JP2002016320A - 化合物半導体装置およびその製造方法 - Google Patents
化合物半導体装置およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 良好な発光特性を有する、Ｇａ1-yＩｎyＮz
Ａｓ1-z（０＜ｙ、ｚ＜１）層を含むＩＩＩ−Ｖ族化合
物半導体装置の製造方法を提供する。 【解決手段】 単結晶基板上に、Ｇａ1-yＩｎyＮzＡｓ
1-z層（０＜ｙ、ｚ＜１）層を含む化合物半導体装置の
製造方法であって、前記Ｇａ1-yＩｎyＮzＡｓ1-z層の成
長中にＡｌを添加する工程を包含する。
Ａｓ1-z（０＜ｙ、ｚ＜１）層を含むＩＩＩ−Ｖ族化合
物半導体装置の製造方法を提供する。 【解決手段】 単結晶基板上に、Ｇａ1-yＩｎyＮzＡｓ
1-z層（０＜ｙ、ｚ＜１）層を含む化合物半導体装置の
製造方法であって、前記Ｇａ1-yＩｎyＮzＡｓ1-z層の成
長中にＡｌを添加する工程を包含する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明はＧａＩｎＮＡｓ系化
合物半導体を用いた化合物半導体装置の製造方法、およ
び、前記ＧａＩｎＮＡｓ層を含む化合物半導体の製造方
法により製造された化合物半導体装置に関する。
合物半導体を用いた化合物半導体装置の製造方法、およ
び、前記ＧａＩｎＮＡｓ層を含む化合物半導体の製造方
法により製造された化合物半導体装置に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、Ｖ族にＮとその他のＶ族を同時に
含んだＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体がオプトエレクトロニ
クスデバイス用の新規半導体材料として注目されてい
る。この材料系の最も特徴的な物性は、バンドギャップ
（Ｅｇ）のＶ族組成依存性が極めて大きなボウイングを
持つことであり、そのため、Ｎ組成の小さな範囲では、
Ｎ組成とともに格子定数とＥｇの両方が小さくなるとい
う、通常の混晶半導体とは異なるふるまいを示す。この
特性により、Ｓｉ、ＧａＰ、ＧａＡｓ、ＩｎＰなどの利
用価値の高い半導体基板上に格子整合し、かつ、従来の
Ｎを含まないＩＩＩ−Ｖ族化合物より低いＥｇを持った
新規材料を得ることが可能となり、新たなデバイスの創
出が可能となっている。
含んだＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体がオプトエレクトロニ
クスデバイス用の新規半導体材料として注目されてい
る。この材料系の最も特徴的な物性は、バンドギャップ
（Ｅｇ）のＶ族組成依存性が極めて大きなボウイングを
持つことであり、そのため、Ｎ組成の小さな範囲では、
Ｎ組成とともに格子定数とＥｇの両方が小さくなるとい
う、通常の混晶半導体とは異なるふるまいを示す。この
特性により、Ｓｉ、ＧａＰ、ＧａＡｓ、ＩｎＰなどの利
用価値の高い半導体基板上に格子整合し、かつ、従来の
Ｎを含まないＩＩＩ−Ｖ族化合物より低いＥｇを持った
新規材料を得ることが可能となり、新たなデバイスの創
出が可能となっている。
【０００３】その具体的な例として、特開平６-３７３
５５号公報には、ＧａＡｓ基板に格子整合するＧａＩｎ
ＮＡｓ系化合物半導体材料を用いることにより、従来は
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。また、ELECTROＮICS
LETTERS, VOL. 33, NO. 16, 1997, PAGE 1386. には、
ＧａＡｓ基板上に、ＧａＡｓに格子整合した組成を有す
るＧａＩｎＮＡｓ層（Ｉｎ組成１０％、Ｎ組成３％）を
活性層とした半導体レーザを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、波長約１.３
μｍで室温パルス発振が可能であることが示されてい
る。
５５号公報には、ＧａＡｓ基板に格子整合するＧａＩｎ
ＮＡｓ系化合物半導体材料を用いることにより、従来は
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。また、ELECTROＮICS
LETTERS, VOL. 33, NO. 16, 1997, PAGE 1386. には、
ＧａＡｓ基板上に、ＧａＡｓに格子整合した組成を有す
るＧａＩｎＮＡｓ層（Ｉｎ組成１０％、Ｎ組成３％）を
活性層とした半導体レーザを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、波長約１.３
μｍで室温パルス発振が可能であることが示されてい
る。
【０００４】しかしながら、 このＧａＩｎＮＡｓ系半
導体は、Ｎと他の構成元素との原子半径が大きく異なる
ことに起因して非混和性が高く、Ｎ組成の増大ととも
に、結晶性が低下する傾向があった。従って、ＧａＩｎ
ＮＡｓを活性層に用いた半導体レーザは、Ｎ組成を増大
し長波長化しようとすると、その特性が劣化していた。
導体は、Ｎと他の構成元素との原子半径が大きく異なる
ことに起因して非混和性が高く、Ｎ組成の増大ととも
に、結晶性が低下する傾向があった。従って、ＧａＩｎ
ＮＡｓを活性層に用いた半導体レーザは、Ｎ組成を増大
し長波長化しようとすると、その特性が劣化していた。
【０００５】このＧａＩｎＮＡｓ系半導体の持つ非混和
性は、Ｎと他の構成元素のうち特にＩｎとの原子半径差
が大きいことに起因しており、同一Ｎ組成に対しては、
Ｉｎ組成とともに増大する傾向を有している。一方、Ｇ
ａＩｎＮＡｓはＩｎＧａＡｓと同様に、ある一定以上の
成長温度領域では、Ｉｎの偏析により、成長最表面のＩ
ｎ組成はバルクのＩｎ組成よりも増大する。
性は、Ｎと他の構成元素のうち特にＩｎとの原子半径差
が大きいことに起因しており、同一Ｎ組成に対しては、
Ｉｎ組成とともに増大する傾向を有している。一方、Ｇ
ａＩｎＮＡｓはＩｎＧａＡｓと同様に、ある一定以上の
成長温度領域では、Ｉｎの偏析により、成長最表面のＩ
ｎ組成はバルクのＩｎ組成よりも増大する。
【０００６】このため、ＧａＩｎＮＡｓ層の成長の際に
Ｉｎの偏析が存在する場合、成長最表面における非混和
性が増大し、高品質の結晶を得ることが難しいという問
題点があった。また、熱平衡に近い結晶成長方法でＮを
添加する場合には、非混和性の増大とともにＮが膜中に
取り込まれにくくなるため、Ｉｎの表面偏析が存在する
場合、Ｎの結晶への取り込み効率が低下するという問題
点があった。さらに、Ｎの取り込み率が低い場合、高い
Ｎ組成を得るためには、多量のＮを供給するなどの極端
な条件での成長が必要であり、最適な成長条件からのず
れにより結晶性の低下を招いていた。
Ｉｎの偏析が存在する場合、成長最表面における非混和
性が増大し、高品質の結晶を得ることが難しいという問
題点があった。また、熱平衡に近い結晶成長方法でＮを
添加する場合には、非混和性の増大とともにＮが膜中に
取り込まれにくくなるため、Ｉｎの表面偏析が存在する
場合、Ｎの結晶への取り込み効率が低下するという問題
点があった。さらに、Ｎの取り込み率が低い場合、高い
Ｎ組成を得るためには、多量のＮを供給するなどの極端
な条件での成長が必要であり、最適な成長条件からのず
れにより結晶性の低下を招いていた。
【０００７】これに対し、Ｎ組成の増大にともなう非混
和性増大の影響を小さくするために、Ｉｎ組成を高く、
Ｎ組成をできるだけ低減したＧａＩｎＮＡｓ層を用いる
試みがなされている。高Ｉｎ組成とすることで、ＧａＡ
ｓ基板上に形成した場合、高い圧縮歪を内包することに
なるが、低Ｎ組成化による非混和性の低減が期待され
る。このような高Ｉｎ組成（低Ｎ組成）のＧａＩｎＮＡ
ｓを用いる例として、PHOTOＮICS TECHNOLOGY LETTERS,
VOL. 11, NO. 12, 1999, PAGE1560. に、ＧａＡｓ基板
上に、Ｉｎ組成３７％、Ｎ組成０.５％で、２.４８％の
圧縮歪を有するＧａＩｎＮＡｓ層を活性層とする半導体
レーザ素子を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、１.２９４μｍでの室温連続
発振が可能となることが報告されている。
和性増大の影響を小さくするために、Ｉｎ組成を高く、
Ｎ組成をできるだけ低減したＧａＩｎＮＡｓ層を用いる
試みがなされている。高Ｉｎ組成とすることで、ＧａＡ
ｓ基板上に形成した場合、高い圧縮歪を内包することに
なるが、低Ｎ組成化による非混和性の低減が期待され
る。このような高Ｉｎ組成（低Ｎ組成）のＧａＩｎＮＡ
ｓを用いる例として、PHOTOＮICS TECHNOLOGY LETTERS,
VOL. 11, NO. 12, 1999, PAGE1560. に、ＧａＡｓ基板
上に、Ｉｎ組成３７％、Ｎ組成０.５％で、２.４８％の
圧縮歪を有するＧａＩｎＮＡｓ層を活性層とする半導体
レーザ素子を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、１.２９４μｍでの室温連続
発振が可能となることが報告されている。
【０００８】しかしながら、この場合、高Ｉｎ組成であ
るためＩｎの偏析が表面Ｉｎ組成増大に及ぼす影響は大
きく、上述した成長最表面のＩｎ組成増大による非混和
性の増大を避けるためには、Ｉｎ偏析の抑制が不可欠と
なっている。そのため低温での成長が行われているが、
高Ｉｎ組成（低Ｎ組成）化により非混和性が軽減し、結
晶性の向上は期待されるものの、低温成長に起因する結
晶性の低下が生じ、結果的には、顕著は結晶性の向上は
見られていない。
るためＩｎの偏析が表面Ｉｎ組成増大に及ぼす影響は大
きく、上述した成長最表面のＩｎ組成増大による非混和
性の増大を避けるためには、Ｉｎ偏析の抑制が不可欠と
なっている。そのため低温での成長が行われているが、
高Ｉｎ組成（低Ｎ組成）化により非混和性が軽減し、結
晶性の向上は期待されるものの、低温成長に起因する結
晶性の低下が生じ、結果的には、顕著は結晶性の向上は
見られていない。
【０００９】また、高Ｉｎ組成の場合、ＩｎＧａＡｓの
成長の場合と同様に、Ｉｎの偏析により成長表面に蓄積
したＩｎが約２分子層を超えると三次元成長が生じ、結
晶性が極端に低下するという問題点があった。この場合
も、低温成長により、Ｉｎ偏析を抑制し成長表面の三次
元成長化を防ぐことは可能であるが、低温成長による結
晶性の低下を招き、高品質のＧａＩｎＮＡｓを得ること
は難しいと言う問題点があった。
成長の場合と同様に、Ｉｎの偏析により成長表面に蓄積
したＩｎが約２分子層を超えると三次元成長が生じ、結
晶性が極端に低下するという問題点があった。この場合
も、低温成長により、Ｉｎ偏析を抑制し成長表面の三次
元成長化を防ぐことは可能であるが、低温成長による結
晶性の低下を招き、高品質のＧａＩｎＮＡｓを得ること
は難しいと言う問題点があった。
【００１０】以上の様に、ＧａＩｎＮＡｓ層成長の際に
Ｉｎの偏析が存在する場合、高品質結晶を得ることが難
しい。このＩｎの偏析を抑制するためには、成長温度の
低温化、成長速度の増大、Ａｓ供給量の増大が有効であ
るが、成長温度の低温化は、結晶性そのものが低下する
こと、成長速度の増大およびＡｓ供給量の増大はいずれ
もＮの膜中への取り込み効率の低下を招くことから、有
効な手段としてなり得ない。従って、ＧａＩｎＮＡｓ成
長において、非混和性の低減を行い、高品質の結晶を得
るためには、従来とは異なる手段でＩｎの偏析を抑制す
る必要があった。
Ｉｎの偏析が存在する場合、高品質結晶を得ることが難
しい。このＩｎの偏析を抑制するためには、成長温度の
低温化、成長速度の増大、Ａｓ供給量の増大が有効であ
るが、成長温度の低温化は、結晶性そのものが低下する
こと、成長速度の増大およびＡｓ供給量の増大はいずれ
もＮの膜中への取り込み効率の低下を招くことから、有
効な手段としてなり得ない。従って、ＧａＩｎＮＡｓ成
長において、非混和性の低減を行い、高品質の結晶を得
るためには、従来とは異なる手段でＩｎの偏析を抑制す
る必要があった。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】上記の様に、ＧａＩｎ
ＮＡｓ層を含む化合物半導体装置の製造方法において、
ＧａＩｎＮＡｓ層の成長の際に、Ｉｎの偏析が存在する
と、成長最表面のＩｎ組成が増大するため非混和性が増
大し高品質結晶を得ることが困難であるという問題点が
あった。
ＮＡｓ層を含む化合物半導体装置の製造方法において、
ＧａＩｎＮＡｓ層の成長の際に、Ｉｎの偏析が存在する
と、成長最表面のＩｎ組成が増大するため非混和性が増
大し高品質結晶を得ることが困難であるという問題点が
あった。
【００１２】本発明は上記の点に鑑みてなされたもので
あって、ＧａＩｎＮＡｓを含む半導体装置の製造工程に
おいて、Ｉｎの偏析を抑制し、高品質のＧａＩｎＮＡｓ
半導体層を得ることで、高性能のＧａＩｎＮＡｓを含む
半導体装置の製造方法、および、化合物半導体装置を提
供することを目的とする。
あって、ＧａＩｎＮＡｓを含む半導体装置の製造工程に
おいて、Ｉｎの偏析を抑制し、高品質のＧａＩｎＮＡｓ
半導体層を得ることで、高性能のＧａＩｎＮＡｓを含む
半導体装置の製造方法、および、化合物半導体装置を提
供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明に係る化合物半導
体装置の製造方法は、基板と、該基板上に形成された、
Ga1-yInyNzAs1-z（０＜y、z＜１）層を含む化合物半導
体装置を製造する際、前記Ga1-yInyNzAs1-z層の成長中
に、Alを添加する工程を含んでなることによって上記の
目的を達成する。
体装置の製造方法は、基板と、該基板上に形成された、
Ga1-yInyNzAs1-z（０＜y、z＜１）層を含む化合物半導
体装置を製造する際、前記Ga1-yInyNzAs1-z層の成長中
に、Alを添加する工程を含んでなることによって上記の
目的を達成する。
【００１４】このように、Alを添加することにより、Al
がInの成長最表面近傍での拡散を阻害するために、Ga
1-yInyNzAs1-z層のIn偏析を抑制することが可能にな
る。
がInの成長最表面近傍での拡散を阻害するために、Ga
1-yInyNzAs1-z層のIn偏析を抑制することが可能にな
る。
【００１５】本発明に係る化合物半導体装置の製造方法
は、前記Alを添加する工程が、Ga1- yInyNzAs1-z層の成
長中の略全ての期間にわたって行われてなることによっ
て上記の目的を達成する。
は、前記Alを添加する工程が、Ga1- yInyNzAs1-z層の成
長中の略全ての期間にわたって行われてなることによっ
て上記の目的を達成する。
【００１６】本発明に係る化合物半導体装置の製造方法
は、前記Alを添加する工程が、Ga1- yInyNzAs1-z層の成
長中、選択的に行われてなることによって上記の目的を
達成する。
は、前記Alを添加する工程が、Ga1- yInyNzAs1-z層の成
長中、選択的に行われてなることによって上記の目的を
達成する。
【００１７】本発明に係る化合物半導体装置の製造方法
は、前記Alを添加する工程が、Ga1- yInyNzAs1-z層の成
長の少なくとも最初及び／又は最後に行われてなること
によって上記の目的を達成する。
は、前記Alを添加する工程が、Ga1- yInyNzAs1-z層の成
長の少なくとも最初及び／又は最後に行われてなること
によって上記の目的を達成する。
【００１８】このように、Alを添加する工程は、Ga1-yI
nyNzAs1-z層成長中、略全てにわたってであっても、選
択的にであっても、又、成長の最初及び／又は最後にと
いった他の膜との界面近傍の領域に優先的であっても、
いずれの場合においても本発明の効果は得られる。
nyNzAs1-z層成長中、略全てにわたってであっても、選
択的にであっても、又、成長の最初及び／又は最後にと
いった他の膜との界面近傍の領域に優先的であっても、
いずれの場合においても本発明の効果は得られる。
【００１９】本発明に係る化合物半導体装置の製造方法
は、前記Ga1-yInyNzAs1-z層が、その成長温度が４００
℃以上５５０℃以下であることによって上記の目的を達
成する。
は、前記Ga1-yInyNzAs1-z層が、その成長温度が４００
℃以上５５０℃以下であることによって上記の目的を達
成する。
【００２０】本発明に係る化合物半導体装置の製造方法
は、前記Ga1-yInyNzAs1-z層のIn組成が0.33以上となる
ことによって上記の目的を達成する。
は、前記Ga1-yInyNzAs1-z層のIn組成が0.33以上となる
ことによって上記の目的を達成する。
【００２１】本発明に係る化合物半導体装置の製造方法
は、前記Alを添加する工程により、前記Ga1-yInyNzAs
1-z層の成長最表面のIn組成が0.5以下となることによっ
て上記の目的を達成する。
は、前記Alを添加する工程により、前記Ga1-yInyNzAs
1-z層の成長最表面のIn組成が0.5以下となることによっ
て上記の目的を達成する。
【００２２】本発明に係る化合物半導体装置の製造方法
は、前記Ga1-yInyNzAs1-z層に添加される前記Alは、前
記Ga1-yInyNzAs1-z層中のAl組成が0.035以上となること
によって上記の目的を達成する。
は、前記Ga1-yInyNzAs1-z層に添加される前記Alは、前
記Ga1-yInyNzAs1-z層中のAl組成が0.035以上となること
によって上記の目的を達成する。
【００２３】本発明に係る化合物半導体装置の製造方法
は、基板上に、Alを添加する工程を含んで形成されたGa
1-yInyNzAs1-z層と、Ga1-yInyNzAs1-z層でない化合物半
導体層とを備えて化合物半導体装置をなす際、前記Ga
1-yInyNzAs1-z層と、前記Ga1-yInyNzAs1-z層でない化合
物半導体層との成長温度が略等しいことによって上記の
目的を達成する。
は、基板上に、Alを添加する工程を含んで形成されたGa
1-yInyNzAs1-z層と、Ga1-yInyNzAs1-z層でない化合物半
導体層とを備えて化合物半導体装置をなす際、前記Ga
1-yInyNzAs1-z層と、前記Ga1-yInyNzAs1-z層でない化合
物半導体層との成長温度が略等しいことによって上記の
目的を達成する。
【００２４】本発明に係る化合物半導体装置の製造方法
は、Alを添加する工程を含んで形成されたGa1-yInyNzAs
1-z層中の、AlとNとの結合密度のAlと全てのV族元素と
の結合密度に対する比が、Nの組成比（N原子の濃度の全
てのV族原子の濃度に対する比）よりも大きくてなるこ
とによって上記の目的を達成する。
は、Alを添加する工程を含んで形成されたGa1-yInyNzAs
1-z層中の、AlとNとの結合密度のAlと全てのV族元素と
の結合密度に対する比が、Nの組成比（N原子の濃度の全
てのV族原子の濃度に対する比）よりも大きくてなるこ
とによって上記の目的を達成する。
【００２５】本発明に係る化合物半導体装置の製造方法
は、前記Ga1-yInyNzAs1-z層が、その層厚が下記式１で
定義される臨界膜厚に略等しいか、又は大きくてなるこ
とによって上記の目的を達成する。
は、前記Ga1-yInyNzAs1-z層が、その層厚が下記式１で
定義される臨界膜厚に略等しいか、又は大きくてなるこ
とによって上記の目的を達成する。
【００２６】
【数２】
【００２７】GaInNAs層の層厚をこの範囲に設定するこ
とにより、より効果的に本発明の作用を得ることができ
る。
とにより、より効果的に本発明の作用を得ることができ
る。
【００２８】化合物半導体で構成される発光素子のう
ち、発光層をなす層をGaInNAs層とし、このGaInNAs層を
上記製法のいずれかを用いて形成することにより、本発
明の作用をより効果的に得ることができる。この場合、
Alを添加する工程をGaInNAs層全体にわたって行うこと
により、更に効果的に本発明の作用を得ることができ
る。あるいは、Alを添加する工程を、他の膜との界面近
傍の領域に優先的に行うことにより、より少ないAlの添
加量で、効果的に本発明の作用を得ることができる。
ち、発光層をなす層をGaInNAs層とし、このGaInNAs層を
上記製法のいずれかを用いて形成することにより、本発
明の作用をより効果的に得ることができる。この場合、
Alを添加する工程をGaInNAs層全体にわたって行うこと
により、更に効果的に本発明の作用を得ることができ
る。あるいは、Alを添加する工程を、他の膜との界面近
傍の領域に優先的に行うことにより、より少ないAlの添
加量で、効果的に本発明の作用を得ることができる。
【００２９】本発明に係る化合物半導体装置は、AlxGa
1-x-yInyNzAs1-z（０＜x、y、z＜１、０＜x+y≦１）層
を含む化合物半導体装置であって、前記AlxGa1-x-yInyN
zAs1- z層に含まれるIn組成yが0.33以上であることによ
って上記の目的を達成する。
1-x-yInyNzAs1-z（０＜x、y、z＜１、０＜x+y≦１）層
を含む化合物半導体装置であって、前記AlxGa1-x-yInyN
zAs1- z層に含まれるIn組成yが0.33以上であることによ
って上記の目的を達成する。
【００３０】本発明に係る化合物半導体装置は、前記Al
xGa1-x-yInyNzAs1-z層に含まれるAl組成xが0.035以上で
あることによって上記の目的を達成する。
xGa1-x-yInyNzAs1-z層に含まれるAl組成xが0.035以上で
あることによって上記の目的を達成する。
【００３１】本発明に係る化合物半導体装置は、AlxGa
1-x-yInyNzAs1-z（０＜x、y、z＜１、０＜x+y≦１）層
を含む化合物半導体装置であって、前記AlxGa1-x-yInyN
zAs1- z層中のAlとNとの結合密度のAlと全てのV族元素と
の結合密度に対する比が、Nの組成比（N原子の濃度の全
てのV族原子の濃度に対する比）よりも大きくてなるこ
とによって上記の目的を達成する。
1-x-yInyNzAs1-z（０＜x、y、z＜１、０＜x+y≦１）層
を含む化合物半導体装置であって、前記AlxGa1-x-yInyN
zAs1- z層中のAlとNとの結合密度のAlと全てのV族元素と
の結合密度に対する比が、Nの組成比（N原子の濃度の全
てのV族原子の濃度に対する比）よりも大きくてなるこ
とによって上記の目的を達成する。
【００３２】本発明に係る化合物半導体装置は、上記記
載の化合物半導体装置の製造方法により作製されたこと
を特徴とすることによって上記の目的を達成する。
載の化合物半導体装置の製造方法により作製されたこと
を特徴とすることによって上記の目的を達成する。
【００３３】
【発明の実施の形態】以下に、本発明の実施形態につい
て図面に基づいて説明する。
て図面に基づいて説明する。
【００３４】（実施形態１）本発明の実施形態として、
Ａｌを添加して成長したＧａＩｎＮＡｓ層を量子井戸層
（発光層）とする単一量子井戸構造を作製した場合につ
いて示す。
Ａｌを添加して成長したＧａＩｎＮＡｓ層を量子井戸層
（発光層）とする単一量子井戸構造を作製した場合につ
いて示す。
【００３５】本実施形態において、図１に示すような、
ＧａＡｓ基板１上に、層厚約０.５μｍのＡｌ0.5Ｇａ
0.5Ａｓ下部バリア層２、層厚約６ｎｍのAlを添加しな
がら成長したＧａＩｎＮＡｓ井戸層（発光層）３、およ
び層厚約０.１μｍのＡｌ0.5Ｇａ0.5Ａｓ上部バリア層
４が積層された単一量子井戸構造１０を作製した。前記
井戸層３はＧａＩｎＮＡｓ混晶膜の成長中のすべての期
間にわたってＡｌを添加し、Ａｌ0.05Ｇａ0.64Ｉｎ0.31
Ｎ0.015Ａｓ0.985混晶とした。
ＧａＡｓ基板１上に、層厚約０.５μｍのＡｌ0.5Ｇａ
0.5Ａｓ下部バリア層２、層厚約６ｎｍのAlを添加しな
がら成長したＧａＩｎＮＡｓ井戸層（発光層）３、およ
び層厚約０.１μｍのＡｌ0.5Ｇａ0.5Ａｓ上部バリア層
４が積層された単一量子井戸構造１０を作製した。前記
井戸層３はＧａＩｎＮＡｓ混晶膜の成長中のすべての期
間にわたってＡｌを添加し、Ａｌ0.05Ｇａ0.64Ｉｎ0.31
Ｎ0.015Ａｓ0.985混晶とした。
【００３６】以下にその作製方法を説明する。各層の成
長には、固体原料のＧａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ａｓ、および高
周波（ＲＦ）プラズマにより活性化されたＮ2ガスをＮ
源としたＭＢＥ（分子線エピタキシー）装置を用いた。
｛１００｝面を主面とするＧａＡｓ基板１を５２０℃に
保持しながら、単一量子井戸構造１０の各層の成長に必
要な原料分子線を照射することによって、図１に示す単
一量子井戸構造を作製した。各原料分子線の強度につい
て、Ｇａは４.８×１０-5Ｐａ、Ａｌは井戸層３の成長
時には２.７×１０-5Ｐａ、バリア層２、４の成長時に
は４.４×１０-5Ｐａとし、Ａｓ（Ａｓ4）は８.５×１
０-4Ｐａとした。また、Ｎ2ガスの供給量は１.１ｓｃｃ
ｍとした。この結晶成長工程において、各層の成長に必
要な原料はすべて同時に供給した。井戸層３を構成する
Ａｌ0.05Ｇａ0.64Ｉｎ0.31Ｎ0.01 5Ａｓ0.985は、ＧａＡ
ｓ基板に対して、約２％の圧縮歪を有する。
長には、固体原料のＧａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ａｓ、および高
周波（ＲＦ）プラズマにより活性化されたＮ2ガスをＮ
源としたＭＢＥ（分子線エピタキシー）装置を用いた。
｛１００｝面を主面とするＧａＡｓ基板１を５２０℃に
保持しながら、単一量子井戸構造１０の各層の成長に必
要な原料分子線を照射することによって、図１に示す単
一量子井戸構造を作製した。各原料分子線の強度につい
て、Ｇａは４.８×１０-5Ｐａ、Ａｌは井戸層３の成長
時には２.７×１０-5Ｐａ、バリア層２、４の成長時に
は４.４×１０-5Ｐａとし、Ａｓ（Ａｓ4）は８.５×１
０-4Ｐａとした。また、Ｎ2ガスの供給量は１.１ｓｃｃ
ｍとした。この結晶成長工程において、各層の成長に必
要な原料はすべて同時に供給した。井戸層３を構成する
Ａｌ0.05Ｇａ0.64Ｉｎ0.31Ｎ0.01 5Ａｓ0.985は、ＧａＡ
ｓ基板に対して、約２％の圧縮歪を有する。
【００３７】このようにして作製した単一量子井戸構造
１０の室温におけるＰＬ特性を測定した結果、波長１.
２８μｍにピークを持つ強い発光が確認された。その発
光スペクトルの半値幅は２５ｍｅＶと十分に狭く、良好
な単一量子井戸が得られていることがわかった。さら
に、発光スペクトルの試料面内で発光波長、発光強度の
不均一はなく、表面状態も極めて平坦であることがわか
った。よって、本実施形態において、Ａｌを添加するこ
とで高品質のＧａＩｎＮＡｓ量子井戸層が得られること
が確認できた。
１０の室温におけるＰＬ特性を測定した結果、波長１.
２８μｍにピークを持つ強い発光が確認された。その発
光スペクトルの半値幅は２５ｍｅＶと十分に狭く、良好
な単一量子井戸が得られていることがわかった。さら
に、発光スペクトルの試料面内で発光波長、発光強度の
不均一はなく、表面状態も極めて平坦であることがわか
った。よって、本実施形態において、Ａｌを添加するこ
とで高品質のＧａＩｎＮＡｓ量子井戸層が得られること
が確認できた。
【００３８】（実施形態２〜５）本実施形態は、ＲＦプ
ラズマにより活性化されたＮ2ガスをＮ源としたＭＢＥ
により、ＧａＩｎＮＡｓ混晶膜の成長中のすべての期間
にわたってＡｌを添加しながら、Ａｌ0.05Ｇａ0.64Ｉｎ
0.31Ｎ0.015Ａｓ0.985混晶を積層し、結晶性の成長温度
依存性を調べたものである。Ａｌ添加ＧａＩｎＮＡｓ井
戸層の成長温度を４００℃、４８０℃、５４０℃、およ
び５５０℃としたこと以外は実施形態１と同様にして図
１に示す単一量子井戸構造を作製した。このようにして
作製した単一量子井戸構造の室温におけるＰＬ発光強度
と成長温度の関係を図２に示す（実施形態１も含む）。
ラズマにより活性化されたＮ2ガスをＮ源としたＭＢＥ
により、ＧａＩｎＮＡｓ混晶膜の成長中のすべての期間
にわたってＡｌを添加しながら、Ａｌ0.05Ｇａ0.64Ｉｎ
0.31Ｎ0.015Ａｓ0.985混晶を積層し、結晶性の成長温度
依存性を調べたものである。Ａｌ添加ＧａＩｎＮＡｓ井
戸層の成長温度を４００℃、４８０℃、５４０℃、およ
び５５０℃としたこと以外は実施形態１と同様にして図
１に示す単一量子井戸構造を作製した。このようにして
作製した単一量子井戸構造の室温におけるＰＬ発光強度
と成長温度の関係を図２に示す（実施形態１も含む）。
【００３９】（比較例１〜２）本比較例は、ＲＦプラズ
マにより活性化されたＮ2ガスをＮ源としたＭＢＥによ
り、ＧａＩｎＮＡｓ混晶膜の成長中のすべての期間にわ
たってＡｌを添加しながら、Ａｌ0.05Ｇａ0.64Ｉｎ0.31
Ｎ0.015Ａｓ0.985混晶を積層し、結晶性の成長温度依存
性を調べたものである。Ａｌ添加ＧａＩｎＮＡｓ井戸層
の成長温度を３８０℃と５６０℃としたこと以外は実施
形態１から５と同様にして図１に示す単一量子井戸構造
を作製した。このようにして作製した単一量子井戸構造
の室温におけるＰＬ発光強度と成長温度の関係を図２に
示す。
マにより活性化されたＮ2ガスをＮ源としたＭＢＥによ
り、ＧａＩｎＮＡｓ混晶膜の成長中のすべての期間にわ
たってＡｌを添加しながら、Ａｌ0.05Ｇａ0.64Ｉｎ0.31
Ｎ0.015Ａｓ0.985混晶を積層し、結晶性の成長温度依存
性を調べたものである。Ａｌ添加ＧａＩｎＮＡｓ井戸層
の成長温度を３８０℃と５６０℃としたこと以外は実施
形態１から５と同様にして図１に示す単一量子井戸構造
を作製した。このようにして作製した単一量子井戸構造
の室温におけるＰＬ発光強度と成長温度の関係を図２に
示す。
【００４０】（比較例３〜６）本比較例は、ＲＦプラズ
マにより活性化されたＮ2ガスをＮ源としたＭＢＥによ
り、Ａｌを添加しない従来技術により成長したＧａＩｎ
ＮＡｓ層の結晶性の成長温度依存性を調べたものであ
る。本比較例では、実施例１〜５とIn組成が同じになる
ようにAlを添加しない分Ga組成を大きくし、Ｇａ0.69Ｉ
ｎ0.31Ｎ0.015Ａｓ0.985混晶としたこと、及び、成長温
度を、３８０℃、４００℃、４８０℃、および４９０℃
としたこと以外は実施形態１〜５と同様にして図１に示
す単一量子井戸構造単を作製した。このようにして作製
した多層膜の室温におけるＰＬ発光強度と成長温度の関
係を図２に示す。
マにより活性化されたＮ2ガスをＮ源としたＭＢＥによ
り、Ａｌを添加しない従来技術により成長したＧａＩｎ
ＮＡｓ層の結晶性の成長温度依存性を調べたものであ
る。本比較例では、実施例１〜５とIn組成が同じになる
ようにAlを添加しない分Ga組成を大きくし、Ｇａ0.69Ｉ
ｎ0.31Ｎ0.015Ａｓ0.985混晶としたこと、及び、成長温
度を、３８０℃、４００℃、４８０℃、および４９０℃
としたこと以外は実施形態１〜５と同様にして図１に示
す単一量子井戸構造単を作製した。このようにして作製
した多層膜の室温におけるＰＬ発光強度と成長温度の関
係を図２に示す。
【００４１】以下、実施形態１〜５ならびに比較例１〜
６について図２を参照しながら説明する。
６について図２を参照しながら説明する。
【００４２】図２は、ＲＦプラズマにより活性化された
Ｎ2ガスをＮ源としたＭＢＥにより、Ａｌを添加した場
合と、Ａｌを添加しない場合に、それぞれ成長したＧａ
ＩｎＮＡｓ井戸層からのＰＬ発光強度の成長温度依存性
を示している。ＰＬ発光強度が強ければＧａＩｎＮＡｓ
井戸層の結晶性が高いことを示す。図中(a)のプロット
は、Ａｌを添加した場合の実施形態１、２〜５ならびに
比較例１、２のデータを示し、図中(b)のプロットは、
Ａｌを添加しない場合の比較例３〜６のデータを示す。
Ｎ2ガスをＮ源としたＭＢＥにより、Ａｌを添加した場
合と、Ａｌを添加しない場合に、それぞれ成長したＧａ
ＩｎＮＡｓ井戸層からのＰＬ発光強度の成長温度依存性
を示している。ＰＬ発光強度が強ければＧａＩｎＮＡｓ
井戸層の結晶性が高いことを示す。図中(a)のプロット
は、Ａｌを添加した場合の実施形態１、２〜５ならびに
比較例１、２のデータを示し、図中(b)のプロットは、
Ａｌを添加しない場合の比較例３〜６のデータを示す。
【００４３】Ａｌを添加した場合には、成長温度５２０
℃までＰＬ強度は、成長温度とともに増大した。成長温
度５４０℃、５５０℃の試料については、ＰＬ強度は穏
やかに減少したが４００℃でのＰＬ強度を下回ることは
なかった。さらに高温の５６０℃で成長を行った試料で
は、ＰＬ強度は急激に低下した。また、わずかながら、
Ｉｎの再蒸発による短波長シフトがあった。
℃までＰＬ強度は、成長温度とともに増大した。成長温
度５４０℃、５５０℃の試料については、ＰＬ強度は穏
やかに減少したが４００℃でのＰＬ強度を下回ることは
なかった。さらに高温の５６０℃で成長を行った試料で
は、ＰＬ強度は急激に低下した。また、わずかながら、
Ｉｎの再蒸発による短波長シフトがあった。
【００４４】一方、Ａｌを添加しない場合の比較例で
は、成長温度３８０℃から４８０℃の範囲で、ＰＬ発光
強度は成長温度とともに若干増加しているが、より高温
の４９０℃ではＰＬ発光強度は大きく低下している。
は、成長温度３８０℃から４８０℃の範囲で、ＰＬ発光
強度は成長温度とともに若干増加しているが、より高温
の４９０℃ではＰＬ発光強度は大きく低下している。
【００４５】図２より、成長温度４００℃以上で、Ａｌ
を添加した場合にはＡｌを添加しない場合に比べてＰＬ
発光強度が強くなり、その割合は、成長温度の上昇とと
もに著しく増大することがわかる。また、Ａｌを添加し
た場合に、成長温度が５２０℃以上となると、ＰＬ発光
強度の低下傾向が見られるが、５５０℃以下の範囲であ
れば、著しいＰＬ発光強度の低下はなく、かつ、Ａｌを
添加しない場合よりも強い発光強度を得ることができ
る。よって、成長温度４００℃以上、５５０℃以下の範
囲であれば、Ａｌを添加することにより、Ａｌを添加し
ない場合に比較して、強いＰＬ発光強度を示す高品質の
ＧａＩｎＮＡｓ層が得られることが確認できた。
を添加した場合にはＡｌを添加しない場合に比べてＰＬ
発光強度が強くなり、その割合は、成長温度の上昇とと
もに著しく増大することがわかる。また、Ａｌを添加し
た場合に、成長温度が５２０℃以上となると、ＰＬ発光
強度の低下傾向が見られるが、５５０℃以下の範囲であ
れば、著しいＰＬ発光強度の低下はなく、かつ、Ａｌを
添加しない場合よりも強い発光強度を得ることができ
る。よって、成長温度４００℃以上、５５０℃以下の範
囲であれば、Ａｌを添加することにより、Ａｌを添加し
ない場合に比較して、強いＰＬ発光強度を示す高品質の
ＧａＩｎＮＡｓ層が得られることが確認できた。
【００４６】ここで、In組成０．３１についての実施例
を示したが、In組成が異なっても、成長温度４００℃以
上、５５０℃以下の範囲で同様の効果が得られた。
を示したが、In組成が異なっても、成長温度４００℃以
上、５５０℃以下の範囲で同様の効果が得られた。
【００４７】（実施形態６〜１０）本実施形態では、実
施形態１〜５と同様にして成長したＡｌ添加ＧａＩｎＮ
Ａｓ層表面のＩｎ組成をオージェ電子分光法により測定
し、上記の各実施形態においてＡｌ添加ＧａＩｎＮＡｓ
量子井戸層を作製した場合のＩｎ偏析の表面Ｉｎ組成増
大に対する影響がどの程度であったかを調べた。
施形態１〜５と同様にして成長したＡｌ添加ＧａＩｎＮ
Ａｓ層表面のＩｎ組成をオージェ電子分光法により測定
し、上記の各実施形態においてＡｌ添加ＧａＩｎＮＡｓ
量子井戸層を作製した場合のＩｎ偏析の表面Ｉｎ組成増
大に対する影響がどの程度であったかを調べた。
【００４８】実施形態１〜５と同様、Ａｌ添加ＧａＩｎ
ＮＡｓ層の成長温度を、４００℃、４８０℃、５２０
℃、５４０℃、および５５０℃として図１に示す単一量
子井戸構造１０の上部バリア層４を除いた部分の成長を
行った。井戸層３の成長が終了した段階で成長を停止
し、試料を超高真空に保った状態で、成長室に連結され
た分析室に移動し、オージェによる表面の組成分析を行
った。Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎに対するオージェ信号強度から
各試料の表面Ｉｎ組成を求めた結果を図３に示す。
ＮＡｓ層の成長温度を、４００℃、４８０℃、５２０
℃、５４０℃、および５５０℃として図１に示す単一量
子井戸構造１０の上部バリア層４を除いた部分の成長を
行った。井戸層３の成長が終了した段階で成長を停止
し、試料を超高真空に保った状態で、成長室に連結され
た分析室に移動し、オージェによる表面の組成分析を行
った。Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎに対するオージェ信号強度から
各試料の表面Ｉｎ組成を求めた結果を図３に示す。
【００４９】（比較例７〜８）本比較例では、比較例
１、２と同様にして成長したＡｌ添加ＧａＩｎＮＡｓ層
表面のＩｎ組成をオージェ電子分光法により測定し、比
較例１、２でＡｌ添加ＧａＩｎＮＡｓ量子井戸層を作製
した場合のＩｎ偏析の影響を調べた。
１、２と同様にして成長したＡｌ添加ＧａＩｎＮＡｓ層
表面のＩｎ組成をオージェ電子分光法により測定し、比
較例１、２でＡｌ添加ＧａＩｎＮＡｓ量子井戸層を作製
した場合のＩｎ偏析の影響を調べた。
【００５０】Ａｌ添加ＧａＩｎＮＡｓ層の成長温度を、
３８０℃、５６０℃として比較例１、２と同様の条件で
図１に示す単一量子井戸構造１０の上部バリア層４を除
いた部分の成長を行った。井戸層３の成長が終了した段
階で成長を停止し、試料を超高真空に保った状態で、成
長室に連結された分析室に移動し、オージェによる表面
の組成分析を行った。Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎに対するオージ
ェ信号強度から各試料の表面Ｉｎ組成を求めた結果を図
３に示す。
３８０℃、５６０℃として比較例１、２と同様の条件で
図１に示す単一量子井戸構造１０の上部バリア層４を除
いた部分の成長を行った。井戸層３の成長が終了した段
階で成長を停止し、試料を超高真空に保った状態で、成
長室に連結された分析室に移動し、オージェによる表面
の組成分析を行った。Ｇａ、Ａｌ、Ｉｎに対するオージ
ェ信号強度から各試料の表面Ｉｎ組成を求めた結果を図
３に示す。
【００５１】（比較例９〜１２）本比較例では、比較例
３〜６と同様にしてＡｌを添加せずに成長したＧａＩｎ
ＮＡｓ層表面のＩｎ組成をオージェ電子分光法により測
定し、比較例３〜６でＡｌを添加せずにＧａＩｎＮＡｓ
量子井戸層を作製した場合のＩｎ偏析の影響を調べた。
３〜６と同様にしてＡｌを添加せずに成長したＧａＩｎ
ＮＡｓ層表面のＩｎ組成をオージェ電子分光法により測
定し、比較例３〜６でＡｌを添加せずにＧａＩｎＮＡｓ
量子井戸層を作製した場合のＩｎ偏析の影響を調べた。
【００５２】ＧａＩｎＮＡｓ層の成長温度を、３８０
℃、４００℃、４８０℃および４９０℃として比較例３
〜６と同様の条件にて図１に示す多重量子井戸構造の上
部バリア層を除いた部分の成長を行った。Ａｌを添加し
ないＧａＩｎＮＡｓ量子井戸層の成長が終了した段階で
成長を停止し、試料を超高真空に保った状態で、成長室
に連結された分析室に移動し、オージェによる表面の組
成分析を行った。Ｇａ、Ｉｎに対するオージェ信号強度
から各試料の表面Ｉｎ組成を求めた結果を図３に示す。
℃、４００℃、４８０℃および４９０℃として比較例３
〜６と同様の条件にて図１に示す多重量子井戸構造の上
部バリア層を除いた部分の成長を行った。Ａｌを添加し
ないＧａＩｎＮＡｓ量子井戸層の成長が終了した段階で
成長を停止し、試料を超高真空に保った状態で、成長室
に連結された分析室に移動し、オージェによる表面の組
成分析を行った。Ｇａ、Ｉｎに対するオージェ信号強度
から各試料の表面Ｉｎ組成を求めた結果を図３に示す。
【００５３】以下、実施形態６〜１０ならびに比較例７
〜１２について図３を参照して説明する。
〜１２について図３を参照して説明する。
【００５４】図３は、ＧａＩｎＮＡｓ層を６ｎｍ積層し
たときの、成長最表面のＩｎ組成比ｙの成長温度依存性
を示している。Ｉｎの偏析がない状態での表面Ｉｎ組成
はＩＩＩ族原料の供給比により決まり、０.３１であ
る。一方、Ｉｎの偏析が存在する場合、表面Ｉｎ組成は
この値（０.３１）よりも大きくなる。 図中(a)のプロ
ットは、Ａｌを添加した場合の実施形態６〜１０ならび
に比較例７、８のデータを示し、図中(b)のプロット
は、Ａｌを添加しない比較例９〜１２のデータを示す。
たときの、成長最表面のＩｎ組成比ｙの成長温度依存性
を示している。Ｉｎの偏析がない状態での表面Ｉｎ組成
はＩＩＩ族原料の供給比により決まり、０.３１であ
る。一方、Ｉｎの偏析が存在する場合、表面Ｉｎ組成は
この値（０.３１）よりも大きくなる。 図中(a)のプロ
ットは、Ａｌを添加した場合の実施形態６〜１０ならび
に比較例７、８のデータを示し、図中(b)のプロット
は、Ａｌを添加しない比較例９〜１２のデータを示す。
【００５５】Ａｌを添加した場合には、成長温度４８０
℃まで表面Ｉｎ組成はＩＩＩ族原料の供給比により決ま
る値（０.３１）を示し、Ｉｎの偏析は見られない。一
方、より高温の５２０℃、５４０℃で成長を行った試料
では、表面Ｉｎ組成は緩やかに増加しており、Ｉｎ偏析
の影響が現われている。なお、成長温度５５０℃で表面
Ｉｎ組成が約０.５に達した。
℃まで表面Ｉｎ組成はＩＩＩ族原料の供給比により決ま
る値（０.３１）を示し、Ｉｎの偏析は見られない。一
方、より高温の５２０℃、５４０℃で成長を行った試料
では、表面Ｉｎ組成は緩やかに増加しており、Ｉｎ偏析
の影響が現われている。なお、成長温度５５０℃で表面
Ｉｎ組成が約０.５に達した。
【００５６】一方、Ａｌを添加しない比較例では、成長
温度が４００℃以上の範囲で、Ｉｎの偏析が生じてい
る。成長温度が４００℃の場合、表面Ｉｎ組成の増大量
はわずかであるが、成長温度の上昇とともに、表面Ｉｎ
組成は成長温度とともに急激に増大しており、４８０℃
で成長を行った試料の表面Ｉｎ組成は、約０.５に達し
ている。これは、Ａｌを添加した場合と比べて７０℃低
温である。さらに高温の４９０℃で結晶成長を行った試
料では、よりＩｎの偏析が増大し、表面層のほとんどが
Ｉｎ原子に被覆されている。
温度が４００℃以上の範囲で、Ｉｎの偏析が生じてい
る。成長温度が４００℃の場合、表面Ｉｎ組成の増大量
はわずかであるが、成長温度の上昇とともに、表面Ｉｎ
組成は成長温度とともに急激に増大しており、４８０℃
で成長を行った試料の表面Ｉｎ組成は、約０.５に達し
ている。これは、Ａｌを添加した場合と比べて７０℃低
温である。さらに高温の４９０℃で結晶成長を行った試
料では、よりＩｎの偏析が増大し、表面層のほとんどが
Ｉｎ原子に被覆されている。
【００５７】以上のことより、Ａｌを含む場合にはＡｌ
を含まない場合に比べてＩｎの偏析を抑制する効果があ
ることがわかった。
を含まない場合に比べてＩｎの偏析を抑制する効果があ
ることがわかった。
【００５８】図２、図３より、ＰＬ発光強度の低下を、
Ｉｎの偏析の程度（表面Ｉｎ組成）と対比させて見る
と、次のことが言える。まず、Ａｌを含まない比較例で
は、成長温度３８０℃〜４８０℃の範囲で成長温度とと
もにＰＬ発光強度は増大している。これは、成長温度上
昇による結晶性向上の効果によるものと考えられる。し
かし、４００℃から４８０℃の成長温度上昇によるＰＬ
発光強度の増加はごくわずかである。これは、成長温度
４００℃以上では、Ｉｎの偏析が生じ始め、結晶性に影
響を及ぼしているためと考えられる。成長温度が４８０
℃を超えると、発光強度は著しく低下するが、これは、
Ｉｎの表面組成が急激に増大するためと考えられる。こ
の発光強度の著しく低下し始める点における、Ｉｎの表
面組成は約０.５であった。
Ｉｎの偏析の程度（表面Ｉｎ組成）と対比させて見る
と、次のことが言える。まず、Ａｌを含まない比較例で
は、成長温度３８０℃〜４８０℃の範囲で成長温度とと
もにＰＬ発光強度は増大している。これは、成長温度上
昇による結晶性向上の効果によるものと考えられる。し
かし、４００℃から４８０℃の成長温度上昇によるＰＬ
発光強度の増加はごくわずかである。これは、成長温度
４００℃以上では、Ｉｎの偏析が生じ始め、結晶性に影
響を及ぼしているためと考えられる。成長温度が４８０
℃を超えると、発光強度は著しく低下するが、これは、
Ｉｎの表面組成が急激に増大するためと考えられる。こ
の発光強度の著しく低下し始める点における、Ｉｎの表
面組成は約０.５であった。
【００５９】一方、Ａｌを含む場合には、Ｉｎ偏析の影
響が見られない４８０℃までの成長温度では、ＰＬ発光
強度は成長温度とともに大きく増加しており、成長温度
の高温化による結晶性向上の効果が見られていると判断
できる。また、４８０℃以上では、Ｉｎの偏析が生じ始
めるため、ＰＬ発光強度増大の傾向は小さくなり、５２
０℃以上のさらに高温の領域では、Ｉｎの偏析が増大す
るのにともなって、発光強度も減少し初めるものと考え
られる。さらに高温の５５０℃を超えると、Ａｌを添加
しない場合と同様に、表面Ｉｎ組成の著しい増大により
ＰＬ発光強度は急激に減少する。このときの、表面Ｉｎ
組成は約０.５であった。
響が見られない４８０℃までの成長温度では、ＰＬ発光
強度は成長温度とともに大きく増加しており、成長温度
の高温化による結晶性向上の効果が見られていると判断
できる。また、４８０℃以上では、Ｉｎの偏析が生じ始
めるため、ＰＬ発光強度増大の傾向は小さくなり、５２
０℃以上のさらに高温の領域では、Ｉｎの偏析が増大す
るのにともなって、発光強度も減少し初めるものと考え
られる。さらに高温の５５０℃を超えると、Ａｌを添加
しない場合と同様に、表面Ｉｎ組成の著しい増大により
ＰＬ発光強度は急激に減少する。このときの、表面Ｉｎ
組成は約０.５であった。
【００６０】以上のことからＩｎ偏析が増大し、Ｉｎの
表面偏析が大きくなるとＰＬ発光強度が低下することが
明らかであり、Ａｌ添加した場合とＡｌを添加しない場
合を比較してみると、Ａｌを添加することにより、Ｉｎ
の偏析が抑制され、ＰＬ発光強度の増加に示される結晶
性改善の効果があることがわかる。以上の結果より、こ
の結晶性改善の効果が現われる温度範囲は、Ａｌを添加
しない場合にＩｎ偏析が生じる４００℃以上である。ま
た、Ａｌを添加することでＩｎの偏析を抑制し、表面Ｉ
ｎ組成を０.５以下とすることで、高品質のＧａＩｎＮ
Ａｓ層を得ることができる。一方、成長温度が５５０℃
を超えると、Ｉｎの偏析が著しく、Ａｌを添加しても、
表面Ｉｎ組成を０.５以下とすることは難しく、結晶性
改善の効果は見られなくなる。
表面偏析が大きくなるとＰＬ発光強度が低下することが
明らかであり、Ａｌ添加した場合とＡｌを添加しない場
合を比較してみると、Ａｌを添加することにより、Ｉｎ
の偏析が抑制され、ＰＬ発光強度の増加に示される結晶
性改善の効果があることがわかる。以上の結果より、こ
の結晶性改善の効果が現われる温度範囲は、Ａｌを添加
しない場合にＩｎ偏析が生じる４００℃以上である。ま
た、Ａｌを添加することでＩｎの偏析を抑制し、表面Ｉ
ｎ組成を０.５以下とすることで、高品質のＧａＩｎＮ
Ａｓ層を得ることができる。一方、成長温度が５５０℃
を超えると、Ｉｎの偏析が著しく、Ａｌを添加しても、
表面Ｉｎ組成を０.５以下とすることは難しく、結晶性
改善の効果は見られなくなる。
【００６１】比較例３〜６および比較例９〜１２では、
成長中のＩｎの偏析現象により増加したＩｎ組成によ
り、Ｎ添加時の非混和性が上昇し、膜中の微小領域で相
分離等の発生に起因した格子欠陥等が発生しているもの
と考えられる。Ａｌ添加による偏析現象の抑制が、非混
和性が増すことを抑え、結晶性の向上につながっている
ものと考えられる。
成長中のＩｎの偏析現象により増加したＩｎ組成によ
り、Ｎ添加時の非混和性が上昇し、膜中の微小領域で相
分離等の発生に起因した格子欠陥等が発生しているもの
と考えられる。Ａｌ添加による偏析現象の抑制が、非混
和性が増すことを抑え、結晶性の向上につながっている
ものと考えられる。
【００６２】（実施形態 １１）実施形態において、図
１に示すＡｌを添加して成長したＡｌ0.05Ｇａ0.64Ｉｎ
0.31Ｎ0.015Ａｓ0.985層を量子井戸層（発光層）とする
単一量子井戸構造をＭＯＣＶＤ法（有機金属気相成長
法）を用いて作製した場合について示す。
１に示すＡｌを添加して成長したＡｌ0.05Ｇａ0.64Ｉｎ
0.31Ｎ0.015Ａｓ0.985層を量子井戸層（発光層）とする
単一量子井戸構造をＭＯＣＶＤ法（有機金属気相成長
法）を用いて作製した場合について示す。
【００６３】以下にその作製方法を説明する。各層の成
長には、Ｇａ、Ａｌ、ＩｎのＩＩＩ族の材料源として、
トリメチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルアルミニウ
ム（ＴＭＡ）、およびトリメチルインジウム（ＴＭＩ）
を用い、ＡｓおよびＮのＶ族材料として、アルシン（Ａ
ｓＨ3）とジメチルヒドラジン（ＤＭＨｙ）を用いた減
圧ＭＯＣＶＤを用いた。基板１として｛１００｝面を主
面とするＧａＡｓ基板を用い、成長温度を５３０℃、成
長速度を１.２μｍ／ｈ、Ｖ族の供給比[ＤＭＨｙ]/
（[ＤＭＨｙ]+[ＡｓＨ3]）を０.６に設定して図１に示
す単一量子井戸構造を作製した。本実施形態においてＡ
ｌ組成は０.０５であり、Ｎ組成は０.０１５であり、Ｇ
ａＡｓ基板１に対して、約２％の圧縮歪を有する。
長には、Ｇａ、Ａｌ、ＩｎのＩＩＩ族の材料源として、
トリメチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルアルミニウ
ム（ＴＭＡ）、およびトリメチルインジウム（ＴＭＩ）
を用い、ＡｓおよびＮのＶ族材料として、アルシン（Ａ
ｓＨ3）とジメチルヒドラジン（ＤＭＨｙ）を用いた減
圧ＭＯＣＶＤを用いた。基板１として｛１００｝面を主
面とするＧａＡｓ基板を用い、成長温度を５３０℃、成
長速度を１.２μｍ／ｈ、Ｖ族の供給比[ＤＭＨｙ]/
（[ＤＭＨｙ]+[ＡｓＨ3]）を０.６に設定して図１に示
す単一量子井戸構造を作製した。本実施形態においてＡ
ｌ組成は０.０５であり、Ｎ組成は０.０１５であり、Ｇ
ａＡｓ基板１に対して、約２％の圧縮歪を有する。
【００６４】作製した量子井戸構造１０の室温でのＰＬ
特性を測定した結果、この量子井戸構造は波長約１.２
７μｍで発光することが確認され、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２９ｍｅＶ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。
特性を測定した結果、この量子井戸構造は波長約１.２
７μｍで発光することが確認され、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２９ｍｅＶ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。
【００６５】（比較例１３）実施形態１１と同様の構造
ならびに成長条件で、Ａｌを添加しないＧａＩｎＮＡｓ
層を量子井戸層３とする単一量子井戸構造を作製した。
なお、量子井戸層からの発光波長を実施形態１１と同じ
く約１.３μｍとするために、量子井戸層の組成を調整
した。具体的には、Ｉｎ組成は偏析の影響を実施形態１
１と比較するために同程度の設定とし、Ｎ組成を実施形
態１１より小さい設定とし、Ｇａ0.7Ｉｎ0.3Ｎ0.01Ａｓ
0.99とした。なお、Ｎ組成が減少している分、実施形態
１１よりバルク結晶の非混和性は小さいことになる。上
記のＮ組成（０.０１）を得るために必要なＶ族原料の
供給比[ＤＭＨｙ]/（[ＤＭＨｙ]+[ＡｓＨ3]）は０.９８
であった。このようにして作製した量子井戸構造のＰＬ
特性を測定した結果、実施例１１と同様波長約１.２８
μｍでの発光が確認されたが、発光強度は、実施形態１
１より１桁以上低下していることが確認された。
ならびに成長条件で、Ａｌを添加しないＧａＩｎＮＡｓ
層を量子井戸層３とする単一量子井戸構造を作製した。
なお、量子井戸層からの発光波長を実施形態１１と同じ
く約１.３μｍとするために、量子井戸層の組成を調整
した。具体的には、Ｉｎ組成は偏析の影響を実施形態１
１と比較するために同程度の設定とし、Ｎ組成を実施形
態１１より小さい設定とし、Ｇａ0.7Ｉｎ0.3Ｎ0.01Ａｓ
0.99とした。なお、Ｎ組成が減少している分、実施形態
１１よりバルク結晶の非混和性は小さいことになる。上
記のＮ組成（０.０１）を得るために必要なＶ族原料の
供給比[ＤＭＨｙ]/（[ＤＭＨｙ]+[ＡｓＨ3]）は０.９８
であった。このようにして作製した量子井戸構造のＰＬ
特性を測定した結果、実施例１１と同様波長約１.２８
μｍでの発光が確認されたが、発光強度は、実施形態１
１より１桁以上低下していることが確認された。
【００６６】また、Ｎの膜中への取り込み効率について
見ると、実施形態１１の方が、比較例１３に比べて、よ
り小さなＶ族原料供給比[ＤＭＨｙ]/（[ＤＭＨｙ]+[Ａ
ｓＨ3]）で、より大きなＮ組成が得られており、量子井
戸層にＡｌを添加することによりＮの取り込み効率が高
くなっていることがわかる。
見ると、実施形態１１の方が、比較例１３に比べて、よ
り小さなＶ族原料供給比[ＤＭＨｙ]/（[ＤＭＨｙ]+[Ａ
ｓＨ3]）で、より大きなＮ組成が得られており、量子井
戸層にＡｌを添加することによりＮの取り込み効率が高
くなっていることがわかる。
【００６７】比較例１３においては、Ｉｎの表面偏析に
より、最表面のＩｎ組成が増加することにより、非混和
性が増大し、結晶性の低下、ならびに、Ｎの取り込み効
率が低下していると考えられる。これに対して、実施形
態１１の如く、Ａｌを添加しながらＧａＩｎＮＡｓ層を
成長した場合には、Ｉｎの表面偏析が抑制され、成長最
表面における非混和性が低減するため、結晶性の向上な
らびに、Ｎ取り込み効率の増大が見られる。なお、実施
形態１１、比較例１３で示したＭＯＣＶＤ法では、Ｎが
ＤＭＨｙの熱分解を介して膜中に取り込まれるため、熱
平衡状態に近い成長であるため、非混和性の増大に対し
て、Ｎの取り込み効率が敏感に低下し、上記実施形態１
１、比較例１３に示したようなＮ取り込み効率の変化が
見られる。
より、最表面のＩｎ組成が増加することにより、非混和
性が増大し、結晶性の低下、ならびに、Ｎの取り込み効
率が低下していると考えられる。これに対して、実施形
態１１の如く、Ａｌを添加しながらＧａＩｎＮＡｓ層を
成長した場合には、Ｉｎの表面偏析が抑制され、成長最
表面における非混和性が低減するため、結晶性の向上な
らびに、Ｎ取り込み効率の増大が見られる。なお、実施
形態１１、比較例１３で示したＭＯＣＶＤ法では、Ｎが
ＤＭＨｙの熱分解を介して膜中に取り込まれるため、熱
平衡状態に近い成長であるため、非混和性の増大に対し
て、Ｎの取り込み効率が敏感に低下し、上記実施形態１
１、比較例１３に示したようなＮ取り込み効率の変化が
見られる。
【００６８】なお、Ａｌを添加しないでＧａＩｎＮＡｓ
量子井戸を作製した場合の、ＰＬ発光強度の低下に示さ
れる結晶性の低下は、成長最表面が、Ｉｎ偏析に起因し
た非混和性の高い状態となるため、微小領域部分に相分
離が発生することが原因である。また、同時に、Ｎ取り
込み効率の低下が生じるが、これを補うためにＮ原料
（ＤＭＨｙ）の供給量を極端に増加させた場合、ＤＭＨ
ｙの分解生成物である炭素、水素といった不純物の混入
量が増大する、あるいは成長最表面における原料供給比
のアンバランスから、空格子などの欠陥発生が増大する
と言った点も結晶性を低下させる原因となる。
量子井戸を作製した場合の、ＰＬ発光強度の低下に示さ
れる結晶性の低下は、成長最表面が、Ｉｎ偏析に起因し
た非混和性の高い状態となるため、微小領域部分に相分
離が発生することが原因である。また、同時に、Ｎ取り
込み効率の低下が生じるが、これを補うためにＮ原料
（ＤＭＨｙ）の供給量を極端に増加させた場合、ＤＭＨ
ｙの分解生成物である炭素、水素といった不純物の混入
量が増大する、あるいは成長最表面における原料供給比
のアンバランスから、空格子などの欠陥発生が増大する
と言った点も結晶性を低下させる原因となる。
【００６９】Ａｌを添加した実施形態１１では、Ｉｎの
表面偏析が抑制されるために、成長表面での不要な非混
和性の増大を抑制する効果がある。そのため微小な領域
での相分離の発生が抑制され、良好な発光特性を有する
結晶成長が可能となる。
表面偏析が抑制されるために、成長表面での不要な非混
和性の増大を抑制する効果がある。そのため微小な領域
での相分離の発生が抑制され、良好な発光特性を有する
結晶成長が可能となる。
【００７０】（実施形態１２〜１４）本実施形態では、
Ｎ組成を小さくするために高Ｉｎ組成とした圧縮歪を有
するＧａＩｎＮＡｓ量子井戸層を活性層とする、発振波
長１.３μｍの半導体レーザを作製した場合について示
す。図４に本実施形態で作製した半導体レーザの断面模
式図を示す。
Ｎ組成を小さくするために高Ｉｎ組成とした圧縮歪を有
するＧａＩｎＮＡｓ量子井戸層を活性層とする、発振波
長１.３μｍの半導体レーザを作製した場合について示
す。図４に本実施形態で作製した半導体レーザの断面模
式図を示す。
【００７１】波長１.３μｍにおいて、石英系光ファイ
バーの波長分散が極小となり、この波長は光ファイバー
を用いた光通信において重要な波長である。
バーの波長分散が極小となり、この波長は光ファイバー
を用いた光通信において重要な波長である。
【００７２】本実施形態において作製した半導体レーザ
１００は、ｎ型ＧａＡｓ基板（厚さ３００μｍ）１１
と、この上に積層配設されたｎ型ＧａＡｓバッファー層
（同０.５μｍ）１２、ｎ型Ａｌ0.35Ｇａ0.65Ａｓ下ク
ラッド層（同１μｍ）１３、ノンドープＡｌ0.05Ｇａ
0.95Ａｓガイド層（同０.１μｍ）１４ａ、ノンドープ
のAlを添加しながら成長したＧａＩｎＮＡｓ井戸層(活
性層)（Ａｌ0.05Ｇａ0.57Ｉｎ0.38Ｎ0.01Ａｓ0.99、８
ｎｍ、２.５％の圧縮歪を内包）１５、ノンドープＡｌ
0.05Ｇａ0.95Ａｓガイド層（同０.１μｍ）１４ｂおよ
びｐ型Ａｌ0.35Ｇａ0.6 5Ａｓ上クラッド層（同１μｍ）
１６と、上クラッド層１６上に配設されたｐ型ＧａＡｓ
コンタクト層（同０.５μｍ）１７およびポリイミド電
流狭窄層１８と、上記の積層構造の上下に設けられたＡ
ｕＧｅ電極金属１９ａおよびＡｕＺｎ電極金属１９ｂと
からなる。
１００は、ｎ型ＧａＡｓ基板（厚さ３００μｍ）１１
と、この上に積層配設されたｎ型ＧａＡｓバッファー層
（同０.５μｍ）１２、ｎ型Ａｌ0.35Ｇａ0.65Ａｓ下ク
ラッド層（同１μｍ）１３、ノンドープＡｌ0.05Ｇａ
0.95Ａｓガイド層（同０.１μｍ）１４ａ、ノンドープ
のAlを添加しながら成長したＧａＩｎＮＡｓ井戸層(活
性層)（Ａｌ0.05Ｇａ0.57Ｉｎ0.38Ｎ0.01Ａｓ0.99、８
ｎｍ、２.５％の圧縮歪を内包）１５、ノンドープＡｌ
0.05Ｇａ0.95Ａｓガイド層（同０.１μｍ）１４ｂおよ
びｐ型Ａｌ0.35Ｇａ0.6 5Ａｓ上クラッド層（同１μｍ）
１６と、上クラッド層１６上に配設されたｐ型ＧａＡｓ
コンタクト層（同０.５μｍ）１７およびポリイミド電
流狭窄層１８と、上記の積層構造の上下に設けられたＡ
ｕＧｅ電極金属１９ａおよびＡｕＺｎ電極金属１９ｂと
からなる。
【００７３】以下に本実施形態の半導体レーザの作製方
法を説明する。従来の方法との違いは、量子井戸の結晶
成長時に適正量のＡｌを添加しながら作製している点に
ある。
法を説明する。従来の方法との違いは、量子井戸の結晶
成長時に適正量のＡｌを添加しながら作製している点に
ある。
【００７４】上記の半導体レーザ１００を構成する半導
体多層構造は、実施形態１と同様に、｛１００｝面を主
面とするＧａＡｓ基板１１上に、ＲＦプラズマにより活
性化されたＮ2ガスをＮ源として用いたＭＢＥ法を用い
て作製した。なお、伝導型制御のためのドーパントとし
て、固体Ｓｉ（ｎ型ドーパント）、および固体Ｂｅ（ｐ
型ドーパント）を用いた。井戸層部の成長速度は１．３
μｍ／ｈとし、各層は必要な原料をすべて同時に供給し
て成長した。活性層を除く部分の成長温度は６００℃と
し、レーザ特性の成長温度依存性を調べるために、井戸
層１５の成長温度を、それぞれ４８０℃、５００℃、５
３０℃として３つのレーザ素子を作製した。
体多層構造は、実施形態１と同様に、｛１００｝面を主
面とするＧａＡｓ基板１１上に、ＲＦプラズマにより活
性化されたＮ2ガスをＮ源として用いたＭＢＥ法を用い
て作製した。なお、伝導型制御のためのドーパントとし
て、固体Ｓｉ（ｎ型ドーパント）、および固体Ｂｅ（ｐ
型ドーパント）を用いた。井戸層部の成長速度は１．３
μｍ／ｈとし、各層は必要な原料をすべて同時に供給し
て成長した。活性層を除く部分の成長温度は６００℃と
し、レーザ特性の成長温度依存性を調べるために、井戸
層１５の成長温度を、それぞれ４８０℃、５００℃、５
３０℃として３つのレーザ素子を作製した。
【００７５】なお、活性層１５成長前後の成長温度の変
更は、ｎ型Ａｌ0.35Ｇａ0.65Ａｓ下クラッド層（同１μ
ｍ）１３、ｐ型Ａｌ0.35Ｇａ0.65Ａｓ上クラッド層（同
１μｍ）１６の成長中に、それぞれ、降温、昇温を行
い、活性層上下のガイド層１４ａ、および１４ｂは活性
層部と等しい温度に設定している。この工程により、井
戸層部以外を成長しているときの成長温度を、井戸層成
長温度と合わせこむための、成長中断を行わずに井戸層
部の積層が可能である。井戸層成長前に、成長温度を合
わせこむために成長中断を行うことは、界面に不純物を
多く取り込むことになる。井戸層部に活性であるAl添加
を行っているので、不純物の取り込まれにより特性不良
が生じるときがあり、安定した再現性を得るためにｎ型
Ａｌ0.35Ｇａ0.65Ａｓ下クラッド層（同１μｍ）１３、
ｐ型Ａｌ0.35Ｇａ0.65Ａｓ上クラッド層（同１μｍ）１
６の成長中、Ａｌ0.05Ｇａ0.57Ｉｎ0.38Ｎ0.01Ａｓ0.99
井戸層１５と略等しい成長温度にすることで、井戸層界
面部分を連続成長し、より安定した再現性を得ることが
できるからである。
更は、ｎ型Ａｌ0.35Ｇａ0.65Ａｓ下クラッド層（同１μ
ｍ）１３、ｐ型Ａｌ0.35Ｇａ0.65Ａｓ上クラッド層（同
１μｍ）１６の成長中に、それぞれ、降温、昇温を行
い、活性層上下のガイド層１４ａ、および１４ｂは活性
層部と等しい温度に設定している。この工程により、井
戸層部以外を成長しているときの成長温度を、井戸層成
長温度と合わせこむための、成長中断を行わずに井戸層
部の積層が可能である。井戸層成長前に、成長温度を合
わせこむために成長中断を行うことは、界面に不純物を
多く取り込むことになる。井戸層部に活性であるAl添加
を行っているので、不純物の取り込まれにより特性不良
が生じるときがあり、安定した再現性を得るためにｎ型
Ａｌ0.35Ｇａ0.65Ａｓ下クラッド層（同１μｍ）１３、
ｐ型Ａｌ0.35Ｇａ0.65Ａｓ上クラッド層（同１μｍ）１
６の成長中、Ａｌ0.05Ｇａ0.57Ｉｎ0.38Ｎ0.01Ａｓ0.99
井戸層１５と略等しい成長温度にすることで、井戸層界
面部分を連続成長し、より安定した再現性を得ることが
できるからである。
【００７６】次に、コンタクト層１７、および上クラッ
ド層１６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た後、リッジ側面にポ
リイミドによる電流狭窄層１８を形成し、ＧａＡｓ基板
１１裏面にＡｕＧｅ電極金属１９ａを、リッジ型導波路
構造の上部にＡｕＺｎ電極金属１９ｂを形成して半導体
レーザ１００を作製した。
ド層１６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た後、リッジ側面にポ
リイミドによる電流狭窄層１８を形成し、ＧａＡｓ基板
１１裏面にＡｕＧｅ電極金属１９ａを、リッジ型導波路
構造の上部にＡｕＺｎ電極金属１９ｂを形成して半導体
レーザ１００を作製した。
【００７７】なお、本実施形態において、Ａｌ0.05Ｇａ
0.57Ｉｎ0.38Ｎ0.01Ａｓ0.99井戸層１５の層厚を８ｎｍ
に設定したが、この層厚は、上記組成のＡｌＧａＩｎＮ
Ａｓ層をＧａＡｓ基板上に成長した場合、両者の格子不
整合に起因するミスフィット転位の発生をともなう格子
緩和を生じる臨界膜厚（理論計算値）に相当する。この
格子緩和の生じる臨界膜厚は、次式により、理論的に求
めることが可能であり（Crystal Growth 27,1974,Page1
18）、種々の材料系において、実際の値と比較的良く一
致することが知られている。
0.57Ｉｎ0.38Ｎ0.01Ａｓ0.99井戸層１５の層厚を８ｎｍ
に設定したが、この層厚は、上記組成のＡｌＧａＩｎＮ
Ａｓ層をＧａＡｓ基板上に成長した場合、両者の格子不
整合に起因するミスフィット転位の発生をともなう格子
緩和を生じる臨界膜厚（理論計算値）に相当する。この
格子緩和の生じる臨界膜厚は、次式により、理論的に求
めることが可能であり（Crystal Growth 27,1974,Page1
18）、種々の材料系において、実際の値と比較的良く一
致することが知られている。
【００７８】
【数３】
【００７９】本実施形態で井戸層１５に用いた組成を含
む（ＡｌＧａ）1-yＩｎyＮ0.005Ａｓ0.995をＧａＡｓ基
板上に成長した場合について、この式を用いて求めた臨
界膜厚のＩｎ組成依存性を図５に示す。また、同図に、
本実施形態で井戸層１５として用いた組成を（ａ）とし
てプロットする。
む（ＡｌＧａ）1-yＩｎyＮ0.005Ａｓ0.995をＧａＡｓ基
板上に成長した場合について、この式を用いて求めた臨
界膜厚のＩｎ組成依存性を図５に示す。また、同図に、
本実施形態で井戸層１５として用いた組成を（ａ）とし
てプロットする。
【００８０】上記の３つのレーザ素子はいずれも、Ｉｎ
偏析による三次元成長を起こすことなくＡｌＧａＩｎＮ
Ａｓ量子井戸層１５の成長を行うことができた。従っ
て、Ａｌを添加することにより、Ｉｎの偏析が抑制さ
れ、高Ｉｎ組成のＧａＩｎＮＡｓ層を、三次元成長を起
こすことなく、臨界膜厚相当の層厚で成長することが可
能となっている。
偏析による三次元成長を起こすことなくＡｌＧａＩｎＮ
Ａｓ量子井戸層１５の成長を行うことができた。従っ
て、Ａｌを添加することにより、Ｉｎの偏析が抑制さ
れ、高Ｉｎ組成のＧａＩｎＮＡｓ層を、三次元成長を起
こすことなく、臨界膜厚相当の層厚で成長することが可
能となっている。
【００８１】また、作製した半導体レーザ１００は、い
ずれも、室温において波長１.３μｍでの連続発振を示
し、活性層の成長温度に応じて、発振閾値電流密度はそ
れぞれ、１.４ｋＡ／ｃｍ2（成長温度４８０℃）、９８
０Ａ／ｃｍ2（同５００℃）、６００Ａ／ｃｍ2（同５３
０℃）であった。いずれも、良好な特性であり、素子特
性からも、臨界膜厚付近の層厚であるにもかかわらず、
格子緩和を起こしていないことが確認できた。成長温度
としきい値の関係を図６（a）に示す。成長温度ととも
に発振閾値が減少するのは、成長温度の高温化により、
結晶性が良くなったためと考えられる。成長温度５３０
℃で作製した半導体レーザの特性温度は１８０Ｋであ
り、８０℃、１０ｍＷにおけるエージングの結果、５０
００時間以上の安定走行が確認された。
ずれも、室温において波長１.３μｍでの連続発振を示
し、活性層の成長温度に応じて、発振閾値電流密度はそ
れぞれ、１.４ｋＡ／ｃｍ2（成長温度４８０℃）、９８
０Ａ／ｃｍ2（同５００℃）、６００Ａ／ｃｍ2（同５３
０℃）であった。いずれも、良好な特性であり、素子特
性からも、臨界膜厚付近の層厚であるにもかかわらず、
格子緩和を起こしていないことが確認できた。成長温度
としきい値の関係を図６（a）に示す。成長温度ととも
に発振閾値が減少するのは、成長温度の高温化により、
結晶性が良くなったためと考えられる。成長温度５３０
℃で作製した半導体レーザの特性温度は１８０Ｋであ
り、８０℃、１０ｍＷにおけるエージングの結果、５０
００時間以上の安定走行が確認された。
【００８２】（比較例１４〜１６）実施形態１２〜１４
に対する比較例として、実施形態１２〜１４と同様の、
高Ｉｎ組成とした圧縮歪を有するＧａＩｎＮＡｓ量子井
戸層を活性層とする半導体レーザを、活性層の成長中に
Ａｌを添加せずに作製した場合について示す。
に対する比較例として、実施形態１２〜１４と同様の、
高Ｉｎ組成とした圧縮歪を有するＧａＩｎＮＡｓ量子井
戸層を活性層とする半導体レーザを、活性層の成長中に
Ａｌを添加せずに作製した場合について示す。
【００８３】ＧａＩｎＮＡｓ活性層の組成を、発振波長
（１.３μｍ）、歪量（２.５％圧縮歪）が実施形態１２
〜１４と同じになるように、Ｉｎ組成とＮ組成の両方を
小さくしている以外は、同様の構造とした。組成から判
断すると、本比較例の方が実施形態１２〜１４よりも非
混和性は低下し、良質の結晶が得られやすい条件とな
る。なお、本比較例において井戸層１５の組成は、Ｇａ
0.63Ｉｎ0.37Ｎ0.005Ａｓ0.995となる。
（１.３μｍ）、歪量（２.５％圧縮歪）が実施形態１２
〜１４と同じになるように、Ｉｎ組成とＮ組成の両方を
小さくしている以外は、同様の構造とした。組成から判
断すると、本比較例の方が実施形態１２〜１４よりも非
混和性は低下し、良質の結晶が得られやすい条件とな
る。なお、本比較例において井戸層１５の組成は、Ｇａ
0.63Ｉｎ0.37Ｎ0.005Ａｓ0.995となる。
【００８４】作製方法は、実施形態１２〜１４と同様と
し、ＧａＩｎＮＡｓ活性層の成長温度をそれぞれ４３０
℃、４６０℃、４８０℃とて３つの素子を作製した。
し、ＧａＩｎＮＡｓ活性層の成長温度をそれぞれ４３０
℃、４６０℃、４８０℃とて３つの素子を作製した。
【００８５】成長温度４６０℃、４３０℃で活性層１５
を成長した素子に関しては、活性層成長中に、三次元成
長を示唆するＲＨＥＥＤパターンは観察されなかった。
を成長した素子に関しては、活性層成長中に、三次元成
長を示唆するＲＨＥＥＤパターンは観察されなかった。
【００８６】一方、成長温度４８０℃の素子では、成長
中のＲＨＥＥＤ観察から、量子井戸層１５を約５ｎｍ成
長した時点で三次元成長が生じることが確認された。こ
の点を図５に（ｂ）としてプロットする。この成長温度
ではＩｎ偏析の増大により、Ｉｎの偏析に起因した三次
元成長が生じたために、臨界膜厚まで成長できなかった
ものと判断できる。
中のＲＨＥＥＤ観察から、量子井戸層１５を約５ｎｍ成
長した時点で三次元成長が生じることが確認された。こ
の点を図５に（ｂ）としてプロットする。この成長温度
ではＩｎ偏析の増大により、Ｉｎの偏析に起因した三次
元成長が生じたために、臨界膜厚まで成長できなかった
ものと判断できる。
【００８７】レーザ特性に関しては、活性層の成長温度
が４６０℃である素子についてのみ、レーザ発振が確認
され、室温における発振閾値電流密度は、約３ｋＡ／ｃ
ｍ2と高いものであった。 成長温度としきい値の関係を
図６の（b）に示す。成長温度４３０℃、４８０℃の素
子に関しては、室温においてレーザ発振は確認できなか
った。
が４６０℃である素子についてのみ、レーザ発振が確認
され、室温における発振閾値電流密度は、約３ｋＡ／ｃ
ｍ2と高いものであった。 成長温度としきい値の関係を
図６の（b）に示す。成長温度４３０℃、４８０℃の素
子に関しては、室温においてレーザ発振は確認できなか
った。
【００８８】比較例１４〜１６で作製した半導体レーザ
の特性が悪い原因は次の様に考えられる。まず、活性層
成長温度が４８０℃と高い場合には、Ｉｎの偏析に起因
した三次元成長の発生により活性層中に転位などの結晶
欠陥が高密度に導入されたためと考えられる。活性層の
成長温度を４６０℃、４３０℃と下げることにより、Ｉ
ｎの偏析が減少し三次元成長の発生は抑制されるが、成
長温度が低いことから、得られるＧａＩｎＮＡｓ層は結
晶性が低く、発光効率が低いため、発振閾値電流密度の
増大、あるいは発振が確認されないという状況を招いて
いるものと考えられる。
の特性が悪い原因は次の様に考えられる。まず、活性層
成長温度が４８０℃と高い場合には、Ｉｎの偏析に起因
した三次元成長の発生により活性層中に転位などの結晶
欠陥が高密度に導入されたためと考えられる。活性層の
成長温度を４６０℃、４３０℃と下げることにより、Ｉ
ｎの偏析が減少し三次元成長の発生は抑制されるが、成
長温度が低いことから、得られるＧａＩｎＮＡｓ層は結
晶性が低く、発光効率が低いため、発振閾値電流密度の
増大、あるいは発振が確認されないという状況を招いて
いるものと考えられる。
【００８９】一方、Ａｌを添加して、ＧａＩｎＮＡｓ活
性層を成長した実施形態１２〜１４では、Ｉｎの偏析が
抑制されるために、高Ｉｎ組成を有するＧａＩｎＮＡｓ
層を成長する場合においても、Ｉｎ偏析に起因した三次
元成長を生じることなく、良好な特性を有するレーザ素
子を作製することができた。
性層を成長した実施形態１２〜１４では、Ｉｎの偏析が
抑制されるために、高Ｉｎ組成を有するＧａＩｎＮＡｓ
層を成長する場合においても、Ｉｎ偏析に起因した三次
元成長を生じることなく、良好な特性を有するレーザ素
子を作製することができた。
【００９０】以上の様に、高Ｉｎ組成でＩｎの偏析の影
響が大きく、高品質のＧａＩｎＮＡｓ結晶を得ることが
困難な場合でも、Ａｌを添加して成長することで、Ｉｎ
の偏析が抑制され、三次元成長を生じることなく、所望
の厚さを有するＧａＩｎＮＡｓ量子井戸を作製すること
が可能となる。
響が大きく、高品質のＧａＩｎＮＡｓ結晶を得ることが
困難な場合でも、Ａｌを添加して成長することで、Ｉｎ
の偏析が抑制され、三次元成長を生じることなく、所望
の厚さを有するＧａＩｎＮＡｓ量子井戸を作製すること
が可能となる。
【００９１】井戸層の厚さが、上記理論式で表わされる
層厚付近以上の場合において、Ａｌを添加しない場合に
は得られなかった結晶性改善の効果は大きい。さらに、
Ａｌを添加しない場合と比較して、高温での成長が可能
となり、より高品質のＧａＩｎＮＡｓ結晶を得ることが
可能となる。よって、Ａｌを添加しながら成長したＧａ
ＩｎＮＡｓ層を活性層に用いることで、高性能の半導体
レーザを得ることが可能となる。
層厚付近以上の場合において、Ａｌを添加しない場合に
は得られなかった結晶性改善の効果は大きい。さらに、
Ａｌを添加しない場合と比較して、高温での成長が可能
となり、より高品質のＧａＩｎＮＡｓ結晶を得ることが
可能となる。よって、Ａｌを添加しながら成長したＧａ
ＩｎＮＡｓ層を活性層に用いることで、高性能の半導体
レーザを得ることが可能となる。
【００９２】（実施形態１５〜１８）本実施形態では、
実施形態１〜５あるいは実施形態６〜１０と同様にして
Ａｌを添加しながらＧａＩｎＮＡｓ層を成長する際に、
成長中の高速電子線回折（ＲＨＥＥＤ）パターンの変化
を観察した。ＲＨＥＥＤパターンが、二次元成長を示す
ストリーク状から、三次元成長を示すスポット状に変化
する層厚を観察することで、Ｉｎの表面偏析による三次
元成長を起こさずに成長可能な層厚（以下、三次元成長
臨界膜厚と呼ぶ）を調べた。
実施形態１〜５あるいは実施形態６〜１０と同様にして
Ａｌを添加しながらＧａＩｎＮＡｓ層を成長する際に、
成長中の高速電子線回折（ＲＨＥＥＤ）パターンの変化
を観察した。ＲＨＥＥＤパターンが、二次元成長を示す
ストリーク状から、三次元成長を示すスポット状に変化
する層厚を観察することで、Ｉｎの表面偏析による三次
元成長を起こさずに成長可能な層厚（以下、三次元成長
臨界膜厚と呼ぶ）を調べた。
【００９３】本実施形態において、成長温度は、図２の
（ａ）のプロットにおいて最も強いＰＬ発光強度を示す
５２０℃とし、供給するＩｎ組成を０．４５、０．５
０、０．５５、０．６０と変えて、図１に示す単一量子
井戸構造１０の上部バリア層４を除いた構造の成長を行
った。ＧａＩｎＮＡｓ層の成長中に、成長表面に電子線
を［０１１］方向から入射してＲＨＥＥＤパターンを観
察し、ＲＨＥＥＤパターンがストリーク状からスポット
状に変化した時の成長層厚を三次元成長臨界膜厚とし
た。ＲＨＥＥＤパターンの観察は、ＧａＩｎＮＡｓ層の
成長層厚が最大２０ｎｍとなるまで観察を行った。
（ａ）のプロットにおいて最も強いＰＬ発光強度を示す
５２０℃とし、供給するＩｎ組成を０．４５、０．５
０、０．５５、０．６０と変えて、図１に示す単一量子
井戸構造１０の上部バリア層４を除いた構造の成長を行
った。ＧａＩｎＮＡｓ層の成長中に、成長表面に電子線
を［０１１］方向から入射してＲＨＥＥＤパターンを観
察し、ＲＨＥＥＤパターンがストリーク状からスポット
状に変化した時の成長層厚を三次元成長臨界膜厚とし
た。ＲＨＥＥＤパターンの観察は、ＧａＩｎＮＡｓ層の
成長層厚が最大２０ｎｍとなるまで観察を行った。
【００９４】このようにして得られた結果を図７（a）
に示す。
に示す。
【００９５】（比較例１７〜２０）本比較例では、実施
形態１５〜１８と同様にして、Ａｌを添加しないで、Ｇ
ａＩｎＮＡｓ層を成長し、三次元成長臨界膜厚を調べ
た。
形態１５〜１８と同様にして、Ａｌを添加しないで、Ｇ
ａＩｎＮＡｓ層を成長し、三次元成長臨界膜厚を調べ
た。
【００９６】なお、本比較例において、成長温度等の成
長条件は、図２の（ｂ）のプロットにおいて最も強いＰ
Ｌ発光強度を示す４８０℃とし、供給するIn組成を０．
３０、０．３５、０．４０、０．４５と変えて、図１に
示す単一量子井戸構造１０の上部バリア層４を除いた構
造の成長を行った。Ｎ組成は、実施形態１５〜１８と同
じに設定した。
長条件は、図２の（ｂ）のプロットにおいて最も強いＰ
Ｌ発光強度を示す４８０℃とし、供給するIn組成を０．
３０、０．３５、０．４０、０．４５と変えて、図１に
示す単一量子井戸構造１０の上部バリア層４を除いた構
造の成長を行った。Ｎ組成は、実施形態１５〜１８と同
じに設定した。
【００９７】得られた結果を図７（ｂ）に実施形態１５
〜１８の結果と併せて示す。また、同図には、ＧａＡｓ
基板上に上記の（Ａｌ添加）ＧａＩｎＮＡｓ層を成長し
た場合に、格子緩和を生じる臨界膜厚（理論計算値）を
あわせてプロットする。
〜１８の結果と併せて示す。また、同図には、ＧａＡｓ
基板上に上記の（Ａｌ添加）ＧａＩｎＮＡｓ層を成長し
た場合に、格子緩和を生じる臨界膜厚（理論計算値）を
あわせてプロットする。
【００９８】以下、実施形態１５〜１８、比較例１７〜
２０について、図７を参照しながら説明する。
２０について、図７を参照しながら説明する。
【００９９】図７から明らかなように、三次元成長臨界
膜厚は、低Ｉｎ組成の領域ではＩｎ組成増大とともに急
激に減少し、高Ｉｎ組成領域では緩やかに減少するとい
う傾向を示す。従って、ある程度のＩｎ組成を境界にし
て、それより高いＩｎ組成の領域では、Ｉｎ偏析に起因
した三次元成長を生じるため成長可能な層厚は、ごく薄
い範囲に限定される。
膜厚は、低Ｉｎ組成の領域ではＩｎ組成増大とともに急
激に減少し、高Ｉｎ組成領域では緩やかに減少するとい
う傾向を示す。従って、ある程度のＩｎ組成を境界にし
て、それより高いＩｎ組成の領域では、Ｉｎ偏析に起因
した三次元成長を生じるため成長可能な層厚は、ごく薄
い範囲に限定される。
【０１００】この点に関し、三次元成長臨界膜厚と、格
子緩和臨界膜厚とを比較すると、格子緩和臨界膜厚は、
三次元成長臨界膜厚よりも、Ｉｎ組成に対して緩やかに
変化するため、あるＩｎ組成で三次元成長臨界膜厚と格
子緩和臨界膜厚が同等となり（以下、このＩｎ組成を臨
界Ｉｎ組成と呼ぶ）、それより高Ｉｎ組成の領域では、
結晶性の低下を招くことなく成長可能な層厚は、三次元
成長臨界膜厚に限定される。すなわち、格子緩和臨界膜
厚と同程度の層厚を有するＧａＩｎＮＡｓ層を成長する
ことは困難となる。
子緩和臨界膜厚とを比較すると、格子緩和臨界膜厚は、
三次元成長臨界膜厚よりも、Ｉｎ組成に対して緩やかに
変化するため、あるＩｎ組成で三次元成長臨界膜厚と格
子緩和臨界膜厚が同等となり（以下、このＩｎ組成を臨
界Ｉｎ組成と呼ぶ）、それより高Ｉｎ組成の領域では、
結晶性の低下を招くことなく成長可能な層厚は、三次元
成長臨界膜厚に限定される。すなわち、格子緩和臨界膜
厚と同程度の層厚を有するＧａＩｎＮＡｓ層を成長する
ことは困難となる。
【０１０１】次に、Ａｌ添加の有無による違いについて
見ると、Ａｌを添加して成長することにより、三次元成
長臨界膜厚が増大し、上述した臨界Ｉｎ組成が高Ｉｎ組
成側に大きくシフトすることがわかる。図７より、この
臨界Ｉｎ組成は、Ａｌ添加をしない比較例１７〜２０の
場合、０．３３程度であるのに対し、Ａｌを添加して成
長した実施形態１５〜１８の場合、０．４９程度に増大
することがわかる。よって、Ａｌを添加することで、Ａ
ｌを添加しない場合には成長が困難であった、高Ｉｎ組
成領域での成長が可能となることがわかる。
見ると、Ａｌを添加して成長することにより、三次元成
長臨界膜厚が増大し、上述した臨界Ｉｎ組成が高Ｉｎ組
成側に大きくシフトすることがわかる。図７より、この
臨界Ｉｎ組成は、Ａｌ添加をしない比較例１７〜２０の
場合、０．３３程度であるのに対し、Ａｌを添加して成
長した実施形態１５〜１８の場合、０．４９程度に増大
することがわかる。よって、Ａｌを添加することで、Ａ
ｌを添加しない場合には成長が困難であった、高Ｉｎ組
成領域での成長が可能となることがわかる。
【０１０２】この臨界Ｉｎ組成は、別の検討結果から、
Ａｌを添加せずに成長を行った場合には、高品質結晶を
得ることを前提に考えた場合、０.３３以上とすること
は困難であることがわかった。すなわち、臨界In組成
は、Ｉｎの偏析を抑制することにより増大するが、従来
の成長技術の範囲では、結晶高品質化とＩｎ偏析抑制と
は、トレードオフの関係となり、さらなるＩｎ偏析の抑
制のために、成長温度の低温化、あるいは成長速度の高
速化などを試みても、結晶性の低下を招き、実質的に、
臨界Ｉｎ組成を０．３３以上に改善することは困難であ
ることがわかった。
Ａｌを添加せずに成長を行った場合には、高品質結晶を
得ることを前提に考えた場合、０.３３以上とすること
は困難であることがわかった。すなわち、臨界In組成
は、Ｉｎの偏析を抑制することにより増大するが、従来
の成長技術の範囲では、結晶高品質化とＩｎ偏析抑制と
は、トレードオフの関係となり、さらなるＩｎ偏析の抑
制のために、成長温度の低温化、あるいは成長速度の高
速化などを試みても、結晶性の低下を招き、実質的に、
臨界Ｉｎ組成を０．３３以上に改善することは困難であ
ることがわかった。
【０１０３】これに対して本発明では、Ａｌを成長中に
添加することで、Ｉｎの偏析が抑制されるため、成長温
度、成長速度等の他の成長条件に影響を及ぼすことな
く、すなわち、結晶性の低下を招くことなくＩｎの偏析
を抑制することが可能となり、より高Ｉｎ組成での成長
が可能となる。
添加することで、Ｉｎの偏析が抑制されるため、成長温
度、成長速度等の他の成長条件に影響を及ぼすことな
く、すなわち、結晶性の低下を招くことなくＩｎの偏析
を抑制することが可能となり、より高Ｉｎ組成での成長
が可能となる。
【０１０４】以上では、三次元成長臨界膜厚と格子緩和
臨界膜厚とを比較しながら、本発明により、従来の成長
方法では成長が困難であった高Ｉｎ組成領域での高品質
ＧａＩｎＮＡｓ混晶の成長が可能となる点を説明した。
一方、ＧａＩｎＮＡｓ混晶を半導体レーザ等の量子井戸
層に適用する場合に５〜１０ｎｍ程度の層厚が必要であ
る点からも、Ｉｎ偏析に起因した三次元成長を生じるこ
となく高品質結晶の成長が可能なＩｎ組成の上限は、図
７よりＡｌを添加しない場合には、０．３３程度、Ａｌ
を添加した場合に、０．４９程度となり、格子緩和臨界
膜厚との比較により検討した場合とほぼ同程度となり、
同様に、Ａｌを添加することにより、高Ｉｎ組成領域で
の成長が可能となることがわかる。
臨界膜厚とを比較しながら、本発明により、従来の成長
方法では成長が困難であった高Ｉｎ組成領域での高品質
ＧａＩｎＮＡｓ混晶の成長が可能となる点を説明した。
一方、ＧａＩｎＮＡｓ混晶を半導体レーザ等の量子井戸
層に適用する場合に５〜１０ｎｍ程度の層厚が必要であ
る点からも、Ｉｎ偏析に起因した三次元成長を生じるこ
となく高品質結晶の成長が可能なＩｎ組成の上限は、図
７よりＡｌを添加しない場合には、０．３３程度、Ａｌ
を添加した場合に、０．４９程度となり、格子緩和臨界
膜厚との比較により検討した場合とほぼ同程度となり、
同様に、Ａｌを添加することにより、高Ｉｎ組成領域で
の成長が可能となることがわかる。
【０１０５】以上のように、本願発明の結晶成長方法に
より、Ｉｎの偏析が抑制され、従来の成長方法では、困
難であった組成、層厚域において高品質のＧａＩｎＮＡ
ｓ混晶を得ることが可能となった。
より、Ｉｎの偏析が抑制され、従来の成長方法では、困
難であった組成、層厚域において高品質のＧａＩｎＮＡ
ｓ混晶を得ることが可能となった。
【０１０６】具体的には、本願発明の方法により、従来
技術では困難であったＩｎ組成が０．３３を超えた領域
においても、格子緩和に起因した臨界膜厚と同程度の層
厚を有するＧａＩｎＮＡｓ層の成長が可能となる。ま
た、具体的な層厚として約７nｍ以上のＧａＩｎＮＡｓ
層の成長が可能となる。さらにまた、In組成が４０％を
超えた領域においては、本願発明の方法により、従来技
術では困難であった、約４ｎｍ以上の層厚を有する高品
質のＧａＩｎＮＡｓ結晶を成長することが可能となる。
技術では困難であったＩｎ組成が０．３３を超えた領域
においても、格子緩和に起因した臨界膜厚と同程度の層
厚を有するＧａＩｎＮＡｓ層の成長が可能となる。ま
た、具体的な層厚として約７nｍ以上のＧａＩｎＮＡｓ
層の成長が可能となる。さらにまた、In組成が４０％を
超えた領域においては、本願発明の方法により、従来技
術では困難であった、約４ｎｍ以上の層厚を有する高品
質のＧａＩｎＮＡｓ結晶を成長することが可能となる。
【０１０７】（実施形態１９〜２１）本実施形態では、
種々のＡｌ添加量に対して、実施形態１５〜１８と同様
にして、三次元成長臨界膜厚のＩｎ組成依存性を求め、
得られた三次元成長臨界膜厚が格子緩和臨界膜厚と同等
となるＩｎ組成（臨界Ｉｎ組成）がＡｌ組成によりどの
ように変化するかを調べた。
種々のＡｌ添加量に対して、実施形態１５〜１８と同様
にして、三次元成長臨界膜厚のＩｎ組成依存性を求め、
得られた三次元成長臨界膜厚が格子緩和臨界膜厚と同等
となるＩｎ組成（臨界Ｉｎ組成）がＡｌ組成によりどの
ように変化するかを調べた。
【０１０８】本実施形態において、成長温度は、図２の
（ａ）のプロットにおいて最も強いＰＬ発光強度を示す
５２０℃とし、添加するＡｌ組成を０．０３５、０．
１、０．２と変えて、図１に示す単一量子井戸構造１０
の上部バリア層４を除いた構造の成長を行った。
（ａ）のプロットにおいて最も強いＰＬ発光強度を示す
５２０℃とし、添加するＡｌ組成を０．０３５、０．
１、０．２と変えて、図１に示す単一量子井戸構造１０
の上部バリア層４を除いた構造の成長を行った。
【０１０９】このようにして得られた臨界Ｉｎ組成のＡ
ｌ添加量依存性を図８（ａ）に示す。同図には、実施形
態１５〜１８により得られたＡｌ組成０．０５の場合、
比較例１７〜２０により得られたＡｌを添加しない場合
（Ａｌ組成＝０）の場合についても併せてプロットし
た。
ｌ添加量依存性を図８（ａ）に示す。同図には、実施形
態１５〜１８により得られたＡｌ組成０．０５の場合、
比較例１７〜２０により得られたＡｌを添加しない場合
（Ａｌ組成＝０）の場合についても併せてプロットし
た。
【０１１０】以下、実施形態１９〜２１について、図８
を参照しながら説明する。
を参照しながら説明する。
【０１１１】同図から明らかなように、Ａｌを組成で
０．０３５以上添加することにより、Ａｌを添加しない
場合と比較して臨界Ｉｎ組成が増大しており、Ａｌを組
成レベルで添加しながらＧａＩｎＮＡｓ混晶を成長する
ことにより、Ｉｎの偏析が抑制され、高品質結晶を得る
ことができることがわかる。
０．０３５以上添加することにより、Ａｌを添加しない
場合と比較して臨界Ｉｎ組成が増大しており、Ａｌを組
成レベルで添加しながらＧａＩｎＮＡｓ混晶を成長する
ことにより、Ｉｎの偏析が抑制され、高品質結晶を得る
ことができることがわかる。
【０１１２】なお、実施形態１５〜１８および、実施形
態１９〜２１では、Ｉｎの表面偏析に起因した三次元成
長の抑制に着目してＡｌ添加の効果を説明したが、より
低いＩｎ組成領域を含む範囲で、Ａｌを添加することに
よりＩｎの偏析が抑制されることで、相分離発生の抑
制、あるいは、Ｎの取り込みの改善といった効果が得ら
れることはいうまでも無い。
態１９〜２１では、Ｉｎの表面偏析に起因した三次元成
長の抑制に着目してＡｌ添加の効果を説明したが、より
低いＩｎ組成領域を含む範囲で、Ａｌを添加することに
よりＩｎの偏析が抑制されることで、相分離発生の抑
制、あるいは、Ｎの取り込みの改善といった効果が得ら
れることはいうまでも無い。
【０１１３】（実施形態２２〜２４）本実施形態におい
ては、実施形態１２〜１４に示した半導体レーザの作製
において、ノンドープＡｌ0.05Ｇａ0.57Ｉｎ0.38Ｎ0.01
Ａｓ0.99井戸層（同８ｎｍ、２.５％の圧縮歪を内包）
１5を成長する際に、Sb分子線を照射しながら成長を行
った。レーザ特性の成長温度依存性を調べるために、井
戸層１５の成長温度を、それぞれ４８０℃、５００℃、
５３０℃として３つのレーザ素子を作製した。本実施形
態において、ＡｌＧａＩｎＡｓＮ井戸層の成長中にＳｂ
分子線を照射したこと以外は、実施形態１２〜１４とほ
ぼ同様にして、図４に示す半導体レーザーを作製した。
また、Ｓｂは、単体のＳｂ原料を用い、ＩＩＩ族分子線
強度に対して１／３の強度のＳｂ分子線をＡｌＧａＩｎ
ＡｓＮ量子井戸層の成長中に成長表面に照射した。
ては、実施形態１２〜１４に示した半導体レーザの作製
において、ノンドープＡｌ0.05Ｇａ0.57Ｉｎ0.38Ｎ0.01
Ａｓ0.99井戸層（同８ｎｍ、２.５％の圧縮歪を内包）
１5を成長する際に、Sb分子線を照射しながら成長を行
った。レーザ特性の成長温度依存性を調べるために、井
戸層１５の成長温度を、それぞれ４８０℃、５００℃、
５３０℃として３つのレーザ素子を作製した。本実施形
態において、ＡｌＧａＩｎＡｓＮ井戸層の成長中にＳｂ
分子線を照射したこと以外は、実施形態１２〜１４とほ
ぼ同様にして、図４に示す半導体レーザーを作製した。
また、Ｓｂは、単体のＳｂ原料を用い、ＩＩＩ族分子線
強度に対して１／３の強度のＳｂ分子線をＡｌＧａＩｎ
ＡｓＮ量子井戸層の成長中に成長表面に照射した。
【０１１４】このようにして作製した半導体レーザ１０
０は、いずれも、室温において波長１.３μｍでの連続
発振を示し、活性層の成長温度に応じて、発振閾値電流
密度はそれぞれ、１.０ｋＡ／ｃｍ2（成長温度４８０
℃）、７５０Ａ／ｃｍ2（同５００℃）、４９０Ａ／ｃ
ｍ2（同５３０℃）であった。成長温度としきい値の関
係を図６（c）に示す。
０は、いずれも、室温において波長１.３μｍでの連続
発振を示し、活性層の成長温度に応じて、発振閾値電流
密度はそれぞれ、１.０ｋＡ／ｃｍ2（成長温度４８０
℃）、７５０Ａ／ｃｍ2（同５００℃）、４９０Ａ／ｃ
ｍ2（同５３０℃）であった。成長温度としきい値の関
係を図６（c）に示す。
【０１１５】Ｓｂを照射しながら、Ａｌ添加ＧａＩｎＡ
ｓＮ井戸層を成長した場合、Ｓｂは原子半径が、他の構
成元素より大きく、Ｉｎよりもさらに強く表面偏析を起
こすため、膜中には、ほとんど取り込まれず、一定量の
Ｓｂが成長最表面に吸着した状態で、結晶成長が進行す
る。Ｓｂが表面に吸着することにより、成長表面の表面
エネルギーが減少し、Ｉｎの偏析がさらに抑制されたた
め、非混和性の増加が抑えられ結晶性が良くなったもの
と考えられる。
ｓＮ井戸層を成長した場合、Ｓｂは原子半径が、他の構
成元素より大きく、Ｉｎよりもさらに強く表面偏析を起
こすため、膜中には、ほとんど取り込まれず、一定量の
Ｓｂが成長最表面に吸着した状態で、結晶成長が進行す
る。Ｓｂが表面に吸着することにより、成長表面の表面
エネルギーが減少し、Ｉｎの偏析がさらに抑制されたた
め、非混和性の増加が抑えられ結晶性が良くなったもの
と考えられる。
【０１１６】（実施形態２５）実施形態１２〜１４に示
した同様の半導体レーザの作製において、GaInNAs井戸
層１５にAlを添加する工程を、選択的に行った実施形態
を示す。
した同様の半導体レーザの作製において、GaInNAs井戸
層１５にAlを添加する工程を、選択的に行った実施形態
を示す。
【０１１７】本実施形態において、GaInNAs井戸層１５
の成長温度は、実施形態１２〜１４でレーザ特性の良か
った５３０℃とした。また、井戸層へのAlの添加は以下
のように行った。まず、井戸層の成長を始めてから２．
５nmまでAlの添加を行った後、それぞれ１nm、Al添加な
し、Al添加あり、Al添加なしを繰り返し、最後の２．５
nm部分はAlの添加を行い、合計で8nmになるように積層
した。
の成長温度は、実施形態１２〜１４でレーザ特性の良か
った５３０℃とした。また、井戸層へのAlの添加は以下
のように行った。まず、井戸層の成長を始めてから２．
５nmまでAlの添加を行った後、それぞれ１nm、Al添加な
し、Al添加あり、Al添加なしを繰り返し、最後の２．５
nm部分はAlの添加を行い、合計で8nmになるように積層
した。
【０１１８】なお、活性層部分のAlの添加を行わない時
の組成は、Ga0.63In0.37N0.006As0. 994とし、Alの添加
を行った時の組成は、Al0.035Ga0.62In0.36N0.006As
0.994とした。
の組成は、Ga0.63In0.37N0.006As0. 994とし、Alの添加
を行った時の組成は、Al0.035Ga0.62In0.36N0.006As
0.994とした。
【０１１９】上記の工程で、Alを添加しないGa0.63In
0.37N0.006As0.994層の層厚は、それぞれ１nmと薄く、
この範囲では偏析により成長表面に蓄積するIn量は小さ
いため、結晶性の低下を生じることなく成長が可能であ
る。よって、Inの偏析により成長表面のIn組成が増加
し、結晶性の低下が生じる前に、Alの添加を行うことに
より成長表面上のIn組成の上昇が抑制され、In組成増大
による非混和性増大の影響を受けることなく、高品質結
晶が得ることができた。
0.37N0.006As0.994層の層厚は、それぞれ１nmと薄く、
この範囲では偏析により成長表面に蓄積するIn量は小さ
いため、結晶性の低下を生じることなく成長が可能であ
る。よって、Inの偏析により成長表面のIn組成が増加
し、結晶性の低下が生じる前に、Alの添加を行うことに
より成長表面上のIn組成の上昇が抑制され、In組成増大
による非混和性増大の影響を受けることなく、高品質結
晶が得ることができた。
【０１２０】この様に、GaInNAs活性層部にAlを添加す
る工程を、必要最低限に選択的に行うことにより、GaIn
NAs井戸層中のAl組成を小さくすることができる。Al組
成が小さくなった分、同一発振波長（例えば1.3μm）を
得るのに必要なInおよびN組成を小さくする事ができる
ので、さらに、非混和領域の影響を受けにくくなり高品
質の結晶が得られることができた。このようにして作製
した半導体レーザーからは、波長1.3μmでの室温におい
て連続発振が確認でき、発振閾値電流密度が約560ｋＡ
／ｃｍ2と良好な特性を示した。ここでは、Alの添加し
ない領域と添加する領域を１nmづつ交互に行ったが、更
に細かく交互にAlの添加を行ってもよく、極端には、1
原子層毎にAlの添加と添加しないシーケンスを組み合わ
せても効果がある。また、Al添加を行った領域とAl添加
を行っていない領域とを同じ層厚にしたが非対称でもよ
く、Alの添加しない領域が、偏析によりIn組成が増加し
て非混和性増大の影響を受けない程度の厚さに調整すれ
ばよい。
る工程を、必要最低限に選択的に行うことにより、GaIn
NAs井戸層中のAl組成を小さくすることができる。Al組
成が小さくなった分、同一発振波長（例えば1.3μm）を
得るのに必要なInおよびN組成を小さくする事ができる
ので、さらに、非混和領域の影響を受けにくくなり高品
質の結晶が得られることができた。このようにして作製
した半導体レーザーからは、波長1.3μmでの室温におい
て連続発振が確認でき、発振閾値電流密度が約560ｋＡ
／ｃｍ2と良好な特性を示した。ここでは、Alの添加し
ない領域と添加する領域を１nmづつ交互に行ったが、更
に細かく交互にAlの添加を行ってもよく、極端には、1
原子層毎にAlの添加と添加しないシーケンスを組み合わ
せても効果がある。また、Al添加を行った領域とAl添加
を行っていない領域とを同じ層厚にしたが非対称でもよ
く、Alの添加しない領域が、偏析によりIn組成が増加し
て非混和性増大の影響を受けない程度の厚さに調整すれ
ばよい。
【０１２１】以上のように、Ａｌを添加する工程をＧａ
ＩｎＮＡｓ井戸層１５成長中に選択的に行うことによ
り、平均的に少ないＡｌ添加量で、本願発明の効果を得
ることができるが、Ａｌを選択的に添加する領域として
は成長の最初及び／または最後、すなわち他の膜との界
面近傍とすることが好ましい。
ＩｎＮＡｓ井戸層１５成長中に選択的に行うことによ
り、平均的に少ないＡｌ添加量で、本願発明の効果を得
ることができるが、Ａｌを選択的に添加する領域として
は成長の最初及び／または最後、すなわち他の膜との界
面近傍とすることが好ましい。
【０１２２】また、Ａｌを添加しない領域の厚さが、結
晶性の低下を生じる層厚よりも薄ければ、成長の最初及
び／または最後のみにＡｌの添加を行っても良い。他の
膜との界面近傍では、ヘテロ接合に起因した結晶欠陥が
発生しやすく、非混和性の影響を受けやすい。従って、
このような界面近傍に選択的にＡｌを添加することによ
り、より少ないＡｌ添加量で大きな効果を得ることがで
きる。
晶性の低下を生じる層厚よりも薄ければ、成長の最初及
び／または最後のみにＡｌの添加を行っても良い。他の
膜との界面近傍では、ヘテロ接合に起因した結晶欠陥が
発生しやすく、非混和性の影響を受けやすい。従って、
このような界面近傍に選択的にＡｌを添加することによ
り、より少ないＡｌ添加量で大きな効果を得ることがで
きる。
【０１２３】また、Ｉｎの偏析が著しい場合、成長初期
にはＩｎが膜中にほとんど取り込まれず、界面近傍での
Ｉｎ組成は傾斜状となり、急峻な界面が得られない。よ
って、成長初期にＡｌを添加しＩｎの偏析を抑制するこ
とにより、急峻な界面を優する量子井戸構造を得ること
が可能となる。
にはＩｎが膜中にほとんど取り込まれず、界面近傍での
Ｉｎ組成は傾斜状となり、急峻な界面が得られない。よ
って、成長初期にＡｌを添加しＩｎの偏析を抑制するこ
とにより、急峻な界面を優する量子井戸構造を得ること
が可能となる。
【０１２４】また、成長の最後では、偏析により成長最
表面に蓄積するＩｎ量が最大となり、Ｉｎ偏析による結
晶性低下の影響が最も大きい。よって、成長の最後の領
域にＡｌを添加することでＩｎ偏析に起因する結晶性の
低下を効果的に抑制することができる。また、成長の最
後の領域で成長最表面のＩｎ組成を低減することによ
り、続いて成長する他の膜へのＩｎの取り込みに起因す
る界面だれを抑制することが可能となる。
表面に蓄積するＩｎ量が最大となり、Ｉｎ偏析による結
晶性低下の影響が最も大きい。よって、成長の最後の領
域にＡｌを添加することでＩｎ偏析に起因する結晶性の
低下を効果的に抑制することができる。また、成長の最
後の領域で成長最表面のＩｎ組成を低減することによ
り、続いて成長する他の膜へのＩｎの取り込みに起因す
る界面だれを抑制することが可能となる。
【０１２５】（実施形態２６〜２９）本実施形態におい
て、図１に示すＡｌを添加して成長したＡｌＧａＩｎＮ
Ａｓ層を量子井戸層（発光層）とする単一量子井戸構造
を、ＮＨ3をＮ源としたＭＢＥ法により作製した場合に
ついて示す。このＭＢＥ法では、Ｎ源として供給された
ＮＨ3が成長表面で熱分解することで、Ｎ原子が膜中に
取り込まれる。なお、本実施形態では、ＲＦプラズマに
より活性化されたＮ2ガスをＮ源とした他の実施形態と
同様に、Ｎ以外の原料として固体原料のＧａ、Ａｌ、Ｉ
ｎ、Ａｓを用い、｛１００｝面を主面とするＧａＡｓ基
板１を５２０℃に保持しながら、単一量子井戸構造１０
の各層の成長に必要な原料分子線を照射することによっ
て、図１に示す単一量子井戸構造を作製した。
て、図１に示すＡｌを添加して成長したＡｌＧａＩｎＮ
Ａｓ層を量子井戸層（発光層）とする単一量子井戸構造
を、ＮＨ3をＮ源としたＭＢＥ法により作製した場合に
ついて示す。このＭＢＥ法では、Ｎ源として供給された
ＮＨ3が成長表面で熱分解することで、Ｎ原子が膜中に
取り込まれる。なお、本実施形態では、ＲＦプラズマに
より活性化されたＮ2ガスをＮ源とした他の実施形態と
同様に、Ｎ以外の原料として固体原料のＧａ、Ａｌ、Ｉ
ｎ、Ａｓを用い、｛１００｝面を主面とするＧａＡｓ基
板１を５２０℃に保持しながら、単一量子井戸構造１０
の各層の成長に必要な原料分子線を照射することによっ
て、図１に示す単一量子井戸構造を作製した。
【０１２６】本実施形態では、ＮＨ3をＮ源として用い
たこと以外は、実施形態１５〜１８および実施形態１９
〜２１と同様にして、種々のＡｌ添加量に対して、三次
元成長臨界膜厚のＩｎ組成依存性を求め、得られた三次
元成長臨界膜厚が格子緩和臨界膜厚と同等となるＩｎ組
成（臨界Ｉｎ組成）がＡｌ組成によりどのように変化す
るかを調べた。また、本実施形態においてもＮ組成は
０．０１５とした。
たこと以外は、実施形態１５〜１８および実施形態１９
〜２１と同様にして、種々のＡｌ添加量に対して、三次
元成長臨界膜厚のＩｎ組成依存性を求め、得られた三次
元成長臨界膜厚が格子緩和臨界膜厚と同等となるＩｎ組
成（臨界Ｉｎ組成）がＡｌ組成によりどのように変化す
るかを調べた。また、本実施形態においてもＮ組成は
０．０１５とした。
【０１２７】このようにして得られた臨界Ｉｎ組成のＡ
ｌ添加量依存性を図８（ｂ）に示す。図８（ａ）には、
実施形態１５〜１８および実施形態１９〜２１により得
られたＲＦプラズマにより活性化されたＮ2ガスをＮ源
として用いた場合の結果が併せて示されている。
ｌ添加量依存性を図８（ｂ）に示す。図８（ａ）には、
実施形態１５〜１８および実施形態１９〜２１により得
られたＲＦプラズマにより活性化されたＮ2ガスをＮ源
として用いた場合の結果が併せて示されている。
【０１２８】以下、実施形態２６〜２９について、図８
を参照しながら説明する。
を参照しながら説明する。
【０１２９】同図から明らかなように、Ｎ源としてＮＨ
3を用いた場合においても、ＲＦプラズマにより活性化
されたＮ2ガスをＮ源として用いた場合と同様に、Ａｌ
を０．０３５以上添加することにより、臨界Ｉｎ組成が
増大しＩｎの偏析が抑制されることがわかる。しかも、
活性化されたＮ2ガスをＮ源として用いた場合よりも、
臨界Ｉｎ組成の値は高く、より効果的にＩｎの偏析が抑
制されていることがわかる。
3を用いた場合においても、ＲＦプラズマにより活性化
されたＮ2ガスをＮ源として用いた場合と同様に、Ａｌ
を０．０３５以上添加することにより、臨界Ｉｎ組成が
増大しＩｎの偏析が抑制されることがわかる。しかも、
活性化されたＮ2ガスをＮ源として用いた場合よりも、
臨界Ｉｎ組成の値は高く、より効果的にＩｎの偏析が抑
制されていることがわかる。
【０１３０】別の検討において、Ａｌを添加しながら形
成したＧａＩｎＮＡｓ層中のＮ原子の結合状態をラマン
分光法で調べた結果、プラズマにより活性化されたＮ2
をＮ源として用いた場合では、Ｎ原子は異なるＩＩＩ族
元素（Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ）に対して組成に応じた結合を
形成しているが、ＮＨ3をＮ源として用いた場合では、
Ｎ原子がＡｌと優先的に結合していることが明らかとな
った。ＮＨ3をＮ源として用いた場合、成長表面に供給
されたＮＨ3は、成長表面の活性なＡｌ原子を触媒とし
て分解するためＮはＡｌと優先的に結合を形成するもの
と考えられる。
成したＧａＩｎＮＡｓ層中のＮ原子の結合状態をラマン
分光法で調べた結果、プラズマにより活性化されたＮ2
をＮ源として用いた場合では、Ｎ原子は異なるＩＩＩ族
元素（Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ）に対して組成に応じた結合を
形成しているが、ＮＨ3をＮ源として用いた場合では、
Ｎ原子がＡｌと優先的に結合していることが明らかとな
った。ＮＨ3をＮ源として用いた場合、成長表面に供給
されたＮＨ3は、成長表面の活性なＡｌ原子を触媒とし
て分解するためＮはＡｌと優先的に結合を形成するもの
と考えられる。
【０１３１】上記の様に、ＮＨ3をＮ源として用いた場
合、成長最表面に結合強度の強いＡｌとＮの結合が形成
されることで成長表面は表面マイグレーションの抑制さ
れた状態となるため、核発生が高密度に発生し微小な２
次元成長島が高密度に形成される。このため、Inの混晶
化に伴う表面自由エネルギーの上昇が抑制され、Inの偏
析が抑制されるものと考えられる。
合、成長最表面に結合強度の強いＡｌとＮの結合が形成
されることで成長表面は表面マイグレーションの抑制さ
れた状態となるため、核発生が高密度に発生し微小な２
次元成長島が高密度に形成される。このため、Inの混晶
化に伴う表面自由エネルギーの上昇が抑制され、Inの偏
析が抑制されるものと考えられる。
【０１３２】以上により、Ａｌを添加しながらＧａＩｎ
ＮＡｓを成長する場合、ＮがＡｌと優先的に結合を形成
することによりＩｎの偏析がより効果的に抑制され、そ
の結果、より高品質の結晶を得ることが可能となる。
ＮＡｓを成長する場合、ＮがＡｌと優先的に結合を形成
することによりＩｎの偏析がより効果的に抑制され、そ
の結果、より高品質の結晶を得ることが可能となる。
【０１３３】上記の実施の形態においては、結晶成長方
法についてＭＢＥ法ならびにＭＯＣＶＤ法について述べ
たが 、ＣＢＥ法（化学分子線エピタキシー）、ＭＯ-Ｍ
ＢＥ（有機金属分子線エピタキシー）法、ＧＳ−ＭＢＥ
（ガスソースＭＢＥ）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。
法についてＭＢＥ法ならびにＭＯＣＶＤ法について述べ
たが 、ＣＢＥ法（化学分子線エピタキシー）、ＭＯ-Ｍ
ＢＥ（有機金属分子線エピタキシー）法、ＧＳ−ＭＢＥ
（ガスソースＭＢＥ）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。
【０１３４】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。
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。
【０１３５】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
の低減が実現できる。
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
の低減が実現できる。
【０１３６】
【発明の効果】本発明によれば、高品質のＧａＩｎＮＡ
ｓ層を含む化合物半導体装置の製造方法を提供すること
ができる。より詳細には、ＧａＩｎＮＡｓ層成長時に、
成長表面における非混和性を増大させ、結晶性の低下を
招いていた、Ｉｎの偏析を抑制することが可能となり、
高品質のＧａＩｎＮＡｓ結晶を得ることが可能となる。
ｓ層を含む化合物半導体装置の製造方法を提供すること
ができる。より詳細には、ＧａＩｎＮＡｓ層成長時に、
成長表面における非混和性を増大させ、結晶性の低下を
招いていた、Ｉｎの偏析を抑制することが可能となり、
高品質のＧａＩｎＮＡｓ結晶を得ることが可能となる。
【０１３７】あるいはまた、高Ｉｎ組成のＧａＩｎＮＡ
ｓ層の成長時においても、Ｉｎの著しい偏析に起因する
三次元成長の発生を抑制することが可能となり、高品質
のＧａＩｎＮＡｓ結晶を得ることが可能となる。
ｓ層の成長時においても、Ｉｎの著しい偏析に起因する
三次元成長の発生を抑制することが可能となり、高品質
のＧａＩｎＮＡｓ結晶を得ることが可能となる。
【０１３８】従って、本発明によれば、高品質のＧａＩ
ｎＮＡｓ結晶を得ることが可能となり、半導体レーザを
はじめとする発光素子などの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。
ｎＮＡｓ結晶を得ることが可能となり、半導体レーザを
はじめとする発光素子などの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。
【図１】実施形態１〜５、１１、ならびに比較例１〜
６、１３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。
６、１３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】一定の原料供給条件で結晶を作製した井戸層の
ＰＬ発光強度の基板温度依存性を示す図である。(ａ)は
Ａｌ原料を含む実施形態１〜５ならびに比較例１〜２の
プロット、(ｂ)はＡｌ原料を含まない比較例３〜６のプ
ロットである。
ＰＬ発光強度の基板温度依存性を示す図である。(ａ)は
Ａｌ原料を含む実施形態１〜５ならびに比較例１〜２の
プロット、(ｂ)はＡｌ原料を含まない比較例３〜６のプ
ロットである。
【図３】一定の原料供給条件で結晶を作製した６ｎｍの
厚さを有する井戸層の最表面におけるＩｎ固相比の基板
温度依存性を示す図である。(ａ)はＡｌ原料を含む実施
形態６〜１０ならびに比較例７〜８のプロット、(ｂ)は
Ａｌ原料を含まない比較例９〜１２のプロットである。
厚さを有する井戸層の最表面におけるＩｎ固相比の基板
温度依存性を示す図である。(ａ)はＡｌ原料を含む実施
形態６〜１０ならびに比較例７〜８のプロット、(ｂ)は
Ａｌ原料を含まない比較例９〜１２のプロットである。
【図４】実施形態１２〜１４、比較例１４〜１６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。
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５】理論式による臨界膜厚とＩｎ組成の関係を示し
た図である。(ａ)はＡｌ原料を含む実施形態１２〜１４
で作製した層厚、(ｂ)はＡｌ原料を含まない比較例１６
で３次元成長が生じたときの層厚である。
た図である。(ａ)はＡｌ原料を含む実施形態１２〜１４
で作製した層厚、(ｂ)はＡｌ原料を含まない比較例１６
で３次元成長が生じたときの層厚である。
【図６】実施形態１２〜１４、比較例１５、実施形態２
２〜２４において作製した半導体レーザのしきい値特性
の成長温度依存性を示した図である。(ａ)はＡｌ原料を
含む実施形態１２〜１４のプロット。(ｂ)はＡｌ原料を
含まない比較例１５のプロット。(ｃ)はSb分子線を照射
しながら成長を行ったＡｌ原料を含む実施形態２２〜２
４のプロット。
２〜２４において作製した半導体レーザのしきい値特性
の成長温度依存性を示した図である。(ａ)はＡｌ原料を
含む実施形態１２〜１４のプロット。(ｂ)はＡｌ原料を
含まない比較例１５のプロット。(ｃ)はSb分子線を照射
しながら成長を行ったＡｌ原料を含む実施形態２２〜２
４のプロット。
【図７】In組成とInの表面偏析による３次元成長を起こ
さずに成長可能な層厚（３次元成長臨界膜厚）の関係を
示した図である。(ａ)はＡｌ原料を含む実施形態１５〜
１８のプロット。(ｂ)はＡｌ原料を含まない比較例１７
〜２０のプロット。
さずに成長可能な層厚（３次元成長臨界膜厚）の関係を
示した図である。(ａ)はＡｌ原料を含む実施形態１５〜
１８のプロット。(ｂ)はＡｌ原料を含まない比較例１７
〜２０のプロット。
【図８】臨界In組成とAl添加量依存性の関係を示す図で
ある。（ａ）はＲＦプラズマにより活性化されたＮ2ガ
スをＮ源としたＭＢＥ法を用いた、実施形態１５〜１
８、比較例１７〜２０、実施形態１９〜２１の成長で得
られた結果を示すプロット、（ｂ）は、ＮＨ3をＮ源と
したＭＢＥ法を用いた実施形態２６〜２９の成長で得ら
れた結果を示すプロットである。
ある。（ａ）はＲＦプラズマにより活性化されたＮ2ガ
スをＮ源としたＭＢＥ法を用いた、実施形態１５〜１
８、比較例１７〜２０、実施形態１９〜２１の成長で得
られた結果を示すプロット、（ｂ）は、ＮＨ3をＮ源と
したＭＢＥ法を用いた実施形態２６〜２９の成長で得ら
れた結果を示すプロットである。
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 バッファー層 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
Claims (15)
- 【請求項１】 基板と、該基板上に形成された、Ga1-yI
nyNzAs1-z（０＜y、z＜１）層を含む化合物半導体装置
を製造する際、 前記Ga1-yInyNzAs1-z層の成長中に、Alを添加する工程
を含んでなることを特徴とする化合物半導体装置の製造
方法。 - 【請求項２】 前記Alを添加する工程は、Ga1-yInyNzAs
1-z層の成長中の略全ての期間にわたって行われてなる
ことを特徴とする請求項１に記載の化合物半導体装置の
製造方法。 - 【請求項３】 前記Alを添加する工程は、Ga1-yInyNzAs
1-z層の成長中、選択的に行われてなることを特徴とす
る請求項１に記載の化合物半導体装置の製造方法。 - 【請求項４】 前記Alを添加する工程は、Ga1-yInyNzAs
1-z層の成長の少なくとも最初及び／又は最後に行われ
てなることを特徴とする請求項３に記載の化合物半導体
装置の製造方法。 - 【請求項５】 前記Ga1-yInyNzAs1-z層は、その成長温
度が４００℃以上５５０℃以下であることを特徴とする
請求項１乃至４のいずれかに記載の化合物半導体装置の
製造方法。 - 【請求項６】 前記Ga1-yInyNzAs1-z層のIn組成が0.33
以上であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれか
に記載の化合物半導体装置の製造方法。 - 【請求項7】 前記Alを添加する工程により、前記Ga1-y
InyNzAs1-z層の成長最表面のIn組成が0.5以下となるこ
とを特徴とする請求項１乃至6のいずれかに記載の化合
物半導体装置の製造方法。 - 【請求項８】 前記Ga1-yInyNzAs1-z層に添加される前
記Alは、前記Ga1-yIn yNzAs1-z層中のAl組成が0.035以上
となることを特徴とする請求項１乃至7のいずれかに記
載の化合物半導体装置の製造方法。 - 【請求項9】 基板上に、Alを添加する工程を含んで形
成されたGa1-yInyNzAs1-z層と、Ga1-yInyNzAs1-z層でな
い化合物半導体層とを備えて化合物半導体装置をなす
際、前記Ga1-yInyNzAs1-z層と、前記Ga1-yInyNzAs1-z層
でない化合物半導体層との成長温度が略等しいことを特
徴とする請求項１乃至8のいずれかに記載の化合物半導
体装置の製造方法。 - 【請求項１０】 Alを添加する工程を含んで形成された
Ga1-yInyNzAs1-z層中の、AlとNとの結合密度のAlと全て
のV族元素との結合密度に対する比が、Nの組成比（N原
子の濃度の全てのV族原子の濃度に対する比）よりも大
きくてなることを特徴とする請求項１乃至９のいずれか
に記載の化合物半導体装置の製造方法。 - 【請求項１１】 請求項１乃至１０のいずれかに記載の
化合物半導体装置の製造方法であって、Ga1-yInyNzAs
1-z層は、その層厚が下記式１で定義される臨界膜厚に
略等しいか、又は大きくてなることを特徴とする化合物
半導体装置の製造方法。 【数１】 - 【請求項１２】 AlxGa1-x-yInyNzAs1-z（０＜x、y、z
＜１、０＜x+y≦１）層を含む化合物半導体装置であっ
て、前記AlxGa1-x-yInyNzAs1-z層に含まれるIn組成yが
0.33以上であることを特徴とする化合物半導体装置。 - 【請求項１３】 前記AlxGa1-x-yInyNzAs1-z層に含まれ
るAl組成xが0.035以上であることを特徴とする請求項１
２に記載の化合物半導体装置。 - 【請求項１４】 AlxGa1-x-yInyNzAs1-z （０＜x、y、z
＜１、０＜x+y≦１）層を含む化合物半導体装置であっ
て、前記AlxGa1-x-yInyNzAs1-z 層中のAlとNとの結合密
度のAlと全てのV族元素との結合密度に対する比が、Nの
組成比（N原子の濃度の全てのV族原子の濃度に対する
比）よりも大きくてなることを特徴とする化合物半導体
装置。 - 【請求項１５】請求項１乃至請求項１１のいずれかに記
載の化合物半導体装置の製造方法により作製されたこと
を特徴とする化合物半導体装置。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001119088A JP2002016320A (ja) | 2000-04-28 | 2001-04-18 | 化合物半導体装置およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000-128770 | 2000-04-28 | ||
| JP2000128770 | 2000-04-28 | ||
| JP2001119088A JP2002016320A (ja) | 2000-04-28 | 2001-04-18 | 化合物半導体装置およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002016320A true JP2002016320A (ja) | 2002-01-18 |
Family
ID=26591051
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001119088A Pending JP2002016320A (ja) | 2000-04-28 | 2001-04-18 | 化合物半導体装置およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002016320A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005539210A (ja) * | 2002-02-04 | 2005-12-22 | アプライド マテリアルズ インコーポレイテッド | オーガに基づく薄膜測定法 |
-
2001
- 2001-04-18 JP JP2001119088A patent/JP2002016320A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005539210A (ja) * | 2002-02-04 | 2005-12-22 | アプライド マテリアルズ インコーポレイテッド | オーガに基づく薄膜測定法 |
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