專利名稱：雙極晶體管、半導體發光元件和半導體元件的制作方法
技術領域：
本發明涉及雙極晶體管、半導體發光元件和半導體元件。
在該GaAs系晶體管中，GaAs系HBT可以用比HEMT少的電源個數進行驅動，因此，適合于裝置的小型化。而且，由于GaAs系HBT使用注入集電極的「熱電子(Hot-electron)」的沖擊傳導，因此，高速工作性優越。因此，希望GaAs系HBT作為支持手機等移動通信等的關鍵器件。
在該手機中，一般需要在約4.7V或者約3.5V的低工作電壓下得到高電流增益的功率器件。上述GaAs系HBT用比基極層帶隙大的材料形成發射極層，抑制從基極層向發射極層的少數載流子的注入，因此，如果與同質結雙極晶體管相比，電流增益較大。但是，在現有的GaAs系HBT中，要求更高的電流增益。即，在現有技術中，在發射極層中使用與基極層等相同的GaAs層，但是，由于產生從基極層向發射極層的逆注入，存在電流增益降低的問題。
作為對該問題的解決方法，在日本專利公開公報特開平11-274167號公報等中，提出了在發射極層中使用InGaP層的雙極晶體管。其是這樣的發明使發射極層成為具有比較大的帶隙的InGaP，來減小上述逆注入。但是，使用InGaP也不能充分增大其帶隙，所以無法大幅度地減小逆注入。
而且，在日本專利公開公報特開平9-307100號公報中，提出了這樣的方法使用寬帶隙半導體作為在GaAs系HEMT中提高柵極與漏極之間耐壓的方法。其是這樣的方法在GaAs系HEMT中的電子供給層中使用帶隙比上述InGaP更大的SiC和InAlGaN等寬帶隙半導體。但是，HEMT中的電子供給層是用于向高純度的GaAs層提供電子的層，如果膜厚為幾十nm就足夠了。與此相對，GaAs系HBT中的n型發射極層是構成晶體管中的npn結的一個層，為了在p型基極層中關閉正空穴，必須使其膜厚為幾百nm程度。因此，作為GaAs系HBT的發射極層，用與GaAs系HEMT相同的方法來形成寬帶隙半導體是極其困難的。
為了解決上述問題，本發明的目的是形成能隙差大的異質結，而提供性能更高的半導體元件。
本發明雙極晶體管，其特征在于包括襯底；形成在上述襯底上、由第一導電類型半導體構成的集電極層；形成在上述集電極層上、由包含GaAs、InGaAs、AlGaAs、InAlGaP、InGaAsP、GaSb、GaAsSb、GaNAs、InGaNAs、SiGe、HgCdTe中一種材料的第二導電類型半導體構成的基極層；形成在上述基極層上、包含帶隙大于上述基極層的第一導電類型的InpGa1-pN(0＜p≤1)的發射極層。
而且，本發明的半導體發光元件，其特征在于包括由第一導電類型的半導體構成的第一導電類型包層；形成在上述第一導電類型包層上、包含InaAlbGa1-a-bAscP1-c(0≤a≤1、0≤b≤1、0≤a+b≤1、0≤c≤1)，通過電流注入而發光的有源層；形成在上述有源層上、包含第二導電類型的InrGa1-rN(0＜r≤1)的第二導電類型包層。
而且，本發明的半導體元件，其特征在于包括由IntGa1-tN(0＜t≤1)構成的第一半導體層；與上述第一半導體層形成異質結，包含電子親和力小于上述第一半導體的GaAs、InGaAs、AlGaAs、InAlGaP、InGaAsP、GaSb、GaAsSb、GaNAs、InGaNAs、SiGe、HgCdTe之一的材料的第二導電類型半導體層。
第一實施例第一實施例的雙極晶體管的特征之一是如從
圖1所看到的那樣，在GaAs系的元件中，在發射極層106和發射極接觸層107中使用InGaN。
圖1是表示本發明的第一實施例的雙極晶體管的斷面圖。在SI-GaAs襯底(半絕緣性GaAs襯底)101上，依次形成由不摻雜GaAs組成的緩沖層102、由高濃度n型GaAs組成的膜厚500nm的集電極接觸層103、由n型GaAs組成的膜厚500nm的集電極層104、p型GaAs組成的膜厚50nm的基極層105。而且，在以下把這些層稱為GaAs層101～105。在基極層105上依次形成由n型In0.5Ga0.5N組成的發射極層106、由組成傾斜的n型InGaN組成的發射極接觸層107。發射極層106和發射極接觸層107的膜厚合計為400nm。
通過發射極接觸層107由發射極電極112給上述發射極層106施加電流·電壓。其中，為了容易取得該發射極電極112與發射極層106的歐姆接觸，則發射極接觸層107的In組成越往圖中上側則越高。而且，由基極電極111給基極層105施加電流·電壓。而且，通過集電極接觸層103由集電極電極110給集電極層104施加電流·電壓。圖1的雙極晶體管是在n型的集電極層104上依次鍵合p型的基極層105、n型的發射極層106的npn結的構成，與一般的晶體管相同，給各個層施加預定的電壓·電流，晶體管進行工作。
圖1的雙極晶體管是把由GaAs組成的基極層105和由InGaN組成的發射極層進行鍵合的異質結雙極晶體管(HBT)。而且，圖1的HBT是使用GaAs襯底101所形成的GaAs系HBT。圖1的雙極晶體管為了容易進行說明而改變倍率來表示。
下面對圖1的雙極晶體管的制造方法進行說明。
(1)首先，在支座上配置SI-GaAs襯底101，把其加熱到700℃左右的溫度。而且，流過TMG(三甲基鎵)、AsH3和氫載氣，來生長由不摻雜的GaAs組成的緩沖層102。而且，GaAs的結晶構造是閃鋅構造。
(2)接著，仍把襯底的溫度保持在700℃，流過TMG(三甲基鎵)、AsH3、作為n型摻雜材料的SiH4和氫載氣，來生長由n型GaAs組成的集電極接觸層103和集電極層104。
(3)接著，仍把襯底的溫度保持在700℃，流過TMG(三甲基鎵)、AsH3、p型摻雜材料和氫載氣，來生長由p型GaAs組成的基極層105。其中，AsH3/TMG的原料供給比為1以下。作為p型摻雜材料，可以使用CBr4和TMAs(三甲基砷)等。
(4)接著，仍把襯底的溫度保持在700℃，流過TMG、TMI(三甲基銦)、NH3、作為n型摻雜材料的SiH4和載氣，來生長由n型InGaN組成的發射極層106和發射極接觸層107。該發射極層106、發射極接觸層107的n型InGaN的結晶構造是閃鋅構造。
(5)接著，把襯底101冷卻到室溫并取出，進行腐蝕而形成圖1那樣的形狀，然后，形成集電極電極110、基極電極111和發射極電極112。
在通過以上說明的方法所形成的圖1的GaAs系HBT中，由于使由GaAs組成的基極層105和由InGaN組成的發射極層106成為異質結，而能夠提供電流增益較高，特性穩定的元件。即，構成基極層105的GaAs的帶隙為約1.4eV，與此相對，構成發射極層106的In0.5Ga0.5N的帶隙為約2.4eV，這樣，通過使帶隙差大的半導體成為異質結，能夠抑制從基極層105向發射極層106的載流子的逆注入，而能夠提高電流增益。
在現有技術中，在GaAs系HBT中使用InGaN這樣的帶隙大的材料，從結晶生長的觀點看是極端困難的。這是因為晶格常數的不匹配以及生長溫度的不同。下面進行詳細說明。
作為帶隙大的半導體材料，GaN、AlGaN、SiC、ZnSe等寬帶隙半導體是公知的。其中，所謂寬帶隙半導體大多指具有相當于蘭色發光的2.6eV以上帶隙的半導體。該寬帶隙半導體和GaAs系半導體在晶格常數上大為不同。例如，當在GaAs層上形成GaN層時，GaAs(閃鋅構造)的晶格常數為0.565nm，與此相對，GaN(閃鋅構造)的晶格常數為0.45nm，因此，這些層的晶格失配為20.5％這樣較大的值。在此基礎上，如果在GaN層中增加Al，晶格失配的值變得更大。當考慮到現在使用的GaAs和AlGaAs的異質結中的晶格失配為1％以下，其是非常大的值。這樣，當用晶格失配較大的結晶形成異質結時，在結晶中易于產生裂縫。在此基礎上，這些寬帶隙半導體的晶格常數比GaAs小。因此，當把圖1的雙極晶體管的發射極層106、發射極接觸層107作為寬帶隙半導體時，在該寬帶隙半導體中，在拉伸方向上施加力。當這樣在拉伸方向上施加力時，與在壓縮方向上施加力的情況相比，特別容易產生裂縫。而且，圖1的雙極晶體管的發射極層106、發射極接觸層107是構成npn結的一個層，為了在p型基極層105中封閉正空穴，需要幾百nm的膜厚。這樣，當形成幾百nm以上的膜厚時，與形成幾十nm的薄的膜厚的情況不同，極其容易產生裂縫。
而且，通常，寬帶隙半導體的結晶生長溫度極高。例如，MOCVD法中的生長溫度是GaAs為600℃～700℃，與此相對，GaN是1100℃，AlGaN為1200℃。當在這樣的高溫下形成圖1的發射極層106、發射極接觸層107時，從GaAs層102～105產生劇烈的As脫出，不能保證GaAs層102～105的品質。而且，為了避免這一問題，當以與GaAs層相同程度的低溫下生長寬帶隙半導體層時，通常，該寬帶隙半導體層的結晶特性顯著變差。
如以上那樣，從結晶生長的觀點看，在圖1這樣的GaAs系HBT的發射極層106、發射極接觸層107中使用寬帶隙半導體這樣的帶隙大的半導體是極其困難的。
但是，本發明人為了在GaAs系HBT的發射極層106、發射極接觸層107中使用帶隙大的半導體而得到高的電流增益，反復進行了各種實驗。其結果，獨自得知通過在發射極層106和發射極接觸層107中使用InpGa1-pN(0＜p≤1)，能夠解決該問題。該InpGa1-pN的帶隙為約1.9eV～3.4eV，與GaAs的帶隙約1.4eV相比較大。而且，該InpGa1-pN(0＜p≤1)能夠把結晶生長溫度降低到800℃以下，即使在通常的GaAs系的結晶生長裝置中，不會使結晶品質變差，能夠進行充分的生長。但是，當把該InpGa1-pN用于GaAs系HBT時，上述裂縫不會產生。對于其原因，本發明人是這樣考慮的首先，考慮到是因為In的結晶具有柔軟的特性。GaAs和InpGa1-pN的晶格失配為12％以上。如果著眼于該晶格失配的大小，在現有的技術常識中，在幾μm的GaAs層101～105上形成幾百nm的InpGa1-pN層是極其困難的。實際上，根據本發明人的實驗，當把發射極層106的In0.5Ga0.5N置換為晶格常數大致相等的InAlGaN層時，就產生了裂縫。但是，根據本發明人的實驗，當在發射極層106、發射極接觸層107中使用InpGa1-pN時，不會產生裂縫。這是考慮到相對于Al的結晶的堅硬，In的結晶較柔軟。這樣，由于In的結晶較柔軟，即使在發射極層106、發射極接觸層107中使用InpGa1-pN，裂縫也不會產生。
而且，考慮到InpGa1-pN的結晶構造易于成為閃鋅構造。在上述晶格常數的說明中，說明了GaN系的材料作為閃鋅構造的情況。這是因為圖1的GaAs層101～105的結晶構造是閃鋅構造，在其上形成的半導體層106、107的結晶構造易于成為閃鋅構造。但是，GaN系的材料通常易于成為纖維鋅礦構造。特別是，加入了Al的AlN、AlGaN、AlInGaN的該傾向較強。這樣，當在GaAs層101～105上形成加入了Al的GaN系材料時，易于成為纖維鋅礦構造。因此，纖維鋅礦構造的GaN系材料與閃鋅構造的GaN系材料相比，晶格常數進一步變小。即，與GaAs的晶格失配進一步變大。因此，當在GaAs層101～105上形成加入了Al的GaN系材料時，裂縫易于進入。與此相對，當在GaAs層101～105上形成InpGa1-pN時，結晶構造易于與GaAs層101～105相同。因此，難于產生裂縫。
如以上那樣，在圖1的GaAs系HBT中，通過在發射極層106、發射極接觸層107中使用InpGa1-pN，能夠得到電流增益大的元件。
在上述圖1的GaAs系HBT中，在由n型In0.5Ga0.5N組成的發射極層106上設置由組成傾斜的n型InGaN組成的發射極接觸層107，使總膜厚合計成為400nm，但是，即使不設置由n型InGaN組成的發射極接觸層107，使發射極層106成為膜厚400nm的組成傾斜的n型InGaN，也能理解為與圖1的GaAs系HBT相同。
而且，在圖1的GaAs系HBT中，把發射極層106和發射極接觸層107的膜厚的合計作為400nm，但是，如果按照本發明人的實驗，如果該厚度為200nm以上，能夠在基極層105中關閉正空穴。但是，該膜厚隨發射極層106、發射極接觸層107的InGaN的In組成的值而變化。
而且，在圖1的GaAs系HBT中，使用GaAs作為基極層105的材料，但是，也可以使用與In的3族混晶例如InGaAs、InAlGaP、InGaAsP和與Sb的5族混晶例如GaAsSb、GaAb等。在這些情況下，能夠進一步加大發射極層106與基極層105之間的帶隙差，能夠降低導通電壓。而且，能夠使用與氮的5族混晶例如InGaNAs、GaAsN來作為基極層105的材料。但是，在此情況下，必須使氮的混晶比為0.02以下。一般，與氮的混晶，與GaAs相比，能隙更大。而且，能夠使用AlGaAs、SiGe、HgCdTe作為基極層105的材料。而且，可以在集電極層104中使用上述材料。
而且，由于在圖1的GaAs系HBT的各層的角部，易于產生由電流集中引起的劣化，因此，可以在各層間形成被稱為脊的突出部。
而且，在圖1的GaAs系HBT中，為了謀求各層的腐蝕去除的穩定性，而可以在必要的部分適當插入腐蝕阻擋層。
(第一變形例)與第一實施例相關的第一變形例是把GaAs系HBT作成雙異質結。變更點是在圖1中，在集電極層中使用n型InGaN。當使用這樣的材料時，能夠進一步提高電流增益。在用InGaN形成集電極層104的情況下，能夠按以下三種構成來形成襯底101至集電極接觸層103的構成。
第一方法是這樣的方法與第一實施例相同，使用SI-GaAs作為襯底101，把緩沖層102作為GaAs，把集電極接觸層103作為n型GaAs或者n型InGaN。該方法可以使用大口徑的GaAs作為襯底。
第二方法是這樣的方法以第一方法作為基礎，進一步改善集電極接觸層103或者104的結晶品質，把緩沖層102分割成第一GaAs緩沖層和第二GaN緩沖層。在該方法中，希望第二GaN緩沖層氮化GaAs的表面。而且，希望集電極接觸層103是n型InGaN層。
作為第三方法，在襯底101中使用藍寶石和SiC等在GaN系的結晶生長中良好的材料，使用GaN和AlN、InN等氮化物層作為緩沖層。在此情況下，為了進一步改善結晶品質，集電極接觸層103最好是n型InGaN。此時，集電極接觸層103、集電極層104的InGaN的結晶構造為纖維鋅礦構造，與此相對，發射極層106、發射極接觸層107的InGaN的結晶構造為閃鋅構造，因此，能夠利用結晶構造不同所產生的能隙的不同。
(第二變形例)與第一實施例相關的第二變形例是把基極層105作成p型InGaNAs。在該材料系中，通過氮(N)的含有量，帶隙能量小于InGaAs，因此，能夠期待低電壓工作。希望相對5族全體的氮(N)的混晶比為2％以下。而且，相對3族全體的In的混晶比為0.5。
(第三變形例)與第一實施例相關的第三變形例是使發射極接觸層107形成為依次形成有n型InGaP、n型GaAs、n型InGaAs的構造。n型InGaP、n型GaAs、n型InGaAs的帶隙依次變低。這樣，通過使用該發射極接觸層，易于取得發射極電極112和發射極層106的歐姆接觸。在此情況下，從圖中上側對發射極層106的InGaN施加了拉伸方向的力，但是，沒有發現裂縫的發生。
(第二實施例)第二實施例是把本發明用于半導體發光元件的例子，如從圖2所看到的那樣，在GaAs系LED(發光二極管)中使用由InGaN組成的p型包層223。
圖2是本發明的第二實施例的半導體發光元件的斷面構造圖。該半導體發光元件是使用由n型GaAs組成的厚度250.0μm的襯底210所形成的GaAs系LED。在襯底210上依次形成由n型In0.5(Al0.6Ga0.4)0.5P組成的膜厚1.0μm的n型包層221、由In0.5(Al0.4Ga0.6)0.5P組成的膜厚1.0μm的發光層222、由p型In0.2Ga0.8N構成的膜厚200nm的p型包層223、由n型GaAs組成的電流阻擋層224、由p型In0.2Ga0.8N組成的p型埋入層225、由p型GaAs組成的p型接觸層230。而且，在襯底210的圖中下側，形成n側電極250，在p型GaAs接觸層230的圖中上側形成p側電極240。其中，一般在p側電極240中使用Au-Zn合金，在n側電極250中使用Au-Ge合金。而且，為了易于進行說明，圖2改變了倍率來表示。
在圖2的GaAs系LED中，從n側電極250和p側電極240向發光層222注入電流。此時，n型包層221和p型包層223的帶隙能量大于發光層222，在發光層222中進行封閉載流子的動作。接著，通過電流的注入，發光層222發光。
在圖2的GaAs系LED中，由于在p型包層223中使用了帶隙大的In0.2Ga0.8N，因此能夠抑制來自發光層222的電子的溢流，與現有的GaAs系LED相比，發光效率改善了約30％。
與此相對，在現有技術中，在p型包層223中使用帶隙小于In0.2Ga0.8N的In0.5(Al0.6Ga0.4)0.5P。該In0.5(Al0.6Ga0.4)0.5p的晶格常數接近于構成襯底210的GaAs的晶格常數0.565nm，晶格失配為1％以下。但是，In0.5(Al0.6Ga0.4)0.5P的帶隙與構成發光層222的In0.5(Al0.4Ga0.6)0.5P接近，因此，引起了來自發光層222的電子的溢流。在現有技術中，從在第一實施例中說明的晶格匹配和結晶生長溫度的觀點出發，把帶隙能量比In0.5(Al0.6Ga0.4)0.5P大的材料用于p型包層223是困難的。特別是，在圖2的發光二極管中，為了抑制來自發光層222的載流子的溢流，p型包層223的膜厚必須為幾百nm，為了使這樣膜厚的結晶生長，必須使用晶格常數與GaAs和In0.5(Al0.4Ga0.6)0.5P接近的材料。但是，本發明人通過實驗，獨自得知能夠在p型包層223中使用InrGa1-rN(0＜r≤1)。其原因與在第一實施例中說明的一樣。
在以上說明的圖2的半導體發光元件中，使p型包層223的膜厚為200nm，根據本發明人的實驗，如果該膜厚為約100nm以上，能夠得到改善發光效率的效果。
而且，在圖2的半導體發光元件中，使n型包層221成為n型In0.5(Al0.6Ga0.4)0.5P，但是，也可以使其為InGaN。在此情況下，進一步提高了抑制來自發光層222的電子的溢流的效果，但是，引起了由晶格失配而產生的結晶特性的變差，因此，發光效率與圖2的半導體發光元件為同等程度。
而且，在圖2的半導體發光元件中，在元件形成后，剝離GaAs襯底210，在襯底210與包層221之間插入由AlP/GaP等組成的多層反射膜。這樣，沒有由GaAs襯底210所產生的光吸收，而能夠得到發光效率更高的半導體發光元件。
(第三實施例)第三實施例是把本發明用于作為半導體發光元件的激光二極管(LD)中，如從圖3所看到的那樣，在GaAs系LD中使用n型InGaN包層303、p型InGaN包層309。
圖3是本發明的第三實施例的半導體發光元件的斷面構造圖。該半導體發光元件是使用由n型GaAs組成的襯底301所形成的GaAs系LD。在襯底301上依次形成緩沖層302、由n型InGaN組成的第一n型包層303、由n型InAlGaP組成的第二n型包層304、由InAlGaP組成的第一引導層305、由MQW構造的InAlGaP/InAlGaP組成的有源層306、由InAlGaP組成的第二引導層307、由p型InAlGaP組成的第一p型包層308、由p型InGaN組成的第二p型包層309。而且，在第二p型包層309上有選擇地形成有p型InAlGaP組成的第三包層310和由n型GaAs組成的電流阻擋層311，在其上形成由p型GaAs組成的p型接觸層312。在該p型接觸層312的圖中上側，形成成為一方電極的p側電極320。而且，成為另一方的電極的n側電極330形成在襯底301的圖中下側。而且，第一n型包層303和第二p型包層309的InGaN的結晶構造為閃鋅構造。
在圖3的GaAs系LD中，從n側電極330和p側電極320向有源層306注入電流。此時，n型包層303、304和p型包層308、309、310的帶隙能量比有源層306大，在有源層306中進行封閉載流子的動作。而且，在電流阻擋層311中電流不會流動，該電流阻擋層311在第三包層310的下側的有源層306中進行縮窄電流的動作。電流所注入的第三電流阻擋層311的下側的有源層306發出振蕩波長約680nm的激光。此時，第一引導層305和第二引導層307在有源層306中進行封閉激光的動作。
在圖3的GaAs系LD中，在第一n型包層303和第二p型包層309中使用帶隙能量高的InGaN，因此，能夠在有源層306的周邊封閉光和電流，能夠實現量子效率高的LD。
與此相對，在現有技術中，在第一n型包層303和第二p型包層309中使用帶隙能量比InGaN低的InAlGaP。這是因為與第二實施例相同，從晶格匹配和結晶生長溫度的觀點上看，使用帶隙能量比InGaAlP大的材料是困難的。但是，本發明人通過實驗獨自得知能夠在p型包層中使用InsGa1-sN(0＜s≤1)。其原因與在第一實施例中說明的一樣。
在以上說明的圖3的半導體發光元件中，在有源層306中使用InAlGaP，但是，也可以根據振蕩波長而使用不同的材料。例如，當振蕩波長為680nm時，可以使用InGaP，當振蕩波長為780nm時，可以使用AlGaAs，當振蕩波長為860nm時，可以使用GaAs，當振蕩波長為980nm時，可以使用InGaAs，等等。這些材料都可以形成在GaAs襯底301上。
而且，在圖3的半導體發光元件中，在襯底301中使用了GaAs，但是，也可以使用GaN。在此情況下，襯底301、緩沖層302、第一n型包層303的結晶構造為纖維鋅礦構造，在圖中從第一n型包層303以上的層為閃鋅構造。在該構造中，由于第一n型包層303和第二p型包層309的結晶構造不同，就能利用它們的帶隙差以及折射率差等，來謀求激光特性的改善。
(第四實施例)第四實施例是本發明用于雙異質結構造的GaAs系HEMT中，如從圖4所看到的那樣，在第一電子供給層403和第二電子供給層405中使用In0.5Ga0.5N。
圖4是表示本發明的第四實施例的半導體元件的圖。該半導體元件是使用由SI-GaAs組成的襯底401所形成的GaAs系HBT。在襯底401上形成由不摻雜InGaAs組成的緩沖層402、由不摻雜InGaN組成的第一電子供給層403、由不摻雜InGaAs組成的溝道層404、由n型InGaN組成的第二電子供給層405、由n型InGaN組成的歐姆接觸層406。而且，與歐姆接觸層406相連接，形成由Au/Ti的層疊構造構成的作為歐姆電極的源極電極410和漏極電極411。而且，與第二電子供給層405相連接，形成由Au/Ni的層疊構造構成的作為肖特基電極的柵極電極412。而且，第二電子供給層405的膜厚為30nm，歐姆接觸層406的膜厚為20nm。
圖4的半導體元件是使用兩個電子親和力大的InGaAs和電子親和力小的InGaN的異質結的雙異質結構造的場效應晶體管。在圖4的GaAs系HEMT中，在電子親和力大的溝道層404中使電子通行。
圖4的GaAs系HEMT的特征之一是在第二電子供給層405和第一電子供給層403中使用電子親和力小的In0.5Ga0.5N。由此，在圖4的GaAs系HEMT中，能夠增大電子供給層403、405與溝道層404的電子親和力的差。其結果，能夠通過溝道層404封閉很多的電子，而能夠得到良好的夾斷特性、高的相互導電性、柵極與漏極之間的高的耐壓。
在以上說明的圖4的GaAs系HEMT中，在電子供給層403、405中使用In0.5Ga0.5N，但是，也可以使In組成變化。但是，根據本發明人的實驗，當使在電子供給層403、405中使用的InGaN的In組成為40％以上時，元件的特性特別好。對于其原因，本發明人考慮是因為當象電子供給層403、405那樣形成幾十nm的薄的膜厚時，提高In組成的方案，結晶特性良好。
而且，在圖4的HEMT中，在溝道層中使用InGaAs，但是，當使用GaAs、AlGaAs、InAlGaP、InGaAsP、GaSb、GaAsSb、GaNAs、InGaNAs、SiGe、HgCdTe等時，能夠得到與本發明相同的效果。
而且，在圖4中對雙異質結構造進行了說明，但是，在單異質結構造的HEMT中，能夠得到相同的效果。
權利要求
1.一種雙極晶體管，其特征在于包括襯底；形成在上述襯底上、由第一導電類型半導體構成的集電極層；形成在上述集電極層上、由包含GaAs、InGaAs、AlGaAs、InAlGaP、InGaAsP、GaSb、GaAsSb、GaNAs、InGaNAs、SiGe、HgCdTe中一種材料的第二導電類型半導體構成的基極層；形成在上述基極層上、包含帶隙大于上述基極層的第一導電類型的InpGa1-pN(0＜p≤1)的發射極層。
2.根據權利要求1所述的雙極晶體管，其特征在于，上述集電極層包含GaAs、InGaAs、AlGaAs、InAlGaP、InGaAsP、GaSb、GaAsSb、GaNAs、InGaNAs、SiGe、HgCdTe中的一種材料。
3.根據權利要求1所述的雙極晶體管，其特征在于，上述襯底是GaAs襯底。
4.根據權利要求1所述的雙極晶體管，其特征在于，上述基極層包含GaAs、InGaAs、InGaNAs中的一種材料。
5.根據權利要求1所述的雙極晶體管，其特征在于，上述發射極層的結晶構造是閃鋅構造。
6.根據權利要求1所述的雙極晶體管，其特征在于，上述發射極層的厚度為200nm以上。
7.根據權利要求1所述的雙極晶體管，其特征在于，進一步包括用于易于取得上述發射極層和發射極電極的歐姆接觸的發射極接觸層。
8.根據權利要求7所述的雙極晶體管，其特征在于，上述發射極層和上述發射極接觸層的合計厚度為200nm以上。
9.根據權利要求8所述的雙極晶體管，其特征在于，上述發射極接觸層包含InqGa1-qN(p＜q≤1)。
10.根據權利要求9所述的雙極晶體管，其特征在于，上述發射極接觸層的結晶構造是閃鋅構造。
11.根據權利要求1所述的雙極晶體管，其特征在于，上述第一導電類型是n型，上述第二導電類型是p型。
12.一種半導體發光元件，其特征在于包括由第一導電類型的半導體構成的第一導電類型包層；形成在上述第一導電類型包層上并包含InaAlbGa1-a-bAscP1-c(0≤a≤1、0≤b≤1、0≤a+b≤1、0≤c≤1)，通過電流注入而發光的有源層；形成在上述有源層上并包含第二導電類型的InrGa1-rN(0＜r≤1)的第二導電類型包層。
13.根據權利要求12所述的半導體發光元件，其特征在于，上述第一導電類型包層由InsGa1-sN(0＜s≤1)組成。
14.根據權利要求12所述的半導體發光元件，其特征在于，上述有源層包含InAlGaP。
15.根據權利要求12所述的半導體發光元件，其特征在于，上述第一導電類型包層形成在GaAs襯底上。
16.根據權利要求12所述的半導體發光元件，其特征在于，上述第二導電類型包層的膜厚為100nm以上。
17.根據權利要求12所述的半導體發光元件，其特征在于，上述第一導電類型是n型，上述導電類型為p型。
18.一種半導體元件，其特征在于包括由IntGa1-tN(0＜t≤1)構成的第一半導體層；與上述第一半導體層形成異質結，包含電子親和力小于上述第一半導體的GaAs、InGaAs、AlGaAs、InAIGaP、InGaAsP、GaSb、GaAsSb、GaNAs、InGaNAs、SiGe、HgCdTe中的一種材料的第二半導體層。
19.根據權利要求18所述的半導體元件，其特征在于，上述半導體元件是場效應晶體管，上述第一半導體層是電子供給層，上述第二半導體層是電子通行層。
20.根據權利要求19所述的半導體元件，其特征在于，包括2個以上上述第一半導體層與上述第二半導體層的異質結。
21.根據權利要求19所述的半導體元件，其特征在于，上述第一半導體層包含InuGa1-uN(0.4≤u≤1)。
22.根據權利要求19所述的半導體元件，其特征在于，上述第二半導體層包含InGaAs或者InGaNAs。
全文摘要
在GaAs系半導體元件中,通過使用In
文檔編號H01S5/00GK1344031SQ0113299
公開日2002年4月10日 申請日期2001年9月13日 優先權日2000年9月13日
發明者藤本英俊 申請人:株式會社東芝