JP4996869B2 - 半導体レーザ - Google Patents

Description

本発明は、ディスプレイ等に適用する緑色、黄色の可視領域の波長で発振する半導体レーザに関し、特にＩｎＰ基板上に形成されたＩＩ族元素とＶＩ族元素から構成される化合物半導体を用いた半導体レーザの動作特性を改善するため積層構造を工夫した半導体レーザに関する。

可視から紫外域で発光する半導体デバイス、即ち半導体レーザや発光ダイオードは、光情報記録装置（コンパクトディスク（ＣＤ）、デジタル多用途ディスク（ＤＶＤ）、ブルーレイディスク（ＢＤ））、カラー表示装置用の光源、固体レーザ励起用、加工用、センサー用、測定機用、医療用、あるいは、白色ランプへの応用など、現代社会／産業界において重要な半導体デバイスの一つとなっている。これらの用途の光学素子の波長帯と半導体材料の概要を示すと表１のようである。

表１から分かるように、赤色と青色の中間の波長帯である５００ｎｍ帯の黄色から緑色で発光する半導体デバイスに関しては、研究開発はおろか材料開拓さえも充分に行なわれていない。このため、この波長帯の半導体デバイス、特に、半導体レーザに関しては実用化に耐え得る性能は未だ実現されていない。

これらの光デバイス用半導体としてＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体とならんでＩＩ−ＶＩ族半導体が有用である。しかし、これまで緑・黄色半導体レーザの実用化には至っていない。その主な理由は、十分な信頼性が得られないためである。素子劣化を引き起こす原因の１つはレーザ活性層部でのマクロ欠陥である結晶欠陥の増殖である。

加藤らは結晶成長条件を工夫することによりＧａＡｓ基板上に形成するＺｎＳｅ系材料の積層欠陥の低減に努め、活性層領域内に欠陥を持たないレーザを試作し、素子寿命〜４００時間を観測した（非特許文献１：E. Kato, et al., Electron. Lett. 34, 282 (1998).）。ここでの寿命は圧縮歪による微小欠陥の移動、ｐ型クラッドでの窒素ドーピングなどのミクロ欠陥により制限されていることが指摘された。

近年、緑・黄色半導体レーザの構成材料としてＩＩ族元素にベリリウムを含むＩＩ−ＶＩ族化合物半導体材料の検討がはじめられた（特許文献１：特許２５８６３４９号公報、特許文献２：特表２０００−５００２８８、特許文献３：特開２００４−９５９２２、非特許文献２：A. Waag et al., Journal of Crystal Growth 184/l85 (1998) 1-10.）。発明者らは、ベリリウムを含むＩＩ−ＶＩ族化合物半導体材料を用いたＢｅＺｎＳｅＴｅ系ＬＥＤ（Light Emitting Diode，ライトエミッティングダイオード）を試作して、発光波長５７５ｎｍ、注入電流密度１３０Ａ／ｃｍ^２での室温素子寿命５０００時間を確認した（非特許文献３：Kishino et al., Phys. Stat. Sol., 6, (2004) 1477-1486.、非特許文献４：速水他、第５２回応用物理理学会予稿集３１ｐＺ―Ｎ６．、非特許文献５：Yuki Nakai et al., phys. stat. sol. (a), 201, 12 (2004) pp.）。この結果は、緑・黄色半導体レーザの実用化に向けた前進と考えられる。

本系での信頼性の改善は、ＩｎＰ基板を用いることにより格子整合した結晶層を使用できたこと、さらにベリリウム（Ｂｅ）を導入することにより結晶が強固になり結晶欠陥、転移の増殖を抑制する効果によるものと考えられる。また、上記ＬＥＤと同様な材料構成で半導体レーザを試作し、７７Ｋパルス駆動でレーザ発振を確認した（非特許文献３）。しかし、本構造では実用上必要となる室温、連続発振には至らなかった。

特許２５８６３４９号公報 特表２０００−５００２８８ 特開２００４−９５９２２ E. Kato, et al., Electron. Lett. 34, 282 (1998). A. Waag et al., Journal of Crystal Growth 184/l85 (1998) 1-10. Kishino et al., Phys. Stat. Sol., 6, (2004) 1477-1486. 速水他、第５２回応用物理理学会予稿集３１ｐ−ＺＮ−６． Yuki Nakai et al., phys. stat. sol. (a), 201, 12 (2004) pp. 2708-2711.

上記ＩｎＰ基板上に作製したＢｅＺｎＳｅＴｅ系半導体レーザは、従来のＩＩ−ＶＩ族レーザに比べ信頼性を大きく改善できる可能性を持つものの、基本特性である室温連続発振にはいたっていない。本発明で解決すべき課題は、実用化に必要な高い信頼性と室温連続発振を可能にするレーザ構造を提供することである。併せて、素子作製上の結晶成長の容易さ、歩留まりの向上をも考慮してレーザ構造を提供することである。

初めに、上記従来技術の問題点を明らかにする。

図１に従来技術としてＩｎＰ基板上に作製したＢｅＺｎＳｅＴｅ系ＬＥＤの構造を示す（Kishino et al., Phys. Stat. Sol., 6, (2004) 1477-1486.、速水他、第５２回応用物理理学会予稿集３１ｐ−ＺＮ−６．、あるいは、Yuki Nakai et al., phys. stat. sol. (a), 201, 12 (2004) pp. 2708-2711.）。図１（ａ）に層構造、（ｂ）にバンドラインナップを模式的に示す。Ｃ．Ｂ．及びＶ．Ｂ．はそれぞれ伝導帯、価電子帯を示す。図１（ｂ）の太い実線は超格子内部に形成されたミニバンドを示す。１はＡｕ−Ｇｅよりなるｎ電極、２はＩｎＰ基板、３はＩｎＧａＡｓバッファ層、４はＣｌドープＺｎＣｄＳｅバッファ層、５はＣｌドープＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子よりなる下部クラッド層、６はＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子よりなる膜厚ステップド超格子層、７はＢｅＺｎＳｅＴｅ活性層、８はＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子層、９はＮドープＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＴｅ超格子よりなる上部クラッド層、１０はＮドープＢｅＺｎＴｅ／ＺｎＴｅ超格子層、１１はＮドープＺｎＴｅキャップ層、１２はＡｕよりなるｐ電極、１３は絶縁層である。

すなわち、図１に示す構造は、Ｂｅ_ｘＺｎ_１−ＸＳｅ_ＹＴｅ_１−Ｙ活性層７（膜厚７．５ｎｍ）を中心として、ＭｇＳｅ／Ｚｎ_０．４８Ｃｄ_０．５２Ｓｅ（２ＭＬ（モノレーヤー；分子層）／４ＭＬ）ｎクラッド層５（膜厚８００ｎｍ）、ＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．４８Ｚｎ_０．５２Ｔｅ（４ＭＬ／６ＭＬ）ｐクラッド層９（膜厚５００ｎｍ）を配置した３層構造を基本構造とする。ｎクラッドの伝導帯（Ｃ．Ｂ．）端は活性層７の伝導帯端よりエネルギーが低く、両者はいわゆるタイプＩＩ接合となる。

そのため、ｎクラッド層５と活性層７とを直接接続した場合、電子を十分に活性層に注入することができない。そのため、両者の間にＺｎ_０．４８Ｃｄ_０．５２Ｓｅの膜厚を階段状に変化させたＭｇＳｅ／Ｚｎ_０．４８Ｃｄ_０．５２Ｓｅ（２ＭＬ／３ＭＬ、膜厚１５ｎｍ＋２ＭＬ／１ＭＬ、膜厚１５ｎｍ）超格子層６（膜厚３０ｎｍ）を配置した。また、活性層７とｐクラッド層９の間にＭｇＳｅ／Ｚｎ_０．４８Ｃｄ_０．５２Ｓｅ（２ＭＬ／１ＭＬ）超格子層８（膜厚５ｎｍ）を配置した。結晶成長工程での成長中断中の活性層の劣化を防止するためである。ＩｎＰ基板２の直上にはｎ−Ｉｎ_０．４８Ｇａ_０．５２Ａｓバッファ層３（膜厚２００ｎｍ）およびｎ−Ｚｎ_０．４８Ｃｄ_０．５２Ｓｅバッファ層４（膜厚２００ｎｍ）を、また、ｐクラッド層９の上にはＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．４８Ｚｎ_０．５２Ｔｅ超格子層（膜厚５０ｎｍ）およびＺｎＴｅキャップ層１０（膜厚５ｎｍ）を設けた。これらはＺｎＴｅキャップ層１０を除きＩｎＰ基板２に、ほぼ、格子整合している。

図１に示す構造で５０００時間の長期ＬＥＤ動作が確認されたものの、レーザ構造での室温連続発振が得られなかった原因を調べた。上記活性層７の組成を０．０８＜Ｘ＜０．１９，（０．２６＜Ｙ＜０．３２）の範囲で変化させた試料を作製して、フォトルミネッセンス、フォトカレント測定を行なった。その結果、活性層７とｎ側ステップド超格子層６との界面でのタイプＩＩ発光、すなわちヘテロ接合部の空間的に分離した伝導帯、価電子帯間での発光が生じており、このことが活性層７での発光効率を低下させていることがわかった。タイプＩＩ発光を防止するため、上記膜厚ステップド超格子層６を導入したものの、その効果は十分ではなく、タイプＩＩ発光はベリリウム組成が０．０８以上で顕著であった。さらに、光導波路計算から、本構造では活性層７への光閉じ込めは２％程度と弱く、レーザ発振のしきい値を上昇させる原因となることがわかった。計算結果の詳細は後に述べる。

以上の解析から、緑、黄色半導体レーザ実用化に向けた高信頼化、室温連続発振を実現するため、本発明では、以下の基本指針のもとで緑、黄色半導体レーザを構成することを提案する。
（１）高信頼化実現のため、ＩｎＰ基板上にＢｅを含む格子整合系ＩＩ−ＶＩ半導体により半導体レーザの基本構造を構成する。
（２）活性層へのキャリアの注入効率を高めるため、タイプＩ型のバンドラインナップを有するダブルヘテロ構造で活性層、光ガイド層、クラッド層を構成する。
（３）活性層への光の閉じ込めを増強することができる活性層、光ガイド層、クラッド層を構成する。

さらに、本発明では上記構造を実現するため、
（４）結晶品質が高く作製が容易で安定した結晶材料、層構造により活性層、光ガイド層、クラッド層を構成する。あるいは、上記活性層、光ガイド層、クラッド層の結晶品質を向上させることができる結晶成長技術を提供する。

具体的には、活性層を光ガイド層で挟み、光ガイド層を構成する超格子の井戸層に、Ｂｅを含む活性層と同一組成の結晶を使用する。さらに、光ガイド層に１−５ＭＬの薄膜障壁層を用いたＢｅを含む超格子を適用することにより、上記指針（１）−（３）を実現する。さらに、Ｂｅを含む活性層と同一組成の結晶を光ガイド層のみならず、クラッド層にも適用することにより、簡便にタイプＩ型のバンドラインナップを実現する。

また、光ガイド層、クラッド層の超格子を活性層の組成と同一な組成を持つＢｅ系ＩＩ−ＶＩを構成要素とすること、ＩｎＰ基板との格子不整合度を１％以下にすること、及びＺｎ照射による界面急峻化を組み合わせることにより、上記指針（４）を実現する。

以上の提案によりにより、高信頼化を保ちつつ、室温連続発振が可能なレーザ構造を提供して、提案した構造結晶を高品質、安易に作製することが可能になる。

この発明によれば、従来よりも実用性の高い黄色から緑色で発光する半導体レーザの作製が実現できる。

初めに本発明の原理の概要を説明する。

図２（ａ）に本発明の１例の素子構造、（ｂ）にバンドラインナップを示す。図２（ｂ）の太い実線は超格子内部に形成されたミニバンドを示す。図２において、２１はＡｕ−Ｇｅよりなるｎ電極、２２はＩｎＰ基板、２３はＩｎＧａＡｓバッファ層、２４はＣｌドープＺｎＣｄＳｅバッファ層、２５はＣｌドープＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子よりなる下部クラッド層、２６はＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子層、２７はＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｎ側光ガイド、２８はＢｅＺｎＳｅＴｅ活性層、２９はＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｐ側光ガイド、３０はＮドープＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＴｅ超格子よりなる上部クラッド層、３１はＮドープＢｅＺｎＴｅ／ＺｎＴｅ超格子層、３２はＮドープＺｎＴｅキャップ層、３３はＡｕよりなるｐ電極、３４は絶縁層である。

図２に示す構造は、Ｂｅ_ｘＺｎ_１−ＸＳｅ_ＹＴｅ_１−Ｙ活性層２８（膜厚７．５ｎｍ）を中心として、ＭｇＳｅ／Ｚｎ_０．４８Ｃｄ_０．５２Ｓｅ（２ＭＬ／４ＭＬ）ｎクラッド層２５（膜厚８００ｎｍ）およびＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．４８Ｚｎ_０．５２Ｔｅ（４ＭＬ／６ＭＬ）ｐクラッド層９（膜厚５００ｎｍ）を配置する３層構造を基本構造とする点においては、図１の構成と同じである。しかし、活性層２８の直下に、ＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２（１ＭＬ／５ＭＬ）ｎ側光ガイド層２７（膜厚１００ｎｍ）を配置して、ＭｇＳｅ／Ｚｎ_０．４８Ｃｄ_０．５２Ｓｅ（２ＭＬ／１ＭＬ）超格子層２６（膜厚５０ｎｍ）を配置している。さらに、活性層２８の直上には、ＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２（１ＭＬ／５ＭＬ）ｐ側光ガイド層２９（膜厚５０ｎｍ）を配置している。

すなわち、本発明の図２に示す構造は、図１に示す構造と比較して、活性層２８のＰ側直上のＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ層８（図１）を取り除くとともに、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子ｎ側光ガイド２７、ｐ側光ガイド２９を加えた構造である点で異なる。本発明は、活性層２８を光ガイド層２７，２９で挟み、光ガイド層２７，２９を構成する超格子の井戸層に、Ｂｅを含む活性層２８と同一組成の結晶を使用することを特徴とする。この例では光ガイド層２７，２９の組成にはＢｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２を用いた。

次に、計算により、従来構造（図１）と本発明構造（図２）の特性を比較する。図３（ａ）に従来構造のＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ光ガイド層６による活性層７への光閉じ込め係数と、本発明構造のＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ光ガイド層２７，２９による活性層２８への光閉じ込め係数のＢｅＺｎＳｅＴｅ活性層膜厚依存性を示した。また、図３（ｂ）に、レーザしきい値電流密度のＢｅＺｎＳｅＴｅ活性層膜厚依存性を示した。ここで、本発明構造のｎ側光ガイド２７、ｐ側光ガイド２９の膜厚は、トータル２００ｎｍのもとで、特性が最大になるようそれぞれに分配する。

図３（ａ）から分かるように、本発明の構造では光閉じ込め係数は従来構造に比べ２倍以上大きい。これは主に光ガイド層２７，２９のＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子の実効的な屈折率２．７４が光ガイド層６のＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子の実効的な屈折率２．３４より大きいことによる。また、ｎ側光ガイド層２７の膜厚は〜１５０ｎｍ、ｐ側光ガイド層２９の膜厚は〜５０ｎｍ程度で光閉じ込めが最大となった。これは、ｎクラッド層２５の屈折率がｐクラッド層３０に比べ小さいためである。この光閉じ込め結果を用いて計算したキャビティ長１ｍｍ、端面反射率０．２の場合のしきい値電流密度を図３（ｂ）に示した。

光閉じ込め効果の増大を反映して、本発明の光ガイド層２７，２９を用いたレーザのしきい値は従来例より小さいものとすることができることがこの計算により確認された。特に、活性層２８の膜厚１０ｎｍでは５００Ａ／ｃｍ^２までのしきい値低減が可能である。また、ＩｎＰ基板に格子整合するＢｅＺｎＳｅＴｅは組成を選択することによりバンドキャップの調整が可能である（図５（ｂ）参照）。ここで用いるＢｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２を井戸層に、ＭｇＳｅを障壁層に用いることによりタイプＩの超格子が得られる。従って、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子を光ガイド層２７，２９に用いることにより、２つの光ガイド層２７，２９と活性層２８はタイプＩのダブルヘテロ構造を形成できる。

従って、従来例で問題となった活性層ｎ側端で生じたタイプＩＩ発光による注入キャリアの減衰は防止できる。ここで示したＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子はこれまでの報告ではみられない新たな超格子であり、本発明の有力な材料の１つである。このように本発明の構造は上述の指針（１）−（３）に従った改善ができる。

また、この例では、光ガイド層２７，２９はＭｇＳｅ膜厚が１ＭＬと十分薄いため、各々のＢｅＺｎＳｅＴｅ井戸層はこれと結合してミニバンドを形成する。ＢｅＺｎＳｅＴｅ井戸層の膜厚を調整することにより、ミニバンドに起因するエネルギー準位を制御することができる。ここでエネルギー準位がミニバンドに起因していることはレーザ応用上重要である。半導体レーザでは、必須な光、キャリア閉じ込めをもたらすためクラッド層、光ガイド層、活性層のバンドギャップを適当に調整することに加え、活性層に効率よくキャリアを注入することが必要である。ミニバンドは図１（ｂ）、図２（ｂ）に模式的に示したように井戸層・障壁層を含む超格子全体に形成されるため、この準位を通した超格子積層膜と垂直方向のキャリア伝導が可能である。ミニバンドが井戸層・障壁層を含む超格子全体に形成されるためには、ＭｇＳｅ膜厚は５ＭＬ以下とすることが必要である。このように１−５ＭＬの薄膜障壁層を用いたＢｅを含む超格子を適用することが本発明の１つの特徴である。

指針（４）に示した容易かつ高品質結晶成長技術は、活性層の組成と同一な組成を持つＢｅ系ＩＩ−ＶＩを構成要素とする超格子を光ガイド層、クラッド層に適用することによりもたらされる。通常、結晶成長、特に分子線エピタキシ（ＭＢＥ）法では多元系結晶の組成制御は原料の温度を精密に制御することにより行なわれる。従って、組成の異なる結晶、例えばＢｅ_０．１Ｚｎ_０．９Ｓｅ_０．１Ｔｅ_０．９とＢｅ_０．２Ｚｎ_０．８Ｓｅ_０．２Ｔｅ_０．８とを連続して成長させる場合、第１層を成長させた後、原料温度が安定するまでの間、成長を中断する必要がある。その間に高温にさらされる第１層表面の劣化が無視できない問題となる。この劣化を防止するため、両者の間に熱耐性の大きな表面保護層を薄く形成する場合もある。しかし、この表面保護層は、本来の結晶構造に存在すべき材料とは異なるものであるので、好ましいものではない。

本発明では、バンドギャップ、屈折率等の異なる物性の要求される層（活性層、光ガイド層、クラッド層）の組成を変化させることなく超格子の構造の変化により実現する。すなわち、一定の組成を持つ井戸層（上記例ではＢｅＺｎＳｅＴｅ）、障壁層（ＭｇＳｅ）を用い、その膜厚を調整することで各層の要求仕様を実現する。すなわち、ＢｅＺｎＳｅＴｅの組成を選択することにより、ＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＭｇＳｅ超格子のバンド接続をタイプＩにすることができる。従って、膜厚の異なるＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＭｇＳｅ超格子（ＢｅＺｎＳｅＴｅ組成一定）を組み合わせて、活性層、光ガイド層、クラッド層を作製することにより、キャリア注入効率の高いタイプＩ接続が可能である。これにより、屈折率を活性層、光ガイド層、クラッド層の順に配列させることが可能であり、十分な光閉じ込めが可能になる。

また、これにより結晶成長に要する時間を短縮する経済的効果のみならず、本発明の目的とする高信頼化のための高品質結晶、すなわち成長中断の無い連続した成長で混晶組成の安定した結晶を容易に得ることができる。また、本発明では結晶の高品質化のため、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子形成時にＺｎ照射を取り入れる。これはＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ界面を急峻にするため、Ｚｎ照射によりＭＢＥ成長チャンバ内のＳｅ雰囲気を短時間で除去する手法である。

以下、従来公知技術と本発明の関係を述べる。本発明ではＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＺｅＴｅ等の超格子内に形成するミニバンドを介したキャリア輸送を利用している。ミニバンド、およびミニバンドを介したキャリア輸送は古くから良く知られた技術である。ミニバンド輸送を半導体レーザ特にＩＩ−ＶＩ族半導体レーザに利用した例に、ジェフリーガダンらによる特開平８−２５０８１０「ミニバンドを有する半導体素子」が挙げられる。この特開平８−２５０８１０は、半導体レーザの室温連続発振の実現を目的とし、ＩＩ−ＶＩ族半導体をも考慮してＭｇＳｅ／ＭｇＳＳｅ系材料の有効性に言及している。しかし、彼らはＧａＡｓ基板上に形成したＩＩ−ＶＩ族半導体を対象としている。

これに対して、本発明では、ＩｎＰ基板とし、ＩｎＰ基板に格子整合し、且つＢｅを含むＩＩ−ＶＩ族を対象とし、有力材料として、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ系材料の採用を提案する。これにより、実用化の必須課題である高信頼化を実現するものとしている。

また、Ｚｎ照射に関して、発明者らはこれまでＩＩＩ−Ｖ／ＩＩ−ＶＩ族界面（Kishino et al., Phys. Stat. Sol., 6, (2004) 1477-1486.、あるいは、Jpn. J. Appl. Phys, Vol. 38 (1999) pp.2598-2602.）の界面制御、ＭｇＳｅ／ＺｎＳｅＴｅ超格子界面、あるいは、ＺｎＣｄＳｅ／ＢｅＺｎＴｅ超格子界面（Jpn. J. Appl. Phys. Vol. 40 Part1 No. 12 (2001) pp.6747-6752.）の急峻性を確保するため試みた。しかし、これまで、発明者らの報告を含め、超格子界面へのＺｎ照射と光学特性を系統的に調べた報告例は見られない。

本発明では、光ガイド層２７，２９のＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子の形成過程でＺｎ照射を試みるとともに、指針（４）で示した高品質結晶成長技術、バンドギャップ制御技術をＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子に関して検討する。

図４に作製した試料構造を示す。４１はＩｎＰ基板、４２はＩｎＰバッファ層、４３はＩｎＧａＡｓバッファ層、４４はＺｎＣｄＳｅバッファ層、４５はＢｅＺｎＳｅＴｅ層、４６はＺｎＴｅキャップ層である。

作製の手順は以下のようである。先ず、ＩｎＰ基板４１に適切な表面処理を行なったのちに、ＭＢＥ（分子線エピタキシ）装置内へセットする。試料交換用の準備室に入れて真空ポンプで１０^−３Ｐａ以下まで真空引きし、１００℃まで加熱し残留水分及び不純物ガスを脱離させる。次に、ＩＩＩ−Ｖ族専用成長室に搬送し、ＩｎＰ基板４１の表面にＰ分子線をあてながら基板温度を５００℃に加熱することで基板表面の酸化膜を除去する。その後、基板温度４５０℃でＩｎＰバッファ層４２（膜厚３０ｎｍ）を成長させ、基板温度４７０℃でＩｎＧａＡｓバッファ層４３（膜厚２００ｎｍ）を成長させる。次に、試料をＩＩ−ＶＩ族専用成長室に搬送し、基板温度２００℃においてＺｎ分子線照射及びＺｎＣｄＳｅ低温バッファ層４４（膜厚１００ｎｍ）の成長を行なわせ、その後、基板温度３００℃においてＩｎＰ基板にほぼ格子整合したＢｅＺｎＳｅＴｅ層４５（膜厚５００ｎｍ）、ＺｎＴｅキャップ層４６（膜厚５ｎｍ）を順次積層した。ここで、ＢｅＺｎＳｅＴｅの組成を変化させた６種類の試料を作製した。それらの試料をＸ線回折法、フォトルミネッセンス法（ＨｅＣｄレーザ励起、室温測定）により評価した。

図５（ａ）に、作製した６種類の試料について、Ｂｅ組成に対するフォトルミネッセンスピーク波長強度（縦軸右側）、フォトルミネッセンス半値幅（縦軸左側）を示した。Ｂｅ組成はＸ線回折法によるＩｎＰ基板からの格子不整合度、フォトルミネッセンスピーク波長から算出した。なお、図に示した試料の格子不整合度〔（試料格子定数）―（ＩｎＰ格子定数）〕／（ＩｎＰ格子定数）〕は１％以下であった。作製した試料は、室温で十分な発光を示した。特にＢｅ組成０．１６の試料は発光強度が強く、半値幅も狭いことから優れた結晶性を持つことがわかった。なお、格子不整合度が１％を超えた試料ではフォトルミネッセンス信号、及びＸ線回折信号に劣化がみられた。また、格子不整合度が１％を超えた試料では発光強度の劣化が顕著になった。格子不整合度が１．５％では発光強度は１桁以上劣化した。このことから、格子不整合度を１％以内に制御することが、本材料系をレーザ素子に適用する場合の１つの基準と考えた。

また、本発明では、活性層に用いる混晶（ここではＢｅＺｎＳｅＴｅ）を光ガイド層、クラッド層の一部にも適用して結晶性の向上、成長の効率化等を図る。しかし、現実の結晶成長では活性層に用いる混晶と光ガイド層、クラッド層の一部に用いる混晶の組成を完全に一致させることは望めない。そこで、実際の結晶成長（ここではＭＢＥ）において、同一組成の混晶の作製を意図した場合の組成の再現性、組成の変動を実験的に見積もった。その結果、異なるウエハへの成長をも含め、ＢｅＺｎＳｅＴｅ系材料での組成の変動は３０％程度であることがわかった。この値は成長装置、成長材料に依存するものの、結晶成長でのおおよその目安になるものと考えられる。また、組成の変動が３０％程度の光ガイド層、クラッド層組成の変動がレーザ特性に与える影響を図３に示した手法で見積もった。その結果、発振しきい値への影響は５％以下と小さく、実用上問題の無いことがわかった。一方、光ガイド層のＢｅの組成が活性層のＢｅ組成に対して４０％ずれると発振しきい値は１０％以上増加する。この主な原因は、活性層への光閉じ込めの減少である。以上の検討から、活性層のＢｅ組成に対する光ガイド層、クラッド層のＢｅ組成の変動の許容度を３０％とした。

図５（ｂ）に、ＩｎＰに格子整合したＢｅＺｎＳｅＴｅのバンドギャプエネルギーとＢｅ組成の関係の計算結果を示した。格子整合条件の下で、ＢｅＺｎＳｅＴｅのバンドギャップは、ＺｎＳｅＴｅ（Ｂｅ組成＝０）での２．０７ｅＶからＢｅＺｎＴｅ（Ｂｅ組成０．３）の２．６５ｅＶまで変化させることができる。また本系は、ＺｎＳｅＴｅ（Ｂｅ組成＝０）での２．０７ｅＶからＢｅＺｎＳｅＴｅ（Ｂｅ組成＝０．３）での２．６５ｅＶの領域で直接遷移であり、活性層への応用が可能である。図４に示した試作素子の図５（ａ）に示すフォトルミネッセンス波長ピーク強度は、この計算結果と良い一致を示した。本発明で注目する緑色の発光はバンドギャップエネルギー〜２．３ｅＶ（Ｂｅ組成〜０．１４）に対応する。図５（ａ）よりこの近傍のＢｅ組成を持つＢｅＺｎＳｅＴｅは十分な発光強度を有することがわかる。ＢｅＺｎＳｅＴｅは本発明で取り扱う主要材料である。

以上の検討結果を踏まえ、ＢｅＺｎＳｅＴｅの組成に関して本発明では以下の組成の比率を設定する。
（１）活性層Ｂｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶組成：「０．０１＜Ｘ１＜０．３」、特に望ましくは「０．１＜Ｘ１＜０．２」。
（２）活性層Ｂｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１格子不整合度：１％以下。
（３）光ガイド層、クラッド層へ適用するＢｅ_ｘ２Ｚｎ_１−Ｘ２Ｓｅ_Ｙ２Ｔｅ_１−Ｙ２混晶組成：活性層Ｂｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶とのＢｅ組成変動３０％以下。すなわち、０．７×Ｘ１＜Ｘ２＜１．３×Ｘ１、且つ、０．７×Ｙ１＜Ｙ２＜１．３×Ｙ１、の関係を満足すること。

続いてＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子のＭＢＥ成長を検討した。

図６に試作した試料構造を示す。５１はＩｎＰ基板、５２はＩｎＰバッファ層、５３はＩｎＧａＡｓバッファ層、５４はＺｎＣｄＳｅバッファ層、５５はＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層、５６はＺｎＴｅキャップ層である。

作製の手順は以下のようである。先ず、ＩｎＰ基板５１を適切な表面処理を行なったのちに、ＭＢＥ装置内へセットする。試料交換用の準備室に入れて真空ポンプで１０^−３Ｐａ以下まで真空引きし、１００℃まで加熱し残留水分及び不純物ガスを脱離させる。次に、ＩＩＩ−Ｖ族専用成長室に搬送し、ＩｎＰ基板５１の表面にＰ分子線をあてながら基板温度を５００℃に加熱することで基板表面の酸化膜を除去し、その後、基板温度４５０℃でＩｎＰバッファ層５２（膜厚３０ｎｍ）を成長させ、基板温度４７０℃でＩｎＧａＡｓバッファ層５３（膜厚２００ｎｍ）を成長させる。次に、試料をＩＩ−ＶＩ族専用成長室に搬送し、基板温度２００℃においてＺｎ分子線照射及びＺｎＣｄＳｅ低温バッファ層５４（膜厚１００ｎｍ）の成長を行なわせ、その後、基板温度３００℃においてＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２超格子層５５（膜厚５００ｎｍ，２ＭＬ／８ＭＬ）、ＺｎＴｅキャップ層５６（膜厚５ｎｍ）を順次積層した。

Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２の成長速度は０．１４６ｎｍ／ｓｅｃ、ＭｇＳｅの成長速度は０．０１７５ｎｍ／ｓｅｃとした。ここで、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子の膜質改善のためＺｎ照射を試みた。

Ｚｎ照射による結晶性の改善は、ＩＩ−ＶＩ族ＭＢＥ成長ではこれまでもしばしば用いられた手法である。例えば、ＩＩＩ−Ｖ／ＩＩ−ＶＩ界面の成長前処理（Kishino et al., Phys. Stat. Sol., 6, (2004) 1477-1486.）、あるいは、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＴｅ超格子の層切り替え時（Jpn. J. Appl. Phys, Vol. 38 (1999) pp.2598-2602.）に用いられた報告がある。ここでは、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子のＢｅＺｎＳｅＴｅ成長の前後に一定時間のＺｎ照射を行ない、Ｚｎ照射時間と作製した試料のフォトルミネッセンス強度の関係を系統的に調べた。結果を図７に示す。横軸にＺｎ照射時間を、縦軸にフォトルミネッセンス強度のピーク値を示す。フォトルミネッセンス強度は、ＨｅＣｄレーザを励起光源に室温で測定した。Ｚｎ照射時間４秒の時フォトルミネッセンス強度は最大になり、Ｚｎ照射を行なわない場合に比べ約４桁の増強を示した。これは、Ｚｎ照射によりＭＢＥチャンバ内のＳｅ，ＴｅのＶＩ族元素が消費されるため、それに続く異種成長でのＳｅ，Ｔｅ混入を抑制することができ、その結果、急峻なヘテロ界面が形成されると考えられる。なお、図７に示すＢｅＺｎＳｅＴｅ ｂｕｌｋと付記された線はＢｅＺｎＳｅＴｅバルク（ＭｇＳｅ層無し）でのフォトルミネッセンス強度の値である。また、本試料を透過型電子顕微鏡で観察したところ、Ｚｎ照射時間４秒以上の試料では、超格子ヘテロ界面にＺｎと考えられる１ＭＬ程度の層が見られた。

上述の報告例では、Ｚｎ照射と超格子結晶の結晶性との相関には触れられていない。また、これまで、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子系を取り上げた報告はみられず、本系でのＺｎ照射による結晶性改善は本発明によって得られた新たな知見である。すなわち、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子形成過程においてＺｎ照射を行なうこと、及びその結果、ヘテロ界面にＺｎの薄膜層が形成されることは、本発明によるＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子作製法、同作製法による超格子構造の特徴の１つと言える。本発明においては、形成されるＺｎの薄膜層は、ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層の組成のひとつであり、これが存在することは障害とならない。

次に、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子のレーザへの適用の可能性を調べるため、バンド構造を検討した。ここでは、ＭｇＳｅ層の膜厚を２ＭＬと一定にしてＢｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２層の膜厚を変化させることにより、発光波長の変化を系統的に調べた。試料構造、成長条件はＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子の膜厚を変化させたことを除き図６と同様である。Ｚｎ照射時間は前図の結果を踏まえ、４秒とした。

図８にＭｇＳｅ層２ＭＬ、ＢｅＺｎＳｅＴｅ層８ＭＬの超格子の室温でのフォトルミネッセンススペクトルを示す。横軸は波長、縦軸はフォトルミネッセンス強度である。ピーク波長は５１４ｎｍ，半値幅は１１４ｍｅＶであった。この時、超格子内のＭｇＳｅ層の膜厚比、すなわちＭｇＳｅ層膜厚／（ＭｇＳｅ層膜厚＋ＢｅＺｎＳｅＴｅ層膜厚）は、２ＭＬ／（２ＭＬ＋８ＭＬ）＝０．２である。

ＭｇＳｅ層の膜厚２ＭＬの下で、ＢｅＺｎＳｅＴｅの膜厚を１８ＭＬ，８ＭＬ，４ＭＬ，３ＭＬおよび２ＭＬに変化させた超格子を作製した。従って、ＭｇＳｅ層の膜厚比はそれぞれ０．１，０．２，０．３３，０．４および０．５である。図９にこれらの試料の１５Ｋ、室温で測定したフォトルミネッセンスのピーク波長（右軸）およびフォトルミネッセンスのフォトンエネルギー（左軸）を示した。横軸には、上記ＭｇＳｅ層の膜厚比を“Ｍｇ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ”として示した。比較のため、ＢｅＺｎＳｅＴｅバルク（ＭｇＳｅ層無し）の測定値を楕円で囲って示した。

図９から分かるように、ＭｇＳｅ層の膜厚比Ｍｇ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎが大きくなるに従い、ピーク波長は高エネルギー側（長波長側）に移行した。これは良く知られた超格子での量子井戸効果によるものである。

本系では、ＭｇＳｅ層の膜厚が２ＭＬと十分薄いため、各々のＢｅＺｎＳｅＴｅ井戸層は結合してミニバンドを形成する。ＢｅＺｎＳｅＴｅ井戸層の膜厚が狭くなる（Ｍｇ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎが大きくなる）に従い、価電子帯、伝導帯に形成されるミニバンド間の遷移エネルギーは大きくなる。その結果、Ｍｇ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎが大きくなるにつれて、図８に示したピークエネルギの増大がもたらされる。このようにＢｅＺｎＳｅＴｅ井戸層の膜厚を調整することにより、ミニバンドに起因するエネルギー準位を２．３５ｅＶから２．７５ｅＶ（室温）まで制御することができた。

ここで、エネルギー準位がミニバンドに起因していることはレーザ応用上重要である。半導体レーザでは、必須な光、キャリア閉じ込めをもたらすためクラッド層、光ガイド層、活性層のバンドギャップを適当に調整することに加え、活性層に効率よくキャリアを注入することが必要である。ミニバンドは図１，２に模式的に示したように井戸層・障壁層を含む超格子全体に形成されるため、この準位を通した超格子積層膜と垂直方向のキャリア伝導が可能である。その際のバンドキャップは図９のピークエネルギがほぼ対応する。従って、図９の結果は、膜厚の異なるＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子を組み合わせることにより、半導体レーザのクラッド層、光ガイド層、活性層を構成できる可能性を示す。

図１０は、横軸にＭｇＳｅ層の膜厚比Ｍｇ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎをとって、上述のＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子の規格化されたフォトルミネッセンスピーク強度を示した。フォトルミネッセンスピーク強度は結晶性の目安の１つとなる。超格子試料では、楕円で囲って示したバルク（Ｍｇ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ＝０）による値に比べ、室温のフォトルミネッセンス測定でＭｇ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎに応じて１桁〜３桁強い信号強度が観測された。このことから、試作した超格子は半導体レーザのクラッド層、光ガイド層、活性層に適用可能な品質を持つものと考えられる。

超格子での発光強度の増強は通常みられる現象であるが、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子系での上記発光強度の増強は注目に値する。ＭｇＳｅは、閃亜鉛型結晶構造を持つ通常のＩＩ−ＶＩ族半導体とは異なる岩塩型結晶構造をとり易いこと等のため、一般に良質の結晶を作製することが困難である。本試作ではＭｇＳｅの膜厚を２ＭＬと薄くしたこと、Ｚｎ照射により超格子界面の改善を図ったことにより、十分な結晶品質を確保できた。

ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子を半導体レーザのクラッド層に適用するためには１０^１８ｃｍ^−３程度のドーピングを行なう必要がある。以下、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子を母体とするクラッドへのｎ型、ｐ型ドーピングを検討した結果を示す。

図１１（ａ）にｎ型クラッド用ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子試料の構造、（ｂ）に超格子試料のバンドラインナップを示す。６１はＩｎＰ基板、６２はＩｎＰバッファ層、６３はＩｎＧａＡｓバッファ層、６４はＺｎＣｄＳｅバッファ層、６５はＣＬドープのＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子層、６６はＡｌ／Ｔｉショットキー型の電極である。

先ず、ＩｎＰ基板６１を適切に表面処理を行なったのちに、ＭＢＥ装置内へセットする。試料交換用の準備室に入れて真空ポンプで１０^−３Ｐａ以下まで真空引きし、１００℃まで加熱し残留水分及び不純物ガスを脱離させる。次に、ＩＩＩ−Ｖ族専用成長室に搬送し、基板表面にＰ分子線をあてながら基板温度を５００℃に加熱することで基板表面の酸化膜を除去し、その後、基板温度４５０℃でＩｎＰバッファ層６２（膜厚３０ｎｍ）を成長させ、基板温度４７０℃でＩｎＧａＡｓバッファ層６３（膜厚２００ｎｍ）を成長させる。次に、試料をＩＩ−ＶＩ族専用成長室に搬送し、基板温度２００℃においてＺｎ分子線照射及びＺｎＣｄＳｅ低温バッファ層６４（膜厚１００ｎｍ）の成長を行なわせ、その後、基板温度３００℃においてＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｃｄ_．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２／Ｚｎ_０．４８Ｃｄ_０．５２Ｓｅ超格子（３ＭＬ／２ＭＬ／１ＭＬ）ｎ型層（膜厚０．５μｍ）６５を順次積層する。ｎ型ドーピングにはＺｎＣｌ_２を用いた。次に、ＴｉとＡｌの蒸着及びレジストと光露光によるパターニングにより、ショットキー型の電極６６を形成する。この電極を用いて室温での容量−電圧（Ｃ−Ｖ）法測定を行ない、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子層での実効ドナー（ｎ型ドーピング）濃度を求めた。ＺｎＣｌ_２のドーピング量を変化させることで実効ドナー濃度３×１０^１７〜３×１０^１８ｃｍ^−３を得た。

この超格子で高濃度のｎ型ドーピングが達成できた理由は、新たに導入するＺｎＣｄＳｅへのｎ型高濃度ドーピングが可能なためである。すなわち、超格子（ｎ型層６５の中に導入する第３の層ＺｎＣｄＳｅ層によりｎ型クラッドに必要なキャリア濃度を確保して、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ層によりクラッドに必要なバンドキャップ（ミニバンド帯間遷移エネルギー）を実現するものである。ここで超格子クラッド中のキャリア供給層となる第３の層にはＺｎＣｄＳｅの他、ＺｎＳｅ、ＣｄＳｅ、ＢｅＳｅ、ＢｅＺｎＳｅ、ＭｇＺｎＳｅＴｅ、ＺｎＳｅＴｅ、ＢｅＣｄＳｅ、ＭｇＺｎＣｄＳｅ、ＭｇＺｎＳｅ、又はＭｇＣｄＳｅ層でも十分な効果を得ることができる。

また、ＩｎＰ基板６１との格子整合に関しては、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＺｎＣｄＳｅ１周期の中で各層の歪、膜厚を調整することで、超格子全体の歪を相殺することもできる。なお、バンドギャップの大きな層と高濃度のドーピングが可能な層とを組み合わせて、上記特性を得る手法自体は、発明者らがｐ型ＺｎＣｄＳｅ／ＺｎＴｅ超格子においてこれまで報告した方法である（第６６回応用物理学会学術講演会７ａ−ＺＡ−７斉藤他）。

本発明では、この手法をＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子に適用できることを示した。なお、ｎ型クラッドに関しては、第３のキャリア供給層を含まないＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子においても実効ドナー濃度１ｘ１０^１８ｃｍ^−３を実現できることを確認した。

次に、同様な試料構造でラジカル窒素によるｐ型ドーピングを試みた。しかしＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子では十分なドナー濃度を得ることはできなかった。そこで、新たにＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子にＺｎＳｅＴｅを加えた超格子へのｐ型ドーピングを試みた。

図１２（ａ）に、ｐ型クラッド用ＭｇＳｅ／ＺｎＳｅＴｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子（３ＭＬ／１ＭＬ／２ＭＬ）試料の構造、（ｂ）に、この構造におけるＭｇＳｅ／ＺｎＳｅＴｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子のバンドラインナップを示す。７１はＩｎＰ基板、７２はＩｎＰバッファ層、７３はＩｎＧａＡｓバッファ層、７４はＺｎＣｄＳｅバッファ層、７５は窒素（Ｎ）ドープのＭｇＳｅ／ＺｎＳｅＴｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層、７６はＡｌ／Ｔｉショットキー型の電極である。

先ず、ＩｎＰ基板７１を適切な表面処理を行なったのちに、ＭＢＥ装置内へセットする。試料交換用の準備室に入れて真空ポンプで１０^−３Ｐａ以下まで真空引きし、１００℃まで加熱し残留水分及び不純物ガスを脱離させる。次に、ＩＩＩ−Ｖ族専用成長室に搬送し、基板表面にＰ分子線をあてながら基板温度を５００℃に加熱することで基板表面の酸化膜を除去する。その後、基板温度４５０℃でＩｎＰバッファ層７２（膜厚３０ｎｍ）を成長させ、基板温度４７０℃でＩｎＧａＡｓバッファ層７３（膜厚２００ｎｍ）を成長させる。次に、試料をＩＩ−ＶＩ族専用成長室に搬送し、基板温度２００℃においてＺｎ分子線照射及びＺｎＳｅＴｅ低温バッファ層７４（膜厚１００ｎｍ）の成長を行なわせ、その後、基板温度３００℃においてＭｇＳｅ／ＺｎＳｅ_０．４８Ｔｅ_０．５２／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６超格子（３ＭＬ／１ＭＬ／２ＭＬ）ｐ型層０．５μｍを順次積層する。ｐ型ドーピングにはラジカル窒素ドーピングを施しながら成長させる。

次に、ＴｉとＡｌの蒸着及びレジストと光露光によるパターニングにより、ショットキー型の電極７６を形成する。この電極を用いて室温での容量−電圧（Ｃ−Ｖ）法測定を行ない、ＭｇＳｅ／ＺｎＳｅＴｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層での実効アクセプタ（ｐ型ドーピング）濃度を求めた。得られた最大アクセプタ濃度は１×１０^１８ｃｍ^−３であった。この超格子でｐ型ドーピングが達成できた理由は、図１１に示したｎ型クラッドと同様、新たに導入するＺｎＳｅＴｅ層７４へのｐ型高濃度ドーピングが可能なためである。すなわち、超格子層７５の中のＺｎＳｅＴｅ層でｐ型クラッドに必要なキャリア濃度を確保して、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ層でクラッドに必要なバンドキャップ（ミニバンド帯間遷移エネルギー）を実現するものである。

ここでキャリア供給層にはＺｎＳｅＴｅの他、ＺｎＢｅＴｅ、ＺｎＴｅ、ＭｇＺｎＳｅＴｅ、ＢｅＴｅ、ＭｇＺｎＴｅ層でも十分な効果を得ることができる。また、ＩｎＰ基板７１との格子整合に関しては、ＭｇＳｅ／ＺｎＳｅＴｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ１周期の中で各層の歪、膜厚を調整することで、超格子全体の歪を相殺することもできる。なお、バンドギャップの大きな層と高濃度のドーピングが可能な層とを組み合わせて、上記特性を得る手法自体は、発明者らがｐ型ＺｎＣｄＳｅ／ＺｎＴｅ超格子においてこれまで報告した方法である（第６６回応用物理学会学術講演会７ａ−ＺＡ−７斉藤他）。

本発明では、この手法をＭｇＳｅ／ＺｎＳｅＴｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子に適用できることを示した。また、超格子層７５の中の第３の層ＺｎＳｅＴｅ層を挿入しない場合、すなわちＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子のｐクラッドの可能性を検討した。図１２と同様な方法で調べた本超格子の最大アクセプタ濃度は５×１０^１７ｃｍ^−３であった。この超格子は上記第３の層を持つ超格子に比べ、ミニバンド間の遷移エネルギーが大きく、ｐ型クラッドのみならず、電子ブロック層としても有効である。

以上の検討から緑色・黄色で発振する半導体レーザの高信頼化、室温連続発振実現のために、ＩｎＰにほぼ格子整合したＢｅＺｎＳｅＴｅの膜厚を変化させたＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子を光ガイド層およびクラッド層に適用することの有効性を示す。図１３−図１５に具体的な実施例を示す。

図１３は活性層にＢｅＺｎＳｅＴｅ、光ガイド層にＩｎＰにほぼ格子整合したＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子を適用した実施例である。（ａ）に半導体レーザの構造、（ｂ）にバンドラインナップを示す。図１３において、８１はＡｕＧｅＮｉよりなるｎ電極、８２はＩｎＰ基板、８３はＩｎＧａＡｓバッファ層、８４はＣｌドープＺｎＣｄＳｅバッファ層、８５はＣｌドープＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子よりなる下部クラッド層、８６はＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子よりなる膜厚ステップド超格子層、８７はＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｎ側光ガイド、８８はＢｅＺｎＳｅＴｅ活性層、８９はＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｐ側光ガイド、９０はＮドープＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＴｅ超格子よりなる上部クラッド層、９１はＮドープＢｅＺｎＴｅ／ＺｎＴｅ超格子層、９２はＮドープＺｎＴｅキャップ層、９３はＮｉ／Ｔｉ／Ｐｔ／Ａｕよりなるｐ電極、９４は絶縁層である。本実施例では、活性層８８にＢｅＺｎＳｅＴｅを用い、その両側に同一のＢｅＺｎＳｅＴｅ組成を持つＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ光ガイド層８７，８９を設けた。

以下作製手順を示す。先ず、ＩｎＰ基板８２を適切な表面処理を行なったのちに、ＭＢＥ装置内へセットする。試料交換用の準備室に入れて真空ポンプで１０^−３Ｐａ以下まで真空引きし、１００℃まで加熱し残留水分及び不純物ガスを脱離させる。次に、ＩＩＩ−Ｖ族専用成長室に搬送し、基板表面にＰ分子線をあてながら基板温度を５００℃に加熱することで基板表面の酸化膜を除去する。その後、基板温度４７０℃でＩｎＧａＡｓバッファ層８３（膜厚２００ｎｍ）を成長させる。次に、試料をＩＩ−ＶＩ族専用成長室に搬送し、基板温度２００℃においてＺｎ分子線照射及びＺｎＣｄＳｅ低温バッファ層８４（膜厚１００ｎｍ）の成長を行ない、その後、基板温度２８０℃においてｎ型ＭｇＳｅ／Ｚｎ_０．４８Ｃｄ_０．５２Ｓｅ（２ＭＬ／４ＭＬ）超格子クラッド層８５（膜厚８００ｎｍ）、ｎ型ＭｇＳｅ／Ｚｎ_０．４８Ｃｄ_０．５２Ｓｅ（２ＭＬ／１ＭＬ）超格子クラッド層８６（膜厚２０ｎｍ）を形成し、続いて基板温度３００℃でＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２（１ＭＬ／５ＭＬ）超格子光ガイド層８７（膜厚２０ｎｍ）、Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２単一量子井戸活性層８８（膜厚７．５ｎｍ）、ＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２（１ＭＬ／５ＭＬ）超格子光ガイド層８９（膜厚５ｎｍ）、ＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．４８Ｚｎ_０．５２Ｔｅ（４ＭＬ／６ＭＬ）超格子ｐクラッド層９０（膜厚０．５μｍ）、ＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．４８Ｚｎ_０．５２Ｔｅコンタクト層９１（膜厚５０ｎｍ）、ＺｎＴｅキャップ層９２（膜厚５ｎｍ）を順次積層する。その後、ブロム系ウェットエッチングによりＺｎＴｅキャップ層９２を幅１０μｍのストライプ状に加工する。プラズマＣＶＤ法でＳｉＮ絶縁膜９４を形成後、ＳｉＮ絶縁膜のＰ電極接続部を除去する。電子ビーム蒸着によりＮｉ／Ｔｉ／Ｐｔ／Ａｕよりなるｐ電極９３を形成する。電極形状の加工には、フォトレジストによるリフトオフ法を用いた。３００℃でのＰ電極９３アロイ後、ＩｎＰ基板８２を１００μｍまで研磨して、裏面にＡｕＧｅＮｉよりなるｎ電極８１を蒸着する。ここで、ｎ型ドーピングにはＺｎＣｌ_２を、ｐ型ドーピングにはラジカル窒素ドーピングを施しながら成長させた。ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＴｅ超格子の成長では超格子のそれぞれの層の成長の前に、４秒のＺｎ照射を行なった。

ヘキ開により素子長１ｍｍのレーザ構造を作製する。この実施例の素子は直流電流駆動１５０ｍＡで室温発振する。発振波長は５６０ｎｍであった。図１に示した従来例を改良した本実施例のレーザ構造で室温発振を実現できた理由は、上述の検討結果で示した以下の効果によるものと考えられる。
（１）ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ光ガイドによる光閉じ込めの向上。
（２）ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ光ガイドによる活性層ｎ側端でのタイプＩＩ発光を防止したことによる活性層へのキャリア注入効率の上昇。
また、
（３）Ｚｎ照射、及び活性層と超格子光ガイド層に同一の組成を持つＢｅＺｎＳｅＴｅを用いたことによる結晶性の改善も特性向上に寄与しているものと予想される。

図１４は活性層にＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ、下部クラッド層および光ガイド層にＩｎＰにほぼ格子整合したＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子、上部クラッド層にＩｎＰにほぼ格子整合したＭｇＳｅ／ＺｎＳｅＴｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子を適用した実施例である。（ａ）に半導体レーザの構造、（ｂ）にバンドラインナップを示す。

図１４において、１０１はＡｕＧｅＮｉよりなるｎ電極、１０２はＩｎＰ基板、１０３はＩｎＧａＡｓバッファ層、１０４はＣｌドープＺｎＣｄＳｅバッファ層、１０５はＣｌドープＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子よりなる下部クラッド層、１０６はＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｎ側光ガイド、１０７はＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ活性層、１０８はＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｐ側光ガイド、１０９はＮドープＭｇＳｅ／ＺｎＳｅＴｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子よりなる上部クラッド層、１１０はＮドープＢｅＺｎＴｅ／ＺｎＴｅ超格子層、１１１はＮドープＺｎＴｅキャップ層、１１２はＮｉ／Ｔｉ／Ｐｔ／Ａｕよりなるｐ電極、１１３は絶縁層である。本実施例では、図１３の実施例と比較して、活性層１０７にＢｅＺｎＳｅＴｅに代えて、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅを用い、下部クラッド層１０５はＣｌドープＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子、上部クラッド層１０９はＮドープＭｇＳｅ／ＺｎＳｅＴｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子とした。

以下作製手順を示す。先ず、ＩｎＰ基板１０２を最適な表面処理を行なったのちに、ＭＢＥ装置内へセットする。試料交換用の準備室に入れて真空ポンプで１０^−３Ｐａ以下まで真空引きし、１００℃まで加熱し残留水分及び不純物ガスを脱離させる。次に、ＩＩＩ−Ｖ族専用成長室に搬送し、基板表面にＰ分子線をあてながら基板温度を５００℃に加熱することで基板表面の酸化膜を除去し、その後、基板温度４７０℃でＩｎＧａＡｓバッファ層１０３を膜厚２００ｎｍ成長する。次に、試料をＩＩ−ＶＩ族専用成長室に搬送し、基板温度２００℃においてＺｎ分子線照射及びＺｎＣｄＳｅ低温バッファ層１０４（膜厚１００ｎｍ）の成長を行ない、その後、基板温度３００℃においてｎ型ＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２（３ＭＬ／３ＭＬ）超格子クラッド層１０５（膜厚８００ｎｍ）、アンドープＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２（１ＭＬ／５ＭＬ）超格子光ガイド層１０６（膜厚２０ｎｍ）、アンドープＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２（１ＭＬ／１０ＭＬ）多重井戸活性層１０７（膜厚１０ｎｍ）、アンドープＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２（１ＭＬ／５ＭＬ）超格子光ガイド層１０８（膜厚５０ｎｍ）、ｐ型ＭｇＳｅ／ＺｎＳｅ_０．５Ｔｅ_０．５／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２（３ＭＬ／１ＭＬ／２ＭＬ）超格子クラッド層１０９（膜厚８００ｎｍ）、Ｂｅ_０．４８Ｚｎ_０．５２Ｔｅ／ＺｎＴｅコンタクト層１１０（膜厚５０ｎｍ）、ＺｎＴｅキャップ層１１１（膜厚５ｎｍ）を順次積層する。ｎ型ドーピングにはＺｎＣｌ_２を、ｐ型ドーピングにはラジカル窒素ドーピングを施しながら成長させた。ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＴｅ超格子の成長では超格子のそれぞれの層の成長の前に、４秒のＺｎ照射を行なった。その後、ブロム系ウェットエッチングによりＺｎＴｅキャップ層を幅１０μｍのストライプ状に加工する。プラズマＣＶＤ法でＳｉＮ絶縁膜を形成後、ＳｉＮ絶縁膜のＰ電極接続部を除去する。電子ビーム蒸着によりＮｉ／Ｔｉ／Ｐｔ／Ａｕよりなるｐ電極を形成する。電極形状の加工には、フォトレジストによるリフトオフ法を用いた。３００℃でのＰ電極アロイ後、ＩｎＰ基板を１００μｍまで研磨して、裏面にＡｕＧｅＮｉよりなるｎ電極を蒸着する。ヘキ開により素子長１ｍｍのレーザ構造を作製する。図１４に示す半導体レーザは直流電流駆動２００ｍＡで室温発振する。発振波長は５７０ｎｍである。室温連続発振できることは、本発明の効果を示すものである。

図１５は、下部クラッド層にＩｎＰにほぼ格子整合したＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子を適用する点を除けば、図１４に示した実施例と同じである。（ａ）に半導体レーザの構造、（ｂ）にバンドラインナップを示す。

図１５において、１０１はＡｕＧｅＮｉよりなるｎ電極、１０２はＩｎＰ基板、１０３はＩｎＧａＡｓバッファ層、１０４はＣｌドープＺｎＣｄＳｅバッファ層、１２１はＣｌドープＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子よりなる下部クラッド層、１０６はＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｎ側光ガイド、１０７はＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ活性層、１０８はＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｐ側光ガイド、１０９はＮドープＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＺｎＳｅＴｅ超格子よりなる上部クラッド層、１１０はＮドープＢｅＺｎＴｅ／ＺｎＴｅ超格子層、１１１はＮドープＺｎＴｅキャップ層、１１２はＮｉ／Ｔｉ／Ｐｔ／Ａｕよりなるｐ電極、１１３は絶縁層である。本実施例では、図１３の実施例と比較して、活性層１０７にＢｅＺｎＳｅＴｅに代えて、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅを用い、下部クラッド層１２１はＣｌドープＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子、上部クラッド層１０９はＮドープＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＺｎＳｅＴｅ超格子とする。

以下作製手順を示す。先ず、ＩｎＰ基板１０２を最適な表面処理を行なったのちに、ＭＢＥ装置内へセットする。試料交換用の準備室に入れて真空ポンプで１０^−３Ｐａ以下まで真空引きし、１００℃まで加熱し残留水分及び不純物ガスを脱離させる。次に、ＩＩＩ−Ｖ族専用成長室に搬送し、基板表面にＰ分子線をあてながら基板温度を５００℃に加熱することで基板表面の酸化膜を除去し、その後、基板温度４７０℃でＩｎＧａＡｓバッファ層１０３を膜厚２００ｎｍ成長させる。次に、試料をＩＩ−ＶＩ族専用成長室に搬送し、基板温度２００℃においてＺｎ分子線照射及びＺｎＣｄＳｅ低温バッファ層１０４（膜厚１００ｎｍ）の成長を行なわせ、その後、基板温度３００℃においてｎ型ＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２/Ｚｎ_0.48Ｃｄ_0.52Ｓｅ（３ＭＬ／2ＭＬ／1ML）超格子クラッド層１２１（膜厚800 nm）、アンドープＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２（１ＭＬ／５ＭＬ）超格子光ガイド層１０６（膜厚２０ｎｍ）、アンドープＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２（１ＭＬ／１０ＭＬ）多重井戸活性層１０７（膜厚１０ｎｍ）、アンドープＭｇＳｅ／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２（１ＭＬ／５ＭＬ）超格子光ガイド層１０８（膜厚５０ｎｍ）、ｐ型ＭｇＳｅ／ＺｎＳｅ_０．５Ｔｅ_０．５／Ｂｅ_０．１３Ｚｎ_０．８７Ｓｅ_０．３８Ｔｅ_０．６２（３ＭＬ／１ＭＬ／２ＭＬ）超格子クラッド層１０９（膜厚８００ｎｍ）、Ｂｅ_０．４８Ｚｎ_０．５２Ｔｅ／ＺｎＴｅコンタクト層１１０（膜厚５０ｎｍ）、ＺｎＴｅキャップ層１１１（膜厚５ｎｍ）を順次積層する。ｎ型ドーピングにはＺｎＣｌ_２を、ｐ型ドーピングにはラジカル窒素ドーピングを施しながら成長させた。ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子、ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＴｅ超格子の成長では超格子のそれぞれの層の成長の前に、４秒のＺｎ照射を行なった。その後、ブロム系ウェットエッチングによりＺｎＴｅキャップ層を幅１０μｍのストライプ状に加工する。プラズマＣＶＤ法でＳｉＮ絶縁膜を形成後、ＳｉＮ絶縁膜のＰ電極接続部を除去する。電子ビーム蒸着によりＮｉ／Ｔｉ／Ｐｔ／Ａｕよりなるｐ電極を形成する。電極形状の加工には、フォトレジストによるリフトオフ法を用いた。３００℃でのＰ電極アロイ後、ＩｎＰ基板を１００μｍまで研磨して、裏面にＡｕＧｅＮｉよりなるｎ電極を蒸着する。ヘキ開により素子長１ｍｍのレーザ構造を作製する。図１５に示す半導体レーザは直流電流駆動２００ｍＡで室温発振する。発振波長は５７０ｎｍである。室温連続発振できることは、本発明の効果を示すものである。

本願の３つの実施例では、活性層がＢｅを含むＩＩ−ＶＩ族化合物半導体混晶層を有するものとし、下記組み合わせの（１）、（２）に相当する場合について示した。本発明の原理、すなわち
・Ｂｅ添加による高信頼性、
・活性層と同一材料を他の層に適用することによるタイプＩＩ接続の防止、及び光閉じ込め、
・格子整合、Ｚｎ照射による結晶性改善
を考慮すると、本発明が（１）、（２）のどちらかの構造においても従来構造に対する改善効果を有することは明白である。
（１）前記第１の光ガイド層、および第２の光ガイド層、
（２）前記ｎ型クラッド層、および第１の光ガイド層、および第２の光ガイド層、およびｐ型クラッド層。

（ａ）は従来構造のＩｎＰ基板上に作製したＢｅＺｎＳｅＴｅ系発光ダイオード、半導体レーザの断面模式図、（ｂ）は当該発光ダイオード、半導体レーザのバンドラインナップを示す図である。 （ａ）は本発明の半導体レーザの断面模式図、（ｂ）は当該半導体レーザのバンドラインナップを示す図である。 （ａ）は従来構造のＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ光ガイド層による活性層への光閉じ込め係数と、本発明構造のＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ光ガイド層による活性層への光閉じ込め係数のＢｅＺｎＳｅＴｅ活性層膜厚依存性の計算結果の比較を示す図、（ｂ）は従来構造の半導体レーザ、本発明の半導体レーザのそれぞれのしきい値電流密度のＢｅＺｎＳｅＴｅ活性層膜厚依存性の計算結果の比較を示す図である。 ＢｅＺｎＳｅＴｅ試料構造を示す断面模式図である。 （ａ）は試作したＢｅＺｎＳｅＴｅ試料のＢｅ組成に対するフォトルミネッセンスピーク波長とフォトルミネッセンス半値幅を示す図、（ｂ）はＩｎＰ基板に格子整合したＢｅＺｎＳｅＴｅ試料のＢｅ組成に対するバンドギャップエネルギーの計算値を示す図である。 ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子試料構造を示す断面模式図である。 ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子のＺｎ照射時間とフォトルミネッセンス発光強度の関係を示す図である。 ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子のフォトルミネッセンススペクトルを示す図である。 ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子のＭｇ組成（Ｍｇ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）とフォトルミネッセンス発光エネルギーの関係を示す図である。 ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子のＭｇ組成（Ｍｇ ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ）とフォトルミネッセンス発光強度の関係を示す図である。 キャリア濃度測定用ｎ型ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子試料構造とバンドラインナップを示す図である。 キャリア濃度測定用ｐ型ＭｇＳｅ／ＺｎＳｅＴｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子試料構造とバンドラインナップを示す図である。 （ａ）は本発明の実施例の半導体レーザ構造を示す断面模式図、（ｂ）は当該半導体レーザ構造のバンドラインナップを示す図である。 （ａ）は本発明の他の実施例の半導体レーザ構造を示す断面模式図、（ｂ）は当該半導体レーザ構造のバンドラインナップを示す図である。 （ａ）は本発明のさらに他の実施例の半導体レーザ構造を示す断面模式図、（ｂ）は当該半導体レーザ構造のバンドラインナップを示す図である。

符号の説明

１，２１…Ａｕ−Ｇｅよりなるｎ電極、２，２２…ＩｎＰ基板、３，２３…ＩｎＧａＡｓバッファ層、４，２４…ＣｌドープＺｎＣｄＳｅバッファ層、５，２５…ＣｌドープＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子よりなる下部クラッド層、６，２６…ＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子よりなる膜厚ステップド超格子層、７，２８…ＢｅＺｎＳｅＴｅ活性層、８…ＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子層、９…ＮドープＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＴｅ超格子よりなる上部クラッド層、１０，３１…ＮドープＢｅＺｎＴｅ／ＺｎＴｅ超格子層、１１，３２…ＮドープＺｎＴｅキャップ層、１２，３３…Ａｕよりなるｐ電極、１３，３４…絶縁層、２７…ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｎ側光ガイド、２９はＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｐ側光ガイド、３０…ＮドープＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＴｅ超格子よりなる上部クラッド層、４１，５１…ＩｎＰ基板、４２，５２…ＩｎＰバッファ層、４３，５３…ＩｎＧａＡｓバッファ層、４４，５４…ＺｎＣｄＳｅバッファ層、４５…ＢｅＺｎＳｅＴｅ層、４６，５６…ＺｎＴｅキャップ層、５５…ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層、６１，７１…ＩｎＰ基板、６２，７２…ＩｎＰバッファ層、６３，７３…ＩｎＧａＡｓバッファ層、６４，７４…ＺｎＣｄＳｅバッファ層、６５…ＣＬドープのＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層、６６，７６…Ａｌ／Ｔｉショットキー型の電極、７５…ＮドープのＭｇＳｅ／ＺｎＳｅＴｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層、８１，１０１…ＡｕＧｅＮｉよりなるｎ電極、８２，１０２…ＩｎＰ基板、８３，１０３…ＩｎＧａＡｓバッファ層、８４，１０４…ＣｌドープＺｎＣｄＳｅバッファ層、８５，１０５…ＣｌドープＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子よりなる下部クラッド層、８６…ＭｇＳｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子よりなる膜厚ステップド超格子層、８７…ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｎ側光ガイド、８８…ＢｅＺｎＳｅＴｅ活性層、８９…ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｐ側光ガイド、９０…ＮドープＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＴｅ超格子よりなる上部クラッド層、９１，１１０…ＮドープＢｅＺｎＴｅ／ＺｎＴｅ超格子層、９２，１１１…ＮドープＺｎＴｅキャップ層、９３，１１２…Ｎｉ／Ｔｉ／Ｐｔ／Ａｕよりなるｐ電極、９４，１１３…絶縁層、１０６…ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｎ側光ガイド、１０７…ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ活性層、１０８…ＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子層よりなるｐ側光ガイド、１０９…ＮドープＭｇＳｅ／ＺｎＳｅＴｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ超格子よりなる上部クラッド層、１２１…ＣｌドープＭｇＳｅ／ＢｅＺｎＳｅＴｅ／ＺｎＣｄＳｅ超格子よりなる下部クラッド層。

Claims (12)

1. ＩｎＰ基板上にｎ型クラッド層、第１の光ガイド層、活性層、第２の光ガイド層およびｐ型クラッド層を有し、
   前記活性層はＢｅを含むＩＩ−ＶＩ族化合物半導体混晶層を有し、
   下記（１）、又は（２）のいずれかに、前記活性層のＢｅを含むＩＩ−ＶＩ族化合物半導体混晶層と同一の母体元素で構成される第１の層と、他の結晶により構成される第２の層からなる超格子層を有し、
   （１）前記第１の光ガイド層、および第２の光ガイド層、
   （２）前記ｎ型クラッド層、および第１の光ガイド層、および第２の光ガイド層、およびｐ型クラッド層、
   前記第１および第２の光ガイド層と前記活性層は、タイプＩのダブルヘテロ構造を形成し、
   前記第２の層の膜厚が、前記活性層及び該第２の層を含む超格子層にミニバンドを形成する範囲の膜厚に調整され、
   前記（１）、又は（２）のＢｅを有する層のＢｅ組成比Ｘａと、前記活性層のＢｅを有する層のＢｅ組成比Ｘｂが、
   ０．７×Ｘｂ＜Ｘａ＜１．３×Ｘｂ
   の関係を満足することを特徴とする半導体レーザ。
2. 前記（１）、又は（２）のいずれかを構成する前記Ｂｅ組成比Ｘａを有する層のバンドギャップＥｇａと、前記活性層のＢｅ組成比Ｘｂを有する層のバンドギャップＥｇｂが、
   ０．７×Ｅｇｂ＜Ｅｇａ＜１．３×Ｅｇｂ
   の関係を満足する請求項１記載の半導体レーザ。
3. 請求項１に記載の（１）、又は（２）の前記第１の層が、Ｂｅ _ｘ１ Ｚｎ _１−Ｘ１ Ｓｅ _Ｙ１ Ｔｅ _１−Ｙ１ 混晶であり、
   前記活性層をＢｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶により構成するか、またはＢｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶層と他の結晶層との積層構成とし、
   前記（１）、又は（２）の層をＢｅ_ｘ２Ｚｎ_１−Ｘ２Ｓｅ_Ｙ２Ｔｅ_１−Ｙ２混晶井戸層と他の結晶により構成される障壁層との超格子構造とし、
   ここで０．７×Ｘ１＜Ｘ２＜１．３×Ｘ１、且つ、０．７×Ｙ１＜Ｙ２＜１．３×Ｙ１、の関係を満足する請求項１記載の半導体レーザ。
4. 請求項１に記載の（１）、又は（２）の前記第１の層が、Ｂｅ _ｘ２ Ｚｎ _１−Ｘ２ Ｓｅ _Ｙ２ Ｔｅ _１−Ｙ２ 混晶であり、
   前記活性層をＢｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶により構成するか、またはＢｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶層とＭｇＳｅを含む他の結晶層との積層構成とし、
   前記（１）、又は（２）の層をＢｅ_ｘ２Ｚｎ_１−Ｘ２Ｓｅ_Ｙ２Ｔｅ_１−Ｙ２混晶を井戸層とし、ＭｇＳｅ結晶を障壁層とした超格子構造とし、
   ここで０．７×Ｘ１＜Ｘ２＜１．３×Ｘ１、且つ、０．７×Ｙ１＜Ｙ２＜１．３×Ｙ１、の関係を満足する請求項１記載の半導体レーザ。
5. 前記ＭｇＳｅ障壁層の膜厚を１〜５モノレーヤーとした請求項４記載の半導体レーザ。
6. 分子線エピタキシ法によるＩｎＰ基板上に形成したＩＩ−ＶＩ族化合物半導体で構成されるｎ型クラッド層、第１の光ガイド層、活性層、第２の光ガイド層およびｐ型クラッド層を有する半導体レーザ作製方法において、
   前記第１の光ガイド層および第２の光ガイド層、または前記ｎ型クラッド層、および第１の光ガイド層、および第２の光ガイド層、およびｐ型クラッド層のいずれかに、前記活性層のＢｅを含むＩＩ−ＶＩ族化合物半導体混晶層と同一の母体元素で構成される第１の層と、他の結晶により構成される第２の層からなる超格子層を有し、
   前記第１および第２の光ガイド層と前記活性層は、タイプＩのダブルヘテロ構造を形成し、
   前記第２の層の膜厚が、前記活性層及び該第２の層を含む超格子層にミニバンドを形成する範囲の膜厚に調整すること、
   前記活性層をＢｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶により構成するか、またはＢｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶層とＭｇＳｅを含む他の結晶層との積層構造で構成すること、
   前記第１の光ガイド層および第２の光ガイド層、または前記ｎ型クラッド層、および第１の光ガイド層、および第２の光ガイド層、およびｐ型クラッド層を前記活性層のＢｅＺｎＳｅＴｅ混晶と同一組成の混晶を井戸層とする超格子構造により構成すること、
   前記ＢｅＺｎＳｅＴｅ混晶を含む積層構造、超格子構造の形成において、前記ＢｅＺｎＳｅＴｅ混晶を形成する前または、後、または前後に所定の時間のＺｎ照射を行なうこと
   を特徴とする半導体レーザ作製方法。
7. 前記活性層をＢｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶層、またはＢｅ_ｘ２Ｚｎ_１−Ｘ２Ｓｅ_Ｙ２Ｔｅ_１−Ｙ２混晶層とＭｇＳｅ層を有する積層構成により構成する、
   請求項６記載の半導体レーザ作製方法。
8. 前記（１）、又は（２）を前記活性層のＢｅＺｎＳｅＴｅ混晶と同一組成の混晶井戸層およびＭｇＳｅ障壁層を持つ超格子構造により構成するとともに、前記混晶井戸層とＭｇＳｅ障壁層との間に２原子層以下のＺｎを含む層を持つ超格子構造により構成する
   請求項１記載の半導体レーザ。
9. 前記活性層を構成するＢｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶が格子不整合度１％以内で前記ＩｎＰ基板に格子整合し、
   ここで、０．０１＜Ｘ１＜０．３の関係を満足するものとする請求項２記載の半導体レーザ。
10. 前記活性層を構成するＢｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶が格子不整合度１％以内で前記ＩｎＰ基板に格子整合し、
    ここで、０．０１＜Ｘ１＜０．３の関係を満足するものとする請求項３記載の半導体レーザ。
11. 前記活性層を構成するＢｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶が格子不整合度１％以内で前記ＩｎＰ基板に格子整合し、
    ここで、０．０１＜Ｘ１＜０．３の関係を満足するものとする請求項４記載の半導体レーザ。
12. 前記活性層を量子井戸構造で構成し、
    該量子井戸構造を構成する井戸層としてＢｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶またはＭｇＳｅ／Ｂｅ_ｘ１Ｚｎ_１−Ｘ１Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ１混晶より構成される超格子のいずれかを用い、
    前記量子井戸構造を構成する障壁層としてＢｅ_ｘ２Ｚｎ_１−Ｘ２Ｓｅ_Ｙ２Ｔｅ_１−Ｙ２混晶またはＭｇＳｅ／Ｂｅ_ｘ２Ｚｎ_１−Ｘ２Ｓｅ_Ｙ１Ｔｅ_１−Ｙ２混晶より構成される超格子のいずれかを用い、
    ここで、０．７×Ｘ１＜Ｘ２＜１．３×Ｘ１、且つ、０．７×Ｙ１＜Ｙ２＜１．３×Ｙ１、の関係を満足するものとする請求項２記載の半導体レーザ。

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