JPH08203837A - 化合物半導体結晶層の製造方法 - Google Patents
化合物半導体結晶層の製造方法Info
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Abstract
発光ダイオードを実現できる化合物半導体結晶層の製造
方法を提供する。 【構成】 GaAs基板を反応容器内に入れ、反応容器内
を10〜100torrに減圧して、アルシンを導入する。
GaAs基板の表面温度を650℃でTMGを導入して、
GaAs基板上にGaAsバッファ層を成長させた後、TM
Gの導入を止めて、GaAsバッファ層の成長を停止する
(工程I)。次に、アルシンの導入からホスフィンの導入
に切り替え、その切り替えから時間t経過後、予め所定
の混合比に調整されたTMA,TMGおよびTMIを導
入して、GaAsバッファ層上にInGaAlP層の成長を
開始し、その成長過程でGaAs基板の表面温度を750
℃まで昇温する(工程II)。そして、GaAs基板の表面温
度を750℃に保って、InGaAlP層を所定の厚さに
成長させる(工程III)。
Description
発光ダイオードを製造するのに適した化合物半導体結晶
層の製造方法に関し、より詳しくは、有機金属気相成長
法(以下、MOCVD法という)により化合物半導体結晶
層であるInGaAlP層を形成する化合物半導体結晶層
の製造方法に関する。
層は、短波長の半導体レーザおよび発光ダイオードを製
造するのに重要な材料である。このInGaAlP層をGa
As基板上に成長させる方法として、MOCVD法が最
も多く用いられており、近年、そのMOCVD法によっ
て製作された短波長の半導体レーザおよび発光ダイオー
ドについて、良好な特性と素子寿命の長いものが報告さ
れている。
寿命は再現性が低く、GaAs基板上のInGaAlP層で
の特性のばらつきが問題となっていた。つまり、上記I
nGaAlP層を用いた半導体レーザおよび発光ダイオー
ドでは、クラッド層に使用される高Al組成の結晶層す
なわちInGaAlP層に結晶欠陥が存在し、この結晶欠
陥が素子特性の低下を引き起こしていたのである。
aAs基板の表面温度を745〜755℃もの高温にする
ことによって、結晶欠陥のない良好なInGaAlP層を
成長させるようにした化合物半導体結晶層の製造方法
が、特開平2−254715号公報において提案されて
いる。
法を用いて製造された半導体レーザの断面図を示してい
る。この半導体レーザは、n-GaAs基板101と、上
記n-GaAs基板1上に形成されたn-GaAsバッファ層
102と、上記n-GaAsバッファ層2上に形成された
n-InGaAlPクラッド層103と、上記n-InGaAl
Pクラッド層103上に形成されたInGaP活性層10
4と、上記InGaP活性層104上に形成されたp-In
GaAlPクラッド層105と、上記p-InGaAlPクラ
ッド層105上にp−InGaP層を介して形成された
n-GaAsブロック層106と、n-GaAsブロック層1
06上に形成されたp-GaAsコンタクト層107とを
備えている。図32は上記半導体レーザの製造方法によ
ってn−GaAsバッファ層102とn−InGaAl
Pクラッド層103を形成するための工程図で、図32
を用いてこの化合物半導体結晶層の製造方法を以下に説
明する。
されたn-GaAs基板101を反応容器内(図1参照)
に入れ、反応容器内を15〜100torrの範囲に減圧す
る。その後、アルシン(AsH3)を導入し、n-GaAs基
板101を加熱して、600〜650℃にて30分間保
持して清浄化をおこなった後、TMG(トリメチルガリ
ウム)を導入して、n-GaAs基板101にn-GaAsバ
ッファ層102を成長させる。そして、上記TMGの導
入を止めて、n-GaAsバッファ層102の成長を停止
する(図32中の工程I)。
45〜755℃までn-GaAs基板101を昇温する(図
32中の工程II)。
GaAlP層の成長温度に安定させた後、反応容器内を1
5〜35torrに減圧する。そして、アルシンの導入を停
止し、ホスフィン(PH3)の導入を開始した後、反応容
器内のアルシンを置換するために時間t(約1秒)が経過
するのを待つ。その後、上記時間tが経過した後に予め
所定の混合比に調整されたTMA(トリメチルアルミニ
ウム),TMG,TMI(トリメチルインジウム)を導入し
て、n-GaAsバッファ層102上にn-InGaAlPク
ラッド層103を成長させる(図32中の工程III)。
従来の化合物半導体結晶層の製造方法においては、良好
な結晶性を有する高Al組成の結晶層を得るために、n-
GaAs基板101の表面温度を745〜755℃の高温
にして、n-InGaAlPクラッド層103を成長させて
いる。しかし、この方法で成長させられたn-InGaAl
Pクラッド層103には、なおも、ヒロック等に代表さ
れる結晶欠陥が高密度で存在する上、n-GaAsバッフ
ァ層102とのヘテロ界面付近のn-InGaAlP層10
3にAsが混入しているため、n-GaAsバッファ層10
2とn-InGaAlP層103との良好な(急峻な)ヘテ
ロ界面が得られないという問題がある。
密度で存在する理由は次の通りである。つまり、n−G
aAs基板101の温度を745〜755℃の高温に設
定した後、n−InGaAlPクラッド層103の成長
を開始するので、n−GaAsバッファ層102とn−
InGaAlPクラッド層103のヘテロ界面近傍でP
(燐)抜け等による結晶欠陥が成長初期に発生し、その
後の成長層に影響するためである。
とn−InGaAlPクラッド層103のヘテロ界面に
てn−InGaAlPクラッド層3にAsが混入する理
由は、反応容器内のアルシンからホスフィンへの置換が
十分でないためである。これについて詳細に説明する
と、良好なn−InGaAlPクラッド層103を成長
させるのに必要な745〜755℃のGaAs基板の表
面温度では、アルシンが存在しないとn−GaAsバッ
ファ層102が急速に分解するため、成長開始直前まで
n−GaAs基板101の雰囲気を砒素雰囲気中に保持
しなければならない。したがって、上記n−GaAs基
板101の表面温度をn−InGaAlPクラッド層1
03の成長温度に安定させた後、アルシンの導入を停止
して、ホスフィンの導入を開始してから約1秒という短
い置換時間が経過した後、予め所定の混合比に調整され
たTMA,TMGおよびTMIを導入して、n−InG
aAlPクラッド層103の成長を開始するようにして
いる。このため、上記反応容器内のアルシンからホスフ
ィンへの置換が十分でなく、成長初期にn−InGaA
lPクラッド層103にAsが混入して、急峻なヘテロ
界面を形成することができないのである。
晶欠陥を発生させることなく、かつ、ヘテロ界面へAs
を混入させることなく、高Al組成の結晶層を高温で形
成することができ、したがって、高Al組成の結晶層に
対して従来に比べて一層良好なヘテロ界面と結晶性を付
与することのできる化合物半導体結晶層の製造方法を提
供することにある。
め、請求項1記載の発明は、III族元素を含んだIII族原
料ガスおよびV族元素を含んだV族原料ガスを用い、有
機金属気相成長法によって、GaAs基板上に直接また
はバッファ層を介してIny(Ga1-XAlX)1-yP層(0≦
x≦1,0≦y≦1)を成長させる化合物半導体結晶層の製造
方法において、(a) 結晶成長用の反応容器内にV族
原料ガスとして砒素系材料を含むガスを導入する工程
と、(b) 上記V族原料ガスを上記砒素系材料を含む
ガスから燐系材料を含むガスへ切り替え、その後、III
族原料ガスを上記反応容器内に導入してIny(Ga1-X
AlX)1-yP層を成長させる工程とを備え、上記(b)
工程は、Iny(Ga1-XAlX)1-yP層の成長開始時を含
む第1の期間と、上記第1の期間に続く第2の期間とか
らなり、上記第1の期間には上記III族原料ガスのモル
流量QIIIに対するV族原料ガスのモル流量QVの比QV
/QIIIを所定値よりも高い値に設定する一方、上記第
2の期間には、上記比QV/QIIIを上記高い値から上記
所定値まで下げた後、上記所定値に維持することを特徴
としている。
素原子の割合を組成x,yで示す。
造方法においては、上記比QV/QIIIの上記高い値を上
記所定値まで連続的に減少させている。
造方法においては、上記高い値を500以上にし、上記
所定値を500以下にしている。
造方法においては、上記(b)工程において、上記V族
原料ガスの切り替え並びにIny(Ga1-XAlX)1-yP層
の成長開始をGaAsを分解させない低い基板温度で行
うと共に、上記基板温度を上昇させながらIny(Ga
1-XAlX)1-yP層を成長させている。
造方法においては、上記低い基板温度は720℃以下の
温度であり、基板温度を上記低い温度よりも高くかつ7
20℃乃至800℃の範囲内にある高い温度まで上昇さ
せた後、上記高い温度を保持している。
造方法は、上記(a)工程は、上記GaAs基板上に、
AlxGa1-xAs(0≦x≦1)バッファ層を成長させる工
程を含んでいる。
素を含んだIII族原料ガスおよびV族元素を含んだV族
原料ガスを用い、有機金属気相成長法によって、GaA
s基板上に直接またはバッファ層を介してIny(Ga
1-XAlX)1-yP層(0≦x≦1,0≦y≦1)を成長させる化合
物半導体結晶層の製造方法において、(c) 結晶成長
用の反応容器内に砒素系材料を導入する工程と、(d)
上記(c)工程の後、上記GaAs基板の基板温度を7
20℃以下の第1の温度にして、上記砒素系材料を燐系
材料へ切り替える工程と、(e) 上記(d)工程の
後、所定時間経過後に、上記GaAs基板の基板温度を7
20℃以下の第2の温度にして、Iny(Ga1-xAlx)1-y
P層の成長を開始する工程とを備えたことを特徴として
いる。
であってもよいし、異なっていてもよい。
造方法は、上記(e)工程の後に、Iny(Ga1-xAlx)
1-yP層の成長過程で上記基板温度を上記第1及び第2
の温度よりも高く720〜800℃の範囲内にある第3
の温度に上昇させ、この第3の温度を維持したままIny
(Ga1-xAlx)1-yP層を成長させる工程を備えている。
造方法においては、上記(c)工程は、上記基板上にA
lxGa1-xAsバッファ層(0≦x≦1)を成長させる工程を
含んでいる。
製造方法においては、上記AlxGa1-xAsバッファ層の
成長過程で、上記基板温度を、上記AlGaAsバッフ
ァ層の成長を開始した時点の温度から上記第1の温度ま
で上昇させている。
製造方法においては、Iny(Ga1-xAlx)1-yP層の成長開
始時における上記GaAs基板の上記第2の温度を、A
lxGa1-xAsバッファ層の成長時の温度よりも高くして
いる。
製造方法においては、Iny(Ga1-xAlx)1-yP層の成長
開始時における上記GaAs基板の上記第2の温度を、
AlxGa1-xAsバッファ層(0≦x≦1)の成長時の温度よ
りも低くしている。
製造方法においては、Iny(Ga1-xAlx)1-yP層の成長
開始後、上記基板温度を上記第2の温度から上記第3の
温度に上昇させる間の少なくとも一部の期間で、In
y(Ga1-xAlx)1-yP層の成長を停止させている。
製造方法においては、上記基板温度を上記第2の温度か
ら上記第3の温度に上昇させる間の全期間、Iny(Ga
1-xAlx)1-yP層の成長を停止させ、上記第3の温度に
到達後にIny(Ga1-xAlx)1-yP層の成長を再開する。
製造方法においては、上記基板温度が上記第3の温度に
上昇する途中でIny(Ga1-xAlx)1-yP層の成長を再開
する。
製造方法においては、基板温度が上記第2の温度から上
記第3の温度まで上昇する間のIny(Ga1-xAlx)1-yP
層の組成x,y (0≦x≦1,0≦y≦1) と、上記第3の温
度に到達後のIny(Ga1-xAlx)1-yP層の組成x,yを
異ならせている。
製造方法においては、Iny(Ga1-xAlx)1-yP層の全成
長期間のうち少なくとも一部の期間において、上記組成
x,yを変化させながらIny(Ga1-xAlx)1-yP層を成
長させる。
法においては、上記(b)工程の第1の期間においてV
族原料ガスを砒素系材料から燐系材料に切り替えてIn
y(Ga1-XAlX)1-yP層(0≦x≦1,0≦y≦1)(以下、「I
nGaAlP層」という。)の成長を開始するときに、I
II族原料ガスのモル流量QIIIに対するV族原料ガスの
モル流量QVの比QV/QIIIを、P抜けに起因する欠陥
の発生を低減することのできる高い値に設定できるの
で、GaAs基板とInGaAlP層とのヘテロ界面付
近でP(燐)抜けが発生することを抑制でき、したがっ
て、InGaAlP層の結晶欠陥を低減できる。また、
上記(b)工程の第2の期間において、上記InGaA
lP層の成長途中で設定される上記比QV/QIIIの所定
値として、良質なInGaAlPの結晶を得るのに最適
な値を採用することにより、結晶性が良好なInGaA
lP層を得ることができる。
記高い値から上記所定値にするときに上記比QV/QIII
を連続的に減少させている。したがって、InGaAl
P層を成長させているときに、上記比QV/QIIIが急変
することを抑制できる。したがって、InGaAlP層
の結晶質を向上させることができる。
lP層の成長開始時のQV/QIII比と表面欠陥密度との
関係を示したグラフであるが、この図から、QV/QIII
比の値が500以上では表面欠陥密度が102cm-2よ
りも小さくなるのがわかる。また、図6は後述する実施
例におけるInGaAlP層の成長開始時のQV/QIII
比とフォトルミネッセンス(PL)の発光半値幅との関
係を示したグラフであるが、この図から、QV/QIII比
の値が500以上ではそれより小さいものに比べて発光
半値幅の値が極めて小さくなり、30meVよりも小さ
くなるのがわかる。請求項3の発明は、上記比QV/Q
IIIの高い値を500以上にしたので、図4,6のグラ
フからも明らかなように、InGaAlP層の表面欠陥
密度を最も低くすることができる上に、PL(フォトル
ミネッセンス)の発光半値幅を最も小さくすることがで
きる。
系材料に切り替えてInGaAlP層の成長を開始する
時には、基板温度をGaAsの分解を生じさせない低温
にしておき、基板温度を高温まで上昇させながらInG
aAlP層を成長させるものである。請求項5の発明で
は、上記低い温度を720℃以下の温度とすると共に、
上記高い温度を、良好な結晶を得ることのできる720
〜800℃の範囲内の温度としてしてる。これらの請求
項4,5の発明によれば、砒素系材料(例えば、AsH
3)から燐系材料(例えば、PH3)への切り替え時にG
aAs基板を高温にしないので、GaAsの分解を招く
ことなく、砒素系材料から燐系材料への切り換え時間を
長くとることができ、反応容器中の砒素系材料が燐系材
料に十分に置換されてから、InGaAlP層の成長を
開始することができる。したがって、InGaAlP層
へのAsの混入を防ぐことができる。また、ヘテロ界面
における燐抜けによる結晶欠陥の発生を防止することが
できる。この結果、良好なヘテロ界面を得ることができ
る。特に請求項5に記載のように、上記低い温度を72
0℃以下の温度とした場合には、実際に行った実験結果
より、表面欠陥密度を従来よりも小さくできることが分
かった。また、上記高い温度を720〜800℃の温度
にした場合には、フォトルミネッセンスの半値幅を従来
よりも低いレベルまで下げることができることがわかっ
た。
AlxGa1-xAs(0≦x≦1)バッファ層(以下、AlG
aAsバッファ層と言う)を成長させ、その上に、上記
InGaAlP層を成長させるものである。このバッフ
ァ層のお陰で、GaAs基板表面の平坦性を向上させる
ことができる。また、この発明においても、V族原料ガ
スを砒素系材料から燐系材料へ切り替えてAlGaAs
バッファ層を成長させる時に、基板温度を低温にしてい
るので、請求項4の発明と同様、AlGaAsバッファ
層の急速な分解を招くことなく、砒素系材料から燐系材
料への導入の切り換え時間を十分にとることができ、し
たがって、InGaAlP層へのAsの混入を抑制でき
る。また、AlGaAsバッファ層とInGaAlP層
とのヘテロ界面付近で発生し易いP(燐)抜けに起因する
結晶欠陥も低減できる。これらのことより、急峻なヘテ
ロ界面を得ることができる。
板の表面温度を720℃以下の第1の温度にして、上記
反応容器内に予め導入されている砒素系材料を燐系材料
に置き換えた後、上記GaAs基板の表面温度を720℃
以下の第2の温度にして、GaAs基板上に直接あるいは
AlGaAsバッファ層を介してInGaAlP層の成
長を開始するようにしたものである。
720℃以下の低温で反応容器内の砒素系材料を燐系材
料に置換するため、GaAs基板(またはAlGaAsバ
ッファ層)の急速な分解を防止できる。そして、上記G
aAs基板(またはAlGaAsバッファ層)の急速な分
解を防止するので、砒素系材料から燐系材料への置換の
時間を十分に確保することができる。この結果、InG
aAlP層の成長開始前に反応容器内の砒素系材料を燐
系材料に十分に置換することができるので、InGaA
lP層にAsが混入するのを防止できる。また720℃
以下の温度でInGaAlP層の成長を開始するので、
GaAs基板(またはAlGaAsバッファ層)とのヘ
テロ界面近傍での燐抜けによる結晶欠陥の発生を抑制で
きる。したがって、上記GaAs基板(またはAlGaA
sバッファ層)とInGaAlP層との良好なヘテロ界
面を得ることができる。
成長を開始したInGaAlP層の成長過程で、基板温
度を上記第1,第2の温度よりも高い第3の温度(72
0〜800℃)に上昇させるものである。720〜80
0℃の温度は、良好な結晶が得られる温度である。した
がって、この発明によれば、InGaAlPの成長初期
における結晶欠陥の発生の抑制とAsの混入の抑制とに
よる急峻なヘテロ界面の形成と相俟って、InGaAl
P層の良好な結晶を得ることができる。
ける上記AlGaAsバッファ層の成長過程で、上記基
板温度を、上記AlGaAsバッファ層の成長を開始し
た時点の温度から上記第1の温度まで上昇させるように
したものである。このように、基板温度を上昇させなが
らAlGaAs層を成長させるので、上記AlGaAs
バッファ層の結晶欠陥が低減し、したがってそのAlG
aAsバッファ層上に形成されるInGaAlP層の結
晶性をさらに向上できる。
の成長時の基板温度よりも、上記InGaAlP層の成
長開始時の基板温度を高くしたものである。この場合、
AlGaAsバッファ層の成長時の温度でInGaAl
P層を成長させたときに比べて、InGaAlP層成長
初期の結晶欠陥をより低減することができ、結晶欠陥密
度の小さい結晶を成長させることができる。したがっ
て、上記InGaAlP層の結晶欠陥が低減して、In
GaAlP層の結晶性をさらに向上できる。
ァ層の成長時の基板温度より、上記InGaAlP層の
成長開始時の基板温度を低くしたものである。この場
合、例えば、AlGaAsバッファ層の成長時の基板温
度をその成長に最適な温度、例えば780℃、にするこ
とによって、AlGaAsバッファ層の結晶欠陥を低減
できる。このように、AlGaAsバッファ層の結晶欠
陥を低減することによって、その上に形成されるInG
aAlP層の結晶性を特に向上できる。
成長開始後、上記基板温度を上記第2の温度から上記第
3の温度(720〜800℃)に上昇させる間の少なく
とも一部の期間で、InGaAlP層の成長を停止させ
るものである。通常、InGaAlP層の成長温度が変
化した場合には、このInGaAlP層の中の格子整合
とキャリア濃度が変化するため、昇温しながら格子整合
とキャリア濃度を一定にしようとすると、InGaAl
P層のための原料ガスとドーピング材料の流量を調整す
る必要がある。そして、これら材料の流量を変化させる
と、基板の昇温速度を調整する必要が生じる。つまり、
昇温しながらInGaAlP層を成長させる場合には、
流量および昇温速度の調整という面倒な作業を要求され
る。しかし、この発明によれば、基板温度の昇温中にI
nGaAlP層の成長を停止させるため、この成長停止
期間中は流量調整したがって昇温速度調整を行う必要が
ない。それ故、GaAs基板を短時間で上記第3の温度
まで昇温させることができ、工程時間の短縮を図ること
ができる。また、この成長停止期間中は、反応容器内へ
のIII族原料ガスやドーピング材料の導入を停止するの
で、材料の使用量を減らすことができる。
の温度から上記第3の温度に上昇させる間ずっとInG
aAlP層の成長を停止させるため、記第2の温度から
上記第3の温度に上昇するまでに要する時間を最も短く
することができる。
にInGaAlP層を全く成長させないため、昇温中の
燐抜けによる結晶欠陥の発生は免れない。ただし、この
場合は下地がInGaAlP層であるためGaAs層が
下地になっている場合に比べてその欠陥の発生量は少な
い。請求項15の発明はこの点を考慮に入れたもので、
上記基板温度を上記第2の温度から上記第3の温度(7
20〜800℃)に上昇させる間の一部の期間のみでI
nGaAlP層の成長を停止し、基板温度を上記第3の
温度まで上昇させる途中に比較的低い基板温度でInG
aAlPの成長を再開するものである。したがって、こ
の発明によれば、基板温度昇温中におけるInGaAl
P層の結晶欠陥の発生を抑制できる。
の温度から上記第3の温度まで上昇する間のIny(Ga
1-XAlX)1-yP層(0≦x≦1,0≦y≦1)の組成x,yと、
上記第3の温度に到達後のIny(Ga1-XAlX)1-yP層
の組成x,yを異ならせたものである。したがって、こ
の発明によれば、基板温度を、InGaAlP層の組成
に適した成長温度に設定でき、良好な結晶性をもつIn
GaAlP層を得ることができる。
lX)1-yP層の少なくとも一部の成長期間において、上
記組成x,yを変化させながらこの結晶層を成長させる
ものである。この場合、InGaAlPの組成が急激に
変化しないので、InGaAlP層にさらに良好な結晶
性を持たせることができる。
り詳細に説明する。以下の各実施例では、図2(A)あ
るいは図2(B)に示す構造を有する半導体レーザを製
造するものとする。これらの図において、11はn−G
aAs基板、12はn−AlxGa1-xAsバッファ層
(0≦x≦1)、13はn−Iny(Ga1-XAlX)1-yP
クラッド層(0≦x≦1,0≦y≦1)、14はIny(G
a1-XAlX)1-yP活性層(0≦x≦1,0≦y≦1)、1
5はp−Iny(Ga1-XAlX)1-yPクラッド層(0≦x
≦1,0≦y≦1)、16はn−AlxGa1-xAs電流ブ
ロック層(0≦x≦1)、17はp−GaAsコンタク
ト層である。図2(B)に示した構造は、n−AlxG
a1-xAsバッファ層12がない点においてのみ、図2
(A)と異なる。なお、本発明はn−GaAs基板11
またはn−AlxGa1-xAsバッファ層12の上に形成
されるn−Iny(Ga1-XAlX)1-yPクラッド層13の
製造に関連しているので、以下の説明はこの部分を中心
にして行うものとする。
結晶層の材料として、メチル系有機金属であるトリメチ
ルアルミニウム(TMA),トリメチルガリウム(TMG)
およびトリメチルインジウム(TMI)を用いると共に、
砒素系材料の一例としてのアルシン(AsH3)と燐系材料
の一例としてのホスフィン(PH3)を用いている。ま
た、ドーピング材料として、ジメチル亜鉛(DMZ)また
はシクロペンタジェニルマグネシウム(Cp2Mg)、セレ
ン化水素(H2Se)、シラン(SiH4)ガス等を同時に導入
している。
面の温度は、シリコンとアルミニウムの共晶化温度によ
って較正した放射温度計で測定している。
に係る化合物半導体結晶層の製造方法を実施するために
使用する気相成長装置の概略断面を示す。この気相成長
装置は、石英で構成された反応容器1と、この反応容器
1内に設けられたカーボン製のサセプタ3を有してい
る。上記反応容器1は、上部のガス導入口4と、下部の
ガス排出口5とを有している。また、上記反応容器1の
外側には、サセプタ3を包囲する高周波コイル6が配置
されている。
GaAs基板11が載置されるようになっており、上記
ガス導入口4およびガス排出口5に所定のガスを流入お
よび流出させることによって、反応容器1内を所望の雰
囲気条件にすることができる。また、上記高周波コイル
6に高周波電流を流すことによって、上記サセプタ3を
誘導加熱して、GaAs基板11を昇温させることがで
きる。また、上記GaAs基板11の温度は、サセプタ
3に取り付けられた熱電対7によって測定され、図示し
ないコントローラによって制御されるようになってい
る。
制御要素が時間軸に沿ってどのように変化するのかを示
す。図2のL1はIII族元素のガスの流量に対するV族
元素のガスの流量の比率の時間的な変化を表す比率パタ
ーンを表し、L2は基板温度の時間的変化を表す基板温
度パターンを表す。上記基板温度パターンL2の下に
は、上記反応容器1内に導入するガスの種類を示す導入
ガスパターンが記されている。また、上記導入ガスパタ
ーンの下には、所定の時刻に形成されている成長層の種
類が記されている。上記ガスパターンの箇所に記されて
いるTMGはトリメチルガリウムであり、TMAはトリ
メチルアルミニウムであり、TMIはトリメチルインジ
ウムである。また、AsH3はアルシンであり、PH3は
ホスフィンである。
例を説明する。
に入れて、反応容器1を10〜100torrに減圧
し、ガス導入口4からアルシン(AsH3)を導入する。
1を加熱し、図2の工程a1に示すように、基板11の
温度を650℃まで上昇させる。なお、この上昇温度
は、600〜680℃であればよい。また、上記基板1
1を上記上昇温度(650℃)に30分間程度保って基板
11を清浄化してもよい。
MGを導入し、基板11上にAlXGa1-XAs(0≦x
≦1)バッファ層12を成長させる。この実施例では、
このバッファ層12をGaAsバッファ層とした。この
工程b1において、III族ガス(TMG)のモル流量に対
するV族ガス(AsH3)のモル流量の比は、略100で
ある。
750℃まで上昇させる。この上昇温度としては、72
0℃〜800℃であればよい。この工程c1において
は、III族ガス(TMG)のモル流量に対するV族ガス(A
sH3)のモル流量の比は、略100である。また、この
工程c1の終了と同時にAsH3(アルシン)の導入を停
止する。
シン)に替えてPH3(ホスフィン)を容器1内に導入す
る。そして、工程d1に入ってから約1秒後に、容器1
内へのTMGとTMAとTMIの導入を開始する。この
工程d1では、最初の1秒間は、III族ガス(TMG+T
MA+TMI)のモル流量に対するV族ガス(ホスフィ
ン)のモル流量の比(QV/QIII比、以下単にV/III比
と言う)を、約500にしている。その後、III族ガス
(TMG+TMA+TMI)のモル流量に対するV族ガス
(ホスフィン)のモル流量の比(V/III比)を低下させて
400にしている。そして、次の工程e1では、上記V
/III比を400に保持している。
1-XAlX)1-yP層(0≦x≦1,0≦y≦1)(以下、
「InGaAlP層」という。)の成長開始時に、III
族元素のガスのモル流量に対するV族元素のガスのモル
流量の比率を500にしている。すなわち、この実施例
によれば、上記工程d1の開始時から1秒間(つまり高
Al組成層であるInGaAlP層13を成長させる直
前の1秒間)に、上記V/III比を全製造工程のうちの最
高値500にしている。
nGaAlP層13の成長の開始の直前に、P濃度を残
りの工程e1よりも高く上昇させるから、GaAsバッ
ファ層12とInGaAlP層13とのヘテロ界面近傍
で発生し易いP(燐)抜けを抑制することができる。した
がって、この実施例によれば、成長開始直前に上記V/
III比を上昇させない場合に比べて、上記P(燐)抜けに
起因する結晶欠陥がInGaAlP層13に発生するこ
とを大幅に抑制でき、良質なInGaAlP層13を作
製することができる。なお、上記InGaAlP層13
の成長開始直前のV/III比の値としては、500以上
が望ましく、600であってもよい。
開始直後から上記V/III比を徐々に低下させて工程e
1に入り、上記V/III比を400に安定させている。
このときのV/III比は、上記InGaAlP層13を
成長させるのに最適な値である500以下であることが
のぞましい。この工程e1において、上記V/III比を
500以下の400にしているから、良好な結晶性を備
えたInGaAlP層13を成長させることができる。
GaAlP層13の成長開始の直前時tにおけるV/II
I比と上記InGaAlP層13の表面欠陥密度(c
m-2)との関係を示す。図4を参照すれば分かるよう
に、この第1実施例では、上記成長開始時に上記V/II
I比を500にしたから、上記表面欠陥密度(cm-2)を
102cm-2よりも低減できる。これに対し、従来は、
上記表面欠陥密度を102cm- 2以下にすることはでき
なかった。なお、上記V/III比が500を越えると、
上記表面欠陥密度の低下が鈍くなり、V/III比が55
0を越えると上記表面欠陥密度のさらなる低下はほとん
ど零になる。
上記V/III比を最高値500から減少させて安定値4
00にするまでの時間Tdと上記表面欠陥密度との関係
を示す。図5に示すように、上記時間Tdを1.1分間
以上にすると、上記表面欠陥密度を102(cm-2)以下
にすることができる。上記第1実施例では上記工程dの
時間Tdを2分間に設定した。したがって、上記表面欠
陥密度を確実に102cm-2以下にすることができた。
つまり、この第1実施例によれば、GaAsバッファ層
12とInGaAlP層13とのヘテロ界面付近で発生
しやすいP(燐)抜けに起因する結晶欠陥を大幅に低減で
きる。なお、上記時間Tdを2分間を越えさせても、上
記表面欠陥密度はそれ以上はほとんど低下しない。
けるV族原料ガスの切り替えからInGaAlP層13
の成長開始までの時間におけるV/III比とPL(フォト
ルミネセンス)の半値幅との関係を示す。図6から、I
nGaAlP層13の成長開始直前および成長開始時の
V/III比を500以上に設定すれば、上記PLの半値
幅を30meVよりも低減することができることがわか
る。この第1実施例では、このときのV/III比を50
0にしたので、上記PLの半値幅を30meVより小さ
くすることができた。これに対し、従来例では、上記P
Lの半値幅を30meV以下にすることができなかっ
た。
値とPLの半値幅との関係を示す。図7を参照すれば分
かるように、工程e1でのV/III比を150〜620
の範囲内の値にすれば、上記PLの半値幅を30meV
以下に低減できる。この第1実施例では、上記V/III
比の値を400にしたから、上記PLの半値幅を30m
eVよりも小さくすることができた。
1実施例によれば、従来例に比べて、InGaAlP層
13を良質な結晶で構成することができ、特性を向上で
きる。
−GaAs基板11とn−GaAsバッファ層12とn
−InGaAlPクラッド層13との化合物半導体結晶
層を含んだ図2(A)に示す構造のInGaAlP系の
半導体レーザ素子は、雰囲気温度50℃、光出力40m
Wにおいて、10000時間以上にわたって安定に動作
した。このことによって、この第1実施例の方法は、結
晶が良質で特性が優れた化合物半導体結晶層を作製する
のに有効であることが確かめられた。
施例の時間軸に沿った各パラメータの変化を示す。同図
において、L21はIII族元素ガスのモル流量に対する
V族元素ガスのモル流量の比(V/III比)の時間的な変
化を示し、L22は基板温度の時間的な変化を示す。ま
た、L22の下には、各時間における材料導入パターン
および成長層の概略を示している。この第2実施例によ
る製造工程を、図8を参照しながら説明する。
に入れて、反応容器1を10〜100torrに減圧
し、ガス導入口4からアルシンを導入する。
ル6に通電して、基板11を加熱し、工程a2の終わり
までに基板11の温度を650℃まで上昇させる。な
お、この上昇温度は、600〜680℃であればよい。
また、上記基板11を上記上昇温度(650℃)に30分
間程度保って基板11を清浄化してもよい。
TMGを導入し、基板2上にAlXGa1-XAs(0≦x≦
1)バッファ層12を成長させる。この実施例では、こ
のバッファ層12をGaAsバッファ層とした。次に、
上記TMGの導入を停止し、GaAsバッファ層12の
成長を停止する。この工程b2において、III族ガス(T
MG)のモル流量に対するV族ガス(AsH3)のモル流量
の比(V/III比)は、略100である。
するガスを、アルシンからホスフィンへ切り換えて、こ
の切り換えからt=5秒後に、予め所定の混合比に調整
したTMAとTMGとTMIを反応容器1へ導入し、I
nGaAlP層13の成長を開始する。なお、上記切り
換えからt=5秒後ではなく、t=0秒〜15秒後に混
合ガスの導入を開始してもよい。
V/III比を略100から略500に上昇させ、この工
程c2の間中、上記V/III比を略500に保持する。
また、上記工程c2の間中、基板温度を上昇させ続け
て、工程c2の終わりには、基板温度を750℃に到達
させている。なお、工程c2の終わりの基板温度は72
0℃〜800℃の範囲内で設定すればよい。
略500から低下させていき、この工程d2の終わりに
は上記V/III比を400にする。
略400に一定に保持する。
程e2とd2において、基板温度を745〜755℃に
しているから、良好なInGaAlP層13を成長させ
る温度条件を達成している。
をアルシンからホスフィンへ切り換える。この切り換え
時には、基板温度は650℃である。したがって、この
切り換え時には、GaAsバッファ層12が急速に分解
することを防ぐことができる。したがって、GaAsバ
ッファ層12を分解させることなく、上記切り換え時間
tを長くすることができ、上記アルシン(AsH3)から
ホスフィン(PH3)へ十分に置換できる。したがって、
InGaAlP層13へのAs混入を防止でき、かつ、
InGaAlP層13のP(燐)抜けを低減できる。
同様に、工程c2の最初に、V/III比を500にした
ので、P(燐)抜けに起因する結晶欠陥を大幅に抑えるこ
とができると共に、その後の工程d2で、V/III比を
400に低下させているので、良好な結晶を成長させる
ことができる。
/III比と基板温度との両方を制御することにより、従
来に比べて、一層良好な結晶性を有する高Al組成のI
nGaAlP層を有する化合物半導体結晶層を作製でき
る。
えた時(導入ガスをアルシンからホスフィンに切り換え
るとき)の基板温度を変化させたときに、InGaAl
P層の表面欠陥密度がどのように変化するのかを示す。
図9に示すように、上記基板温度が720℃以下なら
ば、上記表面欠陥密度を102cm-2以下に低減でき
る。
ィンへ導入ガスを切り換えた時から上記InGaAlP
層の成長を開始する時までの時間tを変化させたとき
に、InGaAlP層の表面欠陥密度がどのように変化
するのかを示す。図10に示すように、上記時間tを1
5秒以下で0秒以上にすれば、上記表面欠陥密度を10
2cm-2よりも低くすることができる。
度つまりInGaAlP層の温度を変化させたときのP
L(フォトルミネセンス)の発光半値幅の変化を示す。図
11に示すように、工程c2での基板表面温度を720
℃〜800℃の間の値にすれば、PLの発光半値幅を3
0meV以下にすることができる。
度を変化させたときのInGaAlP層の表面欠陥密度
の変化を示す。図12に示すように、基板表面温度を7
00〜800℃の範囲内の値にすれば、表面欠陥密度を
102cm-2以下にすることができる。
らわかるように、この第2実施例によれば、従来に比べ
て、結晶欠陥が少なく、発光特性が優れた化合物半導体
結晶層を作製できる。また、図2(A)に示した積層構
造を有するInGaAlP系の半導体レーザ素子を、こ
の第2実施例によって作製した化合物半導体結晶層を用
いて作製した場合、50℃で、光出力50mWにおい
て、10000時間以上にわたって安定に動作した。こ
のことから、この第2実施例の製造方法は、従来に比べ
てより一層結晶性の良いInGaAlP層を作製できる
ことが分かる。
施例の化合物半導体結晶層の製造方法を用いて、半導体
レーザを製造する場合のGaAs基板の表面温度パター
ン,材料導入パターンおよび成長層の概略を示してい
る。
1)内に入れ、上記反応容器1内を10〜100torrに
減圧して、アルシンを導入する。そして、上記GaAs基
板11を加熱して、GaAs基板11の表面温度を略65
0℃(600〜680℃が望ましい)に設定する。なお、
必要であればGaAs基板11の表面温度を650℃にて
30分間保持して、GaAs基板11を清浄化する。その
後、TMGを導入して、GaAs基板11上にAlxGa1-x
Asバッファ層(0≦x≦1)、例えばGaAsバッファ層1
2を成長させる。次に、TMGの導入を止めて、GaAs
バッファ層12の成長を停止する(図13中の工程I)。
ィンを導入する切り替えを行なう。そして、例えば時間
t=5秒(0〜15秒が望ましい)経過後、予め所定の混
合比に調整されたTMA,TMGおよびTMIを導入し
て、InGaAlP層の成長を開始する。その後、InGa
AlP層を成長させながら、良好な結晶が得られる成長
温度である略750℃(720〜800℃が望ましい)ま
でGaAs基板を昇温する(図13中の工程II)。
略750℃に安定させた状態で、InGaAlP層13を
所定の厚さに成長させる(図13中の工程III)。
ィンへの切り替え時のGaAs基板の表面温度に対する表
面欠陥密度の関係を示している。図32に示す従来の化
合物半導体結晶層の製造方法では、表面欠陥密度を10
2cm-2より低減できなかったが、図14に示すように、
GaAs基板の表面温度が720℃以下では表面欠陥密度
を102cm-2以下であり、工程IIでのアルシンからホス
フィンへの切り替え時のGaAs基板の表面温度を720
℃以下にすることによって、表面欠陥密度を低減できる
ことがわかる。
ホスフィンへの切り替え後、InGaAlP層を成長開始
するまでの時間tに対する表面欠陥密度の関係を示して
いる。上記アルシンからホスフィンへの切り替え時にG
aAs基板の表面温度を750℃にした場合、表面欠陥密
度を102cm-2より低減できなかったが、図15に示す
ように、アルシンからホスフィンへの切り替え時にGa
As基板の表面温度を650℃にした場合、時間tが15
秒以下で表面欠陥密度を102cm-2以下に低減できてお
り、工程IIのアルシンからホスフィンへの切り替え後の
InGaAlP層を成長開始するまでの時間tは、0〜1
5秒が望ましいことがわかる。ただし、アルシンからホ
スフィンへ十分置換するという観点から言えば、時間t
は1〜15秒が望ましい。そして、この発明の第1実施
例では、アルシンからホスフィンへの切り替えを650
℃という低い温度で行うことによりGaAsバッファ層1
2が急速に分解するのを防ぐので、アルシンの導入から
ホスフィンの導入への切り替えからInGaAlP層13
の成長開始までの時間tを約5秒もの長い時間に設定し
ている。したがって、反応容器内の雰囲気をアルシンか
らホスフィンへ十分に置換することができるので、In
GaAlP層へのAsの混入が防止される。
InGaAlP層のGaAs基板の表面温度に対するPL(フ
ォトルミネセンス)の発光半値幅の関係を示している。
図32に示す従来の化合物半導体結晶層の製造方法で
は、PLの半値幅は30meV以下に低減できなかった
が、本実施例では、図16に示すように、GaAs基板の
表面温度が720〜800℃の範囲でPLの半値幅を3
0meV以下に低減することができた。また、図17は、
上記工程IIIで成長させたInGaAlP層のGaAs基板の
表面温度に対する表面欠陥密度を示している。図32に
示す従来の化合物半導体結晶層の製造方法では、表面欠
陥密度を102cm-2より低減できなかったが、本実施例
では、図17に示すように、GaAs基板の表面温度が7
00〜800℃の範囲で表面欠陥密度を101cm-2台ま
で低減することができた。
の表面温度が600〜680℃の低温でアルシンからホ
スフィンへの置換が行なわれるため、GaAsバッファ層
が急速に分解されるのを防止できる。また、上記GaAs
バッファ層が急速に分解されるのを防止するので、十分
なアルシンからホスフィンへの置換の時間tを確保し
て、InGaAlP層へのAsの混入を防止できる。また、
上記GaAs基板の表面温度が600〜680℃の低温で
InGaAlP層13の初期成長を開始するため、GaAs
バッファ層12とのヘテロ界面付近のInGaAlP層1
3で発生しやすいP(燐)抜けを防ぐこともできる。した
がって、GaAsバッファ層とのヘテロ界面近傍でのIn
GaAlP層13内の結晶欠陥を低減でき、良好なヘテロ
界面が得ることができる。
(A)の構造を有するInGaAlP系の半導体レーザ素
子を作成したところ、50℃,光出力40mWにて、1
0,000時間以上にわたり安定に動作した。したがっ
て、本発明の方法を用いて短波長で高特性,高信頼性を
有する半導体レーザを実現することができる。
施例の化合物半導体結晶層の製造方法を用いて、半導体
レーザを製造する場合のGaAs基板の表面温度パター
ン,材料導入パターンおよび成長層の概略を示してい
る。
て説明する。
1)に入れ、反応容器1内を10〜100torrに減圧
し、アルシンを導入する。そして、GaAs基板11を加
熱し、GaAs基板11の表面温度を略650℃(600
〜680℃が望ましい)から略700℃(720℃以下が
望ましい)まで昇温しながら、TMG,TMAを導入し
て、GaAs基板11上にAlGaAsバッファ層12を成
長させる(図18中の工程I)。
lGaAsバッファ層12の成長を停止する。そして、上
記アルシンの導入からホスフィンの導入に切り替え、そ
の切り替えから時間t経過後、予め所定の混合比に調整
されたTMA,TMGおよびTMIを導入して、AlGa
Asバッファ層12上にInGaAlP層13の成長を開始
する。その後、上記InGaAlP層13を成長させなが
ら、良好な結晶が得られる略750℃(720〜800
℃が望ましい)の表面温度までGaAs基板11を昇温す
る(図18中の工程II)。
略750℃に保って、InGaAlP層13を所定の厚さ
に成長させる(図18中の工程III)。
面温度が720℃以下の低温でアルシンからホスフィン
への置換が行なわれるため、AlGaAs層12が急速に
分解されるのを防ぐことができる。また、上記AlGaA
s層12が急速に分解されるのを防止するので、十分な
アルシンからホスフィンへの置換の時間tを確保して、
成長初期においてInGaAlP層13へのAsの混入を防
止できる。また、上記GaAs基板の表面温度が720℃
以下の低温でInGaAlP層の初期成長を開始するた
め、AlGaAsバッファ層とのヘテロ界面付近のInGa
AlP層で発生しやすいP(燐)抜けを防ぐことができ
る。この結果、AlGaAsバッファ層12とのヘテロ界
面付近におけるInGaAlP層13の結晶欠陥を低減で
き、良好なヘテロ界面を得ることができる。
ッファ層12もGaAs基板11の表面温度を650℃の
低温から700℃に昇温しながら成長させるため、Al
GaAsバッファ層12の結晶欠陥も低減できるので、そ
のAlGaAsバッファ層12上に成長させるInGaAlP
層13の結晶性がさらに向上する。
施例の化合物半導体結晶層の製造方法を用いて、半導体
レーザを製造する場合のGaAs基板の表面温度パター
ン,材料導入パターンおよび成長層の概略を示してい
る。
て説明する。
に入れ、反応容器1内を10〜100torrに減圧し、ア
ルシンを導入する。次に、上記GaAs基板11を加熱
し、GaAs基板11の表面温度を略650℃(720℃
以下が望ましい)まで昇温して、TMGを導入すること
によって、GaAs基板11上にGaAsバッファ層12を
成長させる。そして、TMGの導入を止めて、GaAsバ
ッファ層12の成長を停止する(図19中の工程I)。
の導入に切り替え、その切り替えから時間t経過後、予
め所定の混合比に調整されたTMA,TMGおよびTM
Iを導入して、GaAsバッファ層上にInGaAlP層1
3の成長を開始する(図19中の工程II)。
始から所定の時間経過した後にInGaAlP層13を成
長をさせながら、良好な結晶が得られる略750℃(7
20〜800℃が望ましい)の表面温度までGaAs基板
11を昇温する(図19中の工程III)。
略750℃に保って、InGaAlP層13を所定の厚さ
に成長させる(図19中の工程IV)。
の表面温度が650℃の低温でアルシンからホスフィン
への置換が行なわれるため、GaAsバッファ層12が急
速に分解されるのを防ぐことができる。また、上記Ga
Asバッファ層12が急速に分解されるのを防止するの
で、十分なアルシンからホスフィンへの置換の時間tを
確保して、InGaAlP層へのAsの混入を防止できる。
また、上記GaAs基板11の表面温度が略650℃の低
温でGaAsバッファ層12を成長させ、略650℃で続
けてInGaAlP層13の初期成長を開始するため、Ga
Asバッファ層12とのヘテロ界面付近のInGaAlP層
13で発生しやすいP(燐)抜けを防ぐことができる。し
たがって、成長初期におけるInGaAlP層13の結晶
欠陥を効果的に低減して、GaAsバッファ層12とIn
GaAlP層13との良好なヘテロ界面を得ることができ
る。
のヘテロ界面付近で発生しやすい燐抜けによる結晶欠陥
を低減する効果が向上し、したがってInGaAlP層
13の結晶性が向上した。
施例の化合物半導体結晶層の製造方法を用いて、半導体
レーザを製造する場合のGaAs基板の表面温度パター
ン,材料導入パターンおよび成長層の概略を示してい
る。
て説明する。
1)内に入れ、反応容器1内を10〜100torrに減圧
し、アルシンを導入する。次に、上記GaAs基板11を
加熱して、GaAs基板11の表面温度を略650℃にし
た後、TMGを導入することによって、GaAs基板11
上にGaAsバッファ層12を成長させる。次に、上記T
MGの導入を止めて、GaAsバッファ層12の成長を停
止する。その後、上記GaAs基板11の表面温度を略7
00℃(720℃以下が望ましい)まで昇温する(図20
中の工程I)。
0℃でアルシンの導入からホスフィンの導入に切り替
え、その切り替えから時間t経過後、TMG,TMAお
よびTMIを導入して、GaAsバッファ層12上にIn
GaAlP層13の成長を開始する(図20中の工程II)。
ら所定の時間経過した後にInGaAlP層13を成長を
させながら、良好な結晶が得られる略750℃(720
〜800℃が望ましい)の表面温度までGaAs基板11
を昇温する(図20中の工程III)。
略750℃に保って、InGaAlP層13を所定の厚さ
に成長させる(図20中の工程IV)。
の表面温度が720℃以下の低温でアルシンからホスフ
ィンへの置換が行なわれるため、GaAsバッファ層12
が急速に分解されるのを防止することができる。また、
上記GaAsバッファ層12が急速に分解されるのを防止
するので、十分なアルシンからホスフィンへの置換の時
間tを確保して、InGaAlP層13へのAsの混入を防
止できる。また、上記GaAs基板11の表面温度650
℃の低温でGaAsバッファ層12を成長させ、GaAs基
板11の表面温度が略700℃でInGaAlP層13の
初期の成長を開始するため、結晶欠陥密度の小さい結晶
成長ができ、InGaAlP層13の成長初期の結晶欠陥
を低減することができる。また、上記GaAs基板11の
表面温度が略700℃でInGaAlP層13の初期の成
長を行うため、GaAsバッファ層12とのヘテロ界面付
近のInGaAlP層13で発生しやすいP(燐)抜けを防
くことができる。これらのことから、従来の方法に比し
て良好なヘテロ界面を得ることができ、InGaAlP層
13の結晶性を向上させることができる。
施例の化合物半導体結晶層の製造方法を用いて、半導体
レーザを製造する場合のGaAs基板の表面温度パター
ン,材料導入パターンおよび成長層の概略を示してい
る。
いて説明する。
1)内に入れ、反応容器1内を10〜100torrに減圧
し、アルシンを導入する。次に、上記GaAs基板11を
加熱して、GaAs基板11の表面温度を720〜800
℃の高温にした後、TMGを導入して、GaAs基板11
上にGaAsバッファ層12を成長させる。そして、TM
Gの導入を止めて、GaAsバッファ層12の成長を停止
する(図21中の工程I)。
650℃(600〜680℃が望ましい)まで下げる(図
21中の工程II)。
入に切り替え、その切り替えから時間t経過後、TM
G,TMAおよびTMIを導入して、GaAsバッファ層
上にInGaAlP層13の成長を開始し、InGaAlP層
13を成長をさせながら、良好な結晶が得られる略75
0℃(720〜800℃が望ましい)までGaAs基板の表
面温度を昇温する(図21中の工程III)。
略750℃に保って、InGaAlP層13を所定の厚さ
に成長させる(図21中の工程IV)。
バッファ層12をGaAs基板11の表面温度720〜8
00℃の高温で成長させることによって、GaAsバッフ
ァ層12の結晶欠陥を低減することができる。また、一
旦GaAs基板11の表面温度を650℃の低温まで下げ
て、InGaAlP層13の初期の成長を開始するため、
GaAsバッファ層12とのヘテロ界面付近で発生しやす
いP(燐)抜けを防いで、InGaAlP層13の結晶欠陥
を効果的に低減して、InGaAlP層13の結晶性をさ
らに向上することができる。
を用いて、図2(A)に示した構造を有するInGaAl
P系の半導体レーザ素子を作成したところ、この半導体
レーザ素子は50℃、光出力50mWにて10,000時
間以上にわたり安定に動作した。したがって、この実施
例の方法は短波長で高特性,高信頼性を有する半導体レ
ーザを実現することができる。
施例の化合物半導体結晶層の製造方法を用いて、図2
(B)に示した構造を有する半導体レーザを製造する場
合のGaAs基板の表面温度パターン,材料導入バッファ
および成長層の概略を示している。
て説明する。なお、本実施例は、第1〜7実施例とは異
なり、バッファ層12を形成することなくGaAs基板
11上に直接InGaAlP層13を形成するものであ
る。
1)内に入れ、反応容器1内を10〜100torrに減圧
し、アルシンを導入する。そして、上記GaAs基板11
を加熱して、GaAs基板11の表面温度が650℃(7
20℃以下が望ましい)でアルシンの導入からホスフィ
ンの導入に切り替え、その切り替えから時間t経過後、
TMG,TMAおよびTMIを導入して、GaAs基板1
1上にInGaAlP層13の成長を開始する(図22中の
工程I)。
せながら、良好な結晶が得られる略750℃(720〜
800℃が望ましい)までGaAs基板11の表面温度を
昇温する(図22中の工程II)。
略750℃に保って、InGaAlP層13を所定の厚さ
に成長させる(図22中の工程III)。
11の表面温度が650℃の低温でアルシンからホスフ
ィンへの置換が行なわれるため、GaAs基板11が急速
に分解されるのを防止することができる。また、上記G
aAs基板11が急速に分解されるのを防止するので、十
分なアルシンからホスフィンへの置換の時間tを確保し
て、InGaAlP層へのAsの混入を防止できる。また、
上記GaAs基板11の表面温度が650℃の低温でIn
GaAlP層13の初期の成長を開始するため、GaAs基
板11とのヘテロ界面付近のInGaAlP層で発生しや
すいP(燐)抜けを防いで、InGaAlP層の結晶欠陥を
効果的に低減できる。この結果、InGaAlP層13とG
aAs基板11との良好なヘテロ界面が得ることができ、
InGaAlP層13の結晶性を向上することができる。
行う化合物半導体結晶層の製造方法であり、InGaAl
P層13のAl組成比が0.3より低い場合は、この第8
実施例の化合物半導体結晶層の製造方法の方がGaAsバ
ッファ層またはAlGaAsバッファ層を形成したものよ
り効果が認められた。
施例の化合物半導体結晶層の製造方法を用いて、図2
(B)に示した構造を有する半導体レーザを製造する場
合のGaAs基板の表面温度パターン,材料導入パターン
および成長層を示している。
て説明する。なお、本実施例も、上記第8実施例と同様
に、バッファ層12を形成することなくGaAs基板1
1上に直接InGaAlP層13を形成するものである。
参照)内に入れ、反応容器1内を10〜100torrに減
圧し、アルシンを導入する。そして、GaAs基板11の
表面温度が650℃(600〜720℃以下が望ましい)
になるまでGaAs基板11を加熱する(図23の工程
I)。そして650℃になると、アルシンの導入をホス
フィンの導入に切り替え、その切り替えから時間t経過
後、予め所定の混合比に調整したTMG,TMAおよび
TMIを反応容器1内に導入して、GaAs基板11上に
Iny(Ga1-xAlx)1-yP層13(本実施例では、x=
0.7、y=0.5)を成長させる。そして、InGaA
lP層13の成長開始からある時間経過後、TMG,T
MAおよびTMIの導入を停止して、InGaAlP層1
3の成長を一旦停止する(図23中の工程II)。工程IIで
は基板温度は650℃に保持される。
せた後、GaAs基板11を加熱して、良好な結晶が得
られる略750℃(720〜800℃が望ましい)までG
aAs基板11の表面温度を昇温する(図23中の工程II
I)。本実施例では、このGaAs基板11の昇温時にI
nGaAlP層13の成長を停止している。この理由は
次の通りである。通常、InGaAlP層の成長温度が
変化した場合には、このInGaAlP層の中の格子整
合とキャリア濃度が変化するため、昇温しながら格子整
合とキャリア濃度を一定にしようとすると、InGaA
lP層のための原料ガスとドーピング材料の流量を調整
する必要がある。そして、これら材料の流量を変化させ
ると、基板の昇温速度を調整する必要が生じる。このよ
うに、昇温しながらInGaAlP層を成長させるのは
流量および昇温速度の調整を要求するため、非常に面倒
である。したがって、本実施例では、昇温中の流量調整
や昇温速度の調整を行わなくても済むように、昇温中は
InGaAlP層の成長を停止するのである。本実施例
では、昇温速度の調整が必要ではないので、基板温度を
短時間で上昇させることができ、工程時間の短縮化を図
ることができる。また、この間はIII族原料ガスやドー
ピング材料の導入を停止するため、材料の使用量を減ら
すことができる。
と、この温度を保って、InGaAlP層の成長を再開
し、所定の厚さに成長させる(図23中の工程IV)。な
お、この工程IIIでは、組成xは1.0、組成yは0.5
に設定している。このように本実施例では、工程IIと工
程IVにおけるInGaAlP層13の組成を異ならせて
いるが、もちろん同じであってもよい。
ィンへの切り替え時のGaAs基板の表面温度に対する表
面欠陥密度の関係を示している。図32に示す従来の化
合物半導体結晶層の製造方法では、表面欠陥密度を10
2cm-2より低減できなかったが、図24に示すように、
GaAs基板の表面温度が720℃以下では表面欠陥密度
を102cm-2よりも低くできており、工程IIでのアルシ
ンからホスフィンへの切り替え時のGaAs基板の表面温
度が600℃以上720℃以下が望ましいことがわか
る。
ホスフィンへの切り替え後、InGaAlP層13を成長
開始するまでの時間tに対する表面欠陥密度の関係を示
している。上記従来例の場合には、表面欠陥密度を10
2cm-2以下に低減できなかったが、本実施例のようにア
ルシンからホスフィンへの切り替え時にGaAs基板の表
面温度を650℃にした場合には、図25に示すよう
に、時間tが15秒以下では表面欠陥密度を102cm-2
よりも低くできており、このことから、P(燐)抜けに
起因する欠陥欠陥を減らすには、工程IIでのアルシンか
らホスフィンへの切り替え後のInGaAlP層を成長開
始するまでの時間tは、0〜15秒が望ましいことがわ
かる。ただし、アルシンからホスフィンへの十分な置換
を考慮した場合には、1〜15秒が望ましい。本実施例
では、アルシンからホスフィンへの切り替えを650℃
という低い温度で行うことによりGaAs基板11が急速
に分解するのを防ぐので、アルシンの導入からホスフィ
ンの導入への切り替えからInGaAlP層13の成長開
始までの時間tを約5秒もの長い時間に設定している。
したがって、反応容器内の雰囲気をアルシンからホスフ
ィンへ十分に置換することができるので、InGaAlP
層13へのAsの混入が防止される。以上のことより、
本実施例では、良好な(急峻な)ヘテロ界面を得ること
ができた。
nGaAlP層13のGaAs基板11の表面温度に対する
PL(フォトルミネセンス)の発光半値幅の関係を示して
いる。上記従来の方法では、PLの半値幅は25meV以
下にすることができなかったが、本実施例では、図26
に示すように、GaAs基板11の表面温度が720〜8
00℃の範囲でPLの半値幅を25meVより小さくする
ことができた。特に750℃付近では、略20meVま
でも低減することができた。また、図27は、上記工程
IVで成長させたInGaAlP層13のGaAs基板11の
表面温度に対する表面欠陥密度を示している。上記従来
の方法では、表面欠陥密度を102cm-2より低減できな
かったが、本実施例では、図27に示すように、GaAs
基板11の表面温度が700〜800℃の範囲で表面欠
陥密度を101cm-2台まで低減することができた。
したInGaAlP層13の諸特性は、図32に示す従
来の方法で製造したInGaAlP層の特性よりも大き
く改善されており、本実施例が有効であることがわか
る。
(B)に示した構造を有するInGaAlP系の半導体レ
ーザ素子を作成したところ、50℃,光出力40mWに
て、10,000時間以上にわたり安定に動作した。こ
のことからも、本実施例の有効性が証明された。したが
って、本発明の方法を用いて短波長で高特性,高信頼性
を有する半導体レーザを実現することができる。
るIny(Ga1-xAlx)y-1P層13の組成x,yを変化
させたが、必ずしも変える必要はない。工程IIと工程IV
で同じ組成のInGaAlP層13を成長させた場合
も、良好な結果が得られた。
0実施例の化合物半導体結晶層の製造方法を用いて、図
2(B)に示した構造を有する半導体レーザを製造する
場合のGaAs基板の表面温度パターン,材料導入パター
ンおよび成長層を示している。
て説明する。なお、図28に示した本実施例の全工程
中、工程I,IIは、図23に示した第9実施例の工程
I,IIと同じであるので、これについては説明を省略
し、工程III,IVについてのみ説明する。
せた後、工程III,IVにおいて、GaAs基板11を加熱
して、良好な結晶が得られる略750℃(720〜80
0℃が望ましい)までGaAs基板11の表面温度を昇温
する。一方、GaAs基板11を650℃から750℃
まで昇温する間に、この実施例では720℃付近で、T
MA,TMG,TMIを導入してInGaAlP層13
の成長を再開する。そして、基板温度が750℃に達し
た後はこの温度を保持してInGaAlP層13を所定
の厚さになるまで成長させ続ける。
InGaAlP層13を成長させない第9実施例では、
GaAs基板あるいはGaAsバッファ層上に成長させ
る場合ほどではないが、基板温度の昇温中に燐抜けによ
る結晶欠陥は依然発生しやすい。本実施例はその不都合
を考慮に入れたものであり、基板温度が比較的低い段階
でInGaAlP層13の成長を再開するため、第9実
施例において起こりやすい基板昇温中のP(燐)抜けを
防止できる。したがって、本実施例は上記第9実施例よ
りも結晶欠陥の発生を減らすことができる。実際に、第
9実施例の方法を用いて半導体レーザ素子を製造する場
合よりも、本実施例の方法を用いて半導体レーザ素子を
製造する場合の方が、歩留りがよく、しかも、異なるレ
ーザ波長を有する種々の半導体レーザ素子において安定
した素子特性が得られた。
1実施例の化合物半導体結晶層の製造方法を用いて、図
2(A)に示す構造を有する半導体レーザを製造する場
合のGaAs基板の表面温度パターン,材料導入パターン
および成長層を示している。
て説明する。本実施例は、GaAs基板にバッファ層を
形成した後に、InGaAlP層を形成するものである。
1)内に入れ、反応容器1内を10〜100torrに減圧
し、アルシンを導入する。そして、GaAs基板の表面温
度が650℃(600〜720℃以下が望ましい)になる
までGaAs基板11を加熱する。そして650℃にな
ると、TMGを反応容器1内に導入してGaAsバッフ
ァ層12を成長させる。この間、基板温度は650℃に
保持されている(工程I)。
ま、アルシンの導入をホスフィンの導入に切り替える。
そして、その切り替えから5秒(t=5秒)経過後、G
aAs基板を加熱して、基板温度を、InGaAlP層
の良好な結晶が得られる温度である750℃(720〜
800℃が望ましい。)まで上昇させつつ、予め所定の
混合比に調整したTMG,TMAおよびTMIを反応容
器内に導入して、GaAs基板上にIny(Ga1-xAlx)
y-1P層(0≦x≦1,0≦y≦1)13を成長させる
(工程II)。ここで成長するIny(Ga1-xAlx)y-1P
層(0≦x≦1,0≦y≦1)13の組成x,yの値は
それぞれx=0.70,y=0.50である。
基板11をその温度に保持したまま、TMG,TMA,
TMIの混合比を工程IIでの混合比と変えて導入して、
工程IIとは組成x,yの異なるIny(Ga1-xAlx)y-1
P層(x=1.0,y=0.50)を成長させる(工程II
I)。
切り替え時間を十分にとってのアルシンからホスフィン
への切り替えならびにInGaAlP層の成長開始を7
20℃以下の基板温度で行うと共に、InGaAlP層
の成長過程で基板温度を750℃まで上昇させているの
で、成長初期のInGaAlP層への砒素の混入を防止
でき、かつ、ヘテロ界面付近でのP(燐)抜けに起因す
る結晶欠陥を低減できるので、急峻なヘテロ界面を形成
できる。したがって良好な結晶性をもつInGaAlP
層を得ることができる。
層成長時の基板温度は、InGaAlP層の組成x,y
の値に応じて設定したものである。つまり、本実施例で
は、InGaAlP層の組成に適した温度でInGaA
lP層を成長している。したがって、組成を変えないで
InGaAlP層を成長させる上記第3実施例(図1
3)等に比べて、一層良好な結晶性を有するInGaA
lP層を得ることができる。
lP層13の組成は上述のもの以外のものに設定できる
ことはもちろんである。
2実施例の化合物半導体結晶層の製造方法を用いて、半
導体レーザを製造する場合のGaAs基板の表面温度パタ
ーン,材料導入パターンおよび成長層を示している。
長させるIny(Ga1-xAlx)y-1P層(0≦x≦1,0
≦y≦1)13の組成に関してのみ、第11実施例の方
法と異なる。つまり、第11実施例では、基板温度の昇
温中と昇温後とでIny(Ga1-xAlx)y-1P層13(0
≦x≦1,0≦y≦1)の組成x,yの値を2通りに変
化させていたが、本実施例では、基板温度を昇温させて
いる間、InGaAlP層13の組成を種々変化させて
いる。より具体的には、InGaAlP層の成長開始時
にはx=0.50,y=0.50、また、昇温終了時に
はx=1.0,y=0.50として、昇温中にxの値を
0.50から1,0まで徐々に変化させている。
々に変化させることにより、組成の急激な変化を回避で
き、第11実施例に比してさらに良好な結晶性を有する
InGaAlP層を得ることができる。
の組成を変化させたが、昇温後のみに変化させても効果
はあった。全成長時間にわたって変化させてももちろん
よい。あるいは、全成長時間のうち一部の期間のみでも
よい。
体レーザはInGaAlP活性層14の組成が互いに異
なっているが、上述の各実施例の方法を用いてInGa
AlPクラッド層13やバッファ層12を形成した半導
体レーザは、InGaAlP活性層14の組成に拘わら
ず、従来よりも信頼性、特性が向上しており、本発明が
有効であることがわかった。
層の材料として、メチル系有機金属であるトリメチルア
ルミニウム(TMA)とトリメチルガリウム(TMG)とト
リメチルインジウム(TMI)およびアルシン(AsH3)
とホスフィン(PH3)とを使用したが、他の材料、例え
ば、エチル系有機金属であるトリエチルアルミニウム
(TEA)とトリエチルガリウム(TEG)とトリエチルイ
ンジウム(TEI)および有機系V族材料であるターシャ
ルブチルホスフィン(TBP)とターシャルブチルアルシ
ン(TBAs)などを用いても良い。
に関連して説明したが、この発明の化合物半導体結晶層
の製造方法は発光ダイオードの製造にも適用できるのは
勿論である。
明は、V族原料ガスを砒素系材料から燐系材料に切り替
えてIny(Ga1-XAlX)1-yP層(0≦x≦1,0≦y≦1)
(以下、「InGaAlP層」という。)の成長を開始す
るときに、III族原料ガスのモル流量QIIIに対するV族
原料ガスのモル流量QVの比QV/QIIIを、P抜けに起
因する欠陥の発生を低減することのできる高い値に設定
できるので、GaAs基板とInGaAlP層とのヘテ
ロ界面付近でP(燐)抜けが発生することを抑制でき、し
たがって、InGaAlP層の結晶欠陥を低減できる。
また、上記InGaAlP層の初期成長成長途中では、
良質なInGaAlPの結晶を得るのに最適な値を上記
比QV/QIIIの所定値として設定することにより、良質
な結晶性を有するInGaAlP層を成長させることが
できる。
記高い値から上記所定値にするときに上記比QV/QIII
を連続的に減少させている。したがって、InGaAl
P層を成長させているときに、上記比QV/QIIIが急変
することを抑制できる。したがって、InGaAlP層
の結晶質を向上させることができる。
高い値を500以上にしたので、InGaAlP層の表
面欠陥密度を最も低くすることができる上に、PL(フ
ォトルミネッセンス)の発光半値幅を最も小さくするこ
とができる。
(例えば、AsH3)から燐系材料(例えば、PH3)へ
の切り替え時にGaAs基板を高温にしないので、Ga
Asの分解を招くことなく、砒素系材料から燐系材料へ
の切り換え時間を長くとることができ、反応容器中の砒
素系材料が燐系材料に十分に置換されてから、InGa
AlP層の成長を開始することができる。したがって、
InGaAlP層へのAsの混入を防ぐことができる。
また、ヘテロ界面付近における燐抜けによる結晶欠陥の
発生を防止することができる。この結果、良好なヘテロ
界面を得ることができる。特に請求項5の発明では、上
記低い温度を720℃以下の温度としているので、ヘテ
ロ界面付近の表面欠陥密度を従来よりも小さくできる。
また、上記高い温度を720〜800℃の温度にしてい
るので、フォトルミネッセンスの半値幅を従来よりも低
いレベルまで下げることができる。
AlxGa1-xAs(0≦x≦1)バッファ層(以下、AlG
aAsバッファ層と言う)を成長させ、その上に、上記
InGaAlP層を成長させるものである。このバッフ
ァ層のお陰で、GaAs基板表面の平坦性を向上させる
ことができる。また、この発明においても、V族原料ガ
スを砒素系材料から燐系材料へ切り替えてAlGaAs
バッファ層を成長させる時に、基板温度を低温にしてい
るので、請求項4の発明と同様、AlGaAsバッファ
層の急速な分解を招くことなく、砒素系材料から燐系材
料への導入の切り換え時間を十分にとることができ、し
たがって、InGaAlP層へのAsの混入を抑制でき
る。また、AlGaAsバッファ層とInGaAlP層
とのヘテロ界面付近で発生し易いP(燐)抜けに起因する
結晶欠陥も低減できる。これらのことより、急峻なヘテ
ロ界面を得ることができる。
aAs基板の表面温度が720℃以下の低温(第1の温
度)で反応容器内の砒素系材料を燐系材料に置換するた
め、GaAs基板(またはAlGaAsバッファ層)の急
速な分解を防止できる。そして、上記GaAs基板(また
はAlGaAsバッファ層)の急速な分解を防止するの
で、砒素系材料から燐系材料への置換の時間を十分に確
保することができる。この結果、InGaAlP層の成
長開始前に反応容器内の砒素系材料を燐系材料に十分に
置換することができるので、InGaAlP層にAsが
混入するのを防止できる。また720℃以下の温度(第
2の温度)でInGaAlP層の成長を開始するので、
GaAs基板(またはAlGaAsバッファ層)とのヘ
テロ界面近傍での燐抜けによる結晶欠陥の発生を抑制で
きる。したがって、上記GaAs基板(またはAlGaA
sバッファ層)とInGaAlP層との良好なヘテロ界
面を得ることができる。
度(第2の温度)で成長を開始したInGaAlP層の
成長過程で、基板温度を720〜800℃(第3の温
度)に上昇させるものである。720〜800℃の温度
は、良好な結晶が得られる温度である。したがって、こ
の発明によれば、InGaAlPの成長初期における結
晶欠陥の発生の抑制とAsの混入の抑制とによる急峻な
ヘテロ界面の形成と相俟って、InGaAlP層の良好
な結晶を得ることができる。
ながらAlGaAsバッファ層を成長させるので、上記
AlGaAsバッファ層の結晶欠陥が低減し、したがっ
てそのAlGaAsバッファ層上に形成されるInGa
AlP層の結晶性をさらに向上できる。
の成長時の基板温度よりも、上記InGaAlP層の成
長開始時の基板温度(第2の温度)を高くしたものであ
る。この場合、AlGaAsバッファ層の成長時の温度
でInGaAlP層を成長させたときに比べて、InG
aAlP層成長初期の結晶欠陥をより低減することがで
き、結晶欠陥密度の小さい結晶を成長させることができ
る。したがって、上記InGaAlP層の結晶欠陥が低
減して、InGaAlP層の結晶性をさらに向上でき
る。
ァ層の成長時の基板温度より、上記InGaAlP層の
成長開始時の基板温度(第2の温度)を低くしたもので
ある。この場合、例えば、AlGaAsバッファ層の成
長時の基板温度をその成長に最適な温度、例えば780
℃、にすることによって、AlGaAsバッファ層の結
晶欠陥を低減できる。このように、AlGaAsバッフ
ァ層の結晶欠陥を低減することによって、その上に形成
されるInGaAlP層の結晶性を特に向上できる。
成長開始後、上記基板温度を720〜800℃(第3の
温度)に上昇させる間の少なくとも一部の期間で、In
GaAlP層の成長を停止させるため、この成長停止期
間中は昇温速度調整を行う必要がなく、それ故、GaA
s基板を短時間で昇温させることができ、工程時間の短
縮を図ることができる。また、この成長停止期間中は、
反応容器内へのIII族原料ガスやドーピング材料の導入
を停止するので、材料の使用量を減らすことができる。
の温度から上記第3の温度まで上昇させる間ずっとIn
GaAlP層の成長を停止させるため、上記第2の温度
から上記第3の温度まで上昇させるのに要する時間を最
も短くすることができる。
にInGaAlP層を全く成長させないため、昇温中の
燐抜けによる結晶欠陥の発生は免れない。ただし、この
場合は下地がInGaAlP層であるためGaAs層が
下地になっている場合に比べてその欠陥の発生量は少な
い。請求項15の発明はこの点を考慮に入れたもので、
上記基板温度を上記第2の温度から上記第3の温度(7
20〜800℃)に上昇させる間の一部の期間のみでI
nGaAlP層の成長を停止し、基板温度を上記第3の
温度まで上昇させる途中に比較的低い基板温度でInG
aAlPの成長を再開するものである。したがって、請
求項15の発明によれば、基板昇温中におけるInGa
AlP層の結晶欠陥の発生を抑制できる。
の温度から上記第3の温度まで上昇する間のIny(Ga
1-XAlX)1-yP層(0≦x≦1,0≦y≦1)の組成x,yと、
上記第3の温度に到達後のIny(Ga1-XAlX)1-yP層
の組成x,yを異ならせたものである。したがって、こ
の発明によれば、基板温度を、InGaAlP層の組成
に適した成長温度に設定でき、良好な結晶性をもつIn
GaAlP層を得ることができる。
lX)1-yP層の少なくとも一部の成長期間において、上
記組成x,yを変化させながらこの結晶層を成長させる
ものである。この場合、InGaAlPの組成が急激に
変化しないので、InGaAlP層にさらに良好な結晶
性を持たせることができる。
求項の発明によっても、InGaAlP層の成長初期に
おける燐(P)抜けや砒素の混入を防止することがで
き、しかも、その後のInGaAlP層の成長を、良好
な結晶姓を得ることのできるモル流量比や基板温度を用
いて行うので、高特性、高信頼性を有するInGaAl
P層を再現性よく形成できる。したがって、上記いずれ
の請求項の発明によっても、高特性、高信頼性を有する
短波長の半導体レーザおよび発光ダイオードを実現でき
る。
各実施例で使用する気相成長装置の概略断面図である。
ーザの構造を示す断面図で、(A)は基板上にバッファ
層を設けたもの、(B)はバッファ層を設けないもので
ある。
軸に沿って説明するプロセス図である。
の成長開始時におけるV/III比と表面欠陥密度との関
係を示す図である。
との関係を示す図である。
の成長開始時のV/III比とPL(フォトルミネッセン
ス)の発光半値幅との関係を示す図である。
Lの発光半値幅との関係を示す図である。
説明するプロセス図である。
ンへ切り替えたときの基板表面温度と表面欠陥密度との
関係を示す図である。
ィンへの切り替え後、InGaAlP層を成長させるま
での時間と表面欠陥密度との関係を示す図である。
基板表面温度とPL(フォトルミネッセンス)の発光半値
幅との関係を示す図である。
基板表面温度と表面欠陥密度との関係を示す図である。
間軸に沿って説明するプロセス図である。
ィンへの切り替え時のGaAs基板の表面温度と表面欠陥
密度の関係を示す図である。
ィンへ切り替えてからInGaAlP層の成長を開始する
までの時間と表面欠陥密度の関係を示す図である。
の表面温度とPLの発光半値幅の関係を示す図である。
の表面温度と表面欠陥密度の関係を示す図である。
間軸に沿って説明するプロセス図である。
間軸に沿って説明するプロセス図である。
間軸に沿って説明するプロセス図である。
間軸に沿って説明するプロセス図である。
間軸に沿って説明するプロセス図である。
間軸に沿って説明するプロセス図である。
ィンへの切り替え時のGaAs基板の表面温度と表面欠陥
密度の関係を示す図である。
ィンへ切り替えてからInGaAlP層の成長を開始する
までの時間と表面欠陥密度の関係を示す図である。
の表面温度とPLの発光半値幅の関係を示す図である。
の表面温度と表面欠陥密度の関係を示す図である。
時間軸に沿って説明するプロセス図である。
時間軸に沿って説明するプロセス図である。
を時間軸に沿って説明するプロセス図である。
造した半導体レーザの構造を示す図である。
間軸に沿って説明するプロセス図である。
ス排出口、6…高周波コイル、7…熱電対、11…n−
GaAs基板、12…n−AlxGa1-xAsバッファ
層、13…n−Iny(Ga1-XAlX)1-yPクラッド層、
14…Iny(Ga1-XAlX)1-yP活性層、15…p−I
ny(Ga1-XAlX)1-yPクラッド層、16…n−Alx
Ga1-xAs電流ブロック層、17…p−GaAsコン
タクト層。
Claims (17)
- 【請求項1】 III族元素を含んだIII族原料ガスおよび
V族元素を含んだV族原料ガスを用い、有機金属気相成
長法によって、GaAs基板上に直接またはバッファ層
を介してIny(Ga1-XAlX)1-yP層(0≦x≦1,0≦y≦
1)を成長させる化合物半導体結晶層の製造方法におい
て、 (a) 結晶成長用の反応容器内にV族原料ガスとして
砒素系材料を含むガスを導入する工程と、 (b) 上記V族原料ガスを上記砒素系材料を含むガス
から燐系材料を含むガスへ切り替え、その後、III族原
料ガスを上記反応容器内に導入してIny(Ga1-XA
lX)1-yP層を成長させる工程とを備え、 上記(b)工程は、Iny(Ga1-XAlX)1-yP層の成長
開始時を含む第1の期間と、上記第1の期間に続く第2
の期間とからなり、 上記第1の期間には上記III族原料ガスのモル流量QIII
に対するV族原料ガスのモル流量QVの比QV/QIIIを
所定値よりも高い値に設定する一方、上記第2の期間に
は、上記比QV/QIIIを上記高い値から上記所定値まで
下げた後、上記所定値に維持することを特徴とする化合
物半導体結晶層の製造方法。 - 【請求項2】 請求項1に記載の化合物半導体結晶層の
製造方法において、上記比QV/QIIIの上記高い値を上
記所定値まで連続的に減少させることを特徴とする化合
物半導体結晶層の製造方法。 - 【請求項3】 請求項1に記載の化合物半導体結晶層の
製造方法において、上記高い値を500以上にし、上記
所定値を500以下にしたことを特徴とする化合物半導
体結晶層の製造方法。 - 【請求項4】 請求項1に記載の化合物半導体結晶層の
製造方法において、上記(b)工程において、上記V族
原料ガスの切り替え並びにIny(Ga1-XAlX)1-yP層
の成長開始を、GaAsを分解させない低い基板温度で
行うと共に、上記基板温度を上昇させながらIny(Ga
1-XAlX)1-yP層を成長させることを特徴とする化合物
半導体結晶層の製造方法。 - 【請求項5】 請求項4に記載の化合物半導体結晶層の
製造方法において、上記低い基板温度は720℃以下の
温度であり、基板温度を上記低い温度よりも高くかつ7
20℃乃至800℃の範囲内にある高い温度まで上昇さ
せた後、上記高い温度を保持することを特徴とする化合
物半導体結晶層の製造方法。 - 【請求項6】 請求項4に記載の化合物半導体結晶層の
製造方法において、上記(a)工程は、上記GaAs基
板上に、AlxGa1-xAs(0≦x≦1)バッファ層を成長
させる工程を含んでいることを特徴とする化合物半導体
結晶層の製造方法。 - 【請求項7】 III族元素を含んだIII族原料ガスおよび
V族元素を含んだV族原料ガスを用い、有機金属気相成
長法によって、GaAs基板上に直接またはバッファ層
を介してIny(Ga1-XAlX)1-yP層(0≦x≦1,0≦y≦
1)を成長させる化合物半導体結晶層の製造方法におい
て、 (c) 結晶成長用の反応容器内に砒素系材料を導入す
る工程と、 (d) 上記(c)工程の後、上記GaAs基板の基板温
度を720℃以下の第1の温度にして、上記砒素系材料
を燐系材料へ切り替える工程と、 (e) 上記(d)工程の後、所定時間経過後に、上記
GaAs基板の基板温度を720℃以下の第2の温度にし
て、Iny(Ga1-xAlx)1-yP層の成長を開始する工程と
を備えたことを特徴とする化合物半導体結晶層の製造方
法。 - 【請求項8】 請求項7に記載の化合物半導体結晶層の
製造方法において、上記(e)工程の後に、Iny(Ga1-x
Alx)1-yP層の成長過程で上記基板温度を上記第1及び
第2の温度よりも高く720〜800℃の範囲内にある
第3の温度に上昇させ、この第3の温度を維持したまま
Iny(Ga1-xAlx)1-yP層を成長させる工程を備えたこ
とを特徴とする化合物半導体結晶層の製造方法。 - 【請求項9】 請求項8に記載の化合物半導体結晶層の
製造方法において、上記(c)工程は、上記基板上にAl
xGa1-xAsバッファ層(0≦x≦1)を成長させる工程を
含むことを特徴とする化合物半導体結晶層の製造方法。 - 【請求項10】 請求項9に記載の化合物半導体結晶層
の製造方法において、 上記AlxGa1-xAsバッファ層の成長過程で、上記基板
温度を、上記AlxGa1- xAsバッファ層の成長か開始し
た時点の温度から上記第1の温度まで上昇させることを
特徴とする化合物半導体結晶層の製造方法。 - 【請求項11】 請求項9に記載の化合物半導体結晶層
の製造方法において、 Iny(Ga1-xAlx)1-yP層の成長開始時における上記G
aAs基板の上記第2の温度を、AlxGa1-xAsバッフ
ァ層の成長時の温度よりも高くすることを特徴とする化
合物半導体結晶層の製造方法。 - 【請求項12】 請求項9に記載の化合物半導体結晶層
の製造方法において、 Iny(Ga1-xAlx)1-yP層の成長開始時における上記G
aAs基板の上記第2の温度を、AlxGa1-xAsバッフ
ァ層(0≦x≦1)の成長時の温度よりも低くすることを
特徴とする化合物半導体結晶層の製造方法。 - 【請求項13】 請求項8に記載の化合物半導体結晶層
の製造方法において、 Iny(Ga1-xAlx)1-yP層の成長開始後、上記基板温度
を上記第2の温度から上記第3の温度に上昇させる間の
少なくとも一部の期間で、Iny(Ga1-xAlx)1-yP層の
成長を停止させることを特徴とする化合物半導体結晶層
の製造方法。 - 【請求項14】 請求項13に記載の化合物半導体結晶
層の製造方法において、 上記基板温度を上記第2の温度から上記第3の温度に上
昇させる間の全期間、Iny(Ga1-xAlx)1-yP層の成長
を停止させ、上記第3の温度に到達後にIny(Ga1-xAl
x)1-yP層の成長を再開することを特徴とする化合物半
導体結晶層の製造方法。 - 【請求項15】 請求項13に記載の化合物半導体結晶
層の製造方法において、 上記基板温度が上記第3の温度に上昇する途中でIn
y(Ga1-xAlx)1-yP層の成長を再開することを特徴とす
る化合物半導体結晶層の製造方法。 - 【請求項16】 請求項8に記載の化合物半導体結晶層
の製造方法において、 基板温度が上記第2の温度から上記第3の温度まで上昇
する間のIny(Ga1-xAlx)1-yP層の組成x,y (0≦x
≦1,0≦y≦1) と、上記第3の温度に到達後のIny(Ga
1-xAlx)1-yP層の組成x,yを異ならせることを特徴
とする化合物半導体結晶層の製造方法。 - 【請求項17】 請求項16に記載の化合物半導体結晶
層の製造方法において、 Iny(Ga1-xAlx)1-yP層の全成長期間のうち少なくと
も一部の期間において、上記組成x,yを変化させなが
らIny(Ga1-xAlx)1-yP層を成長させることを特徴と
する化合物半導体結晶層の製造方法。
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