JP4912386B2 - ＩｎＧａＮ層の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は４３０ｎｍ以上５４０ｎｍ以下の発光波長を有する窒化物半導体レーザ素子に利用し得るＩｎＧａＮ層の製造方法の改善に関する。

特開平５−２４３６６９号公報は、ＡｌＧａＩｎＰ活性層を有する半導体レーザ素子において、ｎ型クラッド層側の光ガイド層をｐ型クラッド層側の光ガイド層よりも厚くした非対称構造を導入することによって、レーザ素子内部の導波モードの中心をｎ型クラッド層側にシフトさせる（活性層がｎ型層と接する側で光閉じ込め率を下げる）ことを開示している。その非対称構造によって、レーザ素子端面近傍での光吸収を低減させ、光損傷レベルを高めてレーザ素子の高出力化を図ることができる。

一方、ＩｎＧａＮ材料を利用した窒化物半導体レーザ素子では、発振波長が４３０ｎｍ以上の長波長帯域において発光層（活性層）内での光閉じ込め率がそもそも低下するという問題がある。この光閉じ込め率の低下は、レーザ素子において内部（および外部）量子効率の低下や発振閾値電流密度の増大を招き、特に素子の高出力動作にとって不利となる。この光閉じ込め率の低下の理由は、窒化物系半導体レーザ素子で一般的に用いられているクラッド層材料のＡｌＧａＮと光ガイド層材料のＧａＮとの間の屈折率差が、波長が長くなるにしたがって均衡しはじめるからである。一般的には、これらの屈折率差を十分に保つために、クラッド層材料のＡｌＧａＮにおけるＡｌ組成比（III族元素中の原子比）を高め、光ガイド層材料のＧａＮにＩｎを加えると共に、そのＩｎ組成比を高めることが行なわれる。これは、ＡｌがＧａＮの屈折率を低下させるように作用し、ＩｎがＧａＮの屈折率を高めるように作用するからである。
特開平５−２４３６６９号公報

しかしながら、クラッド層と光ガイド層においてＡｌ組成比とＩｎ組成比の相違を利用してそれら層間の十分な屈折率差を得ようとする場合には、それら層間において格子不整合差を増大させる結果をも生じ、レーザ素子におけるクラック発生や動作電圧の増大という他の不利益を生じる問題を含んでいる。なぜならば、ＡｌがＧａＮの格子定数を減少させるように作用し、ＩｎがＧａＮの格子定数を増大させるように作用するからである。

他方、本発明者らの検討結果によれば、発光層中での光閉じ込め効果が弱いことによるｐ型層側への光の漏れはｐ型不純物のＭｇによる光吸収を増大させ、その結果として、高出力レーザ素子にとって不利な外部量子効率の低下や発振閾値電流密度の増大を生じることがわかった。

以上のような先行技術における状況に鑑み、本発明は、４３０ｎｍ以上の発光波長を有する窒化物半導体レーザ素子において、動作電圧の低減、外部量子効率の増大、発振閾値電流密度の低減などの特性改善に寄与し得るＩｎＧａＮ層の製造方法の改善を図ることを目的とする。

本発明によれば、窒化物半導体レーザ素子に含まれるＩｎＧａＮ層の製造に利用し得る方法において、ＩｎとＧａを含むIII族元素原料、第１アンモニアガス、および窒素と水素を含む第１キャリアガスを供給する結晶成長工程と、III族元素原料の供給を停止し、第２アンモニアガスとともに、窒素と水素を含む第２キャリアガスを供給して、所定時間だけ結晶成長を中断させる成長中断工程と、それらの結晶成長工程と成長中断工程を交互に繰り返して、所定厚さのＩｎＧａＮ層を形成する工程を含むという特徴を含んでいる。また、そのＩｎＧａＮ層の所定厚さは、１２０ｎｍ以上１６０ｎｍ以下であることが好ましい。

この場合に、一回の結晶成長工程で堆積される結晶層の厚さは、２５ｎｍ以上４０ｎｍ以下であることが好ましい。また、第１キャリアガス中の水素の割合は、１％以上２０％以下であることが好ましい。第１キャリアガス中の水素の割合は、第２キャリアガス中の水素の割合と同じであることが好ましい。第１アンモニアガスと第１キャリアガスの総流量は、第２アンモニアガスと第２キャリアガスの総流量と同じであることが好ましい。第２アンモニアガスに対する第２キャリアガス中の水素の割合は、１％以上３５％以下であることが好ましい。第２アンモニアガスの流量は、第１アンモニアガスの流量よりも多いことが好ましい。第２アンモニアガスの流量は、第１アンモニアガスの流量の１．１倍以上３倍以下であることが好ましい。第２キャリアガス中の水素の割合は、１％以上２０％以下であることが好ましい。結晶成長を中断させる所定時間は、３秒以上１８０秒以下であることが好ましい。

以上のような本発明によれば、４３０ｎｍ以上５４０ｎｍ以下の発光波長を有する窒化物半導体レーザ素子において、動作電圧の低減、外部量子効率の増大、および発振閾値電流密度の低減などの改善が可能となる。また、そのように改善されたレーザ素子を利用することによって、種々の表示装置の消費電力低減や高出力化が達成され得る。

なお、本発明の適用が５４０ｎｍ以下の発振波長を有する窒化物半導体レーザ素子に限定されるのは、それ以上の発光波長を生じる窒化物半導体レーザ素子において本発明の効果を得ることが困難だからである。

以下において、本発明の一実施形態が図面を参照しつつ説明される。なお、本願の図面において、長さ、幅、厚さなどは図面の明瞭化と簡略化のために適宜に変更されており、実際の寸法関係を表してはいない。特に厚さは、相対的に適宜に拡大されて示されている。また、図面において、同一の参照符号は、同一部分または相当部分を表わしている。

＜実施形態＞
図１の模式的断面図において、本発明の一実施形態において作製される窒化物半導体レーザ構造ウエハ１０の積層構造が図解されている。この窒化物半導体レーザ構造ウエハ１０は、窒化物半導体基板１１上に、順次設けられたｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２、ＧａＮ層１３、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４、発光層１５、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１６、窒化物半導体の中間層１７、ｐ型ＡｌＧａＮ層１８、およびｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１９を少なくとも含んでいる。

窒化物半導体基板１１の材料としては、ＧａＮまたはＡｌＧａＮが好ましい。特に、ＡｌＧａＮ基板を用いる場合は、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２を積層する必要がなく、またＧａＮ基板を用いる場合に問題となる基板への光の漏れを抑制する対策の必要がないので好ましい。ＡｌＧａＮ基板を用いる場合、そのＡｌ組成比は６％以下であることが好ましい。また、窒化物半導体基板１１の主面としては、（０００１）面、無極性面の（１−１００）面、または半極性面の（１１−２２）面などを用いることができる。

ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２は、ドーパントとしてＳｉを含み得る。ここで、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２は、その部分的層として、ノンドープ部分層やＡｌ組成比の異なる部分層を含んでいてもよい。すなわち、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２は、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ／Ａｌ_yＧａ_1-yＮ超格子構造（ｘ＜ｙ）またはＡｌ_xＧａ_1-xＮ／ＧａＮ超格子構造などを有していてもよい。また、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２の部分的層のうちで、ＧａＮ層１３に直接接する部分的層をノンドープ部分層にすることもできる。このようなノンドープ部分層を設けることによって、界面近傍のドーパントＳｉによる光吸収を防止することができる。

ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２のＡｌ組成比は、３％以上５％以下の範囲内に設定される。ただし、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２としてＡｌ_xＧａ_1-xＮ／Ａｌ_yＧａ_1-yＮ超格子構造（ｘ＜ｙ）またはＡｌ_xＧａ_1-xＮ／ＧａＮ超格子構造などが利用される場合には、その超格子構造全体の平均Ａｌ組成比が３％以上５％以下になるように設定される。このことによって、半導体レーザ素子における動作電圧を低減するとともに、クラックの発生を抑制することができる。

しかしながら、発光層１５は４３０ｎｍ以上の発振波長を有する層であるから、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２のＡｌ組成比が３％以上５％以下の小さな値の場合には、光が基板１１側に漏れ出やすい傾向にある。したがって、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２の厚さは少なくとも１．８μｍ以上であることが望まれ、他方で格子不整合差によるクラック発生を抑制するためには２．５μｍ以下であることが望まれる。ただし、このような厚さ範囲内のｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２を用いても発光層内における光閉じ込めを十分に保つことが困難であり、後で説明する第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４が望まれる。

ＧａＮ層１３は、クラッド層１２と第１の光ガイド層１４との間の格子定数を有し、バッファ層として機能し得る。また、後で述べる第１の光ガイド層１４のＩｎ組成比が４％以上の場合には、ＧａＮ層１３はクラッド層としも機能し得る。このことによって、光閉じ込め率が改善され得る。ここで、ＧａＮ層１３の厚みは０．１μｍ以上０．３μｍ以下であることが好ましい。その厚みが０．１μｍ以上であることによって、光強度の最大領域が適度にｎ側に移動するので、ｐ型不純物のマグネシウム（Ｍｇ）による光吸収が抑制されて、外部量子効率の向上が期待され得る。ただし、その厚さが０．３μｍを超えれば、光が基板１１側に漏れ出すので好ましくない。

第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４と第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１６においては、いずれのＩｎ組成比も３％以上６％以下であり、前者の厚さは後者に比べて大きくかつ１２０ｎｍ以上１６０ｎｍ以下であることが望まれる。このように高いＩｎ組成比と大きな層厚を利用することによって、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２のＡｌ組成比を５％以下に止めるとともに発光層領域での光閉じ込め率を向上させることできる。その結果、レーザ素子の低動作電圧と低発振閾値電流密度の実現が可能となる。なお、ＩｎＧａＮ光ガイド層において、Ｉｎ組成比が６％よりも高くかつ厚さが１６０ｎｍを超えれば、結晶欠陥が増大するので好ましくない。他方、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４の厚さが第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１６に比べて大きくされることによって、縦方向（積層方向）の光強度分布がｎ型層側に少し寄った非対称分布となり、ｐ型不純物による光吸収が抑えられ、レーザ素子特性の外部量子効率がよくなるという効果が得られる。

第２のＩｎＧａＮガイド層１６と窒化物半導体の中間層１７との合計厚さは、６０ｎｍ以上８０ｎｍ以下にすることが好ましい。なぜならば、この厚さが８０ｎｍを超えた場合に、発光層１５とｐ型層との間の距離が遠くなりすぎてキャリアの損失が増えるからである。また、合計厚さが６０ｎｍ以下の場合には、縦方向（積層方向）の光強度分布をｎ型層側へ十分に寄せることが困難になり、ｐ型不純物のＭｇを含む層内での光吸収が増えるので好ましくない。

また、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４、発光層１５、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１６、および中間層１７は、レーザ素子特性の外部量子効率を高める観点からノンドープであることが好ましい。

発光層１５は、窒化物半導体からなる１つの量子井戸層、または２つの量子井戸層（井戸層／障壁層／井戸層からなる構造）を含んで構成されることが好ましい。この理由は、４３０ｎｍ以上の発振波長を有する多重量子井戸レーザ素子を作製すれば、３層目以降の井戸層が利得を生じずに、吸収層として作用するからである。よって、発光層１５に含まれる井戸層は２層以下とすることが好ましい。

各井戸層の厚さは１ｎｍ以上３．４ｎｍ以下であることが好ましく、１．５ｎｍ以上２ｎｍ以下であることがより好ましい。なぜならば、４３０ｎｍ以上の発振波長を得るためには高Ｉｎ組成比のＩｎＧａＮ井戸層を形成する必要があり、その層厚が３．４ｎｍを超えれば格子歪みによって結晶欠陥が発生しやすくなるからである。障壁層もＩｎＧａＮであることが好ましく、そのＩｎ組成比は、光閉じ込めの観点からＩｎＧａＮ光ガイド層のＩｎ組成比と同じであることが望ましい。障壁層の厚さは、１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好ましい。

窒化物半導体の中間層１７は、ＧａＮであることが好ましい。この中間層によって、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１６とｐ型ＡｌＧａＮ層１８との間の格子不整合差を緩和させることができる。

ｐ型ＡｌＧａＮ層１８とｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１９とは互いに接して設けられ、これらの層の間には、一般的窒化物半導体レーザ素子の場合のように相対的に高屈折率の層が設けられることはない。この隣接構造と第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４の厚さが１２０ｎｍ以上であることによって、縦方向の光強度分布がｐ型層側へ引っ張られることなく、ｎ型層側へ効率よく寄せられ得る。その結果、レーザ素子の外部量子効率が改善され得る。

ｐ型ＡｌＧａＮ層１８のＡｌ組成比は１０％以上３５％以下であって、１０％以上２０％以下であることが好ましい。ｐ型ＡｌＧａＮ層１８の厚さは、８ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好ましい。ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１９のＡｌ組成比は３％以上５％以下であって、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２に比べて小さいことが好ましい。これらの条件によって、レーザ素子の駆動電圧を下げることができる。

なお、ｐ型不純物としては、Ｍｇを使用することができる。また、図１には示されていないが、ｐ型ＧａＮコンタクト層がｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１９上に積層されてもよいことは言うまでもない。

（ＩｎＧａＮ光ガイド層の形成方法）
第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４は、３％以上６％以下のＩｎ組成比を有し、かつ１２０ｎｍ以上の厚さを有しなければならない。このようなＩｎＧａＮ層を通常の方法で成長させれば、そのＩｎＧａＮ層内に結晶欠陥が発生し、Ｉｎ組成比の高い領域と低い領域に分離した相分離が生じる。このように結晶性の低いＩｎＧａＮ層は、レーザ素子には適さない。そこで、本発明では、以下の方法を用いて第１のＩｎＧａＮ光ガイド層が形成される。なお、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４の場合と同様の方法を用いて第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１６を形成してもよいことは言うまでもない。

本実施形態による第１（または第２）のＩｎＧａＮ光ガイド層の製造方法は、ＩｎＧａＮ光ガイド層の部分的層を形成する結晶成長工程と、成長中断工程とを含み、ＩｎＧａＮ光ガイド層の所望厚さ（１２０ｎｍ以上１６０ｎｍ以下）に達するまでこれらの工程を交互に繰り返すことによって行なわれる。図２と図３の模式的断面図は、本実施形態における第１（または第２）のＩｎＧａＮ光ガイド層の形成方法を図解している。

（結晶成長工程）
図２に示すように、結晶成長工程では、ＩｎとＧａを含むIII族元素原料１０１、第１アンモニアガス１０２、および窒素と水素を含む第１キャリアガス１０３を供給して、ＩｎＧａＮ光ガイド層の部分的層１４ａを形成する。

ここで、部分的層１４ａとは、ＩｎＧａＮ光ガイド層１４の所望の全厚が幾等分かされた１つの部分的層を意味する。すなわち、ＩｎＧａＮ光ガイド層１４（図１参照）は、一回の結晶成長工程で形成されるのではなく、幾つかの結晶成長工程に分けて部分的層１４ａが順次に積層されて、最終的に所望の全厚に形成されるのである。

ＩｎＧａＮ光ガイド層の部分的層１４ａの厚さは、２５ｎｍ以上４０ｎｍ以下であることが好ましい。４０ｎｍよりも厚い場合は、部分的層１４ａを積層してＩｎＧａＮ光ガイド層１４を形成することによる結晶欠陥の抑制効果が乏しくなるので好ましくない。一方、部分的層１４ａの厚さの下限値には、結晶欠陥の抑制効果という観点からは特に制約はない。しかしながら、２５ｎｍよりも薄い場合は、結晶成長工程数が増え、生産性の観点から好ましくない。

まず、ＧａＮ層１３上にＩｎＧａＮ光ガイド層の部分的層１４ａを形成するために、基板温度が発光層１５を結晶成長させるときと同じ温度で保持され、ＩｎとＧａを含むIII族元素原料１０１、第１アンモニアガス１０２、および窒素と水素を含む第１キャリアガス１０３がＭＯＣＶＤ（有機金属化学気相堆積）装置内に導入される（図２参照）。ここで、ＩｎＧａＮ光ガイド層の部分的層１４ａを結晶成長させるに適した温度は、６００℃以上８５０℃以下である。

高いＩｎ組成比を得るためには、比較的低い結晶成長温度において、Ｉｎを含むIII族元素原料の供給量を多くする必要がある。このような条件下で形成され第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４においては、取り込むことができなかった過剰のＩｎがその表面上に多く析出する傾向（Ｉｎの偏析）にあって、発生する結晶欠陥が増大する。この傾向は、ＩｎＧａＮ光ガイド層の厚さが大きくなるにつれて顕著になる。したがって、本発明では、ＩｎＧａＮ光ガイド層を幾つかの部分的層に分け、その各部分的層１４ａの厚さを２５ｎｍ以上４０ｎｍ以下にしている。

図２の結晶成長工程では、第１キャリアガス１０３中に必ず水素が含まれている。これは、ＩｎＧａＮ光ガイド層の成長過程において水素を流し続けることによって、結晶成長表面の過剰なＩｎを除去する効果を持続させるためである。一般には、ＩｎＧａＮ層を形成する際のキャリアガスとしては窒素のみが使用される。この理由は、水素が含まれれば高Ｉｎ組成比のＩｎＧａＮ層が形成されにくいことと、窒素のみのキャリアガス中に意図しない水素が微量に混入すればＩｎ組成比が大きく変動して所望のＩｎＧａＮ層が得られなくなるからである。

しかし、本発明者らの実験結果によれば、III族元素中のＩｎ組成比が約８％以下であれば、水素が含まれたキャリアガスを用いても所望のＩｎＧａＮ層が形成できることがわかった。しかも、ＩｎＧａＮ層は、水素を全く含まないキャリアガス条件下で形成された場合に比べて、水素を含むキャリアガス条件の下で形成された場合にフォトルミネッセンスによる発光強度が強く（すなわち結晶性が良好）、後で説明する成長中断工程から再び図２の結晶成長工程を繰り返すときに生じる水素濃度の変化に関連するＩｎ組成比の変動が非常に小さいことがわかった。

第１キャリアガス１０３中の水素の割合は、１％以上２０％以下であることが好ましい。この濃度範囲で水素が供給されることによって、結晶成長表面の過剰なＩｎを除去する効果と結晶性の良好なＩｎＧａＮ光ガイド層の形成との両立を図ることができる。ここで、第１キャリアガス１０３中の水素の割合とは、第１のキャリアガス１０３中の水素流量÷（第１キャリアガス１０３中の水素流量＋窒素流量）×１００で計算される百分率の値である。

また、第１キャリアガス１０３中の水素割合が後述の第２キャリアガス１１３中の水素割合と同じであれば、ＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＩｎ組成比の揺らぎがより一層抑制され、ＩｎＧａＮ光ガイド層のバンドギャップエネルギ準位が安定化され得る。

ＭＯＣＶＤ法を用いて結晶成長させる場合、図２の結晶成長工程と後述される図３の成長中断工程との間におけるガス流量の変動が大きくなれば、流量変化に対するガス流速の追随性の問題から、反応ガス雰囲気の安定化が遅れる傾向になる。このような雰囲気の安定化の遅れが生じれば、繰り返して実行される２回目以降の結晶成長工程における結晶成長が安定せず、所望のＩｎＧａＮ光ガイド層を形成することが困難になる。この観点から、第１アンモニアガス１０２と第１キャリアガスとの総流量が、後述の第２アンモニアガス１１２と第２キャリアガス１１３との総流量と同じであることが好ましい。そうすることによって、結晶成長工程から成長中断工程への切り替わりの際のガス流量変動が小さくなり、所望の結晶品質のＩｎＧａＮ光ガイド層を形成することができる。

（成長中断工程）
図３の模式的断面図は、図２の結晶成長工程でＩｎＧａＮ光ガイド層の部分的層１４ａを形成した後の成長中断工程を示している。この成長中断工程では、図２の結晶成長工程で供給していたIII族元素原料１０１を停止し、第２アンモニアガス１１２とともに、窒素と水素からなる第２キャリアガス１１３を供給しながら所定時間で結晶成長を中断させる。この成長中断工程によって、高いＩｎ組成比を有するＩｎＧａＮ光ガイド層の表面の過剰なＩｎを除去することができ、ＩｎＧａＮ層の結晶欠陥が抑制され得る。そして、図２の結晶成長工程と図３の成長中断工程とを繰り返すことによって、結晶性の良好な厚い（１２０ｎｍ以上の）ＩｎＧａＮ光ガイド層を形成することができる。

ＩｎＧａＮ光ガイド層１４ａの表面などに残った過剰なＩｎは、主に第２キャリアガス１１３中の水素のエッチング作用によって除去される。水素はエッチング作用が強いことから、図２の結晶成長工程で形成されたＩｎＧａＮ光ガイド層の部分的層１４ａの表面またはその層の一部をもエッチングして、表面荒れを生じたり所望の層厚の達成を困難にする恐れある。この恐れを防止するために、成長中断工程中に第２アンモニアガス１１２も供給される。この第２アンモニアガス１１２は、第２キャリアガス１１３中の水素ほどではないが、層表面の過剰なＩｎを除去する効果を生じ得る。このことは、第２アンモニアガス１１２の供給量を増やすことによって、エッチング効果の強い水素の流量を抑制し得ることを意味している。第２アンモニアガス１１２に対する第２キャリアガス１１３中の水素の割合は、１％以上３５％以下にすることが好ましい。ここで、第２アンモニアガス１１２に対する第２キャリアガス１１３中の水素の割合とは、第２キャリアガス中の水素流量÷第２アンモニアガス流量×１００で計算される百分率を意味する。

第２アンモニアガス１１２の流量は、ＩｎＧａＮ光ガイド層の部分的層１４ａの形成に用いられた第１アンモニアガス１０２の流量と同一以上であることが好ましく、１．１倍以上３倍以下であることがより好ましい。これは、第１アンモニアガス１０２の流量に比べて第２アンモニアガス１１２の流量が多いことによって、層表面の過剰なＩｎを除去する効果が増大するとともに、エッチング効果の強い水素の流量を抑制することができるからである。

第２キャリアガス１１３中の水素の割合は、１％以上２０％以下であることが好ましい。水素の割合がこの範囲にあることによって、層表面の過剰なＩｎを除去することができる。水素の割合が２０％を超えれば、ＩｎＧａＮ光ガイド層の部分的層１４ａをエッチングする効果が強くなり過ぎるので好ましくない。ここで、第２キャリアガス１１３中の水素の割合とは、第２キャリアガス中の水素流量÷（第２キャリアガス中の水素流量＋窒素流量）×１００で計算された百分率を意味する。

結晶成長中断のための時間は、３秒以上１８０秒以下が好適である。その中断時間が３秒よりも短ければ過剰なＩｎを除去する効果が乏しく、１８０秒よりも長ければエッチングによるＩｎＧａＮ光ガイド層１４ａへのダメージが大きくなるので好ましくない。

ここで、結晶成長が中断される時間における基板温度は、ＩｎＧａＮ光ガイド層の部分的層１４ａが形成される基板温度と同じであることが好ましい。この理由は、最適な中断時間（３秒以上１８０秒以下）内に基板温度を変えて安定させることが非常に難しいからである。基板温度の変化は成長層表面の過剰なＩｎを除去する効果に直接的に影響するので、基板温度が不安定ではＩｎＧａＮ光ガイド層１４中のＩｎ組成比の均一性とその良好な再現性が得られなくなる。

なお、上述の実施形態ではＭＯＣＶＤ装置を用いた結晶成長を例にして説明したが、例えばＭＯＭＢＥ（有機金属分子線エピタキシ）装置またはＨＶＰＥ（ハイドライド気相エピタキシ）装置などを用いて結晶成長させてもよいことは言うまでもない。

図４の模式的断面図は、本発明の一実施例において作製される窒化物半導体レーザ構造ウエハの積層構造を示している。この窒化物半導体レーザ構造ウエハの製造方法は、前述の実施形態による窒化物半導体レーザ構造ウエハの作製方法に対応している。

この窒化物半導体レーザ構造ウエハ２２０は、ｎ型ＧａＮ基板２００の（０００１）面上において、順次積層されたｎ型ＧａＮ層２０１、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２０２、ノンドープＧａＮ層２０３、第１のノンドープＩｎＧａＮ光ガイド層２０４、発光層２０５、第２のノンドープＩｎＧａＮ光ガイド層２０６、ノンドープＧａＮ中間層２０７、ｐ型ＡｌＧａＮ層２０８、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２０９、およびｐ型ＧａＮコンタクト層２１０を含んでいる。

窒化物半導体レーザ構造ウエハ２２０の作製においては、まずＭＯＣＶＤ装置内でｎ型ＧａＮ基板２００を１０５０℃まで加熱してその温度に保持し、III族元素原料のトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、アンモニアガス、およびＳｉを含むドーピングガスＳｉＨ₄を導入し、ｎ型ＧａＮ基板２００上に厚さ０．５μｍのｎ型ＧａＮ層２０１を形成する。このｎ型ＧａＮ層２０１は、研磨されたｎ型ＧａＮ基板２００の表面モフォロジーを改善するとともに、表面残留応力歪みを緩和させてエピタキシャル成長に適した表面を得るために形成される。

続いて、ＭＯＣＶＤ装置内にIII族元素原料のトリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）をも加えて、厚さ２．５μｍでＳｉ不純物濃度が５×１０¹⁷個／ｃｍ³のｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２０２を形成する。このｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２０２において、III族元素中のＡｌ組成比は５％である。

次に、ＭＯＣＶＤ装置内へのＴＭＡとＳｉＨ₄の導入を停止して、厚さ０．２μｍのノンドープＧａＮ層２０３を形成する。

その後、基板温度を８００℃に低下させ、ＴＭＧとトリメチルインジウム（ＴＭＩ）を供給して、厚さ１５０ｎｍの第１のノンドープＩｎ_0.035Ｇａ_0.965Ｎ光ガイド層２０４を形成する。

第１のＩｎ_0.035Ｇａ_0.965Ｎ光ガイド層２０４上には、２つの量子井戸層を含む発光層２０５を形成する。より具体的には、この発光層２０５の形成においては、厚さ３ｎｍのノンドープＩｎ_0.13Ｇａ_0.87Ｎ井戸層、厚さ１６ｎｍのノンドープＩｎ_0.035Ｇａ_0.965Ｎ障壁層、および厚さ３ｎｍのノンドープＩｎ_0.13Ｇａ_0.87Ｎ井戸層が順次積層される。

発光層２０５上には、厚さ７０ｎｍの第２のノンドープＩｎ_0.035Ｇａ_0.965Ｎ光ガイド層２０６と厚さ１０ｎｍのノンドープＧａＮ中間層２０７がこの順に積層される。

その後、基板温度を再び１１２０℃まで上昇させて、Ｍｇが添加された厚さ２０ｎｍのＡｌ_0.2Ｇａ_0.8Ｎ層２０８、Ｍｇが添加された厚さ０．６μｍのｐ型Ａｌ_0.04Ｇａ_0.96Ｎクラッド層２０９、およびＭｇが添加された厚さ０．１μｍのｐ型ＧａＮコンタクト層２１０を順次形成され、これによって窒化物半導体レーザ構造ウエハ２２０の結晶成長を終了する。ここで、Ｍｇを含む原料ガスとして（ＥｔＣｐ）₂Ｍｇを用いることができる。

以下において、本発明の重要な特徴の一つである第１のＩｎＧａＮ光ガイド層２０４の形成方法についてさらに詳細に説明する。なお、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層２０６も以下と同様の方法で形成され得る。

本実施例において第１のＩｎＧａＮ光ガイド層を形成する結晶成長工程は、８００℃の基板温度で、ＩｎとＧａを含むIII族元素原料（図２中の１０１に相当）としてＴＭＩとＴＭＧを用い、６Ｌ／分の第１アンモニアガス（図２中の１０２に相当）と８Ｌ／分の窒素と０．５Ｌ／分の水素からなる第１キャリアガス（図２中の１０３に相当）を供給して、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層の部分的層である厚さ３０ｎｍのノンドープＩｎ_0.035Ｇａ_0.965Ｎ光ガイド層を形成する。

続いて、本実施例の成長中断工程は、同じ８００℃の基板温度で、ＴＭＩとＴＭＧのIII族元素原料の供給を停止し、６Ｌ／分の第２アンモニアガス（図３中の１１２に相当）とともに、８Ｌ／分の窒素と０．５Ｌ／分の水素からなる第２キャリアガス（図３中の１１３に相当）を供給しながら、結晶成長を４０秒間中断させる。そして、上記の結晶成長工程と成長中断工程とを５回繰り返すことによって、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層が１５０ｎｍの厚さに形成される。

本実施例によって得られた窒化物半導体レーザ素子は、発振波長４４０ｎｍ、動作電圧５．３Ｖ、外部量子効率１．５、および閾値電流密度２．５ｋＡ／ｃｍ²の優れたレーザ素子特性を有していた。

以上のように、本発明によれば、４３０ｎｍ以上５４０ｎｍ以下の発光波長を有する窒化物半導体レーザ素子において、動作電圧の低減、外部量子効率の増大、および発振閾値電流密度の低減などの特性改善が可能となる。また、そのように改善されたレーザ素子は、蛍光体と組み合わせた高輝度白色光源装置、高輝度の青色ないし緑色光源装置、ＲＧＢ（赤緑青）光源を含む光ディスプレイ装置、ＲＧＢ光源を含むレーザプロジェクタなどに利用することができる。

窒化物半導体レーザ構造ウエハの積層構造を示す模式的断面図である。 本発明における結晶成長工程の一例を示す模式的断面図である。 本発明における成長中断工程の一例を示す模式的断面図である。 窒化物半導体レーザ構造ウエハを図解する模式的断面図である。

符号の説明

１０ 窒化物半導体レーザ構造ウエハ、１１ 窒化物半導体基板、１２ 型ＡｌＧａＮクラッド層、１３ ＧａＮ層、１４ 第１のＩｎＧａＮ光ガイド層、１５ 発光層、１６ 第２のＩｎＧａＮ光ガイド層、１７ 窒化物半導体中間層、１８ ｐ型ＡｌＧａＮ層、１９ ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層、１０１ III族元素原料、１０２ 第１アンモニアガス、１０３ 第１キャリアガス、１１２ 第２アンモニアガス、１１３ 第２キャリアガス、２２０ 窒化物半導体レーザ構造ウエハ、２００ ｎ型ＧａＮ基板、２０１ ｎ型ＧａＮ層、２０２ ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層、２０３ ノンドープＧａＮ層、２０４ 第１のノンドープＩｎＧａＮ光ガイド層、２０５ 発光層、２０６ 第２のノンドープＩｎＧａＮ光ガイド層、２０７ ノンドープＧａＮ中間層、２０８ ｐ型ＡｌＧａＮ層、２０９ ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層、２１０ ｐ型ＧａＮコンタクト層。

Claims (11)

1. ＩｎＧａＮ層を製造するための方法であって、
   ＩｎとＧａを含むIII族元素原料、第１アンモニアガス、および窒素と水素を含む第１キャリアガスを供給する結晶成長工程と、
   前記III族元素原料の供給を停止し、第２アンモニアガスとともに、窒素と水素を含む第２キャリアガスを供給して、所定時間だけ結晶成長を中断させる成長中断工程と、
   前記結晶成長工程と前記成長中断工程を交互に繰り返して、所定厚さの前記ＩｎＧａＮ層を形成する工程を含むことを特徴とする製造方法。
2. 前記ＩｎＧａＮ層の前記所定厚さは１２０ｎｍ以上１６０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の製造方法。
3. 一回の前記結晶成長工程で堆積される結晶層の厚さは２５ｎｍ以上４０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の製造方法。
4. 前記第１キャリアガス中の水素の割合は１％以上２０％以下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製造方法。
5. 前記第１キャリアガス中の水素の割合は前記第２キャリアガス中の水素の割合と同じであることを特徴とする請求項４に記載の製造方法。
6. 前記第１アンモニアガスと前記第１キャリアガスの総流量は前記第２アンモニアガスと前記第２キャリアガスの総流量と同じであることを特徴とする請求項１から５のいずれかに記載の製造方法。
7. 前記第２アンモニアガスに対する前記第２キャリアガス中の水素の割合が１％以上３５％以下であ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製造方法。
8. 前記第２アンモニアガスの流量が前記第１アンモニアガスの流量よりも多いことを特徴とする請求項１から７のいずれかに記載の製造方法。
9. 前記第２アンモニアガスの流量が前記第１アンモニアガスの流量の１．１倍以上３倍以下であることを特徴とする請求項８に記載の製造方法。
10. 前記第２キャリアガス中の水素の割合が１％以上２０％以下であることを特徴とする請求項１から９のいずれかに記載の製造方法。
11. 前記所定時間は３秒以上１８０秒以下であることを特徴とする請求項６から１０のいずれかに記載の製造方法。

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