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WO2014196471A1 - Ｓｉ基板上に成長した閃亜鉛鉱型（立方晶とも言う。）ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）からなる母結晶にナノドット（「量子ドット」とも言う。）を有する活性領域及びこれを用いた発光デバイス（ＬＥＤ及びＬＤ） - Google Patents

Ｓｉ基板上に成長した閃亜鉛鉱型（立方晶とも言う。）ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）からなる母結晶にナノドット（「量子ドット」とも言う。）を有する活性領域及びこれを用いた発光デバイス（ＬＥＤ及びＬＤ） Download PDF

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WO2014196471A1
WO2014196471A1 PCT/JP2014/064448 JP2014064448W WO2014196471A1 WO 2014196471 A1 WO2014196471 A1 WO 2014196471A1 JP 2014064448 W JP2014064448 W JP 2014064448W WO 2014196471 A1 WO2014196471 A1 WO 2014196471A1
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WO
WIPO (PCT)
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crystal
substrate
type
dots
emitting device
Prior art date
Application number
PCT/JP2014/064448
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English (en)
French (fr)
Inventor
一高 寺嶋
鈴香 西村
宗幸 平井
Original Assignee
日東光器株式会社
有限会社ソラテス・ラボ
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日東光器株式会社, 有限会社ソラテス・ラボ filed Critical 日東光器株式会社
Priority to JP2015521429A priority Critical patent/JP6298462B2/ja
Priority to DE112014002691.3T priority patent/DE112014002691B4/de
Priority to GB1521427.3A priority patent/GB2529594B/en
Publication of WO2014196471A1 publication Critical patent/WO2014196471A1/ja
Priority to US14/959,420 priority patent/US9755111B2/en

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Definitions

  • nanodots are formed on a mother crystal composed of zinc blende-type Al y In x Ga 1-yx N crystal (y ⁇ 0, x> 0) grown on a Si substrate. And an light emitting device (LED and LD) using the active region.
  • LED and LD light emitting device
  • GaN-based crystals are known as short wavelength light emitting devices. Usually, a GaN-based crystal is formed on a sapphire substrate by epitaxial growth through a buffer layer. However, if it can be epitaxially grown on the Si substrate, a composite device of a light emitting device and a semiconductor integrated circuit is possible.
  • GaN-based crystals There are two types of GaN-based crystals: a wurtzite structure with excellent piezoelectric characteristics and a zinc blende crystal with almost no piezoelectric characteristics and excellent light emission characteristics, information transmission functions, and information processing functions. Regarding the difference in crystal structure and the change in characteristics, detailed results at the present time are shown in Prior Art Document 1 described later.
  • the wurtzite structure is a stable crystal structure.
  • the metastable zinc blende crystal promotes good carrier recombination, the luminous efficiency is remarkably increased. Therefore, zinc blende type crystals are strongly required as a material for light emitting elements.
  • the zinc blende structure is the same as that of GaAs crystal and Si crystal.
  • Ga and In when Ga and In are mixed and grown, whether or not they are mixed as crystals depends on the ratio of Ga and In concentrations.
  • a region that does not mix as a crystal is referred to as an unmixed region (immiscibility gap) here.
  • the tendency of whether or not an unmixed region is formed depends on the ratio of Ga and In concentrations becomes prominent. .
  • the contents relating to the mixed growth of Ga and In in any of the prior art documents mostly indicate the supply of gas in this unmixed region.
  • An object of the present invention is to provide a structure of a high-brightness LED and a high-brightness LD by forming a zinc blende GaN-based crystal on a Si substrate via a BP crystal as an intermediate crystal.
  • a high-luminance light-emitting device having a nanodot structure having a small band gap and a high concentration of In atoms with a zincblende structure crystal that is difficult to grow as a base crystal is provided.
  • Al y In x Ga z N which is a mother crystal that maintains a zinc blende type crystal structure on a zinc blende type BP crystal layer formed on a Si substrate. It has In dots having a higher In concentration than the crystal (y ⁇ 0, x> 0) and the Al y In x Ga 1- yxN crystal (y ⁇ 0, x> 0) which is a mother crystal.
  • a light emitting device is provided.
  • the x value of nanodots of Al y In x Ga 1-yx N (y ⁇ 0, x> 0) is preferably in the range of 0.15 to 0.9.
  • the diameter of the nano dot of Al y In x Ga 1-yx N (y ⁇ 0, x> 0) is desirably 100 nm or less.
  • the density of the nano dots of Al y In x Ga 1-yx N (y ⁇ 0, x> 0) is preferably 10 3 / cm 2 or more and 10 4 / cm 2 or less.
  • a light-emitting device is a Si substrate, which is processed by inclining in the range of 5 degrees to 10 degrees from the (100) plane to the (110) plane direction, and the crystal A buffer layer containing a BP crystal formed on a substrate, an n-type GaN-based crystal formed on the buffer layer containing a BP crystal, and a zinc blende-type Al formed on the n-type GaN-based crystal y in x Ga 1-y- x N (y ⁇ 0, x> 0) of the host crystals and sphalerite Al y in x Ga 1-y -x N (y ⁇ 0, x> 0) in the host crystals
  • the n-type GaN-based crystal is preferably added with silicon as an impurity.
  • the concentration of silicon added to the n-type GaN crystal is preferably 5 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more and 5 ⁇ 10 20 cm ⁇ 3 or less.
  • a light-emitting device is a Si substrate, in the range from 5 degrees to 10 degrees in the (110) plane direction from the (100) plane and from the (100) plane ( 111) formed on the crystal substrate processed by tilting in the range of 5 degrees or more and 10 degrees or less in the plane direction, a buffer layer including BP crystals formed on the crystal substrate, and a buffer layer including BP crystals.
  • n-type GaN-based crystal zinc-blende-type Al y In x Ga 1-yxN (y ⁇ 0, x> 0) mother crystal formed on the n-type GaN-based crystal and zinc-blende-type Al y In x Ga 1-yx N (y ⁇ 0, x> 0) zinc-blende-type Al y In x Ga 1-yx N (y ⁇ 0, x> 0) na high in concentration than the mother crystal Al y in x Ga 1-y -x N (y ⁇ 0, x> 0) It is desirable to have an active region and a dots.
  • a light emitting device includes a Si substrate, a buffer layer including a BP crystal formed on the Si substrate, and an n formed on the buffer layer including the BP crystal.
  • the In concentration of In x Ga 1-x N of amorphous imperfect crystallinity is lower than the In concentration of nanodots of Al y In x Ga 1-x N (y ⁇ 0, x> 0) Is desirable.
  • a semiconductor laser according to the present invention includes an Si substrate, a buffer layer including a BP crystal formed on the Si substrate, and an n formed on the buffer layer including the BP crystal.
  • An active region having nanodots, the tips of the nanodots of Al y In x Ga 1-xy N (y ⁇ 0, x
  • the present invention it is possible to provide a high-intensity light-emitting device having a nanodot structure with a high concentration of In atoms with a small band gap, using a zinc-blende structure crystal that is difficult to grow as a base crystal. Become.
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a structure of a light emitting device according to an embodiment of the present invention.
  • the gas growth pressure is 500 mbar
  • the ratio of the dot diameter, the dot density, the In concentration, and the GaN concentration of In dots 6 derived from a plurality of experiments and using In x Ga 1-x N as a mother crystal is grown.
  • a table summarizing temperature relationships When the gas growth pressure is set to 800 mbar, the ratio of the dot diameter, dot density, In density, and GaN density of In dots 6 derived from a plurality of experiments and using In x Ga 1-x N as a mother crystal is grown.
  • FIG. 1 shows a schematic diagram of the structure of a light emitting device according to an embodiment of the present invention.
  • Reference numeral 1 denotes a Si substrate for growing a GaN-based semiconductor crystal.
  • As a substrate for GaN semiconductor crystal growth various substrates such as a sapphire substrate, a silicon carbide substrate, a gallium nitride substrate, and an aluminum nitride substrate can be used.
  • a substrate for GaN semiconductor crystal growth various substrates such as a sapphire substrate, a silicon carbide substrate, a gallium nitride substrate, and an aluminum nitride substrate can be used.
  • the Si substrate is used as a growth substrate, a composite device of a light emitting device and a semiconductor integrated circuit is possible.
  • Reference numeral 2 denotes a buffer layer having a BP crystal.
  • the buffer layer is composed of BP crystals
  • the GaN-based crystals grown thereon can be zinc-blende crystals.
  • Reference numeral 3 denotes an n-type GaN crystal doped with Si. Since the buffer layer is a BP crystal, the n-type GaN-based crystal 3 is a zinc blende crystal. On the n-type GaN-based crystal 3, an n-electrode (symbol 9) is provided.
  • Reference numerals 4 and 7 are Al y Ga 1-y N crystals. The Al y Ga 1-y N crystal is also a zinc blende type crystal.
  • the Al y Ga 1-y N crystals 4 and 5 are layers sandwiching an active region described below. By including Al in the layer sandwiching the active region, the band gap of the layer sandwiching the active region can be made sufficiently larger than that of the active region.
  • the Al y Ga 1-y N crystal 4 can be omitted. Holes have a lower mobility than electrons. Therefore, even if there is no Al y Ga 1-y N crystal 4 that serves as a hole stopper, the luminous efficiency is not greatly affected.
  • Reference numeral 5 denotes zinc-blende-type Al y In x Ga 1- yx N (y ⁇ 0, x> 0) as a mother crystal
  • reference numeral 6 denotes Al y In x formed in the mother crystal.
  • Ga 1-yx N (y ⁇ 0, x> 0) nanodots hereinafter referred to as “In dots”. That is, In dots 6 are formed on the base of the mother crystal 5, and the spaces between the In dots 6 are filled with the mother crystal 5.
  • In dots 6 constitute an active region of the present invention.
  • the In dot 6 contains In at a higher concentration than In contained in the Al y In x Ga z N (y ⁇ 0, x> 0) crystal that is the mother crystal.
  • the In dot 6 preferably has a diameter of 100 nm or less. This is because the current concentration can be efficiently performed by setting the thickness to 100 nm or less. Furthermore, in order to obtain a quantum effect, it is desirable to control the diameter of the In dots 6 to 25 nm or less.
  • the density of the In dots 6 is desirably 10 3 pieces / cm 2 or more and 10 4 pieces / cm 2 or less. By controlling the density of the In dots 6 in this way, the current density can be obtained so that high luminous efficiency can be obtained.
  • the In concentration of the In dots 6 can be adjusted to control the wavelength of light emission. For example, by changing the value of x Al y In x Ga 1-y -x N (y ⁇ 0, x> 0) from 0.15 to 0.9, to control the 850nm wavelength from 450nm It becomes possible.
  • Reference numeral 8 denotes a p-type GaN-based crystal.
  • Mg is added to the GaN-based crystal.
  • a p-type electrode is formed on the p-type GaN crystal 8 via a current diffusion layer, for example.
  • a Si substrate 1 is prepared as a growth substrate for growing a GaN-based crystal, and a BP crystal is epitaxially grown as a buffer layer 2 on the surface. More specifically, the Si substrate is an n-type Si substrate doped with P (phosphorus).
  • the epitaxial growth of BP crystal for example, PCl 3 mixed gas (phosphorus trichloride) and BCl 3 (boron trichloride), and H 2 is used as a carrier gas as a source gas. Examples of other source gases include a mixed gas of PH 3 (phosphine) and B 2 H 6 (diborane).
  • any GaN-based crystal grown thereon becomes a zinc blende type crystal.
  • the thickness of the BP crystal is preferably 150 nm or more if it can be 100 nm or more in consideration of the introduction of crystal defects (dislocations).
  • (C 2 H 5 ) 3 In (trimethylindium) gas is further used on the buffer layer made of BP crystal to form an In film of about 1 atomic layer (about 0.5 nm). After the lamination, it is desirable to grow a GaN-based crystal thereon.
  • the GaN-based crystal becomes a good zinc blende crystal. Since the In film of about 1 atomic layer (about 0.5 nm) laminated on the buffer layer made of BP crystal is thin, the zinc blende type crystal structure is maintained.
  • An In film of about 1 atomic layer (about 0.5 nm) is detected as an In spot when a GaN-based crystal grows thereon.
  • the GaN-based crystal is a good flash with a low dislocation density.
  • the reason for the zinc ore type is not clear.
  • the lattice constant of the BP crystal is about 0.454 nm
  • the lattice constant of the GaN crystal is about 0.451 nm. Since the lattice constant of InGaN crystals increases as the In ratio increases, the In film inserted by the above growth method, together with the GaN film on it, is effectively an InGaN with a relatively large In content? It is thought that the mismatch of lattice constants has been eliminated.
  • InGaN having a relatively large In content of about 1 to several atomic layers (about 0.5 to 2 nm)
  • C 2 H 5 ) 3 Ga A mixed gas of (trimethylgallium) and (C 2 H 5 ) 3 In (trimethylindium) is used.
  • the InGaN film preferably has a thickness of about 1 to several atomic layers (about 0.5 to 2 nm). Since the InGaN film is thin, the zinc blende type crystal structure is maintained.
  • the InAl mixed film having a relatively large In content of about 1 atomic layer (about 0.5 nm) is stacked, (C 2 H 5 ) 3 In (trimethylindium) and (C 2 H 5 ) 3 Al ( Trimethylaluminum) and mixed gas are used.
  • the thickness of the InAl mixed film is preferably about 1 to several atomic layers (about 0.5 to 2 nm). Since the InAl mixed film is thin, the zinc blende type crystal structure is maintained.
  • the layer formed between the buffer layer made of BP crystal and the GaN-based crystal has a total film thickness of 14 nm made of a laminated structure of GaInN / GaN / GaInN / GaN / GaInN / GaN / GaInN / GaN / GaInN / GaN / GaInN / GaN / GaInN / GaN. It is also possible to use a superlattice layer maintaining the zinc blende type.
  • the manufacturing method uses (1) a mixed gas of CH 3 —NH—NH 2 (monomethylhydrazine), (C 2 H 5 ) 3 Ga (trimethylgallium) and (C 2 H 5 ) 3 In (trimethylindium).
  • a 1.4 nm InGaN layer is formed, and a 1.4 nm GaN layer is formed using a mixed gas of (2) CH 3 —NH—NH 2 (monomethylhydrazine) and (C 2 H 5 ) 3 Ga (trimethylgallium). Form. Furthermore, by repeating the steps (1) and (2) four times, a GaInN / GaN / GaInN / GaN / GaInN / GaN / GaInN / GaN / GaInN / GaN / GaInN / GaN / GaInN / GaN stacked structure is formed on the buffer layer made of BP crystal. A superlattice layer maintaining a zinc blende type with a total film thickness of 14 nm is laminated.
  • CH 3 —NH—NH 2 (monomethylhydrazine) is used as the nitrogen source, but DMHy (dimethylhydrazine) may be used.
  • n-type GaN crystal 3 is formed on the BP crystal.
  • trimethylgallium (Ga (CH 3 ) 3 , TMG) and ammonia (NH 3 ) are used as the source gas for GaN.
  • Si is doped as an n-type impurity.
  • the n-type GaN crystal 3 is a zinc blende crystal.
  • An Al y Ga 1-y N crystal 4 is grown on the n-type GaN-based crystal 3.
  • source gases for the Al y Ga 1-y N crystal 4 include trimethylgallium (TMG), trimethylaluminum (TMA; (CH 3 ) 3 Al), and cyclopentadienylmagnesium (Cp 2 Mg) ammonia (NH 3 ). ) Is used.
  • TMG trimethylgallium
  • TMA trimethylaluminum
  • Cp 2 Mg cyclopentadienylmagnesium
  • NH 3 cyclopentadienylmagnesium
  • H 2 is used as a carrier gas for transporting the raw material.
  • the mother crystal 5 is a zinc blende type crystal.
  • X of Al y In x Ga 1-yx N (y ⁇ 0, x> 0) can be adjusted within a range of 0.01 or more and 0.9.
  • the emitted light is green, it is desirable to supply the raw material so that it becomes 0.4.
  • the inventor has shown that the In concentration, the dot diameter, and the dot density of the In dot 6 can be controlled by controlling the growth temperature, the amount of In source gas supplied, and the source gas pressure. I found out.
  • the growth temperature of In x Ga 1-x N crystal is set to 700 ° C.
  • the raw material concentration is set so that the In concentration x is 0.40.
  • Nitrogen gas is used as the growth atmosphere gas.
  • In dots 6 which are regions with a high In concentration are grown at a density of about 10 9 / cm 2 as In dot nuclei immediately after growth.
  • the diameter is in the range of 10 nm to 50 nm.
  • 10 9 as the density of the In dot 6 / cm 2 is too high. Therefore, next, the In source gas amount is the same, and the substrate temperature is raised to 800.degree.
  • In excess region region with excessive In content
  • In reduced region region with low In content
  • In dot 6 merges.
  • An In dot 6 having a relatively large diameter grows, and the In dot 6 having a relatively small diameter is absorbed by the In dot 6 having a relatively large diameter.
  • the density of the In dots 6 becomes about 10 4 / cm 2 .
  • 10 4 pieces / cm 2 is a current density that makes it possible to obtain high luminous efficiency.
  • an optical active region having In dots 6 is completed.
  • the concentration of the atmospheric gas may be changed as a control of the In concentration in the In dots 6.
  • the supply amount of supplied TMI gas (trimethylindium gas) or DMI gas (dimethylindium gas) is changed. This is because if the flow rate [partial pressure] of TMI (trimethylindium) gas is increased in nitrogen gas, the In concentration in the In dots tends to increase.
  • hydrogen gas may be mixed into nitrogen gas.
  • the heat treatment for lowering the temperature during the growth process, the heat treatment for lowering the temperature after growth, or changing the supply gas amount can control the In concentration of the In dots 6, the dot diameter, and the dot density.
  • the In concentration, the dot diameter and the dot density of the In dot 6 can be obtained by a combination of a heat treatment that lowers the temperature during the growth process and a change in the supply gas amount, or a combination of a heat treatment that lowers the temperature after the growth and a change in the supply gas amount. You may control.
  • Table 1 in FIG. 2 and Table 2 in FIG. 3 show the dot diameter, dot density, In concentration, and GaN concentration of In dot 6 having In x Ga 1-x N as a parent crystal, derived from a plurality of experiments. It is the table
  • the Al y In x Ga 1-yx N crystal according to the present invention is a zinc blende type crystal because it grows on the BP crystal.
  • the Al source gas is supplied so that the ratio (y) in the crystal is about 0.3. . Further, a gas with an amount of In less than 0.1 in the crystal is supplied.
  • the growth temperature is 770 ° C.
  • In dots 6 in which Al is mixed to some extent (hereinafter simply referred to as “In dots 6”) are formed.
  • the In dots 6 grow as In dot nuclei at a density of about 10 6 pieces / cm 2 immediately after the growth. At this time, the diameter of the In dot 6 is not less than 10 nm and not more than 20 nm. As the density of the In dots 6, about 10 6 pieces / cm 2 is too high.
  • the substrate temperature is raised to about 900 ° C. without changing the amounts of the Al source gas and the In source gas.
  • the separation between the In excess region and the In decreased region is further increased. That is, In dot 6 merges.
  • In dots 6 having a relatively large diameter grow, and In dots 6 having a relatively small diameter are absorbed therein.
  • the density of In dots 6 is about 10 3 / cm 2 .
  • the density of the In dots 6 is 10 3 / cm 2 , a current density capable of obtaining high luminous efficiency can be obtained.
  • an optically active region having In dots is completed.
  • the concentration of In in the In dots can be controlled by changing the atmospheric gas. For example, the supply amount of the supplied TMI gas may be changed. This is because if the flow rate [partial pressure] of TMI (trimethylindium) gas is increased in nitrogen gas, the In concentration in the In dots tends to increase. Alternatively, even if about 5% of hydrogen gas is mixed in nitrogen gas, the concentration of In in the In dots 6 can be almost halved. This is because the solubility of In atoms in hydrogen gas is high under conditions where the substrate temperature is relatively high such as 700 ° C. Therefore, when the hydrogen gas is mixed into the nitrogen gas with the temperature and pressure conditions being constant under the condition that the substrate temperature is high (for example, 700 ° C. or higher), the In concentration in the In dots 6 decreases.
  • the shape of the In dots 6 is thread-like and easily extends upward.
  • a dot shape was obtained, and at 1000 ° C. or more, In was in a liquid or liquid state and the shape became unstable, so the diameter of In dot 6 could not be measured.
  • the In concentration, the dot diameter, and the dot density of the In dots 6 can be controlled by the growth temperature, the supply amount of the In source gas, and the source gas pressure. A method for forming In dots 6 more stably will be described below.
  • Epitaxial growth is performed using a crystal substrate processed by tilting a Si substrate, which is a growth substrate for a GaN-based crystal, in a range of 5 degrees to 10 degrees from the (100) plane to the (110) plane direction.
  • Si was doped to grow an n-type GaN-based crystal.
  • the n-type GaN crystal is a zinc blende type. Steps grow on the n-type GaN crystal plane at almost equal intervals. The step interval is related to the degree of inclination of the surface, the amount of added impurities, and the like.
  • the impurity concentration exceeds 10 18 cm ⁇ 3 , the growth rate becomes slow, and the step becomes high (tens of atoms) and the step interval becomes wide due to the bunching effect.
  • silicon is added to the n-type GaN crystal at 5 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more and 5 ⁇ 10 20 cm ⁇ 3 or less.
  • the impurity concentration was 5 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 .
  • the substrate temperature is lowered to 750 ° C. or less, and a source gas for growing an Al y In x Ga 1-yx N crystal (y ⁇ 0, x> 0) is supplied. .
  • An Al y In x Ga 1-yx N crystal (y ⁇ 0, x> 0) using 100% nitrogen gas as the atmosphere gas is grown sparsely with x being about 0.15, and then the same atmosphere Thereafter, the substrate temperature is raised to 850 ° C. or higher, and then the migration of particles containing In on the crystal surface is performed for about 10 minutes in a nitrogen atmosphere containing 3% hydrogen gas. Thereafter, as shown in FIG. 4, the In-containing crystals are gathered in steps separated from each other by 5 to 8 ⁇ m to form a linear one-dimensional active layer.
  • the In dot is preferentially increased when the growth temperature is increased in the stage of growing the Al y In x Ga 1-yx N crystal (y ⁇ 0, x> 0). Tend to grow.
  • the growth temperature is lowered, quantum wires are formed. Whether it becomes an In dot or a quantum wire depends largely on the growth rate. If the growth rate is fast, it becomes a quantum wire, and if the growth rate is slow, it becomes an In dot. If the crystal growth conditions are controlled, in the first modification, In dots and In quantum wires can be produced according to the application.
  • (Modification 2) Crystal processed by tilting in the range of 5 degrees to 10 degrees from the (100) plane of the Si substrate to the (110) plane orientation and in the range of 5 degrees to 10 degrees from the (100) plane to the (111) plane direction
  • Epitaxial growth is performed using the substrate.
  • Si was doped to grow an n-type GaN crystal.
  • the n-type GaN crystal is a zinc blende type.
  • Step lattices grow on the crystal plane of the n-type GaN crystal at almost equal intervals.
  • the step interval is related to the degree of surface inclination, the amount of added impurities, and the like. As the angle of inclination of the surface increases, the step interval decreases.
  • the concentration of the impurity added is desirably 5 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 or more and 5 ⁇ 10 20 cm ⁇ 3 or less to the n-type GaN-based crystal.
  • 5 ⁇ 10 18 cm ⁇ 3 of silicon was added to the GaN crystal as an n-type impurity.
  • Al y In x Ga 1- y-x N crystal (x 0.15) in order to grow the Al y In x Ga 1- the raw material gas of y-x N supplies about 1 minute.
  • the atmosphere gas is 100% nitrogen gas.
  • migration of particles containing In on the surface of Al y In x Ga 1-yx N (y ⁇ 0, x> 0)
  • In-containing crystals that is, In dots, gather at the intersection of the steps, and a dot-like 0-dimensional active region is formed. This is shown in FIG.
  • Modification 3 relates to the structure of the active region after the growth of In dots 6 having In x Ga 1-x N as a mother crystal.
  • a mother crystal 5 of In x Ga z N (y ⁇ 0, x> 0) was grown, and an In dot 6 containing In at a higher concentration than the mother crystal 5 was grown thereon (still, the In dot 6 Is not filled with In x Ga z N (y ⁇ 0, x> 0) mother crystal 5), and then the substrate temperature is lowered from 800 ° C. to 100 ° C. to 200 ° C. to supply the Ga source gas. Is increased about twice.
  • an imperfect amorphous-like In x Ga 1-x N having a lower In concentration than In dots 6 grows so as to fill the gaps between the In dots 6, and the gaps between the In dots 6 are crystallized.
  • the surface is flattened with amorphous-like In x Ga 1-x N having incomplete properties.
  • the gap between the In dots 6 is not a mother crystal composed of In x Ga 1-x N, but is an amorphous amorphous In x Ga 1 having a low crystallinity compared to the In dots 6 and having a low crystallinity.
  • the In dots 6 are filled with amorphous In x Ga 1-x N having a large electrical resistance, holes and electrons are concentrated on the In dots, and recombination takes place preferentially and light is emitted efficiently.
  • the In concentration of In x Ga 1-x N with imperfect crystallinity is lower than the In dot 6, the band gap of In x Ga 1-x N with imperfect crystallinity is similar to In dot 6. The point that is larger than In dots is also a factor for improving the light emission efficiency.
  • Some light emitting devices may require a more reproducible crystal growth process.
  • high-intensity semiconductor lasers, multicolor semiconductor lasers, and the like are products that require repeated epitaxial processes, chemical etching, processing processes, and the like. In the case of such a product, it becomes necessary to generate more stable quantum dots. In particular, in order to withstand heat treatment, a quantum dot that is stable in terms of crystal structure is necessary.
  • a multi-direction tilt type substrate in which the (100) plane Si crystal substrate is tilted in the range of 3 degrees to 10 degrees in the (110) plane direction and in the range of 3 degrees to 10 degrees in the (111) direction is used. .
  • a Si substrate crystal inclined in two directions is used.
  • a BP crystal film is grown on the substrate, and an n-type GaN crystal is epitaxially grown thereon.
  • the substrate is taken out from the growth furnace.
  • the substrate taken out from the growth furnace is etched at 150 ° C. for about 10 minutes using a potassium hydroxide (KOH) solution. Thereafter, cleaning is performed so that potassium element does not remain on the substrate.
  • KOH potassium hydroxide
  • the substrate is set in an epitaxial growth furnace, and an In 0.25 Ga 0.75 N crystal is grown in nitrogen gas or an atmospheric gas containing hydrogen gas in a range of 1% to 5%.
  • the growth temperature is set in the range of 300 ° C. or more and 550 ° C. or less so that the difference in growth rate due to the difference in the plane direction appears strongly.
  • the mother crystal In 0.25 Ga 0.75 N is grown to a thickness of 10 to 70 atomic layers, for example, a thickness of 30 nm to 100 nm
  • 400 Heat treatment is performed for about 10 minutes so that the In dots 6 gather at the crossing points of the kinks.
  • In dots grow.
  • the In dots 6 grow as zinc-blende In dots 6 that are the same as the mother crystal. In this case, the maximum diameter of the In dots 6 is about 20 nm, and the active region is completed.
  • etching was performed for about 10 minutes at 150 ° C. using a potassium hydroxide (KOH) solution.
  • KOH potassium hydroxide
  • laser irradiation was performed in advance on the position where the In dots 6 would be formed. It is desirable to increase the etching rate by performing the above. This is because the inclined step can be deepened, and the In dots 6 can easily grow in a region surrounded by the inclined step.
  • the n-type is used regardless of the inclination angle of the growth substrate surface.
  • a crystal film of SiN 3 is deposited on the surface thereof to a thickness of about 20 nm, and further, for example, holes are formed at intervals of 30 nm to 100 nm in diameter by plasma etching or the like so that quantum dots can be easily grown. It may be processed.
  • Ga dots Ga-rich dots
  • Al y Ga 1-y N crystal Al y Ga 1-y N crystal
  • a source gas of Al y Ga 1-y N is supplied so that the Al component and the Ga component of the Al y Ga 1-y N crystal are 0.5 respectively.
  • the growth temperature is 900 ° C., for example.
  • the substrate temperature is raised to, for example, 1000 ° C.
  • the substrate begins to grow separately into an Al excess region and a Ga excess region.
  • Ga dots grow as Ga dot nuclei of about 10 8 / cm 2 immediately after growth.
  • the diameter of the Ga dot is 50 nm or more and 100 nm or less. In this state, the density of Ga dots is too high. Therefore, next, the amount of Ga source gas is the same, and the substrate temperature is raised to about 1100.degree.
  • Ga dots having a relatively large diameter grow, and Ga dots having a relatively small diameter are absorbed therein. Thereafter, the density of Ga dots becomes about 10 3 pieces / cm 2 . 10 3 / cm 2 is a current density that enables efficient light emission. In this way, an optically active region having Ga dots is completed.
  • the Ga concentration in the Ga dot may be controlled.
  • the Ga concentration may be controlled by changing the atmospheric gas.
  • the supply amount of Ga gas to be supplied may be increased.
  • the Ga gas supply amount may be increased from 70,000 cc / s to 100,000 cc / s to increase the Ga concentration in the Ga dots.
  • a source gas of In is also flowed during the growth of Ga dots, and the mother crystal Al y Ga 1-y N crystal.
  • Ga dots introduced with more In may be grown.
  • the wavelength of the light emitting device can be set to 200 nm, 300 nm, and 350 nm.
  • the In dots 6 according to the present invention are used as an active region of a semiconductor laser, the In dots 6 are desirably formed with periodicity. Therefore, as shown in the first to fourth modifications, an inclined surface is provided on the surface of the growth substrate, and substantially equidistant steps or kinks formed on the surface of the n-type GaN crystal grown thereon are used. Thus, it is desirable to form In dots 6.
  • the leading edge of the In dot 6 is left on the crystal of the mother crystal without being buried in the Al y In x Ga 1-yx N crystal (y ⁇ 0, x> 0) as the mother crystal. .
  • Mg-doped p-type GaN is grown, and then Al x Ga 1-x N is grown at two or more types of Al x Ga 1-x N layers by changing the Al concentration. With such a configuration, a semiconductor laser with low power consumption can be manufactured.
  • the leading edge of the In dot 6 is left on the crystal of the mother crystal without being embedded in the Al y In x Ga 1-yx N crystal which is the mother crystal, and then further doped with Mg-doped p-type
  • the configuration of growing GaN can also be applied to LEDs.
  • An LED having such a configuration can emit light by applying a low voltage and has an advantage of low power consumption.
  • a structure for further promoting carrier recombination in the structure of a light emitting device having In dots or Ga dots as an active region as described above will be described below.
  • a Si substrate inclined by 8 degrees from the (100) plane to the (110) plane direction is used as the growth substrate.
  • An n-type BP crystal doped with Si element is grown on the Si substrate.
  • the thickness of the BP crystal is made to grow at least 200 nm in consideration of introducing crystal defects [dislocations]. Even if the BP crystal is grown by about 300 nm, the tilt angle of the growth substrate can be maintained substantially.
  • a mixed gas of TMA (trimethylaluminum) and TMI (trimethylindium) is supplied to the substrate in a nitrogen atmosphere at a substrate temperature of 470 ° C. on the BP crystal, so that a mixed metal layer of Al and In is at least one atomic layer. Deposit an atomic layer below the atomic layer.
  • the mixed metal layer of Al and In is preferably deposited in a range of 2 atomic layers to 5 atomic layers.
  • the deposition ratio of Al and In in the mixed metal layer of Al and In is 80% for Al and 20% for In.
  • Si element may be added as an impurity.
  • an n-type GaN crystal is grown at about 600 ° C.
  • an Al y In x Ga 1-yx N crystal having a high Al concentration and a band gap larger than that of the GaN crystal grows immediately above the BP crystal. As a result, it becomes a structure that can promote carrier recombination in the active region during the fabrication of the optical device.
  • the layer constituting the active region has been described as a single layer.
  • the active region may be formed not only in one layer but also in a plurality of layers.
  • the claims of the present invention can be applied in this case.
  • the Si substrate has been mainly described as the growth substrate, a crystal substrate other than Si using a SiC substrate crystal, a GaAs substrate crystal, a sapphire substrate, or the like may be used. Even when a sapphire substrate or the like is used, the effect of tilting the substrate surface can be sufficiently expected.
  • the active region having the quantum dots according to the present invention can be applied to a field effect transistor, a pnp-type transistor, an npn-type transistor, an integrated device including these, and the like.
  • the structure and features of this report are useful for the fusion type of electronic device and optical device.

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Abstract

【課題】高輝度ＬＥＤ、高輝度ＬＤの構造を提供すること。 【解決手段】本発明において、Ｓｉ基板上に形成された閃亜鉛鉱型のＢＰ結晶層上に閃亜鉛鉱型の結晶構造を維持する母結晶であるＡｌｙＩｎｘＧａｚＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）と母結晶であるＡｌｙＩｎｘＧａｚＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）結晶よりもＩｎの濃度が高いＩｎドットを有することを特徴とする発光デバイスを提供する。

Description

Ｓｉ基板上に成長した閃亜鉛鉱型（立方晶とも言う。）ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）からなる母結晶にナノドット（「量子ドット」とも言う。）を有する活性領域及びこれを用いた発光デバイス（ＬＥＤ及びＬＤ）
本発明は、Ｓｉ基板上に成長した閃亜鉛鉱型ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）からなる母結晶にナノドット（「量子ドット」とも言う。）を有する活性領域及びこれを用いた発光デバイス（ＬＥＤ及びＬＤ）に関する。
ＧａＮ系結晶は短波長発光デバイスとして知られている。通常、ＧａＮ系結晶はサファイア基板上にバッファ層を介してエピタキシャル成長により形成される。しかしながら、Ｓｉ基板上にエピタキシャル成長できれば、発光デバイスと半導体集積回路との複合デバイスが可能となる。
ＧａＮ系結晶には結晶構造として圧電特性に優れたウルツ鉱構造と圧電特性がほとんど無く発光特性、情報伝達機能、情報処理機能に優れた閃亜鉛鉱型結晶の２種類がある。結晶構造の違いと特性の変化については、後述する先行技術文献１に現時点での詳細な結果が示されている。
一般的に、ウルツ鉱型構造は安定的な結晶構造である。しかしながら、準安定型の閃亜鉛鉱型結晶は良好なキャリアの再結合を促すため、発光効率が著しく高くなる。したがって、閃亜鉛鉱型結晶は発光素子の材料として強く要求されている。なお、閃亜鉛鉱構造はＧａＡｓ結晶、Ｓｉ結晶と同じ構造である。
また、ナノドットに関しては、後述する先行技術文献２乃至４に示すとおり、多くの研究論文が報告されている。
さらにＧａとＩｎを混合して成長させる場合、結晶として混合するか否かはＧａとＩｎの濃度の比に依存する。結晶として混合しない領域を非混合領域（Ｉｍｍｉｓｃｉｂｉｌｉｔｙ　ｇａｐ）とここでは呼んでおく。特に低温で結晶成長を実施する場合や基板結晶に大きな歪みが残っている場合には、ＧａとＩｎの濃度の比によって非混合領域が形成されるか否かが左右されやすい傾向が顕著となる。いずれの先行技術文献におけるＧａとＩｎの混合成長に関する内容は、ほとんどがこの非混合領域でのガスの供給を示している。
しかし成長温度が７００℃以下であって、Ｉｎの濃度を９０％以上含む領域ではＩｎ元素を多く含んだ均一結晶領域が成長する。この領域では活性層として量子井戸（ＱＷ構造）が作製可能となる。しかしながら多くの文献で示されている実験結果はすべてウルツ鉱型結晶に関するものである。立方晶結晶（閃亜鉛鉱型結晶）に関するものはまったく無く、技術的に評価し得る立方晶結晶は得られていないのが現状である。
特表２０１１－５２３２０６号 特開２０１１－３８０３号 特開２０１１－４４５３９号 特開２０１０－２４５４９１号
文献１．Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　（３６７５）Ｖｏｌ．９４、Ｎｏ．６．　　Ｉ．Ｖｕｒｇａｆｔｍａｎ　　ａｎｄ　Ｊ．Ｒ．Ｍｅｙｅｒ　；Ｂａｎｄ　ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ　ｆｏｒ　ｎｉｔｒｏｇｅｎ－ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ　ｓｅｍｉｃｏｎｄｕｃｔｏｒｓ． Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｃｒｙｓｔａｌ　Ｇｒｏｗｔｈ、　　２５５　（２００３）　６８－８０　Ｎ．Ｎ．　Ｌｅｄｅｎｔｓｏｖ　ａｎｄ　Ｄ．Ｂｉｍｂｅｒｇ、　"Ｇｒｏｗｔｈ　ｏｆ　ｓｅｌｆ－ｏｒｇａｎａｉｚｅｄ　ｑｕａｎｔｕｍ　ｄｏｔｓ　ｆｏｒ　Ｏｐｔｏｅｌｅｖｔｒｏｎｉｃｓ　ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ：　ｎａｎｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ、　ｎｏｎａｅｐｉｔａｘｙ、ｄｅｆｅｃｔ　ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ" Ａｐｐｌｉｅｄ　Ｐｈｙｓｉｃｓ　ｌｅｔｔｅｒｓ　８９、１６１９１９（２００６）Ｐ．Ｒｉｎｋｅ　、ｅｔ　ａｌ　"　Ｂａｎｄ　Ｇａｐ　ａｎｄ　ｂａｎｄ　ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ　ｏｆ　ＩｎＮ　ａｎｄ　ＧａＮ　ｆｒｏｍ　ｑｕａｓｉｐａｒｔｉｃｌｅ　ｅｎｅｒｇｙ　ｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｓ　ｂａｓｅｄ　ｏｎ　ｅｘａｃｔ－ｅｘｃｈａｎｇｅ　ｄｅｎｓｉｔｙ－ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ　ｔｈｅｏｒｙ" Ｐｈｙｓｉｃａ　Ｓｔａｔｕｓ　Ｓｏｌｉｄｉ　Ｃ６、Ｎｏ５２　、Ｓ５６１－Ｓ５６４（２００９）／ＤＯＩ　１０．１００２／ｐｓｓｃ．２００８８０１９１３；　Ｃｈｒｉｓｔｉａｎ　Ｔｅｓｓａｒｅｋ　ｅｔ．ａｌ"Ｉｍｐｒｏｖｅｄ　ｃａｐｐｉｎｇ　ｌａｙｅｒ　ｇｒｏｗｔｈ　ｔｏｗａｒｄｓ　ｉｎｃｒｅａｓｅｄ　ｓｔａｂｉｌｉｔｙ　ｏｆ　ＩｎＧａＮ　ｑｕａｎｔｕｍ　ｄｏｔｓ" Ｉ．Ｈｏ　ａｎｄ　Ｇ．Ｂ．Ｓｔｒｉｎｇｆｅｌｌｏｗ、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．６９、２７０１（１９９６）
本発明は、Ｓｉ基板上に中間結晶であるＢＰ結晶を介して閃亜鉛鉱型ＧａＮ系結晶を形成して高輝度ＬＥＤ、高輝度ＬＤの構造を提供することを課題とする。
特に結晶成長技術の困難な閃亜鉛鉱型構造の結晶を母結晶とし、バンドギャップの小さいＩｎ原子の濃度の高いナノドット構造を有する高輝度な発光デバイスを提供する。
本発明の実施形態として、本発明においては、Ｓｉ基板上に形成された閃亜鉛鉱型のＢＰ結晶層上に閃亜鉛鉱型の結晶構造を維持する母結晶であるＡｌｙＩｎｘＧａｚＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）と母結晶であるＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）よりもＩｎの濃度が高いＩｎドットを有することを特徴とする発光デバイスが提供される。
ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットのｘの値は０．１５以上０．９以下の範囲であることが望ましい。
ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットの直径は１００ｎｍ以下であることが望ましい。
ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットの密度は、１０３個／ｃｍ２以上１０４個／ｃｍ２以下あることが望ましい。
本発明の実施形態として、本発明にかかる発光デバイスはＳｉ基板であってその（１００）面から（１１０）面方向に５度以上１０度以下の範囲で傾けて加工した結晶基板と、前記結晶基板の上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶内に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域とを有することが望ましい。
ｎ型ＧａＮ系結晶はケイ素が不純物として添加されていることが望ましい。
ｎ型ＧａＮ系結晶に添加されているケイ素の濃度は５×１０１８個ｃｍ－３以上５×１０２０個ｃｍ－３以下であることが望ましい。
本発明の他の実施形態として、本発明にかかる発光デバイスは、Ｓｉ基板であってその（１００）面から（１１０）面方向に５度以上１０度以下の範囲で及び（１００）面から（１１１）面方面に５度以上１０度以下の範囲で傾けて加工した結晶基板と、前記結晶基板上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶内に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域と、を有することが望ましい。
本発明の他の実施形態として、本発明にかかる発光デバイスは、Ｓｉ基板と、Ｓｉ基板の上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型構造のＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶の上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶の上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域であって、活性領域はＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドット間の隙間に隙間を埋めるように形成された結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎｘＧａ１－ｘＮによって表面が平坦化されている活性領域を有することが望ましい。
結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎｘＧａ１－ｘＮのＩｎの濃度はＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットのＩｎ濃度よりも低いことが望ましい。
本発明の他の実施形態として、本発明にかかる半導体レーザは、Ｓｉ基板と、Ｓｉ基板の上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型構造のＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶の上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶内に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域であって、ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットの先端部は閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶に埋没されていない活性領域を有することが望ましい。
本発明によれば、結晶成長技術の困難な閃亜鉛鉱型構造の結晶を母結晶とし、バンドギャップの小さいＩｎ原子の濃度の高いナノドット構造を有する高輝度な発光デバイスを提供することが可能となる。
本発明の一実施例に係る発光デバイスの構造の概略図。 ガス成長圧力を５００ｍｂaｒとした場合における、複数の実験から導き出されＩｎｘＧａ１－ｘＮを母結晶とするＩｎドット６のドット直径とドットの密度とＩｎの濃度とＧａＮの濃度の比率を成長温度の関係をまとめた表。 ガス成長圧力を８００ｍｂaｒとした場合における、複数の実験から導き出されＩｎｘＧａ１－ｘＮを母結晶とするＩｎドット６のドット直径とドットの密度とＩｎの濃度とＧａＮの濃度の比率を成長温度の関係をまとめた表。 一方向に傾斜した成長基板を用いた場合において、ステップのキンク上に成長したＩｎドットを示す図。 複数方向に傾斜した成長基板を用いた場合において、Ｉｎドットがステップの交点に集まり、点状の０次元活性領域が形成されることを示す図。
以下、本発明を実施するためのいくつかの実施例を説明する。なお、本発明は、以下に説明する実施例に何ら限定されることはない。以下に説明する実施例を種々に変形して本発明を実施することが可能である。また、本明細書において「○○の上」と記載している場合、○○の直接上にあるという意味と○○の上に複数の層を介して上にあるという意味の２つの意味を有するものとする。
（実施例１）
図１は、本発明の一実施例に係る発光デバイスの構造の概略図を示す。符号１は、ＧａＮ系半導体結晶成長用のＳｉ基板である。ＧａＮ半導体結晶成長用の基板としては、サファイア基板、炭化シリコン基板、ガリウムナイトライド基板、窒化アルミニウム基板等様々な基板を用いることが可能である。しかしながら、Ｓｉ基板を成長用基板とした場合、発光デバイスと半導体集積回路との複合デバイスが可能となる。
符号２は、ＢＰ結晶を有するバッファ層である。バッファ層をＢＰ結晶で構成すると、その上に成長するＧａＮ系結晶を閃亜鉛鉱型の結晶とすることが可能となる。
符号３は、Ｓｉがドープされたｎ型ＧａＮ系結晶である。バッファ層がＢＰ結晶であるため、ｎ型ＧａＮ系結晶３は閃亜鉛鉱型結晶である。ｎ型ＧａＮ系結晶３の上にはｎ電極（符号９）が設けられる。符号４及び符号７は、ＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶である。ＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶も閃亜鉛鉱型結晶となっている。ＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶４及び５は以下に説明する活性領域を挟む層である。活性領域を挟む層にＡｌを含ませることにより、活性領域を挟む層のバンドギャップを活性領域よりも十分に大きくすることが可能となる。但し、ＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶４は省略可能である。正孔は、移動度が電子に比べて低い。したがって、正孔のストッパーとしての役割を有するＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶４が無くても発光効率に大きく影響しないためである。
符号５は母結晶である閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）であり、符号６は該母結晶内に形成されるＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドット（以下、「Ｉｎドット」と言う。）である。つまり、該母結晶５の下地の上にＩｎドット６が形成され、Ｉｎドット６の間も該母結晶５によって埋め尽くされている。Ｉｎドット６は本発明の活性領域を構成する。Ｉｎドット６は、母結晶であるＡｌｙＩｎｘＧａｚＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）結晶に含有されるＩｎよりも高濃度のＩｎを含む。Ｉｎドット６は直径が１００ｎｍ以下であることが望ましい。１００ｎｍ以下とすることにより、電流集中を効率的に行うことが可能となるためである。さらに量子効果を得るにはＩｎドット６の直径を２５ｎｍ以下に制御することが望ましい。
また、Ｉｎドット６の密度は、１０３個／ｃｍ２以上１０４個／ｃｍ２以下が望ましい。このようにＩｎドット６の密度を制御することにより、高い発光効率を得ることを可能とする電流密度となる。
また、Ｉｎドット６のＩｎの濃度は、これを調整することにより発光する波長を制御することが可能となる。例えば、ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のｘの値を０．１５から０．９まで変化させることにより、波長を４５０ｎｍから８５０ｎｍに制御することが可能となる。
符号８は、ｐ型ＧａＮ系結晶である。ｐ型とするために、ＧａＮ系結晶に例えばＭｇが添加されている。図示していないが、ｐ型ＧａＮ系結晶８の上には、例えば電流拡散層を介してｐ型電極が形成される。
次に、本発明にかかる発光デバイスの製造方法を説明する。
結晶成長はすべてＭＯＣＶＤ法を用いる。ＧａＮ系結晶を成長させるための成長基板としてＳｉ基板１を用意し、その表面にバッファ層２としてＢＰ結晶をエピタキシャル成長させる。Ｓｉ基板は，より具体的には，Ｐ（リン）をドープしたｎ型のＳｉ基板である。ＢＰ結晶のエピタキシャル成長には、例えば、原料ガスとしてＰＣｌ３（三塩化リン）とＢＣｌ３（三塩化ホウ素）の混合ガス、キャリアガスとしてＨ２を用いる。他の原料ガスの例としては，ＰＨ３（ホスフィン）とＢ２Ｈ６（ジボラン）の混合ガスが挙げられる。
ＢＰ結晶をバッファ層とすると、その上に成長するＧａＮ系結晶はいずれも閃亜鉛鉱型結晶となる。ＢＰ結晶の厚さは、結晶欠陥（転位）の導入を考慮して１００ｎｍ以上できれば１５０ｎｍ以上が望ましい。なお、図１に記載はないが，ＢＰ結晶からなるバッファ層の上にさらに（Ｃ２Ｈ５）３Ｉｎ（トリメチルインジウム）ガスを用い，１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ膜を積層させた後、その上にＧａＮ系結晶を成長させることが望ましい。１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ膜をＢＰ結晶からなるバッファ層とＧａＮ系結晶の間に挿入させると、ＧａＮ系結晶は良好な閃亜鉛鉱型結晶となる。ＢＰ結晶からなるバッファ層の上に積層される１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ膜は薄いので閃亜鉛鉱型の結晶構造を維持する。
１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ膜は、その上にＧａＮ系結晶が成長するとＩｎのスポットとして検出される。
ＢＰ結晶からなるバッファ層の上にさらに１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ膜を積層し，その上にＧａＮ系結晶を積層させた場合、ＧａＮ系結晶が転位密度の低い良好な閃亜鉛鉱型となる理由は定かではない。しかしながら、ＢＰ結晶の格子定数は約０．４５４ｎｍであり、ＧａＮ結晶の格子定数は約０．４５１ｎｍである。ＩｎＧａＮ結晶はＩｎの比率が高くなると格子定数が大きくなるので、上記成長方法で挿入したＩｎ膜が、その上のＧａＮ膜とともに、実効的にはあたかもＩｎ含有量の比較的大きなＩｎＧａＮが存在するかのごとく格子定数のミスマッチを解消していると考えられる。
したがって，１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ膜に代えて１～数原子層程度（０．５～２ｎｍ程度）のＩｎ含有量の比較的大きなＩｎＧａＮ，または１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ含有量の比較的大きなＩｎＡｌ混合膜にしても同様の作用効果を奏する。
１～数原子層程度（０．５～２ｎｍ程度）のＩｎ含有量の比較的大きなＩｎＧａＮを積層する場合には，ＣＨ３－ＮＨ－ＮＨ２（モノメチルヒドラジン）、（Ｃ２Ｈ５）３Ｇａ（トリメチルガリウム）及び（Ｃ２Ｈ５）３Ｉｎ（トリメチルインジウム）の混合ガスを用いる。ＩｎＧａＮ膜は、１～数原子層程度（０．５～２ｎｍ程度）の厚さが望ましい。ＩｎＧａＮ膜は薄いので閃亜鉛鉱型の結晶構造を維持する。
１原子層程度（０．５ｎｍ程度）のＩｎ含有量の比較的大きなＩｎＡｌ混合膜を積層する場合には，（Ｃ２Ｈ５）３Ｉｎ（トリメチルインジウム）と（Ｃ２Ｈ５）３Ａｌ（トリメチルアルミニウム）び混合ガスを用いる。ＩｎＡｌ混合膜は１～数原子層程度（０．５～２ｎｍ程度）の厚さが望ましい。ＩｎＡｌ混合膜は薄いので閃亜鉛鉱型の結晶構造を維持する。
さらに，ＢＰ結晶からなるバッファ層とＧａＮ系結晶の間に形成される層としては、ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮの積層構造からなる膜厚合計１４ｎｍの閃亜鉛鉱型を維持した超格子層としてもよい。製造方法は、（１）ＣＨ３－ＮＨ－ＮＨ２（モノメチルヒドラジン）、（Ｃ２Ｈ５）３Ｇａ（トリメチルガリウム）及び（Ｃ２Ｈ５）３Ｉｎ（トリメチルインジウム）の混合ガスを用いて１．４ｎｍのＩｎＧａＮ層を形成し、（２）ＣＨ３－ＮＨ－ＮＨ２（モノメチルヒドラジン）及び（Ｃ２Ｈ５）３Ｇａ（トリメチルガリウム）の混合ガスを用いて１．４ｎｍのＧａＮ層を形成する。さらに、（１）及び（２）の工程を４回繰り返すことにより、ＢＰ結晶からなるバッファ層上に、ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮ／ＧａＩｎＮ／ＧａＮの積層構造からなる膜厚合計１４ｎｍの閃亜鉛鉱型を維持した超格子層が積層される。
なお、上記実施の形態において、窒素源としてはＣＨ３－ＮＨ－ＮＨ２（モノメチルヒドラジン）を用いたが、ＤＭＨｙ（ジメチルヒドラジン）を用いてもよい。
ＢＰ結晶の上にｎ型ＧａＮ系結晶３を形成する。ＧａＮの原料ガスとして、例えばトリメチルガリウム（Ｇａ（ＣＨ３）３、ＴＭＧ）とアンモニア（ＮＨ３）を用いる。ｎ型の不純物としてＳｉをドープする。ｎ型ＧａＮ系結晶３は閃亜鉛鉱型結晶である。
ｎ型ＧａＮ系結晶３の上にＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶４を成長させる。ＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶４の原料ガスとしては、例えば、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ；（ＣＨ３）３Ａｌ）及びシクロペンタジエニルマグネシウム（Ｃｐ２Ｍｇ）アンモニア（ＮＨ３）を用いる。原料を運搬するキャリアガスは、例えば、Ｈ２を用いる。
ＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶４の上にＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶５及び母結晶５よりも高濃度のＩｎを含有するＩｎドット６を形成する。母結晶５は閃亜鉛鉱型結晶である。ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のｘは０．０１以上０．９の範囲で調整可能である。発光する光を緑色とする場合には０．４になるように原料供給を行うことが望ましい。発光する光を青色とする場合には０．３以上０．３５以下になるように原料供給を行うことが望ましい。
次に、Ｉｎドット６の形成方法を説明する。結論から言えば、発明者は、実験により、Ｉｎドット６のＩｎの濃度、ドットの直径及びドットの密度の制御は、成長温度、Ｉｎの原料ガスの供給量及び原料ガス圧の制御によって可能であることを見出した。
例えば、ＩｎｘＧａ１－ｘＮ結晶の成長温度を７００℃に設定する。Ｉｎの濃度ｘを０．４０になるように原料濃度を設定する。成長雰囲気ガスとしては窒素ガスを用いる。Ｉｎの濃度の高い領域であるＩｎドット６は、成長直後はＩｎドット核として１０９個／ｃｍ２程度の密度で成長する。直径は１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下の範囲の大きさである。Ｉｎドット６の密度として１０９個／ｃｍ２は高すぎる。したがって、次にＩｎの原料ガス量は同じで基板温度を８００℃に上昇させる。この状態で、Ｉｎの含有量が過剰な領域（以下、「Ｉｎ過剰領域」と言う。）とＩｎの含有量が少ない領域（以下、「Ｉｎ減少領域」と言う。）との分離がより一層大きくなる。また、Ｉｎドット６の合併等がおこる。直径の比較的大きなＩｎドット６が成長し、直径の比較的小さなＩｎドット６は直径の比較的大きなＩｎドット６に吸収される。
この後、Ｉｎドット６の密度は１０４個／ｃｍ２程度になる。１０４個／ｃｍ２は高い発光効率を得ることを可能とする電流密度である。こうしてＩｎドット６を有する光学的な活性領域が完成する。所望の光学波長にするために、Ｉｎドット６内のＩｎ濃度の制御としては、雰囲気ガスの濃度を変化させるとよい。供給するＴＭＩガス（トリメチルインジウムガス）あるいはＤＭＩガス（ジメチルインジウムガス）の供給量を変化させる。窒素ガス中ではＴＭＩ（トリメチルインジウム）ガスの流量［分圧］を増加させるとＩｎドット内のＩｎ濃度は増加する傾向があるためである。または、例えば窒素ガスに水素ガスを混入させてもよい。５％程度の水素ガス量を窒素ガスに加えるだけで結晶内のＩｎの濃度は減少する。なぜなら、基板温度が高温（例えば、７００℃以上）の条件下では水素ガスへのＩｎ原子の溶解度が高い。したがって、基板温度が高温（例えば、７００℃以上）の条件下において、温度及び圧力条件を一定にして窒素ガスに水素ガスを混入させると、Ｉｎドット６内のＩｎ濃度が減少するためである。このように雰囲気ガスの濃度を変化させることによりＩｎドット６内のＩｎの濃度を減少させることが可能である。Ｉｎドット６内のＩｎの濃度を調整すると、高輝度ＬＥＤの波長を２５０ｎｍから４２０ｎｍまでの紫外光に相当する波長に制御可能となる。なお、ＩｎｘＧａ１－ｘＮの母結晶は、ｘの値に関係なく閃亜鉛鉱型結晶を保って成長する。
ＩｎｘＧａ１－ｘＮのｘを０．２以下とする場合、Ｉｎ減少領域とＩｎ過剰領域との分離が容易ではない。この場合、ＩｎｘＧａ１－ｘＮ結晶の成長後に基板温度を８００℃程度から６５０℃程度まで温度降下を行う熱処理を１５分程度行うとよい。その結果、Ｉｎ過剰領域とＩｎ減少領域との分離が起こる。少なくとも１回の降下温度熱処理によっても、Ｉｎ過剰領域とＩｎ減少領域の分離の効果がある。なお、基板温度の温度降下を行う熱処理を結晶層成長中に実施してもほぼ同効果が得られる。つまり、ＩｎｘＧａ１－ｘＮを７００℃で成長させているときに基板温度を６５０℃以下に下げる。そうすると、かかる温度降下によって、Ｉｎ過剰領域とＩｎ減少領域の分離が起こりＩｎ過剰領域を成長させることが可能となる。
なお、ＩｎｘＧａ１－ｘＮ結晶の成長においてｘ＝０．２となる成長を試みる場合、ＩｎｘＧａ１－ｘＮ結晶の成長途中でＴＭＩガスの供給量を増加させて成長結晶のＩｎ過剰領域とＩｎ減少領域の分離が容易に生じるように組成の調整を行ってもよい。例えばＴＭＩの量をｘ＝０．５程度になるように１０分間ガス量の変化を加えるとＩｎ過剰領域とＩｎ減少領域の分離が起こる。
このように、成長過程に温度降下を行う熱処理、成長後に温度降下を行う熱処理、または供給ガス量を変化させることによりＩｎドット６のＩｎの濃度、ドットの直径及びドットの密度を制御することが可能である。成長過程に温度降下を行う熱処理及び供給ガス量の変化の組み合わせ、または成長後に温度降下を行う熱処理及び供給ガス量の変化の組み合わせでＩｎドット６のＩｎの濃度、ドットの直径及びドットの密度を制御しても構わない。
図２の表１及び図３の表２は、複数の実験から導き出された、ＩｎｘＧａ１－ｘＮを母結晶とするＩｎドット６のドット直径とドットの密度とＩｎの濃度とＧａＮの濃度の比率を成長温度及びガス成長圧力との関係でまとめた表である。なお、この表において、原料ガスの供給量は一定である。Ｉｎドット６の密度は、原料ガス圧が５００ｍｂａｒよりも８００ｍｂａｒのほうが高くなる。成長温度は、５５０℃以上６００℃以下では、Ｉｎドット６の形状は糸状で上に伸びやすい。６５０℃以上７００℃以下では、ドット状となる。７５０℃以上では、Ｉｎが液体または液的状態となり形状が不安定となるため、Ｉｎドット６の直径を測定することはできなかった。
図２の表１及び図３の表２に基づけば、原料ガス圧が高い方がＩｎドット６の密度も高くなることが理解できる。
Ａｌがさらに添加されたＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶を母結晶としたＩｎドット６のＩｎの濃度、ドット径及びドットの密度の制御も可能である。ＡｌｚＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶を母結晶としたＡｌを含有するＩｎドット６の場合、活性層であるＡｌを含有するＩｎドット６の周辺の結晶がバンドギャップの大きいＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶となり、発光効率が一層高まる。以下にＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶を母結晶とした場合のＡｌを含有するＩｎドット６のＩｎの濃度、ドットの径及びドットの密度の制御について説明する。なお、本発明にかかるＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶はＢＰ結晶の上に成長するため閃亜鉛鉱型結晶である。
ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶の成長を実施する場合、Ａｌの原料ガスは結晶内の割合（ｙ）がほぼ０．３程度の値となるようにＡｌの原料ガスを供給する。さらに結晶内でのＩｎの量はｘが０．１を下回る程度のガスを流す。成長温度を７７０℃で行うとＡｌがある程度混入したＩｎドット６（以下、単に「Ｉｎドット６」と言う。）が形成される。Ｉｎドット６は、成長直後はおおよそ１０６個／ｃｍ２程度の密度でＩｎドット核として成長する。このとき、Ｉｎドット６の直径は１０ｎｍ以上２０ｎｍ以内の大きさである。Ｉｎドット６の密度として、１０６個／ｃｍ２程度は高すぎる。
次にＡｌの原料ガスやＩｎの原料ガスの量は変えずに基板温度を９００℃程度に上昇させる。この状態にすると、Ｉｎ過剰領域とＩｎ減少領域との分離がより大きくなる。つまり、Ｉｎドット６の合併が生じる。直径の比較的大きなＩｎドット６が成長し、直径の比較的小さなＩｎドット６はこれに吸収される。この後、Ｉｎドット６の密度は１０３個／ｃｍ２程度になる。Ｉｎドット６の密度を１０３個／ｃｍ２にすると高い発光効率を得ることを可能とする電流密度が得られる。こうして、Ｉｎドットを有する光学的な活性領域が完成する。
所望の光学波長を有する発光とすべく、Ｉｎドット内のＩｎの濃度は、雰囲気ガスを変化させることにより制御可能である。例えば、供給するＴＭＩガスの供給量を変化させてもよい。窒素ガス中ではＴＭＩ（トリメチルインジウム）ガスの流量［分圧］を増加させるとＩｎドット内のＩｎ濃度は増加する傾向があるためである。または、窒素ガスに水素ガスを５％程度混入させても、Ｉｎドット６内のＩｎの濃度をほぼ半減させることが可能である。なぜなら、基板温度が７００℃等の比較的高温の条件下では水素ガスへのＩｎ原子の溶解度が高い。したがって、基板温度が高温（例えば、７００℃以上）の条件下において、温度及び圧力条件を一定にして窒素ガスに水素ガスを混入させると、Ｉｎドット６内のＩｎ濃度が減少するためである。
ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮを母結晶とするＩｎドット６のドット直径とドット密度とＩｎの濃度とＧａＮの濃度の比率の、成長温度及びガス成長圧力との関係は、ＩｎｘＧａ１－ｘＮを母結晶とするＩｎドット６の場合とほぼ同じである。したがって、原料ガスの供給量が一定の場合、ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮを母結晶とするＩｎドット６の密度は，原料ガス圧が５００ｍｂａｒよりも８００ｍｂａｒのほうがが高くなる。但し、ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮの場合は、成長温度がＩｎｘＧａ１－ｘＮに比べて１００℃以上２００℃以下程度高くなる。したがって、成長温度が６５０℃以上８００℃以下では、Ｉｎドット６の形状は糸状で上に伸びやすい。７５０℃以上９００℃以下では、ドット状となり，１０００℃以上では、Ｉｎが液体または液的状態となり形状が不安定となるため，Ｉｎドット６の直径を測定することはできなかった。
ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮを母結晶とするＩｎドット６の場合も，原料ガス圧が高い方がＩｎドット６の密度も高くなる。
以上のとおり、Ｉｎドット６のＩｎの濃度、ドットの直径及びドットの密度の制御は、成長温度、Ｉｎの原料ガスの供給量及び原料ガス圧によって、制御することが可能である。さらに安定的にＩｎドット６を形成する方法について以下に説明する。
（変形例１）
ＧａＮ系結晶の成長基板であるＳｉ基板を（１００）面から（１１０）面方向に５度以上１０度以下の範囲で傾けて加工した結晶基板を用いてエピタキシャル成長を行う。該Ｓｉ基板にＢＰ結晶を成長させた後、Ｓｉをドープしてｎ型ＧａＮ系結晶を成長した。ｎ型ＧａＮ系結晶は閃亜鉛鉱型である。ｎ型ＧａＮ系結晶面にはほぼ等間隔にステップが成長する。ステップ間隔は面の傾斜程度、添加した不純物量等が関係する。例えば、不純物の濃度が１０１８個ｃｍ－３を超えると成長速度が遅くなり、バンチング効果によってステップが高く（数十原子）なりステップ間隔も広くなる。望ましくは、ｎ型ＧａＮ系結晶にケイ素を５×１０１８個ｃｍ－３以上５×１０２０個ｃｍ－３以下添加するとよい。本実施例では、不純物の濃度を５×１０１８個ｃｍ－３とした。ｎ型ＧａＮ系結晶の成長後、基板温度を７５０℃以下に降下し、ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）を成長するための原料ガスを供給する。
雰囲気ガスとして窒素ガス１００％を用いたＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）は、ｘがほぼ０．１５程度でまばらに成長させ、その後さらに同一雰囲気下で基板温度を８５０℃以上に上昇させた後、結晶表面でＩｎを含む粒子のマイグレーションを約１０分間、水素ガスを３％含む窒素雰囲気下で実施する。その後、図４に示すとおり、Ｉｎを含む結晶は互いに５～８μｍ離れたステップに集まり線状の１次元活性層が形成される。
本成長方法では最初のｎ型ＧａＮ系結晶に形成されるステップ間隔を正確に制御するために、成長速度、成長温度の制御が重要である。ステップ間隔が広く結晶の表面が平坦に近ければ、ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）を成長する段階で成長温度を上げると、Ｉｎドットが優先的に成長する傾向がある。一方、成長温度を下げると量子細線となる。Ｉｎドットとなるか量子細線となるかは成長速度に大きく依存し、成長速度が早ければ量子細線となり、成長速度が遅くなればＩｎドットとなる。結晶の成長条件を制御すれば、本変形例１ではＩｎドットとＩｎの量子細線とを用途に応じてつくり分けることが可能となる。
（変形例２）
Ｓｉ基板の（１００）面から（１１０）面方位に５度以上１０度以下の範囲で、及び（１００）面から（１１１）面方向に５度以上１０度以下の範囲で傾けて加工した結晶基板を用いてエピタキシャル成長を行う。該Ｓｉ基板にＢＰ結晶を成長させた後、Ｓｉをドープしてｎ型ＧａＮ系結晶を成長させた。ｎ型ＧａＮ系結晶は閃亜鉛鉱型である。ｎ型ＧａＮ系結晶の結晶面にほぼ等間隔にステップ格子が成長する。ステップ間隔としては面の傾斜程度、添加した不純物量等が関係する。面の傾斜角度が大きくなればステップの間隔は狭くなる。添加する不純物量の濃度が高くなるとステップ間隔はやや広がり高さが高くなる（バンチング効果）。添加する不純物量の濃度としては，望ましくは、ｎ型ＧａＮ系結晶にケイ素を５×１０１８個ｃｍ－３以上５×１０２０個ｃｍ－３以下添加するとよい。本実施例においてはｎ型不純物としてＧａＮ系結晶にケイ素を５×１０１８個ｃｍ－３添加した。ｎ型ＧａＮ系結晶の成長後、基板温度を７５０℃以下に降下し、ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶（ｘ＝０．１５）を成長させるためにＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮの原料ガスを約１分間供給する。雰囲気ガスは窒素ガス１００％を用いる。次に同一雰囲気下で基板温度を８５０℃以上に上昇させた後、ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）の表面におけるＩｎを含む粒子のマイグレーションを水素ガスを１０％含む窒素ガスと水素ガスの混合雰囲気下で約１５分間実施する。その後、Ｉｎを含む結晶、すなわちＩｎドットがステップの交点に集まり、点状の０次元活性領域が形成される。その様子を図５に示す。
（変形例３）
変形例３は，ＩｎｘＧａ１－ｘＮを母結晶とするＩｎドット６を成長させた後の活性領域の構造に関するものである。ＩｎｘＧａｚＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）の母結晶５を成長させ、その上に母結晶５よりも高濃度のＩｎを含有するＩｎドット６を成長させた（未だ、Ｉｎドット６はＩｎｘＧａｚＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）の母結晶５によって埋め尽くされていない状態。）後，基板温度を８００℃から１００℃乃至２００℃下げてＧａの原料ガスの供給量を２倍程度増やす。そうすると，Ｉｎ濃度がＩｎドット６に比べて低い結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎｘＧａ１－ｘＮがＩｎドット６間の隙間を埋めるように成長し，Ｉｎドット６間の隙間が結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎｘＧａ１－ｘＮで埋まり表面が平坦化する。つまり、本変形例では、Ｉｎドット６の隙間はＩｎｘＧａ１－ｘＮからなる母結晶ではなく、Ｉｎ濃度がＩｎドット６に比べて低い結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎｘＧａ１－ｘＮによって埋め尽くされるようにした。
Ｉｎドット６が電気的抵抗の大きいアモルファスのＩｎｘＧａ１－ｘＮで埋まるため，Ｉｎドットに正孔と電子が集中し，再結合が優先的に起こり効率的に発光する。また，結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎｘＧａ１－ｘＮはＩｎ濃度がＩｎドット６に比べて低いため，結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎｘＧａ１－ｘＮのバンドギャップはＩｎドットに比べて大きくなる点も発光効率を高める要因となる。
発光デバイスによってはより再現性のある結晶成長プロセスが必要になる場合がある。例えば、高輝度半導体レーザ、多色半導体レーザ等は複数回のエピタキシャルプロセス、化学エッチング、及び加工プロセス等を繰り返す必要が生じる製品である。このような製品の場合、より安定した量子ドットを生成する必要が生じる。特に熱処理等に耐えるためには結晶構造上安定した量子ドットが必要である。
（変形例４）
そこで、（１００）面のＳｉ結晶基板を（１１０）面方向に３度以上１０度以下の範囲で、（１１１）方向に３度以上１０度以下の範囲で傾けた複数方向傾斜型基板を用いる。２方向に傾斜するＳｉ基板結晶を用いる。該基板上にＢＰ結晶膜を成長させ、その上にｎ型ＧａＮ系結晶をエピタキシャル成長させる。ｎ型ＧａＮ系結晶を１μｍ程度成長させた後、基板を成長炉から取り出す。例えば、該成長炉から取り出した基板を水酸化カリウム（ＫＯＨ）溶液を用いて１５０℃で約１０分間エッチングを施す。その後、カリウム元素が基板に残らないように洗浄を実施する。この段階で基板の表面を顕微鏡観察すると、約１００ｎｍ四方間隔で（１００）面が傾斜型ステップに囲まれて発生している。図５で示したステップをさらに深くした構造である。
さらに該基板をエピタキシャル成長炉内にセットし、窒素ガスまたは窒素ガスに水素ガスが１％以上５％以下含まれた雰囲気ガスでＩｎ０．２５Ｇａ０．７５Ｎ結晶の成長を実施する。成長温度は、面方向の違いによる成長速度の違いが強く現れるように３００℃以上５５０℃以下の範囲内とする。例えば、初期の段階で成長温度を５００℃で設定し、母結晶であるＩｎ０．２５Ｇａ０．７５Ｎが１０以上７０原子層の厚み、例えば３０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の厚さ成長した後、４００℃に設定して、よじれ（キンク）の交叉点にＩｎドット６が集まるように１０分間程度熱処理を実施する。
かかる１０分間の熱処理により、母結晶であるＩｎ０．２５Ｇａ０．７５Ｎの表面のキンクの交叉点に母結晶であるＩｎ０．２５Ｇａ０．７５Ｎよりも高濃度のＩｎを含有するＩｎドットが成長する。Ｉｎドット６は母結晶と同じ閃亜鉛鉱型のＩｎドット６として成長する。この場合、Ｉｎドット６の最大直径は約２０ｎｍとなり、活性領域が完成する。
なお、本実施例においては、水酸化カリウム（ＫＯＨ）溶液を用いて１５０℃で約１０分間エッチングを施したが、エッチングを行う前にＩｎドット６が形成されるであろう位置に予めレーザ照射を実施し、エッチング率を増加しておくことが望ましい。傾斜型ステップを深くすることが可能となり、Ｉｎドット６が傾斜型ステップに囲まれたところに成長し易くなるためである。
また、水酸化カリウム（ＫＯＨ）あるいは高温のオキソ酸（ＨＰＯ３）によるエッチングでは（１００）面に現れるキンクの交叉点が出にくい場合には、成長基板の表面の傾斜角度とは無関係にｎ型ＧａＮ結晶成長後、その表面にＳｉＮ３の結晶膜を２０ｎｍほど堆積し、さらにプラズマエチング法等で例えば、直径３０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の間隔で穴を開けることにより量子ドットが成長し易くなるように加工してもよい。
（変形例５）
ＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶を母結晶とするＧａ過剰なドット（以下、「Ｇａドット」と言う。）の製造方法について説明する。なお、ＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶の結晶構造が閃亜鉛鉱型であり、ｙ＝０．８より小さい値ではＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶は直接遷移結晶の性質を有する。
ＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶のＡｌの成分とＧａの成分がそれぞれ０．５になるようにＡｌｙＧａ１－ｙＮの原料ガスを供給する。成長温度は、例えば９００℃である。次に、基板温度を例えば１０００℃に上昇させると、Ａｌ過剰領域と、Ｇａ過剰領域とに分離して成長し始める。Ｇａドットは、成長直後は１０８個／ｃｍ２程度のＧａドット核として成長する。このとき、Ｇａドットの直径は、５０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の大きさである。この状態ではＧａドットの密度は高すぎる。したがって、次にＧａの原料ガス量は同じで基板温度を１１００℃程度に上昇させる。この状態で、Ｇａ過剰領域とＡｌ過剰領域との分離はより大きくなり、Ｇａドットの合併が始まる。直径が比較的大きなＧａドットが成長し、直径が比較的小さなＧａドットはこれに吸収される。その後、Ｇａドットの密度は１０３個／ｃｍ２程度になる。１０３個／ｃｍ２は、効率的な発光を得ることを可能とする電流密度である。このようにして、Ｇａドットを有する光学的な活性領域が完成する。
所望の光学波長を発光させるために、Ｇａドット内のＧａ濃度を制御するとよい。Ｇａ濃度の制御は、雰囲気ガスを変化させるとよい。例えば、供給するＧａガスの供給量を増加させてもよい。例えば、供給するＧａガスの供給量を７００００ｃｃ／ｓから１０００００ｃｃ／ｓに増加させてＧａドット内のＧａ濃度をより高くしてもよい。またはＧａドットのバンドギャップを母結晶のＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶と比べてより小さくするためにＧａドットの成長過程においてＩｎの原料ガスも流して母結晶のＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶よりもよりＩｎが導入されたＧａドットを成長させてもよい。Ｇａドット内のＧａ濃度を０．４以上０．９以下の範囲で制御することにより、発光デバイスの波長を２００ｎｍ、３００ｎｍ及び３５０ｎｍとすることが可能となる。
（半導体レーザ）
本発明にかかるＩｎドット６を半導体レーザの活性領域として用いる場合、Ｉｎドット６は周期性を有して形成されることが望ましい。したがって、変形例１乃至４で示したとおり、成長基板の表面に傾斜面を設け、その上に成長させたｎ型ＧａＮ系結晶の表面に形成されるほぼ等間隔のステップやキンク等を利用してＩｎドット６を形成することが望ましい。
また、Ｉｎドット６の最先端部は母結晶であるＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶（ｙ≧０、ｘ＞０）に埋没させずに母結晶の結晶上に残すことが望ましい。その上で、さらにＭｇをドープしたｐ型ＧａＮを成長させ、次にＡｌｘＧａ１－ｘＮをＡｌの濃度を変え２種類以上のＡｌｘＧａ１－ｘＮ層を成長させる。このような構成により、消費電力の少ない半導体レーザが製造することが可能となる。なお、Ｉｎドット６の最先端部を母結晶であるＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶に埋没させずに母結晶の結晶上に残し、その上で、さらにＭｇをドープしたｐ型ＧａＮを成長させるという構成は、ＬＥＤにも応用できる。かかる構成を有するＬＥＤは、低電圧の引加で発光可能であり、消費電力が少ないという利点を有する。
（キャリア再結合を促進する構造）
これまで説明してきたＩｎドットまたはＧａドットを活性領域とする発光デバイスの構成において、よりキャリア再結合を促進する構造を以下に説明する。
例えば、（１００）面から（１１０）面方向に８度傾いたＳｉ基板を成長基板とする。該Ｓｉ基板上にＳｉ元素を添加したｎ型ＢＰ結晶を成長させる。ＢＰ結晶の厚みは、結晶欠陥［転位］を導入させることを考慮して少なくとも２００ｎｍ以上で成長させる。ＢＰ結晶を約３００ｎｍ成長させても成長基板の傾斜角度はほぼ保つことができる。しかる後、ＢＰ結晶上にＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）、ＴＭＩ（トリメチルインジウム）の混合ガスを基板温度４７０℃とし窒素雰囲気内で基板に供給して、ＡｌとＩｎの混合金属層を１原子層以上１５原子層以下の原子層を堆積させる。なお、ＡｌとＩｎの混合金属層は２原子層以上５原子層以下堆積させることが望ましい。ＩｎあるいはＡｌを２原子層以上５原子層以下の厚みで全面に付着させるとその後積層される層の成長が順調となる。
ＡｌとＩｎの混合金属層のＡｌとＩｎの堆積比率はＡｌが８０％、Ｉｎが２０％である。このときもＳｉ元素を不純物として添加するとよい。その後、約６００℃でｎ型ＧａＮ系結晶を成長させる。このときＢＰ結晶直上ではＡｌ濃度が高くＧａＮ結晶よりもバンドギャップの大きいＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ結晶が成長する。結果として光学デバイス作製時に活性領域でのキャリア再結合を促進させることを可能とする構造となる。
本願発明のこれまでの説明では、活性領域を構成する層は単層として説明してきたが、活性領域を構成する層は一層だけではなく複数層作製する場合があり、このような活性層を作成する場合に本発明の請求事項が適用できるのは当然である。
また、成長基板として、Ｓｉ基板を中心に説明してきたが、ＳｉＣ基板結晶、ＧａＡｓ基板結晶、サファイア基板等を用いたＳｉ以外の結晶基板を用いてもよい。サファイア基板等を利用した場合でも基板表面の傾斜効果は十分期待できる。
また、光学デバイスに関して説明してきたが、本願発明にかかる量子ドットを有する活性領域は、電界効果トランジスターやｐｎｐ型やｎｐｎ型トランジスター、これらを含む集積デバイス等に適用可能であることは言うまでも無い。特に電子デバイスと光学デバイスの融合型では本報告の構造及び特徴が有用であることは当然である。
１　ＧａＮ系半導体結晶成長用のＳｉ基板
２　ＢＰ結晶を有するバッファ層
３　Ｓｉがドープされたｎ型ＧａＮ系結晶
４　ＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶
５　母結晶である閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）
６　母結晶内に形成されるＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドット
７　ＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶
８　ｐ型ＧａＮ系結晶
９　ｎ型電極

Claims (10)

  1. Ｓｉ基板と、
    前記Ｓｉ基板の上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、
    前記ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、
    前記ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と前記閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶内に形成された前記閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域と、
    を有することを特徴する発光デバイス。
  2. 前記ｎ型ＧａＮ系結晶はケイ素が不純物として添加されていることを特徴する請求項１に記載の発光デバイス。
  3. 前記ｎ型ＧａＮ系結晶に添加されているケイ素の濃度は５×１０１８個ｃｍ－３以上５×１０２０個ｃｍ－３以下であることを特徴する請求項２に記載の発光デバイス。
  4. 前記Ｓｉ基板は、その（１００）面から（１１０）面方向に５度以上１０度以下の範囲で傾けて加工した結晶基板であることを特徴する請求項１に記載の発光デバイス。
  5. 前記Ｓｉ基板は、その（１００）面から（１１０）面方向に５度以上１０度以下の範囲及び（１００）面から（１１１）面方面に５度以上１０度以下の範囲で傾けて加工した結晶基板であることを特徴する請求項１に記載の発光デバイス。
  6. 前記ｎ型ＧａＮ系結晶はケイ素が不純物として添加されていることを特徴する請求項５に記載の発光デバイス。
  7. 前記ｎ型ＧａＮ系結晶に添加されているケイ素の濃度は５×１０１８個ｃｍ－３以上５×１０２０個ｃｍ－３以下であることを特徴する請求項６に記載の発光デバイス。
  8. Ｓｉ基板と、
    前記Ｓｉ基板の上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、
    前記ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、
    前記ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型構造のＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶と、
    前記閃亜鉛鉱型構造のＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶の上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と前記閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶の上に形成された前記閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域とを有し、
    前記活性領域は前記ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドット間の隙間に前記隙間を埋めるように形成された結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎｘＧａ１－ｘＮによって表面が平坦化されていることを特徴とする発光デバイス。
  9. 前記結晶性の不完全なアモルファスライクのＩｎｘＧａ１－ｘＮのＩｎの濃度は前記ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットのＩｎ濃度よりも低いことを特徴する請求項８に記載の発光デバイス。
  10. Ｓｉ基板と、
    前記Ｓｉ基板の上に形成されたＢＰ結晶を含むバッファ層と、
    前記ＢＰ結晶を含むバッファ層の上に形成されたｎ型ＧａＮ系結晶と、
    前記ｎ型ＧａＮ系結晶上に形成された閃亜鉛鉱型構造のＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶と、
    前記閃亜鉛鉱型構造のＡｌｙＧａ１－ｙＮ結晶の上に形成された閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶と前記閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶内に形成された前記閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶よりもＩｎ濃度の高いＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットとを有する活性領域とを有し、
    前記ＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）のナノドットの先端部は前記閃亜鉛鉱型のＡｌｙＩｎｘＧａ１－ｙ－ｘＮ（ｙ≧０、ｘ＞０）母結晶に埋没されていないことを特徴する半導体レーザ。
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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10454239B2 (en) * 2015-08-28 2019-10-22 International Business Machines Corporation Wafer scale monolithic integration of lasers, modulators, and other optical components using ALD optical coatings
US11018473B1 (en) * 2018-11-28 2021-05-25 Cisco Technology, Inc. Selective-area growth of III-V materials for integration with silicon photonics
WO2021064005A1 (en) * 2019-10-04 2021-04-08 Cambridge Enterprise Limited POLARISED EMISSION FROM QUANTUM WIRES IN CUBIC GaN
JP7543862B2 (ja) * 2020-11-13 2024-09-03 株式会社デンソー 半導体レーザ装置
JP7619195B2 (ja) * 2021-07-13 2025-01-22 株式会社デンソー 光半導体素子

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02288388A (ja) * 1989-04-28 1990-11-28 Toshiba Corp 半導体レーザ
JP2000012961A (ja) * 1998-06-23 2000-01-14 Fujitsu Ltd 半導体レーザ
JP2000349335A (ja) * 1999-06-08 2000-12-15 Showa Denko Kk Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子
JP2008258561A (ja) * 2007-03-13 2008-10-23 Covalent Materials Corp 窒化物半導体単結晶
JP2009010168A (ja) * 2007-06-28 2009-01-15 Toshiba Corp 半導体量子ドット素子、その製造方法、光スイッチ、半導体レーザ、および光検出器
JP2010010678A (ja) * 2008-06-27 2010-01-14 Sharp Corp 量子ドットデバイスおよびその製造方法
JP2011503893A (ja) * 2007-11-20 2011-01-27 モザイク クリスタルス リミテッド アモルファスｉｉｉ−ｖ族半導体材料及びその製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6835962B2 (en) * 2001-08-01 2004-12-28 Showa Denko Kabushiki Kaisha Stacked layer structure, light-emitting device, lamp, and light source unit
US6730987B2 (en) 2001-09-10 2004-05-04 Showa Denko K.K. Compound semiconductor device, production method thereof, light-emitting device and transistor
US6645885B2 (en) * 2001-09-27 2003-11-11 The National University Of Singapore Forming indium nitride (InN) and indium gallium nitride (InGaN) quantum dots grown by metal-organic-vapor-phase-epitaxy (MOCVD)
US6967355B2 (en) 2003-10-22 2005-11-22 University Of Florida Research Foundation, Inc. Group III-nitride on Si using epitaxial BP buffer layer
KR100631980B1 (ko) 2005-04-06 2006-10-11 삼성전기주식회사 질화물 반도체 소자
JP5260502B2 (ja) 2006-09-22 2013-08-14 エージェンシー フォー サイエンス，テクノロジー アンド リサーチ Ｉｉｉ族窒化物白色発光ダイオード
US20080224268A1 (en) 2007-03-13 2008-09-18 Covalent Materials Corporation Nitride semiconductor single crystal substrate
GB2460666A (en) 2008-06-04 2009-12-09 Sharp Kk Exciton spin control in AlGaInN quantum dots
JP2010245491A (ja) 2009-03-17 2010-10-28 Qd Laser Inc 半導体レーザ
JP2011003803A (ja) 2009-06-19 2011-01-06 Qd Laser Inc 半導体レーザ及びそれを用いた光モジュール
JP2011044539A (ja) 2009-08-20 2011-03-03 Qd Laser Inc 半導体レーザ及びその製造方法、光モジュール、光伝送システム
CN103187498B (zh) 2011-12-29 2016-08-03 比亚迪股份有限公司 一种半导体结构及其形成方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02288388A (ja) * 1989-04-28 1990-11-28 Toshiba Corp 半導体レーザ
JP2000012961A (ja) * 1998-06-23 2000-01-14 Fujitsu Ltd 半導体レーザ
JP2000349335A (ja) * 1999-06-08 2000-12-15 Showa Denko Kk Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子
JP2008258561A (ja) * 2007-03-13 2008-10-23 Covalent Materials Corp 窒化物半導体単結晶
JP2009010168A (ja) * 2007-06-28 2009-01-15 Toshiba Corp 半導体量子ドット素子、その製造方法、光スイッチ、半導体レーザ、および光検出器
JP2011503893A (ja) * 2007-11-20 2011-01-27 モザイク クリスタルス リミテッド アモルファスｉｉｉ−ｖ族半導体材料及びその製造方法
JP2010010678A (ja) * 2008-06-27 2010-01-14 Sharp Corp 量子ドットデバイスおよびその製造方法

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