JP2003109909A - Ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体の成長方法、半導体素子および半導体装置 - Google Patents
Ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体の成長方法、半導体素子および半導体装置Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 III族原料の供給条件に影響を受けることな
く窒素の混晶化を行うことができる、窒素と窒素以外の
V族元素とをV族組成に有するIII-V族化合物半導体を得
る為の結晶成長方法を提供すること。 【解決手段】 III-V（N(As,P,Sb)）族化合物（但し、
Ｖ（N(As,P,Sb)）は、V族元素としてN元素を必ず含み、
As,PまたはSbの少なくとも一種を含んでいることを意味
している）半導体の成長方法であって、III族元素源を
含まず、V族元素の窒素源を含む原料を供給する工程Ｂ
を含むことを特徴とするIII-V族化合物半導体の成長方
法。
く窒素の混晶化を行うことができる、窒素と窒素以外の
V族元素とをV族組成に有するIII-V族化合物半導体を得
る為の結晶成長方法を提供すること。 【解決手段】 III-V（N(As,P,Sb)）族化合物（但し、
Ｖ（N(As,P,Sb)）は、V族元素としてN元素を必ず含み、
As,PまたはSbの少なくとも一種を含んでいることを意味
している）半導体の成長方法であって、III族元素源を
含まず、V族元素の窒素源を含む原料を供給する工程Ｂ
を含むことを特徴とするIII-V族化合物半導体の成長方
法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、窒素と、窒素以外
の一種類以上のV族元素とを共にV族組成として含むIII-
V族化合物半導体結晶の結晶成長方法、及び半導体装置
に関する。
の一種類以上のV族元素とを共にV族組成として含むIII-
V族化合物半導体結晶の結晶成長方法、及び半導体装置
に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、III-V族化合物半導体の利用分野
を大きく広げる新しい材料系として、V族組成比数％以
下の窒素と、窒素以外のV族元素(砒素,燐等)とを共にV
族組成として含むIII-V族化合物混晶半導体材料が提案
された。砒素、燐といったV族元素と窒素とは、原子半
径(窒素:0.070nmに対し、砒素:0.118nm、燐:0.110nm)
や、電気陰性度(窒素:3.5に対し、砒素:2.4、燐:2.5)が
大きく異なることから、窒化物と砒化物、あるいは窒化
物と燐化物、あるいは窒化物と砒化物と燐化物とを混晶
化することにより特異な物性が生じる。例えばGaInNAs
の場合、GaInAsに、それよりも禁制帯幅の大きなGaInN
を数%程度混晶化したものと考えられるが、混晶化に伴
う禁制帯幅の変化のボーイングが非常に大きく、禁制帯
幅の大きな系を数%混晶化しているにもかかわらず混晶
化に伴って禁制帯幅が急激に狭くなる現象が見られる。
を大きく広げる新しい材料系として、V族組成比数％以
下の窒素と、窒素以外のV族元素(砒素,燐等)とを共にV
族組成として含むIII-V族化合物混晶半導体材料が提案
された。砒素、燐といったV族元素と窒素とは、原子半
径(窒素:0.070nmに対し、砒素:0.118nm、燐:0.110nm)
や、電気陰性度(窒素:3.5に対し、砒素:2.4、燐:2.5)が
大きく異なることから、窒化物と砒化物、あるいは窒化
物と燐化物、あるいは窒化物と砒化物と燐化物とを混晶
化することにより特異な物性が生じる。例えばGaInNAs
の場合、GaInAsに、それよりも禁制帯幅の大きなGaInN
を数%程度混晶化したものと考えられるが、混晶化に伴
う禁制帯幅の変化のボーイングが非常に大きく、禁制帯
幅の大きな系を数%混晶化しているにもかかわらず混晶
化に伴って禁制帯幅が急激に狭くなる現象が見られる。
【０００３】このようにして得られるGaInNAsは、安価
で良質なGaAs基板に概ね格子整合させつつ(あるいは数%
以下の歪量で)、光ファイバー通信に重要な波長1.3μ
m、1.55μmあるいはそれよりも長波長で発光する発光デ
バイスの発光層に利用することができ、工業的に重要で
ある。
で良質なGaAs基板に概ね格子整合させつつ(あるいは数%
以下の歪量で)、光ファイバー通信に重要な波長1.3μ
m、1.55μmあるいはそれよりも長波長で発光する発光デ
バイスの発光層に利用することができ、工業的に重要で
ある。
【０００４】Photonics Technology Letters, Vol.10,
No.4, April 1998, 487頁(以下、「第一従来例」とい
う)には、上記の発光デバイスの一例である半導体レー
ザ素子の構成がより具体的に示されている。すなわち、
活性層をGa0.7In0.3N0.01As0.9 9から成る量子井戸層とG
aAsから成るガイド層とで構成し、これをAl0.3Ga0.7As
から成る上下クラッド層で挟んだ半導体レーザ構造をGa
As基板上に作製し、GaAs基板との格子整合系で構築され
た半導体レーザとしては初めて波長1.31μmにおける室
温連続発振が報告されている。
No.4, April 1998, 487頁(以下、「第一従来例」とい
う)には、上記の発光デバイスの一例である半導体レー
ザ素子の構成がより具体的に示されている。すなわち、
活性層をGa0.7In0.3N0.01As0.9 9から成る量子井戸層とG
aAsから成るガイド層とで構成し、これをAl0.3Ga0.7As
から成る上下クラッド層で挟んだ半導体レーザ構造をGa
As基板上に作製し、GaAs基板との格子整合系で構築され
た半導体レーザとしては初めて波長1.31μmにおける室
温連続発振が報告されている。
【０００５】窒素と、窒素以外の一種類以上のV族元素
とを共にV族組成として含むIII-V族化合物半導体結晶を
結晶成長する方法として、Journal of Crystal Growth,
Vol.164,1996年, 175頁(以下、「第二従来例」という)
には、窒素原料としてプラズマ励起されたN2ガスを用い
た分子線エピタキシャル成長(MBE)法に関する技術が報
告されている。一方、Japanese Journal of Applied Ph
ysics, Vol.36, No.5A, 1997年, 2671頁(以下、「第三
従来例」という), Japanese Journal of Applied Physi
cs, Vol.36, No.12A, 1997年, L1572頁(以下、「第四従
来例」という)には、窒素原料として有機窒素化合物(第
三従来例ではジメチルヒドラジン(DMeHy)、第四従来例
ではモノメチルヒドラジン(MMeHy))が用いられた有機金
属気相成長(MO-CVD)法(第三従来例)あるいは有機金属分
子線エピタキシャル成長(MO-MBE)法(第四従来例)に関す
る技術が報告されている。また、Applied Physics Lett
ers,Vol.78, No.10, 2001年, 1364頁(以下、「第五従来
例」という)には、窒素原料としてアンモニア(NH3)を用
い、かつアンモニアの反応性を高める為にアルミニウム
を添加しながらMBE法にて結晶成長を行う技術に関して
報告されている。何れの場合においても、結晶成長中に
は全ての原料を同時に供給して結晶成長が行われてい
る。
とを共にV族組成として含むIII-V族化合物半導体結晶を
結晶成長する方法として、Journal of Crystal Growth,
Vol.164,1996年, 175頁(以下、「第二従来例」という)
には、窒素原料としてプラズマ励起されたN2ガスを用い
た分子線エピタキシャル成長(MBE)法に関する技術が報
告されている。一方、Japanese Journal of Applied Ph
ysics, Vol.36, No.5A, 1997年, 2671頁(以下、「第三
従来例」という), Japanese Journal of Applied Physi
cs, Vol.36, No.12A, 1997年, L1572頁(以下、「第四従
来例」という)には、窒素原料として有機窒素化合物(第
三従来例ではジメチルヒドラジン(DMeHy)、第四従来例
ではモノメチルヒドラジン(MMeHy))が用いられた有機金
属気相成長(MO-CVD)法(第三従来例)あるいは有機金属分
子線エピタキシャル成長(MO-MBE)法(第四従来例)に関す
る技術が報告されている。また、Applied Physics Lett
ers,Vol.78, No.10, 2001年, 1364頁(以下、「第五従来
例」という)には、窒素原料としてアンモニア(NH3)を用
い、かつアンモニアの反応性を高める為にアルミニウム
を添加しながらMBE法にて結晶成長を行う技術に関して
報告されている。何れの場合においても、結晶成長中に
は全ての原料を同時に供給して結晶成長が行われてい
る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】例えば第一従来例に示
されたGa0.7In0.3N0.01As0.99混晶の場合、GaAsに、V族
比1%の窒素と、III族比30%のインジウムが混晶化されて
いるわけであるが、この様に、窒素と窒素以外のV族元
素とをV族組成に有するIII-V族化合物半導体混晶におい
ては、高混晶比(30〜40%)のインジウムを窒素と同時に
混晶化する場合が多い。
されたGa0.7In0.3N0.01As0.99混晶の場合、GaAsに、V族
比1%の窒素と、III族比30%のインジウムが混晶化されて
いるわけであるが、この様に、窒素と窒素以外のV族元
素とをV族組成に有するIII-V族化合物半導体混晶におい
ては、高混晶比(30〜40%)のインジウムを窒素と同時に
混晶化する場合が多い。
【０００７】本願発明者の検討によると、組成比が概ね
30%を超えるインジウムをGaAsに混晶化する場合、(a)結
晶成長温度を低く(概ね500℃以下)、(b)成長速度を速
く、(c)As圧を高く設定しなければ、インジウムが凝縮
することによる3次元成長が起こり、その為に欠陥密度
が高くなり、発光特性が優れなくなることがわかった。
30%を超えるインジウムをGaAsに混晶化する場合、(a)結
晶成長温度を低く(概ね500℃以下)、(b)成長速度を速
く、(c)As圧を高く設定しなければ、インジウムが凝縮
することによる3次元成長が起こり、その為に欠陥密度
が高くなり、発光特性が優れなくなることがわかった。
【０００８】一方で窒素を混晶化するに当たっては、第
三従来例から第五従来例に示した窒素化合物を窒素原料
として用いる場合、上記の(a)結晶成長温度が低い場合
には窒素原料の熱分解が十分に起こらず、窒素の取り込
み効率が極めて悪くなる問題が生じる。また、そのよう
な熱分解が不十分な原料を用いた場合、窒素と化学結合
を作っている原料化合物中の水素や炭素といった不純物
原子も結晶膜中に多く取り込まれる問題が生じる。ま
た、第二従来例から第五従来例の何れに示された窒素原
料を用いた場合においても、特にMBE成長においては、
上記の(b)高成長速度、(c)高As圧といった成長条件は、
結晶中への窒素の取り込みを抑制する方向に作用し、そ
のような成長条件で作製された結晶は、発光特性が劣る
問題があることがわかった。
三従来例から第五従来例に示した窒素化合物を窒素原料
として用いる場合、上記の(a)結晶成長温度が低い場合
には窒素原料の熱分解が十分に起こらず、窒素の取り込
み効率が極めて悪くなる問題が生じる。また、そのよう
な熱分解が不十分な原料を用いた場合、窒素と化学結合
を作っている原料化合物中の水素や炭素といった不純物
原子も結晶膜中に多く取り込まれる問題が生じる。ま
た、第二従来例から第五従来例の何れに示された窒素原
料を用いた場合においても、特にMBE成長においては、
上記の(b)高成長速度、(c)高As圧といった成長条件は、
結晶中への窒素の取り込みを抑制する方向に作用し、そ
のような成長条件で作製された結晶は、発光特性が劣る
問題があることがわかった。
【０００９】本発明は上記の問題を解決することを目的
としたものであり、III族原料の供給条件に影響を受け
ることなく窒素の混晶化を行うことができ、発光特性に
優れた、窒素と窒素以外のV族元素とをV族組成に有する
III-V族化合物半導体を得る為の結晶成長方法を提供す
るものである。
としたものであり、III族原料の供給条件に影響を受け
ることなく窒素の混晶化を行うことができ、発光特性に
優れた、窒素と窒素以外のV族元素とをV族組成に有する
III-V族化合物半導体を得る為の結晶成長方法を提供す
るものである。
【００１０】さらに本発明は上記結晶成長方法により得
られるIII-V族化合物半導体からなる半導体素子、さら
に該半導体素子を使用して構成される半導体装置を提供
するものである。
られるIII-V族化合物半導体からなる半導体素子、さら
に該半導体素子を使用して構成される半導体装置を提供
するものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】すなわち、本発明は、II
I-V族化合物半導体、特にIII-V（N(As,P,Sb）族化合物
半導体（但し、V(N(As,P,Sb）は、V族元素としてＮ元素
を必ず含み、As，PまたはSbの少なくとも一種含んでい
ることを意味している。以下、同様である）の成長方法
に関するものでり、III族元素源を含まず、V族元素の窒
素源を含む原料を供給する工程（以下、「工程Ｂ」とい
う）を含んでいることを大きな特徴としている。
I-V族化合物半導体、特にIII-V（N(As,P,Sb）族化合物
半導体（但し、V(N(As,P,Sb）は、V族元素としてＮ元素
を必ず含み、As，PまたはSbの少なくとも一種含んでい
ることを意味している。以下、同様である）の成長方法
に関するものでり、III族元素源を含まず、V族元素の窒
素源を含む原料を供給する工程（以下、「工程Ｂ」とい
う）を含んでいることを大きな特徴としている。
【００１２】本発明の工程Ｂを含ませることにより、低
成長温度、あるいは高成長速度、あるいは高As圧などと
いった、結晶中への窒素の取り込み効率を抑制する条件
下で窒素の高効率での混晶化を行うことが可能となる。
特に、本発明によりインジウムの高混晶化と窒素の高効
率での混晶化との両立を図る場合に有用である。
成長温度、あるいは高成長速度、あるいは高As圧などと
いった、結晶中への窒素の取り込み効率を抑制する条件
下で窒素の高効率での混晶化を行うことが可能となる。
特に、本発明によりインジウムの高混晶化と窒素の高効
率での混晶化との両立を図る場合に有用である。
【００１３】工程Ｂで供給される窒素源となる原料は、
好ましくは、分子式が
好ましくは、分子式が
【化２】
で表されるガスである。
【００１４】また、工程Ｂにおいて、窒素源となる原料
とともに、他のV族元素As,PまたはSb源となる原料と同
時に供給されてもよい。
とともに、他のV族元素As,PまたはSb源となる原料と同
時に供給されてもよい。
【００１５】本発明は、III族元素源を含む原料を供給
する工程（以下、「工程Ａ」という）と上記工程Ｂとを
含む一連のシーケンス（これを「１サイクル」とす
る」）を繰り返すことによりIII-V（N(As,P,Sb)）族化
合物を成長させることができる。
する工程（以下、「工程Ａ」という）と上記工程Ｂとを
含む一連のシーケンス（これを「１サイクル」とす
る」）を繰り返すことによりIII-V（N(As,P,Sb)）族化
合物を成長させることができる。
【００１６】本願発明において、III族原料を供給する
工程Aと窒素原料を供給する工程Bとを独立して含ませる
ことができるため、例えば結晶成長温度が低い為に窒素
原料の熱分解が不十分な場合においても、あるいはIII
族原料の原料供給速度が速く結晶成長速度が速い場合に
おいても、更にはIII族原料供給時のAs圧が高い場合に
おいても、それらのIII族原料の供給条件に大きく左右
されることなく十分な量の窒素原子を混晶化させること
が可能となり、発光特性に優れた良質の混晶を得ること
が出来る。
工程Aと窒素原料を供給する工程Bとを独立して含ませる
ことができるため、例えば結晶成長温度が低い為に窒素
原料の熱分解が不十分な場合においても、あるいはIII
族原料の原料供給速度が速く結晶成長速度が速い場合に
おいても、更にはIII族原料供給時のAs圧が高い場合に
おいても、それらのIII族原料の供給条件に大きく左右
されることなく十分な量の窒素原子を混晶化させること
が可能となり、発光特性に優れた良質の混晶を得ること
が出来る。
【００１７】本発明において、III族元素は、B,Al,Ga,I
n,Tlを意味しているが、Gaを主要元素とするB,Al,In,T
l、特にAl,Inの使用（混晶）を意図している。本発明は
Inを30〜40%（組成比）を含ませる場合に特に有用とな
る。
n,Tlを意味しているが、Gaを主要元素とするB,Al,In,T
l、特にAl,Inの使用（混晶）を意図している。本発明は
Inを30〜40%（組成比）を含ませる場合に特に有用とな
る。
【００１８】V族元素は、N,P,As,Sb,Biを意味している
が、Asおよび／またはPを主要元素とし、N（必須）,Sb、
Biの使用（混晶）を意図している。本発明の方法は、化
合物半導体組成中、Ｎを組成比として3％程度まで使用
（混晶）させるのに有用な方法である。
が、Asおよび／またはPを主要元素とし、N（必須）,Sb、
Biの使用（混晶）を意図している。本発明の方法は、化
合物半導体組成中、Ｎを組成比として3％程度まで使用
（混晶）させるのに有用な方法である。
【００１９】工程Ａにおいて、III族元素源となる原料
とともに、窒素源原料および/またはAs,PあるいはSbな
るV族元素源となる原料を同時に供給してもよい。
とともに、窒素源原料および/またはAs,PあるいはSbな
るV族元素源となる原料を同時に供給してもよい。
【００２０】本発明のIII-V（N(As,P,Sb)）族化合物半
導体を成長させるに当たり、III族元素としてインジウ
ムを含ませる場合、工程ＡでSbなるV族元素源の原料を
同時に供給する場合、工程Ａは、少なくともインジウム
源を含む原料を供給する工程Aaと、インジウム源となる
原料を含まず、SbなるV族元素源を含む原料を供給する
工程Abとの2工程にすることが好ましい（実施形態８参
照）。
導体を成長させるに当たり、III族元素としてインジウ
ムを含ませる場合、工程ＡでSbなるV族元素源の原料を
同時に供給する場合、工程Ａは、少なくともインジウム
源を含む原料を供給する工程Aaと、インジウム源となる
原料を含まず、SbなるV族元素源を含む原料を供給する
工程Abとの2工程にすることが好ましい（実施形態８参
照）。
【００２１】本発明のIII-V（N(As,P,Sb)）族化合物半
導体を成長させるに当たり、III族元素としてアルミニ
ウムを含ませる場合、工程Ａとは別に、アルミニウム源
となる原料を含む原料を供給する工程Ｃを設けることが
好ましい(実施態様6,7)。その場合、工程Ａの後に工程
Ｃを行い結晶成長を行うことが好ましい。また、工程Ｃ
と工程Ｂを合体させて、アルミニウム源となる原料と窒
素源となる原料を同じ工程で供給してもよい。
導体を成長させるに当たり、III族元素としてアルミニ
ウムを含ませる場合、工程Ａとは別に、アルミニウム源
となる原料を含む原料を供給する工程Ｃを設けることが
好ましい(実施態様6,7)。その場合、工程Ａの後に工程
Ｃを行い結晶成長を行うことが好ましい。また、工程Ｃ
と工程Ｂを合体させて、アルミニウム源となる原料と窒
素源となる原料を同じ工程で供給してもよい。
【００２２】本発明においては、工程Ａで形成される結
晶の結晶成長速度は、１秒間に0.2分子層以上であるこ
とが好ましく（後記実施形態4,5および比較例５参
照）、前記の一連のシーケンス（１サイクル）１回当た
り、3分子層以下の結晶が成長するようにすることがよ
い（後記、実施形態2、3および比較例2、3を参照）。
晶の結晶成長速度は、１秒間に0.2分子層以上であるこ
とが好ましく（後記実施形態4,5および比較例５参
照）、前記の一連のシーケンス（１サイクル）１回当た
り、3分子層以下の結晶が成長するようにすることがよ
い（後記、実施形態2、3および比較例2、3を参照）。
【００２３】また、工程Ａは、前記の工程Ｂよりも低い
基板温度で実施されることがよい（実施形態7参照）。
基板温度で実施されることがよい（実施形態7参照）。
【００２４】以下に、具体的に本発明の実施の形態を記
述しながら本発明をさらに詳細に説明する。なお、本明
細書全体を通じて、「上」と示された方向は基板から離
れる方向を示しており、「下」は基板へ近づく方向を示
している。結晶成長は「下」から「上」の方向へ向かっ
て進行する。
述しながら本発明をさらに詳細に説明する。なお、本明
細書全体を通じて、「上」と示された方向は基板から離
れる方向を示しており、「下」は基板へ近づく方向を示
している。結晶成長は「下」から「上」の方向へ向かっ
て進行する。
【００２５】
【発明の実施の形態】(実施形態1)ここでは、波長1.3μ
mで発光するGaAs/Ga0.7In0.3N0.01As0.99/GaAs単一量子
井戸の作製方法について説明する。
mで発光するGaAs/Ga0.7In0.3N0.01As0.99/GaAs単一量子
井戸の作製方法について説明する。
【００２６】結晶成長は、ガスソース分子線エピタキシ
ャル成長(GS-MBE)法により行った。III族原料,砒素原料
にはそれぞれの固体金属ソース(金属ガリウム,金属イン
ジウム,金属砒素(As4))を用い、窒素原料にはジメチル
ヒドラジン(DMeHy)を用いた。DMeHyは、ガス状の原料
を、ガスセルを通して真空チャンバー内に導入し、基板
に照射した。基板にはGaAs(100)を用い、結晶成長は基
板温度400℃にて行った。
ャル成長(GS-MBE)法により行った。III族原料,砒素原料
にはそれぞれの固体金属ソース(金属ガリウム,金属イン
ジウム,金属砒素(As4))を用い、窒素原料にはジメチル
ヒドラジン(DMeHy)を用いた。DMeHyは、ガス状の原料
を、ガスセルを通して真空チャンバー内に導入し、基板
に照射した。基板にはGaAs(100)を用い、結晶成長は基
板温度400℃にて行った。
【００２７】Ga,As4原料を同時に供給することによって
層厚1μmのGaAs下バリア層を結晶成長させた。その後、
ウエル層であるGa0.7In0.3N0.01As0.99を、図1に示す原
料供給シーケンスを有するサイクルを繰り返して成長さ
せた。
層厚1μmのGaAs下バリア層を結晶成長させた。その後、
ウエル層であるGa0.7In0.3N0.01As0.99を、図1に示す原
料供給シーケンスを有するサイクルを繰り返して成長さ
せた。
【００２８】すなわち、まず工程1aにてGa,In,Asの原料
分子線を1秒間供給した。ここでは、1秒間で、層厚1分
子層相当のGa0.7In0.3Asが成長するように、Gaのビーム
強度を3.5×10-7torr、Inのビーム強度を3.2×10-7tor
r、As4のビーム強度を1.5×10 -5torrとした。
分子線を1秒間供給した。ここでは、1秒間で、層厚1分
子層相当のGa0.7In0.3Asが成長するように、Gaのビーム
強度を3.5×10-7torr、Inのビーム強度を3.2×10-7tor
r、As4のビーム強度を1.5×10 -5torrとした。
【００２９】続いて工程1bにてAs4分子線の供給量を5×
10-6torrにまで低減するとともに、5秒間かけてバック
グラウンドに存在する過剰なAsの追い出しを行った。続
いて工程1cにて5×10-6torrのDMeHy分子線とAs4分子線
を20秒間照射し、工程1dにて3秒間かけて再びAs4分子線
の供給量を1.5×10-6torrに上昇させた。この工程1aか
ら工程1dよりなる1サイクルを24回繰り返し、層厚約7nm
のGaInNAs量子井戸を結晶成長した。
10-6torrにまで低減するとともに、5秒間かけてバック
グラウンドに存在する過剰なAsの追い出しを行った。続
いて工程1cにて5×10-6torrのDMeHy分子線とAs4分子線
を20秒間照射し、工程1dにて3秒間かけて再びAs4分子線
の供給量を1.5×10-6torrに上昇させた。この工程1aか
ら工程1dよりなる1サイクルを24回繰り返し、層厚約7nm
のGaInNAs量子井戸を結晶成長した。
【００３０】この混晶結晶の、室温におけるPL(フォト
ルミネッセンス)発光波長は1.3μm、発光の半値全幅は2
5meVであり、発光強度は非常に強いものであった。
ルミネッセンス)発光波長は1.3μm、発光の半値全幅は2
5meVであり、発光強度は非常に強いものであった。
【００３１】(比較例1)比較のため、各原料の分子線強
度を実施形態1に示した値と同じにしたまま、全ての原
料ビームを同時に供給することにより混晶の結晶成長を
行った。なお、砒素分子線は常に5×10-6torrとした。
この場合、成長された混晶の窒素混晶比は約0.001であ
り、実施形態1の場合の約1/10程度であって、膜中への
窒素の取り込みが著しく少なくなることがわかった。
度を実施形態1に示した値と同じにしたまま、全ての原
料ビームを同時に供給することにより混晶の結晶成長を
行った。なお、砒素分子線は常に5×10-6torrとした。
この場合、成長された混晶の窒素混晶比は約0.001であ
り、実施形態1の場合の約1/10程度であって、膜中への
窒素の取り込みが著しく少なくなることがわかった。
【００３２】膜中への窒素の取り込み量を実施形態1と
同等とする為にDMeHyの分子線強度を増加しての結晶成
長も行ったが、窒素混晶比はDMeHyの分子線強度に比例
して増えることはなかった。
同等とする為にDMeHyの分子線強度を増加しての結晶成
長も行ったが、窒素混晶比はDMeHyの分子線強度に比例
して増えることはなかった。
【００３３】以下、実施形態1と比較例1とを参照しなが
ら、本発明の作用・効果について説明する。
ら、本発明の作用・効果について説明する。
【００３４】本願発明者は、インジウム組成が30%を超
える高インジウム組成の結晶を成長する場合、(a)結晶
成長温度を低く、(b)成長速度を速く、(c)As圧を高く設
定することが、インジウムの凝縮による3次元成長を抑
制し、平坦で、発光特性に優れた結晶を得る為の条件で
あることを見い出した。特にインジウム組成を高く(35
％以上)するにつれてこの傾向は強くなる。
える高インジウム組成の結晶を成長する場合、(a)結晶
成長温度を低く、(b)成長速度を速く、(c)As圧を高く設
定することが、インジウムの凝縮による3次元成長を抑
制し、平坦で、発光特性に優れた結晶を得る為の条件で
あることを見い出した。特にインジウム組成を高く(35
％以上)するにつれてこの傾向は強くなる。
【００３５】一方、窒素原料であるDMeHyについては、
基板温度が低くなるにつれて熱分解されにくくなり、比
較例1に示したように結晶中への窒素の取り込みが著し
く低下するようになる。また、原料の熱分解が不十分な
状態での結晶成長では、原料の熱分解と窒素の結晶中へ
の取り込みは反応律速となっており、原料の供給量を増
加させても窒素の取り込み量が飽和する傾向が見られ
る。
基板温度が低くなるにつれて熱分解されにくくなり、比
較例1に示したように結晶中への窒素の取り込みが著し
く低下するようになる。また、原料の熱分解が不十分な
状態での結晶成長では、原料の熱分解と窒素の結晶中へ
の取り込みは反応律速となっており、原料の供給量を増
加させても窒素の取り込み量が飽和する傾向が見られ
る。
【００３６】実施形態1は、このような点を克服する為
になされたものである。すなわち、図1の工程1aにてGa,
In,As分子線を供給し、GaInAsからなる分子層を形成す
る。この時のGaInAsの成長速度は、1秒間に1分子層とな
るように設定されている。後述のように、この時のGaIn
As分子層の成長速度は、GaInAs分子層の三次元成長を抑
制する為に十分に速くする必要がある。
になされたものである。すなわち、図1の工程1aにてGa,
In,As分子線を供給し、GaInAsからなる分子層を形成す
る。この時のGaInAsの成長速度は、1秒間に1分子層とな
るように設定されている。後述のように、この時のGaIn
As分子層の成長速度は、GaInAs分子層の三次元成長を抑
制する為に十分に速くする必要がある。
【００３７】続く工程1bにてバックグラウンドの過剰な
Asを排気した後、DMeHy分子線とAs4分子線だけを供給し
ている。この時、工程1aで作製されたGaInAsからなる分
子層面に窒素が吸着するわけであるが、工程1cの時間を
20秒と十分に長くすることによって1分子層あたりに供
給される積算供給量を稼ぐことにより、DMeHyの熱分解
効率が低い温度においても十分な分解・吸着反応が生じ
るようになり、熱分解反応が十分な高温成長時と同程度
の窒素混晶比を容易に得ることができる。なお、工程1c
においてDMeHy分子線と同時にAs4分子線を供給している
のは、工程1aにおいて作製されたGaInAs分子層表面から
のAs原子の蒸発を抑える為である。As4分子線の供給を
行わなければ、As原子が蒸発した上で窒素原料が供給さ
れ、最表面に相分離した窒化物が析出し、平坦な薄膜を
得ることは出来なかった。
Asを排気した後、DMeHy分子線とAs4分子線だけを供給し
ている。この時、工程1aで作製されたGaInAsからなる分
子層面に窒素が吸着するわけであるが、工程1cの時間を
20秒と十分に長くすることによって1分子層あたりに供
給される積算供給量を稼ぐことにより、DMeHyの熱分解
効率が低い温度においても十分な分解・吸着反応が生じ
るようになり、熱分解反応が十分な高温成長時と同程度
の窒素混晶比を容易に得ることができる。なお、工程1c
においてDMeHy分子線と同時にAs4分子線を供給している
のは、工程1aにおいて作製されたGaInAs分子層表面から
のAs原子の蒸発を抑える為である。As4分子線の供給を
行わなければ、As原子が蒸発した上で窒素原料が供給さ
れ、最表面に相分離した窒化物が析出し、平坦な薄膜を
得ることは出来なかった。
【００３８】実施形態1は、このように、工程1aにおけ
る低温での十分に速い成長速度でのInを含む極薄層の形
成と、それに引き続く工程1cでの十分に多くの積算供給
量での窒素源の供給を行うことにより、高In組成と十分
な窒素の取り込みとを両立し、結晶性に優れた混晶を得
ることが出来るようになったものである。なお、膜中に
取り込まれる窒素の混晶比は、窒素原料(DMeHy)のビー
ム強度(流量)と工程1cの時間とで決まるが、窒素原料の
熱分解が不十分な温度での結晶成長においては窒素の取
り込みが反応律速の状態にあり、必ずしも原料の供給量
に比例して膜中の窒素混晶比が増加するわけではない。
むしろ、窒素混晶比は工程1cの時間で制御する方が望ま
しい。
る低温での十分に速い成長速度でのInを含む極薄層の形
成と、それに引き続く工程1cでの十分に多くの積算供給
量での窒素源の供給を行うことにより、高In組成と十分
な窒素の取り込みとを両立し、結晶性に優れた混晶を得
ることが出来るようになったものである。なお、膜中に
取り込まれる窒素の混晶比は、窒素原料(DMeHy)のビー
ム強度(流量)と工程1cの時間とで決まるが、窒素原料の
熱分解が不十分な温度での結晶成長においては窒素の取
り込みが反応律速の状態にあり、必ずしも原料の供給量
に比例して膜中の窒素混晶比が増加するわけではない。
むしろ、窒素混晶比は工程1cの時間で制御する方が望ま
しい。
【００３９】なお、成長プロセスは図2に示すように、
窒素原料を常に供給し続けても同様であった。また、As
供給量を常に一定としても問題はなかった。
窒素原料を常に供給し続けても同様であった。また、As
供給量を常に一定としても問題はなかった。
【００４０】(実施形態2,3)ここでは、実施形態1に示し
た方法と同様の方法でGaAs/GaInNAs/GaAs単一量子井戸
を作製した。実施形態1との違いは、III族原料の供給時
間にあり、実施形態2では図1の工程1aの時間を2秒間(実
施形態1の2倍)、実施形態3では3秒間(実施形態1の3倍)
とした。III族原料の原料ビーム強度を変化させずにIII
族原料の供給時間を2倍もしくは3倍としたことに伴っ
て、図1の1サイクル当りに成長する層厚が、それぞれ2
分子層及び3分子層となっている。それに伴い、図1の工
程1cに相当する窒素原料を供給する時間を、実施形態2
では実施形態1の2倍、実施形態3では実施形態1の3倍と
し、実施形態1と同等の窒素が膜中に取り込まれるよう
にした。また、繰り返すサイクル数を、実施形態2では1
2回、実施形態3では8回とし、最終的に得られる結晶の
層厚を約7nmに保った。
た方法と同様の方法でGaAs/GaInNAs/GaAs単一量子井戸
を作製した。実施形態1との違いは、III族原料の供給時
間にあり、実施形態2では図1の工程1aの時間を2秒間(実
施形態1の2倍)、実施形態3では3秒間(実施形態1の3倍)
とした。III族原料の原料ビーム強度を変化させずにIII
族原料の供給時間を2倍もしくは3倍としたことに伴っ
て、図1の1サイクル当りに成長する層厚が、それぞれ2
分子層及び3分子層となっている。それに伴い、図1の工
程1cに相当する窒素原料を供給する時間を、実施形態2
では実施形態1の2倍、実施形態3では実施形態1の3倍と
し、実施形態1と同等の窒素が膜中に取り込まれるよう
にした。また、繰り返すサイクル数を、実施形態2では1
2回、実施形態3では8回とし、最終的に得られる結晶の
層厚を約7nmに保った。
【００４１】(比較例2,3)ここでは、実施形態1に示した
方法と同様の方法でGaAs/GaInNAs/GaAs単一量子井戸を
作製した。実施形態1との違いは、III族原料の供給時間
にあり、比較例2では図1の工程1aの時間を4秒間(実施形
態1の4倍)、比較例３では5秒間(実施形態1の5倍)とし
た。III族原料の原料ビーム強度を変化させずにIII族原
料の供給時間を4倍もしくは5倍としたことに伴って、図
1の1サイクル当りに成長する層厚が、それぞれ4分子層
及び5分子層となっている。それに伴い、図1の工程1cに
相当する窒素原料を供給する時間を、比較例2では実施
形態1の4倍、比較例3では実施形態1の5倍とし、実施形
態1と同等の窒素が膜中に取り込まれるようにした。ま
た、繰り返すサイクル数を、比較例2では6回、比較例3
では5回とし、最終的に得られる結晶の層厚を約7nmに保
った。
方法と同様の方法でGaAs/GaInNAs/GaAs単一量子井戸を
作製した。実施形態1との違いは、III族原料の供給時間
にあり、比較例2では図1の工程1aの時間を4秒間(実施形
態1の4倍)、比較例３では5秒間(実施形態1の5倍)とし
た。III族原料の原料ビーム強度を変化させずにIII族原
料の供給時間を4倍もしくは5倍としたことに伴って、図
1の1サイクル当りに成長する層厚が、それぞれ4分子層
及び5分子層となっている。それに伴い、図1の工程1cに
相当する窒素原料を供給する時間を、比較例2では実施
形態1の4倍、比較例3では実施形態1の5倍とし、実施形
態1と同等の窒素が膜中に取り込まれるようにした。ま
た、繰り返すサイクル数を、比較例2では6回、比較例3
では5回とし、最終的に得られる結晶の層厚を約7nmに保
った。
【００４２】以下、実施形態1,2,3と比較例2,3とを参照
しながら、本発明の作用・効果について説明する。
しながら、本発明の作用・効果について説明する。
【００４３】図3に、作製した単一量子井戸の室温にお
けるPL(フォトルミネッセンス)発光強度の1サイクル当
りの成長層厚依存性、つまりIII族ビームの供給時間依
存性を示す。図3の横軸は1サイクル当りの成長層厚(分
子層)であるが、実施形態1の成長条件に対するIII族ビ
ーム供給時間の比でもあり、各プロットはそれぞれ実施
形態1,2,3及び比較例2,3の場合に対応する。PL発光強度
は1サイクル当りの成長層厚に依存し、1サイクル当りの
成長層厚が薄い方が発光特性に優れ、1サイクル当りの
成長層厚は3分子層以下であることが望ましいことがわ
かる。これは、図1における工程1aでのIII族ビーム供給
時間を長くし、1サイクル当りの成長層厚を厚くした場
合、窒素原料から供給される窒素原子が深さ方向に均一
に浸透せず、窒素組成の分布が深さ方向に不均一となる
ことによっている。特に、比較例3の様に5分子層以上の
層厚を工程1aで形成してから窒素原料を供給した場合に
は、最表面に相分離した窒化物が析出し、発光強度が著
しく低下する現象が見られた。このように、1サイクル
毎に作製される結晶面は、3分子層以下とする薄い方が
望ましい。
けるPL(フォトルミネッセンス)発光強度の1サイクル当
りの成長層厚依存性、つまりIII族ビームの供給時間依
存性を示す。図3の横軸は1サイクル当りの成長層厚(分
子層)であるが、実施形態1の成長条件に対するIII族ビ
ーム供給時間の比でもあり、各プロットはそれぞれ実施
形態1,2,3及び比較例2,3の場合に対応する。PL発光強度
は1サイクル当りの成長層厚に依存し、1サイクル当りの
成長層厚が薄い方が発光特性に優れ、1サイクル当りの
成長層厚は3分子層以下であることが望ましいことがわ
かる。これは、図1における工程1aでのIII族ビーム供給
時間を長くし、1サイクル当りの成長層厚を厚くした場
合、窒素原料から供給される窒素原子が深さ方向に均一
に浸透せず、窒素組成の分布が深さ方向に不均一となる
ことによっている。特に、比較例3の様に5分子層以上の
層厚を工程1aで形成してから窒素原料を供給した場合に
は、最表面に相分離した窒化物が析出し、発光強度が著
しく低下する現象が見られた。このように、1サイクル
毎に作製される結晶面は、3分子層以下とする薄い方が
望ましい。
【００４４】(実施形態4,5)ここでは、実施形態1に示し
た方法と同様の方法で波長1.3μmで発光するGaAs/Ga0.7
In0.3N0.01As0.99/GaAs単一量子井戸を作製した。実施
形態1との違いは、図1における工程1aでの原料のビーム
量にあり、実施形態4では、Ga,In,As4の各原料のビーム
強度を実施形態1の1/2倍とし、実施形態5では1/5倍とし
た。III族原料のビーム強度を1/2倍もしくは1/5倍とし
たことに伴って、図1における工程1aを、実施形態4では
2秒(実施形態1の2倍)、実施形態5では5秒(実施形態1の5
倍)とすることによって、1サイクル当りに成長する層厚
を1分子層に保った。すなわち、実施形態1では工程1aで
の成長速度が1分子層/秒であったのに対し、実施形態4,
5ではそれぞれ0.5分子層/秒,0.2分子層/秒となる。実施
形態4,5ともに、このサイクルを24回繰り返すことで層
厚約7nmのウエル層を得た。
た方法と同様の方法で波長1.3μmで発光するGaAs/Ga0.7
In0.3N0.01As0.99/GaAs単一量子井戸を作製した。実施
形態1との違いは、図1における工程1aでの原料のビーム
量にあり、実施形態4では、Ga,In,As4の各原料のビーム
強度を実施形態1の1/2倍とし、実施形態5では1/5倍とし
た。III族原料のビーム強度を1/2倍もしくは1/5倍とし
たことに伴って、図1における工程1aを、実施形態4では
2秒(実施形態1の2倍)、実施形態5では5秒(実施形態1の5
倍)とすることによって、1サイクル当りに成長する層厚
を1分子層に保った。すなわち、実施形態1では工程1aで
の成長速度が1分子層/秒であったのに対し、実施形態4,
5ではそれぞれ0.5分子層/秒,0.2分子層/秒となる。実施
形態4,5ともに、このサイクルを24回繰り返すことで層
厚約7nmのウエル層を得た。
【００４５】(比較例4)ここでは、実施形態1に示した方
法と同様の方法で波長1.3μmで発光するGaAs/Ga0.7In
0.3N0.01As0.99/GaAs単一量子井戸を作製した。実施形
態1との違いは、図1における工程1aでの原料のビーム量
にあり、比較例4では、Ga,In,As4の各原料のビーム強度
を実施形態1の1/10倍とした。III族原料のビーム強度を
1/10倍としたことからに伴って、図1における工程1a
を、比較例４では10秒(実施形態1の10倍)とすることに
よって、1サイクル当りに成長する層厚を1分子層に保っ
た。すなわち、実施形態1では工程1aでの成長速度が1分
子層/秒であったのに対し、比較例4では0.1分子層/秒と
なる。このサイクルを24回繰り返すことで層厚約7nmの
ウエル層を得た。
法と同様の方法で波長1.3μmで発光するGaAs/Ga0.7In
0.3N0.01As0.99/GaAs単一量子井戸を作製した。実施形
態1との違いは、図1における工程1aでの原料のビーム量
にあり、比較例4では、Ga,In,As4の各原料のビーム強度
を実施形態1の1/10倍とした。III族原料のビーム強度を
1/10倍としたことからに伴って、図1における工程1a
を、比較例４では10秒(実施形態1の10倍)とすることに
よって、1サイクル当りに成長する層厚を1分子層に保っ
た。すなわち、実施形態1では工程1aでの成長速度が1分
子層/秒であったのに対し、比較例4では0.1分子層/秒と
なる。このサイクルを24回繰り返すことで層厚約7nmの
ウエル層を得た。
【００４６】以下、実施形態1,4,5と比較例4とを参照し
ながら、本発明の作用・効果について説明する。図4
に、作製した単一量子井戸の室温におけるPL(フォトル
ミネッセンス)発光強度の、図1における工程1aでの成長
速度(主にIII族原料供給量で決定される)依存性を示
す。図4の横軸は、図1における工程1aでの成長速度であ
り、1秒間で形成される層厚(分子層)を示している。図4
における各プロットは、実施形態1,4,5及び比較例4に示
した方法で作製された量子井戸のPL発光強度を任意単位
で示している。PL発光強度は工程1aにおける成長速度に
依存し、III族ビーム強度を大きくし、成長速度を大き
くする方が発光特性に優れる。また、成長速度を0.1分
子層/秒とした比較例4では発光強度が著しく低下し、好
ましくない。これは、III族ビーム強度を大きくし、III
族面の成長速度を速めることにより、インジウムの表面
マイグレーション過多によるインジウムの凝縮を抑制す
ることが出来、欠陥密度の低い膜が得られるようになる
ものである。このように、III族組成にインジウムを含
む場合には、インジウムを含むIII族原料のビーム強度
を大きくし、図1の工程1aに相当するIII族供給ステップ
での結晶の成長速度を大きくすること、特に0.2分子層/
秒以上とすることが望ましいことがわかった。
ながら、本発明の作用・効果について説明する。図4
に、作製した単一量子井戸の室温におけるPL(フォトル
ミネッセンス)発光強度の、図1における工程1aでの成長
速度(主にIII族原料供給量で決定される)依存性を示
す。図4の横軸は、図1における工程1aでの成長速度であ
り、1秒間で形成される層厚(分子層)を示している。図4
における各プロットは、実施形態1,4,5及び比較例4に示
した方法で作製された量子井戸のPL発光強度を任意単位
で示している。PL発光強度は工程1aにおける成長速度に
依存し、III族ビーム強度を大きくし、成長速度を大き
くする方が発光特性に優れる。また、成長速度を0.1分
子層/秒とした比較例4では発光強度が著しく低下し、好
ましくない。これは、III族ビーム強度を大きくし、III
族面の成長速度を速めることにより、インジウムの表面
マイグレーション過多によるインジウムの凝縮を抑制す
ることが出来、欠陥密度の低い膜が得られるようになる
ものである。このように、III族組成にインジウムを含
む場合には、インジウムを含むIII族原料のビーム強度
を大きくし、図1の工程1aに相当するIII族供給ステップ
での結晶の成長速度を大きくすること、特に0.2分子層/
秒以上とすることが望ましいことがわかった。
【００４７】(実施形態6)ここでは、窒素源にアンモニ
ア(NH3)を用いての、波長1.3μmで発光するGaAs/AlGaIn
NAs/GaAs単一量子井戸の作製方法について説明する。結
晶成長は、ガスソース分子線エピタキシャル成長(GS-MB
E)法により行った。III族原料,砒素原料にはそれぞれの
固体金属ソース(金属アルミニウム,金属ガリウム,金属
インジウム,金属砒素(As4))を用い、窒素原料にはアン
モニア(NH3)を用いた。NH3は、ガス状の原料を、クラッ
キングやプラズマ励起を行わずにガスセルを通して真空
チャンバー内に導入し、基板に照射した。基板にはGaAs
(100)を用い、結晶成長は基板温度460℃にて行った。
ア(NH3)を用いての、波長1.3μmで発光するGaAs/AlGaIn
NAs/GaAs単一量子井戸の作製方法について説明する。結
晶成長は、ガスソース分子線エピタキシャル成長(GS-MB
E)法により行った。III族原料,砒素原料にはそれぞれの
固体金属ソース(金属アルミニウム,金属ガリウム,金属
インジウム,金属砒素(As4))を用い、窒素原料にはアン
モニア(NH3)を用いた。NH3は、ガス状の原料を、クラッ
キングやプラズマ励起を行わずにガスセルを通して真空
チャンバー内に導入し、基板に照射した。基板にはGaAs
(100)を用い、結晶成長は基板温度460℃にて行った。
【００４８】Ga,As4原料を同時に供給することによって
層厚1μmのGaAs下バリア層を結晶成長した後、ウエル層
であるAlGaInNAsを、図5に示す原料供給シーケンスにて
成長を行った。すなわち、まず工程5aにてGa,In,Asの原
料分子線を1秒間供給した。ここでは、1秒間で、層厚1
分子層相当のGaInAsが成長するように、Gaのビーム強度
を3.3×10-7torr、Inのビーム強度を3.7×10-7torr、As
4のビーム強度を1.5×10-5torrとした。
層厚1μmのGaAs下バリア層を結晶成長した後、ウエル層
であるAlGaInNAsを、図5に示す原料供給シーケンスにて
成長を行った。すなわち、まず工程5aにてGa,In,Asの原
料分子線を1秒間供給した。ここでは、1秒間で、層厚1
分子層相当のGaInAsが成長するように、Gaのビーム強度
を3.3×10-7torr、Inのビーム強度を3.7×10-7torr、As
4のビーム強度を1.5×10-5torrとした。
【００４９】続く工程5bにてAs4分子線の供給量を5×10
-6torrにまで低減するととも、5秒間かけてバックグラ
ウンドに存在する過剰なAsの追い出しを行った。
-6torrにまで低減するととも、5秒間かけてバックグラ
ウンドに存在する過剰なAsの追い出しを行った。
【００５０】続く工程5cにてAlの原料分子線(=3.7×10
-8torr)と5×10-6torrのNH3分子線とAs4分子線を1秒間
照射した。
-8torr)と5×10-6torrのNH3分子線とAs4分子線を1秒間
照射した。
【００５１】続く工程5dではNH3分子線とAs4分子線とを
40秒間照射した。次に、工程5eにて3秒間かけて再びAs4
分子線の供給量を1.5×10-5torrに上昇させた。
40秒間照射した。次に、工程5eにて3秒間かけて再びAs4
分子線の供給量を1.5×10-5torrに上昇させた。
【００５２】この工程5aから工程5eよりなる1サイクル
を17回繰り返し、層厚5nmのAlGaInNAs量子井戸を結晶成
長した。
を17回繰り返し、層厚5nmのAlGaInNAs量子井戸を結晶成
長した。
【００５３】作製されたAlGaInNAs混晶の各組成の混晶
比はAl0.05Ga0.62In0.33N0.012As0.9 88であった。この
混晶結晶の、室温におけるPL(フォトルミネッセンス)発
光波長は1.3μm、発光の半値全幅は27meVであり、発光
強度は非常に強いものであった。
比はAl0.05Ga0.62In0.33N0.012As0.9 88であった。この
混晶結晶の、室温におけるPL(フォトルミネッセンス)発
光波長は1.3μm、発光の半値全幅は27meVであり、発光
強度は非常に強いものであった。
【００５４】以下、実施形態6を参照しながら、本発明
の作用・効果について説明する。実施形態6では、窒素
原料としてNH3を用いている。NH3は工業的に高純度のガ
スを入手することが出来る上、分子そのものにアルキル
基等の炭素源を含んでおらず、またプラズマ化等の助け
を借りることなく原料が熱分解するものであり、高純度
・低欠陥の結晶を成長するのに望ましい原料である。反
面、原料の熱分解の温度依存性が大きく、基板温度が低
くなるに連れて熱分解されにくくなり、比較例5に見ら
れるように、結晶中への窒素の取り込みが著しく低下す
るようになる。実施形態6は、このような点を克服する
為になされたものである。すなわち、工程5aにてGa,In,
As分子線を供給し、GaInAsからなる分子層を形成する。
の作用・効果について説明する。実施形態6では、窒素
原料としてNH3を用いている。NH3は工業的に高純度のガ
スを入手することが出来る上、分子そのものにアルキル
基等の炭素源を含んでおらず、またプラズマ化等の助け
を借りることなく原料が熱分解するものであり、高純度
・低欠陥の結晶を成長するのに望ましい原料である。反
面、原料の熱分解の温度依存性が大きく、基板温度が低
くなるに連れて熱分解されにくくなり、比較例5に見ら
れるように、結晶中への窒素の取り込みが著しく低下す
るようになる。実施形態6は、このような点を克服する
為になされたものである。すなわち、工程5aにてGa,In,
As分子線を供給し、GaInAsからなる分子層を形成する。
【００５５】続く工程5bにてバックグラウンドの過剰な
Asを排気した後、Al分子線・NH3分子線・As4分子線を供
給し、その後に十分に長い時間NH3分子線とAs4分子線を
供給を供給している。NH3は、実施形態6の様な低い温度
では熱分解・表面吸着が起こりにくく、膜中への窒素の
取り込みが小さくなるが、実施形態6のようにAlと同時
にNH3を供給することによってAlの高い反応性を利用し
てNH3の触媒的分解と表面吸着の促進を行わせることが
出来る。更に、Alの供給を終了した後にもNH3の供給時
間を十分に長くすることによって1分子層あたりに供給
される積算供給量を大きくすることにより、NH3の熱分
解効率が低い温度においても十分な量の窒素の表面吸着
が生じ、熱分解反応が十分な高温成長時と同程度の窒素
混晶比を容易に得ることができるものである。なお、工
程5dにおいてNH3分子線と同時にAs4分子線を供給してい
るのは、工程5aにおいて作製されたGaInAs分子層表面か
らのAs原子の蒸発を抑える為であり、As4分子線の供給
を行わなければ平坦な薄膜を得ることは出来ない。実施
形態6は、このようにして、Inの混晶化に必要な低い基
板温度においてもNH3からの十分な窒素の取り込みを行
うことが出来、結晶性に優れた混晶を得ることが出来る
ようになったものである。なお、膜中に取り込まれる窒
素の混晶比は、窒素原料(NH3)のビーム強度(流量)と工
程5c及び5dの時間とで決まるが、窒素原料の熱分解が不
十分な温度での結晶成長においては窒素の取り込みが反
応律速の状態にあり、必ずしも原料の供給量に比例して
膜中の窒素混晶比が増加するわけではない。むしろ、窒
素混晶比は工程5c及び5dの時間で制御する方が望まし
い。また、NH3以外の原料を窒素源に用いた場合でも、A
lとの同時供給によって窒素の取り込みを増加させるこ
とが出来るようになり、特に低温成長時には有効な技術
となる。
Asを排気した後、Al分子線・NH3分子線・As4分子線を供
給し、その後に十分に長い時間NH3分子線とAs4分子線を
供給を供給している。NH3は、実施形態6の様な低い温度
では熱分解・表面吸着が起こりにくく、膜中への窒素の
取り込みが小さくなるが、実施形態6のようにAlと同時
にNH3を供給することによってAlの高い反応性を利用し
てNH3の触媒的分解と表面吸着の促進を行わせることが
出来る。更に、Alの供給を終了した後にもNH3の供給時
間を十分に長くすることによって1分子層あたりに供給
される積算供給量を大きくすることにより、NH3の熱分
解効率が低い温度においても十分な量の窒素の表面吸着
が生じ、熱分解反応が十分な高温成長時と同程度の窒素
混晶比を容易に得ることができるものである。なお、工
程5dにおいてNH3分子線と同時にAs4分子線を供給してい
るのは、工程5aにおいて作製されたGaInAs分子層表面か
らのAs原子の蒸発を抑える為であり、As4分子線の供給
を行わなければ平坦な薄膜を得ることは出来ない。実施
形態6は、このようにして、Inの混晶化に必要な低い基
板温度においてもNH3からの十分な窒素の取り込みを行
うことが出来、結晶性に優れた混晶を得ることが出来る
ようになったものである。なお、膜中に取り込まれる窒
素の混晶比は、窒素原料(NH3)のビーム強度(流量)と工
程5c及び5dの時間とで決まるが、窒素原料の熱分解が不
十分な温度での結晶成長においては窒素の取り込みが反
応律速の状態にあり、必ずしも原料の供給量に比例して
膜中の窒素混晶比が増加するわけではない。むしろ、窒
素混晶比は工程5c及び5dの時間で制御する方が望まし
い。また、NH3以外の原料を窒素源に用いた場合でも、A
lとの同時供給によって窒素の取り込みを増加させるこ
とが出来るようになり、特に低温成長時には有効な技術
となる。
【００５６】なお、成長プロセスは図6に示すように、A
l原料と窒素原料は必ずしも同時に供給を開始する必要
はなく、窒素原料の供給はAl原料の供給に前後してもよ
い、常に供給し続けてもよい。また、As供給量は常に一
定のままであっても問題はない。また、図2に示したサ
イクルの様にNH3を常に供給し続けても良いことは言う
までもない。
l原料と窒素原料は必ずしも同時に供給を開始する必要
はなく、窒素原料の供給はAl原料の供給に前後してもよ
い、常に供給し続けてもよい。また、As供給量は常に一
定のままであっても問題はない。また、図2に示したサ
イクルの様にNH3を常に供給し続けても良いことは言う
までもない。
【００５７】(実施の形態7)ここでは、窒素源にアンモ
ニア(NH3)を用いての、波長1.55μmで発光するGaAs/AlG
aInNAs/GaAs単一量子井戸の作製方法について説明す
る。
ニア(NH3)を用いての、波長1.55μmで発光するGaAs/AlG
aInNAs/GaAs単一量子井戸の作製方法について説明す
る。
【００５８】結晶成長は、ガスソース分子線エピタキシ
ャル成長(GS-MBE)法により行った。III族原料,砒素原料
にはそれぞれの固体金属ソース(金属アルミニウム,金属
ガリウム,金属インジウム,金属砒素(As4))を用い、窒素
原料にはアンモニア(NH3)を用いた。NH3は、ガス状の原
料を、クラッキングやプラズマ励起を行わずにガスセル
を通して真空チャンバー内に導入し、基板に照射した。
基板にはGaAs(100)を用いた。
ャル成長(GS-MBE)法により行った。III族原料,砒素原料
にはそれぞれの固体金属ソース(金属アルミニウム,金属
ガリウム,金属インジウム,金属砒素(As4))を用い、窒素
原料にはアンモニア(NH3)を用いた。NH3は、ガス状の原
料を、クラッキングやプラズマ励起を行わずにガスセル
を通して真空チャンバー内に導入し、基板に照射した。
基板にはGaAs(100)を用いた。
【００５９】Ga,As4原料を同時に供給することによって
層厚1μmのGaAs下バリア層を結晶成長した後、ウエル層
であるAlGaInNAsを、図7に示すシーケンスにて成長を行
った。すなわち、まず工程7aにて、基板温度450℃でGa,
In,Asの原料分子線を2秒間供給した。ここでは、2秒間
で、層厚1分子層相当のGaInAsが成長するように、Gaの
ビーム強度を1.6×10-7torr、Inのビーム強度を2.0×10
-7torr、As4のビーム強度を1.0×10-5torrとした。
層厚1μmのGaAs下バリア層を結晶成長した後、ウエル層
であるAlGaInNAsを、図7に示すシーケンスにて成長を行
った。すなわち、まず工程7aにて、基板温度450℃でGa,
In,Asの原料分子線を2秒間供給した。ここでは、2秒間
で、層厚1分子層相当のGaInAsが成長するように、Gaの
ビーム強度を1.6×10-7torr、Inのビーム強度を2.0×10
-7torr、As4のビーム強度を1.0×10-5torrとした。
【００６０】工程7bにて、As4分子線の供給量を5×10-6
torrにまで低減することによってバックグラウンドに存
在する過剰なAsの追い出しを行い、基板温度(Tg)を500
℃に上昇させた。
torrにまで低減することによってバックグラウンドに存
在する過剰なAsの追い出しを行い、基板温度(Tg)を500
℃に上昇させた。
【００６１】工程7cにてAlの原料分子線(=1.8×10-8tor
r)と5×10-6torrのNH3分子線とAs4分子線を2秒間照射
し、続く工程7dではNH3分子線とAs4分子線とを45秒間照
射した。
r)と5×10-6torrのNH3分子線とAs4分子線を2秒間照射
し、続く工程7dではNH3分子線とAs4分子線とを45秒間照
射した。
【００６２】工程7eにて再びAs4分子線の供給量を1.0×
10-5torrに上昇させるとともに、基板温度(Tg)を450℃
に低減した。この工程7aから工程7eよりなる1サイクル
を28回繰り返し、層厚約8nmのAlGaInNAs量子井戸を結晶
成長した。
10-5torrに上昇させるとともに、基板温度(Tg)を450℃
に低減した。この工程7aから工程7eよりなる1サイクル
を28回繰り返し、層厚約8nmのAlGaInNAs量子井戸を結晶
成長した。
【００６３】作製されたAlGaInNAs混晶の各組成の混晶
比はAl0.05Ga0.59In0.36N0.02As0.98であった。この混
晶結晶の、室温におけるPL(フォトルミネッセンス)発光
波長は1.3μm、発光の半値全幅は27meVであり、発光強
度は非常に強いものであった。
比はAl0.05Ga0.59In0.36N0.02As0.98であった。この混
晶結晶の、室温におけるPL(フォトルミネッセンス)発光
波長は1.3μm、発光の半値全幅は27meVであり、発光強
度は非常に強いものであった。
【００６４】以下、実施形態7を参照しながら、本発明
の作用・効果について説明する。実施形態7では、実施
形態6と同じく窒素原料としてNH3を用いている。実施形
態6は、低温でのNH3の分解効率の低下を補うため、Alを
添加するとともに、添加したAlに十分な時間をかけてNH
3を供給し、窒素原子の表面吸着量を稼いでいる。実施
形態7においては、NH3からの窒素の効率を更に高める方
法を示している。すなわち、工程7aにて、低い基板温度
でGa,In,As分子線を供給し、GaInAsからなる分子層を形
成する。これまでにも述べているように高混晶のInを混
晶化させるには低温での成長が必須となる。続く工程7b
にてバックグラウンドの過剰なAsを排気しながら基板温
度を上昇させた後にAl分子線・NH3分子線・As4分子線を
供給し、その後に十分に長い時間NH3分子線とAs4分子線
を供給を供給している。低温で形成されたGa,In,Asを含
む膜の上にAlとNH3とを供給することによって表面に窒
素原子を吸着させる点は実施形態6と同じであるが、実
施形態7ではNH3を供給する工程7cと工程7dの間だけ基板
温度を上昇させ、NH3の熱的な分解・吸着反応を更に促
進させている。つまり、In源と窒素源との供給を時間的
に分離するとともに、基板温度についてもそれぞれに対
して好ましい温度に設定することが出来るようになり、
所望の混晶比を効率良く作製することが出来、結晶性に
優れた混晶を得ることが出来るようになったものであ
る。
の作用・効果について説明する。実施形態7では、実施
形態6と同じく窒素原料としてNH3を用いている。実施形
態6は、低温でのNH3の分解効率の低下を補うため、Alを
添加するとともに、添加したAlに十分な時間をかけてNH
3を供給し、窒素原子の表面吸着量を稼いでいる。実施
形態7においては、NH3からの窒素の効率を更に高める方
法を示している。すなわち、工程7aにて、低い基板温度
でGa,In,As分子線を供給し、GaInAsからなる分子層を形
成する。これまでにも述べているように高混晶のInを混
晶化させるには低温での成長が必須となる。続く工程7b
にてバックグラウンドの過剰なAsを排気しながら基板温
度を上昇させた後にAl分子線・NH3分子線・As4分子線を
供給し、その後に十分に長い時間NH3分子線とAs4分子線
を供給を供給している。低温で形成されたGa,In,Asを含
む膜の上にAlとNH3とを供給することによって表面に窒
素原子を吸着させる点は実施形態6と同じであるが、実
施形態7ではNH3を供給する工程7cと工程7dの間だけ基板
温度を上昇させ、NH3の熱的な分解・吸着反応を更に促
進させている。つまり、In源と窒素源との供給を時間的
に分離するとともに、基板温度についてもそれぞれに対
して好ましい温度に設定することが出来るようになり、
所望の混晶比を効率良く作製することが出来、結晶性に
優れた混晶を得ることが出来るようになったものであ
る。
【００６５】なお、膜中に取り込まれる窒素の混晶比
は、窒素原料(NH3)のビーム強度(流量)と工程7c及び工
程7dの時間とで決まるが、窒素原料の熱分解が不十分な
温度での結晶成長においては窒素の取り込みが反応律速
の状態にあり、必ずしも原料の供給量に比例して膜中の
窒素混晶比が増加するわけではない。むしろ、窒素混晶
比は工程7c及び工程7dの時間で制御する方が望ましい。
また、NH3以外の原料を窒素源に用いた場合でも、同様
のシーケンスで結晶成長を行うことが出来る。また、DM
eHyなどのNH3よりも熱分解が比較的高い原料を用いた場
合、実施形態5のシーケンスからAlの供給を省略するこ
とも出来る。
は、窒素原料(NH3)のビーム強度(流量)と工程7c及び工
程7dの時間とで決まるが、窒素原料の熱分解が不十分な
温度での結晶成長においては窒素の取り込みが反応律速
の状態にあり、必ずしも原料の供給量に比例して膜中の
窒素混晶比が増加するわけではない。むしろ、窒素混晶
比は工程7c及び工程7dの時間で制御する方が望ましい。
また、NH3以外の原料を窒素源に用いた場合でも、同様
のシーケンスで結晶成長を行うことが出来る。また、DM
eHyなどのNH3よりも熱分解が比較的高い原料を用いた場
合、実施形態5のシーケンスからAlの供給を省略するこ
とも出来る。
【００６６】なお、成長プロセスは図6でも述べたよう
に、Al原料と窒素原料は必ずしも同時に供給を開始する
必要はなく、窒素原料の供給はAl原料の供給に前後して
もよいし、常に供給し続けてよい。また、As供給量は常
に一定のままであっても問題はない。
に、Al原料と窒素原料は必ずしも同時に供給を開始する
必要はなく、窒素原料の供給はAl原料の供給に前後して
もよいし、常に供給し続けてよい。また、As供給量は常
に一定のままであっても問題はない。
【００６７】(実施形態8)ここでは、波長1.3μmで発光
するGaAs/GaInNAsSb/GaAs単一量子井戸の作製方法につ
いて説明する。
するGaAs/GaInNAsSb/GaAs単一量子井戸の作製方法につ
いて説明する。
【００６８】結晶成長は、ガスソース分子線エピタキシ
ャル成長(GS-MBE)法により行った。III族原料,砒素原料
にはそれぞれの固体金属ソース(金属ガリウム,金属イン
ジウム,金属砒素(As4),金属アンチモン)を用い、窒素原
料にはモノメチルヒドラジン(MMeHy)を用いた。MMeHy
は、ガス状の原料を、クラッキングやプラズマ励起を行
わずにガスセルを通して真空チャンバー内に導入し、基
板に照射した。基板にはGaAs(100)を用い、結晶成長は
基板温度460℃にて行った。
ャル成長(GS-MBE)法により行った。III族原料,砒素原料
にはそれぞれの固体金属ソース(金属ガリウム,金属イン
ジウム,金属砒素(As4),金属アンチモン)を用い、窒素原
料にはモノメチルヒドラジン(MMeHy)を用いた。MMeHy
は、ガス状の原料を、クラッキングやプラズマ励起を行
わずにガスセルを通して真空チャンバー内に導入し、基
板に照射した。基板にはGaAs(100)を用い、結晶成長は
基板温度460℃にて行った。
【００６９】Ga,As4原料を同時に供給することによって
層厚1μmのGaAs下バリア層を結晶成長した後、ウエル層
であるGaInNAsSbを、図8に示す原料供給シーケンスにて
成長を行った。
層厚1μmのGaAs下バリア層を結晶成長した後、ウエル層
であるGaInNAsSbを、図8に示す原料供給シーケンスにて
成長を行った。
【００７０】まず工程8aにてGa,Sb,Asの原料分子線を1
秒間供給した。ここでは、1秒間で、層厚1原子層相当の
Gaが供給されるように、Gaのビーム強度を5.1×10-7tor
rとした。As4,Sbのビーム強度は1.0×10-5torr,1×10-6
torrである。
秒間供給した。ここでは、1秒間で、層厚1原子層相当の
Gaが供給されるように、Gaのビーム強度を5.1×10-7tor
rとした。As4,Sbのビーム強度は1.0×10-5torr,1×10-6
torrである。
【００７１】次に工程8bにてIn,Asの原料分子線を1秒間
供給した。ここでは、1秒間で、層厚0.15原子層相当のI
nが供給されるように、Inのビーム強度を1.6×10-7torr
とした。As4のビーム強度は1.0×10-5torrである。
供給した。ここでは、1秒間で、層厚0.15原子層相当のI
nが供給されるように、Inのビーム強度を1.6×10-7torr
とした。As4のビーム強度は1.0×10-5torrである。
【００７２】続いて工程8cにてAs4分子線の供給量を5×
10-6torrにまで低減するととも、5秒間かけてバックグ
ラウンドに存在する過剰なAsの追い出しを行った。
10-6torrにまで低減するととも、5秒間かけてバックグ
ラウンドに存在する過剰なAsの追い出しを行った。
【００７３】続く工程8dにて3×10-6torrのMMeHy分子線
とAs4分子線を20秒間照射した。
とAs4分子線を20秒間照射した。
【００７４】次に、工程8eにて3秒間かけて再びAs4分子
線の供給量を1.0×10-5torrに上昇させた。この工程8a
から工程8eよりなる1サイクルを35回繰り返し、層厚10n
mのGaInNAsSb量子井戸を結晶成長させた。
線の供給量を1.0×10-5torrに上昇させた。この工程8a
から工程8eよりなる1サイクルを35回繰り返し、層厚10n
mのGaInNAsSb量子井戸を結晶成長させた。
【００７５】作製されたAlGaInNAs混晶の各組成の混晶
比はGa0.87In0.13N0.01As0.89Sb0.1であった。この混晶
結晶の、室温におけるPL(フォトルミネッセンス)発光波
長は1.3μm、発光の半値全幅は28meVであり、発光強度
は非常に強いものであった。なお、図9に示すように、
図8における工程8aと工程8bの順序を入れ替えて実施し
ても同様の結果となった。
比はGa0.87In0.13N0.01As0.89Sb0.1であった。この混晶
結晶の、室温におけるPL(フォトルミネッセンス)発光波
長は1.3μm、発光の半値全幅は28meVであり、発光強度
は非常に強いものであった。なお、図9に示すように、
図8における工程8aと工程8bの順序を入れ替えて実施し
ても同様の結果となった。
【００７６】以下、実施形態8を参照しながら、本発明
の作用・効果について説明する。
の作用・効果について説明する。
【００７７】本願発明者の検討によると、Sbの混晶化に
関して、Inを含まない材料系(例えばGaAsやAlGaAs)にSb
を混晶化することは容易であるのに対し、Inを含む材料
系(例えばGaInAs)にSbを混晶化するすることは非常に困
難であることがわかった。例えば、図10に示したように
InとSbとを同時に供給した場合には、Sbの膜中への取り
込み効率は著しく低くなるとともに、結晶性が著しく悪
化することがわかった。これは、Inを含む混晶系とSbを
含む混晶系とを混合した場合の非混和領域が非常に大き
くなる為であり、Inを含む系とSbを含む系とは安定した
混晶相を作らないことによると思われる。これが、図10
のようなInとSbを同時に供給するシーケンスを用いた場
合にSbの膜中への取り込み効率が低くなる原因であると
考えられる。
関して、Inを含まない材料系(例えばGaAsやAlGaAs)にSb
を混晶化することは容易であるのに対し、Inを含む材料
系(例えばGaInAs)にSbを混晶化するすることは非常に困
難であることがわかった。例えば、図10に示したように
InとSbとを同時に供給した場合には、Sbの膜中への取り
込み効率は著しく低くなるとともに、結晶性が著しく悪
化することがわかった。これは、Inを含む混晶系とSbを
含む混晶系とを混合した場合の非混和領域が非常に大き
くなる為であり、Inを含む系とSbを含む系とは安定した
混晶相を作らないことによると思われる。これが、図10
のようなInとSbを同時に供給するシーケンスを用いた場
合にSbの膜中への取り込み効率が低くなる原因であると
考えられる。
【００７８】一方実施形態8では、Sbを(In以外のIII族
元素である)Gaと結合させる工程8aと、Inを混晶化させ
る工程8bとが時間的に分離され、その結果、InとSbとが
結晶膜成長時に空間的にも分離されることにより、上記
に示したようなInを含む混晶系とSbを含む混晶系との非
混和の問題を回避しているものである。
元素である)Gaと結合させる工程8aと、Inを混晶化させ
る工程8bとが時間的に分離され、その結果、InとSbとが
結晶膜成長時に空間的にも分離されることにより、上記
に示したようなInを含む混晶系とSbを含む混晶系との非
混和の問題を回避しているものである。
【００７９】このようにInとSbの原料を時間的に分離し
て供給し、空間的に分離することによって、非混和性に
起因する結晶性の悪化と膜中へのSbの取り込みの低下と
いう問題を回避することが出来るようになったわけであ
るが、更にInとSbとの分離を強くする為に図13に示す成
長シーケンスを用いることも効果的であった。すなわ
ち、In源を含みSb源を含まない原料を供給する工程13a
を実施した後、In源もSb源も含まない原料を供給する工
程13bを実施し、引き続いてIn源を含まずSb源を含む原
料を供給する工程13cを実施する。これにより、工程13a
によって形成されるInを含む層と、工程13cによって形
成されるSbを含む層の間に、InもSbも含まない中間層
(ここではGaAs)が工程13bによって形成されることにな
り、Inを含む層とSbを含む層とは、その界面も含めて接
することがなくなる。よって、Inを含む層とSbを含む層
との界面での非混和性の問題が回避されるようになり、
結果としてより結晶性に優れた結晶が得られるようにな
る。なお、工程13aと工程13cとは入れ替わっていてもよ
い。また、この時の中間層としてはGaAsであることが望
ましい。この中間層は、下地を完全に覆い隠す必要があ
ることから1分子層以上である必要があり、また全体の
結晶組成に及ぼす影響が少なくなるよう２分子層以下程
度であることが望ましい。また、図14に示すように工程
14eからのIII族の供給をストップする工程の直前に工程
14dに示すようなInもSbも含まないキャップ層を成長す
ることも可能である。このキャップ層により、Inの表面
偏析やSbの熱蒸発を抑制することが出来る。このキャッ
プ層もGaAsであることが望ましく、層厚は1分子層以上
２分子層以下程度とするのが望ましい。なお、III族元
素やSbを供給する各工程は必ずしも連続している必要は
なく、例えばAsだけを供給する成長中断時間を設けても
よい。このことは他の全ての実施形態に当てはまる。ま
た各工程でAs供給量は一定とする必要もなく、変化して
もよい。例えば図15におけるIn供給工程である工程15a
におけるAs供給量を高めた場合、Inのマイグレーション
を抑えて表面の平坦化が促進される効果や、Inの表面偏
析を抑制してSbとの空間的分離がより強くなる効果が期
待される。
て供給し、空間的に分離することによって、非混和性に
起因する結晶性の悪化と膜中へのSbの取り込みの低下と
いう問題を回避することが出来るようになったわけであ
るが、更にInとSbとの分離を強くする為に図13に示す成
長シーケンスを用いることも効果的であった。すなわ
ち、In源を含みSb源を含まない原料を供給する工程13a
を実施した後、In源もSb源も含まない原料を供給する工
程13bを実施し、引き続いてIn源を含まずSb源を含む原
料を供給する工程13cを実施する。これにより、工程13a
によって形成されるInを含む層と、工程13cによって形
成されるSbを含む層の間に、InもSbも含まない中間層
(ここではGaAs)が工程13bによって形成されることにな
り、Inを含む層とSbを含む層とは、その界面も含めて接
することがなくなる。よって、Inを含む層とSbを含む層
との界面での非混和性の問題が回避されるようになり、
結果としてより結晶性に優れた結晶が得られるようにな
る。なお、工程13aと工程13cとは入れ替わっていてもよ
い。また、この時の中間層としてはGaAsであることが望
ましい。この中間層は、下地を完全に覆い隠す必要があ
ることから1分子層以上である必要があり、また全体の
結晶組成に及ぼす影響が少なくなるよう２分子層以下程
度であることが望ましい。また、図14に示すように工程
14eからのIII族の供給をストップする工程の直前に工程
14dに示すようなInもSbも含まないキャップ層を成長す
ることも可能である。このキャップ層により、Inの表面
偏析やSbの熱蒸発を抑制することが出来る。このキャッ
プ層もGaAsであることが望ましく、層厚は1分子層以上
２分子層以下程度とするのが望ましい。なお、III族元
素やSbを供給する各工程は必ずしも連続している必要は
なく、例えばAsだけを供給する成長中断時間を設けても
よい。このことは他の全ての実施形態に当てはまる。ま
た各工程でAs供給量は一定とする必要もなく、変化して
もよい。例えば図15におけるIn供給工程である工程15a
におけるAs供給量を高めた場合、Inのマイグレーション
を抑えて表面の平坦化が促進される効果や、Inの表面偏
析を抑制してSbとの空間的分離がより強くなる効果が期
待される。
【００８０】また、膜中への窒素の取り込みについて
は、これまでに他の実施形態で述べてきたように、MMeH
yの熱分解効率が低い基板温度においても十分な窒素の
表面吸着反応が生じるように、工程8dでのMMeHyの積算
供給量を十分に大きくしている。なお他の実施形態で述
べたように窒素原料を供給する際に同時にAlを供給して
もよいし、窒素原料は他の原料であってもよいことは言
うまでもない。
は、これまでに他の実施形態で述べてきたように、MMeH
yの熱分解効率が低い基板温度においても十分な窒素の
表面吸着反応が生じるように、工程8dでのMMeHyの積算
供給量を十分に大きくしている。なお他の実施形態で述
べたように窒素原料を供給する際に同時にAlを供給して
もよいし、窒素原料は他の原料であってもよいことは言
うまでもない。
【００８１】(実施形態9)ここでは、窒素源にアンモニ
ア(NH3)を用いて、AlGaInP/GaInPN/AlGaInP単一量子井
戸の作製方法について説明する。結晶成長は、有機金属
気相成長(MO-CVD)法により行った。III族原料には有機
金属ガス(トリメチルアルミニウム(TMAl),トリメチルガ
リウム(TMGa),トリメチルインジウム(TMIn))を用い、燐
原料及び窒素原料にはフォスフィン(PH3)及びアンモニ
ア(NH3)を用いた。いずれのガスも、水素ガスをキャリ
アとしてリアクター内に導入した。基板にはGaAs(100)
面5度オフ基板を用い、結晶成長は基板温度550℃にて行
った。また結晶成長時の圧力は76torrとした。
ア(NH3)を用いて、AlGaInP/GaInPN/AlGaInP単一量子井
戸の作製方法について説明する。結晶成長は、有機金属
気相成長(MO-CVD)法により行った。III族原料には有機
金属ガス(トリメチルアルミニウム(TMAl),トリメチルガ
リウム(TMGa),トリメチルインジウム(TMIn))を用い、燐
原料及び窒素原料にはフォスフィン(PH3)及びアンモニ
ア(NH3)を用いた。いずれのガスも、水素ガスをキャリ
アとしてリアクター内に導入した。基板にはGaAs(100)
面5度オフ基板を用い、結晶成長は基板温度550℃にて行
った。また結晶成長時の圧力は76torrとした。
【００８２】まず、必要な原料を同時に供給することに
よって層厚1μmの(Al0.5Ga0.5)0.5In0.5P下バリア層を
結晶成長した後、ウエル層であるGaInPNを、図11に示す
原料供給シーケンスにて成長を行った。
よって層厚1μmの(Al0.5Ga0.5)0.5In0.5P下バリア層を
結晶成長した後、ウエル層であるGaInPNを、図11に示す
原料供給シーケンスにて成長を行った。
【００８３】工程11aにてGa,In,Pの原料を2秒間供給し
た。ここでは、2秒間で、層厚1分子層相当のGaInPが成
長するように、各原料の供給流量を調節した。続いて工
程11bにてPH3だけを5秒間供給した。続いて工程11cにて
NH3ガスを15秒間照射した。次に、工程11dにて3秒間だ
けPH3を供給した。
た。ここでは、2秒間で、層厚1分子層相当のGaInPが成
長するように、各原料の供給流量を調節した。続いて工
程11bにてPH3だけを5秒間供給した。続いて工程11cにて
NH3ガスを15秒間照射した。次に、工程11dにて3秒間だ
けPH3を供給した。
【００８４】上記工程11aから工程11dよりなる1サイク
ルを17回繰り返し、層厚5nmのGaInPN量子井戸を結晶成
長させた。
ルを17回繰り返し、層厚5nmのGaInPN量子井戸を結晶成
長させた。
【００８５】作製されたGaInPN混晶の各組成の混晶比は
Ga0.6In0.4P0.99N0.01であった。この量子井戸構造の、
室温におけるPL(フォトルミネッセンス)発光波長は約70
0nm、発光の半値全幅は30meVであり、発光強度は非常に
強いものであった。
Ga0.6In0.4P0.99N0.01であった。この量子井戸構造の、
室温におけるPL(フォトルミネッセンス)発光波長は約70
0nm、発光の半値全幅は30meVであり、発光強度は非常に
強いものであった。
【００８６】(実施形態10)図12に、本願発明の半導体装
置の一形態である半導体レーザ素子1200を示す。この半
導体レーザ素子1200はGaAs基板の上に構成され、波長1.
3μmでレーザ発振するように設計されている。図12の構
成において、活性層である井戸層1206を構成する化合物
半導体層は、実施形態1に示された方法によって結晶成
長された点に特徴がある。各部の詳細は次の通りであ
る。
置の一形態である半導体レーザ素子1200を示す。この半
導体レーザ素子1200はGaAs基板の上に構成され、波長1.
3μmでレーザ発振するように設計されている。図12の構
成において、活性層である井戸層1206を構成する化合物
半導体層は、実施形態1に示された方法によって結晶成
長された点に特徴がある。各部の詳細は次の通りであ
る。
【００８７】
p型側電極金属1201・・・AuZn
電流狭窄層1202・・・ポリイミド
コンタクト層1203・・・p型GaAs,0.5μm
上クラッド層1204・・・p型Al0.4Ga0.6As,1μm
上ガイド層1205・・・i(真性)-GaAs,0.1μm
井戸層1206・・・i-Ga0.7In0.3N0.01As0.99,7nm
下ガイド層1207・・・i(真性)-GaAs,0.1μm
下クラッド層1208・・・n型Al0.4Ga0.6As,1μm
基板1209・・・n型GaAs
n型電極金属1210・・・AuGe
【００８８】GaAs(100)基板1209の上に、下クラッド層1
208から下ガイド層1207に至る各層をガスソース分子線
エピタキシャル成長(GS-MBE)法を用いて、必要な原料を
同時に供給する通常の方法により結晶成長を行った。こ
の時に用いられたMBE法では、窒素を除く各元素(Al,Ga,
In,As)の原料には、全て固体ソース(金属Al,金属Ga,金
属In,金属As)を用いた。
208から下ガイド層1207に至る各層をガスソース分子線
エピタキシャル成長(GS-MBE)法を用いて、必要な原料を
同時に供給する通常の方法により結晶成長を行った。こ
の時に用いられたMBE法では、窒素を除く各元素(Al,Ga,
In,As)の原料には、全て固体ソース(金属Al,金属Ga,金
属In,金属As)を用いた。
【００８９】続いて実施形態1に示された方法によって
井戸層1206を結晶成長し、再び必要な原料を同時に供給
することによって上ガイド層1205からコンタクト層1203
に至る各層の結晶成長を行った。GS-MBE法による結晶成
長の後、上クラッド層1204の一部を幅2μmのストライプ
状にエッチング加工してリッジ型導波路構造とし、リッ
ジ側面にはポリイミドによる電流狭窄層1202を施し、上
下に電極1201,1210を形成した。続いてリッジに直交す
る方向に、劈開により端面ミラーを形成した。
井戸層1206を結晶成長し、再び必要な原料を同時に供給
することによって上ガイド層1205からコンタクト層1203
に至る各層の結晶成長を行った。GS-MBE法による結晶成
長の後、上クラッド層1204の一部を幅2μmのストライプ
状にエッチング加工してリッジ型導波路構造とし、リッ
ジ側面にはポリイミドによる電流狭窄層1202を施し、上
下に電極1201,1210を形成した。続いてリッジに直交す
る方向に、劈開により端面ミラーを形成した。
【００９０】半導体レーザ素子1200は、波長1.3μmでレ
ーザ発振した。共振器長(L)を300μmとした時のレーザ
発振開始時の閾値電流密度Jthは0.4kA/cm2であり、低電
流でのレーザ発振が見られた。素子温度20℃から90℃に
おける特性温度T0は187Kであり、温度特性に優れてい
た。
ーザ発振した。共振器長(L)を300μmとした時のレーザ
発振開始時の閾値電流密度Jthは0.4kA/cm2であり、低電
流でのレーザ発振が見られた。素子温度20℃から90℃に
おける特性温度T0は187Kであり、温度特性に優れてい
た。
【００９１】また、井戸層の結晶成長方法については、
実施形態1に示した方法のみならず、他の実施形態で示
した方法によっても、優れた特性の半導体レーザ装置を
得ることが出来た。
実施形態1に示した方法のみならず、他の実施形態で示
した方法によっても、優れた特性の半導体レーザ装置を
得ることが出来た。
【００９２】(実施形態11)ここでは、波長1.3μmで発光
するGaAs/GaAs0.88Sb0.1N0.02/GaAs単一量子井戸の作製
方法について説明する。結晶成長は、ガスソース分子線
エピタキシャル成長(GS-MBE)法により行った。III族原
料,砒素原料,アンチモン原料にはそれぞれの固体金属ソ
ース(金属ガリウム,金属砒素(As4),金属アンチモン(S
b4))を用い、窒素原料にはジメチルヒドラジン(DMeHy)
を用いた。DMeHyは、ガス状の原料を、ガスセルを通し
て真空チャンバー内に導入し、基板に照射した。基板に
はGaAs(100)を用い、結晶成長は基板温度450℃にて行っ
た。
するGaAs/GaAs0.88Sb0.1N0.02/GaAs単一量子井戸の作製
方法について説明する。結晶成長は、ガスソース分子線
エピタキシャル成長(GS-MBE)法により行った。III族原
料,砒素原料,アンチモン原料にはそれぞれの固体金属ソ
ース(金属ガリウム,金属砒素(As4),金属アンチモン(S
b4))を用い、窒素原料にはジメチルヒドラジン(DMeHy)
を用いた。DMeHyは、ガス状の原料を、ガスセルを通し
て真空チャンバー内に導入し、基板に照射した。基板に
はGaAs(100)を用い、結晶成長は基板温度450℃にて行っ
た。
【００９３】Ga,As4原料を同時に供給することによって
層厚1μmのGaAs下バリア層を結晶成長した後、ウエル層
であるGaAsSbを、図16に示す原料供給シーケンスにて成
長を行った。すなわち、まず工程16aにてGa,As,Sbの原
料分子線を1秒間供給した。ここでは、1秒間で、層厚1
分子層相当のGaAsSbが成長するように、Gaのビーム強度
を7.0×10-7torr、As4のビーム強度を1.5×10-5torr、S
b4のビーム強度を1.2×10-6torrとした。続く工程16bで
は3秒間As4分子線のみ供給し、工程16cにおいてその供
給量を5×10-6torrにまで低減するとともに、5秒間かけ
てバックグラウンドに存在する過剰なAsの追い出しを行
った。続いて工程16dにて5×10-6torrのDMeHy分子線とA
s4分子線を30秒間照射し、工程16eにて3秒間かけて再び
As4分子線の供給量を1.5×10-6torrに上昇させた。この
工程16aから工程16dよりなる1サイクルを24回繰り返
し、層厚約7nmのGaAsSbN量子井戸を結晶成長した。この
混晶結晶の、室温におけるPL(フォトルミネッセンス)発
光波長は1.3μm、発光の半値全幅は26meVであり、発光
強度は非常に強いものであった。
層厚1μmのGaAs下バリア層を結晶成長した後、ウエル層
であるGaAsSbを、図16に示す原料供給シーケンスにて成
長を行った。すなわち、まず工程16aにてGa,As,Sbの原
料分子線を1秒間供給した。ここでは、1秒間で、層厚1
分子層相当のGaAsSbが成長するように、Gaのビーム強度
を7.0×10-7torr、As4のビーム強度を1.5×10-5torr、S
b4のビーム強度を1.2×10-6torrとした。続く工程16bで
は3秒間As4分子線のみ供給し、工程16cにおいてその供
給量を5×10-6torrにまで低減するとともに、5秒間かけ
てバックグラウンドに存在する過剰なAsの追い出しを行
った。続いて工程16dにて5×10-6torrのDMeHy分子線とA
s4分子線を30秒間照射し、工程16eにて3秒間かけて再び
As4分子線の供給量を1.5×10-6torrに上昇させた。この
工程16aから工程16dよりなる1サイクルを24回繰り返
し、層厚約7nmのGaAsSbN量子井戸を結晶成長した。この
混晶結晶の、室温におけるPL(フォトルミネッセンス)発
光波長は1.3μm、発光の半値全幅は26meVであり、発光
強度は非常に強いものであった。
【００９４】本願発明は、結晶組成としてインジウムを
含む場合に大変効果的であるが、一方でこの実施形態の
ようにインジウムを含まない場合においても低温にて大
きな窒素混晶比を得る方法として有用である。特にこの
実施形態のように、蒸気圧が高く、高温での結晶成長で
は蒸発が激しいアンチモンを混晶化する場合、低温でも
高い窒素混晶比が得られる点で有効となる。なお、ここ
でも、窒素源としてアンモニアを用い、アルミニウムを
添加することも可能である。
含む場合に大変効果的であるが、一方でこの実施形態の
ようにインジウムを含まない場合においても低温にて大
きな窒素混晶比を得る方法として有用である。特にこの
実施形態のように、蒸気圧が高く、高温での結晶成長で
は蒸発が激しいアンチモンを混晶化する場合、低温でも
高い窒素混晶比が得られる点で有効となる。なお、ここ
でも、窒素源としてアンモニアを用い、アルミニウムを
添加することも可能である。
【００９５】(実施形態12)これまでに示した実施形態に
よる結晶成長方法を、応用システムの作製に適用した。
ここではその一例として、光通信システムに用いられる
光送受信モジュールの作製に応用した場合について説明
する。光ファイバーを通して光信号のやり取りを行う光
ネットワークシステムにおける、光送受信モジュール17
00を作製した。略図を図17に示す。光ファイバー1707を
通して送られてきた波長1.3μmの光信号は、a点から光
導波路1703に結合され、光導波路1703を導波する。Y分
岐部1706では導波されてきた光信号が50：50に分岐さ
れ、一方がb点を通して受光用ディテクター部1705に達
し、送られてきた光信号が電気信号に変換される。一方
送信機能としては、半導体レーザ部1702によって電気信
号が光信号に変換され、c点を通して導波路1703に結合
され、a点から光ファイバー1707へ送信される。出力モ
ニター部1704は、半導体レーザの光出力を後端からモニ
ターするものである。
よる結晶成長方法を、応用システムの作製に適用した。
ここではその一例として、光通信システムに用いられる
光送受信モジュールの作製に応用した場合について説明
する。光ファイバーを通して光信号のやり取りを行う光
ネットワークシステムにおける、光送受信モジュール17
00を作製した。略図を図17に示す。光ファイバー1707を
通して送られてきた波長1.3μmの光信号は、a点から光
導波路1703に結合され、光導波路1703を導波する。Y分
岐部1706では導波されてきた光信号が50：50に分岐さ
れ、一方がb点を通して受光用ディテクター部1705に達
し、送られてきた光信号が電気信号に変換される。一方
送信機能としては、半導体レーザ部1702によって電気信
号が光信号に変換され、c点を通して導波路1703に結合
され、a点から光ファイバー1707へ送信される。出力モ
ニター部1704は、半導体レーザの光出力を後端からモニ
ターするものである。
【００９６】この光送受信モジュールを構成する送信用
半導体レーザ部1702、受光用ディテクター部1705、送信
用半導体レーザの出力モニター部1704、光導波路部1703
は一回の結晶成長により作製されており、それぞれの微
小素子がモノリシック集積されている。送信用半導体レ
ーザ部1702、受光用ディテクター部1705、送信用半導体
レーザの出力モニター部1704の層構造は、実施形態10で
示したものと同一であり、量子井戸活性層あるいはコア
層の井戸層部に本願発明の結晶成長方法が適用されてい
ることで当該層の結晶性が高められており、高性能化さ
れている。光導波路部1703は、上面からZnを拡散するこ
とによってコア層の量子井戸構造を無秩序化し、波長1.
3μmの光に対して透明となるようにしている。それぞれ
の微小素子は、ドライエッチングにより加工・分離され
ている。
半導体レーザ部1702、受光用ディテクター部1705、送信
用半導体レーザの出力モニター部1704、光導波路部1703
は一回の結晶成長により作製されており、それぞれの微
小素子がモノリシック集積されている。送信用半導体レ
ーザ部1702、受光用ディテクター部1705、送信用半導体
レーザの出力モニター部1704の層構造は、実施形態10で
示したものと同一であり、量子井戸活性層あるいはコア
層の井戸層部に本願発明の結晶成長方法が適用されてい
ることで当該層の結晶性が高められており、高性能化さ
れている。光導波路部1703は、上面からZnを拡散するこ
とによってコア層の量子井戸構造を無秩序化し、波長1.
3μmの光に対して透明となるようにしている。それぞれ
の微小素子は、ドライエッチングにより加工・分離され
ている。
【００９７】この光送受信モジュールでは、送信用半導
体レーザ部1702、受光用ディテクター部1705、送信用半
導体レーザの出力モニター部1704の井戸層において、本
願発明の結晶成長方法が適用されていることにより、半
導体レーザ部においては低消費電力化、ディテクター・
モニター部においては光-電気変換効率が大幅に向上し
ており、システム全体の性能の向上をはかることができ
ている。
体レーザ部1702、受光用ディテクター部1705、送信用半
導体レーザの出力モニター部1704の井戸層において、本
願発明の結晶成長方法が適用されていることにより、半
導体レーザ部においては低消費電力化、ディテクター・
モニター部においては光-電気変換効率が大幅に向上し
ており、システム全体の性能の向上をはかることができ
ている。
【００９８】上記においては光ファイバー通信システム
への応用について示したが、光ファイバーを用いない空
間光伝送システム、あるいは光によるセンサー機能を有
する光計測システム、レーザを利用した医療用機器など
の他の応用システムにおいて同様の構成が可能であり、
同様の効果が得られることは言うまでもない。
への応用について示したが、光ファイバーを用いない空
間光伝送システム、あるいは光によるセンサー機能を有
する光計測システム、レーザを利用した医療用機器など
の他の応用システムにおいて同様の構成が可能であり、
同様の効果が得られることは言うまでもない。
【００９９】実施形態1〜8では(Al)GaInNAs(Sb)混晶の
結晶成長方法について示したのに対し、実施形態9では
それらと異なる結晶系であるGaInPN混晶について示して
いる。本発明はこのような特定の結晶系、混晶組成、バ
ンドギャップ波長、ヘテロ接合の組み合わせ、デバイス
構造に限定されるものではないことは言うまでもない。
例えば、波長1.3μm,1.55μm以外の波長で発光するGaIn
NAs混晶あるいはGaInNAsSb混晶あるいはInGaAsPN混晶、
可視光で発光する(Al)GaInPN混晶、Siに概ね格子整合す
るGaPN混晶、その他にもGaAsPN混晶、InAsPN混晶等の作
製に効果的である。
結晶成長方法について示したのに対し、実施形態9では
それらと異なる結晶系であるGaInPN混晶について示して
いる。本発明はこのような特定の結晶系、混晶組成、バ
ンドギャップ波長、ヘテロ接合の組み合わせ、デバイス
構造に限定されるものではないことは言うまでもない。
例えば、波長1.3μm,1.55μm以外の波長で発光するGaIn
NAs混晶あるいはGaInNAsSb混晶あるいはInGaAsPN混晶、
可視光で発光する(Al)GaInPN混晶、Siに概ね格子整合す
るGaPN混晶、その他にもGaAsPN混晶、InAsPN混晶等の作
製に効果的である。
【０１００】また上記いずれの実施形態ではIII-V族化
合物半導体に数％（0.5〜3％程度）の窒素を混晶化する
場合を取り上げたが、実施形態として詳細を説明した以
外のIII族元素(B,Tl等)やV族元素(Bi)が適宜混晶化され
ていてもよいし、不純物元素(Zn,Be,Mg,Te,S,Se,Si等)
が適宜含まれていてもよい。また、基板についても実施
形態に示したものに限定されるものではなく、別の基板
を用いても同様の効果が得られる。例えばInGaAs,InP,G
aSb基板などのその他のIII-V族化合物半導体基板、ZnSe
基板などのII-VI族化合物半導体基板、Ge,SiC基板など
のIV族半導体基板、ガラス・プラスチック・セラミック
ス等を用いることができる。
合物半導体に数％（0.5〜3％程度）の窒素を混晶化する
場合を取り上げたが、実施形態として詳細を説明した以
外のIII族元素(B,Tl等)やV族元素(Bi)が適宜混晶化され
ていてもよいし、不純物元素(Zn,Be,Mg,Te,S,Se,Si等)
が適宜含まれていてもよい。また、基板についても実施
形態に示したものに限定されるものではなく、別の基板
を用いても同様の効果が得られる。例えばInGaAs,InP,G
aSb基板などのその他のIII-V族化合物半導体基板、ZnSe
基板などのII-VI族化合物半導体基板、Ge,SiC基板など
のIV族半導体基板、ガラス・プラスチック・セラミック
ス等を用いることができる。
【０１０１】また、結晶成長に用いる各構成元素の原料
については、実施形態に記述した特定の原料、あるいは
それぞれの原料の特定の組み合わせに限定されるもので
はなく、任意の原料を任意の組み合わせで用いることが
できることは言うまでもない。
については、実施形態に記述した特定の原料、あるいは
それぞれの原料の特定の組み合わせに限定されるもので
はなく、任意の原料を任意の組み合わせで用いることが
できることは言うまでもない。
【０１０２】また、結晶成長方法においても、MBE法やG
S-MBE法のみならず、他の方法を適宜選択し得る。例え
ば、MO-CVD法、MO-MBE法、光CVD法、プラズマCVD法、真
空蒸着法、真空スパッタ法などにも適用することが可能
な技術であることは言うまでもない。
S-MBE法のみならず、他の方法を適宜選択し得る。例え
ば、MO-CVD法、MO-MBE法、光CVD法、プラズマCVD法、真
空蒸着法、真空スパッタ法などにも適用することが可能
な技術であることは言うまでもない。
【０１０３】何れも量子井戸構造における井戸層に本願
の混晶を適用した場合について示してきたが、その際に
おける井戸数、歪量、井戸層厚に関して制限はない。ま
た、バリア層にも圧縮または引っ張りの歪を導入しても
よい。また、量子井戸構造のみならず、バルク結晶の作
製に用いてもよい。
の混晶を適用した場合について示してきたが、その際に
おける井戸数、歪量、井戸層厚に関して制限はない。ま
た、バリア層にも圧縮または引っ張りの歪を導入しても
よい。また、量子井戸構造のみならず、バルク結晶の作
製に用いてもよい。
【０１０４】応用デバイスについては半導体レーザに限
定されるものではなく、発光ダイオード、受光素子、光
導波路素子、太陽電池などの任意の光デバイス、あるい
はトランジスタ、FET、HEMTなどの電子デバイスの任意
の層の作製へ適用することが可能であることは言うまで
もない。本願発明の結晶成長方法によって優れた特性の
デバイスを作製することが出来る。
定されるものではなく、発光ダイオード、受光素子、光
導波路素子、太陽電池などの任意の光デバイス、あるい
はトランジスタ、FET、HEMTなどの電子デバイスの任意
の層の作製へ適用することが可能であることは言うまで
もない。本願発明の結晶成長方法によって優れた特性の
デバイスを作製することが出来る。
【０１０５】本願は本発明の成長方法で作製されたIII-
V族化合物半導体を含む。本願は、そのIII-V族化合物半
導体を使用して構成された半導体素子をも含む。さらに
本願は、そのIII-V族化合物半導体を使用して構成され
た半導体装置を含む。
V族化合物半導体を含む。本願は、そのIII-V族化合物半
導体を使用して構成された半導体素子をも含む。さらに
本願は、そのIII-V族化合物半導体を使用して構成され
た半導体装置を含む。
【０１０６】
【発明の効果】本願発明のIII-V族化合物半導体の結晶
成長方法によると、窒素と、窒素以外の一種類以上のV
族元素とを共にV族組成として含むIII-V族化合物半導体
を結晶成長させるに際して、窒素混晶比を所望の値にす
ることが出来、発光特性を始めとする結晶性に優れた混
晶結晶を得ることが出来る。本発明は、窒素原料として
未分解のガス原料を用い、基板表面での窒素原料の熱分
解を利用して窒素を結晶中に取り込む場合に特に有用な
技術である。また、インジウムをIII族組成として含む
混晶を作製する際に有用な技術を含む。更には、アンチ
モンをV族組成として含む混晶を作製する際に有用な技
術を含む。本発明の結晶成長方法で得られたIII-V族化
合物半導体を使用して構成される半導体装置は、発光特
性を始めとするデバイス特性に優れている。
成長方法によると、窒素と、窒素以外の一種類以上のV
族元素とを共にV族組成として含むIII-V族化合物半導体
を結晶成長させるに際して、窒素混晶比を所望の値にす
ることが出来、発光特性を始めとする結晶性に優れた混
晶結晶を得ることが出来る。本発明は、窒素原料として
未分解のガス原料を用い、基板表面での窒素原料の熱分
解を利用して窒素を結晶中に取り込む場合に特に有用な
技術である。また、インジウムをIII族組成として含む
混晶を作製する際に有用な技術を含む。更には、アンチ
モンをV族組成として含む混晶を作製する際に有用な技
術を含む。本発明の結晶成長方法で得られたIII-V族化
合物半導体を使用して構成される半導体装置は、発光特
性を始めとするデバイス特性に優れている。
【図１】 実施形態1における原料供給シーケンスを示
す図である。
す図である。
【図２】 実施形態1における原料供給シーケンスの変
形例を示す図である。
形例を示す図である。
【図３】 実施形態1,2,3及び比較例2,3において作製さ
れた単一量子井戸構造の室温におけるPL発光強度の、1
サイクル当りの成長層厚依存性を示す図である。
れた単一量子井戸構造の室温におけるPL発光強度の、1
サイクル当りの成長層厚依存性を示す図である。
【図４】 実施形態1,4,5及び比較例4において作製され
た単一量子井戸構造の室温におけるPL発光強度の、工程
1aにおける成長速度依存性を示す図である。
た単一量子井戸構造の室温におけるPL発光強度の、工程
1aにおける成長速度依存性を示す図である。
【図５】 実施形態6における原料供給シーケンスを示
す図である。
す図である。
【図６】 実施形態6における原料供給シーケンスの変
形例を示す図である。
形例を示す図である。
【図７】 実施形態7における原料供給シーケンスを示
す図である。
す図である。
【図８】 実施形態8における原料供給シーケンスを示
す図である。
す図である。
【図９】 実施形態8における原料供給シーケンスの変
形例を示す図である。
形例を示す図である。
【図１０】 比較例6における原料供給シーケンスを示
す図である。
す図である。
【図１１】 実施形態9における原料供給シーケンスを
示す図である。
示す図である。
【図１２】 実施形態10における半導体レーザ素子を示
す斜視図である。
す斜視図である。
【図１３】 実施形態8における原料供給シーケンスの
変形例を示す図である。
変形例を示す図である。
【図１４】 実施形態8における原料供給シーケンスの
変形例を示す図である。
変形例を示す図である。
【図１５】 実施形態8における原料供給シーケンスの
変形例を示す図である。
変形例を示す図である。
【図１６】 実施形態11における原料供給シーケンスを
示す図である。
示す図である。
【図１７】 光送受信モジュールを示す斜視図である。
1200 半導体レーザ素子
1201 p型側電極金属
1202 電流狭窄層
1203 コンタクト層
1204 上クラッド層
1205 上ガイド層
1206 井戸層
1207 下ガイド層
1208 下クラッド層
1209 基板
1210 n型電極金属
1700 光送受信モジュール
1701 基板
1702 半導体レーザ部
1703 光導波路部
1704 出力モニター部
1705 受光部
1706 Y分岐部
1707 光ファイバー
1708 無反射コーティング膜
1709 電極パッド
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
Ｆターム(参考） 5F041 AA04 CA05 CA34 CA35 CA66
CA77
5F045 AA04 AB09 AC07 AC12 BB04
CA09
5F073 AA07 AA45 AA73 BA01 CA17
CB02 CB11 DA06 DA35 EA24
Claims (23)
- 【請求項１】 III-V（N(As,P,Sb)）族化合物（但し、V
（N(As,P,Sb)）は、V族元素としてＮ元素を必ず含み、A
s,PまたはSbの少なくとも一種を含んでいることを意味
している）半導体の成長方法であって、III族元素源を
含まず、V族元素の窒素源を含む原料を供給する工程Ｂ
を含むことを特徴とするIII-V族化合物半導体の成長方
法。 - 【請求項２】 さらに、III族元素源を含む原料を供給
する工程Aを含む、請求項１に記載のIII-V族化合物半導
体の成長方法。 - 【請求項３】 工程Aの原料に、As源および／またはP源
が含まれる、請求項２記載のIII-V族化合物半導体の成
長方法。 - 【請求項４】 工程Bの原料に、As源および／またはP源
が含まれる、請求項1〜3いずれかに記載のIII-V族化合
物半導体の成長方法。 - 【請求項５】 工程Aと工程Bを含む一連のシーケンスを
繰り返すことを特徴とする、請求項2〜4いずれかに記載
のIII-V族化合物半導体の成長方法。 - 【請求項６】 工程Aと工程Bを含む一連のシーケンス1
回あたり、3分子層以下の層を成長させることを特徴と
する、請求項2〜5いずれかに記載のIII-V族化合物半導
体の成長方法。 - 【請求項７】 工程Aの原料に、In源が含まれる、請求
項2〜6いずれかに記載のIII-V族化合物半導体の成長方
法。 - 【請求項８】 工程Aで形成される半導体層の成長速度
が、１秒間に0.2分子層以上であることを特徴とする、
請求項2〜7いずれかに記載のIII-V族化合物半導体の成
長方法。 - 【請求項９】 工程Bにおける窒素源が、 【化１】 であることを特徴とする、請求項1〜8いずれかに記載の
III-V族化合物半導体の成長方法。 - 【請求項１０】 工程Bにおける原料が、窒素源以外のV
族元素源を含むことを特徴とする、請求項1〜9いずれか
に記載のIII-V族化合物半導体の成長方法。 - 【請求項１１】 工程Aは、工程Bよりも低い基板温度で
実施されることを特徴とする、請求項2〜10いずれかに
記載のIII-V族化合物半導体の成長方法。 - 【請求項１２】 アルミニウム源を含む原料を供給する
工程Cを有し、工程A、工程Cおよび工程Bを含む一連のシ
ーケンスを繰り返すことを特徴とする、請求項2〜11い
ずれかに記載のIII-V族化合物半導体の成長方法。 - 【請求項１３】 工程Cの原料に、窒素源が含まれるこ
とを特徴とする請求項12に記載のIII-V族化合物半導体
の成長方法。 - 【請求項１４】 工程Bは、工程Cに引き続いて実施され
ることを特徴とする請求項12〜13に記載のIII-V族化合
物半導体の成長方法。 - 【請求項１５】 工程Aが、少なくともインジウム源を
含む原料を供給する工程Aaと、インジウム源を含まず、
アンチモン源を含む原料を供給する工程Abとから成るこ
とを特徴とする請求項2〜14に記載のIII-V族化合物半導
体の成長方法。 - 【請求項１６】 工程Aが、インジウム源およびアンチ
モン源を含まない原料を供給する工程Acを更に含み、工
程Aaと工程Abの間に実施されることを特徴とする請求項
15に記載のIII-V族化合物半導体の成長方法。 - 【請求項１７】 工程Aa、工程Ac、工程Abの順序で実施
されることを特徴とする請求項16に記載のIII-V族化合
物半導体の成長方法。 - 【請求項１８】 工程Aが、インジウム源およびアンチ
モン源を含まない原料を供給する工程Adを更に含み、工
程Aa、工程Ac、工程Ab、工程Adの順序で実施されること
を特徴とする請求項17に記載のIII-V族化合物半導体の
成長方法。 - 【請求項１９】 工程Acあるいは工程Adにおいて成長さ
れるインジウムおよびアンチモンを含まない層は、GaAs
であることを特徴とする請求項16〜18に記載のIII-V族
化合物半導体の成長方法。 - 【請求項２０】 工程Acあるいは工程Adにおいて成長さ
れるインジウムおよびアンチモンを含まない層の層厚
は、１分子層以上、２分子層以下であることを特徴とす
る請求項16〜19に記載のIII-V族化合物半導体の成長方
法。 - 【請求項２１】 請求項1〜20に記載の何れかの成長方
法で作製されたIII-V族化合物半導体。 - 【請求項２２】 請求項21に記載のIII-V族化合物半導
体を使用して構成された半導体素子および半導体装置。 - 【請求項２３】 請求項22に記載のIII-V族化合物半導
体を使用して構成されたシステム。
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2002
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