JP5310382B2 - Group III nitride semiconductor optical device and method for fabricating group III nitride semiconductor optical device - Google Patents

Group III nitride semiconductor optical device and method for fabricating group III nitride semiconductor optical device Download PDF

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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a group-III nitride semiconductor optical element capable of reducing strain of an active layer. <P>SOLUTION: In a group-III nitride semiconductor optical element 11a, a principal plane 13a of a semiconductor region 13 is nonpolar or semipolar. A first conductivity type buffer layer 15 is formed on the principal plane 13a of the semiconductor region 13, and the principal plane 13a forms an angle of 10&deg; or more relative to the reference plane RC. A material of the first conductivity type buffer layer 15 is different from that of the semiconductor region 13. A carrier block layer 19 comprises a third hexagonal group-III nitride semiconductor. An active layer 17 contains a gallium nitride-based semiconductor layer 21a. The gallium nitride-based semiconductor layer includes strain while the first conductivity type buffer layer 15 performs lattice relaxation on the principal plane 13a of the semiconductor region 13. By the lattice relaxation of the first conductivity type buffer layer 15, stress due to the difference of lattice constant between a material of the gallium nitride-based semiconductor layer 21a and a material of the principal plane 13a of the semiconductor region 13 is not applied on the active layer 17. <P>COPYRIGHT: (C)2011,JPO&amp;INPIT

Description

本発明は、III族窒化物半導体光素子、及びIII族窒化物半導体光素子を作製する方法に関する。   The present invention relates to a group III nitride semiconductor optical device and a method for manufacturing a group III nitride semiconductor optical device.

特許文献１には、ＡｌＧａＮを含むエピタキシャル層構造にクラックが発生し難い窒化物半導体発光素子が記載されている。この窒化物半導体発光素子は、ＧａＮ半導体からなる支持体、第１導電型ＡｌＧａＮ領域、第２導電型ＧａＮ系半導体層、及び活性層を備える。支持体のＧａＮ半導体のｃ軸は、一方の側面から他方の側面に伸びているので、基板主面は実質的にｍ面またはａ面である。ＡｌＧａＮ領域およびＧａＮ系半導体層は、支持体の主面上に設けられている。ＡｌＧａＮ領域のアルミニウム組成は０．０５以上であり、またＡｌＧａＮ領域の厚さＤ１は５００ｎｍ以上である。活性層は、第１導電型ＡｌＧａＮ領域と第２導電型ＧａＮ系半導体層との間に設けられている。   Patent Document 1 describes a nitride semiconductor light emitting device in which cracks are unlikely to occur in an epitaxial layer structure containing AlGaN. The nitride semiconductor light emitting device includes a support made of a GaN semiconductor, a first conductivity type AlGaN region, a second conductivity type GaN-based semiconductor layer, and an active layer. Since the c-axis of the GaN semiconductor of the support body extends from one side surface to the other side surface, the substrate main surface is substantially an m-plane or a-plane. The AlGaN region and the GaN-based semiconductor layer are provided on the main surface of the support. The aluminum composition of the AlGaN region is 0.05 or more, and the thickness D1 of the AlGaN region is 500 nm or more. The active layer is provided between the first conductivity type AlGaN region and the second conductivity type GaN-based semiconductor layer.

特開２００８−２７７５３９号公報JP 2008-277539 A

窒化ガリウム系半導体光素子では、所望の導電型の半導体層（例えばｎ型半導体層）及び活性層は、下地の半導体領域、例えばｃ面ＧａＮ主面を有する窒化ガリウム系半導体基板上に成長される。活性層はｎ型半導体層上に設けられ、ｎ型半導体層は、ｎ型キャリア、つまり電子を活性層に提供するように働く。活性層がｎ型半導体層及び窒化ガリウム系半導体基板上に成長されるので、ｎ型半導体層は、窒化ガリウム系半導体基板とｎ型半導体層との格子定数に基づく歪みを内包する。また、窒化ガリウム系半導体基板と活性層との格子定数に基づく歪みが活性層に加わる。ｎ型半導体層の材料と活性層の材料との違いは不可避であるけれども、活性層への応力が低減されるとき、窒化ガリウム系半導体光素子の発光効率が向上する。   In a gallium nitride based semiconductor optical device, a desired conductive semiconductor layer (for example, an n-type semiconductor layer) and an active layer are grown on a gallium nitride based semiconductor substrate having a base semiconductor region, for example, a c-plane GaN main surface. . The active layer is provided on the n-type semiconductor layer, and the n-type semiconductor layer serves to provide n-type carriers, that is, electrons, to the active layer. Since the active layer is grown on the n-type semiconductor layer and the gallium nitride semiconductor substrate, the n-type semiconductor layer contains a strain based on the lattice constant of the gallium nitride semiconductor substrate and the n-type semiconductor layer. Further, strain based on the lattice constant between the gallium nitride based semiconductor substrate and the active layer is applied to the active layer. Although the difference between the material of the n-type semiconductor layer and the material of the active layer is inevitable, the luminous efficiency of the gallium nitride based semiconductor optical device is improved when the stress on the active layer is reduced.

本発明は、このような事情を鑑みて為されたものであり、活性層の歪みを低減可能なIII族窒化物半導体光素子を提供することを目的し、またこのIII族窒化物半導体光素子を作製する方法を提供することを目的とする。   The present invention has been made in view of such circumstances, and an object of the present invention is to provide a group III nitride semiconductor optical device capable of reducing the distortion of the active layer, and this group III nitride semiconductor optical device. It is an object of the present invention to provide a method for manufacturing the above.

本発明の一側面は、III族窒化物半導体光素子である。このIII族窒化物半導体光素子は、（ａ）第１の六方晶系III族窒化物半導体からなる主面を有する半導体領域上に設けられ、該第１の六方晶系III族窒化物半導体と異なる第２の六方晶系III族窒化物半導体からなる第１導電型バッファ層と、（ｂ）窒化ガリウム系半導体層を含む活性層と、（ｃ）第３の六方晶系III族窒化物半導体からなるキャリアブロック層とを備える。前記半導体領域の前記主面は、該第１の六方晶系III族窒化物半導体のｃ軸に直交する基準面に対して１０度以上の角度を成し、前記第１導電型バッファ層は、前記半導体領域の前記主面上において格子緩和しており、前記第１導電型バッファ層、前記活性層及び前記キャリアブロック層は、前記半導体領域の前記主面の法線軸の方向に配列されており、該窒化ガリウム系半導体層は歪みを内包し、前記半導体領域の前記主面は無極性及び半極性のいずれかを示す。   One aspect of the present invention is a group III nitride semiconductor optical device. This group III nitride semiconductor optical device is provided on a semiconductor region having a main surface made of (a) a first hexagonal group III nitride semiconductor, and the first hexagonal group III nitride semiconductor; A first conductivity type buffer layer made of a different second hexagonal group III nitride semiconductor; (b) an active layer including a gallium nitride group semiconductor layer; and (c) a third hexagonal group III nitride semiconductor. A carrier block layer. The main surface of the semiconductor region forms an angle of 10 degrees or more with respect to a reference plane orthogonal to the c-axis of the first hexagonal group III nitride semiconductor, and the first conductivity type buffer layer includes: The lattice relaxation is performed on the main surface of the semiconductor region, and the first conductivity type buffer layer, the active layer, and the carrier block layer are arranged in the direction of the normal axis of the main surface of the semiconductor region. The gallium nitride based semiconductor layer contains strain, and the main surface of the semiconductor region exhibits either nonpolarity or semipolarity.

このIII族窒化物半導体光素子では、第１導電型バッファ層が、半導体領域のｃ軸に直交する基準面に対して１０度以上の角度を成す主面上に設けられる。これ故に、第１導電型バッファ層を半導体領域の主面上において格子緩和させることができる。第１導電型バッファ層の格子緩和により、活性層が、窒化ガリウム系半導体層の材料と第１の六方晶系III族窒化物半導体との違いに起因する歪みの全てを内包することにはならない。このため、活性層に内包される歪みは、窒化ガリウム系半導体層の材料と第１の六方晶系III族窒化物半導体との違いによる応力の大きさに比べて小さくなる。   In this group III nitride semiconductor optical device, the first conductivity type buffer layer is provided on a main surface forming an angle of 10 degrees or more with respect to a reference plane orthogonal to the c-axis of the semiconductor region. For this reason, the first conductivity type buffer layer can be lattice-relaxed on the main surface of the semiconductor region. Due to the lattice relaxation of the first conductivity type buffer layer, the active layer does not contain all of the strain caused by the difference between the material of the gallium nitride based semiconductor layer and the first hexagonal group III nitride semiconductor. . For this reason, the strain included in the active layer is smaller than the magnitude of the stress due to the difference between the material of the gallium nitride semiconductor layer and the first hexagonal group III nitride semiconductor.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、前記第１の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ１の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ１によって表され、前記第２の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ２の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ２によって表され、前記格子ベクトルＬＶＣ１は前記法線軸の方向の縦成分Ｖ１Ｌと前記縦成分に直交する横成分Ｖ１Ｔとからなり、前記格子ベクトルＬＶＣ２は前記法線軸の方向の縦成分Ｖ２Ｌと前記縦成分に直交する横成分Ｖ２Ｔとからなり、前記横成分Ｖ１Ｔは前記横成分Ｖ２Ｔと異なる。 In the group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention, the c-axis direction in the first hexagonal group III-nitride semiconductor and the magnitude of the lattice constant d1 in the c-axis direction are expressed by a lattice vector LVC1. In the second hexagonal group III nitride semiconductor, the c-axis direction and the magnitude of the lattice constant d2 in the c-axis direction are represented by a lattice vector LVC2, and the lattice vector LVC1 is a vertical axis in the direction of the normal axis. consists of a transverse component V1 T perpendicular to the component V1 L in the longitudinal component, the lattice vector LVC2 is composed of a transverse component V2 T perpendicular to the longitudinal component V2 L and the longitudinal component of the direction of the normal axis, the transverse The component V1 T is different from the transverse component V2 T.

このIII族窒化物半導体光素子では、格子緩和は、例えば横成分Ｖ１Ｔと横成分Ｖ２Ｔとの違いにより観察される。上記の場合では、ｃ軸の格子定数の関係を規定しているけれども、ａ軸及びｍ軸についてもｃ軸と同様に格子ベクトルを用いて格子定数の関係を規定できる。 In this group III nitride semiconductor optical device, lattice relaxation is observed due to, for example, a difference between the lateral component V1 T and the lateral component V2 T. In the above case, the relationship between the lattice constants of the c-axis is defined, but the relationship between the lattice constants can also be defined using the lattice vector for the a-axis and the m-axis as well as the c-axis.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、前記第２の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸の格子定数は前記第１の六方晶系III族窒化物半導体のｃ軸の格子定数と前記活性層の前記窒化ガリウム系半導体層に固有のｃ軸の格子定数との間にある。また、前記キャリアブロック層は歪みを内包する。   In the group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention, the c-axis lattice constant of the second hexagonal group III nitride semiconductor is c-axis of the first hexagonal group III nitride semiconductor. And the c-axis lattice constant inherent to the gallium nitride based semiconductor layer of the active layer. Further, the carrier block layer contains distortion.

このIII族窒化物半導体光素子では、第２の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸格子定数が第１の六方晶系III族窒化物半導体のｃ軸格子定数と活性層の窒化ガリウム系半導体層に固有のｃ軸格子定数との間にあるので、第２の六方晶系III族窒化物半導体の格子定数は、第１の六方晶系III族窒化物半導体の格子定数に比べて、活性層の窒化ガリウム系半導体層の格子定数に近い。これ故に、格子定数差により窒化ガリウム系半導体層に生成される歪みを低減できる。また、キャリアブロック層は歪みを内包するので、キャリアブロック層は格子緩和していない。これ故に、キャリアブロック層には、その格子緩和による欠陥が生成されない。したがって、該欠陥及び格子定数差の影響を活性層が受けることはない。   In this group III nitride semiconductor optical device, the c-axis lattice constant of the second hexagonal group III nitride semiconductor is equal to the c-axis lattice constant of the first hexagonal group III nitride semiconductor and the gallium nitride system of the active layer. The lattice constant of the second hexagonal group III nitride semiconductor is in comparison with the lattice constant of the first hexagonal group III nitride semiconductor because it is between the c-axis lattice constant inherent to the semiconductor layer. It is close to the lattice constant of the gallium nitride based semiconductor layer of the active layer. Therefore, strain generated in the gallium nitride based semiconductor layer due to the difference in lattice constant can be reduced. Further, since the carrier block layer contains strain, the carrier block layer is not lattice-relaxed. Therefore, no defects due to lattice relaxation are generated in the carrier block layer. Therefore, the active layer is not affected by the defects and the lattice constant difference.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、前記第１導電型バッファ層はＩｎＸＡｌＹＧａ１−Ｘ−ＹＮ（０≦Ｘ≦０．５０、０≦Ｙ≦０．５０）からなることができる。このIII族窒化物半導体光素子では、第１導電型バッファ層として様々な材料（ＩｎＸＡｌＹＧａ１−Ｘ−ＹＮ）を用いることができる。また、ＩｎＸＡｌＹＧａ１−Ｘ−ＹＮの組成における臨界膜厚よりも、第１導電型バッファ層の膜厚は大きい。 In group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention, the first conductivity type buffer layer is In X Al Y Ga 1-X -Y N (0 ≦ X ≦ 0.50,0 ≦ Y ≦ 0. 50). In this group III nitride semiconductor optical device, it is possible to use various materials (In X Al Y Ga 1- X-Y N) as the first conductivity type buffer layer. Further, the film thickness of the first conductivity type buffer layer is larger than the critical film thickness in the composition of In X Al Y Ga 1- XYN.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、前記第２の六方晶系III族窒化物半導体はＩｎＧａＮであり、前記窒化ガリウム系半導体層はＩｎＧａＮからなることが好ましい。   In the group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention, the second hexagonal group III nitride semiconductor is preferably InGaN, and the gallium nitride semiconductor layer is preferably made of InGaN.

このIII族窒化物半導体光素子では、第１導電型バッファ層の膜厚はＩｎＧａＮのインジウム組成における臨界膜厚より大きい。また、第２の六方晶系III族窒化物半導体がＩｎＧａＮであると共に窒化ガリウム系半導体層がＩｎＧａＮからなるので、第１導電型バッファ層と窒化ガリウム系半導体層との格子定数差を小さくできる。   In this group III nitride semiconductor optical device, the film thickness of the first conductivity type buffer layer is larger than the critical film thickness in the indium composition of InGaN. Further, since the second hexagonal group III nitride semiconductor is InGaN and the gallium nitride based semiconductor layer is made of InGaN, the lattice constant difference between the first conductivity type buffer layer and the gallium nitride based semiconductor layer can be reduced.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、前記第２の六方晶系III族窒化物半導体はＩｎＡｌＧａＮであることができる。   In the group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention, the second hexagonal group III nitride semiconductor may be InAlGaN.

このIII族窒化物半導体光素子では、第１導電型バッファ層の膜厚は、ＩｎＡｌＧａＮのインジウム組成及びアルミニウム組成における臨界膜厚より大きい。また、四元系ＩｎＡｌＧａＮを用いることによって、バンドギャップ及び屈折率と格子定数とを互いに独立して変更できる。これ故に、第１導電型バッファ層における電気的及び光学的な特性と活性層への応力の大きさとが互いに独立して調整可能になる。   In this group III nitride semiconductor optical device, the film thickness of the first conductivity type buffer layer is larger than the critical film thickness in the indium composition and aluminum composition of InAlGaN. Further, by using quaternary InAlGaN, the band gap, refractive index, and lattice constant can be changed independently of each other. Therefore, the electrical and optical characteristics of the first conductivity type buffer layer and the magnitude of stress on the active layer can be adjusted independently of each other.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、前記活性層の前記窒化ガリウム系半導体層のバンドギャップは２．１エレクトロンボルト以上であり、前記活性層の前記窒化ガリウム系半導体層のバンドギャップは２．８エレクトロンボルト以下であることができる。   In the group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention, the band gap of the gallium nitride based semiconductor layer of the active layer is 2.1 electron volts or more, and the gallium nitride based semiconductor layer of the active layer The band gap can be 2.8 electron volts or less.

このIII族窒化物半導体光素子では、活性層への応力及び歪みの制約が低減されるので、広い波長範囲の光を発生可能な活性層が作製されることができる。   In this group III nitride semiconductor optical device, restrictions on stress and strain on the active layer are reduced, so that an active layer capable of generating light in a wide wavelength range can be produced.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、前記第１導電型バッファ層の膜厚は３００ｎｍ以上であることができる。   In the group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention, the film thickness of the first conductivity type buffer layer may be 300 nm or more.

このIII族窒化物半導体光素子では、膜厚３００ｎｍ以上であることによって、バッファ層としての機能を発揮可能になる。   In this group III nitride semiconductor optical device, when the film thickness is 300 nm or more, the function as a buffer layer can be exhibited.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、非極性主面を有する支持体を更に備えることが好ましい。前記第１導電型バッファ層は前記支持体の前記主面上に設けられており、前記支持体の前記非極性主面は、前記第１の六方晶系III族窒化物半導体からなる前記半導体領域の主面を提供し、前記第１の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸の格子定数は前記第２の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸の格子定数より小さい。   The group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention preferably further includes a support having a nonpolar main surface. The first conductivity type buffer layer is provided on the main surface of the support, and the nonpolar main surface of the support is the semiconductor region made of the first hexagonal group III nitride semiconductor. The c-axis lattice constant in the first hexagonal group III nitride semiconductor is smaller than the c-axis lattice constant in the second hexagonal group III nitride semiconductor.

このIII族窒化物半導体光素子では、支持体の材料におけるｃ軸格子定数と第２の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸格子定数との格子定数差が生じているけれども、支持体の主面上の第１導電型バッファ層が格子緩和させることによって、活性層の発光特性に上記の格子定数差が与える影響を低減できる。   In this group III nitride semiconductor optical device, although there is a difference in lattice constant between the c-axis lattice constant in the support material and the c-axis lattice constant in the second hexagonal group III nitride semiconductor, When the first conductivity type buffer layer on the main surface is lattice-relaxed, the influence of the lattice constant difference on the light emission characteristics of the active layer can be reduced.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、前記支持体は導電性ＧａＮからなることが好ましい。このIII族窒化物半導体光素子では、ＧａＮ支持体を用いることによって良好な結晶成長が可能になる。   In the group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention, the support is preferably made of conductive GaN. In this group III nitride semiconductor optical device, good crystal growth becomes possible by using a GaN support.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、前記第１導電型バッファ層と前記半導体領域との界面における転位は、１×１０８ｃｍ−２以上の密度を有することが好ましい。 In the group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention, it is preferable that dislocations at the interface between the first conductivity type buffer layer and the semiconductor region have a density of 1 × 10 8 cm −2 or more.

このIII族窒化物半導体光素子では、ｃ軸が法線軸と有限な角度を成すことに起因してｃ面等のすべりによりすべり面が生成される。このすべり面の生成によって、上記の界面には転位が発生される。転位密度が１×１０８ｃｍ−２以上であるので、第１導電型バッファ層は、第１導電型バッファ層に格子緩和が引き起こされるために十分な密度ですべり面を含む。 In this group III nitride semiconductor optical device, a slip plane is generated by slippage of the c plane or the like due to the c axis forming a finite angle with the normal axis. Due to the generation of the slip surface, dislocations are generated at the interface. Since the dislocation density is 1 × 10 8 cm −2 or more, the first conductivity type buffer layer includes a slip surface with sufficient density to cause lattice relaxation in the first conductivity type buffer layer.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、前記転位は刃状転位の成分を含むことが好ましい。このIII族窒化物半導体光素子では、刃状転位の導入により、格子定数差に起因する歪みを緩和することができる。   In the group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention, the dislocation preferably includes a component of edge dislocation. In this group III nitride semiconductor optical device, the distortion caused by the lattice constant difference can be reduced by introducing edge dislocations.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子は、第４の六方晶系III族窒化物半導体からなる第１導電型クラッド層を更に備えることが好ましい。前記第１導電型クラッド層は前記第１導電型バッファ層と前記活性層との間に設けられ、前記第４の六方晶系III族窒化物半導体は前記第２の六方晶系III族窒化物半導体と異なり、前記第１導電型クラッド層は前記第１導電型バッファ層上において格子緩和していない。   The group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention preferably further includes a first conductivity type cladding layer made of a fourth hexagonal group III nitride semiconductor. The first conductivity type cladding layer is provided between the first conductivity type buffer layer and the active layer, and the fourth hexagonal group III nitride semiconductor is the second hexagonal group III nitride. Unlike the semiconductor, the first conductivity type cladding layer is not lattice-relaxed on the first conductivity type buffer layer.

このIII族窒化物半導体光素子では、第１導電型クラッド層は第１導電型バッファ層上において格子緩和していないので、第１導電型クラッド層は歪みを内包する。第４の六方晶系III族窒化物半導体と活性層の窒化ガリウム系半導体層の材料との格子定数差が窒化ガリウム系半導体層における歪みの増加の原因になることはない。   In this group III nitride semiconductor optical device, since the first conductivity type cladding layer is not lattice-relaxed on the first conductivity type buffer layer, the first conductivity type cladding layer contains strain. The difference in lattice constant between the fourth hexagonal group III nitride semiconductor and the material of the active gallium nitride semiconductor layer does not cause an increase in strain in the gallium nitride semiconductor layer.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、第５の六方晶系III族窒化物半導体からなる第２導電型クラッド層を更に備えることが好ましい。前記キャリアブロック層は前記第２導電型クラッド層と前記活性層との間に設けられ、前記第５の六方晶系III族窒化物半導体は前記第２の六方晶系III族窒化物半導体と異なり、前記第２導電型クラッド層は前記第１導電型バッファ層上において格子緩和していない。   The group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention preferably further includes a second conductivity type cladding layer made of a fifth hexagonal group III nitride semiconductor. The carrier block layer is provided between the second conductivity type cladding layer and the active layer, and the fifth hexagonal group III nitride semiconductor is different from the second hexagonal group III nitride semiconductor. The second conductivity type cladding layer is not lattice-relaxed on the first conductivity type buffer layer.

このIII族窒化物半導体光素子では、第２導電型クラッド層は第１導電型バッファ層上において格子緩和していないので、第２導電型クラッド層は歪みを内包する。第２導電型クラッド層の格子緩和による欠陥による影響を活性層が受けることがない。   In this group III nitride semiconductor optical device, since the second conductivity type cladding layer is not lattice-relaxed on the first conductivity type buffer layer, the second conductivity type cladding layer contains strain. The active layer is not affected by defects due to lattice relaxation of the second conductivity type cladding layer.

本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、前記第１導電型クラッド層はＩｎＡｌＧａＮからなることが好ましい。このIII族窒化物半導体光素子では、ＩｎＡｌＧａＮは、そのバンドギャップ及び屈折率と格子定数とを互いに独立して変更可能であるので、第１導電型クラッド層と第１導電型バッファ層との格子定数差を調整できる。また、本発明の一側面に係るIII族窒化物半導体光素子では、前記第２導電型クラッド層はＩｎＡｌＧａＮからなることが好ましい。このIII族窒化物半導体光素子では、ＩｎＡｌＧａＮは、そのバンドギャップ及び屈折率と格子定数とを互いに独立して変更可能であるので、第２導電型クラッド層と第１導電型バッファ層との格子定数差を調整できる。   In the group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention, the first conductivity type cladding layer is preferably made of InAlGaN. In this group III nitride semiconductor optical device, the band gap, refractive index, and lattice constant of InAlGaN can be changed independently of each other. The constant difference can be adjusted. In the group III nitride semiconductor optical device according to one aspect of the present invention, the second conductivity type cladding layer is preferably made of InAlGaN. In this group III nitride semiconductor optical device, the band gap, refractive index, and lattice constant of InAlGaN can be changed independently of each other. Therefore, the lattice of the second conductivity type cladding layer and the first conductivity type buffer layer can be changed. The constant difference can be adjusted.

本発明の別の側面に係る発明は、III族窒化物半導体光素子を作製する方法である。この方法は、（ａ）第１の六方晶系III族窒化物半導体からなる半導体領域の主面上に、第２の六方晶系III族窒化物半導体からなる第１導電型バッファ層を、該第１導電型バッファ層が格子緩和するように成長する工程と、（ｂ）前記第１導電型バッファ層上に活性層を成長する工程と、（ｃ）第３の六方晶系III族窒化物半導体からなるキャリアブロック層を前記活性層上に成長する工程と備える。前記半導体領域の前記主面は、該第１の六方晶系III族窒化物半導体のｃ軸に直交する基準面に対して１０度以上の角度を成し、前記半導体領域の前記主面は無極性及び半極性のいずれかを示し、前記キャリアブロック層は歪みを内包し、前記活性層は、歪みを内包する窒化ガリウム系半導体層を含む。   The invention according to another aspect of the present invention is a method of fabricating a group III nitride semiconductor optical device. In this method, (a) a first conductivity type buffer layer made of a second hexagonal group III nitride semiconductor is disposed on the main surface of a semiconductor region made of the first hexagonal group III nitride semiconductor, A step of growing the first conductivity type buffer layer so as to relax the lattice; (b) a step of growing an active layer on the first conductivity type buffer layer; and (c) a third hexagonal group III nitride. And a step of growing a carrier block layer made of a semiconductor on the active layer. The main surface of the semiconductor region forms an angle of 10 degrees or more with respect to a reference plane orthogonal to the c-axis of the first hexagonal group III nitride semiconductor, and the main surface of the semiconductor region is nonpolar The carrier block layer includes a strain, and the active layer includes a gallium nitride based semiconductor layer that includes the strain.

この方法では、半導体領域の主面が、第１の六方晶系III族窒化物半導体のｃ軸に直交する基準面に対して１０度以上の角度を成すので、第１導電型バッファ層を格子緩和させることができる。活性層の窒化ガリウム系半導体層は歪みを内包するけれども、その歪みの大きさを上記の格子緩和により低減できる。   In this method, since the main surface of the semiconductor region forms an angle of 10 degrees or more with respect to a reference plane orthogonal to the c-axis of the first hexagonal group III nitride semiconductor, the first conductivity type buffer layer is latticed. Can be relaxed. Although the gallium nitride based semiconductor layer of the active layer contains strain, the magnitude of the strain can be reduced by the lattice relaxation.

本発明の別の側面に係る方法は、前記第２の六方晶系III族窒化物半導体はＩｎＧａＮ及びＩｎＡｌＧａＮのいずれか一方であり、前記第１導電型バッファ層の膜厚は、該第２の六方晶系III族窒化物半導体の組成における臨界膜厚より大きい。   In the method according to another aspect of the present invention, the second hexagonal group III nitride semiconductor is one of InGaN and InAlGaN, and the film thickness of the first conductivity type buffer layer is the second hexagonal group III nitride semiconductor. It is larger than the critical film thickness in the composition of the hexagonal group III nitride semiconductor.

この方法では、第１導電型バッファ層の材料としてＩｎＧａＮ及びＩｎＡｌＧａＮのいずれかを用いることができる。ＩｎＧａＮでは、第１導電型バッファ層の膜厚はＩｎＧａＮのインジウム組成における臨界膜厚より大きい。また、窒化ガリウム系半導体層がＩｎＧａＮからなるとき、第１導電型バッファ層と窒化ガリウム系半導体層との格子定数差を小さくできる。また、ＩｎＡｌＧａＮでは、第１導電型バッファ層の膜厚は、ＩｎＡｌＧａＮのインジウム組成及びアルミニウム組成における臨界膜厚より大きい。四元系ＩｎＡｌＧａＮを用いることによって、バンドギャップ及び屈折率と格子定数とを互いに独立して変更できる。これ故に、第１導電型バッファ層における電気的及び光学的な特性と活性層への応力の大きさとが互いに独立して調整可能になる。   In this method, either InGaN or InAlGaN can be used as the material of the first conductivity type buffer layer. In InGaN, the film thickness of the first conductivity type buffer layer is larger than the critical film thickness in the indium composition of InGaN. Further, when the gallium nitride based semiconductor layer is made of InGaN, the lattice constant difference between the first conductivity type buffer layer and the gallium nitride based semiconductor layer can be reduced. In InAlGaN, the thickness of the first conductivity type buffer layer is larger than the critical thickness in the indium composition and aluminum composition of InAlGaN. By using quaternary InAlGaN, the band gap, refractive index and lattice constant can be changed independently of each other. Therefore, the electrical and optical characteristics of the first conductivity type buffer layer and the magnitude of stress on the active layer can be adjusted independently of each other.

本発明の別の側面に係る方法では、前記活性層の前記窒化ガリウム系半導体層のバンドギャップは２．１エレクトロンボルト以上であると共に２．８エレクトロンボルト以下であることが好ましい。この方法では、活性層への応力及び歪みの制約が低減されるので、広い波長範囲の光を発生可能な活性層を含むIII族窒化物半導体光素子を作製できる。   In the method according to another aspect of the present invention, the band gap of the gallium nitride based semiconductor layer of the active layer is preferably 2.1 electron volts or more and 2.8 electron volts or less. In this method, restrictions on stress and strain on the active layer are reduced, so that a group III nitride semiconductor optical device including an active layer capable of generating light in a wide wavelength range can be manufactured.

本発明の別の側面に係る方法では、第４の六方晶系III族窒化物半導体からなる第１導電型クラッド層を前記第１導電型バッファ層上に成長する工程を更に備えることが好ましい。前記第４の六方晶系III族窒化物半導体は前記第２の六方晶系III族窒化物半導体と異なり、前記第１導電型クラッド層の膜厚は前記第４の六方晶系III族窒化物半導体の組成における臨界膜厚以下である。   The method according to another aspect of the present invention preferably further includes a step of growing a first conductivity type cladding layer made of a fourth hexagonal group III nitride semiconductor on the first conductivity type buffer layer. The fourth hexagonal group III nitride semiconductor is different from the second hexagonal group III nitride semiconductor, and the film thickness of the first conductivity type cladding layer is the fourth hexagonal group III nitride. It is below the critical film thickness in the composition of the semiconductor.

この方法では、第１導電型クラッド層の膜厚は第４の六方晶系III族窒化物半導体の組成における臨界膜厚以下であるので、第１導電型クラッド層は第１導電型バッファ層上において格子緩和していない。このため、第４の六方晶系III族窒化物半導体と活性層の窒化ガリウム系半導体層の材料との格子定数差が窒化ガリウム系半導体層における歪みの増加の原因になることはない。   In this method, since the film thickness of the first conductivity type cladding layer is not more than the critical film thickness in the composition of the fourth hexagonal group III nitride semiconductor, the first conductivity type cladding layer is formed on the first conductivity type buffer layer. The lattice is not relaxed. Therefore, the difference in lattice constant between the fourth hexagonal group III nitride semiconductor and the material of the active gallium nitride semiconductor layer does not cause an increase in strain in the gallium nitride semiconductor layer.

本発明の別の側面に係る方法では、第５の六方晶系III族窒化物半導体からなる第２導電型クラッド層を前記キャリアブロック層上に成長する工程を更に備えることが好ましい。前記第５の六方晶系III族窒化物半導体は前記第２の六方晶系III族窒化物半導体と異なり、前記第２導電型クラッド層の膜厚は前記第５の六方晶系III族窒化物半導体の組成における臨界膜厚以下であり、前記第２導電型クラッド層は格子緩和していない。   The method according to another aspect of the present invention preferably further includes a step of growing a second conductivity type cladding layer made of a fifth hexagonal group III nitride semiconductor on the carrier block layer. The fifth hexagonal group III nitride semiconductor is different from the second hexagonal group III nitride semiconductor, and the film thickness of the second conductivity type cladding layer is the fifth hexagonal group III nitride. It is below the critical film thickness in the composition of the semiconductor, and the second conductivity type cladding layer is not lattice-relaxed.

このIII族窒化物半導体光素子では、第２導電型クラッド層は第１導電型バッファ層上において格子緩和していない。第２導電型クラッド層の格子緩和による欠陥による影響を活性層が受けることがない。   In this group III nitride semiconductor optical device, the second conductivity type cladding layer is not lattice-relaxed on the first conductivity type buffer layer. The active layer is not affected by defects due to lattice relaxation of the second conductivity type cladding layer.

本発明の上記の目的および他の目的、特徴、並びに利点は、添付図面を参照して進められる本発明の好適な実施の形態の以下の詳細な記述から、より容易に明らかになる。   The above and other objects, features, and advantages of the present invention will become more readily apparent from the following detailed description of preferred embodiments of the present invention, which proceeds with reference to the accompanying drawings.

以上説明したように、本発明の一側面によれば、活性層の歪みを低減可能なIII族窒化物半導体光素子を提供できる。また、本発明の別の側面によれば、このIII族窒化物半導体光素子を作製する方法を提供できる。   As described above, according to one aspect of the present invention, a group III nitride semiconductor optical device capable of reducing the strain of the active layer can be provided. Further, according to another aspect of the present invention, a method for producing this group III nitride semiconductor optical device can be provided.

図１は、本実施の形態に係るIII族窒化物半導体発光素子の一例を模式的に示す図面である。FIG. 1 is a drawing schematically showing an example of a group III nitride semiconductor light emitting device according to the present embodiment. 図２は、図１に示されたIII族窒化物半導体光素子における格子定数の変化をエピタキシャル基板と対応づけて示す図面である。FIG. 2 is a drawing showing a change in lattice constant in the group III nitride semiconductor optical device shown in FIG. 1 in association with an epitaxial substrate. 図３は、本実施の形態に係るIII族窒化物半導体素子の別の例を模式的に示す図面である。FIG. 3 is a drawing schematically showing another example of the group III nitride semiconductor device according to the present embodiment. 図４は、図３に示されたIII族窒化物半導体光素子における格子定数の変化をエピタキシャル基板と対応づけて示す図面である。FIG. 4 is a drawing showing a change in lattice constant in the group III nitride semiconductor optical device shown in FIG. 3 in association with an epitaxial substrate. 図５は、本実施の形態に係るエピタキシャル基板及びIII族窒化物半導体発光素子を作製する方法における工程フローを示す図面である。FIG. 5 is a drawing showing a process flow in the method of manufacturing the epitaxial substrate and the group III nitride semiconductor light emitting device according to the present embodiment. 図６は、図５に示された工程フローの作製方法における主要な工程における生産物を示す図面である。FIG. 6 is a drawing showing products in main steps in the process flow production method shown in FIG. 図７は、実施例１において、ＩｎＧａＮバッファ層及びＧａＮバッファ層をそれぞれ用いた２種類の発光ダイオード構造と格子定数との関係を示す図面である。FIG. 7 is a drawing showing the relationship between two types of light emitting diode structures each using an InGaN buffer layer and a GaN buffer layer and the lattice constant in Example 1. 図８は、ＩｎＧａＮバッファ層を用いた発光ダイオード構造の逆格子マッピングを示す図面である。FIG. 8 is a drawing showing reciprocal lattice mapping of a light emitting diode structure using an InGaN buffer layer. 図９は、実施例２におけるレーザダイオード構造と格子定数との関係を示す図面である。FIG. 9 is a drawing showing the relationship between the laser diode structure and the lattice constant in Example 2.

本発明の知見は、例示として示された添付図面を参照して以下の詳細な記述を考慮することによって容易に理解できる。引き続いて、添付図面を参照しながら、本発明のIII族窒化物半導体光素子及びエピタキシャル基板、並びにエピタキシャル基板を作製する方法及びIII族窒化物半導体光素子を作製する方法に係る実施の形態を説明する。可能な場合には、同一の部分には同一の符号を付する。   The knowledge of the present invention can be easily understood by considering the following detailed description with reference to the accompanying drawings shown as examples. Subsequently, with reference to the attached drawings, the group III nitride semiconductor optical device and the epitaxial substrate of the present invention, the method of manufacturing the epitaxial substrate, and the method of manufacturing the group III nitride semiconductor optical device will be described. To do. Where possible, the same parts are denoted by the same reference numerals.

図１は、本実施の形態に係るIII族窒化物半導体光素子の構造を模式的に示す図面である。図２は、図１に示されたIII族窒化物半導体光素子における格子定数の変化をエピタキシャル基板と対応づけて示す図面である。図１及び図２には、直交座標系Ｓが示されている。図１及び図２に示された構造は、発光ダイオード（ＬＥＤ）といった面発光素子に好適である。III族窒化物半導体光素子１１ａは、第１導電型バッファ層１５と、活性層１７と、キャリアブロック層１９とを備える。第１導電型バッファ層１５、活性層１７及びキャリアブロック層１９は、半導体領域１３の主面１３ａにおける法線軸Ｎｘの方向に配列されている。法線軸Ｎｘの方向は直交座標系ＳのＺ軸の方向に延在し、主面１３ａは直交座標系ＳのＸ軸及びＹ軸によって規定される平面と平行である。半導体領域１３の主面１３ａは無極性及び半極性のいずれかを示す。第１導電型バッファ層１５は半導体領域１３の主面１３ａ上に設けられ、この主面１３ａは第１の六方晶系III族窒化物半導体からなる。半導体領域１３の主面１３ａは、該第１の六方晶系III族窒化物半導体のｃ軸に直交する基準面ＲＣに対して１０度以上の角度を成す。図１には、ｃ軸方向を示すｃ軸ベクトルＶＣ１３、ＶＣ１５、ＶＣ１９及び基準軸Ｃｘが示されている。第１導電型バッファ層１５は、第１の六方晶系III族窒化物半導体と異なる第２の六方晶系III族窒化物半導体からなる。キャリアブロック層１９は第３の六方晶系III族窒化物半導体からなる。第３の六方晶系III族窒化物半導体は、例えばＡｌＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮといった窒化ガリウム系半導体からなることが好ましい。活性層１７は窒化ガリウム系半導体層２１ａを含むことができる。第１導電型バッファ層１５は半導体領域１３の主面１３ａ上において格子緩和する一方で、窒化ガリウム系半導体層は歪みを内包する。   FIG. 1 is a drawing schematically showing the structure of a group III nitride semiconductor optical device according to the present embodiment. FIG. 2 is a drawing showing a change in lattice constant in the group III nitride semiconductor optical device shown in FIG. 1 in association with an epitaxial substrate. An orthogonal coordinate system S is shown in FIGS. The structure shown in FIGS. 1 and 2 is suitable for a surface light emitting element such as a light emitting diode (LED). The group III nitride semiconductor optical device 11 a includes a first conductivity type buffer layer 15, an active layer 17, and a carrier block layer 19. The first conductivity type buffer layer 15, the active layer 17 and the carrier block layer 19 are arranged in the direction of the normal axis Nx in the main surface 13 a of the semiconductor region 13. The direction of the normal axis Nx extends in the Z-axis direction of the orthogonal coordinate system S, and the principal surface 13a is parallel to a plane defined by the X-axis and the Y-axis of the orthogonal coordinate system S. The main surface 13a of the semiconductor region 13 indicates either nonpolar or semipolar. The first conductivity type buffer layer 15 is provided on the main surface 13a of the semiconductor region 13, and the main surface 13a is made of a first hexagonal group III nitride semiconductor. The main surface 13a of the semiconductor region 13 forms an angle of 10 degrees or more with respect to the reference plane RC orthogonal to the c-axis of the first hexagonal group III nitride semiconductor. FIG. 1 shows c-axis vectors VC13, VC15, VC19 and a reference axis Cx indicating the c-axis direction. The first conductivity type buffer layer 15 is made of a second hexagonal group III nitride semiconductor different from the first hexagonal group III nitride semiconductor. The carrier block layer 19 is made of a third hexagonal group III nitride semiconductor. The third hexagonal group III nitride semiconductor is preferably made of a gallium nitride semiconductor such as AlGaN or InAlGaN. The active layer 17 can include a gallium nitride based semiconductor layer 21a. The first conductivity type buffer layer 15 is lattice-relaxed on the main surface 13a of the semiconductor region 13, while the gallium nitride based semiconductor layer contains strain.

このIII族窒化物半導体光素子１１ａでは、第１導電型バッファ層１５が、半導体領域１３の基準面ＲＣに対して１０度以上の角度ＡＬＰＨＡを成す主面上に設けられる。これ故に、第１導電型バッファ層１５を半導体領域１３の主面１３ａ上において格子緩和させることができる。第１導電型バッファ層１５の格子緩和により、窒化ガリウム系半導体層２１ａの材料と第１の六方晶系III族窒化物半導体との違いに起因する応力が、活性層１７に加わることがない。このため、活性層１７に内包される歪みは、窒化ガリウム系半導体層２１ａの材料と第１の六方晶系III族窒化物半導体との違いによる応力の大きさに比べて小さくなる。   In this group III nitride semiconductor optical device 11 a, the first conductivity type buffer layer 15 is provided on the main surface that forms an angle ALPHA of 10 degrees or more with respect to the reference plane RC of the semiconductor region 13. Therefore, the first conductivity type buffer layer 15 can be lattice-relaxed on the main surface 13 a of the semiconductor region 13. Due to the lattice relaxation of the first conductivity type buffer layer 15, stress due to the difference between the material of the gallium nitride based semiconductor layer 21 a and the first hexagonal group III nitride semiconductor is not applied to the active layer 17. For this reason, the strain contained in the active layer 17 is smaller than the magnitude of stress due to the difference between the material of the gallium nitride based semiconductor layer 21a and the first hexagonal group III nitride semiconductor.

III族窒化物半導体光素子１１ａでは、第１導電型バッファ層１５の膜厚は３００ｎｍ以上であるとき、バッファ層としての機能を発揮可能になる。また、活性層１７は量子井戸構造２１を有することができる。活性層２１は、ＩｎＵＡｌＶＧａ１−Ｕ−ＶＮ（０≦Ｕ≦０．５０、０≦Ｖ≦０．５０）からなることが好ましい。活性層１７の窒化ガリウム系半導体層２１ａは例えば井戸層であり、量子井戸構造２１は障壁層２１ｂを含むことができる。障壁層２１ｂは半導体層２１ａにキャリア障壁を提供する。井戸層は、例えばＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮといった窒化ガリウム系半導体からなることが好ましい。また、障壁層２１ｂは、例えばＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮといった窒化ガリウム系半導体からなることが好ましい。 In the group III nitride semiconductor optical device 11a, when the film thickness of the first conductivity type buffer layer 15 is 300 nm or more, the function as a buffer layer can be exhibited. The active layer 17 can have a quantum well structure 21. The active layer 21 is preferably made of In U Al V Ga 1-U -V N (0 ≦ U ≦ 0.50,0 ≦ V ≦ 0.50). The gallium nitride based semiconductor layer 21a of the active layer 17 is, for example, a well layer, and the quantum well structure 21 can include a barrier layer 21b. The barrier layer 21b provides a carrier barrier for the semiconductor layer 21a. The well layer is preferably made of a gallium nitride based semiconductor such as GaN, InGaN, AlGaN, or InAlGaN. The barrier layer 21b is preferably made of a gallium nitride based semiconductor such as GaN, InGaN, AlGaN, or InAlGaN.

活性層１７の発光領域のバンドギャップは半導体領域１３のバンドギャップエネルギＥ１３より小さい。具体的には、窒化ガリウム系半導体層２１ａのバンドギャップエネルギＥ２１ａは、第１導電型バッファ層１５のバンドギャップエネルギＥ１５より小さいので、第１導電型バッファ層１５のバンドギャップエネルギＥ１５は、発光領域のバンドギャップに近いことが好ましい。第１導電型バッファ層１５のバンドギャップエネルギＥ１５は、半導体領域１３のバンドギャップエネルギＥ１３より小さいことが好ましい。   The band gap of the light emitting region of the active layer 17 is smaller than the band gap energy E13 of the semiconductor region 13. Specifically, since the band gap energy E21a of the gallium nitride based semiconductor layer 21a is smaller than the band gap energy E15 of the first conductivity type buffer layer 15, the band gap energy E15 of the first conductivity type buffer layer 15 is equal to the light emitting region. It is preferable to be close to the band gap. The band gap energy E15 of the first conductivity type buffer layer 15 is preferably smaller than the band gap energy E13 of the semiconductor region 13.

本実施例では、第１導電型バッファ層１５は半導体領域１３と接合２０ａを成す。この接合２０ａにおける格子定数の関係を詳細に説明する。III族窒化物半導体光素子１１ａでは、第１の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ１の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ１によって表される。格子ベクトルＬＶＣ１は法線軸Ｎｘの方向の縦成分Ｖ１Ｌとこの縦成分に直交する横成分Ｖ１Ｔとからなる。また、第２の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ２の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ２によって表される。格子ベクトルＬＶＣ２は法線軸Ｎｘの方向の縦成分Ｖ２Ｌとこの縦成分に直交する横成分Ｖ２Ｔとからなる。横成分Ｖ１Ｔは横成分Ｖ２Ｔと異なる。 In the present embodiment, the first conductivity type buffer layer 15 forms a junction 20 a with the semiconductor region 13. The relationship between the lattice constants in the junction 20a will be described in detail. In the group III nitride semiconductor optical device 11a, the c-axis direction and the magnitude of the lattice constant d1 in the c-axis direction in the first hexagonal group III nitride semiconductor are represented by a lattice vector LVC1. The lattice vector LVC1 is composed of a vertical component V1 L in the direction of the normal axis Nx and a horizontal component V1 T orthogonal to the vertical component. Further, the c-axis direction and the magnitude of the lattice constant d2 in the c-axis direction in the second hexagonal group III nitride semiconductor are represented by a lattice vector LVC2. The lattice vector LVC2 includes a vertical component V2 L in the direction of the normal axis Nx and a horizontal component V2 T orthogonal to the vertical component. The transverse component V1 T is different from the transverse component V2 T.

このIII族窒化物半導体光素子１１ａでは、格子緩和は、例えば横成分Ｖ１Ｔと横成分Ｖ２Ｔとの違いにより規定される。接合２０ａにおいて、横成分Ｖ１Ｔと横成分Ｖ２Ｔとが互いに異なる。このため、半導体領域１３から第１導電型バッファ層１５への応力が低減される。また、第１導電型バッファ層１５の歪みの一部又は全部が解放される。上記の場合ではｃ軸の格子定数の関係を規定しているけれども、ａ軸及びｍ軸についてもｃ軸と同様に格子ベクトルを用いて格子定数の関係を規定できる。 In the group III nitride semiconductor optical device 11a, the lattice relaxation is defined by the difference between the lateral component V1 T and the lateral component V2 T , for example. In the junction 20a, the lateral component V1 T and the lateral component V2 T are different from each other. For this reason, the stress from the semiconductor region 13 to the first conductivity type buffer layer 15 is reduced. Further, part or all of the strain of the first conductivity type buffer layer 15 is released. In the above case, the relationship between the lattice constants of the c-axis is defined, but the relationship between the lattice constants can be defined using the lattice vector for the a-axis and the m-axis as well as the c-axis.

一方、本実施例では、第１導電型バッファ層１５は活性層１７と接合２０ｂを成す。活性層１７は第１導電型バッファ層１５の主面１５ａ上において格子緩和していないので、この接合２０ｂにおいて、活性層１７の窒化ガリウム系半導体層２１ａの材料におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄｗの大きさとは格子ベクトルＬＶＣＷによって表される。格子ベクトルＬＶＣＷは法線軸Ｎｘの方向の縦成分ＶＷＬとこの縦成分に直交する横成分ＶＷＴとからなる。窒化ガリウム系半導体層２１ａが歪んで、横成分ＶＷＴは横成分Ｖ２Ｔに合わされている。 On the other hand, in this embodiment, the first conductivity type buffer layer 15 forms a junction 20b with the active layer 17. Since the active layer 17 is not lattice-relaxed on the main surface 15a of the first conductivity type buffer layer 15, the c-axis direction and the c-axis direction in the material of the gallium nitride based semiconductor layer 21a of the active layer 17 at this junction 20b The size of the lattice constant dw is represented by the lattice vector LVCW. Lattice vector LVCW consists of a transverse component VW T perpendicular to the longitudinal component and the longitudinal component VW L direction of the normal axis Nx. Distorted gallium nitride based semiconductor layer 21a, the horizontal component VW T is matched to the transverse component V2 T.

また、キャリアブロック層１９も歪みを内包する。本実施例では、キャリアブロック層１９は活性層１７と接合２０ｃを成す。この接合２０ｃにおける格子定数の関係を詳細に説明する。第３の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ３の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ３によって表される。格子ベクトルＬＶＣ３は法線軸Ｎｘの方向の縦成分Ｖ３Ｌとこの縦成分に直交する横成分Ｖ３Ｔとからなる。キャリアブロック層１９が歪んで、横成分Ｖ３Ｔは横成分Ｖ２Ｔに合わされている。 The carrier block layer 19 also includes distortion. In this embodiment, the carrier block layer 19 forms a junction 20c with the active layer 17. The relationship between the lattice constants in the junction 20c will be described in detail. The c-axis direction and the magnitude of the lattice constant d3 in the c-axis direction in the third hexagonal group III nitride semiconductor are represented by a lattice vector LVC3. The lattice vector LVC3 includes a vertical component V3 L in the direction of the normal axis Nx and a horizontal component V3 T orthogonal to the vertical component. The carrier block layer 19 is distorted, and the transverse component V3 T is matched with the transverse component V2 T.

III族窒化物半導体光素子１１ａは、キャリアブロック層１９上に設けられたコンタクト層２３を更に備えることができる。コンタクト層２３も歪みを内包する。本実施例では、コンタクト層２３はキャリアブロック層１９と接合２０ｄを成す。この接合２０ｄにおける格子定数の関係を詳細に説明する。コンタクト層２３は六方晶系III族窒化物半導体からなり、この六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄＣの大きさとは格子ベクトルＬＶＣＣによって表される。格子ベクトルＬＶＣＣは法線軸Ｎｘの方向の縦成分ＶＣＬとこの縦成分に直交する横成分ＶＣＴとからなる。コンタクト層２３が歪んで、横成分ＶＣＴは横成分Ｖ２Ｔに合わされている。 The group III nitride semiconductor optical device 11 a can further include a contact layer 23 provided on the carrier block layer 19. The contact layer 23 also includes distortion. In this embodiment, the contact layer 23 forms a junction 20d with the carrier block layer 19. The relationship between the lattice constants in the junction 20d will be described in detail. The contact layer 23 is made of a hexagonal group III nitride semiconductor, and the c-axis direction and the magnitude of the lattice constant dC in the c-axis direction in the hexagonal group III nitride semiconductor are represented by a lattice vector LVCC. Lattice vector LVCC consists of a transverse component VC T perpendicular to the longitudinal component and the vertical component VC L direction of the normal axis Nx. Distorted contact layer 23, the horizontal component VC T is matched to the transverse component V2 T.

III族窒化物半導体光素子１１ａでは、第１導電型バッファ層１５、活性層１７、キャリアブロック層１９及びコンタクト層２３は、半導体積層２５を構成する。半導体積層２５内の半導体層の各々における格子ベクトルの横成分は、互いに実質的に同じである。緩和された第１導電型バッファ層１５の転位は、第１導電型バッファ層１５上の半導体層に伝搬することない。これ故に、活性層１７は、第１導電型バッファ層１５における格子緩和の影響を受けることなく、この格子緩和による発光特性の劣化はない。   In the group III nitride semiconductor optical device 11 a, the first conductivity type buffer layer 15, the active layer 17, the carrier block layer 19, and the contact layer 23 constitute a semiconductor stack 25. The lateral components of the lattice vectors in each of the semiconductor layers in the semiconductor stack 25 are substantially the same as each other. The relaxed dislocations of the first conductivity type buffer layer 15 do not propagate to the semiconductor layer on the first conductivity type buffer layer 15. Therefore, the active layer 17 is not affected by the lattice relaxation in the first conductivity type buffer layer 15, and the light emission characteristics are not deteriorated by the lattice relaxation.

III族窒化物半導体光素子１１ａでは、上記のように、キャリアブロック層１９は歪みを内包する。また、半導体領域１３の主面１３ａにおけるｃ軸の格子定数が第１導電型バッファ層１５におけるｃ軸の格子定数より小さい。さらに、第１導電型バッファ層１５におけるｃ軸の格子定数は半導体領域１３の主面１３ａのｃ軸の格子定数と窒化ガリウム系半導体層２１ａに固有のｃ軸の格子定数（歪んでいない格子定数）との間にある。第２の六方晶系III族窒化物半導体の格子定数は、第１の六方晶系III族窒化物半導体の格子定数に比べて、活性層１７の窒化ガリウム系半導体層２１ａの格子定数に近い。これ故に、格子定数差により窒化ガリウム系半導体層２１ａに生成される歪みを低減できる。また、キャリアブロック層１９は歪みを内包するので、キャリアブロック層１９は格子緩和していない。これ故に、キャリアブロック層１９には、その格子緩和による欠陥が生成されない。したがって、該欠陥及び格子定数差の影響を活性層１７が受けることはない。   In the group III nitride semiconductor optical device 11a, the carrier block layer 19 contains strain as described above. Further, the c-axis lattice constant in the main surface 13 a of the semiconductor region 13 is smaller than the c-axis lattice constant in the first conductivity type buffer layer 15. Further, the c-axis lattice constant of the first conductivity type buffer layer 15 is the c-axis lattice constant of the main surface 13a of the semiconductor region 13 and the c-axis lattice constant inherent to the gallium nitride based semiconductor layer 21a (undistorted lattice constant). ) Between. The lattice constant of the second hexagonal group III nitride semiconductor is closer to the lattice constant of the gallium nitride semiconductor layer 21a of the active layer 17 than the lattice constant of the first hexagonal group III nitride semiconductor. Therefore, distortion generated in the gallium nitride based semiconductor layer 21a due to the difference in lattice constant can be reduced. Further, since the carrier block layer 19 contains strain, the carrier block layer 19 is not lattice-relaxed. Therefore, no defects due to the lattice relaxation are generated in the carrier block layer 19. Therefore, the active layer 17 is not affected by the defects and the lattice constant difference.

III族窒化物半導体光素子１１ａでは、第１導電型バッファ層１５はＩｎＸＡｌＹＧａ１−Ｘ−ＹＮ（０≦Ｘ≦０．５０、０≦Ｙ≦０．５０）からなることができる。このとき、第１導電型バッファ層１５として様々な材料（ＩｎＸＡｌＹＧａ１−Ｘ−ＹＮ）を用いることができる。また、第１導電型バッファ層１５の膜厚は、ＩｎＸＡｌＹＧａ１−Ｘ−ＹＮの組成における臨界膜厚よりも大きい。 In the group III nitride semiconductor optical device 11a, that of a first conductivity type buffer layer 15 is In X Al Y Ga 1-X -Y N (0 ≦ X ≦ 0.50,0 ≦ Y ≦ 0.50) it can. At this time, various materials (In X Al Y Ga 1- XYN) can be used for the first conductivity type buffer layer 15. Further, the film thickness of the first conductivity type buffer layer 15 is larger than the critical film thickness in the composition of In X Al Y Ga 1- XYN.

具体的には、第１導電型バッファ層１５の材料がＩｎＧａＮであると共に、窒化ガリウム系半導体層２１ａがＩｎＧａＮからなるとき、第１導電型バッファ層１５と窒化ガリウム系半導体層２１ａとの格子定数差を小さくできる。第１導電型バッファ層１５の膜厚は、当該ＩｎＧａＮのインジウム組成における臨界膜厚より大きい。   Specifically, when the material of the first conductivity type buffer layer 15 is InGaN and the gallium nitride based semiconductor layer 21a is made of InGaN, the lattice constant of the first conductivity type buffer layer 15 and the gallium nitride based semiconductor layer 21a. The difference can be reduced. The film thickness of the first conductivity type buffer layer 15 is larger than the critical film thickness in the indium composition of the InGaN.

また、第１導電型バッファ層１５の材料はＩｎＡｌＧａＮであることが好ましい。第１導電型バッファ層１５の膜厚は、当該ＩｎＡｌＧａＮのインジウム組成及びアルミニウム組成における臨界膜厚より大きい。また、四元系ＩｎＡｌＧａＮを用いることによって、バンドギャップ及び屈折率と格子定数とを互いに独立して変更できる。これ故に、第１導電型バッファ層１５における電気的及び光学的な特性と活性層１７への応力の大きさとが互いに独立して調整可能になる。   The material of the first conductivity type buffer layer 15 is preferably InAlGaN. The film thickness of the first conductivity type buffer layer 15 is larger than the critical film thickness in the indium composition and aluminum composition of the InAlGaN. Further, by using quaternary InAlGaN, the band gap, refractive index, and lattice constant can be changed independently of each other. Therefore, the electrical and optical characteristics of the first conductivity type buffer layer 15 and the magnitude of stress on the active layer 17 can be adjusted independently of each other.

第１導電型半導体領域２７ａ（１５）と第２導電型半導体領域２７ｂ（２３）との間に設けられた活性層１７では、窒化ガリウム系半導体層２１ａのバンドギャップは２．１エレクトロンボルト（１ｅＶ＝１．６０２×１０−１９ジュールで換算される）以上であることが好ましい。また、窒化ガリウム系半導体層２１ａのバンドギャップは２．８エレクトロンボルト以下であることができる。このIII族窒化物半導体光素子１１ａでは、活性層１７への応力及び歪みの制約が低減される。これ故に、広い波長範囲の光を発生可能な活性領域を作製できる。例えば、活性層１７の発光波長は例えば４５０ｎｍ以上６００ｎｍ以下であることが好ましい。この活性層１７は、様々な波長範囲の光を発光可能である。 In the active layer 17 provided between the first conductive type semiconductor region 27a (15) and the second conductive type semiconductor region 27b (23), the band gap of the gallium nitride based semiconductor layer 21a is 2.1 electron volts (1 eV). = 1.602 × 10 −19 joules) or more. In addition, the band gap of the gallium nitride based semiconductor layer 21a can be 2.8 electron volts or less. In the group III nitride semiconductor optical device 11a, the stress and strain constraints on the active layer 17 are reduced. Therefore, an active region capable of generating light in a wide wavelength range can be produced. For example, the emission wavelength of the active layer 17 is preferably not less than 450 nm and not more than 600 nm, for example. The active layer 17 can emit light in various wavelength ranges.

第１導電型バッファ層１５と半導体領域１３との接合（或いは、界面）２０ａにおける転位は、１×１０８ｃｍ−２以上の密度を有することが好ましい。このIII族窒化物半導体光素子１１ａでは、半導体領域１３のｃ軸が法線軸Ｎｘと有限な角度を成すことに起因してｃ面等のすべりによりすべり面が生成される。このすべり面の生成によって、上記の接合２０ａには転位が発生される。転位密度が１×１０８ｃｍ−２以上であるので、第１導電型バッファ層１５は、この第１導電型バッファ層１５に格子緩和が引き起こされるために十分な密度ですべり面を含む。また、接合２０ａにおける転位は刃状転位の成分を含むことが好ましい。刃状転位の導入により、格子定数差に起因する歪みを緩和することができる。III族窒化物半導体光素子１１ａでは、接合２０ａの転位密度は、他の接合２０ｂ〜２０ｄにおける転位密度よりも大きい。 The dislocations at the junction (or interface) 20a between the first conductivity type buffer layer 15 and the semiconductor region 13 preferably have a density of 1 × 10 8 cm −2 or more. In this group III nitride semiconductor optical device 11a, a slip surface is generated by slippage of the c-plane or the like due to the c-axis of the semiconductor region 13 forming a finite angle with the normal axis Nx. Due to the generation of the slip surface, dislocations are generated in the joint 20a. Since the dislocation density is 1 × 10 8 cm −2 or more, the first conductivity type buffer layer 15 includes a slip surface with a sufficient density to cause lattice relaxation in the first conductivity type buffer layer 15. Further, the dislocations in the joint 20a preferably include a component of edge dislocations. By introducing edge dislocations, distortion caused by the difference in lattice constant can be reduced. In the group III nitride semiconductor optical device 11a, the dislocation density of the junction 20a is larger than the dislocation density of the other junctions 20b to 20d.

III族窒化物半導体光素子１１ａは、非極性主面を有する支持体３５を更に備えることが好ましい。第１導電型バッファ層１５は支持体３５の主面３５ａ上に設けられている。支持体３５の非極性主面３５ａは第１の六方晶系III族窒化物半導体からなる半導体領域１３の主面１３ａを提供する。第１の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸の格子定数は第２の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸の格子定数より小さい。   The group III nitride semiconductor optical device 11a preferably further includes a support 35 having a nonpolar main surface. The first conductivity type buffer layer 15 is provided on the main surface 35 a of the support 35. The nonpolar main surface 35a of the support 35 provides the main surface 13a of the semiconductor region 13 made of the first hexagonal group III nitride semiconductor. The c-axis lattice constant in the first hexagonal group III nitride semiconductor is smaller than the c-axis lattice constant in the second hexagonal group III nitride semiconductor.

このIII族窒化物半導体光素子１１ａでは、支持体３５の材料におけるｃ軸格子定数と第２の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸格子定数との格子定数差が生じているけれども、支持体３５上の第１導電型バッファ層１５を格子緩和させることによって、活性層１７の発光特性に上記の格子定数差が与える影響を低減できる。   In this group III nitride semiconductor optical device 11a, although there is a lattice constant difference between the c-axis lattice constant in the material of the support 35 and the c-axis lattice constant in the second hexagonal group III nitride semiconductor, By effecting the lattice relaxation of the first conductivity type buffer layer 15 on the body 35, the influence of the lattice constant difference on the light emission characteristics of the active layer 17 can be reduced.

支持体３５は例えば導電性ＧａＮからなることが好ましい。ＧａＮ支持体を用いることによって良好な結晶成長が可能になる。   The support 35 is preferably made of, for example, conductive GaN. Good crystal growth is possible by using a GaN support.

エピタキシャル基板ＥＰＩａは、第１導電型バッファ層１５と、活性層１７と、キャリアブロック層１９と、第２導電型コンタクト層２３とを備える。このコンタクト層２３は、例えばＧａＮ、ＩｎＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮといった窒化ガリウム系半導体からなることが好ましい。   The epitaxial substrate EPIa includes a first conductivity type buffer layer 15, an active layer 17, a carrier block layer 19, and a second conductivity type contact layer 23. The contact layer 23 is preferably made of a gallium nitride based semiconductor such as GaN, InGaN, or InAlGaN.

エピタキシャル基板ＥＰＩａ上には、第１電極３１ａ（例えばアノード）及び第２電極３１ｂ（例えばカソード）が設けられている。コンタクト層２３には第１電極３１ａが設けられており、例えば第１電極３１ａは絶縁膜２９の開口を介してコンタクト層２３に接触している。第２電極３１ｂが支持体３５の裏面３５ｂに設けられており、第２電極３１ｂは半導体領域１３に電気的に接続される。裏面３５ｂも非極性を示す。   A first electrode 31a (for example, an anode) and a second electrode 31b (for example, a cathode) are provided on the epitaxial substrate EPIa. The contact layer 23 is provided with a first electrode 31 a. For example, the first electrode 31 a is in contact with the contact layer 23 through the opening of the insulating film 29. The second electrode 31 b is provided on the back surface 35 b of the support 35, and the second electrode 31 b is electrically connected to the semiconductor region 13. The back surface 35b also shows nonpolarity.

図３は、本実施の形態に係るIII族窒化物半導体光素子の構造を模式的に示す図面である。図４は、図３に示されたIII族窒化物半導体光素子における格子定数の変化をエピタキシャル基板と対応づけて示す図面である。図３及び図４には、直交座標系Ｓが示されている。図３及び図４に示された構造は、レーザダイオード（ＬＤ）といった端面発光素子に好適である。III族窒化物半導体光素子１１ｂは、第１導電型バッファ層１５と、発光層４１と、キャリアブロック層１９とを備える。III族窒化物半導体光素子１１ｂでは、第１導電型半導体領域２７ａは、第１導電型バッファ層１５と、第１導電型クラッド層３７とを含む。発光層４１は、活性層１７と、第１の光ガイド層４３と、第２の光ガイド層４５とを含む。活性層１７は第１の光ガイド層４３と第２の光ガイド層４５との間に位置する。第２導電型半導体領域２７ｂは、第２導電型クラッド層３９と、第２導電型のコンタクト層２３とを含む。   FIG. 3 is a drawing schematically showing the structure of the group III nitride semiconductor optical device according to the present embodiment. FIG. 4 is a drawing showing a change in lattice constant in the group III nitride semiconductor optical device shown in FIG. 3 in association with an epitaxial substrate. 3 and 4 show an orthogonal coordinate system S. The structure shown in FIGS. 3 and 4 is suitable for an edge emitting device such as a laser diode (LD). The group III nitride semiconductor optical device 11 b includes a first conductivity type buffer layer 15, a light emitting layer 41, and a carrier block layer 19. In the group III nitride semiconductor optical device 11 b, the first conductivity type semiconductor region 27 a includes a first conductivity type buffer layer 15 and a first conductivity type cladding layer 37. The light emitting layer 41 includes an active layer 17, a first light guide layer 43, and a second light guide layer 45. The active layer 17 is located between the first light guide layer 43 and the second light guide layer 45. The second conductivity type semiconductor region 27 b includes a second conductivity type cladding layer 39 and a second conductivity type contact layer 23.

第１導電型クラッド層３７は第４の六方晶系III族窒化物半導体からなり、この第４の六方晶系III族窒化物半導体は第２の六方晶系III族窒化物半導体と異なる。第１導電型クラッド層３７は第１導電型バッファ層１５と活性層１７との間に設けられる。第１導電型クラッド層３７の厚さは第４の六方晶系III族窒化物半導体の組成における臨界膜厚より薄く、第１導電型クラッド層３７は第１導電型バッファ層１５上において格子緩和していない。   The first conductivity type cladding layer 37 is made of a fourth hexagonal group III nitride semiconductor, and the fourth hexagonal group III nitride semiconductor is different from the second hexagonal group III nitride semiconductor. The first conductivity type cladding layer 37 is provided between the first conductivity type buffer layer 15 and the active layer 17. The thickness of the first conductivity type cladding layer 37 is smaller than the critical thickness in the composition of the fourth hexagonal group III nitride semiconductor, and the first conductivity type cladding layer 37 is lattice-relaxed on the first conductivity type buffer layer 15. Not done.

このIII族窒化物半導体光素子１１ｂでは、第１導電型クラッド層３７は第１導電型バッファ層１５上において格子緩和していないので、第４の六方晶系III族窒化物半導体と活性層１７の窒化ガリウム系半導体層２１ａの材料との格子定数差が窒化ガリウム系半導体層２１ａにおける歪みの増加の原因になることはない。   In this group III nitride semiconductor optical device 11b, since the first conductivity type cladding layer 37 is not lattice-relaxed on the first conductivity type buffer layer 15, the fourth hexagonal group III nitride semiconductor and the active layer 17 are used. The difference in lattice constant from the material of the gallium nitride based semiconductor layer 21a does not cause an increase in strain in the gallium nitride based semiconductor layer 21a.

第１導電型クラッド層３７は第１導電型バッファ層１５と接合２０ｅを成す。第１導電型クラッド層３７は第１導電型バッファ層１５の主面１５ａ上において格子緩和していない。この接合２０ｅにおいて、第４の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ４の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ４によって表される。格子ベクトルＬＶＣ４は法線軸Ｎｘの方向の縦成分Ｖ４Ｌとこの縦成分に直交する横成分Ｖ４Ｔとからなる。第１導電型クラッド層３７が歪んで、横成分Ｖ４Ｔは横成分Ｖ２Ｔに合わされている。 The first conductivity type cladding layer 37 forms a junction 20 e with the first conductivity type buffer layer 15. The first conductivity type cladding layer 37 is not lattice-relaxed on the main surface 15 a of the first conductivity type buffer layer 15. In this junction 20e, the c-axis direction in the fourth hexagonal group III nitride semiconductor and the magnitude of the lattice constant d4 in the c-axis direction are represented by a lattice vector LVC4. The lattice vector LVC4 is composed of a vertical component V4 L in the direction of the normal axis Nx and a horizontal component V4 T orthogonal to the vertical component. The first conductivity type cladding layer 37 is distorted, and the transverse component V4 T is matched with the transverse component V2 T.

第１導電型クラッド層３７のバンドギャップは第１導電型バッファ層１５のバンドギャップより大きく、また第１導電型クラッド層３７の屈折率は第１導電型バッファ層１５の屈折率より低い。第１導電型クラッド層３７の屈折率は活性層１７の平均屈折率より低い。   The band gap of the first conductivity type cladding layer 37 is larger than the band gap of the first conductivity type buffer layer 15, and the refractive index of the first conductivity type cladding layer 37 is lower than the refractive index of the first conductivity type buffer layer 15. The refractive index of the first conductivity type cladding layer 37 is lower than the average refractive index of the active layer 17.

第１導電型クラッド層３７は発光層４１と接合２０ｆを成す。第１導電型クラッド層３７上において活性層１７が歪んで、横成分ＶＷＴは横成分Ｖ２Ｔに合わされている。 The first conductivity type cladding layer 37 forms a junction 20f with the light emitting layer 41. Distorted active layer 17 on the first conductive type cladding layer 37, the horizontal component VW T is matched to the transverse component V2 T.

第２導電型クラッド層３９は、第５の六方晶系III族窒化物半導体からなる。第５の六方晶系III族窒化物半導体は第２の六方晶系III族窒化物半導体と異なる。キャリアブロック層１９は第２導電型クラッド層３９と活性層１７との間に設けられる。第２導電型クラッド層３９は第１導電型バッファ層１５上において格子緩和していない。第２導電型クラッド層３９の厚さは第５の六方晶系III族窒化物半導体の組成における臨界膜厚より薄い。このIII族窒化物半導体光素子１１ｂでは、第２導電型クラッド層３９は第１導電型バッファ層１５上において格子緩和していないので、第２導電型クラッド層３９は格子緩和により欠陥を含まない。これ故に、活性層１７は、第２導電型クラッド層３９の格子緩和による欠陥による影響を受けることがない。   The second conductivity type cladding layer 39 is made of a fifth hexagonal group III nitride semiconductor. The fifth hexagonal group III nitride semiconductor is different from the second hexagonal group III nitride semiconductor. The carrier block layer 19 is provided between the second conductivity type cladding layer 39 and the active layer 17. The second conductivity type cladding layer 39 is not lattice-relaxed on the first conductivity type buffer layer 15. The thickness of the second conductivity type cladding layer 39 is smaller than the critical film thickness in the composition of the fifth hexagonal group III nitride semiconductor. In this group III nitride semiconductor optical device 11b, since the second conductivity type cladding layer 39 is not lattice-relaxed on the first conductivity type buffer layer 15, the second conductivity type cladding layer 39 does not contain defects due to lattice relaxation. . Therefore, the active layer 17 is not affected by defects due to lattice relaxation of the second conductivity type cladding layer 39.

第２導電型クラッド層３９はコンタクト層２３と接合２０ｄを成す。また、第２導電型クラッド層３９は発光層４１と接合２０ｇを成す。第２導電型クラッド層３９は発光層４１の主面上において格子緩和していない。この接合２０ｇにおいて、第５の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ５の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ５によって表される。格子ベクトルＬＶＣ５は法線軸Ｎｘの方向の縦成分Ｖ５Ｌとこの縦成分に直交する横成分Ｖ５Ｔとからなる。第２導電型クラッド層３９が歪んで、横成分Ｖ５Ｔは横成分Ｖ２Ｔに合わされている。 The second conductivity type cladding layer 39 forms a junction 20d with the contact layer 23. The second conductivity type cladding layer 39 forms a junction 20 g with the light emitting layer 41. The second conductivity type cladding layer 39 is not lattice-relaxed on the main surface of the light emitting layer 41. In the junction 20g, the c-axis direction and the magnitude of the lattice constant d5 in the c-axis direction in the fifth hexagonal group III nitride semiconductor are represented by a lattice vector LVC5. The lattice vector LVC5 includes a vertical component V5 L in the direction of the normal axis Nx and a horizontal component V5 T orthogonal to the vertical component. The second conductivity type cladding layer 39 is distorted, and the transverse component V5 T is matched with the transverse component V2 T.

第２導電型クラッド層３９のバンドギャップは第１導電型バッファ層１５のバンドギャップより大きく、また第２導電型クラッド層３９の屈折率は第１導電型バッファ層１５の屈折率より低い。第２導電型クラッド層３９の屈折率は活性層１７の平均屈折率より低い。第１導電型クラッド層３７及び第２導電型クラッド層３９により、活性層１７からの光は発光層４１に閉じ込められる。   The band gap of the second conductivity type cladding layer 39 is larger than the band gap of the first conductivity type buffer layer 15, and the refractive index of the second conductivity type cladding layer 39 is lower than the refractive index of the first conductivity type buffer layer 15. The refractive index of the second conductivity type cladding layer 39 is lower than the average refractive index of the active layer 17. The light from the active layer 17 is confined in the light emitting layer 41 by the first conductivity type cladding layer 37 and the second conductivity type cladding layer 39.

第１の光ガイド層４３が第１導電型クラッド層３７の主面上に設けられるので、第１の光ガイド層４３のｃ軸が半導体領域１３の主面１３ａに対して傾斜している。第１の光ガイド層４３は、第１導電型クラッド層３７上において格子緩和されず、歪みを内包する。第１の光ガイド層４３は、例えばＩｎＧａＮ、ＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮ等からなることができる。必要な場合には、第１の光ガイド層４３は第１及び第２の部分４３ａ、４３ｂを含むことができる。第２の部分４３ｂは第１の部分４３ａと活性層１７との間に位置する。第１の部分４３ａのバンドギャップは第２の部分４３ｂのバンドギャップより大きい。   Since the first light guide layer 43 is provided on the main surface of the first conductivity type cladding layer 37, the c-axis of the first light guide layer 43 is inclined with respect to the main surface 13 a of the semiconductor region 13. The first light guide layer 43 is not lattice-relaxed on the first conductivity type cladding layer 37 and contains strain. The first light guide layer 43 can be made of, for example, InGaN, GaN, InAlGaN, or the like. If necessary, the first light guide layer 43 may include first and second portions 43a and 43b. The second portion 43 b is located between the first portion 43 a and the active layer 17. The band gap of the first portion 43a is larger than the band gap of the second portion 43b.

第２の光ガイド層４５が活性層１７の主面上に設けられるので、第２の光ガイド層４５のｃ軸が半導体領域１３の主面１３ａに対して傾斜している。第２の光ガイド層４５は、第１導電型バッファ層１５上において格子緩和されず、歪みを内包する。第１の光ガイド層４５は、例えばＩｎＧａＮ、ＧａＮ、ＩｎＡｌＧａＮ等からなることができる。必要な場合には、第２の光ガイド層４５は第１及び第２の部分４５ａ、４５ｂを含むことができる。第１の部分４５ａは第２の部分４５ｂと活性層１７との間に位置する。第１の部分４５ａのバンドギャップは第２の部分４５ｂのバンドギャップより小さい。キャリアブロック層１９は、第１の部分４５ａと第２の部分４５ｂとの間に位置することがきる。また、キャリアブロック層１９は、第１の光ガイド層４５ａと活性層１７との間に位置することがきる。さらに、キャリアブロック層１９は、第２の光ガイド層４５ｂと第２導電型クラッド層３９との間に位置することがきる。   Since the second light guide layer 45 is provided on the main surface of the active layer 17, the c-axis of the second light guide layer 45 is inclined with respect to the main surface 13 a of the semiconductor region 13. The second light guide layer 45 is not subjected to lattice relaxation on the first conductivity type buffer layer 15 and includes distortion. The first light guide layer 45 can be made of, for example, InGaN, GaN, InAlGaN, or the like. If necessary, the second light guide layer 45 can include first and second portions 45a, 45b. The first portion 45 a is located between the second portion 45 b and the active layer 17. The band gap of the first portion 45a is smaller than the band gap of the second portion 45b. The carrier block layer 19 can be positioned between the first portion 45a and the second portion 45b. In addition, the carrier block layer 19 can be positioned between the first light guide layer 45a and the active layer 17. Further, the carrier block layer 19 can be positioned between the second light guide layer 45 b and the second conductivity type cladding layer 39.

III族窒化物半導体光素子１１ｂでは、接合２０ａの転位密度は、他の接合２０ｄ〜２０ｇにおける転位密度よりも大きい。   In the group III nitride semiconductor optical device 11b, the dislocation density of the junction 20a is larger than the dislocation density of the other junctions 20d to 20g.

図５は、本実施の形態に係るエピタキシャル基板及びIII族窒化物半導体発光素子を作製する方法における工程フローを示す図面である。図６は、上記の作製方法における主要な工程における生産物を示す図面である。   FIG. 5 is a drawing showing a process flow in the method of manufacturing the epitaxial substrate and the group III nitride semiconductor light emitting device according to the present embodiment. FIG. 6 is a drawing showing products in main steps in the above production method.

有機金属気相成長法により発光素子のエピタキシャル構造を作製した。原料にはトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）、アンモニア（ＮＨ３）を用いる。ドーパントガスとして、シラン（ＳｉＨ４）及びビスシクロペンタジエニルマグネシウム（ＣＰ２Ｍｇ）を用いる。引き続く説明では、例えば非極性主面を有するIII族窒化物半導体基板として、六方晶系窒化ガリウム基板を用いる。例えば無極性主面を有するIII族窒化物半導体基板として、六方晶系無極性窒化ガリウム基板を用いることができる。或いは、例えば半極性主面を有するIII族窒化物半導体基板として、六方晶系半極性窒化ガリウム基板を用いることができる。引き続く説明では、六方晶系半極性窒化ガリウム基板を参照しながら説明する。 An epitaxial structure of a light emitting device was fabricated by metal organic vapor phase epitaxy. Trimethylgallium (TMG), trimethylaluminum (TMA), trimethylindium (TMI), and ammonia (NH 3 ) are used as raw materials. Silane (SiH 4 ) and biscyclopentadienyl magnesium (CP 2 Mg) are used as dopant gases. In the following description, a hexagonal gallium nitride substrate is used as a group III nitride semiconductor substrate having a nonpolar main surface, for example. For example, a hexagonal nonpolar gallium nitride substrate can be used as a group III nitride semiconductor substrate having a nonpolar main surface. Alternatively, for example, a hexagonal semipolar gallium nitride substrate can be used as a group III nitride semiconductor substrate having a semipolar main surface. The following description will be made with reference to a hexagonal semipolar gallium nitride substrate.

工程Ｓ１０１では、図６（ａ）に示されるように、窒化ガリウム（ＧａＮ）基板５１を準備する。ＧａＮ基板５１の主面５１ａには、法線ベクトルＶＮとｃ軸ベクトルＶＣ５１が示されている。ＧａＮ基板５１の主面５１ａはｃ面からｍ面の方向又はｃ面からａ面の方向に１０〜１７０度の角度ＡＬＰＨＡで傾斜している。   In step S101, a gallium nitride (GaN) substrate 51 is prepared as shown in FIG. On the main surface 51a of the GaN substrate 51, a normal vector VN and a c-axis vector VC51 are shown. The main surface 51a of the GaN substrate 51 is inclined at an angle ALPHA of 10 to 170 degrees from the c-plane to the m-plane or from the c-plane to the a-plane.

工程Ｓ１０２では、反応炉１０内にＧａＮ基板５１を設置した後に、ＧａＮ基板５１のサーマルクリーニングを成長炉１０を用いて行う。摂氏１０５０度の温度で、ＮＨ３とＨ２を含むガスを成長炉１０に流しながら、１０分間の熱処理を行う。 In step S <b> 102, after the GaN substrate 51 is installed in the reaction furnace 10, the GaN substrate 51 is thermally cleaned using the growth furnace 10. Heat treatment is performed for 10 minutes while flowing a gas containing NH 3 and H 2 through the growth reactor 10 at a temperature of 1050 degrees Celsius.

工程Ｓ１０３では、エピタキシャル基板を作製する。まず、図６（ｂ）に示されるように、工程Ｓ１０４では、III族原料及び窒素原料を含む原料ガスＧ０を成長炉１０に供給して、ＧａＮ基板５１の主面５１ａ上に、第１導電型窒化ガリウム系半導体層５３をエピタキシャルに成長する。ＧａＮ基板５１の主面５１ａ上に、窒化ガリウム系半導体層５３は、窒化ガリウム系半導体からなる半導体層が格子緩和するように成長される。窒化ガリウム系半導体層５３はｎ型バッファ層（以下、「ｎ型バッファ層５３」として説明を行う）として働く。ｎ型バッファ層５３として、例えばＳｉドープＩｎＧａＮ層及び／又はＳｉドープＩｎＡｌＧａＮ層を成長する。例えばＩｎＧａＮ半導体を非極性面上に成長するとき、格子緩和の有無は、成長するＩｎＧａＮ半導体の組成、膜厚及び格子定数差によって制御できる。この格子定数差は、ＧａＮ基板５１の主面５１ａにおけるＧａＮと、これに接合を成すｎ型バッファ層５３のＩｎＧａＮとによって規定される。このＩｎＧａＮ層の厚さは例えば２μｍである。ｎ型バッファ層５３のＩｎ組成は、例えば０．０６である。ＩｎＧａＮ層の膜厚は、この組成において臨界膜厚を越えている。原料ガスＧ０は例えばＴＭＧ、ＴＭＩ、ＮＨ３、ＳｉＨ４を含み、成長温度は例えば摂氏８７０度である。ｎ型バッファ層５３が格子緩和しているので、基板５１とｎ型バッファ層５３との接合５０ａには多数の転位（例えばミスフィット転位）が生成される。 In step S103, an epitaxial substrate is produced. First, as shown in FIG. 6B, in step S104, a source gas G0 containing a group III source and a nitrogen source is supplied to the growth reactor 10, and the first conductive material is formed on the main surface 51a of the GaN substrate 51. The type gallium nitride based semiconductor layer 53 is grown epitaxially. On the main surface 51a of the GaN substrate 51, the gallium nitride based semiconductor layer 53 is grown so that the semiconductor layer made of the gallium nitride based semiconductor is lattice-relaxed. The gallium nitride based semiconductor layer 53 functions as an n-type buffer layer (hereinafter referred to as “n-type buffer layer 53”). As the n-type buffer layer 53, for example, a Si-doped InGaN layer and / or a Si-doped InAlGaN layer is grown. For example, when an InGaN semiconductor is grown on a nonpolar surface, the presence or absence of lattice relaxation can be controlled by the composition, film thickness, and lattice constant difference of the growing InGaN semiconductor. This difference in lattice constant is defined by GaN in the main surface 51a of the GaN substrate 51 and InGaN in the n-type buffer layer 53 forming a junction therewith. The thickness of this InGaN layer is 2 μm, for example. The In composition of the n-type buffer layer 53 is, for example, 0.06. The film thickness of the InGaN layer exceeds the critical film thickness in this composition. The source gas G0 includes, for example, TMG, TMI, NH 3 , and SiH 4 , and the growth temperature is, for example, 870 degrees Celsius. Since the n-type buffer layer 53 is lattice-relaxed, many dislocations (for example, misfit dislocations) are generated at the junction 50 a between the substrate 51 and the n-type buffer layer 53.

次いで、工程Ｓ１０５では、ｎ型バッファ層５３上に、一又は複数のIII族窒化物半導体層を含む半導体領域を成長する。半導体領域内のIII族窒化物半導体層は格子緩和していない。   Next, in step S <b> 105, a semiconductor region including one or more group III nitride semiconductor layers is grown on the n-type buffer layer 53. The group III nitride semiconductor layer in the semiconductor region is not lattice-relaxed.

発光ダイオードを作製するとき、工程Ｓ１０５において、活性層５５を成長する。活性層５５の成長では、III族原料及び窒素原料を含む原料ガスを成長炉１０に供給して、工程Ｓ１０６ａにおいて、摂氏８７０度の基板温度でＩｎＧａＮ障壁層をｎ型バッファ層５３上に成長する。Ｉｎ組成は例えば０．０６である。ＩｎＧａＮ障壁層５５ａのための原料ガスは例えばＴＭＧ、ＴＭＩ、ＮＨ３を含む。このＩｎＧａＮ障壁層５５ａの厚さは例えば１５ｎｍである。次いで、摂氏７５０度に基板温度を下げる。工程Ｓ１０６ｂにおいて、III族原料及び窒素原料を含む原料ガスを成長炉１０に供給して、ＧａＮ障壁層５５ａ上に、摂氏７５０度の基板温度で、アンドープＩｎＧａＮ井戸層５５ｂをエピタキシャルに成長する。ＩｎＧａＮ井戸層５５ｂの厚さは例えば３ｎｍである。ＩｎＧａＮ井戸層５５ｂのＩｎ組成は例えば０．２５である。必要な場合には、障壁層５５ａ及び井戸層５５ｂの成長を繰り返して活性層５５を成長する。活性層５５の障壁層５５ａ及び井戸層５５ｂの厚さは、それぞれ、障壁層５５ａの組成及び井戸層５５ｂの組成における臨界膜厚に比べて薄い。例えば井戸層５５ｂは歪みを内包する。活性層５５の成長後に、電子ブロック層を成長する工程Ｓ１１０に進む。そして、電子ブロック層の成長後に、ｐ型コンタクト層を成長する工程Ｓ１１２に進む。 When manufacturing a light emitting diode, the active layer 55 is grown in step S105. In the growth of the active layer 55, a source gas containing a group III source and a nitrogen source is supplied to the growth reactor 10, and an InGaN barrier layer is grown on the n-type buffer layer 53 at a substrate temperature of 870 degrees Celsius in step S106a. . The In composition is, for example, 0.06. The source gas for the InGaN barrier layer 55a includes, for example, TMG, TMI, and NH 3 . The thickness of this InGaN barrier layer 55a is, for example, 15 nm. Next, the substrate temperature is lowered to 750 degrees Celsius. In step S106b, a source gas containing a group III source material and a nitrogen source is supplied to the growth reactor 10, and the undoped InGaN well layer 55b is epitaxially grown on the GaN barrier layer 55a at a substrate temperature of 750 degrees Celsius. The thickness of the InGaN well layer 55b is 3 nm, for example. The In composition of the InGaN well layer 55b is, for example, 0.25. If necessary, the active layer 55 is grown by repeating the growth of the barrier layer 55a and the well layer 55b. The thicknesses of the barrier layer 55a and the well layer 55b of the active layer 55 are smaller than the critical film thickness in the composition of the barrier layer 55a and the composition of the well layer 55b, respectively. For example, the well layer 55b contains distortion. After the growth of the active layer 55, the process proceeds to step S110 for growing an electron block layer. Then, after the growth of the electron block layer, the process proceeds to step S112 for growing a p-type contact layer.

レーザダイオードを作製するとき、工程１０７では、III族原料及び窒素原料を含む原料ガスを成長炉１０に供給して、摂氏８７０度の基板温度で、格子緩和したｎ型バッファ層５３上にｎ型クラッド層５７をエピタキシャルに成長する。ｎ型クラッド層５７は例えばＩｎ０．１０Ａｌ０．１０Ｇａ０．８０Ｎからなり、その厚さは例えば２μｍである。ｎ型クラッド層５７は、Ｉｎ０．１０Ａｌ０．１０Ｇａ０．８０ＮのＩｎ組成及びＡｌ組成において臨界膜厚を超えていない。 When manufacturing a laser diode, in step 107, a source gas containing a group III source material and a nitrogen source material is supplied to the growth reactor 10, and the n-type buffer layer 53 is n-type on the lattice-relaxed n-type buffer layer 53 at a substrate temperature of 870 degrees Celsius. The cladding layer 57 is grown epitaxially. The n-type cladding layer 57 is made of, for example, In 0.10 Al 0.10 Ga 0.80 N and has a thickness of 2 μm, for example. The n-type cladding layer 57 does not exceed the critical film thickness in the In composition and the Al composition of In 0.10 Al 0.10 Ga 0.80 N.

工程Ｓ１０８では、第１の光ガイド層５９をｎ型クラッド層５７上にエピタキシャルに成長する。第１の光ガイド層５９は、格子緩和していない。この光ガイド層５９は、例えばｎ型Ｉｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ層５９ａ及びアンドープＩｎ０．０８Ｇａ０．９２Ｎ層５９ｂからなる。Ｉｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎの膜厚は例えば２５０ナノメートルであり、Ｉｎ０．０８Ｇａ０．９２Ｎの膜厚は例えば５０ナノメートルである。非極性面においては格子緩和の有無は、成長するＩｎＧａＮ半導体の組成、膜厚及び格子定数差によって制御できる。この格子定数差は、下地ＩｎＧａＮと、これに接合を成す光ガイド層５９のＩｎＧａＮとによって規定される。光ガイド層５９の膜厚はこの厚さにおいて臨界膜厚を越えていない。これらのＩｎＧａＮの成長温度は例えば摂氏８７０度である。原料ガスは、例えばＴＭＧ、ＴＭＩ、ＮＨ３を含む。 In step S108, the first light guide layer 59 is epitaxially grown on the n-type cladding layer 57. The first light guide layer 59 is not lattice-relaxed. The light guide layer 59 includes, for example, an n-type In 0.06 Ga 0.94 N layer 59a and an undoped In 0.08 Ga 0.92 N layer 59b. The film thickness of In 0.06 Ga 0.94 N is, for example, 250 nanometers, and the film thickness of In 0.08 Ga 0.92 N is, for example, 50 nanometers. On the nonpolar plane, the presence or absence of lattice relaxation can be controlled by the composition, film thickness, and lattice constant difference of the growing InGaN semiconductor. This difference in lattice constant is defined by the underlying InGaN and the InGaN of the light guide layer 59 that forms a junction with the underlying InGaN. The film thickness of the light guide layer 59 does not exceed the critical film thickness at this thickness. The growth temperature of these InGaN is, for example, 870 degrees Celsius. The source gas includes, for example, TMG, TMI, and NH 3 .

引き続き、既に説明したように、工程Ｓ１０６では、量子井戸構造を有する活性層５５を成長する。   Subsequently, as already described, in step S106, the active layer 55 having a quantum well structure is grown.

工程Ｓ１０９では、摂氏８７０度の基板温度において、III族原料及び窒素原料を含む原料ガスを成長炉１０に導入して、活性層５５上に第２の光ガイド層６１をエピタキシャルに成長する。第２の光ガイド層６１は、活性層５５上において格子緩和していない。この光ガイド層６１は、例えばアンドープＩｎ０．０８Ｇａ０．９２Ｎ層６１ａ及びｐ型Ｉｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ層６１ｂからなる。Ｉｎ０．０８Ｇａ０．９２Ｎの膜厚は例えば５０ナノメートルであり、Ｉｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎの膜厚は例えば２５０ナノメートルである。非極性面においては格子緩和の有無は、成長するＩｎＧａＮ半導体の組成、膜厚及び格子定数差によって制御できる。この格子定数差は、下地ＩｎＧａＮ又はＧａＮと、これに接合を成す光ガイド層６１のＩｎＧａＮとによって規定される。光ガイド層６１の膜厚はこの厚さにおいて臨界膜厚を越えていない。これらのＩｎＧａＮの成長温度は例えば摂氏８７０度である。原料ガスは、例えばＴＭＧ、ＴＭＩ、ＮＨ３を含む。 In step S109, a source gas containing a group III source material and a nitrogen source material is introduced into the growth reactor 10 at a substrate temperature of 870 degrees Celsius, and the second light guide layer 61 is epitaxially grown on the active layer 55. The second light guide layer 61 is not lattice-relaxed on the active layer 55. The light guide layer 61 includes, for example, an undoped In 0.08 Ga 0.92 N layer 61a and a p-type In 0.06 Ga 0.94 N layer 61b. The film thickness of In 0.08 Ga 0.92 N is, for example, 50 nanometers, and the film thickness of In 0.06 Ga 0.94 N is, for example, 250 nanometers. On the nonpolar plane, the presence or absence of lattice relaxation can be controlled by the composition, film thickness, and lattice constant difference of the growing InGaN semiconductor. This difference in lattice constant is defined by the underlying InGaN or GaN and the InGaN of the light guide layer 61 that forms a junction therewith. The film thickness of the light guide layer 61 does not exceed the critical film thickness at this thickness. The growth temperature of these InGaN is, for example, 870 degrees Celsius. The source gas includes, for example, TMG, TMI, and NH 3 .

工程Ｓ１１０では、電子ブロック層６３をエピタキシャルに成長する。原料ガスＧ２は、例えばＴＭＧ、ＴＭＡ、ＮＨ３、ＣＰ２Ｍｇを含む。電子ブロック層６３の厚さは例えば１０ｎｍであり、そのＡｌ組成は例えば０．１２である。電子ブロック層６３の厚さはその臨界膜厚に比べて薄いので、電子ブロック層６３は歪みを内包する。 In step S110, the electron block layer 63 is grown epitaxially. The source gas G2 contains, for example, TMG, TMA, NH 3 , CP 2 Mg. The thickness of the electron block layer 63 is, for example, 10 nm, and the Al composition thereof is, for example, 0.12. Since the thickness of the electron block layer 63 is smaller than the critical film thickness, the electron block layer 63 contains strain.

必要な場合には、電子ブロック層６３を光ガイド層６１の成長に先立って行うことができる。また、光ガイド層６１の成長では、電子ブロック層６３の成長に先立って光ガイド層６１の一部分を成長でき、電子ブロック層６３の成長の後に光ガイド層６１の残りを成長できる。   If necessary, the electron blocking layer 63 can be performed prior to the growth of the light guide layer 61. In the growth of the light guide layer 61, a part of the light guide layer 61 can be grown prior to the growth of the electron block layer 63, and the remainder of the light guide layer 61 can be grown after the growth of the electron block layer 63.

次いで、工程Ｓ１１１において、III族原料及び窒素原料を含む原料ガスを成長炉１０に導入して、第２の光ガイド層６１上に、第２導電型窒化ガリウム系半導体クラッド層（以下「ｐ型クラッド層」として説明を行う）６５をエピタキシャルに成長する。第２の光ガイド層６１の主面６１ｃ上に、ｐ型クラッド層６５は、ｐ型クラッド層６５が格子緩和しないように成長される。ｐ型クラッド層６５として、例えばＭｇドープＩｎＡｌＧａＮクラッド層を成長する。非極性面においては格子緩和の有無は、成長するＩｎＡｌＧａＮ半導体の組成、膜厚及び格子定数差によって制御できる。この格子定数差は、第２の光ガイド層６１の主面６１ｃにおけるＩｎＧａＮと、これに接合を成すｐ型クラッド層６５のＩｎＡｌＧａＮとによって規定される。このＩｎＡｌＧａＮ層の厚さは例えば４００ナノメートルである。窒化ガリウム系半導体層６５のＡｌ組成は、例えば０．１０である。Ｉｎ組成は例えば０．１０である。このＩｎＡｌＧａＮ層の膜厚は臨界膜厚を越えない。成長温度は例えば摂氏８７０度である。   Next, in step S111, a source gas containing a group III source material and a nitrogen source material is introduced into the growth reactor 10, and a second conductivity type gallium nitride based semiconductor clad layer (hereinafter referred to as “p-type”) is formed on the second light guide layer 61. 65) will be grown epitaxially. On the main surface 61c of the second light guide layer 61, the p-type cladding layer 65 is grown so that the p-type cladding layer 65 does not undergo lattice relaxation. As the p-type cladding layer 65, for example, an Mg-doped InAlGaN cladding layer is grown. On the nonpolar plane, the presence or absence of lattice relaxation can be controlled by the composition, film thickness, and lattice constant difference of the growing InAlGaN semiconductor. This difference in lattice constant is defined by InGaN in the main surface 61c of the second light guide layer 61 and InAlGaN in the p-type cladding layer 65 that forms a junction therewith. The thickness of this InAlGaN layer is 400 nanometers, for example. The Al composition of the gallium nitride based semiconductor layer 65 is, for example, 0.10. The In composition is, for example, 0.10. The thickness of this InAlGaN layer does not exceed the critical thickness. The growth temperature is, for example, 870 degrees Celsius.

続けて、工程Ｓ１１２において、III族原料及び窒素原料を含む原料ガスを成長炉１０に導入して、ｐ型クラッド層６５上にｐ型コンタクト層６７をエピタキシャルに成長する。原料ガスは、例えばＴＭＧ、ＮＨ３、ＣＰ２Ｍｇを含む。ｐ型コンタクト層６７の厚さは例えば５０ｎｍである。ｐ型コンタクト層６７の厚さはその臨界膜厚に比べて薄いので、ｐ型コンタクト層６７は歪みを内包する。 Subsequently, in step S112, a source gas containing a group III source and a nitrogen source is introduced into the growth reactor 10, and the p-type contact layer 67 is epitaxially grown on the p-type cladding layer 65. The source gas contains, for example, TMG, NH 3 , CP 2 Mg. The thickness of the p-type contact layer 67 is 50 nm, for example. Since the thickness of the p-type contact layer 67 is thinner than its critical thickness, the p-type contact layer 67 contains strain.

引き続く工程では、コンタクト窓を有する絶縁膜を形成した後に、エピタキシャル基板ＥＰＩ０のｐ型窒化ガリウム系半導体領域上にアノード電極を形成してｐ型コンタクト層６７に電気的な接続を成すと共に基板５１の裏面５１ｂを必要に応じて研磨した後に研磨裏面にカソード電極を形成する。これらの電極は、例えば蒸着により作製される。   In the subsequent process, after forming an insulating film having a contact window, an anode electrode is formed on the p-type gallium nitride semiconductor region of the epitaxial substrate EPI0 to make electrical connection to the p-type contact layer 67 and After the back surface 51b is polished as necessary, a cathode electrode is formed on the polished back surface. These electrodes are produced by vapor deposition, for example.

（実施例１）
２枚のＧａＮ基板を準備した。これらのＧａＮ基板の主面は（２０−２１）面であった。有機金属気相成長法で、図７（ａ）及び図７（ｂ）に示される発光ダイオード構造を以下のように作製した。 Example 1
Two GaN substrates were prepared. The main surfaces of these GaN substrates were (20-21) planes. The light-emitting diode structure shown in FIGS. 7A and 7B was fabricated by metal organic vapor phase epitaxy as follows.

一方のＧａＮ基板に、図７（ａ）に示されるように、ｎ型Ｉｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎバッファ層を成長した。このｎ型バッファ層の成長温度は摂氏８７０度であった。ｎ型バッファ層の厚さは２μｍであった。次いで、このｎ型バッファ層上に活性層を形成した。活性層は３ＱＷの量子井戸構造を有し、この量子井戸構造は、交互に配列されたＩｎ０．２５Ｇａ０．７５Ｎ井戸層及びＩｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ障壁層を含む。障壁層の成長温度は摂氏８７０度であった。井戸層の成長温度は摂氏７５０度であった。井戸層及び障壁層の厚さは、それぞれ、３ｎｍ及び１５ｎｍであった。この後に、活性層上に、Ａｌ０．０７Ｇａ０．９３Ｎ電子ブロック層及びｐ型Ｉｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎコンタクト層を順に成長した。これらの成長温度は摂氏９００度であった。電子ブロック層及びｐ型コンタクト層の厚さは、それぞれ、１０ｎｍ及び５０ｎｍであった。これらの工程により、エピタキシャル基板Ａが作製された。 As shown in FIG. 7A, an n-type In 0.06 Ga 0.94 N buffer layer was grown on one GaN substrate. The growth temperature of this n-type buffer layer was 870 degrees Celsius. The thickness of the n-type buffer layer was 2 μm. Next, an active layer was formed on the n-type buffer layer. The active layer has a 3QW quantum well structure, which includes alternately arranged In 0.25 Ga 0.75 N well layers and In 0.06 Ga 0.94 N barrier layers. The growth temperature of the barrier layer was 870 degrees Celsius. The growth temperature of the well layer was 750 degrees Celsius. The thicknesses of the well layer and the barrier layer were 3 nm and 15 nm, respectively. After that, an Al 0.07 Ga 0.93 N electron blocking layer and a p-type In 0.06 Ga 0.94 N contact layer were grown in order on the active layer. Their growth temperature was 900 degrees Celsius. The thickness of the electron block layer and the p-type contact layer was 10 nm and 50 nm, respectively. Through these steps, an epitaxial substrate A was produced.

他方のＧａＮ基板に、ｎ型ＧａＮバッファ層を成長した。このｎ型バッファ層の成長温度は摂氏１０００度であった。ｎ型バッファ層の厚さは２μｍであった。次いで、ｎ型バッファ層上に活性層を形成した。活性層は３ＱＷの量子井戸構造を有し、この量子井戸構造は、交互に配列されたＩｎ０．２５Ｇａ０．７５Ｎ井戸層及びＧａＮ障壁層を含む。障壁層の成長温度は摂氏８７０度であった。井戸層の成長温度は摂氏７５０度であった。井戸層及び障壁層の厚さは、それぞれ、３ｎｍ及び１５ｎｍであった。この後に、活性層上に、Ａｌ０．０７Ｇａ０．９３Ｎ電子ブロック層及びｐ型ＧａＮコンタクト層を順に成長した。これらの成長温度は摂氏９００度であった。電子ブロック層及びｐ型コンタクト層の厚さは、それぞれ、１０ｎｍ及び５０ｎｍであった。これらの工程により、エピタキシャル基板Ｃが作製された。 An n-type GaN buffer layer was grown on the other GaN substrate. The growth temperature of this n-type buffer layer was 1000 degrees Celsius. The thickness of the n-type buffer layer was 2 μm. Next, an active layer was formed on the n-type buffer layer. The active layer has a 3QW quantum well structure, and the quantum well structure includes an In 0.25 Ga 0.75 N well layer and a GaN barrier layer arranged alternately. The growth temperature of the barrier layer was 870 degrees Celsius. The growth temperature of the well layer was 750 degrees Celsius. The thicknesses of the well layer and the barrier layer were 3 nm and 15 nm, respectively. Thereafter, an Al 0.07 Ga 0.93 N electron blocking layer and a p-type GaN contact layer were grown in order on the active layer. Their growth temperature was 900 degrees Celsius. The thickness of the electron block layer and the p-type contact layer was 10 nm and 50 nm, respectively. Through these steps, an epitaxial substrate C was produced.

これらのエピタキシャル基板に、フォトリソグラフィーおよび超音波洗浄等を用いてＲＩＥ法でメサを形成した。この後に、電極を形成した。電極の形成として、ｐ側透明電極（Ｎｉ／Ａｕ）形成、ｐ側パッド電極（Ａｕ）形成、ｎ側電極（Ｔｉ／Ａｌ）の形成を蒸着により行った。電極の形成の後に、電極アニールを行った。アニール温度が摂氏５５０度であり、アニール時間は１分であった。これらの工程により、図７に示される発光ダイオードＬＥＤＡ、ＬＥＤＣが作製された。これらのチップサイズは４００μｍ角であった。これらの発光ダイオードに１２０ｍＡの電流を印加して、発光波長及び発光パワーを測定すると共に、１ｍＡから２００ｍＡにおけるブルーシフト量を測定した。
試料名称 発光波長 光パワー ブルーシフト
発光ダイオードＬＥＤＡ：５２１ｎｍ、２２ｍＷ、３ｎｍ
発光ダイオードＬＥＤＣ：５１９ｎｍ、１４ｍＷ、１４ｎｍ
であった。 Mesa was formed on these epitaxial substrates by RIE using photolithography and ultrasonic cleaning. After this, an electrode was formed. As the electrode formation, p-side transparent electrode (Ni / Au) formation, p-side pad electrode (Au) formation, and n-side electrode (Ti / Al) formation were performed by vapor deposition. After the formation of the electrode, electrode annealing was performed. The annealing temperature was 550 degrees Celsius and the annealing time was 1 minute. Through these steps, the light emitting diodes LED A and LED C shown in FIG. 7 were produced. These chip sizes were 400 μm square. A 120 mA current was applied to these light emitting diodes to measure the emission wavelength and emission power, and the blue shift amount from 1 mA to 200 mA was measured.
Sample name Light emission wavelength Light power Blue shift light emitting diode LED A : 521 nm, 22 mW, 3 nm
Light emitting diode LED C : 519 nm, 14 mW, 14 nm
Met.

発光ダイオードＬＥＤＡでは、すべり面（例えばｃ面）を生成するように、半極性面上に、高Ｉｎ組成のＩｎＧａＮ厚膜を成長して、このＩｎＧａＮ厚膜を格子緩和させた。そして、格子緩和したＩｎＧａＮ厚膜上に、コヒーレントに光学素子構造を作製した。活性層の井戸層の歪みが小さくなり、この結晶の品質が向上した。ＧａＮ基板上に成長されるバッファ層として、より高Ｉｎ組成のＩｎＧａＮ厚膜に格子緩和を施すほど、活性層の結晶品質が向上した。例えば発光ダイオード構造を作製した場合には、上記のように、その発光出力が向上した。 In the light emitting diode LED A , an InGaN thick film having a high In composition was grown on a semipolar surface so as to generate a slip surface (for example, c-plane), and the InGaN thick film was lattice-relaxed. Then, an optical element structure was fabricated coherently on the lattice-relaxed InGaN thick film. The distortion of the well layer of the active layer was reduced, and the quality of this crystal was improved. As the buffer layer grown on the GaN substrate, the crystal quality of the active layer was improved as lattice relaxation was applied to the InGaN thick film having a higher In composition. For example, when a light emitting diode structure is fabricated, the light emission output is improved as described above.

ｃ面上においては高Ｉｎ組成のＩｎＧａＮ厚膜を成長してヘテロ接合を作製するとき、ある臨界膜厚以上の厚膜では多量の貫通転位が発生し、堆積物の表面が黒色化する。   When a heterojunction is formed by growing an InGaN thick film having a high In composition on the c-plane, a large amount of threading dislocation occurs in a thick film having a certain critical film thickness or more, and the surface of the deposit becomes black.

無極性面および半極性面上においては高Ｉｎ組成のＩｎＧａＮ厚膜を成長してヘテロ接合を作製するとき、すべり面の生成によりミスフィット転位が導入される。この転位が歪みを開放して、格子緩和が起こる。   On the nonpolar plane and the semipolar plane, when a thick InGaN film having a high In composition is grown to produce a heterojunction, misfit dislocations are introduced due to the generation of a slip plane. This dislocation releases the strain and lattice relaxation occurs.

図８は、ＩｎＧａＮバッファ層を用いた発光ダイオード構造の逆格子マッピングを示す図面である。Ｘ線回折では、入射Ｘ線のスリットサイズは、縦０．２ｍｍ横２ｍｍである。オフ方向をＸ線の入射方向に合わせた後、ステージの高さ調整し、（２０−２５）面を用いた軸立てを行い、（０００２）面のオフセット角をゼロにセットした。縦軸はｃ軸の格子定数の逆数に係数を乗じたものを示し、横軸はａ軸の格子定数の逆数に係数を乗じたものを示す。図８を参照すると、逆格子マッピングでは、信号ＳＳＵＢはＧａＮ基板からの信号を示し、信号ＳＣＯＲＥは活性層及びｐ型半導体領域からの信号を示し、信号ＳＢＵＦはバッファ層からの信号を示す。信号ＳＣＯＲＥ及び信号ＳＢＵＦのピークは縦軸に平行に延びる直線上に並ぶけれども、信号ＳＳＵＢのピークは、縦軸に平行に延びる先の直線上に並ばない。故に、これら２群の半導体領域の格子定数は互いに異なる。逆格子マッピングにおいて、縦軸に平行な線分上に信号ピークが並ぶとき、これらの信号に対応する半導体における格子定数の横成分は、それぞれの界面において同じである。故に、図８の結果は、基板とｎ型バッファ厚膜との界面で格子緩和が生じたことを示しており、またｎ型バッファ厚膜と活性層との界面、活性層と電子ブロック層及びｐ型コンタクト層との界面で格子緩和が生じていないことを示している。ＧａＮ基板上においてｎ型ＩｎＧａＮバッファ厚膜が格子緩和しているので、エピタキシャル基板が黒色化することなく高インジウム組成のバッファ厚膜が得られる。このため、ＩｎＧａＮ層を含む活性層の歪みを低減できる。 FIG. 8 is a drawing showing reciprocal lattice mapping of a light emitting diode structure using an InGaN buffer layer. In X-ray diffraction, the slit size of incident X-rays is 0.2 mm long and 2 mm wide. After adjusting the off direction to the X-ray incident direction, the stage height was adjusted, and the (20-25) plane was used to set the axis, and the (0002) plane offset angle was set to zero. The vertical axis represents the reciprocal of the lattice constant of the c axis multiplied by a coefficient, and the horizontal axis represents the reciprocal of the lattice constant of the a axis multiplied by the coefficient. Referring to FIG. 8, in reciprocal lattice mapping, signal S SUB indicates a signal from the GaN substrate, signal S CORE indicates a signal from the active layer and the p-type semiconductor region, and signal S BUF indicates a signal from the buffer layer. Show. Although the peaks of the signal S CORE and the signal S BUF are arranged on a straight line extending in parallel to the vertical axis, the peak of the signal S SUB is not arranged on the previous straight line extending in parallel to the vertical axis. Therefore, the lattice constants of these two groups of semiconductor regions are different from each other. In reciprocal lattice mapping, when signal peaks are arranged on a line segment parallel to the vertical axis, the lateral component of the lattice constant in the semiconductor corresponding to these signals is the same at each interface. Therefore, the result of FIG. 8 shows that lattice relaxation occurred at the interface between the substrate and the n-type buffer thick film, and the interface between the n-type buffer thick film and the active layer, the active layer and the electron blocking layer, and It shows that no lattice relaxation occurs at the interface with the p-type contact layer. Since the n-type InGaN buffer thick film is lattice-relaxed on the GaN substrate, a buffer thick film having a high indium composition can be obtained without blackening the epitaxial substrate. For this reason, the distortion of the active layer including the InGaN layer can be reduced.

（実施例２）
ＧａＮ基板を準備した。これらのＧａＮ基板の主面は（２０−２１）面であった。有機金属気相成長法で、図９に示されるレーザダイオード構造を以下のように作製した。 (Example 2)
A GaN substrate was prepared. The main surfaces of these GaN substrates were (20-21) planes. The laser diode structure shown in FIG. 9 was produced by metal organic vapor phase epitaxy as follows.

ＧａＮ基板に、ｎ型Ｉｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎバッファ層を成長した。このｎ型バッファ層の成長温度は摂氏８７０度であった。ｎ型バッファ層の厚さは２μｍであった。次いで、ｎ型バッファ層上にｎ型Ｉｎ０．１０Ａｌ０．１０Ｇａ０．８０Ｎクラッド層を成長した。ｎ型クラッド層の成長温度は摂氏８７０度であった。ｎ型クラッド層上に、光ガイド層として、ｎ型Ｉｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ層とアンドープＩｎ０．０８Ｇａ０．９２Ｎ層とを順に成長した。光ガイド層の成長温度は摂氏８７０度であった。光ガイド層上に活性層を形成した。活性層は３ＱＷの量子井戸構造を有し、この量子井戸構造は、交互に配列されたＩｎ０．２５Ｇａ０．７５Ｎ井戸層及びＩｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ障壁層を含む。障壁層の成長温度は摂氏８７０度であった。井戸層の成長温度は摂氏７５０度であった。井戸層及び障壁層の厚さは、それぞれ、３ｎｍ及び１５ｎｍであった。この後に、まず、活性層上に、アンドープＩｎ０．０８Ｇａ０．９２Ｎ層、Ａｌ０．１２Ｇａ０．８８Ｎ電子ブロック層、ｐ型Ｉｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ層、ｐ型Ｉｎ０．１０Ａｌ０．１０Ｇａ０．８０Ｎクラッド層及びｐ型Ｉｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎコンタクト層を順に成長した。これらの成長温度は摂氏９００度であった。アンドープＩｎ０．０８Ｇａ０．９２Ｎ層、Ａｌ０．１２Ｇａ０．８８Ｎ電子ブロック層、ｐ型Ｉｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎ層、ｐ型Ｉｎ０．１０Ａｌ０．１０Ｇａ０．８０Ｎクラッド層及びｐ型Ｉｎ０．０６Ｇａ０．９４Ｎコンタクト層の厚さは、それぞれ、５０ｎｍ、１０ｎｍ、２５０ｎｍ、４００ｎｍ及び５０ｎｍであった。これらの工程により、エピタキシャル基板Ｂが作製された。 An n-type In 0.06 Ga 0.94 N buffer layer was grown on the GaN substrate. The growth temperature of this n-type buffer layer was 870 degrees Celsius. The thickness of the n-type buffer layer was 2 μm. Next, an n-type In 0.10 Al 0.10 Ga 0.80 N cladding layer was grown on the n-type buffer layer. The growth temperature of the n-type cladding layer was 870 degrees Celsius. On the n-type cladding layer, an n-type In 0.06 Ga 0.94 N layer and an undoped In 0.08 Ga 0.92 N layer were grown in order as a light guide layer. The growth temperature of the light guide layer was 870 degrees Celsius. An active layer was formed on the light guide layer. The active layer has a 3QW quantum well structure, which includes alternately arranged In 0.25 Ga 0.75 N well layers and In 0.06 Ga 0.94 N barrier layers. The growth temperature of the barrier layer was 870 degrees Celsius. The growth temperature of the well layer was 750 degrees Celsius. The thicknesses of the well layer and the barrier layer were 3 nm and 15 nm, respectively. After this, first, an undoped In 0.08 Ga 0.92 N layer, an Al 0.12 Ga 0.88 N electron blocking layer, a p-type In 0.06 Ga 0.94 N layer, and a p-type are formed on the active layer. An In 0.10 Al 0.10 Ga 0.80 N cladding layer and a p-type In 0.06 Ga 0.94 N contact layer were grown in this order. Their growth temperature was 900 degrees Celsius. Undoped In 0.08 Ga 0.92 N layer, Al 0.12 Ga 0.88 N electron blocking layer, p-type In 0.06 Ga 0.94 N layer, p-type In 0.10 Al 0.10 Ga 0 The thicknesses of the .80 N cladding layer and the p-type In 0.06 Ga 0.94 N contact layer were 50 nm, 10 nm, 250 nm, 400 nm, and 50 nm, respectively. Through these steps, an epitaxial substrate B was produced.

このエピタキシャル基板Ｂに、ストライプ窓を有するシリコン酸化膜を形成した後に電極を形成した。電極の形成として、ｐ側電極（Ｎｉ／Ａｕ）形成及びｐ側パッド電極（Ａｕ）形成をエピ面に形成すると共に、ＧａＮ基板の裏面にｎ側電極（Ｔｉ／Ａｌ）を形成した。電極の形成の後に、電極アニールを行った。アニール温度が摂氏５５０度であり、アニール時間は１分であった。これらの工程により、基板生産物が作製された。この基板生産物を８００μｍ間隔でａ面劈開を行って、図９に示されるゲインガイド型レーザダイオードＬＤＢが作製された。レーザダイオードＬＤＢのしきい値は５ｋＡ／ｃｍ２であり、また発振波長は長波長の５００ｎｍであった。 An electrode was formed after forming a silicon oxide film having a stripe window on this epitaxial substrate B. The electrodes were formed by forming a p-side electrode (Ni / Au) and a p-side pad electrode (Au) on the epi surface, and an n-side electrode (Ti / Al) on the back surface of the GaN substrate. After the formation of the electrode, electrode annealing was performed. The annealing temperature was 550 degrees Celsius and the annealing time was 1 minute. Through these steps, a substrate product was produced. The substrate product performs a plane cleavage at 800μm intervals, the gain guide-type laser diode LD B shown in FIG. 9 was produced. Threshold of the laser diode LD B is 5 kA / cm 2, also the oscillation wavelength was 500nm long wavelength.

このレーザダイオードＬＤＢでは、非極性ＧａＮ基板上に高Ｉｎ組成のＩｎＧａＮバッファ厚膜を成長して、ＩｎＧａＮバッファ厚膜に格子緩和を引き起こす。一方、クラッド層以降の成長においては、ＩｎＧａＮバッファ厚膜に格子整合するように成長する。このエピタキシャル層の構造により、活性層の歪みを減らすことができ、これによって活性層の結晶品質が向上される。光閉じ込め向上と格子整合とを両立するために、クラッド層の材料として四元ＩｎＡｌＧａＮ層を採用することが好ましい。このクラッド層は、ＩｎＧａＮバッファ厚膜よりも小さい屈折率と、バッファ層に格子整合する組成とを有する。レーザダイオードＬＤＢでは、光閉じ込めの向上と光出力の向上を両立できる。発振しきい値が大幅に低減される。 In the laser diode LD B, to grow a InGaN buffer thick high In composition in the non-polar GaN substrates, causing lattice relaxation in the InGaN buffer thick. On the other hand, in the growth after the cladding layer, it grows so as to lattice match with the InGaN buffer thick film. This epitaxial layer structure can reduce the distortion of the active layer, thereby improving the crystal quality of the active layer. In order to achieve both optical confinement improvement and lattice matching, it is preferable to employ a quaternary InAlGaN layer as the material of the cladding layer. This clad layer has a refractive index smaller than that of the InGaN buffer thick film and a composition lattice-matched with the buffer layer. In the laser diode LD B, it can be both improved to improve the optical confinement and light output. The oscillation threshold is greatly reduced.

実施例１及び実施例２では、半極性を示すＧａＮ基板を用いたけれども、無極性を示すＧａＮ基板を用いて作製された発光ダイオード及びレーザダイオードにおいても、同様の技術的寄与が得られる。故に、非極性主面の角度は、１０度以上１７０度以下の範囲にあることが好ましい。また、半極性主面の傾斜角は、１０度以上８０度以下及び１００度以上１７０度以下の範囲にあることが好ましい。さらに、半極性主面の傾斜角は、６３度以上８０度以下及び１００度以上１１７度以下の範囲にあることが更に好適である。   In Example 1 and Example 2, although a semipolar GaN substrate was used, the same technical contribution can be obtained in a light emitting diode and a laser diode manufactured using a nonpolar GaN substrate. Therefore, the angle of the nonpolar main surface is preferably in the range of 10 degrees to 170 degrees. Moreover, it is preferable that the inclination | tilt angle of a semipolar main surface exists in the range of 10 to 80 degree | times and 100 to 170 degree | times. Furthermore, it is more preferable that the inclination angle of the semipolar principal surface is in the range of 63 degrees to 80 degrees and 100 degrees to 117 degrees.

好適な実施の形態において本発明の原理を図示し説明してきたが、本発明は、そのような原理から逸脱することなく配置および詳細において変更され得ることは、当業者によって認識される。本発明は、本実施の形態に開示された特定の構成に限定されるものではない。したがって、特許請求の範囲およびその精神の範囲から来る全ての修正および変更に権利を請求する。   While the principles of the invention have been illustrated and described in the preferred embodiments, it will be appreciated by those skilled in the art that the invention can be modified in arrangement and detail without departing from such principles. The present invention is not limited to the specific configuration disclosed in the present embodiment. We therefore claim all modifications and changes that come within the scope and spirit of the following claims.

１０…反応炉、１１ａ、１１ｂ…III族窒化物半導体光素子、１３…半導体領域、１３ａ…半導体領域主面、１５…第１導電型バッファ層、１７…活性層、１９…キャリアブロック層、Ｎｘ…法線軸、ＲＣ…基準面、ＶＣ１３、ＶＣ１５、ＶＣ１９、ＶＣ５１…ｃ軸ベクトル、Ｃｘ…基準軸、２１ａ…窒化ガリウム系半導体層、２１…量子井戸構造、２１ｂ…障壁層、２３…第２導電型コンタクト層、ＬＶＣ１、ＬＶＣ２、ＬＶＣ３、ＬＶＣ４、ＬＶＣ５、ＬＶＣＷ、ＬＶＣＣ…格子ベクトル、Ｖ１Ｌ、Ｖ２Ｌ、Ｖ３Ｌ、Ｖ４Ｌ、Ｖ５Ｌ、ＶＷＬ、ＶＣＬ…縦成分、Ｖ１Ｔ、Ｖ２Ｔ、Ｖ３Ｔ、Ｖ４Ｔ、Ｖ５Ｔ、ＶＷＴ、ＶＣＴ…横成分、２０ａ〜２０ｇ…接合、２７ａ…第１導電型半導体領域、２７ｂ…第２導電型半導体領域、２９…絶縁膜、３７…第１導電型クラッド層、３９…第２導電型クラッド層、４１…発光層、４３…第１の光ガイド層、４５…第２の光ガイド層、５１…ＧａＮ基板、５３…第１導電型窒化ガリウム系半導体層、５５…活性層、５５ａ…ＧａＮ障壁層、５５ｂ…ＩｎＧａＮ井戸層、５７…ｎ型クラッド層、５９…第１の光ガイド層、６１…第２の光ガイド層、６３…電子ブロック層、６５…ｐ型クラッド層、６７…ｐ型コンタクト層 DESCRIPTION OF SYMBOLS 10 ... Reactor, 11a, 11b ... Group III nitride semiconductor optical device, 13 ... Semiconductor region, 13a ... Main surface of semiconductor region, 15 ... First conductivity type buffer layer, 17 ... Active layer, 19 ... Carrier block layer, Nx ... normal axis, RC ... reference plane, VC13, VC15, VC19, VC51 ... c-axis vector, Cx ... reference axis, 21a ... gallium nitride based semiconductor layer, 21 ... quantum well structure, 21b ... barrier layer, 23 ... second conductivity Type contact layer, LVC1, LVC2, LVC3, LVC4, LVC5, LVCW, LVCC ... lattice vector, V1 L , V2 L , V3 L , V4 L , V5 L , VW L , VC L ... vertical component, V1 T , V2 T , V3 T , V4 T , V5 T , VW T , VC T ... lateral component, 20a to 20g ... junction, 27a ... first conductive type semiconductor region, 27b ... second conductive type semiconductor region 29, insulating film, 37 ... first conductivity type cladding layer, 39 ... second conductivity type cladding layer, 41 ... light emitting layer, 43 ... first light guide layer, 45 ... second light guide layer, 51 ... GaN substrate, 53 ... first conductivity type gallium nitride based semiconductor layer, 55 ... active layer, 55a ... GaN barrier layer, 55b ... InGaN well layer, 57 ... n-type cladding layer, 59 ... first light guide layer, 61 ... Second light guide layer, 63 ... electron blocking layer, 65 ... p-type cladding layer, 67 ... p-type contact layer

Claims (20)

III族窒化物半導体光素子であって、
第１の六方晶系III族窒化物半導体からなる主面を有する半導体領域上に設けられ、該第１の六方晶系III族窒化物半導体と異なる第２の六方晶系III族窒化物半導体からなる第１導電型バッファ層と、
窒化ガリウム系半導体層を含む活性層と、
第３の六方晶系III族窒化物半導体からなるキャリアブロック層と、
を備え、
前記第１導電型バッファ層は構成元素としてインジウムを含み、前記第１導電型バッファ層のバンドギャップエネルギは前記半導体領域のバンドギャップエネルギより小さく、
前記窒化ガリウム系半導体層のバンドギャップエネルギは前記第１導電型バッファ層のバンドギャップエネルギより小さく、
前記半導体領域の前記主面は、該第１の六方晶系III族窒化物半導体のｃ軸に直交する基準面に対して１０度以上の角度を成し、
前記第１導電型バッファ層は、前記半導体領域の前記主面上において格子緩和しており、
前記第１導電型バッファ層、前記活性層及び前記キャリアブロック層は、前記半導体領域の前記主面の法線軸の方向に配列されており、
前記窒化ガリウム系半導体層は歪みを内包し、
前記半導体領域の前記主面は無極性及び半極性のいずれかを示す、ことを特徴とするIII族窒化物半導体光素子。 Group III nitride semiconductor optical device,
A second hexagonal group III nitride semiconductor provided on a semiconductor region having a main surface composed of a first hexagonal group III nitride semiconductor and different from the first hexagonal group III nitride semiconductor; A first conductivity type buffer layer,
An active layer including a gallium nitride based semiconductor layer;
A carrier block layer made of a third hexagonal group III nitride semiconductor ;
With
The first conductivity type buffer layer includes indium as a constituent element, and the band gap energy of the first conductivity type buffer layer is smaller than the band gap energy of the semiconductor region,
The band gap energy of the gallium nitride based semiconductor layer is smaller than the band gap energy of the first conductivity type buffer layer,
The main surface of the semiconductor region forms an angle of 10 degrees or more with respect to a reference plane orthogonal to the c-axis of the first hexagonal group III nitride semiconductor,
The first conductivity type buffer layer is lattice-relaxed on the main surface of the semiconductor region,
The first conductivity type buffer layer, the active layer, and the carrier block layer are arranged in a direction of a normal axis of the main surface of the semiconductor region,
The gallium nitride based semiconductor layer contains strain,
The group III nitride semiconductor optical device according to claim 1, wherein the main surface of the semiconductor region is nonpolar or semipolar. III族窒化物半導体光素子であって、
第１の六方晶系III族窒化物半導体からなる主面を有する半導体領域上に設けられ、該第１の六方晶系III族窒化物半導体と異なる第２の六方晶系III族窒化物半導体からなる第１導電型バッファ層と、
窒化ガリウム系半導体層を含む活性層と、
第３の六方晶系III族窒化物半導体からなるキャリアブロック層と、
を備え、
前記第１導電型バッファ層のバンドギャップエネルギは前記半導体領域のバンドギャップエネルギより小さく、
前記窒化ガリウム系半導体層のバンドギャップエネルギは前記第１導電型バッファ層のバンドギャップエネルギより小さく、
前記半導体領域の前記主面は、該第１の六方晶系III族窒化物半導体のｃ軸に直交する基準面に対して１０度以上の角度を成し、
前記第１導電型バッファ層は、前記半導体領域の前記主面上において格子緩和しており、
前記第１導電型バッファ層、前記活性層及び前記キャリアブロック層は、前記半導体領域の前記主面の法線軸の方向に配列されており、
前記窒化ガリウム系半導体層は歪みを内包し、
前記半導体領域の前記主面は無極性及び半極性のいずれかを示し、
前記第１導電型バッファ層と前記半導体領域との界面における転位は、１×１０ ８ ｃｍ −２ 以上の密度を有する、ことを特徴とするIII族窒化物半導体光素子。 Group III nitride semiconductor optical device,
A second hexagonal group III nitride semiconductor provided on a semiconductor region having a main surface composed of a first hexagonal group III nitride semiconductor and different from the first hexagonal group III nitride semiconductor; A first conductivity type buffer layer,
An active layer including a gallium nitride based semiconductor layer;
A carrier block layer made of a third hexagonal group III nitride semiconductor ;
With
The band gap energy of the first conductivity type buffer layer is smaller than the band gap energy of the semiconductor region,
The band gap energy of the gallium nitride based semiconductor layer is smaller than the band gap energy of the first conductivity type buffer layer,
The main surface of the semiconductor region forms an angle of 10 degrees or more with respect to a reference plane orthogonal to the c-axis of the first hexagonal group III nitride semiconductor,
The first conductivity type buffer layer is lattice-relaxed on the main surface of the semiconductor region,
The first conductivity type buffer layer, the active layer, and the carrier block layer are arranged in a direction of a normal axis of the main surface of the semiconductor region,
The gallium nitride based semiconductor layer contains strain,
Wherein the primary surface of the semiconductor region indicates one of nonpolar and semipolar,
The group III nitride semiconductor optical device , wherein dislocations at an interface between the first conductivity type buffer layer and the semiconductor region have a density of 1 × 10 8 cm −2 or more . 前記第１の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ１の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ１によって表され、
前記第２の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸方向と該ｃ軸方向の格子定数ｄ２の大きさとは格子ベクトルＬＶＣ２によって表され、
前記格子ベクトルＬＶＣ１は前記法線軸の方向の縦成分Ｖ１Ｌと前記縦成分に直交する横成分Ｖ１Ｔとからなり、
前記格子ベクトルＬＶＣ２は前記法線軸の方向の縦成分Ｖ２Ｌと前記縦成分に直交する横成分Ｖ２Ｔとからなり、
前記横成分Ｖ１Ｔは前記横成分Ｖ２Ｔと異なる、ことを特徴とする請求項１又は請求項２に記載されたIII族窒化物半導体光素子。 The c-axis direction and the magnitude of the lattice constant d1 in the c-axis direction in the first hexagonal group III nitride semiconductor are represented by a lattice vector LVC1.
The c-axis direction and the magnitude of the lattice constant d2 in the c-axis direction in the second hexagonal group III nitride semiconductor are represented by a lattice vector LVC2.
The lattice vector LVC1 is composed of a vertical component V1 L in the direction of the normal axis and a horizontal component V1 T orthogonal to the vertical component,
The lattice vector LVC2 is composed of a vertical component V2 L in the direction of the normal axis and a horizontal component V2 T orthogonal to the vertical component,
The transverse component V1 T is the transverse differ from component V2 T, III-nitride semiconductor optical device according to claim 1 or claim 2, characterized in that. 前記第２の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸の格子定数は前記第１の六方晶系III族窒化物半導体のｃ軸の格子定数と前記活性層の前記窒化ガリウム系半導体層に固有のｃ軸の格子定数との間にあり、前記キャリアブロック層は歪みを内包する、ことを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載されたIII族窒化物半導体光素子。 The c-axis lattice constant of the second hexagonal group III nitride semiconductor is unique to the c-axis lattice constant of the first hexagonal group III nitride semiconductor and the gallium nitride semiconductor layer of the active layer. The group III nitride semiconductor optical device according to any one of claims 1 to 3 , wherein the carrier block layer includes a strain. . 前記第２の六方晶系III族窒化物半導体はＩｎＧａＮであり、
前記窒化ガリウム系半導体層はＩｎＧａＮからなることを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか一項に記載されたIII族窒化物半導体光素子。 The second hexagonal group III nitride semiconductor is InGaN;
The group III nitride semiconductor optical device according to any one of claims 1 to 4, wherein the gallium nitride based semiconductor layer is made of InGaN. 前記第２の六方晶系III族窒化物半導体はＩｎＡｌＧａＮである、ことを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか一項に記載されたIII族窒化物半導体光素子。   5. The group III nitride semiconductor optical device according to claim 1, wherein the second hexagonal group III nitride semiconductor is InAlGaN. 6. 前記活性層の前記窒化ガリウム系半導体層のバンドギャップは２．１エレクトロンボルト以上であり、
前記活性層の前記窒化ガリウム系半導体層のバンドギャップは２．８エレクトロンボルト以下である、ことを特徴とする請求項１〜請求項６のいずれか一項に記載されたIII族窒化物半導体光素子。 The band gap of the gallium nitride based semiconductor layer of the active layer is 2.1 electron volts or more,
The group III nitride semiconductor light according to any one of claims 1 to 6, wherein a band gap of the gallium nitride based semiconductor layer of the active layer is 2.8 electron volts or less. element. 前記第１導電型バッファ層の膜厚は３００ｎｍ以上である、ことを特徴とする請求項１〜請求項７のいずれか一項に記載されたIII族窒化物半導体光素子。   8. The group III nitride semiconductor optical device according to claim 1, wherein a thickness of the first conductivity type buffer layer is 300 nm or more. 9. 非極性主面を有する支持体を更に備え、
前記第１導電型バッファ層は前記支持体の前記主面上に設けられており、
前記支持体の前記非極性主面は、前記第１の六方晶系III族窒化物半導体からなる前記半導体領域の主面を提供し、
前記第１の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸の格子定数は前記第２の六方晶系III族窒化物半導体におけるｃ軸の格子定数より小さい、ことを特徴とする請求項１〜請求項８のいずれか一項に記載されたIII族窒化物半導体光素子。 Further comprising a support having a non-polar main surface;
The first conductivity type buffer layer is provided on the main surface of the support;
The nonpolar main surface of the support provides a main surface of the semiconductor region made of the first hexagonal group III nitride semiconductor;
The c-axis lattice constant of the first hexagonal group III nitride semiconductor is smaller than the c-axis lattice constant of the second hexagonal group III nitride semiconductor. Item 9. The group III nitride semiconductor optical device according to any one of Items 8 to 9. 前記支持体は導電性ＧａＮからなる、ことを特徴とする請求項９に記載されたIII族窒化物半導体光素子。   The group III nitride semiconductor optical device according to claim 9, wherein the support is made of conductive GaN. 前記第１導電型バッファ層と前記半導体領域との界面における転位は、１×１０８ｃｍ−２以上の密度を有する、ことを特徴とする請求項１に記載されたIII族窒化物半導体光素子。 2. The group III nitride semiconductor optical device according to claim 1, wherein dislocations at an interface between the first conductivity type buffer layer and the semiconductor region have a density of 1 × 10 8 cm −2 or more. . 前記転位は刃状転位の成分を含む、ことを特徴とする請求項２又は請求項１１に記載されたIII族窒化物半導体光素子。 The group III nitride semiconductor optical device according to claim 2 , wherein the dislocation includes an edge dislocation component. 第４の六方晶系III族窒化物半導体からなる第１導電型クラッド層を更に備え、
前記第１導電型クラッド層は前記第１導電型バッファ層と前記活性層との間に設けられ、
前記第４の六方晶系III族窒化物半導体は前記第２の六方晶系III族窒化物半導体と異なり、
前記第１導電型クラッド層は前記第１導電型バッファ層上において格子緩和していない、ことを特徴とする請求項１〜請求項１２のいずれか一項に記載されたIII族窒化物半導体光素子。 A first conductivity type cladding layer made of a fourth hexagonal group III nitride semiconductor;
The first conductivity type cladding layer is provided between the first conductivity type buffer layer and the active layer;
The fourth hexagonal group III nitride semiconductor is different from the second hexagonal group III nitride semiconductor,
13. The group III nitride semiconductor light according to claim 1, wherein the first conductivity type cladding layer is not lattice-relaxed on the first conductivity type buffer layer. element. 第５の六方晶系III族窒化物半導体からなる第２導電型クラッド層を更に備え、
前記キャリアブロック層は前記第２導電型クラッド層と前記活性層との間に設けられ、
前記第５の六方晶系III族窒化物半導体は前記第２の六方晶系III族窒化物半導体と異なり、
前記第２導電型クラッド層は前記第１導電型バッファ層上において格子緩和していない、ことを特徴とする請求項１３に記載されたIII族窒化物半導体光素子。 A second conductivity type cladding layer made of a fifth hexagonal III-nitride semiconductor;
The carrier block layer is provided between the second conductivity type cladding layer and the active layer,
The fifth hexagonal group III nitride semiconductor is different from the second hexagonal group III nitride semiconductor,
14. The group III nitride semiconductor optical device according to claim 13, wherein the second conductivity type cladding layer is not lattice-relaxed on the first conductivity type buffer layer. 前記第１導電型クラッド層はＩｎＡｌＧａＮからなり、
前記第２導電型クラッド層はＩｎＡｌＧａＮからなる、ことを特徴とする請求項１４に記載されたIII族窒化物半導体光素子。 The first conductivity type cladding layer is made of InAlGaN,
The group III nitride semiconductor optical device according to claim 14, wherein the second conductivity type cladding layer is made of InAlGaN. III族窒化物半導体光素子を作製する方法であって、
第１の六方晶系III族窒化物半導体からなる半導体領域の主面上に、第２の六方晶系III族窒化物半導体からなる第１導電型バッファ層を、該第１導電型バッファ層が格子緩和するように成長する工程と、
前記第１導電型バッファ層上に活性層を成長する工程と、
第３の六方晶系III族窒化物半導体からなるキャリアブロック層を前記活性層上に成長する工程と、
を備え、
前記第１導電型バッファ層は構成元素としてインジウムを含み、
前記半導体領域の前記主面は、該第１の六方晶系III族窒化物半導体のｃ軸に直交する基準面に対して１０度以上の角度を成し、
前記半導体領域の前記主面は無極性及び半極性のいずれかを示し、
前記活性層は、歪みを内包する窒化ガリウム系半導体層を含む、ことを特徴とする方法。 A method of fabricating a group III nitride semiconductor optical device,
A first conductivity type buffer layer made of a second hexagonal group III nitride semiconductor is disposed on the main surface of the semiconductor region made of the first hexagonal group III nitride semiconductor, and the first conductivity type buffer layer is A process of growing so as to relax the lattice;
Growing an active layer on the first conductivity type buffer layer;
A step of growing the carrier blocking layer comprising a third hexagonal Group III nitride semiconductor on the active layer,
With
The first conductivity type buffer layer includes indium as a constituent element,
The main surface of the semiconductor region forms an angle of 10 degrees or more with respect to a reference plane orthogonal to the c-axis of the first hexagonal group III nitride semiconductor,
The main surface of the semiconductor region shows either nonpolar or semipolar,
The active layer includes a gallium nitride based semiconductor layer containing strain. 前記第２の六方晶系III族窒化物半導体はＩｎＧａＮ及びＩｎＡｌＧａＮのいずれか一方であり、
前記第１導電型バッファ層の膜厚は、該第２の六方晶系III族窒化物半導体の組成における臨界膜厚より大きい、ことを特徴とする請求項１６に記載された方法。 The second hexagonal group III nitride semiconductor is one of InGaN and InAlGaN,
17. The method according to claim 16, wherein the film thickness of the first conductivity type buffer layer is larger than a critical film thickness in the composition of the second hexagonal group III nitride semiconductor. 前記活性層の前記窒化ガリウム系半導体層のバンドギャップは２．１エレクトロンボルト以上であり、
前記活性層の前記窒化ガリウム系半導体層のバンドギャップは２．８エレクトロンボルト以下である、ことを特徴とする請求項１６又は請求項１７に記載された方法。 The band gap of the gallium nitride based semiconductor layer of the active layer is 2.1 electron volts or more,
The method according to claim 16 or 17, wherein a band gap of the gallium nitride based semiconductor layer of the active layer is 2.8 electron volts or less. 第４の六方晶系III族窒化物半導体からなる第１導電型クラッド層を前記第１導電型バッファ層上に成長する工程を更に備え、
前記第４の六方晶系III族窒化物半導体は前記第２の六方晶系III族窒化物半導体と異なり、
前記第１導電型クラッド層の膜厚は前記第４の六方晶系III族窒化物半導体の組成における臨界膜厚以下である、ことを特徴とする請求項１６〜請求項１８のいずれか一項に記載された方法。 A step of growing a first conductivity type cladding layer made of a fourth hexagonal group III nitride semiconductor on the first conductivity type buffer layer;
The fourth hexagonal group III nitride semiconductor is different from the second hexagonal group III nitride semiconductor,
19. The film thickness of the first conductivity type cladding layer is equal to or less than a critical film thickness in the composition of the fourth hexagonal group III nitride semiconductor. 19. The method described in. 第５の六方晶系III族窒化物半導体からなる第２導電型クラッド層を前記キャリアブロック層上に成長する工程を更に備え、
前記第５の六方晶系III族窒化物半導体は前記第２の六方晶系III族窒化物半導体と異なり、
前記第２導電型クラッド層の膜厚は前記第５の六方晶系III族窒化物半導体の組成における臨界膜厚以下である、ことを特徴とする請求項１６〜請求項１８のいずれか一項に記載された方法。 A step of growing a second conductivity type cladding layer made of a fifth hexagonal III-nitride semiconductor on the carrier block layer;
The fifth hexagonal group III nitride semiconductor is different from the second hexagonal group III nitride semiconductor,
19. The film thickness of the second conductivity type cladding layer is equal to or less than a critical film thickness in the composition of the fifth hexagonal group III nitride semiconductor. 19. The method described in.
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