JP3276911B2 - Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子 - Google Patents
Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子Info
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- JP3276911B2 JP3276911B2 JP33454097A JP33454097A JP3276911B2 JP 3276911 B2 JP3276911 B2 JP 3276911B2 JP 33454097 A JP33454097 A JP 33454097A JP 33454097 A JP33454097 A JP 33454097A JP 3276911 B2 JP3276911 B2 JP 3276911B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、III 族窒化物半
導体から成るｎ形半導体層とｐ形半導体層との中間に、
インジウム含有III 族窒化物半導体から成るｎ形発光層
を配置して成るIII 族窒化物半導体発光素子に関するも
のである。
導体から成るｎ形半導体層とｐ形半導体層との中間に、
インジウム含有III 族窒化物半導体から成るｎ形発光層
を配置して成るIII 族窒化物半導体発光素子に関するも
のである。
【０００２】
Ａ．光デバイスとしての発光ダイオード 光デバイスと呼称される素子には、発光ダイオード（Ｌ
ＥＤ）やレーザダイオード（ＬＤ）等に代表される発光
素子がある。光を発すると云う意味から能動デバイスに
分類されることもある発光素子とは対照的に、光を受光
する意から受動デバイスの範疇にある受光素子なども光
デバイスの一例である。本発明が適用の対象とするの
は、能動デバイスとしての発光素子であり、電子と正孔
との再結合をもって発光を得るＬＥＤ及びＬＤである。
ＥＤ）やレーザダイオード（ＬＤ）等に代表される発光
素子がある。光を発すると云う意味から能動デバイスに
分類されることもある発光素子とは対照的に、光を受光
する意から受動デバイスの範疇にある受光素子なども光
デバイスの一例である。本発明が適用の対象とするの
は、能動デバイスとしての発光素子であり、電子と正孔
との再結合をもって発光を得るＬＥＤ及びＬＤである。
【０００３】 Ｂ．発光素子の発光層を構成する半導体材料 ＬＥＤを例にすれば、現在では赤色、橙色、黄色、緑
色、青緑色、青色あるいは紫色等、赤外帯域から紫外帯
域に及ぶ様々な波長の光を発するＬＥＤが実現されるに
至っている。このような様々な発光をもたらすのは発光
層あるいは活性層と呼ばれる機能層である。そして、意
図する発光色、すなわち、発光波長に鑑みて、発光層
（活性層）を構成する半導体材料は選択される。また、
略同一の発光波長を意図する場合にあっても、帰結され
る発光強度の観点から発光層の材料は取捨選択される。
色、青緑色、青色あるいは紫色等、赤外帯域から紫外帯
域に及ぶ様々な波長の光を発するＬＥＤが実現されるに
至っている。このような様々な発光をもたらすのは発光
層あるいは活性層と呼ばれる機能層である。そして、意
図する発光色、すなわち、発光波長に鑑みて、発光層
（活性層）を構成する半導体材料は選択される。また、
略同一の発光波長を意図する場合にあっても、帰結され
る発光強度の観点から発光層の材料は取捨選択される。
【０００４】例えば、赤色ＬＥＤには実用上、砒化アル
ミニウム・ガリウム混晶（化学式：ＡｌＧａＡｓ）が発
光層として多用されている。また、黄緑色系のＬＥＤに
はリン化ガリウム（化学式：ＧａＰ）が、橙色から黄色
のＬＥＤの発光層には、４元混晶（４元素から構成され
る混晶）であるリン化アルミニウム・ガリウム・インジ
ウム混晶（化学式：ＡｌＧａＩｎＰ）が、それぞれ利用
されている。
ミニウム・ガリウム混晶（化学式：ＡｌＧａＡｓ）が発
光層として多用されている。また、黄緑色系のＬＥＤに
はリン化ガリウム（化学式：ＧａＰ）が、橙色から黄色
のＬＥＤの発光層には、４元混晶（４元素から構成され
る混晶）であるリン化アルミニウム・ガリウム・インジ
ウム混晶（化学式：ＡｌＧａＩｎＰ）が、それぞれ利用
されている。
【０００５】さらに、発光波長を５２５ｎｍとする緑色
ＬＥＤ、もしくは波長を大凡４９０ｎｍ前後とする青緑
色ＬＥＤ、あるいは波長を４５０ｎｍ程度とする青色Ｌ
ＥＤなどの短波長可視光のＬＥＤの発光層には、窒化ガ
リウム・インジウム混晶（化学式：ＧａＩｎＮ）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）が利用される。
ＬＥＤ、もしくは波長を大凡４９０ｎｍ前後とする青緑
色ＬＥＤ、あるいは波長を４５０ｎｍ程度とする青色Ｌ
ＥＤなどの短波長可視光のＬＥＤの発光層には、窒化ガ
リウム・インジウム混晶（化学式：ＧａＩｎＮ）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）が利用される。
【０００６】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（Ｉｎ）の組成比を種々変化させることによっ
て、短波長の可視領域において発光の波長を都合良く変
化させられるからである。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。
インジウム組成比を約０．１５から約０．２０とする亜
鉛（元素記号：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。
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（Ｉｎ）の組成比を種々変化させることによっ
て、短波長の可視領域において発光の波長を都合良く変
化させられるからである。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。
インジウム組成比を約０．１５から約０．２０とする亜
鉛（元素記号：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。
【０００７】 Ｃ．発光をもたらす機構としてのキャリアの再結合 キャリア（担体）の「放射再結合」は、発光をもたらす
基本的な機構として周知である。再結合するキャリアと
は、一方は電子であり、他方は正孔である。これらのキ
ャリアの放射再結合により、両キャリア間のエネルギ準
位間の差に対応する波長の光が放射される。エネルギー
準位間の電子遷移に依って放射される光の波長λ（単
位：ｎｍ）とエネルギー準位間のエネルギ差ΔＥ（単
位：ｅＶ）とは、次の式（１）で近似される関係にあ
る。 λ＝１．２４×１０3／ΔＥ ・・・・・ 式（１） このような発光様式に依る発光素子において、発光素子
の高出力化は、発光層を直接遷移型の半導体材料で構成
するのを前提とした上で、如何に効率良く放射再結合を
生じさせるかに依っている。このため、窒化ガリウム・
インジウムを発光層とする従来の発光素子にあっては再
結合の効率化のための種々の発光層との接合構成が選択
され、採用されている。
基本的な機構として周知である。再結合するキャリアと
は、一方は電子であり、他方は正孔である。これらのキ
ャリアの放射再結合により、両キャリア間のエネルギ準
位間の差に対応する波長の光が放射される。エネルギー
準位間の電子遷移に依って放射される光の波長λ（単
位：ｎｍ）とエネルギー準位間のエネルギ差ΔＥ（単
位：ｅＶ）とは、次の式（１）で近似される関係にあ
る。 λ＝１．２４×１０3／ΔＥ ・・・・・ 式（１） このような発光様式に依る発光素子において、発光素子
の高出力化は、発光層を直接遷移型の半導体材料で構成
するのを前提とした上で、如何に効率良く放射再結合を
生じさせるかに依っている。このため、窒化ガリウム・
インジウムを発光層とする従来の発光素子にあっては再
結合の効率化のための種々の発光層との接合構成が選択
され、採用されている。
【０００８】 Ｄ．従来におけるＧａＩｎＮ発光層の配置例 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１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・インジウム層とのｐｎ接合から構成さ
れる、単一ヘテロ（ＳＨ）構造の発光部である。
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１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・インジウム層とのｐｎ接合から構成さ
れる、単一ヘテロ（ＳＨ）構造の発光部である。
【０００９】第２は、例えば、クラッド層と成す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て構成される、ｐｎ接合型の
ダブルヘテロ（ＤＨ）構造の発光部である。このＤＨ構
造の発光部にあっては、窒化ガリウム・インジウム発光
層がそれより禁止帯幅を大とする半導体層により挟み込
まれているため、発光をもたらす電子と正孔との放射再
結合が、限定された領域即ち発光層内で効率良く行われ
る。このキャリアの「閉じ込め」効果により、上記のＳ
Ｈ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。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と同様に、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が実用に供されている。そして、実用化に
至っている青色、青緑色あるいは緑色を発する短波長Ｌ
ＥＤを例にすれば、特開平６−２６０２８３号公報に開
示されているように、クラッド層を通常、窒化アルミニ
ウム・ガリウム混晶（ＡｌxＧａyＮ：０≦ｘ，ｙ≦１、
ｘ＋ｙ＝１）で構成している。また、発光層の下部に配
置する下部クラッド層をｎ形の窒化ガリウム（ＧａＮ）
で構成した例もある（Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．、３２（１９９３）、Ｌ８〜Ｌ１１頁）。一方、発
光層の上部に配置する上部クラッド層はｐ形の窒化アル
ミニウム・ガリウム混晶（ ＡｌxＧａyＮ；０≦ｘ，ｙ
≦１、ｘ＋ｙ＝１）で構成するのが通例である（特開平
６−２６８２５９号公報）。
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て構成される、ｐｎ接合型の
ダブルヘテロ（ＤＨ）構造の発光部である。このＤＨ構
造の発光部にあっては、窒化ガリウム・インジウム発光
層がそれより禁止帯幅を大とする半導体層により挟み込
まれているため、発光をもたらす電子と正孔との放射再
結合が、限定された領域即ち発光層内で効率良く行われ
る。このキャリアの「閉じ込め」効果により、上記のＳ
Ｈ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。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と同様に、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が実用に供されている。そして、実用化に
至っている青色、青緑色あるいは緑色を発する短波長Ｌ
ＥＤを例にすれば、特開平６−２６０２８３号公報に開
示されているように、クラッド層を通常、窒化アルミニ
ウム・ガリウム混晶（ＡｌxＧａyＮ：０≦ｘ，ｙ≦１、
ｘ＋ｙ＝１）で構成している。また、発光層の下部に配
置する下部クラッド層をｎ形の窒化ガリウム（ＧａＮ）
で構成した例もある（Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．、３２（１９９３）、Ｌ８〜Ｌ１１頁）。一方、発
光層の上部に配置する上部クラッド層はｐ形の窒化アル
ミニウム・ガリウム混晶（ ＡｌxＧａyＮ；０≦ｘ，ｙ
≦１、ｘ＋ｙ＝１）で構成するのが通例である（特開平
６−２６８２５９号公報）。
【００１０】第３の構成例は、例えば窒化ガリウム・イ
ンジウム層を井戸（ｗｅｌｌ）層とする量子井戸（Ｑｕ
ａｎｔｕｍ Ｗｅｌｌ：ＱＷ）構造から成る発光部構成
である。具体的に例を挙げれば、特開平９−３６４３０
号公報に開示されているような、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）
あるいは窒化アルミニウム・ガリウム混晶（ＡｌxＧａ
1-xＮ：０＜ｘ≦１）からなる薄層を障壁層とする、単
一量子井戸構造（ｓｉｎｇｌｅ ＱＷ：ＳＱＷ）あるい
は多重量子井戸構造（ｍｕｌｔｉ ＱＷ：ＭＱＷ）であ
る。
ンジウム層を井戸（ｗｅｌｌ）層とする量子井戸（Ｑｕ
ａｎｔｕｍ Ｗｅｌｌ：ＱＷ）構造から成る発光部構成
である。具体的に例を挙げれば、特開平９−３６４３０
号公報に開示されているような、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）
あるいは窒化アルミニウム・ガリウム混晶（ＡｌxＧａ
1-xＮ：０＜ｘ≦１）からなる薄層を障壁層とする、単
一量子井戸構造（ｓｉｎｇｌｅ ＱＷ：ＳＱＷ）あるい
は多重量子井戸構造（ｍｕｌｔｉ ＱＷ：ＭＱＷ）であ
る。
【００１１】量子サイズ効果を顕現して井戸層内に電子
の量子準位の形成を可能にするに先ず必要とされる具体
的な井戸層の層厚（記号 Ｌzで表す）の条件は、クロー
ニッヒ・ペニー（Ｋｒｏｎｉｇ−Ｐｅｎｎｙ）則（Ｋ．
Ｓｅｅｇｅｒ著、「セミコンダクターの物理学（上）」
第４版 （（株）吉岡書店、１９９１年６月１０日第１
刷発行）、１２〜２１頁参照）を基に次式（２）で示さ
れる（日本物理学会編、「半導体超格子の物理と応用」
（（株）培風館、昭和６１年９月３０日初版第４刷発
行）、２１２頁参照）。 Ｌz ＜（τπ2ｈo／２ｍ*）1/2 ・・・・・ 式（２） 式（２）において、τは電子の散乱の寿命を、ｍ* は電
子の有効質量を、各々表す。ｈo はプランク（Ｐｌａｎ
ｃｋ）定数をｈとしてｈ／２πで与えられる数値であ
る。現状では、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、窒化ガリ
ウム（ＧａＮ）及び窒化インジウム（ＩｎＮ）の電子の
散乱の寿命（τ）を知るには至らず、したがって、窒化
アルミニウム・ガリウム・インジウム系の量子井戸構造
に関して正確に井戸層厚Ｌz を求めるには到っていな
い。ちなみに、III 族窒化物半導体と同類のIII −Ｖ族
化合物半導体に属する砒化ガリウム（ＧａＡｓ）におけ
る、電子に関しての井戸層厚Ｌz は大凡、６５ｎｍであ
るとされている。しかし、実際に供される井戸層の層厚
は約１０ｎｍ未満の極く薄い層である（Ｊｐｎ．Ｊ．Ａ
ｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、２１（９）（１９８２）、Ｌ５７
４〜Ｌ５７６．あるいはＰｈｙｓ．Ｒｅｖ．、４０
（５）（１９８９）、３０１３〜３０２０．など参
照）。
の量子準位の形成を可能にするに先ず必要とされる具体
的な井戸層の層厚（記号 Ｌzで表す）の条件は、クロー
ニッヒ・ペニー（Ｋｒｏｎｉｇ−Ｐｅｎｎｙ）則（Ｋ．
Ｓｅｅｇｅｒ著、「セミコンダクターの物理学（上）」
第４版 （（株）吉岡書店、１９９１年６月１０日第１
刷発行）、１２〜２１頁参照）を基に次式（２）で示さ
れる（日本物理学会編、「半導体超格子の物理と応用」
（（株）培風館、昭和６１年９月３０日初版第４刷発
行）、２１２頁参照）。 Ｌz ＜（τπ2ｈo／２ｍ*）1/2 ・・・・・ 式（２） 式（２）において、τは電子の散乱の寿命を、ｍ* は電
子の有効質量を、各々表す。ｈo はプランク（Ｐｌａｎ
ｃｋ）定数をｈとしてｈ／２πで与えられる数値であ
る。現状では、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、窒化ガリ
ウム（ＧａＮ）及び窒化インジウム（ＩｎＮ）の電子の
散乱の寿命（τ）を知るには至らず、したがって、窒化
アルミニウム・ガリウム・インジウム系の量子井戸構造
に関して正確に井戸層厚Ｌz を求めるには到っていな
い。ちなみに、III 族窒化物半導体と同類のIII −Ｖ族
化合物半導体に属する砒化ガリウム（ＧａＡｓ）におけ
る、電子に関しての井戸層厚Ｌz は大凡、６５ｎｍであ
るとされている。しかし、実際に供される井戸層の層厚
は約１０ｎｍ未満の極く薄い層である（Ｊｐｎ．Ｊ．Ａ
ｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、２１（９）（１９８２）、Ｌ５７
４〜Ｌ５７６．あるいはＰｈｙｓ．Ｒｅｖ．、４０
（５）（１９８９）、３０１３〜３０２０．など参
照）。
【００１２】 Ｅ．量子井戸層内の量子準位と準位間遷移 上記のような、井戸層内に電子の量子準位を形成するた
めに必要とされる井戸層厚Ｌｚを満たし、かつ井戸層と
障壁層との接合界面に、井戸層内に量子準位の形成を帰
結するに足る伝導帯あるいは価電子帯の急峻な変化を付
与している際に、井戸層内に形成される量子準位Ｅｎ
は、これまた、Ｋｒｏｎｉｇ−Ｐｅｎｎｙモデルを基に
次の式（３）で与えられる（上記の半導体超格子の物理
と応用」、２１１頁参照）。但し、式（３）においてｎ
は正の整数である。 Ｅｎ ＝（ｈo2／２・ｍ*）（π・ｎ／Ｌz）2 ・・・・・ 式（３） 量子井戸構造を具備する発光部から放射される発光も、
ＤＨ構造の発光部からの発光の場合と同じく、井戸層内
に形成される上記の式（３）で求められる量子準位Ｅｎ
間の遷移に依っている。
めに必要とされる井戸層厚Ｌｚを満たし、かつ井戸層と
障壁層との接合界面に、井戸層内に量子準位の形成を帰
結するに足る伝導帯あるいは価電子帯の急峻な変化を付
与している際に、井戸層内に形成される量子準位Ｅｎ
は、これまた、Ｋｒｏｎｉｇ−Ｐｅｎｎｙモデルを基に
次の式（３）で与えられる（上記の半導体超格子の物理
と応用」、２１１頁参照）。但し、式（３）においてｎ
は正の整数である。 Ｅｎ ＝（ｈo2／２・ｍ*）（π・ｎ／Ｌz）2 ・・・・・ 式（３） 量子井戸構造を具備する発光部から放射される発光も、
ＤＨ構造の発光部からの発光の場合と同じく、井戸層内
に形成される上記の式（３）で求められる量子準位Ｅｎ
間の遷移に依っている。
【００１３】ここで、量子井戸構造の井戸層の内部に形
成される量子準位の様態を視覚的に理解してみる。
成される量子準位の様態を視覚的に理解してみる。
【００１４】図１４は量子井戸構造においてタイプＩ型
と呼称される超格子における理想的なバンド構成を模式
的に示す図である。ここに示すのは、単一量子井戸（Ｓ
ＱＷ）構成、もしくは多重量子井戸（ＭＱＷ）にあって
その一構成単位のポテンシャルの分布である。
と呼称される超格子における理想的なバンド構成を模式
的に示す図である。ここに示すのは、単一量子井戸（Ｓ
ＱＷ）構成、もしくは多重量子井戸（ＭＱＷ）にあって
その一構成単位のポテンシャルの分布である。
【００１５】井戸層Ｗに相当する領域には伝導帯側及び
価電子帯側の双方にポテンシャルの井戸Ｗ１及びＷ２が
出来ている。井戸層Ｗの両脇には、井戸層Ｗに接合する
障壁層Ｂ，Ｂとのバンドのオフセットによりポテンシャ
ルの障壁が発生している。このバンドの不連続性は、そ
もそも発光層と障壁層とを構成する窒化物半導体材料の
禁止帯幅（バンドギャップ）の差異に起因するものであ
る。量子準位を形成するに充分な条件が付帯された量子
井戸構造にあっては、井戸層Ｗに相当する領域に形成さ
れるポテンシャル井戸Ｗ１及びＷ２の内部には、図中破
線で示す量子準位Ｌ１１，Ｌ１２，Ｌ２１，Ｌ２２が形
成され得る。
価電子帯側の双方にポテンシャルの井戸Ｗ１及びＷ２が
出来ている。井戸層Ｗの両脇には、井戸層Ｗに接合する
障壁層Ｂ，Ｂとのバンドのオフセットによりポテンシャ
ルの障壁が発生している。このバンドの不連続性は、そ
もそも発光層と障壁層とを構成する窒化物半導体材料の
禁止帯幅（バンドギャップ）の差異に起因するものであ
る。量子準位を形成するに充分な条件が付帯された量子
井戸構造にあっては、井戸層Ｗに相当する領域に形成さ
れるポテンシャル井戸Ｗ１及びＷ２の内部には、図中破
線で示す量子準位Ｌ１１，Ｌ１２，Ｌ２１，Ｌ２２が形
成され得る。
【００１６】窒化ガリウム・インジウム等の直接遷移型
の半導体材料から量子準位を形成するに足る井戸層Ｗ内
では、電子と”軽い”正孔間、あるいは電子と”重い”
正孔間のｋ空間における波長選択則を固持した遷移が生
じ、その間の量子準位差に対応した波長の光が放射され
る。例えば、図１４では電子の量子準位Ｌ１１と、”重
い”正孔の量子準位Ｌ２１間との遷移が起こる。
の半導体材料から量子準位を形成するに足る井戸層Ｗ内
では、電子と”軽い”正孔間、あるいは電子と”重い”
正孔間のｋ空間における波長選択則を固持した遷移が生
じ、その間の量子準位差に対応した波長の光が放射され
る。例えば、図１４では電子の量子準位Ｌ１１と、”重
い”正孔の量子準位Ｌ２１間との遷移が起こる。
【００１７】 Ｆ．矩形（方形）ポテンシャル井戸構造を具備した発光
素子 このような、伝導帯より一様にポテンシャルが増加し
た、所謂矩形ポテンシャル型の量子井戸内の量子準位間
の遷移を利用する量子井戸構造発光素子は既に、砒化ガ
リウム／砒化アルミニウム・ガリウム混晶系からなる量
子井戸構造III −Ｖ族化合物半導体レーザとして実現さ
れている（Ｊ．Ｐ．ｖａｎ ｄｅｒ Ｚｉｅｌ他、Ａ
ｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、２６（１９７５）、４
６３．、Ｗ．Ｔ．Ｔｓａｎｇ他、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．Ｌｅｔｔ．、３９（１９８１）、７８６．）。
素子 このような、伝導帯より一様にポテンシャルが増加し
た、所謂矩形ポテンシャル型の量子井戸内の量子準位間
の遷移を利用する量子井戸構造発光素子は既に、砒化ガ
リウム／砒化アルミニウム・ガリウム混晶系からなる量
子井戸構造III −Ｖ族化合物半導体レーザとして実現さ
れている（Ｊ．Ｐ．ｖａｎ ｄｅｒ Ｚｉｅｌ他、Ａ
ｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、２６（１９７５）、４
６３．、Ｗ．Ｔ．Ｔｓａｎｇ他、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．Ｌｅｔｔ．、３９（１９８１）、７８６．）。
【００１８】量子井戸構造から成る発光部は単色性に優
れる発光スペクトルをもたらすため、この利点を流用す
べく、近年では、同類のIII −Ｖ族化合物半導体である
III族窒化物半導体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も報告され
ている（Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、３５（１
９９６）、Ｐａｒｔ ２、Ｎｏ．１Ｂ、Ｌ７４〜Ｌ７６
頁参照）。その他、多くの技術開示例に窒化ガリウム・
インジウム等を井戸層とする量子井戸構造発光素子を観
ることができる（例えば特開平６−１６４０５５号、特
開平６−２６８２５７号、特開平７−７２２３号、特開
平７−９４７８４号、特開平７−２９７４７６号の各公
報）。窒化アルミニウム・ガリウム混晶／窒化ガリウム
系からなる単一あるいは多重量子井戸構造の発光素子を
含めれば、さらに多くの報告例がある。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 Ｂ（Ｊ．Ｖａｃ．Ｓｃｉ．Ｔｅｃｈｎｏｌ．
Ｂ）、８（１９９０）、３１６．、アプライド フィ
ジクスレターズ（Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．）、
５６（１９９０）、１２５７．、ジャーナル オブ
アプライド フィジクス（Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．）、７４（１９９３）、３９１１．、ジャーナル
オブ エレクトロニック マテリアルズ（Ｊ．Ｅｌｅ
ｃｔｒｏｎ．Ｍａｔｅｒ．）、２１（１９９２）、４３
７．同誌２１（１９９２）、６０９．、ジャパニー
ズ ジャーナル オブ アプライド フィジクス（Ｊｐ
ｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．）、３０（Ｐａｒｔ
１）（１９９１）、１９２４．、同誌３４（１９９
５）、Ｌ７９７．、同誌３４（Ｐａｒｔ ２）（１９
９５）、Ｌ１３３２．、同誌３４（Ｐａｒｔ ２）
（１９９５）、Ｌ１４８７．等である。
れる発光スペクトルをもたらすため、この利点を流用す
べく、近年では、同類のIII −Ｖ族化合物半導体である
III族窒化物半導体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も報告され
ている（Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、３５（１
９９６）、Ｐａｒｔ ２、Ｎｏ．１Ｂ、Ｌ７４〜Ｌ７６
頁参照）。その他、多くの技術開示例に窒化ガリウム・
インジウム等を井戸層とする量子井戸構造発光素子を観
ることができる（例えば特開平６−１６４０５５号、特
開平６−２６８２５７号、特開平７−７２２３号、特開
平７−９４７８４号、特開平７−２９７４７６号の各公
報）。窒化アルミニウム・ガリウム混晶／窒化ガリウム
系からなる単一あるいは多重量子井戸構造の発光素子を
含めれば、さらに多くの報告例がある。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 Ｂ（Ｊ．Ｖａｃ．Ｓｃｉ．Ｔｅｃｈｎｏｌ．
Ｂ）、８（１９９０）、３１６．、アプライド フィ
ジクスレターズ（Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．）、
５６（１９９０）、１２５７．、ジャーナル オブ
アプライド フィジクス（Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙ
ｓ．）、７４（１９９３）、３９１１．、ジャーナル
オブ エレクトロニック マテリアルズ（Ｊ．Ｅｌｅ
ｃｔｒｏｎ．Ｍａｔｅｒ．）、２１（１９９２）、４３
７．同誌２１（１９９２）、６０９．、ジャパニー
ズ ジャーナル オブ アプライド フィジクス（Ｊｐ
ｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．）、３０（Ｐａｒｔ
１）（１９９１）、１９２４．、同誌３４（１９９
５）、Ｌ７９７．、同誌３４（Ｐａｒｔ ２）（１９
９５）、Ｌ１３３２．、同誌３４（Ｐａｒｔ ２）
（１９９５）、Ｌ１４８７．等である。
【００１９】Ｇ．量子井戸層内の準位分布 量子井戸構造を構成する井戸層と障壁層との双方の層の
禁止帯幅を各々、（Ｅｇ）ｗ及び（Ｅｇ）bで表すとす
れば、伝導帯側のオフセット量ΔＥc 及び価電子帯側の
オフセット量ΔＥvは次の式（４）及び（５）で表せ
る。 ΔＥc ＝α（（Ｅｇ）b−（Ｅｇ）w）＝αΔＥｇ ・・・・・ 式（４） ΔＥv ＝β（（Ｅｇ）b−（Ｅｇ）w）＝βΔＥｇ ・・・・・ 式（５） 但し、ΔＥｇ＝（Ｅｇ）b−（Ｅｇ）w
禁止帯幅を各々、（Ｅｇ）ｗ及び（Ｅｇ）bで表すとす
れば、伝導帯側のオフセット量ΔＥc 及び価電子帯側の
オフセット量ΔＥvは次の式（４）及び（５）で表せ
る。 ΔＥc ＝α（（Ｅｇ）b−（Ｅｇ）w）＝αΔＥｇ ・・・・・ 式（４） ΔＥv ＝β（（Ｅｇ）b−（Ｅｇ）w）＝βΔＥｇ ・・・・・ 式（５） 但し、ΔＥｇ＝（Ｅｇ）b−（Ｅｇ）w
【００２０】式（４）、式（５）におけるα及びβは分
配比率を表す係数であって、αはΔＥｇの何割がΔＥc
、すなわち、伝導帯側のオフセットに寄与しているか
を示す係数である。βは価電子帯側のオフセット量がΔ
Ｅｇの何割に相当するかを示す係数であり、αとβはα
＋β＝１の関係にある。砒化ガリウム／砒化アルミニウ
ム・ガリウム混晶系の量子井戸構造にあっては、α＝
０．８５、β＝０．１５であるのがＤｉｎｇｌｅの８５
％則として知られている（上記の「半導体超格子の物理
と応用」、７２頁参照）。しかし、窒化ガリウム系の量
子井戸構造にあっては、バンド不連続性を定量的に知る
には未だ充分に至っていない。
配比率を表す係数であって、αはΔＥｇの何割がΔＥc
、すなわち、伝導帯側のオフセットに寄与しているか
を示す係数である。βは価電子帯側のオフセット量がΔ
Ｅｇの何割に相当するかを示す係数であり、αとβはα
＋β＝１の関係にある。砒化ガリウム／砒化アルミニウ
ム・ガリウム混晶系の量子井戸構造にあっては、α＝
０．８５、β＝０．１５であるのがＤｉｎｇｌｅの８５
％則として知られている（上記の「半導体超格子の物理
と応用」、７２頁参照）。しかし、窒化ガリウム系の量
子井戸構造にあっては、バンド不連続性を定量的に知る
には未だ充分に至っていない。
【００２１】何れにしても、図１４に示すような、従来
型の量子井戸構造における、障壁層Ｂとのポテンシャル
の差異によって形成される矩形ポテンシャル井戸Ｗ１，
Ｗ２にあって、内部に形成される量子準位Ｌ１１，Ｌ１
２，Ｌ２１，Ｌ２２は一様である。すなわち、従来の量
子井戸構造と称される構造にあって、井戸層Ｗ内に形成
される量子準位Ｌ１１，Ｌ１２，Ｌ２１，Ｌ２２は井戸
層Ｗの幅方向（水平方向）に、伝導帯から一定のポテン
シャルの差異を保持しながら一様に分布する矩形状の分
布である。したがって、従来の量子井戸構造と称する井
戸層からの発光は、対称的な矩形ポテンシャル井戸の内
部に存在する電子等のキャリアの再結合によっているも
のである。
型の量子井戸構造における、障壁層Ｂとのポテンシャル
の差異によって形成される矩形ポテンシャル井戸Ｗ１，
Ｗ２にあって、内部に形成される量子準位Ｌ１１，Ｌ１
２，Ｌ２１，Ｌ２２は一様である。すなわち、従来の量
子井戸構造と称される構造にあって、井戸層Ｗ内に形成
される量子準位Ｌ１１，Ｌ１２，Ｌ２１，Ｌ２２は井戸
層Ｗの幅方向（水平方向）に、伝導帯から一定のポテン
シャルの差異を保持しながら一様に分布する矩形状の分
布である。したがって、従来の量子井戸構造と称する井
戸層からの発光は、対称的な矩形ポテンシャル井戸の内
部に存在する電子等のキャリアの再結合によっているも
のである。
【００２２】ところで、この対称型矩形ポテンシャル井
戸構造は、次に述べるような問題点を抱えている。
戸構造は、次に述べるような問題点を抱えている。
【００２３】 Ｈ．矩形ポテンシャル井戸構造の作製上の一般的問題点 発光部を量子井戸構造に構成することによる一つ利点
は、単色性である。しかし、量子準位を形成するに足る
薄膜積層構成を得るにあっては、その形成に伴う問題が
付帯する。矩形ポテンシャル井戸の形成にあって理想的
なのは、井戸層と、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あるいは構成元素の組成比が急
峻に変化していることである。
は、単色性である。しかし、量子準位を形成するに足る
薄膜積層構成を得るにあっては、その形成に伴う問題が
付帯する。矩形ポテンシャル井戸の形成にあって理想的
なのは、井戸層と、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あるいは構成元素の組成比が急
峻に変化していることである。
【００２４】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（ＧａxＩｎ
1-xＮ：０≦ｘ＜１）から発光層を、窒化アルミニウム
・ガリウム混晶（ＡｌxＧａ1-xＮ：０≦ｘ≦１）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、本例においてイ
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
の原子の相互拡散や界面（表面）の原子レベルでの非平
坦性等に起因して、接合界面での構成元素あるいはその
組成を急峻に厳密に安定して制御するには、高度な界面
制御技術を駆使する必要がある。発光層と障壁層との接
合界面の急峻性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バンド変化が緩慢となることであ
る。
例を挙げれば、窒化ガリウム・インジウム（ＧａxＩｎ
1-xＮ：０≦ｘ＜１）から発光層を、窒化アルミニウム
・ガリウム混晶（ＡｌxＧａ1-xＮ：０≦ｘ≦１）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、本例においてイ
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
の原子の相互拡散や界面（表面）の原子レベルでの非平
坦性等に起因して、接合界面での構成元素あるいはその
組成を急峻に厳密に安定して制御するには、高度な界面
制御技術を駆使する必要がある。発光層と障壁層との接
合界面の急峻性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バンド変化が緩慢となることであ
る。
【００２５】図１５は井戸層と障壁層とのバンド変化が
緩慢な場合を模式的に示す図である。図において、実際
のバンドダイヤグラムＤ１と、破線で示した理想とする
対称型矩形ポテンシャル井戸におけるバンドダイアグラ
ムＤ２との対比から明かなように、バンドオフセットが
緩慢であると井戸Ｗ内に形成される一量子準位Ｌ３及び
Ｌ４が変化を被る。バンドが緩慢に変化する程、すなわ
ち、接合面における構成元素濃度の緩慢な変化により、
井戸幅が拡幅されるのと同等の事態が生じた場合、上記
の式（３）に示される通り、量子準位Ｌ３はＬ３１へと
低下し、量子準位Ｌ４はＬ４１へと低下する。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（上記の「半導体超格子の物理と応用」（（株）
培風館発行）、２２７頁参照）。この量子準位の「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。
緩慢な場合を模式的に示す図である。図において、実際
のバンドダイヤグラムＤ１と、破線で示した理想とする
対称型矩形ポテンシャル井戸におけるバンドダイアグラ
ムＤ２との対比から明かなように、バンドオフセットが
緩慢であると井戸Ｗ内に形成される一量子準位Ｌ３及び
Ｌ４が変化を被る。バンドが緩慢に変化する程、すなわ
ち、接合面における構成元素濃度の緩慢な変化により、
井戸幅が拡幅されるのと同等の事態が生じた場合、上記
の式（３）に示される通り、量子準位Ｌ３はＬ３１へと
低下し、量子準位Ｌ４はＬ４１へと低下する。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（上記の「半導体超格子の物理と応用」（（株）
培風館発行）、２２７頁参照）。この量子準位の「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。
【００２６】図１６は井戸層の層厚（幅）の僅かな変化
によって、量子準位が微妙に変化する模様を伝導帯側の
準位Ｌ５について模式的に示したものである。同図から
井戸幅の僅かな拡幅あるいは縮小に対応して、量子準位
Ｌ５がＬ５２へ低下あるいはＬ５１へ増加する様子が観
てとれる。井戸層Ｗ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、量子準位Ｌ５の
変化は遷移エネルギーの変化、すなわち、式（１）によ
れば意図する発光波長からの”ずれ”に帰結する。この
ように、井戸層Ｗの層厚（幅）が僅かに”ずれ”ても、
発光波長に変化を被るのが従来の対称型の矩形ポテンシ
ャル井戸を有する量子井戸構造からなる発光素子の問題
点の一つである。
によって、量子準位が微妙に変化する模様を伝導帯側の
準位Ｌ５について模式的に示したものである。同図から
井戸幅の僅かな拡幅あるいは縮小に対応して、量子準位
Ｌ５がＬ５２へ低下あるいはＬ５１へ増加する様子が観
てとれる。井戸層Ｗ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、量子準位Ｌ５の
変化は遷移エネルギーの変化、すなわち、式（１）によ
れば意図する発光波長からの”ずれ”に帰結する。この
ように、井戸層Ｗの層厚（幅）が僅かに”ずれ”ても、
発光波長に変化を被るのが従来の対称型の矩形ポテンシ
ャル井戸を有する量子井戸構造からなる発光素子の問題
点の一つである。
【００２７】窒化ガリウム・インジウム／窒化ガリウム
系量子井戸構造にあっては、そもそも窒化ガリウム・イ
ンジウムからなる発光層（井戸層）と、窒化ガリウムあ
るいは窒化アルミニウム・ガリウム混晶からなる障壁層
とで良好な接合界面を形成するのが極めて困難であるこ
とが知られている。これは、一つは、一様なインジウム
組成の単一の相からなる窒化ガリウム・インジウム混晶
の形成の困難性に起因している。窒化ガリウム・インジ
ウムは熱的に変質し易いため、結果としてインジウム濃
度（組成）を不均一とする複数の相が生じ、多相構成と
なる傾向が強いからである（Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ
Ｃｏｍｕｎｎ．、１１（１９７２）、６１７〜６２１
頁、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、４６（８）（１９７
５）、３４３２〜３４３７頁参照）。
系量子井戸構造にあっては、そもそも窒化ガリウム・イ
ンジウムからなる発光層（井戸層）と、窒化ガリウムあ
るいは窒化アルミニウム・ガリウム混晶からなる障壁層
とで良好な接合界面を形成するのが極めて困難であるこ
とが知られている。これは、一つは、一様なインジウム
組成の単一の相からなる窒化ガリウム・インジウム混晶
の形成の困難性に起因している。窒化ガリウム・インジ
ウムは熱的に変質し易いため、結果としてインジウム濃
度（組成）を不均一とする複数の相が生じ、多相構成と
なる傾向が強いからである（Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ
Ｃｏｍｕｎｎ．、１１（１９７２）、６１７〜６２１
頁、Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、４６（８）（１９７
５）、３４３２〜３４３７頁参照）。
【００２８】窒化ガリウム・インジウム混晶に関する結
晶形態に関する研究の最近の進展は、均質な混晶組成の
窒化ガリウム・インジウム混晶の成長はむしろ困難であ
るのを教示している（１９９６（平成８年）秋季第５７
回応用物理学会学術講演会講演予稿集Ｎｏ．１、講演番
号８ｐ−ＺＦ−１４、２０９頁）。窒化ガリウム・イン
ジウムにあっては、加熱による相構造の変化により、母
相と、母相とはインジウム濃度（組成）を異にする従属
相とに分離する現象も認められる（特願平８−２６１０
４４号明細書参照）。
晶形態に関する研究の最近の進展は、均質な混晶組成の
窒化ガリウム・インジウム混晶の成長はむしろ困難であ
るのを教示している（１９９６（平成８年）秋季第５７
回応用物理学会学術講演会講演予稿集Ｎｏ．１、講演番
号８ｐ−ＺＦ−１４、２０９頁）。窒化ガリウム・イン
ジウムにあっては、加熱による相構造の変化により、母
相と、母相とはインジウム濃度（組成）を異にする従属
相とに分離する現象も認められる（特願平８−２６１０
４４号明細書参照）。
【００２９】図１７は多相構造からなる不均質な窒化ガ
リウム・インジウム混晶層を発光層として含む量子井戸
構成の一例を示す図である。同図の構成において、井戸
層Ｗ１０に接合する障壁層Ｂ１０，Ｂ１０は、相変化を
無視できる２元（２元素）化合物である窒化ガリウム
（ＧａＮ）から構成している。発光層（井戸層）Ｗ１０
である窒化ガリウム・インジウム混晶層は、その混晶の
成膜時の加熱プロセス等により熱的に変質し、内部は母
相Ｐ10と、従属相Ｐ11としての微結晶体とに分離してい
る。障壁層Ｂ１０，Ｂ１０との接合様式を観れば、母相
Ｐ10と接合する、あるいは従属相Ｐ11と接合する領域等
では、発光層Ｗ１０を構成する窒化ガリウム・インジウ
ムの形態の変化のため発光層Ｗ１０の領域によって接合
を構成する物質が変貌する。母相Ｐ10と従属相Ｐ11とで
はインジウム濃度を異にするのが一般的である。窒化ガ
リウム・インジウム混晶（ＧａxＩｎ1-xＮ：０≦ｘ≦
１）にあって、インジウム組成比（１−ｘ）が異なれ
ば、禁止帯幅が非直線的に変化するのは従来の技術が教
示するところである（特公昭５５−３８３４号公報明細
書参照）。したがって、この母相Ｐ10と従属相Ｐ11との
構成形態に変化を来たし易い状況は、発光層Ｗ１０が禁
止帯幅を異にする多相から構成され易いことを表してい
る。これは、たとえ、障壁層Ｂ１０の内部結晶構造等の
品質を一様に形成したとしても、井戸層Ｗ１０の不均質
性故に井戸層Ｗ１０の領域に依存してバンドオフセット
に差異が生ずることを意味している。バンドオフセット
が異なれば、井戸層Ｗ１０内の量子準位が変化すること
は次の式（６）が教えるところである（Ｊ．Ａｐｐｌ．
Ｐｈｙｓ．、５６（２）（１９８４）、４６３〜４６７
頁参照）。 ｔａｎ2｛（ｍw・Ｅ・Ｌz2／２ｈo2）｝1/2−ｍb（Ｖ−Ｅ）／ｍw・Ｅ＝０ ・・・・・・式（６） 上記の式（６）において、ｍw 及びｍb は、井戸の内部
及び外部の電子の有効質量（ｅｆｆｃｔｉｖｅ ｍａｓ
ｓ）を各々表す。また、Ｅは矩形ポテンシャル井戸に生
ずるエネルギー準位を、Ｖはポテンシャル井戸の深さ、
すなわち、バンド端の不連続性（オフセット）をそれぞ
れ表す。また、ｈoはプランク定数をｈとしてｈ／２π
で与えられる数値である。
リウム・インジウム混晶層を発光層として含む量子井戸
構成の一例を示す図である。同図の構成において、井戸
層Ｗ１０に接合する障壁層Ｂ１０，Ｂ１０は、相変化を
無視できる２元（２元素）化合物である窒化ガリウム
（ＧａＮ）から構成している。発光層（井戸層）Ｗ１０
である窒化ガリウム・インジウム混晶層は、その混晶の
成膜時の加熱プロセス等により熱的に変質し、内部は母
相Ｐ10と、従属相Ｐ11としての微結晶体とに分離してい
る。障壁層Ｂ１０，Ｂ１０との接合様式を観れば、母相
Ｐ10と接合する、あるいは従属相Ｐ11と接合する領域等
では、発光層Ｗ１０を構成する窒化ガリウム・インジウ
ムの形態の変化のため発光層Ｗ１０の領域によって接合
を構成する物質が変貌する。母相Ｐ10と従属相Ｐ11とで
はインジウム濃度を異にするのが一般的である。窒化ガ
リウム・インジウム混晶（ＧａxＩｎ1-xＮ：０≦ｘ≦
１）にあって、インジウム組成比（１−ｘ）が異なれ
ば、禁止帯幅が非直線的に変化するのは従来の技術が教
示するところである（特公昭５５−３８３４号公報明細
書参照）。したがって、この母相Ｐ10と従属相Ｐ11との
構成形態に変化を来たし易い状況は、発光層Ｗ１０が禁
止帯幅を異にする多相から構成され易いことを表してい
る。これは、たとえ、障壁層Ｂ１０の内部結晶構造等の
品質を一様に形成したとしても、井戸層Ｗ１０の不均質
性故に井戸層Ｗ１０の領域に依存してバンドオフセット
に差異が生ずることを意味している。バンドオフセット
が異なれば、井戸層Ｗ１０内の量子準位が変化すること
は次の式（６）が教えるところである（Ｊ．Ａｐｐｌ．
Ｐｈｙｓ．、５６（２）（１９８４）、４６３〜４６７
頁参照）。 ｔａｎ2｛（ｍw・Ｅ・Ｌz2／２ｈo2）｝1/2−ｍb（Ｖ−Ｅ）／ｍw・Ｅ＝０ ・・・・・・式（６） 上記の式（６）において、ｍw 及びｍb は、井戸の内部
及び外部の電子の有効質量（ｅｆｆｃｔｉｖｅ ｍａｓ
ｓ）を各々表す。また、Ｅは矩形ポテンシャル井戸に生
ずるエネルギー準位を、Ｖはポテンシャル井戸の深さ、
すなわち、バンド端の不連続性（オフセット）をそれぞ
れ表す。また、ｈoはプランク定数をｈとしてｈ／２π
で与えられる数値である。
【００３０】量子準位が変化すれば、式（１）から導か
れるごとく発光波長は変化する。量子井戸構造の発光素
子にあっては、接合面におけるバンドの緩慢な変化、あ
るいは意図する井戸幅からの僅かなずれによって発光波
長に変貌を来すのが大きな欠点である。内部組織の多相
構造への変化が特に顕著に進行すると、母相Ｐ10がイン
ジウムを殆ど含有しない窒化ガリウム、あるいは窒化ガ
リウムだけから構成される事態も誘発され得る（特願平
８−２０８４８６号明細書参照）。母相Ｐ10がそのよう
な窒化ガリウムから構成されるとなると、図１７に示す
窒化ガリウムを障壁層Ｂ１０とする量子井戸構造にあっ
ては、発光層Ｗ１０と障壁層Ｂ１０，Ｂ１０とのバンド
オフセットがキャリアの閉じ込めを行うに充分とはなら
ず、量子井戸を形成するに至らないことも推測される。
れるごとく発光波長は変化する。量子井戸構造の発光素
子にあっては、接合面におけるバンドの緩慢な変化、あ
るいは意図する井戸幅からの僅かなずれによって発光波
長に変貌を来すのが大きな欠点である。内部組織の多相
構造への変化が特に顕著に進行すると、母相Ｐ10がイン
ジウムを殆ど含有しない窒化ガリウム、あるいは窒化ガ
リウムだけから構成される事態も誘発され得る（特願平
８−２０８４８６号明細書参照）。母相Ｐ10がそのよう
な窒化ガリウムから構成されるとなると、図１７に示す
窒化ガリウムを障壁層Ｂ１０とする量子井戸構造にあっ
ては、発光層Ｗ１０と障壁層Ｂ１０，Ｂ１０とのバンド
オフセットがキャリアの閉じ込めを行うに充分とはなら
ず、量子井戸を形成するに至らないことも推測される。
【００３１】また、窒化ガリウム・インジウム混晶の成
膜技術上の困難さを省みる。図１７に示した量子井戸構
造の発光部を、窒化ガリウム系膜の成膜に一般的に使用
される有機金属熱分解気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）によ
り構成する場合を例にして説明する。ＭＯＣＶＤ法で
は、障壁層Ｂ１０としての窒化ガリウムの成膜は約１０
００℃を越える温度で実施されるのが通例である（例え
ば、特公平３−３１６７８号公報明細書など参照）。一
方、井戸層Ｗ１０としての窒化ガリウム・インジウム混
晶は、その易昇華性を勘案して１０００℃未満の大凡、
８００℃から９００℃前後の比較的低温で成膜されるの
が常である（特開平６−２０９１２２号公報明細書参
照）。
膜技術上の困難さを省みる。図１７に示した量子井戸構
造の発光部を、窒化ガリウム系膜の成膜に一般的に使用
される有機金属熱分解気相成長法（ＭＯＣＶＤ法）によ
り構成する場合を例にして説明する。ＭＯＣＶＤ法で
は、障壁層Ｂ１０としての窒化ガリウムの成膜は約１０
００℃を越える温度で実施されるのが通例である（例え
ば、特公平３−３１６７８号公報明細書など参照）。一
方、井戸層Ｗ１０としての窒化ガリウム・インジウム混
晶は、その易昇華性を勘案して１０００℃未満の大凡、
８００℃から９００℃前後の比較的低温で成膜されるの
が常である（特開平６−２０９１２２号公報明細書参
照）。
【００３２】したがって、窒化ガリウム／窒化ガリウム
・インジウム／窒化ガリウムからなる積層構成を形成す
る際には、１０００℃を越える、例えば１１００℃で下
層の窒化ガリウムの成膜を終了したる後、成膜温度を約
８００℃から約９００℃に一旦低下させて、中間層の窒
化ガリウム・インジウムの成膜を形成し、然る後再び１
０００℃を越える上層の窒化ガリウムに適する成膜温度
に昇温するというように、成膜温度を順次変化させる必
要がある。このため、中間層の窒化ガリウム・インジウ
ム混晶層は、その上に窒化ガリウム層を積層するための
高温への昇温時の受熱により昇華する。特に、この昇温
の条件が不適であると昇華が激しく生じるため、窒化ガ
リウム・インジウム混晶発光層の部分的な揮散、損失を
招く。昇華等に起因する発光層の部分的な揮散・損失
は、発光層即ち井戸層の層厚（井戸幅）の部分的な変化
を来す。
・インジウム／窒化ガリウムからなる積層構成を形成す
る際には、１０００℃を越える、例えば１１００℃で下
層の窒化ガリウムの成膜を終了したる後、成膜温度を約
８００℃から約９００℃に一旦低下させて、中間層の窒
化ガリウム・インジウムの成膜を形成し、然る後再び１
０００℃を越える上層の窒化ガリウムに適する成膜温度
に昇温するというように、成膜温度を順次変化させる必
要がある。このため、中間層の窒化ガリウム・インジウ
ム混晶層は、その上に窒化ガリウム層を積層するための
高温への昇温時の受熱により昇華する。特に、この昇温
の条件が不適であると昇華が激しく生じるため、窒化ガ
リウム・インジウム混晶発光層の部分的な揮散、損失を
招く。昇華等に起因する発光層の部分的な揮散・損失
は、発光層即ち井戸層の層厚（井戸幅）の部分的な変化
を来す。
【００３３】このように、窒化ガリウム・インジウム混
晶の非混和性に基づく不均質性と相俟って、成膜プロセ
スに付随して生ずる井戸層内における層厚（幅）の変化
が帰結される。井戸層において井戸幅に変化を来せば、
発光波長の不均一性をもたらすことは上記の式（３）が
示すところである。しかも、同一の発光層（井戸層）に
おいて、接合界面の非平坦性によって層内の領域毎に井
戸層厚が異なれば、尚更のこと同一の発光層から異なる
波長の発光がもたらされることとなり、単色性に優れる
発光を得るに不利な状況を招くのみであり、発光強度も
それほど強くすることはできない。
晶の非混和性に基づく不均質性と相俟って、成膜プロセ
スに付随して生ずる井戸層内における層厚（幅）の変化
が帰結される。井戸層において井戸幅に変化を来せば、
発光波長の不均一性をもたらすことは上記の式（３）が
示すところである。しかも、同一の発光層（井戸層）に
おいて、接合界面の非平坦性によって層内の領域毎に井
戸層厚が異なれば、尚更のこと同一の発光層から異なる
波長の発光がもたらされることとなり、単色性に優れる
発光を得るに不利な状況を招くのみであり、発光強度も
それほど強くすることはできない。
【００３４】上記のように、窒化ガリウム・インジウム
混晶で対称型矩形ポテンシャル井戸を構成すると、
（１）接合界面での急峻な組成比形成が困難なためバン
ド変化が緩慢化する、（２）多相化しやすい（非混和
性）、（３）易昇華性である、といったことが原因し
て、発光素子として機能させても、発光波長にずれが生
じ、単色性が損なわれ、発光強度もそれほど強くするこ
とができない、という問題点を生じていた。一方、この
ような問題点を抱えながらも、キャリアの再結合（量子
準位間の遷移）によりもたらされる優れた発光特性を安
定して顕現するに適する発光様式の実現が求められると
ころであり、そこで、本発明者は、対称型矩形ポテンシ
ャル井戸の構成とは異なる、非矩形ポテンシャル井戸の
構成の下で、キャリアの再結合を行わせるデバイスに着
目した。
混晶で対称型矩形ポテンシャル井戸を構成すると、
（１）接合界面での急峻な組成比形成が困難なためバン
ド変化が緩慢化する、（２）多相化しやすい（非混和
性）、（３）易昇華性である、といったことが原因し
て、発光素子として機能させても、発光波長にずれが生
じ、単色性が損なわれ、発光強度もそれほど強くするこ
とができない、という問題点を生じていた。一方、この
ような問題点を抱えながらも、キャリアの再結合（量子
準位間の遷移）によりもたらされる優れた発光特性を安
定して顕現するに適する発光様式の実現が求められると
ころであり、そこで、本発明者は、対称型矩形ポテンシ
ャル井戸の構成とは異なる、非矩形ポテンシャル井戸の
構成の下で、キャリアの再結合を行わせるデバイスに着
目した。
【００３５】 Ｉ．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 伝導帯のバンド構造の曲折をもって形成された、非矩形
ポテンシャル井戸に蓄積された低次元の電子（量子化さ
れた準位のキャリア）を、素子の高速動作をもたらすキ
ャリアとして利用する素子には、例えば、２次元電子ガ
ス電界効果型トランジスタ（ＴＥＧＦＥＴ）がある。こ
の類の電子デバイスに利用されるポテンシャル井戸構造
は、従来からの発光素子用途の量子井戸構造における矩
形ポテンシャル井戸構造（特開平８−２９３６４３号公
報明細書参照）ではなく、活性層の中央を中心にして非
対称のバンド構成となっている。
バイス例 伝導帯のバンド構造の曲折をもって形成された、非矩形
ポテンシャル井戸に蓄積された低次元の電子（量子化さ
れた準位のキャリア）を、素子の高速動作をもたらすキ
ャリアとして利用する素子には、例えば、２次元電子ガ
ス電界効果型トランジスタ（ＴＥＧＦＥＴ）がある。こ
の類の電子デバイスに利用されるポテンシャル井戸構造
は、従来からの発光素子用途の量子井戸構造における矩
形ポテンシャル井戸構造（特開平８−２９３６４３号公
報明細書参照）ではなく、活性層の中央を中心にして非
対称のバンド構成となっている。
【００３６】上記の２次元電子ガス電界効果型トランジ
スタの一つに、III −Ｖ族化合物半導体からなる高移動
度トランジスタ（変調ドーピング電界効果型トランジス
タ（ＭＯＤＦＥＴ））がある。このＭＯＤＦＥＴの動作
に利用されるキャリアは主に、量子井戸内の電子の如
く、量子化された低次元の電子、即ち２次元的に振る舞
う電子である。そして、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、上記のように非対称であり、従来の発光
素子用途の対称型矩形ポテンシャル井戸のそれとは異に
する。
スタの一つに、III −Ｖ族化合物半導体からなる高移動
度トランジスタ（変調ドーピング電界効果型トランジス
タ（ＭＯＤＦＥＴ））がある。このＭＯＤＦＥＴの動作
に利用されるキャリアは主に、量子井戸内の電子の如
く、量子化された低次元の電子、即ち２次元的に振る舞
う電子である。そして、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、上記のように非対称であり、従来の発光
素子用途の対称型矩形ポテンシャル井戸のそれとは異に
する。
【００３７】図１８はＭＯＤＦＥＴの積層構造体におけ
る非対称型のバンド構造を示す図である。図において、
ＭＯＤＦＥＴ積層部の非対称型バンド構造は、電子走行
層（チャネル層）Ｓ１／スペーサ層Ｓ２／電子供給層Ｓ
３から成っている。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
電子帯端にバンドの不連続部分５０１，５０２が発生し
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以下に在る領域は
当然のことながらポテンシャルが低いため、電子ｅが蓄
積され、局在化する。
る非対称型のバンド構造を示す図である。図において、
ＭＯＤＦＥＴ積層部の非対称型バンド構造は、電子走行
層（チャネル層）Ｓ１／スペーサ層Ｓ２／電子供給層Ｓ
３から成っている。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
電子帯端にバンドの不連続部分５０１，５０２が発生し
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以下に在る領域は
当然のことながらポテンシャルが低いため、電子ｅが蓄
積され、局在化する。
【００３８】電子（キャリア）の分布状態を対比する
と、従来の矩形ポテンシャル井戸層内の量子化された電
子は、障壁層との接合界面に局在するのではなく、井戸
層内で伝導帯端とのエネルギー差を略一定に維持してな
る或る準位に略一様に分布しているのに対し、ＭＯＤＦ
ＥＴ構造における電子は、他層との接合界面近傍の領
域、すなわち、活性層の特定の領域に蓄積され局在して
いる。
と、従来の矩形ポテンシャル井戸層内の量子化された電
子は、障壁層との接合界面に局在するのではなく、井戸
層内で伝導帯端とのエネルギー差を略一定に維持してな
る或る準位に略一様に分布しているのに対し、ＭＯＤＦ
ＥＴ構造における電子は、他層との接合界面近傍の領
域、すなわち、活性層の特定の領域に蓄積され局在して
いる。
【００３９】すなわち、ＭＯＤＦＥＴ構造では、電子
を、伝導帯のバンド構造の曲折をもって形成された非矩
形（非対称）ポテンシャル井戸に蓄積するとともに、そ
の非矩形ポテンシャル井戸に低次元（２次元）的に閉じ
こめることで、その電子を素子の高速動作をもたらすキ
ャリアとして利用している。
を、伝導帯のバンド構造の曲折をもって形成された非矩
形（非対称）ポテンシャル井戸に蓄積するとともに、そ
の非矩形ポテンシャル井戸に低次元（２次元）的に閉じ
こめることで、その電子を素子の高速動作をもたらすキ
ャリアとして利用している。
【００４０】電子走行層Ｓ１を砒化ガリウム（ＧａＡ
ｓ）とし、スペーサ層Ｓ２あるいは電子供給層Ｓ３を砒
化アルミニウム・ガリウム混晶（ＡｌＧａＡｓ）とす
る、ＧａＡｓ／ＡｌＧａＡｓ系ＭＯＤＦＥＴ、あるいは
電子走行層Ｓ１を砒化ガリウムに代替して砒化ガリウム
・インジウム（ＧａＩｎＡｓ）とするＧａＩｎＡｓ／Ａ
ｌＧａＡｓ系ＭＯＤＦＥＴに加え、最近では、窒化ガリ
ウム系半導体材料からなるＭＯＤＦＥＴも報告されるに
至っている（例えば、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔ
ｔ．、６９（２５）（１９９６）、３８７２〜３８７４
頁参照）。このＭＯＤＦＥＴの作製に利用されている窒
化ガリウム系半導体材料とは、窒化ガリウムと窒化ガリ
ウム・アルミニウム混晶であり、窒化ガリウムは電子走
行層Ｓ１を、また窒化アルミニウム・ガリウム混晶はス
ペーサ層Ｓ２、及び電子供給層Ｓ３をそれぞれ構成して
いる（Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、６９（６）
（１９９６）、７９４〜７９６頁参照）。この窒化ガリ
ウムと窒化アルミニウム混晶とのヘテロ接合において、
接合界面近傍の領域に電子の局在をもたらすバンド構造
の変化が発生することは既に、報告されている（Ａｐｐ
ｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、６９（２３）（１９９
６）、３４５６〜３４５８頁参照）。
ｓ）とし、スペーサ層Ｓ２あるいは電子供給層Ｓ３を砒
化アルミニウム・ガリウム混晶（ＡｌＧａＡｓ）とす
る、ＧａＡｓ／ＡｌＧａＡｓ系ＭＯＤＦＥＴ、あるいは
電子走行層Ｓ１を砒化ガリウムに代替して砒化ガリウム
・インジウム（ＧａＩｎＡｓ）とするＧａＩｎＡｓ／Ａ
ｌＧａＡｓ系ＭＯＤＦＥＴに加え、最近では、窒化ガリ
ウム系半導体材料からなるＭＯＤＦＥＴも報告されるに
至っている（例えば、Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔ
ｔ．、６９（２５）（１９９６）、３８７２〜３８７４
頁参照）。このＭＯＤＦＥＴの作製に利用されている窒
化ガリウム系半導体材料とは、窒化ガリウムと窒化ガリ
ウム・アルミニウム混晶であり、窒化ガリウムは電子走
行層Ｓ１を、また窒化アルミニウム・ガリウム混晶はス
ペーサ層Ｓ２、及び電子供給層Ｓ３をそれぞれ構成して
いる（Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、６９（６）
（１９９６）、７９４〜７９６頁参照）。この窒化ガリ
ウムと窒化アルミニウム混晶とのヘテロ接合において、
接合界面近傍の領域に電子の局在をもたらすバンド構造
の変化が発生することは既に、報告されている（Ａｐｐ
ｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、６９（２３）（１９９
６）、３４５６〜３４５８頁参照）。
【００４１】これらのＭＯＤＦＥＴ構造におけるバンド
構造の変化を発生させる接合様式を観るに、それはｎ形
伝導層相互の接合界面である。すなわち、ｎ形の電子走
行層とｎ形のスペーサ層もしくは電子供給層とのｎ／ｎ
接合である。基板結晶側からの結晶層の積層順序から観
て所謂、逆ＭＯＤＦＥＴ構造と一般的に呼称される構造
も提示されているが（ＩＥＥＥ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ．Ｄ
ｅｖｉｃｅ Ｌｅｔｔ．、ＥＤＬ−７（１９８６）、７
１頁及び同誌４５４頁参照）、この場合もキャリア（電
子）が２次元電子ガスとして蓄積されるのは、ｎ形電子
供給層もしくはｎ形スペーサ層と、ｎ形電子走行層との
接合界面、すなわち、ｎ／ｎ接合部である。このよう
に、ＭＯＤＦＥＴ構造におけるキャリアの局在は、いず
れもｎｎ接合部を利用している。
構造の変化を発生させる接合様式を観るに、それはｎ形
伝導層相互の接合界面である。すなわち、ｎ形の電子走
行層とｎ形のスペーサ層もしくは電子供給層とのｎ／ｎ
接合である。基板結晶側からの結晶層の積層順序から観
て所謂、逆ＭＯＤＦＥＴ構造と一般的に呼称される構造
も提示されているが（ＩＥＥＥ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ．Ｄ
ｅｖｉｃｅ Ｌｅｔｔ．、ＥＤＬ−７（１９８６）、７
１頁及び同誌４５４頁参照）、この場合もキャリア（電
子）が２次元電子ガスとして蓄積されるのは、ｎ形電子
供給層もしくはｎ形スペーサ層と、ｎ形電子走行層との
接合界面、すなわち、ｎ／ｎ接合部である。このよう
に、ＭＯＤＦＥＴ構造におけるキャリアの局在は、いず
れもｎｎ接合部を利用している。
【００４２】 Ｊ．窒化ガリウム・インジウム系発光素子における量子
効果の解明の状況 一方、窒化ガリウム・インジウム混晶を発光層とするII
I 族窒化物半導体素子にあって、同発光層内に「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（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２８
ａ−Ｄ−６、１７８頁参照）。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
において、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のままであり、
ましてや、接合界面近傍における領域に蓄積され局在す
る電子を、発光をもたらす再結合に利用したIII 族窒化
物半導体発光素子の例は実際知られていない。
効果の解明の状況 一方、窒化ガリウム・インジウム混晶を発光層とするII
I 族窒化物半導体素子にあって、同発光層内に「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（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２８
ａ−Ｄ−６、１７８頁参照）。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
において、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のままであり、
ましてや、接合界面近傍における領域に蓄積され局在す
る電子を、発光をもたらす再結合に利用したIII 族窒化
物半導体発光素子の例は実際知られていない。
【００４３】
【発明が解決しようとする課題】上記のように、発光素
子の発光部において、窒化ガリウム・インジウム混晶で
対称型矩形ポテンシャル井戸を構成し発光層とすると、
バンド変化の緩慢化、多相化（非混和性）、易昇華性と
いったことが原因して、発光波長にずれが生じ、単色性
が損なわれ、発光強度もそれほど強くすることができな
いという問題点を有している。一方、このような問題点
を抱えながらも、キャリアの再結合によりもたらされる
優れた発光特性を、安定して顕現できる発光様式とし
て、非対称型ポテンシャル井戸構造にその可能性を見い
だせるものの、発光素子分野でのこのような非対称型ポ
テンシャル井戸構造は、現状では何ら解明されておら
ず、このため、非対称型ポテンシャル井戸構造でのキャ
リアの分布形態や、その発光特性改善に寄与する構成要
件も明確でなく、したがって、単色性特性や発光強度特
性を改善できるには至っていない。
子の発光部において、窒化ガリウム・インジウム混晶で
対称型矩形ポテンシャル井戸を構成し発光層とすると、
バンド変化の緩慢化、多相化（非混和性）、易昇華性と
いったことが原因して、発光波長にずれが生じ、単色性
が損なわれ、発光強度もそれほど強くすることができな
いという問題点を有している。一方、このような問題点
を抱えながらも、キャリアの再結合によりもたらされる
優れた発光特性を、安定して顕現できる発光様式とし
て、非対称型ポテンシャル井戸構造にその可能性を見い
だせるものの、発光素子分野でのこのような非対称型ポ
テンシャル井戸構造は、現状では何ら解明されておら
ず、このため、非対称型ポテンシャル井戸構造でのキャ
リアの分布形態や、その発光特性改善に寄与する構成要
件も明確でなく、したがって、単色性特性や発光強度特
性を改善できるには至っていない。
【００４４】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単色性に優れる短波長光を
高強度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。
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。
【００４５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
に、請求項１に記載の発明は、III 族窒化物半導体から
成るｎ形半導体層とアルミニウムを含有するIII 族窒化
物半導体から成るｐ形半導体層との中間に、インジウム
含有III 族窒化物半導体から成るｎ形発光層を配置して
成るIII 族窒化物半導体発光素子において、上記ｎ形発
光層が、ｎ形半導体層との接合界面近傍の領域に設けら
れた高キャリア濃度層と、ｐ形半導体層との接合界面近
傍の領域に設けられた低キャリア濃度層とからなり、上
記高キャリア濃度層は、ドナー濃度が５×１０ 17 ｃｍ -3
以上で１×１０ 19 ｃｍ -3 以下であり、上記低キャリア濃
度層は、キャリア濃度が５×１０ 17 ｃｍ -3 以下、層厚が
２ｎｍ以上で２０ｎｍ以下であり、上記ｎ形発光層とｐ
形半導体層との接合界面では、ｎ形発光層のインジウム
原子の濃度がｐ形半導体層内で２桁低下するまでの遷移
距離、およびｐ形半導体層のアルミニウム原子の濃度が
ｎ形発光層内で２桁低下するまでの遷移距離を、それぞ
れ２０ｎｍ以下として組成比変化の急峻性を確保し、上
記低キャリア濃度層中に、キャリア面密度が１×１０11
ｃｍ-2以上で５×１０13ｃｍ-2以下の、低次元電子を選
択的に蓄積し局在させる電子蓄積領域が設けられてい
る、ことを特徴とする。
に、請求項１に記載の発明は、III 族窒化物半導体から
成るｎ形半導体層とアルミニウムを含有するIII 族窒化
物半導体から成るｐ形半導体層との中間に、インジウム
含有III 族窒化物半導体から成るｎ形発光層を配置して
成るIII 族窒化物半導体発光素子において、上記ｎ形発
光層が、ｎ形半導体層との接合界面近傍の領域に設けら
れた高キャリア濃度層と、ｐ形半導体層との接合界面近
傍の領域に設けられた低キャリア濃度層とからなり、上
記高キャリア濃度層は、ドナー濃度が５×１０ 17 ｃｍ -3
以上で１×１０ 19 ｃｍ -3 以下であり、上記低キャリア濃
度層は、キャリア濃度が５×１０ 17 ｃｍ -3 以下、層厚が
２ｎｍ以上で２０ｎｍ以下であり、上記ｎ形発光層とｐ
形半導体層との接合界面では、ｎ形発光層のインジウム
原子の濃度がｐ形半導体層内で２桁低下するまでの遷移
距離、およびｐ形半導体層のアルミニウム原子の濃度が
ｎ形発光層内で２桁低下するまでの遷移距離を、それぞ
れ２０ｎｍ以下として組成比変化の急峻性を確保し、上
記低キャリア濃度層中に、キャリア面密度が１×１０11
ｃｍ-2以上で５×１０13ｃｍ-2以下の、低次元電子を選
択的に蓄積し局在させる電子蓄積領域が設けられてい
る、ことを特徴とする。
【００４６】また、請求項２に記載の発明は、上記した
請求項１に記載の発明の構成に加えて、上記ｎ形発光層
は、層厚の減少に反比例して発光波長が長波長化する、
ことを特徴とする。
請求項１に記載の発明の構成に加えて、上記ｎ形発光層
は、層厚の減少に反比例して発光波長が長波長化する、
ことを特徴とする。
【００４７】また、請求項３に記載の発明は、上記した
請求項１または２に記載の発明の構成に加えて、上記ｎ
形発光層と上記ｐ形半導体層との間に、キャリア濃度を
５×１０ 17 ｃｍ -3 以下とし、層厚を３ｎｍ以上で３０ｎ
ｍ以下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≦１）から成る薄層を介在させた、
ことを特徴とする
請求項１または２に記載の発明の構成に加えて、上記ｎ
形発光層と上記ｐ形半導体層との間に、キャリア濃度を
５×１０ 17 ｃｍ -3 以下とし、層厚を３ｎｍ以上で３０ｎ
ｍ以下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≦１）から成る薄層を介在させた、
ことを特徴とする
【００４８】
【発明の実施の形態】以下にこの発明の実施の形態を図
面に基づいて詳細に説明する。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積層構造を概念的に
示す図である。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形半導体層（以下、「ｎ形層」という）１とｐ形半
導体層（以下、「ｐ形層」という）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ｎ形発光層（以
下、「発光層」という）２を配置して成り、ｎ形層２の
ドナー濃度を５×１０17ｃｍ-3以上で１×１０19ｃｍ-3
以下とし、発光層２のｐ形層３との接合界面５の近傍の
領域に、キャリア面密度が１×１０11ｃｍ-2以上で５×
１０13ｃｍ-2以下の、電子を選択的に蓄積し局在させる
電子蓄積領域Ｒ（図２参照）を備えている。
面に基づいて詳細に説明する。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積層構造を概念的に
示す図である。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形半導体層（以下、「ｎ形層」という）１とｐ形半
導体層（以下、「ｐ形層」という）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ｎ形発光層（以
下、「発光層」という）２を配置して成り、ｎ形層２の
ドナー濃度を５×１０17ｃｍ-3以上で１×１０19ｃｍ-3
以下とし、発光層２のｐ形層３との接合界面５の近傍の
領域に、キャリア面密度が１×１０11ｃｍ-2以上で５×
１０13ｃｍ-2以下の、電子を選択的に蓄積し局在させる
電子蓄積領域Ｒ（図２参照）を備えている。
【００４９】このように、本発明の発光部１０は、イン
ジウム含有III 族窒化物半導体発光層２の両側にマトリ
ックスを異にする半導体層１，３を接合させてなる非対
称型の接合構成を含む構造となっている。特に、詳細は
後述するように、キャリア（電子）を、発光層２のｐ形
層３側の表層部に備えた電子蓄積領域Ｒに選択的に蓄積
するために、バンド構造を非対称型のポテンシャル構成
としている。
ジウム含有III 族窒化物半導体発光層２の両側にマトリ
ックスを異にする半導体層１，３を接合させてなる非対
称型の接合構成を含む構造となっている。特に、詳細は
後述するように、キャリア（電子）を、発光層２のｐ形
層３側の表層部に備えた電子蓄積領域Ｒに選択的に蓄積
するために、バンド構造を非対称型のポテンシャル構成
としている。
【００５０】発光部１０の接合構成は、バンドオフセッ
トから観れば発光層２とｎ形層１との間の擬似的なホモ
（ｈｏｍｏ）接合と、発光層２とｐ形層３とのヘテロ接
合から成る。すなわち、擬似的なシングルヘテロ（Ｓ
Ｈ）を基本とするものである。
トから観れば発光層２とｎ形層１との間の擬似的なホモ
（ｈｏｍｏ）接合と、発光層２とｐ形層３とのヘテロ接
合から成る。すなわち、擬似的なシングルヘテロ（Ｓ
Ｈ）を基本とするものである。
【００５１】図２は発光部のバンド構造を示すバンドダ
イアグラムである。発光部１０は、図に示すように、非
対称型のポテンシャル構成を有し、発光層２内部におけ
るバンド２０は、ｐ形層３との接合界面５に近づくにつ
れて、大きな曲率で落ち込んで、接合界面５との間に電
子蓄積領域Ｒを形成し、接合界面５において急激に立ち
上がり、その後ｐ形層３において少し下降し平坦化す
る。
イアグラムである。発光部１０は、図に示すように、非
対称型のポテンシャル構成を有し、発光層２内部におけ
るバンド２０は、ｐ形層３との接合界面５に近づくにつ
れて、大きな曲率で落ち込んで、接合界面５との間に電
子蓄積領域Ｒを形成し、接合界面５において急激に立ち
上がり、その後ｐ形層３において少し下降し平坦化す
る。
【００５２】発光層２とｐ形層３との伝導帯のバンドオ
フセットＯＦ１は、急激に立ち上がったバンド２０の最
高点２０ａと、落ち込んだ最低点２０ｂとの間のエネル
ギ差である。本発明では、電子蓄積領域Ｒを、接合界面
５近傍の発光層２の内部に、発光層２の大きな曲率で落
ち込む伝導帯と、ｐ形層の伝導帯との間のエネルギ差に
よって、電子蓄積領域Ｒを創出し、電子ｅをこの電子蓄
積領域Ｒに優先的に且つ選択的に蓄積する構成となって
いる。ここで云うバンド間のエネルギ差は、従来の矩形
ポテンシャル井戸のように、フェルミレベルから一様な
ポテンシャル差をもって存在する「平坦」な伝導帯レベ
ル間相互の差（図１４参照）とは異なっている。
フセットＯＦ１は、急激に立ち上がったバンド２０の最
高点２０ａと、落ち込んだ最低点２０ｂとの間のエネル
ギ差である。本発明では、電子蓄積領域Ｒを、接合界面
５近傍の発光層２の内部に、発光層２の大きな曲率で落
ち込む伝導帯と、ｐ形層の伝導帯との間のエネルギ差に
よって、電子蓄積領域Ｒを創出し、電子ｅをこの電子蓄
積領域Ｒに優先的に且つ選択的に蓄積する構成となって
いる。ここで云うバンド間のエネルギ差は、従来の矩形
ポテンシャル井戸のように、フェルミレベルから一様な
ポテンシャル差をもって存在する「平坦」な伝導帯レベ
ル間相互の差（図１４参照）とは異なっている。
【００５３】キャリア（電子）を電子蓄積領域Ｒに優先
的かつ選択的に蓄積する効果を上げるために、ｎ形層１
は、発光層２との間の伝導帯側のオフセットＯＦ２が電
子の充分な「閉じ込め」をもたらすに至らないIII 族窒
化物半導体材料から構成する。したがって、ｎ形層１と
発光層２とのオフセットＯＦ２は、電子の室温での熱運
動エネルギ（約０．２６ｅＶ）未満の概ね、０．２〜
０．３ｅＶ未満、好ましくは約０．１ｅＶ以下とする。
一方、発光層２と接合するｐ形層３は、順方向バイアス
下においてｎ形層１側から発光層２に流通する電子を、
接合界面５近傍の電子蓄積領域Ｒに蓄積する、そのよう
なポテンシャル構成を創出する作用を担わなければなら
ない。したがって、ｐ形層３を構成するIII 族窒化物半
導体材料は、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比較して、最低でも電子の室温での
熱運動エネルギ（約０．２６ｅＶ）以上の伝導帯の障壁
をもたらすに足るものでなければならない。
的かつ選択的に蓄積する効果を上げるために、ｎ形層１
は、発光層２との間の伝導帯側のオフセットＯＦ２が電
子の充分な「閉じ込め」をもたらすに至らないIII 族窒
化物半導体材料から構成する。したがって、ｎ形層１と
発光層２とのオフセットＯＦ２は、電子の室温での熱運
動エネルギ（約０．２６ｅＶ）未満の概ね、０．２〜
０．３ｅＶ未満、好ましくは約０．１ｅＶ以下とする。
一方、発光層２と接合するｐ形層３は、順方向バイアス
下においてｎ形層１側から発光層２に流通する電子を、
接合界面５近傍の電子蓄積領域Ｒに蓄積する、そのよう
なポテンシャル構成を創出する作用を担わなければなら
ない。したがって、ｐ形層３を構成するIII 族窒化物半
導体材料は、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比較して、最低でも電子の室温での
熱運動エネルギ（約０．２６ｅＶ）以上の伝導帯の障壁
をもたらすに足るものでなければならない。
【００５４】発光層２は、一般式 ＡｌxＧａyＩｎzＮ
（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ，ｙ≦１、ｚ≠０）で表記さ
れるインジウムを含有するIII 族窒化物半導体から構成
する。代表的なものには、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、リン（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Ｖで示す。）を構成元素として含む、一般式
ＡｌxＧａyＩｎzＮaＶ1-a（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ，
ｙ≦１、ｚ≠０、０＜ａ≦１）で表記されるインジウム
含有III 族窒化物半導体混晶からも発光層を構成でき
る。
（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ，ｙ≦１、ｚ≠０）で表記さ
れるインジウムを含有するIII 族窒化物半導体から構成
する。代表的なものには、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、リン（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Ｖで示す。）を構成元素として含む、一般式
ＡｌxＧａyＩｎzＮaＶ1-a（ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ，
ｙ≦１、ｚ≠０、０＜ａ≦１）で表記されるインジウム
含有III 族窒化物半導体混晶からも発光層を構成でき
る。
【００５５】電気伝導形から判断すれば、ｎ形、ｐ形及
びｉ形（高抵抗もしくは絶縁形）の何れのインジウム含
有III 族窒化物半導体層も発光層として利用できるが、
本発明では、発光部１０の非対称型のポテンシャル井戸
構造をもって、キャリア特に電子を蓄積する発光層２の
形成を意図している以上、発光層２を構成するインジウ
ム含有III 族窒化物半導体層は、ｎ形の伝導性を呈する
のを最も好ましいとする。
びｉ形（高抵抗もしくは絶縁形）の何れのインジウム含
有III 族窒化物半導体層も発光層として利用できるが、
本発明では、発光部１０の非対称型のポテンシャル井戸
構造をもって、キャリア特に電子を蓄積する発光層２の
形成を意図している以上、発光層２を構成するインジウ
ム含有III 族窒化物半導体層は、ｎ形の伝導性を呈する
のを最も好ましいとする。
【００５６】発光層２をｎ形とする場合、ｐ形層３との
接合界面５近傍の発光層２の領域に電子蓄積領域Ｒを形
成するのが重要である。発光層２の内部にあって、キャ
リア（電子）の蓄積をｐ形層３との境界側にもたらすの
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形層１側と
の接合界面に電子蓄積領域を持つ構成の発光層にあって
は、ｐ形層３からその電子蓄積領域までの間には距離が
あり、正孔が電子蓄積領域に到達するのは、正孔の拡散
長を考慮しても不都合である。
接合界面５近傍の発光層２の領域に電子蓄積領域Ｒを形
成するのが重要である。発光層２の内部にあって、キャ
リア（電子）の蓄積をｐ形層３との境界側にもたらすの
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形層１側と
の接合界面に電子蓄積領域を持つ構成の発光層にあって
は、ｐ形層３からその電子蓄積領域までの間には距離が
あり、正孔が電子蓄積領域に到達するのは、正孔の拡散
長を考慮しても不都合である。
【００５７】本発明では、発光層２のドナー濃度Ｎｄを
規定する。ドナー濃度Ｎｄとは、電気的に活性化したｎ
形不純物の濃度である。電気的に活性化したｐ形不純物
の量を示すアクセプタ濃度をＮａとすれば、キャリア濃
度Ｎとドナー濃度Ｎｄとの関係は、Ｎ＝｜Ｎｄ−Ｎａ｜
である。したがって、ドナーが支配的に存在し、Ｎｄ》
Ｎａである半導体層では、キャリア濃度Ｎとドナー濃度
Ｎｄとは略同等となる。
規定する。ドナー濃度Ｎｄとは、電気的に活性化したｎ
形不純物の濃度である。電気的に活性化したｐ形不純物
の量を示すアクセプタ濃度をＮａとすれば、キャリア濃
度Ｎとドナー濃度Ｎｄとの関係は、Ｎ＝｜Ｎｄ−Ｎａ｜
である。したがって、ドナーが支配的に存在し、Ｎｄ》
Ｎａである半導体層では、キャリア濃度Ｎとドナー濃度
Ｎｄとは略同等となる。
【００５８】或る”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。ポテンシャル井戸内の
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キャリアの量が増
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（２次元）のキャリアが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、量子効果に
基づく優れた素子特性の顕現を妨げる。一方、逆にポテ
ンシャル井戸内の量子準位に空位を生む程キャリアが少
量であっても、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
デバイスの特徴は発現できない。適量のキャリアの蓄積
がもたらされるｎ形発光層２のドナー濃度Ｎｄは５×１
０17ｃｍ-3以上で１×１０19ｃｍ-3以下である。この範
囲外では、蓄積されるキャリア（電子）の量は適量から
外れる。
るキャリアの量には限りがある。ポテンシャル井戸内の
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キャリアの量が増
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（２次元）のキャリアが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、量子効果に
基づく優れた素子特性の顕現を妨げる。一方、逆にポテ
ンシャル井戸内の量子準位に空位を生む程キャリアが少
量であっても、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
デバイスの特徴は発現できない。適量のキャリアの蓄積
がもたらされるｎ形発光層２のドナー濃度Ｎｄは５×１
０17ｃｍ-3以上で１×１０19ｃｍ-3以下である。この範
囲外では、蓄積されるキャリア（電子）の量は適量から
外れる。
【００５９】本発明ではまた、ｐ形層３側の発光層２の
表層部のキャリア面密度（シートキャリア濃度）を規定
する。シートキャリア濃度Ｎｓとキャリア濃度Ｎとは、
Ｎｓ＝Ｎ×ｄの関係にある。ｄは発光層２の層厚であ
る。上記のドナー濃度Ｎｄ（５×１０17ｃｍ-3以上で１
×１０19ｃｍ-3以下）の範囲におけるシートキャリア濃
度Ｎｓは、１×１０11ｃｍ-2以上で５×１０13ｃｍ-2以
下の範囲とする。この範囲外のシートキャリア濃度Ｎｓ
を有する発光層２では、量子化したキャリアは存在する
が、量子化されたキャリアの３次元的（バルク（ｂｕｌ
ｋ）的）な非量子化キャリアに占める割合が低下する。
これより、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ない。
表層部のキャリア面密度（シートキャリア濃度）を規定
する。シートキャリア濃度Ｎｓとキャリア濃度Ｎとは、
Ｎｓ＝Ｎ×ｄの関係にある。ｄは発光層２の層厚であ
る。上記のドナー濃度Ｎｄ（５×１０17ｃｍ-3以上で１
×１０19ｃｍ-3以下）の範囲におけるシートキャリア濃
度Ｎｓは、１×１０11ｃｍ-2以上で５×１０13ｃｍ-2以
下の範囲とする。この範囲外のシートキャリア濃度Ｎｓ
を有する発光層２では、量子化したキャリアは存在する
が、量子化されたキャリアの３次元的（バルク（ｂｕｌ
ｋ）的）な非量子化キャリアに占める割合が低下する。
これより、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ない。
【００６０】局在するキャリアの有無はシュブニコフ・
ド・ハース（Ｓｈｕｂｎｉｋｏｖ−ｄｅ Ｈａａｓ：略
称ＳｄＨ）効果による磁気抵抗の振動の測定から調査で
きる（Ｋ．ジーガー著、山本 恵一他共訳、「セミコン
ダクターの物理学（下）（第４版）」（（株）吉岡書店
物理学叢書６１、１９９１年６月２５日第１刷発
行）、３５３〜３６０頁参照）。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Ｓ
ｄＨ振動におけるランダウ準位（Ｌａｎｄａｕ ｌｅｖ
ｅｌ）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（上記の「半導体超格子の
物理と応用」（（株）培風館発行、４２〜４６頁参
照）。また、Ｌａｎｄａｕ準位と磁力との相関から、局
在化し量子化した低次元キャリアのキャリア面密度Ｎｓ
が求められる。シートキャリア濃度Ｎｓはホール効果法
で測定されるキャリア濃度Ｎからも計算できる。
ド・ハース（Ｓｈｕｂｎｉｋｏｖ−ｄｅ Ｈａａｓ：略
称ＳｄＨ）効果による磁気抵抗の振動の測定から調査で
きる（Ｋ．ジーガー著、山本 恵一他共訳、「セミコン
ダクターの物理学（下）（第４版）」（（株）吉岡書店
物理学叢書６１、１９９１年６月２５日第１刷発
行）、３５３〜３６０頁参照）。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Ｓ
ｄＨ振動におけるランダウ準位（Ｌａｎｄａｕ ｌｅｖ
ｅｌ）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（上記の「半導体超格子の
物理と応用」（（株）培風館発行、４２〜４６頁参
照）。また、Ｌａｎｄａｕ準位と磁力との相関から、局
在化し量子化した低次元キャリアのキャリア面密度Ｎｓ
が求められる。シートキャリア濃度Ｎｓはホール効果法
で測定されるキャリア濃度Ｎからも計算できる。
【００６１】上記のように、この発明に係る第１の実施
形態では、ｐ形層３との接合界面５近傍の発光層２の領
域に、電子蓄積領域Ｒを備えるようにしたので、順方向
バイアス下においてｐ形層３の正孔が発光層２側の界面
５に拡散したとき、その正孔は近接する電子蓄積領域Ｒ
に流下し、電子蓄積領域内の電子との間で再結合する。
したがって、再結合が円滑に行われ、高い発光強度を得
ることができる。
形態では、ｐ形層３との接合界面５近傍の発光層２の領
域に、電子蓄積領域Ｒを備えるようにしたので、順方向
バイアス下においてｐ形層３の正孔が発光層２側の界面
５に拡散したとき、その正孔は近接する電子蓄積領域Ｒ
に流下し、電子蓄積領域内の電子との間で再結合する。
したがって、再結合が円滑に行われ、高い発光強度を得
ることができる。
【００６２】また、発光層２のドナー濃度Ｎｄを５×１
０17ｃｍ-3以上で１×１０19ｃｍ-3以下とし、発光層２
の立体的空間において通常の３次元的な挙動を呈する電
子（３次元的キャリア）の数を制限したので、その電子
が電子蓄積領域Ｒに流入して溜まるその数を適量に保持
することができる。
０17ｃｍ-3以上で１×１０19ｃｍ-3以下とし、発光層２
の立体的空間において通常の３次元的な挙動を呈する電
子（３次元的キャリア）の数を制限したので、その電子
が電子蓄積領域Ｒに流入して溜まるその数を適量に保持
することができる。
【００６３】さらに、電子蓄積領域Ｒを備える発光層２
側界面５の幅狭い領域において主に２次元的に振る舞う
電子（２次元的キャリア）のシートキャリア濃度Ｎｓ
を、１×１０11ｃｍ-2以上で５×１０13ｃｍ-2以下とし
たので、上記の発光層２の立体的空間における３次元的
キャリアに対する、電子蓄積領域Ｒにおける２次元的キ
ャリアの占める割合を最適化することができる。
側界面５の幅狭い領域において主に２次元的に振る舞う
電子（２次元的キャリア）のシートキャリア濃度Ｎｓ
を、１×１０11ｃｍ-2以上で５×１０13ｃｍ-2以下とし
たので、上記の発光層２の立体的空間における３次元的
キャリアに対する、電子蓄積領域Ｒにおける２次元的キ
ャリアの占める割合を最適化することができる。
【００６４】上記したように、発光層２のドナー濃度Ｎ
ｄが高すぎても低すぎても、Ｐ形層３からの正孔と電子
蓄積領域Ｒの電子との再結合に起因するこの発明に固有
の発光特性を充分に顕現できなくなる。すなわち、ドナ
ー濃度Ｎｄが低く３次元的キャリアが少ないと、電子蓄
積領域Ｒに流入して溜まる電子が少なくなって空位が生
じ、したがって電子蓄積領域Ｒでの電子との再結合の発
生が少なくなる。逆にドナー濃度Ｎｄが高く３次元的キ
ャリアが多すぎると電子蓄積領域Ｒが満席となり収容で
きなくなって、電子蓄積領域Ｒにおける２次元的キャリ
アの、３次元的キャリアに占める割合が小さくなり、ｐ
形層３からの正孔が電子蓄積領域に流入しようとして
も、その手前で３次元的キャリアによって阻止されてし
まう。このように、双方の場合ともこの発明に固有の発
光特性の顕現が妨害されてしまうが、この発明では、発
光層２のドナー濃度Ｎｄと、発光層２側界面５でのシー
トキャリア濃度Ｎｓとを規定したので、電子蓄積領域Ｒ
に適量の電子を保持でき、発光特性を最大限発揮させる
ことができる。
ｄが高すぎても低すぎても、Ｐ形層３からの正孔と電子
蓄積領域Ｒの電子との再結合に起因するこの発明に固有
の発光特性を充分に顕現できなくなる。すなわち、ドナ
ー濃度Ｎｄが低く３次元的キャリアが少ないと、電子蓄
積領域Ｒに流入して溜まる電子が少なくなって空位が生
じ、したがって電子蓄積領域Ｒでの電子との再結合の発
生が少なくなる。逆にドナー濃度Ｎｄが高く３次元的キ
ャリアが多すぎると電子蓄積領域Ｒが満席となり収容で
きなくなって、電子蓄積領域Ｒにおける２次元的キャリ
アの、３次元的キャリアに占める割合が小さくなり、ｐ
形層３からの正孔が電子蓄積領域に流入しようとして
も、その手前で３次元的キャリアによって阻止されてし
まう。このように、双方の場合ともこの発明に固有の発
光特性の顕現が妨害されてしまうが、この発明では、発
光層２のドナー濃度Ｎｄと、発光層２側界面５でのシー
トキャリア濃度Ｎｓとを規定したので、電子蓄積領域Ｒ
に適量の電子を保持でき、発光特性を最大限発揮させる
ことができる。
【００６５】発光層２のｐ形層３側との接合界面５にの
みキャリア（電子）の蓄積をもたらす電子蓄積領域Ｒを
有する発光層２を形成するには、発光層２より禁止帯幅
を大とする半導体層を単に積層するのみでは不充分であ
り、ｐ形層３と発光層２との接合界面５は物質的に観て
明瞭な境界となっていなければならない。すなわち、界
面の急峻性が要求される（上記の「半導体超格子の物理
と応用」（（株）培風館発行）、１３９〜１４５頁参
照）。次に、この急峻な界面を実現する各層の成長方法
について、説明する。
みキャリア（電子）の蓄積をもたらす電子蓄積領域Ｒを
有する発光層２を形成するには、発光層２より禁止帯幅
を大とする半導体層を単に積層するのみでは不充分であ
り、ｐ形層３と発光層２との接合界面５は物質的に観て
明瞭な境界となっていなければならない。すなわち、界
面の急峻性が要求される（上記の「半導体超格子の物理
と応用」（（株）培風館発行）、１３９〜１４５頁参
照）。次に、この急峻な界面を実現する各層の成長方法
について、説明する。
【００６６】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（Ｍ
ＯＣＶＤ法）、分子線エピタキシャル成長法（ＭＢＥ
法）やハロゲン化物あるいはハイドライド（水素化物）
を原料とする気相成長法（ＶＰＥ法）があるが、ＬＥＤ
等の発光素子用途の積層構造体の形成に一般的に利用さ
れるＭＯＣＶＤ法を例にすれば、ヘテロ接合界面の急峻
性の確保を阻害する様々な要因を排除する配慮を施した
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
（例えば窒化ガリウム層）の成膜は、砒化ガリウム（Ｇ
ａＡｓ）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
体系からな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。
体層の成長方法には、有機化合物熱分解気相成長法（Ｍ
ＯＣＶＤ法）、分子線エピタキシャル成長法（ＭＢＥ
法）やハロゲン化物あるいはハイドライド（水素化物）
を原料とする気相成長法（ＶＰＥ法）があるが、ＬＥＤ
等の発光素子用途の積層構造体の形成に一般的に利用さ
れるＭＯＣＶＤ法を例にすれば、ヘテロ接合界面の急峻
性の確保を阻害する様々な要因を排除する配慮を施した
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
（例えば窒化ガリウム層）の成膜は、砒化ガリウム（Ｇ
ａＡｓ）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
体系からな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。
【００６７】図３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
反応炉に観られる様に、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。
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
反応炉に観られる様に、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。
【００６８】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。
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。
【００６９】掃引ガスを構成するガス種としては、ＭＯ
ＣＶＤ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（Ａ
ｒ）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（ＮＨ
3 ）を混合したＨ2、Ｎ2やＡｒの混合ガスも使用でき
る。図３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。
ＣＶＤ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（Ａ
ｒ）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（ＮＨ
3 ）を混合したＨ2、Ｎ2やＡｒの混合ガスも使用でき
る。図３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。
【００７０】発光層２のｐ形層３側との接合界面５は、
界面の急峻性を確保するために格別に留意する必要があ
るが、発光層２のｎ形層１側の界面４の急峻性について
はそれ程、精緻に制御する必要はない。発光層２とｎ形
層１との界面４の急峻性をｐ形層３側のそれと同一とす
ると、発光層２とｎ形層１との界面４近傍の発光層２の
内部領域においてバンドの曲折が発生する事態を招く。
バンドがｐ形層３との界面５と同様にフェルミレベルに
到達する程、曲折するとなるとキャリア（電子）はその
領域に蓄積され、曲在する。発光をもたらす再結合を担
う一方のキャリア（電子）がｎ形層１との接合界面４近
傍の発光層２の内部に局在していても、他方のキャリ
ア、すなわち、正孔を高密度に内包するｐ形層３との間
隔（距離）が大きいだけに、正孔の拡散距離の関係から
再結合の効率は低下する。したがって、高強度の発光を
得るに不利となる。高発光強度を得るには、ｐ形層３側
の接合界面５近傍の領域に選択的に且つ限定的に電子の
局在をもたらすバンド構成（電子蓄積領域Ｒ）を有する
発光層２である必要がある。
界面の急峻性を確保するために格別に留意する必要があ
るが、発光層２のｎ形層１側の界面４の急峻性について
はそれ程、精緻に制御する必要はない。発光層２とｎ形
層１との界面４の急峻性をｐ形層３側のそれと同一とす
ると、発光層２とｎ形層１との界面４近傍の発光層２の
内部領域においてバンドの曲折が発生する事態を招く。
バンドがｐ形層３との界面５と同様にフェルミレベルに
到達する程、曲折するとなるとキャリア（電子）はその
領域に蓄積され、曲在する。発光をもたらす再結合を担
う一方のキャリア（電子）がｎ形層１との接合界面４近
傍の発光層２の内部に局在していても、他方のキャリ
ア、すなわち、正孔を高密度に内包するｐ形層３との間
隔（距離）が大きいだけに、正孔の拡散距離の関係から
再結合の効率は低下する。したがって、高強度の発光を
得るに不利となる。高発光強度を得るには、ｐ形層３側
の接合界面５近傍の領域に選択的に且つ限定的に電子の
局在をもたらすバンド構成（電子蓄積領域Ｒ）を有する
発光層２である必要がある。
【００７１】ちなみに、発光層２との接合界面における
急峻性において、ｐ形層３との接合界面５における急峻
性よりも、ｎ形層１との接合界面４を故意に劣るものと
なすには、いくつかの手段が例示できる。
急峻性において、ｐ形層３との接合界面５における急峻
性よりも、ｎ形層１との接合界面４を故意に劣るものと
なすには、いくつかの手段が例示できる。
【００７２】一つは、成長環境の構成に関するものであ
る。例えば、上記の如くのヘテロ接合界面の急峻性を確
保するための掃引ガスの流通機構を備えた成長反応炉９
０を利用して接合界面４の成長を行わせる場合にあっ
て、掃引ガスの流量を、沈積物の基板１００表面への落
下に因る表面モフォロジの悪化を招かない程度に減ずる
方法がある。他の手法は、ｎ形層１よりインジウム含有
III 族窒化物の発光層２へと成膜を移行する際に、例え
ば、インジウムの原料ガスの成長反応炉への供給量を経
時的に変化させて、発光層２のｎ形層１との接合界面４
近傍の領域にインジウム組成に勾配を付した組成勾配層
を配置するものである。すなわち、発光層２とｎ形層１
との界面４近傍の領域に、組成の遷移層（領域）を敷設
する方法である。
る。例えば、上記の如くのヘテロ接合界面の急峻性を確
保するための掃引ガスの流通機構を備えた成長反応炉９
０を利用して接合界面４の成長を行わせる場合にあっ
て、掃引ガスの流量を、沈積物の基板１００表面への落
下に因る表面モフォロジの悪化を招かない程度に減ずる
方法がある。他の手法は、ｎ形層１よりインジウム含有
III 族窒化物の発光層２へと成膜を移行する際に、例え
ば、インジウムの原料ガスの成長反応炉への供給量を経
時的に変化させて、発光層２のｎ形層１との接合界面４
近傍の領域にインジウム組成に勾配を付した組成勾配層
を配置するものである。すなわち、発光層２とｎ形層１
との界面４近傍の領域に、組成の遷移層（領域）を敷設
する方法である。
【００７３】さらに別の手法は、発光層２を重層構成と
成す場合に応用できるものであって、ｎ形層１と接合す
る界面４側に不純物をドーピングした発光層２の一構成
層を配置し、ｐ形層３側にアンドープもしくは低キャリ
ア濃度の発光層２の一構成層を配置する方法である。こ
れにより、不純物が形成する準位等の事由によりｎ形層
１と発光層２との界面４でバンドの曲折を抑制すること
ができる。次に上記の、発光層２とｐ形層３との界面５
の発光層２側に低キャリア濃度層を設けた場合につい
て、図４を用いて説明する。
成す場合に応用できるものであって、ｎ形層１と接合す
る界面４側に不純物をドーピングした発光層２の一構成
層を配置し、ｐ形層３側にアンドープもしくは低キャリ
ア濃度の発光層２の一構成層を配置する方法である。こ
れにより、不純物が形成する準位等の事由によりｎ形層
１と発光層２との界面４でバンドの曲折を抑制すること
ができる。次に上記の、発光層２とｐ形層３との界面５
の発光層２側に低キャリア濃度層を設けた場合につい
て、図４を用いて説明する。
【００７４】図４は本発明の第２の実施形態における発
光部積層構造を概念的に示す図である。図において、上
記の第１の実施形態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。
光部積層構造を概念的に示す図である。図において、上
記の第１の実施形態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。
【００７５】この第２の実施形態では、発光部１１にお
いて、発光層２の内部の、ｐ形層３側との接合界面５近
傍の領域に、そのキャリア濃度を、ｎ形層１側との接合
界面４でのキャリア濃度よりも小とする低キャリア濃度
層２ｃを形成し、その低キャリア濃度層２ｃに電子蓄積
領域Ｒを設けている。これは、ｎ形層１との接合界面４
よりもｐ形層３との接合界面５に、より効率良くキャリ
アを蓄積させるためであり、またその蓄積キャリアを散
乱させないためである。さらに、低キャリア濃度層２ｃ
に電子蓄積領域Ｒを設けることで、周囲のキャリア濃度
の高い発光層領域からの電子を入れやすくするととも
に、電子蓄積領域Ｒが低不純物濃度で高純度の領域とな
ることで、不純物による電子の走行妨害を発生しにくく
し、電子の２次元的な高速走行をスムーズに行わせるた
めである。
いて、発光層２の内部の、ｐ形層３側との接合界面５近
傍の領域に、そのキャリア濃度を、ｎ形層１側との接合
界面４でのキャリア濃度よりも小とする低キャリア濃度
層２ｃを形成し、その低キャリア濃度層２ｃに電子蓄積
領域Ｒを設けている。これは、ｎ形層１との接合界面４
よりもｐ形層３との接合界面５に、より効率良くキャリ
アを蓄積させるためであり、またその蓄積キャリアを散
乱させないためである。さらに、低キャリア濃度層２ｃ
に電子蓄積領域Ｒを設けることで、周囲のキャリア濃度
の高い発光層領域からの電子を入れやすくするととも
に、電子蓄積領域Ｒが低不純物濃度で高純度の領域とな
ることで、不純物による電子の走行妨害を発生しにくく
し、電子の２次元的な高速走行をスムーズに行わせるた
めである。
【００７６】上記のキャリア濃度構成は、マトリックス
（構成元素）に変化を加えず成膜を継続しながら、不純
物（ドーパント）の有無あるいは添加量の調節により、
簡便に形成され得る。不純物のドーピング方法には、デ
ルタ（δ）ドーピング手法等が利用できる（Ｍ．Ａ．Ｈ
ｅｒｍａｎａｎｄ Ｈ．Ｓｉｔｔｅｒ、「Ｍｏｌｅｃｕ
ｌａｒＢｅａｍ Ｅｐｉｔａｘｙ−２ｎｄ．Ｅｄｉｔｉ
ｏｎ」（Ｓｐｒｉｎｇｅｒ−Ｖｅｒｌａｇ、１９９６年
発行）、２８１〜２８４頁参照）。
（構成元素）に変化を加えず成膜を継続しながら、不純
物（ドーパント）の有無あるいは添加量の調節により、
簡便に形成され得る。不純物のドーピング方法には、デ
ルタ（δ）ドーピング手法等が利用できる（Ｍ．Ａ．Ｈ
ｅｒｍａｎａｎｄ Ｈ．Ｓｉｔｔｅｒ、「Ｍｏｌｅｃｕ
ｌａｒＢｅａｍ Ｅｐｉｔａｘｙ−２ｎｄ．Ｅｄｉｔｉ
ｏｎ」（Ｓｐｒｉｎｇｅｒ−Ｖｅｒｌａｇ、１９９６年
発行）、２８１〜２８４頁参照）。
【００７７】本発明では、上記の低キャリア濃度層２ｃ
におけるキャリア濃度Ｎを５×１０17ｃｍ-3以下程度と
する。キャリア濃度Ｎがこの値を越えると、電子蓄積領
域Ｒに局在化したキャリア（電子）が散乱される確率が
増す。すなわち、低次元化（２次元化）したキャリアの
高速走行が妨害される恐れがある。
におけるキャリア濃度Ｎを５×１０17ｃｍ-3以下程度と
する。キャリア濃度Ｎがこの値を越えると、電子蓄積領
域Ｒに局在化したキャリア（電子）が散乱される確率が
増す。すなわち、低次元化（２次元化）したキャリアの
高速走行が妨害される恐れがある。
【００７８】低キャリア濃度層２ｃの幅（層厚）は２０
ｎｍ以下とするのが望ましい。過度に厚くすると、低キ
ャリア濃度であるが故に通流抵抗が増し、順方向電流を
徒に増加させるだけである。逆に、極端に薄い約１ｎｍ
以下となると、電子が散乱等の悪影響を被らずに局在で
きる領域が狭まり、都合が悪い。望ましい低キャリア濃
度層の幅は少なくとも約２ｎｍ以上である。したがっ
て、低キャリア濃度層２ｃの層厚は２ｎｍ以上２０ｎｍ
以下である。
ｎｍ以下とするのが望ましい。過度に厚くすると、低キ
ャリア濃度であるが故に通流抵抗が増し、順方向電流を
徒に増加させるだけである。逆に、極端に薄い約１ｎｍ
以下となると、電子が散乱等の悪影響を被らずに局在で
きる領域が狭まり、都合が悪い。望ましい低キャリア濃
度層の幅は少なくとも約２ｎｍ以上である。したがっ
て、低キャリア濃度層２ｃの層厚は２ｎｍ以上２０ｎｍ
以下である。
【００７９】低キャリア濃度層２ｃの層厚を２ｎｍ以上
２０ｎｍ以下としたことで、電子蓄積領域Ｒに蓄積され
た電子は、活動領域を２次元的な「面内」に制約され、
３次元的な振る舞いを規制されて無駄なエネルギ消費が
無くなるので、その「面内」を活発に動くことができ、
したがって、正孔との再結合を活発化することができ、
発光特性を改善させることができる。
２０ｎｍ以下としたことで、電子蓄積領域Ｒに蓄積され
た電子は、活動領域を２次元的な「面内」に制約され、
３次元的な振る舞いを規制されて無駄なエネルギ消費が
無くなるので、その「面内」を活発に動くことができ、
したがって、正孔との再結合を活発化することができ、
発光特性を改善させることができる。
【００８０】発光層２は約１ｎｍ以上で３００ｎｍ以下
の層厚であるのが好まれる。発光層２は、矩形ポテンシ
ャルを用いて発光層との接合界面に電子を略一様に分布
させるものではなく、したがって、発光層２の層厚を数
ｎｍ程度の極薄膜層に制限する必要はなく、発光層２の
合計層厚を、例えば数十ｎｍから数百ｎｍと比較的厚い
層としてもよい。したがって、本発明では、構成上の好
ましい配置はあるものの、例えば、不純物をドーピング
したIII 族窒化物半導体層と、アンドープ状態のインジ
ウム含有III 族窒化物半導体層とを重層させた合計層厚
を数十ｎｍから数百ｎｍと比較的厚い層も発光層２とし
て使用できる。好ましい重層の発光層２の構成例を挙げ
れば、発光層２を２層構造としたものとしては、ｎ形層
／高キャリア濃度の不純物をドーピングしたｎ形発光層
の一構成層／アンドープで低キャリア濃度のｎ形発光層
の一構成層／ｐ形層、からなる積層構造がある。また、
発光層２を３層構造としたものとしては、ｎ形層／アン
ドープで低キャリア濃度のｎ形発光層の一構成層／１０
18ｃｍ-3を越える高キャリア濃度の不純物をドーピング
した低キャリア濃度のｎ形発光層の一構成層／アンドー
プで低キャリア濃度のｎ形発光層の一構成層／ｐ形層か
らなる重層構成がある。本発明に係わるIII族窒化物半
導体発光素子の実現にあっては、発光層２の層厚より
も、発光層２のｐ形層３との接合界面５に選択的にキャ
リア（特に、電子）を局在させる非対称型ポテンシャル
井戸構造の創出が重要である。
の層厚であるのが好まれる。発光層２は、矩形ポテンシ
ャルを用いて発光層との接合界面に電子を略一様に分布
させるものではなく、したがって、発光層２の層厚を数
ｎｍ程度の極薄膜層に制限する必要はなく、発光層２の
合計層厚を、例えば数十ｎｍから数百ｎｍと比較的厚い
層としてもよい。したがって、本発明では、構成上の好
ましい配置はあるものの、例えば、不純物をドーピング
したIII 族窒化物半導体層と、アンドープ状態のインジ
ウム含有III 族窒化物半導体層とを重層させた合計層厚
を数十ｎｍから数百ｎｍと比較的厚い層も発光層２とし
て使用できる。好ましい重層の発光層２の構成例を挙げ
れば、発光層２を２層構造としたものとしては、ｎ形層
／高キャリア濃度の不純物をドーピングしたｎ形発光層
の一構成層／アンドープで低キャリア濃度のｎ形発光層
の一構成層／ｐ形層、からなる積層構造がある。また、
発光層２を３層構造としたものとしては、ｎ形層／アン
ドープで低キャリア濃度のｎ形発光層の一構成層／１０
18ｃｍ-3を越える高キャリア濃度の不純物をドーピング
した低キャリア濃度のｎ形発光層の一構成層／アンドー
プで低キャリア濃度のｎ形発光層の一構成層／ｐ形層か
らなる重層構成がある。本発明に係わるIII族窒化物半
導体発光素子の実現にあっては、発光層２の層厚より
も、発光層２のｐ形層３との接合界面５に選択的にキャ
リア（特に、電子）を局在させる非対称型ポテンシャル
井戸構造の創出が重要である。
【００８１】本発明では、特に、発光層２を従来のイン
ジウム組成を均一とする単一相構造ではなく、インジウ
ム濃度を異にする複数の相から構成される多相構造のイ
ンジウム含有III 族窒化物半導体から構成する。これ
は、インジウム組成を均一とする単一相構造の発光層に
比べ、インジウム濃度を異にする多相構造の発光層の方
が、強度の高い光を放射するからである。
ジウム組成を均一とする単一相構造ではなく、インジウ
ム濃度を異にする複数の相から構成される多相構造のイ
ンジウム含有III 族窒化物半導体から構成する。これ
は、インジウム組成を均一とする単一相構造の発光層に
比べ、インジウム濃度を異にする多相構造の発光層の方
が、強度の高い光を放射するからである。
【００８２】窒化ガリウム・インジウム混晶を例にすれ
ば、窒化ガリウム、ある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なる母相
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なるドット状の微結晶
体である従属相とからなる多相構造が挙げられる。
ば、窒化ガリウム、ある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なる母相
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なるドット状の微結晶
体である従属相とからなる多相構造が挙げられる。
【００８３】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１，３との接合界面、も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 族窒化物半導体の発光層２とクラッド層等のｎ
形層１と接合界面４に、当該界面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
ある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２内での分
布状況に拘らず、何れも多相構造とみなす。
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１，３との接合界面、も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 族窒化物半導体の発光層２とクラッド層等のｎ
形層１と接合界面４に、当該界面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
ある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２内での分
布状況に拘らず、何れも多相構造とみなす。
【００８４】窒化ガリウム・インジウム等の熱力学的あ
るいは結晶学的性質によって、母相と従属相とに多相に
分離する窒化物材料から発光層２を構成する場合、発光
層２と接合させるｎ形層１は母相と同一の材料あるいは
同一の組成を有する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（ＧａＮ）を主体とする母相
と、母相よりもインジウム濃度（組成比）を大とする窒
化ガリウム・インジウムを主体とする従属相とを内部組
織とする窒化ガリウム・インジウムからなる発光層２に
あって、この発光層２に接合させるｎ形層１は、窒化ガ
リウムから構成するのが最も好ましい。また、インジウ
ム組成比を例えば、０．０６（６％）とする窒化ガリウ
ム・インジウム（Ｇａ0.94Ｇａ0.06Ｎ）からなる母相
と、インジウム組成比を例えば、０．１０（１０％）と
する窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ0.90Ｉｎ0.10Ｎ）
からなる従属相とから構成される窒化ガリウム・インジ
ウム発光層２に接合させるｎ形層１は、母相に合わせて
インジウム組成比を０．０６とする窒化ガリウム・イン
ジウムから構成するのが最も好ましい。発光層２に接合
させるｎ形層１を、バンドオフセットを生じない半導体
材料から構成することをもって、発光層２とｎ形層１と
の接合界面４でのバンドの曲がりや、バンドオフセット
の発生を抑制し、それによって発光層２とｎ形層１との
接合界面４近傍の発光層２内部の領域にキャリア、特に
電子を蓄積させないためである。
るいは結晶学的性質によって、母相と従属相とに多相に
分離する窒化物材料から発光層２を構成する場合、発光
層２と接合させるｎ形層１は母相と同一の材料あるいは
同一の組成を有する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（ＧａＮ）を主体とする母相
と、母相よりもインジウム濃度（組成比）を大とする窒
化ガリウム・インジウムを主体とする従属相とを内部組
織とする窒化ガリウム・インジウムからなる発光層２に
あって、この発光層２に接合させるｎ形層１は、窒化ガ
リウムから構成するのが最も好ましい。また、インジウ
ム組成比を例えば、０．０６（６％）とする窒化ガリウ
ム・インジウム（Ｇａ0.94Ｇａ0.06Ｎ）からなる母相
と、インジウム組成比を例えば、０．１０（１０％）と
する窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ0.90Ｉｎ0.10Ｎ）
からなる従属相とから構成される窒化ガリウム・インジ
ウム発光層２に接合させるｎ形層１は、母相に合わせて
インジウム組成比を０．０６とする窒化ガリウム・イン
ジウムから構成するのが最も好ましい。発光層２に接合
させるｎ形層１を、バンドオフセットを生じない半導体
材料から構成することをもって、発光層２とｎ形層１と
の接合界面４でのバンドの曲がりや、バンドオフセット
の発生を抑制し、それによって発光層２とｎ形層１との
接合界面４近傍の発光層２内部の領域にキャリア、特に
電子を蓄積させないためである。
【００８５】図５は本発明の第３の実施形態における発
光部積層構造を概念的に示す図である。図において、上
記の第１、第２の実施形態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。
光部積層構造を概念的に示す図である。図において、上
記の第１、第２の実施形態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。
【００８６】この第３の実施形態では、発光部１２にお
いて、発光層２とｐ形層３との間に、散乱防止層（薄
層）６を設けてある。この散乱防止層６は、電子蓄積領
域Ｒに蓄積されたキャリアの散乱を抑制し、効率よく蓄
積させるためのものである。散乱防止層６の層厚は大
凡、１ｎｍ以上で６０ｎｍ以下の範囲とするのが望まし
く、好ましくは３ｎｍ以上で３０ｎｍ以下の範囲であ
る。トンネル効果が発現される程度の層厚であれば高抵
抗あるいは絶縁形の層であっても散乱防止層として利用
可能である。
いて、発光層２とｐ形層３との間に、散乱防止層（薄
層）６を設けてある。この散乱防止層６は、電子蓄積領
域Ｒに蓄積されたキャリアの散乱を抑制し、効率よく蓄
積させるためのものである。散乱防止層６の層厚は大
凡、１ｎｍ以上で６０ｎｍ以下の範囲とするのが望まし
く、好ましくは３ｎｍ以上で３０ｎｍ以下の範囲であ
る。トンネル効果が発現される程度の層厚であれば高抵
抗あるいは絶縁形の層であっても散乱防止層として利用
可能である。
【００８７】散乱防止層６に要求される従来のスペーサ
層Ｓ２とは異なる要件は、光学的に透明で、特に紫外、
近紫外及び短波長可視領域の波長光に対して透明な材料
であることである。発光層２から放射される発光を散乱
防止層６を通過させてｐ形層３側から取得する発光取り
出し型のＬＥＤにあっては、散乱防止層６は光学的に透
明な材料から構成するのが、発光の取り出し効率の損失
を防止するために重要となる。
層Ｓ２とは異なる要件は、光学的に透明で、特に紫外、
近紫外及び短波長可視領域の波長光に対して透明な材料
であることである。発光層２から放射される発光を散乱
防止層６を通過させてｐ形層３側から取得する発光取り
出し型のＬＥＤにあっては、散乱防止層６は光学的に透
明な材料から構成するのが、発光の取り出し効率の損失
を防止するために重要となる。
【００８８】散乱防止層６は、例えばＡｌxＧａyＩｎz
ＶaＮ1-a （０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、０≦ａ≦１、記号Ｖ
は窒素以外の第Ｖ族元素を示す。）から構成できる。発
光層２をインジウム含有III 族窒化物半導体である窒化
ガリウム・インジウムから構成する場合にあって、散乱
防止層６として最も好ましく用いられるのは、窒化ガリ
ウム・インジウムよりも電子親和力を小とし、且つ禁止
帯幅を大とし、尚且つ、紫外から短波長可視領域におい
て光学的に透明である窒化アルミニウム・ガリウム混晶
（ＡｌxＧａ1-xＮ：０≦ｘ≦１）である。
ＶaＮ1-a （０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、０≦ａ≦１、記号Ｖ
は窒素以外の第Ｖ族元素を示す。）から構成できる。発
光層２をインジウム含有III 族窒化物半導体である窒化
ガリウム・インジウムから構成する場合にあって、散乱
防止層６として最も好ましく用いられるのは、窒化ガリ
ウム・インジウムよりも電子親和力を小とし、且つ禁止
帯幅を大とし、尚且つ、紫外から短波長可視領域におい
て光学的に透明である窒化アルミニウム・ガリウム混晶
（ＡｌxＧａ1-xＮ：０≦ｘ≦１）である。
【００８９】このように、電子との親和力が小さく、且
つ禁止帯幅が大きい窒化アルミニウム・ガリウム混晶か
ら成る散乱防止層６を電子蓄積領域Ｒに隣接して設ける
ことで、発光層２のｐ形層３側との伝導帯のオフセット
ＯＦ１は大きくなり、図２でのバンド２０の最高点２０
ａがより高くなって電子蓄積領域Ｒにおける電子の溜め
込み層をより深くすることができる。したがって、電子
蓄積領域Ｒに蓄積された電子の散乱を抑制でき、発光特
性を良好なものに保つことができる。また、窒化アルミ
ニウム・ガリウム混晶は紫外から短波長可視領域におい
て、光学的に透明であるため、この混晶から成る散乱防
止層６を設けても発光層２から放射される発光は遮られ
たりしない。
つ禁止帯幅が大きい窒化アルミニウム・ガリウム混晶か
ら成る散乱防止層６を電子蓄積領域Ｒに隣接して設ける
ことで、発光層２のｐ形層３側との伝導帯のオフセット
ＯＦ１は大きくなり、図２でのバンド２０の最高点２０
ａがより高くなって電子蓄積領域Ｒにおける電子の溜め
込み層をより深くすることができる。したがって、電子
蓄積領域Ｒに蓄積された電子の散乱を抑制でき、発光特
性を良好なものに保つことができる。また、窒化アルミ
ニウム・ガリウム混晶は紫外から短波長可視領域におい
て、光学的に透明であるため、この混晶から成る散乱防
止層６を設けても発光層２から放射される発光は遮られ
たりしない。
【００９０】以下に、本発明に係わるキャリア（電子）
の局在をもたらす電子蓄積領域Ｒを備えた発光層２を含
むIII 族窒化物半導体発光素子を例示する。下記例にお
いて記号／は接合を表す。上記の散乱防止層６を配置す
る場合にあっては、下記の（１）〜（５）に例示する発
光部の構成において、発光層とｐ形層との間に配置すれ
ばよい。
の局在をもたらす電子蓄積領域Ｒを備えた発光層２を含
むIII 族窒化物半導体発光素子を例示する。下記例にお
いて記号／は接合を表す。上記の散乱防止層６を配置す
る場合にあっては、下記の（１）〜（５）に例示する発
光部の構成において、発光層とｐ形層との間に配置すれ
ばよい。
【００９１】（１）ＡｌxＧａyＩｎzＶaＮ1-a（但し、
０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、０≦ａ＜１であって、記号Ｖは窒
素以外の第Ｖ族元素を表す。）から成るｎ形層／窒化ガ
リウム・インジウムから成るアンドープもしくは不純物
をドーピングしたｎ形発光層／ＡｌxＧａyＩｎzＶaＮ
1-a （０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、０≦ａ＜１）から成るｐ形
不純物がドーピングされたｐ形層、からなるｐｎ接合を
含むヘテロ接合構造の発光部を備えたIII 族窒化物半導
体発光素子。
０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、０≦ａ＜１であって、記号Ｖは窒
素以外の第Ｖ族元素を表す。）から成るｎ形層／窒化ガ
リウム・インジウムから成るアンドープもしくは不純物
をドーピングしたｎ形発光層／ＡｌxＧａyＩｎzＶaＮ
1-a （０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、０≦ａ＜１）から成るｐ形
不純物がドーピングされたｐ形層、からなるｐｎ接合を
含むヘテロ接合構造の発光部を備えたIII 族窒化物半導
体発光素子。
【００９２】（２）ＧａＮから成るｎ形層／窒化ガリウ
ム・インジウムから成るアンドープｎ形発光層／Ａｌx
Ｇａ1-xＮ（０≦ｘ≦１）から成るｐ形層、からなるｐ
ｎ接合を含むヘテロ接合構造の発光部を備えたIII 族窒
化物半導体発光素子。
ム・インジウムから成るアンドープｎ形発光層／Ａｌx
Ｇａ1-xＮ（０≦ｘ≦１）から成るｐ形層、からなるｐ
ｎ接合を含むヘテロ接合構造の発光部を備えたIII 族窒
化物半導体発光素子。
【００９３】（３）ＧａＮから成るｎ形層／窒化ガリウ
ム・インジウムから成り、ｎ形層の構成物質を母相とす
るｎ形発光層／発光層との伝導帯のオフセットを約０．
３ｅＶ以上としＡｌxＧａ1-xＮ（０≦ｘ≦１）から成る
ｐ形層、からなるｐｎ接合を含むヘテロ接合構造の発光
部を備えたIII 族窒化物半導体発光素子。
ム・インジウムから成り、ｎ形層の構成物質を母相とす
るｎ形発光層／発光層との伝導帯のオフセットを約０．
３ｅＶ以上としＡｌxＧａ1-xＮ（０≦ｘ≦１）から成る
ｐ形層、からなるｐｎ接合を含むヘテロ接合構造の発光
部を備えたIII 族窒化物半導体発光素子。
【００９４】（４）発光層の母層と同一組成のＧａxＩ
ｎ1-xＮ（０≦ｘ≦１）から成るｎ形層／ＧａxＩｎ1-x
Ｎから成る母相と、母相とはインジウム濃度（組成）を
異にするＧａYＩｎ1-YＮ（０≦ｙ≦１）から成る従属相
とから成り、ｎ形層とのバンドオフセットを電子の蓄積
には不充分とするｎ形発光層／発光層との伝導帯のバン
ドオフセットを約０．３ｅＶ前後とするｐ形層、とから
構成される発光部を備えたIII 族窒化物半導体発光素
子。
ｎ1-xＮ（０≦ｘ≦１）から成るｎ形層／ＧａxＩｎ1-x
Ｎから成る母相と、母相とはインジウム濃度（組成）を
異にするＧａYＩｎ1-YＮ（０≦ｙ≦１）から成る従属相
とから成り、ｎ形層とのバンドオフセットを電子の蓄積
には不充分とするｎ形発光層／発光層との伝導帯のバン
ドオフセットを約０．３ｅＶ前後とするｐ形層、とから
構成される発光部を備えたIII 族窒化物半導体発光素
子。
【００９５】（５）ＡｌxＧａyＩｎzＶaＮ1-a（０≦
ｘ，ｙ，ｚ≦１、０≦ａ＜１）から成るｎ形層／窒化ガ
リウム・インジウムから成る、不純物をドーピングした
ｎ形発光層の一構成層／窒化ガリウム・インジウムから
成るアンドープで低キャリア濃度のｎ形発光層の一構成
層／ＡｌxＧａyＩｎzＶaＮ1-a （０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、
０≦ａ＜１）から成るｐ形層、とから構成される発光部
を備えたIII 族窒化物半導体発光素子。
ｘ，ｙ，ｚ≦１、０≦ａ＜１）から成るｎ形層／窒化ガ
リウム・インジウムから成る、不純物をドーピングした
ｎ形発光層の一構成層／窒化ガリウム・インジウムから
成るアンドープで低キャリア濃度のｎ形発光層の一構成
層／ＡｌxＧａyＩｎzＶaＮ1-a （０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、
０≦ａ＜１）から成るｐ形層、とから構成される発光部
を備えたIII 族窒化物半導体発光素子。
【００９６】本発明の如く、従来にない新規な構成をも
ってキャリアを特定の領域に局在させ蓄積できる活性層
を発光層として利用する発光素子、特にＬＥＤには次の
ような利点がもたらされる。 （１）発光強度の向上 （２）発光スペクトルの単色性の向上 （３）消光特性に見られるような素子の高速応答性
ってキャリアを特定の領域に局在させ蓄積できる活性層
を発光層として利用する発光素子、特にＬＥＤには次の
ような利点がもたらされる。 （１）発光強度の向上 （２）発光スペクトルの単色性の向上 （３）消光特性に見られるような素子の高速応答性
【００９７】また、上記（１）（２）（３）の利点に加
えて、本発明の発光層は、従来の矩形ポテンシャル井戸
を内包する従来の量子井戸構造からなるIII 族窒化物半
導体発光素子とは発光波長の安定性に特別の差異が認め
られる。本発明の発光層にあっては、発光層との接合に
より伝導帯端の曲折による接合端面の界面物性に基づき
発光を獲得するが故に、或る程度の幅（＝井戸幅）を持
つ矩形ポテンシャル井戸の量子井戸構造の発光素子の場
合程に、発光層の層厚の変化に対して発光波長が変動す
ることはない。
えて、本発明の発光層は、従来の矩形ポテンシャル井戸
を内包する従来の量子井戸構造からなるIII 族窒化物半
導体発光素子とは発光波長の安定性に特別の差異が認め
られる。本発明の発光層にあっては、発光層との接合に
より伝導帯端の曲折による接合端面の界面物性に基づき
発光を獲得するが故に、或る程度の幅（＝井戸幅）を持
つ矩形ポテンシャル井戸の量子井戸構造の発光素子の場
合程に、発光層の層厚の変化に対して発光波長が変動す
ることはない。
【００９８】更に、本発明の発光層２がもたらす特質的
な波及効果がもたらされる。それは、発光層２に接合さ
せるｐ形層３の構成材料に依って、発光層２から放射さ
れる発光の波長に変化を与えられることである。すなわ
ち、発光層２の層厚並びに発光層２を構成する半導体材
料の組成を変化させずとも発光波長は変化させられる。
また逆に、発光層２と接合するｐ形層３を変化させずと
も、発光層２の層厚を変化させるだけで発光波長を変え
ることができる。
な波及効果がもたらされる。それは、発光層２に接合さ
せるｐ形層３の構成材料に依って、発光層２から放射さ
れる発光の波長に変化を与えられることである。すなわ
ち、発光層２の層厚並びに発光層２を構成する半導体材
料の組成を変化させずとも発光波長は変化させられる。
また逆に、発光層２と接合するｐ形層３を変化させずと
も、発光層２の層厚を変化させるだけで発光波長を変え
ることができる。
【００９９】本発明の発光層２にあっては、発光層２の
層厚の減少に反比例して発光波長は長波長化する。この
発光波長の長波長化現象は、従来のクローニッヒ・ペニ
ーモデルで表示される矩形のポテンシャル井戸（上記の
「セミコンダクターの物理学（上）」（（株）吉岡書
店、物理学叢暑６０、第４版）、１２〜１３頁参照）か
らなるタイプＩ型の従来の量子井戸構造（図１４）を備
えた発光素子では発現されない物理的挙動である。井戸
層あるいは障壁層に見合う薄膜層を単純に積層したのみ
ではなく、真にポテンシャル井戸が形成され量子準位が
実在したとしても、従来のバンド構造のポテンシャル井
戸を有する量子井戸構造の発光層（井戸層）から放射さ
れる発光の波長は、式（３）に示されるように井戸層の
層厚（井戸幅：Ｌz）の減少に伴い量子準位（Ｅn）が高
くなり、式（１）に従い発光波長は短波長となるからで
ある。すなわち、本発明の発光層２は、発光波長とポテ
ンシャル井戸幅の関係について、従来の量子井戸構造と
は全く逆の事象をもたらすものである。
層厚の減少に反比例して発光波長は長波長化する。この
発光波長の長波長化現象は、従来のクローニッヒ・ペニ
ーモデルで表示される矩形のポテンシャル井戸（上記の
「セミコンダクターの物理学（上）」（（株）吉岡書
店、物理学叢暑６０、第４版）、１２〜１３頁参照）か
らなるタイプＩ型の従来の量子井戸構造（図１４）を備
えた発光素子では発現されない物理的挙動である。井戸
層あるいは障壁層に見合う薄膜層を単純に積層したのみ
ではなく、真にポテンシャル井戸が形成され量子準位が
実在したとしても、従来のバンド構造のポテンシャル井
戸を有する量子井戸構造の発光層（井戸層）から放射さ
れる発光の波長は、式（３）に示されるように井戸層の
層厚（井戸幅：Ｌz）の減少に伴い量子準位（Ｅn）が高
くなり、式（１）に従い発光波長は短波長となるからで
ある。すなわち、本発明の発光層２は、発光波長とポテ
ンシャル井戸幅の関係について、従来の量子井戸構造と
は全く逆の事象をもたらすものである。
【０１００】発光層２を全く同一の物質から同一の層厚
をもって構成する場合にあっても、発光層２に接合させ
るｐ形層３として発光層２との弾性率の差異をより大と
する層を配置し、発光層２へ歪をより多く導入する措置
によって発光波長の長波長化、例えば、青色より青緑色
への波長シフト（ｓｈｉｆｔ）が観測されることを勘案
すると、本発明の発光層２では発光層２とｐ形層３との
接合界面５近傍の領域における導入された歪に因る発光
層２のバンドの曲率、換言すれば、伝導帯の”落ち込
み”の度合いが、発光波長に変化を与えている要因であ
ると考慮される。実際、インジウム組成比を大凡、０．
１５（１５％）程度とする窒化ガリウム・インジウム
（Ｇａ0.85Ｉｎ0.15Ｎ）から発光層２を、この発光層２
に接合するｐ形層３を、アルミニウム組成比を（ｘ）と
する窒化アルミニウム・ガリウム混晶（ＡｌxＧａ
1-xＮ：０≦ｘ≦１）からそれぞれ構成した場合、発光
層２の層厚を減少させ、且つｐ形層３のアルミニウム組
成比を増大させると、発光波長は青色帯から緑色帯へと
シフトする。発光層２の層厚を減少させ、且つｐ形層３
のアルミニウム組成比を増大させる措置は、発光層２に
内在する歪をより増量させる方向である。したがって、
この現象は発光層２内部の歪の増量に因ってより曲率を
増して”落ち込み”、結果として伝導帯（量子化された
電子の準位）と価電子帯（正孔準位）とのエネルギ差が
縮小されることに因ると解釈される。伝導帯のバンドが
曲率を増して価電子帯側に曲折すれば、両バンド間のエ
ネルギ差は当然、縮小されると共に、再結合するキャリ
アの準位間の差異も小となるため、式（１）に従い発光
波長は長波長化する。曲折した伝導帯と価電子帯とのエ
ネレギレベルの差異の指標となる再結合するキャリアの
準位間の差は、例えば、発光層２にレーザ光等の励起光
を照射した際に取得されるＰＬスペクトルのピーク（ｐ
ｅａｋ）波長を上記の式（１）に代入して算出されるΔ
Ｅをもって知れる。
をもって構成する場合にあっても、発光層２に接合させ
るｐ形層３として発光層２との弾性率の差異をより大と
する層を配置し、発光層２へ歪をより多く導入する措置
によって発光波長の長波長化、例えば、青色より青緑色
への波長シフト（ｓｈｉｆｔ）が観測されることを勘案
すると、本発明の発光層２では発光層２とｐ形層３との
接合界面５近傍の領域における導入された歪に因る発光
層２のバンドの曲率、換言すれば、伝導帯の”落ち込
み”の度合いが、発光波長に変化を与えている要因であ
ると考慮される。実際、インジウム組成比を大凡、０．
１５（１５％）程度とする窒化ガリウム・インジウム
（Ｇａ0.85Ｉｎ0.15Ｎ）から発光層２を、この発光層２
に接合するｐ形層３を、アルミニウム組成比を（ｘ）と
する窒化アルミニウム・ガリウム混晶（ＡｌxＧａ
1-xＮ：０≦ｘ≦１）からそれぞれ構成した場合、発光
層２の層厚を減少させ、且つｐ形層３のアルミニウム組
成比を増大させると、発光波長は青色帯から緑色帯へと
シフトする。発光層２の層厚を減少させ、且つｐ形層３
のアルミニウム組成比を増大させる措置は、発光層２に
内在する歪をより増量させる方向である。したがって、
この現象は発光層２内部の歪の増量に因ってより曲率を
増して”落ち込み”、結果として伝導帯（量子化された
電子の準位）と価電子帯（正孔準位）とのエネルギ差が
縮小されることに因ると解釈される。伝導帯のバンドが
曲率を増して価電子帯側に曲折すれば、両バンド間のエ
ネルギ差は当然、縮小されると共に、再結合するキャリ
アの準位間の差異も小となるため、式（１）に従い発光
波長は長波長化する。曲折した伝導帯と価電子帯とのエ
ネレギレベルの差異の指標となる再結合するキャリアの
準位間の差は、例えば、発光層２にレーザ光等の励起光
を照射した際に取得されるＰＬスペクトルのピーク（ｐ
ｅａｋ）波長を上記の式（１）に代入して算出されるΔ
Ｅをもって知れる。
【０１０１】
【実施例】（実施例１） 本発明を、窒化ガリウムからなるｎ形層と、アンドープ
窒化ガリウム・インジウムからなるｎ形発光層と、窒化
アルミニウム・ガリウム混晶からなるｐ形層とを備えた
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積層体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。
窒化ガリウム・インジウムからなるｎ形発光層と、窒化
アルミニウム・ガリウム混晶からなるｐ形層とを備えた
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積層体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。
【０１０２】図６は本発明に係るＬＥＤ用途の積層構造
体を示す図である。図において、ＬＥＤとして用いられ
る積層構造体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１インチ（直径約２
５ｍｍ）、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３）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。
体を示す図である。図において、ＬＥＤとして用いられ
る積層構造体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１インチ（直径約２
５ｍｍ）、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３）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。
【０１０３】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。
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。
【０１０４】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。
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。
【０１０５】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９
０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。
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９
０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。
【０１０６】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４５
０℃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。
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４５
０℃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。
【０１０７】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ー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。
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ー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。
【０１０８】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。
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。
【０１０９】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１ｐ
ｐｍ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形層１０１を得た。キャリア濃度は約
１×１０18ｃｍ-3であった。
５分間待機した後、緩衝層１００ａ上にｎ形層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１ｐ
ｐｍ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形層１０１を得た。キャリア濃度は約
１×１０18ｃｍ-3であった。
【０１１０】下部クラッド層を兼用するｎ形層１０１の
成長を終えた後、基板１００の温度を１０５０℃から８
９０℃に平均して５０℃／分の速度で降温した。基板１
００の温度が８９０℃に安定する迄３分間待機した。然
る後、各流路９１，９２，９３に流通するガスを全て流
量を毎分２リットルとするアルゴンに変換した。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。その後、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反応炉９
０内への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５ｃｃに制
御した。
成長を終えた後、基板１００の温度を１０５０℃から８
９０℃に平均して５０℃／分の速度で降温した。基板１
００の温度が８９０℃に安定する迄３分間待機した。然
る後、各流路９１，９２，９３に流通するガスを全て流
量を毎分２リットルとするアルゴンに変換した。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。その後、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反応炉９
０内への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５ｃｃに制
御した。
【０１１１】また、インジウム源を収納するシリンダ容
器内には、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を流通させたが、当
初はその流量を０、すなわち、成長開始時には窒化ガリ
ウムが成長する状況とした。ガリウムの原料ガスの供給
を開始してから正確に３分間が経過する間に、インジウ
ム原料の蒸気を随伴する水素ガスの流量を０ｃｃから毎
分３１．３ｃｃへ単調に直線的に増加させた。この間、
一方のガリウム源をバブリングし、随伴する水素ガスの
流量は一定に維持して、インジウム組成比をｎ形層１０
１との接合界面で０（すなわち、窒化ガリウム）とし、
それより層厚が１．５ｎｍと成る間に約０．１５に単調
に増加させて、インジウムに関して組成勾配を有する窒
化ガリウム・インジウム層１０２ａを得た。
器内には、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を流通させたが、当
初はその流量を０、すなわち、成長開始時には窒化ガリ
ウムが成長する状況とした。ガリウムの原料ガスの供給
を開始してから正確に３分間が経過する間に、インジウ
ム原料の蒸気を随伴する水素ガスの流量を０ｃｃから毎
分３１．３ｃｃへ単調に直線的に増加させた。この間、
一方のガリウム源をバブリングし、随伴する水素ガスの
流量は一定に維持して、インジウム組成比をｎ形層１０
１との接合界面で０（すなわち、窒化ガリウム）とし、
それより層厚が１．５ｎｍと成る間に約０．１５に単調
に増加させて、インジウムに関して組成勾配を有する窒
化ガリウム・インジウム層１０２ａを得た。
【０１１２】その後は１２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
を保ってインジウム組成比を約０．１５と一定とする窒
化ガリウム・インジウム層１０２ｂを成膜した。これよ
り、合計の層厚を７．５ｎｍとする発光層１０２を、水
素を含まない成長環境下で成膜した。すなわち、発光層
１０２をインジウム組成の勾配を有する層１０２ａと、
インジウム組成を一定とする層１０２ｂの双方のアンド
ープ窒化ガリウム・インジウム層から構成した。
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
を保ってインジウム組成比を約０．１５と一定とする窒
化ガリウム・インジウム層１０２ｂを成膜した。これよ
り、合計の層厚を７．５ｎｍとする発光層１０２を、水
素を含まない成長環境下で成膜した。すなわち、発光層
１０２をインジウム組成の勾配を有する層１０２ａと、
インジウム組成を一定とする層１０２ｂの双方のアンド
ープ窒化ガリウム・インジウム層から構成した。
【０１１３】発光層１０２のシートキャリア濃度（キャ
リア面密度）、特に発光層１０２の、後述のｐ形層１０
３側との接合界面１０５近傍のシートキャリア濃度を測
定するための試料として、別途、同一条件で成長した発
光層上にキャリア濃度を５×１０16ｃｍ-3未満とするア
ンドープのｎ形窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ
0.1Ｇａ0.9Ｎ）層を積層した構造体を形成した。ｎ形窒
化アルミニウム・ガリウム混晶層の層厚は零バイアスで
発光層へ空乏層が延びるように１０ｎｍとした。アルミ
ニウムを電極とするファン・デァ・ポウ（ｖａｎ ｄｅ
ｒ Ｐａｕｗ）法（Ｋ．ジーガー著、「セミコンダクタ
ーの物理学（上）（第４版）」（（株）吉岡書店 物理
学叢書６０（１９９１年６月１０日第１刷発行）、７７
頁参照）を利用した通常のホール（Ｈａｌｌ）効果測定
によるシートキャリア濃度は３×１０12ｃｍ-2であっ
た。ドナー濃度は約４×１０18ｃｍ-3であった。
リア面密度）、特に発光層１０２の、後述のｐ形層１０
３側との接合界面１０５近傍のシートキャリア濃度を測
定するための試料として、別途、同一条件で成長した発
光層上にキャリア濃度を５×１０16ｃｍ-3未満とするア
ンドープのｎ形窒化アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ
0.1Ｇａ0.9Ｎ）層を積層した構造体を形成した。ｎ形窒
化アルミニウム・ガリウム混晶層の層厚は零バイアスで
発光層へ空乏層が延びるように１０ｎｍとした。アルミ
ニウムを電極とするファン・デァ・ポウ（ｖａｎ ｄｅ
ｒ Ｐａｕｗ）法（Ｋ．ジーガー著、「セミコンダクタ
ーの物理学（上）（第４版）」（（株）吉岡書店 物理
学叢書６０（１９９１年６月１０日第１刷発行）、７７
頁参照）を利用した通常のホール（Ｈａｌｌ）効果測定
によるシートキャリア濃度は３×１０12ｃｍ-2であっ
た。ドナー濃度は約４×１０18ｃｍ-3であった。
【０１１４】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８９０℃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、８９０℃から１０５０℃へは１．５
分間で昇温した。
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８９０℃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、８９０℃から１０５０℃へは１．５
分間で昇温した。
【０１１５】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形層１０
３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ＭＯ
ＣＶＤ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た。
このアルゴン流量の増加により、反応炉９０内に滞留あ
るいは残存する未分解の原料ガス等を炉外へ排出し、次
層（ｐ形層）１０３との接合界面の急峻化を図った。
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形層１０
３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ＭＯ
ＣＶＤ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た。
このアルゴン流量の増加により、反応炉９０内に滞留あ
るいは残存する未分解の原料ガス等を炉外へ排出し、次
層（ｐ形層）１０３との接合界面の急峻化を図った。
【０１１６】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。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、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
供給を５分間に亘り継続して、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）混晶層から成るｐ形層１
０３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形層１０３の成膜を終了し
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。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、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
供給を５分間に亘り継続して、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）混晶層から成るｐ形層１
０３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形層１０３の成膜を終了し
た。
【０１１７】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形層１０１と、ｎ形層
１０１との接合界面の近傍の内部領域にキャリアの蓄積
を抑制するためにインジウムの組成遷移領域を含む窒化
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し窒化
アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ）から
成るｐ形層１０３とを備えたヘテロ接合構造を構成し
た。
化ガリウム（ＧａＮ）から成るｎ形層１０１と、ｎ形層
１０１との接合界面の近傍の内部領域にキャリアの蓄積
を抑制するためにインジウムの組成遷移領域を含む窒化
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し窒化
アルミニウム・ガリウム混晶（Ａｌ0.1Ｇａ0.9Ｎ）から
成るｐ形層１０３とを備えたヘテロ接合構造を構成し
た。
【０１１８】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形層１０３上に、マグネシウムと
亜鉛をドープしたｐ形窒化ガリウムから成る最表層１１
０を堆積した。最表層１１０の成長時には、ジエチル亜
鉛（（Ｃ2Ｈ5）2 Ｚｎ）を含むガスを、亜鉛（元素記
号：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分間に亘り継続して、層厚を
０．１μｍとするマグネシウム及び亜鉛をドーピングし
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。
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形層１０３上に、マグネシウムと
亜鉛をドープしたｐ形窒化ガリウムから成る最表層１１
０を堆積した。最表層１１０の成長時には、ジエチル亜
鉛（（Ｃ2Ｈ5）2 Ｚｎ）を含むガスを、亜鉛（元素記
号：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分間に亘り継続して、層厚を
０．１μｍとするマグネシウム及び亜鉛をドーピングし
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。
【０１１９】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。
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。
【０１２０】以上の成長操作をもって、ｎ形層１０１
と、ｎ形の発光層１０２と、ｐ形層１０３とから成るヘ
テロ接合構造に、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。
と、ｎ形の発光層１０２と、ｐ形層１０３とから成るヘ
テロ接合構造に、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。
【０１２１】積層構造体１０ａから短冊状の切片を採
り、断面ＴＥＭ技法により発光部の接合構成を調査し
た。断面ＴＥＭ観察に当たり切片をアルゴンを使用する
スパッタリングで薄層とした。
り、断面ＴＥＭ技法により発光部の接合構成を調査し
た。断面ＴＥＭ観察に当たり切片をアルゴンを使用する
スパッタリングで薄層とした。
【０１２２】図７は発光部の接合構成の断面ＴＥＭ像を
模式的に示す図である。この断面ＴＥＭ像は、加速電圧
を２００キロボルト（ＫＶ）として撮像したものであ
る。発光層１０２には、インジウムの凝集に起因して発
達したと推定されるインジウムを含有する結晶体２０１
が、窒化ガリウムから成るｎ形層１０１との接合界面１
０４上に散在しているのが認められた。また、この接合
界面１０４上の結晶体２０１、及び接合界面１０４より
内側の発光層１０２内の結晶体２０２の周囲の母相２０
０は、結晶体２０１，２０２よりインジウムの濃度が低
かった。これより、発光層１０２はインジウム濃度を異
にする母相２００と従属相（結晶体）２０１，２０２と
から成る多相構造であると判断された。ｎ形層１０１に
接合する発光層１０２の接合界面１０４領域は、窒化ガ
リウムが成長していることが確認された。すなわち、発
光層１０２はｎ形層１０１とバンドの不連続性をもたら
さない窒化ガリウム相互の接合から成るホモ接合をして
いるものと考えられた。一方のｐ形層１０３側との接合
界面１０５には、明瞭に視認される程の大きさの結晶体
は確認され難く、母相２００が支配的に存在した。これ
より、接合界面の急峻性を求めた、発光層１０２のｐ形
層１０３側との接合界面１０５近傍の領域はインジウム
濃度がほぼ均一で、発光層１０２とｐ形層１０３との間
に均一なオフセットを発生するに都合の良い均質領域が
形成されているのが確認された。
模式的に示す図である。この断面ＴＥＭ像は、加速電圧
を２００キロボルト（ＫＶ）として撮像したものであ
る。発光層１０２には、インジウムの凝集に起因して発
達したと推定されるインジウムを含有する結晶体２０１
が、窒化ガリウムから成るｎ形層１０１との接合界面１
０４上に散在しているのが認められた。また、この接合
界面１０４上の結晶体２０１、及び接合界面１０４より
内側の発光層１０２内の結晶体２０２の周囲の母相２０
０は、結晶体２０１，２０２よりインジウムの濃度が低
かった。これより、発光層１０２はインジウム濃度を異
にする母相２００と従属相（結晶体）２０１，２０２と
から成る多相構造であると判断された。ｎ形層１０１に
接合する発光層１０２の接合界面１０４領域は、窒化ガ
リウムが成長していることが確認された。すなわち、発
光層１０２はｎ形層１０１とバンドの不連続性をもたら
さない窒化ガリウム相互の接合から成るホモ接合をして
いるものと考えられた。一方のｐ形層１０３側との接合
界面１０５には、明瞭に視認される程の大きさの結晶体
は確認され難く、母相２００が支配的に存在した。これ
より、接合界面の急峻性を求めた、発光層１０２のｐ形
層１０３側との接合界面１０５近傍の領域はインジウム
濃度がほぼ均一で、発光層１０２とｐ形層１０３との間
に均一なオフセットを発生するに都合の良い均質領域が
形成されているのが確認された。
【０１２３】また、積層構造体１０ａから一片（約５ｍ
ｍ×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ｐ形層１０３との接合界面１０
５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。
ｍ×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ｐ形層１０３との接合界面１０
５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。
【０１２４】図８は発光層とｐ形層との接合界面におけ
るインジウムとアルミニウムとの濃度分布を示す図であ
る。横軸は接合界面１０５からの距離、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
の内部で略一定となった濃度Ｒｏから、２桁低い濃度で
ある６．６×１０19原子／ｃｍ3 と成るに要する接合界
面１０５からｐ形層１０３内への距離、すなわち遷移距
離Ｄ１は約１８ｎｍであると認められた。一方、アルミ
ニウム原子の濃度分布曲線Ｃ２から、その濃度を２桁減
ずるに要する接合界面１０５から発光層１０２側へのア
ルミニウム原子に関する遷移距離Ｄ２は約１５ｎｍと測
定された。このように、ｐ形層３と発光層２との接合界
面１０５におけるインジウム原子の濃度分布曲線Ｃ１
と、アルミニウム原子の濃度分布曲線Ｃ２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、物
質的に観て明瞭な境界となって、界面の急峻性を満たし
ている。
るインジウムとアルミニウムとの濃度分布を示す図であ
る。横軸は接合界面１０５からの距離、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
の内部で略一定となった濃度Ｒｏから、２桁低い濃度で
ある６．６×１０19原子／ｃｍ3 と成るに要する接合界
面１０５からｐ形層１０３内への距離、すなわち遷移距
離Ｄ１は約１８ｎｍであると認められた。一方、アルミ
ニウム原子の濃度分布曲線Ｃ２から、その濃度を２桁減
ずるに要する接合界面１０５から発光層１０２側へのア
ルミニウム原子に関する遷移距離Ｄ２は約１５ｎｍと測
定された。このように、ｐ形層３と発光層２との接合界
面１０５におけるインジウム原子の濃度分布曲線Ｃ１
と、アルミニウム原子の濃度分布曲線Ｃ２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、物
質的に観て明瞭な境界となって、界面の急峻性を満たし
ている。
【０１２５】上記の積層構造体１０ａを母体材料として
ＬＥＤを作製した。図９はＬＥＤの断面構造を模式的に
示す図で図１０のＡ−Ａ断面であり、図１０はＬＥＤの
平面模式図である。図９、図１０に示すＬＥＤ４０を構
成するために、先ず図６の積層構造体１０ａにおいて、
ｎ形電極（負電極）４１を形成する予定領域のｎ形層１
０１上に在る発光層１０２、ｐ形層１０３及び最表層１
１０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形層１０１の表面にパ
ッド電極（負電極）４１を形成した。パッド電極４１は
アルミニウム（Ａｌ）単体から構成した。
ＬＥＤを作製した。図９はＬＥＤの断面構造を模式的に
示す図で図１０のＡ−Ａ断面であり、図１０はＬＥＤの
平面模式図である。図９、図１０に示すＬＥＤ４０を構
成するために、先ず図６の積層構造体１０ａにおいて、
ｎ形電極（負電極）４１を形成する予定領域のｎ形層１
０１上に在る発光層１０２、ｐ形層１０３及び最表層１
１０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形層１０１の表面にパ
ッド電極（負電極）４１を形成した。パッド電極４１は
アルミニウム（Ａｌ）単体から構成した。
【０１２６】一方、最表層１１０上には、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４
３を被着し、その透過性電極４３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、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（正電
極）４２を形成した。透過性電極４３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４３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４３
の表層をを選択的除去して、パッド電極４２を形成し
た。
約２０ｎｍとする２層から成る透過性（透光性）電極４
３を被着し、その透過性電極４３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、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（正電
極）４２を形成した。透過性電極４３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４３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４３
の表層をを選択的除去して、パッド電極４２を形成し
た。
【０１２７】このようにして形成したＬＥＤ４０におい
て、隣接する電極４１及び４２間に直流電圧を印加し
た。１ボルト（Ｖ）未満の直流電圧、例えば０．４Ｖの
印加により既に青色の発光が得られた。印荷する電圧値
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１６．２マイクロワット（μＷ）
となった。ちなみに、層厚を本実施例と同一の７．５ｎ
ｍとする窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ0.85Ｉｎ0.15
Ｎ）を井戸層とする従来の矩形ポテンシャル井戸構造の
発光部を備えたＬＥＤの発光出力は、１１．２μＷと本
実施例のそれの７０％弱であった。通常のフォトルミネ
ッセンス測光装置に付属する分光器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が
４５２ｎｍであるのが知れた。ＬＥＤロット間の発光波
長の変動は±５ｎｍ程度であった。一方、上記の従来の
ポテンシャル構造を有するＬＥＤの中心発光波長の分散
は±１５ｎｍに及ぶ均一性に欠けるものとなった。
て、隣接する電極４１及び４２間に直流電圧を印加し
た。１ボルト（Ｖ）未満の直流電圧、例えば０．４Ｖの
印加により既に青色の発光が得られた。印荷する電圧値
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１６．２マイクロワット（μＷ）
となった。ちなみに、層厚を本実施例と同一の７．５ｎ
ｍとする窒化ガリウム・インジウム（Ｇａ0.85Ｉｎ0.15
Ｎ）を井戸層とする従来の矩形ポテンシャル井戸構造の
発光部を備えたＬＥＤの発光出力は、１１．２μＷと本
実施例のそれの７０％弱であった。通常のフォトルミネ
ッセンス測光装置に付属する分光器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が
４５２ｎｍであるのが知れた。ＬＥＤロット間の発光波
長の変動は±５ｎｍ程度であった。一方、上記の従来の
ポテンシャル構造を有するＬＥＤの中心発光波長の分散
は±１５ｎｍに及ぶ均一性に欠けるものとなった。
【０１２８】（実施例２） 次に、積層構造体の第２の例を、図１１を用いて説明す
る。図１１はＬＥＤ用途の積層構造体の第２の例を示す
図である。図において、ＬＥＤとして用いられる積層構
造体１０ｂは、実施例１と同一の手法及び成長条件で、
（０００１）（ｃ面）−サファイア基板１００上に成長
させて成るものである。図において、上記実施例１の積
層構造体１０ａ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。
る。図１１はＬＥＤ用途の積層構造体の第２の例を示す
図である。図において、ＬＥＤとして用いられる積層構
造体１０ｂは、実施例１と同一の手法及び成長条件で、
（０００１）（ｃ面）−サファイア基板１００上に成長
させて成るものである。図において、上記実施例１の積
層構造体１０ａ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。
【０１２９】この実施例では、実施例１に記載したｎ形
の発光層１０２のうち、上層のインジウム組成を一定と
するアンドープ窒化ガリウム・インジウム層１０２ｂ
に、キャリア濃度を３×１０17ｃｍ-3とし、層厚７ｎｍ
とする低キャリア濃度のアンドープ窒化ガリウム・イン
ジウム（Ｇａ0.12Ｉｎ0.88Ｎ）から成る低キャリア層１
０２ｃを重層させて全体として発光層１０２Ｍとなして
いる。この低キャリア層１０２ｃは、実施例１の発光層
１０２の場合と同一の温度（８９０℃）で成膜した。実
施例１に記す発光層１０２の成長に加え、上記のアンド
ープ窒化ガリウム・インジウムから成る発光層（低キャ
リア層）１０２ｃの成長を実施してもなお、反応炉９０
の基板１００が載置された近辺の領域には、明瞭に視認
される程の量のガリウム等の金属の液滴が付着しておら
ず、界面１０５での良好な急峻性を与え得る成長環境の
必要条件が整備されているのを確認した。
の発光層１０２のうち、上層のインジウム組成を一定と
するアンドープ窒化ガリウム・インジウム層１０２ｂ
に、キャリア濃度を３×１０17ｃｍ-3とし、層厚７ｎｍ
とする低キャリア濃度のアンドープ窒化ガリウム・イン
ジウム（Ｇａ0.12Ｉｎ0.88Ｎ）から成る低キャリア層１
０２ｃを重層させて全体として発光層１０２Ｍとなして
いる。この低キャリア層１０２ｃは、実施例１の発光層
１０２の場合と同一の温度（８９０℃）で成膜した。実
施例１に記す発光層１０２の成長に加え、上記のアンド
ープ窒化ガリウム・インジウムから成る発光層（低キャ
リア層）１０２ｃの成長を実施してもなお、反応炉９０
の基板１００が載置された近辺の領域には、明瞭に視認
される程の量のガリウム等の金属の液滴が付着しておら
ず、界面１０５での良好な急峻性を与え得る成長環境の
必要条件が整備されているのを確認した。
【０１３０】この確認を行った上で、実施例１と同様
に、ｐ形層１０３及び最表層１１０を積層し、積層構造
体１０ｂの形成を終了した。実施例１に記載したと同一
の手法によって計測された発光層１０２Ｍの界面１０５
側でのシートキャリア濃度は３．２×１０12ｃｍ-2であ
った。発光層１０２Ｍのドナー濃度は約３〜４×１０18
ｃｍ-3と計測された。
に、ｐ形層１０３及び最表層１１０を積層し、積層構造
体１０ｂの形成を終了した。実施例１に記載したと同一
の手法によって計測された発光層１０２Ｍの界面１０５
側でのシートキャリア濃度は３．２×１０12ｃｍ-2であ
った。発光層１０２Ｍのドナー濃度は約３〜４×１０18
ｃｍ-3と計測された。
【０１３１】積層構造体１０ｂから短冊状の切片を採り
断面ＴＥＭ技法により、発光部の接合構成を調査した。
断面ＴＥＭ観察に当たり、切片をアルゴンを使用するス
パッタリングで薄層とした。加速電圧を、実施例１と同
様に、２００キロボルト（ＫＶ）として撮像した。
断面ＴＥＭ技法により、発光部の接合構成を調査した。
断面ＴＥＭ観察に当たり、切片をアルゴンを使用するス
パッタリングで薄層とした。加速電圧を、実施例１と同
様に、２００キロボルト（ＫＶ）として撮像した。
【０１３２】図１２は実施例２での発光部の接合構成の
断面ＴＥＭ像を模式的に示す図である。実施例１での発
光層１０２と同様に、発光層１０２Ｍは、インジウム濃
度を相違する母相２００と従属相２０１，２０２とから
成る多相構造であると判断された。また、ｎ形層１０１
に接合する発光層１０２Ｍの接合界面１０４領域は、窒
化ガリウム相互の接合から成るホモ接合を成しているも
のと考えられた。一方のｐ形層１０３側の接合界面１０
５には、明瞭に視認される程の大きさの結晶体２０１，
２０２は確認され難く、母相２００が支配的に存在して
いた。これより、接合界面１０５の急峻性を求めた発光
層１０２Ｍのｐ形層１０３側の接合界面１０５近傍の領
域は、インジウム濃度を略均一とする、発光層１０２Ｍ
とｐ形層１０３との均一なオフセットを発生するのに都
合の良い均質領域が形成されているのが確認された。さ
らに、本実施例の断面ＴＥＭ観察用試料にあっては、ア
ルゴンスパッタリングにより加速電圧２００ＫＶ時の観
察に都合良く薄層化が果たされたためか、低キャリア濃
度のアンドープ窒化ガリウム・インジウム層１０２ｃの
内部のｐ形層１０３との接合界面１０５近傍の領域に
は、歪の存在を示すと思量される黒色のコントラスト２
０６が観測された。
断面ＴＥＭ像を模式的に示す図である。実施例１での発
光層１０２と同様に、発光層１０２Ｍは、インジウム濃
度を相違する母相２００と従属相２０１，２０２とから
成る多相構造であると判断された。また、ｎ形層１０１
に接合する発光層１０２Ｍの接合界面１０４領域は、窒
化ガリウム相互の接合から成るホモ接合を成しているも
のと考えられた。一方のｐ形層１０３側の接合界面１０
５には、明瞭に視認される程の大きさの結晶体２０１，
２０２は確認され難く、母相２００が支配的に存在して
いた。これより、接合界面１０５の急峻性を求めた発光
層１０２Ｍのｐ形層１０３側の接合界面１０５近傍の領
域は、インジウム濃度を略均一とする、発光層１０２Ｍ
とｐ形層１０３との均一なオフセットを発生するのに都
合の良い均質領域が形成されているのが確認された。さ
らに、本実施例の断面ＴＥＭ観察用試料にあっては、ア
ルゴンスパッタリングにより加速電圧２００ＫＶ時の観
察に都合良く薄層化が果たされたためか、低キャリア濃
度のアンドープ窒化ガリウム・インジウム層１０２ｃの
内部のｐ形層１０３との接合界面１０５近傍の領域に
は、歪の存在を示すと思量される黒色のコントラスト２
０６が観測された。
【０１３３】積層構造体１０ｂの一片（約５ｍｍ×約５
ｍｍ×ｔ（厚さ））を構成元素の深さ方向の分析用試料
に供し、実施例１と同様にＳＩＭＳ分析装置を用いて、
発光層１０２Ｍとｐ形層１０３との接合界面１０５にお
けるインジウムとアルミニウムとの濃度分布を測定し
た。
ｍｍ×ｔ（厚さ））を構成元素の深さ方向の分析用試料
に供し、実施例１と同様にＳＩＭＳ分析装置を用いて、
発光層１０２Ｍとｐ形層１０３との接合界面１０５にお
けるインジウムとアルミニウムとの濃度分布を測定し
た。
【０１３４】図１３は発光層とｐ形層との接合界面にお
けるインジウムとアルミニウムとの濃度分布を示す図で
ある。横軸は接合界面１０５からの距離、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Ｃ３が示す通り、インジウム原子の濃度が発光層１０
２Ｍの内部で略一定となった濃度ＲoMから、２桁低い濃
度である６．４×１０19原子／ｃｍ3 と成るに要する接
合界面１０５からｐ形層１０３内への距離、すなわち遷
移距離Ｄ３は約１６ｎｍであると認められた。一方、ア
ルミニウム原子の濃度分布曲線Ｃ４から、その濃度を２
桁減ずるに要する接合界面１０５から発光層１０２Ｍ側
へのアルミニウム原子に関する遷移距離Ｄ４は約１５ｎ
ｍと測定された。このように、ｐ形層３と発光層１０２
Ｍとの接合界面１０５におけるインジウム原子の濃度分
布曲線Ｃ３と、アルミニウム原子の濃度分布曲線Ｃ４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、物質的に観て明瞭な境界となって、界面の急峻
性を満たしている。
けるインジウムとアルミニウムとの濃度分布を示す図で
ある。横軸は接合界面１０５からの距離、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Ｃ３が示す通り、インジウム原子の濃度が発光層１０
２Ｍの内部で略一定となった濃度ＲoMから、２桁低い濃
度である６．４×１０19原子／ｃｍ3 と成るに要する接
合界面１０５からｐ形層１０３内への距離、すなわち遷
移距離Ｄ３は約１６ｎｍであると認められた。一方、ア
ルミニウム原子の濃度分布曲線Ｃ４から、その濃度を２
桁減ずるに要する接合界面１０５から発光層１０２Ｍ側
へのアルミニウム原子に関する遷移距離Ｄ４は約１５ｎ
ｍと測定された。このように、ｐ形層３と発光層１０２
Ｍとの接合界面１０５におけるインジウム原子の濃度分
布曲線Ｃ３と、アルミニウム原子の濃度分布曲線Ｃ４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、物質的に観て明瞭な境界となって、界面の急峻
性を満たしている。
【０１３５】実施例１に記載と同様の素子化工程をもっ
て、ＬＥＤを作製した。一般の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１８．６マイクロワット（μＷ）となった。
実施例１のＬＥＤ４０の発光出力に比較して、さらに約
１４．８％の増大が達成された。市販のスペクトルアナ
ライザ装置を利用して測定した発光スペクトルの中心波
長は約４５０ｎｍであった。繰り返し作製した本実施例
と同様の積層構造体を母体材料とするＬＥＤの中心波長
の変動は４５０±３ｎｍの範囲に収斂されることから、
本実施例の接合構成を備えた発光部は均一な発光波長を
安定して再現するのに優れたものであることが立証され
た。また、中心波長を約４５０ｎｍとする主たる発光ス
ペクトルの半値幅は約６ｎｍであった。更に、紫外帯域
での副次的なスペクトルの発生も認められず、色純度に
優れるＬＥＤをも帰結するに充分な単色性を与える発光
スペクトルが顕現された。
て、ＬＥＤを作製した。一般の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１８．６マイクロワット（μＷ）となった。
実施例１のＬＥＤ４０の発光出力に比較して、さらに約
１４．８％の増大が達成された。市販のスペクトルアナ
ライザ装置を利用して測定した発光スペクトルの中心波
長は約４５０ｎｍであった。繰り返し作製した本実施例
と同様の積層構造体を母体材料とするＬＥＤの中心波長
の変動は４５０±３ｎｍの範囲に収斂されることから、
本実施例の接合構成を備えた発光部は均一な発光波長を
安定して再現するのに優れたものであることが立証され
た。また、中心波長を約４５０ｎｍとする主たる発光ス
ペクトルの半値幅は約６ｎｍであった。更に、紫外帯域
での副次的なスペクトルの発生も認められず、色純度に
優れるＬＥＤをも帰結するに充分な単色性を与える発光
スペクトルが顕現された。
【０１３６】上記の実施例１，２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。
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。
【０１３７】
【発明の効果】この発明は上記した構成からなるので、
以下に説明するような効果を奏することができる。請求
項１に記載の発明では、ｎ形発光層のｐ形半導体層との
接合界面近傍の領域に電子蓄積領域を備えるようにした
ので、順方向バイアス下においてｐ形半導体層の正孔が
発光層側界面に拡散したとき、その正孔は近接する電子
蓄積領域に流下し、電子蓄積領域内の電子との間で放射
再結合する。したがって、放射再結合が円滑に行われ、
高い発光強度と優れた単色性を得ることができる。
以下に説明するような効果を奏することができる。請求
項１に記載の発明では、ｎ形発光層のｐ形半導体層との
接合界面近傍の領域に電子蓄積領域を備えるようにした
ので、順方向バイアス下においてｐ形半導体層の正孔が
発光層側界面に拡散したとき、その正孔は近接する電子
蓄積領域に流下し、電子蓄積領域内の電子との間で放射
再結合する。したがって、放射再結合が円滑に行われ、
高い発光強度と優れた単色性を得ることができる。
【０１３８】また、発光層のドナー濃度を５×１０17ｃ
ｍ-3以上で１×１０19ｃｍ-3以下とし、発光層の立体的
空間において通常の３次元的な挙動を呈する電子（３次
元的キャリア）の数を制限したので、その電子が電子蓄
積領域に流入して溜まるその数を適量に保持することが
できる。
ｍ-3以上で１×１０19ｃｍ-3以下とし、発光層の立体的
空間において通常の３次元的な挙動を呈する電子（３次
元的キャリア）の数を制限したので、その電子が電子蓄
積領域に流入して溜まるその数を適量に保持することが
できる。
【０１３９】さらに、電子蓄積領域を備える発光層側界
面の幅狭い領域において主に２次元的に振る舞う電子
（２次元的キャリア）のキャリア面密度を、１×１０11
ｃｍ-2以上で５×１０13ｃｍ-2以下としたので、上記の
発光層の立体的空間における３次元的キャリアに対す
る、電子蓄積領域における２次元的キャリアの占める割
合を最適化することができる。
面の幅狭い領域において主に２次元的に振る舞う電子
（２次元的キャリア）のキャリア面密度を、１×１０11
ｃｍ-2以上で５×１０13ｃｍ-2以下としたので、上記の
発光層の立体的空間における３次元的キャリアに対す
る、電子蓄積領域における２次元的キャリアの占める割
合を最適化することができる。
【０１４０】ちなみに、発光層のドナー濃度が高すぎて
も低すぎても、ｐ形半導体層からの正孔と電子蓄積領域
の電子との再結合に起因するこの発明に固有の発光特性
を充分に顕現できなくなる。すなわち、ドナー濃度が低
く３次元的キャリアが少ないと、電子蓄積領域に流入し
て溜まる電子が少なくなって空位が生じ、したがって電
子蓄積領域での電子との再結合の発生が少なくなり、逆
にドナー濃度が高く３次元的キャリアが多すぎると電子
蓄積領域が満席となり収容できなくなって、電子蓄積領
域における２次元的キャリアの、３次元的キャリアに占
める割合が小さくなり、その結果、ｐ形半導体層からの
正孔が電子蓄積領域に流入しようとしても、その手前で
３次元的キャリアによって阻止され、双方の場合ともこ
の発明に固有の発光特性の顕現が妨害されてしまう。こ
の発明では、上記のように、発光層のドナー濃度と、発
光層側界面でのキャリア面密度とを規定したので、電子
蓄積領域に適量の電子を保持でき、発光特性を最大限発
揮させることができる。
も低すぎても、ｐ形半導体層からの正孔と電子蓄積領域
の電子との再結合に起因するこの発明に固有の発光特性
を充分に顕現できなくなる。すなわち、ドナー濃度が低
く３次元的キャリアが少ないと、電子蓄積領域に流入し
て溜まる電子が少なくなって空位が生じ、したがって電
子蓄積領域での電子との再結合の発生が少なくなり、逆
にドナー濃度が高く３次元的キャリアが多すぎると電子
蓄積領域が満席となり収容できなくなって、電子蓄積領
域における２次元的キャリアの、３次元的キャリアに占
める割合が小さくなり、その結果、ｐ形半導体層からの
正孔が電子蓄積領域に流入しようとしても、その手前で
３次元的キャリアによって阻止され、双方の場合ともこ
の発明に固有の発光特性の顕現が妨害されてしまう。こ
の発明では、上記のように、発光層のドナー濃度と、発
光層側界面でのキャリア面密度とを規定したので、電子
蓄積領域に適量の電子を保持でき、発光特性を最大限発
揮させることができる。
【０１４１】このように、発光層を、非対称の量子ポテ
ンシャル井戸構造（非矩形ポテンシャル井戸構造）とし
てその発光層内部に電子蓄積領域を形成し、キャリアを
その電子蓄積領域内に適正な濃度で選択的に蓄積させた
ので、それらのキャリアに、効果的でかつ高速応答性の
良好な放射再結合を行わせることができ、したがって、
この発光層を含む積層構造体を用いて構成したIII 族窒
化物半導体発光素子は、青色帯から緑色帯にかけての単
色性に優れた短波長光を高強度で発光させることがで
き、また、印加電圧のオンオフに対しても高速に応答す
ることができる。
ンシャル井戸構造（非矩形ポテンシャル井戸構造）とし
てその発光層内部に電子蓄積領域を形成し、キャリアを
その電子蓄積領域内に適正な濃度で選択的に蓄積させた
ので、それらのキャリアに、効果的でかつ高速応答性の
良好な放射再結合を行わせることができ、したがって、
この発光層を含む積層構造体を用いて構成したIII 族窒
化物半導体発光素子は、青色帯から緑色帯にかけての単
色性に優れた短波長光を高強度で発光させることがで
き、また、印加電圧のオンオフに対しても高速に応答す
ることができる。
【０１４２】また、ｎ形発光層のｐ形半導体層との接合
界面近傍の領域に低キャリア濃度層を設け、その低キャ
リア濃度層に電子蓄積領域を設けたので、電子蓄積領域
には、周囲のキャリア濃度の高い発光層から電子が入り
やすくなり、また、電子蓄積領域は低不純物濃度で高純
度の領域となるので、不純物による電子の走行妨害は発
生しにくく、電子の２次元的な高速走行をスムーズに行
わせることができる。
界面近傍の領域に低キャリア濃度層を設け、その低キャ
リア濃度層に電子蓄積領域を設けたので、電子蓄積領域
には、周囲のキャリア濃度の高い発光層から電子が入り
やすくなり、また、電子蓄積領域は低不純物濃度で高純
度の領域となるので、不純物による電子の走行妨害は発
生しにくく、電子の２次元的な高速走行をスムーズに行
わせることができる。
【０１４３】さらに、低キャリア濃度層の層厚を２ｎｍ
以上２０ｎｍ以下としたので、電子蓄積領域に蓄積され
た電子は、活動領域を２次元的な「面内」に制約され、
３次元的な振る舞いを規制されて無駄なエネルギ消費が
無くなるので、その「面内」を活発に動くことができ、
したがって、電子と正孔との再結合をより高速にかつ強
力に行わせることができる。
以上２０ｎｍ以下としたので、電子蓄積領域に蓄積され
た電子は、活動領域を２次元的な「面内」に制約され、
３次元的な振る舞いを規制されて無駄なエネルギ消費が
無くなるので、その「面内」を活発に動くことができ、
したがって、電子と正孔との再結合をより高速にかつ強
力に行わせることができる。
【０１４４】また、低キャリア濃度層の層厚を厚くする
と低キャリア濃度であるが故に通流抵抗が増して、順方
向電流を徒に増加させることとなり、逆に、極端に薄く
すると、電子蓄積領域が狭まり、蓄積される電子の数が
減少してしまうが、この発明では、低キャリア濃度層の
層厚を２ｎｍ以上２０ｎｍ以下としたので、順方向電流
の増加や、電子蓄積領域に蓄積される電子の少量化を確
実に防ぐことができる。さらに、低キャリア濃度層のキ
ャリア濃度に上限を設けたので、電子蓄積領域の２次元
的電子の走行を妨げる不純物の濃度を確実に低く抑える
ことができる。
と低キャリア濃度であるが故に通流抵抗が増して、順方
向電流を徒に増加させることとなり、逆に、極端に薄く
すると、電子蓄積領域が狭まり、蓄積される電子の数が
減少してしまうが、この発明では、低キャリア濃度層の
層厚を２ｎｍ以上２０ｎｍ以下としたので、順方向電流
の増加や、電子蓄積領域に蓄積される電子の少量化を確
実に防ぐことができる。さらに、低キャリア濃度層のキ
ャリア濃度に上限を設けたので、電子蓄積領域の２次元
的電子の走行を妨げる不純物の濃度を確実に低く抑える
ことができる。
【０１４５】請求項３に記載の発明では、電子との親和
力が小さく、且つ禁止帯幅が大きい窒化アルミニウム・
ガリウム混晶から成る薄層を電子蓄積領域に隣接して設
けたので、電子蓄積領域における電子の溜め込み層をよ
り深くすることができ、したがって電子蓄積領域に蓄積
された電子の散乱を抑制でき、発光特性を良好なものに
保つことができる。また、窒化アルミニウム・ガリウム
混晶は紫外から短波長可視領域において、光学的に透明
であるため、この混晶から成る薄層を設けても発光層か
ら放射される発光は遮られたりしない。
力が小さく、且つ禁止帯幅が大きい窒化アルミニウム・
ガリウム混晶から成る薄層を電子蓄積領域に隣接して設
けたので、電子蓄積領域における電子の溜め込み層をよ
り深くすることができ、したがって電子蓄積領域に蓄積
された電子の散乱を抑制でき、発光特性を良好なものに
保つことができる。また、窒化アルミニウム・ガリウム
混晶は紫外から短波長可視領域において、光学的に透明
であるため、この混晶から成る薄層を設けても発光層か
ら放射される発光は遮られたりしない。
【図１】本発明のIII 族窒化物半導体発光素子における
発光部積層構造を概念的に示す図である。
発光部積層構造を概念的に示す図である。
【図２】発光部のバンド構造を示すバンドダイアグラム
である。
である。
【図３】III 族窒化物半導体から成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。
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４】本発明の第２の実施形態における発光部積層構
造を概念的に示す図である。
造を概念的に示す図である。
【図５】本発明の第３の実施形態における発光部積層構
造を概念的に示す図である。
造を概念的に示す図である。
【図６】ＬＥＤ用途の積層構造体を示す図である。
【図７】発光部の接合構成の断面ＴＥＭ像を模式的に示
す図である。
す図である。
【図８】発光層とｐ形層との接合界面におけるインジウ
ムとアルミニウムとの濃度分布を示す図である。
ムとアルミニウムとの濃度分布を示す図である。
【図９】ＬＥＤの断面構造を模式的に示す図である。
【図１０】ＬＥＤの平面模式図である。
【図１１】ＬＥＤ用途の積層構造体の第２の例を示す図
である。
である。
【図１２】実施例２での発光部の接合構成の断面ＴＥＭ
像を模式的に示す図である。
像を模式的に示す図である。
【図１３】実施例２における発光層とｐ形層との接合界
面におけるインジウムとアルミニウムとの濃度分布を示
す図である。
面におけるインジウムとアルミニウムとの濃度分布を示
す図である。
【図１４】従来のタイプＩ型と呼称される超格子におけ
る理想的なバンド構成を模式的に示す図である。
る理想的なバンド構成を模式的に示す図である。
【図１５】井戸層と障壁層とのバンド変化が緩慢な場合
を模式的に示す図である。
を模式的に示す図である。
【図１６】井戸層の層厚（幅）の僅かな変化によって、
量子準位が微妙に変化する模様を模式的に示す図であ
る。
量子準位が微妙に変化する模様を模式的に示す図であ
る。
【図１７】多相構造からなる不均質な窒化ガリウム・イ
ンジウム混晶層を発光層として含む量子井戸構成の一例
を示す図である。
ンジウム混晶層を発光層として含む量子井戸構成の一例
を示す図である。
【図１８】ＭＯＤＦＥＴの積層構造体における非対称形
のバンド構造を示す図である。
のバンド構造を示す図である。
１ ｎ形層 ２ 発光層 ２ｃ 低キャリア層 ３ ｐ形層 ４ ｎ形層と発光層との接合界面 ５ ｐ形層と発光層との接合界面 ６ 散乱防止層（薄層） １０，１１，１２ 発光部 １０ａ 積層構造体 ２０ バンド ４０ ＬＥＤ ４１ パッド電極（負電極） ４２ パッド電極（正電極） ４３ 透過性電極 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形層 １０２，１０２Ｍ 発光層 １０２ａ 発光層内のインジウム組成の勾配を有する層 １０２ｂ 発光層内のインジウム組成を一定とする層 １０２ｃ 発光層内の低キャリア層 １０３ ｐ形層 １０４ ｎ形層と発光層との接合界面 １０５ ｐ形層と発光層との接合界面 １１０ 最表層 ２００ 発光層の母相 ２０１，２０２ 発光層の従属相 Ｃ１，Ｃ３ インジウム原子の濃度分布曲線 Ｃ２，Ｃ４ アルミニウム原子の濃度分布曲線 ＯＦ１ 発光層とｐ形層との伝導帯のバンドオフセッ
ト ＯＦ２ 発光層とｎ形層との伝導帯のバンドオフセッ
ト Ｒ 電子蓄積領域
ト ＯＦ２ 発光層とｎ形層との伝導帯のバンドオフセッ
ト Ｒ 電子蓄積領域
Claims (3)
- 【請求項１】 III 族窒化物半導体から成るｎ形半導体
層とアルミニウムを含有するIII 族窒化物半導体から成
るｐ形半導体層との中間に、インジウム含有III 族窒化
物半導体から成るｎ形発光層を配置して成るIII 族窒化
物半導体発光素子において、 上記ｎ形発光層が、ｎ形半導体層との接合界面近傍の領
域に設けられた高キャリア濃度層と、ｐ形半導体層との
接合界面近傍の領域に設けられた低キャリア濃度層とか
らなり、 上記高キャリア濃度層は、ドナー濃度が５×１０ 17 ｃｍ
-3 以上で１×１０ 19 ｃｍ -3 以下であり、 上記低キャリア濃度層は、キャリア濃度が５×１０ 17 ｃ
ｍ -3 以下、層厚が２ｎｍ以上で２０ｎｍ以下であり、 上記ｎ形発光層とｐ形半導体層との接合界面では、ｎ形
発光層のインジウム原子の濃度がｐ形半導体層内で２桁
低下するまでの遷移距離、およびｐ形半導体層のアルミ
ニウム原子の濃度がｎ形発光層内で２桁低下するまでの
遷移距離を、それぞれ２０ｎｍ以下として組成比変化の
急峻性を確保し、 上記低キャリア濃度層中に、 キャリア面密度が１×１０
11ｃｍ-2以上で５×１０13ｃｍ-2以下の、低次元電子を
選択的に蓄積し局在させる電子蓄積領域が設けられてい
る、 ことを特徴とするIII 族窒化物半導体発光素子。 - 【請求項２】 上記ｎ形発光層は、層厚の減少に反比例
して発光波長が長波長化する、ことを特徴とする請求項
１に記載のIII 族窒化物半導体発光素子。 - 【請求項３】 上記ｎ形発光層と上記ｐ形半導体層との
間に、キャリア濃度を５×１０ 17 ｃｍ -3 以下とし、層厚
を３ｎｍ以上で３０ｎｍ以下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≦１）から成る
薄層を介在させた、 ことを特徴とする請求項１または２に記載のIII 族窒化
物半導体発光素子。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33454097A JP3276911B2 (ja) | 1997-12-04 | 1997-12-04 | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子 |
| US09/204,280 US6541797B1 (en) | 1997-12-04 | 1998-12-03 | Group-III nitride semiconductor light-emitting device |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33454097A JP3276911B2 (ja) | 1997-12-04 | 1997-12-04 | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11168240A JPH11168240A (ja) | 1999-06-22 |
| JP3276911B2 true JP3276911B2 (ja) | 2002-04-22 |
Family
ID=18278562
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33454097A Expired - Fee Related JP3276911B2 (ja) | 1997-12-04 | 1997-12-04 | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3276911B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7417258B2 (en) * | 2005-04-28 | 2008-08-26 | Sharp Kabushiki Kaisha | Semiconductor light-emitting device, and a method of manufacture of a semiconductor device |
| KR101231457B1 (ko) | 2009-03-24 | 2013-02-07 | 엘지이노텍 주식회사 | 발광소자 및 그 제조방법 |
-
1997
- 1997-12-04 JP JP33454097A patent/JP3276911B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH11168240A (ja) | 1999-06-22 |
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