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

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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Ga1−xInAs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、Ga1−xInAs1−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Ga0.64In0.36As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Al0.3Ga0.7As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Al0.3Ga0.7As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。Ga0.64In0.360.008As0.992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、Ga0.64In0.36As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、Ga1-xInAs1-ySby(0<x<1、0<y≦0.010)またはGa1-xIn1-(y1+y2)Asy1Sby2(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、Ga1-xInAs1-ySby量子井戸層またはGa1-xIn1-(y1+y2)Asy1Sby2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Ga1-xInAs1-ySby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Ga1-xIn1-(y1+y2)Asy1Sby2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Al0.3Ga0.7As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Ga0.64In0.36As1-XSbX(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Al0.3Ga0.7As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、Al0.3Ga0.7As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、Ga0.64In0.36As1-XSbX(0<X≦0.010)量子井戸層105、GaAs上部障壁層106、及び、Al0.3Ga0.7As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、Ga0.64In0.36As混晶内に1%を超えるSbが取り込まれたためである。Ga0.64In0.36As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Ga0.64In0.360.008As0.992-XSbX(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Ga0.64In0.360.008As0.992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、Ga0.64In0.360.008As0.992-XSbX(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Al0.3Ga0.7As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)-GaAs0.921Sb0.070.009障壁層であり、1205は層厚7nmのi(真性)-Ga0.61In0.390.005As0.9864Sb0.0086量子井戸層であり、1206は層厚2nmのi(真性)-GaAs0.921Sb0.070.009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)-GaAs0.921Sb0.070.009障壁層であり、1209は層厚7nmのi(真性)-Ga0.61In0.390.005As0.995量子井戸層であり、1210は層厚2nmのi(真性)-GaAs0.921Sb0.070.009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Al0.3Ga0.7As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Al0.5Ga0.5As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Jth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、Ga0.61In0.390.008As0.992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Jth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Jth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、Ga0.61In0.390.005As0.995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、
    Ga1-xInAs1-ySby(0<x<1、0<y≦0.010)またはGa1-xIn1-(y1+y2)Asy1Sby2(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Ga1-xInAs1-ySby(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Ga1-xIn1-(y1+y2)Asy1Sby2(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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JP2007251089A (ja) * 2006-03-20 2007-09-27 Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> 半導体積層構造の製造方法及び半導体量子ドット構造の製造方法
KR101862072B1 (ko) 2016-07-07 2018-05-29 성균관대학교 산학협력단 반투명막 제조방법, 가시광영역의 흡수성 특성을 갖는 산화물반도체 및 그 제조방법

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