专利名称：氮化物半导体发光元件的制作方法
技术领域：
本发明涉及GaN系发光元件等氮化物半导体发光元件。
背景技术：
最近，人们开发了作为下一代的高密度光盘的Blu-ray Disc(蓝紫色光线光盘)。在该Blu-ray Disc中，作为光源使用的是发蓝紫色光的半导体激光器，作为半导体材料使用的是氮化镓(GaN)系的III-V族化合物半导体。在考虑到今后的Blu-ray Disc的展开的情况下，作为记录仪，高密度-高速记录是必要的，结果就需要高光功率而且可靠性高的GaN系半导体激光器。
对于GaN系激光器的长寿命化来说，低功耗化和低位错密度化是重要的。例如，在S.Tomiya et.al，Phys.Stat.Sol.(a)，188(2001)69.(非专利文献1)中，指明了低功耗化与长寿命化存在着很强的相关联系。此外，在S.Nagahama et.al，Jpn.J.Appl.Phys.，39(2000)L647.(非专利文献2)和M.Ikeda et.al，Phys.Stat.Sol.(a)，194(2002)407.(非专利文献3)中，指明了位错密度的降低对于长寿命化是有效的。非专利文献2和非专利文献3都把蓝宝石用作基板，在蓝宝石基板上生长了GaN膜后，在该GaN膜上部分地形成绝缘膜后再次生长GaN膜。再次生长的GaN膜从未形成绝缘膜的区域选择性地开始生长，接着在横向方向上生长，使得伸出到绝缘膜上边。把该技术叫做外延横向过生长(ELO)。
在该ELO区域中，为了抑制起因于蓝宝石和GaN的物性常数差的贯通位错向GaN膜表面的传播，可以形成低位错密度区域。在该情况下，低位错密度区域的位错密度为106cm-2左右。另一方面，在非ELO区域的高位错密度区域中，则变成为约高2个数量级的108cm-2左右。但是，在目标指向今后的高温度-高功率下的长寿命化的情况下，现状的106cm-2左右的位错密度是不充分的，更低的低位错化是必须的。此外，由于蓝宝石基板是绝缘性的，故不能使半导体激光器的电极位于基板一侧。因此，在使用ELO技术在蓝宝石基板上制造GaN系激光器的情况下，由于成为把激光器的p电极和n电极这两个电极配置在GaN一侧的结构，故元件尺寸就要变大，由1块基板制作的元件数减少。此外，由于制造工序也要复杂化，故还存在着成品率的降低和制作成本升高的课题。
为了解决上述课题，最近，人们开始制作-销售导电型(n型)的GaN基板。例如，在特开2003-124572号公报(专利文献1)和特开2003-133649号公报(专利文献2)的GaN基板的制造方法中，公开了这样的制造方法使用上述ELO技术，在蓝宝石等的支持基板上生长了厚膜的GaN后，研磨除去支持基板，把GaN厚膜结晶切成片进行镜面加工，制作自立型的GaN基板。在该GaN基板的制作中，虽然由于要使用ELO技术而要形成低位错区域和高位错区域，但是，低位错区域的位错密度却已降低到了105cm-2左右。而且，人们还进行了在上述GaN基板上制作GaN系激光器的尝试。根据O.matsumoto et.al，Extended Abstracts of the 2002 Int.Conf.on Solid State Devices andMatrials，pp.832-833(非专利文献4)的报道，采用在低位错密度(3×105cm-2左右)的GaN基板上制作GaN系激光器的办法，作为推测寿命时间，人们预测为100000个小时左右，表明可实现大幅度的长寿命化。
在特开2003-110197号公报(专利文献3)中，公开了这样的技术为了解决在不论使用什么样的基板的情况下都是共有的基板挠曲、结晶缺陷等的问题，在基板的正上方，形成在表面上具有多条槽的由GaN构成的第1缓冲层，然后，再在第1缓冲层上由掺杂镁(Mg)的GaN构成的第2缓冲层。
发明内容
在作为GaN系激光器的基板使用GaN基板的情况下，以下的2点就将成为应当解决的课题。
(1)起因于从活性层向GaN基板一侧漏出的光(杂散光)的激光器的噪声增加
(2)起因于GaN基板表面的非平坦性的激光器特性的恶化和成品率的下降以下，对这些课题进行补充说明。
首先，对课题(1)进行详细说明。对于GaN基板的能隙能量来说，在Blu-ray Disc中使用的激光的能量(波长)小。因此，在作为GaN系激光器的基板使用GaN基板的情况下，在活性层内发生向基板一侧传播的激光，在基板中传播，向基板外漏出而不会在基板内被吸收。向该基板外漏出去的光(杂散光)由于含有自然放射光成分，故将变成为量子噪声，成为妨碍激光器的低噪声化的原因。
接着，对课题(2)进行详细说明。现状是，上述那样的GaN基板，要采用把GaN厚膜结晶切成片后作为基板取出来，用研磨等对基板表面进行镜面加工的办法来制作。但是，现状的GaN基板，与砷化镓(GaAs)或磷化铟(InP)的III-V族化合物半导体基板相比，由于难以用湿法蚀刻进行蚀刻，所以用湿法蚀刻进行的基板表面的净化效果和划痕等的研磨伤的平坦化效果是无效的。因此，如果在上述GaN基板上生长GaN系结晶或GaN系激光器，则就会在GaN结晶表面上诱发凹凸。这样的凹凸，例如在生长量子阱结构等的微细结构的情况下，就会以量子阱层的层厚分布出现，在发光特性等方面产生不均匀，在激光器的情况下，激光器特性恶化，面内不均匀，成品率下降。因此，在GaN基板上生长GaN系结晶的情况下，使该GaN结晶平坦化的技术就变得非常重要。
另外，在专利文献3中，虽然也举出了把GaN基板用作基板的例子，但是，由于需要首先在基板的正上方形成在表面上具有多条槽的由GaN构成的第1缓冲层，再在该第1缓冲层上形成由掺杂了镁的GaN构成的第2缓冲层，故层叠缓冲层的工序需要时间，制造工序的复杂化、成品率的降低、高成本化是不可避免的。
本发明的目的在于提供一种氮化物半导体发光元件，在GaN基板上进行了结晶生长的GaN系发光元件等的氮化物半导体发光元件、特别是GaN系激光器中，通过抑制从基板漏出的光(杂散光)，实现低噪声化，此外，通过促进激光器结晶表面的平坦化，提高激光器的特性-成品率，即便是在高温和高光功率动作中也可以长寿命化。
为了实现上述目的，本发明的氮化物半导体发光元件，具备由氮化物半导体构成的基板；与上述基板的上表面相连接地形成、由含p型杂质的氮化物半导体构成的半导体层；在上述半导体层之上形成、由含第1导电型杂质的氮化物半导体构成的第1包层；在上述第1包层之上形成的活性层；在上述活性层之上形成、由含第2导电型杂质的氮化物半导体构成的第2导电型包层。
在上述发明的氮化物半导体发光元件中，优选的是上述半导体层由含Mg的氮化物半导体构成。此外，更为优选的是上述半导体层由含Mg的GaN构成。这时，上述基板优选的是由GaN构成。
在上述发明的氮化物半导体发光元件中，上述半导体层的厚度为，优选的是5nm以上200nm以下，更为优选的是5nm以上100nm以下。
在上述发明的氮化物半导体发光元件中，可以成为具备例如在上述基板之下形成的第1电极和在第2导电型包层之上形成的第2电极的结构。
此外，本发明是一种氮化物半导体发光元件，其包括由氮化物半导体构成的基板；在上述基板之上形成、由含第1导电型杂质的氮化物半导体构成的第1包层；在上述第1包层之上形成的活性层；和，在上述活性层之上形成、由含第2导电型杂质的氮化物半导体构成的第2导电型包层，其中还包括在上述基板和上述活性层之间形成、由含有p型杂质与n型杂质和/或碳(C)的氮化物半导体构成的半导体层。
在上述发明的氮化物半导体发光元件中，上述半导体层，优选的是在上述基板与上述第1包层之间形成。更为优选的是上述半导体层与上述基板的上表面相连接地形成。
上述半导体层，例如，由含Mg和Si的氮化物半导体构成。或者，上述半导体层，例如，由含Mg和C的氮化物半导体构成。或者，上述半导体层，例如，由含Mg、Si和C的氮化物半导体构成。另外，优选的是上述半导体层的氮化物半导体是GaN。而且，优选的是上述基板由GaN构成。
在上述发明的氮化物半导体发光元件中，也可以是形成了多个上述半导体层的结构。在上述发明的氮化物半导体发光元件中，可以成为具备例如在上述基板之下形成的第1电极和在第2导电型包层之上形成的第2电极的结构。
本发明的上述目的、其它的目的、特征和优点，参照附图，并且从以下的优选实施方式的详细说明中可了解清楚。
图1的剖面图示意性地示出了实施方式1的激光元件的结构。
图2的剖面图示意性地示出了到结晶工序为止结束了的实施方式1的激光元件的结构。
图3的剖面图示意性地示出了到结晶工序为止结束了的比较例1的激光元件的结构。
图4示出了实施例1的激光元件的电流-光输出特性。
图5示出了实施例1的激光元件的光输出-RIN。
图6示出了比较例1的激光元件的光输出-RIN。
图7的剖面图示出了试样1的结构。
图8示出了试样1、2的吸收谱。
图9的剖面图示意性地示出了到结晶生长工序为止结束了的实施方式2的激光元件的结构。
图10示出了实施例2的激光元件的Mg、Si的浓度相对于距表面的深度的关系。
图11示出了试样1～3的吸收谱。
图12的剖面图示意性地示出了到结晶生长工序为止结束了的实施方式3的激光元件的结构。
图13示出了试样4、5的吸收谱。
图14的剖面图示意性地示出了实施方式5的激光元件的结构。
图15的剖面图示意性地示出了到结晶生长工序为止结束了的实施方式5的激光元件的结构。
图16A～图16K的剖面图示意性地示出了实施方式5的GaN基板的加工工序。
图17的剖面图示意性地示出了到结晶生长工序为止结束了的实施方式5的与图15不同的形态的激光元件的结构。
具体实施例方式
以下，参照附图对本发明的实施方式进行说明。另外，在附图中，为了便于说明，有时候是采用改变各层的倍率的办法画出来的。
(实施方式1)本发明的实施方式1的氮化物半导体发光元件，是GaN系的激光元件。图1的剖面图示意性地示出了本实施方式的激光元件1的结构。如图1所示，激光元件1的结构是在GaN基板11上按照下述各层的顺序层叠起来，这些层是由掺杂了Mg的GaN构成的特定半导体层12；n型GaN层13；由n型Al0.07Ga0.93N构成的n型包层14；由n型GaN构成的第1光引导层15；由In0.10Ga0.90N/In0.02Ga0.98N构成的多量子阱活性层16；由In0.02Ga0.98N构成的中间层17；由p型Al0.18Ga0.82N构成的盖层18；由p型GaN构成的第2光引导层19；由p型Al0.07Ga0.93N构成的p型包层20和由p型GaN构成的p型接触层21。然后，在特定的区域中，除去位于活性层16上方的p型包层20和p型接触层21，未除去的区域则变成为脊背。除了脊背上边之外，堆积SiO2膜22，在脊背上和SiO2膜22上，形成由钯(Pd)、铂(Pt)和金(Au)构成的p电极23。此外，在基板11的背面形成由钛(Ti)、铂(Pt)和金(Au)构成的n电极24。
其次，对本实施方式的激光元件1的制造方法进行说明。图2的剖面图示意性地示出了到结晶生长工序为止结束了的激光元件1(以下，决定即便是分离成各元件之前的状态也叫做激光元件)的结构。首先，边参看图2边对结晶生长工序进行说明。用酸溶液洗净以(0001)面为主面的GaN基板11。然后，把GaN基板11保持在有机金属气相生长(MOVPE)装置(未图示)的反应炉内的承受器上，对反应炉进行真空排气。接着，使反应炉内的压力变成为39.9kPa的氮气气氛，使温度升温到约800℃，加热GaN基板11，进行表面的热洗净。在该热洗净工序中，可以除去那些用酸洗净未能除去的GaN基板11表面的异物和氧化物。另外，在该工序中，也可以添加氢而成为氮与氢的混合气氛。但是，当氢的分压成为过剩时，在GaN基板11表面上就会进行蚀刻反应，划痕等的研磨伤的凹凸就会变得厉害起来。此外，由于还会发生Ga微滴等使得结晶性劣化，故是不可取的。
其次，在使反应炉升温到大约1000℃后，作为载气，向GaN基板11的主面上，供给供给量为7sccm的三甲基镓(TMG)、供给量为7.5slm的氨(NH3)气体以及氮与氢的混合气体，同时，也供给作为p型掺杂物的双环戊二烯基镁(Cp2Mg)气体。
利用结晶生长初期的上述工序，在GaN基板11上形成有由掺杂了Mg的GaN构成的特定半导体层12。在本实施方式中，对Cp2Mg气体的供给量和时间进行控制，生长厚度约为20nm、由Mg杂质浓度约为2×1017cm-3的GaN构成的特定半导体层12。由该p型GaN构成的特定半导体层12，在激光器动作中，起着吸收从活性层16向GaN基板11一侧漏出的光(杂散光)的作用。另外，在本实施方式中，虽然把GaN特定半导体层12的层厚设为约20nm，但是并不限于该层厚。只要层厚为5nm左右以上，就具有对从GaN基板11漏出的杂散光的抑制、以及对GaN基板11表面的凹凸的平坦化的效果。因此，特定半导体层12的层厚，优选的是成为5nm以上200nm以下。更优选的是成为5nm以上100nm以下。在特定半导体层12的层厚大于200nm的情况下，由于点缺陷向结晶中导入等的结晶性劣化和因厚膜化而结晶表面的平坦性恶化就会变得显著起来，故是不可取的。另外，也可以使得特定半导体层12在GaN基板11与活性层16之间形成多层而不仅是1层。
而且，特定半导体层12中的Mg杂质浓度，优选的是1×1017cm-3以上2×1018cm-3以下。在杂质浓度大于2×1018cm-3的情况下，由于结晶表面的平坦性恶化因杂质的高浓度化而会变得显著起来，故是不可取的。
接着，仅仅停止Cp2Mg气体的供给，作为n型掺杂物而供给硅烷(SiH4)气体，由此，生长厚度约为0.3μm、Si杂质浓度约为5×1017cm-3的n型GaN层13。其次，也供给三甲基铝(TMA)，生长厚度约为1.2μm、由Si杂质浓度约为5×1017cm-3的n型Al0.07Ga0.93N构成的n型包层14。接着，在生长了厚度约为120nm、由Si杂质浓度约为5×1017cm-3的n型GaN构成的第1光引导层15之后，使温度降温到约800℃，把载气变更为仅仅是氮气，供给三甲基铟(TMI)和TMG，生长由厚度约为3nm的由In0.10Ga0.90N构成的量子阱层(3层)和厚度约为7nm的由In0.02Ga0.98N构成的阻挡层(2层)构成的多重量子阱活性层16。
接着，生长厚度约为100nm的由In0.02Ga0.98N构成的中间层17。另外，该中间层17，做成不添加杂质的非掺杂层。中间层17，起着防止作为p型掺杂物的Mg因扩散等向活性层16中混入的作用、和减少在激光器动作时因Mg而产生的光吸收损耗的作用。
然后，再次把反应炉内的温度升温到约为1000℃，向载气中也混合氢，供给Cp2Mg气体和TMG气体后，也供给TMA气体，生长厚度约为20nm、由Mg杂质浓度约为1×1019cm-3的p型Al0.18Ga0.82N构成的盖层18。另外，在本实施方式中，从盖层18的生长之前就要供给Cp2Mg气体。P型AlGaN层，就如盖层18那样，人们知道Al组成越增加，就越高电阻化。此外，在用石英构成MOVPE装置的反应管的情况下，由于供给到反应管内的Mg会与石英反应，故常常得不到含有所希望的Mg浓度的半导体(存储器效应)。因此，就如本实施方式这样，在盖层18的生长之前预先供给Cp2Mg气体，就可以缓和由上述存储器效应所产生的Mg掺杂滞后，可以抑制盖层18的高电阻化。而且，通过将在盖层18的生长之前供给的Cp2Mg气体设定得比在生长时供给的Cp2Mg气体多，可以进一步缓和上述存储器效应。此外，上述盖层18，还起着在继续进行的p型包层20的生长中防止In从活性层16蒸发出来的作用、和在电流注入时防止从n型层向活性层注入的电子向p型层溢出的作用。
另外，在本实施方式中，虽然把上述盖层18的层厚做成约为20nm，但层厚并不限于此。盖层18在其厚度达到约为10nm左右时，由于电子溢出防止效果是显著的，故优选的是要设为10nm以上。此外，在本实施方式中，虽然把上述盖层18的Al组成设为18％，但是Al组成并不限于此。盖层18的Al组成，由于在达到10％时防止电子溢出的效果是显著的，故优选的是10％以上。
其次，生长厚度约为100nm、由Mg杂质浓度约为1×1019cm-3的p型GaN构成的第2光引导层19。接着，生长厚度约为0.5μm、由Mg杂质浓度约为1×1019cm-3的p型Al0.07Ga0.93N构成的p型包层20。最后，生长厚度约为60nm、由Mg杂质浓度约为1×1019cm-3的p型GaN构成的p型接触层21。在这里，优选的是要进一步增加p型接触层21的约10nm左右的最表面的Mg浓度(例如约为1×1020cm-3)。这样一来，就可以大幅度地降低与p电极23的接触电阻，有助于激光元件1的动作电压的降低，即，有助于长寿命化。
另外，在本实施方式中，虽然把n型包层14和p型包层20的各Al组成设为7％，但是也可以把各Al组成减少至3～5％。通过减少包层的Al组成，就可以缓和与GaN及InGaN的晶格不匹配度，可以缓和施加于活性层16上的应力，可以进一步改善激光元件的可靠性。
其次，边参看作为示意性地示出了激光元件1结构的剖面图的图1，边对电极形成工序进行说明。在结晶生长工序结束后，首先，进行p型半导体层的活性化加热处理。加热处理在750℃的氮气气氛中进行10分钟左右。然后，向激光器结晶表面上堆积由二氧化硅(SiO2)构成的绝缘膜。接着，向该绝缘膜上堆积光刻胶膜，并利用光刻法使得仅仅在p型接触层21的脊背形成区域(脊背宽度约为2μm)上剩下光刻胶膜。然后，以光刻胶膜为蚀刻掩模，用氢氟酸溶液除去光刻胶除去部的SiO2膜，使p型接触层21露出来。接着，用干法蚀刻装置(未图示)对脊背形成区域以外进行蚀刻，把活性层16上的剩余层厚控制到0.1μm左右。结果是，脊背形成区域以外的p型包层20和p型接触层21被除去。另外，在该干法蚀刻中使用的气体是氯气(Cl2)。然后，利用丙酮等有机溶液除去脊背上的光刻胶膜，用氢氟酸溶液除去脊背上的SiO2膜。其次，用规定的掩模层把脊背上的p电极23形成区域覆盖起来，用SiO2膜22对脊背上的p电极23形成区域以外进行堆积之后，向脊背上及SiO2膜上蒸镀钯(Pd)、铂(Pt)和金(Au)，形成p电极23。
接着，对基板11的背面进行研磨，使总膜厚薄膜化为100μm左右。然后，向基板11的背面(研磨面)上蒸镀钛(Ti)、铂(Pt)和金(Au)，形成n电极24。这时，要使得与每一个激光元件相对应地分离形成n电极24，而不是在基板11的整个面上形成。利用该电极分离，因劈开而产生的激光元件的分离就会很容易。
接着，转移到激光谐振器端面的劈开工序。要用劈开装置(未图示)把GaN基板11劈开，使得谐振器端面成为GaN基板11的(1-100)面，分离成条状态。另外，激光器谐振器长度设为600μm。接着，用溅射装置(未图示)向激光谐振器的后端面上堆积用3对SiO2和二氧化钛(TiO2)构成的电介质多层膜，成为具有90％左右的反射率的高反射膜涂层。
最后，进行条状态的激光元件的2次劈开，分离成激光器芯片，并使得激光器外壳与p电极23一侧连接地来装配。
作为实施例1，制作上述实施方式1的激光元件1，而作为比较例1，制作仅仅不具备GaN特定半导体层12这一点与激光元件1不同的激光元件1’，把它们用作进行下述试验a)～d)的试验对象。
图3的剖面图示出了到结晶生长工序为止结束了的比较例1的激光元件1’的结构。激光元件1’的结构是，在GaN基板27上按照下述各层的顺序层叠起来，这些层是n型GaN层28；由n型Al0.07Ga0.93N构成的n型包层29；由n型GaN构成的第1光引导层30；由In0.10Ga0.90N/In0.02Ga0.98N构成的多量子阱活性层31；由In0.02Ga0.98N构成的中间层32；由p型Al0.18Ga0.82N构成的盖层33；由p型GaN构成的第2光引导层34；由p型Al0.07Ga0.93N构成的p型包层35和由p型GaN构成的p型接触层36。该结晶生长方法，由于除了不含结晶生长GaN特定半导体层12的工序之外、其余与实施方式1的激光元件1是相同的，故省略说明。至于结晶生长后形成SiO2绝缘膜和电极的工序、劈开工序，由于也与实施方式1的激光元件1是相同的，故省略图示和说明。
a)用透过电子显微镜进行的结晶层叠剖面的观察用透过电子显微镜(TEM)观察了实施例1和比较例1的激光元件的制造工序的结晶生长后的层叠剖面(未图示)。
在实施例1中，在GaN基板11的表面上虽然发现了划痕等的起因于研磨伤的凹凸，但是，已经确认在特定半导体层12的表面上凹凸大幅度地减少了。具体地说，在GaN基板11表面处高度10nm左右的凹凸地方，在特定半导体层12的层叠后该高度减少到2nm左右。
另一方面，在比较例1中，在GaN基板27的表面上，则发现了划痕等的起因于研磨伤的凹凸，而且确认起因于该凹凸的各层的厚度方向的位置变动(以下，也叫做“层厚波动”)波及到了包括活性层31的激光器结构全体。具体地说，在活性层31中确认的层厚波动约为3nm，这与活性层31的量子阱层厚度(约为3nm)是同等的。即，在活性层内存在着与量子阱层厚度同等程度的层厚波动，导致激光器特性的发光特性的恶化、在GaN基板面内的激光器特性不均匀化和在制造中的成品率降低。
至于在实施例1的特定半导体层12中表面的凹凸大幅度地减少的理由，本发明者认为原因在于由于在GaN基板11上生长GaN结晶时掺杂Mg，可显著地促进与基板平行方向的横向方向的生长，故在GaN基板11的表面上形成的凹凸在生长初期阶段被平坦化。该结晶表面平坦化，由于使作为活性层16的量子阱层平坦化，使量子效应显著化，故会对阈值电流降低等的激光器特性的提高做出贡献。
b)激光器特性的测定向实施例1和比较例1的激光元件注入电流，测定了电流-光输出特性。
图4示出了实施例1的激光元件1的电流-光输出特性。如图4所示，实施例1的激光元件1，因电流注入而在室温下实现了连续振荡。这时的阈值电流和陡度效率的平均，分别是35mA、1.4W/A。
比较例1的激光元件1’，因电流注入而实现了室温连续振荡。这时的阈值电流和陡度效率的平均，分别是55mA、0.8W/A。与实施例1的激光元件1进行比较，可知作为激光器特性的阈值电流和陡度效率都已恶化。这被推测为起因于在比较例1的激光元件1’中，内在有由GaN基板27的表面凹凸产生的各层的层厚波动。在这里，在比较例1的激光元件1’的制作工序中，可以从GaN基板27全体中挑选具有与实施例1的激光元件1同等程度的激光器特性的元件的成品率，大体上是30％左右的低成品率。
c)相对噪声强度的测定在实施例1和比较例1的激光元件中，测定了在各光输出(1～10mW)下的相对噪声强度(RIN)。
图5示出了实施例1的激光元件1的光输出-相对噪声强度(RIN)。图6示出了比较例1的激光元件1’的光输出-相对噪声强度。但是，为了降低由在向光盘照射激光时所发生的返回光所产生的噪声，在RIN测定时给要施加于激光元件上的偏置电压(电流)已施加上了400MHz左右的高频叠加。就如从图5也可以看明白的那样，一般地说光输出越小，自然放射光的影响就越大，所以RIN就会变大。实际上，在Blu-ray Disc的再现时作为激光，需要2.5mW左右的低输出，作为这时的RIN，要求在-130dB/Hz以下。实际上，在实施例1的激光元件1的情况下，光输出为2.5mW时的RIN，是充分地满足上述要求的-135dB/Hz左右(参看图5)。另一方面，在比较例1的激光元件1’的情况下，光输出为2.5mW时的RIN，是-125dB/Hz左右(参看图6)。
与比较例1的激光元件1’比较，实施例1的激光元件1的低噪声化，被认为是起因于从活性层16向GaN基板11一侧漏出的自然放射光(杂散光)在GaN特定半导体层12中被吸收。反之，比较例1的激光元件1’的高噪声化，被认为是起因于由于不存在p型GaN特定半导体层，故自然放射光(杂散光)从GaN基板27漏出量子噪声增加。
d)恒定光输出寿命试验挑选光输出50mW时的功耗(动作电流与动作电压之积)为0.4W左右的实施例1的激光元件1，在60℃的高温下实施了在50mW的高光输出下的恒定光输出(APC)寿命试验。其结果是，在实施例1的激光元件1中的劣化率(动作电流的增加率)每一个小时为0.001mA左右，确认了3000小时以上的稳定动作。
其次，与上述同样，挑选光输出50mW时的功耗与上述同等程度(0.4W)的比较例1的激光元件1’，实施了在50mW的高光输出下的APC寿命试验。对于实施例1和比较例1的激光元件，在同等程度的功耗下对激光元件进行挑选的理由，是由于GaN系激光器的寿命时间对功耗的依赖性大，如果不在同等程度的功耗下对激光元件进行比较，则内部应力与寿命时间的相关关系不明确的缘故。
比较例1的激光元件1’的劣化率，约为实施例1的激光元件1的20倍左右，可知是急速地进行劣化。
这被推测为是，在比较例1的激光元件1’的情况下，由于不存在GaN特定半导体层，所以在包括活性层31的各层内产生了层厚波动，给活性层施加微小的结晶变形(晶格变形)，与劣化加速相关联的缘故。
e)在特定半导体层中的光吸收的估算试验进行了对在GaN特定半导体层中的光吸收进行估算的试验。作为试验用的试样，准备了试样1和试样2。图7的剖面图示出了试样1的结构。试样1是以与实施方式1同样的结晶生长方法、在GaN基板25上结晶生长具有与GaN特定半导体层12同量的Mg杂质浓度(约为2×1017cm-3)的Mg掺杂GaN层26的试样。但是，在实施方式1中，虽然把GaN特定半导体层12的层厚设为20nm，但是在本试验中，为了定量地估算光吸收量而有意地加厚，把其层厚设为约500nm。试样2是把未在GaN基板上施行Mg掺杂的非掺杂GaN层结晶生长成为层厚为约500nm的试样(未图示)。
用试样1和试样2，测定了吸收谱。但是，吸收谱是在使用氙(Xe)灯以抑制光干涉那样的角度(布留斯特角度)测定的。图8表示作为测定结果的试样1、2的吸收谱。由图8可知，在实施方式1的激光元件1的振动波长405nm处的吸收系数，在试样1中约为40cm-1左右，在试样2中则是1cm-1左右以下。也就是说。在试样1中，由于具有Mg掺杂GaN层26(相当于实施方式1的特定半导体层12)，故可以说激光的吸收非常大。根据以上已确认，在实施方式1的激光元件1中，由于具有特定半导体层12，故充分地具有吸收抑制从活性层16向GaN基板11方向漏出的光的效果。
在试样1中得到的光吸收效果，被认为是起因于掺杂到GaN层26内的Mg在GaN的禁带宽度中形成了深的能级的受主能级。
从以上的试验结果可知，在GaN基板上的GaN系激光器中，采用最初在GaN基板上结晶生长掺杂了p型杂质的层的办法，使得在(1)起因于从活性层向GaN基板一侧漏出的光(杂散光)的激光器的噪声增加、(2)起因于GaN基板表面的非平坦性的激光器特性的恶化和成品率的降低、这两个方面得到了改善。
(实施方式2)本发明的实施方式2的氮化物半导体发光元件，是GaN系激光元件。图9的剖面图示意性地示出了到结晶生长工序为止结束了的本实施方式的激光元件2的结构。本实施方式的激光元件2，与实施方式1的激光元件1相比，除了特定半导体层的组成不同这一点之外，其余是相同的。即，如图9所示，激光元件2的结构是在GaN基板41上按照下述各层的顺序层叠起来，这些层是由已掺进了Mg和Si的GaN构成的特定半导体层42；n型GaN层43；由n型Al0.07Ga0.93N构成的n型包层44；由n型GaN构成的第1光引导层45；由In0.10Ga0.90N/In0.02Ga0.98N构成的多量子阱活性层46；由In0.02Ga0.98N构成的中间层47；由p型Al0.18Ga0.82N构成的盖层48；由p型GaN构成的第2光引导层49；由p型Al0.07Ga0.93N构成的p型包层50和由p型GaN构成的p型接触层51。
本实施方式的激光元件2的结晶生长方法，除了GaN特定半导体层的结晶生长工序不同这一点之外，其余与实施方式1的激光元件1是相同的，所以仅仅对GaN特定半导体层42的结晶生长工序进行说明。此外，对于在结晶生长后，形成SiO2绝缘膜和电极的工序、劈开工序，由于也与实施方式1的激光元件1是相同的，故省略图示和说明。
对在酸洗净后搬送入MOVPE装置内的以(0001)面为主面的GaN基板41，使温度升温到约为800℃，进行GaN基板41表面的热洗净。其次，在使反应炉升温到约为1000℃后，向GaN基板41的主面上，作为载气供给TMG和NH3气体、以及氮与氢的混合气体，同时还供给Cp2Mg气体和SiH4气体。通过结晶生长初期的上述工序，在GaN基板41上形成GaN特定半导体层42。在本实施方式中，对Cp2Mg气体和SiH4气体的供给量和时间进行控制，生长厚度约为20nm、Mg杂质浓度约为2×1017cm-3和Si杂质浓度约为1×1018cm-3的GaN特定半导体层42。该GaN特定半导体层42，在激光器动作中，起着吸收从活性层46向GaN基板41一侧漏出的光(杂散光)的作用。
另外，在本实施方式中，虽然把GaN特定半导体层42的层厚设为约20nm，但是并不限于该层厚。只要层厚为5nm左右以上，就具有对从GaN基板漏出的杂散光的抑制、和对GaN基板表面的凹凸的平坦化的效果。因此，特定半导体层42的层厚，优选的是设为5nm以上200nm以下。更为优选的是设为5nm以上100nm以下。在特定半导体层42的层厚大于200nm的情况下，由于点缺陷向结晶中导入等的结晶性劣化以及因厚膜化而使结晶表面的平坦性恶化，故是不可取的。此外，特定半导体层42中的Mg杂质的浓度，优选的是在1×1017cm-3以上1×1018cm-3以下。在Mg杂质的浓度大于1×1018cm-3的情况下，由于结晶表面的平坦性恶化因杂质的高浓度化而会变得显著起来，故是不希望的。此外，Si杂质的浓度，优选的是在2×1017cm-3以上5×1018cm-3以下。在Si杂质的浓度大于5×1018cm-3的情况下，由于结晶表面的平坦性恶化因杂质的高浓度化而会变得显著起来，故是不希望的。
在本实施方式中，虽然把GaN特定半导体层42配置到了GaN基板41正上方，但是，也可以配置在GaN基板41与活性层46之间，或GaN基板41与n型包层44之间。即便是这样的结构，对于从GaN基板41漏出的杂散光的抑制和GaN基板41表面的凹凸的平坦化也具有同等程度的效果。但是，仅仅从谋求GaN基板41的平坦化这一点来看，优选的是把特定半导体层42配置在离基板41近的位置上。另外，也可以使得特定半导体层42在GaN基板41与活性层46之间形成多层而不仅是1层。
另外，在本实施方式中，虽然把n型包层44和p型包层50的各Al组成设为7％，但是也可以把各Al组成减少到3～5％。通过减少包层的Al组成，就可以缓和与GaN及InGaN的晶格不匹配度，可以缓和施加于活性层46上的变形，可以进一步改善激光元件的可靠性。
作为实施例2，制作上述实施方式2的激光元件2，用作进行下述试验a)～e)的试验对象。此外，实施例1的激光元件1也用作了试验对象。
a)Mg及Si浓度分布的测定在实施例2的激光元件2中，用2次离子质量分析法(SIMS)测定了GaN特定半导体层42附近的Mg及Si的浓度分布。图10示出了测定结果。图10示出了相对于距激光元件2(试样)表面的深度的Mg、Si的浓度。如图10所示，在GaN特定半导体层42中，Mg浓度峰值约为2×1017cm-3、Si浓度峰值约为1×1018cm-3，确认同时掺进了Mg和Si。另外，对实施例1的激光元件1进行SIMS分析的结果，与图10的Mg浓度分布是同等的。
b)激光器特性的测定向实施例2的激光元件2中注入电流，测定了电流-光输出特性。实施例2的激光元件2，因电流注入而在室温下实现了连续振荡。这时的阈值电流和陡度效率的平均，与实施例1的激光元件1同样，分别是35mA、1.4W/A。
c)动作电压的测定对于激光元件的动作电压，比较研究了实施例2的激光元件2和实施例1的激光元件1。在电流值50mA下的动作电压，相对于在激光元件1中为4.8V，在激光元件2中为4.5V。
激光元件1和激光元件2都在GaN基板的研磨面一侧形成有n电极。因此，从n电极一侧向活性层注入的电子在途中就需要通过特定半导体层。这时，与激光元件1比较，由于在激光元件2中不仅掺进了Mg(p型杂质)还同时掺进了Si(n型杂质)，故就成为电子的电传导容易的结构。因此，可认为激光元件2可以降低动作电压。
d)相对噪声强度的测定对实施例2的激光元件2的各光输出(1～10mW)下的相对噪声强度(RIN)进行了评价。但是，为了降低由在向光盘照射激光时所发生的返回光所产生的噪声，在RIN测定时给施加于激光器上的偏置电压(电流)施加了400MHz左右的高频叠加。在实施例2的激光元件2中，光输出2.5mW时的RIN为-135dB/Hz左右。
在实施例2的激光元件2的情况下，与比较例1的激光元件1’比较，可以说已实现了低噪声化(参看实施方式1中的试验c)的结果)。该低噪声化，可推测为起因于从活性层46向GaN基板41一侧漏出的自然放射光(杂散光)在GaN特定半导体层42中显著地被吸收。
e)恒定光输出寿命试验挑选光输出50mW时的功耗(动作电流与动作电压之积)为0.4W左右的实施例2的激光元件2，在60℃的高温下实施了在50mW的高光输出下的恒定光输出(APC)寿命试验。其结果是，在实施例2的激光元件2中的劣化率(动作电流的增加率)每一个小时为0.001mA左右，确认了3000小时以上的稳定动作。此外，与激光元件1同样，可以从GaN基板41中挑选该长寿命激光元件的成品率是大体上70％左右。
实施例2的激光元件2的长寿命化和高成品率化，可认为起因于GaN特定半导体层42的导入。即，与实施例1的激光元件1同样，可推测为通过GaN特定半导体层42的导入，GaN基板表面的非平坦性得到了大幅度地改善(由Mg掺杂产生的平坦化效果)，可以解决激光器特性的恶化和成品率的下降。
f)在特定半导体层中的光吸收的估算试验进行了对在GaN特定半导体层中的光吸收进行估算的试验。作为试验用的试样，准备了实施方式1的试验e)的试样1和试样2，除此之外还准备了试样3。试样3是用与实施方式2同样的结晶生长方法，在GaN基板41上结晶生长具有与GaN特定半导体层42同量的Mg杂质浓度(约2×1017cm-3)和Si杂质浓度(约1×1018cm-3)的GaN层。但是，在实施方式2中，虽然把GaN特定半导体层42的层厚设为20nm，但是在本试验中，为了定量地估算光吸收量而有意地加厚，把其层厚设为约500nm。
分别测定了试样1～试样3的吸收谱。但是，吸收谱是在使用氙(Xe)灯以抑制光干涉那样的角度(布留斯特角度)测定的。图11示出了作为测定结果的试样1～3的吸收谱。由图11可知，在实施方式2的激光元件2的振动波长405nm处的吸收系数，在试样3中约为100cm-1左右。另一方面，在试样1、2中，该吸收系数则分别是40cm-1和1cm-1左右以下。
即，根据本试验，在试样3即在同时掺杂了p型杂质和n型杂质的GaN特定半导体层中，已经确认激光的吸收非常大，充分地具有吸收抑制从活性层向GaN基板方向漏出的光的效果。根据以上已经确认，在实施方式2的激光元件2中，由于具有特定半导体层42，故充分地具有吸收抑制从活性层46向GaN基板41方向漏出的光的效果。
在试样3中得到的光吸收效果，可认为是起因于掺杂到GaN特定半导体层内的Mg和Si在GaN的禁带宽度中同时形成了受主能级和施主能级。
(实施方式3)本发明的实施方式3的氮化物半导体发光元件，是GaN系激光元件。图12的剖面图示出了到结晶生长工序为止结束了的本实施方式的激光元件3的结构。本实施方式的激光元件3，与实施方式1的激光元件1相比，除了特定半导体层的组成不同这一点之外，其余是相同的。即，如图12所示，激光元件3的结构是在GaN基板61上按照下述各层的顺序层叠起来，这些层是由已掺进了Mg和C的GaN构成的特定半导体层62；n型GaN层63；由n型Al0.07Ga0.93N构成的n型包层64；由n型GaN构成的第1光引导层65；由In0.10Ga0.90N/In0.02Ga0.98N构成的多量子阱活性层66；由In0.02Ga0.98N构成的中间层67；由p型Al0.18Ga0.82N构成的盖层68；由p型GaN构成的第2光引导层69；由p型Al0.07Ga0.93N构成的p型包层70和由p型GaN构成的p型接触层71。
本实施方式的激光元件3的结晶生长方法，除了GaN特定半导体层的结晶生长工序不同这一点之外，其余与实施方式1的激光元件1是相同的，所以仅仅对GaN特定半导体层62的结晶生长工序进行说明。此外，对于在结晶生长后形成SiO2绝缘膜和电极的工序、劈开工序，由于也与实施方式1的激光元件1是相同的，故省略图示和说明。
对在酸洗净后搬送入MOVPE装置内的以(0001)面为主面的GaN基板61，使温度升温到约800℃，进行基板表面的热洗净。其次，在使反应炉升温到约1000℃后，向GaN基板61的主面上，作为载气供给TMG和NH3气体以及氮与氢的混合气体，同时还供给Cp2Mg气体和丙烷(CH3CH2CH3)气体。把CH3CH2CH3气体用作供往GaN结晶的碳杂质源。
通过结晶生长初期的上述工序，在GaN基板61上形成GaN特定半导体层62。在本实施方式中，对Cp2Mg气体和CH3CH2CH3气体的供给量和时间进行控制，生长厚度约为20nm、Mg杂质浓度约为2×1017cm-3和C杂质浓度约为1×1018cm-3的GaN特定半导体层62。该特定半导体层62，在激光器动作中，起着吸收从活性层66向GaN基板61一侧漏出的光(杂散光)的作用。
另外，在本实施方式中，虽然把GaN特定半导体层62的层厚设为约20nm，但是并不限于该层厚。只要层厚为5nm左右以上，就具有对从GaN基板漏出的杂散光进行抑制、以及使GaN基板表面的凹凸平坦化的效果。因此，特定半导体层62的层厚，优选的是设为5nm以上200nm以下。更为优选的是设为5nm以上100nm以下。在特定半导体层62的层厚大于200nm的情况下，由于点缺陷向结晶中导入等的结晶性劣化和因厚膜化而结晶表面的平坦性恶化就会变得显著起来，故是不可取的。
而且，特定半导体层62中的Mg杂质的浓度，优选的是在1×1017cm-3以上1×1018cm-3以下。在Mg杂质的浓度大于1×1018cm-3的情况下，由于结晶表面的平坦性恶化因杂质的高浓度化而会变得显著起来，故是不可取的。此外，特定半导体层62中的C杂质浓度，优选的是在2×1017cm-3以上5×1018cm-3以下。在C杂质浓度大于5×1018cm-3的情况下，由于结晶表面的平坦性恶化因杂质的高浓度化而会变得显著起来，故是不可取的。在本实施方式中，虽然把GaN特定半导体层62配置到了GaN基板61正上方，但是，也可以配置在GaN基板61与活性层66之间、或GaN基板61与n型包层64之间。即便是这样的结构，对于从GaN基板61漏出的杂散光的抑制和GaN基板61表面凹凸的平坦化也具有同等程度的效果。但是，从谋求GaN基板61的平坦化这一点来看，优选的是把特定半导体层62配置在离基板61近的位置上。另外，也可以使得特定半导体层62在GaN基板61与活性层66之间形成多层而不仅是1层。
另外，在本实施方式中，虽然把n型包层64和p型包层70的各Al组成设为7％，但是也可以把各Al组成减少至3～5％。通过减少包层的Al组成，就可以缓和与GaN及InGaN的晶格不匹配度，可以缓和施加于活性层66的变形，可以进一步改善激光元件的可靠性。
另外，在本实施方式中，虽然把CH3CH2CH3气体用作向GaN结晶掺杂的碳杂质源。但是，也可以使用四溴化碳(CBr4)。
作为实施例3，制作上述实施方式3的激光元件3，用作进行下述试验a)～c)的试验对象。
a)激光器特性的测定向实施例3的激光元件3中注入电流，测定电流-光输出特性。实施例3的激光元件3，因电流注入而在室温下实现了连续振荡。这时的阈值电流和陡度效率的平均，与实施例1的激光元件1同样，分别是35mA、1.4W/A。
b)相对噪声强度的测定对实施例3的激光元件3的各光输出(1～10mW)下的相对噪声强度(RIN)进行了评价。但是，为了降低由在向光盘照射激光时所发生的返回光所产生的噪声，在RIN测定时给施加于激光元件上的偏置电压(电流)已施加了400MHz左右的高频叠加。在实施例3的激光元件3中，光输出2.5mW时的RIN为-135dB/Hz左右。
在实施例3的激光元件3的情况下，与比较例1的激光元件1’比较，可以说已实现了低噪声化(参看实施方式1中的试验c)的结果)。该低噪声化，可推测为起因于从活性层66向GaN基板61一侧漏出的自然放射光(杂散光)在GaN特定半导体层62中显著地被吸收。
c)恒定光输出寿命试验挑选光输出50mW时的功耗(动作电流与动作电压之积)为0.4W左右的实施例3的激光元件3，在60℃的高温下实施了在50mW的高光输出下的恒定光输出(APC)寿命试验。其结果是，在实施例3的激光元件3中的劣化率(动作电流的增加率)每一个小时为0.001mA左右，确认了3000小时以上的稳定动作。
(实施方式4)本发明的实施方式4的氮化物半导体发光元件，是GaN系激光元件。本实施方式的激光元件，除了与Mg和C同时还向GaN特定半导体层内掺杂Si这一点之外，其余与上述实施方式3的激光元件3是相同的。在GaN基板上形成的GaN特定半导体层，通过对Cp2Mg气体和CH3CH2CH3气体及SiH4气体的供给量和时间进行控制，生长厚度约20nm、Mg杂质浓度约为2×1017cm-3、Si杂质浓度约为1×1018cm-3以及C杂质浓度约为5×1017cm-3的GaN特定半导体层。该GaN特定半导体层，在激光器动作中，起着吸收从活性层向GaN基板一侧漏出的光(杂散光)的作用。至于其它的结构和制作方法，由于与实施方式3是相同的，故省略说明。
在本实施方式中，虽然把GaN特定半导体层的层厚设为约20nm，但是并不限于该层厚。只要层厚为5nm左右以上，就具有对从GaN基板漏出的杂散光进行抑制、以及使GaN基板表面的凹凸平坦化的效果。因此，特定半导体层的层厚，优选的是设为5nm以上200nm以下。更为优选的是设为5nm以上100nm以下。在特定半导体层的层厚大于200nm的情况下，由于点缺陷向结晶中导入等的结晶性劣化和因厚膜化而结晶表面的平坦性恶化就会变得显著起来，故是不可取的。
此外，特定半导体层中的Mg杂质的浓度，优选的是在1×1017cm-3以上1×1018cm-3以下。在Mg杂质的浓度大于1×1018cm-3的情况下，由于结晶表面的平坦性恶化因杂质的高浓度化而会变得显著起来，故是不可取的。Si杂质的浓度，优选的是在2×1017cm-3以上5×1018cm-3以下。在Si杂质的浓度大于5×1018cm-3的情况下，由于结晶表面的平坦性恶化因杂质的高浓度化而会变得显著起来，故是不可取的。C杂质的浓度也同样，优选的是在2×1017cm-3以上5×1018cm-3以下。在本实施方式中，虽然把GaN特定半导体层配置到了GaN基板正上方，但是，也可以配置在GaN基板与活性层之间、或GaN基板与n型包层之间。即便是这样的结构，对于从GaN基板漏出的杂散光的抑制和GaN基板表面凹凸的平坦化也具有同等程度的效果。但是，从谋求GaN基板的平坦化这一点来看，优选的是把特定半导体层配置在离基板近的位置上。另外，也可以使得特定半导体层在GaN基板与活性层之间形成多层而不仅是1层。
另外，在本实施方式中，虽然把CH3CH2CH3气体用作向GaN结晶掺杂的碳杂质源。但是，也可以使用四溴化碳(CBr4)。
作为实施例4，制作上述实施方式4的激光元件，用作进行下述试验a)～c)的试验对象。对于试验结果，采用与实施例3的激光元件3进行比较的办法进行记述。
a)激光器特性的测定向实施例4的激光元件中注入电流，测定电流-光输出特性。实施例4的激光元件，因电流注入而在室温下实现了连续振荡。这时的阈值电流和陡度效率的平均，与实施例3的激光元件3同样，分别是35mA、1.4W/A。
b)相对噪声强度的测定对实施例4的激光元件的各光输出(1～10mW)下的相对噪声强度(RIN)进行了评价。但是，为了降低由在向光盘照射激光时所发生的返回光所产生的噪声，在RIN测定时给施加于激光元件上的偏置电压(电流)已施加了400MHz左右的高频叠加。在实施例4的激光元件中，光输出2.5mW时的RIN为-138dB/Hz左右。
与实施例3的激光元件3比较，实施例4的激光元件的更低的低噪声化，可推测为起因于从活性层向GaN基板一侧漏出的自然放射光(杂散光)在GaN特定半导体层中显著地被吸收。
c)恒定光输出寿命试验挑选光输出50mW时的功耗(动作电流与动作电压之积)为0.4W左右的实施例4的激光元件，在60℃的高温下实施了在50mW的高光输出下的恒定光输出(APC)寿命试验。其结果是，在实施例4的激光元件中的劣化率(动作电流的增加率)每一个小时为0.001mA左右，确认了3000小时以上的稳定动作。
d)在特定半导体层中的光吸收的估算试验尝试着对在GaN特定半导体层中的光吸收进行了估算。作为试验用的试样，准备了用来估算实施方式3的激光元件3的光吸收的试样4，和用来估算实施方式4的激光元件的光吸收的试样5。
试样4，用与实施方式3同样的结晶生长方法，在GaN基板61上结晶生长具有与GaN特定半导体层62同量的Mg杂质浓度(约2×1017cm-3)和C杂质浓度(约1×1018cm-3)的GaN层。试样5，用与实施方式4同样的结晶生长方法，在GaN基板上结晶生长具有与实施方式4的GaN特定半导体层同量的Mg杂质浓度(约2×1017cm-3)和C杂质浓度(约1×1018cm-3)以及Si杂质浓度(约1×1018cm-3)的GaN层。可是，在实施方式3和4的激光元件中，虽然把GaN特定半导体层的层厚设为20nm，但是在本补充实验例中，为了定量地估算光吸收量而有意地加厚，把其层厚设为约500nm。
分别测定了试样4和试样5的吸收谱。但是，吸收谱是在使用氙(Xe)灯以抑制光干涉那样的角度(布留斯特角度)测定的。图13示出了作为测定结果的试样4、5的吸收谱。由图13可知，在试样4中，实施方式3的激光元件3的振动波长405nm处的吸收系数，为100cm-1左右。此外，在试样5中，实施方式4的激光元件的振动波长405nm处的吸收系数，为200cm-1左右。
即，根据本试验已经确认，在试样4即同时掺杂了p型杂质和碳的GaN特定半导体层中，激光的吸收非常大，在试样5即同时掺杂了p型杂质和碳以及n型杂质的GaN特定半导体层中，激光的吸收更大，充分地具有吸收抑制从活性层向GaN基板方向漏出的光的效果。
在试样4中得到的光吸收效果，可推测为起因于掺杂到GaN特定半导体层内的Mg和Si在GaN的禁带宽度中同时地形成了受主能级和施主能级，在试样5中得到的光吸收效果，可推测为起因于掺杂到GaN特定半导体层内的Mg、C和Si在GaN的禁带宽度中同时形成复杂而多个的受主能级和施主能级。
(实施方式5)本发明的实施方式5的氮化物半导体发光元件，是GaN系的激光元件。图14的剖面图示意性地示出了本实施方式的激光元件5的结构。如图14所示，激光元件5具有GaN基板81。在GaN基板81的表面上形成有凹凸，包覆着作为选择生长的掩蔽膜的SiO2膜，使得包覆住该凹部。GaN基板81的凸部，GaN已露了出来，在该露出部分上形成在横向方向上选择生长的GaN膜83。然后，在GaN膜83上按照下述各层的顺序层叠起来，这些层是由掺杂了Mg的GaN构成的特定半导体层84；n型GaN层85；由n型Al0.07Ga0.93N构成的n型包层86；由n型GaN构成的第1光引导层87；由In0.10Ga0.90N/In0.02Ga0.98N构成的多量子阱活性层88；由In0.02Ga0.98N构成的中间层89；由p型Al0.18Ga0.82N构成的盖层90；由p型GaN构成的第2光引导层91；由p型Al0.07Ga0.93N构成的p型包层92和由p型GaN构成的p型接触层93。然后，在特定的区域中，除去活性层88上的一部分的层，未除去的区域则变成为脊背。除了脊背之上，堆积SiO2膜97，在脊背上和SiO2膜97上，形成由钯(Pd)、铂(Pt)和金(Au)构成的p电极98。此外，使n型GaN层85的一部分露出来，形成由钛(Ti)、铂(Pt)和金(Au)构成的n电极99。在GaN基板81的上表面形成凹凸，凸部的顶面以外形成有SiO2膜。至于GaN基板81的这种结构，将在后边详细说明。
其次，对本实施方式的激光元件5的制造方法进行说明。图15的剖面图示意性地示出了到结晶生长工序为止结束了的激光元件5的结构。图16A～图16K的剖面图示意性地示出了GaN基板81的加工工序。如图16A所示，用溅射法在以(0001)面为主面的GaN基板81上堆积由SiO2构成的绝缘膜94。然后，如图16B所示，堆积光刻胶膜95，如图16C所示，用光刻法以开口宽度15μm形成仅仅在掩模宽度3μm上才剩下光刻胶膜95那样的线条和间隔的周期。然后，如图16D所示，以光刻胶膜95为蚀刻掩模，用氢氟酸溶液除去光刻胶除去部的SiO2膜94，使GaN基板81的主面露出来。
其次，如图16E所示，在用丙酮溶液除去了光刻胶膜95后，以SiO2膜94为掩模，通过干法蚀刻，对GaN基板81进行深度1μm左右的蚀刻，如图16F所示，在GaN基板81的主面上形成周期性的凹凸。接着，如图16G所示，用氢氟酸溶液除去GaN基板81的凸部上的SiO2膜94。然后，如图16H所示，用溅射法在已形成了凹凸的GaN基板81的主面上堆积作为选择生长用掩蔽膜的SiO2膜82。其次，如图16I所示，在把光刻胶膜96涂敷到SiO2膜82上后，通过光刻胶回蚀法仅仅使凸部上的SiO2膜82露出来。接着，如图16J所示，在以光刻胶膜96为蚀刻掩模，用氢氟酸溶液除去光刻胶除去部的凸部上的SiO2膜82，使GaN基板81主面露出来之后，如图16K所示，用丙酮溶液除去光刻胶膜96。其结果是，在GaN基板81的主面上形成凹凸，凸部的顶面以外，则成为已堆积了SiO2膜82的状态。
其次，转到结晶生长工序。把GaN基板81保持在MOVPE装置的反应炉内的承受器上，对反应炉进行真空排气。接着，使反应炉内的压力变成为300Torr的氮气气氛，使温度升温到约800℃，加热基板81，进行表面的热洗净。利用该热洗净工序，可以除去GaN基板81表面的异物和氧化物。另外，在该工序中，也可以添加氢而成为氮与氢的混合气体气氛。
其次，在使反应炉升温到约1000℃后，作为载气供给供给量为7sccm的TMG、供给量为7.5slm的NH3气体和氮与氢的混合气体。在该阶段中，从GaN基板83的顶面(SiO2膜除去区域)选择性地开始GaN膜83的结晶生长。不久，就一边在基板81的凹部内形成空间(气隙)一边在与基板平行方向上ELO生长GaN膜83，最终GaN膜83在凹部中央附近进行合体并平坦化。
另外，在GaN基板81上的结晶生长中，通过采用从限制为微小的区域选择性地进行ELO生长的上述技术，就可以减轻由存在于GaN基板81主面上的划痕等研磨伤造成的凹凸的影响。
在接下来的结晶生长工序中，在GaN膜83上形成p型GaN特定半导体层84。在本实施方式中，对Cp2Mg气体的供给量和时间进行控制，生长厚度约为20nm且Mg杂质浓度约为2×1017cm-3的p型GaN特定半导体层84。该p型GaN特定半导体层84，在激光器动作中，起着吸收从活性层88向GaN基板81一侧漏出的光(杂散光)的作用。
接着，仅仅停止Cp2Mg气体的供给，供给SiH4气体，由此，生长厚度约为3μm且Si杂质浓度约为5×1017cm-3的n型GaN层85。其次，也供给TMA，生长厚度约为1.2μm且由Si杂质浓度约为5×1017cm-3的n型Al0.07Ga0.93N构成的n型的包层86。接着，在生长了厚度约为120nm且由Si杂质浓度约为5×1017cm-3的n型GaN构成的第1光引导层87之后，使温度降温到约800℃，把载气变更为仅仅是氮气，供给三甲基铟(TMI)和TMG，生长用厚度约为3nm的由In0.10Ga0.90N构成的量子阱层(3层)、和厚度约为7nm的由In0.02Ga0.98N构成的阻挡层(2层)构成的多重量子阱活性层88。
接着，生长由厚度约为100nm的由In0.02Ga0.98N构成的中间层89。另外，该中间层89，成为不添加杂质的非掺杂层。非掺杂中间层89，起着防止作为p型掺杂物的Mg因扩散等向活性层88中混入的作用、和减少在激光器动作时因Mg而产生的光吸收损耗的作用。
然后，再次把反应炉内的温度升温到约1000℃，向载气中也混合氢，供给Cp2Mg气体和TMG气体后，也供给TMA气体，生长厚度约为20nm且由Mg杂质浓度约为1×1019cm-3的p型Al0.18Ga0.82N构成的盖层90。
另外，在本实施方式中，在盖层90的生长之前供给Cp2Mg气体。P型AlGaN层，如盖层90那样，已知Al组成越增加，就越高电阻化。而且，在用石英构成MOVPE装置的反应管的情况下，由于供给到反应管内的Mg要与石英反应，故常常得不到含有所希望的Mg浓度的半导体(存储器效应)。因此，就如本实施方式那样，通过在盖层90的生长之前预先供给Cp2Mg气体，就可以缓和由上述存储器效应所产生的Mg掺杂滞后。可以抑制盖层90的高电阻化。再有，通过把在盖层90的生长前就供给的Cp2Mg气体设定得比在生长时供给的Cp2Mg气体多，就可以进一步缓和上述存储器效应。此外，上述盖层90，还起着防止继续进行的p型包层的生长中In从活性层88蒸发出来的作用、和在电流注入时防止从n型层向活性层内注入的电子向p型层溢出的作用。
在本实施方式中，虽然把上述盖层90的层厚设为约20nm，但层厚并不限于此，当层厚达到约10nm左右时，由于电子溢出防止效果是显著的，故优选的是要设为10nm以上。此外，在本实施方式中，虽然把上述盖层90的Al组成设为18％，但是Al组成并不限于此。盖层90的Al组成，由于在达到10％左右时防止电子溢出的效果是显著的，故优选的是设为10％以上。
其次，生长厚度约100nm且由Mg杂质浓度约为1×1019cm-3的p型GaN构成的第2光引导层91。接着，生长厚度约为0.5μm且由Mg杂质浓度约为1×1019cm-3的p型Al0.07Ga0.93N构成的p型包层92。最后，生长厚度约为60nm且由Mg杂质浓度约为1×1019cm-3的p型GaN构成的p型接触层93。在这里，优选的是要进一步增加p型接触层93的约10nm左右的最表面的Mg浓度(例如约为1×1020cm-3)。这样一来，就可以大幅度地降低与p电极98的接触电阻，有助于激光元件的动作电压的降低、即长寿命化。
接着进行的电极形成等的处理过程，除了在GaN膜83的低位错区域上形成脊背结构、以及在p电极98一侧形成n电极99之外，其余与上述实施方式1是同样的。另外，之所以要在GaN膜83的低位错区域上形成脊背结构的理由是，由于在激光器动作时供给电流的区域是脊背部，故只要脊背部的活性层区域是低位错区域，起因于位错的非发光再结合受到抑制、无助于发光的漏流减少，可以长寿命化。此外，之所以要在p电极98一侧形成n电极99的理由是，由于在GaN基板81与GaN膜83之间存在着空间(气隙)，所以在基板81的研磨面上形成电极的情况下，电流通路受到限制，动作电压要显著地增加。
另外，在本实施方式中，虽然因形成了空间(气隙)而实现了低位错化，但是，也可以用仅仅在基板上形成绝缘膜的办法，进行ELO选择生长为低位错化而无须对GaN基板进行凹凸加工。
此外，在本实施方式中，虽然把p型GaN特定半导体层84的层厚设为约20nm，但是并不限于此。只要层厚在5nm左右以上，就具有从GaN基板漏出的杂散光的抑制和使GaN膜83表面的凹凸平坦化的效果。因此，特定半导体层84的层厚，优选的是设为5nm以上200nm以下。更为优选的是设为5nm以上100nm以下。在特定半导体层84的层厚大于200nm的情况下，由于点缺陷向结晶中导入等的结晶性劣化和因厚膜化而结晶表面的平坦性恶化就会变得显著起来，故是不可取的。
此外，特定半导体层84中的Mg杂质的浓度，优选的是在1×1017cm-3以上1×1018cm-3以下。在Mg杂质的浓度大于1×1018cm-3的情况下，由于结晶表面的平坦性恶化因杂质的高浓度化而会变得显著起来，故是不可取的。
在本实施方式中，虽然把p型GaN特定半导体层84配置到了GaN膜83上，但是，并不限于此。另外，也可以使得特定半导体层84在GaN基板81与活性层88之间形成多层而不仅是1层。
图17示出了把特定半导体层84配置在别的位置上的激光元件5’的例子。图17的剖面图示意性地示出了到结晶生长工序为止结束了的激光元件5’的结构。如图17所示，通过把p型GaN特定半导体层84配置到GaN基板81的凸部的顶面上，可以显著地促进来自GaN膜83的生长初期的表面平坦化，可以改善激光器特性。
另外，与上述实施方式2和3同样，也可以同时向p型GaN特定半导体层84内掺杂Si和C。即便是这样的结构，也可以得到充分的杂散光抑制效果。
此外，在本实施方式中，虽然把n型包层86和p型包层92的各Al组成设为7％，但是也可以把各Al组成减少至3～5％。通过减少包层的Al组成，就可以缓和与GaN及InGaN的晶格不匹配度，可以缓和施加于活性层88上的变形，可以进一步改善激光元件的可靠性。
作为实施例5，制作上述实施方式5的激光元件5，用作进行下述试验a)～e)的试验对象。
a)在GaN膜中的贯通位错密度的测定若用使用SEM的阴极电致发光法评价位错密度，则在基板81的凸部处暗点为2×106cm-2左右，但是在凹部中却变成为7×104cm-2左右(位错可被观察为暗点)。其结果是得知GaN膜83，虽然在基板81的凸部处使基板81的缺陷(贯通位错)延续下来，但是在凹部的ELO区域位错却剧减了。
b)用透过电子显微镜进行的结晶层叠剖面的观察用透过电子显微镜(TEM)观察了实施例5的激光元件5的结晶生长结束后的层叠剖面(未图示)。其结果是已经确认虽然在GaN膜83的表面上发现了起因于选择生长(ELO生长)的凹凸，但是在p型GaN特定半导体层84的表面上凹凸却大幅度地减少了。
这可推测为原因在于由于在GaN膜83上生长GaN结晶时，通过掺杂Mg，可显著地促进与基板平行方向的ELO生长，故在GaN膜83的表面上形成的凹凸在生长初期阶段被平坦化。该结晶表面平坦化，由于使作为活性层88的量子阱层平坦化，使量子效应显著化，故会有助于阈值电流的降低等的激光器特性的提高。
c)激光器特性的测定向实施例5的激光元件5中注入电流，测定了电流-光输出特性。实施例5的激光元件5，因电流注入而在室温下实现了连续振荡。这时的阈值电流和陡度效率的平均，分别是30mA、1.5W/A。与实施例1的激光元件1相比，位错密度减少了，结果是，可推测为这是各特性提高了的结果。
d)相对噪声强度的测定对于实施例5的激光元件5，在各光输出(1～10mW)下的相对噪声强度(RIN)进行了评价。但是，为了降低由在向光盘照射激光时所发生的返回光所产生的噪声，在RIN测定时给施加于激光器上的偏置电压(电流)施加了400MHz左右的高频叠加。实施例5的激光元件5，与实施例1的激光元件1同样，光输出为2.5mW时的RIN为-135dB/Hz左右。该激光元件6的低噪声化(例如，与比较例1的激光元件1’的比较)，可推测为起因于从活性层88向GaN基板81一侧漏出的自然放射光(杂散光)在p型GaN特定半导体层84中被吸收。
e)恒定光输出寿命试验挑选光输出50mW时的功耗(动作电流与动作电压之积)为0.4W左右的实施例5的激光元件5，在60℃的高温下实施了在50mW的高光输出下的恒定光输出(APC)寿命试验。其结果是，在实施例5的激光元件5中的劣化率(动作电流的增加率)每一个小时为0.001mA左右，确认了5000小时以上的稳定动作。这可推测为，通过GaN特定半导体层84的导入，GaN膜83表面的非平坦性大幅度地得到改善(由Mg掺杂而得到的平坦化效果)，可以解决激光器特性的恶化和低成品率。
上述各实施方式的特定半导体层12、42、62和84，也可以是还掺杂了氧(O)的结构。在这样结构的情况下，由于Mg产生氧化反应且光吸收效果增加，故可以得到更好的杂散光抑制效果。
根据本发明，则可以提供一种氮化物半导体发光元件，它是在GaN基板上结晶生长了的GaN系发光元件等的氮化物半导体发光元件，特别是在GaN系激光器中，通过抑制从基板漏出的光(杂散光)，可以实现低噪声化，另外，通过促进激光器结晶表面的平坦化，可以提高激光元件的特性-成品率，即便是在高温及高光输出动作中，也可以长寿命化。
对于本领域技术人员来说，根据上述说明可以清楚本发明的许多的改良或其它的实施方式。因此，上述说明应当解释为仅仅是例示，是出于向本领域技术人员明示实行本发明的优选方式的目的而提供的例子。可以实质性地变更其结构和/或功能的具体细节而不偏离本发明的精神。
权利要求
1.一种氮化物半导体发光元件，其特征在于包括由氮化物半导体构成的基板；与所述基板的上表面相连接地形成、由含p型杂质的氮化物半导体构成的半导体层；在所述半导体层之上形成、由含第1导电型杂质的氮化物半导体构成的第1包层；在所述第1包层之上形成的活性层；和在所述活性层之上形成、由含第2导电型杂质的氮化物半导体构成的第2导电型包层。
2.根据权利要求1所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于所述半导体层由含镁(Mg)的氮化物半导体构成。
3.根据权利要求1所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于所述半导体层由含Mg的氮化镓(GaN)构成。
4.根据权利要求3所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于所述基板由GaN构成。
5.根据权利要求1所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于所述半导体层的厚度是5nm以上200nm以下。
6.根据权利要求5所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于所述半导体层的厚度是5nm以上100nm以下。
7.根据权利要求1所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于包括在所述基板之下形成的第1电极；和在第2导电型包层之上形成的第2电极。
8.一种氮化物半导体发光元件，它包括由氮化物半导体构成的基板；在所述基板之上形成、由含第1导电型杂质的氮化物半导体构成的第1包层；在所述第1包层之上形成的活性层；和在所述活性层之上形成、由含第2导电型杂质的氮化物半导体构成的第2导电型包层，其特征在于还包括在所述基板与所述活性层之间形成、由含有p型杂质与n型杂质和/或碳(C)的氮化物半导体构成的半导体层。
9.根据权利要求8所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于所述半导体层在所述基板与所述第1包层之间形成。
10.根据权利要求8所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于所述半导体层形成为接连于所述基板的上表面。
11.根据权利要求8所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于所述半导体层由含Mg和硅(Si)的氮化物半导体构成。
12.根据权利要求8所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于所述半导体层由含Mg和C的氮化物半导体构成。
13.根据权利要求8所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于所述半导体层由含Mg、Si和C的氮化物半导体构成。
14.根据权利要求8所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于所述半导体层由含Mg与Si和/或C的GaN构成。
15.根据权利要求14所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于所述基板由GaN构成。
16.根据权利要求8所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于形成了多个所述半导体层。
17.根据权利要求8所述的氮化物半导体发光元件，其特征在于包括在所述基板之下形成的第1电极；和在第2导电型包层之上形成的第2电极。
全文摘要
本发明提供一种氮化物半导体发光元件，它包括由氮化物半导体构成的基板；与上述基板的上表面相接连地形成、由含p型杂质的氮化物半导体构成的半导体层；在上述半导体层之上形成、由含第1导电型杂质的氮化物半导体构成的第1包层；在上述第1包层之上形成的活性层；在上述活性层之上形成、由含第2导电型杂质的氮化物半导体构成的第2导电型包层。
文档编号H01L29/22GK1707890SQ200510075140
公开日2005年12月14日 申请日期2005年6月8日 优先权日2004年6月8日
发明者长谷川义晃, 横川俊哉, 石桥明彦 申请人:松下电器产业株式会社