DE19528740A1 - Verfahren zum Dotieren mit Beryllium, optisches Halbleiterelement und Verfahren zum Herstellen des optischen Halbleiterelements - Google Patents

Verfahren zum Dotieren mit Beryllium, optisches Halbleiterelement und Verfahren zum Herstellen des optischen Halbleiterelements

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Tatsuya Kimura
Takao Ishida
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Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfah­ ren zum Dotieren mit Beryllium (Be) eines Verbindungshalb­ leiterkristalls der Gruppe III-V beim Aufwachsen des Ver­ bindungshalbleiters der Gruppe III-V und insbesondere auf ein Verfahren zum Dotieren mit Beryllium, bei welchem die Dotierungssteuerung leicht durchzuführen ist.
Des weiteren bezieht sich die vorliegende Erfindung auf ein Verfahren zum Herstellen eines optischen Halblei­ terelements unter Verwendung einer Dotierung mit Be, bei welchem die Dotierungssteuerung leicht durchzuführen ist, und auf ein optisches Halbleiterelement, daß durch dieses Verfahren hergestellt wird.
Bei dem Aufwachsen eines Kristalls eines Verbindungs­ halbleiters der Gruppe III-V unter Verwendung von metallor­ ganischer chemischer Aufdampfung (hiernach als MOCVD be­ zeichnet), wird häufig Zink (Zn) als p-Typ Dotand verwen­ det. Da es schwierig ist, ein scharfes Zn-Profil zu erlan­ gen und der Diffusionskoffizient von Zn bei 700°C in GaAs eine Größe von 4 × 10-14cm-2/s besitzt, so daß in dem Kri­ stall eine schnelle Bewegung des Zn hervorgerufen wird, ist es jedoch unmöglich, eine Bauelementstruktur zu erlangen, wie sie geplant wurde. Wenn Zn als p-Typ Dotand in einer p-Typ Überzugsschicht in einem Halbleiterlaser verwendet wird, diffundiert darüber hinaus der p-Typ Dotand in die aktive Schicht, wodurch sich eine Verschlechterung der Emissionseffizienz des Halbleiterlasers ergibt.
Wenn ein AlGaInP-Kristall mit Zn dotiert wird, ist es erforderlich, daß der Betrag von zugeführtem Zn als Dotand gleich dem Betrag von Al+Ga+In als Grundmaterialatome ist, wodurch die Dotierungseffizienz sehr niedrig ist.
Bei der Molekularstrahlepitaxie (hiernach als MBE be­ zeichnet) wurde Be, welches schwieriger als Zn eindiffun­ diert, als p-Typ Dotand verwendet, und ebenso wurde bei ei­ ner MOCVD die Verwendung von Be als p-Typ Dotand überprüft.
In dem Journal of Crystal Growth 77 (1986), Seiten 32-36, North-Holland, Amsterdam "MOVPE GROWTH OF BERYLLIUM- DOPED GALLIUM ARSINIDE USING DIETHYLBERYLLIUM", ist das Er­ gebnis einer Studie beschrieben, welche sich auf das Dotie­ ren mit Be beim Aufwachsen von GaAs durch MOCVD bezieht. Entsprechend dieser Referenz wird Diethylberyllium (hiernach als DEBe bezeichnet) als Dotierungssubstanz ver­ wendet. In anderen Referenzen wie Appl. Phys. Lett. 53 (24), 12. Dezember 1988, Seiten 2411-2413, wird ebenso das Dotieren mit Be beim Aufwachsen eines Verbindungshalblei­ ters der Gruppe III-V durch MOCVD beschrieben. Entsprechend dieser Referenzen wird DEBe als Dotierungssubstanz bezüg­ lich des Be verwendet.
Bei der Dotierung mit Be während des Aufwachsens des Verbindungshalbleiters der Gruppe III-V nach dem Stand der Technik wie oben beschrieben wird DEBe als organisches Me­ tall verwendet, das Be enthält, da die Aufnahme von Sauer­ stoff während des Erzeugens von DEBe nicht vermieden werden kann, ist es schwierig, die Reinheit des organischen Me­ talls zu erhöhen. Daher wird bei dem Dotieren mit Be unter Verwendung von DEBe nach dem Stand der Technik Sauerstoff in dem Kristall als Verunreinigung während des Dotierens aufgenommen, wodurch die elektrische Charakteristik des Bauteils beeinträchtigt wird.
Obwohl ein niedriger Dampfdruck der Dotierungssubstanz für die Dotierungssteuerung leicht zu handhaben ist, ist darüber hinaus der Dampfdruck des DEBe für eine leichte Handhabung nicht niedrig genug.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfah­ ren zum Dotieren mit Beryllium vorzusehen, welches ein leichteres Dotieren mit Beryllium bei einer hohen Qualität ermöglicht.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung be­ steht darin, ein Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterelements vorzusehen, bei welchem die Herstellung eines Bauteils mit hohem Leistungsvermögen erleichtert ist.
Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung be­ steht darin, ein optisches Halbleiterelement mit einer mit Beryllium dotierten Schicht hoher Qualität vorzusehen.
Entsprechend einem ersten Aspekt der vorliegenden Er­ findung wird bei einem Verfahren zum Dotieren mit Beryllium bei einem epitixialen Aufwachsen eines Verbindungshalblei­ ters der Gruppe III-V ein organisches Metall (CH₃C₅H₄)₂Be (= (MeCP)₂Be: Bismethylcyclopentadienylberyllium als Dotie­ rungssubstanz zum Dotieren mit Beryllium des Verbindungs­ halbleiterkristalls der Gruppe III-V verwendet. Da (MeCP)₂Be einen niedriegeren Dampfdruck als das organische Metall des Diethylberylliums (DEBe) besitzt, welches her­ kömmlicherweise als die Dotierungssubstanz zum Dotieren mit Beryllium verwendet wird, wird die Dotierungssteuerung er­ leichtert. Da (MeCP)₂Be einer höheren Reinheit gegenüber dem DMBe leicht erlangt werden kann, wird darüber hinaus die Aufnahme einer Verunreinigung wie Sauerstoff in die ak­ tive Schicht während des Dotierens unterdrückt, wodurch ei­ ne p-Typ Schicht hoher Qualität realisiert wird.
Entsprechend einem zweiten Aspekt der vorliegenden Er­ findung wird bei einem Verfahren des Dotierens mit Berylli­ um beim epitaxialen Aufwachsen eines Verbindungshalbleiters der Gruppe III-V durch Auswahl eines Verfahrens der Gruppe bestehend aus MOCVD, MOMBE und CBE als Dotierungssubstanz zum Dotieren von Beryllium in dem Verbindungshalbleiterkri­ stall der Gruppe III-V (MeCP)₂Be verwandt. Daher wird durch Auswahl eines Verfahrens unter der Gruppe aus MOCVD, MOMBE und CBE leicht eine p-Typ Schicht hoher Qualität reali­ siert.
Entsprechend einem dritten Aspekt der vorliegenden Er­ findung wird bei einem Verfahren des Herstellens eines op­ tischen Halbleiterelements durch epitaxiales Aufwachsen ei­ ner p-Typ Schicht und einer n-Typ Schicht, die jeweils aus einem Verbindungshalbleiter der Gruppe III-V bestehen, auf einem Halbleitersubstrat durch CBE ein Dotieren mit Beryl­ lium aus (MeCP)₂Be durchgeführt, um die p-Typ Schicht zu bilden. Daher wird leicht eine p-Typ Schicht hoher Qualität realisiert, und es wird ein optisches Halbleiterelement mit hohem Leistungsvermögen erlangt.
Entsprechend einem vierten Aspekt der vorliegenden Er­ findung wird bei einem Verfahren zum Herstellen eines opti­ schen Halbleiterelements beim Herstellen eines vergrabenen Halbleiterlasers einer großen Wellenlänge durch epitaxiales Aufwachsen einer p-Typ Schicht und einer n-Typ Schicht, die jeweils aus einem Verbindungshalbleiter der Gruppe III-V bestehen, auf einem p-Typ InP-Substrat durch CBE ein Dotie­ ren mit Beryllium aus (MeCP)₂Be durchgeführt, um die p-Typ Schicht zu bilden. Daher wird leicht eine p-Typ Schicht ho­ her Qualität realisiert, und es wird ein vergrabener Halb­ leiterlaser für eine große Wellenlänge mit hohem Leistungs­ vermögen unter Verwendung eines p-Typ InP-Substrats er­ langt.
Entsprechend einem fünften Aspekt der vorliegenden Er­ findung wird in einem Verfahren zum Herstellen eines opti­ schen Halbleiterelements beim Herstellen eines vergrabenen Halbleiterlasers für eine große Wellenlänge durch epitaxia­ les Aufwachsen einer p-Typ Schicht und einer n-Typ Schicht, die jeweils aus einem Verbindungshalbleiter der Gruppe III-V bestehen, auf einem n-Typ InP-Substrat durch CBE ein Do­ tieren mit Beryllium aus (MeCP)₂Be durchgeführt, um die p-Typ Schicht zu bilden. Daher wird eine p-Typ Schicht hoher Qualität leicht realisiert, und es wird ein vergrabener Halbleiterlaser für eine große Wellenlänge mit einem hohen Leistungsvermögen unter Verwendung eines n-Typ InP-Substrats erlangt.
Entsprechend einem sechsten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird in einem Verfahren zum Herstellen eines op­ tischen Halbleiterelements beim Herstellen eines Halblei­ terlasers für sichtbare Strahlung durch epitaxiales Auf­ wachsen einer p-Typ Schicht und einer n-Typ Schicht, die jeweils aus einem Verbindungshalbleiter der Gruppe III-V bestehen, auf einem n-Typ GaAs-Substrat durch CBE ein Do­ tieren mit Beryllium aus (MeCP)₂Be ausgeführt, um die p-Typ Schicht zu bilden. Daher wird eine p-Typ Schicht hoher Qua­ lität leicht realisiert, und es wird ein Halbleiterlaser für sichtbares Licht mit hohem Leistungsvermögen unter Ver­ wendung eines n-Typ GaAs-Substrats erlangt.
Entsprechend einem siebenten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird in einem Verfahren zum Herstellen eines op­ tischen Halbleiterelements beim Herstellen eines Halblei­ terlasers für eine kurze Wellenlänge durch epitaxiales Auf­ wachsen einer p-Typ Schicht und einer n-Typ Schicht, die jeweils aus einem Verbindungshalbleiter der Gruppe III-V bestehen, auf einem n-Typ GaAs-Substrat durch CBE ein Do­ tieren mit Beryllium aus (MeCP)₂Be durchgeführt, um die p-Typ Schicht zu bilden. Daher wird eine p-Typ Schicht hoher Qualität leicht realisiert, und es wird ein Halbleiterlaser für eine kurze Wellenlänge mit einem hohem Leistungsvermö­ gen unter Verwendung eines n-Typ GaAs-Substrats erlangt.
Entsprechend einem achten Aspekt der vorliegenden Er­ findung wird in einem Verfahren zum Herstellen eines opti­ schen Halbleiterelements beim Herstellen einer Halbleiter­ diode für blaue Lichtemission durch epitaxiales Aufwachsen einer p-Typ Schicht und einer n-Typ Schicht, die jeweils aus einem Verbindungshalbleiter der Gruppe III-V bestehen, auf einem Saphirsubstrat durch CBE ein Dotieren mit Beryl­ lium aus (MeCP)₂Be durchgeführt, um die p-Typ Schicht zu bilden. Daher wird eine p-Typ Schicht hoher Qualität leicht realisiert, und es wird eine Halbleiterdiode für Emission von blauem Licht unter Verwendung eines Saphirsubstrats er­ langt.
Entsprechend einem neunten Aspekt der vorliegenden Er­ findung wird bei einem optischen Halbleiterelement, das ei­ ne p-Typ Schicht und eine n-Typ Schicht besitzt, die je­ weils aus einem Verbindungshalbleiter der Gruppe III-V be­ stehen und epitaxial auf einem Substrat aufgewachsen sind, ein Dotieren mit Beryllium aus (MeCP)₂Be durchgeführt, um die p-Typ Schicht zu bilden. Daher wird ein optisches Halb­ leiterelement leicht realisiert, das infolge einer Diffu­ sion eines p-Typ Dotands in die aktive Schicht eine geringe Herabsetzung der optischen Charakteristik besitzt.
Entsprechend einem zehnten Aspekt der vorliegenden Er­ findung wird bei einem vergrabenen Halbleiterlaser für große Wellenlänge, der eine p-Typ und eine n-Typ Schicht besitzt, die jeweils aus einem Verbindungshalbleiter der Gruppe III-V bestehen und epitaxial auf einem p-Typ InP-Substrat aufgewachsen sind, ein Dotieren mit Beryllium aus (MeCP)₂Be durchgeführt, um die p-Typ Schicht zu bilden. Da­ her wird leicht ein Halbleiterlaser für große Wellenlänge unter Verwendung eines p-Typ InP-Substrats realisiert, bei welchem infolge einer Diffusion eines p-Typ Dotands in die aktive Schicht die optische Charakteristik wenig herabge­ setzt ist.
Entsprechend einem elften Aspekt der vorliegenden Er­ findung wird bei einem vergrabenen Halbleiterlaser für große Wellenlänge, der eine p-Typ und eine n-Typ Schicht enthält, die jeweils aus einem Verbindungshalbleiter der Gruppe III-V bestehen und epitaxial auf einem n-Typ InP-Substrat aufgewachsen sind, ein Dotieren mit Beryllium aus (MeCP)₂Be durchgeführt, um die p-Typ Schicht zu bilden. Da­ her wird ein vergrabener Halbleiterlaser für eine große Wellenlänge unter Verwendung eines n-Typ InP-Substrats leicht realisiert, dessen optische Charakteristik infolge einer Diffusion eines p-Typ Dotands in die aktive Schicht wenig herabgesetzt ist.
Entsprechend einem zwölften Aspekt der vorliegenden Erfindung wird bei einem Halbleiterlaser für sichtbare Strahlung, der eine p-Typ Schicht und eine n-Typ Schicht besitzt, die jeweils aus einem Verbindungshalbleiter der Gruppe III-V bestehen und epitaxial auf einem n-Typ GaAs-Substrat aufgewachsen sind, ein Dotieren mit Beryllium aus (MeCP)₂Be durchgeführt, um die p-Typ Schicht zu bilden. Da­ her wird ein Halbleiterlaser für sichtbares Licht unter Verwendung eines n-Typ GaAs-Substrats leicht realisiert, dessen optische Charakteristik infolge einer Diffusion ei­ nes p-Typ Dotands in die aktive Schicht wenig herabgesetzt ist.
Entsprechend einem dreizehnten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird bei einem Halbleiterlaser für eine kurze Wellenlänge, der eine p-Typ Schicht und eine n-Typ Schicht enthält, die jeweils aus einem Verbindungshalbleiter der Gruppe III-V bestehen und epitaxial auf einem n-Typ GaAs-Substrat aufgewachsen sind, eine Dotierung mit Beryllium aus (MeCP)₂Be durchgeführt, um die p-Typ Schicht zu bilden. Daher wird ein Halbleiterlaser für eine kurze Wellenlänge unter Verwendung eines n-Typ GaAs-Substrats leicht reali­ siert, dessen optische Charakteristik infolge einer Diffu­ sion eines p-Typ Dotands in die aktive Schicht wenig herab­ gesetzt ist.
Entsprechend einem vierzehnten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird bei einer Halbleiterdiode für Emission von blauem Licht, die eine p-Typ Schicht und eine n-Typ Schicht enthält, welche jeweils aus einem Verbindungshalbleiter ei­ ner Gruppe III-V bestehen und epitaxial auf einem Saphir­ substrat aufgewachsen sind, ein Dotieren mit Beryllium aus (MeCP)₂Be durchgeführt, um die p-Typ Schicht zu bilden. Da­ her wird eine Halbleiterdiode für Emission von blauem Licht unter Verwendung eines Saphirsubstrats leicht realisiert, deren optische Charakteristik infolge einer Diffusion eines p-Typ Dotands in die aktive Schicht wenig herabgesetzt ist.
Die vorliegende Erfindung wird in der nachfolgenden Beschreibung unter Bezugnahme auf die Zeichnung erläutert.
Fig. 1 zeigt einen Graphen, der den Dampfdruck von (MeCP)₂Be und DEBe darstellt.
Fig. 2 zeigt einen Graphen, der die Be-Dotierungscha­ rakteristik unter Verwendung von (MeCP)₂Be als Dotierungs­ substanz darstellt.
Fig. 3 zeigt einen Graphen, der eine Beziehung zwi­ schen der Ladungsträgerkonzentration durch Löchermessung und die Ladungsträgerkonzentration durch C-V-Messung von mit Be dotiertem InP darstellt, das durch Verwendung von (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz aufgewachsen ist.
Fig. 4 zeigt einen Graphen, der eine Beziehung zwi­ schen der Ladungsträgerkonzentration und der Konzentration des Dotands gemessen durch SIMS von mit Be dotiertem InP unter Verwendung von (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz dar­ stellt.
Fig. 5 zeigt einen Graphen, der eine Beziehung zwi­ schen der Löcherkonzentration und der PL-Spitzenwellenlänge von mit Be dotiertem InP darstellt, das unter Verwendung von (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz aufgewachsen ist, und von mit Zn dotiertem InP, das unter Verwendung DEZn als Do­ tierungssubstanz aufgewachsen ist.
Fig. 6 zeigt einen Graphen, der eine Beziehung zwi­ schen der Löcherkonzentration und der PL-Spitzenwellenlänge von mit Be dotiertem InP darstellt, das unter Verwendung von (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz aufgewachsen ist.
Fig. 7 zeigt einen Graphen, der eine Beziehung zwi­ schen der Löcherkonzentration und einen PL-Halbwert von mit Be dotiertem InP, welches unter Verwendung von (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz aufgewachsen ist, und von mit Zn do­ tiertem InP darstellt, welches unter Verwendung von DEZn als Dotierungssubstanz aufgewachsen ist.
Fig. 8 zeigt einen Graphen, der eine Beziehung zwi­ schen der Löcherkonzentration und dem PL-Halbwert von mit Be dotiertem InP darstellt, welches unter Verwendung von (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz aufgewachsen ist.
Fig. 9 zeigt einen Graphen, der ein Ergebnis der SIMS-Messung eines p-Typ Dotierungsprofils von Be und Zn dar­ stellt, wobei eine mit Be dotierte InP-Schicht und eine mit Zn dotierte InP-Schicht auf einer nicht dotierten InGaAsP-Schicht in Richtung der Tiefe von der Oberfläche der Wachs­ tumsschicht aufgewachsen sind.
Fig. 10 zeigt eine perspektivische Ansicht, die einen vergrabenen Halbleiterlaser für eine große Wellenlänge un­ ter Verwendung eines p-Typ InP-Substrats veranschaulicht, der nach einem Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterelements in Übereinstimmung mit einer zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde.
Fig. 11(a)-11(e) zeigen perspektivische Ansichten, die Verfahrensschritte bei einem Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterelements in Übereinstimmung mit der zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ver­ anschaulichen.
Fig. 12 zeigt eine perspektivische Ansicht, die einen vergrabenen Halbleiterlaser für eine große Wellenlänge un­ ter Verwendung eines n-Typ InP-Substrats veranschaulicht, der durch ein Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterelements in Übereinstimmung mit einer dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde.
Fig. 13 (a)-13(e) zeigen perspektivische Ansichten, die Verfahrensschritte bei einem Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterelements in Übereinstimmung mit der dritten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ver­ anschaulichen.
Fig. 14 zeigt eine perspektivische Ansicht, die einen Halbleiterlaser für sichtbare Strahlung unter Verwendung eines n-Typ GaAs-Substrats veranschaulicht, der durch ein Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterelements in Übereinstimmung mit einer vierten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde.
Fig. 15(a)-15(e) zeigen perspektivische Ansichten, die Verfahrensschritte bei einem Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterelements in Übereinstimmung mit der vierten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ver­ anschaulichen.
Fig. 16 zeigt eine perspektivische Ansicht, die einen Halbleiterlaser für eine kurze Wellenlänge unter Verwendung eines n-Typ GaAs-Substrats veranschaulicht, der durch ein Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterelements in Übereinstimmung mit einer fünften Ausführungsform der vorliegenden Erfindung erzeugt wurde.
Fig. 17 (a)-17(e) zeigen perspektivische Ansichten, die Verfahrensschritte bei einem Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterelements in Übereinstimmung mit der fünften Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ver­ anschaulichen.
Fig. 18 zeigt eine perspektivische Ansicht, die eine Halbleiterdiode für Emission von blauem Licht unter Verwen­ dung eines Saphirsubstrats veranschaulicht, welche durch ein Verfahren zum Erzeugen eines optischen Halbleiterele­ ments in Übereinstimmung mit einer sechsten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde.
Fig. 19(a)-19(c) zeigen perspektivische Ansichten, die Verfahrensschritte bei einem Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterelements in Übereinstimmung mit der sechsten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung veranschaulichen.
Im folgenden wird eine Beschreibung eines Verfahrens des Dotierens mit Be in Übereinstimmung mit einer ersten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung gegeben.
Bei der ersten Ausführungsform wird beim Aufwachsen von InP (CH₃C₅H₄)₂Be (= (MeCP)₂Be : Bismethylcyclopenta­ dienylberyllium) als organisches Metall verwendet, das Be zum Dotieren eines InP-Kristalls enthält.
Bismethylcyclopentadienylberyllium (hiernach als (MeCP)₂Be bezeichnet) ist bei Raumtemperatur eine Flüssig­ keit und besitzt einen Dampfdruck von etwa 0,05 Torr.
Fig. 1 zeigt einen Graphen, der im Vergleich Dampf­ drücke von (MeCP)₂Be und DEBe darstellt, wobei die Kurve 1 den Dampfdruck von (MeCP)₂Be und Kurve 2 den Dampfdruck von DEBe darstellen. Entsprechend Fig. 1 ist der Dampfdruck von (MeCP)₂Be niedriger als derjenige von DEBe, und bei Raum­ temperatur (300°K) ist er um einen Faktor von zehn und mehr geringer.
Das Dotierungsgas kann bei einem geringeren Dampfdruck leicht gehandhabt werden, wodurch die Zufuhr von Dotie­ rungsgas leicht gesteuert wird, und dieser Vorteil ist ins­ besondere dann, wenn eine feine Dotierungssteuerung benö­ tigt wird, sehr nützlich.
Bei dieser Ausführungsform ist unter Verwendung von (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz die Steuerbarkeit im Ver­ gleich zu der Dotierung mit Be nach dem Stand der Technik unter Verwendung von DEBe als Dotierungssubstanz verbes­ sert.
Da ein metallisches und ein organisches Element leicht thermisch zu zerlegen sind, ist (MeCP)₂Be =(CH₃CH₄)₂Be bei einer geringeren Temperatur als DEBe = (C₂H₅)₂Be zu zerle­ gen, wenn ein großer Betrag von C- und H-Atome vorhanden ist. Da diese Zerlegung bei einer Temperatur, die 100°C überschreitet, auftritt, ist jedoch (MeCP)₂Be bei einer Temperatur unterhalb von 100°C stabil. In einem Fall, bei welchem das metallische und das organische Element nicht bei einer hohen Temperatur thermisch zerlegt sind, können das metallische und das organische Element, insbesondere Kohlenstoff (C), leicht in dem Kristall aufgenommen werden. Bei einem Halbleitermaterial, in dem C als Akzeptor in dem Kristall dient, wie bei GaAs, stellt die Aufnahme von C kein Problem dar. Demgegenüber wird in einem Halbleiterma­ terial, bei welchem C als Donator in dem Kristall dient, wie bei InP, Be von C kompensiert, wenn Be und C in dem Kristall aufgenommen werden, woraus sich eine Reduzierung der p-Typ Ladungsträgerkonzentration ergibt. Da (CH₃C₅H₄) mit Be bei einer niedrigen Temperatur zerlegt wird, wird bei dieser Ausführungsform, bei welcher (MeCP)₂Be als die Dotierungssubstanz von Be verwendet wird, C nicht leicht in dem Kristall aufgenommen, und es wird eine unerwünschte Re­ duzierung der p-Typ Ladungsträgerkonzentration infolge der reduzierten Kompensation von Be durch C unterdrückt.
Im folgenden wird eine Beschreibung einer Dotierungs­ charakteristik während des Dotierens von Be unter Verwen­ dung von (MeCP)₂Be beim Aufwachsen einer InP-Schicht durch MOCVD gegeben.
Fig. 2 zeigt einen Graphen der eine Dotierungscharak­ teristik von Be darstellt, wobei eine Aufwachstemperatur des bei einem Aufwachsdruck von 76 Torr aufgewachsenen InP und das V/III-Verhältnis von 100 als Parameter dienen. Die Löcherkonzentration steigt linear mit dem Wachstum des Zu­ fuhrbetrags von (MeCP)₂Be an, nämlich entsprechend dem Be­ trag des H2-Trägergases. Darüber hinaus steigt die Löcher­ konzentration mit einem Ansteigen der Aufwachstemperatur an. Obwohl die Löcherkonzentration bei einer Dotierungskon­ zentration von 4 × 10¹⁸cm-3 gesättigt ist, wird in dem Falle des InP die Linearität des Dotierens bis zu dem Sät­ tigungsgebiet beibehalten. Es wird eine Löcherkonzentration von 3 × 10¹⁸cm-3 bei einer Aufwachstemperatur von 665°C und mit einem Zufuhrbetrag von (MeCP)₂Be von 60cm³/min. erzielt. Die Oberflächenmorphologie aller aufgewachsener Proben entspricht einer Spiegeloberfläche.
Fig. 3 zeigt einen Graphen, der eine Beziehung zwi­ schen der durch eine Löchermessung gemessenen Ladungsträ­ gerkonzentration und einer durch eine Kapazitätsspannungs­ messung (C-V-Messung) gemessenen Ladungsträgerkonzentration von mit Be dotiertem InP darstellt, das unter Verwendung von (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz des Be aufgewachsen Ist. Wie in Fig. 3 dargestellt, ist die Löcherkonzentration nahezu dieselbe wie die Konzentration des ionisierten Do­ tands, und es wird somit außer Be nahezu keine Verunreini­ gung wie Sauerstoff aufgenommen.
Fig. 4 zeigt einen Graphen, der eine Beziehung zwi­ schen der durch SIMS gemessenen Dotierungskonzentration und einer durch Löchermessung oder C-V-Messung gemessenen La­ dungsträgerkonzentration von mit Be dotiertem InP dar­ stellt, das unter Verwendung von (MeCP)₂Be als Dotierungs­ substanz des Be aufgewachsen ist. Wie in Fig. 4 darge­ stellt, ist die Aktivierungsrate von Be in InP nahezu gleich 1, und die Be-Atome sind alle ionisiert.
In dem Experiment wird bestätigt, daß die Dotierungs­ effizienz von Be unter Verwendung von (MeCP)₂Be 7 ∼ 8mal größer ist als diejenige von Zn unter Verwendung von DEZn.
Fig. 5 zeigt einen Graphen, der eine Beziehung zwi­ schen der Löcherkonzentration und der PL-Spitzenwellenlänge von mit Be dotiertem InP darstellt, das unter Verwendung von (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz aufgewachsen ist, und von mit Zn dotiertem InP, das unter Verwendung von DEZn als die Dotierungssubstanz aufgewachsen ist. Wie in Fig. 5 dar­ gestellt, ist das mit Zn dotierte InP auf die Seite der großen Wellenlänge verschoben, wenn die Löcherkonzentration erhöht ist, demgegenüber besitzt das mit Be dotierte InP eine stabile PL-Spitzenwellenlänge trotz der Löcherkonzen­ tration. Fig. 6 zeigt einen Graphen, der eine Beziehung zwischen der Löcherkonzentration und der PL-Spitzenwellen­ länge von mit Be dotiertem InP darstellt, das unter Verwen­ dung von (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz bei jeweils einer unterschiedlichen Aufwachstemperatur aufgewachsen ist. Bei dieser Beziehung ist die Abhängigkeit von der Aufwachstem­ peratur nicht dargestellt.
Fig. 7 zeigt einen Graphen, der eine Beziehung zwi­ schen der Löcherkonzentration und dem PL-Halbwert von mit Be dotiertem InP, das unter Verwendung von (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz aufgewachsen ist, und von mit Zn dotier­ tem InP darstellt, das unter Verwendung von DEZn als Dotie­ rungssubstanz aufgewachsen ist. Wie in Fig. 7 dargestellt, ist jeweils bei dem mit Zn dotierten InP und dem mit Be do­ tierten InP der PL-Halbwert mit einem Ansteigen der Löcher­ konzentration erhöht. Des weiteren zeigt Fig. 8 einen Gra­ phen, der eine Beziehung zwischen der Löcherkonzentration und dem PL-Halbwert des mit Be dotierten InP darstellt, welches unter Verwendung von (MeCP)₂Be als Dotierungssub­ stanz bei jeweils einer unterschiedlichen Aufwachstempera­ tur aufgewachsen ist. In dieser Beziehung ist die Abhängig­ keit der Aufwachstemperatur nicht dargestellt.
Fig. 9 zeigt einen Graphen, der ein Ergebnis einer SIMS-Messung von p-Typ Dotierungsprofilen von Be und Zn darstellt, wobei eine mit Be dotierte InP-Schicht und eine mit Zn dotierte InP-Schicht jeweils auf einer nicht dotier­ ten InGaAsP-Schicht in Richtung der Tiefe von der Oberflä­ che der aufgewachsenen Schicht aufgewachsen sind. Wie in Fig. 9 dargestellt sieht Zn kein p-Typ Dotierungsprofil vor, daß sich jäh an der nicht dotierten InGaAsP/mit Zn do­ tierten InP-Schnittstelle verändert, da es in die nicht do­ tierte InGaAsP-Schicht eindiffundiert. Demgegenüber sieht Be ein p-Typ Dotierungsprofil vor, welches sich an der nicht dotierten InGaAsP/ mit Be dotierten InP-Schnittstelle jäh verändert. Dies Ergebnis wird der Tatsache zugeschrie­ ben, daß der Diffusionskoeffizient von Be beträchtlich klei­ ner als derjenige von Zn ist. Er liegt beispielsweise in GaAs bei 4 × 10-16cm-2/s bei 725°C. Wie in Fig. 7 und 8 dargestellt, ist der PL-Halbwert mit einem Ansteigen der Löcherkonzentration sogar in einem Fall erhöht, bei welchem ein Dotieren mit Be durch das Verfahren in Übereinstimmung mit der ersten Ausführungsform der Erfindung durchgeführt wird. Wenn Be als p-Typ Dotand für eine p-Typ Überzugs­ schicht eines Halbleiterlasers verwendet wird, falls ein großer Betrag von Be-Atomen in die aktive Schicht eindif­ fundiert, würde daher wie in dem Fall des Verwendens von Zn als der p-Typ Dotand ein schlechter Einfluß auf die La­ sercharakteristik ausgeübt werden. Da, wie aus Fig. 9 zu sehen ist, Be-Atome nicht in die aktive Schicht in einer großen Menge bei einer Verwendung als p-Typ Dotand für die p-Typ Überzugsschicht eindiffundiert, wird die Herabsetzung der Lasercharakteristik jedoch vermieden, die ein Problem darstellt, wenn Zn als p-Typ Dotand verwendet wird.
Da (MeCP)₂Be als die Dotierungssubstanz zum Dotieren von Be in die InP-Schicht verwendet wird, wenn die InP-Schicht epitaxial aufwächst, besitzt, wie oben beschrieben, (MeCP)₂Be einen geringeren Dampfdruck als ein organisches Metall aus Diethylberyllium (DEBe), welches herkömmlicherweise als die Dotierungssubstanz zum Dotieren mit Beryllium verwendet wird, wodurch die Dotierungssteue­ rung erleichtert wird. Da (MeCP)₂Be mit einer höheren Rein­ heit als derjenigen von DEBe leicht zu erlangen ist, kann darüber hinaus die Aufnahme einer Verunreinigung wie Sauer­ stoff in dem Kristall während des Dotierens leicht unter­ drückt werden, wodurch eine p-Typ Schicht hoher Qualität realisiert wird.
Während bei dieser Ausführungsform ein Dotieren von InP mit Be beschrieben wurde, kann das Dotieren mit Be auf alle Verbindungshalbleiter der Gruppe III-V angewandt wer­ den, die für den Kristall ein Grundmaterial wie InP, AlGaAs, AlGaInP und GaN besitzen.
Das auf die vorliegende Erfindung anzuwendende Kri­ stallaufwachsverfahren ist nicht auf MOCVD beschränkt. Es können andere Kristallaufwachsverfahren angewandt werden, welche ein organisches Metall von (MeCP)₂Be als Dotierungs­ substanz verwenden, beispielsweise MOMBE und CBE.
Fig. 10 zeigt eine perspektivische Ansicht, die einen InP-Serien-Halbleiterlaser veranschaulicht, der durch ein Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterelements in Übereinstimmung mit einer zweiten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde. Fig. 11(a)-11(e) zeigen perspektivische Ansichten, welche Verfahrens­ schritte in dem diesbezüglichen Verfahren veranschaulichen. Entsprechend Fig. 10 bezeichnet Bezugszeichen 11 ein p-Typ InP-Substrat, das eine (100)-Oberfläche besitzt. Eine mit Be dotierte p-Typ InP-Überzugsschicht 12 ist auf dem Substrat 11 angeordnet, eine nicht dotierte aktive InGaAs- Schicht 13 ist auf der p-Typ InP-Überzugsschicht 12 ange­ ordnet, und eine mit S dotierte n-Typ InP-Überzugsschicht 14 ist auf der aktiven 13 angeordnet. Die n-Typ Überzugs­ schicht 14, die aktive Schicht 13 und die p-Typ Überzugs­ schicht 12 sind jeweils mesaförmig durch Ätzen bis zum Er­ reichen des Substrats 11 gebildet. Mit Be dotierte p-Typ InP-Pufferschichten 16, mit S dotierte n-Typ InP-Strom­ blockierungsschichten 17 und mit Be dotierte p-Typ InP-Stromblockierungsschichten 18 sind aufeinanderfolgend an gegenüberliegenden Seiten der Mesa angeordnet, um die Mesa zu vergraben. Eine mit S dotierte n-Typ InP-Kontaktschicht 19 ist auf der Mesa und auf der p-Typ InP-Stromblockie­ rungsschicht 18 angeordnet. Eine Elektrode 20 mit p-Teil und eine Elektrode 22 mit n-Teil sind auf der Rückseiten­ oberfläche des Substrats 11 bzw. auf der Oberfläche der Kontaktschicht 19 angeordnet.
Zu Anfang läßt man auf dem p-Typ InP-Substrat 11, wel­ ches Zn einer Dichte von 3-5 × 10¹⁸cm-3 als Dotand auf­ weist und eine (100)-Oberfläche besitzt, die mit Be dotier­ te p-Typ InP-Überzugsschicht 12, die eine p-Typ Dotierungs­ konzentration von 1 × 10¹⁸cm-3besitzt, die nicht dotierte aktive InGaAs-Schicht 13 und die mit S dotierte n-Typ InP-Überzugsschicht 14, die eine n-Typ Dotierungskonzentration von 1 × 10¹⁸cm-3 besitzt, aufeinanderfolgend und epitaxial durch MOCVD aufwachsen (Fig. 11(a)). Die typischen Dicken der jeweiligen Schichten betragen bezüglich der p-Typ InP Überzugsschicht 12 2 µm, der nicht dotierten aktiven InGaAs-Schicht 13 0,1 µm bzw. der n-Typ InP-Überzugsschicht 14 0,5 µm.
Die Kristallaufwachstemperatur beträgt 640°C, und die für das Kristallaufwachsen verwendeten Materiengase sind Trimethylindium (TMI) für In, Triethylgallium (TEG) für Ga, Arsin (AsH₃ ) bzw. Phosphin (PH₃) für P. Darüber hinaus wird (MeCP)₂Be als Dotierungsgas für ein Dotieren mit Be bzw. H₂S als Dotierungsgas zum Dotieren mit S verwendet. Das Verhältnis der Gruppe V/III beträgt etwa 100.
Eine streifenförmige SiO₂-Maske 15 wird in (011)-Rich­ tung durch Zerstäubung, Fotolithographie und durch chemi­ sches Ätzen unter Verwendung von HF als Ätzmittel gebildet (Fig. 11 (b)). Des weiteren wird eine Mesastruktur durch chemisches Ätzen unter Verwendung eines HBr-Serien-Ätzmit­ tels gebildet (Fig. 11 (c)).
Unter Anwendung einer metallorganischen Gasphasenepi­ taxie (MOVPE) auf die Mesastruktur läßt man aufeinanderfol­ gend die p-Typ InP-Pufferschicht 16, die eine p-Typ Dotie­ rungskonzentration von 7 × 10¹⁷cm-3 besitzt, die mit S do­ tierte n-Typ InP-Stromblockierungsschicht 17, die eine n-Typ Dotierungskonzentration von 7 × 10¹⁸cm-3 besitzt, und die mit Be dotierte InP-Stromblockierungsschicht 18, die eine p-Typ Dotierungskonzentration von 7 × 10¹⁷cm-3 be­ sitzt, an gegenüberliegenden Seiten der Mesa selektiv auf­ wachsen, um die Mesa zu vergraben (Fig. 11 (d)).
Bezüglich der typischen Dicken der jeweiligen Schich­ ten beträgt die Dicke der p-Typ InP-Pufferschicht 16 0,7 µm, der n-Typ InP-Stromblockierungsschicht 0,8 µm und der p-Typ InP-Stromblockierungsschicht 18 1 µm.
Nach Entfernen der SiO₂-Maske 15 durch chemisches Ät­ zen läßt man eine mit S dotierte n-Typ InP-Kontaktschicht 19, die eine Dotierungskonzentration von 7 × 10¹⁸cm-3 be­ sitzt, epitaxial durch MOCVD aufwachsen (Fig. 11(e)). Die typische Dicke der n-Typ InP-Kontaktschicht 19 beträgt 2 µm. Danach wird die Elektrode 20 mit p-Teil auf der Rückseiten­ oberfläche des Substrats 11 bzw. die Elektrode 21 mit n-Teil auf der Kontaktschicht 19 gebildet. Des weiteren wer­ den durch Spaltung Facetten gebildet, wodurch ein in Fig. 10 dargestellter Halbleiterlaser fertiggestellt wird.
Da bei dem oben beschriebenen Halbleiterlaser die Dif­ fusion von Be als der p-Typ Dotand hinreichend klein ist, werden die Linearität des Bauelements und die Spannungscha­ rakteristik verbessert, ohne daß die optische Charakteri­ stik infolge einer Diffusion von Be in die nicht dotierte aktive InGaAsP-Schicht 13 herabgesetzt wird. Da eine Diffu­ sion von Be in die aktive Schicht reduziert wird, wird des weiteren die Ladungsträgerkonzentration der p-Typ Überzugs­ schicht auf 3 × 10¹⁸cm-3 erhöht, wodurch der Widerstands­ wert des Bauelements reduziert ist und ein Hochleistungs­ ausgang realisiert wird.
In Übereinstimmung mit der zweiten Ausführungsform ist, da (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz zum Dotieren mit Be verwendet wird, eine Dotierungssteuerung erleichtert, und es ist eine p-Typ Schicht hoher Qualität realisiert, wodurch die Charakteristik des Bauelements weiter verbes­ sert ist.
Fig. 12 zeigt eine perspektivische Ansicht, welche ei­ nen anderen InP-Serien-Halbleiterlaser veranschaulicht, der durch ein Verfahren zum Herstellen eines optischen Halblei­ terelements in Übereinstimmung mit einer dritten Ausfüh­ rungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde, und Fig. 13 (a)-13(e) zeigen perspektivische Ansichten, wel­ che Verfahrensschritte des diesbezüglichen Herstellungsver­ fahrens veranschaulichen. Entsprechend Fig. 12 bezeichnet Bezugszeichen 31 ein n-Typ InP-Substrat, welches eine (100)-Oberfläche besitzt. Eine mit S dotierte n-Typ InP-Überzugsschicht 32 ist auf dem Substrat 31 angeordnet, eine nicht dotierte aktive InGaAs-Schicht 33 ist auf der n-Typ InP-Überzugsschicht 32 angeordnet, und eine mit Be dotierte p-Typ InP-Überzugsschicht 34 ist auf der aktiven Schicht 33 angeordnet. Die p-Typ Überzugsschicht 34, die aktive Schicht 33 und die n-Typ Überzugsschicht sind durch Ätzen bis zum Erreichen des Substrats 31 mesaförmig gebildet. Mit Be dotierte p-Typ InP-Stromblockierungsschichten 36 und mit S dotierte n-Typ InP-Stromblockierungsschichten 37 sind an gegenüberliegenden Seiten der Mesa aufeinanderfolgend ange­ ordnet, um die Mesa zu vergraben. Eine mit Be dotierte p-Typ InP-Kontaktschicht 38 ist auf der Mesa und auf der n-Typ InP-Stromblockierungsschicht 37 angeordnet. Eine Elek­ trode 39 mit n-Teil und eine Elektrode 40 mit p-Teil ist auf der Rückseitenoberfläche des Substrats 31 bzw. auf der Oberfläche der Kontaktschicht 38 angeordnet.
Zu Anfang läßt man auf dem n-Typ InP-Substrat 31, das eine (100)-Oberfläche besitzt, die mit S dotierte n-Typ InP-Überzugsschicht 32, welche eine n-Typ Dotierungskonzen­ tration von 1 × 10¹⁸cm-3 besitzt, die nicht dotierte akti­ ve InGaAs-Schicht 33 und die mit Be dotierte p-Typ InP-Überzugsschicht 34, welche eine p-Typ Dotierungskonzentra­ tion von 1 × 10¹⁸cm-3 besitzt, aufeinanderfolgend und epi­ taxial aufwachsen. Die typischen Dicken der jeweiligen Schichten betragen bezüglich der n-Typ InP-Überzugsschicht 32 1 µm, der nicht dotierten aktiven InGaAs-Schicht 33 0,1 µm und der p-Typ InP-Überzugsschicht 34 0,5 µm (Fig. 13(a)).
Die Kristallaufwachstemperatur beträgt 640°C, und die für das Kristallaufwachsen verwendeten Gase sind Trimethy­ lindium (TMI) für In, Triethylgallium (TEG) für Ga, Arsin (AsH₃) für As bzw. Phosphin (PH₃) für P. Darüber hinaus wird (MeCP)₂Be als Dotierungsgas zum Dotieren mit Be bzw. H₂S als Dotierungsgas zum Dotieren mit S verwendet. Das Verhältnis der Gruppe V/III beträgt etwa 100.
Es wird eine streifenförmige SiO2-Maske 35 in (011)-Richtung durch Zerstäubung, Fotolithographie und chemisches Ätzen unter Verwendung von HF als Ätzmittel gebildet (Fig. 13(b)). Des weiteren wird eine Mesastruktur durch chemi­ sches Ätzen unter Verwendung eines HBr-Serien-Ätzmittels gebildet (Fig. 13 (c)).
Unter Anwendung von MOCVD auf die Mesastruktur läßt man die mit Be dotierte p-Typ InP-Stromblockierungsschicht 36, die eine p-Typ Dotierungskonzentration von 7 × 10¹⁷cm-3 besitzt, und die mit S dotierte n-Typ InP-Stromblockie­ rungsschicht 37, die eine n-Typ Dotierungskonzentration von 7 × 10¹⁸cm-3 besitzt, aufeinanderfolgend selektiv an gegen­ überliegenden Seiten der Mesa aufwachsen, um die Mesa zu vergraben (Fig. 13 (d)).
Die typischen Dicken der jeweiligen Schichten betragen bezüglich der p-Typ InP-Stromblockierungsschicht 36 1 µm bzw. der n-Typ InP-Stromblockierungsschicht 37 1 µm.
Nach Entfernung der SiO2-Maske 35 durch chemisches Ät­ zen läßt man die mit Be dotierte p-Typ InP-Kontaktschicht 38, die eine p-Typ Dotierungskonzentration von 1 × 10¹⁸cm-3 besitzt, durch MOCVD epitaxial aufwachsen (Fig. 13(e)). Die typische Dicke der P-Typ InP-Kontaktschicht 38 beträgt 2 µm. Danach wird die Elektrode 39 mit n-Teil auf der Rückseiten­ oberfläche des Substrats 31 bzw. die Elektrode 40 mit p-Teil auf der Kontaktschicht 38 gebildet. Des weiteren wer­ den Facetten durch Spaltung gebildet, wodurch ein in Fig. 12 dargestellter Halbleiterlaser fertiggestellt wird.
Da die Diffusion von Be als P-Typ Dotand hinreichend klein ist, wird in dem oben beschriebenen Halbleiterlaser die optische Charakteristik nicht durch Diffusion von Be in die nicht dotierte aktive InGaAs-Schicht 33 herabgesetzt.
Da in Übereinstimmung mit der dritten Ausführungsform (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz für ein Dotieren mit Be verwendet wird, ist die Dotierungssteuerung erleichtert und es wird leicht eine p-Typ Schicht hoher Qualität reali­ siert, wodurch die Charakteristik des Bauelements weiter verbessert wird.
Es ist möglich, die in Fig. 10 und 12 gezeigten Strukturen in Übereinstimmung mit den oben beschriebenen zweiten und dritten Ausführungsformen durch Anlegen einer Sperrvorspannung als Modulator zu verwenden. Da in diesem Fall die Diffusion von Be reduziert ist, wird die Ladungs­ trägerkonzentration der nicht dotierten aktiven Schicht kleiner als 5 × 10¹⁶cm-3, wodurch die Lichtabsorbtion in der aktiven Schicht unterdrückt wird, woraus sich ein gro­ ßes Extinktionsverhältnis ergibt.
Fig. 14 zeigt eine perspektivische Ansicht, die einen AlGaInP-Serien-Halbleiterlaser veranschaulicht, der durch ein Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterele­ ments in Übereinstimmung mit einer vierten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde, und Fig. 15(a)-15(e) zeigen perspektivische Ansichten, die Verfah­ rensschritte des diesbezüglichen Herstellungsverfahrens veranschaulichen. Entsprechend Fig. 14 bezeichnet Bezugs­ zeichen 51 ein n-Typ GaAs-Substrat, das eine (100)-Oberflä­ che besitzt. Eine mit Si dotierte n-Typ GaAs-Pufferschicht 52, eine mit Si dotierte n-Typ AlGaInP-Überzugsschicht 53, eine nicht dotierte aktive GaInP-Schicht 54, eine mit Be dotierte p-Typ AlGaInP-Überzugsschicht 55 und eine mit Be dotierte p-Typ GaInP-Ätzstopschicht 56 sind aufeinanderfol­ gend auf das Substrat 51 geschichtet. Eine mit Be dotierte p-Typ AlGaInP-Überzugsschicht 57 ist auf der Ätzstopschicht 56 angeordnet, eine mit Be dotierte p-Typ GaInP-Banddiskon­ tinuitätsrelaxationsschicht 58 ist auf der p-Typ AlGaInP-Überzugsschicht 57 angeordnet, und eine mit Be dotierte p-Typ GaAs-Kappenschicht 59 ist auf der Banddiskontinuitäts­ relaxationsschicht 58 angeordnet. Die Kappenschicht 59, die Banddiskontinuitätsrelaxationsschicht 58 und die p-Typ Überzugsschicht 57 sind in einer Kammstreifenform gebildet. Mit Si dotierte n-Typ GaAs-Stromblockierungsschichten 61 sind auf der Ätzstopschicht 56 an gegenüberliegenden Seiten des Kammstreifens angeordnet, um den Kammstreifen zu ver­ graben. Eine mit Be dotierte p-Typ GaAs-Kontaktschicht 62 ist auf dem Kamm und auf der n-Typ GaAs-Stromblockierungs­ schicht 61 angeordnet. Eine Elektrode 63 mit n-Teil und ei­ ne Elektrode 64 mit p-Teil sind auf der Rückseitenoberflä­ che des Substrats 51 bzw. auf der Oberfläche der Kontakt­ schicht 62 angeordnet.
Zu Anfang läßt man auf dem n-Typ GaAs-Substrat 51, das eine (100)-Oberfläche besitzt, die mit Si dotierte n-Typ GaAs-Pufferschicht 52, die mit Si dotierte n-Typ Al0,35Ga0,15In0,5P-Überzugsschicht 53, welche eine n-Typ Do­ tierungskonzentration von 4 × 10¹⁷cm-3 besitzt, die nicht dotierte aktive GaInP-Schicht 54, die mit Be dotierte p-Typ Al0,35Ga0,15In0,5P-Überzugsschicht 55, die eine p-Typ Dotie­ rungskonzentration von 7 × 10¹⁷cm-3 besitzt, die mit Be do­ tierte p-Typ Ga0,5In0,5P-Ätzstopschicht 56, die eine p-Typ Dotierungskonzentration von 1 × 10¹⁸cm-3 besitzt, die mit Be dotierte p-Typ Al0,35Ga0,15In0,5P-Überzugsschicht 57, die eine p-Typ Dotierungskonzentration von 9 × 10¹⁷cm-3 be­ sitzt, die mit Be dotierte p-Typ Ga0,5In0,5P-Banddiskontini­ tätrelaxationsschicht 58, die eine p-Typ Dotierungskonzen­ tration von 3 × 10¹⁸cm-3 besitzt, und die mit Be dotierte p-Typ GaAs-Kappenschicht 59, die eine p-Typ Dotierungskon­ zentration von 1 × 10¹⁹cm-3 besitzt, aufeinanderfolgend und epitaxial aufwachsen (Fig. 15 (a)). Die typischen Dicken der jeweiligen Schichten betragen bezüglich der Puffer­ schicht 52 0,5 µm, der n-Typ Überzugsschicht 53 1,5 µm, der aktiven Schicht 54 700 Angström (70 nm), der p-Typ Über­ zugsschicht 55 0,25 µm, der Ätzstopschicht 56 50 Angström (5 nm), der p-Typ Überzugsschicht 57 1,4 µm, der Banddiskonti­ nuitätsrelaxationsschicht 58 0,1 µm und der Kappenschicht 59 0,4 µm.
Die Kristallaufwachstemperatur beträgt 700°C, und die für das Kristallwachstum bzw. Kristallaufwachsen verwende­ ten Gase sind Trimethylaluminium (TMA) für Al, Trimethylin­ dium (TMI) für In, Phosphin (PH₃) für P bzw. Arsin (AsH₃) für As. Darüber hinaus wird für Ga Trimethylgallium (TMA) während des Aufwachsens von GaAs und Triethylgallium (TEG) während des Aufwachsens eines anderen Ga-Verbindungshalb­ leiters verwendet. Des weiteren wird (MeCP)₂Be als Dotie­ rungsgas zum Dotieren mit Be bzw. SiH₄ als Dotierungsgas zum Dotieren mit Si verwendet. Das Gruppenverhältnis V/III beträgt während des Aufwachsens von AlGaInP 200 und während des Aufwachsens von GaInP 400.
Eine streifenförmige SiN-Maske 60 wird in <011<-Rich­ tung durch Zerstäuben, Fotolithographie und chemisches Ät­ zen gebildet (Fig. 15 (b)). Des weiteren wird die Kamm­ struktur durch chemisches Ätzen gebildet (Fig. 15 (c)).
Unter Anwendung von MOCVD auf die Kammstruktur, läßt man die mit Si dotierten n-Typ GaAs-Stromblockierungs­ schichten 61, die jeweils eine n-Typ Dotierungskonzentrati­ on von 4 × 10¹⁸cm-3 besitzen, an gegenüberliegenden Seiten des Kamms selektiv aufwachsen, um den Kamm zu vergraben (Fig. 15 (d)). Die typische Dicke der Stromblockierungs­ schicht 61 beträgt 1,2 µm.
Nach Entfernen der SiN-Maske 60 durch chemisches Ätzen läßt man eine mit Be dotierte p-Typ GaAs-Kontaktschicht 62, die eine p-Typ Dotierungskonzentration von 1 × 10¹⁹cm-3 be­ sitzt, durch MOCVD epitaxial aufwachsen (Fig. 15 (e)). Die typische Dicke der Kontaktschicht 62 beträgt 2 µm. Danach wird die Elektrode 63 mit n-Teil auf der Rückseitenoberflä­ che des Substrats 51 bzw. die Elektrode 64 mit p-Teil auf der Kontaktschicht 62 gebildet. Des weiteren werden Facet­ ten durch Spaltung gebildet, wodurch ein in Fig. 14 darge­ stellter Halbleiterlaser fertiggestellt wird.
Da bei dem Halbleiterlaser, der wie oben beschrieben hergestellt wurde, die Diffusion von Be als p-Typ Dotand hinreichend klein ist, wird die optische Charakteristik in­ folge der Diffusion von Be in die nicht dotierte aktive GaInP-Schicht 54 nicht herabgesetzt. Wenn darüber hinaus Zn als Dotand verwendet wird, kann die Ladungsträgerkonzentra­ tion der p-Typ Überzugsschicht nicht erhöht werden, da Zn in die aktive Schicht diffundiert ist, und es wird die Cha­ rakteristik des Bauelements beeinträchtigt, wenn die Zn-Konzentration in der p-Typ Überzugsschicht 9 × 10¹⁷cm-3 überschreitet. Wenn andererseits Be als Dotand verwendet wird, wird die Diffusion des p-Typ Dotands unterdrückt, und es wird die Ladungsträgerkonzentration der p-Typ Überzugs­ schicht erhöht, wodurch ein Bauelement mit hoher Geschwin­ digkeit und hoher Ausgangsleistung realisiert wird.
Ähnlich wie bei den zweiten und dritten Ausführungs­ formen ist bei der vierten Ausführungsform, da (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz für das Dotieren mit Be verwendet wird, die Dotierungssteuerung erleichtert, und es wird leicht eine p-Typ Schicht hoher Qualität realisiert, wo­ durch die Charakteristik des Bauelements weiter verbessert wird.
Fig. 16 zeigt eine perspektivische Ansicht, die einen AlGaAs-Serien-Halbleiterlaser veranschaulicht, der durch ein Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterele­ ments in Übereinstimmung mit einer fünften Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde, und Fig. 17(a)-17(e) zeigen perspektivische Ansichten, die Verfah­ rensschritte des diesbezüglichen Herstellungsverfahrens veranschaulichen. Entsprechend Fig. 16 bezeichnet Bezugs­ zeichen 71 ein n-Typ GaAs-Substrat, das eine (100)-Oberflä­ che besitzt. Eine mit Se dotierte n-Typ GaAs-Pufferschicht 72, eine mit Se dotierte n-Typ Al0,48Ga0,52As-Überzugs­ schicht 73, eine nicht dotierte aktive Al0,1Ga0,9As/Al0,35Ga0,65As-Schicht 74, eine mit Be dotierte p-Typ Al0,48Ga0,52As-Überzugsschicht 75 und eine mit Be do­ tierte p-Typ Al0,7Ga0,3As-Ätzstopschicht 56 sind aufeinan­ derfolgend auf das Substrat 71 geschichtet. Eine mit Be do­ tierte p-Typ Al0,48Ga0,52As-Überzugsschicht 77 ist auf der Ätzstopschicht 76 angeordnet, und eine mit Be dotierte p-Typ GaAs-Kappenschicht 78 ist auf der Überzugsschicht 77 angeordnet. Die Kappenschicht 78 und die p-Typ Überzugs­ schicht 77 sind in einer Kammstreifenform gebildet. Mit Si dotierte n-Typ GaAs-Stromblockierungsschichten 80 sind auf der Ätzstopschicht 76 an gegenüberliegenden Seiten des Kammstreifens angeordnet, um den Kammstreifen zu vergraben. Eine mit Be dotierte p-Typ GaAs-Kontaktschicht 81 ist auf dem Kamm und auf der n-Typ GaAs-Stromblockierungsschicht 80 angeordnet. Eine Elektrode 82 mit n-Teil und eine Elektrode 83 mit p-Teil sind auf der Rückseitenoberfläche des Substrats 71 bzw. auf der Oberfläche der Kontaktschicht 81 angeordnet.
Anfangs läßt man auf dem n-Typ GaAs-Substrat 71, das eine (100)-Oberfläche besitzt, die mit Se dotierte n-Typ GaAs-Pufferschicht 72, die eine n-Typ Dotierungskonzentra­ tion von 1 × 10¹⁸cm-3 besitzt, die mit Se dotierte n-Typ Al0,48Ga0,52As-Überzugsschicht 73, die eine n-Typ Dotie­ rungskonzentration von 4 × 10¹⁷cm-3 besitzt, die nicht do­ tierte aktive Al0,1Ga0,9As/Al0,35Ga0,65As-Schicht 74, die mit Be dotierte p-Typ Al0,48Ga0,52As-Überzugsschicht 75, die ei­ ne p-Typ Dotierungskonzentration von 2 × 10¹⁸cm-3 besitzt, die mit Be dotierte p-Typ Al0,7Ga0,3As-Ätzstopschicht 76, die mit Be dotierte p-Typ Al0,48Ga0,52As-Überzugsschicht 77, die eine p-Typ Dotierungskonzentration von 2 × 10¹⁸cm-3 be­ sitzt, und die mit Be dotierte p-Typ GaAs-Kappenschicht 78, die eine p-Typ Dotierungskonzentration von 1 × 10¹⁹cm-3 be­ sitzt, aufeinanderfolgend und epitaxial aufwachsen (Fig. 17 (a)). Die typischen Dicken der jeweiligen Schichten betra­ gen bezüglich der n-Typ Pufferschicht 72 1 µm, der n-Typ Überzugsschicht 73 1,5 µm, der aktiven Schicht 74 0,1 µm, der P-Typ Überzugsschicht 75 0,3 µm, der Ätzstopschicht 76 50 Angström (5 nm), der p-Typ Überzugsschicht 77 1,1 µm bzw. der Kappenschicht 78 0,7 µm.
Die Kristallaufwachstemperatur beträgt 675°C, und die für das Kristallwachstum verwendete Gase sind Trimethylalu­ minium (TMA) für Al, Trimethylgallium (TMG) für Ga bzw. Ar­ sin (AsH₃) für As. Des weiteren wird (MeCP)₂Be als Dotie­ rungsgas zum Dotieren mit Be, H2Se als Dotierungsgas zum Dotieren mit Se bzw. SiH₄ als Dotierungsgas zum Dotieren mit Si verwendet. Das Verhältnis der Gruppe V/III beträgt etwa 200.
Eine streifenförmige SiON-Maske 79 wird in der <011<-Richtung durch Zerstäuben, Fotolithographie und chemisches Ätzen gebildet (Fig. 17 (b)). Des weiteren wird die Kamm­ struktur durch chemisches Ätzen gebildet. (Fig. 17 (c)).
Unter Anwendung von MOCVD auf die Kammstruktur läßt man die mit Si dotierten n-Typ GaAs-Stromblockierungs­ schichten 80, die eine n-Typ Dotierungskonzentration von 5 × 10¹⁸cm-3 besitzen, an gegenüberliegenden Seiten des Kamm­ streifens selektiv aufwachsen, um den Kammstreifen zu ver­ graben (Fig. 17 (d)). Die typische Dicke der Stromblockie­ rungsschicht 80 beträgt 1,5 µm.
Nach Entfernen der SiON-Maske 79 durch chemisches Ät­ zen läßt man die mit Be dotierte p-Typ GaAs-Kontaktschicht 81, die eine p-Typ Dotierungskonzentration von 1 × 10¹⁹cm-3 besitzt, durch MOCVD epitaxial aufwachsen (Fig. 17(e)). Die typische Dicke der Kontaktschicht 81 beträgt 2,5 µm. Danach wird die Elektrode 82 mit n-Teil auf der Rückseitenoberflä­ che des Substrats 71 bzw. die Elektrode 83 mit p-Teil auf der Kontaktschicht 81 gebildet. Des weiteren werden Facet­ ten durch Spaltung gebildet, wodurch ein in Fig. 16 darge­ stellter Halbleiterlaser fertiggestellt wird.
Da bei dem oben beschriebenen Halbleiterlaser die Dif­ fusion von Be als p-Typ Dotand hinreichend klein ist, wird die optische Charakteristik nicht durch Diffusion von Be in die nicht dotierte aktive Al0,1Ga0,9As/Al0,35Ga0,65As-Schicht 74 herabgesetzt, wodurch die Verläßlichkeit des Bauelements verbessert wird.
Da ähnlich wie bei den zweiten bis vierten Ausfüh­ rungsformen in Übereinstimmung mit der fünften Ausführungs­ form (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz zum Dotieren mit Be verwendet wird, wird die Dotierungssteuerung erleichtert und es wird eine p-Typ Schicht hoher Qualität realisiert, wodurch die Charakteristik des Bauelements weiter verbes­ sert ist.
Fig. 18 zeigt eine perspektivische Ansicht, die eine GaN-Serien-Halbleiterdiode für Emission von blauem Licht veranschaulicht, welche durch ein Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterelements in Übereinstimmung mit einer sechsten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde, und Fig. 19(a)-19(c) zeigen perspek­ tivische Ansichten, welche Verfahrensschritte des diesbe­ züglichen Herstellungsverfahrens veranschaulichen. Entspre­ chend der Fig. 18 bezeichnet Bezugszeichen 91 ein Saphir­ substrat, das eine (0001)-Oberfläche besitzt. Eine nicht dotierte GaN-Pufferschicht 92, eine mit Si dotierte n-Typ GaN-Überzugsschicht 93, eine mit Si dotierte n-Typ AlGaN-Schicht 94, eine mit Zn dotierte aktive InGaN-Schicht 95, eine mit Be dotierte p-Typ AlGaN-Schicht 96 und eine mit Be dotierte p-Typ GaN-Schicht 97 sind aufeinanderfolgend auf das Substrat 91 geschichtet. Die Teile der p-Typ GaN-Schicht 97, der p-Typ AlGaN-Schicht 96, der aktiven InGaN-Schicht 95, der n-Typ AlGaN-Schicht 94 und der n-Typ GaN-Überzugsschicht 93 werden aufeinanderfolgend durch Ätzen von der Seite der p-Typ GaN-Schicht 97 bis zum Erreichen der Mitte der n-Typ GaN-Überzugsschicht 95 weggeätzt, wo­ durch die n-Typ GaN-Überzugsschicht 93 an dem durch Ätzen entfernten Teil bloßgelegt ist. Eine Elektrode 99 mit n-Teil ist auf der bloßgelegten n-Typ GaN-Überzugsschicht 93 angeordnet, und eine Elektrode 100 mit p-Teil ist auf der p-Typ GaN-Schicht 97 angeordnet.
Anfänglich läßt man auf dem Saphirsubstrat 91, das ei­ ne (0001)-Oberfläche besitzt, die nicht dotierte GaN-Puf­ ferschicht 92, die mit Si dotierte n-Typ GaN-Überzugs­ schicht 93, die eine n-Typ Dotierungskonzentration von 5 × 10¹⁸cm-3 besitzt, die mit Si dotierte n-Typ AlGaN-Schicht 94, die eine n-Typ Dotierungskonzentration von 5 × 10¹⁸cm-3 besitzt, die mit Zn dotierte InGaN-Schicht 95, die mit Be dotierte p-Typ AlGaN-Schicht 96, die eine p-Typ Dotierungs­ konzentration von 5 × 10¹⁸cm-3 besitzt, und die mit Be do­ tierte p-Typ GaN-Schicht 97, die eine p-Typ Dotierungskon­ zentration von 8 × 10¹⁸cm-3 besitzt, aufeinanderfolgend und epitaxial aufwachsen (Fig. 19 (a)). Die typischen Dicken der jeweiligen Schichten betragen bezüglich der GaN-Puffer­ schicht 92 500 Angström (50nm), der n-Typ GaN-Überzugs­ schicht 93 4 µm, der n-Typ AlGaN-Schicht 94 0,25 µm, der InGaN-Schicht 95 500 Angström (50nm), der p-Typ AlGaN-Schicht 96 0,25 µm bzw. der p-Typ GaN-Schicht 97 0,5 µm.
Die Kristallaufwachstemperatur beträgt 1000°C, und die für das Kristallaufwachsen verwendeten Gase sind Trime­ thylaluminium (TMA) für Al, Trimethylgallium (TMG) für Ga bzw. Ammoniak (NH₃) für N. Des weiteren wird (MeCP)₂Be als Dotierungsgas zum Dotieren mit Be, SiH₄ als Dotierungsgas zum Dotieren mit Si bzw. DEZn als Dotierungsgas zum Dotie­ ren mit Zn verwendet. Das Verhältnis der Gruppe V/III be­ trägt etwa 1000.
Nach dem Kristallaufwachsen ist der Widerstandswert der p-Typ Schicht durch Aufheizen bei 700°C in einer Stick­ stoffathmosphäre über eine Stunde reduziert.
Eine Maske 98 wird durch Zerstäuben, Fotolithographie und chemisches Ätzen gebildet (Fig. 19(b)). Des weiteren wird eine stufenähnliche Struktur durch chemisches Ätzen wie in Fig. 19 (c) dargestellt gebildet.
Nach Entfernen der Maske 98 durch chemisches Ätzen werden die Elektrode 99 mit n-Teil und die Elektrode 100 mit p-Teil durch Zerstäuben bzw. Fotolithographie gebildet. Danach wird eine in Fig. 18 dargestellte Halbleiteremissi­ onsdiode durch ein Chipteilungsverfahren gebildet.
Da bei der oben beschriebenen Halbleiteremissionsdiode die Diffusion von Be als p-Typ Dotand hinreichend klein ist, wird die optische Charakteristik nicht durch Diffusion von Be in die mit Zn dotierte InGaN-Schicht 95 herabge­ setzt, wodurch durch Reduzieren des Widerstandswerts der p-Typ Schicht eine hohe Ausgangsleistung realisiert wird.
In Übereinstimmung mit der sechsten Ausführungsform wird ähnlich wie bei den zweiten bis fünften Ausführungs­ formen, da (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz zum Dotieren mit Be verwendet wird, die Dotierungssteuerung erleichtert, und es wird leicht eine p-Typ Schicht hoher Qualität reali­ siert, wodurch die Charakteristik des Bauelements weiter verbessert wird.
Vorstehend wurde ein Verfahren zum Dotieren mit Bery­ lium, optisches Halbleiterelement und Verfahren zum Her­ stellen des optischen Halbleiters offenbart. In einem Ver­ fahren zum Dotieren mit Beryllium wird beim epitaxialen Aufwachsen eines Verbindungshalbleiters der Gruppe III-V (MeCP)₂Be als Dotierungssubstanz zum Dotieren mit Beryllium des Verbindungshalbleiterkristalls der Gruppe III-V verwen­ det. Da (MeCP)₂Be einen niedrigeren Dampfdruck als ein or­ ganisches Teil aus Diethylberyllium (DEBe) besitzt, das herkömmlicherweise als Dotierungssubstanz zum Dotieren mit Beryllium verwendet wird, wird die Dotierungssteuerung er­ leichtert. Da darüber hinaus (MeCP)₂Be mit einer größeren Reinheit als der des DEBe leicht erlangt wird, wird die Aufnahme einer Verunreinigung wie Sauerstoff in die aktive Schicht während des Dotierens unterdrückt, wodurch ein p-Typ Schicht hoher Qualität realisiert wird.

Claims (14)

1. Verfahren zum Dotieren eines Verbindungshalbleiterkri­ stalls der Gruppe III-V mit Beryllium während des epitaxia­ len Aufwachsens eines Verbindungshalbleiters der Gruppe III-V mit dem Schritt:
Verwenden eines organischen Metalls aus (CH₃C₅H₄)₂Be (=MeCP)₂Be: Bismethylcyclopentadienylberyllium) als Dotie­ rungssubstanz zum Dotieren mit Beryllium.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das epitaxiale Aufwachsen des Verbindungshalbleiters der Gruppe III-V durch ein gewähltes Verfahren aus der Gruppe durchgeführt wird, die aus den Verfahren metallorganische chemische Aufdampfung (MOCVD), metallorganische Molekular­ strahlepitaxie (MOMBE) und chemische Strahlepitaxie (CBE) besteht.
3. Verfahren zum Herstellen eines optischen Halbleiterele­ ments durch epitaxiales Aufwachsen einer p-Typ Schicht und einer n-Typ Schicht, die jeweils einen Verbindungshalblei­ ter der Gruppe III-V enthalten, auf einem Substrat mit dem Schritt:
Bilden der p-Typ Schicht durch Dotieren mit Beryllium unter Verwendung eines organischen Metalls aus (CH₃C₅H₄)₂Be (= (MeCP)₂Be: Bismethylcyclopentadienylberyllium).
4. Verfahren nach Anspruch 3 (Fig. 11), dadurch gekenn­ zeichnet, daß ein P-Typ InP-Substrat (11) als Substrat ver­ wendet wird und ein vergrabener Halbleiterlaser für eine große Wellenlänge hergestellt wird.
5. Verfahren nach Anspruch 3 (Fig. 13), dadurch gekenn­ zeichnet, daß ein n-Typ InP-Substrat (31) als Substrat ver­ wendet wird und ein vergrabener Halbleiterlaser für eine große Wellenlänge hergestellt wird.
6. Verfahren nach Anspruch 3 (Fig. 15), dadurch gekenn­ zeichnet, daß ein n-Typ GaAs-Substrat (51) als Substrat verwendet wird und ein Halbleiterlaser für sichtbare Strah­ lung hergestellt wird.
7. Verfahren nach Anspruch 3 (Fig. 17), dadurch gekenn­ zeichnet, daß ein n-Typ GaAs-Substrat (71) als Substrat verwendet wird und ein Halbleiterlaser für eine kleine Wellenlänge hergestellt wird.
8. Verfahren nach Anspruch 3 (Fig. 19), dadurch gekenn­ zeichnet, daß ein Saphirsubstrat (91) als Substrat verwen­ det wird und eine Halbleiteremissionsdiode für blaues Licht hergestellt wird.
9. Optisches Halbleiterelement, das eine p-Typ Schicht und eine n-Typ Schicht enthält, die jeweils einen Verbindungs­ halbleiter der Gruppe III-V aufweisen, der epitaxial auf dem Substrat aufgewachsen ist, wobei die p-Typ Schicht durch Dotierten mit Beryllium unter Verwendung eines orga­ nischen Metalls aus (CH₃C₅H₄)₂Be (= (MeCP)₂Be: Bisme­ thylcyclopentadienylberyllium gebildet ist.
10. Optisches Halbleiterelement (Fig. 10) nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß das optische Halbleiterelement ein vergrabener Halbleiterlaser für eine große Wellenlänge ist, der ein p-Typ InP-Substrat (11) als Substrat besitzt.
11. Optisches Halbleiterelement (Fig. 12) nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß das optische Halbleiterelement ein vergrabener Halbleiterlaser für eine große Wellenlänge ist, der ein n-Typ InP-Substrat (31) als Substrat besitzt.
12. Optisches Halbleiterelement (Fig. 14) nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß das optische Halbleiterelement ein Halbleiterlaser für sichtbare Strahlung ist, der ein n-Typ GaAs-Substrat (51) als Substrat besitzt.
13. Optisches Halbleiterelement (Fig. 16) nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß das optische Halbleiterelement ein Halbleiterlaser für eine kleine Wellenlänge ist, der ein n-Typ GaAs-Substrat (71) als Substrat besitzt.
14. Optisches Halbleiterelement (Fig. 18) nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß das optische Halbleiterelement eine Halbleiteremissionsdiode für blaues Licht ist, die ein Saphirsubstrat (91) als Substrat besitzt.
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