JPH02275682A - 化合物半導体材料とこれを用いた半導体素子およびその製造方法 - Google Patents
化合物半導体材料とこれを用いた半導体素子およびその製造方法Info
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- JPH02275682A JPH02275682A JP1110501A JP11050189A JPH02275682A JP H02275682 A JPH02275682 A JP H02275682A JP 1110501 A JP1110501 A JP 1110501A JP 11050189 A JP11050189 A JP 11050189A JP H02275682 A JPH02275682 A JP H02275682A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［発明の目的］
（産業上の利用分野）
本発明は、短波長発光素子として有用な広バンドギャッ
プの化合物半導体材料とこれを用いた半導体素子および
その製造方法に関する。
プの化合物半導体材料とこれを用いた半導体素子および
その製造方法に関する。
（従来の技術）
高速度かつ高密度の情報処理システムの発展に１ヤい
短波長半導体レーザの実現が望まれている。従来半導体
レーザの材料としては、ＡｆＩＧａＡｓ系、ＩｎＧａＡ
ｓＰ系、Ａ１１ｎＰ系等の■−Ｖ族半導体材料が使用さ
れて来た。しかしこれらはいずれもバンドギャップの値
が緑色発光の要求にはほど遠い。緑色発光を実現するた
めには、既存の材料でなく、新しい考えに基づく材料設
計が望まれる。
短波長半導体レーザの実現が望まれている。従来半導体
レーザの材料としては、ＡｆＩＧａＡｓ系、ＩｎＧａＡ
ｓＰ系、Ａ１１ｎＰ系等の■−Ｖ族半導体材料が使用さ
れて来た。しかしこれらはいずれもバンドギャップの値
が緑色発光の要求にはほど遠い。緑色発光を実現するた
めには、既存の材料でなく、新しい考えに基づく材料設
計が望まれる。
■−ｖ族化合物半導体材料を大きなバンドギャップとい
う観点から見ると、ＢＮ（４または８ｅＶ）、Ａｌ１
Ｎ （８ｅＶ）、ＧａＮ （Ｌ４ ｅＶ）。
う観点から見ると、ＢＮ（４または８ｅＶ）、Ａｌ１
Ｎ （８ｅＶ）、ＧａＮ （Ｌ４ ｅＶ）。
Ｉ ｎＰ （２，４ｅＶ） 、 Ａ、＆ Ｐ （２，
５ｅＶ）ＧａＰ（２，（および２．８ｅＶ）等の、軽め
の■族元素の窒化物と燐化物が大きいバンドギャップを
有する。しかしながらこれらのうち、ＢＮは、バンドギ
ャップが大きいが４配位（ｓｐ３）結合を有する高圧相
（ｃ−ＢＮ）は合成しにくく、しかも３種の多形を有し
、混合物もでき易いので使用できない。不純物ドーピン
グも難しい。ＩｎＮは、バンドギャップが小さめであり
、熱的安定性に乏しく、また普通多結晶しか得られない
。ＡΩＰ。
５ｅＶ）ＧａＰ（２，（および２．８ｅＶ）等の、軽め
の■族元素の窒化物と燐化物が大きいバンドギャップを
有する。しかしながらこれらのうち、ＢＮは、バンドギ
ャップが大きいが４配位（ｓｐ３）結合を有する高圧相
（ｃ−ＢＮ）は合成しにくく、しかも３種の多形を有し
、混合物もでき易いので使用できない。不純物ドーピン
グも難しい。ＩｎＮは、バンドギャップが小さめであり
、熱的安定性に乏しく、また普通多結晶しか得られない
。ＡΩＰ。
ＧａＰは、いずれもバンドギャップがやや足りない。残
るＡ４７Ｎ、ＧａＮは、バンドギャップが大きく、また
安定性にも優れており、短波長発光用として適している
と言える。ただ、Ａｌｘ。
るＡ４７Ｎ、ＧａＮは、バンドギャップが大きく、また
安定性にも優れており、短波長発光用として適している
と言える。ただ、Ａｌｘ。
ＧａＮは結晶構造がウルツ鉱型（Ｗｕｒｚｅｉｔｅ型、
以下これをＷＺ型と略称する）であり、しかもイオン性
が大きいため格子欠陥が生じ易く、低抵抗のｐ型半導体
を得ることができない。
以下これをＷＺ型と略称する）であり、しかもイオン性
が大きいため格子欠陥が生じ易く、低抵抗のｐ型半導体
を得ることができない。
この様な問題を解決するため、従来の半導体レーサ用に
開発された材料であるＢｘＮを含まない■−■族系の化
合物にＢｘＮを混合してバンドギャップを大きくした材
料を得る試みがなされている。しかし、従来用いられて
いる材料とＢｘＮを含む材料とでは格子定数が２０〜４
０％と大きく異なり、また格子型も異なるため、安定な
結晶は得られていない。例えば、ＧａＰにＮを混合した
場合ｘＮはＧａＰの１％以下しか混合できず、十分広い
バンドギャップを得ることは不可能であった。
開発された材料であるＢｘＮを含まない■−■族系の化
合物にＢｘＮを混合してバンドギャップを大きくした材
料を得る試みがなされている。しかし、従来用いられて
いる材料とＢｘＮを含む材料とでは格子定数が２０〜４
０％と大きく異なり、また格子型も異なるため、安定な
結晶は得られていない。例えば、ＧａＰにＮを混合した
場合ｘＮはＧａＰの１％以下しか混合できず、十分広い
バンドギャップを得ることは不可能であった。
本発明者らの研究によれば、ＧａＮやＡ、ＱＮで低抵抗
のｐ型結晶が得られないのは、イオン性が大きいことに
よる欠陥が生じ易いことの他に、これらが閃亜鉛鉱型（
Ｚ ｊｎｃ Ｂ Ｉｅｎｄｅ型、以下ＺＢ型と略称する
）の結晶構造ではなく、ＷＺ槽構造持っていることが本
質的な原因である。この事情を以下に図面を参照して説
明する。
のｐ型結晶が得られないのは、イオン性が大きいことに
よる欠陥が生じ易いことの他に、これらが閃亜鉛鉱型（
Ｚ ｊｎｃ Ｂ Ｉｅｎｄｅ型、以下ＺＢ型と略称する
）の結晶構造ではなく、ＷＺ槽構造持っていることが本
質的な原因である。この事情を以下に図面を参照して説
明する。
第７図（ａ）は、立方晶の半導体のバンド構造である。
ここでは便宜上伝導帯の底をＦ点にしであるが、他の場
所にあっても議論に本質的な差はない。問題となる価電
子帯の頂上付近は重いホールと軽いホールのバンドが縮
退している。また、価電子帯にはスピン軌道相互作用の
ため低エネルギー側にシフトした軌道が存在する。この
場合はホールは重いバンドと軽いバンドの両方に存在す
るので有効質量は両者の平均になる。しかし、六方晶の
ＷＺ槽構造は強い一軸異方性のため結晶場の影響が強く
現われ、第７図（ｂ）のように重いホールと軽いホール
のバンドの縮退が解け、重いホールのバンドが高エネル
ギー側にシフトしてしまう。その結果、ホールはこの重
いホールのバンドに存在することになる。そのため、ホ
ールの有効質量が重くなるので、アクセプタ準位のエネ
ルギーも深くなり、ホールを放出しにくくなって、低抵
抗のｐ型ができないのである。
所にあっても議論に本質的な差はない。問題となる価電
子帯の頂上付近は重いホールと軽いホールのバンドが縮
退している。また、価電子帯にはスピン軌道相互作用の
ため低エネルギー側にシフトした軌道が存在する。この
場合はホールは重いバンドと軽いバンドの両方に存在す
るので有効質量は両者の平均になる。しかし、六方晶の
ＷＺ槽構造は強い一軸異方性のため結晶場の影響が強く
現われ、第７図（ｂ）のように重いホールと軽いホール
のバンドの縮退が解け、重いホールのバンドが高エネル
ギー側にシフトしてしまう。その結果、ホールはこの重
いホールのバンドに存在することになる。そのため、ホ
ールの有効質量が重くなるので、アクセプタ準位のエネ
ルギーも深くなり、ホールを放出しにくくなって、低抵
抗のｐ型ができないのである。
（発明が解決しようとする課題）
以上のように従来、緑色発光半導体レーザや高輝度青色
ＬＥＤを実現するために必要である、バンドギャップが
例えば２．・７ｅＶ以上と十分大きく、ｐｎ制御が可能
で、結晶の質もよい、という条件を満たす半導体材料は
存在しなかった。
ＬＥＤを実現するために必要である、バンドギャップが
例えば２．・７ｅＶ以上と十分大きく、ｐｎ制御が可能
で、結晶の質もよい、という条件を満たす半導体材料は
存在しなかった。
ＡΩＮ、ＧａＮなどの窒化物は大きいバンドギャップを
得る上で有効な材料であるが、低抵抗のｐ型層を得るこ
とができなかった。
得る上で有効な材料であるが、低抵抗のｐ型層を得るこ
とができなかった。
本発明は上記した点に鑑みなされたもので、大きいバン
ドギャップを有し、ｐｎ制御が可能でしかも安定した結
晶が得られる化合物半導体材料を提供することを目的と
する。
ドギャップを有し、ｐｎ制御が可能でしかも安定した結
晶が得られる化合物半導体材料を提供することを目的と
する。
本発明はまた、その様な化合物半導体材料を用いて構成
された半導体素子およびその製造方法を提供することを
目的とする。
された半導体素子およびその製造方法を提供することを
目的とする。
［発明の構成］
（課題を解決するための手段）
本発明者らの研究によれば、本来ＷＺ構造である結晶で
あっても、安定なＺＢ溝構造有する結晶上に成長させれ
ば、ある程度の厚さまではＺＢ溝構造保つことが判明し
た。従って本発明は第１に、Ｇ ａ ｍ Ａ Ｒ１−Ｉ
Ｎ （０≦ｘ≦１）層を、これとほぼ同一の結合長を
有し、かつＺＢ溝構造あってイオン性が小さくｐｎ制御
が容易であるＢＰ層上に積層してヘテロ接合を構成する
ことにより、窒化物の直接遷移型の広バンドギヤツプ特
性とＢＰの低イオン性で欠陥の生じ難い性質を併せ持つ
ＺＢ溝構造化合物半導体材料を提供する。
あっても、安定なＺＢ溝構造有する結晶上に成長させれ
ば、ある程度の厚さまではＺＢ溝構造保つことが判明し
た。従って本発明は第１に、Ｇ ａ ｍ Ａ Ｒ１−Ｉ
Ｎ （０≦ｘ≦１）層を、これとほぼ同一の結合長を
有し、かつＺＢ溝構造あってイオン性が小さくｐｎ制御
が容易であるＢＰ層上に積層してヘテロ接合を構成する
ことにより、窒化物の直接遷移型の広バンドギヤツプ特
性とＢＰの低イオン性で欠陥の生じ難い性質を併せ持つ
ＺＢ溝構造化合物半導体材料を提供する。
また本発明者らの研究によれば、従来熱力学的に安定な
混晶が作製できないと考えられていたＢとＧａ、ＡｆＩ
、Ｉｎという■族元素の組合わせ、若しくはＮとＰ、Ａ
ｓの組合わせを含む■−ｖ族化合物半導体材料系におい
ても、ＢとＮを同時に比較的多量に混合することにより
、安定な混晶を得ることができる場合のあることが判明
した。それは、Ｇ ａ ｘ Ｂ １−＊ Ｎ ｗ Ｐ
１−ｗ系の混晶において、その組成がＸ−２をほぼ満足
する場合である。透過型電子顕微鏡による観察を行うと
、Ｇａ−Ｎ。
混晶が作製できないと考えられていたＢとＧａ、ＡｆＩ
、Ｉｎという■族元素の組合わせ、若しくはＮとＰ、Ａ
ｓの組合わせを含む■−ｖ族化合物半導体材料系におい
ても、ＢとＮを同時に比較的多量に混合することにより
、安定な混晶を得ることができる場合のあることが判明
した。それは、Ｇ ａ ｘ Ｂ １−＊ Ｎ ｗ Ｐ
１−ｗ系の混晶において、その組成がＸ−２をほぼ満足
する場合である。透過型電子顕微鏡による観察を行うと
、Ｇａ−Ｎ。
Ｂ−Ｐが選択的に結合して交互に整列しているオーダリ
ング現象が観測され、Ｇａ−Ｎ、Ｂ−Ｐの結合が生じる
ことにより、全系のエネルギーが低下して安定な混晶と
して存在することが明らかになった。これらの事実から
、安定な混晶を得るためには必ずしも格子定数や格子型
が同じであることは必要ではなく、結合長が同じである
ことが重要であるといえる。そこで本発明は、第２に、
Ｇ ａ ｘ Ａρ Ｂ ＋−＊−ｙ Ｎ ｒ Ｐ ｌ−
を系の混晶において、好ましくは組成を、ｘ＋ｙｍｚと
し、Ｇａ−Ｎ、Ａｌ−’ＮとＢ−Ｐのオーダリングを構
造的に生じさせた化合物半導体材料を提供する。
ング現象が観測され、Ｇａ−Ｎ、Ｂ−Ｐの結合が生じる
ことにより、全系のエネルギーが低下して安定な混晶と
して存在することが明らかになった。これらの事実から
、安定な混晶を得るためには必ずしも格子定数や格子型
が同じであることは必要ではなく、結合長が同じである
ことが重要であるといえる。そこで本発明は、第２に、
Ｇ ａ ｘ Ａρ Ｂ ＋−＊−ｙ Ｎ ｒ Ｐ ｌ−
を系の混晶において、好ましくは組成を、ｘ＋ｙｍｚと
し、Ｇａ−Ｎ、Ａｌ−’ＮとＢ−Ｐのオーダリングを構
造的に生じさせた化合物半導体材料を提供する。
更に本発明は、上述のようにしてＺＢ型の結晶構造を付
与したＱ ａ ＊ Ａ ｉ’ ＋−ｘ Ｎ層を用いて半
導体素子を構成したことを特徴とする。
与したＱ ａ ＊ Ａ ｉ’ ＋−ｘ Ｎ層を用いて半
導体素子を構成したことを特徴とする。
また本発明は、上述のような半導体素子を製造するに際
して、複数の反応管ををする有機金属気相成長装置を用
いて、基板を複数の反応管の間で移動させて基板上にＢ
Ｐ層とＧ ａ ｘ Ａρ、−Ｉ Ｎ層を順次成長させて
ヘテロ接合を形成する工程を有することを特徴とする。
して、複数の反応管ををする有機金属気相成長装置を用
いて、基板を複数の反応管の間で移動させて基板上にＢ
Ｐ層とＧ ａ ｘ Ａρ、−Ｉ Ｎ層を順次成長させて
ヘテロ接合を形成する工程を有することを特徴とする。
（作用）
本発明によれば、ＺＢ溝構造あるＢＰ層上にＧａｘＡｌ
７ 、□Ｎ層を成長することにより、ＺＢ溝構造有する
Ｇａ、ＡＩＩ、−ｘＮ層が得られ、バンドギャップが大
きく、ｐｎの制御が容易で結晶の質もよ°い優れた化合
物半導体材料が得られる。またＧａＮ、Ａ１１ＮとＢＰ
を混合して混晶を作製することにより、同様にＺ″ＢＢ
構造ンド、ギャップの大きい優れた化合物半導体材料が
得られる。そしてこれらの材料を用いて緑色よりも短波
長の発光素子を実現することができる。
７ 、□Ｎ層を成長することにより、ＺＢ溝構造有する
Ｇａ、ＡＩＩ、−ｘＮ層が得られ、バンドギャップが大
きく、ｐｎの制御が容易で結晶の質もよ°い優れた化合
物半導体材料が得られる。またＧａＮ、Ａ１１ＮとＢＰ
を混合して混晶を作製することにより、同様にＺ″ＢＢ
構造ンド、ギャップの大きい優れた化合物半導体材料が
得られる。そしてこれらの材料を用いて緑色よりも短波
長の発光素子を実現することができる。
また本発明の方法によれば、複数の反応管を有する有機
金属気相成長装置を用いて、基板をこれら反応管の間で
移動させることにより、それぞれの原料ガスを極めて短
時間で鋭い濃度変化をもって交互に基板上に供給するこ
とができる。これにより、所望の積層周期でＢＰ層とＧ
ａ、ＡＮ 、−ｘＮ層が交互に積層された多層構造の索
子ウェハを得ることができる。
金属気相成長装置を用いて、基板をこれら反応管の間で
移動させることにより、それぞれの原料ガスを極めて短
時間で鋭い濃度変化をもって交互に基板上に供給するこ
とができる。これにより、所望の積層周期でＢＰ層とＧ
ａ、ＡＮ 、−ｘＮ層が交互に積層された多層構造の索
子ウェハを得ることができる。
（実施例）
以下、本発明の詳細な説明する。
第１図は、一実施例によるＧ ａ Ｎ ／ Ｂ Ｐの超
格子構造を有する半導体ウェハである。この実施例では
、ＧａＰ基板１上にバッファ層としてのＧａＰ層２が形
成され、この上にＢＰ層３とＧａＮ層４が交互に所定の
周期で積層されている。
格子構造を有する半導体ウェハである。この実施例では
、ＧａＰ基板１上にバッファ層としてのＧａＰ層２が形
成され、この上にＢＰ層３とＧａＮ層４が交互に所定の
周期で積層されている。
第２図は、このような超格子構造半導体ウェハを製造す
るために用いたマルチチャンバ方式の有機金属気相成長
（ＭＯＣＶＤ）装置である。図において、１１．１２お
よび１３は石英製の反応管でありそれぞれの上部に位置
するガス導入口から必要な原料ガスが取入れられる。こ
れらの反応管１１．１２および１３は一つのチャンバ１
４にその上蓋を貫通して垂直に取付けられている。基板
１５はグラファイト製サセプタ１６上に設置され、各反
応管１１．１２．１３の開口に対向するように配置され
て外部の高周波コイル１７により高部に加熱される。サ
セプタ１６は、石英製ホルダ１８に取付けられ、磁性流
体シールを介した駆動軸により各反応管１１，１２．１
３の下を高速度で移動できるようになっている。駆動は
、外部に設置されたコンピュータ制御されたモータによ
り行われる。サセプタ中央部には熱電対２０が置かれ、
基板直下の温度をモニタして外部に取出す。
るために用いたマルチチャンバ方式の有機金属気相成長
（ＭＯＣＶＤ）装置である。図において、１１．１２お
よび１３は石英製の反応管でありそれぞれの上部に位置
するガス導入口から必要な原料ガスが取入れられる。こ
れらの反応管１１．１２および１３は一つのチャンバ１
４にその上蓋を貫通して垂直に取付けられている。基板
１５はグラファイト製サセプタ１６上に設置され、各反
応管１１．１２．１３の開口に対向するように配置され
て外部の高周波コイル１７により高部に加熱される。サ
セプタ１６は、石英製ホルダ１８に取付けられ、磁性流
体シールを介した駆動軸により各反応管１１，１２．１
３の下を高速度で移動できるようになっている。駆動は
、外部に設置されたコンピュータ制御されたモータによ
り行われる。サセプタ中央部には熱電対２０が置かれ、
基板直下の温度をモニタして外部に取出す。
そのコード部分は回転によるよじれを防止するためスリ
ップリングが用いられる。反応ガスは、上部噴出口２１
からの水素ガスのダウンフローの速い流れにより押出さ
れ、互いの混合が極力抑制されながら、排気口２２から
ロータリーポンプにより排気される。
ップリングが用いられる。反応ガスは、上部噴出口２１
からの水素ガスのダウンフローの速い流れにより押出さ
れ、互いの混合が極力抑制されながら、排気口２２から
ロータリーポンプにより排気される。
この様なＭＯＣＶＤ装置により、各反応管１１゜１２．
１３を通して所望の原料ガスを流し、基板１５をコンピ
ュータ制御されたモータで移動させることにより、基板
１５上に任意の積層周期、任意組成を持って多層構造を
作製することができる。
１３を通して所望の原料ガスを流し、基板１５をコンピ
ュータ制御されたモータで移動させることにより、基板
１５上に任意の積層周期、任意組成を持って多層構造を
作製することができる。
この方式では、ガス切替え方式では得られない鋭い濃度
変化が容易に実現できる。またこの方式では、急峻なヘ
テロ界面を作製するためにガスを高速で切替える必要が
ないため、原料ガスであるＮＨ３やＰＨ３の分解速度が
遅いという問題をガス流速を低く設定することにより解
決することができ・る。
変化が容易に実現できる。またこの方式では、急峻なヘ
テロ界面を作製するためにガスを高速で切替える必要が
ないため、原料ガスであるＮＨ３やＰＨ３の分解速度が
遅いという問題をガス流速を低く設定することにより解
決することができ・る。
この第２図のＭＯＣＶＤ装置を用いて、具体的に第１図
に示す半導体ウエノ１を作製し、得られたウェハの結晶
層の性質を調べた。その結果を以下に説明する。用いた
原料ガスは、メチル系有機金属のトリメチルガリウム（
ＴＭＧ）、ｌ’リメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、ジボ
ラン（Ｂ２’Ｈ６）またはトリエチル硼素（ＴＥＢ）と
フォスフイン（ＰＨ３）、 アンモニア（ＮＨ３）であ
る。基板温度は８５０〜１１５０℃、圧力は０．３気圧
、原料ガスの総流量はＩＩｌ／ｍｉｎであり、成長速度
が１μｍ ／ ｈとなるようにガス流量を設定した。具
体的な各原料ガスの流量は、ＴＥＢがＩ×１０−’＋ｏ
ｌ ／ １Ｉｌｉｎ 、 Ｔ Ｍ Ｇが１ ｘ １０−
’ｍｏｌ ／ｗｉｎ、ＰＨ３が５ Ｘ １０−’ｌｌ１
ｏｌ ／ｍｉｎ 、 ＮＨ３がＩ Ｘ １０−３ｍｏｌ
／ ｗｉｎである。積層周期は、５０〜３００人、Ｂ
Ｐ層３とＧａＮ層４の膜厚比（Ｄｓ ｐ ／ ＤＧａＮ
＝ ｒ ）は１または２に保った。
に示す半導体ウエノ１を作製し、得られたウェハの結晶
層の性質を調べた。その結果を以下に説明する。用いた
原料ガスは、メチル系有機金属のトリメチルガリウム（
ＴＭＧ）、ｌ’リメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、ジボ
ラン（Ｂ２’Ｈ６）またはトリエチル硼素（ＴＥＢ）と
フォスフイン（ＰＨ３）、 アンモニア（ＮＨ３）であ
る。基板温度は８５０〜１１５０℃、圧力は０．３気圧
、原料ガスの総流量はＩＩｌ／ｍｉｎであり、成長速度
が１μｍ ／ ｈとなるようにガス流量を設定した。具
体的な各原料ガスの流量は、ＴＥＢがＩ×１０−’＋ｏ
ｌ ／ １Ｉｌｉｎ 、 Ｔ Ｍ Ｇが１ ｘ １０−
’ｍｏｌ ／ｗｉｎ、ＰＨ３が５ Ｘ １０−’ｌｌ１
ｏｌ ／ｍｉｎ 、 ＮＨ３がＩ Ｘ １０−３ｍｏｌ
／ ｗｉｎである。積層周期は、５０〜３００人、Ｂ
Ｐ層３とＧａＮ層４の膜厚比（Ｄｓ ｐ ／ ＤＧａＮ
＝ ｒ ）は１または２に保った。
得られた超格子層は、オージェ分光法によりＢ。
Ｇａの信号をＡｒイオンによりエツチングしながら追跡
した結果、いずれの界面も濃度変化は鋭いことが判明し
た。この鋭さは、オージェ電子のエスケープ・レングス
と同程度の３ｎＩＩｌ程度であった。
した結果、いずれの界面も濃度変化は鋭いことが判明し
た。この鋭さは、オージェ電子のエスケープ・レングス
と同程度の３ｎＩＩｌ程度であった。
また５０周期の超格子層についてＸ線の小角散乱により
長周期構造を調べたところ、これもよい長距離秩序を反
映したものであった。
長周期構造を調べたところ、これもよい長距離秩序を反
映したものであった。
また作製した超格子層のＧａＮ層のホール測定において
、キャリア濃度がＩ Ｘ １０１６／ａｍ３程度のｎ型
伝導を示しｘＮ原子の空孔は非常に少ないことが明らか
になった。ＴＭＧをＴＭＡに置換していくと、ＧａＮは
ＧａｘＡｌＱ ｌ−ｘ Ｎと混晶化してこれとＢＰ層と
の超格子層が得られることも確認された。この超格子層
の電気抵抗は、Ｘが０．４以上では著しく増大し、はぼ
絶縁体とみなせる高抵抗になった。
、キャリア濃度がＩ Ｘ １０１６／ａｍ３程度のｎ型
伝導を示しｘＮ原子の空孔は非常に少ないことが明らか
になった。ＴＭＧをＴＭＡに置換していくと、ＧａＮは
ＧａｘＡｌＱ ｌ−ｘ Ｎと混晶化してこれとＢＰ層と
の超格子層が得られることも確認された。この超格子層
の電気抵抗は、Ｘが０．４以上では著しく増大し、はぼ
絶縁体とみなせる高抵抗になった。
Ｇ ａ Ｎ ／ Ｂ Ｐ超格子層で、ｒ−２に保ちなが
ら積層周期を６０Å以下にしたところ、Ｘ線デイフラク
トメータにおける回折パターンから、ＧａＮに起因する
ＷＺ構造の反射が不明瞭になり出し、４０Å以下では共
にＺＢ槽構造なっていると思われる反射が認められた。
ら積層周期を６０Å以下にしたところ、Ｘ線デイフラク
トメータにおける回折パターンから、ＧａＮに起因する
ＷＺ構造の反射が不明瞭になり出し、４０Å以下では共
にＺＢ槽構造なっていると思われる反射が認められた。
但し格子は歪んでいる。
これにより、積層膜の膜厚を選べばＺＢ槽構造ＧａＮが
合成されることが確認された。ＢＰ層を７０人とし、Ｇ
ａＮｉの膜厚を変化させたところ、ＧａＮ層が５０人ま
ではＺＢ槽構造ＧａＮ層が成長し、ＧａＮ層膜層膜対し
て直線的にバンドギャップが増大した。
合成されることが確認された。ＢＰ層を７０人とし、Ｇ
ａＮｉの膜厚を変化させたところ、ＧａＮ層が５０人ま
ではＺＢ槽構造ＧａＮ層が成長し、ＧａＮ層膜層膜対し
て直線的にバンドギャップが増大した。
ＧａＮに代わってＡＩＩＮを成長させた場合も、同様の
結果が得られた。従って膜厚の比を変化させ、あるいは
Ｇａ、ＡＮ ｌ−ｔ Ｎを成長させて組成比Ｘを変化さ
せれば、格子定数を一定に保ちながらバンドギャップを
変化させることができる。またＧａｘＡｌ１７．−
Ｎ層とＢＰ層の膜厚比が１．０以上では、間接遷移型か
ら直接遷移型になることが認められた。
結果が得られた。従って膜厚の比を変化させ、あるいは
Ｇａ、ＡＮ ｌ−ｔ Ｎを成長させて組成比Ｘを変化さ
せれば、格子定数を一定に保ちながらバンドギャップを
変化させることができる。またＧａｘＡｌ１７．−
Ｎ層とＢＰ層の膜厚比が１．０以上では、間接遷移型か
ら直接遷移型になることが認められた。
前述のようにアンドープの場合、この実施例による超格
子層はｎ型伝導を示すが、ジメチルジンク（Ｄ Ｍ Ｚ
）を原料ガスと混合してＺｎのドーピングを行うこと
により、ｐ種結晶を得ることができた。ＤＭＺの量を変
化させることにより、伝導型と同時にキャリア濃度の制
御も可能であった。
子層はｎ型伝導を示すが、ジメチルジンク（Ｄ Ｍ Ｚ
）を原料ガスと混合してＺｎのドーピングを行うこと
により、ｐ種結晶を得ることができた。ＤＭＺの量を変
化させることにより、伝導型と同時にキャリア濃度の制
御も可能であった。
以上のようにこの実施例によれば、これまで困難であっ
た窒化物（ＧａＡｊ）Ｎ、ＧａＮ、ＡｆＩＮ）と燐化物
（ＢＰ）の急峻なペテロ接合を作製することができ、こ
れによりＺＢ槽構造ｐｎ制御可能な広バンドギャップ（
＞２．７ｅＶ）の化合物半導体ウェハが得られる。この
半導体ウェハを用いれば、高輝度青色ＬＥＤや緑色光半
導体レーザを構成することができる。
た窒化物（ＧａＡｊ）Ｎ、ＧａＮ、ＡｆＩＮ）と燐化物
（ＢＰ）の急峻なペテロ接合を作製することができ、こ
れによりＺＢ槽構造ｐｎ制御可能な広バンドギャップ（
＞２．７ｅＶ）の化合物半導体ウェハが得られる。この
半導体ウェハを用いれば、高輝度青色ＬＥＤや緑色光半
導体レーザを構成することができる。
第３図は、本発明の別の実施例の半導体ウェハである。
この実施例では、Ｇ ａ Ｐ基板１にバッファ層として
のＧａＰ層２を介して混晶であるＧ ａ ｘ Ａり ｙ
Ｂ ｌ−ｍ−ｙ Ｎ ｘ Ｐ ｌ−を層５を成長させ
ている。
のＧａＰ層２を介して混晶であるＧ ａ ｘ Ａり ｙ
Ｂ ｌ−ｍ−ｙ Ｎ ｘ Ｐ ｌ−を層５を成長させ
ている。
第４図は、第３図の半導体ウェハを作製するために用い
たＭＯＣＶＤ装置である。２３は石英製反応管であり、
その上部に位置するガス導入口２４から原料ガスが導入
される。反応管２３内のガスは排気口２５から排気され
る。基板２７はグラファイト製サセプタ２６に載置され
て反応管２３内に配置され、外部の高周波コイル２８に
より誘導加熱されるようになっている。２９はサセプタ
２６の温度を検出する熱電対である。
たＭＯＣＶＤ装置である。２３は石英製反応管であり、
その上部に位置するガス導入口２４から原料ガスが導入
される。反応管２３内のガスは排気口２５から排気され
る。基板２７はグラファイト製サセプタ２６に載置され
て反応管２３内に配置され、外部の高周波コイル２８に
より誘導加熱されるようになっている。２９はサセプタ
２６の温度を検出する熱電対である。
この第４図のＭＯＣＶＤ装置を用いて、第３図゛に示す
ようにＧａＰ基板１上にＧａＰ層２を成長させ、その上
にＧ ａ ｗ ＡＤ ｙ ＢＩ−ｘ −Ｎ ｔ Ｐ ＋
−ｔ（Ｏ≦ｘ、ｙ、ｚ≦１）混晶層５を成長させた。
ようにＧａＰ基板１上にＧａＰ層２を成長させ、その上
にＧ ａ ｗ ＡＤ ｙ ＢＩ−ｘ −Ｎ ｔ Ｐ ＋
−ｔ（Ｏ≦ｘ、ｙ、ｚ≦１）混晶層５を成長させた。
原料ガスは、メチル系有機金属のトリメチルガリウム（
ＴＭＧ） ）リメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、
ジボラン（Ｂ２Ｈ６）またはトリエチル硼素（ＴＥＢ
）とフォスフイン（ＰＨ，）。
ＴＭＧ） ）リメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、
ジボラン（Ｂ２Ｈ６）またはトリエチル硼素（ＴＥＢ
）とフォスフイン（ＰＨ，）。
アンモニア（ＮＨｉ）である。基板温度は８５０〜１１
５０℃、圧力は０．３気圧でｘＮとＡＩ、ＢとＰがほぼ
同量混入するように、各原料ガス流量を設定した。
５０℃、圧力は０．３気圧でｘＮとＡＩ、ＢとＰがほぼ
同量混入するように、各原料ガス流量を設定した。
得られたＧ ａ ｘ Ａｌｌ ｙ Ｂ Ｉ−ｘ−ｙ Ｎ
＃ Ｐ １−ｍ層５を、エレクトロン・プローブによ
る特性Ｘ線で面分析１組成分析を行ったところ、成長条
件によってＮとＡｇ、ＢとＰがほぼ同量だけ均一に混入
していることが確認され、このときＸ線回折において全
体がＺＢ槽構造もってエピタキシャル成長していること
が確認された。また透過型電子顕微鏡による観察では、
きれいな格子面が認められ、クラスター化した領域はな
がった。
＃ Ｐ １−ｍ層５を、エレクトロン・プローブによ
る特性Ｘ線で面分析１組成分析を行ったところ、成長条
件によってＮとＡｇ、ＢとＰがほぼ同量だけ均一に混入
していることが確認され、このときＸ線回折において全
体がＺＢ槽構造もってエピタキシャル成長していること
が確認された。また透過型電子顕微鏡による観察では、
きれいな格子面が認められ、クラスター化した領域はな
がった。
またｐ種結晶を得るため、ジエチルジンク（Ｄ Ｅ Ｚ
）を原料ガスに混合して同様の結晶成長を行った。得ら
れた結晶は、抵抗率が１０’Ω・ｅｍと高いが、ｐ型で
あることが確認され、フォトルミネセンスが調べられた
。
）を原料ガスに混合して同様の結晶成長を行った。得ら
れた結晶は、抵抗率が１０’Ω・ｅｍと高いが、ｐ型で
あることが確認され、フォトルミネセンスが調べられた
。
こうしてこの実施例によっても、バンドギャップが大き
く、ｐｎ制御が可能でしかも結晶の質がよいＢＰとＧａ
Ａｌ）Ｎの混晶層を得ることができる。
く、ｐｎ制御が可能でしかも結晶の質がよいＢＰとＧａ
Ａｌ）Ｎの混晶層を得ることができる。
次に本発明を具体的な素子に適用した実施例を説明する
。
。
第５図は、ＧａＡΩＮ／ＢＰ超洛子層を用いたＬＥＤの
実施例である。Ｓｉドープのｎ型ＧａＰ＆、１ｌｉ２３
１に、バッファ層としてＳｉドープのｎ型ＢＰ層３２を
約２μｍ成長させ、この上にＳｉドープのｎ型ＧａＡＩ
Ｎ／ＢＰ超格子層３３を約３μｍ、Ｍｇドープのｐ型Ｇ
ａＡｇＮ／ＢＰ超格子層３４を約２μｍ順次成長させて
いる。結晶成長は、第２図に示したＭＯＣＶＤ装置によ
り行った。超格子層３３．３４は具体的には、Ｇ ａ
ｏ、 ｓ ＡＬｏ、 ｓ ＮとＢＰの交互積層であり、
１０人＋１０人の繰返しとなっている。ｎ 型超格子層
３３は、シラン（Ｓｉｎ４）をドーパントとして用いて
、キャリア濃度ｌＸ１０＋７／ｃｒｎ３を得、ｎ型超格
子層３４はシクロペンタジェニルマグネシウム（ＣＰｚ
Ｍｇ）をドーパントとして用いてキャリア濃度２ Ｘ
１０１６／ａｎ３を得ている。素子ウェハ両面にはそれ
ぞれＩｎ電極３５．３６を設けている。
実施例である。Ｓｉドープのｎ型ＧａＰ＆、１ｌｉ２３
１に、バッファ層としてＳｉドープのｎ型ＢＰ層３２を
約２μｍ成長させ、この上にＳｉドープのｎ型ＧａＡＩ
Ｎ／ＢＰ超格子層３３を約３μｍ、Ｍｇドープのｐ型Ｇ
ａＡｇＮ／ＢＰ超格子層３４を約２μｍ順次成長させて
いる。結晶成長は、第２図に示したＭＯＣＶＤ装置によ
り行った。超格子層３３．３４は具体的には、Ｇ ａ
ｏ、 ｓ ＡＬｏ、 ｓ ＮとＢＰの交互積層であり、
１０人＋１０人の繰返しとなっている。ｎ 型超格子層
３３は、シラン（Ｓｉｎ４）をドーパントとして用いて
、キャリア濃度ｌＸ１０＋７／ｃｒｎ３を得、ｎ型超格
子層３４はシクロペンタジェニルマグネシウム（ＣＰｚ
Ｍｇ）をドーパントとして用いてキャリア濃度２ Ｘ
１０１６／ａｎ３を得ている。素子ウェハ両面にはそれ
ぞれＩｎ電極３５．３６を設けている。
この構造により、高輝度青色発光が得られる。
第６図は、ＧａＡＩＮ／ＢＰ超格子層によるＤＨレーザ
の実施例である。先の実施例と同様に、第２図のＭＯＣ
ＶＤ装置を用いて作られる。即ちｎ型ＧａＰ基板４１に
まずバッファ層としてＳｉドープのｎ型ＢＰｉ４２を形
成し、この上にＳｉドープのｎ型ＧａＡρＮ／ＢＰ超格
子層４３を約１μｍ１次いでアンドープのＧａＡＩＩＮ
超格子層４４を約０．１μｍ１更にこの上にＭｇドープ
のｐ型ＧａＡＩＮ／ＢＰ超格子層４５を約１μｍ成長さ
せている。アンドープの超格子層４４が活性層である。
の実施例である。先の実施例と同様に、第２図のＭＯＣ
ＶＤ装置を用いて作られる。即ちｎ型ＧａＰ基板４１に
まずバッファ層としてＳｉドープのｎ型ＢＰｉ４２を形
成し、この上にＳｉドープのｎ型ＧａＡρＮ／ＢＰ超格
子層４３を約１μｍ１次いでアンドープのＧａＡＩＩＮ
超格子層４４を約０．１μｍ１更にこの上にＭｇドープ
のｐ型ＧａＡＩＮ／ＢＰ超格子層４５を約１μｍ成長さ
せている。アンドープの超格子層４４が活性層である。
各超格子層４３〜４５の組成は、Ｇａｏ、ｓ ＡＤ Ｏ
，５ＮとＢＰの交互デ層である。ｐ型およびｎ型超格子
層４５．４３では、７人＋１３人の２０λ周期でバンド
ギャップが約３、ＯｅＶ、アンドープ超格子層４４では
５人＋５人の１０λ周期でバンドギャップは２．７ｅＶ
である。
，５ＮとＢＰの交互デ層である。ｐ型およびｎ型超格子
層４５．４３では、７人＋１３人の２０λ周期でバンド
ギャップが約３、ＯｅＶ、アンドープ超格子層４４では
５人＋５人の１０λ周期でバンドギャップは２．７ｅＶ
である。
ｎ型超格子層４３は、ＳｉドーピングをＳｉＨ４により
行なってキャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７／ ａｍ’を得
、ｎ型超格子層４５はＭｇドーピングをＣＦ２ Ｍｇを
用いて行ってキャリア濃度ＩＸ１０ ” ／ ｃｍ ’
を得ている。両面にはＩｎ電極４６゜４７が形成されて
いる。
行なってキャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７／ ａｍ’を得
、ｎ型超格子層４５はＭｇドーピングをＣＦ２ Ｍｇを
用いて行ってキャリア濃度ＩＸ１０ ” ／ ｃｍ ’
を得ている。両面にはＩｎ電極４６゜４７が形成されて
いる。
この実施例のＤＨし〜ザにより、青色発光が得られる。
本発明は、上記実施例に限られるものではない。
例えば、■族元素としてＧａｘＡｌ、Ｂの他に少量のＩ
ｎ、Ｔρ等を混入すること、またＶ族元素としてＡｓ、
Ｓｂ、Ｂｆなどを混合することが可能である。原料ガス
として、Ｇａ原料にはトリエチルガリウム（ＴＥＧ）
ＡＮにはトリエチルアルミニウム（Ｔ Ｅ Ａ）など
のエチル基有機金属を用い、Ｂの原料としてトリノチル
ボロン（ＴＭＢ）を用いることができる。Ｎ原料として
も、アンモニアの代わり′に窒素ガスやヒドラジン（Ｎ
２Ｈ４） 更にはＧａ（Ｃ２Ｈ５）３ＮＨ，、Ｇａ
（ＣＨ３）３ ・Ｎ・ （ＣＨｉ ）３ 。
ｎ、Ｔρ等を混入すること、またＶ族元素としてＡｓ、
Ｓｂ、Ｂｆなどを混合することが可能である。原料ガス
として、Ｇａ原料にはトリエチルガリウム（ＴＥＧ）
ＡＮにはトリエチルアルミニウム（Ｔ Ｅ Ａ）など
のエチル基有機金属を用い、Ｂの原料としてトリノチル
ボロン（ＴＭＢ）を用いることができる。Ｎ原料として
も、アンモニアの代わり′に窒素ガスやヒドラジン（Ｎ
２Ｈ４） 更にはＧａ（Ｃ２Ｈ５）３ＮＨ，、Ｇａ
（ＣＨ３）３ ・Ｎ・ （ＣＨｉ ）３ 。
ＡＮ （Ｃ２Ｈ５）３ ’ＮＨ３、ＡＩＩ （ＣＨ３
）３・Ｎ・ （ＣＨ３）３等のアダクトと呼ばれる有機
金属化合物を用いることができる。
）３・Ｎ・ （ＣＨ３）３等のアダクトと呼ばれる有機
金属化合物を用いることができる。
本発明による化合物半導体材料即ち、
ＧａＡｊ７ＮとＢＰの超格子構造半導体または混晶半導
体Ｇ ａ ＊ ＡＤ ｖ Ｂ １−ｘ−ｙ Ｎ ｚ Ｐ
＋−＊は、既に述べたように直接遷移型と間接遷移型
、ｗＺ構造とＺＢ構造という性格の異なるものの組み合
わせであり、Ａｌ１−ｘＮ５Ｂ−Ｎの結合長が他の結合
長に比べて特に短い、ＡΩＮは高抵抗である、といった
点が問題である。この半導体材料が安定に存在するため
には、ｘ＋ｙが２と略等しいことが必要であることは既
に述べた。
体Ｇ ａ ＊ ＡＤ ｖ Ｂ １−ｘ−ｙ Ｎ ｚ Ｐ
＋−＊は、既に述べたように直接遷移型と間接遷移型
、ｗＺ構造とＺＢ構造という性格の異なるものの組み合
わせであり、Ａｌ１−ｘＮ５Ｂ−Ｎの結合長が他の結合
長に比べて特に短い、ＡΩＮは高抵抗である、といった
点が問題である。この半導体材料が安定に存在するため
には、ｘ＋ｙが２と略等しいことが必要であることは既
に述べた。
次に結晶構造の問題が重要である。一般にイオン性の高
い結晶は六方晶構造をとりやす（、特にｐ型のドーピン
グが困難になる傾・向がある。これは大方品構造の強い
一軸異方性による結晶場の効果で、重いホールがバンド
の縮退を解き、価電子帯頂上をなすバンドを構成するた
めと考えられる。
い結晶は六方晶構造をとりやす（、特にｐ型のドーピン
グが困難になる傾・向がある。これは大方品構造の強い
一軸異方性による結晶場の効果で、重いホールがバンド
の縮退を解き、価電子帯頂上をなすバンドを構成するた
めと考えられる。
この理由からＷＺ構造をとるものが多いＩＩ−Ｖｌ族化
合物のｐｎ接合は満足のいくものが得られないと考えら
れている。以上の点から、ｐｎ接合を作製するためには
、立方晶構造の結晶が不可欠である。Ａｊ７Ｎ、ＧａＮ
はそれぞれバンドギャップが６．２ｅＶ、３．４ｅＶと
大きく直接遷移型であって好ましいのであるが、結晶は
共にＷＺ構造をとる。残る構成要素であるＢ、Ｐの化合
物ＢＰはバンドギャップが約２．、ＯｅＶと小さく間接
遷移型であるが、構造はＺＢ型である。したがって結晶
をＺＢ型に保つ上で必要なＺＢ型成分であるＢ。
合物のｐｎ接合は満足のいくものが得られないと考えら
れている。以上の点から、ｐｎ接合を作製するためには
、立方晶構造の結晶が不可欠である。Ａｊ７Ｎ、ＧａＮ
はそれぞれバンドギャップが６．２ｅＶ、３．４ｅＶと
大きく直接遷移型であって好ましいのであるが、結晶は
共にＷＺ構造をとる。残る構成要素であるＢ、Ｐの化合
物ＢＰはバンドギャップが約２．、ＯｅＶと小さく間接
遷移型であるが、構造はＺＢ型である。したがって結晶
をＺＢ型に保つ上で必要なＺＢ型成分であるＢ。
Ｐの下限が決定される筈である。本発明者らの実験によ
れば、Ｂ、Ｐ成分の下限が０．２、つまりｘ ＋ ｙ
−ｚ≦０．８であることが必要であった。
れば、Ｂ、Ｐ成分の下限が０．２、つまりｘ ＋ ｙ
−ｚ≦０．８であることが必要であった。
これ以上になると結晶の一部がＷＺ構造をとり始める。
もう一つはバンド構造の問題である。ＢＰはＸ点に伝導
帯の底をもつ間接遷移型であり、ＡＩＩＮ。
帯の底をもつ間接遷移型であり、ＡＩＩＮ。
ＧａＮは１点に底を持つ直接遷移型である。第８図はこ
れらの物質から想定される混晶の組成によるバンドギャ
ップ、伝導帯の底の位置の変化である。ここでは、ＢＰ
とＡｐＮ、ＢＰとＧａＮの二つの擬２元系の組成（八ρ
ｘＮ、Ｂ、 Ｐ、、、Ｇａｂ Ｎｂ Ｂ＋−Ｐ＋−；
Ｏ≦ａ、ｂ≦１）によるバンド構造の変化を示してい
る。図中、ｘ、ｒ。
れらの物質から想定される混晶の組成によるバンドギャ
ップ、伝導帯の底の位置の変化である。ここでは、ＢＰ
とＡｐＮ、ＢＰとＧａＮの二つの擬２元系の組成（八ρ
ｘＮ、Ｂ、 Ｐ、、、Ｇａｂ Ｎｂ Ｂ＋−Ｐ＋−；
Ｏ≦ａ、ｂ≦１）によるバンド構造の変化を示してい
る。図中、ｘ、ｒ。
Ａは、伝導帯の底の位置を示す記号である。この様な直
線近似は、ＧａＡｓ−Ａｊ７Ａｓ系の混晶において十分
正確な近似とされている。これまで間接遷移型で定常的
なレーザの発振例はないといってよく、発光素子を実現
する場合には直接遷移型であることが重要である。そこ
で窒化物成分の硼化物成分に対する比を太き（とり、直
接遷移型にする必要がある。第８図から、ｘ＋ｙの値に
よりバンド構造がほぼ決定され、Ｘとｙの比率には余り
依存しないことが分かる。これより、直接遷移型である
ためには、超格子層、混晶層共平均組成で０．６≦ｘ
＋ ｙ −ｚの多数窒化物組成側の範囲に限定される。
線近似は、ＧａＡｓ−Ａｊ７Ａｓ系の混晶において十分
正確な近似とされている。これまで間接遷移型で定常的
なレーザの発振例はないといってよく、発光素子を実現
する場合には直接遷移型であることが重要である。そこ
で窒化物成分の硼化物成分に対する比を太き（とり、直
接遷移型にする必要がある。第８図から、ｘ＋ｙの値に
よりバンド構造がほぼ決定され、Ｘとｙの比率には余り
依存しないことが分かる。これより、直接遷移型である
ためには、超格子層、混晶層共平均組成で０．６≦ｘ
＋ ｙ −ｚの多数窒化物組成側の範囲に限定される。
また、■族元素の構成比も考慮しなければならない。Ａ
４７の濃度を増加させるとＡｇＮ成分が増加し、バンド
ギャップが効果的に広がるが、Ａ、ＯＮはＧａＮ、ＢＰ
と比べると格子定数または結合長が短く、格子整合の点
から好ましくないまたＡｐＮは一般に１０１０Ω・ｃｍ
以上の高抵抗であり、素子の構成要素として問題がある
。混晶の場合には、Ａｌ１−Ｐの結合をつくれば立方晶
で低抵抗であるが、結合長さが２．３６人と大きく、空
気中で不安定な間接遷移型の化合物Ａ４７ Ｐの形成に
繋がるので、へΩ濃度の増加は好ましくない。
４７の濃度を増加させるとＡｇＮ成分が増加し、バンド
ギャップが効果的に広がるが、Ａ、ＯＮはＧａＮ、ＢＰ
と比べると格子定数または結合長が短く、格子整合の点
から好ましくないまたＡｐＮは一般に１０１０Ω・ｃｍ
以上の高抵抗であり、素子の構成要素として問題がある
。混晶の場合には、Ａｌ１−Ｐの結合をつくれば立方晶
で低抵抗であるが、結合長さが２．３６人と大きく、空
気中で不安定な間接遷移型の化合物Ａ４７ Ｐの形成に
繋がるので、へΩ濃度の増加は好ましくない。
第９図は、混晶ＡρＧａＮの結合長さの組成による変化
を示した。Ａｌ１ ： Ｇａ−１： １組成ではバンド
ギャップは約４．８ｅＶと紫外領域に対応する程十分に
広いが、結合長さの不整合はＢＰに対して２％に達する
。以上から、Ａｆｉ組成ｙは、ｙ≦２Ｘ程度に抑えるの
が妥当である。
を示した。Ａｌ１ ： Ｇａ−１： １組成ではバンド
ギャップは約４．８ｅＶと紫外領域に対応する程十分に
広いが、結合長さの不整合はＢＰに対して２％に達する
。以上から、Ａｆｉ組成ｙは、ｙ≦２Ｘ程度に抑えるの
が妥当である。
また、超格子層の場合には、一方の層内へ電子が局在す
るという問題がある。電子の平均自由行程に比べて厚い
層に電子が局在すると、超格子構造の特性が現れないば
かりか、電気伝導度が低下し、素子の作製が困難になる
。したがって積層周期は、自ずから上限がある。
るという問題がある。電子の平均自由行程に比べて厚い
層に電子が局在すると、超格子構造の特性が現れないば
かりか、電気伝導度が低下し、素子の作製が困難になる
。したがって積層周期は、自ずから上限がある。
以上のような好ましい組成などを考慮した実施例を次に
説明する。
説明する。
第１０図は、その様な実施例のＧａＡΩＮ／ＢＰ超格子
構造ウェハである。この超格子構造ウェハの作製には第
２図のＭＯＣＶＤ装置を用いた。
構造ウェハである。この超格子構造ウェハの作製には第
２図のＭＯＣＶＤ装置を用いた。
ウェハは、ＧａＰ基板５１上にバッファ層としてのＧａ
Ｐ層５２を形成し、この上にＢＰ層５３とＧａＡ、ｌｌ
Ｎ層５４を交互に積層形成している。積層周期は５０〜
３００人であり、ＢＰ層５３とＧａＡ、ｐＮ層５４の厚
さは１：１となるように設定した。原料ガスは、トリメ
チルアルミニウム（ＴＭＡ）、）リメチルガリウム（Ｔ
ＭＧ）、）リエチル硼素（ＴＥＢ）、アンモニア（ＮＨ
，）。
Ｐ層５２を形成し、この上にＢＰ層５３とＧａＡ、ｌｌ
Ｎ層５４を交互に積層形成している。積層周期は５０〜
３００人であり、ＢＰ層５３とＧａＡ、ｐＮ層５４の厚
さは１：１となるように設定した。原料ガスは、トリメ
チルアルミニウム（ＴＭＡ）、）リメチルガリウム（Ｔ
ＭＧ）、）リエチル硼素（ＴＥＢ）、アンモニア（ＮＨ
，）。
フォスフイン（ＰＨ３）である。基板温度は８５０〜１
１５０℃程度、圧力は０．３気圧、原料ガスの総流量は
１ｇ／ｍｉｎであり、成長速度が１μｍ ／ ｈとなる
ようにガス流量を設定した。概略的な各ガス流量は、Ｔ
ＭＡ ： Ｉ Ｘ １０−６ｍｏｌ ／ｉ１ｎ 、 Ｔ
ＭＧ ： ＩＸＩＯ−６ｍｏｌ ／ｍｉｎ 、 ＴＥＢ
：Ｉ Ｘ １０−６ｍｏｌ ／ｆｆ１ｉｎ 、 Ｐ
Ｈ３： ５ｘ １０−’ｆｆ１ｏｌ／１ｎ 、 ＮＨ
３： Ｉ Ｘ １０−’ｍｏｌ ／ｍｉｎである。
１５０℃程度、圧力は０．３気圧、原料ガスの総流量は
１ｇ／ｍｉｎであり、成長速度が１μｍ ／ ｈとなる
ようにガス流量を設定した。概略的な各ガス流量は、Ｔ
ＭＡ ： Ｉ Ｘ １０−６ｍｏｌ ／ｉ１ｎ 、 Ｔ
ＭＧ ： ＩＸＩＯ−６ｍｏｌ ／ｍｉｎ 、 ＴＥＢ
：Ｉ Ｘ １０−６ｍｏｌ ／ｆｆ１ｉｎ 、 Ｐ
Ｈ３： ５ｘ １０−’ｆｆ１ｏｌ／１ｎ 、 ＮＨ
３： Ｉ Ｘ １０−’ｍｏｌ ／ｍｉｎである。
シラン（Ｓ ｉ Ｈ４）およびシクロペンタジェニルマ
グネシウム（ＣＰ ２ Ｍ ｇ ）を原料ガスに混合す
ることによりドーピングも行った。
グネシウム（ＣＰ ２ Ｍ ｇ ）を原料ガスに混合す
ることによりドーピングも行った。
得られた超格子構造ウェハの特性を測定した。
まず、準備段階で成長させたアンドープＧａＮ層のホー
ル測定において、キャリア濃度ｌＸ１０１６／ｃｍ３、
ホール移動度１５０ｃｍ２／Ｖ−ｓｅａ程度のｎ型伝導
を示しｘＮ原子の空孔は非常に少ないことが確認された
。一方、ＡｆＩＮ層はＩ Ｘ １０’Ω・ｃｍ以上の高
抵抗を示した。積層周期４”０人の超格子において、窒
化物部分をＡ、ＱＮと混晶化していくと、電気抵抗は、
組成ＡＮｖＧａ＋−ｖＮ（０≦Ｗ≦１）において、Ｗが
０，６５以上の領域で著しく増加しだし、結晶自体も不
完全なものになり出した。
ル測定において、キャリア濃度ｌＸ１０１６／ｃｍ３、
ホール移動度１５０ｃｍ２／Ｖ−ｓｅａ程度のｎ型伝導
を示しｘＮ原子の空孔は非常に少ないことが確認された
。一方、ＡｆＩＮ層はＩ Ｘ １０’Ω・ｃｍ以上の高
抵抗を示した。積層周期４”０人の超格子において、窒
化物部分をＡ、ＱＮと混晶化していくと、電気抵抗は、
組成ＡＮｖＧａ＋−ｖＮ（０≦Ｗ≦１）において、Ｗが
０，６５以上の領域で著しく増加しだし、結晶自体も不
完全なものになり出した。
第１１図はこの超格子構造のＡｊ７組成による比抵抗ρ
の変化を示している。この図から、ＡＩＩとＧａの組成
比は大きくとも２：１程変に止めるべきであることが分
かる。
の変化を示している。この図から、ＡＩＩとＧａの組成
比は大きくとも２：１程変に止めるべきであることが分
かる。
第１２図は更に、窒化物層の組成比を、Ｇ ａ ｏ、ｓ
Ａｆｌｏ、ｓ Ｎに固定して、積層周期のみを変化さ
せた場合の比抵抗の変化を調べた結果である。積層周期
が２〜３原子層程度の極端に小さい場合には構造の乱れ
や欠陥の効果が強く、抵抗は高めであるが、一般にはＧ
ａＮ層単独と同程度の大きさである。しかし、積層周期
が５００程変から抵抗が増加し出し、１００λ以上では
短い周期の場合の３倍以上にも達する。これは、電子が
一方の層に局在する結果と考えられる。
Ａｆｌｏ、ｓ Ｎに固定して、積層周期のみを変化さ
せた場合の比抵抗の変化を調べた結果である。積層周期
が２〜３原子層程度の極端に小さい場合には構造の乱れ
や欠陥の効果が強く、抵抗は高めであるが、一般にはＧ
ａＮ層単独と同程度の大きさである。しかし、積層周期
が５００程変から抵抗が増加し出し、１００λ以上では
短い周期の場合の３倍以上にも達する。これは、電子が
一方の層に局在する結果と考えられる。
本発明の方法では、Ａ、ＱＧａＮとＢＰの膜厚の比（ｒ
＝ Ｄ ＡｓａｍＮ／ Ｄ Ｂｐ）あるいはＡＮ＝Ｇ
ａ １−ｗ Ｎの組成Ｗを変化させれば、格子定数を
一定に保ちながら、バンドギャップを変化させることが
できるという特徴がある。したがって、要求される特性
の半導体層を、第２図の成長装置を用いてその組成、積
層構造を理論にしたがって予測して成長させることによ
って得ることができると考えられる。しかし、任意の組
成、積層構造で目的とする広バンドギヤツプ半導体層が
得られる訳ではないことが多層ウェハの作製から判明し
た。
＝ Ｄ ＡｓａｍＮ／ Ｄ Ｂｐ）あるいはＡＮ＝Ｇ
ａ １−ｗ Ｎの組成Ｗを変化させれば、格子定数を
一定に保ちながら、バンドギャップを変化させることが
できるという特徴がある。したがって、要求される特性
の半導体層を、第２図の成長装置を用いてその組成、積
層構造を理論にしたがって予測して成長させることによ
って得ることができると考えられる。しかし、任意の組
成、積層構造で目的とする広バンドギヤツプ半導体層が
得られる訳ではないことが多層ウェハの作製から判明し
た。
第１３図は、上述の超格子構造半導体を利用して試作し
たシングルヘテロ接合型ＬＥＤの断面構造である。Ｚｎ
ドープ、キャリア濃度５Ｘ１０Ｉ７／ｃｍ３のｐ型Ｇａ
Ｐ基板６１にまず、厚さ２ μｍ ＋キャリア濃度３×
１０１７／ｃｍ３のｐ型ＢＰ層６２をバッファ層として
形成する。この上に厚さ２μｍ、キャリア濃度Ｉ Ｘ
１０ ”／ ０ｍ３のｐ型Ａｊ７ ｏ、ｓ Ｇ ａ ｏ
、ｘＮ／ Ｂ Ｐ超格子層６３と、厚さ２μｍ、キャリ
ア濃度Ｉ Ｘ １０ ”／ ０ｍ３のｎ型Ａ（ｌ ｏ、
ｓ Ｇ ａ ｏ、ｓ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層６４を順次
形成する。この部分の超格子の膜厚比ｒを変化させるこ
とにより、バンドギャップを変化させた。そしてこの上
にコンタクト層としてｎ型Ｇａ８層６５を形成した。両
面にそれぞれオーミック電極６６．６７を形成した。
たシングルヘテロ接合型ＬＥＤの断面構造である。Ｚｎ
ドープ、キャリア濃度５Ｘ１０Ｉ７／ｃｍ３のｐ型Ｇａ
Ｐ基板６１にまず、厚さ２ μｍ ＋キャリア濃度３×
１０１７／ｃｍ３のｐ型ＢＰ層６２をバッファ層として
形成する。この上に厚さ２μｍ、キャリア濃度Ｉ Ｘ
１０ ”／ ０ｍ３のｐ型Ａｊ７ ｏ、ｓ Ｇ ａ ｏ
、ｘＮ／ Ｂ Ｐ超格子層６３と、厚さ２μｍ、キャリ
ア濃度Ｉ Ｘ １０ ”／ ０ｍ３のｎ型Ａ（ｌ ｏ、
ｓ Ｇ ａ ｏ、ｓ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層６４を順次
形成する。この部分の超格子の膜厚比ｒを変化させるこ
とにより、バンドギャップを変化させた。そしてこの上
にコンタクト層としてｎ型Ｇａ８層６５を形成した。両
面にそれぞれオーミック電極６６．６７を形成した。
第１４図はこうして得られたＬＥＤの輝度の平均組成に
よる変化を示したものである。ここで平均組成は、ｘ＋
ｙ〜ｚを満たし、窒素組成比２をパラメータとして超格
子構造を現したことになる。
よる変化を示したものである。ここで平均組成は、ｘ＋
ｙ〜ｚを満たし、窒素組成比２をパラメータとして超格
子構造を現したことになる。
２が小さく、間接遷移型のＢＰが大部分の領域ではほと
んど発光しない。２を増加させていくと、Ｚ−０，５付
近からバンド構造が直接遷移型に遷移していくので、急
激に輝度が上昇する。２増加に伴ってバンドギャップも
広がるので、発光波長も短くなっていく。輝度の増加は
、Ｚ−０，７近傍で極大に達し、その後再び輝度は急激
に低下する。この輝度の低下は、結晶の一部がＷＺ構造
になって良好なｐ型が得られなくなることに起因してい
る。すなわちこの領域では低抵抗のｐ型結晶を作ること
が困難で、実際にＸ線回折においてもＺＢ型構造による
ピークは不明瞭でＷＺ型構造によると思われる反射が認
められるようになる。
んど発光しない。２を増加させていくと、Ｚ−０，５付
近からバンド構造が直接遷移型に遷移していくので、急
激に輝度が上昇する。２増加に伴ってバンドギャップも
広がるので、発光波長も短くなっていく。輝度の増加は
、Ｚ−０，７近傍で極大に達し、その後再び輝度は急激
に低下する。この輝度の低下は、結晶の一部がＷＺ構造
になって良好なｐ型が得られなくなることに起因してい
る。すなわちこの領域では低抵抗のｐ型結晶を作ること
が困難で、実際にＸ線回折においてもＺＢ型構造による
ピークは不明瞭でＷＺ型構造によると思われる反射が認
められるようになる。
ｚ−’０．８５以上では大部分がＷＺ型となり、ｐ型層
が得られず、発光は認められなかった。
が得られず、発光は認められなかった。
第１５図は同様の超格子構造を採用したダブルヘテロ接
合（Ｄ Ｈ）型レーザの断面図である。
合（Ｄ Ｈ）型レーザの断面図である。
Ｓｉドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０ ”／ ０ｍ３
のｎ型ＧａＰ基板７１上に、Ｓｉドープ、キャリア濃度
５ Ｘ １０ ”／ ０ｍ３のｐ型ＢＰバッファ層７２
を２μｍ形成する。この上に第１のクラッド層としてｎ
型Ａ、１ｌＧａＮ／ＢＰ超格子層（Ｓｉドープ。
のｎ型ＧａＰ基板７１上に、Ｓｉドープ、キャリア濃度
５ Ｘ １０ ”／ ０ｍ３のｐ型ＢＰバッファ層７２
を２μｍ形成する。この上に第１のクラッド層としてｎ
型Ａ、１ｌＧａＮ／ＢＰ超格子層（Ｓｉドープ。
キャリア濃度ｌＸｌ０Ｉ７／ｃｍ’ 、１μｍ）７３、
活性層としてアンドープのＡ、ｌ！ＧａＮ／ＢＰ超格子
層（キャリア濃度２ Ｘ Ｉ Ｏ”７ｃｍ３．０． １
μｍ）７４、さらに第２のクラッド層としてｐ型Ａ、１
ＪＧａＮ／ＢＰ超格子層（Ｍｇドープ、キャリア濃度１
ｘ １０１７／ａｍ３． １ μｍ） ７５を順次形
成する。次に電流狭窄層として、ストライプ状に開口を
有するｎ型ＢＰ層（Ｓｉドープ、キャリア濃度２ Ｘ
１０１７／ｃｍ３． １μｍ）７６を形成し、コンタク
ト層としてｐ型ＢＰ層（Ｍｇドープ、キャリア濃度５Ｘ
１０１７／ｃ＋ｎ３）７７を形成した。
活性層としてアンドープのＡ、ｌ！ＧａＮ／ＢＰ超格子
層（キャリア濃度２ Ｘ Ｉ Ｏ”７ｃｍ３．０． １
μｍ）７４、さらに第２のクラッド層としてｐ型Ａ、１
ＪＧａＮ／ＢＰ超格子層（Ｍｇドープ、キャリア濃度１
ｘ １０１７／ａｍ３． １ μｍ） ７５を順次形
成する。次に電流狭窄層として、ストライプ状に開口を
有するｎ型ＢＰ層（Ｓｉドープ、キャリア濃度２ Ｘ
１０１７／ｃｍ３． １μｍ）７６を形成し、コンタク
ト層としてｐ型ＢＰ層（Ｍｇドープ、キャリア濃度５Ｘ
１０１７／ｃ＋ｎ３）７７を形成した。
両面にオーミック電極７８．７９を形成して完成する。
第１６図は、このＤＨレーザについて、先のＬＥＤと同
様に超格子半導体の組成２を変化させて、しきい値電流
密度の変化を測定した結果である。ただし先のＬＥＤの
場合と同様、ｘ＋ｙ＝ｚの関係は満たしている。窒素組
成比がｚ＝０．４５では約１００ ｋ Ａ ／ ｃｍ
２であり、ｚ−０，７５付近で極小値５０ ｋ Ａ／ｃ
ＩＴ＋２を示し、ｚ−０，８５以上で急激に値が上昇し
て発振不能になる。やはり窒化物だけでは満足なｐｎ接
合が出来ず、発光素子の作製が不可能であることが確認
された。
様に超格子半導体の組成２を変化させて、しきい値電流
密度の変化を測定した結果である。ただし先のＬＥＤの
場合と同様、ｘ＋ｙ＝ｚの関係は満たしている。窒素組
成比がｚ＝０．４５では約１００ ｋ Ａ ／ ｃｍ
２であり、ｚ−０，７５付近で極小値５０ ｋ Ａ／ｃ
ＩＴ＋２を示し、ｚ−０，８５以上で急激に値が上昇し
て発振不能になる。やはり窒化物だけでは満足なｐｎ接
合が出来ず、発光素子の作製が不可能であることが確認
された。
以上のＬＥＤおよびＤＨレーザの実施例においては、発
光層に超格子半導体を用い、そのバンドギャップを変化
させるためにＡｌとＧａの組成比と超格子層の積層周期
を固定して膜厚比ｒを変化させたが、ＡｆｉとＧａの組
成比を変化させる方がバンドギャップを容易に変化させ
得る。ただしこの場合、安易に１濃度を増加させると高
抵抗のｎ型層しか得られないという問題が出てくる。こ
の方法でバンドギャップを変化させる場合は、窒化物成
分の比率をある程度小さくすることが必要になる。
光層に超格子半導体を用い、そのバンドギャップを変化
させるためにＡｌとＧａの組成比と超格子層の積層周期
を固定して膜厚比ｒを変化させたが、ＡｆｉとＧａの組
成比を変化させる方がバンドギャップを容易に変化させ
得る。ただしこの場合、安易に１濃度を増加させると高
抵抗のｎ型層しか得られないという問題が出てくる。こ
の方法でバンドギャップを変化させる場合は、窒化物成
分の比率をある程度小さくすることが必要になる。
また上述のＬＥＤおよびＤＨレーザの実施例において、
超格子層半導体の部分を、ＺＢ型のＧａｓ Ａｌｌ ｙ
Ｂｌ−ｍ−ｙ Ｎｔ Ｐ ＋−（０≦ｘ＊ ｙｓｘ
＋ ｙ −ｚ ）なる組成を有する混晶半導体装置換す
ることができる。例えば第２図のＭＯＣＶＤ装置でこの
様な混晶を得るには、結晶成長中の基板の移動を止め、
代りに所定の成分に混合した反応ガスを一つの反応管を
とおして導入すればよい。
超格子層半導体の部分を、ＺＢ型のＧａｓ Ａｌｌ ｙ
Ｂｌ−ｍ−ｙ Ｎｔ Ｐ ＋−（０≦ｘ＊ ｙｓｘ
＋ ｙ −ｚ ）なる組成を有する混晶半導体装置換す
ることができる。例えば第２図のＭＯＣＶＤ装置でこの
様な混晶を得るには、結晶成長中の基板の移動を止め、
代りに所定の成分に混合した反応ガスを一つの反応管を
とおして導入すればよい。
ただしこの場合、原料ガスの相互反応を防止するために
、反応ガスは反応管直前で混合することが重要である。
、反応ガスは反応管直前で混合することが重要である。
実際にこの様な混晶を作製した結果、ｘ＋ｙ−２≦０．
７５の範囲ではＸ線回折により結晶全体がＺＢ型をもっ
てエピタキシャル成長していることが確認された。また
透過型電子顕微鏡による観察では、整然とした格子面が
観察され、クラスター化した領域は特に観察されなかっ
た。Ｇａを入れず、Ａ、９とＢの組成を１：１にした試
料では、結晶の電気抵抗率は１０５Ω・０ｍ以上と高め
で、ホール測定ではｎ型でキャリア濃度が１０ ”／ｃ
ｍ ３程度である。これは一般に言われるように、Ａｇ
Ｎ層のＮ原子空孔が原因と推定される。移動度は、５０
０ｍ２／ｖ−８ｅＣ程度と低かった。
７５の範囲ではＸ線回折により結晶全体がＺＢ型をもっ
てエピタキシャル成長していることが確認された。また
透過型電子顕微鏡による観察では、整然とした格子面が
観察され、クラスター化した領域は特に観察されなかっ
た。Ｇａを入れず、Ａ、９とＢの組成を１：１にした試
料では、結晶の電気抵抗率は１０５Ω・０ｍ以上と高め
で、ホール測定ではｎ型でキャリア濃度が１０ ”／ｃ
ｍ ３程度である。これは一般に言われるように、Ａｇ
Ｎ層のＮ原子空孔が原因と推定される。移動度は、５０
０ｍ２／ｖ−８ｅＣ程度と低かった。
ｚ−ｘ＋ｙという条件から５％以上はずれた混晶を作る
と、Ｘ線回折におけるブラッグピークの半値幅が０．２
度以上に増大し、ピーク強度の低下が著しいことが確認
された。
と、Ｘ線回折におけるブラッグピークの半値幅が０．２
度以上に増大し、ピーク強度の低下が著しいことが確認
された。
第１７図は、ｘ−０，２，ｙ−０，３゜ｚ−０，５±δ
としたときの半値幅の組成偏差δに対する変化を示して
いる。偏差δが大きい場合には基板上に均一な混晶層が
エピタキシャル成長しているとはいいがたい。混晶の成
長は、組成比範囲の自由度が大きい反面、微小領域でも
組成が均一な単結晶が得られない場合が多くなる。
としたときの半値幅の組成偏差δに対する変化を示して
いる。偏差δが大きい場合には基板上に均一な混晶層が
エピタキシャル成長しているとはいいがたい。混晶の成
長は、組成比範囲の自由度が大きい反面、微小領域でも
組成が均一な単結晶が得られない場合が多くなる。
ところで本発明による新しい化合物半導体材料により発
光素子を作る場合、発光波長に対して透明でかつ格子整
合がとれる基板の選択が困難であり、このため基板吸収
によって先取出し効率が低いものとなるという問題があ
る。また格子不整合に起因して発光層に応力がかかる。
光素子を作る場合、発光波長に対して透明でかつ格子整
合がとれる基板の選択が困難であり、このため基板吸収
によって先取出し効率が低いものとなるという問題があ
る。また格子不整合に起因して発光層に応力がかかる。
この点を解決した実施例を以下に説明する。以下の実施
例では、先に説明した実施例と同様にして基板上に超格
子構造または混晶からなる広バンドギャップの半導体層
を形成した後に、基板やバッファ層を除去して光取出し
効率の向上を図る。
例では、先に説明した実施例と同様にして基板上に超格
子構造または混晶からなる広バンドギャップの半導体層
を形成した後に、基板やバッファ層を除去して光取出し
効率の向上を図る。
第１８図はその様な実施例のダブルヘテロ接合構造のＬ
ＥＤである。このＬＥＤは、ｐ型層、１ｌＧａＮ／ＢＰ
、［格子層８１．アンドープのＡｊｌＧａＮ／ＢＰ超格
子層８２およびｎ型層ＮＧａＮ／ＢＰ超洛子層８３から
なるダブルヘテロ構造と、この上に形成された厚いＷＺ
構造のｎ型Ａｊ７ＧａＮコンタクト層８４により構成さ
れる。ｎ側、ｐ側にそれぞれオーミック電極８５゜８６
が形成される。
ＥＤである。このＬＥＤは、ｐ型層、１ｌＧａＮ／ＢＰ
、［格子層８１．アンドープのＡｊｌＧａＮ／ＢＰ超格
子層８２およびｎ型層ＮＧａＮ／ＢＰ超洛子層８３から
なるダブルヘテロ構造と、この上に形成された厚いＷＺ
構造のｎ型Ａｊ７ＧａＮコンタクト層８４により構成さ
れる。ｎ側、ｐ側にそれぞれオーミック電極８５゜８６
が形成される。
このＬＥＤは、第２図のＭＯＣＶＤ装置を用いて製造さ
れる。具体的な製造工程を次に説明する。
れる。具体的な製造工程を次に説明する。
原料ガスは、ＴＭＡ、ＴＭＧ、ＴＥＢｘＮＨ３。
ＰＨ３である。基板温度は８５０℃〜１１５０℃、圧力
は０．３気圧、原料ガスの総流量はＩＮ／ｍｉｎであり
、成長速度が１μｍ／ｈとなるようにガス流量を設定し
た。概略的な各原料ガスの流量は、ＴＭＡ ； Ｉ Ｘ
１０−６ＩＩｏｌ ／ｌｌ１ｉｎ ＳＴＭＧ ；ｌＸ
ｌ０−’ａ＋ｏｌ ／ａｋｉｎ 、 ＴＥＢ ； ｌＸ
１０−６＋ｏｌ／１ｎ ５ＰＨ３； ５Ｘ １０−’ｍ
ｏｌ ／ａｋｉｎ ＳＮＨ，；Ｉ Ｘ １０−３ｍｏｌ
／ｗｉｎである。ドーパントには、ｎ型にＳｉ、ｐ型
にＭｇを用いた。Ｓｉはシラン（Ｓ ｉ Ｈ４）を、Ｍ
ｇはシクロペンタジェニルマグネシウム（ＣＰ ２ Ｍ
ｇ ）をそれぞれ原料ガスに混入することによりドー
プした。
は０．３気圧、原料ガスの総流量はＩＮ／ｍｉｎであり
、成長速度が１μｍ／ｈとなるようにガス流量を設定し
た。概略的な各原料ガスの流量は、ＴＭＡ ； Ｉ Ｘ
１０−６ＩＩｏｌ ／ｌｌ１ｉｎ ＳＴＭＧ ；ｌＸ
ｌ０−’ａ＋ｏｌ ／ａｋｉｎ 、 ＴＥＢ ； ｌＸ
１０−６＋ｏｌ／１ｎ ５ＰＨ３； ５Ｘ １０−’ｍ
ｏｌ ／ａｋｉｎ ＳＮＨ，；Ｉ Ｘ １０−３ｍｏｌ
／ｗｉｎである。ドーパントには、ｎ型にＳｉ、ｐ型
にＭｇを用いた。Ｓｉはシラン（Ｓ ｉ Ｈ４）を、Ｍ
ｇはシクロペンタジェニルマグネシウム（ＣＰ ２ Ｍ
ｇ ）をそれぞれ原料ガスに混入することによりドー
プした。
まず、Ｚｎドープのｐ型ＧａＰ基板に、０．１μｍのｐ
型ＢＰバッファ層を形成する。次にこのバッファ層上に
、ｐ型層ｇＧａＮ／ＢＰ超格子層８１（キャリア濃度Ｉ
Ｘ １０ Ｉ７／Ｃｍ３．厚さ２μｍ、バンドギャッ
プ３，０ｅＶ） アンドープのＡＮＧａＮ／ＢＰ超格
子層８２（厚さ０． ５μｍ、バンドギャップ２．７ｅ
Ｖ） ｎ型層ｆｌＧａＮ／ＢＰ超格子層８３（キャリ
ア濃度ｌ Ｘ Ｉ Ｑ”／ａｍ’ 、厚さ２μｍ、バン
ドギャップ３．０ｅＶ）を順次成長させる。このＤＨ構
造の積層部分は、バンドギャップ３．ＯｅＶの部分が、
Ａｇｏ、５０ ａｏ、５ Ｎ （１３人）／ＢＰ（７人
）、アンドープでバンドギャップ２．７ｅＶの部分がＡ
Ｎ ０．５ Ｇ ａｏ、５ Ｎ （１０人）／ＢＰ（１
０人）であり、２０人の積層周期としている。そしてこ
のＤＨ構造の上に、Ｓｉドープのｎ型Ａｊ７ＧａＮから
なるコンタクト層８４（キャリア濃度５×１０ ”）’
ｃＡ’ 、バンドギャップ３．４ｅＶ）を３０μｍ成長
させる。このコンタクト層８４は、ｎＩＣ２ＡＮＧａＮ
／ＢＰ層８３との界面付近はＺＢ型であるが、厚く成長
させることにより大部分がＷＺ型となる。これは、発光
波長に対して透明なばかりでなく、成長速度が速く、コ
ンタクト層のような厚い層を成長させるのに適している
。
型ＢＰバッファ層を形成する。次にこのバッファ層上に
、ｐ型層ｇＧａＮ／ＢＰ超格子層８１（キャリア濃度Ｉ
Ｘ １０ Ｉ７／Ｃｍ３．厚さ２μｍ、バンドギャッ
プ３，０ｅＶ） アンドープのＡＮＧａＮ／ＢＰ超格
子層８２（厚さ０． ５μｍ、バンドギャップ２．７ｅ
Ｖ） ｎ型層ｆｌＧａＮ／ＢＰ超格子層８３（キャリ
ア濃度ｌ Ｘ Ｉ Ｑ”／ａｍ’ 、厚さ２μｍ、バン
ドギャップ３．０ｅＶ）を順次成長させる。このＤＨ構
造の積層部分は、バンドギャップ３．ＯｅＶの部分が、
Ａｇｏ、５０ ａｏ、５ Ｎ （１３人）／ＢＰ（７人
）、アンドープでバンドギャップ２．７ｅＶの部分がＡ
Ｎ ０．５ Ｇ ａｏ、５ Ｎ （１０人）／ＢＰ（１
０人）であり、２０人の積層周期としている。そしてこ
のＤＨ構造の上に、Ｓｉドープのｎ型Ａｊ７ＧａＮから
なるコンタクト層８４（キャリア濃度５×１０ ”）’
ｃＡ’ 、バンドギャップ３．４ｅＶ）を３０μｍ成長
させる。このコンタクト層８４は、ｎＩＣ２ＡＮＧａＮ
／ＢＰ層８３との界面付近はＺＢ型であるが、厚く成長
させることにより大部分がＷＺ型となる。これは、発光
波長に対して透明なばかりでなく、成長速度が速く、コ
ンタクト層のような厚い層を成長させるのに適している
。
こうして各半導体層を成長させた後、ＧａＰ基板側を研
磨し、２％臭素メチルアルコール溶液によりエツチング
して基板およびＢＰバッファ層を完全に除去する。そし
て最後にＩｎ電極８５゜８６を両面に形成して第１８図
のＬＥＤが完成する。
磨し、２％臭素メチルアルコール溶液によりエツチング
して基板およびＢＰバッファ層を完全に除去する。そし
て最後にＩｎ電極８５゜８６を両面に形成して第１８図
のＬＥＤが完成する。
この実施例によれば、厚いコンタクト層を残して基板お
よびバッファ層を除去することによって、光吸収による
損失が回避され、基板を除かない場合に比べて倍近い輝
度である２０ｍｃｄの青色発光が確認された。また基板
除去によって発光層部分に無用な応力がかからなくなり
、信頼性が向上する。
よびバッファ層を除去することによって、光吸収による
損失が回避され、基板を除かない場合に比べて倍近い輝
度である２０ｍｃｄの青色発光が確認された。また基板
除去によって発光層部分に無用な応力がかからなくなり
、信頼性が向上する。
発光層部分にＡｐＧａＮ／ＢＰの超格子構造ではなく、
これと同等の組成を持つ混晶層を用いた場合にも同様の
効果が得られる。また発光層もＤＨ構造に限らず、ホモ
接合の場合、シングルヘテロ接合の場合にも同様１千基
板除去による効果が期待できる。
これと同等の組成を持つ混晶層を用いた場合にも同様の
効果が得られる。また発光層もＤＨ構造に限らず、ホモ
接合の場合、シングルヘテロ接合の場合にも同様１千基
板除去による効果が期待できる。
第１９図は、電極付近にのみコンタクト層を残すように
した他の実施例のシングルヘテロ接合型ＬＥＤである。
した他の実施例のシングルヘテロ接合型ＬＥＤである。
原料や製法は基本的に第１８図の実施例と同様である。
まず、Ｚｎドープのｐ型ＧａＰ基板にバッファ層兼コン
タクト層としてｐ型ＢＰ層（キャリア濃度２ Ｘ １０
”／ ｃｍ３ 厚さ５μｍ）９１を成長させる。次
いで発光層部分であるｐ型層ＮＧａＮ／ＢＰ超格子層（
キャリア濃度１×１０１７／ｃＩＴ１３．厚さ３μｍ、
１３人／７人の積層）９２．ｎ型層ΩＧ ａ Ｎ ／
Ｂ Ｐ超格子層（キャリア濃度２ Ｘ １０ ”／ ｃ
ｍ” 、厚さ３μｍ。
タクト層としてｐ型ＢＰ層（キャリア濃度２ Ｘ １０
”／ ｃｍ３ 厚さ５μｍ）９１を成長させる。次
いで発光層部分であるｐ型層ＮＧａＮ／ＢＰ超格子層（
キャリア濃度１×１０１７／ｃＩＴ１３．厚さ３μｍ、
１３人／７人の積層）９２．ｎ型層ΩＧ ａ Ｎ ／
Ｂ Ｐ超格子層（キャリア濃度２ Ｘ １０ ”／ ｃ
ｍ” 、厚さ３μｍ。
１０人／１０人の積層）９３を順次成長させ、更にこの
上に、コンタクト層としてｎ型ＢＰ層９４を５μｍ成長
させる。ここでも超格子層の組成は、Ａｆｉ 、、、Ｇ
ａ 、、ｘＮ／ Ｂ Ｐとし、積層周期は２０人に統
一した。
上に、コンタクト層としてｎ型ＢＰ層９４を５μｍ成長
させる。ここでも超格子層の組成は、Ａｆｉ 、、、Ｇ
ａ 、、ｘＮ／ Ｂ Ｐとし、積層周期は２０人に統
一した。
結晶成長後、ＧａＰ基板は先の実施例と同様にしてエツ
チング除去する。そして両面にＩｎ電極９５．９６を形
成し、この電極をエッチングマスりとして用いて両面の
ＢＰＰ層１．９４をエツチングして第１９図の構造を得
る。
チング除去する。そして両面にＩｎ電極９５．９６を形
成し、この電極をエッチングマスりとして用いて両面の
ＢＰＰ層１．９４をエツチングして第１９図の構造を得
る。
この実施例によっても基板および不要なコンタクト層を
エツチング除去することにより、高輝度の寿命の長い青
色ＬＥＤが得られた。この実施例においても、超格子層
に代わってこれと等価な混晶膜を用いることができる。
エツチング除去することにより、高輝度の寿命の長い青
色ＬＥＤが得られた。この実施例においても、超格子層
に代わってこれと等価な混晶膜を用いることができる。
第２０図は、光吸収が問題にならない程度に薄いバッフ
ァ層やコンタクト層を有する他の実施例のＬＥＤである
。Ｚｎドープのｐ型ＧａＰ基板に、厚さＱ、１μｍ、キ
ャリア濃度３ Ｘ １０ ”／ ｃｍ３のｐ型ＢＰバッ
ファ層１０１を形成する。次にこのバッファ層上に、ｐ
型層ｇＧａＮ／ＢＰ超格子層１０２（キャリア濃度Ｉ
Ｘ １０１７７ｃｍ３．厚さ２μｍ、バンドギャップ３
．０ｅＶ） アンドープのＡ、ＱＧａＮ／ＢＰ超格子
層１０３（厚さ０．５μｍ、バンドギャップ２．７ｅＶ
） 、ｎ型Ａ、ＱＧａＮ／ＢＰ超格子層１０４（キャリ
ア濃度Ｉ Ｘ １０ ”／ａｍ３．厚さ２ ｕ ｍ ＋
バンドギャップ３．０ｅＶ）を順次成長させる。この
ＤＨ構造の部分の構造は第１８図の実施例と同様である
。このＤＨ構造の上にコンタクト層として、Ｓｉドープ
のｎ型ＢＰ層（キャリア濃度３ Ｘ １０１７／ａｍ’
）１０５を０．１μｍ成長させる。各半導体層成長の
後、機械研磨の後、２％臭素メチルアルコール溶液によ
るエツチングによってＧａＰ基板を除去し、Ｉｎ′Ｒ１
ｉ極１０６，１０７を形成する。
ァ層やコンタクト層を有する他の実施例のＬＥＤである
。Ｚｎドープのｐ型ＧａＰ基板に、厚さＱ、１μｍ、キ
ャリア濃度３ Ｘ １０ ”／ ｃｍ３のｐ型ＢＰバッ
ファ層１０１を形成する。次にこのバッファ層上に、ｐ
型層ｇＧａＮ／ＢＰ超格子層１０２（キャリア濃度Ｉ
Ｘ １０１７７ｃｍ３．厚さ２μｍ、バンドギャップ３
．０ｅＶ） アンドープのＡ、ＱＧａＮ／ＢＰ超格子
層１０３（厚さ０．５μｍ、バンドギャップ２．７ｅＶ
） 、ｎ型Ａ、ＱＧａＮ／ＢＰ超格子層１０４（キャリ
ア濃度Ｉ Ｘ １０ ”／ａｍ３．厚さ２ ｕ ｍ ＋
バンドギャップ３．０ｅＶ）を順次成長させる。この
ＤＨ構造の部分の構造は第１８図の実施例と同様である
。このＤＨ構造の上にコンタクト層として、Ｓｉドープ
のｎ型ＢＰ層（キャリア濃度３ Ｘ １０１７／ａｍ’
）１０５を０．１μｍ成長させる。各半導体層成長の
後、機械研磨の後、２％臭素メチルアルコール溶液によ
るエツチングによってＧａＰ基板を除去し、Ｉｎ′Ｒ１
ｉ極１０６，１０７を形成する。
この実施例のようにコンタクト層を残しても、それがご
く薄いものであれば、光吸収は少なく、高輝度の特性が
得られる。
く薄いものであれば、光吸収は少なく、高輝度の特性が
得られる。
前述のように本発明に係る化合物半導体材料には、これ
に対して格子整合がとれる良質の基板がない点が一つの
問題である。上記各実施例で説明したようにＧａＰ基板
を用いた場合、１５％程度の格子不整合があり、これに
よって欠陥が生じたり、また発光層に大きい応力がかか
るので、信頼性の点で不安がある。この点を解決した信
頼性の高い発光素子の実施例を以下に説明する。以下の
実施例では、発光層に用いるのと同様の構成の多層構造
バッファ層を発光層の下地として成長させる。
に対して格子整合がとれる良質の基板がない点が一つの
問題である。上記各実施例で説明したようにＧａＰ基板
を用いた場合、１５％程度の格子不整合があり、これに
よって欠陥が生じたり、また発光層に大きい応力がかか
るので、信頼性の点で不安がある。この点を解決した信
頼性の高い発光素子の実施例を以下に説明する。以下の
実施例では、発光層に用いるのと同様の構成の多層構造
バッファ層を発光層の下地として成長させる。
第２１図はその様な実施例の半導体レーザである。ｎ型
ＧａＰ基板１１１上にまず、ｎ型ＧａＰ層１１２がバッ
ファ層として形成され、この上に毛均組成の異なるｎ型
ＧａＡＩＩＮ／ＢＰ超格子層とｎ型ＧａＡΩＮ／ＢＰ超
格子層を交互に積層した多層構造バッファ層１１３が形
成されている。
ＧａＰ基板１１１上にまず、ｎ型ＧａＰ層１１２がバッ
ファ層として形成され、この上に毛均組成の異なるｎ型
ＧａＡＩＩＮ／ＢＰ超格子層とｎ型ＧａＡΩＮ／ＢＰ超
格子層を交互に積層した多層構造バッファ層１１３が形
成されている。
このバッファ層・１１３上に、第、１のクラッド層であ
るｎ型ＧａＡｊ？Ｎ／ＢＰ超格子層１１４、活性層であ
るアンドープのＧａＡＩＩＮ／ＢＰ超格子層１１５およ
び第２のクラッド層であるｐ型ＧａＡｐＮ／ＢＰ超格子
層１１６が順次形成されている。こうして形成されたダ
ブルヘテロ構造の上に、中央部にストライブ状の開口を
有する電流狭窄層としてのｎ型ＢＰ層１１７が形成され
、さらにこの上にコンタクト層として１）！４２Ｂ Ｐ
層１１８が形成されている。ｐｆｉＢＰ層１１８主１１
８上の金属電極１１９が形成され、基板にはｎ側の金属
電極１１０が形成されている。
るｎ型ＧａＡｊ？Ｎ／ＢＰ超格子層１１４、活性層であ
るアンドープのＧａＡＩＩＮ／ＢＰ超格子層１１５およ
び第２のクラッド層であるｐ型ＧａＡｐＮ／ＢＰ超格子
層１１６が順次形成されている。こうして形成されたダ
ブルヘテロ構造の上に、中央部にストライブ状の開口を
有する電流狭窄層としてのｎ型ＢＰ層１１７が形成され
、さらにこの上にコンタクト層として１）！４２Ｂ Ｐ
層１１８が形成されている。ｐｆｉＢＰ層１１８主１１
８上の金属電極１１９が形成され、基板にはｎ側の金属
電極１１０が形成されている。
この半導体レーザは、第２図のマルチチャンバ方式のＭ
ＯＣＶＤ装置を用い、原料ガス、ガス流量、ドーピング
などは基本的に先に説明した実施例と同様の条件に設定
して製造される。Ｇ ａ ＡＮＮ／ＢＰ超格子層の代表
的な積層周期は５０人であり、窒化物と硼化物の厚さの
比は１：１である。
ＯＣＶＤ装置を用い、原料ガス、ガス流量、ドーピング
などは基本的に先に説明した実施例と同様の条件に設定
して製造される。Ｇ ａ ＡＮＮ／ＢＰ超格子層の代表
的な積層周期は５０人であり、窒化物と硼化物の厚さの
比は１：１である。
この比が１より小さくなるとバンド構造が直接遷移型か
ら間接遷移型に変化して発光効率が低下する。また積層
周期が５０人を越えると、電子、正孔の局在が生（て導
電率が低下する。
ら間接遷移型に変化して発光効率が低下する。また積層
周期が５０人を越えると、電子、正孔の局在が生（て導
電率が低下する。
具体的な構成を説明すると、ＧａＰ１板１１１にはＳｉ
ドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７／ ｃ＋ｎ’の
ものを用い、ＧａＰバッファ層１１２はＳｉドープ、キ
ャリア濃度Ｉ Ｘ １０ ′７／ｃｍ’ 、厚さ１μｍ
とし、多層構造バッファ層１１３は、ｎ型Ｇ ａ ｏ、
ｓ Ａｆｆ ｏ、ｘＮ ／ Ｂ Ｐ層とｎ型Ｇａ。
ドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７／ ｃ＋ｎ’の
ものを用い、ＧａＰバッファ層１１２はＳｉドープ、キ
ャリア濃度Ｉ Ｘ １０ ′７／ｃｍ’ 、厚さ１μｍ
とし、多層構造バッファ層１１３は、ｎ型Ｇ ａ ｏ、
ｓ Ａｆｆ ｏ、ｘＮ ／ Ｂ Ｐ層とｎ型Ｇａ。
ＡＩｏ、６Ｎ／ＢＰ層を５００人周期で１μｍ（Ｓｉド
ープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ Ｉ Ｑ １７／ｃｍ３）成
長させた。ｎ型の第１のクラッド層１１４は、Ｇａｏ、
ａ ＡＮ ｏ、ｔｉ Ｎ／ＢＰ超格子層（Ｓｉドープ。
ープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ Ｉ Ｑ １７／ｃｍ３）成
長させた。ｎ型の第１のクラッド層１１４は、Ｇａｏ、
ａ ＡＮ ｏ、ｔｉ Ｎ／ＢＰ超格子層（Ｓｉドープ。
キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７／ｃｍ’ 、厚さ１μｍ
）とし、アンドープ活性層１１５は、Ｇａｏ、。
）とし、アンドープ活性層１１５は、Ｇａｏ、。
Ａ（ｌ ｏ、ｓ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層（厚さ０．１μ
ｍ）とし、ｐ型の第２のクラッド層１１６は、Ｇａｏ、
４ＡＮ ｏ、ｂ□ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層（Ｍｇドープ
、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７／ω３．厚さ１μｍ）
とした。
ｍ）とし、ｐ型の第２のクラッド層１１６は、Ｇａｏ、
４ＡＮ ｏ、ｂ□ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層（Ｍｇドープ
、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７／ω３．厚さ１μｍ）
とした。
ｐ型クラッド層１１６上には、シランガスの熱分解と写
真食刻により幅５μｍのストライブ状に５ｉｎ２膜を形
成し、ｎ型ＢＰ層からなる電流阻止層１１７（Ｓｉドー
プ、キャリア濃度１×１０１７／ｃｍ’ １ ｉｔ
ｍ）を選択成長させる。次いで５ｉｎ２膜を除去してコ
ンタクト層としてｐ型ＢＰ層１１８（Ｍｇドープ、キャ
リア濃度１×１０”／ｃｍ’、厚さ１μｍ）を成長させ
る。そしてｐ側にＡ ｕ ／ Ｚ ｎ電極１１９．ｎ側
にＡｕ／Ｇ ｅ ７８極１１０をそれぞれ形成する。
真食刻により幅５μｍのストライブ状に５ｉｎ２膜を形
成し、ｎ型ＢＰ層からなる電流阻止層１１７（Ｓｉドー
プ、キャリア濃度１×１０１７／ｃｍ’ １ ｉｔ
ｍ）を選択成長させる。次いで５ｉｎ２膜を除去してコ
ンタクト層としてｐ型ＢＰ層１１８（Ｍｇドープ、キャ
リア濃度１×１０”／ｃｍ’、厚さ１μｍ）を成長させ
る。そしてｐ側にＡ ｕ ／ Ｚ ｎ電極１１９．ｎ側
にＡｕ／Ｇ ｅ ７８極１１０をそれぞれ形成する。
こうして得られたウェハをへき開して、共振器長３００
．ｃｔｍのレーザを得た。液体窒素温度でパルス幅１０
０μＳｅｅのパルス動作において、緑色光レーザ発振が
確認された。しきい値電流密度は、約５０ ｋ Ａ ／
ａｍ ２を示した。室温ではレーザ発振は認められな
かったが、ＬＥＤモードの動作においては、１００時間
以上の安定した発光が確認できた。この安定動作は、活
性層への応力の軽減によるものと思われる。
．ｃｔｍのレーザを得た。液体窒素温度でパルス幅１０
０μＳｅｅのパルス動作において、緑色光レーザ発振が
確認された。しきい値電流密度は、約５０ ｋ Ａ ／
ａｍ ２を示した。室温ではレーザ発振は認められな
かったが、ＬＥＤモードの動作においては、１００時間
以上の安定した発光が確認できた。この安定動作は、活
性層への応力の軽減によるものと思われる。
第２２図は、第２１図の実施例を変形した実施例の半導
体レーザである。第２１図の実施例では、ｐ型クラッド
層１１６上に選択成長によりｎ型ＢＰ７Ｍ流阻止層１１
７を形成したが、この実施例ではｐ型クラッド層１１６
の表面を予め選択エツチングしてストライプ状の凸部を
形成しておき、この凸部の周囲にｎ型ＢＰ電流阻止層１
１７を形成している。
体レーザである。第２１図の実施例では、ｐ型クラッド
層１１６上に選択成長によりｎ型ＢＰ７Ｍ流阻止層１１
７を形成したが、この実施例ではｐ型クラッド層１１６
の表面を予め選択エツチングしてストライプ状の凸部を
形成しておき、この凸部の周囲にｎ型ＢＰ電流阻止層１
１７を形成している。
第２３図はさらに第２２図の実施例を変形した実施例の
半導体レーザである。先の実施例ではｎ型クラッド層１
１４．活性層１１５およびｐ型クラッド層１１６にＧ’
ａＡΩＮ／ＢＰ超格子層を用いたのに対し、この実施例
では、上記超格子層と同等の組成を有するＧａＡ、Ｑ
ＢＮＰ混晶層からなるｎ型クラッド層１１４’、活性層
１１５’、ｐ型りラッド層１１６′を構成している。
半導体レーザである。先の実施例ではｎ型クラッド層１
１４．活性層１１５およびｐ型クラッド層１１６にＧ’
ａＡΩＮ／ＢＰ超格子層を用いたのに対し、この実施例
では、上記超格子層と同等の組成を有するＧａＡ、Ｑ
ＢＮＰ混晶層からなるｎ型クラッド層１１４’、活性層
１１５’、ｐ型りラッド層１１６′を構成している。
これらの実施例によっても、多層（超格子）構造バッフ
ァ層を設けることによって安定な発光動作が可能である
。多層構造バッファ層として、平均組成の異なるＧ ａ
ｘ ＡＭ ｙ Ｂ＋−＊−ｙ Ｎ ｔ Ｐ ＋−ｘ混
晶層を多層に積層してもよい。また、平均組成の異なる
ＧａＡｆＩＮ／ＢＰ超格子層とＧ ａ Ｉ Ａｆ） ｙ
Ｂ ＋−−−ｙ Ｎ ｇ Ｐ ＋−＊混品混合層層に
積層してもよい。以上のような多層構造バッファ層はＬ
ＥＤにもａ効である。
ァ層を設けることによって安定な発光動作が可能である
。多層構造バッファ層として、平均組成の異なるＧ ａ
ｘ ＡＭ ｙ Ｂ＋−＊−ｙ Ｎ ｔ Ｐ ＋−ｘ混
晶層を多層に積層してもよい。また、平均組成の異なる
ＧａＡｆＩＮ／ＢＰ超格子層とＧ ａ Ｉ Ａｆ） ｙ
Ｂ ＋−−−ｙ Ｎ ｇ Ｐ ＋−＊混品混合層層に
積層してもよい。以上のような多層構造バッファ層はＬ
ＥＤにもａ効である。
第２１図〜第２３図の実施例では、ＤＨ構造を得るのに
組成比を変化させたが、超格子層の場合にはその膜厚比
を変化させ、また混晶の場合には混晶比を変化させるこ
とにより同様にＤＨ構造を得ることができる。また、Ｇ
ａ、ＡΩｙＢ、−＊−ｙＮ、Ｐ、−、において、ｘ＋ｙ
−０，５の場合を説明したが、これ以外の組成でもよい
。ただし発光層については、ｘ＋ｙが０，５より小さく
なるとバンド構造が間接遷移型に変化するので、好まし
くない。ＧａＡ、９Ｎ中またはＧａＡ、ｌ？ＢＮＰ中に
Ｉｎなどを添加して、ＢＰ層とＧａＡｉ）Ｎの格子整合
を良好にすることも可能である。
組成比を変化させたが、超格子層の場合にはその膜厚比
を変化させ、また混晶の場合には混晶比を変化させるこ
とにより同様にＤＨ構造を得ることができる。また、Ｇ
ａ、ＡΩｙＢ、−＊−ｙＮ、Ｐ、−、において、ｘ＋ｙ
−０，５の場合を説明したが、これ以外の組成でもよい
。ただし発光層については、ｘ＋ｙが０，５より小さく
なるとバンド構造が間接遷移型に変化するので、好まし
くない。ＧａＡ、９Ｎ中またはＧａＡ、ｌ？ＢＮＰ中に
Ｉｎなどを添加して、ＢＰ層とＧａＡｉ）Ｎの格子整合
を良好にすることも可能である。
次に、本発明による化合物半導体層を用いた発光層部分
と基板の格子不整合の問題を基板材料により解決した実
施例を説明する。ＭＯＣＶＤ法によりバンドギャップの
広い硼素や窒素を含む化合物半導体層を成長させる際、
高い基板温度での成長が望ましいが、これまでの実施例
で説明したＧａＰ基板は融点が１４６７℃であり、基板
損傷を避けるために余り高温成長ができない。これに対
し以下の実施例では、融点が２８３０℃と高く、格子定
数がＧａＰより小さい５ｉＣ１板を用いることにより高
温成長を可能とし、基板と発光層部分の格子整合性を高
める。
と基板の格子不整合の問題を基板材料により解決した実
施例を説明する。ＭＯＣＶＤ法によりバンドギャップの
広い硼素や窒素を含む化合物半導体層を成長させる際、
高い基板温度での成長が望ましいが、これまでの実施例
で説明したＧａＰ基板は融点が１４６７℃であり、基板
損傷を避けるために余り高温成長ができない。これに対
し以下の実施例では、融点が２８３０℃と高く、格子定
数がＧａＰより小さい５ｉＣ１板を用いることにより高
温成長を可能とし、基板と発光層部分の格子整合性を高
める。
第２４図は、そのような実施例のＤＨ構造半導体レーザ
である。ｎ型ＳｉＣ基板１２１上にまずｎ ！２ Ｂ
Ｐ層１２２がバッファ層として形成され、この上にｎ型
ＧａＡｊ！Ｎ／ＢＰ！！ｉ格子層からなる第１のクラッ
ド層１２３．アンドニブＧａＡｊｌｌＮ／ＢＰ超格子層
からなる活性層１２４及びｐ型ＧａΔＩＮ／ＢＰ超格子
層からなる第２のクラッド層１２５が順次形成されてＤ
Ｈ構造が構成されている。第２のクラッド層１２５上に
は、中央のストライブ状部分を除いてｎ型ＢＰ層からな
る電流阻止層１２６が形成され、さらにこの上にｐ型Ｂ
Ｐ層からなるコンタクト層１２７が形成されている。素
子の両面にはオーミック電極１２８゜１２９が形成され
ている。
である。ｎ型ＳｉＣ基板１２１上にまずｎ ！２ Ｂ
Ｐ層１２２がバッファ層として形成され、この上にｎ型
ＧａＡｊ！Ｎ／ＢＰ！！ｉ格子層からなる第１のクラッ
ド層１２３．アンドニブＧａＡｊｌｌＮ／ＢＰ超格子層
からなる活性層１２４及びｐ型ＧａΔＩＮ／ＢＰ超格子
層からなる第２のクラッド層１２５が順次形成されてＤ
Ｈ構造が構成されている。第２のクラッド層１２５上に
は、中央のストライブ状部分を除いてｎ型ＢＰ層からな
る電流阻止層１２６が形成され、さらにこの上にｐ型Ｂ
Ｐ層からなるコンタクト層１２７が形成されている。素
子の両面にはオーミック電極１２８゜１２９が形成され
ている。
この半導体レーザは、先の各実施例と同様に、第２図の
ＭＯＣＶＤ装置を用いて各半導体層の成長が行われる。
ＭＯＣＶＤ装置を用いて各半導体層の成長が行われる。
その際の原料ガス、ガス流量、ドーパントなどの成長条
件は先に説明した実施例と同様である。基板温度はＧａ
Ｐ基板を用いた場合に比べて高い温度例えば１２００〜
１４００℃に設定する。
件は先に説明した実施例と同様である。基板温度はＧａ
Ｐ基板を用いた場合に比べて高い温度例えば１２００〜
１４００℃に設定する。
具体的な構成を説明すると、ＳｉＣ基板１２１にはＡｌ
７ ドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７／ｃｍ’の
ものを用い、ＢＰバッファ層１２２はＳｉドープ、キャ
リア濃度Ｉ Ｘ １０ ”／ｃｍ’ 、厚み１μｍとし
、第１のクラッド層１２３はｎ型Ｇａ、、４ＡＮｏ、
Ｎ／ＢＰ超格子層（Ｓｉドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ
１０”／ａｍ３． １ μｍ） 、活性層１２４はア
ンドープＧ ａ ｏ、ｓ Ａｆｆ ０．５ Ｎ／ Ｂ
Ｐ超格子層（０，１μｍ）、第２のクラッド層１２５は
ｐ型Ｇ ａ Ｏ，４Ａｌｌ０．６ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子
層（Ｍｇドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７／ｃ＋
ｎ’ 、 １ μｍ）とした。第２のクラッド層１２
５上には５ｉ０２膜マスクをストライプ状に形成してｎ
型ＢＰ層（Ｓｉドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７
／ａｍ３１μｍ）を選択成長させて電流阻止層１２６を
形成し、さらにマスクを除去してｐ型ＢＰ層（Ｍｇドー
プ、キャリア濃度ｌＸｌ０”／ｃｍ３，１μｍ）からな
るコンタクト層１２７を形成している。
７ ドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７／ｃｍ’の
ものを用い、ＢＰバッファ層１２２はＳｉドープ、キャ
リア濃度Ｉ Ｘ １０ ”／ｃｍ’ 、厚み１μｍとし
、第１のクラッド層１２３はｎ型Ｇａ、、４ＡＮｏ、
Ｎ／ＢＰ超格子層（Ｓｉドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ
１０”／ａｍ３． １ μｍ） 、活性層１２４はア
ンドープＧ ａ ｏ、ｓ Ａｆｆ ０．５ Ｎ／ Ｂ
Ｐ超格子層（０，１μｍ）、第２のクラッド層１２５は
ｐ型Ｇ ａ Ｏ，４Ａｌｌ０．６ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子
層（Ｍｇドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７／ｃ＋
ｎ’ 、 １ μｍ）とした。第２のクラッド層１２
５上には５ｉ０２膜マスクをストライプ状に形成してｎ
型ＢＰ層（Ｓｉドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７
／ａｍ３１μｍ）を選択成長させて電流阻止層１２６を
形成し、さらにマスクを除去してｐ型ＢＰ層（Ｍｇドー
プ、キャリア濃度ｌＸｌ０”／ｃｍ３，１μｍ）からな
るコンタクト層１２７を形成している。
ｐ側の電極１２８はＡ ｕ ／ Ｚ ｎ膜、ｎ側の電極
１２９はＡ ｕ ／ Ｇ ｅ膜を用いて構成した。
１２９はＡ ｕ ／ Ｇ ｅ膜を用いて構成した。
得られたウェハをへき開して共振器長３００μｍのレー
ザ素子を作成した結果、液体窒素温度でパルス幅１００
ｕ ｓｅｅのパルス動作で緑色光レーザ発振が確認さ
れた。しきい値電流は約５０ ｋ Ａ ／ ａｍ ２で
あった。室温でのレーザ発振は確認できなかったが、Ｌ
ＥＤモードの動作で１００時間の安定動作が確認された
。
ザ素子を作成した結果、液体窒素温度でパルス幅１００
ｕ ｓｅｅのパルス動作で緑色光レーザ発振が確認さ
れた。しきい値電流は約５０ ｋ Ａ ／ ａｍ ２で
あった。室温でのレーザ発振は確認できなかったが、Ｌ
ＥＤモードの動作で１００時間の安定動作が確認された
。
第２５図は、第２４図の発光層部分を変形した実施例の
構成である。第２４１図の実施例では、ｐ型クラッド層
１２５上に選択成長によりｎ型ＢＰ電流狭窄層１２６を
形成したが、この実施例ではｐ型クラッド層１２５の表
面を予め選択エツチングしてストライプ状の凸部を形成
しておき、この凸部の周囲にｎ型ＢＰ電流阻止層１２６
を形成している。
構成である。第２４１図の実施例では、ｐ型クラッド層
１２５上に選択成長によりｎ型ＢＰ電流狭窄層１２６を
形成したが、この実施例ではｐ型クラッド層１２５の表
面を予め選択エツチングしてストライプ状の凸部を形成
しておき、この凸部の周囲にｎ型ＢＰ電流阻止層１２６
を形成している。
第２６図はさらに第２４図の実施例を変形した実施例の
半導体レーザである。先の実施例ではｎ型クラッド層１
２３．活性層１２４およびｐ型クラッド層１２５にＧａ
ＡΩＮ／ＢＰ超格子層を用いたのに対し、この実施例で
は、上記超格子層と同等の組成を有するＧａＡΩＢＮＰ
混晶層からなるｎ型クラッド層１２３’、活性層１２４
’、ｐ型りラッド層１２５′を構成している。
半導体レーザである。先の実施例ではｎ型クラッド層１
２３．活性層１２４およびｐ型クラッド層１２５にＧａ
ＡΩＮ／ＢＰ超格子層を用いたのに対し、この実施例で
は、上記超格子層と同等の組成を有するＧａＡΩＢＮＰ
混晶層からなるｎ型クラッド層１２３’、活性層１２４
’、ｐ型りラッド層１２５′を構成している。
これらの実施例によっても、安定な発光動作が可能であ
る。またＧａＡｊｌｎもしくはＧａＡΩＢＮＰにＩｎを
添加してＢＰ層とＧａＡＮＮ層の格子整合を良好にする
ことも有効である。以上の実施例において、ＳｉＣ基板
に代わってＳｉ基板を用いることも、高温成長を可能に
するため有効である。ＳｉＣ基１ｉ（、Ｓｉ基板の採用
は、ＬＥＤの作製においても有効である。
る。またＧａＡｊｌｎもしくはＧａＡΩＢＮＰにＩｎを
添加してＢＰ層とＧａＡＮＮ層の格子整合を良好にする
ことも有効である。以上の実施例において、ＳｉＣ基板
に代わってＳｉ基板を用いることも、高温成長を可能に
するため有効である。ＳｉＣ基１ｉ（、Ｓｉ基板の採用
は、ＬＥＤの作製においても有効である。
本発明の化合物半導体材料は、ＢＰの低イオン性とＺＢ
構造、およびＧａＡΩＮの広いバンドギャップの特性、
を併せ持つものであるが、ＧａＡｌｌＮ層部分にアクセ
プタ不純物が入るとＮが抜けるという自己補償効果があ
り、高濃度のｐ型ドーピングが難しい。この点を解決す
るために、ＧａＡΩＮ／ＢＰ超格子層を形成する際に、
ｐ型に関しては低イオン性のＢＰ層にのみ選択的に不純
物をドープすることが有効であることが判明した。Ｇａ
ＡＩＮ／ＢＰ超格子層全体にｐ型不純物をドープすると
、ＧａＡ、ＱＮ層での自己補償効果の他、欠陥が多く発
生して結局全体として高いキャリア濃度が得られないの
に対し、ＢＰ層にのみ選択的にｐ型不純物をドープする
と、自己補償効果の影響を受けず、また欠陥の発生もな
いため、結果的にドープした不純物の多くかキャリアと
して有効に活性化されるものと思われる。
構造、およびＧａＡΩＮの広いバンドギャップの特性、
を併せ持つものであるが、ＧａＡｌｌＮ層部分にアクセ
プタ不純物が入るとＮが抜けるという自己補償効果があ
り、高濃度のｐ型ドーピングが難しい。この点を解決す
るために、ＧａＡΩＮ／ＢＰ超格子層を形成する際に、
ｐ型に関しては低イオン性のＢＰ層にのみ選択的に不純
物をドープすることが有効であることが判明した。Ｇａ
ＡＩＮ／ＢＰ超格子層全体にｐ型不純物をドープすると
、ＧａＡ、ＱＮ層での自己補償効果の他、欠陥が多く発
生して結局全体として高いキャリア濃度が得られないの
に対し、ＢＰ層にのみ選択的にｐ型不純物をドープする
と、自己補償効果の影響を受けず、また欠陥の発生もな
いため、結果的にドープした不純物の多くかキャリアと
して有効に活性化されるものと思われる。
第２７図（ａ） （ｂ）は、その様なドーピング法を示
す概念図である。（ａ）はｐ型ドーピングの場合であり
、（ｂ）はｎ型ドーピングの場合である。いずれも、Ｂ
Ｐ層とＧ、ａＡｇＮ層が交互に所定周期で積層された多
層構造を基本とするが、（ａ）ではＢＰ層にのみＭｇが
ドープされ、（ｂ）ではＧａＡ、ＱＮ層にのみＳｉがド
ープされている。
す概念図である。（ａ）はｐ型ドーピングの場合であり
、（ｂ）はｎ型ドーピングの場合である。いずれも、Ｂ
Ｐ層とＧ、ａＡｇＮ層が交互に所定周期で積層された多
層構造を基本とするが、（ａ）ではＢＰ層にのみＭｇが
ドープされ、（ｂ）ではＧａＡ、ＱＮ層にのみＳｉがド
ープされている。
この様な超格子半導体層の成長と選択的な不純物ドープ
は、第２図のＭＯＣＶＤ装置により可能である。すでに
説明した実施例における超格子層形成と同様の条件でＧ
ａＡΩＮ／ＢＰ超格子層を形成し、ｎ型に関してはＧａ
ＡｇＮ層にＳｉを、ｐ型に関してはＢＰ層にＭｇをそれ
ぞれドーピングした。ｎ型の場合はＧａＡ、１７Ｎ層と
ＢＰ層に同時にＳｉをドープしてもよいが、ＢＰは有効
質量が非常に大きくｎ型ドーピングには適さない。この
選択ドーピングにより、ｐ型、ｎ型共に１０１８／ ｃ
ｍ ３オーダーのキャリア濃度の超格子構造半導体膜が
得られることが確認された。
は、第２図のＭＯＣＶＤ装置により可能である。すでに
説明した実施例における超格子層形成と同様の条件でＧ
ａＡΩＮ／ＢＰ超格子層を形成し、ｎ型に関してはＧａ
ＡｇＮ層にＳｉを、ｐ型に関してはＢＰ層にＭｇをそれ
ぞれドーピングした。ｎ型の場合はＧａＡ、１７Ｎ層と
ＢＰ層に同時にＳｉをドープしてもよいが、ＢＰは有効
質量が非常に大きくｎ型ドーピングには適さない。この
選択ドーピングにより、ｐ型、ｎ型共に１０１８／ ｃ
ｍ ３オーダーのキャリア濃度の超格子構造半導体膜が
得られることが確認された。
なおｐ型ドーピングの際にＧａＡｇＮ層に血かのＭｇが
混入すること、ｎ型ドーピングの際にＢＰ層に僅かのＳ
ｉが混入することは差支えない。
混入すること、ｎ型ドーピングの際にＢＰ層に僅かのＳ
ｉが混入することは差支えない。
以上の多層膜への選択ドーピングを具体的な素子製造に
適用した実施例を次に説明する。
適用した実施例を次に説明する。
第２８図は、その様な実施例の半導体レーザである。ｎ
型ＧａＰ基板１３１上にまずｎ型ＧａＰバッファ層１３
２．ｎ型ＢＰバッファ層１３３が順次形成され、この上
にｎ型ＧａＡＩＮ／ＢＰ超格子層からなる第１のクラッ
ド層１３４．アンドープＧａＡ、ＱＮ／ＢＰ超格子層か
らなる活性層１３５及びｐ型ＧａＡｊ７Ｎ／ＢＰ超格子
層からなる第２のクラッド層１３６が順次形成されてＤ
Ｈ溝構造構成されている。第２のクラッド層１３６上に
は、中央のストライプ状部分を除いてｎ型ＢＰ層からな
る電流阻止層１３７が形成され、さらにこの上にｐ型Ｂ
Ｐ層からなるコンタクト層１３８が形成されている。素
子の両面にはオーミック電極１３９．１３０が形成され
ている。
型ＧａＰ基板１３１上にまずｎ型ＧａＰバッファ層１３
２．ｎ型ＢＰバッファ層１３３が順次形成され、この上
にｎ型ＧａＡＩＮ／ＢＰ超格子層からなる第１のクラッ
ド層１３４．アンドープＧａＡ、ＱＮ／ＢＰ超格子層か
らなる活性層１３５及びｐ型ＧａＡｊ７Ｎ／ＢＰ超格子
層からなる第２のクラッド層１３６が順次形成されてＤ
Ｈ溝構造構成されている。第２のクラッド層１３６上に
は、中央のストライプ状部分を除いてｎ型ＢＰ層からな
る電流阻止層１３７が形成され、さらにこの上にｐ型Ｂ
Ｐ層からなるコンタクト層１３８が形成されている。素
子の両面にはオーミック電極１３９．１３０が形成され
ている。
この半導体レーザは、先の各実施例と同様に、第２図の
ＭＯＣＶＤ装置を用いて各半導体層の成長が行われる。
ＭＯＣＶＤ装置を用いて各半導体層の成長が行われる。
その際の原料ガス、ガス流量、ドーパントなどの成長条
件は先に説明した実施例と同様である。但し、ｐ型のＧ
ａＡ１１Ｎ／ＢＰ超格子層のドーピングについては、Ｂ
Ｐ層成長時にのみＭｇをドープし、ｎ型のＧａＡΩＮ／
ＢＰ超格子層のドーピングについてはＧａＡ、ＱＮ層の
成長時のみＳｉをドープした。
件は先に説明した実施例と同様である。但し、ｐ型のＧ
ａＡ１１Ｎ／ＢＰ超格子層のドーピングについては、Ｂ
Ｐ層成長時にのみＭｇをドープし、ｎ型のＧａＡΩＮ／
ＢＰ超格子層のドーピングについてはＧａＡ、ＱＮ層の
成長時のみＳｉをドープした。
具体的な素子構成を説明する。ＧａＰ基板１３１にはＳ
ｉドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０ ”／ ｃｍ ’
のものを用い ｎ型ＧａＰバッファ層１３２はＳｉドー
プ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１８／Ｃｌ１１’、厚さ
１μｍとし、ｎ型ＢＰバッファ層１３３は同様にＳｉド
ープ、キャリア濃度ｌＸ１０”／ｃｒｎ３ 厚み１μ
ｍとし、第１のクラッド層１３４はｎ型Ｇａｏ、４ＡΩ
０．６Ｎ／ＢＰ超格子層（Ｓｉドープ、キャリア濃度Ｉ
Ｘ １０ ”／ｃＩｎ３１μｍ） 活性層１３５はア
ンドープＧ ａ ｏ、ｓ ＡＭ 、ｓ Ｎ ／ Ｂ
Ｐ超格子層（０，１μｍ）、第２のクラッド層１３６は
ｐ型Ｇａｏ、ａＡΩ。、６Ｎ／ＢＰ超格子層（Ｍｇドー
プ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０ Ｉ８／ａｍ３． １μ
ｍ）とした。第２のクラッド層１３６上にはＳｉＯ２膜
マスクをストライプ状に形成してｎ型ＢＰ層（Ｓｉドー
プ。
ｉドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０ ”／ ｃｍ ’
のものを用い ｎ型ＧａＰバッファ層１３２はＳｉドー
プ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１８／Ｃｌ１１’、厚さ
１μｍとし、ｎ型ＢＰバッファ層１３３は同様にＳｉド
ープ、キャリア濃度ｌＸ１０”／ｃｒｎ３ 厚み１μ
ｍとし、第１のクラッド層１３４はｎ型Ｇａｏ、４ＡΩ
０．６Ｎ／ＢＰ超格子層（Ｓｉドープ、キャリア濃度Ｉ
Ｘ １０ ”／ｃＩｎ３１μｍ） 活性層１３５はア
ンドープＧ ａ ｏ、ｓ ＡＭ 、ｓ Ｎ ／ Ｂ
Ｐ超格子層（０，１μｍ）、第２のクラッド層１３６は
ｐ型Ｇａｏ、ａＡΩ。、６Ｎ／ＢＰ超格子層（Ｍｇドー
プ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０ Ｉ８／ａｍ３． １μ
ｍ）とした。第２のクラッド層１３６上にはＳｉＯ２膜
マスクをストライプ状に形成してｎ型ＢＰ層（Ｓｉドー
プ。
キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１８／ｃｍ’ 、 １ μ
ｍ）を選択成長させて電流阻止層１３７を形成し、さら
にマスクを除去してｐ型ＢＰ層（Ｍｇドープ、キャリア
濃度Ｉ Ｘ １０１８／ａｍ’ 、 １ μｍ）から
なるコンタクト層１３８を形成している。ｐ側の電極１
３９はＡ ｕ ／ Ｚ ｎ膜、ｎ側の電極１３０はＡｕ
／ Ｇ ｅ膜を用いて構成した。
ｍ）を選択成長させて電流阻止層１３７を形成し、さら
にマスクを除去してｐ型ＢＰ層（Ｍｇドープ、キャリア
濃度Ｉ Ｘ １０１８／ａｍ’ 、 １ μｍ）から
なるコンタクト層１３８を形成している。ｐ側の電極１
３９はＡ ｕ ／ Ｚ ｎ膜、ｎ側の電極１３０はＡｕ
／ Ｇ ｅ膜を用いて構成した。
得られたウェハをへき開して共振器長３００μｍのレー
ザ素子を作成した結果、液体窒素温度でパルス幅１００
μｓｅｃのパルス動作で緑色光レーザ発振が確認された
。しきい値電流は約５０ ｋ Ａ ／ ｃｍ ２であっ
た。室温でのレーザ発振は確認できなかったが、ＬＥＤ
モードの動作で１００時間の安定動作が確認された。
ザ素子を作成した結果、液体窒素温度でパルス幅１００
μｓｅｃのパルス動作で緑色光レーザ発振が確認された
。しきい値電流は約５０ ｋ Ａ ／ ｃｍ ２であっ
た。室温でのレーザ発振は確認できなかったが、ＬＥＤ
モードの動作で１００時間の安定動作が確認された。
第２９図は、第２８図の実施例を変形した実施例の半導
体レーザであり、第２クラッド層１３６を形成した後、
その中央部にストライブ状の凸部が形成されるように選
択エツチングして、凸部周囲にｎ型ＢＰ層からなる電流
阻止層１３７を形成している。これにより第２８図の実
施例と同様の効果が得られる他、第２クラッド層１３６
の凸型部分が電流阻止層１３７との間の屈折率差によっ
て光導波路となり、電流狭窄と光閉じ込めが自己整合的
に実現できる。
体レーザであり、第２クラッド層１３６を形成した後、
その中央部にストライブ状の凸部が形成されるように選
択エツチングして、凸部周囲にｎ型ＢＰ層からなる電流
阻止層１３７を形成している。これにより第２８図の実
施例と同様の効果が得られる他、第２クラッド層１３６
の凸型部分が電流阻止層１３７との間の屈折率差によっ
て光導波路となり、電流狭窄と光閉じ込めが自己整合的
に実現できる。
第３０図は、超格子層への不純物の選択ドープをＬＥＤ
に適用した実施例である。ｐ型ＧａＰ基板１４１上にｐ
型ＧａＰバッファ層１４２．ｐ型ＢＰバッファ層１４３
が順次形成され、この上にｐ型Ｇ ａ ｏ、ｓ ＡＩＩ
ｏ、ｓ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層１４４゜ｎ型Ｇａｏ、ｓ
ＡΩｏ、ｓＮ／ＢＰ超格子層１４５からなるｐｎ接合が
形成され、さらにこの上にｎ型ＧａＮコンタクト層１４
６が形成されている。素子ウェハの両面にオーミック電
極１４７，１４８が形成されている。
に適用した実施例である。ｐ型ＧａＰ基板１４１上にｐ
型ＧａＰバッファ層１４２．ｐ型ＢＰバッファ層１４３
が順次形成され、この上にｐ型Ｇ ａ ｏ、ｓ ＡＩＩ
ｏ、ｓ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層１４４゜ｎ型Ｇａｏ、ｓ
ＡΩｏ、ｓＮ／ＢＰ超格子層１４５からなるｐｎ接合が
形成され、さらにこの上にｎ型ＧａＮコンタクト層１４
６が形成されている。素子ウェハの両面にオーミック電
極１４７，１４８が形成されている。
このＬＥＤも、第２図のＭＯＣＶＤ装置を用いてほぼ上
記実施例と同様の条件で形成される。
記実施例と同様の条件で形成される。
具体的な素子構成を説明する。ＧａＰ基板１４１はＺｎ
ドープ、キャリア濃度２ Ｘ １０ ”／（２）３であ
る。ｐ型ＧａＰバッファ層１４２およびｐ型ＢＰバッフ
ァ層１４３は共に、キャリア濃度２ Ｘ １０ エフ／
ａｍ’ 、厚さ３μｍであり、ｐ型Ｇ ａ ｏ、ｓ Ａ
ｉ） ０．５ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層１４４は、１３人
／７人の積層構造（バンドギャップ３，０ｅＶ）でキャ
リア濃度Ｉ Ｘ １０ ”／ｃｍ’ 、厚さ３μｍ、ｎ
型Ｇａｏ、、Ａｇ０．９ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層１４５
は１０人／１０人の積層（バンドギャップ２．７ｅＶ）
でキャリア濃度２ Ｘ １０ ”／印３厚さ３μｍであ
る。ｎ型ＧａＮコンタクト層１４６は大部分がＷＺ型で
あり、Ｓｉドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７／ｃ
ｍ’ 、厚さ５μｍである。
ドープ、キャリア濃度２ Ｘ １０ ”／（２）３であ
る。ｐ型ＧａＰバッファ層１４２およびｐ型ＢＰバッフ
ァ層１４３は共に、キャリア濃度２ Ｘ １０ エフ／
ａｍ’ 、厚さ３μｍであり、ｐ型Ｇ ａ ｏ、ｓ Ａ
ｉ） ０．５ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層１４４は、１３人
／７人の積層構造（バンドギャップ３，０ｅＶ）でキャ
リア濃度Ｉ Ｘ １０ ”／ｃｍ’ 、厚さ３μｍ、ｎ
型Ｇａｏ、、Ａｇ０．９ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層１４５
は１０人／１０人の積層（バンドギャップ２．７ｅＶ）
でキャリア濃度２ Ｘ １０ ”／印３厚さ３μｍであ
る。ｎ型ＧａＮコンタクト層１４６は大部分がＷＺ型で
あり、Ｓｉドープ、キャリア濃度Ｉ Ｘ １０１７／ｃ
ｍ’ 、厚さ５μｍである。
ｐ型Ｇ ａ ｏ、ｓ Ａｌ’ ｏ、ｘＮ／ Ｂ Ｐ超格
子層１４４の形成に際しては、ＢＰ層の成長時にのみＭ
ｇドープを行い、ｎ型Ｇ ａ ｏ、ｓ Ａｆｌｏ、ｘＮ
／ Ｂ Ｐ超格子層１４５の形成に際してはＧａＡｇＮ
層成長時のみＳｉドープを行った。
子層１４４の形成に際しては、ＢＰ層の成長時にのみＭ
ｇドープを行い、ｎ型Ｇ ａ ｏ、ｓ Ａｆｌｏ、ｘＮ
／ Ｂ Ｐ超格子層１４５の形成に際してはＧａＡｇＮ
層成長時のみＳｉドープを行った。
第３１図は、この様にして得られたＬＥＤチップ１５１
を、レンズを兼ねる樹脂ケース１５２に埋込み形成した
状態を示している。素子の一方の端子は内部リード１５
３を介して外部リード１５４の一方に接続される。
を、レンズを兼ねる樹脂ケース１５２に埋込み形成した
状態を示している。素子の一方の端子は内部リード１５
３を介して外部リード１５４の一方に接続される。
この様な樹脂封止型として、１０ｍｃｄ程度の青色発光
が確認された。
が確認された。
第３２図はさらに、超格子層への選択ドープをＤＨ溝構
造持つＬＥＤに適用した実施例である。
造持つＬＥＤに適用した実施例である。
ｐ型ＧａＰ、！！板１６１上にｐ型ＧａＰバッファ層１
６２１ｐ型ＢＰバッファ層１６３が順次形成され、この
上にｐ型Ｇ ａ ｏ、、ＡＮ ｏ、５Ｎ／ Ｂ Ｐ超格
子層１６４．アンドープのＧ ａ ｏ、ｓ ＡＮ ｏ、
ｓ Ｎ／ＢＰ超格子層１６５．ｎ型Ｇ ａ ６．ｇ Ａ
Ｊ ｏ、ｓ Ｎ／ＢＰ超格子層１６６が順次積層形成さ
れ、さらにこの上にｎ型ＧａＮコンタクト層１６７が形
成されている。索子ウェハの両面にオーミック電極１６
８．１６９が形成されている。
６２１ｐ型ＢＰバッファ層１６３が順次形成され、この
上にｐ型Ｇ ａ ｏ、、ＡＮ ｏ、５Ｎ／ Ｂ Ｐ超格
子層１６４．アンドープのＧ ａ ｏ、ｓ ＡＮ ｏ、
ｓ Ｎ／ＢＰ超格子層１６５．ｎ型Ｇ ａ ６．ｇ Ａ
Ｊ ｏ、ｓ Ｎ／ＢＰ超格子層１６６が順次積層形成さ
れ、さらにこの上にｎ型ＧａＮコンタクト層１６７が形
成されている。索子ウェハの両面にオーミック電極１６
８．１６９が形成されている。
このＬＥＤも、第２図のＭＯＣＶＤ装置を用いてほぼ上
記実施例と同様の条件で形成される。
記実施例と同様の条件で形成される。
具体的な素子構成を説明する。ＧａＰ基板１６１はＺｎ
ドープ、キャリア濃度２Ｘ１０１７／口３である。ｐ型
ＧａＰバッファ層１６２およびｐ型ＢＰバッファ層１６
３は共に、キャリア濃度２ Ｘ １０１７／ｃｍ’ 、
厚さ３μｍであり、ｐ型Ｇ ａ Ｏ，５Ａｌｌ ｏ、ｓ
Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層１６４は、１３人／７人の積層
構造でキャリア濃度ＩＸ１０１７／ｃ＋ｎ’ 、厚さ２
μｍ ｓアンドープＧａｏ、。
ドープ、キャリア濃度２Ｘ１０１７／口３である。ｐ型
ＧａＰバッファ層１６２およびｐ型ＢＰバッファ層１６
３は共に、キャリア濃度２ Ｘ １０１７／ｃｍ’ 、
厚さ３μｍであり、ｐ型Ｇ ａ Ｏ，５Ａｌｌ ｏ、ｓ
Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層１６４は、１３人／７人の積層
構造でキャリア濃度ＩＸ１０１７／ｃ＋ｎ’ 、厚さ２
μｍ ｓアンドープＧａｏ、。
ＡＭ ｏ、ｓ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層１６５は、１０人
／１０人の積層構造でキャリア濃度２ Ｘ １０１６／
ｃａｎ１．厚さ０．５μｍ、 ｎ）ＪｌＧａｏ、、ＡＮ
０．５ Ｎ／ＢＰ超格子層１６６は１３人７７人の積
層構造でキャリア濃度２ Ｘ １０ ′６／ｃｍ’ 、
厚さ２μｍである。ｎ型ＧａＮコンタクト層１６７は大
部分がＷＺ型であり、Ｓｉドープ、キャリア濃度１×１
０ ”／ｃｒｎ３．厚さ５．ｃｚｍであるｏ ｐ型Ｇａ
ｏ、。
／１０人の積層構造でキャリア濃度２ Ｘ １０１６／
ｃａｎ１．厚さ０．５μｍ、 ｎ）ＪｌＧａｏ、、ＡＮ
０．５ Ｎ／ＢＰ超格子層１６６は１３人７７人の積
層構造でキャリア濃度２ Ｘ １０ ′６／ｃｍ’ 、
厚さ２μｍである。ｎ型ＧａＮコンタクト層１６７は大
部分がＷＺ型であり、Ｓｉドープ、キャリア濃度１×１
０ ”／ｃｒｎ３．厚さ５．ｃｚｍであるｏ ｐ型Ｇａ
ｏ、。
Ａｌｔ ｏ、ｓ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層１６４の形成に
際しては、ＢＰ層の成長時にのみＭｇドープを行い、ｎ
型Ｇ ａ ｏ、、ＡＮ ０．５ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層
１６６の形成に際してはＧａＡｇＮ層成長時のみＳｉド
ーブを行った。
際しては、ＢＰ層の成長時にのみＭｇドープを行い、ｎ
型Ｇ ａ ｏ、、ＡＮ ０．５ Ｎ／ Ｂ Ｐ超格子層
１６６の形成に際してはＧａＡｇＮ層成長時のみＳｉド
ーブを行った。
この様なりＨ構造ＬＥＤを第３１図に示すように樹脂封
止して、より高輝度の青色発光が認められた。
止して、より高輝度の青色発光が認められた。
［発明の効果］
以上のべたように本発明によれば、ＢＰとＧ ａ ｗ
Ａｌｌ’ １− Ｎとのヘテロ接合または混晶の形で
、広バンドギャップでｐｎ制御が可能な結晶性の優れた
化合物半導体材料が得られ、これを用いて従来にない短
波長の発光ダイオードやレーザを得ることができる。
Ａｌｌ’ １− Ｎとのヘテロ接合または混晶の形で
、広バンドギャップでｐｎ制御が可能な結晶性の優れた
化合物半導体材料が得られ、これを用いて従来にない短
波長の発光ダイオードやレーザを得ることができる。
第１図は本発明の一実施例の化合物半導体ウェハを示す
図、 第２図はそのウェハを製造するための ＭＯＣＶＤ装置を示す図、 第３図は他の実施例の化合物半導体ウニ／−を示す図、 第４図はそのウニｌ＼を製造するためのＭＯＣＶＤ装置
を示す図、 第５図は本発明をＬＥＤに適用した実施例を示す図、 第６図はＤＨレーザに適用した実施例を示す図、第７図
（ａ）（ｂ）は立方晶半導体のバンド構造を示す図、 第８図は本発明に係る化合物半導体材料の組成とバンド
ギャップの関係を示す図、 第９図は同じく組成と結合長さの関係を示す図、第１０
図は、ＧａＡΩＮ／ＢＰ多層膜ウニＩ＼の例をつす図、 第１１図はそのウニｌ＼の組成と抵抗率の関係を示す図
、 第１２図は同じく積層周期と抵抗率の関係を示す図、 第１３図はＧａＡ１１Ｎ／ＢＰ超格子層を用いたシング
ルヘテロ型ＬＥＤの実施例を示す図、第１４図はそのＬ
ＥＤの窒素成分比と輝度の関係を示す図、 第１５図はＧａＡＮＮ／ＢＰ超格子層を用いたダブルヘ
テロ接合型レーザの実施例を示す図、第１６図はそのレ
ーザにおける超格子層の窒素成分比としきい値電流の関
係を示す図、第１７図は本発明によるＧ ａ ｘ Ａ
ｆｌ ｙ Ｂ １−ｘＮ、Ｐ、−、混晶層の組成偏差と
Ｘ線回折におけるブラッグピークの半値幅の関係を示す
図、第１８図〜第２０図は光取出し効率の向上を図った
実施例のＬＥＤを示す図、 第２１図〜第２３図は多層構造バッファ層を介在させた
実施例のレーザを示す図、 第２４Ｌ〜第２６図はＳｉＣ基板を用いた実施例のレー
ザを示す図、 第２７図（ａ） （ｂ）は本発明による超格子層への選
択ドーピングを説明するための図、 第２８図および第２９図は上記選択ドーピングを適用し
た実施例のレーザを示す図、 第３０図および第３１図は同じく選択ドーピングを適用
した実施例のシングルヘテロ接合型ＬＥＤを示す図、 第３２図は同じく選択ドーピングを適用した実施例のダ
ブルヘテロ接合型ＬＥＤを示す図である。 １−Ｇ ａ Ｐ基板、２−Ｇ ａ Ｐ層、３−Ｂ Ｐ層
、４−Ｇ ａ Ｎ層、５−・Ｇ ａ ５ ＡΩ Ｂ 、
−、−ｘＮ 。 Ｐ １−ｇ層、１１〜１３・・・反応管、１４・・・チ
ャンバ、１５・・・基板、１６・・・サセプタ、１７・
・・高周波コイル、１８・・・ホルダ、１９・・・駆動
軸、２０・・・熱電対、２３・・・チャンバ、２４・・
・ガス導入口、２５・・・排気口、２６・・・サセプタ
、２７・・・基板、２８・・・高周波コイル、２９・・
・熱電対、３１・・・ＧａＰ１板、３２−Ｂ Ｐ層、３
Ｂ−ｎ型ＧａＡΩＮ／ＢＰ超格子層、３４−Ｄ型Ｇａ
Ａ、ＱＮ超格子層、３５．３６−・・Ｉｎ電極、４１−
Ｇ ａ Ｐ基板、４２ ・Ｂ Ｐ層、４３・・・ｎ型Ｇ
ａＡΩＮ／ＢＰ超格子層、４４・・・アンドープＧａＡ
ｊ２Ｎ／ＢＰ超格子層、４５−ｐ型ＧａＡＩＮｔｆ！格
子層、４６．４７−・−Ｉｎ電極。 出願人代理人 弁理士 鈴江武彦 第 図 第 図 第 図 第 図 第 図 第 図 （ｂ） Ｗｕｒｚｅｉｔｅ 世構猫− 第 図 第 図 窒素甜へ′２ 第１４ 図 第 図 窒素餌Ａ’ Ｚ 第１６図 ８ （Ｚ−ｘ−ｙ ） 第７７図 第 図 第２２ 図 第 図 第２５ 図 第 図 第 図 （ａ） ｐ型 （ｂ） ｎ型− 第 図 第 図 第 図 第 図 第 図 第３２ 図
図、 第２図はそのウェハを製造するための ＭＯＣＶＤ装置を示す図、 第３図は他の実施例の化合物半導体ウニ／−を示す図、 第４図はそのウニｌ＼を製造するためのＭＯＣＶＤ装置
を示す図、 第５図は本発明をＬＥＤに適用した実施例を示す図、 第６図はＤＨレーザに適用した実施例を示す図、第７図
（ａ）（ｂ）は立方晶半導体のバンド構造を示す図、 第８図は本発明に係る化合物半導体材料の組成とバンド
ギャップの関係を示す図、 第９図は同じく組成と結合長さの関係を示す図、第１０
図は、ＧａＡΩＮ／ＢＰ多層膜ウニＩ＼の例をつす図、 第１１図はそのウニｌ＼の組成と抵抗率の関係を示す図
、 第１２図は同じく積層周期と抵抗率の関係を示す図、 第１３図はＧａＡ１１Ｎ／ＢＰ超格子層を用いたシング
ルヘテロ型ＬＥＤの実施例を示す図、第１４図はそのＬ
ＥＤの窒素成分比と輝度の関係を示す図、 第１５図はＧａＡＮＮ／ＢＰ超格子層を用いたダブルヘ
テロ接合型レーザの実施例を示す図、第１６図はそのレ
ーザにおける超格子層の窒素成分比としきい値電流の関
係を示す図、第１７図は本発明によるＧ ａ ｘ Ａ
ｆｌ ｙ Ｂ １−ｘＮ、Ｐ、−、混晶層の組成偏差と
Ｘ線回折におけるブラッグピークの半値幅の関係を示す
図、第１８図〜第２０図は光取出し効率の向上を図った
実施例のＬＥＤを示す図、 第２１図〜第２３図は多層構造バッファ層を介在させた
実施例のレーザを示す図、 第２４Ｌ〜第２６図はＳｉＣ基板を用いた実施例のレー
ザを示す図、 第２７図（ａ） （ｂ）は本発明による超格子層への選
択ドーピングを説明するための図、 第２８図および第２９図は上記選択ドーピングを適用し
た実施例のレーザを示す図、 第３０図および第３１図は同じく選択ドーピングを適用
した実施例のシングルヘテロ接合型ＬＥＤを示す図、 第３２図は同じく選択ドーピングを適用した実施例のダ
ブルヘテロ接合型ＬＥＤを示す図である。 １−Ｇ ａ Ｐ基板、２−Ｇ ａ Ｐ層、３−Ｂ Ｐ層
、４−Ｇ ａ Ｎ層、５−・Ｇ ａ ５ ＡΩ Ｂ 、
−、−ｘＮ 。 Ｐ １−ｇ層、１１〜１３・・・反応管、１４・・・チ
ャンバ、１５・・・基板、１６・・・サセプタ、１７・
・・高周波コイル、１８・・・ホルダ、１９・・・駆動
軸、２０・・・熱電対、２３・・・チャンバ、２４・・
・ガス導入口、２５・・・排気口、２６・・・サセプタ
、２７・・・基板、２８・・・高周波コイル、２９・・
・熱電対、３１・・・ＧａＰ１板、３２−Ｂ Ｐ層、３
Ｂ−ｎ型ＧａＡΩＮ／ＢＰ超格子層、３４−Ｄ型Ｇａ
Ａ、ＱＮ超格子層、３５．３６−・・Ｉｎ電極、４１−
Ｇ ａ Ｐ基板、４２ ・Ｂ Ｐ層、４３・・・ｎ型Ｇ
ａＡΩＮ／ＢＰ超格子層、４４・・・アンドープＧａＡ
ｊ２Ｎ／ＢＰ超格子層、４５−ｐ型ＧａＡＩＮｔｆ！格
子層、４６．４７−・−Ｉｎ電極。 出願人代理人 弁理士 鈴江武彦 第 図 第 図 第 図 第 図 第 図 第 図 （ｂ） Ｗｕｒｚｅｉｔｅ 世構猫− 第 図 第 図 窒素甜へ′２ 第１４ 図 第 図 窒素餌Ａ’ Ｚ 第１６図 ８ （Ｚ−ｘ−ｙ ） 第７７図 第 図 第２２ 図 第 図 第２５ 図 第 図 第 図 （ａ） ｐ型 （ｂ） ｎ型− 第 図 第 図 第 図 第 図 第 図 第３２ 図
Claims (10)
- （１）ＢとＰを含んで閃亜鉛鉱型の結晶構造が付与され
たＧａ＿ｘＡｌ＿１＿−＿ｘＮ（０≦ｘ≦１）からなる
ことを特徴とする化合物半導体材料。 - （２）閃亜鉛鉱型の結晶構造を持つＧａ＿ｘＡｌ＿１＿
−＿ｘＮ（０≦ｘ≦１）層を用いて構成されたことを特
徴とする化合物半導体素子。 - （３）ＢＰ層とＧａ＿ｘＡｌ＿１＿−＿ｘＮ（０≦ｘ≦
１）層のヘテロ接合を有し、Ｇａ＿ｘＡｌ＿１＿−＿ｘ
Ｎ（０≦ｘ≦１）層が閃亜鉛鉱型結晶構造を有すること
を特徴とする化合物半導体素子。 - （４）ＢＰとＧａ＿ｘＡｌ＿１＿−＿ｘＮ（０≦ｘ≦１
）の超格子層を有し、Ｇａ＿ｘＡｌ＿１＿−＿ｘＮ（０
≦ｘ≦１）層が閃亜鉛鉱型結晶構造を有することを特徴
とする化合物半導体素子。 - （５）閃亜鉛鉱型の結晶構造を有する Ｇａ＿ｘＡｌ＿ｙ、Ｂ＿１＿−＿ｘ＿−＿ｙＮ＿ｚＰ＿
１＿−＿ｚ（０≦ｘ、ｙ、ｚ≦１）混晶層を用いて構成
されたことを特徴とする化合物半導体素子。 - （６）ｘ＋ｙ〜ｚを満たすことを特徴とする請求項５記
載の化合物半導体素子。 - （７）平均組成式がＧａ＿ｘＡｌ＿ｙＢ＿１＿−＿ｘ＿
−＿ｙＮ＿ｚＰ＿１＿−＿ｚで表され、組成がｘ＋ｙ〜
ｚ、およびｚ≦０．８を満たしてかつ、閃亜鉛鉱型の結
晶構造を有する、Ｇａ＿αＡｌ＿１＿−＿αＮとＢＰの
超格子層または混晶層を有することを特徴とする化合物
半導体素子。 - （８）前記超格子層または混晶層は、基板上に、平均組
成を変化させたＧａ＿αＡｌ＿１＿−＿αＮとＢＰの超
格子層もしくはＧａ＿ｘＡｌ＿ｙＢ＿１＿−＿ｘ＿−＿
ｙＮ＿ｚＰ＿１＿−＿ｚが交互に積層された多層構造ま
たはＢＰ層からなるバッファ層を介して形成されている
ことを特徴とする請求項７記載の化合物半導体素子。 - （９）前記超格子層または混晶層は、ＧａＰ、ＳｉＣま
たはＳｉ基板上に形成されていることを特徴とする請求
項４、５または７のいずれかに記載の化合物半導体素子
。 - （１０）複数の反応管を備えた有機金属気相成長装置を
用いて、基板を複数の反応管の間で移動させて、基板上
にＢＰ層とＧａ＿ｘＡｌ＿１＿−＿ｘＮ（０≦ｘ≦１）
層を順次成長させてヘテロ接合を形成する工程を有する
ことを特徴とする化合物半導体素子の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| EP89310004A EP0377940B1 (en) | 1989-01-13 | 1989-09-29 | Compound semiconductor material and semiconductor element using the same and method of manufacturing the semiconductor element |
| DE68919408T DE68919408T2 (de) | 1989-01-13 | 1989-09-29 | Verbindungshalbleiter, denselben anwendendes Halbleiter-Bauelement und Herstellungsverfahren des Halbleiter-Bauelementes. |
| US07/414,520 US5076860A (en) | 1989-01-13 | 1989-09-29 | Algan compound semiconductor material |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP622289 | 1989-01-13 | ||
| JP1-6222 | 1989-01-13 |
Related Child Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10099483A Division JPH10247760A (ja) | 1989-01-13 | 1998-04-10 | 青色半導体発光素子 |
| JP10099484A Division JPH10247761A (ja) | 1989-01-13 | 1998-04-10 | 青色半導体発光素子 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02275682A true JPH02275682A (ja) | 1990-11-09 |
| JP2809690B2 JP2809690B2 (ja) | 1998-10-15 |
Family
ID=11632492
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1110501A Expired - Lifetime JP2809690B2 (ja) | 1989-01-13 | 1989-04-28 | 化合物半導体材料とこれを用いた半導体素子およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2809690B2 (ja) |
Cited By (38)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05129658A (ja) * | 1991-10-30 | 1993-05-25 | Toyoda Gosei Co Ltd | 窒化ガリウム系化合物半導体発光素子 |
| JPH06334168A (ja) * | 1993-03-26 | 1994-12-02 | Hitachi Ltd | 半導体素子 |
| JPH08181386A (ja) * | 1994-12-22 | 1996-07-12 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 半導体光素子 |
| JPH08213654A (ja) * | 1994-10-28 | 1996-08-20 | Mitsubishi Chem Corp | 分布ブラッグ反射ミラー多層膜を有する半導体装置 |
| JPH08264835A (ja) * | 1995-03-27 | 1996-10-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 化合物半導体発光素子およびその製造方法 |
| JPH08264836A (ja) * | 1995-03-27 | 1996-10-11 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 化合物半導体発光素子およびその製造方法 |
| US5733796A (en) * | 1990-02-28 | 1998-03-31 | Toyoda Gosei Co., Ltd. | Light-emitting semiconductor device using gallium nitride group compound |
| JPH11298043A (ja) * | 1998-04-14 | 1999-10-29 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | 半導体素子およびｉｉｉ族窒化物超格子構造の作製方法 |
| US6069021A (en) * | 1997-05-14 | 2000-05-30 | Showa Denko K.K. | Method of growing group III nitride semiconductor crystal layer and semiconductor device incorporating group III nitride semiconductor crystal layer |
| USRE36747E (en) * | 1992-07-23 | 2000-06-27 | Toyoda Gosei Co., Ltd | Light-emitting device of gallium nitride compound semiconductor |
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