s层)4及光吸收层5(InAsSb 层)的结晶性改善效果进行说明。
[0074] (实施例）
[0075]在由GaAs构成的半导体基板1上使用MBE法层叠如图2所示的化合物半导体层。MBE 法中，在配置有原料供给用的坩埚的真空容器内配置基板，将构成各层的各元素分别放入 至独立的坩埚内，将这些加热，由此将各元素同时供给至各层，使各层在基底层上生长。在 添加杂质的情况下，将成为掺杂物的杂质(Zn或Si等)供给至生长中的各层。在使非掺杂的 半导体层生长的情况下，不供给杂质。另外，在不供给杂质的情况下，半导体层的结晶性提 高。在图2的结构中，GaAs的生长温度设定为690°C，InAsSb的生长温度设定为610°C，InAs的 生长温度设定为620°C，AlInAsSb的生长温度设定为630°C。另外，X = 0.85，AlInAsSb层中的 A1的组成比为0.3。在各层生长之后，进行上述蚀刻及由Si02构成的保护膜8的形成，进一 步，在帽层7及缓冲层4上形成A1的电极9、10。
[0076]另外，各半导体层即便使用M0VPE(金属有机气相外延)法也可以形成。
[0077](比较例）
[0078]作为比较例的前阶段的实验，在半绝缘性的G a A s基板上直接利用Μ B E法形成 InAsSb层的情况下，如果观察截面TEM图像(透射型电子显微镜图像），则与实施例相比观察 到非常多的失配位错等位错缺陷。该缺陷自基板与InAsSb层的界面向倾斜方向延伸。该结 构由于完全不使用缓冲层，因此，为预想的结果。因此，制造临界膜厚he以下的与认为优选 的上述现有技术的文献相同的结构作为比较例。
[0079] 即，代替实施例中的作为中间层的InAs的缓冲层4,而形成使用了多个临界膜厚以 下的InAs层和InAsSb层的结构。换而言之，比较例中，代替缓冲层4而采用厚度为200nm(= 0.2μηι)的超晶格缓冲层（层叠5个InAsSb/InAs对而成的结构：合计10层且各层的厚度为 20nm) InAsSb、GaAs、InAsSb及InAs的形成方法、杂质浓度、生长温度与实施例相同，但厚 度设定为如下所述。各层的材料/导电类型/厚度如下所述。
[0080] ?帽层 7:
[0081] InAsSb/P型/0·5ym
[0082] ?阻挡层6:
[0083] A1 InAsSb/P 型/0·02μπι
[0084] ?光吸收层5:
[0085] InAsSb/N-型（非掺杂）/2·0μπι
[0086] ?缓冲层：
[0087] InAsSb/N型/1 · Ομπι
[0088] ?缓冲层4:
[0089]如上所述的超晶格缓冲层
[0090] ?缓冲层3:
[0091] InAsSb/N-型（非掺杂)/0·3μπι
[0092] ?缓冲层2:
[0093] GaAs/半绝缘型（非掺杂)/0·2μπι
[0094] ?半导体基板1:
[0095] GaAs/半绝缘型 250μπι
[0096] 另外，其它条件与实施例相同。
[0097](实验结果）
[0098]图3是表示实施例所涉及的InAsSb/InAs/InAsSb结构的截面ΤΕΜ图像的图，图4是 表示比较例所涉及的InAsSb/dnAsSb/InAs超晶格结构)/InAsSb结构的截面TEM图像的图。 [0099]在实施例中，形成于InAsSb层(缓冲层3)上的InAs层(缓冲层4)及InAsSb层(光吸 收层5)的结晶性相比比较例，得到了改善。即，相比各层使用临界膜厚以下的InAs/InAsSb 超晶格的情况，在不使用超晶格且厚度大于临界膜厚的实施例的情况下，缓冲层4及光吸收 层5的结晶性提尚。
[0100]如果观察比较例的截面TEM图像，则可知，由于构成超晶格的各层的厚度较薄，因 此，结晶缺陷的生长不会停止而贯通超晶格层的整体。以前，根据在超过临界膜厚的情况下 结晶性劣化的本领域技术人员的常识，进行将各层的厚度形成得较薄，但是本申请发明者 们根据按照现有方法的比较例的方法，发现虽然各InAs层的结晶性的劣化分别得到抑制， 但作为整体无法停止结晶缺陷的生长。于是，发现通过使用超过临界膜厚的InAs层，可以停 止结晶缺陷的生长。
[0101] 如果观察图3的截面TEM图像，则可以大致掌握各层的生长过程中的状态。即，距离 下侧的缓冲层3(InAsSb层)与缓冲层4(InAs层）的界面大致42nm以下，结晶性劣化，但如果 超过其，则结晶性明显改善。即，可知只要InAs层的厚度至少大于大致42nm，则结晶性改善。 该大致42nm的值与计算上求出的临界膜厚he = 44.2nm大致一致。即，可知只要至少InAs层 的厚度大于临界膜厚he，则可以获得InAs层及其上的InAsSb层的结晶性的改善效果。
[0102] 另外，如果进一步观察图3的截面TEM图像，则观察到自InAs层/InAsSb层的界面分 别延伸至60nm的位置、95nm的位置、258nm的位置为止的位错缺陷。因此，更优选InAs层的厚 度大于60nm( = hc X 1 · 357)、大于95nm( =hc X 2 · 149)、或大于258nm( = hc X 5 · 837)。即，是 由于随着厚度增加，InAs层的生长面中的缺陷密度减少。
[0103] 另外，由于成为光吸收层5的上部的InAsSb层自与InAs层的界面至117nm的位置为 止的结晶性劣化，因此，光吸收层5的厚度优选大于117nm。
[0104] 图5是表示入射光(红外线）的波长(μπι)与红外线检测元件的比检测能力(cm · Hz1 /2/W)的关系的曲线图。比检测能力表示红外线检测元件的每单位面积的灵敏度。
[0105] 根据该曲线图明确，在红外线的波长为2.Ομπι~5.8μπι的范围中，实施例的比检测 能力显示出与比较例的比检测能力相比更高的值。另外，实施例的比检测能力在波长为3.0 ~4.(^111之间为大致固定的值，最大值为2.0\10 9(〇11*抱1/2/1)以上。
[0106] 如上所述，从电特性的观点出发，也判明实施例的红外线检测元件优于比较例的 红外线检测元件。另外，在上述红外线元件中，也可以使用不对特性带来较大影响的程度的 杂质或化合物半导体。进一步，上述红外线检测元件也可以作为能够室温工作的传感器用 于各种用途中。
【主权项】
1. 一种红外线检测元件，其特征在于， 所述红外线检测元件具备： 第 llnAsSb 层； InAs层，其生长于所述第1 InAsSb层上;及 第2InAsSb层，其生长于所述InAs层上， 所述InAs层的临界膜厚he与所述InAs层的厚度t满足hc<t的关系。2. 如权利要求1所述的红外线检测元件，其特征在于， 所述第llnAsSb层及所述第2InAsSb层中的As的组成比X分别为0.58以上且1.0以下。3. 如权利要求1所述的红外线检测元件，其特征在于， 所述第llnAsSb层及所述第2InAsSb层中的As的组成比X分别为0.7以上且0.9以下。4. 如权利要求1至3中任一项所述的红外线检测元件，其特征在于， 所述InAs层的厚度t进一步满足tS2.0ym。
【专利摘要】本发明涉及一种红外线检测元件。该红外线检测元件具备缓冲层(InAsSb层)(3)、缓冲层(InAs层)(4)、及光吸收层(InAsSb层)(5)。InAs层的临界膜厚hc与InAs层的厚度t满足hc＜t的关系。在该情况下，可以改善形成于缓冲层(3)上的InAs的缓冲层(4)及InAsSb的光吸收层(5)的结晶性。
【IPC分类】H01L31/10
【公开号】CN105684164
【申请号】
【发明人】三嶋飞鸟, 押村吉德
【申请人】浜松光子学株式会社
【公开日】2016年6月15日
【申请日】2014年10月31日