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CN1964093B - 氮化物半导体元器件 - Google Patents

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CN1964093B CN2006101639592A CN200610163959A CN1964093B CN 1964093 B CN1964093 B CN 1964093B CN 2006101639592 A CN2006101639592 A CN 2006101639592A CN 200610163959 A CN200610163959 A CN 200610163959A CN 1964093 B CN1964093 B CN 1964093B
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Abstract

本发明涉及一种发光元器件等氮化物半导体元器件，是在一层或二层以上的氮化物半导体层所组成的n导电侧的半导体区域与一层或二层以上的氮化物半导体层所组成的p导电侧的半导体区域之间形成活性层的氮化物半导体元器件，其特征在于，所述p导电侧或n导电侧的半导体区域的至少一层氮化物半导体层，是分别由氮化物半导体所组成并且组成互异的第一层与第二层积层而成的超晶格层。根据上述结构，可降低元器件的工作电流、电压，实现效率高的元器件。

Description

氮化物半导体元器件
本申请是申请人于1998年1月8日提交的、申请号为“98803128.0”(PCT/JP98/00025)的、发明名称为“氮化物半导体元器件”的发明专利申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及使用氮化物半导体(InXAlYGa1-X-YN，0≤X，0≤Y，X+Y≤1)的元器件，该氮化物半导体用于LED(发光二极管)、LD(激光二极管)或超发光二极管(SLD)等发光元器件，太阳能电池、光传感器等受光元器件，或者晶体管、功率元器件等电子元器件。
背景技术
氮化物半导体作为高亮度蓝色LED、纯绿色LED的材料，最近才在全彩色LED显示器、交通信号等方面实用化。这些各种元器件中使用的LED具有双异质结构，该双异质结构是将具有由InGaN所组成的阱层的单量子阱结构(SQW：Single-Quantum-Well)或多量子阱结构(MQW：Multi-Quantum-Well)的活性层夹在n型氮化物半导体层与p型氮化物半导体层之间而形成。蓝色、绿色等的波长用增减InGaN阱层的In组成比来决定。
另外，本申请人在最近首次向全世界发表了用该材料在脉冲电流、和室温下实现的410nm激光振荡(例如，Jpn.J.Appl.Phys.35(1996)L74、Jpn.J.Appl.Phys.35(1996)L217等)。此种激光元器件具有双异质结构，该双异质结构具有使用InGaN所组成的阱层的多量子阱结构的活性层，在脉宽2μs、脉冲周期2ms条件下，呈现有阈值电流为610mA、阈值电流密度为8.7kA/cm2、410nm的振荡。且已将此经过改进的激光元器件发表于Appl.Phys.Lett.69(1996)1477。该激光元器件具有在p型氮化物半导体层一部分形成脊形带的结构，以脉宽1μs、脉冲周期1ms、占空比0.1％，呈现有阈值电流187mA、阈值电流密度3kA/cm2、410nm的振荡。且首次在室温下连续振荡成功，并将其发表。(例如日经电子1996年12月2日号技术快报，Appl.Phys.Lett.69(1996)3034.Appl.Phys.Lett.69(1996)4056等)。这种激光元器件在20℃下，在阈值电流密度3.6kA/cm2、阈值电压5.5V、1.5mW输出中，呈现连续振荡27小时。
氮化物半导体所组成的蓝色、绿色LED的正向电流(If)为20mA，正向电压(Vf)为3.4V至3.6V，由于与GaAlAs系列的半导体所组成的红色LED相比高出2V以上，所以最好再降低Vf。且LD的阈值下的电流、电压仍然很高，为了在室温下长时间连续振荡，有必要实现这种阈值电流、电压降低且效率高的元器件。
若可降低激光元器件的阈值电压，一旦此技术适用于LED元件，则可预计LED元件的Vf会降低。因此，本发明的目的在于，主要借助于降低由氮化物半导体组成的LD元件的阈值下的电流、电压，来实现长时间的连续振荡。
此外，本说明书中所用的一般式InXGa1-XN、AlYGa1-YN等，单纯表示氮化物半导体层的组成式，即使不同的层例如以同一组成式来表示，但不表示这些层中的X值、Y值是一致的。
发明内容
本发明第一氮化物半导体元器件，其特征在于，氮化物半导体元器件具有由一层或二层以上的氮化物半导体层组成的p导电侧的半导体区域、以及由经此p导电侧的半导体区域注入载流子进行规定动作的氮化物半导体所组成的活性层，在上述氮化物半导体元器件中，上述P导电侧的半导体区域的至少一层氮化物半导体层是超晶格层，该超晶格层由第一层与第二层积层而成，上述第一层与第二层分别由氮化物半导体所组成且组成上互异。
这样，能改善作为上述超晶格层的氮化物半导体层的结晶性，且将该氮化物半导体层的电阻值可降至极低。由于借此可减小上述p导电侧的半导体区域的电阻值，所以可提高上述氮化物半导体元器件的电效率。
这里，p导电侧的半导体区域是指活性层与正电极(p电极)间的由一层或二层以上的氮化物半导体层所组成的区域，n导电侧的半导体区域则指夹住活性层的处于与p导电侧的相反侧的由一层或二层以上的氮化物半导体层所组成的区域。
本发明第二氮化物半导体元器件，其特征在于，氮化物半导体元器件在由一层或二层以上的氮化物半导体层组成的n导电侧的半导体区域与由一层或二层以上的氮化物半导体层组成的p导电侧的半导体区域之间，具有氮化物半导体所组成的活性层，在上述氮化物半导体元器件中，上述p导电侧的半导体区域或上述n导电侧半导电体区域的至少一层氮化物半导体层是将分别由氮化物半导体所组成的且组成上互异的第一层与第二层所积层而成的超晶格层。
这样，则由于可改善上述超晶格层的结晶性，并将此氮化物半导体层的电阻值降到极低，且由于可减小上述p导电侧的半导体区域或上述n导电侧的半导体区域的电阻，所以可提高上述氮化物半导体元器件的电效率。
在本发明第一和第二氮化物半导体元器件中，为了进一步改善上述超晶格层的结晶性，上述超晶格层最好由具有
Figure G200610163959201D00031
以下膜厚的氮化物半导体所组成第一层、及组成上与该第一层互异并具有
Figure G200610163959201D00032
以下膜厚的由氮化物半导体所组成的第二层积层而成。
此外，在本发明第一或第二的氮化物半导体元器件中，为了将载流子封闭于活性层中，上述第一层及第二层中的至少一层较好由带隙能量较大、且至少含有Al的氮化物半导体形成，且进一步最好以AlYGa1-YN(0＜Y≤1)形成。
在本发明第一或第二的氮化物半导体元器件中，较好第一层由InXGa1-XN(0≤X≤1)组成，第二层由AlYGa1-YN(0≤Y≤1，X＝Y≠0)组成。这样，由于可改善氮化物半导体整体的结晶性，所以可提高此氮化物半导体元器件的输出(提高电效率)。因此，在该元器件为LED元器件或LD元器件的情形下，可降低正向电压(以下简称为Vf)、阈值电流、电压等。
为了进一步形成结晶缺陷少的层，本发明的第一或第二的氮化物半导体元器件在上述超晶格层中，更好是上述第一层由以InxGa1-xN(0≤X≤1)式表示的氮化物半导体组成，且上述第二层由以AlYGa1-YN(0＜Y＜1)式表示的氮化物半导体组成。
在本发明第一或第二的氮化物半导体元器件中，上述第一层及第二层的膜厚较好在
Figure G200610163959201D00033
以下，更好的是设定在
Figure G200610163959201D00034
以下。且上述第一层及第二层的膜厚较好在以上，更好的是在
Figure G200610163959201D00036
以上。借助于设定在此范围内，能够以很好的结晶性形成以往难以生长的AlYGa1-YN(0＜Y≤1)等氮化物半导体层。
特别是在将p电极与活性层之间的p导电侧的半导体区域的氮化物半导体层内的至少一层、和/或n电极形成的作为电流注入层的n侧接触层与活性层间的n导电侧的半导体区域的氮化物半导体层内的至少一层形成为超晶格层的情形下，将构成此超晶格层的第一层及第二层设定成上述膜厚的效果更大。
在本发明第一或第二的氮化物半导体元器件中，较好在上述p导电侧的半导体区域中具备形成p电极用的p侧接触层，用来作为一层氮化物半导体层，且将此p侧接触层的膜厚设定在
Figure G200610163959201D00041
以下。这样，借助于薄薄地形成p侧接触层，即可降低此p侧接触层的厚度方向的电阻值。因此，本发明更好将p侧接触层的膜厚设定在
Figure G200610163959201D00042
以下。且此p侧接触层的膜厚下限最好设定在以上，以使该p型接触层下面的半导体层不露出。
本发明第二氮化物半导体元器件，在p导电侧的半导体区域具有氮化物半导体层来作为形成p电极用的p侧接触层的情形下，上述超晶格层较好形成在上述活性层与上述p侧接触层之间。
本发明第二氮化物半导体元器件更好具有经由第一缓冲层形成于基板上并由膜厚0.1μm以上的氮化物半导体所组成的第二缓冲层、以及形成在此第二缓冲层上且由n型杂质掺杂的氮化物半导体所组成的n侧接触层作为上述氮化物半导体层，并且n电极形成于此n侧接触层上。
通过这样，能够形成载流子浓度大、结晶性好的n侧接触层。
为了进一步形成结晶性好的上述第二缓冲层，上述第二缓冲层的杂质浓度与上述n侧接触层相比，较好为低浓度。
另外，上述氮化物半导体元器件中，上述第一缓冲层与上述第二缓冲中的至少其一较好由分别在膜厚
Figure G200610163959201D00044
以下且组成上互异的氮化物半导体层积层而成的超晶格层所组成。由此，能够以很好的结晶性形成在缓冲层上形成的氮化物半导体层。
本发明第二氮化物半导体元器件，在上述n导电侧的半导体区域具有形成n电极用的n侧接触层作为氮化物半导体层的情形下，上述超晶格层较好形成在上述活性层与上述n侧接触层之层。
上述活性层与上述p侧接触层之间、或上述活性层与上述n侧接触层之间所形成的层，例如就LD元器件而言是用来作为载流子封闭层、光导层起作用的涂敷层，通过以这些层作为超晶格层，即可显著降低阈值电流、电压。
特别是，通过将在活性层与上述p型接触层间的例如p型涂敷层作为超晶格层，则降低阈值电流、电压的效果很大。
在本发明第二氮化物半导体元器件中，较好在上述第一层及第二层中的至少其一中掺杂决定导电型的杂质，且在超晶格层中，较好使第一层与第二层的杂质浓度不同。决定导电型的杂质是指掺杂于氮化物半导体中的属于周期表第4A族、第4B族、第6A族、第6B族的n型杂质，以及属于1A、1B族、2A族、2B族的p型杂质(以下，本说明书中记载有合适的n型杂质、p型杂质。)。
在本发明第二氮化物半导体元器件中，上述超晶格层可形成n电极接触的n侧接触层，由此由于可降低n侧接触层的电阻，所以可进一步降低例如激光元器件的阈值电压、阈值电流。
在上述第一及第二的氮化物半导体元器件是在p导电侧的半导体区域具备超晶格层的激光振荡元器件的情形下，较好在上述超晶格层及该超晶格层的上面的层形成有其长度方向与谐振方向一致且具有规定宽度的脊部。
本发明第一激光二极管，其特征在于，是一种在含有n侧涂敷层的n导电侧的半导体区域与含有p侧涂敷层的p导电侧的半导体区域之间具备有活性层、并在此活性层中进行激光振荡的氮化物半导体元器件，上述n侧涂敷层是具有以下膜厚的氮化物半导体所组成的第一层、和组成上与此第一层不同且具有
Figure G200610163959201D00052
以下膜厚的氮化物半导体所组成的第二层积层而成的超晶格层，且上述p侧涂敷层是具有以下膜厚的氮化物半导体所组成的第三层、和组成上与此第三层不同且具有以下膜厚的氮化物半导体所组成的第四层积层而成的超晶格层。
由此，所述氮化物半导体元器件能降低激光振荡时的阈值电流与阈值电压。
较好在上述p侧涂敷层与该涂敷层的上一层上形成有其长度方向与谐振方向一致且具有预定宽度的脊部。
本发明第三氮化物半导体元器件，其特征在于，是在由一层或二层以上的氮化物半导体层所组成的n导电侧(下称n侧)半导体与由一层或二层以上的氮化物半导体组成的p导电侧(下称p侧)半导体之间、具有由氮化物半导体组成的活性层的氮化物半导体元器件，上述n导电侧的半导体区域的至少一层氮化物半导体层是将带隙能量互异且n型杂质浓度互异的第一与第二的氮化物半导体层积层而成的n侧超晶格层。
由此，因为可减小超晶格层所构成的氮化物半导体层的电阻，所以可减小整个n导电侧的半导体区域的电阻。
本发明第四氮化物半导体元器件，其特征在于，是在由一层或二层以上的氮化物半导体层所组成的n导电侧的半导体区域与由一层或二层以上的氮化物半导体层所组成的p导电侧的半导体区域之间，具有由氮化物半导体组成的活性层的氮化物半导体元器件，上述p导电侧的半导体区域的至少一层氮化物半导体层是带隙能量互异且p型杂质浓度互异的第三及第四的氮化物半导体层积层而成的p侧超晶格层。
由此，因为可减小超晶格层所构成的氮化物半导体层的电阻，所以可减小整个p导电侧的半导体区域的电阻。
当然可不管第一氮化物半导体层与第二氮化物半导体层的积层次序、以及第三氮化物半导体层与第四氮化物半导体层的积层次序。
本发明第五氮化物半导体元器件，其特征在于，是在由一层或二层以上的氮化物半导体层组成的n导电体侧半导体区域与由一层或二层以上的氮化物半导体层所组成的p导电侧的半导体区域之间形成活性层的氮化物半导体元器件，上述n导电侧半导体区域的至少一层氮化物半导体层是带隙能量互异且n型杂质浓度互异的第一与第二的氮化物半导体层积层而成的n侧超格式层，上述p导电侧的半导体区域的至少一层氮化物半导体层是带隙能量互异且p型杂质浓度互异的第三及第四的氮化物半导体层积层而成的p侧超晶格层。
由此，因为可减小作为超晶格层的氮化物半导体层的电阻，所以可减小整个n导电侧及p导电侧的半导体区域的电阻。
对于本发明第三或第五的氮化物半导体元器件，n侧超晶格，例如是发光元器件、受光元器件等光电变换元器件时，则被形成为如下其中至少一种的层：与基板接触而形成的缓冲层、n电极形成的n侧接触层、用来封闭载流子的n侧涂敷层、及对活性层的发光进行导波的n侧光导层。对于第四或第五的氮化物半导体元器件，p侧超晶格层被形成作为p电极形成的p侧接触层、封闭载流子用的p涂敷层、及对活性层的发光进行导波的p侧光导层中的至少一种层。
对于本发明第三及第五的氮化物半导体元器件，在n侧超晶格层中，将带隙能量大的第一氮化物半导体层的杂质浓度与带隙能量小的第二氮化物半导体层的杂质浓度比较，可以较大，也可以较小。
在上述第一氮化物半导体层的杂质浓度比第二氮化物半导体层的杂质浓度大的情形下，由于可在带隙能量大的第一氮化物半导体层中产生载流子，并注入到带隙能量小的第二氮化物半导体层，使注入的载流子在杂质浓度小、迁移率大的第二氮化物半导体层中迁移，所以可减小n侧超晶格层的电阻。
在上述第一氮化物半导体层的杂质浓度比第二氮化物半导体层的杂质浓度大的情形下，对于第一氮化物半导体元器件，较好在超晶格层的第一氮化物半导体层中，使接近第二氮化物半导体层部分(下称接近部分)的n型或p型杂质浓度与远离第二氮化物半导体层的部分相比要小。
由此，在第二氮化物半导体层中迁移的载流子能借助在上述接近部分的杂质，防止散射，并可进一步提高第二氮化物半导体层的迁移率，进一步降低超晶格层的电阻。
具体地说，在第三、第五的氮化物半导体元器件中，在对带隙能量大的第一氮化物半导体层较多掺杂n型杂质的情形下，较好设定为，第一氮化物半导体层的n型杂质浓度在1×1017/cm3～1×1020/cm3的范围内，第二氮化物半导体层的n型杂质浓度较第一氮化物半导体层小，且在1×1019/cm3以下。带隙能量小的第二氮化物半导体层的n型杂质浓度更好的是在1×1018/cm3以下，且更好在1×1017/cm3以下。也就是说，由提高第二氮化物半导体层的迁移率的观点来看，第二氮化物半导体层的n型杂质浓度越小越好，最好使第二氮化物半导体层成为非掺杂层，即有意识地不掺杂杂质的状态为最佳。
在上述第一氮化物半导体层的杂质浓度比第二氮化物半导体层的杂质浓度小的情况下，在上述第二氮化物半导体层中，较好是接近上述第一氮化物半导体层的部分的n型杂质浓度与远离上述第一氮化物半导体层的部分相比小。
进一步，在上述第一氮化物导体层的杂质浓度比第二氮化物半导体层的杂质浓度小的情况下，较好是上述第一氮化物半导体层的n型杂质浓度在1×1019/cm3以下，上述第二氮化物半导体层的n型杂质浓度在1×1017/cm3～1×1020/cm3的范围内。
上述第一氮化物半导体层较好的是在1×1018/cm3以下，更好的是在1×1017/cm3以下，最好为不掺杂(undope)，也即，最好为有意识地不掺杂杂质的状态。
为了形成结晶性好的n侧超晶格层，在第三及第五的氮化物半导体元器件中，最好以带隙能量较大且能够生长结晶性好的层的AlYGa1-YN(0＜Y＜1)形成上述第一氮化物半导体层，且以带隙能量较小且能够生长结晶性好的层的InXGa1-XN(0≤X＜1)形成上述第二氮化物半导体层。
对于第三及第五的氮化物半导体元器件，在超晶格层中，上述第二氮化物半导体层更好由GaN组成。由此，因为可在相同气氛中生长上述第一氮化物半导体层(AlYGa1-YN)与上述第二氮化物半导体层(GaN)，故在超晶格层制造成极为有利。
对于第三及第五的氮化物半导体元器件，也能在超晶格层中，以AlXGa1-XN(0＜X＜1)形成上述第一氮化物半导体层，以AlYGa1-YN(0＜Y＜1，X＞Y)形成上述第二氮化物半导体层。
此外，较好不在上述第一氮化物半导体层或上述第二氮化物半导体层掺杂n型杂质。
就本发明第四及第五氮化物半导体元器件而言，在p侧超晶格层中，将带隙能量大的第三氮化物半导体层的杂质浓度与带隙能量小的第四氮化物半导体层的杂质浓度相比，可较大，也可较小。
在上述第三氮化物半导体层的杂质浓度比第四氮化物半导体层的杂质浓度大的情形下，由于可在带隙能量大的第三氮化物半导体层中产生载流子，并注入到带隙能量小的第四氮化物半导体层，使注入的载流子在杂质浓度小、迁移率大的第四氮化物半导体层中迁移，所以可减小超晶格层的电阻。
就第四及第五的氮化物半导体元器件而言，在上述第三氮化物半导体层的杂质浓度比第四氮化物半导体层的杂质浓度大的情形下，在p侧超晶格层的第三氮化物半导体层中，较好使接近第四氮化物半导体层的部分(下称接近部分)的p型杂质浓度与远离第四氮化物半导体层的部分相比小。由此，在第四氮化物半导体层中迁移的载流子能利用上述接近部分的杂质，防止散射，并能进一步提高第四氮化物半导体层的迁移率，进一步降低超晶格层的电阻。
在第四、第五的氮化物半导体元器件中，在上述第三氮化物半导体层的杂质浓度比第四氮化物半导体层的杂质浓度大的情形下，最好设定为，带隙能量大的第三氮化物半导体层的p型杂质浓度在1×1018/cm3～1×1021/cm3的范围内，第四氮化物半导体层的p型杂质浓度较第三氮化物半导体层的杂质浓度小，且在1×1020/cm3以下。带隙能量小的第四氮化物半导体层较好的是在1×1019/cm3以下，且更好在1×1018/cm3以下。也就是说，由提高第四氮化物半导体层的迁移率的观点来看，第四氮化物半导体层的p型杂质浓度越小越好，且最好使第四氮化物半导体层成为非掺杂层，即有意识地不掺杂杂质的状态为佳。
在第四及第五的氮化物半导体元器件中，在上述第三氮化物半导体层的杂质浓度比第四氮化物半导体层的杂质浓度小的情形下，在上述第四氮化物半导体层中，较好是接近上述第三氮化物半导体层的部分的p型杂质浓度与远离上述第三氮化物半导体层的部分相比小。
在第四及第五的氮化物半导体元器件中，在上述第三氮化物半导体层的杂质浓度比第四氮化物半导体层的杂质浓度小的情形下，较好是上述第三氮化物半导体层的p型杂质浓度在1×1020/cm3以下，第四氮化物半导体层的p型杂质浓度在1×1018/cm3～1×1020/cm3的范围。
上述第三氮化物半导体层较好的是在1×1019/cm3以下，更好的是在1×1018/cm3以下，最好为不掺杂(undope)，即，最好为有意识地不掺杂杂质的状态。
为了形成结晶性好的超晶格层，在第四及第五的氮化物半导体元器件中，较好是以带隙能量较大且能够生长结晶性好的层的AlYGa1-YN(0＜Y＜1)形成上述第三氮化物半导体层，并以InXGa1-XN(0≤X＜1)形成上述第四氮化物半导体层。上述第四氮化物半导体层更好由GaN组成。由此，因为可在相同气氛中生长上述第三氮化物半导体层(AlYGa1-YN)与上述第四氮化物半导层(GaN)，故在超晶格层的制造上极为有利。
在第四及第五的氮化物半导体元器件中，也可以以AlXGa1-XN(0＜X＜1)形成上述第三氮化物半导体层，并以AlYGa1-YN(0＜Y＜1，X＞Y)形成上述第四氮化物半导体层。
在第四及第五的氮化物半导体元器件中，较好是对上述第三氮化物半导体层或上述第四氮化物半导体层不掺杂p型杂质。
就第五氮化物半导体元器件而言，可设定为，在上述n侧超晶格层中，上述第一氮化物半导体层的带隙能量较上述第二氮化物半导体层的带隙能量大，且上述第一氮化物半导体层的n型杂质浓度较上述第二氮化物半导体层的n型杂质浓度高，另在上述p侧超晶格层中，上述第三氮化物半导体层的带隙能量较上述第四氮化物半导体层的带隙能量大，且上述第三氮化物半导体层的p型杂质浓度较上述第四氮化物半导体层的p型杂质浓度高。
在这种情形下，较好是上述第一氮化物半导体层的n型杂质浓度在1×1017/cm3～1×1020/cm3的范围，第二氮化物半导体层的n型杂质在1×1019/cm3以下，且上述第三氮化物半导体层的p型杂质浓度在1×1018/cm3～1×1021/cm3的范围，上述第四氮化物半导体层的p型杂质浓度在1×1020/cm3以下。
就第五氮化物半导体层元器件而言，在上述n侧超晶格层中，可设定为，上述第一氮化物半导体层具有较上述第二氮化物半导体层大的带隙能量和较上述第二氮化物半导体层大的n型杂质浓度，并且在上述p侧超晶格层中，可设定为，上述第三氮化物半导体层具有较上述第四氮化物半导体层大的带隙能量与较上述第四氮化物半导体层小的p型杂质浓度。
在这种情况下，最好上述第一氮化物半导体层的n型杂质浓度在1×1017/cm3～1×1020/cm3的范围，第二氮化物半导体层的n型杂质浓度在1×1019/cm3以下，而且
上述第三氮化物半导体层的p型杂质浓度在1×1020/cm3以下，第四氮化物半导体层的p型杂质浓度在1×1018/cm3～1×1021/cm3的范围。
就第五氮化物半导体元器件而言，可设定为，在上述n侧超晶格层中，上述第一氮化物半导体层具有较上述第二氮化物半导体层大的带隙能量和较上述第二氮化物半导体层小的n型杂质浓度，在上述p侧超晶格层中，上述第三氮化物半导体层具有较上述第四氮化物半导体层大的带隙能量与较上述第四氮化物半导体层大的p型杂质浓度。
在这种情形下，最好上述第一氮化物半导体层的n型杂质浓度在1×1019/cm3以下，上述第二氮化物半导体层的n型杂质浓度在1×1017/cm3～1×1020/cm3的范围，而且上述第三氮化物半导体层的p型杂质浓度在1×1018/cm3～1×1021/cm3的范围，上述第四氮化物半导体层的p型杂质浓度在1×1020/cm3以下。
就第五氮化物半导体元器件而言，可设定为，在上述n侧超晶格层中，上述第一氮化物半导体层具有较上述第二氮化物半导体层大的带隙能量与较上述第二氮化物半导体层小的n型杂质浓度，并且在上述p侧超晶格层中，上述第三氮化物半导体层具有较上述第四氮化物半导体层大的带隙能量与较上述第四氮化物半导体层小的p型杂质浓度。
在这种情形下，最好上述第一氮化物半导体层的n型杂质浓度在1×1019/cm3以下，上述第二氮化物半导体层的n型杂质浓度在1×1017/cm3～1×1020/cm3的范围，而且上述第三氮化物半导体层的p型杂质浓度在1×1020/cm3以下，第四氮化物半导体层的p型杂质浓度在1×1018/cm3～1×1021/cm3的范围。
就第五氮化物半导体元器件而言，在上述n侧超晶格层中，上述第一氮化物半导体层可由AlYGa1-YN(0＜Y＜1)形成，上述第二氮化物半导体层可由InXGa1-XN(0≤X＜1)形成，在上述p侧超晶格层中，上述第三氮化物半导体层可由AlYGa1-YN(0＜Y＜1)形成，上述第四氮化物半导体层可由InXGa1-XN(0≤X＜1)形成。
此外，上述第二和第四的氮化物半导体层最好分别由GaN组成。
就第五氮化物半导体元器件而言，在上述n侧超晶格中，上述第一氮化物半导体层可由AlXGa1-XN(0＜Y＜1，X＞Y)形成，上述第二氮化物半导体层可由AlYGa1-YN(0＜Y＜1，X＞Y)形成，在上述p侧超晶格层中，上述第三氮化物半导体层可由AlXGa1-XN(0＜X＜1)形成，上述第四氮化物半导体层可由AlYGa1-YN(0＜Y＜1，X＞Y)形成。
就第五氮化物半导体元器件而言，上述第一氮化物半导体层或上述第二氮化物半导体层最好是未掺杂有n型杂质的非掺杂层，且上述第三氮化物半导体层或上述第四氮化物半导体层最好是不掺杂有p型杂质的非掺杂层。
就上述第三、第四和第五的氮化物半导体元器件而言，上述活性层较好含有InGaN层，上述InGaN层更好为量子阱层。且上述活性层可以为单量子阱结构，也可以为多量子阱结构。
本发明第二激光二极管是上述活性层位于p侧涂敷层与n侧涂敷层之间的激光振荡元器件，上述p侧涂敷层与上述n侧涂敷层中的至少其一是上述n侧超晶格层或上述p侧超晶格层。由此，能构成阈值电流低的激光振荡元器件。
就上述第二激光二极管而言，在上述p侧涂敷层与活性层之间、或上述p侧涂敷层与活性层之间的至少其一中较好，形成由含有In的氮化物半导体或GaN所构成的、杂质浓度在1×1019/cm3以下的光导层。该光导层由于在上述活性层中所发生的光的吸收率低，所以可实现活性层的发光的衰减少、可在低增益下振荡的激光元器件。本发明为了降低光的吸收率，上述光导层的杂质浓度较好的是在1×1018/cm3以下，更好的是在1×1017/cm3以下，最好为非掺杂。且也可以令上述光导层为超晶格结构。
在上述光导层与活性层之间，较好形成具有带隙能量较活性层的阱层及上述光导层的带隙能量大、膜厚在0.1μm以下的氮化物半导体所组成的间隙层，该间隙层的杂质浓度最好设定在1×1018/cm3以上。这样，借助于形成带隙能量大的上述间隙层，可减少漏电流。若该光导层及间隙层形成在p导电侧氮化物半导体层侧，则效果更佳。
在本发明中，最好使氮化物半导体层生长在与氮化物半导体不同的材料所组成的异质基板上，在此生长的氮化物半导体层上形成保护膜，以使此氮化物半导体层的表面露出一部分，然后，从露出的氮化物半导体层上生长以覆盖上述保护膜的氮化物半导体，在上述这样组成的氮化物半导体基板上形成第三至第五氮化物半导体元器件。由此，因能使第三至第五的氮化物半导体元器件的各层结晶性好，所以可形成具有优良特性的氮化物半导体元器件。
就本案发明而言，此异质基板与保护膜也可以将形成(或应形成)氮化物半导体元器件的氮化物半导体层作为基板保留，在元器件生长前或生长后除去。
若将间隙层形成在p导电侧氮化物半导体层侧，则更有效果。在与本发明相关的激光二极管中，在p侧涂敷层为超晶格层的情况下，最好在上述p侧涂敷层及该p侧涂敷层的上一层上，形成其长度方向与谐振方向一致且具有规定宽度的脊部。
本发明第六氮化物半导体发光元器件，其特征在于，是在n侧涂敷层与p侧涂敷层之间具备活性层、而此活性层有内含In的第一氮化物半导体层的氮化物半导体发光元器件中，上述n侧涂敷层由具有含Al的第二氮化物半导体层而厚度在0.5μm以上的超晶格层所组成，此n侧涂敷层的Al平均组成是这样设定，使得此n侧涂敷层的用μm所表示的厚度与此n侧涂敷层所含的以百分比表示的Al平均组成的积成为4.4以上。
由此，在氮化物半导体发光元器件中，由于可提高上述n侧涂敷层的光封闭效果，所以例如在激光振荡元器件中，能降低振荡阈值，可延长寿命，并提高可靠性。
此外，在使用基板形成激光元器件的情形下，虽然通常在接近基板的一侧形成上述n侧涂敷层，但若由该n侧涂敷层形成的光封闭不充分的话，则从n侧涂敷层泄漏的光在基板等反射，从而会产生远视野图形与近视野图形等形状的混乱，例如产生观测激光光点变成多个的问题。但是，就本发明第六氮化物半导体发光元器件而言，由于如上所述，可提高上述n侧涂敷层的光封闭效果，因此不会使远视野图形与近视野图形等的形状混乱，例如可发生单一光点的激光。
此外，在本发明第六氮化物半导体发光元器件中，最好上述n侧涂敷层的厚度在0.8μm以上，上述n侧涂敷层所含的Al的平均组成在5.5％以上，或者，上述n侧涂敷层的厚度在1.0μm以上，上述n侧涂敷层所含的Al的平均组成在5％以上。
或者，最好上述n侧涂敷层的厚度在1.2μm以上，上述n侧涂敷层所含的Al的平均组成在4.5％以上。
此外，在本发明第六氮化物半导体发光元器件中，最好p侧涂敷层由具有内含Al的第三氮化物半导体层的超晶格层组成，上述n侧涂敷层较上述p侧涂敷层厚。
上述p侧涂敷层更好较1.0μm薄。
此外，在本发明第六氮化物半导体发光元器件中，最好上述n侧涂敷层与p侧涂敷层的、含有上述活性层的厚度设定在以上、1.0μm以下的范围。
附图简要说明
图1表示与本发明相关的实施形态1的氮化物半导体元器件(LED元器件)结构的模式剖视图。
图2表示与本发明相关的实施形态2的氮化物半导体元器件(激光二极管)结构的模式剖视图。
图3表示与本发明相关的实施形态3的氮化物半导体元器件(激光二极管)结构的模式剖视图。
图4是图5所示的激光二极管的立体图。
图5表示与本发明相关的实施例1的激光二极管中p侧接触层的膜厚与阈值电压之间的关系的曲线图。
图6表示与本发明相关的实施例26的激光二极管的模式剖视图。
图7表示与本发明相关的实施例28的激光二极管结构的模式剖视图。
图8表示与本发明相关的实施例33的激光二极管结构的模式剖视图。
图9表示与本发明相关的实施形态4的氮化物半导体元器件(激光二极管)结构的模式立体图。
实施发明的最佳形态
下面，参照附图对本发明相关的实施形态的氮化物半导体元器件进行说明。
实施形态1
图1是表示本发明相关的实施形态1的氮化物半导体元器件结构的模式剖视图。此氮化物半导体元器件是一种LED元器件，就其基本结构而言，是依次在蓝宝石组成的基板1上积层GaN所组成的缓冲层2、掺杂Si的n型GaN所组成的n侧接触层3、单量子阱结构的InGaN所组成的活性层4、由组成上互异的第一层与第二层积层而成的超晶格层所组成的p侧涂敷层5、以及掺杂Mg的GaN所组成的p侧接触层6而成。并且，在实施形态1的氮化物半导体元器件中，在p侧接触层6的表面的大致整个面上形成透光性的全面电极7，在全面电极7的表面上设有接合用的p电极8，蚀刻除去氮化物半导体层的一部分而在露出的n侧接触层2的表面上设有n电极9。
实施形态1的氮化物半导体元器件，由于具备以掺杂有例如作为p型杂质的Mg的InxGa1-XN(0≤X≤1)所组成的膜厚
Figure G200610163959201D00141
的第一层、以及掺杂有与第一层同量的同样是作为p型杂质的Mg的p型AlYGa1-YN(0≤Y≤1)所组成的膜厚
Figure G200610163959201D00151
的第二层积层而成的超晶格层，用该超晶格层构成具有低电阻值的p侧涂敷层5，所以可降低Vf。在这样将超晶格层形成在p层侧的情形下，掺杂Mg、Zn、Cd、Be等p型杂质于第一层和/或第二层，以形成具有p型导电型的超晶格层。作为积层顺序，可以是第l+第二+第一……、或第二+第一+第二……的顺序，并至少积层二层以上。
构成分别由氮化物半导体所组成的超晶格层的第一层与第二层并不限于上述InxGa1-xN(0≤X≤1)所组成的层以及AlYGa1-YN(0≤Y≤1)所组成的层，只要是用组成上互异的氮化物半导体构成即可。且第一层与第二层的带隙能量不论其不同或相同均可。例如，如果以InxGa1-xN(0≤X≤1)构成第一层，以AlYGa1-YN(0＜Y≤1)构成第二层，则第二层的带隙能量必然变成比第一层大，如果以InxGa1-xN(0≤X≤1)构成第一层，以InzAl1-zN(0＜Z≤1)构成第2层，则第一层与第二层固然组成不同，其带隙能量却可相同。并且如果以AlYGa1-YN(0≤Y≤1)构成第一层，以InzAl1-ZN(0＜Z≤1)构成第二层，则同样地，虽然第一层与第二层固然组成不同，但带隙能量却可相同。
也就是说，本发明若为具有后述作用的超晶格层，则第一层与第二层的带隙能量不管相同与否均可。如以上所述，这里所说的所谓的超晶格层，是由组成上不同的极薄的层积层而成的，是指由于各层的厚度极薄、所以不会随着格子不整齐而产生缺陷的积层的层，是含有量子阱结构的广泛的概念。这种超晶格层虽然在内部无缺陷，但通常具有由于随着晶格不整齐所产生的变形，所以也被称为变形超晶格。在本发明中，即使以As、P等V族元素置换第一层、第二层的一部分N(氮)，但只要有N存在，则仍包含在氮化物半导体中。
在本发明中，若构成超晶格层的第一层、第二层的膜厚大于
Figure G200610163959201D00152
的话，则由于第一层与第二层即变成弹性变形界限以上的膜厚，此膜中容易带有微细裂缝或结晶缺陷，所以最好设定为以下的膜厚。另外，第一层、第二层的膜厚的下限没有特别限定，只要是1个原子层以上即可。且本实施形态1中，为了进一步改善结晶性，第一层、第二层的膜厚宜设定在
Figure G200610163959201D00154
以下更好设定为更薄，最好设定为40～
Figure G200610163959201D00155
在本发明中，即使可设定在以下(例如1个原子层或2个原子层)，但如果设定在以下，则例如在用超晶格层形成以上的膜厚的涂敷层的情形下，便会增加积层数，由于制造工序上要花费更多的形成时间与劳力，所以第一层、第二层的膜厚最好设定为大于
在图1所示的本实施形态1的氮化物半导体的情形下，超晶格层所组成的p型涂敷层5形成于活性层4与电流注入层的p侧接触层6之间，起到作为载流子封闭层的作用。这样，特别是在以超晶格层作为载流子封闭层的情形下，必须使超晶格层的平均带隙能量较活性层大。因此，就氮化物半导体而言，具备较大带隙能量的AlN、AlGaN及InAlN等含有Al的氮化物半导体被用来作为载流子封闭层。这些层中的AlGaN若作为单层来生长而较厚的话，即易于在结晶生长中形成裂缝。
因此，在本实施形态1中，将第一层及第二层中的至少一方采用至少含有Al的氮化物半导体，且较好为AlYGa1-YN(0＜Y≤1)，借助于以弹性变形界限以下的膜厚使第一层与第二层交替生长，从而形成裂缝少、结晶性极佳的超晶格层，而用来作为带隙能量大的涂敷层。
在这种情形下，若以以下的膜厚使不含Al的氮化物半导体层来生长，作为第一层，并在其上生长含有Al的氮化物半导体所组成的第二层，则第一层也可作为第二层生长时的缓冲层起作用，难以在第二层中形成裂缝，而可进一步形成无裂缝的而结晶性极佳的超晶格层。因此，在本第一实施中，最好以InxGa1-xN(0≤X≤1)所组成的第一层(第二层)与AlYGa1-YN(0≤Y≤1，X≠Y＝0)所组成的第二层(第一层)来构成超晶格层。
在本实施形态1的氮化物半导体元器件中，对于构成作为超晶格层的p侧涂敷层5的第一层及第二层中的至少其一层，为了调整载流子浓度，最好掺杂有将此层的导电型设定为p型的p型杂质。且在将p型杂质掺杂于第一层及第二层的情形下，也可以对第一层与第二层掺杂不同的浓度。这是因为，对第一层、第二层掺杂不同浓度的话，其一层的载流子浓度即可实质上提高，而降低整个超晶格层的电阻值。这样，就本发明而言，可以分别对第一层、第二层的双方掺杂不同浓度的杂质，也可以对第一层、第二层的任一方掺杂杂质。
且就本发明而言，对第一层及第二层掺杂的杂质浓度不特别限于此，但p型杂质通常较好的是调整为1×1016/cm3～1×1022/cm3，更好的是调整为1×1017/cm3～1×1021/cm3，最好是调整为1×1018/cm3～2×1020/cm3的范围。这是因为，少于1×1016/cm3的话，则难以获得降低Vf、阈值电压的效果，超过1×1022/cm3的话，则超晶格层的结晶性有恶化的倾向。且n型杂质最好也调整成相同的范围。其理由相同。
以上那样构成的超晶格层由于是使第一层及第二层的膜厚在弹性变形界限以下而积层形成，所以可降低结晶的晶格缺陷，可减少微小的裂缝，并可显著改善结晶性。其结果，由于不致于过度损及结晶性，可增加掺杂量，借此可增加n型氮化物半导体层、p型氮化物半导体层的载流子浓度，且此载流子不因结晶缺陷而散射，能够迁移，因此与不具有超晶格结构的p型或n型氮化物半导体相比，可使电阻率降低1位数以上。
因此，就本实施形态1的氮化物半导体元器件(LED元器件)而言，使用超晶格层来形成一向难以获得低电阻的氮化物半导体层的P导电侧的半导体区域251(就实施形态1而言，p型涂敷层5与p型接触层6所组成的区域)的p型涂敷层5，借助于降低此p型涂敷层5的电阻值，可降低Vf。即，氮化物半导体是极难获得p型结晶的半导体，即使获得，与n型氮化物半导体相比，通常电阻率高出2位数以上。因此，借助于在p导电侧形成p型超晶格层，即可使超晶格层所构成的p型层的电阻降得极低，而显著降低Vf。以往，就得到p型结晶用的技术而言，已知有一种技术是，将掺杂了p型杂质的氮化物半导体层进行退火，除去氢，从而制成p型氮化物半导体(日本专利第2540791号)。但是，即使获得p型氮化物半导体，其电阻率也在数Ω·cm以上。因此，借助于将此p型层形成为p型超晶格层，即可改善结晶性，根据我们的研究，该p层的电阻率与已往比较，可降低1位数以上，并有显著降低Vf的效果。
且就本实施形态1而言，如上所述，最好以InxGa1-xN(0≤X≤1)组成第一层(第二层)，以AlYGa1-YN(0≤Y≤1，X≠Y＝0)组成第二层(第一层)，由于借此可形成结晶性好而无裂缝的超晶格层，所以可提高元器件寿命。
接着，比较本发明与包含我们以前所申请的日本专利公报的公开文献所揭示的已知例来进行说明。
首先，作为与本发明类似的技术，我们先提出日本专利特开平8-228048号。此技术是在夹有活性层的n型涂敷层外侧和/或p型涂敷层外侧(即远离活性层一侧)，形成由AlGaN，GaN，InGaN等构成的多层膜以作为激光的光反射膜。此技术由于形成多层膜来作为光反射膜，因此其各层的膜厚由于按λ/4n(n：氮化物半导体的折射率，λ：波长)设计，所以非常厚。因而，多层膜的各层膜厚并非在弹性变形界限以下。且美国专利USP第5,146,465号中揭示了以AlXGa1-XN/AlYGa1-YN所组成的反射镜夹住活性层的结构的激光元器件。此技术也由于与上述技术一样，由于以AlGaN/AlGaN作为反射镜起作用，所以各层膜厚须很厚。且将AlGaN那样的硬半导体要无裂缝地进行无论哪一层的积层都非常困难。
另一方面，在本实施形态1中，是以构成超晶格层那样来设定第一与第二层的各膜厚(最好二者均设定在
Figure G200610163959201D00181
以下的临界膜厚以下)，与上述技术不同。即，本发明是利用构成超晶格层的氮化物半导体的变形超晶格所造成的效果来提高结晶性，降低Vf。
日本专利特开平5-110138号、特开平5-110139号公报进一步公开了将薄膜AlN与GaN积层而获得AlYGa1-YN的结晶的方法。此技术是为了获得规定混晶比的AlYGa1-YN混晶而将数十
Figure G200610163959201D00182
膜厚的AlN、GaN积层的技术，所以与本发明的技术不同。而且，由于没有InGaN组成的活性层，所以裂缝容易出现在超晶格层内。另外，日本专利特开平6-21511号、6-268257号公报揭示了双异质结构的发光元器件，此双异质结构是具有积层GaN和InGaN、或InGaN和InGaN的多量子阱结构的活性层。而本发明是以活性层以外的层来作为多重结构的技术，所以也与此技术不同。
另外，关于以活性层以外的层来作为超晶格层的结构，虽然在日本专利特开平2-288371号公报(美国专利第5,005,057号)中有揭示，但此公报所揭示的超晶格层是BP层与GaAlN层所组成的超晶格层，就这点而言，本发明是组成互异的氮化物半导体层的超晶格层，与其构成不同，且作用效果也不同。
本发明的元器件中，在活性层具有InGaN那样的、至少内含铟的氮化物半导体的情形下，显现出显著的超晶格效果。InGaN活性层最适合用来作为带隙能量小的氮化物半导体元器件的活性层。因此，若形成InXGa1-XN与AlYGa1-YN所组成的超晶格层来作为夹住活性层的层，则由于可增大与活性层的带隙能量差、及折射率差，所以在此超晶格层实现激光元器件时，能够起到作为非常好的光封闭层的作用(适用于实施形态2的氮化物半导体元器件)。由于InGaN的结晶的性质与其他的AlGaN那样的含有Al的氮化物半导体相比较柔软，所以以InGaN为活性层的话，积层的各氮化物半导体中不易有裂缝。相反地，若以AlGaN那样的氮化物半导体为活性层，则由于其结晶性质硬，因此存在整个结晶易有裂缝的倾向。
就本实施形态1而言，希望将p侧接触层6的膜厚调整在
Figure G200610163959201D00191
以下，更好的是调整在
Figure G200610163959201D00192
以下，最好的是调整在
Figure G200610163959201D00193
以下。其原因在于，如上所述借助于将电阻率也在数Ω·cm以上的p型氮化物半导体层的膜厚调整在
Figure G200610163959201D00194
以下，由于借以可进一步降低电阻率，因此能降低阈值电流、电压。此外，能增加从p型层所除去的氢的量，能够进一步降低电阻率。
如以上详细说明，就本实施形态1的氮化物半导体元器件(LED元器件)而言，由于以第一层与第二层所积层的超晶格层来构成p型涂敷层5，所以可将此p型涂敷层5的电阻降至极低，并可降低此LED元器件的正向电压Vf。
在上述实施形态1中，虽然是对p侧涂敷层5使用超晶格层，但本发明并不限于此，也可对p侧接触层6使用p型超晶格层。即，电流(空穴)注入的p侧接触层6，也可以形成为例如InxGa1-xN所组成的第一层、与AlYGa1-YN所组成的第二层积层而成的p型超晶格层。将p型接触层6作为超晶格层，在第一层的带隙能量较第二层小的情况下，最好使带隙能量小的InxGa1-xN或GaN所成的第一层为最外层表面而作为与P电极接触的层，由此即可获得与p电极的接触电阻小的较好的欧姆接触。这是由于，带隙能量小的第一层较第二层具有易于获得载流子浓度高的氮化物半导体层的倾向。且在本发明中，在p导电侧的半导体区域251上进一步形成上述p侧涂敷层及p侧接触层以外的p型氮化物半导体层的情形下，也可以用超晶格层组成此p型氮化物半导体层。
就以上实施形态1而言，虽然对p侧涂敷层5使用了超晶格层，但本发明不限于p导电侧的半导体区域251，也可对超晶格n导电侧的半导体区域201的n侧接触层3使用n型超晶格层。这样，在将n侧接触层3作为超晶格层的情形下，可例如对第一层及/或第二层掺杂Si、Ge等n型杂质第一，在基板1与活性层4之间形成具有n型导电型的超晶格层来作为n型接触层3。在这种情形下，经确认，特别是若将n型接触层3作为杂质浓度不同的超晶格层，则横向电阻降低，例如在激光二极管中具有降低阈值电压、电流的倾向。
这可推测为，在对带隙能量大的一层，形成掺杂有大量n型杂质的超晶格层作为n层侧接触层的情形下，具有类似于以下的HEMT(高电子迁移率晶体管)的作用所产生的效果。就掺杂n型杂质的带隙大的第一层(第二层)与带隙小的非掺杂{(undope)；以下将未掺杂杂质的状态称为非掺杂}的第二层(第一层)积层而成的超晶格层而言，在添加n型杂质的层、与非掺杂层的异质结界面上，带隙能量大的层侧形成耗尽，而在带隙能量小的层侧的厚度()前后的界面上积存电子(二维电子气)。此二维电子气由于在带隙能量小的层侧形成，所以可推测为，在电子迁移时不致于因杂质而散射，因此超晶格层的电子迁移率提高，电阻率降低。
在本发明中，在对n导电侧的半导体区域201设置n侧涂敷层的情形下，也可以将此n侧涂敷层作为超晶格层。而在对n导电侧的半导体区域201形成n侧接触层及n侧涂敷层以外的n型氮化物半导体层的情形下，也可以将此n型氮化物半导体层作为超晶格层。但在对n导电侧的半导体区域201设置超晶格层所组成的氮化物半导体层的情形下，当然最好将作为载流子封闭层的n侧涂敷层或电流(电子)注入的n侧接触层3作为超晶格结构。
这些，在对活性层4与基板1之间的n导电侧的半导体区域201设置超晶格层的情形下，对构成超晶格层的第一层、第二层也可以不掺杂杂质。其原因在于，即使氮化物半导体不掺杂，也具有n型性质。但在如上所述形成在n层侧的情形下，最好将Si、Ge等n型杂质对第一层、第二层进行掺杂，设定杂质浓度差。
如上所述，将超晶格层形成在n导电侧的半导体区域201的效果与将超晶格层设在p导电侧的半导体区域251的情形一样，可提高结晶性。详细地说，在氮化物半导体元器件具有异质结的情形下，通常n型、p型载流子封闭层是用带隙能量较活性层大的AlGaN来构成。AlGaN的结晶生长极为困难，例如想以单一组成来生长0.5μm以上的膜厚的话，则会有结晶中易产生裂缝的性质。如果像本发明那样以弹性变形界限以下的膜厚将第一层、第二层来积层而组成超晶格层的话，由于可将结晶性好的第一层、第二层进行积层，所以可生长结晶性好的涂敷层。因此，由于整个n导电侧的半导体区域201的氮化物半导体结晶性得以改善，整个n导电侧的半导体区域201的迁移率可以增大，所以将此超晶格层作为涂敷层的元器件中可降低Vf。且在对超晶格层掺杂Si、Ge杂质而将超晶格层为接触层的情形下，可认为会显现出类似上述HEMT的显著效果，可进一步降低阈值电压、及Vf。
在本发明中，也可不对第一层、第二层，即不对超晶格层掺杂决定导电型的杂质。该未掺杂杂质的超晶格层，如果是n导电侧的半导体区域201，则也可形成作为活性层与基板之间的任一层，如果是p导电侧的半导体区域251，则也可形成作为载流子封闭层(光封闭层)与活性层之间的任一层。
这样在本发明中，由于超晶格层可用来作为对夹住活性层设置的n导电侧的半导体区域201或p导电侧的半导体区域251形成的作为载流子封闭层的涂敷层、活性层的光导层或与电极接触所形成的电流注入层，所以构成超晶格层的氮化物半导体的平均带隙能量最好调整成大于活性层。
如上所述，在本说明书中，将活性层与p电极之间的由氮化物半导体层所组成的区域称为p导电侧的半导体区域，但这并非意味着构成此半导体区域的所有氮化物半导体层具有p型导电性。同样地，将活性层与GaN基板100之间的由氮化物半导体层所组成的区域称为n侧导电性半导体区域，但这并非意味着构成此区域的所有氮化物半导体层具有p型导电性。
实施形态2
下面，对本发明实施形态2进行说明。
图2是表示本发明相关的实施形态2的氮化物半导体元器件结构的模式剖视图(垂直于激光谐振方向的剖面)，该氮化物半导体元器件是一种氮化物半导体激光二极管元器件，具有氮化物半导体所组成的活性层16，且此氮化物半导体所组成的活性层16被设置夹在例如以C面为主面的蓝宝石等基板10上的n导电侧的半导体区域202(由n侧接触层12、裂缝防止层13、n侧涂敷层14及n侧光导层15组成)与p导电侧的半导体区域252(由间隙层17、p侧光导层18、p侧涂敷层19及p侧接触层20组成)之间。
本实施形态2的氮化物半导体元器件，通过用超晶格层形成n导电侧的半导体区域202中的n侧涂敷层14，并用超晶格层形成p导电侧的半导体区域252中的p侧涂敷层19，由此将作为激光二极管的氮化物半导体元器件的阈值电压设定为较低。下面参照图2详细地说明本发明相关的实施形态2的氮化物半导体元器件。
在本实施形态2的氮化物半导体元器件中，首先由缓冲层11与第二缓冲层112在基板10上形成n侧接触层12，进一步在n侧接触层12上积层裂缝防止层13、n侧涂敷层14及n侧光导层15，以形成n导电侧的半导体区域202。且，在外露于裂缝防止层13的两侧的n侧接触层12表面上，分别形成与n侧接触层12欧姆接触的n侧电极23，在该n侧电极23上例如形成丝焊用n侧焊盘电极。并在n侧光导层15上形成氮化物半导体所组成的成的活性层16，进一步在此活性层16上积层间隙层17、p侧光导层18、p侧涂敷层19与p侧接触层20，以形成p导电侧的半导体区域252。进一步在p侧接触层20上形成与此p侧接触层20欧姆接触的p侧电极21，在该p侧电极21上形成例如丝焊用p侧焊盘电极。且在p侧接触层20及p侧涂敷层19中，形成沿谐振方向延伸的峰状脊部，借助于形成此脊部，在活性层16中，在宽度方向(与谐振方向正交的方向)封闭光线，利用沿垂直于脊部的方向劈开的劈开面，制成沿脊部长度方向谐振的谐振器，进行激光振荡。
下面，对实施形态2的氮化物半导体元器件的各构成要素进行说明。
(基板10)
对基板10，可以使用以C面为主面的蓝宝石、以R面、A面为主面的蓝宝石、尖晶石(MgAl2O4)那样的绝缘性基板、以及SiC(含6H、4H、3C)、ZnS、ZnO、GaAs、GaN等半导体基板。
(缓冲层11)
缓冲层11在900℃以下的温度生长例如AlN、GaN、AlGaN、InGaN等，以形成数十
Figure G200610163959201D00221
至数百的膜厚。此缓冲层11虽然是为了缓和基板与氮化物半导体的晶格常数失配而形成，但也可根据氮他物半导体的生长方法、基板的种类等予以省略。
(第二缓冲层112)
第二缓冲层112是在上述缓冲层11上以较上述缓冲层更高温而生长的单晶氮化物半导体组成的层，较缓冲层11形成要厚。此第二缓冲层112是n型杂质浓度较后续生长的n侧接触层12小的层，或是不掺杂n型杂质的氮化物半导体层。且，第2缓冲层112可例如用InxAlyGa1-x-yN(0≤X，0≤Y，X+Y≤1)构成，其组成虽然不特别关心，但较好的是采用非掺杂的Al(Y值)在0.1以下的AlyGa1-YN，最好的是采用非掺杂的GaN。即，由这种组成，可改善第二缓冲层112的结晶性，进一步借助于用非掺杂GaN形成第二缓冲层112，可形成结晶性最佳的第二缓冲层112。且最好以超晶格进一步形成该n侧接触层12。
这样，通过在生长n侧接触层12之前，生长杂质浓度小、结晶性好的第二缓冲层112，即能够生长较厚的载流子浓度大且结晶性好的n侧接触层12。即，虽然高载流子浓度的n侧接触层必须生长n型杂质浓度大的氮化物半导体层来形成，但难以生长结晶性好的杂质浓度大的厚氮化物半导体层。因此，不形成n侧缓冲层112而形成n侧接触层的话，则不仅形成结晶性差的n侧接触层，而且在结晶性差的n侧接触层上，生长活性层等其它的氮化物半导体，其上所形成的层会自下层延续结晶缺陷，其上所形成的层(活性层等)也无法生长成结晶性好的层。因而，此第二缓冲层112不仅只是使紧接其上形成的n侧接触层形成为结晶性好的层，对于形成结晶性好的构成氮他物半导体元器件的各半导体层也具有重要的作用。
该第二缓冲层112的膜厚希望调整在0.1μm以上，更好的是调整在0.5μm以上，最好是调整为1μm以上、20μm以下。第二缓冲层112在0.1μm以下的话，则不太有望提高n侧接触层12的结晶性。大于20μm的话，则有第二缓冲层112本身容易增加结晶缺陷的倾向，而降低作为缓冲层的功能。且第二缓冲层112在不超过20μm范围内生长成较厚的情形下，其优点在于可提高散热性。即在制造激光元器件时，用第二缓冲层112易于使热扩散而提高激光元器件的寿命。激光的泄漏光会在第二缓冲层112内扩散，而易于获得接近椭圆形的激光。并且第二缓冲层112也可在对基板使用GaN、SiC、ZnO等导电性基板的情况下予以省略。
(n侧接触层12)
n侧接触层12是用来作为形成负电极的接触层的层，例如由Si掺杂的GaN组成，最好调整为0.2μm以上、4μm以下的厚度。小于0.2μm的话，则此后在形成负电极时，难以控制蚀刻率而使此层露出，另一方面，在4μm以上的话，则在杂质影响下有结晶性劣化的倾向。对该n侧接触层12的氮化物半导体所掺杂的n型杂质的浓度希望调整在1×1017/cm3至1×1021/cm3的范围，最好调整为1×1018/cm3至1×1019/cm3。若是小于1×1017/cm3，则由于难以获得与n电极材料较好的欧姆接触，所以激光元器件无法期待降低阈值电流、电压，若大于1×1021/cm3，则由于元器件本身的漏电流增多，或者结晶性也恶化，故元器件寿命有缩短的倾向。且在n侧接触层12中，为了减少与n电极23的欧姆接触电阻，并为了提高此n侧接触层12的载流子浓度，最好使其杂质浓度较n涂敷层14大。且n侧接触层12在对基板使用GaN、SiC、ZnO等导电性基板并在基板背面侧设有负电极的情况下，不用来作为接触层，而是用来作为缓冲层。
此外，也能将第二缓冲层11与n侧接触层12中的至少一层来作为超晶格层。用来作为超晶格层的话，此层的结晶性即可显著改善，并可降低阈值电流。最好将较第二缓冲层11的膜厚要薄的n侧接触层12作为超晶格层。在将n侧接触层12作为带隙能量互异的第一层与第二层所积层而成的超晶格结构的情形下，最好使带隙能量小的一层露出而形成n电极23，由此可降低与n电极23的接触电阻，并可降低阈值。且就能得到与n型氮化物半导体较好的欧姆接触的n电极23的材料而言，可例举Al、Ti、W、Si、Zn、Sn、In等金属或合金。
借助于将n型接触层12作为杂质浓度不同的超晶格层，即可根据类似于实施形态1中所说明的HEMT的效果，降低横向电阻，并可降低LD元器件的阈值电压、电流。
(裂缝防止层13)
裂缝防止层13例如由掺杂5×1018/cm3的Si的In0.1Ga0.9N组成，且例如具有
Figure G200610163959201D00241
膜厚。此裂缝防止层13为生长含有In的n型氮化物半导体、最好是InGaN来形成，由此即可防止在其上形成的含有Al的氮化物半导体层中发生裂缝。该裂缝防止层13最好生长以上、0.5μm以下的膜厚。小于
Figure G200610163959201D00243
的话，则难以发挥上述裂缝防止的作用，大于0.5μm的话，则具有结晶本身变黑的倾向。在本实施形态1那样将n侧接触层12作为超晶格的情形下，或者在将接着生长的n侧涂敷层14作为超晶格层的情形下，该裂缝防止层13也可省略。
(n型超晶格所组成的n侧涂敷层14)
n侧涂敷层是由例如掺杂5×1018/cm3的Si的n型Al0.2Ga0.8N组成的具有膜厚的第一层、和非掺杂的GaN组成的具有
Figure G200610163959201D00245
膜厚的第二层交替积层的超晶格层所组成，整体例如具有0.5μm膜厚。该n型涂敷层14用作为载流子封闭层及光封闭层，在作为超晶格层的情况下，希望使其中一层生长含有Al的氮化物半导体，最好生长AlGaN，借助于生长
Figure G200610163959201D00251
以上、2μm以下，最好生长以上、1μm以下，能够形成良好的载流子封闭层。该n型涂敷层14虽然也可以用单一氮化物半导体生长，但作为超晶格层，则能够形成无裂缝且结晶性好的载流子封闭层。
(n侧光导层15)
n侧光导层15例如由掺杂5×1018/cm3的Si的n型GaN组成，具有0.1μm的膜厚。此n侧光导层15用来作为活性层的光导层，最好生长GaN、InGaN来形成，通常生长～5μm，最好生长
Figure G200610163959201D00254
～1μm膜厚。且此光导层15也可作为超晶格层。在将n侧光导层15、n侧涂敷层14作为超晶格层的情形下，使构成超晶格层的氮化物半导体层的平均带隙能量较活性层大。在作为超晶格层的情形下，对第一层及第二层的至少一层可掺杂n型杂质，也可不掺杂。且此光导层15可以为单独非掺杂的氮化物半导体或为非掺杂的氮化物半导体所积层而成的超晶格层。
(活性层16)
活性层16由例如掺杂8×1018/cm3的Si的In0.2Ga0.8N所组成的具有膜厚的阱层、以及掺杂8×1018/cm3的Si的In0.05Ga0.95N所组成的具有
Figure G200610163959201D00256
膜厚的阻挡层交替积层而构成，从而具有规定膜厚的多量子阱结构(MQW)。在活性层16中，阱层与阻挡层可以二者均掺杂杂质，或仅其一方掺杂。且掺杂n型杂质的话，则具有阈值降低的倾向。在依此方式将活性层16作为多量子阱结构的情形下，由于必然积层带隙能量小的阱层、与带隙能量较阱层小的阻挡层，所以与超晶格层有所区别。阱层的厚度在以下，较好的在以下，最好的在以下。阻挡层厚度在
Figure G200610163959201D002510
以下，较好的在
Figure G200610163959201D002511
以下，最好的在以下。
关于量子阱结构的活性层，本申请人于先前所申请的日本专利特开平9-148678号公报(美国专利申请案第08/743,729，是根据日本专利特开平9-148678号提出申请的)中有所揭示，本发明可使用该公报所揭示的活性层、单量子阱结构的活性层及各种活性层。
(p侧间隙层17)
p侧间隙层17的带隙能量较活性层16大，例如由掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.3Ga0.7N组成，且例如有
Figure G200610163959201D002513
膜厚。就本实施形态2而言，虽然最好使用间隙层17，但由于该间隙层由薄的膜厚形成，所以本发明也可掺杂n型杂质而作为补偿载流子的i型。p侧间隙层17的膜厚调整为0.1μm以下，更好的是调整在以下，最好的是调整在以下。这是因为，使其生长大于0.1μm的膜厚的话，则p侧间隙层17中易于产生裂缝，而难以生长结晶性好的氮化物半导体层。并且是因为，p侧间隙层17膜厚在0.1μm以上的话，则载流子不能利用隧道效应通过构成该能量壁垒的p型间隙层17，若考虑到利用隧道效应使载流子通过的情形，则如上所述，较好设定在
Figure G200610163959201D00261
以下，更好设定在以下。
另外，对于p侧间隙层17，为了易于使LD元器件振荡，最好使用Al组成比大的AlGaN来形成，此AlGaN形成越薄，则LD元器件越容易振荡。例如，Y值为0.2以上的AlYGa1-YN的话，最好调整为
Figure G200610163959201D00263
以下。p侧间隙层17的膜厚下限虽无特别限定，但最好形成
Figure G200610163959201D00264
以上的膜厚。
(p侧光导层18)
p侧光导层18的带隙能量较p侧间隙层17小、例如由掺杂1×1020/cm3的Mg的p型GaN组成，具有0.1μm膜厚。该p侧光导层18用来作为活性层16的光导层，与n侧光导层15相同，最好用GaN、InGaN生长来形成。且此层也可用来作为p侧涂敷层19生长时的缓冲层，通过生长～5μm，最好生长
Figure G200610163959201D00266
～1μm的膜厚，由此用来作为较好的光导层。此p侧光导层通常掺杂Mg等p型杂质而成为p型导电型，但也可不用特别掺杂杂质。且也可将该p侧光导层作为超晶格层。在作为超晶格层的情形下，对第一层及第二层的至少一方可掺杂p型杂质，也可以不掺杂。
(p侧涂敷层19＝超晶格层)
p侧涂敷层19是例如掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.2Ga0.8N所组成的例如具有
Figure G200610163959201D00267
膜厚的第一层、以及例如掺杂1×1020/cm3的Mg的p型GaN所组成的具有膜厚的第二层交替积层而成的超晶格层组成。该p侧涂敷层19与n侧涂敷层14相同，用来作为载流子封闭层，特别是用来作为降低p型层的电阻率的层。该p侧涂敷层19的膜厚也虽无特别限定，但希望形成为
Figure G200610163959201D00269
以上、2μm以下，此外，更好形成为以上、1μm以下。
(p侧接触层20)
p侧接触层20是在p侧涂敷层19上例如由掺杂2×1020/cm3的Mg的p型GaN组成，并例如具有膜厚。该p侧接触层20可以用p型InxAlYGa1-X-YN(0≤X，0≤Y、X+Y≤1)来构成，理想的是，如上所述掺杂Mg的GaN，这样即可获得与p电极21最好的欧姆接触。将p侧接触层的膜厚调整在
Figure G200610163959201D002612
以下，较好的是调整在以下，最好的是调整在
Figure G200610163959201D002614
以下。其原因在于，借助于如上所述将电阻率在数Ω·cm以上的p型氮化物半导体层的膜厚调整在以下，可进一步降低电阻率，从而降低阈值电流、电压。另外，可增加从p型层去除的氢的量，可进一步降低电阻率。
在本发明中，p侧接触层20也可作为超晶格层。在作为超晶格层的情形下，特别是若积层带隙能量不同的第一层与第二层，以第l+第二+第l+第二……方式积层，最后使带隙能量小的一层露出，则能够获得与p电极21较好的欧姆接触。作为p电极21的材料，可举出例如为Ni、Pd、Ni/Au等。
本实施形态2如图2所示，在p电极21与n电极23之间所露出的氮化物半导体层表面上形成SiO2所组成的绝缘膜25，经由该绝缘膜25上形成的开口部，形成与p电极21电连接的焊盘电极22、和与n电极23连接的n焊盘电极24。该p焊盘电极22扩大了p电极21的实质上的表面积，可沿p电极侧进行丝焊、片焊，并防止n焊盘电极24与n电极23剥离。
上述实施形态2的氮化物半导体元器件具有是使第一层与第二层形成弹性变形界限以下的膜厚予以积层的超晶格层的、结晶性好的p型涂敷层19。据此，本实施形态2的氮化物半导体元器件，由于可使p侧涂敷层19的电阻值比不具有超晶格结构的p侧涂敷层降低1位数以上，所以可降低阈值电压、电流。
就本实施形态2的氮化物半导体元器件而言，通过与含有p型AlYGa1-YN的p侧涂敷层19接触，而将带隙能量小的氮化物半导体来作为p侧接触层20，组成较薄的在
Figure G200610163959201D00271
以下的膜厚，从而使p侧接触层20的载流子浓度实质上升高，而获得与p电极较好的欧姆接触，从而可降低元器件的阈值电流、电压。并且在生长n侧接触层之前，由于具有第二缓冲层112，所以可改善第二缓冲层112上所生长的氮化物半导体层的结晶性，延长元器件的寿命。最好将第二缓冲层112上所生长的n侧接触层作为超晶格层，这样能降低横向电阻值，而实现阈值电压、阈值电流低的元器件。
本实施形态2的LD元器件在活性层16中具有InGaN那样的、至少内含铟的氮化物半导体的情形下，最好使用InXGa1-XN与AlYGa1-YN交替积层的超晶格层作为夹住活性层16而设置的层(n侧涂敷层14及p侧涂敷层19)。据此，由于可扩大活性层16与该超晶格层的带隙能量差、折射率差，所以在实现激光元器件时，可以使该超晶格层作为非常好的光封闭层来工作。并且由于InGaN在结晶性质上较其他的AlGaN那样的含有Al的氮化物半导体要柔软，所以将InGaN作为活性层的话，则积层而成的整个各氮化物半导体层不容易有裂缝。由此，即可延长LD元器件的寿命。
在本实施形态2那样是包含具有量子阱结构的活性层16的双异质结构的半导体元器件的情形下，最好的结构是，与此活性层16接触，而设有带隙能量较活性层16大且膜厚在0.1μm以下的氮化物半导体所组成的p侧间隙层17，最好设有包含Al的氮化物半导体所组成的p侧间隙层17，在较此p侧间隙层17更远离活性层的位置上，设有带隙能量较p侧间隙层17小的p侧光导层18，在较此p侧光导层18更远离活性层的位置上，设有带隙能量较p侧光导层18大的氮化物半导体，并最好设有含有包含Al的氮化物半导体的具备超晶格结构的p侧涂敷层19。且由于为了使p侧间隙层17的带隙能量增大，而自n层注入的电子被此p侧间隙层17阻止而封闭，电子不会溢出活性层，所以元器件的漏电流减少。
以上实施形态2的氮化物半导体元器件中，虽然作为激光元器件的结构是较好的结构，但本发明中n型超晶格层只要在活性层16下面的n导电侧的半导体区域202中至少有一层即可，或者，p型超晶格层也只要在活性层16上面的p导电侧的半导体区域252中至少有一层即可，在元器件结构上并无特别限定。但最好在上述超晶格层形成在p导电侧的半导体区域252中的情形下，形成为作为载流子封闭层的p侧涂敷层19，在形成在n导电侧的半导体202中的情况下，形成作为n电极23接触的电流注入层的n接触层12、或作为封闭载流子的n涂敷层14，以降低元器件的Vf、及阈值。另外，与实施形态2相同的结构当然也可适用于LED元器件(其中，LED元器件并不需要脊部)。
在上述那样构成的实施形态2的氮化物半导体元器件中，在各层形成后，最好在不含H的气氛、例如氮气气氛中，在400℃以上、例如在700℃进行退火，据此，由于可使p型氮化物半导体层区域的各层进一步降低电阻，所以可进一步降低阈值电压。
就实施形态2的氮化物半导体元器件而言，p侧接触层12的表面上形成带状的由Ni与Au所组成的p电极21，使n侧接触层相对于该p电极21左右对称露出，将n电极23设在该n侧接触层表面的大致整个面上。这样，在使用绝缘性基板的情形下，在p电极21的两侧左右对称设置n电极23的结构，对于降低阈值电压是非常有利的。
在本实施形态2中，在垂直于脊部(带状电极)的方向所劈开的劈开面(谐振器面)上形成由SiO2与TiO2组成的介质多层膜。
这样，在本发明中，超晶格层为了用来作为夹住活性层设置的n型区域或p型区域中所形成的作为载流子封闭层的涂敷层、活性层的光导层、或电极接触而形成的电流注入层，最好调整成构成超晶格层的氮化物半导体的平均带隙能量较活性层大。
实施形态3
图3是表示本发明相关的实施形态3的氮化物半导体元器件结构的模式剖视图。此实施形态3的氮化物半导体元器件是以活性层端面为谐振面的电极带型激光二极管。图3表示沿垂直于激光的谐振方向的方向所切断元器件时的剖面。以下，参照图3说明本发明的实施形态3。
首先，在图3中，各标号表示以下构成部分。
100是指由不同于氮化物半导体的材料所组成的异质基板，是在例如蓝宝石、光晶石、SiC、Si、GaAs、ZnO等材料所组成的基板上所生长的例如膜厚10μm以上的GaN基板。且如图3所示，此异质基板可在GaN基板100形成后除去，也可如后述实施例所示不除去而使用(图8)。
11是由掺杂Si的n型GaN所组成的缓冲层，本实施形态3中兼具有n侧接触层的功能。
14是指超晶格结构的n侧涂敷层，它由例如膜厚的Si掺杂n型Al0.2Ga0.8N(第一氮化物半导体层)与膜厚的非掺杂(updope)的GaN层(第二氮化物半导体层)交替积层100层而成。而且，在本实施形态3中，n侧涂敷层14形成在远离活性层的位置上。
15是指位于n侧涂敷层14与活性层16之间、具有较n侧涂敷层14的Al0.2Ga0.8N的带隙能量小的例如由非掺杂的GaN所组成的n侧光导层。
利用以上的n侧缓冲层11、n侧涂敷层14及n侧光导层15，构成n导电侧的半导体区域203。
16是指膜厚的In0.2Ga0.8N所组成的阱层3层、与带隙能量较阱层大的膜厚的In0.05Ga0.95N所组成的阻挡层2层交替积层共计5层所组成多量子阱结构的活性层。
17是指带隙能量较活性层16的阱层大并较p侧光导层18大的、例如由掺杂Mg的p型Al0.3Ga0.7N所组成p侧间隙层。此p侧间隙层17的带隙能量最好较超晶格结构的p侧涂敷层19中带隙能量小的一方的氮化物半导体层(第四氮化物半导体层)大。
18是指位于p侧涂敷层19与活性层16之间、具有较p侧涂敷层19的Al0.2Ga0.8N小的带隙能量的例如由非掺杂的GaN所组成的p侧光导层。
19是指位于远离活性层的位置、例如
Figure G200610163959201D00295
的掺杂Mg的p型Al0.2Ga0.8N与膜厚的非掺杂(updope)的GaN层交替积层100层而成的超晶格结构的p侧涂敷层。
20是指具有较p侧涂敷层19的Al0.2Ga0.8N小的带隙能量、例如掺杂Mg的GaN所组成的p侧接触层。利用以上的p侧间隙层17、p侧光导层18、p侧涂敷层19及p侧接触层20，构成p导电侧的半导体区域253。
这样，本实施形态3的激光元器件具有在GaN基板100上积层上述各氮化物半导体层11、14至20而成的结构，在p侧涂敷层19以上的氮化物半导体层中形成带状脊部，p电极21形成于脊部最上表面的p侧接触层20的大致整个面上。另一方面，在露出的n侧缓冲层11的表面(上面)上形成n电极23。就本实施形态3而言，n电极23虽然形成在n侧缓冲层11的表面上，但由于用GaN基板100来作为基板，所以也可采用这样的结构，即将形成n电极的部分蚀刻至GaN基板100，从而使GaN基板100表面露出，在此露出的GaN基板100的表面上形成n电极，从而在同一面上设有p电极与n电极。另外，除了n电极23与p电极21的上部，在露出的氮化物半导体表面上形成例如SiO2所组成的绝缘膜25，经由n电极23与p电极21上的绝缘膜25的开口部，分别连接p电极21与n电极23，以此方式，设有焊接用的p焊盘电极22与n焊盘电极24。如上所述，活性层与p电极之间的氮化物半导体层所组成的区域，虽称为p导电侧的半导体区域，但这并非意味着构成该半导体区域的所有氮化物半导体层具有p型导电性。同样地，活性层与GaN基板100之间的氮化物半导体层所组成的区域，虽称为n侧导电性半导体区域，但并非意味着构成此区域的所有氮化物半导体层具有n型导电性。
就本发明实施形态3的激光元器件而言，在图3所示的活性层16下部的n侧氮化物半导体层中，在远离活性层16的位置，具有杂质浓度互异的带隙能量大的第一氮化物半导体层、与带隙能量较第一氮化物半导体层小的第二氮化物半导体层积层而成的超晶格结构的n侧涂敷层14。构成超晶格层的第一氮化物半导体层、第二氮化物半导体层的膜厚调整为以下，较好的是调整为以下，最好的是调整为10至的膜厚。大于
Figure G200610163959201D00305
的话，则第一氮化物半导体层及第二氮化物半导体层即变成弹性变形界限以上的膜厚，具有膜中产生微小裂缝与易于发生结晶缺陷的倾向。在本发明中，第一氮化物半导体层、第二氮化物半导体层的膜厚下限并无限别限定，只要在一个原子层以上即可，但最好如上所述在以上。而且，第一氮化物半导体层希望生长至少含有A1的氮化物半导体，最好生长AlXGa1-XN(0＜X≤1)。另一方面，第二氮化物半导体只要带隙能量较第一氮化物半导体小的氮化物半导体则什么都可以，但最好用生长容易且可获得结晶性好的诸如AlYGa1-YN(0≤Y＜1，X＞Y)、InzGa1-zN(0≤Z＜1)等2元混晶、3元混晶的氮化物半导体来形成。且就本发明而言，第一氮化物半导体更加好的是不含In的AlXGa1-XN(0＜X＜1)，第二氮化物半导体更加好的是不含Al的InzGa1-ZN(0≤Z＜1)，其中从能够获得结晶性好的超晶格的观点来看，就第一氮化物半导体而言，最好使用Al混晶比(Y值)0.3以下的AlXGa1-XN(0＜X≤0.3)，就第二氮化物半导体而言，最好使用GaN。
在使用AlXGa1-XN(0＜X＜1)来形成第一氮化物半导体、以及使用GaN来形成第二氮化物半导体的情形下，在以下那样的制造上具有很好的优点。即，在利用有机金属气相生长法(MOVPE；metal organic vapor phase epitaxy)形成AlXGa1-X N(0＜X＜1)层及GaN层的过程中，各层可在同样的H2气氛中生长。因此，通过不改变气氛而交替生长AlXGa1-XN(0＜X＜1)层与GaN层，从而可形成超晶格层。这样对于制造需要积层数十到数百层来形成的超晶格层，具有极大的优点。
具有作为光封闭层及载流子封闭层的功能的涂敷层，必须具有较活性层的阱层大的带隙能量。虽然Al混晶比高的氮化物半导体用来作为带隙能量较大的氮化物半导体层，但以往若用厚膜生长Al混晶比高的氮化物半导体，则由于容易产生裂缝，所以结晶生长极难。但就本发明那样形成超晶格层而言，即使将AlGaN层作为Al混晶比略高的层，而此AlGaN层用来作为构成超晶格层的氮化物半导体层，也由于生长弹性临界膜厚以下的膜厚，所以不容易产生裂缝。据此，由于本发明中可生长结晶性好的Al混晶比高的层，所以可形成光封闭、载流子封闭效果高的涂敷层，能在激光元器件中，可降低阈值电压。本发明也可适用于LED元器件，在LED元器件中，可降低Vf(正向电压)。
在本发明实施形态3的激光元器件中，设定成该n侧涂敷层14的第一氮化物半导体层与第二氮化物半导体层的n型杂质浓度互相不同。这是被称为所谓的调制掺杂，若这样减少一层的n型杂质浓度，最好成为不掺杂杂质的状态(非掺杂)，并对另一层进行调制高浓度掺杂，则利用此调制掺杂，也可降低阈值电压、及Vf等。这是借助于在超晶格层中存在杂质浓度低的层，即可增大此层的迁移率，此外，通过还同时存在杂质浓度高的层，即可形成载流子浓度高的超晶格层。即，通过杂质浓度低的迁移率高的层、与杂质浓度高的载流子浓度高的层同时存在，载流子浓度大、迁移率也大的层可成为涂敷层，因此可推知，阈值电压、和Vf会降低。
在对带隙能量大的氮化物半导体层进行高浓度掺杂的情况下，可借助于调制，二维电子气在高杂质浓度层与低杂质浓度层之间形成二维电子气，经推知，在此二维电子气的影响下，电阻率会降低。例如就掺杂n型杂质且带隙能量大的氮化物半导体层、与带隙能量小的非掺杂的氮化物半导体层所积层而成的超晶格层而言，阻挡层侧会在添加n型杂质的层与非掺杂层的异质结面上产生耗尽，且电子(二维维电子气)会在带隙能量小的层侧附近积存。由于此二维电子气在带隙能量小的一侧产生，所以在电子跃迁时不因杂质而散射，因此超晶格的电子迁移率升高，电阻率下降。且可推知，p侧的调制掺杂也同样会取决于二维电子气的影响。在p层的情形下，AlGaN的电阻率较GaN高。因此，借助于掺杂大量p型杂质于AlGaN一方，电阻率将降低，所以超晶格层的实质电阻率能降低，因此在制造激光元器件时，推知可降低阈值。
另一方面，在对带隙能量小的氮化物半导体层进行高浓度掺杂杂质的情况下，可推知具有以下作用。例如在AlGaN层与GaN层掺杂同量的Mg的情况下，就AlGaN层而言，Mg的受主能级的深度大，活化率小。另一方面，与AlGaN层相比，GaN层的受主能级的深度浅，Mg的活化率高。例如，即使掺杂1×1020/cm3的Mg，GaN也有1×1018/cm3程度的载流子浓度，与此相对，AlGaN仅能获得1×1017/cm3程度的载流子浓度。因此，本发明以AlGaN/GaN来作为超晶格，借助于对可获得高载流子浓度的GaN层掺杂大量杂质，即可获得高载流子浓度的超晶格。且由于用来作为超晶格，因此在隧道效应下，载流子沿杂质浓度少的AlGaN层迁移，所以截流子在AlGaN层中可几乎不受杂质影响而迁移，且AlGaN层也可用来作为带隙能量高的涂敷层。因此，即使对带隙能量小的氮化物半导体层掺杂大量杂质，也能在激光元器件、LED元器件的阈值降低上极具效果。以上虽就对p型层侧形成超晶格的例子加以说明，但在对n层侧形成超晶格的情形下，也具有同样效果。在对带隙能量大的第一氮化物半导体层掺杂大量n型杂质的情况下，向第一氮化物半导体层掺杂的较好的量宜调整为1×1017/cm3～1×1020/cm3的范围，更好调整为1×1018/cm3～5×1019/cm3的范围。小于1×1017/cm3的话，则与第二氮化物半导体层的差即会变少，而有难以获得载流子浓度大的层的倾向，大于1×1020/cm3的话，则具有元器件本身的漏电流易于增多的倾向。另一方面，第二氮化物半导体层的n型杂质浓度只要较第一氮化物半导体层要少即可，最好至少少于1/10。最好为非掺杂，由此可获得迁移率高的层。但由于超晶格层中各层的膜厚薄，所以具有自第一氮化物半导体侧朝第二氮化物半导体层扩散的n型杂质。即使在此情形下，若第二氮化物半导体层的n型杂质浓度在1×1019/cm3以下，则可获得本发明的作用效果。选择Si、Ge、Se、S、O等周期表第IVB族、VIB族元素来作为n型杂质，最好将Si、Ge、S作为n型杂质。其作用在对带隙能量大的第一氮化物半导体层掺杂少量n型杂质、而对带隙能量小的第二氮化物半导体层掺杂大量n型杂质的情形下也相同。
就本发明实施形态3的激光元器件而言，在图3所示的位于活性层16上部的p侧氮化物半导体层中，具有位于远离活性层16的位置且杂质浓度不同的带隙能量大的第三氮化物半导体层、与带隙能量较第三氮化物半导体层小的第四氮化物半导体层所积层而成的超晶格结构的p侧涂敷层19。构成此p侧涂敷层19的超晶格层的第三、第四氮化物半导体层的膜厚也与n侧涂敷层14相同，调整在
Figure G200610163959201D00331
以下，较好的是调整在以下，最好的是调整为10～
Figure G200610163959201D00333
同样地，第三氮化物半导体层希望生长至少含有Al的氮化物半导体，最好生长AlXGa1-XN(0＜X≤1)，第四氮化物半导体最好生长诸如AlYGa1-YN(0≤Y＜1，X＞Y)、InZGa1-ZN(0≤Z≤1)等2元混晶、3元混晶的氮化物半导体。
将p侧涂敷层19作为超晶格结构的话，超晶格结构对激光元器件的作用虽与n侧涂敷层14的作用相同，在还再加上形成n层侧的情形下，会产生如下的作用。即，与n型氮化物半导体比较，p型氮化物半导体的电阻率通常高出2位数以上。因此，借助于将超晶格层形成在p层侧，能显现出显著的阈值电压降低效果。详细地说，已知氮化物半导体是极难获得p型结晶的半导体。为了获得p型结晶，已知将掺杂p型杂质的氮化物半导体层进行退火、而将氢除去的技术(日本专利第2540791号)。但是，即使可获得p型，其电阻率也在数Ω·cm以上。因此，借助于将此p型层作为超晶格层，即可改善结晶性，由于电阻率降低1位数以上，所以可降低阈值电压。
就本实施形态3而言，p侧涂敷层19的第三氮化物半导体层与第四氮化物半导体层的p型杂质浓度不同，使其中一层的杂质浓度大，另一层的杂质浓度小。与n侧涂敷层14相同，若使带隙能量大的第三氮化物半导体层的p型杂质浓度大，使带隙能量小的第四氮化物半导体的p型杂质浓度小、最好为非掺杂，则能降低阈值电压、和Vf等。
此外，也可能是相反的结构。即可使带隙能量大的第三氮化物半导体层的p型杂质浓度小，使带隙能量小的第四氮化物半导体层的p型杂质浓度大。其理由如上所述。
向第三氮化物半导体层掺杂的较好的量调整为1×1018/cm3～1×1021/cm3，更好调整在1×1019/cm3～5×1020/cm3范围。其原因在于，小于1×1018/cm3的话，则与第四氮化物半导体层的差变小，有难以获得载流子浓度大的层的倾向，大于1×1021/cm3的话，则有结晶性恶化的倾向。另一方面，第四氮化物半导体层的p型杂质浓度只要比第三氮化物半导体层少即可，最好至少少于1/10。为了获得迁移率最高的层，最好是非掺杂。实际上，由于膜厚较薄，可认为有自第三氮化物半导体侧扩散来的p型杂质，但本发明中为了获得较好结果，最好其量为1×1020/cm3以下。且选择Mg、Zn、Ca、Be等周期表第IIA族、IIB族元素作为p型杂质，最好将Mg、Ca等作为p型杂质。以上所说明的在对带隙能量大的第三氮化物半导体层掺杂少量p型杂质、而对带隙能量小的第四氮化物半导体层掺杂大量p型杂质的情形下也一样。
在构成超晶格的氮化物半导体层中，最好以高浓度掺杂杂质的层对于各厚度方向，使半导体层中间部分(远离第二氮化物半导体层或第四氮化物半导体层的位置)的杂质浓度增加，并使两端部附近(接近第二氮化物半导体层或第四氮化物半导体层的部分)的杂质浓度减少(最好不掺杂)。具体地说，例如在掺杂以Si作为n型杂质的AlGaN层、与非掺杂的GaN层形成超晶格层的情形下，AlGaN层因为掺杂Si，所以作为施主对导带给予电子，但电子会落在电位低的GaN导带上。GaN结晶中由于不掺杂施主杂质，所以不会有杂质所造成的载流子散射。因此，电子能够容易在GaN结晶中迁移，而电子迁移率提高。这与上述二维电子气的效果类似，即电子横向的实质迁移率提高，电阻率减小。此外，在带隙能量大的AlGaN层中，若对较远离GaN层的中间区域以高浓度掺杂n型杂质，则可进一步扩大效果。即，在GaN内迁移的电子中，通过接近AlGaN层的部分的电子多少会受AlGaN层中的接近GaN层的部分的n型杂质离子(此情形为Si)散射的影响。但是，如上述那样在AlGaN层中，接近GaN层的部分不掺杂的话，则由于通过接近AlGaN层的部分的电子不易受到Si散射的影响，所以进一步提高非掺杂的GaN层的迁移率。作用固然有些不同，但在p层侧的用第三氮化物半导体层及第四氮化物半导体层构成超晶格的情形下，也有类似的效果，最好对带隙能量大的第三氮化物半导体层的中央区域掺杂较多p型杂质，在接近第四氮化物半导体层的部分掺杂较少或不掺杂。另一方面，虽也可以将对带隙能量小的氮化物半导体层掺杂较多n型杂质的层作为上述杂质浓度的构成，但就对带隙能量小的一方掺杂较多杂质的超晶格而言，其效果较小。
以上，虽就将n侧涂敷层14、p侧涂敷层19作为超晶格层的情形进行了说明，但本发明的超晶格层也可为，将其他用来作为接触层的n侧缓冲层11、n侧光导层15、p侧间隙层17、p侧光导层18、p侧接触层20等作为超晶格结构。即能将远离活性层的层、与活性层接触的层等任意的层来作为超晶格层。特别是将形成n电极的n侧缓冲层11作为超晶格的话，则易于显现有类似上述HEMT的效果。
此外，在本发明实施形态3的激光元器件中，如图3所示，在超晶格层所组成的n侧涂敷层14与活性层16之间，形成杂质(此情形为n型杂质)浓度调整在1×1019/cm3以下的n侧光导层15。此n侧光导层15即使不掺杂，n型杂质也有可能自其他层扩散掺入，但在本发明中，若有1×1019/cm3以下的掺杂量，则可作为光导层来工作，而不会损及本发明效果。但本发明中，n侧光导层15的杂质浓度较好的是在1×1018/cm3以下，更好的是在1×1017/cm3以下，且最好是不掺杂。另外，n侧光导层最好以含有In的氮化物半导体、或以GaN来构成。
此外，实施形态3的激光元器件中，在超晶格层所组成的p侧涂敷层19与活性层16之间，形成杂质(此情形为p型杂质)浓度调整在1×1019/cm3以下的p侧光导层18。本发明中，p侧光导层18的杂质浓度只要在1×1019/cm3以下即可，较好的是杂质浓度在1×1018/cm3以下，最好是非掺杂。在氮化物半导体的情形下，不掺杂的话，虽通常显示n型导电性，但本发明的p侧光导层18的导电型为n或p均可，在本说明书中，与导电型无关，均称为p侧光导层。实际上，p型杂质也可能自其他层扩散掺入此p侧光导层18中。最好是此p侧光导层也最好以含有In的氮化物半导体、或GaN来构成。
在活性层与涂敷层之间存在有非掺杂氮化物半导体较好的原因如下所述。即，就氮化物半导体而言，活性层的发光波长通常为360～520nm的范围，其中也可设计为380～450nm的范围。非掺杂的氮化物半导体与掺杂有n型杂质、p型杂质的氮化物半导体相比，具有上述波长的光的吸收率较低。因此，由于借助于将非掺杂的氮化物半导体夹在发光的活性层与作为光封闭层的涂敷层之间，从而减小活性层的发光的衰减，所以可实现以低增益进行振荡的激光元器件，可降低阈值电压。且光导层的杂质浓度在1×1019/cm3以下的话，即可获得此效果。
因此，本发明的较佳组合是，一种发光元器件，该发光元器件在远离活性层的位置具备一涂敷层，该涂敷层具有将杂质进行调制掺杂的超晶格结构，而在此涂敷层与活性层之间，具有杂质浓度低、最好不掺杂的光导层。
就本实施形态3的发光元器件而言，进一步的较佳形式是，在p侧光导层18与活性层16之间，形成具有带隙能量较活性层的阱层和p侧光导层18界面的带隙能量大的膜厚在0.1μm以下的氮化物半导体所组成的p侧间隙层17，且此p侧间隙层的杂质浓度调整在1×1018/cm3以上。此p型间隙层17的膜厚调整在0.1μm以下，较好的是调整在以下，最好的是调整在
Figure G200610163959201D00362
以下。这是因为，生长大于0.1μm的膜厚的话，则p型间隙层17中容易发生裂缝，而难以生长结晶性好的氮化物半导体层。这样，借助于使带隙能量大的层与活性层接触，而形成0.1μm以下的薄膜，即可减少发光元器件的漏电流。由此，从n层侧注入的电子因间隙层的能量壁垒的阻挡而滞留在活性层内，由于电子与空穴的复合概率增高，所以可提高元器件本身的输出。并且，这种间隙层的杂质浓度必须调整在1×1018/cm3以上。即，此间隙层是Al混晶比较高的层，而Al混晶比高的层易变成高电阻。这是由于，若因此通过掺杂杂质使载流子浓度增高而无法降低电阻率，则此层变成高电阻的i层，形成p-i-n结构，而有使电流电压特性恶化的倾向。位于此p侧的间隙层也可形成在n侧。在n侧形成的情况下，掺杂或不掺杂n型杂质均可。
如上所述构成的实施形态3的激光元器件，由于是以超晶格结构来构成n侧涂敷层14及p侧涂敷层19，所以可降低n侧涂敷层14及p侧涂敷层19的电阻，可降低阈值电压，并可长时间进行激光振荡。
就本实施形态3的激光元器件而言，除了以超晶格结构来构成n侧涂敷层14及p侧涂敷层19超晶格外，也可采用上述种种手段来进一步降低阈值电压。
以上实施形态3中，虽以超晶格结构来构成n侧涂敷层14与p侧涂敷层19超晶格，但本发明不限于此，也可以将n侧涂敷层14与p侧涂敷层19中的任一层来作为超晶格结构。即使如以上所述，与已知例比较，也可降低阈值电压。
实施形态3中，虽将n侧涂敷层14与p侧涂敷层19来作为超晶格结构，但本发明不限于此，只要n侧涂敷层14及p侧涂敷层19以外的p侧及n侧氮化物半导体层中的一个以上的层为超晶格结构即可。即使如上那样构成，与已知例比较，也可降低阈值电压。
以上的实施形态3中，虽然激光元器件中将n侧涂敷层14及p侧涂敷层19作为超晶格结构，但本发明并不限于此，当然，也适用于发光二极管(LED)等其它的氮化物半导体元器件。利用以上结构，在发光二极管中，可降低Vf(正向电压)。
如以上所说明的那样，就本发明实施形态3的激光元器件而言，由于具有将杂质进行调制掺杂的超晶格层所组成的涂敷层，所以可降低阈值电压，可长时间进行连续振荡。另外，在激光元器件中，能够提高特性温度，能够实现良好的激光元器件。这里，所谓特性温度，与随温度变化的阈值电流密度与exp(T/To)成比例{T：动作温度(K)，To：特性温度(K)}。在激光元器件中，To越大，则即使高温，也越可降低阈值电流密度，显示其可稳定动作。例如就后述本发明的实施例27的激光元器件而言，To在150K以上。此值表示LD的温度特性非常好。因此通过将本发明的激光元器件用来作为写入光源、读取光源，可达到以往没有的容量，其工业上利用价值极大。
实施形态4
图9是表示与本发明相关的实施形态4的激光元器件形状的模式立体图，同时也示出了沿垂直于脊状带的方向切断时的剖面。以下根据该图9说明实施形态4。
如下形成该实施形态4的激光元器件中的各层。
(基底层302)
基底层302例如由4μm厚的GaN组成，在例如蓝宝石所组成的异质基板301上，经由GaN所组成的
Figure G200610163959201D00381
膜厚的缓冲层(未图示)来形成。此基底层302在部分表面上形成保护膜，用来作为接下来进行氮化物半导体基板的选择生长的层。基底层302虽以GaN或AlXGa1-XN来形成，但最好在含有Al情形下，生长Al混晶比X值在0.5以下的AlXGa1-XN(0≤X≤0.5)。这是因为，超过0.5的话，则由于比结晶缺陷更容易出现结晶本身的裂缝，所以具有结晶生长本身发生困难的倾向。且最好生长较缓冲层厚的膜厚，膜厚调整在10μm以下。此外，异质基板301除了蓝宝石以外，可以使用SiC、ZnO、尖晶石、GaAs等用于生长氮化物半导体而已知的、异于氮化物半导体的材料所组成的基板。
(保护膜303)
保护膜303位于基底层302上，沿谐振方向有足够的长度，以2μm的间隔形成宽10μm、厚1μm的SiO2膜。且保护膜303的形状可以是带状、点状、棋盘格子状等形状，要使保护膜303的面积大于窗部(未形成SiO2的基底层302的表面所露出的部分)，这由于容易生长结晶缺陷少的氮化物半导体基板304，因此较好。作为保护膜303的材料，可以使用例如氧化硅(SiOX)、氮化硅(SiXNY)、氧化锑(TiOX)、氧化锆(ZrOX)等氧化物、氮化物、或它们的多层膜以外，还可以使用具有1200℃以上的熔点的金属等。这些保护膜材料具有耐氮化物半导体的600℃～1100℃的生长温度、其表面上不生长氮化物半导体或难以生长氮化物半导体的性质。
(氮化物半导体基板304)
氮化物半导体基板304是使用MOVPE法在保护膜303上生长例如20μm厚度的例如非掺杂的GaN而形成。此氮化物半导体基板304虽可使用卤素气相生长法(HVPE)来生长，但也可借助于这样MOVPE法来生长。氮化物半导体基板最好生长不含In、Al的GaN，作为生长时的气体，除了TMG以外，使用三乙基镓(TEG)等有机镓化合物，氮源最好使用氨、或联氨。也可对该GaN基板掺杂Si、Ge等n型杂质，从而将载流子浓度调整在适当范围。特别是在除去异质基板301、基底层302、保护膜303而使用的情形下，由于氮化物半导体基板成为接触层，所以最好对该氮化物半导体基板304掺杂n型杂质。
(n侧缓冲层311＝兼n侧接触层)
n侧缓冲层311在氮化物半导体基板304上例如形成5μm厚的掺杂3×1018/cm3的Si的GaN。此缓冲层311在制造如图9所示结构的发光元器件的情形下，用来作为形成n电极的接触层。在除去异质基板301至保护膜303，而在氮化物半导体基板304上设有电极的情形下，也可省略n侧缓冲层311。此n侧缓冲层311是在高温下生长的缓冲层，与在例如蓝宝石、SiC、尖晶石等异于氮化物半导体层的材料所组成的基板上在900℃以下的低温直接生长0.5μm以下膜厚的GaN、AlN等的缓冲层有所区别。
(裂缝防止层312)
裂缝防止层312是例如在n侧缓冲层311上由生长0.15μm厚的In0.06Ga0.84N组成。
(n侧涂敷层313＝超晶格层)
n侧涂敷层313是由例如具有
Figure G200610163959201D00391
膜厚而掺杂1×1018/cm3的Si的n型Al0.16Ga0.84N所组成的第一层与具有
Figure G200610163959201D00392
膜厚的非掺杂的GaN所组成的第二层交替积层的超晶格层所组成，其总膜厚例如形成为1.2μm。且此超晶格所组成的n侧涂敷层313由于Al平均组成为8.0％，故与其膜厚的积为9.6。又在使用将带隙能量互异的氮化物半导体所积层的超晶格作为n侧涂敷层313的情形下，若对任一方的层掺杂较多的杂质，进行所谓调制掺杂，则可降低阈值。另外，关于本n侧涂敷层313(超晶格层)的组成及膜厚的详细情况，将在后面叙述。
(n侧光导层314)
n侧光导层314是由例如生长0.1μm膜厚的非掺杂的GaN所组成。此n侧光导层用来作为活性层的光导层，最好生长GaN、InGaN来形成，通常生长
Figure G200610163959201D00393
5μm的膜厚，最好生长
Figure G200610163959201D00394
～1μm的膜厚。
(活性层315)
活性层315是膜厚的非掺杂的In0.2Ga0.8N所组成的阱层与
Figure G200610163959201D00402
膜厚的非掺杂的In0.01Ga0.99N所组成的势叠层交替积层而成，具有例如总膜厚为的多量子阱结构(MQW)。且活性层315可如本例那样不掺杂，另外掺杂n型杂质和/或p型杂质也可。在此情形下，杂质可对阱层、阻挡层的双方进行掺杂，也可对其中一层进行掺杂。
(p侧间隙层316)
p侧间隙层316的带隙能量较其上所形成的p侧光导层317大，是使掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.3Ga0.7N生长例如
Figure G200610163959201D00404
膜厚而形成。此p型间隙层316可借助于形成0.1μm以下的膜厚来提高元器件的输出。膜厚的下限虽未特别限定，但最好形成
Figure G200610163959201D00405
以上的膜厚。
(p侧光导层317)
p侧光导层317是使带隙能量较p侧间隙层316小的、例如非掺杂的GaN生长0.1μm膜厚而形成。此层用来作为活性层的光导层，最好与n型光导层314相同以GaN、InGaN生长。
(p侧涂敷层318)
p侧涂敷层318是由例如具有
Figure G200610163959201D00406
膜厚且掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.16Ga0.84N所组成的第三层、与具有膜厚的非掺杂的GaN所组成的第四层积层为总膜厚0.6μm的超晶格层所组成。由于此p侧涂敷层318中Al的平均组成也为8％，故与膜厚的积为4.8。且在p侧涂敷层318也以至少其中一方为含有Al的氮化物半导体层的、带隙能量互异的氮化物半导体层所积层的超晶格来制成的情形下，对任一层掺杂较多杂质，进行所谓调制掺杂的话，即可降低阈值。另外，关于本p侧涂敷层318(超晶格层)的组成及膜厚的详细情况，将在后面叙述。
这里，说明用涂敷层所夹的核心部分(波导部分)的膜厚。所谓核心部分，是指n侧光导层314、活性层315、p侧间隙层316及p侧光导层317合起来的区域，即是指n侧涂敷层与p侧涂敷层之间含有活性层的氮化物半导体层，是对活性层的发光进行波导的区域。就氮化物半导体激光元器件而言，之所以FFP不成为单一光束，如上所述，是由于由涂敷层泄漏的发光在n侧接触层内进行波导而成为多模。其他，则有在核心部分内经过谐振而成为多模的情况。本发明中，首先是使n侧涂敷层的膜厚增加，借助于扩大Al平均组成，来设置折射率差，用涂敷层封闭核心部分内的光。但是，若核心部分内产生多模，则FFP也会混乱。因此，就与本发明的n侧涂敷层的关系而言，为了不使核心部分内成为多模，最好也调整此核心部分的厚度。作为为了不使核心部分产生多模而较好的厚度，希望调整为以上、1.0μm以下，较好的是调整为～0.8μm，最好的是调整为0.1μm～0.5μm的范围。小于的话，则会有光从核心部分泄漏，而有阈值上升的倾向。大于1.0μm的话，则有易于成为多模的倾向。
(p侧接触层319)
p侧接触层319是例如掺杂2×1020/cm3的Mg的p型GaN组成，例如形成的膜厚。p侧接触层319除上述p型GaN外，虽能以p型InXAlyGa1-X-YN(0≤X，0≤Y，X+Y≤1)来构成，但为了与p电极321有较好的欧姆接触，最好作为掺杂Mg的GaN。
此外，就实施形态4而言，最好在700℃下，在氮气氛中，在反应容器内，将生长各氮化物半导体层的晶片进行退火，进一步使掺杂p型杂质的层实现低电阻化。
就实施形态4的激光元器件而言，利用RIE装置，将最上层的p侧接触层318与p侧涂敷层317进行蚀刻，如图9所示，形成具有4μm带宽的脊部。在形成脊部的情形下，此脊状带形成在氮化物半导体基板304的表面无结晶缺陷的位置上方。图9的情况下，结晶缺陷出现在带状保护膜303的中央部及带状窗部中央部。若这样在几乎没有结晶缺陷的位置形成带状，则由于可防止结晶缺陷延伸到活性层，所以可延长激光元器件的寿命，并可提高其可靠性。
进一步在脊部表面上形成掩膜，用RIE进行蚀刻，在脊部两侧使n侧缓冲层311表面露出，在露出的n侧缓冲层311的表面上分别形成由Ti与Al组成的n电极322。
在p侧接触层319的脊部最上层表面上形成带状的由Ni与Au组成的p电极320，如图9所示，在p电极320与n电极322之间所露出的氮化物半导体层的表面上形成SiO2组成的绝缘膜323，经由此绝缘膜323形成与p电极320电连接的p焊盘电极321。
将形成了n电极与p电极的晶片的蓝宝石基板研磨成70μm后，沿垂直于带状电极的方向，自基板侧劈成棒状，并以劈开面为反射面而制成谐振器。也可在反射面上形成SiO2与TiO2组成的介质多层膜。
如以上那样形成实施形态4的激光元器件。
在如以上那样所形成的实施形态4的激光元器件中，具有超晶格结构的n侧涂敷层313与p侧涂敷层318分别为含有氮化物半导体的光封闭层，此氮化物半导体的折射率较活性层的阱层小。且在本实施形态4中，所谓超晶格是指一层的膜厚在以下的、组成互异的氮化物半导体层所积层而成的多层膜结构，且较好的为
Figure G200610163959201D00422
以下、更好的为
Figure G200610163959201D00423
以下膜厚的氮化物半导体层所积层而构成。就其具体构成而言，可以是例如AlXGa1-XN(0＜X＜1＝层、以及组成上异于此AlXGa1-XN层的其它氮化物半导体层所积层而成的超晶格，也可以是例如AlXGa1-XN/GaN、AlXGa1-XN/AlYGa1-YN(0＜Y＜1，Y＜X)、AlXGa1-XN/InZGa1-ZN(0＜Z＜1)等的3元混晶和3元混晶或3元混晶和2元混晶组合而成的超晶格。其中最好的是AlXGa1-XN与GaN所组成的超晶格。
接着，说明本实施形态4中的n侧涂敷层313整体的膜厚及构成超晶格层的各层的膜厚及组成。
首先，在本说明书中，以后述的计算结果来作为超晶格中的所谓的Al平均组成。例如在将
Figure G200610163959201D00424
的Al0.5Ga0.5N与
Figure G200610163959201D00425
的GaN以200对(1.0μm)积层而成的超晶格的情形下，由于一对膜厚
Figure G200610163959201D00426
的含Al的层的Al混晶比为0.5，故用对此含Al的层的混晶比0.5乘以膜厚比(25/50)所得出的值0.25，这样，该超晶格的Al平均组成成为25％。
在膜厚不同的情况下，若以的Al0.5Ga0.5N与
Figure G200610163959201D00428
的GaN积层，即进行膜厚的加权平均，由于0.5(40/60)＝0.33，所以Al平均组成为33.3％。即以含Al的氮化物半导体层的Al混晶比乘以该氮化物半导体层相对于超晶格的一对膜厚所占比例而得出的积来作为本发明超晶格的Al平均组成。且两者均含Al的情形也一样，例如在的Al0.1Ga0.9N与的Al0.2Ga0.8N的情形下，也将0.1(20/50)+0.2(30/50)＝0.16、即16％作为Al平均组成。以上虽以AlGaN/GaN、AlGaN/AlGaN为例进行说明，但对于AlGaN/InGaN也适用相同算法。且n侧涂敷层的Al平均组成也可用SIMS(二次离子质量分析装置)、俄歇等分析装置来检测。
就本实施形态4而言，n侧涂敷层313的超晶格结构根据使用以上算法所算出的Al平均组成，来设定构成超晶格层的各组成与各膜厚。本实施形态4的激光元器件的特征在于，使n侧涂敷层313的整体厚度在0.5μm以上，且将此n侧涂敷层313中所含的Al平均组成以百分比(％)来表示时，n侧涂敷层的整体厚度(μm)与Al平均组成(％)的积成为4.4以上那样构成。换言之，本实施形态4是将构成超晶格层的各层膜厚与Al平均组成设定成，将n侧涂敷层313的整体厚度设定在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平均组成而得出的值成为4.4以上。
这是因为，若n侧涂敷层313的厚度小于0.5μm，且此n侧涂敷层313的整体厚度(μm)与Al平均组成(％)的积小于4.4的话，则作为n侧涂敷层的光封闭不充分，在n侧接触层中再次谐振，FFP会混乱，阈值也有上升的倾向。Al平均组成与n侧涂敷层313的整体膜厚的积设定在5.0以上，较好的是设定在5.4以上。最好的是设定在7以上。
本发明由于以超晶格构成n侧涂敷层313，所以即使增大Al混晶比，涂敷层内也不容易出现裂缝。因此，n侧涂敷层313的整体膜厚的上限虽从结晶性方面(所谓不产生裂缝方面)考虑无特别限定，但将膜厚调整在5μm以内，这在减少构成超晶格的氮化物半导体层的积层次数方面是所希望的。
具体地说，例如使上述n侧涂敷层的整体厚度在0.8μm以上，并使上述n侧涂敷层所含的Al平均组成在5.5％以上。这时的积为4.4以上。最好使n侧涂敷层的整体厚度在1.0μm以上，使该n侧涂敷层所含的Al平均组成在5.0％以上。此情形下的积在5.0以上。更好的是使n侧涂敷层的整体厚度在1.2μm以上，使该n侧涂敷层所含的Al平均组成在4.5％以上。此情形下的积在5.4以上。以上说明具体表示n侧涂敷层313的膜厚与超晶格所组成的n侧涂敷层的Al平均组成的关系。可见，随着AlXGa1-XN的Al混晶比增大，则带隙能量增大，折射率也变小。因此，若能够理想地用单层生长例如数μm膜厚的Al混晶比X大、例如混晶比在0.5以上的AlXGa1-XN层，则虽在工业上合适，但难以生长厚的AlXGa1-XN。特别是想要用单层生长Al混晶比在0.5以上的AlXGa1-XN的话，则例如会在0.1μm以上的结晶中产生裂缝。因此，难以用单层生长例如数μm膜厚的0.5以上的AlXGa1-XN层。
但是，如本发明那样以AlXGa1-xN作为构成超晶格的薄膜的话，则由于单一膜厚在AlXGa1-XN的临界膜厚以下，所以不容易产生裂缝。因此，将涂敷层作为超晶格的话，则即使是Al混晶比高的层，也可生长厚膜，由此可发现本发明那样特定的Al混晶比与涂敷层膜厚的关系，利用它们的组合，可使光不致于从n侧涂敷层向基板侧泄漏。
为了封闭活性层的发光，若将n侧涂敷层作为上述结构，则也能使p侧涂敷层为与n侧涂敷层相同的结构。但在使p侧涂敷层318与n侧涂敷层313为相同结构的情形下，最好使p侧涂敷层的膜厚较n侧涂敷层薄。其原因在于，p侧涂敷层的Al平均组成变大、或膜厚变厚的话，则AlGaN层的电阻有变大的倾向，AlGaN的电阻变大的话，则阈值有提高的倾向。因此用具有含Al的氮化物半导体层的超晶格构成p侧涂敷层，膜厚与Al平均组成的积即使在4.4以上，其厚度也最好小于1.0μm。下限并无特别限定，但为了用来作为涂敷层，最好为
Figure G200610163959201D00441
以上的膜厚。在作为超晶格的情形下，Al的平均组成也最好在50％以下。关于p侧涂敷层，由于将其上电极设置成脊状，因此即使光泄漏，也几乎可忽略，虽然没有必要采用与本发明的n侧涂敷层313相同的结构，但也可以相同。即，也可这样构成p侧涂敷层，使其作为具有至少含Al的氮化物半导体层的超晶格，此p侧涂敷层的整体厚度在1.0μm以下，且在以百分比(％)来表示该p侧涂敷层所含的Al平均组成时，p侧涂敷层的整体厚度(μm)与Al平均组成(％)的积在4.4以上。
在将p侧涂敷层作为具有含Al的氮化物半导体的超晶格的情形(但此情形包含与光的泄漏无关、单纯是用来作为载流子封闭用的涂敷层的情形)下，最好n侧涂敷层整体的厚度较p侧涂敷层整体的厚度大。构成p侧涂敷层的氮化物半导体层也与n侧涂敷层一样，作为例如AlXGa1-XN(0＜X＜1)层、与组成上异于此AlXGa1-XN层的其它氮化物半导体层所积层而成的超晶格，或作为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元混晶所组合而成的超晶格，其中最好作为AlXGa1-XN与GaN所组成的超晶格。
下面，在实施例中对本发明详细地进行说明。
(实施例1)
本发明实施例1是如图2所示的氮化物半导体元器件(LD元器件)的成品实例，用以下步骤制成。
首先，将蓝宝石(C面)组成的基板10置于反应容器内，以氢充分置换容器内后，一面使氢流动，一面使基板温度上升到1050℃，进行基板的清洗。
接着，将温度降至510℃，对输送气体使用氢，对原料气体使用氨(NH3)与TMG(三甲基镓)，在基板10上生长约
Figure G200610163959201D00451
膜厚的GaN所组成的第一缓冲层11。
缓冲层11生长后，只停止TMG，使温度上升到1050℃。若到达1050℃，则同样对原料气体使用TMG、及氨，生成5μm膜厚的载流子浓度1×1018/cm3的非掺杂的GaN组成的第二缓冲层112。
接着，在1050℃下使用TMG、氨，对杂质气体使用硅烷气体(SiH4)，生长1μm膜厚的掺杂1×1019/cm3的Si的n型GaN所组成的n侧接触层12。
接着，使温度为800℃，对原料气体使用TMG、TMI(三甲基铟)、氨，对杂质气体使用硅烷气体，生长膜厚的掺杂5×1018/cm3的Si的In0.1Ga0.9N组成的裂缝防止层13。
然后，使温度为1050℃，使用TMA、TMG、氨、硅烷气体，生长
Figure G200610163959201D00453
膜厚的掺杂5×1018/cm3的Si的n型Al0.2Ga0.8N组成的第一层，接着停止TMA、硅烷气体，而生长
Figure G200610163959201D00454
膜厚的非掺杂的GaN组成的第二层。且重覆这种操作100次，而生长总膜厚为0.4μm的超晶格层所组成的n侧涂敷层14。
接着，在1050℃下生长0.1μm膜厚的掺杂5×1018/cm3的Si的n型GaN所组成的n侧光导层15。
接着，使用TMG、TMI、氨、硅烷气体来生长活性层16。活性层16是将温度保持在800℃，首先生长膜厚的掺杂8×1018/cm3的Si的In0.2Ga0.8N所组成的阱层。其次在同一温度下仅变化TMI的克分子比而生长
Figure G200610163959201D00456
膜厚的掺杂8×1018/cm3的Si的In0.01Ga0.99N所组成的势叠层。重覆这种操作2次，最后生长将阱层积层的总膜厚
Figure G200610163959201D00457
的多量子阱结构(MQW)的活性层16。
接着，提高温度到1050℃，对原料气体使用TMG、TMA、氨，对杂质气体使用Cp2Mg(环戊二烯合镁)，生长膜厚的带隙能量比活性层大、掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.3Ga0.7N所组成的p侧间隙层17。
接着，在1050℃下，生长0.1μm膜厚的带隙能量比p侧间隙层17小、掺杂1×1020/cm3的Mg的p型GaN所组成的p侧光导层18。
接着，使用TMA、TMG、氨、Cp2Mg，在1050℃下，生长
Figure G200610163959201D00461
膜厚的掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.2Ga0.8N所组成的第一层，随后则仅停止TMA，生长
Figure G200610163959201D00462
膜厚的掺杂1×1020/cm3的Mg的p型GaN所组成的第二层。重覆这种操作100次，组成总膜厚为0.4μm的超晶格层所组成的p侧涂敷层19。
最后，在1050℃下，在p侧涂敷层19上形成
Figure G200610163959201D00463
膜厚的掺杂2×1020/cm3的Mg的p型GaN所组成的p侧接触层20。
反应结束后，将温度降至室温，进一步在氮气氛中，在反应容器内将晶片进行700℃下的退火，使p型层进一步低电阻化。关于退火的详细方法，揭示在本发明人等以前所提出申请的美国专利第5,306,662号中，本实施例的退火也使用美国专利第5,306,662号所揭示的方法来进行。
退火后，从反应容器取出晶片，如图2所示，利用RIE装置，将最上层的p侧接触层20与p侧涂敷层19进行蚀刻，形成具有4μm带宽的脊状。
接着，在脊部表面上形成掩膜，如图2所示，相对于带状脊部，使n侧接触层12的表面左右对称露出。
接着，在p侧接触层20的带状脊部最外层表面的几乎整个表面上形成Ni与Au组成的p电极21。另外，将Ti与Al组成的n电极23形成在带状n侧接触层3的几乎整个表面上。
接着，如图2所示，在p电极21与n电极23之间所露出的氮化物半导体层的表面上形成SiO2组成的绝缘膜25，经由此绝缘膜25，形成与p电极21电连接的P焊盘电极22及n焊盘电极24。
将如上所述那样形成了n电极与p电极的晶片向研磨装置传送，用金刚石研磨剂研磨未形成氮化物半导体一侧的蓝宝石基板1，使基板厚度成为50μm。研磨后，进一步以细研磨剂抛光1μm，使基板表面成镜面状。
基板研磨后，在研磨面一侧划线，沿垂直于带状电极的方向劈开成棒状，而沿劈开面制作谐振器。在谐振器表面上形成SiO2与TiO2组成的介质多层膜，最后沿平行于p电极的方向，将棒切断，而制成激光芯片。接着则使芯片面朝上(成基板与散热片相对状态)设置在散热片上，将各电极进行丝焊，在室温下尝试进行激光振荡，经确认，在室温下，以阈值电流密度2.9kA/cm2、阈值电压4.4V，进行振荡波长405nm的连续振荡，寿命在50小时以上。
(比较例1)
另一方面，不生长第二缓冲层112，进一步以掺杂1×1019/cm3的Si的单一n型GaN生长5μm的n侧接触层12，以掺杂1×1019/cm3的Si的单一n型Al0.2Ga0.8N生长0.4μm的n侧涂敷层14，以掺杂1×1020/cm3的Mg的单一p型Al0.2Ga0.8N生长0.4μm的p侧涂敷层19，再以掺杂2×1020/cm3的Mg的单一p型GaN生长0.2μm的p侧接触层20，其它与实施例一样，得到激光元器件。即基本结构如表1所示的结构。
表1
Figure G200610163959201D00471
这样构成的比较例的激光元器件虽经确认在阈值电流密度7kA/cm2下进行连续振荡，但阈值电压在8.0V以上，数分钟即失去功能。
(实施例2)
在实施例1中，对于n侧接触层12，是生长膜厚的掺杂2×1019/cm3的Si的n型Al0.05Ga0.95N形成的第一层，接着则生长膜厚的非掺杂的GaN形成的第二层，反复操作制成总膜厚为1.2μm的超晶格结构。其他结构则是具有与实施例1同样结构的激光元器件，显示其阈值电流密度为2.7kA/cm2，阈值电压为4.2V，寿命也在60小时以上。
(实施例3)
在实施例2的构成n侧接触层12的超晶格中，将第二层作为掺杂1×1018/cm3的Si的GaN，其他方面则制成与实施例2同样结构的激光元器件，这样得到具有大致与实施例2相同特性的激光元器件。
(实施例4)
在实施例1中，将第二缓冲层112作为掺杂1×1017/cm3的Si的GaN而生长4μm，其他方面则制成具有与实施例1相同结构的激光元器件，显示出虽然阈值电流密度上升为2.9kA/cm2，阈值电压上升成4.5V，但寿命在50小时以上。
(实施例5)
在实施例1中，对于n侧接触层12，是生长膜厚的掺杂2×1019/cm3的Si的n型Al0.2Ga0.8N所组成的第一层，接着生长
Figure G200610163959201D00485
膜厚的掺杂1×1019/cm3的Si的组成的第二层，依次反复操作，制成总膜厚2μm的超晶格结构。而且对于n侧涂敷层14，是生长0.4μm的掺杂1×1019/cm3的Si的单一n型Al0.2Ga0.8N。其他结构则是具有与实施例1同样结构的激光元器件，显示出其阈值电流密度为3.2kA/cm2，阈值电压为4.8V，寿命也在30小时以上。
(实施例6)
实施例6与实施例1比较，除以下(1)、(2)不同外，其他结构与实施例1相同。
(1)缓冲层11生长后，只停止TMG，使温度上升至1050℃。若到达1050℃，则对原料气体使用TMA、TMG、氨、硅烷气体，生长膜厚的掺杂1×1019/cm3的Si的n型Al0.2Ga0.8N组成的第一层，接着则停止硅烷气体、TMA，生长膜厚的非掺杂的GaN组成的第二层。且以第一层+第二层+第一层+第二层+…方式构成超晶格层，交替积层500层的第一层与500层的第二层，以形成总膜厚5μm的超晶格所组成的n侧接触层12。
(2)接着，与实施例1相同，生长
Figure G200610163959201D00493
膜厚的掺杂5×1018/cm3的Si的In0.1Ga0.9N组成的裂缝防止层13。
使温度成为1050℃，使用TMA、TMG、氨、硅烷气体，生长0.5μm膜厚的掺杂5×1018/cm3的Si的n型Al0.2Ga0.8N所组成的n侧涂敷层14。
然后，从n侧涂敷层14向上制成结构与实施例1的激光元器件相同的激光元器件。也就是说，在表1的基本结构中，将n侧接触层12及p侧涂敷层19作为超晶格，制成使p侧接触层20的膜厚为如实施例的
Figure G200610163959201D00494
的激光元器件。此激光元器件经确认阈值电流密度为3.2kA/cm2，阈值电压为4.8V，进行405nm的连续振荡，寿命也显示在30小时以上。
还有，图5表示实施例6的LD元器件的p侧接触层膜厚在依次变更时、其p侧接触层的膜厚与LD元器件的阈值电压间的关系。此图示出了p侧接触层自左侧依次为A(
Figure G200610163959201D00495
以下)、B(
Figure G200610163959201D00496
)、C()、D(
Figure G200610163959201D00498
，本实施例)、E(
Figure G200610163959201D00499
)、F(0.2μm)、G(0.5μm)、H(0.8μm)的阈值电压。如该图所示，p侧接触层的膜厚超过的话，则阈值电压有逐渐上升的倾向。p侧接触层20的膜厚希望在
Figure G200610163959201D004911
以下，更好在以下。
Figure G200610163959201D004913
以下的话(大约接近1个原子层、2个原子层)，则由于下部的p侧涂敷层19的表面露出来，故p电极的接触电阻会劣化，而有阈值电压上升的倾向。但本发明的LD元器件中，由于有超晶格层，所以阈值电压与比较例相比，将大幅降低。
(比较例2)
在表1结构的激光元器件中，对于n侧涂敷层14，是生长
Figure G200610163959201D004914
膜厚的掺杂1×1019/cm3的Si的n型Al0.2Ga0.8N组成的第一层，接着生长膜厚的非掺杂的GaN组成的第二层，形成总膜厚为0.6μm的多层膜。即以第一层与第二层膜厚加厚的结构制成激光元器件。经确认，在阈值电流密度6.5kA/cm2下连续振荡，阈值电压为7.5V。另外，该激光元器件数分钟后即失去功能。
(实施例7)
在实施例6中，对于p侧涂敷层19，作为掺杂1×1020/cm3的Mg的Al0.2Ga0.8N所组成的
Figure G200610163959201D00501
的第一层、与掺杂1×1020/cm3的Mg的p型GaN所组成的的第二层所积层的总膜厚0.5μm的超晶格结构，其他方面则与实施例6相同，用以制成激光元器件。即，改变构成实施例6的p侧涂敷层19的超晶格层膜厚，其他方面相同，用以制成激光元器件，其阈值电压与实施例6的激光元器件比较，虽然有一些上升的倾向，但显示出其寿命在20小时以上。
(实施例8)
在实施例7中，进一步对于n侧涂敷层14，作为掺杂1×1019/cm3的Si的n型Al0.2Ga0.8N所组成的
Figure G200610163959201D00503
的第一层、与掺杂1×1019/cm3的Si的n型GaN组成的的第二层所积层的总膜厚0.5μm的超晶格结构，其他方面则与实施例7相同，用以制成激光元器件。即，除了实施例6的n侧接触层12、p侧涂敷层19，再加上使n侧涂敷层为超晶格，这样的激光元器件具有与实施例6几乎相同的特性。
(实施例9)
在实施例1中，不生长第二缓冲层112，如表1所示，在第一缓冲层11上，直接生长5μm的掺杂1×1019/cm3的Si的n型GaN层而作为n侧接触层12。其他方面具有与实施例1相同的结构的激光元器件。即，在表1的基本结构中，对于n侧涂敷层14，作为掺杂Si(1×1019/cm3)的Al0.2Ga0.8N组成的
Figure G200610163959201D00505
的第一层、与非掺杂的GaN组成的的第二层所积层的总膜厚为0.4μm的超晶格结构。此外，对于p涂敷层19，作为掺杂Mg(1×1020/cm3)的p型Al0.2Ga0.8N形成的的第一层、与掺杂Mg(1×1020/cm3)的p型GaN形成的的第二层所积层的总膜厚为0.4μm的超晶格结构。此外，对于p侧接触层20，作为如实施例1的
Figure G200610163959201D00509
的掺杂Mg(2×1020/cm3)的p型GaN，经确认，其阈值电流密度为3.3kA/cm2，有405nm的连续振荡，显示出阈值电压为5.0V，寿命也在30小时以上。
(实施例10)
在实施例9中，将构成n侧涂敷层14的超晶格的第二层作为掺杂1×1017/cm3的Si的GaN，其他则与实施例9相同，用以制成激光元器件。即，对于带隙能量大的一层掺杂较多的Si，其他则与实施例9相同，这样制成的激光元器件显示出具有几乎与实施例9相同的特性。
(实施例11)
在实施例9中，将构成n侧涂敷层14的第二层作为掺杂1×1019/cm3的Si的n型In0.01Ga0.99N，其他则相同，用以制成激光元器件。即，将构成n侧涂敷层14的超晶格的第二层组成作为InGaN，使第一层与第二层的杂质浓度相同，其他则与实施例9相同，这样制成的激光元器件显示出具有几乎与实施例9相同的特性。
(实施例12)
在实施例9中，使构成n侧涂敷层14的第一层(掺杂Si：1×1019/cm3的Al0.2Ga0.8N)的膜厚为
Figure G200610163959201D00511
并使第二层为掺杂1×1019/cm3的Si的的GaN，以组成总膜厚为0.5μm的超晶格结构。进一步使构成p侧涂敷层19的第一层(掺杂Mg：1×1020/cm3的Al0.2Ga0.8N)的膜厚为
Figure G200610163959201D00513
并使第二层(掺杂Mg：1×1020/cm3：GaN)的膜厚为
Figure G200610163959201D00514
以组成总膜厚为0.5μm的超晶格结构。即，使构成n侧涂敷层14的第一层与第二层的掺杂量相同，改变膜厚，并改变构成p侧涂敷层19的第一层与第二层的膜厚，其他则与实施例9相同，用以制成激光元器件，经确认，阈值电流密度为3.4kA/cm3，有405nm的连续振荡，显示出阈值电压为5.2V，寿命也在20小时以上。
(实施例13)
在实施例11中，使构成n侧涂敷层14的第二层(GaN)的Si浓度为1×1017/cm3，其他则与实施例11相同，用以制成激光元器件，这样，能制成特性几乎与实施例11相同的激光元器件。
(实施例14)
在实施例11中，使构成n侧涂敷层14的第二层(GaN)为非掺杂，其他则与实施例11相同，用以制成激光元器件，这样，能制成特性几乎与实施例11相同的激光元器件。
(实施例15)
在实施例9中，使n侧涂敷层14生长0.4μm的掺杂1×1019/cm3的Si的单一n型Al0.2Ga0.8N，其他则相同，用以制成激光元器件。即，在表1的基本结构中，仅对于p侧涂敷层19，作为如实施例1所示掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.2Ga0.8N组成的的第一层、与掺杂1×1019/cm3的Mg的p型GaN组成的
Figure G200610163959201D00522
的第二层所构成的总膜厚为0.4μm的超晶格结构，此外，对于p侧接触层20，作为如实施例1所示
Figure G200610163959201D00523
的掺杂Mg(2×1020/cm3)的p型GaN，同样地，经确认，其阈值电流密度为3.4kA/cm2，有405nm的连续振荡，显示出阈值电压为5.1V，寿命在20小时以上。
(实施例16)
在实施例15中，对于构成p侧涂敷层19的超晶格层的膜厚，是使第一层(Al0.2Ga0.8N)为
Figure G200610163959201D00524
并使第二层(GaN)为积层成0.5μm的总膜厚，其他则与实施例14相同，用以制成激光元器件，其阈值电压虽有些上升的倾向，但寿命在20小时以上。
(实施例17)
在实施例9中，使p侧涂敷层19生长0.4μm的掺杂1×1020/cm3的Mg的单一p型Al0.2G0.8N，其他则相同，用以制成激光元器件。即，在表1的基本结构中，仅对于n侧涂敷层14，作为如实施例1所示掺杂1×1019/cm3的Si的n型Al0.2Ga0.8N所形成的的第一层、与非掺杂GaN形成的的第二层所构成的总膜厚为0.40m的超晶格结构，进一步将p侧接触层20作为如实施例1所示的
Figure G200610163959201D00528
的掺杂Mg(2×1020/cm3)的p型GaN，同样地，经确认，阈值电流密度为3.5kA/cm2，有405nm的连续振荡，显示出阈值电压为5.4V，寿命在10小时以上。
(实施例18)
在实施例17中，对于构成n涂敷层14的超晶格层的膜厚，是使第一层(Al0.2Ga0.8N)为并使第二层为掺杂1×1019/cm3的Si的In0.01Ga0.99N所组成的
Figure G200610163959201D005210
积层超晶格成总膜厚为0.49μm，其他则与实施例17相同，用以制成激光元器件，与实施例16相比，虽阈值电压有些上升的倾向，但能得到寿命同样在10小时以上的激光元器件。
(实施例19)
在实施例17中，对于构成n涂敷层14的超晶格层的膜厚，是使第一层(Al0.2Ga0.8N)为并使第二层(非掺杂的GaN)为积层成超晶格总膜厚为0.5μm，其他则与实施例16相同，用以制成激光元器件，与实施例17相比，虽阈值电压有些上升的倾向，但能得到寿命同样在10小时以上的激光元器件。
(实施例20)
在实施例9中，进一步对于n侧光导层15，作为非掺杂的GaN形成的
Figure G200610163959201D00533
的第一层、与非掺杂的In0.1Ga0.9N形成的
Figure G200610163959201D00534
的第二层积层而成的总膜厚
Figure G200610163959201D00535
的超晶格层。此外对于p侧光导层18也同样，作为非掺杂的GaN形成的的第一层、与非掺杂的In0.1Ga0.9N形成的
Figure G200610163959201D00537
的第二层积层而成的总膜厚
Figure G200610163959201D00538
的超晶格结构。即，在表1的基本结构中，将n侧涂敷层14、n侧光导层15、p侧光导层18及p侧涂敷层19制成超晶格结构，进一步再将p侧接触层20制成如实施例1的的掺杂Mg(2×1020/cm3)的p型GaN，经确认，其阀值电流密度为2.9kA/cm2，有405nm的连续振荡，显示出阈值电压为4.4V，寿命也在60小时以上。
(实施例21)
本实施例根据图1的LED加以说明。与实施例1一样，在蓝宝石组成的基板1上使GaN组成的缓冲层2生长
Figure G200610163959201D005310
的膜厚，接着，生长5μm膜厚的掺杂1×1019/cm3的Si的n型GaN形成的接触层，再接着，生长以In0.4Ga0.6N形成的膜厚的单量子阱结构组成的活性层4。
(p侧超晶格层)
接着，与实施1一样，生长掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.2Ga0.8N组成的
Figure G200610163959201D005312
膜厚的第一层，接着，生长掺杂1×1019/cm3的Mg的p型GaN形成的膜厚的第二层，生长由总膜厚4μm的超晶格组成的p侧涂敷层5。此p侧涂敷层5的膜厚也不特别限定，希望生长
Figure G200610163959201D005314
以上、2μm以下，最好生长
Figure G200610163959201D005315
以上、1μm以下。
接着，在此p侧涂敷层5上生长掺杂1×1020/cm3的Mg的0.5μm膜厚的p型GaN层。生长后，与实施例1一样，从反应容器将晶片取出，进行退火后，从p侧接触层6侧进行蚀刻，使应该形成n电极9的n侧接触层3的表面露出。在最上层的p侧接触层6的几乎整个面上形成
Figure G200610163959201D005316
的Ni-Au组成的透光性p电极7，在该整个电极7上形成Au组成的P焊盘电极8。在露出的n侧接触层的表面上也形成Ti-Al组成的n电极P。
将这样形成电极的晶片分割成350μm见方的芯片，而组成LED元器件，显示出在If20mA的情况下有520nm的绿色发光，Vf为3.2V。相对与此，以单一掺杂Mg的Al0.2Ga0.8N构成p侧涂敷层5的LED元器件，其Vf为3.4V。此外关于静电耐压，本实施例有2倍以上的静电耐压。
(实施例22)
在实施例21中，对于构成p侧涂敷层5的超晶格层，作为使膜厚
Figure G200610163959201D00541
的第一层、与掺杂1×1020/cm3的Mg的GaN所组成的
Figure G200610163959201D00542
的第二层分别积层25层而制成总膜厚0.25μm的超晶格，其他则相同，用以制成LED元器件，能得到特性几乎与实施例21相同的LED元器件。
(实施例23)
在实施例21中，使
Figure G200610163959201D00543
的第一层与膜厚的第二层组成总膜厚0.25μm的超晶格，使其膜厚为构成p侧涂敷层5的超晶格层的厚度，其他则相同，用以制成LED元器件，其Vf虽为3.4V，但静电耐压则较以往的要好20％以上。
(实施例24)
在实施例21中，在生长n侧接触层3时，生长的掺杂2×1019/cm3的Si的n型Al0.2Ga0.8N组成的第一层、与膜厚的非掺杂的GaN组成的第二层，将500层的第一层与500层的第二层分别交替积层，以组成总膜厚为5μm的超晶格，其他与实施例12相同，用以制成LED元器件，同样地，在If20mA的情况下，Vf降低为3.1V，静电耐压与以往的比较，提高至2.5倍以上。
(实施例25)
在实施例23中，使构成p侧涂敷层5的超晶格的第一层(Al0.25Ga0.8N)的膜厚为
Figure G200610163959201D00547
第二层的膜厚为
Figure G200610163959201D00548
分别交替积层25层，以组成0.3μm的总膜厚，其他结构则相同，用以制成LED元器件，其Vf为3.2V，静电耐压为以往的2倍以上。
(实施例26)
本实施例根据图6所示的激光元器件来说明。图6虽也与图2一样是沿垂直于激光谐振方向的方向剖开元器件时的剖视图，但与图2不同点在于，对基板10使用GaN组成的基板101，不生长第二缓冲层112，而生长掺杂n型杂质的第三缓冲层113。该图6所示的激光元器件用以下方法得到。
首先用MOVPE法或HVPE法，在蓝宝石基板上生长300μm厚的掺杂5×1018/cm3的Si的GaN层后，除去蓝宝石基板，制作300μm厚的掺杂Si的GaN基板101。GaN基板101借助于这样在与氮化物半导体不同的基板上生长例如100μm以上的膜厚后，除去此异质基板来得到。GaN基板101可不掺杂，或掺杂n型杂质制成。在掺杂n型杂质时，通常掺杂1×1017/cm3～1×1019/cm3的范围的杂质，即可获得结晶性好的GaN基板。
制作GaN基板101后，使温度为1050℃，生长3μm膜厚的掺杂3×1018/cm3的Si的n型GaN所组成的第三缓冲层113。第三缓冲层113在图1、图2中是相当于n侧接触层14的层，但由于不是形成电极的层，所以这里不称为接触层，而称为第三缓冲层。在GaN基板101与第三缓冲层113之间，虽也可以与实施例1一样生长低温下所生长的第一缓冲层，但在生长第一缓冲层的情形下，最好在
Figure G200610163959201D00551
以下。
接着与实施例1相同，在第三缓冲层113上生长膜厚的掺杂5×1018/cm3的Si的In0.1Ga0.9N所组成的裂缝防止层13。
接着，将掺杂5×1018/cm3的Si的n型Al0.2Ga0.8N所组成的
Figure G200610163959201D00553
的第一层、与掺杂5×1018/cm3的Si的GaN所组成的
Figure G200610163959201D00554
的第二层交替积层100次，生长总膜厚0.4μm的超晶格层所组成的n侧涂敷层14。
接着与实施例1相同，生长0.1μm膜厚的掺杂5×1018/cm3的Si的n型GaN所组成的n侧光导层15。
接着，生长
Figure G200610163959201D00555
的非掺杂的In0.2Ga0.8N组成的阱层、与
Figure G200610163959201D00556
的非掺杂的GaN组成的势叠层，交替重复2次，最后生长积层阱层的总膜厚的多量子阱结构(MQW)的活性层16。
接着与实施例1相同，生长膜厚的掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.3Ga0.7N组成的p侧间隙层17，并生长0.1μm膜厚的掺杂1×1020/cm3的Mg的p型GaN组成的p侧光导层18。
接着与实施例1相同，形成总膜厚0.4μm的超晶格层组成的p侧涂敷层19，此超晶格层由的掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.2Ga0.8N组成的第一层、与
Figure G200610163959201D005510
的掺杂1×1020/cm3的Mg的p型GaN组成的第二层组成，最后则在p侧涂敷层19上生长
Figure G200610163959201D00561
膜厚的掺杂2×1020/cm3的Mg的p型GaN组成的p侧接触层20。
反应结束后，在700℃下进行退火后，与实施例1相同，利用RIE装置蚀刻最上层的p侧接触层20与p侧涂敷层19，形成具有4μm带宽的脊状。
接着与实施例1相同，在p侧接触层20的带脊最外层表面的几乎整个表面上形成Ni与Au组成的p电极21，在GaN基板101的背面的几乎整个表面上形成Ti与Al组成的n电极23。
接着如图6所示，除了p电极21的面积以外，形成p侧涂敷层19的SiO2组成的绝缘膜25，通过此绝缘膜25，形成与p电极21电连接的p焊盘电极22。
电极形成后，沿垂直于p电极21的方向将GaN基板101劈开成棒状，沿劈开面制作谐振器。并以GaN基板的劈开面为M面。在劈开面上形成SiO2与TiO2组成的介质多层膜，最后沿平行于p电极的方向，将棒切断，形成如图6所示的激光芯片。接着使芯片面朝上(成基板与散热片相对状态)设于散热片上，将p焊盘电极22进行丝焊，在室温下尝试进行激光振荡，经确认，在室温下，以阈值电流密度为2.5kA/cm2、阀值电压4.0V，进行振荡波长405nm的连续振荡，显示有500小时以上的寿命。这是由于借助于对基板使用GaN，减少了结晶缺陷的扩大。
下面，适当参照附图说明根据本发明实施形态3的实施例。图4是表示图3所示的激光元器件的形状的立体图。
(实施例27)
准备在蓝宝石(C面)组成的基板上通过GaN组成的缓冲层使GaN组成的单晶生长50μm膜而形成的GaN基板100。将此GaN基板100置于反应容器内，使温度提高到1050℃，对输送气体使用氢，对原料气体使用氨与TMG(三甲基钾)，对杂质气体使用硅烷气体，在GaN基板100上生长4μm膜厚的掺杂1×1018/cm3的Si的GaN组成的n侧缓冲层11。在制成图3那样的结构的发光元器件时，此缓冲层也用作为形成n电极用的接触层。再有，此n侧缓冲层是高温生长的缓冲层，与在例如蓝宝石、SiC、尖晶石等与氮化物半导体不同的材料所组成的基板上在900℃以下低温使GaN、AlN等直接生长0.5μm以下膜厚的缓冲层有所区别。
(n侧涂敷层14＝超晶格层)
接着，在1050℃下，使用TMA(三甲基铝)、TMG、氨、硅烷气体，生长
Figure G200610163959201D00571
膜厚的掺杂1×1019/cm3的Si的n型Al0.2Ga0.8N组成的第一层，接着停止硅烷气体、TMA，生长
Figure G200610163959201D00572
膜厚的非掺杂的GaN组成的第二层。且以第一层+第二层+第一层+第二层+…的方式构成超晶格层，分别交替各积层100层，生长总膜厚0.8μm的超晶格组成的n侧涂敷层14。
(n侧光导层15)
接着，停止硅烷气体，在1050℃下生长0.1μm膜厚的非掺杂的GaN组成的n侧光导层15。此n侧光导层用来作为活性层的光导层，最好使GaN、InGaN生长，通常生长～5μm，更好生长
Figure G200610163959201D00574
～1μm的膜厚。也可以将此层作为非掺杂超晶格层。在作为超晶格层的情形下，带隙能量较活性层大，较n侧涂敷层的Al0.2Ga0.8N小。
(活性层16)
接着，对原料气体使用TMG、TMI、氨来生长活性层16。活性层16是将温度保持在800℃、而生长膜厚的非掺杂的In0.2Ga0.8N组成的阱层。接着仅改变TMI的克分子比，在同一温度下，生长
Figure G200610163959201D00576
膜厚的非掺杂的In0.01Ga0.95N组成的势叠层。重复该操作2次，最后生长将阱层积层的总膜厚的多量子阱结构(MQW)的活性层。活性层可如本实施例那样不掺杂，也可掺杂n型杂质及/或p型杂质。杂质可掺杂于阱层、势叠层的双方，也可掺杂于其中任一方
(p侧间隙层17)
接着，将温度升高至1050℃，使用TMG、TMA、氨、Cp2Mg(环戊二烯合镁)，生长带隙能量较p侧光导层18大的、膜厚的掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.3Ga0.7N组成的p侧间隙层17。此p型间隙层17如上所述，形成0.1μm以下的膜厚，膜厚下限虽无特别限定，但最好形成以上的膜厚。
(p侧光导层18)
接着，停止Cp2Mg、TMA，在1050℃下，生长带隙能量较p侧间隙层17小的、0.1μm膜厚的非掺杂的GaN组成的p侧光导层18。此层用来作为活性层的光导层，与n型光导层15一样，最好以GaN、InGaN来生长。也可以将此p侧光导层作为非掺杂的氮化物半导体，掺杂杂质的氮化物半导体组成的超晶格层。在作为超晶格层的情形下，带隙能量较活性层的阱层大，较p侧涂敷层的Al0.2Ga0.8N小。
(p侧涂敷层19)
接着，在1050℃下，生长膜厚的掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.2Ga0.8N组成的第三层，其次则仅停止TMA，生长
Figure G200610163959201D00582
膜厚的非掺杂的GaN组成的第四层。分别重复该操作100次，以形成总膜厚0.8μm的超晶格层组成的p侧涂敷层19。
(p侧接触层20)
最后，在1050℃下，在p侧涂敷层19上，生长膜厚的掺杂2×1020/cm3的Mg的p型GaN组成的p侧接触层20。p侧接触层20可以用p型InXAlYGa1-X-YN(0≤X，0≤Y，X+Y≤1)构成，最好若用掺杂Mg的GaN，即可获得与p电极21最佳的欧姆接触。另外由于与含有p型AlYGa1-YN的超晶格结构的p侧涂敷层19接触，将带隙能量小的氮化物半导体作为p侧接触层，使其膜厚在以下较薄，所以实质上提高p侧接触层20的载流子浓度，而获得与p电极较好的欧姆接触，以降低元器件的阈值电流、电压。
在反应容器内，在氮气氛中，对如上生长氮化物半导体而成的晶片进行700℃的退火，使p型杂质掺杂层进一步低电阻化。关于退火的详细方法，揭示于本发明人等前所提出申请的美国专利第5,306,662号中，本实施例之退火也使用美国专利第5,306,662号所揭露的方法。
退火后，从反应容器中取出晶片，如图3所示，利用RIE装置蚀刻最上层的p侧接触层20与p侧涂敷层19，形成具有4μm带宽的脊状。这样，借助于使活性层的更上层成为带形脊状，活性层的发光集中于脊状下方而降低阈值。特别是将超晶格层组成的p侧涂敷层19以上的层最好形成脊状。
接着在脊部表面上形成掩膜，用RIE进行蚀刻，使n侧缓冲层11的表面露出。露出的该n侧缓冲层11也用来作为形成n电极23用的接触层。图3中虽以n侧缓冲层11作为接触层，但也可以蚀刻至GaN基板100为止，将露出的GaN基板100作为接触层。
接着在p侧接触层20的脊状的最外侧表面上形成带状的Ni与Au组成的p电极21，作为获得与p侧接触层较好的欧姆接触的p电极21的材料，可例举例如有Ni、Pt、Pd、Ni/Au、Pt/Au、Pd/Au等。
另一方面，在刚才露出的n侧缓冲层11的表面上形成带状的Ti与Al组成的n电极23。作为获得与n侧缓冲层11或GaN基板100较好的欧姆接触的n电极23的材料，最好为Al、Ti、W、Cu、Zn、Sn、In等金属或合金。
接着，如图3所示，在p电极21与n电极23间露出的氮化物半导体层的表面上形成SiO2组成的绝缘膜25，经由此绝缘膜25形成与p电极21电连接的P焊盘电极22及n焊盘电极24。此p焊盘电极22放大了实质上的p电极21的表面积，具有能够将p电极侧进行丝焊或片焊的作用。另一方面，n焊盘电极24具有防止n电极23剥离的作用。
将如上所述那样形成了n电极与p电极的晶片向研磨装置传送，使用金刚石研磨剂，研磨未形成氮化物半导体一侧的蓝宝石基板，使蓝宝石基板的厚度为70μm。研磨后，进一步以细研磨剂抛光1μm，使基板表面成为镜面状，以Au/Sn作全面金属化处理。
然后则在Au/Sn侧划线，沿垂直于带状电极的方向劈开成棒状，沿劈开面制作谐振器。在谐振器表面上形成SiO2与TiO2组成的介质多层膜，最后沿平行于p电极的方向，将棒切断，形成激光芯片。接着使芯片面朝上(成基板与散热片相对的状态)设置在散热片上，将各个电极进行丝焊，在室温下，尝试进行激光振荡，经确认，在室温下，以阈值电流密度2.0kA/cm2、阈值电压4.0V，进行振荡波长405nm的连续振荡，显示出其寿命在1000小时以上。
(实施例28)
图7是表示本发明另一实施例的激光元器件的结构的模式剖视图，与图3相同是表示元器件沿垂直于激光谐振方向的方向剖开时的图。下面，根据此图说明实施例28。并在图7中，对于与图3及图4相同的部分标注以相同标号表示。
准备在蓝宝石(C面)组成的基板上经由GaN组成的缓冲层、生长150μm膜厚的掺杂5×1018/cm3的Si的GaN组成的单晶的GaN基板100。与实施例27相同，在此GaN基板100上生长n侧缓冲层11。
(裂缝防止层13)
n侧缓冲层11生长后，使温度为800℃，对原料气体使用TMG、TMI、氨，对杂质气体使用硅烷气体，生长
Figure G200610163959201D00601
膜厚的掺杂5×1018/cm3的Si的In0.1Ga0.9N组成的裂缝防止层13。此裂缝防止层13通过生长含In的n型氮化物半导体，且最好生长InGaN，可防止在含Al的氮化物半导体层中发生裂缝。此裂缝防止层最好生长
Figure G200610163959201D00602
以上、0.5μm以下的膜厚。小于
Figure G200610163959201D00603
的话，则难以产生上述防止裂缝的作用，大于0.5μm的话，则结晶本身即有变黑的倾向。
裂缝防止层13生长后，与实施例27一样，生长进行调制掺杂的超晶格组成的n侧涂敷层14与非掺杂n侧光导层15。
(n侧间隙层20)
接着使用TMG、TMA、氨、硅烷气体，生长带隙能量较n侧光导层15大的、膜厚的掺杂5×1018/cm3的Si的n型Al0.3Ga0.7N组成的n侧间隙层20。
然后则与实施例27一样，生长活性层16、p侧间隙层17、非掺杂p侧光导层18、调制掺杂的超晶格所组成的p侧涂敷层19、以及p侧接触层20。
氮化物半导体层生长后，同样进行退火，使p型杂质掺杂层进一步低电阻化，进行退火后，如图7所示，蚀刻最上层的p侧接触层20与p侧涂敷层19，形成具有4μm带宽的脊状。
脊部形成后，在p侧接触层20的脊部最外侧表面上形成带状的Ni/Au组成的p电极21，在p电极21以外的最外侧表面的氮化物半导体层上形成SiO2组成的绝缘膜25，通过此绝缘膜25形成与p电极21电连接的p焊盘电极22。
如上所述，将形成了p电极的晶片向研磨装置传送，利用研磨除去蓝宝石基板，使GaN基板100的表面露出。在露出的GaN基板表面的几乎整个表面上形成Ti/Al组成的n电极23。
电极形成后，在GaN基板的M面(在使氮化物半导体近似于六方晶系的情形下是相当于六角柱侧面的面)劈开，在此劈开面上形成SiO2与TiO2组成的介质多层膜，最后沿平行于p电极的方向，将棒切断，形成激光元器件。此激光元器件也同样显示出在室温下连续振荡，并显示出几乎与实施例27相同的特性。
(实施例29)
在实施例27中，n侧缓冲层11生长后，与实施例28相同，生长裂缝防止层13。接着在此裂缝防止层上，生长0.4μm膜厚的掺杂1×1019/cm3的Si的Al0.3Ga0.7N层仅单一层组成的n侧涂敷层14。而后则与实施例27相同，制成激光元器件，虽显示出同样在室温下激光振荡，但寿命却较实施例27的激光元器件要短一些。
(实施例30)
在实施例27中，p侧涂敷层19生长时，生长0.4μm膜厚的掺杂1×1020/cm3的Mg的Al0.3Ga0.7N层单一层，其他则与实施例27相同，以制作激光元器件，虽然显示出同样在室温下激光振荡，但寿命却较实施例27的激光元器件短一些。
(实施例31)
在实施例27中，不使n侧涂敷层14制成超晶格结构，而是制成0.4μm的掺杂1×1018/cm3的Si的Al0.2Ga0.8N层。且p侧涂敷层也同样不制成超晶格结构，而是制成0.4μm的掺杂1×1020/cm3的Mg的Al0.2Ga0.8N层。代之以，将n侧光导层15制成
Figure G200610163959201D00611
的非掺杂的In0.01Ga0.99N层、与
Figure G200610163959201D00612
的掺杂1×1017/cm3的Si的GaN层所积层的总膜厚为0.12μm的超晶格结构，将p侧光导层18制成
Figure G200610163959201D00613
的非掺杂的In0.01Ga0.99N层与
Figure G200610163959201D00614
的掺杂1×1017/cm3的Mg的GaN层所积层的总膜厚为0.12μm的超晶格结构，其他则与实施例27相同，以制成激光元器件，虽然显示出同样在室温下激光振荡，但寿命较实施例27的激光元器件短一些。
(实施例32)
在实施例27中，在形成n侧缓冲层11时，形成
Figure G200610163959201D00615
的非掺杂的GaN层、与的掺杂1×1019/cm3的Si的Al0.05Ga0.95N层所积层的总膜厚为1.2μm的超晶格层。其后则与实施例27一样，使n侧涂敷层14以上的层生长，以形成激光元器件。但，在形成n电极时，因蚀刻而露出的面作为上述1.2μm超晶格层的中间，而在此超晶格层上形成n电极。此激光元器件也同样在室温下连续振荡，阈值与实施例27相比要低一些，寿命在1000小时以上。
(实施例33)
图8是表示本发明另一实施例的激光元器件结构的模式剖视图，与其他图示相同的标号表示同一层。以下根据此图说明实施例33。
与实施例27相同，在2英寸φ、以(0001)C面为主面的蓝宝石基板30上，在500℃下生长
Figure G200610163959201D00621
膜厚的GaN组成的缓冲层(未图示)后，将温度调至1050℃，而生长5μm膜厚的非掺杂的GaN层31。此生长的膜厚并不限于5μm，最好生长为较缓冲层厚的膜厚，将其调整为10μm以下的膜厚。基板除使用蓝宝石以外，可以使用SiC、ZnO、尖晶石、GaAs等用于氮化物半导体生长而已知的不同于氮化物半导体的材料所组成的基板。
接着在该非掺杂的GaN层31生长后，从反应容器取出晶片，在此GaN层31的表面上，形成带状光掩膜，利用CVD装置形成由带宽20μm、带间隔(窗口部)5μm的SiO2所组成的0.1μm膜厚的保护膜32。图8是沿带的长轴方向的垂直方向切断时的部分晶片结构的模式剖视图，保护膜的形状虽也可以是带状、点状、棋盘格子状等任何的形状，但使保护膜的面积较非掺杂的GaN层31的露出部分、即较未形成保护膜的部分(窗口部)大，则能易于生长结晶缺陷少的GaN基板100。作为保护膜的材料，可使用例如氧化硅(SiOX)、氮化硅(SixNY)、氧化钛(TiOX)、氧化锆(ZrOX)等氧化物、氮化物、或它们的多层膜，此外可使用熔点1200℃以上的金属等。这些保护膜材料也耐600℃～1100℃的氮化物半导体生长温度，具有其表面上不生长、或难以生长氮化物半导体的性质。
保护膜32形成后，将晶片两度置于反应容器内，在1050℃下，生长10μm膜厚的非掺杂的GaN组成的成为GaN基板100的GaN层。所生长的GaN层的较好的膜厚虽也因先前所形成的保护膜32的膜厚、大小而不同，但在保护膜上沿横向(垂直于厚度的方向)也生长那样生长足够的厚度，以覆盖保护膜32的表面。在具有这样氮化物半导体难以生长的性质的保护膜32的表面上，以沿横向生长GaN层的方法生长GaN基板100的话，则最初在保护膜32上并不生长GaN层，而在窗口部的非掺杂的GaN层31上选择生长GaN层。接着，若继续GaN层的生长，则GaN层沿横向生长，覆盖在保护膜32上，从相邻的窗口所生长的GaN层彼此之间相连，成为GaN层好像在保护膜32上形成的状态。即，在GaN层31上经由保护膜32沿横向生长GaN层。这里，重要的是蓝宝石基板30上生长的GaN层31的结晶缺陷、与保护膜32上所生长的GaN基板100的结晶缺陷的数量。即，由于异质基板与氮化物半导体的晶格常数失配，所以异质基板上所生长的氮化物半导体中会发生大量的结晶缺陷，此结晶缺陷沿依次形成于上层的氮化物半导体生长过程中传至表面。另一方面，如本实施例33所示，在保护膜32上横向生长的GaN基板100，由于并非是直接生长在异质基板上的，而是从相邻的窗口生长的GaN层通过在保护膜32上横向生长而在生长中相连接的，所以结晶缺陷数与直接从异质基板生长的相比要非常少。因此，通过在异质基板上生长的氮化物半导体层上部分形成保护膜，将在此保护膜上横向生长而成的GaN层作为基板，可获得结晶缺陷远较实施例27的GaN基板要少的GaN基板。实际上，非掺杂的GaN层31的结晶缺陷虽在1010/cm2以上，但基于本实施例33的方法，GaN基板100的结晶缺陷可减少至106/cm2以下。
如上所述形成GaN基板100之后，与实施例27相同，在此GaN基板上生长5μm膜厚的掺杂1×1018/cm3的Si的GaN组成的n侧缓冲层、兼接触层11后，与实施例28相同，生长膜厚的掺杂5×1018/cm3的Si的In0.1Ga0.9N组成的裂缝防止层13。也可省略裂缝防止层13。
(中央部分为高杂质浓度的超晶格结构的n侧涂敷层14)
接着，在1050℃下，使用TMG、氨，借助于使非掺杂的GaN层生长膜厚，形成带隙能量小的第二氮化物半导体层。接着在相同温度下，增加TMA，使非掺杂的Al0.1Ga0.9N层生长
Figure G200610163959201D00633
继续增加硅烷气体，而使掺杂1×1019/cm3的Si的Al0.1Ga0.9N层生长膜厚之后，停止Si，进一步使非掺杂的Al0.1Ga0.9N层生长
Figure G200610163959201D00635
膜厚，由此形成带隙能量大而厚度为30μm的第一氮化物半导体层。以后则同样，由反复交替形成第二氮化物半导体层与第一氮化物半导体层。且实施例33中，积层第二氮化物半导体层与第一氮化物半导体层，分别为120层，以形成0.6μm厚的超晶格结构组成的n侧涂敷层14。
接着与实施例27相同，依次生长n侧光导层15、活性层16、p侧间隙层17、以及p侧光导层18。
(中央部分为高杂质浓度的超晶格结构的p侧涂敷层19)
接着，在1050℃下，使用TMG、氨，借助于使非掺杂的GaN层生长
Figure G200610163959201D00636
膜厚，形成带隙能量小的第四氮化物半导体层。接着，在相同温度下，增加TMA，使非掺杂的Al0.1Ga0.9N层生长
Figure G200610163959201D00637
接着增加Cp2Mg，而使掺杂1×1020/cm3的Mg的Al0.1Ga0.9N层生长
Figure G200610163959201D00638
膜厚后，借助于停止Cp2Mg，进一步使非掺杂层Al0.1Ga0.9N层生长膜厚，形成带隙能量大而厚度为30μm的第三氮化物半导体层。以后则同样，反复交替形成第四氮化物半导体层与第三氮化物半导体层。实施例33中，积层第四氮化物半导体层与第三氮化物半导体层，分别为120层，形成0.6μm厚的超晶格结构组成的n侧涂敷层19。
最后，与实施例27相同，生长p侧接触层20后，从反应容器取出晶片，进行退火后，进行蚀刻，使p侧涂敷层19以上的层形成为带状的脊状。
接着如图8所示，对于脊部进行左右对称的蚀刻，使应该形成n电极23的n侧缓冲层表面露出，以形成n电极23，另一方面也在p侧接触层20的脊部的最外侧表面上形成带状的p电极21。而后则与实施例27相同，制作激光元器件，与实施例27比较，显示出阈值、电流密度、电压大概降低10％，以波长405nm的连续振荡寿命在2000小时以上。这是通过对GaN基板100使用结晶缺陷少的基板，很大地提高了氮化物半导体的结晶性。在图8中，在使GaN基板100例如生长80μm以上膜厚的情形下，也可除去异质基板30至保护膜32。
(实施例34)
在实施例33中，生长n侧涂敷层14时，不使中央部分成为高杂质浓度，使通常的非掺杂的GaN层生长
Figure G200610163959201D00641
使掺杂1×1019/cm3的Si的Al0.1Ga0.9N层生长
Figure G200610163959201D00642
积层形成为总膜厚0.6μm的超晶格结构。
另一方面，也在生长p侧涂敷层19时，不使中央部分成为高杂质浓度。使非掺杂的GaN层生长
Figure G200610163959201D00643
使掺杂1×1020/cm3的Mg的Al0.1Ga0.9N层生长
Figure G200610163959201D00644
积层形成为总膜厚0.6μm的超晶格结构，其他则与实施例33相同，制成激光元器件，与实施例33比较，虽降低若干阈值，但显示出其寿命大致在2000小时以上。
(实施例35)
在实施例33中，在生长n侧涂敷层14时，使掺杂1×1019/cm3的Si的GaN层生长
Figure G200610163959201D00645
非掺杂的Al0.1Ga0.9N层生长交替积层形成为总膜厚0.6μm的超晶格结构。另一方面，也在生长p侧涂敷层19时，使掺杂1×1020/cm3的Mg的GaN层生长
Figure G200610163959201D00647
使非掺杂的Al0.1Ga0.9N层生长交替积层形成为总膜厚0.6μm的超晶格结构，其他则与实施例33相同，制作激光元器件，获得特性、寿命几乎与实施例33相同的激光元器件。
(实施例36)
在实施例33中，在n侧涂敷层14生长时，使掺杂1×1019/cm3的Si的GaN层生长
Figure G200610163959201D00651
使掺杂1×1017/cm3的Si的Al0.1Ga0.9N层生长
Figure G200610163959201D00652
交替积层形成为总膜厚0.6μm的超晶格结构。另一方面，在p侧涂敷层19生长时，使掺杂1×1020/cm3的Mg的GaN层生长
Figure G200610163959201D00653
使掺杂1×1018/cm3的Mg的Al0.1Ga0.9N层生长
Figure G200610163959201D00654
交替积层形成为总膜厚0.6μm的超晶格结构，其他则与实施例33相同，制成激光元器件，获得特性、寿命几乎与实施例33相同的激光元器件。
(实施例37)
在实施例33中，不使n侧涂敷层成为超晶格结构，而使掺杂1×1019/cm3的Si的Al0.1Ga0.9N层生长0.6μm膜厚。另一方面，在生长p侧涂敷层19时，使掺杂1×1020/cm3的Mg的GaN层生长
Figure G200610163959201D00655
使掺杂1×1018/cm3的Mg的Al0.1Ga0.9N生长
Figure G200610163959201D00656
交替积层形成为总膜厚0.6μm的超晶格结构，其他则与实施例33相同，以制成激光元器件，显示出其与实施例33相比，虽然阈值有些上升，但寿命则同在1000小时以上。
(实施例38)
在实施例33中，使n侧涂敷层及p侧涂敷层的超晶格的杂质浓度为一般的调制掺杂(中央部分非高浓度，层内几乎均匀)，在n侧缓冲层11生长时，使掺杂1×1019/cm3的Si的Al0.05Ga0.95N层生长
Figure G200610163959201D00657
使非掺杂的GaN层生长交替生长形成为总膜厚2μm的超晶格层，其他则与实施例33一样，以制作激光元器件，显示出其与实施例33比较，阈值有些降低，寿命在3000小时以上。
(实施例39)
在实施例33中，将n侧涂敷层14制成为非掺杂的GaN层生长
Figure G200610163959201D00659
与掺杂1×1019/cm3的Si的Al0.1Ga0.9N层生长进行积层的总膜厚为0.6μm的超晶格结构。接着将n侧光导层15制成为掺杂1×1019/cm3的Si的GaN层生长
Figure G200610163959201D006511
与非掺杂的Al0.05Ga0.95N层生长
Figure G200610163959201D006512
交替生长的总膜厚为0.1μm的超晶格结构。
另一方面，也将p侧光导层形成为掺杂1×1019/cm3的Mg的GaN层生长
Figure G200610163959201D006513
与非掺杂的Al0.05Ga0.95N层生长交替生长的总膜厚为0.1μm的超晶格结构。接着则将p侧涂敷层19制成为非掺杂的GaN层生长
Figure G200610163959201D006515
与掺杂1×1020/cm3的Mg的Al0.1Ga0.9N层生长
Figure G200610163959201D006516
交替积层的总膜厚为0.6μm的超晶格结构，其他则相同，以制作激光元器件，显示出了与实施例33比较，阈值有些降低，寿命在3000小时以上。
(实施例40)
实施例40与实施例33相同，均是使用GaN基板100构成的激光元器件。
即，实施例40的激光元器件是在与实施例33相同结构的GaN基板100上形成以下各半导体层而构成。
首先，在该GaN基板100上，使掺杂1×1018/cm3以上的Si的n型GaN组成的n侧接触层(n侧第二氮化物半导体层)生长2μm膜厚。且也可以将此层形成为非掺杂的GaN、与掺杂Si的AlXGa1-XN(0＜X≤0.4)组成的超晶格层。
接着，在n侧接触层生长后，使温度为800℃，在氮气氛中，以TMG、TMI、氨、硅烷气体，使掺杂5×1018/cm3的Si的In0.1Ga0.9N组成的裂缝防止层生长膜厚。此裂缝防止层借助于以含有In的n型氮化物半导体、且最好是InGaN生长，可防止在此后生长的含Al的氮化物半导体层中产生裂缝。且此裂缝防止层最好生长以上、0.5μm以下的膜厚。小于的话，则难以产生上述防止裂缝的作用，大于0.5μm的话，则有结晶本身变黑的倾向。
接着，在1050℃下，使用TMA、TMG、氨、硅烷气体、使掺杂1×1019/cm3的Si的n型Al0.2Ga0.8N层生长使非掺杂的GaN层生长
Figure G200610163959201D00665
的膜厚，使这些层交替分别积层各100层，生长总膜厚0.8μm的超晶格组成的n侧涂敷层。
接着，使非掺杂的Al0.05Ga0.95N组成的n侧光导层生长0.1μm膜厚。此层用来作为将活性层的光进行波导的光导层，除了不掺杂以外，也可以掺杂n型杂质。也可将此层作为GaN与AlGaN组成的超晶格层。
接着，使非掺杂的In0.01Ga0.99N组成的活性层生长膜厚。
接着，使带隙能量比此后形成的p侧光导层大的掺杂1×1019/cm3的Mg的p型Al0.2Ga0.8N组成的p侧间隙层生长
Figure G200610163959201D00667
膜厚。
接着，使带隙能量比p侧间隙层小的Al0.01Ga0.99N组成的p侧光导层生长0.1μm膜厚。该层用来作为活性层的光导层。且也可以将此p侧光导层作为非掺杂的氮化物半导体组成的超晶格层。在作为超晶格层的情形下，带隙能量大的一层(阻挡层)的带隙能量较活性层大，较p侧涂敷层小。
接着，使掺杂1×1019/cm3的Mg的p型Al0.2Ga0.8N层生长使非掺杂的GaN生长交替生长积层成总膜厚0.8μm的超晶格层结构，生长此超晶格结构组成的p侧涂敷层。
最后，在p侧涂敷层上，生长膜厚的掺杂1×1020/cm3的Mg的p型GaN组成的p侧接触层。特别是在激光元器件的情形下，由于使其与含AlGaN的超晶格结构的p侧涂敷层接触，将带隙能量小的氮化物半导体作为p侧接触层，使其膜厚在以下较薄，所以实质上p侧接触层的载流子浓度增高，获得与p电极较好的欧姆接触，并且元器件的阈值电流、电压有降低的倾向。
将如以上那样生长了氮化物半导体的晶片在规定温度下进行退火，而进一步使掺杂了p型杂质的层实现低电阻化后，从反应容器取出晶片，利用RlE装置蚀刻最上层的p侧接触层、p侧涂敷层，以形成具有4μm带宽的脊状。这样，借助于使活性层上方的层形成为带状的脊状，活性层的发光集中在带脊的下方，而降低阈值，特别是，最好使超晶格层组成的p侧涂敷层以上的层成为脊状。
关于退火的详细方法，揭示在本发明人等前所提出申请的美国专利第5,306,662中，本实施例的退火也使用美国专利第5,306,662号所揭示的方法进行。
接着在脊部表面上形成掩膜，利用RlE进行蚀刻，而使n侧接触层的表面露出，形成带状的Ti与Al组成的n电极。另一方面在p侧接触层的脊部最外侧表面上形成带状的Ni与Au组成的p电极。作为可获得与p型GaN层较好的欧姆接触的电极材料，可例举，例如有Ni、Pt、Pd、Ni/Au、Pt/Au、Pd/Au等。作为可获得与n型GaN较好的欧姆接触的电极材料，可例举例如有Al、Ti、W、Cu、Zn、Sn、In等金属或合金等。
接着，在p电极与n电极间露出的氮化物半导体层的表面上形成SiO2组成的绝缘膜，通过此绝缘膜形成与p电极电连接的P焊盘电极。此P焊盘电极扩大p电极的实质表面积，能对p电极侧进行丝焊、片焊。
将如上所述那样形成了n电极与p电极的晶片向研磨装置输送，使用金刚石研磨剂，研磨未形成氮化物半导体的一侧的蓝宝石基板，使蓝宝石基板的厚度为70μm。研磨后，进一步以细研磨剂抛光1μm，将基板表面制成镜面状，以Au/Sn全面进行金属化处理。
此后则在Au/Sn侧划线，沿垂直于带状电极的方向劈开成棒状，沿劈开面制作谐振器。在谐振器表面上形成SiO2与TiO2组成的介质多层膜，最后沿平行于p电极的方向，将棒切断，形成激光芯片。接着使芯片面朝上(基板与散热片相对状态)设置于散热片上，将各个电极进行丝焊，在室温下尝试进行激光振荡，经确认，在室温下，以阈值电流密度2.0kA/cm2、阈值电压4.0V，进行振荡波长368nm的连续振荡，显示寿命在1000小时以上。
(实施例41)
实施例41以下是根据实施形态4制成的激光元器件的例子。下面参照图9说明实施例41。
(基底层302)
将2英寸
Figure G200610163959201D00681
以C面为主面的蓝宝石组成的异质基板301置于MOVPE反应容器内，使温度为500℃，使用三甲基钙(TMG)、氨(NH3)，使GaN组成的缓冲层(未图示)生长
Figure G200610163959201D00682
膜厚。缓冲层生长后，使温度为1050℃，同样使GaN组成的基底层302生长4μm的膜厚。
(保护层303)
基底层302生长后，从反应容器取出晶片，在此基底层302表面上形成带状光掩膜，利用CVD装置形成1μm膜厚的带宽10μm、带状间隔(窗口部)2μm的SiO2组成的保护膜303。
(氮化物半导体基板304)
保护膜303形成后，再度将晶片置于MOVPE反应容器内，使温度为1050℃，使用TMG、氨，使非掺杂的GaN组成的氮化物半导体基板304生长20μm膜厚。生长后的氮化物半导体基板304的表面在保护膜的带状中央部位、和窗口部的带状中央部位上，虽然出现与带状保护膜平行的结晶缺陷，但此后在激光元器件的脊部形成时，由于带脊与此结晶缺陷无关，所以结晶缺陷不会转移于活性层，从而提高元器件的可靠性。
(n侧缓冲层311＝兼n侧接触层)
接着，使用氨和TMG、以及作为杂质气体之硅烷气体，在第二氮化物半导体层4上生长5μm膜厚的掺杂3×1018/cm3的Si的GaN组成的n侧缓冲层311。
(裂缝防止层312)
接着，使用TMG、TMI(三甲基铟)、氨，使温度为800℃，使In0.06Ga0.84N组成的裂缝防止层312生长0.15μm膜厚。
(n侧涂敷层313＝超晶格层)
接着，在1050℃下，使用TMA、TMG、氨、硅烷气体，使掺杂1×1018/cm3的Si的n型Al0.16Ga0.84N组成的第一层生长
Figure G200610163959201D00691
膜厚，而接着则停止硅烷气体、TMA，使非掺杂的GaN组成的第二层生长膜厚。并以第一层+第二层+第一层+第二层……的方式构成超晶格层，生长总膜厚1.2μm的超晶格组成的n侧涂敷层313。由于此超晶格组成的n侧涂敷层的Al平均组成为8.0％，所以与其膜厚的乘积为9.6。
(n侧光导层314)
接着，停止硅烷气体，在1050℃下，使非掺杂的GaN组成的n侧光导层314生长0.1μm膜厚。
(活性层315)
接着，使用TMG、TMI、氨来生长活性层314。活性层是保持温度在800℃、使非掺杂的In0.2Ga0.8N组成的阱层生长膜厚。接着仅改变TMI的克分子比，在同一温度下，使非掺杂的In0.01Ga0.99N组成的阻挡层生长
Figure G200610163959201D00694
膜厚。阱层与阻挡层依次积层，最后止于阻挡层，生长总膜厚的多量子阱结构(MQW)的活性层。
(p侧间隙层316)
接着，将温度提高至1050℃，使用TMG、TMA、氨、Cp2Mg(环戊二烯合镁)，使带隙能量较p侧光导层317大的掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.3Ga0.7N组成的p侧间隙层316生长0.1μm膜厚。
(p侧光导层317)
接着，停止Cp2Mg、TMA，在1050℃下，生长带隙能量较p侧间隙层316小的、0.1μm膜厚的非掺杂的GaN组成的p侧光导层317。
(p侧涂敷层318)
接着，在1050℃下，使掺杂1×1020/cm3的Mg的p型Al0.16Ga0.84N组成的第三层生长膜厚，接着仅停止TMA，使非掺杂的GaN组成的第四层生长
Figure G200610163959201D00697
膜厚，以生长总膜厚0.6μm的超晶格层所组成的p侧涂敷层318。由于此p侧涂敷层的Al平均组成也为8％，故与膜厚的乘积为4.8。
(p侧接触层319)
最后，在1050℃下，在p侧涂敷层318上生长
Figure G200610163959201D00701
膜厚的掺杂2×1020/cm3的Mg的p型GaN组成的p侧接触层318。
如上所述，在反应容器内，在氮气氛中，对生长氮化物半导体的晶片进行700℃的退火，使掺杂p型杂质的层进一步实现低电阻化。
退火后，从反应容器取出晶片，利用RIE装置蚀刻最上层的p侧接触层318与p侧涂敷层317，如图9所示，形成具有4μm带宽的脊状。在形成带脊的情形下，此带脊形成在氮化物半导体基板表面上无结晶缺陷的位置。
接着，在脊部表面上形成光掩膜，利用RIE进行蚀刻，使n侧缓冲层311的表面露出。
接着，在p侧接触层319的脊部最表面上形成带状的Ni与Au组成的p电极320，另一方面，则在先前露出的n侧缓冲层311的表面上，成带状形成Ti与Al组成的n电极322后，如图9所示，在p电极320与n电极322间露出的氮化物半导体层的表面上形成SiO2组成的绝缘膜323，通过此绝缘膜323形成与p电极320电连接的P焊盘电极321。
如上所述，将形成了n电极和p电极的晶片的蓝宝石基板研磨成70μm后，沿垂直于带状电极的方向，从基板侧劈开成棒状，沿劈开面制作谐振器。在谐振器表面上形成SiO2与TiO2组成的介质多层膜，最后则沿平行于p电极的方向将棒切断，制成激光元器件。
将此激光元器件设置在散热片上，将各个电极进行丝焊，在室温下尝试进行激光振荡，显示出在室温下进行连续振荡，单激光的FFP是单一的，其形状也得到较好的椭圆形。至于激光元器件的特性，与我们在Jpn.J.Appl.Phys.Vol.36(1997)所发表的比较，阈值降低10％以上，寿命提高50％以上。
(实施例42)
在实施例41中，在n侧涂敷层313生长时，使
Figure G200610163959201D00702
的掺杂Si的n型Al0.2Ga0.8N、与的非掺杂的GaN积层，生长总膜厚1.0μm的超晶格组成的n侧涂敷层313，其他则相同，以制作激光元器件。且由于n侧涂敷层的Al平均组成为10.0％，所以与其膜厚的乘积为10.0。此激光元器件具有几乎与实施例41相同的特性。
(实施例43)
在实施例41中，在n侧涂敷层313生长时，使
Figure G200610163959201D00711
的掺杂Si的n型Al0.2Ga0.8N、与
Figure G200610163959201D00712
的非掺杂的GaN积层，生长总膜厚0.7μm的超晶格组成的n侧涂敷层313，其他则相同，以制作激光元器件。由于n侧涂敷层的Al平均组成为1.0％，所以与其膜厚的乘积为7.0。此激光元器件也具有几乎与实施例41相同的特性。
(实施例44)
在实施例41中，在n侧涂敷层313生长时，使的掺杂Si的n型Al0.12Ga0.88N、与的非掺杂的GaN积层，生长总膜厚0.8μm的超晶格组成的n侧涂敷层313，其他则相同，以制作激光元器件。由于n侧涂敷层的Al平均组成为6.0％，所以与其膜厚的乘积为4.8。此激光元器件与Jpn.J.Appl.Phys.Vol.36(1997)所发表的比较，阈值降低5％以上，寿命提高20％以上。
(实施例45)
在实施例41中，在n侧涂敷层313生长时，使的掺杂Si的n型Al0.07Ga0.93N、与
Figure G200610163959201D00716
的非掺杂GaN积层，而生长成1.4μm的总膜厚，其他则相同，以制作激光元器件。由于n侧涂敷层的Al平均组成为3.5％，所以与其膜厚的乘积为4.9，此激光元器件具有几乎与实施例44相同的特性。
工业上的实用性
如以上所说明那样，本发明的氮化物半导体元器件，由于在活性层以外的p型氮化物半导体区域或n型氮化物半导体区域用超晶格层来构成，所以可显著提高电效率。
也就是说，在以往的氮化物半导体元器件中，虽然建议将活性层作成多量子阱结构，但通常是夹住活性层的、例如涂敷层等用单一氮化物半导体层来构成。至于本发明的氮化物半导体元器件，由于是设置具有出现量子效应的层的超晶格层来作为涂敷层、或注入电流的接触层，所以可降低涂敷层侧的电阻率。由此可降低例如LD元器件的阈值电流、阈值电压，并延长此元器件的寿命。并且，以往的LED的抗静电能力弱，而本发明能够实现静电耐压强的元器件。这样，由于能降低Vf、和阈值电压，所以也可减少发热量，提高元器件的可靠性。根据本发明的氮化物半导体元器件，对于LED、LD等发光元器件当然不用说，若用于使用氮化物半导体的太阳能电池、光传感器、晶体管等，都可实现效率相当高的元器件，其工业上的利用价值极大。
如实施形态4及实施例41至45所示，根据本发明的另一氮化物半导体发光元器件，可使发光封闭于核心部以获得单模激光。并且，激光的光点形状也成单一椭圆形，所以可获得一定的远视野模式。以往，氮化物半导体由于使用所谓蓝宝石的折射率较氮化物半导体小的材料，所以无法避免以往的问题，但本发明并不限于蓝宝石，即使在折射率较氮化物半导体小的任何基板上制成激光元器件，由于可获得单模、而又清晰形状的激光，所以作为写入、读取光源，其利用价值极大。本实施形态4虽然就激光元器件来说明，但本发明不限于激光元器件，也可适用于LED元器件、超发光二极管等其他发光元器件。

Claims (26)

1.一种氮化物半导体发光元器件，在具有氮化物半导体层的n导电侧的半导体区域与具有氮化物半导体层的p导电侧的半导体区域之间，具有氮化物半导体的活性层，其特征在于，
所述活性层包含InGaN层，
具有与所述活性层相接的超晶格层，该超晶格层由氮化物半导体的第一层和组成不同于第一层的第二层在所述n导电侧交替积层而成，上述第一层和第二层的至少一个层具有10nm以下的膜厚，
该超晶格层的第一层和第二层是InXGa1-XN和GaN的组合，其中，0＜X＜1。
2.如权利要求1所述的氮化物半导体发光元器件，其特征在于，所述活性层的InGaN层是量子阱层。
3.如权利要求2所述的氮化物半导体发光元器件，其特征在于，所述活性层是多重量子阱构造。
4.如权利要求3所述的氮化物半导体发光元器件，其特征在于，构成所述超晶格层的氮化物半导体的平均带隙能量比活性层大。
5.如权利要求1-4中任一项所述的半导体发光元器件，其特征在于，在所述n导电侧的半导体区域内具有设置了负电极的n侧接触层，所述超晶格层被设置在所述n侧接触层和所述活性层之间。
6.如权利要求5所述的半导体发光元器件，其特征在于，所述超晶格层是封闭载流子的涂敷层。
7.一种半导体发光元器件，其特征在于，
依次具有：具有一个或两个以上的氮化物半导体层的n导电侧的半导体区域、具有氮化物半导体的活性层、以及具有一个或两个以上氮化物半导体层的p导电侧的半导体区域，
在所述n导电侧的半导体区域具有
由氮化物半导体组成的第一层和由组成上不同于第一层的氮化物半导体所组成的第二层交替积层而成的第一超晶格多层膜的缓冲层或n侧接触层，以及
由氮化物半导体所组成的第三层和由组成上不同于第三层的氮化物半导体组成的第四层交替积层而成的第二超晶格多层膜的n侧涂敷层。
8.如权利要求7所述的半导体发光元器件，其特征在于，在上述n导电侧的半导体区域内具有第一超晶格多层膜的缓冲层，以及在该缓冲层上设置了负电极的n侧接触层。
9.如权利要求8所述的半导体发光元器件，其特征在于，所述缓冲层的n型杂质浓度比所述n侧接触层小。
10.如权利要求7所述的半导体发光元器件，其特征在于，所述缓冲层是第一超晶格多层膜，所述第一层是含有Al的氮化物半导体。
11.如权利要求10所述的半导体发光元器件，其特征在于，所述第一层是AlXGa1-XN，其中0＜X＜1。
12.如权利要求8至11中任一项所述的半导体发光元器件，其特征在于，所述缓冲层的第一层和第二层的膜厚在10nm以下。
13.如权利要求7所述的半导体发光元器件，其特征在于，所述n侧涂敷层的第三层和第四层中至少一方的膜厚在100埃以下。
14.如权利要求13所述的半导体发光元器件，其特征在于，所述第三层和第四层的组成分别是InXGa1-XN和AlYGa1-YN，其中，0≤X≤1，0≤Y≤1。
15.一种氮化物半导体发光元器件，在具有氮化物半导体层的n导电侧的半导体区域与具有氮化物半导体层的p导电侧的半导体区域之间具有氮化物半导体活性层，其特征在于，
在所述p导电侧的半导体区域的表面具有膜厚50nm以下的p侧接触层，
在所述p侧接触层和活性层之间具有p侧超晶格多层膜，该p侧超晶格多层膜由氮化物半导体的第三层和组成上不同于第三层的氮化物半导体的第四层积层而成，该第三层和第四层的至少一方的层具有10nm以下的膜厚。
16.如权利要求15所述的氮化物半导体发光元器件，其特征在于，所述p侧接触层与p侧超晶格多层膜相接。
17.如权利要求16所述的氮化物半导体发光元器件，其特征在于，所述超晶格多层膜是p侧涂敷层。
18.一种氮化物半导体发光元器件，在具有氮化物半导体层的n导电侧的半导体区域与具有氮化物半导体层的p导电侧的半导体区域之间具有氮化物半导体的活性层，其特征在于，
在所述p导电侧的半导体区域的表面具有超晶格多层膜的p侧接触层，该超晶格多层膜的p侧接触层由氮化物半导体的第一层和组成上不同于第一层的氮化物半导体的第二层积层而成，该第一层和第二层的至少一方的层具有10nm以下的膜厚。
19.如权利要求18所述的氮化物半导体发光元器件，其特征在于，所述p侧接触层被设置在p侧涂敷层上，是带隙能量比p侧涂敷层小的氮化物半导体。
20.如权利要求19所述的氮化物半导体发光元器件，其特征在于，所述p侧接触层是GaN或者InxGa1-xN，其中0＜X≤1。
21.如权利要求15至18中任一项所述的氮化物半导体发光元器件，其特征在于，所述p侧接触层的膜厚在20nm以下。
22.如权利要求21所述的氮化物半导体发光元器件，其特征在于，在所述p侧接触层上设置有透光性的电极。
23.如权利要求15至18中任一项所述的氮化物半导体发光元器件，其特征在于，所述超晶格多层膜的两种层的p型杂质浓度相互不同。
24.如权利要求15至18中任一项所述的氮化物半导体发光元器件，其特征在于，所述超晶格多层膜的两种层，是3元混晶与3元混晶的组合，或者3元混晶与2元混晶的组合。
25.如权利要求24所述的氮化物半导体发光元器件，其特征在于，所述超晶格多层膜的两种层，是InXGa1-XN和AlYGa1-YN的组合，其中，0≤X≤1，0≤Y≤1，或者AlXGa1-XN和AlYGa1-YN的组合，其中，0≤X≤1，0＜Y＜1，X＞Y。
26.如权利要求25所述的氮化物半导体发光元器件，其特征在于，所述超晶格多层膜的两种层是InGaN/GaN的多层膜。
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