JPH0777200B2 - 化合物半導体装置の製造方法 - Google Patents
化合物半導体装置の製造方法Info
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- JPH0777200B2 JPH0777200B2 JP23332086A JP23332086A JPH0777200B2 JP H0777200 B2 JPH0777200 B2 JP H0777200B2 JP 23332086 A JP23332086 A JP 23332086A JP 23332086 A JP23332086 A JP 23332086A JP H0777200 B2 JPH0777200 B2 JP H0777200B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、ドーピングプロファイルが単原子層オーダー
で急峻に変化するPN構造,PIN構造,NPN構造あるいはドー
ピング超格子構造を有するIII−Ｖ族化合物半導体薄膜
構造体または半導体装置（以後単に化合物半導体装置と
いう。）の製造方法に関するものである。
で急峻に変化するPN構造,PIN構造,NPN構造あるいはドー
ピング超格子構造を有するIII−Ｖ族化合物半導体薄膜
構造体または半導体装置（以後単に化合物半導体装置と
いう。）の製造方法に関するものである。
［従来の技術］ 従来、III−Ｖ族化合物半導体において、Ｎ型不純物元
素であるIV族またはVI族元素は拡散速度が遅く、特にSi
については最も遅いので単原子層オーダーで急峻に変化
するドーピングプロファイルを得ることが可能であった
（A.Y.Cho;J.A.P46（1975）p.1733）。しかし、Ｐ型ド
ーピングに関しては、最も拡散速度が遅いとされるIIa
族のBeについてさえも、GaAs中、700℃、１時間のアニ
ールで約100Åも拡散する（M.Ilegems;J.A.P48（1977）
p.1278）。700℃、１時間という条件は、常時のエピタ
キシャル成長に近い条件であるから、成長中にもこれら
の不純物原子は拡散し、単原子層オーダーの急峻なＰ型
不純物のプロファイルを得ることは不可能であった。
素であるIV族またはVI族元素は拡散速度が遅く、特にSi
については最も遅いので単原子層オーダーで急峻に変化
するドーピングプロファイルを得ることが可能であった
（A.Y.Cho;J.A.P46（1975）p.1733）。しかし、Ｐ型ド
ーピングに関しては、最も拡散速度が遅いとされるIIa
族のBeについてさえも、GaAs中、700℃、１時間のアニ
ールで約100Åも拡散する（M.Ilegems;J.A.P48（1977）
p.1278）。700℃、１時間という条件は、常時のエピタ
キシャル成長に近い条件であるから、成長中にもこれら
の不純物原子は拡散し、単原子層オーダーの急峻なＰ型
不純物のプロファイルを得ることは不可能であった。
また、Mgをドーピング不純物として使用する場合、ビシ
クロペンタジエニルマグネシウム（Ｃ5Ｈ5）2Mgを原料
として用いていた。しかし、この材料は、ガス配管内，
反応管内壁に強く吸着し、基板上への供給を停止して
も、吸着したMg化合物が徐々に脱着し、１原子層以下の
急峻性を持つ不純物ドーピングプロファイルを得ること
は不可能であった（これをメモリー効果という）。ま
た、Mgは拡散速度が遅いが、600℃〜700℃の熱処理温度
で10〜100Å／時拡散する。この条件は、常時の成長に
近い条件であるから、成長中にもこれらの不純物原子は
拡散し、たとえメモリー効果がなくとも、１原子層以下
の急峻性を持つ不純物ドーピングプロファイルを得るこ
とは不可能であった。
クロペンタジエニルマグネシウム（Ｃ5Ｈ5）2Mgを原料
として用いていた。しかし、この材料は、ガス配管内，
反応管内壁に強く吸着し、基板上への供給を停止して
も、吸着したMg化合物が徐々に脱着し、１原子層以下の
急峻性を持つ不純物ドーピングプロファイルを得ること
は不可能であった（これをメモリー効果という）。ま
た、Mgは拡散速度が遅いが、600℃〜700℃の熱処理温度
で10〜100Å／時拡散する。この条件は、常時の成長に
近い条件であるから、成長中にもこれらの不純物原子は
拡散し、たとえメモリー効果がなくとも、１原子層以下
の急峻性を持つ不純物ドーピングプロファイルを得るこ
とは不可能であった。
III−Ｖ族化合物半導体の他のＰ型不純物としては炭素
原子があり、炭素原子はIII族原子との結合力が強いの
で、拡散速度が他のＰ型不純物に比べ極端に遅いことが
予想される。炭素原子をドープするためメタン（CH4）
をドーピングガスとして用いることが論理上は考えられ
るが、分解エネルギーが高く常時の成長温度ではほとん
ど分解しない。そのために薄膜の成長過程において、ド
ーピング工程としてメタンを基板上に導入しても、炭素
原子によるドーピングは行われない。また、従来の有機
金属熱分解成長法（MOCVD）においてはメチル基を含む
有機金属化合物、例えばトリメチルガリウム（TMG），
とＶ族元素を含む水素化物、例えばアルシン（AsH3）が
同時に存在するように基板上に供給されていたが、この
メチル基中の炭素原子もドーパントとして用いることは
できなかった。すなわち、アルシンの水素は水素分子よ
りラジカルになり易く、この水素ラジカルが、TMGの分
解によつて生じたメチル基と反応してメタンを作り易
く、換言すればメタン中の炭素を基板表面に存在させ得
ないので、炭素原子をＰ型不純物として用いることはで
きなかった。
原子があり、炭素原子はIII族原子との結合力が強いの
で、拡散速度が他のＰ型不純物に比べ極端に遅いことが
予想される。炭素原子をドープするためメタン（CH4）
をドーピングガスとして用いることが論理上は考えられ
るが、分解エネルギーが高く常時の成長温度ではほとん
ど分解しない。そのために薄膜の成長過程において、ド
ーピング工程としてメタンを基板上に導入しても、炭素
原子によるドーピングは行われない。また、従来の有機
金属熱分解成長法（MOCVD）においてはメチル基を含む
有機金属化合物、例えばトリメチルガリウム（TMG），
とＶ族元素を含む水素化物、例えばアルシン（AsH3）が
同時に存在するように基板上に供給されていたが、この
メチル基中の炭素原子もドーパントとして用いることは
できなかった。すなわち、アルシンの水素は水素分子よ
りラジカルになり易く、この水素ラジカルが、TMGの分
解によつて生じたメチル基と反応してメタンを作り易
く、換言すればメタン中の炭素を基板表面に存在させ得
ないので、炭素原子をＰ型不純物として用いることはで
きなかった。
［発明が解決しようとする問題点］ 従来の方法でPN接合,PIN接合,NPN接合，ドーピング超格
子等を作製すると次のような問題が生ずる。PN接合で
はＰ型不純物原子がＮ型層に拡散し、PN接合がＮ型層側
に形成されたり、拡散によってＰ型不純物とＮ型不純物
とが相互に著しく補償している層が形成される。そのた
めPN接合を用いた発光デバイスにおいて、発光効率の低
下につながっていた。また、最近超格子を用いた量子井
戸構造レーザダイオードが作製されるようになったが、
Ｐ型不純物の拡散により、活性層である超格子構造が破
壊されるという問題があった。PIN接合では、Ｐ型不
純物のアンドープＩ層への拡散によって、逆方向耐圧が
低くなるという問題があった。NPN接合では、最近ヘ
テロ接合バイポーラトランジスタへの適用が試みられて
いるが、この構造では0.1μｍ程度の厚さを持つ高濃度
（〜1019cm-3）Ｐ型ベース層と、100Å以下のドーピン
グプロファイル急峻性が要求される。しかし従来の方法
ではドーパントとしてBeが用いられ、Beのベース層から
エミッタ層への拡散により、エミッタ・ベース接合のリ
ーク電流により、電流利得が低いという問題があった。
ドーピング超格子構造では、Ｐ型不純物の拡散によ
り、空間的に分離した電子および正孔に加わる内部電界
が低くなり、その結果これらのキャリア寿命が長くな
り、例えばsaw-tooth超格子レーザへ適用した場合、本
来GaAsバルクのバンドギャップエネルギーよりもレーザ
ダイオードとしてのバンドギャップが小さく発振波長の
長波長化が期待できるデバイスであるにもかかわらず、
接合面の不純物プロファイルが急峻でない場合には、こ
の波長の長波長化の効果が予想よりも少ないという問題
があった。
子等を作製すると次のような問題が生ずる。PN接合で
はＰ型不純物原子がＮ型層に拡散し、PN接合がＮ型層側
に形成されたり、拡散によってＰ型不純物とＮ型不純物
とが相互に著しく補償している層が形成される。そのた
めPN接合を用いた発光デバイスにおいて、発光効率の低
下につながっていた。また、最近超格子を用いた量子井
戸構造レーザダイオードが作製されるようになったが、
Ｐ型不純物の拡散により、活性層である超格子構造が破
壊されるという問題があった。PIN接合では、Ｐ型不
純物のアンドープＩ層への拡散によって、逆方向耐圧が
低くなるという問題があった。NPN接合では、最近ヘ
テロ接合バイポーラトランジスタへの適用が試みられて
いるが、この構造では0.1μｍ程度の厚さを持つ高濃度
（〜1019cm-3）Ｐ型ベース層と、100Å以下のドーピン
グプロファイル急峻性が要求される。しかし従来の方法
ではドーパントとしてBeが用いられ、Beのベース層から
エミッタ層への拡散により、エミッタ・ベース接合のリ
ーク電流により、電流利得が低いという問題があった。
ドーピング超格子構造では、Ｐ型不純物の拡散によ
り、空間的に分離した電子および正孔に加わる内部電界
が低くなり、その結果これらのキャリア寿命が長くな
り、例えばsaw-tooth超格子レーザへ適用した場合、本
来GaAsバルクのバンドギャップエネルギーよりもレーザ
ダイオードとしてのバンドギャップが小さく発振波長の
長波長化が期待できるデバイスであるにもかかわらず、
接合面の不純物プロファイルが急峻でない場合には、こ
の波長の長波長化の効果が予想よりも少ないという問題
があった。
本発明はこのような従来の欠点を解消し、III−Ｖ族化
合物半導体において、従来急峻なＰ型ドーピングプロフ
ァイルが得られなかった点を解決し、Ｎ型,P型いずれの
ドーピングプロファイルも単原子層オーダーで急峻に変
化するPN構造,PIN構造,NPN構造およびドーピング超格子
構造を有する化合物半導体装置の製造方法を提供するこ
とを目的とする。
合物半導体において、従来急峻なＰ型ドーピングプロフ
ァイルが得られなかった点を解決し、Ｎ型,P型いずれの
ドーピングプロファイルも単原子層オーダーで急峻に変
化するPN構造,PIN構造,NPN構造およびドーピング超格子
構造を有する化合物半導体装置の製造方法を提供するこ
とを目的とする。
［問題点を解決するための手段］ かかる目的を達成するために本発明は、Ｎ型層とＰ型
層、またはＩ型層とＰ型層の異種接合を有するIII−Ｖ
化合物半導体装置を有機金属熱分解気相成長法を用いて
製造する方法において、Ｎ型層またはＩ型層を形成する
工程に引き続き、キャリアガスによって希釈されたIII
族元素を含むトリメチル有機金属化合物を基板上に導入
する工程と、当該導入を停止する工程と、キャリアガス
によって希釈されたＶ族元素を含む水素化物を基板上に
導入する工程と、当該導入を停止する工程と、を交互に
行って、熱分解によって炭素ドープＰ型半導体層をＮ型
層またはＩ型層上に形成する工程を含み、トリメチル有
機金属化合物のモル分率を制御することによってＰ型半
導体層の炭素ドーピング濃度を調整することを特徴とす
る。
層、またはＩ型層とＰ型層の異種接合を有するIII−Ｖ
化合物半導体装置を有機金属熱分解気相成長法を用いて
製造する方法において、Ｎ型層またはＩ型層を形成する
工程に引き続き、キャリアガスによって希釈されたIII
族元素を含むトリメチル有機金属化合物を基板上に導入
する工程と、当該導入を停止する工程と、キャリアガス
によって希釈されたＶ族元素を含む水素化物を基板上に
導入する工程と、当該導入を停止する工程と、を交互に
行って、熱分解によって炭素ドープＰ型半導体層をＮ型
層またはＩ型層上に形成する工程を含み、トリメチル有
機金属化合物のモル分率を制御することによってＰ型半
導体層の炭素ドーピング濃度を調整することを特徴とす
る。
［作用］ 本発明によれば、高濃度で、かつ単原子層オーダで急峻
なプロファイルをもつＰ型層を形成できる。またドーピ
ング層におけるキャリア濃度の制御も容易である。さら
に本方法は低温処理が可能なので、Ｐ型層を形成する以
前にすでに形成されているＮ型層やＩ型層のプロファイ
ルも拡散によってくずれることがなく、従って本発明に
よって作製したPN接合,PIN接合,NPN接合，ドーピング超
格子等の界面のプロファイルは至って急峻である。
なプロファイルをもつＰ型層を形成できる。またドーピ
ング層におけるキャリア濃度の制御も容易である。さら
に本方法は低温処理が可能なので、Ｐ型層を形成する以
前にすでに形成されているＮ型層やＩ型層のプロファイ
ルも拡散によってくずれることがなく、従って本発明に
よって作製したPN接合,PIN接合,NPN接合，ドーピング超
格子等の界面のプロファイルは至って急峻である。
［実施例］ 以下に実施例によって本発明を詳細に説明する。
実施例１ まず本発明におけるＰ型層の形成法について説明する。
第１図に示すように、GaAs基板１上にアンドープGaAs層
2,P型GaAs層3,アンドープGaAs層４を順次形成した。基
板温度は550℃とした。アンドープ層２および４は通常
のMOCVD法によっても形成できるが、本実施例において
は、常時水素で希釈された微量（１×10-5モル分率）の
アルシン（AsH3）を流しながら、水素で希釈された１×
10-4モル分率のトリエチルガリウム（TEG）と１×10-3
モル分率のアルシンを基板１上に交互に流して形成し
た。キャリア濃度は約1014cm-3であった。アルシンの濃
度１×10-5モル分率はTMGと反応してGaAsを形成しない
濃度である。
2,P型GaAs層3,アンドープGaAs層４を順次形成した。基
板温度は550℃とした。アンドープ層２および４は通常
のMOCVD法によっても形成できるが、本実施例において
は、常時水素で希釈された微量（１×10-5モル分率）の
アルシン（AsH3）を流しながら、水素で希釈された１×
10-4モル分率のトリエチルガリウム（TEG）と１×10-3
モル分率のアルシンを基板１上に交互に流して形成し
た。キャリア濃度は約1014cm-3であった。アルシンの濃
度１×10-5モル分率はTMGと反応してGaAsを形成しない
濃度である。
Ｐ型層は、第２図のタイムチャートに示すように、ノン
ドープ層１上に２原子層のGa金属面を形成するに相当す
る１×10-4モル分率のトリメチルガリウム（TMG）を１
秒間流し、つづいて１×10-3モル分率のアルシンを１秒
間流し、２原子層のGaAs層３を形成した。つづいて再び
アンドープGaAs層４を形成した。なお本実施例におい
て、単原子層でなく２原子層を形成した理由は、正孔の
量を多くして特性測定を容易にするためであり、正孔面
密度の多少にとらわれなければ、後述のように単原子層
のみにドープすることも可能であることは言うまでもな
い。
ドープ層１上に２原子層のGa金属面を形成するに相当す
る１×10-4モル分率のトリメチルガリウム（TMG）を１
秒間流し、つづいて１×10-3モル分率のアルシンを１秒
間流し、２原子層のGaAs層３を形成した。つづいて再び
アンドープGaAs層４を形成した。なお本実施例におい
て、単原子層でなく２原子層を形成した理由は、正孔の
量を多くして特性測定を容易にするためであり、正孔面
密度の多少にとらわれなければ、後述のように単原子層
のみにドープすることも可能であることは言うまでもな
い。
このように作成した試料のホール係数を求め、Ｃ−Ｖ特
性を測定した。正孔面密度２×1011cm-2の試料につい
て、Ｃ−Ｖプロファイルから得られた試料表面からの距
離と正孔密度の関係を第３図に示す。図示するように正
孔密度は表面からの距離に対して鋭いピークをもち、そ
の半値幅は30nmとなる。この値はこの濃度のＰ型原子層
ドーピングの理論的半値幅と一致する。このＰ型層はTM
Gを構成する炭素原子が、形成されたGaAs層にとりこま
れたものである。また、この試料を800℃、４時間アニ
ールしてもそのプロファイルに変化がないことから、炭
素原子の拡散定数は極めて小さく拡散によるプロファイ
ルのぼけは無視できることがわかった。
性を測定した。正孔面密度２×1011cm-2の試料につい
て、Ｃ−Ｖプロファイルから得られた試料表面からの距
離と正孔密度の関係を第３図に示す。図示するように正
孔密度は表面からの距離に対して鋭いピークをもち、そ
の半値幅は30nmとなる。この値はこの濃度のＰ型原子層
ドーピングの理論的半値幅と一致する。このＰ型層はTM
Gを構成する炭素原子が、形成されたGaAs層にとりこま
れたものである。また、この試料を800℃、４時間アニ
ールしてもそのプロファイルに変化がないことから、炭
素原子の拡散定数は極めて小さく拡散によるプロファイ
ルのぼけは無視できることがわかった。
本発明においては、Ｐ型層の形成過程において、TMGと
アルシンを交互に供給する。従って、従来法と異なりTM
Gとアルシンが同時に存在することがない。このため、
従来法のようにメチル基と、アルシンから発生した極め
て活性な水素ラジカルが反応してメタンになることがな
い。TMGから分離したメチル基を基板表面に存在し、さ
らにこのメチル基が分解して生成される炭素原子が結晶
内にとり込まれて、Ｐ型不純物（炭素アクセプタ）とな
る。とり込まれた炭素原子はGa原子との結合が強く拡散
し難いので、急峻なＰ型ドーピングファイルが得られ
る。
アルシンを交互に供給する。従って、従来法と異なりTM
Gとアルシンが同時に存在することがない。このため、
従来法のようにメチル基と、アルシンから発生した極め
て活性な水素ラジカルが反応してメタンになることがな
い。TMGから分離したメチル基を基板表面に存在し、さ
らにこのメチル基が分解して生成される炭素原子が結晶
内にとり込まれて、Ｐ型不純物（炭素アクセプタ）とな
る。とり込まれた炭素原子はGa原子との結合が強く拡散
し難いので、急峻なＰ型ドーピングファイルが得られ
る。
Ｐ型層を形成する時、TMGのモル分率を変化させるとGaA
s中の炭素原子の取込み量が変化する。その結果第４図
に示すように、TMGのモル分率によって正孔面密度を１
×1010〜２×1011cm-2の間で変化させることができる。
s中の炭素原子の取込み量が変化する。その結果第４図
に示すように、TMGのモル分率によって正孔面密度を１
×1010〜２×1011cm-2の間で変化させることができる。
Ｐ型層形成時にTMGのかわりにトリメチルアルミニウム
（TMA）を用いるとさらに高濃度の正孔面密度が得られ
る。第５図はTMAを用いた以外は第１図ないし第３図で
説明したと同様にして作成した正孔面密度２×1013cm-2
の試料の正孔密度と試料表面からの距離との関係を示し
たものである。正孔密度はTMGを用いた場合よりさらに
鋭いピークを示し、その半値幅は2nm以下であった。TMA
のモル分率を変化させることにより、第６図に示すよう
に、正孔面密度を１×1012〜２×1013cm-2の間で変化さ
せることができる。
（TMA）を用いるとさらに高濃度の正孔面密度が得られ
る。第５図はTMAを用いた以外は第１図ないし第３図で
説明したと同様にして作成した正孔面密度２×1013cm-2
の試料の正孔密度と試料表面からの距離との関係を示し
たものである。正孔密度はTMGを用いた場合よりさらに
鋭いピークを示し、その半値幅は2nm以下であった。TMA
のモル分率を変化させることにより、第６図に示すよう
に、正孔面密度を１×1012〜２×1013cm-2の間で変化さ
せることができる。
炭素アクセプタの量、すなわち正孔面密度は、Ｐ型層形
成時のTMGとTMAの混合比を変えることによっても変化さ
せることができる。第７図はTMGとTMAのモル分率の和を
５×10-5一定とし、混合比を変化させてＰ型層を形成し
た場合の正孔面密度を示したものである。図示するよう
に１×1011から１×1013cm-2まで正孔面密度を変化させ
ることができる。
成時のTMGとTMAの混合比を変えることによっても変化さ
せることができる。第７図はTMGとTMAのモル分率の和を
５×10-5一定とし、混合比を変化させてＰ型層を形成し
た場合の正孔面密度を示したものである。図示するよう
に１×1011から１×1013cm-2まで正孔面密度を変化させ
ることができる。
Ｐ型層の正孔面密度は、Ｐ型層形成時にTMGとTEGとを混
合して用い、またはTMAとTEGとを混合して用い、それら
の混合比を変えることによっても変えることができる。
合して用い、またはTMAとTEGとを混合して用い、それら
の混合比を変えることによっても変えることができる。
第８図にTMGとTEGのモル分率の和を１×10-4一定とし、
混合比を変えた時の、第９図にTMAとTEGのモル分率の和
を１×10-4一定とし、混合比を変えた時の正孔面密度と
混合比との関係を示す。
混合比を変えた時の、第９図にTMAとTEGのモル分率の和
を１×10-4一定とし、混合比を変えた時の正孔面密度と
混合比との関係を示す。
前者においては、２×1011cm-2まで、後者においては２
×1013cm-2までそれぞれTMGおよびTMAの混合比と共に正
孔面密度は直線的に増加する。
×1013cm-2までそれぞれTMGおよびTMAの混合比と共に正
孔面密度は直線的に増加する。
第４図および第６図ないし第９図に示したように、Ｐ型
層の正孔面密度は任意に制御できる。これまでの例で
は、Ｐ型層が２原子層のシートドープGaAs層の例につい
て説明したが、Ｐ型を形成する際、TMGとアルシン,TMA
とアルシン，（TMG＋TMA）とアルシン，（TMG＋TEG）と
アルシンまたは（TMA＋TEG）とアルシンを交互に繰返し
て基板上に供給して、必要な厚さのＰ型層を形成できる
ことは言うまでもない。
層の正孔面密度は任意に制御できる。これまでの例で
は、Ｐ型層が２原子層のシートドープGaAs層の例につい
て説明したが、Ｐ型を形成する際、TMGとアルシン,TMA
とアルシン，（TMG＋TMA）とアルシン，（TMG＋TEG）と
アルシンまたは（TMA＋TEG）とアルシンを交互に繰返し
て基板上に供給して、必要な厚さのＰ型層を形成できる
ことは言うまでもない。
実施例２ ｎ−GaAs基板上に順次Ｎ−GaAs層,P−GaAs層を形成して
PN接合を作った。
PN接合を作った。
第10図（Ａ），（Ｂ）にPN接合を形成するための原料ガ
スフローのタイムチャートを、第11図に作製したPN接合
を示す。基板11の温度は550℃とした。Ｎ型GaAs層形成
時には、第10図（Ａ）に示すように、常に成長に寄与せ
ず、成長層からのAs抜けを防ぐ微量のアルシン（図中Δ
で示す）を流しながらTEGとアルシンを交互に基板上に
導入する。しかもTEG導入時にいっしょにシラン（Si
H4）を導入する。これを1800サイクル繰返してキャリア
濃度２×1018cm-3，厚さ0.5μｍのＮ−GaAs層12を形成
した。その上に第10図（Ｂ）に示すようにTMGとアルシ
ンを交互に繰返して1800サイクル流し、キャリア濃度２
×1018cm-3，厚さ0.5μｍのＰ−GaAs層13を形成した。
スフローのタイムチャートを、第11図に作製したPN接合
を示す。基板11の温度は550℃とした。Ｎ型GaAs層形成
時には、第10図（Ａ）に示すように、常に成長に寄与せ
ず、成長層からのAs抜けを防ぐ微量のアルシン（図中Δ
で示す）を流しながらTEGとアルシンを交互に基板上に
導入する。しかもTEG導入時にいっしょにシラン（Si
H4）を導入する。これを1800サイクル繰返してキャリア
濃度２×1018cm-3，厚さ0.5μｍのＮ−GaAs層12を形成
した。その上に第10図（Ｂ）に示すようにTMGとアルシ
ンを交互に繰返して1800サイクル流し、キャリア濃度２
×1018cm-3，厚さ0.5μｍのＰ−GaAs層13を形成した。
このようなPN接合の形成法によると550℃という低成長
温度でも高効率のSiドーピングが可能である。ここで、
本発明の方法が低温プロセスである理由を簡単に説明す
る。
温度でも高効率のSiドーピングが可能である。ここで、
本発明の方法が低温プロセスである理由を簡単に説明す
る。
従来のMOCVD法においては、TMGとアルシンが同時に基板
に供給される。そしてTMGおよびアルシンはそれぞれ熱
分解してGa原子,As原子として基板上に付着し、GaAs分
子を構成する。そのため、TMG,アルシンの熱分解のため
の高温を必要としていた。一方本発明の方法によれば、
成長界面はGa原子,As原子面として交互に現われる。Ga
とアルシンとの化学吸着力は極めて強く、アルシンは分
子の形でGa原子面のGa原子に吸着され、アルシン中のAs
は水素との結合を断ってGaと結合する。TMG分子もAs原
子面のAs原子に強く吸着され、TMG中のGa原子はメチル
基と結合を断ってAs原子と結合する。このように本発明
においては、TMG,アルシンはそれぞれ単独の熱分解を必
要とせず、基板上における吸着と結合，分解という過程
によってGaAs層が形成される。このために本発明によれ
ば、従来法に比較して低温反応が可能となる。
に供給される。そしてTMGおよびアルシンはそれぞれ熱
分解してGa原子,As原子として基板上に付着し、GaAs分
子を構成する。そのため、TMG,アルシンの熱分解のため
の高温を必要としていた。一方本発明の方法によれば、
成長界面はGa原子,As原子面として交互に現われる。Ga
とアルシンとの化学吸着力は極めて強く、アルシンは分
子の形でGa原子面のGa原子に吸着され、アルシン中のAs
は水素との結合を断ってGaと結合する。TMG分子もAs原
子面のAs原子に強く吸着され、TMG中のGa原子はメチル
基と結合を断ってAs原子と結合する。このように本発明
においては、TMG,アルシンはそれぞれ単独の熱分解を必
要とせず、基板上における吸着と結合，分解という過程
によってGaAs層が形成される。このために本発明によれ
ば、従来法に比較して低温反応が可能となる。
550℃ではSiの拡散は単原子層以下であり、急峻なＮ型
ドーピングプロファイルが得られる。Ｐ型層形成時に
は、TMGとアルシンを交互に流すことにより、TMGの不完
全熱分解のメチル基炭素が結晶内にとりこまれ、炭素ア
クセプターとなる。炭素原子はGa原子との結合が強いた
め、550℃の温度で拡散は無視でき、やはり単原子層レ
ベルで急峻なＰ型ドーピングプロファイルが得られる。
ドーピングプロファイルが得られる。Ｐ型層形成時に
は、TMGとアルシンを交互に流すことにより、TMGの不完
全熱分解のメチル基炭素が結晶内にとりこまれ、炭素ア
クセプターとなる。炭素原子はGa原子との結合が強いた
め、550℃の温度で拡散は無視でき、やはり単原子層レ
ベルで急峻なＰ型ドーピングプロファイルが得られる。
このようにして得られたPN接合には拡散によって生じた
補償層がないので、発光ダイオードとして使用する際少
数キャリアの注入効率，発光効率が大幅に改善された。
また、多量子井戸構造レーザーに適用した場合、活性層
である超格子構造が破壊されるという問題はない。
補償層がないので、発光ダイオードとして使用する際少
数キャリアの注入効率，発光効率が大幅に改善された。
また、多量子井戸構造レーザーに適用した場合、活性層
である超格子構造が破壊されるという問題はない。
実施例３ 第12図に示すようなGaAs PIN接合を形成した。
まずｎ−GaAs基板21上に実施例２で説明したと同じ方法
で、キャリア濃度２×1018cm-3，厚さ0.5μｍのＮ−GaA
s層22を形成する。ついでその上に、常時水素で希釈さ
れた微量のアルシンを流しながら、水素で希釈された１
×10-4モル分解のTEGと、水素で希釈された１×10-3モ
ル分率のアルシンを各１秒間、交互に1800サイクル流し
てキャリア濃度ｎタイプ1014cm-3，厚さ0.5μｍのＩ−G
aAs層23を形成し、さらにその上に実施例２で説明した
と同じ方法でキャリアガス濃度２×1018cm-3，厚さ0.5
μｍのＰ−GaAs層24を形成した。
で、キャリア濃度２×1018cm-3，厚さ0.5μｍのＮ−GaA
s層22を形成する。ついでその上に、常時水素で希釈さ
れた微量のアルシンを流しながら、水素で希釈された１
×10-4モル分解のTEGと、水素で希釈された１×10-3モ
ル分率のアルシンを各１秒間、交互に1800サイクル流し
てキャリア濃度ｎタイプ1014cm-3，厚さ0.5μｍのＩ−G
aAs層23を形成し、さらにその上に実施例２で説明した
と同じ方法でキャリアガス濃度２×1018cm-3，厚さ0.5
μｍのＰ−GaAs層24を形成した。
このようにして作製したPIN接合はフォトダイオードに
適用でき、特に逆耐圧が著しく高く100V以上の耐圧のも
のが得られた。
適用でき、特に逆耐圧が著しく高く100V以上の耐圧のも
のが得られた。
実施例４ 第13図に示す構造のNPN接合を作製した。温度550℃のｎ
−GaAs基板31上にキャリア濃度２×1018cm-3，厚さ0.5
μｍのＮ型GaAs層32,キャリア濃度２×1018cm-3，厚さ
0.5μｍのＰ型GaAs層33,キャリア濃度２×1018cm-3，厚
さ0.5μｍのＮ型GaAs層34を順次形成した。各層の形成
法は実施例２で説明したと同じ方法である。このNPN接
合をヘテロ接合バイポーラトンラジスタに適用して、電
流利得の高い高周波特性の優れたものが得られた。
−GaAs基板31上にキャリア濃度２×1018cm-3，厚さ0.5
μｍのＮ型GaAs層32,キャリア濃度２×1018cm-3，厚さ
0.5μｍのＰ型GaAs層33,キャリア濃度２×1018cm-3，厚
さ0.5μｍのＮ型GaAs層34を順次形成した。各層の形成
法は実施例２で説明したと同じ方法である。このNPN接
合をヘテロ接合バイポーラトンラジスタに適用して、電
流利得の高い高周波特性の優れたものが得られた。
実施例５ 第14図に示す構造のキヤメルダイオードを作製した。
ｎ−GaAs基板41上に、TEGと反応してGaAsを形成しない
微量のアルシンを流しながら、TEGとアルシンを交互に
供給して厚さ5000ÅのアンドープGaAs層42を形成し、次
にTMGあるいはTMAとアルシンを交互に供給して炭素のシ
ートドープ層を形成する。例えば１×10-4モル分率のTM
Aを流すことによって、正孔面密度２×1013cm-2のシー
トドープ層43を形成する。ついでその上に再び厚さ1000
ÅのアンドープGaAs層44を形成し、さらにその上に蒸着
などの方法でAuでショットキ電極45を形成する。アンド
ープGaAs層42,44の形成法は先に説明した例と同様なの
で説明を省略する。
微量のアルシンを流しながら、TEGとアルシンを交互に
供給して厚さ5000ÅのアンドープGaAs層42を形成し、次
にTMGあるいはTMAとアルシンを交互に供給して炭素のシ
ートドープ層を形成する。例えば１×10-4モル分率のTM
Aを流すことによって、正孔面密度２×1013cm-2のシー
トドープ層43を形成する。ついでその上に再び厚さ1000
ÅのアンドープGaAs層44を形成し、さらにその上に蒸着
などの方法でAuでショットキ電極45を形成する。アンド
ープGaAs層42,44の形成法は先に説明した例と同様なの
で説明を省略する。
このようにして作製したキヤメルダイオードのバンド構
造は第15図に示すようになる。すなわちショットキ障壁
の実効的な高さはGaAsのバンドギャップ分だけ高くな
る。
造は第15図に示すようになる。すなわちショットキ障壁
の実効的な高さはGaAsのバンドギャップ分だけ高くな
る。
本発明方法により、拡散のないキヤメルダイオード構造
が形成でき、ショットキ障壁の高さも理想的な値が得ら
れた。このことにより論理振幅の大きなFETの作製が可
能になった。
が形成でき、ショットキ障壁の高さも理想的な値が得ら
れた。このことにより論理振幅の大きなFETの作製が可
能になった。
実施例６ 第16図に示すように、温度550℃のGaAs基板51上に、50
Å厚さのＩ−GaAs層52,Si単原子層ドープ層53,50Å厚さ
Ｉ−GaAs層52,炭素単原子層ドープ層54を繰返し積層し
たドーピング超格子構造を有する化合物半導体装置を作
製した。この構造を作製するための原料ガスの供給タイ
ムチャートを第17図（Ａ）〜（Ｄ）に示す。第17図
（Ａ）および（Ｃ）はアンドープGaAs層52の形成，同図
（Ｂ）はSi単原子層ドープ層53の形成，同図（Ｄ）は炭
素単原子層形成のための原料ガスの供給法を示してい
る。それぞれの詳細については先に述べた実施例で説明
されているので、説明を省略する。この第17図（Ａ）な
いし（Ｄ）を必要サイクル数繰返して所望の厚さのドー
ピング超格子が得られる。
Å厚さのＩ−GaAs層52,Si単原子層ドープ層53,50Å厚さ
Ｉ−GaAs層52,炭素単原子層ドープ層54を繰返し積層し
たドーピング超格子構造を有する化合物半導体装置を作
製した。この構造を作製するための原料ガスの供給タイ
ムチャートを第17図（Ａ）〜（Ｄ）に示す。第17図
（Ａ）および（Ｃ）はアンドープGaAs層52の形成，同図
（Ｂ）はSi単原子層ドープ層53の形成，同図（Ｄ）は炭
素単原子層形成のための原料ガスの供給法を示してい
る。それぞれの詳細については先に述べた実施例で説明
されているので、説明を省略する。この第17図（Ａ）な
いし（Ｄ）を必要サイクル数繰返して所望の厚さのドー
ピング超格子が得られる。
この方法により作製したドーピング超格子は、不純物の
拡散がないため電子・正孔に加わる内部電界は著しく強
くなり、saw-tooth超格子レーザへ適用した場合発振波
長を著しく超波長化することが可能である。
拡散がないため電子・正孔に加わる内部電界は著しく強
くなり、saw-tooth超格子レーザへ適用した場合発振波
長を著しく超波長化することが可能である。
実施例７ 炭素アクセプタの拡散速度を調べるために、第18図に示
すような化合物半導体装置を作製した。550℃に加熱さ
れたキャリア濃度５×1018cm-3のｎ−GaAs基板上に、Si
をドープしたキャリア濃度１×1018cm-3のＮ−GaAs層62
を厚さ5000Å形成する。その上に炭素をドープしたキャ
リア濃度５×1013cm-3のＰ−GaAs層63を厚さ1000Å形成
し、Ｎ−GaAs層62との間にPN接合64を作る。Ｐ−GaAs層
63の上に炭素をドープしたキャリア濃度１×1018cm-3，
厚さ5000ÅのＰ−GaAs層65を設け、さらにその上に電極
層として、炭素をドープしたキャリア濃度約1019cm-3の
Ｐ+-GaAs層66を厚さ1000Å形成する。各層の形成法につ
いては、先の実施例において詳述してあるので説明を省
略する。Ｐ+-GaAs層66および基板61にそれぞれCr-Au電
極67,AuGeNi電極68を蒸着する。
すような化合物半導体装置を作製した。550℃に加熱さ
れたキャリア濃度５×1018cm-3のｎ−GaAs基板上に、Si
をドープしたキャリア濃度１×1018cm-3のＮ−GaAs層62
を厚さ5000Å形成する。その上に炭素をドープしたキャ
リア濃度５×1013cm-3のＰ−GaAs層63を厚さ1000Å形成
し、Ｎ−GaAs層62との間にPN接合64を作る。Ｐ−GaAs層
63の上に炭素をドープしたキャリア濃度１×1018cm-3，
厚さ5000ÅのＰ−GaAs層65を設け、さらにその上に電極
層として、炭素をドープしたキャリア濃度約1019cm-3の
Ｐ+-GaAs層66を厚さ1000Å形成する。各層の形成法につ
いては、先の実施例において詳述してあるので説明を省
略する。Ｐ+-GaAs層66および基板61にそれぞれCr-Au電
極67,AuGeNi電極68を蒸着する。
このようにして形成したPN接合に逆バイアス電圧をかけ
て空乏層幅を変化させ、CVプロファイルからアクセプタ
濃度の変化を求めた。第19図は第18図の構造をもつウエ
ハの成長時および800℃４時間アニール後のアクセプタ
濃度を比較して示したもので、実線は成長のままのウエ
ハ、点線はアニール後のウエハのアクセプタ濃縮を示
す。800℃４時間のアニールでもほとんど変化はなく、
拡散速度は極めて遅い。従って炭素アクセプタは、成長
温度550℃ではほとんど拡散しないことがわかる。
て空乏層幅を変化させ、CVプロファイルからアクセプタ
濃度の変化を求めた。第19図は第18図の構造をもつウエ
ハの成長時および800℃４時間アニール後のアクセプタ
濃度を比較して示したもので、実線は成長のままのウエ
ハ、点線はアニール後のウエハのアクセプタ濃縮を示
す。800℃４時間のアニールでもほとんど変化はなく、
拡散速度は極めて遅い。従って炭素アクセプタは、成長
温度550℃ではほとんど拡散しないことがわかる。
これまでの説明において、III−Ｖ族化合物半導体の代
表としてGaAsを例として説明してきたが、本発明を他の
III−Ｖ族化合物半導体に適用できることは言うまでも
ない。
表としてGaAsを例として説明してきたが、本発明を他の
III−Ｖ族化合物半導体に適用できることは言うまでも
ない。
［発明の効果］ 以上説明したように、本発明によれば、高濃度で、かつ
単原子層オーダで急峻なプロファイルをもつＰ型層を形
成できる。またドーピング層におけるキャリア濃度の制
御も容易である。本方法は低温処理が可能なので、Ｎ型
層のプロファイルも拡散によってくずれることがなく、
従って本発明によって作製したPN接合,PIN接合,NPN接
合，ドーピング超格子等の界面のプロファイルは至って
急峻である。
単原子層オーダで急峻なプロファイルをもつＰ型層を形
成できる。またドーピング層におけるキャリア濃度の制
御も容易である。本方法は低温処理が可能なので、Ｎ型
層のプロファイルも拡散によってくずれることがなく、
従って本発明によって作製したPN接合,PIN接合,NPN接
合，ドーピング超格子等の界面のプロファイルは至って
急峻である。
本発明を発光ダイオード，半導体レーザ，光検出器，バ
イポーラトランジスタ，その他に適用して、特性を著し
く改善できる。
イポーラトランジスタ，その他に適用して、特性を著し
く改善できる。
第１図は本発明によるＰ型GaAs層を含む構造を説明する
模式図、 第２図はＰ型層を形成するための原料ガス供給法の一例
を示すタイムチャート、 第３図および第５図は正孔密度の分布を示す線図、 第４図および第６図はそれぞれTMGモル分率およびTMAモ
ル分率による正孔面密度の変化を示す線図、 第７図，第８図，第９図はそれぞれTMGとTMA,TMGとTEG,
およびTMAとTEGの混合比による正孔面密度の変化を示す
線図、 第10図はPN接合を形成するための原料ガス供給法の一例
を示すタイムチャート、 第11図はPN接合を有する構造の模式図、 第12図および第13図はそれぞれPIN接合およびNPN接合を
有する構造の模式図、 第14図はキヤメルダイオードの構造を示す模式図、 第15図はキヤメルダイオードのバンド構造を示す図、 第16図はドーピング超格子構造の模式図、 第17図（Ａ）ないし（Ｄ）はドーピング超格子構造作製
のための原料ガス供給法の一例を示すタイムチャート、 第18図はPN接合構造を示す模式図、 第19図はアニール前後のアクセプタ濃度を比較して示す
線図である。 １……GaAs基板、2,4……アンドープGaAs層、３……Ｐ
型GaAs層、11……ｎ−GaAs基板、12……Ｎ−GaAs層、13
……Ｐ−GaAs層、21……ｎ−GaAs基板、22……Ｎ−GaAs
層、23……Ｉ−GaAs層、24……Ｐ−GaAs層、31……ｎ−
GaAs基板、32,34……Ｎ−GaAs層、33……Ｐ−GaAs層、4
1……ｎ−GaAs基板、42……アンドープGaAs層、43……
炭素シートドープ層、44……アンドープGaAs層、45……
ショットキ電極、51……GaAs基板、52……アンドープGa
As層、53……Si単原子層ドープ層、54……炭素単原子層
ドープ層、61……ｎ−GaAs基板、62……SiドープＮ−Ga
As層、63……炭素ドープＰ−GaAs層、64……PN接合、65
……炭素ドープＰ−GaAs層、66……炭素ドープＰ+-GaAs
電極層、67……Cr-Au電極、68……AuGeNi電極。
模式図、 第２図はＰ型層を形成するための原料ガス供給法の一例
を示すタイムチャート、 第３図および第５図は正孔密度の分布を示す線図、 第４図および第６図はそれぞれTMGモル分率およびTMAモ
ル分率による正孔面密度の変化を示す線図、 第７図，第８図，第９図はそれぞれTMGとTMA,TMGとTEG,
およびTMAとTEGの混合比による正孔面密度の変化を示す
線図、 第10図はPN接合を形成するための原料ガス供給法の一例
を示すタイムチャート、 第11図はPN接合を有する構造の模式図、 第12図および第13図はそれぞれPIN接合およびNPN接合を
有する構造の模式図、 第14図はキヤメルダイオードの構造を示す模式図、 第15図はキヤメルダイオードのバンド構造を示す図、 第16図はドーピング超格子構造の模式図、 第17図（Ａ）ないし（Ｄ）はドーピング超格子構造作製
のための原料ガス供給法の一例を示すタイムチャート、 第18図はPN接合構造を示す模式図、 第19図はアニール前後のアクセプタ濃度を比較して示す
線図である。 １……GaAs基板、2,4……アンドープGaAs層、３……Ｐ
型GaAs層、11……ｎ−GaAs基板、12……Ｎ−GaAs層、13
……Ｐ−GaAs層、21……ｎ−GaAs基板、22……Ｎ−GaAs
層、23……Ｉ−GaAs層、24……Ｐ−GaAs層、31……ｎ−
GaAs基板、32,34……Ｎ−GaAs層、33……Ｐ−GaAs層、4
1……ｎ−GaAs基板、42……アンドープGaAs層、43……
炭素シートドープ層、44……アンドープGaAs層、45……
ショットキ電極、51……GaAs基板、52……アンドープGa
As層、53……Si単原子層ドープ層、54……炭素単原子層
ドープ層、61……ｎ−GaAs基板、62……SiドープＮ−Ga
As層、63……炭素ドープＰ−GaAs層、64……PN接合、65
……炭素ドープＰ−GaAs層、66……炭素ドープＰ+-GaAs
電極層、67……Cr-Au電極、68……AuGeNi電極。
Claims (10)
- 【請求項１】Ｎ型層とＰ型層、またはＩ型層とＰ型層の
異種接合を有するIII−Ｖ族化合物半導体装置を有機金
属熱分解気相成長法を用いて製造する方法において、 Ｎ型層またはＩ型層を形成する工程に引き続き、 キャリアガスによって希釈されたIII族元素を含むトリ
メチル有機金属化合物を基板上に導入する工程と、当該
導入を停止する工程と、キャリアガスによって希釈され
たＶ族元素を含む水素化物を基板上に導入する工程と、
当該導入を停止する工程と、を交互に行って、熱分解に
よって炭素ドープＰ型半導体層を前記Ｎ型層またはＩ型
層上に形成する工程 を含み、 前記トリメチル有機金属化合物のモル分率を制御するこ
とによってＰ型半導体層の炭素ドーピング濃度を調整す
ることを特徴とする化合物半導体装置の製造方法。 - 【請求項２】前記化合物半導体装置が基板上に形成され
たＮ型層および該Ｎ型層の上に形成されたＰ型層を含む
ことを特徴とする特許請求の範囲第１項記載の化合物半
導体装置の製造方法。 - 【請求項３】前記化合物半導体装置が基板上に形成され
たＮ型層，該Ｎ型層の上に形成されたＩ型層およびさら
に該Ｉ型層の上に形成されたＰ型層を含むことを特徴と
する特許請求の範囲第１項記載の化合物半導体装置の製
造方法。 - 【請求項４】前記化合物半導体装置が基板上に形成され
たＮ型層，該Ｎ型層の上に形成されたＰ型層およびさら
に該Ｐ型層の上に形成されたＮ型層を含むことを特徴と
する特許請求の範囲第１項記載の化合物半導体装置の製
造方法。 - 【請求項５】前記Ｐ型層の膜厚を単原子の膜厚とするこ
とを特徴とする特許請求の範囲第１項ないし第４項のい
ずれか１つに記載の化合物半導体装置の製造方法。 - 【請求項６】前記化合物半導体装置が単原子膜厚のＮ型
層と単原子膜厚のＰ型層とが、複数原子層のＩ型層を介
して繰り返して積層された超格子構造を含むことを特徴
とする特許請求の範囲第１項または第３項または第５項
のいずれか１つに記載の化合物半導体装置の製造方法。 - 【請求項７】前記トリメチル有機金属化合物が、混合物
としてトリエチル有機金属化合物を含んでいることを特
徴とする特許請求の範囲第１項ないし第６項のいずれか
１つに記載の化合物半導体装置の製造方法。 - 【請求項８】前記III−Ｖ族化合物半導体がGaAsまたはA
lAsまたはAlGaAsのいずれか１つであり、前記トリメチ
ル有機金属化合物が、トリメチルガリウムまたはトリメ
チルアルミニウム，またはトリメチルガリウムとトリメ
チルアルミニウムの混合物であることを特徴とする特許
請求の範囲第１項ないし第７項のいずれか１つに記載の
化合物半導体装置の製造方法。 - 【請求項９】前記Ｉ型層の形成工程が有機金属化合物と
反応してIII−Ｖ族化合物半導体を形成しない第１の濃
度に希釈されたＶ族元素を含む水素化物を常時流しなが
ら、キャリアガスによって前記第１の濃度より高く有機
金属化合物と反応してIII−Ｖ族化合物半導体を形成す
る第２の濃度に希釈されたＶ族元素を含む水素化物を基
板上に導入する工程と、当該導入を停止する工程と、キ
ャリアガスで希釈されたIII族元素を含む有機金属化合
物を前記基板上に導入する工程と、当該導入を停止する
工程と、を繰り返してなることを特徴とする特許請求の
範囲第１項，第３項，または第５項ないし第８項のいず
れか１つに記載の化合物半導体装置の製造方法。 - 【請求項１０】前記Ｎ型層の形成工程が、有機金属化合
物と反応してIII−Ｖ族化合物半導体を形成しない第１
の濃度に希釈されたＶ族元素を含む水素化物を常時流し
ながら、キャリアガスによって前記第１の濃度より高く
有機金属化合物と反応してIII−Ｖ族化合物半導体を形
成する第２の濃度に希釈されたＶ族元素を含む水素化物
を基板上に導入する工程と、当該導入を停止する工程
と、キャリアガスで希釈されたIII族元素を含む有機金
属化合物を前記基板上に導入する工程と、当該導入を停
止する工程と、を繰り返してなりかつ、前記繰り返しの
任意の段階において、III族元素を含む有機金属化合物
と共にIV族またはVI族元素を含む水素化物または有機金
属化合物を導入して、前記化合物半導体をＮ型にドーピ
ングする工程を含むことを特徴とする特許請求の範囲第
１項ないし第９項のいずれか１つに記載の化合物半導体
装置の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23332086A JPH0777200B2 (ja) | 1986-10-02 | 1986-10-02 | 化合物半導体装置の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23332086A JPH0777200B2 (ja) | 1986-10-02 | 1986-10-02 | 化合物半導体装置の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6388820A JPS6388820A (ja) | 1988-04-19 |
| JPH0777200B2 true JPH0777200B2 (ja) | 1995-08-16 |
Family
ID=16953289
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23332086A Expired - Lifetime JPH0777200B2 (ja) | 1986-10-02 | 1986-10-02 | 化合物半導体装置の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0777200B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04146680A (ja) * | 1990-10-08 | 1992-05-20 | Mitsubishi Electric Corp | Ｐ型化合物半導体の製造方法、半導体発光装置及びその製造方法 |
| JP2656397B2 (ja) * | 1991-04-09 | 1997-09-24 | 三菱電機株式会社 | 可視光レーザダイオードの製造方法 |
| US5238867A (en) * | 1991-07-09 | 1993-08-24 | Posco Educational Foundation | Method for preparing an optical switching device having multiple quantum wells |
| JPH0541529A (ja) * | 1991-08-06 | 1993-02-19 | Sumitomo Electric Ind Ltd | 化合物半導体素子およびその作製方法 |
| DE102016013541A1 (de) * | 2016-11-14 | 2018-05-17 | 3 - 5 Power Electronics GmbH | lll-V-Halbleiterdiode |
| DE102017002936A1 (de) * | 2017-03-24 | 2018-09-27 | 3-5 Power Electronics GmbH | III-V-Halbleiterdiode |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0782991B2 (ja) * | 1984-07-26 | 1995-09-06 | 新技術事業団 | 化合物半導体単結晶薄膜の成長法 |
-
1986
- 1986-10-02 JP JP23332086A patent/JPH0777200B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6388820A (ja) | 1988-04-19 |
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