WO2001093388A1 - Nitride semiconductor light-emitting device and optical apparatus including the same - Google Patents

Nitride semiconductor light-emitting device and optical apparatus including the same Download PDF

Info

Publication number
WO2001093388A1
WO2001093388A1 PCT/JP2001/003825 JP0103825W WO0193388A1 WO 2001093388 A1 WO2001093388 A1 WO 2001093388A1 JP 0103825 W JP0103825 W JP 0103825W WO 0193388 A1 WO0193388 A1 WO 0193388A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
layer
light emitting
nitride semiconductor
emitting device
substrate
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2001/003825
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Yuhzoh Tsuda
Takayuki Yuasa
Shigetoshi Ito
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Sharp Corp
Original Assignee
Sharp Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Sharp Corp filed Critical Sharp Corp
Priority to US10/276,512 priority Critical patent/US6924512B2/en
Priority to EP01926138A priority patent/EP1291989B1/en
Priority to KR10-2002-7015969A priority patent/KR100537711B1/ko
Publication of WO2001093388A1 publication Critical patent/WO2001093388A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10H—INORGANIC LIGHT-EMITTING SEMICONDUCTOR DEVICES HAVING POTENTIAL BARRIERS
    • H10H20/00—Individual inorganic light-emitting semiconductor devices having potential barriers, e.g. light-emitting diodes [LED]
    • H10H20/80—Constructional details
    • H10H20/81—Bodies
    • H10H20/822—Materials of the light-emitting regions
    • H10H20/824—Materials of the light-emitting regions comprising only Group III-V materials, e.g. GaP
    • H10H20/825—Materials of the light-emitting regions comprising only Group III-V materials, e.g. GaP containing nitrogen, e.g. GaN
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B82—NANOTECHNOLOGY
    • B82Y—SPECIFIC USES OR APPLICATIONS OF NANOSTRUCTURES; MEASUREMENT OR ANALYSIS OF NANOSTRUCTURES; MANUFACTURE OR TREATMENT OF NANOSTRUCTURES
    • B82Y20/00—Nanooptics, e.g. quantum optics or photonic crystals
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01S—DEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00—Semiconductor lasers
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01S—DEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00—Semiconductor lasers
    • H01S5/30—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region
    • H01S5/34—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers
    • H01S5/343—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser
    • H01S5/34333—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser with a well layer based on Ga(In)N or Ga(In)P, e.g. blue laser
    • H—ELECTRICITY
    • H10—SEMICONDUCTOR DEVICES; ELECTRIC SOLID-STATE DEVICES NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • H10H—INORGANIC LIGHT-EMITTING SEMICONDUCTOR DEVICES HAVING POTENTIAL BARRIERS
    • H10H20/00—Individual inorganic light-emitting semiconductor devices having potential barriers, e.g. light-emitting diodes [LED]
    • H10H20/80—Constructional details
    • H10H20/81—Bodies
    • H10H20/811—Bodies having quantum effect structures or superlattices, e.g. tunnel junctions
    • H10H20/812—Bodies having quantum effect structures or superlattices, e.g. tunnel junctions within the light-emitting regions, e.g. having quantum confinement structures
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01S—DEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00—Semiconductor lasers
    • H01S5/20—Structure or shape of the semiconductor body to guide the optical wave ; Confining structures perpendicular to the optical axis, e.g. index or gain guiding, stripe geometry, broad area lasers, gain tailoring, transverse or lateral reflectors, special cladding structures, MQW barrier reflection layers
    • H01S5/2004—Confining in the direction perpendicular to the layer structure
    • H01S5/2009—Confining in the direction perpendicular to the layer structure by using electron barrier layers
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01S—DEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00—Semiconductor lasers
    • H01S5/30—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region
    • H01S5/305—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region characterised by the doping materials used in the laser structure
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01S—DEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00—Semiconductor lasers
    • H01S5/30—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region
    • H01S5/34—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers
    • H01S5/343—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser
    • H01S5/3434—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser with a well layer comprising at least both As and P as V-compounds
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01S—DEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00—Semiconductor lasers
    • H01S5/30—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region
    • H01S5/34—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers
    • H01S5/343—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser
    • H01S5/34346—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser characterised by the materials of the barrier layers

Definitions

  • Nitride semiconductor light emitting device and optical device including the same
  • the present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device having high luminous efficiency and an optical device using the same.
  • nitride semiconductors have been used or studied as light emitting devices and high power semiconductor devices.
  • a nitride semiconductor light emitting device a light emitting device having a wide color range from blue to orange can be manufactured.
  • blue and green light-emitting diodes, blue-violet semiconductor lasers, and the like have been developed utilizing the characteristics of the nitride semiconductor light-emitting device.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-270804 a light emitting device including a light emitting layer composed of a GaAs well layer and a ZGaN barrier layer is reported.
  • the luminescence efficiency is improved by improving the crystallinity of the light emitting layer and suppressing phase separation.
  • the main purpose is to improve.
  • a nitride semiconductor light emitting device includes a light emitting layer having a multiple quantum well structure in which a plurality of quantum well layers and a plurality of barrier layers are alternately stacked, and the quantum well layers are 1, 0 ⁇ y ⁇ 0.2, 0 ⁇ z ⁇ 0.05, x + y + z> 0), where X is one or more group III elements and the barrier layer is at least A It is characterized by comprising a nitride semiconductor layer containing 1.
  • the light emitting layer having the function of emitting light includes the quantum well layer and the barrier layer. Therefore, the quantum well layer has a smaller energy band gap than the barrier layer.
  • the barrier layer further contains In.
  • the barrier layer further includes any element selected from As, P, and Sb.
  • the nitride semiconductor light emitting device includes a substrate, and a first adjacent semiconductor layer in contact with a first main surface close to the substrate and a second adjacent semiconductor layer in contact with a second main surface far from the substrate, on both main surfaces of the light emitting layer.
  • at least the second adjacent semiconductor layer is made of a nitride semiconductor containing at least A1.
  • the quantum well layer is in direct contact with the first adjacent semiconductor layer or the second adjacent semiconductor layer.
  • the A1 content of the barrier layer is preferably 5 ⁇ 10 18 cm 3 or more.
  • the As content in Group V elements is 7.5 ° /.
  • the P content is preferably 10% or less
  • the Sb content is preferably 2.5% or less.
  • the light emitting layer preferably contains two or more and ten or less well layers.
  • the quantum well layer preferably has a thickness of 0.4 nm or more and 20 nm or less.
  • the barrier layer preferably has a thickness of 1 nm or more and 20 nm or less.
  • At least one of the well layer and the barrier layer is doped with at least one dopant selected from Si, 0, S, C, Ge, Zn, Cd, and Mg.
  • the addition amount of such a dopant, 1 X 1 0 16 ⁇ ; is preferably in the range of LX 1 0 2 ° / cm 3 .
  • G a N can be preferably used as a substrate material of the nitride semiconductor light emitting device.
  • the nitride semiconductor light emitting device as described above is preferably used in various optical devices such as an optical information reading device, an optical information writing device, an optical pickup device, a laser printer device, a projector device, a display device, and a white light source device. What you get. BRIEF DESCRIPTION OF THE FIGURES
  • FIG. 1 is a schematic sectional view showing a structure of a nitride semiconductor laser device according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a schematic top view for explaining chip division of the laser device according to the embodiment.
  • Fig. 3 is a graph showing the relationship between the number of well layers and the threshold current density of a laser device. You.
  • FIGS. 4A and 4B are diagrams schematically showing an energy band gap structure in the light emitting device according to the embodiment.
  • FIGS. 5A and 5B are diagrams schematically showing another example of the energy band gap structure in the light emitting device according to the embodiment.
  • FIG. 6 is a diagram schematically showing an energy band gap structure in a conventional light emitting device.
  • FIG. 7 is a schematic cross-sectional view showing the structure of a laser device using a nitride semiconductor substrate as an example.
  • FIG. 8 is a schematic sectional view showing a nitride semiconductor thick film substrate that can be used in the light emitting device according to the present invention.
  • FIG. 9A is a schematic sectional view showing an example of the light emitting diode element according to the present invention
  • FIG. 9B is a schematic top view corresponding to the diode element in FIG. 9A.
  • FIG. 10 is a graph showing the relationship between the number of well layers and the light emission intensity of the light emitting diode element according to the present invention.
  • FIG. 11 is a schematic block diagram showing an optical disc recording / reproducing device as an example of an optical device using the light emitting element according to the present invention.
  • GaN GaN
  • sapphire 6H - S i C
  • 4H -S i C 3 C- S i C
  • S i spinel
  • spinel MgA 1 2 0 4
  • Substrates can also be used.
  • a layer having a lower refractive index than the cladding layer needs to be in contact with the outside of the cladding layer in order to achieve a single peak in the vertical transverse mode.
  • the substrate may be doped with Si, 0, Cl, S, C, Ge, Zn, Cd, Mg, or Be.
  • Si, 0 and C1 are particularly preferred among these dopants.
  • a sapphire substrate and a C-plane ⁇ 0001 ⁇ substrate of a nitride semiconductor will be mainly described.
  • the A plane ⁇ 1 1-20 ⁇ , the R plane ⁇ 1—102 ⁇ , or the M plane ⁇ 1-100 ⁇ may be used.
  • the substrate has an off-angle of less than 2 degrees from those plane orientations, the surface morphology of the semiconductor crystal layer grown thereon becomes good.
  • MOCVD metal organic chemical vapor deposition
  • MBE molecular beam epitaxy
  • HVPE hydride vapor phase epitaxy
  • Example 1 of the present invention a nitride semiconductor laser diode device according to Example 1 of the present invention will be described.
  • Nitride semiconductor Rezadaio de device according to the first embodiment shown in schematic cross-sectional view of FIG. 1, C plane (0001) sapphire substrate 100, GaN buffer layer 101, n-type GaN contact layer 102, n-type I n 0 . 07 G a 0. 93 n anti-cracking layer 103, n-type A l ⁇ Ga ⁇ n cladding layer 104, n-type GaN optical guide layer 105, the light-emitting layer 1 06, p-type A l. . 2 Ga. .
  • N shielding layer 107 p-type G a N optical guide layer 108, p-type A Lo.IGao.G cladding layer 109, p-type G a N contact layer 1 10, n-type electrode 1 1 1, [rho electrode 1 12, and includes a S i 0 2 dielectric film 1 13.
  • a laser diode element of Figure 1 When fabricating a laser diode element of Figure 1, is first set Safa I ⁇ substrate 100 to the MOCVD apparatus, TMGa as Ga raw material of NH 3 (ammonia) and group III element as a N raw material of group V element By using (trimethino regalium), the GaN buffer layer 101 is grown to a thickness of 25 nm at a relatively low substrate temperature of 550 ° C. Next, S i H 4 in addition to the raw materials for the above and for the N Ga (Sila The n-type GaN contact layer 102 (Si impurity concentration: l X 10 18 Z C m 3 ) is grown to a thickness of 3 ⁇ at a temperature of 1 050 ° C by utilizing Let it.
  • substrate temperature was lowered to about 800 ° C, using a T MI n (trimethylindium) as a raw material for I n III element, type 11 1 1 1 1 0 .. 7 0 & . . 93 1 ⁇ Crack prevention layer 103 is grown to a thickness of 40 nm.
  • the substrate temperature was again raised to 1050 ° C, and the n-type A lo ⁇ Ga ⁇ N cladding layer with a thickness of 0.8 ⁇ was made using TMA 1 (trimethylaluminum) as a raw material for A 1 of the group III element.
  • the substrate temperature is lowered to 800 ° C, A 1 0 thickness 6 nm. 02 I n 0. 07 G a 0. 91
  • the light emitting layer 106 has a multiple quantum well structure starting at the barrier layer and ending at the barrier layer, and includes three quantum well layers.
  • S i impurity concentration 1 X 10 18 / cm 3
  • S i H 4 was added. Note that a growth interruption period of 1 second or more and 180 seconds or less may be inserted between the growth of the barrier layer and the well layer or between the growth of the well layer and the barrier layer. By doing so, the flatness of the barrier layer and the well layer is improved, and the emission half width can be reduced.
  • y 0.08 for G a y P y
  • X 0.07 for G a N ⁇ A s x
  • y 0.12 for G a y P y
  • z 0.04 for G a N ⁇ S b z do it.
  • Table 1 or Table 1 is required depending on the In content y.
  • the numerical value shown in 2 may be adopted as the value of the content ratio X.
  • Type l i Ga 0 9 N cladding layer 109, and a thickness of 0. 1 Myupaiiota of; type G a N are sequentially grown the contact layer 1 10.
  • Mg can be added at a concentration of 5 ⁇ 10 19 to 2 ⁇ 10 2 Q / cm 3 by using Et CP 2 Mg (bisethylcyclopentagenenyl magnesium).
  • the p-type impurity concentration in the p-type GaN contact layer 110 be increased as the junction surface with the p-type electrode 112 is approached. Then, the contact resistance between the p-type electrode and the p-type electrode can be further reduced. Also, to remove residual hydrogen that hinders activation of Mg, which is a p-type impurity, in the p-type layer, a small amount of Of oxygen may be mixed.
  • the temperature is lowered at a cooling rate of 60 ° 0 min, replacing all the gas in the reactor of the MOCVD apparatus with nitrogen carrier gas and NH 3 .
  • the substrate temperature drops to 800 ° C
  • supply of NH 3 is stopped, the substrate temperature at 800 ° C is maintained for 5 minutes, and then cooled to room temperature.
  • a temporary substrate holding temperature is preferably in the range of 650 ° C. to 900 ° C.
  • the holding time is preferably in the range of 3 minutes to 10 minutes.
  • the cooling rate from the holding temperature to room temperature is preferably 30 ° C./min or more.
  • the light emitting layer as in the present invention contains As, P, or Sb
  • damage emitting light layer due to heat is likely to occur in an atmosphere other than NH 3
  • the substrate it is not preferable to hold the substrate at a temperature higher than the growth temperature of the light emitting layer because the light emission intensity decreases. Therefore, as described above, the method of performing p-type formation during the process of removing a substrate from a MOCVD apparatus is very useful since it is possible to omit annealing for p-type formation after removal of the substrate. If the conventional p-type annealing is not omitted, the activation rate of Mg is further improved.
  • the side surface of the light-emitting layer 106 (904) (excluding the light emitting end face for a laser diode) Covering with the dielectric film 113 (910) and then agglomerating prevents the escape of nitrogen or As (or P or Sb) from the light emitting layer, thereby suppressing phase separation and segregation of the light emitting layer.
  • an n-type GaN contact layer 102 was formed using a reactive ion etching apparatus.
  • the n-type electrode 111 is formed on the exposed portion.
  • the n-type electrode 111 is formed on the exposed portion in the order of Hf / Au.
  • As the material of the n-type electrode 111 a laminate of Ti / Al, Ti / Mo, and Hi-A1 can be used. Hf is effective in reducing the contact resistance of the n-type electrode.
  • the sapphire substrate 100 is etched in a stripe shape along the ⁇ 110> direction, a SiO 2 dielectric film 113 is deposited, and the p-type GaN contact layer 110 is exposed.
  • a stack in the order of Pd / Au is deposited, thus forming a ridge stripe-shaped p-type electrode 112 having a width of 2 ⁇ .
  • a laminate of Ni / Au or Pd / MoZAu can be used as the material of the ⁇ -type electrode.
  • the resonator length is generally from 3 00 / zm 10
  • the mirror end face of the resonator is formed so as to coincide with the M-plane of the sapphire substrate (see Fig. 2). Cleavage and chip division of the laser element are performed using a scriber from the substrate side along broken lines 2A and 2B in FIG. By doing so, the flatness of the laser end surface can be obtained, and the scraps due to the scraping do not adhere to the surface of the epitaxy layer, so that the yield of the light emitting element is improved.
  • the feedback method of the laser cavity is not limited to the Fabry-Perot type, but it is needless to say that a generally known DFB (distributed feedback) type, DBR (distributed Bragg reflection) type, or the like can also be used.
  • DFB distributed feedback
  • DBR distributed Bragg reflection
  • the dielectric multilayer reflective film may be used a multilayer film such as S i 0 2 / ⁇ 1 2 0 3.
  • n-type GaN contact layer 102 is exposed by using the reactive ion etching is that the insulating sapphire substrate 100 is used. Therefore, when using a conductive substrate such as a GaN substrate or a SiC substrate, it is not necessary to expose a part of the n-type GaN layer 102, and the conductive “raw substrate” is not necessary.
  • An n-type electrode may be formed on the back surface of the substrate.
  • the crystal growth is performed in the order of the number of n-type layers, the light-emitting layers, and the plurality of p-type layers
  • the crystal growth may be performed in the order of the plurality of p-type layers, the light-emitting layers, and the plurality of n-type layers.
  • a method for mounting the above-described laser diode chip in a package will be described.
  • a laser diode including a light emitting layer as described above is used as a blue-violet (wavelength 410 nm) high-power (5 O mW) laser suitable for high-density recording optical discs, taking advantage of its characteristics.
  • Si instead of mounting the chip directly on the package body or heat sink, Si, A
  • the bonding may be performed via a submount having good thermal conductivity, such as 1N, diamond, Mo, CuW, BN, SiC, Fe, and Cu.
  • a nitride semiconductor laser diode including the above-described light emitting layer is fabricated on the above, it is also possible to connect to the package body with the semiconductor junction on the upper side using, for example, an In solder material.
  • sub-elements such as Si, A1N, diamond, Mo, CuW, BN, SiC, Fe, and Cu are used. You may connect via a mount.
  • a laser diode using a nitride semiconductor containing As (or P or S b) for a well layer constituting a light emitting layer can be manufactured.
  • the light emitting layer 106 included in the laser diode of the above embodiment will be described in more detail.
  • the effective mass of electrons and holes in a nitride semiconductor well layer containing As, P, or Sb is smaller than that of an InGaN well layer currently in practical use.
  • the threshold value can be lowered as compared with the conventional laser oscillation threshold current density using the InGaN layer. As a result, it is possible to realize a low power consumption and high output laser element and a longer life of the laser element.
  • well layers must be grown at temperatures above 700 ° C and below 900 ° C. This is because well layers containing As, P, or Sb will easily undergo phase separation outside of this growth temperature range.
  • the thickness of the well layer is preferably in the range of 0.4 to 20 nm. This is because when the content ratio of As, P, or Sb in the well layer is low, for example, in the blue-violet wavelength band (around 400 nm), if the well layer thickness is less than 20 nm, phase separation will occur. This is because the area in which it occurs can be suppressed to 3% or less. Also, when the content ratio of As, P, or Sb in the well layer is high, for example, in the red wavelength band (around 650 nm), phase separation occurs when the well layer thickness is 5 nm or less. Can be suppressed to 3% or less. On the other hand, the reason why the thickness of the well layer needs to be 0.4 nm or more is that if the thickness is smaller than the thickness, the well layer does not function as a light emitting region.
  • phase separation of the GaN well layer propagated through the barrier layer in contact with the well layer one after another, causing phase separation in the entire light emitting layer near the outermost surface.
  • phase separation was remarkable at the interface with the GaN layer on the GaN layer, the adsorption of Ga to N was observed when the GaN layer grew on the GaN layer. It is believed that the adsorption rate for As will be higher than the adsorption rate.
  • GaN crystals are originally preferably grown at 1000 ° C or higher, but must be grown at the same temperature as the well layers in order to suppress the phase separation of the well layers. It is thought that the decrease in the concentration of the gas increased the adsorption rate of Ga and As. Furthermore, when growing a P-type layer on the light-emitting layer, the temperature must be raised to 1000 ° C or higher. At such a high temperature, As segregation is likely to occur on the surface of the GaNAs well layer, and the well layer and barrier It is considered that this induces phase separation due to As internal diffusion at the interface with the layer.
  • the phase separation as described above is based on GaNP, GaNS b, GaNAs PSb, InGa
  • NAs as I nG a NP S I n G a NS b or I n G a NA s PS b such well layer, As, P, or in other nitride semiconductor well layer containing S b the Can occur.
  • a well layer containing at least As, P, or Sb and also containing A1 has the same effect as a barrier layer according to the present invention described later, and can be preferably used as a well layer.
  • AlInGaNAs, AlInGaNP, AlInGaNSb, or AlInGaNasPSb can be used as the well layer.
  • a nitride semiconductor barrier layer containing A1 is desired. Since A1 has a high gas phase reactivity, it mostly becomes nitride semiconductor crystal nuclei containing A1 and accumulates on the surface of the epitaxial wafer before reaching the surface. Since A1 has a strong chemical bonding force, even if the stable barrier layer is laminated on the well layer containing As, P, or Sb, the bond with As (or P or Sb) No recrystallization occurs.
  • the stable barrier layer may also serve to prevent the escape of As (or P or Sb) or N from the well layer.
  • the substrate temperature must be higher than the growth temperature of the well layer to stack the p-type layer.
  • the nitride semiconductor crystal containing A1 can be stably present, and therefore, diffusion into the barrier layer due to segregation of As (or P or Sb) hardly occurs. Therefore, the barrier layer containing A 1 can act to prevent the effect of the phase separation of one well layer from propagating to another well layer. That is, the use of the barrier layer containing A1 makes it possible to fabricate a multiple quantum well structure.
  • nitride semiconductor crystals containing A1 generally have poor crystallinity unless the growth temperature is raised (to 900 ° C or higher).
  • the growth temperature of the barrier layer can be reduced to a level substantially equal to the growth temperature of the well layer. it can. As a result, the height of the barrier layer In addition to preventing the phase separation in the light emitting layer due to the high growth temperature, the crystallinity of the barrier layer can be improved.
  • the content of each of As, P, or Sb in the group V element in such a barrier layer is 7.5% or less for As, 10% or less for P, In the case of Sb, the content is preferably 2.5% or less. This is because, even in the barrier layer containing A1, if the content of As, P, or Sb is too large, phase separation starts to occur.
  • the content of In in the group III element in the barrier layer may be 15% or less. This is because since the barrier layer contains A1, if the In concentration is 15% or less, the concentration separation observed with the conventional InGaN is hardly observed.
  • barrier layer containing the elements A 1 and As, P, or S b is the barrier layer containing the elements A 1 and As, P, or S b.
  • In may be added. This is because if In is contained, the energy band gap in the barrier layer is reduced, so that the content of As, P, or Sb can be reduced.
  • the thickness of the barrier layer is preferably 1 nm or more and 2 Onm or less. In order to form a subband with a multiple quantum well structure, it is preferable that the thickness of the barrier layer is equal to or thinner than that of the well layer. It is preferable that they are equal or slightly thicker.
  • SiH 4 (Si) was added as an impurity to both the well layer and the barrier layer, but it may be added to only one of the layers. Laser oscillation is possible even if neither layer is added. And then force, according to the photoluminescence cell Nsu (PL) measurement, the addition of S i H 4 in both the well and barrier layers, the PL intensity as compared with the case of not ⁇ Ka ⁇ about 1. It has become twice to 1.4 times stronger. For this reason, in the light emitting diode, it is preferable to add an impurity such as SiH 4 (Si) to the light emitting layer.
  • the well layer of the present invention is composed of a mixed crystal containing As, P, or Sb, even if In is contained in the well layer, As, P, and Sb are formed. Since it is more difficult to form localized levels due to In as compared to an InGaN crystal that does not contain any light, it is considered that the emission intensity strongly depends on the crystallinity of the well layer. Therefore, it is necessary to improve the crystallinity of the light emitting layer by adding an impurity such as Si. That is, such impurities generate nuclei for crystal growth. The crystallinity of the well layer is improved by the crystal growth of the well layer based on the nucleus.
  • the threshold current density is reduced because there is no carrier absorption in the well layer.
  • the threshold value of the laser was lower when impurities were added. This is because, in this embodiment, the crystal growth is proceeding starting from a sapphire substrate different from the nitride semiconductor substrate, so that there are many crystal defects (threading dislocation density is about 1 ⁇ 10 1 GZ cm 2 ). It is considered that adding the impurity to improve the crystallinity was more effective in reducing the laser threshold current density than considering the carrier absorption by the impurity in the well layer.
  • the relationship between the number of well layers included in the light emitting layer (multiple quantum well structure) and the laser threshold current density is relatively compared between the case using a sapphire substrate and the case using a GaN substrate.
  • the horizontal axis of this graph represents the number of well layers, and the vertical axis represents the threshold current density.
  • ⁇ indicates the laser threshold current density when a sapphire substrate is used, and ⁇ indicates the case where a GaN substrate is used.
  • the number of well layers is 10 or less, the threshold current density decreases, and continuous oscillation at room temperature becomes possible.
  • the number of well layers is preferably two or more and five or less. Further, it can be seen that the threshold current density is lower when a GaN substrate is used than a sapphire substrate.
  • a p-type A 16 & 1 ⁇ shielding layer 107 and a p-type layer 108 are provided so as to be laminated in this order.
  • the mold layer 108 corresponds to a p-type light guide layer in the case of a laser diode, but corresponds to a p-type cladding layer or a p-type contact layer in the case of a light emitting diode.
  • the shift from the designed emission wavelength was smaller and the PL emission intensity was stronger with the shielding layer.
  • the light emitting layer 106 the growth temperature of the p-type layer 108 thereon is higher, so that it acts to promote phase separation of the light emitting layer.
  • phase separation of the light-emitting layer is suppressed and As, P, Alternatively, it is considered that the influence (such as phase separation) from the light-emitting layer 106 containing Sb can be prevented from propagating to the p-type layer 108.
  • the light emitting layer 106 having a multiple quantum well structure has the structure shown in FIG. 4 (b) in which the light emitting layer 106 starts at the well layer and ends at the well layer, the effect of the shielding layer 107 is remarkably recognized.
  • the shielding layer 107 contains at least A1.
  • the polarity of the shielding layer is preferably p-type. This is because if the shielding layer is not p-type, the position of the pn junction in the vicinity of the light emitting layer changes and the luminous efficiency decreases.
  • the n-type A 1 GaN shielding layer may be provided so as to be in contact between the light emitting layer 106 and the n-type layer 105.
  • This n-type layer 105 corresponds to an n-type light guide layer in the case of a laser diode, but corresponds to an n-type cladding layer or an n-type contact layer in the case of a light-emitting diode.
  • the effect of such an n-type A 1 GaN shielding layer is almost the same as that of the p-type A 1 GaN shielding layer 107.
  • FIG. 6 shows a conventional band gap structure (Japanese Patent Laid-Open No. 10-270804)
  • FIG. 4 (a) shows the band gap structure of the present embodiment. It is shown.
  • the cladding layer is composed of A1 GaN
  • the light guide layer is composed of GaN
  • the barrier layer is composed of GaN
  • the well layer is composed of GaN. Since the light guide layer and the barrier layer are of the same nitride semiconductor material, their energy band gap and refractive index are also the same. Therefore, in this case, it is difficult to obtain the multiple quantum well effect due to the sub-band.
  • the gain is reduced (the threshold current density is increased).
  • the half-width of the wavelength is obtained. Increase (the cause of color spots).
  • the refractive index difference is originally small and the barrier layer is also composed of Gan, so that the optical confinement effect is small, Mode characteristics are not good.
  • the energy band gap of the barrier layer is reduced. This makes it easier to obtain the multiple quantum well effect by the sub-band than in the conventional example shown in FIG. 6, and the refractive index of the barrier layer is larger than that of the optical guide layer, so that the light confinement effect is improved.
  • the characteristics (single peak) of the vertical and horizontal modes are improved.
  • the barrier layer contains As, P, or Sb, the refractive index tends to increase significantly, which is preferable.
  • the light-emitting layer having the multiple quantum well structure may have either a configuration starting with the barrier layer and ending with the barrier layer, or a configuration starting with the well layer and ending with the well layer.
  • the band gap structure of the light emitting layer without using the shielding layer is as shown in FIGS. 5 (a) and 5 (b).
  • Example 2 the nitride semiconductor materials of the well layer and the barrier layer in the light emitting layer having the multiple quantum well structure described in Example 1 were variously changed. Table 3 shows the combinations of nitride semiconductor materials for these well layers and barrier layers.
  • a mark ⁇ indicates a less preferable combination of the nitride semiconductor materials of the well layer and the barrier layer, and a mark ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ indicates the preferable combination.
  • Al G a The reason that only the N barrier layer is less preferable is as follows. That is, as described above, unless the growth temperature of the well layer of the present invention is 700 ° C. or more and 900 ° C. or less, phase separation of different crystal systems occurs in the well layer. However, since the proper growth temperature of the AlGaN barrier layer is at least 900 ° C or more, if the barrier layer is grown at the proper growth temperature, phase separation occurs in the well layer.
  • the barrier layer is grown on the well layer at an appropriate growth temperature (700 ° C or more and 900 ° C or less), the crystallinity of the A1GaN barrier layer is deteriorated, which is not preferable. .
  • the growth temperature suitable for both the A 1 GaN barrier layer and the well layer is only 900 ° C, and the crystal growth range is narrow and controllability is poor.
  • the well layer contains any of the elements As, P, or Sb.
  • the well layer may contain a plurality of these elements. That is, XG a N —y-zA s x P y S b z (0 ⁇ x ⁇ 0.15, 0 ⁇ y ⁇ 0.2, 0 ⁇ z ⁇ 0.05, x + y + z> 0) It may be a mixed crystal, where X represents one or more Group III elements.
  • the other conditions for the light emitting layer using these nitride semiconductor materials are the same as those in the first embodiment.
  • an n-type GaN substrate 700 having a C-plane ( ⁇ 0001 ⁇ plane) as a main surface is used instead of the sapphire substrate 100 used in the first embodiment.
  • the GaN buffer layer 101 may be omitted and the n-type GaN layer 102 may be grown directly on the GaN substrate.
  • currently available GaN substrates are not sufficiently satisfactory in crystallinity and surface morphology, so it is preferable to incorporate a GaN buffer layer 101 to improve these. Since the n-type GaN substrate 700 is used in the third embodiment, the n-type electrode 111 can be formed on the back surface of the GaN substrate 700.
  • the cleavage end face of the GaN substrate is very smooth, it is possible to fabricate a Fleoper-Perot resonator having a resonator length of 300 ⁇ with low mirror loss.
  • the resonator length is generally preferably in the range of 300 ⁇ to 1000.
  • the mirror end face of the resonator is formed so as to correspond to the ⁇ 1-100 ⁇ plane of the GaN substrate 700.
  • the cleavage of the laser element and the division of the chip are performed in the same manner as in the case of FIG. It is performed by a scraper from the plate side.
  • a feedback method of the laser resonator it is of course possible to use the DFB or TBR described above, and furthermore, a dielectric multilayer reflective film similar to that of the first embodiment may be formed on the mirror end face. Needless to say.
  • the thickness of the n-type A 1 GaN cladding layer 104 and the p-type Al GaN cladding layer 109 can be increased without cracking in the epitaxial wafer.
  • the thickness of these A 1 GaN cladding layers is set in the range of 0.8 to 1.8 m.
  • the GaN substrate is used to form the well layer as in the present embodiment.
  • the crystal defect density for example, threading dislocation density
  • the lasing threshold current density is lower than that in Example 1 using a sapphire substrate. Is reduced by 20% from 10% (see Figure 3).
  • laser doping is performed by modulating doping by adding an impurity only in the barrier layer or by adding an impurity having a concentration of 3 X 1 O ⁇ Zcm 3 or less to the well layer.
  • the density was lower than in Example 1. It is considered that this is because the crystallinity of the light emitting layer was improved as compared with the case where the sapphire substrate was used, as described above.
  • Example 4 is the same as Example 1 or Example 3 except that the sapphire substrate 100 of Example 1 was replaced with the substrate 800 shown in FIG.
  • the substrate 800 in FIG. 8 includes a seed substrate 801, a buffer layer 802, an n-type GaN film 803, a dielectric layer 804, and an n-type GaN thick film 805 which are sequentially stacked.
  • a buffer layer 802 is stacked on a seed substrate 801 at a relatively low temperature of 550 ° C. by MOCVD. On top of that, 1 At a temperature of 050 ° C., an n-type GaN film 803 having a thickness of 1 ⁇ is formed while doping Si.
  • the wafer on which the n-type GaN film 803 is formed is taken out of the MOCVD equipment, and a dielectric film 804 is formed to a thickness of 100 nm by using a sputtering method, a CVD method, or an EB evaporation method, and the lithography technique is used.
  • the dielectric film 804 is processed into a periodic stripe pattern. These stripes are along the 1-100> direction of the n-type GaN film 803, and have a periodic pitch of 10 im and a stripe width of 5 ⁇ in the 11-20> direction perpendicular to this direction. have.
  • a wafer on which a dielectric film 804 processed in a stripe shape is formed is set in an HVP E apparatus, and an ⁇ -type GaN having a Si concentration of 1 ⁇ 10 18 Zcm 3 and a thickness of 350 ⁇ is set.
  • Thick film 805 is deposited at a growth temperature of 1100 ° C.
  • Example 4 The wafer on which the n-type GaN thick film 805 was formed was taken out of the HVPE apparatus, and a laser diode similar to that of Example 1 (see FIG. 1) was fabricated thereon. However, in Example 4, the laser diode was manufactured such that the ridge stripe portion 1A of the laser diode was not located immediately above the lines 810 and 811 in FIG. This is because a laser element is manufactured in a portion where the threading dislocation density (ie, crystal defect density) is low. The characteristics of the laser diode of Example 4 manufactured in this manner were basically the same as those of Example 3.
  • the substrate 800 may be used as a laser diode substrate after removing the seed substrate 801 with a polishing machine. Further, the substrate 800 may be used as a laser diode substrate after removing all layers below the buffer layer 802 with a polishing machine. Further, the substrate 800 may be used as a substrate for a laser diode after all layers below the dielectric film 804 are removed by a polishing machine.
  • n-type electrode 111 can be formed on the back surface of the substrate, as in the third embodiment. The seed substrate 801 can be removed after the laser diode is manufactured.
  • the seed substrate 801 includes C-plane sapphire, M-plane sapphire, A-plane sapphire, R-plane sapphire, GaAs, ZnO, MgO, spinel, Ge, Si, 6H-SSC, 4H- S i C, 3 C—S i C This may be used.
  • the buffer layer 802 includes a G a N layer, an A 1 N layer, an A 1 X G a ⁇ , ⁇ (0 ⁇ ⁇ 1) layer grown at a relatively low temperature of 450 ° C. to 600 ° C. Alternatively, any of In y Ga to y N (0 ⁇ y ⁇ 1) layers may be used.
  • n-type Al z G ai - Z N ( 0 ⁇ z ⁇ 1) film can be found using.
  • the dielectric film 804, S i 0 2 film, S i N x film, T i 0 2 film or A 1 2 0 3 may be either is used in the film.
  • an n-type Al w G ai —W N (0 ⁇ w ⁇ 1) thick 'film may be used, and the film thickness may be 20 ⁇ or more.
  • Example 5 the material of the light guide layer of Example 1 was variously changed.
  • both the ⁇ -type light guide layer 105 and the ⁇ -type light guide layer 108 were formed of G aN, but some of the nitrogen atoms in those G aN layers were As, P, or Sb. And may be substituted with any of the elements. That is, the light guide of GaN ⁇ x _ y _ z As x P y Sb z (0 ⁇ x ⁇ 0.075, 0 ⁇ y ⁇ 0.1, 0 ⁇ z ⁇ 0.025, x + y + z> 0) Layers can be used.
  • the composition of X, y, and Z is set so that the energy guide gap of the light guide layer is larger than that of the barrier layer in the light emitting layer.
  • the ratio may be adjusted.
  • the composition ratio X of As is 0.0. 2 below
  • GaN ⁇ y P composition ratio y of P in the case of y light guide layer is 0.03 or less
  • optical guide layer is composition ratio z of S b 0 . Adjusted to 01 or less.
  • the other conditions regarding the light emitting layer in the fifth embodiment are the same as those in the first embodiment.
  • Example 6 relates to a nitride semiconductor light emitting diode device. A schematic longitudinal sectional view, FIG. 9 (a), a top view, and FIG. 9 (b) of the nitride semiconductor light emitting diode device of Example 6 are shown.
  • the light emitting diode element in FIG. 9A is a C-plane (0001) sapphire substrate 900. & 1 ⁇ puffer layer 901 (film thickness 30 nm), n-type G a N layer contact 902 (thickness 3 A m, S i impurity concentration l X 10 18 / cm 3) , n -type A 1 i G a 9 ⁇ shielding layer Kenku Rudd layer 903 (film thickness 20 nm, S i impurity concentration 1 X 10 18 / cm 3) , the light-emitting layer 9 04, p-type A l ⁇ G a 0.
  • n-type A 1 i G a. . 9 N shielding layer / cladding layer 903 may be omitted.
  • p-type electrode 907 is formed of Ni or Pd
  • pad electrode 908 is formed of Au
  • n-type electrode 909 is Hf / Au
  • Ti / Al Ti / Mo
  • H fZA1 may be formed of a laminate.
  • SiH 4 Si impurity concentration 5 10 17 no. 111 3
  • the nitride semiconductor materials of these well layers and barrier layers are the same as in the case of the first embodiment.
  • the GaN substrate is a conductive substrate, it is located on one side of the light emitting element as shown in Fig. 9 (b)! )
  • Type electrode 907 and n-type electrode 9.09 may be formed, or an n-type electrode is formed on the back surface of the GaN substrate and a translucent p-type electrode is formed on the outermost surface of the epitaxial You may do it.
  • the conditions for the well layer and the barrier layer included in the light emitting layer 904 in the sixth embodiment are the same as those in the first embodiment.
  • FIG. 10 shows the relationship between the number of well layers included in the light emitting layer of the light emitting diode element and the light emission intensity. That is, in this graph, the horizontal axis represents the number of well layers, and the vertical axis represents the light emission intensity (arb. Units: standardized arbitrary unit). That is, in FIG. 10, the light emission intensity of the light emitting diode is based on the case where a conventional InGaN well layer is used instead of a GaNP well layer (which may be a GaN well layer or a GaNSb well layer) (broken line). It is standardized and shown.
  • the symbol ⁇ indicates the light emission intensity when the sapphire substrate was used, and the symbol ⁇ indicates the light emission intensity when the GaN substrate was used.
  • This graph shows that the preferred number of well layers included in the light emitting diode is 2 or more and 10 or less. Also, it can be seen that the emission intensity is improved when a GaN substrate is used rather than a sapphire substrate.
  • Example 7 relates to a nitride semiconductor superluminescent diode device.
  • the configuration and the crystal growth method in this light emitting element are the same as those in the first embodiment.
  • a GaN substrate was used instead of the sapphire substrate, the same effect as in Example 3 was obtained, and when the substrate shown in FIG. 8 was used, the same effect as in Example 4 was obtained. can get.
  • the relationship between the number of well layers included in the light emitting layer and the light emission intensity is the same as in the case of the sixth embodiment.
  • Example 8 C of 1 ⁇ 10 2 ° Z cm 3 was added to the well layers and the barrier layers in the light emitting layers in Examples 1, 3, 4, 6, and 7 in place of the impurities Si. .
  • C was used instead of the impurity Si in the well layer and the barrier layer.
  • Example 9 Mg of 1 ⁇ 10 16 Zcm 3 was added as an impurity to the well layer and the barrier layer in the light emitting layer in Examples 1, 3, 4, 6, and 7 instead of Si. .
  • Mg instead of Si in the well and barrier layers, Mg was used instead of Si. Similar effects were obtained when used.
  • Example 10 Example 1, 3, 4, 6, and GaN 0 contains Murrell well layers and barrier layers of 5 cycles in the light-emitting layer in the 7. 93 P 0, 02 well layers (thickness 2 nm) / a 1 0. 01 I n 0 . 06 Ga 0. 93 n barrier layer was changed (thickness 4 nm), the effects of the respective embodiments and the like is obtained.
  • Example 11 Example 1, 3, 4, 6, and 7 well layers and barrier layers 10 cycles of GaN 0 contained in the luminescent layer of the. 95 S b 0. 05 well layers (thickness 0. 4 nm ) The difference from each of the examples was only the change to the / GaN barrier layer (thickness l nm, A1 concentration 5 ⁇ 10 18 cm 3 ).
  • PL measurement was performed on the light emitting device according to Example 11 and the conventional light emitting device, and it was found that the conventional device including a G a N barrier layer containing no A1 caused by phase separation in the light emitting layer. Although a plurality of emission wavelength peaks were observed, only one emission wavelength peak was observed in the device according to Example 11. From this, it is considered that in the light emitting device of Example 11, the phase separation in the light emitting layer was suppressed.
  • Example 12 Example 1, 3, 4, 6, and GaN 0 to the light-emitting layer containing Murrell well layers and barrier layers of the two cycles in 7. 97 As o3 well layer (thickness 6 nm) / ⁇ .. n 0.04 a 10.02G a 0 94 n 0 99 P 0 01
  • Example 13 Example 1, 3, 4, 6, and GaN 0 contains Murrell well layers and barrier layers of four periods in the light-emitting layer in the 7. 98 As 0. 02 well layers (thickness 4 nm) / a 1 () 1 G a 0 . 99 N 0. 99 a s () was changed to 1 barrier layer (thickness l onm), it was the same effect as each embodiment can be obtained.
  • Example 14 Example 1, 3, 4, 6, and GaN 0 contains Murrell well layers and barrier layers of the three cycles in the light-emitting layer in the 7. 97 P 003 well layer (thickness 18 nm) / A 1 oi G ao. was changed to 99 N 98 P 0. 02 barrier layer (thickness 20 nm), but the same effect as each embodiment can be obtained.
  • Example 15 contains Murrell well layers and barrier layers of the three cycles in the light-emitting layer in the 7. 97 P 0. 03 well layer (thickness 5 nm) / a 1 ⁇ Ga 0. 9 N 0. 94 P 0. was changed to 06 barrier layer (thickness 5 nm), but each of examples in the same kind of effect is obtained.
  • Example 16 Example 1, 3, 4, 6, and including Murrell well layers and barrier layers of the three cycles in the light-emitting layer in the 7 I n 0 .. 5 Ga. 95 N a98 P. .. 2 well layer (with a thickness of 4 nm) / 1 0 .. 1 1 1 1. .. 6 0 &. . 9 ⁇ Barrier layer (8 nm) was replaced with the same effect as in each example.
  • Example 17 the light emitting layer in Examples 1, 3, 4, 6, and 7 has a well layer and a barrier layer each having five periods of 11 1. . 1 0 & . 9 . 94 8 . .. 6 well layer (2 nm) / A 1 o. 01 In 0 , 06 Ga 93 N
  • the barrier layer (4 nm) was replaced with the same effect as in each example.
  • Example 18 Example 1, 3, 4, 6, and including Murrell well layers and barrier layers of 5 cycles in the light-emitting layer in the 7 A lo ⁇ I n i G a. 89 N. 94 AS . .. 6 well layers (2 nm) A 1 0. 01 I n 006 Ga 0, 93 N barrier layer (4 nm) similar to the force each actual ⁇ which is instead effect was obtained.
  • Example 19 the well layer and the barrier layer included in the light emitting layer in Examples 1, 3, 4, 6, and 7 are each composed of three periods of An. .. 5 Ga. . 94 N. . 96 p. .. 4 well layers (4n m) ZA 1 0. 01 I n 06 Ga 0. Was replaced by a 93 N barrier layers (8 nm), but the same effect as each actual ⁇ be obtained.
  • Example 20 the nitride semiconductor laser according to Example 1 was used.
  • An optical device was made.
  • an optical device using a nitride semiconductor laser having a blue-violet (emission wavelength of 400 to 410 nm) according to the present invention has a lower laser oscillation threshold current density than a conventional nitride semiconductor laser.
  • the emission light in the laser light is reduced, and the noise light is also reduced.
  • such a laser element has a high output (50 mW) and can operate stably in a high-temperature atmosphere, and thus is suitable for a recording / reproducing optical device for a high-density recording / reproducing optical disk.
  • an optical disk information recording / reproducing device including an optical pickup device 2 is shown in a schematic block diagram.
  • a laser beam 3 is modulated by an optical modulator 4 according to input information, and is recorded on a disk 7 via a scanning mirror 5 and a lens 6.
  • the disk 7 is rotated by a motor 8.
  • the reflected laser light optically modulated by the pit arrangement on the disk 7 is detected by the detector 10 through the beam splitter 9, and a reproduced signal is obtained.
  • the operation of each of these elements is controlled by the control circuit 11.
  • the output of the laser element 1 is usually 3 OmW during recording and about 5 mW during reproduction.
  • the laser element according to the present invention can be used not only for the above-described optical disk recording / reproducing apparatus, but also for a laser printer, a projector using three primary colors of light (blue, green, and red) laser diodes.
  • Example 21 the nitride semiconductor light emitting diode according to Examples 6 and 7 was used for an optical device.
  • a white light source including a light emitting diode or a super luminescent diode using three primary colors (red, green, and blue) of light using the light emitting layer according to the present invention can be manufactured.
  • the display used was also made.
  • the white light source using the light emitting element of the present invention can be used as a backlight for a liquid crystal display of a man-machine interface by a portable notebook personal computer, a mobile phone, or the like, and is downsized.
  • XNn- y _ z As x P y Sb z well layer in the present invention, x ⁇ 0. 15, y ⁇ 0. 2 , and Z ⁇ 0. Must satisfy the 05 conditions. This is because if this condition is not satisfied, the crystallinity of the well layer will deteriorate. Industrial applicability
  • the quantum well layer With XN —y-zA SxPyS bz (0 ⁇ x ⁇ 0.15, 0 ⁇ y ⁇ 0.2, 0 ⁇ z ⁇ 0.05, x + y + z> 0) and A 1 in the barrier layer
  • X represents one or more III group elements.

Landscapes

  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Optics & Photonics (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Nanotechnology (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Biophysics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Semiconductor Lasers (AREA)
  • Led Devices (AREA)

Description

明細書 窒化物半導体発光素子とそれを含む光学装置 技術分野
本発明は、 発光効率の高い窒化物半導体発光素子とこれを利用した光学装置に 関するものである。 背景技術
従来から、 窒化物半導体は、 発光素子やハイパワー半導体デバイスとして利用 または研究されている。 窒化物半導体発光素子の場合、 青色から橙色までの広い 色範囲内の発光素子を作製することができる。 近年では、 その窒化物半導体発光 素子の特性を利用して、 青色や緑色の発光ダイオードや、 青紫色の半導体レーザ などが開発されている。 また、 特開平 1 0— 2 7 0 8 0 4では、 G a NA s井戸 層 ZG a N障壁層からなる発光層を含む発光素子が報告されている。
し力 しながら、 特開平 1 0— 2 7 0 8 0 4に記載の G a NA s ZG a N発光層 では、 Nの含有率の高い六方晶系と Nの含有率の低い立方晶系 （閃亜鉛構造） に 相分離を起こしゃすく、 発光効率の高い発光素子が得られにくい。 発明の開示
そこで、 本発明では、 窒化物半導体からなる量子井戸構造を有する発光層を含 む窒化物半導体発光素子において、 その発光層の結晶性を改善するとともに相分 離を抑制することによって、 その発光効率を向上させることを主目的としている。 本発明によれば、 窒化物半導体発光素子は、 複数の量子井戸層と複数の障壁層 とが交互に積層された多重量子井戸構造を有する発光層を含み、 それらの量子井 戸層は
Figure imgf000003_0001
1 5、 0≤y≤0 . 2、 0≤ z≤ 0 . 0 5、 x + y + z > 0 ) からなり、 ここで Xは 1種以上の I I I族元素であり、 障壁層は少なくとも A 1を含む窒化物半導体層からなる とを特徴としている。 このように、 光を発する作用を生じる発光層は量子井戸層と障壁層とを含んで おり、 量子井戸層は障壁層に比べて小さなエネルギバンドギヤップを有している。 障壁層は、 さらに I nを含むことが好ましい。 障壁層はまた、 A s、 P、 およ び S bから選択されたいずれかの元素をさらに含むことが好ましい。
窒化物半導体発光素子は基板を含み、 発光層の両主面のうちでその基板に近い 第 1主面に接する第 1隣接半導体層と基板から遠い第 2主面に接する第 2隣接半 導体層とにおいて、 少なくとも第 2隣接半導体層は少なくとも A 1を含む窒化物 半導体からなることが好ましい。 第 1隣接半導体層または第 2隣接半導体層と直 接接しているのは、 量子井戸層であることが好ましい。
障壁層の A 1含有量は 5 X 1 0 18ノ c m3以上であることが好ましい。 障壁層 において、 V族元素中の A s含有量は 7 . 5 °/。以下、 P含有量は 1 0 %以下、 そ して S b含有量は 2 . 5 %以下であることが好ましい。
発光層は、 2層以上で 1 0層以下の井戸層を含んでいることが好ましい。 量子 井戸層は、 0 . 4 n m以上で 2 0 n m以下の厚さを有していることが好ましい。 障壁層は、 1 n m以上で 2 0 n m以下の厚さを有していることが好ましい。
井戸層と障壁層の少なくとも一方は、 S i、 0、 S、 C、 G e、 Z n、 C d、 および M gから選択された少なくとも 1種のドーパントが添加されていることが 好ましい。 そのようなドーパントの添加量は、 1 X 1 0 16〜； L X 1 02°/ c m3の 範囲内にあることが好ましい。
窒化物半導体発光素子の基板材料としては、 G a Nが好ましく用いられ得る。 以上のような窒化物半導体発光素子は、 光情報読出装置、 光情報書込装置、 光 ピックアップ装置、 レーザプリンタ装置、 プロジェクタ装置、 表示装置、 白色光 源装置などの種々の光学装置において好ましく用いられ得るものである。 図面の簡単な説明
図 1は、 本発明の実施例による窒化物半導体レーザ素子の構造を示す模式的な 断面図である。
図 2は、 実施例によるレーザ素子のチップ分割を説明するための模式的な上面 図である。
図 3は、 レーザ素子の井戸層数としきい値電流密度との関係を示すグラフであ る。
図 4 (a) および 4 (b) は、 実施例による発光素子中のエネルギバンドギヤ ップ構造を模式的に示す図である。
図 5 (a) および 5 (b) は、 実施例による発光素子中のエネルギバンドギヤ ップ構造の他の例を模式的に示す図である。
図 6は、 従来の発光素子中のエネルギバンドギヤップ構造を模式的に示す図で ある。
図 7は、 実施例として窒化物半導体基板を用いたレーザ素子の構造を示す模式 的な断面図である。
図 8は、 本発明による発光素子において利用され得る窒化物半導体厚膜基板を 示す模式的な断面図である。
図 9 (a) は本発明による発光ダイオード素子の一例を示す模式的な断面図で あり、 図 9 (b) は図 9 (a) のダイオード素子に対応する模式的な上面図であ る。
図 10は、 本発明による発光ダイオード素子の井戸層数と発光強度との関係を 示すグラフである。
図 1 1は、 本発明による発光素子が用いられた光学装置の一例としての光ディ スク記録再生装置を示す模式的なプロック図である。 発明を実施するための最良の形態
本発明の実施の形態のより具体的な例として、 種々の実施例が以下において説 明される。 '
一般に、 窒化物半導体結晶層を成長させる際には、 GaN、 サファイア、 6H — S i C、 4H-S i C、 3 C— S i C、 S i、 スピネル （MgA 1204) など が基板材料として用いられる。 G a N基板と同様に、 窒化物半導体からなる他の 基板をも用いることもでき、 たとえば A 1XG ayI nzN (0≤x≤ 1N 0≤y≤ 1、 0≤z≤ l, x + y+z = l) 基板を用いることもできる。 窒化物半導体レ 一ザの場合では、 垂直横モードの単峰化のためにはクラッド層よりも屈折率の低 い層がそのクラッド層の外側に接している必要があり、 A 1 G a N基板を用いる ことが好ましい。 さらに、 S i、 0、 C l、 S、 C、 Ge、 Zn、 Cd、 Mg、 または B eが基板にドーピングされてもよい。 n型窒化物半導体基板のためには、 これらのドーピング剤のうちで S i、 0、 および C 1が特に好ましい。
以下の実施例においては上述のような基板のうちで主にサファイア基板と窒化 物半導体の C面 {0001} 基板について説明されるが、 その基板の主面となる 面方位としては、 C面のほかに、 A面 { 1 1— 20} 、 R面 { 1— 102} 、 ま たは M面 {1— 100} を用いてもよい。 また、 それらの面方位から 2度以内の オフ角度を有する基板であれば、 その上に成長させられる半導体結晶層の表面モ フォロジが良好になる。
結晶層を成長させる方法としては、 有機金属気相成長法 （MOCVD) 、 分子 線ェピタキシ法 （MBE) 、 ハイドライド気相成長法 （HVPE) などが一般的 に利用される。 これらの中でも、 作製される窒化物半導体層の結晶性や生産性を 考慮すれば、 基板としては G a Nまたはサファイアを使用し、 結晶成長方法とし ては M O C V D法を利用するのが最も一般的である。
(実施例 1)
以下において、 本発明の実施例 1による窒化物半導体レーザダイオード素子が 説明される。
図 1の模式的な断面図に示された実施例 1による窒化物半導体レーザダイォー ド素子は、 C面 （0001) サファイア基板 100、 GaNバッファ層 101、 n型 GaNコンタクト層 102、 n型 I n0.07G a0.93Nクラック防止層 103、 n型 A l^Ga^Nクラッド層 104、 n型 GaN光ガイド層 105、 発光層 1 06、 p型A l。.2Ga。.8N遮蔽層107、 p型 G a N光ガイド層 108、 p型 A lo.iGao.gクラッド層 109、 p型 G a Nコンタクト層 1 10、 n型電極 1 1 1、 ρ型電極 1 12、 および S i 02誘電体膜 1 13を含んでいる。
図 1のレーザダイオード素子を作製する場合、 まず MOCVD装置内へサファ ィァ基板 100をセットし、 V族元素の N用原料としての NH3 (アンモニア） と I I I族元素の Ga用原料としての TMGa (トリメチノレガリウム） を利用し て、 比較的低い 550°Cの基板温度の下で G a Nバッファ層 101を 25 nmの 厚さに成長させる。 次に、 上記の N用と Ga用の原料に加えて S i H4 (シラ ン） をも利用して、 1 050°Cの温度の下で n型 G a Nコンタクト層 1 02 (S i不純物濃度： l X 1 018ZCm3) を 3 μηιの厚さに成長させる。 続いて、 基板 温度を 700°Cないし 800°C程度に下げ、 I I I族元素の I n用原料として T MI n (トリメチルインジウム） を利用して、 11型1 110.。70 &。.931^クラック防 止層 1 03を 40 nmの厚さに成長させる。 再び基板温度を 1 050°Cに上げて、 I I I族元素の A 1用原料として TMA 1 (トリメチルアルミニウム） を利用し て厚さ 0. 8 ιηの n型 A lo^Ga^Nクラッド層 1 04 (S i不純物濃度： 1 X 1 018/cm3) を成長させ、 続いて n型 G aN光ガイド層 1 05 (S i不純物 濃度： 1 X 1 018/cm3) を 0. 1 μπιの厚さに成長させる。
その後、 基板温度が 800°Cに下げられ、 厚さ 6 nmの A 10.02I n0.07G a0.91
N障壁層の複数と厚さ 4 nmの G a XA sx (x = 0. 02) 井戸層の複数と が交互に積層された多重量子井戸構造を有する発光層 1 ◦ 6を形成する。 この実 施例では、 発光層 1 06は障壁層で開始して障壁層で終了する多重量子井戸構造 を有し、 3層の量子井戸層を含んでいる。 これらの障壁層と井戸層の成長の際に は、 それらの両方が 1 X 1018/cm3の S i不純物濃度を有するように、 S i H4が添加された。 なお、 障壁層と井戸層の成長の間または井戸層と障壁層の成 長の間に、 1秒以上で 1 80秒以下の成長中断期間を挿入してもよい。 こうする ことによって、 障壁層と井戸層の平坦性が向上し、 発光半値幅を小さくすること ができる。
一般に、 井戸層中において A s、 P、 または S bの含有量は、 目的とする発光 素子の発光波長に応じて調節することができる。 たとえば、 青紫色の 4 10 nm 近傍の発光波長を得るためには、 G aNhA の場合には x = 0. 02、 G a Γ^— yPyの場合には y = 0. 0 3、 そして G aNhS bzの場合には z = 0. 0 1 にすればよい。 また、 青色の 470 nm付近の発光波長を得るためには、 Ga N XA sxの場合には x = 0. 0 3、 G aNト yPyの場合には y = 0. 06、 そして
Figure imgf000007_0001
0. 02にすればよい。 さらに、 緑色の 5 20 η m近傍の発光波長を得るためには、 GaN^A Sxの場合には x==0. 05、 G a yPyの場合には y = 0. 08、 そして G aNhS bzの場合には z = 0. 0 3にすればよい。 さらにまた、 赤色の 6 50 nm近傍の発光波長を得るためには、 G a N^A sxの場合には x = 0. 07、 G a yPyの場合には y = 0. 12、 そして G a N^S bzの場合には z = 0. 04にすればよい。
さらに、 井戸層として I nG a NA s系または I n G a N P系の半導体を用い る場合に目的とする発光波長を得るためには、 I nの含有割合 yに応じて、 表 1 または表 2に示された数値を含有割合 Xの値として採用すればよい。
【表 1】
Figure imgf000008_0001
発光層 106を形成した後には、 基板を再び 1050°Cまで昇温して、 厚さ 2 0 nmの; 型 A 10.2G a0.8N遮蔽層 107、 厚さ 0. 1 mの p型 G a N光ガイ ド層 108、 厚さ 0. 5 ！！！の 型 l iGa0.9Nクラッド層 109、 および厚 さ 0. 1 μπιの; 型 G a Nコンタクト層 1 10を順次成長させる。 なお、 p型不 純物としては、 E t C P2Mg (ビスェチルシク口ペンタジェニルマグネシゥ ム） を利用して 5 X 1019〜 2 X 102Q/ c m3の濃度で M gが添加され得る。 p型 GaNコンタクト層 1 10における p型不純物濃度は、 p型電極 1 12と の接合面に近づくに従って高められることが好ましい。 そうすれば、 p型電極と の間のコンタクト抵抗がより低減され得る。 また、 p型層内における p型不純物 である M gの活性化を妨げる残留水素を除去するために、 p型層の成長中に微量 の酸素を混入させてもよい。
p型 G a Nコンタクト層 110の成長後、 MOCVD装置のリアクタ内の全ガ スを窒素キャリアガスと NH3に代えて、 60°0 分の冷却速度で温度を降下さ せる。 基板温度が 800°Cに低下した時点で NH3の供給を停止し、 その 80 0°Cの基板温度を 5分間維持してから室温まで冷却させる。 なお、 このような一 時的な基板の保持温度は 650 °Cから 900 °Cの範囲内であることが好ましく、 保持時間は 3分から 10分の範囲内であることが好ましい。 また、 その保持温度 から室温までの冷却速度は、 30°C/分以上であることが好ましい。
こうして形成された成長膜の表面をラマン測定によつて評価したところ、 従来 の窒化物半導体膜で利用されている p型化ァニールを行なわなくても、 成長直後 において既に p型の特性を示していた。 また、 p型電極 112を形成したときに、 そのコンタクト抵抗も低減していた。
本発明におけるように発光層が As、 P、 または Sbを含む場合、 熱による発 光層の損傷 （相分離による発光強度の低下と色斑の発生など） が生じやすく、 N H3以外の雰囲気中で発光層の成長温度より高い温度で基板を保持することは発 光強度の低下を招くので好ましくない。 したがって、 上述のように MOCVD装 置から基板を取出す過程で p型化を行なう手法は、 基板の取出後に P型化のため のァニールの省略を可能にし、 非常に有用なものである。 なお、 従来の p型化ァ ニールを省略しなければさらに Mgの活性化率が向上するが、 その際には、 発光 層の損傷を考慮に入れて少なくとも発光層の成長温度以下 （約 900°C以下） に おいてァニール時間を短く （10分以下） する必要がある。 他方、 図 1 (または 図 7または図 9 (a) および 9. (b) ) に示されているように発光層 106 (9 04) の側面 （レーザダイオードの場合は光射出端面を除く） を誘電体膜 113 (910) で覆ってからァユールすることによって発光層からの窒素または As (または Pまたは Sb) の抜けを防止し、 発光層の相分離や偏析を抑制すること ができる。
次に、 MOCVD装置から取出したェピタキシャルウェハをレーザダイォード 素子に加工するプロセスについて説明する。
まず、 反応性イオンエッチング装置を用いて n型 G a Nコンタクト層 102の —部を露出させ、 この露出部分上に Hf /A uの順の積層からなる n型電極 11 1を形成する。 この n型電極 111の材料としては、 T i/Al、 T i/Mo, Hiノ A 1などの積層を用いることもできる。 Hf は、 n型電極のコンタクト抵 抗を下げるのに有効である。 p型電極部分では、 サファイア基板 100の < 1一 100>方向に沿ってストライプ状にエッチングを行ない、 S i O2誘電体膜 1 13を蒸着し、 p型 G a Nコンタクト層 110を露出させ、 P d/Auの順序の 積層を蒸着し、 こうして幅 2 μπιのリッジストライプ状の p型電極 112を形成 する。 この ρ型電極の材料としては、 N i/Au、 または P d/MoZAuなど の積層を用いることもできる。
最後に、 劈開またはドライエッチングを利用して、 共振器長が 500 μιηのフ アプリ 'ペロー共振器を作製する。 この共振器長は、 一般に 300 /zmから 10
0 の範囲内にあることが好ましい。 共振器のミラー端面は、 サファイア基 板の M面と一致するように形成される （図 2参照） 。 劈開とレーザ素子のチップ 分割は、 図 2中の破線 2 Aと 2 Bに沿って基板側からスクライバを用いて行なわ れる。 こうすることによって、 レーザ端面の平面性が得られるとともにスクライ プによる削り滓がェピタキシャル層の表面に付着しないので、 発光素子の歩留り が良好になる。
なお、 レーザ共振器の帰還法としては、 フアブリ 'ペロー型に限られず、 一般 に知られている DFB (分布帰還） 型、 DBR (分布ブラグ反射） 型なども用い 得ることはいうまでもない。
フアブリ 'ペロー共振器のミラー端面を形成した後には、 そのミラー端面に S
1 O2と T i 02の誘電体膜を交互に蒸着し、 70%の反射率を有する誘電体多層 反射膜を形成する。 この誘電体多層反射膜としては、 S i 02/Α 1203などの 多層膜を用いることもできる。
なお、 n型 G a Nコンタク ト層 102の一部を反応性イオンエッチングを用い て露出させたのは、 絶縁性のサファイア基板 100が使用されているからである。 したがって、 G a N基板または S i C基板のような導電性を有する基板を使用す る場合には、 n型 G a N層 102の一部を露出させる必要はなく、 その導電"生基 板の裏面上に n型電極を形成してもよい。 また、 上述の実施例では基板側から複 数の n型層、 発光層、 複数の; p型層の順に結晶成長させているが、 逆に複数の p 型層、 発光層、 および複数の n型層の順に結晶成長させてもよい。
次に、 上述のようなレーザダイォードチップをパッケージに実装する方法につ いて述べる。 まず、 上述のような発光層を含むレーザダイオードがその特性を生 かして高密度記録用光ディスクに適した青紫色 （波長 4 1 0 n m) の高出力 （5 O mW) レーザとして用いられる場合、 たとえば、 I n半田材を用いて半導体接 合を下側にしてチップをパッケージ本体に接続することが好ましい。 また、 パッ ケージ本体やヒートシンク部に直接に'チップを取付けるのではなくて、 S i、 A
1 N、 ダイヤモンド、 M o、 C uW、 B N、 S i C、 F e、 C uなどの良好な熱 伝導性を有するサブマウントを介して接合させてもよい。
他方、 熱伝導率の高い S i C基板、 窒化物半導体基板 （たとえば G a N基板） 、 または G a N厚膜基板 （たとえば図 8に示す基板 8 0 0の種基板 8 0 1を研削除 去したもの） 上に前述の発光層を含む窒化物半導体レーザダイォードを作製した 場合には、 たとえば I n半田材を用いて半導体接合を上側にしてパッケージ本体 に接続することも可能である。 この場合にも、 パッケージ本体やヒートシンク部 に直接チップの基板を取付けるのではなくて S i、 A 1 N、 ダイヤモンド、 M o、 C uW、 B N、 S i C、 F e、 C uなどのサブマウントを介して接続してもよい。 以上のようにして、 発光層を構成している井戸層に A s (または Pまたは S b ) を含む窒化物半導体を用いたレーザダイォードを作製することができる。 次に、 上述の実施例のレーザダイオードに含まれる発光層 1 0 6に関連してさ らに詳細に説明する。
本発明のように A s、 P、 または S bを含む窒化物半導体の井戸層では現在実 用化されている I n G a N井戸層に比べて電子とホールの有効質量が小さくなる ので、 I n G a N層を用いた従来のレーザ発振しきい値電流密度に比べてそのし きい値を低くすることができる。 このことによって、 低消費電力でかつ高出力の レーザ素子やその長寿命化の実現が可能となる。
しかしながら、 窒化物半導体結晶において A s、 P、 または S bの混晶比率が 高くなれば、 その結晶中で Nの含有率の高い六方晶系と Nの含有率の低い立方晶 系 （閃亜鉛鉱構造） に相分離を起こしてしまう。 これを抑制するためには、 発光 層を構成している井戸層と障壁層とを適正化する必要がある。
まず、 井戸層は、 700°C以上で 900°C以下の温度で成長させなければなら ない。 なぜならば、 As、 P、 または S bを^"む井戸層は、 この成長温度範囲か ら外れれば容易に相分離を生じてしまうからである。
また、 井戸層の厚さは 0. 4〜20 nmの範囲内にあることが好ましい。 なぜ ならば、 井戸層中の As、 P、 または S bの含有比率が低い場合に、 たとえば青 紫色の波長帯域 （400nm前後） では、 井戸層の厚さが 20 n m以下であれば 相分離を起こしている領域を 3%以下に抑制することができるからである。 また、 井戸層中の A s、 P、 または S bの含有比率が高い場合には、 たとえば赤色の波 長帯域 （650 nm前後） では、 井戸層の厚さが 5 nm以下であれば相分離を起 こしている領域を 3%以下に抑制することができる。 他方、 井戸層の厚さが 0. 4 nm以上であることを要するのは、 この厚さより薄ければ井戸層が発光領域と して作用しなくなるからである。
次に、 障壁層の適正化に関して、 まず上記の相分離現象をより的確に把握する ために、 GaNAS井戸層/GaN障壁層の発光層を作製して、 透過型電子顕微 鏡 （TEM) でその発光層の界面を観察した。 その結果、 GaN層上のGaNA s層との界面よりも G a N A s層上の G a N層との界面において顕著な相分離が 観察された。 また、 井戸層と障壁層との積層数が増大するに従ってこの傾向が顕 著になり、 ェピタキシャル成長最外表面に近い領域においては、 発光層がほとん ど相分離を起こしていた。
このような事実から、 G a NA s井戸層の相分離がその井戸層上に接する障壁 層を介して次々と伝播し、 最外表面近傍で発光層全域が相分離を起こしてしまつ たと考えられる。 このことは、 このような発光層では複数の井戸層と障壁層が交 互に積層された多重量子井戸構造を作製することが困難であることを示唆してい る。 また、 G a NAs層上の G a N層との界面において相分離が顕著であったこ とからして、 G a NAs層上に G a N層が成長する際に、 G aの Nに対する吸着 率よりも Asに対する吸着率の方が高いであろうと考えられる。 また、 GaN結 晶は、 本来は 1000°C以上で成長させることが好ましいが、 井戸層の相分離を 抑制するためには井戸層と同じ温度で成長させなければならず、 GaNの結晶性 の低下が G aと A sとの吸着率を高めていると考えられ 。 さらに、 発光層上に P型層を成長させる際にその温度を 1000°C以上に上げる必要があるが、 この ような高温では G aNAs井戸層表面に A s偏析を生じやすく、 井戸層と障壁層 との界面における Asの内部拡散による相分離を誘発するものと考えられる。 上述のような相分離は、 GaNP、 GaNS b、 GaNAs PSb、 I nGa
NAs、 I nG a NPS I n G a N S b、 または I n G a N A s P S b等の井戸 層のように、 As、 P、 または S bを含む他の窒化物半導体井戸層においても同 様に生じ得ることである。 ただし、 少なくとも As、 P、 または S bを含みかつ A 1をも含む井戸層は、 後述の本発明による障壁層におけるのと同様の効果が得 られ、 井戸層として好ましく用いられ得る。 たとえば、 A l I nGaNAs、 A l I nGaNP、 A l I nGaNS b、 または A 1 I nG a NA s P S b等が井 戸層として用いられ得る。
井戸層の相分離を抑制するためには、 A 1を含む窒化物半導体の障壁層が望ま れる。 A 1は気相反応性が高いので、 ェピタキシャルウェハの表面に到達する前 に、 ほとんどが A 1を含有する窒化物半導体結晶核となってそのウェハ表面上に 堆積する。 そして、 A 1は化学的結合力が強いので、 As、 P、 または S bを含 む井戸層上にその安定な障壁層を積層しても、 As (または Pまたは S b) との 結合による再結晶化を生じることがない。 また、 安定な障壁層は、 井戸層中から の As (または Pまたは S b) や Nの抜けを防止するようにも作用し得る。 さらに、 p型層を積層するために基板温度を井戸層の成長温度より高い温度
(1000°C以上） に上げても、 A 1を含有する窒化物半導体結晶は安定に存在 し得るので、 As (または Pまたは S b) の偏析による障壁層内への拡散が生じ にくい。 したがって、 A 1を含有する障壁層は 1つの井戸層の相分離の影響が他 の井戸層に伝播することを防止するように作用し得る。 すなわち、 A 1を含有す る障壁層を利用することによって、 多重量子井戸構造の作製が可能になる。 しかし、 A 1を含有する窒化物半導体結晶は、 一般に成長温度を （900°C以 上に） 上げなければ結晶性が悪くなる。 し力 し、 As、 P、 S b、 または I. nの いずれかの元素をその障壁層中に添加することにより、 その障壁層の成長温度を 井戸層の成長温度と同程度まで下げることができる。 これによつて、 障壁層の高 い成長温度に起因する発光層中の相分離を防止するとともに、 障壁層の結晶性を 良好にすることができる。 このような障壁層中の V族元素における A s、 P、 ま たは S bのそれぞれの含有量としては、 A sの場合には 7. 5%以下、 Pの場合 には 10%以下、 そして S bの場合には 2. 5%以下であることが好ましい。 こ れは、 A 1を含む障壁層であっても As、 P、 または Sbの含有量が多くなりす ぎれば、 相分離が生じ始めるからである。 また、 障壁層中の I I I族元素におけ る I nの含有量は 15%以下であればよい。 なぜならば、 障壁層が A 1を含有し ているので、 I nカ 15 %以下であれば従来の I n G a Nでは観察された濃度分 離がほとんど見られないからである。
また、 A 1と、 As、 P、 または S bとの元素を含有する障壁層中に、 さらに
I nが添加されてもよい。 なぜならば、 I nを含有すれば障壁層中のエネルギバ ンドギャップが小さくなるので、 As、 P、 または S bの含有量を小さくするこ とができるからである。
障壁層の厚さについては、 1 nm以上で 2 Onm以下であることが好ましい。 多重量子井戸構造によるサブバンドを構成するためには、 障壁層の厚さは井戸層 に比べて同等か薄い方が好ましいが、 井戸層の相分離の影響を遮蔽するためには 井戸層に比べて同等か少し厚い方が好ましい。
発光層の不純物の添加に関しては、 本実施例では井戸層と障壁層の両方に不純 物として S i H4 (S i) を添加したが、 片方の層のみに添加してもよいし、 両 層ともに添加されなくてもレーザ発振は可能である。 し力 し、 フォトルミネッセ ンス （PL) 測定によれば、 井戸層と障壁層との両方に S i H4を添加した場合 に、 添カ卩しない場合に比べて PL発光強度が約 1. 2倍から 1. 4倍程度強くな つた。 このことから、 発光ダイオードにおいては、 発光層中に S i H4 (S i) などの不純物を添加する方が好ましい。 本発明の井戸層を構成しているのは A s、 P、 または S bを含む混晶系であるので、 その井戸層中に I nが含まれていても、 As、 Pおよび S bを全く含まない I nGaN結晶に比べて、 I nによる局在準 位を形成しにくいので、 発光強度は井戸層の結晶性に強く依存すると考えられる。 したがって、 S iなどの不純物を添加することによって発光層の結晶性を向上さ せる必要がある。 すなわち、 このような不純物によって結晶成長のための核を生 成し、 その核をもとにして井戸層が結晶成長することによつてその結晶性が向上 する。 本実施例では S i ( S i H4) を 1 X 1 018Z c m3の濃度で添加したが、 S i以外に O、 S、 C、 G e、 Z n、 C d、 M gなどを添加しても同様の効果が 得られる。 また、 これらの添加原子の濃度は約 1 X 1 016〜1 X 1 02GZ c m3程 度が好ましい。
一般に、 レーザダイオードの場合には、 障壁層のみに不純物を添加する変調ド ープを行なえば、 井戸層内でのキヤリァ吸収がないためにしきい値電流密度が低 下するが、 むしろ本発明の井戸層においては不純物を添加した方がレーザのしき い値が低かった。 これは、 本実施例においては窒化物半導体基板と異なるサファ ィァ基板から出発して結晶成長を進めているので、 結晶欠陥が多く （貫通転位密 度が約 1 X 1 01GZ c m2) 、 井戸層内での不純物によるキャリア吸収を考慮する よりも不純物を添加して結晶性を向上させた方がレーザしきい値電流密度の低減 に有効であったと考えられる。
図 3において、 発光層 （多重量子井戸構造） に含まれる井戸層の数とレーザし きい値電流密度との関係がサファイア基板を用いた場合と G a N基板を用いた場 合で相対比較されている。 このグラフの横軸は井戸層の数を表わし、 縦軸はしき い値電流密度を表わしている。 また、 〇印はサファイア基板を用いた場合のレー ザしきい値電流密度を表わし、 き印は G a N基板を用いた場合を表わしている。 井戸層数が 1 0層以下のときにしきい値電流密度がひくくなり、 室温連続発振が 可能となる。 また、 発振しきい値電流密度をさらに低減するためには、 井戸層数 が 2層以上で 5層以下であることが好ましい。 さらに、 サファイア基板よりも G a N基板を用いた場合にしきい値電流密度が低くなることがわかる。
発光層 1 0 6上には、 p型 A 1 6 & 1^遮蔽層1 0 7と p型層 1 0 8がこの順に 積層するように設けられている。 この； 型層 1 0 8は、 レーザダイオードの場合 には p型光ガイド層に対応するが、 発光ダイォードの場合には p型クラッド層ま たは p型コンタクト層に対応する。
P L測定によれば、 遮蔽層 1 0 7がない場合とある場合との比較では、 遮蔽層 がある場合の方が設計発光波長からのシフト量が小さくて P L発光強度も強かつ た。 上述のレーザダイォードの発光層に関連して述べたように、 発光層 1 0 6に 比べてその上の p型層 1 0 8の成長温度は高いので発光層の相分離を促すように 作用する。 し力 し、 発光層とその上の p型層との間に接する界面に A 1を含有す る遮蔽層 1 0 7を設けることによって、 発光層の相分離を抑制しかつ A s、 P、 または S bを含有する発光層 1 0 6からの影響 （相分離など） が p型層 1 0 8へ 伝播することをも防止し得ると考えられる。 特に、 多重量子井戸構造を有する発 光層 1 0 6が井戸層で開始して井戸層で終了する図 4 ( b ) の構造を有する場合 に、 遮蔽層 1 0 7の効果が顕著に認められた。
以上のことから、 遮蔽層 1 0 7は、 少なくとも A 1を含有していることが重要 である。 また、 遮蔽層の極性は p型であることが好ましい。 なぜならば、 遮蔽層 が p型でなければ発光層近傍の p n接合の位置が変化して発光効率が低下するか らである。
上述の場合と同様に、 n型 A 1 G a N遮蔽層を発光層 1 0 6と n型層 1 0 5と の間に接するように設けてもよい。 この n型層 1 0 5は、 レーザダイオードの場 合には n型光ガイド層に相当するが、 発光ダイオードの場合には n型クラッド層 または n型コンタクト層に相当する。 そのような n型 A 1 G a N遮蔽層の効果は、 p型 A 1 G a N遮蔽層 1 0 7とほぼ同様である。
次に、 発光層のバンドギャップ構造に関しては、 図 6において従来のバンドギ ヤップ構造 （特開平 1 0— 2 7 0 8 0 4 ) が示され、 図 4 ( a ) において本実施 例のバンドギヤップ構造が示されている。 図 6における従来のバンドギヤップ構 造では、 クラッド層が A 1 G a N, 光ガイド層が G a N、 障壁層が G a N、 そし て井戸層が G a NA sで構成されていて、 光ガイド層と障壁層が同一の窒化物半 導体材料であるので、 それらのエネルギバンドギヤップと屈折率も同じである。 したがって、 この場合にはサブバンドによる多重量子井戸効果を得にくく、 レー ザダイオードの場合には利得の減少 （しきい値電流密度の増加） を招き、 発光ダ ィオードの場合には波長の半値幅の増加 （色斑の原因） を招く。 また、 A l G a Nクラッド層 ZG a N光ガイド層の場合には、 もともと互いの屈折率差が小さく て障壁層も G a Nで構成されているので光閉込め効果が小さく、 垂直横モードの 特性が良好ではない。
そこで、 本実施例においては、 図 4 ( a ) に示されているように、 光ガイド層 に比べて障壁層のエネルギバンドギャップが小さくされる。 これによつて、 図 6 に示された従来例に比べてサブバンドによる多重量子井戸効果が得やすくなり、 かつ光ガイド層よりも障壁層の屈折率が大きくなって光閉じ込め効果が向上し、 垂直横モードの特性 （単峰化） が改善される。 特に、 障壁層が A s 、 P、 または S bを含有している場合に、 その屈折率が大きくなる傾向が顕著であって好まし い。
上述のように光ガイド層に比べて障壁層のエネルギバンドギヤップを小さくす る発光層の構成は、 図 4 ( a ) と 4 ( b ) に示されているように 2種類が可能で ある。 すなわち、 多重量子井戸構造を有する発光層が障壁層で始まって障壁層で 終わる構成と井戸層で始まつて井戸層で終わる構成のいずれであってもよい。 ま た、 遮蔽層を用いない場合の発光層のバンドギャップ構造は、 図 5 ( a ) と 5 ( b ) に示された状態になる。
(実施例 2 )
実施例 2では、 実施例 1で述べられた多重量子井戸構造を有する発光層中の井 戸層と障壁層の窒化物半導体材料が種々に変えられた。 これらの井戸層と障壁層 の窒化物半導体材料の組合せが表 3に示されている。
【表 3】
Figure imgf000017_0001
表 3において、 △印はあまり好ましくない井戸層と障壁層の窒化物半導体材料 の組合せを示し、 ◎印は好ましい組合せを示している。 なお、 表 3中で A l G a N障壁層のみがあまり好ましくないのは、 以下の理由からである。 すなわち、 前 述のように、 本発明の井戸層の成長温度が 700°C以上 900°C以下でなければ その井戸層内で結晶系の異なる相分離が生じてしまう。 ところが、 A l GaN障 壁層の適正な成長温度は少なくとも 900°C以上であるので、 その障壁層をその 適正成長温度で成長させれば、 井戸層内で相分離が生じてしまう。 他方、 井戸層 に適正な成長温度 （700°C以上 900°C以下） で障壁層を成長させれば、 その 場合には A 1 G a N障壁層の結晶性が低下してしまって好ましくない。 唯一、 A 1 G a N障壁層と井戸層の両方に適する成長温度は 900°Cしかなく、 結晶成長 範囲が狭く制御性に乏しいからである。
表 3において、 井戸層は As、 P、 または S bのいずれかの元素を含んでいる 力 これらの複数種の元素を含んでいてもよい。 すなわち、 XG a N —y-zA sx PyS bz (0≤x≤0. 15、 0≤y≤ 0. 2、 0≤ z≤ 0. 05、 x + y + z >0) の混晶であってもよく、 ここで Xは 1種以上の I I I族元素を表わす。 な お、 これらの窒化物半導体材料を利用した発光層に関するその他の条件は、 実施 例 1の場合と同様である。
(実施例 3)
図 7に示された実施例 3においては、 実施例 1で用いられたサフアイァ基板 1 00の代わりに主面として C面 （ {0001} 面） を有する n型 G a N基板 70 0が用いられた。 G a N基板を用いる場合、 GaNバッファ層 101を省略して n型 GaN層 102を直接 GaN基板上に成長させてもよい。 しかし、 現在商業 的に入手可能な G a N基板はその結晶性や表面モホロジ一が十分に良好ではない ので、 これらの改善のために G a Nバッファ層 101を揷入する方が好ましい。 この実施例 3では n型 G a N基板 700を用いているので、 n型電極 111は GaN基板 700の裏面に形成することができる。 また、 GaN基板は劈開端面 が非常に平滑であるので、 共振器長が 300 μπιのフアプリ ·ペロー共振器を低 いミラー損失で作製することができる。 なお、 実施例 1の場合と同様に、 共振器 長は、 一般に 300 μπιから 1000 の範囲内にあることが好ましい。 共振 器のミラー端面は、 GaN基板 700の {1— 100} 面に対応するように形成 される。 また、 レーザ素子の劈開とチップ分割は、 前述の図 2の場合と同様に基 板側からスクライパによって行なわれる。 さらに、 レーザ共振器の帰還手法とし て、 前述の DFBや TBRを用いることももちろん可能であり、 さらにミラー端 面に実施例 1の場合と同様の誘電多層反射膜が形成されてもよいことも言うまで もない。
サファイア基板の代わりに G a N基板を用いることによって、 ェピタキシャル ウェハ中にクラックを生じることなく、 n型 A 1 GaNクラッド層 104と p型 Al GaNクラッド層 109の厚さを大きくすることができる。 好ましくは、 こ れらの A 1 G aNクラッド層の厚さは、 0. 8〜1. 8 mの範囲内に設定され る。 これによつて、 垂直横モードの単峰化と光閉じ込め効率が改善され、 レーザ 素子の光学特性の向上とレーザしきい値電流密度の低減を図ることができる。 ところで、 前述のように本発明による発光層に含まれる井戸層の特性はその井 戸層の結晶性 （結晶欠陥） に強く依存するので、 本実施例におけるように GaN 基板を用いて該井戸層を含む窒化物半導体レーザダイオード素子を作製すれば、 その発光層中の結晶欠陥密度 （たとえば貫通転位密度） が低減され、 サファイア 基板が用いられた実施例 1に比べてレーザ発振しきい値電流密度が 10%から 2 0%だけ低減する （図 3参照） 。
なお、 本実施例における発光層に関するその他の条件については、 実施例 1の 場合と同様である。 ただし、 発光層中の不純物濃度に関しては、 障壁層中のみに 不純物を添加する変調ドープ、 または井戸層に 3 X 1 O^Zcm3以下の濃度の 不純物を添加することによって、 レーザしき 、値電流密度が実施例 1に比べて低 減した。 これは、 前述のように発光層の結晶性がサファイア基板を用いた場合に 比べて向上したためであると考えられる。
. (実施例 4)
実施例 4は、 実施例 1のサファイア基板 100を図 8に示された基板 800に 置き換えたことを除いて、 実施例 1または実施例 3と同様である。 図 8の基板 8 00は、 順次積層された種基板 801、 バッファ層 802、 n型 GaN膜 803、 誘電体莫 804、 および n型 G a N厚膜 805を含んでいる。
このような基板 800の作製においては、 まず、 種基板 801上に MOCVD 法によって 550°Cの比較的低温でバッファ層 802を積層する。 その上に、 1 050°Cの温度において S iをドーピングしながら厚さ 1 μπιの n型 GaN膜 8 03が形成される。
n型 GaN膜 803の形成されたウェハを MO CVD装置から取出し、 スパッ タ法、 CVD法、 または EB蒸着法を利用して誘電体膜 804を厚さ 100 nm に形成し、 リソグラフィ技術を用いてその誘電体膜 804が周期的なストライプ 状パターンに加工される。 これらのストライプは n型 GaN膜 803のく 1—1 00>方向に沿っており、 この方向に直交する方向のく 1 1— 20〉方向に 10 imの周期的ピッチと 5 μπιのストライプ幅とを有している。
次に、 ストライプ状に加工された誘電体膜 804が形成されたウェハが H VP E装置内にセットされ、 1 X 1018Zcm3の S i濃度と 350 μπιの厚さを有 する η型 GaN厚膜 805が 1 100°Cの成長温度において堆積される。
n型 G a N厚膜 805が形成されたウェハは HV P E装置から取出され、 その 上に実施例 1 (図 1参照） と同様のレーザダイオードが作製された。 ただし、 こ の実施例 4においては、 レーザダイオードのリッジストライプ部分 1 Aが図 8の ライン 810と 81 1の直上に位置しないように作製された。 これは、 貫通転位 密度 （すなわち結晶欠陥密度） の少ない部分にレーザ素子を作製するためである。 このようにして作製された実施例 4のレーザダイオードの特性は、 基本的に実施 例 3の場合と同様であった。
なお、 基板 800は、 研磨機で種基板 801を除去した後にレーザダイォード 用基板として用いられてもよい。 また、 基板 800はバッファ層 802以下のす ベての層を研磨機で除去した後にレーザダイォード基板として用いられてもよレ、。 さらに、 基板 800は、 誘電体膜 804以下のすべての層を研磨機で除去した後 にレーザダイオード用基板として用いられもよい。 種基板 801が除去される場 合、 実施例 3の場合と同様に、 その基板の裏面上に n型電極 1 1 1を形成するこ とができる。 なお、 種基板 801は、 レーザダイオードが作製された後に除去す ることも可能である。
上記の基板 800の作製において、 種基板 801としては、 C面サファイア、 M面サファイア、 A面サファイア、 R面サファイア、 GaAs、 ZnO、 MgO、 スピネル、 G e、 S i、 6H-S ί C、 4H- S i C、 3 C— S i Cなどのいず れが用いられてもよい。 バッファ層 802としては、 450°Cから 600°Cの比 較的低温で成長させられた G a N層、 A 1 N層、 A 1 XG a ^,Ν (0<χ< 1) 層、 または I nyGaト yN (0<y≤ 1) 層のいずれが用いられてもよい。 n型 G aN膜 803の代わりとして、 n型 AlzGai— ZN (0< z < 1) 膜が用いら れ得る。 誘電体膜 804としては、 S i 02膜、 S i Nx膜、 T i 02膜、 または A 1203膜のいずれが用いられてもよい。 n型 G a N厚膜 805の代わりとして、 n型 AlwGai— WN (0<w≤ 1) 厚'膜であってもよく、 その膜厚は 20μπι以 上であればよい。
(実施例 5)
実施例 5においては、 実施例 1の光ガイド層の材料が種々変えられた。 実施例 1では η型光ガイド層 105と ρ型光ガイド層 108の両方が G a Nで形成され ていたが、 それらの G a N層の窒素原子の一部が A s、 P、 または Sbのいずれ かの元素で置換されてもよい。 すなわち、 GaN^ x_y_zAsxPySbz (0≤x≤0. 075、 0≤y≤0. 1、 0≤ z≤ 0. 025、 x + y+ z >0) の光ガイド層 を用いることができる。
従来の A 1 G a Nクラッド層 ZG a N光ガイド層では、 たとえクラッド層中の A 1含有量を増大させたとしても、 これらの互いの層の屈折率差が小さく、 逆に 格子不整合が増加してクラックの発生や結晶性の低下を招く。 他方、 A 1 G a N クラッド層と G a NA s P S b光ガイド層との組合せの場合、 A s、 P、 または S bによるバンドギャップにおける非常に大きなボウイング効果のために、 従来 に比べてわずかな格子不整合でエネルギギヤップ差が大きくなるとともに屈折率 差も大きくなる。 このことによって、 窒化物半導体レーザダイオード素子におい てレーザ光を効率よく閉じ込めることができ、 垂直横モード特性 （単峰化） が向' 上する。
G a Ν^,,Α sxPyS bz (0≤x≤0. 075、 0≤y≤0. 1、 0≤ z≤0.
025、 x + y + z >0) 光ガイド層における組成比率に関しては、 その光ガイ ド層が発光層中の障壁層に比べてエネルギパンドギヤップが大きくなるように X、 y、 および Zの組成比を調整すればよい。 たとえば、 青紫色レーザ （波長 410 nm) 素子中の G a N^As 光ガイド層の場合には Asの組成比率 Xが 0. 0 2以下、 GaN^ yPy光ガイド層の場合には Pの組成比率 yが 0. 03以下、 そ して GaN^ 231)2光ガイド層の場合には S bの組成比率 zが 0. 01以下に調 整される。 なお、 この実施例 5における発光層に関する他の条件は、 実施例 1の 場合と同様である。
(実施例 6)
実施例 6は、 窒化物半導体発光ダイオード素子に関するものである。 この実施 例 6の窒化物半導体発光ダイオード素子の模式的な縦断面図、 図 9 (a) と上面 図、 図 9 (b) が示されている。
図 9 (a) の発光ダイオード素子は、 C面 （0001) サファイア基板 900、 。&1^パッファ層901 (膜厚 30nm) 、 n型 G a N層コンタクト 902 (膜 厚 3 Am、 S i不純物濃度 l X 1018/cm3) 、 n型 A 1 iG a 9Ν遮蔽層兼ク ラッド層 903 (膜厚 20 nm、 S i不純物濃度 1 X 1018/ c m3) 、 発光層 9 04、 p型 A l^G a0.9N遮蔽層兼クラッド層 905 (膜厚 20nm、 Mg不純 物濃度 6 X 1019/cm3) 、 p型 GaNコンタクト層 906 (膜厚 200 nm、 Mg不純物濃度 1 X 102 cm3) 、 透光性 p型電極 907、 パッド電極 908、 n型電極 909、 および誘電体膜 910を含んでいる。
ただし、 このような発光ダイォード素子において、 n型 A 1 iG a。.9N遮蔽層 兼クラッド層 903は省略されてもよい。 また、 p型電極 907は N iまたは P dで形成され、 パッド電極 908は A uで形成され、 そして n型電極 909は H f/Au、 T i/A l、 T i/Mo、 または H f ZA 1の積層体で形成され得る。 この実施例の発光層においては、 井戸層と障壁層のそれぞれに S i H4 (S i 不純物濃度5 1017ノ。1113) が添加されている。 なお、 これらの井戸層と障壁 層の窒化物半導体材料については、 実施例 1の場合と同様である。 また、 サファ ィァ基板 900の代わりに GaN基板を用いた場合は実施例 3と同様の効果が得 られ、 図 8に示す基板を用いた場合には実施例 4と同様の効果が得られる。 さら に、 G a N基板は導電性基板であるので、 図 9 (b) のように発光素子の片面側 に！)型電極 907と n型電極 9.09の両方を形成してもよいし、 G a N基板の裏 面上に n型電極を形成してェピタキシャル最外表面上に透光性 p型電極を形成し てもよい。 なお、 この実施例 6における発光層 904に含まれる井戸層と障壁層に関する 条件は、 実施例 1の場合と同様である。
図 10においては、 発光ダイオード素子の発光層に含まれる井戸層数と発光強 度の関係が示されている。 すなわち、 このグラフにおいて横軸は井戸層数を表わ し、 縦軸は発光強度 （a r b. un i t s :規格化された任意単位） を表わして いる。 すなわち、 図 10において、 発光ダイオードの発光強度は、 GaNP井戸 層 （GaNA s井戸層またはGaNSb井戸層でもょぃ） の代わりに従来の I n G a N井戸層を用いた場合を基準 （破線） にして規格化されて示されている。 ま た、 グラフ中の〇印はサファイア基板を用いた場合の発光強度を示し、 ·印は G a N基板を用いた場合の発光強度を示している。 このグラフから、 発光ダイォー ドに含まれる井戸層の好ましい数は 2層以上で 10層以下であることがわかる。 また、 サファイア基板よりも G a N基板を用いた場合に発光強度が向上すること がわかる。
(実施例 7 )
実施例 7は、 窒化物半導体スーパールミネッセントダイォード素子に関するも のである。 この発光素子における構成や結晶成長方法は実施例 1の場合と同様で ある。 なお、 サファイア基板の代わりに G a N基板を用いた場合には実施例 3と 同様の効果が得られ、 図 8に示された基板を用いた場合には実施例 4と同様の効 果が得られる。 また、 発光層に含まれる井戸層数と発光強度との関係については、 実施例 6の場合と同様である。
(実施例 8)
実施例 8においては、 実施例 1、 3、 4、 6、 および 7における発光層中の井 戸層と障壁層に不純物 S iの代わりに 1 X 102°Z c m3の Cが添加された。 こ のように、 井戸層と障壁層において不純物 S iの代わりに Cを用いた場合にも同 様の効果が得られた。
(実施例 9)
実施例 9においては、 実施例 1、 3、 4、 6、 および 7における発光層中の井 戸層と障壁層に不純物として S iの代わりに 1 X 1016Zcm3の Mgが添加さ れた。 このように、 井戸層と障壁層において不純物として S iの代わりに Mgを 用いた場合にも同様の効果が得られた。
(実施例 10)
実施例 10においては、 実施例 1、 3、 4、 6、 および 7における発光層に含 まれる井戸層と障壁層が 5周期の GaN0.93P0,02井戸層 （厚さ 2nm) /A 10.01 I n0.06Ga0.93N障壁層 （厚さ 4 n m) に変更されたが、 それぞれの実施例と同 様の効果が得られた。
(実施例 1 1 )
実施例 11においては、 実施例 1、 3、 4、 6、 および 7の発光層に含まれる 井戸層と障壁層が 10周期の GaN0.95S b0.05井戸層 （厚さ 0. 4nm) /G a N障壁層 （厚さ l nm、 A 1濃度 5 X 1018 c m3) に変えられたことのみにお いてそれぞれの実施例と異なっていた。 これらの実施例 1 1による発光素子と従 来の発光素子について PL測定を行なったところ、 全く A 1を含まない G a N障 壁層を含む従来の素子では発光層中の相分離に起因する複数の発光波長ピークが 観察されたが、 実施例 1 1による素子では 1つの発光波長ピークのみが観察され た。 このことから、 実施例 1 1における発光素子では、 発光層中の相分離が抑制 されたものと考えられる。
(実施例 1 2)
実施例 12においては、 実施例 1、 3、 4、 6、 および 7における発光層に含 まれる井戸層と障壁層が 2周期の GaN0.97As o3井戸層 （厚さ 6 nm) /\ n 0.04 A 10.02G a0.94N0.99P0.01|f|gji (厚さ 6 nm) に変更されたが、 それぞれの実 施例と同様の効果が得られた。
(実施例 1 3)
実施例 13においては、 実施例 1、 3、 4、 6、 および 7における発光層に含 まれる井戸層と障壁層が 4周期の GaN0.98As0.02井戸層 （厚さ 4nm) /A 1 ()1G a0.99N0.99A s ()1障壁層 （厚さ l Onm) に変えられたが、 それぞれの実施 例と同様の効果が得られた。
(実施例 14)
実施例 14においては、 実施例 1、 3、 4、 6、 および 7における発光層に含 まれる井戸層と障壁層が 3周期の GaN0.97P003井戸層 （厚さ 18 nm) /A 1 oiGao.99N 98P0.02障壁層 （厚さ 20 nm) に変えられたが、 それぞれの実施例 と同様な効果が得られた。
(実施例 15)
実施例 15においては、 実施例 1、 3、 4、 6、 および 7における発光層に含 まれる井戸層と障壁層が 3周期の GaN0.97P0.03井戸層 （厚さ 5 nm) /A 1 αι Ga0.9N0.94P0.06障壁層 （厚さ 5 nm) に変えられたが、 それぞれの実施例と同 様な効果が得られた。
(実施例 16)
実施例 16においては、 実施例 1、 3、 4、 6、 および 7における発光層に含 まれる井戸層と障壁層が 3周期の I n0.。5Ga。.95Na98P。.。2井戸層 （厚さ 4 nm) / 10.。1111。.。60&。.9^障壁層 （8 nm) に代えられたが、 それぞれの実施例 と同様な効果が得られた。
(実施例 17)
実施例 17においては、 実施例 1、 3、 4、 6、 および 7における発光層に含 まれる井戸層と障壁層が5周期の111。.10&。.9 。.94 8。.。6井戸層 （2 nm) / A 1 o.01 I n0,06G a 93N障壁層 （4 nm) に代えられたが、 それぞれの実施例と 同様な効果が得られた。
(実施例 18)
実施例 18においては、 実施例 1、 3、 4、 6、 および 7における発光層に含 まれる井戸層と障壁層が 5周期の A lo^I n iGa。.89N。.94AS。.。6井戸層 （2 n m) A 10.01I n 006Ga0,93N障壁層 （4 nm) に代えられた力 それぞれの実 施例と同様な効果が得られた。
(実施例 1 9)
実施例 19においては、 実施例 1、 3、 4、 6、 および 7における発光層に含 まれる井戸層と障壁層が 3周期の A n。.。5Ga。.94N。.96P。.。4井戸層 （4n m) ZA 10.01I n 06Ga0.93N障壁層 (8 nm) に代えられたが、 それぞれの実 施例と同様な効果が得られた。
(実施例 20)
実施例 20においては、 実施例 1カゝら 5による窒化物半導体レーザを利用した 光学装置が作製された。 本発明によるたとえば青紫色 （4 0 0〜 4 1 0 n mの発 光波長） 窒化物半導体レーザを利用した光学装置では、 従来の窒化物半導体レー ザに比べてレーザ発振しきい値電流密度が低くて、 レーザ光中の 然放出光が減 少してノイズ光も低減する。 また、 そのようなレーザ素子は高出力 （5 0 mW) でかつ高温雰囲気中で安定して動作し得るので、 高密度記録再生用光ディスクの 記録再生用光学装置に適している。
図 1 1において、 本発明によるレーザ素子 1を含む光学装置の一例として、 光 ピックァップ装置 2を含む光ディスク情報記録再生装置が模式的なプロック図で 示されている。 この光学情報記録再生装置において、 レーザ光 3は入力情報に応 じて光変調器 4で変調され、 走査ミラー 5およびレンズ 6を介してディスク 7上 に記録される。 ディスク 7は、 モータ 8によって回転させられる。 再生時にはデ イスク 7上のピット配列によって光学的に変調された反射レーザ光がビームスプ リツタ 9を通して検出器 1 0で検出され、 これによつて再生信号が得られる。 こ れらの各要素の動作は、 制御回路 1 1によって制御される。 レーザ素子 1の出力 については、 通常は記録時に 3 O mWであり、 再生時には 5 mW程度である。 本発明によるレーザ素子は上述のような光ディスク記録再生装置に利用され得 るのみならず、 レーザプリンタ、 光の三原色 （青色、 緑色、 赤色） レーザダイォ ードによるプロジェクタなどに利用し得る。
(実施例 2 1 )
実施例 2 1においては、 実施例 6と 7による窒化物半導体発光ダイォードが光 学装置に利用された。 一例として、 本発明による発光層を用いた光の三原色 （赤 色、 緑色、 青色） による発光ダイオードまたはスーパールミネッセントダイォー ドを含む白色光源を作製することができ、 またそれらの三原色を用いたディスプ レイを作製することもできた。
従来の液晶ディスプレイに用いられていたハロゲン光源に代わってこのような 本発明による発光素子を利用した白色光源を用いることによって、 低消費電力で 力つ高輝度のバックライトを得ることができる。 すなわち、 本発明の発光素子を 利用した白色光源は、 携帯ノートパソコン、 携帯電話などによるマン 'マシンィ ンターフェイスの液晶ディスプレイ用バックライトとして利用でき、 小型化され かつ高鮮明な液晶ディスプレイを提供することが可能になる。
なお、 本発明における XNn— y_zAsxPySbz井戸層は、 x≤0. 15、 y≤ 0. 2、 および z≤0. 05の条件を満たさなければならない。 なぜならば、 こ の条件を満たさなければその井戸層の結晶性が悪化するためである。 産業上の利用可能性
以上のように、 本発明によれば、 複数の量子井戸層と複数の障壁層とが交互に 積層された多重量子井戸構造を有する発光層を含む窒化物半導体発光素子におい て、 その量子井戸層を XN —y-zA SxPyS bz (0≤x≤0. 15、 0≤y≤0. 2、 0≤ z≤0. 05、 x + y + z > 0) で形成しかつ障壁層に A 1を含有させ ることにより、 井戸層の相分離を抑制してその発光素子の発光効率を向上させる ことができる。 なお、 ここで Xは 1種以上の I I I族元素を表わしている。

Claims

請求の範囲
1. 複数の量子井戸層と複数の障壁層とが交互に積層された多重量子井戸構造を 有する発光層を含み、
前記量子井戸層は XN^ x— y-zA sxPyS b2 (0≤x≤0. 15, 0≤y≤0. 2、
0≤ z≤0. 05、 x + y + z >0) からなり、 ここで Xは 1種以上の I I I族 元素であり、
前記障壁層は少なくとも A 1を含む窒化物半導体層からなることを特徴とする 窒化物半導体発光素子。
2. 前記障壁層はさらに I nを含むことを特徴とする請求項 1に記載の窒化物半 導体発光素子。
3. 前記障壁層は As、 P、 および Sbから選択されたいずれかの元素をさらに 含むことを特徴とする請求項 1に記載の窒化物半導体発光素子。
4. 前記窒化物半導体発光素子に含まれる複数の半導体層を成長させるための基 板を含み、 前記 光層の両主面のうちで前記基板に近い第 1主面に接する第 1隣 接半導体層と前記基板から遠い第 2主面に接する第 2隣接半導体層とにおいて、 少なくとも前記第 2隣接半導体層は少なくとも A 1を含む窒化物半導体からなる ことを特徴とする請求項 1に記載の窒化物半導体発光素子。
5. 前記第 1隣接半導体層または前記第 2隣接半導体層と直接接しているのは前 記井戸層であることを特徴とする請求項 4に記載の窒化物半導体発光素子。
6. 前記障壁層の A 1含有量が 5 X 1 O18/ cm3以上であることを特徴とする 請求項 1に記載の窒化物半導体発光素子。
7. 前記障壁層において、 V族元素中の As含有量は 7. 5%以下、 P含有量は 10%以下、 そして S b含有量は 2. 5%以下であることを特徴とする請求項 3 に記載の窒化物半導体発光素子。
8. 前記発光層は 2層以上で 10層以下の前記井戸層を含んでいることを特徴と する請求項 1に記載の窒化物半導体発光素子。
9. 前記井戸層は 0. 4 nm以上で 20 nm以下の厚さを有していることを特徴 とする請求項 1に記載の窒化物半導体努光素子。
10. 前記障壁層は 1 nm以上で 20 nm以下の厚さを有していることを特徴と する請求項 1に記載の窒化物半導体発光素子。
1 1. 前記井戸層と前記障壁層の少なくとも一方は、 S i、 O、 S、 C、 Ge、 Zn、 Cd、 および Mgから選択された少なくとも 1種のドーパントが添!]口され ていることを特徴とする請求項 1に記載の窒化物半導体発光素子。 ·
12. 前記ドーパントの添加量は 1 X 1016〜： L X 102。/cm3の範囲内にある ことを特徴とする請求項 11に記載の窒化物半導体発光素子。
1 3. 前記発光素子は G a N基板を利用して形成されていることを特徴とする請 求項 1に記載の窒化物半導体発光素子。
14. 請求項 1に記載された前記窒化物半導体発光素子を含むことを特徴とする
PCT/JP2001/003825 2000-05-29 2001-05-07 Nitride semiconductor light-emitting device and optical apparatus including the same Ceased WO2001093388A1 (en)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US10/276,512 US6924512B2 (en) 2000-05-29 2001-05-07 Nitride semiconductor light-emitting device and optical apparatus including the same
EP01926138A EP1291989B1 (en) 2000-05-29 2001-05-07 Nitride semiconductor light-emitting device and optical apparatus including the same
KR10-2002-7015969A KR100537711B1 (ko) 2000-05-29 2001-05-07 질화물 반도체 발광 소자와 그것을 포함하는 광학 장치

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2000158189A JP2001339121A (ja) 2000-05-29 2000-05-29 窒化物半導体発光素子とそれを含む光学装置
JP2000-158189 2000-05-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2001093388A1 true WO2001093388A1 (en) 2001-12-06

Family

ID=18662702

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2001/003825 Ceased WO2001093388A1 (en) 2000-05-29 2001-05-07 Nitride semiconductor light-emitting device and optical apparatus including the same

Country Status (5)

Country Link
US (1) US6924512B2 (ja)
EP (1) EP1291989B1 (ja)
JP (1) JP2001339121A (ja)
KR (1) KR100537711B1 (ja)
WO (1) WO2001093388A1 (ja)

Families Citing this family (45)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TWI277666B (en) * 2001-06-06 2007-04-01 Ammono Sp Zoo Process and apparatus for obtaining bulk mono-crystalline gallium-containing nitride
PL374180A1 (en) * 2001-10-26 2005-10-03 Ammono Sp.Z O.O. Nitride semiconductor laser element, and production method therefor
JP4693351B2 (ja) * 2001-10-26 2011-06-01 アンモノ・スプウカ・ジ・オグラニチョノン・オドポヴィエドニアウノシツィオン エピタキシャル成長用基板
JP2003332688A (ja) * 2002-03-08 2003-11-21 Toyoda Gosei Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物系化合物半導体レーザ
JP4403067B2 (ja) * 2002-05-17 2010-01-20 アンモノ・スプウカ・ジ・オグラニチョノン・オドポヴィエドニアウノシツィオン 超臨界アンモニアを用いるバルク単結晶生産設備
JP4416648B2 (ja) * 2002-05-17 2010-02-17 アンモノ・スプウカ・ジ・オグラニチョノン・オドポヴィエドニアウノシツィオン 発光素子の製造方法
US20060138431A1 (en) * 2002-05-17 2006-06-29 Robert Dwilinski Light emitting device structure having nitride bulk single crystal layer
US6927412B2 (en) 2002-11-21 2005-08-09 Ricoh Company, Ltd. Semiconductor light emitter
PL224992B1 (pl) * 2002-12-11 2017-02-28 Ammono Spółka Z Ograniczoną Odpowiedzialnością Podłoże typu template dla urządzeń opto-elektrycznych lub elektrycznych oraz sposób jego wytwarzania
KR101088991B1 (ko) * 2002-12-11 2011-12-01 니치아 카가쿠 고교 가부시키가이샤 벌크 단결정 갈륨-함유 질화물의 제조공정
KR100958054B1 (ko) * 2003-03-08 2010-05-13 삼성전자주식회사 반도체 레이저 다이오드의 서브 마운트, 그 제조방법 및이를 채용한 반도체 레이저 다이오드 조립체
JP4284103B2 (ja) * 2003-05-08 2009-06-24 シャープ株式会社 酸化物半導体発光素子
WO2005055383A1 (ja) * 2003-12-05 2005-06-16 Pioneer Corporation 半導体レーザ装置の製造方法
US7033949B2 (en) * 2003-12-29 2006-04-25 Formosa Epitaxy Incorporation Structure and manufacturing method for nitride-based light-emitting diodes
US7846757B2 (en) 2005-06-01 2010-12-07 The Regents Of The University Of California Technique for the growth and fabrication of semipolar (Ga,A1,In,B)N thin films, heterostructures, and devices
JP5194334B2 (ja) * 2004-05-18 2013-05-08 住友電気工業株式会社 Ｉｉｉ族窒化物半導体デバイスの製造方法
EP1769105B1 (en) 2004-06-11 2014-05-14 Ammono S.A. Bulk mono-crystalline gallium nitride and method for its preparation
JP4467615B2 (ja) * 2004-08-31 2010-05-26 本田技研工業株式会社 窒化物半導体結晶の成長方法、成長装置、および、プログラム
US7087922B2 (en) * 2004-11-16 2006-08-08 Formosa Epitaxy Incorporation Light-emitting diode structure
PL371405A1 (pl) 2004-11-26 2006-05-29 Ammono Sp.Z O.O. Sposób wytwarzania objętościowych monokryształów metodą wzrostu na zarodku
CN100414723C (zh) * 2004-12-06 2008-08-27 璨圆光电股份有限公司 一种发光二极管结构
CN102035135B (zh) * 2005-08-25 2013-02-27 宾奥普迪克斯股份有限公司 形成在单个薄片上的半导体激光器谐振腔
JP4905125B2 (ja) * 2006-01-26 2012-03-28 日亜化学工業株式会社 窒化物半導体レーザ素子及びその製造方法
US20070284565A1 (en) * 2006-06-12 2007-12-13 3M Innovative Properties Company Led device with re-emitting semiconductor construction and optical element
TW200807769A (en) * 2006-06-12 2008-02-01 3M Innovative Properties Co LED device with re-emitting semiconductor construction and optical element
EP2033234A4 (en) * 2006-06-12 2013-11-06 3M Innovative Properties Co LED ARRANGEMENT WITH RE-ESTIMATING SEMICONDUCTOR CONSTRUCTION AND CONVERGING OPTICAL ELEMENT
US7952110B2 (en) 2006-06-12 2011-05-31 3M Innovative Properties Company LED device with re-emitting semiconductor construction and converging optical element
US7902542B2 (en) * 2006-06-14 2011-03-08 3M Innovative Properties Company Adapted LED device with re-emitting semiconductor construction
DE102007010286B4 (de) * 2007-03-02 2013-09-05 Freiberger Compound Materials Gmbh Verfahren zum Herstellen eines Verbindungshalbleiterwerkstoffs, einer III-N-Schicht oder eines III-N-Bulkkristalls, Reaktor zur Herstellung des Verbindungshalbleiterwerkstoffs, Verbindungshalbleiterwerkstoff, III-N-Bulkkristall und III-N-Kristallschicht
EP2237382A4 (en) * 2007-12-19 2011-01-26 Rohm Co Ltd SEMICONDUCTOR LIGHT EMITTING DEVICE
JP2009218569A (ja) * 2008-02-13 2009-09-24 Toyoda Gosei Co Ltd Ｉｉｉ族窒化物半導体からなる発光素子とその製造方法
WO2010100699A1 (ja) * 2009-03-06 2010-09-10 パナソニック株式会社 窒化物半導体の結晶成長方法および半導体装置の製造方法
CN102369590A (zh) * 2009-04-03 2012-03-07 松下电器产业株式会社 氮化物半导体的结晶生长方法和半导体装置的制造方法
JP4905514B2 (ja) * 2009-07-15 2012-03-28 住友電気工業株式会社 窒化物系半導体発光素子
TWI562398B (en) * 2009-09-15 2016-12-11 Showa Denko Kk Light-emitting diode, light-emitting diode lamp and lighting apparatus
JP2011108774A (ja) * 2009-11-16 2011-06-02 Sharp Corp 窒化物半導体発光素子およびその製造方法
KR101081135B1 (ko) * 2010-03-15 2011-11-07 엘지이노텍 주식회사 발광 소자, 발광 소자 제조방법 및 발광 소자 패키지
JP5547279B2 (ja) * 2010-04-28 2014-07-09 パナソニック株式会社 窒化物系半導体素子およびその製造方法
TWI536604B (zh) * 2012-08-20 2016-06-01 晶元光電股份有限公司 發光裝置
KR102019858B1 (ko) * 2013-07-18 2019-09-09 엘지이노텍 주식회사 발광소자 및 조명시스템
KR200483212Y1 (ko) 2014-06-17 2017-04-17 주식회사 어소시에이츠 엘작 중앙 분리대
JP6570702B1 (ja) 2018-05-29 2019-09-04 日機装株式会社 半導体発光素子および半導体発光素子の製造方法
JP7023899B2 (ja) * 2019-07-29 2022-02-22 日機装株式会社 半導体発光素子
US20220209498A1 (en) * 2020-12-30 2022-06-30 Transwave Photonics, Llc. Quantum cascade laser devices with improved heat extraction
CN117174793B (zh) * 2023-10-31 2024-01-26 江西兆驰半导体有限公司 一种蓝绿光led外延片及其制备方法、led芯片

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08316581A (ja) * 1995-05-18 1996-11-29 Sanyo Electric Co Ltd 半導体装置および半導体発光素子
JPH10126005A (ja) * 1996-08-28 1998-05-15 Ricoh Co Ltd 半導体発光素子及び半導体発光素子の製造方法
JPH10145003A (ja) * 1996-11-15 1998-05-29 Hitachi Ltd 半導体レーザおよび該半導体レーザを用いた光通信システム
JPH10335748A (ja) * 1997-05-30 1998-12-18 Sharp Corp 化合物半導体の製造方法及び化合物半導体装置

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2277405A (en) * 1993-04-22 1994-10-26 Sharp Kk Semiconductor colour display or detector array
JP3341948B2 (ja) 1994-07-14 2002-11-05 三菱電線工業株式会社 ｐ型ＧａＮ系半導体の製造方法
DE69622277T2 (de) 1995-09-18 2003-03-27 Hitachi, Ltd. Halbleitermaterial, verfahren zur herstellung des halbleitermaterials und eine halbleitervorrichtung
JPH09213641A (ja) * 1996-02-06 1997-08-15 Oki Electric Ind Co Ltd 有機金属気相成長による急峻なヘテロ界面の作製方法
JPH1065271A (ja) * 1996-08-13 1998-03-06 Toshiba Corp 窒化ガリウム系半導体光発光素子
US6031858A (en) * 1996-09-09 2000-02-29 Kabushiki Kaisha Toshiba Semiconductor laser and method of fabricating same
US6542526B1 (en) * 1996-10-30 2003-04-01 Hitachi, Ltd. Optical information processor and semiconductor light emitting device suitable for the same
JPH10270804A (ja) 1997-03-26 1998-10-09 Hitachi Ltd 光情報処理装置およびこれに適した固体光源および半導体発光装置
JP2000077795A (ja) * 1998-06-17 2000-03-14 Matsushita Electric Ind Co Ltd 半導体レ―ザ装置
US6472680B1 (en) * 1999-12-31 2002-10-29 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Semiconductor structures using a group III-nitride quaternary material system with reduced phase separation

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08316581A (ja) * 1995-05-18 1996-11-29 Sanyo Electric Co Ltd 半導体装置および半導体発光素子
JPH10126005A (ja) * 1996-08-28 1998-05-15 Ricoh Co Ltd 半導体発光素子及び半導体発光素子の製造方法
JPH10145003A (ja) * 1996-11-15 1998-05-29 Hitachi Ltd 半導体レーザおよび該半導体レーザを用いた光通信システム
JPH10335748A (ja) * 1997-05-30 1998-12-18 Sharp Corp 化合物半導体の製造方法及び化合物半導体装置

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1291989A4 *

Also Published As

Publication number Publication date
US6924512B2 (en) 2005-08-02
JP2001339121A (ja) 2001-12-07
US20030136957A1 (en) 2003-07-24
EP1291989A4 (en) 2005-05-04
KR20030007702A (ko) 2003-01-23
EP1291989A1 (en) 2003-03-12
KR100537711B1 (ko) 2005-12-20
EP1291989B1 (en) 2006-12-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2001093388A1 (en) Nitride semiconductor light-emitting device and optical apparatus including the same
KR100550158B1 (ko) 질화물 반도체 발광소자 및 그것을 포함한 광학장치
JP4416297B2 (ja) 窒化物半導体発光素子、ならびにそれを使用した発光装置および光ピックアップ装置
US6858882B2 (en) Nitride semiconductor light-emitting device and optical device including the same
US6984841B2 (en) Nitride semiconductor light emitting element and production thereof
US6815728B2 (en) Nitride semiconductor light-emitting device and optical device and light-emitting apparatus with the nitride semiconductor light-emitting device
JP2002094189A (ja) 窒化物半導体レーザ素子およびそれを用いた光学装置
JP2002246698A (ja) 窒化物半導体発光素子とその製法
JP2002151796A (ja) 窒化物半導体発光素子とこれを含む装置
WO2002056435A9 (en) Nitride semiconductor laser element and optical device containing it
WO2002056434A1 (en) Nitride semiconductor light emitting element chip and device including it
JP4854133B2 (ja) 窒化物半導体レーザ素子とこれを含む光学装置
WO2002039555A1 (en) Nitride semiconductor luminous element and optical device including it
JP4346218B2 (ja) 窒化物半導体発光素子とそれを含む光学装置
JP2002270969A (ja) 窒化物半導体発光素子およびそれを用いた光学装置
JP2002100838A (ja) 窒化物半導体発光素子とそれを含む光学装置
JP2002158405A (ja) 窒化物半導体発光素子、光ピックアップ装置、および、発光装置
JP4334129B2 (ja) 窒化物半導体発光素子とそれを含む光学装置
JP4683731B2 (ja) 窒化物半導体レーザ素子とこれを含む光学装置
JP2002246694A (ja) 窒化物半導体発光素子とその製法
JP2002204035A (ja) 窒化物半導体発光素子とこれを含む装置
JP2000183466A (ja) 化合物半導体レーザおよびその製造方法
JP2002084041A (ja) 窒化物半導体発光素子とそれを含む光学装置
JP2002151738A (ja) 窒化物半導体発光素子、光ピックアップ装置、白色光源装置および表示装置
JP2002151795A (ja) 窒化物半導体発光素子、光ピックアップ装置、白色光源装置および表示装置

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): KR US

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LU MC NL PT SE TR

DFPE Request for preliminary examination filed prior to expiration of 19th month from priority date (pct application filed before 20040101)
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 10276512

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2001926138

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020027015969

Country of ref document: KR

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 1020027015969

Country of ref document: KR

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2001926138

Country of ref document: EP

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 1020027015969

Country of ref document: KR

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 2001926138

Country of ref document: EP