JP2597624B2 - Semiconductor light emitting device - Google Patents

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、亜鉛カルコゲナイドを用いた半導体発光素
子に関する。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION [Object of the Invention] (Field of Industrial Application) The present invention relates to a semiconductor light emitting device using zinc chalcogenide.

（従来の技術） II−VI族化合物を用いた発光素子のうち、硫黄（Ｓ）
またはセレン（Se）等を含む亜鉛（Zn）カルコゲナイド
を材料としたものは、青色発光素子として有望視され、
各所で研究されている。例えば、溶液成長法により成長
させたLi添加ZnSe結晶にGaを拡散させて製作したpn接合
素子、気相成長により成長させたZnSe結晶にTlを拡散さ
せて製作したpn接合素子等が提案されている。しかしこ
れらの試みは未だ研究室段階のものであり、実用に耐え
る素子は得られていない。その主たる理由は、結晶性の
よいｎ型層に効率よく正孔を注入する高キャリア濃度の
ｐ型層が得られないことにある。例えばZnSe結晶では、
浅いドナー準位は伝導帯の下約30meVにできるのに対
し、浅いアクセプタ準位は価電子上約110meVに形成され
る。また自己補償効果により、ZnとＳまたはSeを含む系
では、アクセプタがドナー性欠陥により補償され易い。
このため、ｐ型結晶層のキャリア濃度を高めるのが非常
に難かしい。ZnSe結晶を用いたモホ接合素子ではｐ型層
に注入された電子によりｐ型層側で発光しているのが一
般的である。これまでｐ型のアクセプタ不純物として
は、Ｖ族及びＩ族元素の添加が試みられているが、Ｖ族
添加では発光がおよそ700nmの長波長側に現われて青色
には見えず、またＩ族添加では発光効率が非常に低いも
のしか得られていない。その原因を調べて見ると、前述
した自己補償効果によって添加した不純物が浅いアクセ
プタとして有効に働かず、深い準位を形成して長波長の
発光中心になったり、非発光中心として働いていること
が判った。(Prior Art) Among light emitting devices using II-VI group compounds, sulfur (S)
Alternatively, a material using zinc (Zn) chalcogenide containing selenium (Se) or the like is promising as a blue light emitting element,
Researched in various places. For example, a pn junction element manufactured by diffusing Ga in a Li-doped ZnSe crystal grown by a solution growth method, a pn junction element manufactured by diffusing Tl in a ZnSe crystal grown by vapor phase growth, and the like have been proposed. I have. However, these attempts are still in the laboratory stage, and no device that can withstand practical use has been obtained. The main reason is that it is not possible to obtain a p-type layer having a high carrier concentration that efficiently injects holes into the n-type layer having good crystallinity. For example, in a ZnSe crystal,
A shallow donor level can be formed at about 30 meV below the conduction band, while a shallow acceptor level is formed at about 110 meV on the valence electrons. In addition, in a system containing Zn and S or Se, the acceptor is easily compensated by a donor defect due to the self-compensation effect.
Therefore, it is very difficult to increase the carrier concentration of the p-type crystal layer. In a Moho junction device using a ZnSe crystal, light is generally emitted on the p-type layer side by electrons injected into the p-type layer. So far, addition of Group V and Group I elements has been attempted as a p-type acceptor impurity. However, with Group V addition, light emission appears on the longer wavelength side of about 700 nm and does not appear blue, In this method, only those having very low luminous efficiency were obtained. Examining the cause, it was found that the impurity added by the self-compensation effect described above did not work effectively as a shallow acceptor, but formed a deep level to become a long-wavelength light-emitting center or worked as a non-light-emitting center. I understood.

（発明が解決しようとする課題） 以上のように従来の亜鉛カルコゲナイドを用いたpn接
合発光素子では、高効率の青色発光が得られていない。(Problems to be Solved by the Invention) As described above, the conventional pn junction light emitting device using zinc chalcogenide has not been able to obtain highly efficient blue light emission.

本発明はこの様な問題を解決し、亜鉛カルコゲナイド
を用いたヘテロ接合により高い青色発光効率を実現した
半導体発光素子を提供することを目的とする。It is an object of the present invention to solve such a problem and to provide a semiconductor light emitting device which realizes high blue luminous efficiency by a heterojunction using zinc chalcogenide.

［発明の構成］ （課題を解決するための手段） 本発明は、S,Se,Teの少なくとも一つを含む亜鉛カル
コゲナイドを用いたpn接合発光素子において、第１に、
ｐ型結晶層の禁制帯幅をｎ型気相成長層（以下、ｎ型結
晶層という）のそれより大きいものとしたことを特徴と
している。[Constitution of the Invention] (Means for Solving the Problems) The present invention provides a pn junction light emitting device using a zinc chalcogenide containing at least one of S, Se, and Te.
It is characterized in that the forbidden band width of the p-type crystal layer is larger than that of an n-type vapor phase growth layer (hereinafter referred to as an n-type crystal layer).

本発明は、第２に、ｐ型結晶層内のpn接合に隣接する
領域に禁制帯幅がｎ型結晶層のそれより徐々に大きくな
る遷移領域を設けたこと、更に第３に、ｐ型結晶層を、
ｎ型結晶層に接する第１のｐ型結晶層と、これに接する
これより禁制帯幅の大きい第２のｐ型結晶層とを含む少
なくとも２層により構成したことを特徴とする。Secondly, the present invention provides a p-type crystal layer provided with a transition region having a forbidden band width gradually larger than that of an n-type crystal layer in a region adjacent to a pn junction. The crystal layer
It is characterized by comprising at least two layers including a first p-type crystal layer in contact with the n-type crystal layer and a second p-type crystal layer in contact with the first p-type crystal layer having a larger forbidden band width.

（作用） 本発明の構成とすれば、pn接合に順にバイアスしたと
き、ｎ型結晶層からｎ型結晶層への電子注入に対して、
ｐ型結晶層からｎ型結晶層への正孔注入が支配的になる
そしてこの種の半導体結晶ではｎ型結晶層の方が結晶性
がよく、ｎ型結晶層側で発光再結合させることにより、
高い発光効率の青色発光が得られる。(Operation) According to the configuration of the present invention, when the pn junction is sequentially biased, the electron injection from the n-type crystal layer to the n-type crystal layer
Hole injection from the p-type crystal layer to the n-type crystal layer becomes dominant. In this type of semiconductor crystal, the n-type crystal layer has better crystallinity, and light is recombined on the n-type crystal layer side. ,
Blue light emission with high luminous efficiency is obtained.

またｐ型結晶層内に遷移領域を設ける構造は、例えば
ｐ型結晶層としてZeSeTeを用いてSeとTeの組成比を変え
ることにより得られる。この場合禁制帯幅を2.4〜2.7eV
の間で変化させても格子定数の変化は10％以下と小さ
く、ヘテロ接合界面でのダングリングなどの欠陥は少な
いものとすることができる。従って非発光再結合電流は
少なく、これにより高い発光率を得ることができる。The structure in which the transition region is provided in the p-type crystal layer can be obtained, for example, by changing the composition ratio of Se to Te using ZeSeTe as the p-type crystal layer. In this case, the forbidden band width is 2.4 to 2.7 eV
The change in the lattice constant is as small as 10% or less even if it is changed between the above, and defects such as dangling at the heterojunction interface can be reduced. Therefore, the non-radiative recombination current is small, so that a high luminous efficiency can be obtained.

更にｐ型結晶層を禁制帯幅の異なる２層構造とすれ
ば、pn接合をホモ接合として接合界面での結晶性を良好
なものとし、且つｎ型結晶層からｐ型結晶層への電子注
入を抑制することができる。また光吸収の少ない第２の
ｐ型結晶層を光取出し側に設けることによって、全体と
してｐ型結晶層を薄くする必要がそれ程なく、その後の
素子化プロセスで接合劣化等をもたらす虞れも少なくな
る。Furthermore, if the p-type crystal layer has a two-layer structure with different band gaps, the pn junction is a homo junction to improve the crystallinity at the junction interface, and the electron injection from the n-type crystal layer to the p-type crystal layer. Can be suppressed. Further, by providing the second p-type crystal layer with less light absorption on the light extraction side, it is not necessary to make the p-type crystal layer thinner as a whole, and there is less possibility of causing a junction deterioration or the like in a subsequent device process. Become.

本発明において、ｎ型結晶層に不純物として好ましく
はVII族元素を用いる。これにより、III族元素を用いた
場合に比べて同じドナー濃度でも高い発光効率が得られ
る。これは、III族元素が添加されると所謂SA中心が形
成されて長波長側の発光が強く現われるのに対し、VII
族元素はSA中心を形成し難く、バンド端の青色発光が支
配的になるためである。In the present invention, a group VII element is preferably used as an impurity in the n-type crystal layer. Thereby, higher luminous efficiency can be obtained even with the same donor concentration as compared with the case where a group III element is used. This is because when a group III element is added, a so-called SA center is formed and emission on the long wavelength side appears strongly, whereas VII
This is because the group III element hardly forms the SA center and the blue emission at the band edge becomes dominant.

（実施例） 以下、本発明の実施例を説明する。(Example) Hereinafter, an example of the present invention will be described.

第１図は一実施例の発光素子構造である。Siドープの
GaAs基板１を用いてこの上にMOCVD法によりｎ型ZeSe層
２を成長させ、続いてMOCDVD法によりｐ型ZeS_0.1Se_0.9
層３を成長させている。ｎ側電極４はAu−Ge膜により、
ｐ側電極５はAu膜によりそれぞれ形成している。FIG. 1 shows the structure of a light emitting device according to one embodiment. Si-doped
An n-type ZeSe layer 2 is grown on the GaAs substrate 1 by MOCVD, followed by p-type ZeS _0.1 Se _{0.9 by} MOCDVD.
Layer 3 is growing. The n-side electrode 4 is made of an Au-Ge film.
The p-side electrodes 5 are each formed of an Au film.

この実施例では、結晶成長原料として、ジメチル亜鉛
（DMZn）、ジメチルセレン（DMSe）、及びジエチル硫黄
（DES）を用い、ドナー不純物原料として塩化水素（HC
l）、アクセプタ不純物原料として第３ブチルリチウム
（ｔ−BuLi）を用いた。具体的な成長条件、及び得られ
た角結晶層の特性は下表に示す通りである。In this example, dimethyl zinc (DMZn), dimethyl selenium (DMSe), and diethyl sulfur (DES) were used as crystal growth raw materials, and hydrogen chloride (HC) was used as a donor impurity raw material.
l) Tertiary butyl lithium (t-BuLi) was used as an acceptor impurity raw material. Specific growth conditions and characteristics of the obtained square crystal layer are as shown in the table below.

但し、原料供給量の単位は［mol/min］であり、キャ
リア濃度の単位は［cm^-3］である。 However, the unit of the raw material supply amount is [mol / min], and the unit of the carrier concentration is [cm ^-3 ].

第２図は、この実施例により得られた発光素子の電流
−光出力特性である。図の比較例は、ｐ型結晶層として
ｎ型結晶層と同じZeSe層を用いた場合である。この実施
例の素子では、ｐ型結晶層の禁制帯幅がｎ型結晶層のそ
れより広く、従って順にバイアスしたときにｐ型層から
ｎ型層への正孔注入が支配的であり、これにより高い発
光効率が得られている。FIG. 2 shows the current-light output characteristics of the light emitting device obtained according to this embodiment. The comparative example in the figure is a case where the same ZeSe layer as the n-type crystal layer is used as the p-type crystal layer. In the device of this embodiment, the forbidden band width of the p-type crystal layer is wider than that of the n-type crystal layer. Therefore, when bias is applied sequentially, hole injection from the p-type layer to the n-type layer is dominant. Higher luminous efficiency is obtained.

第３図は本発明の他の実施例の発光素子である。この
実施例では、ｎ型ZnSe結晶基板11を用い、この上にMOCV
D法によりｎ型ZnSe結晶層12,p型ZnS_0.1Se_0.9結晶層13を
順次積層している。結晶成長の条件は先の実施例の場合
と同様である。ｎ側電極14はIn−Ga膜により、ｐ型婉電
極15はAu膜によりそれぞれ形成している。FIG. 3 shows a light emitting device according to another embodiment of the present invention. In this embodiment, an n-type ZnSe crystal substrate 11 is used, and a MOCV
An n-type ZnSe crystal layer 12 and a p-type ZnS _0.1 Se _0.9 crystal layer 13 are sequentially stacked by the D method. The conditions for crystal growth are the same as in the previous embodiment. The n-side electrode 14 is formed of an In-Ga film, and the p-type electrode 15 is formed of an Au film.

この実施例の素子でも高い青色発光効率が得られる。
特にこの実施例では、発光層であるｎ型結晶層12が基板
11と完全に格子整合がとれて結晶性のよいものとなるた
め、格子不整による結晶欠陥に起因する発光効率低下が
なく、これが高い発光効率を得る上で大きく寄与してい
る。またこの実施例ではZnSe基板を用いており、これは
GaAs基板に比べて青色発光を吸収しにくいため、光取出
し効率が高く、高輝度を得ることができる。High blue light emission efficiency can also be obtained with the device of this embodiment.
In particular, in this embodiment, the n-type crystal layer
Since the crystallinity is perfectly matched to that of 11, and the crystallinity is good, there is no decrease in luminous efficiency due to crystal defects due to lattice irregularity, and this greatly contributes to obtaining high luminous efficiency. In this embodiment, a ZnSe substrate is used, which is
Since it is difficult to absorb blue light emission as compared with a GaAs substrate, light extraction efficiency is high and high luminance can be obtained.

第４図は更に他の実施例の発光素子である。これを第
５図（ａ）〜（ｃ）の製造工程に従って説明する。先ず
ｎ型GaAs基板21にMOCVD法によりｎ型ZnSe_0.98Te_0.02層2
2を成長させ、続いてMOCVD法によりｐ型ZnSe層23を成長
させる（第５図（ａ））。ｎ型層22は、不純物として塩
素（Cl）を２×10¹⁵/cm³含むもので、成長成長温度500
℃で５μｍ成長させる。ｐ型層23は、不純物としてLiを
１×10¹⁷/cm³含むもので、成長温度350℃で２μｍ成長
させる。その後、ZnSe層23上に金属マスクを用いてAu電
極25を選択的に蒸着形成し（第５図（ｂ））、GaAs基板
21にはInGa電極を披着し、300℃で熱処理してオーミッ
ク電極を形成する（第５図（ｃ））。FIG. 4 shows a light emitting device of still another embodiment. This will be described with reference to FIGS. 5 (a) to 5 (c). First, an n-type ZnSe _0.98 Te _0.02 layer 2 is formed on an n-type GaAs substrate 21 by MOCVD.
Then, a p-type ZnSe layer 23 is grown by MOCVD (FIG. 5 (a)). The n-type layer 22 contains 2 × 10 ¹⁵ / cm ³ of chlorine (Cl) as an impurity and has a growth temperature of 500 ° C.
Grow at 5 ° C. at 5 ° C. The p-type layer 23 contains 1 × 10 ¹⁷ / cm ³ of Li as an impurity and is grown at a growth temperature of 350 ° C. and 2 μm. Thereafter, an Au electrode 25 is selectively formed on the ZnSe layer 23 using a metal mask by vapor deposition (FIG. 5B).
In FIG. 5, an InGa electrode is deposited, and heat treatment is performed at 300 ° C. to form an ohmic electrode (FIG. 5C).

この実施例のpn接合発光素子も高い発光効率の青色発
光を示した。The pn junction light emitting device of this example also emitted blue light with high luminous efficiency.

第６図はこの実施例の発光素子の発光スペクトルを従
来例と比較して示す。従来例は、ｐ型ZnSe結晶にGaを拡
散してｎ型層を選択的に形成したものである。この実施
例では、従来例に比べて発光効率が１桁以上高くなって
いる。FIG. 6 shows an emission spectrum of the light emitting device of this embodiment in comparison with a conventional example. In the conventional example, an n-type layer is selectively formed by diffusing Ga into a p-type ZnSe crystal. In this embodiment, the luminous efficiency is higher by one digit or more than in the conventional example.

第４図の実施例では、ｎ型層をZnSeTeとし、ｐ型層を
ZnSeとしたが、より一般的にｎ型結晶層を禁制帯幅2.4e
V以上のZnSe_xTe_1-x（０＜ｘ＜１）とし、ｐ型結晶層をZ
nSe_yTe_1-y（０＜ｙ≦１）として、ｐ型結晶層の禁制帯
幅がｎ型結晶層のそれより30meV以上大きくなるように
組成比を選択することにより、同様の効果が得られる。
また発光層にTeを含む層を用いることにより、発光波長
は長波長側にシフトする。この場合例えば、480nm付近
の発光波長を有する組成でｎ型層を形成すると、視感度
が向上し、成長層による自己吸収の効果も低減できる。
また基板として、I₂輸送法やブリッジマン法等により得
られたZnSe結晶やZnSeTe結晶を用いることができる。In the embodiment of FIG. 4, the n-type layer is ZnSeTe and the p-type layer is
Although ZnSe was used, more generally, the n-type crystal layer was formed with a forbidden band width of 2.4 e.
V is set to ZnSe _x Te _1-x (0 <x <1), and the p-type crystal layer is Z
Similar effects can be obtained by selecting nSe _y Te _1-y (0 <y ≦ 1) and selecting a composition ratio such that the forbidden band width of the p-type crystal layer is at least 30 meV larger than that of the n-type crystal layer. Can be
Further, by using a layer containing Te as the light emitting layer, the light emission wavelength shifts to a longer wavelength side. In this case, for example, when the n-type layer is formed with a composition having an emission wavelength near 480 nm, the visibility is improved and the effect of self-absorption by the growth layer can be reduced.
As a substrate, a ZnSe crystal or a ZnSeTe crystal obtained by an I ₂ transport method, a Bridgman method, or the like can be used.

ここまでの実施例は、pn接合がステップ状のヘテロ接
合を構成するものであるが、pn接合のｐ型結晶層側に徐
々に禁制帯幅が大きくなる遷移領域を持たせるようにし
た実施例を次に説明する。In the embodiments described so far, the pn junction constitutes a step-shaped heterojunction, but the pn junction has a transition region where the forbidden band width gradually increases on the p-type crystal layer side. Will be described below.

第７図はそのような実施例の発光素子構造である。こ
れを製造工程に従って説明すると、先ずｎ型GaAs基板31
上にMOCVD法によりｎ型ZnSe層32を成長させ、続いてｐ
型ZnS_xSe_1-x層33を成長させる。ここでｐ型ZnS_xSe_1-x層
33は、ｎ型層に接する部分はｘ＝０のZnSeとし、徐々に
ｘが大きくなり、禁制帯幅が大きくなるように変化する
遷移領域を形成する。具体的には、ｎ型ZnSe層32は、不
純物としてClを５×10¹⁴/cm³含むもので、成長温度500
℃で５μｍ成長させる。ｐ型ZnS_xSe_1-x層33は、不純物
としてLiを含むもので、成長温度450℃でZnSe層の成長
から開始し、Ｓを加えていって0.7μｍ以上で禁制帯幅
が0.03eV大きくなるように、全体として５μｍのZnSSe
層を得る。ｐ型層表面にはAu電極34を選択的に形成し、
GaAs基板31にはAuGe電極35を形成する。FIG. 7 shows a light emitting device structure of such an embodiment. This will be described in accordance with the manufacturing process.
An n-type ZnSe layer 32 is grown thereon by MOCVD,
A type ZnS _x Se _1-x layer 33 is grown. Where p-type ZnS _x Se _1-x layer
In 33, a portion in contact with the n-type layer is ZnSe where x = 0, and a transition region is formed in which x gradually increases and the forbidden band width changes so as to increase. Specifically, the n-type ZnSe layer 32 contains 5 × 10 ¹⁴ / cm ³ of Cl as an impurity and has a growth temperature of 500 × 10 ¹⁴ / cm ^3.
Grow at 5 ° C. at 5 ° C. The p-type ZnS _x Se _1-x layer 33 contains Li as an impurity, starts from the growth of the ZnSe layer at a growth temperature of 450 ° C., and has a forbidden band width of 0.03 eV larger than 0.7 μm with S added. As a whole, ZnSSe of 5 μm
Get the layers. An Au electrode 34 is selectively formed on the surface of the p-type layer,
On the GaAs substrate 31, an AuGe electrode 35 is formed.

この実施例によっても、高い発光効率の青色発光が認
められた。特にこの実施例では、pn接合がホモ接合であ
るため、接合面での格子不整合が少なく、より優れた特
性が得られる。また禁制帯幅が大きく光吸収の少ないｐ
型層を光取出し側に用いていることから、ｐ型結晶層全
体を薄くする必要がなく、ｐ側電極形成プロセス等での
素子特性劣化を防止することができる。Also in this example, blue light emission with high luminous efficiency was recognized. In particular, in this embodiment, since the pn junction is a homojunction, there is little lattice mismatch at the junction surface, and more excellent characteristics can be obtained. Also, p has a large forbidden band width and little light absorption.
Since the mold layer is used on the light extraction side, it is not necessary to reduce the thickness of the entire p-type crystal layer, and it is possible to prevent deterioration of device characteristics in the p-side electrode formation process and the like.

第８図はこの実施例の発光素子の発光スペクトルを従
来例と比較して示す。この従来例は第６図におけるもの
と同じである。発光効率は従来例に比べて１桁以上大き
くなっている。FIG. 8 shows the emission spectrum of the light emitting device of this embodiment in comparison with that of the conventional example. This conventional example is the same as that in FIG. The luminous efficiency is one or more digits higher than the conventional example.

上記実施例は、ｐ型結晶層内に連続的に禁制帯幅が変
化する遷移領域を設けたが、ｐ型結晶層をステップ状に
禁制帯幅が変化する第１のｐ型層と第２のｐ型層により
構成しても、同様の効果が得られる。In the above embodiment, the transition region in which the forbidden band width continuously changes is provided in the p-type crystal layer. However, the first p-type layer in which the forbidden band width changes stepwise and the second The same effect can be obtained by using the p-type layer.

第９図は、その様な実施例の発光素子を示す。この構
造は、ｎ型GaAs基板41にMOCVD法により、先ずｎ型ZnSe
層を成長させ、次いでこの上にｐ型ZnSe層43を成長さ
せ、引続きこの上にｐ型ZnSSe層44を成長させる。具体
的にｎ型ZnSe層42は、不純物としてClを５×10¹⁴/cm³含
むものとする。ｐ型ZnSe層43およびｐ型ZnSSe層44は、
不純物としてLiを１×10¹⁷/cm³含むもので成長温度は45
0℃とし、ｐ型ZnSe層43が0.4μｍとし、ｐ型ZnSSe層44
が５μｍとする。この後、ｐ側にAu電極45、ｎ側にAuGe
電極46をそれぞれ形成し、300℃で熱処理して完成す
る。ｐ型ZnSe層43の好ましい厚みは0.7μｍ以下とす
る。またｐ型ZnSSe層44は、禁制帯幅がｐ型ZnSe層43の
それより30meV以上大きくなるように組成を選ぶことが
好ましい。FIG. 9 shows a light emitting device of such an embodiment. In this structure, first, an n-type ZnSe
A layer is grown, and then a p-type ZnSe layer 43 is grown thereon, followed by a p-type ZnSSe layer 44. Specifically, the n-type ZnSe layer 42 contains Cl as an impurity at 5 × 10 ¹⁴ / cm ³ . The p-type ZnSe layer 43 and the p-type ZnSSe layer 44
Contains 1 × 10 ¹⁷ / cm ³ of Li as an impurity and has a growth temperature of 45
0 ° C., the p-type ZnSe layer 43 was 0.4 μm, and the p-type ZnSSe layer 44
Is 5 μm. Thereafter, the Au electrode 45 is on the p side, and the AuGe 45 is on the n side.
The electrodes 46 are respectively formed and heat-treated at 300 ° C. to complete the process. The preferred thickness of the p-type ZnSe layer 43 is 0.7 μm or less. The composition of the p-type ZnSSe layer 44 is preferably selected so that the forbidden band width is 30 meV or more larger than that of the p-type ZnSe layer 43.

この実施例の発光素子も先の実施例のものと同様高い
発光効率の青色発光を示した。先の実施例と同様の理由
で、pn接合界面の格子不整合が少なく、また光取出し側
となるｐ型結晶層全体の厚みをそれ程薄くする必要がな
いので、素子化プロセスでのpn接合特性劣化が少ない。The light emitting element of this embodiment also exhibited blue light emission with high luminous efficiency as in the previous embodiment. For the same reason as in the previous embodiment, there is little lattice mismatch at the pn junction interface, and it is not necessary to reduce the thickness of the entire p-type crystal layer on the light extraction side. Less deterioration.

本発明は上記実施例に限られるものではない。例え
ば、ｐ型結晶基板を用いても同様の発光素子を得ること
ができる。またpn接合部の結晶性を向上させるため、適
当なバッファ層を介在させるようにしてもよい。ｎ型不
純物としては、Br,IなどのVII族元素、Al,InなどのIII
族元素を用いることができ、ｐ型不純物としてNa,Kなど
のＩ族元素やAs,PなどのＶ族元素を用いることができ
る。結晶成長法として、MOCVDの他、MBE（分子線エピタ
キシー）やALE（原子層エピタキシー）などを用いるこ
とができる。The present invention is not limited to the above embodiment. For example, a similar light-emitting element can be obtained using a p-type crystal substrate. In order to improve the crystallinity of the pn junction, an appropriate buffer layer may be interposed. Examples of the n-type impurities are Group VII elements such as Br and I, and III such as Al and In.
A group I element can be used, and a group I element such as Na or K or a group V element such as As or P can be used as a p-type impurity. As the crystal growth method, MBE (molecular beam epitaxy), ALE (atomic layer epitaxy), or the like can be used in addition to MOCVD.

その他本発明はその趣旨を逸脱しない範囲で種々変形
して実施することができる。In addition, the present invention can be variously modified and implemented without departing from the spirit thereof.

［発明の効果］ 以上述べたように本発明によれば、ＳまたはSeを含む
亜鉛カルゴゲナイド結晶を用いたpn接合発光素子におい
て、ｐ型層の禁制帯幅をｎ型層のそれより大きいものと
することによって、実用的な高い発光効率を持つ青色発
光を得ることができる。またpn接合はホモ接合として、
ｐ型層内に徐々に禁制帯幅が大きくなり遷移領域を設け
るか、或いはｐ型層を２層構造としてステップ状に禁制
帯幅が大きくなるようにすることにより、pn接合での格
子不整合を非常に小さいものとして、優れた発光特性を
得ることができる。[Effects of the Invention] As described above, according to the present invention, in a pn junction light emitting device using a zinc chalcogenide crystal containing S or Se, the forbidden band width of the p-type layer is larger than that of the n-type layer. By doing so, blue light emission having a practically high luminous efficiency can be obtained. The pn junction is a homo junction,
A lattice mismatch at the pn junction is obtained by gradually increasing the forbidden band width in the p-type layer to provide a transition region or by forming the p-type layer into a two-layer structure so that the forbidden band width increases stepwise. Is very small, and excellent emission characteristics can be obtained.

【図面の簡単な説明】[Brief description of the drawings]

第１図は本発明の一実施例の発光素子を示す図、第２図
はその発光特性を従来例と比較して示す図、第３図は他
の実施例の発光素子を示す図、第４図は他の実施例の発
光素子を示す図、第５図（ａ）〜（ｃ）はその製造工程
を示す図、第６図はこの実施例の素子の発光スペクトル
を示す図、第７図は更に他の実施例の発光素子を示す
図、第８図はその発光スペクトルを示す図、第９図は更
に他の実施例の発光素子を示す図である。 １……ｎ型GaAs基板、２……ｎ型ZnSe結晶層（Clドー
プ）、３……ｐ型ZnSSe結晶層、４……ｎ型電極、５…
…ｐ側電極、11……ｎ型ZnSe基板、12……ｎ型ZnSe結晶
層（Clドープ）、13……ｐ型ZnSSe結晶層、14……ｎ側
電極、15……ｐ側電極、21……ｎ型GaAs基板、22……ｎ
型ZnSeTe層、23……ｐ型ZnSe層、25……Au電極、24……
InGa電極、31……ｎ型GaAs基板、32……ｎ型ZnSe層、33
……ｐ型ZnSSe層（遷移領域含む）、34……Au電極、35
……AuGe電極、41……ｎ型GaAs基板、42……ｎ型ZnSe
層、43……ｐ型ZnSe層（第１のｐ型結晶層）、44……ｐ
型ZnSSe層（第２のｐ型結晶層）、45……Au電極、46…
…AuGe電極。FIG. 1 is a diagram showing a light emitting device of one embodiment of the present invention, FIG. 2 is a diagram showing its light emitting characteristics in comparison with a conventional example, FIG. 3 is a diagram showing a light emitting device of another embodiment, FIG. 4 is a diagram showing a light emitting device of another embodiment, FIGS. 5 (a) to (c) are diagrams showing manufacturing steps thereof, FIG. 6 is a diagram showing an emission spectrum of the device of this embodiment, FIG. FIG. 8 is a diagram showing a light emitting device of still another embodiment, FIG. 8 is a diagram showing an emission spectrum thereof, and FIG. 9 is a diagram showing a light emitting device of still another embodiment. 1 ... n-type GaAs substrate, 2 ... n-type ZnSe crystal layer (Cl doped), 3 ... p-type ZnSSe crystal layer, 4 ... n-type electrode, 5 ...
.. P-side electrode, 11 n-type ZnSe substrate, 12 n-type ZnSe crystal layer (Cl-doped), 13 p-type ZnSSe crystal layer, 14 n-side electrode, 15 p-side electrode, 21 ... n-type GaAs substrate, 22 ... n
-Type ZnSeTe layer, 23 ... p-type ZnSe layer, 25 ... Au electrode, 24 ...
InGa electrode, 31 n-type GaAs substrate, 32 n-type ZnSe layer, 33
... P-type ZnSSe layer (including transition region), 34... Au electrode, 35
... AuGe electrode, 41 ... n-type GaAs substrate, 42 ... n-type ZnSe
Layers, 43... P-type ZnSe layer (first p-type crystal layer), 44.
-Type ZnSSe layer (second p-type crystal layer), 45... Au electrode, 46.
... AuGe electrode.

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 三橋 浩 神奈川県川崎市幸区小向東芝町１番地 株式会社東芝総合研究所内 (56)参考文献 特開 昭52−28888（ＪＰ，Ａ) 特開 昭48−104484（ＪＰ，Ａ) 特公 昭42−19850（ＪＰ，Ｂ２) ──────────────────────────────────────────────────続 き Continuation of the front page (72) Inventor Hiroshi Mitsuhashi 1 Toshiba-cho, Komukai, Koyuki-ku, Kawasaki-shi, Kanagawa Prefecture (56) References JP-A-52-28888 (JP, A) 48-104484 (JP, A) JP-42-19850 (JP, B2)

Claims (1)

(57)【特許請求の範囲】(57) [Claims] 【請求項１】硫黄，セレン，テルルの少なくとも一つを
含む亜鉛カルコゲナイド半導体からなるpn接合を持つ発
光素子において、 ｐ型結晶層を、ｎ型気相成長層に接するこれとほぼ等し
い禁制帯幅を有する第１のｐ型結晶層と、この第１のｐ
型結晶層に接するこれより禁制帯幅が大きい第２のｐ型
結晶層とを含む少なくとも２層により構成し、かつ第１
のｐ型結晶層の不純物濃度をｎ型気相成長層のそれより
も高くしたことを特徴とする半導体発光素子。1. A light emitting device having a pn junction made of a zinc chalcogenide semiconductor containing at least one of sulfur, selenium, and tellurium, wherein a p-type crystal layer has a forbidden band width substantially equal to that of an n-type vapor phase growth layer. A first p-type crystal layer having
A first p-type crystal layer having a larger forbidden band width than the second p-type crystal layer in contact with the first type crystal layer;
Wherein the impurity concentration of the p-type crystal layer is higher than that of the n-type vapor phase growth layer.