JP2006041336A - 半導体装置およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 Ｓｂをサーファクタントとして用いて形成されたＧａＩｎＡｓＳｂ量子井戸層またはＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸層を有する半導体装置において、良好な発光強度と、発光スペクトルの半値幅と、所望の発光波長を実現する。
【解決手段】 量子井戸層の成長開始時での成長表面のＳｂ量がサーファクタントとして機能するに十分なように、量子井戸層の成長を開始する前、たとえば障壁層１０４の成長中にＳｂを供給する。その後、ＧａＩｎＡｓ混晶またはＧａＩｎＮＡｓ混晶の成長中にＳｂをサーファクタントとして供給して、基板上にＧａＩｎＡｓＳｂまたはＧａＩｎＮＡｓＳｂからなる量子井戸層１０５を成長させる。
【選択図】図１２

Description

本発明は、Ｓｂを界面活性剤（以下、サーファクタント）として用いて成長したＧａＩｎＡｓＳｂまたはＧａＩｎＮＡｓＳｂからなる量子井戸層を有する半導体レーザ素子等の半導体装置とその製造方法、及び光送受信モジュールに関するものである。

波長１．２μｍ帯半導体レーザは、市販のＳＭ（シングルモード）光ファイバーのシングルモードに対するカットオフ波長が１．２μｍであることから、ＬＡＮ用光源として注目されている。波長１．２μｍ帯レーザを実現する為には、ＧａＡｓ基板上のＧａ_１−ｘＩｎ_ｘＡｓ混晶（0＜ｘ＜１）では、Ｉｎ組成ｘを０．４程度まで大きくする必要がある。

一方、光通信用のデバイスの光源として、１．３μｍ帯あるいは、１．５５μｍ帯の半導体レーザが用いられている。近年、温度特性に優れた長波長レーザとして、ＧａＡｓ基板上のＧａＩｎＮＡｓ混晶を用いた量子井戸層を活性層とする半導体レーザの開発が進められている。

ＧａＩｎＮＡｓ混晶は、Ｎの原子半径が極端に小さいことに起因して非混和性を有することから、Ｎ組成を大きくすると結晶性が低下する問題がある。そこで、結晶性の低下を小さくするためにＮ組成を小さくし、Ｉｎ組成を大きくすることで、発光波長を長波長化しようとした試みがなされている。例えば、Ｇａ_１−ｘＩｎ_ｘＮ_ｙＡｓ_１−ｙ混晶のＩＩＩ族中のＩｎ組成ｘを０．３６とした場合、Ｖ族中のＮ組成ｙを０．８としたときに、１．３μｍの発光波長が得られる。

しかしながら、ＧａＡｓ基板上に高圧縮歪みを有するＧａＩｎＡｓ混晶、または、ＧａＩｎＮＡｓ混晶を積層する場合、Ｉｎは、Ｇａと比較して原子半径が大きいために、Ｉｎが成長表面に偏析しやすい傾向がある。偏析により、成長表面上のＩｎ量が増加すると、高歪状態になり、成長表面上に蓄積された歪エネルギーを緩和する為に、３次元成長が生じ、結晶欠陥が生じる問題がある。

そこで、３次元成長を抑制しようとしたのが、特許文献１に開示されている、ＧａＩｎＡｓ混晶、または、ＧａＩｎＮＡｓ混晶の成長中にＳｂを微小量（Ｖ族比０．２〜２．５％程度）添加する方法である。表面に偏析し易い元素であるＳｂを量子井戸層の成長中に微小量添加することで、Ｓｂがサーファクタントとして働いて表面エネルギーを下げるので、３次元成長を抑制することが可能となる。
特開２００２−１１８３２９号公報

しかしながら、ＧａＡｓからなる基板上に、ＧａＩｎＡｓ混晶またはＧａＩｎＮＡｓ混晶の成長中にＳｂをサーファクタントとして供給して形成されたＧａＩｎＡｓＳｂ量子井戸層またはＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸層を有する半導体装置には、依然、発光強度の低下と、発光スペクトルの半値幅の増大と、発光波長の短波長化の問題がある。

そこで、本発明の課題は、Ｓｂをサーファクタントとして用いてＧａＩｎＡｓＳｂ量子井戸層またはＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸層を形成する半導体装置の製造方法において、発光強度の低下と、発光スペクトルの半値幅の増大と、発光波長の短波長化を防止できる方法を提供することにある。

また、本発明の課題は、Ｓｂをサーファクタントとして用いて形成されたＧａＩｎＡｓＳｂ量子井戸層またはＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸層を有する半導体装置であって、良好な発光強度と、発光スペクトルの半値幅と、所望の発光波長を有する半導体レーザ素子等の半導体装置およびこのような半導体装置を用いた送受信モジュールを提供することにある。

上記目的を達成するために、本願発明者は特許文献１に開示された方法について詳しく検討した。以下に詳細に述べる。

前述したように、従来、高圧縮歪を有するＧａＩｎＡｓ量子井戸層、ＧａＩｎＮＡｓ量子井戸層では、Ｉｎの偏析による３次元成長を抑制する為に、Ｓｂをサーファクタントとして供給する成長が行われている。Ｓｂは、量子井戸層の成長開始と同じタイミングで供給され始め、量子井戸層の成長期間中を通して行われている。

以下は、本願発明者が行ったＧａＩｎＡｓ混晶およびＧａＩｎＮＡｓ混晶についての成長検討である。

＜成長検討１＞
まず、固体ソースＭＢＥ（Molecular Beam Epitaxy: 分子線エピタキシャル成長）法にてＧａ_0.64Ｉｎ_0.36Ａｓ膜の成長中にＳｂをサーファクタントとして供給して形成したＧａＩｎＡｓＳｂ量子井戸の成長検討を行った。図１に示すように、ＧａＡｓ基板１４００上に、層厚０.５μｍのＧａＡｓバッファ層１４０１と、層厚０.５μｍのＡｌ_0.3Ｇａ_0.7Ａｓ下部クラッド層１４０２と、層厚５０ｎｍのＧａＡｓ下部障壁層１４０３、層厚7ｎｍのＧａＩｎＡｓＳｂ量子井戸層１４０４と、さらに、層厚５０ｎｍのＧａＡｓ上部障壁層１４０５と、層厚０.１μｍのＡｌ_0.3Ｇａ_0.7Ａｓ上部クラッド層１４０６を積層した。

量子井戸１４０４の成長条件は、成長速度１．８μｍ／ｈ、Ａｓ／ＩＩＩ族比５、Ｓｂビーム強度１．１×１０^−５Ｐａである。

量子井戸１４０４の成長温度依存性を、４２０℃から５００℃の範囲で検討し、ＰＬ特性を測定した結果、図２、図３、図４にそれぞれ示した発光強度、発光スペクトルの半値幅、発光波長についての成長温度依存性が得られた。図２に示す発光強度は、成長温度４８０℃で得られた発光強度を１とし、他の成長温度は相対値を示したものである。以降にあげる発光強度を示す図はすべて、図２の成長温度４８０℃で得られた発光強度を１としたときの、相対強度を示す。

成長温度４２０℃から5００℃の範囲では、４２０℃から４８０℃に上げることで、発光強度が大きく増大し、結晶性が向上することがわかった。しかし、発光強度は増大するものの、発光スペクトルの半値幅の増大が見られ（図３参照）、また、４２０℃と４８０℃では、４８０℃の方が、約３０ｎｍ短波長化していた（図４参照）。

上記原因を究明するために量子井戸構造のＸ線解析による評価やＳＩＭＳ（Secondary Ion Mass Spectrometry: 二次イオン質量分析）による組成分析を行ったところ、ＧａＩｎＡｓＳｂ量子井戸１４０４の成長温度の違いによる波長シフトは、Ｓｂの取り込みの違いによる影響は小さく、Ｉｎの取り込みの違いによる影響が大きいことが判明した。成長温度が高くなるにつれ、Ｉｎの表面偏析が大きくなり、量子井戸層の界面で組成が傾斜し、量子井戸中のＩｎ組成が小さくなっているものであることがわかった。

このことから、本願発明者は、大きな発光強度の得られる比較的成長温度の高い条件で、Ｉｎの偏析を抑制することで、発光スペクトルの半値幅の改善と短波長シフトを抑制することを課題として検討した。

まず、Ｓｂの供給量を最適化することで、Iｎの偏析が抑制できるのか調べた。量子井戸層の成長温度を４４０℃から５００℃の間で、Ｓｂの供給量を、９．３×１０^−７、５．０×１０^−６、１．１×１０^−５、１．７×１０^−５、２．０×１０^−５Ｐａと変化させた。各成長温度で作製したレーザ構造のＰＬ特性について、発光強度とＳｂ供給量の関係、発光スペクトルの半値幅とＳｂ供給量の関係をそれぞれ図５、図６に示す。

図６より、Ｓｂの供給量を大きくすると、発光スペクトルの半値幅が小さくなることから、Ｓｂの供給量を大きくすることで、Ｉｎの偏析を抑制する効果があることがわかる。

一方、図５より、発光強度が最大となるＳｂの供給量は、すべての温度でほぼ同じで、およそ１．１×１０^−５Ｐａであった。しかしながら、発光強度が最大となるＳｂの供給量において、特に、発光強度の大きい高温での成長で、半値幅が大きな値を示しており、Ｉｎの偏析が十分に抑制されていないことがわかる。

Ｉｎの偏析を抑制するために、Ｓｂの供給量を大きくしていくと、Ｓｂの供給量が２.０×１０^−５Ｐａで、発光強度に大きな低下が見られた。これは、Ｓｂの供給量の増加により、量子井戸層へのＳｂの取り込みが増加したことによるものであると考えられる。ＧａＩｎＡｓＳｂ混晶は、相分離を起こしやすい(非混和性が大きい)材料系であるため、Ｓｂが過剰に結晶中に取り込まれると、相分離の影響を受けて欠陥が誘発されているものであると考えられる。

なお、発光強度の低下が見られたときの量子井戸層中のＳｂの混入量は、Ｖ族元素中の約１％であった。よって、結晶性に優れた量子井戸層を得るためには、量子井戸層中のSb組成を１％以下とする必要があると言える。

＜成長検討２＞
次に、Ｎの添加を行ったＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸の成長検討を行った。試料の構造と成長方法、および条件は、量子井戸以外、上記成長検討１と同じである。Ｇａ_0.64Ｉｎ_0.36Ｎ_{０.００８}Ａｓ_{０.９９２}混晶成長中にサーファクタントとして供給するＳｂの量は、後述する理由により、Ｇａ_0.64Ｉｎ_0.36Ａｓ混晶の成長時よりも大きな２.０×１０^−５Ｐａとしている。Ｎ（窒素）源は、Ｎ_２ガスをＲＦプラズマ励起したＮラジカルを使用した。

このようにして形成したＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸の成長温度依存性を、４２０℃から５００℃の範囲で検討し、ＰＬ特性を測定した結果、図７、図８、図９に示した発光強度、発光スペクトルの半値幅、発光波長についての成長温度依存性が得られた。

成長温度が４２０℃から5００℃の範囲では、４２０℃から４８０℃に上げることで、発光強度が大きく増大し、結晶性が向上することがわかった。しかし、発光強度は増大するものの、発光スペクトルの半値幅の増大が見られ、また、４２０℃と４８０℃では、４８０℃の方が、約４０ｎｍ短波長化していた。

これは、成長検討１でのＧａＩｎＡｓＳｂ量子井戸層の成長と同様の傾向であることから、成長温度が高くなるにつれ、Ｉｎの表面偏析が大きくなり、量子井戸層の界面で組成が傾斜し、量子井戸中のＩｎ組成が小さくなっていると言える。

このことから、ＧａＩｎＡｓＳｂ量子井戸同様に、ＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸でも、大きな発光強度の得られる比較的高い成長温度においてＩｎの偏析を抑制することで、発光スペクトルの半値幅の改善と短波長シフトを抑制することを課題として以下の検討を行った。

まず、Ｓｂの供給量を最適化することで、上記課題が解決できるのか調べた。

量子井戸層の成長温度を４４０℃から５００℃の間で、量子井戸へのＳｂの供給量を、１．７×１０^−６、１．３×１０^−５、２．０×１０^−５、３．５×１０^−５、３．９×１０^−５Ｐａとした半導体レーザを作製した。各成長温度で作製した半導体レーザのＰＬ特性について、発光強度とＳｂ供給量の関係、発光スペクトルの半値幅とＳｂ供給量の関係をそれぞれ図１０、図１１に示す。

図１０より、Ｓｂの供給量を大きくすると、発光スペクトルの半値幅が小さくなることから、Ｓｂ供給の量を大きくすることで、Ｉｎの偏析を抑制する効果があることがわかる。

一方、発光強度について見ると、発光強度が最大となるＳｂの供給量は、ＧａＩｎＡｓＳｂ量子井戸層よりも大きくなっている。これは、Ｎ添加により、成長表面上のＳｂ原子の脱離が促進され、Ｎ無添加の場合と比較して、実効的なＳｂ強度が低下した為と考えられる。また、Ｎを添加しないＧａＩｎＡｓ量子井戸よりも、発光強度は低く、特に、Ｓｂの供給量の小さいところでは、発光強度が大きく低下する傾向がある。これは、ＧａＩｎＮＡｓ混晶は非混和性を有する材料であり、上記理由により実効的なＳｂ強度が低下することで、Ｉｎの偏析が大きくなり、成長表面上のＩｎ量が増加したために、非混和性増大に起因した結晶欠陥が導入されているものと考えられる。

Ｉｎの偏析を抑制するために、Ｓｂの供給量を大きくしていくと、Ｓｂの供給量が３．９×１０^−５Ｐａで、発光強度が大きく低下した。これは、Ｓｂの供給量の増加により、量子井戸層へのＳｂの取り込みが増加したことによるものであると考えられる。

ＧａＩｎＮＡｓ混晶においても、Ｓｂが過剰に結晶中に取り込まれると、相分離を起こしやすくなり、欠陥が誘発されているものであると考えられる。

なお、発光強度の低下が見られたときの、量子井戸層中のＳｂの混入量は、Ｖ族元素中の約１％であり、結晶性に優れた量子井戸層を得るためには、量子井戸層中のＳｂ組成を１％以下とする必要があると言える。

このように、成長検討１、成長検討２の結果から、従来の方法では、ＧａＩｎＡｓ混晶またはＧａＩｎＮＡｓ混晶の成長中にＳｂをサーファクタントとして供給して、Ｉｎの偏析を抑制し、高品質のＧａＩｎＡｓＳｂまたはＧａＩｎＮＡｓＳｂからなる量子井戸層を成長させようとしても、Ｓｂが過剰に結晶中にとりこまれることによる結晶欠陥の発生を抑えつつ、Ｓｂの供給によるＩｎの表面偏析抑制の効果を十分に得ることは困難であり、急峻性に優れる界面の形成と、良好な結晶性を得ることの両立はできないことがわかった。

また、良好な結晶性を有する量子井戸層を形成する為には、量子井戸層中のＳｂの混入量を、Ｖ族組成中の約１％より小さくする必要があることがわかった。

そこで、本発明の半導体装置の製造方法は、ＧａＩｎＡｓ混晶またはＧａＩｎＮＡｓ混晶の成長中にＳｂをサーファクタントとして供給して、基板上にＧａＩｎＡｓＳｂまたはＧａＩｎＮＡｓＳｂからなる量子井戸層を成長させる半導体装置の製造方法であって、
前記量子井戸層の成長開始時での成長表面のＳｂ量がサーファクタントとして機能するに十分なように、前記量子井戸層の成長を開始する前にもＳｂを供給することを特徴としている。

量子井戸層の成長中のみにＳｂを供給する方法では、量子井戸層の成長初期において、成長表面上のＳｂが欠乏しているために、Ｉｎが偏析を起こし、発光スペクトルの半値幅の増大と短波長化を招いていたが、量子井戸層の成長開始時期より先にＳｂを供給することで、Ｉｎの偏析を抑制することが可能となり、結晶性の向上が行える。

以下に、本発明のメカニズムについて説明する。

成長表面上に存在するＳｂの量は、供給しているＳｂ量（Ａ１）と偏析により生じるＳｂ量（Ａ２）との和と、Ａｓなどの他のＶ族原子との置換により生じる脱離量（Ａ３）と再蒸発量（Ａ４）との和との差｛（Ａ１＋Ａ２）−（Ａ３＋Ａ４）｝で決まる。

従来の、量子井戸層の成長開始と同時にＳｂを供給する方法では、量子井戸層の成長開始時に成長表面上に存在するＳｂ量は、偏析により生じるＳｂ量（Ａ２）はないため、供給したＳｂ量（Ａ１）と、脱離量と再蒸発量の和（Ａ３＋Ａ４）との差｛Ａ１−（Ａ３＋Ａ４）で決まる。Ａｓの過剰なＶ族リッチの状態で成長が行われる通常のエピタキシャル成長では、Ｓｂを供給し始めたときのＶ族原子との置換により生じる脱離量は多く、Ｉｎの偏析を抑制するには、Ｓｂの量は不十分である。

このことにより、量子井戸層の成長界面の急峻性が大きく損なわれてしまう。また、量子井戸層の成長初期で、一旦Ｉｎの偏析が生じてしまうと、成長表面上には過剰なＩｎが存在したまま量子井戸層の成長が行われることになり結晶性低下の要因になっていた。

この量子井戸層の成長開始時の成長表面上のＳｂ不足を補うために、単純にＳｂの供給量を増加させた場合、量子井戸層の成長初期での成長表面上のＳｂ不足によるＩｎの偏析は抑制される方向にあるが、量子井戸層の成長中にＳｂが偏析を起こしていくために、量子井戸層の成長終盤では、成長表面上に存在するＳｂ量が多量になり、ＧａＩｎＡｓ、または、ＧａＩｎＮＡｓ混晶に取り込まれるＳｂの量が増加する。ＧａＩｎＡｓＳｂ混晶およびＧａＩｎＮＡｓ混晶は、混晶中のＳｂ組成が大きいとＧａＡｓとＩｎＳｂに相分離する方がエネルギー的に安定であるので、相分離する方向に成長が進み、欠陥が導入され結晶性が低下していた。

本発明は、前記量子井戸層の成長中のみならず、前記量子井戸層の成長を開始する前にもサーファクタントとしてＳｂを供給することで、量子井戸層の成長開始時の成長表面上に存在するＳｂ量の不足を補うことができ、量子井戸層の成長開始時には、Ｉｎの偏析を抑制するのに十分なＳｂ量にすることができる。

このことにより、結晶性が良好となる成長温度、たとえば４８０℃でＩｎの偏析を抑制することができ、サーファクタントとして供給されたＳｂを含む高品質のＧａＩｎＡｓＳｂ、または、ＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸の成長が可能となる。従来の成長方法では、結晶性が良好となる成長温度では、Ｉｎの偏析により、発光波長が短波長シフトしていたため、１．２μｍや１．３μｍなどの所望の波長を得るためには、ＩｎまたはＮの供給量を増加させる必要があり、それらを増加させることで結晶性の低下を招いていたが、本願発明により、短波長化を抑制することができるため結晶性の向上が可能となっている。

以上のように、本発明によれば、良質の結晶状態が得られ、優れた特性を有する半導体装置を得ることができる。

一実施形態では、前記量子井戸層の成長を開始する前において、Ｓｂは、前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層の成長中に供給される。

量子井戸層を成長する前に、量子井戸層に隣接する層、例えばＧａＡｓ障壁層、あるいは、ＧａＡｓＮ障壁層にＳｂを供給すると、前記障壁層の成長中に、Ｓｂが偏析を起こすため成長表面上のＳｂ量が増加する。そのため量子井戸層の成長開始時には、成長表面上のＳｂ量が増加しており、Ｉｎの偏析を抑制することが可能となる。Ｓｂは、障壁層の成長中全期間にわたって供給するだけでなく、障壁層の成長の途中から供給してもよい。

一実施形態では、前記量子井戸層がＧａＩｎＡｓＳｂからなり、前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層は、Ｖ族元素としてＳｂとＳｂ以外の元素を含む層であり、前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層の成長中に供給されるＳｂの量は、成長した前記隣接する層のＶ族元素中のＳｂ組成が７％より小さくなるように制御される。

ＧａＩｎＡｓＳｂ量子井戸層に隣接する層に供給するＳｂの量をこのように制御した場合、隣接する層の成長後に成長表面上に偏析するＳｂの量は、量子井戸のＩｎを偏析するのに効果がある。

一方、Ｓｂ組成が７％以上のときには、隣接する層の成長後に成長表面上に偏析するＳｂの量が必要以上に多くなり、量子井戸の成長開始時にＳｂが結晶中に多量に取り込まれ、極端な結晶性の低下が生じる。Ｓｂが多量に結晶中に取り込まれると、ＧａＩｎＡｓＳｂ混晶は、相分離を起こしやすい材料系であるため、相分離の影響を受け、欠陥が誘発されているものであると考えられる。

一実施形態では、前記量子井戸層はＧａＩｎＮＡｓＳｂからなり、前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層は、Ｖ族元素としてＳｂとＳｂ以外の元素を含む層であり、前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層の成長中に供給されるＳｂの量は、成長した前記隣接する層のＶ族元素中のＳｂ組成が１３％より小さくなるように制御される。

ＧａＩｎNＡｓＳｂ量子井戸層に隣接する層に供給するＳｂの量をこのように制御した場合、隣接する層の成長後に成長表面上に偏析するＳｂの量は、量子井戸のＩｎを偏析するのに効果がある。

一方、Ｓｂ組成が１３％以上のときには、隣接する層の成長後に成長表面上に偏析するＳｂの量が必要以上に多くなり、量子井戸の成長開始時にＳｂが多量に結晶中に取り込まれ、極端な結晶性の低下が生じる。Ｓｂが結晶中に多量に取り込まれると、ＧａＩｎＮＡｓＳｂ混晶は相分離を起こしやすい材料系であるため、相分離の影響を受け、欠陥が誘発されているものであると考えられる。

一実施形態の半導体装置の製造方法は、前記量子井戸層の成長後、前記量子井戸層の基板とは反対側に隣接する層の成長中にもＳｂを供給するものである。

量子井戸層の成長後の成長表面には、偏析によりＩｎが存在する。上記実施形態では、Ｉｎの膜中への取り込みが促進されるため、急峻な界面の形成が可能となる。

一実施形態の半導体装置の製造方法は、前記量子井戸層の基板側に隣接する層の成長後、成長中断を行い、前記量子井戸層の成長を開始する前にＳｂを供給するものである。

この量子井戸層成長開始前のＳｂ供給方法でも、Inの偏析を抑制し、結晶性の向上が可能となる。

一実施形態では、本発明が半導体レーザの製造に用いられる。この場合、前記量子井戸層は半導体レーザの活性層の一部を構成するものである。

上記実施形態では、比較的低い発振しきい値電流密度で発光し、温度特性が良好な半導体レーザが得られる。

一実施形態では、本発明が光送受信モジュールの製造に用いられる。

上記実施形態では、良好な発光特性を有する上記半導体装置を用いて、例えば発光素子や受光素子等を形成し、これらの素子を用いて光送受信モジュールを形成する。したがって、このようにして製造された光送受信モジュールは、消費電力の低減が可能となり、良好な特性が得られる。

また、本発明の半導体装置は、基板と、前記基板上に積層された複数の半導体層を備え、前記複数の半導体層は、Ｇａ_1-xＩｎ_ｘＡｓ_1-yＳｂ_y（０＜ｘ＜１、０＜ｙ≦０．０１０）またはＧａ_1-xＩｎ_ｘＮ_{1-（y1＋y2）}Ａｓ_y1Ｓｂ_y2（０＜ｘ＜１、０＜ｙ１＜１、０＜ｙ２≦０．０１０）からなる量子井戸層と、前記量子井戸層の基板側の面に隣接し、Ｖ族元素としてＳｂとＳｂ以外の元素を含む混晶からなる層とを備えたことを特徴としている。

上記構成によれば、前記量子井戸層の成長前に、Ｓｂを含んだ混晶を設けることで、量子井戸のＩｎの偏析を抑制することが可能となり、量子井戸層の結晶性の向上が行え、その結果、優れた特性を有する半導体装置が得られる。

ここで、Ｇａ_1-xＩｎ_ｘＡｓ_1-yＳｂ_y量子井戸層またはＧａ_1-xＩｎ_ｘＮ_{1-（y1＋y2）}Ａｓ_y1Ｓｂ_y2に含まれているＳｂ量（０＜ｙ≦０．０１０、０＜ｙ２≦０．０１０）は、ＧａＩｎＡｓまたはＧａＩｎＮＡｓ混晶を成長する間、Ｓｂをサーファクタントとして供給したときに膜中に取り込まれてしまう微少のＳｂ量である。Ｓｂの供給量がある値以上になると、サーファクタントとして機能する以上の量のＳｂがＧａＩｎＡｓまたはＧａＩｎＮＡｓ混晶のなかに取り込まれてしまうため、極端に結晶性の低下が生じる。上記微少のＳｂ量とは、そのような供給量より小さくしたときに取り込まれるＳｂ量のことである。

一実施形態では、前記量子井戸層がＧａ_1-xＩｎ_ｘＡｓ_1-yＳｂ_yからなるとき、前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層のＶ族元素中のＳｂ組成は７％より小さく、前記量子井戸層がＧａ_1-xＩｎ_ｘＮ_{1-（y1＋y2）}Ａｓ_y1Ｓｂ_y2からなるとき、前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層のＶ族元素中のＳｂ組成は１３％より小さい。

上記実施形態によれば、量子井戸層の結晶性を向上させることができる。

一実施形態では、前記複数の半導体層が、前記量子井戸層の基板とは反対側の面に隣接し、Ｖ族元素としてＳｂとＳｂ以外の元素を含む混晶からなる層をさらに備えている。

上記実施形態によれば、量子井戸のＩｎの偏析を抑制する効果がさらに大きくなり、結晶性の向上が行え、優れた特性を有する半導体装置が得られる。

一実施形態では、前記半導体装置は半導体レーザである。この半導体レーザは、比較的低い発振しきい値電流密度で発光し、温度特性が良好な半導体レーザとなる。

また、本発明の光送受信モジュールは、上述した構成を有する本発明の半導体装置を備えたことを特徴としている。この光送受信モジュールにおいては、例えば消費電力の低減が可能となり、良好な特性が得られる。

本発明の半導体装置の製造方法によれば、量子井戸層の成長開始時期より先にＳｂを供給することで、Ｉｎの偏析を抑制することができ、結晶性の向上が可能となり、優れた特性の半導体装置を作製することが可能となる。

また、本発明の半導体装置は、本発明の製造方法を適用した構造であり、優れた特性を有する半導体装置、半導体レーザ素子及び光送受信モジュールが得られる。

以下、本発明を図示した実施形態により詳細に説明する。

なお、本明細書を通じて、「上」とは、基板から離れる方向を意味し、「下」とは、基板へ近づく方向を意味する。結晶成長は「下」から「上」の方向へ向かって進行する。

（第１実施形態）
図１２は本発明の第１実施形態の半導体装置を示す概略断面図である。この半導体装置は、単一量子井戸構造の半導体レーザの試作構造であり、ＧａＡｓ単結晶基板１００上に、層厚０.５μｍのＧａＡｓバッファ層１０１と、層厚０.５μｍのＡｌ_0.3Ｇａ_0.7Ａｓ下部クラッド層１０２と、層厚５０ｎｍのＧａＡｓ第１下部障壁層１０３とを備える。このＧａＡｓ第１下部障壁層１０３上に、Ｓｂの供給を行った第２の下部障壁層としての層厚２ｎｍのＧａＡｓＳｂ層１０４と、層厚７ｎｍのＧａ_0.64Ｉｎ_0.36Ａｓ_1-XＳｂ_X（０＜Ｘ≦０．０１０）量子井戸層（発光層）１０５とを備える。さらに、層厚５０ｎｍのＧａＡｓ上部障壁層１０６と、層厚０.１μｍのＡｌ_0.3Ｇａ_0.7Ａｓ上部クラッド層１０７とを備える。

以下、この半導体レーザの製造方法を説明する。

上記各層の成長は、固体原料のＧａ、Ａｌ、Ｉｎ、Ａｓ及びＳｂを適宜用いて、ＭＢＥ（分子線エピタキシー）装置により行う。

まず、｛１００｝面を主面とするＧａＡｓ基板１００を５８０℃まで昇温することで自然酸化膜の除去を行い、そのまま５８０℃に保持しながら、ＧａＡｓバッファ層１０１と、Ａｌ_0.3Ｇａ_0.7Ａｓ下部クラッド層１０２と、ＧａＡｓ下部障壁層１０３とを連続して成長する。上記ＧａＡｓ第1下部障壁層１０３の成長が完了すると、４８０℃まで基板温度を下げ、この後、ＧａＡｓＳｂ第２下部障壁層１０４、Ｇａ_0.64Ｉｎ_0.36Ａｓ_1-XＳｂ_X（０＜Ｘ≦０．０１０）量子井戸層１０５、ＧａＡｓ上部障壁層１０６、及び、Ａｌ_0.3Ｇａ_0.7Ａｓ上部クラッド層１０７の成長を行い、半導体レーザが完成する。

上記量子井戸層１０５の成長速度を１．８μｍ／ｈ、Ｓｂの供給量を１．１×１０⁻⁵Ｐａとし、ＧａＡｓＳｂ第２下部障壁層１０４のＳｂの供給量を９．３×１０^−７Ｐａ（実施例１）、１．７×１０⁻⁶Ｐａ（実施例２）、１．１×１０⁻⁵Ｐａ（実施例３）、１．７×１０⁻⁵Ｐａ（実施例４）、２．０×１０⁻⁵Ｐａ（比較例１）と変化させた５つの半導体レーザ構造を作製した。

このようにして作製した半導体レーザのPL特性について、発光強度とＳｂ供給量の関係、および、発光スペクトルの半値幅とＳｂ供給量の関係、発光波長とＳｂ供給量の関係をそれぞれ図１３、１４、１５に示す。

第２下部障壁層１０４へのＳｂの供給量が、９．３×１０^−７Ｐａと小さい場合（実施例１）においても、成長検討１であげた量子井戸成長前にＳｂを供給しない従来条件の成長温度４８０℃の場合（波長１１４４nm、半値幅５１meV 図２から図３参照）と比べると、半値幅の低減と発光波長の短波長化が抑制できており、Ｉｎの偏析が抑制されていることがわかる。また、発光強度においても、増加が見られており、その効果は、１．７×１０⁻⁵Ｐａ（実施例４）まで続いている。

Ｓｂの供給量が、２．０×１０⁻⁵Ｐａ（比較例１）まで大きくなると、発光強度の低下とともに発光スペクトルの半値幅の増大が生じていた。これは、Ｓｂの供給量の増加により、第２下部障壁層１０４の成長中に、偏析を起こすＳｂ量が増加したため、成長表面上のＳｂが過剰になり、量子井戸層１０５の成長初期に、Ｇａ_0.64Ｉｎ_0.36Ａｓ混晶内に１％を超えるＳｂが取り込まれたためである。Ｇａ_0.64Ｉｎ_0.36Ａｓにサーファクタントとして機能するのに必要な量以上に多くのＳｂが取り込まれて成長したＧａＩｎＡｓＳｂ混晶は相分離を起こしやすくなり、微小な欠陥が誘発されているものであると考えられる。

なお、各実施例および比較例で作成した量子井戸層中のＳｂ組成はそれぞれ、０．６２％（実施例１）、０．６４％（実施例２）、０．８８％（実施例３）、１．０％（実施例４）、１．１％（比較例１）であった。

ＧａＡｓＳｂ第２下部障壁層１０４のＳｂ組成を調べるために、X線解析用に作製した評価用構造で、Ｓｂの供給量とＳｂ組成の関係を求めた。Ｓｂの供給量が、９．３×１０^−７Ｐａ（実施例１）では、ＧａＡｓＳｂ第２下部障壁層１０４のＶ族元素中のＳｂ組成（以下、単にＳｂ組成と言った場合は、Ｖ族元素中のＳｂ組成を表すものとする。）は約１％以下であり、Ｓｂは、ＧａＡｓにおけるサーファクタントとして、成長が進んでいるものと考えられる。Ｓｂの供給量を大きくするに従い、第２下部障壁層１０４へのＳｂ混入量は増加していき、Ｓｂの供給量が１．７×１０⁻⁵Ｐａ（実施例４）で、Ｓｂ組成が６．７％であり、２．０×１０⁻⁵Ｐａ（比較例１）で、Ｓｂ組成が７．０％であった。このことから、第２下部障壁層１０４にＳｂを供給し、ＧａＡｓＳｂ中のＳｂ組成が７％より小さくなるようにＳｂの供給量を調整することで、ＧａＩｎＡｓＳｂ量子井戸中のＩｎの偏析は抑制され、結晶性の向上と発光スペクトルの半値幅の減少と発光波長の短波長シフトの抑制が可能となっている。

（第２実施形態）
図１６は本発明の半導体装置の第２実施形態である半導体レーザの概略断面図である。図１６の半導体装置は、量子井戸層（発光層）２０５をＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸層にした点が、図１２に示した第１実施形態の半導体レーザと異なる。その他の構成は、第１実施形態の半導体レーザと同じため、同じ構成部分については、図１６において図１２と同じ参照番号で示し、詳細な説明を省略する。

この第２実施形態では、量子井戸層２０５の組成をＧａ_0.64Ｉｎ_0.36Ｎ_0.008Ａｓ_0.992-XＳｂ_X（０＜Ｘ≦０．０１０）とし、量子井戸層２０５の成長速度を１．８μｍ/ｈ、成長温度を４８０℃、Ｓｂの供給量を2．０×１０^−５Ｐａとし、ＧａＡｓＳｂ第２下部障壁層１０４のＳｂの供給量を９．３×１０^−７Ｐａ（実施例５）、１．７×１０^−６Ｐａ（実施例６）、2．０×１０^−５Ｐａ（実施例７）、３．５×１０^−５Ｐａ（実施例８）、３．９×１０^−５Ｐａ（比較例２）と変化させた５つの半導体レーザを作製した。Ｎ（窒素）源は、Ｎ_２ガスをＲＦプラズマ励起したＮラジカルを使用した。

このようにして作製した半導体レーザのＰＬ特性について、発光強度とＳｂの供給量の関係、および、発光スペクトルの半値幅とＳｂ供給量の関係、発光波長とＳｂ供給量の関係をそれぞれ図１７、１８、１９に示す。

第２下部障壁層１０４へのＳｂの供給量が、９．３×１０^−７Ｐａと小さい場合（実施例５）においても、成長検討２に挙げた量子井戸成長前にＳｂを供給しない従来条件の成長温度４８０℃の場合（波長１２７３nm、半値幅６０meV 図７から図９参照）と比べると、発光スペクトルの半値幅の低減と発光波長の短波長化が抑制できており、Ｉｎの偏析が抑制されていることがわかる。また、発光強度においても、増加が見られている。

この増加の割合は、本発明をＧａＩｎＡｓ混晶に適用することで得られるものよりも、ＧａＩｎＮＡｓ混晶に適応する方が大きなものが得られている。ＧａＩｎＮＡｓ混晶は、非混和性を有する材料であり、従来の方法では、Ｉｎの偏析が大きくなり、成長表面上のＩｎ量が増加すると、相分離の影響を受けやすくなり、結晶性の低下が大きかった。しかし、本願発明により、Ｉｎの偏析が抑制されたことにより、結晶性が大きく向上している。

結晶性改善の効果は、３．５×１０^−５Ｐａ（実施例８）まで続いており、Ｓｂの供給量が、３．９×１０^−５Ｐａ（比較例２）まで大きくなると、発光強度の低下とともに半値幅の増大が生じた。これは、Ｓｂの供給量の増加により、第２下部障壁層１０４の成長中に、偏析を起こすＳｂ量が増加したため、成長表面上のＳｂが過剰になり、量子井戸層２０５の成長初期に１％以上のＳｂがＧａ_0.64Ｉｎ_0.36Ｎ_0.008Ａｓ_0.992膜中に取り込まれたためである。ＧａＩｎＮＡｓに過剰にＳｂが取り込まれると、ＧａＩｎＮＡｓＳｂ混晶は相分離を起こしやすくなり、微小な欠陥が誘発されているものであると考えられる。

なお、各実施例および比較例で作成した量子井戸層中のＳｂ組成はそれぞれ、０．６０％（実施例５）、０．６０％（実施例６）、０．８６％（実施例７）、１．０％（実施例８）、１．１％（比較例２）であった。

ＧａＡｓＳｂ第２下部障壁層１０４のＳｂ組成を調べるために、X線解析用に作製した評価構造で、Ｓｂの供給量とＳｂ組成の関係を求めた。Ｓｂの供給量が、９．３×１０^−７Ｐａ（第５実施例）のとき、ＧａＡｓＳｂ第２下部障壁層１０４のＳｂ組成は約１％以下であり、Ｓｂは、ＧａＡｓにおけるサーファクタントとして、成長が進んでいるものと考えられる。Ｓｂの供給量を大きくするに従い、ＧａＡｓＳｂ第２下部障壁層１０４のＳｂ混入量は増加していき、Ｓｂの供給量が３．５×１０^−５Ｐａ（実施例８）で、Ｓｂ組成が１０．２％であり、３．９×１０^−５Ｐａ（比較例２）で、Ｓｂ組成が１１．０％であった。このことから、第２下部障壁層１０４にＳｂを供給するとともに、第２下部障壁層１０４を構成するＧａＡｓＳｂ中のＳｂ組成が１１％より小さくなるようにＳｂの供給量を調整することで、ＧａＩｎＡｓＳｂ量子井戸中２０５のＩｎの偏析は抑制され、結晶性の向上と発光スペクトルの半値幅の減少と発光波長の短波長シフトの抑制が可能となっている。

（第３実施形態）
図２０は本発明の半導体装置の第３実施形態である半導体レーザの概略断面図である。前記第２実施形態では、量子井戸層の成長前にＳｂを供給する方法として、障壁層の成長中にＳｂの供給を行ったが、ここに挙げる第３実施形態は、ＧａＡｓ下部障壁層を積層した後、Ａｓビームを照射したまま成長中断を行い、量子井戸層の成長を開始する前にＳｂの供給を行い、続いて量子井戸層２４０４を成長したものである。なお、第３実施形態は、図１に示す構造の改良であるため、図２０において、図１と同様の構成部分には図１で使用した参照番号と同じ番号を付している。

量子井戸層２４０４は、第２実施形態と同様、Ｇａ_0.64Ｉｎ_0.36Ｎ_0.008Ａｓ_0.992-XＳｂ_X（０＜Ｘ≦０．０１０）からなる。この量子井戸層２４０４の成長条件は、第２実施形態におけるのと同じであり、成長速度を１．８μｍ/ｈ、成長温度を４８０℃、Ｓｂの供給量を2．０×１０^−５Ｐａとした。量子井戸層２４０４の成長前にＳｂを供給する時間を、２秒（実施例９）、５秒（実施例１０）、１０秒（実施例１１）、１５秒（実施例１２）としたものと、Ｓｂを量子井戸層の成長開始と同時に供給した（比較例３）方法で半導体レーザを作製した。

ＰＬ特性について、発光強度とＳｂ供給時間の関係、および、発光スペクトルの半値幅とＳｂ供給時間の関係、発光波長とＳｂ供給時間の関係をそれぞれ図２１、２２、２３に示す。

量子井戸層２４０４の成長前にＳｂを供給することで、発光スペクトルの半値幅の低減と、短波長シフトの抑制が可能となり、Ｉｎの偏析が抑制できている。Ｓｂの供給時間が５秒以上の時に、Ｉｎの偏析抑制の効果が大きく、また、発光強度は、５秒（実施例１０）のときに最も大きくなっている。Ｓｂの供給時間が１０秒、１５秒（実施例１１、１２）では、比較例３よりも、発光強度は大きく、Ｉｎの偏析は抑制されているが、発光スペクトルの半値幅が増大し始め、発光強度が低下する傾向にあった。この低下は、成長表面上のＳｂが過剰になったこと、あるいは、量子井戸層の成長界面で成長中断していることにより、不純物が取り込まれたことによる非発光センターが導入されたことが考えられる。

なお、各実施例および比較例で作成した量子井戸層中のＳｂ組成はそれぞれ、０．７１％（実施例９）、０．７７％（実施例１０）、０．８４％（実施例１１）、０．９０％（実施例１２）、０．６０％（比較例３）であった。

このように、ＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸層２４０４の成長を開始する前にＩＩＩ族原子の供給を停止することで成長中断を行い、成長中断中にＳｂを供給することでＩｎの偏析は抑制され、発光特性の改善が行えている。

（第４実施形態）
図２４は、本発明の第４実施形態の半導体レーザの概略断面図である。この実施形態は、量子井戸層２０５と上部ＧａＡｓ障壁層１０６との間に第２の上部ＧａＡｓＳｂ障壁層１０８を備えている点において、図１６に示した第２実施形態の半導体レーザと異なる。その他の構成は、第２実施形態の半導体レーザと同じため、同じ構成部分については、図２４において図１６で使用したのと同じ参照番号で示し、詳細な説明を省略する。

第４実施形態の一例（実施例１３）として、上記実施例７（第２実施形態）におけるＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸層２０５の上側にＳｂの供給を行うことで第２の上部ＧａＡｓＳｂ障壁層（２ｎｍ）１０８を成長させた。成長条件は、実施例７と同じであり、ＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸層２０５の成長速度を１．８μｍ/ｈ、成長温度を４８０℃、Ｓｂの供給量を２．０×１０^−５Ｐａとし、第２の下部ＧａＡｓＳｂ障壁層（２ｎｍ）１０４、第２の上部ＧａＡｓＳｂ障壁層（２ｎｍ）１０８のＳｂの供給量を２．０×１０^−５Ｐａとしている。

得られたＰＬ特性について、上記実施例６乃至実施例１０および比較例２とともに、発光強度とＳｂの供給量の関係、および、発光スペクトルの半値幅とＳｂ供給量の関係、発光波長とＳｂ供給量の関係をそれぞれ図１７、１８、１９中に示す。

ＧａＡｓＳｂ障壁層１０８を量子井戸層２０５の上側にも挟むことで、Ｓｂの供給を量子井戸層２０５の成長前だけに供給した実施例６乃至実施例１０と比べて、発光波長は同程度であるが、発光スペクトルの半値幅が小さくなり、発光強度が大きくなっていることから、Inの偏析がさらに抑制されていることがわかる。

このように、ＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸層２０５成長後の、上部障壁層１０８の成長中にＳｂを供給することで、さらに良好なＰＬ特性が得られており、結晶性の向上効果が達成できている。

（第５実施形態）
図２５は、本発明の第５実施形態である半導体レーザ素子を示す図である。この半導体レーザ素子は、ＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸層を上下方向にＧａＡｓＮＳｂ障壁層で挟んだ構造を活性層部分に用いた１．３１μｍの発光波長を有する端面発光型レーザである。上記活性層は、ＧａＩｎＮＡｓＳｂ量子井戸層を２つ有する多重量子井戸構造である。

図２５において、１２００はｎ側ＡｕＧｅ電極であり、１２０１はｎ型ＧａＡｓ単結晶基板であり、１２０２は層厚１.５μｍのｎ型Ａｌ_0.3Ｇａ_0.7Ａｓ下部クラッド層であり、１２０３は層厚１００ｎｍのｉ（真性）-ＧａＡｓ光閉じ込め層であり、１２０４は層厚２ｎｍのｉ（真性）-ＧａＡｓ_0.921Ｓｂ_0.07Ｎ_0.009障壁層であり、１２０５は層厚７ｎｍのｉ（真性）-Ｇａ_0.61Ｉｎ_0.39Ｎ_0.005Ａｓ_0.9864Ｓｂ_0.0086量子井戸層であり、１２０６は層厚２ｎｍのｉ（真性）-ＧａＡｓ_0.921Ｓｂ_0.07Ｎ_0.009障壁層であり、１２０７は層厚５ｎｍのｉ（真性）-ＧａＡｓ障壁層であり、１２０８は層厚２ｎｍのｉ（真性）-ＧａＡｓ_0.921Ｓｂ_0.07Ｎ_0.009障壁層であり、１２０９は層厚７ｎｍのｉ（真性）-Ｇａ_0.61Ｉｎ_0.39Ｎ_0.005Ａｓ_0.995量子井戸層であり、１２１０は層厚２ｎｍのｉ（真性）-ＧａＡｓ_0.921Ｓｂ_0.07Ｎ_0.009障壁層であり、１２１１は層厚１００ｎｍのｉ（真性）-ＧａＡｓ光閉じ込め層であり、１２１２は層厚１．５μｍのｐ型Ａｌ_0.3Ｇａ_0.7Ａｓ上部クラッド層であり、１２１３は層厚０．５μｍのｐ型ＧａＡｓコンタクト層であり、１２１４はｎ型Ａｌ_0.5Ｇａ_0.5Ａｓ電流狭窄層であり、１２１５はｐ側ＡｕＺｎ電極である。

上記構成の半導体レーザ素子は、ＭＢＥ法を用いて作製する。ＭＢＥ法において、ＩＩＩ族元素の材料として固体金属のＧａ、ＩｎおよびＡｌを用い、Ｖ族元素の材料として固体金属のＡｓおよびＳｂを用いた。Ｎ（窒素）源は、Ｎ_２ガスをＲＦプラズマ励起したＮラジカルを使用した。また、ｎ型不純物としてＳｉを用い、ｐ型不純物としてＢｅを用いた。

上記半導体レーザ素子の製造方法において、まず、｛１００｝面を主面とするＧａＡｓ基板１２０１（ｎ型不純物濃度＝１×１０¹⁸ｃｍ^-3）上にＡｓを照射しながら、５８０℃まで昇温することで自然酸化膜の除去を行う。このままＧａＡｓ基板１２０１を５８０℃に保持しながら、層厚０.５μｍのｎ型ＧａＡｓバッファ層（図示せず）を成長し、続いて、層厚１.５μｍのｎ型下部クラッド層１２０２の成長を行う。

引き続いて、光閉じ込め層１２０３から光閉じ込め層１２１１までの活性層部分の成長を４８０℃で行い、この後、上クラッド層１２１２とコンタクト層１２１３の成長を５８０℃で行う。

上記活性層部分を成長する際のＳｂの供給量は、量子井戸層１２０５，１２０９と、障壁層１２０４，１２０６，１２０８，１２１０とも、同じ２．０×１０^−５Ｐａとした。

上記ＭＢＥ法による結晶成長の後、窒素雰囲気中で３０秒間、７００℃の熱処理を行った。次に、上部クラッド層１２１２の一部と、コンタクト層１２１３の左右両側とをエッチングにより除去し、幅２μｍのストライプ状に加工して、リッジ型導波路構造を形成する。そして、リッジ側面に、再びＭＢＥ成長によって電流狭窄層１２１４を形成し、その表面と、ＧａＡｓ基板１２０１の下面とに電極１２１３，１２００を形成する。最後に、上記リッジに直交する方向に、劈開により端面ミラーを形成する。

このようにして作製した半導体レーザ素子は、波長１．３１μｍで発振した。共振器長を３００μｍとしたときのレーザ発振開始時のしきい値電量密度Ｊ_thは、本構造では、０.４０ｋＡ／ｃｍ²となり、低電流で発振が得られた。また、２０℃から９０℃における特性温度Ｔ₀についても、１５７Ｋと優れた温度特性が得られた。

本願発明による製法との比較のために、障壁層１２０４，１２０６，１２０８，１２１０にＳｂを供給しない従来の方法で作製した半導体レーザを作製した（比較例４および５）。量子井戸部を４８０℃で成長したもの（比較例４）については、Ｉｎの偏析により発光波長の短波長シフトが生じていた。そこで、短波長シフト量を補って１．３１μｍとするために、Ｎ組成を増加したところ、Ｇａ_0.61Ｉｎ_0.39Ｎ_0.008Ａｓ_0.992混晶となった。この混晶を量子井戸部に用いて同一構造のレーザを作製したところ、しきい値電流密度Ｊ_thは０.５８ｋＡ／ｃｍ²であり、特性温度は１１７Ｋであった。従来手法では、Ｉｎの偏析による結晶性低下とＮ組成増加による結晶性低下の２つの要因により、レーザ特性が、本願の製造方法よりも低下している。

比較例５は、Ｉｎの偏析を抑制する為に、量子井戸部の成長を４２０℃で行った半導体レーザである。低温成長によりＩｎの偏析は抑制されており、障壁層がＳｂを含んでいない以外は本願発明の製法によるものと同一組成で１．３１μｍでの発振が確認できた。しかし、しきい値電流密度Ｊ_thは０．７８ｋＡ／ｃｍ²であり、特性温度は９８Ｋと、本願手法よりも特性が低下していた。これは、低温成長により、成長表面上のマイグレーションが極端に小さくなったことにより、結晶欠陥が生じやすくなったものであると考えられる。

このように、本願発明を半導体レーザ素子の量子井戸部の形成に適用することで、レーザ特性の優れた半導体レーザ素子の作製が可能となっている。

（第６実施形態）
図２６は、本発明の半導体装置の他の実施例としての光送受信モジュールを示す図であり、この光送受信モジュールは、光通信システムに用いられる。

図２６の光送受信モジュール１３００において、受信機能については、基地局から光ファイバー１３０７を通して送られてきた波長１．３１μｍの光信号が、ａ点から光導波路１３０３に結合され、光導波路１３０３内を伝送される。そして、Ｙ分岐部１３０６において、上記伝送された光信号が５０:５０の割合に分岐され、この分岐した信号の一方がｂ点を通って受光用ディテクター部１３０５に達し、この受光用ディテクター部１３０５で光信号が電気信号に変換される。

一方、送信機能については、半導体レーザ部１３０２によって電気信号が光信号に変換され、この光信号がｃ点を通って導波路１３０３に結合され、この導波路１３０３のａ点から光ファイバー１３０７に光信号が送信される。出力モニター部１３０４は、上記半導体レーザ部１３０２の光出力を後方からモニターするものである。

上記光送受信モジュール１３００を構成する送信用半導体レーザ部１３０２、受光用ディテクター部１３０５、出力モニター部１３０４および光導波路１３０３は、ＧａＡｓ基板１３０１上に形成されている。上記各構成部は、上記ＧａＡｓ基板１３０１の［０１１］方向に１０°傾斜した（１００）面である表面に、一回の結晶成長によって作製されて、モノリシック集積されている。上記半導体レーザ部１３０２、受光用ディテクター部１３０５および出力モニター部１３０４の層構造は、第５実施形態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量子井戸層部に、Ｇａ_0.61Ｉｎ_0.39Ｎ_0.005Ａｓ_0.995混晶にＶ族元素中における組成比が１％以下となるようにＳｂが混入されたＧａＩｎＮＡｓＳｂからなる半導体材料が用いられている。上記光導波路１３０３には、上面から亜鉛が熱拡散されて、コア層の量子井戸構造が無秩序化されており、波長１．３１μｍの光に対して透明となっている。各構成部は、ドライエッチングにより加工および分離されている。

上記光送受信モジュール１３００の半導体レーザ部１３０２、受光用ディテクター部１３０５および出力モニター部１３０４は、量子井戸層が、Ｓｂをサーファクタントとして利用した形成されたＧａＩｎＮＡｓＳｂからなり、さらに、この量子井戸層の基板１３０１側および基板１３０１と反対側の両方の障壁層に所定量のＳｂの供給を行ったＧａＡｓＮＳｂ障壁層を導入している。これにより、半導体レーザ部１３０２においては低消費電力化が実現され、受光用ディテクター部１３０５および出力モニター部１３０４においては光−電気変換効率が大幅に向上している。こうして、この光送受信モジュール１３００の性能の向上が実現され、ひいては、この光送受信モジュール１３００を備える光通信システム全体の性能の向上が実現される。

なお、図２６において、１３０８は無反射コーティングを示し、１３０９は電極パッドを示している。

本実施形態においては、上記半導体レーザ部１３０２、受光用ディテクター部１３０５および出力モニター部１３０４の層構造に、実施形態５の層構造と同一のものを用いたが、他の混晶比等を用いてもよいことは言うまでもない。

また、半導体装置としての上記光送受信モジュール１３００は、光ファイバーを用いた光通信システムに用いたが、光ファイバーを用いない空間光伝送システムに用いてもよい。また、上記半導体レーザ部１３０２の発光波長等を変更することにより、光によるセンサー機能を応用した光計測システムや、レーザを利用した医療用機器などの他のシステムに半導体装置を用いることも可能である。これらの他のシステムにおいて、本発明の半導体装置を用いることにより、上記光通信システムと同様に、低電力化や光−電気変換効率の向上による性能の向上を図ることができる。

なお、上記半導体装置は、必ずしもモノリシック型でなくてもよく、半導体レーザ部や受光用ディテクター部を基板に貼り付けたハイブリッド型であってもよい。

上記各実施例において、４８０℃での成長結果について記載したが、量子井戸層の組成の違いにより、最適な成長温度が低くなることがある。特に、ＧａＩｎＮＡｓ混晶では、非混和性を有する為に、その傾向は大きい。本願発明の半導体装置の製造方法は、Ｉｎの偏析により、発光強度の低下と、発光スペクトルの半値幅の増大、発光波長の短波長化が生じるときに、改善の効果があり、特に４８０℃に限定したものではなく、適宜、成長温度を最適化して適用できるものである。

また、半導体層の成長方法としてＭＢＥ法を用いた場合を述べたが、半導体層の成長方法はＭＢＥ法に限定されるものではなく、他の方法を適宜選択できる。例えば、ＣＢＥ（化学分子線エピタキシー）法、ＧＳ−ＭＢＥ（ガスソースＭＢＥ）法、ＭＯ-ＭＢＥ（有機金属ＭＢＥ）法、ＭＯＣＶＤ（有機金属気相成長）法、ハイドライドＶＰＥ法、およびクロライドＶＰＥ法などを用いることが可能である。

また、半導体層の成長に用いる各構成元素の原料については、各実施例における原料や、この原料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。また、結晶成長により形成する混晶に関して、各組成における混晶比についても実施例の値に限定されるものではなく、任意の値の混晶比を設定することが可能である。また、量子井戸構造における井戸数や、量子井戸層厚に関して制限はない。

上記各実施例において説明した半導体装置の層構成は、半導体レーザや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構造に適応させることが可能であることは言うまでもない。上記半導体装置を用いてシステムを構成することに より、このシステムの性能を大きく向上させることができる。

成長検討１、成長検討２を行うために従来の成長条件を用いて発明者が試作した単一量子井戸を有する半導体レーザの概略断面図である。 従来成長条件（成長検討１）での発光強度と成長温度の関係を表す図である。 従来成長条件（成長検討１）での発光スペクトルの半値幅と成長温度の関係を表す図である。 従来成長条件（成長検討１）での発光波長と成長温度の関係を表す図である。 従来成長条件（成長検討１）での発光強度とＳｂ供給量の関係を表す図である。 従来成長条件（成長検討１）での発光スペクトルの半値幅とＳｂ供給量の関係を表す図である。 従来成長条件（成長検討２）での発光強度と成長温度の関係を表す図である。 従来成長条件（成長検討２）での発光スペクトルの半値幅と成長温度の関係を表す図である。 従来成長条件（成長検討２）での発光波長と成長温度の関係を表す図である。 従来成長条件（成長検討２）での発光強度とＳｂ供給量の関係を表す図である。 従来成長条件（成長検討２）での発光スペクトルの半値幅とＳｂ供給量の関係を表す図である。 本発明の第１実施形態（実施例１乃至実施例４）に係る単一量子井戸を有する半導体レーザ試作構造を示す概略断面図である。 実施例１乃至実施例４および比較例１の発光強度とＳｂ供給量の関係を表す図である。 実施例１乃至実施例４および比較例１の発光スペクトルの半値幅とＳｂ供給量の関係を表す図である。 実施例１乃至実施例４および比較例１の発光波長とＳｂ供給量の関係を表す図である。 本発明の第２実施形態（実施例５乃至実施例８）に係る単一量子井戸を有する半導体レーザ試作構造を示す概略断面図である。 実施例５乃至実施例８、比較例２、および実施例１３の発光強度とＳｂ供給量の関係を表す図である。 実施例５乃至実施例８、比較例２、実施例１３の発光スペクトルの半値幅とＳｂ供給量の関係を表す図である。 実施例５乃至実施例８、比較例２、実施例１３の発光波長とＳｂ供給量の関係を表す図である。 本発明の第３実施形態（実施例９乃至実施例１２）に係る単一量子井戸を有する半導体レーザ試作構造を示す概略断面図である。 実施例９乃至実施例１２および比較例３の発光強度とＳｂ供給時間の関係を表す図である。 実施例９乃至実施例１２および比較例３の発光スペクトルの半値幅とＳｂ供給時間の関係を表す図である。 実施例９乃至実施例１２および比較例３の発光波長とＳｂ供給時間の関係を表す図である。 第４実施形態（実施例１３）の単一量子井戸を有する半導体レーザ試作構造である。 第５実施形態の半導体レーザ装置の斜視図である。 第６実施形態の光送受信モジュールの斜視図である。

符号の説明

１００ ＧａＡｓ基板
１０１ ＧａＡｓバッファ層
１０２ ＡｌＧａＡｓ下部クラッド層
１０３ ＧａＡｓ第１下部障壁層
１０４ 第２下部障壁層
１０５ 量子井戸層
１０６ ＧａＡｓ上部障壁層
１０７ ＡｌＧａＡｓ上部クラッド層
１０８ 第２上部障壁層
２０５ 量子井戸層
１２００ ｎ型側電極金属
１２０１ ＧａＡｓ基板
１２０２ ＡｌＧａＡｓ下部クラッド層
１２０３、１２１１ 光閉じ込め層
１２０７ ＧａＡｓ障壁層
１２０４、１２０６、１２０８、１２１０ ＧａＡｓＳｂＮ障壁層
１２０５、１２０９ 量子井戸層
１２１２ ＡｌＧａＡｓ上部クラッド層
１２１３ コンタクト層
１２１４ 電流狭窄層
１２１５ ｐ型側電極金属
１３００ 光送受信モジュール
１３０１ 基板
１３０２ 半導体レーザ
１３０３ 導波路
１３０４ 出力モニター
１３０５ 受光用ディテクター
１３０６ Ｙ分岐
１３０７ 光ファイバー
１３０８ 無反射コーティング
１３０９ 電極パッド
１４００ ＧａＡｓ基板
１４０１ ＧａＡｓバッファ層
１４０２ ＡｌＧａＡｓ下部クラッド層
１４０３ ＧａＡｓ下部障壁層
１４０４ 量子井戸層
１４０５ ＧａＡｓ上部障壁層
１４０６ ＡｌＧａＡｓ上部クラッド層
２４０４ 量子井戸層

Claims (14)

1. ＧａＩｎＡｓ混晶またはＧａＩｎＮＡｓ混晶の成長中にＳｂをサーファクタントとして供給して、基板上にＧａＩｎＡｓＳｂまたはＧａＩｎＮＡｓＳｂからなる量子井戸層を成長させる半導体装置の製造方法であって、
   前記量子井戸層の成長開始時での成長表面のＳｂ量がサーファクタントとして機能するに十分なように、前記量子井戸層の成長を開始する前にもＳｂを供給することを特徴とする半導体装置の製造方法。
2. 請求項１に記載の半導体装置の製造方法において、
   前記量子井戸層の成長を開始する前において、Ｓｂは、前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層の成長中に供給されることを特徴とする半導体装置の製造方法。
3. 請求項２に記載の半導体装置の製造方法において、
   前記量子井戸層はＧａＩｎＡｓＳｂからなり、
   前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層は、Ｖ族元素としてＳｂとＳｂ以外の元素を含む層であり、
   前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層の成長中に供給されるＳｂの量は、成長した前記隣接する層のＶ族元素中のＳｂ組成が７％より小さくなるように制御されることを特徴とする半導体装置の製造方法。
4. 請求項２に記載の半導体装置の製造方法において、
   前記量子井戸層はＧａＩｎＮＡｓＳｂからなり、
   前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層は、Ｖ族元素としてＳｂとＳｂ以外の元素を含む層であり、
   前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層の成長中に供給されるＳｂの量は、成長した前記隣接する層のＶ族元素中のＳｂ組成が１３％より小さくなるように制御されることを特徴とする半導体装置の製造方法。
5. 請求項２に記載の半導体装置の製造方法において、
   前記量子井戸層の成長後、前記量子井戸層の基板とは反対側の面に隣接している層の成長中にもＳｂを供給することを特徴とする半導体装置の製造方法。
6. 請求項１に記載の半導体装置の製造方法において、
   前記量子井戸層の基板側に隣接する層の成長後、前記隣接する層の成長中断を行い、前記量子井戸の成長を開始する前にＳｂを供給することを特徴とする半導体装置の製造方法。
7. 請求項１に記載の半導体装置の製造方法において、
   前記半導体装置は半導体レーザであることを特徴とする半導体装置の製造方法。
8. 請求項１に記載の半導体装置の製造方法において、
   前記半導体装置は光送受信モジュールに使用される半導体装置であることを特徴とする半導体装置の製造方法。
9. 基板と、前記基板上に積層された複数の半導体層を備え、
   前記複数の半導体層は、
   Ｇａ_1-xＩｎ_ｘＡｓ_1-yＳｂ_y（０＜ｘ＜１、０＜ｙ≦０．０１０）またはＧａ_1-xＩｎ_ｘＮ_{1-（y1＋y2）}Ａｓ_y1Ｓｂ_y2（０＜ｘ＜１、０＜ｙ１＜１、０＜ｙ２≦０．０１０）からなる量子井戸層と、
   前記量子井戸層の基板側の面に隣接し、Ｖ族元素としてＳｂとＳｂ以外の元素を含む混晶からなる層とを備えたことを特徴とする半導体装置。
10. 請求項９に記載の半導体装置において、
    前記量子井戸層はＧａ_1-xＩｎ_ｘＡｓ_1-yＳｂ_y（０＜ｘ＜１、０＜ｙ≦０．０１０）からなり、前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層のＶ族元素中のＳｂ組成は、７％より小さいことを特徴とする半導体装置。
11. 請求項９に記載の半導体装置において、
    前記量子井戸層はＧａ_1-xＩｎ_ｘＮ_{1-（y1＋y2）}Ａｓ_y1Ｓｂ_y2（０＜ｘ＜１、０＜ｙ１＜１、０＜ｙ２≦０．０１０）からなり、前記量子井戸層の基板側の面に隣接する層のＶ族元素中のＳｂ組成は、１３％より小さいことを特徴とする半導体装置。
12. 請求項９に記載の半導体装置において、
    前記複数の半導体層は、
    前記量子井戸層の基板とは反対側の面に隣接し、Ｖ族元素としてＳｂとＳｂ以外の元素を含む混晶からなる層をさらに備えたことを特徴とする半導体装置。
13. 前記半導体装置は半導体レーザ素子であることを特徴とする請求項９に記載の半導体装置。
14. 請求項９に記載の半導体装置を備えたことを特徴とする光送受信モジュール。

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