JP2004253819A - Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子 - Google Patents

Abstract

【課題】 III族窒化物半導体発光素子を用いて青色帯から緑色帯にかけての単色性に優れる短波長光を高強度で発光できるようにする。
【解決手段】 この発明のIII 族窒化物半導体発光素子は、III族窒化物半導体から成るｎ形障壁層１０１とｐ形障壁層１０２との中間に、インジウム含有III族窒化物半導体から成るｎ形発光層としての井戸層２０２，２０４と、その井戸層２０２，２０４に比して禁止帯幅をより大とするIII族窒化物半導体から成り且つ当該井戸層２０２，２０４と同一の電気伝導形を有するバリア層２０１，２０３，２０５と、を多重に積層して成る多重量子井戸構造を挟持して成る発光部を備えたIII族窒化物半導体発光素子において、発光部を構成する井戸層２０２，２０４のｎ形障壁層１０１側の終端におけるインジウム原子濃度の遷移領域幅Δｔvと、ｐ形障壁層１０２側の終端におけるインジウム原子濃度の遷移領域幅Δｔwとの関係がΔｔw＜Δｔvである、ことを特徴としている。
【選択図】 図９

Description

この発明は、III族窒化物半導体から成るｎ形障壁層とｐ形障壁層との中間に、インジウム含有III族窒化物半導体から成る発光層、或いはインジウム含有III族窒化物半導体から成る発光層としての井戸層を含む量子井戸構成体を狭持して成る発光部を備えたIII族窒化物半導体発光素子に関するものである。

Ａ．III族窒化物半導体発光素子

元素周期律表の第III族に属するアルミニウム（Ａｌ）、ガリウム（Ｇａ）やインジウム（Ｉｎ）等と、第Ｖ族である窒素（Ｎ）との化合物は、所謂、禁止帯幅（ｂａｎｄ ｇａｐ）が比較的大きいが、半導体の性質を呈するためIII族窒化物半導体と称される。これら一般式Ａｌ_xＧａ_yＩｎ_zＮ（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）で表される第Ｖ族元素として窒素のみを含むIII族窒化物半導体に加え、窒素以外の第Ｖ族元素である砒素（Ａｓ）や燐（Ｐ）等を一構成元素として含むＡｌ_xＧａ_yＩｎ_zＭ_1-aＮ_a（０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０＜ａ≦１、Ｍ：窒素以外の第Ｖ族の構成元素）も一般にはIII族窒化物半導体の範疇とされている。このIII族窒化物半導体は、炭化珪素（ＳｉＣ）やセレン化亜鉛（ＺｎＳｅ）等のII−VI族化合物半導体と同様に、ワイドバンドギャップ（ｗｉｄｅ ｂａｎｄ ｇａｐ）と称され、短波長の可視光或いは紫外光を放射する発光ダイオード（ＬＥＤ）やレーザダイオード（ＬＤ）等の発光素子を構成する材料として活用され、特に可視短波長光を発するに適する禁止帯幅を有するIII族窒化物半導体は、発光層を構成する材料として重用されている。

Ｂ．発光層を構成するIII族窒化物半導体材料

III族窒化物半導体を用いて構成したＬＥＤを例にすれば、現在では緑色、青緑色、青色或いは紫色等の紫外帯域に迄及ぶ様々な発光波長を有する短波長ＬＥＤが実現されるに至っている。また、III族窒化物半導体を用いて構成したＬＤを例にすれば、青色ＬＤの実用化に向けての研究開発が盛んに進められている。

このような発光素子にあって発光をもたらすのは、発光層或いは活性層と呼ばれる機能層である。III族窒化物を用いて構成したＬＥＤにあって、量子井戸構造（Ｑｕａｎｔｕｍ Ｗｅｌｌ：ＱＷ）と称する構成を有し波長を５２５ｎｍとする高輝度の純緑色ＬＥＤ、若しくは波長を大凡４９０ｎｍ前後とする青緑色ＬＥＤ、或いは波長を４５０ｎｍ程度とする青色ＬＥＤなどの、短波長可視光を出力するＬＥＤの各発光層には、窒化ガリウム・インジウム混晶（Ｇａ_cＩｎ_1-cＮ：０≦ｃ＜１）等のインジウムを構成元素として含むIII族窒化物半導体（インジウム含有III族窒化物半導体）が利用されている（特許文献１参照）。
特公昭５５−３８３４号公報

窒化ガリウム・インジウム混晶が短波長発光素子の発光層として特に好ましく利用されるのは、インジウムの組成比を適宜、選択することをもって都合良く短波長の発光を与える禁止帯幅と成るからである。例えば、インジウム組成比を約０．０５（５％）から約０．１０（１０％）とする窒化ガリウム・インジウム層は、波長を約４５０ｎｍとする青色帯域の発光素子の発光層として利用されている（非特許文献１参照）。インジウム組成比を約０．１５から約０．２０とする亜鉛（Ｚｎ）がドーピングされた窒化ガリウム・インジウム層は、波長を約４９０ｎｍ前後とする青緑帯域の発光素子の発光層として用いられている（非特許文献２参照）。
Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、６４（１３）（１９９４）、１６８７〜１６８９頁 Ｊ．Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ、１４５（１９９４）、９１１〜９１７頁

Ｃ．III族窒化物発光素子の発光部の構成

ＬＥＤを例にして説明すれば、窒化ガリウム・インジウムを発光層とする発光部の構成には大別して３通りある。第一は、ｎ形の窒化ガリウム・インジウム層とｐ形の窒化ガリウム・インジウムとの同一の物質相互のｐｎ接合から成る所謂、ホモ接合から成る発光部である（特許文献２参照）。第２は、単一ヘテロ（ＳＨ）構造の発光部である（特許文献３参照）。
特開平３−２０３３８８号公報 特開平５−６３２３６号公報

第３は、例えばクラッド層等の障壁層を成すｐ形とｎ形のIII族窒化物半導体層の中間に、窒化ガリウム・インジウム発光層を配置した発光部である（特許文献４参照）。ここで、障壁層とは、一般には、発光層を構成する半導体材料に対し、室温における電子の熱運動エネルギ（約０．２６ｅＶ）を越えるバンドオフセットを発生させるために、キャリア（電子及び正孔）の通行にとって障壁として作用する半導体層のことを云う。発光層の両側をクラッド層等のｎ形とｐ形のIII族窒化物半導体の障壁層で狭持した構造は、ｐｎ接合型のダブルヘテロ（ＤＨ）構造と称されている。発光層を狭持する、発光層より禁止帯幅を大とする半導体から構成される障壁層は、発光をもたらす電子と正孔との放射再結合を、限定された領域即ち発光層内で、効率良く実施させる作用を帰結する。このキャリアの「閉じ込め」効果によりＤＨ接合構造から成る発光部においては、上記のＳＨ接合の場合に比較すればより高い強度の発光が得られる利点がある。このため、近年では砒化ガリウム（ＧａＡｓ）系材料等の他のIII−Ｖ族化合物半導体ＬＥＤと同じく、窒化ガリウム系ＬＥＤにあってもｐｎ接合を備えたＤＨ構造型のＬＥＤが主流となっている（特許文献５参照）。
特開平６−２０９１２０号公報 特開平６−２６０６８２号公報

ちなみに、実用化に至っている青色、青緑色或いは緑色を発する短波長ＬＥＤを例にすれば、クラッド層は通常窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ_xＧａ_yＮ：０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）から構成されている（特許文献６参照）。特に、発光層の下部に配置する下部クラッド層はｎ形の窒化ガリウム（ＧａＮ）から構成する例がある（非特許文献３参照）。一方、ｐ形の上部クラッド層は窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ_xＧａ_yＮ；０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）から構成されるのが通例である（特許文献７参照）。
特開平６−２６０２８３号公報 Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、３２（１９９３）、Ｌ８〜Ｌ１１頁 特開平６−２６８２５９号公報

発光部の構成は上記のように、大別すると３通りあるが、この他にさらに、ホモ接合、ＳＨ構造或いはＤＨ構造の発光部に発光層として備えられている窒化ガリウム・インジウム層を井戸層とする量子井戸（ＱＷ）構造のものがある（非特許文献４、非特許文献５参照）。
Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、２１（９）（１９８２）、Ｌ５７４〜Ｌ５７６． Ｐｈｙｓ．Ｒｅｖ．、４０（５）（１９８９）、３０１３〜３０２０．

具体的に記述すれば、窒化ガリウム・インジウム混晶の薄層を井戸層とし、窒化ガリウム（ＧａＮ）或いは窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ_dＧａ_1-dＮ：０＜ｄ≦１）から成る薄層を障壁層とする単一量子井戸構造（Ｓｉｎｇｌｅ ＱＷ：ＳＱＷ）或いは多重量子井戸構造（Ｍｕｌｔｉ ＱＷ：ＭＱＷ）である（特開平９−３６４３０号公報明細書参照）。ＱＷ構造における障壁層は、矩形（方形）ポテンシャル井戸（井戸層）内に都合良く電子の量子準位の形成を可能にするバンド構成とするために、発光層（井戸層）と同一の電気伝導形の半導体層から構成されるのが通例である。したがって、電気伝導形から量子井戸の構成単位、すなわち単一量子井戸の構成を省みれば、例えばｎ形障壁層／ｎ形井戸層／ｎ形障壁層の積層構成が一例として挙げられる。ＭＱＷはこのような電気伝導形の積層関係を有する構成単位を反復して重層となしたものである。

本発明が対象とするのは、ｐ形及びｎ形障壁層に狭持された発光層、或いは量子井戸（ＱＷ）構造に観られるように発光層（井戸層）と同一の電気伝導形の障壁層と接合を成す井戸層を含む発光部を備えたＬＥＤ若しくはＬＤ等の発光素子である。

単色性に優れる発光スペクトルをもたらす量子井戸構造から成る発光部の利点を流用すべく、近年では、III族窒化物半導体から成る障壁層と井戸層とから成る量子井戸構造の発光部を備えた窒化ガリウム・インジウム系の発光素子の例が多数報告されている。例えば、下記の特許文献８〜１２、非特許文献６〜１３に、III族窒化物半導体から構成される量子井戸構造を具備した発光素子の例が掲げられている。これらの従来例においては、インジウム含有III族窒化物半導体から成る発光層と、それを狭持する或いはそれに接合する障壁層との積層関係或いは接合関係が例示されている。
特開平６−１６４０５５号公報 特開平６−２６８２５７号公報 特開平７−７２２３号公報 特開平７−９４７８４号公報 特開平７−２９７４７６号各公報 Ｊ．Ｖａｃ．Ｓｃｉ．Ｔｅｃｈｎｏｌ．Ｂ、８（１９９０）、３１６頁 Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、５６（１９９０）、１２５７頁 Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、７４（１９９３）、３９１１頁 Ｊ．Ｅｌｅｃｔｒｏｎ．Ｍａｔｅｒ．、２１（１９９２）、４３７頁、６０９頁 Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、３０（Ｐａｒｔ１）（１９９１）、１９２４頁 Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、３４（１９９５）、Ｌ７９７頁 Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、３４（Ｐａｒｔ２）（１９９５）、Ｌ１３３２頁、Ｌ１５１７頁、 Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、３５（１９９６）、Ｌ７４頁

Ｄ．インジウム含有III族窒化物半導体の発光機構

発光層をｐ形及びｎ形障壁層で狭持するＤＨ構造から成る発光部、或いはｐ形及びｎ形障壁層の間に、井戸層と同一の電気伝導形の障壁層との接合から成る量子井戸構造を含むＤＨ構造から成る発光部を備えたIII族窒化物半導体発光素子にあって、より高出力化を果たすための技術動向が不鮮明たる一つの理由は、インジウム含有III族窒化物半導体からの発光の機構（メカニズム）が、従来において必ずしも明確となっていないことに因っている。最近では、発光の機構を説明する一例として、量子ドット等の発生による低次元のキャリアの遷移を介するメカニズムが挙げられている。また、発光層とするインジウム含有III族窒化物半導体発光層に「閉じ込め」られた状態の量子を介しての発光の可能性が示唆されている（非特許文献１４参照）。
１９９７年（平成９年）春季第４４回応用物理学関係連合講演会講演予稿集Ｎｏ．１、講演番号２８ａ−Ｄ−６、１７８頁

しかし、キャリアの「閉じ込め」の実態は不明であって、どのようなバンド構成に因るのかも明かではない。どのような分布状態を示すキャリアが発光をもたらす再結合に寄与しているかは不明である。更には、”本来”のバンド端よりも低いレベルにある量子準位を介した発光も唱えられている（特許文献１３参照）。しかし、”本来”のバンド端レベルより低いエネルギレベルに量子準位が形成されるとするのはそもそも理に合わない。
特開平８−３１６５２８号公報

以上纏めれば、従来のインジウム含有III族窒化物半導体を発光層とする発光部がもたらす発光は、局在する量子化されたキャリアの放射再結合に起因するものと推察されるものの、発光出力の向上をもたらすに適する量子準位を形成するに都合の良いバンド構造（ポテンシャル構成）が提示或いは特定されておらず、またそのポテンシャル構成に従い局在するキャリアが存在する領域についても、提示或いは特定されていないために、III族窒化物半導体発光素子の尚一層の発光出力の向上をもたらす技術施策の方向性を不定としているのが現状である。

Ｅ．発光層内での量子準位の発現

発光層をｐ形及びｎ形障壁層で狭持する構成の発光部、或いは井戸層にその井戸層と同一の電気伝導形の障壁層を接合させる量子井戸構造を含む発光部の何れにしても、発光層の内部に量子準位を発現するには、条件の整備が必要である。その一つの条件として、インジウム含有III族窒化物半導体発光層に接合する半導体層が、ポテンシャル井戸をもたらすに足る半導体材料から選択されていることが必要である。例えば、従来のIII族窒化物半導体発光素子に備えられている量子井戸構造における発光層を対称中心とする矩形（方形）ポテンシャル井戸を発現するタイプＩとして分類される超格子（「半導体超格子の物理と応用」（（株）培風館発行）、２頁参照）を得るには、次の式（１）及び式（２）の関係を満足する半導体材料から障壁層を構成する必要がある。

（Ｅｇ）_a＜（Ｅｇ）_b ・・・・・・（１）

（Ｅｇ）_a＋χ_a＜（Ｅｇ）_b＋χ_b ・・・（２）

ここで、（Ｅｇ）_a：発光層の禁止帯幅

（Ｅｇ）_b：障壁層の禁止帯幅

χ_a ：発光層の電子親和力

χ_b ：障壁層の電子親和力

Ｆ．対称型矩形ポテンシャル井戸構成において量子準位を安定して発現するための条件

上記のように、発光層及び障壁層を上記の式（１）及び式（２）を満足するIII族窒化物半導体材料を用いて量子井戸構造を形成するのが先ず第１の条件ではあるが、その第１の条件を満足させても、所望するところのエネルギレベルの量子準位が発現されるとは必ずしも限らない。量子準位を確実に発現させるに足るポテンシャル井戸を形成するにあっては、井戸層（発光層）と井戸層とのオフセットを生む障壁層との接合界面で、構成元素或いは構成元素の組成比が急峻に変化していることが必要である。

構成元素の急峻な変化が要求される一具体例を挙げれば、窒化ガリウム・インジウムから発光層（井戸層）を、窒化アルミニウム・ガリウム混晶から障壁層を構成するポテンシャル井戸系にあって、井戸層と障壁層との接合界面で物質を窒化ガリウム・インジウムから窒化アルミニウム・ガリウム混晶へと原子的なレベルで変化させる必要がある。すなわち、インジウム（Ｉｎ）原子は井戸層にのみ存在し、アルミニウム（Ａｌ）原子は障壁層のみに存在していることが理想として要求される。しかし、実際は接合界面を通しての原子の相互拡散等の理由により、発光層を構成する元素がそれに接合する障壁層内へと侵入する事態が発生する。

発光層と障壁層との接合界面における構成元素の急峻な濃度変化が獲得できない場合の端的な問題点は、井戸層と障壁層との接合界面におけるバンド変化が緩慢となることである。発光層（井戸層）と障壁層等との接合界面でのバンドの緩慢な変化はポテンシャル井戸幅の不用意な拡副をもたらし、これより形成される量子準位は所望とするところのレベルより低下したものとなる。これは、一般に量子準位の「ゆらぎ」として認識されている現象である（「半導体超格子の物理と応用」（（株）培風館発行）、２２７頁参照）。量子準位の「ゆらぎ」はポテンシャルの緩慢な変化のみではなく、井戸層の層厚が意図する値から僅かに変化した場合にも発生するが、この量子準位の「ゆらぎ」は、井戸層内の量子準位間の遷移を基に発光を得る量子井戸構造の発光素子にあって、量子化されたキャリア間の遷移エネルギの変化、すなわち、発光波長の意図する波長からの”ずれ”を帰結する不具合をもたらす。したがって、従来の如くの対称型矩形ポテンシャル井戸構成を有する量子井戸構造を形成するにあたっては、発光層の両側に接合する障壁層との接合界面において、発光層の構成元素の濃度変化を急峻とするのが必須となる。

Ｇ．非対称型ポテンシャル井戸構成において量子準位を安定して発現するための条件

矩形ポテンシャル井戸以外の量子構造を利用するデバイス例には、発光素子ではないが、高移動度トランジスタ（ＭＯＤＦＥＴ、ＴＥＧＦＥＴ）等の電子デバイスが挙げれる（非特許文献１５参照）。このＭＯＤＦＥＴの動作に利用されるキャリアは主に電子であり、ポテンシャル井戸内の量子化された２次元的に振る舞う低次元の電子である。しかし、ＭＯＤＦＥＴに高速動作性を付与する量子化された電子の存在をもたらすポテンシャル井戸の構成は、従来の発光素子用途の対称型矩形（方形）ポテンシャル井戸のそれとは異にする（非特許文献１６参照）。
Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、６９（２５）（１９９６）、３８７２〜３８７４頁 Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、６９（２３）（１９９６）、３４５６〜３４５８頁

図１５はＭＯＤＦＥＴ用途の積層構造体におけるポテンシャル井戸構造を概略的に示す図である。図において、ＭＯＤＦＥＴは、電子走行層（チャネル層）Ｓ１／スペーサ層Ｓ２／電子供給層Ｓ３から成る積層部において、非対称型のポテンシャル井戸構造を有している（非特許文献１７参照）。
Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、６９（６）（１９９６）、７９４〜７９６頁

スペーサ層Ｓ２との接合界面５１０近傍の電子走行層Ｓ３の内部の領域では、伝導帯端と価電子帯端にバンドが急激に変化する部分５０１，５０２が発生しており、これにより非対称型で非矩形のポテンシャル構成と成っている。特に、伝導帯端のバンドの曲折部分５０３での落ち込みは顕著であって、接合界面５１０近傍の領域では、伝導帯のレベルがフェルミレベルＦ以下に下降している。この伝導帯がフェルミレベルＦ以下となるポテンシャルの低い領域には、量子準位５０５ａ，５０５ｂ，５０５ｃ，５０５ｄ…が形成され、この量子準位５０５ａ…にキャリア（電子）が蓄積され、局在化する。この量子準位５０５ａ…は、発光層を構成する半導体の本来の伝導帯が曲折した領域に形成されるが、曲折した伝導帯とは云え、量子準位５０５ａ…はこの本来の伝導帯より高エネルギ側に形成されるものである。

非対称型のポテンシャル構造におけるキャリアの分布状況を、発光素子に具備されている従来の対称型矩形ポテンシャル井戸構成におけるそれと対比するに、従来の対称型矩形ポテンシャル井戸内のキャリアは、障壁層等との何れか一方の接合界面に偏在するのではなく、ポテンシャル井戸内に全般に略一様に分布しているのに対し、非対称型ポテンシャル構造では接合界面の内、特定の界面近傍の領域、すなわち、活性層の特定の領域に偏在して分布しており、この点で双方は明確に相違している。そして、このＭＯＤＦＥＴ用途の積層構造体における非対称型ポテンシャル井戸構造のように、一方の接合界面にポテンシャル井戸を形成するには、その接合界面で構成元素の濃度変化を特に急峻とすれば良い。

以上記述した如く、量子化されたキャリアの放射再結合をもたらす量子井戸構造の発光部にあっては、対称型或いは非対称型ポテンシャル構造に拘らず、キャリアを局在或いは偏在させるためのポテンシャル井戸の形成には、構造的に単に積層構造とするのではなく、接合界面での構成元素の急峻性を獲得して、確実に且つ安定に量子準位を特定の領域に創生する必要がある。翻って、従来の単純なｐｎ接合型のＤＨ構造の発光部にあってしても、ｐ形及びｎ形障壁層との発光層との間の接合界面での急峻性が損なわれれば、光及びキャリアの他層への「滲み出し」が発生し、充分な光及びキャリアの「閉じ込め」を得るに至らない不具合が生ずる。

しかし、上記のように、量子化されたキャリアの放射再結合に基づく発光をより効果的に行わせるべく、発光層との間の接合界面で構成元素の濃度変化を急峻なものとしようとしても、それ以前にIII族窒化物半導体発光素子にあっては、発光出力と色純度の向上をもたらすに適する、キャリアを偏在させる領域を発光層のどの領域に創生すべきかは未だ明示されるに至っていない。ましてや、高発光出力で優れた単色性の獲得を意図した場合、発光層の電気的な性質に依存させてキャリアをどの領域に偏在させ、その領域にどのような変化を与えるのが最良であるかも、明確にされていない。

換言すれば、従来技術においては、インジウム含有III族窒化物半導体からの発光のメカニズムが充分に解明されていなかった故に、発光層とそれに接合する半導体層との配置関係において、構成元素の濃度の急峻化をもって形成すべき、キャリアを偏在させる領域が不明確であり、したがって、発光素子として構成した場合、発光強度特性及び色純度（単色性）特性を充分に発揮させることができないという問題点を有していた。

この発明は上記に鑑み提案されたもので、青色帯から緑色帯にかけての短波長光を、高強度でかつ優れた色純度（単色性）で発光することのできるIII族窒化物半導体発光素子を提供することを目的とする。

上記目的を達成するために、この発明は、III族窒化物半導体から成るｎ形障壁層とｐ形障壁層との中間に、インジウム含有III族窒化物半導体から成るｎ形発光層としての井戸層と、その井戸層に比して禁止帯幅をより大とするIII族窒化物半導体から成り且つ当該井戸層と同一の電気伝導形を有するバリア層と、を多重に積層して成る多重量子井戸構造を挟持して成る発光部を備えたIII族窒化物半導体発光素子において、発光部を構成する井戸層のｎ形障壁層側の終端におけるインジウム原子濃度の遷移領域幅Δｔvと、ｐ形障壁層側の終端におけるインジウム原子濃度の遷移領域幅Δｔwとの関係がΔｔw＜Δｔvである、ことを特徴としている。

この発明のIII族窒化物半導体発光素子によれば、発光部における発光層とそれに接合する障壁層との接合界面において、インジウム原子濃度の勾配の急峻化に差異を設けるようにしたので、発光層とは反対の電気伝導形を有する障壁層側にキャリアを選択的に且つ優先的に偏在させることができるようになり、正孔と電子との再結合を効果的に行わせることができる。したがって、発光素子として構成した場合、発光強度特性及び色純度（単色性）特性を充分に発揮させることができ、青色帯から緑色帯にかけての短波長光を、高強度でかつ優れた色純度（単色性）で発光させることができる。

以下にこの発明の実施の形態を詳細に説明する。

図１は本発明のIII族窒化物半導体発光素子における発光部を概念的に示す図であり、図１（Ａ）はその積層構造を、図１（Ｂ）はインジウム原子濃度の変化をそれぞれ示している。図において、本発明のIII族窒化物半導体発光素子の発光部１０は、III族窒化物半導体から成るｎ形障壁層１とｐ形障壁層３との中間に、インジウム含有III族窒化物半導体から成る発光層２を挟持して構成されている。発光層２の電気伝導形については特に限定されないが、ここではｎ形として説明する。

発光層２を構成するインジウムを含有するIII族窒化物半導体には、一般式Ａｌ_xＧａ_yＩｎ_zＮ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ，ｙ＜１、ｚ≠０）で表記される窒化アルミニウム・ガリウム・インジウム系混晶がある。また、燐（Ｐ）や砒素（Ａｓ）等の窒素（Ｎ）以外の元素周期律表の第Ｖ族元素（記号Ｍで示す。）を構成元素として含む一般式Ａｌ_xＧａ_yＩｎ_zＮ_aＭ_1-a（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ，ｙ＜１、ｚ≠０、０＜ａ≦１）で表記される混晶もインジウム含有III族窒化物半導体とする。

発光層２の構成例としては、層厚を０．５μｍとするアンドープの窒化ガリウム・インジウム層を単層の発光層として利用するものがある。このようなアンドープの窒化ガリウム・インジウム薄層から成る発光層２にあっては、発光スペクトルの半値幅を狭帯化させることができ、単色性（発光の色純度）を向上させることができる。このため、最近ではアンドープ窒化ガリウム・インジウムから成る発光層２の層厚を以前の約１／１０未満程度と薄くする場合もある。具体的には、層厚を約１０ｎｍとし、発光スペクトルの半値幅を従来の約１／２以下（約１５〜３０ｎｍ）とする。

一方、不純物をドーピングした発光層２として、亜鉛と珪素を共にドーピングした層厚を１００Å（オングストロ−ム）とする窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ_0.85Ｉｎ_0.15Ｎ）を発光層として用いてもよい。具体的には、珪素をドーピングした層厚を１０Å〜０．５μｍとする窒化ガリウム・インジウム（Ｉｎ_xＧａ_1-xＮ：０＜ｘ＜０．５）層を発光層とし、また亜鉛をドーピングした層厚を１０Å〜０．５μｍとする窒化ガリウム・インジウム（Ｉｎ_xＧａ_1-xＮ：０＜ｘ＜０．５）層を発光層とする。

発光層２を構成する半導体材料としては上記のように、アンドープ或いは不純物ドープの何れをも選択できるが、不純物をドーピングした層を発光層とする場合は、少なくとも、キャリアの偏在を期す接合界面側の発光層内の領域には、不純物散乱を被らない不純物を故意に添加しないアンドープ層等の高純度の結晶層を配置して成る、不純物ドープ層とアンドープ層との重層構成から成る発光層とするのが好ましい。これは、キャリアを特定の接合界面に向けて発光層内を走行させ、特定の接合界面に選択的に偏在させる本発明の趣旨からすれば、発光層内に、散乱作用等によりキャリアの走行を妨げない総不純物が少ない純度の高い層を形成するのが好ましいからである。

発光層２を構成する結晶層の内部結晶組織には特に、限定を加えない。上記の一般式Ａｌ_xＧａ_yＩｎ_zＮで表記される混晶系に包含される窒化ガリウム・インジウム混晶を例にすれば、同混晶がインジウム組成を均一とする単一相構造であっても、また、被熱によりインジウム濃度を相違する、インジウム組成（濃度）に”ゆらぎ”を有する複数の相から成る多相構造であっても構わない。代表的な多相構造例には、窒化ガリウム或いはインジウム濃度を比較的希薄とする窒化ガリウム・インジウム混晶から成る母相と、母相の構成物質よりもインジウム濃度を大とする窒化ガリウム・インジウム混晶から成るドット状の微結晶体を従属相とする複数の相から成る多相構造が挙げられる。本発明では、特に、放射される発光の強度の観点からして、より強い発光を帰結する多相構造から成るインジウム含有III族窒化物半導体材料から発光層２を構成することを推奨する。多相構造には、発光層２の内部に従属相が空間的に略均一の密度で存在する場合と発光層２と他層との接合界面若しくはその近傍の領域に集中して従属相が存在する場合がある。例えば、インジウム含有III族窒化物半導体発光層２とクラッド層等のｎ形障壁層１との接合界面４に、当界面４の特定の領域に凝縮したインジウムを核として発達したと見受けられる島状或いは球状のインジウム含有従属相が集中して存在する場合がある。本発明では、従属相の発光層内での分布状況に拘らず、何れも多相構造とみなす。

ｎ形障壁層１及びｐ形障壁層３は、発光層２を構成するインジウム含有III族窒化物半導体材料に対し、伝導帯側でのバンドオフセットを室温での電子の熱運動エネルギーである約０．２６エレクトロンボルト（ｅＶ）以上とし、発光層より禁止帯幅を大とするするIII族窒化物半導体材料から構成する。特に、ｎ形発光層２とは反対の電気伝導形のｐ形障壁層３とのバンドオフセットは、室温での電子の熱運動エネルギ（約０．２６ｅＶ）を越え、約０．３ｅＶ以上とするのが好ましい。

そして、易昇華性の窒化ガリウム・インジウムから成る発光層の高温での昇華、揮散、或いは熱変質を防止するために、発光層上に「蒸発防止層」と称する層を設ける場合があるが、このような層も「蒸発防止層」の機能を果たす障壁層の一種であるとして取り扱う。例えば、インジウム組成比を０．２とする珪素（Ｓｉ）ドープ窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ_0.8Ｉｎ_0.2Ｎ）発光層に対し、アルミニウム組成比を０．４とする窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ_0.4Ｇａ_0.6Ｎ）から成る「蒸発防止層」を冠する場合、Ｇａ_0.8Ｉｎ_0.2Ｎの室温での禁止帯幅は約２．９ｅＶで、Ａｌ_0.4Ｇａ_0.6Ｎのそれは約４．４ｅＶである。したがって、両者の禁止帯幅の差は約１．５ｅＶと大であり、窒化ガリウム／窒化インジウムヘテロ接合系における伝導帯側のバンドオフセット率を仮に６９％としても、伝導帯側のオフセット量は１．０ｅＶを越えるものとなり、このような「蒸発防止層」も障壁層として取り扱う。

また、発光層とは反対の電気伝導形の障壁層との接合界面の近傍領域で発光層の伝導帯端がフェルミレベル以下に落ち込むが如くの伝導帯のバンドの曲折が発現できれば、尚更好ましい。このようなバンドの曲折は、上記の図１５で示したようなＭＯＤＦＥＴ用途の積層構造において見られるが、この図１５でのバンドの曲折は、電子走行層Ｓ１とスペーサＳ２との同一の電気伝導形（実際にはｎ形）の半導体層のｎ／ｎヘテロ接合界面におけるものである。これに対し、この実施形態では、バンドの曲折を電気伝導形を互いに異にする半導体のｐ／ｎ接合界面で発現させている。

その理由を、この実施形態の図１を用いて説明すれば、図１では、バンドの曲折をｎ形発光層２とは反対の電気伝導形を有するｐ形障壁層３との接合界面５に形成し、その部分にキャリア（電子）を蓄積させているが、それは、蓄積した電子と、順方向電流の注入（電流注入）によってｐ形障壁層３からより多く供給される正孔との再結合を生じさせるのに都合が良いからである。ｎ形障壁層１側との接合界面４に、電子の局在をもたらすバンドの曲折を発生させた発光層にあっては、電子が蓄積された領域にｐ形障壁層３からの正孔が到達するは、正孔の拡散長を考慮しても不合理である。すなわち、ｐｎ接合界面の急峻性を重視するのは、偏在させるキャリア、例えば電子を、電子に比較すれば拡散長が極めて小さい正孔に隣接して存在させ、放射再結合の結合効率の向上を目指してのことである。

そして、上記のように、接合界面５に電子の局在をもたらすバンドの曲折を発生させるには、その接合界面５の急峻性を特に優れるものとする必要がある。すなわち、ｎ形発光層２と、ｐ形障壁層３との接合界面５でのバンドオフセットを確実に創生するためには、そのｎ形障壁層３との接合界面５の急峻性を良好となす必要がある。

そこで、この発明では、図１（Ｂ）に示すように、ｎ形発光層２と同一の電気伝導形の障壁層側、すなわちｎ形障壁層１側におけるインジウム原子濃度ＮＩの遷移領域幅Δｔ_Vと、ｎ形発光層２とは反対の電気伝導形の障壁層側、すなわちｐ形障壁層３側におけるインジウム原子濃度ＮＩの遷移領域幅Δｔ_wとの関係をΔｔ_w＜Δｔ_Vとして規定している。以下に、その説明を行う。

発光層２内に一構成元素として存在するインジウムは、発光層２の成膜過程、或いは発光層２上へのｐ形障壁層３の重層過程での加温により、ｐ形障壁層３またはｎ形障壁層１内部に拡散し遷移し、遷移領域幅Δｔ_V 、Δｔ_w を形成する。この遷移領域幅Δｔ_V 、Δｔ_w は、濃度分布曲線Ｃによって示されるインジウム原子濃度ＮＩが、発光層２内部の濃度Ｒｏから、例えば２桁減少する、その減少し始めの起点Ｄ１、Ｄ２からの距離を指す。この起点Ｄ１、Ｄ２が発光層２と障壁層１，３との接合界面４，５にそれぞれ一致する場合は、これらの接合界面４，５からの距離が遷移領域幅を表す。遷移領域幅Δｔ_V はｎ形障壁層１との接合側でインジウム原子濃度ＮＩが遷移する幅であり、遷移領域幅Δｔ_W はｐ形障壁層３との接合側でインジウム原子濃度ＮＩが遷移する幅である。また、遷移領域幅Δｔ_V1、Δｔ_W1はインジウム原子濃度ＮＩが発光層２の内部濃度Ｒｏより２桁減少を来すに要する深さ（距離）である。インジウム濃度ＮＩが発光層２の内部の平均的な濃度Ｒｏより２桁減少する深さ（距離）をもって、Δｔ_V1及びΔｔ_w1を定義したのは、発光層２内に比してインジウム濃度ＮＩが１％程度まで減じれば、もはや構成元素としてそれが存在する層の物性値に影響を与える濃度とは殆どならないからである。

本発明では、上記したように、接合界面４，５における急峻性を発光層２の一構成元素であるインジウムのｎ形、ｐ形障壁層内部への拡散距離をもって表している。そして、発光層２の電気伝導形を基準にして発光層２と障壁層１，３との接合界面４，５における組成急峻性（インジウム原子濃度ＮＩの遷移領域幅）の関係を規定し、ｐ形障壁層３との接合界面５における遷移領域幅Δｔ_w（Δｔ_w1）を、ｎ形障壁層１との接合界面４における遷移領域幅Δｔ_V（Δｔ_V1）より小とするものである。

一般に、発光層との接合界面でキャリアの局在或いは偏在を果たすには、その接合界面にキャリアを偏在させるに有効な”明瞭な”ポテンシャル井戸構造を創生する必要がある。”明瞭な”ポテンシャル井戸構造とは、接合界面においてバンドのオフセットが急激に発生しているポテンシャル構成を有するものを云う。急激なバンドオフセットを発現させるには、そもそも接合界面における構成元素の濃度の急峻な変化が要求されるのは、上述の如くである。

本発明が発光層２と障壁層１，３との接合界面４，５の急峻性につき規定を加えるのは、より急峻性に優れるｐ形障壁層３との接合界面５に選択的に且つ優先的にキャリアを偏在させるのを目的としているからである。そして、このキャリアの特定領域への偏在をより効率的に達成するため、本発明では、他方のｎ形障壁層１との接合界面４側のインジウム濃度の急峻性を悪化させる構成とする。バンド構成の観点からすれば、発光層２とｎ形障壁層１との接合界面４でのバンドオフセットを、発光層２とｐ形障壁層３とのバンドオフセットに比較して小とするのを特徴とする。これにより、発光層２とｎ形障壁層１との接合界面４近傍の領域にキャリアが捕獲される事態を抑制すると併せて、発光層２とｐ形障壁層３との接合界面５にキャリアを選択的に且つ優先的に偏在できるバンド（ポテンシャル）構成を創出するものである。

この実施形態では、ｐ形障壁層３との接合界面５での遷移領域幅Δｔ_V1を２５０ナノメータ（ｎｍ）以下とする。そして、ｎ形障壁層１との接合界面４での遷移領域幅Δｔ_w1と、Δｔ_V1との関係をΔｔ_V1＞Δｔ_w1とするため、Δｔ_w1も２５０ｎｍ以下とする。したがって、発光層２の電気伝導形に拘らず、発光層２と接合を成すｎ形及びｐ形障壁層１，３との接合界面４，５の急峻性（遷移領域幅）は、双方とも２５０ｎｍ以下とする。インジウム濃度の遷移領域幅Δｔ_V1、Δｔ_w1がそもそもこの幅（２５０ｎｍ）を越えると、たとえ発光層２とのバンドオフセットが障壁足るものとしても、インジウム濃度の緩慢な変化により接合界面で禁止帯幅の変化が急峻とは成らず、したがって”明瞭な”境界を呈するオフセットを充分に発現するに至らず、このため充分な障壁作用をもたらす”明瞭な”エネルギの境界を有する矩形ポテンシャル構造が創出できないからである。したがって、本発明では、発光層２と障壁層１，３との接合界面４，５において、界面急峻性の指標となるインジウム濃度の遷移領域幅を少なくとも２５０ｎｍ以下とすることをもって、充分な障壁作用をもたらすバンドのオフセットを発生させるようにしている。

さらに、本発明では、発光層２とｎ形及びｐ形障壁層１，３との双方での接合界面４，５でのインジウム濃度の急峻性を２５０ｎｍ以下とする条件下で、ｐ形障壁層３との接合界面５での急峻性（Δｔ_w 、Δｔ_w1）につき、Δｔ_V＞Δｔ_wまたはΔｔ_V1＞Δｔ_w1の関係を保持しながら、尚且つ遷移領域幅Δｔ_w1を２０ｎｍ以下に規定するのが好ましい。その理由は、発光層２に、発光層２より禁止帯幅を大とする半導体層を接合させて単に障壁たる”明瞭な”境界を有する矩形ポテンシャル構造を形成するのではなく、キャリアの偏在を可能とするポテンシャル構造を組成急峻性をもって発現させ、ｐ形障壁層３との接合界面５での組成急峻性を有する領域に、キャリアを選択的に且つ優先的に偏在させるためである。

例えば、キャリアの偏在をもたらすバンドの曲折を得るには、本発明者の見識に依れば、遷移領域幅Δｔ_w1を約１００ｎｍ程度以下とすれば達成され得る。しかしながら、例えば、伝導帯端をフェルミレベル以下に落ち込ませるようなバンドの曲折を発現するには、更なる界面急峻性が要求され、その値は概ね、５０ｎｍ程度以下である。遷移領域幅Δｔ_w1は０（零）であるのが理想である。遷移領域幅Δｔ_w1＝０である状態は、インジウム原子の濃度がｐ形障壁層３との接合界面５で、遷移距離を要さずに一挙に２桁減少することを意味している。インジウム濃度の分析手法或いは分析条件に依って一見、Δｔ_w1＝０に近い状態であると見受けられる分析結果が得られる場合があるが、実際には、熱拡散し易いインジウムにあっては特に、Δｔ_w1＝０となる場合は希有である。界面でのインジウム濃度に関する急峻性を獲得するに優れる接合界面の形成方法をもってしても、安定してもたらされる最良のΔｔ_w1は実状、大凡、約１０ｎｍ前後である。このような点を鑑みて、遷移領域幅Δｔ_w1を２０ｎｍ以下に規定している。

発光部１０を構成する各III族窒化物半導体層の成長方法には、有機化合物熱分解気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）、分子線エピタキシャル成長法（ＭＢＥ法）やハロゲン化物或いはハイドライド（水素化物）を原料とする気相成長法（ＶＰＥ法）がある。そして、界面の急峻性に関する基本的な達成能力についての従来からの経験的な見識から、ＭＯＣＶＤ法或いはＭＢＥ法が多用されている。

両方法の成膜時の圧力を比較すれば、ＭＢＥ法或いはそれの一複合法である気体原料（気化させた原料）を用いるガスソース（ｇａｓ−ｓｏｕｒｃｅ）ＭＢＥ（ＧＳ−ＭＢＥ）法などでは、成膜が高真空中で実施されるのに対し、ＭＯＣＶＤ法では、常圧（大気圧）下でも成膜が実施できる。成長が蒸発の進行が促進される真空中ではなく、略大気圧下で実施できる利便性は、窒化ガリウム・インジウム等の易昇華性の物質の昇華を抑制するに効果を奏することから、現在では、もっぱらＭＯＣＶＤ法がIII族窒化物半導体膜の成膜手段として利用されている。

しかし、一般的に利用されるＭＯＣＶＤ法を例にすれば、同法を利用すれば所望する急峻性を有するヘテロ接合界面が形成されるとは限らない。接合界面の急峻化を妨害する様々な要因を排除する配慮を施した成長反応炉等の部位の装置構成や成長環境の創出が必要である。ヘテロ接合界面の急峻性を損なう、所謂、界面の”弛れ”と俗称される原因には、バルブ等の配管系の構成、成長反応炉内の原料ガス等の熱対流、成長反応炉の管壁への原料ガスの吸着、脱着等が挙げられている。特に、III族窒化物半導体層の成膜は砒化ガリウム（ＧａＡｓ）等の他のIII−Ｖ族化合物半導体に比較して、より高い温度である約８００℃〜約１２００℃で実施されるのが通常である。このため、成長反応炉内で原料ガス等の熱対流がより激しく発生し、滞留した一部のガスは成長反応炉の管壁に沈積物として残留する。このような沈積物が窒化ガリウム層の安定成長を阻害する原因となっていることは既に知られている。III族窒化物半導体系から成るヘテロ接合にあって、その接合界面の急峻性を求める場合もこの沈積物の堆積の抑制が重要な因子である。

図２はIII族窒化物半導体からなる接合界面の急峻性を達成するための創意を施した成長反応炉の構成例を示す図である。図において、成長反応炉９０は基板１００の表面（被堆積面）に略平行に原料ガス等を流通させる方式であり、横型形式の反応炉の範疇に属するものである。従来の如く原料ガス及び不活性ガス等からなるキャリア（輸送）ガスを、基板１００の表面に対し、略垂直及び略水平の２方向から個別に供給する縦（垂直）方向及び横（水平）方向流通方式ではない。特徴は、原料ガスを基板１００の表面に導入するための第１流路９１及び第２流路９２の他に、成長反応炉９０の内壁９４、特に基板１００が載置されている領域及びその前方の領域に在る内壁９４への沈積物の析出を抑制するための掃引ガスを流通する専用の掃引ガス流路９３を配備したことにある。すなわち、従来の横型形式の成長反応炉に観られるように、窒素（Ｎ）等の第Ｖ族元素の原料ガスと、ガリウム（Ｇａ）、アルミニウム（Ａｌ）、インジウム（Ｉｎ）等の第III族元素の原料ガスを互い分離、隔離して炉内に導入するための２つの流路９１，９２に加え、掃引ガスの内壁９４周辺への供給を目的とした掃引ガス流路９３を設けた３流路方式としたことにある。原料ガスの流路９１，９２とは区画された掃引ガス流路９３を設けて掃引ガスを導入できる流路構成とすると、反応炉内壁９４への反応による分解生成物の沈積を防止する格別の効果が上げられる。これは、ヘテロ接合界面の急峻性を安定して得るに顕著な効果を奏する。

掃引ガス流路９３は、基板１００上方の領域に在る内壁９４を被覆するが如く掃引ガスが選択的に流れる形状とするのが望ましい。すなわち、基板１００表面を水平の基準として最も遠隔に在る流路を掃引ガスの流路とするのが好ましい。更には、原料ガスの周囲への拡散を抑制するが如く原料ガスを中央部に囲繞し、基板１００の周囲の領域に在る反応炉内壁９４に直接、原料ガスあるいは原料ガスの分解生成物が接触するのを抑制できるように、掃引ガスを流通させるのが好ましい。

掃引ガスを構成するガス種としては、ＭＯＣＶＤ法においてキャリアガスとし一般に使用される水素ガス（Ｈ₂）や窒素ガス（Ｎ₂）の他、アルゴン（Ａｒ）等の不活性ガスを用いる。また、III族窒化物半導体の一般的な成膜温度で分解し、その分解により金属性の分解生成物、例えば、ガリウム、アルミニウムあるいはインジウムを発生する恐れの無い、例えば、第Ｖ族元素の原料として一般的に使用さているアンモニア（ＮＨ₃）を混合したＨ₂、Ｎ₂やＡｒの混合ガスも使用できる。図２に図示した構成の成長反応炉９０にあって、各流路９１，９２及び９３に流通させるガスの種類、流量、構成、混合比等の諸条件は、成膜温度、反応圧力等の基本条件に照合して、また帰結される膜の均一性等に鑑みて適宜、決定すれば良い。

上述の内容から思量される如く、界面の急峻性は、成長操作法や成長条件の影響を受け、また成長装置の構成自体にも影響される。勿論、インジウムの拡散特性の温度依存性も界面の急峻性に影響する。このような背景からして、界面の急峻性を制御する手法として次の３つの例が挙げられる。

（１）帰結される界面の急峻性に差異を生ずる成長系を利用してΔｔ_V1＞Δｔ_w1の関係を達成する手法。

他方に比較して劣る界面の急峻性を帰結する成長系を利用して、ｎ形障壁層１との界面４を形成する。その後発光層２を成長させた後、成長系をより優れた界面急峻性を与える成長系に変更する。その系により、発光層２上にｐ形障壁層３を、Δｔ_V1＞Δｔ_w1の関係を保持する界面急峻性を付して堆積する。

（２）インジウムの熱的挙動、特に窒化ガリウム系結晶へのインジウムの取り込まれ量の温度依存性を利用してΔｔ_V1＞Δｔ_w1の関係を達成する手法。

窒化ガリウム系結晶、例えば、窒化ガリウム（ＧａＮ）結晶へ取り込まれるインジウムの量が高温であれば減少し、逆に、低温である程、増加する特性を利用する方法である。ｎ形障壁層１上に発光層２を堆積するに際し、発光層２の成長の初期段階で成長温度を漸次、経時的に低下させながら界面を形成する。発光層２より高い成長温度で成膜されるｎ形障壁層１を先ず形成したる後、成長温度を発光層２のそれに適する温度に降温させる過程において、適度に温度が低下した時点からインジウム原料を成長系に流入せしめ、然るべき温度或いは層厚に到達した時点でｎ形障壁層１との接合界面４の形成を終える。これにより、ｎ形障壁層１から発光層２の内部に向けてインジウム原子濃度を漸増する接合界面４を得る。

（３）インジウム原料を、要求される界面急峻性に応じて、急峻性に関して相違する性能を発揮する配管系を通じて別途に供給し、Δｔ_V1＞Δｔ_w1の関係を達成する手法。

例えば、インジウム原料の供給系に関して優れた急峻性を与える配管系と、その配管系からすればデッドスペースを多く内包する配管系とを備えた成長系を利用する方法である。ｎ形障壁層１上に発光層２を成長させる際には、デッドスペース（滞留空間）を多く内包する配管系を介してインジウム原料を成長系に供給する。逆に、発光層２上にｐ形障壁層３を堆積する際には、急峻性をもたらす配管系を介してインジウム原料を供給する。これにより、Δｔ_V1＞Δｔ_w1とする関係を得る。

発光層２の障壁層１，３側との接合界面４，５の急峻性を確保するために、格別に留意を施して遷移領域幅Δｔ_V1を２５０ｎｍ以下に、且つ遷移領域幅Δｔ_w1を好ましい２０ｎｍ以下とする界面急峻性を確実に与える条件が設定された場合にあっても、不意の事態により本発明の規定を満たす範囲内でΔｔ_V1及びΔｔ_w1が変動する場合がある。端的な例を挙げれば、発光部１０を構成する各層の構成元素が相違するのに伴う原料種の切り替え時における第III族元素の液体原料或いは昇華性原料を、バブリング（発泡）或いは随伴するガスの流量が一時的に変動する、若しくはその変動量が一定ではない等の不意の事情により、接合界面４，５の急峻性（遷移領域幅）に変動を来す場合がある。このような不安定性を回避する一手段として、予めΔｔ_V1及びΔｔ_w1の要求を満足するインジウム濃度に勾配を付した組成遷移層を配置する方法を提示する。

例えば、発光層２とｎ形障壁層１との接合界面４における遷移領域幅Δｔ_V1を１００ｎｍと略一定とし、安定した組成勾配を所望するならば、予め１００ｎｍの層厚でインジウム原子濃度を２桁減ずる勾配を付した組成遷移層を設けるようにすればよい。この場合、インジウム濃度はｎ形障壁層１より発光層２側に向けて増ずるように勾配を付す。このような組成勾配を敢えて付す場合には、III族元素の原料に係わる流量を経時的に漸次、変化させる操作を行うため、インジウムの濃度分布上での突出した或いはその逆の分布が発生するのを抑制できる。

一方、ｐ形障壁層３との接合界面５での急峻性の安定化も同様の手段によって達成される。すなわち、２０ｎｍの層厚でインジウム原子の濃度を２桁減少する組成遷移層を発光層２とｐ形障壁層との間に設ければ良い。インジウム濃度は発光層２側からｐ形障壁層３側に向けて減少するように勾配を付すものとする。遷移領域幅Δｔ_w1は、そもそも好ましい範囲を２０ｎｍとしている。このような組成勾配を付す場合には、III族元素の原料に係わる流量をパルス的に瞬時に変化させる操作を行う。

組成遷移層の機械的な層厚と、遷移領域幅Δｔ_V（Δｔ_V1）またはΔｔ_w（Δｔ_w1）とは厳密に一致しないのが一般的である。通常は、組成遷移層の層厚の方が遷移領域幅Δｔ_V（Δｔ_V1）またはΔｔ_w（Δｔ_w1）より大であるのがもっぱらである。インジウムが所定の濃度に達するに至る迄に、たとえ優れた急峻性を帰結する配管系であっても、インジウム原子の取り込まれ率等の結晶成長上の成長機構に係わる理由などにより、組成遷移層の機械的な層厚は、遷移領域幅ΔｔＶ （ΔｔＶ１）またはΔｔｗ（Δｔｗ１）より大となるのが通例である。

図３は発光部に組成遷移層を設けた場合を示す図である。図において、発光部１０ｓには、上記の手法を用いて組成遷移層７，８を形成してある。すなわち、発光部１０ｓには、発光層２とｎ形障壁層１との中間に、発光層２から該障壁層１に向けて発光層２内のインジウム原子濃度を減少させる組成遷移層７を形成し、発光層２とｐ形障壁層３との中間に、発光層２から該障壁層３に向けて発光層２内のインジウム原子濃度を減少させる組成遷移層８を形成してある。そして、この発光部１０ｓでは、組成遷移層７の層厚は組成遷移層８の層厚より大きく形成し、例えば発光層２からｎ形障壁層１に向けて発光層２内のインジウム原子濃度を２桁減少させる組成遷移層７の膜厚を２５０ｎｍ以下、発光層２からｐ形障壁層３に向けて発光層２内のインジウム原子濃度を２桁減少させる組成遷移層８の膜厚を２０ｎｍ以下となるように形成する。

接合界面の急峻性をインジウム原子濃度の分布状況をもって判断するに当たって、その急峻性は例えば、２次イオン質量分析法によるインジウム原子の深さ方向の濃度分布、所謂、デプスプロファイル（ｄｅｐｔｈ ｐｒｏｆｉｌｅ）をもって、定常的に計測される。その他、オージェ（Ａｕｇｅｒ）電子分光法等の物理分析による深さ方向の元素分析からも急峻性を評価できる。

インジウム以外の他の構成元素、例えば、ガリウム（Ｇａ）やアルミニウム（Ａｌ）原子の濃度の分布状況からも原理的には、界面の急峻性を測定できる。しかし、III族窒化物半導体発光素子にあっては、発光部の各層は、ガリウムを構成元素として共通して含むIII族窒化物半導体層から構成されるのが通例であるため、接合界面でガリウムのデプスプロファイル上に急激な濃度変化が明瞭に認められない場合もあり、ガリウムの原子濃度分布をもって界面の急峻性を評価する手法は正確さを欠くものとなる。一方、例えば、窒化ガリウム・インジウムを発光層とし、発光層の両側に窒化アルミニウム・ガリウム混晶を障壁層として配置した構成の発光部にあっては、アルミニウム原子の濃度分布状況から接合界面の急峻性を知ることもできる。アルミニウム原子の濃度分布状況から求めた界面の急峻性は通常は、インジウム原子濃度の分布状況から計測したそれに比較しても略同一である。すなわち、インジウム原子濃度の遷移領域幅をアルミニウム原子の濃度のそれに代替して調査することができる。

また、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を利用したウェッジ（ｗｅｄｇｅ）ＴＥＭ、或いはＣＡＴ法（Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ Ａｎａｌｙｓｉｓ ｂｙ Ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ−ｆｒｉｎｇｅ）（外村彰編著、「電子顕微鏡技術」（平成元年８月３１日、丸善（株）発行）、８３頁参照）でも接合界面における”弛れ”を半定量的ではあるが判断できる。ＣＡＴ法では、供する試料の端面が特に平坦であることが要求され、試料としては壁開等により平坦で平滑な端面が露呈されたものであるのが望ましい。ウェッジＴＥＭに依れば、薄層化した接合界面近傍の領域の格子像からも、界面での組成の変化の模様を知ることができる。例えば、接合界面から距離を隔てるに伴う格子面間隔の変化から界面近傍における組成の変化を知ることができる。特性Ｘ線の波長並びに強度から元素を同定し、その元素の濃度を分析できるＥＰＭＡ装置を付帯するＴＥＭであれば、被検体に照射する電子ビーム（ｂｅａｍ）の径に依存するが、接合界面近傍の数ｎｍ〜数十ｎｍの微小領域における元素濃度の分布を調査することができる。

偏在するキャリアの有無は、シュブニコフ・ド・ハース（Ｓｈｕｂｎｉｋｏｖ−ｄｅ Ｈａａｓ：ＳｄＨ）効果による磁気抵抗の振動の測定から調査できる。特に、磁場方向が接合界面（被検体）に対して垂直である場合の磁気抵抗のＳｄＨ振動におけるランダウ準位の出現から、局在化した低次元（２次元）のキャリアの存在を知ることができる。したがって、キャリアの濃度が適当であるか否かは発光層のキャリア面密度、すなわち、シートキャリア濃度をもって判断すれば良い。発光層とするインジウム含有III族窒化物半導体層のシートキャリア濃度は、概ね１×１０１１ｃｍ−２以上とし、約５×１０１３ｃｍ−２以下とするのが好ましい。その理由は、次の通りである。

或る決められた”深さ”のポテンシャル井戸に蓄積するキャリアの量には限りがある。形成される量子準位に許容される状態密度を越える程の多量のキャリアが存在する状態となると、ポテンシャル井戸から逸脱して通常の３次元的な挙動を呈するようになるキャリアの量も増加する。すなわち、素子の高速動作をもたらす量子化された低次元の挙動をするキャリアが、他の３次元的キャリアの量に占有する割合が低下する。したがって、発光層の内部には、３次元的に振る舞うキャリアが優勢的に存在する事態となり、量子効果に基づく優れた素子特性を明瞭に顕現するに妨げとなる。一方、逆にポテンシャル井戸内に蓄積するキャリアの量が、形成される量子準位を満たすに充分でないと、やはり、量子化された低次元のキャリアが、３次元のキャリアに占める比率は小となる。したがって、量子デバイスの特徴を発現するに困難となる。

そして、上記の１×１０１１ｃｍ−２以上で、５×１０１３ｃｍ−２以下の範囲外の、低いシートキャリア濃度を有する発光層では、量子化したキャリアは存在するものの、量子化されたキャリアが３次元的なバルク的な非量子化キャリアに占める割合が低下するため、量子化されたキャリアの再結合に起因する優れた発光特性を充分に顕現するに至らず、逆に、この範囲を越える高いシートキャリア濃度下では、３次元的なキャリアが優勢となるため、発光の高速応答性等の低次元キャリアによってもたらされる特有の優れた発光特性が充分に顕現されるに至らない。

本発明の云う遷移領域幅Δｔｗ（Δｔｗ１）を遷移領域幅ΔｔＶ（ΔｔＶ１）以下とする規定は、一発光層をｐ形及びｎ形障壁層で狭持するＤＨ構造の発光部に適用されるだけでなく、発光層を井戸層としこの井戸層と、発光層と同一の電気伝導形の障壁層足るバリア層との接合を含む、所謂、単一或いは多重量子井戸構成を含むＤＨ構造の発光部にも適用される。発光部を単一或いは多重量子井戸構造を含むとする場合にあっても、これら量子井戸構成とそれを狭持するｐ形及びｎ形障壁層との接合面における界面急峻性は、本発明が規定するところの関係を踏襲する。以下に、その詳細を図４、図５及び図６を用いて説明する。

図４は本発明を多重量子井戸構造に適用した場合の第１の構成例を示す図であり、図４（Ａ）はその積層構造を、図４（Ｂ）はインジウム原子濃度の変化をそれぞれ示している。図において、上記の実施形態（図１）での積層構造と同一の構成要素には同一の符号を付して、その説明を省略する。

この第１の構成例における発光部１１は、III族窒化物半導体から成るｎ形障壁層１とｐ形障壁層３との中間に、量子井戸構成体２１を挟持して構成されている。この量子井戸構成体２１は、インジウム含有III族窒化物半導体（例えばアンドープの窒化ガリウム・インジウム）から成る発光層としてのｎ形の井戸層２１２と、その井戸層２１２を挟持する２つのバリア層２１１，２１３から構成されている。バリア層２１１，２１３は、井戸層２１２に比して禁止帯幅をより大とするインジウム含有III族窒化物半導体から成り且つ当該井戸層２１２と同一の電気伝導形であるｎ形を有している。

このように、量子井戸構成体２１の終端層がバリア層２１１，２１３であってそのバリア層２１１，２１３がインジウムを含有しているこの構成例１では、この発明に係る接合界面での組成急峻性の差異は、図４（Ｂ）に示すように、バリア層２１１，２１３と障壁層１，３との間で成立させる。すなわち、ｎ形障壁層１とバリア層２１１との接合界面４１におけるインジウム原子濃度ＮＩの遷移領域幅Δｔｖａと、ｐ形障壁層３とバリア層２１３との接合界面５１におけるインジウム原子濃度ＮＩの遷移領域幅Δｔｗａとの関係を、Δｔｗａ＜ΔｔＶａと規定する。

これにより、キャリアを特に量子構成体２１（井戸層２１２）とは電気伝導形を反対とするｐ形障壁層３との接合界面５１に偏在させることができる。

図５は本発明を多重量子井戸構造に適用した場合の第２の構成例を示す図であり、図５（Ａ）はその積層構造を、図５（Ｂ）はインジウム原子濃度の変化をそれぞれ示している。図において、上記の実施形態（図１）での積層構造と同一の構成要素には同一の符号を付して、その説明を省略する。

この第２の構成例における発光部１２は、III族窒化物半導体から成るｎ形障壁層１とｐ形障壁層３との中間に、量子井戸構成体２２を挟持して構成されている。この量子井戸構成体２２は、インジウム含有III族窒化物半導体（例えばアンドープの窒化ガリウム・インジウム）から成る発光層としての２つのｎ形の井戸層２２１，２２３を終端層とし、その２つの井戸層２２１，２２３の間にバリア層２２２を配置して構成されている。バリア層２２２は、井戸層２２１，２２３に比して禁止帯幅をより大とするIII族窒化物半導体から成り且つ当該井戸層２２１，２２３と同一の電気伝導形であるｎ形を有している。

このように、量子井戸構成体２２の終端層が井戸層２２１，２２３であるこの構成例２では、この発明に係る接合界面での組成急峻性の差異は、図５（Ｂ）に示すように、井戸層２２１，２２３と障壁層１，３との間で成立させる。すなわち、ｎ形障壁層１と井戸層２２１との接合界面４２におけるインジウム原子濃度ＮＩの遷移領域幅Δｔｖｂと、ｐ形障壁層３と井戸層２２３との接合界面５２におけるインジウム原子濃度ＮＩの遷移領域幅Δｔｗｂとの関係を、Δｔｗｂ＜ΔｔＶｂと規定する。

これにより、キャリアを特に量子構成体２２とは電気伝導形を反対とするｐ障壁層３との接合界面５２に偏在させることができる。

図６は本発明を多重量子井戸構造に適用した場合の第３の構成例を示す図であり、図６（Ａ）はその積層構造を、図６（Ｂ）はインジウム原子濃度の変化をそれぞれ示している。図において、上記の実施形態（図１）での積層構造と同一の構成要素には同一の符号を付して、その説明を省略する。

この第３の構成例における発光部１３は、III族窒化物半導体から成るｎ形障壁層１とｐ形障壁層３との中間に、量子井戸構成体２３を挟持して構成されている。この量子井戸構成体２３は、インジウム含有III族窒化物半導体（例えばアンドープの窒化ガリウム・インジウム）から成る発光層としてのｎ形の井戸層２３２と、その井戸層２３２を挟持する２つのバリア層２３１，２３３から構成されている。バリア層２３１，２３３は、井戸層２３２に比して禁止帯幅をより大とするインジウムを含まないIII族窒化物半導体から成り且つ当該井戸層２３２と同一の電気伝導形であるｎ形を有している。

このように、量子井戸構成体２３の終端層がバリア層２３１，２３３であってそのバリア層２３１，２３３がインジウムを含まないこの構成例３では、この発明に係る接合界面での組成急峻性の差異は、図６（Ｂ）に示すように、井戸層２３２とバリア層２３１，２３３との間で成立させる。すなわち、ｎ形障壁層１に接する終端層（バリア層）２３１と井戸層２３２との接合界面４３におけるインジウム原子濃度ＮＩの遷移領域幅Δｔｖｃと、ｐ形障壁層３に接する終端層（バリア層）２３３と井戸層２３２との接合界面５３におけるインジウム原子濃度ＮＩの遷移領域幅Δｔｗｃとの関係を、Δｔｗｃ＜ΔｔＶｃと規定する。

これにより、キャリアを特に井戸層２３２とは電気伝導形を反対とするｐ形障壁層３側に接するバリア層２３３との接合界面５３に偏在させることができる。

このように、この発明では、インジウム含有III族窒化物半導体からの発光のメカニズムを充分に解明し、発光部における発光層とそれに接合する障壁層との接合界面において、インジウム原子濃度の急峻化に差異を設けることで、発光層とは反対の電気伝導形を有する障壁層側にキャリアを選択的に且つ優先的に偏在させることができるようになった。したがって、キャリアの一方の接合界面に向けての流通、走行を促進するできるとともに、正孔と電子との再結合を効果的に行わせることができ、発光素子として構成した場合、発光強度特性及び色純度（単色性）特性を充分に発揮でき、青色帯から緑色帯にかけての短波長光を、高強度でかつ優れた色純度（単色性）で発光させることができる。

なお、上記の実施形態では、各発光層（２，２１２，２２１，２２３，２３２）の電気伝導形をｎ形とし、ｐ形障壁層との接合界面側により急峻な遷移領域幅を形成し、その接合界面側にキャリアを偏在させるようにしたが、発光層の電気伝導形は特に限定する必要はなく、例えば発光層をｐ形とし、ｎ形障壁層との接合界面側により急峻な遷移領域幅を形成し、キャリアをその接合界面側に偏在させるように構成してもよい。

次に、この発明のIII族窒化物半導体発光素子を、より具体的な実施例を以て説明する。

（第１実施例） 本発明を、アンドープ窒化ガリウムインジウムから成るｎ形発光層を、窒化アルミニウム・ガリウム混晶からなるｐ形障壁層と、窒化ガリウムから成るｎ形障壁層とで挟持して構成された、ｐｎ接合を含むヘテロ接合構造から成る発光ダイオード（ＬＥＤ）に適用した場合について説明する。ＬＥＤ用途の積層構造体を構成する各構成層は一般的な常圧（大気圧）方式のＭＯＣＶＤ成長装置を利用して、基板上に次の手順により順次形成した。

図７は本発明の第１実施例に係る積層構造体を示す図である。図において、積層構造体１０ａは、基板１００上に積層して構成されている。基板１００として直径約２インチ（直径約５０ｍｍ）、厚さを約９０μｍとする両面（表裏面）を機械的化学的研磨法により鏡面に研磨した（０００１）（ｃ面）−サファイア（α−Ａｌ２Ｏ３単結晶）を使用した。基板１００上への積層構造体１０ａの各構成層の堆積には、上記したＭＯＣＶＤ成長反応炉９０（図２）を利用した。この結晶基板１００を反応炉９０内の高純度グラファイト製サセプタ９９上に略水平に載置した。

この反応炉９０の具体的な構成例は次の通りである。反応炉９０は、アルカリ金属類の含有量が低い半導体工業用高純度石英から構成した。反応炉９０の鉛直断面の形状は長方形であって、その中央部の断面積は約２０ｃｍ２である。この反応炉９０の特徴は、上記したように、元素周期律表の第III族元素と第Ｖ族元素の原料ガス（正確には、原料を随伴するガス）を分別して反応炉内に導入するための互いに隔離された第１、第２流路９１，９２に加え、反応炉９０の内壁９４への、原料ガスの分解により生成した分解物の付着を防止するための掃引ガスを流通する専用の掃引ガス流路９３を設けてあることにある。したがって、炉内に合計して３つの流路９１，９２，９３を備えたものとなっている。

基板１００をサセプタ９９上に載置した後、反応炉９０内を通常の油回転式真空ポンプを具備した真空排気経路（図示省略）を介して真空に排気した。約１０−３トール（Ｔｏｒｒ）の真空度に到達してから約１０分間保持した後に、３流路の各々から毎分１リットルの併せて合計約３リットル／分の流量の精製アルゴンガス（Ａｒ）を反応炉９０内に流通させて炉内の圧力をほぼ大気圧に復帰させた。

約５分間に亘り反応炉９０内を精製された高純度のアルゴンガスで掃気した後、アルゴンガスの反応炉９０への供給を停止した。代わりに露点を約マイナス（−）９０℃とする精製水素ガス（Ｈ２）を反応炉９０内へ供給した。水素ガスの流量は各流路９１，９２，９３につき均等に３リットル／分に電子式質量制御計（マスフローコントロラー（ＭＦＣ））で維持した。すなわち、各流路９１，９２，９３には、予め３リットル／分の水素ガスが流通する状態としておいた。

然る後、反応炉９０の外周に設けた円状に巻いた高周波加熱コイルに高周波電源を投入した。これにより、基板１００の温度を室温（約２５℃）から４５０℃に上昇させた。基板１００の温度は上記のサセプタ９９の中腹に開けた直径約５ｍｍの貫通孔に挿入したモリブデン（Ｍｏ）シース型の白金（Ｐｔ）−白金・ロジウム（Ｐｔ・Ｒｈ）合金熱電対（日本工業規格ＪＩＳ−Ｒ規格に準拠した熱電対）により測温した。基板１００の温度は、熱電対から発生される熱起電力信号を入力するＰＩＤ方式の市販の温度制御器により、±１℃以内に精密に制御した。基板１００の温度が４５０℃に到達してから約２０分経過し、温度の変動が４５０℃±１℃に確実に制御されるようになった時点で、窒素源とした液化アンモニアガスの気化により発生したアンモニアガス（ＮＨ３）を毎分１リットルの割合で反応炉９０への供給し始めた。アンモニアは３重に重ねられた上記の３流路の内、第Ｖ族元素の原料ガスであるアンモニアの流通用途としての中央の第２流路９２を介して反応炉９０内に供給した。すなわち、中央の第２流路９２には上記の予め流通させておいた３リットル／分の水素と共に毎分１リットルのアンモニアガスが流れる状態となった。

アンモニアガスの供給と同時に反応炉９０へアルミニウム（Ａｌ）源としてのトリメチルアルミニウム（（ＣＨ３）３Ａｌ）を３流路の中で最下段の第１流路９１から供給した。トリメチルアルミニウムを収納した３１６ステンレス鋼製バブラ容器はペルチェ効果を利用した電子式恒温槽で２０℃に保持した。この容器内のトリメチルアルミニウムを毎分２０ｃｃの流量の水素ガスでバブリングし、トリメチルアルミニウムの蒸気を随伴する水素バブリングガスを、最下段の第１流路９１に流れる毎分３リットルの水素ガスと共に反応炉９０へ供給した。各々個別の第１、第２流路９１，９２を介しての、トリメチルアルミニウムを随伴する水素ガスと、アンモニアガスとの反応炉９０への供給を正確に６分間継続した。これより、層厚を２０ｎｍとする窒化アルミニウム（ＡｌＮ）から成る緩衝層１００ａを形成した。緩衝層１００ａの成長は、反応炉９０へのトリメチルアルミニウムの蒸気を随伴する水素ガスの供給の停止をもって終了した。

然る後、各流路９１，９２，９３を介しての反応炉９０への水素ガスの供給を停止し、代わりに各流路につき流量を２リットル／分とする合計６リットル／分の流量のアルゴンガスの供給を開始した。高周波加熱コイルに印加する電力量を増し、基板１００の温度を４５０℃から１０５０℃に平均して約１００℃／分の速度で昇温した。途中、基板１００の温度が約５００℃を通過した時点で流量を１リットル／分とするアンモニアガスの供給を、上記の中央の第２流路９２を介して開始した。熱電対で測温される基板１００の温度が１０５０℃となった時点で、アンモニアの反応炉９０への供給量を毎分１リットルから毎分３．５リットルへと電子式質量流量計をもって増加させた。同時に最上段の掃引ガス流路９３のみから毎分２リットルのアルゴンが供給される状態としたままで、最下段及び中央の第１、第２流路９１，９２からのアルゴンガスの供給を停止した。最下段及び中央の第１、第２流路９１，９２からは、アルゴンの供給を停止すると同時に、中央の流路９２からは１リットル／分の水素ガスを、最下段の第１流路９１からは毎分２リットルの水素ガスを流通させた。これにより、高純度石英管から構成される反応炉９０へは合計して８．５リットル／分の水素、アルゴン及びアンモニアが流通する状況となった。

基板１００の温度が１０５０℃に到達して５分間待機した後、緩衝層１００ａ上にｎ形障壁層１０１として珪素（Ｓｉ）をドーピングしたｎ形窒化ガリウム層を成長させた。ｎ形窒化ガリウム層の成長時には、０℃に保持し液化したトリメチルガリウムに毎分３０ｃｃの流量の水素ガスでバブリング操作を施し、トリメチルガリウムを随伴した水素バブリングガスを反応炉９０内に供給した。珪素は高純度の水素で体積濃度にして約１ｐｐｍに希釈されたジシラン（Ｓｉ２Ｈ６）をドーピング源として添加した。ジシランドーピングガスの流量は電子式質量流量計により毎分２０ｃｃに設定し、中央の第２流路９２からアンモニアガスと共に流通させた。ガリウム源を随伴する水素バブリングガス、及び珪素ドーピング源ガスの反応炉９０への供給を正確に６０分間に亘り継続して、層厚を３μｍとするＳｉドープｎ形窒化ガリウム層からなるｎ形障壁層１０１を得た。ｎ形障壁層１０１のキャリア濃度は約１×１０１８ｃｍ−３であった。

下部クラッド層たるｎ形障壁層１０１の成長を終えた後、各流路９１，９２，９３に流通するガスをアルゴンに変換しその流量を全て毎分２リットルとした。中央の第２流路９２には毎分３．０リットルの流量のアンモニアガスを加えて流通させた。然る後、基板１００の温度を１０５０℃から８７０℃に平均して６０℃／分の速度で降温した。この降温過程の中途、基板１００の温度が９５０℃となった時点で、最下段の第III族元素原料用の第１流路９１からアルゴンと共にガリウム源及びインジウム源の供給を開始した。ガリウム（Ｇａ）源には上記のトリメチルガリウムを使用した。ガリウム源のバブラ容器の温度は０℃とした。インジウムの供給源にはトリメチルインジウム（（ＣＨ３）３Ｉｎ）を使用した。トリメチルインジウムは内容積を約１００ｃｃとするステンレス鋼製のシリンダ容器内に収納し、シリンダ容器は電子式恒温槽を利用して正確に３５℃に保持した。成長初期におけるトリメチルガリウムの蒸気を随伴するためのバブリング用水素ガスの流量は、電子式質量流量計により毎分１０ｃｃに制御した。

また、インジウム源を収納するシリンダ容器内において昇華したトリメチルインジウムの蒸気を反応炉９０内に随伴するための水素ガスの流量は、毎分６２．０ｃｃとした。基板１００の温度が８７０℃に降下した後は、７．５分間に亘り、双方の第III族元素の原料を随伴する水素ガスの流量を変更せずに一定に保ち、インジウム組成比を約０．１５と一定とする窒化ガリウム・インジウムから成るアンドープでｎ形の発光層１０２を成膜した。以上の一連の成長操作により、降温中途で成長させた厚みを含めて合計の層厚を約５０ｎｍとする窒化ガリウム・インジウムから成る発光層１０２を得た。

上記のガリウム源及びインジウム源の反応炉９０への供給を中断して発光層１０２の形成を終えた後は、反応炉９０内へのアルゴン及びアンモニアガスの供給を継続したままで、熱電対からの熱起電力信号を基に、高周波加熱コイルに印荷する高周波電源からの電力量を自動的に調節して、基板１００の温度を８７０℃から１０５０℃に昇温した。昇温過程での不用意に緩やかな昇温に因るインジウムを含有する発光層１０２の揮散を抑制する目的で、８７０℃から１０５０℃へは１．５分間で昇温した。

デッドスペース（ｄｅａｄ ｓｐａｃｅ：淀み空間）が小さく、高速応答性の良好なバルブの動作を信頼して、発光層１０２の成長後に直ちにｐ形接合層の成長に移行する成長手段も有り得る。しかし、本実施例では、昇温中に掃引ガスを流通した効果によりＭＯＣＶＤ反応炉９０の内壁９４には茶褐色の薄い膜が付着しているのみで、ガリウム等の金属の液滴等が視覚上存在しないのを確認した上で、掃気ガスとしてのアルゴンの流量を毎分２リットルから５リットルに増加させ、尚かつこの状態を５分間継続し待機した。このアルゴン流量の増加と５分間継続により、反応炉９０内に滞留或いは残存すると杞憂される未分解の原料ガス等を確実に炉外へ排出し、次層（ｐ形障壁層）１０３との接合界面１０５の急峻化を図った。このように、本実施例では、デッドスペースの小さいバルブ等の部品を備えた界面の急峻化に利する配管系を利用した上に更に、次層（ｐ形障壁層）１０３の成膜に移行する間に、上記の昇温時間（１．５分）と待機時間（５分）とを併せて合計６．５分間に亘る成長中断時間（インターバル時間）を設けた。

基板１００の温度が１０５０℃に到達した後、各流路９１，９２，９３に流すアルゴン、アンモニア及び水素の流量を、ｎ形障壁層１０１の形成の場合と同一とした。最下段の第１流路９１には、ガリウム源を含む随伴ガスに加え、アルミニウム源の蒸気を随伴する水素ガスを添加した。また、マグネシウム源を含む水素ガスも添加した。ガリウム源にはトリメチルガリウムを使用した。トリメチルガリウムを収容する３１６ステンレス鋼製バブラ容器は電子式恒温槽により正確に０℃に保持した。バブリング用且つトリメチルガリウムの蒸気の随伴用の水素ガスの流量は、毎分３０ｃｃとした。アルミニウム源は緩衝層１００ａの成膜時に使用したトリメチルアルミニウムとした。アルミニウム源の供給量はアルミニウム組成比を０．１とする窒化アルミニウム・ガリウム混晶が得られるように設定した。マグネシウムのドーピング源にはビス−メチルシクロペンタジエニルマグネシウム（ｂｉｓ−（ＣＨ３Ｃ５Ｈ４）２Ｍｇ）を使用した。マグネシウムドーピング源を収容するステンレス鋼製のシリンダ容器は、電子式恒温槽により４５℃の恒温に保持した。同温度に保持し液化させたビス−メチルシクロペンタジエニルマグネシウム内には、バブリング用ガスとして、電子式質量流量計により流量を毎分２０ｃｃに精密に調整して制御された水素ガスを流通させた。ガリウム源、アルミニウム源及びマグネシウム源の蒸気を随伴する水素ガスの反応炉９０への供給は、発光層１０２との接合界面１０５との急峻化を期して、高速スイッチングバルブを介して、同時に且つ瞬時に行った。５分間に亘り継続して反応炉９０へ原料を供給し、層厚を０．２μｍとするマグネシウムをドーピングした窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ０．１Ｇａ０．９Ｎ）混晶から成るｐ形障壁層１０３を成膜した。アルミニウム源の蒸気を随伴する水素ガスの供給を遮断して、ｐ形障壁層１０３の成膜を終了した。

このようにして、珪素をドーピングした窒化ガリウム（ＧａＮ）から成るｎ形障壁層１０１と、窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ０．８５Ｉｎ０．１５Ｎ）から成る発光層１０２と、マグネシウムをドーピングした窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ０．１Ｇａ０．９Ｎ）から成るｐ形障壁層１０３とを備えたヘテロ接合構造体を構成した。そして、このへテロ接合構造体の構成時に、ｎ形障壁層１０１に発光層１０２を積層させる際には、経時的に成長温度を変遷させるとともに、原料ガス流量を経時的に漸次変化させて成膜することで、接合界面１０４における組成急峻性を比較的緩やかにしてあり、また発光層１０２にｐ形障壁層１０３を積層させる際には、デッドスペースの小さいバルブ等を備えた配管系を利用したこと、次層（ｐ形障壁層）１０３の成膜に移行する間にインターバル時間を設けたこと、原料ガス流量をパルス的に瞬時に変化させること等により、接合界面１０５における組成急峻性を顕著なものとしている。

引き続き、基板１００の温度を１０５０℃に維持し、アンモニア、ガリウム源及びマグネシウム源の供給流量を不変としたままで、窒化アルミニウム・ガリウム混晶から成るｐ形障壁層１０３上に、最表層１１０を堆積した。最表層１１０の成長時には、ジエチル亜鉛（（Ｃ２Ｈ５）２Ｚｎ）を含むガスを、亜鉛（Ｚｎ）のドーピング源として添加した。亜鉛のドーピング源には、体積濃度にして１００ｐｐｍのジエチル亜鉛を含む高純度水素ガスを使用した。原料ガス及びドーピングガスの供給を３分間に亘り継続し、層厚を０．１μｍとするマグネシウム及び亜鉛を共にドーピングした窒化ガリウムから成る最表層１１０となした。窒化ガリウムから成る最表層１１０の成膜は、ガリウム源の反応炉９０内への流通を停止することをもって終了した。同時にマグネシウム及び亜鉛のドーピングガス及び水素ガスの反応炉９０内への供給も停止した。

一方、アンモニアガスの流量は毎分３．５リットルに維持した。高周波加熱コイルに印加する高周波電力量を低減して、基板１００の温度を１０５０℃から約２分間で９５０℃に低下させた。９５０℃から６５０℃へは毎分１５℃の速度で２０分間を要して降温した。６５０℃に降温した時点でアンモニアガスの反応炉９０内への供給を遮断し、反応炉９０に流通するガスをアルゴンのみとした。かかる状態で室温に至る迄冷却した。

以上の成長操作をもって、ｎ形障壁層１０１と、ｎ形の発光層１０２と、ｐ形障壁層１０３とから成るヘテロ接合構造体に、マグネシウムと亜鉛とを共にドーピングした窒化ガリウムから成るｐ形の最表層１１０を積層することで、積層構造体１０ａの形成を終了した。

積層構造体１０ａから一片（約５ｍｍ×約５ｍｍ×ｔ（厚さ））を切り出し、構成元素の深さ方向の分析用試料に供した。積層構造体１０ａの最表層１１０より深さ方向のマトリックス元素の濃度分布（デプスプロファイル）は市販のＳＩＭＳ分析装置（（仏）ＣＡＭＥＣＡ社製ＩＭＳ−６Ｆ型２次イオン質量分析装置）で定量した。インジウム及びアルミニウムの濃度分析については、共にセシウム（Ｃｓ）イオンビームを一次イオンビームとして用いた。ビーム加速電圧は５．５ＫＶとした。このＳＩＭＳ分析装置を用いて測定した、発光層１０２との接合界面１０４，１０５におけるインジウムとアルミニウムとの濃度分布は、次のようであった。

図８は発光層との接合界面におけるインジウムとアルミニウムの濃度分布を示す図である。横軸は積層構造体表面からの深さ、縦軸は原子濃度をそれぞれ示している。インジウム原子の濃度分布曲線Ｃ１が示す通り、インジウム原子の濃度が発光層１０２の内部での平均的な濃度ＲoIから、２桁低い濃度に減ずるに要する遷移領域幅Δｔwi、Δｔviを比較すれば、ｎ形窒化ガリウム・インジウム発光層１０２と窒化アルミニウム・ガリウム混晶から成るｐ形障壁層１０３との接合界面１０５側での遷移領域幅Δｔwiは、上記のように瞬時的に原料ガスを変化させたこと等により、起点Ｄ４から約１８ｎｍと極めて狭小であった。ここでは、起点Ｄ４は接合界面１０５に一致している。

一方のｎ形窒化ガリウム障壁層１０１との接合界面１０４側での遷移領域幅Δｔviは、上記のように経時的に成長温度を変遷させて成膜したこと等により、起点Ｄ３から約３０ｎｍと、Δｔwiに比べて幅広であった。ここで、起点Ｄ３は、接合界面１０４に一致せず、発光層１０２の内部に位置している。

一方、アルミニウム原子の濃度については、アルミニウム原子の濃度分布曲線Ｃ２が示す通り、発光層１０２の内部での平均的なアルミニウム原子濃度Ｒoaから、２桁低い濃度に減ずるに要する遷移領域幅Δｔwaが、インジウムの遷移領域幅Δｔwiの１８ｎｍよりさらに小さくなっている。このように、接合界面１０５におけるインジウム原子と、アルミニウム原子とは、接合界面１０５を越えるといずれも急激に落ち込んでおり、接合界面１０５での顕著な急峻性の要求を充分に満たしていることが分かった。

（第２実施例） 図９は本発明の第２実施例に係る積層構造体を示す図である。図において、第１実施例の積層構造体１０ａと同一の構成要素には同じ符号を付してその説明を省略する。

この第２実施例では、ｎ形障壁層１０１とｐ形障壁層１０３との間に量子井戸構成体２００を挟持して積層構造体１００ｂを構成している。この積層構造体１００ｂを形成するため、第２実施例では、インジウム原料を個別に且つ独立して供給できる２つの配管系を備えた常圧ＭＯＣＶＤ成長装置を成膜装置として利用した。配管系は接合界面の急峻性については、異なる達成能力を有するものである。

上記成長装置により第１実施例に記載のサファイア基板１００上に堆積した窒化アルミニウム緩衝層１００ａとｎ形障壁層１０１上に、図９に示すように、ｎ形窒化ガリウムから成るバリア層２０１を終端層として形成した。バリア層２０１はｎ形のアンドープ窒化ガリウムから構成し、層厚は３０ｎｍに設定した。バリア層２０１は、第１実施例に記載のｎ形障壁層１０１の成長に引き続き、１０５０℃で成長させた。バリア層２０１の成長が終了した後は、成長温度を８７０℃に低下させて、インジウム組成比を０．１５と一定とするアンドープでｎ形の窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ０．８５Ｉｎ０．１５Ｎ）井戸層２０２を成長させた。井戸層２０２は第１実施例に記載のガリウム源及びインジウム源に関する流量条件で成膜した。但し、層厚は量子準位の発現に足る層厚とするため、層厚は第１実施例１に対し成長時間の短縮をもって変更を加え、６ｎｍとした。このｎ形障壁層１０１に最も近接する井戸層２０２の形成には、意識して急峻性に劣るインジウム配管系を利用した。以後、基板温度１００を１０００℃に昇温して温度の安定を観た後、アンドープｎ形窒化ガリウムから成るバリア層２０３を堆積した。

２層目のバリア層２０３の成長が終了した後は、基板１００の温度を８７０℃に降温してｎ形アンドープ窒化ガリウム・インジウム井戸層２０４を成長させた。この際には、上記のｎ形障壁層側の井戸層２０２の形成に使用したインジウムの配管系とは異なり、接合界面でインジウム濃度分布上での”弛れ”の発生を極力、抑制でき、急峻な界面を与えることが予め判明している別のインジウムの配管系を利用した。位置的にｐ形障壁層１０３側に配置されたこととなる井戸層２０４の成長が終了した後は、再び、基板温度を１０００℃とし、ｐ形障壁層１０３と接合することとなるｎ形窒化ガリウムから成るバリア層２０５を成長させた。これにより、両方の終端層をアンドープのｎ形窒化ガリウムから成るバリア層２０１，２０５とし、これらの終端層を含めて、２層の井戸層２０２，２０４と、３層のバリア層２０１，２０３，２０５とから成る多重量子井戸構造の量子井戸構成体２００を形成した。この量子井戸構成体２００の電気伝導形はｎ形である。

上記の多重量子井戸構造の一終端をなすｎ形窒化ガリウムバリア層２０５上に量子井戸構成体２００とは電気伝導形を反対（逆）とするｐ形障壁層１０３を接合させた。この場合も、急峻な界面を与えることが予め判明しているインジウムの配管系を利用した。ｎ形窒化ガリウムバリア層２０５上に接合させるｐ形障壁層１０３及びその層上の窒化ガリウム最表層１１０は、第１実施例と同一の条件をもって成長させた。以上をもって、ｎ形障壁層１０１と、窒化ガリウム・インジウム／窒化ガリウム多重量子井戸構造の量子井戸構成体２００と、ｐ形障壁層１０３とから成る発光部を含むｐｎ接合型のＤＨ構造から成る積層構造体１０ｂを形成した。

積層構造体１０ｂについての構成元素の深さ方向の濃度分布に関するＳＩＭＳ分析結果から測定した界面急峻性は、ｎ形窒化ガリウム・インジウム井戸層２０２と一終端層を成すｎ形窒化ガリウム・インジウムバリア層２０１との接合界面２１１で約４５ｎｍであった。一方、ｐ形障壁層１０３側に配置したアンドープｎ形窒化ガリウム・インジウム井戸層２０４とアンドープｎ形窒化ガリウムバリア層２０５との接合界面２１４におけるインジウム原子濃度の遷移領域幅は約１４ｎｍであった。また、ｐ形障壁層１０３に配置した窒化ガリウム・インジウム井戸層２０４の両バリア層２０３，２０５の接合界面２１３，２１４におけるインジウム原子濃度の急峻性は、ｎ形障壁層側に配置した井戸層２０２の両バリア層２０１，２０３との接合界面２１１，２１２におけるそれよりも”弛れ”も少なく優れるものとなっているのが特徴であった。

（第３実施例） 図１０は本発明の第３実施例に係る積層構造体を示す図である。図において、第１実施例の積層構造体１０ａと同一の構成要素には同じ符号を付してその説明を省略する。

この第３実施例では、ｎ形障壁層１０１と発光層１０２との間に、インジウム濃度の変化の安定化をもたらすインジウム濃度に関する第１組成遷移層７１を設けている。この第１組成遷移層７１は、層厚を５０ｎｍとするアンドープのｎ形窒化ガリウム・インジウム層から構成した。この第１組成遷移層７１は、層厚が５０ｎｍに到達する間にインジウムの原子濃度が２桁増加して発光層１０２内の平均的なインジウム濃度となるようにしたものである。

成膜手順を記すに先ず、第１実施例に記載の通り、ｎ形窒化ガリウムから成る障壁層１０１を１０５０℃で成膜した後、基板１００の温度を８７０℃に低下させた。次に、基板１００の温度が８７０℃に安定するに至る迄３分間、同温度で待機した後、ｎ形のアンドープ窒化ガリウム・インジウム発光層１０２を成膜するに当たりインジウム源の、ガリウム源とインジウム源の供給量の総和であるIII族元素源に対する供給比率（インジウム原料の気相組成比）を経時的に変化させることをもって、インジウムの第１組成遷移層７１を形成した。

具体的には、発光層１０２の成長の初期段階において、３５℃の恒温に保持されたインジウム源としたトリメチルインジウムを収納す容器内に水素ガスを流通させ、昇華したトリメチルインジウムを随伴する水素ガスの流量を０（零）から毎分６２．０ｃｃに１５分間を費して時間的に一律に増加させた。この間、０℃の恒温に保持されたガリウム源のトリメチルガリウムをバブリングする水素ガスの流量は、毎分１０ｃｃと一定を保ち、インジウムの第１組成遷移層７１を形成した。然る後、インジウム源を随伴する水素ガスの流量を最終的な６２．０ｃｃ／分とし、ガリウム源を随伴する水素ガスの流量を１０ｃｃ／分とした上で、更に１．５分間に亘り、III族元素原料の供給を継続して層厚を５ｎｍとし、インジウム組成を０．１５と深さ方向に一定とするアンドープでｎ形の窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ０．８５Ｉｎ０．１５Ｎ）から成る発光層１０２を成長させた。発光層１０２上には、ｐ形障壁層１０３とｐ形窒化ガリウムから成る最表層１１０を順次、堆積した。このようにして、ｎ形発光層１０２とｎ形障壁層１０１との中間に、ｎ形発光層／ｎ形障壁層の接合界面におけるインジウム原子の濃度の安定な変化をもたらすための第１組成遷移層７１を配置した構成を含む積層構造体１０ｃを形成した。

ＳＩＭＳ分析によるインジウム原子の深さ方向の濃度分析結果から急峻性を観れば、ｎ形障壁層１０１とｎ形発光層１０２との接合界面側におけるインジウムの原子濃度の遷移領域幅は約３０ｎｍであった。すなわち、層厚を５０ｎｍとするインジウム濃度に関する第１組成遷移層７１にあって、実際にインジウム原子濃度が２桁増加して発光層２の内部の平均的な濃度に到達するに要する幅（距離）は約３０ｎｍであった。この第１組成遷移層７１内では、インジウム原子濃度はｎ形障壁層１０１側からｎ形発光層１０２側に向けて単調に増加していた。一方、ｎ形発光層１０２とｐ形障壁層１０３との接合界面側におけるインジウム原子濃度の遷移領域幅は約１５ｎｍであった。

（第４実施例） 図１１は本発明の第４実施例に係る積層構造体を示す図である。図において、第３実施例の積層構造体１０ｃと同一の構成要素には同じ符号を付してその説明を省略する。

この第４実施例では、ｎ形発光層１０２とｐ形障壁層１０３との中間にインジウム組成についての第２組成遷移層８１を設けてある。上記の第３実施例に記載の手順に従い、ｎ形発光層１０２迄成長させた後、ｎ形発光層１０２の成長温度とした８７０℃に基板１００の温度を保持しながら、優れた界面急峻性を与えるインジウム供給用配管系を利用して層厚を２０ｎｍとする第２組成遷移層８１を形成した。この第２組成遷移層８１の形成の初期においては、昇華したインジウム原料を随伴する水素ガスの供給量を毎分６２．０ｃｃとした。このインジウム源を随伴する水素ガスの流量は、１０分間に亘る第２組成遷移層８１の成長時間内に一律に０ｃｃ／分に低下させた。この間、０℃に保持したガリウム源（トリメチルガリウム）の蒸気を随伴するバブリング用水素ガスの流量は毎分１０ｃｃに固定した。このようにして形成した第２組成遷移層８１上には、第１実施例に記載の条件、操作に従い、ｐ形障壁層１０３及びｐ形最表層１１０を順次、積層させた。これにより、発光層１０２の両側にインジウム原子濃度の安定した変化をもたらす第２組成遷移層８１を配置した構成を含む積層構造体１０ｄを得た。

図１２は第４実施例における発光層との接合界面におけるインジウム原子の濃度分布を示す図である。横軸は積層構造体表面からの深さ、縦軸はインジウム原子の濃度である。このインジウム原子濃度の分布状況はＳＩＭＳ分析により測定した。

図において、インジウム原子の濃度分布Ｃ３が示すように、ｎ形障壁層１０１側の膜厚を５０ｎｍとする組成遷移層７１内のインジウム原子濃度の遷移領域幅ΔｔｖＭは、第３実施例の場合と略同一で約３０ｎｍであった。すなわち、第１組成遷移層７１にあって、実際にインジウム原子濃度が２桁増加して発光層２の内部の平均的な濃度に到達するに要する幅（距離）は約３０ｎｍであった。一方、ｐ形障壁層１０３側の組成遷移層８１のインジウム原子濃度の遷移領域幅ΔｔＷＭは約１８ｎｍであった。すなわち、層厚を２０ｎｍとするインジウム濃度に関する第２組成遷移層８１にあって、実際に発光層２の内部の平均的なインジウム原子濃度が２桁減少するに要する幅（距離）は約１８ｎｍであった。

上記第４実施例の積層構造体１０ｄを母体材料としてＬＥＤを作製した。

図１３はＬＥＤの断面構造を模式的に示す図で図１４のＡ−Ａ断面であり、図１４はＬＥＤの平面模式図である。図１３、図１４に示すＬＥＤ６０を構成するために、先ず図１１の積層構造体１０ｄにおいて、ｎ形電極（負電極）６１を形成する予定領域のｎ形障壁層１０１上に在る発光層１０２、ｐ形障壁層１０３及び最表層１１０を、アルゴン−メタン（ＣＨ４）−水素混合ガスを使用するマイクロ波プラズマエッチング技術によりエッチングして除去した。このエッチングはｎ形障壁層１０１の表層部を約１５０ｎｍ除去するに至る迄継続した。然る後、エッチングにより露呈したｎ形障壁層１０１の表面に透光性、透過性の電極を付帯しないパッド電極６１を形成した。パッド電極６１はアルミニウム（Ａｌ）単体から構成した。

一方、最表層１１０上には、金・ベリリウム（Ａｕ・Ｂｅ）合金と金（Ａｕ）との重層から成るパッド電極６２と全体の膜厚を約２０ｎｍとする２層から成る透過性（透光性）電極６３を被着した。透過性電極６３は上記のエッチングによりメサ型に残存させた最表層１１０のほぼ全域に形成した。透過性電極６３の表面上に直接、パッド電極を形成する方法もあるが、本実施例では透過性電極６３の表層を形成する金属酸化物膜のみを選択的除去して、残存させた下層の金（Ａｕ）薄膜電極上にパッド電極６２を形成した。

このようにして形成したＬＥＤ６０において、隣接する電極６１及び６２間に直流電圧を印加した。５ボルト（Ｖ）未満の直流電圧、例えば３．５Ｖの印加により既に青色の発光が得られた。印加する電圧値の増大と共に青色発光の強度は増加した。積分球を利用した測定では、順方向電流を２０ミリアンペア（ｍＡ）通流した際の発光出力は１７．０マイクロワット（μＷ）となった。ちなみに、発光層と障壁層との接合界面におけるインジウム原子濃度に関する急峻性の求められる差異に注意を払わず、単に機械的に接合をなした従来のＤＨ構造のＬＥＤの発光出力は、約１１μＷ〜約１４μＷであった。これにより、本発明の規定する条件を満足する界面急峻性を備えることをもって、発光強度に優れる発光素子が提供されるのは明かとなった。

ヘリウム（Ｈｅ）−カドミウム（Ｃｄ）レーザ光を励起光とする通常のフォトルミネッセンス測光装置を利用した発光スペクトルの測定では、主たる発光スペクトルの発光波長は約４４５〜４６２ｎｍであることが分かった。また、主たる発光スペクトルの半値幅は、大凡１２〜１５ｎｍであり、このため、ＬＥＤ６０からの発光は単色性（色純度）に優れたものであることも分かった。

他の各実施例で形成した積層構造体についても、その積層構造体からＬＥＤを作製し、上記と同様に、発光出力、発光スペクトルの発光波長、発光スペクトルの半値幅を測定したが、上記のＬＥＤ６０とほぼ同等の品質結果が得られた。

上記の各実施例では、本発明を発光ダイオード（ＬＥＤ）に適用した場合について説明したが、本発明は、他の発光素子、例えばレーザダイオード（ＬＤ）にも同様に適用することができる。

本発明のIII族窒化物半導体発光素子における発光部を概念的に示す図である。 III族窒化物半導体からなる接合界面の急峻性を達成するための創意を施した成長反応炉の構成例を示す図である。 発光部に組成遷移層を設けた場合を示す図である。 本発明を多重量子井戸構造に適用した場合の第１の構成例を示す図である。 本発明を多重量子井戸構造に適用した場合の第２の構成例を示す図である。 本発明を多重量子井戸構造に適用した場合の第３の構成例を示す図である。 本発明の第１実施例に係る積層構造体を示す図である。 第１実施例における発光層との接合界面におけるインジウムとアルミニウムの濃度分布を示す図である。 本発明の第２実施例に係る積層構造体を示す図である。 本発明の第３実施例に係る積層構造体を示す図である。 本発明の第４実施例に係る積層構造体を示す図である。 第４実施例における発光層との接合界面におけるインジウム原子の濃度分布を示す図である。 ＬＥＤの断面構造を模式的に示す図である。 ＬＥＤの平面模式図である。 ＭＯＤＦＥＴ用途の積層構造体におけるポテンシャル井戸構造を概略的に示す図である。

符号の説明

１ ｎ形障壁層
２ ｎ形発光層
３ ｐ形障壁層
４ ｎ形障壁層と発光層との接合界面
５ ｐ形障壁層と発光層との接合界面
６ 散乱防止層（薄層）
７ 組成遷移層
８ 組成遷移層
１０，１０ｓ，１１，１２ 発光部
１０ａ，１０ｂ，１０ｃ，１０ｄ 積層構造体
４１，４２，４３，５１，５２，５３ 接合界面
６０ ＬＥＤ
６１ パッド電極（負電極）
６２ パッド電極（正電極）
６３ 透過性電極
７１ 第１組成遷移層
８１ 第２組成遷移層
９０ 成長反応炉
９１ 第１流路
９２ 第２流路
９３ 掃引ガス流路
９４ 内壁
９９ サセプタ
１００ 基板
１０１ ｎ形障壁層
１０２ 発光層
１０３ ｐ形障壁層
１０４ ｎ形障壁層と発光層との接合界面
１０５ ｐ形障壁層と発光層との接合界面
１１０ 最表層
２００ 量子井戸構成体
２０１，２０３，２０５ バリア層
Ｃ，Ｃ１，Ｃ３ インジウム原子の濃度分布曲線
Ｃ２ アルミニウム原子の濃度分布曲線
Ｄ１，Ｄ２，Ｄ３，Ｄ４ インジウム原子の濃度が減少する起点
Δｔｖ，Δｔｖ１，Δｔｖａ，Δｔｖｂ，Δｔｖｃ，ΔｔｖＭ，Δｔｖｉ，ΔｔｖＺ
発光層と、発光層と同じ電気伝導形を有する障壁層との間での遷移領域幅
ΔｔＷ，ΔｔＷ１，ΔｔＷａ，ΔｔＷｂ，ΔｔＷｃ，ΔｔＷＭ，ΔｔＷｉ，ΔｔＷＺ
発光層と、発光層と反対の電気伝導形を有する障壁層との間での遷移領域幅

Claims (1)

1. III族窒化物半導体から成るｎ形障壁層とｐ形障壁層との中間に、インジウム含有III族窒化物半導体から成るｎ形発光層としての井戸層と、
   その井戸層に比して禁止帯幅をより大とするIII族窒化物半導体から成り且つ当該井戸層と同一の電気伝導形を有するバリア層と、
   を多重に積層して成る多重量子井戸構造を挟持して成る発光部を備えたIII族窒化物半導体発光素子において、
   発光部を構成する井戸層のｎ形障壁層側の終端におけるインジウム原子濃度の遷移領域幅Δｔvと、ｐ形障壁層側の終端におけるインジウム原子濃度の遷移領域幅Δｔwとの関係がΔｔw＜Δｔvである、
   ことを特徴とするIII族窒化物半導体発光素子。

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