JP4031008B2 - Nitride semiconductor laser device - Google Patents

Nitride semiconductor laser device Download PDF

Info

Publication number
JP4031008B2
JP4031008B2 JP2005229190A JP2005229190A JP4031008B2 JP 4031008 B2 JP4031008 B2 JP 4031008B2 JP 2005229190 A JP2005229190 A JP 2005229190A JP 2005229190 A JP2005229190 A JP 2005229190A JP 4031008 B2 JP4031008 B2 JP 4031008B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
layer
gan
substrate
laser
stray light
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
JP2005229190A
Other languages
Japanese (ja)
Other versions
JP2005354107A5 (en
JP2005354107A (en
Inventor
義晃 長谷川
俊哉 横川
明彦 石橋
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Panasonic Corp
Panasonic Holdings Corp
Original Assignee
Panasonic Corp
Matsushita Electric Industrial Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Panasonic Corp, Matsushita Electric Industrial Co Ltd filed Critical Panasonic Corp
Priority to JP2005229190A priority Critical patent/JP4031008B2/en
Publication of JP2005354107A publication Critical patent/JP2005354107A/en
Publication of JP2005354107A5 publication Critical patent/JP2005354107A5/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP4031008B2 publication Critical patent/JP4031008B2/en
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Description

本発明は、GaN系発光素子等の窒化物半導体発光素子に関する。   The present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device such as a GaN light emitting device.

最近、次世代の高密度光ディスクであるBlu-ray Discが発売された。このBlu-ray Discでは光源として青紫色の光を発する半導体レーザが使用されており、半導体材料として窒化ガリウム（GaN）系のIII-Ｖ族化合物半導体が使用されている。今後のBlu-ray Discの展開を考えた場合、レコーダーとして高密度・高速記録が必要であり、高光出力で信頼性の高いGaN系半導体レーザが必要となってくる。   Recently, Blu-ray Disc, a next-generation high-density optical disc, has been released. In this Blu-ray Disc, a semiconductor laser emitting blue-violet light is used as a light source, and a gallium nitride (GaN) group III-V compound semiconductor is used as a semiconductor material. Considering the future development of Blu-ray Discs, high-density and high-speed recording is required as a recorder, and high-light output and high-reliability GaN semiconductor lasers are required.

GaN系レーザの長寿命化には、低消費電力化と低転位密度化が重要である。例えば、非特許文献１では、低消費電力化が長寿命化と強い相関があることが示唆されている。また、非特許文献２および非特許文献３では、転位密度の低減が長寿命化に有効であることが示唆されている。非特許文献２および非特許文献３とも基板としてサファイアを使用しており、サファイア基板上にGaN膜を成長した後、このGaN膜上に絶縁膜を部分的に形成してGaN膜を再度成長する。再度成長したGaN膜は、絶縁膜の形成されていない領域から選択的に成長を開始し、次に絶縁膜上に迫出すように横方向に成長する。かかる技術を、エピタキシャル横方向オーバーグロース（ELO）という。   Low power consumption and low dislocation density are important for extending the lifetime of GaN-based lasers. For example, Non-Patent Document 1 suggests that lower power consumption has a strong correlation with longer life. Further, Non-Patent Document 2 and Non-Patent Document 3 suggest that a reduction in dislocation density is effective in extending the life. Both Non-Patent Document 2 and Non-Patent Document 3 use sapphire as a substrate. After a GaN film is grown on the sapphire substrate, an insulating film is partially formed on the GaN film and the GaN film is grown again. . The GaN film grown again starts growing selectively from a region where the insulating film is not formed, and then grows laterally so as to protrude onto the insulating film. Such a technique is called epitaxial lateral overgrowth (ELO).

このELO領域では、サファイアとGaNの物性定数差に起因する貫通転位のGaN膜表面への伝播が抑制されるために、低転位領域が形成される。この場合、低転位領域の転位密度は106cm-2程度である。一方、ELO領域でない高転位密度領域では約2桁高い108cm-2程度となっている。しかしながら、今後の高温度・高出力での長寿命化を目指した場合、現状の106cm-2程度の転位密度では不十分であり、よりいっそうの低転位化が必須である。また、サファイア基板は絶縁性であるため、半導体レーザの電極を基板側に配置することができない。このため、サファイア基板上にELO技術を使用してGaN系レーザを作製した場合、GaN側にレーザのｐ電極とｎ電極の両電極を配置する構成となるため、素子サイズが大きくなり、１枚の基板から作製される素子数が少なくなる。また、製造工程も複雑化するため歩留りの低下、および製造コストが高くなる課題も残っている。 In this ELO region, the propagation of threading dislocations to the surface of the GaN film due to the difference in physical constant between sapphire and GaN is suppressed, so that a low dislocation region is formed. In this case, the dislocation density in the low dislocation region is about 10 6 cm −2 . On the other hand, in the high dislocation density region that is not the ELO region, it is about 10 8 cm -2 that is about two orders of magnitude higher. However, the dislocation density of about 10 6 cm -2 is not sufficient when aiming for a long life at high temperatures and high power in the future, and further lower dislocations are essential. In addition, since the sapphire substrate is insulative, the electrodes of the semiconductor laser cannot be disposed on the substrate side. For this reason, when a GaN-based laser is fabricated on a sapphire substrate using the ELO technology, both the p-electrode and n-electrode of the laser are arranged on the GaN side. The number of elements fabricated from the substrate is reduced. In addition, since the manufacturing process is complicated, there are still problems of a decrease in yield and an increase in manufacturing cost.

上記課題を解決するために、最近、導電型（ｎ型）のGaN基板が作製・市販され始めた。例えば特許文献１および特許文献２によるGaN基板の製造方法では、上記ELO技術を用いて、サファイア等の支持基板上に厚膜のGaNを成長した後、支持基板を研磨除去し、GaN厚膜結晶をスライスして鏡面仕上げすることで自立型のGaN基板を作製する方法が開示されている。このGaN基板の作製には、ELO技術を用いるため、低転位領域と高転位領域が形成されるが、低転位領域の転位密度は105cm-2程度にまで低減されている。さらに、前記GaN基板上にGaN系レーザを作製する試みがなされている。非特許文献４によれば、低転位密度（3×105cm-2程度）のGaN基板上にGaN系レーザを作製することで、推定寿命時間として100000時間程度が予想され、大幅な長寿命化が図れることが示されている。 In order to solve the above problems, a conductive (n-type) GaN substrate has recently been produced and marketed. For example, in the method of manufacturing a GaN substrate according to Patent Document 1 and Patent Document 2, a thick GaN film is grown on a support substrate such as sapphire using the ELO technique, and then the support substrate is polished and removed to obtain a GaN thick film crystal. A method of manufacturing a self-supporting GaN substrate by slicing and mirror-finishing the substrate is disclosed. Since this GaN substrate is produced using ELO technology, a low dislocation region and a high dislocation region are formed, and the dislocation density in the low dislocation region is reduced to about 10 5 cm −2 . Furthermore, an attempt has been made to produce a GaN-based laser on the GaN substrate. According to Non-Patent Document 4, the estimated life time is expected to be about 100,000 hours by fabricating a GaN-based laser on a GaN substrate with a low dislocation density (about 3 × 10 5 cm −2 ), and the lifetime is significantly longer. It is shown that it can be realized.

特許文献３には、いずれの基板を用いた場合にも共通する、基板の反り、結晶欠陥等の問題を解決すべく、基板の直上に表面の複数の溝を有するGaNからなる第１のバッファー層を形成し、さらに第１のバッファー層上にマグネシウム（Mg）がドープされたGaNからなる第２のバッファー層を形成する技術が開示されている。
S.Tomiya et.al, Phys. Stat. Sol.(a), 188(2001)69. S. Nagahama et.al, Jpn. J. Appl. Phys., 39(2000)L647. M.Ikeda et.al, Phys. Stat. Sol.(a), 194(2002)407. 特開2003-124572号公報 特開2003-133649号公報 O.Matsumoto et.al, Extended Abstracts of the 2002 Int. Conf. on Solid State Devices and Materials, pp.832-833 特開2003-110197号公報 Patent Document 3 discloses a first buffer made of GaN having a plurality of grooves on the surface directly above a substrate in order to solve problems such as warpage of the substrate and crystal defects that are common to any substrate. A technique is disclosed in which a layer is formed and a second buffer layer made of GaN doped with magnesium (Mg) is further formed on the first buffer layer.
S. Tomiya et.al, Phys. Stat. Sol. (A), 188 (2001) 69. S. Nagahama et.al, Jpn. J. Appl. Phys., 39 (2000) L647. M. Ikeda et.al, Phys. Stat. Sol. (A), 194 (2002) 407. JP 2003-124572 A JP 2003-133649 A O.Matsumoto et.al, Extended Abstracts of the 2002 Int. Conf. On Solid State Devices and Materials, pp.832-833 JP 2003-110197 A

GaN系レーザの基板としてGaN基板を使用する場合には、以下の２点が解決すべき課題となる。
（１）活性層からGaN基板側へ漏出する光（迷光）に起因するレーザのノイズ増加
（２）GaN基板表面の非平坦性に起因するレーザ特性の悪化および歩留り低下
次に、これらの課題について補足説明する。 When a GaN substrate is used as a substrate for a GaN-based laser, the following two points are problems to be solved.
(1) Increase in laser noise caused by light leaking from the active layer to the GaN substrate (stray light)
(2) Deterioration of laser characteristics and yield reduction due to non-planarity of the GaN substrate surface Next, these problems will be supplementarily described.

まず、課題（１）について詳説する。GaN基板のバンドギャップエネルギーに対して、Blu-ray Discで使用するレーザ光のエネルギー（波長）は小さい。このため、GaN系レーザの基板としてGaN基板を使用した場合、活性層で発し基板側へ伝播したレーザ光は基板内で吸収されることなく基板中を伝播し、基板外へ漏出されることになる。この基板外へ漏出した光（迷光）は、自然放出光成分を含んでいるために量子ノイズとなり、レーザの低ノイズ化を妨げる原因となる。   First, the problem (1) will be described in detail. The energy (wavelength) of the laser beam used in the Blu-ray Disc is smaller than the band gap energy of the GaN substrate. For this reason, when a GaN substrate is used as the substrate for the GaN-based laser, the laser light emitted from the active layer and propagated toward the substrate is propagated through the substrate without being absorbed in the substrate and leaked out of the substrate. Become. This light (stray light) leaking out of the substrate contains a spontaneous emission light component and thus becomes quantum noise, which causes a reduction in laser noise.

続いて、課題（２）について詳説する。現状、前記のようなGaN基板は、GaN厚膜結晶をスライスして基板として取出し、基板表面を研磨等で鏡面仕上げして作製する。しかしながら、現状のGaN基板は、砒化ガリウム（GaAs）や燐化インジウム（InP）のIII-Ｖ族化合物半導体基板と比較して、ウエットエッチングによるエッチングが困難であるために、ウエットエッチングによる基板表面の清浄化効果およびスクラッチ等の研磨傷の平坦化効果が有効でない。このため、前記GaN基板上にGaN系結晶およびGaN系レーザを成長すると、GaN結晶表面に凹凸を誘発する。このような凹凸は、例えば量子井戸構造等の微細な構造を成長した場合に、量子井戸層の層厚分布で現れ発光特性等に不均一が生じ、レーザの場合はレーザ特性の悪化、面内不均一、歩留り低下となる。したがって、GaN基板上にGaN系結晶を成長する場合には、そのGaN結晶を平坦化する技術が非常に重要となる。   Subsequently, the problem (2) will be described in detail. Currently, the GaN substrate as described above is manufactured by slicing a GaN thick film crystal and taking it out as a substrate, and polishing the surface of the substrate by polishing or the like. However, the current GaN substrate is difficult to etch by wet etching as compared with III-V group compound semiconductor substrates of gallium arsenide (GaAs) or indium phosphide (InP), so the surface of the substrate by wet etching is difficult. The cleaning effect and the flattening effect of polishing scratches such as scratches are not effective. For this reason, when a GaN crystal and a GaN laser are grown on the GaN substrate, irregularities are induced on the surface of the GaN crystal. Such irregularities appear in the layer thickness distribution of the quantum well layer, for example, when a fine structure such as a quantum well structure is grown, resulting in non-uniform emission characteristics and the like. Non-uniformity and reduced yield. Therefore, when a GaN-based crystal is grown on a GaN substrate, a technique for flattening the GaN crystal is very important.

尚、特許文献３には、基板としてGaN基板を用いた例も挙げられているが、まず、基板の直上に表面の複数の溝を有するGaNからなる第１のバッファー層を形成し、さらに第１のバッファー層上にマグネシウム（Mg）がドープされたGaNからなる第２のバッファー層を形成する必要があるため、バッファー層を積層する工程に時間を要し、製造工程の複雑化、歩留り低下、高コスト化は避けられない。   Patent Document 3 also includes an example in which a GaN substrate is used as the substrate. First, a first buffer layer made of GaN having a plurality of grooves on the surface is formed immediately above the substrate, and further, Since it is necessary to form a second buffer layer made of GaN doped with magnesium (Mg) on one buffer layer, it takes time to stack the buffer layer, making the manufacturing process more complicated and lowering the yield High cost is inevitable.

本発明は、GaN基板上に結晶成長したGaN系発光素子等の窒化物半導体発光素子、特にGaN系レーザにおいて、基板から漏出する光（迷光）を抑制することで低ノイズ化を実現し、またレーザ結晶表面の平坦化を促進することで、レーザの特性・歩留りを向上し、高温および高光出力動作においても長寿命化が可能な窒化物半導体発光素子を提供することを目的とする。   The present invention achieves low noise by suppressing light (stray light) leaking from a substrate in a nitride semiconductor light emitting device such as a GaN based light emitting device grown on a GaN substrate, particularly a GaN based laser. An object of the present invention is to provide a nitride semiconductor light emitting device capable of improving laser characteristics and yield by promoting the flattening of the surface of the laser crystal and extending the lifetime even at high temperature and high light output operation.

前述した目的を達成するために、本発明は、窒化物半導体からなる基板と、前記基板の上面に接するように形成され、ｐ型不純物を含む窒化物半導体からなる半導体層と、前記半導体層の上に形成され、第１の導電型不純物を含む窒化物半導体からなる第１のクラッド層と、前記第１のクラッド層の上に形成された活性層と、前記活性層の上に形成され、第２の導電型不純物を含む窒化物半導体からなる第２の導電型クラッド層と、を備える窒化物半導体発光素子である。   In order to achieve the above-described object, the present invention provides a substrate made of a nitride semiconductor, a semiconductor layer formed to be in contact with the upper surface of the substrate and made of a nitride semiconductor containing a p-type impurity, and the semiconductor layer. A first cladding layer made of a nitride semiconductor containing a first conductivity type impurity, an active layer formed on the first cladding layer, and formed on the active layer; And a second conductivity type cladding layer made of a nitride semiconductor containing a second conductivity type impurity.

前記発明に係る窒化物半導体発光素子において、前記半導体層は、Mgを含む窒化物半導体からなることが好ましい。さらには、前記半導体層は、Mgを含むGaNからなることが好ましい。このとき、前記基板は、GaNからなることが好ましい。   In the nitride semiconductor light emitting device according to the invention, the semiconductor layer is preferably made of a nitride semiconductor containing Mg. Furthermore, the semiconductor layer is preferably made of GaN containing Mg. At this time, the substrate is preferably made of GaN.

前記発明に係る窒化物半導体発光素子において、前記半導体層の厚さは、好ましくは5nm以上200nm以下であり、さらに好ましくは5nm以上100nm以下である。   In the nitride semiconductor light emitting device according to the present invention, the thickness of the semiconductor layer is preferably 5 nm or more and 200 nm or less, and more preferably 5 nm or more and 100 nm or less.

前記発明に係る窒化物半導体発光素子において、例えば前記基板の下に形成された第１の電極と、第２の導電型クラッド層の上に形成された第２の電極と、を備える構成とすることができる。   The nitride semiconductor light emitting device according to the invention includes, for example, a first electrode formed under the substrate and a second electrode formed on the second conductivity type cladding layer. be able to.

また、本発明は、窒化物半導体からなる基板と、前記基板の上に形成され、第１の導電型不純物を含む窒化物半導体からなる第１のクラッド層と、前記第１のクラッド層の上に形成された活性層と、前記活性層の上に形成され、第２の導電型不純物を含む窒化物半導体からなる第２の導電型クラッド層と、を備える窒化物半導体発光素子であって、前記基板と前記活性層の間に形成され、ｐ型不純物と、ｎ型不純物及び／又は炭素（C）とを含む窒化物半導体からなる半導体層をさらに備える窒化物半導体発光素子である。   The present invention also provides a substrate made of a nitride semiconductor, a first cladding layer formed on the substrate and made of a nitride semiconductor containing a first conductivity type impurity, and on the first cladding layer. A nitride semiconductor light emitting device comprising: an active layer formed on the active layer; and a second conductivity type clad layer formed on the active layer and made of a nitride semiconductor containing a second conductivity type impurity, The nitride semiconductor light emitting device further includes a semiconductor layer formed between the substrate and the active layer and made of a nitride semiconductor containing a p-type impurity and an n-type impurity and / or carbon (C).

前記発明に係る窒化物半導体発光素子において、前記半導体層は、前記基板と前記第１のクラッド層との間に形成されていることが好ましい。さらには、前記半導体層が、前記基板の上面に接するように形成されていることが好ましい。   In the nitride semiconductor light emitting device according to the invention, the semiconductor layer is preferably formed between the substrate and the first cladding layer. Furthermore, it is preferable that the semiconductor layer is formed in contact with the upper surface of the substrate.

前記半導体層は、例えばMgとSiとを含む窒化物半導体からなる。または、前記半導体層は、例えばMgとCとを含む窒化物半導体からなる。または、前記半導体層は、例えばMg、Si、及びCを含む窒化物半導体からなる。尚、前記半導体層の窒化物半導体はGaNであることが好ましい。さらには、前記基板は、GaNからなることが好ましい。   The semiconductor layer is made of a nitride semiconductor containing, for example, Mg and Si. Alternatively, the semiconductor layer is made of a nitride semiconductor containing, for example, Mg and C. Alternatively, the semiconductor layer is made of a nitride semiconductor containing, for example, Mg, Si, and C. The nitride semiconductor of the semiconductor layer is preferably GaN. Furthermore, the substrate is preferably made of GaN.

前記発明に係る窒化物半導体発光素子において、前記半導体層は、複数形成されている構成であってもよい。前記発明に係る窒化物半導体発光素子において、例えば前記基板の下に形成された第１の電極と、第２の導電型クラッド層の上に形成された第２の電極と、を備える構成とすることができる。   In the nitride semiconductor light emitting device according to the invention, a plurality of the semiconductor layers may be formed. The nitride semiconductor light emitting device according to the invention includes, for example, a first electrode formed under the substrate and a second electrode formed on the second conductivity type cladding layer. be able to.

本発明によると、GaN基板上に結晶成長したGaN系発光素子等の窒化物半導体発光素子、特にGaN系レーザにおいて、基板から漏出する光（迷光）を抑制することで低ノイズ化を実現し、またレーザ結晶表面の平坦化を促進することで、レーザ素子の特性・歩留りを向上し、高温および高光出力動作においても長寿命化が可能な窒化物半導体発光素子を提供することができる。   According to the present invention, in a nitride semiconductor light emitting device such as a GaN-based light emitting device grown on a GaN substrate, particularly in a GaN-based laser, noise (stray light) leaking from the substrate is suppressed, and low noise is realized. Further, by promoting the flattening of the surface of the laser crystal, it is possible to provide a nitride semiconductor light emitting device capable of improving the characteristics and yield of the laser device and extending the lifetime even at high temperature and high light output operation.

以下、図面を参照しつつ本発明の実施の形態について説明する。なお、図面においては説明をしやすくするため、各層の倍率を変えて示している場合がある。
（第１の実施形態）
本発明の第１の実施形態の窒化物半導体発光素子は、GaN系のレーザ素子である。図１は、本実施形態のレーザ素子１の構成を模式的に示す断面図である。図１に示すように、レーザ素子１は、GaN基板１１の上に、MgをドーピングしたGaNよりなる迷光抑制平坦化層１２、n型GaN層１３、n型Al0.07Ga0.93Nよりなるｎ型クラッド層１４、ｎ型GaNよりなる第１の光ガイド層１５、In0.10Ga0.90N／In0.02Ga0.98Nよりなる多量子井戸活性層１６、In0.02Ga0.98Nよりなる中間層１７、ｐ型Al0.18Ga0.82Nよりなるキャップ層１８、p型GaNよりなる第２の光ガイド層１９、p型Al0.07Ga0.93Nよりなるｐ型クラッド層２０、p型GaNよりなるp型コンタクト層２１がこの順で積層されてなる。そして、特定の領域において活性層１６より上方に位置するｐ型クラッド層２０及びｐ型コンタクト層２１が除去されており、除去されていない領域がリッジとなっている。リッジ上を除いて、SiO2膜２２が堆積されており、リッジ上およびSiO2膜２２上に、パラジウム（Pd）と白金（Pt）と金（Au）からなるｐ電極２３が形成されている。また、基板１１の裏面に、チタン(Ti)と白金（Pt）と金（Au）からなるn電極２４が形成されている。 Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings. In the drawings, the magnification of each layer may be changed for easy explanation.
(First embodiment)
The nitride semiconductor light emitting device of the first embodiment of the present invention is a GaN-based laser device. FIG. 1 is a cross-sectional view schematically showing the configuration of the laser element 1 of the present embodiment. As shown in FIG. 1, the laser device 1 includes a GaN substrate 11 on a GaN substrate 11, a stray light suppressing planarizing layer 12 made of GaN doped with Mg, an n-type GaN layer 13, and an n-type made of n-type Al 0.07 Ga 0.93 N. Cladding layer 14, first light guide layer 15 made of n-type GaN, multi-quantum well active layer 16 made of In 0.10 Ga 0.90 N / In 0.02 Ga 0.98 N, intermediate layer 17 made of In 0.02 Ga 0.98 N, p-type A cap layer 18 made of Al 0.18 Ga 0.82 N, a second light guide layer 19 made of p-type GaN, a p-type cladding layer 20 made of p-type Al 0.07 Ga 0.93 N, and a p-type contact layer 21 made of p-type GaN. They are stacked in this order. Then, the p-type cladding layer 20 and the p-type contact layer 21 located above the active layer 16 in a specific region are removed, and the region not removed is a ridge. A SiO 2 film 22 is deposited except on the ridge, and a p-electrode 23 made of palladium (Pd), platinum (Pt), and gold (Au) is formed on the ridge and the SiO 2 film 22. . An n electrode 24 made of titanium (Ti), platinum (Pt), and gold (Au) is formed on the back surface of the substrate 11.

次に、本実施形態のレーザ素子１の製造方法について説明する。図２は、結晶成長工程まで終了したレーザ素子１（以下、各素子に分離する前の状態であってもレーザ素子と称することとする）の構成を模式的に示す断面図である。まず、図２を参照しながら、結晶成長工程について説明する。（0001）面を主面とするGaN基板１１を酸溶液で洗浄する。
その後、GaN基板１１を有機金属気相成長（MOVPE）装置（図示せず）の反応炉内のサセプタに保持し、反応炉を真空排気する。続いて、反応炉内の圧力を39.9kPaの窒素雰囲気とし、温度を約800℃にまで昇温してGaN基板１１を加熱し表面のサーマルクリーニングを行なう。このサーマルクリーニング工程では、酸洗浄では除去できなかったGaN基板１１表面の異物および酸化物を除去することができる。尚、この工程では、水素も添加して窒素と水素の混合雰囲気としてもよい。ただし、水素の分圧が過剰になると、GaN基板１１表面でエッチング反応が進行し、スクラッチ等の研磨傷の凹凸が激しくなり、またGaドロップレットが発生するなど結晶性も劣化するので、好ましくない。 Next, a method for manufacturing the laser element 1 of this embodiment will be described. FIG. 2 is a cross-sectional view schematically showing a configuration of the laser element 1 (hereinafter, referred to as a laser element even in a state before being separated into each element) after the crystal growth process is completed. First, the crystal growth process will be described with reference to FIG. The GaN substrate 11 having the (0001) plane as a main surface is washed with an acid solution.
Thereafter, the GaN substrate 11 is held on a susceptor in a reaction furnace of a metal organic chemical vapor deposition (MOVPE) apparatus (not shown), and the reaction furnace is evacuated. Subsequently, the pressure in the reactor is set to a nitrogen atmosphere of 39.9 kPa, the temperature is raised to about 800 ° C., the GaN substrate 11 is heated, and the surface is thermally cleaned. In this thermal cleaning step, foreign matters and oxides on the surface of the GaN substrate 11 that could not be removed by acid cleaning can be removed. In this step, hydrogen may be added to form a mixed atmosphere of nitrogen and hydrogen. However, if the hydrogen partial pressure becomes excessive, the etching reaction proceeds on the surface of the GaN substrate 11, the unevenness of polishing scratches such as scratches becomes severe, and the crystallinity deteriorates such as the generation of Ga droplets, which is not preferable. .

次に、反応炉を約1000℃にまで昇温した後、GaN基板１１の主面上に、供給量7sccmのトリメチルガリウム（TMG）、供給量が7.5slmのアンモニア（NH3）ガス、および窒素と水素の混合ガスをキャリアガスとして供給すると同時に、ｐ型不純物ドーパントであるビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Cp2Mg）ガスも供給する。 Next, after raising the temperature of the reactor to about 1000 ° C., trimethylgallium (TMG) with a supply amount of 7 sccm, ammonia (NH 3 ) gas with a supply amount of 7.5 slm, and nitrogen on the main surface of the GaN substrate 11. A mixed gas of hydrogen and hydrogen is supplied as a carrier gas, and biscyclopentadienyl magnesium (Cp 2 Mg) gas which is a p-type impurity dopant is also supplied.

結晶成長初期の上記工程により、GaN基板１１上にMgがドープされたGaNよりなる迷光抑制平坦化層１２が形成される。本実施形態では、Cp2Mgガスの供給量と時間を制御して、厚さが約20nmでMg不純物濃度が約2×1017cm-3のGaNよりなる迷光抑制平坦化層１２を成長する。このp型GaNよりなる迷光抑制平坦化層１２は、レーザ動作において、活性層１６からGaN基板１１側へ漏出する光（迷光）を吸収する役割を担う。尚、本実施形態では、GaN迷光抑制平坦化層１２の層厚を約20nmとしたがこの層厚に限定されることはない。層厚が5nm程度以上であれば、GaN基板１１から漏出する迷光の抑制、およびGaN基板１１表面の凹凸の平坦化に対する効果がある。したがって、迷光抑制平坦化層１２の層厚は、好ましくは、5nm以上200nm以下とする。さらに好ましくは、5nm以上100nm以下とする。迷光抑制平坦化層１２の層厚が200nmより大きい場合、結晶中に点欠陥が導入される等の結晶性劣化と、厚膜化により結晶表面の平坦性悪化が顕著となるので好ましくない。尚、迷光抑制平坦化層１２は一層のみでなく、GaN基板１１と活性層１６との間に複数層形成するようにしてもよい。 The stray light suppressing planarization layer 12 made of GaN doped with Mg is formed on the GaN substrate 11 by the above-described process at the initial stage of crystal growth. In this embodiment, the stray light suppression planarizing layer 12 made of GaN having a thickness of about 20 nm and an Mg impurity concentration of about 2 × 10 17 cm −3 is grown by controlling the supply amount and time of the Cp 2 Mg gas. . The stray light suppressing planarizing layer 12 made of p-type GaN plays a role of absorbing light (stray light) leaking from the active layer 16 to the GaN substrate 11 side in laser operation. In the present embodiment, the layer thickness of the GaN stray light suppressing planarization layer 12 is about 20 nm, but is not limited to this layer thickness. If the layer thickness is about 5 nm or more, there are effects of suppressing stray light leaking from the GaN substrate 11 and flattening the irregularities on the surface of the GaN substrate 11. Therefore, the layer thickness of the stray light suppressing planarization layer 12 is preferably 5 nm or more and 200 nm or less. More preferably, it is 5 nm or more and 100 nm or less. When the thickness of the stray light suppressing flattening layer 12 is larger than 200 nm, it is not preferable because crystallinity deterioration such as point defects are introduced into the crystal and flatness deterioration of the crystal surface becomes remarkable due to thickening. The stray light suppressing planarizing layer 12 is not limited to a single layer, and a plurality of layers may be formed between the GaN substrate 11 and the active layer 16.

さらに、迷光抑制平坦化層１２におけるMg不純物の濃度は、1×1017cm-3以上2×1018cm-3以下が好ましい。不純物の濃度が2×1018 cm-3より大きい場合、不純物の高濃度化により結晶表面の平坦性悪化が顕著となるので好ましくない。 Further, the Mg impurity concentration in the stray light suppressing planarization layer 12 is preferably 1 × 10 17 cm −3 or more and 2 × 10 18 cm −3 or less. When the impurity concentration is larger than 2 × 10 18 cm −3 , the flatness of the crystal surface becomes significantly worsened by increasing the impurity concentration, which is not preferable.

続いて、Cp2Mgガスの供給のみを停止して、ｎ型不純物ドーパントとしてシラン（SiH4）ガスを供給することにより、厚さが約0.3μm でSi不純物濃度が約5×1017cm-3のｎ型GaN層１３を成長する。次に、トリメチルアルミニウム（TMA）も供給することで、厚さが約1.2μmでSi不純物濃度が約5×1017cm-3のｎ型Al0.07Ga0.93Nよりなるｎ型クラッド層１４を成長する。続いて、厚さが約120nmでSi不純物濃度が約5×1017cm-3のn型GaNよりなる第１の光ガイド層１５を成長した後、温度を約800℃にまで降温し、キャリアガスを窒素のみに変更して、トリメチルインジウム（TMI）とTMGを供給して厚さが約3nmのIn0.10Ga0.90Nよりなる量子井戸層（3層）と、厚さが約7nmのIn0.02Ga0.98Nよりなるバリア層（2層）からなる多重量子井戸活性層１６を成長する。 Subsequently, by stopping the supply of Cp 2 Mg gas and supplying silane (SiH 4 ) gas as an n-type impurity dopant, the thickness is about 0.3 μm and the Si impurity concentration is about 5 × 10 17 cm −. Three n-type GaN layers 13 are grown. Next, by supplying trimethylaluminum (TMA), an n-type cladding layer 14 made of n-type Al 0.07 Ga 0.93 N having a thickness of about 1.2 μm and a Si impurity concentration of about 5 × 10 17 cm −3 is grown. To do. Subsequently, after growing the first optical guide layer 15 made of n-type GaN having a thickness of about 120 nm and a Si impurity concentration of about 5 × 10 17 cm −3 , the temperature is lowered to about 800 ° C. The gas is changed to nitrogen only, trimethylindium (TMI) and TMG are supplied, and a quantum well layer (three layers) made of In 0.10 Ga 0.90 N with a thickness of about 3 nm and In 0.02 with a thickness of about 7 nm A multiple quantum well active layer 16 made of a barrier layer (two layers) made of Ga 0.98 N is grown.

引き続いて、厚さが約100nmのIn0.02Ga0.98N よりなる中間層１７を成長する。尚、この中間層１７は、不純物を添加しないアンドープ層とする。中間層１７は、活性層１６中にp型ドーパントであるMgが拡散等で混入することを防止する役割と、レーザ動作時にMgによる光吸収損失を低減する役割を担っている。 Subsequently, an intermediate layer 17 made of In 0.02 Ga 0.98 N having a thickness of about 100 nm is grown. The intermediate layer 17 is an undoped layer to which no impurities are added. The intermediate layer 17 plays a role in preventing Mg as a p-type dopant from mixing into the active layer 16 due to diffusion and the like, and a role of reducing light absorption loss due to Mg during laser operation.

その後、再び反応炉内の温度を約1000℃にまで昇温しキャリアガスに水素も混合して、Cp2MgガスとTMGガスを供給した後、TMAガスも供給して厚さが約20nmでMg不純物濃度が約1×1019cm-3のp型 Al0.18Ga0.82N よりなるキャップ層１８を成長する。尚、本実施形態では、Cp2Mgガスをキャップ層１８の成長前から供給する。ｐ型AlGaN層は、キャップ層１８のようにAl組成が増加する程、高抵抗化することが知られている。さらに、MOVPE装置の反応管が石英で構成されている場合、反応管に供給したMgが石英と反応することで、所望のMg濃度を含んだ半導体が得られないことがある（メモリー効果）。このため、本実施形態のように、Cp2Mgガスをキャップ層１８の成長前に供給しておくことで、上記メモリー効果によるMgドーピング遅れを緩和して、キャップ層１８の高抵抗化を抑制できる。さらに、キャップ層１８の成長前に供給するCp2Mgガスを、成長時に供給するCp2Mgガスよりも多く設定することで、上記メモリー効果をさらに緩和することができる。また、前記キャップ層１８は、引き続くｐ型クラッド層２０の成長中に活性層１６からInが蒸発することを防止する役割と、電流注入時にｎ型層から活性層へ注入された電子がｐ型層へオーバーフローすることを防止する役割を担っている。 After that, the temperature in the reactor is again raised to about 1000 ° C., hydrogen is mixed with the carrier gas, Cp 2 Mg gas and TMG gas are supplied, and TMA gas is also supplied to a thickness of about 20 nm. A cap layer 18 made of p-type Al 0.18 Ga 0.82 N having an Mg impurity concentration of about 1 × 10 19 cm −3 is grown. In this embodiment, the Cp 2 Mg gas is supplied before the cap layer 18 is grown. It is known that the resistance of the p-type AlGaN layer increases as the Al composition increases like the cap layer 18. Furthermore, when the reaction tube of the MOVPE apparatus is made of quartz, the Mg supplied to the reaction tube reacts with quartz, so that a semiconductor containing a desired Mg concentration may not be obtained (memory effect). Therefore, as in this embodiment, by supplying Cp 2 Mg gas before the growth of the cap layer 18, the Mg doping delay due to the memory effect is alleviated and the increase in resistance of the cap layer 18 is suppressed. it can. Furthermore, by setting the Cp 2 Mg gas supplied before the growth of the cap layer 18 more than the Cp 2 Mg gas supplied at the time of growth, the memory effect can be further relaxed. The cap layer 18 serves to prevent In from evaporating from the active layer 16 during the subsequent growth of the p-type cladding layer 20, and electrons injected from the n-type layer to the active layer during current injection are p-type. It plays a role in preventing overflow to the layer.

尚、本実施形態では、前記キャップ層１８の層厚を約20nmとしたが、層厚はこれに限定されることはない。キャップ層１８は、その層厚が約10nm程度までは電子オーバーフロー防止効果が顕著であったので、好ましくは10nm以上とする。また、本実施形態では、前記キャップ層１８のAl組成を18%としたが、Al組成はこれに限定されることはない。キャップ層１８のAl組成は、10%程度までは電子オーバーフロー防止効果が顕著であったので、好ましくは10%以上とする。   In the present embodiment, the thickness of the cap layer 18 is about 20 nm, but the layer thickness is not limited to this. The cap layer 18 has a remarkable effect of preventing electron overflow until the layer thickness is about 10 nm. In the present embodiment, the Al composition of the cap layer 18 is 18%, but the Al composition is not limited to this. The Al composition of the cap layer 18 is preferably set to 10% or more because the effect of preventing electron overflow is remarkable up to about 10%.

次に、厚さが約100nmでMg不純物濃度が約1×1019cm-3のp型 GaNよりなる第２の光ガイド層１９を成長する。続いて、厚さが約0.5μmでMg不純物濃度が約1×1019cm-3のｐ型Al0.07Ga0.93Nよりなるｐ型クラッド層２０を成長する。最後に、厚さが約60nmでMg不純物濃度が約1×1019cm-3のp型GaNよりなるｐ型コンタクト層２１を成長する。ここで、好ましくはｐ型コンタクト層２１の約10nm程度の最表面のMg濃度をさらに増加する（例えば約1×1020cm-3）。このようにすると、ｐ電極２３とのコンタクト抵抗を大幅に低減することが可能となり、レーザ素子１の動作電圧の低減、すなわち長寿命化に寄与することになる。 Next, a second optical guide layer 19 made of p-type GaN having a thickness of about 100 nm and an Mg impurity concentration of about 1 × 10 19 cm −3 is grown. Subsequently, a p-type cladding layer 20 made of p-type Al 0.07 Ga 0.93 N having a thickness of about 0.5 μm and an Mg impurity concentration of about 1 × 10 19 cm −3 is grown. Finally, a p-type contact layer 21 made of p-type GaN having a thickness of about 60 nm and an Mg impurity concentration of about 1 × 10 19 cm −3 is grown. Here, preferably, the Mg concentration of the outermost surface of about 10 nm of the p-type contact layer 21 is further increased (for example, about 1 × 10 20 cm −3 ). In this way, the contact resistance with the p-electrode 23 can be greatly reduced, which contributes to a reduction in operating voltage of the laser element 1, that is, a longer life.

尚、本実施形態では、ｎ型クラッド層１４及びｐ型クラッド層２０の各Al組成を7%としたが、各Al組成を3〜5%に低減してもよい。クラッド層のAl組成を低減することで、GaN及びInGaNとの格子不整合度を緩和することができ、活性層１６に印加される歪を緩和でき、レーザ素子の信頼性をさらに改善することができる。   In this embodiment, each Al composition of the n-type cladding layer 14 and the p-type cladding layer 20 is 7%, but each Al composition may be reduced to 3 to 5%. By reducing the Al composition of the cladding layer, the degree of lattice mismatch with GaN and InGaN can be relaxed, the strain applied to the active layer 16 can be relaxed, and the reliability of the laser device can be further improved. it can.

次に、レーザ素子１の構成を模式的に示す断面図である図１を参照しながら、電極形成工程について説明する。結晶成長工程終了後、まずｐ型半導体層の活性化加熱処理を行う。加熱処理は750℃の窒素雰囲気中で、10分程度行う。その後、レーザ結晶表面に二酸化珪素（SiO2）よりなる絶縁膜を堆積させる。続いて、この絶縁膜上にレジスト膜を堆積させ、フォトリソグラフィー法によりp型コンタクト層２１のリッジ形成領域（リッジ幅は約2μm）のみにレジスト膜が残るようにする。この後、レジスト膜をエッチングマスクとして、レジスト除去部のSiO2膜をフッ酸溶液で除去しｐ型コンタクト層２１を露出させる。続いて、リッジ形成領域以外をドライエッチング装置（図示せず）でエッチングし、活性層１６上の残し層厚を0.1μm程度に制御する。結果、リッジ形成領域以外のｐ型クラッド層２０とｐ型コンタクト層２１が除去される。尚、このドライエッチングで使用するガスは塩素（Cl2）とする。その後、アセトンなどの有機溶液によりリッジ上のレジスト膜を除去し、フッ酸溶液でリッジ上のSiO2膜を除去する。次に、リッジ上のｐ電極２３形成領域を所定のマスク層で覆い、リッジ上のp電極２３形成領域以外をSiO2膜２２で堆積した後、リッジ上及びSiO2膜上にパラジウム（Pd）と白金（Pt）と金（Au）を蒸着し、p電極２３を形成する。 Next, the electrode forming process will be described with reference to FIG. 1 which is a cross-sectional view schematically showing the configuration of the laser element 1. After completion of the crystal growth step, first, activation heat treatment of the p-type semiconductor layer is performed. Heat treatment is performed in a nitrogen atmosphere at 750 ° C. for about 10 minutes. Thereafter, an insulating film made of silicon dioxide (SiO 2 ) is deposited on the surface of the laser crystal. Subsequently, a resist film is deposited on the insulating film, and the resist film is left only in the ridge formation region (ridge width is about 2 μm) of the p-type contact layer 21 by photolithography. Thereafter, using the resist film as an etching mask, the SiO 2 film in the resist removal portion is removed with a hydrofluoric acid solution to expose the p-type contact layer 21. Subsequently, the area other than the ridge formation region is etched by a dry etching apparatus (not shown), and the remaining layer thickness on the active layer 16 is controlled to about 0.1 μm. As a result, the p-type cladding layer 20 and the p-type contact layer 21 other than the ridge formation region are removed. The gas used in this dry etching is chlorine (Cl 2 ). Thereafter, the resist film on the ridge is removed with an organic solution such as acetone, and the SiO 2 film on the ridge is removed with a hydrofluoric acid solution. Next, the p-electrode 23 formation region on the ridge is covered with a predetermined mask layer, and the region other than the p-electrode 23 formation region on the ridge is deposited with the SiO 2 film 22, and then palladium (Pd) on the ridge and the SiO 2 film. And platinum (Pt) and gold | metal | money (Au) are vapor-deposited and the p electrode 23 is formed.

続いて、基板１１の裏面を研磨し総層厚を100μm程度に薄膜化する。その後、基板１１の裏面（研磨面）に、チタン（Ti）と白金（Pt）と金（Au）を蒸着し、ｎ電極２４形成する。この際、ｎ電極２４を基板１１の全面に形成せずに、レーザ素子ごとに対応するように分離して形成する。この電極分離により、へき開によるレーザ素子の分離が容易になる。   Subsequently, the back surface of the substrate 11 is polished to reduce the total layer thickness to about 100 μm. Thereafter, titanium (Ti), platinum (Pt), and gold (Au) are vapor-deposited on the back surface (polished surface) of the substrate 11 to form an n-electrode 24. At this time, the n-electrode 24 is not formed on the entire surface of the substrate 11 but is formed so as to correspond to each laser element. This electrode separation facilitates separation of the laser element by cleavage.

続いて、レーザ共振器端面のへき開工程に移る。共振器端面がGaN基板１１の（1-100）面となるように、GaN基板１１をへき開装置（図示せず）でへき開し、バー状態に分離する。尚、レーザ共振器長は600μmとする。続いて、レーザ共振器の後端面にスパッタ装置（図示せず）を用いて、SiO2と二酸化チタン（TiO2）の３対で構成される誘電体多層膜を堆積させ、90%程度の反射率を有する高反射膜コートとする。 Subsequently, the process proceeds to a cleavage step of the laser resonator end face. The GaN substrate 11 is cleaved with a cleaving device (not shown) so that the end face of the resonator becomes the (1-100) plane of the GaN substrate 11 and separated into a bar state. The laser cavity length is 600 μm. Subsequently, a dielectric multilayer film composed of three pairs of SiO 2 and titanium dioxide (TiO 2 ) is deposited on the rear end face of the laser resonator by using a sputtering device (not shown), and the reflection is about 90%. A highly reflective coating having a high rate.

最後に、バー状態のレーザ素子の２次へき開をおこなってレーザチップに分離し、レーザキャンとｐ電極２３側が接するように実装する。   Finally, secondary cleavage of the laser element in the bar state is performed to separate the laser chip, and the laser can is mounted so that the p-electrode 23 side is in contact.

［実施例］
実施例１として、上述の第１の実施形態のレーザ素子１を作製し、比較例１として、レーザ素子１とはGaN迷光抑制平坦化層１２を備えない点のみ異なるレーザ素子１‘を作製し、これらを下記の試験ａ）〜ｄ）の試験対象として用いた。 [Example]
As Example 1, the laser element 1 of the first embodiment described above was manufactured, and as Comparative Example 1, a laser element 1 ′ different from the laser element 1 only in that it did not include the GaN stray light suppressing planarization layer 12 was manufactured. These were used as test subjects for the following tests a) to d).

図３は、結晶成長工程まで終了した比較例１のレーザ素子１’の構成を示す断面図である。レーザ素子１’は、GaN基板２７の上に、n型GaN層２８、n型Al0.07Ga0.93Nよりなるｎ型クラッド層２９、ｎ型GaNよりなる第１の光ガイド層３０、In0.10Ga0.90N／In0.02Ga0.98Nよりなる多量子井戸活性層３１、In0.02Ga0.98Nよりなる中間層３２、ｐ型Al0.18Ga0.82Nよりなるキャップ層３３、p型GaNよりなる第２の光ガイド層３４、p型Al0.07Ga0.93Nよりなるｐ型クラッド層３５、p型GaNよりなるp型コンタクト層３６がこの順で積層されてなる。結晶成長方法は、GaN迷光抑制平坦化層１２を結晶成長する工程を含まない以外
は、第１の実施形態のレーザ素子１と同じなので、説明を省略する。また、結晶成長後にSiO2絶縁膜及び電極を形成工程、へき開工程についても、第１の実施形態のレーザ素子１と同じなので図示及び説明を省略する。 FIG. 3 is a cross-sectional view showing the configuration of the laser device 1 ′ of Comparative Example 1 that has been completed up to the crystal growth step. The laser element 1 ′ includes an n-type GaN layer 28, an n-type cladding layer 29 made of n-type Al 0.07 Ga 0.93 N, a first light guide layer 30 made of n-type GaN, and In 0.10 Ga on a GaN substrate 27. 0.90 N / In 0.02 Ga 0.98 N multi-quantum well active layer 31, In 0.02 Ga 0.98 N intermediate layer 32, p-type Al 0.18 Ga 0.82 N cap layer 33, p-type GaN second light A guide layer 34, a p-type cladding layer 35 made of p-type Al 0.07 Ga 0.93 N, and a p-type contact layer 36 made of p-type GaN are laminated in this order. Since the crystal growth method is the same as that of the laser device 1 of the first embodiment except that it does not include the step of crystal growth of the GaN stray light suppressing planarization layer 12, the description thereof is omitted. Further, since the SiO 2 insulating film and electrode forming step and cleavage step after crystal growth are the same as those of the laser device 1 of the first embodiment, illustration and description thereof are omitted.

ａ）結晶積層断面の透過電子顕微鏡による観察
実施例１と比較例１のレーザ素子の製造工程における結晶成長後の積層断面を透過電子顕微鏡（TEM）で観察した（図示せず）。 a) Observation of Crystal Laminate Cross Section by Transmission Electron Microscope The laminated cross section after crystal growth in the manufacturing process of the laser device of Example 1 and Comparative Example 1 was observed with a transmission electron microscope (TEM) (not shown).

実施例１においては、GaN基板１１の表面にはスクラッチ等の研磨傷に起因する凹凸が見られるが、迷光抑制平坦化層１２の表面では凹凸が大幅に減少していることが確認された。具体的には、GaN基板１１表面で高さ10nm程度の凹凸箇所が、迷光抑制平坦化層１２の積層後ではその高さが2nm程度に減少していた。   In Example 1, unevenness due to polishing scratches such as scratches was observed on the surface of the GaN substrate 11, but it was confirmed that the unevenness was greatly reduced on the surface of the stray light suppression planarizing layer 12. Specifically, the uneven portion having a height of about 10 nm on the surface of the GaN substrate 11 was reduced to about 2 nm after the stray light suppression planarizing layer 12 was laminated.

一方、比較例１においては、GaN基板２７の表面にはスクラッチ等の研磨傷に起因する凹凸が見られ、この凹凸に起因する各層の厚み方向の位置変動（以下、「層厚揺らぎ」ともいう）が活性層３１を含むレーザ構造全体に及んでいることが確認された。具体的には、活性層３１で確認された層厚揺らぎは約3nmであり、これは活性層３１の量子井戸層厚（約3nm）と同等である。即ち、量子井戸層厚と同程度の層厚揺らぎが活性層に存在することになり、レーザ特性の発光特性の悪化、GaN基板面内でのレーザ特性の不均一化および製造での歩留り低下を招くことになる。   On the other hand, in Comparative Example 1, unevenness due to polishing scratches such as scratches is observed on the surface of the GaN substrate 27, and the positional variation in the thickness direction of each layer due to the unevenness (hereinafter also referred to as “layer thickness fluctuation”). ) Extends to the entire laser structure including the active layer 31. Specifically, the layer thickness fluctuation confirmed in the active layer 31 is about 3 nm, which is equivalent to the quantum well layer thickness (about 3 nm) of the active layer 31. In other words, layer thickness fluctuations similar to those of the quantum well layer exist in the active layer, resulting in deterioration of the laser emission characteristics, non-uniformity of the laser characteristics in the GaN substrate surface, and reduction in manufacturing yield. Will be invited.

実施例１の迷光抑制平坦化層１２において表面の凹凸が大幅に低減された理由について、本発明者は、GaN基板１１上にGaN結晶を成長する際にMgをドーピングすることで、基板に平行方向の横方向の成長が顕著に促進されるために、GaN基板１１の表面に形成されている凹凸が成長初期段階で平坦化されることに起因していると考える。この結晶表面平坦化は、活性層１６である量子井戸層を平坦化し量子効果を顕著化することになるため、閾値電流の低減等のレーザ特性向上に寄与する。   Regarding the reason why the unevenness of the surface is greatly reduced in the stray light suppressing flattening layer 12 of Example 1, the present inventor doped Mg when growing a GaN crystal on the GaN substrate 11 to be parallel to the substrate. It is considered that the unevenness formed on the surface of the GaN substrate 11 is flattened at the initial stage of growth because the lateral growth of the direction is remarkably promoted. This flattening of the crystal surface flattens the quantum well layer, which is the active layer 16, and makes the quantum effect more prominent, which contributes to improvement of laser characteristics such as reduction of threshold current.

ｂ）レーザ特性の測定
実施例１及び比較例１のレーザ素子に電流を注入し、電流−光出力特性を測定した。 b) Measurement of laser characteristics Current was injected into the laser elements of Example 1 and Comparative Example 1, and current-light output characteristics were measured.

図４は、実施例１のレーザ素子１の電流−光出力特性を示す図である。図４に示すように実施例１のレーザ素子１は、電流注入により室温で連続発振に到った。この際の閾値電流およびスロープ効率の平均は各々35mA、1.4W/Aであった。   FIG. 4 is a diagram showing current-light output characteristics of the laser device 1 of the first embodiment. As shown in FIG. 4, the laser device 1 of Example 1 reached continuous oscillation at room temperature by current injection. The average threshold current and slope efficiency at this time were 35 mA and 1.4 W / A, respectively.

比較例１のレーザ素子１‘は、電流注入により室温連続発振に到った。この際の閾値電流およびスロープ効率の平均は各々55mA、0.8W/Aであった。実施例１のレーザ素子１と比較すると、レーザ特性としての閾値電流およびスロープ効率がともに悪化していることがわかる。これは、比較例１のレーザ素子１’ではGaN基板２７の表面凹凸による各層の層厚揺らぎが内在していることに起因しているものと推測される。ここで、比較例１のレーザ素子１‘の作製工程において、実施例１のレーザ素子１と同程度のレーザ特性を有する素子をGaN基板２７全体から選別できる歩留りはおおよそ30%程度の低歩留りであった。 The laser device 1 ′ of Comparative Example 1 reached room temperature continuous oscillation by current injection. At this time, the average of the threshold current and the slope efficiency was 55 mA and 0.8 W / A, respectively. As compared with the laser element 1 of Example 1, it can be seen that both the threshold current and the slope efficiency as laser characteristics are deteriorated. This is presumably due to the fact that the layer thickness fluctuation of each layer due to the surface irregularities of the GaN substrate 27 is inherent in the laser element 1 ′ of Comparative Example 1 . Here, in the manufacturing process of the laser device 1 ′ of the comparative example 1, the yield that can select from the entire GaN substrate 27 an element having the same laser characteristics as the laser device 1 of the embodiment 1 is a low yield of about 30%. there were.

ｃ）相対雑音強度の測定
実施例１及び比較例１のレーザ素子において、各光出力（1〜10mW）での相対雑音強度（RIN）を測定した。 c) Measurement of relative noise intensity In the laser elements of Example 1 and Comparative Example 1, the relative noise intensity (RIN) at each light output (1 to 10 mW) was measured.

図５は、実施例１のレーザ素子１の光出力−相対雑音強度（RIN）を示す図であり、図６は比較例１のレーザ素子１‘の光出力−相対雑音強度を示す図である。ただし、レーザ光を光ディスクに照射した際に発生する戻り光による雑音を低減するために、RIN測定時にはレーザ素子に印加するバイアス（電流）に400MHz程度の高周波重畳を印加した。図５からも明らかなように、一般的に光出力が小さい程、自然放出光の影響が大きくなるため、RINが大きくなる。実際に、Blu-ray Discの再生時には、レーザ光として2.5mW程度の低出力が必要であり、その際のRINとしては-130dB/Hz以下が要望されている。実際、実施例１のレーザ素子１では、光出力が2.5mWにおけるRINは、上記要望を充分に満たす-135dB/Hz程度であった（図５参照）。一方、比較例１のレーザ素子１’では光出力が２．５ｍＷにおけるRINは、-125dB/Hz程度であった（図６参照）。 FIG. 5 is a diagram showing the light output-relative noise intensity (RIN) of the laser element 1 of Example 1, and FIG. 6 is a diagram showing the light output-relative noise intensity of the laser element 1 ′ of Comparative Example 1. . However, in order to reduce the noise caused by the return light generated when the optical disk was irradiated with the laser light, a high frequency superimposition of about 400 MHz was applied to the bias (current) applied to the laser element during RIN measurement. As it is clear from FIG. 5, as the general light output is small, because the greater the influence of the spontaneous emission light, RIN increases. Actually, when reproducing a Blu-ray Disc, a low output of about 2.5 mW is required as a laser beam, and RIN at that time is required to be −130 dB / Hz or less. Actually, in the laser element 1 of Example 1, the RIN at the light output of 2.5 mW was about −135 dB / Hz that sufficiently satisfies the above demand (see FIG. 5). On the other hand, in the laser element 1 ′ of Comparative Example 1, the RIN when the optical output was 2.5 mW was about −125 dB / Hz (see FIG. 6).

比較例１のレーザ素子１‘と比較して、実施例１のレーザ素子１の低ノイズ化は、活性層１６からGaN基板１１側へ漏出する自然放出光（迷光）がGaN迷光抑制平坦化層１２で吸収されることに起因していると考えられる。逆に、比較例１のレーザ素子１‘の高ノイズ化は、ｐ型GaN迷光抑制平坦化層が存在しないために、自然放出光（迷光）がGaN基板２７から漏出し、量子ノイズが増加したことに起因していると考えられる。   Compared with the laser element 1 ′ of the comparative example 1, the noise reduction of the laser element 1 of the example 1 is that the spontaneous emission light (stray light) leaking from the active layer 16 to the GaN substrate 11 side is a GaN stray light suppressing flattening layer. This is considered to be due to absorption at 12. On the contrary, the increase in noise of the laser device 1 ′ of Comparative Example 1 is due to the absence of the p-type GaN stray light suppressing flattening layer, so that spontaneous emission light (stray light) leaks from the GaN substrate 27 and the quantum noise increases. This is thought to be caused by this.

ｄ）一定光出力寿命試験
光出力50mWにおける消費電力（動作電流と動作電圧の積）が0.4W程度の実施例１のレーザ素子１を選別して、60℃の高温において50mWの高光出力での一定光出力（APC）寿命試験を実施した。その結果、実施例１のレーザ素子１での劣化率（動作電流の増加率）は１時間当たり0.001mA程度であり、3000時間以上の安定動作を確認した。 d) Constant optical output life test The laser element 1 of Example 1 having a power consumption (product of operating current and operating voltage) at an optical output of 50 mW is selected at about 0.4 W, and at a high optical output of 50 mW at a high temperature of 60 ° C. A constant light output (APC) life test was performed. As a result, the deterioration rate (the increase rate of the operating current) in the laser device 1 of Example 1 was about 0.001 mA per hour, and stable operation for 3000 hours or more was confirmed.

次に、上記と同じく、光出力が50mWのときの消費電力が、上記と同程度（0.4W）の比較例１のレーザ素子１’を選別して、50mWの高光出力でのAPC寿命試験を実施した。実施例１と比較例１とのレーザ素子に関し、同程度の消費電力でレーザ素子を選別した理由は、GaN系レーザの寿命時間は消費電力に大きく依存するために、同程度の消費電力でレーザ素子を比較しないと、内部応力と寿命時間との相関関係が明確にならないためである。   Next, as in the above case, the laser element 1 ′ of Comparative Example 1 whose power consumption when the optical output is 50 mW is approximately the same as the above (0.4 W) is selected, and an APC life test at a high optical output of 50 mW is performed. Carried out. Regarding the laser elements of Example 1 and Comparative Example 1, the reason for selecting the laser elements with the same power consumption is that the lifetime of the GaN-based laser largely depends on the power consumption. This is because the correlation between internal stress and lifetime is not clear unless the elements are compared.

比較例１のレーザ素子１’の劣化率は実施例１のレーザ素子１の20倍程度であり、急速に劣化が進行することがわかった。   The deterioration rate of the laser element 1 ′ of Comparative Example 1 is about 20 times that of the laser element 1 of Example 1, and it was found that the deterioration rapidly progressed.

これは、比較例１のレーザ素子１’ではGaN迷光抑制平坦化層が存在しないために、活性層３１を含む各層に層厚揺らぎが生じ、微小な結晶歪（格子歪）が活性層に印加され、劣化加速に繋がったものと推測される。   This is because, in the laser element 1 ′ of Comparative Example 1, there is no GaN stray light suppressing flattening layer, so that layer thickness fluctuation occurs in each layer including the active layer 31, and minute crystal strain (lattice strain) is applied to the active layer. It is speculated that this led to accelerated deterioration.

ｅ）迷光抑制平坦化層での光吸収の見積もり試験
GaN迷光抑制平坦化層での光吸収を見積もる試験を行った。試験用の試料として、試料１と試料２のを準備した。図７は、試料１の構成を示す断面図である。試料１は、第１の実施形態と同じ結晶成長方法を用いて、GaN基板２５上にGaN迷光抑制平坦化層１２と同量のMg不純物濃度（約2×1017cm-3）を有するMgドーピングGaN層２６を結晶成長したものである。ただし、第１の実施形態ではGaN迷光抑制平坦化層１２の層厚を約20nmとしたが、本試験では光吸収量を定量的に見積もるために意図的に厚くし、その層厚を約500nmとした。試料２は、GaN基板上にMgドーピングを施さないアンドープGaN層を層厚が約500nmとなるように結晶成長したものである（図示せず）。 e) Estimation test of light absorption in the stray light suppression flattening layer
A test was conducted to estimate the light absorption in the GaN stray light suppressing planarization layer. Samples 1 and 2 were prepared as test samples. FIG. 7 is a cross-sectional view showing the configuration of the sample 1. Sample 1 has the same Mg growth concentration (about 2 × 10 17 cm −3 ) as GaN stray light suppressing planarization layer 12 on GaN substrate 25 by using the same crystal growth method as in the first embodiment. The doped GaN layer 26 is crystal-grown. However, in the first embodiment, the layer thickness of the GaN stray light suppressing planarization layer 12 is about 20 nm, but in this test, it is intentionally increased in order to quantitatively estimate the amount of light absorption, and the layer thickness is about 500 nm. It was. Sample 2 is obtained by crystal growth of an undoped GaN layer not subjected to Mg doping on a GaN substrate so as to have a layer thickness of about 500 nm (not shown).

試料１及び試料２を用いて、吸収スペクトルを測定した。ただし、吸収スペクトルはキセノン（Xe）ランプを用いて、光干渉を抑制するような角度（ブリュースター角度）で測定した。図８に、測定結果である試料１、２の吸収スペクトルを示す。図８から、第１の実施形態のレーザ素子１の発振波長405nmでの吸収係数は、試料１において40cm-1程度、試料２において1cm-1程度以下であったことがわかる。すなわち、試料１においては、MgドーピングGaN層２６（第１の実施形態の迷光抑制平坦化層１２に相当）を有することにより、レーザ光の吸収が非常に大きかったといえる。以上より、第１の実施形態のレーザ素子１においては、迷光抑制平坦化層１２を有することにより活性層１６からGaN基板１１方向へ漏出する光を吸収抑制する効果が十分にあることが確認された。 Using samples 1 and 2, the absorption spectrum was measured. However, the absorption spectrum was measured using a xenon (Xe) lamp at an angle (Brewster angle) that suppresses optical interference. FIG. 8 shows the absorption spectra of Samples 1 and 2 as measurement results. From FIG. 8, it can be seen that the absorption coefficient at the oscillation wavelength of 405 nm of the laser device 1 of the first embodiment was about 40 cm −1 in the sample 1 and about 1 cm −1 or less in the sample 2. That is, it can be said that the sample 1 has a very large absorption of the laser light by having the Mg-doped GaN layer 26 (corresponding to the stray light suppressing planarization layer 12 of the first embodiment). As described above, in the laser device 1 of the first embodiment, it is confirmed that the stray light suppression planarizing layer 12 has a sufficient effect of suppressing the light leaking from the active layer 16 toward the GaN substrate 11. It was.

試料１でのレーザ光吸収効果は、GaN層２６にドーピングされているMgがGaNの禁制帯幅中に深い準位のアクセプターレベルを形成することに起因していると考られる。   It is considered that the laser light absorption effect in the sample 1 is caused by the fact that Mg doped in the GaN layer 26 forms a deep level acceptor level in the forbidden band width of GaN.

以上の試験結果から、GaN基板上のGaN系レーザにおいて、GaN基板上にｐ型不純物をドーピングした層を最初に結晶成長することで、
（１）活性層からGaN基板側へ漏出する光（迷光）に起因するレーザのノイズ増加（２）GaN基板表面の非平坦性に起因するレーザ特性の悪化および歩留り低下が改善されることが明らかとなった。 From the above test results, in the GaN-based laser on the GaN substrate, by first crystal growth of the layer doped with p-type impurities on the GaN substrate,
(1) Increase in laser noise due to light (stray light) leaking from the active layer to the GaN substrate side (2) Degradation of laser characteristics and yield due to non-planarity of the GaN substrate surface are improved It became.

（第２の実施形態）
本発明の第２の実施形態の窒化物半導体発光素子は、GaN系のレーザ素子である。図９は、結晶成長工程まで終了した本実施形態のレーザ素子２の構成を模式的に示す断面図である。本実施形態のレーザ素子２は、第１の実施形態のレーザ素子１とは迷光抑制平坦化層の組成が異なる点以外は同じ構成である。すなわち、図９に示すように、レーザ素子２は、GaN基板４１の上に、Mg及びSiをドーピングしたGaNよりなる迷光抑制平坦化層４２、n型GaN層４３、n型Al0.07Ga0.93Nよりなるｎ型クラッド層４４、ｎ型GaNよりなる第１の光ガイド層４５、In0.10Ga0.90N／In0.02Ga0.98Nよりなる多量子井戸活性層４６、In0.02Ga0.98Nよりなる中間層４７、ｐ型Al0.18Ga0.82Nよりなるキャップ層４８、p型GaNよりなる第２の光ガイド層４９、p型Al0.07Ga0.93Nよりなるp型クラッド層５０、p型GaNよりなるp型コンタクト層５１がこの順で積層されてなる。 (Second Embodiment)
The nitride semiconductor light emitting device according to the second embodiment of the present invention is a GaN-based laser device. FIG. 9 is a cross-sectional view schematically showing the configuration of the laser device 2 of the present embodiment that has been completed up to the crystal growth step. The laser element 2 of the present embodiment has the same configuration as the laser element 1 of the first embodiment except that the composition of the stray light suppressing flattening layer is different. That is, as shown in FIG. 9, the laser element 2 includes a stray light suppressing planarization layer 42, an n-type GaN layer 43, and an n-type Al 0.07 Ga 0.93 N made of GaN doped with Mg and Si on a GaN substrate 41. N-type cladding layer 44 made of n-type GaN, first light guide layer 45 made of n-type GaN, multi-quantum well active layer 46 made of In 0.10 Ga 0.90 N / In 0.02 Ga 0.98 N, and intermediate layer made of In 0.02 Ga 0.98 N 47, cap layer 48 made of p-type Al 0.18 Ga 0.82 N, second light guide layer 49 made of p-type GaN, p-type cladding layer 50 made of p-type Al 0.07 Ga 0.93 N, p-type made of p-type GaN The contact layer 51 is laminated in this order.

本実施形態のレーザ素子２の結晶成長方法は、GaN迷光抑制平坦化層の結晶成長工程が異なる点以外は、第１の実施形態のレーザ素子１と同じなので、GaN迷光抑制平坦化層４２の結晶成長工程のみを説明する。また、結晶成長後にSiO2絶縁膜及び電極を形成する工程、へき開工程についても、第１の実施形態のレーザ素子１と同じなので図示及び説明を省略する。 The crystal growth method of the laser element 2 of the present embodiment is the same as the laser element 1 of the first embodiment except that the crystal growth process of the GaN stray light suppression flattening layer is different. Only the crystal growth process will be described. Further, since the step of forming the SiO 2 insulating film and the electrode after the crystal growth and the cleavage step are the same as those of the laser element 1 of the first embodiment, the illustration and description are omitted.

酸洗浄後にMOVPE装置に搬送された（0001）面を主面とするGaN基板４１に対して、温度を約800℃にまで昇温してGaN基板４１表面のサーマルクリーニングを行なう。次に、反応炉を約1000℃にまで昇温した後、GaN基板４１の主面上に、TMGとNH3ガス、および窒素と水素の混合ガスをキャリアガスとして供給すると同時に、Cp2MgとSiH4ガスも供給する。
結晶成長初期の上記工程により、GaN基板４１上にGaN迷光抑制平坦化層４２が形成される。本実施形態では、Cp2Mg およびSiH4ガスの供給量と時間を制御して、厚さが約20nmでMg不純物濃度が約2×1017cm-3およびSi不純物濃度が約1×1018cm-3のGaN迷光抑制平坦化層４２を成長する。このGaN迷光抑制平坦化層４２は、レーザ動作において、活性層４６からGaN基板４１側へ漏出する光（迷光）を吸収する役割を担う。
尚、本実施形態では、GaN迷光抑制平坦化層４２の層厚を約20nmとしたがこの層厚に限定されることはない。層厚が5nm程度以上であれば、GaN基板から漏出する迷光の抑制、およびGaN基板表面の凹凸の平坦化に対する効果がある。したがって、迷光抑制平坦化層４２の層厚は、好ましくは、5nm以上200nm以下とする。さらに好ましくは、5nm以上100nm以下とする。迷光抑制平坦化層４２の層厚が200nmより大きい場合、結晶中に点欠陥が導入される等の結晶性劣化と、厚膜化により結晶表面の平坦性悪化が確認されるので好ましくない。また、迷光抑制平坦化層４２におけるMg不純物の濃度は、1×1017 cm-3以上 1×1018cm-3以下が好ましい。Mg不純物の濃度が1×1018cm-3より大きいと、不純物の高濃度化により結晶表面の平坦性悪化が顕著となることから好ましくない。さらに、Si不純物の濃度は、2×1017cm-3以上5×1018cm-3以下が好ましい。Si不純物の濃度が5×1018cm-3より大きいと、不純物の高濃度化により結晶表面の平坦性悪化が顕著となることから好ましくない。 The surface of the GaN substrate 41 is thermally cleaned by raising the temperature to about 800 ° C. with respect to the GaN substrate 41 whose principal surface is the (0001) plane transferred to the MOVPE apparatus after the acid cleaning. Next, after raising the temperature of the reactor to about 1000 ° C., TMG and NH 3 gas and a mixed gas of nitrogen and hydrogen are supplied as carrier gases onto the main surface of the GaN substrate 41, and at the same time Cp 2 Mg and SiH 4 gas is also supplied.
A GaN stray light suppressing planarization layer 42 is formed on the GaN substrate 41 by the above-described process at the initial stage of crystal growth. In this embodiment, the supply amount and time of the Cp 2 Mg and SiH 4 gases are controlled, the thickness is about 20 nm, the Mg impurity concentration is about 2 × 10 17 cm −3, and the Si impurity concentration is about 1 × 10 18. A GaN stray light suppressing planarization layer 42 of cm −3 is grown. The GaN stray light suppressing planarization layer 42 plays a role of absorbing light (stray light) leaking from the active layer 46 to the GaN substrate 41 side in the laser operation.
In the present embodiment, the thickness of the GaN stray light suppressing planarization layer 42 is about 20 nm, but the thickness is not limited to this. If the layer thickness is about 5 nm or more, there are effects of suppressing stray light leaking from the GaN substrate and flattening the irregularities on the surface of the GaN substrate. Accordingly, the layer thickness of the stray light suppressing planarization layer 42 is preferably 5 nm or more and 200 nm or less. More preferably, it is 5 nm or more and 100 nm or less. When the layer thickness of the stray light suppressing flattening layer 42 is larger than 200 nm, it is not preferable because crystallinity deterioration such as point defects are introduced into the crystal and flatness deterioration of the crystal surface is confirmed by thickening. Further, the Mg impurity concentration in the stray light suppressing planarization layer 42 is preferably 1 × 10 17 cm −3 or more and 1 × 10 18 cm −3 or less. If the concentration of Mg impurities is greater than 1 × 10 18 cm −3 , the flatness of the crystal surface will be significantly deteriorated due to the high concentration of impurities, which is not preferable. Furthermore, the concentration of Si impurities is preferably 2 × 10 17 cm −3 or more and 5 × 10 18 cm −3 or less. If the concentration of Si impurity is larger than 5 × 10 18 cm −3 , the flatness of the crystal surface will be significantly deteriorated by increasing the impurity concentration, which is not preferable.

本実施形態では、GaN迷光抑制平坦化層４２をGaN基板４１直上に配置したが、GaN基板４１と活性層４６の間、若しくはGaN基板４１とn型クラッド層４４の間に配置してもよい。このような構成であっても、GaN基板４１から漏出する迷光の抑制、およびGaN基板４１表面の凹凸の平坦化に対して同程度な効果がある。ただし、GaN基板４１の平坦化を図るという点のみからは、迷光抑制平坦化層４２は基板４１に近い位置に配置した方が好ましい。尚、迷光抑制平坦化層４２は一層のみでなく、GaN基板４１と活性層４６との間に複数層形成するようにしてもよい。   In the present embodiment, the GaN stray light suppressing planarization layer 42 is disposed immediately above the GaN substrate 41, but may be disposed between the GaN substrate 41 and the active layer 46, or between the GaN substrate 41 and the n-type cladding layer 44. . Even with such a configuration, the same effects are obtained with respect to the suppression of stray light leaking from the GaN substrate 41 and the flattening of the irregularities on the surface of the GaN substrate 41. However, it is preferable that the stray light suppressing planarization layer 42 is disposed at a position close to the substrate 41 only from the viewpoint of planarizing the GaN substrate 41. The stray light suppressing planarization layer 42 is not limited to a single layer, and a plurality of layers may be formed between the GaN substrate 41 and the active layer 46.

本実施形態では、ｎ型クラッド層４４及びｐ型クラッド層５０の各Al組成を7%としたが、各Al組成を3〜5%に低減してもよい。クラッド層のAl組成を低減することで、GaN及びInGaNとの格子不整合度を緩和することができ、活性層４６に印加される歪を緩和でき、レーザ素子の信頼性をさらに改善することができる。   In the present embodiment, each Al composition of the n-type cladding layer 44 and the p-type cladding layer 50 is 7%, but each Al composition may be reduced to 3 to 5%. By reducing the Al composition of the cladding layer, the degree of lattice mismatch with GaN and InGaN can be relaxed, the strain applied to the active layer 46 can be relaxed, and the reliability of the laser device can be further improved. it can.

［実施例］
実施例２として、上述の第２の実施形態のレーザ素子２を作製し、下記の試験ａ）〜ｅ）の試験対象として用いた。また、実施例１のレーザ素子１も試験対象として用いた。 [Example]
As Example 2, the laser element 2 of the above-described second embodiment was manufactured and used as a test target in the following tests a) to e). The laser element 1 of Example 1 was also used as a test target.

ａ）Mg及びSi濃度分布の測定
実施例２のレーザ素子２において、GaN迷光抑制平坦化層４２付近のMgおよびSi濃度分布を２次イオン質量分析法（SIMS）により測定した。図１０に測定結果を示す。図１０は、レーザ素子２（試料）の表面からの深さに対するMg、Siの濃度を示す図である。図１０に示すように、GaN迷光抑制平坦化層４２において、Mg濃度ピークが約2×1017cm-3、およびSi濃度ピークが約1×1018cm-3であり、MgとSiが同時にドープされていることを確認できた。尚、実施例１のレーザ素子１をSIMS分析した結果、図１０のMg濃度分布と同等であった。 a) Measurement of Mg and Si concentration distribution In the laser element 2 of Example 2, the Mg and Si concentration distribution in the vicinity of the GaN stray light suppressing planarization layer 42 was measured by secondary ion mass spectrometry (SIMS). FIG. 10 shows the measurement results. FIG. 10 is a diagram showing the concentrations of Mg and Si with respect to the depth from the surface of the laser element 2 (sample). As shown in FIG. 10, in the GaN stray light suppressing planarization layer 42, the Mg concentration peak is about 2 × 10 17 cm −3 and the Si concentration peak is about 1 × 10 18 cm −3 , so that Mg and Si are simultaneously It was confirmed that it was doped. In addition, as a result of SIMS analysis of the laser element 1 of Example 1, it was equivalent to the Mg concentration distribution of FIG.

ｂ）レーザ特性の測定
実施例２のレーザ素子２に電流を注入し、電流−光出力特性を測定した。実施例２のレーザ素子２は、電流注入により室温で連続発振に到った。この際の閾値電流およびスロープ効率の平均は、実施例１のレーザ素子１と同様、各々35mA、1.4W/Aであった。 b) Measurement of laser characteristics A current was injected into the laser element 2 of Example 2, and current-light output characteristics were measured. The laser element 2 of Example 2 reached continuous oscillation at room temperature by current injection. The average of the threshold current and the slope efficiency at this time was 35 mA and 1.4 W / A, respectively, as in the laser element 1 of Example 1.

ｃ）動作電圧の測定
レーザ素子の動作電圧について、実施例２のレーザ素子２と、実施例１のレーザ素子１とを比較検討した。電流値50mAでの動作電圧は、レーザ素子１で4.8Vに対し、レーザ素子２では4.5Vであった。 c) Measurement of operating voltage Regarding the operating voltage of the laser element, the laser element 2 of Example 2 and the laser element 1 of Example 1 were compared and examined. The operating voltage at a current value of 50 mA was 4.8 V for laser element 1 and 4.5 V for laser element 2.

レーザ素子１およびレーザ素子２ともに、n電極がGaN基板の研磨面側に形成されている。このため、n電極側から活性層へ注入される電子は、途中で迷光抑制平坦化層を通過する必要がある。この際、レーザ素子１と比較して、レーザ素子２ではMgドーピング（ｐ型不純物）だけでなくSi（n型不純物）も同時ドーピングされているために、電子の電気伝導が容易な構造となっている。このため、レーザ素子２の方が、動作電圧が低減されることになると考えられる。   In both the laser element 1 and the laser element 2, an n-electrode is formed on the polished surface side of the GaN substrate. For this reason, electrons injected from the n-electrode side into the active layer must pass through the stray light suppressing planarization layer on the way. At this time, as compared with the laser element 1, the laser element 2 is not only Mg-doped (p-type impurity) but also Si (n-type impurity), so that it has a structure that facilitates electrical conduction of electrons. ing. For this reason, it is considered that the operating voltage of the laser element 2 is reduced.

ｄ）相対雑音強度の測定
実施例２のレーザ素子２の各光出力（1〜10mW）での相対雑音強度（RIN）を評価した。ただし、レーザ光が光ディスクに照射した際に発生する戻り光による雑音を低減するために、RIN測定時にはレーザに印加するバイアス（電流）に400MHz程度の高周波重畳を印加した。実施例２のレーザ素子２では、光出力が2.5mWにおけるRINは-135dB/Hz程度であった。 d) Measurement of relative noise intensity The relative noise intensity (RIN) at each light output (1 to 10 mW) of the laser element 2 of Example 2 was evaluated. However, in order to reduce the noise due to the return light generated when the optical disc was irradiated with the laser beam, a high frequency superimposition of about 400 MHz was applied to the bias (current) applied to the laser during RIN measurement. In the laser device 2 of Example 2, RIN was about −135 dB / Hz when the optical output was 2.5 mW.

実施例２のレーザ素子２では、比較例１のレーザ素子１’と比較して低ノイズ化が達成されているといえる（第１の実施形態における試験ｃ）の結果参照）。この低ノイズ化は、活性層４６からGaN基板４１側へ漏出する自然放出光（迷光）がGaN迷光抑制平坦化層４２で顕著に吸収されることに起因していると推測される。   It can be said that the laser element 2 of Example 2 achieves lower noise than the laser element 1 'of Comparative Example 1 (see the result of the test c) in the first embodiment). This reduction in noise is presumed to be caused by the spontaneous emission light (stray light) leaking from the active layer 46 to the GaN substrate 41 side being significantly absorbed by the GaN stray light suppressing flattening layer 42.

ｅ）一定光出力寿命試験
光出力50mWにおける消費電力（動作電流と動作電圧の積）が0.4W程度の実施例２のレーザ素子２を選別して、60℃の高温において50mWの高光出力での一定光出力（APC）寿命試験を実施した。その結果、実施例２のレーザ素子２での劣化率（動作電流の増加率）は１時間当たり0.001mA程度であり、3000時間以上の安定動作を確認した。また、レーザ素子１と同様に、この長寿命レーザ素子をGaN基板４１から選別できる歩留りはおおよそ70%程度である。 e) Constant optical output life test The laser element 2 of Example 2 whose power consumption (product of operating current and operating voltage) at an optical output of 50 mW is selected at about 0.4 W, and at a high optical output of 50 mW at a high temperature of 60 ° C. A constant light output (APC) life test was performed. As a result, the deterioration rate (the increase rate of the operating current) in the laser element 2 of Example 2 was about 0.001 mA per hour, and stable operation for 3000 hours or more was confirmed. Similarly to the laser element 1, the yield with which this long-lived laser element can be selected from the GaN substrate 41 is about 70%.

実施例２のレーザ素子２の長寿命化および高歩留り化は、GaN迷光抑制平坦化層４２の導入に起因していると考えられる。つまり、実施例１のレーザ素子１と同様に、GaN迷光抑制平坦化層４２の導入により、GaN基板表面の非平坦性が大幅に改善され（Mgドーピングによる平坦化効果）、レーザ特性の悪化および歩留り低下が解決できたものと推測される。   The longer lifetime and higher yield of the laser device 2 of Example 2 are thought to be due to the introduction of the GaN stray light suppressing planarization layer 42. That is, similar to the laser element 1 of the first embodiment, the introduction of the GaN stray light suppressing planarization layer 42 significantly improves the non-planarity of the GaN substrate surface (a planarization effect by Mg doping), and deteriorates the laser characteristics. It is presumed that the yield drop was solved.

ｆ）迷光抑制平坦化層での光吸収の見積もり試験
GaN迷光抑制平坦化層での光吸収を見積もる試験を行った。試験用の試料として、第１の実施形態の試験ｅ）の試料１と試料２と、その他に試料３を準備した。試料３は、第２の実施形態と同じ結晶成長方法を用いて、GaN基板４１上にGaN迷光抑制平坦化層４２と同量のMg不純物濃度（約2×1017cm-3）およびSi不純物濃度（約1×1018cm-3）を有するGaN層を結晶成長した。ただし、第２の実施形態ではGaN迷光抑制平坦化層４２の層厚を約20nmとしたが、本試験では光吸収量を定量的に見積もるために意図的に厚くし、その層厚を約500nmとした。 f) Estimation test of light absorption in the stray light suppressing flattening layer
A test was conducted to estimate the light absorption in the GaN stray light suppressing planarization layer. As a test sample, Sample 1 and Sample 2 of Test e) of the first embodiment and Sample 3 were prepared in addition. Sample 3 uses the same crystal growth method as in the second embodiment, and has the same amount of Mg impurity (about 2 × 10 17 cm −3 ) and Si impurity as GaN stray light suppressing planarization layer 42 on GaN substrate 41. A GaN layer having a concentration (about 1 × 10 18 cm −3 ) was crystal-grown. However, in the second embodiment, the layer thickness of the GaN stray light suppressing planarization layer 42 is about 20 nm, but in this test, it is intentionally increased in order to quantitatively estimate the amount of light absorption, and the layer thickness is about 500 nm. It was.

試料１〜試料３の吸収スペクトルを各々測定した。ただし、吸収スペクトルはキセノン（Xe）ランプを用いて、光干渉を抑制するような角度（ブリュースター角度）で測定した。図１１に、測定結果である試料１〜３の吸収スペクトルを示す。図１１から、第２の実施形態のレーザ素子２の発振波長405nmでの吸収係数は、試料３において100cm-1程度であったことがわかる。一方、試料１、２においては、その吸収係数はそれぞれ40 cm-1および1cm-1程度以下であった。 The absorption spectra of Sample 1 to Sample 3 were measured. However, the absorption spectrum was measured using a xenon (Xe) lamp at an angle (Brewster angle) that suppresses optical interference. In FIG. 11, the absorption spectrum of the samples 1-3 which are a measurement result is shown. From FIG. 11, it can be seen that the absorption coefficient at the oscillation wavelength of 405 nm of the laser device 2 of the second embodiment was about 100 cm −1 in the sample 3. On the other hand, in samples 1 and 2, the absorption coefficients were about 40 cm -1 and 1 cm -1 or less, respectively.

すなわち、本試験により、試料３、つまりｐ型不純物とn型不純物を同時にドーピングしたGaN迷光抑制平坦化層では、レーザ光の吸収が非常に大きく、活性層からGaN基板方向へ漏出する光を吸収抑制する効果が十分にあることが確認された。以上より、第２の実施形態のレーザ素子２においては、迷光抑制平坦化層４２を有することにより活性層４６からGaN基板４１方向へ漏出する光を吸収抑制する効果が十分にあることが確認された。   That is, in this test, the sample 3, that is, the GaN stray light suppressing flattened layer doped with the p-type impurity and the n-type impurity at the same time, absorbs a large amount of laser light and absorbs light leaking from the active layer toward the GaN substrate. It was confirmed that there is a sufficient suppression effect. As described above, in the laser element 2 of the second embodiment, it is confirmed that the stray light suppression planarization layer 42 has a sufficient effect of suppressing the light leaking from the active layer 46 toward the GaN substrate 41. It was.

試料３でのレーザ光吸収効果は、GaN迷光抑制平坦化層にドーピングされているMgおよびSiがGaNの禁制帯幅中にアクセプター準位およびドナー準位を同時に形成することに起因していると考えられる。   The laser light absorption effect in Sample 3 is due to the fact that Mg and Si doped in the GaN stray light suppressing planarization layer simultaneously form acceptor levels and donor levels in the forbidden band width of GaN. Conceivable.

（第３の実施形態）
本発明の第３の実施形態の窒化物半導体発光素子は、GaN系のレーザ素子である。図１２は、結晶成長工程まで終了した本実施形態のレーザ素子３の構成を示す断面図である。本実施形態のレーザ素子３は、第１の実施形態のレーザ素子１とは迷光抑制平坦化層の組成が異なる点以外は同じ構成である。すなわち、図１２に示すように、レーザ素子３は、GaN基板６１の上に、Mg及びCをドーピングしたGaNよりなる迷光抑制平坦化層６２、n型GaN層６３、n型Al0.07Ga0.93Nよりなるｎ型クラッド層６４、ｎ型GaNよりなる第１の光ガイド層６５、In0.10Ga0.90N／In0.02Ga0.98Nよりなる多量子井戸活性層６６、In0.02Ga0.98Nよりなる中間層６７、ｐ型Al0.18Ga0.82Nよりなるキャップ層６８、p型GaNよりなる第２の光ガイド層６９、p型Al0.07Ga0.93Nよりなるｐ型クラッド層７０、p型GaNよりなるp型
コンタクト層７１がこの順で積層されてなる。 (Third embodiment)
The nitride semiconductor light emitting device of the third embodiment of the present invention is a GaN-based laser device. FIG. 12 is a cross-sectional view showing the configuration of the laser element 3 of this embodiment that has been completed up to the crystal growth step. The laser element 3 of the present embodiment has the same configuration as the laser element 1 of the first embodiment except that the composition of the stray light suppressing flattening layer is different. That is, as shown in FIG. 12, the laser device 3 includes a stray light suppressing planarization layer 62, an n-type GaN layer 63, and an n-type Al 0.07 Ga 0.93 N made of GaN doped with Mg and C on a GaN substrate 61. N-type cladding layer 64 made of n-type GaN, first light guide layer 65 made of n-type GaN, multi-quantum well active layer 66 made of In 0.10 Ga 0.90 N / In 0.02 Ga 0.98 N, and intermediate layer made of In 0.02 Ga 0.98 N 67, a cap layer 68 made of p-type Al 0.18 Ga 0.82 N, a second light guide layer 69 made of p-type GaN, a p-type cladding layer 70 made of p-type Al 0.07 Ga 0.93 N, and a p-type made of p-type GaN. The contact layer 71 is laminated in this order.

本実施形態のレーザ素子３の結晶成長方法は、GaN迷光抑制平坦化層の結晶成長工程が異なる点以外は、第１の実施形態の半導体レーザ１と同じなので、GaN迷光抑制平坦化層６２の結晶成長工程のみを説明する。また、結晶成長後にSiO2絶縁膜及び電極を形成する工程、へき開工程についても、第１の実施形態のレーザ素子１と同じなので図示及び説明を省略する。 The crystal growth method of the laser element 3 of this embodiment is the same as that of the semiconductor laser 1 of the first embodiment except that the crystal growth process of the GaN stray light suppression flattening layer is different. Only the crystal growth process will be described. Further, since the step of forming the SiO 2 insulating film and the electrode after the crystal growth and the cleavage step are the same as those of the laser element 1 of the first embodiment, the illustration and description are omitted.

酸洗浄後にMOVPE装置に搬送された（0001）面を主面とするGaN基板６１に対して、温度を約800℃にまで昇温して基板表面のサーマルクリーニングを行なう。次に、反応炉を約1000℃にまで昇温した後、GaN基板６１の主面上に、TMGとNH3ガス、および窒素と水素の混合ガスをキャリアガスとして供給すると同時に、Cp2Mgとプロパン（CH3CH2CH3）ガスも供給する。CH3CH2CH3ガスはGaN結晶への炭素ドープ源として用いる。 The substrate surface is thermally cleaned by raising the temperature to about 800 ° C. with respect to the GaN substrate 61 whose principal surface is the (0001) plane transferred to the MOVPE apparatus after the acid cleaning. Next, after raising the temperature of the reactor to about 1000 ° C., TMG and NH 3 gas and a mixed gas of nitrogen and hydrogen are supplied as carrier gases onto the main surface of the GaN substrate 61, and at the same time, Cp 2 Mg and Propane (CH 3 CH 2 CH 3 ) gas is also supplied. CH 3 CH 2 CH 3 gas is used as a carbon doping source for the GaN crystal.

結晶成長初期の上記工程により、GaN基板６１上にGaN迷光抑制平坦化層６２が形成される。本実施形態では、Cp2Mg およびCH3CH2CH3ガスの供給量と時間を制御して、厚さが約20nmでMg不純物濃度が約2×1017cm-3およびC不純物濃度が約1×1018cm-3のGaN迷光抑制平坦化層６２を成長する。このGaN迷光抑制平坦化層６２は、レーザ動作において、活性層６６からGaN基板６１側へ漏出する光（迷光）を吸収する役割を担う。 A GaN stray light suppressing planarization layer 62 is formed on the GaN substrate 61 by the above-described process at the initial stage of crystal growth. In this embodiment, the supply amount and time of Cp 2 Mg and CH 3 CH 2 CH 3 gases are controlled, the thickness is about 20 nm, the Mg impurity concentration is about 2 × 10 17 cm −3, and the C impurity concentration is about A 1 × 10 18 cm −3 GaN stray light suppressing planarization layer 62 is grown. The GaN stray light suppressing planarization layer 62 plays a role of absorbing light (stray light) leaking from the active layer 66 to the GaN substrate 61 side in the laser operation.

尚、本実施形態では、GaN迷光抑制平坦化層６２の層厚を約20nmとしたがこの層厚に限定されることはない。層厚が5nm程度以上であれば、GaN基板から漏出する迷光の抑制、およびGaN基板表面の凹凸の平坦化に対する効果がある。したがって、迷光抑制平坦化層６２の層厚は、好ましくは、5nm以上200nm以下とする。さらに好ましくは、5nm以上100nm以下とする。迷光抑制平坦化層６２の層厚が200nmより大きい場合、結晶中に点欠陥が導入される等の結晶性劣化と、厚膜化により結晶表面の平坦性悪化が顕著となるので好ましくない。   In the present embodiment, the thickness of the GaN stray light suppressing planarization layer 62 is about 20 nm, but the thickness is not limited to this. If the layer thickness is about 5 nm or more, there are effects of suppressing stray light leaking from the GaN substrate and flattening the irregularities on the surface of the GaN substrate. Therefore, the layer thickness of the stray light suppressing planarization layer 62 is preferably 5 nm or more and 200 nm or less. More preferably, it is 5 nm or more and 100 nm or less. When the layer thickness of the stray light suppressing flattening layer 62 is larger than 200 nm, it is not preferable because crystallinity deterioration such as point defects are introduced into the crystal and flatness deterioration of the crystal surface becomes remarkable due to thickening.

さらに、迷光抑制平坦化層６２におけるMg不純物の濃度は、1×1017cm-3以上1×1018cm-3以下が好ましい。Mg不純物の濃度が1×1018cm-3より大きいと、不純物の高濃度化により結晶表面の平坦性悪化が顕著となるので好ましくない。また、迷光抑制平坦化層６２におけるC不純物濃度は、2×1017cm-3以上5×1018cm-3以下が好ましい。C不純物濃度が5×1018cm-3より大きいと、不純物の高濃度化により結晶表面の平坦性悪化が顕著となるので好ましくない。本実施形態では、GaN迷光抑制平坦化層６２をGaN基板６１直上に配置したが、GaN基板６１と活性層６６の間、若しくはGaN基板６１とn型クラッド層６４の間に配置してもよい。このような構成であっても、GaN基板６１から漏出する迷光の抑制、およびGaN基板６１表面の凹凸の平坦化に対して同程度の効果がある。ただし、GaN基板６１の平坦化を図るという点からは、迷光抑制平坦化層６２は基板６１に近い位置に配置した方が好ましい。尚、迷光抑制平坦化層６２は一層のみでなく、GaN基板６１と活性層６６との間に複数層形成するようにしてもよい。 Further, the Mg impurity concentration in the stray light suppressing planarization layer 62 is preferably 1 × 10 17 cm −3 or more and 1 × 10 18 cm −3 or less. If the concentration of Mg impurity is larger than 1 × 10 18 cm −3 , deterioration of the flatness of the crystal surface becomes remarkable due to the high concentration of the impurity, which is not preferable. Further, the C impurity concentration in the stray light suppressing planarization layer 62 is preferably 2 × 10 17 cm −3 or more and 5 × 10 18 cm −3 or less. If the C impurity concentration is larger than 5 × 10 18 cm −3 , the flatness of the crystal surface is significantly deteriorated by increasing the impurity concentration, which is not preferable. In the present embodiment, the GaN stray light suppressing planarization layer 62 is disposed immediately above the GaN substrate 61, but may be disposed between the GaN substrate 61 and the active layer 66 or between the GaN substrate 61 and the n-type cladding layer 64. . Even with such a configuration, there are similar effects on the suppression of stray light leaking from the GaN substrate 61 and the flattening of the irregularities on the surface of the GaN substrate 61. However, from the viewpoint of flattening the GaN substrate 61, it is preferable that the stray light suppressing flattening layer 62 is disposed at a position close to the substrate 61. The stray light suppressing planarizing layer 62 is not limited to a single layer, and a plurality of layers may be formed between the GaN substrate 61 and the active layer 66.

本実施形態では、ｎ型クラッド層６４及びｐ型クラッド層７０の各Al組成を7%としたが、各Al組成を3〜5%に低減してもよい。クラッド層のAl組成を低減することで、GaN及びInGaNとの格子不整合度を緩和することができ、活性層６６に印加される歪を緩和でき、レーザ素子の信頼性をさらに改善することができる。   In the present embodiment, each Al composition of the n-type cladding layer 64 and the p-type cladding layer 70 is 7%, but each Al composition may be reduced to 3 to 5%. By reducing the Al composition of the cladding layer, the degree of lattice mismatch with GaN and InGaN can be relaxed, the strain applied to the active layer 66 can be relaxed, and the reliability of the laser device can be further improved. it can.

尚、本実施形態では、CH3CH2CH3ガスをGaN結晶への炭素ドープ源として用いたが、四臭化炭素（CBr4）を用いてもよい。 In the present embodiment, CH 3 CH 2 CH 3 gas is used as a carbon doping source for the GaN crystal, but carbon tetrabromide (CBr 4 ) may be used.

［実施例］
実施例３として、上述の第３の実施形態のレーザ素子３を作製し、下記の試験ａ）〜ｃ）の試験対象として用いた。 [Example]
As Example 3, the laser element 3 of the above-described third embodiment was manufactured and used as a test target in the following tests a) to c).

ａ）レーザ特性の測定
実施例３のレーザ素子３に電流を注入し、電流−光出力特性を測定した。実施例３のレーザ素子３は、電流注入により室温連続発振に到った。この際の閾値電流およびスロープ効率の平均は、実施例１のレーザ素子１と同様、各々35mA、1.4W/Aであった。 a) Measurement of laser characteristics A current was injected into the laser element 3 of Example 3, and current-light output characteristics were measured. The laser device 3 of Example 3 reached room temperature continuous oscillation by current injection. The average of the threshold current and the slope efficiency at this time was 35 mA and 1.4 W / A, respectively, as in the laser element 1 of Example 1.

ｂ）相対雑音強度の測定
実施例３のレーザ素子３の各光出力（1〜10mW）での相対雑音強度（RIN）を評価した。ただし、レーザ光が光ディスクに照射した際に発生する戻り光による雑音を低減するために、RIN測定時にはレーザに印加するバイアス（電流）に400MHz程度の高周波重畳を印加した。実施例３のレーザ素子３では、光出力が2.5mWにおけるRINは-135dB/Hz程度であった。 b) Measurement of relative noise intensity The relative noise intensity (RIN) at each light output (1 to 10 mW) of the laser element 3 of Example 3 was evaluated. However, in order to reduce the noise due to the return light generated when the optical disc was irradiated with the laser beam, a high frequency superimposition of about 400 MHz was applied to the bias (current) applied to the laser during RIN measurement. In the laser device 3 of Example 3, the RIN when the optical output is 2.5 mW is about −135 dB / Hz.

実施例３のレーザ素子３では、比較例１のレーザ素子１’と比較して低ノイズ化が達成されているといえる（第１の実施形態における試験ｃ）の結果参照）。この低ノイズ化は、活性層６６からGaN基板６１側へ漏出する自然放出光（迷光）がGaN迷光抑制平坦化層６２で顕著に吸収されることに起因していると推測される。   It can be said that the laser element 3 of Example 3 achieves low noise compared to the laser element 1 'of Comparative Example 1 (see the result of the test c) in the first embodiment). This reduction in noise is presumed to be caused by the spontaneous emission light (stray light) leaking from the active layer 66 to the GaN substrate 61 side being significantly absorbed by the GaN stray light suppressing planarization layer 62.

ｂ）一定光出力寿命試験
光出力50mWにおける消費電力（動作電流と動作電圧の積）が0.4W程度の実施例３のレーザ素子３を選別して、60℃の高温において50mWの高光出力での一定光出力（APC）寿命試験を実施した。その結果、実施例３のレーザ素子３での劣化率（動作電流の増加率）は１時間当たり0.001mA程度であり、3000時間以上の安定動作を確認した。 b) Constant optical output life test The laser element 3 of Example 3 having a power consumption (product of operating current and operating voltage) at an optical output of 50 mW is selected at about 0.4 W, and at a high optical output of 50 mW at a high temperature of 60 ° C. A constant light output (APC) life test was performed. As a result, the deterioration rate (the increase rate of the operating current) in the laser element 3 of Example 3 was about 0.001 mA per hour, and stable operation for 3000 hours or more was confirmed.

（第４の実施形態）
本発明の第４の実施形態の窒化物半導体発光素子は、GaN系のレーザ素子である。本実施形態のレーザ素子は、GaN迷光抑制平坦化層にMgとCと同時にSiもドーピングすること以外は、上記第３の実施形態のレーザ素子３と同様である。GaN基板上に形成するGaN迷光抑制平坦化層は、Cp2Mg とCH3CH2CH3ガスおよびSiH4ガスの供給量と時間を制御して、厚さが約20nmでMg不純物濃度が約2×1017cm-3、Si不純物濃度が約1×1018cm-3、およびC不純物濃度が約5×1017cm-3のGaN迷光抑制平坦化層を成長する。このGaN迷光抑制平坦化層は、レーザ動作において、活性層からGaN基板側へ漏出する光（迷光）を吸収する役割を担う。他の構成、及び作製方法については、第３の実施形態と同じなので、説明を省略する。 (Fourth embodiment)
The nitride semiconductor light emitting device according to the fourth embodiment of the present invention is a GaN-based laser device. The laser device of this embodiment is the same as the laser device 3 of the third embodiment, except that the GaN stray light suppressing flattening layer is doped with Si as well as Mg and C. The GaN stray light suppression flattening layer formed on the GaN substrate has a thickness of about 20 nm and an Mg impurity concentration of about 20 nm by controlling the supply amount and time of Cp 2 Mg, CH 3 CH 2 CH 3 gas, and SiH 4 gas. A GaN stray light suppressing flattening layer having 2 × 10 17 cm −3 , Si impurity concentration of about 1 × 10 18 cm −3 , and C impurity concentration of about 5 × 10 17 cm −3 is grown. The GaN stray light suppressing planarization layer plays a role of absorbing light (stray light) leaking from the active layer to the GaN substrate side in laser operation. Other configurations and manufacturing methods are the same as those of the third embodiment, and thus description thereof is omitted.

本実施形態では、GaN迷光抑制平坦化層の層厚を約20nmとしたがこの層厚に限定されることはない。層厚が5nm程度以上であれば、GaN基板から漏出する迷光の抑制、およびGaN基板表面の凹凸の平坦化に対する効果がある。したがって、迷光抑制平坦化層の層厚は、好ましくは、5nm以上200nm以下とする。さらに好ましくは、5nm以上100nm以下とする。迷光抑制平坦化層の層厚が200nmより大きい場合、結晶中に点欠陥が導入される等の結晶性劣化と、厚膜化により結晶表面の平坦性悪化が顕著となるので好ましくない。   In the present embodiment, the layer thickness of the GaN stray light suppressing flattening layer is about 20 nm, but is not limited to this layer thickness. If the layer thickness is about 5 nm or more, there are effects of suppressing stray light leaking from the GaN substrate and flattening the irregularities on the surface of the GaN substrate. Therefore, the layer thickness of the stray light suppressing planarization layer is preferably 5 nm or more and 200 nm or less. More preferably, it is 5 nm or more and 100 nm or less. When the thickness of the stray light suppressing flattening layer is larger than 200 nm, it is not preferable because the crystallinity deterioration such as point defects are introduced into the crystal and the flatness of the crystal surface becomes remarkable due to the thickening of the film.

さらに、迷光抑制平坦化層におけるMg不純物の濃度は、1×1017cm-3以上1×1018cm-3以下が好ましい。Mg不純物の濃度が、1×1018cm-3より大きいと、不純物の高濃度化により結晶表面の平坦性悪化が顕著となるので好ましくない。Si不純物の濃度は、2×1017 cm-3以上5×1018cm-3以下が好ましい。Si不純物の濃度が5×1018cm-3より大きいと、不純物の高濃度化により結晶表面の平坦性悪化が顕著となるので好ましくない。C不純物の濃度も同様に2×1017cm-3以上5×1018 cm-3以下が好ましい。本実施形態では、GaN迷光抑制平坦化層をGaN基板直上に配置したが、GaN基板と活性層の間、若しくはGaN基板とn型クラッド層の間に配置してもよい。このような構成であっても、GaN基板から漏出する迷光の抑制、およびGaN基板表面の凹凸の平坦化に対して同程度な効果がある。ただし、GaN基板の平坦化を図るという点からは、迷光抑制平坦化層は基板に近い位置に配置した方が好ましい。尚、迷光抑制平坦化層は一層のみでなく、GaN基板と活性層との間に複数層形成するようにしてもよい。 Further, the Mg impurity concentration in the stray light suppressing planarization layer is preferably 1 × 10 17 cm −3 or more and 1 × 10 18 cm −3 or less. If the concentration of Mg impurity is larger than 1 × 10 18 cm −3 , the flatness of the crystal surface becomes conspicuous due to the high concentration of the impurity, which is not preferable. The concentration of Si impurity is preferably 2 × 10 17 cm −3 or more and 5 × 10 18 cm −3 or less. A Si impurity concentration greater than 5 × 10 18 cm −3 is not preferable because the flatness of the crystal surface becomes prominent due to the high impurity concentration. Similarly, the concentration of C impurity is preferably 2 × 10 17 cm −3 or more and 5 × 10 18 cm −3 or less. In the present embodiment, the GaN stray light suppressing planarizing layer is disposed immediately above the GaN substrate, but may be disposed between the GaN substrate and the active layer, or between the GaN substrate and the n-type cladding layer. Even with such a configuration, there are similar effects on the suppression of stray light leaking from the GaN substrate and the flattening of the irregularities on the surface of the GaN substrate. However, from the viewpoint of flattening the GaN substrate, the stray light suppressing flattening layer is preferably disposed at a position close to the substrate. The stray light suppressing planarization layer is not limited to a single layer, and a plurality of layers may be formed between the GaN substrate and the active layer.

尚、本実施形態では、CH3CH2CH3ガスをGaN結晶への炭素ドープ源として用いたが、四臭化炭素（CBr4）を用いてもよい。 In the present embodiment, CH 3 CH 2 CH 3 gas is used as a carbon doping source for the GaN crystal, but carbon tetrabromide (CBr 4 ) may be used.

［実施例］
実施例４として、上述の第４の実施形態のレーザ素子を作製し、下記の試験ａ）〜ｃ）の試験対象として用いた。試験結果については、実施例３のレーザ素子３と比較して記載する。 [Example]
As Example 4, the laser device of the above-described fourth embodiment was manufactured and used as a test target in the following tests a) to c). The test results are described in comparison with the laser element 3 of Example 3.

ａ）レーザ特性の測定
実施例４のレーザ素子に電流を注入し、電流−光出力特性を測定した。実施例４のレーザ素子は、電流注入により室温連続発振に到った。この際の閾値電流およびスロープ効率の平均は、実施例３のレーザ素子３と同様、各々35mA、1.4W/Aであった。 a) Measurement of laser characteristics A current was injected into the laser element of Example 4, and current-light output characteristics were measured. The laser device of Example 4 reached room temperature continuous oscillation by current injection. The average of the threshold current and the slope efficiency at this time was 35 mA and 1.4 W / A, respectively, as in the laser element 3 of Example 3.

ｂ）相対雑音強度の測定
実施例４のレーザ素子の各光出力（1〜10mW）での相対雑音強度（RIN）を評価した。ただし、レーザ光が光ディスクに照射した際に発生する戻り光による雑音を低減するために、RIN測定時にはレーザに印加するバイアス（電流）に400MHz程度の高周波重畳を印加した。実施例４のレーザ素子では、光出力が2.5mWにおけるRINは-138dB/Hz程度であった。 b) Measurement of relative noise intensity The relative noise intensity (RIN) at each light output (1 to 10 mW) of the laser device of Example 4 was evaluated. However, in order to reduce the noise due to the return light generated when the optical disc was irradiated with the laser beam, a high frequency superimposition of about 400 MHz was applied to the bias (current) applied to the laser during RIN measurement. In the laser device of Example 4, the RIN at an optical output of 2.5 mW was about -138 dB / Hz.

実施例３のレーザ素子３と比較して、実施例４のレーザ素子のいっそうの低ノイズ化は、活性層からGaN基板側へ漏出する自然放出光（迷光）がGaN迷光抑制平坦化層で顕著に吸収されることに起因していると推測される。   Compared with the laser device 3 of the third embodiment, the noise reduction of the laser device of the fourth embodiment is more remarkable in the spontaneous emission light (stray light) leaking from the active layer to the GaN substrate side in the GaN stray light suppressing flattening layer. It is presumed to be caused by being absorbed in

ｃ）一定光出力寿命試験
光出力50mWにおける消費電力（動作電流と動作電圧の積）が0.4W程度の実施例４のレーザ素子を選別して、60℃の高温において50mWの高光出力での一定光出力（APC）寿命試験を実施した。その結果、実施例４のレーザ素子での劣化率（動作電流の増加率）は１時間当たり0.001mA程度であり、3000時間以上の安定動作を確認した。 c) Constant optical output life test The laser element of Example 4 whose power consumption (product of operating current and operating voltage) at an optical output of 50 mW is selected to be about 0.4 W, and constant at a high optical output of 50 mW at a high temperature of 60 ° C. An optical output (APC) life test was performed. As a result, the deterioration rate (the increase rate of the operating current) in the laser element of Example 4 was about 0.001 mA per hour, and stable operation for 3000 hours or more was confirmed.

ｄ）迷光抑制平坦化層での光吸収の見積もり試験
GaN迷光抑制平坦化層での光吸収を見積もることを試みた。試験用の試料として、第３の実施形態のレーザ素子３における光吸収を見積もるための試料４と、第４の実施形態のレーザ素子における光吸収を見積もるための試料５を準備した。 d) Estimation test of light absorption in the stray light suppressing flattening layer
We tried to estimate the light absorption in the GaN stray light suppression planarization layer. As test samples, a sample 4 for estimating light absorption in the laser element 3 of the third embodiment and a sample 5 for estimating light absorption in the laser element of the fourth embodiment were prepared.

試料４は、第３の実施形態と同じ結晶成長方法を用いて、GaN基板６１上にGaN迷光抑制平坦化層６２と同量のMg不純物濃度（約2×1017cm-3）およびC不純物濃度（約1×1018cm-3）を有するGaN層を結晶成長した。試料５は、第４の実施形態と同じ結晶成長方法を用いて、GaN基板上に第４の実施形態のGaN迷光抑制平坦化層と同量のMg不純物濃度（約2×1017cm-3）とC不純物濃度（約1×1018cm-3）およびSi不純物濃度（約1×1018cm-3）を有するGaN層を結晶成長した。ただし、第３及び第４の実施形態のレーザ素子ではGaN迷光抑制平坦化層の層厚を約20nmとしたが、本補足実験例では光吸収量を定量的に見積もるために意図的に厚くし、その層厚を約500nmとした。 Sample 4 uses the same crystal growth method as in the third embodiment, and has the same amount of Mg impurity (about 2 × 10 17 cm −3 ) and C impurity as GaN stray light suppressing planarization layer 62 on GaN substrate 61. A GaN layer having a concentration (about 1 × 10 18 cm −3 ) was crystal-grown. Sample 5 uses the same crystal growth method as in the fourth embodiment, and has the same amount of Mg impurity (about 2 × 10 17 cm −3) on the GaN substrate as the GaN stray light suppression planarization layer of the fourth embodiment. ) And C impurity concentration (about 1 × 10 18 cm −3 ) and Si impurity concentration (about 1 × 10 18 cm −3 ) were grown as crystals. However, in the laser elements of the third and fourth embodiments, the layer thickness of the GaN stray light suppressing flattening layer is about 20 nm, but in this supplemental experimental example, it is intentionally increased in order to quantitatively estimate the amount of light absorption. The layer thickness was about 500 nm.

試料４及び試料５の吸収スペクトルを各々測定した。ただし、吸収スペクトルはキセノン（Xe）ランプを用いて、光干渉を抑制するような角度（ブリュースター角度）で測定した。図１３に、測定結果である試料４，５の吸収スペクトルを示す。図１３から、試料４において、第３の実施形態のレーザ素子３の発振波長405nmでの吸収係数は100cm-1程度にもなることがわかる。また、試料５において、第４の実施形態のレーザ素子の発振波長405nmでの吸収係数は200cm-1程度にもなることがわかる。 The absorption spectra of Sample 4 and Sample 5 were measured. However, the absorption spectrum was measured using a xenon (Xe) lamp at an angle (Brewster angle) that suppresses optical interference. FIG. 13 shows absorption spectra of Samples 4 and 5 as measurement results. FIG. 13 shows that in sample 4, the absorption coefficient at the oscillation wavelength of 405 nm of the laser element 3 of the third embodiment is about 100 cm −1 . In Sample 5, it can be seen that the absorption coefficient at the oscillation wavelength of 405 nm of the laser device of the fourth embodiment is about 200 cm −1 .

すなわち、本試験により、試料４、すなわちｐ型不純物と炭素とを同時にドーピングしたGaN迷光抑制平坦化層では、レーザ光の吸収が非常に大きく、試料５、すなわちｐ型不純物と炭素およびn型不純物を同時ドーピングしたGaN迷光抑制平坦化層では、レーザ光の吸収がさらに大きく、活性層からGaN基板方向へ漏出する光を吸収抑制する効果が十分にあることが確認された。   That is, in this test, the sample 4, that is, the GaN stray light suppressing flattened layer doped with the p-type impurity and carbon at the same time, absorbs laser light very much, and the sample 5, that is, the p-type impurity and the carbon and n-type impurity. It was confirmed that the GaN stray light suppressing flattening layer co-doped with strontium absorbs more laser light and has a sufficient effect of suppressing light leaking from the active layer toward the GaN substrate.

試料４でのレーザ光吸収効果は、GaN迷光抑制平坦化層にドーピングされているMgおよびSiがGaNの禁制帯幅中にアクセプター準位およびドナー準位を同時に形成することに起因していると推測され、試料５でのレーザ光吸収効果は、GaN迷光抑制平坦化層にドーピングされているMg、CおよびSiがGaNの禁制帯幅中に複雑で多数のアクセプター準位およびドナー準位を同時に形成することに起因していると推測される。
（第５の実施形態）
本発明の第５の実施形態の窒化物半導体発光素子は、GaN系のレーザ素子である。図１４は、本実施形態のレーザ素子５の構成を模式的に示す断面図である。図１４に示すように、レーザ素子５は、GaN基板８１を有している。GaN基板８１の表面に凹凸が形成されており、その凹部を被覆するように選択成長のマスキング膜としてのSiO2膜が被覆されている。GaN基板８１の凸部は、GaNが露出しており、かかる露出部分に横方向に選択成長したGaN膜８３が形成されている。そして、GaN膜８３上に、MgをドーピングしたGaNよりなる迷光抑制平坦化層８４、n型GaN層８５、n型Al0.07Ga0.93Nよりなるｎ型クラッド層８６、ｎ型GaNよりなる第１の光ガイド層８７、In0.10Ga0.90N／In0.02Ga0.98Nよりなる多量子井戸活性層８８、In0.02Ga0.98Nよりなる中間層８９、ｐ型Al0.18Ga0.82Nよりなるキャップ層９０、p型GaNよりなる第２の光ガイド層９１、p型Al0.07Ga0.93Nよりなるｐ型クラッド層９２、p型GaNよりなるp型コンタクト層９３がこの順で積層されてなる。そして、活性層８８上の一部の層が特定の領域において除去されており、除去されていない領域がリッジとなっている。リッジ上を除いて、SiO2膜９７が堆積されており、リッジ上およびSiO2膜９７上に、パラジウム（Pd）と白金（Pt）と金（Au）からなるｐ電極９８が形成されている。また、ｎ型GaN層８５の一部が露出されて、チタン(Ti)と白金（Pt）と金（Au）からなるn電極９９が形成されている。GaN基板８１の上面には凹凸が形成され、凸部の頂面以外はSiO2膜が形成されている。GaN基板８１のかかる構成については、後から詳述する。 The laser light absorption effect in Sample 4 is due to the fact that Mg and Si doped in the GaN stray light suppressing planarization layer simultaneously form the acceptor level and the donor level in the forbidden band width of GaN. It is speculated that the laser light absorption effect in Sample 5 is that Mg, C, and Si doped in the GaN stray light suppressing planarization layer are complicated in the forbidden band width of GaN and have many acceptor levels and donor levels simultaneously. Presumably due to the formation.
(Fifth embodiment)
The nitride semiconductor light emitting device according to the fifth embodiment of the present invention is a GaN-based laser device. FIG. 14 is a cross-sectional view schematically showing the configuration of the laser element 5 of the present embodiment. As shown in FIG. 14, the laser element 5 has a GaN substrate 81. Concavities and convexities are formed on the surface of the GaN substrate 81, and a SiO 2 film as a masking film for selective growth is coated so as to cover the concave portions. The convex portion of the GaN substrate 81 exposes GaN, and a GaN film 83 selectively grown in the lateral direction is formed on the exposed portion. On the GaN film 83, a stray light suppressing flattened layer 84 made of Mg doped GaN, an n-type GaN layer 85, an n-type cladding layer 86 made of n-type Al 0.07 Ga 0.93 N, and a first made of n-type GaN. An optical guide layer 87, a multi-quantum well active layer 88 made of In 0.10 Ga 0.90 N / In 0.02 Ga 0.98 N, an intermediate layer 89 made of In 0.02 Ga 0.98 N, a cap layer 90 made of p-type Al 0.18 Ga 0.82 N, A second light guide layer 91 made of p-type GaN, a p-type cladding layer 92 made of p-type Al 0.07 Ga 0.93 N, and a p-type contact layer 93 made of p-type GaN are laminated in this order. A part of the layer on the active layer 88 is removed in a specific region, and a region not removed is a ridge. A SiO 2 film 97 is deposited except on the ridge, and a p-electrode 98 made of palladium (Pd), platinum (Pt), and gold (Au) is formed on the ridge and the SiO 2 film 97. . Further, a part of the n-type GaN layer 85 is exposed, and an n-electrode 99 made of titanium (Ti), platinum (Pt), and gold (Au) is formed. Concavities and convexities are formed on the upper surface of the GaN substrate 81, and an SiO 2 film is formed except for the top surface of the convex portions. Such a configuration of the GaN substrate 81 will be described in detail later.

次に、本実施形態のレーザ素子５の製造方法について説明する。図１５は、結晶成長過程まで終了したレーザ素子５の構成を模式的に示す断面図であり、図１６は、GaN基板８１の加工工程を模式的に示す断面図である。図１６（ａ）に示すように、（0001）面を主面とするGaN基板８１上にSiO2からなる絶縁膜９４をスパッタ法で堆積する。その後、図１６（ｂ）に示すようにレジスト膜９５を堆積し、図１６（ｃ）に示すようにフォトリソグラフィー法により開口幅15μmでマスク幅3μmのみにレジスト膜９５が残るようなラインアンドスペースの周期を形成する。その後、図１６（ｄ）に示すようにレジスト膜９５をエッチングマスクとして、レジスト除去部のSiO2膜９４をフッ酸溶液で除去し、GaN基板８１主面を露出させる。 Next, a method for manufacturing the laser element 5 of this embodiment will be described. FIG. 15 is a cross-sectional view schematically showing the configuration of the laser element 5 that has been completed up to the crystal growth process, and FIG. 16 is a cross-sectional view schematically showing the processing steps of the GaN substrate 81. As shown in FIG. 16A, an insulating film 94 made of SiO 2 is deposited on a GaN substrate 81 having a (0001) plane as a main surface by a sputtering method. Thereafter, a resist film 95 is deposited as shown in FIG. 16B, and a line and space in which the resist film 95 remains only in the mask width of 3 μm and the opening width of 15 μm by photolithography as shown in FIG. 16C. Form a period. Thereafter, as shown in FIG. 16D, using the resist film 95 as an etching mask, the SiO 2 film 94 in the resist removal portion is removed with a hydrofluoric acid solution to expose the main surface of the GaN substrate 81.

次に、図１６（ｅ）に示すようにアセトン溶液でレジスト膜９５を除去した後、SiO2膜９４をマスクとして、ドライエッチングによりGaN基板８１を深さ１μｍ程度エッチングすることで、図１６（ｆ）に示すようにGaN基板８１の主面に周期的な凹凸を形成する。続いて、図１６（ｇ）に示すように、GaN基板８１の凸部上のSiO2膜９４をフッ酸溶液で除去する。この後、図１６（ｈ）に示すように、凹凸が形成されたGaN基板８１の主面上に選択成長用マスキング膜であるSiO2膜８２をスパッタ法で堆積する。次に、図１６（ｉ）に示すように、SiO2膜８２上にレジスト膜９６を塗布した後、レジストエッチバック法により凸部上のSiO2膜８２のみを露出させる。続いて、図１６（ｊ）に示すように、レジスト膜９６をエッチングマスクとしてレジスト除去部の凸部上のSiO2膜８２をフッ酸溶液で除去し、GaN基板８１主面を露出させた後、図１６（ｋ）に示すように、アセトン溶液でレジスト膜９６を除去する。この結果、GaN基板８１の主面には凹凸が形成され、凸部の頂面以外はSiO2膜８２が堆積された状態となる。 Next, after removing the resist film 95 with an acetone solution as shown in FIG. 16E, the GaN substrate 81 is etched by a depth of about 1 μm by dry etching using the SiO 2 film 94 as a mask. As shown in f), periodic irregularities are formed on the main surface of the GaN substrate 81. Subsequently, as shown in FIG. 16G, the SiO 2 film 94 on the convex portion of the GaN substrate 81 is removed with a hydrofluoric acid solution. Thereafter, as shown in FIG. 16H, a SiO 2 film 82 as a selective growth masking film is deposited on the main surface of the GaN substrate 81 on which the projections and depressions are formed by sputtering. Next, as shown in FIG. 16 (i), after coating a resist film 96 on the SiO 2 film 82, exposing only the SiO 2 film 82 on the convex portion by the resist etch back method. Subsequently, as shown in FIG. 16J, after the SiO 2 film 82 on the convex portion of the resist removal portion is removed with a hydrofluoric acid solution using the resist film 96 as an etching mask, the main surface of the GaN substrate 81 is exposed. As shown in FIG. 16K, the resist film 96 is removed with an acetone solution. As a result, unevenness is formed on the main surface of the GaN substrate 81, and the SiO 2 film 82 is deposited on the surface other than the top surface of the protrusion.

次に、結晶成長工程に移行する。上記のGaN基板８１をMOVPE装置の反応炉内のサセプタに保持し、反応炉を真空排気する。続いて、反応炉内を圧力300Torrの窒素雰囲気とし、温度を約800℃にまで昇温して基板８１を加熱し表面のサーマルクリーニングを行なう。このサーマルクリーニング工程により、GaN基板８１表面の異物および酸化物を除去することが可能である。尚、この工程では、水素も添加して窒素と水素の混合雰囲気としてもよい。   Next, the process proceeds to a crystal growth process. The GaN substrate 81 is held on the susceptor in the reaction furnace of the MOVPE apparatus, and the reaction furnace is evacuated. Subsequently, the inside of the reaction furnace is set to a nitrogen atmosphere at a pressure of 300 Torr, the temperature is raised to about 800 ° C., the substrate 81 is heated, and the surface is thermally cleaned. By this thermal cleaning process, foreign substances and oxides on the surface of the GaN substrate 81 can be removed. In this step, hydrogen may be added to form a mixed atmosphere of nitrogen and hydrogen.

次に、反応炉を約1000℃にまで昇温した後、供給量7sccmのTMG、供給量が7.5slmのNH3ガス、および窒素と水素の混合ガスをキャリアガスとして供給する。この段階で、GaN膜８３の結晶成長が基板８１の頂面（SiO2膜除去領域）から選択的に開始する。やがて、GaN膜８３は、基板８１の凹部に空間（エアギャップ）を形成しながら基板平行方向にELO成長し、最終的にGaN膜８３が凹部中央付近で合体し平坦化する。 Next, after raising the temperature of the reactor to about 1000 ° C., TMG with a supply amount of 7 sccm, NH 3 gas with a supply amount of 7.5 slm, and a mixed gas of nitrogen and hydrogen are supplied as carrier gases. At this stage, crystal growth of the GaN film 83 selectively starts from the top surface of the substrate 81 (SiO 2 film removal region). Eventually, the GaN film 83 grows ELO in the direction parallel to the substrate while forming a space (air gap) in the recess of the substrate 81, and finally the GaN film 83 is united and flattened near the center of the recess.

尚、GaN基板８１上の結晶成長において、微小に制限した領域から選択的にELO成長させる上記技術を適用することにより、GaN基板８１主面に存在するスクラッチ等の研磨傷による凹凸の影響を軽減することが可能になる。   In addition, in the crystal growth on the GaN substrate 81, by applying the above-described technique for selectively performing the ELO growth from a very limited region, the influence of unevenness caused by polishing scratches such as scratches existing on the main surface of the GaN substrate 81 is reduced. It becomes possible to do.

続く結晶成長工程では、GaN膜８３上にｐ型GaN迷光抑制平坦化層８４が形成される。本実施形態では、Cp2Mgガスの供給量と時間を制御して、厚さが約20nmでMg不純物濃度が約2×1017cm-3のp型GaN迷光抑制平坦化層８４を成長する。このp型GaN迷光抑制平坦化層８４は、レーザ動作において、活性層８８からGaN基板８１側へ漏出する光（迷光）を吸収する役割を担う。 In the subsequent crystal growth step, the p-type GaN stray light suppressing planarizing layer 84 is formed on the GaN film 83. In this embodiment, the supply amount and time of the Cp 2 Mg gas are controlled to grow the p-type GaN stray light suppressing planarization layer 84 having a thickness of about 20 nm and an Mg impurity concentration of about 2 × 10 17 cm −3. . The p-type GaN stray light suppressing planarization layer 84 plays a role of absorbing light (stray light) leaking from the active layer 88 to the GaN substrate 81 side in laser operation.

続いて、Cp2Mgガスの供給のみを停止して、SiH4ガスを供給することにより、厚さが約3μm でSi不純物濃度が約5×1017cm-3のｎ型GaN層８５を成長する。次に、TMAも供給することで、厚さが約1.2μmでSi不純物濃度が約5×1017cm-3のｎ型Al0.07Ga0.93Nよりなるｎ型クラッド層８６を成長する。続いて、厚さが約120nmでSi不純物濃度が約5×1017cm-3のn型GaNよりなる第１の光ガイド層８７を成長した後、温度を約800℃にまで降温し、キャリアガスを窒素のみに変更して、トリメチルインジウム（TMI）とTMGを供給して厚さが約3nmのIn0.10Ga0.90Nよりなる量子井戸層（3層）と、厚さが約7nmのIn0.02Ga0.98Nよりなるバリア層（2層）からなる多重量子井戸活性層８８を成長する。 Subsequently, by stopping only the supply of Cp 2 Mg gas and supplying SiH 4 gas, an n-type GaN layer 85 having a thickness of about 3 μm and a Si impurity concentration of about 5 × 10 17 cm −3 is grown. To do. Next, by supplying TMA, an n-type cladding layer 86 made of n-type Al 0.07 Ga 0.93 N having a thickness of about 1.2 μm and a Si impurity concentration of about 5 × 10 17 cm −3 is grown. Subsequently, after growing a first light guide layer 87 made of n-type GaN having a thickness of about 120 nm and a Si impurity concentration of about 5 × 10 17 cm −3 , the temperature is lowered to about 800 ° C. The gas is changed to nitrogen only, trimethylindium (TMI) and TMG are supplied, and a quantum well layer (three layers) made of In 0.10 Ga 0.90 N with a thickness of about 3 nm and In 0.02 with a thickness of about 7 nm A multiple quantum well active layer 88 made of a barrier layer (two layers) made of Ga 0.98 N is grown.

引き続いて、厚さが約100nmのIn0.02Ga0.98N よりなる中間層８９を成長する。尚、この中間層８９は、不純物を添加しないアンドープ層とする。アンドープ中間層８９は、活性層８８中にp型ドーパントであるMgが拡散等で混入することを防止する役割と、レーザ動作時にMgによる光吸収損失を低減する役割を担っている。 Subsequently, an intermediate layer 89 made of In 0.02 Ga 0.98 N having a thickness of about 100 nm is grown. The intermediate layer 89 is an undoped layer to which no impurity is added. The undoped intermediate layer 89 has a role to prevent Mg as a p-type dopant from being mixed into the active layer 88 due to diffusion or the like, and a role to reduce light absorption loss due to Mg during laser operation.

その後、再び反応炉内の温度を約1000℃にまで昇温しキャリアガスに水素も混合して、Cp2MgガスとTMGガスを供給した後、TMAガスも供給して厚さが約20nmでMg不純物濃度が約1×1019cm-3のp型 Al0.18Ga0.82N よりなるキャップ層９０を成長する。 After that, the temperature in the reactor is again raised to about 1000 ° C., hydrogen is mixed with the carrier gas, Cp 2 Mg gas and TMG gas are supplied, and TMA gas is also supplied to a thickness of about 20 nm. A cap layer 90 made of p-type Al 0.18 Ga 0.82 N having an Mg impurity concentration of about 1 × 10 19 cm −3 is grown.

尚、本実施形態では、Cp2Mgガスをキャップ層９０の成長前に供給する。ｐ型AlGaN層は、キャップ層９０のようにAl組成が増加する程、高抵抗化することが知られている。さらに、MOVPE装置の反応管が石英で構成されている場合、反応管に供給したMgが石英と反応することで、所望のMg濃度を含んだ半導体が得られないことがある（メモリー効果）。このため、本実施形態のように、Cp2Mgガスをキャップ層９０の成長前に供給しておくことで、上記メモリー効果によるMgドーピング遅れを緩和して、キャップ層９０の高抵抗化を抑制できる。さらに、キャップ層９０の成長前に供給するCp2Mgガスを、成長時に供給するCp2Mgガスよりも多く設定することで、上記メモリー効果をさらに緩和することができる。また、前記キャップ層９０は、引き続くｐ型クラッド層の成長中に活性層８８からInが蒸発することを防止する役割と、電流注入時にｎ型層から活性層へ注入された電子がｐ型層へオーバーフローすることを防止する役割を担っている。 In this embodiment, the Cp 2 Mg gas is supplied before the cap layer 90 is grown. It is known that the resistance of the p-type AlGaN layer increases as the Al composition increases like the cap layer 90. Furthermore, when the reaction tube of the MOVPE apparatus is made of quartz, the Mg supplied to the reaction tube reacts with quartz, so that a semiconductor containing a desired Mg concentration may not be obtained (memory effect). Therefore, by supplying Cp 2 Mg gas before the growth of the cap layer 90 as in this embodiment, the Mg doping delay due to the memory effect is alleviated and the increase in resistance of the cap layer 90 is suppressed. it can. Furthermore, by setting the Cp 2 Mg gas supplied before the growth of the cap layer 90 more than the Cp 2 Mg gas supplied at the time of growth, the memory effect can be further alleviated. The cap layer 90 serves to prevent In from evaporating from the active layer 88 during the subsequent growth of the p-type cladding layer, and electrons injected from the n-type layer to the active layer during current injection are p-type layers. It plays a role in preventing overflow.

本実施形態では、前記キャップ層９０の層厚を約20nmとしたが、層厚はこれに限定されることはない。層厚が約10nm程度までは電子オーバーフロー防止効果が顕著であったので、好ましくは10nm以上とする。また、本実施形態では、前記キャップ層９０のAl組成を18%としたが、Al組成はこれに限定されることはない。キャップ層９０のAl組成は、10%程度までは電子オーバーフロー防止効果が顕著であったので、好ましくは10%以上とする。   In this embodiment, the layer thickness of the cap layer 90 is about 20 nm, but the layer thickness is not limited to this. Since the effect of preventing electron overflow was significant up to a layer thickness of about 10 nm, it is preferably 10 nm or more. In this embodiment, the Al composition of the cap layer 90 is 18%, but the Al composition is not limited to this. The Al composition of the cap layer 90 is preferably not less than 10% because the effect of preventing the electron overflow is remarkable up to about 10%.

次に、厚さが約100nmでMg不純物濃度が約1×1019cm-3のp型 GaNよりなる第２の光ガイド層９１を成長する。続いて、厚さが約0.5μmでMg不純物濃度が約1×1019cm-3のｐ型l0.07Ga0.93Nよりなるｐ型クラッド層９２を成長する。最後に、厚さが約60nmでMg不純物濃度が約1×1019cm-3のp型GaNよりなるｐ型コンタクト層９３を成長する。ここで、好ましくはｐ型コンタクト層９３の約10nm程度の最表面のMg濃度をさらに増加する（例えば約1×1020cm-3）。このようにすると、ｐ電極９８とのコンタクト抵抗を大幅に低減することが可能となり、レーザ素子５の動作電圧の低減、すなわち長寿命化に寄与することになる。 Next, a second light guide layer 91 made of p-type GaN having a thickness of about 100 nm and an Mg impurity concentration of about 1 × 10 19 cm −3 is grown. Subsequently, a p-type cladding layer 92 made of p-type l 0.07 Ga 0.93 N having a thickness of about 0.5 μm and an Mg impurity concentration of about 1 × 10 19 cm −3 is grown. Finally, a p-type contact layer 93 made of p-type GaN having a thickness of about 60 nm and an Mg impurity concentration of about 1 × 10 19 cm −3 is grown. Here, preferably, the Mg concentration of the outermost surface of about 10 nm of the p-type contact layer 93 is further increased (for example, about 1 × 10 20 cm −3 ). In this way, the contact resistance with the p-electrode 98 can be greatly reduced, which contributes to a reduction in operating voltage of the laser element 5, that is, a longer life.

引続く電極形成等のプロセスは、リッジ構造をGaN膜８３の低転位領域に形成すること、およびn電極９９をp電極９８側で形成すること以外は上記第１の実施形態と同様である。尚、リッジ構造をGaN膜８３の低転位領域に形成する理由は、レーザ動作時に電流が供給される領域がリッジ部であるために、リッジ部の活性層領域が低転位であれば、転位に起因する非発光再結合が抑制され発光に寄与しないリーク電流が減少し、長寿命化できるためである。また、n電極９９をp電極９８側で形成する理由は、GaN基板８１とGaN膜８３との間には空間（エアギャップ）が存在しているために、電極を基板８１の研磨面に形成した場合は電流通路が制限され動作電圧が顕著に増加するためである。   Subsequent processes such as electrode formation are the same as those in the first embodiment except that the ridge structure is formed in the low dislocation region of the GaN film 83 and the n electrode 99 is formed on the p electrode 98 side. The reason why the ridge structure is formed in the low dislocation region of the GaN film 83 is that the region to which current is supplied during the laser operation is the ridge portion. This is because the non-radiative recombination caused by this is suppressed, the leakage current that does not contribute to light emission is reduced, and the life can be extended. The reason for forming the n-electrode 99 on the p-electrode 98 side is that a space (air gap) exists between the GaN substrate 81 and the GaN film 83, so that the electrode is formed on the polished surface of the substrate 81. In this case, the current path is limited and the operating voltage is remarkably increased.

尚、本実施形態では、空間（エアギャップ）を形成して低転位化を図ったが、GaN基板に凹凸加工を施すことなく、基板上に絶縁膜を形成するのみでELO選択成長させて低転位化させてもよい。   In this embodiment, a space (air gap) is formed to reduce the dislocation. However, the ELO is selectively grown by forming an insulating film on the substrate without performing uneven processing on the GaN substrate. It may be rearranged.

また、本実施形態では、ｐ型GaN迷光抑制平坦化層８４の層厚を約20nmとしたがこれに限定されることはない。層厚が5nm程度以上であれば、GaN基板から漏出する迷光の抑制、およびGaN膜８３の表面の凹凸を平坦化する効果がある。したがって、迷光抑制平坦化層８４の層厚は、好ましくは、5nm以上200nm以下とする。さらに好ましくは、5nm以上100nm以下とする。迷光抑制平坦化層８４の層厚が200nmより大きい場合、結晶中に点欠陥が導入される等の結晶性劣化と、厚膜化により結晶表面の平坦性悪化が顕著となるので好ましくない。   In the present embodiment, the p-type GaN stray light suppressing planarization layer 84 has a thickness of about 20 nm, but is not limited thereto. If the layer thickness is about 5 nm or more, there are effects of suppressing stray light leaking from the GaN substrate and flattening the surface irregularities of the GaN film 83. Therefore, the layer thickness of the stray light suppressing planarization layer 84 is preferably 5 nm or more and 200 nm or less. More preferably, it is 5 nm or more and 100 nm or less. When the thickness of the stray light suppressing flattening layer 84 is larger than 200 nm, it is not preferable because the crystallinity deterioration such as point defects are introduced into the crystal and the flatness of the crystal surface becomes remarkable due to the thickening of the film.

さらに、迷光抑制平坦化層８４におけるMg不純物の濃度は、1×1017cm-3以上1×1018cm-3以下が好ましい。Mg不純物の濃度が、1×1018cm-3より大きいと、不純物の高濃度化により結晶表面の平坦性悪化が顕著となるので好ましくない。 Further, the Mg impurity concentration in the stray light suppressing planarization layer 84 is preferably 1 × 10 17 cm −3 or more and 1 × 10 18 cm −3 or less. If the concentration of Mg impurity is larger than 1 × 10 18 cm −3 , the flatness of the crystal surface becomes conspicuous due to the high concentration of the impurity, which is not preferable.

尚、本実施形態では、ｐ型GaN迷光抑制平坦化層８４をGaN膜８３上に配置したが、これに限定されることはない。また、迷光抑制平坦化層８４は一層のみでなく、GaN基板８１と活性層８８との間に複数層形成するようにしてもよい。   In this embodiment, the p-type GaN stray light suppressing planarization layer 84 is disposed on the GaN film 83, but the present invention is not limited to this. Further, the stray light suppressing planarizing layer 84 may be formed not only in one layer but also in a plurality of layers between the GaN substrate 81 and the active layer 88.

図１７に迷光抑制平坦化層８４を他の位置に配置したレーザ素子５’の例を示す。図１７は、結晶成長工程まで終了したレーザ素子５’の構成を示す断面図である。図１７に示すように、ｐ型GaN迷光抑制平坦化層８４をGaN基板８１の凸部の頂面に配置することで、GaN膜８３の成長初期からの表面平坦化が顕著に促進され、レーザ特性改善が可能になる。   FIG. 17 shows an example of the laser element 5 ′ in which the stray light suppressing planarizing layer 84 is arranged at another position. FIG. 17 is a cross-sectional view showing the configuration of the laser element 5 ′ that has been completed up to the crystal growth step. As shown in FIG. 17, by disposing the p-type GaN stray light suppressing planarization layer 84 on the top surface of the convex portion of the GaN substrate 81, the surface planarization from the initial growth stage of the GaN film 83 is remarkably promoted. The characteristics can be improved.

尚、上記第２および上記第３の実施形態と同様に、ｐ型GaN迷光抑制平坦化層８４にSiおよびCも同時ドーピングしてもよい。このような構成であっても、十分な迷光抑制効果を得ることができる。   Note that, similarly to the second and third embodiments, Si and C may be simultaneously doped into the p-type GaN stray light suppressing planarization layer 84. Even with such a configuration, a sufficient stray light suppressing effect can be obtained.

また、本実施形態では、ｎ型クラッド層８６及びｐ型クラッド層９２の各Al組成を7%としたが、各Al組成を3〜5%に低減してもよい。クラッド層のAl組成を低減することで、GaN及びInGaNとの格子不整合度を緩和することができ、活性層８８に印加される歪を緩和でき、レーザ素子の信頼性をさらに改善することができる。   In the present embodiment, the Al composition of the n-type cladding layer 86 and the p-type cladding layer 92 is 7%, but the Al composition may be reduced to 3 to 5%. By reducing the Al composition of the cladding layer, the degree of lattice mismatch with GaN and InGaN can be relaxed, the strain applied to the active layer 88 can be relaxed, and the reliability of the laser device can be further improved. it can.

［実施例］
実施例５として、上述の第５の実施形態のレーザ素子５を作製し、下記の試験ａ）〜ｅ）の試験対象として用いた。 [Example]
As Example 5, the laser element 5 of the fifth embodiment described above was manufactured and used as a test target in the following tests a) to e).

ａ）GaN膜での貫通転位密度の測定
SEMを用いたカソードルミネッセンス法で転位密度を評価すると、基板８１の凸部では暗点が2×106cm-2程度であるが、凹部では7×104cm-2程度になっていた（転位は暗点として観察される）。この結果、GaN膜８３は、基板８１の凸部では基板８１の欠陥（貫通転位）を引継ぐことになるが、凹部のELO領域では転位が激減していることがわかる。 a) Measurement of threading dislocation density in GaN film
When the dislocation density was evaluated by the cathodoluminescence method using SEM, the dark spot was about 2 × 10 6 cm −2 at the convex portion of the substrate 81, but was about 7 × 10 4 cm −2 at the concave portion ( Dislocations are observed as dark spots). As a result, the GaN film 83 takes over the defects (threading dislocations) of the substrate 81 at the convex portion of the substrate 81, but the dislocation is drastically reduced in the ELO region of the concave portion.

ｂ）結晶積層断面の透過電子顕微鏡による観察
実施例５のレーザ素子５の結晶成長終了後の積層断面を透過電子顕微鏡（TEM）で観察した（図示せず）。その結果、GaN膜８３の表面には選択成長（ELO成長）に起因する凹凸が見られるが、ｐ型GaN迷光抑制平坦化層８４の表面では凹凸が大幅に減少していることが確認された。 b) Observation of Crystal Laminate Cross Section with Transmission Electron Microscope The laminar cross section of the laser element 5 of Example 5 after crystal growth was observed with a transmission electron microscope (TEM) (not shown). As a result, it was confirmed that the surface of the GaN film 83 has unevenness due to selective growth (ELO growth), but the surface of the p-type GaN stray light suppressing planarization layer 84 has been greatly reduced. .

これは、GaN膜８３上にGaN結晶を成長する際にMgをドーピングすることで、基板に平行方向のELO成長が顕著に促進されるために、GaN膜８３の表面に形成されている凹凸が成長初期段階で平坦化されることに起因していると推測される。この結晶表面平坦化は、活性層８８である量子井戸層を平坦化し量子効果を顕著化することになるため、閾値電流の低減等のレーザ特性向上に寄与する。   This is because when the GaN crystal is grown on the GaN film 83, the MgO is doped so that the ELO growth in the direction parallel to the substrate is remarkably promoted. It is presumed that this is caused by flattening at the initial stage of growth. This flattening of the crystal surface flattens the quantum well layer, which is the active layer 88, and conspicuous the quantum effect, and thus contributes to an improvement in laser characteristics such as a reduction in threshold current.

ｃ）レーザ特性の測定
実施例５のレーザ素子５に電流を注入し、電流−光出力特性を測定した。実施例５のレーザ素子５は、電流注入により室温連続発振に到った。この際の閾値電流およびスロープ効率の平均は、各々30mA、1.5W/Aであった。実施例１のレーザ素子１と比較して、転位密度が減少した結果、各特性が向上したものと推測される。 c) Measurement of laser characteristics A current was injected into the laser element 5 of Example 5, and current-light output characteristics were measured. The laser element 5 of Example 5 reached room temperature continuous oscillation by current injection. The average threshold current and slope efficiency at this time were 30 mA and 1.5 W / A, respectively. It is presumed that each characteristic was improved as a result of the reduction of the dislocation density as compared with the laser device 1 of Example 1.

ｄ）相対雑音強度の測定
実施例５のレーザ素子５について、各光出力（1〜10mW）での相対雑音強度（RIN）を評価した。ただし、レーザ光が光ディスクに照射した際に発生する戻り光による雑音を低減するために、RIN測定時にはレーザに印加するバイアス（電流）に400MHz程度の高周波重畳を印加した。実施例５のレーザ素子５は、実施例１のレーザ素子１と同様に、光出力が2.5mWにおけるRINは-135dB/Hz程度であった。このレーザ素子６の低ノイズ化（例えば、比較例１のレーザ素子１’との比較）は、活性層８８からGaN基板８１側へ漏出する自然放出光（迷光）がｐ型GaN迷光抑制平坦化層８４で吸収されることに起因していると推測される。 d) Measurement of relative noise intensity With respect to the laser element 5 of Example 5, the relative noise intensity (RIN) at each light output (1 to 10 mW) was evaluated. However, in order to reduce the noise due to the return light generated when the optical disc was irradiated with the laser beam, a high frequency superimposition of about 400 MHz was applied to the bias (current) applied to the laser during RIN measurement. In the laser element 5 of Example 5, similarly to the laser element 1 of Example 1, the RIN at an optical output of 2.5 mW was about −135 dB / Hz. The reduction in noise of the laser element 6 (for example, comparison with the laser element 1 ′ of Comparative Example 1) is due to the fact that spontaneous emission light (stray light) leaking from the active layer 88 to the GaN substrate 81 side is flattened to suppress p-type GaN stray light. This is presumably due to absorption by the layer 84.

ｅ）一定光出力寿命試験
光出力50mWにおける消費電力（動作電流と動作電圧の積）が0.4W程度の実施例５のレーザ素子５を選別して、60℃の高温において50mWの高光出力での一定光出力（APC）寿命試験を実施した。その結果、実施例５のレーザ素子５での劣化率（動作電流の増加率）は１時間当たり0.001mA程度以下であり、5000時間以上の安定動作を確認した。GaN迷光抑制平坦化層８４の導入により、GaN膜８３表面の非平坦性が大幅に改善され（Mgドーピングによる平坦化効果）、レーザ特性の悪化および歩留り低下が解決できたものと推測される。 e) Constant optical output life test The laser element 5 of Example 5 having a power consumption (product of operating current and operating voltage) at an optical output of 50 mW is selected to be about 0.4 W, and a high optical output of 50 mW at a high temperature of 60 ° C. A constant light output (APC) life test was performed. As a result, the deterioration rate (the increase rate of the operating current) in the laser element 5 of Example 5 was about 0.001 mA or less per hour, and stable operation for 5000 hours or more was confirmed. By introducing the GaN stray light suppressing planarization layer 84, it is estimated that the non-planarity of the surface of the GaN film 83 is greatly improved (a planarization effect due to Mg doping), and the deterioration of the laser characteristics and the yield reduction can be solved.

上記各実施形態の迷光抑制平坦化層１２，４２，６２，８４は、さらに酸素(O)がドーピングされている構成であっても良い。このような構成の場合では、Mgが酸化反応を起こし光吸収効果が増加するため、さらなる迷光抑制効果を得ることができる。   The stray light suppressing planarizing layers 12, 42, 62, 84 of the above embodiments may be further doped with oxygen (O). In the case of such a configuration, Mg causes an oxidation reaction and the light absorption effect increases, so that a further stray light suppression effect can be obtained.

本発明は、低ノイズ化、長寿命化が図られ、高い特性を有する窒化物半導体素子を提供できるので有用である。また、高い歩留まりで、上記窒化物半導体素子を提供することができるので、さらに有用である。   INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention is useful because it can provide a nitride semiconductor device having low noise and long life and having high characteristics. Further, the nitride semiconductor device can be provided with a high yield, which is further useful.

第１の実施形態のレーザ素子の構成を模式的に示す断面図。FIG. 3 is a cross-sectional view schematically showing the configuration of the laser element according to the first embodiment. 結晶工程まで終了した第１の実施形態のレーザ素子の構成を模式的に示す断面図。Sectional drawing which shows typically the structure of the laser element of 1st Embodiment complete | finished to the crystallization process. 結晶工程まで終了した比較例１のレーザ素子の構成を模式的に示す断面図。Sectional drawing which shows typically the structure of the laser element of the comparative example 1 complete | finished to the crystallization process. 実施例１のレーザ素子の電流−光出力特性を示す図。FIG. 3 is a diagram showing current-light output characteristics of the laser element of Example 1. 実施例１のレーザ素子の光出力−RINを示す図。FIG. 4 is a diagram showing an optical output −RIN of the laser element of Example 1. 比較例１のレーザ素子の光出力−RINを示す図。The figure which shows the optical output -RIN of the laser element of the comparative example 1. FIG. 試料１の構成を示す断面図。FIG. 3 is a cross-sectional view illustrating a configuration of a sample 1 試料１、２の吸収スペクトルを示す図。The figure which shows the absorption spectrum of the samples 1 and 2. FIG. 結晶成長工程まで終了した第２の実施形態のレーザ素子の構成を模式的に示す断面図。Sectional drawing which shows typically the structure of the laser element of 2nd Embodiment complete | finished to the crystal growth process. 実施例２のレーザ素子の表面から深さに対するMg、Siの濃度を示す図。The figure which shows the density | concentration of Mg and Si with respect to the depth from the surface of the laser element of Example 2. 試料１〜３の吸収スペクトルを示す図。The figure which shows the absorption spectrum of samples 1-3. 結晶成長工程まで終了した第３の実施形態のレーザ素子の構成を模式的に示す断面図。Sectional drawing which shows typically the structure of the laser element of 3rd Embodiment completed to the crystal growth process. 試料４、５の吸収スペクトルを示す図。The figure which shows the absorption spectrum of the samples 4 and 5. FIG. 第５の実施形態のレーザ素子の構成を模式的に示す断面図である。It is sectional drawing which shows typically the structure of the laser element of 5th Embodiment. 結晶成長工程まで終了した第５の実施形態のレーザ素子の構成を模式的に示す断面図。Sectional drawing which shows typically the structure of the laser element of 5th Embodiment complete | finished to the crystal growth process. 第５の実施形態のGaN基板の加工工程を模式的に示す断面図。Sectional drawing which shows typically the manufacturing process of the GaN substrate of 5th Embodiment. 結晶成長工程まで終了した第５の実施形態の図１５とは異なる形態のレーザ素子の構成を模式的に示す断面図。Sectional drawing which shows typically the structure of the laser element of the form different from FIG. 15 of 5th Embodiment which complete | finished to the crystal growth process.

符号の説明Explanation of symbols

１，１’，２，３，５，５’ レーザ素子
１１，２７，４１，６１，８１ GaN基板
１２，４２，６２，８４ 迷光抑制平坦化層
１３，２８，４３，６３，８５ n型GaN層
１４，２９，４４，６４，８６ n型クラッド層
１５，３０，４５，６５，８７ 第１の光ガイド層
１６，３１，４６，６６，８８ 多量子井戸活性層
１７，３２，４７，６７，８９ 中間層
１８，３３，４８，６８，９０ キャップ層
１９，３４，４９，６９，９１ 第２の光ガイド層
２０，３５，５０，７０，９２ p型クラッド層
２１，３６，５１，７１，９３ p型コンタクト層
２２ SiO2膜
２３，９８ p電極
２４，９９ n電極
２５ GaN基板
２６ MgドーピングGaN層
８２ SiO2膜
８３ GaN膜
９４ 絶縁膜
９５，９６ レジスト膜
９７ SiO2膜 1,1 ′, 2,3,5,5 ′ Laser element 11, 27, 41, 61, 81 GaN substrate 12, 42, 62, 84 Stray light suppressing planarization layer 13, 28, 43, 63, 85 n-type GaN Layers 14, 29, 44, 64, 86 n-type cladding layers 15, 30, 45, 65, 87 First light guide layers 16, 31, 46, 66, 88 Multi-quantum well active layers 17, 32, 47, 67 , 89 Intermediate layers 18, 33, 48, 68, 90 Cap layers 19, 34, 49, 69, 91 Second light guide layers 20, 35, 50, 70, 92 p-type cladding layers 21, 36, 51, 71 93 p-type contact layer 22 SiO 2 film 23, 98 p electrode 24, 99 n electrode 25 GaN substrate 26 Mg-doped GaN layer 82 SiO 2 film 83 GaN film 94 Insulating film 95, 96 Resist film 97 SiO 2 film

Claims (12)

ｎ型窒化物半導体からなり、かつ凹凸加工がされていない基板と、
前記基板の上に形成され、マグネシウム（Mg）を含む窒化物半導体からなる半導体層と、
前記半導体層の上に形成され、ｎ型窒化物半導体からなる第１のクラッド層と、
前記第１のクラッド層の上に形成された活性層と、
前記活性層の上に形成され、ｐ型窒化物半導体からなる第２のクラッド層と、を備える窒化物半導体レーザ素子。 a substrate made of an n-type nitride semiconductor and not subjected to uneven processing;
A semiconductor layer formed on the substrate and made of a nitride semiconductor containing magnesium (Mg) ;
A first cladding layer formed on the semiconductor layer and made of an n-type nitride semiconductor ;
An active layer formed on the first cladding layer;
A nitride semiconductor laser device comprising: a second cladding layer formed on the active layer and made of a p-type nitride semiconductor . 前記半導体層の厚さが5nm以上200nm以下である、請求項１に記載の窒化物半導体レーザ素子。 The nitride semiconductor laser device according to claim 1, wherein the semiconductor layer has a thickness of 5 nm to 200 nm. 前記半導体層が窒化ガリウム（GaN）からなる、請求項１に記載の窒化物半導体レーザ素子。 The nitride semiconductor laser element according to claim 1, wherein the semiconductor layer is made of gallium nitride (GaN). 前記基板がGaNからなる、請求項３に記載の窒化物半導体レーザ素子。 The nitride semiconductor laser device according to claim 3, wherein the substrate is made of GaN. 前記基板の下に形成された第１の電極と、
第２のクラッド層の上に形成された第２の電極と、を備える請求項１に記載の窒化物半導体レーザ素子。 A first electrode formed under the substrate;
The nitride semiconductor laser device according to claim 1, further comprising: a second electrode formed on the second cladding layer . 前記半導体層が前記基板の上面に接するように形成されている、請求項１に記載の窒化物半導体レーザ素子。 The nitride semiconductor laser element according to claim 1, wherein the semiconductor layer is formed so as to be in contact with an upper surface of the substrate . 前記半導体層がさらにシリコン（Si）を含む窒化物半導体からなる、請求項１に記載の窒化物半導体レーザ素子。 The nitride semiconductor laser device according to claim 1, wherein the semiconductor layer is made of a nitride semiconductor further containing silicon (Si). 前記半導体層がさらに炭素（C）を含む窒化物半導体からなる、請求項１に記載の窒化物半導体レーザ素子。 The nitride semiconductor laser element according to claim 1, wherein the semiconductor layer is made of a nitride semiconductor further containing carbon (C). 前記半導体層がさらにSi及びCを含む窒化物半導体からなる、請求項１に記載の窒化物半導体レーザ素子。 The nitride semiconductor laser element according to claim 1, wherein the semiconductor layer further includes a nitride semiconductor containing Si and C. 前記半導体層がGaNからなる、請求項７乃至９いずれかに記載の窒化物半導体レーザ素子。 The nitride semiconductor laser element according to claim 7 , wherein the semiconductor layer is made of GaN. 前記基板がGaNからなる、請求項１０に記載の窒化物半導体レーザ素子。 The nitride semiconductor laser device according to claim 10, wherein the substrate is made of GaN. 前記半導体層が複数形成されている、請求項１に記載の窒化物半導体レーザ素子。 The nitride semiconductor laser element according to claim 1, wherein a plurality of the semiconductor layers are formed.
JP2005229190A 2005-08-08 2005-08-08 Nitride semiconductor laser device Active JP4031008B2 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005229190A JP4031008B2 (en) 2005-08-08 2005-08-08 Nitride semiconductor laser device

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005229190A JP4031008B2 (en) 2005-08-08 2005-08-08 Nitride semiconductor laser device

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2004170221A Division JP3833674B2 (en) 2004-06-08 2004-06-08 Nitride semiconductor laser device

Publications (3)

Publication Number Publication Date
JP2005354107A JP2005354107A (en) 2005-12-22
JP2005354107A5 JP2005354107A5 (en) 2007-10-11
JP4031008B2 true JP4031008B2 (en) 2008-01-09

Family

ID=35588231

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2005229190A Active JP4031008B2 (en) 2005-08-08 2005-08-08 Nitride semiconductor laser device

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP4031008B2 (en)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5167974B2 (en) * 2008-06-16 2013-03-21 豊田合成株式会社 Group III nitride compound semiconductor light emitting device and method of manufacturing the same

Also Published As

Publication number Publication date
JP2005354107A (en) 2005-12-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP3833674B2 (en) Nitride semiconductor laser device
JP2877063B2 (en) Semiconductor light emitting device
Nakamura InGaN multiquantum-well-structure laser diodes with GaN-AlGaN modulation-doped strained-layer superlattices
US20040041156A1 (en) Nitride semiconductor light emitting element and production thereof
US20070195846A1 (en) Semiconductor laser and process for manufacturing the same
US7622749B2 (en) Semiconductor light-emitting element and method for fabricating the same
US7720124B2 (en) Semiconductor device and fabrication method thereof
JPWO2003038956A1 (en) Manufacturing method of semiconductor light emitting device
JP5193718B2 (en) Nitride semiconductor laser device
JP4426980B2 (en) Manufacturing method of semiconductor light emitting device
JP2001148544A (en) Semiconductor light-emitting element
JP2005203411A (en) Nitride semiconductor light-emitting element
JP4683730B2 (en) Nitride semiconductor light emitting device and apparatus including the same
JP4031008B2 (en) Nitride semiconductor laser device
JP2009038408A (en) Semiconductor light emitting element
JP2009064978A (en) GaN-BASED COMPOUND SEMICONDUCTOR LIGHT-EMITTING DEVICE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
JP2002299768A (en) Semiconductor light-emitting device
JP2007081197A (en) Semiconductor laser and its manufacturing method
JP4415440B2 (en) Manufacturing method of semiconductor laser
JP2007081075A (en) Nitride semiconductor laser device and its manufacturing method
JPWO2008090727A1 (en) Nitride-based semiconductor optical device
JP2010245465A (en) Nitride-based semiconductor laser and method of manufacturing the same
JP2007194664A (en) Semiconductor laser, and method of manufacturing same
JP2007208290A (en) Semiconductor laser and method for manufacturing the same
JP2004179487A (en) Semiconductor light emitting element

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20070530

A521 Written amendment

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20070827

A871 Explanation of circumstances concerning accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871

Effective date: 20070827

TRDD Decision of grant or rejection written
A975 Report on accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005

Effective date: 20070906

A01 Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01

Effective date: 20070925

A61 First payment of annual fees (during grant procedure)

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61

Effective date: 20071017

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 4031008

Country of ref document: JP

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101026

Year of fee payment: 3

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111026

Year of fee payment: 4

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121026

Year of fee payment: 5

FPAY Renewal fee payment (event date is renewal date of database)

Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131026

Year of fee payment: 6

S533 Written request for registration of change of name

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

S111 Request for change of ownership or part of ownership

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113

R350 Written notification of registration of transfer

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250

R250 Receipt of annual fees

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250