JPH06508003A - 青−緑レーザーダイオード - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 青−緑レーザーダイオード 発明の背景 半導体レーザーダイオードは、一般に知られ、例えばＳｚｅの第１２章、Ｐｈｙ ｓｉｃｓ　ｏｆ　Ｓｅｍ１ｃｏｎｄｕｃｔｏｒ　Ｄｅｖｉｃｅｓ、第二板、９． ６８１〜７４２（１９８１）に開示されている。今日まで、最も商業的に入手可 能なレーザーダイオードは、第１ＩＩ〜■族化合物の半導体であり、それらの合 金、例えばＧａＡＳおよびＡｌＡｓである。これらのデバイスはスペクトルの赤 外および赤の部分、例えば６３０ｎｍ　−１５５０ｎｍの間のにおける光を発す る。これらの種類のレーザーダイオードは幅広い範囲の用途、例えば通信、記録 、センサー、画像システムに用いられる。

にもかかわらず、赤外および赤のレーザーダイオードにより発生される波長が適 切でない用途が数多く存在する。より短い波長の、例えばスペクトルの緑および 青色部分（即ち、５９０〜４３０ｎｍの間の波長）の放射線を発する商業的に成 長できるレーザーダイオードは幅広い用途を有する。より短い波長のレーザーダ イオードは、現在赤外および赤のレーザーダイオードを用いている種々のシステ ムの性能および能力を増加するであろう。

幅広いバンドギャップの１１〜■］型半導体および合金並びに、特にＺｎ５ｅは 、長年に亘り青および緑色の発光デバイスの製造に用いられる将来の材料と呼ば れてきた。１９６０年代に、電子ビーム励起技術を用いて、幾つかの１１〜Ｖｌ 型半導体でレーザー作用が示された。

Ｃｏ１ａｋらのＥｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂｅａｍ　Ｐｕｍｐｅｄ　ＩＩ−ＶＩ　Ｌａ ５ｅｒｓ、Ｊ　ｏｆ　ＣｒｙｓｔａｌＧｒｏｗｔｈ　７２．５０４　（１９８５ ）はこの仕事の要約を含む。最近、エピタキシャルＩＩ−Ｖｌ型半導体材料から 光励起型および電子ビーム励起型レーザー作用が示された。ＰｏｔｔｓらのＥｌ ｅｃｔｒｏｎ　Ｂｅａｍ　Ｐｕｍｐｅｄ　ＬａｓｉｎｇＩｎ　ＺｅＳｅ　Ｇｒｏ ｗｎ　Ｂｙ　Ｍｏｌｅｃｕｌａｒ−Ｂｅａｍ　Ｅｐｉｔａｘｙ、Ａｐｐｌ、Ｐｈ ｙｓ、Ｌｅｔｔ、。

５０、７　（１９８７）およびＤｉｎｇらのＬａ５ｅｒ　Ａｃｔｉｏｎ　Ｉｎ　 Ｔｈｅ　Ｂｌｕｅ−ＧｒｅｅｎＦｒｏｍ　０ｐｔｉｃａｌｌｙ　Ｐｕｍｐｅｄ　 （Ｚｎ、Ｃｄ）／Ｚｎ５ｅ　Ｓｉｎｇｌｅ　Ｑｕａｎｍｔｕｍ　ＷｅｌｌＳｔｒ ｕｃｔｕｒｅｓ、　Ａｐｐｌ、　Ｐｈｙｓ、　Ｌｅｔｔ、　５７　Ｐ、２７５６ 　（１９９０）を参照されたい。

幅広いバンドギャップのＩＩ〜Ｖ（型半導体デバイスの研究が進歩するにつれて 、幾つかの重要な技術的な困難さが分かった。これらの困難さは、１）低抵抗率 のｐ−型Ｚｎ５ｅおよびその関連する合金の製造ができないこと、２）ｐ〜型Ｚ ｎ５ｅおよびその関連する合金に素子として良好なオーム接触が形成できないこ と、３）適切な格子適合をもつヘテロ構造材料システムがないこと、等を含む。

現代のエピタキシャル成長技術、例えば電子ビームエピタキシー（ＭＢＢ）およ び有機金属ケミカルペーパーデポジション（ＭＯＣＶＤ）は、現在、典型的には ＧａＡｓ基板上に形成される素子として優れた特性をもつドーピングされないｎ −型Ｚｎ５ｅ層の製造に使用されている。ドーパントとしていおよびＮ（ＮＨｓ ）を用いた低抵抗率のｐ−型Ｚｎ５ｅの成長も報告されている。しばらくの間、 得られる正味のアクセプター濃度（Ｎ、　−Ｎ、　）の上限は約１０”ｃｍ−” であるように忘われだ。しかし、近年、ｒｆプラズマにより作られた窒素のフリ ーラジカルを用いてＭＢＨによって成長せしめられたＺｎ５ｅ：Ｎ中でかなりよ り高いアクセプター濃度が達成された。Ｐａｒｋらのｐ−ｔｙｐｅ　Ｚｎ５ｅ　 Ｂｙ　Ｇｒｏｗｔｈ　Ｂｙ　ＮｉｔｒｏｇｅｎＡｔｏｍ　Ｂｅａｍ　Ｄｏｐｉｎ ｇ　Ｄｕｒｉｎｇ　Ｍｏ１ｅｃｕｌａｒ　Ｂｅａｍ　Ｅｐｉｔａｘｉａｌ　Ｇｒ ｏｗｔｈ。

Ａｐｐｌ、　Ｐｙｈｓ、　Ｌｅｔｔ、　５７２１２７　（１９９０）を参照され たい。この技術を用いてＺｎ５ｅ中に達成された最も大きい正味のアクセプター 濃度は２Ｘ１０１１ｃｍ−３である。これらの技術を用いて、基本の青色（ｒｕ ｄｉｍｅｎｔａｒｙ　ｂｌｕｅ）の発光ダイオードが幾つかの研究所により報告 された。すぐ前記に取り上げたＰａｒｋらのＡｐｐｌ、　Ｐｙｈｓ、　Ｌｅｔｔ 、の記事を参照されたい。

合理的に、うまく開発された広いバンドギャップの［１〜Ｖ［型半導体システム 、即ち、Ｚｎ５ｅＴｅ、　ＣｄＺｎ５ｅ、　ＺｎＳＳｅおよびＣｄＺｎＳのうち 、ＣｄＺｎＳ−Ｚｎ５ｅだけが格子適合システムを与える。不運なことにこのシ ステムは非常に小さいバンドギャブの差（約０．０５ｅＶ）を与え、これは、単 純な二重へテロ構造のダイオードに必要なキャリアー閉じ込め（ｃａｒｒｉｅｒ 　ｃｏｎｆｉｎｅｍｅｎｔ）には小さすぎる。それゆえ、０．２ｅＶより大きい バンドギャップ差を達成するために、歪み層システム（例えばＺｎ５ｅ　−Ｃｄ 、　Ｚｒ＋＋−、ＳｅでＸ≧０．２）を用いる必要がある。発光の効率を低下さ せる不適合によるディスロケーションを防ぐために、歪み層の厚さは臨界厚さよ り小さくすべきである。しかしながら、このことにより、作られる単純な二重へ テロ構造のレーザーは非常に薄い活性化層を有するので（十分なバンドギャップ 差のためには大きな不適合が必要なため）光学モードは非常に低い閉じ込めがな される。このように、閉じ込め因子（光学モードと発光領域の間のオーバーラツ プ）は非常に小さく、基板ロスは高（、結果として、起こってはいけないほどの 高いしきい値電流を生じる。このため、単純な二重へテロ構造のレーザーダイオ ードは、これらの幅広いバンドギャップのＩＩ〜■１型材料において実際的では ない。

これらの理由からＩＩ−ＶＩ型化合物半導体から作られるレーザーは示されてい ない。この種の商業的に活用できるレーザーダイオードは極端に所望され、幅広 い用途を有する。

これらのデバイスの幅広い範囲の重要な用途のために、かなりの研究開発がこれ らの材料に注がれた。商業的に活用できる１１〜Ｖ［型素子の製造に対する多く の主要な障害がこの仕事の結果として分かってきた。実際、全てのこの研究にも かかわらず、エピタキシャルＩＩ〜■１型半導体（ＺｎＳｅ）から製造された基 本の青色発光ダイオード（ＬＥＤｓ）は１９８８に初めて報告されたのみである 。ＹａｓｕｄａらのＡｐｐｌ、　Ｐｈｙｓ。

Ｌｅｔｔ、　５２．５７　（１９８８）を参照されたい。これらの材料がら作ら れたレーザーダイオードの報告は知られていない。

主要な問題は、ｐ−型のドープＺｎ５ｅまたは他の適切なＩＩ〜Ｖ［型半導体材 料に十分な正味のアクセプター濃度を与えられないことである。

近年、この分野での改善がなされた。Ｐａｒｋらのｐ−Ｔｙｐｅ　Ｚｎ５ｅ　Ｂ ｙＮｉｔｒｏｇｅｎ　Ａｔｏｍ　Ｂｅａｍ　Ｄｏｐｉｎｇ　Ｄｕｒｉｎｇ　Ｍｏ １ｅｃｕｌａｒ　Ｂｅａｍ　ＥｐｉｔａｘｉａｌＧｒｏｗｔｈ、　Ａｐｐｔ、　 Ｐｈｙｓ、　Ｌｅｔｔ、第５７巻、ｐ、２１２７を参照されたい。

１１〜Ｖ【型技術の別の進歩は、低温で分子ビームエピタキシーおよび第Ｖ１周 期元素の熱分解源を用いることによりエピタキシャルフィルムを成長させること を含む。ＣｅｎｇらのＬｏｗ　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ＧｒｏｗｔｈＯｆ　１ ｎＳｅ　Ｂｙ　Ｍｏ１ｅｃｉｌａｒ　Ｂｅａｍ　Ｅｐｉｔａｘｙ　Ｕｓｉｎｇ　 Ｃｒａｃｋｅｄ　Ｓｅｌｅｃｉｕｍ。

Ａｐｐｌ、　Ｐｈｙｓ、　Ｌｅｔｔ、、第５６巻、９．８４８　（１９９０）を 参照されたい。

ｐ−型およびｎ−型の両方の１ｌ−Ｖｌ型半導体の低い抵抗のオーム接触を作る 能力も問題となった。良好なオーム接触は商業的に活用できる（例えば、低い操 作電圧および低い熱発生）Ｉｆ〜Ｖｌ型素子には必要である。

金属−半導体のオーム接触を作る従来技術は、金属システム（しばしば熱的に合 金された）を用いてキャリアー注入に小さな障壁を作り、また／または半導体接 触層を浅い（エネルギーレベル）不純物を層の表面にできるかぎり強くドーピン グする。半導体層中の小さい障壁高さおよび高いドーピングレベルのために、ポ テンシャルバリアーが非常に薄く、バリアーを通したキャリアーのトンネリング が非常に大きくなる。はとんど全ての商業的に活用できる半導体デバイスおよび 集積回路は電流注入のためにこの方法を用いる。

この技術（例えば、ドーピングおよびＡｕ蒸発）はｐ−型Ｚｎ５ｅおよび他のＩ Ｉ−ＶＩ型半導体にオーム接触を作るために適切であろうと一般的に考えられて いる。実際、低い抵抗のｐ−ｍ　２ｎＳｅが再現性をもって成長させることがで きるので、従来技術は受け入れられるオーム接触を作るために頼られないと断定 される。安定な低バリアー金属システムおよび非常に高いドーピングレベルは、 まだこれらの半導体に存在しない。これらの問題に対する一つの例外はＺｎＴｅ てあり、これはＰａｒｋらのｐ−Ｔｙｐｅ　Ｚｎ５ｅ　Ｂｙ　Ｎｉｔｒｏｇｅｎ 　Ａｔｏｍ　Ｂｅａｍ　Ｄｏｐｉｎｇ　ＤｕｒｉｎｇＭｏｌｅｃｕｌａｒ　Ｂｅ ａｍ　Ｅｐｉｔａｘｉａｌ　Ｇｒｏｗｔｈ、　Ａｐｐｌ、　Ｐｈｙｓ、　Ｌｅｔ ｔ、第５７巻、９．２１２７　（１９９０）のように簡単にｐ−型にドープされ うる。従来技術を用いてこの半導体のオーム接触を作ることも可能である。にも かかわらず、他のｐ−型のＵ〜■（型の幅広いバンドギャップの半導体のための 改善されたオーム接触が必要であることが証明される。

図面の簡単な説明 図１は、本発明の１ｌ−Ｖｌ型半導体レーザーダイオードの構造を例示した断面 図（縮尺は正しくない）を表す。

図２は、図１に示したレーザーダイオードを製造するのに用いた分子ビームエピ タキシーの透視図である。

図３は、ｐ−型Ｚｎ５ｅ上にＡｕをオーム接触した試料のＩＶ特性のグラフであ り、図１に示したレーザーダイオードに取り入れたものと類似である。

図４は、図１に示したレーザーダイオードに取り入れたものと類似のｐ−型Ｚｎ ５ｅに対するオーム接触のエネルギー帯の図である。

図５は、図１に示したレーザーダイオードからの光学的出力の測定値の印加電流 に関するグラフである。

図６（ａ）は、図１に示したレーザーダイオードからの光の自発出力（レーザー でない）強度の測定値の波長に関するグラフである。

図６（ｂ）は、図１に示したレーザーダイオードからの光の励起出力（レーサー である）強度の測定値の波長に関するグラフである。

図６（ｃ）は、図６（ｂ）の中央の波長部分の詳細図である。

図７は、図１に示したレーザーダイオードの別のリブの導波路（ｒｉｂ　ｗａｖ ｅｇｕｉｄｅ）の態様の構造を例示する断面図である。

図８は、図１に示したレーザーダイオードに取り入れたものと類似のｐ−型オー ム接触層の試料の低温でのフォトルミネッセンス（ＰＬ）のグラフである。

図９は、本発明による半導体をドーピングするための分子ビームエピタキシーチ ャンバーの図解である。

図１０（ａ）および１０（ｂ）は、ＰＬ強度対エネルギーのグラフである。

図１１（ａ）は、好ましい態様の詳細な説明に記載した半導体試料の１／ｃ”対 バイアス電圧のグラフである。

図１１（ｂ）は、好ましい態様の詳細な説明に記載した半導体の正味のアクセプ ター濃度対空乏幅のグラフである。

図１２（ａ）は、好ましい態様の詳細な説明に記載した発光ダイオードの断面図 （縮尺は正しくない）である。

図１２（ｂ）は、図１２（ａ）に示した発光ダイオードの７７Ｋにおける８１強 度対波長の関係のグラフである。

図１３は、図１２（ａ）に示した発光ダイオードの室温（３００ｋ）における８ １強度対波長の関係のグラフである。

図１４は、好ましい態様の詳細な説明に記載した第二番目の発光ダイオードの断 面図（縮尺は正しくない）である。

好ましい態様の詳細な説明 本発明に係わるレーザーダイオード１０の構造は、一般的に図１に示される。レ ーザーダイオード１０は、ＧａＡｓ基板上に分子ビームエピタキシー（ＭＢＥ） により成長されるＺｎＳ、　５ｅＩ−ｘ　、　Ｚｎ５ｅ、およびＣｄ。

Ｚｎ＋−アＳｅのへテロエピタキシャル層から製造される幅広いバンドギャップ のＩ］〜■１型素子である。この素子の典型例はレーザー作用を示し、７７Ｋに おけるパルス電流注入のもとてＣｄ、　Ｚｎ＋□Ｓｅの量子井戸構造から４９０ ｎｍ付近の干渉性の青−緑色光を発する。

レーザーダイオード１０は、ＧａＡｓ基板１２上に製造され、これは、下側の（ 第一の）および上側の（第二の）　１ｎＳｅ光導波層１４および１６をそれぞれ 含み、Ｃｄ＋−アＺｎ　、　Ｓｅの量子井戸の活性層１８により分離される。活 性層１８の反対側の光導波層１４および１６の表面は下側の、および上側のＺｎ Ｓ、　Ｓｅ、’−ｘクラツディング層２０および２２にそれぞれ結合している。

下側のＺｎ５ｅオ一ム接触層２４は光導波層１４の反対側の下側のクラツディン グ層２０の表面に位置し、一方、上側のＺｎ５ｅオ一ム接触層２６は光導波層１ ６の反対側の上側のクラツディング層２２０表面に位置する。ＧａＡｓの緩衝層 ２８は基板１２をＺｎ５ｅ接触層２４および続いて蒸着される層の高い結晶性を 確保するように下側のＺｎ５ｅ接触層２４から分離する。ポリイミド絶縁層３４ は上側のクラツディング層２２の反対側の上側のオーム接触の層２６の表面を覆 う。オーム接触の層２６に電気的な接触がＡｕ電極３０により作られ、このＡｕ 電極は絶縁層３４中にウィンドーストライブで形成される。薄いＴｉの層３１お よび続く最後のＡｕの層３３がポリイミドの層３４上に適用され、Ａｕｇ極の露 出部分のリード線結合を容易にする。レーザーダイオードＩＯの下側への電気的 接触は下側のオーム接触の層２４の反対側の基板１２の表面１２上の電極３２に より作られる。

レーザーダイオードの典型例において、亡２４．２０および１４は全て、ＣＩに よりｎ−型にドーピング（即ち、第一の導電率のタイプ）されている。層１６． ２２および２６は全て、ＮによりＰ−Ｗにドーピング（即ち、第二の導電率のタ イプ）されている。活性層１８は、０．０１μｍの厚さに蒸着されたＣｄｏ、　 ｚＺｎａ、　ｓＳｅのドープされていない量子井戸の盾である。光導波層１４お よび１６は、ともに０．５μｍの厚さである。下側の先導波層１４は正味のドナ ー濃度が１ｘ１０１７ｃｍ”までドープされており、一方、上側の先導波層１６ は正味のアクセプター濃度が２ＸＩＯ”Ｃｍ−’まてドープされている。クラツ ディング層２ｏおよび２２は２．５μｍおよび１．５μｍの厚さにそれぞれ蒸着 されたＺｎ５ｏ、　ｏ７ｓｅｏ、　［半導体の層である。下側のクラツディング 層のドナー濃度は１ｘｌＯ’　”ｃｍ−”である。

上側のクラツディング層のアクセプター濃度は２ｘ１０１７ｃｍ−’である。

オーム接触の層２４および２６は、ともにこれらの典型例のデバイスに０．１　 μｍの厚さで蒸着されている。下側の接触の層は正味のドナー濃度が１ｘｌＯ” ｃｍ”までｎ−型にドープされている。上側の接触の層は正味のアクセプター濃 度が１ｘｌＯ”ｃｍ”までド型にドープされている。

本発明に係わる半導体レーザーダイオード１０の製造において、他のパラメータ ーおよび材料を用いてもよい。例えば、層２４．２ｏ、１４．１６．２２および ２６の厚さは与えられた用途に応じて変更されうる。接触、クラツディング層お よび先導波層の典型的な厚さの範囲は、それぞれ０．０３〜１．０　μｍ　、０ ．５〜５．０　μｍおよび０．１〜１．０　μｍである。一般的に光導波層１４ および１６光学モードの幅を最小限にするように選ばれるべきである。層１４お よび１６が薄すぎる場合、エバネッセント波の尾（Ｅｖａｎｅｓｃｅｎｔ　ｔａ ｉｌ）はクラツディング層２ｏおよび２２に深く浸透するであろう。クラツディ ング層２ｏおよび２２は、基板１２および電極３２における光学モードの吸収を 無視できるように厚くしなければならない。効果的なキャリアーの閉じ込めを容 易にするのに十分なバンドギャップ（ΔＥヨが約０．２ｅＶ）を与えるように、 Ｃｄ、　Ｚｎ＋−ｘｓｅの組成物（これがレーザーの波長を決める）でＸが約０ ．２である組成物を選んだ。より大きなＸは、より深い量子井戸を与えるか、格 子の不適合が増加するため、より薄い層にする必要があり、キャリアーを井戸中 に収集する効率は下がるであろう。

ｙが約０．０７であるＺｎＳ　、　Ｓｅ、−アの組成物を、低損失の導波を形成 するためにＺｎ５ｅの導波層の屈折率との十分な差を与えるように選んだ。この 組成物は、３００℃での成長においてＧａＡｓ基板上にほとんど格子適合するの で、優れた形態をも与える。

使用されうる他のｎ−型ドーパントは、Ｇａ、　ＡＩ、　Ｉｎ、Ｉ、ＰおよびＢ ｒを含む。酸素またはＬｉアクセプターはｐ−型ドーパントのために使用されつ る。使用されうる他の第Ｖ周期のｐ−型ドーパントはヒ素および燐を含む。過度 のフリーキャリアー吸収を引き起こすほど高くすべきでないが、より高いドナー およびアクセプター濃度も用いられつる。

レーザーダイオードｌＯの典型例は、（１００）の結晶配向を有するＳｉドープ されたｎ″″−型ＧａＡｓ基板１２上に製造される。この種の基板１２はＳｕｍ ｉｔｏｍｏ　Ｅｌｅｃｔｒｉｃ　Ｉｎｄｕｓｔｒｉｅｓ、Ｌｔｄ、を含む多くの 製造業者により市販されている。ＧａＡｓ緩衝層２８はこの態様において厚さ１ μｍまで蒸着され、ｎ＋を正味のドナー濃度が１ｘｌＯ’　”ｃｍ−’になるま でＳｉによりドープされる。他の適切な基板（例えば、Ｚｎ５ｅ、　Ｇａ１ｎＡ ｓまたはＧｅ）および緩衝層、例えばＡｌＧａＡｓ、　ＡｌＡｓ、　Ｇａ１ｎＰ 　、　ＡＩＩｎＰ　、　ＡｌＩｎＡｓまたはＧａ［ｎＡｓも用いられうる。緩衝 層２８の厚さは、Ｉｔ−ＶＩ型半導体の成長のために適切な高品質の表面を与え る範囲で変更されうる。

適切な高品質の表面を与える基板および適切な表面標本を用いる場合、緩衝層２ ８は必要ない。

ＺｎＳＳｅクラツディング層２０および２２並びにそれぞれ隣接するＺｎ５ｅ層 ２４．１４および１６．２６の格子定数は、約０．３％不適合である。予備の透 過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）による研究は、光導波層１４および１６のＺｎ５ｅは 光導波層１４およびそれぞれ隣接するＺｎＳＳｅクラツディング層２０および２ ２の界面で形成される転位により少なくとも部分的に緩和されていることを示す 。これらの予備研究はＣｄＺｎ５ｅの量子井戸の活性層１８の厚さがこの材料シ ステムの臨界厚さより小さいということをも示している。量子井戸の活性層１８ は、レーザーダイオードＩＯの発光領域における転位を最小限にする疑似形態で ある。１８のような歪んだエピタキシャル層の最大の疑似形態の厚さは組成物に 依存し、Ｍａｔｔｈｅｗらのｄｅｆｅｃｔｓ　Ｉｎ　Ｅｐｔａｘｉａｌ　Ｍｕｌ ｔｉ−１ａｙｅｒｓ、　Ｊ、ＣｒｙｓｔａｌＧｒｏｗｔｈ　第２７巻、ｐ、　１ １８　（１９７４）に記載された式によって計算されうる。Ｚｎ５ｅＴｅのよう な他の半導体材料の疑似形態の層でありうる量子井戸の層を含有することは、そ れが厚く、低損失のＩＩ〜Ｖｔ型の導波路の内部に位置する場合、レーザーダイ オード１０の低いしきい値電流での操作を容易にする。この導波路は、より高い 屈折率を有する光導波層１４および１６並びにより低い屈折率のクラツディング 層２゜および２２により作られることができ、これらは比較的低いバンドギャッ プの差を存することができ、正確に格子が適合しなくても良い。

先導波層の組成物は、転位を最小化するように、および／または、グレーディッ ドインデックス導波路を形成するように傾斜されてもよい。

図２は、上記のレーザーダイオードｌｏを製造するのに用いた分子ビームエピタ キシー（ＭＢＥ）システム５０の例示である。ＭＢＥシステム５０は、超真空（ ＵＨＶ）パイプライン５６により接続された二つのＭＢＥチャンバー５２および ５４を含む。各々のチャンバー５２および５４は、高エネルギー電子ガン５８、 燐のスクリーン６０、基板加熱器９０およびフラックスモニター６２を含む。５ ２および５４のようなＭＢＥチャンバーは一般に知られ、市販されている。Ｐｅ ｒｋｉｎ−Ｅｌｍｅｒ　Ｍｏｄｅｌ　４３０　ＭＢＥシステムを典型的なレーザ ーダイオードｌＯを製造するのに用いた。

ＧａＡｓの緩衝層２８を基板Ｉ２上に成長させるのにＭＢＥチャンバー５２を用 い、ＭＢＢチャンバーはＧａ放出セル６８およびＡｓ分解セル６６を含む。

Ｓｉ放出セル６８もｎ−型ドーパントのソースとして与えられた。基板１２を、 チャンバー５２の内部に取り付ける前に従来のまたは他の公知の方法で洗浄し、 用意し、モリブデンの試料ブロックをインジウム（Ｉｎ）によるはんだ付けで取 り付けた（図２には示していない）。

ＣｈｅＢらの記事であるＭｏｌｅｃｕｌａｒ−Ｂｅａｍ　Ｅｐｉｔａｘｙ　Ｇｒ ｏｗｔｈ　ｏｆ　ＺｎＳｅＵｓｉｎｇ　Ａ　Ｃｒａｃｋｅｄ　Ｓｅｌｅｎｉｕｍ 　５ｏｕｒｃｅ　、　Ｊ、　Ｖａｃ、　Ｓｃｉ、　Ｔｅｃｈｎｏｌ、、　Ｂ８１ ８１　（１９９０）に記載された基板の製造技術を用いて典型的なレーザーダイ オードＩＯを製造した。Ｓｉによりドープされた緩衝層２８はＭＢＥチャンバー ５２をＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ　ａｎｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　ｏｆ　Ｍｏ１ｅｃｕｌ ａｒ　Ｂｅａｍ　Ｅｐｉｔａｘｙ。

ε、　Ｈ，Ｃ，Ｐａｒｋｅｒ編、Ｐｌｅｎｕｍ　Ｐｒｅｓｓ、　１９８５に記載 されるような従来法により操作することで基板１２上に成長されうる。得られる 緩衝層２８は、反射型高エネルギー電子回折（ＲＨＥＥＤ）により測定されるよ うにＣ（４Ｘ４）の再構成を示すＡｓ成分を多く含んだ表面を有する。ＧａＡｓ 基板および緩衝層２８を含む試料ブロックを聞■パイプライン５６を通してＭＢ Ｅチャンバー５４に輸送し、さらなる加工を行う。

素子形成層２４．２０．１４．１８．１６．２２および２６は全てＭＢＥチャン バー５４中で緩衝層２８およびＧａＡｓ基板１２上に成長させる。このチャンバ ー５４は、末端にＺｎ放出セルフ０、分解Ｓｅ放出セルフ２、ＺｎＳ放出セルフ ４（Ｓのソースとして）　、　Ｃｄ放出セル７６および標準Ｓｅ（即ち、主にＳ ｅ＠）放出セルフ９を含む。図に示されるように、分解Ｓｅ放出セルフ２はバル クエバポレーター８４および高温分解ゾーン８２を含み、分解５ｅ（Ｓｅ、およ び他の原子数が６より小さいＳｅ分子）のソースを与える。プロトタイプのレー ザーダイオード１０を製造するのに用いられるバルクエバポレーター８４および 高温分解ゾーン８２は、注文設計であり、これらの詳細および能力は、上記に参 照したＣｈｅｎｇらのＪ、　Ｖａｃ、　Ｓｃｉ、　Ｔｅｃｈｎｏｌ、の記事に記 載されている。ＺｎＣｌ　ｔをソース材料として利用するＣＩ放出セルは、Ｃ１ のｎ−型ドーパントを与える。Ｎフリーラジカルソース８０はｐ−型ドーパント を与える。フリーラジカルソース８０はリークバルブ８８を通して超純粋Ｎ、の ソース８６に結合されている。レーザーダイオード１０の製造に用いるフリーラ ジカルソース８０は、０ｘｆｏｒｄｓｈｉｒｅ、　ＥｎｇｌａｎｄのＡｐｐｌｉ ｅｄ　Ｒｅ５ｅａｒｃｈ　Ｌｔｄ、から市販されている（モデルＮＯ，ＭＰＤ２ １）。このソースは３９０ｍｍの長さを有する。

ソースの末端でのビーム出口ブレートは分解窒化ボロン（ＰＢＮ）からできてお り、９個の０．２ｍｍ直径の穴をそれに有する。このソースは１０インチのエク ステンションチューブを通して放出セルのための標準ボートに取り付けられてい る。レーザーダイオード１０を製造するために用いられるＮ、ソース８６はＭａ ｔｈｅｓｏｎ　Ｇａｓ　Ｐｒｏｄｕｃｔｓにより製造された研究用の純度である 。ソース８６のリークバルブの入口圧は５ｐｓｉである ＭＢＥチャンバー５４はＣｈｅｎｇらの記事、Ｇｒｏｗｔｈ　ｏｆ　ｐ−ａｎｄ 　ｎ−ＴｙｐｅＺｎＳｅ　Ｂｙ　Ｍｏ１ｅｃｕｌａｒ　Ｂｅａｍ　Ｅｐｉｔｘｙ 、　Ｊ、　Ｃｒｙｓｔａｌ　Ｇｒｏｗｔｈ　９５．５１２　（１９８９）に記載 される方法で、典型的なレーザーダイオード１０のｎ−型の接触、クラツディン グおよび光導波層、２４．２ｏおよび１４をそれぞれ成長させるためにＳｅのソ ースとしてＳｅ、ソース７９を用いて操作される。量子井戸の活性層１８はＳａ ｍａｒｔｈらの記事、Ｍｏ１ｅｃｕｌａｒ　ＢｅａｍＥｐｉｔａｘｙ　ｏｆ　Ｃ ｄＳｅ　ａｎｄ　ｔｈｅ　Ｄｅｒｉｖａｔｉｖｅ　Ａ１１ｏｙｓ　Ｚｎ＋−ｘ　 Ｃｄ　＊　ＳｅおよびＣｄ＋−、Ｍｎ、　Ｓｅ、　Ｊ、Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ　 Ｍａｔｅｒｉａｌｓ、　第１９巻、ＮＯ，６，９，５４３（１９９０）に記載さ れる方法によって成長させる。

ＭＢＥチャンバー５４は、ＰａｒｋらのＤｏｐｉｎｇ　ｏｆ　ＩＩＢ−Ｖ［ＡＳ ｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒｓ　ｄｕｒｉｎｇ　Ｍｏ１ｅｃｕｌａｒ　Ｂｅａｍ　 Ｅｐｉｔａｘｙという題で１９９０年８月２４日出願の米国特許同時係属出願第 ０７１５７３．４２８号に記載される方法によって操作され、Ｓｅｓソース７９ をｐ−型光導波層１６およびクラツディング層２２を成長させるために用いる。

上記の米国特許出願第０７１５７３、４２８号に含まれる開示を以下に示す。

フリーラジカルソースから製造する原子ドーパントビーム（窒素または酸素のい ずれか）はｐ−型Ｚｎ５ｅエピタキシヤル薄膜を製造する分子ビームエピタキシ ーの間にＺｎ５ｅをドープするのに用いる。１３．５２ＭＨｚでの電磁出力がフ リーラジカルソースのＲＦプラズマ出力チャンパーに結合される場合、原子ドー パント試料が、超高純度のガスソースからのフリーラジカルソースのチャンバー 内部で発生する。各々約０．３ｍｍ直径の１８個の穴を有する分散プレートをフ リーラジカルソースおよび分子ビームエピタキシーチャンバーを分離するのに用 いた。発生する原子ドーパント試料の量は、結合されるＲＦ比出力レベルおよび ＲＦプラズマ放出チャンバーの圧力によって制御される。

原子ドーパント試料は、分散プレート中の開口部を通して分子ビームエピタキシ ーチャンバーに放出され、Ｚｎ５ｅの分子ビームエピタキシー成長の際にドーパ ントとして用いられる。

一つの態様において、Ｚｎ５ｅの薄い層は、法線ベクトルが本質的にに［００１ ］結晶配向に沿った、良く研磨されたＧａＡｓ表面上に成長される。この目的の ための、例えばＳｕｍｉｔｏｍｏ　Ｅｌｅｃｔｒｉｃ　Ｉｎｄｕｓｔｒｉｅｓ　 Ｌｔｄ、。

１−Ｉ　Ｋｏｙａｋｉｔａ　Ｉ−Ｃｈｏｍｅ、　Ｉｔａｍｉ、　Ｈｙｏｇｏ、　 ６６４　Ｊａｐａｎから入手可能なＧａＡＳ基板、または５ｐｉｒｅ　Ｃｏｒｐ ｏｒａｔｉｏｎ、　Ｐａｔｒｉｏｔｓ　Ｐａｒｋ、　Ｂｅｄｆｏｒｄ。

Ｍａｓｓａｃｈｕｓｅｔｔｅｓ、　０１７３０から入手可能なＧａＡｓエピタシ ャル層のいずれかの供給業者が数多く存在する。ＧａＡｓ基板をＧａＳｅの成長 のための分子ビームエピタキシーシステムに取り込む前に、トリクロロエタン、 アセトンおよびイソプロパツール中で脱脂し、脱イオン水て洗浄し、高純度窒素 ガスで送風乾燥する。脱脂された基板を６部の硫酸、１部の過酸化水素および１ 部の脱イオン水からなる溶液中で数分間（約２〜５分間）化学的なエツチングを する。この基板を脱イオン水て洗浄し、高純度の窒素ガスで送風乾燥する。脱脂 および化学的なエツチングを行ったＧａＡｓ基板を、はんだとして溶融【ｎを用 いてＭｏ試料ブロックに取り付ける。組み立てた基板を直ぐに分子ビームエピタ キシーシステムに取り付ける。このＧａＡｓ基板を超高真空の成長チャンバーに おいて約６１０″Ｃまで約１〜５分かけて加熱し、自然酸化物を脱着させ、同じ 結晶構造を有するＺｎ５ｅを成長させるような下地結晶構造を露出させる。分子 ビームエピタキシーによるＺｎ５ｅの典型的な成長条件はＺｎのＳｅに対する等 価圧力比が１：２（約ｌ；４〜２：１の範囲）であり、成長温度が２７５℃（約 ２５０°Ｃ〜４００℃の範囲）である。典型的な層の厚さおよび成長速度は、そ れぞれ２μｍおよび０．５μｍ／ｈ（約０．４μｍ〜２．０μｍの範囲）である 。フリーラジカルソースから発生する原子ドーパントは、フリーラジカルソース および加熱された基板の間の通Ｉ８（ｓｉｇｈｔ　ｐａｔｈ）を遮る機械的なシ ャッターを開くことによりＺｎ５ｅ中に混入される。

広いバンドギャップのＩＩＡ〜ＶＩＡ型化合物半導体の研究に関する近年の主要 な注目点は、Ｚｎ５ｅ（Ｅ、　＝２．６７ｅＶ、室温にて）が低抵抗のｐ−型材 料を作っていることである。本発明は、Ｚｎ５ｅのｐｎ結合を含むエピタキシャ ル構造の現場での製造のための方法および装置を利用する。このことは効率の良 い発光デバイス、例えば可視スペクトルの青色領域で動作する発光ダイオードお よびダイオードレーザ−の製造に有用である。窒素または酸素のいずれかはＺｎ ５ｅ中での優れたｐ−型ドーパント元素である。大きなアクセプター濃度（約５ ｘｌＯ”ａｍ＝３を超える）および低い補償（０，８より小さいＮＤ　／Ｎ　Ａ ）を与えるのに加えて、窒素および酸素はＺｎ５ｅ中で３７５°Ｃの温度まで安 定である。

高い濃度の正味の窒素アクセプター不純物は、分子ビームエピタキシャル成長の 間に窒素原子ビームドーピングを伴ってＺｎ５ｅ／ＧａＡｓ工ピタキシヤル層に 混入する。正味のアクセプター濃度は得られたｐ−型Ｚｎ５ｅ材料を測定して４ ．９ｘｌＯ１７ｃｍ−１であった。

図９は、分子ビームエピタキシーシステム１１０を示す。分子ビームエピタキシ ーシステム１１０は基板１１４が入っている分子ビームエピタキシーチャンバー １１２を含む。分子ビームエピタキシーチャンバー１１２は電子ガン１１６、燐 のスクリーン１１８およびフラックスモニター１２０を含む。放出セル１２２． １２４．１２６および１２８は分子ビームエピタキシーチャンパー１１２中に運 ばれる。放出セル１２２　、１２４．１２６および１２８は、例えばＺｎ、Ｓｅ およびＺｎＣ１□のための放出セルを含んでもよい。分子ビームエピタキシーシ ステム１１０はまた、フリーラジカルソース１３０を含んでもよい。フリーラジ カルソース１３０は、ＶＡ基または酸素フリーラジカルのソースを含んでもよい 。

例えば、フリーラジカルソース１３０は、窒素のフリーラジカルソースを構成し てもよく、その中でフリーラジカルソース１３０が超高純度Ｎ、ソース１３２か らバルブ１３３を通して超高純度のＮ２を供給される。

フリーラジカルソース１３０は、０ｘｆｏｒｄ　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｒｅ５ｅａｒ ｃｈ　Ｌｔｄ。

（Ｏｘｆｏｒｄｓｈｉｒｅ　ＵＫ）から入手可能である。フリーラジカルソース １３０は、フリーラジカルを作る他のタイプのソースを含んでもよい。

例えば、電子サイクロトロン共鳴（ＥＣＲ）フリーラジカルソースを用いてもよ い（例えば、Ｗａｖｅｍａｔ　Ｉｎｃ、、４４７８０　Ｈｅ１ｍ　５ｔｒｅｅｔ 、ＰＩｙｒｎｏｕｔｈＭｉｃｈｉｇａｎより入手可能）。フリーラジカルを作る のにマイクロ波チューブを通してガスソースに結合したマイクロ波分解器を用い てもよい。ＤＣプラズマ放出チャンバーを用いてもよい。さらに他の適切な熱分 解材料または解離セル（例えば、ＥＰ［，２６１Ｅａｓｔ　ＦｉｆｔｈＳｔｒｅ ｅｔ、　Ｓｔ、　Ｐａｕｌ、　Ｍｉｎｎｅｓｏｔａ　５５１０１より入手可能） を用いてもよい。

ここに記載するタイプの分子ビームエピタキシーシステム中で、Ｚｎ５ｅ層はＧ ａＡｓ基板上に成長された。これらの層は２７５℃の基板温度にて、Ｚｎビーム のＳｅビームに対する等圧力比１：２（典型的な層の厚さおよび成長速度はそれ ぞれ２μｍおよび０．５μｍ／ｈである）で成長された。Ｚｎ５ｅ層のｐ−型ド ーピングは、従来の放出ソースでなく、　”分子ビームエビタキシーシステムに 取り付けたフリーラジカルソースにより達成させられた。フリーラジカルソース は、プラズマ放出チャンバー中で作られた原子窒素流束（より非常に大きい量の 流束の未分解Ｎ２を伴って）を与えた。超真空Ｎ２の気相ソースがらの窒素原子 を発生するために、１３．５ＭＨｚのＲＦ周期を用いた。原子窒素流束のレベル は、適切にＲＦプラズマ放出の強度を調節することにより制御　しｌこ。

Ｚｎ５ｅ中に活性的に混入する窒素は、フリーラジカル原子ビームを用いたほう が分子ビームを用いるよりもはるかに多く、Ｎ２のみの流束から成長させたＺｎ ５ｅ層の１０にのフォトルミネッセンス（ＰＬ）スペクトルとＮおよびＮ、の流 束からのものを比較することにより証明される。図１０（ａ）に示すとおり、Ｎ 、のみの流束から成長させたＺｎ５ｅ層の１０にのＰＬスペクトル（この場合、 ５ｘｌＯ”　）−ルの分子ビームエピタキシーチャンバー中、等価のＮ２のバッ クグランド圧力が保持された）は、ドープされていないＺｎ５ｅヘテロ工ピタキ シヤル層（Ｒ，Ｍ。

Ｐａｒｋ、Ｃ，Ｍ、Ｒｏｕｌｅａｕ、　Ｍ、Ｂ、Ｔｒｏｆｆｅｒ、Ｔ、Ｋｏｙａ ｍａおよびＴ、　ＹｏｃｊｏのＪ。

Ｍａｔｅｒ、　Ｒｅｓ、　、　５．４７５　（１９９０）参照）から記録された スペクトルと同様であった。エキシトン履歴中で支配的なピークは、分離された フリーエキシトン（Ｅ、）およびドナー−ボンド−エキシトン（ｄｏｎｏｒ−ｂ ｏｕｎｄ−ｅｘｉｔｏｎ）（Ｌ）転移であり、Ｚｎ５ｅおよびＧａＡｓの間の熱 膨張係数の不適合のためにＺｎ５ｅ層が平面内で二軸延伸され、これにより分離 される（Ｋ、５ｈａｈｚａｄ、　Ｄ、Ｊ、　Ｏｌｅｇｏ、Ｄ、Ａ、　Ｃａｍｍａ ｃｋ、Ｐｈｙｓ、　Ｒｅｖ、　８３９．１３０１６　（１９８９）参照）。結果 的にこのような低いバックグランドのＮ７分圧で、分子窒素はＺｎ５ｅ表面で完 全に不活性である。しかしながら、プラズマ放出をフリーラジカルソース中で作 る場合、図１０（ｂ）の１０にスペクトル中に示すように状況は劇的に変化する 。成長の間の分子ビームエピタキシーチャンバー中のバックグランド窒素分圧は 、ｘｌｏ’　）−ルであり、ＲＦプラズマ放出を伴う。エキシトン履歴は窒素ア クセプター不純物の混入のために分離されたアクセプター−ボンド−エキシトン （ａｃｃｅｐｔｏｒ−ｂｏｕｎｄ−ｅｘｉｔｏｎ）転移（Ｉマ）が支配的である （Ｐ、　Ｊ、　Ｄｅａｎ、　Ｗ、　５ｔｕｔ　ｉｕｓ、　Ｇ、　Ｆ、　Ｎｅｕａ ｍａｒｋ、　Ｂ、　Ｊ、　Ｐｉ　ｔｚｐａｔｒｉｃｋお謔■q３ Ｎ、　ＢｈａｒｇａｖａのＰｈｙｓ、Ｒｅｖ、Ｂ２７，２４１９　（１９８３） 参照）。さらに、完全なＰＬスペクトルは、エキシトン転移と反対にドナー−ア クセプター（Ｄ−Ａ）転移（Ｑ：はフォノン転移を示さず、幾つかのＱ”のＬＯ フォノンレプリカを示す）が支配的である。このように、成長しているＺ’ｎｓ ｅ表面での窒素原子置換の混入の速度は分子窒素のそれより非常に大きい。図１ ０（ｂ）に示すＰＬスペクトルが得られた試料は、正味のアクセプター濃度が１ ｘｌＯ”ｃｍ”であることが分かった。

窒素によりドープされたＺｎ５ｅ／ＧａＡｓ層中の正味のアクセプター濃度（Ｎ Ａ−ＮＤ　）は容量−電圧（Ｃ−Ｖ）プロファイルを用いて決定された。

Ｚｎ５ｅ工ピタキシヤル層は半絶縁性のＧａＡｓ上に成長されたので、Ｚｎ５ｅ 表面上の二つのショットキー接触の間の平面プロファイルを行った。

表面接触パターンは大面積のＣｒ／Ａｕ周囲電極から物理的に分離された７６２ μｍ直径のＣｒ／Ａｕ　ドツトからなった。内部（ドツト）電極および外部電極 との分離は２５μｍであり、低い一連の抵抗を維持するために小さな分離が必要 であった。接触パターンは熱的に蒸発させ、７５人のＣｒ、次いて１０００人の Ａｕを作り、写真平板および剥離工程を施した。これら全ての測定において、外 部電極は接地し、ショットキー接触の内部にバイアスを印加した。

この符号の変換によって、はとんどのキャリアーのタイプがｌ／Ｃ”対■プロッ トの傾きの関係によって与えられ、正の傾きは材料かｐ−型であることを示す。

正味のアクセプター（ＮＡ−ＮＤ）濃度は１／ｃ２対■のスロープに比例する。

かなりドープされたＺｎ５ｅ層から得られる１／ｃ”対ＶプロットおよびＮＡ− Ｎｔｌ対空乏幅プロファイルを図１１（ａ）および図１１（ｂ）にそれぞれ例示 する。図１１　（ａ）および図１１（ｂ）に示すように、この材料は正味のアク セプター濃度が３．４ｘｌＯ”ｃｍ−”付近のｐ−型である。図１１（ｂ）に示 すように、ドーピングプロファイルはゼロバイアス（０，０６８μｍ）から逆バ イアス降伏が起こる所（１，１２６μｍ）まで平坦であった。降伏は、このレベ ル（即ち、ｐ−型の３．４ｘｌＯ”ｃｍ”）でドープされたＺｎ５ｅ材料中でな だれ降伏を起こす３．８ｅＶと同一の電圧で起こした。

窒素によりドープされたＺｎ５ｅ材料のｐ−型の特性のさらなる証拠はエピタキ シャル成長したＺｎ：Ｎ／Ｚｎ５ｅ：Ｃ１のｐｎホモ結合を基礎とする青色発光 ダイオードの製造を通して得られた。これらのｐｎ−結合中のｎ−型Ｚｎ５ｅ層 は、ドーパント原子としてＣ１を用いて成長させられ、Ｃ１原子のソースは分子 ビームエピタキシーシステム中の取り込まれたＺｎＣ１ｘ放出セルであった。

分子ビームエピタキシーを用いて成長させた多くのＺｎ５ｅ試料を試験した。結 果は次の通りである。

１、ドープされていないＺｎ５ｅ　： Ｓｅビームに対するＺｎビームの等側圧力比ｌ：２成長温度２７５°Ｃ 結果： 低温でのフォトルミネッセンススペクトルは試料がｐ−型でないことを示した。

Ｃ−■測定は絶縁性であることを示した。

２、フリーラジカルソースにＲＦ比出力なしてＮ２を用いてドープしたＺｎ５ｅ ・ Ｓｅビームに対するＺｎビームの等頭圧力比１：２成長温度２７５°Ｃ ＲＦ比出力０ワツト バックグランド圧力ニ５ｘｌＯ−’　）−ル結果・ 低温でのフォトルミネッセンススペクトルは試料がｐ−型でないことを示した。

Ｃ−■測定は絶縁性であることを示した。

３、フリーラジカルソースにＲＦ比出力印加してＮ２を用いてドープしたＺｎ５ ｅ： Ｓｅビームに対するＺｎビームの等側圧力比ｌ；２成長温度２７５°Ｃ ＲＦ比出力３２０ワツト バックグランド圧力・５Ｘ１０−７トール結果 低温でのフォトルミネッセンススペクトル、電流−電圧測定および容量−電圧測 定は、試料がｐ−型であることを示した。Ｎｏ　／ＮＡ≦０゜８（高ドーピング 効率）および阻−Ｎ　ｏ＝３．４ｘ１０１７ｃｍ　−ｓであった。

４、フリーラジカルソースにＲＦ比出力印加して０．を用いてドープしたＺｎ５ ｅ： Ｓｅビームに対するＺｎビームの等頭圧力比１・２成長温度２７５°Ｃ ＲＦ出カニ３２０ワット バックグランド圧力＋５ｘｌＯ”トール結果： 低温でのフォトルミネッセンススペクトル、電流−電圧測定および容量−電圧測 定は、試料がｐ−型であることを示し、ＮＡ−Ｎｏ・３．０ｘｌＯ目ｃｍ　”で あった。

図ｔ２（ａ）は発光ダイオード１３４を示す。発光ダイオード１３４はｐ−型の ＧａＡｓ基板１３６を含む。ｐ−型のＧａＡｓ基板１３６は分子エピタキシャル 成長の基礎を形成する。ｐ−梨Ｚｎ５ｅの窒素ドープされた層１３８はｐ−型の ＧａＡｓ基板１３６上に蒸着される。ｐ−型のＺｎ５ｅ層１３８は、本発明に従 って、窒素フリーラジカルソースを用いて蒸着される。ｎ−型Ｚｎ５ｅの塩素ト ープされた層１４０はｐ−型のＺｎ５ｅｔｉ＃　１３８上に蒸着される。ｎ”　 Ｚｎ５ｅのキャップ層１４２はロー型のＺｎ５ｅｌｉ！１４０上に蒸着される。

層１３８．１４０および１４２の蒸着は分子ビームエピタキシャル成長による。

１４４および１４６のオーム接触はｎ“ＺｅＳｅのキャップ層１４２およびｐ− 型ＧａＡｓ基板１３６にそれぞれ電気的接触を形成する。一つの態様において、 ｐ−型のＺｎ５ｅ層１３８は２μｍの厚さを有し、正味のアクセプター濃度１ｘ １０Ｉ７ｃｍ”を有する。ｎ−型のＺｎ５ｅ層１４０は０．５μｍの厚さを有し 、正味のドナー濃度１ｘｌＯ”ｃｍ”を有する。ｎ　”　ＺｅＳｅのキャップ層 １４２は５００人の厚さを有し、正味のドナー濃度５ｘｌＯ”ｃｍ”を有する。

図１２（ａ）は、ｐ−型のＺｎ５ｅ層がまずｐ＋型ＧａＡｓ基板上に成長させら れる。このタイプの「埋められたｐ−型層」構造はｐ−型Ｚｎ５ｅへのオーム接 触形成に関する重大な問題を回避する（Ｍ、　Ａ、　Ｈａａｓｅ、　Ｈ，Ｃｈｅ ｎｇ、　Ｊ、　Ｍ。

ＤｅｐｕｙｄｔおよびＪ、　Ｅ、　ＰｏｔｔｓのＪ、　ＡｐＨ，Ｐｈｙｓ、　、 　６７、４４８（１９９０）参照）。

しかしながら、このデバイスの欠点は、大きなホールバリアーがｐ”　−ＧａＡ ｓ／ｐ−Ｚｎ５ｅのへテロ界面に存在することである（　１．　Ｋａｓｓｅ　ｌ 、　Ｈ，Ａｂａｄ、　Ｊ、　Ｗ　Ｇａｒｌａｎｄ、　Ｐ、　Ｍ、　Ｒａｃｃａｈ 、　Ｊ、　Ｅ、　Ｐｏｔ　ｔｓ、　Ｍ、　Ａ、　１（ａａｓｅ、およびＨCＣｈ ｅｎｇ のＡｐＨ，Ｐｈｙｓ、Ｌｅｔｔ、５６４２　（１９９０）参照）。このタイプの デバイスにおいて、ｐ″″−ＧａＡｓ／ｐ−Ｚｎ５ｅヘテロ界面でのホール注入 はなだれ降伏（ａｖａｌａｎｃｈｅ　ｂｒｅａｋｄｏｗｎ）でのみ実現できる。

結果的に、大きなターンオン電圧が２口Ｓｅのｐｎホモ結合に関するエレクトロ ルミネッセンスを観測するためには必要である。

光ダイオードの製造は、従来の写真平板技術を用いてデバイスの分離を行うこと により達成され、ウェットケミカルエツチングによ９４００μｍ直径のメサを形 成した。上部電極の金属化は真空蒸発および剥離によりリング状に作られた。超 音波金球ボンディングをエレクトロルミネッセンス特性のためのデバイスの接触 を作るのに用いた。

図１．２（ａ）に示した発光ダイオード１３４の７７にで記録された典型的なエ レクトロルミネッセンススペクトルを図１２（ｂ）に示す。図１２（ａ）に示し たスペクトルのデバイスの操作電圧および電流は、それぞれ１３．５Ｖおよび４ ０ｍＡであった。図１２（ｂ）を見て分かるように、可視のエレクトロルミネッ センスは、青色発光によって支配的であり、このスペクトルは、主に４４７．７ ｎｍ　、　４５９．６ｎｍおよび４６４．７ｎｍで数多くの分離線を含んだ。ス ペクトルにおける二つの最も高いピークは、Ａｋｉｍｏｔｏらの報告（Ｋ、Ａｋ ｉｍｏｔｏ、Ｔ、ＭｉｙａｊｉｍａおよびＹ、ＭｏｒｉのＪｐｎ、　Ｊ、　Ａｐ ｐｌ、Ｐｈｙｓ、、２８．１５２８　（１９８９）参照）による窒素イオン移植 および熱処理工程を用いて製造した青色発光ダイオードから７７にで観測される ピークにエネルギー的に一致する。８４４ｎｍでの赤外線発光もこれらのデバイ スから記録された（同時に青色発光を伴った）。これはなだれ降伏の条件下で、 ヘテロ結合においてｐ″″−型ＧａＡｓ材料中への電子注入の結果であると思わ れる（図１２（ｂ）には示していない）。

室温において、図１２（ａ）に示した（可視領域のみ）デバイス構造から記録さ れたエレクトロルミネッセンススペクトルを図１３に示す。

図から分かるように、可視スペクトルの青色領域に支配的な発光を観測し、強度 のピークは４６５ｎｍの波長である。図１３に示した特定のスペクトルについて 、印加電圧および流れた電流はそれぞれ２２Ｖおよび２０ｍＡであった。

図１４は発光ダイオード１４８を示す。発光ダイオード１４８は図１２（ａ）の 発光ダイオードと同様の操作するｎデバイス上にｐが存在する。発光ダイオード １４８はｎ”　ＧａＡｓ基板１５０　、ｎ−型Ｚｎ５ｅｆｉｉ　１５２およびｐ −型Ｚｎ５ｅ層１５４を含む。１５６および１５８の接触は、ｐ−型Ｚｎ５ｅ層 １５４およびｎ“ＧａＡｓ基板１５０と電気接触を作る。ｐ−型Ｚｎ５ｅ層１５ ４は前記の分子ビームエピタキシーおよびＶＡフリーラジカルソースを用いて蒸 着された。一つの態様において、図１４に示すダイオード１４８はｎ−型Ｚｎ５ ｅ層１５２は正味のドナー濃度約１ｘｌＯ目ｃｍ−”および厚さ約２．０μｍを 有し、ｐ−型Ｚｎ５ｅ１１１５４は正味のアクセプター濃度的１ｘｌｏ”ｃｍ− ２および厚さ０．５μｍを有する。

上記の方法を用いて、ｎ−型の［［Ｂ−ＶＩＡ型半導体フィルムも製造されうる 。得られるＩＩＢ〜ＶＩＡ型半導体フィルムはｐｎ結合デバイス、例えば発光ダ イオードおよび光探知器並びにダイオードレーザ−およびトランジスターに用い てもよい。フリーラジカルソースを分子ビームエピタキシー成長チャンバーに導 入し、分子ビームエピタキシャル成長の間に［［Ｂ−ＶＩＡ型半導体にドーパン トを与えてもよい。

フリーラジカルソースは窒素、燐、ひ素およびアンチモンであってもよい。酸素 も適切なフリーラジカルソースとして用いられる。この方法および装置は、Ｚｎ ５ｅのＮ−ドーピングおよび０−ドーピングのために用いられてもよい。ｐ−型 の３元の［［Ｂ〜Ｖ［Ａ型半導体は　Ｚｎ＋−、Ｃｄｒ　Ｓｅ、　Ｚｎ５ｅ＋− ８Ｔｅｘ　、　Ｚｎ５ｅ＋−、Ｓ　ｘ　、　ＺｎＳ＋−ｘ　ＴｅおよびＺｎ１− ｗＣｄｘ５を含む。

再び図１および本発明を参照して、下側のＺｎＳＳｅクラツディング層２０はＺ ｎＣ１’ｚソースを用いてｎ−型にドープされている。クラツディング層２０お よび２２を成長させるのに用いられる技術の他の態様はＭａＳｔｕｍＵｒａらの 記事、Ｏｐｔｉｍｕｍ　Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ　Ｉｎ　ＭＢＥ−ＺｎＳ、　Ｓ ｅ＋−ｘ／Ｚｎ５ｅ　Ｆｏｒ　Ｈｉｇｈ　Ｑｕａｌｉｔｙ　Ｈｅｔｅｒｏｅｐｉ ｔａｘｉａｌ　Ｇｒｏｗｔｈ第９９巻、ｐ、　４４６（１９９０）に記載されて いる。

低抵抗率のｐ−型Ｚｎ５ｅオーム接触層２６は、分解されたＳｅのソース７２（ 即ち、分解ゾーン８２および蒸発器８４）を用いてＭＢＢチャンバー内で低温に て接触層を成長させることにより達成され、一方、同時に上記の方法によって接 触層の半導体材料をｐ−型にドーピングする。

典型的なレーザーダイオード１０の接触層２６を製造するのに用いられる低温で の成長技術は、Ｃｈｅｎｇらの記事、Ｌｏｗ　Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　Ｇｒｏ ｗｔｈ　Ｏｆ　Ｚｎ５ｅ　Ｂｙ　Ｍｏ１ｅｃｕｌａｒ　Ｂｅａｍ　Ｅｐｉｔａｘ ｙ　Ｕｓｉｎｇ　Ｃｒａｃｋｅｄ　Ｓｅｌｅｎｉｕｍ。

Ａｐｐｌ、Ｐｈｙｓ、Ｌｅｔｔ、　（１９９０年２月）に記載されている。基板 １２上に層２８．２４．２０．１４．１８．１６および２２をともなう半導体は 、２５０°Ｃより低い温度まで、しかし、Ｎのｐ−型ドーパントにより正味のア クセプター濃度が少なくとも１ｘｌＯ”ｃｍ−’にまでドープされたＺｎ５ｅの 結晶成長が起こすのに十分な温度まで加熱される。基板温度が約１５０°Ｃて成 長された場合、典型的なレーザーダイオード１０のオーム接触層２６で正味のア クセプター濃度１ｘｌｏ”ｃｍ−”が達成された。しかしながら、許容できる特 性を有するオーム接触層２６は他の成長温度の少なくとも１３０°Ｃまで下げた 温度で達成された。典型的なレーザーダイオードｌＯのオーム接触層２６を作る のに用いられたＭＢＥチャンバー５４の他の操作因子は次の通りである。

Ｚロピームの等側圧力＋１．０ｘｌＯ”トールＳｅ分解ゾーン温度＝６００℃ Ｓｅ塊蒸発温度：２５０°Ｃ 成長速度０．３〜０．６　μｍ／ｈｒ 表面再構成：Ｚｎ安定化 チャンバー中の窒素圧力ニ＞３．５ｘｌＯ−７）−ルｒｆ出カニ１５０〜２５０ Ｗ本 本特定のＭＢＥシステムの形状に依存する因子図３は、上記と実質的に同様の方 法で試験用に作られたｐ−型Ｚｎ５ｅ接触層上に二つの共角のＡｕ金属電極を有 した試料の電流−電圧特性である。この接触のオーム性は一６〜＋６ボルトに渡 るカーブが実質的に直線性であることから示される。

接触層２６のオーム性を可能にすると考えられる機構は、Ａｕ−ｐ−型Ｚｎ５ｅ の接触界面のエネルギーバンド図である図４を参照して記載されることができる 。従来のオーム接触に用いられる期待される浅い不純物１００に加え、追加の電 子エネルギー状態１０２が接触層中に形成される。これらの追加の電子エネルギ ー状態１０２は原子価帯の最大値にからの浅い不純物準位ｌＯｏの深さに比べて 比較的に深い（禁制帯の中）。エネルギー状態１０２はＡｕのフェルミ準位より も低く、浅い不純物準位１００よりも高いエネルギーに位置して効果がある中間 的なエネルギー状態である。二つの与えられたエネルギー状態の間の電荷キャリ アーのトンネリングの可能性は、二つの状態の距離が減少するにしたがって指数 関数的に増加するので、追加のエネルギー状態１０２は一時的な滞留場所を与え ることによりトンネリングの可能性を非常に増加し、多段階またはカスケードに よるトンネリングを容易にする。最適状態を図４に示し、ここで、Ｅ、はフェル ミエネルギーであり、ＥＡはアクセプターのエネルギーである。Ｚｎ５ｅおよび Ａｕ層間で追加のエネルギー状態１０２を通して多段階トンネリング移動を起こ す電子の図解も図４に示す。１より多いエネルギー準位での電子状態をともなっ て、トンネリングが障壁を横切って状態から状態に起こり、より良好な接触が達 成できる。

追加のエネルギー状態１０２を導入することは、種々の方法によって達成されつ る。成長の間のドーピング、拡散、イオン注入または他の技術を用いて深い準位 を作る不純物を混入することができる。

深い準位の不純物の重要な一つのタイプはイソエレクトロニックトラップである 。実施例の方法によって、ＴｅはＺｎ５ｅ中にホールトラップを形成すると考え られる。追加のエネルギー状態１０２は自然の格子欠陥、例えば、しかし限定す るわけではないが、転位、空乏、割り込みおよび錯体を接触層２６に導入するこ とにより達成される。このことは、プリカーサ−の分子種を選定することによっ て、および／または他の適切な成長条件によって接触層２６の蒸着の間に行われ つる。自然欠陥は結晶成長後の処理、例えば電子ビーム、イオンビーム、ラジカ ルビームの照射または電磁照射によって発生させられうる。しかしながら、これ らの方法は接触層に用いられるＺｎ５ｅ層または他の半導体材料の導電性を劣化 させることなく行われなければならない。

有用なｐ〜型接触層２６は、それゆえ多くの特性を有すると考えられる。正味の アクセプター濃度Ｎ、−Ｎ、は大きく、好ましくは少なくとも１ｘｌＯ”ｃｍ” である。このことは電荷キャリアーがトンネリングしなければならない障壁の幅 を減することになる。ｐ−型ドーパント濃度（レーザーダイオード１０中の窒素 ）も大きくなければならず、好ましくは少なくとも１ｘｌｏ’　”ｃｍ””であ る。浅いアクセプター準位を形成することに加え、窒素不純物も深いエネルギー 状態の形成に関与すると考えられる。最小で、必要とされる窒素の量は、両方の 型の準位の適切な濃度を与えるものである。成長条件も上記のエネルギー準位で の欠陥を形成するのに適切でなければならない。上記の低い温度での成長技術は これらの材料の特性を作ることが示された（接触抵抗が０．４オーム−センチメ ートル未満が達成された）。

良好なオーム接触層、例えば２６から得られる低温でのフォトルミネッセンス（ ＰＬ）スペクトルを図８に示す。観測された特性は、ｌ）非常に弱い近傍のバン ドエツジ、２）２．３ｅＶ　（１８，５００ｃｍ　”）での欠陥バンドの出現、 ３）約２．５ｅＶ（２０，４００ｃｍ　−’　）でのバンド（おそらくドナー− アクセプタ一対の再結合）を含む。

良好なオーム接触層、例えば２６から得られる低温でのフォトルミネッセンス（ ＰＬ）スペクトルを図８に示す。観測された特性は、ｌ）非常に弱い近傍のバン ドエツジ、２）２．３ｅＶ　（１８，５００ｃｍ　”）での欠陥バンドの出現、 ３）約２．５ｅＶ（２０，４００ｃｍ−’）でのバンド（おそらくドナー−アク セプタ一対の再結合）を含む。深い準位のかなり高い濃度を有する材料にとって 、このバンドエツジは弱いことが期待される。

というのは、深い準位は長波長および近傍のバンドエツジ過程と競合する非放射 性のチャンネルを与えるからである。約２．３ｅＶでのエミッションバンドは伝 導帯から価電子帯の最大値より約０．５ｅＶ高いところの深い（アクセプター） 準位への転移に関連する。これはカスケードチャンネリングに最も効果的である と考えられるエネルギー準位に近い。２．５ｅＶでのエミッションバンドはドナ ーからアクセプターへの転移に関連すると考えられる。最小のドナー状態または ドナー状態にないことが好ましく、この転移を排除する、または転移の発生を若 干より高いエネルギーにシフトする。

一般に、下記の記載の相違を除いては、従来の方法（即ち、ＳｉおよびＩ［Ｉ〜 Ｖ族半導体デバイスに用いる方法）をプロトタイプのレーザーダイオード１０の 製造を完成するのに用いた。次の接触層２６の蒸着は未完全なレーザーダイオー ドｌＯではあるが、ＭＢＥチャンバー５４から取り出す。電極３０は、従来の写 真平板および剥離を用いて接触層２６上に真空蒸着し、縞状に（典型的に約２０ μｍｈ幅）パターン化したＡｕを含む。絶縁層３４を電極３０および露出した接 触層２６上に適用する。低い温度で適用されうる絶縁層にとって、ポリイミドフ ォトレジストが好ましい。Ｃｉｂａ−Ｇｅｉｇｙ　Ｃｏｒｐ、のＰｒｏｂｉｍｉ ｄｅをレーザーダイオードＩＯを製造するのに用いた。電極３０の直ぐ上のポリ イミド層３４の縞（２０μｍ幅）は現像後の硬化を除き製造業者の推奨する工程 を用い、フォトマスクおよび現像を通してＵＶ照射により取り除いた。

現像したポリイミドを硬化するために、デバイスはマスクアラインナーからＩＪ ／ｃｍ”のＵＶ光を照射し、１２５°Ｃて３分間、ホットプレート上で焼いた。

Ｔｉ−Ａｕ層３１はＡｕ電極３０およびポリイミド層３４の露出面上に蒸着され 、リード線結合を容易にする。ＭＢＥ基板の結合のために用いられた［ｎは基板 １２上に電極として用いられた。デバイスの反対側の末端は、ファセットミラー を形成する（１１０）面に沿った臂開面であった。典型的なデバイス１０のキャ ビティーの長さは約１０００μｍであった。レーザーダイオード１０はＰ−側に 銀充填されたエポキシをともなうセラミックのサンプルホルダーに結合された。

これらのレーザーデバイスの向上した性能は、良好な側面光学モードの封じ込め を与えることにより得られた。このことは図７に示すような屈折率導波レーザー １０’　を形成することにより達成された。

屈折率導波レーザー１０’　はレーザーｌＯと同様であり、同じＵ−Ｖｔ族半導 体層によって製造されうる。レーザー１０に一致するレーザーｌＯ゛の部分は同 一の、しかし、プライム符号（即ち、ｒＸ’Ｊ）付けた数字とした。示した態様 中、レーザー１０はクラツディング層２２゛中の導波路またはリブ３５を含む。

リブ３５はＸｅもしくはＡｒイオンによるイオンエツチングまたはウェットケミ カルエツチングによって、約５μｍの幅に形成されうる。この方法に、従来のフ ォトレジストがマスクとして使用されうる。他の公知の、および従来の技術も側 面の導波路を与えるのに用いられつる。これらの技術は、溝をエツチングした基 板を用いること（即ち、基板に溝彫りしたレーザー）、またはリブをエツチング し、上部クラツディング層を再成長させること（埋め込まれたヘテロ構造レーザ ー）を含む。しきい値電流または微分量子効率の向上は、反射性を調整する面の 誘電性コーティングによって達成されうる。

典型的なレーザーＩＤの初期試験は７７にでデバイスにパルスを与えることによ り行い、典型的には５００ｎｓｅｃのパルスおよび５００μＳｅＣを用いた。電 流測定器をボックスカーアベレージヤ−で作り、一方、大きなＳｉ検知器をデバ イスの片面の末端からの光強度出力を集め、モニターするのに用いた。測定され た光出力は、デバイスのうちの一つからの電流特性（即ち、し−１）の関数とし て図５に示す。しきい値電流は７４ｍＡであり、これはしきい値電流密度３２０ Ａ／ｃｍ”に相当する。

微分量子効率は片面に対して２０％過剰を測定し、片面に対して１００ｍＷを超 えるパルス出力を有する。干渉性光は強＜ＴＥ分極され、「斑模様」がはっきり と見えた。出力レーザービームは楕円の放射遠方界パターンを有し、中央ローブ の分散は約４００ｘ４°であった。側面ローブは可視てあり、より高い序列の横 方向モードを示した。

測定されたＬ−［特性は図５に示したとおりであり、パルス長に幾分依存する。

高電流密度において、単独量子井戸の典型的なデバイスは飽和する傾向にある。

同時に、屈折率は過剰キャリアーの注入のため減じられ、縞状の電極３０の非導 波のもとて領域を形成する傾向がある。熱勾配および屈折率の温度依存性が面内 の光学的な閉じ込めを与えるので、熱効果がこの電流密度では重要である。これ らの特性はレーザーダイオード１０’　のような屈折率導波型によって減じられ ることか期待される。

図６は７７にでの典型的なレーザーダイオードＩＯの特性である光学スペクトル のグラフである。図６に示すスペクトルは５ＰＥＸ　１４０３ダブルモノクロメ ータ−を用いて得られた。しきい値電流より小さい電流では、自然放出が４９０ ｎｍて起こり、約３ｎｍのＦＷＨＭを存する。しきい値電流を超えると、１０６ ０μｍ長のデバイスは４８９．６μｍを中央とする多くの縦方向のモードで操作 し、ｏ、　０３１ｍで分離される。

レーザー操作は短い時間２００にの温度において典型的なレーザーダイオードＩ Ｏで観測された。室温ではデバイスは５０２ｎｍで発光したが、レーザーではな かった。

典型的なレーザーダイオード１０のしきい値電流での操作電圧は約１５Ｖてあっ た。この特性は電極３０および接触層２６でのオーム接触における改善、および ／またはｐ−型レーザー１６．２２および２６の導電率の改善の余地があること を示している。この一連の抵抗を減じ、デバイスのヒートシンク（ｐ−型を下に したはんだ付け）を改善するより高温でのＣＷ操作を容易にすることが期待され る。

ここに開示し、またレーザーダイオードｌＯを製造するのに用いた発明の概念は 幅広い種類の他の１１〜■１族半導体アロイの化合物、特に他のＺｎ５ｅアロイ からのレーザーダイオードの製造にも等しく適切である。例えば、向上された操 作特性は格子適合材料、例えばＣｄ。

Ｚｎ、、　Ｓ（ｘは約０．６１である）およびＺｎ５ｅを光導波路を形成するの に用いることによって達成される。このようなデバイスの量子井戸はＣｄＺｎ５ ｅを含んでもよい。この半導体システムは効率およびデバイスの有用な寿命を減 少させる不適合による転位に悩まされないであろう。また、歪み層の表面格子か ら作られる多層の量子井戸の活性層は単−疑似形態量子層１８に置き換えられる 。

オーム接触層２６も、より小さいバンドギャップの１１〜ｖＩ族アロイ、例えば Ｚｎ５ｅ＋−ｘ　Ｔｅｘ　、　Ｃｄｘ　Ｚｎ＋−ｘ　ＳｅおよびＨｇｘ　Ｚｎ＋ −＋ｃ　Ｓｅの薄膜層を用いることにより改善されうる。Ｓｅ２以外の第Ｖ１周 期のソースも本発明に係わるオーム接触を作るのに用いられうる。他の第Ｖ１周 期の種Ｘ　、、（ｍ＜６）およびこれらの種の他のソースは適切な代替えである 。

他の金属（例えば、Ｐｔ）または大きな仕事関数（例えば、＞５ｅＶ）を有し、 安定な半導体界面に適切な他の電気伝導性材料も電極として用いられうる。結論 として、本発明は好ましい態様に関して記載したが、本発明の有効成分および範 囲を逸脱しないで形式および詳細を変更しうる。

Ｌ 国際調査報告 国際調査報告 フロントページの続き （３１）優先権主張番号　７００，６０６（３２）優先口　１９９１年５月１５ 日（３３）優先権主張国　米国（ＵＳ） （８１）指定回　ＥＰ（ＡＴ、ＢＥ、ＣＨ，ＤＥ。

ＤＫ、ＥＳ、ＦＲ，ＧＢ、ＧＲ，ＩＴ、ＬＵ、ＭＣ，ＮＬ、ＳＥ）、０Ａ（ＢＦ 、ＢＪ、ＣＦ、ＣＧ、ＣＩ、ＣＭ、ＧＡ、ＧＮ、ＭＬ、ＭＲ，ＳＮ、ＴＤ、ＴＧ ）、ＡＴ、　ＡＵ、　ＢＢ、　ＢＧ、　ＢＲ，ＣＡ、　ＣＨ，Ｃ３，ＤＥ。

ＤＫ、　ＥＳ、　ＦＩ、　ＧＢ、　ＨＵ、ＪＰ、　ＫＰ、　ＫＲ，ＬＫ、ＬＵ、 ＭＧ、ＭＮ、ＭＷ、ＮＬ、Ｎｏ、ＰＬ、ＲＯ、ＲＵ、　ＳＤ、　５Ｅ （７２）発明者　チェン、フワ アメリカ合衆国、ミネソタ　５５１３３−３４２７゜セントポール、ポスト　オ フィス　ボックス３３４２７ （７２）発明者　デピュイット、ジェームズ　エム。

アメリカ合衆国、ミネソタ　５５１３３−３４２７゜セントポール、ポスト　オ フィス　ボックス３３４２７ （７２）発明者　キウ、シュン アメリカ合衆国、ミネソタ　５５１３３−３４２７゜セントポール、ポスト　オ フィス　ボックス３３４２７

Claims (28)

【特許請求の範囲】
1. １．第一の導電タイプのＩＩ〜ＶＩ型半導体の第一の導波層、第一の導波層に隣 接する第二の導電タイプのＩＩ〜ＶＩ型半導体の第二の導波層であって、第一お よび第二の導波層がｐｎ結合している層、第一および第二の導波層に挟まれるＩ Ｉ〜ＶＩ型半導体の量子井戸の活性層、 第二の導波層からみて第一の導波層の反対側にある第一の導電タイプの単結晶半 導体基板、 第一の導波層からみて基板の反対側にある第一の電極、第一の導波層からみて第 二の層の反対側にある第二の電極、を含む材料の多重層から形成されるＩＩ〜Ｖ Ｉ型化合物半導体レーザーダイオード。
2. ２．量子井戸の活性層が歪んだ疑似形態の半導体層を含む請求項１記載のレーザ ーダイオード。
3. ３．量子井戸の活性層が多重の量子井戸の活性層を含む請求項１記載のレーザー ダイオード。
4. ４．量子井戸の活性層がＣｄＺｎＳｅ層を含む請求項２記載のレーザーダイオー ド。
5. ５．第一および第二の導波層がＺｎＳｅ層を含む請求項４記載のレーザーダイオ ード。
6. ６．基板がＧａＡｓ基板を含む請求項５記載のレーザーダイオード。
7. ７．基板がＺｎＳｅ基板を含む請求項５記載のレーザーダイオード。
8. ８．基板および第一の導波層の間に第一の導電タイプのＩＩ〜ＶＩ型半導体の第 一のクラッディング層、および、第二の電極および第二の導波層の間に第二の導 電タイプのＩＩ〜ＶＩ型半導体の第二のクラッディング層、 をさらに含む請求項１記載のレーザーダイオード。
9. ９．第一および第二のクラッディング層がｘが約０．０７であるＺｎＳｘＳｅ１ −ｘ層を含み、基板がＧａＡｓ基板を含む請求項８記載のレーザーダイオード。
10. １０．第一および第二のクラッディング層がｘが約０．６であるＣｄｘＺｎ１− ｘＳ層を含み、基板がＧａＡｓ基板を含む請求項８記載のレーザーダイオード。
11. １１．第一および第二のクラッディング層がＣｄＺｎＳ層を含み、基板がＺｎＳ ｅ基板を含む請求項８記載のレーザーダイオード。
12. １２．ｐ−型のＩＩ〜ＶＩ型半導体にオーム接触させる方法であって、分子ビー ムエピタキシ−チャンバー中にｐ−型のＩＩ〜ＶＩ型半導体を置き、 少なくとも一種の第ＩＩ族のソースをチャンバーに注入し、少なくとも一種の第 ＶＩ族のソースｍ＜６であるＸｍをチャンバーに注入し、 少なくとも一種のフリーラジカルｐ−型ドーパントをチャンバーに注入し、 半導体を２５０℃を下回る温度、しかし、フリーラジカルｐ−型ドーパントによ り正味のアクセプター濃度が少なくとも１×１０１７ｃｍ−３までドープされた ＩＩ〜ＶＩ型半導体層の結晶成長を促進するのに十分な温度まで加熱し、 フリーラジカルｐ−型ドーパントにより正味のアクセプター濃度が少なくとも１ ×１０１７ｃｍ−３までドープされたＩＩ〜ＶＩ型のオーム接触層の結晶を成長 させることを含む方法。
13. １３．半導体を加熱することが、フリーラジカルｐ−型ドーパントにより正味の アクセプター濃度が少なくとも１×１０１８ｃｍ−３までドープされたＩＩ〜Ｖ Ｉ型半導体層の結晶成長を促進するのに十分な温度まで加熱することである請求 項１２記載の方法。
14. １４．半導体加熱することが、約１３０〜２００℃の間の温度に半導体を加熱す ることである請求項１２記載の方法。
15. １５．第ＶＩ族のソースを注入することがｍ＜６であるＳｅｍを注入することを 含み、 第ＩＩ族のソースを注入することがＺｎを注入することを含み、フリーラジカル ｐ−型ドーパントを注入することが第Ｖ族フリーラジカルを注入することを含む 請求項１２記載の方法。
16. １６．第ＶＩ族のソースを注入することが熱分解Ｓｅを注入することを含む請求 項１５記載の方法。
17. １７．第Ｖ族フリーラジカルを注入することが窒素、ひ素および燐からなる群か ら選ばれるフリーラジカルを注入することを含む請求項１５記載の方法。
18. １８．フリーラジカルｐ−型ドーパントを注入することが窒素フリーラジカルを 注入することを含む請求項１７記載の方法。
19. １９．オーム接触層上に導電性材料の層をさらに蒸着させることを含む請求項１ ２記載の方法。
20. ２０．導電性材料の層を蒸着させることがオーム接触層上に仕事関数＞５ｅＶを 有する導電性材料の層を蒸着させることを含む請求項１９記載の方法。
21. ２１．導電性材料の層を蒸着させることがオーム接触層上に金属の層を蒸着させ ることを含む請求項１９記載の方法。
22. ２２．ｐ−型の第ＩＩ〜ＶＩ型半導体デバイス層、デバイス層の第一面上にｐ− 型の第ＩＩ〜ＶＩ型の結晶の半導体接触層、接触層上に、フェルミエネルギーに よって特徴付けられる導電性の電極層、および、 浅いアクセプターエネルギーを有する浅いアクセプターにより正味のアクセプタ ー濃度が１×１０１７ｃｍ−３までドープされ、電荷キャリアーによってカスケ ードトンネリングができるように浅いアクセプターエネルギーおよび電極層のフ ェルミエネルギーの間の十分に深いエネルギー状態を含む接触層を含むＩＩ〜Ｖ Ｉ型半導体のためのｐ−型オーム接触
23. ２３．接触層が正味のアクセプター濃度が少なくとも１×１０１８ｃｍ−３に達 するように浅いアクセプターによりドープされた請求項２２記載のｐ−型オーム 接触。
24. ２４．接触層が浅い窒素アクセプターによりドープされた請求項２３記載のｐ− 型オーム接触。
25. ２５．接触層が窒素によりアクセプター濃度が１×１０１９ｃｍ−３までドープ された請求項２４記載のｐ−型オーム接触。
26. ２６．半導体デバイス層がＺｎＳｅ半導体層を含む請求項２２記載のＰ−型オー ム接触。
27. ２７．電極層が少なくとも５ｅＶの仕事関数を有する材料の層を含む請求項２２ 記載のｐ−型オーム接触。
28. ２８．電極層が金属層を含む請求項２７記載のｐ−型オーム接触。