JP6218791B2

JP6218791B2 - Nitride semiconductor laser device

Info

Publication number: JP6218791B2
Application number: JP2015211987A
Authority: JP
Inventors: 津田　有三; 有三津田; 将策久保
Original assignee: Sharp Corp
Current assignee: Sharp Corp
Priority date: 2015-10-28
Filing date: 2015-10-28
Publication date: 2017-10-25
Anticipated expiration: 2031-10-28
Also published as: JP2016015525A

Description

本発明は、４６０ｎｍ以上の発振波長を有する窒化物半導体レーザ素子に関する。 The present invention relates to a nitride semiconductor laser device having an oscillation wavelength of 460 nm or more.

ＩｎＧａＮ材料を利用した窒化物半導体レーザ素子には、発振波長が４６０ｎｍ以上であるような長波長帯域において発光層（活性層）内での光の閉じ込め率が低下するという問題がある。この光閉じ込め率の低下は閾値電流密度の増大を齎す。その理由は、波長が長くなるにつれて窒化物半導体レーザ素子においてクラッド材料として利用されているＡｌＧａＮと光ガイド材料として利用されているＧａＮとの屈折率差が均衡するからである。これらの屈折率差を十分に保つため、一般には、クラッド材料であるＡｌＧａＮのＡｌ組成比を高め、光ガイド層にＩｎを加えると共にその光ガイド材料のＩｎ組成比を高めることがなされる。 A nitride semiconductor laser element using an InGaN material has a problem that the confinement rate of light in the light emitting layer (active layer) decreases in a long wavelength band where the oscillation wavelength is 460 nm or more. This decrease in the light confinement ratio increases the threshold current density. The reason is that as the wavelength becomes longer, the difference in refractive index between AlGaN used as the cladding material and GaN used as the light guide material in the nitride semiconductor laser element is balanced. In order to maintain these refractive index differences sufficiently, generally, the Al composition ratio of AlGaN as a cladding material is increased, In is added to the light guide layer, and the In composition ratio of the light guide material is increased.

特開２００４−８７７６３号公報JP 2004877763 A 国際公開第２００５／０２０３９６号International Publication No. 2005/020396

しかしながら、クラッド材料と光ガイド材料との屈折率差を十分に保つということは、クラッド層と光ガイド層との格子不整合が増大することを意味し、クラックの発生といった新たな問題を含んでいた。 However, maintaining a sufficient difference in refractive index between the clad material and the light guide material means that the lattice mismatch between the clad layer and the light guide layer increases, and includes new problems such as the occurrence of cracks. It was.

本発明者らによる検討の結果、クラック発生の防止と光閉じ込め率の向上との両立を図るためには、ｎ側のＡｌＧａＮクラッド層のＡｌ組成比を高くその層厚を薄く、そしてＩｎＧａＮ光ガイド層のＩｎ組成比を高くすれば良いことが分かった。特にＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＩｎ組成比が３．５％以上になると、光閉じ込め率が向上するために好ましかった。しかしながら、このような高いＩｎ組成比を有するＩｎＧａＮ光ガイド層は新たな課題を生み出した。 As a result of investigations by the present inventors, in order to achieve both prevention of crack generation and improvement of the optical confinement rate, the Al composition ratio of the n-side AlGaN cladding layer is increased and the layer thickness is decreased, and the InGaN optical guide It was found that the In composition ratio of the layer should be increased. In particular, when the In composition ratio in the InGaN optical guide layer was 3.5% or more, the optical confinement rate was improved, which was preferable. However, the InGaN optical guide layer having such a high In composition ratio has created a new problem.

１つ目の課題は、ＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＩｎ組成比が高いことに起因する発光層の劣化であった。発光層の劣化は、窒化物半導体レーザ素子を蛍光顕微鏡で観察したときに非発光斑点となって観測され、閾値電流密度の増大または寿命の低下を招く。 The first problem is the deterioration of the light emitting layer due to the high In composition ratio in the InGaN light guide layer. The deterioration of the light emitting layer is observed as non-light emission spots when the nitride semiconductor laser element is observed with a fluorescence microscope, leading to an increase in threshold current density or a decrease in lifetime.

２つ目の課題は、電流注入量が増すにつれてＩｎＧａＮ光ガイド層で発光し始めるという問題であった。これは、電子と正孔とが効率良く井戸層で再結合せずにキャリアがＩｎＧａＮガイド層に漏れ出て再結合することを意味する。これにより、発光層での発光効率が低下するので、閾値電流密度の増大を招く。 The second problem is that the InGaN light guide layer starts to emit light as the amount of current injection increases. This means that electrons and holes do not recombine efficiently in the well layer, but carriers leak into the InGaN guide layer and recombine. As a result, the light emission efficiency in the light emitting layer decreases, leading to an increase in threshold current density.

これらの課題を解決するために、例えば特許文献１または２に記載の技術を用いて井戸層と障壁層との間に障壁層よりも大きなバンドギャップエネルギーを有するＡｌＧａＮ層の挿入を試みたが、上記２つ目の課題の解決は難しかった。 In order to solve these problems, for example, an attempt was made to insert an AlGaN layer having a larger band gap energy than the barrier layer between the well layer and the barrier layer using the technique described in Patent Document 1 or 2. The solution of the second problem was difficult.

本発明は、かかる点に鑑みてなされたものであり、その目的は、４６０ｎｍ以上の発振波長を有する窒化物半導体レーザ素子において、クラックの発生を抑制しながら、ＩｎＧａＮ光ガイド層のＩｎ組成比を高めることにより発光層（活性層）内での光閉じ込め率を上げ、そのＩｎＧａＮ光ガイド層が活性層の劣化の起点となることを抑制し、さらには電流注入量の増加に伴うＩｎＧａＮガイド層の発光を防止してキャリアの再結合を高めることである。 The present invention has been made in view of such a point, and an object of the present invention is to reduce the occurrence of cracks in the nitride semiconductor laser device having an oscillation wavelength of 460 nm or more, while reducing the In composition ratio of the InGaN optical guide layer. By increasing the optical confinement ratio in the light emitting layer (active layer), the InGaN light guide layer is suppressed from becoming a starting point of deterioration of the active layer, and further, the InGaN guide layer increases with increasing current injection amount. It is to prevent light emission and increase the recombination of carriers.

本発明に係る窒化物半導体レーザ素子は、４６０ｎｍ以上の発振波長を有する。このような半導体レーザ素子では、窒化物半導体基板の上に、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層、発光層、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層、およびｐ型ＡｌＧａＮクラッド層がこの順に設けられている。ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層におけるＡｌ組成比は６．５％以上８％以下であり、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層の層厚は０．９μｍ以上１．３μｍ以下である。第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層のそれぞれにおけるＩｎ組成比は３．５％以上７％以下であり、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層のそれぞれの層厚は５０ｎｍ以上８０ｎｍ以下である。発光層は、複数の井戸層と、１または複数の障壁層とを備えている。第１のＩｎＧａＮ光ガイド層と井戸層との間に、層厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下であって、且つＩｎ組成比が２．０％未満であるＩｎＧａＮまたはＧａＮからなる第１の窒化物半導体層が、当該第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および当該井戸層のそれぞれに接して設けられている。 The nitride semiconductor laser device according to the present invention has an oscillation wavelength of 460 nm or more. In such a semiconductor laser device, an n-type AlGaN cladding layer, a first InGaN light guide layer, a light emitting layer, a second InGaN light guide layer, and a p-type AlGaN cladding layer are arranged in this order on a nitride semiconductor substrate. Is provided. The Al composition ratio in the n-type AlGaN cladding layer is 6.5% or more and 8% or less, and the thickness of the n-type AlGaN cladding layer is 0.9 μm or more and 1.3 μm or less. The In composition ratio in each of the first InGaN light guide layer and the second InGaN light guide layer is 3.5% or more and 7% or less, and each of the first InGaN light guide layer and the second InGaN light guide layer. The layer thickness is 50 nm or more and 80 nm or less. The light emitting layer includes a plurality of well layers and one or a plurality of barrier layers. A first nitride semiconductor layer made of InGaN or GaN having a thickness of 1 nm to 3 nm and an In composition ratio of less than 2.0% between the first InGaN optical guide layer and the well layer Are provided in contact with each of the first InGaN light guide layer and the well layer.

井戸層と第２のＩｎＧａＮ光ガイド層との間に、層厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下であって、且つＩｎ組成比が２．０％未満であるＩｎＧａＮまたはＧａＮからなる第２の窒化物半導体層が、当該井戸層および当該第２のＩｎＧａＮ光ガイド層のそれぞれに接して設けられていることが好ましい。 Between the well layer and the second InGaN optical guide layer, a second nitride semiconductor layer made of InGaN or GaN having a layer thickness of 1 nm to 3 nm and an In composition ratio of less than 2.0% Is preferably provided in contact with each of the well layer and the second InGaN optical guide layer.

第１のＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＳｉ濃度は、１×１０¹⁷ｃｍ^-3以上５×１０¹⁸ｃｍ^-3以下であることが好ましい。 The Si concentration in the first InGaN light guide layer is preferably 1 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ or more and 5 × 10 ¹⁸ cm ⁻³ or less.

第２のＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＭｇ濃度は、５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上３×１０¹⁸ｃｍ^-3以下であることが好ましい。 The Mg concentration in the second InGaN light guide layer is preferably 5 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ or more and 3 × 10 ¹⁸ cm ⁻³ or less.

井戸層の層数は、２以上３以下であることが好ましい。 The number of well layers is preferably 2 or more and 3 or less.

本発明に係る窒化物半導体レーザ素子では、発振波長が４６０ｎｍ以上であり、クラックの発生が抑制され、ＩｎＧａＮ光ガイド層のＩｎ組成比が高いので発光層（活性層）内での光閉じ込め率が向上し、そのＩｎＧａＮ光ガイド層が活性層の劣化の原因となることが抑制され、さらには電流注入量の増大に伴うＩｎＧａＮガイド層での発光を防止できるのでキャリアの再結合が高くなる。これによって、レーザ特性（たとえば閾値電流密度の低減と長寿命化）の向上を図ることができる。レーザ特性の向上により、レーザ素子を用いた種々の表示装置の消費電力低減または高出力化に寄与し得る。 In the nitride semiconductor laser device according to the present invention, the oscillation wavelength is 460 nm or more, the generation of cracks is suppressed, and the In composition ratio of the InGaN light guide layer is high, so that the light confinement ratio in the light emitting layer (active layer) is high. As a result, it is suppressed that the InGaN light guide layer causes the deterioration of the active layer, and further, light emission in the InGaN guide layer accompanying an increase in the amount of current injection can be prevented, so that carrier recombination is increased. Thereby, it is possible to improve laser characteristics (for example, reduction of threshold current density and extension of life). Improvement in laser characteristics can contribute to reduction in power consumption or increase in output of various display devices using laser elements.

本発明の一実施形態に係る窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハの概略断面図である。It is a schematic sectional drawing of the wafer for manufacturing the nitride semiconductor laser element concerning one Embodiment of this invention. （ａ）〜（ｄ）は、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真である。(A)-(d) is the fluorescence-microscope photograph of the light emitting layer of the wafer for manufacturing a nitride semiconductor laser element. （ａ）〜（ｂ）は、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真である。(A)-(b) is the fluorescence-microscope photograph of the light emitting layer of the wafer for manufacturing a nitride semiconductor laser element. （ａ）〜（ｂ）は、それぞれ、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真、および当該ウエハが発するＥＬ（エレクトロルミネッセンス）スペクトルである。(A)-(b) is the fluorescence-microscope photograph of the light emitting layer of the wafer for manufacturing a nitride semiconductor laser element, respectively, and EL (electroluminescence) spectrum which the said wafer emits. （ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハのバンド構造図、当該ウエハが発するＥＬスペクトル、および当該ウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真である。(A)-(c) is the band structure figure of the wafer for manufacturing a nitride semiconductor laser element, the EL spectrum which the said wafer emits, and the fluorescence micrograph of the light emitting layer of the said wafer, respectively. （ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハのバンド構造図、当該ウエハが発するＥＬスペクトル、および当該ウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真である。(A)-(c) is the band structure figure of the wafer for manufacturing a nitride semiconductor laser element, the EL spectrum which the said wafer emits, and the fluorescence micrograph of the light emitting layer of the said wafer, respectively. （ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハのバンド構造図、当該ウエハが発するＥＬスペクトル、および当該ウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真である。(A)-(c) is the band structure figure of the wafer for manufacturing a nitride semiconductor laser element, the EL spectrum which the said wafer emits, and the fluorescence micrograph of the light emitting layer of the said wafer, respectively. （ａ）〜（ｂ）は、それぞれ、窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハのバンド構造図、および当該ウエハが発するＥＬスペクトルである。(A)-(b) is the band structure figure of the wafer for manufacturing a nitride semiconductor laser element, respectively, and the EL spectrum which the said wafer emits. 実施例１に係る窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハの概略断面図である。1 is a schematic cross-sectional view of a wafer for manufacturing a nitride semiconductor laser element according to Example 1. FIG. 実施例２に係る窒化物半導体レーザ素子を製造するためのウエハの概略断面図である。6 is a schematic cross-sectional view of a wafer for manufacturing a nitride semiconductor laser element according to Example 2. FIG.

以下、本発明の窒化物半導体レーザ素子（単に「レーザ素子」と記すことがある）について図面を用いて説明する。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。 Hereinafter, the nitride semiconductor laser device of the present invention (simply referred to as “laser device”) will be described with reference to the drawings. In the drawings of the present application, the length, width, thickness, and the like are changed as appropriate for the sake of clarity and simplification of the drawings, and do not represent actual dimensional relationships. In particular, the thickness is shown relatively appropriately enlarged. In the drawings, the same reference numerals represent the same or corresponding parts.

≪実施の形態≫
図１は、本発明の実施の形態に係るレーザ素子を製造するためのウエハ（単に「ウエハ」と記すことがある）１０の概略断面図である。ウエハ１０では、窒化物半導体基板１１の上に、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２、ＧａＮ層１３、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４、第１の窒化物半導体層１５、発光層１６、第２の窒化物半導体層１７、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８、ＧａＮ中間層１９、ｐ型ＡｌＧａＮ層２０、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１、およびｐ型ＧａＮコンタクト層２２が順に設けられている。本実施の形態に係るレーザ素子は、必要に応じてウエハ１０の一部分をエッチングなどにより除去してからｎ側電極およびｐ側電極を所定の位置に形成することにより、製造される。なお、以下では、説明の都合上、第１および第２の窒化物半導体層１５，１７以外の構成要素を説明してから、第１および第２の窒化物半導体層１５，１７を説明する。 << Embodiment >>
FIG. 1 is a schematic cross-sectional view of a wafer (simply referred to as “wafer”) 10 for manufacturing a laser device according to an embodiment of the present invention. In the wafer 10, an n-type AlGaN cladding layer 12, a GaN layer 13, a first InGaN light guide layer 14, a first nitride semiconductor layer 15, a light emitting layer 16, and a second nitride are formed on a nitride semiconductor substrate 11. A physical semiconductor layer 17, a second InGaN light guide layer 18, a GaN intermediate layer 19, a p-type AlGaN layer 20, a p-type AlGaN cladding layer 21, and a p-type GaN contact layer 22 are provided in this order. The laser device according to the present embodiment is manufactured by removing a part of the wafer 10 by etching or the like as necessary, and then forming the n-side electrode and the p-side electrode at predetermined positions. In the following, for convenience of explanation, the components other than the first and second nitride semiconductor layers 15 and 17 will be described, and then the first and second nitride semiconductor layers 15 and 17 will be described.

＜窒化物半導体基板＞
窒化物半導体基板１１としては、ＧａＮ基板であっても良いが、ＡｌＧａＮ基板であることが好ましい。ＡｌＧａＮ基板を用いれば、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２を積層する必要がなく、またＧａＮ基板を用いた場合に問題となる基板への光の漏れを抑制する必要もない。ＡｌＧａＮ基板を用いる場合、ＡｌＧａＮ基板におけるＡｌ組成比は７％以下であることが好ましい。窒化物半導体基板１１の主面となる面方位は、極性面の（０００１）面、無極性面の（１−１００）面、または半極性面の（１１−２２）面等であれば良い。窒化物半導体基板１１の層厚は、特に限定されないが、３００μｍ以上５００μｍ以下であれば良い。 <Nitride semiconductor substrate>
The nitride semiconductor substrate 11 may be a GaN substrate, but is preferably an AlGaN substrate. If an AlGaN substrate is used, it is not necessary to stack the n-type AlGaN cladding layer 12, and it is not necessary to suppress light leakage to the substrate, which is a problem when using a GaN substrate. When an AlGaN substrate is used, the Al composition ratio in the AlGaN substrate is preferably 7% or less. The plane orientation as the main surface of the nitride semiconductor substrate 11 may be a polar (0001) plane, a nonpolar (1-100) plane, a semipolar (11-22) plane, or the like. The layer thickness of the nitride semiconductor substrate 11 is not particularly limited, but may be 300 μm or more and 500 μm or less.

＜ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層＞
ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２は、ｎ型不純物として主にＳｉを含むＡｌＧａＮ層であれば良い。ここで、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２は、単一層からなっても良いし、Ａｌ組成比の異なる２以上の層を含んでも良いし、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ（０≦ｘ≦１）層／Ａｌ_yＧａ_1-yＮ（０≦ｙ≦１、ｘ＜ｙ）層からなる超格子層であっても良いし、Ａｌ_xＧａ_1-xＮ（０≦ｘ≦１）層／ＧａＮ層からなる超格子層であっても良い。また、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２の一部の層がアンドープ層であっても良い。ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２が超格子層であれば、クラックの発生を抑制するとともにレーザ素子における動作電圧を低減できる。なお、図１では、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２が積層構造を含む場合も含めて、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２を１層として記している。また、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２のうちＧａＮ層１３と直接接する層の一部をアンドープ層（ｎ型不純物が含まれない層）としても良い。これにより、Ｓｉによる光吸収を防止でき、閾値電流密度を下げることができる。 <N-type AlGaN cladding layer>
The n-type AlGaN cladding layer 12 may be an AlGaN layer mainly containing Si as an n-type impurity. Here, the n-type AlGaN cladding layer 12 may be a single layer, may include two or more layers having different Al composition ratios, and may be an Al _x Ga _1-x N (0 ≦ x ≦ 1) layer. / Al _y Ga _1-y N (0 ≦ y ≦ 1, x <y) layer may be a superlattice layer, Al _x Ga _1-x N (0 ≦ x ≦ 1) layer / GaN layer A superlattice layer made of may be used. Further, a part of the n-type AlGaN cladding layer 12 may be an undoped layer. If the n-type AlGaN cladding layer 12 is a superlattice layer, the generation of cracks can be suppressed and the operating voltage in the laser element can be reduced. In FIG. 1, the n-type AlGaN cladding layer 12 is shown as one layer, including the case where the n-type AlGaN cladding layer 12 includes a laminated structure. Further, a part of the n-type AlGaN clad layer 12 that is in direct contact with the GaN layer 13 may be an undoped layer (a layer that does not contain an n-type impurity). Thereby, light absorption by Si can be prevented and the threshold current density can be lowered.

ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２におけるＡｌ組成比は６．５％以上８％以下であり、好ましくは７％以上８％以下であり、通常の青紫色半導体レーザ素子（発振波長が４０５ｎｍ）または青色半導体レーザ素子（発振波長が４４０〜４６０ｎｍ未満）のクラッド層におけるＡｌ組成比に比べて高い。本発明者らの検討結果から、４６０ｎｍ以上の発振波長を有するレーザ素子の場合、発光層内における光閉じ込めを十分に保ち、且つ光が窒化物半導体基板１１側へ漏れ出すことを抑えるためには、後で説明する第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８との関係も考慮に入れて、Ａｌ組成比を６．５％以上８％以下と高く設定した方が優位であることがわかった。ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２におけるＡｌ組成比が６．５％未満であれば、発振波長が４６０ｎｍ以上においてｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２と第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４との屈折率差を一定以上に保つことが難しく、よって、光閉じ込め率の低下を招く。また、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２におけるＡｌ組成比が８％を超えると、クラックの多発を招く。 The Al composition ratio in the n-type AlGaN cladding layer 12 is 6.5% or more and 8% or less, preferably 7% or more and 8% or less, and is a normal blue-violet semiconductor laser element (oscillation wavelength is 405 nm) or blue semiconductor laser. It is higher than the Al composition ratio in the cladding layer of the element (oscillation wavelength is less than 440 to 460 nm). From the results of the study by the present inventors, in the case of a laser element having an oscillation wavelength of 460 nm or more, in order to sufficiently maintain light confinement in the light emitting layer and to prevent light from leaking to the nitride semiconductor substrate 11 side. In consideration of the relationship between the first InGaN light guide layer 14 and the second InGaN light guide layer 18 which will be described later, it is advantageous to set the Al composition ratio as high as 6.5% or more and 8% or less. I found out that If the Al composition ratio in the n-type AlGaN cladding layer 12 is less than 6.5%, the difference in refractive index between the n-type AlGaN cladding layer 12 and the first InGaN optical guide layer 14 is set to a certain value or more at an oscillation wavelength of 460 nm or more. It is difficult to maintain, thus causing a reduction in the light confinement rate. Further, when the Al composition ratio in the n-type AlGaN cladding layer 12 exceeds 8%, frequent cracks are caused.

しかし、本実施の形態では、Ａｌ組成比が従来よりも高いので、クラックが多発しやすい。クラックの多発を防止するためには、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２の層厚を１．３μｍ以下とすれば良く、好ましくは１．２μｍ以下とする。この値は、通常の値（通常の青紫色半導体レーザ素子などではクラッド層の厚みは約１．８μｍ以上である）と比べて随分薄い。また、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２の層厚の下限値は０．９μｍであり、好ましくは１．０μｍである。ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２の層厚が０．９μｍ未満になると、光が窒化物半導体基板１１側に漏れ出すことがある。 However, in this embodiment, since the Al composition ratio is higher than the conventional one, cracks are likely to occur frequently. In order to prevent frequent occurrence of cracks, the thickness of the n-type AlGaN cladding layer 12 may be 1.3 μm or less, and preferably 1.2 μm or less. This value is considerably thinner than a normal value (in a normal blue-violet semiconductor laser device or the like, the thickness of the cladding layer is approximately 1.8 μm or more). The lower limit of the layer thickness of the n-type AlGaN cladding layer 12 is 0.9 μm, preferably 1.0 μm. If the thickness of the n-type AlGaN cladding layer 12 is less than 0.9 μm, light may leak out to the nitride semiconductor substrate 11 side.

ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２が超格子層である場合、またはｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２が２以上の層を含む場合、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２全体における平均Ａｌ組成比が６．５％以上８％以下となるようにすれば良い。ここで、平均Ａｌ組成比は、各層におけるＡｌ組成比と当該層の層厚との積の合計をｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２の層厚で割って求めることができる。層厚に関しては、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２全体の層厚が０．９μｍ以上１．３μｍ以下となるようにすれば良い。 When the n-type AlGaN cladding layer 12 is a superlattice layer, or when the n-type AlGaN cladding layer 12 includes two or more layers, the average Al composition ratio in the entire n-type AlGaN cladding layer 12 is 6.5% or more and 8%. What should be done is as follows. Here, the average Al composition ratio can be obtained by dividing the sum of the products of the Al composition ratio in each layer and the layer thickness of the layer by the layer thickness of the n-type AlGaN cladding layer 12. Regarding the layer thickness, the thickness of the entire n-type AlGaN cladding layer 12 may be 0.9 μm or more and 1.3 μm or less.

ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層におけるｎ型不純物濃度は５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上５×１０¹⁸ｃｍ^-3以下であれば良く、好ましくは１×１０¹⁸ｃｍ^-3以上３×１０¹⁸ｃｍ^-3以下である。 The n-type impurity concentration in the n-type AlGaN cladding layer may be 5 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ or more and 5 × 10 ¹⁸ cm ⁻³ or less, preferably 1 × 10 ¹⁸ cm ⁻³ or more and 3 × 10 ¹⁸ cm ⁻³ or less. It is.

＜ＧａＮ層＞
ＧａＮ層１３は、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２と第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４との間の格子定数をもち、バッファとして機能する。後で述べる第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４におけるＩｎ組成比が４％以上であれば、ＧａＮ層１３はクラッド層として機能し得る。このことによって、光の閉じ込め率をさらに上げることができる。ここで、ＧａＮ層１３の層厚は０．１μｍ以上０．３μｍ以下であることが好ましい。ＧａＮ層１３の層厚が０．１μｍ以上であれば、レーザ発振時の光強度の最大領域が適度にｎ側に移動するため、ｐ型不純物であるマグネシウム（Ｍｇ）からの光吸収が抑制されて、外部量子効率の向上が期待できる。ただし、ＧａＮ層１３の層厚が０．３μｍを超えると、光が基板１１側に漏れ出すことがあり、好ましくない。また、ＧａＮ層１３の層厚が０．１μｍ未満であれば、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２と第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４との格子不整合を緩和させるバッファ層としての機能が低下するおそれがあり、好ましくない。 <GaN layer>
The GaN layer 13 has a lattice constant between the n-type AlGaN cladding layer 12 and the first InGaN light guide layer 14 and functions as a buffer. If the In composition ratio in the first InGaN optical guide layer 14 described later is 4% or more, the GaN layer 13 can function as a cladding layer. This can further increase the light confinement rate. Here, the thickness of the GaN layer 13 is preferably 0.1 μm or more and 0.3 μm or less. If the layer thickness of the GaN layer 13 is 0.1 μm or more, the maximum region of light intensity at the time of laser oscillation is appropriately shifted to the n side, so that light absorption from magnesium (Mg), which is a p-type impurity, is suppressed. Therefore, the improvement of external quantum efficiency can be expected. However, if the layer thickness of the GaN layer 13 exceeds 0.3 μm, light may leak to the substrate 11 side, which is not preferable. Moreover, if the layer thickness of the GaN layer 13 is less than 0.1 μm, the function as a buffer layer for relaxing the lattice mismatch between the n-type AlGaN cladding layer 12 and the first InGaN light guide layer 14 may be reduced. Yes, not preferred.

＜第１のＩｎＧａＮ光ガイド層、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層、ＧａＮ中間層＞
本発明者らの実験結果から、発光層領域での光の閉じ込め率を向上させるためには、ＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＩｎ組成比を高くすることが重要であるとわかった。そこで、本実施の形態では、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８におけるＩｎ組成比をそれぞれ３．５％以上７％以下（好ましくは４％以上６％以下）に設定し、これらの層厚を５０ｎｍ以上（好ましくは６０ｎｍ以上）としている。第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８における各Ｉｎ組成比が３．５％未満であれば、発振波長が４６０ｎｍ以上においてｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２と第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４との屈折率差を一定以上に保つことが難しく、よって、光閉じ込め率の低下を招く。また、このＩｎ組成比が７％を超えると、結晶性の悪化を招く。また、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８における各層厚が５０ｎｍ未満であれば、光閉じ込め率の低下を招くことがある。 <First InGaN light guide layer, second InGaN light guide layer, GaN intermediate layer>
From the experimental results of the present inventors, it has been found that it is important to increase the In composition ratio in the InGaN light guide layer in order to improve the light confinement ratio in the light emitting layer region. Therefore, in the present embodiment, the In composition ratio in the first InGaN light guide layer 14 and the second InGaN light guide layer 18 is 3.5% or more and 7% or less (preferably 4% or more and 6% or less), respectively. The layer thickness is set to 50 nm or more (preferably 60 nm or more). If each In composition ratio in the first InGaN light guide layer 14 and the second InGaN light guide layer 18 is less than 3.5%, the n-type AlGaN cladding layer 12 and the first InGaN light are emitted at an oscillation wavelength of 460 nm or more. It is difficult to keep the difference in refractive index with the guide layer 14 above a certain level, which leads to a decrease in the optical confinement rate. Further, when the In composition ratio exceeds 7%, the crystallinity is deteriorated. Further, if the thickness of each of the first InGaN light guide layer 14 and the second InGaN light guide layer 18 is less than 50 nm, the light confinement rate may be lowered.

一般に、ＩｎＧａＮ光ガイド層の層厚が厚ければ厚いほど光閉じ込め率が向上する。しかし、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８では、Ｉｎ組成比が比較的高いので、層厚の増大に伴って結晶性が急激に悪化してしまう。そのため、本実施の形態では、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８の各層厚の上限値を８０ｎｍにして、Ｉｎ組成比が高いことに起因する結晶性の悪化を防止している。このように本実施の形態における第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８では、高いＩｎ組成比を選択したため、その層厚を比較的薄くしている。このような場合であっても、前述のｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２とあいまって、発光層領域での光の閉じ込め率を向上させることができ、閾値電流密度の低減を実現することができる。 In general, the greater the thickness of the InGaN light guide layer, the better the light confinement rate. However, since the In composition ratio is relatively high in the first InGaN light guide layer 14 and the second InGaN light guide layer 18, the crystallinity rapidly deteriorates as the layer thickness increases. Therefore, in this embodiment, the upper limit value of each layer thickness of the first InGaN light guide layer 14 and the second InGaN light guide layer 18 is set to 80 nm, and the deterioration of crystallinity due to the high In composition ratio is prevented. It is preventing. Thus, in the first InGaN light guide layer 14 and the second InGaN light guide layer 18 in the present embodiment, since a high In composition ratio is selected, the layer thickness is relatively thin. Even in such a case, in combination with the n-type AlGaN cladding layer 12 described above, the light confinement rate in the light emitting layer region can be improved, and the threshold current density can be reduced.

ここで、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４の層厚が第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８の層厚よりも厚ければ、レーザ発振する際の縦方向（層の積層方向）の光強度分布がｎ側に少し寄った非対称分布となるため、ｐ型層の不純物であるマグネシウムによる光吸収が抑えられ、外部量子効率を向上させる効果がある。 Here, if the layer thickness of the first InGaN light guide layer 14 is thicker than the layer thickness of the second InGaN light guide layer 18, the light intensity distribution in the vertical direction (layer stacking direction) at the time of laser oscillation is obtained. Since the asymmetric distribution is slightly closer to the n side, light absorption by magnesium, which is an impurity of the p-type layer, is suppressed, and the external quantum efficiency is improved.

第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８とＧａＮ中間層１９との合計層厚を８０ｎｍ以下にすることが最適である。第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８が８０ｎｍである場合、ＧａＮ中間層１９は設けなくても構わない。しかし、ＧａＮ中間層１９を設けると、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８とｐ型ＡｌＧａＮ層２０との格子不整合を緩和させることができる。この合計層厚が８０ｎｍを超えると、発光層１６とｐ型ＡｌＧａＮ層２０との距離が大きくなりすぎて、キャリアの損失が増えるため、好ましくない。 It is optimal that the total layer thickness of the second InGaN light guide layer 18 and the GaN intermediate layer 19 is 80 nm or less. When the second InGaN light guide layer 18 is 80 nm, the GaN intermediate layer 19 may not be provided. However, if the GaN intermediate layer 19 is provided, the lattice mismatch between the second InGaN optical guide layer 18 and the p-type AlGaN layer 20 can be relaxed. If the total layer thickness exceeds 80 nm, the distance between the light emitting layer 16 and the p-type AlGaN layer 20 becomes too large, and the loss of carriers increases, which is not preferable.

第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４は１×１０¹⁷ｃｍ^-3以上５×１０¹⁸ｃｍ^-3以下のＳｉ濃度を有していれば良く、好ましくは５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上１×１０¹⁸ｃｍ^-3以下のＳｉ濃度を有している。これにより、キャリアの発生が促進され、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４内での内部電界を遮蔽することができるため、後で述べる電流注入量の増大に伴う第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４での発光をさらに抑制できる。一方、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４におけるＳｉ濃度が５×１０¹⁸ｃｍ^-3を超えると、Ｓｉが光吸収剤として作用し始めるので、外部量子効率が低下することがある。また、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４におけるＳｉ濃度が１×１０¹⁷ｃｍ^-3未満であれば、内部電界を遮蔽する効果が弱くなるおそれがある。同様の理由から、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８は５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上３×１０¹⁸ｃｍ^-3以下のＭｇ濃度を有していれば良く、好ましくは５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上２×１０¹⁸ｃｍ^-3以下のＭｇ濃度を有している。 The first InGaN optical guide layer 14 may have a Si concentration of 1 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ or more and 5 × 10 ¹⁸ cm ⁻³ or less, preferably 5 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ or more and 1 × 10 ^18. It has a Si concentration of cm ⁻³ or less. As a result, the generation of carriers is promoted and the internal electric field in the first InGaN optical guide layer 14 can be shielded. Therefore, the first InGaN optical guide layer 14 accompanying the increase in the amount of current injection described later Luminescence can be further suppressed. On the other hand, when the Si concentration in the first InGaN light guide layer 14 exceeds 5 × 10 ¹⁸ cm ⁻³ , since Si begins to act as a light absorber, the external quantum efficiency may decrease. Further, if the Si concentration in the first InGaN light guide layer 14 is less than 1 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ , the effect of shielding the internal electric field may be weakened. For the same reason, the second InGaN light guide layer 18 may have an Mg concentration of 5 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ or more and 3 × 10 ¹⁸ cm ⁻³ or less, and preferably 5 × 10 ¹⁷ cm ^−3. The Mg concentration is 2 × 10 ¹⁸ cm ⁻³ or less.

＜発光層＞
発光層１６は、２以上の井戸層と１以上の障壁層とで構成されている。より具体的には、発光層１６は、井戸層／障壁層／井戸層であっても良いし、井戸層／障壁層／井戸層／障壁層／井戸層であっても良い。つまり、本実施の形態では、発光層１６の外側に井戸層が形成されている。井戸層の層厚は１ｎｍ以上３ｎｍ以下であれば良く、好ましくは１．５ｎｍ以上２ｎｍ以下である。４６０ｎｍ以上の発振波長を有する井戸層を作製するためには、高Ｉｎ組成比の井戸層を作製する必要がある。しかし、高Ｉｎ組成比の井戸層の層厚が３ｎｍを超えると、格子歪みによって結晶欠陥が発生することがある。また、井戸層の層厚が１ｎｍ未満であれば、利得が小さいために閾値電流密度が増大するという不具合を招くことがある。 <Light emitting layer>
The light emitting layer 16 is composed of two or more well layers and one or more barrier layers. More specifically, the light emitting layer 16 may be a well layer / barrier layer / well layer, or may be a well layer / barrier layer / well layer / barrier layer / well layer. That is, in this embodiment, a well layer is formed outside the light emitting layer 16. The thickness of the well layer may be 1 nm or more and 3 nm or less, and preferably 1.5 nm or more and 2 nm or less. In order to produce a well layer having an oscillation wavelength of 460 nm or more, it is necessary to produce a well layer having a high In composition ratio. However, when the thickness of the well layer having a high In composition ratio exceeds 3 nm, crystal defects may occur due to lattice distortion. Further, if the thickness of the well layer is less than 1 nm, there is a possibility that the threshold current density increases due to the small gain.

後で述べる電流注入量の増大に伴う第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８での発光（発光層以外でのキャリアの損失）を抑制するためには、井戸層の層数を増やすことが最も効果的かつ効率が良い方法である。しかし、４６０ｎｍ以上の発振波長を有する井戸層を４層以上作製すると、格子歪みによって結晶欠陥が著しく発生し、レーザ特性が悪化することがある。そのため、発光層１６の井戸層の層数は２以上３以下であることが好ましい。 In order to suppress light emission (loss of carriers other than the light emitting layer) in the first InGaN light guide layer 14 and the second InGaN light guide layer 18 accompanying an increase in current injection amount described later, the well layer Increasing the number of layers is the most effective and efficient method. However, when four or more well layers having an oscillation wavelength of 460 nm or more are formed, crystal defects may be remarkably generated due to lattice distortion, and laser characteristics may be deteriorated. Therefore, the number of well layers in the light emitting layer 16 is preferably 2 or more and 3 or less.

障壁層は、ＧａＮまたはＡｌＧａＮからなることが好ましい。障壁層がＡｌＧａＮ層である場合、障壁層におけるＡｌ組成比は２％以上８％以下であることが好ましい。障壁層の層厚は１０ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好ましい。 The barrier layer is preferably made of GaN or AlGaN. When the barrier layer is an AlGaN layer, the Al composition ratio in the barrier layer is preferably 2% or more and 8% or less. The thickness of the barrier layer is preferably 10 nm or more and 20 nm or less.

井戸層は、障壁層よりもバンドギャップエネルギーの小さな窒化物半導体材料からなれば良く、ＩｎＧａＮなどからなることが好ましい。井戸層における原子組成比は特に限定されず、適宜設定される。 The well layer may be made of a nitride semiconductor material having a smaller band gap energy than the barrier layer, and is preferably made of InGaN or the like. The atomic composition ratio in the well layer is not particularly limited and is set as appropriate.

＜ｐ型ＡｌＧａＮ層、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層、ｐ型ＧａＮコンタクト層＞
ｐ型ＡｌＧａＮ層２０とｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１とは、図１に示すように互いに接して設けられている。このようにｐ型ＡｌＧａＮ層２０とｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１との間には他の層（たとえばｐ型ＡｌＧａＮ層２０およびｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１よりも屈折率が高い層）が設けられていないので、レーザ発振する際の縦方向の光強度分布がｐ側に引っ張られることを防止でき、よって、ｎ側に効率良く光を寄せることができる。したがって、外部量子効率が向上する。 <P-type AlGaN layer, p-type AlGaN cladding layer, p-type GaN contact layer>
The p-type AlGaN layer 20 and the p-type AlGaN cladding layer 21 are provided in contact with each other as shown in FIG. Thus, no other layer (for example, a layer having a higher refractive index than the p-type AlGaN layer 20 and the p-type AlGaN cladding layer 21) is provided between the p-type AlGaN layer 20 and the p-type AlGaN cladding layer 21. Therefore, it is possible to prevent the longitudinal light intensity distribution during laser oscillation from being pulled to the p side, and thus light can be efficiently directed to the n side. Therefore, the external quantum efficiency is improved.

ｐ型ＡｌＧａＮ層２０におけるＡｌ組成比は１０％以上３０％以下であれば良く、好ましくは１０％以上２０％以下である。ｐ型ＡｌＧａＮ層２０の層厚は８ｎｍ以上２０ｎｍ以下であることが好ましい。ここで、ｐ型不純物はＭｇであればよい。ｐ型不純物の材料についてはｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１およびｐ型ＧａＮコンタクト層２２についても言える。 The Al composition ratio in the p-type AlGaN layer 20 may be 10% or more and 30% or less, and preferably 10% or more and 20% or less. The layer thickness of the p-type AlGaN layer 20 is preferably 8 nm or more and 20 nm or less. Here, the p-type impurity may be Mg. The p-type impurity material can also be applied to the p-type AlGaN cladding layer 21 and the p-type GaN contact layer 22.

ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１におけるＡｌ組成比は３％以上６％以下であれば良く、好ましくは３％以上４％以下である。ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１の層厚は０．４μｍ以上０．６μｍ以下であることが好ましい。ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１におけるＡｌ組成比およびその層厚がそれぞれｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１２におけるＡｌ組成比およびその層厚よりも小さければ、クラックの発生を抑制でき、駆動電圧を下げることもできる。 The Al composition ratio in the p-type AlGaN cladding layer 21 may be 3% or more and 6% or less, and preferably 3% or more and 4% or less. The layer thickness of the p-type AlGaN cladding layer 21 is preferably 0.4 μm or more and 0.6 μm or less. If the Al composition ratio and the layer thickness in the p-type AlGaN cladding layer 21 are smaller than the Al composition ratio and the layer thickness in the n-type AlGaN cladding layer 12, respectively, the generation of cracks can be suppressed and the drive voltage can be lowered.

本実施の形態では、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１の上にｐ型ＧａＮコンタクト層２２が設けられているが、ｐ型ＧａＮコンタクト層２２は設けられていなくても良い。 In the present embodiment, the p-type GaN contact layer 22 is provided on the p-type AlGaN cladding layer 21, but the p-type GaN contact layer 22 may not be provided.

＜第１の窒化物半導体層、第２の窒化物半導体層＞
第１の窒化物半導体層１５は、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および発光層１６中の井戸層のそれぞれに接するように第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４と発光層１６中の井戸層との間に設けられ、Ｉｎ組成比が２．０％未満（好ましくは１．５％以下）であるＩｎＧａＮまたはＧａＮからなる。第１の窒化物半導体層１５の層厚は、１ｎｍ以上３ｎｍ以下である。 <First Nitride Semiconductor Layer, Second Nitride Semiconductor Layer>
The first nitride semiconductor layer 15 is formed between the first InGaN light guide layer 14 and the well layer in the light emitting layer 16 so as to be in contact with each of the first InGaN light guide layer 14 and the well layer in the light emitting layer 16. It is made of InGaN or GaN with an In composition ratio of less than 2.0% (preferably 1.5% or less). The thickness of the first nitride semiconductor layer 15 is not less than 1 nm and not more than 3 nm.

同様に、第２の窒化物半導体層１７は、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８および発光層１６中の井戸層のそれぞれに接するように第２のＩｎＧａＮ光ガイド層１８と発光層１６中の井戸層との間に設けられ、Ｉｎ組成比が２．０％未満（好ましくは１．５％以下）であるＩｎＧａＮまたはＧａＮからなる。第２の窒化物半導体層１７の層厚は、１ｎｍ以上３ｎｍ以下である。本発明者らは、第１の窒化物半導体層１５および第２の窒化物半導体層１７の効果を確認するために以下に示す実験を行なった。なお、以下では、第１の窒化物半導体層１５および第２の窒化物半導体層１７とは層厚のみを異にする層についても示すが、この層を「低Ｉｎ層」と記して第１の窒化物半導体層１５および第２の窒化物半導体層１７と区別する。 Similarly, the second nitride semiconductor layer 17 is in contact with each of the second InGaN light guide layer 18 and the well layer in the light emitting layer 16, and the second InGaN light guide layer 18 and the well in the light emitting layer 16. It is provided between the layers and is made of InGaN or GaN having an In composition ratio of less than 2.0% (preferably 1.5% or less). The layer thickness of the second nitride semiconductor layer 17 is not less than 1 nm and not more than 3 nm. The present inventors conducted the following experiment in order to confirm the effects of the first nitride semiconductor layer 15 and the second nitride semiconductor layer 17. In the following, although a layer having a thickness different from that of the first nitride semiconductor layer 15 and the second nitride semiconductor layer 17 is also shown, this layer is referred to as a “low In layer” and is referred to as a first layer. These are distinguished from the nitride semiconductor layer 15 and the second nitride semiconductor layer 17.

まず、第１の窒化物半導体層１５および第２の窒化物半導体層１７が設けられていないウエハ（「従来のウエハ」と記す。）を４種類用意した。４種類のウエハでは、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層のそれぞれにおけるＩｎ組成比は４．２％、３．０％、１．９％、および１．２％であり、このＩｎ組成比以外は互いに同一であった。たとえば、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層の各層厚は５０ｎｍであった。この４種類のウエハの発光層を蛍光顕微鏡で観察して、当該発光層の劣化の有無を調べた。図２（ａ）〜（ｄ）には、上記Ｉｎ組成比が４．２％、３．０％、１．９％、および１．２％である従来のウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真を順に示す。図２（ａ）〜（ｂ）には黒色の斑点が観察されたが、図２（ｃ）〜（ｄ）には黒色の斑点は観察されなかった。この黒色の斑点はその部分が発光していないことを示しており、本発明者らはこのような部分を非発光斑点と呼んでいる。そして、非発光斑点の存在は発光層の劣化を意味する。 First, four types of wafers (referred to as “conventional wafers”) in which the first nitride semiconductor layer 15 and the second nitride semiconductor layer 17 were not provided were prepared. In the four types of wafers, the In composition ratio in each of the first InGaN light guide layer and the second InGaN light guide layer is 4.2%, 3.0%, 1.9%, and 1.2%. Other than this In composition ratio, they were the same. For example, each layer thickness of the first InGaN light guide layer and the second InGaN light guide layer was 50 nm. The light emitting layers of these four types of wafers were observed with a fluorescence microscope, and the presence or absence of deterioration of the light emitting layers was examined. FIGS. 2A to 2D show fluorescence micrographs of the light emitting layer of a conventional wafer having the In composition ratios of 4.2%, 3.0%, 1.9%, and 1.2%. Shown in order. Black spots were observed in FIGS. 2 (a) to 2 (b), but no black spots were observed in FIGS. 2 (c) to 2 (d). This black spot indicates that the portion does not emit light, and the present inventors refer to such a portion as a non-light-emitting spot. And presence of a non-light-emission spot means deterioration of a light emitting layer.

この実験結果からわかったことは、たとえ発光層自体に非発光斑点の発生を誘発するような要因がなかったとしても第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層の各Ｉｎ組成比が高くなると、これらのＩｎＧａＮ光ガイド層が引き金となって発光層を劣化させてしまうということである。より正確には、発光層中の井戸層に接する層（上記従来のウエハでは第１のＩｎＧａＮ光ガイド層および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層）のＩｎ組成比が２．０％未満でなければ活性層の劣化を誘発する、ということである。 This experimental result shows that the In composition ratios of the first InGaN light guide layer and the second InGaN light guide layer even if there is no factor that induces the occurrence of non-light-emitting spots in the light-emitting layer itself. When the height is increased, these InGaN light guide layers are triggered to deteriorate the light emitting layer. More precisely, if the In composition ratio of the layer in contact with the well layer in the light emitting layer (the first InGaN light guide layer and the second InGaN light guide layer in the above-described conventional wafer) is not less than 2.0%, it is active. It induces layer degradation.

特にレーザ素子では、ＬＥＤなどと異なり、発光層を成長させてからｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１（ＬＥＤには存在しない層である）を結晶性良く成長させる必要があるため、必然的にＬＥＤよりも高温且つ長時間の熱に晒されてしまう。さらに、レーザ素子は光閉じ込めの観点から発光層以外にもたくさんのＩｎを含む光ガイド層を有しており、それらの層は熱に対して非常に脆く劣化しやすい。そのため、レーザ素子の発光層は、ＬＥＤの発光層よりも劣化しやすく、非発光斑点が発生しやすい要因を多く持っている。現に、図２において非発光斑点が発生している条件でも（図２（ａ）〜（ｂ））、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２１を成長させなければ非発光斑点は発生しなかった。このようなことから、Ｉｎ組成比が高い発光層とＩｎ組成比が高いＩｎＧａＮ光ガイド層との間にＩｎ組成比が低い層を設けることによって、第１および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層の熱劣化による影響が発光層にまで伝播するのを防止するのではないかと思われる。 In particular, in a laser device, unlike an LED or the like, it is necessary to grow a p-type AlGaN cladding layer 21 (a layer that does not exist in an LED) with good crystallinity after growing a light emitting layer. It is exposed to high temperature and heat for a long time. Further, the laser element has a light guide layer containing a lot of In in addition to the light emitting layer from the viewpoint of light confinement, and these layers are very fragile to heat and easily deteriorate. Therefore, the light emitting layer of the laser element is more likely to deteriorate than the light emitting layer of the LED, and has many factors that are likely to cause non-light emission spots. Actually, even in the condition where non-light emission spots are generated in FIG. 2 (FIGS. 2A to 2B), no non-light emission spots are generated unless the p-type AlGaN cladding layer 21 is grown. For this reason, by providing a layer having a low In composition ratio between a light emitting layer having a high In composition ratio and an InGaN optical guide layer having a high In composition ratio, the heat of the first and second InGaN light guide layers can be obtained. It seems to prevent the influence of deterioration from propagating to the light emitting layer.

このように、図２（ａ）〜（ｂ）に示す結果から、発光層中の井戸層と接する層におけるＩｎ組成比を２．０％未満にすることで活性層の劣化が防げることはわかった。しかし、本発明を実現する上で、第１および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＩｎ組成比は３．５％以上でなければならない。そこで、ＩｎＧａＮ光ガイド層（Ｉｎ組成比３．５％以上７％以下）および発光層中の井戸層のそれぞれに接するように低Ｉｎ層を当該ＩｎＧａＮ光ガイド層と発光層中の井戸層との間に設ければ良いと考えられる。 As described above, the results shown in FIGS. 2A to 2B show that the deterioration of the active layer can be prevented by setting the In composition ratio in the layer in contact with the well layer in the light emitting layer to less than 2.0%. It was. However, in order to realize the present invention, the In composition ratio in the first and second InGaN optical guide layers must be 3.5% or more. Therefore, the InGaN light guide layer (In composition ratio: 3.5% or more and 7% or less) and the low In layer are in contact with each of the well layer in the light emitting layer and the InGaN light guide layer and the well layer in the light emitting layer. It is considered to be provided in between.

そこで、第１の低Ｉｎ層および第２の低Ｉｎ層が設けられたウエハを２種類用意した。２種類のウエハでは、第１のＩｎＧａＮ層と第２のＩｎＧａＮ層とで（これらのＩｎＧａＮ層は上記低Ｉｎ層である）層厚が互いに異なった。具体的には、第１および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＩｎ組成比は第１のウエハおよび第２のウエハともに４．２％であった。第１および第２のＩｎＧａＮ層におけるＩｎ組成比は第１のウエハおよび第２のウエハともに１．７％であった。第１および第２のＩｎＧａＮ層の層厚は、第１のウエハでは１６ｎｍであり、第２のウエハでは３ｎｍであった。この２種類のウエハの発光層を蛍光顕微鏡で観察して、当該発光層の劣化の有無を調べた。図３（ａ）〜（ｂ）には、第１のウエハおよび第２のウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真を順に示す。 Therefore, two types of wafers provided with the first low In layer and the second low In layer were prepared. In the two types of wafers, the first InGaN layer and the second InGaN layer had different layer thicknesses (these InGaN layers are the low In layers). Specifically, the In composition ratio in the first and second InGaN optical guide layers was 4.2% for both the first wafer and the second wafer. The In composition ratio in the first and second InGaN layers was 1.7% for both the first wafer and the second wafer. The thickness of the first and second InGaN layers was 16 nm for the first wafer and 3 nm for the second wafer. The light emitting layers of these two types of wafers were observed with a fluorescence microscope to examine the presence or absence of deterioration of the light emitting layers. 3A and 3B sequentially show fluorescence micrographs of the light emitting layers of the first wafer and the second wafer.

図３（ａ）〜（ｂ）に示すように、黒色の斑点は観察されなかった。このことから、ＩｎＧａＮ光ガイド層と発光層中の井戸層との間に低Ｉｎ層を設けることによって発光層における非発光斑点の発生を防止できることがわかった。次に、非発光斑点の発生を防止するために必要な低Ｉｎ層の層厚を調べたところ、その層厚は１ｎｍ以上であれば良いことが分かった。 As shown in FIGS. 3A to 3B, black spots were not observed. From this, it has been found that by providing a low In layer between the InGaN light guide layer and the well layer in the light emitting layer, it is possible to prevent the occurrence of non-emitting spots in the light emitting layer. Next, when the layer thickness of the low In layer necessary for preventing the occurrence of non-luminescent spots was examined, it was found that the layer thickness should be 1 nm or more.

さらに、検討を進めた結果、低Ｉｎ層は、ＧａＮからなることが好ましいことが分かった。その理由としては、低Ｉｎ層がＩｎを含まなければ、ＩｎＧａＮ光ガイド層の熱劣化による影響が発光層にまで伝播することがより一層防止されるからであると考えられる。低Ｉｎ層がＧａＮからなる場合であっても、その層厚は１ｎｍ以上であれば良いことが分かった。 As a result of further investigation, it was found that the low In layer is preferably made of GaN. The reason is considered that if the low In layer does not contain In, the influence of thermal degradation of the InGaN optical guide layer is further prevented from propagating to the light emitting layer. It has been found that even when the low In layer is made of GaN, the layer thickness may be 1 nm or more.

続いて、低Ｉｎ層の層厚の上限値について調べた。具体的には、第１および第２のＩｎＧａＮ光ガイド層におけるＩｎ組成比を６．７％とし、その層厚を５０ｎｍとし、第１および第２の低Ｉｎ層におけるＩｎ組成比を１．９％とし、その層厚を１６ｎｍとして、ウエハを作製した。得られたウエハの発光層を蛍光顕微鏡で観察して、当該発光層の劣化の有無を調べた。また、得られたウエハに所定量の電流（９ｍＡ、５３ｍＡ、３１４ｍＡ）を注入することにより当該ウエハを発光させ、ＥＬスペクトルを測定した。図４（ａ）には上記ウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真を示し、図４（ｂ）には得られたＥＬスペクトルを示す。ここで、図４（ｂ）中のＬ１〜Ｌ３は、それぞれ、上記ウエハに注入された電流量が９ｍＡ、５３ｍＡ、および３１４ｍＡであるときのＥＬスペクトルである。Ｌ１〜Ｌ３については図５（ｂ）、図６（ｂ）、図７（ｂ）、および図８（ｂ）においても同様である。 Subsequently, the upper limit value of the thickness of the low In layer was examined. Specifically, the In composition ratio in the first and second InGaN optical guide layers is 6.7%, the layer thickness is 50 nm, and the In composition ratio in the first and second low In layers is 1.9. %, And the layer thickness was 16 nm. The light emitting layer of the obtained wafer was observed with a fluorescence microscope, and the presence or absence of deterioration of the light emitting layer was examined. Further, by injecting a predetermined amount of current (9 mA, 53 mA, 314 mA) into the obtained wafer, the wafer was caused to emit light, and the EL spectrum was measured. FIG. 4A shows a fluorescence micrograph of the light emitting layer of the wafer, and FIG. 4B shows the obtained EL spectrum. Here, L1 to L3 in FIG. 4B are EL spectra when the current amounts injected into the wafer are 9 mA, 53 mA, and 314 mA, respectively. The same applies to L1 to L3 in FIGS. 5B, 6B, 7B, and 8B.

図４（ａ）には、非発光斑点を確認できなかった。しかし、図４（ｂ）に示すＥＬスペクトルでは、電流注入量の増加に伴って、発光層からの発光とは明らかに異なる発光（約３９５ｎｍ付近の発光）の発光強度が増大した。このことは、電子と正孔とが効率良く発光層（正確には井戸層）で再結合されずに発光層以外の層で消費されていることを意味し、閾値電流密度の増大を引き起こす原因となる。 In FIG. 4A, no non-luminescent spots could be confirmed. However, in the EL spectrum shown in FIG. 4B, the emission intensity of light emission (emission of about 395 nm) clearly different from the light emission from the light emitting layer increased as the amount of current injection increased. This means that electrons and holes are efficiently consumed in layers other than the light emitting layer without being recombined in the light emitting layer (exactly the well layer), which causes an increase in threshold current density. It becomes.

本発明者らは、電流注入量の増加に伴って発光層からの発光とは明らかに異なる発光の発光強度が増大した原因を探るために、図５（ａ）に示すバンド構造を有するウエハ（第１の検証用ウエハ）を作製して、蛍光顕微鏡を用いて発光層を観察し、電流注入により発した光のＥＬスペクトルを測定した。図５（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、第１の検証用ウエハのバンド構造、ＥＬスペクトル、および蛍光顕微鏡写真である。なお、図５（ａ）中の数字は各層の厚みを示し、これは図６（ａ）、図７（ａ）、および図８（ａ）においても言える。 In order to investigate the cause of the increase in the emission intensity of light emission clearly different from the light emission from the light emitting layer as the current injection amount increases, the present inventors have a wafer having a band structure shown in FIG. A first verification wafer) was prepared, the light emitting layer was observed using a fluorescence microscope, and the EL spectrum of light emitted by current injection was measured. 5A to 5C are a band structure, an EL spectrum, and a fluorescence micrograph of the first verification wafer, respectively. In addition, the number in Fig.5 (a) shows the thickness of each layer, and this can be said also in Fig.6 (a), Fig.7 (a), and Fig.8 (a).

第１の検証用ウエハでは、第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間に第１のＩｎ_0.018Ｇａ_0.982Ｎ層および第１のＧａＮ層が設けられており、第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間に第２のＩｎ_0.018Ｇａ_0.982Ｎおよび第２のＧａＮ層が設けられている。このウエハでは、第１のＩｎ_0.018Ｇａ_0.982Ｎ層および第１のＧａＮ層が第１の低Ｉｎ層に相当し、第２のＩｎ_0.018Ｇａ_0.982Ｎおよび第２のＧａＮ層が第２の低Ｉｎ層に相当する。このように第１の検証用ウエハでは、低Ｉｎ層がＩｎＧａＮ光ガイド層と発光層中の井戸層との間に設けられているので、第１の検証用ウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真（図５（ｃ））には非発光斑点を確認できなかった。しかし、図５（ｂ）に示すＥＬスペクトルには、発光層からの発光とは明らかに異なる発光（波長が３９５ｎｍ付近に現れるピーク）が観測された。 In the first verification wafer, the first In _0.018 Ga _0.982 N layer and the first GaN layer are provided between the first In _0.066 Ga _0.934 N optical guide layer and the InGaN well layer, and the second The second In _0.018 Ga _0.982 N and the second GaN layer are provided between the In _0.066 Ga _0.934 N optical guide layer and the InGaN well layer. In this wafer, the first In _0.018 Ga _0.982 N layer and the first GaN layer correspond to the first low In layer, and the second In _0.018 Ga _0.982 N and the second GaN layer correspond to the second low In layer. Corresponds to the layer. Thus, in the first verification wafer, since the low In layer is provided between the InGaN light guide layer and the well layer in the light emitting layer, a fluorescence micrograph of the light emitting layer of the first verification wafer ( In FIG. 5 (c)), no non-luminescent spots could be confirmed. However, in the EL spectrum shown in FIG. 5 (b), light emission (peak where the wavelength appears in the vicinity of 395 nm) clearly different from the light emission from the light emitting layer was observed.

ここで、図５（ａ）に示すバンド構造から分かるように、第１のＩｎ_0.018Ｇａ_0.982Ｎ層および第１のＧａＮ層を設けることにより、キャリアは第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層からエネルギー障壁を越えてＩｎＧａＮ井戸層へ到達することとなる。そのため、キャリアの一部がＩｎＧａＮ井戸層へ到達できずに第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層に溜まることとなる。同様の理由から、第２のＩｎ_0.018Ｇａ_0.982Ｎ層および第２のＧａＮ層を設けることによりキャリアの一部がＩｎＧａＮ井戸層へ到達できずに第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層に溜まることとなる。さらに、本発明では、第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層および第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層におけるＩｎ組成比が高いため、第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層および第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層のポテンシャルエネルギーが低くなり、よって、第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層および第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層におけるキャリアの溜まりやすさが顕著となる。そのうえ、本発明の窒化物半導体基板が極性を有する（０００１）面ＧａＮ基板である場合、ＩｎＧａＮ光ガイド層での自発分極とピエゾ電界による内部電界とによって、キャリアがＩｎＧａＮ光ガイド層でより一層溜まり易くなってしまう。 Here, as can be seen from the band structure shown in FIG. 5A, by providing the first In _0.018 Ga _0.982 N layer and the first GaN layer, the carriers are the first In _0.066 Ga _0.934 N light guide layer. Thus, the InGaN well layer is reached through the energy barrier. Therefore, some of the carriers cannot reach the InGaN well layer and accumulate in the first In _0.066 Ga _0.934 N optical guide layer. For the same reason, by providing the second In _0.018 Ga _0.982 N layer and the second GaN layer, some of the carriers cannot reach the InGaN well layer and accumulate in the second In _0.066 Ga _0.934 N light guide layer. It will be. Furthermore, in the present invention, since the In composition ratio in the first In _0.066 Ga _0.934 N optical guide layer and the second In _0.066 Ga _0.934 N optical guide layer is high, the first In _0.066 Ga _0.934 N optical guide layer and the second In _0.066 Ga _0.934 N optical guide layer 2, the potential energy of the In _0.066 Ga _0.934 N light guide layer is lowered, and therefore, the ease of accumulation of carriers in the first In _0.066 Ga _0.934 N light guide layer and the second In _0.066 Ga _0.934 N light guide layer is remarkable. It becomes. In addition, when the nitride semiconductor substrate of the present invention is a polar (0001) plane GaN substrate, carriers are further accumulated in the InGaN optical guide layer due to spontaneous polarization in the InGaN optical guide layer and an internal electric field due to a piezoelectric field. It becomes easy.

上記仮説を検証するために、図６（ａ）に示すバンド構造を有するウエハ（第２の検証用ウエハ）を作製して、蛍光顕微鏡を用いて発光層を観察し、電流注入により発した光のＥＬスペクトルを測定した。図６（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、第２の検証用ウエハのバンド構造、ＥＬスペクトル、および蛍光顕微鏡写真である。 In order to verify the above hypothesis, a wafer (second verification wafer) having a band structure shown in FIG. 6A is manufactured, the light emitting layer is observed using a fluorescence microscope, and light emitted by current injection is produced. The EL spectrum of was measured. FIGS. 6A to 6C are a band structure, an EL spectrum, and a fluorescence micrograph of the second verification wafer, respectively.

第２の検証用ウエハでは、図６（ａ）に示すように、第１の光ガイド層をＧａＮ層で構成し、光ガイド層（図６（ａ）における「ＧａＮ層」）とＩｎＧａＮ井戸層との間には第１のＧａＮ層（低Ｉｎ層に相当）のみが設けられている。このように第２の検証用ウエハでは、第１の検証用ウエハと同じく低Ｉｎ層が光ガイド層と発光層中の井戸層との間に設けられているので、第２の検証用ウエハの発光層の蛍光顕微鏡写真（図６（ｃ））には非発光斑点を確認できなかった。それだけでなく、図６（ｂ）に示すＥＬスペクトルから分かるように、発光層からの発光とは明らかに異なる発光（波長が３９５ｎｍ付近に現れるピーク）の発光強度が激減した。その理由としては、第２の検証用ウエハでは、ＩｎＧａＮ井戸層よりもｎ側では、ポテンシャルエネルギーに大差がないので、基板側から供給されたキャリアがトラップされる層が存在しないからであると考えられる。 In the second verification wafer, as shown in FIG. 6A, the first light guide layer is composed of a GaN layer, and the light guide layer (“GaN layer” in FIG. 6A) and the InGaN well layer Between these, only the first GaN layer (corresponding to a low In layer) is provided. As described above, in the second verification wafer, the low In layer is provided between the light guide layer and the well layer in the light emitting layer as in the first verification wafer. In the fluorescence micrograph of the luminescent layer (FIG. 6C), no non-luminescent spots could be confirmed. In addition, as can be seen from the EL spectrum shown in FIG. 6 (b), the emission intensity of light emission (peak where the wavelength appears in the vicinity of 395 nm) clearly different from the light emission from the light emitting layer was drastically reduced. The reason is that, in the second verification wafer, there is no significant difference in potential energy on the n side from the InGaN well layer, so there is no layer in which carriers supplied from the substrate side are trapped. It is done.

以上の結果から、図４（ｂ）および図５（ｂ）において電流注入量の増大に伴って発光層からの発光とは明らかに異なる発光が観測された原因は、ＩｎＧａＮ光ガイド層でキャリアの再結合が起きるからだということがわかった。さらに、第２の検証用ウエハにおいて３９５ｎｍ付近での発光強度が大幅に減少したことから、理由は定かではないが、発光層からの発光とは明らかに異なる発光の大半は第２のＩｎＧａＮ光ガイド層ではなく第１のＩｎＧａＮ光ガイド層で生じていることも分かった。 From the above results, the reason why light emission clearly different from the light emission from the light emitting layer with the increase of the current injection amount in FIGS. 4B and 5B was observed is that It turns out that recombination occurs. Further, since the emission intensity in the vicinity of 395 nm is greatly reduced in the second verification wafer, the reason is not clear, but most of the emission clearly different from the emission from the emission layer is the second InGaN light guide. It was also found that this occurred in the first InGaN light guide layer rather than the layer.

また、図６（ａ）〜（ｃ）に示す結果から、ＩｎＧａＮ光ガイド層でキャリアを無駄に消費させないためには、ＩｎＧａＮ光ガイド層でキャリアが溜まりにくい構造にすれば良いことが分かった。そこで、図７（ａ）に示すバンド構造を有するウエハ（第３の検証用ウエハ）を作製して、蛍光顕微鏡を用いて発光層を観察し、電流注入により発した光のＥＬスペクトルを測定した。図７（ａ）〜（ｃ）は、それぞれ、第３の検証用ウエハのバンド構造、ＥＬスペクトル、および蛍光顕微鏡写真である。 Further, from the results shown in FIGS. 6A to 6C, it was found that a structure in which carriers are not easily accumulated in the InGaN optical guide layer may be used in order to prevent the InGaN optical guide layer from consuming carriers unnecessarily. Therefore, a wafer (third verification wafer) having the band structure shown in FIG. 7A was prepared, the light emitting layer was observed using a fluorescence microscope, and the EL spectrum of light emitted by current injection was measured. . FIGS. 7A to 7C are a band structure, an EL spectrum, and a fluorescence micrograph of a third verification wafer, respectively.

第３検証用ウエハでは、第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間に第１のＧａＮ層（層厚が３ｎｍ）が設けられており、第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間に第２のＧａＮ層（層厚が３ｎｍ）が設けられている。このように第３の検証用ウエハでは、層厚が３ｎｍであるＧａＮ層がＩｎＧａＮ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間に設けられているので、３９５ｎｍ付近での発光は殆ど観測されなくなり（図７（ｂ））、非発光斑点も観測されなかった（図７（ｃ））。 In the third verification wafer, a first GaN layer (layer thickness is 3 nm) is provided between the first In _0.066 Ga _0.934 N optical guide layer and the InGaN well layer, and the second In _0.066 Ga _0.934 is provided. A second GaN layer (layer thickness is 3 nm) is provided between the N light guide layer and the InGaN well layer. As described above, in the third wafer for verification, the GaN layer having a layer thickness of 3 nm is provided between the InGaN light guide layer and the InGaN well layer, so that light emission near 395 nm is hardly observed (see FIG. 7 (b)) and no non-luminescent spots were observed (FIG. 7 (c)).

これらの実験結果から、キャリアが発光層以外で消費されてしまうことを防止するためには、低Ｉｎ層の層厚を３ｎｍ以下にしなければならないことが分かった。その理由としては、低Ｉｎ層の層厚が３ｎｍ以下であれば、キャリアが第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層にトラップされた場合であっても、そのキャリアがトンネル効果によりＩｎＧａＮ井戸層へ移動できるからであると考えられる。なお、低Ｉｎ層を構成する材料としてＧａＮを用いたが、Ｉｎ組成比が２．０％未満のＩｎＧａＮであることが好ましい。ＩｎＧａＮのポテンシャルエネルギーはＧａＮのポテンシャルエネルギーよりも低いので、キャリアが第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層からＩｎＧａＮ井戸層へ移動するときのエネルギー障壁を低くすることができる。したがって、キャリアがＩｎＧａＮ光ガイド層で溜まることをより一層防止できる。 From these experimental results, it was found that the layer thickness of the low In layer must be 3 nm or less in order to prevent carriers from being consumed outside the light emitting layer. The reason is that if the thickness of the low In layer is 3 nm or less, even if the carriers are trapped in the first In _0.066 Ga _0.934 N optical guide layer, the carriers are caused to tunnel by the InGaN well layer. It is thought that it is because it can move to. In addition, although GaN was used as a material constituting the low In layer, InGaN having an In composition ratio of less than 2.0% is preferable. Since the potential energy of InGaN is lower than the potential energy of GaN, the energy barrier when carriers move from the first In _0.066 Ga _0.934 N light guide layer to the InGaN well layer can be lowered. Therefore, carriers can be further prevented from accumulating in the InGaN optical guide layer.

また、図６（ａ）〜（ｃ）に示す結果から、第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間に膜厚が３ｎｍ以下の第１のＧａＮ層が設けられていれば、キャリアが発光層以外の層で消費されることを防止できることが分かった。また、図７（ａ）〜（ｃ）に示す結果から、第２のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層とＩｎＧａＮ井戸層との間にも膜厚が３ｎｍ以下の第２のＧａＮ層が設けられていれば、キャリアが発光層以外の層で消費されることをさらに防止できることが分かった。 From the results shown in FIGS. _{6A to 6C, a} first GaN layer having a thickness of 3 nm or less is provided between the first In _0.066 Ga _0.934 N optical guide layer and the InGaN well layer. It was found that the carrier can be prevented from being consumed in layers other than the light emitting layer. From the results shown in FIGS. 7A to 7C, a second GaN layer having a thickness of 3 nm or less is also provided between the second In _0.066 Ga _0.934 N optical guide layer and the InGaN well layer. It has been found that the carrier can be further prevented from being consumed in layers other than the light emitting layer.

本発明者らは、層厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下の低Ｉｎ層、つまり本発明における第１の窒化物半導体層１５および第２の窒化物半導体層１７を構成する窒化物半導体材料を最適化するために、第１の窒化物半導体層１５および第２の窒化物半導体層１７をＡｌＧａＮからなる層としてウエハを作製し、そのウエハに電流を注入して発した光のＥＬスペクトルを測定した。図８（ａ）〜（ｂ）は、それぞれ、このウエハのバンド構造およびＥＬスペクトルである。 The inventors optimize the nitride semiconductor material constituting the low In layer having a layer thickness of 1 nm to 3 nm, that is, the first nitride semiconductor layer 15 and the second nitride semiconductor layer 17 in the present invention. For this purpose, a wafer was manufactured using the first nitride semiconductor layer 15 and the second nitride semiconductor layer 17 as layers made of AlGaN, and an EL spectrum of light emitted by injecting current into the wafer was measured. FIGS. 8A and 8B show the band structure and EL spectrum of this wafer, respectively.

図８（ｂ）に示すように、発光層からの発光とは明らかに異なる発光が観測された。その理由としては、ＡｌＧａＮのポテンシャルエネルギーがＧａＮのポテンシャルエネルギーよりも大きいため、キャリアが第１のＩｎ_0.066Ｇａ_0.934Ｎ光ガイド層から発光層における井戸層へ移動するときのエネルギー障壁が高くなるからであると考えられる。 As shown in FIG. 8B, light emission clearly different from the light emission from the light emitting layer was observed. This is because the potential energy of AlGaN is larger than the potential energy of GaN, so that the energy barrier is increased when carriers move from the first In _0.066 Ga _0.934 N light guide layer to the well layer in the light emitting layer. It is believed that there is.

以上をまとめると、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４および発光層１６における井戸層のそれぞれに接するように膜厚が１ｎｍ以上３ｎｍ以下の第１の窒化物半導体層１５を第１のＩｎＧａＮ光ガイド層１４と発光層１６における井戸層との間に設けると、ＩｎＧａＮ光ガイド層に起因する非発光斑点の発生を防止でき、また発光層以外でキャリアが消費されることを防ぐことができる（発光層以外の層が発光することを防止できる）。これにより、閾値電流密度の低減と長寿命化とを図ることができる。 In summary, the first nitride semiconductor layer 15 having a thickness of 1 nm or more and 3 nm or less so as to be in contact with each of the well layers in the first InGaN light guide layer 14 and the light emitting layer 16 is replaced with the first InGaN light guide layer. 14 and the well layer in the light emitting layer 16 can prevent the occurrence of non-light emission spots due to the InGaN light guide layer, and can prevent consumption of carriers other than the light emitting layer (light emitting layer). Other layers can be prevented from emitting light). As a result, it is possible to reduce the threshold current density and extend the life.

さらに、第１の窒化物半導体層１５だけでなく第２の窒化物半導体層１７も設けることによって、ＩｎＧａＮ光ガイド層に起因する非発光斑点の発生をより一層防止でき、発光層以外でキャリアが消費されることをより一層防ぐことができる。 Furthermore, by providing not only the first nitride semiconductor layer 15 but also the second nitride semiconductor layer 17, it is possible to further prevent the occurrence of non-emitting spots caused by the InGaN light guide layer, and carriers other than the light emitting layer can be generated. It is possible to further prevent consumption.

なお、第１の窒化物半導体層１５はアンドープ層であっても良いし、ｎ型不純物を含んでいても良い。第１の窒化物半導体層１５がｎ型層である場合、第１の窒化物半導体層１５におけるｎ型不純物濃度は特に限定されず、１×１０¹⁷ｃｍ^-3以上５×１０¹⁸ｃｍ^-3以下であれば良い。第２の窒化物半導体層１７はアンドープ層であっても良いし、ｐ型不純物を含んでいても良い。第２の窒化物半導体層１７がｐ型層である場合、第２の窒化物半導体層１７におけるｐ型不純物濃度は特に限定されず、５×１０¹⁷ｃｍ^-3以上３×１０¹⁸ｃｍ^-3以下であれば良い。 Note that the first nitride semiconductor layer 15 may be an undoped layer or may contain an n-type impurity. When the first nitride semiconductor layer 15 is an n-type layer, the n-type impurity concentration in the first nitride semiconductor layer 15 is not particularly limited, and is 1 × 10 ¹⁷ cm ⁻³ or more and 5 × 10 ¹⁸ cm ^−3. The following is acceptable. Second nitride semiconductor layer 17 may be an undoped layer or may contain p-type impurities. When the second nitride semiconductor layer 17 is a p-type layer, the p-type impurity concentration in the second nitride semiconductor layer 17 is not particularly limited, and is not less than 5 × 10 ¹⁷ cm ^{−3 and} 3 × 10 ¹⁸ cm ^−3. The following is acceptable.

＜実施例１＞
図９は、実施例１に係るウエハの概略断面図である。本実施例に係るウエハ１１０では、ｎ型ＧａＮ基板１１１の（０００１）面上に、ｎ型ＧａＮ層１１２、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１１３、ｎ型ＧａＮ層１１４、第１のノンドープＩｎＧａＮ光ガイド層１１５、第１のノンドープＧａＮ層１１６、発光層１１７、第２のノンドープＧａＮ層１１８、第２のノンドープＩｎＧａＮ光ガイド層１１９、ノンドープＧａＮ中間層１２０、ｐ型ＡｌＧａＮ層１２１、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層１２２、およびｐ型ＧａＮコンタクト層１２３が順次積層されている。本実施例では、以下に示す方法にしたがってレーザ素子を作製し、得られたレーザ素子の閾値電流密度および寿命を測定した。 <Example 1>
FIG. 9 is a schematic cross-sectional view of a wafer according to the first embodiment. In the wafer 110 according to the present embodiment, on the (0001) plane of the n-type GaN substrate 111, an n-type GaN layer 112, an n-type AlGaN cladding layer 113, an n-type GaN layer 114, and a first non-doped InGaN light guide layer 115. , First non-doped GaN layer 116, light emitting layer 117, second non-doped GaN layer 118, second non-doped InGaN light guide layer 119, non-doped GaN intermediate layer 120, p-type AlGaN layer 121, p-type AlGaN cladding layer 122, And a p-type GaN contact layer 123 are sequentially stacked. In this example, a laser element was manufactured according to the method described below, and the threshold current density and lifetime of the obtained laser element were measured.

まず、ＭＯＣＶＤ装置内においてｎ型ＧａＮ基板１１１を１０５０℃まで加熱した。その温度に保持した状態で、ＩＩＩ族元素の原料であるトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、アンモニアガス、およびドーピングガスであるＳｉＨ₄を導入して、ｎ型ＧａＮ基板１１１上に厚さ０．５μｍのｎ型ＧａＮ層１１２を形成した。このｎ型ＧａＮ層１１２は、研磨されたｎ型ＧａＮ基板１１１の表面モフォロジーを改善するために形成され、ｎ型ＧａＮ基板１１１の表面に残留する応力歪みを緩和させてエピタキシャル成長に適したｎ型ＧａＮ基板１１１の表面を得るために形成される。 First, the n-type GaN substrate 111 was heated to 1050 ° C. in the MOCVD apparatus. While maintaining the temperature, trimethylgallium (TMG), which is a group III element material, ammonia gas, and SiH ₄ , which is a doping gas, are introduced, and an n-type GaN substrate 111 having a thickness of 0.5 μm is formed. A type GaN layer 112 was formed. The n-type GaN layer 112 is formed in order to improve the surface morphology of the polished n-type GaN substrate 111, and the n-type GaN suitable for epitaxial growth by relaxing the stress strain remaining on the surface of the n-type GaN substrate 111. It is formed to obtain the surface of the substrate 111.

次に、ＭＯＣＶＤ装置内にＩＩＩ族元素の原料であるトリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）も加えて、厚さ１．２μｍでＳｉ不純物濃度が１×１０¹⁸個／ｃｍ³のｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１１３を形成した。このｎ型ＡｌＧａＮクラッド層１１３におけるＡｌ組成比は７％であった。 Next, trimethylaluminum (TMA), a group III element material, is also added to the MOCVD apparatus to form an n-type AlGaN cladding layer 113 having a thickness of 1.2 μm and a Si impurity concentration of 1 × 10 ¹⁸ / cm ^3. did. The Al composition ratio in the n-type AlGaN cladding layer 113 was 7%.

続いて、ＭＯＣＶＤ装置内へのＴＭＡの導入を停止して、厚さ０．２μｍからなるｎ型ＧａＮ層１１４を形成した。このｎ型ＧａＮ層１１４におけるＳｉ不純物濃度は、１×１０¹⁸個／ｃｍ³であった。 Subsequently, the introduction of TMA into the MOCVD apparatus was stopped, and an n-type GaN layer 114 having a thickness of 0.2 μm was formed. The Si impurity concentration in the n-type GaN layer 114 was 1 × 10 ¹⁸ atoms / cm ³ .

その後、基板温度を８００℃に低下させた。ＭＯＣＶＤ装置内にトリメチルインジウム（ＴＭＩ）も加えるとともにＳｉＨ₄の導入を停止して、厚さ５０ｎｍの第１のアンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１５を形成した。 Thereafter, the substrate temperature was lowered to 800 ° C. Trimethylindium (TMI) was also added into the MOCVD apparatus and introduction of SiH ₄ was stopped to form a first undoped In _0.06 Ga _0.94 N light guide layer 115 having a thickness of 50 nm.

第１のアンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１５の上に、厚さ３ｎｍの第１のＧａＮ層１１６を形成した。その後、第１のＧａＮ層１１６の上に、厚さ３ｎｍのアンドープＩｎ_0.30Ｇａ_0.70Ｎ井戸層、厚さ１６ｎｍのアンドープＧａＮ障壁層、および厚さ３ｎｍのアンドープＩｎ_0.30Ｇａ_0.70Ｎ井戸層を順に積層して発光層１１７を形成した。発光層１１７の上に、厚さ３ｎｍの第２のＧａＮ層１１８、厚さ５０ｎｍの第２のノンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１９、および厚さ２０ｎｍのノンドープＧａＮ中間層１２０を順に形成した。 A first GaN layer 116 having a thickness of 3 nm was formed on the first undoped In _0.06 Ga _0.94 N optical guide layer 115. Thereafter, an undoped In _0.30 Ga _0.70 N well layer having a thickness of 3 nm, an undoped GaN barrier layer having a thickness of 16 nm, and an undoped In _0.30 Ga _0.70 N well layer having a thickness of 3 nm are sequentially stacked on the first GaN layer 116. Thus, the light emitting layer 117 was formed. On the light emitting layer 117, a second GaN layer 118 having a thickness of 3 nm, a second non-doped In _0.06 Ga _0.94 N light guide layer 119 having a thickness of 50 nm, and a non-doped GaN intermediate layer 120 having a thickness of 20 nm were sequentially formed. .

このように、第１のＧａＮ層１１６は、第１のノンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１５と発光層１１７のアンドープＩｎ_0.30Ｇａ_0.70Ｎ井戸層との間に設けられ、第１のノンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１５および発光層１１７のアンドープＩｎ_0.30Ｇａ_0.70Ｎ井戸層に接していた。第２のＧａＮ層１１８は、発光層１１７のアンドープＩｎ_0.30Ｇａ_0.70Ｎ井戸層と第２のノンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１９との間に設けられ、発光層１１７のアンドープＩｎ_0.30Ｇａ_0.70Ｎ井戸層および第２のノンドープＩｎ_0.06Ｇａ_0.94Ｎ光ガイド層１１９に接していた。 Thus, the first GaN layer 116 is provided between the first non-doped In _0.06 Ga _0.94 N light guide layer 115 and the undoped In _0.30 Ga _0.70 N well layer of the light-emitting layer 117, and the first non-doped In 0. _{It was in contact with} the undoped In _0.30 Ga _0.70 N well layer of the _0.06 Ga _0.94 N light guide layer 115 and the light emitting layer 117. The second GaN layer 118 is provided between the undoped In _0.30 Ga _0.70 N well layer of the light emitting layer 117 and the second non-doped In _0.06 Ga _0.94 N light guide layer 119, and the undoped In _0.30 Ga _0.70 of the light emitting layer 117. It was in contact with the N well layer and the second non-doped In _0.06 Ga _0.94 N light guide layer 119.

その後、基板温度を再び１０５０℃まで昇温させた。（ＥｔＣｐ）₂Ｍｇ（Ｍｇの原料ガス）を供給して、厚さ２０ｎｍのｐ型Ａｌ_0.20Ｇａ_0.80Ｎ層１２１、厚さ０．４μｍのｐ型Ａｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎクラッド層１２２、および厚さ０．１μｍのｐ型ＧａＮコンタクト層１２３を順に形成した。これにより、ウエハ１１０が得られた。 Thereafter, the substrate temperature was raised again to 1050 ° C. (EtCp) ₂ Mg (Mg source gas) is supplied, a p-type Al _0.20 Ga _0.80 N layer 121 having a thickness of 20 nm, a p-type Al _0.05 Ga _0.95 N clad layer 122 having a thickness of 0.4 μm, and a thickness A 0.1 μm p-type GaN contact layer 123 was sequentially formed. Thereby, the wafer 110 was obtained.

なお、上記ウエハ１１０の製造方法の記載と一部重複するが、ＧａＮ層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＴＭＧおよびＮＨ₃を導入し、ＩｎＧａＮ層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＴＭＧ、ＴＭＩおよびＮＨ₃を導入し、ＡｌＧａＮ層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＴＭＧ、ＴＭＡおよびＮＨ₃を導入した。また、ｎ型層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＳｉＨ₄を導入し、ｐ型層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置に（ＥｔＣｐ）₂Ｍｇを供給した。 Although partially overlapping with the description of the manufacturing method of the wafer 110, TMG and NH ₃ are introduced into the MOCVD apparatus when forming the GaN layer, and TMG, TMI and NH ₃ are introduced into the MOCVD apparatus when forming the InGaN layer. When forming the AlGaN layer, TMG, TMA and NH ₃ were introduced into the MOCVD apparatus. Further, SiH ₄ was introduced into the MOCVD apparatus when forming the n-type layer, and (EtCp) ₂ Mg was supplied to the MOCVD apparatus when forming the p-type layer.

そして、ウエハ１１０の一部分をエッチングにより除去してから、ｎ側電極およびｐ側電極を形成した。これにより、本実施例に係るレーザ素子が得られた。得られたレーザ素子の発振波長は５１０ｎｍであった。また、得られたレーザ素子の閾値電流密度は３．８ｋＡ／ｃｍ²であった。さらに、得られたレーザ素子に対して３０ｍＷの電力を印加して寿命試験を行なったところ、寿命は３０００時間以上であった。このように本実施例では、レーザ特性に優れたレーザ素子が得られた。 Then, after removing a part of the wafer 110 by etching, an n-side electrode and a p-side electrode were formed. As a result, the laser element according to this example was obtained. The oscillation wavelength of the obtained laser element was 510 nm. Further, the threshold current density of the obtained laser element was 3.8 kA / cm ² . Furthermore, when a life test was performed by applying a power of 30 mW to the obtained laser element, the life was 3000 hours or more. Thus, in this example, a laser element excellent in laser characteristics was obtained.

＜実施例２＞
図１０は、実施例２に係るウエハの概略断面図である。本実施例では、上記実施例１とは、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層がｎ型である点、Ｉｎ組成比が２％未満のＩｎＧａＮからなる第１の窒化物半導体層を用いる点、および第２の窒化物半導体層が設けられていない点などを異にする。具体的には、本実施例に係るウエハ２１０では、ｎ型ＧａＮ基板２１１の（０００１）面上に、ｎ型ＧａＮ層２１２、ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２１３、ｎ型ＧａＮ層２１４、第１のｎ型ＩｎＧａＮ光ガイド層２１５、第１のノンドープＩｎＧａＮ層２１６、発光層２１７、ｐ型ＡｌＧａＮ層２２１、第２のｐ型ＩｎＧａＮ光ガイド層２１９、ｐ型ＧａＮ中間層２２０、ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層２２２、およびｐ型ＧａＮコンタクト層２２３が順次積層されている。本実施例でも、以下に示す方法にしたがってレーザ素子を作製し、得られたレーザ素子の閾値電流密度および寿命を測定した。 <Example 2>
FIG. 10 is a schematic sectional view of a wafer according to the second embodiment. In the present embodiment, the first embodiment is different from the first embodiment in that the first InGaN light guide layer is n-type, the first nitride semiconductor layer made of InGaN having an In composition ratio of less than 2%, and the first embodiment. The difference is that the nitride semiconductor layer 2 is not provided. Specifically, in the wafer 210 according to the present embodiment, an n-type GaN layer 212, an n-type AlGaN cladding layer 213, an n-type GaN layer 214, and a first n-type layer are formed on the (0001) plane of the n-type GaN substrate 211. Type InGaN light guide layer 215, first non-doped InGaN layer 216, light emitting layer 217, p-type AlGaN layer 221, second p-type InGaN light guide layer 219, p-type GaN intermediate layer 220, p-type AlGaN cladding layer 222, A p-type GaN contact layer 223 is sequentially stacked. Also in this example, a laser element was manufactured according to the method described below, and the threshold current density and lifetime of the obtained laser element were measured.

まず、ＭＯＣＶＤ装置内においてｎ型ＧａＮ基板２１１を１０５０℃まで加熱した。その温度に保持した状態で、ＩＩＩ族元素の原料であるトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、アンモニアガス、およびドーピングガスであるＳｉＨ₄を導入して、ｎ型ＧａＮ基板２１１上に厚さ０．３μｍのｎ型ＧａＮ層２１２を形成した。このｎ型ＧａＮ層２１２は、研磨されたｎ型ＧａＮ基板２１１の表面モフォロジーを改善するために形成され、ｎ型ＧａＮ基板２１１の表面に残留する応力歪みを緩和させてエピタキシャル成長に適したｎ型ＧａＮ基板２１１の表面を得るために形成される。 First, the n-type GaN substrate 211 was heated to 1050 ° C. in the MOCVD apparatus. While maintaining the temperature, trimethylgallium (TMG), which is a group III element raw material, ammonia gas, and SiH ₄ , which is a doping gas, are introduced, and an n-type GaN substrate 211 having a thickness of 0.3 μm is introduced. A type GaN layer 212 was formed. The n-type GaN layer 212 is formed in order to improve the surface morphology of the polished n-type GaN substrate 211. The n-type GaN layer 212 is suitable for epitaxial growth by relaxing the stress strain remaining on the surface of the n-type GaN substrate 211. It is formed to obtain the surface of the substrate 211.

次に、ＭＯＣＶＤ装置内にＩＩＩ族元素の原料であるトリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）も加えて、厚さ０．９μｍでＳｉ不純物濃度が１×１０¹⁸個／ｃｍ³のｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２１３を形成した。このｎ型ＡｌＧａＮクラッド層２１３におけるＡｌ組成比は８％であった。 Next, trimethylaluminum (TMA), which is a group III element material, is also added to the MOCVD apparatus to form an n-type AlGaN cladding layer 213 having a thickness of 0.9 μm and a Si impurity concentration of 1 × 10 ¹⁸ / cm ^3. did. The Al composition ratio in the n-type AlGaN cladding layer 213 was 8%.

続いて、ＭＯＣＶＤ装置内へのＴＭＡの導入を停止して、厚さ０．２μｍからなるｎ型ＧａＮ層２１４を形成した。このｎ型ＧａＮ層２１４におけるｎ型不純物濃度は、１×１０¹⁸個／ｃｍ³であった。 Subsequently, the introduction of TMA into the MOCVD apparatus was stopped, and an n-type GaN layer 214 having a thickness of 0.2 μm was formed. The n-type impurity concentration in the n-type GaN layer 214 was 1 × 10 ¹⁸ / cm ³ .

その後、基板温度を８００℃に低下させ、ＭＯＣＶＤ装置内にトリメチルインジウム（ＴＭＩ）も加えて、厚さ７５ｎｍの第１のｎ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１５を形成した。第１のｎ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１５におけるｎ型不純物濃度は１×１０¹⁸個／ｃｍ³であった。 Thereafter, the substrate temperature was lowered to 800 ° C., and trimethylindium (TMI) was also added in the MOCVD apparatus to form a first n-type In _0.045 Ga _0.955 N light guide layer 215 having a thickness of 75 nm. The n-type impurity concentration in the first n-type In _0.045 Ga _0.955 N optical guide layer 215 was 1 × 10 ¹⁸ atoms / cm ³ .

第１のｎ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１５の上に、厚さ３ｎｍの第１のノンドープＩｎ_0.01Ｇａ_0.99Ｎ層２１６を形成した。その後、第１のノンドープＩｎ_0.01Ｇａ_0.99Ｎ層２１６の上に、厚さ３ｎｍのアンドープＩｎ_0.35Ｇａ_0.65Ｎ井戸層、厚さ１０ｎｍのアンドープＡｌ_0.03Ｇａ_0.97Ｎ障壁層、および厚さ３ｎｍのアンドープＩｎ_0.35Ｇａ_0.65Ｎ井戸層を順に形成して発光層２１７を形成した。 A first non-doped In _0.01 Ga _0.99 N layer 216 having a thickness of 3 nm was formed on the first n-type In _0.045 Ga _0.955 N optical guide layer 215. Thereafter, an undoped In _0.35 Ga _0.65 N well layer having a thickness of 3 nm, an undoped Al _0.03 Ga _0.97 N barrier layer having a thickness of 10 nm, and an undoped In layer having a thickness of 3 nm are formed on the first non-doped In _0.01 Ga _0.99 N layer 216. _A light emitting layer 217 was formed by sequentially forming a _0.35 Ga _0.65 N well layer.

このように、第１のＩｎ_0.01Ｇａ_0.99Ｎ層２１６は、第１のｎ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１５と発光層２１７のアンドープＩｎ_0.35Ｇａ_0.65Ｎ井戸層との間に設けられ、第１のｎ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１５および発光層２１７のアンドープＩｎ_0.35Ｇａ_0.65Ｎ井戸層に接していた。 As described above, the first In _0.01 Ga _0.99 N layer 216 is provided between the first n-type In _0.045 Ga _0.955 N light guide layer 215 and the undoped In _0.35 Ga _0.65 N well layer of the light emitting layer 217. The first n-type In _0.045 Ga _0.955 N light guide layer 215 and the light emitting layer 217 were in contact with the undoped In _0.35 Ga _0.65 N well layer.

発光層２１７を形成後、基板温度を再び１０５０℃まで上昇させた。ＭＯＣＶＤ装置内へ（ＥｔＣｐ）₂Ｍｇを導入して、厚さ２０ｎｍのｐ型Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ層２２１、厚さ７５ｎｍの第２のｐ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１９、厚さ５ｎｍのｐ型ＧａＮ中間層２２０とをこの順に積層した。このとき、第２のｐ型Ｉｎ_0.045Ｇａ_0.955Ｎ光ガイド層２１９におけるＭｇ不純物濃度は、８×１０¹⁷個／ｃｍ³であった。そして、基板温度を再び１０５０℃まで上昇させて、厚さ０．４μｍのｐ型Ａｌ_0.04Ｇａ_0.96Ｎクラッド層２２２、および厚さ０．１μｍのｐ型ＧａＮコンタクト層２２３を順次形成した。これにより、ウエハ２１０が得られた。その後は、上記実施例１と同様の方法にしたがって、本実施例に係るレーザ素子を得、得られたレーザ素子の発振波長、閾値電流密度、および寿命を測定した。本実施例では、発振波長が５２０ｎｍであり、閾値電流密度が５．８ｋＡ／ｃｍ²であり、寿命が１０００時間以上であり、よって、レーザ特性に優れたレーザ素子が得られた。 After forming the light emitting layer 217, the substrate temperature was raised again to 1050 ° C. (EtCp) ₂ Mg is introduced into the MOCVD apparatus, a p-type Al _0.15 Ga _0.85 N layer 221 having a thickness of 20 nm, a second p-type In _0.045 Ga _0.955 N light guide layer 219 having a thickness of 75 nm, and a thickness of 5 nm. The p-type GaN intermediate layer 220 was stacked in this order. At this time, the Mg impurity concentration in the second p-type In _0.045 Ga _0.955 N optical guide layer 219 was 8 × 10 ¹⁷ atoms / cm ³ . Then, the substrate temperature was raised again to 1050 ° C., and a p-type Al _0.04 Ga _0.96 N cladding layer 222 having a thickness of 0.4 μm and a p-type GaN contact layer 223 having a thickness of 0.1 μm were sequentially formed. Thereby, the wafer 210 was obtained. Thereafter, according to the same method as in Example 1, the laser device according to this example was obtained, and the oscillation wavelength, threshold current density, and lifetime of the obtained laser device were measured. In this example, the oscillation wavelength was 520 nm, the threshold current density was 5.8 kA / cm ² , the lifetime was 1000 hours or more, and thus a laser device having excellent laser characteristics was obtained.

なお、上記ウエハ２１０の製造方法の記載と一部重複するが、ＧａＮ層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＴＭＧおよびＮＨ₃を導入し、ＩｎＧａＮ層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＴＭＧ、ＴＭＩおよびＮＨ₃を導入し、ＡｌＧａＮ層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＴＭＧ、ＴＭＡおよびＮＨ₃を導入した。また、ｎ型層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置にＳｉＨ₄を導入し、ｐ型層の形成時にはＭＯＣＶＤ装置に（ＥｔＣｐ）₂Ｍｇを供給した。 Although partially overlapping with the description of the method of manufacturing the wafer 210, TMG and NH ₃ are introduced into the MOCVD apparatus when forming the GaN layer, and TMG, TMI and NH ₃ are introduced into the MOCVD apparatus when forming the InGaN layer. When forming the AlGaN layer, TMG, TMA and NH ₃ were introduced into the MOCVD apparatus. Further, SiH ₄ was introduced into the MOCVD apparatus when forming the n-type layer, and (EtCp) ₂ Mg was supplied to the MOCVD apparatus when forming the p-type layer.

本実施例では、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層２１５にＳｉがドーピングされている。よって、本実施例では、第１の窒化物半導体層（第１のＩｎ_0.01Ｇａ_0.99Ｎ層２１６）を設けることによってだけでなく、第１のＩｎＧａＮ光ガイド層にＳｉがドーピングされていることによっても、発光層以外でのキャリアの損失を抑制できる。 In this embodiment, the first InGaN light guide layer 215 is doped with Si. Therefore, in this embodiment, not only by providing the first nitride semiconductor layer (first In _0.01 Ga _0.99 N layer 216), but also by doping Si in the first InGaN light guide layer. Also, loss of carriers other than the light emitting layer can be suppressed.

本実施例では、本発明にかかる第２の窒化物半導体層が設けられていないが、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層２１９にＭｇがドーピングされている。よって、第２のＩｎＧａＮ光ガイド層２１９に起因する発光（キャリアの損失）をさらに抑えることができる。 In this embodiment, the second nitride semiconductor layer according to the present invention is not provided, but the second InGaN light guide layer 219 is doped with Mg. Accordingly, light emission (carrier loss) due to the second InGaN light guide layer 219 can be further suppressed.

今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって制限的なものではないと考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて特許請求の範囲によって示され、特許請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。 It should be understood that the embodiments and examples disclosed herein are illustrative and non-restrictive in every respect. The scope of the present invention is defined by the terms of the claims, rather than the description above, and is intended to include any modifications within the scope and meaning equivalent to the terms of the claims.

１０，１１０，２１０ウエハ、１１窒化物半導体基板、１２ｎ型ＡｌＧａＮクラッド層、１３ＧａＮ層、１４第１のＩｎＧａＮ光ガイド層、１５第１の窒化物半導体層、１６発光層、１７第２の窒化物半導体層、１８第２のＩｎＧａＮ光ガイド層、１９ＧａＮ中間層、２０ｐ型ＡｌＧａＮ層、２１ｐ型ＡｌＧａＮクラッド層、２２ｐ型ＧａＮコンタクト層。 10, 110, 210 wafer, 11 nitride semiconductor substrate, 12 n-type AlGaN cladding layer, 13 GaN layer, 14 first InGaN light guide layer, 15 first nitride semiconductor layer, 16 light emitting layer, 17 second Nitride semiconductor layer, 18 second InGaN light guide layer, 19 GaN intermediate layer, 20 p-type AlGaN layer, 21 p-type AlGaN cladding layer, 22 p-type GaN contact layer.

Claims

On the nitride semiconductor substrate, an n-type AlGaN cladding layer, a first InGaN light guide layer, a light emitting layer, a second InGaN light guide layer, and a p-type AlGaN cladding layer are provided in this order,
The light emitting layer has two or more well layers and one or more barrier layers,
The barrier layer has a thickness of 10 nm to 20 nm,
The In composition ratio in each of the first InGaN light guide layer and the second InGaN light guide layer is larger than the In composition ratio of the barrier layer and smaller than the In composition ratio of the well layer,
The layer thickness of the first InGaN optical guide layer is 50 nm or more, and the In composition ratio is larger than that of the first nitride semiconductor layer,
A first nitride made of InGaN or GaN having a layer thickness of 1 nm to 3 nm and an In composition ratio of less than 2.0% between the first InGaN optical guide layer and the well layer A nitride semiconductor laser device in which a semiconductor layer is provided in contact with each of the first InGaN light guide layer and the well layer.

On the nitride semiconductor substrate, an n-type AlGaN cladding layer, a first InGaN light guide layer, a light emitting layer, a second InGaN light guide layer, and a p-type AlGaN cladding layer are provided in this order,
The light emitting layer has two or more well layers and one or more barrier layers,
The barrier layer has a thickness of 10 nm to 20 nm,
The In composition ratio in each of the first InGaN light guide layer and the second InGaN light guide layer is larger than the In composition ratio of the barrier layer and smaller than the In composition ratio of the well layer,
The layer thickness of the second InGaN light guide layer is 50 nm or more, and its In composition ratio is larger than that of the second nitride semiconductor layer,
A second nitride made of InGaN or GaN having a thickness of 1 nm to 3 nm and an In composition ratio of less than 2.0% between the well layer and the second InGaN optical guide layer A nitride semiconductor laser element in which a semiconductor layer is provided in contact with each of the well layer and the second InGaN optical guide layer.

3. The nitride semiconductor laser element according to claim 1, wherein a GaN layer of 0.1 μm or more is provided in contact with the n-type AlGaN cladding layer and the first InGaN optical guide layer .

4. The nitride semiconductor laser element according to claim 1, wherein a GaN intermediate layer is provided between the second InGaN light guide layer and the p-type AlGaN cladding layer . 5.

The nitride semiconductor laser according to any one of claims 1 to 4, wherein an In composition ratio of the first InGaN optical guide layer or the second InGaN optical guide layer is 3.5% or more and 7% or less. Element .

The thickness of the first InGaN optical guiding layer, the nitride semiconductor laser device according to any one of the second InGaN optical guiding 1 thick claim than the thickness of the layer 5.

The nitride semiconductor laser device according to any one of claims 1-6 layer thickness of the second InGaN optical guiding layer is 80nm or less.

The first InGaN optical guiding layer is, 1 × ¹⁰ 17 ^{cm -3} to 5 × having ¹⁰ 18 ^{cm -3} or less of Si concentration, the nitride semiconductor laser device according to any one of claims 1-7 .

Comprising a nitride semiconductor laser device according to any one of claims 1-8, display device.

Comprising a nitride semiconductor laser device according to any one of claims 1-8, module.