DE2214404A1 - Verfahren zum Aufbauen von Dünnschichten durch epitaxiales Wachstum - Google Patents

Verfahren zum Aufbauen von Dünnschichten durch epitaxiales Wachstum

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DE2214404A1 DE19722214404 DE2214404A DE2214404A1 DE 2214404 A1 DE2214404 A1 DE 2214404A1 DE 19722214404 DE19722214404 DE 19722214404 DE 2214404 A DE2214404 A DE 2214404A DE 2214404 A1 DE2214404 A1 DE 2214404A1
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Description

Dipl.-lng.Walter JackUdi 22 1 4 A OA V Stuttgart M. MmMtonl· 40
Western Electric Company * A 32 914
195, Broadway, New York 18. März 1972
Vereinigte Staaten von Amerika
Verfahren zum Aufbauen von Dünnschichten durch epitaxiales Wachstum
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Aufbauen von Dünnschichten durch epitaxiales Wachstum, wobei die Dünnschichten aus Verbindungen der Gruppen III (a) - V (a) und Mischkristallen daraus bestehen, und insbesondere betrifft die Erfindung das Dotieren solcher Dünnschichten während des Wachstums durch das Molekularstrahl-Epitaxieverfahren·
In der US-PS 3 615 931 ist ein Nichtgleichgewicht-Epitaxialverfahren zum Ziehen von Dünnschichten der Gruppen III (a) - V (a) beschrieben, bei dem ein erster Molekularstrahl (oder Molekularstrahlen) der Hauptkomponenten der gewünschten Dünnschicht auf ein Substrat gerichtet wird, das auf eine Temperatur in dem Bereich von etwa 450 - 650 0 vorgeheizt ist und auf einem unteratmosphärischen Druck gehalten wird. Dieses Verfahren, das Molekularstrahl-Epitaxieverfahren, ermöglicht das gesteuerte Wachstum von Dünnschichten in einem großen Dickenbereich und ist besonders für solche Dünnschichten anwendbar, die weniger als 1 Mikron dick sind.
Bei der Herstellung solcher Dünnschichten zur Verwendung in Halbleitereinrichtungen, beispielsweise in p-n-Halbleiterlasern (junction laser), ist es erwünscht, den Leitfähigkeitstyp der gerade gezogenen Dünnschicht steuern zu können. Zu diesem Zweck wird gewöhnlich eine getrennte Zusatzquelle, die ein geeignetes Element enthält, verwendet, um bei Aufheizung einen weiteren Molekularstrahl zu erzeugen, der auf das Substrat gleichzeitig mit dem ersten Strahl auftrifft„
Es hat sich jedoch gezeigt, daß für die Bestimmung eines geeigneten Dotierungsmittels zur Verwendung in dem Molekularstrahl-Epitaxie verfahr en mehr erforderlich ί^t, als einfach auf die
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bekannte Halbleitertechnik zurückzugreifen, bei der gewöhnlich · Elemente der Gruppe II als p-Typ-Dotierungsmittel und Elemente der Gruppe IV als n-^Eyp-Dotierungsmittel verwendet werden α
Insbesondere haben die Elemente der Gruppe II mit annehmbaren Löslichkeitswerten hohe Dampfdrücke und niedrige Haftungskoeffizienten bei Epitaxialtemperaturen, und es kann deshalb vorkommen, daß sie nicht an dem Substrat haften. In der Tat hat Zink, der üblichste Vertreter, einen geringen Haftungskoeffizienten, und seine Anwesenheit in einer GaAs-Dünnschicht konnte durch Fotolumineszenz nicht nachgewiesen werden, wenn die Auftreffraten von Zink in einem praktischen Arbeitsbereich lagen. Ferner sind einige Elemente der Gruppe II, insbesondere die Elemente der Gruppe II (a) (Be, Mg, Ca, Ba), so reaktiv, daß ein reiner Dotierungsmittelstrahl und daher eine gesteuerte Dotierung der gezogenen Dünnschicht schwer zu erreichen ist. Die Elemente der Gruppe VI machen ähnliche Schwierigkeiten. Sauerstoff, Schwefel und Tellur können einen zu hohen Dampfdruck haben, um GaAs und GaP mit praktischen Auftreffraten zu dotieren.
Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, den Leitfähigkeitstyp von Epitaxie-Dünnschichten der Gruppen III (a) - V (a) während des Wachstums durch das Molekularstrahl-Epitaxieverfahren zu steuern.
Das erfindungsgemäße Verfahren zum Aufbauen von Dünnschichten durch epitaxiales Wachstum, bei dem auf einer Substratfläche eine Dünnschicht aus einem Material mit einer Zusammensetzung ALC, wobei O * χ - 1, A ein erstes Element der Gruppe III (a), B ein zweites Element der Gruppe III (a) und C ein Element der Gruppe V (a) ist, dadurch gezogen wird, daß der Umgebungsdruck auf einen unteratmosphärischen Druck reduziert wird, und daß wenigstens ein Molekularstrahl, der ein Dotierungsmittel
wenigstens ein Element der Gruppe III (a) und ein Element der Gruppe V (a)/,aui die Substrat fläche während einer Zeitdauer gerichtet wird, die zum Ziehen einer Dünnschicht aus dem genannten Material mit der gewünschten Dicke ausreicht, ist daher
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dadurch gekennzeichnet, daß die Substratfläche auf eine Temperatur vorgeheizt wird, die darauf auftreffenden Atomen ein Wandern zu Oberflächenstellen gestattet, um die epitaxiale Dünnschicht zu bilden, und die kongruente Verdampfung des einen Elementes der Gruppe III (a) und des Elementes der Gruppe V (a) von der Substratfläche bewirkt«
In einem gezeigten Ausführungsbeispiel der Erfindung wird das Molekularstrahl-Epitaxieverfahren zum Ziehen von epitaxialen Dünnschichten von Verbindungen der Gruppen III (a) - V (a) und Mischkristallen daraus verwendet, wobei eine getrennte Quelle, die ein amphoteres Dotierungsmittel enthält, aufgeheizt wird, um einen Molekularstrahl zur Dotierung der Dünnschicht zu erzeugen, Epitaxiale Dünnschichten ergeben sich dann, wenn sie bei unteratmosphärischen Drucken auf einem Substrat gezogen werden, das auf eine Temperatur vorgeheizt ist, die bewirkt, daß die darauf auftreffenden Atome zu Oberflächenstellen abwandern können, um die epitaxiale Schicht zu bilden, und die bewirkt, daß eine kongruente Verdampfung, die noch definiert wird, des Elementes der Gruppe III (a) und des Elementes der Gruppe V (a) erzeugt wird· In typischen !Fällen liegt die Substrattemperatur in dem Bereich von 450 - 650 C.
Es wurde gefunden, daß eine Zinn-Dotierungsquelle n-Typ-Einkristalle erzeugt, während eine Silizium-Dotierungsquelle entweder n-Typ-Kristalle oder kompensierte Kristalle erzeugte Andererseits hat eine Germaniumquelle die überraschende Eigenschaft, daß sie entweder einen η-Typ-Kristall oder einen p-Typ-Kristall erzeugt, je nachdem, ob die Substratoberflächenstruktur in dem Element der Gruppe V (a) oder dem Element der Gruppe III (a) stabilisiert ist. Die letztere Eigenschaft ist eine funktion von zwei Parametern (1) der Substrattemperatur und (2) dem Verhältnis der Elemente der Gruppe V (a) und der Gruppe III (a) in dem Molekularstrahl. Durch Steuerung dieser beiden Parameter ist es daher möglich, eine einzige Dotierungsquelle zu verwenden, um sowohl eine η-Typ- als auch eine p-Typ-Leitfähigkeit in abwechselnden, aneinanderstoßenden Schichten zu erzeugen, ohne daS die
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Vorrichtung abgeschaltet werden muß. Dieser Aspekt ist besondere praktisch für die Herstellung von vielschichtigen Halbleitereinrichtungen mit abwechselnden p- und n-Typ-Schichten, beispielsweise von Halbleiterlasern mit Doppelt-Hetereostruktur (DH junction laser)· Ferner können extrem dünne Schichten mit gesteuerter Dicke durch die Molekularstrahl-Epitaxietechnik gezogen werden, was ein wichtiger Punkt bei der Bildung des dünnen aktiven Bereiches (z. B. 0,5 Mikron) der DH-Laserdiode ist. Ausführungsformen der Erfindung werden nun anhand der beiliegenden Zeichnungen beschrieben. Es zeigen:
Fig. 1 eine teilweise achematische, teilweise geschnittene Darstellung einer Vorrichtung zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens;
Fig. 2 eine graphische Darstellung der Auftreffraten von Ga und As2 als Funktion der Ofen(Zellen)-Temperatur; und
Fig. 3 eine graphische Darstellung, die den Übergang der Oberflächenstruktur als Funktion der Ga-Auftreffraten und der Substrattemperaturen zeigt.
In Fig. 1 ist eine Vorrichtung zum Ziehen von epitaxialen Dünnschichten aus Verbindungen der Gruppen III (a) - V (a) und Mischkristallen dieser Verbindungen mit steuerbarer Dicke auf einem Substrat durch Molekularstrahl-Epitaxie gezeigt.
Die Vorrichtung weist eine Vakuumkammer 11 auf, in der eine Strahlquellen-Anschlußmündung 12, die beispielsweise drei zylindrische Strahlquellen 13 a, 13 b und 13 c, in typischen Fällen Knudsen-Zellen, enthält, und ein Substrathalter 17, in typischen Fällen ein Molybden-Block, angeordnet ist. Der Halter 17 ist mit Hilfe einer Welle 19 drehbar angeordnet, die einen Steuerknopf 16 hat, der auf der Außenseite der Kammer 11 liegt. Wie dargestellt i3t, ist in der Kammer 11 ein zylindrischer Kühlmantel mit flüssigem Stickstoff, der die Strahlquellen umgibt, und ein Kollimatorrahmen 23 mit einer Kollimator öffnung 24- angeordnet.
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Eine bewegbare Blende 14 ist vor der. öffnung 24 angeordnet. Der Halter 17 hat einen internen Heizer 25 und Glips 26 und 27» um einen Substratteil 28 daran zu befestigen. Ferner ist ein Thermoelement in einer Öffnung 31 in der Seite des Substrates 28 vorgesehen und über die Anschlüsse 32 - 33 außenseitig gekoppelt, um die Temperatur des Substrates 28 abzutasten. Die Kammer 11 weist ferner einen Auslaß 34 zum Evakuieren der Kammer mit Hilfe einer Pumpe 35 auf.
Eine typische zylindrische Strahlquelle 13a weist einen hochschmelzenden Schmelztiegel 41 mit einer Thermoelementhöhle 42 und einem Thermoelement 43 auf, das darin eingesetzt ist, um die Temperatur des darin enthaltenen Materials zu bestimmen. Das Thermoelement 43 ist mit einem außerhalb angeordneten Detektor (nicht gezeigt) über die Anschlüsse 44 - 45 verbunden. Zusätzlich hat der Schmelztiegel 41 eine Quellenkammer 46, in die Grundmaterial (beispielsweise ein Stück GaAs) eingelegt wird, um es durch die Heizwicklung 47 zu verdampfen, die den Schmelztiegel umgibt· Das Ende des Schmelztiegels 41, das in Richtung zu der Öffnung 24 gerichtet ist, ist mit einer Messerschneiden-Öffnung 48 (typischerweise etwa 0,17 cm ) mit einem Durchmesser versehen, der vorzugsweise geringer als die mittlere freie Weglänge der Atome in der Quellenkammer ist.
Der erste Schritt in einer Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens besteht darin, einen Einkristall-Substratteil, beispielsweise GaAs, auszuwählen, der im Handel leicht erhältlich ist. Eine Hauptfläche des GaAs-Substratteiles wird anfänglich entlang der (0U1) Ebene geschnitten und mit Diamantpaste oder auf andere bekannte Weise poliert, um Oberflächenbeschädigungen zu entfernen. Ein Ätzmittel, beispielsweise Brommethanol oder eine lösung aus Wasserstoffperoxid und Schwefelsäure kann gegebenenfalls verwendet werden, um die Substratoberfläche nach dem Polieren weiter zu reinigen.
Als nächstes wird das Substrat in eine Vorrichtung der in Fig. gezeigten Art eingelegt. Danach wird der Umgebungsdruck in der
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Vakuumkammer auf weniger als 10" Torr und vorzugsweise auf
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einen Wert in der Größenordnung von 10. bis 10 Torr herabgesetzt, so daß das Einbringen jeglicher schädlicher Komponenten auf die Substratfläche verhindert wird. Da jedoch die Substratfläche möglicherweise einer atmosphärischen Verunreinigung vor der Montage in der Vakuumkammer ausgesetzt sein kann, wird das Substrat vorzugsweise aufgeheizt, beispielsweise auf etwa 600 C, um eine atomar reine Wachstumsfläche zu schaffen (beispielsweise eine Desorption von Verunreinigungen wie CO und H2O zu erzielen). Die nächsten Schritte in dem Verfahren bestehen darin, daß flüssiger Stickstoff in den Kühlmantel über eine Einlaßmündung 49 eingeführt wird, und daß der Substratteil auf die Wachstumstemperatur, die in typisohen Fällen im Bereich von 450 - 65Ü ° C je nach dem speziellen für das Wachstum verwendeten Material liegt, aufgeheizt wird, wobei dieser Bereich durch Überlegungen vorgegeben ist, die sich auf die Auftreffraten und die Oberflächendiffusion beziehen.
Die Strahlquellen 13a, 13b und 13 c, die in der Vorrichtung verwendet werden, sind vorher mit den notwendigen Mengen von Bestandteilen der gewünschten, zu ziehenden Dünnschicht gefüllt worden (z. B. enthält die Strahlquelle 13a eine Verbindung der Gruppe III (a) - V (a), beispielsweise GaAs in fester Form, die Strahlquelle 13 b ein Element der Gruppe III (a), beispielsweise Ga und die Strahlquelle 13 ο ein amphoteres Dotierungsmittel, beispielsweise Ge in fester Form)· Danach wird jede Strahlquelle auf eine Temperatur (die nicht notwendigerweise für alle die gleiche ist) typischerweise im Bereich von 730 - 1000 ° C aufgeheizt, die ausreicht, um den Inhalt der Strahlquellen zu verdampfen, so daß (bei geöffneter Blende 14) ein Molekularstrahl (oder Molekularstrahlen) erzeugt werden, d. h. ein Strom von Atomen, die Geschwindigkeitskomponenten in derselben Richtung, in diesem Fall in Richtung auf die Substratfläche, haben· Die Atome oder Moleküle, die von der Oberfläche reflektiert werden, treffen auf die Innenfläche 50 des Kühlmantels 22 auf und werden kondensiert, so daß sichergestellt wird, daß nur Atome oder Moleküle aus dem Molekularstrahl auf die Fläche auftreffen.
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Zum Zwecke der vorliegenden Erfindung sollte die Menge an Grundmaterial (beispielsweise GaP oder GaAs), die in die Strahlquellen eingelegt wird, ausreichen, um einen Überschuß an P2 oder Asg gegenüber Ga zu erzeugen. Diese Bedingung ergibt sich aus den großen Unterschieden in dem Haftungskoeffizienten (d. h. · Kondensation) der verschiedenen Materialien, insbesondere eins für Ga und 10 für P2 auf einer GaP-Fläche, wobei der letztere zu eins anwächst, wenn ein Überschuß an Ga auf der Fläche vorhanden ist. Daher ergibt sich ein stoichiometrisch.es Wachstum, solange die Pg-Auftreffrate höher als die von Ga ist· Ähnliche Überlegungen treffen auf Ga und As zu·
Das Wachstum der gewünschten, dotierten Epitaxialschichten wird dadurch bewirkt, daß der von den Strahlquellen erzeugte Molekularstrahl auf den Kollimator 23 gerichtet wird, der dazu dient, die Geschwindigkeitskomponenten in dem Strahl in anderen als den gewünschten Richtungen auszublenden, so daß der gewünschte Strahl durch die Kollimatoröffnung 24 treten und an der Substratfläche eine Reaktion bewirken kann. Das Wachstum wird während einer Zeitdauer fortgesetzt, die ausreicht, um eine epitaxiale Dünnschicht der gewünschten Dicke zu erzeugen. Diese Technik ermöglicht das gesteuerte Wachstum von Dünnschichten in dem Dickenbereich von einer einzigen Monoschicht (etwa 3 Angström) bis mehr als 20.000 Angström. Es ist jedoch zu beachten, daß die Kollimation des Molekularstrahls hauptsächlich dazu dient, das Vakuumsystem sauber zu halten, und sie ist nicht wesentlich für das Wachstumsverfahren·
Die Gründe, die die Verwendung der genannten Temperaturbereiche bestimmen, sind aus dem folgenden verständlich. Es ist nun bekannt, daß die Elemente der Gruppen III (a) - V (a), die in Mischhalbleitern enthalten sind, auf der Oberfläche von Einkristall-Halbleitern mit unterschiedlichen Raten adsorbiert werden. Die V (a)-Elemente werden nahezu vollständig reflektiert, wenn die III (a)-Elemente fehlen. Das Wachstum stoichiometrischer III (a) - V (a)-Halbleiter kann jedoch dadurch bewirkt werden, daß Dämpfe aus den Elementen der Gruppen III (a) und V (a) an
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der Substratoberfläche erzeugt werden, wobei ein Überschuß des Elementes der Gruppe V (a) gegenüber dem Element der Gruppe III (a) vorhanden ist, so daß sichergestellt wird, daß alles von dem III (a)-Element verbraucht wird, während der nicht reagierende V (a)-Überschuß reflektiert wird. In diesem Zusammenhang besteht eine Beziehung zwischen dem oben genannten Substrattemperaturbereich und der Auftreffrate und der Oberflächenbeweglichkeit der Atome, die auf die Oberfläche auftreffen, d. h., die Oberflächentemperatur muß hoch genug sein (z, B. größer als 450 ° C), so daß die auftreffenden Atome eine genügende thermische Energie haben, damit sie an günstige Oberflächenstellen (Potentialsenken) wandern können, um eine epitaxiale Schicht zu bilden. Je höher die Auftreffrate dieser auftreffenden Atome ist, desto höher muß die Substrattemperatur sein. Andererseits sollte die Substratoberflächentemperatur nicht so hoch sein (z. B. größer als 650 G), daß eine nicht kongruente Verdampfung resultiert» Nach der Definition von C. D. Thurmond im Journal of Physics Chem. Solids, Band 26, Seite 785 (1965), ist die nicht kongruente Verdampfung die bevorzugte Verdampfung des V (a)-Elements von dem Substrat, so daß nur das III (a)-Element zurückbleibt. Daher bedeutet im allgemeinen die kongruente Verdampfung, daß die Verdampfungsrate der III (a)- und V (a)-Elemente gleich groß ist. Entsprechend muß die Zellentemperatur hoch genug sein ( > 730 "° G), um eine genügende Verdampfung zu erzeugen, und doch nicht so hoch ( ^. 1 «OOU G), daß die höhere Auftreffrate des V (a)-Elements dazu führt, daß der größte Teil des V (a)-Elements von der Oberfläche reflektiert wird, bevor es dort durch das III (a).-Element eingefangen ist.
Übergänge in der Oberflächenstruktur
Vor der Beschreibung von Beispielen für die Dotierung von III (a) - V (a)-Verbindung mit amphoteren Dotierungsmitteln durch das Molekularstrahl-Epitaxieverfahren, insbesondere von Beispielen für Ge-dotiertes GaAs, ist es zweckmäßig, den Übergang der (001) Oberflächenstruktur des GaAs als Funktion von zwei Parametern zu betrachten: (1) der Substrattemperatur und
2 0 9 8 U 0 / 1 C) Π B
(2) des ASp/Ga-Intensitätsverhältnisses in dem Molekularstrahl„ Während andere GaAs-Flächen, beispielsweise (TTT), ebenfalls reversible Übergänge in den Oberflächenstrukturen zeigen, ist die (Qu1)-Fläche von besonderem Interesse, weil es möglich ist, zwei Paare von Spaltebenen senkrecht zu der (001)-Ebene zu haben, was eine erwünschte Eigenschaft für Halbleiterlaser mit Fabry-Perot-Geometrie und für gewisse Phasenmodulationseinrichtungen ist.
In der folgenden Beschreibung werden die Schreibweisen zur Beschreibung der Oberflächenstrukturen verwendet, die von E. A» Wood in Journal of Applied Physics, Band 35, Seite 1306 (1964), vorgeschlagen wurden« Dabei bedeutet GaAs (001)-C(mxn), daß der GaAs-Kristall, der mit der £001J-Richtung senkrecht zur Oberfläche orientiert ist, eine Oberflächenstruktur mxn größer als die darunterliegende Volumenstruktur hat, und daß er zentriert ist· Die Oberflächenstrukturen werden mit der bekannten Hochenergie-Elektronendiffraktion beobachtet, wobei das Diffraktionsmuster nur ein Querschnitt des reziproken Gitters in einem bestimmten Azimut gemäß der Einfallsrichtung des Hochenergie-Elektronenstrahles ist« Die Oberflächenstruktur, die auf einem bestimmten Azimut in dem HEED(Hochenergie-Elektronendiffraktion)-Muster beobachtet wird, bedeutet, wenn sie im folgenden als 1/2- oder 1/4-IntegralOrdnung in der {_hklj -Richtung beschrieben wird, daß die Ewald-Kugel die reziproken StreuungsZentren schneidet, die 1/2 oder 1/4 des Abstandes der Volumendiffraktion bei der nullten Laue-Zone haben.
Die GaAs-Oberflächenstrukturen werden kontinuierlich nach dem HEED-Verfahren während der Abscheidung mit einem Elektronenstrahl entlang dem j_TTo]-Azimut beobachtete Zwei getrennte Experimente werden durchgeführt, um die Abhängigkeit der Oberflächenstruktur von den Abscheidungsraten zu studieren· Das erste Experiment bestand darin, GaAs von einer einzigen Strahlquelle zu verdampfen, die mit polykristallinem GaAs gefüllt war· Die Auftreffraten von Ga und ASp als Punktion der Strahlquellentemperatur (Fig. 2) wurden aus den Dampfdruckdaten berechnet, die in dem Artikel von J. Re Arthur jun. in J. Phys« Ohem. Solids,
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Band 38» Seite 2257 (1967), angegeben sind. Es ist zu beachten,·, daß das Verhältnis von As2 zu Ga mit der Strahlintensität steigt, wenn die Strahlquellentemperatur erhöht wird. Bei dem zweiten Experiment wurde eine zusätzliche Gallium- oder Arsenquelle mit der GaAs-Strahlquelle verwendet, so daß das Verhältnis von unabhängig variiert werden konnte.
Fig. 3 zeigt die Übergänge der Beugungsmuster in dem JTToJ-Azimut von den 1/2-Integralordnungen in diffundierte 1/3-Integralordnungen und in 1/4-Integralordnungen als Punktion der Abscheidungsrate und der Substrattemperatur. Diese Übergänge werden als Funktion der Ga-Auftreffrate aufgetragen, wobei die entsprechende A3p-Auftreffrate in Fig. 2 zu finden ist» Für eine feste Substrattemperatur wurde durch eine höhere Abscheidungsrate von einem einzigen GaAs-Strahlofen (Strahlquelle) eine 1/2-Ordnung in der |_ΤΤθ./""Κΐο1ιΐ^ηβ erzeugt. Bei steigender Abscheidungsrate änderte sich die Beugung in die 1/4-Ordnung. Wenn die Abscheidungsrate konstant gehalten wurde, konnte ein Anstieg in der Substrattemperatur ebenfalls den Übergang auf die 1/4—Ordnung verursachen. Die diffundierte 1/3-Ordnung, die in dem Übergang beobachtet wurde, kam möglicherweise aus einer Mischung der 1/2- und 1/4-Ordnungen. Eine Hysterese des Übergangs bei einer Veränderung der Substrattemperatur wurde zur Vereinfachung in Fig. 3 weggelassen« Wenn die Strahlquellentemperatur abgesenkt wurde, so daß ein Verhältnis von As2 zu Ga gleich eins in dem Molekularstrahl gegeben war, wich die Übergangstemperatur von einer geraden Linie (Fig. 3) ab. Es wurde auch eine 1/6-Ordnung beobachtet, wenn das Substrat bei sehr geringen Auftreffraten (3 x 10 Ga/cm see und 3 χ 10 As2/cm see) abgekühlt wurde.
Während sich das Beugungsmuster von der 1/2-Ordnung zu der 1/4-Ordnung in dem [jTTuJ-Azimut änderte, änderte sich das Muster von der 1/4-Urdnung in die 1/2-ürdnung in dem [iTuj-Azimut. Die Uberflächenstrukturen von GaAs (OuI)-C(2x8) und GaAs (UUi)-C(8x2) wurden durch eine einfache Drehung um 30 um die |001[-Richtung in Beziehung gesetzt. Dies kann durch das vorgeschlagene Modell erläutert werden, daß eines dieser Muster einer Arsenfläche und
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das andere der Galliumfläche entspricht. Die (001)-Ebenen von GaAa sind abwechselnde Schichten von Ga und As. Die Richtungen der freien Bindungen dieser beiden Schichten sind um 90 ° um die [001J-Achse gedreht«, Die rekonstruierten Oberflächenstrukturen ergaben sich aus den Oberflächenatomen, die in Richtung ihrer freien Bindungen zusammengezogen werden· Der Abfall in der GaAs-Strahlquellentemperatur oder der Anstieg in der Substrattemperatur bewirken die Drehung der Oberflächenstruktur, weil ein Absenken in der Strahlquellentemperatur in einer Verringerung des As2/Ga-Verhältnisses in dem Molekularstrahl resultierte, und ein Anstieg in der Substrattemperatur verminderte den Haftungskoeffizienten von As«,
Das Ergebnis des zweiten Experimentes mit getrennten Ga- und As2-Öfen, wobei die Verhältnisse von Asg/Ga unabhängig voneinander geändert werden konnten, zeigte eine arsenstabilisierte (001) -C(2x8)-Oberflächenstruktur, die um 90 ° um die [_00i]-Achse gedreht war, wenn die Galliumauftreffrate erhöht wurdeo Eine umgekehrte Drehung wurde bei einer Erhöhung in der Arsenintensität beobachtet, während eine galliumstabilisierte (0ü1)-0(8x2) ■ Struktur gezogen wurde. Die Auftreffraten von As2 und Ga, die die Übergänge verursachten, sind in Tabelle I zusammengefaßt:
Tabelle I
Substrattemperatur Auftreffraten ^f/cm sec Zweidimensionale 570 0C Ga As0
Oberflächenstruktur
Steigende
Ga-Auftreffraten
1 χ 10
1 χ 10
15
3 χ 1υ
1 χ 1u
■ 15
As-stabilisiert (υυ1)-0(2x8)
Ga-stabilisiert (UOi)-O(8x2)
Steigende
Asp-Auftreffraten
1,5 x
,13
6 χ 1O
1 χ 1u
,14
Ga-stabilisiert (001)-C(8x2)
As-stabilisiert (uu1)-0 (2x8)
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Ein Verfahren der Bestimmung, ob die Oberflächenstruktur eine G-a-stabilisierte oder eine As-stabilisierte Oberflächenstruktur ist, besteht in folgendem. Wenn die Struktur As-stabilisiert ist, dreht sich, wenn die Blende zum Anhalten des Molekularstrahls geschlossen wird, die Oberflächenstruktur um 90 ° um die ^]-Achse, es ergibt sich jedoch keine Änderung in dem Fall einer Ga-stabilisierten Oberflächenstruktur, weil eine erhitzte GaAs-Fläche vorzugsweise die Oberflächenschicht aus As-Atomen verliert, obwohl sie sich in dem Temperaturbereich befindet, bei dem die Gleichgewichtsdrucke eine kongruente Verdampfung erwarten lassen.
Zusammenfassung des Sinns der Fig« 2 und 3
Wie bereits erwähnt wurde, wird Ge in die GaAs-Schicht entweder als η-Typ- oder als p-Typ-Dotierungsmittel eingebaut, je nachdem, ob die Wachstumsflächenstruktur in As bzw. Ga stabilisiert ist· Gemäß Fig» 3 erzeugen Arbeitspunkte über der Linie IV As-stabilisierte OberflM, :hen:3br>aictAr3n, während Arbeitspunkte unter der Linie III Ga-stabilisierte oberflächenstrukturen erzeugen. Der Bereich von Arbeitspunkten zwischen den Linien III und IV entspricht Übergangsstrukturen zwischen denen, die Ga- und As-stabilisiert sind, wobei zur Vereinfachung Hysterese-Effekte vernachlässigt werden, die den Übergangsbereich zwischen diesen beiden Linien ausdehnen«
Um eine p-Typ-, Ge-dotierte GaAs-Schicht zu ziehen, wählt man unter Annahme einer Substrattemperatur (horizontale Achse in Fig. 3) von etwa 805 Grad Kelvin (1ϋυυ/1.24) einen Arbeitspunkt, beispielsweise P 1 über (oder auf) der Linie IV. P 1 entspricht einer Ga-Auftreffrate (vertikale Achse) von etwa 3 x 10 /cm see. Unter Verwendung des letzteren Parameters geht man nun in Fig. 2 ein und bestimmt eine Strahlquellentemperatur (horizontale Achse) von etwa 1100 Grad Kelvin (10υυ/υ.91), die gemäß Linie II einer As9-Auftreffrate (vertikale Achse) von etwa 1 A O
1,05 χ 1υ /cm see entspricht. Bei einer Substrattemperatur von etwa 805 Grad Kelvin sollte daher das ASp/Ga-Verhältnis in
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ΛΑ Λ "3
dem Molekularstrahl etwa 1,05 χ 1ü /3 χ 1υ J oder 3»5 ϊ 1 betragen ο Diese Bedingung bei dem Verhältnis kann selbstverständlich entweder durch eine einzige Strahlquelle, die GaAs bei 11C0 Grad Kelvin enthält, oder durch getrennte GaAs- und Ga-Strahlquellen befriedigt werden, die auf solche Temperaturen aufgeheizt sind, daß die kombinierten Strahlen von den beiden Strahlquellen das gewünschte Verhältnis erzeugen, wobei die entsprechende Berechnung dem Fachmann bekannt ist <>
In ähnlicher Weise kann das richtige As2/Ga-Verhältnis für ein p-Typ-Wachstum von Ge-dotiertem GaAs bestimmt werden«. Beispielsweise wählt man einen Arbeitspunkt P 2 unterhalb (oder auf) der Linie III von Pig. 3* Nach demselben Verfahren wie oben angegeben kann gezeigt werden, daß P 2 einem As9/Ga-Verhältnis von 10 /7 χ 10 oder 1,43 : 1 bei einer Substrattemperatur von etwa 845 Grad Kelvin (1000/1.18) und einer einzigen GaAs-Strahlquelle mit einer Temperatur von etwa 1030 Grad Kelvin (1000/0.97) entspricht» Wiederum können mehr als eine Strahlquelle mit entsprechend eingestellten Temperaturen verwendet werden*
Die nachfolgenden Beispiele meiner Erfindung werden lediglich als Erläuterung und nicht als Begrenzung angegeben, wobei viele Abwandlungen im Rahmen der Erfindung möglich sind«
Beispiel I
Dieses Beispiel beschreibt ein Verfahren für das Ziehen einer epitaxialen Schicht aus mit Germanium-n-Typ-dotiertem Galliumarsenid auf einem Galliumarsenidsubstrat·
Ein Galliumarsenidsubstratteil, der einige Versetzungen aufwies und aus einer kommerziellen Quelle beschafft wurde, wurde entlang der (001)-Ebene auf Abmessungen von etwa 1,25 cm χ 0,6 cm r. 0,125 cm geschnitten und anfänglich mit einer Diamantpaste me-CixcJiisch poliert und dann mit Brommethanol geätzt. Das Substrat wur ? dann auf einem Molybden-Heizblock montiert und in eine Vorrichtung der in Fig· 1 gezeigten Art unter einem Abstand von
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etwa 5,5 cm von der Öffnung 24 eingesetzt. In der anfänglich verwendeten Vorrichtung waren drei Strahlquellen in der Strahlquellenmündung enthalten, wobei ein Gramm Galliumarsenid, ein halbes Gramm Gallium und ein halbes Gramm Germanium in den entsprechenden Strahlquellen 13 a - 13 c eingelegt war. Danach wurde die Vakuumkammer auf einen Druck in der Größenordnung von 10 Torr evakuiert. Dann wurde das Substrat auf 600 G aufgeheizt, um eine atomar reine Wachstumsfläche zu schaffen. Danach wurde flüssiger Stickstoff in den Kühlmantel eingefüllt und die Strahlquellen aufgeheizt, u. zw. die Galliumarsenid-Strahlquelle auf eine Temperatur von etwa 1250 Grad Kelvin und die Galliumstrahlquelle auf etwa 1300 Grad Kelvin (gemessen durch 5 f<> gegen 26 $ W-Re-Thermoelemente 43» die mit einem optischen Pyrometer kalibriert waren), so daß sich eine Verdampfung der darin enthaltenen Materialien und als Folge davon ein Molekularstrahlfluß auf den Kollimatorrahmen ergab, der die Geschwindigkeitskomponenten in den Strahlen entfernte, die unerwünscht waren. Dieee Strahlquellentemperaturen erzeugten eine Ga-Auftreffrate
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von etwa 2 χ 10 /cm see und eine Aso-Auftreffrate von
1 fs P
4,5 χ 10 /cm see an der Substratfläche. Dieses Intensitätsverhältnis von ASp/Ga in den Molekularstrahlen erzeugte eine Asstabilisierte Oberflächenstruktur, wenn die Substrattemperatur 815 Grad Kelvin betrug (gemessen durch ein Chromel-Alumel-Thermoelement, das in einer 250 ju-Öffnung 31 eingebettet war)· Die Strahlen wurden auf die Substratfläche während einer Dauer von einer halben Stunde fokussiert, so daß sich auf dem Substrat ein Wachstum einer n-Typ-Epitaxialschicht mit einer Dicke von 1 ^u ergab. Der Leitfähigkeitstyp wurde durch eine bekannte Photolumineszenz-Schottky-Grenzdiode und durch thermoelektrische Kraftmessungen (Heizprobe) bestimmt. Bei Ge-Strahlquellentemperaturen im Bereich zwischen etwa 100υ Grad Kelvin und 1150 Grad Kelvin lag die Dotierungskonzentration im Bereich von etwa 10 /cmr bis 5 x 10 /cm . Ein typisches Dotierungsprofil, das durch einen bekannten Copeland-Profilmesser gemessen wurde, zeigt, daß dieses Verfahren ein im wesentlichen konstantes Dotierungsprofil als Funktion der Tiefe und sehr plötzliche Grenzschichten oder nach Wunsch gesteuerte, abgestufte Grenzschichten
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erzeugt.
Beispiel II
Nach dem Verfahren von Beispiel I wurde eine p-Typ-GaAs-Schicht, dotiert mit Ge, mit dem Molekularstrahl-Epitaxieverfahren dadurch hergestellt, daß ein Ge-Molekularstrahl auf ein GaAs-Substrat gerichtet wurde, während das GaAs mit einer Ga-stabilisierten Oberflächenstruktur gezogen wurde ο Insbesondere wurde die Substrattemperatur auf etwa 815 Grad Kelvin und die GaAs-Dampfstrahlquelle bei etwa 1180 Grad Kelvin gehalten, um eine Ga-Auftreffrate von etwa 3,7 x 10 yem see und eine Aso-Auftreffrate von etwa 4,7 x 1C /cm~ 383 zu erzeugen· Die getrennte Ga-Strahlquelle, die zur Erzeugung der Ga-stabilisierten Oberflächenstruktur verwendet wurde, wurde auf etwa 1280 Grad Kelvin aufgeheizt, so daß sich eine Ga-Auftreffrate von etwa
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4 χ 10 /cm see an dem Substrat ergab« Diese Kombination der GaAs-Strahlquelle und der Ga-Dampfstrahlquelle ergab ein Verhältnis von Asp/Ga von nahezu eins«. Die Ge-Strahlquelle wurde auf, Temperaturen zwischen 1000 Grad Kelvin und 1150 Grad Kelvin aufgeheizt, um verschiedene Dotierungskonzentrationen im Bereich zwischen etwa 10 /cm und 5 χ 10 /cmr zu erreichen. Die Photolumineszenz von den p-Typ-GaAs-Schichten, die unter diesen Bedingungen gezogen wurden, ergab Spektren ähnlich solchen, die von n-Typ-Schichten erhalten werden.
Zusammenfassung der Beispiele I und II
Es wurden erfolgreich n- und p-Typ-GaAs-Schichten, dotiert mit Ge allein, unter zwei OberflächenStrukturbedingungen durch das Kolekularstrahl-Epitaxieverfahren gezogen. Bei einer konstanten Substrattemperatur erzeugt ein hohes Verhältnis von As2 zu Ga in dem Molekularstrahl eine As-stabilisierte Oberflächenstruktur, während ein geringes Verhältnis von As2 zu Ga eine Ga-stabilisierte Oberflächenstruktur erzeugte Bei einem konstanten Verhältnis von As2 zu Ga in dem Molekularstrahl erzeugt eine hohe Substrattemperatur ebenfalls eine Ga-stabilisierte Oberflächen-
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struktur, während eine niedrigere Substrattemperatur eine Asstabilisierte Oberflächenstruktur erzeugt» Das Germanium baut sich in die Schicht als n-Typ-Dotierungsmittel unter As-stabilisierten Bedingungen und als p-Typ-Dotierungsmittel unter Ga-stabilisierten Bedingungen ein»
Beispiel III
Mit dem Verfahren und den Parametern des Beispieles II wurde eine p-Typ-, Ge-dotierte Al Ga1 As-Schicht gezogen, wobei eine vierte Strahlquelle verwendet wurde, die mit im wesentlichen reinem Al- gefüllt war und auf eine Temperatur von 1350 Grad Kelvin aufgeheizt war, so daß eine Al-Auftreffrate von etwa
λα ο
5,5 x 10 /cm see an der Oberfläche eines GaAs-Substrates erzielt wurde» Der Wert für χ betrug etwa 0,1e Die Dotierungskonzentrationen waren geringfügig kleiner als die von Beispiel He
Beispiel IV
Mit dem Verfahren und den Parametern von Beispiel I wurde eine η-Typ-, Ge-dotierte Al Ga1 As-Schicht gezogen, wobei χ etwa 0,1 betrug und wie in Beispiel III eine vierte Strahlquelle, gefüllt mit im wesentlichen reinem Al, das auf eine Temperatur von etwa 1350 Grad Kelvin aufgeheizt war, verwendet wurde, um eine Al-Auftreffrate von etwa 5,5 x 10 /cm see und Dotierungskonzentrationen geringfügig kleiner als die von Beispiel I zu erzielen.
Beispiel V
Nach dem Verfahren der vorhergehenden Beispiele wurde eine Strahlquelle mit etwa einem Gramm von polykristallinem GaAs und eine andere mit etwa 0,25 Gramm reinem Si gefüllt. Die GaAs-Strahlquelle wurde auf etwa 1212 Grad Kelvin aufgeheizt, so daß
Λ A O
sich eine Ga-Auftreffrate von etwa 9 x 10 /cm see und eine Asp-Auftreffrate von etwa 1,8 χ 10 /cm see auf dem GaAs-Substrat ergab. Die Si-Strahlquelle wurde auf eine Temperatur zwi-
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sehen etwa 1145 Grad Kelvin und 1420 G-rad Kelvin aufgeheizt, um.
Q Q
Auftreffraten im Bereich zwischen etwa 3x10 /cm see und 11 ?
9 χ 10 /cm see zu erzeugen„ Dotierungsprofilmessungen, die sowohl mit der Gopeland-Methode als auch mit der Schottky-Grenzschiehtdioden-Methode ausgeführt wurden, haben gezeigt, daß die gezogenen epitaxialen GaAs-Schichten mit Si-Konzentrationen im Bereich von etwa 1x10 /cm Ms 5 x 10 /cm dotiert waren« Ferner zeigten die Messungen nur eine n-Typ-Leitfähigkeit (oder kompensierte Kristalle) in dem Wachstumstemperatur "bereich von 450 ° 0 bis 580 ° 0 unabhängig von der Oberflächenstruktur der S chi cht ο
Beispiel VI
Nach dem Verfahren von Beispiel V wurde eine Strahlquelle mit einem Gramm polykristallinem GaAs, eine andere Strahlquelle mit einem Gramm reinem Ga und wenigstens einem Gramm Sn gefüllt,, Die GaAs-Strahlquelie wurde auf etwa 1212 Grad Kelvin aufgeheizt,
1A ? um eine Ga-Auftreffrate von etwa 9x10 /cm see und eine Asp-Auftreffrate von etwa 1,8 χ 10 /cm see zu erzielen.. Die Ga-StrahlqueHe wurde auf etwa 1200 Grad Kelvin aufgeheizt, um
1A P eine zusätzliche Ga-Auftreffrate von etwa 6 χ 10 /cm see zu erreichen., Die Sn-Strahlquelle wurde so aufgeheizt, daß sich
11 ? eine Sn-Auftreffrate von etwa 4>8 χ 10 /cm see ergab» Mit einem GaAs-Substrat, das auf 560 ° 0 aufgeheizt war, hatte die resultierende GaAs-Schicht eine n-Typ-Leitfähigkeit und eine Dotierungskonzentration von 5 x 10 /cm „
Durch Variieren der genannten Parameter wurden GaAs-Epitaxialschichten gezogen, wobei die Sn-Konzentrationen im Bereich von 10 '/cm bis 2 χ 1u Vet lagen. Der Photolumineszenzwirkungsgrad war besonders gut bei Kristallen mit Sn-Konzentrationen größer als etwa 5 x 10 /cm .
Die Beweglichkeiten bei Zimmertemperatur von GaAs-Schichten, die mit Sn-Konzentrationen von etwa 2 χ 10 /cm , 5 x 10 /cm und 2 χ 10 Vcm-5 dotiert waren, lagen bei etwa 270U cm /v see,
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ρ ρ
1450 cm /ν sec bzw» 110G cm /ν sec«
Zusätzlich hat sich herausgestellt, daß Sn in die GaAs-Schichten als Donator-Verunreinigung (η-Typ) mit entweder einer Ga-stabilisierten Oberflächenstruktur oder einer As-stabilisierten Oberflächenstruktur eingebaut wurde, was im Gegensatz zu der Situation für Ge steht, die in den Beispielen I und II beschrieben wurde.
Die Erfindung kann auch leicht durchgeführt werden, um epitaxial andere dotierte Dünnschichten der Gruppen III (a) - V (a), beispielsweise GaP, zu ziehen, für die die typische Wachstumstemperatur etwa 500 ° 0 beträgt o
Die Erfindung ist ferner bei Verwendung von Ge besonders geeignet, abwechselnd dotierte η-Typ- und p-Typ-Schichten (beispielsweise die Schichten für eine Doppelheterostruktur-Laserdiode) in einem geschlossenen System zu ziehen, ohne daß das System abgeschaltet werden muß, um den Leitfähigkeitstyp zwischen aufeinanderfolgenden Schichten zu ändern, und ohne daß getrennte Quellen für ein η-Typ- und p-Typ-Dotierungsmittel notwendig wären. Ferner können die Schichten abwechselnd mit engen Bandabständen und weiten Bandabständen durch Verwendung von Mischkristallen, beispielsweise Ga Al1 As hergestellt werden, wobei χ durch die Al-Auftreffrate gesteuert wird.
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Claims (1)

  1. Patentansprüche
    1. Verfahren zum Aufbauen von Dünnschichten durch epitaxiales Wachstum, "bei dem auf einer Substrat fläche eine Dünnschicht aus einem Material mit einer Zusammensetzung A B1 G, wobei O=x=1, A ein erstes Element der Gruppe III (a), B ein zweites Element der Gruppe III (a) und C ein Element der Gruppe V (a) ist, dadurch gezogen wird, daß der Umgebungsdruck auf einen unteratmosphärischen Druck reduziert wird, und daß wenigstens ein Molekularstrahl, der ein Dotierungsmittel, wenigstens ein Element der Gruppe III (a) und ein Element der Gruppe V (a) enthält, auf die Substratfläche während einer Zeitdauer gerichtet wird, die zum Ziehen einer Dünnschicht aus dem genannten Material mit der gewünschten Dicke ausreicht, dadurch gekennzeichnet, daß die Substratfläche auf eine Temperatur vorgeheizt wird, die darauf auftreffenden Atomen ein Abwandern zu Oberflächenstellen gestattet, um die epitaxiale Dünnschicht zu bilden, und die eine kongruente Verdampfung des einen Elementes der Gruppe III (a) und des Elementes der Gruppe V (a) von der Substratfläche bewirkt.
    ο Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Dotierungsmittel ein Element der Gruppe IV ist.
    3. Verfahren nach Anspruch 2 für das Ziehen einer n-Typ-Dünnschicht, dadurch gekennzeichnet, daß das Dotierungsmittel aus der Gruppe, bestehend aus Si, Ge und Sn, gewählt wirdo
    4ο Verfahren nach Anspruch 3» dadurch gekennzeichnet, daß das Material der Dünnschicht aus der Gruppe, bestehend aus GaAs, Ga Al1 As und GaP, gewählt wird, und daß die Substratfläche
    X I "1X Q
    auf eine Temperatur im Bereich von etwa 450 - 650 C vorgeheizt wird»
    β Verfahren nach Anspruch 2 zum Ziehen einer Dünnschicht mit einem vorbestimmten Leitfähigkeitstyp, dadurch gekennzeich-
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    net, daß das Dotierungsmittel amphoter ist und Ge aufweist, und daß die Temperatur des Substrates und das Verhältnis des Elementes der Gruppe V (a) zu dem Element der Gruppe III (a) in dem Strahl so eingehalten wird, daß das Ge-Dotierungsmittel sich in die Dünnschicht als Verunreinigung des vorbestimmten Leitfähigkeitstyps einbaut.
    β Verfahren nach Anspruch 5 für das Ziehen von p-Typ-Dünnschichten, dadurch gekennzeichnet, daß die Substrattemperatur und das Verhältnis so gehalten werden, daß während des Wachstums die Oberflächenstruktur der Dünnschicht in dem einen-Element der Gruppe III (a) stabilisiert ist«,
    7· Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß das eine Element der Gruppe III (a) Ga ist, daß das Element der Gruppe V (a) As ist, und daß die Oberflächenstruktur Ga-stabilisiert ist.
    8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß das Material aus der Gruppe, bestehend aus GaAs und Ga Al1 As, gewählt wird.
    9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß das Substrat einen GaAs-Einkristall aufweist.
    1Oe Verfahren nach Anspruch 5 für das Ziehen einer n-Typ-Dünnschicht, dadurch gekennzeichnet, daß die Substrattemperatur und das Verhältnis so, gehalten werden, daß während des Wachstums die Oberflächenstruktur der Dünnschicht in dem. Element der Gruppe V (a) stabilisiert ist.
    11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß das eine Element der Gruppe III (a) Ga, das Element der Gruppe V (a) As und die Oberflächenstruktur As-stabilisiert ist.
    12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß das Material aus der Gruppe, bestehend aus GaAs und Ga Al. As,
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    gewählt wirdβ
    13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß das Substrat einen GaAs-Einkristall aufweist „
    14ο Verfahren nach Anspruch 1 zum aufeinanderfolgenden, epitaxialen Ziehen von wenigstens zwei Dünnschichten mit abwechselndem Leitfähigkeitstyp aus einem Grundmaterial auf einer Substratfläche, dadurch gekennzeichnet, daß der Strahl ein Ge-Dotierungsmittel aufweist und auf die Substratfläche während einer Zeitdauer gerichtet ist, die zum Ziehen der Dünnschichten mit jeweils der gewünschten Dicke ausreicht, und daß die Temperatur des Substrates und das Verhältnis des Elementes der Gruppe V (a) zu dem Element der Gruppe III (a) in dem Strahl so gesteuert werden, daß sich das Ge-Dotierungsmittel in die eine der Dünnschichten als Donator und in die andere der Dünnschichten als Akzeptor einbaute
    15β Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet,■daß die Substrattemperatur und das Verhältnis so gehalten werden, daß während des Wachstums die Oberflächenstruktur einer Dünnschicht in dem einen Element der Gruppe III (a) zur Erzeugung einer p-Typ-Leitfähigkeit und in dem Element der Gruppe V (a) zur Erzeugung einer η-Typ-leitfähigkeit stabilisiert ist«
    16, Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, daß die Auftreffrate des anderen Elementes der Gruppe III (a) so gesteuert wird, daß abwechselnde Dünnschichten verschiedene Bandabstände haben«
    17o Verfahren nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß auf einem GaAs-Einkristallsubstrat nacheinander Dünnschichten gezogen werden, die eine η-Typ-Schicht aus Ga1 Al As mit 0 ^ χ < 1, eine p-Typ-Schicht aus Ga, Al As mit 0 < y ^ 1 und y <£ χ und eine p-Typ-Schicht aus Ga1 Al As mit 0 < ζ < 1 und ζ > y aufweisen.
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    ο Verfahren nach. Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, daß die aufeinanderfolgenden Dünnschichten einen Laser mit Doppel- · heterostruktur aufweisen„
    19· Verfahren nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß auf einem GaAs-Einkri3tallsubstrat aufeinanderfolgende Dünnschicht en gezogen werden, die eine p-Typ-Schicht aus
    Ga-, Al As mit 04 x^ 1, eine n-Typ-Schicht aus Ga- Al As mit 0 cy^; 1 und y <c χ und eine n-Typ-Schicht aus
    Ga1 Al As mit 0 < ζ < 1 und ζ > y aufweisen.
    Verfahren nach Anspruch 19» dadurch gekennzeichnet, daß die aufeinanderfolgenden Dünnschichten einen Laser mit Doppeltheterostruktur aufweisen.
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