JP2006186024A - Ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体の結晶成長方法、ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体、半導体レーザ素子及び応用システム - Google Patents

Ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体の結晶成長方法、ｉｉｉ−ｖ族化合物半導体、半導体レーザ素子及び応用システム Download PDF

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Abstract

【課題】少なくともインジウムとガリウムとアンチモンと砒素とを組成として含む良質なIII−Ｖ族化合物半導体を容易に結晶成長することが出来るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法を提供する。
【解決手段】Ｇａ０．７２Ｉｎ０．２８Ｓｂ０．０７Ａｓ０．９３混晶を結晶成長する時に、III族元素の原料の供給量に占めるＩｎの原料の供給比が大きくなるタイミングと、Ｖ族元素の原料の供給量に占めるＳｂの原料の供給比が大きくなるタイミングとが逆位相で同期するように、Ｉｎの原料の供給量とＳｂの原料の供給量とを変調する。
【選択図】図２

Description

本発明は、III−Ｖ族化合物半導体結晶の成長方法、III−Ｖ族化合物半導体結晶、半導体レーザ素子及び応用システムに関する。
ガリウムアンチモン（ＧＡＳｂ）またはインジウム砒素（ＩｎＡｓ）を基板として用い、ＧａＩｎＡｓＳｂを発光層として用いた発光素子は波長２μｍ以上の波長帯での発光が得られ、ＧａＩｎＡｓＳｂは半導体レーザ・発光ダイオードの発光層として応用される（例えば非特許文献１（Electronics Letters，14th March 2002，Vol38，No.6，p.277-278）参照。）。
一方、上記非特許文献１と同じくＧａＩｎＡｓＳｂを発光層としてＧａＡｓ基板上に設けた場合、波長０．９〜１．２μｍといった波長帯での発光が期待される。また、ＧａＩｎＡｓＳｂに数％以下の窒素（Ｎ）が混晶化されたＧａＩｎＡｓＳｂＮは、光ファイバ通信に重要な波長１．３μｍ，１．５５μｍで発光することから、工業的に重要となっている。
上述したように、ＧａＩｎＡｓＳｂやＧａＩｎＡｓＳｂＮなど、組成として少なくともインジウム（Ｉｎ）とガリウム（Ｇａ）とアンチモン（Ｓｂ）と砒素（Ａｓ）とを含むIII−Ｖ族化合物半導体は、光通信に重要な波長領域で発光する発光材料として有用である。しかしながら、本発明者の検討によると、ＧａＩｎＡｓＳｂを結晶成長した場合、点欠陥や格子ズレなどの結晶性の悪化が見られる場合が多く、良質な結晶が得られる結晶成長条件が極めて狭い。つまり、組成として少なくともインジウムとガリウムとアンチモンと砒素とを含む良質なIII−Ｖ族化合物半導体の成長は困難である。
また、特に基板としてＧａＡｓを用いた場合には、他の材料を基板として用いた場合よりも、上記良質なIII−Ｖ族化合物半導体を得るのは難しい傾向にあった。
良質なＧａＩｎＡｓＳｂ，ＧａＩｎＡｓＳｂＮ活性層を結晶成長で得ることが出来ない場合には、半導体レーザなどの半導体装置においては、発振しきい値電流が高く、温度特性が悪くなる（特性温度が低い）といった問題が生じる。
Electronics Letters，14th March 2002，Vol38，No.6，p.277-278
本発明は上記問題を解決することを第１の目的としたものである。より詳しくは、本発明の第１の目的は、少なくともインジウムとガリウムとアンチモンと砒素とを組成として含む良質なIII−Ｖ族化合物半導体を容易に結晶成長することが出来るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法を提供することにある。
また、本発明の第２の目的は、上記III−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法で作製されたIII−Ｖ族化合物半導体とこれを用いた半導体レーザ素子及び応用システムを提供することにある。
上記第１の目的を達成するため、第１の発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法は、
III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長するIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法であって、
上記混晶は、上記Ａの原子半径と上記Ｂの原子半径との平均値よりも大きい原子半径を有するIII族元素であるＣと、上記平均値よりも大きい原子半径を有するＶ族元素であるＤとを少なくとも含み、
上記混晶の結晶成長時には、上記Ｃの原料と上記Ｄの原料とを逆位相で同期して変調しながら供給することを特徴としている。
上記構成のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法によれば、上記混晶の結晶成長時には、上記平均値よりも大きい原子半径を有するＣの原料と、上記平均値よりも大きい原子半径を有するＤの原料とを、逆位相で同期して変調しながらII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へ供給することによって、ＣとＤとの結合の生成が抑制される。従って、上記結合に起因する点欠陥や格子のズレの発生が減少し、良質なIII−Ｖ族化合物半導体を容易に結晶成長することが出来る。
第２の発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法は、
III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長するIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法であって、
上記混晶は、上記Ａの原子半径と上記Ｂの原子半径との平均値よりも小さい原子半径を有するIII族元素であるＣと、上記平均値よりも小さい原子半径を有するＶ族元素であるＤとを少なくとも含み、
上記混晶の結晶成長時には、上記Ｃの原料と上記Ｄの原料とを逆位相で同期して変調しながら供給することを特徴としている。
上記構成のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法によれば、上記混晶の結晶成長時には、上記平均値よりも小さい原子半径を有するIII族元素であるＣの原料と、上記平均値よりも小さい原子半径を有するＶ族元素であるＤの原料とを、逆位相で同期して変調しながらII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へ供給することによって、ＣとＤとの結合の生成が抑制される。従って、上記結合に起因する点欠陥や格子のズレの発生が減少し、良質なIII−Ｖ族化合物半導体を容易に結晶成長することが出来る。
第３の発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法は、
III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長するIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法であって、
上記混晶は、上記Ａの原子半径と上記Ｂの原子半径との平均値よりも大きい原子半径を有するIII族元素であるＣと、上記平均値よりも小さい原子半径を有するＶ族元素であるＤとを少なくとも含み、
上記混晶の結晶成長時には、上記Ｃの原料と上記Ｄの原料とを同位相で同期して変調しながら供給することを特徴としている。
上記構成のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法によれば、上記平均値よりも大きい原子半径を有するIII族元素であるＣの原料と、上記平均値よりも小さい原子半径を有するＶ族元素であるＤの原料とを、同位相で同期して変調しながらII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へ供給することによって、Ｃと、上記平均値よりも大きい原子半径を有する他のＶ族元素との結合の生成が抑制される。従って、上記結合に起因する点欠陥や格子のズレの発生が減少し、良質なIII−Ｖ族化合物半導体を容易に結晶成長することが出来る。
第４の発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法は、
III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長するIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法であって、
上記混晶は、上記Ａの原子半径と上記Ｂの原子半径との平均値よりも小さい原子半径を有するIII族元素であるＣと、上記平均値よりも大きい原子半径を有するＶ族元素であるＤとを少なくとも含み、
上記混晶の結晶成長時には、上記Ｃの原料と上記Ｄの原料とを同位相で同期して変調しながら供給することを特徴としている。
上記構成のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法によれば、上記混晶の結晶成長時には、上記平均値よりも小さい原子半径を有するIII族元素であるＣの原料と、上記平均値よりも大きい原子半径を有するＶ族元素であるＤの原料とを、同位相で同期して変調しながらII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へ供給することによって、Ｄと、上記平均値よりも大きい原子半径を有する他のＶ族元素との結合の生成が抑制される。従って、上記結合に起因する点欠陥や格子のズレの発生が減少し、良質なIII−Ｖ族化合物半導体を容易に結晶成長することが出来る。
第５の発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法は、
III族元素の原料とＶ族元素の原料とを用いて、少なくともＧａとＩｎとＡｓとＳｂとを含むIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を成長するIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法であって、
上記混晶の結晶成長時には、上記III族元素の原料の供給量に占める上記Ｉｎの原料の供給比が大きくなるタイミングと、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占める上記Ｓｂの原料の供給比が大きくなるタイミングとが逆位相で同期するように、上記Ｉｎの原料の供給量と上記Ｓｂの原料の供給量とを変調することを特徴としている。
上記構成のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法によれば、上記混晶の結晶成長時には、III族元素の原料の供給量に占めるＩｎの原料の供給比が大きくなるタイミングと、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占めるＳｂの原料の供給比が大きくなるタイミングとが逆位相で同期するように、Ｉｎの原料の供給量とＳｂの原料の供給量とを変調する。つまり、上記III族元素の原料の供給量に占めるＩｎの原料の供給比が大きくなる時には、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占めるＳｂの原料の供給比が小さくなる。反対に、上記III族元素の原料の供給量に占めるＩｎの原料の供給比が小さくなる時には、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占めるＳｂの原料の供給比が大きくなる。その結果、上記ＩｎとＳｂとの結合の生成が抑制される。つまり、共有結合半径が母材となるＧａＡｓの平均的なボンド長よりも大きなＩｎと、上記ボンド長よりも大きなＳｂの結合密度が減少する。従って、上記結合に起因する点欠陥や格子のズレの発生が減少し、良質なIII−Ｖ族化合物半導体を容易に結晶成長することが出来る。すなわち、上記ＩｎとＳｂとが結合した場合に生じる局所歪が緩和され、結晶性の向上につながり、特に発光特性に優れた結晶が得られるようになる。
一実施形態のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法では、
上記混晶の結晶成長時には、上記III族元素の原料の供給量に占める上記Ｇａの原料の供給比が大きくなるタイミングと、上記III族元素の原料の供給量に占める上記Ｉｎの原料の供給比が大きくなるタイミングとが逆位相で同期するように、上記Ｇａの原料の供給量と上記Ｉｎの原料の供給量とを変調する。
上記実施形態のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法によれば、上記混晶の結晶成長時には、III族元素の原料の供給量に占めるＧａの原料の供給比が大きくなるタイミングと、上記III族元素の原料の供給量に占めるＩｎの原料の供給比が大きくなるタイミングとが逆位相で同期するように、Ｇａの原料の供給量とＩｎの原料の供給量とを変調する。つまり、上記III族元素の原料の供給量に占めるＧａの原料の供給比が大きくなる時には、上記III族元素の原料の供給量に占めるＩｎの原料の供給比が小さくなる。反対に、上記III族元素の原料の供給量に占めるＧａの原料の供給比が小さくなる時には、上記III族元素の原料の供給量に占めるＩｎの原料の供給比が大きくなる。その結果、ＧａとＩｎとの結合の発生を抑制することができる。従って、上記ＧａはＳｂと結合する確率がより高くなる一方、ＩｎはＡｓと結合する確率が高くなるので、点欠陥や格子のズレの発生がより減少させることができる。
一実施形態のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法では、
上記混晶の結晶成長時には、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占める上記Ａｓの原料の供給比が大きくなるタイミングと、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占める上記Ｓｂの原料の供給比が大きくなるタイミングとが逆位相で同期するように、上記Ａｓの原料の供給量と上記Ｓｂの原料の供給量とを変調する。
上記実施形態のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法によれば、上記混晶の結晶成長時には、Ｖ族元素の原料の供給量に占めるＡｓの原料の供給比が大きくなるタイミングと、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占めるＳｂの原料の供給比が大きくなるタイミングとが逆位相で同期するように、Ａｓの原料の供給量とＳｂの原料の供給量とを変調する。つまり、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占めるＡｓの原料の供給比が大きくなる時には、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占めるＳｂの原料の供給比が小さくなる。反対に、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占めるＡｓの原料の供給比が小さくなる時には、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占めるＳｂの原料の供給比が大きくなる。その結果、上記ＡｓとＳｂとの結合の発生を抑制することができる。従って、上記ＡｓはＩｎと結合する確率が高くなる一方、ＳｂはＧａと結合する確率がより高くなるので、点欠陥や格子のズレの発生がより減少させることができる。
一実施形態のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法では、
上記混晶がＮを含み、
上記混晶の結晶成長時には、上記III族元素の原料の供給量に占める上記Ｉｎの原料の供給比が大きくなるタイミングと、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占める上記Ｎの原料の供給比が大きくなるタイミングとが同位相で同期するように、上記Ｉｎの原料の供給量と上記Ｎの原料の供給量とを変調する。
上記実施形態のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法によれば、上記混晶の結晶成長時には、III族元素の原料の供給量に占めるＩｎの原料の供給比が大きくなるタイミングと、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占めるＮの原料の供給比が大きくなるタイミングとが同位相で同期するように、Ｉｎの原料の供給量とＮの原料の供給量とを変調する。つまり、上記III族元素の原料の供給量に占めるＩｎの原料の供給比が大きくなる時には、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占めるＮの原料の供給比が大きくなる。その結果、上記Ｉｎと、原子半径が大きい他のＶ族元素との結合の発生が抑制される。従って、上記結合に起因する点欠陥や格子のズレの発生を減少させることができる。
一実施形態のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法では、
上記変調の１周期あたり、１分子層以上５分子層以下の結晶成長が生じる。
上記実施形態のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法によれば、上記変調の１周期あたり結晶成長を１分子層以上５分子層以下にするから、混晶のフォトルミネッセンス強度を高めることができる。
一実施形態のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法では、
上記混晶を結晶成長した後、上記混晶に６００℃以上８００℃以下の加熱処理を施す。
上記実施形態のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法によれば、上記混晶に６００℃以上８００℃以下の加熱処理を施すから、混晶のフォトルミネッセンス強度を高めることができる。
また、上記第２の目的を達成するため、第６の発明のIII−Ｖ族化合物半導体は、
III族原子とＶ族原子とで構成され、少なくともＧａとＩｎとＡｓとＳｂとを含むIII−Ｖ族化合物半導体であって、
上記Ｉｎの原子と化学結合している上記Ｖ族原子のうちのＳｂの原子の割合が、上記Ｓｂの組成比よりも小さいことを特徴としている。
上記構成のIII−Ｖ族化合物半導体によれば、上記Ｉｎの原子と化学結合しているＶ族原子のうちのＳｂの原子の割合が、Ｓｂの組成比よりも小さいので、点欠陥や格子のズレが少なく、良質な結晶性を有する。つまり、共有結合半径が大きなＩｎと共有結合半径が大きなＳｂとの結合密度が少ないので、ＩｎとＳｂとが結合した場合に生じる局所歪が緩和され、結晶性の向上につながり、特に発光特性に優れた結晶となっている。
第７の発明のIII−Ｖ族化合物半導体は、
III族原子とＶ族原子とで構成され、少なくともＧａとＩｎとＡｓとＳｂとＮとを含むIII−Ｖ族化合物半導体であって、
上記Ｉｎの原子と化学結合している上記Ｖ族原子のうちのＮ原子の割合が、上記Ｎの組成比よりも大きいことを特徴としている。
上記構成のIII−Ｖ族化合物半導体によれば、上記Ｉｎの原子と化学結合しているＶ族原子のうちのＮ原子の割合が、Ｎの組成比よりも大きいから、点欠陥や格子のズレが少なく、良質な結晶性を有する。
第８の発明の半導体レーザ素子は、上記第６または第７の発明のIII−Ｖ族化合物半導体を用いて形成された活性層を備えたことを特徴としている。
上記構成の半導体レーザ素子によれば、上記III−Ｖ族化合物半導体を用いて活性が形成されているから、発振しきい値電流を低減できると共に、温度特性を高めることができる。つまり、上記半導体レーザ素子の素子特性を改善することができる。
第９の発明の応用システムは、上記第６または第７の発明のIII−Ｖ族化合物半導体が用いられていることを特徴としている。
上記構成の応用システムによれば、上記III−Ｖ族化合物半導体が用いられているから、システム全体の特性を向上させることが出来る。
第１の発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法は、III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長する時に、Ａの原子半径とＢの原子半径との平均値よりも大きい原子半径を有するＣの原料と、その平均値よりも大きい原子半径を有するＤの原料とを、逆位相で同期して変調しながらII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へ供給するから、ＣとＤとの結合の生成が抑制されるから。その結果、上記結合に起因する点欠陥や格子のズレの発生が減少し、良質なIII−Ｖ族化合物半導体を容易に結晶成長することが出来る。
第２の発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法は、III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長する時に、Ａの原子半径とＢの原子半径との平均値よりも小さい原子半径を有するIII族元素であるＣの原料と、その平均値よりも小さい原子半径を有するＶ族元素であるＤの原料とを、逆位相で同期して変調しながらII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へ供給するので、ＣとＤとの結合の生成が抑制される。その結果、上記結合に起因する点欠陥や格子のズレの発生が減少し、良質なIII−Ｖ族化合物半導体を容易に結晶成長することが出来る。
第３の発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法は、III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長する時に、Ａの原子半径とＢの原子半径との平均値よりも大きい原子半径を有するIII族元素であるＣの原料と、その平均値よりも小さい原子半径を有するＶ族元素であるＤの原料とを、同位相で同期して変調しながらII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へ供給するから、Ｃと、その平均値よりも大きい原子半径の他のＶ族元素との結合の生成が抑制される。その結果、上記結合に起因する点欠陥や格子のズレの発生が減少し、良質なIII−Ｖ族化合物半導体を容易に結晶成長することが出来る。
第４の発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法は、III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長する時に、Ａの原子半径とＢの原子半径との平均値よりも小さい原子半径を有するIII族元素であるＣの原料と、その平均値よりも大きい原子半径を有するＶ族元素であるＤの原料とを、同位相で同期して変調しながらII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へ供給するから、Ｄと、その平均値よりも大きい原子半径の他のＶ族元素との結合の生成が抑制される。その結果、上記結合に起因する点欠陥や格子のズレの発生が減少し、良質なIII−Ｖ族化合物半導体を容易に結晶成長することが出来る。
第５の発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法は、III族元素の原料とＶ族元素の原料とを用いて、少なくともＧａとＩｎとＡｓとＳｂとを含むIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を成長する時に、III族元素の原料の供給量に占めるＩｎの原料の供給比が大きくなるタイミングと、Ｖ族元素の原料の供給量に占めるＳｂの原料の供給比が大きくなるタイミングとが逆位相で同期するように、Ｉｎの原料の供給量とＳｂの原料の供給量とを変調することから、ＩｎとＳｂとの結合の生成が抑制される。その結果、上記結合に起因する点欠陥や格子のズレの発生が減少し、良質なIII−Ｖ族化合物半導体を容易に結晶成長することが出来る。
第６の発明のIII−Ｖ族化合物半導体は、共有結合半径が大きなＩｎと共有結合半径が大きなＳｂとの結合密度が少ないので、ＩｎとＳｂとが結合した場合に生じる局所歪が緩和され、結晶性の向上につながり、特に発光特性に優れた結晶となっている。
第７の発明のIII−Ｖ族化合物半導体は、Ｉｎの原子と化学結合しているＶ族原子のうちのＮ原子の割合が、Ｎの組成比よりも大きいから、点欠陥や格子のズレが少なく、良質な結晶性を有する。
第８の発明の半導体レーザ素子は、上記第６または第７の発明のIII−Ｖ族化合物半導体を用いて形成された活性層を備えているから、発振しきい値電流を下げることができると共に、温度特性を向上させることができる。
第９の発明の応用システムは、上記第６または第７の発明のIII−Ｖ族化合物半導体が用いられているから、システム全体の特性を向上させることが出来る。
（第１実施形態）
本発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法の第１実施形態について説明する。この第１実施形態では、図１に示すＧａＡｓ／Ｇａ０．７２Ｉｎ０．２８Ｓｂ０．０７Ａｓ０．９３／ＧａＡｓ単一量子井戸構造１００を作製した。
上記単一量子井戸構造１００の作製するための結晶成長は、有機金属気相成長（ＭＯ−ＣＶＤ）法により行った。このとき、III族原料、Ｖ族原料として、それぞれの元素の有機化合物であるトリメチルガリウム（ＴＭＧａ）、トリメチルインジウム（ＴＭＩｎ）、ターシャルブチルアルシン（ＴＢＡｓ）、トリメチルアンチモン（ＴＭＳｂ）を用いると共に、キャリアガスとして水素を用いた。
以下、本実施形態の結晶成長をより詳しく説明する。
まず、ＧａＡｓ(１００)基板を成長室に導入し、水素雰囲気での７６ｔｏｒｒの減圧下にて、基板温度５３０℃で各層を構成する為の原料を供給し、図１の構造の結晶成長を行った。
すなわち、ＧａＡｓ基板１０１の上に層厚１μmのＧａＡｓ下バリア層１０２を結晶成長し、引き続いてウエル層１０３を図２に示すシーケンスチャートに従って結晶成長を行い、層厚６．７nmのＧａ０．７２Ｉｎ０．２８Ｓｂ０．０７Ａｓ０．９３混晶から成るウエル層１０３を得た。さらに、上記ウエル層１０３の結晶成長後、引き続いて層厚０．５μmのＧａＡｓ上バリア層１０４の結晶成長を行った。
図２は、各原料の供給タイミングを示すシーケンスチャートであり、横軸は時間、縦軸は各原料の供給量を現す。
Ｇａ源であるトリメチルガリウムと、Ａｓ源であるターシャルブチルアルシンとは、上記成長室に単位時間当たりに供給する量が一定になっている。また、Ｉｎ源であるトリメチルインジウムと、ＳＢ源であるトリメチルアンチモンとは、ウエル層１０３を形成しているときのみ、上記成長室に供給される。上記ウエル層１０３の結晶成長時間は２４秒であり、この２４秒間にＩｎ源の供給とＳｂ源の供給とが逆位相で同期するように１２回の変調を行っている。Ｉｎ源，Ｓｂ源の供給における１回の変調での成長層厚は約２分子層に相当する。つまり、上記ウエル層１０３の形成時におけるＩｎ源，Ｓｂ源の供給の一周期あたり、約２分子層が成長する。このＩｎ源，Ｓｂ源の供給量の変調は、原料ガスの供給流量を制御するマスフローコントローラーにて制御しながら行った。
（第１比較例）
次に、上記第１実施形態に対する第１比較例について説明する。この第１比較例では、ＧａＩｎＳｂＡｓ結晶の結晶成長時におけるトリメチルインジウム，トリメチルアンチモンの供給量の変調を行わず、トリメチルインジウム，トリメチルアンチモンを一定流量のままでウエル層１０３を成長させた以外は、上記第１実施形態と同じにして単一量子井戸構造１００を作製した。ここで、所望の組成比Ｇａ０．７２Ｉｎ０．２８Ｓｂ０．０７Ａｓ０．９３が得られるように、ウエル層成長時の各原料の供給量を調節している。
図３に、上記第１実施形態で作製した試料における室温のフォトルミネッセンス（ＰＬ）の発光スペクトルと、上記第１比較例で作製した試料における室温のフォトルミネッセンスの発光スペクトルとを示す。上記第１実施形態の試料の発光波長は１．２０５μmであり、第１比較例の試料の発光波長は１．１９５μmであった。このように、上記両試料の発光波長はほぼ同じであった。
上記第１実施形態の試料における発光スペクトルＸ１の半値全幅は、上記第１比較例の試料における発光スペクトルＸ２の半値全幅の半分程度の狭いものであった。また、上記第１比較例の試料に比べて第１実施形態の試料の方が鋭い発光が得られていた。また、上記第１実施形態の試料は上記第１比較例の試料に対して約６．２倍の発光ピーク強度であった。
以下、上記第１実施形態と第１比較例とを参照しながら、本発明の作用・効果について説明する。
上記第１比較例に示したように全ての原料を一定供給量で供給する方法でＧａＩｎＳｂＡｓ混晶を結晶成長した場合、得られた結晶の発光特性は他の材料系(ＩｎＧａＡｓ，ＡｌＧａＡｓなど)の発光特性と比較して必ずしも良好とは言えなかった。一方、上記第１実施形態の試料では十分に良好な発光特性が得られる。
上記第１実施形態及び第１比較例の結晶成長方法で作製した試料につき、ラマン散乱測定などの解析手段にて結晶中の原子の結合状態とその密度を調べた。その結果、上記第１比較例のように各原料の供給量を一定として結晶成長を行った場合には、Ｉｎ原子と結合しているＡｓ原子とＳｂ原子との比は、凡そ結晶中の全Ｖ族原子に対するＳｂの組成比に近いものであった。一方、上記第１実施形態の結晶成長方法で結晶成長を行った場合には、ＩｎとＳｂとの結合の割合が、全Ｖ族原子に対するＳｂの組成比よりも大幅に少なくなっていることがわかった。つまり、上記第１実施形態の結晶成長方法によって作製された結晶は、構成原子がランダムに結合したものではなく、Ｉｎ原子とＳｂ原子との結合の生成が抑制された結晶となっていることがわかった。
これは、上記第１実施形態の結晶成長方法の場合、Ｉｎ原料とＳｂ原料とを逆位相で同期させて変調しながら供給している為、結晶成長時に結晶表面でＳｂ原子はＩｎ原子よりもＧａ原子と出会う確率が高くなり、Ｓｂ原子はＧａ−Ｓｂ結合を形成して結晶中に取り込まれる割合が高くなっているからだと考えられる。
Ｓｂ原子とＩｎ原子とはいずれも母材であるＧａＡｓの平均ボンド長よりも共有結合半径が著しく大きい為、共有結合半径が大きい元素同士の結合であるＩｎ−Ｓｂ結合が生じると、結晶内部のその周辺に局所的な歪みが生じる結果、点欠陥や格子のズレなどの結晶性の悪化が生じ、発光特性を悪くしているものと考えられる。
これに対して、上記第１実施形態の結晶成長方法によると、共有結合半径の大きなＳｂ原子が同じく共有結合半径の大きなＩｎと結合する割合が低くなる。これにより、Ｉｎ−Ｓｂ結合による局所歪の密度が低くなり、点欠陥の発生が抑えられる。その結果、完全な結晶格子が出来るようになり、発光特性を大幅に向上させることが出来る。
このように、上記第１実施形態は、III族元素であるＡの一例としてのＧａと、Ｖ族元素であるＢの一例としてのＡｓとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板（ＧａＡｓ基板１０１）の上へ、ＧａとＡｓとの原子半径の平均値よりも大きな原子半径を示すIII族元素であるＣの一例としてのＩｎと、上記平均値よりも大きな原子半径を示すＶ族元素であるＤの一例としてのＳｂとが少なくとも混晶化されたIII−Ｖ族化合物半導体の混晶（ウエル層１０３）を結晶成長する方法であり、Ｉｎの原料とＡｓの原料とを逆位相で同期して変調しながら供給し、上記混晶の結晶成長を行うことを特徴とするものである。
これと逆の方法によっても、上記第１実施形態と同様の効果が得られる。すなわち、III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へ、上記Ａと上記Ｂとの原子半径の平均値よりも小さな原子半径を示すIII族元素であるＣと、上記平均値よりも小さな原子半径を示すIII族元素であるＶ族元素であるＤと、Ａと、Ｂとが少なくとも混晶化されたIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長する方法であり、上記Ｃの原料と上記Ｄの原料とを逆位相で同期して変調しながら供給し、上記混晶の結晶成長を行うことによっても同様の効果を得ることが出来る。
図４に、原料を変調しながら結晶成長する際の変調一周期あたりに成長する層厚と発光強度との相関を示す。
横軸の一周期あたりに成長する層厚を１分子層以上５分子層以下の領域Ｘ３で、所望のフォトルミネッセンス強度が得られた。
また、一周期あたりに成長する層厚を１分子層よりも薄くした場合には、Ｓｂ原料を供給するタイミングにおいてもその前後に供給されるＩｎ原子と結合する確率が高くなってしまう。従って、一周期あたりに成長する層厚を１分子層以上の厚さに相当する周期で変調することが望ましい。
また、一周期あたりに成長する層厚を５分子層よりも厚くした場合には、マクロに見た混晶としての物性を示さず、ＩｎＧａＡｓ（Ｓｂ）とＧａ（Ｉｎ）ＡｓＳｂとのタイプIIヘテロ接合的な振る舞いを示し、急激に発光特性が低下してしまう。従って、一周期あたりに成長する層厚を５分子層以下の厚さに相当する周期で変調することが望ましい。これは、以下の他の実施形態においても同様である。
上記第１実施形態の結晶成長方法において重要な点は、Ｉｎ−Ｓｂ結合の形成を抑制する為に、III族元素の原料に占めるＩｎ原料の供給量比が高くなるタイミングと逆位相で同期させて、Ｖ族元素の原料に占めるＳｂ原料の供給費が低くなるように供給していることにある。この状況を作る為の原料のタイミングチャートとしては上記第１実施形態に示したものに限られず、以下の実施形態に示すタイミングチャートで実現することも可能であり、同様の効果が見られた。
（第２実施形態）
本発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法の第２実施形態について説明する。この第２実施形態では、図５に示すシーケンスチャートに従ってウエル層１０３を結晶成長させた以外は、上記第１実施形態と同じになるように単一量子井戸構造１００を作製した。つまり、本実施形態の結晶成長方法は、Ｉｎ及びＳｂ原料の変調の位相を、それぞれ第１実施形態の場合に対して反転させた点が上記第１実施形態の結晶成長方法と異なっている。
本実施形態の結晶成長方法によれば、上記第１比較例に対して約８倍の発光強度と十分に狭い発光の半値幅が達成された。
また、本実施形態の結晶成長方法によっても、III族元素の原料の総供給量に対するＩｎ原料の供給量比が高くなるタイミングに逆位相で同期させてＳｂ原料を供給することが出来るので、Ｉｎ−Ｓｂ結合の形成を抑制させることが出来る。
また、本実施形態の結晶成長方法のように、ＧａＩｎＡｓＳｂ層の結晶成長の開始時にまずＳｂの供給比が高くなるタイミングとしていることから、その逆である上記第１実施形態の場合よりもより得られる結晶性が良くなることがわかった。
これは、Ｉｎは結晶成長表面にてドロップレットを形成して三次元成長しやすい為、Ｉｎの供給比が高くなるタイミングから結晶成長を開始した場合には結晶成長初期から平坦な結晶膜が得られにくいのに対し、まずＳｂの供給比が高くなるタイミングとして成長初期にＳｂを多く供給した場合には成長表面のＳｂによって表面エネルギーが変化し、その上のＩｎを多く含む層が三次元成長し難く、平坦な膜が得られるようになることによっている。このように、結晶成長初期の最初のタイミングにおいてＳｂを多く含む層を結晶成長する方がより好ましい結果であった。
（第３実施形態）
以下、本発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法の第３実施形態について説明する。
本実施形態では、図６に示すシーケンスチャートに従ってウエル層１０３を結晶成長させた以外は、上記第１実施形態と同じにして単一量子井戸構造１００を作製した。つまり、本実施形態の結晶成長方法は、Ｉｎ及びＳｂの原料の他に、Ｇａ及びＡｓの原料についても変調しながら供給している点が第２実施形態とは異なっている。また、本実施形態の結晶成長方法では、Ｇａ源の供給はＳｂ源の供給と同位相で同期させると共に、Ａｓ源の供給はＩｎ源の供給と同位相で同期させている。
本実施形態の結晶成長方法によれば、上記比較例１に対して約８．５倍の発光強度と十分に狭い発光の半値幅が達成された。
また、本実施形態の結晶成長方法によっても、III族元素の原料の総供給量に対するＩｎ原料の供給量比が高くなるタイミングに逆位相で同期させてＳｂ原料を供給することが出来るので、Ｉｎ−Ｓｂ結合の形成を抑制させることが出来る。
また、上記第２実施形態の結晶成長方法ように、Ｇａ源の供給をＳｂ源の供給とを同位相で同期させ、Ａｓ源の供給をＩｎ源の供給と同位相で同期させていることから、Ｓｂ原子はＧａ原子と結合する確率がより高くなり、Ｉｎ原子はＡｓ原子と結合する確率がより高くなることから、点欠陥や格子のズレなどの結晶性の悪化を防ぐ効果がより大きい。
（第４実施形態）
本発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法の第４実施形態について説明する。この第４実施形態では、ＧａＡｓ／Ｇａ０．７５Ｉｎ０．２５Ｓｂ０．０８Ａｓ０．９１５Ｎ０．００５／ＧａＡｓ単一量子井戸構造を以下に示す方法にて作製した。つまり、本実施形態で作製した単一量子井戸構造は、第１実施形態にて図１を参照しながら説明した単一量子井戸構造１００に関してウエル１０３層をＧａ０．７５Ｉｎ０．２５Ｓｂ０．０８Ａｓ０．９１５Ｎ０．００５五元混晶に置き換えたものに相当する。
本実施形態の結晶成長は、有機金属分子線エピタキシャル成長（ＭＯ−ＭＢＥ）法により行った。このとき、III族原料、Ｖ族原料として、それぞれの元素の有機化合物であるトリメチルガリウム、トリメチルインジウム、ターシャルブチルアルシン、トリメチルアンチモン、ジメチルヒドラジン（ＤＭｅＨｙ）を用いた。
以下、本実施形態の結晶成長をより詳しく説明する。
まず、ＧａＡｓ（１００）基板を成長室に導入し、超高真空中にて、基板温度５００℃で、各層を構成する為の原料を供給し、結晶成長を行った。
すなわち、ＧａＡｓ基板１０１の上に層厚１μｍのＧａＡｓ下バリア層１０２を結晶成長し、引き続いてウエル層１０３を図７に示す原料供給シーケンスにて結晶成長を行い、層厚７ｎｍのＧａ０．７５Ｉｎ０．２５Ｓｂ０．０８Ａｓ０．９１５Ｎ０．００５混晶からなるウエル層を得た。さらに、上記ウエル層の結晶成長後、引き続いて層厚０．５μｍのＧａＡｓ上バリア層１０４の結晶成長を行った。
図７は、各原料の供給タイミングを示すシーケンスチャートであり、横軸は時間、縦軸は各原料の供給量を現す。
上記ウエル層の結晶成長時間は５０秒であり、この５０秒間にＩｎ源の供給とＳｂ源の供給とが逆位相で同期するように２５回の変調を行っている。また、Ｎ源の供給はＩｎの供給と同位相で同期するように変調を行った。１回の変調での成長層厚は約１分子層に相当する。つまり、上記ウエル層の形成時におけるＩｎ源，Ｓｂ源及びＮ源の供給の１周期あたり約１分子層が成長する。このＩｎ源，Ｓｂ源及びＮ源の供給量の変調は、原料ガスの供給流量を制御するマスフローコントローラーにて制御しながら行った。
本実施形態の結晶成長方法にて結晶成長した試料における室温のフォトルミネッセンスの発光波長は１．３１μｍであり、また、上記試料の発光の半値全幅は２５ｍｅＶと比較的狭いものであり、鋭い発光が得られていた。
また、本実施形態で作製した試料は、上記第１比較例の試料に対して約４．９倍の発光ピーク強度であった。
本実施形態では、結晶成長したい層の混晶組成としてＧａ，Ｉｎ，Ｓｂ，Ａｓの他にＮが含まれており、Ｎ源の供給をＩｎ源の供給に同期させている点に特徴がある。このように、上記第１〜第３実施形態の構成に他の元素が加わった場合にも本発明の適用が可能である。
また、本実施形態の場合には、図７に示すシーケンスを用いて結晶成長することによって、母材となるＧａ，Ａｓと比べて原子半径が小さなＮ原子は原子半径が大きなＩｎ原子と結合しやすくなり、Ｎ原子あるいはＩｎ原子の周辺にかかる局所的な歪が緩和され、結晶性に優れるようになる。
すなわち、III族元素であるＡの一例としてのＧａと、Ｖ族元素であるＢの一例としてのＡｓとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板（ＧａＡｓ基板１０１）の上へ、ＧａとＡｓとの原子半径の平均値よりも大きな原子半径を示すIII族元素であるＣの一例としてのＩｎと、上記平均値よりも小さな原子半径を示すＶ族元素であるＤの一例としてのＮとが少なくとも混晶化されたIII−Ｖ族化合物半導体の混晶（ウエル層１０３）を結晶成長する方法であり、III族元素Ｃ（＝Ｉｎ）の原料とＶ族元素Ｄ（＝Ｎ）の原料とを同位相で同期して変調しながら供給し、結晶成長を行う点に特徴がある。
これと同様の効果は次のようにしても得られる。すなわち、III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へ、上記Ａと上記Ｂとの原子半径の平均値よりも小さな原子半径を示すIII族元素Ｃと、上記平均値よりも大きな原子半径を示すＶ族元素Ｄとが少なくとも混晶化されたIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長する場合においても、III族元素Ｃの原料とＶ族元素Ｄの原料とを同位相で同期して変調しながら供給しても同様の効果が得られる。
なお、本実施形態で作製した試料に対して、ラマン散乱測定などの解析手段にて結晶中の原子の結合状態とその密度を調べた。その結果、Ｉｎ原子と結合しているＮ原子の割合は、全Ｖ族原子に対するＮの組成比よりも大幅に多くなっていることがわかった。つまり、本実施形態で作製した結晶は、構成原子がランダムに結合したものではなく、Ｉｎ原子とＮ原子との結合の生成が促進された結晶となっている。
（第５実施形態）
本発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法の第５実施形態について説明する。この第５実施形態では、図８に示すシーケンスチャートに従ってウエル層１０３を結晶成長させた以外は、上記第１実施形態と同じになるように単一量子井戸構造１００を作製した。
上記第１〜第４実施形態においては原料の供給量を滑らかに変化させていたが、必ずしも原料の供給量を滑らかに変える必要はなく、本実施形態の図８に示すように、原料の供給量を台形波形状に変調してもよい。
また、上記単一量子井戸構造１００の原料の供給の変調波形は台形波形状以外の形状にしてもよい。つまり、上記単一量子井戸構造１００の原料の供給の変調波形には種々の変形が可能である。
何れの方法によっても、III族元素の原料の総供給量に対するＩｎ原料の供給量比が高くなるタイミングに逆位相で同期させてＳｂ原料を供給することが出来るので、Ｉｎ−Ｓｂ結合の形成を抑制させることが出来る。
特に、図８に示すように原料の供給量の変化が時間に対して線形に変化するような変調パターンは、原料の供給量の制御が容易になることから、望ましい。
（第６実施形態）
本発明のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法の第５実施形態について説明する。この第６実施形態では、図９に示すシーケンスチャートに従ってウエル層１０３を結晶成長させた以外は、上記第１実施形態と同じになるように単一量子井戸構造１００を作製した。
上記第１〜第４実施形態においては原料の供給量を滑らかに変化させていたが、必ずしも原料の供給量を滑らかに変える必要はなく、図９に示すように、原料の供給量を三角波形状に変調してもよい。
また、上記単一量子井戸構造１００の原料の供給の変調波形は三角波形状以外の形状にしてもよい。つまり、上記単一量子井戸構造１００の原料の供給の変調波形には種々の変形が可能である。
何れの方法によっても、III族元素の原料の総供給量に対するＩｎ原料の供給量比が高くなるタイミングに逆位相で同期させてＳｂ原料を供給することが出来るので、Ｉｎ−Ｓｂ結合の形成を抑制させることが出来る。
特に、図９に示すように原料の供給量の変化が時間に対して線形に変化するような変調パターンは、原料の供給量の制御が容易になることから、望ましい。
（第７実施形態）
上記第１〜第６実施形態のそれぞれにて作製した単一量子井戸構造を、窒素雰囲気中にて３０秒間の熱処理を施した。
図１０は、上記第１実施形態の方法によって作製した単一量子井戸構造を熱処理した場合のフォトルミネッセンス発光強度の変化と熱処理温度との関係を示したものである。
図１０からわかるように、熱処理温度の６００℃から８００℃の範囲Ｘ４は、他の範囲に比べて発光強度が大きく増加しており、量子井戸構造の発光特性が大きく向上することがわかる。
このような発光特性の向上効果は、上記第２〜第６実施形態の方法によって作製された単一量子井戸構造においても得られた。
また、上記熱処理の時間を変化させた場合においても、上記熱処理の温度としては概ね６００℃から８００℃の範囲でこのような効果が見られることを見出した。
このように、上記第１〜第６実施形態の結晶成長方法にて作製された結晶に対しては、上記範囲Ｘ４の熱処理で大きな効果が得られることを見出され、このような熱処理を施すことがより望ましい。
なお、上記第１〜第６実施形態のそれぞれにおいては、有機金属気相成長法あるいは有機金属分子線エピタキシャル成長法によって結晶成長を行った場合について具体的な方法を示したが、他の方法であるガスソース分子線エピタキシャル法、化学分子線エピタキシャル成長（ＣＢＥ）法、プラズマ化学気相成長法など、各種の方法を用いることが出来る。
また、上記第１〜第６実施形態のそれぞれの結晶成長に用いる各構成元素の原料についても、上記第１〜第６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出来ることは言うまでもない。
また、上記第１〜第６実施形態の何れも量子井戸構造における井戸層（ウエル層）に本発明の混晶を適用した場合について示してきたが、その際における元素の組成比、井戸数、歪量、井戸層厚に関して制限はない。また、井戸層に限らず、任意の層厚の任意の用途の層に適用することが出来ることも言うまでもない。
なお、これまでの記述の中で「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。例えば上記第１〜第６実施形態の結晶成長は「下」から「上」の方向へ向かって進行する。
また、上記第１〜第６実施形態のそれぞれのIII−Ｖ族化合物半導体混晶については、上述した以外のIII族元素（Ａｌ，Ｔｌ，Ｂ等）やＶ族元素（Ｂｉ，Ｓｂ等）を適宜混晶化して形成してもよいし、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、本発明で用いる基板については、上記第１〜第６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、ＩｎＰやＧａＰの他、ＧａＡｓに格子定数が比較的近いＺｎＳｅ基板などのII−VI族化合物半導体基板、Ｇｅ基板などのIV族半導体基板を用いることが出来る。また、ガラス・プラスチック・セラミックス等の任意の基板の上に作製した結晶を利用することも出来る。
以下の第８，第９実施形態では、これまで述べた結晶成長方法を用いて作製された半導体結晶層の素子への適用例について示す。
（第８実施形態）
図１１に、半導体レーザ素子１１００の概略斜視図を示す。
上記半導体レーザ素子１１００の活性層には、上記第１実施形態に示した結晶成長方法にて作製された単一量子井戸構造が適用されている。より詳しくは、上記半導体レーザ素子１１００は、ｎ型ＧａＡｓ基板１１０１、層厚１μｍのｎ型Ａｌ０．４Ｇａ０．６Ａｓ下クラッド層１１０２、層厚０．１μｍのＧａＡｓ下ガイド層１１０３、層厚６ｎｍのＧａ０．７２Ｉｎ０．２８Ｓｂ０．０７Ａｓ０．９３ウエル層１１０４、層厚０．１μｍのＧａＡｓ上ガイド層１１０５、層厚１μｍ（最厚部）のｐ型Ａｌ０．４Ｇａ０．６Ａｓ上クラッド層１１０６、層厚０．５μのｐ型ＧａＡｓコンタクト層１１０７、ポリイミド電流狭窄層１１０８、ｎ型用電極１１０９及びｐ型用電極１１１０を備えている。
上記半導体レーザ素子１１００の各層は有機金属気相成長法により結晶成長されている。また、上記半導体レーザ素子１１００のリッジ型導波路構造は通常のホトリソグラフィとウエットエッチングにて形成されている。また、ポリイミドによる電流狭窄層１１０８はスピンコーティングにて形成されている。また、上記ｎ型用電極１１０９及びｐ型用電極１１１０は真空蒸着によって形成されている。そして、上記ｎ型用電極１１０９はＡｕＧｅＮｉで構成され、ｐ型用電極１１１０はＴｉＰｔＡｕで構成されている。
本実施形態では、上記第１実施形態に示した結晶成長方法にて作製された単一量子井戸構造を半導体レーザ素子の活性層に適用したが、上記第２〜第７実施形態に示した結晶成長方法にて作製された単一量子井戸構造を半導体レーザ素子の活性層に適用してもよい。
（第２比較例）
次に、上記第８実施形態に対する第２比較例について説明する。この第２比較例では、上記第１比較例に示した供給原料の変調を行わない結晶成長方法にて作製された単一量子井戸構造を半導体レーザ素子の活性層に適用した。より詳しくは、上記半導体レーザ素子の構成は図１１の半導体レーザ素子１１００の構成と同じで、各部の材料・組成・層厚なども第８実施形態と同一とした。つまり、本比較例の半導体レーザ素子が上記第８実施形態の半導体レーザ素子１１００と異なる点は、ウエル層１１０４が第１比較例に記述された方法により結晶成長されている点のみである。
上記第８実施形態及び本比較例の半導体レーザ素子を、３００μｍ角にヘキ開し、上下の電極を通して電流を流すと、上記第８実施形態の半導体レーザ素子１１００は閾値電流密度０．３ｋＡ／ｃｍ２にて波長１．２μｍでのレーザ発振が生じた。これに対して、本比較例の半導体レーザ素子は閾値電流密度１．１ｋＡ／ｃｍ２にて波長１．２μｍでのレーザ発振が生じた。
また、上記第８実施形態の半導体レーザ素子１１１０及び本比較例の半導体レーザ素子に１０ｍＡの電流を流した時のエレクトロルミネッセンスのスペクトルを測定したところ、第８実施形態の半導体レーザ素子１１１０においては、本比較例の半導体レーザ素子に対し、発光強度が約７倍、発光の半値全幅は半分程度であり、より鋭く強い発光が得られていた。
このように、本発明の結晶成長方法を適用して作製された半導体レーザ素子はより閾値電流密度が低い良好な特性を示すことがわかった。
なお、本発明の結晶成長方法及び半導体層が適用される半導体素子としては必ずしも半導体レーザ素子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、光増幅器、太陽電池などの任意の光デバイスへ適用することが可能であることは言うまでもない。
（第９実施形態）
図１２に、上記第８実施形態の半導体レーザ素子１１００を発信光源として備えた光送信用ユニット１２００の概略斜視図を示す。この光送信用ユニット１２００は光ファイバ通信システムに用いられる。なお、上記光送信用ユニット１２００が応用システムの一例である。
上記光送信用ユニット１２００は、半導体レーザ素子１１００の他に、基板１２０７と、この基板に搭載された電気回路１２０２、集光用レンズユニット１２０３及びサブマウント１２０５とを備えている。上記基板１２０７の半導体レーザ素子１１００側の表面には電気端子１２０６，１２１６が形成されている。また、上記集光用レンズユニット１２０３には光ファイバ１２０４の一端が接続されている。そして、上記電気回路１２０２は入力電気信号に従って半導体レーザ１１１０を制御する。つまり、上記半導体レーザ素子１１００は、電気回路１２０２によって駆動される。また、上記サブマウント１２０５は半導体レーザ素子１１００の放熱性を高めている。
上記構成の光送信用ユニットによれば、電気回路１２０２に入力された電気信号は半導体レーザ素子１１００で光信号に変換され、この光信号は集光用レンズユニット１２０３を介して光ファイバ１２０４に集光される。このとき、上記半導体レーザ素子１１００が閾値電流が従来の半導体レーザ素子よりも低いので、伝送速度として２．５Ｇｂ／sを得ることができ、優れた特性を示した。
本実施形態では、上記第８実施形態の半導体レーザ素子１１００を光送信用ユニットに用いたが、上記第８実施形態の半導体レーザ素子１１００を光送受信用ユニットに用いてもよい。
本発明の半導体レーザ素子は半導体レーザ素子単独で用いる場合のみならず、上記第９実施形態のように応用システムの一部として用いることにより、システム全体の特性を向上させることが出来るようになる。
また、本発明の半導体レーザ素子は上記の光ファイバ通信システムのみならず、光の空間伝送システム、測距等のセンサーシステムなど、種々のシステムに用いることが出来ることは言うまでもない。
図１は単一量子井戸構造の概略斜視図である。 図２は原料の供給タイミングを示すシーケンスチャートである。 図３は発光スペクトルを示す図である。 図４は発光強度の一周期あたりの成長層厚依存性を示す図である。 図５は原料の供給タイミングを示すシーケンスチャートである。 図６は原料の供給タイミングを示すシーケンスチャートである。 図７は原料の供給タイミングを示すシーケンスチャートである。 図８は原料の供給タイミングを示すシーケンスチャートである。 図９は原料の供給タイミングを示すシーケンスチャートである。 図１０は発光強度と熱処理温度との関係を示す図である。 図１１は半導体レーザの斜視図である。 図１２は光送信用ユニットの斜視図である。
符号の説明
１００ 単一量子井戸構造
１０１ 基板
１０２ 下バリア層
１０３ ウエル層
１０４ 上バリア層
１１００ 半導体レーザ素子
１１０１ 基板
１１０２ 下クラッド層
１１０３ 下ガイド層
１１０４ ウエル層
１１０５ 上ガイド層
１１０６ 上クラッド層
１１０７ コンタクト層
１１０８ 電流狭窄層
１１０９ ｎ型用電極
１１１０ ｐ型用電極
１２００ 光送信用ユニット
１２０２ 電気回路
１２０３ 集光用レンズ
１２０４ 光ファイバ
１２０５ サブマウント
１２０６，１２１６ 電気端子
１２０７ 基板

Claims (14)

  1. III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長するIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法であって、
    上記混晶は、上記Ａの原子半径と上記Ｂの原子半径との平均値よりも大きい原子半径を有するIII族元素であるＣと、上記平均値よりも大きい原子半径を有するＶ族元素であるＤとを少なくとも含み、
    上記混晶の結晶成長時には、上記Ｃの原料と上記Ｄの原料とを逆位相で同期して変調しながら供給することを特徴とするIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法。
  2. III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長するIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法であって、
    上記混晶は、上記Ａの原子半径と上記Ｂの原子半径との平均値よりも小さい原子半径を有するIII族元素であるＣと、上記平均値よりも小さい原子半径を有するＶ族元素であるＤとを少なくとも含み、
    上記混晶の結晶成長時には、上記Ｃの原料と上記Ｄの原料とを逆位相で同期して変調しながら供給することを特徴とするIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法。
  3. III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長するIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法であって、
    上記混晶は、上記Ａの原子半径と上記Ｂの原子半径との平均値よりも大きい原子半径を有するIII族元素であるＣと、上記平均値よりも小さい原子半径を有するＶ族元素であるＤとを少なくとも含み、
    上記混晶の結晶成長時には、上記Ｃの原料と上記Ｄの原料とを同位相で同期して変調しながら供給することを特徴とするIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法。
  4. III族元素であるＡとＶ族元素であるＢとから成るIII−Ｖ族化合物半導体の結晶基板の上へIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を結晶成長するIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法であって、
    上記混晶は、上記Ａの原子半径と上記Ｂの原子半径との平均値よりも小さい原子半径を有するIII族元素であるＣと、上記平均値よりも大きい原子半径を有するＶ族元素であるＤとを少なくとも含み、
    上記混晶の結晶成長時には、上記Ｃの原料と上記Ｄの原料とを同位相で同期して変調しながら供給することを特徴とするIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法。
  5. III族元素の原料とＶ族元素の原料とを用いて、少なくともＧａとＩｎとＡｓとＳｂとを含むIII−Ｖ族化合物半導体の混晶を成長するIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法であって、
    上記混晶の結晶成長時には、上記III族元素の原料の供給量に占める上記Ｉｎの原料の供給比が大きくなるタイミングと、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占める上記Ｓｂの原料の供給比が大きくなるタイミングとが逆位相で同期するように、上記Ｉｎの原料の供給量と上記Ｓｂの原料の供給量とを変調することを特徴とするIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法。
  6. 請求項５に記載のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法において、
    上記混晶の結晶成長時には、上記III族元素の原料の供給量に占める上記Ｇａの原料の供給比が大きくなるタイミングと、上記III族元素の原料の供給量に占める上記Ｉｎの原料の供給比が大きくなるタイミングとが逆位相で同期するように、上記Ｇａの原料の供給量と上記Ｉｎの原料の供給量とを変調することを特徴とするIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法。
  7. 請求項５に記載のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法において、
    上記混晶の結晶成長時には、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占める上記Ａｓの原料の供給比が大きくなるタイミングと、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占める上記Ｓｂの原料の供給比が大きくなるタイミングとが逆位相で同期するように、上記Ａｓの原料の供給量と上記Ｓｂの原料の供給量とを変調することを特徴とするIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法。
  8. 請求項５に記載のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法において、
    上記混晶がＮを含み、
    上記混晶の結晶成長時には、上記III族元素の原料の供給量に占める上記Ｉｎの原料の供給比が大きくなるタイミングと、上記Ｖ族元素の原料の供給量に占める上記Ｎの原料の供給比が大きくなるタイミングとが同位相で同期するように、上記Ｉｎの原料の供給量と上記Ｎの原料の供給量とを変調することを特徴とするIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法。
  9. 請求項１乃至５の何れか１つに記載のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法において、
    上記変調の１周期あたり、１分子層以上５分子層以下の結晶成長が生じることを特徴とするIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法。
  10. 請求項１乃至５の何れか１つに記載のIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法において、
    上記混晶を結晶成長した後、上記混晶に６００℃以上８００℃以下の加熱処理を施すことを特徴とするIII−Ｖ族化合物半導体の結晶成長方法。
  11. III族原子とＶ族原子とで構成され、少なくともＧａとＩｎとＡｓとＳｂとを含むIII−Ｖ族化合物半導体であって、
    上記Ｉｎの原子と化学結合している上記Ｖ族原子のうちのＳｂの原子の割合が、上記Ｓｂの組成比よりも小さいことを特徴とするIII−Ｖ族化合物半導体。
  12. III族原子とＶ族原子とで構成され、少なくともＧａとＩｎとＡｓとＳｂとＮとを含むIII−Ｖ族化合物半導体であって、
    上記Ｉｎの原子と化学結合している上記Ｖ族原子のうちのＮ原子の割合が、上記Ｎの組成比よりも大きいことを特徴とするIII−Ｖ族化合物半導体。
  13. 請求項１１または１２に記載のIII−Ｖ族化合物半導体を用いて形成された活性層を備えたことを特徴とする半導体レーザ素子。
  14. 請求項１１または１２に記載のIII−Ｖ族化合物半導体が用いられていることを特徴とする応用システム。
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