JPH10321905A - 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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- JPH10321905A JPH10321905A JP13143597A JP13143597A JPH10321905A JP H10321905 A JPH10321905 A JP H10321905A JP 13143597 A JP13143597 A JP 13143597A JP 13143597 A JP13143597 A JP 13143597A JP H10321905 A JPH10321905 A JP H10321905A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 窒化ガリウム・インジウムを発光層とするｎ
サイドアップ型の積層体からなる高出力で単色性に優れ
るIII 族窒化物半導体発光素子を提供する。 【構成】 格子不整合基板とｐ型不純物内在のクラッド
層との中間に第１のＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 中間
層を、ｐ型不純物内在のクラッド層と発光層の間に第２
のＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 中間層を挿入する積層
構成とする。 【効果】 発光の単色性に優れる高出力の発光素子が提
供される。
サイドアップ型の積層体からなる高出力で単色性に優れ
るIII 族窒化物半導体発光素子を提供する。 【構成】 格子不整合基板とｐ型不純物内在のクラッド
層との中間に第１のＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 中間
層を、ｐ型不純物内在のクラッド層と発光層の間に第２
のＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 中間層を挿入する積層
構成とする。 【効果】 発光の単色性に優れる高出力の発光素子が提
供される。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】III 族窒化物半導体から成る
発光層を具備したIII 族窒化物半導体発光素子に係わ
り、特に短波長可視光を高出力で放射する発光素子を提
供するに適する発光層を含む発光素子に関する。
発光層を具備したIII 族窒化物半導体発光素子に係わ
り、特に短波長可視光を高出力で放射する発光素子を提
供するに適する発光層を含む発光素子に関する。
【０００２】
（対象とするIII 族窒化物半導体と従来に於けるその利
用例）元素周期律の第III 族に属する元素にはアルミニ
ウム（元素記号：Ａｌ）、ガリウム（元素記号：Ｇａ）
やインジウム（元素記号：Ｉｎ）がある。一方、第Ｖ族
に属する元素には窒素（元素記号：Ｎ）の他に砒素（元
素記号：Ａｓ）やリン（元素記号：Ｐ）がある（此処で
は窒素以外の第Ｖ族元素を記号Ｖで一括して表す。）。
これら両族の元素から構成されるIII 族窒化物半導体は
青色、青緑色或いは緑色等の短波長の可視光を放射する
発光ダイオード（ＬＥＤ）や可視レーザダイオード（Ｌ
Ｄ）等の発光素子にあって、素子の電気的特性を顕現す
るための機能層や機能層の結晶性を向上させるための緩
衝層等として利用されている。III 族窒化物半導体は他
にもフォトダイオード（ＰＤ）等の受光素子等や光デバ
イスと電子デバイスとを組合わせてなる光・電子（Ｏｐ
ｔｏ−ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ）デバイス等に利用されて
いる。これらの素子（ｄｅｖｉｃｅ）に従来から常用さ
れるIII 族窒化物半導体結晶層は、一般式 Ａｌx Ｇａ
y Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a（但し、Ｖは窒素以外のＶ族元素、
０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ａ＜１）で
表記される。特に、上記の一般式に於いてａ＝０に相当
する窒化アルミニウム・ガリウム・インジウム混晶（Ａ
ｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ（但し、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋
ｙ＋ｚ＝１）はＬＥＤにあっては従来から例えば発光層
として従来から利用されている（特公平６−１０１５８
７号公報明細書参照）。また、例えば、変調ドープ（ｍ
ｏｄｕｌａｔｉｏｎ ｄｏｐｅｄ）電界効果型トランジ
スタ（ＭＯＦＥＴ）にあっては電子供給層として従来か
ら利用されている（Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、
６９（２５）（１９９６）、３８７２〜３８７４頁）。
用例）元素周期律の第III 族に属する元素にはアルミニ
ウム（元素記号：Ａｌ）、ガリウム（元素記号：Ｇａ）
やインジウム（元素記号：Ｉｎ）がある。一方、第Ｖ族
に属する元素には窒素（元素記号：Ｎ）の他に砒素（元
素記号：Ａｓ）やリン（元素記号：Ｐ）がある（此処で
は窒素以外の第Ｖ族元素を記号Ｖで一括して表す。）。
これら両族の元素から構成されるIII 族窒化物半導体は
青色、青緑色或いは緑色等の短波長の可視光を放射する
発光ダイオード（ＬＥＤ）や可視レーザダイオード（Ｌ
Ｄ）等の発光素子にあって、素子の電気的特性を顕現す
るための機能層や機能層の結晶性を向上させるための緩
衝層等として利用されている。III 族窒化物半導体は他
にもフォトダイオード（ＰＤ）等の受光素子等や光デバ
イスと電子デバイスとを組合わせてなる光・電子（Ｏｐ
ｔｏ−ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ）デバイス等に利用されて
いる。これらの素子（ｄｅｖｉｃｅ）に従来から常用さ
れるIII 族窒化物半導体結晶層は、一般式 Ａｌx Ｇａ
y Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a（但し、Ｖは窒素以外のＶ族元素、
０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ａ＜１）で
表記される。特に、上記の一般式に於いてａ＝０に相当
する窒化アルミニウム・ガリウム・インジウム混晶（Ａ
ｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ（但し、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋
ｙ＋ｚ＝１）はＬＥＤにあっては従来から例えば発光層
として従来から利用されている（特公平６−１０１５８
７号公報明細書参照）。また、例えば、変調ドープ（ｍ
ｏｄｕｌａｔｉｏｎ ｄｏｐｅｄ）電界効果型トランジ
スタ（ＭＯＦＥＴ）にあっては電子供給層として従来か
ら利用されている（Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、
６９（２５）（１９９６）、３８７２〜３８７４頁）。
【０００３】（従来に於けるＡｌＧａＩｎＮ混晶の実用
上の配置例）素子構造上に於けるＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ
（但し、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）の従来
の配置例を青色、青緑色或いは緑色を発する短波長ＬＥ
Ｄを例にして説明する。先ずｚ＝０に該当する組成のＡ
ｌx Ｇａy Ｎ混晶（０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）はク
ラッド層にもその通常の利用例をみることができる。既
に実用化されているＬＥＤの構造に見られる様にｎ型の
クラッド層を窒化ガリウム（ＧａＮ；上記の一般式にあ
ってｘ＝ｚ＝０に相当する）から構成する例がある（特
開平６−２６０６８２号公報明細書参照）。一方、ｐ型
のクラッド層は窒化アルミニウム・ガリウムからなる混
晶（Ａｌx Ｇａy Ｎ；０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）か
ら構成されるのが一般的である（特開平６−２６０６８
３号公報明細書参照）。この様なIII 族窒化物半導体材
料からなるクラッド層としての配置例をみるに、ｎ型窒
化ガリウムクラッド層は窒化ガリウム・インジウム混晶
からなる発光層の下部の基板側に配置されるのが実用上
常となっている（Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，
３４（１０Ｂ）（１９９５）、Ｌ１３３２〜Ｌ１３３５
頁）。逆に、ｐ型窒化アルミニウム・ガリウム混晶から
なるクラッド層は発光層の上に配置されるのが実用上の
通例となっている（特開平６−１７７４２３号公報明細
書参照）。即ち、発光層についての相対的な位置関係か
ら従来のクラッド層の配置状況を総括すれば、ｎ型クラ
ッド層は下部クラッド層として発光層の下側の基板側に
配置され、ｐ型のＡｌx Ｇａy Ｎ混晶層は発光層上に上
部クラッド層として配置し、いわゆるダブルヘテロ構造
とするのが実用上の配置方法となっている。
上の配置例）素子構造上に於けるＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ
（但し、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）の従来
の配置例を青色、青緑色或いは緑色を発する短波長ＬＥ
Ｄを例にして説明する。先ずｚ＝０に該当する組成のＡ
ｌx Ｇａy Ｎ混晶（０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）はク
ラッド層にもその通常の利用例をみることができる。既
に実用化されているＬＥＤの構造に見られる様にｎ型の
クラッド層を窒化ガリウム（ＧａＮ；上記の一般式にあ
ってｘ＝ｚ＝０に相当する）から構成する例がある（特
開平６−２６０６８２号公報明細書参照）。一方、ｐ型
のクラッド層は窒化アルミニウム・ガリウムからなる混
晶（Ａｌx Ｇａy Ｎ；０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）か
ら構成されるのが一般的である（特開平６−２６０６８
３号公報明細書参照）。この様なIII 族窒化物半導体材
料からなるクラッド層としての配置例をみるに、ｎ型窒
化ガリウムクラッド層は窒化ガリウム・インジウム混晶
からなる発光層の下部の基板側に配置されるのが実用上
常となっている（Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，
３４（１０Ｂ）（１９９５）、Ｌ１３３２〜Ｌ１３３５
頁）。逆に、ｐ型窒化アルミニウム・ガリウム混晶から
なるクラッド層は発光層の上に配置されるのが実用上の
通例となっている（特開平６−１７７４２３号公報明細
書参照）。即ち、発光層についての相対的な位置関係か
ら従来のクラッド層の配置状況を総括すれば、ｎ型クラ
ッド層は下部クラッド層として発光層の下側の基板側に
配置され、ｐ型のＡｌx Ｇａy Ｎ混晶層は発光層上に上
部クラッド層として配置し、いわゆるダブルヘテロ構造
とするのが実用上の配置方法となっている。
【０００４】（ｐ型のＡｌx Ｇａy Ｎ混晶層の従来配置
例に付随する難点）実用化に至っているＬＥＤ等の発光
素子の母体材料の構成に実際にみられる如く、ｐ型Ａｌ
x Ｇａy Ｎ混晶層（０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）は上
記の様な上部クラッド層の他、ｐ型コンタクト（ｃｏｎ
ｔａｃｔ）層として利用されるに至っている。コンタク
ト層はｐ型上部クラッド層上にｐ型電極（正電極）との
良好な電気的接触を期して設けられる、云わば電極接触
用の低抵抗層である（特開平６−２６８２５９号公報明
細書参照）。ｐ型コンタクト層上のｐ型電極は発光層か
ら放射される発光を半ば透過する、透光性を有する薄膜
平面電極と、それに電気的に導通し動作電流を供給する
ための結線（ボンディング（ｂｏｎｄｉｎｇ）用パッド
（ｐａｄ）電極とから主に構成される。現状に於いては
正電極は金（元素記号：Ａｕ）や或いはそれらの合金や
ニッケル（元素記号：Ｎｉ）やクロム（元素記号：Ｃ
ｒ）等の遷移金属類から構成されるのが一般的である。
その他、アルミニウム（元素記号：Ａｌ）及びその合
金、銀（元素記号：Ａｇ）等の多岐に亘る金属材料がｐ
型電極用の材料として開示されている（ＵＫ Ｐａｔｅ
ｎｔＧＢ ２２５０６３５Ａ参照）。しかし、電極材料
の種類に殆ど依存せず充分に低い抵抗値を有する良好な
オーミック特性を有するｐ型電極が安定して形成できな
いことが共通の問題として依然として残存している。特
に、発光層からの発光を効率良く透過させるために電極
を構成する薄膜電極の膜厚を数十ナノメーター（ｎｍ）
以下とすることが不可避な透光性薄膜電極にあっては、
尚一層の良好な特性のオーミック性電極を安定して実現
するのは困難となる。ｐ型Ａｌx Ｇａy Ｎ混晶層（０≦
ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）への電極の被着条件或いはア
ロイ（ａｌｌｏｙ）条件が不完全であれば、ショットキ
ー（Ｓｃｈｏｔｔｋｙ）接合的な整流性のある電極が形
成される場合も散見される。換言すれば、電極を構成す
る材料の種類の如何に拘らずｐ型Ａｌx Ｇａy Ｎ混晶層
（０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）に対して良好なオーミ
ック特性を有するｐ型の透光性電極を安定して形成する
には技術的な困難性が伴っている。元来、可視光に対し
透過率の小さな金属材料の薄層化に頼って透光性を稔出
する不合理な方法ではなく、本来、透明なインジウム錫
（Ｓｎ）酸化物（ＩＴＯ）等を透光性どころか透明電極
として利用すれば従来の問題点の解決にはなる（特公昭
５３−１１４３９号公報明細書参照）。現状にあって、
低接触抵抗のオーミック電極の形成を可能とするに充分
な数オーム・センチ（Ω・ｃｍ）程度の低い比抵抗のＩ
ＴＯも製造されるに至っている。しかし、ＩＴＯはｎ型
の伝導形を呈する物質である。従って、ｐ型コンタクト
層に接触する透明電極としては使用できない。何故なら
ば、ｐ型であるコンタクト層とｎ型のＩＴＯ電極との間
でｐｎ接合が形成され、ＬＥＤ構造にあっては発光層へ
の動作電流等の流通が妨げられるからである。
例に付随する難点）実用化に至っているＬＥＤ等の発光
素子の母体材料の構成に実際にみられる如く、ｐ型Ａｌ
x Ｇａy Ｎ混晶層（０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）は上
記の様な上部クラッド層の他、ｐ型コンタクト（ｃｏｎ
ｔａｃｔ）層として利用されるに至っている。コンタク
ト層はｐ型上部クラッド層上にｐ型電極（正電極）との
良好な電気的接触を期して設けられる、云わば電極接触
用の低抵抗層である（特開平６−２６８２５９号公報明
細書参照）。ｐ型コンタクト層上のｐ型電極は発光層か
ら放射される発光を半ば透過する、透光性を有する薄膜
平面電極と、それに電気的に導通し動作電流を供給する
ための結線（ボンディング（ｂｏｎｄｉｎｇ）用パッド
（ｐａｄ）電極とから主に構成される。現状に於いては
正電極は金（元素記号：Ａｕ）や或いはそれらの合金や
ニッケル（元素記号：Ｎｉ）やクロム（元素記号：Ｃ
ｒ）等の遷移金属類から構成されるのが一般的である。
その他、アルミニウム（元素記号：Ａｌ）及びその合
金、銀（元素記号：Ａｇ）等の多岐に亘る金属材料がｐ
型電極用の材料として開示されている（ＵＫ Ｐａｔｅ
ｎｔＧＢ ２２５０６３５Ａ参照）。しかし、電極材料
の種類に殆ど依存せず充分に低い抵抗値を有する良好な
オーミック特性を有するｐ型電極が安定して形成できな
いことが共通の問題として依然として残存している。特
に、発光層からの発光を効率良く透過させるために電極
を構成する薄膜電極の膜厚を数十ナノメーター（ｎｍ）
以下とすることが不可避な透光性薄膜電極にあっては、
尚一層の良好な特性のオーミック性電極を安定して実現
するのは困難となる。ｐ型Ａｌx Ｇａy Ｎ混晶層（０≦
ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）への電極の被着条件或いはア
ロイ（ａｌｌｏｙ）条件が不完全であれば、ショットキ
ー（Ｓｃｈｏｔｔｋｙ）接合的な整流性のある電極が形
成される場合も散見される。換言すれば、電極を構成す
る材料の種類の如何に拘らずｐ型Ａｌx Ｇａy Ｎ混晶層
（０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）に対して良好なオーミ
ック特性を有するｐ型の透光性電極を安定して形成する
には技術的な困難性が伴っている。元来、可視光に対し
透過率の小さな金属材料の薄層化に頼って透光性を稔出
する不合理な方法ではなく、本来、透明なインジウム錫
（Ｓｎ）酸化物（ＩＴＯ）等を透光性どころか透明電極
として利用すれば従来の問題点の解決にはなる（特公昭
５３−１１４３９号公報明細書参照）。現状にあって、
低接触抵抗のオーミック電極の形成を可能とするに充分
な数オーム・センチ（Ω・ｃｍ）程度の低い比抵抗のＩ
ＴＯも製造されるに至っている。しかし、ＩＴＯはｎ型
の伝導形を呈する物質である。従って、ｐ型コンタクト
層に接触する透明電極としては使用できない。何故なら
ば、ｐ型であるコンタクト層とｎ型のＩＴＯ電極との間
でｐｎ接合が形成され、ＬＥＤ構造にあっては発光層へ
の動作電流等の流通が妨げられるからである。
【０００５】（ｐ型Ａｌx Ｇａy Ｎ混晶層の代替として
のｎ型Ａｌx Ｇａy Ｎ混晶層の配置例）単体金属或いは
合金からなる低抵抗透光性電極の安定形成の困難さを伴
うｐ型Ａｌx Ｇａy Ｎ混晶層をｐ型電極形成用の層とし
て積層構造の最表層に配置する構成に替わり、ｎ型のＡ
ｌx Ｇａy Ｎ混晶層（０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）を
最表層として配置する積層構成例も開示されている（特
開平５−６３２３６号公報明細書参照）。積層構造の最
表層に電極を形成するためのｎ型層を配置した構成はｎ
サイドアップ（ｎ ｓｉｄｅ ｕｐ）構造と通称されて
いる。発光強度の増大を期して採用されるｐｎ接合型の
積層構造を例にすれば、ｐ型基板上に先ずｐ型層が堆積
され、その上方に発光層、更に最表層をなすクラッド層
やコンタクト層等をなすｎ型層が重層されるのが通例で
ある。Ａｌx Ｇａy Ｎ混晶層を備えた通称ｎサイドアッ
プ構造のｐｎ接合型ＬＥＤ用途の積層構造をもって具体
的に説明すれば、サファイア基板上にＧａa Ａｌ1-a Ｎ
（０＜ａ≦１）緩衝層、ｐ型不純物がドーピングされた
Ｇａa Ａｌ1-a Ｎ（０＜ａ≦１）及びｎ型Ｇａa Ａｌ
1-a Ｎ（０＜ａ≦１）が順次、積層された構造となって
いる（特開平５−６３２３６号公報明細書参照）。この
積層構成に於いてｐ型不純物がドーピングされｐ型化さ
れたＧａa Ａｌ1-a Ｎ（０＜ａ≦１）層は発光層とし
て、また、ｎ型Ｇａa Ａｌ1-a Ｎ（０＜ａ≦１）は発光
層の成長プロセス中での熱分解を防止するキャップ（保
護）層を兼ねるクラッド層として重層されているもので
ある（特開平５−６３２３６号公報明細書参照）。
のｎ型Ａｌx Ｇａy Ｎ混晶層の配置例）単体金属或いは
合金からなる低抵抗透光性電極の安定形成の困難さを伴
うｐ型Ａｌx Ｇａy Ｎ混晶層をｐ型電極形成用の層とし
て積層構造の最表層に配置する構成に替わり、ｎ型のＡ
ｌx Ｇａy Ｎ混晶層（０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）を
最表層として配置する積層構成例も開示されている（特
開平５−６３２３６号公報明細書参照）。積層構造の最
表層に電極を形成するためのｎ型層を配置した構成はｎ
サイドアップ（ｎ ｓｉｄｅ ｕｐ）構造と通称されて
いる。発光強度の増大を期して採用されるｐｎ接合型の
積層構造を例にすれば、ｐ型基板上に先ずｐ型層が堆積
され、その上方に発光層、更に最表層をなすクラッド層
やコンタクト層等をなすｎ型層が重層されるのが通例で
ある。Ａｌx Ｇａy Ｎ混晶層を備えた通称ｎサイドアッ
プ構造のｐｎ接合型ＬＥＤ用途の積層構造をもって具体
的に説明すれば、サファイア基板上にＧａa Ａｌ1-a Ｎ
（０＜ａ≦１）緩衝層、ｐ型不純物がドーピングされた
Ｇａa Ａｌ1-a Ｎ（０＜ａ≦１）及びｎ型Ｇａa Ａｌ
1-a Ｎ（０＜ａ≦１）が順次、積層された構造となって
いる（特開平５−６３２３６号公報明細書参照）。この
積層構成に於いてｐ型不純物がドーピングされｐ型化さ
れたＧａa Ａｌ1-a Ｎ（０＜ａ≦１）層は発光層とし
て、また、ｎ型Ｇａa Ａｌ1-a Ｎ（０＜ａ≦１）は発光
層の成長プロセス中での熱分解を防止するキャップ（保
護）層を兼ねるクラッド層として重層されているもので
ある（特開平５−６３２３６号公報明細書参照）。
【０００６】従来のｎサイドアップ構造型に於けるｐ型
Ａｌx Ｇａy Ｎ混晶層（０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）
に係わる積層関係を更に詳細に述べれば、この構造に於
けるｐ型層は緩衝（ｂｕｆｆｅｒ）層上に重層されてい
る。ｐ型成長層の下地層としての役目をも果たす上記の
緩衝層は実用的には通常、約４００℃〜約６００℃のII
I 族窒化物半導体単結晶層の成長温度に比較して低温で
成膜されるために一般には低温緩衝層と呼称されてい
る。緩衝層は窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、窒化ガリウ
ム、窒化インジウム（ＩｎＮ）、窒化アルミニウム・ガ
リウム混晶や窒化アルミニウム・ガリウム・インジウム
から構成するのが一般的である（特開平２−２２９４７
６号公報明細書等参照）。
Ａｌx Ｇａy Ｎ混晶層（０≦ｘ，ｙ≦１、ｘ＋ｙ＝１）
に係わる積層関係を更に詳細に述べれば、この構造に於
けるｐ型層は緩衝（ｂｕｆｆｅｒ）層上に重層されてい
る。ｐ型成長層の下地層としての役目をも果たす上記の
緩衝層は実用的には通常、約４００℃〜約６００℃のII
I 族窒化物半導体単結晶層の成長温度に比較して低温で
成膜されるために一般には低温緩衝層と呼称されてい
る。緩衝層は窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、窒化ガリウ
ム、窒化インジウム（ＩｎＮ）、窒化アルミニウム・ガ
リウム混晶や窒化アルミニウム・ガリウム・インジウム
から構成するのが一般的である（特開平２−２２９４７
６号公報明細書等参照）。
【０００７】（ｐ型ＡｌＧａＩｎＮ混晶層を低温緩衝層
上に重層する際の従来技術の問題点）上記した従来例に
みられる様に低温緩衝層上にｐ型の結晶層を配置した構
成からなるＬＥＤ等の発光素子は実用化に至っていな
い。これは従前の低温緩衝上にｐ型不純物をドーピング
したｐ型Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ（但し、０≦ｘ，ｙ，ｚ
≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）を積層する際に発生するｐ型ド
ーパント（ｄｏｐａｎｔ）に因る低温緩衝層の変性に主
に起因している。従前の低温緩衝層と呼称される結晶層
は非晶質或いは非晶質を主体とし、層内に単結晶粒若し
くは多結晶粒が散在している層が最も良好であるとされ
てきた（特開平２−２２９４７６号公報明細書等参
照）。単結晶からなる層は低温緩衝層には不適であると
判断されてきた（特許第２２９４７６号公報明細書参
照）。非晶質体であれば当然の如く、非晶質体を構成す
る各原子間の結合力は単結晶体に比べれば遥かに弱い。
このため、非晶質体を主体とする低温緩衝層は高温環境
下で容易に揮散するなどの欠点を有していた。にも拘ら
ず、従来にあっては非晶質或いは非晶質を主体とした結
晶形態を呈する薄層が低温緩衝層として最適とされ従前
から継続して常用されてきた。
上に重層する際の従来技術の問題点）上記した従来例に
みられる様に低温緩衝層上にｐ型の結晶層を配置した構
成からなるＬＥＤ等の発光素子は実用化に至っていな
い。これは従前の低温緩衝上にｐ型不純物をドーピング
したｐ型Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ（但し、０≦ｘ，ｙ，ｚ
≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）を積層する際に発生するｐ型ド
ーパント（ｄｏｐａｎｔ）に因る低温緩衝層の変性に主
に起因している。従前の低温緩衝層と呼称される結晶層
は非晶質或いは非晶質を主体とし、層内に単結晶粒若し
くは多結晶粒が散在している層が最も良好であるとされ
てきた（特開平２−２２９４７６号公報明細書等参
照）。単結晶からなる層は低温緩衝層には不適であると
判断されてきた（特許第２２９４７６号公報明細書参
照）。非晶質体であれば当然の如く、非晶質体を構成す
る各原子間の結合力は単結晶体に比べれば遥かに弱い。
このため、非晶質体を主体とする低温緩衝層は高温環境
下で容易に揮散するなどの欠点を有していた。にも拘ら
ず、従来にあっては非晶質或いは非晶質を主体とした結
晶形態を呈する薄層が低温緩衝層として最適とされ従前
から継続して常用されてきた。
【０００８】ｐ型Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ混晶の気相（ｖ
ａｐｏｒ ｐｈａｓｅ）成長に従来からｐ型不純物とし
て利用されているのは、例えばマグネシウム（元素記
号：Ｍｇ）、ベリリウム（元素記号：Ｂｅ）や亜鉛（元
素記号：Ｚｎ）等の元素周期律の第II族に属する元素で
ある（特開昭５６−８０１８３号公報明細書参照）。イ
オン化した第II族元素を注入する、所謂イオン注入法を
利用したｐ型のＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎの形成にはマグネ
シウムやカルシウム（元素記号：Ｃａ）が利用されてい
る（特開昭５４−７１５８９号公報明細書及びＡｐｐ
ｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、６８（１４）（１９９
６）、１９４５から１９４７頁参照）。ｐ型不純物を導
入するための何れの手段にあってもマグネシウムがｐ型
不純物として好んで利用されている。しかし、マグネシ
ウムは表面の平滑性、平坦性に優れるＡｌx Ｇａy Ｉｎ
z Ｎ結晶層の成長を阻害するドーパントとして知られて
いる（Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、３３（１９
９４）、Ｌ１３６７〜Ｌ１３６９頁参照）。特に、低抵
抗のｐ型のＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ 結晶層の形成を期し
てマグネシウムを高濃度にドーピングした際には、Ａｌ
x Ｇａy Ｉｎz Ｎ成長層には亀裂（ｃｒａｃｋ）をみる
程、表面状態の悪化したものとなる。マグネシウムをド
ーピングすることによってさえ表面状態が悪化するｐ型
のＡｌx Ｇａy ＩｎzＮ成長層を下部クラッド層として
低温緩衝層上に堆積する際には更に問題は複雑となる。
非晶質の緩衝層にマグネシウム等の不純物を故意に添加
（＝ドーピング）すれば、その層上にｐ型III 族窒化物
半導体層を成長するに有利となるとされる一方で（特開
平５−２０６５１９号公報明細書参照）、酸化還元反応
性の高さからも判断される様にマグネシウム自体の化学
反応性の強さから、低温緩衝層がマグネシウムの存在に
より変質を被るのはもはや一般的な現象として経験され
るに至っている。マグネシウムが低温緩衝層内に侵入す
るとマグネシウムはアルミニウムやガリウム等の低温緩
衝層を構成する第III 族元素よりも原子半径が小さいた
めに低温緩衝層の縮みを招く。この縮小により低温緩衝
層には亀裂が発生する。低温緩衝層は元来、サファイア
等の基板とする結晶とIII 族窒化物半導体結晶層との間
の格子の不整合性を緩和して、表面状態並びに結晶性に
優れるIII 族窒化物半導体堆積層の成膜を意図して設け
られるものである。加えて、低温緩衝層が非晶質を主体
として構成されている場合、非晶質体の構成原子間の結
合の弱さから高温の成長過程へ移行する間に低温緩衝層
の揮散に因る消失は免れない。マグネシウムの混入によ
る低温緩衝層の変性や亀裂の発生に並行して低温緩衝層
の損失に因る成長層とは格子不整合の関係にある基板結
晶が露出するようになると、低温緩衝層はもはや格子不
整合性を緩和する作用を充分に達成するには至らず、表
面状態に劣るIII 族窒化物半導体成長層がおこる事態と
なるに過ぎない。ｐ型不純物を内在するIII 族窒化物半
導体の成長に適する新たな低温緩衝層の構成要件の明確
化が改めて求められているところである。
ａｐｏｒ ｐｈａｓｅ）成長に従来からｐ型不純物とし
て利用されているのは、例えばマグネシウム（元素記
号：Ｍｇ）、ベリリウム（元素記号：Ｂｅ）や亜鉛（元
素記号：Ｚｎ）等の元素周期律の第II族に属する元素で
ある（特開昭５６−８０１８３号公報明細書参照）。イ
オン化した第II族元素を注入する、所謂イオン注入法を
利用したｐ型のＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎの形成にはマグネ
シウムやカルシウム（元素記号：Ｃａ）が利用されてい
る（特開昭５４−７１５８９号公報明細書及びＡｐｐ
ｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．、６８（１４）（１９９
６）、１９４５から１９４７頁参照）。ｐ型不純物を導
入するための何れの手段にあってもマグネシウムがｐ型
不純物として好んで利用されている。しかし、マグネシ
ウムは表面の平滑性、平坦性に優れるＡｌx Ｇａy Ｉｎ
z Ｎ結晶層の成長を阻害するドーパントとして知られて
いる（Ｊｐｎ．Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、３３（１９
９４）、Ｌ１３６７〜Ｌ１３６９頁参照）。特に、低抵
抗のｐ型のＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ 結晶層の形成を期し
てマグネシウムを高濃度にドーピングした際には、Ａｌ
x Ｇａy Ｉｎz Ｎ成長層には亀裂（ｃｒａｃｋ）をみる
程、表面状態の悪化したものとなる。マグネシウムをド
ーピングすることによってさえ表面状態が悪化するｐ型
のＡｌx Ｇａy ＩｎzＮ成長層を下部クラッド層として
低温緩衝層上に堆積する際には更に問題は複雑となる。
非晶質の緩衝層にマグネシウム等の不純物を故意に添加
（＝ドーピング）すれば、その層上にｐ型III 族窒化物
半導体層を成長するに有利となるとされる一方で（特開
平５−２０６５１９号公報明細書参照）、酸化還元反応
性の高さからも判断される様にマグネシウム自体の化学
反応性の強さから、低温緩衝層がマグネシウムの存在に
より変質を被るのはもはや一般的な現象として経験され
るに至っている。マグネシウムが低温緩衝層内に侵入す
るとマグネシウムはアルミニウムやガリウム等の低温緩
衝層を構成する第III 族元素よりも原子半径が小さいた
めに低温緩衝層の縮みを招く。この縮小により低温緩衝
層には亀裂が発生する。低温緩衝層は元来、サファイア
等の基板とする結晶とIII 族窒化物半導体結晶層との間
の格子の不整合性を緩和して、表面状態並びに結晶性に
優れるIII 族窒化物半導体堆積層の成膜を意図して設け
られるものである。加えて、低温緩衝層が非晶質を主体
として構成されている場合、非晶質体の構成原子間の結
合の弱さから高温の成長過程へ移行する間に低温緩衝層
の揮散に因る消失は免れない。マグネシウムの混入によ
る低温緩衝層の変性や亀裂の発生に並行して低温緩衝層
の損失に因る成長層とは格子不整合の関係にある基板結
晶が露出するようになると、低温緩衝層はもはや格子不
整合性を緩和する作用を充分に達成するには至らず、表
面状態に劣るIII 族窒化物半導体成長層がおこる事態と
なるに過ぎない。ｐ型不純物を内在するIII 族窒化物半
導体の成長に適する新たな低温緩衝層の構成要件の明確
化が改めて求められているところである。
【０００９】（発光層の結晶性への波及的影響）更に、
ｐ型のＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ成長層を下部クラッド層と
してその層上に発光層を重層する場合を考慮する。低温
緩衝層の変性、消失に伴い発生する亀裂に因り表面に凹
凸を生じた下部クラッド層上には、当然の事ながら平滑
性に優れる発光層は得られない。ましてや、マグネシウ
ムの侵入や高温での損失に因る亀裂が発生して開口した
領域では露出した格子不整合基板の表面上に、直接下部
クラッド層が堆積されることとなる。このため、この領
域の下部クラッド層は表面状態に劣るものとなる上に結
晶性が劣悪なものとなる。結晶性の優劣は下部クラッド
層上に堆積する発光層の結晶性に影響を与える。即ち、
この領域では結晶性に優れる発光層が得られないため、
高出力の発光をもたらす発光層を広範囲に亘り均質に得
るに至らない。以上が現在に至ってもｐ型Ａｌx Ｇａy
Ｉｎz Ｎ結晶層を下部クラッド層としたＬＥＤが実用化
されるに至っていない主たる理由である。
ｐ型のＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ成長層を下部クラッド層と
してその層上に発光層を重層する場合を考慮する。低温
緩衝層の変性、消失に伴い発生する亀裂に因り表面に凹
凸を生じた下部クラッド層上には、当然の事ながら平滑
性に優れる発光層は得られない。ましてや、マグネシウ
ムの侵入や高温での損失に因る亀裂が発生して開口した
領域では露出した格子不整合基板の表面上に、直接下部
クラッド層が堆積されることとなる。このため、この領
域の下部クラッド層は表面状態に劣るものとなる上に結
晶性が劣悪なものとなる。結晶性の優劣は下部クラッド
層上に堆積する発光層の結晶性に影響を与える。即ち、
この領域では結晶性に優れる発光層が得られないため、
高出力の発光をもたらす発光層を広範囲に亘り均質に得
るに至らない。以上が現在に至ってもｐ型Ａｌx Ｇａy
Ｉｎz Ｎ結晶層を下部クラッド層としたＬＥＤが実用化
されるに至っていない主たる理由である。
【００１０】（発光層の構成材料）III 族窒化物半導体
材料から構成される発光素子には窒化ガリウム・インジ
ウム（Ｇａy Ｉｎz Ｎ：０≦ｙ，ｚ≦１、ｙ＋ｚ＝１）
が発光層として常用されている（例えば、特公昭５５−
３８３４号公報明細書等参照）。発光層としての窒化ガ
リウム・インジウムに要求されている仕様を省みるに、
それはインジウム（Ｉｎ）の組成比（ｚ）が主たるもの
であった。これは窒化ガリウム・インジウムからの発光
波長を左右する主要な因子はインジウム組成比であると
の従来の見識からである（前出の特公昭５５−３８３４
号公報参照）。一例を挙げれば視感度の高い約４５０ナ
ノメーター（ｎｍ）近傍の青色発光を得ることを意図す
る発光層にあってはインジウム組成比（ｚ）は約５％か
ら約２０％程度の範囲に調整されるのが通例である。混
晶の形態を有する発光層からの発光の波長は混晶比によ
って一義的に決定され得るものである。しかしながら、
同一の波長の発光を得るに際してこの様にインジウム組
成比に或る程度の許容範囲があるのは窒化ガリウム・イ
ンジウム結晶層内のドーパントの有無に依存する。特
に、第II族の不純物である亜鉛を窒化ガリウム・インジ
ウム層内に存在させると亜鉛が形成する深い不純物準位
（ｄｅｅｐ ｌｅｖｅｌ）により少ないインジウム量を
もって長波長の発光を得ることが出来る（特公昭５５−
３８３４号公報明細書参照）。一方、アンドープの窒化
ガリウム・インジウムにあっては発光波長はインジウム
の濃度に直接的に依存するため、深い準位を形成する不
純物を含む窒化ガリウム・インジウムの場合に比較して
より多くのインジウムを層内に存在させる必要が生ず
る。上記した例えば波長を４５０ｎｍとする青色発光を
得るにあたり、インジウム濃度に適正範囲が存在するの
はこの窒化ガリウム・インジウムへのドーピング状況に
依るのである。また、発光層の層厚は一般には約１００
ｎｍ以下に設定される。最近では、単色性（発光の色純
度）が発光層の層厚を減ずればより向上すると知れるに
至り、発光スペクトルの半値幅を狭帯化させ発光の単色
性（色純度）に優れるＬＥＤを得るために発光層の層厚
を以前の約１／１０程度と薄くする場合もある。具体的
には、層厚を約１０ｎｍとする薄い発光層をもって発光
スペクトルの半値幅が従来の約１／２以下の約１５〜３
０ｎｍである青色帯ＬＥＤが提示されている（Ｊ．Ａｐ
ｐｌ．Ｐｈｙｓ．、Ｖｏｌ．３４（１９９５）、Ｌ１３
３２〜Ｌ１３３５頁参照）。窒化ガリウム・インジウム
を発光層とする場合にあって、発光層からの発光波長並
びに発光の色純度を左右する発光スペクトルの半値幅に
影響を与える因子として従来技術が既に指摘しているの
は、包括的且つ平均的なインジウムの濃度（混晶比）で
ありまた発光層の層厚であった。
材料から構成される発光素子には窒化ガリウム・インジ
ウム（Ｇａy Ｉｎz Ｎ：０≦ｙ，ｚ≦１、ｙ＋ｚ＝１）
が発光層として常用されている（例えば、特公昭５５−
３８３４号公報明細書等参照）。発光層としての窒化ガ
リウム・インジウムに要求されている仕様を省みるに、
それはインジウム（Ｉｎ）の組成比（ｚ）が主たるもの
であった。これは窒化ガリウム・インジウムからの発光
波長を左右する主要な因子はインジウム組成比であると
の従来の見識からである（前出の特公昭５５−３８３４
号公報参照）。一例を挙げれば視感度の高い約４５０ナ
ノメーター（ｎｍ）近傍の青色発光を得ることを意図す
る発光層にあってはインジウム組成比（ｚ）は約５％か
ら約２０％程度の範囲に調整されるのが通例である。混
晶の形態を有する発光層からの発光の波長は混晶比によ
って一義的に決定され得るものである。しかしながら、
同一の波長の発光を得るに際してこの様にインジウム組
成比に或る程度の許容範囲があるのは窒化ガリウム・イ
ンジウム結晶層内のドーパントの有無に依存する。特
に、第II族の不純物である亜鉛を窒化ガリウム・インジ
ウム層内に存在させると亜鉛が形成する深い不純物準位
（ｄｅｅｐ ｌｅｖｅｌ）により少ないインジウム量を
もって長波長の発光を得ることが出来る（特公昭５５−
３８３４号公報明細書参照）。一方、アンドープの窒化
ガリウム・インジウムにあっては発光波長はインジウム
の濃度に直接的に依存するため、深い準位を形成する不
純物を含む窒化ガリウム・インジウムの場合に比較して
より多くのインジウムを層内に存在させる必要が生ず
る。上記した例えば波長を４５０ｎｍとする青色発光を
得るにあたり、インジウム濃度に適正範囲が存在するの
はこの窒化ガリウム・インジウムへのドーピング状況に
依るのである。また、発光層の層厚は一般には約１００
ｎｍ以下に設定される。最近では、単色性（発光の色純
度）が発光層の層厚を減ずればより向上すると知れるに
至り、発光スペクトルの半値幅を狭帯化させ発光の単色
性（色純度）に優れるＬＥＤを得るために発光層の層厚
を以前の約１／１０程度と薄くする場合もある。具体的
には、層厚を約１０ｎｍとする薄い発光層をもって発光
スペクトルの半値幅が従来の約１／２以下の約１５〜３
０ｎｍである青色帯ＬＥＤが提示されている（Ｊ．Ａｐ
ｐｌ．Ｐｈｙｓ．、Ｖｏｌ．３４（１９９５）、Ｌ１３
３２〜Ｌ１３３５頁参照）。窒化ガリウム・インジウム
を発光層とする場合にあって、発光層からの発光波長並
びに発光の色純度を左右する発光スペクトルの半値幅に
影響を与える因子として従来技術が既に指摘しているの
は、包括的且つ平均的なインジウムの濃度（混晶比）で
ありまた発光層の層厚であった。
【００１１】（窒化ガリウム・インジウム発光層の結晶
形態）結晶の形態上、従来から発光層としての窒化ガリ
ウム・インジウムに要求されいる形態は単結晶であるこ
とであった。また、均質な結晶性と混晶組成比が均一な
所謂単一の組成の相（ｐｈａｓｅ）からなる結晶層であ
ることであった。この結晶形態並びに均質性の要求は窒
化ガリウム・インジウムからの発光強度を向上させるに
都合が良いと漠然と類推されて来た事由に対応したに過
ぎない。窒化ガリウム・インジウムの結晶形態に関する
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ことが教示さ
れている（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−Ｚ
Ｆ−１４、２０９頁．）。これは主に窒化ガリウム・イ
ンジウム結晶層が混晶組成比を相互に異にする相に分離
する性質を潜在的に保有していることに因る（Ｊｐｎ．
Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，４６（８）（１９７５）、
３４３２．）。更には、インジウムの濃度を均一とする
均質で単一な相からなる窒化ガリウム・インジウム層が
必ずしも発光をもたらすための必要条件ではないと解釈
される結果も示されている。窒化ガリウム・インジウム
発光層からの発光に関して発光波長並びに発光の色純度
を左右する因子が解明されつつあり、尚且それらを制御
する措置も講じられつつあるのとは対照的に、発光強度
についてはそれに影響を与える主たる因子が明確に決定
されていないのに加え、発光の機構（メカニズム）さえ
も明瞭にされていないのが現状である。
形態）結晶の形態上、従来から発光層としての窒化ガリ
ウム・インジウムに要求されいる形態は単結晶であるこ
とであった。また、均質な結晶性と混晶組成比が均一な
所謂単一の組成の相（ｐｈａｓｅ）からなる結晶層であ
ることであった。この結晶形態並びに均質性の要求は窒
化ガリウム・インジウムからの発光強度を向上させるに
都合が良いと漠然と類推されて来た事由に対応したに過
ぎない。窒化ガリウム・インジウムの結晶形態に関する
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ことが教示さ
れている（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−Ｚ
Ｆ−１４、２０９頁．）。これは主に窒化ガリウム・イ
ンジウム結晶層が混晶組成比を相互に異にする相に分離
する性質を潜在的に保有していることに因る（Ｊｐｎ．
Ｊ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．，４６（８）（１９７５）、
３４３２．）。更には、インジウムの濃度を均一とする
均質で単一な相からなる窒化ガリウム・インジウム層が
必ずしも発光をもたらすための必要条件ではないと解釈
される結果も示されている。窒化ガリウム・インジウム
発光層からの発光に関して発光波長並びに発光の色純度
を左右する因子が解明されつつあり、尚且それらを制御
する措置も講じられつつあるのとは対照的に、発光強度
についてはそれに影響を与える主たる因子が明確に決定
されていないのに加え、発光の機構（メカニズム）さえ
も明瞭にされていないのが現状である。
【００１２】（発光層内のｐ型不純物の光学的作用）伝
導形をｐ型とする窒化アルミニウム・ガリウム混晶等の
III 族窒化物化合物半導体結晶層を得る際には、ｐ型不
純物としてマグネシウムが従来から好ましい元素として
利用されているのは上記した通りである。マグネシウム
はｐ型に不純物としての役目に加えて光学的な作用をも
たらすことが知れている。マグネシウムの電気的な作用
の他にその光学的な作用を省みるに、マグネシウムは亜
鉛と同じく窒化ガリウム等に対して発光中心（色中心：
ｃｏｌｏｒ ｃｅｎｔｅｒ）を形成する（特開昭５４−
７１５８９号公報明細書やＪ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、
４７（１２）（１９７６）、５３８７〜５３９０頁参
照）。マグネシウム発光中心から放射される発光はIII
族窒化物半導体層内のマグネシウムの濃度に対応して変
化するものである。マグネシウムの層内濃度がさほど大
でない範囲では、ドナー（ｄｏｎａｒ）−アクセプター
（ａｃｃｅｐｔｏｒ）不純物との対（ｐａｉｒ）スペク
トル（所謂、Ｄ−Ａ ｐａｉｒ）の出現する波長に対応
して紫（青紫）系の発色が観察される。層内のマグネシ
ウムの濃度が大となりマグネシウムの深い準位（ｌｅｖ
ｅｌ）が形成されることとなると青色系の発色となる。
青色発光を得るに必要なマグネシウムの濃度は約１０19
ｃｍ-3を越えるとされる（「応用物理」、第６０巻第２
号（１９９１）、１６３〜１６６頁参照）。マグネシウ
ムの深い不純物準位に対応する青色系の発光の波長は一
般的には約４１０ｎｍ〜約４６０ｎｍの範囲である。こ
の波長帯は正しく視感度の高さから青色ＬＥＤ作製に当
たって目的とする約４５０ｎｍの発光波長が包含される
波長帯域である。このマグネシウムの光学的な働きは、
例えば窒化ガリウム・インジウムからなる発光層内に所
望する青色帯の波長、例えば４５０ｎｍの発光を与える
濃度のマグネシウムを共存させれば発光強度の増強が果
たせると一見想到させる。
導形をｐ型とする窒化アルミニウム・ガリウム混晶等の
III 族窒化物化合物半導体結晶層を得る際には、ｐ型不
純物としてマグネシウムが従来から好ましい元素として
利用されているのは上記した通りである。マグネシウム
はｐ型に不純物としての役目に加えて光学的な作用をも
たらすことが知れている。マグネシウムの電気的な作用
の他にその光学的な作用を省みるに、マグネシウムは亜
鉛と同じく窒化ガリウム等に対して発光中心（色中心：
ｃｏｌｏｒ ｃｅｎｔｅｒ）を形成する（特開昭５４−
７１５８９号公報明細書やＪ．Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．、
４７（１２）（１９７６）、５３８７〜５３９０頁参
照）。マグネシウム発光中心から放射される発光はIII
族窒化物半導体層内のマグネシウムの濃度に対応して変
化するものである。マグネシウムの層内濃度がさほど大
でない範囲では、ドナー（ｄｏｎａｒ）−アクセプター
（ａｃｃｅｐｔｏｒ）不純物との対（ｐａｉｒ）スペク
トル（所謂、Ｄ−Ａ ｐａｉｒ）の出現する波長に対応
して紫（青紫）系の発色が観察される。層内のマグネシ
ウムの濃度が大となりマグネシウムの深い準位（ｌｅｖ
ｅｌ）が形成されることとなると青色系の発色となる。
青色発光を得るに必要なマグネシウムの濃度は約１０19
ｃｍ-3を越えるとされる（「応用物理」、第６０巻第２
号（１９９１）、１６３〜１６６頁参照）。マグネシウ
ムの深い不純物準位に対応する青色系の発光の波長は一
般的には約４１０ｎｍ〜約４６０ｎｍの範囲である。こ
の波長帯は正しく視感度の高さから青色ＬＥＤ作製に当
たって目的とする約４５０ｎｍの発光波長が包含される
波長帯域である。このマグネシウムの光学的な働きは、
例えば窒化ガリウム・インジウムからなる発光層内に所
望する青色帯の波長、例えば４５０ｎｍの発光を与える
濃度のマグネシウムを共存させれば発光強度の増強が果
たせると一見想到させる。
【００１３】（発光層のｐ型不純物濃度による技術上の
問題点）しかし、マグネシウム等の色中心を形成する不
純物からの発光の波長は発光層が放つ主たる発光スペク
トルの波長に正確に一致させる必要がある。発光波長が
一致していなければ、発光層が放つ主たる発光スペクト
ルの強度の効果が一向に達成されないからである。逆
に、発光波長が不一致である場合、所望する波長を有す
る主たる発光以外に波長からみて副次的な発光スペクト
ルを出現させ、結果として発光の単色性の悪化を帰結す
るものとなる。従って、発光の色純度を悪化させず発光
層からの発光強度のみを都合良く増大させるには、
（イ）発光層本来の発光波長に合致させるためのマグネ
シウム不純物に基づく発光波長の精密な制御、（ロ）マ
グネシウム不純物に基づく発光スペクトルの半値幅が発
光層自体からの半値幅を以下とするための発光の単色性
を精密に制御する措置が求められる。色中心を形成する
不純物に因る発光の波長並びに発光スペクトルの半値幅
は発光層内のその不純物の濃度に依存して敏感に変化す
る。故に発光層内へ取り込まれるマグネシウム等の色中
心不純物の濃度を極めて精密に制御する特殊で高度な技
術が要求される。この様な高度の制御技術の開発を完遂
する困難さと、ディスプレイ技術の発展に伴う光の３原
色を発光する色純度に優れる発光素子の需要を背景とし
て、最近では如何にして単色性に優れる発光素子を得る
かが現状での一つの技術動向となっている。即ち、上記
した如く発光層は出来るだけ不純物量が少ない不純物を
故意に添加しないアンドープ（ｕｎｄｏｐｅ）とするの
が単色性に優れる発光をもたらすのに優位であると一般
的に認識されつつある。
問題点）しかし、マグネシウム等の色中心を形成する不
純物からの発光の波長は発光層が放つ主たる発光スペク
トルの波長に正確に一致させる必要がある。発光波長が
一致していなければ、発光層が放つ主たる発光スペクト
ルの強度の効果が一向に達成されないからである。逆
に、発光波長が不一致である場合、所望する波長を有す
る主たる発光以外に波長からみて副次的な発光スペクト
ルを出現させ、結果として発光の単色性の悪化を帰結す
るものとなる。従って、発光の色純度を悪化させず発光
層からの発光強度のみを都合良く増大させるには、
（イ）発光層本来の発光波長に合致させるためのマグネ
シウム不純物に基づく発光波長の精密な制御、（ロ）マ
グネシウム不純物に基づく発光スペクトルの半値幅が発
光層自体からの半値幅を以下とするための発光の単色性
を精密に制御する措置が求められる。色中心を形成する
不純物に因る発光の波長並びに発光スペクトルの半値幅
は発光層内のその不純物の濃度に依存して敏感に変化す
る。故に発光層内へ取り込まれるマグネシウム等の色中
心不純物の濃度を極めて精密に制御する特殊で高度な技
術が要求される。この様な高度の制御技術の開発を完遂
する困難さと、ディスプレイ技術の発展に伴う光の３原
色を発光する色純度に優れる発光素子の需要を背景とし
て、最近では如何にして単色性に優れる発光素子を得る
かが現状での一つの技術動向となっている。即ち、上記
した如く発光層は出来るだけ不純物量が少ない不純物を
故意に添加しないアンドープ（ｕｎｄｏｐｅ）とするの
が単色性に優れる発光をもたらすのに優位であると一般
的に認識されつつある。
【００１４】ｎサイドアップ構造型に限定されず、発光
層は色中心を形成する不純物が故意に添加された、所謂
ドーピングされたｐ型の Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ（但
し、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）上に直接接
合される場合が全んどである（例えば、特開平７−１５
０４１号公報明細書参照）。この様な発光層とｐ型不純
物がドーピングされたｐ型層との従来の共通的な配置例
にあっては、ｐ型層内に存在するｐ型不純物のアンドー
プ発光層への拡散に因る侵入が十二分に起こり得る。即
ち、発光の単色性を期して敢えてアンドープ層とした発
光層がｐ型不純物によって汚染される事態を招く。従来
技術に於いて、発光層と接合するｐ型 III族窒化物半導
体層からアンドープ発光層へのｐ型不純物の侵入を防止
するために有効な手段は講じられていない。
層は色中心を形成する不純物が故意に添加された、所謂
ドーピングされたｐ型の Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｎ（但
し、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１）上に直接接
合される場合が全んどである（例えば、特開平７−１５
０４１号公報明細書参照）。この様な発光層とｐ型不純
物がドーピングされたｐ型層との従来の共通的な配置例
にあっては、ｐ型層内に存在するｐ型不純物のアンドー
プ発光層への拡散に因る侵入が十二分に起こり得る。即
ち、発光の単色性を期して敢えてアンドープ層とした発
光層がｐ型不純物によって汚染される事態を招く。従来
技術に於いて、発光層と接合するｐ型 III族窒化物半導
体層からアンドープ発光層へのｐ型不純物の侵入を防止
するために有効な手段は講じられていない。
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】不透明なサファイア基
板を使用した発光素子において、光取出し面に透明でオ
ーミック特性の良好な電極を形成するには、ｎサイドア
ップ構造とするのが有利である。ｎサイドアップ構造と
する場合、低温緩衝層側にｐ型不純物をドープしたクラ
ッド層が配置されることになり、その後のエピタキシャ
ル成長過程で低温緩衝層や発光層へのｐ型不純物の拡散
が起こり、緩衝層の機能を損ない、発光出力が上がらな
い原因となっている。III 族窒化物半導体発光素子の母
体材料となる積層構造体にあって、基板結晶上に同基板
結晶と格子整合するＩｎx Ｇａy Ａｌz Ｎ（０≦ｘ，
ｙ，ｚ≦１）薄膜を備える積層構成も開示されている
（特公平６−１０１５８７号公報明細書参照）。しか
し、実用化されている極く一般的な積層構成は、積層構
造体の構成層と基板結晶とは格子整合していない。上記
の如くサファイア（Ａｌ2 Ｏ3 単結晶）を基板結晶とす
るのが端的な例である。このため、基板結晶とIII 族窒
化物半導体堆積層との間の格子不整合性を緩和するため
に低温緩衝層を挿入する措置が構じられている。しか
し、従来の低温緩衝層は基板結晶との格子の不整合性の
緩和を主たる目的として、その結晶形態や層厚などの具
備すべき要件が決定されているに過ぎない。本発明が述
べるｐ型不純物を内在するIII 族窒化物半導体クラッド
層を堆積する際の問題点の解決のために低温緩衝層が具
備すべき結晶形態は明確とはなっていない。本発明の第
１の課題は、ｐ型不純物を内在するIII 族窒化物半導体
クラッド層を堆積するに適する低温緩衝層が具備すべき
内部結晶組織を明らかにすることである。第２の課題
は、結晶成長上内部組織的に不均質なIII 族窒化物半導
体発光層への、ｐ型不純物の拡散、侵入を抑制する措置
を提供することである。ｐ型不純物の悪影響を防ぐこと
により良好なｎサイドアップ積層構造を達成し、透明で
オーミック特性の良好なｎ型電極を安定して提供せんと
するものである。
板を使用した発光素子において、光取出し面に透明でオ
ーミック特性の良好な電極を形成するには、ｎサイドア
ップ構造とするのが有利である。ｎサイドアップ構造と
する場合、低温緩衝層側にｐ型不純物をドープしたクラ
ッド層が配置されることになり、その後のエピタキシャ
ル成長過程で低温緩衝層や発光層へのｐ型不純物の拡散
が起こり、緩衝層の機能を損ない、発光出力が上がらな
い原因となっている。III 族窒化物半導体発光素子の母
体材料となる積層構造体にあって、基板結晶上に同基板
結晶と格子整合するＩｎx Ｇａy Ａｌz Ｎ（０≦ｘ，
ｙ，ｚ≦１）薄膜を備える積層構成も開示されている
（特公平６−１０１５８７号公報明細書参照）。しか
し、実用化されている極く一般的な積層構成は、積層構
造体の構成層と基板結晶とは格子整合していない。上記
の如くサファイア（Ａｌ2 Ｏ3 単結晶）を基板結晶とす
るのが端的な例である。このため、基板結晶とIII 族窒
化物半導体堆積層との間の格子不整合性を緩和するため
に低温緩衝層を挿入する措置が構じられている。しか
し、従来の低温緩衝層は基板結晶との格子の不整合性の
緩和を主たる目的として、その結晶形態や層厚などの具
備すべき要件が決定されているに過ぎない。本発明が述
べるｐ型不純物を内在するIII 族窒化物半導体クラッド
層を堆積する際の問題点の解決のために低温緩衝層が具
備すべき結晶形態は明確とはなっていない。本発明の第
１の課題は、ｐ型不純物を内在するIII 族窒化物半導体
クラッド層を堆積するに適する低温緩衝層が具備すべき
内部結晶組織を明らかにすることである。第２の課題
は、結晶成長上内部組織的に不均質なIII 族窒化物半導
体発光層への、ｐ型不純物の拡散、侵入を抑制する措置
を提供することである。ｐ型不純物の悪影響を防ぐこと
により良好なｎサイドアップ積層構造を達成し、透明で
オーミック特性の良好なｎ型電極を安定して提供せんと
するものである。
【００１６】
【課題を解決するための手段】即ち、本発明は格子不整
合基板結晶上に窒素原子以外の元素周期律第Ｖ族元素を
Ｖとして一般式 Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a （但
し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、及び０≦ａ
＜１）で表記されるｐ型不純物を内在するＡｌxＧａy
Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 下クラッド層と発光層とを、順次堆積
した積層構成を含むIII 族窒化物半導体発光素子にあっ
て、ｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ
1-a クラッド層の基板結晶側にＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa
Ｎ1-a 層からなる第１の中間層を配置し、発光層側には
Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a からなる第２の中間層を
配置し、第２の中間層上にｐ型不純物の濃度を１×１０
18ｃｍ-3未満とするインジウム含有濃度を相違する多相
構造からなる窒化ガリウム・インジウム（Ｇａx Ｉｎy
Ｎ；ｘ＋ｙ＝１、０≦ｘ，ｙ≦１）発光層を積層し、発
光層上にｎ型のＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 上クラッ
ド層を積層した構成を具備したIII 族窒化物半導体発光
素子を提供するものである。特に、上記の第１の中間層
を主に単結晶体の集合体からなる層とし、第２の中間層
を第１の中間層よりも配向性上の乱雑度をより小とする
III 族窒化物半導体発光素子を提供するものである。
合基板結晶上に窒素原子以外の元素周期律第Ｖ族元素を
Ｖとして一般式 Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a （但
し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、及び０≦ａ
＜１）で表記されるｐ型不純物を内在するＡｌxＧａy
Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 下クラッド層と発光層とを、順次堆積
した積層構成を含むIII 族窒化物半導体発光素子にあっ
て、ｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ
1-a クラッド層の基板結晶側にＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa
Ｎ1-a 層からなる第１の中間層を配置し、発光層側には
Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a からなる第２の中間層を
配置し、第２の中間層上にｐ型不純物の濃度を１×１０
18ｃｍ-3未満とするインジウム含有濃度を相違する多相
構造からなる窒化ガリウム・インジウム（Ｇａx Ｉｎy
Ｎ；ｘ＋ｙ＝１、０≦ｘ，ｙ≦１）発光層を積層し、発
光層上にｎ型のＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 上クラッ
ド層を積層した構成を具備したIII 族窒化物半導体発光
素子を提供するものである。特に、上記の第１の中間層
を主に単結晶体の集合体からなる層とし、第２の中間層
を第１の中間層よりも配向性上の乱雑度をより小とする
III 族窒化物半導体発光素子を提供するものである。
【００１７】本発明の第１の特徴は下クラッド層として
作用するｐ型不純物を内在する Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖ
a Ｎ1-a （但し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦
１、及び０≦ａ＜１）層の両表面側に第１及び第２のＡ
ｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 層からなる中間層を配置す
ることである。ｐ型不純物を内在する層とは、III 族窒
化物半導体にアクセプターとして作用するとされる元素
周期律表の第II族に属するマグネシウム、亜鉛、ベリリ
ウム、カルシウム等をドーピングにより故意に添加して
なる層、或いはこれらの元素を残留不純物として内包す
るいわゆるクラッド層を指す。通常第１の中間層は基板
結晶とｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ
1-a 層との中間に配置する。代表的な機能は第１の中間
層を基板結晶表面上に配置して緩衝層として利用する例
である。基板表面上に直接、堆積した低温緩衝層を介し
て第１の中間層を設置しても構わない。ｐ型不純物を内
在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層に直接
接合せずとも何らかの介在層の下部に第１の中間層を配
置する例もある。以下に本発明に係わる第１の中間層の
配置例を基板結晶上への積層順序に従い例示する。 （１）サファイア基板／第１の中間層／ｐ型不純物が内
在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層。 （２）サファイア若しくは炭化珪素からなる基板／窒化
ガリウム（ＧａＮ）低温緩衝層／第１の中間層／ｐ型不
純物が内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド
層。 （３）サファイア、炭化珪素若しくはIII −Ｖ族化合物
半導体からなる基板／第１の中間層／介在層／ｐ型不純
物が内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド
層。 一般式Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a で表記される第１
の中間層を構成する代表的な材料には、窒化ガリウム
（ＧａＮ）、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）や窒化アルミ
ニウム・ガリウム混晶（Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ：０＜ｘ＜
１）及びこれらと窒化インジウム（ＩｎＮ）との混晶が
挙げられる。
作用するｐ型不純物を内在する Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖ
a Ｎ1-a （但し、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦
１、及び０≦ａ＜１）層の両表面側に第１及び第２のＡ
ｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 層からなる中間層を配置す
ることである。ｐ型不純物を内在する層とは、III 族窒
化物半導体にアクセプターとして作用するとされる元素
周期律表の第II族に属するマグネシウム、亜鉛、ベリリ
ウム、カルシウム等をドーピングにより故意に添加して
なる層、或いはこれらの元素を残留不純物として内包す
るいわゆるクラッド層を指す。通常第１の中間層は基板
結晶とｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ
1-a 層との中間に配置する。代表的な機能は第１の中間
層を基板結晶表面上に配置して緩衝層として利用する例
である。基板表面上に直接、堆積した低温緩衝層を介し
て第１の中間層を設置しても構わない。ｐ型不純物を内
在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層に直接
接合せずとも何らかの介在層の下部に第１の中間層を配
置する例もある。以下に本発明に係わる第１の中間層の
配置例を基板結晶上への積層順序に従い例示する。 （１）サファイア基板／第１の中間層／ｐ型不純物が内
在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層。 （２）サファイア若しくは炭化珪素からなる基板／窒化
ガリウム（ＧａＮ）低温緩衝層／第１の中間層／ｐ型不
純物が内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド
層。 （３）サファイア、炭化珪素若しくはIII −Ｖ族化合物
半導体からなる基板／第１の中間層／介在層／ｐ型不純
物が内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド
層。 一般式Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a で表記される第１
の中間層を構成する代表的な材料には、窒化ガリウム
（ＧａＮ）、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）や窒化アルミ
ニウム・ガリウム混晶（Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ：０＜ｘ＜
１）及びこれらと窒化インジウム（ＩｎＮ）との混晶が
挙げられる。
【００１８】第１の中間層はｐ型不純物を内在するＡｌ
x Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層を堆積する際に下
地層の役目をも果たすものである。従って、第１の中間
層はｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ
1-a クラッド層の堆積時に於けるマグネシウム、ベリリ
ウム等のｐ型不純物による侵食や亀裂の発生に充分耐え
るものでなければならない。また、従来の低温緩衝層に
付随する高温環境下で揮散するのであってはいけない。
基板結晶とｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖ
a Ｎ1-a クラッド層との格子不整合性を緩和するもので
なければならない。本発明では、従来の低温緩衝層の如
く非晶質を主体とするのではなく、第１の中間層はａｓ
−ｇｒｏｗｎ状態で単結晶体を主体として構成されるも
のとする。単結晶体とは第１の中間層の層厚の増加方向
に層状に存在する単結晶層やこの単結晶層上に成長する
単結晶の微粒の総称である。単結晶を主体とする層と
は、層状であれ粒状であれその層を構成する構成要素の
おおよそ５０％以上が単結晶体である結晶形態を云う。
単結晶体以外の構成要素は非晶質体などである。本発明
の第１の中間層にあって好ましい結晶形態は下部を単結
晶層とし、上部に基板結晶と略平行な格子配列を有する
単結晶粒が散在してなる状態であってもよい。第１の中
間層を基板結晶表面上に直接堆積した場合、第１の中間
層の成長条件を適宣選択することにより、基板表面上の
或る厚さに亘って存在する基板結晶の格子配列と略平行
な格子配列を有する単結晶層と同層上に単結晶微粒を冠
した構成からなる単結晶を主体とする第１の中間層を得
ることができる。
x Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層を堆積する際に下
地層の役目をも果たすものである。従って、第１の中間
層はｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ
1-a クラッド層の堆積時に於けるマグネシウム、ベリリ
ウム等のｐ型不純物による侵食や亀裂の発生に充分耐え
るものでなければならない。また、従来の低温緩衝層に
付随する高温環境下で揮散するのであってはいけない。
基板結晶とｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖ
a Ｎ1-a クラッド層との格子不整合性を緩和するもので
なければならない。本発明では、従来の低温緩衝層の如
く非晶質を主体とするのではなく、第１の中間層はａｓ
−ｇｒｏｗｎ状態で単結晶体を主体として構成されるも
のとする。単結晶体とは第１の中間層の層厚の増加方向
に層状に存在する単結晶層やこの単結晶層上に成長する
単結晶の微粒の総称である。単結晶を主体とする層と
は、層状であれ粒状であれその層を構成する構成要素の
おおよそ５０％以上が単結晶体である結晶形態を云う。
単結晶体以外の構成要素は非晶質体などである。本発明
の第１の中間層にあって好ましい結晶形態は下部を単結
晶層とし、上部に基板結晶と略平行な格子配列を有する
単結晶粒が散在してなる状態であってもよい。第１の中
間層を基板結晶表面上に直接堆積した場合、第１の中間
層の成長条件を適宣選択することにより、基板表面上の
或る厚さに亘って存在する基板結晶の格子配列と略平行
な格子配列を有する単結晶層と同層上に単結晶微粒を冠
した構成からなる単結晶を主体とする第１の中間層を得
ることができる。
【００１９】単結晶体を構成する原子は、非晶質（ａｍ
ｏｒｐｈｏｕｓ）に比較すれば相互に堅牢、強固に結束
している。従って、単結晶体を主体とするは高温下に暴
露された際にも容易には揮散せず残存する。これより、
第１の中間層が基板表面上に直接堆積され、第１の中間
層上にｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz ＶaＮ
1-a クラッド層を配置する構成にあって、第１の中間層
の残存によりｐ型Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッ
ド層とは格子不整合の関係にある基板結晶の表面が露呈
する不具合が回避される。即ち、基板結晶とｐ型不純物
を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層と
の格子不整合性に起因する成長層の表面状態の劣化が防
止される利点が生まれる。第１の中間層に珪素やインジ
ウム等の結晶を硬化させる（ハードニング）元素を添加
すれば、第１中間層の高温での損失を防止するに尚一層
の効果を奏するものである。第１の中間層を単結晶体を
主体として構成する他の利点は、ｐ型不純物を内在する
Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層からの亜鉛或
いはカルシウム等のｐ型不純物の侵入による低温緩衝層
の亀裂等の発生が抑制可能なことである。これも単結晶
であるが故の構成原子相互間の結合力の強靭性に依る。
即ち、発光層と基板結晶間に配置する第１の中間層を従
来の緩衝層には無い単結晶を主体とする結晶形態に変更
を加えることをもって、従来の緩衝層に付随する問題点
は解決することが可能となる。
ｏｒｐｈｏｕｓ）に比較すれば相互に堅牢、強固に結束
している。従って、単結晶体を主体とするは高温下に暴
露された際にも容易には揮散せず残存する。これより、
第１の中間層が基板表面上に直接堆積され、第１の中間
層上にｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz ＶaＮ
1-a クラッド層を配置する構成にあって、第１の中間層
の残存によりｐ型Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッ
ド層とは格子不整合の関係にある基板結晶の表面が露呈
する不具合が回避される。即ち、基板結晶とｐ型不純物
を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層と
の格子不整合性に起因する成長層の表面状態の劣化が防
止される利点が生まれる。第１の中間層に珪素やインジ
ウム等の結晶を硬化させる（ハードニング）元素を添加
すれば、第１中間層の高温での損失を防止するに尚一層
の効果を奏するものである。第１の中間層を単結晶体を
主体として構成する他の利点は、ｐ型不純物を内在する
Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層からの亜鉛或
いはカルシウム等のｐ型不純物の侵入による低温緩衝層
の亀裂等の発生が抑制可能なことである。これも単結晶
であるが故の構成原子相互間の結合力の強靭性に依る。
即ち、発光層と基板結晶間に配置する第１の中間層を従
来の緩衝層には無い単結晶を主体とする結晶形態に変更
を加えることをもって、従来の緩衝層に付随する問題点
は解決することが可能となる。
【００２０】本発明に係わる単結晶を主体とする第１の
中間層は、常圧或いは減圧有機金属熱分解気相成長法
（所謂、ＭＯＣＶＤ或いはＭＯＶＰＥなどと略称される
方法）や分子線エピタキシャル成長（ＭＢＥ）法或いは
ハロゲン若しくはハイドライド（水素化物）気相成長法
（所謂、ＶＰＥ法）等の気相成長法を利用して成長する
ことができる。例えば、常圧ＭＯＣＶＤ法により窒化ア
ルミニウムからなる第１の中間層の形成を例にすれば、
成長温度、成長雰囲気及び窒素源の供給量等の成長条件
を精密に制御すれば単結晶体を主体とする第１の中間層
を形成することができる。ちなみに面方位を（０００
１）とするｃ面サファイア基板結晶上に成長温度を４５
０℃、成長雰囲気を水素のみで構成し、窒素源としての
アンモニア（ＮＨ3 ）ガスを雰囲気を構成する水素ガス
の１／８程度の割合で供給し、尚且、２０℃の恒温に保
持されたアルミニウム源とするトリメチルアルミニウム
（（ＣＨ3 ）3 Ａｌ）をバブリング（発泡）する水素ガ
スの流量を毎分２０ｃｃに成長条件を設定したとする。
この成長条件下で３分間に亘り窒素源及びアルミニウム
源の供給を継続すると層厚を約２０ナノメーター（ｎ
ｍ）とする窒化アルミニウム層が得られる。一般的な透
過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を利用する断面ＴＥＭ技法に
依る観察から、この窒化アルミニウム層はサファイア基
板の表面上、約５ｎｍの領域にはサファイアｃ面の結晶
格子に略平行な格子面を保有する単結晶層として存在
し、その上方には球状、紡錘状或いは多角形状等の単結
晶粒が存在してなるのが判別される。即ち、上記の様な
成長条件の精密な制御によって本発明の云う結晶形態を
満足する第１の中間層を得ることができる。雰囲気構成
ガス並びに原料ガスの流量を変更せずに成長温度を上昇
させると、同一の成長時間で得られる第１の中間層の層
厚は増加する。全体の層厚が増加する一方で、基板表面
直上の層状単結晶の領域幅は相変わらず約５ｎｍに留ま
る。即ち、成長温度の増加に伴い層状単結晶上に成長す
る粒状単結晶の大きさ、高さ或いは数量が増大して全体
の層厚が増加する。層厚の増加と共に粒状単結晶の成長
が進行する状態となると単結晶粒中で格子を基板結晶と
略平行としない単結晶粒の量が増大する。層厚が増加し
格子面を相互に平行としない単結晶粒が層の表面に多く
存在するとなると、その上に堆積する層の成長方向が一
定方向に定まらず、成長速度の異方性による相違に起因
して表面の平滑状態は悪化する。平滑な成長面の表面状
態に優れる堆積層を与える単結晶体を主体とする第１の
中間層の層厚は窒化アルミニウムからなる場合大凡、５
〜４０ｎｍの範囲である。
中間層は、常圧或いは減圧有機金属熱分解気相成長法
（所謂、ＭＯＣＶＤ或いはＭＯＶＰＥなどと略称される
方法）や分子線エピタキシャル成長（ＭＢＥ）法或いは
ハロゲン若しくはハイドライド（水素化物）気相成長法
（所謂、ＶＰＥ法）等の気相成長法を利用して成長する
ことができる。例えば、常圧ＭＯＣＶＤ法により窒化ア
ルミニウムからなる第１の中間層の形成を例にすれば、
成長温度、成長雰囲気及び窒素源の供給量等の成長条件
を精密に制御すれば単結晶体を主体とする第１の中間層
を形成することができる。ちなみに面方位を（０００
１）とするｃ面サファイア基板結晶上に成長温度を４５
０℃、成長雰囲気を水素のみで構成し、窒素源としての
アンモニア（ＮＨ3 ）ガスを雰囲気を構成する水素ガス
の１／８程度の割合で供給し、尚且、２０℃の恒温に保
持されたアルミニウム源とするトリメチルアルミニウム
（（ＣＨ3 ）3 Ａｌ）をバブリング（発泡）する水素ガ
スの流量を毎分２０ｃｃに成長条件を設定したとする。
この成長条件下で３分間に亘り窒素源及びアルミニウム
源の供給を継続すると層厚を約２０ナノメーター（ｎ
ｍ）とする窒化アルミニウム層が得られる。一般的な透
過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を利用する断面ＴＥＭ技法に
依る観察から、この窒化アルミニウム層はサファイア基
板の表面上、約５ｎｍの領域にはサファイアｃ面の結晶
格子に略平行な格子面を保有する単結晶層として存在
し、その上方には球状、紡錘状或いは多角形状等の単結
晶粒が存在してなるのが判別される。即ち、上記の様な
成長条件の精密な制御によって本発明の云う結晶形態を
満足する第１の中間層を得ることができる。雰囲気構成
ガス並びに原料ガスの流量を変更せずに成長温度を上昇
させると、同一の成長時間で得られる第１の中間層の層
厚は増加する。全体の層厚が増加する一方で、基板表面
直上の層状単結晶の領域幅は相変わらず約５ｎｍに留ま
る。即ち、成長温度の増加に伴い層状単結晶上に成長す
る粒状単結晶の大きさ、高さ或いは数量が増大して全体
の層厚が増加する。層厚の増加と共に粒状単結晶の成長
が進行する状態となると単結晶粒中で格子を基板結晶と
略平行としない単結晶粒の量が増大する。層厚が増加し
格子面を相互に平行としない単結晶粒が層の表面に多く
存在するとなると、その上に堆積する層の成長方向が一
定方向に定まらず、成長速度の異方性による相違に起因
して表面の平滑状態は悪化する。平滑な成長面の表面状
態に優れる堆積層を与える単結晶体を主体とする第１の
中間層の層厚は窒化アルミニウムからなる場合大凡、５
〜４０ｎｍの範囲である。
【００２１】第１の中間層にｎ型或いはｐ型不純物を内
在させるか否かは適宣選択できる。上方に堆積するｐ型
不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッ
ド層との電気伝導形の統一を図るならばｐ型不純物をド
ーピングして第１の中間層の伝導形をｐ型とする手段も
有り得る。ｐ型不純物としては公知のマグネシウム、ベ
リリウム、亜鉛、カルシウム等の第II族元素が使用でき
る。特に、ｐ型の伝導性の付与にはIII 族窒化物半導体
でのアクセプター準位の浅さからマグネシウムが好んで
使用できる。第II族不純物と共にハードニング効果を発
揮する珪素等のドナー不純物をドーピングしても差し支
えない。ドナー不純物としてはその他、錫（元素記号：
Ｓｎ）やゲルマニウム（元素記号：Ｇｅ）等の第IV族元
素及び硫黄（元素記号：Ｓ）やセレン（元素記号：Ｓ
ｅ）等の第VI族元素が使用できる。故意に不純物を添加
しないアンドープであっても、第１の中間層の本質的な
効果は低減しない。
在させるか否かは適宣選択できる。上方に堆積するｐ型
不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッ
ド層との電気伝導形の統一を図るならばｐ型不純物をド
ーピングして第１の中間層の伝導形をｐ型とする手段も
有り得る。ｐ型不純物としては公知のマグネシウム、ベ
リリウム、亜鉛、カルシウム等の第II族元素が使用でき
る。特に、ｐ型の伝導性の付与にはIII 族窒化物半導体
でのアクセプター準位の浅さからマグネシウムが好んで
使用できる。第II族不純物と共にハードニング効果を発
揮する珪素等のドナー不純物をドーピングしても差し支
えない。ドナー不純物としてはその他、錫（元素記号：
Ｓｎ）やゲルマニウム（元素記号：Ｇｅ）等の第IV族元
素及び硫黄（元素記号：Ｓ）やセレン（元素記号：Ｓ
ｅ）等の第VI族元素が使用できる。故意に不純物を添加
しないアンドープであっても、第１の中間層の本質的な
効果は低減しない。
【００２２】纏めれば、単結晶体を主体として構成する
第１の中間層は熱的な耐性且つ化学的な耐性に優れるが
故に、その後堆積するｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａ
y Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層の表面状態の向上に寄与
できるものである。ｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy
Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層の表面状態の向上はその上
方に堆積される発光層の表面状態の改善に波及的に貢献
する。本発明の第２の特徴は、ｐ型不純物を内在するＡ
ｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層から発光層への
ｐ型不純物の侵入を抑制するのを主たる目的としてｐ型
不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッ
ド層と発光層との中間にＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a
からなる第２の中間層を配置する。ｐ型不純物を内在す
るＡｌxＧａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層と発光層間
に於ける第２の中間層の配置例を次に例示する。 （ａ）ｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ
1-a クラッド層／第２の中間層／発光層。 （ｂ）ｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ
1-a クラッド層／第２の中間層／発光層と接合をなす接
合層／発光層。 （ｃ）ｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ
1-a クラッド層／第２の中間層のその１／第２の中間層
のその２／発光層など。
第１の中間層は熱的な耐性且つ化学的な耐性に優れるが
故に、その後堆積するｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａ
y Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層の表面状態の向上に寄与
できるものである。ｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy
Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層の表面状態の向上はその上
方に堆積される発光層の表面状態の改善に波及的に貢献
する。本発明の第２の特徴は、ｐ型不純物を内在するＡ
ｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層から発光層への
ｐ型不純物の侵入を抑制するのを主たる目的としてｐ型
不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッ
ド層と発光層との中間にＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a
からなる第２の中間層を配置する。ｐ型不純物を内在す
るＡｌxＧａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層と発光層間
に於ける第２の中間層の配置例を次に例示する。 （ａ）ｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ
1-a クラッド層／第２の中間層／発光層。 （ｂ）ｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ
1-a クラッド層／第２の中間層／発光層と接合をなす接
合層／発光層。 （ｃ）ｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ
1-a クラッド層／第２の中間層のその１／第２の中間層
のその２／発光層など。
【００２３】第２の中間層は窒化ガリウム、窒化アルミ
ニウム・ガリウム混晶や窒化アルミニウム・ガリウム・
インジウム混晶、或いはまた窒素以外の第Ｖ族元素であ
る砒素（元素記号：Ａｓ）やリン（元素記号：Ｐ）を含
む窒化砒化ガリウム（ＧａＡｓＮ）混晶等から構成す
る。第２の中間層はｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy
Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層から発光層へのｐ型不純物
の熱拡散等に起因する侵入を抑制するために設置する層
であることから、ｐ型不純物に対し強い親和力を保有す
る材料から構成するのが望ましい。代表的なｐ型不純物
であるマグネシウムを内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa
Ｎ1-a クラッド層に係わる第２の中間層には、窒化アル
ミニウム・ガリウム混晶等のアルミニウムを構成元素と
して含む材質が好ましい。アルミニウムとマグネシウム
は親和性が高く、マグネシウムを捕獲するのに効果があ
るからである。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（Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ：０≦ｘ≦
１）がその好例である。
ニウム・ガリウム混晶や窒化アルミニウム・ガリウム・
インジウム混晶、或いはまた窒素以外の第Ｖ族元素であ
る砒素（元素記号：Ａｓ）やリン（元素記号：Ｐ）を含
む窒化砒化ガリウム（ＧａＡｓＮ）混晶等から構成す
る。第２の中間層はｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy
Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層から発光層へのｐ型不純物
の熱拡散等に起因する侵入を抑制するために設置する層
であることから、ｐ型不純物に対し強い親和力を保有す
る材料から構成するのが望ましい。代表的なｐ型不純物
であるマグネシウムを内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa
Ｎ1-a クラッド層に係わる第２の中間層には、窒化アル
ミニウム・ガリウム混晶等のアルミニウムを構成元素と
して含む材質が好ましい。アルミニウムとマグネシウム
は親和性が高く、マグネシウムを捕獲するのに効果があ
るからである。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（Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ：０≦ｘ≦
１）がその好例である。
【００２４】第２の中間層の層厚は発光層内部のｐ型不
純物の総量を１０18ｃｍ-3未満に維持するために、発光
層内部へのｐ型不純物の侵入を抑制できる様に設定す
る。第２の中間層を窒化アルミニウム・ガリウム混晶
（Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ：０≦ｘ≦１）から構成する場合、
窒化アルミニウム・ガリウム混晶のアルミニウムの組成
比（ｘ）は概ね、０．２５（２５％）以下である。好ま
しいｘの範囲は約０．０２（２％）〜約０．２０（２０
％）である。窒化アルミニウム・ガリウムから第２の中
間層を構成する場合にあって、そのアルミニウム組成比
を極端に大とするとその上方に配置する窒化ガリウム・
インジウム発光層へも歪等をもたらす応力が波及するた
め、発光層からの発光波長が変化し、長波長側へシフト
（ｓｈｉｆｔ）を来す場合がある。また、アルミニウム
組成比が大となるに伴い窒化ガリウム・インジウム発光
層の表面状態がより悪化する不具合を招く。アルミニウ
ム原子濃度にして１０19ｃｍ-3程度のマグネシウムを内
在する窒化ガリウム層に対するアルミニウム組成比を
０．０５（５％）とする窒化アルミニウム・ガリウム混
晶（Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ）からなる第２の中間層を例と
すれば、望ましい層厚は約１ｎｍ〜約５０ｎｍである。
第２の中間層として好ましい層厚の範囲は約５ｎｍ〜約
４０ｎｍである。更に、好ましいのは約１０ｎｍ〜３０
ｎｍの層厚範囲である。第２の中間層の層厚が約１ｎｍ
と極端に薄いと発光層へのｐ型不純物の侵入を抑制する
に充分ではない。逆に、第２の中間層が概ね、５０ｎｍ
を越えて極端に厚くなると、上記の第１の中間層につい
て述べた如く結晶格子面の配向方位を互いに異にする単
結晶体が出現する確率が増す。第２の中間層は発光層の
成長に当たって下地層となるものである。従って、層厚
が極端に増加した第２の中間層の表面には配向方向を相
互に異にする単結晶粒が露呈する事態を招き、これが発
光層の表面状態の劣化を帰結する。また、第２の中間層
に接合させて発光層を配置する場合を例にして、電気的
な要求の面から第２の中間層の適当な層厚を例示する。
特に、第２の中間層が高い抵抗を保有する結晶層であれ
ば、発光層への動作電流の注入の容易さを考慮すればト
ンネル（ｔｕｎｎｅｌ）効果が期待される約４０ｎｍ以
下の層厚とすべきである。電気的に良好な伝導が付与さ
れたドーピング結晶層であれば、層厚をトンネル効果が
発揮されない程度の厚さに設定することもできるが、上
述の如く極端に厚膜とすると上層の表面状態に悪化を来
たし好ましくはない。
純物の総量を１０18ｃｍ-3未満に維持するために、発光
層内部へのｐ型不純物の侵入を抑制できる様に設定す
る。第２の中間層を窒化アルミニウム・ガリウム混晶
（Ａｌx Ｇａ1-x Ｎ：０≦ｘ≦１）から構成する場合、
窒化アルミニウム・ガリウム混晶のアルミニウムの組成
比（ｘ）は概ね、０．２５（２５％）以下である。好ま
しいｘの範囲は約０．０２（２％）〜約０．２０（２０
％）である。窒化アルミニウム・ガリウムから第２の中
間層を構成する場合にあって、そのアルミニウム組成比
を極端に大とするとその上方に配置する窒化ガリウム・
インジウム発光層へも歪等をもたらす応力が波及するた
め、発光層からの発光波長が変化し、長波長側へシフト
（ｓｈｉｆｔ）を来す場合がある。また、アルミニウム
組成比が大となるに伴い窒化ガリウム・インジウム発光
層の表面状態がより悪化する不具合を招く。アルミニウ
ム原子濃度にして１０19ｃｍ-3程度のマグネシウムを内
在する窒化ガリウム層に対するアルミニウム組成比を
０．０５（５％）とする窒化アルミニウム・ガリウム混
晶（Ａｌ0.05Ｇａ0.95Ｎ）からなる第２の中間層を例と
すれば、望ましい層厚は約１ｎｍ〜約５０ｎｍである。
第２の中間層として好ましい層厚の範囲は約５ｎｍ〜約
４０ｎｍである。更に、好ましいのは約１０ｎｍ〜３０
ｎｍの層厚範囲である。第２の中間層の層厚が約１ｎｍ
と極端に薄いと発光層へのｐ型不純物の侵入を抑制する
に充分ではない。逆に、第２の中間層が概ね、５０ｎｍ
を越えて極端に厚くなると、上記の第１の中間層につい
て述べた如く結晶格子面の配向方位を互いに異にする単
結晶体が出現する確率が増す。第２の中間層は発光層の
成長に当たって下地層となるものである。従って、層厚
が極端に増加した第２の中間層の表面には配向方向を相
互に異にする単結晶粒が露呈する事態を招き、これが発
光層の表面状態の劣化を帰結する。また、第２の中間層
に接合させて発光層を配置する場合を例にして、電気的
な要求の面から第２の中間層の適当な層厚を例示する。
特に、第２の中間層が高い抵抗を保有する結晶層であれ
ば、発光層への動作電流の注入の容易さを考慮すればト
ンネル（ｔｕｎｎｅｌ）効果が期待される約４０ｎｍ以
下の層厚とすべきである。電気的に良好な伝導が付与さ
れたドーピング結晶層であれば、層厚をトンネル効果が
発揮されない程度の厚さに設定することもできるが、上
述の如く極端に厚膜とすると上層の表面状態に悪化を来
たし好ましくはない。
【００２５】第２の中間層を発光層の下部に挿入するこ
とに因って、ｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz
Ｖa Ｎ1-a クラッド層内のｐ型不純物の発光層への侵入
を抑制することができる。発光層内のｐ型不純物濃度を
１０18ｃｍ-3以下とする効果は、発色の単色性に顕著に
具現される。例えば、ｐ型不純物としてその代表である
マグネシウムを例にすれば、マグネシウムの原子濃度を
１０18ｃｍ-3以下に制限すればマグネシウム原子に起因
する青色発光は無視できる程度に小となる。また、発光
層からの主たる発光スペクトルの波長以外の領域に副次
的なスペクトルが縦しんば出現すると想定してもそれら
の副次的なスペクトルの強度は微弱であるため、多波長
の発光をもたらすに至るのは希有である。
とに因って、ｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz
Ｖa Ｎ1-a クラッド層内のｐ型不純物の発光層への侵入
を抑制することができる。発光層内のｐ型不純物濃度を
１０18ｃｍ-3以下とする効果は、発色の単色性に顕著に
具現される。例えば、ｐ型不純物としてその代表である
マグネシウムを例にすれば、マグネシウムの原子濃度を
１０18ｃｍ-3以下に制限すればマグネシウム原子に起因
する青色発光は無視できる程度に小となる。また、発光
層からの主たる発光スペクトルの波長以外の領域に副次
的なスペクトルが縦しんば出現すると想定してもそれら
の副次的なスペクトルの強度は微弱であるため、多波長
の発光をもたらすに至るのは希有である。
【００２６】良好な表面状態（表面モフォロジー）の発
光層を得るために本発明では、第２の中間層に関して上
記の層厚に加えその配向度を規定する。第２の中間層を
構成するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 層の結晶の配向
度は、第１の中間層の配向度を基準にして、それよりも
良好であるとする。換言すれば、第２の中間層は第１の
中間層よりも結晶の配向性（ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）
の乱雑度を小とする。これは第２の中間層上に堆積され
る発光層の内部結晶組織の観点から要求される仕様であ
る。第２の中間層の配向上の乱雑度は、発光層と第２の
中間層との間の介在層の有無に拘らず発光層の結晶性に
波及する。配向の乱雑度を極度に大とする第２の中間層
を下地として堆積した発光層の乱雑度はやはり大とな
る。乱雑度を大とする発光層には多数のドメインが発生
する。特に発光層を熱的に拡散し易いインジウムを含有
するIII 族窒化物半導体層から構成すると、インジウム
の各ドメインの境界に選択的に蓄積される傾向がある。
即ち、発光層の内部に於けるインジウム含有相の不均等
分布を招く。そもそも、粒界等に蓄積するインジウムは
発光強度等の発光特性の向上に殆ど寄与せず、発光を支
配するインジウム含有相の形成に必要な核の発生密度を
減ずる不具合を生ずるからである。結晶の配向の乱雑度
は一般的なＸ線二結晶回折法で定量できる。Ｘ線二結晶
回折法では配向の乱雑度はＸ線ロッキングカーブ（ｒｏ
ｃｋｉｎｇ ｃｕｒｖｅ）の半値幅（ＦＷＨＭ）に反映
される。Ｘ線四結晶回折法に代表される微小角散乱Ｘ線
回折法を利用すれば更に配向の乱雑度を精密に測定する
ことができる。一般的な値に代表させて第１の中間層の
配向の乱雑度はＦＷＨＭにして約６００秒（ｓｅｃ．）
から約１０００秒である。第２の中間層のそれは約３０
０秒から約５００秒である。微小角散乱Ｘ線回折法に依
る測定結果を紹介すれば、配向の乱雑度の指標である回
折方位角の偏差（一般にωで表記され、モザイク（ｍｏ
ｓａｉｃ）度と呼称される。）は第１の中間層にあって
は±１．０度（°）程度であり、第２の中間層のそれは
±０．８度程度であるのが一般的である。第２の中間層
の乱雑度がこの程度であれば、その上に直接重層させた
インジウム含有発光層であっても、インジウム含有相の
発生を促進するインジウム原子が粒界に捕獲される割合
を低く保つことができる。
光層を得るために本発明では、第２の中間層に関して上
記の層厚に加えその配向度を規定する。第２の中間層を
構成するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 層の結晶の配向
度は、第１の中間層の配向度を基準にして、それよりも
良好であるとする。換言すれば、第２の中間層は第１の
中間層よりも結晶の配向性（ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ）
の乱雑度を小とする。これは第２の中間層上に堆積され
る発光層の内部結晶組織の観点から要求される仕様であ
る。第２の中間層の配向上の乱雑度は、発光層と第２の
中間層との間の介在層の有無に拘らず発光層の結晶性に
波及する。配向の乱雑度を極度に大とする第２の中間層
を下地として堆積した発光層の乱雑度はやはり大とな
る。乱雑度を大とする発光層には多数のドメインが発生
する。特に発光層を熱的に拡散し易いインジウムを含有
するIII 族窒化物半導体層から構成すると、インジウム
の各ドメインの境界に選択的に蓄積される傾向がある。
即ち、発光層の内部に於けるインジウム含有相の不均等
分布を招く。そもそも、粒界等に蓄積するインジウムは
発光強度等の発光特性の向上に殆ど寄与せず、発光を支
配するインジウム含有相の形成に必要な核の発生密度を
減ずる不具合を生ずるからである。結晶の配向の乱雑度
は一般的なＸ線二結晶回折法で定量できる。Ｘ線二結晶
回折法では配向の乱雑度はＸ線ロッキングカーブ（ｒｏ
ｃｋｉｎｇ ｃｕｒｖｅ）の半値幅（ＦＷＨＭ）に反映
される。Ｘ線四結晶回折法に代表される微小角散乱Ｘ線
回折法を利用すれば更に配向の乱雑度を精密に測定する
ことができる。一般的な値に代表させて第１の中間層の
配向の乱雑度はＦＷＨＭにして約６００秒（ｓｅｃ．）
から約１０００秒である。第２の中間層のそれは約３０
０秒から約５００秒である。微小角散乱Ｘ線回折法に依
る測定結果を紹介すれば、配向の乱雑度の指標である回
折方位角の偏差（一般にωで表記され、モザイク（ｍｏ
ｓａｉｃ）度と呼称される。）は第１の中間層にあって
は±１．０度（°）程度であり、第２の中間層のそれは
±０．８度程度であるのが一般的である。第２の中間層
の乱雑度がこの程度であれば、その上に直接重層させた
インジウム含有発光層であっても、インジウム含有相の
発生を促進するインジウム原子が粒界に捕獲される割合
を低く保つことができる。
【００２７】第２の中間層の形成にあって、配向の乱雑
度はその層の成長に供する原料種に依る顕著な差異は認
められない。III 族原料としてトリメチルガリウム
（（ＣＨ3 ）3 Ｇａ）、トリエチルガリウム（（Ｃ2 Ｈ
5 ）3 Ｇａ）、トリメチルアルミニウム（（ＣＨ3 ）3
Ａｌ）、トリイソブチルアルミニウム（ｉ−（Ｃ4 Ｈ
9 ）3 Ａｌ）、Ｖ族元素としてアンモニア、メチルヒド
ラジン等のヒドラジン類やターシャリィブチルアミン等
のアミン類を利用しても、第２の中間層の配向上の乱雑
度には有位差は生じない。第２の中間層を表面の平滑性
に欠け、亀裂が在る様な不連続なｐ型不純物を内在する
Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層の上方に配置
する場合、第２の中間層の配向上の乱雑度を成長速度等
の成長に係わる因子をもって安定して小さく制御するの
は困難である。下地（被堆積層）としてのＡｌx Ｇａy
Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層上の凹凸、亀裂等に因る表
面の非平滑性が堆積層たる第２の中間層の結晶配向上の
乱雑度を劣悪なものに決定づけるからである。本発明の
第１の中間層の挿入によって表面状態に改善が果たされ
たｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a
クラッド層表面上に、第２の中間層を直接重層させる場
合、第２の中間層の乱雑度は主に成長温度、III 族元素
原料に対するＶ族元素の供給比率所謂、Ｖ／ III比率、
成長速度をもって制御できる。特に、成長速度は第２の
中間層の乱雑度に影響を与える重要な因子である。成長
速度を小とするに伴い第２中間層の配向の乱雑度は減少
する傾向にある。従って、第２の中間層の成長時に於け
る成長（堆積）速度は第１の中間層の成長速度以下に設
定する。第２の中間層をアルミニウム組成比を約０．１
０（１０％）とする窒化アルミニウム・ガリウム混晶
（Ａｌ0.10Ｇａ0.90Ｎ）から構成する場合、成長速度を
１／２に減ずると上記のωには約±０．２度或いはそれ
以上の減少が観測される。
度はその層の成長に供する原料種に依る顕著な差異は認
められない。III 族原料としてトリメチルガリウム
（（ＣＨ3 ）3 Ｇａ）、トリエチルガリウム（（Ｃ2 Ｈ
5 ）3 Ｇａ）、トリメチルアルミニウム（（ＣＨ3 ）3
Ａｌ）、トリイソブチルアルミニウム（ｉ−（Ｃ4 Ｈ
9 ）3 Ａｌ）、Ｖ族元素としてアンモニア、メチルヒド
ラジン等のヒドラジン類やターシャリィブチルアミン等
のアミン類を利用しても、第２の中間層の配向上の乱雑
度には有位差は生じない。第２の中間層を表面の平滑性
に欠け、亀裂が在る様な不連続なｐ型不純物を内在する
Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層の上方に配置
する場合、第２の中間層の配向上の乱雑度を成長速度等
の成長に係わる因子をもって安定して小さく制御するの
は困難である。下地（被堆積層）としてのＡｌx Ｇａy
Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a クラッド層上の凹凸、亀裂等に因る表
面の非平滑性が堆積層たる第２の中間層の結晶配向上の
乱雑度を劣悪なものに決定づけるからである。本発明の
第１の中間層の挿入によって表面状態に改善が果たされ
たｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a
クラッド層表面上に、第２の中間層を直接重層させる場
合、第２の中間層の乱雑度は主に成長温度、III 族元素
原料に対するＶ族元素の供給比率所謂、Ｖ／ III比率、
成長速度をもって制御できる。特に、成長速度は第２の
中間層の乱雑度に影響を与える重要な因子である。成長
速度を小とするに伴い第２中間層の配向の乱雑度は減少
する傾向にある。従って、第２の中間層の成長時に於け
る成長（堆積）速度は第１の中間層の成長速度以下に設
定する。第２の中間層をアルミニウム組成比を約０．１
０（１０％）とする窒化アルミニウム・ガリウム混晶
（Ａｌ0.10Ｇａ0.90Ｎ）から構成する場合、成長速度を
１／２に減ずると上記のωには約±０．２度或いはそれ
以上の減少が観測される。
【００２８】第１及び第２の中間層は同一のＡｌx Ｇａ
y Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 材料から構成しても構わない。第１
及び第２の中間層を双方共に窒化アルミニウムから構成
する例がそれに該当する。また、異種の材料から構成す
るのも許容される。第１の中間層を窒化アルミニウムか
ら構成し、第２の中間層を窒化アルミニウム・ガリウム
混晶（Ａｌc Ｇａ1-c Ｎ：０≦ｃ＜１）から構成するの
が第１及び第２の中間層の材質を異にする例である。Ａ
ｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a （ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦
ｘ，ｙ，ｚ≦１、及び０≦ａ＜１）で表記される材質内
での選択が許容されると同様に、第１及び第２の中間層
の成長は必ずしも同一温度で実施する必要はない。成長
温度を同一とするのも選択の一余地である。肝要なの
は、上記の如く第１の中間層にあっては単結晶体を主体
として構成することであり、また、単結晶体とその上に
発生する単結晶粒との構成比率の適正なる調整、即ち層
厚の調整である。第２の中間層にあっては、第１の中間
層に比較してより結晶の配向の乱雑度を小さくすること
である。これらの構成要件を満たす成長温度は、成長方
法、成長雰囲気、なによりもまして成長装置の構成等に
依って微妙に変化するのはもはや常識として周知されて
いる。従って、上記の要件を満足できる成長条件並びに
成長設備環境に鑑み成長温度を適宣、選択、決定する猶
予は存在する。
y Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a 材料から構成しても構わない。第１
及び第２の中間層を双方共に窒化アルミニウムから構成
する例がそれに該当する。また、異種の材料から構成す
るのも許容される。第１の中間層を窒化アルミニウムか
ら構成し、第２の中間層を窒化アルミニウム・ガリウム
混晶（Ａｌc Ｇａ1-c Ｎ：０≦ｃ＜１）から構成するの
が第１及び第２の中間層の材質を異にする例である。Ａ
ｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a （ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦
ｘ，ｙ，ｚ≦１、及び０≦ａ＜１）で表記される材質内
での選択が許容されると同様に、第１及び第２の中間層
の成長は必ずしも同一温度で実施する必要はない。成長
温度を同一とするのも選択の一余地である。肝要なの
は、上記の如く第１の中間層にあっては単結晶体を主体
として構成することであり、また、単結晶体とその上に
発生する単結晶粒との構成比率の適正なる調整、即ち層
厚の調整である。第２の中間層にあっては、第１の中間
層に比較してより結晶の配向の乱雑度を小さくすること
である。これらの構成要件を満たす成長温度は、成長方
法、成長雰囲気、なによりもまして成長装置の構成等に
依って微妙に変化するのはもはや常識として周知されて
いる。従って、上記の要件を満足できる成長条件並びに
成長設備環境に鑑み成長温度を適宣、選択、決定する猶
予は存在する。
【００２９】第２の中間層を介して上層として堆積する
発光層は、敢えて単一の組成の窒化ガリウム・インジウ
ム層とはしなくてもよい。また、ガリウムとインジウム
とを含む如くの不確実な言及をもって内部結晶組織に何
等の規定がなされていない層（特開平６−１９６７５７
号公報明細書参照）を発光層とするのではない。本発明
の発光層はインジウム濃度を互いに相違する複数の相か
ら構成される窒化ガリウム・インジウム層を発光層とし
て採用する（特願平８−２６１０４４号参照）。即ち、
本発明では従前の単一相からなる均質層を発光層とせず
に、敢えて複数の相（ｐｈａｓｅ）からなる内部結晶組
織的に不均質な層から発光層を構成する。発光層内部の
結晶組織の観点からすれば、従来とは明らかに異なる構
成とする。
発光層は、敢えて単一の組成の窒化ガリウム・インジウ
ム層とはしなくてもよい。また、ガリウムとインジウム
とを含む如くの不確実な言及をもって内部結晶組織に何
等の規定がなされていない層（特開平６−１９６７５７
号公報明細書参照）を発光層とするのではない。本発明
の発光層はインジウム濃度を互いに相違する複数の相か
ら構成される窒化ガリウム・インジウム層を発光層とし
て採用する（特願平８−２６１０４４号参照）。即ち、
本発明では従前の単一相からなる均質層を発光層とせず
に、敢えて複数の相（ｐｈａｓｅ）からなる内部結晶組
織的に不均質な層から発光層を構成する。発光層内部の
結晶組織の観点からすれば、従来とは明らかに異なる構
成とする。
【００３０】複数相からなる不均質層とは、インジウム
組成比を互いに異にする複数の相が混在することを意味
している。具体的に例を示すならば窒化ガリウム・イン
ジウム発光層と一括して云えども、その層はＧａＮ（イ
ンジウム組成比＝０に相当する。）、Ｇａ0.10Ｉｎ0.90
ＮやＧａ0.80Ｉｎ0.20Ｎなどインジウム組成比を相互に
異にする複数の相が混在してなるインジウム組成比に関
して不均一な層であることを意味する。形態的な観点か
ら観れば、或るインジウム組成比の主たる相の内部に、
それとはインジウム組成比を異にする相が略球状或いは
島状の微結晶体をなして存在する場合が殆どである。こ
の様な組織的に不均質な窒化ガリウム・インジウム層を
発光層とするのは主に次の事由による。 （イ）窒化ガリウム・インジウム等の如くの非混和性の
強い材料にあっては（１９９６年（平成８年度）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頁参照）、相分離が生
じ易い。従って、この様な多相構造からなる窒化ガリウ
ム・インジウム発光層は窒化ガリウム・インジウム混晶
の熱力学的諸特性に裏付けられる様に合理的に帰結され
るからである（Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ Ｃｏｍｍｕ
ｎ．、１１（１９７２）、６１７．）。 （ロ）不均一な組成構成の窒化ガリウム・インジウムか
らは強度的に優れる発光を帰結するからである（特願平
８−２０８４８６号参照）。 即ち、本発明の発光層の結晶組織上の構成は、発光層を
構成するIII 族窒化物半導体が熱的な影響を受けて形態
を変化させる現象を適格に見計らった上で規定されたも
のである。この規定により敢えて不自然な均質化を達成
しようとする技術的な困難さから開放される。また、不
均質な窒化ガリウム・インジウム発光層は例えば、ＭＯ
ＣＶＤ（有機金属気相成長方法）により窒化ガリウム・
インジウム結晶層を成膜する際に設定される条件の一つ
であるインジウム気相組成比（一般には、成長環境に供
給されるIII 族元素原料の総量に対するインジウム原料
の濃度比を云う。）、成膜温度や成膜後の過程での被熱
量等の因子を調整することによりほぼ一義的に制御でき
るものである。要約すれば、本発明に規定されるところ
の発光層は、従前の不自然な「単一相からなる均質層」
に比較すればより経常的に形成され得る結晶組織構造を
保有するものである。
組成比を互いに異にする複数の相が混在することを意味
している。具体的に例を示すならば窒化ガリウム・イン
ジウム発光層と一括して云えども、その層はＧａＮ（イ
ンジウム組成比＝０に相当する。）、Ｇａ0.10Ｉｎ0.90
ＮやＧａ0.80Ｉｎ0.20Ｎなどインジウム組成比を相互に
異にする複数の相が混在してなるインジウム組成比に関
して不均一な層であることを意味する。形態的な観点か
ら観れば、或るインジウム組成比の主たる相の内部に、
それとはインジウム組成比を異にする相が略球状或いは
島状の微結晶体をなして存在する場合が殆どである。こ
の様な組織的に不均質な窒化ガリウム・インジウム層を
発光層とするのは主に次の事由による。 （イ）窒化ガリウム・インジウム等の如くの非混和性の
強い材料にあっては（１９９６年（平成８年度）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頁参照）、相分離が生
じ易い。従って、この様な多相構造からなる窒化ガリウ
ム・インジウム発光層は窒化ガリウム・インジウム混晶
の熱力学的諸特性に裏付けられる様に合理的に帰結され
るからである（Ｓｏｌｉｄ Ｓｔａｔｅ Ｃｏｍｍｕ
ｎ．、１１（１９７２）、６１７．）。 （ロ）不均一な組成構成の窒化ガリウム・インジウムか
らは強度的に優れる発光を帰結するからである（特願平
８−２０８４８６号参照）。 即ち、本発明の発光層の結晶組織上の構成は、発光層を
構成するIII 族窒化物半導体が熱的な影響を受けて形態
を変化させる現象を適格に見計らった上で規定されたも
のである。この規定により敢えて不自然な均質化を達成
しようとする技術的な困難さから開放される。また、不
均質な窒化ガリウム・インジウム発光層は例えば、ＭＯ
ＣＶＤ（有機金属気相成長方法）により窒化ガリウム・
インジウム結晶層を成膜する際に設定される条件の一つ
であるインジウム気相組成比（一般には、成長環境に供
給されるIII 族元素原料の総量に対するインジウム原料
の濃度比を云う。）、成膜温度や成膜後の過程での被熱
量等の因子を調整することによりほぼ一義的に制御でき
るものである。要約すれば、本発明に規定されるところ
の発光層は、従前の不自然な「単一相からなる均質層」
に比較すればより経常的に形成され得る結晶組織構造を
保有するものである。
【００３１】本発明の第１及び第２の中間層と発光層と
を含めた積層構成を含む発光素子を以下に例示すると共
にその積層構造を模式的に図７から図８に示す。 （ア）単結晶体を主体とする窒化ガリウムからなり、層
厚が約５〜約３０ｎｍの第１の中間層（１０２）／ｐ型
不純物としてマグネシウムをドーピングしたμｍ単位の
層厚のＧａＮ下クラッド層（１０６）／アンドープの層
厚を約１０ｎｍ〜３０ｎｍとする窒化アルミニウム・ガ
リウム混晶層からなる第２の中間層（１０７）／窒化ガ
リウム・インジウム発光層（１０８）／ｎ型ＧａＮ上ク
ラッド層（１０９）からなるＤＨ構造発光部を備えた発
光素子（図７参照）。 （イ）層厚を約２０ｎｍとする窒化アルミニウムからな
る単結晶体を主体とする低温緩衝層（１１３）／層厚を
約１０ｎｍ前後とする窒化ガリウムからなる第１の中間
層（１０２）／マグネシウムをドーピングした層厚を約
２００ｎｍ前後とする窒化ガリウム下クラッド層（１０
６）／層厚を約１５〜２５ｎｍとするアンドープの窒化
アルミニウム・ガリウムからなる第２の中間層（１０
７）／アンドープｎ型窒化ガリウム・インジウム発光層
（１０８）／層厚を約１０ｎｍ以下とするアンドープ窒
化アルミニウム・ガリウム介在層（１１４）／ｎ型Ｇａ
Ｎ上クラッド層（１０９）からなる積層構成を備えたｎ
サイドアップ型の発光素子（図８参照）。 （ウ）上記の（イ）の積層構造に於いて、発光層を層厚
を約２ｎｍ〜約２００ｎｍとする量子井戸の量子準位と
は異なる量子準位間遷移機構を利用して発光を得るアン
ドープ窒化ガリウム・インジウム層とする発光素子。 （エ）上記の（イ）の積層構造に於いて、アンドープ窒
化ガリウム・インジウム層と不純物をドーピングした窒
化ガリウム・インジウム層との多層構造からなる合計の
層厚を約８０ｎｍ〜約１００ｎｍ或いはそれを越える層
厚の発光層を備えてなる発光素子。
を含めた積層構成を含む発光素子を以下に例示すると共
にその積層構造を模式的に図７から図８に示す。 （ア）単結晶体を主体とする窒化ガリウムからなり、層
厚が約５〜約３０ｎｍの第１の中間層（１０２）／ｐ型
不純物としてマグネシウムをドーピングしたμｍ単位の
層厚のＧａＮ下クラッド層（１０６）／アンドープの層
厚を約１０ｎｍ〜３０ｎｍとする窒化アルミニウム・ガ
リウム混晶層からなる第２の中間層（１０７）／窒化ガ
リウム・インジウム発光層（１０８）／ｎ型ＧａＮ上ク
ラッド層（１０９）からなるＤＨ構造発光部を備えた発
光素子（図７参照）。 （イ）層厚を約２０ｎｍとする窒化アルミニウムからな
る単結晶体を主体とする低温緩衝層（１１３）／層厚を
約１０ｎｍ前後とする窒化ガリウムからなる第１の中間
層（１０２）／マグネシウムをドーピングした層厚を約
２００ｎｍ前後とする窒化ガリウム下クラッド層（１０
６）／層厚を約１５〜２５ｎｍとするアンドープの窒化
アルミニウム・ガリウムからなる第２の中間層（１０
７）／アンドープｎ型窒化ガリウム・インジウム発光層
（１０８）／層厚を約１０ｎｍ以下とするアンドープ窒
化アルミニウム・ガリウム介在層（１１４）／ｎ型Ｇａ
Ｎ上クラッド層（１０９）からなる積層構成を備えたｎ
サイドアップ型の発光素子（図８参照）。 （ウ）上記の（イ）の積層構造に於いて、発光層を層厚
を約２ｎｍ〜約２００ｎｍとする量子井戸の量子準位と
は異なる量子準位間遷移機構を利用して発光を得るアン
ドープ窒化ガリウム・インジウム層とする発光素子。 （エ）上記の（イ）の積層構造に於いて、アンドープ窒
化ガリウム・インジウム層と不純物をドーピングした窒
化ガリウム・インジウム層との多層構造からなる合計の
層厚を約８０ｎｍ〜約１００ｎｍ或いはそれを越える層
厚の発光層を備えてなる発光素子。
【００３２】
【作用】第１の中間層は緩衝層への下クラッド層からの
ｐ型不純物の拡散を防ぐので、平滑で連続性のある表面
状態に優れるｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz
Ｖa Ｎ1-a 成長層を帰結する作用を有す。第２の中間層
はｐ型不純物内在層からの発光層へのｐ型不純物の拡散
を抑制する拡散阻止層と良好な表面モフォロジーを有す
る発光層を与える下地層としての作用を有する。このよ
うにｐ型クラッド層を挟む層を一定の要件を具備するよ
うに構成することにより、良好なｎサイドアップ構造と
なり、結果的に透明なｎ型オーミック電極を確実に得る
ことが可能となる。
ｐ型不純物の拡散を防ぐので、平滑で連続性のある表面
状態に優れるｐ型不純物を内在するＡｌx Ｇａy Ｉｎz
Ｖa Ｎ1-a 成長層を帰結する作用を有す。第２の中間層
はｐ型不純物内在層からの発光層へのｐ型不純物の拡散
を抑制する拡散阻止層と良好な表面モフォロジーを有す
る発光層を与える下地層としての作用を有する。このよ
うにｐ型クラッド層を挟む層を一定の要件を具備するよ
うに構成することにより、良好なｎサイドアップ構造と
なり、結果的に透明なｎ型オーミック電極を確実に得る
ことが可能となる。
【００３３】
【実施例】本発明を第１及び第２の中間層を具備した積
層構造体から構成した発光ダイオードを例として説明す
る。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、次記
の手順により形成した。基板（１０１）として直径約１
インチ（直径約２５ｍｍ）の厚さを約９０μｍとする
（０００１）（ｃ面）−サファイア（α−Ａｌ2 Ｏ3 単
結晶）を使用した。この結晶基板（１０１）を同基板
（１０１）上に成膜を実施するためのアルカリ金属類の
含有量が低い半導体工業用高純度石英反応管内の支持台
（サセプター）上に水平に載置した。支持台は高純度の
グラファイト素材を加工した垂直断面を楔型とするもの
である。反応炉の鉛直断面の形状は長方形であって、そ
の断面積は約１０．５ｃｍ2 である。反応炉内を通常の
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
到達して約１０分間、同真空度の状態に保持した後に約
３リットル／分の流量の精製アルゴンガス（Ａｒ）を反
応炉内に流通させて炉内の圧力をほぼ大気圧に復帰させ
た。
層構造体から構成した発光ダイオードを例として説明す
る。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、次記
の手順により形成した。基板（１０１）として直径約１
インチ（直径約２５ｍｍ）の厚さを約９０μｍとする
（０００１）（ｃ面）−サファイア（α−Ａｌ2 Ｏ3 単
結晶）を使用した。この結晶基板（１０１）を同基板
（１０１）上に成膜を実施するためのアルカリ金属類の
含有量が低い半導体工業用高純度石英反応管内の支持台
（サセプター）上に水平に載置した。支持台は高純度の
グラファイト素材を加工した垂直断面を楔型とするもの
である。反応炉の鉛直断面の形状は長方形であって、そ
の断面積は約１０．５ｃｍ2 である。反応炉内を通常の
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
到達して約１０分間、同真空度の状態に保持した後に約
３リットル／分の流量の精製アルゴンガス（Ａｒ）を反
応炉内に流通させて炉内の圧力をほぼ大気圧に復帰させ
た。
【００３４】約５分間に亘り反応炉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
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 ）の反応炉内への供給を開始
した。水素ガスの流量は約８リットル／分に電子式質量
制御計（所謂、マスフローコントロラー（ＭＦＣ））で
維持した。然る後、垂直断面を円形とする反応炉の外周
に設けた円状に巻かれた高周波加熱コイルに一般的な高
周波電源から周波数４００キロヘルツ（ｋＨｚ）の高周
波電源を投入した。これにより、基板（１０１）の温度
を室温（約２５℃）から４５０℃に上昇させた。基板
（１０１）の温度は上記の支持台の中腹に搾孔された直
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−白金・ロジウム合金熱電対（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（１０１）の温度が４５０℃に到達し
てから約２０分経過して、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への供給を開始した。同
時に反応炉へアルミニウム（Ａｌ）源としてのトリメチ
ルアルミニウム（（ＣＨ3 ）3 Ａｌ）を供給した。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（発泡）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
リングガスを反応炉へ供給することをもってトリメチル
アルミニウムの供給となした。こ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の反応炉への
供給を正確に６分間継続した。これより、層厚を２０ｎ
ｍとする窒化アルミニウムからなる第１の中間層（１０
２）を形成した。第１の中間層（１０２）の成長は反応
炉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。基板と第１の中間層
からなる積層体を一旦室温迄冷却し、一部の切片を第１
の中間層の内部結晶構造の同定並びに結晶配向の乱雑度
の測定に供した。
度のアルゴンガスで掃気した後、アルゴンガスの反応炉
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 ）の反応炉内への供給を開始
した。水素ガスの流量は約８リットル／分に電子式質量
制御計（所謂、マスフローコントロラー（ＭＦＣ））で
維持した。然る後、垂直断面を円形とする反応炉の外周
に設けた円状に巻かれた高周波加熱コイルに一般的な高
周波電源から周波数４００キロヘルツ（ｋＨｚ）の高周
波電源を投入した。これにより、基板（１０１）の温度
を室温（約２５℃）から４５０℃に上昇させた。基板
（１０１）の温度は上記の支持台の中腹に搾孔された直
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−白金・ロジウム合金熱電対（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（１０１）の温度が４５０℃に到達し
てから約２０分経過して、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への供給を開始した。同
時に反応炉へアルミニウム（Ａｌ）源としてのトリメチ
ルアルミニウム（（ＣＨ3 ）3 Ａｌ）を供給した。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（発泡）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
リングガスを反応炉へ供給することをもってトリメチル
アルミニウムの供給となした。こ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の反応炉への
供給を正確に６分間継続した。これより、層厚を２０ｎ
ｍとする窒化アルミニウムからなる第１の中間層（１０
２）を形成した。第１の中間層（１０２）の成長は反応
炉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。基板と第１の中間層
からなる積層体を一旦室温迄冷却し、一部の切片を第１
の中間層の内部結晶構造の同定並びに結晶配向の乱雑度
の測定に供した。
【００３５】ａｓ−ｇｒｏｗｎ状態で第１の中間層（１
０２）の内部結晶組織を一般的な断面ＴＥＭ技法で観察
した。断面ＴＥＭ観察に先立ち、アルゴン（Ａｒ）イオ
ンを用いるスパッタリングで観察試料を薄層化した。加
速電圧を２００キロボルト（ＫＶ）として撮像された断
面ＴＥＭ像を図１に模式的に示す。基板（１０１）の表
面から約５ｎｍの厚さの領域には単結晶層（１０３）が
存在していた。単結晶層（１０３）の内部に観測される
格子像（１０４）は基板（１０１）の格子像に略平行に
配列しているのが認められた。単結晶層（１０３）の上
方には基板（１０１）及び単結晶層（１０３）内の格子
像（１０４）と略平行の格子像（１０４）を内包する単
結晶粒（１０５）が存在していた。以上の観察結果を総
合すれば、単結晶層は全厚の約２５％を占有し、残部の
厚さにして約１５ｎｍの領域は単結晶粒が主に占有する
領域であった。この構成は従来の一部の低温緩衝層で観
察されている層のほぼ全域が層状の単結晶となっている
のとも構成を異にするものであった（Ｊ．Ｅｌｅｃｔｒ
ｏｎ．Ｍａｔｅｒ．、２４（４）（１９９５）、２４１
〜２４７頁参照）。
０２）の内部結晶組織を一般的な断面ＴＥＭ技法で観察
した。断面ＴＥＭ観察に先立ち、アルゴン（Ａｒ）イオ
ンを用いるスパッタリングで観察試料を薄層化した。加
速電圧を２００キロボルト（ＫＶ）として撮像された断
面ＴＥＭ像を図１に模式的に示す。基板（１０１）の表
面から約５ｎｍの厚さの領域には単結晶層（１０３）が
存在していた。単結晶層（１０３）の内部に観測される
格子像（１０４）は基板（１０１）の格子像に略平行に
配列しているのが認められた。単結晶層（１０３）の上
方には基板（１０１）及び単結晶層（１０３）内の格子
像（１０４）と略平行の格子像（１０４）を内包する単
結晶粒（１０５）が存在していた。以上の観察結果を総
合すれば、単結晶層は全厚の約２５％を占有し、残部の
厚さにして約１５ｎｍの領域は単結晶粒が主に占有する
領域であった。この構成は従来の一部の低温緩衝層で観
察されている層のほぼ全域が層状の単結晶となっている
のとも構成を異にするものであった（Ｊ．Ｅｌｅｃｔｒ
ｏｎ．Ｍａｔｅｒ．、２４（４）（１９９５）、２４１
〜２４７頁参照）。
【００３６】同じくａｓ−ｇｒｏｗｎ状態で四結晶Ｘ線
回折法を利用して第１の中間層を構成する窒化アルミニ
ウム層の配向の乱雑度を測定した。モザイク度は散乱方
位角（記号ωで一般に表記される。）にして概ね、±
１．０度（°）であった。
回折法を利用して第１の中間層を構成する窒化アルミニ
ウム層の配向の乱雑度を測定した。モザイク度は散乱方
位角（記号ωで一般に表記される。）にして概ね、±
１．０度（°）であった。
【００３７】上記の積層体の残部をサセプター上に載置
して再び反応炉内に挿入した。然る後、反応炉への４リ
ットル／分の流量をもってアルゴンガスの供給を開始し
た。高周波コイルに印加する電力量を増し、基板（１０
１）の温度を室温から１０５０℃に平均して約１００℃
／分の速度で昇温した。中途、基板（１０１）の温度が
４５０℃を通過した時点で流量を１リットル／分とする
アンモニアガスの反応炉への供給量を開始した。熱電対
で測温される基板温度が１０５０℃となった時点で直ち
にアンモニアの反応炉への供給量を毎分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。同時にアルゴンガスの供給量を４リットル／分
より１．３リットル／分に減じると共に、水素ガスの反
応炉への供給を毎分１．３リットルの流量をもって再開
した。これにより、高純度石英管から構成される反応炉
へは合計して６．１リットル／分の水素、アルゴン及び
アンモニアからなる混合ガスが流通する状況とした。基
板（１０１）の温度が１０５０℃に到達して５分間待機
した後、第１の中間層（１０２）上には、マグネシウム
をドーピングした窒化ガリウムからなる上クラッド層
（１０６）を重層した。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ー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。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−（ＣＨ3 Ｃ5
Ｈ4 ）2 Ｍｇ）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ー容器は電子式恒
温槽により４５℃の恒温に保持した。同温度に保持して
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
素ガスを流通した。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への供給を６０分間に亘
り継続して層厚を３．２μｍとするマグネシウムを内在
した窒化ガリウム層（１０６）を形成した。ガリウム源
並びにマグネシウム源の反応炉への供給を停止すること
をもってマグネシウムドープ窒化ガリウム層（１０６）
の成長を終了した。
して再び反応炉内に挿入した。然る後、反応炉への４リ
ットル／分の流量をもってアルゴンガスの供給を開始し
た。高周波コイルに印加する電力量を増し、基板（１０
１）の温度を室温から１０５０℃に平均して約１００℃
／分の速度で昇温した。中途、基板（１０１）の温度が
４５０℃を通過した時点で流量を１リットル／分とする
アンモニアガスの反応炉への供給量を開始した。熱電対
で測温される基板温度が１０５０℃となった時点で直ち
にアンモニアの反応炉への供給量を毎分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。同時にアルゴンガスの供給量を４リットル／分
より１．３リットル／分に減じると共に、水素ガスの反
応炉への供給を毎分１．３リットルの流量をもって再開
した。これにより、高純度石英管から構成される反応炉
へは合計して６．１リットル／分の水素、アルゴン及び
アンモニアからなる混合ガスが流通する状況とした。基
板（１０１）の温度が１０５０℃に到達して５分間待機
した後、第１の中間層（１０２）上には、マグネシウム
をドーピングした窒化ガリウムからなる上クラッド層
（１０６）を重層した。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ー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。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−（ＣＨ3 Ｃ5
Ｈ4 ）2 Ｍｇ）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ー容器は電子式恒
温槽により４５℃の恒温に保持した。同温度に保持して
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
素ガスを流通した。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への供給を６０分間に亘
り継続して層厚を３．２μｍとするマグネシウムを内在
した窒化ガリウム層（１０６）を形成した。ガリウム源
並びにマグネシウム源の反応炉への供給を停止すること
をもってマグネシウムドープ窒化ガリウム層（１０６）
の成長を終了した。
【００３８】ｐ型不純物を内在する窒化ガリウム層（１
０６）の成長が終了した後は基板（１０１）の温度を１
０５０℃に維持したままで、尚且キャリアガスの混合組
成並びに流量とアンモニアガスの流量を不変としたまま
で３分間待機した。待機後、上記のアルミニウム源とガ
リウム源を反応炉に供給して第２の中間層（１０７）の
成長を開始した。この際、トリメチルガリウムをバブリ
ングし、トリメチルガリウムの蒸気を随伴する水素ガス
の流量は毎分５ｃｃとした。また、トリメチルアルミニ
ウムをバブリングし、トリメチルアルミニウムの蒸気を
随伴する水素ガスの流量は毎分１０ｃｃに設定した。ト
リメチルガリウム並びにトリメチルアルミニウムの蒸気
を随伴する水素ガスの反応炉への供給を正確に３分間に
亘り継続して層厚を２５ｎｍとするアンドープの第２の
中間層（１０７）を形成した。第２の中間層（１０７）
の成長はIII 族原料の蒸気を随伴する水素バブリングガ
スの反応炉への供給を停止することをもって終了した。
０６）の成長が終了した後は基板（１０１）の温度を１
０５０℃に維持したままで、尚且キャリアガスの混合組
成並びに流量とアンモニアガスの流量を不変としたまま
で３分間待機した。待機後、上記のアルミニウム源とガ
リウム源を反応炉に供給して第２の中間層（１０７）の
成長を開始した。この際、トリメチルガリウムをバブリ
ングし、トリメチルガリウムの蒸気を随伴する水素ガス
の流量は毎分５ｃｃとした。また、トリメチルアルミニ
ウムをバブリングし、トリメチルアルミニウムの蒸気を
随伴する水素ガスの流量は毎分１０ｃｃに設定した。ト
リメチルガリウム並びにトリメチルアルミニウムの蒸気
を随伴する水素ガスの反応炉への供給を正確に３分間に
亘り継続して層厚を２５ｎｍとするアンドープの第２の
中間層（１０７）を形成した。第２の中間層（１０７）
の成長はIII 族原料の蒸気を随伴する水素バブリングガ
スの反応炉への供給を停止することをもって終了した。
【００３９】第２の中間層（１０７）の成長を終了した
後は、同層（１０７）の結晶の配向の乱雑度及びアルミ
ニウム組成比の測定に付すために室温迄冷却した。乱雑
度及びアルミニウム組成比は第１の中間層の場合と同様
に上記の四結晶Ｘ線回折法を利用して測定した。モザイ
ク度はωにして±０．５度の範囲内にあった。アルミニ
ウム組成比については窒化ガリウム層（１０６）からの
回折Ｘ線ピークが出現する位置を基準にした離角の程度
から約０．０６（６％）程度であると判定された。この
結果を基に第２の中間層（１０７）は第１の中間層（１
０６）に比較して配向上の乱雑度が小さい、アルミニウ
ム組成比を０．０６とする窒化アルミニウム・ガリウム
混晶（Ａｌ0.06Ｇａ0.94Ｎ）からなるものと同定され
た。
後は、同層（１０７）の結晶の配向の乱雑度及びアルミ
ニウム組成比の測定に付すために室温迄冷却した。乱雑
度及びアルミニウム組成比は第１の中間層の場合と同様
に上記の四結晶Ｘ線回折法を利用して測定した。モザイ
ク度はωにして±０．５度の範囲内にあった。アルミニ
ウム組成比については窒化ガリウム層（１０６）からの
回折Ｘ線ピークが出現する位置を基準にした離角の程度
から約０．０６（６％）程度であると判定された。この
結果を基に第２の中間層（１０７）は第１の中間層（１
０６）に比較して配向上の乱雑度が小さい、アルミニウ
ム組成比を０．０６とする窒化アルミニウム・ガリウム
混晶（Ａｌ0.06Ｇａ0.94Ｎ）からなるものと同定され
た。
【００４０】測定終了後、第２の中間層（１０７）を最
表層とする積層体を反応炉内に挿入し、アルゴン雰囲気
内に於いて室温から８９０℃に平均して１００℃／分の
速度で昇温した。基板（１０１）の温度が８９０℃に安
定する迄３分間待機した。然る後、流量を毎分３．０リ
ットルとするアルゴンと同じく毎分３．０リットルとす
るアンモニアガスから構成される成長雰囲気内へのガリ
ウム源及びインジウム源の供給を開始して第２の中間層
（１０７）上へのアンドープの窒化ガリウム・インジウ
ム（Ｇａ0.94Ｉｎ0.06Ｎ）発光層（１０８）の成長を開
始した。ガリウム（Ｇａ）源には上記のトリメチルガリ
ウムを利用し、ガリウム源のバブラー容器の温度は０℃
とした。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。インジウムの供給源にはトリメチ
ルインジウム（（ＣＨ3 ）3 Ｉｎ）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
ス鋼製のシリンダー容器内に収納し、同シリンダー容器
は電子式恒温槽を利用して正確に３５℃に保持した。イ
ンジウム源を収納するシリンダー容器内には、昇華した
トリメチルインジウムの蒸気を反応炉内に随伴するため
に毎分１３．３ｃｃの流量の水素ガスを流通させた。反
応炉内に供給するガリウム源とインジウム源の総量に対
するインジウム源の供給量の比率所謂、インジウムの気
相組成比は０．１０となった。インジウムの気相組成比
は０℃に於けるトリメチルガリウムの蒸気圧を約６４．
４トール（Ｔｏｒｒ）とし、３５℃に於けるトリメチル
インジウムの蒸気圧を３．０トールとして求めた。窒素
（Ｎ）源となすアンモニアガスの流量を毎分３．５リッ
トルに、またアルゴンガスの流量を２．６リットル／分
に維持したままで正確に１５分間に亘りIII 族、Ｖ族元
素原料及び水素、アルゴンキャリアガスの供給を継続し
ての層厚を６ｎｍとするアンドープの窒化ガリウム・イ
ンジウム発光層（１０８）を成膜した。
表層とする積層体を反応炉内に挿入し、アルゴン雰囲気
内に於いて室温から８９０℃に平均して１００℃／分の
速度で昇温した。基板（１０１）の温度が８９０℃に安
定する迄３分間待機した。然る後、流量を毎分３．０リ
ットルとするアルゴンと同じく毎分３．０リットルとす
るアンモニアガスから構成される成長雰囲気内へのガリ
ウム源及びインジウム源の供給を開始して第２の中間層
（１０７）上へのアンドープの窒化ガリウム・インジウ
ム（Ｇａ0.94Ｉｎ0.06Ｎ）発光層（１０８）の成長を開
始した。ガリウム（Ｇａ）源には上記のトリメチルガリ
ウムを利用し、ガリウム源のバブラー容器の温度は０℃
とした。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。インジウムの供給源にはトリメチ
ルインジウム（（ＣＨ3 ）3 Ｉｎ）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
ス鋼製のシリンダー容器内に収納し、同シリンダー容器
は電子式恒温槽を利用して正確に３５℃に保持した。イ
ンジウム源を収納するシリンダー容器内には、昇華した
トリメチルインジウムの蒸気を反応炉内に随伴するため
に毎分１３．３ｃｃの流量の水素ガスを流通させた。反
応炉内に供給するガリウム源とインジウム源の総量に対
するインジウム源の供給量の比率所謂、インジウムの気
相組成比は０．１０となった。インジウムの気相組成比
は０℃に於けるトリメチルガリウムの蒸気圧を約６４．
４トール（Ｔｏｒｒ）とし、３５℃に於けるトリメチル
インジウムの蒸気圧を３．０トールとして求めた。窒素
（Ｎ）源となすアンモニアガスの流量を毎分３．５リッ
トルに、またアルゴンガスの流量を２．６リットル／分
に維持したままで正確に１５分間に亘りIII 族、Ｖ族元
素原料及び水素、アルゴンキャリアガスの供給を継続し
ての層厚を６ｎｍとするアンドープの窒化ガリウム・イ
ンジウム発光層（１０８）を成膜した。
【００４１】上記のガリウム源及びインジウム源の反応
炉への供給を中断して発光層（１０８）の成膜を終了さ
せた。アルゴン及びアンモニア両ガスの流量を上記の値
に保持した状態で支持台の中腹に挿入した熱電対からの
熱起電力信号を基に高周波コイルに印加する高周波電源
からの電力量を調節しながら基板（１０１）の温度を８
９０℃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（１
０８）の揮散を抑制する目的で８９０℃から１０５０℃
へは３分間で昇温した。基板（１０１）の温度が１０５
０℃に到達した後、直ちにアルゴンの流量を毎分１．３
リットルに減じると同時に流量を毎分１．３リットルと
する水素ガスを流通させた。これより、流量を合計して
６．１リットル／分とする水素−アルゴン−アンモニア
混合ガスからなる成長雰囲気を創出した。瞬時にして水
素及びアルゴンの流量の調整を終了した後、間断なく発
光層（１０８）上へ珪素（Ｓｉ）ドープｎ型窒化ガリウ
ム層（１０９）を成長させた。ｎ型窒化ガリウム層（１
０９）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
ングガスを反応炉内に供給した。珪素は高純度の水素で
体積濃度にして約１ｐｐｍに希釈されたジシラン（Ｓｉ
2 Ｈ6 ）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２０ｃ
ｃに設定した。ガリウム源の蒸気を随伴する水素バブリ
ングガス並びに珪素ドーピング源ガスの反応炉への供給
を正確に６分間に亘り継続して層厚を３００ｎｍとする
Ｓｉドープｎ型窒化ガリウム層（１０９）を得た。
炉への供給を中断して発光層（１０８）の成膜を終了さ
せた。アルゴン及びアンモニア両ガスの流量を上記の値
に保持した状態で支持台の中腹に挿入した熱電対からの
熱起電力信号を基に高周波コイルに印加する高周波電源
からの電力量を調節しながら基板（１０１）の温度を８
９０℃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（１
０８）の揮散を抑制する目的で８９０℃から１０５０℃
へは３分間で昇温した。基板（１０１）の温度が１０５
０℃に到達した後、直ちにアルゴンの流量を毎分１．３
リットルに減じると同時に流量を毎分１．３リットルと
する水素ガスを流通させた。これより、流量を合計して
６．１リットル／分とする水素−アルゴン−アンモニア
混合ガスからなる成長雰囲気を創出した。瞬時にして水
素及びアルゴンの流量の調整を終了した後、間断なく発
光層（１０８）上へ珪素（Ｓｉ）ドープｎ型窒化ガリウ
ム層（１０９）を成長させた。ｎ型窒化ガリウム層（１
０９）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
ングガスを反応炉内に供給した。珪素は高純度の水素で
体積濃度にして約１ｐｐｍに希釈されたジシラン（Ｓｉ
2 Ｈ6 ）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２０ｃ
ｃに設定した。ガリウム源の蒸気を随伴する水素バブリ
ングガス並びに珪素ドーピング源ガスの反応炉への供給
を正確に６分間に亘り継続して層厚を３００ｎｍとする
Ｓｉドープｎ型窒化ガリウム層（１０９）を得た。
【００４２】ｎ型窒化ガリウム層（１０９）の成膜を停
止するためにガリウム源の反応炉内への流通を中断し
た。同時に珪素ドーピングガス及び水素ガスの反応炉内
への供給を停止した。アンモニアガスの流量は毎分３．
５リットルに維持した。これより、反応炉内に流通する
ガス種をアルゴンガスとアンモニアとした。反応炉内の
雰囲気をアルゴンとアンモニアガスで構成した状態で、
高周波コイルに印加する高周波電力量を低減して基板
（１０１）の温度を１０５０℃から約２分間で９５０℃
に低下させた。基板（１０１）の温度が９５０℃近傍と
なった時点で反応炉内に流通するアルゴンの流量を毎分
１．３リットルから２．６リットルへ増量した。アルゴ
ンとアンモニアから構成される混合雰囲気内で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
反応炉内への供給を遮断し、反応炉に流通するガスをア
ルゴンのみとした。係る状態で室温迄冷却した。
止するためにガリウム源の反応炉内への流通を中断し
た。同時に珪素ドーピングガス及び水素ガスの反応炉内
への供給を停止した。アンモニアガスの流量は毎分３．
５リットルに維持した。これより、反応炉内に流通する
ガス種をアルゴンガスとアンモニアとした。反応炉内の
雰囲気をアルゴンとアンモニアガスで構成した状態で、
高周波コイルに印加する高周波電力量を低減して基板
（１０１）の温度を１０５０℃から約２分間で９５０℃
に低下させた。基板（１０１）の温度が９５０℃近傍と
なった時点で反応炉内に流通するアルゴンの流量を毎分
１．３リットルから２．６リットルへ増量した。アルゴ
ンとアンモニアから構成される混合雰囲気内で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
反応炉内への供給を遮断し、反応炉に流通するガスをア
ルゴンのみとした。係る状態で室温迄冷却した。
【００４３】冷却後、一般的な電解Ｃ−Ｖ法により測定
したｎ型窒化ガリウム層（１０９）の表面のキャリア濃
度は約１×１０18ｃｍ-3であった。積層構造体の一部切
片を使用して２次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）により
構成元素並びにドーパントの深さ方向の濃度分布を測定
した。特に、第２の中間層と発光層との界面近傍の領域
並びに発光層内部のマグネシウムの分布及び濃度に注目
して測定した。図２に掲示する如くマグネシウムドープ
窒化ガリウム層（１０６）内のマグネシウムは層厚方向
にほぼ一様に分布しており、その濃度は約２×１０19ｃ
ｍ-3であった。第２の中間層（１０７）内ではマグネシ
ウムドープ窒化ガリウム層（１０６）と第２の中間層
（１０７）との接合界面から発光層（１０８）との接合
界面に向けて指数関数的に減少するのが認められた。第
２の中間層（１０７）と発光層（１０８）との接合界面
では、マグネシウム濃度は約６×１０17ｃｍ-3に減じて
いた。発光層（１０８）の内部では、マグネシウムの濃
度は珪素ドープｎ型窒化ガリウム層（１０９）側に向け
て減少しており、おしなべて約４×１０17ｃｍ-3となっ
た。
したｎ型窒化ガリウム層（１０９）の表面のキャリア濃
度は約１×１０18ｃｍ-3であった。積層構造体の一部切
片を使用して２次イオン質量分析法（ＳＩＭＳ）により
構成元素並びにドーパントの深さ方向の濃度分布を測定
した。特に、第２の中間層と発光層との界面近傍の領域
並びに発光層内部のマグネシウムの分布及び濃度に注目
して測定した。図２に掲示する如くマグネシウムドープ
窒化ガリウム層（１０６）内のマグネシウムは層厚方向
にほぼ一様に分布しており、その濃度は約２×１０19ｃ
ｍ-3であった。第２の中間層（１０７）内ではマグネシ
ウムドープ窒化ガリウム層（１０６）と第２の中間層
（１０７）との接合界面から発光層（１０８）との接合
界面に向けて指数関数的に減少するのが認められた。第
２の中間層（１０７）と発光層（１０８）との接合界面
では、マグネシウム濃度は約６×１０17ｃｍ-3に減じて
いた。発光層（１０８）の内部では、マグネシウムの濃
度は珪素ドープｎ型窒化ガリウム層（１０９）側に向け
て減少しており、おしなべて約４×１０17ｃｍ-3となっ
た。
【００４４】上記の成長操作で得た積層体の断面をアル
ゴンイオンでスパッタリング処理を施し、加速電圧２０
０ＫＶとする断面ＴＥＭ観察に適する層厚とした。第１
の中間層（１０２）の内部構造を観察すると、ａｓ−ｇ
ｒｏｗｎ状態ではサファイア基板（１０１）との界面近
傍のみの領域が層状の単結晶であると認められたもの
が、積層体の形成を終了した後は第１の中間層（１０
２）のほぼ全領域に亘り層状の単結晶と化していた。第
１の中間層（１０２）の内部には亀裂等に因り層の連続
性が損なわれている領域は認知されず、また、マグネシ
ウムをドーピングした窒化ガリウム層（１０６）との接
合界面もほぼ平坦であった。第１の中間層（１０２）と
マグネシウムドープ窒化ガリウム層（１０６）との接合
界面に端を発すると見受けられる明視野断面ＴＥＭ像上
に線状の黒色コントラストとして撮像される多くの転位
が第２の中間層（１０７）とマグネシウムドープ窒化ガ
リウム層（１０６）との接合界面で途絶しているのも視
認された。第２の中間層（１０７）は層厚方向のほぼ全
域に亘り層状の単結晶から構成されていた。窒化ガリウ
ム・インジウム（Ｇａ0.94Ｉｎ0.06Ｎ）発光層（１０
８）の部分を撮像した断面ＴＥＭ像からは、この層（１
０８）が不均質な組織からなるものであると認められ
た。形態的に記述すれば層状体の中に略球状の微結晶体
が存在するものであった。略球状の結晶体の直径は撮像
された円形状のコントラストから最大でも約３ｎｍであ
った。また、結晶体は発光層の内部の特定領域に偏析せ
ず、ほぼ一様に分布していた。断面ＴＥＭ像に撮像され
た微結晶体の数は横５０ｎｍで縦（層厚）が約６ｎｍの
撮像面積で概ね、２個であった。
ゴンイオンでスパッタリング処理を施し、加速電圧２０
０ＫＶとする断面ＴＥＭ観察に適する層厚とした。第１
の中間層（１０２）の内部構造を観察すると、ａｓ−ｇ
ｒｏｗｎ状態ではサファイア基板（１０１）との界面近
傍のみの領域が層状の単結晶であると認められたもの
が、積層体の形成を終了した後は第１の中間層（１０
２）のほぼ全領域に亘り層状の単結晶と化していた。第
１の中間層（１０２）の内部には亀裂等に因り層の連続
性が損なわれている領域は認知されず、また、マグネシ
ウムをドーピングした窒化ガリウム層（１０６）との接
合界面もほぼ平坦であった。第１の中間層（１０２）と
マグネシウムドープ窒化ガリウム層（１０６）との接合
界面に端を発すると見受けられる明視野断面ＴＥＭ像上
に線状の黒色コントラストとして撮像される多くの転位
が第２の中間層（１０７）とマグネシウムドープ窒化ガ
リウム層（１０６）との接合界面で途絶しているのも視
認された。第２の中間層（１０７）は層厚方向のほぼ全
域に亘り層状の単結晶から構成されていた。窒化ガリウ
ム・インジウム（Ｇａ0.94Ｉｎ0.06Ｎ）発光層（１０
８）の部分を撮像した断面ＴＥＭ像からは、この層（１
０８）が不均質な組織からなるものであると認められ
た。形態的に記述すれば層状体の中に略球状の微結晶体
が存在するものであった。略球状の結晶体の直径は撮像
された円形状のコントラストから最大でも約３ｎｍであ
った。また、結晶体は発光層の内部の特定領域に偏析せ
ず、ほぼ一様に分布していた。断面ＴＥＭ像に撮像され
た微結晶体の数は横５０ｎｍで縦（層厚）が約６ｎｍの
撮像面積で概ね、２個であった。
【００４５】薄層化した上記の試料の断面を一般的な分
析用電子顕微鏡で観察して発光層（１０８）の内部の組
成を解析した。インジウムの濃度を分析するために行っ
たＥＰＭＡ（ｅｌｅｃｔｒｏｎ−ｐｒｏｂｅ ｍｉｃｒ
ｏ−ａｎａｌｙｓｉｓ）の分析結果からは微結晶体には
他の領域所謂、母相の内部に比較してより多くのインジ
ウムが含有されているのが認められた。母相からもイン
ジウムの特性Ｘ線に起因すると推定される信号（ｓｉｇ
ｎａｌ）が検知はされるものの、Ｓ／Ｎ比が低くその信
号を明確にインジウムの特性Ｘ線信号とは認知出来なか
った。即ち、母相を構成するのはインジウム濃度が低い
ため殆ど窒化ガリウムの組成に極めて近いものであると
判断された。検出されるインジウムのｋα特性Ｘ線の強
度から判断すれば、微結晶体の相互間にもインジウム濃
度の相違が％の単位で存在することを教示する結果が得
られたが、濃度の相違を正確に定量するにはＥＰＭＡ分
析器の検出性能上至らなかった。しかし、微結晶体に含
有するインジウムの濃度は最大でも数％であり、１０％
を越えてインジウムを含む微結晶体は希有であった。ま
た、微結晶体とその周囲の母相との境界には歪等に因る
と思われる結晶格子の配列が乱れた領域が存在した。
析用電子顕微鏡で観察して発光層（１０８）の内部の組
成を解析した。インジウムの濃度を分析するために行っ
たＥＰＭＡ（ｅｌｅｃｔｒｏｎ−ｐｒｏｂｅ ｍｉｃｒ
ｏ−ａｎａｌｙｓｉｓ）の分析結果からは微結晶体には
他の領域所謂、母相の内部に比較してより多くのインジ
ウムが含有されているのが認められた。母相からもイン
ジウムの特性Ｘ線に起因すると推定される信号（ｓｉｇ
ｎａｌ）が検知はされるものの、Ｓ／Ｎ比が低くその信
号を明確にインジウムの特性Ｘ線信号とは認知出来なか
った。即ち、母相を構成するのはインジウム濃度が低い
ため殆ど窒化ガリウムの組成に極めて近いものであると
判断された。検出されるインジウムのｋα特性Ｘ線の強
度から判断すれば、微結晶体の相互間にもインジウム濃
度の相違が％の単位で存在することを教示する結果が得
られたが、濃度の相違を正確に定量するにはＥＰＭＡ分
析器の検出性能上至らなかった。しかし、微結晶体に含
有するインジウムの濃度は最大でも数％であり、１０％
を越えてインジウムを含む微結晶体は希有であった。ま
た、微結晶体とその周囲の母相との境界には歪等に因る
と思われる結晶格子の配列が乱れた領域が存在した。
【００４６】ｎサイドアップ構造型の上記の積層構造体
を母体材料として発光ダイオードを作製した。ｐ型電極
（正電極）（１１０）を形成する予定領域のマグネシウ
ムドープ窒化ガリウム層（１０６）上に在る第２の中間
層（１０７）、発光層（１０８）及びｎ型窒化ガリウム
層（１０９）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。このエッチングはマグネシ
ウムをドーピングした窒化ガリウム層（１０６）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マグネシウムドープ窒化ガリ
ウム層（１０６）の表面に透光性、透過性の電極を付帯
しないパッド電極（１１０）を形成した。パッド電極
（１１０）は金・ベリリウム（Ａｕ・Ｂｅ）合金と金
（Ａｕ）との重層電極とした。一方、最表層であるＳｉ
ドープｎ型窒化ガリウム層（１０９）上には、ｎ型伝導
を呈するインジウム・錫酸化物（ＩＴＯ）膜からなる膜
厚を約２００ｎｍとする透光性電極（１１１）を被着し
た。透光性電極（１１１）は上記のエッチングによりメ
サ型に残存させたｎ型層（１０９）のほぼ全域に形成し
た。透光性電極（１１１）の表面上に直接、パッド電極
を形成する方法もあるが、本実施例では透光性電極（１
１１）の一部を除去してアルミニウムからなるｎ型（負
電極）用のパッド電極（１１２）を形成した。即ち、ア
ルミニウムパッド電極（１１２）の底部はｎ型窒化ガリ
ウム層（１０９）の表面に接地させた。アルミニウムパ
ッド電極（１１２）とＩＴＯ透光性電極（１１１）との
剥がれ強度はほぼ同等であった。ちなみに、約２００ｎ
ｍの膜厚のＩＴＯ透光性電極の波長４５０ｎｍに対する
透過率は、膜厚を約２５ｎｍとする従来の金・ニッケル
（Ａｕ・Ｎｉ）透光性金属薄膜の約４３％に対し約２倍
以上の高い透過性を示した。図３はＬＥＤの平面模式図
である。図４にその断面構造を模式的に示す。
を母体材料として発光ダイオードを作製した。ｐ型電極
（正電極）（１１０）を形成する予定領域のマグネシウ
ムドープ窒化ガリウム層（１０６）上に在る第２の中間
層（１０７）、発光層（１０８）及びｎ型窒化ガリウム
層（１０９）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。このエッチングはマグネシ
ウムをドーピングした窒化ガリウム層（１０６）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マグネシウムドープ窒化ガリ
ウム層（１０６）の表面に透光性、透過性の電極を付帯
しないパッド電極（１１０）を形成した。パッド電極
（１１０）は金・ベリリウム（Ａｕ・Ｂｅ）合金と金
（Ａｕ）との重層電極とした。一方、最表層であるＳｉ
ドープｎ型窒化ガリウム層（１０９）上には、ｎ型伝導
を呈するインジウム・錫酸化物（ＩＴＯ）膜からなる膜
厚を約２００ｎｍとする透光性電極（１１１）を被着し
た。透光性電極（１１１）は上記のエッチングによりメ
サ型に残存させたｎ型層（１０９）のほぼ全域に形成し
た。透光性電極（１１１）の表面上に直接、パッド電極
を形成する方法もあるが、本実施例では透光性電極（１
１１）の一部を除去してアルミニウムからなるｎ型（負
電極）用のパッド電極（１１２）を形成した。即ち、ア
ルミニウムパッド電極（１１２）の底部はｎ型窒化ガリ
ウム層（１０９）の表面に接地させた。アルミニウムパ
ッド電極（１１２）とＩＴＯ透光性電極（１１１）との
剥がれ強度はほぼ同等であった。ちなみに、約２００ｎ
ｍの膜厚のＩＴＯ透光性電極の波長４５０ｎｍに対する
透過率は、膜厚を約２５ｎｍとする従来の金・ニッケル
（Ａｕ・Ｎｉ）透光性金属薄膜の約４３％に対し約２倍
以上の高い透過性を示した。図３はＬＥＤの平面模式図
である。図４にその断面構造を模式的に示す。
【００４７】隣接する電極間（（１１０）及び（１１
２））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。印加する電圧値の増大と共に青色発光の強
度は増加した。一般の積分球を利用した測定では６．０
Ｖの直流電圧を印加し、順方向電流を３８ミリアンペア
（ｍＡ）通流した際の発光出力は２．０ミリワット（ｍ
Ｗ）となった。一方、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。主たる発光スペクトルの他には波長３
６５ｎｍ近傍の窒化ガリウムのバンド（ｂａｎｄ）端発
光に起因すると考慮される以外のスペクトルの出現は認
められなかった。この云わば副次的なスペクトルの発光
強度は主たるスペクトルのそれに比較すれば優に１／１
００未満の非常に微弱なものであった。また、主たる発
光スペクトルの半値幅は室温で１３０ミリエレクトロン
ボルト（ｍｅＶ）と狭帯化されていた。このため、ＬＥ
Ｄは強度的にも単色性にも優れたものとなった。
２））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。印加する電圧値の増大と共に青色発光の強
度は増加した。一般の積分球を利用した測定では６．０
Ｖの直流電圧を印加し、順方向電流を３８ミリアンペア
（ｍＡ）通流した際の発光出力は２．０ミリワット（ｍ
Ｗ）となった。一方、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。主たる発光スペクトルの他には波長３
６５ｎｍ近傍の窒化ガリウムのバンド（ｂａｎｄ）端発
光に起因すると考慮される以外のスペクトルの出現は認
められなかった。この云わば副次的なスペクトルの発光
強度は主たるスペクトルのそれに比較すれば優に１／１
００未満の非常に微弱なものであった。また、主たる発
光スペクトルの半値幅は室温で１３０ミリエレクトロン
ボルト（ｍｅＶ）と狭帯化されていた。このため、ＬＥ
Ｄは強度的にも単色性にも優れたものとなった。
【００４８】両電極間の電流−電圧特性（Ｉ−Ｖ特性）
には整流性がみられた。逆方向の電流を１０マイクロア
ンペア（μＡ）とした際の逆方向耐圧（電圧）は１０Ｖ
を越えるものとなった。これより、マグネシウムをドー
ピングした窒化ガリウム層（１０６）は上記の成長期間
中により低抵抗となり、整流性を与えるに充分なｐｎ接
合が帰結されることが示唆された。
には整流性がみられた。逆方向の電流を１０マイクロア
ンペア（μＡ）とした際の逆方向耐圧（電圧）は１０Ｖ
を越えるものとなった。これより、マグネシウムをドー
ピングした窒化ガリウム層（１０６）は上記の成長期間
中により低抵抗となり、整流性を与えるに充分なｐｎ接
合が帰結されることが示唆された。
【００４９】（比較例）第２の中間層のみを削除したこ
とのみを相違し、他は上記実施例と同一の構成からなる
積層構造体を形成した。換言すれば、上記の実施例に記
載の条件に従い第２の中間層が省かれ、マグネシウムを
ドープした窒化ガリウム層（１０６）と窒化ガリウム・
インジウム発光層（１０８）との直接接合を含む積層構
造体を得た。図５に積層構造体の断面構造を模式的に示
す。第２の中間層を削除した理由は、第２の中間層の有
無に依る積層構造体の表面状態並びに発光層へのｐ型不
純物（マグネシウム）の侵入の度合いの差異を示すため
である。一般的な微分干渉型の光学顕微鏡による観察に
よれば、積層構造体の表面には多数の半球状の突起が存
在した。この突起の発生起源を探るため積層構造体の最
表層のｎ型窒化ガリウム層（１０９）よりプラズマエッ
チングによるステップエッチングを繰り返し、逐次表面
を観察した。その結果、半球状の突起は発光層の領域で
既に発生しているのが視認され、発光層の表面も平滑で
はなく波状の“うねり”のあるものとなった。しかし、
発光層（１０８）の直下のマグネシウムドープ窒化ガリ
ウム層（１０６）の表面近傍の領域には半球状の突起は
殆ど認めらず、また、亀裂もなく平滑で平坦な表面とな
っていた。これより、突起は発光層（１０８）を起源と
して多く発生しており、従って、発光層の表面状態自体
をも損なうものと判断された。図６にはＳＩＭＳによる
マグネシウム原子の深さ方向の分布を提示する。第２の
中間層を挿入した上記実施例の場合と明らかに異なり、
マグネシウムの発光層（１０８）への顕著な侵入が認め
られた。発光層（１０８）内のマグネシウムの濃度は約
６×１０18ｃｍ-3と定量された。
とのみを相違し、他は上記実施例と同一の構成からなる
積層構造体を形成した。換言すれば、上記の実施例に記
載の条件に従い第２の中間層が省かれ、マグネシウムを
ドープした窒化ガリウム層（１０６）と窒化ガリウム・
インジウム発光層（１０８）との直接接合を含む積層構
造体を得た。図５に積層構造体の断面構造を模式的に示
す。第２の中間層を削除した理由は、第２の中間層の有
無に依る積層構造体の表面状態並びに発光層へのｐ型不
純物（マグネシウム）の侵入の度合いの差異を示すため
である。一般的な微分干渉型の光学顕微鏡による観察に
よれば、積層構造体の表面には多数の半球状の突起が存
在した。この突起の発生起源を探るため積層構造体の最
表層のｎ型窒化ガリウム層（１０９）よりプラズマエッ
チングによるステップエッチングを繰り返し、逐次表面
を観察した。その結果、半球状の突起は発光層の領域で
既に発生しているのが視認され、発光層の表面も平滑で
はなく波状の“うねり”のあるものとなった。しかし、
発光層（１０８）の直下のマグネシウムドープ窒化ガリ
ウム層（１０６）の表面近傍の領域には半球状の突起は
殆ど認めらず、また、亀裂もなく平滑で平坦な表面とな
っていた。これより、突起は発光層（１０８）を起源と
して多く発生しており、従って、発光層の表面状態自体
をも損なうものと判断された。図６にはＳＩＭＳによる
マグネシウム原子の深さ方向の分布を提示する。第２の
中間層を挿入した上記実施例の場合と明らかに異なり、
マグネシウムの発光層（１０８）への顕著な侵入が認め
られた。発光層（１０８）内のマグネシウムの濃度は約
６×１０18ｃｍ-3と定量された。
【００５０】実施例と同様の電極構成のＬＥＤを作製し
た。発光強度自体、実施例に比較すれば弱く約０．２〜
０．６ｍＷと実施例のＬＥＤのそれに比較すれば約１／
３未満であった。また、主たる発光スペクトルの波長は
実施例とほぼ同じく約４４０ｎｍ前後であったものの、
波長約４２５〜約４３０ｎｍの領域並びに波長約４００
ｎｍの領域に副次的な発光が発生した。このため、実施
例のＬＥＤの発光は青色であると観測されたが、比較例
のＬＥＤはむしろ白みを帯びた青紫色となり、単色性に
ものとなった。
た。発光強度自体、実施例に比較すれば弱く約０．２〜
０．６ｍＷと実施例のＬＥＤのそれに比較すれば約１／
３未満であった。また、主たる発光スペクトルの波長は
実施例とほぼ同じく約４４０ｎｍ前後であったものの、
波長約４２５〜約４３０ｎｍの領域並びに波長約４００
ｎｍの領域に副次的な発光が発生した。このため、実施
例のＬＥＤの発光は青色であると観測されたが、比較例
のＬＥＤはむしろ白みを帯びた青紫色となり、単色性に
ものとなった。
【００５１】
【発明の効果】高発光出力の発光素子に適するｎサイド
アップ型の構造を提供できる。また、透光性電極の形成
に伴う従来の技術的煩雑性を回避でき、特に単色性に優
れる発光素子を提供できる。
アップ型の構造を提供できる。また、透光性電極の形成
に伴う従来の技術的煩雑性を回避でき、特に単色性に優
れる発光素子を提供できる。
【図１】第１の中間層の内部の結晶構造を示す断面ＴＥ
Ｍ像の一例である。
Ｍ像の一例である。
【図２】実施例のマグネシウム濃度の深さ方向の分布を
示すＳＩＭＳ分析結果である。
示すＳＩＭＳ分析結果である。
【図３】実施例に記載のＬＥＤの平面模式図である。
【図４】図３に示す平面模式図に於ける破線Ａ−Ａ’に
沿った断面構造を示す模式図である。
沿った断面構造を示す模式図である。
【図５】比較例に於ける積層構造体の断面模式図であ
る。
る。
【図６】比較例に於けるマグネシウムの深さ方向の分布
を示すＳＩＭＳ分析結果である。
を示すＳＩＭＳ分析結果である。
【図７】本発明の他の実施態様の断面模式図である。
【図８】本発明の他の実施態様であって、特に発光層上
に介在層を備えた積層構造体の断面を模式的に示す図で
ある。
に介在層を備えた積層構造体の断面を模式的に示す図で
ある。
（１０１） 基板 （１０２） 第１の中間層 （１０３） 第１の中間層内部の単結晶層 （１０４） 断面ＴＥＭ像に撮像される結晶格子像 （１０５） 第１の中間層内部の単結晶粒 （１０６） 下クラッド層（Ｍｇドープｐ型窒化ガリウ
ム） （１０７） 第２の中間層（窒化アルミニウム・ガリウ
ム） （１０８） 発光層（窒化ガリウム・インジウム） （１０９） 上クラッド層（Ｓｉドープｎ型窒化ガリウ
ム） （１１０） ｐ型パッド電極 （１１１） 透光性ｎ型電極 （１１２） ｎ型パッド電極 （１１３） 低温緩衝層 （１１４） 介在層
ム） （１０７） 第２の中間層（窒化アルミニウム・ガリウ
ム） （１０８） 発光層（窒化ガリウム・インジウム） （１０９） 上クラッド層（Ｓｉドープｎ型窒化ガリウ
ム） （１１０） ｐ型パッド電極 （１１１） 透光性ｎ型電極 （１１２） ｎ型パッド電極 （１１３） 低温緩衝層 （１１４） 介在層
Claims (4)
- 【請求項１】 基板結晶上にＡｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ
1-a 層（但し、Ｖは窒素原子以外の元素周期律第Ｖ族元
素、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、０≦ａ＜
１）からなる第１の中間層、該中間層上にｐ形不純物を
ドープした一般式Ａｌx Ｇａy Ｉｎz Ｖa Ｎ1-a （但
し、Ｖは窒素原子以外の元素周期律第Ｖ族元素、ｘ＋ｙ
＋ｚ＝１、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、０≦ａ＜１）で表わさ
れるクラッド層、該クラッド層の上にＡｌx Ｇａy Ｉｎ
z Ｖa Ｎ1-a （但し、Ｖは窒素原子以外の元素周期律第
Ｖ族元素、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、０≦
ａ＜１）からなる第２の中間層、該第２の中間層の上に
ｐ形不純物の濃度を１×１０18ｃｍ-3未満とするインジ
ウム含有濃度を異にする多相構造からなる窒化ガリウム
・インジウム（Ｇａx Ｉｎy Ｎ；ｘ＋ｙ＝１、０≦ｘ，
ｙ≦１）発光層及び該発光層上にｎ型のＡｌx Ｇａy Ｉ
ｎz Ｖa Ｎ1-a 層（但し、Ｖは窒素原子以外の元素周期
律第Ｖ族元素、ｘ＋ｙ＋ｚ＝１、０≦ｘ，ｙ，ｚ≦１、
０≦ａ＜１）を順次積層し電極を付した構成を具備した
III 族窒化物半導体発光素子。 - 【請求項２】 基板結晶と第１の中間層との間に低温緩
衝層を配置した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】 発光層と上クラッド層との間にｎ型窒素
アルミニウム・ガリウム層を介在層として配置したこと
を特徴とする請求項１または請求項２に記載のIII 族窒
化物半導体発光素子。 - 【請求項４】 第１の中間層が主に単結晶体の集合体か
らなり、第２の中間層は第１の中間層よりも配向性上の
乱雑度が小さいことを特徴とする請求項１ないし請求項
３に記載のIII 族窒化物半導体発光素子。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13143597A JP3757544B2 (ja) | 1997-05-21 | 1997-05-21 | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13143597A JP3757544B2 (ja) | 1997-05-21 | 1997-05-21 | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子 |
Related Child Applications (3)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003403036A Division JP2004140393A (ja) | 2003-12-02 | 2003-12-02 | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光ダイオード |
| JP2003412749A Division JP2004088130A (ja) | 2003-12-11 | 2003-12-11 | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光ダイオード |
| JP2003412750A Division JP2004088131A (ja) | 2003-12-11 | 2003-12-11 | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光ダイオード |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10321905A true JPH10321905A (ja) | 1998-12-04 |
| JP3757544B2 JP3757544B2 (ja) | 2006-03-22 |
Family
ID=15057905
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13143597A Expired - Fee Related JP3757544B2 (ja) | 1997-05-21 | 1997-05-21 | Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子 |
Country Status (1)
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|---|---|
| JP (1) | JP3757544B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| JP2001210863A (ja) * | 1999-11-17 | 2001-08-03 | Lumileds Lighting Us Llc | 選択的にドーピングされたｉｉｉ−ｖ窒化物層を有する半導体装置 |
| WO2005117078A1 (en) * | 2004-05-27 | 2005-12-08 | Showa Denko K.K. | Gallium nitride-based semiconductor stacked structure, production method thereof, and compound semiconductor and light-emitting device each using the stacked structure |
| JP2008503900A (ja) * | 2004-06-22 | 2008-02-07 | バーティクル，インク | 改良光出力を提供する縦型半導体装置 |
| WO2009037847A1 (ja) * | 2007-09-19 | 2009-03-26 | Panasonic Corporation | 発光素子およびそれを用いた表示装置 |
| US7538360B2 (en) | 2002-04-17 | 2009-05-26 | Sharp Kabushiki Kaisha | Nitride-based semiconductor light-emitting device and manufacturing method thereof |
| US7759149B2 (en) | 2004-06-09 | 2010-07-20 | Showa Denko K.K. | Gallium nitride-based semiconductor stacked structure |
| JP2013511853A (ja) * | 2009-11-23 | 2013-04-04 | コーニンクレッカ フィリップス エレクトロニクス エヌ ヴィ | 薄いｎ型領域を有するＩＩＩ−Ｖ族発光デバイス |
-
1997
- 1997-05-21 JP JP13143597A patent/JP3757544B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001210863A (ja) * | 1999-11-17 | 2001-08-03 | Lumileds Lighting Us Llc | 選択的にドーピングされたｉｉｉ−ｖ窒化物層を有する半導体装置 |
| US7538360B2 (en) | 2002-04-17 | 2009-05-26 | Sharp Kabushiki Kaisha | Nitride-based semiconductor light-emitting device and manufacturing method thereof |
| US8569776B2 (en) | 2002-04-17 | 2013-10-29 | Sharp Kabushiki Kaisha | Nitride-based semiconductor light-emitting device and manufacturing method thereof |
| JP4652888B2 (ja) * | 2004-05-27 | 2011-03-16 | 昭和電工株式会社 | 窒化ガリウム系半導体積層構造体の製造方法 |
| KR100903782B1 (ko) * | 2004-05-27 | 2009-06-19 | 쇼와 덴코 가부시키가이샤 | 질화갈륨계 반도체 적층구조, 그 제조방법, 및 이적층구조를 각각 이용한 화합물 반도체와 발광소자 |
| US7772599B2 (en) | 2004-05-27 | 2010-08-10 | Showa Denko K.K. | Gallium nitride-based semiconductor stacked structure, production method thereof, and compound semiconductor and light-emitting device each using the stacked structure |
| JP2006013467A (ja) * | 2004-05-27 | 2006-01-12 | Showa Denko Kk | 窒化ガリウム系半導体積層構造体、その製造方法、及びそれを用いた化合物半導体素子、発光素子 |
| WO2005117078A1 (en) * | 2004-05-27 | 2005-12-08 | Showa Denko K.K. | Gallium nitride-based semiconductor stacked structure, production method thereof, and compound semiconductor and light-emitting device each using the stacked structure |
| US7759149B2 (en) | 2004-06-09 | 2010-07-20 | Showa Denko K.K. | Gallium nitride-based semiconductor stacked structure |
| JP2008503900A (ja) * | 2004-06-22 | 2008-02-07 | バーティクル，インク | 改良光出力を提供する縦型半導体装置 |
| WO2009037847A1 (ja) * | 2007-09-19 | 2009-03-26 | Panasonic Corporation | 発光素子およびそれを用いた表示装置 |
| JP2013511853A (ja) * | 2009-11-23 | 2013-04-04 | コーニンクレッカ フィリップス エレクトロニクス エヌ ヴィ | 薄いｎ型領域を有するＩＩＩ−Ｖ族発光デバイス |
| US8878160B2 (en) | 2009-11-23 | 2014-11-04 | Koninklijke Philips N.V. | III-V light emitting device with thin n-type region |
| KR20170098304A (ko) * | 2009-11-23 | 2017-08-29 | 코닌클리케 필립스 엔.브이. | 얇은 ｎ-형 영역을 갖는 ⅲ-ｖ족 발광 디바이스 |
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|---|---|
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| JP3221359B2 (ja) | ｐ形ＩＩＩ族窒化物半導体層及びその形成方法 |
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