氮化物半導體元器件的制作方法

專利名稱：氮化物半導體元器件的制作方法
技術領域：
本發明涉及使用氮化物半導體(InXAlYGa1-X-YN，0≤X，0≤Y，X+Y≤1)的元器件，該氮化物半導體用于LED(發光二極管)、LD(激光二極管)或超發光二極管(SLD)等發光元器件，太陽能電池、光傳感器等受光元器件，或者晶體管、功率元器件等電子元器件。
背景技術：
氮化物半導體作為高亮度青色LED、純綠色LED的材料，最近才在藍色LED顯示器、交通信號等方面實用化。用于元器件的LED具有異質結構，其中具有InGaN所組成井層的單一量子阱結構(SQWSingle-Quantum-Well)或多重量子阱結構(MQWMulu-Quantum-well)的活性層夾在n型氮化物半導體層與p型氮化物半導體層之間。青色、綠色等波長用增減InGaN井層的In組成比來決定。
本申請人在最近首次向全世界發表用該材料在脈沖電流、室溫下的410nm激光振蕩(例如，Jpn.J.Appl.phys.35(1996)L74、Jpn.J.Appl.Phys.35(1996)L217等)。此種激光元器件具有雙異質結構，其所具多重量子阱結構的活性層使用InGaN所組成的井層，顯示在脈幅2μs、脈沖周期2ms條件下，有閾值電流為610mA，閾值電流密度為8.7kA/cm2、410nm的振蕩。且已將此經過改進的激光元器件發表于Appl.phys.Lett.(物理學報)69(1996)1477。該激光元器件具有脊形帶構成p型氮化物半導體層一部份的結構，并顯示有脈沖幅度1μs、脈沖周期1ms、占空率0.1％、閾值電流187mA、閾值電流密度3kA/cm2、410nm的振蕩。且初次在室溫下連續振蕩成功，并將其發表。(例如日經電子1996年12月2日號技術快報，Appl.phys.Lett.69(1996)3034.Appl.phys。Lett.69(1996)4056等)。這種激光元件顯示在20℃下，在閾值電流密度3.6kA/cm2，閾值電壓5.5V、1.5mW輸出中，連續振蕩27小時。
氮化物半導體所組成的成青色、綠色LED的正向電流(If)為20mA，正向電壓(Vf)為3.4V至3.6V，由于與GaAlAs是半導體所組成的紅色LED相比高出2V以上，所以最好降低Vf。且LD的閾值電流，電壓仍然很高，為了在室溫下長時間連續振蕩，有必要實現這種閾值電流、電壓降低且效率高的元器件。
若可降低激光元器件的閾值電壓，一旦此技術適用于LED元件，LED元件的Vf降低便可預期。因此，本發明目的主要在于借助于降低由氮化物組成的LD元件的閾值的電流、電壓，實現長時間的連續振蕩。
此外，本說明書中所用一般式InXGa1-XN、AlYGa1-YN等單純表示氮化物半導體層的組成式，即使不同的層例如以同一組成式來表示，其層中的X值、Y值所表示的也不一致。
發明概述本發明的第一氮化物半導體元器件是具有一層或二層以上氮化物半導體層所組成的p導電側半導體區域，以及經此p導電側的半導體區域注入載流子進行預定動作的氮化物半導體所組成的活性層，上述P導電側的半導體區域的至少一層氮化物半導體層是分別由氮化物半導體所組成且組成互異的第1層與第2層所積層而成的超格子層。
這樣，能改善作為上述超格子層的氮化物半導體層的結晶性，且該氮化物半導體層的電阻值即可降至極低。由于借此可使上述p導電側半導體區域的電阻值變小，所以可提高上述氮化物半導體元器件的電效率。
此處p側半導體區域是指活性層與正電極(p電極)間一層或二層以上氮化物半導體層所組成的區域，n導電側半導體區域則指夾住活性層的p導電側與相反側的一層或二層以上氮化物半導體層所組成的區域，n導電則半導體區域則指夾住活性層的p導電側與相反側的一層或二層以上氮化物半導體層所組成的氮化物半導體層組成的區域。
本發明第二氮物半導體元器件是一層或二層以上氮化物半導體所組成n導電半導體區域與一層或二層以上氮化物半導體層組成的p導電側半導體區域之間具有氮化物半導體所組成的活性層的氮化物半導體元器件，上述p導電側半導體區域或上述n導電側半導電體區域的至少一層氮化物半導體層是分別是由氮化物半導體所組成且組成互異的第1層與第2層所積層而成的超格子層。
這樣則由于可增進上述超格子層的結晶性并將此氮化物半導體層的電阻值降到極低，且由在上述p導電側半導體區域和上述n導電側半導體區域的電阻變小，所以可提高上述氮化物半導體元器件的電效率。
在本發明第一和第二氮化半導體元器件中，為了進一步增進上述超格子層的結晶性，上述超格子層最好由具有100以下膜厚的氮化物半導體所組成第1層，及組成上與此第1層互異并具有100以下膜厚的氮化物半導體所組成的第2層積層而成。
此外，在本發明第一或第二氮化物半導體元器件中，為了將載流子封閉于活性層中，上述第1層及第2層中至少一層由帶隙能量較大且至少含有Al的氮化物半導體組成，且進一步最好以AlYGa1-YN(0＜Y≤1)組成。
在本發明第一或第二氮化物半導體元器件中，最好第1層由InXGa1-XN(0≤X≤1)組成，第2層由AlYGa1-YN(0≤Y≤1，X＝Y≠0)組成。這樣，由于氮化物半導體整體的結晶性得以增進，所以可提高此氮化物半導體元器件的輸出(提高電效率)。因此，在該元器件為LED元器件或LD元器件情形下，可降低正向電壓(以下單指Vf)、閾值電流、電壓等。
為了進一步組成結晶缺陷少的層，本發明第一或第二氮化物半導體元器件，在上述超格子層中，最好進一步上述第1層由以InxGa1-xN(0≤X≤1)式子表示的氮化物半導體組成，且上述第二層由以AlYGa1-YN(0＜Y＜1)代表的氮化物半導體組成。
在本發明第一或第二氮化物半導體元器件中，上述第1層及第2層的膜厚最好在70以下，較佳者設定在40以下。且上述第1層及第2層的膜厚最好在5以上，較佳者在10以上。借助于設定在此范圍，可結晶性良好地形成難以生長的AlYGa1-YN(0＜Y≤1)等氮化物半導體層的結晶性。
特別是在以p電極與活性層之間的p導電側半導體區域的氮化物半導體層內至少一層和/或n電極組成的電流注入層的n側接觸層與活性層間的n導電半導體區域的氮化物半導體層內至少一層為超格子層情形下，將構成此超格子層的第1層及第2層設定成上述膜厚的效果更大。
在本發明第一或第二氮化物半導體元器件中，最好在上述p導電側半導體區域中具備組成p電極用p側接觸層，用來作為一氮化物半導體層，且此p側接觸層的膜厚設定在500以下。這樣，借助于薄地形成p側接觸層，即可降低此p側接觸層厚度方向的電阻值。因此，本發明最好進一步將p側接觸層的膜厚設定在300以下。且此p側接觸層的膜厚下限最好設定在10以上。使p型接觸層下面的半導體層不露出。
本發明第二氮化物半導體元器件，包括在p導電側的半導體區域用氮化物半導體層來作為形成p電極用的p側接觸層情形下，上述超格子層最好組成在上述活性層與上述p側接觸層之間。
本發明第二氮化物半導體元器件最好進一步具有經由第1緩沖層組成于基板上并由膜厚0.1μm以上氮化物半導體所組成的第2緩沖層，以及此第2緩沖層上所組成且由n型雜質摻雜的氮化物半導體所組成的用來作為上述氮化物半導體層的n側接觸層，并且n電極形成于此n側接觸層上。
為了進一步形成結晶性良好的上述第2緩沖層，上述第2緩沖層的雜層濃度與上述n側接觸層相比最好為低濃度。且上述氮化物半導體元器件中，上述第1緩沖層與上述第2緩沖中至少其一最好由分別在膜厚100以下且組成互異的氮化物半導體層積層而成的超格子層所組成。由此即可增進緩沖層上的組成氮化物半導體層的結晶性。
本發明第二氮化物半導體元器件在上述n導電側半導體區域具有形成n電極的n側接觸層并以其為氮化物半導體層情形下，上述超格子層最好組成在上述活性層與上述n側接觸層之層。
上述活性層與上述p側接觸層之間或上述活性層與上述n側接觸層之間所組成的層例如就LD元器件而言是用來作為載流子封閉層、光導層的涂敷層，以這些層作為超格子層，即可顯著降低閾值電流、電壓。
特別是，就活性層與上述p型接觸層間的某一例子而言，借助于以P型涂敷層為超格子層，降低閾值電流、電壓的效果很大。
在本發明第二氮化物半導體元器件中，最好在上述第1層及第2層中至少其一中摻雜決定導電型的雜質，且在超格子層中，最好使第1層與第2層的雜質濃度不同。決定導電型的雜質是指摻雜于氮化物半導體上在周期表第4A族、第4B族、第6A族、第6B族的n型雜質，以及屬于1A、1B族、2A族、2B族的p型雜質(以下，本說明書中記載有合適的n型雜質、p型雜質。)。
在本發明第二氮化物半導體元器件中，上述超格子層可組成供n電極接觸的n側接觸層，由于由此可降低n側接觸層的電阻，所以可進一步降低例如激光元器件的閾值電壓、閾值電流。
在上述第一及第二氮化物半導體元器件是在p導電側半導體區域具備超格子層的激光振蕩元器件情形下，最好組成有長度方向與諧振方向一致且具有預定寬幅的脊部。
本發明第一激光二極管是一種在含有n側涂敷層的n導電側半導體區域與含有p側涂敷層的p導電側半導體區域之間具備有活性層，并在此活性層中振蕩的氮化物半導體元器件，n側涂敷層是具有100以下膜厚的氮化物半導體所組成的第1層與組成上異于此第1層且具有100以下膜厚的氮化物半導體所組成的第2層積層而成的超格子層，且上述p側涂敷層是具有100以下膜厚的氮化物半導體所組成的第3層與組成上與此第3層不同且有100以下膜厚的氮化物半導體所組成的第4積層而成的超格子層。
由此，所述氮化物半導體元器件能降低激光振蕩時的閾值電流與閾值電壓。
在上述p側涂敷層與較該涂敷層上一層上組成有長度方向與諧振方向一致且具有預定寬度的脊部為佳。
本發明第三氮化物半導體元器件是在一層或二層以上的氮化物半導體層所組成的n導電側(下稱n側)半導體與由一層或二層以上氮化物半導體組成的p導電例(下稱p側)的半導體間，具有由氮化物半導體組成的活性層，上述n導電側半導體區域的至少一氮化物半導體層是帶隙能量與n型雜質濃度互異的第一與第二氮化物半導體層所積層而成的n側超格子層。
由此，可減少超格子層所構成氮化物半導體層的電阻，所以整個n導電側半導體區域的電阻可變小。
本發明第四氮化物半導體元器件是在一層或二層以上的氮化物半導體層所組成n導電側半導體電側半導體區域與一層或二層以上的氮化物半導體層所組成的p導電側半導體區域之間具有氮化物半導體組成的活性層，上述p導電側半導體區域的至少一氮化物半導體層內由帶隙能量及p型雜質濃度互異的第三及第四氮化物半導體層積層而成。
由此，可使超格子層所構成的氮化物半導體層的電阻變小，所以p導電側半導體區域整體的電阻可變小。
當然可不管第一氮化物半導體層與第二氮化物半導體層的積層次序，以及第三氮化物半導體層與第四氮化物半導體層的積層次序。
本發明第五氮化物半導體元器件是在一層或二層以上氮化物半導體層所組成n導電體側半導體區域與由一或二氮化物半導體層所組成p導電側半導體區域間形成活性層的氮化物半導體元器件，所述n導電側的半導體區域的至少一層氮化物半導體層是帶隙能量互異且n型雜質濃度不同的第一與第二氮化物半導體層積層而成的n側超格式層，上述p導電側半導體區域的至少一氮化物本導體層是帶隙能量且p型雜質濃度不同的第三及第四氮化物半導體層積層而成的p側超格子層。
由此，可使作為超格子層的氮化物半導體層的電阻變小，所以n導電側及p導電側半導體區域整體的電阻可變小。
本發明第三或第五氮化物半導體元器件如果n側超格子層例如是發光元器件、受光元器件等光電變換元器件，則組成連接于基板而組成的緩沖層、形成n電極的n側接觸層、用來封閉載流子的n側涂敷層及對活性層的發光進行導波的n側光導層中的至少一種層。第四或第五氮化物半導體元器件的p側超格子層組成為p電極組成的p側接觸層、封閉載流子用p涂敷層及對活性層的發光進行導波的p側光導層中的至少一種層。
本發明第三及第五氮化物半導體元器件，在n側超格子層中，帶隙能量大的第一氮化物半導體層的雜質濃度與帶隙能量小的第二氮化物半導體層的雜質濃度比較，可以較大，也可以較小。
在上述第一氮化物半導體層的雜質濃度比第二氮化物半導體層的雜質濃度大的情形下，由于可使載流子出現在帶隙能量大的第一氮化物半導體層，并注入到帶隙能量小的第二氮化物半導體層，使注入的載流子雜質濃度變小，并在移動度大的第二氮化物半導體層中移動，所以可使n側超格子層的電阻變小。
在上述第一氮化物半導體層的雜質濃度比第二氮化物半導體層的雜質濃度大的情形下，第一氮化物半導體元器件最好在超格子層的第一氮化物半導體層中，使接近第二氮化物半導體層部份(下稱近接部份)的n型或p型雜質濃度與遠離第二氮化物半導體層的部分相比較小。
由此，移動于第二氮化物半導體層中的載流子能借助在上述近接部份的雜質，防止散亂，并可進一步提高第二氮化物半導體層的移動度，進一步降低超格子層的電阻。
具體地說，在第三、第五氮化物半導體元器件中，在摻雜較多n型雜質于帶隙能量大的第一氮化物半導體層內的情形下，最好設定為第一氮化物半導體層的n型雜質在1×1017/cm3～1×1020/cm3范圍內，第二氮化物半導體層的n型雜質濃度較第一氮化物半導體層小，且在I×1019/cm3以下。帶隙能量小的第二氮化物半導體層n型雜質濃度宜在1×1018/cm3以下，且最好在1×1017/cm3以下。也就是說，由第二氮化物半導體層的移動度變高的觀點看來，第二氮化物半導體層的n型雜質濃度小的話小得適當，且使第二氮化物半導體層成為非摻雜層，即不摻雜雜質的狀態為最佳。
在上述第一氮化物半導體層的雜質濃度比第二氮化物半導體層的雜質濃度的情況下，在上述第二氮化物半導體中，最好接近上述第一氮化物半導體層部分的n型雜質濃度與遠離上述第一氮化物半導體層的部分相比較小。
進一步在上述第一氮化物導體層的雜質濃度比第三氮化物半導體層的雜質濃度小的情況下，最好上述第一氮化物半導體層的n型雜質濃度在1×1019/cm3以下，上述第二氮化物半導體層的n型雜質濃度在1×1017/cm3～1×1020/cm3范圍內。
上述第一氮化物半導體層宜在1×1018/cm3以下，較佳者在1×1017/cm3以下，最好為非摻雜(undope)，也即，最好為不摻雜雜質的狀態。
為了組成結晶性良好的n側超格子層，第三及第五氮化物半導體元器件，最好以AlYGa1-YN(0＜Y＜1)組成，并能形成與上述第一氮化物半導體層相比帶隙能量較大且結晶性較好的層，且最好以InXGa1-XN(0≤X＜1)組成，并能組成與上述第二氮化物半導體層相比帶隙能量較小且結晶性較好的層。
第三及第五的氮化物半導體元器件最好進一步在超格子層中，上述第二氮化物半導體層由GaN組成。由此可在相同環境氣體中生長上述第一氮化物半導體層(AlYGa1-YN)與上述第二氮化物半導體層(GaN)，故在超格子層組成的造上極為有利。
第三及第五氮化物半導體元器件能在超格子層中，以AlXGa1-XN(0＜X＜1)組成上述第一氮化物半導體層，以AlYGa1-YN(0＜Y＜1，X＞Y)組成上述第二氮化物半導體層。
此外，進一步最好不在上述第一氮化物半導層或上述第二氮化物半導體層上摻雜n型雜質。
就本發明第四及第五氮化物半導體元器件而言，在p側超格子層中，帶隙能量大的第三氮化物半導體層的雜質濃度與帶隙能量小的第四氮化物半導體層的雜質能量相比，可較大，也可較小。
在上述第三氮化物半導體層的雜質濃度比第四氮化物半導體層的雜質濃度大的情形下，由于在帶隙能量大的第三氮化物半導體層產生載流子并可將其注入帶隙能量小的第四氮化物半導體層，可使注入的載流子雜質濃度變小并在移動度大的第四氮化物半導體層移動，所以超格子層的電阻可變小。
就第四及第五氮化物半導體元器件而言，在上上述第二氮化物半導體層的雜質濃度比第四氮化物半導體層的雜質濃度大的情形下，在p側超格子層中，最好接近第四氮化物半導體層的部份(下稱近接部份)的p型雜質濃度與遠離第四氮化物半導體層的部份相比較小。由此，移動于第四氮化物半導體層中的載流子能利用上述近接部份的雜質，防止散亂，并能提高第四氮化物半導體層的移動度，降低超格子層的電阻。
在第四、第五氮化物半導體元器件中，在上述第三氮化物半導體層的雜質濃度比第四氮化物半導體層的雜質濃度大的情形下，最好設定為，帶隙能量大的第三氮化物半導體層的p型雜質濃度在1×1018/cm3～1×1021/cm3范圍內，第四氮化物半導體層的p型雜質濃度較第三氮化物半導體層的雜質濃度小且在1×1020/cm3以下。帶隙能量小的第四氮化物半導體層宜在1×1019/cm3以下，較佳者在1×1018/cm3以下。也就是說，由第四氮化物半導體層的移動度變高的觀點看來，如果第四氮化物半導體層的p型雜質濃度小，則最好小至適當程度，且最好使第四氮化物半導體層成為非摻雜層，即不摻雜雜質的狀態為佳。
在第四及第五氮化物半導體元器件中，在上述第三氮化物半導體層的雜質濃度比第四氮化物半導體層的雜質濃度小的情形下，在上述第四氮化物半導體層中，最好接近上述第三氮化物半導體層的部份的p型雜質濃度與遠離上述第三氮化物半導體層的部份相比較小。
在第四及第五氦化物半導體元器件中，在上述第三氮化物半導體層的雜質濃度比第四氮化物半導體層的雜質濃度小的情形下，最好上述第三氮化物半導體層的p型雜質濃度在1×1020/cm3以下，第四氮化物半導體層的p型雜質濃度在1×1018/cm3～1×1020/cm3范圍。
上述第三氮化物半導體層宜在1×1019/cm3以下，較佳者在1×1018/cm3以下，最好不摻雜(undope)，即不摻雜雜質的狀態為佳。
為了組成結晶性良好的超格子層，在第四及第五氮化物半導體元器件中，最好以AlYGa1-YN(0＜Y＜1)形成帶隙能量較大且結晶性良好的上述第三氮化物半導體層，并以InXGa1-XN(0≤X＜1)組成上述第四氮化物半導體層。上述第四氮化物半導體層最好進一步由GaN組成。由此，可在相同環境氣體中組成上述第三氮化物半導體層(AlYGa1-YN)與上述第四氮化物半導層(GaN)，故在超格子層的組成的造上極為有利。
在第四及第五氮化物半導體元器件中，也最好以AlXGa1-XN(0＜X＜1)組成上述第三氮化物半導體層，并以AlYGa1-YN(0＜Y＜1，X＞Y)組成上述第四氮化物半導體層。
在第四及第五氮化物半導體元器件中，最好不摻雜p型雜質在上述第三氮化物半導體層或上述第四氮化物半導體層。
就第五氮化物半導體元器件而言，在上述n側超格層中，上述第一氮化物半導體層的帶隙能量較上述第二氮化物半導體層的帶隙能量大，且上述第一氮化物半導體層的n型雜質濃度較高，另在上述p側超格子層中，可設定為上述第三氮化物半導體層的帶隙能量較上述第四氮化物半導體層的帶隙能量大，且上述第三氮化物半導體層的p型雜質濃度較上述第四氮化物半導體層的p型雜質濃度高。
在這種情形下，最好上述第一氮化物半導體層的n型雜質濃度在1×1017/cm3～1×1020/cm3范圍，第二氮化物半導體層的n型雜質在1×1019/cm3以下，且上述第三氮化物半導體層的p型雜質濃度1×1018/cm3～1×1021/cm3范圍，上述第四氮化物半導體層的p型雜質濃度在1×1020/cm3以下。
就第五氮化物半導體層元器件而言，可設定為，在上述n側超格子層中，上述第一氮化物半導體層具有較上述第二氮化物半導體層大的帶隙能量和比上述第二氮化物層大的n型雜質濃度，并且在上述p側超格子層中，上述第三氮化物半導體層可設定為具有較上述第四氮化物半導體層大的帶隙能量與較上述第四氮化物半導體層小的p型雜質濃度。
最好上述第三氮化物半導體層的p型雜質濃度在1×1020/cm3以下，第四氮化物半導體層的p型雜質濃度在1×1018/cm3至1×1021/cm3范圍。
就第五氮化物半導體元器件而言，可設定為，在上述n側超格子層中，上述第一氮化物半導體層具有較上述第二氮化物半導體層大的帶隙能量和比上述第二氮化物半導體層小的n型雜質濃度，在上述p側超格子層中，上述第三氮化物半導體層具有較上述第四氮化物半導體層大的帶隙能量與較上述第四氮化物半導體層大的p型雜質濃度。
在這種情形下，最好上述氣一氮化物半導體層的n型雜質濃度在1×1019/cm3以下，上述第二氮化物半導體層的n型雜質濃度在1×1017/cm3至1×1020/cm3范圍，上述第三氮化物半導體層的p型雜質濃度在1×1018/cm3～1×1021/cm3范圍，上述第四氮化物半導體層的p型雜質濃度在1×1020/cm3以下。
就第五氮化物半導體元器件而言，可設定為，上述n側超格子層中，上述第一氮化物半導體層具有較上述第二氮化物半導體層大的帶隙能量與較上述第二氮化物半導體層小的n型雜質濃度，并且在上述p側超格子層中，上述第三氮化物半導體層具有較上述第四氮化物半導體層大的帶隙能量與較上述第四氮化物半導體層小的p型雜質濃度。
在這種情形下，最好上述第一氮化物半導體層的n型雜質濃度在1×1019/cm3以下，上述第二氮化物半導體層的n型雜質濃度在1×1017/cm3×1×1020/cm3范圍，上述第三氮化物半導體層的p型雜質濃度在1×1020/cm3以下，第四氮化物半導體層的p型雜質濃度在1×1018/cm3～1×1021/cm3范圍。
就第五氮化物半導體元器件而言，在上述n側超格子層中，上述第一氮化物半導體層可由AlYGa1-YN(0＜Y＜1)組成，上述第二氮化物半導體層可由InXGa1-XN(0≤X＜)組成，在上述p側超格子層中，上述第三氮化物半導體層可由AlYGa1-YN(0＜Y＜1)組成，上述第四氮化物半導體層可由InXGa1-XN(0≤X＜1)形成。
此外，上述第二和第四氮化物半導體層以分別由GaN組成為佳。
就第五氮化物半導體元器件而言，在上述n側超格子中，上述第一氮化物半導體層可由AlXGa1-XN(0＜Y＜1，X＞Y)形成，上述第二氮化物半導體層可由AlYGa1-YN(0＜Y＜1，X＞Y)形成，在上述p側超格子層中，上述第三氮化物半導體層可由AlXGa1-XN(0＜X＜1)形成，上述第四氮化物半導體層可由AlYGa1-YN(0＜Y＜1，X＞Y)形成。
就第五氮化物半導體元器件而言，上述第一氮化物半導體層或上述第二氮化物半導體層最好是未摻雜有n型雜質的非摻雜層，且上述第三氮化物半導體層或上述第四氮化物半導體層最好是不摻雜有p型雜質的非摻雜層。
就上述第三、第四、第五氮化物半導體元器件而言，最好上述活性層含有InGaN層，上述InGaN層最好進一步為量子阱層。且上述活性層也最好為單一量子阱結構，或最好為多重量子阱結構。
本發明第二激光二極管是上述活性層位在p側涂敷層與n側涂敷層之間的激光振蕩元器件，上述p側涂敷層與上述q側涂敷層中至少其一是上述n側超格子層或上述p側超格子層。由此能構成閾值電流低的激光振蕩元器件。
就上述第二激光二極管而言，最好在上述p側涂敷層與活性層之間或上述p側涂敷層與活性層之間至少其一上組成由含有In的氮化物半導體或GaN所構成雜質濃度在1×1019/cm3以下的光導層。該光導層由于在上述活性層所發生的光吸收率低，所以可實現活性層發光極少減弱，可在低增益下振蕩的激光元器件。本發明為了降低光吸收率，上述光導層的雜質濃度宜在1×1018/cm3以下，較佳者在1×1017/cm3以下，最好為非摻雜。且最好令上述光導層為超格子結構。
最好進一步在上述光導層與活性層之間形成帶隙能量較活性層的井層及上述光導層的帶隙能量大，膜厚在0.1μm以下的氮化物半導體所組成的間隙層，該間隙層的雜質濃度最好設定在1×1018/cm3以上。這樣，借助于形成帶隙能量大的上述間隙層，可減少漏電。該光導層及間隙層組成在p導電側氮化物半導體層側效果較佳。
在本發明中，最好在使氮化物半導體生長在與氮化物半導體不同的材料所組成的異質基板上在此生長的氮化物半導體層上組成保護膜使此氮化物半導體層的表面露出一部份后，在從露出的氮化物半導體層上生長以包覆上述保護膜的氮化物半導體所組成的氮化物半導體基板上形成第三至第五氮化物半導體元器件。由此，因能使第三至第五氮化氮半導體元器件的各層結晶性良好，所以可組成具有優良特性的氮化物半導體元器件。
就本案發明而言，此異質基板與保護膜也最好以氮化物半導體元器件所組成(或所可組成)的氮化物半導體層為基板，并元器件生長前或生長后除去。
間隙層組成在p導電側氮化物半導體層側較具效果。在與本發明相關的激光二極管中，在p側涂敷層為超格子層情況下，最好在上述p側涂敷層及較p側涂敷層的上一層上形生長度方向與諧振方向一致且具有預定寬度的脊部。
本發明第六氮化物半導體元器件是在n側涂敷層與p側涂敷層之間具備活性層而此活性有內含In的第一氮化物半導體層，上述n側涂敷層由具有內含Al的第二氮化物半導體層而厚度在0.5μm以上的超格子層所組成，此n側涂敷層的μm所代表的厚度與此n側涂敷層所含百分比代表表的Al平均組成的積設定在4.4以上。
由此，在氮化物半導體發光元器件中，由于可提高上述n側涂敷層的光遮蔽效果，所以例如激光振蕩元器件能降低振蕩閾值，可延長壽命，并提高可靠性。
此外，在使用基板組成激光元器件情形下，雖然通常在接近基板側組成上述涂敷層，由此n側涂敷層光遮蔽不充份，則從n側涂敷層漏的光反射在基板，所以會產生遠視野圖型與近視野型等形狀的混亂，例如觀測出雷測光點變成多個的問題。但就本發明第六氮化物半導體元器件而言，由于如上所述，可提高n側涂敷層的光遮蔽效果，不致于混亂遠視野圖型與近視野圖型等的形狀，例如可發生光單一點的激光。
此外，在本發明第六氮化物半導體發光元器件中，最好上述n側涂敷層的厚度在0.8μm以上，上述n側涂敷層所含Al的平均組成在5.5％以上，或者，上述n側涂敷層的厚度在0.1μm以上，上述n側涂敷層所含Al的平均。組成在5％以上。
或者最好上述n側涂敷層的厚度在1.2μm以上，上述n側涂敷層所含Al的平均組成在45％以上。
此外，本發明第六氮化物半導體發光元器件中，最好p側涂敷層由具有內含Al的第三氮化物半導體層的超格子層組成，上述n側涂敷層較上述p側涂敷層厚。
最好上述p側涂敷層進一步較1.0μm薄。
此外，在本發明第六氮化物半導體發光元器件中，最好上述n側涂敷層與p側涂敷層的、含有上述活性層的厚度設定在200以上，1.0μm以下范圍。
附圖簡要說明圖1表示與本發明實施形態1相關的氮化物半導體元器件(LED元器件)結構的模式剖視圖。
圖2表示與本發明實施形態2相關的氮化物半導體元器件(激光二極管)結構的模式剖視圖。
圖3表示與本發明實施形態3相關的氮化物半導體元器件(激光二極管)結構的模式剖視圖。
圖4是圖5所示的激光二極管的立體圖。
圖5表示與本發明實施形態1的激光二極管中p側接觸層的膜厚與閾值電壓之間的關系。
圖6表示與本發明相關的實施例26的激光二極管結構的模式剖視圖。
圖7表示與本發明相關的實施例28的激光二極管結構的模式剖視圖。
圖8表示與本發明相關的實施例32的激光二極管結構的模式剖視圖。
圖9表示與本發明實施形態4相關的氮化物半導體元器件(激光二極管)結構的模式立體圖。
實施發明的最佳形態下面，參照附圖對實施本發明的氮化物半導體元器件實施形態進行說明。
實施形態1圖1是表示本發明實施形態1的氮化物半導體元器件結構的模式剖視圖。此氮化物半導體元器件是一種LED元器件，就其基本結構而言，是依序次藍寶石組成的成的基板1上積層GaN所組成的成的緩沖層2，Si摻雜n型GaN所組成的成的n側接觸層3、單一量子阱結構的InGaN所組成的成的活性層4、組成互異的第1層與第2層積層的超格子層所組成的成的p側接觸層6積層而成。并且在實施形態1的氮化物半導體元器件中，在p側接觸層6表面的大致整個平面上組成透光性全面電極7，全面電極7表面5設有接合用p電極8，蝕刻除去氮化物半導體層的一部份而在露出的n側接觸層2表面上設有n電極9。
實施形態1之氮化物半導體元器件由于具備以摻雜有作為p型雜質的鎂的InxGa1-xN(0≤X≤1)所組成的成膜厚30的第1層，以及摻雜有與第1層同量的同樣是作為p型雜質的鎂的p型AlYGa1-YN(0≤Y≤1)所組成的成膜厚30的第2層積層而成的超格子層，構成具有低電阻值的p側涂敷層5，所以可降低Vf。在這種組成超格子在p層側的情形下，摻雜鎂、Zn、Cd、Be等p型雜質于第1層和/或第2層上來作為具有p型導電型的超格子層。就積層而言，以第1+第2+第1……，或第2+第1+第2……的順序較佳，并至少積層二層以上構成各個氮化物半導體所組成的超格子層的第1層與第2層并不限在上述InxGa1-xN(0≤X≤1)所組成的成的層以及AlYGa1-YN(0≤Y≤1)所組成的成的層，組成互異的氮化物半導體結構也可。且第1層與第2層的帶隙能量不論其不同或相同均可。例如，如果以InxGa1-xN(0≤X≤1)構成第1層，以AlYGa1-YN(0＜Y≤1)構成第2層，則第2層的帶隙能量必然變成比第1層大，如果以InxGa1-xN(0≤X≤1)構成第1層，以InzAl1-zN(0＜Z≤1)構成果2層，則第1層與第2層固然組成不同，其帶隙能量卻可相同。并且如果以AlYGa1-YN(0≤Y≤1)構成第1層，以InzAl1-zN(0＜Z≤1)構成第2層，則同樣地，雖然第1層與第2層不同，但帶隙能量卻可相同。
也就是說，本發明若為具有后述作用的超格子層，第一層與第2層的帶隙能量不管相同與否均可。如以上所述，所謂的超格子層由于是組成不同的極薄層的積層，因各層的厚度極薄，所以是指不會隨著格子不整而產生缺陷的積層，是含有量子阱結構的大的概念。這種超格子層內部并無缺陷，通常，隨著格子不整稱為偏斜超格子。本發明即使以As、P等V族元素置換第1層、第2層的一部分N(氮)，N仍包含在氮化物半導體中。
本發明構成超格子層的第1層、第2層膜厚大于100的話，第1層與第2層即變成彈性偏斜限度以上的膜厚，由于此膜中容易帶有微少裂縫或結晶缺陷，所以最好設定為100以下的膜厚。且本實施形態1為進一步增進結晶性，第1層、第2層的膜厚宜設定在70以下，可說是較薄，最好設定為40～10。本發明即使可設定在10以下(例如第1原子層或第2原子層)，如果設定在10以下，例如在用超格子層組成500以上膜層的涂敷層情形下，便會變成積層數增加，由于組成的程、組成時間與勞力所費不貲，所以第1層、第2層的膜厚最好設定為大于10。
在圖1所示本實施形態1的氮化物半導體情形下，超格子層所組成的p型涂敷層5組成于活性層4與電流注入層的p側接觸層6之間，用來作為載流子封閉層。這樣，特別是在以超格子層作為載流子封閉層情形下，必須使超格子層的平均帶隙能量較活性層大。因此就氮化物半導體而言，含有具備較大帶隙能量的AlN、AlGaN及InGaN等的Al的氮化物半導體被用來作為載流子封閉層。此層中的AlGN作為單一層來生長而變厚的話，即易于在結晶生長中摻入涂敷層。
而且，本實施形態1作成第1層及第2層中至少一方至少含有Al的氮化物半導體，且最好為AlYGa1-YN(0＜Y≤1)，借助于以彈性偏斜限度以下的膜厚使第1層與第2層交互生長，組成裂縫少、結晶性極佳的超格子層而用來作為帶隙能量大的涂敷層。
在這種情形下，若以100以下的膜厚使不含Al的氮化物半導體層來生長為第1層，并在其上組成含有氮化物半導體所組成的第2層，第1層即使用來作為第2層生長時緩沖層，也難以滲入第2層中，而可進一步組成無裂縫而結晶極佳的超格子層。因此，本第1實施形式最好以InxGa1-xN(0≤X≤1)所組成的成的第1層(第2層)與AlYGa1-YN(D≤Y≤1，X≠Y＝0)所組成的成的第2層(第1層)來構成超格子層。
在本實施形態1之氮化物半導體元器件中，構成作為超格子層的p側涂敷層5的第1層及第2層中至少其一層上，為調整載流子濃度，最好摻雜有將此層導電型設定為p型的雜質。且在p型雜質摻雜于第1層及第2層情形下，也最好摻雜第1層與第2層不同的濃度。于第1層、第2層上摻雜不同濃度的話，其一層的載流子濃度即可實質上提高而降低超格子層整體的電阻值。這樣，就本發明而言，最好分別于第1層、第2層上摻雜不同濃度的雜質，也最好在第1層，第2層的任一方摻雜雜質。
且特別就本發明而言，第1層及第2層上的摻雜的雜質濃度不限于此，p型雜質通常宜調整為1×1016/cm3～1×1022/cm3，較佳者為1×1017/cm3～1×1021/cm3，最好為1×1018/cm3至2×1020/cm3范圍。少于1×1016/cm3的話，則難以獲得降低Vf，閾值電壓的效果，超過1×1022/cm3的話，超格子的結晶性即有惡化的傾向。且n型雜質最好調整成相同范圍。其理由相同。
如以上述結構的超格子層由于使第1層及第2層的膜厚在彈性偏斜界限以下，所以可降低結晶格子缺陷，可減少微小的涂敷層，并可顯著增進結晶性，結果即不致于過度損及結晶性，可增加摻雜量，由于借此可增加n型氮化物半導體層、p型氮他物半導體層的載流子濃度，且此載流子不可移動且不因結晶缺陷而散亂，與不具有超格子結構的p型或n型氮他物半導體相比，可使電阻率降低1位數以上。
因此，就本實施形態1的氮化物半導體元器件(LED元器件)而言，使用超格子層來組成一向難以獲得低電阻氮化物半導體層的P導電側半導體區域251就實施形態1而言，該p型涂敷層5與p型接觸層6所組成的區域的p型涂敷層，借助于降低此p型涂敷層5的電阻值，可降低Vf。氮化物半導體極難獲得p型結晶，即使獲得，與n型氮化物半導體相比，通常電阻率高出1位數以上。因此，借助于組成p型超格子層在p導電側，即可使超格子層所構成的p型層的電阻降得極低而顯著降低Vf。就已知p型結晶制造技術而言，已知有一種熱焰摻雜的p型雜質的氮化物半導體層，利用除去氫，組成的造p型氮化物半導體(日本專利第2540791號)。即使獲得p型氮化物半導體，其電阻率也在Ω·cm以上。借助于以此p型層為p型超格子層，即可增進結晶，根據我們的研究，該p層電阻率與已知者比較，可降低1位數以上，并有顯著降低Vf的效果。
且就實施形態1而言，如上所述，最好以InxGa1-xN(0≤X≤1)組成第1層，(第2層)，以AlYGa1-YN(0≤Y≤1，X≠Y＝0)組成第2層(第1層)，由于借此可組成結晶性良好而無裂縫的超格子層，所以可提高元器件壽命。
接著，比較本發明與包含我們以前所申請的日本專利公報的公開文獻所揭示的已知例進行說明。
首先就與本發明類似的技術而言，我等曾提出日本特開平8-228048號。本技術是在夾有活性層的涂敷層外側和/或p型涂敷層外側(即遠離活性層一側，組成由AlGaN，GaN，InGaN等構成的多層膜以作為激光的光反射膜。此技術由于組成多層膜來作為光反射膜，其各層膜厚由于用λ/4n(n氮化物半導體折射率，λ波長)設計，所以非常厚。因此，多層膜的各層膜厚并非在彈性偏斜界限以下。且美國專利第5,146,465號以AlXGa1-XN/AlYGa1-YN所組成的成的鏡夾住活性層的結構的激光元器件。此技術由于與上述技術一樣以AlGaN/AlGaN為鏡來作用，所以各層膜厚須很厚。且AlGaN的硬半導體會組成裂縫，無論哪一層積層都非常困難。
另一方面，本實施形態1以構成超格子層方式設定第1與第2層的各膜厚(最好二者均設定在100以下的臨界膜厚以下)，與上述技術不同。即，本發明利用構成超格子層的氮化物半導體的歪斜超格子所造成的效果來提高結晶性，降低Vf。
日本專利特開平5-110138號、特開平5-110139號公報進一步公開了將薄膜AlN與GaN積層而獲得AlYGa1-YN的結晶的方法。此技術由于是獲得預定混晶化的AlYGa1-YN混晶而將數10膜厚的AlN、GaN積層的技術，所以與本發明的技術不同。而且，由于沒有InGaN組成的活性層，所以裂縫容易出現在超格子層內。且日本專利特開平6-21511號、6-268257號公報揭示了雙異質結構的發光元器件，此雙異質結構是有積層GaN和InGaN的多重量子阱結構的活性層。而本發明是以活性層以外的層來作為多重結構的技術，所以也與此技術不同。
以活性層以外的層來作為超格子層的結構日本特開平2-288371號公報(美國專利第5,005,057)中有揭示，但此公報所揭示的超格子層是BP層與GaAlN層所組成的超格子層，就這點而言，本發明組成互異的氮化物半導體層的超格子層與其構成不同，且作用效果不同。
本發明元器件在活性層上具有InGaN，至少內含銦的氮化物半導體情形下，具有顯著的超格子效果。InGaN活性層最適合用來作為隙能量小的氮化物半導體元器件的活性層。因此，若組成InXGa1-XN與AlYGa1-YN所組成的超格子層來作為夾住活性層的層，由于與活性層的帶隙能量差、折射率差可變大，所以可在此超格子層作為激光元器件來實施時，作為極其優良的光遮蔽層來運作(適用于實施形態2的氮化物半導體元器件)。由于InGaN的結晶的性質與含有其他lnGaN的Al的氮化物半導體相比極柔軟，所以以InGaN為活性層的話，積層而成的各氮化物半導體不易有裂縫。相反地，以InGaN氮化物半導體為活性層，會有結晶性質硬以致于結晶體易有裂縫的傾向。
就本實施形態1而言，最好調整為，p側接觸層6的膜厚宜在500以下，較佳者在300以下，最佳者在200以下。其原因在于，如上所述借助于將電阻率與在數Ω·cm以上的p型氮化物半導體層膜厚調整在500以下，由于借以可進一步降低電阻率，并能降低閾值電流、電壓。此外，能增加自p型層所除去的氫的量，進一步降低電阻率。
如以上詳細說明，就本實施形態1的氮化物半導體元器件(LED元器件)而言，由于以第1層與第2層所積層的超格子層來構成p型涂敷層，所以可將此p型涂敷層5的電阻降至極低，并可降低此LED元器件的順向電壓。
上述實施形態1雖然使用超格子層在p側涂敷層，但本發明并不限于此，也可使用p型超格子層在p側接觸層6即，也可為電流(正孔)注入的p側接觸層6，例如InxGa1-xN所組成的第1層，與AlYGa1-YN所組成的第2層積層而成的。以p型接觸層6為超格子層，在第1層的帶隙能量較第2層小的情況下，最好使帶隙能量小的InxGa1-xN或GaN所成的第1層為最外層表面而與P電極接觸的層，由此即可獲得與p電極的接觸電阻小的較佳電阻。此情形雖然發生在帶隙能量小的第1層，但易于獲得載流子濃度較第2層高的氮化物半導體層。且本發明在上述p側涂敷層及p側接觸層以外的p型氮化物半導體層進一步組成在p導電側半導體區域251上情形下，也最好以超格子層組成此p型氮化物半導體層。
就以上實施形態1而言，雖然使用超格子層在p側涂敷層5，但本發明不限在p導電側半導體區域251，也可使用n型超格子層在n導電側半導體區域201的n側接觸層3上。這樣，在以n側接燭層3為超格子層情形下，可例如摻雜Si，Ge等n型雜質于第1層及感第2層上，在基板I與活性層4之間組成具有n型導電型的超格子層來作為n型接觸層3。在這種情形下，經確認，特別是若以n型接觸層3為雜質濃度不同的超格子層，則有橫向電阻降低，例如在激光二極管中降低閾值電壓、電流的傾向。
此情形發生在帶隙能量大的一層上，在以摻雜有大量n型雜質的超格子層為n層側接觸層情形下，據推知具有類似于以下的HEMT(高電子移動率電晶體)作用所產生的效果。就摻雜n型雜質的帶隙大的第1層(第2層)與帶隙小的非摻雜{(undope)；以下是指未摻雜雜質狀態下的(非摻雜)}的第2層(第1層)積層而成的超格子層而言，帶隙能量大的層側在添加n型雜質的一層與非摻雜層間的異質接合界面上耗盡，而在帶隙能量小的層側厚度(100)前后界面上蓄積電子(二次元電子云)。此二次元電子云由于可蓄積在帶隙能量小的層側，所以經推知，在電子移動時不致于造成雜質散亂，超格子層的電子移動度提高，且電阻率降低。
在本發明中，在n側接觸層設在n導電側半導體區域201情形下，也可以此n側涂敷層為超格子層。而在n側接觸層及n側涂敷層外的n型氮化物半導體層組成在n導電側半導體區域201上情形下，也可以此n型氮化物半導體層為超格子層。但在超格子層所組成氮化物半導體層設在n導電側半導體區域201情形下，當然也可以作為載流子遮蔽層的n側涂敷層或電流(電子)注入的n側接觸層3來組成超格子結構。
這些，在超格子層設于活性層4與基板1間的n導電側半導體區域201情形下，構成超格子層的第1層，第2層上也最好不摻雜雜質。其原因在于，即使氮化物半導體不摻雜，也具有n型性質。但在如上所述組成在n層側的情形下，最好將Si、Ge等n型雜質摻雜于第1層、第2層上并設定雜質濃度差如上所述，組成超格子層在n導電側半導體區域的效果與超格子層設在p導電側半導體區域251的情形一樣，均可提高結晶性。詳細地說，在氮化物半導體元器件具有異質接合情形下，通常n型、p型載流子封閉層是占以帶隙能量較活性層大的AlGaN來構成。AlGaN結晶生長極為困難，例如以單一組或在0.5flm以上膜厚來生長的話，會有結晶中易產生裂縫的性質。如果本發明以彈性歪斜界限以下膜厚用第1層、第2層來積層組成超格子層的話，由于可結晶性極佳地積層第1層、第2層，所以可生長結晶性良好的涂敷層。因此，n導電側半導體區域201整體的氮化物半導體結晶性得以增進，由在n導電側半導體區域201整體的移動度可以增大，所以以此超格子層為涂敷層的元器件可降低Vf。且在摻雜Si、Ge雜質于超格子層上而以超格子層為接觸層情形下，會有類似在上述HEMT的顯著效果，可進一步降低閾值電壓Vf。
本發明也可不在第1層、第2層上，即不在超格子層上摻雜決定導電型的雜質。此未摻雜雜質的超格子層在組成在n導電側半導體區域201情形下，可組成為載流子封閉層(光遮蔽層)與活性層間的任一層。
本發明中，由于超格子層可用來作為組成于夾住設活性層的n導電側半導體區域201或p導電側半導體區域251上作為載流子封閉層的涂敷層、活性層的光導層或與電極連接所組成的電流注入層，所以構成超格子層的氮化物半導體的平均帶隙能量最好調整成大于活性層。
如上所述，在本說明書中，就活性層與p電極之間由氮化物半導體層所組成的區域而言，所謂p導電側半導體區域并非意指可構成此半導體區域的氮化物半導體層具有p型導電性。同樣地，就活性層與GaN基板100之間由氮化物半導體層所組成的區域而言，所謂n側導電性半導體區域并非意指可構成此區域的氮化物半導體層具有p型導電性。
實施形態2下面，對本發明實施形態2進行說明。
圖2是表示本發明實施形態2的氮化物半導體元器件結構模式的剖視圖(垂直于激光諧振方向的剖視)，該氮化物半導體元器件是一種氮化物半導體激光二極管元器件，具有氮化物半導體所組成的活性層16，且此氮化物半導體夾設在例如以C面為主面的藍寶石等基板10上的n導電側半導體區域202(由n側接觸層12、裂縫防止層13、n側涂敷層14及n側光導層15組成)與p導電側半導體區域252(由間隙層17、p側光導層、p側涂敷層19及p側接觸層20組成)之間。
本實施形態2的氮化物半導體元器件在n導電側半導體區域202中以超格子層組成n側涂敷層14，并在p導電側半導體區域252中以超格子層組成p側涂敷層19，由此將作為激光二極管的氮化物半導體元器件的閾值電壓設定為低電壓。下面參照圖2詳細地說明實施形態2的氮化物半導體元器件。
在實施形態2的氮化物半導體元器件中，首先經p由緩沖層11與第二緩沖層112在基板101上形成n側接觸層12，進一步在n側接觸層12上積層裂縫防止層13、n側涂敷層14及n側光導層，以組成n導電側半導體區域202。且露出裂縫防止層13二側的n側接觸層12表面上分別組成與n側接觸層12電阻接觸的n側電極23，在該n側電極23上例如組成有線焊用n側焊盤電極。并在n側光導層15上組成氮化物半導體所組成的成的活性層16，進一步在此活性層16上積層間隙層17、p側涂敷層19與p側接觸層20以組成p導電側半導體區域252。進一步在p側接觸層20上組成與此p側接觸層20電阻接觸上組成與此p側電極，在該p側電極21上形成例如有線焊用p側焊盤電極。且在p側接觸層20及p側涂敷層19組成沿諧振方向伸延的峰狀脊部，借助于形成此脊部，在活性層16中)在寬度方向(與諧振方向正交的方向)遮蔽光線，使用沿垂直于脊部的方向劈開的劈開面，組成的造沿脊部長度方向諧振器。
下面，對實施形態2的氮化物半導體元器件的各構成元件進行說明。
(基板10)在基板10上是以C面為主面的藍寶石，以R面、A面為主面的藍寶石，其它是尖晶石(鎂Al204)絕緣性基板，且此外可用SiC、(含6H、4H、3C)ZnS、ZnO、GaAs、GaN等半導體基板。
(緩沖層11))緩沖層11在900℃以下溫度生長例如AlN、GaN、AlGaN、InGaN等以組成數十至數百的膜厚，此緩沖層11雖然緩和基板與氮化物半導體的格子常數失配而組成，但也可根據氮他物半導體生長方法、基板的種類等予以省略。
(第2緩沖層112)第2緩沖層112是在較上述緩沖層更高溫下的生長單晶氮化物半導體組成在上述緩沖層11上的較緩沖層11厚的層。此第2緩沖層112是n型雜質濃度較后續的生長n側接觸層112小的層，或是不摻雜n型雜質的層。且，策2緩沖層112可例如以InxAlyGa1-x-yN(0≤X，0≤Y，x+v≤1)構成，特別是，其組成不用說，宜為非摻雜的Al(Y值)在0.1以下的AlyGa1-YN，最好為非摻雜的GaN。即，由這種組成，可增進第2緩沖層112的結晶性，進一步借助于非摻雜GaN組成第2緩沖層112，可組成結晶性最佳的第2緩沖層。且最好以超格子進一步組成該n側接觸層。
這樣，在生長n側接觸層12之前，雜質濃度極小，借助于生長結晶性良好的第2緩沖層112，即生長載流子濃度大且結晶性良好的n側接觸層12而使其變得較厚。即，雖然高載流子濃度的n側接觸層因有必要生長n型雜質濃度大的氮化物半導體層，但雜質濃度大的厚氮化物半導體層難以結晶性良好地生長。因此，不組成n側緩沖層112而組成n側接觸層的話，則不僅組成結晶性差的n側接觸層，而且在結晶性差的n側接觸層上，生長活性層等以外的氮化物半導體，其上所組成的層會自下層導致裂縫，其上所組成的層(活性層等)也無法結晶性良好地生長。因而，此第2緩沖層112不僅結晶性良好地組成n側接觸層，也能結晶性良好地組成各個構成氮他物半導體元器件的半導體層。
該第2緩沖層112的膜厚宜在0.1μm以上，較佳者在0.5μm以上，最佳者最好調整為1μm以上，20am以下。第2緩沖層112在0.1μm以下的話，則無法充份提高n側接觸層12的結晶性。大于20Am的話，則有第2緩沖層112本身容易增加結晶缺陷的傾向而降低緩沖層的功能。且第2緩沖層在不超過20μm范圍內生長成較厚情形下，其優點在于可提高散熱性。在組成的造激光元器件的場合，第2緩沖層112因易于熱擴張而可提高激光元器件的壽命。激光的漏泄光會在第2緩沖層112內擴散而易于獲得接近橢圓形的光。并且第2緩沖層112也可在使用GaN、SiC、ZnO等導電性基板的場合下予以省略。
(n側接觸層12)n側接觸層12用來作為組成負電極的接觸層，例如由Si摻雜的GaN所組成，最好調整為0.2μm以上，4μm以下的厚度。小于0.2μm的話，則此后在組成負電極時，難以控組成的蝕刻率使此層露出，另一方面，在4μm以上的話，即會在雜質影響下造成結晶性劣化。該n側接觸層12的氮化物半導體上所摻雜n型雜質的濃度在1×1017/cm3至1×1021/cm3范圍，最好調整為1×1018cm3至1×1019/cm3。若是小于1×1011/cm3的n電極材料，由于難以獲得較佳電阻，所以激光元器件無法降低閾值電流、電壓，若大于1021/cm3，則元器件本身的漏電即會增多，且由于結晶性也劣化，故元器件壽命也會縮短。且在n側接觸層12中，為了減少與n電極，23電阻接觸的阻擾，并為了提高此n側接觸層12的載流子濃度，最好其雜質濃度較n涂敷層14大。且n側接觸層12在使用GaN、SiC、ZnO等導電性基板并在基板內側設有負電極情況下，不用來作為接觸層，而是用來作為緩沖層。
此外，能使用第2緩沖層11與n側接觸層12中的至少一層來作為超格子層。用來作為超格子層的話，此層的結晶性即可顯著增進并可降低閾值電流。最好以較第2緩沖層11的膜厚更薄的n側接觸層12為超格子層。在以n側接觸層n為帶隙能量互異的第1層與第2層所積層而成的超格子結構的情形下，最好使帶隙能量小的一層露出而組成n電極，由此可降低與n電極23接觸的電阻并可降低閾值。且就n型氮化物半導體而言，可獲得較佳電阻的n電極材料有Al、Ti、W、Si、Zn、Sn、In等金屬或合金。
借助于以n型接觸層n為雜質濃度不同的超格子層，即可類似于實施形態1中所說明的HEMT的效果，降低橫向電阻，并可降低LD元器件的閾值電壓、電流。
(裂縫防止層13)裂縫防止層13例如由摻雜5×1018/cm3Si的In0.1Ga0.9組成，且例如具有500膜厚。此裂縫防止層13為含有In的n型氮化物半導體，最好生長我們InGaN來組成，由此即可防止在其上形成含有Al的氮化物半導體層中發生裂縫。該裂縫防止層13最好生長100以上，0.5μm以下的膜厚。小于100的話，即難以發揮上述裂縫防止的作用，大于0.5μm的話，結晶本身即有變黑的傾向。在以本實施形態1的n側接觸層為超格子情形下，或者在以接著生長的n側涂敷層14為超格子層情形下，該裂縫防止層13也可省略。
(n型超格子所組成的n側涂敷層14)n側涂敷層是例如由摻雜5×1018/cm3Si的n型AlO.2Ga0.8N組成，由具有20膜厚的第1層和非摻雜GaN的組成，由具有20膜厚的第2層交互積層的超格子層所組成，整體例如具有0.5μm膜厚。該n型涂敷層14作為載流子封閉層及光蔽層來使用，在作為超格子層情況下，最好使其中一層生長有Al的氮化物半導體，最好生長AlGaN，借助于較佳者在100以上，2μm以下.最佳者在500以上，1μm以下生長，組成良好的載流子封閉層。該n型涂敷層14可以用單一氮化物半導體生長，也可組成作為超格子層而無裂縫且結晶性良好的封閉層。
(n側光導層15)n側光導層15例如由摻雜5×1018/cm3Si的n型GaN組成，具有0.1μm的膜厚。此n側光導層15用來作為活性層光導層，最好生長GaN、InGaN來組成，通常生長100-5μm，最好進一步生長200-1μm膜厚。且此光導層15也可作為超格子層。在n側涂敷層作為超格子層情形下，構成超格子層的氮化物半導體層的平均帶隙能量較活性層大。在作為超格子層的情形下，第1層及第2層的至少一層可摻雜雜質，也可不摻雜。且此光導層15可以為單獨非摻雜的氮化物半導體或為非摻雜氮化物半導體所積層而成的超格子層。
(活性層16)活性層16由一例如摻雜8×1018/cm3Si的In0.8Ga0.8N所組成而具有25膜厚的井層，以及摻雜8×1018/cm3Si的In0.05Ga0.95N所組成而具有50膜層的障壁層交互積層而構成具有預定膜厚的多重量子阱結構(MOW)。在活性層16中，井層與障壁層宜二者均摻雜雜質或僅其一方摻雜。且摻雜n型雜質的話，閾值即有降低的傾向。在依此方式以活性層16作為多重量子阱結構的情形下，必然地，由于積層帶隙能量小的井層與帶隙能量較井層小的障壁層，所以超格子層有所區別。井層的厚度宜在100以下，較佳者在70以下，最佳者在50以下。障壁層厚度宜在150以下，較佳者在100以下，最好在70以下。
關于量子阱結構的活性層，本申請人于先前所申請的日本特開平9-148678號公報(美國專利申請案第08/743,729，是根據日本專利特開平9-148678號提出申請)有所揭示，本發明可使用該公報所揭示的活性層、單一量子阱結構的活性層及各種活性層。
(p側間隙層17)p側間隙層17的帶隙能量較活性層16大，例如由摻雜1×1020/cm3鎂的p型AlO.3Ga0.7N組成，且例如有200膜厚。就本實施形態2而言，雖然最好使用間隙層17，但由于該間隙層由薄的膜厚組成，所以本發明也可摻雜n型雜質而作為補償載流子的i型。p側間隙層17的膜厚宜調整為0.1μm以下，較佳者在500以下，最佳者在300以下。生長大于0.1μm膜厚的話，則p側間隙層17中易于產生裂縫，而難以生長結晶性良好的氮化物半導體層。并且，p側間隙層17膜厚在0.1μm以上的話，則載流子在隧道效應下無法通過構成能帶的p型間隙層17，考慮到該隧道效應下載流子的通過情形，如上所述，最好設定在500以下，并進一步設定在300以下。
由于在p側間隙層17上易于使LD元器件振蕩，所以最好使用Al組成比大的AlGaN，此AlGaN越薄，LED元器件超容易振蕩。例如，Y值為0.2以上的AlYGa1-YN的話，最好調整為500以下。p側間隙層17的膜厚下限雖無特別限定，但最好組成10以上的膜厚。
(p側光導層18)p側光導層18是帶隙能量較p側間隙層17小，例如由摻雜1×1020/cm3鎂的p型GaN組成，具有0.1μm膜厚。該p側光導層18用來作為活性層16的光導層，與n側光導層15相同，用生長GaN、InGaN來組成。且此層也可用來作為p側涂敷層19生長時的緩沖層，宜生長100-5μm，最好200-1μm的膜厚，由此用來作為較佳光導層。此p側光導層通常摻雜鎂等p型雜質成為p型導電型，但也可特別不摻雜雜質。且也可使該p側光導層成為超格子層。在作為超格子層的情形下，第1層及第2層的至少一方可摻雜p型雜質也可以不摻雜。
(p側涂敷層19＝超格子層)p側涂敷層19是一例如摻雜1×1020/cm3鎂的p型AlO.2Ga0.8N所組成的例如具有20膜厚的第1層，以及例如摻雜1×1020/cm3鎂的p型GaN所組成的具有20膜厚的第2層交互積層而成的超格子層。該p側涂敷層與n側涂敷層14相同，都用來作為載流子封閉層，特別是用來作為降低p型層電阻率的層。該p側涂敷層19膜厚雖無特別限定，但最好組成為100以上，2μm以下，此外，最好組成為500以上，1μm以下。
(p側接觸層20)p側接觸層20是例如由摻雜2×1020/cm3的p型GaN組成在p側涂敷層19上并例如具有150膜厚。該p側接觸層20可以p型InxAlYGa1-X-YN(0≤X，0≤Y、x+Y≤1)來構成，最好如上所述是摻雜鎂的GaN，這樣即可獲得與p電極21接觸的最佳電阻接觸。p側接觸層的膜厚調整在500以下，較佳者在300以下，最好在200以下。其原因在于，借助于如上所述將電阻率在數Ω·cm以上的p型氮化物半導體層膜厚調整在500以下，可進一步降低電阻率，從而降低閾值電流、電壓。且可增加從p型層去除的氫量，進一步降低電阻率。
本發明的p側接觸層20也可用來作為超格子層。在作為超格子層情形下，特別是積層帶隙能量不同的第1層與第2層，以第1+第2+第1+第2……方式積層，最后則將帶隙能量小的一層露出而獲得與p電極21較佳的歐姆接觸。p電極21的材料可例如為Ni、pd、Ni/Au等。
本實施形態2如圖2所示，在p電極21與n電極23問所露出的氮化物半導體層表面上組成SiO2所組成的絕緣膜25，經由該絕緣膜25上組成的開口部，形成與p電極21電連接并與焊盤電極22和n電極23連接的n焊盤電極24。該p焊盤電極22擴大p電極21的實質表面積，可沿p電極側線焊、片焊，以防止n焊盤電極24與n電極23剝離。
上述實施形態2的氮化物光導層元器件是使第1層與第2層成彈性偏斜界限以下的膜厚予以積層的超格子層，而具有結晶性良好的p型涂敷層19。由于由此本實施形態2的氮化物半導體元器件可比不具有超格子結構的p側涂敷層降低1位數以上的p側涂敷層19的電阻值，所以可降低閾值電壓、電流。
就本實施形態2的氮化物半導體元器件而言，連接含有p型AlYGa1-YN的p側涂敷層19而以帶隙能量小的氮化物半導體來作為p側接觸層20，借助于組成薄度在500以下的膜厚，使p側接觸層20的載流子濃度實質上增高，而獲得與p電極接觸的較佳電阻，從而可降低元器件的閾值電流、電壓。并且在生長n側接觸層之前，由于具有第二緩沖層112，所以可增進第二緩沖層112上所生長的氮化物半導體的結晶性，延長元器件的壽命。最好以第二緩沖層112上所生長的n側接觸層為超格子層，這樣能降低橫向電阻值而獲得閾值電壓、閾值電流降低的元器件。
本實施形態2的LD元器件良好在活性層16中包括InGaN那樣的至少內含銦的氮化物半導體情形下，以InXGa1-XN與AlYGa1-YN交互層積層在的超格子層作為夾設活性層的層(n側涂敷層14及p側涂敷層19)。由此可擴大活性層16與該超格子層的帶隙能量差、折射率差，所以在以該超格子層為激光元器件時，可用來作為優良的光遮蔽層予以作動。并且由于InGaN在結晶性質上較其他含有AlGaN的Al的氮化物半導體柔軟，所以以InGaN為活性層的話，則積層而成的各氮化物半導體層整體即不容易有裂縫。由此即可延長LD元器件的壽命。
在本實施形態2組成是具有活性層16的雙異質結構的半導體元器件而此活性層16具有量子阱結構的情形下，連接于此活性層16而設有間隙能量較活性層16大且膜厚在0.1μm以下的氮化物半導體所組成的p側間隙層17，最好設有包含Al的氮化物半導體所組成的p側間隙層，在較此p側間隙層17更遠離活性層的位置上設有帶隙能量較p側光導層18大的氮化物半導體，并設有具備超格子結構的p側涂敷層19，而此超格子結構含有最好包含Al的氮化物半導體。且為了使p側間隙層17的帶隙能量增大即自n層注入的電子會被阻止封閉于此間隙層，由于電子不會于溢出活性層，所以元器件的漏電減少。
以上實施形態2的氮化物半導體元器件雖然是一種用來作為激光元器件的較佳結構，但本發明n型超格子層可在活性層16下面的n導電側半導體區域202中至少有一層，或者，p型超格子層也可在活性層16上的p導電側半導體區域252中至少有一層，在元器件結構上并無特別限組成的。但最好在上述超格子層組成在p導電側半導體區域252中情形下，組成在用來作為載流子封閉層的p側涂敷層上，在組成在n導電側半導體202的場合下，組成用來作為與n電極連接的電流注入層的n接觸層或用來封閉載流子的n涂敷層14，以降低元器件的Vf閾值。且與實施形態2相同的結構不用說也適用于LED元器件(其中，LED元器件并不需要脊部)。
如上述結構的實施形態2的氮化物半導體元器件在各層組成后，最好不含H的氣體，例如氮氣中，在400℃以上，例如在700℃進行退火，由此可使p型氮化物半導體層區域的各層進一步低電阻化，所以可降低閾值電壓。
就實施形態2的氮化物半導體元器件而言，p側接觸層12表面上由Ni與Au所組成的成的p電極21組成帶狀，使n側接觸層相對于該p電極左右對稱露出，將n電極23設在該n側接觸層表面的大致整個平面上。這樣，在使用絕緣性基板情形下，相對在p電極21兩側左右對稱而設置的n電極23的結構即可極其有利于降低閾值電壓。
本實施形態2在垂直于脊部(帶狀電極)的方向所劈開的劈開面(諧振面)上組成由SiO2與TiO2組成的電介質多層膜。
這樣，在本發明中，由于超格子層用來作為夾設活性層的n型區域或p型區域中所組成用來作為載流子封閉層的涂敷層、活性層的半導體或連接電極而組成的電流注入層，所以最好調整成構成超格子層的氮化物半導體的平均帶隙能量較活性層大。
實施形態3圖3是表示本發明實施形態3的氮化物半導體元器件的結構的模式剖視圖。此實施形態3的氮化物半導體元器件是以活性層端面為諧振面的電極帶型激光二極管。圖3表示沿垂直于激光譜振方向的方向所截取的剖面。以下參照圖3說明本發明的實施形態3。
首先，在第3圖中，各符號表示以下元器件。
100是指不同于氮化物半導體的材料所組成的成的異質基板，是在例如藍寶石、光晶石、SiC、Si、GaAs、Zn等材料所組成的成基板上所生長例如膜厚10μm以上的GaN基板。且如第3圖所示，此異質基板可在GaN基板100組成后除去，也可如后述實施例不除去(圖8)。
11是摻雜Si的n型GaN所組成的緩沖層，本實施形態3兼具有n接觸層的功能。
14是指超格子結構的n側涂敷層，它由例如膜厚40的Si摻雜n型Al0.2Ga0.8(第一氮化物半導體層)與膜厚40的非摻雜(updope)GaN層(第二氮化物半導體層)交替層疊100層而成。而且，本第三實施例3的n側涂敷層14組成于遠離活性層的位置上。
15是指位在n側涂敷層14與活性層16之間，具有較n側涂敷層14的Al0.2Ga0.8N的帶隙能量小的，例如由非摻雜GaN所組成的n側光導層。
基于以上n側緩沖層11，n側涂敷層14及n側光導層15構成n導電側半導體區域203。
16是指膜厚30的In0.2Ga0.8N所組成的井層3層與帶隙能量較井層大的膜厚30的In0.05Ga0.95N所組成的障壁層2層所交互積層共計5層所組成多重量子阱結構的活性層。
17是指帶隙能量較活性層16的井層大并較p側光導層18大的例如由鎂摻雜p型Al0.3Ga0.7N所組成p側間隙層。此p側間隙層17的帶隙能量最好較超格子結構的p側涂敷層19中帶隙能量小的一方的氮化物半導體(第四氮化物半導體層)大。
18是指位在p側涂敷層19與活性層16之間，具有較p側涂敷層19的Al0.2Ga0.8N小的帶隙能量，例如由非摻雜GaN所組成的p側光導層。
19是指位于遠離活性層的位置，例如40鎂摻雜p型Al0.2Ga0.8N與膜厚40非摻雜(updope)GaN層交互于異質基板100上所積層而成超格子結構的p側涂敷層。
20是指具有較p側涂敷層19的Al0.2Ga0.8N小的帶隙能量，例如鎂摻雜GaN所組成的p側接觸層。基于以上p側間隙層17，p側光導層18，p側涂敷層19及p側接觸層20構成p導電側半導體區域。
這樣，本實施形態3的激光元器件在GaN基板100上具有上述各氮化物半導體層11，14至20所積層而成的結構，在p側涂敷層19以上的氮化物半導體層中組成帶狀脊部，p電極21組成于脊部最上表面上p側接觸層20的大致整體表面上。另一方面，在露出的n側緩沖層11表面(上面)上組成n電極23。就本實施形態3而言，n電極23雖然組成在n側緩沖層11的表面上，但由于用GaN基板100來作為基板，所以可在結構上設計成，蝕刻組成N電極的部份至GaN基板100為止而使GaN基板100表面露出，在此露出的GaN基板100表面上組成n電極，并在同一面上設有p電極與n電極。再將n電極23與p電極21的上部除去，在露出的氮化物半導體表面上組成例如SiO2所組成的成的絕緣膜25，經由n電極23與p電極21上面的絕緣膜25的開口部分別連接p電極21與n電極23，以此方式，設有焊接用p焊盤電極22與n焊盤電極24。如上所述，活性層與p電極間氮化物半導體層所組成的區域，雖稱為p導電側半導體區域但并非意指構成該半導體區域的所有氮化物半導體層具有p型導電性。同樣地，活性層與GaN基板100之間的氮化物半導體層所組成的區域，雖稱為n側導電性半導體區域但并非意指構成此區域的所有氮化物半導體層具有p型導電性。
就本發明實施形態3的激光元器件而言，在圖3所示的活性層16下部的n側氮化物半導體層中，在遠離活性層16的位置，具有雜質濃度互異的帶隙能量大的第一氮化物半導體層與帶隙能量較第一氮化物半導體層小的第二氮化物半導體層積層而成的超格子結構的n側涂敷層14。構成超格子層的第一氮化半導體層、第二氮化物半導體層的膜厚宜調整為70以下，較佳者為10至40的膜厚。大于100的話，第一氮化物半導體層及第二氮化物半導體層即變成彈性偏斜界限以上的膜厚，膜中會有產生微小裂縫與易于發生結晶缺陷的傾向。本發明第一氮化物半導體層、第二氮化物半導體層的膜厚下限并無限別限定，所以可在一原子層以上，但最好如上所述在10以上。而且，第一氮化物半導體層最好生長至少含有Al的氮化物半導體，最好生長AlXGa1-XN(0＜X≤1)。另一方面，第二氮化物半導體雖宜為帶隙能量較第一氮化物半導體小的氮化物半導體，但最好是生長容易且結晶性良好的諸如AlYGa1-YN(0≤Y＜1，X＞Y)、InzGa1-zN(0≤Z＜1)等2元混晶、3元混晶的氮化物半導體。且就本發明而言，第一氮化物半導體可以是不含In之AlXGa1-XN(0＜X＜1)，第二氮化物半導體可以是不含Al的InzGa1-ZN(0≤Z＜1)，從也能由此獲得結晶性良好的超格子的觀點看來，最好就第一氮化物半導體而言，使用Al混晶比(Y質)0.3以下的AlXGa1-XN(0＜X≤0.3)，就第二氮化物半導體而言，使用GaN。
在使用AlXGa1-XN(0＜X＜1)來組成第一氮化物半導體以及使用GaN來形成第二氮化物半導體情形下，在組成的造上有以下的優點。也即，在利用有機金屬氣相生長法(MOVPE；metal organic vapor phase epitaxy)組成AlXGa1-xN(0＜X＜1)層及GaN層中，各層可同樣在H2環境氣體中生長。因此，利用不改變環境氣體而交互生長AlXGa1-XN(0＜X＜1)層與GaN層，即可組成超格子層。這樣能有組成的造所需的數十到數百層積層超格子層的極大優點。
具有光遮蔽層及載流子封閉層功能的涂敷層有帶隙能量較活性層的井層大的必要。雖然有Al混晶比高的氮化物半導體用來作為帶隙能量較大的氮化物半導體層，但已知厚膜生長Al混晶比高的氮化物半導體由于容易產生裂縫，所以極難結晶生長。但就本發明組成超格子層而言，即使以AlGaN層作為Al混晶比略高的層，而此AlGaN層用來作為構成超格子層的氮化物半導體層，由于生長彈性臨界模厚以下的膜，所以不容易產生裂縫。由于借助于本發明可結晶性良好地生長Al混晶比高的層，所以可組成光罩層、載流子封閉層效果高的涂敷層，能在激光元器件中，降低閾值電壓。本發明也可適用于LED元器件，在LED元器件中，可降低Vf(正向電壓)。
本發明實施形態3的激光元器件設定成該n側涂敷層14的第一氮化物半導體層與第二氮化物半導體層的n型雜質濃度不同。由于這是所謂的調度摻雜，所以減少一層的n型雜質濃度，最好成為不摻雜雜質狀態(非摻雜)，并將另一層調度為高濃度，由此調度摻雜即可降低閾值電壓Vf。借助于雜質濃度低的層存在于超格子層中，即可擴大此層的移動度，此外，由于同時存在雜質濃度高的層，即可組成載流子濃度高的超格子層。即，若是雜質濃度低移動度高的層，借助于雜質濃度高載流子濃度高的層同時存在，載流子濃度大移動度也大的層即可成為涂敷層，因此可推知，閾值電壓Vf會降低。
在高濃度摻雜帶隙能量大的氮化物半導體層情況下，可借助于調度，組成二次元電子云于高雜質濃度層與低雜質濃度層之間，經推知，在此二次元電子云影響下，電阻率會降低。例如就摻雜n型雜質且帶隙能量大的氮化物半導體層與帶隙能量小的非摻雜氮化物半導體層所積層而成的超格子層而言，阻擋層側會在添加n型雜質的層與非摻雜層的異質接合面上耗盡，且電子(二次元電子云)會在帶隙能量小的層側近傍蓄積。由于此二次元電子云可在帶隙能量小的一側，所以為了在電子躍遷時避免因雜質而散亂，超格子的電子移動度增高，電阻率下降。且可推知，p側的調度摻雜同樣會起二次元電子云的影響。在p層情形下，AlGaN的電阻率較GaN高。因此，借助于摻雜大量p型雜質于AlGaN一方，所以在制造激光元器件時超格子層的實質電阻率能降低情況下，推知可降低閾值。
另一方面，在高濃度摻雜雜質于帶隙小的氮化物半導體的情況下，經推知，具有以下作用。例如在AlGaN層與GaN層摻雜同量鎂情況下，就AlGaN層而言，鎂的受主能級深度大，活性化率小。另一方面，與AlGaN層相較，GaN層的受主能級淺，鎂的活性化率高。例如，即使摻雜1×1020/cm3的鎂，GaN即有1×1018/cm3程度的載流子濃度，與此相對，AlGaN僅能獲得1×1017/cm3程度的載流子濃度。因此，本發明以AlGaN/GaN來作為超格子，借助于在可獲得高載流子濃度的GaN層上摻雜大量雜質，即可獲得高載流子濃度的超格子。且由于用來作為超格子，在隧道效應下，載流子會朝雜質濃度少的AlGaN層移動，所以截流子在AlGaN層中可幾乎不受雜質影響而移動，且AlGaN層也可用來作為帶隙能量高的涂敷層。因此，即使在帶隙能量小的氮化物半導體層上摻雜大量雜質，也能在激光元器件、LED元器件的閾值降低上極具效果。以上雖就超格子組成在p型層側的例子加以說明，但在超格子組成在n層側情形下，也具有同樣效果。在帶隙能量大的第一氮化物半導體層上摻雜大量n型雜質情況下，向第一氮化物半導體層摻雜的較佳量宜調整為1×1017/cm3～1×1020/cm3，最好進一步為1×1018/cm3至5×1019/cm3范圍。小于1×10/cm3的話，與第二氮化物半導體層的差即會變少，而有難以獲得載流子濃度大的層的傾向，大于1×1020/cm3的話，則元器件本身的漏電即有易于增多的傾向。另一方面，第二氮化物半導體層的n型雜質濃度較第一氮化物半導砝層少的話，則極佳，最好少于1/10。且最好為非摻雜，由此乃可獲得最高移動度的層。但由于超格子層各層的膜厚極薄，所以自第一氮化物半導體側朝第二氮化物半導體層擴散的n型雜質。即使在此情形下，若第二氮化物半導體層的n型雜質濃度在1×1019/cm3以下，則可獲得本發明作用效果。選擇Si、Ge、Se、S、O等周期表第IVB族、VIB族元素來作為n型雜質，最好以Si、Ge、S為n型雜質。其作用與帶隙能量大的第一氮化物半導體層上不摻雜n型雜質以及帶隙能量小的第二氮化物半導體層上摻雜大量n型雜質情形相同。
就本發明實施形態3的激光元器件而言，在位于圖3所示活性層16上部的p側氮化物半導體層中，具有位于遠離活性層16的位置且雜質濃度互異的帶隙能量大的第二氮化物半導體層與帶隙能量較第三氮化物半導體層小的第四氮化物半導體層所積層而成超格子結構的p側涂敷層19。構成此p側涂敷層19的超格子層的第三、第四氮化物半導體層的膜厚與n側涂敷層14相同，最好調整在100以下，較佳者在70以下，最佳者為10至40。同樣地，第三氮化物半導體層最好生長至少含有Al的氮化物半導體，最好生長AlXGa1-XN(0＜X≤1)，第四氮化物半導體最好生長諸如AlYGa1-YN(0≤Y＜1，X＞Y)、InzGa1-ZN(0≤Z≤1)等2元混晶、3元混晶的氮化物半導體。
以p側涂敷層19為超格子結構的話，超格子結構對激光元器件的作用雖與n側涂敷層14的作用相同，但在組成在n層側情形下，會產生如下的作用。也即，與n型氮化物比較，p型氮化物半導體通常在電阻率高出2位數以上。因此，借助于將超格子層組成在p層側，能出現顯著的閾值電壓降低效果。詳細地說，已知氮化物半導體是極難獲得p型結晶的半導體。為了獲得p型結晶，已知有熱溶摻雜雜質的氮化物半導體層而將氮除去的技術(日本專利第2540791號)。但是，即使可獲得p型，其電阻率也在數Ω·cm以上。因此，借助于以此p型層為超格子層，即可增進結晶性，由于電阻率降低1位數以上，所以可降低閾值電壓。
就本實施形態3而言，p側涂敷層19的第三氮化物半導體層與第四氮化物半導體層的p型雜質濃度不同，其中一層的雜質濃度大，另一層的雜質濃度小。與q側涂敷層14相同，帶隙能量大的第三氮化物半導體的p型雜質濃度大，帶隙能量小的第四氮化物半導體的p型雜質濃度小，最好為非摻雜，這樣能降低閾值電壓Vf等。
此外，也可能是相反的結構。也即可使帶隙能量大的第三氮化物半導體層的p型雜質濃度小，帶隙能量小的第四氮化物半導體層的p型雜質濃度大。其理由如上所述。
向第三氮化物半導體層摻雜的較佳量最好調整為1×1018/cm3～1×1021/cm3，最好進一步在1×1019/cm3至5×1020/cm3范圍。小于1×1018/cm3的話，則與第四氮化物半導體層的差變小，有難以獲得載流子濃度大的層的傾向，大于1×1021/cm3的話，則有結晶性惡化的傾向。另一方面，第四氮化物半導體層的p型雜質濃度最好比第三氮化物半導體層少，最好少于1/10。由于可獲得移動度最高的層，所以最好非摻雜。實際上，為了使膜厚變薄，雖然考慮到自第三氮化物半導體側擴散的p型雜質，但由于本發明可獲得極佳結果，所以最好此量在1×1020/cm3以下。且選擇鎂、Zn、Ca、Be等周期表第IIA族、IIB族元素為p型雜質，并最好以鎂、Ca等為p型雜質。以上所說明在帶隙能量大的第三氮化物半導體層上不摻雜雜質以及在帶隙能量小的第四氮化物半導體層上摻雜大量p型雜質的情形一樣。
在構成超格子的氮化物半導體層中，最好相對于各厚度方向，使半導體中央部份(遠離第二氮化物半導體層或第四氮化物半導體層的位置)的雜質濃度增加，并使兩端部近傍(接近第二氮化物半導體層或第四氮化物半導體層的位置)的雜質濃度減少(最好不摻雜)。具體地說，例如在以摻雜Si的n型雜質的AlGaN層與非摻雜GaN層組成超格子層情形下，AlGaN層因為摻雜Si所以作為施主在導帶給予電子，但電子會落在電位低的Gan導帶上。GaN結晶中由于不摻雜施主雜質，不會有雜質所造成的載流子散亂。因此，電子容易在GaN結晶中移動而使電子移動度提高。這與上述二次元電子云的效果類似，即電子橫向的實質移動度提高，電阻率減小。此外，在帶隙能量大的AlGaN層中，可進一步擴大在較遠離GaN層的中央區域高濃度摻雜n型雜質的效果。也即，在GaN內移動的電子中，通過接近AlGaN層的部份的電子多少會受接近AlGaN層中GaN層的部的n型雜質離子(此情形為Si)散亂的影響。但是，在上述AlGaN層中，接近GaN層的部份不摻雜的話，則由于通過接近AlGaN層部份的電子不易受到Si散亂的影響，所以進一步提高非摻雜GaN層的移動度。作用固然些許不同，但具有與p層側第二氮化物半導體層及第四氮化物半導砝層構成超格子的情形相同的效果，最好在帶隙能量大的第三氮化物半導體層的中央區域摻雜較多p型雜質，在接近第四氮化物半導體層的部份摻雜較少或不摻雜。另一方面，雖可以帶隙能量小的氮化物半導體層上摻雜較多n型雜質的層作為上述雜質濃度的構成，但就帶隙能量小的一方摻雜較多雜質的超格子而言，其效果極小。
以上雖就n側涂敷層14、p側涂敷層19用來作為超格子層的情形進行了說明，但本發明超格子層也可為其他用來作為接觸層的n側緩沖層11、n側光導層15、p側間隙層17、p側光導層18、p側接觸層20等超格子結構。即能以遠離活性層的層、接近活性層的層等來作為超格子層。特別是以組成n電極的n側緩沖層11為超格子層的話，則易于有類似在上述HEMT的效果。
此外，在本發明實施形態3的激光元器件中，如圖3所示，在超格子層所組成的n側涂敷層14與活性層16之間組成雜質(此情形為n型雜質)濃度調整在1×1018/cm3以下的n側光導層。此n側光導層15即使不摻雜，n型雜質也有可能自其他層擴散摻入，但在本發明中若有1×1019/cm3以下的摻雜量，則可作為光導層來作動而不會損及本發明效果。但本發明光導層15的雜質濃度也在1×1018/cm3以下，較佳者在1×1017/cm3以下，且最好不摻雜。且n側光導層最好以含有N的氮化物半導體或以GaN來構成。
此外，實施形態3的激光元器件中，在超格子層所組成的p側涂敷層19與活性層16之間組成雜質濃度調在1×1019/cm3以下的p側光導層。本發明p側光導層18的雜質濃度最好在1×1019/cm3以下，較佳者雜質濃度在1×1018/cm3以下，且最好非摻雜。在氮化物半導體情形下，不摻雜的話，雖通常含有n型導電性，但本發明p側光導層18的導電型為n為p均可，在本說明書中，p側光導層可以說與導電型無關。實際上，p型雜質可能自其他層擴散摻入此p側光導層18中。且此p側光導層也最好以含有In的氮化物半導體或GaN來構成。
活性層與涂敷層之間存在有非摻雜氮化物半導體是否較佳，由以下即可知悉。就氮化物半導體而言，活性層的發光波長通常為360至520nm范圍，其中也有設計為380至450nm范圍。非摻雜氮化物半導體與摻雜有n型雜質、p型雜質的氮化物半導體相比，具有上述波長的光的吸收率較低。因此，借助于將非摻雜氮化物半導體夾設于發光活性層與作為光罩層的涂敷層之間，活性層發光的衰減極小，所以可獲得低增益振蕩激光元器件，降低閾值電壓。且光導層的雜質濃度在1×1019/cm3以下的話，即可獲得此玫果。
因此，本發明的較佳組合是一種發光元器件，具備一涂敷層，具有在遠離活性層的位置上雜質調度摻雜的超格子結構，以及一光導層，在此涂敷層與活性層之間，其雜質濃度低，最好不摻雜。
就本實施形態3的發光元器件而言，進一步的較佳形式是，在p側光導層18與活性層16之間，組成所具帶隙能量活性層的井層與p側光導層18界面的帶隙能量大的膜厚在0.1μm以下氮化物半導體所組成的p側間隙層17，且此p側間隙層的雜質濃度調整在1×1018/cm3以下。此p型間隙層17的膜厚宜調整在0.1μm以下，較佳者在500以下，最佳者在300以下。生長大于0.1μm的膜厚的話，p型間隙層17中即會發生裂縫而難以生長結晶性良好的氮化物半導體層。這樣，借助于使帶隙能量大的層與活性層相接而組成0.1μm以下的薄膜，即可減少發光元器件的漏電。由此，從n層側注入的電子即因間隙層的能壘而滯留在活性層內，由于電子與空穴的再結合概率增高，所以可提高元器件本身的輸出。并且，這種間隙層的雜質濃度有必要調整在1×1018/cm3以上。也即，此間隙層是Al混晶比高的層，且Al混晶比高的層易變成高電阻。因此，在摻雜雜質下，載流子濃度增高而無法降低電阻率，此層變成高電阻i層，組成p-i-n結構而使電流電壓特性劣化。且位于此p側的間隙層也可組成在p側，若組成在n側，摻雜或不摻雜n型雜質均可。
如上所述結構的實施形態3的激光元器件由于是以n側涂敷層14及p側涂敷層19來構成超格子結構，所以可降低n側涂敷層14及p側涂敷層19的電阻，可降低閾值電壓，并可長時間激光振蕩。
就本實施形態3的激光元器件而言，除以n側涂敷層14及p側涂敷層19構成超格子結構外，也可采用上述種種手段來降低閾值電壓。
以上實施形態3雖以n側涂敷層14與p側涂敷層19來作為超格子結構，但本發明不限于此，也可以n側涂敷層14與p側涂敷層19中任一層來作為超格子結構。即使如以上所述，與已知例比較，可降低閾值電壓。
實施形態3雖以n側涂敷層14與p側涂敷層19來作為超格式結構，但本發明不限于此，也可以n側涂敷層14及p側涂敷層19以外p側及n側氮化物半導體層中的一個以上的層為超格子結構，即使結構如上，與已知例比較，可降低閾值電壓。
以上實施形態3固于激光元器件中以n側涂敷層14及p側涂敷層19為超格子結構，但本發明并不限于此，當然，也適用于發光二極管(LED)等以外的氮化物半導體元器件。利用以上結構，可降低發光二極管Vf(正向電壓)。
如以上所說明，就本發明第三實施形態的激光元器件而言，由于具有雜質調度摻雜的超格子層所組成的涂敷層，所以可降低閾值電壓，長時間連續振蕩。因此，所謂溫度特性與隨溫度變化的閾值電流密度成exp(T/To)比例{T動作溫度(K)，To特性溫度(K)}。To愈大，即使高溫，也可降低閾值直流密度，顯示其可穩定作動。例如就后述本發明的實施例27的激光元器件而言，To在150K以上。此值表示LD的溫度特性極為有利。因此本發明的激光元器件用來作為寫入光源、讀取光源可達到已知技術所無的容量，產業上利用價值極大。
實施形態4圖9是表示本發明實施形態4的激光元器件形狀模式的立體圖，同時示出了沿垂直于脊狀帶的方向所截取的截面。以下根據圖9說明實施形態4。
如下形成實施形態4激光元器件中的各層。
(基底層302)基底層30例如由4μm厚的GaN組成，經由GaN所組成200膜厚的緩沖層(未圖示)組成于例如藍寶石所組成的異質基板301。此基底層302在部份表面上組成保護膜，用來作為進行氮化物半導體基板的選擇生長的層。基底層302雖以GaN或AlXGa1-xN來組成，但最好在含有Al情形下，生長Al混晶比X值在0.5以下的AlxGa1-xN(0≤X≤0.5)。超過0.5的話，則由于容易因結晶缺陷而出現結晶本身的裂縫，所以結晶生長本身有發生困難的傾向。且生長較緩沖層厚的膜厚，最好膜厚調整在10μm以下。此外，異質基板已知用來生長藍寶石以外SiC、ZnO、尖晶石、GaAs等氮化物半導體，可用異于氮化物半導體的材料所組成的成的基板。
(保護膜303)保護膜303位于基底層302上，沿諧振方向有充分的長度，寬10μm、厚1μm的SiO2膜組成2μm的間隔。且保護膜306的形狀以帶狀、點狀、棋盤格子狀較佳，保護膜303的面積雖較窗部(SiO2未組成的基底層302表面所露出的部份)大，但由于容易生長結晶缺陷少的氮化物半導體基板304。保護膜303的材料以例如氧化硅(SiOx)、氮化硅(SixNY)、氧化銻(TiOx)、氧化鋯(ZrOx)等氮化物、氮化物作成，此多層膜以外則使用具有1200℃以上熔點的金屬。這種保護膜材料具有耐氮化物半導體的600℃～1100℃的生長溫度，其表面上不生長氮化物半導體，或難以生長氮化物半導體的性質。
(氮化物半導體基板304)氮化物半導體基板304是例如非摻雜GaN使用MOVPE法在保護膜303上生長例如20μm厚度。此氮化物半導體基板304雖可使用哈萊特氣相生長法(HVPE)來生長，但也可借助于MOVPE法來生長。氮化物半導體最好生長不含In、Al的GaN，最好使用T鎂以外的釷乙烯鎵(TEG)等有機鎵化合物、氮源的氨、或氫來作為生長時的氣體。也可摻雜Si、Ge等n型雜質于此GaN基板而將載流子濃度調整在適當范圍。特別是在除去保護膜303而使用異質基板301、基底層302情形下，由于氮化物半導體基板成為接觸層，所以最好摻雜n型雜質于此氮化物半導體基板304上。
(n側緩沖層311＝兼n側接觸層)n側緩沖層311在氮化物半導體基板304上例如組成5μm厚的摻雜1×1018/cm3Si的GaN。此緩沖層311在組成的造如圖9所示結構的發光元器件情形下，用來作為n電極組成用接觸層。再除去異種基板301至保護膜303，而在氮化物半導體基板304上設有電極情形下，也可省略n緩沖層。此n側緩沖層311是高溫下生長的緩沖層，與例如藍寶石、SiC、尖晶石等異于氮化物半導體層的材料所組成的成基板上在90℃以下低溫直接生長0.5μm以下膜厚的緩沖層有所區別。
(裂縫防止層312)裂縫防止層312是例如由生長0.15μm厚的In0.06Ga0.84N組成在n側緩沖層311上。
(n側涂敷層313＝超格子層)n側涂敷層313是由例如具有25膜厚而摻雜1×1018/cm3Si的n型Al0.06Ga0.84N所組成的第1層與25膜厚的非摻雜GaN所組成的第2層交互積層的超格子層所組成，其總膜厚例如為1.2μm。且此超格子所組成的n側涂敷層313由于Al平均組成為8.0％，故與其膜厚的積為9.6。又在使用帶隙能量互異的氮化物半導體所積層的超格子為n側涂敷層313情形下，在任一方摻雜較多的雜質，進行所謂調度摻雜，可降低閾值。以下詳細說明本n側涂敷層313(超格子層)的組成及膜厚。
(n側光導層314)
n側光導層314是由例如生長0.1μm膜厚的非摻雜GaN所組成。此n側光導層用來作為活性層的光導層，最好生長組成GaN、InGaN，通常生長100-5μm的膜厚，最好生長200-10m的膜厚。
(活性層315)活性層315是40膜厚的非摻雜In0.2Ga0.8N所組成的井層與100膜厚的非摻雜In0.01Ga0.99N所組成的勢疊層、交互積層而成，具有例如總膜厚為440的多重量子阱結構(MOW)。且活性層315可如本例不摻雜，摻雜n型雜質和/或p型雜質也可。在此情形下，雜質可摻雜于井層、勢疊層二層上，也可摻雜于其中一層上。
(p側間隙層316)p側間隙層316的帶隙能量較其上所組成的p側光導層317大，是使摻雜1×1020/cm3鎂的p型Al0.3Ga0.7N生長，例如300膜厚而形成。此p型間隙層可借助于組成0.1μm以下的膜厚來提高元器件的輸出。膜厚下限雖未限定，但最好組成10以上的膜厚。
(p側光導層317)p側光導層317的帶隙能量較p側間隙層小，是例如生長0.1μm膜厚的非摻雜GaN而組成。此層用來作為活性層的光導層，與n型光導層314相同最好以GaN、InGaN生長。
(p側涂敷層318)p側涂敷層318是由例如具有25膜厚且摻雜1×1020/cm3鎂的n型Al0.16Ga0.84N所組成第三層與具有25膜厚的非摻雜GaN所組成第四層積層為總膜厚0.6μm的超格子層所組成。由于此p側涂敷層318中Al的平均組成也為8％，故與膜厚的積為4.8。且在p側涂敷層318也以至少其中層為含有Al的氮化物半導體層的帶隙能量互異的氮化物半沿體層所積層超格子來組成的成情形下，摻雜較多雜質在其任一層，進行所謂調度摻雜的話，即可降低閾值。以下詳細說明本p側涂敷層318(超格子層)的組成及膜厚。
這里，說明涂敷層所夾核心部份(波導部份)的膜厚。所謂核心部份為n側光導層314、活性層315、p側間隙層316及p側光導層317合起來的區域，是指n側涂敷層與p側涂敷層之間含有活性層的氮化物半導體層，中對活性層發光進行波導的區域。就氮化物半導體激光元器件而言，FFP不會成為單一光束，如上所述，由涂敷層漏泄的光在n側接觸層內波導而成多模。其他則在核心部份內經過諧振成為多模。本發明首先是使n側涂敷層膜厚增加，借助于擴大Al平均組成來設定折射率差，在涂敷層遮蔽核心部份內的光。雖核心部份內能變成多模，FFP也會混亂。因此，就本發明與n側涂敷層的關是而言，由于核心部份內不可多模，最好也調整此核心部份。核心部份不變成多模下的較佳厚度調整為1.0μm，更佳為500-0.8um，最佳者為0.1μm-0.5μm范圍。小于200的話，則會自核心部份漏泄，而有閾值上升的傾向。大于1.0μm的話，則有易于多模化的傾向。
(p側接觸層319)p側接觸層319是例如摻雜2×1020/cm3鎂的p型GaN組成，例如150的膜厚。p側接觸層319除上述p型GaN外，雖能以p型InXAlyGa1-x-YN(0≤X，O≤Y，X+Y≤1)來構成，但由于與p電極321有較佳的電阻接觸，故最好用來作為摻雜鎂的GaN。
此外，就實施形態4而言，最好在700℃下，在氮環境氣體中，在反應器內，熱熔生長各氮化物半導體層的圓片，并進一步使摻雜p型雜質的層低電阻化。
就實施形態4的激光元器件而言，利用RIE元器件，將最上層的p側接觸層318與p側涂敷層317蝕刻，如圖9所示，組成具有4μm帶寬的脊部。在組成脊部情形下，此脊狀帶組成在氮化物半導體基扳304表面無結晶缺陷的位置上方。圖9的結晶缺陷出現在帶狀保護膜303中央部及帶狀窗部中央部。由于可防止結晶缺陷延伸到活性層，所以可延長激光元器件的壽命，并提高其可靠度。
進一步在脊部表面上組成掩模，用XRIE進行蝕刻，使n側緩沖層311表面露出于脊部兩側，在露出的n側緩沖層311表面上組成分別由Ti與Al組成的n電極322。
在p側接觸層319的脊部最上層表面上由Ni與Au組成的p電極320組成為帶狀，如圖9所示，在電極320與n電極322之間所露出氮化物半導體表面上組成SiO2組成的絕緣膜323，經由此絕緣膜323組成與p電極320電連接的p焊盤電極321。
將組成n電極與p電極的圓片的藍寶石基板研磨成70μm后，沿垂直于脊狀電極的方向，自其板側劈成條狀，并以劈開面為反射而組成的成諧振器。也可在反射面上組成SiO2與TiO2組成的電介質的多層膜。
在如以上所組成實施形態4的激光元器件中，具有超格子結構的n側涂敷層313與p側涂敷層318分別為含有氮化物半導體的光遮蔽層，此氮化物半導體的折射率較活性層的井層小。且在本實施形態4中，所謂超格子是指一層的膜厚在100以下的組成互異的氮化物半導體層所積層而成的多層膜結構，且較佳為70以下，最佳為40以下膜厚氮化物半法層所積層而成。就其具體構成而言，如果是例如AlXGa1-xN(0＜X＜1)層以及組成上異于此AlXGa1-XN層的另一氮化物半導體層所積層而成的超格子，則可以是例如AlXGa1-XN/GaN、AlXGa1-XN/AlyGa1-YN(0＜Y＜1，Y＜X)、AlXGa1-XN/InZGa1-ZN(0＜Z＜1)等3元混晶和3元混晶或3元混晶和2元混晶組合而成的超格子。其中最佳者是AlXGa1-XN與GaN所組成的超格子。
接著，說明本實施形態4中n側涂敷層313整體的膜厚及構成超格子層的各層的膜厚。
首先，在本說明書中，以后述的算出者來作為超格子中所謂的Al平均組成。例如在25的Al0.5Ga0.5N與25的GaN以200對(1.0μm)積層而成超格子層情形下，由于一對膜厚50的含鋁層的Al混晶比為0.5，故用此含鋁層的混晶比0.5乘以膜厚比(25/50)所得出的值0.25，這樣，超格子的Al平均組成成為25％。
在膜厚不同情況下，若以40Al0.5Ga0.5N與20GaN積層，即進行膜厚的加重平均，由于0.5(40/60)＝0.33，所以Al平均組成33.3％。即以含Al氮化物半導體層的Al混晶比乘以該氮化物半導體層相對于超格子的一對膜厚所占比率得出的積來作為本發明超格子的Al平均組成。且兩者均含Al情形也一樣，例如在20Al0.1Ga0.9N、30Al0.2Ga0.8N情形下，0.1(20/50)+0.2(30/50)∶0.16也即以16％為Al平均組成。以上雖以Al6aN/6aN、Al6aN/Al6aN為例說明，但AlGaN/InGaN也適用相同算法。且n側涂敷層的Al的平均組成也可用SiMS(二次離子質量分析元器件)、奧格等分析元器件來檢知。
就本實施形態4而言，n側涂敷層313的超格子結構根據使用以上算法所算出的Al平均組成來設定構成超格子層的各組成與各膜厚。本實施形態4的激光元器件的特征在于，令n側涂敷層313的整體厚度在0.5μm以上，且此n側涂敷層313中所含Al平均組成以百分比(％)來表示時，n側涂敷層整體厚度(μm)與Al平均組成(％)的積在4.4以上構成。換言之，本實施形態4是將構成超格子層的各層膜厚與Al平均組成設定成，令q側涂敷層313的整體厚度在0.5μm以上，并使此膜厚乘以如以上所算出以百分比(％)表示的Al平均組成而得出4.4以上的值。
n側涂敷層313的厚度小于0.5μm且此n側涂敷層313整體厚度(μm)與Al平均組成(％)的積小于4.4的話，n側遮蔽層的光遮蔽不充分，以n側接觸層再次諧振，FFP會混亂，閾值也有上升的傾向。Al平均組成與n側涂敷層313整體膜厚的積最好在5.0以下，較佳者在5.4以上，最佳者在7以上。
本發明由于以超格子結構n側涂敷層313，所以Al混晶比即使增大，涂敷層內也不容易出現裂縫。因此，n側涂敷層313整體膜厚的上限雖不特別從結晶性的一面(所謂不產生裂縫的一面)來限定，雖將膜厚調整在5μm以內，但最好減少構成超格子的氮化物半導體層的積層數。
具體地說，例如使上述n側涂敷層的整體厚度在0.8μm以上，并使上述n側涂敷層所含Al平均組成在5.5％以上。最好n側涂敷層的整體厚度在1.0μm以上，n側涂敷層所含Al平均組成在5.0％以上。此情形下的積在5.0以上。較佳者是n側涂敷層的整體厚度在1.2μm以上，n側涂敷層所含Al平均組成在45％以上。此情形下的積在5.4以上。以上說明具體表示n側涂敷層313的膜厚與超格子所組成n側涂敷層的Al平均組成的關是。可見，隨著AlXGa1-XN的Al混晶比增大，帶隙能量增大，折射率也變小。因此，若理想地單一層生長數Am膜厚的Al混晶比X大，例如混晶比在0.5以上的AlXGa1-XN層，雖在工業上通用，但難以生長厚的AlXGa1-XN。特別單一層生長Al混晶比在0.5以上的AlXGa1-XN的話，則例如會在0.1μm以上的結晶中產生裂裂。因此，單一層生長數Am膜厚的0.5以上的AlXGa1-XN層極為困難。
但是，如本發明以AlXGa1-XN為構成超格子的薄膜的話，則由于單一膜厚在AlXGa1-XN的臨界膜厚以下，所以不容易產生裂縫。因此，以涂敷層為超格子的話，即使是Al混晶比高的層，也可生長厚膜，由此可看出本發明特定的Al混晶比與涂敷層膜厚的關是，利用如此組合，即可使光不致于自n側涂敷層漏泄在于基板側。
為了遮蔽活性層的發光若以n側涂敷層為上述結構，則能使p側涂敷層為與n側涂敷層相同的結構。但在p側涂敷層318與n側涂敷層313為相同結構的情形下，最好使p側涂敷層的膜厚較n側涂敷層薄。其原因在于，p側涂敷層的Al平均組成變大或膜厚變厚的話，則AlGaN層的電阻有變大的傾向，AlGaN的電阻變大的話，則閾值有提高的傾向。因此以p側涂敷層為具有含鋁氮化物半導體層的超格子，膜厚與Al平均組成的積即使在4.4以上，其厚度也最好小于1.0μm。下限并無特別限定，為了用來作為涂敷層，最好為50以上的膜厚。在作為超格子情形下，Al的平均組成也最好在50％以下。至在p側涂敷層，為了將其上電極設計成脊狀，也幾乎可忽視光的漏泄，因無必要作成與本發明n側層313相同的結構，但以相同較佳。即，也可構成p側涂敷層，以其作為具有至少含Al氮化物半導體層的超格子，使此p側涂敷層的整體厚度在1.0μm以下，且以百分比(％)來表示p側涂敷層所含Al平均組成時，p側涂敷層的整體厚度(μm)與Al平均組成(％)的積在4.4以下。
以p側涂敷層為具有含鋁氮化物半導體的超格子情形(但此情形與光的泄漏無關，純是用來作為載流子封閉用涂敷層的情形)下，最好n側涂敷層整體的厚度較p側涂敷層整體的厚度大。構成p側涂敷層的氮化物半導體層也與n側涂敷層一樣，用來作為例如AlXGa1-XN(0＜X＜1)層與組成上是于此AlXGa1-XN/GaN、AlXGa1-XN/AlYGa1-YN(0＜Y＜1，Y＜X)、AlXGa1-XN/InZGa1-ZN(0＜Z＜1)等三元混晶和3元混晶或3元混晶和2元混晶所組合而成的超格子，最好用來作為AlXGa1-XN與GaN所組成的超格子。
下面，對本發明的實施例詳細地進行說明。
(實施例1)本發明實施例1是如圖2所示氮化物半導體元器件(LD元器件)的成品實例，用以下步驟制成。
首先，將藍寶石(C面)組成的基板10置于反應容器內，以氫充分置換容器內容物后，一面使氫流動，一面使基板溫上升到105℃，進行基板的熱熔。
接著將溫度降至510℃，使用載流子氣體加氫、原料氣體加氨(NH3)與T鎂(釷甲基鎵)，在基板10上組成約200膜厚的GaN所組成第一緩沖層11。
緩沖層11生長后，只留下T鎂，使溫度上升到1050℃。一面維持1050℃，一面同樣地使用原料氣體加T鎂氨，生成5μm膜厚的載流子濃度1×1018/cm3的非摻雜GaN組成的第二緩沖層112。
接著在1050℃下使用TMG、氨、雜質氣體加Si烷(SiH4)生長1μm膜厚的1×1019/cm3硅摻雜n型GaN所組成自Gan側接觸層12。
接著令溫度為800℃，用原料氣體加T鎂、TMI(釷甲基鎵)、氮、雜質氣體加Si烷，生長500膜厚的5×1018/cm3硅摻雜In0.1Ga0.9N組成的裂縫防止層13。
令溫度為1050℃，使用TMA、T鎂、氮、Si烷，生長20膜厚的5×1018/cm3硅摻雜n型Al0.2Ga0.8N組成的第1層，接著留下TM、Si烷而生長20膜厚非摻雜GaN組成的第2層。且重覆這種操作100次而生長總膜厚為0.4μm的超格子層所組成的n側涂敷層14。
接著在1050℃下生長0.1μm膜厚的5×1018/cm3的硅摻雜n型GaN所組成的n側光導層150。
接著使用T鎂、TMI、氮、Si烷來生長活性層16。活性層16保持在800℃，首先生長25膜厚的8×1018/cm3的摻雜In0.2Ga0.8N所組成的井層。其次在同一溫度下僅變化TMI的克分子比而生長50厚的8×1018/cm3的摻雜In0.01Ga0.99N中所組成的勢疊層50。重覆這種操作2次，最后生長井層所積層總膜厚175的多重量子阱結構(MQW)的活性層16。
接著提高溫度到1050℃，使用原料氣體加T鎂、TMA、氮、雜質氣體加CP2鎂，使帶隙能量比活性層大，生長300膜厚的1×1020/cm3鎂摻雜p型Al0.3Ga0.7N所組成的p側間隙層17。
接著在1050℃下，使帶隙能量比p側間隙層17小，生長0.1μm膜厚的1×1020/cm3鎂摻雜p型GaN所組成的p側光導層18。
接著使用TMA、T鎂、氮、Cp2鎂，在1050℃下，生長20膜厚的1×1020鎂摻雜p型Al0.2Ga0.5N所組成的第1層，隨后則僅留下TMA，生長20膜厚的1×1020/cm3鎂摻雜p型GaN所組成的第2層。重覆這種操作100次，組成總膜厚為0.4μm超格子層所組成的p側涂敷層19。
最后在1050℃下，在p側涂敷層19上組成150膜厚的2×1020/cm3鎂摻雜p型GaN所組成的p側接觸層20。
反應結束后，將溫度降至室溫，進一步在氮環境氣體中，在反應容器內進行700℃下的熱焙，使p型層進一步低電阻化。熱焙的詳細方法揭露在本發明人等前所提出申請的美國專利第5,306,662號中，本實施例的熱焙也使用美國專利第5,306,662號所揭示的方法來進行。
熱焙后，從反應容器取出圓片，如圖2所示，以RIE元器件，將最上層的p側接觸層20與p側涂敷層19蝕刻，組成具有4μm帶寬的脊狀。
接著在脊部表面上組成掩模，如圖2所示，相對于帶狀脊部左右對稱而令n側接觸層n的表面露出。
接著在p側接觸層20的帶狀脊部最外層表面的幾乎整個表面上組成Ni與Au組成的電極21。Ti與Al組成的n電極23組成在帶狀n側接觸層3的幾乎整個表面上。
如圖2所示，在p電極21與n電極23間所露出的氮化物半導體層表面上組成SiO2組成的絕緣膜25，經由此絕緣膜25，組成與p電極21電連接的P焊盤電極22及n焊盤電極24。
如上所述，在研磨元器件內輸送組成n電極與P電極的圓片，用鉆石研磨劑研磨未組成氮化物半導體一側的藍寶石基板1，使基板厚度成為50μm。研磨后，進一步以細研磨劑拋光1μm，使基板表面成鏡面狀。
基板研磨后，在研磨面上劃線，沿垂直于帶狀電極的方向劈開而在劈開面上制作諧振器。在諧振器表面上組成SiO2與TiO2組成的電介質多層膜，最后沿平行于電極的方向，一條條切斷而作成激光晶片。接著則使晶片面朝上(成基板與散熱片相對狀態)設置在散熱片上，將各電極線焊，在室溫上隨處測試激光振蕩，經確認，在室溫下，在閾值電流密度2.9KA/cm2、閾值電壓4.4V下，振蕩波長405nm的連續振蕩的壽命在50小時以上。
(比較例1)另一方面，不生長第二緩沖層112，進一步以1×1019/cm3Si摻雜的單一n型GaN生長5μm的n側接觸層n，以1×1019/cm3Si摻雜n型的單一Al0.2Ga0.3N生長0.4μm的n側涂敷層14，以1×1020/cm3鎂摻雜的單一p型Al0.2Ga0.8N生長0.4μm的p側涂敷層19，再以2×1020/cm3鎂摻雜的單一p型GaN生長p側接觸層20，而獲得另一個與實施例一樣的激光元器件。也即基本結構如表1所示的結構。
表1

這種結構的比較例激光元器件雖經確認在閾值電流密度7KA/cm2下連續振蕩，但閾值電壓在8.0V以上，數分鐘即失去功能。
(實施例2)在實施例1中，使n側接觸層12生長30膜厚的2×1019/cm3硅摻值n型Al0.05Ga0.95N形成的第1層，接著則組成30膜厚的非摻雜GaN形成的第2層，反復操作作成總膜厚為1.2μm的超格子結構。其他結構則是具有與實施例1同樣結構的激光元器件，顯示其閾值電流密度為2.7KA/cm2，閾值電壓為4.2V，壽命也在60小時以上。
(實施例3)在實施例2的構成n側接觸層12的超格子中，使用第2層來作1×1018/cm3硅摻雜GaN，其他方面則組成的造成與實施例2同樣結構的激光元器件，這樣組成的得具有大致與實施例2相同特性的激光元器件。
(實施例4)在實施例1中，以第2緩沖層112來作為1×1017/cm3硅摻雜GaN而生長4μm，其他方面則組成的造成具有與實施例1相同結構的激光元器件，示出于雖然閾值電流密度為2.9KA/cm2，閾值電壓上升成4.5V，但壽命在50小時以上。
(實施例5)在實施例1中，使n側接觸層12生長60膜厚的2×1019/cm3硅摻雜n型Al0.2Ga0.8N所組成的第1層，接著生長40膜厚的1×1019/cm3硅摻雜組成的第2層，依序反復操作作成總膜厚2μm的超格子結構。而且使n側涂敷層14生長0.4μm的1×1019/cm3硅摻雜單一n型Al0.2Ga0.8N。其他方面則是具有與實施例1同樣結構的激光元器件，示出了其閾值電流密度為3.2KA/cm2，閾值電壓為4.8V，壽命在30小時以上。
(實施例6)實施例6與實施例1比較，除以下(1)、(2)不同外，其他結構與實施例1相同。
(1)緩沖層11生長后，只留下T鎂，使溫度上升～1050℃。一面維持1050℃，一面使用原料氣體加TMA、T鎂、氮、Si烷，生長60 膜厚的1×1019/cm3硅摻雜n型Al0.2Ga0.8N組成的第1層，接著則留下Si烷、TMA，生長40膜的非摻雜GaN組成的第2層。且以第1層+第2層+第1層+第2層+…方式構成超格子層，交互積層500層的第1層與500層的第2層以組成總膜厚5μm超格子所組成的n側接觸層12。
(2)接著，與實施例1相同，生長500膜厚的5×1018/cm3硅摻雜In0.1Ga0.9N組成的裂縫防止層13。
使溫度成為1050℃，使用TMA、T鎂、氮、Si烷來生長0.5um膜厚的5×1018/cm3硅摻雜n型Al0.2Ga0.8N所組成的n側涂敷層14。
然后，從n側涂敷層14向上作成結構與實施例1激光元器件相同的激光元器件。也就是說，在表1的基本結構中，以n側接觸層12及p側涂敷層19作為超格子，使p側接觸層20的膜厚為如實施例的150組成的成激光元器件。此激光元器件經確認閾值電流密度為3.2KA/cm2，閾值電壓為4.8V，有405nm的連續振蕩，壽命在30小時以上。
圖5進一步表示實施例6的LD元器件的p側接觸層膜厚在依序變更時其p側接觸層與LD元器件的閾值電壓間的關是。此圖示出了p側接觸層自左側依序A(10以下)、B(10)、C(30)、D(150，本實施例)、E(500)、F(0.2μm)、G(0.5μm)、H(0.8μm)的閾值電壓。如圖所示，p側接觸層的膜厚超過500的話，則閾值電壓有逐漸上升的傾向。p側接觸層20的膜厚最好在500以下，進一步最好在300以下。10以下的話(大約接近1原子層、2原子層)，則由于下部的p側涂敷層19表面露出來，故p電極的接觸電阻會劣化而有閾值電壓上升的傾向。但本發明的LD元器件由于有超格子層，所以閾值電壓與比較例比比，大幅降低。
(比較例2)在表1結構的激光元器件中，使n側涂敷層14生長180膜厚的1×1019/cm3硅摻雜n型Al0.2Ga0.8N組成的第1層，接著生長I20膜厚的非摻雜GaN組成的第2層，組成的成總膜厚為0.6μm的多層膜。即以第1層與第2層膜厚加厚的結構組成的成激光元器件。經確認，在閾值電流密度6.5KA/cm2下連續振蕩，閾值電壓為7.5Ve則該激光元器件數分鐘后即失去功能。
(實施例7)在實施例6中，以p側涂敷層19為1×1020/cm3鎂摻雜Al0.2Ga0.8N所組成的60第1層與1×1020/cm3鎂摻雜p型GaN所組成的40第2層所積層總膜厚0.5μm的超格子結構，其他方面則與實施例6相同，用以組成的成激光元器件。即，改變構成實施例6的p側涂敷層19的超格子層膜厚，其他方面相同，用以組成的成激光元器件，其閾值電壓與實施例6比較，有一些上升的傾向，并示出了其壽命在20小時以上。
(實施例8)在實施例7中進一步以n側涂敷層14為1×1019/cm3硅摻雜n型Al0.2Ga0.8N所組成的60第1層與1×1019摻雜n型GaN組成的40第2層所積層總膜厚0.5μm的超格子結構，其他方面則與實施例7相同，用以組成的成激光元器件。即，施加在實施例6的n側接觸層12、p側涂敷層19上而以n側涂敷層為超格子的激光元器件具有與實施例6幾乎相同的特性。
(實施例9)在實施例1中不生長第二緩沖層，如表1所示，在第一緩沖層11上生長5μm的1×1019/cm3硅摻雜n型GaN層而直接用來作為n側接觸層12。其他方面具有與實施例1相同的結構以組成的成激光元器件。即，在表1的基本結構中，以n側涂敷層14為Si(1×1019/cm3)摻雜Al0.2Ga0.8N中組成的20第1層與非摻雜GaN組成的20第2層所積層總膜厚為0.4μm的超格子結構。此外，以p涂敷層19為鎂(1×1020/cm3)摻雜p型Al0.2Ga0.8N形成的20第1層與鎂(1×1020cm3)摻雜p型GaN形成的20第2層所積層總膜厚為0.4μm的超格子結構。此外，以p側接觸層20為如實施例1的150鎂(2×1020/cm3)摻雜p型GaN，經確認，其閾值電流密度為3.3KA/cm2，有405nm的連續振蕩，示出了閾值電壓為5.0V，壽命也在30小時以上。
(實施例10)在實施例9中，以構成n側涂敷層14的超格子的第2層為1×1017/cm3硅摻雜GaN，其他則與實施例9相同，用以組成的成激光元器件。即，在帶隙能量大的一層上摻雜較多的Si，其他則與實施例9相同，這樣組成的成的激光元器件示出了具有幾乎與實施例9相同的特性。
(實施例11)在實施例9中，以構成n側涂敷層14的第2層作為1×1019/cm3硅摻雜n型In0.01Ga0.99N，其他則相同，用以組成的成激光元器件。即，以構成n側涂敷層14的超格子的第2層組成InGaN，第1層與第2層的雜質濃度相同，其他則與實施例9相同，這樣組成的成的激光元器件示出了具有幾與實施例9相同的特性。
(實施例12)在實施例9中，使構成n側涂敷層14的第1層(Si1×1019/cm3摻雜Al0.2Ga0.8N)膜厚為60，并以第2層為1×1019/cm3硅摻雜的40GaN，以組成的成總膜厚為0.5μm的超格子結構。進一步使構成p側涂敷層19的第1層(鎂1×1020/cm3摻雜Al0.2Ga0.8N)膜厚為60，并使第2層(鎂1×1020/cm3摻雜GaN)膜厚為40，以組成的成總膜厚為0.5μm的超格子結構。即，構成n側涂敷層14的第1層與第2層的摻雜量相同，改變膜厚，并改變構成p側涂敷層19的第1層與第2層的膜厚，其他則與實施例9相同，用以組成的成激光元器件，經確認，閾值電流密度為3.4KA/cm3，有405nm的連續振蕩，示出了閾值電壓為5.2V，壽命也在20小時以上。
(實施例13)在實施例11中，使構成n側涂敷層14的第2層(GaN)的Si濃度為1×1017/cm3，其他則與實施例11相同，用以組成的成激光元器件，這樣，能組成的成特性幾乎與實施例11相同的激光元器件。
(實施例14)在實施例11中，使構成n側涂敷層14的第2層(GaN)為非摻雜，其他則與實施例11相同，用以組成的成激光元器件，這樣，能組成的成特性幾乎與實施例11相同的激光元器件。
(實施例15)在實施例9中，使n側涂敷層14生長0.4μm的1×1019/cm3硅摻雜單一n型Al0.2Ga0.8N，其他則相同，用以組成的成激光元器件。即，在表1基本結構中，僅以p側涂敷層19為如實施例1所示1×1020/cm3鎂摻雜p型Al0.2Ga0.8組成的20第1層與1×1019/cm3鎂摻雜p型GaN組成的20第2層所構成總膜厚為0.4μm的超格子結構，此外，以p側接觸層20為如實施例1所示150的鎂(2×1020/cm3)摻雜p型GaN，同樣地，經確認，其閾值電流密度為3.4KA/cm2，有405nm的連續振蕩，示出了閾值電壓為5.IV，壽命在20小時以上。
(實施例16)
在實施例15中，使構成p側涂敷層19的超格子膜厚為第1層(Al0.2Ga0.3N)的60，并使第2層(GaN)為40，積層成0.5μm的總膜厚，其他則與實施例14相同，用以組成的成激光元器件，其閾值電壓雖有些上升的傾向，但壽命在20小時以上。
(實施例17)在實施例9中，使p側涂敷層19單一生長0.4μm的1×1020/cm3鎂摻雜的p型Al0.2G0.8N，其他則相同，用以組成的成激光元器件。即，在表1的基本結構中，僅以n側涂敷層14為如實施例1所示1×1018/cm3硅摻雜n型Al0.2Ga0.8N所形成的20第1層與非摻雜GaN形成的20第2層所構成總膜厚為0.40m的超格子結構，進一步以p側接觸層20為如實施例1所示的150的Mg(2×1020/cm3)摻雜p型GaN，同樣地，經確認，閾值電流密度為3.5KA/cm2，有405nm的連續振蕩，示出了閾值電壓為5.4V，壽命在10小時以上。
(實施例18)在實施例17中，以70 第1層(Al0.2Ga0.8N)與1×1019/cm3硅摻雜In0.01Ga0.99N所組成的70第2層積層構成n涂敷層14的超格子層使其總膜厚為0.49μm，其他則相同，用以組成的成激光元器件，與實施例16相比，雖有些上升的傾向，但能組成的得壽命同樣在10小時以上的激光元器件。
(實施例19)在實施例17中，以60第1層(Al0.2Ga0.8N)與40第2層(非摻雜GaN)積層為構成n側涂敷層14的超格子層使其總膜厚為0.5μm，其他則與實施例16相同，用以組成的得激光元器件，與實施例17相比，雖有閾值電壓上升的傾向，但能組成的得壽命同樣在10小時以上的激光元器件。
(實施例20)在實施例9中，進一步以n側光導層15為非摻雜GaN形成的20第1層與非摻雜In0.1Ga0.9N形成的20第2層積層而成總膜厚800的超格子層。此外也以p側光導層18為非摻雜GaN形成的20第1層與非摻雜ln0.1Ga0.9N形成的20第2層積層而成總膜厚800的超格子結構。即，在表1的基本結構中，將n側涂敷層14、D側光導層15、p側光導層18及p側涂敷層19作成超格子結構，進一步再將p側接觸層20作成如實施例1的150的鎂(2×1020/cm3)摻雜p型GaN，經確認，其閥值電流密度為2.9KA/cm2，有405nm的連續振蕩，示出了閾值電壓為4.4V，壽命也在60小時以上。
(實施例21)本實施例根據圖1的LED加以說明。與實施例1一樣，在藍寶石組成的基板1上使GaN組成的緩沖層2生長200膜厚，接著，生長5μm膜厚的1×1019/cm3硅摻雜n型GaN形成的接觸層，再接著，生長以In0.4Ga0.6N形成的30單一量子阱結構組成的活性層4。
(p側超格子層)接著，與實施1一樣，生長1×1020/cm3鎂摻雜p型Al0.2Ga0.8N組成的20膜厚的第1層，接著，生長1×1019/cm3鎂摻雜p型GaN形成的20膜厚的第2層，生長由4μm超格子組成的p側涂敷層5。此p側涂敷層4膜厚也不特別限定，最好生長100以上，2μm以下，較佳者最好生長500以上，1μm以下。
接著，在此p側涂敷層5上生長1×1020/cm3鎂摻雜的0.5am膜厚p型GaN層。生長后，與實施例1一樣，從反應容器將圓片取出，熱熔后，從p側接觸層6側蝕刻，能形成n電極9而使n側接觸層3露出。在最上層的p側接觸層6的幾乎整個面上組成200Ni-Au組成的透光性p電極7，在整個電極7上組成Au組成的P焊盤電極8。也在露出的n側接觸面上電形成Ti-Al組成的n電極P。
這樣使組成電極的圓片與350μm的切割晶片分離而組成的成LED元器件，示出了在If20mA中有520nm的綠色發光，Vf為3.2V。相對地，以單一鎂摻雜Al0.2Ga0.8N構成p側涂敷層5的LED元器件，其Vf為3.4V。此外，本實施例有2倍以上的靜電耐壓。
(實施例22)在實施例21中，使膜厚50的第1層與1×1020/cm鎂摻雜GaN所組成的50第2層分別積層25層作成總膜厚0.25Am的超格子，作為構成p側接觸層5的超格子層，其他則相同，用以組成的成LED元器件，能得到特性幾乎與實施例21相同的LED元器件。
(實施例23)在實施例21中，使100第1層與70膜厚第2層組成總膜厚0.25μm的超格子，使其膜厚為構成p側涂敷層5的超格子層的厚度，其他則相同，用以制成的LED元器件，其Vf固為3.4V，但靜電耐壓則較已知的優良20％以上。
(實施例24)在實施例21中，在生長n側接觸層3時，生長60的2×1019/cm3硅摻雜n型Al0.2Ga0.8N組成的第1層與40膜厚的非摻雜GaN組成的第2層，第1層500層與第2層500層交互積層以組成總膜厚為5μm的超格子，其他與實施例12相同，用以組成的成LED元器件，同樣地，在If20mA中Vf降低為3.1V靜電耐壓與已知的比較，提高2.5倍以上。
(實施例25)在實施例23中，使構成p側涂敷層5的超格子的第1層(Al0.3Ga0.8N)膜厚為60，第2層膜厚為40，分別交互積層25層以組成0.3μm的總膜厚，其他結構則相同，用以組成的成LED元器件，其Vf為3.2V，靜電耐壓為已知者的2倍以上。
(實施例26)本實施例根據圖6所示的激光元器件來說明。圖6雖也與圖2一樣是沿垂直于激光諧振方向剖開元器件的剖視圖，但與第2圖不同點在于，用GaN組成的基板101在基板10上的話，則第2緩沖層112不生長，n型雜質摻雜的第3緩沖層113生長。圖6所示之激光元器件用以下方法組成的得。
首先用MOVPE法或HVPE法在基板上生長300μm厚的5×1010/cm3硅摻雜GaN層后，除去藍寶石基板，制作300μm的硅摻雜GaN基板101。GaN基板101借助于在與氮化物半導體不同的基板上生長例如100μm以上的膜厚后除去此異質基板來組成的得。GaN基板101可不摻雜，或摻雜n型雜質組成的成。在摻雜n型雜質時，通常摻雜1×1017/cm3～1×1019/cm3范圍的雜質即可獲得結晶性良的GaN基板。
制作GaN基板101后，令溫度為1050℃，生長3μm膜厚的3×1018/cm3硅摻雜n型GaN所組成的第3緩沖層113。且第3緩沖層113在圖1、圖2中相當在n側接觸層14，但由于不是電極組成層，所以不稱為接觸層，而稱為第3接觸層。在GaN基板101與第3緩沖層113之間雖與實施例1一樣生長低溫下所生長的第1緩沖層，但在生長第1緩沖層情形下，最好在300以下。
接著與實施例1相同，在第3緩沖層113上生長500膜厚的5×1018/cm3硅摻雜In0.1Ga0.9N所組成的裂縫防止層13。
接著，5×1018/cm3硅摻雜n型Al-0.2Ga0.8N所組成20第1層與5×1018/cm3硅摻雜GaN所組成20第2層交互積層100次，以生長總膜厚0.4μm超格子層所組成的n側涂敷層14。
接著與實施例1相同，生長001μm膜厚的5×1018/cm3硅摻雜n型GaN形成的n側光導層。
接著，生長25的非摻雜In0.2Ga0.8N組成的井層與50的非摻雜GaN組成的勢疊層，重復交互2次，最后生長積層總膜厚175的多重量子阱結構(MOW)的活性層16。
接著與實施例1相同，生長300膜厚的1×1020/cm3鎂摻雜p型Al0.3Ga0.7N組成的p側間隙層17，并生長0.1μm膜厚的1×1020/cm3鎂摻雜p型GaN組成的p側光導層18。
接著與實施例1相同，組成總膜厚0.4μm超格子組成的p側涂敷層19，此超格子層由20的1×1020/cm3鎂摻雜p型Al0.2Ga0.8N組成的第1層與20的1×1020/cm3鎂摻雜p型GaN組成的第2層組成的戌，最后則在p側涂敷層19上生長150膜厚的2×1020/cm3鎂摻雜p型GaN組成的p側接觸層20。
反應結束后，在700℃以下熱熔后，與實施例1相同，利用 RIE元器件蝕刻最上層的p側接觸層20與p側涂敷層19，作成具有4μm帶寬的脊狀。
接著與實施例1相同，在p側接觸層20的帶脊最外層表面的幾乎整個表面上組成Ni與Au組成的P電極21，在GaN基板101內面的幾乎整個表面上組成Ti與Au組成的n電極23。
接著如圖6所示，除去電極21的面積，組成p側涂敷層19的SiO2組成的絕緣膜25，通過此絕緣膜，組成與p電極21電連接的p焊盤電極22。
電極組成后，沿垂直在p電極21的方向成條狀將GaN基板101劈開，在劈開面上制作諧振器。并以GaN基板的劈開面為M面。在劈開面上組成SiO2與TiO2組成的電介質多層膜，最后沿平行在p電極方向，成條狀切成如圖6所示的激光晶片。接著使晶片面朝上(成基板與散熱片對向狀態)設于散熱片上，線焊p焊盤電極，在室溫下測試激光振蕩，經確認，在室溫下，閾值電流密度為25KA/cm2，閥值電壓4.0V，以振蕩波長405nm連續振蕩，顯示有500小時以上的壽命。借助于在基板上使用GaN，可減少結晶缺陷的擴大。
下面，參照


本發明實施形態3的實施例。圖4是表示圖3所示的激光元器件的形狀的立體圖。
(實施例27)在藍寶石(C面)組成的基板上通過GaN組成的緩沖層準備使GaN組成的單晶生長50μm膜而成的GaN基板100。將此GaN基板100置于反應容器100內，使溫度提高～1050℃，使用截流子氣體加氫、原料氣體加氮與T鎂、雜質氣體的Si烷，在GaN基板100上生長4μm膜厚的1×1018/cm3硅摻雜GaN組成的n側緩沖層。此n側緩沖層是高溫生長的緩沖層，與在例如藍寶石、SiC、尖晶石等與氮化物半導體不同的材料所組成的成的基板上，在900℃以下低溫，使GaN、AlN等直接生長0.5μm以下膜厚的緩沖層有所區別。
(n側涂敷層14＝超格子層)接著，在1050℃下，使用TMA、T鎂、氮、Si烷，生長40膜厚的1×1019/cm3硅摻雜n型Al0.2Ga0.8N組成的第1層，接著留下Si烷、TMA，生長40膜厚的非摻雜GaN組成的第2層。且以第1層+第2層+第1層+第2層+…方式構成超格子層，分別交互積層100層，生長總膜厚0.8um超格子組成的n側涂敷層14。
(n側光導層15)接著留下Si烷，在1050℃下生長0.1μm膜厚的非摻雜GaN組成的n側光導層。此n側光導層用來作為活性層的光導層，最好使GaN、InGaN生長，通常生長100至5μm，最好生長200～1μm的膜厚。也可以此層為非摻雜超格子層。在作為超格子層情形下，帶隙能量較活性層大，較n側涂敷層的Al0.2Ga0.8N小。
(活性層16)接著使用原料氣體加T鎂、TMI、氨來生長活性層16。活性層16保持于800℃溫度而生長25膜厚的非摻雜In0.2Ga0.8N組成的井層。接著僅改變TMI的克分子比，在同一溫度下，生長50膜厚的非摻雜In0.01Ga0.95N組成的勢疊層。重復操作2次，最后生長井層積層總膜厚195的多重量子阱結構(MOW)的活性層。活性層可如本實施例不摻雜，也可摻雜n型雜質及或p型雜質。雜質可摻雜于井層、勢疊層二者，也可摻雜于其中任一層(p側間隙層17)接著，溫度升高至1050℃，使用T鎂、TMA、氨、Cp2鎂，生長帶隙能量較p側光導層18大的300膜厚的1×1020/cm3鎂摻雜p型Al0.3Ga0.7N組成的p側間隙層17。此p型間隙層17如上所述，保持在0.1μm以下的厚度形成，膜厚下限雖無特別限定，但最好組成10以上的膜厚。
(p側光導層18)接著，留下Cp2鎂、TMA，在1050℃下，生長帶隙能量較p側間隙層17小的0.1μm膜厚的非摻雜GaN組成的p側光導層18。此層用來作為活性層的光導層，與n型光導層15一樣，最好以GaN、InGaN來生長。也可以此p側光導層作為非摻雜氮化物半導體，摻雜雜質的氮化物半導體的組成的超格子層。在作為超格子層情形下，帶隙能量較活性層的井層大，較p側涂敷層的Al0.2Ga0.8N小。
(p側涂敷層19)接著，在1050℃下，生長40膜厚的1×1020/cm3鎂摻雜p型Al0.2Ga0.8N組成的第3層，其次則僅留下TMA，生長40膜厚的非摻雜的N組成的第4層。重復操作100次以組成總膜0.8μm的超格子層組成的p側涂敷層。
(p側接觸層20)最后，在1050℃下，在p側涂敷層19上，生長150膜厚的2×1020/cm3鎂摻雜p型GaN組成的p側接觸層20。p側接燭層20可以p型lnxAlyGa1-X-YN(0≤X，0≤Y，X+Y≤1)構成，較佳者若用來作為鎂摻雜GaN，即可獲得與 p電極21接觸的最佳電阻接觸。并與含有p型AlyGa1-yN的超格子結構的p側涂敷層19連接，以帶隙能量小的氮化物半導體為p側接觸層，由于其膜厚在500以下，所以可實質上提高p側接觸層20的載流子濃度而獲得與p電極接觸的較佳電阻接觸，以降低元器件的閾值電流、電壓。
在反應容器內，在氮環境氣體中，對如上生長氮化物半導體而成的圓片進行700℃的熱熔，使p型雜質摻雜層進一步低電阻化。關于熱熔的詳細方法揭露于本發明人等前所提出申請的美國專利第5,306,662號，本實施例之熱熔也使用美國專利第5,306,662所揭露的方法。
熱熔后，自反應容器中取出圓片，如圖3所示，利用RIE元器件蝕刻最上層的p側接觸層20與p側涂敷層19，做成具有4μm帶寬的脊狀。這樣，借助于使活性層的更上層或為帶形脊狀，活性層的發光即集中于脊狀下方而降低閾值。特別是超格子層的組成的p側涂敷層19以上的層最好做成脊狀。接著在脊部表面上組成遮蔽，以RIE進行蝕刻，在n側緩沖層11的表面露出。露出的n側緩沖層11也用來作為n電極組成用接觸層。圖3中雖以n側緩沖層11為接觸層，但蝕刻至GaN基板100為止，可以露出的GaN基板100為接觸層。
其次在p側接觸層20的脊狀的最外側表面上組成帶狀的Ni與Au組成的p電極，用來獲得與p側接觸層接觸的較佳電阻的p電極21材料舉例來說可例如是Ni、Pt、Pd、Ni/Au、Pt/Au、Pd/Au等。
另一方面，在剛才露出的n側緩沖層11的表面上組成帶狀的Ti與Al組成的n電極23。用來獲得與n側緩沖層11或GaN基板100接觸的較佳電阻的n電極23材料最好為Al、Ti、W、Cu、Zn、Sn、In等金屬或合金。
其次，如圖3所示，在p電極21與n電極23間露出的氮化物半導體層表面上組成SIO2組成的絕緣膜25，經由此絕緣膜25組成與p電極21電連接的P焊盤電極22及n焊盤電極24。此p焊盤電極22放大實質的p電極21的表面積，可用來線焊或片焊p電極。另一方面，n焊盤電極24具有防止n電極23剝離的作用。
如上所述，在研磨元器件中輸送組成n電極與p電極的圓片，使用鉆石研磨劑，研磨未組成氮化物半導體一側的藍寶石基板，使藍寶石基板的厚度為70μm。研磨后，進一步以細研磨劑拋光1μm，使基板表面成為鏡面狀，以Au/Sn作全面金屬處理。
然后則在Au/Sn側劃線，沿垂直于帶狀電極的方向成條狀劈開，在劈開面上制作諧振器。在諧振器表面上組成SiO2與TiO2組成的電介質多層膜，最后沿平行在p電極方向，成條狀切成激光晶片。接著使晶片面朝上(成基板與散熱片相對的狀態)并在散熱片上，將各個電極線焊，在室溫下，測試激光振蕩，經確認，在室溫下，閾值電流密度為2.0KA/cm2、閾值電壓為4.0V，以振蕩波長405nm連續振蕩，示出了其壽命在1000小時以上。
(實施例28)圖7是表示本發明另一實施例的激光元器件的結構模式的剖視圖，與圖3相同樣是元器件沿垂直于激光諧振方向的方向剖開的圖。下面，根據此圖說明實施例28。并在第7圖中，與第3、4圖相同者標附以相同標號。
在藍寶石(C面)基板上，經由GaN組成的緩沖層，準備生長150μm膜厚的5×1018/cm3硅摻雜GaN組成的單晶的GaN基板100。與實施例27相同，在此GaN基板100上生長n側緩沖層11。
(裂縫防止層13)n側緩沖層11生長后，令溫度為800℃，使用原料氣體加T鎂、TMI、氮、雜質氣體加硅烷，生長500膜厚的5×1018/cm3硅摻雜In0.1Ga0.9N組成的裂縫防止層13。利用此裂縫防止層13生長含In的n型氮化物半導體，且最好生長InGaN，可防止在含Al的氮化物半導體層中發生裂縫。此裂縫防止層最好生長100以上0.5μm以下的膜厚。小于100的話，則難以產生上述防止裂縫的作用，大于0.5μm的話，則結晶本身即有變黑的傾向。
裂縫防止層13生長后，與實施例27一樣，生長調度摻雜的超格子組成的n側涂敷層14與非摻雜n側光導層15。
(n側間隙層20)接著使用T鎂、TMA、氮、Si烷，生長帶隙能量較n側光導層15大的300膜厚的5×1018/cm3硅摻雜n型Al0.3Ga0.7N組成的n側間隙層20。
然后則與實施例27一樣，生長活性層16、p側閃隙層17、非摻雜p側光導層18、調度摻雜的超格子所組成的p側涂敷層19、p側接觸層20。
氮化物半導體生長后，同樣進行熱熔，使p型雜質摻雜層進一步低電阻化，熱溶后，如圖7所示，蝕刻最上層的p側接觸層20與p側涂敷層19，做成具有4μm帶寬的脊狀。
脊部組成后，在p側接觸層20的脊部最外側表面上組成帶狀的Ni/Au組成的p電極21，在p電極以外最外側表面的氮化物半導體層上組成SiO2組成的絕緣膜25，通過此絕緣膜組成與P電極電連接的P焊盤電極22。
如上所述，在研磨元器件中輸送組成P電極的圓片，利用研磨除去藍寶石基板，使GaN基板100的表面露出。在露出的GaN基板表面的幾乎整個表面上組成Ti/Al組成的n電極23。
電極組成后，在GaN基板的M面(在使氮化物半導體近似于六方晶的情形下是相當于六角柱側面的面)劈面，在此劈開面上組成SiO2與TiO2組成的電介質多層膜，最后沿平行在p電極的方向，成條狀切斷組成的成激光元器件。此激光元器件也同樣示出了在室溫下連續振蕩，并示出了幾乎與實施例27相同的特性。
(實施例29)在實施例27中，n側緩沖層11生長后，與實施例28相同，生長裂縫防止層13。接著在此裂縫防止層上，生長0.4μm膜厚的1ds1×1019/cm3硅摻雜Al0.3Ga0.7N層，單一層的組成的n側涂敷層14。而后則與實施例27相同做成激光元器件，雖示出了同樣在室溫下激光振蕩，但壽命卻較實施例27的激光元器件短一些。
(實施例30)在實施例27中，p側涂敷層19生長時，生長0.4μm膜厚的1×1020/cm3鎂摻雜Al0.3Ga0.7N層單一層，其他則與實施例相同，以制作激光元器件，雖然示出了同樣在室溫下激光振蕩，但壽命卻較實施例27的激光元器件短一些(實施例31)在實施例27中，n側涂敷層14不作成超格子結構，而是作成0.4μm的1×1018/cm3硅摻雜Al0.2Ga0.8N層。且p側涂敷層也同樣不作成超格子結構，而是作成0.4μm的1×1020/cm3鎂摻雜Al0.2Ga0.8層。替代地，將n側光導層15作成30的非摻雜In0.01Ga0.99N層與30的1×1017/cm3硅摻雜GaN層所積層總膜厚為0.12μm超格子結構，將p側光導層18作成30的非摻雜In0.01Ga0.99N層與30的1×1017/cm3鎂摻雜GaN層的積層總膜厚為0.12μm的超格子結構，其他則與實施例27相同，以組成的成激光元器件，雖然示出了同樣在室溫下激光振蕩，但壽命較實施例27的激光元器件短一些。
(實施例32)在實施例27中，在形成n側緩沖層11時，將30非摻雜GaN層與30的1×1019/cm3硅摻雜Al0.05Ga0.95N層積層成總膜厚為1.2μm的超格子層。其后則與實施例27一樣，使n側涂敷層14以上的層生長以組成的成激光元器件。但，在形成n電極時，因蝕刻而露出的面介在上述1.2μm超格子層的中間而在此超格子層上組成n電極。此激光元器件同樣在室溫下連續振蕩，閾值比實施例27相比低一些，壽命在1000小時以上。
(實施例33)圖8是本發明另一實施例的激光元器件結構模式的剖視圖，與其他圖示相同的標號表示同一層。以下根據此圖說明實施例33。
與實施例27相同，在以2英寸φ、(0001)C面為主面的藍寶石基板301在500℃下生長200膜厚的GaN組成的緩沖層(未圖示)后，將溫度調至1050℃而生長5μm膜厚的非摻雜GaN層31。此生長的膜厚并不限于5μm，最好生長為較緩沖層厚的膜厚，將其調整為10μm以下的膜厚。由于基板使藍寶石以外的SiC、ZnO、尖晶石、GaAs等氮化物半導體生長，故如已知的那樣，可使用不同于氮化物半導體的材料所組成的成的基板。
接著在非摻雜的GaN層31生長后，從反應容器取出晶圓，在此GaN層31表面上組成帶狀光罩，利用CVD元器件組成由帶寬20μm、帶間隔(窗部)5μm的SiO2所組成的成的0.1μm膜厚的保護膜32。圖8是沿帶的長軸方向垂直截斷的部份圓片結構的模式剖視圖，保護膜的形狀呈帶狀、點狀、棋盤格子狀等狀態雖也極佳，但保護膜的面積較非摻雜GaN層31的露出部份，即較未組成保護膜的部份大，能易于生長結晶缺陷少的GaN基板100。可使用例如氧化硅(SiOX)、氮化硅(SixNY)、氧化銻(TiOX)、氧化銫(ZrOX)等氮化物、氮化物來作為保護膜的材料，且別的多層膜可使用熔點1200℃以上的金屬。此保護膜材料也耐600℃～1100℃的氮化物半導體生長溫度，其表面上不但不生長氮化物半導體，反而具有難以生長的性質。
保護膜32組成后，圓片兩度置于反應容器內，在1050℃下，生長10μm膜厚的非摻雜GaN組成的GaN基板100形成的GaN層。所生長的GaN層的較佳，生長膜厚雖也因先前所組成的保護膜32膜厚、大小而不同，但也在保護膜上橫向(垂直于厚度的方向)生長充分的厚度以覆蓋保護膜32的表面。這樣行具有氮化物半導體難以生長的性質的保護膜32表面上，以GaN層生長法橫向生長GaN層的話，則最初在保護膜32上并不生長GaN層，GaN層在窗部的非摻雜GaN層31上選擇生長。接著，繼續GaN層生長，GaN層橫向生長，被覆在保護膜32上，與鄰接的窗所生長的GaN層鄰接成GaN生長在保護膜32上狀態。即，經由GaN層橫向生長GaN層于GaN層31上。重要的是藍寶石基板301生長GaN層31的結晶缺陷與保護膜32上所生長的GaN基板100的結晶缺陷的數量。即，由于異質基板與氮化物半導體的格子常數失配，所以異質基板上所生長的氮化物半導體會發生大量的結晶缺陷，此結晶缺陷含依次順著組成于上層的氮化物半導體的生長部份傳至表面。另一方面，如本實施例33所示，橫向生長在保護膜32上的GaN基板100并非直接生長于異質基板上，由于生長自鄰接的窗的GaN層是通過保護膜32上橫向生長而與生長部份鄰接，所以結晶缺陷數與直接生長自異質基板者相比非常少，因此，在異質基板上生長氮化物半導體層上組成部份保護膜，借助于以此保護膜上橫向生長而成的GaN層為基板，可獲得結晶缺陷遠較實施例27的GaN基板少的GaN基板。實際上，非摻雜GaN層31的結晶缺陷雖在1020/cm2以上，但基于實施例33的方法，GaN基板100的結晶缺陷可減少在106/cm2以下。
如上所示組成GaN基板100之后，與實施例27相同，在此GaN基板上生長5μm膜厚的1×1018/cm3硅摻雜GaN組成的q側緩沖層、接觸層11，與實施例28相同，生長500膜厚的5×1018/cm3硅摻雜In0.1Ga0.9N組成的裂縫防止層13。也可省略裂縫防止層13。
(中央部份為高雜質濃度的超格子結構的n側涂敷層14)接著在1050℃下，使用T鎂、氮，借助于使非摻雜GaN生長20膜厚、組成帶隙能量小的第二氮化物半導體層。接著在相同溫度下，增加TMA，使非摻雜Al0.1Ga0.9N層生長5，繼續增加Si烷而使1×1019/cm3硅摻雜Al0.1Ga0.9N層生長20之后，留下Si，進一步使非摻雜Al0.1Ga0.9N層生長5膜厚，由此組成帶隙能量大而厚度為30μm的第一氮化物半導體層。以后則同樣由反復交互積層第二氮化物半導體層與第一氮化物半導體層來組成。且實施例33分別積層在120層的第2氮化物半導體層與第1氮化物半導體層，以組成0.6μm厚的超格子結構組成的n側涂敷層14。
接著與實施例27相同，依序生長n側光導層15、活性層16、p側間隙層17、p側光導層18。
(中央部份為高雜質濃度結構的p側涂敷層19)
接著在1050℃下，使用T鎂、氮，借助于使非摻雜的GaN層生長20膜厚，組成帶隙能量小的第四氮化物半導體層。接著，在相同溫度下，增加TMA，使非摻雜Al0.1Ga0.9N生長5，接著增加Cp2鎂而使1×1020/cm3鎂摻雜Al0.1Ga0.9N層生長20膜厚后，借助于留下Cp2鎂進一步使非摻雜層Al0.1Ga0.9N層生長5膜厚，組成帶隙能量大而厚度為30μm的第三氮化物半導體。以后則同樣反復交互積層第四氮化物半導體層與第三氮化物半導體層來組成。實施例33分別積層120層的第四氮化物半導體層與第三氮化物半導體層，組成0.6μm厚超格子結構組成的n側涂敷層19。
最后，與實施例27相同，生長p側接觸層20后，從反應容器取出圓片面熱熔后，進行蝕刻，使p側涂敷層19以上的層為帶狀的脊狀。
接著圖8所示，相對于脊部進行左右對稱的蝕刻，可組成電極23而使n側緩沖層表面露出，以組成n電極23，另一方面也在p側接觸層20的脊部的最外側表面上成帶狀組成p電極21。而后則與實施例27相同，制作激光元器件，與實施例27比較，閾值、電流密度、電壓大概降低10％，示出了以波長405nm連續振蕩，壽命在2000小時以上。使用結晶缺陷少且在GaN基板100上很大地提高氮化物半導體的結晶性。在圖8中，在使GaN基板100例如生長80μm以上膜厚情形下，也可除去異質基板30至保護膜32。
(實施例34)在實施例23中，生長n側涂敷層14時，不使中央部份成為高雜質濃度，通常使非摻雜層GaN生長20，使1×1019/cm3硅摻雜Al0.1Ga0.9N層生長20，積層為總膜厚0.6μm的超格子結構。
另一方面，也在生長p側涂敷層19時，不使中央部份成高雜質濃度。使非摻雜GaN層生長20，使1×1020/cm3鎂摻雜Al0.1Ga0.9N層生長20，積層成總膜厚0.6μm的超格子結構，其他則與實施例33相同，組成的成激光元器件，與實施例33比較，雖降低若干閾值，但示出了其壽命大致在2000小時以上。
(實施例35)在實施例33中，在生長n側涂敷層14時，使1×1019/cm3硅摻雜GaN層生長25，非摻雜Al0.1GaN層生長25，交互積層成0.6μm的超格子結構。另一方面也在生長p側涂敷層19時，使1×1020/cm3鎂摻雜GaN層生長25，使非摻雜Al0.1Ga0.9N層生長25，交互積層為總膜厚0.6μm超格子結構，其他則與實施例33相同，制作激光元器件，獲得特性、壽命幾乎與實施例33相同的激光元器件。
(實施例36)在實施例33中，D側涂敷層14生長時，使1×1019/cm3硅摻雜GaN層生長25，使1×1017/cm3硅摻雜Al0.1Ga0.9N層生長25，交互積層成0.6μm的超格子結構。另一方面，在p側涂敷層19時，使1×1020/cm3鎂摻雜GaN層生長25，使1×1018/cm3鎂摻雜Al0.1Ga0.9N層摻雜25，交互積層為總膜厚0.6μm超格子結構，其他則與實施例33相同，組成的造激光元器件，獲得特性、壽命幾乎與實施例33相同的激光元器件。
(實施例37)于實施例33中，不使n側涂敷層成為超格子結構，而使1×1019/cm3摻雜Al0.1Ga0.9N層生長0.6μm膜厚。另一方面在生長p側涂敷層19時，使1×1020/cm鎂摻雜GaN層生長25，1×1018/cm3摻雜Al0.1Ga0.9N摻雜25，交互積層為總膜厚0.6μm超格子結構，其他則與實施例33相同，以組成的造激光元器件，示出了其與實施例33相比，雖然閾值有些上升，但壽命則在1000小時以上。
(實施例38)在實施例33中，使n側涂敷層及p側涂敷層的超格作一般的調度摻雜(中央部份非高濃度，層內幾乎均一)，在n側緩沖層生長時，使1×1019/cm3摻雜Al0.5Ga0.9N層生長50，使非摻雜GaN層生長50，交互積層成總膜厚2μm的超格子層，其他則與實施例33一樣，以制作激光元器件，示出了其與實施例33比較，閾值有些降低，壽命在3000小時以上。
(實施例39)在實施例33中，將n側涂敷層14作成非摻雜GaN層生長20，1×1019/cm3硅摻雜Al0.1Ga0.9N層生長20，積層成總膜厚為0.6μm的超格子結構。接著將n側光導層15作成1×1019/cm3硅摻雜層生長25，非摻雜Al0.5Ga0.95N層生長25，交互積層層總膜厚為0.1μm的格子結構。
另一方面，也將p側光導層作為1×1019/cm3鎂摻雜GaN層生長25，非摻雜Al0.5Ga0.95N層生長25，交互積層成總膜厚為0.1μm的超格子結構。接著則將p側涂敷層19作成非摻雜GaN層生長20，1×1020/cm3鎂摻雜Al0.1Ga0.9N層生長20，交互積層層總膜厚為0.6μm的超格子結構，其他則相同，以制作激光元器件，顯出了與實施例33比較，閾有些值降低，壽命在3000小時以上。
(實施例40)實施例40與實施例33相同，均是使用GaN基板100構成的激光元器件。
即，實施例40的激光元器件是在與實施例33相同結構的GaN基板100上組成以下各半導體層。
首先，在GaN基板100上，使1×1018/cm3以上硅摻雜n型GaN組成的n側接觸層(n側第二氮化物半導體層)生長2μm膜厚。且最好將此做成非摻雜GaN與硅摻雜AlXGa1-XN(0＜X≤0.4)組成的成的超格子層。
接著在n側接觸層生長后，在800℃溫度下，在氮環境氣體中，以T鎂、TMI、氨、Si烷使5×1018/cm3硅摻雜In0.1Ga0.9N組成的裂縫防止層生長500膜厚。此裂縫防止層可借助于以含有In的n型氮化物半導體且最好是InGaN生長來防止在此后生長的含Al氮化物半導體層中產生裂縫。且此裂縫防止層最好生長100以上0.5μm以下的膜厚。小于100的話，則難以產生上述防止裂縫的作用，大于0.5μm，則有結晶本身變黑的傾向。
接著，在1050℃下使用TMA、T鎂、氨、Si烷、使1×1019/cm3硅摻雜n型Al0.2Ga0.8N層生長40，使非摻雜GaN層生長40的膜厚，使這些層分別積層100層成為總膜厚0.8μm的超格子組成的n側涂敷層。
接著，使非摻雜Al0.05Ga0.95N組成的n側光導層生長0.1μm膜厚。此層用來作為波導活性層的光的光導層，其他可不摻雜，或摻雜n型雜質。也可用此層作為GaN與AlGaN組成的超格子層。
其次使非摻雜In0.01Ga0.99N組成的活性層生長400膜厚。
其次使帶隙能量比此后組成的p側光導層大的1×1019/cm3鎂摻雜p型Al0.2Ga0.8N組成的p側間隙層生長300膜厚。
接著使帶隙能量比p側間隙層小的Al0.01Ga0.99N組成的p側光導層生長0.1μm膜厚。來作為活性層的光導層。且此p側光導層也可用來作為非摻雜氮化物半導體組成的超格子層。在用來作為超格子層情形下，帶隙能量大的一層(勢壘層)其帶隙能量較活性層大，較p側涂敷層小。
接著使1×1019/cm3Me摻雜p型Al0.2Ga0.8N層生長40，使非摻雜GaN生長40，交互積層成總膜厚0.8μm超格子層結構，生長此超格子結構組成的p側涂敷層。
最后，在p側涂敷層上生長150膜厚的1×1020/cm3鎂摻雜p型GaN組成的p側接觸層。特別是在制作激光元器件情形下，使其與含AlGaN超格子結構的p側涂敷層相接，以帶隙能量小的氮化物半導體作為p側接觸層，由于其膜厚在500以下，所以實質上p側接觸層的載流子濃度增高，獲得與p電極接觸的較佳電阻，并且元器件的閾值電流、電壓有降低的傾向。
如以上在預定溫度下對生長氮化物半導體的圓片進行退火而進一步使p型雜質摻雜層低電阻化后，從反應容器取出圓片，利用RIE元器件蝕刻最上層的p側接觸層、p側涂敷層以組成具有4μm帶寬的脊狀。這樣，借助于使活性層上方的層成為帶狀的脊狀，活性層的發光即集中在帶脊的下方而降低閾值，特別是，最好使超格子層組成的p側涂敷層以上的層成為脊狀。
退火的詳細方法揭示在本發明人等前所提出申請的美國專利第5,306,662中，本實施例的熱熔也使用美國專利第5,306,662所揭示的方法。
接著在脊部表面上組成遮蔽，利用RlE進行蝕刻而使n側接觸層的表面露出，成帶狀組成Ti與Au組成的n電極。另一方面在p側接觸層的脊部最外側表面上成帶狀組成Ni與Au組成的p電極。可獲得與p型GaN層接觸的較佳電阻的電極材料，舉例來說可例如為Ni、Pt、Pd、Ni/Au、Pi/Au、Pd/Au等。可獲得與n型GaN接觸的較佳電阻的電極材料，舉例來說可例如為Al、Ti、W、Cu、Zn、Sn、In等金屬或合金。
接著在p電極與n電極間露出的氮化物半導體層表面上組成SiO2組成的絕緣膜，通過此絕緣膜組成與p電極電連接的P焊盤電極。此P焊盤電極擴大p電極的實質表面積，能線焊、片焊p電極側。
如上所述，在研磨元器件中輸送組成n電極與P電極的圓片，使用鉆石研磨劑，研磨未組成氮化物半導體的一側的藍寶石基板，使藍寶石基板的厚度為10μm。研磨后，進一步以細研磨劑拋光1μm將基板表面作成鏡面狀，以Au/Sn全面進行金屬處理。
此后則在Au/sn側劃線，沿垂直于帶狀電極的方向成條狀劈開，在劈開面上制作諧振器。在諧振器表面上組成SiO2與TiO2組成的電介質多層膜，最后沿平行在p電極的方向，成條狀切斷組成的成激光晶片。接著使晶片面朝上(成基板與散熱片相對狀態)置于散熱片上，線焊各個電極，在室溫下測試激光振蕩，經確認，在室溫下，閾值電流密度為2.0KA/cm2，閾值電壓為4.0V，以368nm振蕩波長連續振蕩，顯示壽命在1000小時以上。
(實施例41)實施例41以下是根據實施形態4作成的激光元器件的例子。下面參照圖9說明實施例41。
(基底層302)將2英寸、以C面為主面的藍寶石組成的異質基板30置于MOVPE反應容器內，在500℃溫度下，使用T鎂、氮(NH3)，使GaN組成的緩沖層(未圖示) 生長200膜厚。緩沖層生長后，溫度調為1050℃，同樣使GaN組成的基底層302生長4μm的膜厚。
(基底層303)基底層302生長后，從反應容器取出圓片，在此基底層302表面上組成帶狀光罩，利用CVD元器件使帶寬10μm、帶狀間隔(宵部)2μm的SiO2組成的保護膜303生長1μm膜厚。
(氮化物半導體基板304)保護膜303組成后，再度將圓片置于MOVPE反應容器內，將溫度調為1050℃，使用T鎂、氮，使非摻雜GaN組成的氮化物半導體基板304生長20μm膜厚。生長后的氮化物半導體基板304表面成為保護膜的帶狀中央部位的話，則在窗部的帶狀中央部位上雖然出現與帶狀保護膜平行的結晶缺陷，但此后在激光元器件的脊部組成時，由于帶脊與此結晶缺陷無關，所以結晶缺陷不會轉移于活性層，從而提高元器件的可靠度。
(n側緩沖層311＝兼n側接觸層)接著使用氮、T鎂與雜質氣體之Si烷氣體，在第二氮化物半導體層4上組成5μm膜厚的3×1018/cm3硅摻雜GaN組成的n側緩沖層311。
(裂縫防止層312)接著使用T鎂、TMI、氮，在800℃溫度下，使In0.06Ga0.8N組成的裂縫防止層312生長0.15μm膜厚。
(n側涂敷層313＝超格子層)接著，在1050℃下，使用TMA、T鎂、氮、Si烷，使1×1018/cm3硅摻雜n型Al0.16Ga0.84N組成的第1層生長25膜厚，面接著則留下Si烷TMA，使非摻雜GaN組成的第2層生長25膜厚。并以第1層+第2層+第1層+第2層……的方式構成超格子層，生長總膜厚1.2μm超格子組成的n側涂敷層313。由于此超格子組成的n側涂敷層的Al平均組成為8.0％，所以其與膜厚的乘積為9.6。
(n側光導層314)接著，留下Si烷，在1050℃下，使非摻雜GaN組成的n側光導層314生長0.1μm膜厚。
(活性層315)接著使用T鎂、TMI、氮來生長活性層314。將活性層保持在800℃，使非摻雜In0.2Ga0.8N組成的井層生長40。接著僅改變TMI的克分子此，在同一溫度下，使非摻雜In0.01Ga0.99N組成的勢疊層生長100膜厚。井層與墊疊層依次積層，最后止于勢壘層，生長總膜厚400的多重量子阱結構(MOW)的活性層。
(p側間隙層316)接著將溫度提高至1050℃，使用T鎂、TMA、氮、Cp2鎂，使帶隙能量較p側光導層317大的1×1020/cm鎂摻雜p型Al0.3Ga0.7N組成的p側間隙層317生長0.1μm膜厚。
(p側涂敷層318)接著在1050℃下，使1×1020/cm3鎂摻雜p型Al0.16Ga0.84N組成的第3層生長25膜厚，接著僅留下TMA，使非摻雜GaN組成的第4層生長25膜厚，以生長總膜厚0.6μm超格子層所組成的p側涂敷層318。由于此p側涂敷層的Al平均組成也為8％，故與膜厚的乘績為4.8。
(p側接觸層319)最后在1050℃下，在p側涂敷層318上生長150膜厚的2×1020/cm3鎂摻雜p型GaN組成的p側接觸層318。
如上所述，在反應容器內，在氮環境氣拔中，對生長氮化物半導體的圓得進行700℃的熱熔，使p型雜質摻雜層進一步低電阻化。
熱熔后，從反應容器取出圓片，利用RIE元器件蝕刻最上層的p側接觸層318與p側涂敷層317，如第9圖所示，組成具有4μm帶寬的脊狀。
在帶脊組成情形下，此帶脊組成在氮化物半導體基板表面上無結晶缺陷的位置。
接著在脊部表面上組成光罩，利用RIE進行蝕刻，使n側緩沖層311表面露出。
接著在p側接觸層319的脊部最表面上組成帶狀的Ni與Au組成的p電極320，另一方面則在先前露出的n側緩沖層311表面上，成帶狀組成Ti與Al組成的n電極322后，如圖9所示，在p電極320與n電極322間露出的氮化物半導體層表面上組成SiO2組成的絕緣膜323，通過此絕緩膜323組成與p電極320電連接的P焊盤電極321。
如上所述，將形成n電極的和p電極的圓片的藍寶石基板研磨成70μm后，沿垂直于帶狀電極，成條狀從基板側劈開，在劈開面上制作諧振器。在諧振器表面上組成SiO2與TiO2組成的電介質多層膜，最后則沿平行在p電極的方向成條狀切斷做成激光元器件。
此激光元器件在散熱片上，將各個電極線焊，在室溫下測試激光振蕩，示出了在室溫下連續振蕩，單激光的FFP是單一的，所得形狀也為較佳的橢圓形。至于激光元器件的特性，與我們在JPN.J.Apnl.Phys.Nol.36(1997)所發表的比較，閾值降低10％以上，壽命提高50％以上。
(實施例42)在實施例41中，在n側涂敷層313生長時，使硅摻雜n型Al0.2Ga0.8N生長25且非摻雜GaN積層25，生長總膜厚1.0μm超格子組成的n側涂敷層313，其他則相同，以制作激光元器件。且由在n側涂敷層的Al平均組成為10.0％，所以與其膜厚的乘積為10.0。此激光元器件具有幾乎與實施例41相同的特性。
(實施例43)
在實施例41中，在n側涂敷層313生長時，使硅摻雜n型Al0.2Ga0.8N生長25且非摻雜GaN積層25，生長總膜厚0.2μm超格子組成的n側涂敷層313，其他則相同，以制作激光元器件。由在n側涂敷層的Al平均組成為1.0％，所以與其膜厚的乘積為7.0。此激光元器件也具有幾乎與實施例41相同的特性。
(實施例44)在實施例41中，在n側涂敷層313生長時，使硅摻雜n型Al0.12Ga0.88N生長25且使非摻雜GaN積層25，生長總膜厚0.8μm超格子組成的n側涂敷層313，其他則相同，制作激光元器件。由在n側涂敷層的Al平均組成為6.0％，所以與其膜厚的乘積為4.8。此激光元器件與JPN.J.Apnl.Phys.Nol.36(1997)所發表的比較，閾值降低5％以上，壽命提右20％以上。
(實施例45)在實施例41中，在n側涂敷層318生長時，使硅摻雜n型Al0.07Ga0.93N生長25且使非摻雜GaN積層25，而生長成1.4μm的總膜厚，其他則相同，制作激光元器件。由在n側涂敷層的Al平均組成為35％，所以與其膜厚的乘積為4.9，此激光元器件具有幾乎與實施例44相同的特性。
產業上的可利用性如以上所說明，本發明氮化物半導體元器件由于在活性層以外的p型氮化物半導體區域或n型氮化物半導體區域用超格子層來構成，所以可顯著增進電效率。
也就是說，已知氮化物半導體元器件雖然建議將活性層作成多重量子阱結構，但通常是夾設活性層而例如涂敷層等的單一氮化物半導體層結構。至于本發明的氮化物半導體元器件，由于是用具有可產生量子效果的層的超格子來作為涂敷層或注入電流接觸層，所以可降低涂敷層側的電阻率。由此可降低例如LD元器件的閾值電流、閾值電壓，并延長此元器件的壽命。并且，已知的LED會在靜電上變弱，而本發明卻是靜電耐壓強的元器件。這樣，由于能降低V1、閾值電壓，所以也可減少發熱量，提高元器件可靠度。本發明氮化物半導體元器件無論其是否為LED、LD等發光元器件與否，只要用于使用氮化物半導體的太陽能電池、光感測器、半導體等，即可實現效率相當高的元器件，其產業上利用價值極大。
如實施形態4及實施例41至45所示，本發明另一氮化物半導體發光元器件可用來使發光封閉于核心部以獲得單一模激光。并且，激光的點狀也成單一橢圓形，所以可獲得一定的遠視野型式。已知氮化物半導體由于使用折射率較所謂藍寶石氮化物半導體小的材料，所以無法避免已知技術的問題，雖然這樣，本發明并不限于藍寶石組成的，也可在折射率較氮化物半導體小的種種基板上組成的激光元器件，由于可獲得單一模式而又美麗形狀的激光，所以作為寫入、讀取光源，利用價值極大。本實施形態4雖然就激光元器件來說明，但本發明不限于激光元器件，也可適用于LED元器件、超發光二極管等的其他發光元器件。
權利要求
1.一種氮化物半導體發光元器件，在具有氮化物半導體層的n導電側半導體區域與具有氮化物半導體層的p導電側半導體區域之間具有氮化物半導體活性層，其特征在于，所述活性層包含InGaN層，具有與所述活性層相接的超格子層，該超格子層由氮化物半導體的第1層和組成不同于第1層的第2層在所述n導電側交替積層而成，至少一個層具有100以下的膜厚，該超格子層的第1層和第2層是InXGa1-XN(0＜X＜1)和GaN的組合。
2.如權利要求1所述的氮化物半導體發光元器件，其特征在于，所述活性層的InGaN層是量子阱層。
3.如權利要求2所述的氮化物半導體發光元器件，其特征在于，所述活性層是多重量子阱構造。
4.如權利要求1所述的氮化物半導體發光元器件，其特征在于，構成所述超格子層的氮化物半導體的平均帶隙能量比活性層大。
5.一種半導體發光元器件，其特征在于，依次具有具有一個或兩個以上氮化物半導體層的n導電側半導體區域、具有氮化物半導體的活性層、以及具有一個或兩個以上氮化物半導體層的p導電側半導體區域，在所述n導電側半導體區域具有超格子多層膜的緩沖層或n側接觸層，所述超格子多層膜由氮化物半導體組成的第1層和由其組成不同于第1層的氮化物半導體組成的第2層交替積層而成，以及超格子多層膜的n側涂敷層，所述超格子多層膜由氮化物半導體組成的第3層和由其組成不同于第3層的氮化物半導體組成的第4層交替積層而成。
6.如權利要求5所述的半導體發光元器件，其特征在于，所述所述緩沖層是超格子多層膜，在該緩沖層上具有設置了負電極的所述n側接觸層。
7.如權利要求6所述的半導體發光元器件，其特征在于，所述緩沖層的n型雜質濃度比所述n側接觸層小。
8.如權利要求5所述的半導體發光元器件，其特征在于，所述緩沖層是超格子多層膜，所述第1層是含有Al的氮化物半導體。
9.如權利要求8所述的半導體發光元器件，其特征在于，所述第1層是AlXGa1-XN(0＜X＜1)。
10.如權利要求6至9中任一項所述的半導體發光元器件，其特征在于，所述緩沖層的第1層和第2層的膜厚在100埃以下。
11.如權利要求4或5所述的半導體發光元器件，其特征在于，在所述緩沖層上具有設置了負電極的所述n側接觸層。
12.如權利要求5所述的半導體發光元器件，其特征在于，所述n側接觸層的第3層和第4層中至少一方的膜厚在100埃以下。
13.如權利要求12所述的半導體發光元器件，其特征在于，所述第3層和第4層的組成分別是InXGa1-XN(0≤X≤1)和AlYGa1-YN(0≤Y≤1)。
14.一種氮化物半導體發光元器件，在具有氮化物半導體層的n導電側半導體區域與具有氮化物半導體層的p導電側半導體區域之間具有氮化物半導體活性層，其特征在于，在所述p導電側半導體區域的表面具有膜厚500以下的p側接觸層，在所述p側接觸層和活性層之間具有p側超格子多層膜，該p側超格子多層膜由氮化物半導體的第3層和由其組成不同于第1層的氮化物半導體組成的第4層積層而成，至少一方的層具有100以下的膜厚。
15.如權利要求14所述的氮化物半導體發光元器件，其特征在于，所述p側接觸層與p側超格子多層膜相接。
16.一種氮化物半導體發光元器件，在具有氮化物半導體層的n導電側半導體區域與具有氮化物半導體層的p導電側半導體區域之間具有氮化物半導體活性層，其特征在于，在所述p導電側半導體區域的表面具有超格子多層膜的p側接觸層，該p側超格子多層膜由氮化物半導體的第1層和由其組成不同于第1層的氮化物半導體組成的第2層積層而成，至少一方的層具有100以下的膜厚。
17.如權利要求14所述的氮化物半導體發光元器件，其特征在于，所述p側接觸層設置在p側涂敷層上，是帶隙能量比p側涂敷層小的氮化物半導體。
18.如權利要求17所述的氮化物半導體發光元器件，其特征在于，所述p側接觸層是InGaN、GaN。
19.如權利要求14至16中任一項所述的氮化物半導體發光元器件，其特征在于，所述p側接觸層的膜厚在200以下。
20.如權利要求19所述的氮化物半導體發光元器件，其特征在于，在所述p側接觸層上設置透光性電極。
21.如權利要求14至16中任一項所述的氮化物半導體發光元器件，其特征在于，所述超格子多層膜的兩種層的p型雜質濃度相互不同。
22.如權利要求14至16中任一項所述的氮化物半導體發光元器件，其特征在于，所述超格子多層膜的兩種層，是3元混晶于3元混晶的組合，或者3元混晶與2元混晶的組合。
23.如權利要求22所述的氮化物半導體發光元器件，其特征在于，所述超格子多層膜的兩種層，是InXGa1-XN(0≤X≤1)和AlYGa1-YN(0≤Y≤1)的組合，或者AlXGa1-XN(0≤X≤1)和AlYGa1-YN(0＜Y＜1，X＜Y)的組合。
24.如權利要求23所述的氮化物半導體發光元器件，其特征在于，所述超格子多層膜的兩種層是InGaN/GaN的多層膜。
25.如權利要求14所述的氮化物半導體發光元器件，其特征在于，所述超格子多層膜是p側涂敷層。
全文摘要
本發明涉及一種發光元器件等的氮化物半導體元器件，是在一層或二層以上的氮化物半導體層所組成的n導電側半導體區域與一層或二層以上的氮化物半導體層所組成的p導電側半導體區域之間形成活性層的氮化物半導體元器件，所述p導電側或n導電側半導體區域的至少一層氮代物半導體層是分別由氮化物半導體所組成并且組成互異的第1層與第2層積層而成的超格子層。根據上述結構，即可降低元器件所用電流、電壓，實現效率高的元器件。
文檔編號H01S5/323GK1964093SQ200610163959
公開日2007年5月16日 申請日期1998年1月8日 優先權日1997年1月9日
發明者長濱慎一, 妹尾雅之, 中村修二 申請人:日亞化學工業株式會社