JP2000150398A - 化合物半導体層の形成方法、化合物半導体装置、および化合物半導体装置を用いたシステム - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 良好な発光特性を有する、Ｖ族元素の砒素を
含むIII−Ｖ族化合物半導体に窒素を混晶化したIII−Ｖ
族化合物半導体層の形成方法を提供する。 【解決手段】 単結晶基板上に、Ｖ族元素として少なく
とも窒素および砒素を含むIII−Ｖ族化合物半導体層を
結晶成長させる工程を包含し、該化合物半導体層を結晶
成長させる工程が、窒素原料がアルミニウムと、少なく
とも該化合物半導体層の結晶成長表面で相互作用するよ
うに、該単結晶基板上に窒素原料を供給する工程を包含
する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は化合物半導体層の形
成方法に関し、より詳しくは、Ｖ族元素として少なくと
も窒素および砒素を含むIII−Ｖ族化合物半導体層の形
成方法に関する。更には、Ｖ元素として少なくとも窒素
および砒素を含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体装置、及び
該化合物半導体装置を搭載したシステムに関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、オプトエレクトロニクス用材料と
してのIII−Ｖ族化合物半導体の利用分野を大きく広げ
る新しい材料系として、Ｖ族元素が砒素からなるIII−
Ｖ族化合物半導体(ＧａＡｓおよびＧａＩｎＡｓなど)に
窒素を混晶化したIII−Ｖ族化合物半導体が提案されて
いる。

【０００３】特開平6-37355号公報(第一従来例)には、
ＧａＡｓ基板に格子整合する新しい半導体材料として、
Ｇａ_1-yＩｎ_yＮ_zＡｓ_1-z(ｚ＝約０．０４)系化合物混晶
半導体材料などが開示されている。このような半導体材
料を用いることにより、それまでは不可能であった、安
価なＧａＡｓ基板上に長波長帯(１．３〜１．５５μｍ)
の半導体レーザを作製することが可能となることが示さ
れている。

【０００４】また、PHOTONICS TECHNOLOGY LETTERS, VO
L.10, NO.4, Apr. 1998, Page 487(第二従来例)には、
活性層をＧａ_0.7Ｉｎ_0.3Ｎ_0.01Ａｓ_0.99からなる量子井
戸層とＧａＡｓからなるガイド層とで構成し、この活性
層をＡｌ_0.3Ｇａ_0.7Ａｓからなる上下クラッド層で挟ん
だ半導体レーザ構造をＧａＡｓ基板上に作製することが
開示されている。このような半導体レーザによれば、波
長１．３１μｍにおける室温連続発振が可能となること
が報告されている。これは、ＧａＡｓ基板との格子整合
系で構築された半導体レーザとしては初めてである。

【０００５】波長１．３μm、１．５５μm帯で発振する
半導体レーザは、上記の新しい材料系が提案されるまで
は全てＩnＰ基板上に作製されたＩｎＧａＡｓＰあるい
はＡｌＧａＩｎＡｓ系混晶半導体を活性層に用いて作製
されており、高温動作時に特性が大きく劣化するという
大きな欠点を持っていた。一方で上記の新しい材料系で
あるＧａＩｎＮＡｓ系混晶半導体を活性層に用いた場合
には、この温度特性が大幅に改善できることが報告され
ている。これは、光通信システム、光計測システム、な
どの応用システムにおける低消費電力化の観点から非常
に好ましい。

【０００６】これらの新しい半導体材料の結晶成長には
分子線エピタキシャル成長(ＭＢＥ)法または有機金属気
相成長(ＭＯＣＶＤ)法が用いられる。窒素原料として
は、ジメチルヒドラジン(ＤＭｅＨｙ)、およびプラズマ
によって活性化された窒素ガス(Ｎ₂)などが挙げられ
る。結晶成長時には、Ｇａ、Ｉｎ、Ａｓ原料と上記の窒
素原料とを同時に供給することによって結晶成長が行わ
れる。

【０００７】このような、Ｖ族元素の砒素を含むIII−
Ｖ族化合物半導体にＶ族元素の窒素を混晶化したIII−
Ｖ族化合物結晶半導体材料は、近年になるまで積極的に
取り上げられてこなかった。この理由は、このような半
導体材料の結晶を成長させることが困難なことにある。

【０００８】例えば、ＧａＡｓＮは、Ｖ族元素として窒
素だけを含むＧａＮと、Ｖ族元素として砒素だけを含む
ＧａＡｓとの混晶と考えられる。この混晶系には非常に
大きな非混和領域(ミシビリティギャップ)があり、Ｇａ
Ａｓ中にわずか数％のＮを取り込んで混晶化することさ
え難しく、結晶成長の方法および条件を慎重に選ぶ必要
がある。特にＧａＡｓへの窒素の取り込みに関しては、
結晶成長時の基板温度に大きく影響されることが報告さ
れている。通常、このような結晶成長時の基板温度とし
て約５００℃が選ばれる。この５００℃という温度は、
III−Ｖ族化合物半導体の結晶成長温度としては比較的
低温である。

【０００９】Jpn.J.Appl.Phys. Vol.36, No.12A, Dec.
1997, Page L1572(第三従来例)において、モノメチルヒ
ドラジン(ＭＭｅＨｙ)をＮ原料に用いたＭＯ-ＭＢＥ法
によるＧａＡｓＮの結晶成長の場合について、結晶成長
時の基板温度と結晶中の窒素混晶比との相関を示してい
る。基板温度が５００℃よりも低い場合には、ＭＭｅＨ
ｙの熱分解が十分に生じず、よって結晶中へのＮの取り
込みが小さい。これに対して、基板温度が５００℃より
も高い場合には、窒素原料種の熱的な蒸発が大きく、よ
ってＮがＧａＡｓ中に取り込まれなくなる。従って、基
板温度が約５００℃である場合がＮを最も効率良く結晶
中に取り込むことができる温度であると報告している。

【００１０】また、第二従来例においては、窒素原料と
してプラズマ分解されたＮ₂が用いられているが、この
例においても結晶成長温度として約５００℃が選ばれて
いる。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】半導体レーザの活性層
にＧａＩｎＮＡｓ層を用いた上記の例をはじめとして、
半導体レーザの活性層にＧａＡｓおよびＧａＩｎＡｓな
どに窒素を混晶化した新規の化合物半導体材料を用いて
いる。この場合、窒素を混晶化しない化合物半導体材料
を用いて同等の構成を作製した場合と比較して、必ずし
も良好な発光特性が得られるとは限らない。例えば、前
述の第二従来例が示された文献においては、活性層(量
子井戸)に、窒素を混晶化しないＧａＩｎＡｓを用いた
場合と、窒素を混晶化したＧａＩｎＮＡｓを用いた場合
とについて、同様の構成の半導体レーザを作製してい
る。このとき、窒素を１％混晶化した場合には発振閾値
電流が約４倍に増加し、発光効率は約３分の２に低下す
ることが報告され、窒素をほんの少し混晶化した場合に
は発光効率は著しく低下することが報告されている。

【００１２】発光効率が低下する原因の一つとして、従
来の結晶成長方法では結晶成長温度が低すぎ、よって十
分な結晶性を備えた結晶が得られていない点を指摘する
ことができる。

【００１３】例えばGaAsNは、GaAsとGaNとの混晶と見な
せる。GaAsの結晶成長において光学的に優れた特性を有
する結晶が得られる成長温度は600℃〜750℃であり、一
方でGaNの場合には900℃〜1000℃である。これらの温度
範囲と比較して、GaAsNの混晶系にとって、光学的に優
れた特性を有する結晶が得られる成長温度が500℃の低
温であるとは考え難い。

【００１４】また例えば、活性層と、この活性層を挟む
上下のクラッド層とを含む半導体レーザにおいて、活性
層がＧａＩｎＮＡｓからなり、上下クラッド層がＡｌＧ
ａＡｓ、ＧａＩｎＰ、ＩｎＧａＡｓＰ、およびＡｌＧａ
ＩｎＰなどからなる場合について考える。このような半
導体レーザを作製する際に通常、Ａｌ_hＧａ_iＩｎ_{1-h- i}
Ａｓ_jＰ_1-j(ｈ≧０，ｉ＞０，ｊ≧０)からなる上下クラ
ッド層の結晶成長温度を、ＧａＩｎＮＡｓ活性層の結晶
成長温度に合わせて低い基板温度(約５００℃)で行って
いる。よって、上記と同様に、このように低い基板温度
で結晶成長されたクラッド層の結晶性は十分ではない。
ＧａＩｎＮＡｓ活性層の下地となるＡｌ _hＧａ_iＩｎ
_1-h-iＡｓ_jＰ_1-j(ｈ≧０，ｉ＞０，ｊ≧０)下クラッド
層の結晶性が十分でなければ、その上に結晶成長するＧ
ａＩｎＮＡｓ活性層にも下地の下クラッド層の結晶欠陥
が伝搬する。従って、このように低温でレーザ構造を作
製すると、良好な発光特性が得られず、レーザ素子の劣
化も速い。

【００１５】このような従来の低温結晶成長方法は、Ｇ
ａＡｓＮまたはＧａＩｎＮＡｓの高温成長による発光特
性の向上に対する要求よりも、窒素の取り込みによる新
規な材料の提供に対する要求を優先させている結果と言
える。

【００１６】これに対して、発光特性を改善する試みと
して、結晶成長後の熱処理の効果についての報告例があ
る。１９９８年度春季応用物理学会予稿集２８ｐ−ＺＭ
−１２においては、ＧａＡｓＮ(窒素組成０．７９％)を
水素雰囲気下で７００℃、１０分間の熱処理することに
よって、発光強度が２５倍に向上することが報告されて
いる。しかしながら、本発明者らが検討を行った結果で
は、結晶成長後の熱処理だけでは、活性層にＧａＩｎＮ
Ａｓを用いた半導体レーザのレーザ特性を実用レベルに
まで十分に向上させることができないことがわかった。
さらに、このような結晶成長後の処理ではなく、結晶成
長中に良好な結晶を得る工夫が必要なことがわかった。

【００１７】本発明は上記の問題を解決することを目的
としたものである。すなわち本発明の目的は、良好な発
光特性を有する、Ｖ族元素の砒素を含むIII−Ｖ族化合
物半導体に窒素を混晶化したIII−Ｖ族化合物半導体層
の形成方法を提供することにある。

【００１８】

【課題を解決するための手段】本発明の化合物半導体層
の形成方法は、単結晶基板上に、Ｖ族元素として少なく
とも窒素および砒素を含むIII−Ｖ族化合物半導体層を
結晶成長させる工程を包含し、該化合物半導体層を結晶
成長させる工程が、窒素原料とともにアルミニウム原料
を同時に該単結晶基板上に供給する工程を包含する。

【００１９】別の局面において、本発明の化合物半導体
層の形成方法は、単結晶基板上に、Ｖ族元素として少な
くとも窒素および砒素を含むIII−Ｖ族化合物半導体層
を結晶成長させる工程を包含し、該化合物半導体層を結
晶成長させる工程が、該化合物半導体層の結晶表面にア
ルミニウムを含むIII族原子が露出された状態で、該表
面に窒素原料を供給する工程を包含する。

【００２０】別の局面において、本発明の化合物半導体
層の形成方法は、単結晶基板上に、Ｖ族元素として少な
くとも窒素および砒素を含むIII−Ｖ族化合物半導体層
を結晶成長させる工程を包含し、該化合物半導体層を結
晶成長させる工程が、窒素原料がアルミニウムと、少な
くとも該化合物半導体層の結晶成長表面で相互作用する
ように、該単結晶基板上に窒素原料を供給する工程を包
含する。

【００２１】好適な実施態様においては、上記化合物半
導体層におけるIII族元素中のアルミニウムの混晶比は
０．０２以上である。

【００２２】好適な実施態様においては、上記化合物半
導体層を結晶成長させる工程は、上記単結晶基板の温度
が５００℃以上、７５０℃以下、より好ましくは６００
℃以上、７５０℃以下の範囲内で行われる。

【００２３】好適な実施態様においては、上記窒素原料
は、

【００２４】

【化２】 を含み、ここで、Ｒ₁、Ｒ₂、Ｒ₃、およびＲ₄は水素また
は低級アルキル基である。

【００２５】好適な実施態様においては、上記化合物半
導体層の結晶成長表面におけるＶ族原子の被覆率は０％
より大きく、５０％未満である。

【００２６】好適な実施態様においては、上記化合物半
導体層を結晶成長させる工程は、アルミニウムを含むII
I族原料を供給する工程と、砒素原料を供給する工程を
さらに包含し、該III族原料を供給する工程と、上記窒
素原料を供給する工程と、該砒素原料を供給する工程と
を順に含むプロセスを１回以上繰り返して行われる。

【００２７】好適な実施態様においては上記単結晶基板
が｛１００｝面を主面とする。

【００２８】好適な実施態様においては、上記単結晶基
板上にＡｌ_hＧａ_iＩｎ_1-h-iＡｓ_jＰ _1-j(ｈ≧０，ｉ＞
０，ｊ≧０)からなる層を結晶成長させる工程をさらに
包含し、上記化合物半導体層を結晶成長させる工程と、
該Ａｌ_hＧａ_iＩｎ_1-h-iＡｓ_jＰ _1-jからなる結晶を成長
させる工程とが、同じ温度下で行われる。

【００２９】好適な実施態様においては、上記化合物半
導体層を結晶成長させる工程が、該Ａｌ_hＧａ_iＩｎ
_1-h-iＡｓ_jＰ_1-jからなる層を結晶成長させる工程の後
に行われる。

【００３０】好適な実施態様においては、上記化合物半
導体層を結晶成長させる工程が、該Ａｌ_hＧａ_iＩｎ
_1-h-iＡｓ_jＰ_1-jからなる層を結晶成長させる工程の前
に行われる。

【００３１】好適な実施態様においては、上記化合物半
導体層がインジウムをさらに含む。

【００３２】好適な実態態様においては、前記単結晶基
板の表面が（１００）面から［０１１］方向（Ａ方向）
に傾斜した結晶面、あるいはそれと結晶学的に等価な結
晶面である。

【００３３】好適な実施態様においては、前記の傾斜の
角度が、２度以上２５度以下の範囲にある。

【００３４】本発明の化合物半導体装置は、ＩＩＩ族元
素として少なくともアルミニウムを含み、Ｖ族元素とし
て少なくとも窒素および砒素を含むＩＩＩ−Ｖ族化合物
半導体層を少なくとも１層有するものである。

【００３５】好適な実施態様においては、上記化合物半
導体装置は少なくとも発光層を有する発光素子であり、
該発光層が上記化合物半導体層を含む。

【００３６】好適な実施態様においては、上記発光層は
Ａｌ_xＧａ_yＩｎ_1-x-yＮ_zＡｓ_1-z(０＜ｘ，ｙ，ｚ＜１)
からなり、該発光層におけるＡｌの混晶比ｘは、０．０
２以上、０．２０以下であり、より好ましくは０．０２
以上、０．１０以下である。

【００３７】好適な実施態様においては、上記発光素子
は、Ａｌ_hＧａ_iＩｎ_1-h-iＡｓ_jＰ_{1- j}(ｈ≧０，ｉ＞０，
ｊ≧０)からなるクラッド層、ガイド層、および／また
は障壁層をさらに有する。

【００３８】本発明のシステムは、上記化合物半導体装
置を搭載してなるものである。

【００３９】以下、本発明の作用について説明する。

【００４０】本発明における化合物半導体層の形成方法
によれば、V族元素として少なくとも窒素および砒素を
含むIII-V族化合物半導体層を結晶成長する際に、窒素
原料がアルミニウム原料と同時に単結晶基板上に供給さ
れる為、窒素原料種の熱的な蒸発が抑制される作用が生
じる。よって、結晶成長温度を比較的高温にしても、窒
素の結晶中への取り込みが十分に生じ、良好な結晶性、
特に良好な発光特性を有する結晶を成長させ得ることが
できるようになる。特に、高温成長によって良好な結晶
性が得られるAlGaAs、GaInP、InGaAsP、およびAlGaInP
からなる結晶の最適結晶成長温度での結晶成長が可能と
なる。従って、これらの結晶層を上および/または下に
備えたIII-V族化合物半導体結晶層を含む多層膜を作製
する場合、良質な結晶同士のへテロ接合を作製すること
ができるようになる。

【００４１】更には、結晶成長中の最表面に活性なアル
ミニウムが露出する状況下で窒素原料が供給される為、
基板表面での窒素原料の分解反応が促進される作用が生
じる。よって、結晶成長温度が高温時はもちろんのこ
と、窒素原料の熱分解が十分でない低温成長時において
も窒素の結晶中への取り込みが増加し、原料の利用効率
が向上するようになる。

【００４２】また、本発明における化合物半導体装置に
よれば、発光素子の発光層に、V族元素として少なくと
も窒素および砒素を含むIII-V族化合物半導体層を備
え、かつその層が適量のアルミニウムを含んでいる為、
発光層の発光特性が著しく向上し、発光効率に優れた発
光デバイスを得ることができるようになる。更には、消
費電力の小さな応用システムを構築することができるよ
うになる。

【００４３】

【発明の実施の形態】(実施形態１)本実施形態は、図１
に示すように、ＧａＡｓ基板１の上に、ＭＢＥ(分子線
エピタキシー)法を用いて、層厚約０．５μｍのＡｌ_0.5
Ｇａ_0.5Ａｓ下部バリア層２、層厚約６ｎｍのＡｌ_0.05
Ｇａ_0.95Ｎ_0.015Ａｓ_0.085井戸層(発光層)３、および層
厚約０．１μｍのＡｌ_0.5Ｇａ_0.5Ａｓ上部バリア層４が
積層された単一量子井戸構造を有する多層膜１０を結晶
成長させたものである。

【００４４】以下に本実施形態の化合物半導体層の形成
方法を説明する。従来の方法との違いは、発光層の結晶
成長時に適正量のＡｌ原料を添加している点にある。

【００４５】固体ソースの金属Ｇａ、金属Ａｌ、および
Ａｓ₄、ならびにガスソースのＤＭｅＨｙ(ジメチルヒド
ラジン)を備えたＭＢＥ装置を用いて、チャンバ内にこ
れらの原料を供給し、｛１００｝面を主面とするＧａＡ
ｓ基板１の温度を６５０℃に保持しながら、この基板１
の上に各原料の分子線を照射することによって結晶を成
長させて、図１に示す単一量子井戸構造を作製した。こ
のＭＢＥ法による結晶成長時の分子線強度として、Ｇａ
は約３．６×１０^-7ｔｏｒｒとし、Ａｌは井戸層３の成
長時には約１．９×１０^-8ｔｏｒｒ、バリア層２および
４の成長時には約３．３×１０^-7ｔｏｒｒとし、Ａｓ₄
は約４．７×１０^-6ｔｏｒｒとし、そしてＤＭｅＨｙは
約３．６×１０^-6ｔｏｒｒとした。この結晶成長工程に
わたって、必要な原料をすべて同時に供給した。特にＡ
ｌＧａＮＡｓ井戸層３を作製する時には、後に図２〜４
を用いて説明するように、ＡｌとＤＭｅＨｙとを同時に
供給する点が重要であった。

【００４６】以上のようにして、ＧａＡｓ基板１上にＡ
ｌ_0.5Ｇａ_0.5Ａｓ下部バリア層２、Ａｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ
_0.015Ａｓ_0.085井戸層(発光層)３、およびＡｌ_0.5Ｇａ
_0.5Ａｓ上部バリア層４を順次結晶成長させた。この多
層膜１０の発光層３におけるアルミニウムの混晶比は
０．０５であり、窒素混晶比は０．０１５であった。井
戸層３を構成するＡｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ_0.015Ａｓ_0.085の
組成は、ＧａＡｓ基板に対して、約−０．３％の引っ張
り歪を有する組成である。

【００４７】さらに、作製した多層膜を室温でフォトル
ミネッセンスを測定した結果、この多層膜は波長約１．
２６μｍで発光することが確認され、作製したＡｌ_0.5
Ｇａ_{0 .5}Ａｓ／ＡｌＧａＮＡｓ／Ａｌ_0.5Ｇａ_0.5Ａｓ構
造は単一量子井戸を構成していることがわかった。さら
に、発光スペクトルの半値幅は２５ｍｅＶと十分に狭
く、試料面内で発光波長、発光強度の不均一はなく、表
面状態も極めてスムースであった。よって、高品質の結
晶が得られていることが確認できた。

【００４８】(実施形態２〜５)結晶成長工程の井戸層の
成長時におけるＡｌ原料(金属Ａｌ)の分子線強度を約
７．３×１０^-9ｔｏｒｒ、約４．０×１０^-8ｔｏｒｒ、
約６．３×１０^-8ｔｏｒｒ、および約８．８×１０^-8ｔ
ｏｒｒに調節して、Ａｌ混晶比をそれぞれ０．０２、
０．１、０．１５、０．２としたこと以外は実施形態１
と同様にして多層膜を形成した。この多層膜の井戸層に
おける窒素混晶比の結果を図２に示す。

【００４９】(比較例１)結晶成長工程におけるＡｌ原料
を供給せずに、Ａｌ混晶比を０としたこと以外は実施形
態１と同様にして多層膜を形成した。この多層膜の井戸
層における窒素混晶比の結果を図２に示す。

【００５０】以下、実施形態１〜５および比較例１につ
いて図２を参照して説明する。 図２は、成長温度６５
０℃にて、一定の原料供給条件で結晶を作製した時の井
戸層中の窒素混晶比のＡｌ供給量依存性を示す図であ
る。Ａｌの固相比が、２％(混晶比ｘ＝０．０２)を越え
る程度にＡｌ原料を添加した時に窒素の取り込みの増加
が見られはじめ、その効果が現れた。

【００５１】(実施形態６〜９)結晶成長工程における基
板温度を、５００℃、５５０℃、６００℃および７５０
℃としたこと以外は実施形態１と同様にして多層膜を形
成した。この多層膜の井戸層における窒素混晶比の測定
結果を図３に示す。

【００５２】(比較例２および３)結晶成長工程における
基板温度を、４００℃および４５０℃としたこと以外は
実施形態１と同様にして多層膜を形成した。この多層膜
の井戸層における窒素混晶比の測定結果を図３に示す。

【００５３】(比較例４〜７)Ａｌ原料の供給を行わず、
結晶成長工程における基板温度を、４５０℃、５００
℃、５５０℃、および６００℃としたこと以外は実施形
態１と同様にして多層膜を形成した。この多層膜の井戸
層における窒素混晶比の測定結果を図３に示す。

【００５４】以下、実施形態１、６〜９ならびに比較例
２〜７について図３を参照して説明する。

【００５５】図３は、井戸層中の窒素混晶比ｚの成長温
度依存性を示す図である。図中(ａ)のプロットは、Ａｌ
を含む実施形態１、６〜９ならびに比較例２および３を
示し、(ｂ)のプロットは、Ａｌを含まない比較例４〜７
を示す。

【００５６】Ａｌを含まない場合には基板温度約５００
℃で窒素混晶比が最も大きくなり、基板温度がこれより
も高い場合にも低い場合にも井戸層中の窒素混晶比は低
下した。４５０℃および６００℃で結晶成長を行った試
料では、窒素混晶比は組成オーダーで検出されなかっ
た。この理由は、基板温度が低いと原料の熱分解が十分
に生じず、基板温度が高いと物理吸着状態の窒素原料種
が熱的に蒸発することによると考えられる。

【００５７】一方、Ａｌを含む場合には、基板温度５０
０℃で最も窒素の取り込みが多くなる点はＡｌを含まな
い場合と同様であるが、基板温度がこれより高くても窒
素の取り込みは大幅には低下しなかった。すなわち、図
３より、Ａｌを含む場合にはＡｌを含まない場合に比べ
て基板温度が４５０℃〜７５０℃の範囲内で窒素の取り
込みが改善されていることがわかった。さらに、ＡｌＧ
ａＡｓ、ＩｎＧａＰ、ＩｎＧａＡｓＰ、およびＡｌＧａ
ＩｎＰなどの最適成長温度である６００〜７５０℃付近
にまで基板温度を上げることが可能であることがわかっ
た。Ａｌを含まない場合に比べて、Ａｌを含む場合に基
板温度が５００℃より低い場合(例えば４５０℃の場合)
にも窒素混晶比が増加する理由は、窒素原料と同時に反
応性の高いＡｌ原料が供給されている為、原料の基板表
面での分解反応が促進されたことによると推測される。
これに対して、Ａｌを含まない場合に比べて、基板温度
が５００℃より高い場合に窒素混晶比が増大し、かつ基
板温度の上昇に対して窒素混晶比が減少しにくい理由
は、Ａｌが熱的にほとんど蒸発しない為に、Ａｌを含む
結晶はそれ自体が熱的にエッチングされにくいこと、特
に結晶成長中の結合力の強いＡｌ−Ｎ結合の生成が、窒
素の熱脱離を抑制していることによると推測される。な
お、基板温度が７５０℃よりも高い場合にはＧａの熱蒸
発が激しくなり、平坦な表面をもつ結晶の作製は困難で
あった。

【００５８】(実施形態１０)結晶成長工程におけるＮ原
料(ＤＭｅＨｙ)の分子線強度を約２．４×１０^-6ｔｏｒ
ｒに調節して、窒素混晶比を０．０１としたこと以外は
実施形態１と同様にして多層膜を形成した。この多層膜
のフォトルミネッセンス発光強度の測定結果を１として
図４に示す。

【００５９】(実施形態１１〜１４)結晶成長工程におけ
る基板温度を、５００℃、５５０℃、６００℃、および
７５０℃としたこと、および実施形態１０と同じ窒素混
晶比０．０１を得るために窒素原料(ＤＭｅＨｙ)の分子
線強度を適宜変更したこと以外は実施形態１０と同様に
して多層膜を形成した。この多層膜のフォトルミネッセ
ンス発光強度の測定結果を実施形態１０の測定結果を基
準として図４に示す。

【００６０】(比較例８および９)結晶成長工程における
基板温度を、４００℃および４５０℃としたこと、およ
び実施形態１０と同じ窒素混晶比０．０１を得るために
窒素原料(ＤＭｅＨｙ)の分子線強度を適宜変更したこと
以外は実施形態１０と同様にして多層膜を形成した。こ
の多層膜のフォトルミネッセンス発光強度の測定結果を
実施形態１０の測定結果を基準として図４に示す。

【００６１】(比較例１０および１１)Ａｌ原料の供給を
行わず、結晶成長工程における基板温度を、５００℃お
よび５５０℃としたこと、および実施形態１０と同じ窒
素混晶比０．０１を得るために窒素原料(ＤＭｅＨｙ)の
分子線強度を適宜変更したこと以外は実施形態１０と同
様にして多層膜を形成した。この多層膜のフォトルミネ
ッセンス発光強度の測定結果を実施形態１０の測定結果
を基準として図４に示す。

【００６２】以下、実施形態１０〜１４および比較例８
〜１１について図４を参照して説明する。

【００６３】図４は、窒素を１％(ｚ：０．０１)混晶化
した結晶のフォトルミネッセンス発光強度の成長温度依
存性を示す図である。図中(ａ)のプロットは、Ａｌを含
む実施形態１０〜１４ならびに比較例８および９を示
し、(ｂ)のプロットは、Ａｌを含まない比較例１０およ
び１１を示す。

【００６４】Ａｌを含まない場合には、図３を参照し
て、成長温度５５０℃を超えると窒素の取り込みが困難
となるので、結晶の作製自体が困難になる。図４より、
基板温度が５５０℃以上では結晶成長が困難となり発光
強度も低下する。これに対して、Ａｌを含む場合には、
図３を参照して、基板温度７５０℃まで結晶成長が可能
であり、高い基板温度でも窒素の取り込みが十分に生じ
る。図４より、基板温度が５００℃〜７５０℃の範囲内
で、Ａｌを含まない場合に比べて発光強度が向上してい
ることがわかった。特に６００℃以上で作製した場合に
発光強度が大きくなることがわかった。つまり、より非
平衡な状態で結晶成長が進行するように、低い基板温度
(５００℃)を選んで結晶成長を行って、窒素の取り込み
の増加を図ることを優先していた従来の方法とは異な
り、本発明によると、より高い温度でも窒素の取り込み
が行えることから、ＧａＡｓＮ混晶系における最適な成
長温度に近い温度範囲で結晶成長を行うことができるよ
うになった。

【００６５】上記のように図３および図４を参照して説
明した、実施形態１、６〜９ならびに比較例２〜７と、
実施形態１０〜１４および比較例８〜１１とから、窒素
の取り込みが十分で、かつ良好な発光特性が得られるた
めの基板温度は５００℃以上、７５０℃以下であり、よ
り好ましくは６００℃以上、７５０℃以下である。

【００６６】(比較例１２〜１４)結晶成長工程における
Ａｓ₄の分子線強度を約８．０×１０^-6Ｔｏｒｒ、約
２．０×１０^-5Ｔｏｒｒ、および３．０×１０^-5Ｔｏｒ
ｒとしたこと以外は実施形態１と同様にして多層膜を形
成した。この多層膜の井戸層における窒素混晶比の結果
を図５に示す。このとき、ＲＨＥＥＤ観察の結果から表
面超構造は(２×４)(Ｖ族元素の砒素および窒素の被覆
率約７５％)であった。

【００６７】以下、実施形態１および比較例１２〜１４
について図５を参照して説明する。

【００６８】図５は、Ａｓ以外の原料の供給および成長
温度を一定に保ったまま、Ａｓ₄の供給量を変化させた
場合の井戸層における窒素混晶比を示している。図５よ
り、Ａｌの添加と成長温度以外に、Ａｓ₄供給条件が結
晶成長に影響を与えていることがわかった。図５はまた
同時に、成長中のＲＨＥＥＤ観察の結果から得られる表
面超構造(ｓｕｒｆａｃｅ ｒｅｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉ
ｏｎ)のパターンも示している。表面超構造が(２×４)
(砒素および窒素の被覆率約７５％)となるＡｓ₄の供給
が過剰な成長条件の場合には、窒素混晶比が小さい。こ
れに対して、表面超構造が(３×１)(砒素および窒素の
被覆率約４０％)となる成長条件の場合には、供給原料
のＮ／Ａｓ比の増加分以上に窒素混晶比が増加する。表
面超構造が(４×２)(砒素および窒素の被覆率０％)とな
るＡｓが少ない条件では、Ｇａのドロップレットの発生
の為に、得られた膜の表面は非常に荒れたものであっ
た。

【００６９】以上のことから、窒素原料であるＤＭｅＨ
ｙの表面分解、および分解された窒素原子の吸着は、成
長中の表面のIII族原子の露出の程度によって変化して
いることがわかる。最適な成長条件は、III族原子が表
面の半分以上(上記の実施形態１では６０％)で露出して
いる状態で、かつIII族原子が過剰なドロップレットを
作らない状態であり、実施形態１におけるＡｌＧａＡｓ
Ｎの場合には表面超構造が(３×１)となる条件であっ
た。このことは、ＡｌのないＧａＡｓＮの成長時にも同
様(図示せず)であったが、III族元素にＡｌを含む場合
で特に顕著であった。

【００７０】以上の実施形態においては、ＡｌＧａＡｓ
／ＡｌＧａＮＡｓ／ＡｌＧａＡｓ構造を作製した例につ
いて説明したが、上下バリア層は、ＧａＡｓを含む他の
Ａｌ混晶比のＡｌＧａＡｓ、ＧａＩｎＰ、ＩｎＧａＡｓ
Ｐ、およびＡｌＧａＩｎＰなどの他の材料でも良い。

【００７１】以上の実施形態においては、｛１００｝面
を主面とする基板を用いたが、任意の適切な面方位を有
する基板を用い得る。例えば、基板面としては、｛ｎ１
１｝Ａ，Ｂ面(ｎ＝１，２，３，４・・・)、および｛１
１０｝面など、またはこれらの面を任意の方向に２〜１
５°傾斜させた面などが挙げられる。

【００７２】以上のように、本発明の化合物半導体層の
形成方法によれば、Ｖ族元素として窒素と砒素とを両方
含むIII−Ｖ族半導体材料の結晶成長温度を従来よりも
高く(６００℃以上、７５０℃以下に)することが出来
る。このように結晶成長温度を高くしても窒素の取り込
みが十分に生じ、良好な結晶性、特に良好な発光特性を
有する結晶を成長させることが可能となる。特に、結晶
性の良いＡｌＧａＡｓ、ＧａＩｎＰ、ＩｎＧａＡｓＰ、
ＡｌＧａＩｎＰを成長するのに適した温度範囲と同等の
高温にしても窒素の取り込み(窒素混晶比)が低下せず、
Ｖ族元素として窒素と砒素とを両方含むIII−Ｖ族半導
体材料の上および／または下にＡｌＧａＡｓを備えた多
層膜構造を作製するのに適する。また、基板表面に反応
性の高いＡｌが存在する為、基板表面での窒素化合物原
料の分解反応を利用して窒素を取り込む場合、窒素原料
の分解効率、取り込み効率が著しく向上する。

【００７３】なお、上記の作用および効果は、作製しよ
うとするＧａＡｓＮ層に少量のＡｌを添加した場合にの
み見られた。他のIII族元素であるインジウム(Ｉｎ)、
他のＶ族元素であるリン(Ｐ)またはアンチモン(Ｓｂ)を
添加しても、本発明のようにＡｌを添加した場合のよう
な特別な作用および効果は見られなかった。さらに、Ａ
ｌとＩｎとの同時添加は、蒸気圧が高く熱的に蒸発しや
すいＩｎの熱的な蒸発を抑制する効果も同時に生じるの
で、Ｉｎを含む混晶系におけるＩｎ組成の精密な制御を
行う場合に都合が良い。

【００７４】(実施形態１５)本実施形態は、図１と同様
に、ＧａＡｓ基板１の上に、ＣＢＥ(ケミカルビームエ
ピタキシー)法を用いて、層厚約０．５μｍのＡｌ_0.3Ｇ
ａ_0.7Ａｓ下部バリア層２、層厚約７ｎｍのＡｌ_0.05Ｇ
ａ_0.95Ｎ_0.05Ａｓ_0.95井戸層(発光層)３、および層厚約
０．１μｍのＡｌ_0.3Ｇａ_0.7Ａｓ上部バリア層が積層さ
れた単一量子井戸構造を有する多層膜１０を結晶成長さ
せたものである。

【００７５】以下に本実施形態の化合物半導体層の形成
方法を説明する。従来の方法との違いは、適正量のＡｌ
原料を含むIII族原料を供給する工程、III族面へ窒素原
料を供給する工程、および砒素原料を供給する工程を一
周期のプロセスとし、そのプロセスを複数回繰り返すこ
とによって結晶成長を行っている点にある。

【００７６】ＴＭＧａ(トリメチルガリウム)、ＡｓＨ
₃(アルシン)、ＮＨ₃(アンモニア)、そしてＴＭＡｌ(ト
リメチルアルミニウム)を備えたＣＢＥ装置を用いて、
チャンバ内にこれらの原料を供給し、｛１００｝面を主
面とするＧａＡｓ基板１の温度を６００℃に保持しなが
ら、この基板１の上に結晶を成長させて、図１と同様の
構造を有する上記の単一量子井戸構造を作製した。この
ＣＢＥ法による結晶成長時の分子線強度として、ＴＭＧ
ａは約３．５×１０^-7ｔｏｒｒとし、ＴＭＡｌはバリア
層２および４の成長時には約１．５×１０^-7ｔｏｒｒ、
井戸層３の成長時には約１．８×１０^-8ｔｏｒｒとし、
ＡｓＨ₃は約８．０×１０^-6ｔｏｒｒとし、そしてＮＨ₃
は約１．０×１０^-5ｔｏｒｒとした。

【００７７】この結晶成長工程において、バリア層２お
よび４であるＡｌＧａＡｓを結晶成長させる際には必要
な原料をすべて同時に供給した。これに対して、井戸層
３であるＡｌＧａＮＡｓ層を結晶成長させる際には、図
６に示すシーケンスで原料を交互に供給した。この原料
を交互に供給する工程は、Ａｌ原料を含むIII族原料を
供給する工程Ａ、III族面へ窒素原料を供給する工程
Ｂ、および砒素原料を供給する工程Ｃを一周期のプロセ
スとしている。

【００７８】図６(ａ)〜(ｄ)は、それぞれの原料ガスを
供給するタイミングチャートを示す。全ての原料を同時
に供給しながら下バリア層２を成長させた後、交互に原
料を供給し始めた。まず工程ＡにてＴＭＧａとＴＭＡｌ
を２秒間供給し、III族終端面を形成した。次に工程Ｂ
にてＮＨ₃を３秒間供給して部分的に窒化した。続い
て、工程ＣにてＡｓＨ₃を２秒間供給し、ＡｌＧａＡｓ
Ｎの１分子層を形成する。これらの工程Ａ〜Ｃを１周期
のプロセスとし、このプロセスを適当な回数だけ繰り返
すことにより、所定の層厚のＡｌＧａＮＡｓ層(井戸層)
３を得た。その後、全ての原料を同時に供給しながら上
バリア層４を成長させた。

【００７９】以上のようにして、ＧａＡｓ基板１上にＡ
ｌ_0.3Ｇａ_0.7Ａｓ下部バリア層２、Ａｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ
_0.05Ａｓ_0.95井戸層(発光層)３、およびＡｌ_0.3Ｇａ_0.7
Ａｓ上部バリア層４を順次結晶成長させた。この多層膜
１０の発光層３におけるアルミニウムの混晶比は０．０
５であり、窒素混晶比は０．０５であった。井戸層３を
構成するＡｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ_0.05Ａｓ_0.95の組成は、Ｇ
ａＡｓ基板に対して、−１％の引っ張り歪を有する組成
である。

【００８０】このように作製された試料の室温でのフォ
トルミネッセンスの発光強度を測定した結果、良好な発
光特性を有するＡｌＧａＡｓ／ＡｌＧａＮＡｓ／ＡｌＧ
ａＡｓ量子井戸が作製されていることがわかった。従来
のようにＡｌを添加しないで本実施形態と同様の方法に
より同程度に窒素が混晶化されるように窒素原料を供給
したＡｌＧａＡｓ／ＧａＮＡｓ／ＡｌＧａＡｓ量子井戸
を作製したところ、その窒素の取り込み量は、本実施形
態に比べて一桁程度低いものであった。さらに、本実施
形態で得られた多層膜には発光波長、強度の不均一はな
く、発光強度が強く、結晶表面のモホロジーも極めてス
ムースであった。

【００８１】本実施形態では、全ての原料を同時に供給
した上記の実施形態１〜１４と異なり、III族原料、窒
素原料、および砒素原料を順次、それぞれ単独で供給し
ている。これは、Ａｌを含むIII族元素が基板最表面に
現われている時に窒素原料であるＮＨ₃を供給すると、
ＮＨ₃の熱分解が促進されることを積極的に利用した成
長方法であり、窒素の取り込み効率が特に高くなる。こ
の窒素の取り込み効率が特に高くなることを、図６を参
照しながら、以下にさらに詳しく説明する。

【００８２】まず、図６の工程Ａで、合計が１原子層分
以下のＧａとＡｌとを供給することができるＴＭＧａと
ＴＭＡｌとを同時に照射する。この時に供給されるIII
族原子は１原子層分以下であればその量は任意である
が、III族原料としてＴＭＧａやＴＭＡｌなどの有機金
属化合物を用いていれば、III族元素１原子層分だけの
成長で成長が自己停止する原子層エピタキシーのモード
を使うこともできる。次に、工程ＢでＮＨ₃を供給す
る。この工程Ｂで供給するＮＨ₃は、固相比５％(混晶比
ｚ＝０．０５)となる分だけ窒素が取り込まれるよう
に、供給時間を制御する。このように、活性なＡｌを含
むIII族原子が基板表面に露出している状態でＮＨ₃を供
給すると、表面反応によりＮＨ₃の吸着／分解が促進さ
れる。仮に、このＮＨ₃の供給と同時にＡｓＨ₃を供給す
ると、ＮＨ₃よりも分解温度が低くて吸着しやすいＡｓ
原子で基板表面が素早く覆われて、ＮＨ₃の表面分解反
応の確率が低下する。工程ＣでＡｓＨ₃を単独で供給
し、基板表面の窒素が吸着していないIII族原子を砒素
によって終端する。この工程Ｃで供給されるＡｓＨ₃は
０．９５原子層分以上の供給量であるが、Ａｓは基板表
面の窒素原子と結合していないIII族原子にだけ吸着
し、それ以上の余分なＡｓは反応すべきIII族原子がな
いために吸着しないまま脱離する。工程Ｂで、先に化学
吸着した窒素原子は、Ｇａ−Ｎ結合およびＡｌ−Ｎ結合
の結合エネルギーが非常に大きいことから、後から供給
されるＡｓ原子と置換されることはない。Ａ〜Ｃの工程
を１サイクル実行するごとに１分子層以下のＡｌＧａＡ
ｓＮ層が形成される。厚膜を成長する場合にはこのサイ
クルを複数回繰り返せば良い。

【００８３】Ｖ族元素として砒素と窒素とを含む化合物
(例えばＧａＡｓＮ)を結晶成長する場合、砒素化合物
(ＧａＡｓ)と窒素化合物(ＧａＮ)とに相分離しやすく、
均一に砒素と窒素とが混じり合った結晶を成長させるの
は困難である。しかし、本実施形態のように砒素原料と
窒素原料とをタイミングをずらして供給すると、それぞ
れの砒素原子と窒素原子の吸着サイトの干渉および競合
が生じず、砒素と窒素とがランダムに混じり合った結晶
が作製される。すなわち、アルミニウム原料を添加して
作った活性なIII族原子が露出している表面に窒素原料
だけを供給することにより、窒素原料の分解効率、取り
込み効率を著しく向上させるとともに、砒素原子との吸
着サイトの競合を生じさせない。

【００８４】本実施形態においては、上記の作用を鑑み
ると、基板の面方位に関してはIII族面とＶ族面とを交
互に露出することができる｛１００｝面および｛１０
０｝面を任意の方向に２〜１５°程度傾斜させた面が望
ましい。

【００８５】本実施形態では、供給する原料の量を単位
時間当たりの供給量と供給時間とで制御したが、反射高
速電子線回折(ＲＨＥＥＤ)の振動の位相をモニターしな
がら原料の供給シーケンスを制御すれば、原料の供給量
がより精度よく制御できるようになることは言うまでも
ない。さらに、各原料の供給後に、残留原料を追い出す
ために待ち時間(原料を全く供給しない時間)を設けても
良い。特に、単位時間当たりの供給量が比較的多いＶ族
原料の供給後に待ち時間を設けるのが好ましい。

【００８６】本実施形態においては、ＡｌＧａＡｓ／Ａ
ｌＧａＮＡｓ／ＡｌＧａＡｓ構造を作製した例について
説明したが、上下バリア層は、ＧａＡｓを含む他のＡｌ
混晶比のＡｌＧａＡｓ、ＧａＩｎＰ、ＩｎＧａＡｓＰ、
およびＡｌＧａＩｎＰなどの他の材料でも良いことは言
うまでもない。

【００８７】(実施形態１６)本実施形態においては、図
７に示すような発振波長１．３μｍの半導体レーザ１０
０を作製した。波長１．３μｍは、石英系光ファイバー
の波長分散が極小となる波長であり、光ファイバーを用
いた光通信において重要な波長である。この半導体レー
ザ１００は、ｎ型ＧａＡｓ基板(３００μｍ)１１と、こ
の上に積層配設されたｎ型ＧａＡｓバッファ層(０．５
μｍ)１２、ｎ型Ａｌ_0.35Ｇａ_0.65Ａｓ下クラッド層(１
μｍ)１３、ノンドープＡｌ_0.05Ｇａ_0.95Ａｓガイド層
(０．１μｍ)１４ａ、ノンドープＡｌ_0.05Ｇａ_0.64Ｉｎ
_0.31Ｎ_0.015Ａｓ_0.985井戸層(＋２％圧縮歪、６ｎｍ)１
５、ノンドープＡｌ_0.05Ｇａ_0.95Ａｓガイド層(０．１
μｍ)１４ｂ、およびｐ型Ａｌ_0.35Ｇａ_0.65Ａｓ上クラ
ッド層(１μｍ)１６と、上クラッド層１６の上に配設さ
れたｐ型ＧａＡｓコンタクト層(０．５μｍ)１７および
ポリイミド電流狭窄層１８とこれらの積層構造体を挟む
ＡｕＧｅ電極金属１９ａおよびＡｕＺｎ電極金属１９ｂ
とからなる。

【００８８】以下に本実施形態の化合物半導体層の形成
方法を説明する。従来の方法との違いは、量子井戸層の
結晶成長時に適正量のＡｌ原料を添加しながら作製して
いる点にある。

【００８９】固体ソースのＧａ原料、Ｉｎ原料、Ａｌ原
料、およびＡｓ原料、ならびにガスソースのＮＨ₃(アン
モニア)を備えたＭＢＥ装置を用いて、｛１００｝面を
主面とするＧａＡｓ基板１１の温度を６００℃に保持し
ながら、この基板１１の上に各原料の分子線を照射する
ことによって結晶を成長させて、バッファ層１２、下ク
ラッド層１３、ガイド層１４ａ、井戸層１５、ガイド層
１４ｂ、上クラッド層１６、およびコンタクト層１７が
積層された多層膜を作製した。ここで、ガスソースのＮ
Ｈ₃は、アルミナ触媒を用いたクラッキングを行って供
給した。伝導型制御のためのドーパントとして、固体Ｓ
ｉをＳｉドープ用に、固体ＢｅをＢｅドープ用に用い
た。成長速度は０．５μｍ／時間とした。各層の成長時
には必要な原料をすべて同時に供給した。特に、井戸層
１５であるＡｌＧａＩｎＮＡｓ層を作製する時にはＡｌ
とＮＨ₃とを同時に供給した。

【００９０】上記のようにＭＢＥ法により多層膜を結晶
成長した後、コンタクト層１７、および上クラッド層１
６の一部を幅３μｍのストライプ状にエッチング加工し
てリッジ型導波路構造とし、リッジ側面にはポリイミド
による電流狭窄層１８を施し、上下に電極１９ａおよび
１９ｂを形成して半導体レーザ１００を作製した。

【００９１】このようにして作製した半導体レーザ１０
０は、室温において発振閾値電流２０ｍＡ、波長１．３
μｍでレーザ発振した。特性温度は１８０Ｋであった。
さらに、半導体レーザ素子は８０℃、１０ｍＷにおける
エージング試験の結果、５０００時間以上の安定走行が
確認された。

【００９２】ところで、波長１．３μｍで発光するＧａ
_0.7Ｉｎ_0.3Ｎ_0.01Ａｓ_0.99井戸層へＡｌを混晶化する場
合、Ａｌの混晶化に伴う禁制帯幅の拡大を打ち消して発
振波長を一定(１．３μｍ)に保つには、窒素とインジウ
ムの混晶比を増加させればよい。図８は、Ａｌの混晶比
ｘと、１．３μｍの波長を保つ為の窒素とインジウムの
混晶比の条件との関係を示すものである。図８より、例
えば、本実施形態のようにＡｌ混晶比ｘが０．０５の場
合には、Ａｌを混晶化しない場合に対して窒素混晶比を
約１．３６倍に増加させればよい。

【００９３】本実施形態においては、Ａｌ_0.35Ｇａ_0.65
Ａｓをクラッド層にＡｌ_0.05Ｇａ_{0. 95}Ａｓをガイド層に
用いた場合を一例にとって説明したが、クラッド層、ガ
イド層、障壁層は、ＧａＡｓを含む他のＡｌ混晶比のＡ
ｌＧａＡｓや、ＧａＩｎＰ，ＩｎＧａＡｓＰ，ＡｌＧａ
ＩｎＰなど、Ａｌ_hＧａ_iＩｎ_1-h-iＡｓ_jＰ_1-j(ｈ≧０，
ｉ＞０，ｊ≧０)で表現できる他の材料であっても、井
戸層のＡｌＧａＩｎＮＡｓと同じ最適成長温度範囲に最
適成長温度があるので、本発明に用いることができる。

【００９４】なお、実施形態16においては波長1.3μmで
発振する半導体レーザーについて説明したが、波長は1.
3μmに限定されるものではなく、1.2μm,1.55μmなど、
用途に応じて任意の波長を選択することが出来る。ま
た、ファブリペロー共振器を有する端面発光型半導体レ
ーザーについて説明したが、分布帰還型半導体レーザ
ー,分布反射型半導体レーザー,垂直共振器型面発光レー
ザー,発光ダイオード等も同様に構成することが可能で
ある。また、活性層の構成については、圧縮歪を有する
歪量子井戸型について説明したが、歪の方向,歪量につ
いて任意に選択することができる。また、バルク活性層
であっても、量子細線活性層,量子箱活性層であっても
良い。これらの半導体レーザをはじめとする半導体素子
構造の結晶成長方法としては、実施形態16に示した方法
に限定されるものではなく、実施形態1〜15、あるいは
実施形態17〜20に示される方法によっても同様の効果が
あることは言うまでもない。

【００９５】(比較例１５)図７中の井戸層１５を、Ａｌ
を含まない材料であるＧａ_0.7Ｉｎ_0.3Ｎ_0.01Ａｓ _0.99で
構成し、窒素の取り込みを行う為に成長温度を５００℃
として結晶成させたこと以外は実施例１６と同様にして
波長１．３μｍで発振する半導体レーザを作製した。こ
の場合には、発振閾値は６５ｍＡ、特性温度は１０５Ｋ
であり、本発明の実施例１６の半導体レーザ素子よりも
特性の劣ったものであった。これは、井戸層にＡｌを含
まない場合には窒素の取り込みを行う為には結晶成長温
度をIII−Ｖ族化合物の成長温度としては低い温度にし
か設定できなかったことに起因する。これにより、井戸
層の結晶性が十分良好でなく、十分な光学利得が得られ
なかったと考えられる。

【００９６】図９は、井戸層のＡｌ混晶比が０．０５で
ある実施形態１６の半導体レーザと、井戸層のＡｌ混晶
比を０，０．０２，０．１，０．１５，０．２，０．２
５としたこと以外は、実施形態１６と同様の構成を有す
る半導体レーザの発振閾値電流をプロットした図であ
る。各半導体レーザにおいては、発振波長を１．３μｍ
に保つために、図８の関係に従って窒素とインジウムの
混晶比をそれぞれ調節した。なお、Ａｌ混晶比が０の素
子は、窒素の取り込みを行うために成長温度を５００℃
として結晶成長させている。

【００９７】一般に砒素化合物に窒素を混晶化する場
合、窒素の混晶比の増加に伴って結晶性が急激に悪化す
る。しかしながら本発明の方法に従って作製された素子
では、Ａｌ混晶比を０．０２〜０．２０の範囲で作製し
たものに関して、Ａｌ混晶比の増加とともに窒素混晶比
も増加しているにもかかわらず、Ａｌ混晶比０の素子よ
りも発振閾値電流の低下が見られた。特に０．０２〜
０．１０の範囲では、発振閾値電流が従来の半分以下と
なり、特に優れた半導体レーザが作製された。一方、Ａ
ｌ混晶比ｘが０．２５である素子では、逆に従来よりも
発振閾値電流の増加が見られた。図８より、この素子で
はＡｌ混晶比０の素子よりも井戸層の窒素混晶比が約３
倍に増加しており、窒素混晶比の増加に伴う結晶性の劣
化が生じているために素子特性が悪化する結果となっ
た。

【００９８】(実施形態１７)上部バリア層および下部バ
リア層の材料を、ＧａＡｓ基板に格子整合するＧａ _0.51
Ｉｎ_0.49Ｐとしたこと、ならびに基板温度を６００℃に
したこと以外は実施形態１と同様にして、図１の構造を
有する多層膜を作製した。多層膜を成長させて形成する
間、基板温度を一定とした。

【００９９】(実施形態１８)上部バリア層および下部バ
リア層の材料を、ＧａＡｓ基板に格子整合する(Ａｌ_0.3
Ｇａ_0.7)_0.5Ｉｎ_0.5Ｐとしたこと、ならびに基板温度を
６００℃にしたこと以外は実施形態１と同様にして、図
１の構造を有する多層膜を作製した。多層膜を成長させ
て形成する間、基板温度を一定とした。

【０１００】(実施形態１９)上部バリア層および下部バ
リア層の材料を、ＧａＡｓ基板に格子整合するＩｎ _0.43
Ｇａ_0.57Ａｓ_0.2Ｐ_0.8としたこと、ならびに基板温度を
６００℃にしたこと以外は実施形態１と同様にして、図
１の構造を有する多層膜を作製した。多層膜を成長させ
て形成する間、基板温度を一定とした。

【０１０１】上記の実施形態１７〜１９における単一量
子井戸において、Ａｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ_0.015Ａｓ_0.085井
戸層からのフォトルミネッセンス発光強度は、バリア層
をＡｌＧａＡｓ層とした実施形態１〜１６と同程度の強
度であった。 （実施形態２０）（１００）面から［０１１］方向（Ａ
方向）へ２，５，１０，１５，２５度傾斜した結晶面を
表面に有するＧａＡｓ基板を用い、実施形態１と同じ結
晶成長方法及び結晶成長条件にて、実施形態１において
図１を参照しながら説明した多層膜１０と同じ積層構造
を作製した。 （比較例１６）（１００）面から［０１１］方向（Ａ方
向）へ５５度傾斜した結晶面を表面に有するＧａＡｓ基
板を用い、実施形態１と同じ結晶成長方法及び結晶成長
条件にて、実施形態１において図１を参照しながら説明
した多層膜１０と同じ積層構造を作製した。

【０１０２】実施形態２０、比較例１６における上記の
傾斜基板は、一般に（ｎ１１）Ａ面（ｎ＝１，２，３，
・・・）と表され、例えば（１００）面から［０１１］
方向（Ａ方向）へ１０度傾斜した結晶面は（８１１）Ａ
面、２５度傾斜した結晶面は（３１１）Ａ面、５５度傾
斜した結晶面は（１１１）Ａ面に相当する。 （比較例１７）（１００）面から［０−１１］方向（Ｂ
方向）へ２，５，１０，１５，２５，５５度傾斜した結
晶面を表面に有するＧａＡｓ基板を用い、実施形態１と
同じ結晶成長方法及び結晶成長条件にて、実施形態１に
おいて図１を参照しながら説明した多層膜１０と同じ積
層構造を作製した。なお、上記の傾斜基板は、一般に
（ｎ１１）Ｂ面（ｎ＝１，２，３，・・・）と表され、
例えば（１００）面から［０−１１］方向（Ｂ方向）へ
１０度傾斜した結晶面は（８１１）Ｂ面、２５度傾斜し
た結晶面は（３１１）Ｂ面、５５度傾斜した結晶面は
（１１１）Ｂ面に相当する。 （比較例１８）（１００）面から［０１１］方向（Ａ方
向）へ２，５，１０，１５，２５，５５度傾斜した結晶
面を表面に有するＧａＡｓ基板を用い、比較例５と同じ
結晶成長方法及び結晶成長条件にて、実施形態１におい
て図１を参照しながら説明した多層膜１０と同じ積層構
造を作製した。つまり、図１における井戸層３にはＡｌ
が添加されていない。また、成長温度としてはＡｌが添
加されていない場合の最適温度である５００℃を選んで
いる。

【０１０３】実施形態１，２０、比較例５，１６，１
７，１８において作製した多層膜の、井戸層であるＡｌ
_0.05Ｇａ_0.95N_zＡｓ_1-z層の窒素混晶比ｚの測定結果
を、図１０に示す。窒素混晶比ｚは、多層膜のフォトル
ミネッセンス発光波長から見積もることができる。

【０１０４】［０１１］方向（Ａ方向）へ２〜５５度の
範囲で傾斜した基板の上に成長した実施形態２０，比較
例１６の場合、その傾斜角度の増加に応じて、傾斜して
いない基板の上に成長した実施形態１の場合に対して結
晶中の窒素混晶比が増加する（図１０のＨ）。［０−１
１］方向（Ｂ方向）へ傾斜した基板の上に成長した比較
例１７の場合、その傾斜角度の増加に応じて逆に結晶中
の窒素混晶比が減少する（図１０のＫ）。これは、（１
００）面から［０１１］方向（Ａ方向）に傾斜した基板
の表面には、ＩＩＩ族原子（ＧａあるいはＡｌ）で終端
した原子ステップ（Ａステップ）が形成されていること
による。すなわち、ステップフローモードでの成長が生
じ、ステップ端に到達した未分解あるいは物理吸着状態
の窒素原料種は、ステップ端で活性なＡｌ原子に出会う
確率が高くなり、よって分解・吸着が進み、結晶中に取
り込まれやすく。一方、［０−１１］方向（Ｂ方向）に
傾斜した基板の表面には、Ｖ族原子（ＡｓあるいはＮ）
で終端した原子ステップ（Ｂステップ）が形成される。
この時、ステップフローモードでの成長が生じ、ステッ
プ端に到達した未分解あるいは物理吸着状態の窒素原料
種は、ステップ端で活性なＡｌ原子に出会う確率が非常
に低くなり、よってＮ原子が結晶中に取り込まれにくく
なる。実施形態１の場合の様に全く傾斜されていない
（１００）面を用いた場合には、結晶最表面においてＮ
原子の取り込みが生じるキンクサイトは、その方向が制
御されていない為、Ａステップである場合もあればＢス
テップである場合もある。すなわち、Ｎ原子の取り込み
特性は、［０１１］方向（Ａ方向）へ傾斜した基板の上
に成長した場合と、［０−１１］方向（Ｂ方向）へ傾斜
した基板の上に成長した場合との中間となる。

【０１０５】一方、Ａｌを含まない比較例１８の場合に
も、Ａ方向へ傾斜した場合に傾斜角度に伴って、傾斜し
ていない基板の上に成長した比較例５の場合に対してＮ
原子の取り込みが増加する傾向が見られた（図１０の
Ｌ）。しかしながら、それはＡｌを含む実施形態２０，
比較例１８ほどには顕著なものではなかった。

【０１０６】このように、Ａｌの添加による結晶中への
窒素の取り込み効率の向上に関しては、（１００）面か
ら［０１１］方向（Ａ方向）へ傾斜した基板を用いるこ
とによって、更にその効果を積極的に利用することがで
きることがわかった。この作用・効果は、結晶成長中の
表面に存在するＡｌ原子によって窒素原料の利用効率が
高められる本願の構成に特有のものである。

【０１０７】一方、実施形態１，２０、比較例５，１
６，１７，１８において作製した多層膜から構成される
単一量子井戸のフォトルミネッセンス発光強度の測定結
果を、図１１に示す。

【０１０８】［０１１］方向（Ａ方向）へ傾斜角度２度
から２５度の範囲で傾斜した基板の上に成長した実施形
態２０の場合、傾斜しない基板を用いた場合（実施形態
１）よりも発光強度が増加し、それ以上の傾斜角の場合
（比較例１６）には発光強度が減少した（図１１の
Ｈ）。［０−１１］方向（Ｂ方向）へ傾斜した基板の上
に成長した比較例１７の場合、傾斜角度２度から１５度
の範囲において、傾斜しない基板を用いた場合（実施形
態１）と同等か微増程度であり、それ以上の傾斜角の場
合には発光強度が減少した（図１１のＫ）。いずれの傾
斜方向においても、傾斜角度が比較的小さな範囲におい
て発光強度が増加するのは、成長がステップフローモー
ドとなっている為である。また、傾斜角度が大きくなる
と、もはや結晶面が（１００）面からかけ離れ、スムー
スな表面を保ちながら結晶成長が進行するステップフロ
ー成長が得られなくなる。特に［０１１］方向に傾斜し
た場合においては、ステップ端のＡｌ原子による膜中へ
の窒素の取り込み効率の増加と、窒素原料の利用効率が
向上した状態でのステップフローモードによる発光特性
の向上とを両立させることの出来る好ましい傾斜角度範
囲（２〜２５度）が存在することがわかった。なお、Ａ
ｌを含まない比較例１８の場合にも、Ａ方向へ傾斜した
場合、ある傾斜角度の範囲では傾斜しない基板を用いた
場合（比較例５）に対して発光強度が微増するものの、
Ａｌを含む実施形態２０と比較して大きく劣るものであ
った（図１１のＬ）。

【０１０９】なお、本実施形態では（１００）面から
［０１１］方向（Ａ方向）へ２，５，１０，１５，２
５，５５度傾斜した結晶面を表面に有する基板を用いた
場合について述べたが、これらと結晶学的に等価な結晶
面を表面に有する基板を用いた場合についても同じ作用
・効果が生じることは言うまでもない。また、（１０
０）面から［０１１］方向に傾斜した結晶面について説
明したが、［０１１］方向から（１００）面と平行な方
向に１０度程度ずれた傾斜方向であっても、［０１１］
方向に傾斜した場合と同等の効果が得られる。

【０１１０】このように（１００）面から［０１１］方
向へ傾斜した結晶面の上に、実施形態１６と同様の積層
構造を行うことによって発光素子を作製すれば、より発
振閾値電流値の小さな高性能な光デバイスが構築できる
ようになる。 （実施形態２１）これまでに示した実施形態によって作
製される、砒素と窒素とをＶ族組成に有する化合物半導
体層、あるいは化合物半導体デバイスを、応用システム
の作製に適用した。ここではその一例として、光通信シ
ステムに用いられる光送受信モジュールの作製に応用し
た場合について説明する。

【０１１１】図２１に、作製した光送受信モジュール２
００の略図を示す。基地局から光ファイバー２０７を通
して送られてきた波長１．３μmの光信号は、ａ点から
光導波路２０３に結合され、光導波路２０３を導波す
る。Ｙ分岐部２０６では導波されてきた光信号が５０：
５０に分岐され、一方がｂ点を通して受光用ディテクタ
ー部２０５に達し、送られてきた光信号が電気信号に変
換される。一方送信機能としては、半導体レーザ部２０
２によって電気信号が光信号に変換され、ｃ点を通して
導波路２０３に結合され、ａ点から光ファイバー２０７
へ送信される。出力モニター部２０４は、半導体レーザ
の光出力を後端からモニターするものである。

【０１１２】この光送受信モジュールを構成する送信用
半導体レーザ部２０２、受光用ディテクター部２０５、
送信用半導体レーザの出力モニター部２０４、光導波路
部２０３は一回の結晶成長により作製されており、それ
ぞれの微小素子がモノリシック集積されている。送信用
半導体レーザ部２０２、受光用ディテクター部２０５、
送信用半導体レーザの出力モニター部２０４の層構造
は、実施形態１６で示したものと同一であり、量子井戸
活性層あるいはコア層の井戸層部に砒素と窒素に加えて
アルミニウムを含む半導体材料が用いられて高性能化さ
れている。光導波路部２０３は、上面からＺｎを拡散す
ることによってコア層の量子井戸構造を無秩序化し、波
長１．３μmの光に対して透明となるようにしている。
それぞれの微小素子は、ドライエッチングにより加工・
分離されている。

【０１１３】この光送受信モジュールでは、送信用半導
体レーザ部２０２、受光用ディテクター部２０５、送信
用半導体レーザの出力モニター部２０４の井戸層におい
て、砒素と窒素を含む半導体材料が用いられているが、
更にアルミニウムを含むことにより、半導体レーザ部に
おいては低消費電力化、ディテクター・モニター部にお
いては光-電気変換効率が大幅に向上しており、システ
ム全体の性能の向上をはかることができている。

【０１１４】上記においては光ファイバー通信システム
への応用について示したが、光ファイバーを用いない空
間光伝送システム、あるいは光によるセンサー機能を有
する光計測システム、レーザを利用した医療用機器など
の他の応用システムにおいて同様の構成が可能であり、
同様の効果が得られることは言うまでもない。

【０１１５】上記全ての実施形態において、Ｇａ原料、
Ｉｎ原料、Ａｌ原料、およびＡｓ原料としては、任意の
適切な原料を使用し得る。例えば、Ｇａ原料としては、
金属Ｇａ、ＴＭＧａおよびＴＥＧａ(トリエチルガリウ
ム)などの有機金属化合物、ならびにＧａＣｌ₃などの塩
化物などが挙げられる。Ｉｎ原料としては、金属Ｉｎ、
およびＴＭＩｎなどの有機金属化合物などが挙げられ
る。Ａｌ原料としては、金属Ａｌ、およびＴＭＡｌなど
の有機金属化合物などが挙げられる。Ａｓ原料として
は、金属Ａｓから得られるＡｓ₄およびＡｓ₂、ＴＭＡｓ
(トリメチルアルシン)などの有機金属化合物、ならびに
ＡｓＨ₃などの水素化物などが挙げられる。

【０１１６】さらに上記実施形態においては、窒素原料
としてジメチルヒドラジン及びアンモニアを用いた結果
について示したが、Ａｌを含む活性な結晶表面で原料の
分解が促進される効果は

【０１１７】

【化３】 で表すことができるアンモニアおよびその有機化合物、
または

【０１１８】

【化４】 で表すことができるヒドラジンおよびその有機化合物な
どの他の窒素原料についても同様に得られる。ここで、
Ｒ₁、Ｒ₂、Ｒ₃、およびＲ₄は水素または低級アルキル基
である。なお、ラジカル励起された窒素原子を含む窒素
化合物を窒素原料を用いても良い。本発明によれば、こ
れらの原料を用いても従来よりも高温で結晶成長させ、
窒素原子を効率良く導入することができる。また、供給
原料がIII族元素としてインジウム(Ｉｎ)、Ｖ族元素と
してリン(Ｐ)を含んでいても良い。特にＩｎは蒸気圧が
高く熱的に蒸発しやすい為、ＡｌとＩｎの同時添加は、
Ｉｎの熱的な蒸発を抑制する効果も同時に有するので都
合が良い。

【０１１９】上記の実施形態においては、III族元素と
してＧａ、Ｉｎ、およびＡｌ、ならびにＶ族元素として
ＡｓおよびＮを適宜含んだ化合物半導体について示した
が、その他のIII族元素(Ｂなど)、Ｖ族元素(Ｓｂおよび
Ｐなど)、および不純物元素(Ｚｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｔｅ，
Ｓ，Ｓｅ，Ｓｉなど)が適宜含まれていても良い。

【０１２０】上記全ての実施形態において、基板材料と
してＧａＡｓを用いた場合について一例を示してきた
が、基板材料はＧａＡｓに限定されるものではなく、別
の基板材料を用いても同様の効果が得られる。例えばＩ
ｎＧａＡｓ基板などのその他のIII−Ｖ族化合物半導体
基板、ZnSe,ZnS基板などのII−ＶＩ族化合物半導体基
板、Ｇｅ基板などのIV族半導体基板を用いることができ
る。

【０１２１】またさらに、上記の実施形態においては、
結晶成長の方法についてＭＢＥ法およびＣＢＥ法につい
て述べたが、ＭＯ−ＭＢＥ(有機金属分子線エピタキシ
ー)法、ＧＳ−ＭＢＥ(ガスソースＭＢＥ)法、ＭＯＣＶ
Ｄ法、ハイドライドＶＰＥ法、およびクロライドＶＰＥ
法などを用いても同様の効果が得られる。

【０１２２】本明細書を通じて、用語「上」は基板から
離れる方向を示し、用語「下」は基板へ近づく方向を示
すものとする。「下」から「上」の方向へ向かって結晶
成長が進行する。

【０１２３】本発明は上記の実施形態に示した結晶組
成、バンドギャップ波長、ヘテロ接合の組み合わせに限
定されることなく、他の組成、バンドギャップをもつＶ
族元素として窒素(Ｎ)と砒素(Ａｓ)とを両方含むIII−
Ｖ族化合物半導体混晶の作製に対して適用することが可
能であることは言うまでもない。

【０１２４】更には、窒素(N)と燐(P)とを両方含む結晶
の場合、窒素(N)とアンチモン(Sb)とを両方含む結晶の
場合においても、アルミニウムの添加による本願と同様
の作用・効果が期待できることは容易に予想できる範囲
である。また、本発明は成長層が基板結晶に格子整合す
る場合に限定されるものではなく、例えば半導体レーザ
の歪量子井戸構造など、結晶欠陥を誘発するものでなけ
れば格子不整を有する混晶比であっても良い。

【０１２５】上記の全ての実施形態において説明した結
晶成長方法、多層膜構造の構成については、半導体レー
ザ、発光ダイオードなどの発光装置のみならず、トラン
ジスタ等を含めた任意の半導体装置の製造に用いること
が可能であることは言うまでもない。また、そのように
して製造された半導体装置を用いて応用システムを構築
することにより、応用システムの性能を大きく向上させ
ることができる。特に半導体レーザの活性層に用いた場
合に、高い信頼性、低閾値電流、高温動作時の特性劣化
の低減が実現でき、光ファイバー通信システム、空間光
伝送システム、光計測システムなどの応用システムにお
ける低消費電力化を実現することが出来る。

【０１２６】

【発明の効果】本発明によれば、Ｖ族元素の砒素を含む
III−Ｖ族化合物半導体に窒素を混晶化したIII−Ｖ族化
合物半導体材料において、良好な発光特性を有する結晶
を作製することができる化合物半導体層の形成方法を提
供することができる。より詳細には、ＡｌＧａＡｓなど
の最適な結晶成長温度と同じ程度まで成長温度を高くし
ても、十分な量の窒素を混晶化することができる。

【０１２７】更には活性なアルミニウムによって分子状
窒素原料の表面分解が促進されて窒素原料の利用効率が
向上する。

【０１２８】従って、半導体レーザをはじめとする発光
デバイスの構造を作製するのに都合の良い化合物半導体
層の形成方法を提供することができる。さらに、本発明
の化合物半導体層の形成方法を化合物半導体装置の製造
に適用することにより、優れた特性をもつ化合物半導体
装置が提供される。特に、発光デバイスの発光層として
用いるのに十分な結晶性、発光特性を有する化合物半導
体膜を得ることができ、発光特性、発光効率、素子寿命
に優れたデバイスが得られるようになる。また、本願に
よって得られる化合物半導体装置を用いて応用システム
を構築することにより、システムの性能を向上させるこ
とが出来る。特に本願によって得られる発光デバイスを
用いて光通信システム、光計測システムを構築すること
により、システムにおける低消費電力化、製造コストの
低減を実現することが出来る。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施形態１〜１５および１７〜１９、ならびに
比較例１〜１４において作製した単一量子井戸の構成を
示す断面模式図である。

【図２】実施形態１〜５および比較例１において、一定
の成長温度、原料供給条件で結晶を作製した井戸層の窒
素混晶比のＡｌ混晶比依存性を示す図である。

【図３】一定の原料供給条件で結晶を作製した井戸層の
窒素混晶比の成長温度依存性を示す図であり、(ａ)はＡ
ｌ原料を含む実施形態１、６〜９ならびに比較例２およ
び３のプロット、(ｂ)はＡｌ原料を含まない比較例４〜
７のプロットである。

【図４】窒素を１％混晶化(ｚ＝０．０１)した結晶のフ
ォトルミネッセンス発光強度の成長温度依存性を示す図
であり、(ａ)はＡｌ原料を含む実施形態１０〜１４なら
びに比較例８および９のプロット、(ｂ)はＡｌ原料を含
まない比較例１０および１１のプロットである。

【図５】実施形態１および比較例１２〜１４において、
Ａｓ以外の原料の供給や成長温度を一定に保ったまま、
Ａｓの供給量が変化した場合の膜中に取り込まれる窒素
濃度の変化を示す図である。

【図６】実施形態１５における井戸層形成時の原料供給
シーケンスを示す図である。

【図７】実施形態１６において作製した半導体レーザの
構造を示す、レーザ出射端面方向から見た断面模式図で
ある。

【図８】１．３μｍ波長で発光する半導体レーザのＡｌ
ＧａＩｎＮＡｓ井戸層における、Ａｌ、Ｎ、およびＩｎ
の混晶比の関係を示す図である。

【図９】実施形態１６において作製した半導体レーザの
発振閾値電流の、井戸層におけるＡｌ混晶比依存性を示
す図である。

【図１０】実施形態１，２０および比較例５，１６，１
７，１８において作製した井戸層の窒素混晶比ｚの基板
の傾斜角度依存性を示す図である。図中にＨとして示し
た黒丸でのプロットは、実施形態１（傾斜角度０°），
実施形態２０（傾斜角度２〜２５°）および比較例１６
（傾斜角度５５°）のプロットである。また、Ｋとして
示した白ぬき四角形でのプロットは、比較例１７のプロ
ットである。また、Ｌとして示した白ぬき三角形でのプ
ロットは、比較例５（傾斜角度０°）及び比較例１８
（傾斜角度２〜５５°）およびのプロットである。

【図１１】実施形態１，２０および比較例５，１６，１
７，１８において作製した多層膜のフォトルミネッセン
ス発光強度の基板の傾斜角度依存性を示す図である。図
中にＨとして示した黒丸でのプロットは、実施形態１
（傾斜角度０°），実施形態２０（傾斜角度２〜２５
°）および比較例１６（傾斜角度５５°）のプロットで
ある。また、Ｋとして示した白ぬき四角形でのプロット
は、比較例１７のプロットである。また、Ｌとして示し
た白ぬき三角形でのプロットは、比較例５（傾斜角度０
°）及び比較例１８（傾斜角度２〜５５°）およびのプ
ロットである。

【図１２】実施形態２１において作製した光送受信モジ
ュールを示す図である。

【符号の説明】

１ 基板 ２ 下部バリア層 ３ 井戸層 ４ 上部バリア層 １０ 多層膜 １１ 基板 １２ バッファ層 １３ 下クラッド層 １４ａ、１４ｂ ガイド層 １５ 井戸層 １６ 上クラッド層 １７ コンタクト層 １８ 電流狭窄層 １９ａ、１９ｂ 電極金属 １００ 半導体レーザ ２００ 光送受信モジュール ２０１ 基板 ２０２ 半導体レーザ部 ２０３ 光導波路部 ２０４ 出力モニター部 ２０５ 受光部 ２０６ Ｙ分岐部 ２０７ 光ファイバー ２０８ 無反射コーティング膜 ２０９ 電極パッド

Claims (20)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 単結晶基板上に、Ｖ族元素として少なく
   とも窒素および砒素を含むIII−Ｖ族化合物半導体層を
   結晶成長させる工程を包含し、該化合物半導体層を結晶
   成長させる工程が、 窒素原料とともにアルミニウム原料を同時に該単結晶基
   板上に供給する工程を包含する、化合物半導体層の形成
   方法。
2. 【請求項２】 単結晶基板上に、Ｖ族元素として少なく
   とも窒素および砒素を含むIII−Ｖ族化合物半導体層を
   結晶成長させる工程を包含し、該化合物半導体層を結晶
   成長させる工程が、 該化合物半導体層の結晶表面にアルミニウムを含むIII
   族原子が露出された状態で、該表面に窒素原料を供給す
   る工程を包含する、化合物半導体層の形成方法。
3. 【請求項３】 単結晶基板上に、Ｖ族元素として少なく
   とも窒素および砒素を含むIII−Ｖ族化合物半導体層を
   結晶成長させる工程を包含し、該化合物半導体層を結晶
   成長させる工程が、 窒素原料がアルミニウムと、少なくとも該化合物半導体
   層の結晶成長表面で相互作用するように、該単結晶基板
   上に窒素原料を供給する工程を包含する、化合物半導体
   層の形成方法。
4. 【請求項４】 前記化合物半導体層におけるIII族元素
   中のアルミニウムの混晶比は０．０２以上である、請求
   項１から３のいずれかに記載の化合物半導体層の形成方
   法。
5. 【請求項５】 前記化合物半導体層を結晶成長させる工
   程は、前記単結晶基板の温度が５００℃以上、７５０℃
   以下の範囲内で行われる、請求項１から４のいずれかに
   記載の化合物半導体層の形成方法。
6. 【請求項６】 前記窒素原料は、 【化１】 を含み、ここで、Ｒ₁、Ｒ₂、Ｒ₃、およびＲ₄は水素また
   は低級アルキル基である、請求項１から５のいずれかに
   記載の化合物半導体層の形成方法。
7. 【請求項７】 前記化合物半導体層の結晶成長表面にお
   けるＶ族原子の被覆率は０％より大きく、５０％未満で
   ある、請求項１から６のいずれかに記載の化合物半導体
   層の形成方法。
8. 【請求項８】 前記化合物半導体層を結晶成長させる工
   程は、アルミニウムを含むIII族原料を供給する工程
   と、砒素原料を供給する工程をさらに包含し、該III族
   原料を供給する工程と、前記窒素原料を供給する工程
   と、該砒素原料を供給する工程とを順に含むプロセスを
   １回以上繰り返して行われる、請求項３から７のいずれ
   かに記載の化合物半導体層の形成方法。
9. 【請求項９】 前記単結晶基板が｛１００｝面を主面と
   する、請求項８に記載の化合物半導体層の形成方法。
10. 【請求項１０】 前記単結晶基板上にＡｌ_hＧａ_iＩｎ
    _1-h-iＡｓ_jＰ_1-j(ｈ≧０，ｉ＞０，ｊ≧０)からなる層
    を結晶成長させる工程をさらに包含し、前記化合物半導
    体層を結晶成長させる工程と、該Ａｌ_hＧａ_iＩｎ_1-h-i
    Ａｓ_jＰ_1-jからなる結晶を成長させる工程とが、同じ温
    度下で行われる、請求項１から９のいずれかに記載の化
    合物半導体層の形成方法。
11. 【請求項１１】 前記化合物半導体層を結晶成長させる
    工程が、該Ａｌ_hＧａ_iＩｎ_1-h-iＡｓ_jＰ_1-jからなる層
    を結晶成長させる工程の後に行われる、請求項１０に記
    載の化合物半導体層の形成方法。
12. 【請求項１２】 前記化合物半導体層を結晶成長させる
    工程が、該Ａｌ_hＧａ_iＩｎ_1-h-iＡｓ_jＰ_1-jからなる層
    を結晶成長させる工程の前に行われる、請求項１０に記
    載の化合物半導体層の形成方法。
13. 【請求項１３】 前記化合物半導体層がインジウムをさ
    らに含む、請求項１から１２のいずれかに記載の化合物
    半導体層の形成方法。
14. 【請求項１４】 前記単結晶基板の表面は（１００）面
    から［０１１］方向（Ａ方向）に傾斜した結晶面、ある
    いはそれと結晶学的に等価な結晶面であることを特徴と
    する請求項１から１３のいずれかに記載の化合物半導体
    層の形成方法。
15. 【請求項１５】 前記の傾斜の角度は、２度以上２５度
    以下の範囲にあることを特徴とする請求項１４に記載の
    化合物半導体層の形成方法。
16. 【請求項１６】 ＩＩＩ族元素として少なくともアルミ
    ニウムを含み、Ｖ族元素として少なくとも窒素および砒
    素を含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体層を少なくとも１層
    含んでなる、化合物半導体装置。
17. 【請求項１７】 前記化合物半導体装置は少なくとも発
    光層を有する発光素子であり、該発光層が前記化合物半
    導体層を含む、請求項１６に記載の化合物半導体装置。
18. 【請求項１８】 前記発光層はＡｌ_xＧａ_yＩｎ_1-x-yＮ_z
    Ａｓ_1-z(０＜ｘ，ｙ，ｚ＜１)からなり、該発光層にお
    けるＡｌの混晶比ｘは、０．０２以上、０．２０以下で
    ある、請求項１７に記載の化合物半導体装置。
19. 【請求項１９】 前記発光素子は、Ａｌ_hＧａ_iＩｎ
    _1-h-iＡｓ_jＰ_1-j(ｈ≧０，ｉ＞０，ｊ≧０)からなるク
    ラッド層、ガイド層、および／または障壁層をさらに有
    する、請求項１７または１８に記載の化合物半導体装
    置。
20. 【請求項２０】 請求項１６乃至１９のいずれかに記載
    された化合物半導体装置を搭載してなることを特徴とす
    るシステム。