(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
表面と、前記表面の反対側の裏面とを有し、
前記表面と前記裏面との間が２００μｍ以上の膜厚を有するＧａＮ結晶であり、前記表面において、閃亜鉛鉱構造のＧａＮ半導体が占める面積の割合が９５％以上である閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板。
【請求項２】
前記裏面から前記表面へＧａＮ結晶の膜厚が増加するに伴い、ウルツ鉱構造の割合及びＡｓ濃度が減少している請求項１に記載の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板。
【請求項３】
前記表面近傍のＡｓ濃度が、１×１０19／ｃｍ3以下である請求項２に記載の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板。
【請求項４】
前記表面における転位密度が、７×１０6／ｃｍ2以下である請求項３に記載の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板。
【請求項５】
請求項１に記載の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を製造する方法であって、
閃亜鉛鉱型のＧａＡｓ基板の裏面に、Ａｓを透過しない保護層を形成する保護層形成工程と、
前記保護層を形成した後、閃亜鉛鉱型のＧａＡｓ基板の表面に、閃亜鉛鉱型の窒化物半導体からなる低温バッファ層を形成する低温バッファ層形成工程と、
前記低温バッファ層上に閃亜鉛鉱型のＧａＮ半導体層をＨＶＰＥ法により形成する窒化物半導体層形成工程と、
前記ＧａＮ半導体層を形成した後、前記ＧａＡｓ基板を除去して閃亜鉛鉱型の窒化物半導体自立基板を形成するＧａＡｓ基板除去工程と
を備える閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法。
【請求項６】
前記ＧａＡｓ基板の表面が、（００１）面、（１１１）Ａ面、又は（１１１）Ｂ面のいずれかの面を有する請求項５に記載の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法。
【請求項７】
請求項１に記載の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板と、
前記閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板上に形成された発光層とを備える閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を用いた発光装置。
【請求項８】
前記閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の表面近傍のＡｓ濃度が、１×１０19／ｃｍ3以下である請求項７に記載の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を用いた発光装置。
【請求項９】
前記閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の前記表面における転位密度が、７×１０6／ｃｍ2以下である請求項７又は８に記載の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を用いた発光装置。
【請求項１０】
前記発光層が、緑色領域の光を発する請求項７から９のいずれか１項に記載の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を用いた発光装置。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板、閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法、及び閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を用いた発光装置に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、青色、緑色、紫外発光デバイス材料、又は高出力用途の電子デバイス材料として応用されている窒化物半導体は、六方晶系に属するウルツ鉱構造を有している。ウルツ鉱構造を有する窒化物半導体は、例えば、サファイア、４Ｈ−ＳｉＣ等の六方晶系の基板上に、低温ＧａＮバッファ層、ＡｌＮバッファ層、又は高温ＡｌＮバッファ層を介して窒化物半導体を成長して形成される。このようなウルツ鉱構造の窒化物半導体を用いて、青紫レーザダイオード（ＬＤ）、青色発光ダイオード（ＬＥＤ）、緑色ＬＥＤ、及び高電子移動度トランジスタ（ＨＥＭＴ）などが実用化されている。
【０００３】
ここで、ウルツ鉱構造を有する窒化物半導体から形成される緑色ＬＥＤの発光出力は、同じ構造を有する青色ＬＥＤの半分程度である。これは、ウルツ鉱構造を有する窒化物半導体から形成される緑色ＬＥＤの活性層の結晶品質が、青色ＬＥＤ（発光波長：約４６０ｎｍ）の活性層の結晶品質に比して悪いからである。ウルツ鉱構造を有する窒化物半導体から形成される緑色ＬＥＤ（発光波長：約５２５ｎｍ）の活性層の結晶品質が悪いのは、以下の理由による。すなわち、ウルツ鉱構造を有する窒化物半導体から形成される緑色ＬＥＤの活性層は、青色ＬＥＤ（典型的に、Ｉｎ組成＝０．１５）よりもＩｎを多く含むＩｎＧａＮ層（典型的には、Ｉｎ組成＝０．２５）から形成することを要するので、ウルツ鉱構造を有する窒化物半導体から形成される緑色ＬＥＤの活性層の成長温度は、青色ＬＥＤの場合よりも低くしなければならないからであり、また、下地層として用いられるＧａＮ層と活性層との格子不整合が大きいためである。同様にして、実用的な窒化物半導体の緑色ＬＤの製作も困難である。
【０００４】
これらの問題点を解決する一つの有望な候補として、閃亜鉛鉱構造の窒化物半導体を用いることが考えられる。閃亜鉛鉱構造のＧａＮ結晶のバンドギャップエネルギーは３．２２ｅＶであり、ウルツ鉱構造のＧａＮ結晶のバンドギャップエネルギー（３．４２ｅＶ）よりも０．２ｅＶ低い。したがって、閃亜鉛鉱構造の窒化物半導体を用いることにより、発光装置の発光効率の向上が期待できる。これは、両者のバンドギャップエネルギー差のために、ウルツ鉱構造と閃亜鉛鉱構造の窒化物半導体で、同じＩｎ組成を持つＩｎＧａＮ活性層を持つＬＥＤあるいはＬＤを製作した場合には、閃亜鉛鉱構造の方がウルツ鉱構造よりも、より長波長での発光が可能となるからである。
【０００５】
例えば、緑色ＬＥＤの典型的な発光波長である５２５ｎｍを得るためには、ウルツ鉱構造のＩｎＧａＮの場合にはＩｎ組成を０．２５程度にすることを要するが、閃亜鉛鉱構造のＩｎＧａＮを用いた場合には、Ｉｎ組成は０．２以下でよい。このため、閃亜鉛鉱構造を用いた場合には、ウルツ鉱構造の場合よりも、高温成長でかつ格子不整合の少ない高品質なＩｎＧａＮ層を活性層として形成することができるので、緑色ＬＥＤの発光効率の向上が期待できる。更に、ウルツ鉱構造では困難であった緑色ＬＤが実現できる可能性が高くなる。
【０００６】
このような閃亜鉛鉱構造の窒化物半導体を用いた半導体発光素子として、例えば、閃亜鉛鉱構造のＧａＡｓ基板上に閃亜鉛鉱構造の複数の窒化物半導体層を形成した構成を有する半導体発光素子について知られている（例えば、特許文献１参照）。この半導体発光素子は、ｎ型ＧａＡｓ基板と、ｎ型ＧａＡｓ基板上に形成される表面窒化層と、表面窒化層の上に形成されるｎ型ＡｌＧａＮ層と、ｎ型ＡｌＧａＮ層の上に形成されるＧａＮ／ＡｌＧａＮ多重量子井戸層と、ＧａＮ／ＡｌＧａＮ多重量子井戸層の上に形成されるｐ型ＡｌＧａＮクラッド層と、ｐ型ＡｌＧＡＮクラッド層の上に形成されるｐ型ＧａＮコンタクト層とを備える。この半導体発光素子は、ＧａＡｓ基板からｐ型ＧａＮコンタクト層までの全ての層が、閃亜鉛鉱型結晶により構成されている。
【特許文献１】特開平８−１８１３８６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、特許文献１に記載の半導体発光素子を形成する窒化物半導体含むこれまでの閃亜鉛鉱構造の窒化物半導体層では、数１０％以上の割合でウルツ鉱構造のＧａＮ層を含むことが多いとの知見を発明者は得た。閃亜鉛鉱構造とウルツ鉱構造とが混在しているＧａＮ層上に発光素子構造を成長すると、閃亜鉛鉱構造の部分とウルツ鉱構造の部分とに成長した窒化物半導体の活性層は異なる波長でそれぞれ発光する。このため、例えば、緑色ＬＥＤを製作した場合であっても、緑色単色の発光は得られず、青緑がかった発光となる。また、緑色ＬＤの製作を試みた場合であっても、発光の単色性が悪いと高い利得が得られないので、閾値電流が向上して、室温でレーザ発振しない不都合がある。
【０００８】
したがって、本発明の目的は、閃亜鉛鉱構造の窒化物半導体のウルツ鉱構造の窒化物半導体に対する割合が、実用的な発光装置を形成することのできるほど高い割合の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を提供すると共に、当該閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法と、当該閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を用いた発光装置とを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明は、上記目的を達成するため、表面と、表面の反対側の裏面とを有し、表面と裏面との間が２００μｍ以上の膜厚を有するＧａＮ結晶であり、表面において、閃亜鉛鉱構造のＧａＮ半導体が占める面積の割合が９５％以上である閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板が提供される。
【００１０】
また、上記閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板は、表面近傍のＡｓ濃度が、１×１０１９／ｃｍ３以下であってよい。また、表面における転位密度が、７×１０６／ｃｍ２以下であってもよい。
【００１１】
また、本発明は、上記目的を達成するため、閃亜鉛鉱型のＧａＡｓ基板の裏面に、Ａｓを透過しない保護層を形成する保護層形成工程と、前記保護層を形成した後、閃亜鉛鉱型のＧａＡｓ基板の表面に、閃亜鉛鉱型の窒化物半導体からなる低温バッファ層を形成する低温バッファ層形成工程と、低温バッファ層上に閃亜鉛鉱型のＧａＮ半導体層をＨＶＰＥ法により形成する窒化物半導体層形成工程と、ＧａＮ半導体層を形成した後、ＧａＡｓ基板を除去して閃亜鉛鉱型の窒化物半導体自立基板を形成するＧａＡｓ基板除去工程とを備える閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法が提供される。
【００１２】
また、ＧａＡｓ基板の表面が、（００１）面、（１１１）Ａ面、又は（１１１）Ｂ面のいずれかの面を有していてもよい。
【００１３】
また、本発明は、上記目的を達成するため、前記閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板と、閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板上に形成された発光層とを備える閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を用いた発光装置が提供される。
【００１４】
また、上記発光装置は、閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の表面近傍のＡｓ濃度が、１×１０１９／ｃｍ３以下であってもよい。また、閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の表面における転位密度が、７×１０６／ｃｍ２以下であってもよい。そして、発光層が、緑色領域の光を発してもよい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、閃亜鉛鉱構造の窒化物半導体のウルツ鉱構造の窒化物半導体に対する割合が、実用的な発光装置を形成することのできるほど高い割合の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を製造することができると共に、閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法により製造した閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板と、当該閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を用いた発光装置とを提供することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１６】
［実施の形態］
図１は、本発明の実施の形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造の流れを示す。
【００１７】
本発明の実施の形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法では、ＩｎｘＡｌｙＧａｚＮ（ｘ≧０、ｙ≧０、ｚ≧０、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で表される閃亜鉛鉱型の窒化物半導体自立基板を製造する。本実施の形態においては、一例として、閃亜鉛鉱型のＧａＮ自立基板を製造する。
【００１８】
まず、図１（ａ）に示すように、一例として、直径が２インチであり、（００１）面を有するＧａＡｓ基板１０の裏面に、真空蒸着法、スパッタ法等を用いて１μｍ厚の保護層としてのＳｉＯ２層２０を形成する。そして、ＳｉＯ２層２０を有するＧａＡｓ基板１０を、有機金属気相エピタキシャル成長（Ｍｅｔａｌ  Ｏｒｇａｎｉｃ  Ｖａｐｏｒ  Ｐｈａｓｅ  Ｅｐｉｔａｘｙ：ＭＯＶＰＥ）装置に導入する。なお、（１１１）Ａ面又は（１１１）Ｂ面を有するＧａＡｓ基板１０を用いてもよい。また、保護層は、少なくともＡｓを透過しないＳｉＮ等から形成することもできる。
【００１９】
次に、ＭＯＶＰＥ装置内を、１．７３３×１０４Ｐａ（１３０Ｔｏｒｒ）に減圧した後に、水素雰囲気中、６００℃で、ＧａＡｓ基板１０の表面の熱清浄を実施する。続いて、ＭＯＶＰＥ装置内を、６００℃の窒素雰囲気にして、図１（ｂ）に示すように、ＧａＡｓ基板１０上に約１０ｎｍのＧａＮ結晶、すなわち低温バッファ層としてのＧａＮバッファ層１２を成長する。なお、このＧａＮバッファ層１２の成長は、Ｖ／ＩＩＩ比を３８００に設定して、成長速度を６００ｎｍ／ｈｏｕｒに設定して実施する。
【００２０】
次に、ＧａＡｓ基板１０の温度を８２０℃に設定して、５分間のアニールを実施する。このアニールを実施した後、図１（ｃ）に示すように、ＭＯＶＰＥ装置内でＧａＡｓ基板１０の温度を９３０℃まで加熱して、ＧａＮバッファ層１２上に１８００ｎｍのＧａＮ層１４を成長する。なお、ＧａＮ層１４の成長の時のＶ／ＩＩＩ比は５２に設定して、成長速度は１８００ｎｍ／ｈｏｕｒに設定する。ここで、ＧａＮバッファ層１２及びＧａＮ層１４の成長には、ＩＩＩ族原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）を水素でバブリングして用いると共に、Ｖ族原料としてＮＨ３を用いる。
【００２１】
この段階で形成されるＧａＮ層１４は、閃亜鉛鉱構造を主体とする窒化物半導体層である。また、本実施形態において、ＧａＮ層１４の表面におけるウルツ鉱構造の割合は、一例として、３０％程度であると共に、転位密度は６×１０９／ｃｍ２であった。なお、ＧａＮ層１４の表面における閃亜鉛鉱構造／ウルツ鉱構造の割合は、ＧａＮ層１４の表面のカソードルミネセンス（ＣＬ）像において、３．２２ｅＶの発光ピーク位置の領域と３．４２ｅＶの発光ピーク位置の領域との面積比より求めた。また、転位密度は、ＣＬ像での暗点の密度より求めた値である。
【００２２】
続いて、図１（ｃ）において形成されたＧａＮ層１４を有するＧａＡｓ基板を、ハライド気相エピタキシー（Ｈａｌｉｄｅ  Ｖａｐｏｒ  Ｐｈａｓｅ  Ｅｐｉｔａｘｙ：ＨＶＰＥ）装置に導入する。そして、図１（ｄ）に示すように、ＨＶＰＥ法を用いて、ＧａＮ層１４の上に所定膜厚のＧａＮ層１６を成長する。この場合におけるＧａＮ結晶の成長条件は、ＨＶＰＥ炉内の雰囲気を窒素雰囲気、成長温度を９５０℃、Ｖ／ＩＩＩ比を３に設定する。また、成長速度は１００μｍ／ｈｏｕｒに設定する。そして、本実施形態においては、様々な厚さのＧａＮ層１６を成長する。これにより、成長基板１が形成される。
【００２３】
そして、成長基板１のＧａＡｓ基板１０及びＧａＮバッファ層１２を研磨、エッチング等により除去して、本実施形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板としてのＧａＮ自立基板が形成される。ＧａＡｓ基板１０のエッチングには、一例として、硫酸と過酸化水素水とを混合したエッチャントを用いて実施することができる。ここで、本実施形態においては、ＧａＮ自立基板のＧａＡｓ基板１０と接していた側の面がＧａＮ自立基板の裏面であり、裏面の反対側の面、すなわちＧａＡｓ基板１０と接していなかった側の面がＧａＮ自立基板の表面である。したがって、ＧａＮ自立基板の表面のＡｓ濃度は、裏面のＡｓ濃度よりも低くなる。
【００２４】
なお、ＨＶＰＥ法を用いたＧａＮ結晶の成長においては、ＩＩＩ族原料として金属Ｇａ上にＨＣｌガスを流して生成したＧａＣｌを用いる。また、Ｖ族原料としてＮＨ３を用いる。更に、本実施形態では、ＨＶＰＥ法を用いたＧａＮ結晶の成長時にＩＩＩ族原料ガス及びＶ族原料ガスと共に、ジクロロシランを供給してＧａＮ層１６をｎ型とする。なお、ＧａＮ層１６のキャリア濃度は、約５×１０１７／ｃｍ３となるようにジクロロシランは供給される。
【００２５】
なお、上記説明においてはｎ型の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法を記載したが、本実施の形態において製造する閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板は、ｎ型、ｉ型、又はｐ型のいずれであってもよい。そして、ドーパントとしては、Ｓｉ、Ｇｅ、Ｏ、Ｓｅ、Ｆｅ、Ｍｇ、Ｚｎ等を用いることができる。
【００２６】
（実施の形態の比較例）
ここで、本発明の実施の形態の比較例に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法を説明する。比較例に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法では、本発明の実施の形態においてＧａＡｓ基板１０の裏面に形成するＳｉＯ２層２０を形成しない点を除き、本発明の実施の形態と同一工程により窒化物半導体自立基板を形成する。したがって、相違点を除き詳細な説明は省略する。
【００２７】
比較例に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法では、ＧａＡｓ基板１０の裏面にＳｉＯ２層２０を形成せずに、ＧａＮバッファ層１２を成長する。そして、ＧａＮバッファ層１２上に、ＧａＮ層１４を形成する。続いて、比較例に係るＧａＮ層１４を有するＧａＡｓ基板１０をＨＶＰＥ炉に投入して、本発明の実施の形態と同様にＧａＮ層１６を形成した。これにより、比較例に係る窒化物半導体自立基板を形成した。
【００２８】
図２は、本発明の実施の形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法、及び比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により製造した窒化物半導体自立基板のＨＶＰＥ法による成長膜厚と製造した窒化物半導体自立基板の表面におけるウルツ鉱構造の割合の関係を示す。
【００２９】
図２を参照すると、本発明の実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法を用いて製造した窒化物半導体としてのＧａＮ結晶のＨＶＰＥ法による成長膜厚の増加に伴い、ＧａＮ自立基板の表面のウルツ鉱構造の割合は減少する。具体的には、ＭＯＶＰＥ装置を用いて成長したＧａＮ層１４の表面のウルツ鉱構造の割合が約３０％であったところ、本発明の実施の形態においては、ＨＶＰＥ法で成長したＧａＮ層１６の厚さが１００μｍでＧａＮ層１４の表面のウルツ鉱構造の割合が１０％以下に低下した。更に、ＨＶＰＥ法により成長するＧａＮ層１６の厚さを増加させると、例えば、ＧａＮ層１６の厚さが２００μｍでＧａＮ層１４の表面のウルツ鉱構造の割合が５％、ＧａＮ層１６の厚さが５００μｍでＧａＮ層１４の表面のウルツ鉱構造の割合が１．５％まで低下した。
【００３０】
一方、比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法においても、ＨＶＰＥ法によるＧａＮ層の成長厚が増加すると、ＧａＮ層の表面におけるウルツ鉱構造の割合が減少する傾向を示した。すなわち、窒素雰囲気下における成長であって、ウルツ鉱構造の形成に最適な成長温度である１０００℃よりも低い成長温度では、ウルツ鉱構造よりも閃亜鉛鉱構造のＧａＮの方が安定な状態であることが示された。しかし、比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により得られたＧａＮ自立基板は、本発明の実施の形態により得られたＧａＮ自立基板の場合に比べて、ＨＶＰＥ法によるＧａＮ層の厚さを増加させてもウルツ鉱構造の減少度合いには限界があった。具体的には、比較例において得られたＧａＮ自立基板の場合、ＨＶＰＥ法によるＧａＮ層の成長厚が２００μｍを超えても、ウルツ鉱構造の割合は１５％以上を維持したままであった。
【００３１】
図３は、本発明の実施の形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法において製造した窒化物半導体自立基板のＨＶＰＥ法による成長膜厚と窒化物半導体自立基板の表面における転位密度との関係を示す。
【００３２】
図３を参照すると、ＨＶＰＥ法により成長したＧａＮ層１６の厚さが増加するに伴い、ＧａＮ層１６の表面での転位密度も減少する。具体的には、ＭＯＶＰＥ装置によって成長したＧａＮ層１４の表面の転位密度は６×１０９／ｃｍ２であったところ、ＨＶＰＥ法により成長したＧａＮ層１６の厚さが２００μｍでは７×１０６／ｃｍ２となり、ＧａＮ層１６の厚さが５００μｍでは３×１０６／ｃｍ２まで減少した。転位密度の観点からは、本発明の実施の形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法は、ＨＶＰＥ法によりＧａＮ層１６を２００μｍ以上となるように成長すると、発光ダイオード（Ｌｉｇｈｔ  Ｅｍｉｔｔｉｎｇ  Ｄｉｏｄｅ：ＬＥＤ）、及びレーザダイオード（Ｌａｓｅｒ  Ｄｉｏｄｅ：ＬＤ）の双方に適用することができる低転位なＧａＮ自立基板を形成することができることが示された。
【００３３】
図４は、本発明の実施の形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法、及び比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により製造した窒化物半導体自立基板のＨＶＰＥ法による成長膜厚とそれぞれの表面近傍のＡｓ濃度との関係を示す。
【００３４】
本実施形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法におけるＨＶＰＥ法により成長したＧａＮ層１６の表面のＡｓ濃度を、質量分析装置（ＳＩＭＳ）により測定した。図４を参照すると、ＨＶＰＥ法により成長したＧａＮ層の厚さが約１００μｍ以下の場合には、ＧａＮ層１６の表面に１×１０１９／ｃｍ３以上の高濃度でＡｓが混入していることが示された。そして、ＨＶＰＥ法により成長したＧａＮ層１６の厚さが増大するにしたがい、ＧａＮ層１６の表面のＡｓ濃度は急激に減少することが示された。一例として、ＨＶＰＥ法により成長したＧａＮ層の厚さが２００μｍ以上の場合には、Ａｓ濃度を１×１０１８／ｃｍ３以下に抑制することができた。
【００３５】
一方、比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法においては、ＨＶＰＥ法により成長したＧａＮ層の厚さにかかわらず、ＨＶＰＥ法により成長したＧａＮ層の表面近傍のＡｓ濃度は、１×１０１９／ｃｍ３以上の高い濃度となっていることが示された。
【００３６】
図２から図４の結果は、ＧａＮ層１６の成長表面における砒素濃度（Ａｓ濃度）を低減させることが、ＧａＮ層１６の表面のウルツ鉱構造の割合を閃亜鉛鉱構造の割合に対して急激に減少させるために極めて重要であることを示唆する。すなわち、本発明の実施の形態においては、ＧａＡｓ基板１０の裏面にＳｉＯ２層２０を保護層として形成することにより、ＧａＡｓ基板１０の裏面からのＡｓの蒸発を防止して、閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板へのＡｓの混入を低減することができる。
【００３７】
更に、ＨＶＰＥ法により成長したＧａＮ層１６の厚さを増大させることでＧａＮ層１６の成長表面のＡｓ濃度を低減させることができる。なお、窒化物半導体層としてのＧａＮ層１６の厚さが１００μｍよりも薄い場合には、ＧａＡｓ基板１０からＧａＮ層１６へ１×１０１９／ｃｍ３以上のＡｓが拡散する。そして、その様なＧａＮ層の表面におけるウルツ鉱構造の割合は、ＧａＮ層の表面のＡｓ濃度が１×１０１８／ｃｍ３以下の場合に比べて高い結果であった。
【００３８】
これにより、ＧａＮ層１６の表面におけるウルツ鉱構造の割合を大幅に低減させる要因は、ＧａＮ層１６の表面のＡｓ濃度が所定の濃度以下であることと発明者は考えた。ここで、所定の濃度は、１×１０１９／ｃｍ３である。なお、（１１１）Ａ面、（１１１）Ｂ面を表面とするＧａＡｓ基板１０を用いて製造したＧａＮ自立基板を用いた場合であっても、図２から図４と略同様の結果が得られている。
【００３９】
ここで、ＧａＮ層１６の表面のＡｓ濃度を低減させると、ＧａＮ層１６の表面におけるウルツ鉱構造の割合が低減するメカニズムの詳細は明らかではないものの、本発明者は、高濃度のＳｉをドーピングした場合に、ウルツ鉱構造のＧａＮ結晶が平坦に成長しなくなる等の知見などから、高濃度の不純物を混入することにより、成長するＧａＮ結晶の形態が変化すると推測した。そして比較例においては、高濃度のＡｓが存在することにより、ウルツ鉱構造のＧａＮ結晶が閃亜鉛鉱構造のＧａＮ結晶よりも安定化すると、発明者は推測した。
【００４０】
（実施の形態の効果）
本発明の実施の形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、厚さが２００μｍ以上であり、ウルツ鉱構造の窒化物半導体が窒化物半導体自立基板の表面全体に占める割合が５％以下であり、更に、窒化物半導体自立基板の表面近傍におけるＡｓ濃度が１×１０１９／ｃｍ３以下の閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を形成することができる。すなわち、本実施の形態によれば、主として閃亜鉛鉱型から形成される窒化物半導体自立基板を形成することができる。これにより、本実施の形態において形成された窒化物半導体自立基板を用いて、発光の単色性のよいＬＥＤ、ＬＤ等の発光装置の製造をすることができる。
【００４１】
また、本発明の実施の形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法によれば、ＨＶＰＥ法により形成した窒化物半導体の厚さを２００μｍ以上とすることにより、形成された閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の表面の転位密度を７×１０６／ｃｍ２以下にすることができる。したがって、本発明の実施の形態によって形成された閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板は、実用的なＬＥＤ及びＬＤ等の発光装置の製造に用いることができる。
【００４２】
（応用例１）
図５Ａは、本発明の実施の形態において形成された閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板上に緑色ＬＥＤ構造を形成する応用例の工程を示す。
【００４３】
まず、図５Ａ（ａ）に示すように、図１（ｄ）に示した成長基板１を形成する。そして、成長基板１のＧａＡｓ基板１０をエッチングにより除去することにより、図５（ｂ）に示すような閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板としてのＧａＮ自立基板３０が形成される。
【００４４】
次に、図５Ａ（ｃ）に示すように、ＧａＮ自立基板３０上に、緑色ＬＥＤ構造の半導体積層構造を、ＭＯＶＰＥ法を用いて形成する。具体的には、まず、ＧａＮ自立基板３０上にｎ型ＧａＮ層３２を形成する。ｎ型ＧａＮ層３２は、一例として、ドーパントとしてＳｉを所定の濃度ドーピングして９４０℃で成長する。ｎ型ＧａＮ層３２は、一例として、２μｍ厚に形成される。
【００４５】
続いて、ｎ型ＧａＮ層３４の上に活性層３４を成長する。活性層３４は、具体的には、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ層を３ペア含む多重量子井戸構造を有する。活性層３４は、一例として、７００℃で成長する。そして、ＩｎＧａＮ／ＧａＮ層のＩｎＧａＮ井戸層は、一例として、３ｎｍ厚であり、Ｉｎ組成が０．１８となるように形成する。また、ＧａＮ障壁層は、一例として、１０ｎｍ厚に形成する。
【００４６】
次に、活性層３４の上にｐ型ＡｌＧａＮ層３６を形成する。ｐ型ＡｌＧａＮ層３６は、９４０℃で成長する。ｐ型ＡｌＧａＮ層３６は、一例として、６０ｎｍ厚に形成される。更に、ｐ型ＡｌＧａＮ層３６の上に、ｐ型ＧａＮ層３８を形成する。ｐ型ＧａＮ層３８は、一例として、２００ｎｍ厚に形成される。なお、ｐ型ドーパントとしては、一例として、Ｍｇを用いることができる。これにより、ＧａＮ自立基板３０上に緑色ＬＥＤ構造を有したエピタキシャル基板２が形成される。
【００４７】
図５Ｂは、本発明の実施の形態において形成された閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を用いて形成した応用例に係る緑色ＬＥＤの断面図を示す。
【００４８】
応用例に係る緑色ＬＥＤとしての発光装置１００は、ＧａＮ自立基板３０と、ＧａＮ自立基板３０の上に形成されるｎ型ＧａＮ層３２と、ｎ型ＧａＮ層３２の上の所定の領域に形成される活性層３４と、活性層３４の上に形成されるｐ型ＡｌＧａＮ層３６と、ｐ型ＡｌＧａＮ層３６の上に形成されるｐ型ＧａＮ層３８と、ｎ型ＧａＮ層３２の一部をエッチング等により除去して形成した所定の領域に形成されるｎ型用電極４５と、ｐ型ＧａＮ層３８の表面の所定の領域に形成されるｐ型用電極４０とを備える。
【００４９】
応用例に係る発光装置１００は、図５Ａにおいて得られたエピタキシャル基板２を用いて形成する。すなわち、まず、ｎ型用電極４５を形成する領域を、フォトリソグラフィー技術及びリアクティブイオンエッチング（ＲＩＥ）技術を用いてエピタキシャル基板２上の所定の領域に形成する。すなわち、エピタキシャル基板２のｐ型ＧａＮ層３８からｎ型ＧａＮ層３２の一部までをＲＩＥ技術でエッチングすることにより、ｎ型ＧａＮ層３２の一部を露出させる。
【００５０】
続いて、露出させたｎ型ＧａＮ層３２の所定の位置に、フォトリソグラフィー技術、及び真空蒸着技術を用いて、ｎ型用電極４５としてのＴｉ／Ａｌ電極を形成する。更に、ｐ型ＧａＮ層３８の所定の領域に、フォトリソグラフィー技術、及び真空蒸着技術を用いて、ｐ型用電極４０としてのＮｉ／Ａｕ半透明電極を形成する。これにより、緑色ＬＥＤとしての発光装置１００が形成される。
【００５１】
表１は、図５Ｂにおいて形成された応用例に係る発光装置の特性と形成した発光装置に用いた閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の特性とを示す。
【００５２】
【表１】
0004631884.tif 000002
【００５３】
厚さが２００μｍ以上のＧａＮ自立基板３０を用いると共に、ＩｎＧａＮ井戸層のＩｎ組成を０．１８として緑色ＬＥＤを形成した場合、従来のウルツ鉱構造のＧａＮ系緑色ＬＥＤのＩｎ組成（〜０．２５）よりも低いＩｎ組成であるにもかかわらず、応用例１に係る発光装置１００においては、緑色の発光が得られた。発光装置１００が発する光の中心波長は５２５ｎｍであり、従来の緑色ＬＥＤと同一であった。また、２０ｍＡ通電時の発光出力は、従来のウルツ鉱構造のＧａＮ系緑色ＬＥＤの場合は約５ｍＷであるのに対して、応用例１に係る発光装置１００では、その２倍以上となる１０ｍＷ以上の発光出力が得られた。
【００５４】
この発光出力の値は、従来のウルツ鉱構造のＧａＮ系青色ＬＥＤと同等以上の発光出力である。したがって、本発明に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法により製造された窒化物半導体自立基板上にＩｎＧａＮ井戸層を含む活性層３４を形成した場合、従来の青色ＬＥＤと同等以上の結晶品質を有する活性層３４が形成することができることを示している。
【００５５】
一方、ＨＶＰＥ法により成長したＧａＮ層の厚さが２００μｍに満たないＧａＮ自立基板３０を用いて発光装置１００を形成すると、発光出力は従来の緑色ＬＥＤよりも高いものの、発光色が純粋な緑色ではなく青緑色であった。ＨＶＰＥ法により成長したＧａＮ層の厚さが２００μｍに満たない場合、ＨＶＰＥ法により成長したＧａＮ層の表面にはウルツ鉱構造のＧａＮが所定の割合、含まれる。そして、ウルツ鉱構造のＧａＮ層の上にはウルツ鉱構造のＩｎＧａＮ活性層が形成され、このウルツ鉱構造のＩｎＧａＮ活性層が青く光る。したがって、ＧａＮ自立基板の厚さが薄く、表面のウルツ鉱構造のＧａＮの割合が所定の割合より高い場合には、純粋な緑色の発光を得るのが困難となる。
【００５６】
また、素子寿命（５０ｍＡ通電時、発光出力が初期の発光出力の８０％になる時間と定義）を比較した場合、ＧａＮ自立基板の厚さが２００μｍ以上の場合には実用レベルの４０００時間以上であるが、ＧａＮ自立基板の厚さが２００μｍよりも薄い場合には、素子寿命が１００時間程度と非常に短時間である。これは、ＧａＮ自立基板が所定厚より薄い場合には、ＧａＮ自立基板の表面の転位密度が高いため、素子の劣化が加速されてしまうこと、及びＧａＮ自立基板の表面のＡｓ濃度が高いため、通電中に活性層へＡｓが拡散して素子の劣化を加速してしまうことに起因する。
【００５７】
以上の結果より、発光波長が５２５ｎｍの光を含む緑色光を発する緑色ＬＥＤの下地基板として用いることができるのは、ＨＶＰＥ法により成長したＧａＮ層の厚さが２００μｍ以上であるＧａＮ自立基板に限られることが示された。すなわち、ＧａＮ自立基板の表面におけるウルツ鉱構造の割合が５％以下の場合、その表面上に形成したＩｎＧａＮ活性層の単色性は、ウルツ鉱構造の割合が数１０％の場合と比較して非常に良くなるので、本発明の実施の形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板は、実用的な発光装置等のデバイスへ十分に応用することができる。
【００５８】
なお、厚さが１６０μｍに満たないＧａＮ自立基板は、ＧａＡｓ基板１０を除去するためのエッチング時、及びＭＯＶＰＥ装置への搬送時に破損する可能性が高い。したがって、厚さが１６０μｍに満たないＧａＮ自立基板は半導体層の成長用の下地基板として用いることが困難であるため、緑色ＬＥＤの構造の成長は実施せず、応用例に係る発光装置１００の形成はしていない。
【００５９】
（応用例１の変形例）
図５（ｂ）に示すような閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板としてのＧａＮ自立基板３０を形成した後、ＧａＮ自立基板３０の表面と裏面を研磨して、両側が鏡面のＧａＮ自立基板を形成した。そして、両側を鏡面としたＧａＮ自立基板を用いて、応用例１と同様に緑色ＬＥＤを製作した。製作した応用例１の変形例に係る緑色ＬＥＤも、応用例１と略同様の結果を示した。
【００６０】
更に、図５（ｂ）に示すような閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板としてのＧａＮ自立基板３０を形成した後、ＧａＮ自立基板３０の表面側を鏡面研磨すると共に、裏面をラップ面（非鏡面）としたＧａＮ自立基板を形成した。このＧａＮ自立基板を用いて応用例１と同様な緑色ＬＥＤを製作した場合も、応用例１と略同様の結果を示した。なお、（１１１）Ａ面、（１１１）Ｂ面を表面とするＧａＡｓ基板１０を用いて製造したＧａＮ自立基板を用いた場合であっても、略同様の結果が得られている。
【００６１】
（応用例１の比較例）
図６は、本発明の応用例の比較例に係る窒化物半導体自立基板上に緑色ＬＥＤ構造を形成する工程を示す。
【００６２】
応用例１においては、図５Ａ（ａ）に示すように、図１（ｄ）に示した成長基板１のＧａＡｓ基板１０をエッチングにより除去することにより、図５（ｂ）に示すような閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板としてのＧａＮ自立基板３０を形成する。一方、応用例１の比較例においては、ＧａＡｓ基板１０を除去せずに、応用例１と同様にして緑色ＬＥＤの構造をＧａＮ層１６の上に形成する。応用例１の比較例は、ＧａＡｓ基板１０を除去しない点を除き、応用例１と略同一の工程で緑色ＬＥＤを製作する。したがって、詳細な説明は省略する。
【００６３】
応用例１の比較例においては、図６（ｂ）に示すように、ＧａＡｓ基板１０を除去しない状態で、ＧａＮ層１６の上にＬＥＤ構造を形成する。これにより、エピタキシャル基板３が得られる。続いて、応用例１と同様にして、発光装置を形成する。すなわち、まず、ｎ型用電極を形成する領域を、フォトリソグラフィー技術及びＲＩＥ技術を用いてエピタキシャル基板３上の所定の領域に形成する。すなわち、エピタキシャル基板３のｐ型ＧａＮ層３８からｎ型ＧａＮ層３２の一部までをＲＩＥ技術でエッチングすることにより、ｎ型ＧａＮ層３２の一部を露出させる。
【００６４】
続いて、露出させたｎ型ＧａＮ層３２の所定の位置に、フォトリソグラフィー技術、及び真空蒸着技術を用いて、ｎ型用電極としてのＴｉ／Ａｌ電極を形成する。更に、ｐ型ＧａＮ層３８の所定の領域に、フォトリソグラフィー技術、及び真空蒸着技術を用いて、ｐ型用電極としてのＮｉ／Ａｕ半透明電極を形成する。これにより、応用例１の比較例に係る発光装置が形成される。
【００６５】
応用例１の比較例に係る発光装置としてのＬＥＤの発光出力は２ｍＷ以下であり、寿命は５０時間以下であった。応用例１の比較例に係る発光装置の発光出力が低い原因は、活性層３４が発する光をＧａＡｓ基板１０が吸収するためと発明者は推測した。そこで、応用例１の比較例に係る発光装置の製作後にＧａＡｓ基板１０を除去して、再度発光出力を測定した。その結果、発光出力は５ｍＷ程度に増加した。しかしながら、この発光出力の値は、応用例１に係る発光装置１００の発光出力の半分程度である。これは、ＧａＡｓ基板１０を有した状態でＧａＮ層１６の上にＭＯＶＰＥ装置を用いて窒化物半導体の成長を実施した場合には、ＧａＡｓ基板１０がない場合よりもＩｎＧａＮ活性層の結晶性が低下するためと考えられる。応用例１の比較例に係る発光装置の寿命が５０時間と非常に短いことも、この考えを裏付ける。
【００６６】
そして、応用例１の比較例に係る発光装置の活性層近傍の不純物濃度を分析したところ、活性層の内部に５×１０１８／ｃｍ３を超える高濃度のＡｓが含まれていた。したがって、活性層の内部の高濃度のＡｓが、ＩｎＧａＮ活性層の結晶性を低下させている原因と考えられる。これは、ＭＯＶＰＥ装置での半導体層の成長速度は、ＨＶＰＥ法での半導体層の成長速度の１／１００程度であり、ＧａＡｓ基板１０を有した状態でＭＯＶＰＥ装置内において窒化物半導体層の成長を実施すると、窒化物半導体層がＧａＡｓ基板１０と共に長時間、同一装置内に配置されることにより、ＧａＡｓ基板１０から多量のＡｓが成長層に混入することに起因する。
【００６７】
以上の結果から、実用レベルの緑色光の発光出力を有する発光装置（ＬＥＤ、ＬＤ）のデバイス用の下地基板を製造するには、ＳｉＯ２層２０を裏面に有する種結晶としてのＧａＡｓ基板１０上にＧａＮ層１６を形成した後、ＧａＡｓ基板１０を除去しなければならないことが示された。すなわち、ＧａＡｓ基板１０を除去して得られたＧａＮ自立基板を、発光装置の下地基板として用いなければならないことが示された。なお、（１１１）Ａ面、（１１１）Ｂ面を表面とするＧａＡｓ基板１０を用いて製造したＧａＮ自立基板を用いた場合であっても、略同様の結果が得られている。
【００６８】
（応用例２）
図７は、本発明の実施の形態において形成された閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を用いて形成した応用例に係る緑色ＬＤの断面図を示す。
【００６９】
本発明の応用例２に係るＬＤとしての発光装置１０５は、ＧａＮ自立基板３０と、ＧａＮ自立基板３０上に形成される半導体積層構造５０と、半導体積層構造５０のＧａＮ自立基板３０と接する面の反対側の面の所定の領域に形成される絶縁層６０と、絶縁層６０が形成されていない領域において半導体積層構造５０と電気的に接続するｐ型用電極４０と、ＧａＮ自立基板３０の半導体積層構造５０が形成されている面の反対側の略全面に形成されるｎ型用電極４５とを備える。
【００７０】
具体的に、半導体積層構造５０は、ＧａＮ自立基板３０上に形成されるｎ型クラッド層５００と、ｎ型クラッド層５００の上に形成されるｎ型ガイド層５０５と、ｎ型ガイド層５０５の上に形成される活性層５１０と、活性層５１０の上に形成される不純物がドーピングされていないアンドープ（ｕｎ）−キャップ層５１５と、ｕｎ−キャップ層５１５の上に形成されるｐ型ガイド層５２０と、ｐ型ガイド層５２０の上に形成されるｐ型クラッド層５２５と、ｐ型クラッド層５２５の上の所定の領域にストライプ状に形成されるｐ型コンタクト層５３０とを有する。
【００７１】
なお、ｐ型クラッド層５２５上には、ｐ型コンタクト層５３０を有する領域にリッジ形状が形成されている。そして、ｐ型クラッド層５２５のリッジ形状の上に、ｐ型コンタクト層５３０が形成される。更に、ｐ型クラッド層５２５上には、リッジ形状の上を除くｐ型コンタクト層５３０が形成されていない領域に、絶縁層６０が形成される。
【００７２】
なお、半導体積層構造５０はＭＯＶＰＥ法により形成する。一例として、ｎ型クラッド層５００は、ｎ型ＡｌＧａＮ／ｎ型ＧａＮ超格子から形成することができ、ｎ型ガイド層５０５は、ｎ型ＧａＮ層から形成することができる。また、活性層５１０は、Ｉｎ１−ｘＧａｘＮ／Ｉｎ１−ｙＧａｙＮ（０＜ｙ＜ｘ＜１）半導体層を含む多重量子井戸構造から形成することができる。そして、ｕｎ−キャップ層５１５は、ｕｎ−ＡｌＧａＮ層から形成することができ、ｐ型ガイド層５２０は、ｐ型ＧａＮ層から形成することができる。更に、ｐ型クラッド層５２５は、ｐ型ＡｌＧａＮ／ｐ型ＧａＮ超格子から形成することができ、ｐ型コンタクト層５３０は、ｐ＋型ＧａＮ層から形成することができる。
【００７３】
このような構成を有するＬＤとしての発光装置１０５は、ＨＶＰＥ法により形成したＧａＮ層が２００μｍ以上の場合のみ、すなわち、ＧａＮ自立基板３０の厚さが２００μｍ以上の場合のみ、室温で緑色レーザを発振した。この発光装置１０５の発振開始電流は２３ｍＡであり、発振波長は５２５ｎｍであり、発光出力は１０ｍＷであった。また、発光装置１０５の動作電圧は５．１Ｖ、動作電流は３０ｍＡである。なお、（１１１）Ａ面、（１１１）Ｂ面を表面とするＧａＡｓ基板１０を用いて製造したＧａＮ自立基板を用いた場合であっても、略同様の結果が得られている。
【００７４】
なお、本発明の実施の形態、本発明の応用例１、及び本発明の応用例２のそれぞれにおいて、窒化物半導体自立基板を形成する半導体材料を、ＧａＮからＡｌＮ、ＡｌＧａＮ、ＩｎＧａＮ、又はＩｎＡｌＧａＮなど様々に変えて実施した。その結果、閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の構成材料が、ＩｎｘＡｌｙＧａｚＮ（ｘ≧０、ｙ≧０、ｚ≧０、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）であれば、上記した本発明の実施の形態、本発明の応用例１、及び本発明の応用例２のそれぞれと略同様の結果が得られた。但し、発光装置用の窒化物半導体自立基板としては、発光装置が発する光の波長に適合したバンドギャップエネルギーを有する半導体材料を選択することを要する。
【００７５】
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上記に記載した実施の形態は特許請求の範囲に係る発明を限定するものではない。また、実施の形態の中で説明した特徴の組合せの全てが発明の課題を解決するための手段に必須であるとは限らない点に留意すべきである。
【図面の簡単な説明】
【００７６】
【図１】実施の形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造の流れを示す図である。
【図２】実施の形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法、及び比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により製造した窒化物半導体自立基板のＨＶＰＥ法による成長膜厚と製造した窒化物半導体自立基板の表面におけるウルツ鉱構造の割合の関係を示す図である。
【図３】実施の形態に係る窒化物半導体自立基板の製造方法において製造した窒化物半導体自立基板のＨＶＰＥ法による成長膜厚と窒化物半導体自立基板の表面における転位密度との関係を示す図である。
【図４】実施の形態に係る閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板の製造方法、及び比較例に係る窒化物半導体自立基板の製造方法により製造した窒化物半導体自立基板のＨＶＰＥ法による成長膜厚とそれぞれの表面近傍のＡｓ濃度との関係を示す図である。
【図５Ａ】実施の形態において形成された閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板上に緑色ＬＥＤ構造を形成する応用例の工程を示す図である。
【図５Ｂ】実施の形態において形成された閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を用いて形成した応用例に係る緑色ＬＥＤの断面図である。
【図６】応用例の比較例に係る窒化物半導体自立基板上に緑色ＬＥＤ構造を形成する工程を示す図である。
【図７】実施の形態において形成された閃亜鉛鉱型窒化物半導体自立基板を用いて形成した応用例に係る緑色ＬＤの断面図である。
【符号の説明】
【００７７】
１  成長基板
２、３  エピタキシャル基板
１０  ＧａＡｓ基板
１２  ＧａＮバッファ層
１４、１６  ＧａＮ層
２０  ＳｉＯ２層
３０  ＧａＮ自立基板
３２  ｎ型ＧａＮ層
３４  活性層
３６  ｐ型ＡｌＧａＮ層
３８  ｐ型ＧａＮ層
４０  ｐ型用電極
４５  ｎ型用電極
５０  半導体積層構造
６０  絶縁層
１００、１０５  発光装置
５００  ｎ型クラッド層
５０５  ｎ型ガイド層
５１０  活性層
５１５  ｕｎ−キャップ層
５２０  ｐ型ガイド層
５２５  ｐ型クラッド層
５３０  ｐ型コンタクト層
【図１】
0004631884.tif 000003
【図２】
0004631884.tif 000004
【図３】
0004631884.tif 000005
【図４】
0004631884.tif 000006
【図５Ａ】
0004631884.tif 000007
【図５Ｂ】
0004631884.tif 000008
【図６】
0004631884.tif 000009
【図７】
0004631884.tif 000010