CN1288764C - 半导体光调制器和具有光调制器的激光器 - Google Patents
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Abstract
在本发明的半导体光调制器中，用作光吸收层的量子阱结构的每个量子阱层和每个势垒层分别由In1-X-YGaXAlYN(0≤X，Y≤1，0≤X+Y≤1)和In1-X′-Y′GaX′AlY′N(0≤X′，Y′≤1，0≤X′+Y′≤1)构成。通过自发极化，在光吸收层中产生电场。
Description
技术领域
本发明涉及一种光波导型的半导体光调制器，其利用玻璃纤维作为传输介质，并用于1.3到1.5μm波长范围内的光通信，以及一种具有光调制器的激光器。
背景技术
随着近年来先进的信息化社会的发展，利用光纤的光通信网络已经在世界上很多国家中得到了发展，而且光通信已经为电话和数据传输进行了大量的通信。
为了利用光纤实现光通信，必须通过变换器，将电信号转换为光信号。用于这种电光转换的器件是光调制器。
电光转换的光调制包括利用两种方案，即直接调制方案和外调制方案的调制器。在直接调制方案中，半导体激光二极管用于将调制信号中的变化直接转换为光源强度的变化。与此相比，在外调制方案中，对来自连续波(CW)工作状态下的半导体激光器的输出光进行外部调制。
利用半导体激光器的直接调制能够简化结构、缩小尺寸。为此原因，利用半导体激光器的直接调制已经得到了广泛应用。但是，在这种调制方案中，具有几GHz或更高的频率的半导体激光器的啁啾现象限制了传输速率。啁啾是一种波长波动现象，在这种现象中，有源层的折射率随着高速调制(几GHz或更高)下的载流子的时间变化而变化，而且所发出的光的波长发生变化。
与此相比，外调制器通过电光效应等对来自CW操作的半导体激光器的稳定光进行调制，因此并不受到啁啾问题的影响。因而，这种调制器允许长距离、高比特率的传输。
在光通信中，使用1.3到1.5μm波长范围内的信号光，而主要使用石英光纤作为传输介质。在这种光通信中，使用由诸如InGaAlAs或InGaAsP等化合物半导体(晶体)制成的半导体光调制器(参见专利参考文献1)。
最近，随着如分子束外延(MBE)或有机金属气相外延(MOVPE)等形成非常薄的化合物半导体薄膜的技术的提高，出现了半导体多量子阱(MQW)结构和超晶格结构。这些结构使其与传统的块状半导体相比，能够在光器件的特性上做出相当大的改进，如改进调制速度等。在这些改进中，与块状半导体相比，利用光吸收层的MQW结构获得的电致吸收效应和通过在MQW结构上施加电场来改变吸收系数上的改进尤为显著。
与上述半导体光调制器一样，通过利用这些特性，已经实现了能够以较高速度、较低电压驱动的器件。设计此半导体光调制器，在具有MQW结构的光吸收层上施加反向偏压电信号，并移动激子的吸收边波长，从而调制输入的CW光(光源)，将电信号转换为光信号。
[专利参考文献1]
日本未审公开No.8-86987
[非专利参考文献1]
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T.L.Tansley and C.P.Foley，“Optical band gap of indiumnitride”，J.Appl.Phys.，59(1986)3241
[非专利参考文献5]
T.Matsuoka，H.Tanaka，T.Sasaki and A.Katusi，“Wide-GapSemiconductor(In，Ga)N”，Interrnational Symposium on GaAs andRelated Compounds，(Karuizawa，Japan，1989)；in Inst.Phys.Conf.Ser.，106.pp.141-146
[非专利参考文献6]
T.Matsuoka，“Phase Separation in Wurtzite In1-X-YGaXAlYN”，MRSInternet J.Nitride Semicond.Res.3，54(1998)
但是，传统的半导体光调制器具有以下问题。
首先，在使用InGaAsP基材料的器件中，能带结构中位于导带的能带不连续性较小。因而，此器件容易受到工作温度的影响。因此，在现有环境中，使用具有闪锌矿晶体结构的InGaAsP基材料的器件在特征温度上不能容忍的低，而特征温度实际上是重要的特征之一。在InGaAsP基材料中，由于不存在禁带宽度，即，在价带中的г点，重空穴和轻空穴之间的自旋分裂能Δsp，俄歇效应较大。结果，使用InGaAsP基材料的器件具有较差的温度特性。
在上述传统半导体光调制器中，需要增加波长的偏移量。但是，为了增加偏移量，必须施加高电压，作为上述反向偏压电信号。这是因为，在现有环境中，几乎不可能使光吸收层具有没有任何载流子的理想状态。例如，杂质可以从光吸收层的上下表面上形成的p型和n型半导体层扩散到光吸收层中。如上所述，事实上，在光吸收层中存在载流子，因此，p-n结所产生的内建电压不能将光吸收层完全耗尽。结果，施加在光吸收层上的电信号部分消耗于光吸收层的耗尽。作为反向偏压电信号，需要包括消耗于耗尽的部分。
因此，传统的半导体光调制器必须抵抗较高的反向偏压电流。但是，很难生长具有高反向击穿电压的高纯度晶体。
此外，由于用于操作光调制器的电路在超高速操作中不能产生高压，必须使光调制器的操作电压最小。因此，在半导体光调制器上形成的金属电极需要在其自身和半导体光调制器的化合物半导体层之间处于欧姆接触状态。这意味着金属电极与之接触的半导体层具有较高的杂质浓度，而从上述高纯度晶体形成的有源区夹在具有高杂质浓度的层之间。在用于光通信的外调制器中，在可以选作将MQW结构夹在中间的材料中，在本发明之前，InP具有最大的带隙能量。此带隙能量为1.42eV。在这种结构中，当施加较高的反向偏压，以增加调制深度时，量子阱周围的层同样可能会受到电介质击穿。
需要昂贵的晶体生长设备来制造高纯度的晶体层和具有高杂质浓度的晶体层相互堆叠的结构。此外，生长晶体层需要复杂的过程。即，很难制造这样一种结构。此外，在晶体生长之后，器件制造过程需要很多步骤。因此，上述传统半导体光调制器需要高昂的成本来制造器件。此外，器件的制造产量很低，导致了昂贵的器件。
传统上，直流(DC)反向偏压和高频电信号必须同时施加在半导体光调制器上。为此，必须使用成为偏压T的电子电路部件。例如，当半导体光调制器用在10Gb/s的通信速率时，上述电子电路部件所需的输出带宽为DC到60GHz，导致了高昂的成本。此外，难以获得在DC的输出范围内表现出良好特性的电子电路部件。
下面，将对传统光调制器的一般结构和操作进行更为详细的描述。
传统的光调制器具有下包层、非掺杂多量子阱层、上包层和p型接触层顺序相互堆叠的结构。MQW结构作为吸收光的吸收层，并与夹在吸收层两边的上下包层一起构成光波导。此外，在接触层上形成p电极，并在衬底的下表面上形成n电极。
通过光波导一端的光入射端面入射的光在沿着光波导传播的同时受到开/关调制，并通过位于光入射端面相对端的光引出端面出射。图14示出了当p电极和n电极之间未施加电压时(关)和当二者之间施加反向偏压时(开)光吸收特性与波长λ的相关性。参照图14，将入射在光调制器声的光的波长λ示为工作波长λS。当未施加电压时，在工作波长λS处的光吸收系数足够小，因此入射光没有任何变化地从光引出端面出射。与此相反，当施加了足够的反向偏压时，光吸收层的吸收特性曲线向长波长侧移动，因此光吸收增加。结果，没有光从引出端出射。当以这种方式打开/关闭反向偏压时，关闭/打开沿光波导传播的光，从而将电信号转换为光信号。
通过晶体生长形成这种形成了光调制器的半导体层结构。在此生长过程中，在上述半导体层结构的生长期间，将p型和n型掺杂物扩散到光吸收层上下表面上的包层中，所扩散的杂质侵入光吸收区域。为此，在p-n结产生的内建电压并未完全耗尽光吸收区域。因此，在控制消光操作的MQW结构(光吸收层)中并未产生足够的电场。即使发生一次光吸收，由光吸收所产生的电荷继续存在，而不再发生光吸收。换句话说，在传统的光调制器中，几乎不发生光吸收。相反，当外部施加反向偏压时，耗尽了MQW结构，随着要施加的反向偏压的增加，光吸收增加，导致较大的消光。图15示出了解释此状态的消光比电压相关性。因此，对于最佳操作，必须通过外部施加反向偏压直到图15所示的偏压点来设置完全耗尽状态。由于这个原因，如偏压T等附加电路是最佳操作不可缺少的。假设分限抑制异质结构(separate confinement heterostructure)(SCH)层形成位于包层和MQW结构之间的SCH。在这种情况下，即使在外部施加反向偏压时，几乎不能引起耗尽的微弱电场施加在夹在光吸收层两边的上下SCH层上。由于这个原因，在具有SCH结构的光调制器中，只有微弱的电场可以抽取光吸收层中由光吸收所产生的载流子，因此载流子的移动速度较低。此外，位于SCH层和包层之间的异质势垒阻碍载流子移动，导致了载流子积累的增加。因而，当要对高强度的光进行调制时，光吸收所产生的载流子数量大于抽取的载流子数量。作为结果而积累的载流子引起了不一致的电场或电场屏蔽效应。这使其不可能实现高速操作。为了抑制这种载流子积累，可用的技术是，通过利用具有阶梯式或陡峭构成的半导体层形成SCH层，并以最大的光滑度抽取载流子。但是，这种结构使晶体生长变得极为复杂，并需要具有极高精确度的生长技术，导致了制造器件上的困难。
在传统的器件中，形成上下SCH层，使其厚度等于或大于杂质的扩散长度，从而即使上下包层中的p型和n型杂质发生扩散，仍能防止其到达用作具有高浓度的调制层的MQW结构。这抑制了调制功能的恶化。因而，在利用调制电压进行调制操作期间，调制电压施加在整个上下SCH层和MQW结构上。但是，只有部分调制电压作为有效电压分量，施加在控制光调制特性的MQW结构上。施加在上下SCH层上的电压分量是并未对调制(高消光)特性做出直接贡献的无效电压分量。
尽管可以不需要外部施加反向偏压，而对器件进行操作，但需要与偏压等价的具有非常大幅度的驱动电压。此外，在这种情况下，电场强度与电压不是线性关系，而是非线性关系，直到完全耗尽MQW结构。因而，反映出光消光特性，彻底地恶化了透射光强度的幅度波形，以表现出极为非线性的特性。
如上所述，传统的半导体光调制器易于受到工作温度的影响。此外，必须将较高的反向偏压外部施加在调制器上。由于这些原因，引起了多种问题。
发明内容
因此，本发明的主要目的是提供一种能够经受工作温度影响的半导体光调制器。本发明的另一目的是提供一种不需要施加较高的反向偏压的半导体光调制器。本发明的另一目的是提供一种半导体光器件，例如，由于增加了MQW结构(在具有SCH层的器件结构中，包括SCH层)中的残余杂质量和从上下包层扩散到上述MQW结构中的p型和n型杂质量，所述半导体光器件能够改善由p-n结形成的内建电压不能完全耗尽上述MQW结构的情形，能够执行最近操作，而不需要外部时间任何反向偏压，可以实现调制高强度光的高速操作，而不积累载流子，使用较低的调制电压，而且关于驱动电压，表现出较小的非线性。
为了获得上述目的，按照本发明的一个方面，提供了一种半导体光调制器，至少包括：第一导电型的下包层；光吸收层，形成在所述下包层之上，并具有由量子阱层和势垒层组成的量子阱结构；以及形成在所述光吸收层之上的第二导电型的上包层，其中所述量子阱层由In1-X-YGaXAlYN(0≤X，Y≤1，0≤X+Y≤1)构成，所述势垒层由In1-X′-Y′GaX′AlY′N(0≤X′，Y′≤1，0≤X′+Y′≤1)构成，而且由所述下包层、所述光吸收层和所述上包层构成了具有光入射端的光波导，在没有任何偏压的情况下，在所述光吸收层中产生极化，由所述第一导电型和第二导电型构成的pn结所产生的内建电压和所述极化耗尽所述光吸收层，通过施加偏压来改变所吸收的光的波长。
利用此结构，所述光吸收层由具有较小俄歇效应的材料构成。此外，通过极化，在所述光吸收层中产生电场。
附图说明
图1A是按照本发明第一实施例示出了半导体光调制器的结构示例的示意性剖面图；
图1B是按照本发明第一实施例示出了半导体光调制器的结构示例的示意性透视图；
图2A是按照本发明第一实施例示出了部分半导体光调制器的能带图的能带图；
图2B是按照本发明第一实施例示出了部分半导体光调制器的能带图的能带图；
图3A是示出了其中将拉应变施加在量子阱结构的量子阱层上的纤锌矿晶体的能带图的视图；
图3B是示出了其中将拉应变施加在量子阱结构的量子阱层上的纤锌矿晶体的能带图的视图；
图4A是示出了沿c轴生长的单晶GaN的Ga原子和N原子的堆叠次序的视图；图4B是示出了沿c轴生长的单晶GaN的Ga原子和N原子的堆叠次序的视图；图4C是示出了如何在蓝宝石衬底上生长的GaN中产生应变的示意性剖面图；
图4D是示出了在蓝宝石衬底上形成的GaN的晶格的延伸和收缩的视图；
图5是示出了在所形成的InN薄膜中、吸收率的平方与光子能量之间的关系的曲线图；
图6是示出了室温下测量所述InN薄膜得到的光致发光特性的曲线图；
图7是示出了在InGaAlN系统中、Eg和a轴晶格常数a之间的关系的曲线图；
图8A是示出了在将提供给反应器的氨的量与作为铟源提供给反应器的三甲基铟(TMI)的量的比值V/III(氨/铟)设为160,000的条件下生长的InN的X射线衍射谱的曲线图；
图8B是示出了在将提供给反应器的氨的量与作为铟源提供给反应器的三甲基铟(TMI)的量的比值V/III(氨/铟)设为320,000的条件下生长的InN的X射线衍射谱的曲线图；
图8C是示出了在将提供给反应器的氨的量与作为铟源提供给反应器的三甲基铟(TMI)的量的比值V/III(氨/铟)设为660,000的条件下生长的InN的X射线衍射谱的曲线图；
图9是按照本实施例示出了在半导体光调制器中、所施加的调制电压和透射光强度之间的关系的曲线图；
图10是示出了InGaAlN系统的晶体生长中的混溶和不混溶区域的曲线图；
图11是示出了具有光调制器的激光器的结构示例；
图12是按照本发明的另一实施例示出了半导体光调制器的结构示例的示意性透视图；
图13是按照本发明的实施例示出了部分半导体光调制器的能带结构的能带图；
图14是示出了在未施加电压时和在施加反向偏压时光吸收特性与波长λ的相关性的曲线图；以及
图15是示出了消光比的电压相关性的曲线图。
具体实施方式
下面，将参照附图，对本发明的实施例进行详细的描述。
[第一实施例]
首先，将对本发明的第一实施例进行描述。
图1A按照本发明的实施例示意性地示出了半导体光调制器的结构示例。图1B示意性地示出了半导体光调制器的结构。注意，在以下的描述中，除非特别声明，如GaN、AlGaN、AlN和InN等化合物半导体材料都是单晶体。
该半导体光调制器在由(0001)-方向的蓝宝石(α-Al2O3晶体)构成的330-μm厚的单晶衬底101的氮化表面上，具有缓冲层102、电极层103和包层104。缓冲层102为20nm厚，由GaN制成。电极层103为4μm厚，由Mg掺杂的p型GaN制成。包层104为0.5μm厚，由Mg掺杂的p型Al0.1Ga0.9N制成。应当注意，单晶衬底101并不局限于蓝宝石，可以由诸如碳化硅(SiC)、氧化锌(ZnO)或镓酸锂(LiGaO2)等晶体制成。
在包层104上形成具有MQW结构的光吸收层105。光吸收层105具有多层结构，所述多层结构由势垒层151和量子阱层152构成，势垒层151由作为InGaAlN基材料的非掺杂GaN制成，而量子阱层152由非掺杂InN制成。应当注意，量子阱层152可以由In1-X-YGaXAlYN(0≤X，Y≤1，0≤X+Y≤1)制成，而势垒层151可以由In1-X′-Y′GaX′AlY′N(0≤X′，Y′≤1，0≤X′+Y′≤1)制成。后面将对这些成分的组合进行描述。应当注意，光吸收层105可以具有可以是单量子阱结构的量子阱结构。
将每个量子阱层152的厚度设置为等于或小于电子的波函数范围，从而获得量子效应。可以设置每个势垒层151的厚度，使得在势垒层151和量子阱层152之间，波函数几乎不重叠。在这种情况下，量子阱层152的材料的晶格常数大于势垒层151的材料的晶格常数。在本实施例中，相互堆叠了五个势垒层151和三个量子阱层152。可以依照光吸收的状态，适当设置堆叠的层数，也可以设置为不同的数目。
在光吸收层105上形成由Si掺杂的n型Al0.1Ga0.9N制成的0.5-μm厚的包层106。
因而，在图1所示的半导体光调制器中，具有光入射端和光引出端的光波导由包层104、光吸收层105和包层106构成。
图1中的半导体光调制器还具有由Si掺杂n型GaN制成的0.1-μm厚的接触层107和n型金属电极108。尽管未示出，n型金属电极108具有由与接触层107直接接触的50-nm厚的铝层和200-nm厚的金层构成的多层结构。
应当注意，电极层3具有暴露区域，通过局部刻蚀电极层103以上的各个层，形成所述暴露区域。在此暴露区域上形成p型金属电极109。尽管未示出，p型金属电极109具有由与所述暴露区域直接接触的50-nm厚的镍层和其上形成的200-nm厚的金层构成的多层结构。
在本实施例中，如上所述，半导体光调制器由作为纤锌矿晶体的InGaAlN基材料制成。结果，光吸收层105由具有较小俄歇效应的材料制成，因此能够经受工作温度的影响。
在上述实施例中，作为InGaAlN基材料，将InN和GaN用于光吸收层105，以形成MQW结构。这些纤锌矿晶体具有闪锌矿结构晶体中不存在的电极化效应。由于此电极化效应，在吸收层105中产生了极化，而不要任何偏压。即使在光吸收层105中存在载流子，仍然可以将光吸收层105设置为耗尽状态。如上所述，在按照本实施例的半导体光调制器中，光吸收层105由InGaAl基材料制成，并不需要任何偏压地形成极化。这使其能够通过施加正向偏压而没有任何用于耗尽的压降，对光进行调制。
如上所述，按照本发明，由于极化场和p-n结的形成所产生的内建电压耗尽了光吸收区域，可以对调制器进行最佳操作，而不需要施加任何外部反向偏压，并能够以高速进行操作，而在调制具有高强度的光期间，不会有载流子的积累。
下面，将对极化效应进行更为详细的描述。
当通过堆叠由作为纤锌矿晶体的InGaAlN基材料制成的量子阱层和势垒层，形成MQW结构时，经常发生保持在晶体自身中的自发极化。此外，在本实施例中，由于量子阱层的晶格常数大于势垒层的晶格常数，由于晶格失配的存在，晶体应变(在这种情况下为压应变)引起了压电极化。在具有上述结构的光吸收层105中，自发极化和由于压应变所引起的压电极化以相同的方向发生作用。由于这个原因，在形成了光吸收层105的MQW结构中，将自发极化与上述压电极化相加所得到的极化产生了电场。在以图1A和1B所示、并具有上述结构的光吸收层105为中心的层结构中的能带图变为图2A和图2B所示之一。图2A示出了未施加正向偏压的状态(无偏压状态)，而图2B示出施加了正向偏压的状态。在这种情况下，p型金属电极109用作阳极，而n型金属电极108用作阴极。参照图2A和图2B，分别以空心和实心的圆圈表示构成了激子的电子和空穴。
如图2A所示，在MQW结构(光吸收层105)中，构成量子阱层152中的激子的电子和空穴在空间上相互分离。在本实施例中，当施加正向偏压时，电子和空穴之间的距离(带隙能量差)改变。如图2B所示，当施加正向偏压时，量子阱152中的能带倾斜度下降，构成激子的电子和空穴之间的距离增加(带隙能量差增加)。结果，与未施加电压的状态相比，激子的吸收边波长下降。因此，在本实施例中，当入射在半导体光调制器的光入射端上的光的波长比未加任何偏压的吸收边波长短，而比施加了正向偏压时的吸收边波长长时，只有在施加了正向偏压时，光才透射通过调制器，输出。
如上所述，在按照本实施例的半导体光调制器中，当施加正向偏压时，光吸收层105所吸收的光的波长改变。因此，按照本实施例的半导体光调制器，通过施加正向偏压，可以对入射在光吸收层105上的光进行调制，并输出。此外，由于按照本实施例的半导体光调制器是能够通过施加正向偏压进行工作的器件，与传统的器件不同，不需要对反向偏压具有较高抵抗力的晶体。这使其可以简化用于制造器件的晶体生长设备，以及简化晶体生长过程。还可以提供器件的制造产量。因此，按照本实施例，可以提供易于制造的半导体光调制器。
在由化合物半导体制成的MQW结构中，由重空穴和电子组成的激子和由轻空穴和电子组成的激子都吸收TE偏振光，而只有由轻空穴和电子组成的激子吸收TM偏振光。由于这个原因，为了与偏振类型无关地对光进行调制，由两类激子所产生的光谱需要相互一致。
图3A示出了向具有量子阱结构的量子阱层施加拉应变的纤锌矿晶体的能带图。在г点，可以设计轻空穴的能级比重空穴的能级低得多。此外，如图3B所示，可以使两类空穴的能带相互一致。
由于晶体内的极化效应，在上述纤锌矿晶体中能带结构的设计自由度要比在闪锌矿晶体中高得多。因此，如上所述，在没有电场的情况下，非常容易使两类激子所产生的光谱相互一致。这使得按照本实施例使用纤锌矿晶体的光调制器能够光偏振无关地进行调制。
但应当注意，由拉应变所产生的压电极化的方向可以与纤锌矿晶体的自发极化的方向一致或不同。这是因为自发极化的方向依赖于晶体的极性。因此，依赖于材料的组合，自发极化的大小可以等于压电极化的大小，因此极化效应可以相互抵消。结果，可以不产生任何电场。在这种情况下，为了获得极化效应，必须组合材料，使得由拉应变引起的压电极化的大小与自发极化的大小不同。
图4A和图4B示出了沿c轴晶体生长GaN所获得的单晶体中Ga和N原子的堆叠次序。堆叠次序与极性相对应。如图4A所示，当从单晶GaN的表面观察时，三个N原子相互与上面的Ga原子组合的状态被称为Ga极性或+c极性。相反，如图4B所示，当从单晶GaN的表面观察时，三个Ga原子相互与上面的N原子组合的状态被称为N极性或-c极性。这种极性与单晶GaN的表面由Ga或N原子组成无关。例如，在单晶GaN的表面中也存在吸附原子。在这种境况下，即使是Ga极性，在表面中仍然可以存在N原子。即使在这种情况下，在晶体的内部结构中，考虑到原子之间的结合数，仍然可以看出原子的堆叠次序。内部结构保持不变，与表面上的现象和表面上所吸附的原子种类无关，因此晶体的极性是惟一确定的。
当GaN被认作电介质材料时，极化电场的方向由极性确定。由极性确定的极化被称为自发极化。图4A和4B示出了极性和自发极化之间的关系。如果所生长的晶体具有Ga极性，自发极化所产生的电场从晶体的内部指向其表面。如果所生长的晶体具有N极性，自发极化所产生的电场从晶体的表面指向其内部。
以下是压电极化的情况。下面，将对通过在其主面是(0001)平面(c-平面)的蓝宝石衬底上的晶体生长形成的单晶GaN层的情况进行描述。通常在高于室温的温度下进行晶体生长，而在室温下使用该器件。GaN沿a轴的晶格常数大于蓝宝石沿a轴的晶格常数。蓝宝石沿a轴的热膨胀系数大于GaN沿a轴的热膨胀系数。结果，如图4C的示意性剖面图所示，在室温下，在生长在蓝宝石衬底上的GaN中产生应变。这种应变沿平行于蓝宝石衬底和GaN之间的表面的方向发生作用，并作为GaN上的压应变。这种情况下的压应变是双轴应变。
由于这个原因，如图4D所示，形成在蓝宝石衬底上的GaN的晶格沿平行于表面的方向收缩，沿垂直于表面的方向延伸。结果，如图4C所示，压电极化沿垂直于表面的方向，即平行于c轴的方向产生电场。这种压电极化的方向依赖于应变的方向。在压应变的情况下，压电极化指向蓝宝石衬底(图4C)。在拉应变的情况下，压电极化与图4C所示的情况下的方向相反，即从蓝宝石衬底指向GaN层。
应当注意，在AlN、GaN和InN中的自发极化电荷为0.081、0.029和0.032C/m2。这些数值比具有作为铁电衬底的钙钛矿结构的晶体中的电荷大得多。压电极化电荷Ppiezo由下式给出：
Ppiezo(C/m2)＝e33(c-c0)/c0+e31(a-a0)/a0 (1)
其中，c0是在没有应变的情况下，沿c轴的晶格常数，c是出现应变时，沿c轴的晶格常数，a0是没有应变的情况下，沿a轴的晶格常数，
a是沿a轴出现应变时的晶格常数。
此外，e33和e31是压电系数，具有下面所给出的表1中所示的数值。
| 材料 | e33 | e31 |
| AlN | 1.46 | -0.60 |
| GaN | 0.73 | -0.49 |
| InN | 0.92 | -0.57 |
表1：氮化物半导体的压电系数
表1中所示的数值数目大约是钙钛矿晶体的数值数目的1/3。
例如，这里将展现GaN晶体的变形和所估算的压电极化的大小。假设晶体的体积是常数。当单晶GaN沿c轴延伸10％时，a轴收缩4.7％。在这种情况下，压电极化电荷Ppiezo由下式给出“Ppiezo＝0.73×1.0+0.49×0.047＝0.096”(参见非专利参考文献1)。
总之，如果在没有偏压的情况下，在光吸收层中产生极化，则可以不需要施加较高的反向偏压，而进行光调制。例如，当在光吸收层中产生自发极化时，可以获得在没有偏压的情况下产生极化的状态。例如，如果量子阱层由InGaN制成，而势垒层由InGaAlN制成，则在光吸收层中可以产生极化。此外，InGaN和InGaAlN可以具有相似的晶格常数，除非需要压电极化。
如果在光吸收层中产生自发极化和压电极化，而且它们的大小之和不是0，则可以获得在没有偏压的情况下产生极化的状态。如果量子阱层的晶格常数与势垒层的晶格常数不同，则可以获得除了在光吸收层中的自发极化之外、产生压电极化的状态。但是，如果自发极化和压电极化大小相等而方向不同，由于它们相互抵消，则不能获得在没有偏压的情况下、在光吸收层中产生极化的状态。在除了此状态之外的其他状态中，即使产生了压电极化，仍然在没有偏压的情况下、在光吸收层中产生极化。假设量子阱层由InN制成，而势垒层由GaN制成。在这种情况下，除了沿本实施例中的方向的自发极化，在光吸收层中沿相同的方向产生压电极化。
接下来，将对按照本实施例形成半导体光调制器的InGaAlN基化合物半导体进行描述。
传统上，从未想过将InGaAlN材料应用于用在光通信系统中的1.3μm到1.58μm的波长范围内的半导体光调制器。这是因为在这些材料中具有最小带隙能量(Eg)的InN的Eg是1.9到2.1eV。
在测量到这样的Eg时，InN是通过反应溅射等形成的，而且只能形成多晶InN。即，上述带隙测量结果得自于多晶InN(参见非专利参考文献2、3和4)。
在构成InGaAlN的化合物AlN、GaN和InN中，在InN的固相上的氮平衡气压比剩下的那些化合物高五个数量级(参见非专利参考文献5)。通过如反应溅射等其中不能增加用于形成薄膜的容器(例如，真空室)中的压力的方法，几乎不可能利用具有这种特性的InN形成高质量的晶体。在当时，由于尝试着在玻璃衬底上形成InN薄膜，从这样的衬底上不能获得关于单晶生长的晶格信息，而且不能生长任何单晶体。
在这样的环境下，本发明人通过利用其中可以施加氮压力的有机金属气相外延(此后称为MOVPE)，试图在单晶蓝宝石衬底上生长单晶InN，并在1988年获得了世界上在单晶生长上的首次成功。本发明人在1989年的学术会议上报告了此结果(非专利参考文献5)。
但是，此时所获得的单晶体的结晶度不足，因此，该技术并未获得InN的光学特性。本发明人此后进行了多种技术改进，并在2001年取得了世界上在生长其光学特性可测量的高质量单晶InN领域的首次成功(Takashi Matusoka，Masahi Nakao，Hiroshi Okamoto，HiroshiHarima，Eiji Kurimoto，and Megumi Hagiwara，“OPTICAL BANDGAPENERGY of InN”，Ext.Abstr.36th Spring Meeting of the Japan Society ofApplied Physics and Related，p.392(29p-ZM-1)(2002)；Japan Societyof Applied Physics的投稿截止日期为：2002年1月8日；会议日期：5月27到30日；以及公布日期：3月29日)。
生长上述高质量单晶InN的第一技术改进是事先形成具有处于蓝宝石和蓝宝石衬底上的InN的晶格常数之间的中间晶格常数的GaN。在这种情况下，要求GaN层具有较高的结晶度。为此，在以下要点上，对GaN的生长条件进行了最优化：
1、清洗反应器中的蓝宝石衬底的表面；
2、使用氨对蓝宝石表面进行氮化；
3、低温生长GaN，作为缓冲层，以减少蓝宝石和GaN之间的晶格失配；
4、高温退火，使上述缓冲层形成单晶体；以及
5、高温生长高质量的GaN。
第二技术改进是研究在以上述方式最优化的条件下生长的GaN上、InN的生长条件。研究的项目为生长温度、生长速率、V族源和In源的比率、反应器中的气体流率等。作为对这些项目的研究结果，本发明人取得了在生长其光学特性可测量的InN领域中的首次成功。目前，可以直接在蓝宝石层上形成InN层，而不需要在二者之间形成任何GaN模板。
图5和图6示出了所生长的InN薄膜的特性。图5示出了所生长的薄膜中、吸收率的平方与光子能量之间的关系。如图5所示，在所生长的InN薄膜中，从光吸收率中检测到清晰的吸收边。由于此关系几乎是线性的，InN可以被认作直接跃迁型，Eg可以估算为大约0.8eV。
图6示出了在室温下从上述条件下生长的InN薄膜测量到的光致发光。显而易见的是，光发射发生在1.59μm的波长附近(0.8eV)。图5和图6所示的吸收率和光致发光的测量结果均表明在上述条件下生长的InN薄膜的Eg是0.8eV。根据这些结果，可以估计，InN的Eg在0.8eV附近。
上述多种技术改进和长时间的努力首次揭示了单晶InN的Eg为0.8eV，这是过去测量结果的1/2或更小，图7示出了InGaAlN的Eg与a轴的晶格常数a之间的关系。虚线代表传统的数据，而实线代表反映出本发明所获得的数据(Eg＝0.8eV)的结果。
从而，可以正确地选择构成光吸收层105的势垒层151和量子阱层152的成分，使势垒层151具有位于图7中三个实心圆圈所限定的三角内的较高带隙能量。例如，量子阱层152可以由非掺杂的GaN制成，而势垒层151可以由非掺杂的AlN制成。但是，必须考虑材料的组合和晶体生长过程，从而使压电极化和自发极化的数量和不为0。
接下来，将对图1A和图1B所示的半导体光调制器的制造方法进行描述。首先，将具有垂直型反应器的有机金属气相外延设备用于形成每个晶体层的晶体生长。作为氮源，使用氨。作为输运气体，将氮气用于量子阱的生长，而将氢气用于其他晶体层的生长。将生长压力设为大气压。将衬底温度设在1,050℃，并且将由蓝宝石制成的单晶衬底101的表面在氨气环境中进行氮化，在单晶衬底101上形成非常薄的氮化层。氮化层是非常薄的层(未示出)。之后，将衬底温度设在550℃，通过生长GaN，形成缓冲层102。在GaN的生长期间，将具有相对较低的镓气压的三乙基镓(TEG)用作镓源。随后，在1,050℃，将单晶衬底101退火9分钟，将缓冲层102变为固相中的单晶体。
然后将单晶衬底的温度设在1,020℃，顺序生长Mg掺杂p型GaN和Mg掺杂p型Al0.1Ga0.9N，分别形成电极层103和包层104。作为这些层气相生长的铝源，使用三甲基铝(TMA)。作为镓源，使用三甲基镓(TMG)。作为Mg掺杂源，使用甲基硫醇环戊二烯基镁(MeCP2Mg)。此源是一种液体，其优势在于对通常用作固体源的环戊二烯基镁中的Mg掺杂浓度的可重现性。
在包层104上交替地生长GaN和InN晶体，以形成由势垒层151和量子阱层152构成的多层结构(MQW结构)。在InN的晶体生长中，由于InN的固相上的氮平衡气压较高，例如，将生长温度(衬底温度)设为575℃。作为晶体生长的In源，可以使用三甲基铟(TMI)。
在InN的晶体生长中，为了生长高质量的InN、防止金属In的沉淀，将氨与TMI，即V/III的比率设为660,000。氮被用作输运气体和保护气体(bubbling gas)。这是因为，将氮用作输运气体将抑制氨的分解(参见非专利参考文献5)。
作为InN的生长条件和结晶度之间的关系的示例，图8A、8B和8C示出了在将提供给反应器的氨的量与作为铟源提供给反应器的三甲基铟(TMI)的量的比值V/III(氨/铟)变化时，所生长的InN的X射线衍射谱。图8A、8B和8C示出了ω-2θ扫描谱。如图8A和8B所示，在将V/III设置为160,000或更小和设置为320,000的条件下形成的薄膜中，观察到来自金属铟的信号。与此相反，如图8C所示，在将V/III设置为660,000条件下形成的薄膜中，金属铟的峰消失了，因此，可以知道不含有金属铟。
当在以上述方式生长的高质量的InN晶体上生长作为势垒层151的GaN时，将氮用作输运气体，以防止在刻蚀InN时结晶度的恶化，并将衬底温度设置为575℃，与生长InN时的温度相同。
在顺序相互堆叠了预定数目的、由GaN制成的势垒层151和由InN制成的量子阱层152，以形成光吸收层105之后，将衬底温度升高到1,020℃，顺序生长Si掺杂n型Al0.1Ga0.9N和Si掺杂n型GaN，从而分别形成包层106和接触层107。
将以氢进行稀释并具有1ppm浓度的硅烷(SiH4)用于以Si对每层进行掺杂。在其他过程中的Si掺杂均使用与此相同的源。
在形成包层106和接触层107之后，在氮气环境中，在700℃，对得到的结构退火30分钟，以激活添加到这些层中的Mg。
利用电子束沉积设备，顺序沉积50-nm厚的铝膜和20-nm厚的金膜，从而形成用作n型金属电极108的金属层。通过公知的光刻技术，在金属层上形成酚醛基正光刻胶图案。利用此图案作为掩模，对下层进行刻蚀，在电极层103上形成暴露区域。在此刻蚀过程中，例如，可以通过利用氯气的反应离子刻蚀，对晶体层进行刻蚀。
在形成上述暴露区域的刻蚀之后，去除光刻胶图案，清洗单晶衬底101及其上形成的结构，在电极103的暴露区域上顺序沉积50-nm厚的镍膜和200-nm厚的金膜，并在得到的结构上形成图案，以形成p型金属电极109。
在将制造过程完成到以上述方式形成p型金属电极109之后，抛光单晶衬底101的下表面，从而使单晶衬底101变薄到厚度80μm，并对下表面进行镜面精加工。当单晶衬底101去除抛光基，而不对下表面进行镜面精加工时，单晶衬底101可能扭曲或破裂。为此，对下表面进行镜面精加工。此后，清洗所得到的结构，通过解理切割预定的部分，从而获得图1A和1B所示的具有1mm器件长度的半导体光调制器。
下面将对上述MQW结构(光吸收层105)中的能带结构和对极化效应非常重要的晶体的极性进行描述。沿着从单晶衬底101的下表面向其上表面的方向、按照氮原子、镓原子、氮原子和镓原子的次序，即，V族原子、III族原子、V族原子和III族原子的次序生长构成光吸收层105的势垒层151的GaN。这种原子的堆叠次序通常被称为+(正)极性。
在如MOVPE或MBE等晶体生长方法中，当获得高质量的晶体时，主要发生具有上述极性的生长。即使在晶体生长的一开始，同时存在沿着+极性的反方向的-(负)极性和+极性，在高质量晶体的生长条件下，具有+极性的生长模式通常作为主要模式。当晶体生长到特定厚度时，所有生长模式都变为具有+极性的模式。当以+极性生长晶体时，MQW结构具有与图2A中所示的能带结构相同的能带结构。应当注意，依赖于所选择的衬底，也可以按照-极性生长每个晶体层。在这种情况下，能带结构的倾斜度处于与图2A中的倾斜度相反的状态。当以-极性生长每层晶体时，与图2A中不同，每个能带结构的倾斜度具有向右侧倾斜的倾斜度。在这种情况下，施加反向偏压将降低能带的倾斜度。
此外，即使使用与按照本实施例的半导体光调制器所使用的衬底相同的衬底，可以按照以下方式以-极性形成每个晶体层。例如，首先，通过将c平面蓝宝石衬底的表面暴露在高温的氨环境中，事先使其氮化。在较低的温度，在已经进行了此氮化过程的蓝宝石衬底上生长由GaN制成的缓冲层，达到预定的厚度。然后，将生产过程中断预定的时间周期。在中断生长过程期间，在1,000℃或更高的高温下，对已经形成了的缓冲层进行退火。随后，在1,000℃或更高的高温下，生长GaN，以形成具有-极性的单晶GaN层。此技术被称为两步生长方法。通过X射线衍射可以得到，以这种方式形成的具有-极性的单晶GaN层具有40秒或更短的波动曲线。具有+极性的单晶GaN具有100秒或更宽的波动曲线。因而，显而易见地，与此相比，上述具有-极性的单晶GaN层具有良好的结晶度。
接下来，将对按照上述实施例的半导体光调制器的工作特性进行描述。假设分别利用图1A和图1B所示、用作阴极和阳极的n型金属电极108和p型金属电极109对调制器进行操作。即，当沿正向将电压施加在二极管上时，对调制器进行操作。通过以这种方式施加电压，可以降低或拉平图2A所示、由InN制成的量子阱层152的能带的倾斜度。此外，可以翻转倾斜度。在本实施例中，对调制器进行操作，而不注入任何电流。
图9按照本发明示出了半导体光调制器的特性，即所施加的调制电压和透射光强度之间的关系。如图9所示，此半导体光调制器通过正向偏压进行操作。用于研究图9中的特性、来自光源的光的波长为1.53μm，而且输入到器件中的光强为10μW。
在光吸收层105中，考虑到极化效应，适当地设计量子阱层152的厚度和形成量子阱层152和势垒层151的In1-X-YGaXAlYN(0≤X，Y≤1，0≤X+Y≤1)成分的组合，从而允许选择能够进行调制的波长。
应当注意，考虑到相分离，来确定用于光吸收层的In1-X-YGaXAlYN(0≤X，Y≤1，0≤X+Y≤1)成分的组合。如图10所示，在InGaAlN基材料的晶体生长中，由于存在不混溶区域，而且在不混溶区域的条件下发生相分离，不能生长任何晶体。图10示出了通过实验和计算得到的InGaAlN的不混溶区域(参见非专利参考文献6)。参照图10，点划线表示在600℃生长InGaAlN时的不混溶区域；实线表示在800℃生长InGaAlN时的不混溶区域；而虚线表示在1,000℃生长InGaAlN时的不混溶区域。在各个线内部的区域是不混溶区域。
因此，如果考虑到图10所示的混溶区域的条件来确定成分，可以实现使用InGaAlN基材料的MQW结构。由于形成图1A和1B所示的实施例中的光吸收层105的InN和GaN是二元化合物，不会发生与上述相同的相分离，提供了更易于制造的条件。形成势垒层151和量子阱层152，而其晶格常数是失配的。但是，可以考虑图7所示的InGaAlN基材料的特性，来确定InGaAlN成分。
通过将图1A和1B所示的本实施例的半导体光调制器与半导体激光器整体集成在一起，可以实现具有光调制器的半导体激光二极管。例如，如图11所示，通过在n型半导体衬底1001上形成n型GaN层1002，以及在n型GaN层1002上整体形成波导型半导体激光器1003和具有图1A和1B所示的层结构的半导体光调制器，同时使激光器1003和调制器1004的光轴相互对准，可以形成外调制方案的光调制器。半导体激光器1003由普通的氮化物半导体材料形成。
作为电极，可以在n型GaN层1002上形成公共n型电极，并且可以在半导体激光器1003和半导体光调制器1004上分别形成p型电极。按照这种结构，可以形成公共阴极，以简化电路结构。这样能够实现具有更高频率的光调制。参照图11，在半导体激光器1003和半导体光调制器1004之间确保了一定的空间。但是，本发明并不局限于此。同时使用如对接等公知的技术，可用将这些部件相互紧贴着进行排列。代替地，可以通过其他的技术，将半导体激光器1003与半导体光调制器1004进行光学耦合。
以多种类型的杂质对构成半导体激光器1003的各个激光器进行掺杂。但是，这样很难不影响半导体光调制器1004。
如上所述，本发明的半导体光调制器通过正向偏压进行操作，不需要形成抵抗较高的反向偏压的高杂质晶体层。杂质的存在不会引起严重的问题。
尽管上面已经对正向偏压结构进行了描述，上述结构可以通过施加反向偏压作为反向偏压结构进行操作。例如，图1A和1B所示的电极层由n型GaN形成。同样，包层104、包层106和接触层107分别由n型Al0.1Ga0.9N、p型Al0.1Ga0.9N和p型GaN形成。然后，在接触层107上形成p型金属电极，在电极层103上形成n型金属电极。n型金属电极和p型金属电极分别可以作为阳极和阴极进行操作。
在上述实施例中，直接在如接触层107等半导体层上形成金属电极。但是，可以形成绝缘层代替接触层107，并可以在绝缘层上形成金属电极。此绝缘层的形成使其可以更为可靠地防止载流子注入到光吸收层105中。
此外，光吸收层的量子阱层可以具有小于势垒层的晶格常数，而且量子阱层的自发极化与量子阱层所产生的压电极化在大小上可以互不相同。在这种情况下，通过使自发极化和压电极化的方向相互一致，并且同样与反向偏压的方向一致，可以最为有效地施加反向偏压。如果自发极化与压电极化在方向上不同，存在两个极化的和。如果和的方向与反向偏压方向一致就足够了。
[第二实施例]
接下来，将对本发明的另一实施例进行描述。
图12是按照本发明另一实施例示意性地示出了半导体光调制器的结构示例。
在此半导体光调制器中，在由n型GaN制成的300-μm厚的衬底1101的表面上形成了背脊形式的光吸收区域。光吸收区域如下构成：下包层1102，大约1.5μm厚，由Si掺杂n型Al0.1Ga0.9N制成；由非掺杂InGaAlN制成的0.5-μm厚的下SCH(分限抑制异质结构)层1103；具有MQW结构的光吸收层1104；由非掺杂InGaAlN制成的5-μm厚的上SCH层1105；由Mg掺杂p型Al0.1Ga0.9N制成的1.5-μm厚的上包层1106；以及由Mg掺杂p型GaN制成的0.1-μm厚的接触层1107。光吸收层1104是通过交替堆叠由In1-X-YGaXAlYN(0≤X，Y≤1，0≤X+Y≤1)制成的阱层和由In1-X′-Y′GaX′AlY′N(0≤X′，Y′≤1，0≤X′+Y′≤1)制成的势垒层而形成的MQW结构。
例如，在通过堆叠这些层而形成的光吸收区域的两个侧部掩埋聚酰亚胺层1110，从而形成背脊结构。接触层1107的上表面几乎与聚酰亚胺层1110的上表面齐平。
在接触层1107上形成由与接触层1107直接接触的50-nm厚的镍层和在镍层上形成的200-nm厚的金层构成的多层结构。在衬底1101的下表面上形成由与衬底1101直接接触的50-nm厚的铝层和200-nm厚的金层构成的多层结构。
如上所述，图12所示的半导体光调制器具有以下这种SCH结构，其中，设置在光吸收层1104上下表面上的包层由下包层1102、下SCH层1103、上SCH层1105和上包层1106构成。
下面将对SCH结构进行描述。在上述光调制器中，必须将入射光限制在光吸收层1104中。如果光吸收区域的厚度大约是光波长的1/10或更多，则可以利用双异质结构对光进行限制。与此相反，如果光吸收区域具有薄量子阱结构，则光在包层中广泛传播。结果，在有源层中对光的限制程度下降。
如果在包层和光吸收层之间插入具有处于二者之间的中间折射率的第二包层，限制在光吸收层中的光的电场分布比双异质结构高得多。利用第二包层的波导结构是上述SCH结构。在图11所示的半导体光调制器中，下SCH层1103和上SCH层1105对应于所述第二包层。
在本发明中，由于光吸收层具有量子阱结构，使用图12所示的半导体光调制器中的SCH结构增强了将光限制在光吸收层中的效应，从而改进了光吸收层的吸收率。
应当注意，配置用在上述SCH结构中的上述包层和第二包层，具有比有源区(光吸收区域)更大的带隙能量。
已经参照图2A和2B，对施加反向偏压的情况进行了描述。如果施加反向偏压，图2A所示的状态转变为图13所示的状态，其中，能带的倾斜度增加，而且量子阱层152中电子与空穴之间的能量变得比没有偏压时低。结果，吸收边波长增加。即，如果入射在图1A和1B所示的半导体光调制器的光入射端上的光的波长比未加任何偏压时的吸收边波长长，而比施加了反向偏压时的吸收边波长短时，只有在未施加任何偏压时，光才透射通过调制器，输出。
如上所述，在第二实施例中，由极化场和p-n节的形成所产生的内建电压耗尽了光吸收区域。因而，可以实现优化操作，而不需要外部施加反向偏置直流电压，而且针对调制高强度光的调制，能够以高速进行操作，而不会积累载流子。此外，按照本实施例，由于极化电场耗尽了上下SCH层和光吸收层(多量子阱层)，可以将上下SCH层的厚度降低为限制光所需的最小值。按照本实施例，这种在厚度上的降低使其能够减少SCH层所产生的无效电压分量，并允许外部调制电压非常有效地对光调制做出贡献。这样可以实现低压驱动。此外，按照本实施例，光吸收层MQW层的数目可以有一定程度增加，与上下SCH层变薄的程度相当。因而，按照本实施例，消光特性相对于电压变化更为陡峭，从而在低压实现了操作。此外，可以提供一种半导体光器件，相对于驱动电压表现出较小的非线性。
正如上面所描述的那样，按照本发明，在形成光吸收层的量子阱结构中，每个量子阱层由In1-X-YGaXAlYN(0≤X，Y≤1，0≤X+Y≤1)制成，而每个势垒层由In1-X′-Y′GaX′AlY′N(0≤X′，Y′≤1，0≤X′+Y′≤1)制成。因而，光吸收层由具有较小俄歇特性的材料制成，并能够经受工作温度的影响。
在用作光吸收层的量子阱层中总会产生自发极化。按照本发明，即使在没有偏压的情况下，在光吸收层中仍会产生电场，从而使形成光吸收层的量子阱层的能带的倾斜度倾斜。结果，按照本发明，通过施加信号电压，使量子阱的能带的倾斜度更为和缓，可以增加由电子和空穴构成的激子的结合能，并且可以改变吸收光的波长。结果，按照本发明，例如，可以通过使用正向偏压的操作进行调制。
在按照本发明的半导体光器件中，即使由于上下包层中杂质的扩散，增加了MQW层中的残余杂质的数量和MQW层中p型和n型掺杂的数量，极化电场和p-n节的形成所产生的内建电压仍然完全耗尽MQW层，并且可以实现优化操作，而不需要外部施加反向偏压。这同样应用于具有SCH层的器件。即使SCH层中掺杂的数量增加，仍可耗尽SCH层。这使其不需要使用如偏压T等用于外部施加反向偏压的附加电路。此外，不需要直流电源单元。此外，由于实现了低调制电压操作，减少了对用于驱动调制器的驱动器的要求。因而，可以实现在发射设备的尺寸和成本上的极大降低。
此外，设置每个势垒的晶格常数比每个量子阱层的晶格常数大，使量子阱层变形，从而在上述自发极化之外，产生压电极化。这使其即使在没有任何偏压时，仍然能够在光吸收层中产生电场，并使形成光吸收层的量子阱层的能带的倾斜度倾斜。但是，如果诸如拉应变等自发极化与压电极化在方向上不同，组合每个量子阱层和每个势垒层的成分，使自发极化的大小与压电极化的大小不同。
不需要向按照本发明的半导体光调制器和具有该半导体光调制器的激光器施加用于传统半导体光调制器的高直流反向偏压。根据本发明的结构，不需要施加任何直流偏压。由于这个原因，不需要形成抵抗反向偏压的高质量晶体。这增加了晶体生长过程的余地。结果，可以提供器件的制造产量，并能够以较低的成本提供器件。此外，由于不需要施加高反向偏压，可以延长器件的使用寿命。使用本发明的器件构造通信系统可以提高可靠性。
Claims (19)
1、一种半导体光调制器，其特征在于至少包括：
第一导电型的下包层；
光吸收层，形成在所述下包层之上，并具有由量子阱层(152)和势垒层(151)构成的量子阱结构；以及
形成在所述光吸收层之上的第二导电型的上包层，
其中，所述量子阱层由In1-X-YGaXAlYN制成，0≤X，Y≤1，0≤X+Y≤1，
所述势垒层由In1-X′-Y′GaX′AlY′N制成，0≤X′，Y′≤1，0≤X′+Y′≤1，而且
由所述下包层、所述光吸收层和所述上包层构成了具有光入射端的光波导，
在没有任何偏压的情况下，在所述光吸收层中产生极化，
包括所述第一导电型的所述下包层和所述第二导电型的所述上包层的pn结所产生的内建电压和所述极化耗尽所述光吸收层，
通过施加偏压来改变所吸收的光的波长。
2、按照权利要求1所述的调制器，其特征在于所述光吸收层包括多量子阱结构。
3、按照权利要求1所述的调制器，其特征在于在预定的衬底上形成所述下包层。
4、按照权利要求1所述的调制器，其特征在于所述极化是所述光吸收层中产生的自发极化。
5、按照权利要求1所述的调制器，其特征在于所述极化是所述光吸收层中产生的自发极化和压电极化的和。
6、按照权利要求1所述的调制器，其特征在于所述量子阱层和所述势垒层具有不同的晶格常数。
7、按照权利要求6所述的调制器，其特征在于所述量子阱层具有比所述势垒层大的晶格常数。
8、按照权利要求6所述的调制器，其特征在于所述量子阱层具有比所述势垒层小的晶格常数。
9、按照权利要求1所述的调制器，其特征在于所述量子阱层包括晶体InN。
10、按照权利要求9所述的调制器，其特征在于所述势垒层包括晶体GaN。
11、一种具有光调制器的激光器，其特征在于包括集成在单一衬底(1001)上的波导型半导体激光器(1003)和半导体光调制器(1004)，
其中，所述半导体光调制器至少包括：第一导电型的下包层；光吸收层，形成在所述下包层之上，并具有由量子阱层和势垒层构成的量子阱结构；以及形成在所述光吸收层之上的第二导电型的上包层，所述量子阱层由In1-X-YGaXAlYN制成，0≤X，Y≤1，0≤X+Y≤1，所述势垒层由In1-X′-Y′GaX′AlY′N制成，0≤X′，Y′≤1，0≤X′+Y′≤1，而且由所述下包层、所述光吸收层和所述上包层构成了具有光入射端的光波导，在没有任何偏压的情况下，在所述光吸收层中产生极化，包括所述第一导电型的所述下包层和所述第二导电型的所述上包层的pn结所产生的内建电压和所述极化耗尽所述光吸收层，通过施加偏压来改变所吸收的光的波长。
12、按照权利要求11所述的激光器，其特征在于所述光调制器包括多量子阱结构。
13、按照权利要求11所述的激光器，其特征在于所述极化是所述光吸收层中产生的自发极化。
14、按照权利要求11所述的激光器，其特征在于所述极化是所述光吸收层中产生的自发极化和压电极化的和。
15、按照权利要求11所述的激光器，其特征在于所述量子阱层和所述势垒层具有不同的晶格常数。
16、按照权利要求15所述的激光器，其特征在于所述量子阱层具有比所述势垒层大的晶格常数。
17、按照权利要求15所述的激光器，其特征在于所述量子阱层具有比所述势垒层小的晶格常数。
18、按照权利要求11所述的激光器，其特征在于所述量子阱层包括晶体InN。
19、按照权利要求18所述的激光器，其特征在于所述势垒层包括晶体GaN。
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