JP2010225870A - 半導体素子 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｓｉ基板上に高品質なＳｂ系結晶を成長させた半導体素子を提供することを可能にする。
【解決手段】本発明の一態様による半導体素子は、Ｓｉ基板１１上に設けられ、Ｓｂと、Ｓｂ以外のＶ族元素を含み、膜厚が１ｎｍ以上２００ｎｍ以下の、第１の層１２と、第１の層上に設けられＳｂを含む第２の層１３と、を備えている。
【選択図】図１

Description

本発明は、アンチモン含有化合物半導体結晶層を有する半導体素子に関する。

高速化、高機能化を目的として半導体素子の微細化が進められているが、ＬＳＩトランジスタ素子の寸法は、すでに数十ｎｍという極微小サイズに達しており、微細化による高速化には限界が来ている。このため、近年、ひずみＳｉやＳｉＧｅ合金を用いたデバイスの高速化が主流となってきた。ＩｎＳｂは、高い電子移動度（３００Ｋで７８，０００ｃｍ^２／Ｖｓ）と、狭いバンドギャップ（３００Ｋで０．１７ｅＶ）を持ち、磁電変換素子や赤外線検出器等に応用されている。また、ＩｎＳｂは飽和電子速度が高く、ＩｎＳｂを用いた高速トランジスタへ（ＦＥＴ）への応用を目指した研究も進められている。これが実現すれば超高速、超低電圧駆動のトランジスタとなる。ポストＳｉ−ＭＯＳを考えれば、従来のＳｉ−ＬＳＩ技術の利用や素子作製コストの削減の観点からも、Ｓｉ基板上でのＳｂ材料を用いたデバイスの作製技術の確立が求められている。

Ｓｂ材料をチャネル層の材料に用いたＦＥＴを作製することが試みられている。Ｓｂ系化合物半導体には各種の用途がある。高電子移動度トランジスタ（High Electron Mobility Transistor：ＨＥＭＴ）やヘテロ接合バイポーラトランジスタ（Hetero-structure Bipolar Transistor:ＨＢＴ）以外にも、他材料との屈折率差を利用した半導体レーザの反射鏡、長波長領域の発光素子、受光素子などへの応用が期待されているが、これらの素子を作製するにあたって、アンチモンを含有する化合物半導体の結晶品質が素子の性能、信頼性に与える影響が非常に大きく、高い結晶品質が要求される。

化合物半導体の結晶成長法として、量産向きである有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ）がある。この有機金属気相成長法を用いて、アンチモンを含有する化合物半導体を成長した場合、アンチモンを含有する化合物半導体の作製および高品質化が、以下の理由によって困難である。

アンチモンは、ヒ素やリンなどの他のＶ族元素に比べて、ガリウムやアルミニウムなどのＩＩＩ族元素との結合力が弱い。このため、Ｖ族原料ガスを同時に供給すると、例えば、Ａｌ−ＡｓやＧａ−Ａｓの方が優先的に形成される。したがって、通常、数十〜数百の値をとるＶ族原料とＩＩＩ族原料との流量比（以下、Ｖ／ＩＩＩ比という）を１前後の低い値にしないと、アンチモンが結晶中に取り込まれない。しかし、Ｖ／ＩＩＩ比を低くすると、特に、アルミニウムを含む結晶の場合に、高濃度の酸素や炭素の混入を招き、結晶品質を劣化させてしまう。一方、Ｖ／ＩＩＩ比を増大させると、アンチモンの取り込みが他のＶ族元素により阻害されると共に、成長表面が荒れやすくなってしまう。また、０．１程度のＶ／ＩＩＩ比のわずかな変動にも、こうした結晶品質や表面モホロジーが敏感に影響を受けてしまう。

近年、分子線エピタキシー（ＭＢＥ）法では、５ｎｍ程度の薄いＡｌＳｂ層を初期（バッファ）層として成長することで、歪み緩衝層の役割を果たし、Ｓｉ基板上に低転位なＧａＳｂ結晶を成長する手法が報告されている（特許文献１、特許文献２、非特許文献１、非特許文献２参照）。一方、ＭＯＣＶＤ法では、上記の理由から高品質のＡｌＳｂ層の成長が難しく、Ｓｉなど格子不整合の大きい異種基板上にアンチモンを含有する化合物半導体の高品質化が困難であった。

Ｓｉ基板上での格子不整合のある基板上でのＩＩ−ＶＩ族化合物半導体成長について、Ａｓ終端化による結晶性向上が報告されている（例えば、特許文献３参照）。これに対して、長波長光デバイス、高い電子移動度デバイスへの応用の有力なＳｂ系材料に対しては有効な方法がなかった。

特開２００５−８５９１６号公報 米国特許公開第２００７／０２７５４９２号明細書 米国特許５，３８２，５４２号明細書

K. Akabane et al., "Heteroepitaxial growth of GaSb on Si(0 0 1) substrates," J. Crystal Growth, 264, 2004, pp. 21 - pp. 25. 赤羽浩一「Si基板上におけるSb系化合物半導体結晶成長とデバイス応用」応用物理学会結晶工学分科会第126回研究会予稿集、2007、pp. 21 - pp. 27.

上記の理由から、ＭＯＣＶＤ法では、Ｓｉ基板上に高品質なＳｂ系結晶を成長させることは困難であった。このため、Ｓｉ基板上に設けた超高速Ｓｂ系トランジスタや、ＬＳＩ光配線への応用が期待されるＳｉ基板上のＳｂ系結晶の成長、受光、発光素子の実現も困難である。

本発明は、上記事情を考慮してなされたものであって、Ｓｉ基板上に高品質なＳｂ系結晶を成長させた半導体素子を提供することを目的とする。

本発明の一態様による半導体素子は、Ｓｉ基板上に設けられ、Ｓｂと、Ｓｂ以外のＶ族元素を含み、膜厚が１ｎｍ以上２００ｎｍ以下の、第１の層と、前記第１の層上に設けられＳｂを含む第２の層と、を備えていることを特徴とする。

本発明によれば、Ｓｉ基板上に高品質なＳｂ系結晶を成長させた半導体素子を提供することができる。

本発明の一実施形態による半導体素子の断面図。 一実施形態と比較例の半導体素子の断面電子走査顕微鏡像を示す写真。 一実施形態と比較例の半導体素子のＸ線回折を示す図。 Ｓｂ半導体層の結晶性に関する、薄膜層に含まれるＡｓ成分依存性を示す図。 Ｓｂ半導体層の結晶性に関する、薄膜層の厚さ依存性を示す図。 図５の拡大図。 第１実施形態によるＳｂ系半導体受発光素子を示す断面図。 バッファ層の形成プロセスを説明するグラフ。 第２実施形態によるＳｂ系半導体レーザを示す断面図。 第３実施形態によるＳｂ系半導体面発光レーザ（ＶＣＳＥＬ）を示す断面図。 第４実施形態によるＳｂ系電子デバイスを示す断面図。

本発明に実施形態を説明する前に、本発明の概要について説明する。

前述したように、Ｓｉ基板とＳｂ系結晶との間には、大きな格子不整合が存在する。例えばＳｉとＧａＳｂ間では約１２％、ＳｉとＩｎＳｂ間では約２４％である。これまでＭＢＥ法による結晶成長法では、前述したようなＡｌＳｂを歪み緩衝層とすることで、低転位の高品質な結晶性成長が実現できているが、ＭＯＣＶＤ法では、前述した理由から同様の手法をとることは困難であった。

この問題に対し、鋭意研究に努めた結果、本発明者達は、Ｓｂ及びＳｂ以外のＶ族半導体材料を含む歪み緩和層（バッファ層）をＳｉ基板に設け、この歪み緩和層上にＳｂ系結晶を設ければ、Ｓｉ基板上に非常に高品質なＳｂ系結晶を実現することが可能であることを見出した。

以下、Ｓｂ以外のＶ族半導体原料を供給して形成される歪み緩和層を設けることによってこの歪み緩和層上に成長するＳｂ系結晶の結晶品質おおび平坦性が向上することを以下に図を参照して説明する。

本発明の一実施形態によるＳｂ系結晶成長法では、まず、Ｓｉ基板上に、初期層としてＳｂ以外のＶ族半導体原料を供給して半導体薄膜層（バッファ層）を形成する。この結晶成長法によってＳｉ基板上に形成したＳｂ系半導体素子の断面構造の模式図を図１に示す。このＳｂ系半導体素子１は、Ｓｉ基板１１上にＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘからなる薄膜層（バッファ層）１２が形成され、この薄膜層１２上にＳｂ系半導体層１３が形成された積層構造を有している。比較例として、薄膜層１２をＳｉ基板１１上に設けることなく、Ｓｉ基板上１１にＳｂ系半導体層１３を直接設けた構造のＳｂ系半導体素子を作成する。本発明の一実施形態の半導体素子１と、比較例の半導体素子の断面走査顕微鏡による写真像を図２（ａ）、２（ｂ）にそれぞれ示す。この図２（ａ）、２（ｂ）からわかるように、薄膜層が設けられた半導体素子は、比較例の半導体素子に比べて、Ｓｂ半導体層の表面が平坦であることがわかる。なお、目視すると、一実施形態の半導体素子は表面が鏡面であるのに対して、比較例の半導体素子の表面は白濁している。

また、本発明の一実施形態の半導体素子１と、比較例の半導体素子とに対してＸ線回折を行い、Ｘ線回折ロッキングカーブ半値幅（以下、ＦＷＨＭとも云う）を求めた結果を図３に示す。図３からわかるように、本発明の一実施形態の半導体素子のＦＷＨＭが３４１ａｒｃｓｅｃであるのに対して、比較例の半導体素子のそれは７３７ａｒｃｓｅｃである。これにより、本発明の一実施形態による半導体素子は、比較例のそれに比べて非常に結晶性の良いＳｂ系結晶が形成されていることがわかる。

本発明の一実施形態によるＳｂ系結晶成長法は、Ｓｉ基板の面方位およびオフ角に依らず、例えばＳｉ（１１１）、Ｓｉ（１００）、Ｓｉ（１１０）基板、およびそれらのオフ角をもつＳｉ基板に対しても、良好な結果が得られる。薄膜層１２は、Ｓｂ以外のＶ族原料（例えば、一実施形態においてはＡｓ）を含有している。そこで、薄膜層１２に含まれるＡｓ成分を変えた場合の、Ｓｂ半導体層１３の結晶性および平坦性を、Ｘ線回折を行って調べ、その結果を図４に示す。すなわち、図４は、Ｓｂ半導体層１３の結晶性および平坦性に関する、薄膜層１２に含まれるＡｓ成分依存性を示している。図４は横軸に薄膜層１２に含まれるＡｓ成分をとり、縦軸にＦＷＨＭをとってある。この図４からわかるように、薄膜層１２に含まれるＳｂ以外のＶ族原料の成分は１０％以上であることが好ましい。

また、薄膜層１２の厚さを変えた場合の、Ｓｂ半導体層１３の結晶性および平坦性を、Ｘ線回折を行って調べ、その結果を図５に示し、その拡大したグラフを図６に示す。図５からわかるように薄膜層１２の厚さは、２００ｎｍ以下であることが好ましく、図６からわかるように、５０ｎｍ以下であることが更に好ましい。なお、薄膜層１２の下限は１ｎｍ以上であることが好ましい。１ｎｍ未満であると、薄膜層１２上に形成される半導体層１３の結晶成長に好ましくない影響を及ぼす。

上記一実施形態では、Ｓｂ以外のＶ族原料として、Ａｓを例にとって説明したが、Ｎ、Ｐ、Ｂｉを用いてもよいが、Ａｓ、Ｐを用いることが好ましい。

以下、本発明の実施形態について図面を参照して説明する。

（第１実施形態）
本発明の第１実施形態によるＳｂ系半導体受発光素子を図７に示す。

一般に、Ｓｉ基板上でＳｂ系半導体受発光素子を作成する場合、Ｓｉ基板とＳｂ系半導体の格子不整合から生じる結晶中の転位が問題となり、発光効率、受光効率が小さくなる。そこで、本実施形態においては、高い結晶性を得るために、初めにＳｉ基板４１に、バッファ層として、Ｓｂ以外にＡｓを含む、膜厚２０ｎｍのＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層４２を設ける。組成ｘは１０％以上であることが望ましい。そして、このＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層４２上に膜厚２００ｎｍのｎ型ＧａＳｂ層４３を設け、このｎ型ＧａＳｂ層４３の第１領域上にｎ電極４４を設けている。また、上記第１領域と異なる、ｎ型ＧａＳｂ層４３の第２領域上に、膜厚１．５μｍのＧａＳｂからなる受発光層４５、膜厚５５０ｎｍのｐ型ＧａＳｂ層４６、ｐ電極４７がこの順序で積層された構造となっている。

次に、本実施形態による受発光素子の製造方法について説明する。この製造方法は、有機金属気層成長（ＭＯＣＶＤ）法によるＳｉ基板上のＧａＳｂ結晶成長を用いた。図８に結晶成長過程を示す。ＧａＳｂ原料としてトリメチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルアンチモン（ＴＭＳｂ）を用いた。キャリアガスは水素である。１０ｋＰａの減圧成長である。ｎ型キャリアのドーピングはジエチルテルル（ＤＥＴｅ）、ｐ型キャリアのドーピングはシラン（ＳｉＨ_４）を用いて行った。ガス流量はＩＩＩ族原料の供給ラインが２．２５ｌ／ｍｉｎ、Ｖ族原料の供給ラインが２．２５ｌ／ｍｉｎ、キャリア原料の供給ラインが１．５ｌ／ｍｉｎである。原料恒温槽は、ＴＭＳｂが１℃、ＴＭＧが０℃である。

面方位（１１１）Ｓｉ基板４１は３％のフッ化水素水溶液で表面酸化物を取り除いた後に、ＭＯＣＶＤ炉に導入する。５００℃に昇温後、流量１ｃｃｍのターシャルブチルアルシンの供給下で、Ｓｉ基板４１上に低温成長によって、厚さが２０ｎｍのＧａＡｓＳｂ層４２を、５００℃で６分間の条件で成長させる。

その後、６００℃に昇温を行い、Ｖ／ＩＩＩ比が１．０で高温成長によるｐｎ構造を有するＧａＳｂ層４３、４５、４６を成長させる。受発光素子のｐｎ構造ＧａＳｂ層において、ｎ型ＧａＳｂ層４３は、原料として、ＴＭＧを１５．６ｃｃ／ｍｉｎ、ＴＭＳｂを４１．１ｃｃ／ｍｉｎ、ＤＥＴｅを０．１ｃｃ／ｍｉｎの条件で供給し、結晶成長を行う。この条件で形成されるｎ型ＧａＳｂ層４３のキャリア濃度は２×１０^１８／ｃｍ^３、成長時間は５．２分である。一方、受発光層４５は、原料として、ＴＭＧを１５．６ｃｃ／ｍｉｎ、ＴＭＳｂを４１．１ｃｃ／ｍｉｎの条件で供給し、結晶成長を行う。この条件で形成される受発光層４５は、ｐ型であって、キャリア濃度が７×１０^１６／ｃｍ^３、成長時間は３７．５分である。また、ｐ型ＧａＳｂ層４６は、原料として、ＴＭＧを５．２ｃｃ／ｍｉｎ、ＴＭＳｂを１３．７ｃｃ／ｍｉｎ、ＳｉＨ_４を２２０ｃｃ／ｍｉｎの条件で供給し、結晶成長を行う。この条件で形成されるｐ型ＧａＳｂ層４６のキャリア濃度は２×１０^１８／ｃｍ^３、成長時間が１７．４分となっている。このような構造をもつ受発光素子を作製することで、転位密度の値が２桁小さくなり、長波長帯の効率が２倍以上と高い受発光を実現した。

以上説明したように、本実施形態によれば、Ｓｉ基板上に高品質なＳｂ系結晶を成長させた半導体受発光素子を得ることができる。

なお、本実施形態においては、バッファ層として、Ｓｂ以外にＡｓを含むＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層を用いたが、Ａｓ以外にＮ、Ｐ、Ｂｉを用いてもよい。しかし、バッファ層に含まれるＳｂ以外のＶ族元素として、Ａｓ、Ｐを用いることが好ましい。

また、本実施形態においては、Ｓｉ基板として、面方位（１１１）Ｓｉ基板を用いたが、他の面方位のＳｉ基板、例えば、Ｓｉ（１００）、Ｓｉ（１１０）基板、およびそれらのオフ角をもつＳｉ基板を用いても、同様の効果を得ることができる。

（第２実施形態）
次に、本発明の第２実施形態によるＳｂ系半導体レーザを図９に示す。

一般に、Ｓｉ基板上のＳｂ系半導体レーザでは、基板との大きな格子不整合から生じる欠陥によって、ロスが大きく発振せず、発振閾値が高くなるという問題がある。

そこで、本発明実施形態では、第１実施形態と同様に、初め、Ｓｉ基板６１上に、バッファ層として、Ｓｂ以外にＡｓを含む膜厚が２０ｎｍのＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層６２を設ける。組成ｘは１０％以上であることが望ましい。そして、本実施形態においては更に、このＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層６２上に、ＡｌＧａＳｂからなるｎ型クラッド層６３、ＡｌＧａＳｂからなる導波路層６４、ＧａＳｂ／ＡｌＧａＳｂからなる多重量子井戸活性層６５、ＡｌＧａＳｂからなる導波路層６６、ＡｌＧａＳｂからなるｐ型クラッド層６７、Ｔｉ／Ｐｔ／Ａｕからなるｐ電極６８がこの順序で積層された構造を有している。Ｇｅ／Ａｕ／Ｎｉ／Ａｕからなるｎ電極６９は基板裏面に形成されている。

多重量井戸活性層６５は、厚さが１７ｎｍのＧａＳｂ層と、厚さが２０ｎｍのＡｌ_０．３５Ｇａ_０．６５Ｓｂ層との積層膜を、６回繰り返した積層構造を有しており、膜厚が３００ｎｍのＡｌ_０．３５Ｇａ_０．６５Ｓｂ層６４、６６で挟まれている。ｎ型クラッド層、ｐ型クラッド層はそれぞれ、例えばＡｌ_０．４５Ｇａ_０．５５Ｓｂであって、キャリア濃度が１×１０^１８／ｃｍ^３である。

次に、本実施形態によるＳｂ系半導体レーザの製造方法について説明する。第１実施形態と同様に、有機金属気層成長（ＭＯＣＶＤ）法によるＳｉ基板上のＳｂ系結晶成長を用いた。ＧａＳｂ原料としてＴＭＧ、ＴＭＳｂ、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）を用いた。キャリアガスは水素である。１０ｋＰａの減圧成長である。ｎ型キャリアのドーピングはジエチルテルル（ＤＥＴｅ）、ｐ型キャリアのドーピングはシラン（ＳｉＨ_４）を用いて行った。ガス流量はＩＩＩ族原料の供給ラインが２．２５ｌ／ｍｉｎ、Ｖ族原料の供給ラインが２．２５ｌ／ｍｉｎ、キャリア原料の供給ラインが１．５ｌ／ｍｉｎである。原料恒温槽はＴＭＳｂが１℃、ＴＭＧが０℃、ＴＭＡが２０℃である。

面方位（１１１）のＳｉ基板６１は、３％のフッ化水素水溶液で表面酸化物を取り除いた後に、ＭＯＣＶＤ炉に導入する。５００℃に昇温後、流量１ｃｃｍのターシャルブチルアルシン供給下で、Ｓｉ基板６１上に低温成長によるＧａＡｓＳｂ層（バッファ層）６２を５００℃で６分間２０ｎｍの膜厚で成長させる。その後、６００℃に昇温を行い、ＴＭＧを１５．６ｃｃ／ｍｉｎ、ＴＭＳｂを４１．１ｃｃ／ｍｉｎ、ＴＭＡを１０ｃｃ／ｍｉｎの条件で供給し、結晶成長を行う。その後は、周知の技術を用いて、バッファ層６２上に、ｎ型クラッド層６３、導波路６４、多重量子井戸活性層６５、導波路６６、ｐ型クラッド層６７、ｐ側電極６８を順次形成し、本実施形態のＳｂ系半導体レーザを形成する。

本実施形態のＳｂ系半導体レーザは、上述した構造を有しているので、転位密度の値が２桁小さくなり、欠陥の少ない量子井戸活性層を得ることが可能となるのでロスを小さくすることができ、発振閾値を半分にすることが可能となった。

以上説明したように、本実施形態によれば、Ｓｉ基板上に高品質なＳｂ系結晶を成長させたＳｂ系半導体レーザを得ることができる。

なお、本実施形態においては、バッファ層として、Ｓｂ以外にＡｓを含むＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層を用いたが、Ａｓ以外にＮ、Ｐ、Ｂｉを用いてもよい。しかし、バッファ層に含まれるＳｂ以外のＶ族元素として、Ａｓ、Ｐを用いることが好ましい。

また、本実施形態においては、Ｓｉ基板として、面方位（１１１）Ｓｉ基板を用いたが、他の面方位のＳｉ基板、例えば、Ｓｉ（１００）、Ｓｉ（１１０）基板、およびそれらのオフ角をもつＳｉ基板を用いても、同様の効果を得ることができる。

（第３実施形態）
次に、本発明の第３実施形態によるＳｂ系半導体面発光レーザ（ＶＣＳＥＬ）を図１０に示す。

第２実施形態で説明したように、Ｓｉ基板上のＳｂ系半導体レーザでは、基板との大きな格子不整合から生じる欠陥によって、ロスが大きく発振せず、発振閾値が高くなるという問題がある。更に、これに加えて光の閉じ込めにはＤＢＲミラー層の平坦性を上げ、反射率を大きくすることが重要である。Ｓｉ基板上に形成された従来のＳｂ系半導体レーザにおいては、大きな格子不整合から平坦性が悪くなってしまう。

そこで、本実施形態では、第１実施形態と同様に、初めにＳｉ基板７１に、バッファ層として、Ｓｂ以外にＡｓを含む膜厚が２０ｎｍのＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層７２を設ける。組成ｘは１０％以上であることが望ましい。更に本実施形態においては、このＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層７２上に、ＧａＳｂ層７３、ＤＢＲミラー構造層７４、ＡｌＳｂからなるスペーサ層７５、ＧａＳｂ／ＡｌＳｂの積層構造を有する多重量子井戸層７６、ＡｌＳｂからなるスペーサ層７７、ＤＢＲミラー構造層７８、電極７９ａ、７９ｂがこの順序で積層された構造を有している。

ＤＢＲミラー構造層７４は、厚さが１２０ｎｍのＡｌＳｂ層と、厚さが１００ｎｍのＡｌ_０．１５Ｇａ_０．８５Ｓｂ層との積層膜を、３０回の繰り返した積層構造を有し、ＤＢＲミラー構造層７８は、２５回の繰り返し構造を有している。多重量子井戸層７６は、厚さが１０ｎｍのＧａＳｂ層と、厚さが１０ｎｍのＡｌＳｂ層との積層膜を、６回繰り返した積層構造を有している。ＡｌＳｂのスペーサ層７５、７６の膜厚はそれぞれ７０ｎｍ、６０ｎｍである。

次に、本実施形態によるＳｂ系半導体面発光レーザの製造方法について説明する。この製造方法は、第１実施形態と同様の有機金属気層成長（ＭＯＣＶＤ）法による、Ｓｉ基板上のＳｂ系結晶成長を用いた。ＧａＳｂ原料としてＴＭＧ、ＴＭＳｂ、ＴＭＡを用いた。キャリアガスは水素である。１０ｋＰａの減圧成長である。ｎ型キャリアのドーピングはＤＥＴｅを用い、ｐ型キャリアのドーピングはシランＳｉＨ_４を用いて行った。ガス流量は、ＩＩＩ族原料の供給ラインが２．２５ｌ／ｍｉｎ、Ｖ族原料の供給ラインが２．２５ｌ／ｍｉｎ、キャリア原料の供給ラインが１．５ｌ／ｍｉｎである。原料恒温槽はＴＭＳｂが１℃、ＴＭＧが０℃、ＴＭＡが２０℃である。

面方位（１１１）のＳｉ基板７１は３％のフッ化水素水溶液で表面酸化物を取り除いた後に、ＭＯＣＶＤ炉に導入する。５００℃に昇温後、流量１ｃｃｍのターシャルブチルアルシン供給下で、Ｓｉ基板７１上に低温成長によるＧａＡｓＳｂ層（バッファ層）７２を５００℃で６分間２０ｎｍの膜厚で成長させる。その後、６００℃に昇温を行い、ＴＭＧを１５．６ｃｃ／ｍｉｎ、ＴＭＳｂを４１．１ｃｃ／ｍｉｎ、ＴＭＡを１０ｃｃ／ｍｉｎの条件で供給し、結晶成長を行う。その後は、周知の技術を用いて、バッファ層７２上に、ＧａＳｂ層７３、ＤＢＲミラー構造層７４、スペーサ層７５、多重量子井戸層７６、スペーサ層７７、ＤＢＲミラー構造層７８、電極７９ａ、７９ｂを順次形成し、本実施形態によるＳｂ系半導体面発光レーザを形成する。

本実施形態のＳｂ系半導体面発光レーザは、上述した構造を有しているので、転位密度の値が２桁小さくなり、欠陥の少ない量子井戸活性層を得ることが可能となるのでロスを小さくすることができるとともに、ＤＢＲミラー構造層の平坦性を上げることが可能となるので光の閉じ込めを大きくすることができ、発振閾値を半分にすることが可能となった。

以上説明したように、本実施形態によれば、Ｓｉ基板上に高品質なＳｂ系結晶を成長させたＳｂ系半導体面発光レーザを得ることができる。

なお、本実施形態においては、バッファ層として、Ｓｂ以外にＡｓを含むＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層を用いたが、Ａｓ以外にＮ、Ｐ、Ｂｉを用いてもよい。しかし、バッファ層に含まれるＳｂ以外のＶ族元素として、Ａｓ、Ｐを用いることが好ましい。

また、本実施形態においては、Ｓｉ基板として、面方位（１１１）Ｓｉ基板を用いたが、他の面方位のＳｉ基板、例えば、Ｓｉ（１００）、Ｓｉ（１１０）基板、およびそれらのオフ角をもつＳｉ基板を用いても、同様の効果を得ることができる。

（第４実施形態）
次に、本発明の第４実施形態によるＳｂ系電子デバイスを図１１に示す。本実施形態の電子デバイスは、トランジスタであって、高速のキャリア輸送特性を実現するために、ＩｎＳｂをＩｎＡｌＳｂ層でサンドイッチした量子井戸層を設け、この量子井戸層中をキャリアが移動するように構成した。このＩｎＡｌＳｂ層の結晶性や表面性はデバイス特性に大きく影響するため、平坦かつ結晶性の良い物が必要になる。しかし、ＳｉとＩｎＳｂ、或いはＳｉとＡｌＳｂとの間には大きな格子不整合が存在し、原子が規則正しく配列した膜を成長することが、従来の結晶成長技術では難しく、転位と呼ばれる欠陥も膜中に多数発生し、結晶性、表面性が悪く、所望の特性を得ることが困難であった。Ｓｉ基板上のＩｎＳｂやＡｌＳｂの結晶性、表面性はＩｎＡｌＳｂ層の表面性、結晶性に影響するため、結晶性、表面性の良いＩｎＳｂ、或いはＡｌＳｂを得ることが必要である。

そこで、本実施形では、第１実施形態と同様に、初めに、Ｓｉ基板８１上に、バッファ層として、Ｓｂ以外にＡｓを含む膜厚が２０ｎｍのＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層８２を設ける。組成ｘは１０％以上であることが望ましい。更に本実施形態は、ＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層８２上に、Ａｌ_０．１５Ｉｎ_０．８５Ｓｂ層８３、ＩｎＳｂの量子井戸層８４、Ａｌ_０．２Ｉｎ_０．８Ｓｂ層８５がこの順序で積層された構造を有している。ＩｎＳｂの量子井戸層８４の膜厚は１５ｎｍである。また、Ａｌ_０．２Ｉｎ_０．８Ｓｂ層８５は、Ｔｅを１．７ｘ１０^１７／ｃｍ^２の濃度でドープしたシート層８６を有している。シート層８６上に離間してソース電極８７ａおよびドレイン電極８７ｂが設けられ、ソース電極８７ａと、ドレイン電極８７ｂとの間のシート層８６の領域に凹部が形成され、この凹部にゲート電極８７ｃが設けられている。

次に、本実施形態によるＳｂ系電子デバイスの製造方法について説明する。第１実施形態と同様の有機金属気層成長（ＭＯＣＶＤ）法によるＳｉ基板上のＳｂ系結晶成長を用いた。ＧａＳｂ原料としてＴＭＧ、ＴＭＳｂ、ＴＭＡ、トリメチルインジウム（ＴＭＩ）を用いた。キャリアガスは水素である。１０ｋＰａの減圧成長である。ｎ型キャリアのドーピングはＤＥＴｅを用い、ｐ型キャリアのドーピングはＳｉＨ_４を用いて行った。ガス流量は、ＩＩＩ族原料の供給ラインが２．２５ｌ／ｍｉｎ、Ｖ族原料の供給ラインが２．２５ｌ／ｍｉｎ、キャリア原料の供給ラインが１．５ｌ／ｍｉｎである。原料恒温槽はＴＭＳｂが１℃、ＴＭＧが０℃、ＴＭＡが２０℃、ＴＭＩが５℃である。

面方位（１１１）のＳｉ基板８１は、３％のフッ化水素水溶液で表面酸化物を取り除いた後に、ＭＯＣＶＤ炉に導入する。５００℃に昇温後、流量１ｃｃｍのターシャルブチルアルシン供給下で、Ｓｉ基板８１上に低温成長によるＧａＡｓＳｂ層（バッファ層）８２を５００℃で６分間２０ｎｍの膜厚で成長させる。その後、６００℃に昇温を行い、ＴＭＧを１５．６ｃｃ／ｍｉｎ、ＴＭＳｂを４１．１ｃｃ／ｍｉｎ、ＴＭＡを１０ｃｃ／ｍｉｎ、ＴＭＩを５ｃｃ／ｍｉｎの条件で供給し、結晶成長を行う。この技術を用いると、成長初期段階から原子レベルで平坦で規則正しく配列したバッファ層８２が得られる。周知の技術を用いて、バッファ層８２上に、Ａｌ_０．１５Ｉｎ_０．８５Ｓｂ層８３、ＩｎＳｂの量子井戸層８４、Ａｌ_０．２Ｉｎ_０．８Ｓｂ層８５がこの順序で形成する。その後、Ａｌ_０．２Ｉｎ_０．８Ｓｂ層８５に、Ｔｅを１．７×１０^１７／ｃｍ^２の濃度でドープし、シート層８６を形成する。その後、リソグラフィー技術を用いてシート層８６に凹部を形成し、この凹部を挟むシート層８６の領域にソース電極８７ａおよびドレイン電極８７ｂを形成するとともに、上記凹部にゲート電極８７ｃを形成し、本実施形態のＳｂ系電子デバイスを形成する。

本実施形態のＳｂ系電子デバイスは、上述した構造を有しているので、バッファ層８２上に、高品質のＡｌＳｂやＩｎＳｂ薄膜を成長させることが可能となり、結晶性と表面性に優れた高品質のＩｎＡｌＳｂやＩｎＳｂチャネル層が形成することができ、超高速ＦＥＴを得ることができる。本実施形態のトランジスタは、同じサイズで作製したＳｉ素子に比べ、消費電力が１／１０に低減し、トランジスタ処理速度は５０％向上した。

以上説明したように、本実施形態によれば、Ｓｉ基板上に高品質なＳｂ系結晶を成長させたＳｂ系電子デバイスを得ることができる。

なお、本実施形態においては、バッファ層として、Ｓｂ以外にＡｓを含むＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層を用いたが、Ａｓ以外にＮ、Ｐ、Ｂｉを用いてもよい。しかし、バッファ層に含まれるＳｂ以外のＶ族元素として、Ａｓ、Ｐを用いることが好ましい。

また、本実施形態においては、Ｓｉ基板として、面方位（１１１）Ｓｉ基板を用いたが、他の面方位のＳｉ基板、例えば、Ｓｉ（１００）、Ｓｉ（１１０）基板、およびそれらのオフ角をもつＳｉ基板を用いても、同様の効果を得ることができる。

以上、説明したように、本発明の各実施形態によれば、Ｓｉ基板上に、高い結晶性を有するＳｂ系半導体結晶の形成を可能にする。これによって、アンチモンを含有する化合物半導体の有機金属気相成長において、従来の問題である、結晶の高品質化を図ることが極めて困難であるという問題を回避することができ、有機金属気相成長法を用いて成長したアンチモンを含有する化合物半導体の結晶を高品質化することが可能となる。

１ 半導体素子
１１ Ｓｉ基板
１２ ＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層（バッファ層）
１３ Ｓｂ系半導体層
４１ Ｓｉ基板
４２ ＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層（バッファ層）
４３ ｎ型ＧａＳｂ層
４４ ｎ側電極
４５ ＧａＳｂ層
４６ ｐ型ＧａＳｂ層
４７ ｐ電極
６１ Ｓｉ基板
６２ ＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層（バッファ層）
６３ ｎ型クラッド層
６４ ＡｌＧａＳｂ導波路層
６５ 多重量子井戸層
６６ ＡｌＧａＳｂ導波路層
６７ ｐ型クラッド層
６８ ｐ電極
６９ ｎ電極
７１ Ｓｉ基板
７２ ＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層（バッファ層）
７３ ＧａＳｂ層
７４ ＤＢＲミラー構造層
７５ ＡｌＳｂスペーサ層
７６ 量子井戸層
７７ ＡｌＳｂスペーサ層
７８ ＤＢＲミラー構造層
７９ａ 電極
７９ｂ 電極
８１ Ｓｉ基板
８２ ＧａＡｓ_ｘＳｂ_１−ｘ層（バッファ層）
８３ ＡｌＩｎ層
８４ 量子井戸層
８５ ＡｌＩｎ層
８６ Ｔｅドープ層
８７ａ ソース電極
８７ｂ ドレイン電極
８７ｃ ゲート電極

Claims (9)

1. Ｓｉ基板上に設けられ、Ｓｂと、Ｓｂ以外のＶ族元素を含み、膜厚が１ｎｍ以上２００ｎｍ以下の、第１の層と、
   前記第１の層上に設けられＳｂを含む第２の層と、
   を備えていることを特徴とする半導体素子。
2. 前記第１の層における、Ｓｂ以外の前記Ｖ族元素の組成比が１０％以上であることを特徴とする請求項１記載の半導体素子。
3. Ｓｂ以外の前記Ｖ族元素はヒ素またはリンであることを特徴とする請求項１または２記載の半導体素子。
4. 前記第１の層は有機金属気相成長法によって形成されることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の半導体素子。
5. 前記第２の層は、第１の層上に設けられＳｂを含むｎ型コンタクト層と、前記ｎ型コンタクト層の第１の領域上に設けられＳｂを含む受発光層と、前記受発光層上に設けられＳｂを含むｐ型コンタクト層と、を備え、
   前記ｎ型コンタクト層の前記第１領域と異なる第２領域上にｎ側電極が設けられ、前記ｐ型コンタクト層上にｐ側電極が設けられていることを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の半導体素子。
6. 前記第２の層は、前記第１の層上に設けられＳｂを含むｎ型クラッド層と、前記ｎ型クラッド層上に設けられＳｂを含む多重量子井戸層と、前記多重量子井戸層上に設けられＳｂを含むｐ型クラッド層と、を備えていることを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の半導体素子。
7. 前記第２の層は、前記第１の層上に設けられＳｂを含む第１のＤＢＲミラー構造層と、前記第１のＤＢＲミラー構造層上に設けられＳｂを含む第１のスペーサ層と、前記第１のスペーサ層上に設けられＳｂを含む多重量子井戸層と、前記多重量子井戸層上に設けられＳｂを含む第２のスペーサ層と、前記第２のスペーサ層上に設けられＳｂを含む第２のＤＢＲミラー構造層と、を備えていることを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の半導体素子。
8. 前記第２の層は、前記第１の層上に設けられＳｂを含む第１の半導体層と、前記第１の半導体層上に設けられＩｎＳｂを含む量子井戸層と、前記量子井戸層上に設けられＳｂを含み上層に不純物がドープされた第２の半導体層とを備え、
   前記第２の半導体層上に離間してソース電極およびドレイン電極が設けられ、前記ソース電極と前記ドレイン電極との間の前記第２の半導体層に凹部が設けられ、この凹部にゲート電極が設けられていることを特徴とする半導体素子。
9. 前記第２の層は、Ｓｂの他にＧａ、Ｉｎ、Ａｌの何れかを含むことを特徴とする請求項１乃至８のいずれかに記載の半導体素子。