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WO2024111583A1 - 垂直共振器型発光素子及びその製造方法 - Google Patents

垂直共振器型発光素子及びその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2024111583A1
WO2024111583A1 PCT/JP2023/041821 JP2023041821W WO2024111583A1 WO 2024111583 A1 WO2024111583 A1 WO 2024111583A1 JP 2023041821 W JP2023041821 W JP 2023041821W WO 2024111583 A1 WO2024111583 A1 WO 2024111583A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
region
layer
concentration
type
type algan
Prior art date
Application number
PCT/JP2023/041821
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
有三 津田
大 倉本
Original Assignee
スタンレー電気株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by スタンレー電気株式会社 filed Critical スタンレー電気株式会社
Publication of WO2024111583A1 publication Critical patent/WO2024111583A1/ja

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Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01S—DEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00—Semiconductor lasers
    • H01S5/10—Construction or shape of the optical resonator, e.g. extended or external cavity, coupled cavities, bent-guide, varying width, thickness or composition of the active region
    • H01S5/18—Surface-emitting [SE] lasers, e.g. having both horizontal and vertical cavities
    • H01S5/183—Surface-emitting [SE] lasers, e.g. having both horizontal and vertical cavities having only vertical cavities, e.g. vertical cavity surface-emitting lasers [VCSEL]
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01S—DEVICES USING THE PROCESS OF LIGHT AMPLIFICATION BY STIMULATED EMISSION OF RADIATION [LASER] TO AMPLIFY OR GENERATE LIGHT; DEVICES USING STIMULATED EMISSION OF ELECTROMAGNETIC RADIATION IN WAVE RANGES OTHER THAN OPTICAL
    • H01S5/00—Semiconductor lasers
    • H01S5/30—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region
    • H01S5/34—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers
    • H01S5/343—Structure or shape of the active region; Materials used for the active region comprising quantum well or superlattice structures, e.g. single quantum well [SQW] lasers, multiple quantum well [MQW] lasers or graded index separate confinement heterostructure [GRINSCH] lasers in AIIIBV compounds, e.g. AlGaAs-laser, InP-based laser

Definitions

  • the present invention relates to a vertical cavity light emitting device using a semiconductor multilayer film reflector, in particular a vertical cavity semiconductor light emitting device such as a vertical cavity surface emitting laser (VCSEL).
  • VCSEL vertical cavity surface emitting laser
  • the present invention also relates to a method for manufacturing the vertical cavity light emitting device.
  • DBRs distributed Bragg reflectors
  • Patent Document 1 discloses a vertical cavity light emitting device that is made of a GaN-based semiconductor and has an AlGaN layer as an electron blocking layer between an active layer and a mesa-shaped structure of a p-type semiconductor. Patent Document 1 also discloses increasing the Al composition of the electron blocking layer to increase the band gap energy.
  • the p-type dopant concentration in the p-type AlGaN layer serving as the electron blocking layer increases the hole carrier concentration and the carrier injection efficiency.
  • the p-type dopant concentration is made too high, there are problems in that the p-type dopant diffuses into the active layer, and defects caused by a high p-type dopant concentration spread to the active layer, which can reduce the device life.
  • the present invention has been made in consideration of the above points, and aims to provide a vertical cavity light emitting device with a long life and high efficiency, capable of suppressing a decrease in the device's life while ensuring high carrier injection efficiency, and a method for manufacturing the same.
  • a vertical cavity light emitting device includes a substrate, a first multilayer reflector which is a semiconductor multilayer film formed by repeatedly stacking two semiconductor layers having different refractive indices on the substrate in an alternating manner a plurality of times, an n-type nitride semiconductor layer formed on the first multilayer reflector and made of a nitride semiconductor containing an n-type dopant, an active layer formed on the n-type nitride semiconductor layer, a p-type AlGaN layer formed on the active layer and containing Mg as a p-type dopant and having a configuration in which three or more AlGaN layers having different Al compositions are stacked, a p-type nitride semiconductor layer formed on the p-type AlGaN layer and made of a nitride semiconductor containing a p-type dopant, and a second multilayer reflector formed on the p-type nitride semiconductor layer and provided at a position facing
  • the magnitude relationship between the respective regions of the Al composition shown by the Al composition curve is the first region ⁇ the third region ⁇ the second region, and the Mg concentration shown by the Mg concentration curve is 1.2 ⁇ 10 throughout the entire thickness of the p-type AlGaN layer.
  • the Mg concentration is less than 19 atoms/ cm3 , the Mg concentration is the smallest in the first region among the first to third regions, a fourth region is a region from a maximum peak position of the Mg concentration in the second region to a maximum peak position of the Mg concentration in the third region, and in the fourth region, the Mg concentration is 3 ⁇ 1018 atoms/ cm3 or more, and a difference between the maximum and minimum values of the Mg concentration in the fourth region is 1.5 ⁇ 1018 atoms/cm3 or less .
  • a vertical cavity light emitting device includes a substrate, a first multilayer reflector which is a semiconductor multilayer film formed on the substrate by alternately stacking two semiconductor layers having different refractive indices a plurality of times, an n-type nitride semiconductor layer formed on the first multilayer reflector and made of a nitride semiconductor containing an n-type dopant, an active layer formed on the n-type nitride semiconductor layer, a p-type AlGaN layer formed on the active layer and containing Mg as a p-type dopant and having a configuration in which three or more AlGaN layers having different Al compositions are stacked, a p-type nitride semiconductor layer formed on the p-type AlGaN layer and made of a nitride semiconductor containing a p-type dopant, and a second multilayer reflector formed on the p-type nitride semiconductor layer and provided at a position facing the first multilayer
  • the Mg concentration is less than 19 atoms/ cm3 , the Mg concentration is the smallest in the first region among the first to third regions, and a fourth region is a region from a peak position where the concentration is maximum among the peak positions of the Mg concentration in the second region to a peak position where the concentration is maximum among the peak positions of the Mg concentration in the third region, and in the fourth region, the Mg concentration is 3 ⁇ 1018 atoms/cm3 or more and less than 8 ⁇ 1018 atoms/ cm3 .
  • the method for manufacturing a vertical cavity light emitting device includes the steps of forming a first multilayer reflector by alternately growing two semiconductor layers having different refractive indices on a substrate by metal organic chemical vapor deposition (MOCVD), an n-type nitride semiconductor layer growth step of growing an n-type nitride semiconductor layer on the first multilayer reflector while supplying a material gas of an n-type dopant, a step of forming an active layer on the n-type nitride semiconductor layer, a p-type AlGaN layer growth step of growing a p-type AlGaN layer, which is an AlGaN layer having p-type conductivity, on the active layer while supplying a material gas of Mg as a p-type dopant, a p-type nitride semiconductor layer growth step of growing a p-type nitride semiconductor layer on the p-type AlGaN layer, and a step of forming a first multilayer
  • the method includes a first growth step in which a first p-type AlGaN layer is grown by supplying a gas at a predetermined supply rate, supplying an Al material gas at a first supply rate, and supplying the Mg material gas at a second supply rate; a maintenance step in which, after the first growth step, the supply rates of the nitrogen source gas, the Ga material gas, and the Al material gas in the first growth step are maintained while maintaining the supply rate of the Mg material gas at the second supply rate for a first growth time; and a Mg low supply step in which the supply rate of the Mg material gas is changed to a third supply rate lower than the second supply rate and maintained for a second growth time.
  • the method includes a second growth step in which a second p-type AlGaN layer is grown by the above-mentioned low Mg supply step; and a third growth step in which, after the second growth step, the Al material gas is supplied at a fourth supply rate lower than the first supply rate, and the Mg material gas is supplied at a fifth supply rate lower than the second supply rate, while growing a third p-type AlGaN layer.
  • FIG. 1 is a perspective view showing a configuration of a surface emitting laser according to an embodiment
  • FIG. 2 is a top view showing a configuration of a surface emitting laser according to an embodiment
  • 1 is a cross-sectional view showing a configuration of a surface-emitting laser according to an embodiment.
  • FIG. 11 is a diagram showing the results of SIMS analysis of a p-type AlGaN layer of the surface emitting laser according to the example.
  • 1 is a flowchart showing an outline of a manufacturing process for a surface emitting laser according to an embodiment.
  • 3A to 3C are diagrams illustrating a growth sequence of a p-type AlGaN layer of a surface-emitting laser according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 13 is a diagram showing the results of SIMS analysis of the p-type AlGaN layer of the surface-emitting laser of Comparative Example 1.
  • FIG. 13 is a diagram showing the results of SIMS analysis of the p-type AlGaN layer of the surface-emitting laser of Comparative Example 2.
  • FIG. 13 is a diagram showing the results of SIMS analysis of the p-type AlGaN layer of the surface-emitting laser of Comparative Example 2.
  • VCSEL Vertical Cavity Surface Emitting Laser
  • the surface emitting laser 10 of the embodiment is composed of nitride-based semiconductor layers.
  • FIG. 1 is a perspective view showing an outline of the configuration of the surface-emitting laser 10.
  • the substrate 11 is a substrate for growing the nitride semiconductor layer that constitutes the surface-emitting laser 10.
  • the substrate 11 has, for example, a rectangular top surface shape.
  • the substrate 11 is a GaN substrate.
  • the top surface of the substrate 11, i.e., the surface on which the nitride semiconductor layer is grown, is preferably a C-plane or a plane off-axis within 1° from the C-plane.
  • a sapphire substrate, an AlN substrate, or other substrates can be used as the substrate 11.
  • the underlayer 13 is formed on the substrate 11.
  • the underlayer 13 is an undoped GaN layer.
  • the underlayer 13 functions as a buffer layer to improve the crystallinity of the nitride semiconductor layer grown on the underlayer 13.
  • the first multilayer reflector 15 is formed on the underlayer 13.
  • the first multilayer reflector 15 is a semiconductor multilayer reflector in which a low refractive index semiconductor film having an AlInN composition and a high refractive index semiconductor film having a GaN composition and a higher refractive index than the low refractive index semiconductor film are alternately stacked.
  • the first multilayer reflector 15 is a distributed Bragg reflector (DBR) made of a nitride semiconductor material. In other words, the first multilayer reflector 15 is a nitride semiconductor multilayer reflector.
  • DBR distributed Bragg reflector
  • the n-type semiconductor layer 17 is an n-type GaN layer formed on the first multilayer reflector 15.
  • the n-type semiconductor layer 17 is doped with Si as an n-type impurity.
  • the n-type semiconductor layer 17 has a prismatic lower portion 17A and a cylindrical upper portion 17B disposed on the lower portion 17A.
  • the n-type semiconductor layer 17 has a cylindrical upper portion 17B protruding from the upper surface of the prismatic lower portion 17A.
  • the n-type semiconductor layer 17 has a mesa-shaped structure including the upper portion 17B.
  • the n-type semiconductor layer 17 has an exposed portion 17E where the upper surface of the lower portion 17A is partially exposed.
  • the active layer 19 is formed on the upper portion 17B of the n-type semiconductor layer 17.
  • the active layer 19 is a light-emitting structure layer made up of multiple semiconductor layers forming, for example, a multi-quantum well (MQW) structure.
  • the active layer 19 is a layer having a quantum well structure including a well layer having an InGaN composition and a barrier layer having a GaN composition.
  • the intermediate layer 21 is an undoped GaN layer formed on the active layer 19.
  • the intermediate layer 21 functions as a buffer layer that increases the distance between the active layer 19 and the p-type semiconductor layer 23 formed on the intermediate layer 21 to prevent impurities from diffusing from the p-type semiconductor layer 23 formed on the intermediate layer 21 to the active layer 19.
  • the p-type semiconductor layer 23 is formed on the intermediate layer 21 as described above, and is a layer including multiple semiconductor layers doped with p-type impurities.
  • the p-type semiconductor layer 23 is doped with Mg as the p-type impurity.
  • the n-electrode 25 is a metal electrode provided on the exposed portion 17E of the n-type semiconductor layer 17.
  • the n-electrode 25 is electrically connected to the n-type semiconductor layer 17.
  • the n-electrode 25 is formed in a ring shape so as to surround the upper portion 17B of the n-type semiconductor layer 17.
  • the shape of the n-electrode 25 is not limited to this, and it may be, for example, an electrode layer formed in a layer shape over the entire surface of the exposed portion 17E.
  • the insulating layer 27 is an insulator formed on the p-type semiconductor layer 23 or a layer made of a material having a lower conductivity than the p-type semiconductor layer 23.
  • the insulating layer 27 is made of a substance having a lower refractive index than the material constituting the p-type semiconductor layer 23, such as SiO2 .
  • the insulating layer 27 is formed in a ring shape on the p-type semiconductor layer 23, and has an opening (not shown) in the center that exposes the p-type semiconductor layer 23.
  • the translucent electrode 29 is formed on the insulating layer 27.
  • the translucent electrode 29 is also formed on the p-type semiconductor layer 23 through an opening in the insulating layer 27, and is electrically connected to the p-type semiconductor layer 23.
  • the translucent electrode 29 is formed of a metal oxide, such as ITO or IZO, that is translucent to the light emitted from the active layer 19.
  • the second multilayer film reflector 31 is a dielectric multilayer film provided on the transparent electrode 29 above the opening of the insulating layer 27.
  • the second multilayer film reflector 31 is a dielectric multilayer film mirror formed by alternately stacking two types of dielectric films having different refractive indices, such as niobium oxide (Nb 2 O 5 ) and silicon oxide (SiO 2 ).
  • the p-electrode 33 is a metal electrode provided on the transparent electrode 29.
  • the p-electrode 33 is electrically connected to the transparent electrode 29.
  • the p-electrode 33 is formed in a ring shape so as to surround the second multilayer film reflector 31.
  • FIG. 2 is a top view of the surface-emitting laser 10.
  • the surface-emitting laser 10 is formed on a substrate 11 having a rectangular top surface shape, and has an n-type semiconductor layer 17 having a mesa-shaped structure.
  • a ring-shaped n-electrode 25 is formed on the exposed portion 17E that is exposed from the mesa-shaped portion of the n-type semiconductor layer 17 so as to surround the mesa-shaped portion.
  • the surface-emitting laser 10 has an active layer 19 having a circular upper surface shape, an intermediate layer 21, a p-type semiconductor layer 23, and an annular insulating layer 27 (not shown in FIG. 2), which are formed in this order on the upper portion 17B, which is a mesa-shaped portion of the n-type semiconductor layer 17.
  • the insulating layer 27 has an opening OP.
  • the transparent electrode 29 is formed on the insulating layer 27 so as to cover the opening OP of the insulating layer 27.
  • a second multilayer film reflector 31 is provided on the transparent electrode 29 in an area including the center CA of the transparent electrode 29.
  • the second multilayer reflector 31 is formed so as to cover the opening OP when viewed from above.
  • the second multilayer reflector 31 may be formed so as to overlap the opening OP when viewed from above.
  • a ring-shaped p-electrode 33 is provided on the outer periphery of the translucent electrode 29.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view of the surface-emitting laser 10 taken along line 3-3 in FIG. 2.
  • the p-type semiconductor layer 23 is composed of multiple semiconductor layers containing p-type impurities. The structure of the p-type semiconductor layer 23 and the layers above it will be described below with reference to FIG. 3.
  • the p-type AlGaN layer 35 is formed on the intermediate layer 21 and is a p-type AlGaN layer doped with Mg as a p-type impurity.
  • the p-type AlGaN layer 35 functions as an electron blocking layer.
  • the p-type nitride semiconductor layer 37 is formed on the p-type AlGaN layer 35 and is a nitride semiconductor layer doped with p-type impurities.
  • the p-type nitride semiconductor layer 37 is, for example, a GaN layer doped with Mg as a p-type impurity.
  • a double heterostructure is formed by the p-type nitride semiconductor layer 37, the n-type semiconductor layer 17, and the active layer 19.
  • the threshold current density which is the current per unit area required for laser oscillation, low.
  • the threshold current density increases and the efficiency of current utilization decreases.
  • the element deteriorates due to the effects of heat emitted by carriers that do not contribute to light emission, and the element life is reduced.
  • the p-type AlGaN layer 35 provided between the p-type nitride semiconductor layer 37 and the active layer 19 has a higher band gap energy than the p-type nitride semiconductor layer 37 made of GaN because it contains Al in its composition, and therefore functions as an electron blocking layer that suppresses the overflow of electron carriers.
  • the hole carrier concentration in the p-type AlGaN layer 35 increases and the Fermi level decreases. This makes it possible to suppress carrier overflow and increase the carrier injection efficiency, and to suppress an increase in the threshold current density of the surface-emitting laser 10.
  • Mg concentration in the p-type AlGaN layer 35 is too high, Mg may diffuse into the active layer, or defects caused by Mg may extend into the active layer, resulting in a reduced element life.
  • the inventors of the present application have discovered that in order to increase the carrier injection efficiency while suppressing the decrease in device life caused by Mg in the p-type AlGaN layer 35 as described above, it is important to precisely control the Mg concentration distribution in the layer thickness direction in the p-type AlGaN layer 35 together with the Al composition.
  • the p-type AlGaN layer 35 is composed of three p-type AlGaN layers with different Mg concentration distributions and Al composition distributions.
  • the three layers constituting the p-type AlGaN layer 35 are shown as a first p-type AlGaN layer 39, a second p-type AlGaN layer 41, and a third p-type AlGaN layer 43.
  • the Mg concentration is controlled so as not to become too high.
  • the Mg concentration and Al composition are controlled so as to obtain an Mg concentration and Mg concentration distribution suitable for increasing the carrier injection efficiency.
  • the intermediate layer 21 is provided between the active layer 19 and the p-type semiconductor layer 23.
  • the intermediate layer 21 increases the distance between the p-type semiconductor layer 23 and the active layer 19, and has the function of suppressing the diffusion of p-type impurities into the active layer 19 and the influence of defects caused by the p-type impurities.
  • the intermediate layer 21 is formed with a layer thickness of 30 to 145 nm.
  • the surface-emitting laser 10 may be configured without providing the intermediate layer 21.
  • the p-type contact layer 45 is a nitride semiconductor layer formed on the p-type nitride semiconductor layer 37 and doped with a p-type impurity at a higher concentration than the p-type nitride semiconductor layer 37.
  • the p-type contact layer 45 is, for example, a GaN layer doped with Mg as a p-type impurity at a higher concentration than the p-type nitride semiconductor layer 37.
  • the p-type semiconductor layer 23 is constructed by stacking the p-type AlGaN layer 35, the p-type nitride semiconductor layer 37, and the p-type contact layer 45 in this order.
  • the insulating layer 27 is formed on the p-type contact layer 45.
  • the transparent electrode 29 is formed on the insulating layer 27 so as to cover the opening OP of the insulating layer 27, and the transparent electrode 29 is in contact with the p-type contact layer 45 through the opening OP.
  • the p-electrode 33 is in electrical contact with the transparent electrode 29. Therefore, the p-electrode 33 is electrically connected to the p-type semiconductor layer 23 via the transparent electrode 29.
  • the opening OP has a current confinement structure that limits the range of current supply to the active layer 19.
  • the first multilayer reflector 15 and the second multilayer reflector 31 are arranged opposite each other.
  • the first multilayer reflector 15 has a reflectance slightly lower than that of the second multilayer reflector 31. Therefore, part of the light emitted from the active layer 19 and resonated between the first multilayer reflector 15 and the second multilayer reflector 31 is transmitted through the first multilayer reflector 15 and the substrate 11 and extracted to the outside.
  • the Al composition and Mg concentration in the p-type AlGaN layer 35 will be described with reference to Figure 4. As described above, in order to improve the function of the p-type AlGaN layer 35 as an electron blocking layer, it is important to precisely control the Mg concentration distribution in the layer thickness direction in the p-type AlGaN layer 35 along with the Al composition, but the distribution of the Al composition and Mg concentration in the layer thickness direction can only be evaluated by secondary ion mass spectrometry (SIMS) analysis.
  • SIMS secondary ion mass spectrometry
  • the results of SIMS analysis of the Al composition and Mg concentration in the layer thickness direction do not match the design values. This is because, in addition to the nature of SIMS analysis, the p-type AlGaN layer 35 of the present invention is very thin, with a layer thickness of approximately 7 to 15 nm, and the three layers that make up the p-type AlGaN layer 35 cannot be clearly distinguished from each other in terms of design.
  • SIMS analysis primary ions are bombarded against the surface of a sample, and secondary ions released by sputtering are detected to obtain the concentration distribution of elements in the sample along its depth direction.
  • the primary ions irradiated to the sample surface mix the atoms that make up the sample, disrupting their original distribution, resulting in ion beam mixing.
  • the detected concentration of the element in the sample becomes average information up to the mixed depth.
  • the unevenness that the sample originally has such as on the sample surface and at the interface with the underlying layer, and the unevenness caused by sputtering during SIMS analysis, cause fluctuations in the concentration distribution along the depth of the sample (the effect of roughness).
  • SIMS profile suitable for controlling the changes in Al composition and Mg concentration in the thickness direction of the p-type AlGaN layer 35 was discovered in order to obtain a highly efficient and long-life surface-emitting laser 10.
  • Figure 4 shows the results of SIMS analysis of the p-type AlGaN layer 35 of the surface-emitting laser 10 according to the embodiment.
  • Figure 4 shows the profile of the Al composition and Mg concentration in the depth direction, i.e., in the layer thickness direction, from the p-type nitride semiconductor layer 37, which is the upper layer of the p-type AlGaN layer 35, toward the intermediate layer 21, which is the lower layer of the p-type AlGaN layer 35 (i.e., from the surface side toward the active layer side (substrate 11 side)).
  • the horizontal axis indicates the layer thickness, or depth (nm), from the surface side toward the active layer side, the main axis indicates the Mg concentration, and the secondary axis indicates the Al composition.
  • the Al composition curve showing the change in the Al composition along the depth direction is shown by a dashed line.
  • the Mg concentration curve showing the change in the Mg concentration along the depth direction is shown by a solid line.
  • the peak value of the Al composition i.e., the half-width range, which is the width at 50% of the maximum value
  • the p-type AlGaN layer defined on the Al composition curve is divided into three regions in the layer thickness direction. Specifically, the p-type AlGaN layer 35 is divided in the layer thickness direction from the active layer side to the surface side into a first region AR1 having a layer thickness of one-tenth (10%), a second region AR2 having a layer thickness of two-fifths (40%), and a third region AR3 having a layer thickness of one-half (50%), and the Al composition and Mg concentration will be described.
  • the half-width described above corresponds to the total layer thickness of the p-type AlGaN layer 35, and on the horizontal axis, the first region AR1 corresponds to one-tenth of the layer thickness of the p-type AlGaN layer 35, the second region AR2 corresponds to two-fifths of the layer thickness, and the third region AR3 corresponds to one-half of the layer thickness.
  • Mg concentration curve The Mg concentration shown by the Mg concentration curve and the profile control of the Mg concentration in the layer thickness direction will be described.
  • Mg concentration throughout the p-type AlGaN layer [Mg concentration throughout the p-type AlGaN layer] First, the control of the Mg concentration in the entire p-type AlGaN layer will be described. When the peak Mg concentration in the p-type AlGaN layer 35 becomes high, the carrier injection efficiency improves due to the large amount of Mg present, but Mg is more likely to diffuse into the active layer, and defects caused by Mg are more likely to extend to the active layer, which reduces the element life.
  • the inventors have found that by setting the peak concentration of Mg in the p-type AlGaN layer 35 to less than 1.2 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 , more preferably less than 1 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 , it is possible to suppress the above-mentioned decrease in element life caused by the diffusion of high concentration Mg or the spread of defects caused by Mg into the active layer, and to significantly improve the life of the surface-emitting laser 10 compared to the conventional case.
  • the peak concentration of Mg in the p-type AlGaN layer 35 to less than 1 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 , it is possible to significantly suppress the decrease in element life caused by the spread of defects caused by doping with high concentration Mg into the active layer.
  • the maximum value of the Mg concentration indicated by the Mg concentration curve is approximately 6.9 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 , and is controlled to be less than 1 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 throughout the entire thickness of the p-type AlGaN layer 35.
  • the first region AR1 closest to the active layer 19 has the lowest Mg concentration.
  • the Mg concentration of the first region is less than 2 ⁇ 10 18 atoms/cm 3.
  • the first region AR1 when comparing the average value of the Mg concentration in each region shown by the Mg concentration curve, the first region AR1 has the smallest value. In this way, by making the Mg concentration in the first region AR1, which is closest to the active layer 19, the diffusion of Mg into the active layer and the spread of defects caused by Mg into the active layer are prevented, and a decrease in element life caused by a high concentration of Mg is prevented.
  • the carrier overflow suppression effect can be sufficiently obtained while suppressing the Mg concentration, thereby reducing the threshold current density and improving the element lifespan.
  • the appropriate Mg concentration in the flat region is a concentration that suppresses a decrease in element life caused by Mg.
  • the Mg concentration in the flat region is less than 1.2 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 , more preferably less than 1 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 , and even more preferably less than 8 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 .
  • the appropriate Mg concentration in the flat region is a concentration at which the carrier overflow suppression effect is sufficiently obtained.
  • the Mg concentration in the flat region is preferably 3 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 or more.
  • the Mg concentration indicated by the Mg concentration curve is preferably 3 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 or more and less than 1.2 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 , and more preferably less than 1.0 ⁇ 10 19 atoms/cm 3. Furthermore, in the flat region, the Mg concentration is preferably 3 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 or more and less than 8 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 .
  • the Mg concentration in the flat region is preferably as high as possible within the range of 3 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 or more and less than 8 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 .
  • the region from the second region to the third region in which the Mg concentration is appropriate and has a flat profile can be, for example, the Mg concentration curve having a region from the second region to the third region in which the Mg concentration is equal to or greater than 3 ⁇ 1018 atoms/cm3 and less than 8 ⁇ 1018 atoms/ cm3 .
  • a region in which the Mg concentration is appropriate and has a flat profile from the second region to the third region can be defined as a fourth region AR4, which is the region from the peak position in the second region where the concentration is maximum (P1 in the figure) to the peak position in the third region where the concentration is maximum (P2 in the figure), and the peak position in the fourth region AR4 where the Mg concentration is minimum is designated as B1 in the figure, and the Mg concentration in the fourth region AR4 is 3 x 10 atoms/ cm3 or more and the difference between the maximum and minimum values of the Mg concentration in the fourth region AR4 is 1.5 x 10 atoms/ cm3 or less.
  • the peak position here refers to the portion where the Mg concentration has a maximum or minimum value, and the Mg concentration curve can have multiple peak positions.
  • Peak P1 is the peak in the second region that has the maximum value closest to the boundary between the second and third regions
  • P2 is the peak in the third region that has the maximum value closest to the boundary between the second and third regions
  • Peak B1 is the peak where the Mg concentration has the minimum value in the fourth region and is also the smallest in the fourth region.
  • P1 does not have to be the peak in the second region that is closest to the boundary between the second region and the third region
  • P2 does not have to be the peak in the third region that is closest to the boundary between the second region and the third region.
  • Other peaks may be used to define the fourth region.
  • the peak positions of the peaks in the second region and the third region that have the maximum Mg concentration may be P1 and P2.
  • the minimum value of the Mg concentration in the fourth region is the value of peak B1, i.e., the minimum value, but the minimum value of the Mg concentration in the fourth region may not be the minimum value.
  • the difference from the maximum value may be determined using the minimum value of the Mg concentration in the fourth region AR4, regardless of whether it is the minimum value or not.
  • the region with a flat profile from the second region to the third region can be, for example, the region from halfway through the second region to the third region from the active layer side, in other words, the region from a position equivalent to about 3 nm to a position equivalent to 10 nm from the active layer side of the p-type AlGaN layer 35.
  • the flat region can also be said to be a region that includes at least the boundary between the second region and the third region.
  • the maximum value (V1 in the figure) of the Mg concentration in the fourth region was about 6.9 ⁇ 10 18 atoms/cm 3
  • the minimum value (V2 in the figure) was about 6.4 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 , with the difference being about 0.5 ⁇ 10 18 atoms/cm 3.
  • V1 refers to the value of peak P1
  • V2 refers to the value of peak B1.
  • the Mg concentration curve is flat in the region from a position equivalent to about 3 nm to a position equivalent to about 10 nm from the active layer side of the p-type AlGaN layer 35, so that the shape of the Mg concentration curve of the p-type AlGaN layer 35 is close to a rectangle overall.
  • the device lifetime of the surface-emitting laser 10 including such a p-type AlGaN layer 35 was 5,400 hours.
  • the device lifetime refers to the time it takes for the device to reach half the optical output (50%) from the initial optical output (100%).
  • [Al composition curve] 4 has a peak in the second region AR2. More specifically, when the average values of the Al composition in each region shown by the Al composition curve are compared between the regions, the second region AR2 has the largest average value, the third region AR3 has the second largest average value, and the first region AR1 has the smallest average value (first region AR1 ⁇ third region AR3 ⁇ second region AR2).
  • the Al composition in a region with a low Mg concentration increases the operating voltage, so in the first region AR1, where the Mg concentration is low, the Al composition is also made low to suppress the increase in operating voltage.
  • the barrier potential can be increased and the overflow of electron carriers can be suppressed.
  • the surface-emitting laser 10 of this embodiment includes a first multilayer reflector stacked on a substrate, an n-type nitride semiconductor layer formed on the first multilayer reflector, an active layer formed on the n-type nitride semiconductor layer, a p-type AlGaN layer formed on the active layer and containing Mg as a p-type dopant and having a configuration in which three AlGaN layers with different Al compositions are stacked, a p-type nitride semiconductor layer formed on the p-type AlGaN layer, and a second multilayer reflector formed on the p-type semiconductor layer and disposed in a position facing the first multilayer reflector.
  • the p-type AlGaN layer in the surface emitting laser of the present invention has the following characteristics: the magnitude relationship between the above-described regions of the Al composition indicated by the Al composition curve is first region ⁇ third region ⁇ second region; the Mg concentration indicated by the Mg concentration curve is less than 1.2 ⁇ 10 atoms/ cm3 throughout the entire thickness of the p-type AlGaN layer; the Mg concentration is lowest in the first region among the first to third regions, the region from the maximum peak position of the Mg concentration in the second region to the maximum peak position of the Mg concentration in the third region is defined as the fourth region; the Mg concentration in the fourth region is 3 ⁇ 10 atoms/ cm3 or more; and the difference between the maximum and minimum values of the Mg concentration in the fourth region is 1.5 ⁇ 10 atoms/ cm3 or less.
  • the p-type AlGaN layer in the surface-emitting laser of the present invention is characterized in that the magnitude relationship between the regions of Al composition indicated by the Al composition curve is first region ⁇ third region ⁇ second region, the Mg concentration indicated by the Mg concentration curve is less than 1.2 ⁇ 10 atoms/ cm3 throughout the entire thickness of the p-type AlGaN layer, and the Mg concentration is the smallest in the first region among the first to third regions, and the p-type AlGaN layer has a region from the second region to the third region where the Mg concentration is not less than 3 ⁇ 10 atoms/cm3 and less than 8 ⁇ 10 atoms/ cm3 .
  • the p-type AlGaN layer in the surface-emitting laser of the present invention contains an appropriate amount of Mg in an appropriate region in the layer thickness direction.
  • the p-type AlGaN layer of this embodiment shows the lowest Mg concentration in the first region close to the active layer in the SIMS profile, and shows a necessary and sufficient Mg concentration of 3 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 or more in the region from the second region to the third region, for example, the above-mentioned fourth region. This makes it possible to suppress a decrease in device life caused by excess Mg while ensuring a sufficient hole carrier concentration in the p-type AlGaN layer.
  • the surface-emitting laser 10 of this embodiment can suppress the decrease in the element's lifespan while ensuring high carrier injection efficiency, thereby providing a vertical cavity light-emitting element with a long lifespan and high efficiency.
  • Figure 5 is a flow chart showing an overview of the manufacturing process for the surface-emitting laser 10.
  • Each semiconductor layer was formed by metal organic chemical vapor deposition (MOCVD).
  • an underlayer 13 was formed on a substrate 11, and a first multilayer reflector 15 was formed on the underlayer 13 (step S11).
  • a C-plane GaN substrate was used as the growth substrate 11.
  • the substrate 11 is placed on a susceptor.
  • a thermocouple is placed below the susceptor, and the temperature of the thermocouple is referred to as the "substrate temperature" in this specification.
  • the “growth temperature” refers to the substrate temperature.
  • step S11 the temperature of the substrate 11 was first raised to 1200° C., and trimethylgallium (hereinafter referred to as TMG) and ammonia (NH 3 ) gases were supplied in a hydrogen carrier gas (atmospheric gas) to grow an underlayer 13 of undoped GaN to a thickness of 100 nm. Note that in the case of homoepitaxial growth, it is not necessarily required to stack the underlayer 13, and this is optional.
  • TMG trimethylgallium
  • NH 3 ammonia
  • the first multilayer reflector 15 was formed.
  • a semiconductor DBR distributed Bragg reflector consisting of an InAlN/GaN laminate was grown on the underlayer 13.
  • an InAlN layer was grown on the underlayer 13.
  • the substrate temperature was set to 950° C.
  • the carrier gas was nitrogen (N 2 ) gas
  • trimethylindium hereinafter referred to as TMI
  • TMA trimethylaluminum
  • ammonia gas were supplied to grow the InAlN layer.
  • a GaN layer was grown on the InAlN layer.
  • the substrate temperature was raised to 1100°C, the carrier gas was changed to hydrogen gas, and trimethylgallium (hereafter referred to as TMG), a gallium source gas, and ammonia gas were supplied to form a GaN layer on the InAlN layer.
  • TMG trimethylgallium
  • a gallium source gas a gallium source gas
  • ammonia gas ammonia gas
  • the above-mentioned process of growing an InAlN layer and the process of growing a GaN layer were repeated another 40 times, resulting in a total of 41 pairs of InAlN and GaN layers being laminated.
  • the AlInN and GaN were formed in layers on the (0001) crystal plane of the substrate 11, with each layer having a thickness of 1/4 of the optical layer thickness for the desired wavelength.
  • an n-type semiconductor layer 17 was formed on the first multilayer reflector 15 (step S12).
  • a substrate temperature was set to 1200° C.
  • hydrogen gas was used as a carrier gas
  • TMG was used as a gallium material gas
  • ammonia gas was used as a nitrogen source gas
  • disilane (Si 2 H 6 ) was used as a silicon-containing gas that was a material gas for the n-type dopant.
  • An n-type GaN layer doped with Si at 3 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 was formed to a thickness of 1500 nm on the first multilayer reflector 15.
  • step S13 a multi-quantum well layer (hereinafter, MQW: Multi Quantum Well) is formed on the n-type semiconductor layer 17.
  • the barrier layer and the well layer are made of In x Al y Ga 1-x-y N.
  • the In composition ratio x can be appropriately adjusted depending on the oscillation wavelength.
  • step S14 a p-type semiconductor layer 23 was formed on the active layer 19 (step S14).
  • step S14 a GaN layer with a thickness of 130 nm was formed as an intermediate layer 21 on the active layer 19, and a p-type semiconductor layer 23 was formed on the intermediate layer 21.
  • step S14 the p-type AlGaN layer 35, the p-type nitride semiconductor layer 37, and the p-type contact layer 45 were formed in this order as the p-type semiconductor layer 23.
  • the method of growing the p-type AlGaN layer 35 will be described in detail.
  • FIG. 6 is a diagram showing a schematic diagram of the growth sequence (p-type AlGaN layer growth step) of the p-type AlGaN layer 35 of the surface-emitting laser 10.
  • the horizontal axis indicates time T.
  • the vertical axis in FIG. 6 indicates the substrate temperature Ts.
  • the ON or OFF state indicating whether or not each type of supplied gas is being supplied is shown along with the change in the substrate temperature Ts over time.
  • the Al material gas (TMA) and the Mg material gas biscyclopentadienyl magnesium (hereinafter, Cp2Mg)
  • ON (High) when supplied at a large amount
  • ON (Low) when supplied at a small amount.
  • the p-type AlGaN layer 35 was grown through three steps, the first to third growth steps (STEP 1 to 3 in the figure).
  • the design thickness of the p-type AlGaN layer 35 was 10 nm.
  • the substrate temperature was raised from TP1 (950°C, first temperature) to TP2 (1000°C, second temperature) over 30 seconds (T1 to T2), and the carrier gases were nitrogen gas and ammonia gas, and TMA, which is the Al material gas, was supplied at 9.4 sccm (Standard Cubic Centimeter per Minute) (first supply amount, ON (high) in the figure), TMG, which is the Ga material gas, was supplied at 1.6 sccm, and Mg material gas (Cp2Mg) was further supplied at 37.2 sccm (second supply amount, ON (high) in the figure) to grow the first p-type AlGaN layer 39.
  • TMA which is the Al material gas
  • the ammonia gas serves as the nitrogen source for the p-type AlGaN layer 35.
  • the design value of the layer thickness of the first p-type AlGaN layer is 0.8 nm.
  • the design value of the Al composition of the first p-type AlGaN layer is 25%.
  • the second p-type AlGaN layer 41 was grown in two steps, step 2-1 and step 2-2.
  • the design value of the layer thickness of the second p-type AlGaN layer 41 was 5.2 nm.
  • the design value of the Al composition of the second p-type AlGaN layer 41 was 42%.
  • Step 2-1 is defined as starting when 1000°C is reached (T2).
  • step 2-1 as a maintenance step, the substrate temperature was maintained at TP2 (1000°C), and TMA, TMG, ammonia gas, nitrogen gas, and Cp2Mg were continuously supplied at the same amounts as in the first growth step, and the second p-type AlGaN layer was grown to a design thickness of 2.6 nm (T2-T3 (first growth time) 118 seconds).
  • TMA was supplied at the first supply amount
  • Cp2Mg was supplied at the second supply amount.
  • step 2-2 which is a low Mg supply step, the substrate temperature was maintained at TP2, and the supply rates of TMA, TMG, ammonia gas, and nitrogen gas were maintained as in step 2-1, while Cp2Mg was supplied at 2.5 sccm (third supply rate, ON (Low) in the figure), which was smaller than the second supply rate, to grow a second p-type AlGaN layer to a design value of 2.6 nm (T3 to T4 (second growth time) 118 seconds).
  • the second growth step is a step in which the supply rate of the Mg source gas is changed midway, specifically, the supply rate of the Mg source gas is reduced between step 2-1 and step 2-2.
  • the supply rate of the Mg source gas, Cp2Mg was changed from 37.2 sccm to 2.5 sccm at the beginning of step 2-2.
  • the amount of Cp2Mg supplied is not limited to this amount, but it is preferable to set the amount of Cp2Mg supplied in step 2-2 to 1/10 or less of the amount of Cp2Mg supplied in step 2-1.
  • the third growth step (STEP 3 in the figure) was started.
  • the substrate temperature was maintained at TP2, and the supply rates of TMG, nitrogen gas, and ammonia gas were maintained while TMA was supplied at 4.9 sccm (fourth supply rate, ON (Low) in the figure), which is smaller than the first supply rate, and Cp2Mg was supplied at 2.5 sccm (fifth supply rate, ON (Low) in the figure), which is smaller than the second supply rate, to grow the third p-type AlGaN layer 43 (T4 to T5, 194 seconds).
  • the design value of the layer thickness of the third p-type AlGaN layer is 4 nm.
  • the design value of the Al composition of the third p-type AlGaN layer 43 is 28%.
  • the supply amount of Mg material gas (Cp2Mg) in the third growth step is 2.5 sccm, the same as the supply amount in step 2-2 of the second growth step (third supply amount), but this is not limited to this.
  • the supply amount of Mg material gas in the third growth step only needs to be smaller than the supply amount in step 2-1 (second supply amount), and is preferably one-tenth or less.
  • a p-type AlGaN layer 35 with a design value of 10 nm was formed.
  • the supply amount of Mg material gas decreases to less than one-tenth of the previous supply amount, and thereafter remains low until the growth of the p-type AlGaN layer 35 is completed.
  • the amount of Mg in the film formed in the third growth step is greater than the amount corresponding to the amount of Cp2Mg supplied in the third growth step. This is thought to be because the amount includes Mg that thermally diffuses from the lower layer formed up to the second growth step due to the memory effect, and Mg that remains in the chamber and is mixed into the film.
  • the supply amount of the Mg source gas is adjusted so as to obtain a desired SIMS profile, taking into consideration such characteristics of Mg.
  • the supply amount of Cp2Mg in step 2-2 of the second growth step (third supply amount) and the supply amount of Cp2Mg in the third growth step (fifth supply amount) are set to 1/10 or less of the supply amount of Cp2Mg in step 2-1 of the second growth step (second supply amount), thereby preventing the Mg concentration from becoming too high due to the memory effect.
  • the Mg concentration is set not to exceed 1.2 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 over the entire p-type AlGaN layer 35.
  • a flat Mg concentration curve was obtained in which the Mg concentration was 3 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 or more from the second region AR2 to the third region AR3.
  • a Mg concentration curve was obtained in which the difference between the maximum and minimum values of the Mg concentration in the fourth region was 1.5 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 or less.
  • the Mg concentration curve may have a region in which the Mg concentration is 3 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 or more and less than 8 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 from the second region to the third region, regardless of whether the difference between the maximum and minimum values of the Mg concentration in the fourth region is 1.5 ⁇ 10 18 atoms/cm 3 or less .
  • the supply amount of Mg material gas is the same between the first and second growth steps (STEP2-1), but the growth temperature is higher in the second growth step.
  • the higher the substrate temperature the higher the decomposition efficiency of CP 2 Mg becomes, and Mg is more easily taken into the growth layer.
  • the Mg concentration in the first region of the Mg concentration curve is kept low, and the Mg concentration increases in the second region.
  • the increase in Mg concentration from the first region to the second region is thought to be related to the memory effect described above, in addition to the influence of the substrate temperature.
  • the growth time of step 2-1 is equal to or shorter than the growth time of step 2-2. This is because it is possible to suppress an increase in Mg concentration due to the memory effect.
  • the Mg concentration particularly low in the first p-type AlGaN layer it is preferable to use nitrogen gas as the carrier gas in the first growth step.
  • nitrogen gas it is preferable to use nitrogen gas as the carrier gas in the second and third growth steps.
  • a p-type GaN layer doped with Mg to 5 ⁇ 10 atoms/cm was formed as the p-type nitride semiconductor layer 37.
  • a p-type GaN contact layer doped with Mg to 5 ⁇ 10 atoms/cm or more was formed as the p-type contact layer 45 on the p-type nitride semiconductor layer 37 , thereby completing the formation of the p-type semiconductor layer 23.
  • Silicon oxide (SiO 2 ) was formed by sputtering to a thickness of 150 nm on the mesa structure and exposed portion 17E as insulating layer 27.
  • a pattern was formed with photoresist, and etching was performed with buffered hydrofluoric acid (hereinafter, referred to as BHF) to form an opening OP as a light emission opening in insulating layer 27 on the mesa structure. After that, the photoresist was removed.
  • BHF buffered hydrofluoric acid
  • ITO Indium tin oxide
  • a pattern was formed using photoresist, and the ITO was etched using mixed acid to form the transparent electrode 29 on the insulating layer 27 on the mesa structure and on the p-type contact layer 45 exposed by the opening OP in the insulating layer 27.
  • the photoresist was then removed, and a heat treatment was performed using RTA to make the ITO transparent and improve its conductivity.
  • a p-side metal layer (p-electrode 33) that does not cover the opening was formed on the transparent electrode 29 to a thickness of approximately 300 nm.
  • the photoresist was removed.
  • an n-electrode 25 was formed to a thickness of approximately 700 nm by EB deposition, which was electrically connected to the exposed portion 17E of the n-type semiconductor layer 17.
  • a laminate of Ti, Al, Pt, and Au was used for the n-electrode. The photoresist was removed by lifting off using chemicals.
  • a dielectric multilayer film (dielectric multilayer film mirror, dielectric DBR) of 10.5 pairs (about 1300 nm) was formed as the second multilayer film reflector 31 on the transparent electrode 29 by EB deposition.
  • Nb 2 O 5 niobium oxide
  • SiO 2 film thickness about 76 nm
  • a pattern was formed using photoresist, and a further p-side metal layer (not shown) electrically connected to the p-electrode was formed to a thickness of approximately 2200 nm using EB deposition.
  • a laminate of Ti, Pt, and Au was used for the p-electrode (p-pad layer).
  • the photoresist was then removed by lift-off using chemicals. In this manner, the device was fabricated (step S15).
  • the surface-emitting laser 10 was manufactured through the above process. Note that the manufacturing process described above is merely an example, and the elements doped into the semiconductor and the dimensions of each component can be changed as appropriate.
  • the p-type AlGaN layer of the conventional surface emitting laser of Comparative Example 1 will be described with reference to Fig. 7.
  • the surface emitting laser of Comparative Example 1 is different from the embodiment in that, instead of the p-type AlGaN layer 35, the supply amount of Al material gas (TMA) is constant at 4.9 sccm, the supply amount of Mg material gas (Cp 2 Mg) is constant at 37.2 sccm, and the p-type AlGaN layer is grown with a design value of 10 nm for the layer thickness and a design value of 30% for the Al composition, but is otherwise configured similarly to the embodiment. That is, the p-type AlGaN layer of Comparative Example 1 is grown in one step, and is grown by a method different from the growth method of the embodiment including three steps.
  • Figure 7 shows the results of SIMS analysis of the p-type AlGaN layer of the surface-emitting laser of Comparative Example 1.
  • the Al composition curve showing the change in the Al composition in the depth direction is shown by a dashed line
  • the Mg concentration curve showing the change in the Mg concentration in the depth direction is shown by a solid line.
  • the width at 50% of the maximum Al composition is defined as the p-type AlGaN layer, and the p-type AlGaN layer 35 is divided from the active layer side to the surface side into a first region AR1 having a layer thickness of 10%, a second region AR2 having a layer thickness of 40%, and a third region AR3 having a layer thickness of 50%.
  • the Mg concentration curve has a peak in the second region AR2, and exceeds 3 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 in most of the second region AR2 and the third region AR3. In this way, when the Mg concentration in the second region is high, exceeding 3 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 , the carrier injection efficiency increases, but Mg is likely to diffuse into the active layer and defects caused by Mg are likely to spread into the active layer, thereby reducing the element life.
  • the surface-emitting laser of Comparative Example 2 differs from the Example and Comparative Example 1 in that it has a p-type AlGaN layer grown by a method different from the p-type AlGaN layer 35 of the Example and the p-type AlGaN layer of Comparative Example 1, but is otherwise configured in the same way as the Example.
  • the p-type AlGaN layer of Comparative Example 2 was grown so that the Mg concentration throughout the entire layer thickness was less than 3 ⁇ 10 19 atoms/cm 3.
  • three samples were fabricated with maximum Mg concentrations of 0.9 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 , 2.0 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 , and 2.6 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 , respectively.
  • Sample 1 The sample with a maximum Mg concentration of 0.9 ⁇ 10 atoms/ cm3 (hereinafter referred to as Sample 1) was grown with the supply rate of Al material gas (TMA) constant at 6.0 sccm and the supply rate of Mg material gas ( Cp2Mg ) constant at 4.1 sccm, with a layer thickness design value of 10 nm and an Al composition design value of 32%.
  • TMA Al material gas
  • Cp2Mg Mg material gas
  • Sample 3 The sample with a maximum Mg concentration of 2.6 ⁇ 10 atoms/cm (hereinafter referred to as Sample 3) was grown with a design value of 10 nm for the layer thickness and a design value of 30% for the Al composition, while the supply rate of the Al source gas (TMA) was constant at 4.9 sccm and the supply rate of the Mg source gas ( Cp2Mg ) was 37.2 sccm until the growth of 5 nm and then 2.5 sccm for the growth of 5 nm.
  • TMA Al source gas
  • Cp2Mg Mg source gas
  • Figure 8 shows the results of SIMS analysis of the p-type AlGaN layer of the surface-emitting laser of Comparative Example 2.
  • the Al composition curve showing the change in Al composition in the depth direction is shown by a dashed line.
  • the Mg concentration curve showing the change in Mg concentration in the depth direction is shown by a two-dot chain line for Sample 1, a dashed dot line for Sample 2, and a solid line for Sample 3.
  • the Mg concentration curves of Samples 1 to 3 tended to have a peak in the third region AR3, which is far from the active layer 19.
  • the presence of a peak in a region far from the active layer is advantageous in that it is less likely that Mg will diffuse into the active layer or that Mg-induced defects will affect the active layer.
  • the Mg concentration in the second region AR2 tended to be insufficient.
  • the effect of Mg in suppressing carrier overflow was low, and the threshold current density tended to be high.
  • the maximum Mg concentration exceeds 2.5 ⁇ 10 19 atoms/cm 3. Although this is lower than Comparative Example 1, from the viewpoint of preventing the diffusion of Mg into the active layer and the influence of Mg-induced defects on the active layer, this is higher than the above-mentioned index of less than 1.2 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 .
  • the maximum Mg concentration is about 2 ⁇ 10 19 atoms/cm 3. This is lower than that of sample 3, but is higher than the above-mentioned guideline of less than 1.2 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 .
  • the Mg concentration decreases toward the active layer, and even if the Mg concentration exceeds 3 ⁇ 10 atoms/cm, the hole carrier concentration is insufficient, the overflow of electron carriers is difficult to suppress, the carrier injection efficiency decreases, and the threshold current density increases.
  • the maximum Mg concentration is low, less than 1 ⁇ 10 19 atoms/cm 3 , which is preferable in that diffusion of Mg into the active layer and the influence of Mg-induced defects on the active layer are unlikely to occur.
  • the Mg concentration in the second region AR2 is even lower than that of sample 2, being less than 3 ⁇ 10 18 atoms/cm 3. Therefore, also in sample 1, the hole carrier concentration is insufficient, the overflow of electron carriers is difficult to suppress, the carrier injection efficiency decreases, and the threshold current density increases.
  • Comparative Example 1 when the peak concentration of Mg was 3 ⁇ 10 atoms/cm or more, a peak of high Mg concentration appeared in the second region AR2 close to the active layer 19. In such a case, the diffusion of Mg into the active layer and the influence of defects caused by Mg on the active layer increased, thereby shortening the element life.
  • the Mg concentration indicated by the Mg concentration curve is less than 1 ⁇ 10 atoms/ cm3 throughout the entire thickness of the p-type AlGaN layer 35 and is smallest in the first region, and a fourth region is defined as a region from the maximum Mg concentration peak position in the second region to the maximum Mg concentration peak position in the third region, and in the fourth region, the Mg concentration is 3 ⁇ 10 atoms/ cm3 or more and the difference between the maximum and minimum Mg concentration values in the fourth region is 1.5 ⁇ 10 atoms/ cm3 or less.
  • the Mg concentration indicated by the Mg concentration curve is less than 1 ⁇ 10 atoms/ cm3 throughout the entire thickness of the p-type AlGaN layer 35, is lowest in the first region, and has regions from the second region to the third region where the Mg concentration is not less than 3 ⁇ 10 atoms/cm3 and less than 8 ⁇ 10 atoms/ cm3 .
  • the p-type AlGaN layer 35 exhibiting such a Mg profile can provide a sufficient hole carrier concentration in the p-type AlGaN layer while suppressing the decrease in device life caused by excess Mg.
  • the p-type AlGaN layer 35 exhibiting such a Mg profile was achieved by growing it using a method including three steps as shown in FIG. 6.
  • the thickness of the p-type AlGaN layer is 10 nm, but this is not limiting.
  • the thickness of the p-type AlGaN layer is preferably 7 nm to 15 nm. If the thickness is less than 8 nm, the overflow of electron carriers is likely to occur, and the threshold current density is likely to increase. If the thickness exceeds 15 nm, cracks may occur or the operating voltage may increase.
  • the thickness of the first p-type AlGaN layer is preferably 0.4 nm to 1 nm. If it is less than 0.4 nm, it is not effective in preventing the diffusion of Mg into the active layer or the spread of defects caused by Mg into the active layer, and if it exceeds 1 nm, it may cause an increase in the device voltage.
  • the design value of the Al composition of the first p-type AlGaN layer is preferably 25% or less. If the Al composition exceeds 25%, the device voltage may increase.
  • the design value of the Al composition of the second p-type AlGaN layer is preferably 23% or more and 50% or less. If the Al composition is less than 23%, the overflow of electron carriers is likely to occur, and the threshold current density is likely to increase. If the Al composition exceeds 50%, the effects of a decrease in the crystallinity of the p-type AlGaN layer, the occurrence of cracks, an increase in the operating voltage, etc. will become significant.
  • the thickness of the second p-type AlGaN layer is preferably 3 nm to 7 nm. If the thickness is less than 3 nm, it is difficult to achieve a Mg concentration of 3 ⁇ 10 atoms/cm or more in the second region, and if the thickness exceeds 6 nm, the device voltage may increase significantly.
  • the design value of the Al composition of the third p-type AlGaN layer is preferably 12% or more and 30% or less.
  • the difference between the average value of the Al composition in the second region and the average value of the Al composition in the third region shown by the Al composition curve is 3% or more and 18% or less.
  • the difference between the maximum and minimum values of the Mg concentration in the fourth region between the maximum peak position of the Mg concentration in the second region and the maximum peak position of the Mg concentration in the third region is likely to satisfy 1.5 ⁇ 10 18 /cm 3 or less. That is, the Mg concentration is likely to become substantially flat (substantially the same amount) near the boundary between the third region and the second region, which is preferable because it suppresses the increase in the threshold current density. Furthermore, when the difference in the average value of the Al composition is 8% or more, it is preferable because the Mg concentration in the fourth region is likely to be maintained at 5 ⁇ 10 18 /cm 3 or more. On the other hand, when the difference in the average value of the Al composition exceeds 18%, it is not preferable because the crystallinity starts to deteriorate.
  • a nitride semiconductor multilayer film is used as the lower reflector. Since nitride semiconductor multilayer films containing AlInN have low thermal conductivity, the cavity length is increased, and therefore the threshold current density is particularly likely to become high in surface emitting lasers that use nitride semiconductor multilayer films as reflectors, which tends to cause carrier overflow. Therefore, it is effective to apply the present invention to vertical cavity light emitting devices that use nitride semiconductors containing AlInN as reflectors.

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Abstract

高いキャリアの注入効率を確保しつつ素子の寿命の低下を抑制することができ、長寿命かつ高効率な垂直共振器型発光素子及びその製造方法を提供することを目的とする。　本発明の垂直共振器型発光素子は、ｐ型のドーパントとしてＭｇを含み、Ａｌ組成の異なる３つ以上のＡｌＧａＮ層が積層された構成を有するｐ型ＡｌＧａＮ層を含む。ＳＩＭＳによる層厚方向のＡｌ組成曲線において規定した前記ｐ型ＡｌＧａＮ層を、活性層側から１／１０、２／５、１／２の層厚を有する第１領域、第２領域及び第３領域、に順に区分したとき、Ａｌ組成の大小関係は第１領域＜第３領域＜第２領域である。Ｍｇ濃度曲線によって示されるＭｇ濃度は、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚の全体に亘って１．２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であり、かつ、第１領域において最も小さく、第２領域内のＭｇ濃度が最大のピーク位置の位置から第３領域内のＭｇ濃度が最大のピーク位置までの領域において、Ｍｇ濃度が３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上であり、Ｍｇ濃度の最大値と最小値との差が１．５×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下である。

Description

垂直共振器型発光素子及びその製造方法
　本発明は、半導体多層膜反射鏡を用いた垂直共振器型発光素子、特に垂直共振器型面発光レーザ（Vertical Cavity Surface Emitting Laser；ＶＣＳＥＬ）などの垂直共振器型半導体発光素子に関する。また、当該垂直共振器型発光素子の製造方法に関する。
　活性層の上下に分布ブラッグ反射鏡（Distributed Bragg Reflector；ＤＢＲ）を配置した垂直共振器型発光素子が知られている。また、半導体発光素子において、電子キャリアのオーバーフローを防止するために、活性層よりもバンドギャップエネルギーの高い電子ブロック層を設けることが知られている。
　例えば、特許文献１には、ＧａＮ系半導体から構成される、活性層とｐ型半導体のメサ状構造体との間に、電子ブロック層としてＡｌＧａＮ層を有する垂直共振器型発光素子が開示されている。また、特許文献１において、電子ブロック層のＡｌ組成を増大させてバンドギャップエネルギーを増大させることが開示されている。
特許第６９６６８４３号
　例えば、上記のような垂直共振器型発光素子において、電子ブロック層としてのｐ型ＡｌＧａＮ層中のｐ型ドーパント濃度を高くすると、正孔キャリア濃度が高まりキャリアの注入効率が高くなる効果が得られる。しかし、当該ｐ型ドーパント濃度を高くし過ぎると、ｐ型ドーパントの活性層への拡散や、ｐ型ドーパント濃度が高いことに起因する欠陥が活性層に拡がることによる素子寿命の低下が生じ易くなるという問題があった。
　本発明は上記した点に鑑みてなされたものであり、高いキャリアの注入効率を確保しつつ素子の寿命の低下を抑制することができ、長寿命かつ高効率な垂直共振器型発光素子及びその製造方法を提供することを目的としている。
　本発明による垂直共振器型発光素子は、基板と、前記基板上に、屈折率が互いに異なる２つの半導体層が交互に複数回繰り返し積層された半導体多層膜である第１の多層膜反射鏡と、前記第１の多層膜反射鏡上に形成され、ｎ型のドーパントを含む窒化物半導体からなるｎ型窒化物半導体層と、前記ｎ型窒化物半導体層上に形成された活性層と、前記活性層上に形成され、ｐ型のドーパントとしてＭｇを含み、Ａｌ組成の異なる３つ以上のＡｌＧａＮ層が積層された構成を有するｐ型ＡｌＧａＮ層と、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層上に形成され、ｐ型のドーパントを含む窒化物半導体からなる半導体層であるｐ型窒化物半導体層と、前記ｐ型窒化物半導体層上に形成され、前記第１の多層膜反射鏡に対向する位置に設けられた第２の多層膜反射鏡と、を含み、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）による分析によって、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層中のＡｌ組成の層厚方向における変化を示すＡｌ組成曲線及び前記ｐ型ＡｌＧａＮ層中のＭｇ濃度の層厚方向の変化を示すＭｇ濃度曲線のうち、前記Ａｌ組成曲線のピーク値の５０％における幅の範囲を前記ｐ型ＡｌＧａＮ層と規定し、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層をその層厚方向に、前記活性層側から前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の１／１０の層厚を有する第１領域、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の２／５の層厚を有する第２領域及び前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の１／２の層厚を有する第３領域、に順に区分したとき、前記Ａｌ組成曲線によって示されるＡｌ組成の各領域間の大小関係は、前記第１領域＜前記第３領域＜前記第２領域であり、前記Ｍｇ濃度曲線によって示されるＭｇ濃度は前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚の全体に亘って１．２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であり、かつ、前記Ｍｇ濃度は前記第１乃至第３領域のうち前記第１領域において最も小さく、前記第２領域内のＭｇ濃度のピーク位置のうち濃度が最大であるピーク位置から前記第３領域内のＭｇ濃度のピーク位置のうち濃度が最大であるピーク位置までの領域を第４領域とし、前記第４領域において、前記Ｍｇ濃度が、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上であり、且つ、前記第４領域における前記Ｍｇ濃度の最大値と最小値との差が１．５×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下であることを特徴とする。
　また、本発明による垂直共振器型発光素子は、基板と、前記基板上に、屈折率が互いに異なる２つの半導体層が交互に複数回繰り返し積層された半導体多層膜である第１の多層膜反射鏡と、前記第１の多層膜反射鏡上に形成され、ｎ型のドーパントを含む窒化物半導体からなるｎ型窒化物半導体層と、前記ｎ型窒化物半導体層上に形成された活性層と、前記活性層上に形成され、ｐ型のドーパントとしてＭｇを含み、Ａｌ組成の異なる３つ以上のＡｌＧａＮ層が積層された構成を有するｐ型ＡｌＧａＮ層と、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層上に形成され、ｐ型のドーパントを含む窒化物半導体からなる半導体層であるｐ型窒化物半導体層と、前記ｐ型窒化物半導体層上に形成され、前記第１の多層膜反射鏡に対向する位置に設けられた第２の多層膜反射鏡と、を含み、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）による分析によって、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層中のＡｌ組成の層厚方向における変化を示すＡｌ組成曲線及び前記ｐ型ＡｌＧａＮ層中のＭｇ濃度の層厚方向の変化を示すＭｇ濃度曲線のうち、前記Ａｌ組成曲線のピーク値の５０％における幅の範囲を前記ｐ型ＡｌＧａＮ層と規定し、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層をその層厚方向に、前記活性層側から前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の１／１０の層厚を有する第１領域、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の２／５の層厚を有する第２領域及び前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の１／２の層厚を有する第３領域、に順に区分したとき、前記Ａｌ組成曲線によって示されるＡｌ組成の各領域間の大小関係は、前記第１領域＜前記第３領域＜前記第２領域であり、前記Ｍｇ濃度曲線によって示されるＭｇ濃度は前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚の全体に亘って１．２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であり、かつ、前記Ｍｇ濃度は前記第１乃至第３領域のうち前記第１領域において最も小さく、前記第２領域内のＭｇ濃度のピーク位置のうち濃度が最大であるピーク位置から前記第３領域内のＭｇ濃度のピーク位置のうち濃度が最大であるピーク位置までの領域を第４領域とし、前記第４領域において、前記Ｍｇ濃度が、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上８×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であることを特徴とする。
　本発明による垂直共振器型発光素子の製造方法は、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ）により、基板上に、屈折率が互いに異なる２つの半導体層を交互に成長させて第１の多層膜反射鏡を形成するステップと、ｎ型ドーパントの材料ガスを供給しつつ前記第１の多層膜反射鏡上にｎ型窒化物半導体層を成長させるｎ型窒化物半導体層成長ステップと、前記ｎ型窒化物半導体層上に活性層を形成するステップと、ｐ型ドーパントとしてＭｇの材料ガスを供給しつつ前記活性層上に、ｐ型の導電型を有するＡｌＧａＮ層であるｐ型ＡｌＧａＮ層を成長させるｐ型ＡｌＧａＮ層成長ステップと、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層上にｐ型窒化物半導体層を成長させるｐ型窒化物半導体層成長ステップと、前記ｐ型窒化物半導体層上に前記第１の多層膜反射鏡に対向する第２の多層膜反射鏡を形成するステップと、を含み、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層成長ステップは、第１の温度から第２の温度まで昇温しつつ、窒素源ガス及びＧａの材料ガスを所定の供給量で供給し、Ａｌの材料ガスを第１の供給量で供給し、前記Ｍｇの材料ガスを第２の供給量で供給して第１のｐ型ＡｌＧａＮ層を成長する第１の成長ステップと、前記第１の成長ステップの後、前記第１の成長ステップにおける前記窒素源ガス、前記Ｇａの材料ガス及び前記Ａｌの材料ガスの供給量を維持しつつ、前記Ｍｇの材料ガスの供給量を前記第２の供給量のまま第１の成長時間維持する維持ステップと、その後、前記Ｍｇの材料ガスの供給量を前記第２の供給量よりも低い第３の供給量に変更して第２の成長時間維持するＭｇ低供給ステップとによって第２のｐ型ＡｌＧａＮ層を成長する第２の成長ステップと、前記第２の成長ステップの後、前記Ａｌの材料ガスを前記第１の供給量よりも低い第４の供給量で供給し、かつ、前記Ｍｇの材料ガスを前記第２の供給量よりも低い第５の供給量で供給しつつ第３のｐ型ＡｌＧａＮ層を成長する第３の成長ステップと、を含むことを特徴とする。
実施例に係る面発光レーザの構成を示す斜視図である。 実施例に係る面発光レーザの構成を示す上面図である。 実施例に係る面発光レーザの構成を示す断面図である。 実施例に係る面発光レーザのｐ型ＡｌＧａＮ層のＳＩＭＳ分析結果を示す図である。 実施例に係る面発光レーザの製造工程の概要を示すフローチャートである。 実施例に係る面発光レーザのｐ型ＡｌＧａＮ層の成長シーケンスを模式的に示す図である。 比較例1の面発光レーザのｐ型ＡｌＧａＮ層のＳＩＭＳ分析結果を示す図である。 比較例２の面発光レーザのｐ型ＡｌＧａＮ層のＳＩＭＳ分析結果を示す図である。
　以下においては、本発明の好適な実施例について説明するが、これらを適宜改変し、組合せてもよい。また、以下の説明及び添付図面において、実質的に同一又は等価な部分には同一の参照符を付して説明する。
　添付図面を参照しつつ、本発明の実施例に係る垂直共振器型面発光レーザ（ＶＣＳＥＬ：Vertical Cavity Surface Emitting Laser、以下、単に面発光レーザとも称する）１０の構成について説明する。実施例の面発光レーザ１０は、窒化物系半導体層によって構成されている。
　図１は、面発光レーザ１０の構成の概要を示す斜視図である。基板１１は、面発光レーザ１０を構成する窒化物半導体層の成長用基板である。基板１１は、例えば、矩形の上面形状を有している。本実施例において、基板１１は、ＧａＮ基板である。基板１１の上面、すなわち窒化物半導体層が成長される面は、Ｃ面又はＣ面から１°以内にオフした面であることが好ましい。なお、基板１１として、ＧａＮ基板の他に、サファイア基板、ＡｌＮ基板等の基板を用いることができる。
　下地層１３は、基板１１上に形成されている。下地層１３は、アンドープＧａＮ層である。下地層１３は、下地層１３上に成長される窒化物半導体層の結晶性を高めるためのバッファ層として機能する。
　第１の多層膜反射鏡１５は、下地層１３上に形成されている。第１の多層膜反射鏡１５は、ＡｌＩｎＮの組成を有する低屈折率半導体膜と、ＧａＮ組成を有し低屈折率半導体膜よりも屈折率が高い高屈折率半導体膜とが交互に積層された半導体多層膜反射鏡である。第１の多層膜反射鏡１５は、窒化物半導体材料からなる分布ブラッグ反射器（ＤＢＲ：Distributed Bragg Reflector）である。言い換えれば、第１の多層膜反射鏡１５は、窒化物半導体多層膜反射鏡である。
　ｎ型半導体層１７は、第１の多層膜反射鏡１５上に形成されたｎ型ＧａＮ層である。ｎ型半導体層１７には、ｎ型不純物としてＳｉがドープされている。
　ｎ型半導体層１７は、角柱状の下部１７Ａと、下部１７Ａ上に配された円柱状の上部１７Ｂとを有する。言い換えれば、ｎ型半導体層１７は、角柱状の下部１７Ａの上面から突出した円柱状の上部１７Ｂを有している。言い換えれば、ｎ型半導体層１７は、上部１７Ｂを含むメサ形状の構造を有する。ｎ型半導体層１７は、下部１７Ａの上面が部分的に露出した露出部１７Ｅを有している。
　活性層１９は、ｎ型半導体層１７の上部１７Ｂ上に形成されている。活性層１９は、例えば多重量子井戸（ＭＱＷ：Multi Quantum Well）構造をなす複数の半導体層からなる発光構造層である。具体的には、活性層１９は、ＩｎＧａＮ組成を有する井戸層及びＧａＮ組成を有する障壁層を含む量子井戸構造を有する層である。面発光レーザ１０に電流が注入されると、活性層１９において光が発生する。
　中間層２１は、活性層１９上に形成されたアンドープのＧａＮ層である。中間層２１は、中間層２１上に形成されるｐ型半導体層２３から活性層１９に不純物が拡散することを防止すべく、活性層１９と、中間層２１上に形成されるｐ型半導体層２３との間の距離を離す緩衝層の機能を有する。
　ｐ型半導体層２３は、上述のように中間層２１上に形成され、ｐ型不純物がドープされた複数の半導体層を含む層である。ｐ型半導体層２３には、ｐ型不純物として、Ｍｇがドープされている。
　ｎ電極２５は、ｎ型半導体層１７の露出部１７Ｅ上に設けられた金属電極である。ｎ電極２５は、ｎ型半導体層１７に電気的に接続されている。例えば、ｎ電極２５は、ｎ型半導体層１７の上部１７Ｂを囲むように環状に形成されている。ｎ電極２５の形状はこれに限られず、例えば露出部１７Ｅの全面に層状に形成された電極層であってもよい。
　絶縁層２７は、ｐ型半導体層２３上に形成されている絶縁体又はｐ型半導体層２３よりも導電性の低い材料からなる層である。絶縁層２７は、例えばＳｉＯ２等のｐ型半導体層２３を構成する材料よりも低い屈折率を有する物質によって構成されている。絶縁層２７は、ｐ型半導体層２３上に環状に形成されており、中央部分にｐ型半導体層２３を露出する開口部（図示せず）を有している。
　透光性電極２９は、絶縁層２７上に形成されている。また、透光性電極２９は、絶縁層２７の開口部を介してｐ型半導体層２３上に形成されており、ｐ型半導体層２３に電気的に接続されている。透光性電極２９は、例えば、ＩＴＯ又はＩＺＯ等の活性層１９からの出射光に対して透光性を有する金属酸化物によって形成されている。
　第２の多層膜反射鏡３１は、絶縁層２７の開口部上の透光性電極２９上に設けられた誘電体多層膜である。第２の多層膜反射鏡３１は、例えば酸化ニオブ（Ｎｂ２Ｏ５）と酸化ケイ素（ＳｉＯ２）等の、屈折率の異なる２種の誘電体膜が交互に積層されてなる誘電体多層膜ミラーである。
　ｐ電極３３は、透光性電極２９上に設けられた金属電極である。ｐ電極３３は、透光性電極２９に電気的に接続されている。ｐ電極３３は、第２の多層膜反射鏡３１を囲むように環状に形成されている。
　図２は、面発光レーザ１０の上面図である。上述したように、面発光レーザ１０は、矩形の上面形状を有する基板１１上に形成され、メサ形状の構造を有するｎ型半導体層１７を有している。
　ｎ型半導体層１７のメサ形状の部分から露出している露出部１７Ｅ上に、当該メサ形状の部分を囲むように環状のｎ電極２５が形成されている。
　また、上述したように、面発光レーザ１０は、ｎ型半導体層１７のメサ形状の部分である上部１７Ｂ上に順に形成されて円形の上面形状を有する活性層１９、中間層２１、ｐ型半導体層２３、及び環状の絶縁層２７（図２では図示せず）を有している。絶縁層２７は、開口部ＯＰを有している。
　透光性電極２９は、絶縁層２７の開口部ＯＰを覆うように、絶縁層２７上に形成されている。透光性電極２９上の透光性電極２９の中心ＣＡを含む領域に、第２の多層膜反射鏡３１が設けられている。
　第２の多層膜反射鏡３１は、上面視において開口部ＯＰを覆うように形成されている。なお、第２の多層膜反射鏡３１は、上面視において開口部ＯＰと重なるように形成されていてもよい。また、透光性電極２９の外周部に環状のｐ電極３３が設けられている。
　図３は、面発光レーザ１０の図２の３－３線に沿った断面図である。上述したように、ｐ型半導体層２３は、ｐ型不純物を含む複数の半導体層を含んで構成されている。以下、図３を参照しつつ、ｐ型半導体層２３及びその上層側の構成について説明する。
　ｐ型ＡｌＧａＮ層３５は、中間層２１上に形成されており、ｐ型不純物としてＭｇがドープされているｐ型ＡｌＧａＮ層である。ｐ型ＡｌＧａＮ層３５は、電子ブロック層として機能する。
　ｐ型窒化物半導体層３７は、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５上に形成され、ｐ型不純物がドープされた窒化物半導体層である。ｐ型窒化物半導体層３７は、例えば、ｐ型不純物としてＭｇがドープされたＧａＮ層である。
　面発光レーザ１０において、ｐ型窒化物半導体層３７、ｎ型半導体層１７及び活性層１９によるダブルヘテロ構造が形成されている。このような構造により、面発光レーザ１０に順方向に電圧が印加されると、ｎ型半導体層１７から活性層１９に電子が注入され、ｐ型窒化物半導体層３７から活性層１９に正孔が注入される。活性層１９内では、電子と正孔が再結合して光を発生する。
　面発光レーザ１０において、効率の良い発光を実現するためには、電子キャリアと正孔キャリアを効率良く活性層１９に注入して活性層１９に留まらせること、それによってレーザ発振に必要な単位面積当たりの電流である閾値電流密度を低く抑えることが重要である。ｎ型半導体層１７から注入された電子キャリアが活性層１９を通過してｐ型窒化物半導体層３７側へ移動する電子キャリアのオーバーフローが起こると、閾値電流密度が上昇し、電流の利用効率が低下する。それに加えて、発光に寄与しないキャリアによって放出される熱の影響等によって素子が劣化するので、素子寿命が低下する。
　ｐ型窒化物半導体層３７と活性層１９との間に設けられたｐ型ＡｌＧａＮ層３５は、Ａｌを組成に含むことでＧａＮからなるｐ型窒化物半導体層３７よりもバンドギャップエネルギーが高く、それによって電子キャリアのオーバーフローを抑制する電子ブロック層として機能する。
　電子ブロック層としてのｐ型ＡｌＧａＮ層３５にＭｇをドープすることによって、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の正孔キャリア濃度が高まりかつフェルミ準位が下がる。これにより、キャリアオーバーフローを抑制してキャリアの注入効率を高めることができ、面発光レーザ１０の閾値電流密度の上昇を抑制することができる。
　一方、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５中のＭｇ濃度を高くし過ぎると、Ｍｇが活性層まで拡散することや、Ｍｇに起因する欠陥が活性層まで拡がることによって、素子寿命が低下する場合がある。
　本願の発明者らは、上記のようなｐ型ＡｌＧａＮ層３５中のＭｇに起因する素子寿命の低下を抑制しつつ、キャリアの注入効率を高くするためには、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５中のＭｇの層厚方向における濃度分布をＡｌ組成とともに精密に制御することが重要であることを見出した。
　そこで、本発明においては、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５は、互いにＭｇ濃度の分布とＡｌ組成の分布が異なる３層のｐ型ＡｌＧａＮ層によって構成されている。図３において、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５を構成する３層について、第１のｐ型ＡｌＧａＮ層３９、第２のｐ型ＡｌＧａＮ層４１、及び第３のｐ型ＡｌＧａＮ層４３として示している。
　最も活性層１９に近い第１のｐ型ＡｌＧａＮ層３９においては、Ｍｇ濃度が高くなり過ぎないように制御している。第１のｐ型ＡｌＧａＮ層３９に隣接する第２のｐ型ＡｌＧａＮ層４１及び最も活性層から遠い第３のｐ型ＡｌＧａＮ層４３においては、キャリアの注入効率を高めるために適したＭｇ濃度及びＭｇ濃度分布となるように、Ｍｇ濃度及びＡｌ組成を制御している。
　なお、上記したように、活性層１９とｐ型半導体層２３との間に、中間層２１が設けられている。中間層２１は、ｐ型半導体層２３と、活性層１９との間の距離を長くし、ｐ型不純物が活性層１９に拡散することやｐ型不純物に起因する欠陥の影響が及ぶことを抑制する機能を有する。例えば、中間層２１は、３０～１４５ｎｍの層厚で形成されている。なお、例えば、面発光レーザ１０において、中間層２１を設けない構成としてもよい。
　ｐ型コンタクト層４５は、ｐ型窒化物半導体層３７上に形成され、ｐ型窒化物半導体層３７よりも高濃度でｐ型不純物がドープされた窒化物半導体層である。ｐ型コンタクト層４５は、例えば、ｐ型不純物としてＭｇがｐ型窒化物半導体層３７よりも高濃度でドープされたＧａＮ層である。
　このように、ｐ型半導体層２３は、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５、ｐ型窒化物半導体層３７、及びｐ型コンタクト層４５がこの順に積層されて構成されている。
　絶縁層２７は、ｐ型コンタクト層４５上に形成されている。上述したように、透光性電極２９は、絶縁層２７上に絶縁層２７の開口部ＯＰを覆うように形成されており、透光性電極２９は、開口部ＯＰを介してｐ型コンタクト層４５に接している。
　ｐ電極３３は、透光性電極２９と電気的に接触している。従って、ｐ電極３３は、透光性電極２９を介してｐ型半導体層２３と電気的に接続されている。
　面発光レーザ１０において、ｐ型半導体層２３には、絶縁層２７の開口部ＯＰによって露出している部分のみから、電流が注入される。従って、開口部ＯＰは、活性層１９への電流の供給範囲を制限する電流狭窄構造となっている。
　面発光レーザ１０において、第１の多層膜反射鏡１５と第２の多層膜反射鏡３１とが対向して配置されている。第１の多層膜反射鏡１５は、第２の多層膜反射鏡３１よりもわずかに低い反射率を有する。従って、活性層１９から出射し、第１の多層膜反射鏡１５と第２の多層膜反射鏡３１との間で共振した光は、その一部が第１の多層膜反射鏡１５及び基板１１を透過し、外部に取り出される。
　図４を参照しつつ、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５中のＡｌ組成及びＭｇ濃度について説明する。上述したように、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の電子ブロック層としての機能を高めるためには、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５中のＭｇの層厚方向における濃度分布をＡｌ組成とともに精密に制御することが重要であるが、層厚方向におけるＡｌ組成及びＭｇ濃度の分布は、二次イオン質量分析法（Secondary Ion Mass Spectrometry：ＳＩＭＳ）分析によってのみ評価が可能である。
　しかし、Ａｌ組成及びＭｇ濃度の層厚方向のＳＩＭＳ分析結果は、設計値と一致しない。これは、ＳＩＭＳ分析の性質に加えて、本発明のｐ型ＡｌＧａＮ層３５は、層厚が７～１５ｎｍ程度と非常に薄いことにより、設計上ｐ型ＡｌＧａＮ層３５を構成する３つの層を明瞭に区別することができないからである。
　具体的には、ＳＩＭＳ分析では、試料表面に一次イオンを衝突させ、スパッタリングによって放出される二次イオンを検出することで、当該試料中の元素の深さ方向の濃度分布が得られる。
　深さ方向の分析を進める際に、試料表面に照射された一次イオンが試料を構成する原子を混合することで本来の分布を乱していくイオンビームミキシングが生じる。それによって、検出される元素の試料中の濃度は、混ぜ合わされた深さまでの平均化した情報となる。
　また、試料表面や下層との界面などの、元々試料が有する凹凸、ＳＩＭＳ分析中のスパッタリングによって発生する凹凸によって、試料の深さ方向の濃度分布のゆらぎが生ずる（ラフネスの影響）。
　イオンビームミキシングやラフネスの影響により、ＳＩＭＳ分析によって積層構造の境界を明瞭に区別することは困難である。このようなイオンビームミキシングやラフネスの影響を、測定条件の最適化等により低減したとしても、積層構造の境界を明瞭に区別することは困難であり、本発明のように７ｎｍ～１５ｎｍ程度の薄膜ではさらに困難である。
　そこで、本発明においては、ＳＩＭＳ分析結果に基づいて、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の層厚方向におけるＡｌ組成及びＭｇ濃度の変化を制御し、高効率かつ長寿命の面発光レーザ１０を得るために適したＳＩＭＳプロファイルを見出した。
　図４は、実施例に係る面発光レーザ１０のｐ型ＡｌＧａＮ層３５のＳＩＭＳ分析結果を示す図である。図４は、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の上層であるｐ型窒化物半導体層３７から、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の下層である中間層２１に向かって（すなわち、表面側から活性層側（基板１１側）に向かって）、深さ方向、すなわち層厚方向のＡｌ組成及びＭｇ濃度のプロファイルを示している。
　図４において、横軸は、表面側から活性層側に向かっての層厚すなわち深さ（ｎｍ）、主軸はＭｇ濃度、第２軸はＡｌ組成を示している。図４において、Ａｌ組成の深さ方向の変化を示すＡｌ組成曲線を破線で示している。また、図４において、Ｍｇ濃度の深さ方向の変化を示すＭｇ濃度曲線を実線で示している。
　図４に示すＡｌ組成曲線について、Ａｌ組成のピーク値、すなわち最大値の５０％における幅である半値幅の範囲を、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５と規定する。また、本実施例において、Ａｌ組成曲線上において規定したｐ型ＡｌＧａＮ層を層厚方向に３つの領域に区分する。具体的には、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５を、その層厚方向に、活性層側から表面側に向かって、１０分の１（１０％）の層厚を有する領域を第１領域ＡＲ１、５分の２（４０％）の層厚を有する領域を第２領域ＡＲ２、２分の１（５０％）の層厚を有する領域を第３領域ＡＲ３として順に区分して、Ａｌ組成及びＭｇ濃度について説明する。
　従って、図４に示すグラフにおいて層厚を示す横軸に着目すると、上述した半値幅はｐ型ＡｌＧａＮ層３５の全層厚に相当し、当該横軸上において第１領域ＡＲ１はｐ型ＡｌＧａＮ層３５の１０分の１の層厚部分に相当し、第２領域ＡＲ２は５分の２の層厚部分に相当し、第３領域ＡＲ３は２分の１の層厚部分に相当する。
　［Ｍｇ濃度曲線］
　Ｍｇ濃度曲線によって示されるＭｇ濃度及びＭｇ濃度の層厚方向のプロファイル制御について説明する。
　　［ｐ型ＡｌＧａＮ層全体のＭｇ濃度］
　まず、ｐ型ＡｌＧａＮ層全体のＭｇ濃度制御について説明する。ｐ型ＡｌＧａＮ層３５中のＭｇのピーク濃度が高くなると、Ｍｇが多く存在することによってキャリアの注入効率が向上する一方で、Ｍｇが活性層に拡散しやすくなり、また、Ｍｇに起因する欠陥が活性層まで拡がりやすくなるため、素子寿命が低下し易くなる。
　発明者らは、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５中のＭｇのピーク濃度を１．２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満、より好ましくは１×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満とすることで、上記のような高濃度のＭｇの拡散又はＭｇに起因する欠陥の活性層への拡がりによる素子寿命の低下を抑制することができ、面発光レーザ１０の寿命が従来よりも大きく向上することを見出した。特に、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５中のＭｇのピーク濃度を１×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満とすることで、高濃度のＭｇをドープしたことに起因する欠陥が活性層にまで拡がって素子寿命を低下させることを顕著に抑制することができる。
　図４に示す例においては、Ｍｇ濃度曲線によって示されるＭｇ濃度の最大値は約６．９×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３であり、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の層厚の全体に亘って１×１０１９ａｔｏｍｓ/cm３未満となるように制御されている。Ｍｇ濃度を１×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満とすることで、Ｍｇの活性層への拡散及びＭｇに起因する欠陥の活性層への拡がりを防止している。これによって、高濃度のＭｇに起因する素子寿命の低下を防止している。
　続いて、第１領域～第３領域の各領域におけるＭｇ濃度制御について説明する。
　　［第１領域のＭｇ濃度］
　ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の層厚方向の領域のうち、活性層１９までの距離が近い領域ほど、Ｍｇが活性層１９に拡散しやすくなり、また、Ｍｇに起因する欠陥が活性層まで拡がりやすくなる。これらのことを考慮すると、最も活性層１９に近い第１領域ＡＲ１のＭｇ濃度が最も低いことが好ましい。具体的には、第１領域のＭｇ濃度としては、２×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満とすることが好ましい。活性層に最も近い第１領域のＭｇ濃度を２×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満にすることで、活性層へのＭｇの拡散やＭｇに起因する欠陥の拡がりを防止する効果が高まるので素子寿命が向上する。
　図４に示すように、本実施例においては、Ｍｇ濃度曲線によって示されるＭｇ濃度の各領域内の平均値を各領域間で比較すると、第１領域ＡＲ１が最も小さくなっている。このように、最も活性層１９に近い第１領域ＡＲ１のＭｇ濃度を最も低くすることで、Ｍｇの活性層への拡散及びＭｇに起因する欠陥の活性層への拡がりを防止し、高濃度のＭｇに起因する素子寿命の低下を防止している。
　　［第２領域及び第３領域のＭｇ濃度］
　発明者らは、第２領域のＡｌ組成を最も高くし、かつ、第２領域及び第３領域のＭｇ濃度プロファイルを適切に制御すると、Ｍｇ濃度を抑制しつつもキャリアオーバーフロー抑制効果が十分に得られ、それによって閾値電流密度が小さくなり、素子寿命が向上することを見出した。
　具体的には、第２領域から第３領域にかけて、Ｍｇ濃度曲線が示すＭｇ濃度が、適切な濃度でほぼ一定であり、略平坦なプロファイルとなっている領域（以下、単に平坦な領域とも称する）ができるように制御すると、Ｍｇ濃度を抑制しつつもキャリアオーバーフロー抑制効果が十分に得られ、それによって閾値電流密度が小さくなり、素子寿命が向上することが見出せた。
　当該平坦な領域における適切なＭｇ濃度とは、Ｍｇに起因して素子寿命の低下を抑制する濃度である。具体的には、平坦な領域におけるＭｇ濃度は、１．２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であり、より好ましくは、１×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であり、さらに好ましくは８×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満である。
　また、当該平坦な領域における適切なＭｇ濃度とは、キャリアオーバーフロー抑制効果が十分に得られる濃度である。具体的には、平坦な領域におけるＭｇ濃度は、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上とすることが好ましい。
　従って、上記の平坦な領域において、Ｍｇ濃度曲線が示すＭｇ濃度は、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上かつ１．２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であることが好ましく、１．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であることがさらに好ましい。さらに、平坦な領域において、Ｍｇ濃度は、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上かつ８×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であることが好ましい。
　さらに、キャリアオーバーフロー抑制効果を十分に得る観点から、平坦な領域のＭｇ濃度は、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上かつ８×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満の範囲で高い程好ましい。
　上記のような、第２領域から第３領域にかけてＭｇ濃度が適切な濃度でありかつ平坦なプロファイルになっている領域を有するものとは、一例として、Ｍｇ濃度曲線が、第２領域から第３領域にかけて、Ｍｇ濃度が、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上８×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満である領域を有するものであるといえる。
　また、第２領域から第３領域にかけてＭｇ濃度が適切な濃度でありかつ平坦なプロファイルとなっている領域を有するものとは、一例として、Ｍｇ濃度曲線が、第２領域のピーク位置のうち濃度が最大のピーク位置（図中、Ｐ１）から、第３領域のピーク位置のうち濃度が最大のピーク位置（図中、Ｐ２）までの領域を第４領域ＡＲ４と定義し、第４領域ＡＲ４内のＭｇ濃度が最小のピーク位置を図中、Ｂ１としたとき、当該第４領域ＡＲ４において、Ｍｇ濃度が、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上であり、且つ、第４領域ＡＲ４におけるＭｇ濃度の最大値と最小値との差が１．５×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下であるものであるといえる。
　ここでいうピーク位置とは、Ｍｇ濃度が極大値又は極小値をとる部分であり、Ｍｇ濃度曲線は、複数のピーク位置を有し得る。また、ピークＰ１は、第２領域のピークのうち最も第２領域と第３領域の境界に近い極大値であるピークであり、Ｐ２は第３領域のピークのうち最も第２領域と第３領域の境界に近い極大値であるピークである。また、ピークＢ１は、第４領域においてＭｇ濃度が極小値をとり、かつ、Ｍｇ濃度が第４領域において最小であるピークである。
　なお、上記の第４領域を規定するＰ１及びＰ２に関して、Ｐ１は第２領域において第２領域と第３領域との境界に最も近いピークでなくともよく、Ｐ２は第３領域において第２領域と第３領域との境界に最も近いピークでなくともよい。その他のピークを用いて第４領域を規定してもよい。例えば、第２領域及び第３領域の各々のピークのうち、Ｍｇ濃度が最大のピーク位置をＰ１及びＰ２としてもよい。なお、上記した例においては、第４領域におけるＭｇ濃度の最小値がピークＢ１の値すなわち極小値であったが、第４領域におけるＭｇ濃度の最小値は極小値とならない場合もあり得る。例えば、第４領域ＡＲ４におけるＭｇ濃度の最大値と最小値との差を求める際には、極小値であるか否かにかかわらず、第４領域ＡＲ４におけるＭｇ濃度の最小値を用いて最大値との差を求めればよい。
　なお、第２領域から第３領域にかけての、平坦なプロファイルとなっている領域としては、例えば、活性層側から第２領域の半分から第３領域までの領域、言い換えれば、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の活性層側から約３ｎｍ相当の位置から１０ｎｍ相当の位置までの領域であるともいえる。また、当該平坦な領域は、少なくとも第２領域と第３領域との境界を含む領域であるともいえる。
　図４に示す例においては、第４領域におけるＭｇ濃度の最大値（図中、Ｖ１）は約６．９×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３であり、最小値（図中、Ｖ２）は約６．４×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３であり、その差は約０．５×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３であった。ここで、Ｖ１はピークＰ１の値を指し、Ｖ２はピークＢ１の値を指す。このように、第４領域でＭｇ濃度が狭い範囲に分布している略平坦なプロファイルが得られた。
　なお、図４に示す例においては、Ｍｇ濃度曲線のｐ型ＡｌＧａＮ層３５の活性層側から約３ｎｍ相当の位置から約１０ｎｍ相当の位置までの領域で平坦であることによって、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５のＭｇ濃度曲線の形状が、全体として矩形に近い形状となった。
　このようなｐ型ＡｌＧａＮ層３５を含む面発光レーザ１０の素子寿命は５４００時間であった。ここで、素子寿命は、初期の光出力（１００％）から、半分の光出力（５０％）に達するまでの時間を指している。
　［Ａｌ組成曲線］
　図４に示すＡｌ組成曲線は、第２領域ＡＲ２にピークを有している。より詳細には、Ａｌ組成曲線によって示されるＡｌ組成の各領域内の平均値を各領域間で比較すると、第２領域ＡＲ２が最も大きく、第３領域ＡＲ３が次に大きく、第１領域ＡＲ１が最も小さくなっている（第１領域ＡＲ１＜第３領域ＡＲ３＜第２領域ＡＲ２）。
　Ｍｇ濃度が低い領域でＡｌ組成を大きくすると、動作電圧が高くなるので、Ｍｇ濃度が低い第１領域ＡＲ１では、Ａｌ組成も低くして、動作電圧の上昇を抑制している。
　また、第２領域ＡＲ２のＡｌ組成を最も高くすることで、障壁電位を高め、電子キャリアのオーバーフローを抑制することができる。
　さらに、ｐ型ＡｌＧａＮ層全体のＡｌ組成を高くするのではなく、第２領域ＡＲ２のＡｌ組成のみを最も高くすることで、Ａｌ組成の高い層と、隣接するＧａＮ層との間の格子不整合によるクラックの発生も抑制することができる。
　以上、説明したように、本実施例の面発光レーザ１０は、基板上に積層された第１の多層膜反射鏡と、第１の多層膜反射鏡上に形成されたｎ型窒化物半導体層と、ｎ型窒化物半導体層上に形成された活性層と、活性層上に形成され、ｐ型のドーパントとしてＭｇを含み、Ａｌ組成の異なる３つのＡｌＧａＮ層が積層された構成を有するｐ型ＡｌＧａＮ層と、ｐ型ＡｌＧａＮ層上に形成されたｐ型窒化物半導体層と、ｐ型半導体層上に形成され、第１の多層膜反射鏡に対向する位置に設けられた第２の多層膜反射鏡と、を含んで構成されている。
　上記説明したように、本願発明の面発光レーザにおけるｐ型ＡｌＧａＮ層は、Ａｌ組成曲線によって示されるＡｌ組成の上記説明した各領域間の大小関係が、第１領域＜第３領域＜第２領域であり、Ｍｇ濃度曲線によって示されるＭｇ濃度がｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚の全体に亘って１．２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であり、かつ、Ｍｇ濃度が第１乃至第３領域のうち第１領域において最も小さく、第２領域内のＭｇ濃度のピーク位置のうち濃度が最大であるピーク位置から第３領域内のＭｇ濃度のピーク位置のうち濃度が最大であるピーク位置までの領域を第４領域とし、第４領域において、Ｍｇ濃度が３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上であり、且つ、第４領域におけるＭｇ濃度の最大値と最小値との差が１．５×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下であるという特徴を有している。
　異なった観点から見れば、本願発明の面発光レーザにおけるｐ型ＡｌＧａＮ層は、Ａｌ組成曲線によって示されるＡｌ組成の各領域間の大小関係が、第１領域＜第３領域＜第２領域であり、Ｍｇ濃度曲線によって示されるＭｇ濃度は前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚の全体に亘って１．２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であり、かつ、前記Ｍｇ濃度は前記第１乃至第３領域のうち前記第１領域において最も小さく、第２領域から第３領域にかけて、前記Ｍｇ濃度が、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上８×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満である領域を有するという特徴を有している。
　上記のような構成により、本願発明の面発光レーザにおけるｐ型ＡｌＧａＮ層は、層厚方向における適切な領域に適切な量のＭｇが含有されている。具体的には、本実施例のｐ型ＡｌＧａＮ層は、ＳＩＭＳプロファイルにおいて、活性層に近い第１領域においては最も低いＭｇ濃度を示し、第２領域から第３領域にかけての領域、例えば上記の第４領域においては３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上の必要十分な量のＭｇ濃度を示す。それによって、ｐ型ＡｌＧａＮ層における充分な正孔キャリア濃度を確保しつつも、過剰なＭｇに起因する素子寿命の低下を抑制することができる。
　従って、本実施例の面発光レーザ１０によれば、高いキャリアの注入効率を確保しつつ素子の寿命の低下を抑制することができ、長寿命かつ高効率な垂直共振器型発光素子を提供することができる。
　図５及び図６を参照しつつ、面発光レーザ１０の製造方法の一例について説明する。図５は、面発光レーザ１０の製造工程の概要を示すフローチャートである。各半導体層の形成は、有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ：metal organic chemical vapor deposition）によって行った。
　まず、基板１１上に、下地層１３を形成し、下地層１３上に、第１の多層膜反射鏡１５を形成した（ステップＳ１１）。
　成長基板である基板１１にはＣ面ＧａＮ基板を用いた。なお、図示しないが、半導体層の成長装置において、基板１１はサセプタ上に配置されている。そして、サセプタの下に熱電対が配置されており、その熱電対の温度を本願明細書における「基板温度」としている。また、本明細書において、「成長温度」とは、基板温度を指す。
　ステップＳ１１において、まず、基板１１の温度を１２００℃まで上昇させ、水素キャリアガス（雰囲気ガス）内で、トリメチルガリウム（以下、ＴＭＧと称する）、アンモニア（ＮＨ３）ガスを供給してアンドープＧａＮからなる下地層１３を１００ｎｍ成長した。なお、ホモエピタキシャル成長の場合、必ずしも下地層１３を積層する必要はなく任意である。
　続いて第１の多層膜反射鏡１５の形成を行った。下地層１３上にＩｎＡｌＮ／ＧａＮの積層体からなる半導体ＤＢＲ（Distributed Bragg reflectors：分布ブラッグ反射器）を成長した。
　まず、下地層１３上にＩｎＡｌＮ層を成長した。基板温度を９５０℃、キャリアガスを窒素（Ｎ２）ガスとし、インジウムの材料ガスであるトリメチルインジウム（以下、ＴＭＩと称する）、アルミニウムの材料ガスであるトリメチルアルミニウム（以下、ＴＭＡと称する）及びアンモニアガスを供給し、ＩｎＡｌＮ層を成長した。
　続いて、ＩｎＡｌＮ層上にＧａＮ層を成長した。基板温度を１１００℃まで上昇させ、キャリアガスを水素ガスに変更し、ガリウムの材料ガスであるトリメチルガリウム（以下、ＴＭＧと称する）とアンモニアガスを供給し、ＩｎＡｌＮ層上にＧａＮ層を形成した。
　その後、上記のＩｎＡｌＮ層を成長する工程及びＧａＮ層を成長する工程をさらに４０回繰り返し、ＩｎＡｌＮ層とＧａＮ層とのペアを合計で４１ペア積層した。ＡｌＩｎＮ及びＧａＮは、基板１１の結晶面の（０００１）面上に層状に形成され、各々の層厚が所望の波長に対する光学的層厚の１／４になるように形成した。
　その後、第１の多層膜反射鏡１５上にｎ型半導体層１７を形成した（ステップＳ１２）。ステップＳ１２において、基板温度１２００℃、キャリアガスを水素ガスとして、ガリウムの材料ガスとしてのＴＭＧ、窒素源ガスとしてのアンモニアガス及びｎ型ドーパントの材料ガスでありシリコン含有ガスとしてのジシラン（Ｓｉ２Ｈ６）を供給し、第１の多層膜反射鏡１５上に、Ｓｉを３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３ドープしたｎ型ＧａＮ層を１５００ｎｍ形成した。
　ｎ型半導体層１７の形成後、ｎ型半導体層１７上に、活性層１９を積層した（ステップＳ１３）。ステップＳ１３において、ｎ型半導体層１７上に、多重量子井戸層（以下、ＭＱＷ：Multi Quantum Well）を形成した。障壁層及び井戸層はＩｎｘＡｌｙＧａ１－ｘ－ｙＮからなる。本実施例では、井戸層として３ｎｍのノンドープＩｎＧａＮ（ｙ＝０）、障壁層として４ｎｍのノンドープＧａＮ（ｘ＝ｙ＝０）、を５回繰り返して積層し、５ペアから成るＭＱＷを形成した。ここで、Ｉｎの組成比ｘは、発振波長によって適宜調整することができる。
　活性層１９の形成後、活性層１９上にｐ型半導体層２３を形成した（ステップＳ１４）。なお、ステップ１４において、活性層１９上に、中間層２１として１３０ｎｍの層厚でＧａＮ層を形成し、中間層２１上にｐ型半導体層２３を形成した。
　ステップＳ１４において、ｐ型半導体層２３として、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５、ｐ型窒化物半導体層３７及びｐ型コンタクト層４５をこの順に形成した。ここで、図６を参照し、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の成長方法について詳細に説明する。
　図６は、面発光レーザ１０のｐ型ＡｌＧａＮ層３５の成長シーケンス（ｐ型ＡｌＧａＮ層成長ステップ）を模式的に示す図である。図６において、横軸は時間Ｔを示している。また、図６中の縦軸は基板温度Ｔｓを示している。図６中、基板温度Ｔｓの経時変化とともに、供給ガス種毎に、供給されているか否かを表すＯＮ状態又はＯＦＦ状態が示されている。また、供給ガス種のうち、Ａlの材料ガス（ＴＭＡ）及びＭｇの材料ガス（ビスシクロペンタジエニルマグネシウム（以下、Ｃｐ２Ｍｇ））については、ＯＮ状態のうち、大きい供給量で供給されている場合についてＯＮ（Ｈｉｇｈ）、小さい供給量で供給されている場合についてＯＮ（Ｌｏｗ）と示している。
　図６に示すように、第１～第３の成長ステップ（図中、ＳＴＥＰ１～３）の３つのステップによってｐ型ＡｌＧａＮ層３５を成長した。ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の層厚の設計値は１０ｎｍである。
　まず、第１の成長ステップ（図中、ＳＴＥＰ１）では、基板温度をＴＰ１（９５０℃、第１の温度）からＴＰ２（１０００℃、第２の温度）まで３０秒かけて（Ｔ１～Ｔ２）上昇させつつ、キャリアガスを窒素ガス及びアンモニアガスとして、Ａｌの材料ガスであるＴＭＡを９．４ｓｃｃｍ（Standard Cubic Centimeter per Minute）（第１の供給量、図中、ＯＮ（high））、Ｇａの材料ガスであるＴＭＧを１．６ｓｃｃｍで供給し、さらにＭｇの材料ガス（Ｃｐ２Ｍｇ）を３７．２ｓｃｃｍ（第２の供給量、図中、ＯＮ（high））で供給して第１のｐ型ＡｌＧａＮ層３９を成長した。なお、アンモニアガスは、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の窒素源となる。第１のｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚の設計値は、０．８ｎｍである。また、第１のｐ型ＡｌＧａＮ層のＡｌ組成の設計値は、２５％である。
　第２の成長ステップ（図中、ＳＴＥＰ２）では、ステップ２－１及びステップ２－２の２つのステップに分けて、第２のｐ型ＡｌＧａＮ層４１を成長した。第２のｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚の設計値は、５．２ｎｍである。また、第２のｐ型ＡｌＧａＮ層４１のＡｌ組成の設計値は、４２％である。なお、ステップ２－１は、１０００℃に達した時点（Ｔ２）から開始するものと規定する。
　維持ステップとしてのステップ２－１において、基板温度をＴＰ２（１０００℃）に維持し、ＴＭＡ、ＴＭＧ、アンモニアガス、窒素ガス及びＣｐ２Ｍｇを、第１の成長ステップにおける供給量を維持して継続して供給し、第２のｐ型ＡｌＧａＮ層を設計値で２．６ｎｍ成長した（Ｔ２～Ｔ３（第１の成長時間）１１８秒）。第２の成長ステップにおいて、ＴＭＡは第１の供給量、Ｃｐ２Ｍｇは第２の供給量を維持して供給した。
　続いて、時間Ｔ３になると、ステップ２－２を開始した。Ｍｇ低供給ステップとしてのステップ２－２において、基板温度をＴＰ２に維持し、ＴＭＡ、ＴＭＧ、アンモニアガス及び窒素ガスについてはステップ２－１の供給量を維持しつつ、Ｃｐ２Ｍｇを第２の供給量よりも小さい２．５ｓｃｃｍ（第３の供給量、図中、ＯＮ（Low））で供給して第２のｐ型ＡｌＧａＮ層を設計値で２．６ｎｍ成長した（Ｔ３～Ｔ４（第２の成長時間）１１８秒）。
　つまり、第２の成長ステップは、Ｍｇの材料ガスの供給量を途中で変更するステップであり、具体的には、ステップ２－１とステップ２－２との間でＭｇの材料ガスの供給量を下げるステップである。本実施例においては、ステップ２－２の最初にＭｇの材料ガスであるＣｐ２Ｍｇの供給量を３７．２ｓｃｃｍから２．５ｓｃｃｍに変更した。
Ｃｐ２Ｍｇの供給量はこれに限られないが、ステップ２－２における供給量をステップ２－１における供給量の１０分の１以下とすることが好ましい。
　時間Ｔ４になると、第３の成長ステップ（図中、ＳＴＥＰ３）を開始した。第３の成長ステップでは、基板温度をＴＰ２に維持し、ＴＭＧ、窒素ガス及びアンモニアガスの供給量を維持しつつ、ＴＭＡを第１の供給量よりも小さい４．９ｓｃｃｍ（第４の供給量、図中、ＯＮ（Low））、Ｃｐ２Ｍｇを第２の供給量よりも小さい２．５ｓｃｃｍ（第５の供給量、図中、ＯＮ（Low））で供給して第３のｐ型ＡｌＧａＮ層４３を成長した（Ｔ４～Ｔ５、１９４秒）。第３のｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚の設計値は、４ｎｍである。また、第３のｐ型ＡｌＧａＮ層４３のＡｌ組成の設計値は、２８％である。
　本実施例においては、第３の成長ステップにおけるＭｇの材料ガス（Ｃｐ２Ｍｇ）の供給量を第２の成長ステップのステップ２－２における供給量（第３の供給量）と同じ２．５ｓｃｃｍとしたが、これに限られない。第３の成長ステップにおけるＭｇの材料ガスの供給量は、ステップ２－１の供給量（第２の供給量）よりも小さければよく、１０分の１以下であることが好ましい。
　以上のようにして、設計値１０ｎｍのｐ型ＡｌＧａＮ層３５を形成した。上記したように、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の形成過程において、Ｍｇの材料ガスの供給量は、第１の成長ステップ（設計値０．８ｎｍ）及び第２の成長ステップのステップ２－１（設計値２．６ｎｍ）の後、すなわち、設計値で３．４ｎｍまで成長後、それまでの供給量の十分の１以下まで低くなり、その後はｐ型ＡｌＧａＮ層３５の成長終了まで低いままである。
　しかし、図４に示したＭｇ濃度曲線のｐ型ＡｌＧａＮ層の領域では、第１領域から第３領域にかけて、すなわち成長方向において、大きく低下する傾向はみられず、Ｍｇの材料ガスの供給シーケンスに対応していない。
　これは、Ｍｇのメモリー効果によるものである。ＭＯＣＶＤ法では、Ｍｇドーパントの固相熱拡散やチャンバ内等に残存するＭｇ原料が意図せず膜中に混入するメモリー効果と呼ばれる現象が起こることが知られている。
　例えば第３の成長ステップにおいて形成された膜中のＭｇ量は、第３の成長ステップにおいて供給されるＣｐ２Ｍｇの供給量に応じた量よりも多くなる。これは、メモリー効果により、第２の成長ステップまでに形成された下層から熱拡散してくるＭｇや、チャンバ内に残存していたＭｇが膜中に混入したものが加わった量になるからであると考えられる。
　上記の成長シーケンスは、このようなＭｇの特性を考慮して、所望のＳＩＭＳプロファイルが得られるようにＭｇの原料ガスの供給量を調整したものである。具体的には、第２の成長ステップのステップ２－２におけるＣｐ２Ｍｇの供給量（第３の供給量）及び第３の成長ステップにおけるＣｐ２Ｍｇの供給量（第５の供給量）を第２の成長ステップのステップ２－１におけるＣｐ２Ｍｇの供給量（第２の供給量）の１０分の１以下にすることで、メモリー効果によってＭｇ濃度が高くなりすぎないようにしている。具体的には、例えば、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の全体に亘って１．２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３を越えないようにしている。
　このような制御によって、上記した第２領域ＡＲ２から第３領域ＡＲ３にかけて、Ｍｇ濃度が３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上であり、且つ、平坦なＭｇ濃度曲線が得られた。具体的には、上記した第４領域におけるＭｇ濃度の最大値と最小値との差が１．５×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下であるＭｇ濃度曲線が得られた。当該Ｍｇ濃度曲線は、例えば、第４領域におけるＭｇ濃度の最大値と最小値との差が１．５×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下であるか否かにかかわらず、第２領域から第３領域にかけて、Ｍｇ濃度が、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上８×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満である領域を有するものであってもよい。
　なお、第１の成長ステップと第２の成長ステップ（ＳＴＥＰ２－１）とでＭｇ材料ガスの供給量は変わっていないが、成長温度は第２の成長ステップの方が高くなっている。基板温度が高いほどＣＰ２Ｍｇの分解効率が高くなりＭｇが成長層内に取り込まれ易いことにより、Ｍｇ濃度曲線においては第１領域のＭｇ濃度が低く抑えられ、第２領域でＭｇ濃度が上昇している。さらに、第１領域から第２領域にかけてＭｇ濃度が上昇していることには、基板温度の影響に加えて、上述のメモリー効果も関係していると考えられる。
　なお、ステップ２－１の成長時間はステップ２－２の成長時間以下とすることが好ましい。それによって、メモリー効果によるＭｇ濃度の上昇を抑制できるからである。
　また、ｐ型ＡｌＧａＮ層を成長する際のキャリアガスとして水素ガスを用いることも考えられるが、水素雰囲気と比較して、窒素雰囲気では、Ｍｇ材料のウェハへの原料輸送が低下するため、Ｍｇ材料ガスの供給量が同じであっても、膜中へのＭｇの混入が抑制される。
　例えば、上述したように、第１のｐ型ＡｌＧａＮ層では、Ｍｇ濃度を特に低く抑えることが好ましいため、第１の成長ステップのキャリアガスに窒素ガスを用いることが好ましい。また、Ｍｇ濃度曲線を第２領域及び第３領域において略平坦な形状（全体として矩形形状）に近づけるためのＭｇ濃度の層厚方向における分布の制御性の観点から、第２の成長ステップ及び第３の成長ステップにおいて、キャリアガスに窒素ガスを用いることが好ましい。
　本実施例において、上記のような成長方法の工夫をすることで、図４に示したようなＳＩＭＳプロファイルとなるｐ型ＡｌＧａＮ層３５を形成することができる。それによって、面発光レーザ１０の閾値電流密度の上昇を抑制し、寿命の低下も抑制できる。
　ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の形成後、ｐ型窒化物半導体層３７としてＭｇを５×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３ドープしたｐ型ＧａＮ層を形成した。その後、ｐ型窒化物半導体層３７上に、ｐ型コンタクト層４５としてＭｇを５×１０２０ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上ドープしたｐ型ＧａＮコンタクト層を形成し、ｐ型半導体層２３の形成を終了した。
　[素子化工程]
　ｐ型半導体層の形成後、急速熱処理（以下、ＲＴＡ：Rapid Thermal Annealing）装置にて熱処理によるＭｇの活性化を行った。その後、フォトレジストによりメサパターンを形成し、ドライエッチングにて、メサ構造を形成しつつ、このメサ構造の周りにｎ型半導体層１７が部分的に露出した露出部１７Ｅ（図１参照）を形成した。その後、フォトレジストを除去した。
　スパッタにて絶縁層２７として酸化シリコン（ＳｉＯ２）をメサ構造及び露出部１７Ｅ上に１５０ｎｍ形成した。フォトレジストにてパターンを形成し、バッファードフッ酸（以下、ＢＨＦ）にてエッチング処理し、メサ構造上の絶縁層２７に光の出射開口部として開口部ＯＰを形成した。その後、フォトレジストを除去した。
　スパッタにて透光性電極２９として酸化インジウムスズ（以下、ＩＴＯ：Indium Tin Oxide）を約１７ｎｍ形成した。フォトレジストにてパターンを形成し、混酸にてＩＴＯをエッチング処理し、メサ構造上の絶縁層２７上及び絶縁層２７の開口部ＯＰによって露出したｐ型コンタクト層４５上に透光性電極２９を形成した。その後、フォトレジストを除去し、ＲＴＡにて熱処理を行い、ＩＴＯの透明化と導電性向上を図った。
　電子ビーム（以下、ＥＢ）蒸着にて、透光性電極２９上に開口部を覆わないｐ側メタル層（ｐ電極３３）を約３００ｎｍ形成した。ｐ側メタル層には白金（Ｐｔ）、金（Ａｕ）、チタン（Ｔｉ）の積層体を用いた。次に薬品にてリフトオフした後、フォトレジストを除去した。
　フォトレジストにてパターンを形成後、ＥＢ蒸着にて、ｎ型半導体層１７の露出部１７Ｅに電気的に接続されたｎ電極２５を約７００ｎｍ形成した。ｎ電極にはＴｉ、Ａｌ、Ｐｔ、Ａｕの積層体を用いた。薬品にてリフトオフし、フォトレジストを除去した。
　ＥＢ蒸着にて、透光性電極２９上に第２の多層膜反射鏡３１としての誘電体多層膜（誘電体多層膜ミラー、誘電体ＤＢＲ）１０．５ペア（約１３００ｎｍ）を形成した。誘電体ＤＢＲには酸化ニオブ（以下、Ｎｂ２Ｏ５、膜厚約４５ｎｍ）とＳｉＯ２（膜厚約７６ｎｍ）の積層体を用いた。次にフォトレジストにて誘電体ＤＢＲパターンを形成し、ドライエッチング装置にて誘電体ＤＢＲの不要部分（ｐ電極上、ｎ電極上）をエッチング除去した。最後に薬品にてフォトレジストを除去した。
　フォトレジストにてパターンを形成し、ＥＢ蒸着にて、ｐ電極に電気的に接続された更なるｐ側メタル層（図示せず）を約２２００ｎｍ形成した。ｐ電極（ｐパッド層）にはＴｉ、Ｐｔ、Ａｕの積層体を用いた。次に薬品にてリフトオフし、フォトレジストを除去した。このようにして、素子化を行った（ステップＳ１５）。
　以上の工程により、面発光レーザ１０を製造した。なお、上記した製造工程は例示に過ぎず、半導体にドープする元素や各々の部材の寸法等は適宜変更可能である。
　図７を参照しつつ、比較例１の従来の面発光レーザのｐ型ＡｌＧａＮ層について説明する。比較例１の面発光レーザは、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５に代えて、Ａｌの材料ガス（ＴＭＡ）の供給量を４．９ｓｃｃｍで一定とし、かつ、Ｍｇの材料ガス（Ｃｐ２Ｍｇ）供給量を３７．２ｓｃｃｍで一定とし、層厚の設計値１０ｎｍ、Ａｌ組成の設計値３０％で成長したｐ型ＡｌＧａＮ層を有する点において実施例と異なり、その他の点においては実施例と同様に構成されている。つまり、比較例１のｐ型ＡｌＧａＮ層は、１つのステップで成長したものであり、３つのステップを含む実施例の成長方法とは異なる方法で成長したものである。
　図７は、比較例１の面発光レーザのｐ型ＡｌＧａＮ層のＳＩＭＳ分析結果を示す図である。図４に示したグラフと同様に、図７においても、Ａｌ組成の深さ方向の変化を示すＡｌ組成曲線を破線で示し、Ｍｇ濃度の深さ方向の変化を示すＭｇ濃度曲線を実線で示している。また、図４に示した実施例の場合と同様に、Ａｌ組成の最大値の５０％における幅を、ｐ型ＡｌＧａＮ層と規定し、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の活性層側から表面側に向かって、１０％の層厚を有する第１領域ＡＲ１、４０％の層厚を有する第２領域ＡＲ２、５０％の層厚を有する第３領域ＡＲ３に順に区分している。
　図７に示すように、Ｍｇ濃度曲線は、第２領域ＡＲ２においてピークを有しており、第２領域ＡＲ２及び第３領域ＡＲ３の大部分において、３×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３を超えている。このように、第２領域においてＭｇ濃度が３×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３を超える高濃度である場合、キャリアの注入効率は高くなるが、Ｍｇの活性層への拡散やＭｇに起因する欠陥の活性層への拡がりも発生し易くなり、それによって素子寿命が低下する。
　図８を参照しつつ、比較例２の従来の面発光レーザのｐ型ＡｌＧａＮ層について説明する。比較例２の面発光レーザは、実施例のｐ型ＡｌＧａＮ層３５及び比較例１のｐ型ＡｌＧａＮ層とは異なる方法で成長したｐ型ＡｌＧａＮ層を有している点において実施例及び比較例１と異なり、その他の点においては実施例と同様に構成されている。
　比較例２のｐ型ＡｌＧａＮ層は、層厚の全体にわたってＭｇ濃度が３×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満となるように成長されたものである。比較例２において、Ｍｇの最大濃度がそれぞれ０．９×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３、２．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３、２．６×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３である３つのサンプルを作製した。
　Ｍｇ最大濃度０．９×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３のサンプル（以下、サンプル１と称する）は、Ａｌの材料ガス（ＴＭＡ）の供給量を６．０ｓｃｃｍで一定とし、かつ、Ｍｇの材料ガス（Ｃｐ２Ｍｇ）供給量を４．１ｓｃｃｍで一定とし、層厚の設計値１０ｎｍ、Ａｌ組成の設計値３２％で成長した。
　Ｍｇ最大濃度２．０×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３のサンプル（以下、サンプル２と称する）は、Ａｌの材料ガス（ＴＭＡ）の供給量を６．２ｓｃｃｍで一定とし、かつ、Ｍｇの材料ガス（Ｃｐ２Ｍｇ）供給量を５ｎｍの成長までは３７．２ｓｃｃｍ、その後５ｎｍの成長時は２．５ｓｃｃｍで供給し、層厚の設計値１０ｎｍ、Ａｌ組成の設計値３３％で成長した。
　Ｍｇ最大濃度２．６×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３のサンプル（以下、サンプル３と称する）は、Ａｌの材料ガス（ＴＭＡ）の供給量を４．９ｓｃｃｍで一定とし、かつ、Ｍｇの材料ガス（Ｃｐ２Ｍｇ）供給量を５ｎｍの成長までは３７．２ｓｃｃｍ、その後５ｎｍの成長時は２．５ｓｃｃｍで供給し、層厚の設計値１０ｎｍ、Ａｌ組成の設計値３０％で成長した。
　図８は、比較例２の面発光レーザのｐ型ＡｌＧａＮ層のＳＩＭＳ分析結果を示す図である。図８において、Ａｌ組成の深さ方向の変化を示すＡｌ組成曲線を破線で示している。また、Ｍｇ濃度の深さ方向の変化を示すＭｇ濃度曲線を、サンプル１については二点鎖線、サンプル２については一点鎖線、サンプル３については実線で示している。
　図８に示すように、サンプル１～３のＭｇ濃度曲線は、活性層１９から遠い第３領域ＡＲ３にピークを有する傾向があった。活性層から遠い領域にピークが存在することから、Ｍｇの活性層への拡散やＭｇ起因の欠陥の活性層への影響は生じにくい点では好ましい。しかし、サンプル１～３では、第２領域ＡＲ２のＭｇ濃度が不足する傾向があった。それによって、サンプル１～３を用いた面発光レーザでは、Ｍｇによるキャリアオーバーフローの抑制効果が低く、閾値電流密度が高くなる傾向があった。
　サンプル３のＭｇ濃度曲線では、Ｍｇの最大濃度が２．５×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３超えている。比較例１よりは低いが、Ｍｇの活性層への拡散やＭｇ起因の欠陥の活性層への影響を防止する観点では、上述した１．２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満という指標よりも高い。
　また、サンプル３のＭｇ濃度曲線は、第２領域ＡＲ２において、活性層に向かって単調減少している。このような場合、第２領域ＡＲ２の殆ど全体において、十分な正孔キャリア濃度を得るための指標の１つとなる３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３を超えているにも関わらず、正孔キャリア濃度が不足し、電子キャリアのオーバーフローが抑制されにくく、キャリア注入効率が下がり、閾値電流密度が上昇することがわかっている。
　サンプル２のＭｇ濃度曲線では、Ｍｇの最大濃度が約２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３である。サンプル３よりは低いが、上述した１．２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満という指標よりも高い。
　また、サンプル２のＭｇ濃度曲線についても、第２領域ＡＲ２において、活性層に向かってＭｇ濃度が減少しており、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３を超えていても正孔キャリア濃度が不足し、電子キャリアのオーバーフローが抑制されにくく、キャリア注入効率が下がり、閾値電流密度が上昇する。
　サンプル１のＭｇ濃度曲線では、Ｍｇ最大濃度が低く１×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であるため、Ｍｇの活性層への拡散やＭｇ起因の欠陥の活性層への影響は生じにくい点で好ましい。しかし、サンプル１は、第２領域ＡＲ２におけるＭｇ濃度はサンプル２の場合よりもさらに低く、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満である。従って、サンプル１においても、正孔キャリア濃度が不足し、電子キャリアのオーバーフローが抑制されにくく、キャリア注入効率が下がり、閾値電流密度が上昇する。
　図７及び図８を参照して説明したように、比較例１ではＭｇのピーク濃度が３×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上、比較例２ではＭｇのピーク濃度が３×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満のサンプルを作製した。いずれの場合もＭｇによるキャリアオーバーフロー抑制の効果を適切に得られず、素子寿命は数百時間程度であった。
　具体的には、比較例１において、Ｍｇのピーク濃度を３×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上とすると、活性層１９に近い第２領域ＡＲ２にＭｇ濃度が高いピークが現れた。このような場合、Ｍｇの活性層への拡散、Ｍｇ起因の欠陥による活性層への影響が大きくなり、それによって素子寿命が低下する。
　また、比較例２において、Ｍｇのピーク濃度を３×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下とすると、Ｍｇ濃度曲線のピークが現れる位置が第３領域ＡＲ３となり、第２領域におけるＭｇ濃度が活性層に向かって単調減少した。このような場合、第２領域におけるＭｇ濃度が不足し、正孔キャリアの減少によってキャリア注入効率が低下し、閾値電流密度の上昇につながる。閾値電流密度の上昇も、素子寿命を低下させる。
　これに対して、本願発明の面発光レーザにおけるｐ型ＡｌＧａＮ層は、Ｍｇ濃度曲線によって示されるＭｇ濃度が、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の層厚の全体に亘って１×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であり、第１領域において最も小さく、第２領域内のＭｇ濃度のピーク位置のうち濃度が最大であるピーク位置から第３領域内のＭｇ濃度のピーク位置のうち濃度が最大であるピーク位置までの領域を第４領域とし、当該第４領域において、Ｍｇ濃度が、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上であり、且つ、第４領域におけるＭｇ濃度の最大値と最小値との差が１．５×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下である。
　また、本願発明の面発光レーザにおけるｐ型ＡｌＧａＮ層は、Ｍｇ濃度曲線によって示されるＭｇ濃度が、ｐ型ＡｌＧａＮ層３５の層厚の全体に亘って１×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であり、第１領域において最も小さく、第２領域から第３領域にかけて、Ｍｇ濃度が、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上８×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満である領域を有する。
　このようなＭｇプロファイルを示すｐ型ＡｌＧａＮ層３５は、ｐ型ＡｌＧａＮ層における充分な正孔キャリア濃度を提供しつつも、過剰なＭｇに起因する素子寿命の低下を抑制することができる。このようなＭｇプロファイルを示すｐ型ＡｌＧａＮ層３５は、図６に示したような３つのステップを含む方法によって成長することで実現できた。
　上記の比較例２に示したしたように、従来は、Ｍｇのピーク濃度が３×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下で第２領域よりも第３領域のＭｇ濃度が高くなる傾向及び第２領域のＭｇが不足する傾向があり、第２領域のＭｇ濃度を高くすると、第３領域のＭｇがさらに高くなってしまい、第３領域のＭｇ濃度が過剰となる傾向があった。本実施例においては、Ｍｇのメモリー効果を考慮して、Ｍｇの材料ガスの供給量をコントロールすることによって第２領域のＭｇ濃度を高めかつ第３領域のＭｇ濃度が過剰にならないようにすることができた。
　その結果、第２領域から第３領域にかけて、平坦に近い（略平坦な）プロファイルが得られた。そのようなｐ型ＡｌＧａＮ層３５を含む面発光レーザ１０の素子寿命は従来のものよりも大きく向上することがわかった。具体的には、上述したように、従来の面発光レーザの素子寿命は数百時間程度であったのに対して、本実施例の面発光レーザ１０の素子寿命は５４００時間であった。
　なお、上記の実施例において、ｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚が１０ｎｍである例について説明したが、これに限られない。ｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚は、７ｎｍ以上１５ｎｍ以下であることが好ましい。層厚が８ｎｍ未満では電子キャリアのオーバーフローが生じ易くなり、閾値電流密度が上昇し易くなる。層厚が１５ｎｍを越えると、クラックの発生や動作電圧の上昇を招くおそれがある。
　なお、本実施例において、第１のｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚は、０．４ｎｍ以上１ｎｍ以下とすることが好ましい。０．４ｎｍ未満ではＭｇの活性層への拡散やＭｇに起因する欠陥の活性層への拡がりを防止する効果が乏しく、１ｎｍを越えると素子電圧の上昇を招くおそれがある。
　本実施例において、第１のｐ型ＡｌＧａＮ層のＡｌ組成の設計値は、２５％以下とすることが好ましい。Ａｌ組成が２５％を超えると、素子電圧が上昇するおそれがあるからである。
　また、本実施例において、第２のｐ型ＡｌＧａＮ層のＡｌ組成の設計値は、２３％以上５０％以下とすることが好ましい。Ａｌ組成が２３％未満では電子キャリアのオーバーフローが生じ易くなり、閾値電流密度が上昇し易くなる。Ａｌ組成が５０％を超えると、ｐ型ＡｌＧａＮ層の結晶性の低下、クラックの発生、動作電圧の上昇等の影響が大きくなる。
　また、本実施例において、第２のｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚は、３ｎｍ以上７ｎｍ以下とすることが好ましい。３ｎｍ未満では第２領域のＭｇ濃度を３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上とすることが困難であり、６ｎｍを越えると素子電圧が顕著に上昇する場合がある。
　また、本実施例において、第３のｐ型ＡｌＧａＮ層のＡｌ組成の設計値は、１２％以上３０％以下とすることが好ましい。第３のｐ型ＡｌＧａＮ層のＡｌ組成をこの範囲にすることで、第２のｐ型ＡｌＧａＮ層とともに電子キャリアのオーバーフローを抑制しつつ、クラックの発生や動作電圧の上昇も抑制することができる。
　なお、上記の実施例において、Ａｌ組成曲線によって示される第２領域におけるＡｌ組成の平均値と第３領域におけるＡｌ組成の平均値との差は、３％以上１８％以下であることが好ましい。
　第２領域と第３領域との間でＡｌ組成の平均値の差が３％以上になると、第２領域のＭｇ濃度の最大ピーク位置と第３領域のＭｇ濃度の最大ピーク位置との間の第４領域において、Ｍｇ濃度の最大値と最小値との差が１．５×１０１８／ｃｍ３以下を満足しやすくなる。すなわち、Ｍｇ濃度が第３領域と第２領域近の境界付近で略平坦な形状（略同量）になりやすく、閾値電流密度の上昇を抑制するため好ましい。さらにＡｌ組成の平均値の差が８％以上になると、第４領域において、Ｍｇ濃度が５×１０１８／ｃｍ３以上を保ちやすくなるため好ましい。一方、前記Ａｌ組成の平均値の差が１８％を超えると、結晶性の悪化が生じ始めるため好ましくない。
　なお、上記の実施例において、窒化物半導体多層膜を下部の反射鏡として用いている。ＡｌＩｎＮを含む窒化物半導体多層膜は熱伝導率が低いので、共振器長を長くしている関係で、窒化物半導体多層膜を反射鏡とする面発光レーザでは特に閾値電流密度が高くなりやすく、それによってキャリアオーバーフローが起きやすい傾向がある。従って、ＡｌＩｎＮを含む窒化物半導体を反射鏡に用いた垂直共振器型発光素子に本発明を適用することは有効である。
　上述した実施例及び製造方法における構成は例示に過ぎず、用途等に応じて適宜変更可能である。
１０　面発光レーザ
１１　基板
１５　第１の多層膜反射鏡
１７　ｎ型半導体層
１９　活性層
２１　中間層
２３　ｐ型半導体層
２５　ｎ電極
２７　絶縁層
２９　透光性電極
３１　第２の多層膜反射鏡
３３　ｐ電極
３５　ｐ型ＡｌＧａＮ層
３７　ｐ型窒化物半導体層
４５　ｐ型コンタクト層 

Claims (13)

  1. 　基板と、
    　前記基板上に、屈折率が互いに異なる２つの半導体層が交互に複数回繰り返し積層された半導体多層膜である第１の多層膜反射鏡と、
    　前記第１の多層膜反射鏡上に形成され、ｎ型のドーパントを含む窒化物半導体からなるｎ型窒化物半導体層と、
    　前記ｎ型窒化物半導体層上に形成された活性層と、
    　前記活性層上に形成され、ｐ型のドーパントとしてＭｇを含み、Ａｌ組成の異なる３つ以上のＡｌＧａＮ層が積層された構成を有するｐ型ＡｌＧａＮ層と、
    　前記ｐ型ＡｌＧａＮ層上に形成され、ｐ型のドーパントを含む窒化物半導体からなる半導体層であるｐ型窒化物半導体層と、
    　前記ｐ型窒化物半導体層上に形成され、前記第１の多層膜反射鏡に対向する位置に設けられた第２の多層膜反射鏡と、を含み、
    　前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）による分析によって、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層中のＡｌ組成の層厚方向における変化を示すＡｌ組成曲線及び前記ｐ型ＡｌＧａＮ層中のＭｇ濃度の層厚方向の変化を示すＭｇ濃度曲線のうち、
    　前記Ａｌ組成曲線のピーク値の５０％における幅の範囲を前記ｐ型ＡｌＧａＮ層と規定し、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層をその層厚方向に、前記活性層側から前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の１／１０の層厚を有する第１領域、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の２／５の層厚を有する第２領域及び前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の１／２の層厚を有する第３領域、に順に区分したとき、
    　前記Ａｌ組成曲線によって示されるＡｌ組成の各領域間の大小関係は、前記第１領域＜前記第３領域＜前記第２領域であり、
    　前記Ｍｇ濃度曲線によって示されるＭｇ濃度は前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚の全体に亘って１．２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であり、かつ、前記Ｍｇ濃度は前記第１乃至第３領域のうち前記第１領域において最も小さく、
    　前記第２領域内のＭｇ濃度のピーク位置のうち濃度が最大であるピーク位置から前記第３領域内のＭｇ濃度のピーク位置のうち濃度が最大であるピーク位置までの領域を第４領域とし、前記第４領域において、前記Ｍｇ濃度が、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上であり、且つ、前記第４領域における前記Ｍｇ濃度の最大値と最小値との差が１．５×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下であることを特徴とする垂直共振器型発光素子。
  2. 　基板と、
    　前記基板上に、屈折率が互いに異なる２つの半導体層が交互に複数回繰り返し積層された半導体多層膜である第１の多層膜反射鏡と、
    　前記第１の多層膜反射鏡上に形成され、ｎ型のドーパントを含む窒化物半導体からなるｎ型窒化物半導体層と、
    　前記ｎ型窒化物半導体層上に形成された活性層と、
    　前記活性層上に形成され、ｐ型のドーパントとしてＭｇを含み、Ａｌ組成の異なる３つ以上のＡｌＧａＮ層が積層された構成を有するｐ型ＡｌＧａＮ層と、
    　前記ｐ型ＡｌＧａＮ層上に形成され、ｐ型のドーパントを含む窒化物半導体からなる半導体層であるｐ型窒化物半導体層と、
    　前記ｐ型窒化物半導体層上に形成され、前記第１の多層膜反射鏡に対向する位置に設けられた第２の多層膜反射鏡と、を含み、
    　前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の二次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）による分析によって、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層中のＡｌ組成の層厚方向における変化を示すＡｌ組成曲線及び前記ｐ型ＡｌＧａＮ層中のＭｇ濃度の層厚方向の変化を示すＭｇ濃度曲線のうち、
    　前記Ａｌ組成曲線のピーク値の５０％における幅の範囲を前記ｐ型ＡｌＧａＮ層と規定し、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層をその層厚方向に、前記活性層側から前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の１／１０の層厚を有する第１領域、前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の２／５の層厚を有する第２領域及び前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の１／２の層厚を有する第３領域、に順に区分したとき、
    　前記Ａｌ組成曲線によって示されるＡｌ組成の各領域間の大小関係は、前記第１領域＜前記第３領域＜前記第２領域であり、
    　前記Ｍｇ濃度曲線によって示されるＭｇ濃度は前記ｐ型ＡｌＧａＮ層の層厚の全体に亘って１．２×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であり、かつ、前記Ｍｇ濃度は前記第１乃至第３領域のうち前記第１領域において最も小さく、
    　前記第２領域から前記第３領域にかけて、前記Ｍｇ濃度が、３×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以上８×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満である領域を有することを特徴とする垂直共振器型発光素子。
  3. 　前記第４領域において、前記Ｍｇ濃度が８×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であることを特徴とする請求項１に記載の垂直共振器型発光素子。
  4. 　前記第２領域内のＭｇ濃度のピーク位置のうち濃度が最大であるピーク位置から前記第３領域内のＭｇ濃度のピーク位置のうち濃度が最大であるピーク位置までの領域を第４領域とし、前記第４領域におけるＭｇ濃度の最大値と最小値との差が１．５×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３以下であることを特徴とする請求項２に記載の垂直共振器型発光素子。
  5. 　前記Ｍｇ濃度曲線によって示される前記ｐ型ＡｌＧａＮ層中のＭｇ濃度は前記層厚の全体に亘って１×１０１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であることを特徴とする請求項１又は２に記載の垂直共振器型発光素子。
  6. 　前記Ｍｇ濃度曲線によって示される前記第１領域におけるＭｇ濃度が２×１０１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ３未満であることを特徴とする請求項１又は２に記載の垂直共振器型発光素子。
  7. 　前記Ａｌ組成曲線によって示される、前記第２領域におけるＡｌ組成と前記第３領域におけるＡｌ組成との差は、３％以上１８％以下であることを特徴とする請求項１又は２に記載の垂直共振器型発光素子。
  8. 　垂直共振器型発光素子を製造する方法であって、
    　有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ）により、
    　基板上に、屈折率が互いに異なる２つの半導体層を交互に成長させて第１の多層膜反射鏡を形成するステップと、
    　ｎ型ドーパントの材料ガスを供給しつつ前記第１の多層膜反射鏡上にｎ型窒化物半導体層を成長させるｎ型窒化物半導体層成長ステップと、
    　前記ｎ型窒化物半導体層上に活性層を形成するステップと、
    　ｐ型ドーパントとしてＭｇの材料ガスを供給しつつ前記活性層上に、ｐ型の導電型を有するＡｌＧａＮ層であるｐ型ＡｌＧａＮ層を成長させるｐ型ＡｌＧａＮ層成長ステップと、
    　前記ｐ型ＡｌＧａＮ層上にｐ型窒化物半導体層を成長させるｐ型窒化物半導体層成長ステップと、
    　前記ｐ型窒化物半導体層上に前記第１の多層膜反射鏡に対向する第２の多層膜反射鏡を形成するステップと、を含み、
    　前記ｐ型ＡｌＧａＮ層成長ステップは、
    　第１の温度から第２の温度まで昇温しつつ、窒素源ガス及びＧａの材料ガスを所定の供給量で供給し、Ａｌの材料ガスを第１の供給量で供給し、前記Ｍｇの材料ガスを第２の供給量で供給して第１のｐ型ＡｌＧａＮ層を成長する第１の成長ステップと、
    　前記第１の成長ステップの後、
    　前記第１の成長ステップにおける前記窒素源ガス、前記Ｇａの材料ガス及び前記Ａｌの材料ガスの供給量を維持しつつ、前記Ｍｇの材料ガスの供給量を前記第２の供給量のまま第１の成長時間維持する維持ステップと、その後、前記Ｍｇの材料ガスの供給量を前記第２の供給量よりも低い第３の供給量に変更して第２の成長時間維持するＭｇ低供給ステップとによって第２のｐ型ＡｌＧａＮ層を成長する第２の成長ステップと、
    　前記第２の成長ステップの後、前記Ａｌの材料ガスを前記第１の供給量よりも低い第４の供給量で供給し、かつ、前記Ｍｇの材料ガスを前記第２の供給量よりも低い第５の供給量で供給しつつ第３のｐ型ＡｌＧａＮ層を成長する第３の成長ステップと、
    　を含むことを特徴とする製造方法。
  9. 　前記第３の供給量は、前記第２の供給量の１０分の１以下であることを特徴とする請求項８に記載の製造方法。
  10. 　前記第１の成長時間は、前記第２の成長時間以下であることを特徴とする請求項８に記載の製造方法。
  11. 　前記第５の供給量は、前記第２の供給量の１０分の１以下であることを特徴とする請求項８に記載の製造方法。
  12. 　前記ｐ型ＡｌＧａＮ層成長ステップにおいて、雰囲気ガスが窒素ガスであることを特徴とする請求項８に記載の製造方法。
  13. 　請求項９に記載の製造方法によって製造された垂直共振器型発光素子。 
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