JP2000511003A

JP2000511003A - Blue and dark blue laser structures lattice matched to InP substrate

Info

Publication number: JP2000511003A
Application number: JP10529286A
Authority: JP
Inventors: カリッドシャーザド; エドウィンスヌークス
Original assignee: Philips Electronics NV
Current assignee: Koninklijke Philips NV
Priority date: 1997-03-18
Filing date: 1998-02-27
Publication date: 2000-08-22
Also published as: EP0913005A1; WO1998042029A1

Abstract

(57)【要約】 InP基板へ格子整合されたII−VI族半導体レーザーである。隣接層のバンドギャップエネルギーでの差が充分に大きいので、生じる電気的及び光学的閉じ込めが実行可能なしきい電流密度を与える。Zn，Te及びSeから成るｐドープされた接触層がその構造へ格子整合され；Teの介在物が強められたｐドーピングを与える。勾配を付けられた領域と一緒に、基板とレーザー構造との間に挿入されたバッファ層がその構造内への電子注入を促進する。 (57) [Summary] This is a II-VI semiconductor laser lattice-matched to an InP substrate. The difference in band gap energy of adjacent layers is sufficiently large that the resulting electrical and optical confinement provides a viable threshold current density. A p-doped contact layer consisting of Zn, Te and Se is lattice matched to the structure; Te inclusions provide enhanced p-doping. Along with the beveled areas, a buffer layer inserted between the substrate and the laser structure facilitates electron injection into the structure.

Description

【発明の詳細な説明】 InP基板へ格子整合された青色及び濃青色レーザー構造本発明の背景本発明は、半導体レーザー及び、特に、II／VI族材料から製造され且つ青及び濃青領域において動作する半導体注入型レーザーに関するものである。赤及び赤外線領域において動作するIII／Ｖ族材料から成る半導体レーザーは、光学データ記憶応用において普通に見出される。一定のIII／Ｖ族材料は固有に格子整合されるので、III／Ｖ族材料に対する異構造（異なるエネルギーバンドギャップの材料の層構造）が比較的容易に構成される。緑、青／緑及び青のような短い波長で動作するレーザー装置が利用できる場合には、光学データ記憶装置のデータ記憶密度が増大され得る。しかしながら、短い波長で動作する実際の半導体レーザーダイオードは上に参照されたIII／Ｖ族構造よりも構成するのがもっと困難であることが立証された。これは、一部分、格子不整合により、それはレーザーのインターフェースにおいて歪みを生じ、且つ良好なエピタキシャル成長を困難にする。従来技術は、短波長半導体レーザーを提供するために、整合された格子定数を有するII／VI族材料を使用するためのいろいろな手段に集中してきた。 Fitzpatrickに対する米国特許明細書第5,394,422号が、青波長領域において動作するII‐VI族レーザー異構造を構成することにおける幾つかの困難を有力に記載している。高いバンドギャップを達成するために、種々の層が周期表の右側からの元素で普通は作られる。しかしながら、化合物へのこれらの小さい電子の付加は典型的にその化合物の格子定数を低減するように働き、従って不整合へ導く。市販されているII‐Ｖ族青レーザーに向かう進入は、格子整合された層と一緒に充分高いバンドギャップ（及び従って、低いしきい電流密度）を与える特別の化合物を選択することに集中されてきた。この過程はGaines他に対する米国特許明細書第5,363,395号に見られる。その明細書は青‐緑II‐Ｖ族（ZnSe）分離閉じ込め異構造（SCH;Separate Confine- ment Heterostructure）半導体注入型レーザーを記載している。このSCHはGaAs 基板上にZn_1-xMg_xS_ySe_1-yクラッディング層とZnS_xSe_1-z案内層とを有しているZn_1-u Cd_uSe量子井戸を用いている。四元Zn_1-xMg_xS_ySe_1-yクラッディング層の使用が、全層の格子整合とクラッディング層と案内層とのバンドギャップの増大との両方を可能にする。かくして、レーザーが改善された電気的及び光学的閉じ込めにより作られ得る。 GaAs基板の格子定数（他の層に対する格子定数を決定する）は0.56537nmである。米国特許明細書第5,363,395号の構造においては、それらの層は、例えば、活性層においてはｕ＝0.2、案内層に対してはｚ＝0.06、及びクラッディング層に対してはｘ＝0.1及びｙ＝0.1に格子整合された。この特定のクラッディング層（Zn.₉Mg.₁S.₁Se.₉）に対し、そのクラッディング層のバンドギャップはほぼ2.9 5eVであった。そのような構造はほぼ294°Ｋにおいてほぼ516nmの出力波長に対して500A/cm²の程度のしきい電流密度を有し得る。米国特許明細書第5,394,422号及び第5,363,395号は参考としてこの明細書に組み込まれる。 ZnSeレーザーに対してGaAs基板を使用する利点のうちの一つは、上述のように、それがほぼ0.56537nmの比較的小さい格子定数を有することである。それらの層はこの比較的小さい格子定数に格子整合されねばならないので、それがクラッディング層、案内層及び量子井戸層の間のバンドギャップでの差を抑制するために働き、かくしてレーザーを発するしきい電流密度を増大する。 GaAs基板による接触層の製作もまた困難であることを立証した。ZnSeの格子定数(0.56689nm)は接触層として用いるためのGaAsと充分に近い。しかしながら、受容体の充分高い濃度によりをZnSeをドーピングすることが困難であるから、ｐ型接触層としてのZnSeの使用は不確実であった。(10¹⁸cm^-3の程度又はそれより高いドーピング濃度が必要である。）もっと複雑な接触層が企画されてきた。ZnTeがより高い濃度でｐ型をドープすることが容易であるから、例えば、ZnSeとZnTeとの交互に並ぶ層が試みられた。しかしながら、ZnTeは、その構造（それはGaAsの格子定数(0.56537nm)、ZnSe接触層の格子定数(0.56689n)、又は他の格子整合された層のうちの一つと考えられ得る。）の名目上の格子定数に対し比較的高い格子構造（0.6103nm）を有している。その構造とZnTeとの格子定数の間の差（ほぼ８％）が歪みと構造的欠陥とを生じる。かくして、そのZnTeはそのような構造的欠陥を低減するために小さい層に用いられねばならない。この非常に精密な接触層は実施することが困難であると証明された。本発明の要約青／濃青スペクトル領域において低いしきい電流密度を有するレーザー異構造を開発することが、かくして本発明の目的である。従って、量子井戸に対してと同時に、相互に対して大きいバンドギャップ差を有するクラッディング層と案内層とを有するレーザー異構造を設計することが本発明の目的である。層の間のバンドギャップエネルギーにそのような大きい差が達成され、一方層は互いに充分に格子整合されたままであるレーザー異構造を設計することもまた本発明の目的である。特に、InP基板上にMg(ZnCd)Se層で構成された、SCH(Separate Confinement He terostructure)半導体注入型レーザーを設計することが、本発明の目的である。このレーザーの四元層の構成は、それらの層がInP基板へ格子整合されたままであり、一方また比較的高く各層間のエネルギー差を維持するように選択される。担体と光学的閉じ込めとが、実行可能なしきい電流密度において青及び濃青スペクトル領域内でレーザーを発することを与えるのに適当である。付加的に、GaAsに対してInPの高い格子定数(0.58688nm)のせいで、ZnSeTe合金接触層がその構造へ格子整合され得る。この合金は高くｐ型ドープできる。代わりに、交互に並んでいるZnSe-ZnTe層を具えているｐ型接触層が、その構造へより良く格子整合され得る。それらの層に対する格子定数はほぼ3.4％〜4.0％だけその構造と異なる。従って、その接触層は、ZnTeがGaAsへ格子整合された構造とともに用いられた場合よりも少ししか構造的欠陥を有しない。特に、本発明のSCH半導体注入型レーザーはほぼ0.58688nmの格子定数を有する InP基板を含んでいる。それらの層の構成は各々式Mg_x(Zn_yCd_1-y)_1-xSeに従っている。ｘとｙとの値は約2.１eV(ｘ＝０，ｙ＝0．48に対し)〜約3.6eV(ｘ＝0.9, ｙ＝1に対し）の間の種々の層に対してバンドギャップを選択するために変えられ得て、一方InP基板へ格子整合されたままである。活性層、案内層及びクラッディング層の構成を、各層間のエネルギー差がほぼ0.3eVであるように選択することにより、担体及び光学的閉じ込めは良好に維持される。400A/cm²の程度のしきい電流密度を有する、青及び濃青領域内の波長での（例えば、ほぼ464nmでの）レーザー発生が達成される。 InP基板もまた、充分高い担体濃度を有し且つ欠陥無しか又は許容できるほど少数の欠陥を有しているｐドープされた接触層を支持するレーザー構造を与える。本発明のSCH半導体注入型レーザーの設計はまた、InPへ格子整合された交互に並んでいるZnSe-ZnTe接触層又は合成のZnSeTe三元層を含んでいる。本発明はまた、InP基板とII‐VI族構造の隣接するｎ型層との間の比較的高いエネルギー不連続に対する解決をも与える。そのようなエネルギー不連続は、基板からレーザー構造内への電子の充分な注入を妨げる。本発明はInP基板とII‐V I族レーザー構造との間に少なくとも１個の格子整合された‐Ｖ族バッファ層を挿入することによりこの不連続を克服する。III‐Ｖ族層はInPとII‐VI族構造との伝導帯エネルギーレベルの中間の伝導帯エネルギーレベルを有している。従って、注入された電子がもっと効果的に克服できる低減された大きさの二つのエネルギー不連続がある。この特徴の付加的な改善はInＰ基板とIII‐Ｖ族バッファ層との間に「勾配付け」を準備することを含む。そのような勾配付けは、例えば、基板とIII‐Ｖ族バッファ層との間に挿入されたInＰとIII‐Ｖ族材料との多数の介在する補助層により達成され得る。それらの補助層の厚さを変えることにより、低減されたエネルギー不連続の系列が基板とバッファ層との間に確率される。図面の簡単な説明本発明の特徴が、添付の図面と一緒に、本発明のII−VI族レーザー構造の図式的な実施例の以下の詳細な説明を参照することにより、より良く理解され且つ容易に明らかになるであろう。その図面において、図１は本発明によるII−VI族構造に使用される構成についての格子定数に対するバンドギャップのグラフであり；図２は本発明によるII−VI族レーザー構造の層にされた構造の断面図の一例であり；図３は図２のレーザー構造の層用のInP基板からの距離に対する順バイアスされたバンドギャップエネルギーのプロットであり；図４は３個の異なるドーピングレベルについての放射の波長に対する図２に示されたレーザー構造のようなレーザー構造の計算された利得のプロットであり；図５は約400A/cm²のしきい電流密度を示している、図２に示された構造のような構造の注入電流の関数としての計算されたレーザー出力のプロットであり；図６は図２に示された構造のような構造のクラッディング層内のマグネシウムの総量の関数としての計算されたしきい電流密度のプロットであり；図７は多数の材料に対する格子定数の関数としての伝導帯エネルギーのプロットであり；図8AはInP基板と隣接する格子整合されたAlAs_ySb_1-y層との間のエネルギー不連続を示し；図8Bは図8AのInP基板と隣接する格子整合されたAlAs_ySb_1-y層との間に挿入された勾配を付けられたエネルギー領域を示し；図９はInP基板と格子整合されたAlAs_ySb_1-yバッファ層間の勾配を付けられたエネルギー領域の特別の実施例を示し；図10はInP基板と挿入されたAlAs_ySb_1-yバッファ層とを有する本発明のII−VI 族レーザーダイオード構造を示している。好適な実施例の詳細な記載図１に示されたように、基板InPはほぼ0.58688nmの格子定数を有している。図１にはまた、３個の２成分化合物、すなわち0.56689nmの格子定数と(300°Ｋにおいて)2.67eVのエネルギーバンドギャップとを有するZnSe；0.6084nmの格子定数と(300°Ｋにおいて）1.70eVのエネルギーバンドギャップとを有するCdSe；及び約0.588nmの格子定数と(300°Ｋにおいて)約4.0eVのエネルギーバンドギャップとを有するMgSeが示されている。（特に注意されない限り、バンドギャップエネルギーに対する以下の参考の全部が300°Ｋに対するものである。） SCH(Separate Confinement Heterostructure)半導体レーザーの層の構成は一般に次式 Mg_x(Zn_yCd_1-y)_1-xSe （式１）と一致し、そこでｘ及びｙは０≦ｘ≦１及び０≦ｙ≦１のように選ばれる。式１に従った構成を有する層に対するバンドギャップエネルギーと格子定数とは、斜線を付けられた三角形10内に（又はその三角形の縁に沿って）入ることが判る。更にその上、InP基板へ格子整合されるべき層に対して、それらは0.58688nmの格子定数を有する三角形10内の（あるいはそれの縁における）化合物から選ばれねばならない。これは基準点Ａ及びＢ間で三角形10を二分する垂直線により示されている。点Ａは式１により記載された最低バンドギャップを有し、且つInPに格子整合された化合物と対応することが図１から判る。この最低エネルギー限界化合物は zn_0.48Cd_0.52Se（すなわち、式１においてｘ＝０，ｙ＝0.48）であって、2.10eV のエネルギーバンドギャップを有している。同様に、点Ｂは式１により記載された最高バンドギャップエネルギーを有し且つInPと格子整合された化合物と対応している。この上側エネルギー限界化合物はMg_0.9Zn_0.1Se（すなわち、式１においてｘ＝0.9，ｙ＝１）であり、3.60eVのエネルギーバンドギャップを有している。図２は本発明の構造の好適な実施例を図解している。この構造はInP基板20を含んでいる。下側クラッディング層22が基板20上に成長されている。下側クラッディング層22上に下側案内層24が成長されている。活性量子井戸層26が下側案内層24上に成長されている。上側案内層28が活性層26上に成長され、且つ上側クラッディング層30が上側案内層28上に成長されている。最後に、接触層32が上側クラッディング層30上に成長されている。下側層はｎ型にドープされて、且つ上側層はｐ型にドープされている。本発明の構造の好適な典型的実施例においては、2.67eV(464nm)においてレーザーを発するために、下側クラッディング層22と上側クラッディング層30とが、 Mg_0.72(Zn_0.89Cd_0.11)_0.28Se（式１におけるｘ＝0.72，ｙ＝0.89と対応している）で構成され且つ各々約１μｍの厚さである。下側クラッディング層22は２×10¹⁷ cm^-3の濃度でClドープされており、且つ上側クラッディング層30は１×10¹⁷cm^-3 の濃度でＮドープされている。（一般に、式１に対して一旦ｘが定義され、且つ整合されるべき格子定数が選択されると、ｙの値が計算され得る。かくして、ｘが与えられた場合には、ｙに対する特定の値が、例えば図２におけるように呼ばれなくてもよい。）下側案内層24と上側案内層28とはMg_0.54(Zn_0.78Cd_0.22)_0.46Se（式１におけるｘ＝0.54，ｙ＝0.78と対応している）で構成され且つ各々約100nm厚さである。下側案内層24と上側案内層28とは、双方とも１×10¹⁷cm^-3の濃度により、それぞれClドープ及びＮドープされている。活性量子井戸層26は、Mg_0.34(Zn_0.65Cd_0.35)_0.66Se（式１におけるｘ＝0.54, ｙ＝0.78と対応している）で構成され、且つ約６nm厚さである。ｐ型のZnSe-ZnTe又はｐ型のZnSeTeのいずれかの三元合金接触層32が、上側クラッディング層30上に成長されている。図１を参照し返しすと、InPの格子定数( 0.58688nm)は、GaAs(0.56537nm)及びZnSe(0.5668nm)よりも大きいけれども、ZnT e(0.6103nm)よりも小さいことが判る。かくして、混成の三元合金ZnSeTeが、InP へ格子整合され且つ充分高い濃度の受容体を含む上側クラッディング層30上に成長されてもよい。その三元合金の構成は、例えば約50％ZnSeと50％ZnTeとであってもよい。この三元層は約100nmの厚さであり、且つ１×10¹⁸cm^-3の濃度でＮドープされている。代わりに、接触層32がZnSeとZnTeとの交互に並ぶ層の勾配を付けられた合成物であってもよい。上に記載されたように、InPを基礎とする構造の格子定数は名目上は0.58688nmである。これはZnSeとZnTeとの格子定数の間のほぼ中間であり；かくして、ZnSeの層の格子不整合はほぼ3.4％であり、且つZnTeの格子不整合はほぼ4.0％である。（不整合のそのようなレベルは、上に記載されたように、不整合が約８％となるGaAs構造上に、ZnTe層を成長することより優れている。） ZnSeの層厚さは層当たり0.1nm減少して、1.8nmから0.2nmまで変えられ；ZnTeの層厚さは層当たり0.1nm増大して、0.2nmから1.8nmまで変えられる。層の全体数は約34nm厚さであってもよい。ZnSe層は約10¹⁸cm^-3の濃度でＮドープされ、且つ ZnTe層は１×10¹⁹の濃度でＮドープされる。以下にもっと詳細に記載されるように、この特定の構造は400A/c程度のしきい電流密度と、約464nmのピーク波長とを有するだろう。実験の結果 Mg_x(Zn_yCd_1-y)_1-xSeを基礎とする量子井戸層、特に、上述の寸法と構成とを有する図２に示されたレーザー構造の動作を調査するためにシミュレーションが展開された。そのシミュレーションに関する他のパラメータは、その構造に対して最初に展開されたのと修正されたのとの、双方又はいずれか一方であった。図３は量子井戸26に関する距離の関数として図２に示された構造の種々の層のバンドギャップエネルギーを示している。図３は、図２と図１において示されたバンドギャップエネルギーとに関して、上に与えられた構造の寸法と構成とを用いて構成された。層インターフェースにおける伝導帶オフセット比（Ｑ_c）がレーザーの動作に対して特に重要なパラメータであることは、この技術においては既知である。Ｑ_c はインターフェースにおける全体バンドギャップエネルギーにおける変化に対する伝導帯エネルギー変化の比である。（インターフェースにおける全体バンドギャップエネルギーにおける変化は伝導帯エネルギーにおける変化と価電子帯エネルギーにおける変化との合計と等価である。）かくして、図３を参照して、例えば、案内層24と量子井戸26との間のインターフェースに対するＱ_cはである。伝導帶オフセット比はMgSe/Cd_0.54Zn_0.46Se装置に対して約0.6になるように実験的に決められてきた。本装置に対する物理的特性における類似性のせいで、量子井戸／案内及び案内／クラッディングインターフェースにおける伝導帯オフセット比(Ｑ_c)に対して0.6である。その層に対して選ばれた構成がほぼ0.3eVにより各々分離されたバンドギャップを与える。かくして、下側クラッディング領域22と上側クラッディング領域30 とがほぼ3.3eVのエネルギーバンドギャップを有し、下側案内層24と上側案内層2 8とはほぼ3.0eVのエネルギーバンドギャップを有し、且つ活性層26はほぼ2.67eV のエネルギーバンドギャップを有している。式１により記載されたように、Mgを含む４元層の屈折率(ｎ_I)に対する一般化された式は既知である。図２に関して上に記載された構成を有し、且つ上に直接与えられたバンドギャップを有する特定の四元層に対して、屈折率は：クラッディング層Mg_0.72(Zn_yCd_1-y)_0.28Se：ｎ_I＝2.483 案内層 Mg_0.54(Zn_yCd_1-y)_0.46Se：ｎ_I＝2.682 量子井戸 Mg_0.34(Zn_yCd_1-y)_0.66Se：ｎ_I＝2.707 上に展開されたパラメータにより更に記載されるように、図２のレーザー構造へ適用されるシミュレーションモデルは、ドリフト拡散及び光学式の筋の通った解答を基礎としたレーザーに対する理論的モデルを使った。歪んだ（又は歪まない）量子井戸活性層を説明するためにｋｐ理論が用いられた。利得拡がりモデルは担体一担体散乱により且つτ_scat＝30fsを用いて説明した。各層に対して用いられた電子と正孔との実効質量は、ZnSeに対する実効質量と等しく設定された。 100cm²/Vs及び７cm²/Vsの電子及び正孔移動度が選択された（青‐緑ZnCdSeを基礎としたSCHレーザーにおいてMgZnSSe層のために用いられるのと同等である）。ドープされてい案内層内の少数担体寿命は、ドープされていないZnSeに対する実験値と同じく、２nsに設定された。この構造に対するシミュレーション結果は図４及び５に与えられている。図４においては、利得は活性領域内への種々の注入レベルに対して与えられている。 1×10¹⁹cm^-3の程度の担体濃度に対して、正の利得がほぼ464nmのピーク波長の付近で観察され、ｎ＝１の電子と重正孔副バンドとの間の遷移エネルギーと対応している。図５において示されたように、これはその構造に対するほぼ400A/cm²のしきい電流密度と一致している。（電流、約４mAが、構造の面積、1000平方ミクロンにより割られた。）このしきい値はZnCdSe/ZnSSe/ZnMgSSe SCH構造に基づいて青／緑レーザーに対して予報されたしきい値よりも低く、室温において500A/cm²の程度である。その差は、案内層とクラッディング層との間のバンドギャップでの差を最大限に拡大することにより達成される、高められた光学的閉じ込めによるものとされる。Zn CdSe/ZnSSe/ZnMgSSeに基づく青／緑レーザーに対しては、案内層とクラッディング層との間のバンドギャップでの差は139meVだけであり、かくして、屈折率における差は0.084だけである。上記されたMg_x(Zn_yCd_1-y)_1-xSeを基礎とする量子井戸レーザーに対しては、しかしながら、案内層とクラッディング層との間のバンドギャップでの差は、ほぼ300meVとなるように選択され；屈折率における差は0.199である。光学的閉じ込めに対するクラッディング層と案内層との間のバンドギャップでの差の重要性は、シミュレーションにおいてクラッディング四元層内でMgを操作することにより強調される。図６は、クラッディング四元層内のMgのパーセンテージが低減されるにつれて、しきい電流密度が著しく増大することを示している。クラッディング層内のマグネシウムのパーセンテージを低減することにより、クラッディング層と案内層との間のバンドギャップにおける差（及び従って、屈折率における差）が低減される。これが光学的閉じ込めを低減し、それにより図６に示したように、しきい電流密度を増大する。本発明のInP基板とII／VI族レーザー構造との間のインターフェースは障害を与え得る。図４に関して上述したように、活性領域内へ注入された電流が正利得となるためにそれに対して充分に高くなくてはならない。従って、充分な数の電子がｎドープされた化合物内へｎ型基板から注入されねばならない。上述の図２の構造に対して、電子はInP基板20から隣接する下側クラッディング層22へ流れる。図７を参照して、InPと（例えば、図７においてInPとZnSeとの間の差Ｘとなるように取られた）格子整合されたII／VI族化合物との伝導帯エネルギーの間の不連続は名目上0.8eVであることが判る。II‐VI族「化合物」が本発明のレーザー構造の、ｎ型クラッディング層のような、層である場合には、この不連続が充分な担体密度を発生するためには高すぎであり得る。この不連続の大きさはInP基板とII‐VI族構造との間に少なくとも１個のIII‐ Ｖ族層を挿入することにより低減され得る。そのIII‐Ｖ族層は、InPと隣接する II‐VI族材料との伝導帯エネルギーの中間の伝導帯エネルギーを有している。かくして、挿入されたIII‐Ｖ族層は、注入される電子によりもっと容易に克服され得る、低減された大きさの２個のエネルギー不連続を創出できる。例えば、再び図７を参照して、格子整合された（又は不正形）III‐Ｖ族の材料AlAs_ySb_1-yと格子整合された（又は不正形）II／VI族化合物との伝導帯エネルギーとの間の不連続はほぼ0.2eVである。（これは図７においてAlAs_ySb_1-yとZnS e との間の伝導帯エネルギーでの差Ｙとして示されており；AlAs_ySb_1-yは、ｙが約 0.56、すなわちAlAs_0.56Sb_0.44である場合に、InPに対して格子整合されるか又は不正形である。）正確なエネルギー障壁もまたAlAs_ySb_1-yバッファ層とII／VI 族構造の隣接層とのドーピングレベルの関数であり；しかしながら、このより低い障壁を克服するため、隣接するII‐VI族構造内へのAlAs_ySb_1-y層からの電子の注入が非常にもっと効果的となるであろう。そのような格子整合されたAlAs_ySb_1-y層はInP基板上に成長されてもよいことはこの技術において既知である。（そのような層は欠陥を低減するために用いられてきた。）従って、隣接するII／VI族構造内へのそのようなAlAs_ySb_1-y層からの電子の注入が非常にもっと効果的であろう。しかしながら、図７はInP基板と格子整合されたAlAs_ySb_1-yとの伝導帯エネルギーの間の不連続が約0.6eVであることを示している。（これは図７においては差Ｚとして示されている。）一般に、InP基板とIII‐Ｖ族バッファ層との間のこのエネルギー不連続は、格子整合されたバッファ層内へ基板から直接注入を与えるためにまだ比較的高い障壁である。かくして、InP基板のレベルからIII‐Ｖ族バッファ層へエネルギーレベルまで遷移する「勾配を付けられた」領域を設けることが望ましい。図8Bは、上記の特別の例に対する、InP基板とAlAs_ySb_1-yバッファ層との間のそのような「勾配を付けられた」領域を描写しているエネルギー線図である。図8Bは勾配を付けない不連続変化のエネルギー線図である。双方の場合に、注入される電子は0.6eV障壁を克服しなくてはならないが、注入される電子は不連続障壁よりも非常に容易に0.6eVの勾配を付けられた障壁を通過するだろう。そのような勾配付けは、連続するIII‐Ｖ族補助層の厚さを増大し、一方連続するInP補助層の厚さを低減して、InP基板上へInPとIII‐Ｖ族材料の交互に並ぶ補助層を適用することにより、一般に達成され得る。補助層のこの系列により、基板とIII‐Ｖ族バッファ層との間の不連続が、ある距離に渡って広がった小さい不連続の系列に低減され得て、かくして連続なエネルギー遷移を近似する。上記に展開された特別の例においては、そのような勾配付けは、InP基板及びA lAs_ySb_1-yバッファ層の間に、変わり得る厚さを有する、交互に並んだInP及び AlAs_ySb_l-y補助層の系列を挿入することによって、達成され得る。図９はInPとA lAs_ySb_1-y層との間にエネルギー遷移を与えるそのような「ディジタル的に勾配を付けられた」領域の一例を示している。図示のように、基板InPと直接隣接するAlAs_ySb_1-yの補助層102はほぼ0.5nmであり、且つInPの次の補助層104はほぼ2. 5nmである。AlAs_ySb_1-yの次の補助層は0.1nmだけ増大され、一方InPの次の補助層は0.1nmだけ低減される。AlAs_ySb_1-y層の最も近くにあるAlAs_ySb_1-yの補助層1 82は2.5nmであって、且つAlAs_ySb_1-y層に隣接するInPの補助層184は0.5nmである。全部のInP及びAlAs_ySb_1-y補助層（全部で42個）の付加が、勾配を付けられた領域がエネルギーでの0.6eV変化に対してほぼ63nmであることを示している。（勾配付けは0.1eV当たり約10nmに対して与えねばならない。）そのようなディジタル勾配付けは図8bに示されたInPとAlAs_ySb_1-yとの間のエネルギーでの勾配付けされた0.6eV遷移を近似するだろう。代わりに、勾配を付けられた領域がその勾配を付けられた領域における構成での連続な変化を有するIn，Ｐ，Al，As及びSbの合金であってもよい。基板と直接隣接する領域におけるその合金の構成は100％InＰ（すなわちAl，As及びSb無し）であり、且つAlAs_ySb_1-yバッファ層と直接に隣接する領域における合金は100 ％AlAs_ySb_1-yである。基板から離れた勾配を付けられた領域を通して動かして、その合金内のInPのパーセンテージが100％から零へ低減して、且つAlAs_ySb_l-yのパーセンテージが零かち100％へ増加する。図10は基板とAlAs_ySb_1-yとの間の不連続が代わりに全体として包囲されてもよい。II‐VI族構造の面に対してAlAs_ySb_1-yバッファ層へ直接に接点を貼付するこにより、電子がバッファ層内へ直接注入され、且つそこからII‐VI族構造内へ注入される。かくして、電子が勾配を付けられた領域を通過しないので、基板とバッファ層との間に勾配を付けられた領域は必要無い。種々の変形が、本発明の精神と範囲とから離れることなく、ここに開示された本発明の種々の実施例へなされ得ることは理解されるであろう。上記のように、例えば、層の種々の構成が予想される。また、レーザー構造を形成する層内に用いられ得るII／VI族元素の選択の広い範囲がある。全部の組み合わせが本発明の範囲内に入る。それ故にその構造の好適な例の上の記載は本発明の制限として構成されるべきでなく単に本発明の好適な実施例を提供することとして構成されるべきである。この技術に熟達した人々は、以下に提供される請求項により定義されるような本発明の精神と範囲との中に他の変形を想像するだろう。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION Blue and dark blue laser structures lattice matched to InP substrates Background of the invention The present invention relates to semiconductor lasers and, more particularly, to semiconductor injection lasers manufactured from Group II / VI materials and operating in the blue and dark blue regions. Semiconductor lasers consisting of III / V materials operating in the red and infrared regions are commonly found in optical data storage applications. Because certain III / V materials are inherently lattice matched, heterostructures (layer structures of materials with different energy band gaps) to the III / V material are relatively easy to construct. If laser devices operating at short wavelengths such as green, blue / green and blue are available, the data storage density of the optical data storage device can be increased. However, real semiconductor laser diodes operating at short wavelengths have proven to be more difficult to construct than the III / V structures referenced above. This, in part, due to lattice mismatch, causes distortion at the laser interface and makes good epitaxial growth difficult. The prior art has focused on various means for using II / VI materials with matched lattice constants to provide short wavelength semiconductor lasers. US Patent No. 5,394,422 to Fitzpatrick highlights some difficulties in constructing II-VI laser heterostructures operating in the blue wavelength region. To achieve a high bandgap, the various layers are usually made of elements from the right side of the periodic table. However, the addition of these small electrons to a compound typically serves to reduce the lattice constant of the compound, thus leading to mismatch. The approach towards commercially available II-V blue lasers has focused on selecting specific compounds that provide sufficiently high band gaps (and thus low threshold current densities) along with lattice matched layers. Was. This process is found in U.S. Patent No. 5,363,395 to Gaines et al. The specification describes a Blue-Green II-V (ZnSe) Separate Confinement Heterostructure (SCH) semiconductor injection laser. This SCH is Zn on a GaAs substrate. _1-x Mg _x S _y Se _1-y Cladding layer and ZnS _x Se _1-z Zn having a guiding layer _1-u Cd _u Se quantum well is used. Quaternary Zn _1-x Mg _x S _y Se _1-y The use of a cladding layer allows both lattice matching of all layers and an increase in the band gap between the cladding layer and the guiding layer. Thus, lasers can be created with improved electrical and optical confinement. The lattice constant of the GaAs substrate (determining the lattice constant for other layers) is 0.56537 nm. In the structure of U.S. Pat. No. 5,363,395, the layers are, for example, u = 0.2 for the active layer, z = 0.06 for the guide layer, and x = 0.1 and y for the cladding layer. = 0.1. This particular cladding layer (Zn. ₉ Mg. ₁ S. ₁ Se. ₉ ), The band gap of the cladding layer was approximately 2.95 eV. Such a structure is 500 A / cm for an output wavelength of approximately 516 nm at approximately 294 ° K. ^Two Of the threshold current density. U.S. Patent Nos. 5,394,422 and 5,363,395 are incorporated herein by reference. One of the advantages of using a GaAs substrate for a ZnSe laser is that, as mentioned above, it has a relatively small lattice constant of approximately 0.56537 nm. Since the layers must be lattice-matched to this relatively small lattice constant, it acts to suppress the difference in band gap between the cladding, guiding and quantum well layers, thus emitting the laser. Increase the threshold current density. Fabrication of the contact layer with GaAs substrate has also proved difficult. The lattice constant of ZnSe (0.56689 nm) is sufficiently close to GaAs for use as a contact layer. However, the use of ZnSe as a p-type contact layer was uncertain because it was difficult to dope ZnSe with a sufficiently high concentration of receptor. (Ten ¹⁸ cm ^-3 Or higher doping concentrations are required. More complex contact layers have been designed. For example, alternating layers of ZnSe and ZnTe have been attempted because ZnTe is easier to dope the p-type at higher concentrations. However, ZnTe is nominal in its structure, which can be considered as one of the lattice constant of GaAs (0.56537 nm), the lattice constant of the ZnSe contact layer (0.56689n), or other lattice-matched layers. Has a relatively high lattice structure (0.6103 nm) with respect to the lattice constant of The difference (approximately 8%) between the lattice constant of the structure and ZnTe results in strain and structural defects. Thus, the ZnTe must be used in small layers to reduce such structural defects. This very precise contact layer has proven difficult to implement. SUMMARY OF THE INVENTION It is thus an object of the present invention to develop a laser heterostructure with a low threshold current density in the blue / dark blue spectral region. Accordingly, it is an object of the present invention to design a laser heterostructure having a cladding layer and a guide layer having a large band gap difference with respect to the quantum well as well as with respect to each other. It is also an object of the present invention to design a laser heterostructure in which such a large difference in band gap energy between the layers is achieved, while the layers remain well lattice-matched to each other. In particular, it is an object of the present invention to design a SCH (Separate Confinement Heterostructure) semiconductor injection laser composed of a Mg (ZnCd) Se layer on an InP substrate. The configuration of the quaternary layers of the laser is selected such that the layers remain lattice matched to the InP substrate, while also maintaining a relatively high energy difference between each layer. The carrier and optical confinement are suitable to provide laser emission in the blue and dark blue spectral regions at a viable threshold current density. Additionally, due to the high lattice constant of InP relative to GaAs (0.58688 nm), a ZnSeTe alloy contact layer can be lattice matched to the structure. This alloy can be highly p-doped. Alternatively, a p-type contact layer comprising alternating ZnSe-ZnTe layers can be better lattice matched to the structure. The lattice constant for those layers differs from the structure by approximately 3.4% to 4.0%. Thus, the contact layer has fewer structural defects than if ZnTe were used with a lattice matched structure to GaAs. In particular, the SCH semiconductor injection laser of the present invention includes an InP substrate having a lattice constant of approximately 0.58688 nm. The composition of each layer is the formula Mg _x (Zn _y Cd _1-y ) _1-x Follows Se. The values of x and y are between about 2.1 eV (for x = 0, y = 0.48) and about 3.6 eV (for x = 0.9, y = 1) for various layers. Can be varied to select the, while remaining lattice matched to the InP substrate. By choosing the configuration of the active layer, the guiding layer and the cladding layer such that the energy difference between each layer is approximately 0.3 eV, the carrier and the optical confinement are well maintained. 400A / cm ^Two Laser generation at wavelengths in the blue and dark blue regions (eg, at approximately 464 nm) with threshold current densities on the order of InP substrates also provide a laser structure that supports a p-doped contact layer that has a sufficiently high carrier concentration and has no defects or an acceptably small number of defects. The SCH semiconductor injection laser design of the present invention also includes alternating ZnSe-ZnTe contact layers lattice-matched to InP or a synthetic ZnSeTe ternary layer. The present invention also provides a solution to the relatively high energy discontinuity between the InP substrate and the adjacent n-type layer of the II-VI structure. Such energy discontinuities prevent sufficient injection of electrons from the substrate into the laser structure. The present invention overcomes this discontinuity by inserting at least one lattice-matched -V buffer layer between the InP substrate and the II-VI laser structure. The III-V layer has a conduction band energy level intermediate between that of the InP and II-VI structures. Thus, there are two energy discontinuities of reduced magnitude that the injected electrons can overcome more effectively. Additional improvements to this feature include providing a "grading" between the InP substrate and the III-V buffer layer. Such a gradient can be achieved, for example, by a number of intervening auxiliary layers of InP and III-V material inserted between the substrate and the III-V buffer layer. By varying the thickness of these auxiliary layers, a reduced sequence of energy discontinuities is established between the substrate and the buffer layer. BRIEF DESCRIPTION OF THE FIGURES The features of the present invention will be better understood and readily apparent by reference to the following detailed description of a schematic embodiment of the II-VI laser structure of the present invention, taken in conjunction with the accompanying drawings. Will. In that figure, FIG. 1 is a graph of band gap versus lattice constant for an arrangement used in a II-VI structure according to the invention; FIG. 2 is a layered structure of a II-VI laser structure according to the invention. FIG. 3 is a plot of forward biased bandgap energy versus distance from the InP substrate for the layers of the laser structure of FIG. 2; FIG. 4 is an example of a cross-sectional view of FIG. FIG. 5 is a plot of the calculated gain of a laser structure such as the laser structure shown in FIG. 2 for different wavelengths; FIG. 5 shows about 400 A / cm. ^Two FIG. 6 is a plot of the calculated laser power as a function of the injection current for a structure such as the structure shown in FIG. 2 showing the threshold current density; FIG. 8A is a plot of the calculated threshold current density as a function of the total amount of magnesium in the cladding layer of various structures; FIG. 7 is a plot of the conduction band energy as a function of lattice constant for a number of materials; Is lattice-matched AlAs adjacent to the InP substrate _y Sb _1-y FIG. 8B shows an energy discontinuity between the layers; FIG. 8B shows lattice-matched AlAs adjacent to the InP substrate of FIG. 8A. _y Sb _1-y FIG. 9 shows a graded energy region inserted between the layers; FIG. 9 shows AlAs lattice matched to the InP substrate _y Sb _1-y FIG. 10 shows a special embodiment of the graded energy region between the buffer layers; FIG. 10 shows the InP substrate and the inserted AlAs _y Sb _1-y 6 shows a II-VI laser diode structure of the present invention having a buffer layer. Detailed Description of the Preferred Embodiment As shown in FIG. 1, the substrate InP has a lattice constant of approximately 0.58688 nm. FIG. 1 also shows three binary compounds: ZnSe with a lattice constant of 0.56689 nm and an energy band gap of 2.67 eV (at 300 ° K); a lattice constant of 0.6084 nm and 1.70 (at 300 ° K). CdSe with an energy band gap of eV; and MgSe with a lattice constant of about 0.588 nm and an energy band gap of about 4.0 eV (at 300 ° K) are shown. (Unless otherwise noted, all of the following references to bandgap energies are for 300 ° K.) The layer configuration of a SCH (Separate Confinement Heterostructure) semiconductor laser generally has the formula Mg _x (Zn _y Cd _1-y ) _1-x Consistent with Se (Formula 1), where x and y are chosen such that 0 ≦ x ≦ 1 and 0 ≦ y ≦ 1. It can be seen that the bandgap energies and lattice constants for a layer having a configuration according to Equation 1 fall within the hatched triangle 10 (or along the edges of the triangle). Furthermore, for the layers to be lattice-matched to the InP substrate, they must be selected from compounds within (or at the edge of) triangle 10 having a lattice constant of 0.58688 nm. This is indicated by the vertical line bisecting triangle 10 between reference points A and B. It can be seen from FIG. 1 that point A has the lowest band gap described by equation 1 and corresponds to a compound lattice matched to InP. This lowest energy limit compound is zn _0.48 Cd _0.52 Se (that is, x = 0, y = 0.48 in Equation 1) and has an energy band gap of 2.10 eV. Similarly, point B corresponds to the compound having the highest bandgap energy described by Equation 1 and lattice matched to InP. This upper energy limit compound is Mg _0.9 Zn _0.1 Se (ie, x = 0.9, y = 1 in Equation 1) and has an energy band gap of 3.60 eV. FIG. 2 illustrates a preferred embodiment of the structure of the present invention. This structure includes an InP substrate 20. A lower cladding layer 22 has been grown on substrate 20. On the lower cladding layer 22, a lower guide layer 24 is grown. An active quantum well layer 26 is grown on the lower guide layer 24. An upper guiding layer 28 is grown on the active layer 26, and an upper cladding layer 30 is grown on the upper guiding layer 28. Finally, a contact layer 32 has been grown on the upper cladding layer 30. The lower layer is doped n-type and the upper layer is p-type doped. In a preferred exemplary embodiment of the structure of the present invention, in order to emit a laser at 2.67 eV (464 nm), the lower cladding layer 22 and the upper _0.72 (Zn _0.89 Cd _0.11 ) _0.28 Se (corresponding to x = 0.72, y = 0.89 in Equation 1) and each is about 1 μm thick. Lower cladding layer 22 is 2 × 10 ¹⁷ cm ^-3 And the upper cladding layer 30 is 1 × 10 ¹⁷ cm ^-3 N concentration. (Generally, once x has been defined for Equation 1 and the lattice constant to be matched has been chosen, the value of y can be calculated. Thus, given x, a particular value for y The values may not be called, for example, as in FIG. 2.) The lower guide layer 24 and the upper guide layer 28 are Mg _0.54 (Zn _0.78 Cd _0.22 ) _0.46 Se (corresponding to x = 0.54, y = 0.78 in equation 1) and each is about 100 nm thick. The lower guide layer 24 and the upper guide layer 28 are both 1 × 10 ¹⁷ cm ^-3 , Are doped with Cl and N, respectively. The active quantum well layer 26 is made of Mg _0.34 (Zn _0.65 Cd _0.35 ) _0.66 It is composed of Se (corresponding to x = 0.54, y = 0.78 in Equation 1) and is about 6 nm thick. A ternary alloy contact layer 32 of either p-type ZnSe-ZnTe or p-type ZnSeTe is grown on the upper cladding layer 30. Referring back to FIG. 1, the lattice constant of InP (0.58688 nm) is larger than that of GaAs (0.56537 nm) and ZnSe (0.5668 nm), but smaller than that of ZnTe (0.6103 nm). Thus, a hybrid ternary alloy ZnSeTe may be grown on the upper cladding layer 30 that is lattice matched to InP and contains a sufficiently high concentration of the receptor. The composition of the ternary alloy may be, for example, about 50% ZnSe and 50% ZnTe. This ternary layer is about 100 nm thick and 1 × 10 ¹⁸ cm ^-3 N concentration. Alternatively, the contact layer 32 may be a graded composite of alternating layers of ZnSe and ZnTe. As described above, the lattice constant of the InP-based structure is nominally 0.58688 nm. This is approximately midway between the lattice constants of ZnSe and ZnTe; thus, the lattice mismatch of the layer of ZnSe is approximately 3.4% and the lattice mismatch of ZnTe is approximately 4.0%. (Such a level of mismatch is better than growing a ZnTe layer on a GaAs structure where the mismatch is about 8%, as described above.) The thickness of ZnTe can be varied from 0.2 nm to 1.8 nm, increasing by 0.1 nm per layer, decreasing by 0.1 nm per layer from 1.8 nm to 0.2 nm. The total number of layers may be about 34 nm thick. ZnSe layer is about 10 ¹⁸ cm ^-3 N-doped with a concentration of 1 × 10 ¹⁹ With N concentration. As described in more detail below, this particular structure will have a threshold current density on the order of 400 A / c and a peak wavelength of about 464 nm. results of the experiment Mg _x (Zn _y Cd _1-y ) _1-x Simulations have been developed to investigate the operation of the Se-based quantum well layer, particularly the laser structure shown in FIG. 2 having the dimensions and configuration described above. Other parameters for the simulation were initially deployed and / or modified for the structure. FIG. 3 shows the bandgap energies of the various layers of the structure shown in FIG. FIG. 3 was constructed using the structure dimensions and configurations given above with respect to the bandgap energies shown in FIG. 2 and FIG. Conduction band offset ratio (Q _c ) Is a parameter of particular importance to the operation of the laser, as is known in the art. Q _c Is the ratio of the change in the conduction band energy to the change in the total bandgap energy at the interface. (A change in the overall bandgap energy at the interface is equivalent to the sum of a change in the conduction band energy and a change in the valence band energy.) Thus, referring to FIG. Q for the interface between _c Is It is. Conduction band offset ratio is MgSe / Cd _0.54 Zn _0.46 It has been experimentally determined to be about 0.6 for the Se device. Due to the similarity in physical properties to the device, the conduction band offset ratio (Q) at the quantum well / guiding and guiding / cladding interfaces _c ) Is 0.6. The configuration chosen for that layer gives band gaps each separated by approximately 0.3 eV. Thus, the lower cladding region 22 and the upper cladding region 30 have an energy band gap of approximately 3.3 eV, and the lower guide layer 24 and the upper guide layer 28 have an energy band gap of approximately 3.0 eV. The active layer 26 has an energy band gap of about 2.67 eV. As described by Equation 1, the refractive index (n _I The generalized formula for) is known. For a particular quaternary layer having the configuration described above with respect to FIG. 2 and having the bandgap given directly above, the refractive index is: cladding layer Mg _0.72 (Zn _y Cd _1-y ) _0.28 Se: n _I = 2.483 Guide layer Mg _0.54 (Zn _y Cd _1-y ) _0.46 Se: n _I = 2.682 Quantum well Mg _0.34 (Zn _y Cd _1-y ) _0.66 Se: n _I = 2.707 As further described by the parameters developed above, the simulation model applied to the laser structure of FIG. 2 provides a theoretical model for the laser based on drift diffusion and optical straightforward solutions. used. The kp theory was used to describe a distorted (or undistorted) quantum well active layer. The gain spreading model is based on carrier-carrier scattering and τ _scat = 30fs. The effective mass of electrons and holes used for each layer was set equal to the effective mass for ZnSe. 100cm ^Two / Vs and 7cm ^Two A / Vs electron and hole mobility was selected (equivalent to that used for the MgZnSSe layer in a blue-green ZnCdSe based SCH laser). The minority carrier lifetime in the doped guiding layer was set to 2 ns, similar to the experimental value for undoped ZnSe. Simulation results for this structure are given in FIGS. In FIG. 4, gain is provided for various injection levels into the active region. 1 × 10 ¹⁹ cm ^-3 A positive gain is observed near the peak wavelength of approximately 464 nm for a carrier concentration of the order of, corresponding to the transition energy between the n = 1 electron and the heavy hole subband. This is approximately 400 A / cm for the structure, as shown in FIG. ^Two And the threshold current density. (The current, about 4 mA, was divided by the area of the structure, 1000 square microns.) This threshold is higher than the threshold predicted for a blue / green laser based on the ZnCdSe / ZnSSe / ZnMgSSe SCH structure. Low, 500A / cm at room temperature ^Two Of the degree. The difference is due to the enhanced optical confinement achieved by maximizing the difference in band gap between the guiding layer and the cladding layer. For a blue / green laser based on ZnCdSe / ZnSSe / ZnMgSSe, the difference in band gap between the guiding layer and the cladding layer is only 139meV, and thus the difference in refractive index is only 0.084. Mg mentioned above _x (Zn _y Cd _1-y ) _1-x For a Se-based quantum well laser, however, the difference in band gap between the guide and cladding layers is chosen to be approximately 300 meV; the difference in refractive index is 0.199. The importance of the difference in band gap between the cladding layer and the guiding layer for optical confinement is emphasized in the simulation by manipulating Mg in the cladding quaternary layer. FIG. 6 shows that the threshold current density increases significantly as the percentage of Mg in the cladding quaternary layer is reduced. By reducing the percentage of magnesium in the cladding layer, the difference in band gap between the cladding layer and the guide layer (and thus the difference in refractive index) is reduced. This reduces optical confinement, thereby increasing the threshold current density, as shown in FIG. The interface between the InP substrate of the present invention and the II / VI laser structure can be disruptive. As described above with respect to FIG. 4, the current injected into the active region must be sufficiently high for positive gain to be achieved. Therefore, a sufficient number of electrons must be injected from the n-type substrate into the n-doped compound. For the structure of FIG. 2 described above, electrons flow from the InP substrate 20 to the adjacent lower cladding layer 22. Referring to FIG. 7, the mismatch between the conduction band energies of InP and a lattice matched II / VI compound (eg, taken to be the difference X between InP and ZnSe in FIG. 7). It turns out that the continuation is nominally 0.8 eV. If the II-VI "compound" is a layer, such as an n-type cladding layer, of the laser structure of the present invention, this discontinuity can be too high to generate sufficient carrier density. . The size of this discontinuity can be reduced by inserting at least one III-V layer between the InP substrate and the II-VI structure. The III-V layer has a conduction band energy intermediate that of InP and the adjacent II-VI material. Thus, the inserted III-V layer can create two energy discontinuities of reduced magnitude that can be more easily overcome by the injected electrons. For example, referring again to FIG. 7, a lattice matched (or malformed) group III-V material AlAs _y Sb _1-y The discontinuity between and the conduction band energy of the lattice matched (or malformed) II / VI compound is approximately 0.2 eV. (This is shown in FIG. _y Sb _1-y Is shown as the difference in conduction band energy Y between ZnSe and ZnSe; AlAs _y Sb _1-y Means that y is about 0.56, _0.56 Sb _0.44 Is lattice-matched or malformed for InP. ) The exact energy barrier is also AlAs _y Sb _1-y As a function of the doping level of the buffer layer and the adjacent layers of the II / VI structure; however, to overcome this lower barrier, AlAs into the adjacent II-VI structure _y Sb _1-y The injection of electrons from the layer will be much more effective. Such lattice matched AlAs _y Sb _1-y It is known in the art that layers may be grown on InP substrates. (Such layers have been used to reduce defects.) Therefore, such AlAs into adjacent II / VI structures _y Sb _1-y Injecting electrons from the layer would be much more effective. However, FIG. 7 shows AlAs lattice-matched with the InP substrate. _y Sb _1-y Shows that the discontinuity between the conduction band energies is about 0.6 eV. (This is shown in FIG. 7 as the difference Z.) Generally, this energy discontinuity between the InP substrate and the III-V buffer layer results in direct injection from the substrate into the lattice matched buffer layer. Is still a relatively high barrier to give. Thus, it is desirable to provide a "graded" region that transitions from the level of the InP substrate to the III-V buffer layer to the energy level. FIG.8B shows the InP substrate and AlAs for the specific example above. _y Sb _1-y FIG. 3 is an energy diagram depicting such a “graded” region between a buffer layer. FIG. 8B is an energy diagram of a discontinuous change without a gradient. In both cases, the injected electrons must overcome the 0.6 eV barrier, but the injected electrons will pass through the 0.6 eV graded barrier much more easily than the discontinuous barrier . Such grading increases the thickness of the continuous III-V auxiliary layer, while reducing the thickness of the continuous InP auxiliary layer, resulting in alternating InP and III-V materials on the InP substrate. This can generally be achieved by applying a lining auxiliary layer. With this series of auxiliary layers, the discontinuity between the substrate and the III-V buffer layer can be reduced to a series of small discontinuities spread over a distance, thus approximating a continuous energy transition. In the particular example developed above, such a gradient is applied to the InP substrate and AlAs _y Sb _1-y Alternating InP and AlAs with variable thickness between buffer layers _y Sb _ly This can be achieved by inserting a sequence of auxiliary layers. Figure 9 shows InP and AlAs _y Sb _1-y FIG. 4 shows an example of such a “digitally graded” region providing an energy transition between layers. As shown, AlAs directly adjacent to the substrate InP _y Sb _1-y The auxiliary layer 102 is approximately 0.5 nm, and the next auxiliary layer 104 of InP is approximately 2.5 nm. AlAs _y Sb _1-y Is increased by 0.1 nm, while the next auxiliary layer of InP is reduced by 0.1 nm. AlAs _y Sb _1-y AlAs closest to the layer _y Sb _1-y The auxiliary layer 182 is 2.5 nm and has an AlAs _y Sb _1-y The InP auxiliary layer 184 adjacent to the layer is 0.5 nm. All InP and AlAs _y Sb _1-y The addition of an auxiliary layer (42 total) shows that the graded area is approximately 63 nm for a 0.6 eV change in energy. (Gradients must be given for about 10 nm per 0.1 eV.) Such digital gradients can be applied to the InP and AlAs shown in FIG. _y Sb _1-y Would approximate a graded 0.6 eV transition with energies between and. Alternatively, the graded region may be an alloy of In, P, Al, As and Sb with a continuous change in configuration in the graded region. The composition of the alloy in the area immediately adjacent to the substrate is 100% InP (ie, without Al, As and Sb) and AlAs _y Sb _1-y The alloy in the area directly adjacent to the buffer layer is 100% AlAs _y Sb _1-y It is. Moving through the graded area away from the substrate, the percentage of InP in the alloy is reduced from 100% to zero, and the AlAs _y Sb _ly Increases from zero to 100%. Figure 10 shows the substrate and AlAs _y Sb _1-y The discontinuity between and may alternatively be totally enclosed. AlAs for II-VI structure planes. _y Sb _1-y By applying contacts directly to the buffer layer, electrons are injected directly into the buffer layer and from there into the II-VI structure. Thus, no graded area is required between the substrate and the buffer layer, as electrons do not pass through the graded area. It will be understood that various modifications can be made to the various embodiments of the invention disclosed herein without departing from the spirit and scope of the invention. As described above, for example, various configurations of the layers are envisioned. There is also a wide range of choices of Group II / VI elements that can be used in the layers forming the laser structure. All combinations fall within the scope of the present invention. Therefore, the above description of the preferred embodiment of the structure should not be construed as limiting the invention, but merely as providing a preferred embodiment of the invention. Those skilled in the art will envision other variations within the spirit and scope of the invention as defined by the claims provided below.

Claims

[Claims] 1. Consisting of II-VI layers of compounds with elements selected from Mg, Zn, Cd and Se Semiconductor laser, wherein the layer is lattice-matched to an InP substrate. Body laser. 2. 2. The semiconductor laser according to claim 1, wherein said II-VI layer is a quantum well, p. And n-doped guiding layers, and p- and n-doped cladding layers. Semiconductor laser. 3. 3. The semiconductor laser according to claim 2, wherein said layers have the formula Mg_x(Zn_y Cd_1-y)_1-xSemiconductor laser according to Se. 4. 3. The semiconductor laser according to claim 2, wherein the structure of the quantum well layer is substantially equal to the formula: Mg_0.34(Zn_0.65Cd_0.35)_0.66According to Se, the composition of the cladding layer is Qualitatively the formula Mg_0.72(Zn_0.89Cd_0.11)_0.28In accordance with Se, and the configuration of the guide layer is Qualitatively the formula Mg_0.54(Zn_0.78Cd_0.22)_0.46Semiconductor laser according to Se. 5. The semiconductor laser according to claim 1, further comprising a laser structure. Malformed, made of Zn, Se and Te, and preferably approximately 50% Zn With a p-doped contact layer consisting of an alloy of Se and approximately 50% ZnTe Semiconductor laser. 6. The semiconductor laser according to any one of claims 1 to 5, wherein at least 1 Semiconductor laser in which two II-VI layers are lattice-matched to an InP substrate. 7. The semiconductor laser according to any one of claims 1 to 6, wherein the substrate and the laser -A malformed III-V buffer layer is inserted between the structure and the substrate and the buffer. A gradient that provides at least one intermediate level of conduction band energy between the first and second layers. Semiconductor laser inserted in the marked area. 8. 8. The semiconductor laser according to claim 7, wherein the sloped region comprises: Consists of a number of alternating auxiliary layers with InP and III-V buffer layer materials Semiconductor laser. 9. 9. The semiconductor laser according to claim 7, wherein said buffer layer is made of Al, As. And a semiconductor laser made of Sb. 10. 10. The semiconductor laser according to claim 9, wherein said buffer layer is substantially of the formula AlAs_0.56Sb_0.44Semiconductor laser according to.