JPH10321959A - 化合物半導体の製造方法 - Google Patents
化合物半導体の製造方法Info
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- JPH10321959A JPH10321959A JP12845497A JP12845497A JPH10321959A JP H10321959 A JPH10321959 A JP H10321959A JP 12845497 A JP12845497 A JP 12845497A JP 12845497 A JP12845497 A JP 12845497A JP H10321959 A JPH10321959 A JP H10321959A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 Ｎ組成の大きなＧａＩｎＮＡｓ結晶を均一か
つ高品質に得る。 【解決手段】 ＩＩＩ族元素として少なくともＧａ（ガ
リウム）とＩｎ（インジウム）とを共に含み、Ｖ族元素
として少なくともＮ（窒素）とＡｓ（砒素）とを共に含
む化合物半導体結晶を少なくとも１層含む積層構造を半
導体基板上に作製する化合物半導体の製造方法であっ
て、該半導体基板が閃亜鉛鉱型の半導体結晶から成り、
かつ前記基板が｛００１｝面から｛１１１｝Ａ面方向へ
傾斜させた表面を有していることによる。
つ高品質に得る。 【解決手段】 ＩＩＩ族元素として少なくともＧａ（ガ
リウム）とＩｎ（インジウム）とを共に含み、Ｖ族元素
として少なくともＮ（窒素）とＡｓ（砒素）とを共に含
む化合物半導体結晶を少なくとも１層含む積層構造を半
導体基板上に作製する化合物半導体の製造方法であっ
て、該半導体基板が閃亜鉛鉱型の半導体結晶から成り、
かつ前記基板が｛００１｝面から｛１１１｝Ａ面方向へ
傾斜させた表面を有していることによる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、ＩＩＩ族元素とし
て少なくともＧａとＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として
少なくともＮとＡｓとを共に含む化合物半導体の製造方
法に関する。
て少なくともＧａとＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として
少なくともＮとＡｓとを共に含む化合物半導体の製造方
法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、オプトエレクトロニクス用材料と
してのＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の利用分野を大きく広
げる新しい材料系として、Ｖ族元素としてＮ（窒素）と
Ａｓ（砒素）とを共に含むＩＩＩ−Ｖ族化合物混晶半導
体材料が提案され、注目されている。Ｎ組成の大きなＡ
ｌＧａＮxＡｓ1-x（ｘ＝０．２）系混晶はＳｉ基板に格
子整合する直接遷移型半導体材料となる可能性があるこ
とから光−電子集積回路用の光源材料として、また、Ｎ
組成の小さなＧａＩｎＮyＡｓ1-y（ｙ＝０．０１５〜
０．０３５）系混晶は光ファイバー通信に重要な波長
１．３μｍ，１．５５μｍに相当するバンドギャップを
もつ直接遷移型半導体材料をＧａＡｓ基板に格子整合し
て得られる可能性があり、これらは応用物理誌第６５巻
１９９６年第２号１４８頁（参考文献１）に詳しい。
してのＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体の利用分野を大きく広
げる新しい材料系として、Ｖ族元素としてＮ（窒素）と
Ａｓ（砒素）とを共に含むＩＩＩ−Ｖ族化合物混晶半導
体材料が提案され、注目されている。Ｎ組成の大きなＡ
ｌＧａＮxＡｓ1-x（ｘ＝０．２）系混晶はＳｉ基板に格
子整合する直接遷移型半導体材料となる可能性があるこ
とから光−電子集積回路用の光源材料として、また、Ｎ
組成の小さなＧａＩｎＮyＡｓ1-y（ｙ＝０．０１５〜
０．０３５）系混晶は光ファイバー通信に重要な波長
１．３μｍ，１．５５μｍに相当するバンドギャップを
もつ直接遷移型半導体材料をＧａＡｓ基板に格子整合し
て得られる可能性があり、これらは応用物理誌第６５巻
１９９６年第２号１４８頁（参考文献１）に詳しい。
【０００３】特に後者においては、活性層に上記のＧａ
ＩｎＮＡｓ混晶を用い、かつクラッド層にＡｌＧａＡｓ
系あるいはＧａＩｎＰ系化合物半導体を用いることによ
り活性層とクラッド層との間に大きなバンドオフセット
がとれ、従来の同波長域の半導体レーザに比べて格段に
温度特性が向上した通信用半導体レーザが実現される材
料系であることが実証され、特に実用上注目に値する。
ＩｎＮＡｓ混晶を用い、かつクラッド層にＡｌＧａＡｓ
系あるいはＧａＩｎＰ系化合物半導体を用いることによ
り活性層とクラッド層との間に大きなバンドオフセット
がとれ、従来の同波長域の半導体レーザに比べて格段に
温度特性が向上した通信用半導体レーザが実現される材
料系であることが実証され、特に実用上注目に値する。
【０００４】より具体的には、Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ
Ｌｅｔｔｅｒｓ，１９９６年，第３２巻，１５８５頁
（参考文献２）において、Ｇａ0.75Ｉｎ0.25Ｎ0.005Ａ
ｓ0.995を単一量子井戸活性層の井戸層に用いた半導体
レーザが示され、７７Ｋにおいて波長１．１１３μｍで
のレーザ発振が報告されている。この従来例におけるＧ
ａＩｎＮＡｓから成る層を含む活性層は、分子線エピタ
キシャル成長（Ｍｏｌｅｃｕｌｅｒ Ｂｅａｍ Ｅｐｉ
ｔａｘｙ：ＭＢＥ）法によって作製されており、Ｎ原料
としてラジカル励起されたＮ分子線が用いられている。
基板には、ＧａＡｓ（００１）面が用いられており、５
００℃の基板温度で結晶成長されている。
Ｌｅｔｔｅｒｓ，１９９６年，第３２巻，１５８５頁
（参考文献２）において、Ｇａ0.75Ｉｎ0.25Ｎ0.005Ａ
ｓ0.995を単一量子井戸活性層の井戸層に用いた半導体
レーザが示され、７７Ｋにおいて波長１．１１３μｍで
のレーザ発振が報告されている。この従来例におけるＧ
ａＩｎＮＡｓから成る層を含む活性層は、分子線エピタ
キシャル成長（Ｍｏｌｅｃｕｌｅｒ Ｂｅａｍ Ｅｐｉ
ｔａｘｙ：ＭＢＥ）法によって作製されており、Ｎ原料
としてラジカル励起されたＮ分子線が用いられている。
基板には、ＧａＡｓ（００１）面が用いられており、５
００℃の基板温度で結晶成長されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】参考文献２に示された
上記の従来例は波長１．１１３μｍでのレーザ発振であ
り、光ファイバー通信に重要な波長１．３μｍ，１．５
５μｍでのレーザ発振には至っていない。波長１．３μ
ｍ，１．５５μｍに相当するバンドギャップを有するＧ
ａＩｎＮＡｓ混晶をＧａＡｓに格子整合して得るために
は、その組成を、波長１．３μｍに対してはＧａ0.928
Ｉｎ0.072Ｎ0.025Ａｓ0.975、１．５５μｍに対しては
Ｇａ0.904Ｉｎ0.096Ｎ0.034Ａｓ0.966とすればよい。す
なわち、参考文献２に示された従来例よりも、Ｎの組成
比を大きく（０．０２５以上）することになる。
上記の従来例は波長１．１１３μｍでのレーザ発振であ
り、光ファイバー通信に重要な波長１．３μｍ，１．５
５μｍでのレーザ発振には至っていない。波長１．３μ
ｍ，１．５５μｍに相当するバンドギャップを有するＧ
ａＩｎＮＡｓ混晶をＧａＡｓに格子整合して得るために
は、その組成を、波長１．３μｍに対してはＧａ0.928
Ｉｎ0.072Ｎ0.025Ａｓ0.975、１．５５μｍに対しては
Ｇａ0.904Ｉｎ0.096Ｎ0.034Ａｓ0.966とすればよい。す
なわち、参考文献２に示された従来例よりも、Ｎの組成
比を大きく（０．０２５以上）することになる。
【０００６】ところが、本願発明者らが鋭意実験を行っ
た結果、従来の方法で作製されるＧａＩｎＮＡｓ混晶に
おいては、ＮおよびＩｎの組成を増すに連れてその結晶
性が大きく悪化し、波長１．３μｍや１．５５μｍに相
当するバンドギャップをもつＧａＩｎＮＡｓ結晶は半導
体レーザの活性層として用いるのに十分な結晶性をもた
ないことがわかってきた。これはこの組成の結晶が、Ｇ
ａ−Ｉｎ−Ａｓ−Ｎ四元混晶系における非混和領域（ｍ
ｉｓｃｉｂｉｌｉｔｙ ｇａｐ）内に相当する組成であ
ると見られ、非混和領域外のより安定な二元もしくは三
元混晶の種々の化合物の微小領域が結晶内に発生しやす
い傾向があり、多くの結晶欠陥が誘発されることによる
と考えられる。
た結果、従来の方法で作製されるＧａＩｎＮＡｓ混晶に
おいては、ＮおよびＩｎの組成を増すに連れてその結晶
性が大きく悪化し、波長１．３μｍや１．５５μｍに相
当するバンドギャップをもつＧａＩｎＮＡｓ結晶は半導
体レーザの活性層として用いるのに十分な結晶性をもた
ないことがわかってきた。これはこの組成の結晶が、Ｇ
ａ−Ｉｎ−Ａｓ−Ｎ四元混晶系における非混和領域（ｍ
ｉｓｃｉｂｉｌｉｔｙ ｇａｐ）内に相当する組成であ
ると見られ、非混和領域外のより安定な二元もしくは三
元混晶の種々の化合物の微小領域が結晶内に発生しやす
い傾向があり、多くの結晶欠陥が誘発されることによる
と考えられる。
【０００７】ただし、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｃｒｙｓ
ｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ １６４（１９９６）１７５−１
７９（参考文献３）においては、Ｉｎを含まないＧａＮ
Ａｓの結晶についてはＮの組成で０．１０まで上げても
良好な結晶を作製できることが確認されている。それに
対し、Ｉｎが入ったＧａ−Ｉｎ−Ａｓ−Ｎ四元混晶系に
なると、Ｎの組成がより少ない場合でも結晶性の低下が
起こり、波長１．３μｍ，１．５５μｍでのレーザ発振
に要求される様な組成では良好なＧａＩｎＮＡｓ混晶結
晶が得られない。一方、Ｎを含まないＧａＩｎＡｓもす
べてのＩｎの組成において良好な結晶を作製できる。こ
のことは、ＧａＩｎＮＡｓ混晶結晶においての結晶性の
低下はＮの組成が大きくなることにのみ起因するのでは
なく、Ｎの存在下でＩｎを添加していくことが深く関わ
っていることを示している。これは、Ｉｎの添加により
四元混晶系にすることで非混和領域（ｍｉｓｃｉｂｉｌ
ｉｔｙ ｇａｐ）の組成範囲が拡大することによると推
測される。
ｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ １６４（１９９６）１７５−１
７９（参考文献３）においては、Ｉｎを含まないＧａＮ
Ａｓの結晶についてはＮの組成で０．１０まで上げても
良好な結晶を作製できることが確認されている。それに
対し、Ｉｎが入ったＧａ−Ｉｎ−Ａｓ−Ｎ四元混晶系に
なると、Ｎの組成がより少ない場合でも結晶性の低下が
起こり、波長１．３μｍ，１．５５μｍでのレーザ発振
に要求される様な組成では良好なＧａＩｎＮＡｓ混晶結
晶が得られない。一方、Ｎを含まないＧａＩｎＡｓもす
べてのＩｎの組成において良好な結晶を作製できる。こ
のことは、ＧａＩｎＮＡｓ混晶結晶においての結晶性の
低下はＮの組成が大きくなることにのみ起因するのでは
なく、Ｎの存在下でＩｎを添加していくことが深く関わ
っていることを示している。これは、Ｉｎの添加により
四元混晶系にすることで非混和領域（ｍｉｓｃｉｂｉｌ
ｉｔｙ ｇａｐ）の組成範囲が拡大することによると推
測される。
【０００８】本発明は上記の問題を解決することを目的
としたものである。つまり、ＩＩＩ族元素として少なく
ともＧａとＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として少なくと
もＮとＡｓとを共に含む化合物半導体混晶において、非
混和領域内に相当する組成でも良好な結晶性を保ったま
ま均一な混晶結晶を作製することができる結晶成長の方
法を提供するものである。特に、波長１．３μｍ，１．
５５μｍに相当するバンドギャップを有するＧａＩｎＮ
Ａｓ混晶結晶を得る製造方法を提供するものである。
としたものである。つまり、ＩＩＩ族元素として少なく
ともＧａとＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として少なくと
もＮとＡｓとを共に含む化合物半導体混晶において、非
混和領域内に相当する組成でも良好な結晶性を保ったま
ま均一な混晶結晶を作製することができる結晶成長の方
法を提供するものである。特に、波長１．３μｍ，１．
５５μｍに相当するバンドギャップを有するＧａＩｎＮ
Ａｓ混晶結晶を得る製造方法を提供するものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】この発明（請求項１）に
係る化合物半導体の製造方法は、ＩＩＩ族元素として少
なくともＧａ（ガリウム）とＩｎ（インジウム）とを共
に含み、Ｖ族元素として少なくともＮ（窒素）とＡｓ
（砒素）とを共に含む化合物半導体結晶を少なくとも１
層含む積層構造を半導体基板上に作製する化合物半導体
の製造方法であって、基板が閃亜鉛鉱型の半導体結晶か
ら成り、その基板が｛００１｝面から｛１１１｝Ａ面方
向へ傾斜された表面を有していることによって上記の目
的を達成する。
係る化合物半導体の製造方法は、ＩＩＩ族元素として少
なくともＧａ（ガリウム）とＩｎ（インジウム）とを共
に含み、Ｖ族元素として少なくともＮ（窒素）とＡｓ
（砒素）とを共に含む化合物半導体結晶を少なくとも１
層含む積層構造を半導体基板上に作製する化合物半導体
の製造方法であって、基板が閃亜鉛鉱型の半導体結晶か
ら成り、その基板が｛００１｝面から｛１１１｝Ａ面方
向へ傾斜された表面を有していることによって上記の目
的を達成する。
【００１０】本願発明者らは、上記に示した従来の結晶
成長の検討手法から観点を変えて、用いる基板の表面の
状態に注目して検討を行った。その結果、基板の表面を
終端している原子の種類が、ＧａＩｎＮＡｓ混晶結晶を
結晶成長する際に大きな影響を与えていることを見い出
した。請求項１による本発明では、基板表面がＩＩＩ族
元素終端面である為に、均一で良好な結晶性を保ったま
まＧａＩｎＮＡｓ混晶結晶を作製することができるよう
になる。
成長の検討手法から観点を変えて、用いる基板の表面の
状態に注目して検討を行った。その結果、基板の表面を
終端している原子の種類が、ＧａＩｎＮＡｓ混晶結晶を
結晶成長する際に大きな影響を与えていることを見い出
した。請求項１による本発明では、基板表面がＩＩＩ族
元素終端面である為に、均一で良好な結晶性を保ったま
まＧａＩｎＮＡｓ混晶結晶を作製することができるよう
になる。
【００１１】この発明（請求項２）に係る化合物半導体
の製造方法は、その基板が｛００１｝面から｛１１１｝
Ａ面方向へ３度以上３０度以下の角度で傾斜された表面
を有していることによって上記の目的を達成する。
の製造方法は、その基板が｛００１｝面から｛１１１｝
Ａ面方向へ３度以上３０度以下の角度で傾斜された表面
を有していることによって上記の目的を達成する。
【００１２】より好ましくは、その基板が｛００１｝面
から｛１１１｝Ａ面方向へ５度以上１５度以下の角度で
傾斜された表面を有していることによって上記の目的を
達成する。基板の傾斜角度を適切に選ぶことにより、特
に効果的に前記の作用・効果を得ることができる。
から｛１１１｝Ａ面方向へ５度以上１５度以下の角度で
傾斜された表面を有していることによって上記の目的を
達成する。基板の傾斜角度を適切に選ぶことにより、特
に効果的に前記の作用・効果を得ることができる。
【００１３】この発明（請求項３）に係る化合物半導体
の製造方法は、前記積層構造は、６００℃以上７５０℃
以下の温度で結晶成長されることによって上記の目的を
達成する。
の製造方法は、前記積層構造は、６００℃以上７５０℃
以下の温度で結晶成長されることによって上記の目的を
達成する。
【００１４】結晶成長の温度を適切に選ぶことにより、
特に効果的に前記の作用・効果を得ることができる。
特に効果的に前記の作用・効果を得ることができる。
【００１５】この発明（請求項４）に係る化合物半導体
の製造方法は、前記のＩＩＩ族元素として少なくともＧ
ａとＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として少なくともＮと
Ａｓとを共に含む化合物半導体結晶は、Ｖ族元素として
結晶中に含まれているＮの組成比 ［Ｎ原子密度］／（［Ｎ原子密度］＋［Ａｓ原子密
度］） が０．０２５以上０．１以下であることによって上記の
目的を達成する。
の製造方法は、前記のＩＩＩ族元素として少なくともＧ
ａとＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として少なくともＮと
Ａｓとを共に含む化合物半導体結晶は、Ｖ族元素として
結晶中に含まれているＮの組成比 ［Ｎ原子密度］／（［Ｎ原子密度］＋［Ａｓ原子密
度］） が０．０２５以上０．１以下であることによって上記の
目的を達成する。
【００１６】一定値以上のＮを含んだＡｓとＮとを共に
含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体混晶に対してこの発明を
適用することで、格段の効果を得ることができる。
含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体混晶に対してこの発明を
適用することで、格段の効果を得ることができる。
【００１７】この発明（請求項５）に係る化合物半導体
の製造方法は、Ｖ族元素としてＰ（燐）を含む化合物半
導体を積層し、その上にＶ族元素としてＡｓだけを有す
る化合物半導体を少なくとも１分子層以上１０分子層以
下だけ積層し、その上にＩＩＩ族元素として少なくとも
ＧａとＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として少なくともＮ
とＡｓとを共に含む化合物半導体結晶を結晶成長する工
程を含んでいることによって上記の目的を達成する。
の製造方法は、Ｖ族元素としてＰ（燐）を含む化合物半
導体を積層し、その上にＶ族元素としてＡｓだけを有す
る化合物半導体を少なくとも１分子層以上１０分子層以
下だけ積層し、その上にＩＩＩ族元素として少なくとも
ＧａとＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として少なくともＮ
とＡｓとを共に含む化合物半導体結晶を結晶成長する工
程を含んでいることによって上記の目的を達成する。
【００１８】この工程を行うことにより、Ｐ化合物とＧ
ａＩｎＮＡｓ混晶結晶との界面が急峻になる。
ａＩｎＮＡｓ混晶結晶との界面が急峻になる。
【００１９】この発明（請求項６）に係る化合物半導体
の製造方法は、ＩＩＩ族元素として少なくともＧａとＩ
ｎとを共に含み、Ｖ族元素として少なくともＮとＡｓと
を共に含む化合物半導体結晶を結晶成長する直前に、Ｎ
原料だけを供給する工程を含むことによって上記の目的
を達成する。
の製造方法は、ＩＩＩ族元素として少なくともＧａとＩ
ｎとを共に含み、Ｖ族元素として少なくともＮとＡｓと
を共に含む化合物半導体結晶を結晶成長する直前に、Ｎ
原料だけを供給する工程を含むことによって上記の目的
を達成する。
【００２０】この工程を行うことにより、ＧａＩｎＮＡ
ｓ混晶結晶を結晶成長する直前に、その下地の表面が窒
化される為、その上のＧａＩｎＮＡｓ混晶結晶が結晶成
長の初期からスムースなステップフロー成長が起こるよ
うになる。
ｓ混晶結晶を結晶成長する直前に、その下地の表面が窒
化される為、その上のＧａＩｎＮＡｓ混晶結晶が結晶成
長の初期からスムースなステップフロー成長が起こるよ
うになる。
【００２１】この発明（請求項７）に係る化合物半導体
の製造方法は、基板として用いる閃亜鉛鉱型の半導体結
晶がＧａＡｓからなることによって上記の目的を達成す
る。
の製造方法は、基板として用いる閃亜鉛鉱型の半導体結
晶がＧａＡｓからなることによって上記の目的を達成す
る。
【００２２】基板としてＧａＡｓを用いることにより、
光ファイバー通信に重要な波長１．３μｍ，１．５５μ
ｍに対応するＧａＩｎＮＡｓ混晶結晶を格子整合させて
得ることができる。
光ファイバー通信に重要な波長１．３μｍ，１．５５μ
ｍに対応するＧａＩｎＮＡｓ混晶結晶を格子整合させて
得ることができる。
【００２３】
（実施の形態１）本発明の実施形態１として、（００
１）面から（１１１）Ａ面方向へ傾斜したＧａＡｓ基板
の上に、ＭＢＥ法を用いてＡｌＧａＡｓ／ＧａＩｎＮＡ
ｓ／ＡｌＧａＡｓからなるダブルヘテロ構造を作製した
場合について示す。
１）面から（１１１）Ａ面方向へ傾斜したＧａＡｓ基板
の上に、ＭＢＥ法を用いてＡｌＧａＡｓ／ＧａＩｎＮＡ
ｓ／ＡｌＧａＡｓからなるダブルヘテロ構造を作製した
場合について示す。
【００２４】（００１）面から（１１１）Ａ面方向へ傾
斜した表面を有するＧａＡｓ基板を準備し、その上に、
Ａｌ分子線，Ｇａ分子線，Ｉｎ分子線，Ａｓ2分子線，
ラジカル励起されたＮ分子線を原料とするＭＢＥ法によ
り化合物半導体の多層膜を結晶成長した。
斜した表面を有するＧａＡｓ基板を準備し、その上に、
Ａｌ分子線，Ｇａ分子線，Ｉｎ分子線，Ａｓ2分子線，
ラジカル励起されたＮ分子線を原料とするＭＢＥ法によ
り化合物半導体の多層膜を結晶成長した。
【００２５】ここで「（００１）面から（１１１）Ａ面
方向へ傾斜した表面」とは、（００１）面の傾斜基板で
あり、Ｇａ原子で終端するステップ端を表面に有するよ
うに傾斜して切り出された基板である。（００１）面か
ら（１１１）Ａ面方向へ５５°傾斜した基板は、（１１
１）Ａ面となる。なお、｛１１１｝Ａ面は｛１１１｝Ｇ
ａ面、｛１１１｝Ｂ面は｛１１１｝Ａｓ面とも呼ぶ。
方向へ傾斜した表面」とは、（００１）面の傾斜基板で
あり、Ｇａ原子で終端するステップ端を表面に有するよ
うに傾斜して切り出された基板である。（００１）面か
ら（１１１）Ａ面方向へ５５°傾斜した基板は、（１１
１）Ａ面となる。なお、｛１１１｝Ａ面は｛１１１｝Ｇ
ａ面、｛１１１｝Ｂ面は｛１１１｝Ａｓ面とも呼ぶ。
【００２６】作製した多層膜の構造は、まずＧａＡｓ基
板の上に層厚０．５μｍのＧａＡｓからなるバッファ層
を、その上に層厚０．５μｍのＡｌ0.2Ｇａ0.8Ａｓから
なる第一障壁層を、その上に層厚０．１μｍのＧａ
0.928Ｉｎ0.072Ｎ0.025Ａｓ0.975からなる発光層を、そ
の上に層厚０．５μｍのＡｌ0.2Ｇａ0.8Ａｓからなる第
二障壁層を、その上に保護層として層厚０．５μｍのＧ
ａＡｓが形成されている。この時のＧａ0.928Ｉｎ0.072
Ｎ0.025Ａｓ0.975結晶は、ＧａＡｓに格子整合し、波長
１．３μｍに相当するバンドギャップを有するＧａＩｎ
ＮＡｓ結晶である。結晶成長温度は、多層膜を作製する
間中６５０℃に保持し、結晶成長速度は０．５μｍ／時
間とした。
板の上に層厚０．５μｍのＧａＡｓからなるバッファ層
を、その上に層厚０．５μｍのＡｌ0.2Ｇａ0.8Ａｓから
なる第一障壁層を、その上に層厚０．１μｍのＧａ
0.928Ｉｎ0.072Ｎ0.025Ａｓ0.975からなる発光層を、そ
の上に層厚０．５μｍのＡｌ0.2Ｇａ0.8Ａｓからなる第
二障壁層を、その上に保護層として層厚０．５μｍのＧ
ａＡｓが形成されている。この時のＧａ0.928Ｉｎ0.072
Ｎ0.025Ａｓ0.975結晶は、ＧａＡｓに格子整合し、波長
１．３μｍに相当するバンドギャップを有するＧａＩｎ
ＮＡｓ結晶である。結晶成長温度は、多層膜を作製する
間中６５０℃に保持し、結晶成長速度は０．５μｍ／時
間とした。
【００２７】また、ＭＢＥ法による結晶成長は、図１に
示すシーケンスで行った。つまり、ＧａＡｓ基板をＭＢ
Ｅ結晶成長装置内に導入した後、（工程Ａ）Ａｓ2分子
線を照射しながら６５０℃にまで昇温し、ＧａＡｓの清
浄表面を得る。その後、（工程Ｂ）Ｇａ分子線，Ａｓ2
分子線により層厚０．５μｍのＧａＡｓを結晶成長し、
続いて（工程Ｃ）Ａｌ分子線，Ｇａ分子線，Ａｓ2分子
線により層厚０．５μｍのＡｌ0.2Ｇａ0.8Ａｓを得る。
次に（工程Ｄ）Ｎラジカル分子線だけを供給して成長層
最表面のテラスを形成するＡｓ原子の一部を窒化により
Ｎ原子で置き換えた後、（工程Ｅ）Ｇａ分子線，Ｉｎ分
子線，Ａｓ2分子線，Ｎラジカル分子線により層厚０．
１μｍのＧａＩｎＮＡｓ層を得る。再び（工程Ｆ）Ａｌ
分子線，Ｇａ分子線，Ａｓ2分子線により層厚０．５μ
ｍのＡｌ0.2Ｇａ0.8Ａｓを、最後に（工程Ｇ）Ａｌ分子
線を止めて０．５μｍのＧａＡｓを得る。各層を結晶成
長する際の各分子線の強度は、それぞれの層に対して最
適となるように調節した。
示すシーケンスで行った。つまり、ＧａＡｓ基板をＭＢ
Ｅ結晶成長装置内に導入した後、（工程Ａ）Ａｓ2分子
線を照射しながら６５０℃にまで昇温し、ＧａＡｓの清
浄表面を得る。その後、（工程Ｂ）Ｇａ分子線，Ａｓ2
分子線により層厚０．５μｍのＧａＡｓを結晶成長し、
続いて（工程Ｃ）Ａｌ分子線，Ｇａ分子線，Ａｓ2分子
線により層厚０．５μｍのＡｌ0.2Ｇａ0.8Ａｓを得る。
次に（工程Ｄ）Ｎラジカル分子線だけを供給して成長層
最表面のテラスを形成するＡｓ原子の一部を窒化により
Ｎ原子で置き換えた後、（工程Ｅ）Ｇａ分子線，Ｉｎ分
子線，Ａｓ2分子線，Ｎラジカル分子線により層厚０．
１μｍのＧａＩｎＮＡｓ層を得る。再び（工程Ｆ）Ａｌ
分子線，Ｇａ分子線，Ａｓ2分子線により層厚０．５μ
ｍのＡｌ0.2Ｇａ0.8Ａｓを、最後に（工程Ｇ）Ａｌ分子
線を止めて０．５μｍのＧａＡｓを得る。各層を結晶成
長する際の各分子線の強度は、それぞれの層に対して最
適となるように調節した。
【００２８】０°〜６０°の傾斜角を有する基板の上に
作製した試料に関して表面欠陥密度を評価した結果を図
２に示す。傾斜角０°の傾斜していない（００１）面上
に作製された試料と比較して、傾斜基板上では高品質の
ＧａＩｎＮＡｓ混晶を得ることができた。またその傾斜
角度とともに欠陥密度が低下し、最低値をとる。
作製した試料に関して表面欠陥密度を評価した結果を図
２に示す。傾斜角０°の傾斜していない（００１）面上
に作製された試料と比較して、傾斜基板上では高品質の
ＧａＩｎＮＡｓ混晶を得ることができた。またその傾斜
角度とともに欠陥密度が低下し、最低値をとる。
【００２９】従来のように｛００１｝面から傾斜してい
ない面方位を有する基板の上にＧａＩｎＮＡｓ混晶結晶
を結晶成長させた場合結晶性の低下が発生しやすい。こ
れは、この四元混晶の組成が非混和領域（ｍｉｓｃｉｂ
ｉｌｉｔｙ ｇａｐ）内に相当する組成であるため、微
視的には非混和領域外のより安定な二元もしくは三元混
晶の種々の化合物の微小領域が結晶内に発生し、母体の
格子定数の違いなどから多くの結晶欠陥が誘発されるた
めと考えられる。この微小領域の発生は特にＩＩＩ族元
素種が複数ある場合、より誘発されやすい。これは、結
晶成長時には、ＩＩＩ族元素であるＧａ、Ｉｎの成長表
面でのモビリティーがＶ族元素に比べて大きいので、よ
り安定な別のＩＩＩ族組成比を持つ結晶が生成し、結晶
内に複数の相が分離して発生しやすいことによる。特
に、ＧａとＮの結合力が他の組み合わせのものより特に
強いことにより、成長時に特にＧａとＮが優先的に結合
し、ＧａとＮの組成が高い領域が結晶内に発生しやすい
ことが考えられる。このような不均一な領域の存在によ
り表面欠陥密度の増大などの結晶性の悪化が起こってい
ると思われる。これはＩＩＩ族元素がＧａとＩｎの２つ
存在していることにより発生するものであり、Ｉｎの存
在しないＧａＮＡｓ結晶の場合には、ＩＩＩ族元素とし
てはＧａ元素のみのため、仮に成長時にＧａとＮが優先
的に結合したとしても、それにより組成が不均一になる
ことはない。
ない面方位を有する基板の上にＧａＩｎＮＡｓ混晶結晶
を結晶成長させた場合結晶性の低下が発生しやすい。こ
れは、この四元混晶の組成が非混和領域（ｍｉｓｃｉｂ
ｉｌｉｔｙ ｇａｐ）内に相当する組成であるため、微
視的には非混和領域外のより安定な二元もしくは三元混
晶の種々の化合物の微小領域が結晶内に発生し、母体の
格子定数の違いなどから多くの結晶欠陥が誘発されるた
めと考えられる。この微小領域の発生は特にＩＩＩ族元
素種が複数ある場合、より誘発されやすい。これは、結
晶成長時には、ＩＩＩ族元素であるＧａ、Ｉｎの成長表
面でのモビリティーがＶ族元素に比べて大きいので、よ
り安定な別のＩＩＩ族組成比を持つ結晶が生成し、結晶
内に複数の相が分離して発生しやすいことによる。特
に、ＧａとＮの結合力が他の組み合わせのものより特に
強いことにより、成長時に特にＧａとＮが優先的に結合
し、ＧａとＮの組成が高い領域が結晶内に発生しやすい
ことが考えられる。このような不均一な領域の存在によ
り表面欠陥密度の増大などの結晶性の悪化が起こってい
ると思われる。これはＩＩＩ族元素がＧａとＩｎの２つ
存在していることにより発生するものであり、Ｉｎの存
在しないＧａＮＡｓ結晶の場合には、ＩＩＩ族元素とし
てはＧａ元素のみのため、仮に成長時にＧａとＮが優先
的に結合したとしても、それにより組成が不均一になる
ことはない。
【００３０】一方でステップ端がＩＩＩ族元素で終端し
た表面を持つ基板、つまり｛１００｝面から｛１１１｝
Ａ面方向へ傾斜した表面をもつ基板を用いた場合、ステ
ップ端はＶ族元素で安定になろうとするので、結晶成長
中に基板に付着したＧａ源とＩｎ源はステップ端に到達
してそのままその位置でＩＩＩ族サイトに取り込まれ
る。その結果、別のＩＩＩ族組成比を持つ結晶の生成が
抑制され、組成の均一性が大きく向上し、ＩｎとＮの組
成の大きな結晶を良好な結晶性で得ることができるよう
になる。このように、ＩＩＩ族サイトで終端している表
面ステップを有する基板を用いることで、非混和領域内
に相当する組成でも均一で良好な結晶性を有するＧａＩ
ｎＮＡｓ混晶結晶を作製することが可能になる新たな効
果が見い出された。
た表面を持つ基板、つまり｛１００｝面から｛１１１｝
Ａ面方向へ傾斜した表面をもつ基板を用いた場合、ステ
ップ端はＶ族元素で安定になろうとするので、結晶成長
中に基板に付着したＧａ源とＩｎ源はステップ端に到達
してそのままその位置でＩＩＩ族サイトに取り込まれ
る。その結果、別のＩＩＩ族組成比を持つ結晶の生成が
抑制され、組成の均一性が大きく向上し、ＩｎとＮの組
成の大きな結晶を良好な結晶性で得ることができるよう
になる。このように、ＩＩＩ族サイトで終端している表
面ステップを有する基板を用いることで、非混和領域内
に相当する組成でも均一で良好な結晶性を有するＧａＩ
ｎＮＡｓ混晶結晶を作製することが可能になる新たな効
果が見い出された。
【００３１】傾斜基板の角度に関しては、図２に見られ
るように３〜３０°で十分な効果が現われ、５〜１５°
とするのがより好ましい。傾斜角度が小さい場合にはス
テップの密度が低い為にその効果が顕著には現われず、
傾斜角度が大きすぎる場合にも結晶性の悪化が生じる。
るように３〜３０°で十分な効果が現われ、５〜１５°
とするのがより好ましい。傾斜角度が小さい場合にはス
テップの密度が低い為にその効果が顕著には現われず、
傾斜角度が大きすぎる場合にも結晶性の悪化が生じる。
【００３２】図３に、（００１）面から（１１１）Ａ面
方向へ１０°傾斜した表面を有するＧａＡｓ基板の上へ
多層構造を作製した時の表面欠陥密度の、結晶成長時の
基板温度の依存性を示す。いずれもＧａＡｓに格子整合
する組成で、波長１．３μｍに相当するバンドギャップ
を有するＧａＩｎＮＡｓ結晶の表面欠陥密度である。基
板温度６００℃から７５０℃の間で表面欠陥密度の低い
試料が得られ、図３中で示されたΔＴの範囲が最適な結
晶成長温度範囲であることがわかる。結晶成長の温度が
低い場合にはステップ端から結晶成長が生じるステップ
フロー成長が起こりにくく、また結晶成長温度が高い場
合には一旦結晶中に取り込まれたＶ族元素が再蒸発する
為に良好な結晶成長が生じない。
方向へ１０°傾斜した表面を有するＧａＡｓ基板の上へ
多層構造を作製した時の表面欠陥密度の、結晶成長時の
基板温度の依存性を示す。いずれもＧａＡｓに格子整合
する組成で、波長１．３μｍに相当するバンドギャップ
を有するＧａＩｎＮＡｓ結晶の表面欠陥密度である。基
板温度６００℃から７５０℃の間で表面欠陥密度の低い
試料が得られ、図３中で示されたΔＴの範囲が最適な結
晶成長温度範囲であることがわかる。結晶成長の温度が
低い場合にはステップ端から結晶成長が生じるステップ
フロー成長が起こりにくく、また結晶成長温度が高い場
合には一旦結晶中に取り込まれたＶ族元素が再蒸発する
為に良好な結晶成長が生じない。
【００３３】図４に、傾斜角度０°（傾斜していない）
および１０°の基板上に、上記化合物半導体多層膜を、
発光層のＧａ1-xＩｎxＮyＡｓ1-y結晶の組成（ｘ，ｙ）
をさまざまに変えて結晶成長を行い、表面欠陥密度を評
価した結果を示す。図４（ａ）が傾斜角度０°の場合、
図４（ｂ）が傾斜角度１０°の場合である。これによる
と傾斜角度０°の場合、ｙが０．０２５以上では実験し
た範囲内のｘ（０．０１〜０．４）のすべてで表面欠陥
密度が高いのに対し、傾斜角度１０°の場合ｙが０．０
２５以上０．０３以下ではすべての範囲で表面欠陥密度
が十分に低い値となり、またｙが０．１以下ではｘが小
さい範囲では表面欠陥密度が十分低い値となった。
および１０°の基板上に、上記化合物半導体多層膜を、
発光層のＧａ1-xＩｎxＮyＡｓ1-y結晶の組成（ｘ，ｙ）
をさまざまに変えて結晶成長を行い、表面欠陥密度を評
価した結果を示す。図４（ａ）が傾斜角度０°の場合、
図４（ｂ）が傾斜角度１０°の場合である。これによる
と傾斜角度０°の場合、ｙが０．０２５以上では実験し
た範囲内のｘ（０．０１〜０．４）のすべてで表面欠陥
密度が高いのに対し、傾斜角度１０°の場合ｙが０．０
２５以上０．０３以下ではすべての範囲で表面欠陥密度
が十分に低い値となり、またｙが０．１以下ではｘが小
さい範囲では表面欠陥密度が十分低い値となった。
【００３４】なお、図１に示したように、ＧａＩｎＮＡ
ｓ層を結晶成長する直前にＮラジカル分子線だけを供給
し、下地のＡｌ0.2Ｇａ0.8Ａｓ層最表面のテラスを形成
するＡｓ原子の一部をＮ原子で置き換え（工程Ｄ）、そ
の後にＧａＩｎＮＡｓ層の結晶成長を開始した（工程
Ｅ）。最初に基板表面のＡｓ原子の一部をＮ原子で置換
しておくと、その後のＡｓとＮとを共に含むＩＩＩ−Ｖ
族化合物半導体混晶の成長がホモエピタキシャル成長と
なるのでステップフロー成長が生じやすく、初期の結晶
成長がスムースに開始され、その上に作製された結晶の
質が向上する。特に電子のド・ブロイ波長よりも薄いＧ
ａＩｎＮＡｓ層を量子井戸層として結晶成長させた場
合、その時に生じる量子効果は、テラスの窒化工程の採
用により著しく増大することがわかった。窒化工程を含
まない場合には、Ａｓ化合物（Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ａｓ）と
ＡｓとＮとを共に含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体混晶
（ＧａＩｎＮＡｓ）との界面とが急俊に切り替わらない
為に量子効果が低減していると考えられる。界面に窒化
工程を入れることで、その組成の切り替えが急俊に生じ
るようになり、良好な界面が得られるようになる。
ｓ層を結晶成長する直前にＮラジカル分子線だけを供給
し、下地のＡｌ0.2Ｇａ0.8Ａｓ層最表面のテラスを形成
するＡｓ原子の一部をＮ原子で置き換え（工程Ｄ）、そ
の後にＧａＩｎＮＡｓ層の結晶成長を開始した（工程
Ｅ）。最初に基板表面のＡｓ原子の一部をＮ原子で置換
しておくと、その後のＡｓとＮとを共に含むＩＩＩ−Ｖ
族化合物半導体混晶の成長がホモエピタキシャル成長と
なるのでステップフロー成長が生じやすく、初期の結晶
成長がスムースに開始され、その上に作製された結晶の
質が向上する。特に電子のド・ブロイ波長よりも薄いＧ
ａＩｎＮＡｓ層を量子井戸層として結晶成長させた場
合、その時に生じる量子効果は、テラスの窒化工程の採
用により著しく増大することがわかった。窒化工程を含
まない場合には、Ａｓ化合物（Ａｌ0.2Ｇａ0.8Ａｓ）と
ＡｓとＮとを共に含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体混晶
（ＧａＩｎＮＡｓ）との界面とが急俊に切り替わらない
為に量子効果が低減していると考えられる。界面に窒化
工程を入れることで、その組成の切り替えが急俊に生じ
るようになり、良好な界面が得られるようになる。
【００３５】以上のように、本発明により、高品質のＧ
ａＩｎＮＡｓ混晶を得ることができた。さらに、上記の
方法を、１．３μｍの波長域に対応する活性層の作製に
適用して半導体レーザ素子を作製したところ、高性能の
レーザが得られた。
ａＩｎＮＡｓ混晶を得ることができた。さらに、上記の
方法を、１．３μｍの波長域に対応する活性層の作製に
適用して半導体レーザ素子を作製したところ、高性能の
レーザが得られた。
【００３６】（実施の形態２）本発明の実施形態２とし
て、（００１）面から（１１１）Ａ面方向へ傾斜したＧ
ａＡｓ基板の上に、有機金属気相成長（Ｍｅｔａｌ Ｏ
ｒｇａｎｉｃ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐ
ｏｓｉｔｉｏｎ：ＭＯ−ＣＶＤ）法を用いてＧａＩｎＰ
／ＧａＩｎＮＡｓ／ＧａＩｎＰからなる単一量子井戸構
造を作製した場合について示す。
て、（００１）面から（１１１）Ａ面方向へ傾斜したＧ
ａＡｓ基板の上に、有機金属気相成長（Ｍｅｔａｌ Ｏ
ｒｇａｎｉｃ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐ
ｏｓｉｔｉｏｎ：ＭＯ−ＣＶＤ）法を用いてＧａＩｎＰ
／ＧａＩｎＮＡｓ／ＧａＩｎＰからなる単一量子井戸構
造を作製した場合について示す。
【００３７】（００１）面から（１１１）Ａ面方向へ傾
斜した表面を有するＧａＡｓ基板を準備し、その上に、
トリメチルガリウム（ＴＭＧ），トリメチルインジウム
（ＴＭＩ），アルシン（ＡｓＨ3），フォスフィン（Ｐ
Ｈ3），ジメチルヒドラジン（ＤＭｅＨｙ）を原料ガス
とし、水素（Ｈ2）をキャリアガスとするＭＯ−ＣＶＤ
法により化合物半導体の多層膜を結晶成長した。
斜した表面を有するＧａＡｓ基板を準備し、その上に、
トリメチルガリウム（ＴＭＧ），トリメチルインジウム
（ＴＭＩ），アルシン（ＡｓＨ3），フォスフィン（Ｐ
Ｈ3），ジメチルヒドラジン（ＤＭｅＨｙ）を原料ガス
とし、水素（Ｈ2）をキャリアガスとするＭＯ−ＣＶＤ
法により化合物半導体の多層膜を結晶成長した。
【００３８】作製した多層膜の構造は、まずＧａＡｓ基
板の上に層厚０．５μｍのＧａＡｓからなるバッファ層
を、その上にＧａ0.51Ｉｎ0.49Ｐからなる第一障壁層
を、その上に層厚８ｎｍのＧａ0.89Ｉｎ0.11Ｎ0.04Ａｓ
0.96からなる単一量子井戸発光層を、その上に層厚０．
５μｍのＧａ0.51Ｉｎ0.49Ｐからなる第二障壁層を、そ
の上に保護層として層厚０．５μｍのＧａＡｓが形成さ
れている。この時のＧａ0.89Ｉｎ0.11Ｎ0.04Ａｓ0.96結
晶は、ＧａＡｓに格子整合するＧａＩｎＮＡｓ結晶であ
る。結晶成長は常圧で行い、結晶成長温度は多層膜を作
製する間中７００℃に保持し、結晶成長速度は１μｍ／
時間とした。
板の上に層厚０．５μｍのＧａＡｓからなるバッファ層
を、その上にＧａ0.51Ｉｎ0.49Ｐからなる第一障壁層
を、その上に層厚８ｎｍのＧａ0.89Ｉｎ0.11Ｎ0.04Ａｓ
0.96からなる単一量子井戸発光層を、その上に層厚０．
５μｍのＧａ0.51Ｉｎ0.49Ｐからなる第二障壁層を、そ
の上に保護層として層厚０．５μｍのＧａＡｓが形成さ
れている。この時のＧａ0.89Ｉｎ0.11Ｎ0.04Ａｓ0.96結
晶は、ＧａＡｓに格子整合するＧａＩｎＮＡｓ結晶であ
る。結晶成長は常圧で行い、結晶成長温度は多層膜を作
製する間中７００℃に保持し、結晶成長速度は１μｍ／
時間とした。
【００３９】また、ＭＯ−ＣＶＤ法による結晶成長は、
図５に示すシーケンスで行った。つまり、ＧａＡｓ基板
をＭＯ−ＣＶＤ結晶成長装置内に導入した後、（工程
Ｉ）ＡｓＨ3とＨ2の雰囲気により７００℃にまで昇温
し、その後、（工程Ｊ）ＴＭＧ，ＡｓＨ3により層厚
０．５μｍのＧａＡｓを結晶成長させ、（工程Ｋ）ＴＭ
Ｇ，ＴＭＩ，ＰＨ3により層厚０．５μｍのＧａ0.51Ｉ
ｎ0.49Ｐを得る。次に（工程Ｌ）ＴＭＧとＡｓＨ3とを
供給して１から３分子層分のＧａＡｓを結晶成長した
後、（工程Ｍ）ＤＭｅＨｙだけを供給して成長層最表面
のテラスを形成するＡｓ原子の一部を窒化によりＮ原子
で置き換えた後、（工程Ｎ）ＴＭＧ，ＴＭＩ，Ａｓ
Ｈ3，ＤＭｅＨｙにより層厚８ｎｍのＧａＩｎＮＡｓ層
を得る。再び（工程Ｏ）ＴＭＧとＡｓＨ3とを供給して
１から３分子層分のＧａＡｓを結晶成長した後、（工程
Ｐ）ＴＭＧ，ＴＭＩ，ＰＨ3より層厚０．５μｍのＧａ
0.51Ｉｎ0.49Ｐを、最後に（工程Ｑ）ＴＭＧ，ＡｓＨ3
で０．５μｍのＧａＡｓを得た。各層を結晶成長する際
の各ガスの流量は、それぞれの層に対して最適となるよ
うに調節した。
図５に示すシーケンスで行った。つまり、ＧａＡｓ基板
をＭＯ−ＣＶＤ結晶成長装置内に導入した後、（工程
Ｉ）ＡｓＨ3とＨ2の雰囲気により７００℃にまで昇温
し、その後、（工程Ｊ）ＴＭＧ，ＡｓＨ3により層厚
０．５μｍのＧａＡｓを結晶成長させ、（工程Ｋ）ＴＭ
Ｇ，ＴＭＩ，ＰＨ3により層厚０．５μｍのＧａ0.51Ｉ
ｎ0.49Ｐを得る。次に（工程Ｌ）ＴＭＧとＡｓＨ3とを
供給して１から３分子層分のＧａＡｓを結晶成長した
後、（工程Ｍ）ＤＭｅＨｙだけを供給して成長層最表面
のテラスを形成するＡｓ原子の一部を窒化によりＮ原子
で置き換えた後、（工程Ｎ）ＴＭＧ，ＴＭＩ，Ａｓ
Ｈ3，ＤＭｅＨｙにより層厚８ｎｍのＧａＩｎＮＡｓ層
を得る。再び（工程Ｏ）ＴＭＧとＡｓＨ3とを供給して
１から３分子層分のＧａＡｓを結晶成長した後、（工程
Ｐ）ＴＭＧ，ＴＭＩ，ＰＨ3より層厚０．５μｍのＧａ
0.51Ｉｎ0.49Ｐを、最後に（工程Ｑ）ＴＭＧ，ＡｓＨ3
で０．５μｍのＧａＡｓを得た。各層を結晶成長する際
の各ガスの流量は、それぞれの層に対して最適となるよ
うに調節した。
【００４０】各試料の表面欠陥密度を評価したところ、
図２に示した第一実施形態のものと同様の結果が得ら
れ、｛００１｝面から｛１１１｝Ａ面方向へ３〜３０
°、望ましくは５〜１５°だけ傾斜した表面を有するＧ
ａＡｓ基板の上へＧａＩｎＮＡｓ結晶を結晶成長するこ
とでその結晶性が格段に向上することが見い出された。
表面欠陥密度の、結晶成長時の基板温度の依存性も図４
と同様の結果であった。
図２に示した第一実施形態のものと同様の結果が得ら
れ、｛００１｝面から｛１１１｝Ａ面方向へ３〜３０
°、望ましくは５〜１５°だけ傾斜した表面を有するＧ
ａＡｓ基板の上へＧａＩｎＮＡｓ結晶を結晶成長するこ
とでその結晶性が格段に向上することが見い出された。
表面欠陥密度の、結晶成長時の基板温度の依存性も図４
と同様の結果であった。
【００４１】なお、図５に示したように、下地のＧａＩ
ｎＰ層の上にＧａＩｎＮＡｓ層を結晶成長する前に、数
分子層程度のＡｓ化合物を成長させ（工程Ｌ）、かつそ
の最表面のテラスを形成するＡｓ原子の一部をＮ原子で
置き換え（工程Ｍ）、その後にＧａＩｎＮＡｓ層の結晶
成長を開始した（工程Ｎ）。Ｐ化合物の上にＧａＩｎＮ
Ａｓ層を直接的に結晶成長させると、結晶成長の初期に
おいてＧａＩｎＮＡｓのステップフロー成長が生じにく
く、傾斜基板を用いた効果が十分に発揮されない傾向が
あった。これに対し、Ｐ化合物の上に、Ａｓ化合物の薄
層を界してから結晶成長を開始することで解決されるこ
とが見い出された。Ａｓ化合物の薄層の厚さは、少なく
とも１分子層以上は必要であるが、Ｐ化合物とＧａＩｎ
ＮＡｓ層とのヘテロ接合のバンドラインナップに影響を
与えないように１０分子層以下であるのが望ましい。
ｎＰ層の上にＧａＩｎＮＡｓ層を結晶成長する前に、数
分子層程度のＡｓ化合物を成長させ（工程Ｌ）、かつそ
の最表面のテラスを形成するＡｓ原子の一部をＮ原子で
置き換え（工程Ｍ）、その後にＧａＩｎＮＡｓ層の結晶
成長を開始した（工程Ｎ）。Ｐ化合物の上にＧａＩｎＮ
Ａｓ層を直接的に結晶成長させると、結晶成長の初期に
おいてＧａＩｎＮＡｓのステップフロー成長が生じにく
く、傾斜基板を用いた効果が十分に発揮されない傾向が
あった。これに対し、Ｐ化合物の上に、Ａｓ化合物の薄
層を界してから結晶成長を開始することで解決されるこ
とが見い出された。Ａｓ化合物の薄層の厚さは、少なく
とも１分子層以上は必要であるが、Ｐ化合物とＧａＩｎ
ＮＡｓ層とのヘテロ接合のバンドラインナップに影響を
与えないように１０分子層以下であるのが望ましい。
【００４２】また、中間層のＡｓ化合物の上にＧａＩｎ
ＮＡｓ層を結晶成長する時には、界面に窒化工程を入れ
て表面のＡｓ原子の一部をＮ原子で置換しておくと、そ
の後のＶ族元素としてＡｓとＮとを共に含むＩＩＩ−Ｖ
族化合物半導体混晶の成長がホモエピタキシャル成長と
なるのでステップフロー成長が生じやすく、初期の結晶
成長がスムースに開始され、その上の成長層の結晶性が
向上する。また、Ａｓ化合物とＡｓとＮとを共に含むＩ
ＩＩ−Ｖ族化合物半導体混晶の組成との切り替えが急峻
に生じるようになる。
ＮＡｓ層を結晶成長する時には、界面に窒化工程を入れ
て表面のＡｓ原子の一部をＮ原子で置換しておくと、そ
の後のＶ族元素としてＡｓとＮとを共に含むＩＩＩ−Ｖ
族化合物半導体混晶の成長がホモエピタキシャル成長と
なるのでステップフロー成長が生じやすく、初期の結晶
成長がスムースに開始され、その上の成長層の結晶性が
向上する。また、Ａｓ化合物とＡｓとＮとを共に含むＩ
ＩＩ−Ｖ族化合物半導体混晶の組成との切り替えが急峻
に生じるようになる。
【００４３】以上のように、本発明により、高品質のＧ
ａＩｎＮＡｓ混晶を得ることができた。さらに、上記の
方法を、１．５５μｍの波長域に対応する活性層の作製
に適用して半導体レーザ素子を作製したところ、高性能
のレーザが得られた。
ａＩｎＮＡｓ混晶を得ることができた。さらに、上記の
方法を、１．５５μｍの波長域に対応する活性層の作製
に適用して半導体レーザ素子を作製したところ、高性能
のレーザが得られた。
【００４４】ところで、これまでに示した全ての実施形
態において、｛００１｝基板の傾斜方向は、｛１１１｝
Ａ面の方向から｛００１｝面内で±１０°程度ずれてい
ても表面ステップはＶ族元素で終端するので同様の効果
が得られた。
態において、｛００１｝基板の傾斜方向は、｛１１１｝
Ａ面の方向から｛００１｝面内で±１０°程度ずれてい
ても表面ステップはＶ族元素で終端するので同様の効果
が得られた。
【００４５】また、基板は閃亜鉛鉱型の半導体結晶であ
ればＧａＡｓやＧａＰに限定されるものではなく、その
他のＩＩＩ−Ｖ族半導体やＩＩ−ＶＩ族半導体結晶でも
同様の効果が得られた。
ればＧａＡｓやＧａＰに限定されるものではなく、その
他のＩＩＩ−Ｖ族半導体やＩＩ−ＶＩ族半導体結晶でも
同様の効果が得られた。
【００４６】また、上記の実施形態では固体原料を用い
たＭＢＥ法およびＭＯ−ＣＶＤ法について述べたが、Ｉ
ＩＩ族原料として固体原料，Ｖ族原料としてＡｓＨ3を
用いたガスソースＭＢＥ（ＧＳ−ＭＢＥ）法、あるいは
ＩＩＩ族原料に有機金属化合物，Ｖ族原料にガス原料に
用いた化学分子線エピタキシャル成長（ＣＢＥ）法など
を用いても同様の効果が得られた。
たＭＢＥ法およびＭＯ−ＣＶＤ法について述べたが、Ｉ
ＩＩ族原料として固体原料，Ｖ族原料としてＡｓＨ3を
用いたガスソースＭＢＥ（ＧＳ−ＭＢＥ）法、あるいは
ＩＩＩ族原料に有機金属化合物，Ｖ族原料にガス原料に
用いた化学分子線エピタキシャル成長（ＣＢＥ）法など
を用いても同様の効果が得られた。
【００４７】また、上記の実施形態ではＩＩＩ族元素と
してＧａ，Ｉｎ，Ａｌ，Ｖ族元素としてＡｓ，Ｎを適宜
含んだ化合物について示したが、その他のＩＩＩ族元素
（Ｂ等）やＶ族元素（Ｐ，Ｓｂ等）や不純物元素（Ｚ
ｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｔｅ，Ｓ，Ｓｅ，Ｓｉ等）が適宜含ま
れていても同様の効果が得られる。
してＧａ，Ｉｎ，Ａｌ，Ｖ族元素としてＡｓ，Ｎを適宜
含んだ化合物について示したが、その他のＩＩＩ族元素
（Ｂ等）やＶ族元素（Ｐ，Ｓｂ等）や不純物元素（Ｚ
ｎ，Ｂｅ，Ｍｇ，Ｔｅ，Ｓ，Ｓｅ，Ｓｉ等）が適宜含ま
れていても同様の効果が得られる。
【００４８】なお、これまでの記述の中で「上」と示さ
れた方向は基板から離れる方向を示しており、「下」は
基板へ近づく方向を示している。「下」から「上」の方
向へ向かって結晶成長は進行する。
れた方向は基板から離れる方向を示しており、「下」は
基板へ近づく方向を示している。「下」から「上」の方
向へ向かって結晶成長は進行する。
【００４９】本発明は上記の実施形態に示した結晶組
成，バンドギャップ波長，ヘテロ接合の組み合わせに限
定されることなく、ＩＩＩ族元素として少なくともＧａ
とＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として少なくともＮとＡ
ｓとを共に含む化合物半導体結晶であれば、他の組成，
バンドギャップをもつ半導体結晶の作製に対して適用す
ることが可能であることは言うまでもない。また、本発
明は成長層が基板結晶に格子整合する場合に限定される
ものではなく、例えば半導体レーザの歪量子井戸構造な
ど、結晶欠陥を誘発するものでなければ格子不整を有す
る混晶比であっても良い。
成，バンドギャップ波長，ヘテロ接合の組み合わせに限
定されることなく、ＩＩＩ族元素として少なくともＧａ
とＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として少なくともＮとＡ
ｓとを共に含む化合物半導体結晶であれば、他の組成，
バンドギャップをもつ半導体結晶の作製に対して適用す
ることが可能であることは言うまでもない。また、本発
明は成長層が基板結晶に格子整合する場合に限定される
ものではなく、例えば半導体レーザの歪量子井戸構造な
ど、結晶欠陥を誘発するものでなければ格子不整を有す
る混晶比であっても良い。
【００５０】また、結晶成長の方法、原料に関しても上
記の具体例に示されたもの以外のものを用いることが可
能である。特にＭＢＥ法，ＣＶＤ法共に、ラジカル励起
されたＮ2，ＮＨ3または有機窒素化合物がＮ源として望
ましい。
記の具体例に示されたもの以外のものを用いることが可
能である。特にＭＢＥ法，ＣＶＤ法共に、ラジカル励起
されたＮ2，ＮＨ3または有機窒素化合物がＮ源として望
ましい。
【００５１】
【発明の効果】以上のようにこの発明（請求項１）に係
る化合物半導体の製造方法によれば、ＩＩＩ族元素とし
て少なくともＧａとＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として
少なくともＮとＡｓとを共に含む化合物半導体結晶を、
非混和領域内に相当する組成でも相分離することなく極
めて均一で良好な結晶性にて作製することができる。特
に、波長１．３μｍ，１．５５μｍに相当するバンドギ
ャップを有し、半導体レーザの活性層として用いるのに
十分な結晶性を有する化合物半導体混晶を作製すること
ができるようになる。
る化合物半導体の製造方法によれば、ＩＩＩ族元素とし
て少なくともＧａとＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として
少なくともＮとＡｓとを共に含む化合物半導体結晶を、
非混和領域内に相当する組成でも相分離することなく極
めて均一で良好な結晶性にて作製することができる。特
に、波長１．３μｍ，１．５５μｍに相当するバンドギ
ャップを有し、半導体レーザの活性層として用いるのに
十分な結晶性を有する化合物半導体混晶を作製すること
ができるようになる。
【００５２】この発明（請求項２，３）に係る化合物半
導体の製造方法によれば、請求項１の効果をより好適に
得ることができる。
導体の製造方法によれば、請求項１の効果をより好適に
得ることができる。
【００５３】この発明（請求項４）に係る化合物半導体
の製造方法によれば、従来の結晶成長方法では良好な結
晶を得ることができない大きなＮ組成をもつ結晶が得ら
れるようになる。
の製造方法によれば、従来の結晶成長方法では良好な結
晶を得ることができない大きなＮ組成をもつ結晶が得ら
れるようになる。
【００５４】この発明（請求項５）に係る化合物半導体
の製造方法によれば、Ｐ化合物の上のＡｓとＮとを共に
含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体混晶が結晶成長の初期か
らスムースなステップフロー成長が起こるようになり、
結晶性が向上する。
の製造方法によれば、Ｐ化合物の上のＡｓとＮとを共に
含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体混晶が結晶成長の初期か
らスムースなステップフロー成長が起こるようになり、
結晶性が向上する。
【００５５】この発明（請求項６）に係る化合物半導体
の製造方法によれば、その上のＡｓとＮとを共に含むＩ
ＩＩ−Ｖ族化合物半導体混晶が結晶成長の初期からスム
ースなステップフロー成長が起こるようになり、結晶性
が向上する。また、下地のＡｓ化合物とＶ族元素として
ＡｓとＮとを共に含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体混晶と
の界面が、量子井戸構造を作製するのに十分なくらいに
急峻になる。
の製造方法によれば、その上のＡｓとＮとを共に含むＩ
ＩＩ−Ｖ族化合物半導体混晶が結晶成長の初期からスム
ースなステップフロー成長が起こるようになり、結晶性
が向上する。また、下地のＡｓ化合物とＶ族元素として
ＡｓとＮとを共に含むＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体混晶と
の界面が、量子井戸構造を作製するのに十分なくらいに
急峻になる。
【００５６】この発明（請求項７）に係る化合物半導体
の製造方法によれば、波長１．３μｍ，１．５５μｍに
対応するバンドギャップを有する均一で良好な組成分布
をもつ化合物半導体混晶を格子整合させて得ることがで
きるようになり、請求項１から５の方法で作製される化
合物半導体混晶を用いて光ファイバー通信に重要な高品
質の発光素子を創出することが可能になる。
の製造方法によれば、波長１．３μｍ，１．５５μｍに
対応するバンドギャップを有する均一で良好な組成分布
をもつ化合物半導体混晶を格子整合させて得ることがで
きるようになり、請求項１から５の方法で作製される化
合物半導体混晶を用いて光ファイバー通信に重要な高品
質の発光素子を創出することが可能になる。
【図１】本発明の第一実施形態における結晶成長のタイ
ムチャートを示す図である。（ａ）は基板温度、（ｂ）
から（ｆ）はそれぞれの分子線のシャッターシーケンス
を示す。
ムチャートを示す図である。（ａ）は基板温度、（ｂ）
から（ｆ）はそれぞれの分子線のシャッターシーケンス
を示す。
【図２】本発明の第一実施形態において作製されるＧａ
ＩｎＮＡｓ結晶の表面欠陥密度の、基板の傾斜角度依存
性を示す図である。
ＩｎＮＡｓ結晶の表面欠陥密度の、基板の傾斜角度依存
性を示す図である。
【図３】本発明の第一実施形態において作製されるＧａ
ＩｎＮＡｓ結晶の表面欠陥密度の、基板温度依存性を示
す図である。
ＩｎＮＡｓ結晶の表面欠陥密度の、基板温度依存性を示
す図である。
【図４】本発明の第一実施形態において作製されるＧａ
ＩｎＮＡｓ結晶の表面欠陥の、ＩｎおよびＮの組成に対
する依存性を示す図である。（ａ）傾斜なし５°傾斜、
（ｂ）１０°傾斜。
ＩｎＮＡｓ結晶の表面欠陥の、ＩｎおよびＮの組成に対
する依存性を示す図である。（ａ）傾斜なし５°傾斜、
（ｂ）１０°傾斜。
【図５】本発明の第二実施形態における結晶成長のタイ
ムチャートを示す図である。（ａ）は基板温度、（ｂ）
から（ｆ）はそれぞれの原料ガスのシーケンスを示す。
ムチャートを示す図である。（ａ）は基板温度、（ｂ）
から（ｆ）はそれぞれの原料ガスのシーケンスを示す。
Claims (7)
- 【請求項１】 ＩＩＩ族元素として少なくともＧａ（ガ
リウム）とＩｎ（インジウム）とを共に含み、Ｖ族元素
として少なくともＮ（窒素）とＡｓ（砒素）とを共に含
む化合物半導体結晶を少なくとも１層含む積層構造を半
導体基板上に作製する化合物半導体の製造方法であっ
て、 該半導体基板が閃亜鉛鉱型の半導体結晶から成り、かつ
前記基板が｛００１｝面から｛１１１｝Ａ面方向へ傾斜
させた表面を有していることを特徴とする化合物半導体
の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１に記載の化合物半導体の製造方
法において、前記基板が｛００１｝面から｛１１１｝Ａ
面方向へ３度以上３０度以下の角度で傾斜された表面を
有していることを特徴とする化合物半導体の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１又は２のいずれかに記載の化合
物半導体の製造方法において、前記積層構造は、６００
℃以上７５０℃以下の温度で結晶成長されることを特徴
とする化合物半導体の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１乃至３のいずれかに記載の化合
物半導体の製造方法において、前記のＩＩＩ族元素とし
て少なくともＧａとＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として
少なくともＮとＡｓとを共に含む化合物半導体結晶は、
Ｖ族元素として結晶中に含まれているＮの組成比 ［Ｎ原子密度］／（［Ｎ原子密度］＋［Ａｓ原子密
度］） が０．０２５以上０．１以下であることを特徴とする化
合物半導体の製造方法。 - 【請求項５】 請求項１乃至４のいずれかに記載の化合
物半導体の製造方法において、Ｖ族元素としてＰ（燐）
を含む化合物半導体を積層し、その上にＶ族元素として
Ａｓだけを有する化合物半導体を少なくとも１分子層以
上１０分子層以下積層し、その上に前記のＩＩＩ族元素
として少なくともＧａとＩｎとを共に含み、Ｖ族元素と
して少なくともＮとＡｓとを共に含む化合物半導体結晶
を結晶成長する工程を含んでいることを特徴とする化合
物半導体の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１乃至５のいずれかに記載の化合
物半導体の製造方法において、ＩＩＩ族元素として少な
くともＧａとＩｎとを共に含み、Ｖ族元素として少なく
ともＮとＡｓとを共に含む化合物半導体結晶を結晶成長
する直前に、Ｎ原料だけを供給する工程を含むことを特
徴とする化合物半導体の製造方法。 - 【請求項７】 請求項１乃至６のいずれかに記載の化合
物半導体の製造方法において、基板として用いる閃亜鉛
鉱型の半導体結晶がＧａＡｓからなることを特徴とする
化合物半導体の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12845497A JP4002323B2 (ja) | 1997-05-19 | 1997-05-19 | 化合物半導体の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12845497A JP4002323B2 (ja) | 1997-05-19 | 1997-05-19 | 化合物半導体の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10321959A true JPH10321959A (ja) | 1998-12-04 |
| JP4002323B2 JP4002323B2 (ja) | 2007-10-31 |
Family
ID=14985115
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12845497A Expired - Fee Related JP4002323B2 (ja) | 1997-05-19 | 1997-05-19 | 化合物半導体の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4002323B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100591252B1 (ko) * | 2001-11-05 | 2006-06-19 | 주식회사 비첼 | ＩｎＧａＮＡｓ 화합물 반도체 박막 및 그 형성 방법 |
| JP2006339675A (ja) * | 2006-09-07 | 2006-12-14 | Sharp Corp | 窒化物半導体レーザ素子および半導体光学装置 |
| JP2008066327A (ja) * | 2006-09-04 | 2008-03-21 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Ｉｉｉ−ｖ化合物半導体を成長する方法 |
-
1997
- 1997-05-19 JP JP12845497A patent/JP4002323B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100591252B1 (ko) * | 2001-11-05 | 2006-06-19 | 주식회사 비첼 | ＩｎＧａＮＡｓ 화합물 반도체 박막 및 그 형성 방법 |
| JP2008066327A (ja) * | 2006-09-04 | 2008-03-21 | Sumitomo Electric Ind Ltd | Ｉｉｉ−ｖ化合物半導体を成長する方法 |
| JP2006339675A (ja) * | 2006-09-07 | 2006-12-14 | Sharp Corp | 窒化物半導体レーザ素子および半導体光学装置 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4002323B2 (ja) | 2007-10-31 |
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