JP5449819B2 - Nitride semiconductor thick film substrate - Google Patents

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Description

本発明は、窒化物半導体基板に関し、特に複数の窒化物半導体層を含む発光素子構造を成長させるための窒化物半導体厚膜基板に関するものである。 The present invention relates to a nitride semiconductor substrate , and more particularly to a nitride semiconductor thick film substrate for growing a light emitting device structure including a plurality of nitride semiconductor layers .

従来から、窒化物半導体は、その特性に鑑みて発光装置やハイパワー装置のために利用または研究されている。たとえば、窒化物半導体を利用して発光装置を作製する場合、その半導体の組成を調整することによって、紫色から橙色までの広い色範囲内で任意の単色光を射出し得る発光装置を得ることができる。近年では、窒化物半導体の特性を利用して、青色発光ダイオードや緑色発光ダイオードの実用化がなされ、また半導体レーザ装置として青紫色半導体レーザが開発されている。窒化物半導体膜を形成する際には、基板としてサファイア、ＳｉＣ、スピネル、Ｓｉ、またはＧａＡｓなどの基板が使用される。   Conventionally, nitride semiconductors have been used or studied for light-emitting devices and high-power devices in view of their characteristics. For example, when a light-emitting device is manufactured using a nitride semiconductor, a light-emitting device capable of emitting any single color light within a wide color range from purple to orange can be obtained by adjusting the composition of the semiconductor. it can. In recent years, blue light emitting diodes and green light emitting diodes have been put to practical use by utilizing the characteristics of nitride semiconductors, and blue-violet semiconductor lasers have been developed as semiconductor laser devices. When forming the nitride semiconductor film, a substrate such as sapphire, SiC, spinel, Si, or GaAs is used as the substrate.

たとえば、基板としてサファイアを用いる場合には、ＧａＮ膜をエピタキシャル成長させる前に、予め５００〜６００℃の比較的低温でＧａＮまたはＡｌＮのバッファ層を形成し、その後に基板を１０００〜１１００℃の高温に加熱してＧａＮ膜のエピタキシャル成長を行なえば、表面が良好でかつ構造的および電気的に良好な結晶からなるＧａＮ膜の得られることが知られている。また、ＳｉＣを基板として使用する場合には、ＧａＮ膜のエピタキシャル成長を行なう際に薄いＡｌＮ膜をバッファ層として使用すればよいことが知られている。   For example, when sapphire is used as a substrate, a GaN or AlN buffer layer is formed in advance at a relatively low temperature of 500 to 600 ° C. before epitaxial growth of the GaN film, and then the substrate is heated to a high temperature of 1000 to 1100 ° C. It is known that when a GaN film is epitaxially grown by heating, a GaN film having a good surface and a structurally and electrically favorable crystal can be obtained. In addition, when using SiC as a substrate, it is known that a thin AlN film may be used as a buffer layer when epitaxially growing a GaN film.

しかしながら、このようにＧａＮなどの窒化物半導体以外の基板を使用する場合には、その上に成長させられる窒化物半導体膜との熱膨張係数や格子定数の違いによって、得られる窒化物半導体膜中には多数の結晶欠陥が存在する。それらの欠陥は刃状転位と螺旋転位に分類されるが、合計転位密度は１×１０9〜１×１０10ｃｍ-2程度にもなる。これらの欠陥はキャリアをトラップするので膜の電気的特性を損ねることが知られているほか、大電流を流すようなレーザ装置においてはその寿命特性の劣化を招くことが知られている。 However, when a substrate other than a nitride semiconductor such as GaN is used in this way, the nitride semiconductor film in the resulting nitride semiconductor film has a difference in thermal expansion coefficient and lattice constant from the nitride semiconductor film grown thereon. Have a number of crystal defects. These defects are classified into edge dislocations and screw dislocations, and the total dislocation density is about 1 × 10 9 to 1 × 10 10 cm −2 . It is known that these defects trap the carriers and thus impair the electrical characteristics of the film. In addition, it is known that the life characteristics of a laser device that causes a large current to flow are deteriorated.

したがって、格子欠陥を低減しかつ電気的特性の良好な窒化物半導体膜を得るためには、ハイドライド気相成長法（Ｈ−ＶＰＥ）、高圧合成法、または昇華法などを用いてＧａＮなどの厚膜を形成し、これを窒化物半導体基板として使用することが試みられている。窒化物半導体厚膜を基板として使用する場合には、その厚膜における欠陥密度の減少と残留キャリア濃度の低下によって電気抵抗が高くなるので、不純物をドーピングして抵抗を下げることが行なわれている。   Therefore, in order to obtain a nitride semiconductor film with reduced lattice defects and good electrical characteristics, the thickness of GaN or the like can be increased using hydride vapor phase epitaxy (H-VPE), high-pressure synthesis, or sublimation. Attempts have been made to form films and use them as nitride semiconductor substrates. When a nitride semiconductor thick film is used as a substrate, the electrical resistance increases due to a decrease in defect density and a decrease in residual carrier concentration in the thick film. Therefore, the resistance is reduced by doping impurities. .

特開平９−３１２４１７号公報Japanese Patent Laid-Open No. 9-312417 特開平１１−１３９９号公報Japanese Patent Laid-Open No. 11-1399

しかしながら、従来のようにＨ−ＶＰＥ法などでＧａＮ厚膜を成長させる際に所定濃度の不純物をドープするだけでは、得られるＧａＮ厚膜の結晶の質と電気的特性に問題がある（以後、特に断りのない限り厚膜とは２０μｍ以上の厚さを有する膜を意味するものとする）。たとえば、所定の高濃度の不純物をドープして形成したＧａＮ厚膜基板を窒化物半導体レーザ装置に使用する場合、そのレーザ装置のしきい値電圧は低下するものの、しきい値電流密度は逆に増加する傾向にある。またＧａＮ厚膜基板の表面モホロジーも非常に悪くなり、その結晶の質も良好ではない。   However, when the GaN thick film is grown by the H-VPE method or the like as in the prior art, there is a problem in the crystal quality and electrical characteristics of the obtained GaN thick film (hereinafter referred to as “thick GaN thick film”). Unless otherwise specified, a thick film means a film having a thickness of 20 μm or more). For example, when a GaN thick film substrate formed by doping a predetermined high concentration of impurities is used for a nitride semiconductor laser device, the threshold voltage of the laser device decreases, but the threshold current density is reversed. It tends to increase. In addition, the surface morphology of the GaN thick film substrate becomes very bad, and the quality of the crystal is not good.

他方、所定の低濃度の不純物をドープして形成したＧａＮ厚膜基板を窒化物半導体レーザ装置に使用する場合、ＧａＮ厚膜基板の表面モホロジーは良好でレーザ装置のしきい値電流密度も低くなるが、逆にしきい値電圧が増加する傾向になる。このことから、窒化物半導体発光装置の電気的特性を損なわない窒化物半導体基板（たとえば、ＧａＮ厚膜基板）が望まれている。このような従来の技術における状況に鑑み、本発明は、複数の窒化物半導体層を含む発光素子構造を成長させるために望ましい窒化物半導体厚膜基板をすることを直接的目的とし、ひいてはその基板を用いて優れた特性を有する窒化物半導体発光装置を提供することを意図している。 On the other hand, when a GaN thick film substrate formed by doping a predetermined low concentration impurity is used in a nitride semiconductor laser device, the surface morphology of the GaN thick film substrate is good and the threshold current density of the laser device is also low. However, the threshold voltage tends to increase. For this reason, a nitride semiconductor substrate (for example, a GaN thick film substrate) that does not impair the electrical characteristics of the nitride semiconductor light emitting device is desired. In view of the situation in the prior art as described above, the present invention directly aims at forming a nitride semiconductor thick film substrate desirable for growing a light emitting device structure including a plurality of nitride semiconductor layers. It is intended to provide a nitride semiconductor light emitting device having excellent characteristics with.

上述の課題を解決するためには、基板として使用する窒化物半導体厚膜の表面がエピタキシャル成長によって形成される発光素子構造と電気的に良好な状態でコンタクトすることが必要であり、そのエピタキシャル成長の連続性が良好になるように成長条件を適切に制御することが重要である。   In order to solve the above-mentioned problems, it is necessary that the surface of the nitride semiconductor thick film used as the substrate is in electrical good contact with the light emitting element structure formed by epitaxial growth. It is important to appropriately control the growth conditions so as to improve the properties.

本発明によれば、複数の窒化物半導体層を含む発光素子構造を成長させるための窒化物半導体厚膜基板において、この基板は対向する第１と第２の主面を有し、基板の第１主面は３×１０ 18 ｃｍ -3 以上１×１０ 19 ｃｍ -3 以下の高不純物濃度の第１の層領域で形成されており、基板は３×１０ 18 ｃｍ -3 以下１×１０ 17 ｃｍ -3 以上でかつ第１層領域より低い低不純物濃度の第２の層領域をも少なくとも含み、基板の第１主面はその上に発光素子構造を成長させるための面であり、発光素子構造の形成後に第１主面の側で部分的に露出される基板領域が電極を形成するための領域として使用されることを特徴としている。 According to the present invention, the nitride semiconductor thick film substrate for growing a light emitting device structure including a nitride semiconductor layer of the multiple, the substrate has a first and second opposed major surfaces, the substrate The first main surface is formed of a first layer region having a high impurity concentration of 3 × 10 18 cm −3 or more and 1 × 10 19 cm −3 or less , and the substrate is 3 × 10 18 cm −3 or less 1 × 10. 17 cm also viewed including the -3 or more and less the second layer region of the lower first layer region a low impurity concentration, the first main surface of the substrate in terms of for growing a light emitting device structure thereon In addition, a substrate region partially exposed on the first main surface side after the formation of the light emitting element structure is used as a region for forming an electrode .

なお、基板の第１主面側で電極を形成するための基板領域は、部分的に露出される基板の第１層領域または第２層領域のいずれであってもよい。The substrate region for forming the electrode on the first main surface side of the substrate may be either the first layer region or the second layer region of the substrate that is partially exposed.

窒化物半導体基板は、ｎ型の導電性を有しているのが好ましい。すなわち、窒化物半導体基板の第１層領域はｎ型のための導電型決定不純物を含んでいることが好ましい。窒化物半導体基板に含まれる不純物としては、シリコン、ゲルマニウム、酸素、炭素、硫黄、セレンまたはテルルを用いることができる。   The nitride semiconductor substrate preferably has n-type conductivity. That is, it is preferable that the first layer region of the nitride semiconductor substrate includes a conductivity determining impurity for n-type. As the impurity contained in the nitride semiconductor substrate, silicon, germanium, oxygen, carbon, sulfur, selenium, or tellurium can be used.

窒化物半導体基板内には、８×１０18ｃｍ-3以下の最も低い不純物濃度を有する層領域が含まれていることが好ましい。また、窒化物半導体基板の第１層領域は１０μｍ以下の厚さを有することが好ましい。 The nitride semiconductor substrate preferably includes a layer region having the lowest impurity concentration of 8 × 10 18 cm −3 or less. The first layer region of the nitride semiconductor substrate preferably has a thickness of 10 μm or less.

本発明によれば、窒化物半導体厚膜基板を用いて優れた特性を有する窒化物半導体発光装置を提供することができる。   ADVANTAGE OF THE INVENTION According to this invention, the nitride semiconductor light-emitting device which has the outstanding characteristic using the nitride semiconductor thick film board | substrate can be provided.

本発明に密接に関連する参考例による窒化物半導体レーザ装置を示す模式的な断面図である。1 is a schematic cross-sectional view showing a nitride semiconductor laser device according to a reference example closely related to the present invention. ＧａＮ厚膜基板の成長終端領域における不純物濃度とその基板を含むレーザ装置のしきい値電圧との関係を示すグラフである。It is a graph which shows the relationship between the impurity concentration in the growth termination area | region of a GaN thick film board | substrate, and the threshold voltage of the laser apparatus containing the board | substrate. ＧａＮ厚膜基板を成長させる際のＳｉＨ4導入量とその基板中に含まれる不純物濃度との関係を示すグラフである。Is a graph showing the relationship between the SiH 4 introduced amount and concentration of impurities contained in the in the substrate for growing the GaN thick film substrate. ＧａＮ厚膜基板中の不純物濃度とその基板を含むレーザ装置のしきい値電圧との関係を示すグラフである。It is a graph which shows the relationship between the impurity concentration in a GaN thick film board | substrate, and the threshold voltage of the laser apparatus containing the board | substrate. ＧａＮ厚膜基板中の不純物濃度とその基板を含むレーザ装置のしきい値電流密度との関係を示すグラフである。It is a graph which shows the relationship between the impurity concentration in a GaN thick film board | substrate, and the threshold current density of the laser apparatus containing the board | substrate. ＧａＮ厚膜基板中の不純物濃度とその基板の表面粗さとの関係を示すグラフである。It is a graph which shows the relationship between the impurity concentration in a GaN thick film board | substrate, and the surface roughness of the board | substrate. 本発明に密接に関連する他の参考例による窒化物半導体レーザ装置を示す模式的な断面図である。FIG. 6 is a schematic cross-sectional view showing a nitride semiconductor laser device according to another reference example closely related to the present invention. 本発明の実施例による窒化物半導体レーザ装置を示す模式的な断面図である。It is a schematic sectional view showing a nitride semiconductor laser device according to the real施例of the present invention. 本発明の他の実施例による窒化物半導体レーザ装置を示す模式的な断面図である。It is typical sectional drawing which shows the nitride semiconductor laser apparatus by the other Example of this invention. 本発明によるレーザ装置に使用される窒化物半導体基板中の不純物濃度分布の一例を示す図である。It is a figure which shows an example of the impurity concentration distribution in the nitride semiconductor substrate used for the laser apparatus by this invention. 本発明によるレーザ装置に使用される窒化物半導体基板中の不純物濃度分布の他の例を示す図である。It is a figure which shows the other example of impurity concentration distribution in the nitride semiconductor substrate used for the laser apparatus by this invention. 本発明によるレーザ装置に使用される窒化物半導体基板中の不純物濃度分布の他の例を示す図である。It is a figure which shows the other example of impurity concentration distribution in the nitride semiconductor substrate used for the laser apparatus by this invention. 本発明の効果と厚膜基板中の不純物濃度範囲との関係を示す図である。It is a figure which shows the relationship between the effect of this invention, and the impurity concentration range in a thick film board | substrate. 本発明による窒化物半導体基板中の不純物濃度分布の他の例を示す図である。It is a figure which shows the other example of impurity concentration distribution in the nitride semiconductor substrate by this invention. 本発明による窒化物半導体基板中の不純物濃度分布の他の例を示す図である。It is a figure which shows the other example of impurity concentration distribution in the nitride semiconductor substrate by this invention. 本発明による窒化物半導体基板中の不純物濃度分布の他の例を示す図である。It is a figure which shows the other example of impurity concentration distribution in the nitride semiconductor substrate by this invention.

（参考例１）
本発明に密接に関連する参考例１において窒化物半導体の厚膜を成長させる方法としては、Ｈ−ＶＰＥ法、高圧合成法、または昇華法が考えられるが、大面積にわたって膜厚変動なく膜成長させる方法としては、Ｈ−ＶＰＥ法が最も好ましい。本参考例ではサファイア基板上にＨ−ＶＰＥ法を用いて成長させたＧａＮの厚膜を窒化物半導体基板として用いた窒化物半導体発光装置について説明する。 ( Reference Example 1)
In Reference Example 1 closely related to the present invention, as a method for growing a nitride semiconductor thick film, an H-VPE method, a high-pressure synthesis method, or a sublimation method is conceivable. As a method of making it, H-VPE method is the most preferable. In this reference example , a nitride semiconductor light emitting device using a thick GaN film grown on a sapphire substrate by the H-VPE method as a nitride semiconductor substrate will be described.

まず、（０００１）面を有するサファイア基板を洗浄し、ＭＯＣＶＤ（有機金属気相堆積）法を用いて、以下の手順で厚さ約２μｍのノンドープＧａＮ膜を下地層として成長させた。すなわち、洗浄されたサファイア基板がＭＯＣＶＤ装置内に導入され、水素（Ｈ2）雰囲気中で約１１００℃の高温においてクリーニングが行なわれた。その後、比較的低温の６００℃において、キャリアガスとしてＨ2を１０ｌ／ｍｉｎの流量で導入しながら、５ｌ／ｍｉｎのＮＨ3と２０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を導入して、厚さ約２０ｎｍのＧａＮバッファ層を成長させた。その後、一旦ＴＭＧの供給を停止して再び約１０５０℃まで昇温した後に、約１００μｍｏｌ／ｍｉｎのＴＭＧを導入して１時間で厚さ約３μｍのノンドープＧａＮ膜を成長させた。その後、ＴＭＧとＮＨ3の供給を停止して室温まで冷却し、ノンドープのＧａＮ下地層が成長させられたサファイア基板をＭＯＣＶＤ装置から取出した。バッファ層としては、ＧａＮに限られず、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、ＴＭＧ、およびＮＨ3を選択的に利用してＡｌＮ膜またはＧａＡｌＮ膜が形成されてもよい。 First, a sapphire substrate having a (0001) plane was cleaned, and a non-doped GaN film having a thickness of about 2 μm was grown as an underlayer by MOCVD (metal organic vapor phase deposition) method according to the following procedure. That is, the cleaned sapphire substrate was introduced into the MOCVD apparatus and cleaned at a high temperature of about 1100 ° C. in a hydrogen (H 2 ) atmosphere. Thereafter, at a relatively low temperature of 600 ° C., while introducing H 2 as a carrier gas at a flow rate of 10 l / min, 5 l / min NH 3 and 20 μmol / min trimethyl gallium (TMG) were introduced to obtain a thickness of about A 20 nm GaN buffer layer was grown. Thereafter, the supply of TMG was once stopped and the temperature was raised again to about 1050 ° C., and then about 100 μmol / min TMG was introduced to grow a non-doped GaN film having a thickness of about 3 μm in one hour. Thereafter, the supply of TMG and NH 3 was stopped and cooled to room temperature, and the sapphire substrate on which the non-doped GaN underlayer was grown was taken out of the MOCVD apparatus. The buffer layer is not limited to GaN, and an AlN film or a GaAlN film may be formed by selectively using trimethylaluminum (TMA), TMG, and NH 3 .

次に、上記方法でサファイア基板上に形成されたノンドープＧａＮ下地層上に厚膜を形成する際に、その厚膜中にクラックが生じないようにするために、約０．２μｍの厚さと７μｍの幅と１０μｍの間隔を有するストライプ状の成長抑制膜を形成し、その上にＨ−ＶＰＥ法で選択成長（横方向エピタキシャル成長を伴う）を行なって平坦なＧａＮ厚膜が成長させられた。本参考例では、成長抑制膜として、電子ビーム蒸着法（ＥＢ法）によって堆積されたＳｉＯ2膜をフォトリソグラフィを用いてエッチングしたものが用いられた。 Next, when a thick film is formed on the non-doped GaN base layer formed on the sapphire substrate by the above method, a thickness of about 0.2 μm and 7 μm are used so that no cracks are generated in the thick film. A stripe-shaped growth suppression film having a width of 10 μm and a spacing of 10 μm was formed, and a selective growth (with lateral epitaxial growth) was performed thereon by the H-VPE method to grow a flat GaN thick film. In this reference example , as the growth suppression film, a SiO 2 film deposited by electron beam evaporation (EB method) was etched using photolithography.

以下において、図１に示されているようなＧａＮ厚膜１０２のＨ−ＶＰＥ法による成長方法を説明する。上述の方法で形成されたストライプ状の成長抑制膜を含むノンドープＧａＮ下地層が成長させられたサファイア基板が、Ｈ−ＶＰＥ装置内へ導入された。Ｎ2キャリアガスとＮＨ3をそれぞれ５ｌ／ｍｉｎの流量で導入しながら、基板が約１０５０℃まで昇温された。その後、基板上に１００ｃｃ／ｍｉｎのＧａＣｌを導入してＧａＮ厚膜１０２の成長を開始した。ＧａＣｌは約８００℃に保持された金属ＧａにＨＣｌガスを反応させることによって生成された。基板近傍まで単独で配管されているドーピングラインを通して不純物ガスを供給することによって、膜成長中に任意に不純物ドーピングを行なうことができた。本参考例では、膜成長を開始すると同時に２００ｎｍｏｌ／ｍｉｎのモノシラン（ＳｉＨ4）を供給（ＳｉＨ4不純物濃度：約３．８×１０18ｃｍ-3）して低ＳｉドープＧａＮ層領域１０２ｂを成長させ、膜成長が終了する３分前にＳｉＨ4の流量を５００ｎｍｏｌ／ｍｉｎ（ＳｉＨ4不純物濃度：約８．０×１０18ｃｍ-3）に増大させて高ＳｉドープＧａＮ層領域１０２ａを約５μｍの厚さに成長させた。 Hereinafter, a method of growing the GaN thick film 102 as shown in FIG. 1 by the H-VPE method will be described. A sapphire substrate on which a non-doped GaN underlayer including a stripe-like growth suppression film formed by the above method was grown was introduced into the H-VPE apparatus. The substrate was heated to about 1050 ° C. while introducing N 2 carrier gas and NH 3 at a flow rate of 5 l / min. Thereafter, 100 cc / min of GaCl was introduced onto the substrate to start the growth of the GaN thick film 102. GaCl was produced by reacting HCl gas with metallic Ga held at about 800 ° C. By supplying an impurity gas through a doping line that is singly connected to the vicinity of the substrate, it was possible to arbitrarily perform impurity doping during film growth. In this reference example , 200 nmol / min monosilane (SiH 4 ) is supplied simultaneously with the start of film growth (SiH 4 impurity concentration: about 3.8 × 10 18 cm −3 ) to grow a low Si-doped GaN layer region 102b. 3 minutes before the end of film growth, the flow rate of SiH 4 is increased to 500 nmol / min (SiH 4 impurity concentration: about 8.0 × 10 18 cm −3 ) to make the high Si-doped GaN layer region 102 a about 5 μm. Grown to a thickness of.

なお、Ｓｉのドーピングに関してはＳｉＨ4に限られず、モノクロロシラン（ＳｉＨ3Ｃｌ）、ジクロロシラン（ＳｉＨ2Ｃｌ2）、またはトリクロロシラン（ＳｉＨＣｌ3）などの他の原料を使用してもよい。上記方法で３時間の膜成長が行なわれ、合計厚さが約３５０μｍのＧａＮ厚膜が成長させられた。その後、研磨によってサファイア基板を除去し、ＧａＮ厚膜基板１０２が得られた。 Note that Si doping is not limited to SiH 4 , and other raw materials such as monochlorosilane (SiH 3 Cl), dichlorosilane (SiH 2 Cl 2 ), or trichlorosilane (SiHCl 3 ) may be used. The film was grown for 3 hours by the above method, and a GaN thick film having a total thickness of about 350 μm was grown. Thereafter, the sapphire substrate was removed by polishing, and a GaN thick film substrate 102 was obtained.

上述のようにして得られたＧａＮ厚膜基板１０２上に、ＭＯＣＶＤ法によって発光素子構造が形成された。以下、ＧａＮ厚膜基板１０２上に青紫色レーザ素子構造を形成した例について説明する。   A light emitting element structure was formed on the GaN thick film substrate 102 obtained as described above by MOCVD. Hereinafter, an example in which a blue-violet laser element structure is formed on the GaN thick film substrate 102 will be described.

まず、ＧａＮ厚膜基板１０２がＭＯＣＶＤ装置内に導入され、Ｎ2とＮＨ3をそれぞれ５ｌ／ｍｉｎの流量で導入しながら温度が約１０５０℃まで上げられた。温度が約１０５０℃に達すれば、Ｈ2のキャリアガスの下で、１００μｍｏｌ／ｍｉｎのＴＭＧと１０ｎｍｏｌ／ｍｉｎのＳｉＨ4を導入して、ｎ型ＧａＮバッファ層１０３を約４μｍの厚さに成長させた。その後、ＴＭＧの流量を５０μｍｏｌ／ｍｉｎに調整し、４０μｍｏｌ／ｍｉｎのＴＭＡを導入して、ｎ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層１０４を０．５μｍの厚さに成長させた。その後、ＴＭＡの供給を停止し、ＴＭＧの流量を１００μｍｏｌ／ｍｉｎに調整して、ｎ型ＧａＮ光伝播層１０５を０．１μｍの厚さに成長させた。 First, the GaN thick film substrate 102 was introduced into the MOCVD apparatus, and the temperature was raised to about 1050 ° C. while introducing N 2 and NH 3 at a flow rate of 5 l / min. When the temperature reaches about 1050 ° C., 100 μmol / min TMG and 10 nmol / min SiH 4 are introduced under a carrier gas of H 2 to grow the n-type GaN buffer layer 103 to a thickness of about 4 μm. It was. Thereafter, the flow rate of TMG was adjusted to 50 μmol / min, 40 μmol / min TMA was introduced, and the n-type Al 0.1 Ga 0.9 N cladding layer 104 was grown to a thickness of 0.5 μm. Thereafter, the supply of TMA was stopped, the flow rate of TMG was adjusted to 100 μmol / min, and the n-type GaN light propagation layer 105 was grown to a thickness of 0.1 μm.

その後、ＴＭＧの供給を停止して、キャリアガスとしてのＨ2をＮ2に代えて、７００℃まで降温し、インジウム原料として１０μｍｏｌ／ｍｉｎのトリメチルインジウム（ＴＭＩ）を導入するとともに、１５μｍｏｌ／ｍｉｎのＴＭＧを導入し、厚さ４ｎｍのＩｎ0.05Ｇａ0.95Ｎ障壁層（図示せず）を成長させた。その後、ＴＭＩの供給量を５０μｍｏｌ／ｍｉｎに増大させ、厚さ２ｎｍのＩｎ0.2Ｇａ0.8Ｎ量子井戸層（図示せず）を成長させた。このような障壁層と井戸層の形成が交互に繰返され、４層の障壁層と３層の井戸層を含む多重量子井戸（ＭＱＷ）層１０６を形成した。ＭＱＷ層１０６の形成が終了すれば、ＴＭＩとＴＭＧの供給を停止し、再び温度が１０５０℃まで上げられ、キャリアガスを再びＮ2からＨ2に代えて、５０μｍｏｌ／ｍｉｎのＴＭＧ、３０μｍｏｌ／ｍｉｎのＴＭＡ、およびｐ型ドーピング原料としての１０ｎｍｏｌ／ｍｉｎのビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ2Ｍｇ）を供給し、厚さ２０ｎｍのｐ型Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ｎキャリアブロック層１０７を成長させた。その後、ＴＭＡの供給を停止し、ＴＭＧの供給量を１００μｍｏｌ／ｍｉｎに調整し、厚さ０．１μｍのｐ型光伝播層１０８を成長させた。その後、ＴＭＧの供給量を５０μｍｏｌ／ｍｉｎに調整し、４０μｍｏｌ／ｍｉｎのＴＭＡを導入し、厚さ０．４μｍのｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層１０９を成長させ、最後にＴＭＧの供給量を１００μｍｏｌ／ｍｉｎに調整してＴＭＡの供給を停止し、厚さ０．１μｍのｐ型ＧａＮコンタクト層１１０の成長を行なって発光素子構造の成長を終了した。その後、ＴＭＧとＣｐ2Ｍｇの供給を停止して室温まで冷却し、厚膜基板１０２上に形成された発光素子構造をＭＯＣＶＤ装置から取出した。 Thereafter, the supply of TMG is stopped, H 2 as a carrier gas is replaced with N 2 , the temperature is lowered to 700 ° C., 10 μmol / min of trimethylindium (TMI) is introduced as an indium raw material, and 15 μmol / min of TMG was introduced and an In 0.05 Ga 0.95 N barrier layer (not shown) having a thickness of 4 nm was grown. Thereafter, the supply amount of TMI was increased to 50 μmol / min, and an In 0.2 Ga 0.8 N quantum well layer (not shown) having a thickness of 2 nm was grown. The formation of such barrier layers and well layers was alternately repeated to form a multiple quantum well (MQW) layer 106 including four barrier layers and three well layers. When the formation of the MQW layer 106 is completed, the supply of TMI and TMG is stopped, the temperature is raised again to 1050 ° C., the carrier gas is changed from N 2 to H 2 again, and 50 μmol / min TMG, 30 μmol / min TMA and 10 nmol / min biscyclopentadienylmagnesium (Cp 2 Mg) as a p-type doping raw material were supplied to grow a p-type Al 0.2 Ga 0.8 N carrier block layer 107 having a thickness of 20 nm. Thereafter, the supply of TMA was stopped, the supply amount of TMG was adjusted to 100 μmol / min, and a p-type light propagation layer 108 having a thickness of 0.1 μm was grown. Thereafter, the TMG supply rate is adjusted to 50 μmol / min, 40 μmol / min TMA is introduced, a 0.4 μm thick p-type Al 0.1 Ga 0.9 N cladding layer 109 is grown, and finally the TMG supply rate is The supply of TMA was stopped by adjusting to 100 μmol / min, and the growth of the light emitting device structure was completed by growing the p-type GaN contact layer 110 having a thickness of 0.1 μm. Thereafter, the supply of TMG and Cp 2 Mg was stopped and cooled to room temperature, and the light emitting element structure formed on the thick film substrate 102 was taken out from the MOCVD apparatus.

レーザ素子構造に含まれる膜の最外表面の表面粗さの平均値Ｒａは約８ｎｍであり、良好な平坦性を示していた。その後、ドライエッチング装置を用いて、ｐ型ＧａＮコンタクト層１１０を幅５μｍのストライプ状に残してｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎガイド層１０９までエッチングを行なって、光導波路を形成した。その後、ｐ型ＧａＮコンタクト部１１０上にＡｕ／Ｐｄ電極１１１を形成し、ＧａＮ厚膜基板１０２の裏面上にＡｌ／Ｔｉ電極１０１を形成した。最後に、劈開またはドライエッチング法を用いて共振器長が約１ｍｍになるように加工し、ミラー端面を形成した。 The average value Ra of the surface roughness of the outermost surface of the film included in the laser element structure was about 8 nm, indicating good flatness. Thereafter, using a dry etching apparatus, the p-type GaN contact layer 110 was left in a stripe shape having a width of 5 μm, and the p-type Al 0.1 Ga 0.9 N guide layer 109 was etched to form an optical waveguide. Thereafter, an Au / Pd electrode 111 was formed on the p-type GaN contact portion 110, and an Al / Ti electrode 101 was formed on the back surface of the GaN thick film substrate 102. Finally, processing was performed using a cleaving or dry etching method so that the resonator length was about 1 mm to form a mirror end face.

以上のようにして、図１に示されているように青紫色の発光波長を有するレーザ装置が窒化物半導体を利用して作製することができる。本参考例によって作製されたレーザ装置は、発振のために必要とされる約５Ｖのしきい値電圧と１ｋＡ／ｃｍ2のしきい値電流密度を有し、それらのしきい値近傍の条件の下における約１０００時間の寿命試験の結果では特性劣化は見られなかった。なお、参考例１ではサファイア基板上にＧａＮ厚膜１０２を成長させた後に、そのサファイア基板を剥離してからＧａＮ厚膜基板１０２上に窒化物半導体発光素子構造が形成されたが、サファイア基板を剥離することなくＧａＮ厚膜１０２上に窒化物半導体発光素子構造を形成した後にそのサファイア基板を剥離してもよいことは言うまでもない。また、ＧａＮ厚膜基板だけでなく、他の窒化物半導体（ＡｌxＧａyＩｎ1-x-yＮ：０≦ｘ≦１、０≦ｙ≦１）からなる厚膜基板を用いても本参考例１と同様の効果が得られる。さらに、窒化物半導体構成元素のうちで窒素元素の一部（１０％程度以下）を、Ｐ、Ａｓ、またはＳｂで置換した材料を厚膜基板に用いても参考例１と同様の効果が得られる。 As described above, a laser device having a blue-violet emission wavelength as shown in FIG. 1 can be manufactured using a nitride semiconductor. The laser device fabricated by the present embodiment has a threshold current density of the threshold voltage and 1 kA / cm 2 to about 5V required for oscillation, their thresholds neighborhood condition As a result of a life test of about 1000 hours below, no characteristic deterioration was observed. In Reference Example 1, after the GaN thick film 102 was grown on the sapphire substrate, the sapphire substrate was peeled off and the nitride semiconductor light emitting device structure was formed on the GaN thick film substrate 102. Needless to say, the sapphire substrate may be peeled after the nitride semiconductor light emitting device structure is formed on the GaN thick film 102 without peeling. Further, not only the GaN thick film substrate but also a thick film substrate made of another nitride semiconductor (Al x Ga y In 1-xy N: 0 ≦ x ≦ 1, 0 ≦ y ≦ 1) is used in the present reference example. The same effect as 1 is obtained. Further, the same effect as in Reference Example 1 can be obtained even when a material in which a part of nitrogen element (about 10% or less) of nitride semiconductor constituent elements is replaced with P, As, or Sb is used for the thick film substrate. It is done.

（参考例２）
本発明に密接に関連する参考例２による複数のレーザ装置においては、ＧａＮ厚膜基板をＨ−ＶＰＥで形成する際のＳｉＨ4ドーピング濃度が装置ごとに種々に変えられたが、その他の製造条件は参考例１の場合と同様であった。 ( Reference Example 2)
In the plurality of laser devices according to Reference Example 2 closely related to the present invention, the SiH 4 doping concentration when the GaN thick film substrate was formed by H-VPE was variously changed for each device. Was the same as in Reference Example 1.

まず、参考例１と同様の方法によってストライプ状の成長抑制膜を含むノンドープＧａＮ下地層が形成されたサファイア基板をＨ−ＶＰＥ装置内に導入し、Ｎ2キャリアガスとＮＨ3をそれぞれ５ｌ／ｍｉｎの流量で導入しながら、基板を約１０５０℃まで昇温した。その後、基板上に１００ｃｃ／ｍｉｎのＧａＣｌを導入してＧａＮ厚膜１０２の成長を開始した。この膜成長開始時において、不純物のドーピング濃度が５×１０17ｃｍ-3、１×１０18ｃｍ-3、３×１０18ｃｍ-3、５×１０18ｃｍ-3、および８×１０18ｃｍ-3になるようにＳｉＨ4ガスを供給してＳｉドープＧａＮ膜を成長させ、全厚が３５０μｍのＧａＮ膜成長が終了する３分前からＳｉＨ4流量を種々の割合で増大させて成長終端領域１０２ａにおけるドーピング濃度が高められた。ただし、いずれの場合も、成長終端領域１０２ａにおける濃度はほぼ２×１０19ｃｍ-3以下になるように設定された。その後、参考例１と同様の方法によってレーザ装置が作製された。 First, a sapphire substrate on which a non-doped GaN underlayer including a stripe-like growth suppression film is formed by the same method as in Reference Example 1 is introduced into an H-VPE apparatus, and N 2 carrier gas and NH 3 are each 5 l / min. The substrate was heated to about 1050 ° C. while introducing at a flow rate of. Thereafter, 100 cc / min of GaCl was introduced onto the substrate to start the growth of the GaN thick film 102. At the start of film growth, the impurity doping concentration is 5 × 10 17 cm −3 , 1 × 10 18 cm −3 , 3 × 10 18 cm −3 , 5 × 10 18 cm −3 , and 8 × 10 18 cm. -3 by supplying SiH 4 gas to -3 , and growing the SiH 4 flow rate at various rates 3 minutes before the growth of the GaN film having a total thickness of 350 μm is completed. The doping concentration in 102a was increased. However, in any case, the concentration in the growth termination region 102a was set to be approximately 2 × 10 19 cm −3 or less. Thereafter, a laser device was fabricated by the same method as in Reference Example 1.

図２のグラフにおいて、参考例２で作製された種々レーザ装置のしきい値電圧の値が示されている。すなわち、このグラフにおいて縦軸はしきい値電圧を示し、横軸はＧａＮ厚膜基板の成長終端領域１０２ａにおける不純物濃度を示している。また、参照番号２０１；２０２；２０３；２０４；および２０５はＧａＮ厚膜基板の成長開始時にＳｉＨ4ドーピング濃度がそれぞれ５×１０17ｃｍ-3、１×１０18ｃｍ-3、３×１０18ｃｍ-3、５×１０18ｃｍ-3、および８×１０18ｃｍ-3に設定された場合に対応している。 In the graph of FIG. 2, the values of the threshold voltages of the various laser devices manufactured in Reference Example 2 are shown. That is, in this graph, the vertical axis indicates the threshold voltage, and the horizontal axis indicates the impurity concentration in the growth termination region 102a of the GaN thick film substrate. Reference numerals 201; 202; 203; 204; and 205 are SiH 4 doping concentrations of 5 × 10 17 cm −3 , 1 × 10 18 cm −3 , and 3 × 10 18 cm, respectively, at the start of growth of the GaN thick film substrate. −3 , 5 × 10 18 cm −3 , and 8 × 10 18 cm −3 .

図２に示されているように、ＧａＮ厚膜基板１０２の成長終端領域１０２ａの不純物濃度が１×１０18ｃｍ-3以上の場合に、しきい値電圧の低下が観測される。ただし、この効果が顕著に表われるのは、成長終端領域１０２ａの不純物濃度が３×１０18ｃｍ-3以上の範囲である。他方、厚膜基板に過剰の不純物濃度をドーピングすれば、その上に成長させられるエピタキシャル層内で結晶欠陥が増加するので、好ましくは厚膜基板の成長終端領域１０２ａにおける不純物濃度は３×１０18ｃｍ-3以上で１×１０19ｃｍ-3以下の範囲内にあることが好ましい。 As shown in FIG. 2, when the impurity concentration in the growth termination region 102a of the GaN thick film substrate 102 is 1 × 10 18 cm −3 or more, a decrease in threshold voltage is observed. However, this effect is noticeable when the impurity concentration of the growth termination region 102a is in the range of 3 × 10 18 cm −3 or more. On the other hand, if the thick substrate is doped with an excessive impurity concentration, crystal defects increase in the epitaxial layer grown thereon, and the impurity concentration in the growth termination region 102a of the thick substrate is preferably 3 × 10 18. cm -3 or more preferably in the 1 × 10 19 cm -3 in the range.

また、ＧａＮ厚膜基板１０２内で成長終端領域１０２ａを除いた他の領域１０２ｂが８×１０18ｃｍ-3以下の不純物濃度を有する場合に、高不純物濃度の成長終端領域１０２ａによるしきい値電圧の低下割合の効果が顕著になる。ただし、成長終端領域１０２ａを除いたＧａＮ厚膜基板内の不純物濃度が３×１０18ｃｍ-3を超えればしきい値電流密度の増加する傾向が表われ（図５参照）、逆に１×１０17ｃｍ-3以下であれば基板自体の抵抗が大きくなりすぎるので、ＧａＮ厚膜基板１０２の成長端領域１０２ａを除く他の領域１０２ｂの不純物濃度は３×１０18ｃｍ-3以下で１×１０17ｃｍ-3以上の範囲にあることが好ましい。 Further, when the other region 102b excluding the growth termination region 102a in the GaN thick film substrate 102 has an impurity concentration of 8 × 10 18 cm −3 or less, the threshold voltage due to the growth termination region 102a having a high impurity concentration. The effect of the decrease ratio becomes remarkable. However, if the impurity concentration in the GaN thick film substrate excluding the growth termination region 102a exceeds 3 × 10 18 cm −3 , the threshold current density tends to increase (see FIG. 5). If the resistance is 10 17 cm −3 or less, the resistance of the substrate itself becomes too high. Therefore, the impurity concentration in the other region 102b excluding the growth end region 102a of the GaN thick film substrate 102 is 3 × 10 18 cm −3 or less and 1 × It is preferably in the range of 10 17 cm −3 or more.

なお、この参考例２では不純物としてＳｉをドーピングした例について説明されたが、ｎ型導電性を生じさせる他の不純物を用いてもＳｉの場合と同様の傾向を示すことがわかっている。 In the reference example 2, an example in which Si is doped as an impurity has been described. However, it is known that the same tendency as in the case of Si is exhibited even when other impurities that cause n-type conductivity are used.

（比較例１）
比較例１による複数のレーザ装置においても、ＧａＮ厚膜基板をＨ−ＶＰＥで形成する際のＳｉＨ4ドーピング濃度が装置ごとに種々に変えられた。しかし、比較例１は、ＧａＮ厚膜基板の成長開始時に設定されたドーピング濃度がその成長終了時まで一定に維持されたことにおいて参考例１および２と異なっている。 (Comparative Example 1)
Also in the plurality of laser devices according to Comparative Example 1, the SiH 4 doping concentration when the GaN thick film substrate was formed by H-VPE was variously changed for each device. However, Comparative Example 1 differs from Reference Examples 1 and 2 in that the doping concentration set at the start of the growth of the GaN thick film substrate is kept constant until the end of the growth.

すなわち、Ｈ−ＶＰＥ法によるＧａＮ厚膜基板の成長中に、ＳｉＨ4流量が１０ｎｍｏｌ／ｍｉｎから１０００ｎｍｏｌ／ｍｉｎの範囲内で種々の一定値に維持された。こうして、不純物濃度の異なる複数種類のＧａＮ厚膜基板が形成され、その基板上に作製されたレーザ素子構造の特性が測定された。図３に示されているように、ＳｉＨ4供給量とＧａＮ厚膜基板中の不純物濃度は比例関係にあり、ＳｉＨ4供給量が１０００ｎｍｏｌ／ｍｉｎのときの不純物濃度は、１．６×１０19ｃｍ-3であった。こうして形成されたＧａＮ厚膜基板内の不純物濃度とその上に形成されたレーザ素子構造のしきい値電圧との関係が図４に示され、基板内の不純物濃度としきい値電流密度との関係が図５に示され、そして不純物濃度と基板の平均表面粗さとの関係が図６に示されている。 That is, during the growth of the GaN thick film substrate by the H-VPE method, the SiH 4 flow rate was maintained at various constant values within the range of 10 nmol / min to 1000 nmol / min. In this way, a plurality of types of GaN thick film substrates having different impurity concentrations were formed, and the characteristics of the laser device structures fabricated on the substrates were measured. As shown in FIG. 3, the SiH 4 supply amount and the impurity concentration in the GaN thick film substrate are in a proportional relationship, and the impurity concentration when the SiH 4 supply amount is 1000 nmol / min is 1.6 × 10 19. cm -3 . FIG. 4 shows the relationship between the impurity concentration in the GaN thick film substrate thus formed and the threshold voltage of the laser device structure formed thereon, and the relationship between the impurity concentration in the substrate and the threshold current density. Is shown in FIG. 5, and the relationship between the impurity concentration and the average surface roughness of the substrate is shown in FIG.

図４に示されているように、ＧａＮ厚膜基板中の不純物濃度が増大するに従って、得られるレーザ装置の発振しきい値電圧が低下している。この理由の１つは、ＧａＮ厚膜基板の抵抗が不純物の影響で低下することによる。しかし、さらに重要な理由として、ＧａＮ厚膜基板とその上にＭＯＣＶＤで形成されるレーザ素子構造の最下層とのコンタクト領域で生じるショットキ障壁が低減することによってしきい値電圧が低くなることが、本発明者たちの電子線励起電流法（ＥＢＩＣ法）による観測から明らかになっている。レーザ発振しきい値電圧は、ＧａＮ厚膜基板の不純物濃度が約５×１０18ｃｍ-3以上の範囲においてほぼ５Ｖ程度の値に収束している。他方、図５を参照すれば、ＧａＮ厚膜基板の不純物濃度が約３×１０18ｃｍ-3以上になれば、レーザ発振しきい値電流密度が増大する傾向を示す。これは、図６に示されているようにＧａＮ厚膜基板中の不純物濃度が約３．２×１０18ｃｍ-3を超えるに伴って、基板の平均表面粗さＲａが増大し始めることに起因していると考えられる。すなわち、基板表面粗さが増大すれば、その上に形成されるレーザ素子構造に含まれる各層界面の凹凸が増大し、レーザ光を伝播する伝播層１０５内での光の分散が増大し、このことがしきい値電流密度の増大を生じさせると考えられる。なお、参考例１および２では、ＧａＮ厚膜基板１０２の成長終端領域１０２ａのみにおいて不純物濃度を高めることによって、上記問題を回避できている。 As shown in FIG. 4, as the impurity concentration in the GaN thick film substrate increases, the oscillation threshold voltage of the obtained laser device decreases. One reason for this is that the resistance of the GaN thick film substrate decreases due to the influence of impurities. However, the more important reason is that the threshold voltage is lowered by reducing the Schottky barrier generated in the contact region between the GaN thick film substrate and the lowermost layer of the laser element structure formed by MOCVD on the GaN thick film substrate. It has been clarified from observations by the present inventors by an electron beam excitation current method (EBIC method). Lasing threshold voltage is converged to a value in the order of 5V in a range impurity concentration of about 5 × 10 18 cm -3 or more GaN thick film substrate. On the other hand, referring to FIG. 5, when the impurity concentration of the GaN thick film substrate is about 3 × 10 18 cm −3 or more, the laser oscillation threshold current density tends to increase. This is because the average surface roughness Ra of the substrate begins to increase as the impurity concentration in the GaN thick film substrate exceeds about 3.2 × 10 18 cm −3 as shown in FIG. It is thought to be caused. That is, if the substrate surface roughness increases, the unevenness at the interface of each layer included in the laser element structure formed thereon increases, and the dispersion of light in the propagation layer 105 that propagates the laser light increases. This is considered to cause an increase in threshold current density. In Reference Examples 1 and 2, the above problem can be avoided by increasing the impurity concentration only in the growth termination region 102 a of the GaN thick film substrate 102.

たとえば、図４、図５、および図６の中で、破線は参考例１で作製されたレーザ装置における特性値を示している（すなわち図１において、高ＳｉドープＧａＮ領域１０２ａの不純物濃度が約８．０×１０18ｃｍ-3で、低ＳｉドープＧａＮ領域１０２ｂの不純物濃度が約３．８×１０18ｃｍ-3の場合）。比較例１のように全厚にわたって一定の不純物濃度を有するＧａＮ厚膜基板を用いたレーザ装置においては、参考例１のレーザ装置に比べて同等以上の特性を実現し得るような基板中の適切な一定不純物量が存在しないことがわかる。 For example, in FIG. 4, FIG. 5, and FIG. 6, the broken line indicates the characteristic value in the laser device manufactured in Reference Example 1 (that is, in FIG. 1, the impurity concentration of the highly Si-doped GaN region 102a is about 8.0 × 10 18 cm −3 and the impurity concentration of the low Si-doped GaN region 102b is about 3.8 × 10 18 cm −3 ). In the laser device using the GaN thick film substrate having a constant impurity concentration over the entire thickness as in the comparative example 1, the characteristics in the substrate that can realize the same or higher characteristics as compared with the laser device of the reference example 1 It can be seen that there is no constant amount of impurities.

（参考例３）
本発明に密接に関連する参考例３では、参考例１における各層の導電型が反転されたレーザ装置が作製された。すなわち、本参考例では参考例１に類似してＨ−ＶＰＥ法によってＧａＮ厚膜基板が形成されたが、不純物としては有機金属のビスシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ2Ｍｇ）が導入された。その膜成長終了の３分前から不純物Ｍｇの導入量を増大させ、全厚３５０μｍでｐ型導電性を示すＧａＮ厚膜が形成された。得られたＧａＮ厚膜基板はＭＯＣＶＤ装置内に導入され、ｐ型ＧａＮバッファ層、ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層、ｐ型伝播層、ＩｎＧａＮ−ＭＱＷ活性層、キャリアブロック層、ｎ型伝播層、ｎ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層、およびｎ型コンタクト層を順次に成長させた。その後、参考例１と同様のプロセスを経てレーザ装置が作製された。 ( Reference Example 3)
In Reference Example 3 closely related to the present invention, a laser device in which the conductivity type of each layer in Reference Example 1 was reversed was manufactured. That is, in this reference example , a GaN thick film substrate was formed by the H-VPE method in the same manner as in Reference Example 1, but organometallic biscyclopentadienyl magnesium (Cp 2 Mg) was introduced as an impurity. The amount of impurity Mg introduced was increased 3 minutes before the end of the film growth, and a GaN thick film having p-type conductivity with a total thickness of 350 μm was formed. The obtained GaN thick film substrate is introduced into an MOCVD apparatus, and a p-type GaN buffer layer, a p-type Al 0.1 Ga 0.9 N cladding layer, a p-type propagation layer, an InGaN-MQW active layer, a carrier block layer, an n-type propagation layer. Then, an n-type Al 0.1 Ga 0.9 N cladding layer and an n-type contact layer were grown sequentially. Thereafter, a laser device was manufactured through the same process as in Reference Example 1.

参考例３で作製されたレーザ装置においては、ｐ型厚膜基板の成長終端領域の不純物濃度を増大させることにより、３〜５Ｖのしきい値電圧の低下が確認された。しかし、ｐ型基板を用いた場合には、その不純物濃度をどのように変えてもしきい値電圧は２０Ｖ以上であり、参考例１のようにｎ型ＧａＮ厚膜基板を使用した場合ほど好ましい効果は表われなかった。これは、ｐ型基板自体の抵抗値がｎ型基板に比べて高いので、良好なコンタクト界面が形成されにくいからであると考えられる。 In the laser device fabricated in Reference Example 3, a decrease in the threshold voltage of 3 to 5 V was confirmed by increasing the impurity concentration in the growth termination region of the p-type thick film substrate. However, when a p-type substrate is used, the threshold voltage is 20 V or higher no matter how the impurity concentration is changed, and the better effect is obtained when an n-type GaN thick film substrate is used as in Reference Example 1. Did not appear. This is presumably because a good contact interface is difficult to form because the resistance value of the p-type substrate itself is higher than that of the n-type substrate.

（参考例４）
本発明に密接に関連する参考例４では、参考例１と同様に、Ｈ−ＶＰＥ法でＧａＮ厚膜成長を開始すると同時に所定流量のＳｉＨ4を導入してｎ型のＧａＮ厚膜を成長させた。ただし、その膜成長終了の３分前から不純物をＳｉＨ4からゲルマニウム（Ｇｅ）または酸素（Ｏ）に変えるとともに成長終端領域の不純物濃度を増大させ、厚さ３５０μｍで不純物濃度変化を含むｎ型ＧａＮ厚膜が形成された。得られたＧａＮ厚膜基板をＭＯＣＶＤ装置に導入し、以後は参考例１と同様の方法によってレーザ装置が作製された。 ( Reference Example 4)
In Reference Example 4, which is closely related to the present invention , as in Reference Example 1, GaN thick film growth is started by the H-VPE method, and at the same time, a predetermined flow rate of SiH 4 is introduced to grow an n-type GaN thick film. It was. However, the impurity is changed from SiH 4 to germanium (Ge) or oxygen (O) 3 minutes before the end of the film growth, and the impurity concentration in the growth termination region is increased, and the n-type GaN including the impurity concentration change at a thickness of 350 μm. A thick film was formed. The obtained GaN thick film substrate was introduced into an MOCVD apparatus, and thereafter a laser apparatus was fabricated by the same method as in Reference Example 1.

こうして得られた参考例４のレーザ装置においては、基板中の不純物濃度を変化させない比較例１の方法で作製したレーザ装置と比べて、しきい値電圧における１〜２０Ｖ程度の低減が確認された。また、基板中の不純物濃度を適切に制御することによって、しきい値電圧としきい値電流密度も、それぞれ５Ｖ程度と１ｋＡ／ｃｍ2程度の低い値まで低減させることができた。 In the laser device of Reference Example 4 obtained in this way, a reduction of about 1 to 20 V in threshold voltage was confirmed as compared with the laser device manufactured by the method of Comparative Example 1 in which the impurity concentration in the substrate was not changed. . In addition, by appropriately controlling the impurity concentration in the substrate, the threshold voltage and the threshold current density could be reduced to low values of about 5 V and about 1 kA / cm 2 , respectively.

（参考例５）
本発明に密接に関連する参考例５は、図７に示されているように厚膜基板１０２の成長開始領域１０２ｃと成長終端領域１０２ａの２ヶ所に高不純物濃度領域が設けられたことのみにおいて参考例１と異なっている。 ( Reference Example 5)
Reference Example 5 closely related to the present invention is only in the case where high impurity concentration regions are provided at two locations of the growth start region 102c and the growth termination region 102a of the thick film substrate 102 as shown in FIG. Different from Reference Example 1.

この参考例５のレーザ装置は、厚膜基板１０２中の不純物濃度を適正化することによって、約５Ｖのしきい値電圧と約１ｋＡ／ｃｍ2のしきい値電流密度で発振し、長寿命の特性を示した。なお、電極１０１が接合される高ＳｉドープＧａＮ領域１０２ｃの不純物濃度は、エピタキシャル成長の下地となる高ＳｉドープＧａＮ領域１０２ａの不純物濃度以下であることが好ましい。図１０において、この参考例５に使用された窒化物半導体基板の厚さ方向における不純物濃度分布の一例が示されている。 The laser device of Reference Example 5 oscillates at a threshold voltage of about 5 V and a threshold current density of about 1 kA / cm 2 by optimizing the impurity concentration in the thick film substrate 102 and has a long lifetime. The characteristics are shown. Note that the impurity concentration of the highly Si-doped GaN region 102c to which the electrode 101 is bonded is preferably equal to or less than the impurity concentration of the highly Si-doped GaN region 102a serving as a base for epitaxial growth. FIG. 10 shows an example of the impurity concentration distribution in the thickness direction of the nitride semiconductor substrate used in Reference Example 5.

成長開始領域１０２ｃと成長終端領域１０２ａとの両方の不純物濃度を高めることによって、電極１０１から発光部分１０６までのキャリアの流れがスムースになって、しきい値電圧が低減されると考えられる。   It is considered that by increasing the impurity concentration in both the growth start region 102c and the growth termination region 102a, the carrier flow from the electrode 101 to the light emitting portion 106 becomes smooth and the threshold voltage is reduced.

（実施例１）
図８と図９は、本発明の実施例１によるレーザ装置を模式的な断面図で示している。この実施例１によるレーザ装置も基本的には参考例１と同様のプロセスで作製されるが、参考例１に比べて電極１０１の位置が変更されている点において異なっている。すなわち、図８のレーザ装置では、厚膜基板１０２上にレーザ素子構造が形成された後に、反応性イオンエッチングによって厚膜基板１０２中の高不純物濃度領域１０２ａの一部が露出され、その露出部上にｎ型用のＡｌ／Ｔｉ電極１０１が形成されている。他方、図９のレーザ装置では、厚膜基板１０２中の低不純物濃度領域１０２ｂの一部が同様なエッチングによって露出され、その露出部上にＡｌ／Ｔｉ電極１０１が形成されている。図８と図９に示されているようないずれのレーザ装置も、参考例１のレーザ装置とほぼ同等のしきい値電圧およびしきい値電流密度を有するとともに良好な寿命特性を有していた。特に、図８のレーザ装置においては、低ＳｉドープＧａＮ領域１０２ｂに必ずしも不純物をドーピングする必要がなく、このことに起因して厚膜基板１０２の表面平坦性が良好になってしきい値電流密度の低減が容易であった。 (Example 1 )
8 and 9 are schematic cross-sectional views of the laser device according to the first embodiment of the present invention . This is the laser device basically according to Example 1 is prepared by the same process as in Reference Example 1, it differs in that the position of the electrode 101 as compared to the reference example 1 has been changed. That is, in the laser device of FIG. 8, after the laser element structure is formed on the thick film substrate 102, a part of the high impurity concentration region 102a in the thick film substrate 102 is exposed by reactive ion etching, and the exposed portion An n-type Al / Ti electrode 101 is formed thereon. On the other hand, in the laser device of FIG. 9, a part of the low impurity concentration region 102b in the thick film substrate 102 is exposed by the same etching, and the Al / Ti electrode 101 is formed on the exposed portion. Each of the laser devices as shown in FIGS. 8 and 9 had a threshold voltage and a threshold current density almost equal to those of the laser device of Reference Example 1, and had good life characteristics. . In particular, in the laser device of FIG. 8, it is not always necessary to dope the low Si-doped GaN region 102b with impurities, which results in good surface flatness of the thick film substrate 102 and threshold current density. Reduction was easy.

上述の実施例および参考例においては、結晶成長方法としてＨ−ＶＰＥ法およびＭＯＣＶＤ法が利用されたが、他の厚膜成長法が用いられてもよいし、レーザ素子構造はＭＢＥ（分子線エピタキシ）法などで形成されてもよい。しかし、Ｈ−ＶＰＥ法によって形成された窒化物厚膜基板を使用した場合には、上述の実施例で述べられた効果が特に顕著に確認された。この理由としては、Ｈ−ＶＰＥによって膜成長する際に窒化物半導体厚膜基板中に取込まれる塩素（Ｃｌ）が本発明の効果に寄与しているのであろうと考えられる。 In the above-described examples and reference examples , the H-VPE method and the MOCVD method are used as the crystal growth method. However, other thick film growth methods may be used, and the laser device structure may be MBE (molecular beam epitaxy). ) Method or the like. However, when the nitride thick film substrate formed by the H-VPE method was used, the effects described in the above-described examples were confirmed particularly remarkably. This is probably because chlorine (Cl) taken into the nitride semiconductor thick film substrate during film growth by H-VPE contributes to the effect of the present invention.

また、使用する原料もＴＭＧ、ＴＭＡ、ＴＭＩ、ＮＨ3、およびＣｐ2Ｍｇに限られず、所望の化合物層を成長させ得るどのような原料をも用いることができる。さらに、ｎ型ＧａＮ厚膜基板のための不純物もＳｉ、Ｏ、またはＧｅに限られず、炭素（Ｃ）、セレン（Ｓｅ）、硫黄（Ｓ）、またはテルル（Ｔｅ）などをも用いることができる。 Moreover, the raw material to be used is not limited to TMG, TMA, TMI, NH 3 , and Cp 2 Mg, and any raw material capable of growing a desired compound layer can be used. Further, the impurity for the n-type GaN thick film substrate is not limited to Si, O, or Ge, and carbon (C), selenium (Se), sulfur (S), tellurium (Te), or the like can also be used. .

さらに、以上の実施例では高不純物濃度領域１０２ａの厚さは約５μｍにされたが、厚膜基板表面の不所望な凹凸を生じない程度の厚膜であればよい。適切な高不純物濃度領域１０２ａの厚さは、不純物濃度に依存して変化するが、本発明の効果を得るためには５０μｍ以下であることが望ましく、１０μｍ以下で２ｎｍの範囲内にあるのがさらに望ましいことが実験結果から明らかになっている。また、窒化物厚膜基板を成長させる際に、その表面領域（約５０ｎｍ以下の厚さ）に高ドープ（δドープ）する方法も効果的であった。   Furthermore, although the thickness of the high impurity concentration region 102a is about 5 μm in the above embodiment, it may be a thick film that does not cause undesired unevenness on the surface of the thick film substrate. The appropriate thickness of the high impurity concentration region 102a varies depending on the impurity concentration, but is desirably 50 μm or less in order to obtain the effects of the present invention, and is 10 μm or less and within a range of 2 nm. What is more desirable is clear from experimental results. Further, when growing a nitride thick film substrate, a method of highly doping (δ doping) the surface region (thickness of about 50 nm or less) was also effective.

図１１と図１２は、本発明の効果が確認された他の窒化物半導体基板の厚さ方向における不純物濃度プロファイルを示している。図１１においては、ＧａＮ厚膜基板１０２中に不純物濃度勾配の異なる３つの領域が存在し、エピタキシャル成長でレーザ素子構造が形成される面に向かって不純物濃度が高くなっている場合が示されている。エピタキシャル成長が行なわれる面側の不純物濃度領域を第１の領域とすれば、その第１領域の不純物濃度はその下方に位置する第２の領域の不純物濃度よりも高い関係にある。 11 and 12 show impurity concentration profiles in the thickness direction of other nitride semiconductor substrates in which the effect of the present invention has been confirmed. FIG. 11 shows a case where three regions having different impurity concentration gradients exist in the GaN thick film substrate 102, and the impurity concentration increases toward the surface on which the laser element structure is formed by epitaxial growth. . If the impurity concentration region on the surface side where epitaxial growth is performed is the first region, the impurity concentration of the first region is higher than the impurity concentration of the second region located below the first region.

図１２のＧａＮ厚膜基板１０２はエピタキシャル成長が行なわれる側から順にＡ領域、Ｂ領域、Ｃ領域、およびＤ領域の４つの不純物濃度領域を含み、Ｃ領域が最も高い不純物濃度を有している。エピタキシャル成長が行なわれる面側のＡ領域は、その下方に位置するＢ領域とＤ領域に比べて高い不純物濃度を有している。 The GaN thick film substrate 102 of FIG. 12 includes four impurity concentration regions of an A region, a B region, a C region, and a D region in order from the side where epitaxial growth is performed, and the C region has the highest impurity concentration. The A region on the surface side where epitaxial growth is performed has a higher impurity concentration than the B region and the D region located therebelow.

図１１と図１２に示された以外の不純物濃度プロファイルを有する窒化物半導体基板の場合であっても、エピタキシャル成長の行なわれる面側から順にＡ領域、Ｂ領域、Ｃ領域などとするときに、Ａ領域の下方に、より不純物濃度の低い領域が存在する場合に本発明の効果が得られた。 Even in the case of a nitride semiconductor substrate having an impurity concentration profile other than those shown in FIGS. 11 and 12 , when the A region, B region, C region, etc. are sequentially formed from the surface side where epitaxial growth is performed, A The effect of the present invention was obtained when a region having a lower impurity concentration exists below the region.

また、以上の実施例では発光装置としてレーザ装置について説明されたが、本発明は発光ダイオード（ＬＥＤ）装置を作製する場合においてもその駆動電圧の低減と装置表面の平坦性の向上を図ることができる。   Further, although the laser device has been described as the light emitting device in the above embodiments, the present invention can reduce the driving voltage and improve the flatness of the device surface even when manufacturing a light emitting diode (LED) device. it can.

（本発明の効果と不純物濃度範囲の関係についての考察）
前述の本発明に密接に関連する参考例１と２および比較例１から認識された本発明の効果と不純物濃度範囲との関係について、図１３を参照しつつ説明する。図１３において、第Ｉ領域と第ＩＩ領域の不純物濃度範囲が示されている。ここで、第Ｉ領域は、しきい値電圧の減少効果が得られる不純物濃度範囲を表わしている。比較例１で述べられたように、しきい値電圧の減少効果は、不純物の添加によって基板と発光素子構造との間のコンタクト領域で生じるショットキ障壁が減少したことによる。この効果が表われる不純物濃度は、１×１０18／ｃｍ3以上であった。特に、不純物濃度が３×１０18／ｃｍ3以上で１×１０19／ｃｍ3以下の範囲内にある場合に、しきい値電圧減少効果が顕著に表われた。ただし、不純物濃度が１×１０19／ｃｍ3を超えれば、結晶欠陥が増大するので好ましくなかった。 (Consideration of relationship between effect of the present invention and impurity concentration range)
Relationship between effects and the impurity concentration range of recognized present invention from Example 1 and 2 and Comparative Example 1, closely related to the present invention described above will be described with reference to FIG. 13. In FIG. 13 , the impurity concentration ranges of the I region and the II region are shown. Here, the I region represents an impurity concentration range in which the effect of reducing the threshold voltage can be obtained. As described in Comparative Example 1, the threshold voltage reduction effect is due to the reduction of the Schottky barrier generated in the contact region between the substrate and the light emitting element structure due to the addition of impurities. The impurity concentration at which this effect appears was 1 × 10 18 / cm 3 or more. In particular, when the impurity concentration is in the range of 3 × 10 18 / cm 3 or more and 1 × 10 19 / cm 3 or less, the threshold voltage reduction effect is remarkably exhibited. However, if the impurity concentration exceeds 1 × 10 19 / cm 3 , crystal defects increase, which is not preferable.

他方、第ＩＩ領域は、しきい値電流密度の減少効果が得られる不純物濃度範囲を表わしている。比較例１で述べられたように、しきい値電流密度の減少効果は、不純物濃度を適正化することによって窒化物半導体基板の表面粗さが改善され、発光素子構造の光伝播層１０５内での光分散が減少したことによる。この効果が表われる不純物濃度は、８×１０18／ｃｍ3以下であった。特に、不純物濃度が１×１０17／ｃｍ3以上で３×１０18／ｃｍ3以下の範囲内にある場合に、しきい値電流密度減少効果が顕著に表われた。ただし、不純物濃度が１×１０17／ｃｍ3未満になれば、電気抵抗が増大するので好ましくなかった。 On the other hand, the region II represents an impurity concentration range in which the effect of reducing the threshold current density can be obtained. As described in Comparative Example 1, the effect of reducing the threshold current density is that the surface roughness of the nitride semiconductor substrate is improved by optimizing the impurity concentration, and within the light propagation layer 105 of the light emitting device structure. This is due to a decrease in light dispersion. The impurity concentration at which this effect appears was 8 × 10 18 / cm 3 or less. In particular, when the impurity concentration is in the range of 1 × 10 17 / cm 3 or more and 3 × 10 18 / cm 3 or less, the effect of reducing the threshold current density is prominent. However, if the impurity concentration is less than 1 × 10 17 / cm 3 , the electrical resistance increases, which is not preferable.

上記結果からして、窒化物半導体基板が第Ｉ領域と第ＩＩ領域に該当する互いに異なる不純物濃度を有する２以上の層領域を含む場合に、その基板を用いて作製された発光装置（レーザ装置）は、低しきい値電圧と低しきい値電流密度の効果を容易に満足することがわかる。ただし、低しきい値電圧の効果を得るためには、第Ｉ領域に接して発光素子構造が形成されなければならない。なぜならば、基板と発光素子構造との間のコンタクト領域に生じるショットキ障壁が減少したことによるしきい値電圧の減少効果だからである。   Based on the above results, when the nitride semiconductor substrate includes two or more layer regions having different impurity concentrations corresponding to the I region and the II region, a light emitting device (laser device) manufactured using the substrate ) Easily satisfies the effects of the low threshold voltage and the low threshold current density. However, in order to obtain the effect of the low threshold voltage, the light emitting device structure must be formed in contact with the I region. This is because the threshold voltage is reduced because the Schottky barrier generated in the contact region between the substrate and the light emitting element structure is reduced.

したがって、窒化物半導体基板が異なる不純物濃度を有する複数の層領域を含んでいない場合（すなわち、一定の均一な不純物濃度を有する場合）、その基板を用いて作製された発光装置（レーザ装置）は、低しきい値電圧と低しきい値電流密度の効果を同時に満たすことができない（比較例１参照）。   Therefore, when the nitride semiconductor substrate does not include a plurality of layer regions having different impurity concentrations (that is, when the nitride semiconductor substrate has a certain uniform impurity concentration), a light emitting device (laser device) manufactured using the substrate is The effects of the low threshold voltage and the low threshold current density cannot be satisfied simultaneously (see Comparative Example 1).

上述の発明の効果は、しきい値電圧の減少効果としきい値電流密度の減少効果の説明のみに留まっている。しかしながら、本発明者らによるさらなる検討の結果、窒化物半導体基板が異なる２以上の不純物濃度層領域を含むことによって、前述の効果のみならずその基板と発光素子構造との間の格子歪みを緩和させる働きのあることが新たにわかった。この格子歪みの緩和効果について、図１、図４、および図５を参照して説明する。ここで説明の簡略化のために、窒化物半導体基板が不純物濃度の高いＡ層領域とそれよりも不純物濃度の低いＢ層領域との２層領域のみを含むと仮定する。なお、窒化物半導体基板が異なる３以上の不純物濃度層領域を含む場合にも下記と同様に説明することができる。   The effects of the above-described invention are limited to the description of the threshold voltage reduction effect and the threshold current density reduction effect. However, as a result of further studies by the present inventors, the nitride semiconductor substrate includes two or more different impurity concentration layer regions, so that not only the above-described effects but also the lattice distortion between the substrate and the light emitting device structure is reduced. It has been newly found that there is a function to make it. The effect of relaxing the lattice distortion will be described with reference to FIGS. 1, 4, and 5. FIG. Here, for simplification of description, it is assumed that the nitride semiconductor substrate includes only a two-layer region of an A layer region having a high impurity concentration and a B layer region having a lower impurity concentration. The same explanation can be made when the nitride semiconductor substrate includes three or more different impurity concentration layer regions.

参考例１のレーザ装置（図１）においては、Ａ領域としての高ＳｉドープＧａＮ領域１０２ａ（ＳｉＨ4不純物濃度：８．０×１０18／ｃｍ3）とＢ領域としての低ＳｉドープＧａＮ領域１０２ｂ（ＳｉＨ4不純物濃度：３．８×１０18／ｃｍ3）からなる窒化物半導体基板１０２上に、発光素子構造１０３〜１１１が形成されている。 In the laser device of Reference Example 1 (FIG. 1), a high Si-doped GaN region 102a (SiH 4 impurity concentration: 8.0 × 10 18 / cm 3 ) as the A region and a low Si-doped GaN region 102b as the B region. Light emitting element structures 103 to 111 are formed on a nitride semiconductor substrate 102 made of (SiH 4 impurity concentration: 3.8 × 10 18 / cm 3 ).

図４は、比較例１における窒化物半導体基板中の均一な不純物濃度と、その基板を含んで作製された発光装置（レーザ装置）のしきい値電圧との関係を示している。図５は、比較例１における窒化物半導体基板中の均一不純物濃度と、その基板を含んで作製された発光装置（レーザ装置）のしきい値電流密度との関係を示している。   FIG. 4 shows the relationship between the uniform impurity concentration in the nitride semiconductor substrate in Comparative Example 1 and the threshold voltage of a light emitting device (laser device) manufactured including the substrate. FIG. 5 shows the relationship between the uniform impurity concentration in the nitride semiconductor substrate in Comparative Example 1 and the threshold current density of a light emitting device (laser device) manufactured including the substrate.

図４と図５における破線は、参考例１のレーザ装置で得られた電気特性を示している。図４中の破線が示すしきい値電圧値は、全体がＡ領域とおなじ不純物濃度（８．０×１０18／ｃｍ3）を有する基板を含む発光装置（レーザ装置）のそれと比較して少し低くなっている。また、図５中の破線が示すしきい値電流密度も、全体がＢ領域と同じ不純物濃度（３．８×１０18／ｃｍ3）を有する基板を含む発光装置と比較して低くなっている。これらのことから、Ａ領域とＢ領域の異なる不純物濃度領域を有する窒化物半導体基板を用いた発光装置（レーザ装置）は、Ａ領域による低しきい値電圧効果とＢ領域による低しきい値電流密度効果の単なる足し合わせでないことがわかる。 The broken lines in FIGS. 4 and 5 indicate the electrical characteristics obtained with the laser device of Reference Example 1. The threshold voltage value indicated by the broken line in FIG. 4 is a little compared with that of the light emitting device (laser device) including the substrate having the same impurity concentration (8.0 × 10 18 / cm 3 ) as the whole A region. It is low. Further, the threshold current density indicated by the broken line in FIG. 5 is also lower than that of the light emitting device including the substrate having the same impurity concentration (3.8 × 10 18 / cm 3 ) as the whole B region. . For these reasons, a light emitting device (laser device) using a nitride semiconductor substrate having different impurity concentration regions in the A region and the B region has a low threshold voltage effect due to the A region and a low threshold current due to the B region. It can be seen that the density effect is not just an addition.

このことは、Ａ領域とＢ領域のような異なる不純物濃度領域が含まれることによって、窒化物半導体基板と発光素子構造との間の格子歪みが緩和されたことによると考えられる。この格子歪みを緩和させる効果は、不純物濃度に比例して表われ、不純物濃度が１×１０18／ｃｍ3以上で顕著になることが本発明者らによって明らかにされた。ただし、不純物濃度が１×１０19／ｃｍ3を超えれば基板の結晶性が低下するので、格子歪みの緩和効果が得られる好ましい不純物濃度は１×１０18／ｃｍ3以上で１×１０19／ｃｍ3以下の範囲内にある。 This is considered to be due to the fact that the lattice strain between the nitride semiconductor substrate and the light emitting element structure is relaxed by including different impurity concentration regions such as the A region and the B region. It has been clarified by the present inventors that the effect of relaxing the lattice distortion appears in proportion to the impurity concentration, and becomes remarkable when the impurity concentration is 1 × 10 18 / cm 3 or more. However, if the impurity concentration exceeds 1 × 10 19 / cm 3 , the crystallinity of the substrate is lowered. Therefore, the preferable impurity concentration at which a lattice strain relaxation effect can be obtained is 1 × 10 18 / cm 3 or more and 1 × 10 19 / cm 3. Within a range of cm 3 or less.

格子歪みの緩和効果によってしきい値電圧としきい値電流密度がさらに低減できた理由について、以下において説明する。   The reason why the threshold voltage and the threshold current density can be further reduced by the lattice strain relaxation effect will be described below.

図１の窒化物半導体レーザ装置は、Ｂ領域／Ａ領域／発光素子構造の順で積層されている。基板１０２に含まれるＡ領域１０２ａとＢ領域１０２ｂは、互いに異なる不純物濃度を有しているが、これらのいずれもが主にＧａＮからなっている。他方、発光素子構造は同様に窒化物半導体で構成されているが、ＧａＮ以外にそれより格子定数の小さいＡｌＧａＮや格子定数の大きいＩｎＧａＮなどからなる層をも含んでいる。したがって、基板（Ａ領域とＢ領域を含む）と発光素子構造との間には、格子不整合による格子歪みが発生することが考えられる。   The nitride semiconductor laser device of FIG. 1 is laminated in the order of B region / A region / light emitting element structure. The A region 102a and the B region 102b included in the substrate 102 have different impurity concentrations, but both of them are mainly made of GaN. On the other hand, the light-emitting element structure is similarly composed of a nitride semiconductor, but includes a layer made of AlGaN having a smaller lattice constant or InGaN having a larger lattice constant than GaN. Therefore, it is conceivable that lattice distortion occurs due to lattice mismatch between the substrate (including the A region and the B region) and the light emitting element structure.

ところが、Ａ領域１０２ａはＢ領域１０２ｂよりも高い不純物濃度を有しているので、前述のように格子歪みを緩和させる働きが強く、発光素子構造とＢ領域との間の格子歪みがＡ領域を介して緩和される。この格子歪みの緩和は、発光素子構造中の結晶欠陥減少に伴う低しきい値電流密度の効果と、結晶欠陥に起因するキャリアトラップ減少に伴う低しきい値電圧の効果とを与える。   However, since the A region 102a has a higher impurity concentration than the B region 102b, the A region 102a has a strong function of relaxing the lattice distortion as described above, and the lattice distortion between the light emitting element structure and the B region causes the A region to be reduced. Relaxed through. The relaxation of the lattice strain provides an effect of a low threshold current density accompanying a decrease in crystal defects in the light emitting device structure and an effect of a low threshold voltage accompanying a decrease in carrier traps caused by crystal defects.

したがって、図４と図５に示されているように、Ａ領域のみまたはＢ領域のみからなる窒化物半導体基板を用いた発光装置に比べて、異なる２つの不純物濃度のＡ領域とＢ領域の両方を含む窒化物半導体基板を用いた発光装置の方が、そのしきい値電圧としきい値電流密度の値が低くなる。   Therefore, as shown in FIGS. 4 and 5, both the A region and the B region having two different impurity concentrations are compared with the light emitting device using the nitride semiconductor substrate composed of only the A region or only the B region. The threshold voltage and the threshold current density are lower in the light emitting device using the nitride semiconductor substrate containing.

すなわち、窒化物半導体基板が少なくとも２以上の異なる不純物濃度領域を含むことによって、その基板上と発光素子構造との格子歪みが緩和され、しきい値電圧としきい値電流密度が低くなることがわかる。   That is, it can be seen that when the nitride semiconductor substrate includes at least two different impurity concentration regions, the lattice distortion between the substrate and the light emitting element structure is relaxed, and the threshold voltage and the threshold current density are lowered. .

次に、図１２に示された窒化物基板による格子歪みの緩和効果を説明する。図１２においては、窒化物半導体基板１０２が４つの異なる不純物濃度領域から構成されている。これら４つの異なる不純物濃度領域について、エピタキシャル成長が行なわれる面側から順にＡ領域、Ｂ領域、Ｃ領域、およびＤ領域とする。すなわち、Ａ領域に接するように発光素子構造（レーザ素子構造）が形成される。ここで、Ａ領域とＣ領域は図１３の第Ｉ領域に相当し、かつＢ領域とＤ領域は第ＩＩ領域に相当すると仮定する。この仮定の下で、図１２の窒化物半導体基板に含まれる複数の不純物濃度領域が発光装置（レーザ装置）に与える効果について説明する。 Next, the effect of relieving lattice distortion by the nitride substrate shown in FIG. 12 will be described. In FIG. 12 , the nitride semiconductor substrate 102 is composed of four different impurity concentration regions. These four different impurity concentration regions are referred to as an A region, a B region, a C region, and a D region in order from the surface side where epitaxial growth is performed. That is, a light emitting element structure (laser element structure) is formed so as to be in contact with the A region. Here, it is assumed that the A region and the C region correspond to the I region in FIG. 13 , and the B region and the D region correspond to the II region. Under this assumption, the effect of the plurality of impurity concentration regions included in the nitride semiconductor substrate of FIG. 12 on the light emitting device (laser device) will be described.

Ａ領域は、その不純物濃度範囲が第Ｉ領域に属するので、発光素子構造との間のコンタクト領域で生じるショットキ障壁を減少させ、発光装置に対して低しきい値電圧の効果をもたらす。また、Ａ領域は、Ｂ領域やＤ領域に比べて高い不純物濃度を有するので、窒化物半導体基板と発光素子構造との間の格子歪みを緩和する緩衝層として作用する。Ｂ領域とＤ領域は、これらの不純物濃度範囲が第ＩＩ領域に属するので、発光装置に対して低しきい値電流密度の効果をもたらす。Ｃ領域は、その不純物濃度範囲が第Ｉ領域に属するけれども発光素子構造と直接接触していないので、発光装置に対して低しきい値電圧の効果をほとんどもたらさない。しかし、Ｃ領域はその他の領域に比べて最も高い不純物濃度を有しているので、窒化物半導体基板と発光素子構造との間の格子歪みを緩和する緩衝層として大きく寄与し得る。このようにして、図１２の窒化物半導体基板を用いた発光装置においては、その電気的特性が向上させられ得る。 Since the impurity concentration range of the A region belongs to the I region, the Schottky barrier generated in the contact region with the light emitting element structure is reduced, and a low threshold voltage effect is exerted on the light emitting device. Further, since the A region has a higher impurity concentration than the B region and the D region, it functions as a buffer layer that relaxes lattice distortion between the nitride semiconductor substrate and the light emitting element structure. The B region and the D region have an effect of a low threshold current density on the light emitting device because these impurity concentration ranges belong to the II region. The C region has almost no low threshold voltage effect on the light emitting device because its impurity concentration range belongs to the I region but is not in direct contact with the light emitting device structure. However, since the C region has the highest impurity concentration compared to the other regions, it can greatly contribute as a buffer layer that relaxes the lattice distortion between the nitride semiconductor substrate and the light emitting device structure. In this manner, the electrical characteristics of the light emitting device using the nitride semiconductor substrate of FIG. 12 can be improved.

次に、窒化物半導体基板に含まれる複数の異なる不純物濃度領域が図１３に示された第ＩＩＩ領域（不純物濃度が１×１０18／ｃｍ3以上で８×１０18／ｃｍ3以下の範囲内）に属する場合について説明する。図１３に示されているように、第ＩＩＩ領域は、第Ｉ領域と第ＩＩ領域の両方の効果が得られる不純物濃度範囲を表わしている。厳密に言えば、第ＩＩＩ領域のうちで３×１０18／ｃｍ3以上で８×１０18／ｃｍ3以下の範囲内では第Ｉ領域による効果が優勢であり、１×１０18／ｃｍ3以上で３×１０18／ｃｍ3以下の範囲内では第ＩＩ領域による効果が優勢である。なお、基板全体が一定の均一な不純物濃度を有する場合（不純物濃度領域が１つの場合）、しきい値電圧としきい値電流密度の効果が最も効率よく得られる不純物濃度は３×１０18／ｃｍ3である。しかしながら、この場合には基板が複数の異なる不純物濃度領域を有しないので、上述の格子歪みの緩和効果が得られない。また、前述のように、高不純物濃度領域の厚さは５０μｍ以下であることが望ましく、さらに望ましくは１０μｍ以下であるので、均一不純物濃度の基板自体の厚さも制約を受けて５０μｍ以下または１０μｍ以下でなければならなくなる。 Next, a plurality of different impurity concentration regions included in the nitride semiconductor substrate are the third region shown in FIG. 13 (within the impurity concentration range of 1 × 10 18 / cm 3 to 8 × 10 18 / cm 3 . ) Will be described. As shown in FIG. 13 , the III region represents an impurity concentration range in which the effects of both the I region and the II region can be obtained. Strictly speaking, within the range of 3 × 10 18 / cm 3 or more and 8 × 10 18 / cm 3 or less of the III region, the effect of the I region is dominant, and 1 × 10 18 / cm 3 or more. In the range of 3 × 10 18 / cm 3 or less, the effect of the region II is dominant. When the entire substrate has a constant and uniform impurity concentration (when there is one impurity concentration region), the impurity concentration at which the effects of the threshold voltage and the threshold current density are most efficiently obtained is 3 × 10 18 / cm. 3 . However, in this case, since the substrate does not have a plurality of different impurity concentration regions, the above-described lattice strain relaxation effect cannot be obtained. Further, as described above, the thickness of the high impurity concentration region is preferably 50 μm or less, and more preferably 10 μm or less. Therefore, the thickness of the substrate having a uniform impurity concentration is also limited to 50 μm or less or 10 μm or less. It must be.

次に、窒化物半導体基板に含まれる複数の異なる不純物濃度領域のいずれもが第ＩＩＩ領域に属する場合について、図１４を参照しつつ説明する。図１４は、窒化物半導体基板中の不純物濃度分布を表わしている。複数の不純物濃度の領域について、エピタキシャル成長が行なわれる面側から順に、Ａ領域およびＢ領域とする。すなわち、Ａ領域に接するように発光素子構造（レーザ素子構造）が形成される。図１３と図１４からわかるように、Ａ領域もＢ領域も第ＩＩＩ領域に相当している。 Next, if none of the plurality of different impurity concentration regions included in the nitride semiconductor substrate belongs to region III will be described with reference to FIG. 14. FIG. 14 represents the impurity concentration distribution in the nitride semiconductor substrate. The regions having a plurality of impurity concentrations are referred to as an A region and a B region in order from the surface side where epitaxial growth is performed. That is, a light emitting element structure (laser element structure) is formed so as to be in contact with the A region. As can be seen from FIGS. 13 and 14 , both the A region and the B region correspond to the III region.

図１４の窒化物半導体基板を構成している複数の不純物濃度領域が発光装置に与える効果は以下のとおりである。まず、Ａ領域はその不純物濃度が第ＩＩＩ領域に属しているので、しきい値電圧の減少効果としきい値電流密度の減少効果の両方が期待される。しかし、Ａ領域は発光素子構造と接していることと、Ｂ領域よりも高い不純物濃度を有していることから、主にしきい値電圧の減少効果を生じるように作用する。また、Ａ領域はＢ領域よりも高い不純物濃度を有していることから、窒化物半導体基板と発光素子構造との間の格子歪みを緩和する緩衝層としても寄与し得る。他方、Ｂ領域も、その不純物濃度範囲が第ＩＩＩ領域に属しているので、しきい値電圧の減少効果としきい値電流密度の減少効果の両方が期待される。しかし、Ｂ領域はＡ領域よりも低い不純物濃度を有しているので、主にしきい値電流密度の減少効果を生じるように作用する。 The effects of the plurality of impurity concentration regions constituting the nitride semiconductor substrate of FIG. 14 on the light emitting device are as follows. First, since the impurity concentration of the A region belongs to the III region, both the effect of reducing the threshold voltage and the effect of reducing the threshold current density are expected. However, since the A region is in contact with the light emitting element structure and has a higher impurity concentration than the B region, the region A mainly acts to reduce the threshold voltage. In addition, since the A region has a higher impurity concentration than the B region, it can also serve as a buffer layer that relaxes lattice distortion between the nitride semiconductor substrate and the light emitting element structure. On the other hand, since the impurity concentration range of the B region also belongs to the III region, both the reduction effect of the threshold voltage and the reduction effect of the threshold current density are expected. However, since the B region has an impurity concentration lower than that of the A region, the region B mainly acts so as to reduce the threshold current density.

次に、窒化物半導体基板が４つの異なる不純物濃度領域から構成されている場合について、図１５を参照しつつ説明する。図１５は、窒化物半導体基板中の不純物濃度分布を表わしている。複数の不純物濃度の領域について、エピタキシャル成長が行なわれる面側から順に、Ａ領域、Ｂ領域、Ｃ領域、およびＤ領域とする。すなわち、Ａ領域に接するように発光素子構造（レーザ素子構造）が形成される。ここで、Ａ領域は第ＩＩＩ領域に相当し、Ｂ領域とＤ領域は第ＩＩ領域に相当し、そしてＣ領域は第Ｉ領域に相当している。 Next, a case where the nitride semiconductor substrate is composed of four different impurity concentration regions will be described with reference to FIG. 15. FIG. 15 represents the impurity concentration distribution in the nitride semiconductor substrate. A plurality of regions having a plurality of impurity concentrations are referred to as an A region, a B region, a C region, and a D region in order from the surface side where epitaxial growth is performed. That is, a light emitting element structure (laser element structure) is formed so as to be in contact with the A region. Here, the A region corresponds to the III region, the B region and the D region correspond to the II region, and the C region corresponds to the I region.

図１５の窒化物半導体基板を構成している複数の不純物濃度領域が発光装置に与える効果は以下のとおりである。まず、Ａ領域は、その不純物濃度が第ＩＩＩ領域に属しているので、しきい値電圧の減少効果としきい値電流密度の減少効果の両方が期待される。しかし、Ａ領域は発光素子構造と接しているので、主にしきい値電圧の減少効果を生じるように作用する。また、Ａ領域はＢ領域よりも高い不純物濃度を有しているので、窒化物半導体基板と発光素子構造との間の格子歪みを緩和する緩衝層としても寄与し得る。他方、Ｂ領域とＤ領域は、これらの不純物濃度が第ＩＩ領域に属しているので、発光装置に対してしきい値電流密度の減少効果を生じるように作用する。また、Ｃ領域はその不純物濃度範囲が第Ｉ領域に属しているが、発光素子構造と直接接触していないので、発光素子構造との間のショットキ障壁の減少による低しきい値電圧の効果よりも、その他の不純物領域に比べて最も高い不純物濃度を有することに起因して窒化物半導体と発光素子構造との間の格子歪みを緩和する緩衝層として大きく寄与し得る。このようにして、図１５の窒化物半導体基板を用いた発光装置においては、その電気的特性が向上させられ得る。 The effects of the plurality of impurity concentration regions constituting the nitride semiconductor substrate of FIG. 15 on the light emitting device are as follows. First, since the impurity concentration of the A region belongs to the III region, both the reduction effect of the threshold voltage and the reduction effect of the threshold current density are expected. However, since the A region is in contact with the light emitting element structure, it mainly acts to reduce the threshold voltage. In addition, since the A region has a higher impurity concentration than the B region, it can also serve as a buffer layer that relaxes lattice distortion between the nitride semiconductor substrate and the light emitting element structure. On the other hand, the B region and the D region operate so as to produce a reduction effect of the threshold current density on the light emitting device because these impurity concentrations belong to the II region. In addition, although the impurity concentration range of the C region belongs to the I region, it is not in direct contact with the light emitting device structure, so that the lower threshold voltage due to the reduction of the Schottky barrier between the light emitting device structure and the C region. However, it can greatly contribute as a buffer layer that relaxes the lattice distortion between the nitride semiconductor and the light emitting device structure due to having the highest impurity concentration compared to other impurity regions. In this manner, the electrical characteristics of the light emitting device using the nitride semiconductor substrate of FIG. 15 can be improved.

次に、窒化物半導体基板が連続的に変化する不純物濃度分布を有する場合について、図１６を参照しつつ説明する。ここで、図１６で示された連続的な不純物濃度のプロファイルを適当な４つの領域に分割して説明する。複数の不純物濃度の領域について、エピタキシャル成長が行なわれる面側から順に、Ａ領域、Ｂ領域、Ｃ領域、およびＤ領域とする。すなわち、Ａ領域に接するように発光素子構造（レーザ素子構造）が形成される。ここで、Ａ領域とＣ領域は第ＩＩＩ領域に相当し、Ｂ領域は第Ｉ領域に相当し、そしてＤ領域は第ＩＩ領域に相当する。 Next, a case where a nitride semiconductor substrate having a continuously changing the impurity concentration distribution will be described with reference to FIG. 16. Here, the profile of the continuous impurity concentration shown in FIG. 16 will be described by dividing it into four appropriate regions. A plurality of regions having a plurality of impurity concentrations are referred to as an A region, a B region, a C region, and a D region in order from the surface side where epitaxial growth is performed. That is, a light emitting element structure (laser element structure) is formed so as to be in contact with the A region. Here, the A region and the C region correspond to the III region, the B region corresponds to the I region, and the D region corresponds to the II region.

図１６の窒化物半導体基板を構成している複数の不純物濃度領域が発光装置に与える効果は以下のとおりである。まず、Ａ領域は、その不純物濃度範囲が第ＩＩＩ領域に属しているので、しきい値電圧の減少効果としきい値電流密度の減少効果の両方が期待される。しかし、Ａ領域は発光素子構造と接しているので、主にしきい値電圧の減少効果を生じるように作用する。また、Ａ領域は、Ｂ領域との境界から発光素子構造との界面に向けて不純物濃度が減少しているので、不純物添加による基板と発光素子構造との界面近傍における結晶性の劣化を軽減するようにも作用し得る。さらに、不純物濃度を連続的に変化させることによって、たとえば図１４や図１５に示されているように不純物濃度を不連続（急峻）に変化させた場合に比べて、Ａ領域とＢ領域との間の境界領域における抵抗を低く抑えることができる。 The effects of the plurality of impurity concentration regions constituting the nitride semiconductor substrate of FIG. 16 on the light emitting device are as follows. First, since the impurity concentration range of the region A belongs to the region III, both the effect of reducing the threshold voltage and the effect of reducing the threshold current density are expected. However, since the A region is in contact with the light emitting element structure, it mainly acts to reduce the threshold voltage. In addition, since the impurity concentration of the A region decreases from the boundary with the B region toward the interface with the light emitting element structure, the deterioration of crystallinity near the interface between the substrate and the light emitting element structure due to the addition of impurities is reduced. Can also work. Further, by continuously changing the impurity concentration, for example, as shown in FIGS. 14 and 15 , compared with the case where the impurity concentration is changed discontinuously (steeply), the A region and the B region The resistance in the boundary region between them can be kept low.

他方、Ｂ領域は、その不純物濃度範囲が第Ｉ領域に属しているが、発光素子構造と直接接触していないので、しきい値電圧の減少効果よりも、その他の不純物領域に比べて最も高い不純物濃度を有していることに起因して、窒化物半導体基板と発光素子構造との間の格子歪みを緩和する緩衝層として寄与する。また、不純物濃度を連続的に変化させることによって格子歪みを連続的に分散させることができるので、その格子歪み緩和効果が効率よく発揮され得る。   On the other hand, the B region has an impurity concentration range belonging to the I region, but is not in direct contact with the light emitting element structure, and therefore has the highest threshold voltage reduction effect compared to other impurity regions. Due to having the impurity concentration, it contributes as a buffer layer that relaxes lattice distortion between the nitride semiconductor substrate and the light emitting element structure. In addition, since the lattice strain can be continuously dispersed by continuously changing the impurity concentration, the lattice strain relaxation effect can be efficiently exhibited.

Ｃ領域はその不純物濃度範囲が第ＩＩＩ領域に属しているので、しきい値電圧の減少効果としきい値電流密度の減少効果の双方が期待される。しかし、Ｃ領域は発光素子構造と直接接触していないので、しきい値電圧の減少効果よりもしきい値電流密度の減少効果を生じるように作用する。また、不純物濃度を連続的に変化させることによって、Ｂ領域とＣ領域との間の境界領域における抵抗を低く抑えることができる。Ｄ領域は、その不純物濃度範囲が第ＩＩ領域に属しているので、発光装置に対してしきい値電流密度の減少効果を生じるように作用する。このようにして、図１６の窒化物半導体基板を用いた発光装置においては、その電気的特性が向上させられ得る。 Since the impurity concentration range of the C region belongs to the III region, both the effect of reducing the threshold voltage and the effect of reducing the threshold current density are expected. However, since the C region is not in direct contact with the light emitting device structure, the C region acts to produce a threshold current density reduction effect rather than a threshold voltage reduction effect. Further, by continuously changing the impurity concentration, the resistance in the boundary region between the B region and the C region can be kept low. Since the impurity concentration range of the D region belongs to the II region, the D region acts to reduce the threshold current density for the light emitting device. In this way, the electrical characteristics of the light emitting device using the nitride semiconductor substrate of FIG. 16 can be improved.

なお、前述の実施例において、窒化物半導体厚膜基板上に発光素子構造を形成する場合に、その基板の表面が研磨された後に用いられてもよいことは言うまでもない。 Note that in real施例described above, in the case of forming a light emitting device structure on a nitride semiconductor thick film on a substrate, it may be used after the surface of the substrate is polished course.

以上のように、本発明によれば、窒化物半導体厚膜基板を用いて優れた特性を有する窒化物半導体発光装置を提供することができる。   As described above, according to the present invention, a nitride semiconductor light emitting device having excellent characteristics can be provided using a nitride semiconductor thick film substrate.

１０１ Ａｌ／Ｔｉ電極、１０２ ＧａＮ厚膜基板、１０２ａ 高ＳｉドープＧａＮ領域、１０２ｂ 低ＳｉドープＧａＮ領域、１０２ｃ 高ＳｉドープＧａＮ領域、１０３ ｎ型ＧａＮバッファ層、１０４ ｎ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層、１０５ ｎ型ＧａＮ光伝播層、１０６ 多重量子井戸層、１０７ ｐ型Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ｎキャリアブロック層、１０８ ｐ型光伝播層、１０９ ｐ型Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎクラッド層、１１０ ｐ型ＧａＮコンタクト層、１１１ Ａｕ／Ｐｄ電極。 101 Al / Ti electrode, 102 GaN thick film substrate, 102a High Si doped GaN region, 102b Low Si doped GaN region, 102c High Si doped GaN region, 103 n-type GaN buffer layer, 104 n-type Al 0.1 Ga 0.9 N cladding layer , 105 n-type GaN light propagation layer, 106 multiple quantum well layer, 107 p-type Al 0.2 Ga 0.8 N carrier block layer, 108 p-type light propagation layer, 109 p-type Al 0.1 Ga 0.9 N clad layer, 110 p-type GaN contact Layer, 111 Au / Pd electrode.

Claims (8)

複数の窒化物半導体層を含む発光素子構造を成長させるための窒化物半導体厚膜基板であって、
前記基板は対向する第１と第２の主面を有し、
前記基板の第１主面は、３×１０ 18 ｃｍ -3 以上１×１０ 19 ｃｍ -3 以下の高不純物濃度の第１の層領域で形成されており、
前記基板は、３×１０ 18 ｃｍ -3 以下１×１０ 17 ｃｍ -3 以上でかつ前記第１層領域より低い低不純物濃度の第２の層領域をも少なくとも含み、
前記基板の第１主面はその上に前記発光素子構造を成長させるための面であり、
前記発光素子構造の形成後に前記第１主面の側で部分的に露出される前記基板の領域が電極を形成するための領域として使用されることを特徴とする窒化物半導体厚膜基板。 A nitride semiconductor thick film substrate for growing a light emitting device structure including a plurality of nitride semiconductor layers ,
The substrate has opposing first and second main surfaces;
The first main surface of the substrate is formed of a first layer region having a high impurity concentration of 3 × 10 18 cm −3 or more and 1 × 10 19 cm −3 or less ,
The substrate may also look including a least a second layer region of 3 × 10 18 cm -3 or less 1 × 10 17 cm -3 or more and lower than the first layer region low impurity concentration,
A first main surface of the substrate is a surface for growing the light emitting device structure thereon;
A nitride semiconductor thick film substrate, wherein a region of the substrate that is partially exposed on the first main surface side after forming the light emitting device structure is used as a region for forming an electrode . 前記電極を形成するための前記基板領域は部分的に露出される前記第１層領域であることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体厚膜基板。The nitride semiconductor thick film substrate according to claim 1, wherein the substrate region for forming the electrode is the first layer region that is partially exposed. 前記電極を形成するための前記基板領域は部分的に露出される前記第２層領域であることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体厚膜基板。The nitride semiconductor thick film substrate according to claim 1, wherein the substrate region for forming the electrode is the second layer region that is partially exposed. 前記窒化物半導体基板はｎ型の導電性を有していることを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の窒化物半導体厚膜基板。 Nitride semiconductor thick film substrate according to any one of claims 1 to 3 wherein the nitride semiconductor substrate, characterized in that it has a n-type conductivity. 前記窒化物半導体基板の前記第１層領域はｎ型のための導電型決定不純物を含んでいることを特徴とする請求項４に記載の窒化物半導体厚膜基板。 5. The nitride semiconductor thick film substrate according to claim 4 , wherein the first layer region of the nitride semiconductor substrate contains a conductivity determining impurity for n-type. 前記窒化物半導体基板が含む不純物は、シリコン、ゲルマニウム、酸素、炭素、硫黄、セレンおよびテルルからなるグループから選択されたものであることを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の窒化物半導体厚膜基板。 Impurities included in said nitride semiconductor substrate, nitride according silicon, germanium, oxygen, carbon, sulfur, to any one of claims 1 to 3, characterized in that one selected from the group consisting of selenium and tellurium Semiconductor thick film substrate . 前記窒化物半導体基板内には、８×１０18ｃｍ-3以下の最も低い不純物濃度を有する層領域が含まれていることを特徴とする請求項１から６のいずれかに記載の窒化物半導体厚膜基板。 Wherein the nitride semiconductor substrate, a nitride semiconductor according to claim 1, characterized in that it contains the layer region having the lowest impurity concentration of 8 × 10 18 cm -3 or less 6 Thick film substrate . 前記窒化物半導体基板の前記第１層領域は１０μｍ以下の厚さを有することを特徴とする請求項１から７のいずれかに記載の窒化物半導体厚膜基板。 Nitride semiconductor thick film substrate according to any one of claims 1 to 7 wherein the first layer region of the nitride semiconductor substrate is characterized by having a thickness of 10 [mu] m.
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