JP3152170B2 - 化合物半導体発光素子 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、インジウムを含有
する窒化物半導体から構成される発光層を具備してなる
III 族窒化物半導体発光素子に係わり、特に、発光強度
等の特性に優れるIII 族窒化物半導体発光素子をもたら
す発光部の接合構成に関する。

【０００２】

【従来の技術】一般式Ａｌ_x Ｇａ_y Ｉｎ_z Ｎ（ｘ＋ｙ＋
ｚ＝１、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１）で総括される窒化アルミ
ニウム・ガリウム混晶系の III族窒化物半導体は、短波
長ＬＥＤ用途の発光層として利用されるに至っている
（ジャーナル オブ アプライドフィジクス（Ｊ．Ａｐ
ｐｌ．Ｐｈｙｓ．）、７６（１２）（１９９４）、８１
８９〜８１９１頁参照）。上記の一般式に於いてｘ＝０
に該当する窒化ガリウム・インジウム混晶（Ｇａ_y Ｉｎ
_z Ｎ：ｙ＋ｚ＝１、ｚ≠０）は、青色光や純緑色光を発
する発光層の構成材料として特に、注目されている（特
公昭５５−３８３４号公報参照）。熱的に分解し易い云
わば、易昇華性のインジウムを含有するIII 族窒化物半
導体を敢えて発光層とする理由は例えば、インジウムの
含有量の調節により、その結晶体の禁止帯幅（バンドギ
ャップ）の調節が可能となるからである。窒化インジウ
ム（ＩｎＮ）は窒化ガリウム（ＧａＮ）や窒化アルミニ
ウム（ＡｌＮ）或いは窒化ホウ素（ＢＮ）等の一般的な
２元系III 族窒化物半導体にあって、最も小さな約１．
８〜１．９エレクトロンボルト（ｅＶ）の禁止帯幅を有
している（日本産業技術振興協会新材料技術委員会編
著、「化合物半導体デバイス」（１９７３年９月１５
日、（財）日本産業技術振興協会発行）、３９９頁参
照）。従って、窒化インジウムとそれよりも禁止帯幅を
大とする窒化物半導体との混晶化により、双方のバンド
ギャップ間でインジウムの組成比に応じたエネルギーギ
ャップを有するインジウム含有結晶体が形成される。例
えば、窒化ガリウムと窒化インジウムとの混晶である窒
化ガリウム・インジウムにあっては、インジウムの組成
比によって禁止帯幅を窒化ガリウムの禁止帯幅である約
３．４ｅＶから窒化インジウムのそれである約２ｅＶの
間で禁止帯幅の変化が許容される（前出の特公昭５５ー
３８３４号公報参照）。これは、窒化ガリウム・インジ
ウムをインジウムの組成比如何によって、約２．０ｅＶ
〜３．４ｅＶ間に在る例えば、２．７〜２．８ｅＶ近傍
のエネルギーギャップに対応する青色発光を与える発光
層となすことができることを教示している。これが、イ
ンジウムを含有するIII 族窒化物化合物半導体混晶を種
々の発光を意図する短波長発光素子の発光層として利用
する所以である。最近では、青色帯域に於いて視感度
（目視感度）の高い波長を約４５０ナノメーター（ｎ
ｍ）とする発光をもたらす窒化ガリウム・インジウム
や、波長を約５２５ｎｍとする緑色の発光をもたらす窒
化ガリウム・インジウムを発光層として備えた短波長Ｌ
ＥＤが実現されている（ジャパニーズジャーナル オブ
アプライド フィジクス（Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐ
ｈｙｓ．）、Ｖｏｌ．３４、Ｐａｒｔ２、Ｎｏ．７Ａ
（１９９５）、Ｌ７９７〜Ｌ７９９頁参照）。

【０００３】図１は窒化ガリウム・インジウム混晶を発
光層とする従来の青色ＬＥＤの断面構造の開示例である
（例えば、ジャーナル オブ バキュームサイエンス
アンド テクノロジー Ａ（Ｊ．Ｖａｃ．Ｓｃｉ．Ｔｅ
ｃｈｎｏｌ．、Ａ）、１３（３）（１９９５）、７０５
〜７１０頁参照）。発光層（１０４）はｎ形窒化ガリウ
ム（ＧａＮ）を下地層（発光層に対するｎ形接合層）
（１０３）として形成されている。窒化ガリウム下地層
は下部クラッド層を兼用するものである。発光層（１０
４）上には、ｐ形の窒化アルミニウム・ガリウム混晶層
が上部クラッド層（発光層に対するｐ形接合層）（１０
５）として積層される。緑色ＬＥＤにあっては、インジ
ウム組成比が０．４５と高い窒化ガリウム・インジウム
混晶層が発光層として利用されている（Ｊｐｎ．Ｊ．Ａ
ｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．）、Ｖｏｌ．３４、Ｐａｒｔ２、Ｎ
ｏ．１０Ｂ（１９９５）、Ｌ１３３２〜Ｌ１３３５頁参
照）が、発光層に係わる基本的な接合構成は青色ＬＥＤ
と同様である。則ち、発光層はｐ形及びｎ形半導体層の
中間に配置され、これら、ｐ形或いはｎ形層と直接、接
合している。図１に掲示する発光層に係わる接合構成に
加え、従来の他の開示例でも提示されている如く（例え
ば、マイクロエレクトニクス ジャーナル（Ｍｉｃｒｏ
ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ Ｊｏｕｒｎａｌ）、２５（１
９９４）、６５１〜６５９頁）参照）、窒化ガリウム系
材料から構成される短波長ＬＥＤにあって、窒化ガリウ
ム・インジウム混晶発光層上には直接、ｐ形窒化アルミ
ニウム・ガリウム混晶層をクラッド層としての機能を果
たすｐ形層として接合させるのが一般的な従来の接合構
成となっている（例えば、ジャーナル オブ クリスタ
ルグロース（Ｊ．Ｃｒｙｓｔａｌ Ｇｒｏｗｔｈ、１４
５（１９９４）、９１１〜９１４頁参照）。これは、順
方向電圧印加時に於いて、ｐ形層から供給される正孔と
発光層の下地層であるｎ形層から供給される電子とのキ
ャリア（担体）の再結合を発光層（活性層とも云う）に
集中して発生させ、キャリアの再結合に因る発光を発光
層内に「閉じ込める」ダブルヘテロ接合を構築するため
の従来からの一般的な配置である（岩崎 裕監修、「オ
プトエレクトロニクス材料」（昭和６０年６月１５日、
電子通信学会発行）、９１頁など参照）。最近では、発
光層をなす易昇華性の窒化ガリウム・インジウム混晶層
の蒸発に因る揮散を防止するために（特願平８−２６１
０４４号明細書参照）、発光層上にｐ形の蒸発防止層を
配置した積層構成も開示されている（特開平８−２９３
６４３号、特開平９−３６４２９号及び特開平９−６４
４１９号公報明細書参照）。ｐ形層として果たす機能は
相違しても、発光層にｐ形層が直接、接触している接合
構成に変化はない。後述するが発光強度の観点から発光
層としてはｎ形の伝導を呈する層が、特に好ましく用い
られる。これをもって、従来の短波長発光素子（ＬＥ
Ｄ）の発光部の接合構成を各構成層の電気伝導形から特
徴付けるに、ｎ形窒化ガリウムからなるｎ形層上には、
ｎ形のインジウム含有III 族窒化物半導体発光層が接合
され、ｎ形発光層上にはｐ形層を直接、接合させる構成
とするのが通例であるとなる。即ち、従来の発光部はｎ
／ｎ／ｐ接合から構成されるのが一般的である。

【０００４】従来のＬＥＤに観られるインジウムを含有
するIII 族窒化物半導体発光層の両側に接合する接合層
として実際に利用されているIII 族窒化物半導体材料を
更に詳細に検討する。クラッド層としての機能を発揮さ
せるために発光層上に接合されるｐ形層にあっては、ｃ
ｌａｄｄｉｎｇ作用を充分に果たすために発光層を構成
するIII 族窒化物材料とは禁止帯幅を０．３エレクトロ
ンボルト（ｅＶ）大とする（特開平２−２２９４７５号
公報明細書参照）、或いは０．３ｅＶ以上大とする材料
から選択されている（特開平９−６４４１９号公報明細
書参照）。ｐ形クラッド層として、インジウム組成比を
０．０１とするｎ形窒化ガリウム・インジウム発光層に
一方で接続するｎ形クラッド層とはドーパント（ｄｏｐ
ａｎｔ）を相違するものの、アルミニウム組成比を同一
の０．１４とし、層厚をも０．１５μｍとｎ形クラッド
層と同じくするｐ形不純物をドーピングした窒化アルミ
ニウム・ガリウム混晶（Ａｌ_0.14Ｇａ_0.86Ｎ）を採用す
る例も開示されてはいる（特開平６−２６８２５９号公
報明細書参照）。即ち、発光層の両側に同一の組成と層
厚を有するｎ形並びにｐ形不純物をドーピングしたIII
族窒化物半導体層をクラッド層として配置する、所謂、
対称型の配置例が知られている（発光層を中央として両
側に同一の物質が配置されていることを「対称」と仮称
している。）。しかしながら、ｎ形の伝導形を呈する窒
化ガリウム・インジウム発光層からの高強度の発光を期
待するには、キャリア再結合の一端を担う電子をｐ形層
と発光層との接合側に選択的に蓄積させる要があるとの
観点から、実用に至っているＬＥＤの発光部は実際は、
ｎ形のクラッド層が窒化ガリウムから構成されるのに対
し、ｐ形のクラッド層は実際はアルミニウム組成比を０
を越え０．５未満とする窒化アルミニウム・ガリウム混
晶（Ａｌ_x Ｇａ_1-x Ｎ：０＜ｘ＜０．５）のが一般的で
ある（特開平６−２６８２５９号公報明細書参照）。即
ち、珪素（元素記号：Ｓｉ）或いはマグネシウム（元素
記号：Ｍｇ）等の不純物をドーピングしてなるｎ形或い
はｐ形層をクラッド層として発光層の両側に接合させる
場合は、両クラッド層を異なるIII 族窒化物半導体材料
から構成するのが実用的な構成となっている（図１参
照）。所謂、発光層の両側に接合する不純物をドーピン
グしたクラッド層が異なる半導体材料から構成される非
対称型の構造となっている。

【０００５】発光層に接合するｐ形層を蒸発防止層とす
る場合、前項に記載の如く窒化ガリウム・インジウム発
光層に対する下部クラッド層を窒化ガリウム（ＧａＮ）
とする実用上の構成に於いて、蒸発防止層を下部クラッ
ド層とは電気伝導形を反対としながらも同一の材料、即
ち、ｐ形の窒化ガリウムから構成することも許容されて
いる（特開平８−２９３６４３号公報、特開平９−３６
４２９号公報及び特開平９−６４４１９号公報明細書参
照）。しかし、ｐ形のIII 族窒化物半導体層を蒸発防止
層として備える発光部は実用上、ｐ形クラッド層を配備
する実用的な発光部の構成と同様に非対称型の構成とな
っている。その第１の例はアルミニウム組成比を０．１
とするｎ形の窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ
_0.1 Ｇａ_{0. 9} Ｎ）からなる下部クラッド層と、アルミニ
ウム組成比を０．０５とする窒化アルミニウム・ガリウ
ム混晶（Ａｌ_0.05Ｇａ_0.95Ｎ）からなるｐ形層（蒸発防
止層）の中間に発光層を配置するものである（特開平８
−２９３６４３号公報明細書参照）。第２の実際の例
は、窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ_0.7 Ｉｎ_0.3 Ｎ）
発光層の両側にｎ形或いはアンドープの窒化ガリウム
（ＧａＮ）と好ましくは伝導形をｐ形とする（特開平９
−６４４１９号公報明細書参照）アルミニウム混晶比が
０．２の窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ_0.2 Ｇ
ａ_0.8 Ｎ）を配置するものである（特開平９−３６４２
９号及び特開平９−６４４１９号公報明細書参照）。以
上、短波長ＬＥＤの実用化をもたらした発光部の構成を
要約すれば、クラッド層或いは蒸発防止層としての機能
の区別に拘らず、発光層上にはｎ形クラッド層等とは異
なるIII 族窒化物半導体材料からなるｐ形層若しくは好
ましくはｐ形層とされる層が、ｎ形層と発光層との中間
に時として配置される層（特開平９−３６４２９号公報
明細書参照）を介さずに直接、接合する構成となってい
る。換言すれば、発光層に対してその両側に異なるIII
族窒化物半導体材料からなるｎ形及びｐ形層を接合した
非対称型の発光部の実現をもって、短波長の可視ＬＥＤ
が実用とされたものと思量される。

【０００６】従来から発光強度を増大させる一手段とし
て、窒化ガリウム・インジウム発光層にドナー不純物や
アクセプター不純物を存在させる方法が知られている
（特開平６−２６０２８０号公報参照）。しかし、発光
強度の増大を達成するには、例えば、ドナー不純物であ
る珪素（Ｓｉ）とアクセプター不純物である亜鉛（Ｚ
ｎ）等の量的比率を精密に制御する必要があることが唱
われている（特開平４−１０６６５号公報、特開平４−
１０６６６号公報及び特開平４−１０６６７号公報参
照）。このドナー不純物とアクセプター不純物の発光層
内に於ける量的均衡が保持されていなければ高い発光出
力を与える発光層は安定して得られないとされている。
更には、アクセプター性不純物の亜鉛（Ｚｎ）或いは亜
鉛とドナー不純物である珪素（Ｓｉ）の双方がドーピン
グした窒化ガリウム・インジウム混晶層を発光層とする
にあっては、ｐ形不純物のドーピングを実施しても尚、
ｎ形の伝導を維持することが要求されている（例えば、
特開平６−２８６８０号公報及び特開平６−２８６８１
号公報参照）。ｎ形を呈する窒化ガリウム・インジウム
混晶が発光層として好ましく利用されるのは、マジョリ
ティキャリア（ｍａｊｏｒｉｔｙ ｃａｒｒｉｅｒ）が
電子である場合の方が発光強度に優れる発光素子（ＬＥ
Ｄ）が得られ易いからである（特開平６−２６０６８０
号公報参照）。

【０００７】不純物のドーピングに関連する不純物量の
量的均衡を制御する煩雑性の回避をも目的として、不純
物を故意に添加しないアンドープ（ｕｎｄｏｐｅ）の窒
化ガリウム・インジウム薄層を発光層として採用する方
法も提示されている（特開平９−３６４２９号公報及び
特開平９−６４４１９号公報明細書参照）。窒化ガリウ
ム・インジウム混晶はアンドープ状態で元来、ｎ形の伝
導を呈するため（前出の特公昭５５−３８３４号公報参
照）、高強度の発光を得るに都合が良いからである。従
って、不純物ドーピングの有無に拘らずｎ形の電気伝導
性を呈する窒化ガリウム・インジウム層を発光層として
利用している以上、従来の発光部の接合構成はｎ（発光
層の一方で接合するｎ形層の伝導形）／ｎ（発光層の伝
導形）／ｐ（発光層の他方で接合するｐ形層の伝導形）
であると要約される、ｎ形発光層に直接、ｐ形層が接合
される構成となっている。

【０００８】此処で、ｎ形発光層上に窒化アルミニウム
・ガリウム混晶等からなるｐ形のクラッド層或いは蒸発
防止層（発光層保護層）等をｎ形の伝導形を維持すべき
発光層に空間的に隔離せず、直接、接触して設ける接合
配置上の問題点を抽出する。ｐ形のIII 族窒化物半導体
は概して、亜鉛（Ｚｎ）、ベリリウム（Ｂｅ）やマグネ
シウム（Ｍｇ）等のｐ形不純物を添加（ドーピング）し
て成膜される。発光部を構成する各層の成膜条件を省み
るに、発光部を構成する各層の表面モフォロジーや欠陥
密度等の結晶性の優劣は発光強度、単色性等の発光特性
に格別に影響を及ぼすため、発光層やクラッド層は当然
の事ながら各々、好ましい結晶性が得られる条件下で成
膜される。窒化ガリウム・インジウム混晶発光層に配置
される上記の様な窒化アルミニウム・ガリウム混晶層
は、従来から概ね、１０００℃〜１２００℃の高温で成
膜するのが一般的である。一方、発光層となす窒化ガリ
ウム・インジウム混晶の成膜温度は所望するインジウム
組成比等に鑑みて実用上、約７００℃〜約９００℃で成
膜するのが一般化している。従って、窒化ガリウム・イ
ンジウム混晶発光層上に窒化アルミニウム・ガリウム混
晶層を配置した構成を含む従来からの一般的なＤＨ構造
を得るには、窒化ガリウム・インジウム混晶の成膜を例
えば、約８００℃で終了したる後、結晶性に優れる窒化
アルミニウム・ガリウム混晶層を得んがために約１００
０℃を越える温度に昇温させる必要がある。例えば、８
８０℃に於いて珪素（Ｓｉ）をドーピングしたｎ形の窒
化ガリウム・インジウム混層発光層を形成した後、１０
２０℃に昇温して、その発光層上にマグネシウム（Ｍ
ｇ）ドープｐ形窒化アルミニウム・ガリウム混晶を成膜
するのが一例である（前出のＭｉｃｒｏｅｌｅｃｔｒｏ
ｎｉｃｓ Ｊｏｕｒｎａｌ、２５（１９９４）にあっ
て、その６５３頁本文左欄参照）。即ち、発光部は熱的
なサイクルを経過して形成されている。特に、発光層は
その成膜後、発光層の成膜温度より数百度も高い温度に
暴露される過程を経なければならない状況下にある（Ｊ
ｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、３２、Ｐａｒｔ２、
Ｎｏ．１Ａ／Ｂ（１９９３）、Ｌ８〜Ｌ１１頁参照）。

【０００９】一例として上記した亜鉛、マグネシウム等
のアクセプター不純物は熱的に拡散し易い元素として公
知である（特開平９−６４４１９号公報明細書参照）。
ことさら、上記の如く、発光層がその成膜温度を遥かに
越える高温に暴露されてるに至っては、ｐ形層の内部に
ドーピングされたこの様な拡散性の高いアクセプター不
純物は、従来の発光部の接合構成にあってｐ形層の直下
に在る発光層へと熱拡散により容易に侵入する。このた
め、高発光強度を得るためにｎ形を維持すべき窒化ガリ
ウム・インジウム発光層の伝導形が発光層の一部の領域
或いは全域に於いて、ｐ形に変換される不具合が生ず
る。ドナーやアクセプター不純物を含有させた窒化ガリ
ウム・インジウム発光層にあっては、このアクセプター
不純物の発光層内への拡散、侵入は、発光層内部に於け
るアクセプター不純物の濃度をむやみに増加させ、発光
層内のドナー及びアクセプター不純物量の量的不均衡を
助長する。発光層内に侵入するアクセプター不純物が極
端に過多であると、しいては、ｎ形発光層の伝導形がｐ
形に反転する発光強度の増大にとって極めて不利な事態
をもたらす。アンドープ窒化ガリウム・インジウムを発
光層とする場合にあっても、ｐ形不純物の侵入によって
帰結される結果は同様である。特に、アンドープ窒化ガ
リウム・インジウムの数ナノメーター（ｎｍ）の極薄膜
層を量子井戸構造の井戸層（発光層）として利用する場
合にあっては、発光層が薄いだけに事態は深刻で井戸層
内の量子準位の正常な形成をも阻害される。総括すれ
ば、発光層に直接、接合するｐ形III 族窒化物半導体層
からの窒化ガリウム・インジウム発光層へのアクセプタ
ー不純物の熱拡散は、発光強度に優れる発光素子（ＬＥ
Ｄ）を得るには不利な状況を招くのみである。アクセプ
ター不純物の発光層への侵入がもたらす不都合は何も発
光強度に限定されて発現するのではない。例えば、発光
強度を不安定とするのみでなく、発光強度が最大である
主たる発光スペクトルの発光波長の波長をも不安定とす
る。図２はｎ形窒化ガリウムを下部クラッド層を兼ねる
下地層、その上の亜鉛と珪素の双方をドーピングしたｎ
形窒化ガリウム・インジウム混晶層、及びｎ形発光層に
直接、接合させたマグネシウム（Ｍｇ）ドープｐ形窒化
アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ）か
ら構成した発光部を備えた複数の青色ＬＥＤの通電発光
スペクトル（エレクトロルミネッセンス（ＥＬ）スペク
トル）の例を示すものである。一般には、発光中心波長
（１０７）は約４５０ナノメーター（ｎｍ）から約４９
０ｎｍの範囲内で変動しており発光波長の安定性は確保
されない状況となる。

【００１０】ｐ形層から発光層へのアクセプター不純物
の流入は接合界面によって発現される界面物性にも悪影
響を与える。発光層へ侵入するアクセプター不純物の量
が過多となるとｎ形発光層の奥部にｐｎ接合が形成され
かねない。この状況は、発光層と他層との接合により生
ずる接合界面近傍の領域に於けるバンド（ｂａｎｄ）構
造の曲がり（ｂｅｎｄｉｎｇ）、或いはバンドの曲折を
発現する接合系によって達成される電子等のキャリアの
接合界面近傍の領域での局在を利用して発光を得るＬＥ
Ｄ等の発光素子に特に多大の悪影響を及ぼすものであ
る。この電子が局在する領域と正孔（ｈｏｌｅ）が存在
する領域が隣接している場合はまだしも、アクセプター
不純物が電子が局在する数ｎｍ程度の狭い領域を通過
し、それによって発光層の深部にｐｎ接合が形成される
となると重大な不都合が発生する。その不都合は、アク
セプター不純物がキャリアが局在する領域を越えて発光
層の深部に到達し、発光層の奥部でｐｎ接合が形成され
るとなると、発光或いは消光の高速応答性をもたらす局
在化したキャリア（電子）が高密度に存在する領域と正
孔とが存在する領域とを隣接させることとはならない。
従って、局在化したキャリアを再結合（ｒｅｃｏｍｂｉ
ｎａｔｉｏｎ）に利用できなくなり発光特性上、高速応
答性が帰結されない結果を招く。アクセプター不純物の
発光層の内部への浸透に因り発光層の内部に形成される
ｐｎ接合からは、ホモ（ｈｏｍｏ）接合的な機構によ
る、ＤＨ構造に比較すれば極めて微弱な発光であって、
且つ応答性に劣る発光がもたらされるのみである。

【００１１】

【発明が解決しようとする課題】従来の発光部の接合構
成に係わる問題点は、上述の如く発光層の直上に直接、
配置するｐ形接合層から熱拡散により侵入するアクセプ
ター不純物による発光層の伝導形の変化（反転）と界面
特性の不安定性が発光強度等の素子特性の向上の妨げと
なっている点にある。従来技術に於いては上記した如
く、発光強度の向上をもたらすに優位な放射再結合を担
うキャリアを局在化させるに有効な界面物性を発現する
作用を有する機能層すら発光部に配備されていない。こ
の様な作用を発揮する機能層を発光層に接続して配置し
ない限り、アクセプター不純物の発光層への侵入を防止
する特定の作用を有する機能層のみを発光部内に配置し
たところで発光強度の向上は然して期待できるものでは
ない。しかしながら、双方の機能層を共に具備した発光
部は知られておらず、尚且、双方の機能層の構成要件も
明確となってはいない。本発明では、窒化ガリウム・イ
ンジウム等のインジウムを含有するIII 族窒化物半導体
を発光層とする発光部にあって、アクセプター不純物の
侵入に因る発光層の伝導形の変化を防止する作用を有す
る機能層に併せて、発光強度の増大をもたらすに好都合
な界面物性を発現する作用をもたらす機能層とを備えた
新たな接合構成からなる発光部を提示することを課題と
するものである。

【００１２】

【課題を解決するための手段】即ち、本発明は、（１）
ｎ形発光層と、該ｎ形発光層の上下にそれぞれ配置した
ｎ形及びｐ形のIII 族窒化物半導体層とから構成される
ダブルヘテロ接合構造を発光部とする化合物半導体素子
に於いて、ｎ形発光層がインジウムを含有するIII 族窒
化物半導体からなり、該ｎ形発光層とｐ形層との中間
に、ｎ形発光層に接してｎ形のIII 族窒化物半導体から
なる介在層を有し、且つ、前記介在層とｐ形のIII 族窒
化物半導体層との中間に、ｐ形のIII 族窒化物半導体か
らなる中間層を有することを特徴とする化合物半導体発
光素子を提供する。特に、上記の発光層とｐ形層との中
間に介在層と中間層を配置する構成に於いて、次の
（２）〜（５）項に記載の特徴を有する化合物半導体発
光素子を提供する。（２）介在層を発光層を構成するII
I 族窒化物半導体に比較して、電子親和力を小とし、該
電子親和力と禁止帯幅との加算値を大とするIII 族窒化
物半導体から構成することを特徴とする（１）の化合物
半導体発光素子。（３）介在層をキャリア濃度を５×１
０¹⁷ｃｍ^-3以下とし、層厚を１ナノメーター（ｎｍ）以
上、１５ｎｍ以下とするIII 族窒化物半導体から構成す
ることを特徴とする（１）乃至（２）項の化合物半導体
発光素子。（４）中間層を、層厚を２ｎｍ以上、８０ｎ
ｍ以下とするIII 族窒化物半導体から構成することを特
徴とする（１）乃至（３）項に記載の化合物半導体発光
素子。また、（５）発光層をインジウム濃度（組成比）
を相違する複数の相からなるインジウム含有III 族窒化
物半導体から構成することを特徴とする上記の（１）乃
至（４）項の化合物半導体発光素子を提供する。

【００１３】本発明が主に対象とするIII 族窒化物半導
体とは、一般式 Ａｌ_x Ｇａ_y Ｉｎ_z Ｎ（ｘ＋ｙ＋ｚ＝
１、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１）で総括されるものである。ま
た、Ａｌ_x Ｇａ_y Ｉｎ_z Ｎ_a Ｐ_1-a （０＜ａ≦１）及び
Ａｌ_x Ｇａ_y Ｉｎ_z Ｎ_b Ａｓ_1-b （０＜ｂ≦１）で表さ
れる窒素以外に砒素（Ａｓ）やリン（Ｐ）等の第Ｖ族元
素を含むインジウム含有窒化物半導体も対象とする。こ
れらの、III 族窒化物半導体にあって、インジウムを含
有する窒化ガリウム・インジウム混晶は短波長発光素子
用途の発光層の構成する材料として特に、好ましいもの
とする。発光層として窒化ガリウム・インジウム混晶を
好ましいとするのは、上述の如く材料特性上、インジウ
ム組成比の如何によって短波長可視領域に於ける発光波
長を随意、変更できる利便性があるからである。本発明
では、単に便宜上、窒化ガリウム・インジウム混晶と表
現する場合もあるが、実際の構成はインジウムの凝縮或
いは相分離に端を発するインジウム濃度を相違する多相
構造である可能性がある（Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ Ｃ
ｏｍｍｕｎ．、１１（１９７２）、６１７〜６２１頁や
Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、７０（９）（１９９
７）、１０８９〜１０９１頁参照）。実際に、インジウ
ム濃度（組成）を異にする窒化ガリウム・インジウムの
混在体であることが提示されている（特願平８−２６１
０４４号公報及び特願平８−２０８４８６号公報明細書
参照）。尚且、インジウム濃度（組成比）を相違する複
数の相（ｐｈａｓｅ）を含む多相構造からなる窒化ガリ
ウム・インジウムは強度的に優れる発光をもたらすのが
提示されている（特願平８−２６１０４４号公報及び特
願平８−２０８４８６号公報明細書参照）。従って、本
発明では、発光強度的に優位なこの様な多相構造の窒化
ガリウム・インジウムを特に発光層として採用すること
が望ましい。

【００１４】本発明ではｐ形III 族化合物半導体層をｎ
形発光層上に直接、接合してなる構成を含む発光部は用
いない。本発明では例えば、ｎ形窒化ガリウム（Ｇａ
Ｎ）からなる下地層（ｎ形層）と、その上のｎ形窒化ガ
リウム・インジウム混晶からなる発光層と、発光層に接
合するｎ形のIII 族窒化物半導体からなる介在層と、介
在層に接合するｐ形のIII 族窒化物半導体からなる中間
層と、中間層に接合するｐ形III 族窒化物半導体から発
光部を構成する。即ち、ｎ形発光層とｐ形層との中間に
介在層と中間層とした層を挿入することを特徴とする発
光部の接合構成としている。従って、本発明では介在層
及び中間層を介してｐ形層を配置する構成をもってｎ形
発光層とｐ形クラッド層或いは蒸発防止層（発光層保護
層）等のｐ形層との直接、接触を回避する構成としてい
る。介在層と中間層の発光層上への積層順序は、後述す
る各々の層の作用に鑑みｎ形介在層を先に発光層上へ重
層させ、然る後に介在層上に中間層を重層させる構成と
する。積層順序を纏めれば、ｐ形層側に向けて、ｎ形発
光層／ｎ形介在層／ｐ形中間層の重層順となる。

【００１５】発光層に接合させる介在層の主たる第１の
作用は、発光層との接合界面近傍の領域に例えば、電子
の蓄積をもたらすに都合が良い様に、バンド構造に曲が
り（曲折）を発生させるためである。バンドの「曲が
り」とは例えば、高移動度トランジスタ（英略称：ＭＯ
ＤＦＥＴ或いはＨＥＭＴ）用途の接合構成に観られる様
に局在化したキャリア（２次元電子ガス）の発生をもた
らす様な伝導帯等の曲折を云う（日本物理学会編著、
「半導体超格子の物理と応用」（（株）培風館、昭和６
１年９月３０日初版第４刷発行）、１９６〜２０９頁参
照）。このため、介在層は発光層を構成するインジウム
含有III 族窒化物半導体層よりも電子親和力を小とし、
更には、電子親和力と禁止帯幅（ｂａｎｄ ｇａｐ）と
の加算値を大とするIII 族窒化物半導体材料から構成す
るのが最も好ましい。例えば、窒化ガリウム・インジウ
ム（Ｇａ_x Ｉｎ_1-x Ｎ：０≦ｘ＜１）からなるｎ形発光
層にあって、介在層を窒化アルミニウム・ガリウム混晶
（Ａｌ_a Ｇａ_1-a Ｎ：０≦ａ≦１）から構成するのが好
例である。ＤＨ構造に於ける障壁（ｂａｒｒｉｅｒ）を
形成するに好ましい伝導帯間のバンドオフセット（ｂａ
ｎｄ ｏｆｆ−ｓｅｔ）値は一般には、０．３エレクト
ロンボルト（ｅＶ）（特開平２−２２９４７５号公報明
細書参照）或いは０．１ｅＶ以上好ましくは０．３ｅＶ
以上（特開平９−６４４１９号公報明細書参照）とされ
る。本発明に於ける介在層についてもこの従来例に倣
い、０．３ｅＶ程度を好ましいとする。ｎ形の窒化ガリ
ウム・インジウム（Ｇａ_x Ｉｎ_1-x Ｎ：０≦ｘ＜１）発
光層について、窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ
_a Ｇａ_1-a Ｎ：０≦ａ≦１）を介在層とする場合、窒化
アルミニウム・ガリウム混晶に於けるアルミニウム組成
比（ａ）の望ましい範囲は上記のバンドオフセット（バ
ンド不連続性）の好ましい値に照合して概ね、０．０５
≦ａ≦０．２５である。

【００１６】介在層の電子濃度が過多であれば、介在層
の一作用に依って達成される発光層との接合界面に局在
する電子が散乱を被るのは必至である。よって、介在層
の総不純物量は出来るだけ低濃度に抑制する必要があ
る。好ましくは、キャリア濃度が５×１０¹⁷ｃｍ^-3以
下、更に好ましくは１×１０¹⁷ｃｍ^-3以下とする。介在
層の伝導はｎ形とする。介在層の層厚は散乱を防止でき
且つ素子抵抗の増加を招かない程度とし好ましくは約１
ｎｍから約１５ｎｍ程度の範囲とする。介在層の層厚は
トンネル（ｔｕｎｎｅｌ）効果によりキャリアが充分に
通過する程度に止めておくのが好適である。介在層を構
成する総数は必ずしも単一である必要はない。例えば、
層厚を約１ｎｍとする第１の介在層と同じく層厚を約１
ｎｍとする第２の介在層との複数の層から一介在層を構
成しても差し支えはない。但し、複数の層から介在層を
構成する場合、各構成層の混晶比を必ずしも同一とする
必要性はないものの、複数の構成層の合計の厚さは上記
の好適な層厚の範囲内に収納するのが肝要である。

【００１７】介在層の第２の作用は、介在層上に接合さ
せる中間層と相俟ってｎ形発光層とｐ形層とをより空間
的に分離することにある。介在層の挿入によって、ｐ形
層と発光層とを空間的により隔離すれば、ｐ形層に端を
発し中間層内部を経由して発光層へ侵入して来るアクセ
プター不純物の量をより減ずるに効果がある。即ち、介
在層はｐ形層からｎ形発光層へ侵入し、発光強度の減少
を招く発光層へのｐ形不純物の拡散量の低減に寄与でき
る。

【００１８】前記のIII 族窒化物半導体材料から構成す
る中間層は、ｐ形層から発光層に侵入するアクセプター
不純物を吸収し、発光層に侵入するアクセプター不純物
の量を減少させるのを主たる作用とする。アクセプター
不純物の発光層への拡散を抑制する意図からすれば、中
間層はｐ形層から発光層へ拡散するアクセプター不純物
を吸収、収容でき、発光層の内部へ侵入するアクセプタ
ー不純物の量の低減をもたらすに充分な層厚を有してい
なければならない。一般に、ｐ形層にドーピングされる
マグネシウム（Ｍｇ）等のアクセプター不純物の濃度は
約１０¹⁸ｃｍ^-3から約１０²¹ｃｍ^-3とされる（特開平６
−２６０６８３号公報明細書参照）。例えば、この様な
ｐ形不純物がドーピングされたｐ形層から発光層へのｐ
形不純物の拡散が顕著に誘起される機会は、比較的低温
で成膜される窒化ガリウム・インジウム発光層上へｐ形
層を成膜するに適するより高温への昇温時であり、ま
た、ｐ形層その他の層の成膜期間中である。発光層上へ
のｐ形層の成膜は通常では約１０００℃を越え、実用的
には約１４００℃未満の温度で実施されることに鑑みる
と、中間層の層厚はこの温度帯域に於けるｐ形不純物の
実際の拡散長を考慮して決定するのが妥当である。本発
明者が鋭意、検討を重ねた結果を基に次に具体的に層厚
を記述する。例えば、８９０℃で成膜したインジウム組
成比を約５〜１０％（０．０５〜０．１０）とする窒化
ガリウム・インジウム混晶からなる発光層上に、マグネ
シウムの原子濃度を約２×１０¹⁹ｃｍ^-3とするｐ形窒化
アルミニウム・ガリウム（Ａｌ_0.15Ｇａ_0.85Ｎ）層を１
１５０℃で成膜する場合、中間層を窒化アルミニウム・
ガリウム混晶（Ａｌ_0.10Ｇａ_0.90Ｎ）から構成する際の
中間層として必要な最小の層厚は約２ｎｍ以上である。
此処で云う中間層の必要な層厚とは、発光層内のマグネ
シウムの原子濃度を概ね、１０¹⁷ｃｍ^-3未満に維持でき
る濃度であり、また、発光層の内部で良好な整流性を発
現するｐｎ接合を形成するに足らないアクセプター濃度
を発光層に維持させるに都合の良い層厚である。窒化ガ
リウム・インジウムからなる発光層、特にアンドープｎ
形窒化ガリウム・インジウムにあっては、窒化ガリウム
・インジウム相互のｐｎ接合に依るよりも（特開平３−
２０３３８８号公報明細書参照）、むしろ他層との接合
によって生ずるバンド（ｂａｎｄ）構造上の変化により
界面近傍に局在するキャリア（担体）の接合界面近傍で
の再結合（ｒｅｃｏｍｂｉｎａｔｉｏｎ）を利用して強
い発光を得るものである。従って、界面近傍のキャリア
を電気的に補償し、尚且、発光層内にｐｎ接合を形成す
るに足る程に発光層内へのアクセプター不純物の侵入を
容易に許可する薄い中間層は決して好ましいものではな
い。

【００１９】拡散する不純物（ｐ形不純物）の濃度は拡
散源（ｐ形層）からの距離（ｐ形層と中間層の界面から
発光層に向けての距離）を隔てるに伴い指数関数的に減
少するのは拡散理論が教示するところである。このこと
は、中間層の層厚が不必要に大であると、特に中間層が
その成長の時点で高キャリア濃度のｎ形III 族窒化物半
導体層から形成されている場合、ｐ形層から中間層へア
クセプター不純物が侵入しても充分に電気的に補償しき
れない領域が中間層内に残存することを示唆する。特
に、ｐ形層と中間層との界面近傍の領域はｐ形に反転す
るか或いは高抵抗領域となるが、発光層と中間層の接合
界面近傍の領域がｎ形の領域として残存する可能性が高
い。このｎ形領域が中間層内部に残存すると、中間層の
内部にｐｎ接合が形成される恐れがある。発光はｐｎ接
合界面近傍で起こるキャリアの再結合に誘引されるとす
るのが妥当な解釈である。従って、中間層内部にｐｎ接
合が形成されると中間層から所望もしない発光が帰結さ
れる可能性がある。この観点からしても中間層の層厚は
概ね、約８０ｎｍ以下とするのが望ましい。また、上記
の様な中間層内部での不用意なｐｎ接合の発生を回避す
るために、中間層は高キャリア濃度ではなく、中間層に
拡散して来るアクセプター不純物で充分に電気的に補償
（ｃｏｍｐｅｎｓａｔｉｏｎ）され得る様な低キャリア
濃度であるのが先ず、望ましい。

【００２０】中間層の一部にｎ形領域を残存させる様な
事態が発生する他に、中間層の内部に高抵抗の領域を帰
結するのも不都合である。ｐ形層からの侵入して来るア
クセプター不純物の濃度と中間層のドナー濃度が略一致
する電気的な補償が充分に達せられる領域が高抵抗とな
る。上記した様に中間層の内部にあってｐ形層との接合
界面から距離を隔てた領域程、即ち、中間層の層厚が増
加する程、ｐ形層より拡散して来るアクセプター不純物
の濃度は減少する。即ち、中間層の層厚が増加するに伴
いドナー濃度とアクセプター濃度とが拮抗して高抵抗領
域が発現する確率は増加する。高抵抗の領域の存在は当
然のことながら発光層へ流通させる素子動作電流の抵抗
体として作用し、例えば、ＬＥＤにあって順方向電圧等
を過大とする不都合を招く。従って、中間層内部でのｐ
ｎ接合の形成と併せて、この様な素子動作上の不具合を
招く高抵抗の領域の発生を確実に防止するには、中間層
をその成長の時点でアンドープの低キャリア濃度層、特
に、低キャリア濃度のｐ形層とするのが好ましい。併せ
て、中間層の層厚を好ましくは約８０ｎｍ以下とするの
が肝要である。ｎ形中間層の場合、この好ましい中間層
の層厚は、その電子濃度が大となるに伴い減少するが、
中間層の電子濃度が極く一般的な約１０¹⁶ｃｍ^-3〜約１
０¹⁷ｃｍ^-3程度の範囲内であれば、ｐ形層から中間層内
へ拡散して来るアクセプター不純物によって中間層の全
体はｐ形層に変換できる。中間層の層厚が大凡、３０ｎ
ｍ未満であれば確実にｐ形に変換できる。此処で特記し
ておくが、中間層はアンドープ或いはドープしたａｓ−
ｇｒｏｗｎ状態でｎ形層であっても、中間層成膜中或い
はその後の成長プロセスに於いて確実にｐ形に変換する
ものである。中間層はまた、その電気伝導形に拘らず、
ｐ形層から拡散してくるアクセプター不純物を介在層と
の接合界面で確実にくい止め、中間層の内部は勿論、介
在層及び発光層の内部でのｐｎ接合の形成を回避する作
用を充分に発揮するものである。

【００２１】中間層を構成する具体的なIII 族窒化物半
導体層を掲げれば、それは窒化アルミニウム・ガリウム
混晶（Ａｌ_x Ｇａ_1-x Ｎ：０≦ｘ≦１）である。中間層
と介在層とを構成するIII 族窒化物化合物半導体を例え
ば、格子定数若しくは熱伝導率を異にする異種の材料か
ら構成すると、中間層と介在層の接合界面近傍の領域に
は格子不整合に基づく歪或いは熱的な歪が印加されるこ
ととなる。例えば、この様な格子不整合系接合にあって
は、それに起因してミスフィット（ｍｉｓｆｉｔ）転位
などが接合界面近傍の領域に多発する。この転位はｐ形
層から中間層への、或いはｐ形層から中間層を経由して
介在層へ向けてのアクセプター不純物の侵入経路とな
る。これより、そもそも中間層及び介在層の結晶性が低
下すると共に、ｐ形層から中間層を経由して介在層或い
は発光層へ向けてのアクセプター不純物の拡散がより激
しくなり、発光強度の増大によっては不利な状況を招
く。この様な不利な状況は、中間層を介在層をなす材料
と格子定数並びに熱膨張率を一致させるIII 族窒化物半
導体から構成すれば克服できる。従って、本発明では、
中間層と介在層とを同一のIII 族窒化物半導体から構成
するのを最善の方法として提案する。例えば、中間層を
窒化アルミニウム・ガリウム混晶から構成する場合、介
在層も窒化アルミニウム・ガリウム混晶から構成する。
介在層と中間層の層厚は必ずしも一致させる必要はない
が、両層間でアルミニウム組成比は一致させるのが最善
である。例えば、中間層をアルミニウム組成比を０．１
５とするｐ形窒化アルミニウム・ガリウム（Ａｌ_0.15Ｇ
ａ_0.85Ｎ）から構成するとすれば、介在層もアルミニウ
ム組成比を０．１５とするアンドープＡｌ_0.15Ｇａ_0.85
Ｎから構成する。この様に中間層と介在層とを全く同一
の組成の物質から構成する場合にあっては、組成からは
中間層と介在層とを区別でき兼ねる。しかしながら、上
記の如く、中間層と介在層とは、そもそも発揮すべき作
用に依って備えるべき好ましい構成条件、例えば、電気
伝導形に変化を付しているのである。従って、よしん
ば、中間層と介在層とを同一組成から構成する場合にあ
っても、中間層と介在層とが果たすべき作用に鑑み、そ
の構成は明確に区別される。例えば、介在層は接合界面
のポテンシャル特性を創出するためが故にアンドープの
ｎ形の低キャリア濃度の層から然るべき薄層をもって構
成すべきものであり、また、中間層はアクセプター不純
物の吸収層であるが故にｐ形の低キャリア濃度層から然
るべき層厚をもって構成すべきものである。即ち、同一
の組成からなる層をもって介在層と中間層とを構成した
場合、その区別は層の電気伝導形をもってしても明確に
区別され得るものである。

【００２２】中間層は複数の層を積層させて構成しても
構わない。但し、合計の層厚は上記の好ましい範囲内で
ある必要がある。即ち、２ｎｍ以上で８０ｎｍ以下の範
囲である。例えば、複数の窒化アルミニウム・ガリウム
混晶（Ａｌ_x Ｇａ_1-x Ｎ：０≦ｘ≦１）から中間層を構
成する場合、積層する各層のアルミニウム組成比（ｘ）
は必ずしも一定に固定する必要はない。例えば、介在層
に介在層とアルミニウム組成比を同一とする第１の窒化
アルミニウム・ガリウム混晶層を接合させ、この第１の
混晶層に第１の混晶層とはアルミニウム組成比を異にす
る窒化アルミニウム・ガリウム混晶からなる第２の混晶
層を接合させて中間層を構成しても構わない。この様な
層厚方向に混晶を構成する元素の組成比を勾配させるこ
との一つの利点は、介在層との接合面に介在層と同一の
混晶組成比、即ち、同一の格子定数と膨張率を有する層
を配置できることにある。層厚方向に漸次、混晶比（組
成比）を変化させる、所謂、組成勾配層は組成比を相違
する薄層を重層させて云わば、組成比を階段（ステッ
プ）状に変化させても形成できる。または、成膜時に混
晶を構成する元素の原料の成膜環境への供給量を経時的
に変化させても形成できる。

【００２３】本発明に係わる中間層並びに介在層は一般
的な有機金属気相成長（ＭＯＣＶＤ）法やハロゲン方式
やハイドライド（ｈｙｄｒｉｄｅ）方式の汎用的な気相
成長（ＶＰＥ）法、或いはまた分子線エピタキシャル
（ＭＢＥ）法など利用して形成できる。これらの気相成
長法にあっては、成膜時間の制御によって層厚は簡便に
制御できる。本発明に係わる接合構造を得る一つの方法
として、成膜温度の変更に要する時間帯以外は成膜を中
断することなく、成長系に導入するIII 族元素の原料を
切り換えて連続して接合構造を構成する層を形成する手
段もある。例えば、窒化ガリウム・インジウムからなる
発光層の形成をインジウム原料の供給を停止することを
もって終了した後に、継続してガリウム源を供給し、ま
た、新たにアルミニウム源の供給を開始して窒化アルミ
ニウム・ガリウム混晶介在層を成長させる。次に、昇温
した後、アルミニウム及びインジウム源の供給を停止し
た状態で再びガリウム源の成長反応系への供給を再開し
てｎ形窒化ガリウム中間層を成長させる方法である。引
き続いてアルミニウム及びガリウム源の供給を再開し、
新たにｐ形ドーパントを導入してｐ形窒化アルミニウム
・ガリウム混晶層の成長を果たす。ｐ形ドーパントの導
入時にドーパント供給配管系内の圧力変動等の事由によ
り、ドーパントの流量が一時的に突出するのであれば、
ドーパントの導入する時期をIII 族原料ガスの導入時点
から遅延させる操作は、ｐ形層と中間層との接合界面近
傍でのアクセプター不純物の過多な蓄積を抑制するに効
果を奏する。ｐ形層より中間層へ拡散するアクセプター
不純物の濃度を低減するに有効なｐ形層と中間層の界面
近傍でのアクセプター不純物の蓄積を回避する他の一手
段には、変調ドープ（Ｍｏｄｕｌａｔｉｏｎ Ｄｏｐ
ｅ）電界効果型トランジスタ（ＭＯＤＦＥＴ）用途の変
調ドーピング半導体層の成長に一般的に利用されるデル
タ（δ）ドーピング技法（供給量をデルタ関数的に瞬時
に変化させる方法）に類似した手法によって、ｐ形不純
物が高濃度に存在する領域を中間層とｐ形層との界面か
ら隔離する手法がある。

【００２４】本発明に係わる接合構成はまた、多重量子
井戸構造を形成する際にも応用できる。特に、本発明の
云う介在層或いは介在層と中間層の積層構成は、介在層
と発光層との間に保たれるバンド不連続の大きさから単
一量子井戸構造（英略称：ＳＱＷ）或いは多重量子井戸
構造（英略称：ＭＱＷ）の障壁（ｂａｒｒｉｅｒ）層と
して利用できる。量子井戸構造に本発明に係わる接合構
成を応用した発光部の例には次の様なものが挙げられ
る。 （ａ）窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ_c Ｉｎ_1-c Ｎ：
０≦ｃ＜１）層を井戸（ｗｅｌｌ）層とし、井戸層との
伝導帯のバンド不連続性を例えば、約０．３ｅＶ以上と
する窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ_d Ｉｎ_1-d Ｎ：０
＜ｄ≦１、但し、ｃ＜ｄ）或いは窒化アルミニウム・ガ
リウム（Ａｌ_x Ｇａ_1-x Ｎ：０≦ｘ≦１）を障壁層とす
る単一若しくは多重量子井戸構造のｐ形層側の終端にｎ
形窒化アルミニウム・ガリウム（Ａｌ_x Ｇａ_1-x Ｎ：０
≦ｘ≦１）からなる介在層と、介在層とアルミニウム組
成比を同一とするｐ形窒化アルミニウム・ガリウム混晶
からなる中間層とを含んでなる発光部 （ｂ）ｎ形窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ_x Ｉｎ_1-x
Ｎ：０＜ｘ≦１）層を井戸（ｗｅｌｌ）層とし、ｎ形窒
化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ_x Ｇａ_1-xＮ：０
≦ｘ≦１）からなる介在層を障壁層を兼用する層として
備え、介在層上に介在層とアルミニウム組成比（ｘ）を
同一とするｐ形窒化アルミニウム・ガリウム混晶からな
る中間層を備えた接合構成を含む発光部 （ｃ）ｎ形窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ_x Ｉｎ_1-x
Ｎ：０＜ｘ≦１）井戸（ｗｅｌｌ）層と、ｎ形窒化ガリ
ウム（ＧａＮ）からなる障壁層を兼ねる介在層と、介在
層との接合界面からアルミニウム組成比を０（零）から
約０．２に至る迄、層厚の増加方向に漸次、ほぼ平滑に
増加させてなるｐ形中間層との接合構成と、中間層の接
触する接合面でのアルミニウム組成比を０．２０とする
マグネシウム等のｐ形不純物をドーピングした窒化アル
ミニウム・ガリウム混晶からなるｐ形層とを含んでなる
発光部 など。これらの接合構造はサファイア、炭化珪素（Ｓｉ
Ｃ）や酸化亜鉛（ＺｎＯ）等の窒化物半導体層の成膜用
として、公知の材料を基板として堆積することができ
る。基板には、ハフニウム（Ｈｆ）等の金属製材料や砒
化ガリウム（ＧａＡｓ）やリン化ガリウム（ＧａＰ）等
の面心立方格子構造のIII −Ｖ族化合物半導体結晶若し
くはシリコン（Ｓｉ）等の元素（単体）半導体結晶も使
用できる。何れの半導体結晶基板も導電形は不問であ
る。基板表面をなす結晶面の面方位やオフアングル（ｏ
ｆｆ−ａｎｇｌｅ：ミスオリエンテーション角度）等の
仕様は低温緩衝層の成長方式や成長条件に鑑みて、当事
者が適宣、選択できる範囲にある。窒化ガリウム（Ｇａ
Ｎ）と格子不整合度が０．５％未満と小さいリチウム
（Ｌｉ）とガリウム（Ｇａ）或いはリチウムとアルミニ
ウム（Ａｌ）との複合酸化物であるリチウムガーレート
（Ｌｉ₂ ＧａＯ₃ ）やリチウムアルミネート（Ｌｉ₂Ａ
ｌＯ₃ ）等も基板として使用できる。

【００２５】更に、本発明に係わる接合構成からなる発
光部を備えた具体的な化合物半導体発光素子として、次
記の素子が例示できる。 （ア）キャリア濃度を約５×１０¹⁷ｃｍ^-3〜約５×１０
¹⁸ｃｍ^-3とし、層厚を約２〜１０００ｎｍ、インジウム
組成比を６％（０．０６）とするｎ形窒化ガリウム・イ
ンジウム（Ｇａ_0.94Ｉｎ_0.06Ｎ）発光層と、キャリア濃
度を発光層よりも低電子濃度で約１〜５×１０¹⁷ｃｍ^-3
とし、層厚を大凡、２ｎｍから１５ｎｍとするｎ形のア
ンドープ窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ_0.15Ｇ
ａ_0.85Ｎ）からなる単一の層からなる介在層と、介在層
とアルミニウム組成比を同一とするｐ形窒化アルミニウ
ム・ガリウム中間層とからなる接合構造を含む発光部を
備えた短波長発光ダイオード （イ）硫黄（Ｓ）等のｎ形ドーパントがドーピングされ
たキャリア濃度を約１〜８０×１０¹⁷ｃｍ^-3とし、層厚
が約２〜８０ｎｍのインジウム組成比を６％（０．０
６）〜１０％（０．１０）とするｎ形窒化ガリウム・イ
ンジウム発光層と、低キャリア（電子）濃度のアルミニ
ウム組成を約１０％とする層厚が約２ｎｍから約５ｎｍ
のｎ形窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ_0.10Ｇａ
_0.90Ｎ）からなる介在層と、層厚を約２５ｎｍとするア
ルミニウム組成比を例えば、１０％とするａｓ−ｇｒｏ
ｗｎでｎ形、但し素子構造の成長後はｐ形を呈する高抵
抗の窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ_0.10Ｇａ
_0.90Ｎ）混晶からなる中間層とからなる接合構造を含む
備えた短波長発光ダイオード （ウ）キャリア濃度を例えば、約１×１０¹⁷ｃｍ^-3以下
とし、層厚を約５〜５０ｎｍの範囲とするｐ形の高抵抗
窒化アルミニウム・ガリウム（Ａｌ_x Ｇａ_1-x Ｎ：０≦
ｘ≦１）中間層と、電子濃度を１×１０¹⁷ｃｍ^-3以下と
するアンドープの窒化アルミニウム・ガリウム混晶層介
在層と、インジウム組成比を約５％〜約１０％とするキ
ャリア濃度が１０¹⁷ｃｍ^-3程度のｎ形窒化ガリウム・イ
ンジウム井戸層からなる量子井戸構造とを備えた短波長
レーザーダイオード （エ）インジウム組成比を約２％（０．０２）〜８％
（０．０８）とする窒化ガリウム・インジウムを井戸層
とする量子井戸構造にあって、キャリア濃度を約１〜５
０×１０¹⁶ｃｍ^-3、層厚を約５〜１５ｎｍの範囲とする
アルミニウム組成比を例えば、２０％とするｎ形のアン
ドープ窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ_0.20Ｇａ
_0.80Ｎ）からなる介在層と、キャリア濃度約１〜約５×
１０¹⁶ｃｍ^-3、層厚約５〜５０ｎｍの範囲とするｐ形の
窒化ガリウムからなる中間層が配置され、中間層上に亜
鉛、マグネシウム、カルシウムやベリリウム等の第II族
元素をドーピングしたアルミニウム組成比を２０％とす
るｐ形窒化アルミニウム・ガリウム混晶層が配置された
接合構成を量子井戸構造の終端に備えたレーザーダイオ
ードなど。

【００２６】

【作用】中間層はアクセプター不純物を含むｐ形III 族
窒化物化合物半導体層とｎ形発光層を空間的に分離、隔
離して、クラッド層等のｐ形層から発光層へ拡散するア
クセプター不純物の量を減じ、ｎ形発光層の電気伝導形
の変転を抑制する作用を有する。また、電気電子的に観
れば、キャリアの再結合が生ずるｐｎ接合が発光層の内
部奥部に形成されるのを回避する作用を有する。介在層
は発光層へのアクセプター不純物の侵入を尚一層防止す
る作用を有する。また、発光層との接合界面近傍の領域
にキャリアを局在させることをもって、接合界面近傍の
領域での高効率のキャリアの再結合をもたらす作用を有
する。

【００２７】

【実施例】

（実施例１）本発明の詳細を窒化ガリウムからなる介在
層および中間層を含む接合構成を備えた青色発光ダイオ
ードを例にして説明する。本実施例１に係わる発光素子
（ＬＥＤ）用途の積層構造体の断面構造を図３に示す。
基板（１０１）には、平均粒径を約３μｍとするダイヤ
モンド砥粒による両面（表裏面）の機械的研磨を経て鏡
面研磨加工を施したサファイア（α−Ａｌ₂ Ｏ₃ 単結
晶）を使用した。表面の面方位は（０００１）面（所
謂、Ｃ面）である。基板（１０１）の鏡面研磨された表
面は先ず、アセトン（ａｃｅｔｏｎｅ）等の有機溶媒に
より脱脂し、比抵抗を約１８メガオーム（ＭΩ）とする
超純水で水洗した後、市販の半導体工業用の高純度のフ
ッ化アンモニウム（ＮＨ₄ Ｆ）水溶液を使用して酸洗浄
を施した。その後、再び超純水により水洗後、赤外線ラ
ンプから放射される赤外線を照射し表面を加温して乾燥
させた。

【００２８】防塵ゲート弁を擁する一般的なインターロ
ック機構を介して大気を遮断した環境下で常圧方式のＭ
ＯＣＶＤ成長炉に配置された基板支持台（サセプター）
上の所定の位置に清浄化したサファイア基板（１０１）
の一主面を上にして載置した。パラジウム（Ｐｄ）透過
膜方式並びに深冷吸着方式を併用して高純度に精製され
た水素（Ｈ₂ ）ガスを成長炉内に通流し、水素ガスから
なる雰囲気を創出した。成長炉内の圧力はほぼ、大気圧
に維持した。水素ガスの反応炉への流通を開始してから
１５分経過後、上記の基板支持台を冠し、セラミックヒ
ーターをエレメントとする抵抗加熱型ヒーターに電源を
投入し、基板（１０１）の温度を室温から１１５０℃に
昇温した。同温度で、基板（１０１）の一主面に上記の
水素ガスを間断無く通流させた状態で４０分間保持し、
基板表面に対し周知のサーマル（ｔｈｅｒｍａｌ）エッ
チングを施した。

【００２９】次に、上記の抵抗加熱型ヒーターに供給す
る電力量を減じて、基板（１０１）の温度を４２０℃に
低下させた。４２０℃に降下後、温度が安定するに至る
迄、約２５分間待機した。この間に反応炉へ供給する水
素ガスの流量を毎分８リットルに調整した。然る後、Ｍ
ＯＣＶＤ反応炉内に載置された基板表面へ向けて窒素
（Ｎ）源としたアンモニア（ＮＨ₃ ）ガスを毎分１リッ
トルの流量で供給し、成長雰囲気を水素：アンモニア流
量比＝８：１の窒素源を含む水素雰囲気とした。その
後、アンモニアガス（窒素源）のＭＯＣＶＤ反応炉内へ
の供給を継続した状態で、２０分間に亘りガリウム（Ｇ
ａ）源の供給を継続して層厚を１５ｎｍとするアンドー
プ窒化ガリウム（ＧａＮ）からなる低温緩衝層（１０
２）を成長した。上記のガリウム源には、半導体工業用
のトリメチルガリウム（（ＣＨ₃ ）₃ Ｇａ）を使用し
た。トリメチルガリウムの反応炉内への供給量は毎分２
×１０^-6モル（ｍｏｌ．）とした。従って、窒化ガリウ
ム（ＧａＮ）低温緩衝層の成膜時に於ける、所謂、Ｖ／
III 比（アンモニア／トリメチルガリウム流量比）は約
２．２×１０⁴ となった。断面ＴＥＭ技法による観察で
は、基板（１０１）の表面は数層の単結晶低温緩衝層で
被覆されていた。低温緩衝層（１０２）の成長は、ガリ
ウム源としたトリメチルガリウムの略大気圧の成長反応
系への供給の停止をもって終了した。

【００３０】然る後に、反応炉に供給する気体種を水素
からアルゴンガスに変換した。アルゴンガスの流量を３
リットル／分、アンモニアガスの流量を１リットル／分
とした流量条件下で基板（１０１）の温度を１１００℃
に上昇させた。基板（１０１）の温度が１１００℃に到
達した時点で水素ガスの反応炉への供給を毎分３リット
ルの流量をもって再開した。併行してアンモニアガスの
反応炉への供給量を毎分６リットルに増加させた。この
水素ガス或いはアンモニアガスの添加若しくは供給量の
増加に伴う基板（１０１）の温度の短期的な揺らぎが解
消された時点で、上記のガリウム源の反応炉への供給を
再開した。ガリウム源の蒸気は１３℃に保持して液体と
したトリメチルガリウムを毎分２０ミリリットル（ｍ
ｌ）の水素ガスによりバブリング（発泡）することをも
って反応炉へ随伴した。ガリウム源の蒸気を随伴する水
素バブリングガスの反応炉への添加に同期させて、珪素
（Ｓｉ）のドーピングガスを反応炉へ供給した。珪素の
ドーピングガスには、体積濃度を約５ｐｐｍとする水素
希釈のジシラン（Ｓｉ₂ Ｈ₆ ）ガスを使用した。当ジシ
ランガスの流量は毎分１０ミリリットルとした。ガリウ
ム源等の供給を９０分間に亘り継続して、キャリア濃度
を約３×１０¹⁸ｃｍ^-3とし、層厚を約３．２μｍとする
ｎ形の窒化ガリウム層（１０３）を発光層の下地層（ｎ
形接合層）として成長させた。

【００３１】次に、基板（１０１）の温度を１１００℃
から発光層（１０４）の成長温度とした８３０℃に約１
０分間で降下させた。基板温度を降下させる間には、反
応炉へのキャリアガスとしての水素ガスの供給を停止し
た。アンモニアガスの流量を毎分６リットル及びアルゴ
ンガスの流量を毎分３リットルとした流量条件下に於い
て、上記のガリウム源及びインジウム源の反応炉への供
給を開始した。インジウム源には、結合価を１価とする
シクロペンタジエニルインジウム（Ｃ₅ Ｈ₅ Ｉｎ
（Ｉ））を利用した。同インジウム源を収納したステン
レス鋼製の収納容器は、ペルチェ効果を利用した電子式
恒温槽により６５℃に保持した。昇華により発生したイ
ンジウム源の蒸気は、毎分１２０ミリリットルの流量の
水素ガスで略大気圧に保持した反応炉内に随伴した。電
子式恒温槽により０℃に保持した、上記のガリウム源を
収納するステンレス鋼製発泡容器（通称：バブラー（ｂ
ｕｂｂｌｅｒ））内には、トリメチルガリウムの蒸気を
随伴するために毎分３．２ミリリットルの流量の水素ガ
スを流通した。ガリウム及びインジウムの合計の供給量
（III 族元素の供給モル数の総量）に対するインジウム
の供給量（モル数）の比率、所謂、インジウムの気相組
成比は０．５と計算された。上記のガリウム源及びイン
ジウム源の供給を７．５分間に亘り継続して、インジウ
ム組成比（固相組成比）を６％（０．０６）とし、層厚
を約３０ｎｍとするアンドープの窒化ガリウム・インジ
ウムからなる発光層（１０４）を形成した。インジウム
組成比は同一の成長条件下で得られた窒化ガリウム・イ
ンジウム結晶体の試作試料から発せられる近紫外スペク
トルの波長位置が約３８４ｎｍであることを基にして、
既に、開示されている窒化ガリウム・インジウム混晶に
於ける禁止帯幅とインジウム組成比との関係図（特公昭
５５−３８３４号公報参照）から算定した。発光層（１
０４）の厚さは、明視野断面ＴＥＭ（透過電子顕微鏡）
像から計測した。

【００３２】上記のインジウム源の反応炉への供給を停
止して窒化ガリウム・インジウム混晶発光層（１０４）
の形成を終えた後、上記のガリウム源、窒素源並びにア
ルゴンガスの流量を一定に維持したままで、アンドープ
のｎ形窒化ガリウムからなる介在層（１０９）を形成し
た。基板温度は、８３０℃とした。即ち、インジウム源
の供給のみを停止とし、他の原料ガスの反応炉への供給
を継続した状態で発光層（１０４）の場合と同温度で窒
化ガリウムからなるｎ形介在層（１０９）を成長させ
た。介在層（１０９）の成長時には、特に不純物のドー
ピングは実施しなかった。介在層の層厚は約１０ｎｍと
し、電子濃度は約４×１０¹⁶ｃｍ^-3とした。

【００３３】介在層（１０９）の形成を終了した後、基
板（１０１）の温度を再び、１１００℃に上昇させた。
温度のハンチング（揺らぎ）が消衰する迄暫時、待機す
る間に成長炉内へ３リットル／分の流量をもって水素ガ
スの供給を再開した。１１００℃に到達して約２分間を
経過して温度の揺らぎが微小となったと認められたた
め、成長炉内へガリウム源を添加した。トリメチルガリ
ウム（ガリウム源）は電子式恒温槽により１３℃に保持
した。トリメチルガリウムの蒸気を随伴するバブリング
用途の水素ガスの流量は毎分８．０ミリリットルとし
た。ガリウム源の供給を１０分間に亘り継続して層厚を
約６０ｎｍとするマグネシウム（Ｍｇ）をドーピングし
た高抵抗の窒化ガリウム層を中間層（１０８）として成
長した。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−（（ＣＨ
₃ Ｃ₅ Ｈ₄ ）₂ Ｍｇ）を利用した。該中間層は、すべて
の構造の積層が終了した後キャリア濃度を測定したとこ
ろ、およそ４×１０¹⁶ｃｍ^-3のｐ形を示した。

【００３４】中間層（１０８）上には、中間層（１０
８）の成膜温度と同じくして、マグネシウムをドーピン
グしたｐ形窒化アルミニウム・ガリウム混晶からなる上
部クラッド層（本発明の云うｐ形層）（１０５）を成長
させた。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−（（ＣＨ
₃ Ｃ₅ Ｈ₄ ）₂ Ｍｇ）を利用した。ドーピングされたマ
グネシウムの原子濃度は２次イオン質量分析法（ＳＩＭ
Ｓ）に依れば、約２×１０¹⁹ｃｍ^-3であった。一方、一
般的な電解Ｃ−Ｖ法で測定される同混晶層（１０５）の
表面のホール（正孔）濃度は約１×１０¹⁷ｃｍ^-3であっ
た。また、室温のフォトルミネッセンス（ＰＬ）スペク
トルのバンド端波長から算出した当該窒化アルミニウム
・ガリウム混晶のアルミニウム組成比は１０％（０．１
０）であった。

【００３５】窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ
_0.10Ｇａ_0.90Ｎ）層上には、マグネシウム（Ｍｇ）をド
ーピングしたｐ形の窒化ガリウム（ＧａＮ）層をコンタ
クト層（１０６）として堆積した。同層（１０６）のキ
ャリア濃度は約６×１０¹⁷ｃｍ^-3とし、層厚は約１００
ｎｍとした。コンタクト層（１０６）の成長終了後、基
板温度を１１００℃より２０℃／分の冷却速度で８００
℃に降温した。更に、８００℃に降下した後、同温度に
正確に２０分間保持した。２０分間経過後、自然冷却に
より室温近傍の温度迄、冷却した。以上をもって、図３
に示す如く、ｎ形窒化ガリウム層、ｎ形窒化ガリウム・
インジウム発光層、ｎ形窒化ガリウム介在層、ｐ形窒化
ガリウム中間層及びｐ形窒化アルミニウム・ガリウム混
晶から構成される接合構成を備えた発光素子用途の積層
体を得た。

【００３６】（比較例１）サファイアｃ面基板上に上記
の実施例１に倣い、窒化ガリウム低温緩衝層、珪素ドー
プｎ形窒化ガリウム下地層（ｎ形接合層）（１０３）及
びｎ形窒化ガリウム・インジウム発光層（１０４）を順
次、積層した。以上３層の層厚、キャリア濃度は実施例
１と同一とした。発光層（１０４）上には、実施例１と
同一の条件下でマグネシウム（Ｍｇ）をドーピングした
アルミニウム組成比を０．１０とするｐ形窒化アルミニ
ウム・ガリウム混晶（Ａｌ_0.10Ｇａ_0.90Ｎ）とｐ形の窒
化ガリウム層を各々、上部クラッド層（本発明の云うｐ
形層）（１０５）及びコンタクト層（１０６）として順
次、積層した。

【００３７】一般的な微分干渉型光学顕微鏡により積層
体の表面を観察したところ、半球状の緩やかな曲面を有
する丘状突起が多数認められた。これらの丘状突起は高
倍率下よりも、むしろ５０倍程度の低倍率下で明瞭に確
認された。一般的な透過型電子顕微鏡（英略称：ＴＥ
Ｍ）で本比較例の積層体に備えられた発光部の内部接合
構造を観察した。撮像された明視野像を模式的に図４に
示す。発光層（１０４）は、ｎ形窒化ガリウム層（本発
明の云うｎ形層）（１０３）上に部分的に残存してはい
るものの、その層厚は部分的に変化を来たしていた。こ
の層厚の変化は、発光層（１０４）を成長後に高温の環
境下に曝したことに起因する発光層の部分的な損失に起
因するものと考慮された。且つ、発光層（１０４）とｐ
形層（１０５）の接合界面は低倍率像からは明瞭に判別
しかねた。また、２０万倍程度の高倍率で撮像された格
子像からは、残存する領域の発光層の表面は緩やかな凹
凸状となり、平坦性は欠けるものとなった。この発光層
（１０４）の大きな凹凸と上記の積層体表面の丘状突起
とは位置的にほぼ対応していた。また、発光層（１０
４）が損失した領域では、上部クラッド層（ｐ形層）
（１０５）が直接、ｎ形発光層（１０４）に接触してい
るのが認められた。即ち、発光層を介してのｐｎ接合型
ＤＨ構造とはなっていなかった。

【００３８】（実施例２）サファイアｃ面基板上に、実
施例１の成長手法及び条件を踏襲して窒化ガリウムから
なる低温緩衝層（１０２）、ｎ形窒化ガリウム層（１０
３）、ｎ形窒化ガリウム・インジウム発光層（１０４）
を形成した。発光層（１０４）の形成を終了した後、実
施例１とは異なり基板の温度を１１００℃と中間層（１
０８）の成長温度に昇温した後、アルミニウム組成比を
０．１０とするアンドープ窒化アルミニウム・ガリウム
混晶（Ａｌ_0.10Ｇａ_0.90Ｎ）からなる介在層（１０９）
を形成した。アンドープ窒化ガリウム・インジウム発光
層（１０４）の成長温度とした８３０℃から介在層（１
０９）の成長温度の１１００℃へは、昇温に因る発光層
（１０４）の昇華による損失を抑制する目的で、毎分約
１００℃の比較的速い速度で昇温した。アルミニウム及
びガリウム源としては、実施例１と同じくトリメチルガ
リウム（略称：ＴＭＧａ）及びトリメチルアルミニウム
（略称：ＴＭＡｌ）を利用した。介在層（１０９）の層
厚は７ｎｍとした。参考迄に、１１００℃でアンドープ
でｎ形の窒化ガリウム・インジウム層上に本実施例と同
一の条件下で成膜した、層厚を約０．５μｍとするアン
ドープ窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ_0.10Ｇａ
_0.90Ｎ）はｎ形で、その表面キャリア濃度は、約１×１
０¹⁷ｃｍ^-3であった。表面キャリア濃度とは、此処では
一般の電解Ｃ−Ｖ法により零（０）バイアス下で測定し
た値である。

【００３９】介在層（１０９）の成膜を終了した後、介
在層（１０９）上に中間層（１０８）を形成した。介在
層（１０９）に限らず中間層（１０８）をも、発光層
（１０４）の構成材料より電子親和力を小とし、電子親
和力と禁止帯幅の加算値は明らかに窒化ガリウム・イン
ジウム発光層のそれを上回るアルミニウム組成比を０．
１０とする窒化アルミニウム・ガリウム混晶から構成し
た。実施例１と同じくマグネシウムを僅かにドーピング
して高抵抗のｐ形となした中間層（１０８）の層厚は、
次記するマグネシウムドープ窒化アルミニウム・ガリウ
ム混晶層から発光層へ拡散して来るマグネシウム不純物
を確実な捕獲を期して、上記の介在層に比較して桁違い
に厚い約５０ｎｍとした。即ち、中間層（１０８）を構
成する窒化アルミニウム・ガリウム混晶のアルミニウム
組成比は介在層（１０９）を構成する窒化アルミニウム
・ガリウム混晶のそれと同一の１０％としたものの、伝
導形並びに両層がそれぞれに果たす作用に応じて層厚に
桁違いの差異を付けることをもって、相互の区別を明確
になした。

【００４０】昇温に伴う温度の変動がほぼ消衰した時点
で、実施例１に記載の原料流通条件に従い、マグネシウ
ムをドーピングしたｐ形の窒化アルミニウム・ガリウム
混晶層（Ａｌ_0.10Ｇａ_0.90Ｎ）からなる上部クラッド層
（１０５）を成長させた。本実施例に於いては、マグネ
シウムに加え亜鉛をドーピングした。亜鉛のドーピング
源には、体積濃度にして約１００ｐｐｍに高純度水素ガ
スで希釈されたジエチル亜鉛（（Ｃ₂ Ｈ₅ ）₂ Ｚｎ）を
使用した。ジエチル亜鉛ガスの流量は上部クラッド層の
成長中、毎分４０ミリリットルと一定に保持した。上部
クラッド層（１０５）の形成をアルミニウム源（ＴＭＡ
ｌ）の供給を停止することをもって終了し、引き続き、
ガリウム源（ＴＭＧａ）、窒素源及びマグネシウム源の
供給を継続してｐ形窒化ガリウムからなるコンタクト層
（１０６）を上部クラッド層（１０５）上に積層した。
図５に積層体の断面模式図を掲示する。

【００４１】上記の積層体の表面（コンタクト層（１０
６）表面）よりｎ形窒化ガリウム下地層（１０３）の表
層部に至るドーパント（ドーピング不純物）の濃度分布
（デプスプロファイル：ｄｅｐｔｈ ｐｒｏｆｉｌｅ）
を図６に示す。ｐ形窒化アルミニウム・ガリウム混晶層
内にドーピングされた亜鉛の原子濃度は約２×１０²⁰ｃ
ｍ^-3であった。一方、マグネシウムの原子濃度は約１×
１０¹⁹ｃｍ^-3であった。特に、発光層／介在層／中間層
のヘテロ接合構造からなる発光部に於けるアクセプター
不純物の拡散の模様を観るに、ｐ形窒化アルミニウム・
ガリウム混晶（Ａｌ_0.10Ｇａ_0.90Ｎ）からなる上部クラ
ッド層（１０５）にドーピングした亜鉛は、同層（１０
５）より中間層（１０８）並びに介在層（１０９）側に
拡散していた。しかし、亜鉛の濃度は上部クラッド層
（１０５）と中間層（１０８）の界面で一旦、約４×１
０²⁰ｃｍ^-3に高じた後、中間層（１０８）のほぼ中央に
至る間に単調に減少するのが認められた。中間層（１０
８）のほぼ、中央での亜鉛の原子濃度は約１０¹⁸ｃｍ^-3
以下であった。これより、中間層（１０８）の存在によ
り、亜鉛の発光層（１０４）への侵入、到達が防止され
ているものと判断された。一方、マグネシウムの濃度は
中間層（１０８）と上部クラッド層（１０５）との接合
界面で単調に減少しており、一部は中間層（１０８）内
に侵入していると判断されたが、その侵入距離は（中間
層と上部クラッド層との界面から中間層側への距離）、
亜鉛の場合と比較して小である（浅い）のが認められ
た。介在層（１０９）内にも亜鉛及びマグネシウムが侵
入していると認められた。しかし、それらの原子の合計
の濃度は５×１０¹⁶ａｔｏｍｓ・ｃｍ^-3に満たなかった
ため、介在層（１０９）はｎ形の伝導形を呈する層とし
て残存した。

【００４２】（比較例２）本比較例では、上記の実施例
２に記載の積層構成から中間層（１０８）を省略した構
造の積層体を作製した。積層体の断面構造は図５より中
間層（１０８）を省いた構造となっている。他の積層体
構成層の層厚、キャリア濃度並びにアルミニウム組成比
等の仕様は全て実施例２に記載の内容と同一とした。

【００４３】比較例２の積層体の表面（図５に示すコン
タクト層（１０６）表面）よりｎ形窒化ガリウム下地層
（図５に於いて図番（１０３））の表層部に至るドーパ
ント（ドーピング不純物）の濃度分布（デプスプロファ
イル：ｄｅｐｔｈ ｐｒｏｆｉｌｅ）を図７に示す。ｐ
形窒化アルミニウム・ガリウム混晶層内にドーピングさ
れた亜鉛の原子濃度は、実施例２の場合と殆ど変わりな
く約２×１０²⁰ｃｍ^-3であった。マグネシウムの原子濃
度は約９×１０¹⁸ｃｍ^-3であった。特に、発光層／上部
クラッド層間の領域に於けるアクセプター不純物の拡散
の模様を観るに、ｐ形窒化アルミニウム・ガリウム混晶
（Ａｌ_0.10Ｇａ_0.90Ｎ）からなる上部クラッド層（図５
に図番（１０５）で示す。）にドーピングした亜鉛は、
中間層を削除したが故に実施例２とは分布状況を異に
し、同層（１０５）より発光層（１０４）の内部に迄、
拡散し浸透しているのが明瞭であった。また、マグネシ
ウムは介在層を通過して発光層の内部迄、侵入している
のが明瞭に認められた。発光層の内部のマグネシウム濃
度は介在層の存在により多少は減少しているとは思量さ
れるものの、介在層（１０９）と発光層（１０４）との
接合界面近傍の領域では大凡、約２×１０¹⁸ｃｍ^-3と認
められた。

【００４４】以上、実施例１及び２並びに比較例１及び
２に記載の各積層体を用いて発光ダイオード（ＬＥＤ）
を作製した。積層体の構造は相互に異にしても、素子化
のためのプロセス条件は全て同一に統一した。一般的な
フォトリソグラフィー技法、容積比率にしてアルゴン
８：水素１７：メタン７混合ガスを使用するプラズマエ
ッチング法を利用して、図８に示す様な構造のＬＥＤを
作製した。同図に示すのは、実施例２に係わる積層体で
ある。ｎ形電極（負電極）（１１０）は上記の混合ガス
を使用したプラズマエッチングによるメサ（メサ：ｍｅ
ｓａ）部（１１２）形成時に露呈したｎ形の窒化ガリウ
ム（ＧａＮ）からなる下地層（１０３）の一部領域上に
配置した。ｐ形電極（正電極）（１１１）はメサ（１１
２）の表層である窒化ガリウムコンタクト層（１０６）
上のほぼ全面に形成した。ｎ形電極（１１０）はアルミ
ニウム（Ａｌ）を一般的な真空蒸着法を利用して被着さ
せて形成した。ｐ形電極（１１１）は、銀（Ａｇ）を一
般的な真空蒸着法を利用して被着させて形成した。ｎ形
電極（１１０）の層厚は、ｎ形電極（１１０）の表面が
ｐ形電極（１１１）の表面の高さとがほぼ合致するよう
に厚くした。即ち、ｎ形電極（１１０）の層厚は上記の
プラズマエッチングによるエッチングの深さとｐ形電極
（１１１）の層厚との合計の層厚にほぼ等しくした。ｐ
形電極（１１１）の銀（Ａｇ）膜の厚さは約１μｍとし
た。この厚さでは、コンタクト層（１０６）側から発光
層（１０４）を起源とする発光を遮蔽するに充分な厚さ
であった。即ち、発光層（１０４）からコンタクト層
（１０６）を介して外部に取り出すのを妨げるに充分な
厚さの金属膜がｐ形電極（１１１）として配置されてい
ることを意味した。然る後、電極を形成した表面に一般
的なプラズマＣＶＤ法を利用して約２００ｎｍの厚さの
窒化珪素（ＳｉＮ）膜（１１３）を堆積した。その後、
ｎ形及びｐ形電極（（１１０）及び（１１１））の上方
の領域に被着した窒化珪素保護膜をバッファード（ｂｕ
ｆｆｅｒｅｄ）弗酸により選択的に除去して、両電極の
表面を露出させた。

【００４５】所謂、電極表面を露出させる保護膜の「窓
開け」加工後、一般的なプローバーを利用して各素子の
順方向電流値等の電気的諸特性を自動的に計測して、不
良素子には専用インクによるマーキングを施した。次
に、各素子の周囲に格子状に設けた凹状のスクラブライ
ン（スクライブ用溝）に沿ってダイヤモンドスクライバ
ーを数回、反復して走行させて個別に分離して一辺を約
３５０μｍとする正方形チップ（ｃｈｉｐ）となした。
マーキングした電気的特性不良のチップを排除すると同
時に、スクライブ時のカッテングの不具合によって外観
不良となったチップも併せて排除した。選別された良品
チップの中から任意にチップを選択し、極く一般的なＬ
ＥＤチップの台座に据え付けた（マウントした）。マウ
ント方法は所謂、フリップフロップ方式として台座の電
極通電部分に上記の両電極を対向して配置し、尚且、台
座の各電極と電気的に導通させて配置した。即ち、発光
層からの発光をコンタクト層側から取り出すのではな
く、両面研磨加工を施したサファイア基板の裏面側から
発光を取り出す、通常とは異なる表面実装マウント方式
とした。マウント方式もこの様に統一した上で、一般の
半導体素子封止用のエポキシ樹脂で封止した後、上述の
各積層体から作製されたＬＥＤの発光特性等を比較し
た。表１に実施例１及び２並びに比較例１及び２に係わ
るＬＥＤの特性評価結果を纏める。

【００４６】

【表１】

【００４７】（ｉ）発光色（中心発光波長） 作製した各ＬＥＤに順方向に５ボルト（Ｖ）程度の電圧
を印加して２０〜３０ミリアンペア（ｍＡ）の順方向の
電流を流通したところ青色の発光が得られた。しかし、
発光中心波長は積層体種に依存して大きく変化し、大
凡、４２０〜４８０ｎｍの範囲に分布した。特に、比較
例２に係わるＬＥＤは１００マイクロアンペア（μＡ）
以下の低順方向電流側では、約５００ｎｍ近傍の波長領
域の緑色発光を呈した。実施例１及び２に係わるＬＥＤ
の発光中心波長は、双方共に平均して４４８ｎｍであ
り、また、発光中心波長の最大値と最小値の差異をもっ
て表した発光中心波長の均一性は４４８±６ｎｍであっ
た。比較例１及び２に係わる発光中心波長の均一性は更
に、劣るものとなった（表１参照）。

【００４８】（ｉｉ）発光出力 順方向電流値を２０ｍＡに設定して発光出力を市販の積
分球を利用して測定した。発光出力は積層体が具備する
接合構成に依存してこれまた変化し、約０．６ミリワッ
ト（ｍＷ）〜１．２ｍＷ程度であった。平均発光強度の
大小を比較すれば、実施例２の本発明に係わる中間層と
介在層を備えたＬＥＤが最大であり、次が実施例１に係
わるＬＥＤであった。表１に掲げる如く、比較例１及び
２に係わるＬＥＤの発光強度は、何れも実施例１及び２
に係わる比較例のそれに比較して劣るものとなった。特
に、比較例２に係わる従来構成のＬＥＤの平均発光強度
は約０．６ｍＷと最低であった。注意を喚起するが、比
較例２に記した様に実施例２の積層構造体より中間層の
みを削除するに替わり、介在層のみを削除した場合には
更に、発光強度は低下した。これは、介在層のみを削除
した場合でも、中間層の存在により、（ａ）ｐ形層から
発光層へ侵入するアクセプター不純物の量は低減され、
また、（ｂ）中間層を介在層と成り得る半導体材料と同
一の材料から構成しているため、発光層と中間層との接
合界面近傍の領域にバンド構造の曲折はもたらされるも
のの、介在層なしでは、例えば、発光層内のキャリアと
中間層内の不純物との散乱等の相互作用により、キャリ
アの局在を充分に有効に達成できなかったためと想到さ
れた。これより、本発明に係わる中間層及び介在層の双
方を共に配置すれば、高発光出力のＬＥＤが提供される
ことが示された。

【００４９】（ｉｉｉ）発光スペクトル ｎ形及びｐ形電極間に順方向に２０ｍＡの電流を流通し
て発光スペクトルを測定した。図９に、各ＬＥＤの発光
スペクトル（（１１４）〜（１１７））を掲示する。特
徴的なのは、比較例２に係わるＬＥＤに約４２５ｎｍ近
傍の波長に副次的な発光スペクトル（１１８）が出現す
ることであった（スペクトル（１１７）参照）。即ち、
比較例２に記載した従来のＬＥＤから得られる発光スペ
クトルは、青色帯域の発光をもたらす発光体が必ずしも
単一ではないことを示唆していた。窒化ガリウム・イン
ジウムの相分離挙動（Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．、４６（８）（１９７５）、３４３２．参照）や観
測される発光波長を勘案して、発光体は少なくとも、亜
鉛を含む窒化ガリウム（若しくは、相分離により生じた
ガリウム過多の窒化ガリウム・インジウム）と、観測さ
れた発光波長に対応する禁止帯幅を有する窒化ガリウム
・インジウム結晶体とからなると推定された。ｐ形層か
ら発光層へ拡散する亜鉛等のアクセプター不純物の濃度
を低減する作用を保有する中間層を備えてなる実施例２
に係わるＬＥＤでは、上記の様な副次的な発光ピークは
認められなかった。

【００５０】（ｉｖ）スペクトル半値幅 発光スペクトル上には、主発光スペクトル（最大の発光
強度を与えるスペクトル）の他、波長３８０ｎｍ近傍の
近紫外領域にピークも出現するが、此処では、主発光ス
ペクトルの半値幅を比較した（表１参照）。実施例１及
び２に係わるＬＥＤの半値幅は概ね、１５〜２２ｎｍの
範囲にあった。実施例２に係わるＬＥＤの半値幅は、総
じて実施例１のそれに比較して狭帯化されていた。即
ち、発光の単色化が果たされていた。一方、比較例１及
び２に係わるＬＥＤは、約５０〜８０ｎｍと半値幅が広
い主発光スペクトルをもたらした。目視観察でも、比較
例１及び２に係わるＬＥＤの発光は白色を帯びたものと
なった。特に、比較例２に係わるＬＥＤの主発光スペク
トルの半値幅は、上記の亜鉛不純物に起因すると考慮さ
れる副次的なピークの存在により約７０〜８０ｎｍと大
きなものとなった。

【００５１】

【発明の効果】

（１）発光中心波長の均一性、（２）発光スペクトル半
値幅の均一性に優れ、（３）発光スペクトル半値幅が狭
帯化された、（４）単色性に優れる、（５）高発光出力
の化合物半導体発光素子を提供できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】ｐｎ接合型ＤＨ（ダブルヘテロ）構造からなる
発光部を備えた従来の青色ＬＥの断面構造を示す模式図
である。

【図２】同一条件下で得た窒化ガリウム・インジウム混
晶層を発光層として具備した従来の青色ＬＥＤからの発
光スペクトルを示す図であって、作製された青色ＬＥＤ
毎の発光中心波長と併せて発光スペクトルの半値幅の不
安定性を説明するための図である。

【図３】本発明に係わる中間層と介在層とを具備した実
施例１の積層体の断面構造を模式的に示す図である。

【図４】比較例１の積層体に備えられた発光部の明視野
透過型電子顕微鏡像の模式図である。

【図５】実施例２に係わる中間層と介在層とを具備した
積層体の断面模式図である。

【図６】実施例２に係わる積層体内部のドーパントの深
さの方向の濃度分布を示す図である。図中の記号Ｚｎ、
Ｍｇ及びＳｉは亜鉛、マグネシウム及び珪素各原子の濃
度分布を示す曲線である。

【図７】比較例２に係わる積層体内部のドーパントの深
さの方向の濃度分布を示す図である。図中の記号Ｚｎ、
Ｍｇ及びＳｉは亜鉛、マグネシウム及び珪素各原子の濃
度分布を示す曲線である。

【図８】実施例２記載の積層体から作製した発光ダイオ
ード（ＬＥＤ）の断面構造を示す模式図である。

【図９】実施例及び比較例に係わる各ＬＥＤの通電発光
スペクトルを示す図である。

【符号の説明】

（１０１） 基板 （１０２） 低温緩衝層 （１０３） ｎ形窒化ガリウムかならる下部クラッド層
（ｎ形接合層） （１０４） 窒化ガリウム・インジウムからなる発光層 （１０５） ｐ形窒化アルミニウム・ガリウム混晶から
なる上部クラッド層（ｐ形接合層） （１０６） ｐ形窒化ガリウムからなるコンタクト層 （１０７） 発光スペクトルの発光中心波長 （１０８） 中間層 （１０９） 介在層 （１１０） ｎ形電極（負電極） （１１１） ｐ形電極（正電極） （１１２） メサ （１１３） 窒化珪素膜 （１１４） 実施例１に係わるＬＥＤの発光スペクトル （１１５） 実施例２に係わるＬＥＤの発光スペクトル （１１６） 比較例１に係わるＬＥＤの発光スペクトル （１１７） 比較例２に係わるＬＥＤの発光スペクトル （１１８） 副次的な発光スペクトル

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) H01L 33/00 H01S 5/00 - 5/50

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 ｎ形発光層と、該ｎ形発光層の上下にそ
   れぞれ配置したｎ形及びｐ形のＩＩＩ族窒化物半導体層
   とから構成されるダブルヘテロ接合構造を発光部とする
   化合物半導体素子に於いて、ｎ形発光層がインジウムを
   含有するＩＩＩ族窒化物半導体からなり、該ｎ形発光層
   とｐ形層との中間に、ｎ形発光層に接して、該発光層を
   構成するＩＩＩ族窒化物半導体に比較して電子親和力を
   小とし、該電子親和力と禁止帯幅の加算値を大とする、
   発光層との接合界面近傍の領域にバンド構造の曲折を発
   生させる、ｎ形のＩＩＩ族窒化物半導体からなる介在層
   を有し、且つ、前記介在層とｐ形のＩＩＩ族窒化物半導
   体層との中間に、該介在層と同一のＩＩＩ族窒化物半導
   体から構成されるｐ形のＩＩＩ族窒化物半導体からなる
   中間層を有することを特徴とする化合物半導体発光素
   子。
2. 【請求項２】 前記介在層を、キャリア濃度を５×１０
   ¹⁷ｃｍ^-3以下とし、層厚を１ナノメーター（ｎｍ）以上
   １５ｎｍ以下とするＩＩＩ族窒化物半導体から構成する
   ことを特徴とする請求項１に記載の化合物半導体発光素
   子。
3. 【請求項３】 前記中間層を、層厚を２ｎｍ以上８０ｎ
   ｍ以下とするＩＩＩ族窒化物半導体から構成することを
   特徴とする請求項１乃至２に記載の化合物半導体発光素
   子。
4. 【請求項４】 発光層をインジウム濃度（組成比）を相
   違する複数の相（ｐｈａｓｅ）からなる多相構造のイン
   ジウム含有ＩＩＩ族窒化物半導体から構成することを特
   徴とする請求項１乃至３に記載の化合物半導体発光素
   子。