JP2804093B2 - 光半導体装置 - Google Patents
光半導体装置Info
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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、発光ダイオード、半導体レーザ、光検出器
などに利用されるII−VI族化合物半導体層を有する光半
導体装置に関する。
などに利用されるII−VI族化合物半導体層を有する光半
導体装置に関する。
（従来の技術） 可視領域を初めとして赤外線から紫外線の波長に相当
する禁制帯幅エネルギーを有する種々のII−VI族化合物
半導体及びその混晶半導体は、発光ダイオード、半導体
レーザ、光検出器及びこれらの複合素子などの光半導体
装置の材料として好適なものである。
する禁制帯幅エネルギーを有する種々のII−VI族化合物
半導体及びその混晶半導体は、発光ダイオード、半導体
レーザ、光検出器及びこれらの複合素子などの光半導体
装置の材料として好適なものである。
ところで、高性能の光半導体装置を製造するには高品
質の結晶が必要とされるため、一般に所望の結晶基板上
にエピタキシャル結晶成長を行い、結晶成長中にpn接合
などの能動層を形成する方法が採用されている。結晶基
板としては、エピタキシャル結晶成長層と同種の結晶で
あることが、高品質の結晶層を成長させる上で望まし
い。しかしながら、II−VI族化合物半導体の場合には工
業的に必要とされるに十分な品質を有する大口径の結晶
を製作する技術が確立されていないため、II−VI族化合
物半導体を材料とする光半導体装置では従来III−Ｖ族
化合物半導体結晶やSi、Ge等の元素半導体結晶を基板と
し、これら基板上にエピタキシャル成長を行うことによ
って主に製造していた。
質の結晶が必要とされるため、一般に所望の結晶基板上
にエピタキシャル結晶成長を行い、結晶成長中にpn接合
などの能動層を形成する方法が採用されている。結晶基
板としては、エピタキシャル結晶成長層と同種の結晶で
あることが、高品質の結晶層を成長させる上で望まし
い。しかしながら、II−VI族化合物半導体の場合には工
業的に必要とされるに十分な品質を有する大口径の結晶
を製作する技術が確立されていないため、II−VI族化合
物半導体を材料とする光半導体装置では従来III−Ｖ族
化合物半導体結晶やSi、Ge等の元素半導体結晶を基板と
し、これら基板上にエピタキシャル成長を行うことによ
って主に製造していた。
II−VI族化合物半導体結晶のエピタキシャル成長とし
ては、有機金属気相成長法（MOCVD法）、分子線エピタ
キシャル法（MBE法）を初めとする種々の結晶成長法が
知られている。しかしながら、III−Ｖ族化合物半導体
結晶上にエピタキシャル成長したII−VI族化合物半導体
層は結晶品質が光半導体装置を製造する上で十分なもの
ではなく、製造された光半導体装置は特性的に実用に耐
えるものではなかった。
ては、有機金属気相成長法（MOCVD法）、分子線エピタ
キシャル法（MBE法）を初めとする種々の結晶成長法が
知られている。しかしながら、III−Ｖ族化合物半導体
結晶上にエピタキシャル成長したII−VI族化合物半導体
層は結晶品質が光半導体装置を製造する上で十分なもの
ではなく、製造された光半導体装置は特性的に実用に耐
えるものではなかった。
GaAs結晶基板上にZnSSeの混晶層をMOCVD法により成長
することにより製造した発光ダイオードを例にして説明
する。III−Ｖ族化合物半導体結晶基板上にIII−Ｖ族化
合物半導体層もMOCVD法によりエピタキシャル成長させ
る場合には、機密性の優れた結晶成長装置、高純度の原
料ガスを用い、結晶基板に格子整合した組成を有する結
晶を成長するならば、結晶欠陥が少なく、かつキャリア
濃度の高いｐ型、ｎ型の導電性を有するエピタキシャル
結晶層を得ることが容易である。しかしながら、GaAs基
上にZnSSe層をエピタキシャル成長させる場合には同様
な結晶成長装置、高純度の原料ガスを用い、基板に格子
整合した結晶を成長しても、転位や積層欠陥、双晶等の
種々の結晶欠陥がエピタキシャル成長中に発生すること
を回避できない。また、ｐ型、ｎ型の不純物元素を転化
しても十分に活性化されず、十分な低抵抗化が望めなく
なる。更に、基板構成元素であるGaがZnSSeエピタキシ
ャネ成長層中に取り込まれ、ｐ型キャリアを補償する効
果や、基板とエピタキシャル層の界面に異常な接合が形
成される等の種々の問題が発生する。高輝度の発光素
子、量子効率の高い受光素子を製造する上でキャリアの
濃度を高め、低抵抗化を図ることは不可欠な要素であ
る。事実、これまでGaAs基板上に成長したZnSSe層では
ｐ型キャリア濃度は1016cm-3、ｎ型キャリア濃度は1017
cm-3程度のものしか得られておらず、添加した不純物が
活性化していないことに関連していると思われる、深い
不純物からの発光が顕著に見出だされることや、発光効
率が低いなどの種々の問題が見出だされており、GaAs結
晶基板上にpn接合を有するZnSSe層を成長して製造した
発光ダイオードでは実用的な発光効率を持つものが得ら
れないのが現状である。
することにより製造した発光ダイオードを例にして説明
する。III−Ｖ族化合物半導体結晶基板上にIII−Ｖ族化
合物半導体層もMOCVD法によりエピタキシャル成長させ
る場合には、機密性の優れた結晶成長装置、高純度の原
料ガスを用い、結晶基板に格子整合した組成を有する結
晶を成長するならば、結晶欠陥が少なく、かつキャリア
濃度の高いｐ型、ｎ型の導電性を有するエピタキシャル
結晶層を得ることが容易である。しかしながら、GaAs基
上にZnSSe層をエピタキシャル成長させる場合には同様
な結晶成長装置、高純度の原料ガスを用い、基板に格子
整合した結晶を成長しても、転位や積層欠陥、双晶等の
種々の結晶欠陥がエピタキシャル成長中に発生すること
を回避できない。また、ｐ型、ｎ型の不純物元素を転化
しても十分に活性化されず、十分な低抵抗化が望めなく
なる。更に、基板構成元素であるGaがZnSSeエピタキシ
ャネ成長層中に取り込まれ、ｐ型キャリアを補償する効
果や、基板とエピタキシャル層の界面に異常な接合が形
成される等の種々の問題が発生する。高輝度の発光素
子、量子効率の高い受光素子を製造する上でキャリアの
濃度を高め、低抵抗化を図ることは不可欠な要素であ
る。事実、これまでGaAs基板上に成長したZnSSe層では
ｐ型キャリア濃度は1016cm-3、ｎ型キャリア濃度は1017
cm-3程度のものしか得られておらず、添加した不純物が
活性化していないことに関連していると思われる、深い
不純物からの発光が顕著に見出だされることや、発光効
率が低いなどの種々の問題が見出だされており、GaAs結
晶基板上にpn接合を有するZnSSe層を成長して製造した
発光ダイオードでは実用的な発光効率を持つものが得ら
れないのが現状である。
なお、GaAs基板上にZnSSe層をMOCVD法によりエピタキ
シャル成長させる場合において、高キャリア濃度のｐ
型、ｎ型導電層が得られない問題は、他のIII−Ｖ族化
合物半導体基盤上に種々のII−VI族化合物半導体をMOCV
D法等の結晶成長法によりエピタキシャルル成長する場
合にも起こり、II−VI族化合物半導体中にpn接合を有す
る光半導体装置を製造する上で大きな障害となってい
た。
シャル成長させる場合において、高キャリア濃度のｐ
型、ｎ型導電層が得られない問題は、他のIII−Ｖ族化
合物半導体基盤上に種々のII−VI族化合物半導体をMOCV
D法等の結晶成長法によりエピタキシャルル成長する場
合にも起こり、II−VI族化合物半導体中にpn接合を有す
る光半導体装置を製造する上で大きな障害となってい
た。
一方、Alの組成比が０〜0.13のIII−Ｖ族化合物半導
体結晶基板上にII−VI族化合物半導体層をエピタキシャ
ル成長することにより、それらの接合界面に生じるバン
ド不連続によりもたらされる電気伝導の整流性の発生を
抑制する技術が特開昭61−46031号公報に開示されてい
る。
体結晶基板上にII−VI族化合物半導体層をエピタキシャ
ル成長することにより、それらの接合界面に生じるバン
ド不連続によりもたらされる電気伝導の整流性の発生を
抑制する技術が特開昭61−46031号公報に開示されてい
る。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は、上記従来の課題を解決するためになされた
もので、III−Ｖ族化合物半導体上に結晶欠陥の少ない
高品質の結晶構造を持ち、かつpn接合を有するII−VI族
化合物半導体層を形成した光半導体装置を提供しようと
するものである。
もので、III−Ｖ族化合物半導体上に結晶欠陥の少ない
高品質の結晶構造を持ち、かつpn接合を有するII−VI族
化合物半導体層を形成した光半導体装置を提供しようと
するものである。
［発明の構成］ （課題を解決するための手段） 本発明に係わる光半導体装置は、III族元素としてAl
を組成比で0.15以上含むｎ型のIII−Ｖ族化合物半導体
上にII−VI族化合物半導体層を形成し、かつ前記II−VI
族化合物半導体層にpn接合を形成したことを特徴とする
ものである。
を組成比で0.15以上含むｎ型のIII−Ｖ族化合物半導体
上にII−VI族化合物半導体層を形成し、かつ前記II−VI
族化合物半導体層にpn接合を形成したことを特徴とする
ものである。
上記Alを含むIII−Ｖ族化合物半導体としては、例え
ばAlxInyGa1-x-yAs（0.15≦ｘ＜１、０≦１−ｘ−ｙ≦
１、ｙは０を含む）、AlxInyGa1-x-yP（0.15≦ｘ＜１、
０≦１−ｘ−ｙ≦１、ｙは０を含む）或いはAlxInyGa
1-x-yAszPwSb1-z-w（0.15≦ｘ＜１、０≦１−ｘ−ｙ≦
１、ｙは０を含む、０≦ｚ≦１、０≦ｗ≦１）といった
形で表現される混晶化合物半導体等を挙げることができ
る。かかるIII−Ｖ族化合物半導体は、基板そのものの
形でも用いてもよいし、Alを含まないIII−Ｖ族化合物
半導体基板に層状態に形成して用いてもよい。前記Alを
含まないIII−Ｖ族化合物半導体としては、例えばGaA
s、GaP、GaSb、InP、InAs、InSb、又はこれらの混晶化
合物半導体等を挙げることができる。なお、Alを含むII
I−Ｖ族化合物半導体層をAlを含まないIII−Ｖ族化合物
半導体基板上に成長させる場合には例えばGaAs基板とAl
xGa1-xAsとの組み合わせのように格子定数の整合性が満
たされていること望ましい。
ばAlxInyGa1-x-yAs（0.15≦ｘ＜１、０≦１−ｘ−ｙ≦
１、ｙは０を含む）、AlxInyGa1-x-yP（0.15≦ｘ＜１、
０≦１−ｘ−ｙ≦１、ｙは０を含む）或いはAlxInyGa
1-x-yAszPwSb1-z-w（0.15≦ｘ＜１、０≦１−ｘ−ｙ≦
１、ｙは０を含む、０≦ｚ≦１、０≦ｗ≦１）といった
形で表現される混晶化合物半導体等を挙げることができ
る。かかるIII−Ｖ族化合物半導体は、基板そのものの
形でも用いてもよいし、Alを含まないIII−Ｖ族化合物
半導体基板に層状態に形成して用いてもよい。前記Alを
含まないIII−Ｖ族化合物半導体としては、例えばGaA
s、GaP、GaSb、InP、InAs、InSb、又はこれらの混晶化
合物半導体等を挙げることができる。なお、Alを含むII
I−Ｖ族化合物半導体層をAlを含まないIII−Ｖ族化合物
半導体基板上に成長させる場合には例えばGaAs基板とAl
xGa1-xAsとの組み合わせのように格子定数の整合性が満
たされていること望ましい。
上記Alを含むIII−Ｖ族化合物半導体のAlの組成比を
限定した理由は、その組成比を0.15未満にすると、II−
VI族化合物半導体を前記Alを含むIII−Ｖ族化合物半導
体上に成長する際、結晶性が良好なII−VI族化合物半導
体を形成できなくなるからである。
限定した理由は、その組成比を0.15未満にすると、II−
VI族化合物半導体を前記Alを含むIII−Ｖ族化合物半導
体上に成長する際、結晶性が良好なII−VI族化合物半導
体を形成できなくなるからである。
上記II−VI族化合物半導体としては、例えばZnSe、Zn
S、ZnTe、CdSe、CdS、又はこれらの混晶化合物半導体を
挙げることができる。
S、ZnTe、CdSe、CdS、又はこれらの混晶化合物半導体を
挙げることができる。
次ぎに、本発明に係わる光半導体装置の製造方法を説
明する。
明する。
まず、Alの組成比が0.15以上のIII−Ｖ族化合物半導
体上にMOCVD法等により例えば620℃以上の温度でｎ型
（又はｐ型）の不純物を含むII−VI族化合物半導体層を
エピタキシャル成長する。つづいて、前記ｎ型（又はｐ
型）の不純物を含むII−VI族化合物半導体層上にｐ型
（又はｎ型）不純物を拡散もしくはイオン打ち込みする
か、或いはMOCVD法等によりｐ型（又はｎ型）の不純物
を含むII−VI族化合物半導体層をエピタキシャル成長さ
せるか、いずれかにより前記III−Ｖ族化合物半導体にp
n接合を有するII−VI族化合物半導体層を形成し、光半
導体装置を製造する。
体上にMOCVD法等により例えば620℃以上の温度でｎ型
（又はｐ型）の不純物を含むII−VI族化合物半導体層を
エピタキシャル成長する。つづいて、前記ｎ型（又はｐ
型）の不純物を含むII−VI族化合物半導体層上にｐ型
（又はｎ型）不純物を拡散もしくはイオン打ち込みする
か、或いはMOCVD法等によりｐ型（又はｎ型）の不純物
を含むII−VI族化合物半導体層をエピタキシャル成長さ
せるか、いずれかにより前記III−Ｖ族化合物半導体にp
n接合を有するII−VI族化合物半導体層を形成し、光半
導体装置を製造する。
前記Alを含むIII−Ｖ族化合物半導体へのII−VI族化
合物半導体層のエピタキシャル成長に際して前記III−
Ｖ族化合物半導体表面を空気中に曝すると、Alを含むこ
とに起因する酸化され易い性質により酸化膜を生成し、
II−VI族化合物半導体層のエピタキシャル成長が困難と
なる。これを回避するには次ぎのような方法を採用する
ことが望ましい。
合物半導体層のエピタキシャル成長に際して前記III−
Ｖ族化合物半導体表面を空気中に曝すると、Alを含むこ
とに起因する酸化され易い性質により酸化膜を生成し、
II−VI族化合物半導体層のエピタキシャル成長が困難と
なる。これを回避するには次ぎのような方法を採用する
ことが望ましい。
．反応容器内でAlを含まないIII−Ｖ族化合物半導体
基板にAlを含むIII−Ｖ族化合物半導体層を成長させた
後、空気中に曝することなく、ひきつづいてAlを含むII
I−Ｖ族化合物半導体層上にII−VI族化合物半導体層を
直ちに成長させる。
基板にAlを含むIII−Ｖ族化合物半導体層を成長させた
後、空気中に曝することなく、ひきつづいてAlを含むII
I−Ｖ族化合物半導体層上にII−VI族化合物半導体層を
直ちに成長させる。
.Alを含むIII−Ｖ族化合物半導体基板上にAlを含まな
いIII−Ｖ族化合物半導体薄層を酸化防止剤として成長
させ、II−VI族化合物半導体層をエピタキシャル成長す
るに際し成長開始直前に前記Alを含まないIII−Ｖ族化
合物半導体薄層を高温処理によって蒸発させるか、塩酸
ガス等によりエッチング除去し、しかる後にII−VI族化
合物半導体層を成長させる。
いIII−Ｖ族化合物半導体薄層を酸化防止剤として成長
させ、II−VI族化合物半導体層をエピタキシャル成長す
るに際し成長開始直前に前記Alを含まないIII−Ｖ族化
合物半導体薄層を高温処理によって蒸発させるか、塩酸
ガス等によりエッチング除去し、しかる後にII−VI族化
合物半導体層を成長させる。
（作用） 一般に、エピタキシャル成長すべき原子を結晶基板の
原子配列に従って正しく配列させ、熱力学的に最も安定
な原子配列を達成するためには、少なくともある一定温
度以上の温度で結晶成長することが必要である、不十分
な温度、つまり低温で成長を行った場合には、外見的に
は平坦な良好と思われる結晶表面を有するエピタキシャ
ル成長層が得られても、各原子が最も安定される原子配
列を実現しておらず、点欠陥や、結晶成長過程に依存し
た種々の不純物を取り込んだ状態での結晶となる。II−
VI族化合物半導体結晶の場合のように結晶中において二
種の原子が交互に規則的に配列されることが必要とされ
る結晶の場合には、単一な元素からなる結晶に比べては
るかに原子の規則的な配列性が結晶欠陥、不純物の取り
込みの増大要因となる。事実、GaAs基板上にZnSSe層をM
OCVD法によりエピタキシャルル成長させた場合、500℃
という低温では成長原料ガスである有機金属や有機カル
コゲナイドの構成原子として含まれる炭素を初めとする
種々の不純物が1018cm-3以上含有させることを見出だし
た。
原子配列に従って正しく配列させ、熱力学的に最も安定
な原子配列を達成するためには、少なくともある一定温
度以上の温度で結晶成長することが必要である、不十分
な温度、つまり低温で成長を行った場合には、外見的に
は平坦な良好と思われる結晶表面を有するエピタキシャ
ル成長層が得られても、各原子が最も安定される原子配
列を実現しておらず、点欠陥や、結晶成長過程に依存し
た種々の不純物を取り込んだ状態での結晶となる。II−
VI族化合物半導体結晶の場合のように結晶中において二
種の原子が交互に規則的に配列されることが必要とされ
る結晶の場合には、単一な元素からなる結晶に比べては
るかに原子の規則的な配列性が結晶欠陥、不純物の取り
込みの増大要因となる。事実、GaAs基板上にZnSSe層をM
OCVD法によりエピタキシャルル成長させた場合、500℃
という低温では成長原料ガスである有機金属や有機カル
コゲナイドの構成原子として含まれる炭素を初めとする
種々の不純物が1018cm-3以上含有させることを見出だし
た。
結晶成長過程において、原子の不安定な配列に起因す
る結晶欠陥の発生や不純物の取り込みを抑制するために
は、高温でエピタキシャル成長することが望ましい。し
かしながら、III−Ｖ族化合物半導体結晶基板上へのII
−VI族化合物半導体結晶層のエピタキシャル成長の場合
には、結晶成長温度の高温化は次のような問題を生じ
る。即ち、基板と組成の異なる結晶をエピタキシャル成
長しようとすると、結晶基板の表面は一時的にその構成
元素に対して未飽和な蒸気を有する気相に曝らされる。
III−Ｖ族化合物半導体の場合、一般にＶ族原子の飽和
蒸気圧はIII族原子の飽和蒸気圧に比べてはるかに高い
値をとる。このため、III−Ｖ族化合物半導体結晶基板
が高温状態に曝されると、結晶基板の表面からＶ族原子
が選択的に蒸発し、結晶表面にIII族原子が取り残され
る。このようなＶ族原子の蒸発がある程度進行すると、
III族原子が結晶表面で凝集し、液滴となり、形成され
た液滴への基板を構成する結晶の溶解、Ｖ族原子の蒸発
が急速に進行し、結晶基板表面が顕著な凹凸を呈するな
どの極端な現象も起こる。こうしたIII−Ｖ族化合物半
導体結晶基板表面での変性が起きると、II−VI族化合物
半導体結晶のエピタキシャル成長中にIII族原子が取り
込まれる拡散現象や、III族原子とエピタキシャル成長
原子とで構成された結晶基板及びエピタキシャル成長結
晶とは異質の組成、構造を有する結晶が基板表面に生成
し、その後のエピタキシャル成長を阻害する。かかる問
題から、従来においては十分に高温でIII−Ｖ族化合物
半導体結晶基板上へのII−VI族化合物半導体結晶のエピ
タキシャル成長を行うことが実質的に困難であった。
る結晶欠陥の発生や不純物の取り込みを抑制するために
は、高温でエピタキシャル成長することが望ましい。し
かしながら、III−Ｖ族化合物半導体結晶基板上へのII
−VI族化合物半導体結晶層のエピタキシャル成長の場合
には、結晶成長温度の高温化は次のような問題を生じ
る。即ち、基板と組成の異なる結晶をエピタキシャル成
長しようとすると、結晶基板の表面は一時的にその構成
元素に対して未飽和な蒸気を有する気相に曝らされる。
III−Ｖ族化合物半導体の場合、一般にＶ族原子の飽和
蒸気圧はIII族原子の飽和蒸気圧に比べてはるかに高い
値をとる。このため、III−Ｖ族化合物半導体結晶基板
が高温状態に曝されると、結晶基板の表面からＶ族原子
が選択的に蒸発し、結晶表面にIII族原子が取り残され
る。このようなＶ族原子の蒸発がある程度進行すると、
III族原子が結晶表面で凝集し、液滴となり、形成され
た液滴への基板を構成する結晶の溶解、Ｖ族原子の蒸発
が急速に進行し、結晶基板表面が顕著な凹凸を呈するな
どの極端な現象も起こる。こうしたIII−Ｖ族化合物半
導体結晶基板表面での変性が起きると、II−VI族化合物
半導体結晶のエピタキシャル成長中にIII族原子が取り
込まれる拡散現象や、III族原子とエピタキシャル成長
原子とで構成された結晶基板及びエピタキシャル成長結
晶とは異質の組成、構造を有する結晶が基板表面に生成
し、その後のエピタキシャル成長を阻害する。かかる問
題から、従来においては十分に高温でIII−Ｖ族化合物
半導体結晶基板上へのII−VI族化合物半導体結晶のエピ
タキシャル成長を行うことが実質的に困難であった。
本発明者らは、上述した実験的事実に基き、基板とし
て用いるIII−Ｖ族化合物半導体結晶として少なくとも
基板表面がIII族元素中のAl組成比を0.15以上としたも
のを用い、この基板上にII−VI族化合物半導体結晶をエ
ピタキシャル成長させることによって、前記成長を高い
温度に設定しても、基板表面での変性に起因するエピタ
キシャル成長結晶層界面の凹凸化、基板のIII族原子の
エピタキシャル成長結晶層への拡散現象、エピタキシャ
ル成長結晶層中の転位、積層欠陥、双晶界面の発生を抑
制でき、極めて結晶性が良好な高品質のII−VI族化合物
半導体結晶を成長できることを見出だした。また、前記
高温下でのエピタキシャル成長中での基板表面の変性を
抑制できることにより、ｐ型、ｎ型不純物の活性化率を
向上でき、ｐ型、ｎ型ともに高キャリア濃度、つまり低
抵抗でpn接合を有するII−VI族化合物半導体結晶層を形
成することができる。
て用いるIII−Ｖ族化合物半導体結晶として少なくとも
基板表面がIII族元素中のAl組成比を0.15以上としたも
のを用い、この基板上にII−VI族化合物半導体結晶をエ
ピタキシャル成長させることによって、前記成長を高い
温度に設定しても、基板表面での変性に起因するエピタ
キシャル成長結晶層界面の凹凸化、基板のIII族原子の
エピタキシャル成長結晶層への拡散現象、エピタキシャ
ル成長結晶層中の転位、積層欠陥、双晶界面の発生を抑
制でき、極めて結晶性が良好な高品質のII−VI族化合物
半導体結晶を成長できることを見出だした。また、前記
高温下でのエピタキシャル成長中での基板表面の変性を
抑制できることにより、ｐ型、ｎ型不純物の活性化率を
向上でき、ｐ型、ｎ型ともに高キャリア濃度、つまり低
抵抗でpn接合を有するII−VI族化合物半導体結晶層を形
成することができる。
上述したAlを含むIII−Ｖ族化合物半導体へのII−VI
族化合物半導体結晶のエピタキシャル成長時における前
記III−Ｖ族化合物半導体の挙動について考察すると、A
l原子とＶ族原子の結合はGaやInなどのIII族原子とＶ族
原子の結合に比べて強く、Al原子と結合したＶ族原子は
結晶表面から脱離し、気相中へと蒸発し難いにことが推
定される。事実、本発明者らの実験によればAl組成比が
比較的小さいIII−Ｖ族化合物半導体結晶を用いた場合
には該半導体結晶の変性、つまりＶ族原子の蒸発抑制効
果が十分ではないが、III族原子中に占めるAl組成比が
0.15以上を越えると前記半導体結晶表面の変性防止効果
が顕著に生じることがわかった。このようにAl組成比が
0.15という値でAsなどのＶ族原子の蒸発抑制効果が発揮
されるのは、III−Ｖ族化合物半導体結晶中のＶ族原子
のそれぞれは４個のIII族原子と結合する結晶配位構造
をとっているため、Al組成比が0.15程度の値になると大
部分のＶ族原子は結晶中のAl原子と結合する状態が実現
するためであると推定される。
族化合物半導体結晶のエピタキシャル成長時における前
記III−Ｖ族化合物半導体の挙動について考察すると、A
l原子とＶ族原子の結合はGaやInなどのIII族原子とＶ族
原子の結合に比べて強く、Al原子と結合したＶ族原子は
結晶表面から脱離し、気相中へと蒸発し難いにことが推
定される。事実、本発明者らの実験によればAl組成比が
比較的小さいIII−Ｖ族化合物半導体結晶を用いた場合
には該半導体結晶の変性、つまりＶ族原子の蒸発抑制効
果が十分ではないが、III族原子中に占めるAl組成比が
0.15以上を越えると前記半導体結晶表面の変性防止効果
が顕著に生じることがわかった。このようにAl組成比が
0.15という値でAsなどのＶ族原子の蒸発抑制効果が発揮
されるのは、III−Ｖ族化合物半導体結晶中のＶ族原子
のそれぞれは４個のIII族原子と結合する結晶配位構造
をとっているため、Al組成比が0.15程度の値になると大
部分のＶ族原子は結晶中のAl原子と結合する状態が実現
するためであると推定される。
以上、本発明によればIII族元素としてAlを含み、Al
の組成比が0.15以上のIII−Ｖ族化合物半導体を用いる
ことによって、該半導体を少なくとも表面に設けた基板
上に転位、積層欠陥、双晶界面の発生が抑制された結晶
性の良好なII−VI族化合物半導体層を形成でき、かつ該
II−VI族化合物半導体層に高キャリア濃度のpn接合を形
成できるため、自己付活発光を初めとする種々の深い準
位及び結晶欠陥に基く種々の発光線の低減された高発光
効率等の優れた特性を有する光半導体装置を得ることが
できる。
の組成比が0.15以上のIII−Ｖ族化合物半導体を用いる
ことによって、該半導体を少なくとも表面に設けた基板
上に転位、積層欠陥、双晶界面の発生が抑制された結晶
性の良好なII−VI族化合物半導体層を形成でき、かつ該
II−VI族化合物半導体層に高キャリア濃度のpn接合を形
成できるため、自己付活発光を初めとする種々の深い準
位及び結晶欠陥に基く種々の発光線の低減された高発光
効率等の優れた特性を有する光半導体装置を得ることが
できる。
（実施例） 以下、本発明の実施例を図面を参照して詳細に説明す
る。
る。
実施例１ まず、面方位（100）のｎ型GaAs基板を硫酸過酸化水
素溶液によりエッチング処理し、表面を洗浄化した後、
MOCVD結晶用成長装置の反応容器内に設置した。つづい
て、前記反応容器において常圧、水素ガス雰囲気でＶ族
元素原料ガスとしてアルシン（AsH3）ガスを供給しなが
ら、GaAs基板を750℃に昇温し、10分間放置した後、III
族元素原料ガスとしてトリメチルガリウム（TMG）、ト
リメチルアルミニウム（TMA）を前記Ｖ族元素ガスとの
供給比（V/III比）が20となるように供給すると共にｎ
型不純物原料ガスとしてセレン化水素（H2Se）ガスを供
給してGaAs基板上にAl組成比ｘ（ｘ＞0.15）のAlxGa1-x
As層を成長させた。
素溶液によりエッチング処理し、表面を洗浄化した後、
MOCVD結晶用成長装置の反応容器内に設置した。つづい
て、前記反応容器において常圧、水素ガス雰囲気でＶ族
元素原料ガスとしてアルシン（AsH3）ガスを供給しなが
ら、GaAs基板を750℃に昇温し、10分間放置した後、III
族元素原料ガスとしてトリメチルガリウム（TMG）、ト
リメチルアルミニウム（TMA）を前記Ｖ族元素ガスとの
供給比（V/III比）が20となるように供給すると共にｎ
型不純物原料ガスとしてセレン化水素（H2Se）ガスを供
給してGaAs基板上にAl組成比ｘ（ｘ＞0.15）のAlxGa1-x
As層を成長させた。
次いで、前記各原料ガスの供給を停止し、反応容器内
のガスを排気しつつ降温し、ひきつづきVI族原料ガスと
してジエチルセレン（DESe）ジエチル硫黄（DES）の混
合ガスを所定比率で供給すると共に昇温し、650℃に到
達した時点でII族元素原料としてジエチル亜鉛（DEZ）
を前記VI族原料ガスに対する比（VI/II比）が２となる
ように供給しながらｐ型不純物（Li原料）としてｔ−ブ
チルリチウムガスを導入して前記Al組成比ｘが異なるAl
xGa1-xAs層上にｐ型のZnS0.06Se0.94層を成長した。
のガスを排気しつつ降温し、ひきつづきVI族原料ガスと
してジエチルセレン（DESe）ジエチル硫黄（DES）の混
合ガスを所定比率で供給すると共に昇温し、650℃に到
達した時点でII族元素原料としてジエチル亜鉛（DEZ）
を前記VI族原料ガスに対する比（VI/II比）が２となる
ように供給しながらｐ型不純物（Li原料）としてｔ−ブ
チルリチウムガスを導入して前記Al組成比ｘが異なるAl
xGa1-xAs層上にｐ型のZnS0.06Se0.94層を成長した。
得られたGaAs基板上のAl組成比が異なるAlxGa1-xAs層
上に形成されたｐ型のZnS0.06Se0.94層について、エッ
チピット密度を測定した。このエッチピット密度評価に
は、希釈したブロム−メタノール系混合溶液を用いてエ
ッチピット密度に対応する転位密度を測定することによ
って行った。その結果を第２図に示した。この第２図よ
り明らかなようにAl組成比が0.15以上のAlxGa1-xAs層上
にｐ型のZnS0.06Se0.94層を成長させると、650℃という
高温での成長を行ってもIII−Ｖ族化合物半導体結晶表
面の変性に基づくII−VI族化合物半導体結晶成長中の転
位発生を効果的に抑制できることがわかる。
上に形成されたｐ型のZnS0.06Se0.94層について、エッ
チピット密度を測定した。このエッチピット密度評価に
は、希釈したブロム−メタノール系混合溶液を用いてエ
ッチピット密度に対応する転位密度を測定することによ
って行った。その結果を第２図に示した。この第２図よ
り明らかなようにAl組成比が0.15以上のAlxGa1-xAs層上
にｐ型のZnS0.06Se0.94層を成長させると、650℃という
高温での成長を行ってもIII−Ｖ族化合物半導体結晶表
面の変性に基づくII−VI族化合物半導体結晶成長中の転
位発生を効果的に抑制できることがわかる。
また、GaAs基板上のAl0.4Ga0.6As層上にVI族原料ガス
としてジエチルセレン（DESe）とジエチル硫黄（DES）
の混合ガスを所定比率で供給すると共に昇温し、所定の
温度（450〜800℃）に到達した時点でII族元素原料とし
てジエチル亜鉛（DEZ）を前記VI族原料ガスに対する比
（VI/II比）が２となるように供給してZnS0.06Se0.94層
を成長し、その層中の不純物炭素原子濃度を２次イオン
質量分析法により測定した。その結果を第３図に示す。
この第３図から明らかなように成長温度をおおよそ620
℃以上とすることにより不純物炭素原子濃度を炭素原子
の検出限界濃度、つまり良好なpn接合形成に必要なｐ
型、ｎ型導電層のキャリア濃度である1016cm-3以下の濃
度に抑えることができることがわかる。
としてジエチルセレン（DESe）とジエチル硫黄（DES）
の混合ガスを所定比率で供給すると共に昇温し、所定の
温度（450〜800℃）に到達した時点でII族元素原料とし
てジエチル亜鉛（DEZ）を前記VI族原料ガスに対する比
（VI/II比）が２となるように供給してZnS0.06Se0.94層
を成長し、その層中の不純物炭素原子濃度を２次イオン
質量分析法により測定した。その結果を第３図に示す。
この第３図から明らかなように成長温度をおおよそ620
℃以上とすることにより不純物炭素原子濃度を炭素原子
の検出限界濃度、つまり良好なpn接合形成に必要なｐ
型、ｎ型導電層のキャリア濃度である1016cm-3以下の濃
度に抑えることができることがわかる。
実施例２ まず、面方位（100）のｎ型GaAs基板１を硫酸過酸化
水素溶液によりエッチング処理し、表面を洗浄化した
後、MOCVD結晶用成長装置の反応容器内に設置した。つ
づいて、前記反応容器において常圧、水素ガス雰囲気で
Ｖ族元素原料ガスとしてアルシン（AsH3）ガスを供給し
ながら、GaAs基板を750℃に昇温し、10分間放置した
後、III族元素原料ガスとしてトリメチルガリウム（TM
G）、トリメチルアルミニウム（TMA）を前記Ｖ族元素ガ
スとの供給比（V/III比）が20となるように供給すると
共にｎ型不純物としてセレン化水素（H2Se）ガスを供給
してGaAs基板１上に厚さ１μｍのｎ型GaAsバッファ層２
を成長し、ひきつづき厚さ２μｍのAl0.3Ga0.7As層３を
成長した（第１図（ａ）図示）。
水素溶液によりエッチング処理し、表面を洗浄化した
後、MOCVD結晶用成長装置の反応容器内に設置した。つ
づいて、前記反応容器において常圧、水素ガス雰囲気で
Ｖ族元素原料ガスとしてアルシン（AsH3）ガスを供給し
ながら、GaAs基板を750℃に昇温し、10分間放置した
後、III族元素原料ガスとしてトリメチルガリウム（TM
G）、トリメチルアルミニウム（TMA）を前記Ｖ族元素ガ
スとの供給比（V/III比）が20となるように供給すると
共にｎ型不純物としてセレン化水素（H2Se）ガスを供給
してGaAs基板１上に厚さ１μｍのｎ型GaAsバッファ層２
を成長し、ひきつづき厚さ２μｍのAl0.3Ga0.7As層３を
成長した（第１図（ａ）図示）。
次いで、III族原料ガスとセレン化水素ガスの供給を
停止し、直ちにGaAs基板の降温を開始し、500℃まで低
下した後に、アルシンガスの供給を停止した。アルシン
ガスの供給停止後、20秒間の時間を置くことにより反応
容器内のアルシンガスを置換排気し、直にVI族原料ガス
としてジエチルセレン（DESe）とジエチル硫黄（DES）
の混合ガスを所定比率で供給すると共に昇温を開始し、
650℃に到達した時点でII族元素原料としてジエチル亜
鉛（DEZ）を前記VI族原料ガスに対する比（VI/II比）が
２となるように供給しながらｎ型不純物原料である臭素
ガスを導入して前記Al0.3Ga0.7As層３上に厚さ４μｍの
ｎ型のZnS0.06Se0.94層４を成長した。つづいて、臭素
ガスの供給を停止し、厚さ４μｍのアンドープZnS0.06S
e0.94層5aを成長した（第１図（ｂ）図示）。
停止し、直ちにGaAs基板の降温を開始し、500℃まで低
下した後に、アルシンガスの供給を停止した。アルシン
ガスの供給停止後、20秒間の時間を置くことにより反応
容器内のアルシンガスを置換排気し、直にVI族原料ガス
としてジエチルセレン（DESe）とジエチル硫黄（DES）
の混合ガスを所定比率で供給すると共に昇温を開始し、
650℃に到達した時点でII族元素原料としてジエチル亜
鉛（DEZ）を前記VI族原料ガスに対する比（VI/II比）が
２となるように供給しながらｎ型不純物原料である臭素
ガスを導入して前記Al0.3Ga0.7As層３上に厚さ４μｍの
ｎ型のZnS0.06Se0.94層４を成長した。つづいて、臭素
ガスの供給を停止し、厚さ４μｍのアンドープZnS0.06S
e0.94層5aを成長した（第１図（ｂ）図示）。
次いで、II族原料ガス（DEZ）の供給を停止すると共
に、直ちに降温を開始し、GaAs基板１の温度が350℃に
低下した時点でVI族原料ガス（DES、DESe）の供給を停
止した。つづいて、前記アンドープZnS0.06Se0.94層5a
が成長された基板１をZnS、ZnSe粉末とLi2Se粉末と共に
石英アンプル中に真空封止し、500℃、１時間熱処理す
ることにより前記ZnS0.06Se0.94層5aにLiを拡散してｐ
型のZnS0.06Se0.94層５を形成した（第１図（ｃ）図
示）。前記ZnS0.06Se0.94層５のLiの濃度は、１×1018c
m-3、キャリア濃度は約１×1017cm-3であった。
に、直ちに降温を開始し、GaAs基板１の温度が350℃に
低下した時点でVI族原料ガス（DES、DESe）の供給を停
止した。つづいて、前記アンドープZnS0.06Se0.94層5a
が成長された基板１をZnS、ZnSe粉末とLi2Se粉末と共に
石英アンプル中に真空封止し、500℃、１時間熱処理す
ることにより前記ZnS0.06Se0.94層5aにLiを拡散してｐ
型のZnS0.06Se0.94層５を形成した（第１図（ｃ）図
示）。前記ZnS0.06Se0.94層５のLiの濃度は、１×1018c
m-3、キャリア濃度は約１×1017cm-3であった。
次いで、ｎ型GaAs基板１の裏面を研磨除去し、該基板
１裏面にAuGeからなるｎ型電極６を蒸着した後、400℃
で短時間の熱処理を施し、更にZnS0.06Se0.94層５上にA
uからなるｐ型電極７を蒸着した（第１図（ｄ）図
示）。電極形成後の基板をチップに劈開し、青色発光ダ
イオード（図示せず）を製造した。
１裏面にAuGeからなるｎ型電極６を蒸着した後、400℃
で短時間の熱処理を施し、更にZnS0.06Se0.94層５上にA
uからなるｐ型電極７を蒸着した（第１図（ｄ）図
示）。電極形成後の基板をチップに劈開し、青色発光ダ
イオード（図示せず）を製造した。
本実施例２により得られた発光ダイオードは、良好な
pn接合が形成されていることを示す電流−電圧特性を有
し、4V順方向電圧印加に対し、10mAの電流が流れ、中心
波長400nm、輝度10ミリカンデラという従来得られなか
った高効率青色発光特性を示した。
pn接合が形成されていることを示す電流−電圧特性を有
し、4V順方向電圧印加に対し、10mAの電流が流れ、中心
波長400nm、輝度10ミリカンデラという従来得られなか
った高効率青色発光特性を示した。
実施例３ まず、面方位（100）のｎ型GaAs基板上に厚さ２μｍ
のｎ型Al0.3Ga0.7As層、更にこの上に厚さ50ÅのAl無添
加のGaAs薄層をエピタキシャル成長した。つづいて、前
記GaAs基板をMOCVD結晶用成長装置の反応容器内に設置
し、僅かな量のアルシンを含む水素ガス雰囲気下で800
℃まで昇温し10分間放置した、この工程により、前記Al
無添加のGaAs薄層のみが選択的に蒸発された。この工程
において、前記Al無添加のGaAs薄層の蒸発は下地のAl
0.3Ga0.7As層が安定であるため、局部的に進むことな
く、全体に亘って均一に進行する。ひきつづき、降温を
開始すると共にアルシンガスの供給を停止し、650℃ま
で降温した時点で、ジエチルセンレン（DESe）とジエチ
ル硫黄（DES）の混合ガスを所定比率で供給し、ジエチ
ル亜鉛（DEZ）を前記VI族原料ガスに対する比（VI/II
比）が２となるように供給しながらｎ型不純物原料であ
る臭素ガスを導入して厚さ４μｍのｎ型ZnS0.06Se0.94
層をエピタキシャル成長し、更に臭素ガス導入を停止し
厚さ４μｍのアンドープZnS0.06Se0.94層をエピタキシ
ャル成長した。アンドープZnS0.06Se0.94層は、前記Al
0.3Ga0.7As層の表面が平滑でGa等の残留がないため、極
めて結晶性等が良好なものであった。この後、実施例２
と同様な方法により前記アンドープZnS0.06Se0.94層にL
iを拡散してｐ型ZnS0.06Se0.94層を形成し、更にｎ型、
ｐ型の電極形成し、チップに劈開して青色発光ダイオー
ドを製造した。
のｎ型Al0.3Ga0.7As層、更にこの上に厚さ50ÅのAl無添
加のGaAs薄層をエピタキシャル成長した。つづいて、前
記GaAs基板をMOCVD結晶用成長装置の反応容器内に設置
し、僅かな量のアルシンを含む水素ガス雰囲気下で800
℃まで昇温し10分間放置した、この工程により、前記Al
無添加のGaAs薄層のみが選択的に蒸発された。この工程
において、前記Al無添加のGaAs薄層の蒸発は下地のAl
0.3Ga0.7As層が安定であるため、局部的に進むことな
く、全体に亘って均一に進行する。ひきつづき、降温を
開始すると共にアルシンガスの供給を停止し、650℃ま
で降温した時点で、ジエチルセンレン（DESe）とジエチ
ル硫黄（DES）の混合ガスを所定比率で供給し、ジエチ
ル亜鉛（DEZ）を前記VI族原料ガスに対する比（VI/II
比）が２となるように供給しながらｎ型不純物原料であ
る臭素ガスを導入して厚さ４μｍのｎ型ZnS0.06Se0.94
層をエピタキシャル成長し、更に臭素ガス導入を停止し
厚さ４μｍのアンドープZnS0.06Se0.94層をエピタキシ
ャル成長した。アンドープZnS0.06Se0.94層は、前記Al
0.3Ga0.7As層の表面が平滑でGa等の残留がないため、極
めて結晶性等が良好なものであった。この後、実施例２
と同様な方法により前記アンドープZnS0.06Se0.94層にL
iを拡散してｐ型ZnS0.06Se0.94層を形成し、更にｎ型、
ｐ型の電極形成し、チップに劈開して青色発光ダイオー
ドを製造した。
本実施例３の発光ダイオードは、前記実施例２と同
様、高効率青色発光特性を示した。
様、高効率青色発光特性を示した。
なお、上記実施例３においてAl無添加のGaAs薄層の除
去を熱処理により行なったが、塩化水素ガスなどのエッ
チングガスを流すことにより行なってもよい。
去を熱処理により行なったが、塩化水素ガスなどのエッ
チングガスを流すことにより行なってもよい。
［発明の効果］ 以上詳述した如く、本発明によればIII族元素としてA
lを含み、Alの組成比が0.15以上のIII−Ｖ族化合物半導
体を用いることによって、該半導体を少なくとも表面に
設けた基板上に転位、積層欠陥、双晶界面の発生が抑制
された結晶性の良好なII−VI族化合物半導体層を形成で
き、かつ該II−VI族化合物半導体層に高キャリア濃度の
pn接合を形成できるため、自己付活発光を初めとする種
々の深い準位及び結晶欠陥に基く種々の発光線の低減さ
れた高発光効率などの優れた特性を有する発光ダイオー
ド、半導体レーザ、光検出器等に有用な光半導体装置を
提供できる。
lを含み、Alの組成比が0.15以上のIII−Ｖ族化合物半導
体を用いることによって、該半導体を少なくとも表面に
設けた基板上に転位、積層欠陥、双晶界面の発生が抑制
された結晶性の良好なII−VI族化合物半導体層を形成で
き、かつ該II−VI族化合物半導体層に高キャリア濃度の
pn接合を形成できるため、自己付活発光を初めとする種
々の深い準位及び結晶欠陥に基く種々の発光線の低減さ
れた高発光効率などの優れた特性を有する発光ダイオー
ド、半導体レーザ、光検出器等に有用な光半導体装置を
提供できる。
第１図（ａ）〜（ｄ）は本発明の実施例２における発光
ダイオードの製造工程を示す断面図、第２図はAl組成比
が異なるAlxGa1-xAsとこれら層上に形成されたZnS0.06S
e0.94層のエッチピット密度との関係を示す特性図、第
３図はAl0.3Ga0.7As層上にZnS0.06Se0.94層をエピタキ
シャル成長する際の温度と該ZnS0.06Se0.94層中の不純
物炭素量との関係を示す特性図である。 １……ｎ型GaAs基板、 ３……ｎ型Al0.3Ga0.7As層、 ４……ｎ型ZnS0.06Se0.94層、 5a……アンドープZnS0.06Se0.94層、 ５……ｐ型ZnS0.06Se0.94層、 ６、７……電極。
ダイオードの製造工程を示す断面図、第２図はAl組成比
が異なるAlxGa1-xAsとこれら層上に形成されたZnS0.06S
e0.94層のエッチピット密度との関係を示す特性図、第
３図はAl0.3Ga0.7As層上にZnS0.06Se0.94層をエピタキ
シャル成長する際の温度と該ZnS0.06Se0.94層中の不純
物炭素量との関係を示す特性図である。 １……ｎ型GaAs基板、 ３……ｎ型Al0.3Ga0.7As層、 ４……ｎ型ZnS0.06Se0.94層、 5a……アンドープZnS0.06Se0.94層、 ５……ｐ型ZnS0.06Se0.94層、 ６、７……電極。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) H01L 33/00 H01L 31/10
Claims (1)
- 【請求項１】III族元素としてAlを組成比で0.15以上含
むｎ型のIII−Ｖ族化合物半導体上にII−VI族化合物半
導体層を形成し、かつ前記II−VI族化合物半導体層にpn
接合を形成したことを特徴とする光半導体装置。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16959089A JP2804093B2 (ja) | 1989-06-30 | 1989-06-30 | 光半導体装置 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16959089A JP2804093B2 (ja) | 1989-06-30 | 1989-06-30 | 光半導体装置 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0334586A JPH0334586A (ja) | 1991-02-14 |
| JP2804093B2 true JP2804093B2 (ja) | 1998-09-24 |
Family
ID=15889308
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16959089A Expired - Fee Related JP2804093B2 (ja) | 1989-06-30 | 1989-06-30 | 光半導体装置 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2804093B2 (ja) |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01179472A (ja) * | 1988-01-07 | 1989-07-17 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | 半導体発光素子 |
-
1989
- 1989-06-30 JP JP16959089A patent/JP2804093B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0334586A (ja) | 1991-02-14 |
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |