WO2000048254A1 - Semi-conducteur au nitrure et procede de fabrication - Google Patents

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gan substrate
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Shinichi Nagahama
Shuji Nakamura
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Definitions

  • Patent application title Nitride semiconductor device and method for manufacturing the same
  • the present invention is a light emitting diode (LED), laser diode (LD) or other electronic devices, a nitride semiconductor device such as those used to power device (I n x A 1 Y G & 1 _ ⁇ _ ⁇ ⁇ ⁇ 0 ⁇ ⁇ , 0 ⁇ , ⁇ + ⁇ 1).
  • the present invention relates to preventing fine cracks generated in a nitride semiconductor layer in a nitride semiconductor device using a Ga G substrate.
  • the present inventors have proposed a nitride using a GaN substrate in Jap. J. of Appl. Physic s. Vol. 37 (1998) pp. L309-L312.
  • a semiconductor laser device is disclosed.
  • the GaN substrate can be manufactured, for example, as follows. Once grown G a N layer on a sapphire, a S i 0 2 O Li Cheng protective film is partially formed thereon, after growing the single crystal G a N over this, removing the insufflator Aia substrate I do. The regrown single crystal GaN grows preferentially in the lateral direction with respect to the substrate surface, so that the progress of dislocations can be stopped. Therefore, according to this manufacturing method, a GaN substrate with few dislocations can be obtained. And the nitride semiconductor laser device manufactured using the GaN substrate with few dislocations could achieve continuous oscillation of 10,000 hours or more. Disclosure of the invention
  • the occurrence of such fine cracks may be a phenomenon peculiar to the GaN substrate manufactured using lateral growth.However, it is necessary to grow a thin GaN layer on a thick GaN layer. It is also considered to be a problem that occurs when a GaN substrate is used. This fine crack is expected to lead to an increase in the threshold value of the laser element and a decrease in the life characteristics. Also, when a nitride semiconductor device other than a laser device is formed using a GaN substrate, the occurrence of minute cracks hinders improvement in reliability.
  • the present invention provides a nitride semiconductor device using a GaN substrate by suppressing extremely minute cracks generated in the nitride semiconductor device layer in the nitride semiconductor device using the GaN substrate.
  • the purpose is to enhance the life characteristics and thereby enhance the reliability of 1 "life.
  • the nitride semiconductor device of the present invention has a structure in which, among the device forming layers (nitride semiconductor layers) grown on a GaN substrate, a layer directly in contact with the GaN substrate has a compressive strain.
  • the feature of this method is that it suppresses the generation of very fine cracks.
  • Compressive strain can be applied by making the thermal expansion coefficient of the element forming layer directly in contact with the GaN substrate smaller than that of GaN.
  • Al a G ai _ a N (0 ⁇ a ⁇ 1) is preferably used for the element forming layer having a thermal expansion coefficient smaller than G a N. This is because the value of the thermal expansion coefficient of A 1 a G aiêt a N is slightly smaller than that of the GaN substrate, and it is possible to grow a good crystal on the GaN substrate.
  • the device structure formed on the GaN substrate has an n-type cladding layer containing A1, an active layer containing InGaN, and a p-type cladding layer containing A1. Is preferred. This prevents the occurrence of minute cracks and works synergistically. Thus, an element having good characteristics can be obtained.
  • the element forming layer in contact with the GaN substrate for example, the A 1 a G ai mecanic a N (0 ⁇ a ⁇ l) layer has various functions depending on the device structure formed on the GaN substrate.
  • it may be a buffer layer for preventing the generation of fine cracks, or may be an n-type contact layer, and the GaN substrate is the entire substrate. If it is conductive, it can be an n-type cladding layer.
  • the GaN substrate is manufactured using lateral growth of GaN.
  • a GaN substrate grown by using lateral growth is used, not only fine cracks but also propagation of dislocations in the device formation layer can be suppressed, and a good nitride semiconductor device can be obtained.
  • the method for producing a nitride semiconductor according to the present invention comprises:
  • the auxiliary substrate may be further removed to form a GaN substrate.
  • the thermal expansion coefficient of the element forming layer in contact with the GaN substrate smaller than that of GaN, compressive strain can be applied to the element forming layer to suppress generation of minute cracks.
  • This can be explained as follows. For example, if the coefficients of thermal expansion of S i, G a N and sapphire are respectively ⁇ 2 and f 3 ,
  • the grown GaN When GaN is grown on a GaN substrate, the grown GaN should not be subject to tensile or compressive strain, but the grown GaN should have a very small size. Cracks tend to occur.
  • the GaN substrate refers to a substrate having a surface composed of a single-crystal GaN layer having a low dislocation density, and even if it is a substrate composed of a single GaN single-crystal layer, the sapphire Si A substrate in which a GaN single crystal layer having a low transition density is grown on a heterogeneous substrate made of a material different from a nitride semiconductor such as C may be used.
  • Various methods can be used for manufacturing a GaN substrate as long as a single crystal GaN having a dislocation density low enough to form an element can be grown. It is preferable to use a method of growing a crystal layer through a lateral growth process. Through the lateral growth process, the progress of dislocations into the GaN single crystal is suppressed, and a GaN substrate with a low dislocation density can be obtained.
  • the lateral growth process includes all processes that suppress the progress of crystal dislocations in the vertical direction of the substrate by growing the GaN single crystal not only in the vertical direction of the substrate but also in the parallel direction of the substrate. included.
  • the method of growing G a N single crystal layer through the lateral growth process for example, a method of causing the growth of lateral G a N with S I_ ⁇ 2 as described in the aforementioned JJAP
  • USP09 / 202, 141 Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 113-12825, 11-340508, Japanese Patent Application No. 11-37827, 111-137826, 1111
  • the ELOG growth method proposed in the specifications of each of the items, such as 168079 and 112-182122, can be used.
  • G aN obtained by ELOG growth described in each of the above specifications becomes a substrate having a reduced dislocation density.By applying the present invention to these substrates, the life characteristics of the device are improved. Become.
  • a nitride semiconductor layer such as a GaN layer or an A1 GaN layer is formed on a heterogeneous substrate such as sapphire, and a GaN single crystal grown on the nitride semiconductor layer is oriented in the lateral direction. Periodic stripe-shaped or island-shaped irregularities are formed so as to grow, and the single crystal GaN is grown by covering the irregularities or the mask. As a result, the GaN layer is grown in the lateral direction to suppress the progress of dislocations, and a GaN substrate with few dislocations can be obtained.
  • a GaN substrate composed of only a nitride semiconductor is used, a GaN single crystal may be grown into a thick film to remove a heterogeneous substrate.
  • nitride semiconductor layer having a smaller coefficient of thermal expansion than GaN By growing a nitride semiconductor layer having a smaller coefficient of thermal expansion than GaN on a substrate having such a laterally grown GaN single crystal layer on the surface, the nitride formed on it Dislocations and fine cracks in the semiconductor element can be prevented well, and the reliability of the nitride semiconductor element can be improved.
  • a specific example in which the present invention is applied to a GaN substrate formed by this method will be described in Examples described later.
  • the manufacturing methods described in each of the above specifications are for removing a heterogeneous substrate after ELOG growth to obtain a GaN substrate composed of only a nitride semiconductor.
  • a nitride semiconductor with reduced dislocations is formed on a heterogeneous substrate by ELOG growth, it can be used as a GaN substrate composed of a heterogeneous substrate and a nitride semiconductor without removing the heterogeneous substrate. .
  • the n-electrode can be formed on the surface opposite to the surface on which the device structure of the GaN substrate is formed, and the chip can be made smaller.
  • the GaN substrate is made only of a nitride semiconductor, there are advantages in terms of heat dissipation and easy formation of a resonance surface by cleavage.
  • the surface on which the device structure is formed by laminating the nitride semiconductor layers is preferably opposite to the surface from which the heterogeneous substrate has been removed, from the viewpoint of device characteristics.
  • the surface of the GaN substrate may be etched. Since the surface of the GaN substrate may have irregularities during the production process, it is preferable to grow the nitride semiconductor after the surface is flattened by etching in order to prevent fine cracks.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing a manufacturing process of a GaN substrate.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing a manufacturing step following FIG. 1 of the GaN substrate.
  • F i g. 3 is, 3 ⁇ 4 in a schematic sectional view showing a G a N substrate of F i g. 2 subsequent manufacturing process> Ru.
  • FIG. 4 is a schematic cross-sectional view showing a manufacturing step following FIG. 3 of the GaN substrate.
  • FIG. 5 is a schematic sectional view showing a nitride semiconductor laser device according to one embodiment of the present invention.
  • FIGS. 6A to 6F are partial cross-sectional views showing steps of forming a ridge-shaped stripe.
  • FIG. 5 is a cross-sectional view showing one example of the nitride semiconductor device according to the present invention.
  • element forming layers 1 to 10 made of a nitride semiconductor for constituting a semiconductor laser are laminated.
  • the thermal expansion coefficient of the element forming layer 1 in contact with the GaN substrate 30 is set to be smaller than G a N, so that a compressive stress is applied to the element forming layer 1 to suppress generation of minute cracks. .
  • the element forming layer 1 in contact with the GaN substrate 30 has a smaller coefficient of thermal expansion than GaN and may be made of any nitride semiconductor as long as it is made of a material. Preferably, it is a composition.
  • Al a G ai — a N (0 ⁇ a ⁇ 1) is preferable, more preferably the value of a is 0 ⁇ a ⁇ 0.3, and even more preferably the value of a is 0 and a ⁇ 0. Is one.
  • a l a G ai- a N is the preferred material to prevent small cracks, furthermore, since the crystallinity while preventing cracks and A 1 yarn ⁇ ratio is relatively small becomes better preferred.
  • the surface on which the GaN substrate is formed may be etched. Depending on the method of manufacturing the GaN substrate, etc., the surface of the GaN substrate may be uneven.Therefore, once the surface is etched and flattened, the nitride semiconductor having a small coefficient of thermal expansion is used. Forming a layer is preferable from the viewpoint of preventing fine cracks.
  • the thickness of A 1 a G a t _ a N is not particularly limited, is preferably 1 // m or more, more preferably 3 to 1 0 ⁇ m. Such a film thickness is preferable from the viewpoint of preventing minute cracks.
  • the element forming layer 1 in contact with the GaN substrate can be a layer having various functions depending on the element structure. The thickness of the element forming layer 1 in contact with the GaN substrate is adjusted within the above-mentioned thickness range in consideration of its function. In the nitride semiconductor device shown in FIG.
  • the device forming layer 1 in contact with the GaN substrate functions as a contact layer for attaching the n-type electrode 21 together with the device forming layer 2 thereon.
  • An n-type cladding layer 4 containing A1, an active layer 6 containing InGaN, and a p-type cladding layer 9 containing A1 are formed thereon to form a semiconductor laser.
  • the GaN substrate 30 is electrically conductive as a whole, for example, a substrate in which a single-crystal GaN layer is grown on a SiC substrate or a substrate composed of only a single-crystal GaN layer
  • an ⁇ -type electrode may be attached to the back surface of the GaN substrate, and the element forming layer 1 in contact with the GaN substrate may be used as a cladding layer for confining light.
  • an impurity When growing the element forming layer 1 in contact with the GaN substrate, an impurity may be doped according to its function.
  • the impurity is not particularly limited, and may be n-type or p-type.
  • the doping amount of the impurity is appropriately adjusted according to the functions of the layers such as the cladding layer and the contact layer.
  • the formation layer 1 is an undoped n-type A 1 a G ai — a N contact layer 1, and an ⁇ -type A 1 a G a, — a N contact layer 2 is formed thereon.
  • the impurity-doped n-type A 1 a G ai _ a N is grown on the undoped n-type A l a G ai — a N layer 1, in view of preventing fine cracks and crystallinity, preferable.
  • Undoped n-type A l a G ai _ a N contactor coat layer 1 in this case has both the action as the buffer layer.
  • the film thickness of the completion Ndopu n-type A l a GahN layer is preferably several m.
  • the nitride semiconductor layer doped with an n-type impurity (preferably Si) is Grow over 30.
  • the doping amount of n-type impurity preferably 1 X 10 18 Zc m 3 ⁇ 5 X 1 0 18 Zc m 3.
  • the thickness is preferably from 1 to 1 ⁇ . Within this range, fine cracks can be prevented and the function as an ⁇ -type contact layer can be exhibited, which is preferable.
  • the G a ⁇ substrate 30 may be a substrate composed only of a nitride semiconductor or a substrate composed of a heterogeneous substrate and a nitride semiconductor. However, the G a N single crystal layer undergoes a lateral growth process. It is preferably grown. Manufactured using lateral growth
  • the GaN substrate 30 is preferably manufactured, for example, as follows. First, as shown in FIG. 1, on a heterogeneous substrate 11 made of a material different from a nitride semiconductor, a nitride layer such as a GaN layer or an A1 GaN layer is provided via an appropriate buffer layer. A semiconductor layer 12 is formed. As the heterogeneous substrate, for example, sapphire, SiC, spinel, or the like can be used. Next, as shown in FIG. 2, a periodic stripe or island shape is formed on the nitride semiconductor layer 12 so that a GaN single crystal to be grown thereon may also grow in the lateral direction. Form irregularities.
  • the stripe-shaped or island-shaped irregularities may be formed so as to leave the nitride semiconductor layer 12 as shown in FIG. 2; It may be formed so that part of 1 is removed.
  • the nitride semiconductor layer 12 may have a two-layer structure of A 1 GaN and GaN, and the unevenness may be formed to a depth at which a part of A 1 GaN is removed. Then, as shown in FIGS. 3 and 4, a single crystal GaN 13 is grown to cover the irregularities of the nitride semiconductor layer 12.
  • a GaN substrate composed of a heterogeneous substrate and a nitride semiconductor can be obtained.
  • a 0311 single crystal should be 1 ⁇ ⁇ ?
  • the thickness of the single crystal GaN portion of the GaN substrate 30 is 100 ⁇ m or less, preferably 50 ⁇ m or less, more preferably 20 ⁇ m or less. m or less is desirable.
  • the lower limit of the film thickness may be such that the protective film and irregularities are covered by ELOG growth and dislocations can be reduced. For example, number / m or more.
  • the film thickness is in this range, not only is it preferable in terms of reduction of dislocations, but also warpage of the wafer due to a difference in thermal expansion coefficient between the heterogeneous substrate and the nitride semiconductor can be prevented, and the device structure can be favorably grown thereon. be able to.
  • the thickness of the GaN substrate consisting only of the nitride semiconductor is not particularly limited, but is preferably 50 to 500 / m, More preferably, it is 100 to 300 m.
  • the thickness of the GaN substrate is within the above range, dislocation is favorably reduced and mechanical strength is preferably maintained.
  • a single crystal G a N layer 1 3 masks such as S i O 2 onto the forming a periodic stripe-like or island-like, the covering S i 0 2 mask such as a single-crystal GaN layer Is grown laterally by MOCVD (second single-crystal GaN growth).
  • MOCVD second single-crystal GaN growth
  • the single crystal GaN may not have sufficient crystallinity due to the formation of a cavity in the vicinity of the concave portion.
  • the second GaN single crystal growth by the MOCVD method using the SiO 2 mask a single crystal GaN layer with better crystallinity can be obtained.
  • N alone tends to be slightly warped. This indicates that the physical properties of the surface of the removed substrate and the surface of the growth surface of the heterogeneous substrate are different.
  • the fine cracks described as an object of the present invention may be caused by such physical differences in the surfaces.
  • the effect of preventing the occurrence of fine cracks by applying compressive stress to the element forming layer in contact with the GaN substrate can be obtained regardless of the element structure formed on the GaN substrate. It is something that can be done.
  • a device formed on the GaN substrate 30 emits light including an n-type cladding layer containing A1, an active layer containing InGaN, and a p-type cladding layer containing A1. It is preferably an element.
  • the thermal expansion coefficient of the element forming layer in contact with the GaN substrate is made smaller than that of GaN to act synergistically to obtain a highly reliable nitride semiconductor light emitting element.
  • MOVPE Metal Organic Chemical Vapor Deposition
  • MOCVD Metal Organic Chemical Vapor Deposition
  • HVPE Hydrophilic Vapor Deposition
  • MBE Molecular Beam Chemical Vapor Deposition
  • Example 1 a nitride semiconductor laser device shown in FIG. 5 was manufactured.
  • a GaN substrate was manufactured along the steps shown in FIGS. 1 to 4.
  • Sapphire substrate 11 with C face as main face and orientation flat face as A face is set in a reaction vessel, temperature is set to 510 ° C, hydrogen is used as carrier gas, source gas A buffer layer (not shown) made of GaN was grown on the sapphire substrate 11 to a thickness of about 200 ⁇ using ammonia and TMG (trimethylgallium).
  • a first nitride semiconductor layer 12 of undoped GaN was grown to a thickness of 2 / m using TMG and ammonia as source gases (Fig. 1). o
  • a stripe-shaped photomask is formed, and a stripe width (a part to be the upper part of the convex part) 5 / m, a stripe interval (a part to be the lower part of the concave part) by a sputtering apparatus.
  • 1 5 forming a patterned S i 0 2 film Myupaiiota, subsequently, S i 0 2 film first nitride semiconductors layer 1 2 a first nitride portion is not formed in the RIE apparatus
  • the first nitride semiconductor 12 was exposed on the side surface of the concave portion by forming the unevenness by etching halfway to the extent that the semiconductor 12 remained (FIG. 2).
  • the wafer was taken out of the reaction vessel to obtain a GaN substrate 30 made of undoped GaN.
  • the sapphire substrate was removed from the obtained GaN substrate 30 force, and the following device structure was grown on the growth surface opposite to the removed surface, as shown in FIG.
  • the film thickness of the substrate 30 made of GaN was about 300 // m.
  • n-type contactors coat layer 2 A 1 a G ai _ a N of the present invention
  • n-type contact layer 2 of 95 N was grown to a thickness of 3 // m.
  • no fine cracks were generated in the grown n-type contact layer 2 (including the n-type contact layer 1), and the generation of fine cracks was well prevented.
  • the growth of the n- type contact layer 2 can prevent the propagation of the fine cracks and grow an element structure with good crystallinity. .
  • the crystallinity can be improved more by growing the undoped n-type contact layer 1 as described above than in the case of using only the n-type contact layer 2.
  • the temperature was set to 1050 ° C, and TMA, TMG and ammonia were used as source gases, and undoped A1 was used. 14 Ga.
  • a layer of 86 N is grown to a thickness of 25 ⁇ , then TMA is stopped, silane gas is used as impurity gas, and Si is 5 X 10 18 Zcm 3 doped G a N
  • Layer B was grown to a thickness of 25 ⁇ . This operation was repeated 160 times each to laminate the A layer and the B layer, thereby growing the n-type cladding layer 4 composed of a multilayer film (superlattice structure) having a total film thickness of 8000 angstroms.
  • an n-type guide layer made of undoped GaN was grown to a thickness of 0.075 m using TMG and ammonia as source gases.
  • the temperature was set to 800 ° C.
  • TMI, TMG and ammonia were used as source gases
  • silane gas was used as an impurity gas
  • Si was doped with 5 ⁇ 10 18 / cm 3 Inn ()
  • Ga A barrier layer of nqqN was grown to a thickness of 100 ⁇ .
  • the silane gas was stopped, and undoped I n Q 11 G a.
  • a well layer of 89 N was grown to a thickness of 50 ⁇ . This operation was repeated three times, and finally, an active layer 6 of a multiple quantum well structure (MQW) with a total film thickness of 550 ⁇ in which a barrier layer was laminated was grown.
  • MQW multiple quantum well structure
  • a thin-type electron confinement layer 7 was grown to a thickness of 100 ⁇ .
  • a p-type guide layer 8 made of undoped GaN was grown to a thickness of 0.075 / m using TMG and ammonia as source gases.
  • This p-type guide layer 8 was grown as an AND.
  • the Mg concentration became 5 ⁇ 10 16 Zcm 3 , indicating p-type.
  • the contact layer 10 was grown to a thickness of 150 ⁇ .
  • the wafer was subjected to cleaning at 700 ° C. in a nitrogen atmosphere in a reaction vessel to further reduce the resistance of the p-type layer.
  • the wafer is taken out of the reaction vessel and the topmost p-side contact layer Surface to form a protective film made of S i 0 2 of, etched by S i C 1 4 gas using RIE (reactive Ion'etsuchin grayed), as shown in F i g. 5, forming n electrodes
  • RIE reactive Ion'et suchin grayed
  • a mask of a predetermined shape is applied on the first protective film 61, and a third protective film 63 made of photoresist is formed with a stripe width of 1. It was formed with a thickness of 8 ⁇ m and a thickness of 1 / m.
  • the RIE (reactive ion etching) apparatus is used, using CF 4 gas, and using the third protective film 63 as a mask.
  • the first protective film was etched to form a stripe. After that, only the photoresist is removed by processing with an etching solution to form a first protective film having a stripe width of 1.8 1 ⁇ 1 on the P-side contact layer 10 as shown in FIG. 6C. 6 1 can be formed.
  • a ⁇ E one tooth is transferred to a PVD apparatus, the shown Suyo in F i g. 6 E, Z r oxide second protective film 62 made of (mainly Z R_ ⁇ 2), the On the protective film 61 of FIG. 1 and on the p-side cladding layer 9 exposed by the etching, a film thickness of 0.5 / m was continuously formed. Forming a Zr oxide in this way is preferable because it can secure the p_n plane and stabilize the transverse mode!
  • the wafer was immersed in hydrofluoric acid, and as shown in FIG. 6F, the first protective film 61 was removed by a lift-off method.
  • a p-electrode 20 made of NiZAu is formed on the surface of the P-side contact layer exposed by removing the first protective film 61 on the p-side contact layer 10. Formed. However, the p-electrode 20 had a stripe width of 100 m and was formed over the second protective film 62 as shown in this figure. After the formation of the second protective film 62, an n-electrode 21 composed of T i / A 1 is formed on the exposed surface of the n-side contact layer 2 as shown in FIG. 5 in a direction parallel to the stripe. Formed.
  • the GaN substrate of the wafer on which the n-electrode and the p-electrode are formed is polished to approximately 100 / m, and then the substrate is slid from the substrate side in a direction perpendicular to the striped electrodes.
  • the resonator length is desirably 300 to 500 / zm.
  • the obtained laser device was placed on a heat sink, and each electrode was wire-bonded, and laser oscillation was attempted at room temperature.
  • a laser device was manufactured in the same manner as in Example 1, except that the n-type contact layer 2 was grown without growing the n-type contact layer 1.
  • Example 1 Although the obtained device tended to be slightly inferior in crystallinity to Example 1, the occurrence of fine cracks was prevented almost in the same manner as in Example 1, and the device characteristics were good.
  • Example 2 In the same manner as in Example 1, except that the ratio of the A1 composition of the undoped n-type contact layer 1 and the S1 doped n-type contact layer 2 was changed from 0.05 to 0.2. The device was grown.
  • a laser device was manufactured in the same manner as in Example 1, except that the undoped n-type contact layer 1 was A 1 N and the Si-doped n- type contact layer 2 was A 1 N.
  • the obtained laser element has a slightly lower crystallinity because the A1 composition ratio of the n-type contact layer 1 and the n-type contact layer 2 is larger than that in Example 1, the cracks are as fine as in Example 1. , And a good life characteristic almost equivalent to that of Example 1 could be obtained.
  • the sapphire substrate was not removed, and a GaN substrate composed of a heterogeneous substrate and a nitride semiconductor was used. Thus, a laser device was manufactured.
  • the obtained laser device showed a tendency that the warpage was slightly larger than that of Example 1, but fine cracks were prevented as well as Example 1. Further, the laser element of the sixth embodiment has an insulating sapphire substrate.

Description

明 細 書 窒化物半導体素子及びその製造方法
技術分野
本発明は、 発光ダイオード （LED) 、 レーザダイオード （LD) あるいは他 の電子デバイス、 パワーデバイスなどに使用される窒化物半導体素子 （I nxA 1 YG & 1_χ_γΝΛ 0≤Χ, 0≤Υ、 Χ+Υ≤ 1) に関する。 特に、 G a Ν基板を用い た窒化物半導体素子において、 窒化物半導体層に生じる微細なクラックを防止す ることに関する。 背景技術
近年、 窒化物半導体からなる青色発光ダイオードが実用化されており、 更に、 G a N基板を用いることにより窒化物半導体からなる青色レーザダイォードの実 用化も可能になってきている。
例えば、 本発明者等は、 J a p. J. o f Ap p l . Ph y s i c s. Vo l . 37 (1 998) p p. L 309-L 31 2 に、 G a N基板を用いた窒化物半 導体レーザ素子を開示している。 Ga N基板は、 例えば、 次のようにして製造す ることができる。 サファイア上に G a N層を一旦成長させ、 その上に S i 02よ りなる保護膜を部分的に形成し、 この上から単結晶 G a Nを成長させた後、 サフ アイァ基板を除去する。 再度成長させた単結晶 G a Nは基板面に対して横方向に 優先的に成長するため、 転位の進行を止めることができる。 したがって、 この製 造方法によれば、 転位の少ない GaN基板を得ることができる。 そして、 転位の 少ない G a N基板を用いて製造された窒化物半導体レーザ素子は、 1万時間以上 の連続発振を達成することができた。 発明の開示
1万時間以上連続発振可能な窒化物半導体レーザ素子は実用に耐えるものであ るが、 一部の用途においてはさらなる寿命の延長が望まれている。 そこで、 前述 の方法により得た窒化物半導体レーザ素子を詳細に調べた結果、 G a N基板上に 成長された窒化物半導体層、 特に G a N基板のすぐ上に形成される n型 G a Nコ ンタク ト層内に非常に微細なクラックが発生し易いことが見い出された。 この微 細なクラックは、 一般的な光学顕微鏡では観察することができないが、 蛍光顕微 鏡によって観察することができる。 G a N基板の上に同一組成の G a N層を形成 しているにも関わらず、 G a N層に微細なクラックが発生し易いことは驚くべき 事実である。 こうした微細なクラックの発生は、 横方向成長を利用して製造した G a N基板に特有の現象である可能性もあるが、 厚膜の G a N層に薄膜の G a N を成長させることにより発生する問題であって G a N基板を用いた時に一般的に 生じる問題とも考えられる。 この微細なクラックは、 レーザ素子のしきい値の上 昇や寿命特性の低下につながっていると予想される。 また、 G a N基板を用いて レーザ素子以外の窒化物半導体素子を構成する場合においても、 微細なクラック の発生は信頼性向上の妨げとなる。
そこで、 本発明は、 G a N基板を用いた窒化物半導体素子において、 窒化物半 導体素子層に発生する非常に微細なクラックを抑制することにより G a N基板を 用いた窒化物半導体素子の寿命特性を高め、 もって信頼 1"生を高めることを目的と する。
上記目的を達成するために、 本発明の窒化物半導体素子は、 G a N基板上に成 長した素子形成層 （窒化物半導体層） のうち、 G a N基板に直接接する層に圧縮 歪みをかけることにより、 非常に微細なクラックの発生を抑制することを特徴と するものである。
圧縮歪は、 G a N基板に直接接する素子形成層の熱膨張係数を G a Nよりも小 さくすることにより加えることができる。
熱膨張係数が G a Nよりも小さな素子形成層には、 A l aG a i_aN ( 0 < a≤ 1 ) を用いることが好ましレ、。 A 1 aG a i„aNの熱膨張係数の値は G a N基板に 比べて若干小さく、 また、 G a N基板上に良好な結晶として成長させることがで きるからである。
また、 G a N基板の上に形成するデバイス構造は、 A 1を含有する n型クラッ ド層、 I n G a Nを含む活性層、 及び A 1を含有する p型クラッド層を有するこ とが好ましい。 これにより、 微細なクラックの発生を防止することと相乗的に作 用して特性の良好な素子が得られる。
G a N基板に接する素子形成層、 例えば A 1 aG a i„aN (0< a≤ l) 層は、 G a N基板の上に形成されるデバイス構造に応じて種々の機能を有した層とする ことができる。 例えば、 微細なクラックの発生を防止するためのバッファ層であ つても良く、 n型コンタク ト層であっても良い。 また、 G a N基板が基板全体と して導電性である場合には、 n型クラッド層とすることもできる。
また、 G a N基板は、 G a Nの横方向成長を利用して製造されたものであるこ とが好ましい。 横方向成長を利用して成長された G a N基板を用いれば、 素子形 成層への微細なクラックだけでなく転位の伝播も抑制して、 良好な窒化物半導体 素子とすることができる。
本発明の窒化物半導体の製造方法は、
(a) 窒化物半導体と異なるサファイアや S i C等の補助基板の上に第 1の窒化 物半導体層を成長する工程と、
(b) 前記第 1の窒化物半導体層にストライプ状又は島状の周期的凹凸を形成す る工程と、
( c ) 前記第 1の窒化物半導体層の上に単結晶 G a N層を成長して G a N基板を 形成する工程と、
( d ) 前記 G a N基板の上に G a Nよりも熱膨張係数の小さな第 2の窒化物半導 体層を成長する工程を備えたことを特徴とする。
また、 前記単結晶 G a N層の成長後、 さらに前記補助基板を除去して Ga N基 板を形成しても良い。
本発明によれば、 G a N基板に接する素子形成層の熱膨張係数を G a Nよりも 小さくすることにより、 素子形成層に圧縮歪みを与えて微細なクラックの発生を 抑制することができる。 このことは、 次のようにして説明することができる。 例 えば、 S i、 G a N, サファイアの熱膨張係数を各々、 £い ί 2、 f 3とすると、
E ,< ε 2< s 3の大小関係がある。 S i C基板上に G a Nを成長させた場合、 G a Nにクラックが発生し易いが、 熱膨張係数 ε iく となるため S i C基板上に成 長させた G a Nには面内方向に引っ張り歪みがかかっている。 一方、 サファイア 基板に G a Nを成長させた場合、 G a Nにクラックが発生しにくレ、が、 熱膨張係 数 E 2< ε 3となるためサファイア基板上に成長させた G a Nには面内方向に圧縮 歪みがかかっている。 つまり、 クラックの発生し易さはその層にかかる歪みが引 つ張り歪みである力圧縮歪みであるかに依存している。 基板上に成長させる層の 熱膨張係数を基板よりも小さくすることにより、 その層に圧縮歪をかけてクラッ クを抑制することができる。
尚、 G a N基板上に G a Nを成長させる場合には、 成長させた G a Nに引っ張 り歪みも圧縮歪みもかかっていないはずであるが、 成長させた G a Nには微細な クラックが発生する傾向がある。
このことから、 G a N基板上に成長させる窒化物半導体層の熱膨張係数が、 G a Nの熱膨張係数と同等以上であると成長させた層内部に微細なクラックが発生 し、 窒化物半導体層の熱膨張係数を基板よりも小さくしてわずかに圧縮歪みをか ければクラックの発生が防止できると推定される。
本発明において G a N基板とは、 転位密度の低い単結晶 G a N層から成る表面 を有する基板を指し、 単体の G a N単結晶層からなる基板であっても、 サフアイ ァゃ S i C等の窒化物半導体と異なる材料から成る異種基板の上に転移密度の低 い G a N単結晶層が成長された基板であっても良い。
また、 G a N基板の製造には、 素子を形成可能な程度に転位密度の低い単結晶 G a Nを成長させることができる方法であれば種々の方法を用いることができる 、 G a N単結晶層を横方向成長過程を経て成長させる方法を用いることが好ま しい。 横方向成長過程を経ることにより G a N単結晶中への転位の進行が抑制さ れ、 低転位密度の G a N基板とすることができる。 ここで横方向成長過程には、 G a N単結晶が基板垂直方向だけでなく基板平行方向にも成長することにより、 基板垂直方向への結晶転位の進行が抑制されるような全ての過程が含まれる。 横方向成長過程を経て G a N単結晶層を成長させる方法には、 例えば、 前述の J. J. A. P. に記載されているような S i〇2を用いて G a Nの横方向の成 長を起こす方法の他に、 US P09/202, 14 1、 特開平 1 1—3 1 282 5号、 同 1 1— 340508号公報、 特願平 1 1—37827、 同 1 1一 378 26、 同 1 1一 1 68079、 同 1 1— 21 81 22各号の明細書等に提案して いる E LOG成長法を用いることができる。 上記各明細書等に記載されている E L O G成長により得られた G a Nは、 転位 密度の低減された基板となり、 これらの基板に本発明を適用することにより、 素 子の寿命特性が良好となる。
中でも、 特願平 1 1一 3 7 8 2 7号明細書に提案した方法を用いることが好ま しい。 サファイア等の異種基板の上に G a N層又は A 1 G a N層等の窒化物半導 体層を形成し、 この窒化物半導体層にその上に成長させる G a N単結晶が横方向 にも成長するように周期的なストライプ状又は島状の凹凸を形成し、 さらにその 凹凸又はマスクを覆って単結晶 G a Nを成長させる。 これにより、 G a N層を横 方向に成長させて転位の進行を抑制し、 転位の少ない G a N基板を得ることがで きる。 尚、 窒化物半導体のみからなる G a N基板とする場合には、 G a N単結晶 を厚膜に成長して異種基板を除去すれば良い。
このような横方向に成長させた G a N単結晶層を表面に有する基板の上に G a Nよりも熱膨張係数の小さな窒化物半導体層を成長させることにより、 その上に 形成する窒化物半導体素子における転位及び微細のクラックの発生を良好に防止 して、 窒化物半導体素子の信頼性を向上することができる。 この方法により形成 した G a N基板に本発明を適用した具体例を後で説明する実施例に示す。
尚、 上記各明細書に記載されている製造方法は、 E L O G成長後に異種基板を 除去して窒化物半導体のみからなる G a N基板とするものである。 しカゝし、 E L O G成長により異種基板上に転位の低減された窒化物半導体を形成した後、 異種 基板を除去せずに異種基板と窒化物半導体とからなる G a N基板として用いるこ ともできる。
窒化物半導体のみからなる G a N基板を用いれば、 G a N基板のデバイス構造 を形成されてなる面とは反対の面に n電極を形成することができ、 チップを小さ くすることができる利点がある。 また G a N基板が窒化物半導体のみからなると、 放熱性や、 劈開による共振面の形成が容易となる等の点でも利点がある。 この場 合、 窒化物半導体層を積層してデバイス構造を形成する面は、 異種基板を除去し た面とは反対の面にすることが素子特性の点で好ましい。
一方、 異種基板と窒化物半導体とからなる G a N基板を用いれば、 ウェハの割 れゃ欠けが防止できハンドリング性の点で利点がある。 さらに、 異種基板を除去 する工程が不要となるので製造時間の短縮化等の点でも利点がある。 尚、 異種基 板と窒化物半導体からなる G a N基板の場合であっても、 異種基板に導電性があ る場合は異種基板の裏面に n電極を形成することができる。
また、 G a N基板上に G a Nより熱膨張係数の小さい窒化物半導体を成長させ る前に、 G a N基板の表面をエッチングしてもよい。 G a N基板は作製される過 程で表面に凹凸ができる場合があるので、 エッチングして表面を平坦にしてから 窒化物半導体を成長させることが微細なクラックを防止する点で好ましい。 図面の簡単な説明
F i g. 1は、 G a N基板の製造工程を示す模式的断面図である。
F i g. 2は、 G a N基板の F i g. 1に続く製造工程を示す模式的断面図で ある。
F i g. 3は、 GaN基板のF i g. 2に続く製造工程を示す模式的断面図で ¾>る。
F i g . 4は、 G a N基板の F i g. 3に続く製造工程を示す模式的断面図で ある。
F i g. 5は、 本発明の一実施の形態である窒化物半導体レーザ素子を示す模 式的断面図である。
F i g. 6A〜Fは、 リッジ形状のストライプを形成する工程を示す部分断 面図である。 発明を実施するための最良の形態
F i g. 5は、 本発明に係る窒化物半導体素子の一例を示す断面図である。 G a N基板 30の上に、 半導体レーザを構成するための窒化物半導体から成る素子 形成層 1〜10が積層されている。 G a N基板 30に接する素子形成層 1の熱膨 張係数は G a Nよりも小さく設定され、 素子形成層 1に圧縮応力が加わって微細 なクラックの発生が抑制されるようになっている。
G a N基板 30に接する素子形成層 1は、 G a Nより熱膨張係数の小さレ、材料 であればいずれの窒化物半導体でも良いが、 さらに、 結晶性を損なわないような 組成であることが好ましい。 例えば、 A l aG a i— aN ( 0 < a≤ 1 ) が好ましく、 より好ましくは aの値が 0 < a < 0 . 3であり、 更に好ましくは aの値が 0く a < 0 . 1である。 A l aG a i—aNは微細なクラックを防止するのに好ましい材料 であり、 さらに、 A 1糸且成比が比較的小さいとクラックを防止しながら結晶性も 良好となるので好ましい。
また、 G a N基板上に熱膨張係数の小さい窒化物半導体層を形成する前に、 G a N基板の形成面をエッチングしても良い。 G a N基板の作製の方法などによつ ては、 G a N基板の表面がでこぼこしている場合があるので、 一旦表面をエッチ ングして平坦にしてから熱膨張係数の小さい窒化物半導体層を形成すると微細な クラックの防止の点で好ましい。
G a N基板より熱膨張係数の小さい素子形成層、 例えば A 1 aG a t_aNの膜厚 は、 特に限定されないが、 好ましくは 1 // m以上であり、 より好ましくは 3〜1 0 μ mである。 このような膜厚であると微細なクラックの防止の点で好ましい。 また、 G a N基板に接する素子形成層 1は、 素子構造によって種々の機能の層 とすることができる。 G a N基板に接する素子形成層 1の膜厚は、 その機能を考 慮して上記膜厚の範囲内で膜厚を調整する。 F i g . 5に示す窒化物半導体素子 においては、 G a N基板に接する素子形成層 1は、 その上の素子形成層 2と共に n型電極 2 1をつけるためのコンタク ト層として機能し、 その上に、 A 1を含有 する n型クラッド層 4、 I n G a Nを含む活性層 6、 及び A 1を含有する p型ク ラッド層 9が形成されて半導体レーザが構成されている。 、
尚、 G a N基板 3 0が基板全体として導電性である場合、 例えば S i C基板の 上に単結晶 G a N層が成長された基板や単結晶 G a N層のみから成る基板である 場合には、 η型電極を G a N基板の裏面につけて、 G a N基板に接する素子形成 層 1を、 光を閉じ込めるためのクラッド層とすることもできる。
また、 G a N基板に接する素子形成層 1を成長させる際に、 その機能に応じて 不純物をドープさせてもよい。 不純物としては特に限定されず、 n型でも p型で もよレ、。 不純物のドープ量は、 クラッド層やコンタク ト層などの層の機能に合わ せて適宜調節する。
F i g . 5に示す窒化物半導体素子においては、 G a N基板 3 0に接する素子 形成層 1をアンドープの n型 A 1 aG a i— aNコンタク ト層 1とし、 その上に η型 A 1 aG a,— aNコンタク ト層 2を形成している。 このようにアンドープの n型 A laGa i— aN層 1の上に不純物ドープした n型 A 1 aGa i_aNを成長させると、 微 細なクラックの防止及び結晶性の点で好ましい。 この場合のアンドープの n型 A laGa i_aNコンタク ト層 1は、 バッファ層のような作用を兼ね備えている。 了 ンドープ n型 A laGahN層の膜厚は、 好ましくは数 mである。
尚、 G a N基板に接する素子形成層 1の上に n型電極 21を直接形成する場合 には、 n型不純物 （好ましくは S i) をドープされた窒化物半導体層を G a N基 板 30上に成長させる。 n型不純物のドープ量としては、 好ましくは 1 X 1018 Zc m3〜5 X 1 018Zc m3である。 素子形成層 1を単独で n型コンタクト層と する場合の膜厚としては、 好ましくは 1〜1 Ο μιτιである。 この範囲であると、 微細なクラックを防止し、 η型コンタクト層としての機能を発揮でき好ましい。
G a Ν基板 30は、 窒化物半導体のみから成る基板であっても、 異種基板と窒 化物半導体から成る基板であっても良いが、 その G a N単結晶層が横方向成長過 程を経て成長されたものであることが好ましい。 横方向成長を用いて製造された
Ga N基板 30を用いることにより、 素子形成層 1〜10における転位の発生を 抑制して素子の諸特性を良好にすることができる。
G a N基板 30は、 例えば、 次のようにして製造されたものであることが好ま しい。 まず、 F i g. 1に示すように、 窒化物半導体と異なる材料から成る異種 基板 1 1の上に、 適当なバッファ層を介して G a N層又は A 1 G a N層等の窒化 物半導体層 1 2を形成する。 異種基板としては、 例えば、 サファイア、 S i C、 スピネルなどを用いることができる。 次に、 F i g. 2に示すように、 この窒化 物半導体層 1 2に、 その上に成長させる G a N単結晶が横方向にも成長するよう に周期的なストライプ状又は島状の凹凸を形成する。 このストライプ状又は島状 の凹凸は、 F i g. 2に示すように窒化物半導体層 1 2を残すように形成しても 良いが、 さらに窒化物半導体層 1 2を貫通して異種基板 1 1の一部を除去するよ うに形成しても良い。 異種基板 1 1の一部を除去する深さに凹凸を形成すること により、 凸部から横方向成長する G a N単結晶が接合する部分における結晶の歪 を緩和してより良好な単結晶 GaNを得ることができる。 また、 窒化物半導体層 1 2を A 1 G a Nと G a Nの 2層構造として、 A 1 G a Nの一部を除去する深さ まで凹凸を形成しても良い。 そして、 F i g. 3及び F i g. 4に示すように、 窒化物半導体層 1 2の凹凸を覆って単結晶 G a N13を成長させる。 こうして異 種基板と窒化物半導体からなる G a N基板を得ることができる。
窒化物半導体のみからなる G a N基板とする場合には、 0311単結晶を1^¥？
E成長法等の成長方法によつて厚膜に成長し、 その後にサフアイァ等の異種基板 1 1を除去すれば良い。
G a N基板 30に、 異種基板 1 1を残す場合、 G a N基板 30の単結晶 G a N の部分の膜厚は、 100 μ m以下、 好ましくは 50 μ m以下、 より好ましくは 2 0 m以下であることが望ましい。 膜厚の下限は、 ELOG成長により保護膜や 凹凸が覆われて転位の低減できる程度の膜厚であればよい。 例えば、 数 / m以上 である。 膜厚がこの範囲であると、 転位の低減の点で好ましいだけでなく、 異種 基板と窒化物半導体の熱膨張係数差によるウェハの反りが防止でき、 更にこの上 にデバイス構造を良好に成長させることができる。
また、 G a N基板 30から異種基板 1 1を除去する場合、 窒化物半導体のみか らなる G a N基板の膜厚としては、 特に限定されないが、 好ましくは 50〜 50 0 / mであり、 より好ましくは 100〜 300 mである。 G a N基板の膜厚が 上記範囲であると、 転位の良好な低減と共に機械的強度が保たれ好ましい。
また、 さらに結晶性の良好な単結晶 G a N層を形成するためには、 上記の方法 に代えて、 次のような方法を用いることが好ましい。 まず、 上記の方法と同様に、 異種基板 1 1の上に成長させた窒化物半導体層 1 2に凹凸を形成し、 その上に単 結晶 GaN層 1 3を H VP E成長によって厚膜に成長させる （1回目の単結晶 G a N成長） 。 次に、 単結晶 G a N層 1 3の上に S i O 2等のマスクを周期的なス トライプ状又は島状に形成し、 その S i 02等のマスクを覆って単結晶 GaN層 を MOCVD法によって横方向に成長させる （2回目の単結晶 G a N成長） 。 異 種基板 1 1を除去する場合には、 1回目の G a N単結晶 1 3の成長が終わった後 に行うことが好ましい。 また、 1回目の G a N単結晶 13の成長が終わった後、 エッチングを行って表面を平坦化した後に 2回目の G a N単結晶成長を行っても 良い。 凹凸形成と HVPEによる 1回目の単結晶 GaN成長によって、 容易に厚 膜の単結晶 G a Nを得ることができるが、 この単結晶 G a Nは、 凹部近傍に空洞 が生じるなどして結晶性が十分とならない場合がある。 そこで、 こうして S i O 2マスクを用いて MOCVD法によって 2回目の G a N単結晶成長を行うことに より、 より結晶性の良好な単結晶 G a N層を得ることができる。
尚、 横方向成長させた G a N基板 30から異種基板 1 1を除去した場合、 Ga
N単体にやや反りが入る傾向がある。 このことは、 異種基板の除去面と成長面と の表面の物理的性質が異なることを示している。 本発明の課題として説明した微 細なクラックは、 このような表面の物理的な相違により発生している可能性もあ る。 し力 し、 原因がいずれにあるにせよ、 G a N基板上に熱膨張係数の小さな層、 例えば A 1 aG a i_aN層を成長させることにより、 微細なクラックの発生を防止 でき、 結晶性の良好なデバィス構造を形成することができる。
本発明において、 G a N基板に接する素子形成層に圧縮応力を加えることによ り微細なクラックの発生を防止するという効果は、 G a N基板の上に形成される 素子構造に依らず得られるものである。 し力 し、 G a N基板 30の上に形成する 素子が、 A 1を含有する n型クラッド層、 I n G a Nを含む活性層、 及び A 1を 含有する p型クラッド層を含む発光素子であることが好ましい。 この素子構造を 採用することにより、 G a N基板に接する素子形成層の熱膨張係数を G a Nより も小さくすることと相乗的に作用して、 信頼性の高い窒化物半導体発光素子を得 ることができる。 素子形成層となる窒化物半導体の成長には、 MOVPE (有機 金属気相成長法） MOCVD (有機金属化学気相成長法） 、 HVPE (ハライ ド 気相成長法） 、 MBE (分子線気相成長法） 等、 窒化物半導体を成長させるのに 知られている全ての方法を適用できる。
以下に本発明の実施例を示す。 しかし本発明はこれに限定されない。
[実施例 1 ]
実施例 1として、 F i g. 5に示される窒化物半導体レーザ素子を製造した。
(G a N基板の製造方法）
F i g. 1 ~F i g. 4に示されている各工程に沿って G a N基板を製造した。
2インチ 0、 C面を主面とし、 オリフラ面を A面とするサファイア基板 1 1を 反応容器内にセットし、 温度を 510°Cにして、 キャリアガスに水素、 原料ガス にアンモニアと TMG (トリメチルガリウム） とを用い、 サファイア基板 1 1上 に G a Nよりなるバッファ層 （図示されていない） を約 200オングス トローム の膜厚で成長させた。
バッファ層を成長後、 TMGのみ止めて、 温度を 1050°Cまで上昇させた。 1050°Cになったら、 原料ガスに TMG、 アンモニアを用い、 アンドープの G a Nよりなる第 1の窒化物半導体層 1 2を 2 / mの膜厚で成長させた （F i g. 1) o
第 1の窒化物半導体層 1 2を成長後、 ストライプ状のフォトマスクを形成し、 スパッタ装置によりストライプ幅 （凸部の上部になる部） 5 / m、 ストライプ間 隔 （凹部底部となる部分） 1 5 μπιにパターニングされた S i 02膜を形成し、 続いて、 R I E装置により S i 02膜の形成されていない部分の第 1の窒化物半 導体層 1 2を第 1の窒化物半導体 12が残る程度に途中までエッチングして凹凸 を形成することにより、 凹部側面に第 1の窒化物半導体 1 2を露出させた （F i g. 2) 。 F i g. 2のように凹凸を形成した後、 凸部上部の S i 02を除去し た。 なお、 ストライプ方向は、 オリフラ面に対して垂直な方向で形成した。 次に、 反応容器内にセッ卜し、 温度を 1050°Cで、 原料ガスに TMG、 アン モユアを用い、 アンド一プの G a Nよりなる第 2の窒化物半導体層 1 3を約 32 0 mの膜厚で成長させた （F i g. 3及び F i g. 4) 。
第 2の窒化物半導体層 1 3を成長後、 ゥエーハを反応容器から取り出し、 アン ドープの G a Nよりなる G a N基板 30を得た。 この得られた G a N基板 30力 らサファイア基板を除去し、 除去した面とは反対の成長面上に、 F i g. 5に示 されるように、 下記のデバイス構造を成長させた。 G a Nからなる基板 30の膜 厚は約 300 //mであった。
(アンドープ n型コンタク ト層 1 ：本発明の A 1 aG a ^N)
G aN基板 30上に、 1 050 °Cで原料ガスに TM A (トリメチルアルミニゥ ム） 、 TMG、 アンモニアガスを用いアンドープの A 1。。5G a。95Nよりなるァ ンドープ n型コンタク ト層 1を 1 μιηの膜厚で成長させた。
(n型コンタク ト層 2 ：本発明の A 1 aG a i_aN)
次に、 同様の温度で、 原料ガスに TMA、 TMG及びアンモニアガスを用い、 不純物ガスにシランガス （S i H4) を用い、 S iを 3 X 1018/cm3ドープし た A 1。。5G a。95Nよりなる n型コンタク ト層 2を 3 // mの膜厚で成長させた。 ここで、 上記の成長された n型コンタク ト層 2 (n型コンタク ト層 1を含む） には、 微細なクラックが発生しておらず、 微細なクラックの発生が良好に防止さ れていた。 また、 G a N基板 30に微細なクラックが生じていても、 n型コンタ クト層 2を成長させることで微細なクラックの伝播を防止でき結晶性の良好な素 子構造を成長さることができる。 結晶性の改善は、 n型コンタク ト層 2のみの場 合より、 上記のようにアンドープ n型コンタク ト層 1を成長させることにより、 より良好となる。
(クラック防止層 3)
次に、 温度を 800°Cにして、 原料ガスに TMG、 TM I (トリメチルインジ ゥム） 及びアンモニアを用い、 不純物ガスにシランガスを用い、 ≤ 1を5 1 018/cm3ドープした I n。。8Ga。92Nよりなるクラック防止層 3を 0. 1 5 / mの膜厚で成長させた。
(n型クラッド層 4)
次に、 温度を 1050°Cにして、 原料ガスに TMA、 TMG及びアンモニアを 用い、 アンドープの A 1。14Ga。86Nよりなる A層を 25オングストロームの膜 厚で成長させ、 続いて、 TMAを止め、 不純物ガスとしてシランガスを用い、 S iを 5 X 1 018Zc m3ド一プした G a Nよりなる B層を 25オングストロームの 膜厚で成長させた。 そして、 この操作をそれぞれ 1 60回繰り返して A層と B層 とを積層し、 総膜厚 8000オングストロームの多層膜 （超格子構造） よりなる n型クラッド層 4を成長させた。
(n型ガイド層 5)
次に、 同様の温度で、 原料ガスに TMG及びアンモニアを用い、 アンドープの G a Nよりなる n型ガイド層を 0. 075 mの膜厚で成長させた。
(活性層 6 )
次に、 温度を 800°Cにして、 原料ガスに TMI、 TMG及びアンモニアを用 レヽ、 不純物ガスとしてシランガスを用い、 S iを 5 X 1018/cm3ドープした I nn(),G anqqNよりなる障壁層を 100オングストロームの膜厚で成長させた。 続いて、 シランガスを止め、 アンドープの I nQ 11G a。89Nよりなる井戸層を 5 0オングストロームの膜厚で成長させた。 この操作を 3回繰り返し、 最後に障壁 層を積層した総膜厚 5 50オングストロームの多重量子井戸構造 （MQW) の活 性層 6を成長させた。
(p型電子閉じ込め層 7)
次に、 同様の温度で、 原料ガスに TMA、 TMG及びアンモニアを用い、 不純 物ガスとして C p2Mg (シクロペンタジェニルマグネシウム） を用い、 Mgを 1 X 1 019Zcm3ドープした A 1。403。 ょりなる 型電子閉じ込め層7を1 0 0オングストロームの膜厚で成長させた。
( p型ガイド層 8 )
次に、 温度を 1 0 5 0°Cにして、 原料ガスに TMG及びアンモニアを用い、 ァ ンドープの G a Nよりなる p型ガイド層 8を 0. 0 7 5 / mの膜厚で成長させた。 この p型ガイド層 8は、 アンド一プとして成長させたが、 p型電子閉じ込め層 7からの Mgの拡散により、 Mg濃度が 5 X 1 016Zcm3となり p型を示す。 (p型クラッド層 9)
次に、 同様の温度で、 原料ガスに TMA、 TMG及びアンモニアを用い、 アン ドープの A 10 1G a。9Nよりなる A層を 2 5オングストロームの膜厚で成長させ、 続いて、 TMAを止め、 不純物ガスとして C p2Mgを用い、 Mgを 5 X 1 018Z 。！113ドープした0 & 1^ょりなる8層を2 5オングストロームの膜厚で成長させ た。 そして、 この操作をそれぞれ 1 0 0回繰り返して A層と B層とを積層し、 総 膜厚 5 0 00オングスト口ームの多層膜 （超格子構造） よりなる p型クラッド層 9を成長させた。
(p型コンタク ト層 1 0)
次に、 同様の温度で、 原料ガスに TMG及びアンモニアを用い、 不純物ガスと して C p2Mgを用い、 Mgを 1 X 1 020/c m3ド一プした G a Nよりなる p型 コンタク ト層 1 0を 1 5 0オングストロームの膜厚で成長させた。
反応終了後、 反応容器内において、 ウェハを窒素雰囲気中、 70 0°Cでァ二一 リングを行い、 p型層を更に低抵抗化した。
アニーリング後、 ウェハを反応容器から取り出し、 最上層の p側コンタク ト層 の表面に S i 02よりなる保護膜を形成して、 R I E (反応性イオンエツチン グ） を用い S i C 14ガスによりエッチングし、 F i g. 5に示すように、 n電 極を形成すべき n側コンタク ト層 2の表面を露出させた。
次に F i g. 6 Aに示すように、 最上層の p側コンタク ト層 10のほぼ全面に PVD装置により、 S i酸化物 （主として、 S i 02) よりなる第 1の保護膜 6
1を 0. 5 /X mの膜厚で形成した後、 第 1の保護膜 61の上に所定の形状のマス クをかけ、 フォトレジストよりなる第 3の保護膜 63を、 ストライプ幅 1. 8 μ m、 厚さ 1 / mで形成した。
次に、 F i g. 6 Bに示すように第 3の保護膜 63形成後、 R I E (反応性ィ オンエッチング） 装置により、 CF4ガスを用い、 第 3の保護膜 63をマスクと して、 前記第 1の保護膜をエッチングして、 ストライプ状とした。 その後エッチ ング液で処理してフォトレジストのみを除去することにより、 F i g. 6Cに示 すように P側コンタク ト層 10の上にストライプ幅 1. 8 1^1の第1の保護膜6 1が形成できる。
さらに、 F i g. 6 Dに示すように、 ストライプ状の第 1の保護膜 61形成後、 再度 R I Eにより S i C 14ガスを用いて、 p側コンタク ト層 10、 および p側 クラッド層 9をエッチングして、 ストライプ幅 1. 8 //mのリッジ形状のストラ イブを形成した。
リッジストライプ形成後、 ゥェ一ハを PVD装置に移送し、 F i g. 6 Eに示 すように、 Z r酸化物 （主として Z r〇2) よりなる第 2の保護膜 62を、 第 1 の保護膜 61の上と、 エッチングにより露出された p側クラッド層9の上に 0. 5 / mの膜厚で連続して形成した。 このように Z r酸化物を形成すると、 p_n 面の絶縁をとるためと、 横モードの安定を図ることができ好まし!、。
次に、 ゥユーハをフッ酸に浸潰し、 F i g. 6 Fに示すように、 第 1の保護膜 61をリフトオフ法により除去した。
次に、 F i g. 5に示すように p側コンタク ト層 10の上の第 1の保護膜 61 が除去されて露出したその P側コンタクト層の表面に N i ZAuよりなる p電極 20を形成した。 但し p電極 20は 1 00 mのストライプ幅として、 この図に 示すように、 第 2の保護膜 62の上に渡って形成した。 第 2の保護膜 6 2形成後、 F i g . 5に示されるように露出させた n側コンタ クト層 2の表面には T i /A 1よりなる n電極 2 1をストライプと平行な方向で 形成した。
以上のようにして、 n電極と p電極とを形成したウェハの G a N基板を研磨し てほぼ 1 0 0 / mとした後、 ストライプ状の電極に垂直な方向で、 基板側からバ 一状に劈開し、 劈開面 （1 1一 0 0面、 六角柱状の結晶の側面に相当する面 =M 面） に共振器を作製した。 共振器面に S i 02と T i 02よりなる誘電体多層膜を 形成し、 最後に P電極に平行な方向で、 バーを切断して F i g . 5に示すような レーザ素子とした。 なお共振器長は 3 0 0〜5 0 0 /z mとすることが望ましい。 得られたレーザ素子をヒートシンクに設置し、 それぞれの電極をワイヤ一ボン デイングして、 室温でレーザ発振を試みた。
その結果、 室温においてしきい値 2 . 5 k A/ c m しきいィ直電圧 5 Vで、 発振波長 4 0 0 n mの連続発振が確認され、 室温で 1万時間以上の寿命を示した。
[実施例 2 ]
実施例 1において、 アンド一プ n型コンタク ト層 1を成長させずに n型コンタ クト層 2を成長させた他は同様にしてレーザ素子を製造した。
得られた素子は、 実施例 1に比べやや結晶性が劣る傾向が見られるものの、 実 施例 1とほぼ同様に微細なクラックの発生が防止され、 素子特性も良好であった。
[実施例 3 ]
実施例 1において、 アンドープ n型コンタク ト層 1及び S 1 ド一プの n型コン タク ト層 2の A 1組成の比を 0 . 0 5から0 . 2に変更する他は同様にしてレー ザ素子を成長させた。
得られた素子は、 実施例 1とほぼ同様に良好な結果が得られた。
[実施例 4 ]
実施例 1において、 アンドープ n型コンタク ト層 1及び S i ドープの n型コン タク ト層 2の A 1組成の比を 0 . 0 5から0 . 5に変更する他は同様にしてレー ザ素子を成長させた。
得られた素子は、 実施例 1に比べ A 1組成の比が大きくなったため結晶性がや や劣る傾向が見られるものの、 実施例 1と同様に微細なクラックを防止でき、 素 子特性も良好であった。
[実施例 5 ]
実施例 1において、 アンドープの n型コンタク ト層 1を A 1 Nとし、 S i ド一 プの n型コンタク ト層 2を A 1 Nとする他は同様にしてレーザ素子を作製した。 得られたレ一ザ素子は、 実施例 1より n型コンタクト層 1及び n型コンタク ト 層 2の A 1組成比が大きいのでやや結晶性が劣るが、 実施例 1と同等に微細なク ラックを防止でき、 実施例 1とほぼ同等に良好な寿命特性を得ることができた。
[実施例 6 ]
実施例 1において、 第 2の窒化物半導体層 1 3の膜厚を 1 5 / mとし、 さらに サファイア基板を除去しない、 異種基板と窒化物半導体からなる G a N基板とす る他は同様にしてレーザ素子を作製した。
得られたレーザ素子は、 実施例 1に比べて反りがやや大きい傾向が見られるが、 微細なクラックは実施例 1と同等に防止されていた。 また、 実施例 6のレーザ素 子は、 絶縁性のサファイア基板を有しているので、 実施例 1に比べるとやや放熱 性の点で劣るものの、 実施例 1とほぼ同等の寿命特性を有していた。 本発明は、 添付図面を参照しながら好ましい実施形態に関連して充分に記載さ れているが、 この技術の熟練した人々にとつては種々の変形や修正は明白である そのような変形や修正は、 添付した請求の範囲による本発明の範囲から外れない 限りにおいて、 その中に含まれると理解されるべきである。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . 単結晶 G a N層を少なくとも表面に有する G a N基板の上に、 窒化物半導体 から成る複数の素子形成層を積層した窒化物半導体素子において、
前記 G a N基板に接する素子形成層に圧縮歪みがかかっていることを特徴とす る特徴とする窒化物半導体素子。
2 . 前記 G a N基板に接する素子形成層の熱膨張係数が、 G a Nよりも小さなこ と特徴とする請求項 1記載の窒化物半導体素子。
3 . 前記 G a N基板に接する素子形成層が、 A l aG a i— aN ( 0 < a≤ 1 ) から 成ることを特徴とする請求項 1に記載の窒化物半導体素子。
4 . 前記素子形成層が、 A 1を含有する n型クラッド層、 I n G a Nを含む活性 層、 及び A 1を含有する p型クラッド層を含むことを特徴とする請求項 3記載の 窒化物半導体素子。
5 . 前記 A 1 aG a i_aN ( 0 < a≤ 1 ) 層が、 n型コンタク ト層であることを特 徴とする請求項 4記載の窒化物半導体素子。
6 . 前記 G a N基板の単結晶 G a N層が、 横方向成長法によって成長した単結晶 層であることを特徴とする請求項 1記載の窒化物半導体素子。
7 . 単結晶 G a N層を少なくとも表面に有する G a N基板と、 前記 G a N基板の 上に積層した複数の窒化物半導体層から成る素子形成層とを備えた窒化物半導体 素子の製造方法であって、
窒化物半導体と異なる補助基板の上に第 1の窒化物半導体層を成長する工程と、 前記第 1の窒化物半導体層にストライプ状又は島状の周期的凹凸を形成するェ 程と、
前記第 1の窒化物半導体層の上に単結晶 G a N層を成長して G a N基板を形成 する工程と、
前記 G a N基板の上に G a Nよりも熱膨張係数の小さな第 2の窒化物半導体層 を成長する工程を備えた窒化物半導体素子の製造方法。
8 . 前記単結晶 G a N層の成長後、 さらに前記補助基板を除去して G a N基板を 形成することを特徴とする請求項 7記載の窒化物半導体素子の製造方法。
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