JP2653904B2 - 化合物半導体発光素子 - Google Patents
化合物半導体発光素子Info
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Description
【発明の詳細な説明】 （イ）産業上の利用分野 この本発明は、化合物半導体発光素子に関し、更に詳
しくは青色〜紫外光用の化合物半導体高輝度発光素子に
関する。
しくは青色〜紫外光用の化合物半導体高輝度発光素子に
関する。
（ロ）従来の技術 従来製作されている青色発光素子（発光ダイオード）
の例を第７図並びに第８図に示す。
の例を第７図並びに第８図に示す。
第７図に示したように、従来においては、GaAs（10
0）基板301上に、ｎ型ZnSe層としてガリウム（Ga）を添
加したZnSe:Ga302が直接形成され、さらにこのｎ型ヘテ
ロエピタキシャル層上に、いわゆるｐ型ZnSe層として酸
素（Ｏ）を1019〜2021cm-3と高濃度に添加したZnSe:O30
3が形成されて、接合型青色発光ダイオードとなる発光
素子が構成されており、このZnSe青色発光ダイオードは
液体窒素温度（77K）の低温では440nmに発光ピーク波長
を有する青色発光を示すが、室温では発光をほとんど示
さないことが知られている（Japan.J.Appl.Phys.21（19
89）L2001.K.Akimotoet al.）。
0）基板301上に、ｎ型ZnSe層としてガリウム（Ga）を添
加したZnSe:Ga302が直接形成され、さらにこのｎ型ヘテ
ロエピタキシャル層上に、いわゆるｐ型ZnSe層として酸
素（Ｏ）を1019〜2021cm-3と高濃度に添加したZnSe:O30
3が形成されて、接合型青色発光ダイオードとなる発光
素子が構成されており、このZnSe青色発光ダイオードは
液体窒素温度（77K）の低温では440nmに発光ピーク波長
を有する青色発光を示すが、室温では発光をほとんど示
さないことが知られている（Japan.J.Appl.Phys.21（19
89）L2001.K.Akimotoet al.）。
第２の従来では、第８図に示すように、GaAs（100）
基板401上に、ｎ型ZnSe:Gaエピタキシャル層402を形成
し、さらにその上にｐ型不純物として窒素（Ｎ）をアン
モニア（NH3）を用いてｐ型ZnSe:Nエピタキシャル層403
が形成されて接合素子が構成されているが、このZnSe青
色発光素子の場合にも、青色発光は液体窒素温度（77
K）の低温においてのみ生じるけれども、室温に於いて
は発光を生じないことが知られている（II−VI′89Abst
ract,1989,Fr−３−3,M.Migita et al.Appl.Phys.Lett,
May,7.（1990）.A.Taike et al.）。
基板401上に、ｎ型ZnSe:Gaエピタキシャル層402を形成
し、さらにその上にｐ型不純物として窒素（Ｎ）をアン
モニア（NH3）を用いてｐ型ZnSe:Nエピタキシャル層403
が形成されて接合素子が構成されているが、このZnSe青
色発光素子の場合にも、青色発光は液体窒素温度（77
K）の低温においてのみ生じるけれども、室温に於いて
は発光を生じないことが知られている（II−VI′89Abst
ract,1989,Fr−３−3,M.Migita et al.Appl.Phys.Lett,
May,7.（1990）.A.Taike et al.）。
なお、第7,8図において、300,400は負電極、304,404
は正電極である。
は正電極である。
（ハ）発明が解決しようとする課題 以上の従来例の記述に於いて示したことから明らかで
あるように、GaAs基板上に形成したZnSeヘテロエピタキ
シャル成長型発光素子の青色発光は、従来の接合素子の
構成では、低温（77K,−196℃）に於いてのみ観測さ
れ、室温ではほとんど観測されていない。
あるように、GaAs基板上に形成したZnSeヘテロエピタキ
シャル成長型発光素子の青色発光は、従来の接合素子の
構成では、低温（77K,−196℃）に於いてのみ観測さ
れ、室温ではほとんど観測されていない。
これらの従来素子が室温において非発光性であること
は、発光素子を形成する主要部であるZnSeエピタキシャ
ル層の結晶品質が極めて低いことにその原因があるとさ
れているが、その解決のため詳しい原因の究明ならびに
結晶の高品質化のための具体的技術的解決手段は現在ま
で明らかにされておらず、従って発光素子形成法におい
て用いられていなかった。
は、発光素子を形成する主要部であるZnSeエピタキシャ
ル層の結晶品質が極めて低いことにその原因があるとさ
れているが、その解決のため詳しい原因の究明ならびに
結晶の高品質化のための具体的技術的解決手段は現在ま
で明らかにされておらず、従って発光素子形成法におい
て用いられていなかった。
結晶品質が著しく低い、すなわち、大量の結晶欠陥を
エピタキシャル層内部に包含する原因は、詳しく説明す
ると主原因として、２点があげられる。
エピタキシャル層内部に包含する原因は、詳しく説明す
ると主原因として、２点があげられる。
まず第１には、基板GaAs結晶とエピタキシャル成長層
ZnSe結晶との間の格子不整合にある。基板とエピタキシ
ャル膜間の格子不整合は、界面ならびにエピタキシャル
層中の構造欠陥として発光デバイス製作後も結晶中に残
ため、発光素子の電流・電圧特性を初めとする電気的特
性ならびに、発光スペクトル、発光輝度等の光学的特性
に著しい悪影響を及ぼす。
ZnSe結晶との間の格子不整合にある。基板とエピタキシ
ャル膜間の格子不整合は、界面ならびにエピタキシャル
層中の構造欠陥として発光デバイス製作後も結晶中に残
ため、発光素子の電流・電圧特性を初めとする電気的特
性ならびに、発光スペクトル、発光輝度等の光学的特性
に著しい悪影響を及ぼす。
第２の原因は、エピタキシャル成長層ZnSeへの不純物
添加による点欠陥の生成であり、II−VI族化合物半導体
では特定の不純物元素の添加程度のごく微かな外的要因
により格子歪が緩和されることによって、格子点欠陥が
生じる。この点欠陥も、またヘテロ界面におけるこの不
整合欠陥と同程度に、電気、光学的特性を著しく左右す
るから発光素子の総体的特性を極度に低下させる。いづ
れの原因とも発光特性の低下を生じる主要な因子であ
り、これらが室温発光を生じさせない主原因であること
は明らかである。
添加による点欠陥の生成であり、II−VI族化合物半導体
では特定の不純物元素の添加程度のごく微かな外的要因
により格子歪が緩和されることによって、格子点欠陥が
生じる。この点欠陥も、またヘテロ界面におけるこの不
整合欠陥と同程度に、電気、光学的特性を著しく左右す
るから発光素子の総体的特性を極度に低下させる。いづ
れの原因とも発光特性の低下を生じる主要な因子であ
り、これらが室温発光を生じさせない主原因であること
は明らかである。
（ニ）課題を解決するための手段 この発明によれば、化合物半導体基板上に少なくとも
複数のエピタキシャル層を積層し、発光素子部を構成す
るII−VI族化合物接合型発光素子に於いて、エピタキシ
ャル層が、特定伝導型の２種以上の不純物元素を用いて
不純物添加された薄層が交互に積層された構成からな
り、該薄層が、不純物元素の添加される格子位置のII族
又はVI族元素に比べて格子半径が大きい不純物元素を含
有する層と、格子半径が小さい不純物元素を含有する層
により構成されてなることを特徴とする化合物半導体発
光素子が提供される。
複数のエピタキシャル層を積層し、発光素子部を構成す
るII−VI族化合物接合型発光素子に於いて、エピタキシ
ャル層が、特定伝導型の２種以上の不純物元素を用いて
不純物添加された薄層が交互に積層された構成からな
り、該薄層が、不純物元素の添加される格子位置のII族
又はVI族元素に比べて格子半径が大きい不純物元素を含
有する層と、格子半径が小さい不純物元素を含有する層
により構成されてなることを特徴とする化合物半導体発
光素子が提供される。
すなわち、本発明では、その手段として、II−VI族化
合物半導体基板上に該結晶のエピタキシャル成長（ホモ
エピタキシャル成長）させる方法に於いて不純物添加を
行う場合、添加すべき格子位置の格子の半径がII族元素
あるいはVI族元素に対して、相対的に大ならびに小とな
るように異なる不純物元素を薄膜中に交互に添加した層
を積層することにより、単一元素添加層を形成した場合
に生じる歪みを打ち消し、あるいは極小化して低減させ
ることにより、不純物添加層の結晶性を高品質に維持す
ることを主なる特徴手段としている。
合物半導体基板上に該結晶のエピタキシャル成長（ホモ
エピタキシャル成長）させる方法に於いて不純物添加を
行う場合、添加すべき格子位置の格子の半径がII族元素
あるいはVI族元素に対して、相対的に大ならびに小とな
るように異なる不純物元素を薄膜中に交互に添加した層
を積層することにより、単一元素添加層を形成した場合
に生じる歪みを打ち消し、あるいは極小化して低減させ
ることにより、不純物添加層の結晶性を高品質に維持す
ることを主なる特徴手段としている。
さらに具体例をあげて説明すると、このようにして構
成されるZnSe素子構造を第１図のZnSe素子構造図例にお
いて示すように、一の例を示すと第１図のようになる。
成されるZnSe素子構造を第１図のZnSe素子構造図例にお
いて示すように、一の例を示すと第１図のようになる。
ZnSe基板90上にZnSe発光素子部を形成する場合におい
ては、低抵抗あるいは絶縁性のZnSe基板上にｎ型の不純
物（例えばガリウム（Ga））を添加してエピタキシャル
成長層のZnSe:Ga導電層91、発光層92を順次形成し、そ
の上に、ｐ型の不純物（例えば窒素（Ｎ）、砒素（A
s）、燐（Ｐ）等）を用いて、極めて薄いZnSe:Nからな
る成長層94とZnSe:Asからなる成長層95を単位層とするZ
nSe:N/ZnSe:As（ZnSe:N/Asと記してZnSe:N薄層とZnSe:A
s薄層を積み重ねた一対の層を示す）を積層し、引き続
いてこの組み合わせ薄層ZnSe:N/Asを順次積層させるこ
とによりｐ型エピタキシャル層ZnSe:NAsの電流注入層
（ZnSe:N薄層とZnSe:As薄層の交互かつ複数の積み重ね
を示すように）93を構成することを手段とする。
ては、低抵抗あるいは絶縁性のZnSe基板上にｎ型の不純
物（例えばガリウム（Ga））を添加してエピタキシャル
成長層のZnSe:Ga導電層91、発光層92を順次形成し、そ
の上に、ｐ型の不純物（例えば窒素（Ｎ）、砒素（A
s）、燐（Ｐ）等）を用いて、極めて薄いZnSe:Nからな
る成長層94とZnSe:Asからなる成長層95を単位層とするZ
nSe:N/ZnSe:As（ZnSe:N/Asと記してZnSe:N薄層とZnSe:A
s薄層を積み重ねた一対の層を示す）を積層し、引き続
いてこの組み合わせ薄層ZnSe:N/Asを順次積層させるこ
とによりｐ型エピタキシャル層ZnSe:NAsの電流注入層
（ZnSe:N薄層とZnSe:As薄層の交互かつ複数の積み重ね
を示すように）93を構成することを手段とする。
（ホ）作用 第１図に於いては、ｐ型層93中に本発明の特徴である
２元素添加層が配置されており、94がZnSe:N薄層、95が
ZnSe:As薄層であり、ZnSe:N層94中でのSe原子位置に添
加されたＮ原子による格子歪が、ZnSe:As層95中のSe原
子位置に添加されたAs原子による格子歪を打ち消して点
欠陥の生成が阻止されている。
２元素添加層が配置されており、94がZnSe:N薄層、95が
ZnSe:As薄層であり、ZnSe:N層94中でのSe原子位置に添
加されたＮ原子による格子歪が、ZnSe:As層95中のSe原
子位置に添加されたAs原子による格子歪を打ち消して点
欠陥の生成が阻止されている。
このようにして、ｐ型層、ｎ型層、発光層等の不純物
添加において交互に順次異なる薄層を積層していく際置
換される原子の格子半径と添加される原子の格子半径の
違いにより添加層中に生じる歪みを添加不純物（置換格
子半径との大小）が異なる各薄層間で相互に打ち消した
り極小にさせることにより、不純物添加による点欠陥の
生成を阻止する新規な素子構造を提供する。
添加において交互に順次異なる薄層を積層していく際置
換される原子の格子半径と添加される原子の格子半径の
違いにより添加層中に生じる歪みを添加不純物（置換格
子半径との大小）が異なる各薄層間で相互に打ち消した
り極小にさせることにより、不純物添加による点欠陥の
生成を阻止する新規な素子構造を提供する。
（ヘ）実施例 本発明の第１の実施例を第２図に示す。
第２図に示した、ZnSepn接合型発光素子は、まず従来
の第１の問題点であった基板とエピタキシャル層間の格
子不整合による構造的結晶欠陥は基板がZnSeであること
により排除されており、第２の問題点である不純物添加
によるｐ型エピタキシャル結晶の品質の低下（点欠陥の
発生）がｐ型結晶層中の積層添加法によって低減されて
いる。第２図において、１はヨウ素輸送法により成長さ
せたZnSeから切り出したZnSe（100）結晶ウェーハをZn
溶融液中で850℃、200hr時間で低抵抗化処理した低抵抗
基板で、抵抗率10Ω・cm、基板１の厚さは300μｍであ
る。基板ZnSe（100）上のエピタキシャル層は全て分子
線エピタキシャル（MBE）成長法により形成されたもの
であり、ZnSe:Ga導電層２は、超高真空（３×10-10Tor
r）中でZn分子ビーム１×10-6Torr、Se分子ビーム１×1
0-6Torr、Ga分子ビーム３×10-10Torrの条件下、基板温
度260℃で成長させたものであり、膜厚３μｍ、抵抗率1
0-2Ω・cm、キャリア濃度５×1018cm-3である。
の第１の問題点であった基板とエピタキシャル層間の格
子不整合による構造的結晶欠陥は基板がZnSeであること
により排除されており、第２の問題点である不純物添加
によるｐ型エピタキシャル結晶の品質の低下（点欠陥の
発生）がｐ型結晶層中の積層添加法によって低減されて
いる。第２図において、１はヨウ素輸送法により成長さ
せたZnSeから切り出したZnSe（100）結晶ウェーハをZn
溶融液中で850℃、200hr時間で低抵抗化処理した低抵抗
基板で、抵抗率10Ω・cm、基板１の厚さは300μｍであ
る。基板ZnSe（100）上のエピタキシャル層は全て分子
線エピタキシャル（MBE）成長法により形成されたもの
であり、ZnSe:Ga導電層２は、超高真空（３×10-10Tor
r）中でZn分子ビーム１×10-6Torr、Se分子ビーム１×1
0-6Torr、Ga分子ビーム３×10-10Torrの条件下、基板温
度260℃で成長させたものであり、膜厚３μｍ、抵抗率1
0-2Ω・cm、キャリア濃度５×1018cm-3である。
ZnSe:Ga発光層３は引き続いて同様に形成されてお
り、膜厚１μｍ、キャリア濃度５×1017cm-3、易動度50
0cm2/V・Ｓであり、高効率の青色発光を保つためエピタ
キシャル膜を最高品質に維持した低濃度添加層である。
り、膜厚１μｍ、キャリア濃度５×1017cm-3、易動度50
0cm2/V・Ｓであり、高効率の青色発光を保つためエピタ
キシャル膜を最高品質に維持した低濃度添加層である。
ｐ型ZnSeエピタキシャル成長層はZnSe:NAs40として
示されており、この層中には単位層とも見なすことので
きるZnSe:N/Asp型層６が膜厚50ÅのZnSe:N層４および膜
厚50ÅのZnSe:As層５から構成されている。
示されており、この層中には単位層とも見なすことので
きるZnSe:N/Asp型層６が膜厚50ÅのZnSe:N層４および膜
厚50ÅのZnSe:As層５から構成されている。
まず、ZnSe層４はｎ型導電層２ならびに発光層３と同
様に、MBE法で成長されるが、この場合基板温度、Zn分
子ビーム、Se分子ビームは前記ｎ型層３の形成条件と同
様であり、Ｎ添加は400Wマイクロ波入力のラジカルビー
ム源を用いた。N2ガスの供給量は1sccmであり、窒素ラ
ジカル（Ｎ＊）分子線の全圧力は２×10-6Torrとした。
この場合のＮラジカル（Ｎ＊）ビーム強度は約３×10-7
Torrである。Ｎ原子のZnSeエピタキシャル膜中へ添加量
は約１×1019cm-3である。
様に、MBE法で成長されるが、この場合基板温度、Zn分
子ビーム、Se分子ビームは前記ｎ型層３の形成条件と同
様であり、Ｎ添加は400Wマイクロ波入力のラジカルビー
ム源を用いた。N2ガスの供給量は1sccmであり、窒素ラ
ジカル（Ｎ＊）分子線の全圧力は２×10-6Torrとした。
この場合のＮラジカル（Ｎ＊）ビーム強度は約３×10-7
Torrである。Ｎ原子のZnSeエピタキシャル膜中へ添加量
は約１×1019cm-3である。
ZnSe:As5層も、同様のZnビーム、Seビーム条件を用
い、As分子線３×10-8Torrで形成した。膜中添加両はＮ
と同様に約１×1018cm-3である。
い、As分子線３×10-8Torrで形成した。膜中添加両はＮ
と同様に約１×1018cm-3である。
このようにして形成したZnSe:N/As層６を例えば、単
位層9,33なども含めて計50（500nm分）層積層したZnSe:
NAs層40は、平均的なホール（正孔）キャリア濃度が
３×1017cm-3、低抵抗率１Ω・cmであり、従来Ｎ原子を
単独で添加したｐ型ZnSe:N/GaAsエピタキシャル層に比
較して不純物の活性化率で２桁以上の高効率化が可能と
なった。
位層9,33なども含めて計50（500nm分）層積層したZnSe:
NAs層40は、平均的なホール（正孔）キャリア濃度が
３×1017cm-3、低抵抗率１Ω・cmであり、従来Ｎ原子を
単独で添加したｐ型ZnSe:N/GaAsエピタキシャル層に比
較して不純物の活性化率で２桁以上の高効率化が可能と
なった。
なお、7,31はZnSe:N層、8,32はZnSe:As層である。
また、41はｎ型ZnSe基板１への金属負電極（In−Ga）
であり、42はｐ型ZnSe:NAsエピタキシャル層40への金
属正電極（Au）である。長時間にわたる電極の安定化の
ためには、本金属を含む多層金属膜を用いた。
であり、42はｐ型ZnSe:NAsエピタキシャル層40への金
属正電極（Au）である。長時間にわたる電極の安定化の
ためには、本金属を含む多層金属膜を用いた。
このようなZnSepn型発光素子の電流電圧特性は立ち上
がり電圧1.5V、駆動電圧2V、駆動電流10mAで液体窒素温
度における注入発光動作のみならず室温に於ける注入発
光動作も良好であり、窒素温度で440nm、半値幅10nm、5
0mcd、室温において発光ピーク波長460nm、半値幅25n
m、25mcdの高輝度発光を実現できた。
がり電圧1.5V、駆動電圧2V、駆動電流10mAで液体窒素温
度における注入発光動作のみならず室温に於ける注入発
光動作も良好であり、窒素温度で440nm、半値幅10nm、5
0mcd、室温において発光ピーク波長460nm、半値幅25n
m、25mcdの高輝度発光を実現できた。
本実施例に於いては、不純物添加された超薄膜層（例
えばZnSe:N/AsのZnSe:N層）の薄膜は5nm（50Å）に設定
したが、不純物添加超薄膜の厚さは単原子層（0.25nm−
2.5Å）から100nmの範囲で変化させても全く同様に不純
物活性化の効果が見られた。
えばZnSe:N/AsのZnSe:N層）の薄膜は5nm（50Å）に設定
したが、不純物添加超薄膜の厚さは単原子層（0.25nm−
2.5Å）から100nmの範囲で変化させても全く同様に不純
物活性化の効果が見られた。
しかしながら、単層膜厚が1000nmに達する場合には不
純物活性化率は、従来技術の数倍程度にしかならず、効
果は著しく低減した。
純物活性化率は、従来技術の数倍程度にしかならず、効
果は著しく低減した。
本実施例から明らかなように、本発明は室温における
青色発光強度の強い良質なｐ型ZnSe単結晶エピタキシャ
ル発光素子を作製するうえで極めて有用である。
青色発光強度の強い良質なｐ型ZnSe単結晶エピタキシャ
ル発光素子を作製するうえで極めて有用である。
本発明の第２の実施例を第３図に示す。第３図におい
ては、GaAs（100）基板50上に形成したZnSepn接合型発
光素子を示す。従来の問題点のうちの第１の点である基
板結晶とエピタキシャル素子結晶の格子不整合は、GaAs
基板50上に成長させたZnSxSe1-x:Al（Ｘ＝0.05）混晶ｎ
型エピタキシャル層51ならびにその上へ引き続き形成し
たZnS/ZnSe（5nm/5nm×10層）超格子層52の２重層で除
去されることにより、構造的欠陥を排除させている。超
格子層52の最終層はZnSe:Al層であり、引き続くｎ型導
電層ZnSe:AlIn）5nm−5nm,200層対）53に接続されて
いる。引き続きｎ型発光層ZnSe:AlIn（5nm−5nm,50層
対）54,p型注入層ZnSe:NSb（5nm−5nm,100層対）55が
形成されている。
ては、GaAs（100）基板50上に形成したZnSepn接合型発
光素子を示す。従来の問題点のうちの第１の点である基
板結晶とエピタキシャル素子結晶の格子不整合は、GaAs
基板50上に成長させたZnSxSe1-x:Al（Ｘ＝0.05）混晶ｎ
型エピタキシャル層51ならびにその上へ引き続き形成し
たZnS/ZnSe（5nm/5nm×10層）超格子層52の２重層で除
去されることにより、構造的欠陥を排除させている。超
格子層52の最終層はZnSe:Al層であり、引き続くｎ型導
電層ZnSe:AlIn）5nm−5nm,200層対）53に接続されて
いる。引き続きｎ型発光層ZnSe:AlIn（5nm−5nm,50層
対）54,p型注入層ZnSe:NSb（5nm−5nm,100層対）55が
形成されている。
従来の問題点のうち第２の不純物添加による点欠陥の
発生はエピタキシャル層53〜55により阻止されている。
これらのエピタキシャル成長層の形成は実施例１と同様
に全て分子線エピタキシー（MBE）で行った。
発生はエピタキシャル層53〜55により阻止されている。
これらのエピタキシャル成長層の形成は実施例１と同様
に全て分子線エピタキシー（MBE）で行った。
各成長層の成長条件と特性は以下の通りである。
ZnSxSe1-x（ｘ＝0.05）ｎ型層51は、基板温度250℃、
Znビーム強度１×10-6Torr、Ｓビーム強度１×10-7Tor
r、Seビーム強度１×10-6Torrで形成した。この条件で
混晶ｎ型層51は、高抵抗107Ω・cm以上であり、膜厚は
２μｍとした。
Znビーム強度１×10-6Torr、Ｓビーム強度１×10-7Tor
r、Seビーム強度１×10-6Torrで形成した。この条件で
混晶ｎ型層51は、高抵抗107Ω・cm以上であり、膜厚は
２μｍとした。
ZnS/ZnSe:Aln型超格子バッファー層52はZnビーム強度
１×10-6Torr、Ｓビーム強度２×10-6Torr、Se1×10-6T
orr、基板温度250℃、Alビーム強度５×10-10Torrの条
件下でキャリア濃度５×1017cm-3、低抵抗率10Ω/cmで
ある。ZnS、ZnSeともに膜厚5nmに設定し、10対層を形成
した。
１×10-6Torr、Ｓビーム強度２×10-6Torr、Se1×10-6T
orr、基板温度250℃、Alビーム強度５×10-10Torrの条
件下でキャリア濃度５×1017cm-3、低抵抗率10Ω/cmで
ある。ZnS、ZnSeともに膜厚5nmに設定し、10対層を形成
した。
ｎ型導電層53は、Znビーム強度１×10-6Torr、Seビー
ム強度１×10-6Torr、基板温度250℃の下で、添加不純
物の分子ビームをAlとInに切り替えて形成した。ZnSe:A
l、ZnSe:Inの各々の成長速度からZnSe:Al層、ZnSe:In層
とも5nmとなるように設定した。Alビーム強度、Inビー
ム強度ともに２×10-10Torrと設定した。この場合のZnS
e:AlIn（5nm−5nm,200対層）ｎ型導電層53の平均的キ
ャリア濃度は1.5×1019cm-3、低抵抗率は10-2Ω・cmで
あり、全膜厚２μｍの十分に低抵抗な導電層となった。
ム強度１×10-6Torr、基板温度250℃の下で、添加不純
物の分子ビームをAlとInに切り替えて形成した。ZnSe:A
l、ZnSe:Inの各々の成長速度からZnSe:Al層、ZnSe:In層
とも5nmとなるように設定した。Alビーム強度、Inビー
ム強度ともに２×10-10Torrと設定した。この場合のZnS
e:AlIn（5nm−5nm,200対層）ｎ型導電層53の平均的キ
ャリア濃度は1.5×1019cm-3、低抵抗率は10-2Ω・cmで
あり、全膜厚２μｍの十分に低抵抗な導電層となった。
同様にして、ｎ型発光層ZnSe:AlIn（5nm−5nm,50対
層）54は層全体としての平均的キャリア濃度が５×1017
cm-3である。
層）54は層全体としての平均的キャリア濃度が５×1017
cm-3である。
ｐ型注入層ZnSe:NSb（5nm−5nm,10対層）55はZnビ
ーム、Seビーム、基板濃度ともに前記他層と同一条件下
でＮを第１の実施例と同じラジカルビーム源で２×10-7
Torrの強度で、Sbを３×10-8Torrの強度で添加すること
により形成した。このようにして形成したｐ型ZnSe:N
Sb注入層55は、平均的キャリア濃度１×10-17cm-3、低
抵抗率５Ω・cmであり、第１の実施例で記述したと同様
に、従来Ｎ原子を添加した場合1019〜1021cm-3の高濃度
添加で1015cm-3程度の正孔濃度が得られていたｐ型ZnS
e:N/ZnSe:Ga/GaAsヘテロエピタキシャル構造層に比較す
ると、Ｎ原子とSb原子の平均的活性化率で約２桁以上程
度の高効率活性化が可能となった。青色LED発光素子の2
mA駆動時の特性においても室温における発光輝度10mcd
水準に到達することが可能となった。
ーム、Seビーム、基板濃度ともに前記他層と同一条件下
でＮを第１の実施例と同じラジカルビーム源で２×10-7
Torrの強度で、Sbを３×10-8Torrの強度で添加すること
により形成した。このようにして形成したｐ型ZnSe:N
Sb注入層55は、平均的キャリア濃度１×10-17cm-3、低
抵抗率５Ω・cmであり、第１の実施例で記述したと同様
に、従来Ｎ原子を添加した場合1019〜1021cm-3の高濃度
添加で1015cm-3程度の正孔濃度が得られていたｐ型ZnS
e:N/ZnSe:Ga/GaAsヘテロエピタキシャル構造層に比較す
ると、Ｎ原子とSb原子の平均的活性化率で約２桁以上程
度の高効率活性化が可能となった。青色LED発光素子の2
mA駆動時の特性においても室温における発光輝度10mcd
水準に到達することが可能となった。
本発明の第３の実施例を第４図に示す。
第４図に於いて、ZnS（100）単結晶基板100は沃素輸
送法で育成されたバルク単結晶を用いて製作された厚さ
300μｍのウェーハであり、101は（m:正の整数）ZnS/
（n:正の整数）ZnSe5nm−5nm超格子からなるｎ型バッフ
ァー層である。ここで前記超格子は、超格子全層の層厚
（Ｌμｍ）に対して5nm膜のZnS薄層と5nm厚のZnSe薄層
の繰り返しに伴う各々の層数が、 を越えない正の整数 で与えられる整数nsを用いて表され、ｍがnsから１まで
変化する順次積層されて形成される場合にとなりあう各
層間の膜厚関係が50×mZnS/50×（ns−ｍ＋１）ZnSeで
与えられた超格子として形成されており、下層のZnS基
板100から上層のZnSen型導電層102まで組成が順次ZnSe
へと近くなっており、例えばＬ＝0.15μｍの場合には、
最終層の50ÅZnS−250ÅZnSe層と導電層102を接続する
ことにより、従来の第１の問題点である基板結晶と格子
不整合を欠陥を生ぜずに緩和している。
送法で育成されたバルク単結晶を用いて製作された厚さ
300μｍのウェーハであり、101は（m:正の整数）ZnS/
（n:正の整数）ZnSe5nm−5nm超格子からなるｎ型バッフ
ァー層である。ここで前記超格子は、超格子全層の層厚
（Ｌμｍ）に対して5nm膜のZnS薄層と5nm厚のZnSe薄層
の繰り返しに伴う各々の層数が、 を越えない正の整数 で与えられる整数nsを用いて表され、ｍがnsから１まで
変化する順次積層されて形成される場合にとなりあう各
層間の膜厚関係が50×mZnS/50×（ns−ｍ＋１）ZnSeで
与えられた超格子として形成されており、下層のZnS基
板100から上層のZnSen型導電層102まで組成が順次ZnSe
へと近くなっており、例えばＬ＝0.15μｍの場合には、
最終層の50ÅZnS−250ÅZnSe層と導電層102を接続する
ことにより、従来の第１の問題点である基板結晶と格子
不整合を欠陥を生ぜずに緩和している。
ｎ型導電層102のZnSe:GaAlは第２の実施例と同様
に、2nm厚のZnSe:Ga,15nm厚のZnSe:Alを交互に100層対
積層したものであり、Znビーム強度１×10-6Torr、Seビ
ーム強度１×10-6Torr、基板温度250℃、Gaビーム強度
３×10-10Torr、Alビーム強度２×10-10Torrにて、全層
102の厚さが１μｍ、キャリア濃度４×1018cm-3、抵抗
率２×10-2Ω・cmである。この薄層交互ドープ層では、
格子歪が著しく低減されており、高濃度不純物添加にも
かかわらずPLに於いては500nm以遠の長波長発光帯の強
度はバンド端発光強度の10-4以下である。
に、2nm厚のZnSe:Ga,15nm厚のZnSe:Alを交互に100層対
積層したものであり、Znビーム強度１×10-6Torr、Seビ
ーム強度１×10-6Torr、基板温度250℃、Gaビーム強度
３×10-10Torr、Alビーム強度２×10-10Torrにて、全層
102の厚さが１μｍ、キャリア濃度４×1018cm-3、抵抗
率２×10-2Ω・cmである。この薄層交互ドープ層では、
格子歪が著しく低減されており、高濃度不純物添加にも
かかわらずPLに於いては500nm以遠の長波長発光帯の強
度はバンド端発光強度の10-4以下である。
導電層102と同様な構成のZnSe:GaAlのｎ型発光層10
3ではそのキャリア濃度は５×1016cm-3であり、この層
中に注入される正孔の再結合効率を増大させる低い値に
設定されている。
3ではそのキャリア濃度は５×1016cm-3であり、この層
中に注入される正孔の再結合効率を増大させる低い値に
設定されている。
ｐ型ZnSe:PSb注入層104は、Znビーム強度、Seビー
ム強度、基板温度とも上記両層102,103と同じ条件下で
形成されたもので、Ｐビーム強度１×10-9Torr、Sbビー
ム強度３×10-10Torrで形成された。
ム強度、基板温度とも上記両層102,103と同じ条件下で
形成されたもので、Ｐビーム強度１×10-9Torr、Sbビー
ム強度３×10-10Torrで形成された。
この際、注入層104は、5nm厚のZnSe:P層ならびに5nm
厚のZnSe:Sb層がそれぞれ100層ずつ積層されて構成され
る。このｐ型ZnSe層104の平均正孔濃度は１×1017c
m-3、抵抗率１Ω・cmであり、第１の実施例、ならびに
第２の実施例と同程度の高移動度ｐ型特性を示した。
厚のZnSe:Sb層がそれぞれ100層ずつ積層されて構成され
る。このｐ型ZnSe層104の平均正孔濃度は１×1017c
m-3、抵抗率１Ω・cmであり、第１の実施例、ならびに
第２の実施例と同程度の高移動度ｐ型特性を示した。
ｎ型負電極41はAl−In−Gaからなる合金で、ｐ型正電
極42はAuにより形成されている。
極42はAuにより形成されている。
各超薄膜不純物添加層の膜厚の効果、あるいは特性へ
の膜厚依存性は上記第１の実施例に示したのとほぼ同様
であった。
の膜厚依存性は上記第１の実施例に示したのとほぼ同様
であった。
このpn接合型ZnSe発光素子に於いても、従来のGaAs上
のヘテロ接合ZnSe素子と比較して著しく向上した電気的
特性、光学的特性を示し、特に室温に於ける電圧3V印加
状態下で50mAの電流が流れピーク発光波長465nmの極め
て高輝度（50mcd以上）の青色発光が実現し、本発明の
提供する発光素子構造はオプトエレクトロニクス産業上
極めて有用であることが明らかである。
のヘテロ接合ZnSe素子と比較して著しく向上した電気的
特性、光学的特性を示し、特に室温に於ける電圧3V印加
状態下で50mAの電流が流れピーク発光波長465nmの極め
て高輝度（50mcd以上）の青色発光が実現し、本発明の
提供する発光素子構造はオプトエレクトロニクス産業上
極めて有用であることが明らかである。
本発明の第４の実施例を第５図に示す。
第５図に於いて、ZnS（100）単結晶基板100は沃素輸
送法で育成されたバルク単結晶を用いて製作された厚さ
300μｍのウェーハであり、112は（ｍ）ZnS/（ｎ）ZnTe
5nm−5nm超格子からなるｎ型バッファー層である。
送法で育成されたバルク単結晶を用いて製作された厚さ
300μｍのウェーハであり、112は（ｍ）ZnS/（ｎ）ZnTe
5nm−5nm超格子からなるｎ型バッファー層である。
ここで前記超格子は、超格子全層の層厚（約Ｄμｍ）
に対して2.5nm厚のZnS薄層と2.5nm厚のZnTeの薄層の繰
り返しに伴う各々の層数が、 を越えない正の整数nss（≦ で与えられる数nssを用いて表され、msがnssから１まで
変化する順次積層されて形成される場合にとなりあう各
層間の膜厚の関係が25×msZnS/25×（nss−ms＋１）ZnT
eで与えられた超格子として形成されており、下層のZnS
基板100から上層のZnTeのｎ型導電層113まで組成が順次
ZnTeへと近くなっており、例えば、nss＝19、Ｄ＝0.95
μｍの場合には、最終層の25ÅZnS−475ÅZnTe層と導電
層113を接続することにより、従来の第１の問題点であ
る基板結晶と格子不整合を欠陥を生ぜずに緩和してい
る。
に対して2.5nm厚のZnS薄層と2.5nm厚のZnTeの薄層の繰
り返しに伴う各々の層数が、 を越えない正の整数nss（≦ で与えられる数nssを用いて表され、msがnssから１まで
変化する順次積層されて形成される場合にとなりあう各
層間の膜厚の関係が25×msZnS/25×（nss−ms＋１）ZnT
eで与えられた超格子として形成されており、下層のZnS
基板100から上層のZnTeのｎ型導電層113まで組成が順次
ZnTeへと近くなっており、例えば、nss＝19、Ｄ＝0.95
μｍの場合には、最終層の25ÅZnS−475ÅZnTe層と導電
層113を接続することにより、従来の第１の問題点であ
る基板結晶と格子不整合を欠陥を生ぜずに緩和してい
る。
ｎ型導電層113のZnTe:GaAlは第２の実施例と同様
に、2nm厚のZnTe:Ga薄膜、5nm厚のZnTe:Al薄膜を交互に
100層対積層したものであり、Znビーム強度１×10-6Tor
r、Teビーム強度１×10-6Torr、基板温度250℃、Gaビー
ム強度３×10-10Torr、Alビーム強度２×10-10Torrに
て、全層厚１μｍ、キャリア濃度４×1018cm-3、抵抗率
２×10-2Ω・cmである。この薄層交互ドープ層では、格
子歪が著しく低減されており、値PLに於いては550nm以
遠の長波長発光帯の強度はバンド端発光強度の10-4以下
である。
に、2nm厚のZnTe:Ga薄膜、5nm厚のZnTe:Al薄膜を交互に
100層対積層したものであり、Znビーム強度１×10-6Tor
r、Teビーム強度１×10-6Torr、基板温度250℃、Gaビー
ム強度３×10-10Torr、Alビーム強度２×10-10Torrに
て、全層厚１μｍ、キャリア濃度４×1018cm-3、抵抗率
２×10-2Ω・cmである。この薄層交互ドープ層では、格
子歪が著しく低減されており、値PLに於いては550nm以
遠の長波長発光帯の強度はバンド端発光強度の10-4以下
である。
ｎ型ZnTe:PSb発光層114でのキャリア濃度は５×10
16cm-3であり、この層中に注入される正孔の再結合効率
を増大させる低い値に設定されている。
16cm-3であり、この層中に注入される正孔の再結合効率
を増大させる低い値に設定されている。
ｐ型ZnTe:PSb導電層115は、Znビーム強度、Teビー
ム強度、基板温度とも同じ条件下で形成されたもので、
Ｐビーム強度１×10-9Torr、Sbビーム強度３×10-10Tor
rで形成された。5nm厚のZnTe:P薄膜ならびに5nm厚のZnT
e:Sb薄膜を交互に100層ずつ積層されて構成される。こ
のｐ型ZnTe層115の平均正孔濃度は１×1017cm-3、抵抗
率１Ω・cmであり、第１の実施例、ならびに第２の実施
例と同程度の高移動度ｐ型特性を示した。
ム強度、基板温度とも同じ条件下で形成されたもので、
Ｐビーム強度１×10-9Torr、Sbビーム強度３×10-10Tor
rで形成された。5nm厚のZnTe:P薄膜ならびに5nm厚のZnT
e:Sb薄膜を交互に100層ずつ積層されて構成される。こ
のｐ型ZnTe層115の平均正孔濃度は１×1017cm-3、抵抗
率１Ω・cmであり、第１の実施例、ならびに第２の実施
例と同程度の高移動度ｐ型特性を示した。
ｎ型負電極41はAl−In−Gaからなる合金で、ｐ型正電
極42はAuにより形成されている。このpn接合型ZnTe発光
素子に於いても、従来のGaAs上のヘテロ接合ZnTe素子と
比較して著しく向上した電気的特性、光学的特性を示
し、特に室温に於ける電圧3V印加状態下で50mAの電流が
流れピーク発光波長530nmの極めて高輝度（500mcd以
上）の緑色発光が実現し、本発明の提供する発光素子構
造はオプトエレクトロニクス産業上極めて有用であるこ
とが明らかである。
極42はAuにより形成されている。このpn接合型ZnTe発光
素子に於いても、従来のGaAs上のヘテロ接合ZnTe素子と
比較して著しく向上した電気的特性、光学的特性を示
し、特に室温に於ける電圧3V印加状態下で50mAの電流が
流れピーク発光波長530nmの極めて高輝度（500mcd以
上）の緑色発光が実現し、本発明の提供する発光素子構
造はオプトエレクトロニクス産業上極めて有用であるこ
とが明らかである。
本発明の第５の実施例を第６図に示す。
第６図に示した、ZnTeのpn接合型発光素子は、まず従
来の第１の問題点であった基板とその上に積層されたエ
ピタキシャル層間の格子不整合による構造的結晶欠陥は
基板がZnTeであることにより排除されており、第２の問
題点である不純物添加によるｎ型エピタキシャル結晶品
質の低下（点欠陥の発生）がｎ型結晶層中の積層添加法
によって低減されている。
来の第１の問題点であった基板とその上に積層されたエ
ピタキシャル層間の格子不整合による構造的結晶欠陥は
基板がZnTeであることにより排除されており、第２の問
題点である不純物添加によるｎ型エピタキシャル結晶品
質の低下（点欠陥の発生）がｎ型結晶層中の積層添加法
によって低減されている。
第６図において、120はブリッジマン型引き上げ法に
より成長させたZnTeから切り出したZnTe（100）結晶ウ
ェーハをZn溶融液中で850℃、200時間低抵抗化処理した
もので、抵抗率10Ω・cm、基板の厚さは300μｍであ
る。
より成長させたZnTeから切り出したZnTe（100）結晶ウ
ェーハをZn溶融液中で850℃、200時間低抵抗化処理した
もので、抵抗率10Ω・cm、基板の厚さは300μｍであ
る。
基板ZnTe（100）上のエピタキシャル層は前実験同様
分子線エピタキシャル（MBE）成長法により形成された
ものであり、ｐ型ZnTe:P導電層121は、超高真空（３×1
0-10Torr）中でZn分子ビーム１×10-6Torr、Te分子ビー
ム１×10-6Torr、Ｐ分子ビーム３×10-9Torrの条件下、
基板温度260℃で成長させたものであり、膜厚３μｍ、
抵抗率10-2Ω・cm、キャリア濃度５×1017cm-3である。
分子線エピタキシャル（MBE）成長法により形成された
ものであり、ｐ型ZnTe:P導電層121は、超高真空（３×1
0-10Torr）中でZn分子ビーム１×10-6Torr、Te分子ビー
ム１×10-6Torr、Ｐ分子ビーム３×10-9Torrの条件下、
基板温度260℃で成長させたものであり、膜厚３μｍ、
抵抗率10-2Ω・cm、キャリア濃度５×1017cm-3である。
ZnTe:P発光層122へ引き続いて同様に形成されてお
り、膜厚１μｍ、キャリア濃度１×1017cm-3、易動度50
0cm2/V・Ｓであり、高効率の青色発光を保つためエピタ
キシャル膜を最高品質に維持した低濃度添加層である。
り、膜厚１μｍ、キャリア濃度１×1017cm-3、易動度50
0cm2/V・Ｓであり、高効率の青色発光を保つためエピタ
キシャル膜を最高品質に維持した低濃度添加層である。
電子注入層としてのｎ型ZnTeエピタキシャル成長層は
ZnTe:AlGa123として示されており、この層中には単位
層とも見なすことのできるZnTe:Al薄膜とZnTe:Ga薄膜を
有し、これらが交互に積層されている。膜厚50ÅのZnT
e:Al薄膜はｐ型導電層121ならびに発光層122と同様に、
MBE法で成長されるが、この場合基板温度、Zn分子ビー
ム、Te分子ビームは前記ｎ型層形成条件と同様である。
Al原子のZnTeエピタキシャル膜中への平均添加量は約３
×1018cm-3である。
ZnTe:AlGa123として示されており、この層中には単位
層とも見なすことのできるZnTe:Al薄膜とZnTe:Ga薄膜を
有し、これらが交互に積層されている。膜厚50ÅのZnT
e:Al薄膜はｐ型導電層121ならびに発光層122と同様に、
MBE法で成長されるが、この場合基板温度、Zn分子ビー
ム、Te分子ビームは前記ｎ型層形成条件と同様である。
Al原子のZnTeエピタキシャル膜中への平均添加量は約３
×1018cm-3である。
また、ZnSe:Ga薄膜も、同様のZnビーム、Teビーム条
件を用い、Ga分子線３×10-8Torrで形成した。膜中平均
添加量はAlと同様に約１×1018cm-3である。
件を用い、Ga分子線３×10-8Torrで形成した。膜中平均
添加量はAlと同様に約１×1018cm-3である。
このようにして形成した単位層としてのZnTe:Al/Ga層
を50（0.5nm分）層積層したZnSe:AlGa層123は、平均
的な電子キャリア濃度が４×1017cm-3、抵抗率３Ω・cm
と低抵抗であり、従来Al原子を単独で添加したｎ型ZnT
e:Al/GaAsエピタキシャル層に比較して不純物の活性化
率で３桁以上の高効率化が可能となった。
を50（0.5nm分）層積層したZnSe:AlGa層123は、平均
的な電子キャリア濃度が４×1017cm-3、抵抗率３Ω・cm
と低抵抗であり、従来Al原子を単独で添加したｎ型ZnT
e:Al/GaAsエピタキシャル層に比較して不純物の活性化
率で３桁以上の高効率化が可能となった。
また41は基板120への金属負電極（Al−In）であり、4
2はｎ型ZnTe:AlGaエピタキシャル層123への金属正電
極（Au）である。長時間にわたる電極の安定化のために
は、同様に本金属を含む多層金属膜を加熱形成して用い
た。このようなZnTepn型発光素子の電流電圧特性は立ち
上がり電圧2.0V、駆動電圧3V、駆動電流10mAで室温に於
ける注入発光動作を示し、発光ピーク波長530nm、半値
幅25nm、100mcdの高輝度緑色発光を実現できた。
2はｎ型ZnTe:AlGaエピタキシャル層123への金属正電
極（Au）である。長時間にわたる電極の安定化のために
は、同様に本金属を含む多層金属膜を加熱形成して用い
た。このようなZnTepn型発光素子の電流電圧特性は立ち
上がり電圧2.0V、駆動電圧3V、駆動電流10mAで室温に於
ける注入発光動作を示し、発光ピーク波長530nm、半値
幅25nm、100mcdの高輝度緑色発光を実現できた。
本実施例から明らかなように、本発明は室温における
青色発光強度の強い良質なｎ型ZnTe単結晶エピタキシャ
ル発光素子を作製するうえで極めて有用である。
青色発光強度の強い良質なｎ型ZnTe単結晶エピタキシャ
ル発光素子を作製するうえで極めて有用である。
本発明では、上記各実施例としてｐ型不純物としては
ZnSe中におけるＮとAs、ＰとAs、ＰとSbなどに限り、ま
たｎ型不純物としてもZnSe中のAlとIn、GaとAlについて
記したが、本発明の適用範囲はこれらの不純物に限定さ
れるものではなく、ｐ型不純物としては、Li,Na,K,Rb,C
u,Ag,Au,N,P,As,Sbなどの通常のｐ型不純物のうちの任
意の可能な組み合わせ（但し、LiとＮ及びLiとＰの組み
合わせを除く）に於いて全く同様の効果があることは自
明であり、同様にｎ型不純物としても、Al,Ga,In,Tl,C
l,F,Br,I,Siなどの通常のｎ型不純物のうちの任意の可
能な組み合わせに於いても全く同様の効果がある。又、
ZnS,ZnTe中における不純物添加も上記ZnSeに添加する不
純物と同様のものを用いることができる。
ZnSe中におけるＮとAs、ＰとAs、ＰとSbなどに限り、ま
たｎ型不純物としてもZnSe中のAlとIn、GaとAlについて
記したが、本発明の適用範囲はこれらの不純物に限定さ
れるものではなく、ｐ型不純物としては、Li,Na,K,Rb,C
u,Ag,Au,N,P,As,Sbなどの通常のｐ型不純物のうちの任
意の可能な組み合わせ（但し、LiとＮ及びLiとＰの組み
合わせを除く）に於いて全く同様の効果があることは自
明であり、同様にｎ型不純物としても、Al,Ga,In,Tl,C
l,F,Br,I,Siなどの通常のｎ型不純物のうちの任意の可
能な組み合わせに於いても全く同様の効果がある。又、
ZnS,ZnTe中における不純物添加も上記ZnSeに添加する不
純物と同様のものを用いることができる。
（ト）発明の効果 本発明を適用した以上の各実施例からも明らかである
ように、本発明の特徴である２種類以上の同種伝導型不
純物を薄層中に交互に積層して添加することにより、ｐ
型あるいはｎ型のエピタキシャル層中に生ずる不純物添
加により生ずる格子欠陥を極小に低減することが可能と
なり、高品質のｐ型ならびにｎ型エピタキシャル半導体
を得ることができ、特にII−VI族化合物半導体pn接合型
発光素子の室温における高輝度青色発光を中心とする可
視、紫外の短波長光の高効率発光を実現させることがで
きた。
ように、本発明の特徴である２種類以上の同種伝導型不
純物を薄層中に交互に積層して添加することにより、ｐ
型あるいはｎ型のエピタキシャル層中に生ずる不純物添
加により生ずる格子欠陥を極小に低減することが可能と
なり、高品質のｐ型ならびにｎ型エピタキシャル半導体
を得ることができ、特にII−VI族化合物半導体pn接合型
発光素子の室温における高輝度青色発光を中心とする可
視、紫外の短波長光の高効率発光を実現させることがで
きた。
本発明によって製造が可能となる新規なII−VI族化合
物半導体接合素子は、既に詳しく説明した通り従来素子
の抱えている本質的な問題点を克服することを通じて、
多くの実施例で示した通り、安定かつ再現性のある高輝
度青色発光ダイオードを初めとする短波長（青色〜紫
外）光の高輝度発光素子の実現を可能にし、青色光レー
ザーから紫外光ルーザーまでに及ぶオプトエレクトロニ
クス分野の光部品の生産上ならびに情報処理光機器の応
用上極めて有用である。
物半導体接合素子は、既に詳しく説明した通り従来素子
の抱えている本質的な問題点を克服することを通じて、
多くの実施例で示した通り、安定かつ再現性のある高輝
度青色発光ダイオードを初めとする短波長（青色〜紫
外）光の高輝度発光素子の実現を可能にし、青色光レー
ザーから紫外光ルーザーまでに及ぶオプトエレクトロニ
クス分野の光部品の生産上ならびに情報処理光機器の応
用上極めて有用である。
第１図は本発明の原理を示す構成説明図、第２図、第３
図、第４図、第５図、ならびに第６図はそれぞれこの発
明の第１の実施例、第２の実施例、第３の実施例、第４
の実施例ならびに第５の実施例を示す構成説明図、第７
図、第８図は従来例を示す構成説明図である。 １……ZnSe（100）基板、 ２……ZnSe:Ga導電層、 ３……ZnSe:Ga発光層、 ４……ZnSe:N（5nm厚）薄膜、 ５……ZnSe:As（5nm厚）薄膜、 ６……ZnSe:N/As（5nm/5nm）対薄膜、 ７……ZnSe:N（5nm厚）薄膜、 ８……ZnSe:As（5nm厚）薄膜、 ９……ZnSe:N/As（5nm/5nm対薄膜）、 31……ZnSe:N（5nm厚）薄膜、 32……ZnSe:As（5nm厚）薄膜、 33……ZnSe:N/As（5nm/5nm）対薄膜、 40……ZnSe:NAs（5nm/5nm）電流注入層、 41……Al−In−Ga金属（負）電極、 42……Au金属（正）電極、 50……GaAs（100）基板、 51……ZnSxSe1-x（ｘ＝0.05）エピタキシャル層、 52……ZnS/ZnSe:Al（5nm/5nm）10層ｎ型層、 53……ZnSe:AlIn（5n/5n）ｎ型導電層、 54……ZnSe:AlIn（5n/5n）ｎ型発光層、 55……ZnSe:NSb（5n/5n）ｐ型注入層、 90……ZnSe（100）基板、 91……ｎ型ZnSe:Gaエピタキシャル導電層、 92……ｎ型ZnSe:Ga発光層、 93……ｐ型ZnSeNAs電流注入層、 94……ｐ型ZnSe:N薄層、 95……ｐ型ZnSe:As薄層、 96……Al電極、 97……Au電極、 100……ZnS（100）基板、 101……ZnS/ZnSe ｎ型層、 102……ZnSe:GaAl ｎ型導電層、 103……ZnSe:GaAl ｎ型発光層、 104……ZnSe:PSb ｐ型発光層、 110……ZnS（100）基板、 111……ZnS:Al導電層、 112……ZnS/ZnTe超格子導電層、 113……ZnTe:GaAl ｎ型導電層、 114……ZnTe:GaAl ｎ型発光層、 115……ZnTe:PSb ｐ型発光層、 120……ZnTe（100）基板、 121……ZnTe:P導電層、 122……ZnTe:P発光層、 123……ZnTe:AlGa ｎ型注入層。
図、第４図、第５図、ならびに第６図はそれぞれこの発
明の第１の実施例、第２の実施例、第３の実施例、第４
の実施例ならびに第５の実施例を示す構成説明図、第７
図、第８図は従来例を示す構成説明図である。 １……ZnSe（100）基板、 ２……ZnSe:Ga導電層、 ３……ZnSe:Ga発光層、 ４……ZnSe:N（5nm厚）薄膜、 ５……ZnSe:As（5nm厚）薄膜、 ６……ZnSe:N/As（5nm/5nm）対薄膜、 ７……ZnSe:N（5nm厚）薄膜、 ８……ZnSe:As（5nm厚）薄膜、 ９……ZnSe:N/As（5nm/5nm対薄膜）、 31……ZnSe:N（5nm厚）薄膜、 32……ZnSe:As（5nm厚）薄膜、 33……ZnSe:N/As（5nm/5nm）対薄膜、 40……ZnSe:NAs（5nm/5nm）電流注入層、 41……Al−In−Ga金属（負）電極、 42……Au金属（正）電極、 50……GaAs（100）基板、 51……ZnSxSe1-x（ｘ＝0.05）エピタキシャル層、 52……ZnS/ZnSe:Al（5nm/5nm）10層ｎ型層、 53……ZnSe:AlIn（5n/5n）ｎ型導電層、 54……ZnSe:AlIn（5n/5n）ｎ型発光層、 55……ZnSe:NSb（5n/5n）ｐ型注入層、 90……ZnSe（100）基板、 91……ｎ型ZnSe:Gaエピタキシャル導電層、 92……ｎ型ZnSe:Ga発光層、 93……ｐ型ZnSeNAs電流注入層、 94……ｐ型ZnSe:N薄層、 95……ｐ型ZnSe:As薄層、 96……Al電極、 97……Au電極、 100……ZnS（100）基板、 101……ZnS/ZnSe ｎ型層、 102……ZnSe:GaAl ｎ型導電層、 103……ZnSe:GaAl ｎ型発光層、 104……ZnSe:PSb ｐ型発光層、 110……ZnS（100）基板、 111……ZnS:Al導電層、 112……ZnS/ZnTe超格子導電層、 113……ZnTe:GaAl ｎ型導電層、 114……ZnTe:GaAl ｎ型発光層、 115……ZnTe:PSb ｐ型発光層、 120……ZnTe（100）基板、 121……ZnTe:P導電層、 122……ZnTe:P発光層、 123……ZnTe:AlGa ｎ型注入層。
Claims (6)
- 【請求項１】化合物半導体基板上に少なくとも複数のエ
ピタキシャル層を積層し、発光素子部を構成するII−VI
族化合物接合型発光素子に於いて、エピタキシャル層
が、特定伝導型の２種以上の不純物元素を用いて不純物
添加された薄層が交互に積層された構成からなり、該薄
層が、不純物元素の添加される格子位置のII族又はVI族
元素に比べて格子半径が大きい不純物元素を含有する層
と、格子半径が小さい不純物元素を含有する層により構
成されてなることを特徴とする化合物半導体発光素子。 - 【請求項２】エピタキシャル層がｎ型及びｐ型からな
り、ｐ型エピタキシャル層に添加される不純物元素が、
窒素（Ｎ），燐（Ｐ），砒素（As），アンチモン（S
b），ナトリウム（Na），カリウム（Ｋ），銅（Cu），
銀（Ag），金（Au）からなる群、または、砒素（As），
アンチモン（Sb），リチウム（Li），ナトリウム（N
a），カリウム（Ｋ），銅（Cu），銀（Ag），金（Au）
からなる群から選ばれたｐ型不純物であり、上記ｐ型エ
ピタキシャル層が、化合物半導体基板あるいはｎ型エピ
タキシャル層上に、該選択された複数の不純物元素が添
加された薄層が交互に順次堆積、積層されてなる請求項
１記載の化合物半導体発光素子。 - 【請求項３】エピタキシャル層がｎ型及びｐ型からな
り、ｎ型エピタキシャル層に添加される不純物元素が、
アルミニウム（Al），ガリウム（Ga），インジウム（I
n），タリウム（Tl），フッ素（Ｆ），塩素（Cl），臭
素（Br），ヨウ素（Ｉ），シリコン（Si），ゲルマニウ
ム（Ge）より選ばれたｎ型不純物元素であり、上記ｎ型
エピタキシャル層が、ｐ型エピタキシャル層あるいは化
合物半導体基板上に、該選択された複数の不純物元素が
添加された薄層が交互に順次堆積、積層されてなる請求
項１記載の化合物半導体発光素子。 - 【請求項４】ｐ型エピタキシャル層に添加される不純物
元素が窒素（Ｎ）を含むｐ型不純物元素である場合に、
エピタキシャル成長に於いて、窒素ラジカルビーム源を
用いることにより予め窒素原子添加薄層が形成され、続
いて窒素元素以外から選ばれたｐ型不純物元素が添加さ
れた薄層が堆積され、以下各層が積層されてなる窒素添
加ｐ型エピタキシャル層を有する請求項２記載の化合物
半導体発光素子。 - 【請求項５】化合物半導体基板および発光素子部間に、
化合物半導体基板の結晶とエピタキシャル層の結晶間の
格子整合が上記基板上に形成された上記基板の格子と整
合の取れたII−VI族化合物半導体超格子層からなる緩衝
層を介在してなる請求項１記載の化合物半導体発光素
子。 - 【請求項６】化合物半導体基板および発光素子部間に、
化合物半導体基板の結晶とエピタキシャル層の結晶間の
格子整合が上記基板の結晶と上記エピタキシャル層の結
晶の組成からなる超格子で形成されており、該超格子に
対する上記基板の結晶組成と上記エピタキシャル層の結
晶組成との層厚が整数比であり、かつ該整数比が逆数に
なるように選ばれた２種類の異なる薄層複合層の組み合
わせからなる構成を有し、上記基板の結晶上では上記基
板の結晶組成超格子の層厚の大きい複合層の数が大であ
り、上記エピタキシャル層下では、該組成超格子の層厚
の大きい複合層の数が大となるように上記基板上に該複
合層数が順次増加／減少するように配設されたバッファ
ー層を有する請求項１記載の化合物半導体発光素子。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20485390A JP2653904B2 (ja) | 1990-07-30 | 1990-07-30 | 化合物半導体発光素子 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20485390A JP2653904B2 (ja) | 1990-07-30 | 1990-07-30 | 化合物半導体発光素子 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0487382A JPH0487382A (ja) | 1992-03-19 |
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Family
ID=16497482
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| JP20485390A Expired - Fee Related JP2653904B2 (ja) | 1990-07-30 | 1990-07-30 | 化合物半導体発光素子 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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-
1990
- 1990-07-30 JP JP20485390A patent/JP2653904B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0487382A (ja) | 1992-03-19 |
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