のために、本実施形態３に比べて結晶成長速度を３倍とした比較試料（ｐ型ＧａＮ層：０．３μｍ／ｍｉｎ、およびｐ型ＡｌＧａＮ層：０．１２μｍ／ｍｉｎ）を作製し、本実施形態３と同様の測定を行った。その結果、比較試料のｐ型ＧａＮ膜の電気特性において、移動度＝１０ｃｍ²／Ｖ・ｓｅｃ、ｐ型キャリア濃度＝９×１０¹⁷ｃｍ^-3、そして抵抗率＝０．５９Ω・ｃｍであり、本実施形態３におけるｐ型ＧａＮ膜４０２に比べて２倍以上に高い抵抗値を示した。また、比較試料のｐ型ＡｌＧａＮ膜の電気特性においては、移動度＝１５ｃｍ²／Ｖ・ｓｅｃ、ｐ型キャリア濃度＝７×１０¹⁷ｃｍ^-3、そして抵抗率＝３．４６Ω・ｃｍであり、本実施形態３におけるｐ型ＡｌＧａＮ膜４０５に比べてやはり２倍以上に高い抵抗値を示した。

ところで、本実施形態３の全ての試料におけるｐ型窒化物半導体層のＭｇ濃度をＳＩＭＳによって測定したところ、全ての試料において１．３×１０²⁰ｃｍ^-3であった。このことは、ｐ型ＧａＮ層とｐ型ＡｌＧａＮ層との結晶成長速度の相違によらずにＭｇ濃度が一定であることを意味するから、ｐ型窒化物半導体層の抵抗率の低減は、ｐ型キャリアの移動度および濃度の増加によるものであると考えられる。

＜実施形態４＞
本発明の実施形態４においては、ｐ型ＧａＮ膜とｐ型ＡｌＧａＮ膜の成長速度を変化させた場合の抵抗率の変化が調べられた。

本実施形態４においても、実施形態３の場合と同様に試料を作製して、van der Pauw法によって抵抗率が測定された。ただし、試料の作製に際して、ｐ型ＧａＮ膜は０．０５〜０．５μｍ／ｍｉｎの範囲内の種々の速度で結晶成長させられ、ＡｌＧａＮ膜は０．０２〜０．１μｍ／ｍｉｎの範囲内の種々の速度で結晶成長させられた。この際の結晶成長速度の変更は、ＩＩＩ族元素の原料であるＴＭＧとＴＭＡの供給量を変更することによって行われた。また、ｐ型ＡｌＧａＮ層の電気特性は、Ａｌ組成比によって影響を受けるので、Ａｌ組成比は一定の０．０５に維持された。本実施形態４において作製された試料に関してＳＩＭＳによってＭｇ濃度を確認したところ、全ての試料においてＭｇ濃度が１．３×１０²⁰ｃｍ^-3であった。

図５のグラフは、窒化物半導体膜に関する結晶成長速度（横軸：μｍ／ｍｉｎ）に対する抵抗率（縦軸：Ω・ｃｍ）の変化を示している。このグラフから、ｐ型ＧａＮ膜とｐ型ＡｌＧａＮ膜のいずれの場合も、結晶成長速度が遅くなるに従って抵抗率が低下することが分かる。また、ｐ型ＧａＮ膜では０．１μｍ／ｍｉｎを境界に成長速度の低下に伴う抵抗率の低下が顕著であり、ＡｌＧａＮ膜では０．０４μｍ／ｍｉｎを境界に成長速度の低下に伴う抵抗率の低下が顕著であることが分かる。

なお、ｐ型ＡｌＧａＮ膜に関してＡｌ組成比を０．０１〜０．１程度の範囲内で変えて同様の抵抗測定実験を行ったが、その範囲内のいずれのＡｌ組成比においても、Ａｌ組成比が０．０５の場合と同様の傾向を示した。

ところで、実施形態１において例示されているように、従来技術におけるｐ型窒化物半導体層の成長速度として一般に０．２μｍ／ｍｉｎが採用されている。これは、以下の理由による。

本発明におけるようにＡｌＧａＩｎＮ井戸層を含む活性層を有する窒化物半導体レーザ素子の場合、活性層は７００℃〜８００℃程度の温度で成長させられる。なぜならば、７００℃程度の低温でなければ、蒸気圧の高いＩｎを所望の組成比で井戸層内に取込むことができないからである。他方、活性層上のｐ型のＧａＮ層やＡｌＧａＮ層は１０００℃を超える温度で成長させられる。なぜならば、実用的な抵抗値と結晶品質を有するｐ型窒化物半導体層を得るためには１０００℃以上の高温が要求されるからである。このような状況において、Ｉｎを含む活性層を成長させた後では、１０００℃を超える高温でｐ型窒化物半導体層を成長させる時間を極力短縮することが望まれる。なぜならば、高温期間が短いほど、活性層の熱ダメージ（Ｉｎ抜けなど）を軽減することができるからである。したがって、ＡｌＧａＩｎＮ井戸層を含む活性層を有する窒化物半導体レーザ素子の場合には、ｐ型窒化物半導体層の成長速度として従来では一般に０．２μｍ／ｍｉｎ程度以上の速度が採用されている。

しかしながら、本願発明では、ｐ型窒化物半導体層の成長速度を低下させることによって、レーザ素子の駆動電圧低減の効果が活性層の劣化の影響を補ってなお大きい利点をもたらすことが見出されたのである。

なお、上述の実施形態において、ｐ型ＡｌＧａＮキャリアブロック層１０６は、従来の製造方法の場合と同様の結晶成長速度で形成されている。これは、以下のような理由による。

ｐ型ＡｌＧａＮキャリアブロック層においては、活性層に注入したキャリア（電子）に対する障壁としての機能を果たすために、バンドギャップを広くするようにＡｌ組成比が０．３程度（実施形態１参照）に比較的高く設定される。そして、このようにＡｌ組成比の高いｐ型ＡｌＧａＮ層においては、その抵抗率はｐ型不純物よりもむしろＡｌ組成比の高いことに起因しており、結晶成長速度を遅くしても抵抗率を低下させることが困難である。

他方、ｐ型ＡｌＧａＮキャリアブロック層においては、キャリアブロック効果を維持しつつ電圧降下を抑制するために、その厚さが数十ｎｍ未満（実施形態１参照）の厚さに形成される。すなわち、ｐ型ＡｌＧａＮキャリアブロック層の比較的高い抵抗による影響は、従来からその厚さの調整によって抑制されている。

以上のように、本発明の製造方法によって、駆動電圧および消費電力が低減されて長期間の使用における信頼性にも優れた窒化物半導体レーザ素子を提供することができる。

（ａ）は典型的な窒化物半導体レーザ素子の一例を示す模式的な断面図であり、（ｂ）はそのレーザ素子の模式的な斜視図である。本発明による窒化物半導体レーザ素子の製造方法におけるｐ型窒化物半導体層の結晶成長速度の制御例を示す模式的なグラフである。本発明の製造方法による窒化物半導体レーザ素子に含まれるｐ型層のＭｇ濃度分布の一例を示す模式的グラフである。（ａ）と（ｂ）はそれぞれｐ型ＧａＮ膜とｐ型ＡｌＧａＮ膜の電気特性測定のために作製された試料の模式的断面図であり、（ｃ）はそれらの試料の上面を表す模式的平面図である。ｐ型ＧａＮ膜とｐ型ＡｌＧａＮ膜における結晶成長速度と抵抗率との関係を示すグラフである。

符号の説明

１０１基板、１０２ｎ型ＧａＮ層、１０３ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層、１０４ｎ型ＧａＮガイド層、１０５ＡｌＩｎＧａＮ多重量子井戸活性層、１０６ｐ型ＡｌＧａＮキャリアブロック層、１０７ｐ型ＧａＮガイド層、１０８ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層、１０９ｐ型ＧａＮコンタクト層、１１０リッジ、１１１絶縁膜、１１２ｐ型用電極、１１３ｎ型用電極、１１４ＬＲ（低反射）コート膜、１１５ＨＲ（高反射）コート膜、１１６レーザ素子積層体、４０１ｎ型ＧａＮ基板、４０２ｐ型ＧａＮ層、４０３ｐ型用電極、４０４ｎ型ＧａＮ基板、４０５ｐ型ＡｌＧａＮ層、４０６ｐ型用電極。

Claims

基板上において１以上のｎ型窒化物半導体層、発光層、および１以上のｐ型窒化物半導体層が順次積層される窒化物半導体レーザ素子の製造方法であって、
前記発光層はＡｌＧａＩｎＮ井戸層とＡｌＧａＮ障壁層を含む量子井戸構造を有し、
前記１以上のｐ型窒化物半導体層はｐ型ＡｌＧａＮクラッド層を含み、
このｐ型ＡｌＧａＮクラッド層が厚さ方向に０．０４μｍ／ｍｉｎ以下の速度で結晶成長させられることを特徴とする窒化物半導体レーザ素子の製造方法。
前記１以上のｐ型窒化物半導体層は前記クラッド層上にｐ型ＧａＮコンタクト層を含み、このｐ型ＧａＮコンタクト層が厚さ方向に０．１μｍ／ｍｉｎ以下の速度で結晶成長させられることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体レーザ素子の製造方法。
前記１以上のｐ型窒化物半導体層は前記クラッド層下にｐ型ＧａＮ光ガイド層を含み、このｐ型ＧａＮ光ガイド層が厚さ方向に０．１μｍ／ｍｉｎ以下の速度で結晶成長させられることを特徴とする請求項１または２に記載の窒化物半導体レーザ素子の製造方法。
前記１以上のｐ型窒化物半導体層のｐ型不純物としてＭｇ、Ｚｎ、およびＢｅの少なくともいずれか一種が用いられることを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の窒化物半導体レーザ素子の製造方法。