JP2013225503A - 半導体光電陰極及びその製造方法、電子管並びにイメージ増強管 - Google Patents

Abstract

【課題】従来のＧａＮ光電陰極と比較して、量子効率を改善可能な半導体光電陰極及びその製造方法を提供する。
【解決手段】中間領域１Ｍにおける組成比Ｘの最小値をＸ_{ＭＩＮ（Ｍ）}、第２領域１２における組成比Ｘの最小値をＸ_{ＭＩＮ（２）}として、第１領域１１では、０≦ｇ（ｘ）≦Ｘ_{ＭＩＮ（Ｍ）}を満たし、中間領域１Ｍでは、ｇ（ｘ）は単調減少関数であって、且つ、ｇ（ｘ）≦Ｘ_{ＭＩＮ（２）}を満たし、第２領域１２では、ｇ（ｘ）は単調減少関数又は一定値であり、第２領域１２におけるｇ（ｘ）が単調減少関数である場合には、第１領域１１の厚みＤ１は１８（ｎｍ）以上であり、第２領域１２におけるｇ（ｘ）が一定値である場合には、第１領域１１の厚みＤ１は３１（ｎｍ）以上である。
【選択図】図４

Description

本発明の態様は、入射光に応答して電子を放出する半導体光電陰極及びその製造方法、電子管並びにイメージ増強管に関する。

従来から知られるＣｓＴｅ層又はＣｓＩ層の光電陰極は、遠紫外線の検出に用いることができるが、量子効率は比較的低く、大きな波長依存性を有している。これに対して、化合物半導体を用いた光電陰極は、これらの欠点を改善する可能性を有している。

近年の半導体光電陰極は、特許文献１及び特許文献２に記載されている。特許文献１では、高品質のＧａＮ層を得るためには、サファイア基板上にＧａＮ層を成長させている。ＧａＮ層は、サファイア基板のｃ面上に成長させることができる。いずれの半導体光電陰極も、透明基板とＧａＮ層を用いており、入射光に応答して電子を放出できるが、その感度（量子効率）は十分ではない。産業界では、高精度の紫外線の検出、特に、近紫外線の検出の要望が高まっており、これに適用可能な半導体光電陰極が期待されている。

近紫外線は、コロナ放電観察、炎検査、生物学的薬剤検査、ＵＶ−ＬＩＤＡＲ（Ｌａｓｅｒ Ｉｍａｇｉｎｇ Ｄｅｔｅｃｔｉｏｎ Ａｎｄ Ｒａｎｇｉｎｇ）、ＵＶラマン検査装置、半導体品質検査などに用いられており、高感度の化合物半導体光電陰極が実現できれば、新たな物理現象の解明や各種製品の改良が行われることが期待される。

特許３６２３０６８号 特開２００７−１６５４７８号公報

しかしながら、本願発明者らの知見によれば、ガラス基板にＧａＮ層を貼り付けることで得られる光電陰極の量子効率は、２３％程度であり、更なる量子効率の改善が期待される。一方、本発明の態様に係る半導体光電陰極によれば、従来のＧａＮ光電陰極と比較して、量子効率を改善することができる。

本発明は、このような課題に鑑みてなされたものであり、従来のＧａＮ光電陰極と比較して、量子効率を改善可能な半導体光電陰極及びその製造方法、電子管並びにイメージ増強管を提供することを目的とする。

上述の課題を解決するため、本態様に係る半導体光電陰極は、ガラス基板にＳｉＯ_２層を介して貼り付けられたＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ＜１）と、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層と、を備え、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、前記アルカリ金属含有層に隣接する第１領域と、前記ＳｉＯ_２層に隣接する第２領域と、前記第１領域と前記第２領域との間に位置する中間領域と、を備え、前記第２領域から前記アルカリ金属含有層に向かう前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層の厚み方向の位置をｘとし、前記第２領域と前記ＳｉＯ_２層との界面位置を位置ｘの原点として設定し、組成比Ｘ＝ｇ（ｘ）とする場合、前記中間領域における組成比Ｘの最小値をＸ_{ＭＩＮ（Ｍ）}、前記第２領域における組成比Ｘの最小値をＸ_{ＭＩＮ（２）}として、（１）：前記第１領域では、０≦ｆ（ｘ）≦Ｘ_{ＭＩＮ（Ｍ）}を満たし、（２）：前記中間領域では、ｇ（ｘ）は単調減少関数であって、且つ、ｇ（ｘ）≦Ｘ_{ＭＩＮ（２）}を満たし、（３）：前記第２領域では、ｇ（ｘ）は単調減少関数又は一定値であり、（４）：前記第２領域におけるｇ（ｘ）が単調減少関数である場合には、前記第１領域の厚みＤ１は１８（ｎｍ）以上であり、（５）：前記第２領域におけるｇ（ｘ）が一定値である場合には、前記第１領域の厚みＤ１は３１（ｎｍ）以上であることを特徴とする。

Ａｌ組成比Ｘと第１領域の厚みＤ１が上述の条件を満たす場合、従来のＧａＮ光電陰極と比較して、際立って優れて量子効率を改善することが可能である。

前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層の全体の厚みＤ、前記中間領域の厚みＤＭ、前記第２領域の厚みＤ２、及び、許容誤差Ｅは、以下の関係式：（Ｄ２＋ＤＭ）×（１００±Ｅ）％＝Ｄ／２、Ｅ≦６０を満たすことを特徴とする。すなわち、Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、組成が一様である場合には、その厚みＤの２分の１の位置の近傍に伝導帯下端のエネルギーレベルのピークが位置するので、この位置よりもガラス基板側のエネルギーレベルを、中間領域及び第２領域によって調整することで、真空中へ放出できない電子を高いエネルギー準位に移動させることができるため、原理的に電子の放出確率を高めることができる。許容誤差Ｅは、６０（％）以下の範囲程度であれば、電子放出効率の増加が得られると考えられるが、もちろん、Ｅ≦２０（％）とすれば、更に効果が得られると考えられる。

なお、ＡｌＧａＮは、Ａｌ（原子番号１３）、Ｇａ（原子番号３１）、Ｎ（原子番号７）の化合物であり、その格子定数は、原子サイズがＧａよりも小さいＡｌの組成比Ｘが増加すれば、小さくなる。化合物半導体においては、格子定数が小さいほどエネルギーバンドギャップＥｇが大きくなる傾向があるので、組成比Ｘが増加すると、エネルギーバンドギャップＥｇは大きくなり、これに対応する波長λは小さくなる。

また、前記第２領域における組成比Ｘの最小値Ｘ_{ＭＩＮ（２）}は、以下の関係式：０．３≦Ｘ_{ＭＩＮ（２）}≦０．６５を満たすことを特徴とする。第２領域におけるＡｌの組成比Ｘが０．３以上となれば、第２領域のエネルギーバンドギャップＥｇは大きくなり、短波長（２８０ｎｍ以下）の光が、第２領域を容易に透過するようになるので、量子効率は著しく向上する。また、Ａｌの組成比Ｘは製造上の限界を超えて増加させることはできないので、組成比Ｘは０．６５以下であることが好ましい。

また、前記第１領域の厚みＤ１は１００ｎｍ以下であることが好ましい。この場合には、量子効率を増加させることが可能である。

また、上述の半導体光電陰極を製造する方法は、支持基板上にＧａＮバッファ層、ＧａＮテンプレート層、化合物半導体層、前記ＳｉＯ_２層を順次堆積する工程と、前記ＳｉＯ_２層を介して前記化合物半導体層に前記ガラス基板を貼り付ける工程と、前記支持基板、前記バッファ層、前記テンプレート層、及び前記化合物半導体層の一部を順次除去し、前記化合物半導体層の残留領域を、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層とする工程と、を備えることを特徴とする。この場合には、上記半導体光電陰極を容易に製造することができる。

本発明の一態様に係る半導体光電陰極は、ガラス基板にＳｉＯ_２層を介して貼り付けられたＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ＜１）と、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層と、を備え、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、前記アルカリ金属含有層に隣接する第１領域と、前記ＳｉＯ_２層に隣接する第２領域と、前記第１領域と前記第２領域との間に位置する中間領域と、を備え、前記第２領域は障壁層と井戸層を交互に積層してなる半導体超格子構造を有し、前記中間領域は障壁層と井戸層を交互に積層してなる半導体超格子構造を有し、隣接する障壁層と井戸層の対の領域を単位区間と規定した場合、少なくとも前記中間領域においては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、前記第２領域と前記ＳｉＯ_２層との界面位置から離れるにしたがって単調に減少しており、前記第２領域においては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、前記中間領域におけるＡｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値の最大値以上であり、且つ、前記第１領域においては、Ａｌの組成比Ｘの平均値は、前記中間領域におけるＡｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値の最小値以下であることを特徴とする。この光電陰極によれば、従来のＧａＮ光電陰極と比較して、際立って優れて量子効率を改善することが可能である。

一態様では、前記第２領域においても、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、前記第２領域と前記ＳｉＯ_２層との界面位置から離れるにしたがって単調に減少していることを特徴とする。

また、別の一態様では、前記第２領域においては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、厚み方向に沿って一定であることを特徴とする。

前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層の全体の厚みＤ、前記中間領域の厚みＤＭ、前記第２領域の厚みＤ２、及び、許容誤差Ｅは、以下の関係式：（Ｄ２＋ＤＭ）×（１００±Ｅ）％＝Ｄ／２、Ｅ≦６０、を満たすことが好ましい。

前記第１領域の厚みＤ１は１００ｎｍ以下であることが好ましい。

なお、ＡｌＧａＮは、Ａｌ（原子番号１３）、Ｇａ（原子番号３１）、Ｎ（原子番号７）の化合物であり、その格子定数は、原子サイズがＧａよりも小さいＡｌの組成比Ｘが増加すれば、小さくなる。化合物半導体においては、格子定数が小さいほどエネルギーバンドギャップＥｇが大きくなる傾向があるので、組成比Ｘが増加すると、エネルギーバンドギャップＥｇは大きくなり、これに対応する波長λは小さくなる。

第２領域におけるＡｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、中間領域の単位区間内の平均値以上であるので、第２領域のエネルギーバンドギャップＥｇは大きくなり、特に超格子構造を構成する障壁層のエネルギーバンドギャップが大きくなるため、短波長（２８０ｎｍ以下）の光が、第２領域を容易に透過して、感度の高い中間領域や第１領域へ伝達するようになる。したがって、量子効率は著しく向上する。

また、Ａｌ組成比Ｘが高い場合には、キャリア密度が低下する可能性がある。これを抑制するため、第２領域及び中間領域では、半導体超格子構造を採用し、共鳴トンネル効果を用いることで、輸送されるキャリア密度の減少を抑制し、第１領域まで、発生したキャリアを高効率で輸送することができる。なお、半導体超格子構造における井戸層においては、エネルギーバンドギャップが障壁層よりも小さいため、短波長の光に対しても感度を有することになり、多くのキャリアを発生させることができる。

半導体光電陰極を製造する方法は、支持基板上にＧａＮバッファ層、ＧａＮテンプレート層、化合物半導体層、ＳｉＯ_２層を順次堆積する工程と、ＳｉＯ_２層を介して化合物半導体層にガラス基板を貼り付ける工程と、支持基板、バッファ層、テンプレート層、及び化合物半導体層の一部を順次除去し、化合物半導体層の残留領域を、Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層とする工程とを備えている。この製造方法によれば、上述の半導体光電陰極を容易に製造することができる。

また、本発明の一態様に係る半導体光電陰極は、ガラス基板にＳｉＯ_２層を介して貼り付けられたＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ＜１）と、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層と、を備え、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、前記アルカリ金属含有層に隣接する第１領域と、前記ＳｉＯ_２層に隣接する第２領域と、前記第１領域と前記第２領域との間に位置する中間領域と、を備え、前記第２領域は障壁層と井戸層を交互に積層してなる半導体超格子構造を有し、前記中間領域は障壁層と井戸層を交互に積層してなる半導体超格子構造を有し、隣接する障壁層と井戸層の対の領域を単位区間と規定した場合、少なくとも前記中間領域においては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、前記第２領域と前記ＳｉＯ_２層との界面位置から離れるにしたがって減少していることを特徴とする。

また、電子管は、上記半導体光電陰極と、光の入射に応じて半導体光電陰極から出射された電子を収集する陽極と、前記半導体光電陰極の電子出射面及び前記陽極を減圧環境内で収容する包囲体と、を備えることを特徴とする。

また、イメージ増強管は、上記半導体光電陰極と、前記半導体光電陰極の電子出射面に対向するマイクロチャンネルプレートと、 前記マイクロチャンネルプレートに対向する蛍光面と、前記半導体光電陰極の電子出射面、前記マイクロチャンネルプレート及び前記蛍光面を減圧環境内で収容する包囲体とを備えることを特徴とする。

また、半導体光電陰極において、ガラス基板にＳｉＯ_２層を介して貼り付けられたＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ＜１）と、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層と、を備え、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、前記アルカリ金属含有層に隣接する第１領域と、前記ＳｉＯ_２層に隣接する第２領域と、前記第１領域と前記第２領域との間に位置する中間領域と、を備え、前記第１領域における有効Ａｌ組成比Ｘ（１１）は、０（％）≦Ｘ（１１）≦３０（％）を満たし、前記第２領域における一定の有効Ａｌ組成比Ｘは、１５（％）≦Ｘ≦Ｘ（１１）＋５０（％）を満たすことを特徴とする。

また、半導体光電陰極において、ガラス基板にＳｉＯ_２層を介して貼り付けられたＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ＜１）と、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層と、を備え、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、前記アルカリ金属含有層に隣接する第１領域と、前記ＳｉＯ_２層に隣接する第２領域と、前記第１領域と前記第２領域との間に位置する中間領域と、を備え、前記第１領域における有効Ａｌ組成比Ｘ（１１）は、３０（％）≦Ｘ（１１）≦４０（％）を満たし、前記第２領域における一定の有効Ａｌ組成比Ｘは、６０（％）≦Ｘ≦Ｘ（１１）＋５０（％）を満たすことを特徴とする。

また、本態様の半導体個電陰極は、ガラス基板にＳｉＯ_２層を介して貼り付けられたＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ≦１）と、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層と、を備え、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、前記アルカリ金属含有層に隣接する第１領域と、前記ＳｉＯ_２層に隣接する第２領域と、前記第１領域と前記第２領域との間に位置する中間領域と、を備え、前記第２領域は障壁層と井戸層を交互に積層してなる半導体超格子構造を有し、前記中間領域は障壁層と井戸層を交互に積層してなる半導体超格子構造を有し、隣接する障壁層と井戸層の対の領域を単位区間と規定した場合、少なくとも前記中間領域においては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、前記第２領域と前記ＳｉＯ_２層との界面位置から離れるにしたがって単調に減少しており、前記第２領域においては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、前記中間領域におけるＡｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値の最大値以上であり、且つ、前記第１領域においては、Ａｌの組成比Ｘの平均値は、前記中間領域におけるＡｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値の最小値以下である、ことを特徴とする。

本発明の半導体光電陰極によれば、従来のＧａＮ光電陰極と比較して、量子効率を改善することができ、本発明の製造方法によれば、このような半導体光電陰極を容易に製造することができる。

比較例（Ｔｙｐｅ１）に係る半導体光電陰極の縦断面図である。 図２（Ａ）は、比較例に係る化合物半導体層（ＧａＮ）の断面図、図２（Ｂ）はエネルギーバンド図である。 波長（ｎｍ）と量子効率（％）の関係を示すグラフである。 反射モード時の量子効率／透過モード時の量子効率の波長依存性を示すグラフであり、エネルギーバンド下端のピーク位置ｘｐを変化させたものである。 実施例（Ｔｙｐｅ２，Ｔｙｐｅ３）に係る半導体光電陰極の縦断面図である。 図６（Ａ）は、実施例に係る化合物半導体層（ＡｌＧａＮ系積層構造）の断面図、図６（Ｂ）はエネルギーバンド図である。 図７（Ａ）は化合物半導体層を示す図であり、図７（Ｂ）、図７（Ｃ）、図７（Ｄ）は、化合物半導体層の厚み方向の位置ｘとＡｌ組成比Ｘの関係をグラフである。 図８（Ａ）は化合物半導体層を示す図であり、図８（Ｂ）、図８（Ｃ）、図８（Ｄ）は、化合物半導体層の厚み方向の位置ｘと不純物（Ｍｇ）濃度の関係をグラフである。 図９（Ａ）、図９（Ｂ）、図９（Ｃ）は、半導体光電陰極の製造方法について説明する図である。 位置ｘ（ｎｍ）とＡｌ組成比Ｘとの関係を示すグラフである。 位置ｘ（ｎｍ）とＥｇ（ｅＶ）との関係を示すグラフである。 図１２は、位置ｘ（ｎｍ）と不純物ガス流量（ａ．ｕ．）との関係を示すグラフである。 位置ｘ（ｎｍ）とＡｌ組成比Ｘとの関係を示すグラフである。 位置ｘ（ｎｍ）とＥｇ（ｅＶ）との関係を示すグラフである。 位置ｘ（ｎｍ）と不純物ガス流量（ａ．ｕ．）との関係を示すグラフである。 波長（ｎｍ）と量子効率（％）との関係を示すグラフである。 その一部破断して示すイメージ増強管の正面図である。 半導体超格子構造を示す図である。 半導体光電陰極の位置ｘ（ｎｍ）とエネルギーＥ（ｅＶ）との関係を示すグラフである。 半導体光電陰極の位置ｘ（ｎｍ）とＡｌ組成比Ｘ（％）との関係を示すグラフである。 半導体光電陰極の位置ｘ（ｎｍ）とＡｌ組成比Ｘ（％）との関係を示すグラフである。 光電陰極の半導体層の物理量を示す表である。 半導体光電陰極の位置ｘ（ｎｍ）とＡｌ組成比Ｘ（％）との関係を示すグラフである。 図２４は、半導体光電陰極の位置ｘ（ｎｍ）と相対エネルギー（ｅＶ）の関係を示すグラフである。 △Ｘ（ｎｍ）と半導体光電陰極の量子効率（％）間の関係を示すグラフである。 Ｒ（％／ｎｍ）と半導体光電陰極の量子効率（％）との関係を示すグラフである。 比較例（Ｔｙｐｅ１）に係る半導体光電陰極の縦断面図である。 比較例に係る化合物半導体層（ＧａＮ）の断面図（図２８（Ａ））と、エネルギーバンド図（図２８（Ｂ））である。 波長（ｎｍ）と量子効率（％）の関係を示すグラフである。 反射モード時の量子効率／透過モード時の量子効率の波長依存性を示すグラフであり、エネルギーバンド下端のピーク位置ｘｐを変化させたものである。 実施例（Ｔｙｐｅ２，Ｔｙｐｅ３）に係る半導体光電陰極の縦断面図である。 実施例に係る化合物半導体層（ＡｌＧａＮ系積層構造）の断面図（図６（Ａ））と、エネルギーバンド図（図６（Ｂ））である。 化合物半導体層の厚み方向の位置ｘとＡｌ組成比Ｘの関係を、化合物半導体層と共に、タイプ毎に示すグラフである。 化合物半導体層の厚み方向の位置ｘと不純物（Ｍｇ）濃度の関係を、化合物半導体層と共に、タイプ毎に示すグラフである。 半導体光電陰極の製造方法について説明する図である。 各タイプ毎のサンプルの条件の一覧を示す図表である。 Ｔｙｐｅ１のサンプルにおける波長（ｎｍ）と量子効率（％）の関係を示すグラフである。 Ｔｙｐｅ１のサンプルの位置ｘ（ｎｍ）と伝導帯下端のエネルギーレベルＥｃ（ａ．ｕ．）の関係を示すグラフ（図３８（Ａ））、波長（ｎｍ）と光吸収量Ｉ_Ａ（ａ．ｕ．）及び量子効率（％）の関係を示すグラフ（図３８（Ｂ））である。 Ｔｙｐｅ２のサンプルにおける波長（ｎｍ）と量子効率（％）の関係を示すグラフである。 Ｔｙｐｅ２のサンプルの位置ｘ（ｎｍ）と伝導帯下端のエネルギーレベルＥｃ（ａ．ｕ．）の関係を示すグラフ（図４０（Ａ））、波長（ｎｍ）と光吸収量Ｉ_Ａ（ａ．ｕ．）及び量子効率（％）の関係を示すグラフ（図４０（Ｂ））である。 Ｔｙｐｅ３のサンプルにおける波長（ｎｍ）と量子効率（％）の関係を示すグラフである。 Ｔｙｐｅ３のサンプルの位置ｘ（ｎｍ）と伝導帯下端のエネルギーレベル（ａ．ｕ．）Ｅｃの関係を示すグラフ（図４２（Ａ））、波長（ｎｍ）と光吸収量Ｉ_Ａ（ａ．ｕ．）及び量子効率（％）の関係を示すグラフ（図４２（Ｂ））である。 化合物半導体層の位置ｘと伝導帯下端のエネルギーレベルＥｃ（ａ．ｕ．）の関係を示すグラフ（図４３（Ａ）：Ｔｙｐｅ２、図４３（Ｂ）：Ｔｙｐｅ３）である。 化合物半導体層におけるＡｌの組成勾配（％／ｎｍ）と量子効率（％）の関係を示すグラフ（図４４（Ａ））、化合物半導体層におけるＡｌの傾斜層厚さ（ｎｍ）と量子効率（％）の関係を示すグラフ（図４４（Ｂ））である。 化合物半導体層の位置ｘ（ｎｍ）と光吸収量Ｉ_Ａ（％）の関係を示すグラフである。 Ｔｙｐｅ１〜Ｔｙｐｅ３のサンプルにおける波長（ｎｍ）と量子効率（％）の関係を広範囲（２００ｎｍ〜８００ｎｍ）に示すグラフである。 数式を示す図表である。

以下、実施の形態に係る半導体光電陰極について説明する。なお、同一要素には、同一符号を用いることとし、重複する説明は省略する。

まず、比較例（Ｔｙｐｅ１）に係る光電陰極について説明する。

図１は、比較例（Ｔｙｐｅ１）に係る半導体光電陰極の縦断面図である。この光電陰極は、ＧａＮからなる化合物半導体層１、ＳｉＯ_２からなる接着層２、ガラス基板３、アルカリ光電陰極材料からなるアルカリ金属含有層４を備えている。化合物半導体層１は、接着層２を介してガラス基板３に貼り付けられており、製造時においては化合物半導体層１の貼り付け後に、化合物半導体層１の露出表面上にアルカリ光電陰極材料を堆積する。以下、このようなガラス基板への貼り付けを行う光電陰極を、グラスボンディング構造と呼ぶこととする。

ガラス基板３を構成するシリカは、紫外線を透過する「ＵＶガラス」であり、硼硅酸ガラスからなる。硼硅酸ガラスとしては、例えばコバール（ＫＯＶＡＲ）ガラスが知られている。このようなガラスは、概ね波長１８５ｎｍ以上の波長域における透過率を高めたガラスであり、コーニング社製の「９７４１」やショット社製の「８３３７Ｂ」等を用いることができる。このようなＵＶガラスは、少なくとも２４０ｎｍ以上の紫外線透過率がサファイアより高く、２μｍ以上の波長を有する赤外線に対する吸収率がサファイアより高い。

アルカリ金属含有層４に用いられるアルカリ光電陰極材料としては、Ｃｓ−Ｉ、Ｃｓ−Ｔｅ、Ｓｂ−Ｃｓ、Ｓｂ−Ｒｂ−Ｃｓ、Ｓｂ−Ｋ−Ｃｓ、Ｓｂ−Ｎａ−Ｋ、Ｓｂ−Ｎａ−Ｋ−Ｃｓ、Ａｇ−Ｏ−Ｃｓ、Ｃｓ−Ｏなどが知られている。本例では、アルカリ光電陰極材料として、アルカリ酸化物であるＣｓ−Ｏを用いることとする。アルカリ金属は、仕事関数を低下させ、負の電子親和力を与えて、真空準位へ電子を容易に放出させる機能がある。

ここでは、化合物半導体層（Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ（但し、Ｘ＝０））１と接着層（ＳｉＯ_２層）２との界面位置をｘ軸の原点０とし、この界面からアルカリ金属含有層４に向かう化合物半導体層１の厚み方向の位置をｘとする。この半導体光電陰極には、ガラス基板３側から光が入射し、接着層２を透過して、化合物半導体層１に至る。化合物半導体層１内では光電変換が行われ、入射光に対応して発生した電子は、アルカリ金属含有層４を介して、真空中に放出される。

図２Ａは、比較例に係る光電陰極の化合物半導体層（ＧａＮ）１の断面図、図２Ｂはエネルギーバンド図である。

化合物半導体層１の全体厚みＤに、僅かなアルカリ金属含有層４の厚みを加えた厚みをｔとする。グラスボンディング構造のＧａＡｓ透過型光電陰極やＳｉ系デバイスなどにおけるエネルギーバンドギャップの挙動と同様に、ガラスとＧａＮ結晶の異種接合界面には欠陥準位が形成され、この準位からのキャリアが作る電界によりエネルギーバンドが結晶から界面に向かって下がるような湾曲が生じていると考えられる。一方、ｐ型半導体の真空側表面では、真空側に向かって下るバンド湾曲が生じる。透過型ＧａＮ光電陰極では１００ ｎｍという薄い厚さの中で、この両者の効果が合わさり、山のような形状のエネルギーバンドを形成していると推測される。

透過モード動作では、バンド構造の山の頂上の光入射側（０＜ｘ＜ｘ_Ｐの放出不能領域Ｒ（Ｉ））で励起された電子は頂上を越えて真空側斜面へ行くことは出来ず、真空中にとり出されることはない。この光電陰極を反射モード動作とした場合は、真空側から光が入射し、右側に電子が出る。したがって、バンドの山の頂上の位置が重要となる。光電陰極として有効に機能しているのは、どちらの動作モードでも頂上より真空側の領域（ｘ_Ｐ＜ｘ＜ｔの放出寄与領域Ｒ（ＩＩ））であるが、透過モードではバンドの頂上より光入射側の領域で光が多く吸収されるため、実質的に光電陰極として動作している右側の領域へ入射する光量はかなり減少してしまう。逆に反射モードでは、より多く光吸収が生じた領域が光電子放射に寄与するため、高感度となる。

この仮説を検証するべく、比較例（Ｔｙｐｅ１）に係る光電陰極の量子効率を測定した。

図３は、比較例に係る光電陰極の波長（ｎｍ）と量子効率（％）の関係を示すグラフである。

同図では、光電管に封入した透過型構造光電陰極の、透過モードと反射モードの分光感度が示されている。なお、この光電陰極の厚さは、１２７ｎｍである。 本願発明者らは、これまで、グラスボンディング構の透過型光電陰極や、サファイア基板上に成長したＧａＮを用いた透過型光電陰極を作製してきたが、得られた最高の量子効率は２５％以下であった。一方、Ｔｙｐｅ１のグラスボンディング構造の反射型ＧａＮ光電陰極を光電管に封入し、感度を測定すると、波長２８０ｎｍにおいて、量子効率は３５％という高い値を得る一方で、透過モードの量子効率は反射モードの場合よりも低いという結果が得られた。これは、上述の如くエネルギーバンドギャップが湾曲していることを実証するものである。

以上の考えのもとで、エネルギーバンドギャップの山の頂上の位置ｘｐを求める。図３の結果と、ＧａＮの複素屈折率を用いて、反射モード動作と透過モード動作の量子効率を見積ることができる。物質に入射した光は、通過した場所ごとに少しずつ吸収されていき、入射面から距離ｘの位置での強度は、ランベルトの法則（Ｌａｍｂｅｒｔ’ｓ ｌａｗ）に従う。

反射モードと透過モードの理論的な量子効率は、電子の拡散長と脱出確率を用いて求めることができるが、電子の拡散長と脱出確率は福家らの報告(S. Fuke, M. Sumiya, T. Nihashi, M. Hagino, M. Matsumoto, Y. Kamo,M. Sato, K. Ohtsuka, “Development of UV-photocathode using GaN film on Sisubstrate”, Proc. SPIE 6894, 68941F-1-68941F-7 (2008))で、それぞれ２３５ｎｍ、０．５という値が求まっている。反射モードと透過モードの量子効率の比の計算値と、実測値の量子効率の比を比べることができる。

なお、反射時の量子効率は、真空側界面へ到達する全電子数（Ｎ_ＳＲ（反射型）、Ｎ_ＳＴ（透過型））は、以下のように計算できる。

なお、Ｉ_０は入射強度、αは吸収係数、Ｌは電子の拡散長であり、光電陰極からガラス基板を除いた部分（化合物半導体層１とアルカリ金属含有層４の部分）の厚みをｔとするが、アルカリ金属層４の物性は、化合物半導体層１と同一であると近似する。

ＧａＮ結晶を貼りつけたガラス面板の吸収の影響を避けるため、２９０ｎｍ以上の範囲で比較を行う。拡散長を２３５ｎｍとし、バンドの山の位置ｘ_ｐを表面から４０ｎｍ，５２ｎｍ，６０ｎｍとした場合の結果を実測値と比較した。その結果を図４に示す。

図４は、（反射モード時の量子効率／透過モード時の量子効率）の波長依存性を示すグラフであり、エネルギーバンド下端のピーク位置ｘｐを変化させたものである。このエネルギーバンドの山の位置ｘ_ｐは、ｘｐ＝５２ｎｍの時に実測値と計算値が最もよく一致した。

これにより、化合物半導体層１の厚さ（全体厚みＤ）のほぼ中央（Ｄ／２の位置）（若干ガラス接合界面より）が、伝導帯（下端）のエネルギーの山の頂上であることが明らかとなった。約１００ｎｍの厚さのＧａＮ光電陰極では、反射モードでも透過モードでも光電陰極の厚さの半分が光電子放出に寄与していないが、光が入射する側ではより多くの光が吸収されるため、反射モードに比べて透過モード動作時に量子効率が低い原因となっている。

すなわち、量子効率を改善するには、化合物半導体層１のほぼ中央に位置するピーク位置ｘｐを、ガラス基板側に移動させることが重要となる。実施例に係る半導体光電陰極では、ピーク位置ｘｐをガラス基板側にずらし、更に、ガラス基板側のエネルギーバンドギャップＥｇを広くすることで、際立って優れた量子効率を得ることができる。

図５は、実施例（Ｔｙｐｅ２，Ｔｙｐｅ３）に係る半導体光電陰極の縦断面図である。比較例（Ｔｙｐｅ１）の半導体光電陰極との相違点は、化合物半導体層１を、３つの領域１１，１Ｍ，１２からなることとし、２つの領域１Ｍ、１２において、半導体超格子構造を構成するように、ＡｌをＧａＮに添加したことにあり、その他の構造は、比較例のものと同一である。

実施例に係る半導体光電陰極は、ガラス基板３にＳｉＯ_２層からなる接着層２を介して貼り付けられた化合物半導体層１（Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ＜１））と、このＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層４とを備えている。化合物半導体層１を構成するＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、アルカリ金属含有層４に隣接する第１領域１１と、ＳｉＯ_２層からなる接着層２に隣接する第２領域１２と、第１領域１１と第２領域１２との間に位置する中間領域１Ｍとを備えている。

図１８は、井戸層（ＧａＮ）Ａと、障壁層（ＡｌＧａＮ）Ｂとからなる半導体超格子構造を示している。中間領域１Ｍ及び第２領域１２は、それぞれ図１８に示す半導体超格子構造からなる。すなわち、第２領域１２は、井戸層Ａと障壁層Ｂを交互に積層してなる半導体超格子構造を有し、中間領域１Ｍは井戸層Ａと障壁層Ｂを交互に積層してなる半導体超格子構造を有している。半導体超格子構造は、厚み５０ｎｍであって、１０対のＡｌＮ／ＧａＮからなる超格子構造を有しており、井戸層Ａの厚み２．５ｎｍ、障壁層Ｂの厚み２．５ｎｍとすることができる。超格子の層数は、これに限定されるものではない。

ここで、隣接する井戸層Ａと障壁層Ｂの対の領域を単位区間と規定する。井戸層Ａの厚みｔ（Ａ）と障壁層Ｂの厚みｔ（Ｂ）が同一の場合、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、井戸層Ａ内の組成比Ｘ（Ａ）と、障壁層Ｂ内の組成比Ｘ（Ｂ）を加算して、２で割った値となる。単位区間内の平均値は、（ｔ（Ａ）×Ｘ（Ａ）＋ｔ（Ｂ）×Ｘ（Ｂ））／（ｔ（Ａ）＋ｔ（Ｂ））である。井戸層及び障壁層内の組成比Ｘは一定あるとするが、各層内において揺らぎがる場合には、層内の平均値を、各層の組成比とする。

図５を参照すると、少なくとも中間領域１Ｍにおいては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、第２領域１２とＳｉＯ_２層２との界面位置から離れるにしたがって単調に減少している。また、実施例１においては、第２領域１２においては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、中間領域１ＭにおけるＡｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値の最大値以上である。また、第１領域１１においては、Ａｌの組成比Ｘの平均値は、中間領域１ＭにおけるＡｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値の最小値以下である。

ここで、第２領域１２からアルカリ金属含有層４に向かう化合物半導体層１（Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層）の厚み方向の位置をｘとし、第２領域１２とＳｉＯ_２層からなる接着層２との界面位置を、位置ｘの原点０として設定する。ここで、Ａｌの組成比Ｘの平均値Ｘ_ＡＶ（第１領域１１においては平均値、中間領域１Ｍ、第２領域１２においては単位区間内平均値）＝ｇ（ｘ）とする場合（単位区間内平均値を用いる離散関数においては、その値を通る連続関数に近似したもの）、中間領域１Ｍにおける組成比Ｘの単位区間内の平均値の最小値をＸ_{ＭＩＮ（Ｍ）}、第２領域１２における組成比Ｘの単位区間内の平均値の最小値をＸ_{ＭＩＮ（２）}として、以下の条件（１）〜（３）が満たされている。

（１）：第１領域１１では、０≦ｇ（ｘ）≦Ｘ_{ＭＩＮ（Ｍ）}を満たしている。
（２）：中間領域１Ｍでは、ｇ（ｘ）は単調減少関数であって、且つ、ｇ（ｘ）≦Ｘ_{ＭＩＮ（２）}を満たしている。
（３）：第２領域１２では、ｇ（ｘ）は単調減少関数（実施例１）又は一定値（実施例２）である。
なお、（４）第２領域１２におけるｇ（ｘ）が単調減少関数である場合には、第１領域の厚みＤ１は１８（ｎｍ）以上であり、（５）第２領域１２におけるｇ（ｘ）が一定値である場合には、第１領域１１の厚みＤ１は３１（ｎｍ）以上であることが好ましい。

Ａｌ組成比Ｘと第１領域の厚みＤ１が上述の条件を満たす場合、従来のＧａＮ光電陰極と比較して、際立って優れて量子効率を改善することが可能である。

なお、第１領域１１のＡｌの組成比Ｘ及び半導体超格子構造における井戸層の組成比Ｘは、好ましくは０であり、この領域はＧａＮからなることが好ましいが、低濃度のＡｌが含まれてもよい。

実施例では、２つのタイプの光電陰極が用意される。Ｔｙｐｅ２の半導体光電陰極は、条件（４）が満たされるものであり、Ｔｙｐｅ３の光電陰極は、上記条件（５）が満たされるものである。なお、Ａｌの組成比Ｘが単調減少する場合には、当該半導体層の２つの界面位置において、最大値と最小値がそれぞれ規定されるものであり、原則的にはこれらの位置間を組成比が一定の勾配で変化するが、製造上の誤差を含むため、現実の製品では、厚み方向の位置変化に対して組成比Ｘが常に一定割合で変化をするわけではない。

図６（Ａ）は、実施例に係る化合物半導体層（ＡｌＧａＮ系積層構造）の断面図、図６（Ｂ）はエネルギーバンド図である。比較例の半導体光電陰極と比較して、伝導帯下端のエネルギーレベルのピーク位置ｘｐが、化合物半導体層１の厚み方向中央位置よりもガラス基板側に移動している。これは、Ａｌの組成比Ｘを中央位置よりもガラス基板側で増加させたためであり、電子の放出不能領域Ｒ（Ｉ）が減少し、放出寄与領域Ｒ（ＩＩ）が増加している。ガラス基板の近傍では、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値が０．３以上となることで、かかる不能領域での短波長（波長２８０ｎｍ）の光の透過率を増加させ、放出寄与領域において光電変換される光量を増加させている。

なお、化合物半導体層１（Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層）の全体の厚みＤ、第１領域の厚みをＤ１、中間領域１Ｍの厚みをＤＭ、第２領域１２の厚みをＤ２、許容誤差をＥとする。上述のように、量子効率を劇的に向上させるためには、中央位置（Ｄ／２）よりもガラス基板側の領域のエネルギーバンドギャップを調整することが重要である。

すなわち、実施例の半導体光電陰極は、以下の関係式を満たしている。

（Ｄ２＋ＤＭ）×（１００±Ｅ）％＝Ｄ／２、
Ｅ≦６０

化合物半導体層１は、組成が一様である場合には、その厚みＤの２分の１の位置の近傍に伝導帯下端のエネルギーレベルのピークが位置するので、この位置ｘｐよりもガラス基板側のエネルギーレベルを、中間領域１Ｍ及び第２領域１２によって調整することで、真空中へ放出できない電子を高いエネルギー準位に移動させることができ、原理的に電子の放出確率を高めることができる。許容誤差Ｅは、６０（％）以下の範囲程度であれば、電子放出効率の増加が得られると考えられるが、もちろん、Ｅ≦２０（％）とすれば、更に効果が得られると考えられ、Ｅ≦１０（％）とすれば、更に効果が得られると考えられる。

なお、ＡｌＧａＮは、Ａｌ（原子番号１３）、Ｇａ（原子番号３１）、Ｎ（原子番号７）の化合物であり、その格子定数は、原子サイズがＧａよりも小さいＡｌの組成比Ｘが増加すれば、小さくなる。化合物半導体においては、格子定数が小さいほどエネルギーバンドギャップＥｇが大きくなる傾向があるので、組成比Ｘが増加すると、エネルギーバンドギャップＥｇは大きくなり、これに対応する波長λは小さくなる。

第２領域１２における組成比Ｘの単位区間内の平均値の最小値Ｘ_{ＭＩＮ（２）}は、以下の関係式を満たしている。

０．１５≦Ｘ_{ＭＩＮ（２）}≦０．４

第２領域１２におけるＡｌの組成比Ｘの単位区間内平均値が０．１５以上となれば、第２領域１２のエネルギーバンドギャップＥｇは大きくなり、短波長（２８０ｎｍ以下）の光が、特にガラス基板側では第２領域１２を容易に透過するようになるので、量子効率は著しく向上する。また、Ａｌの組成比Ｘは製造上の限界（Ｘ＝０．８）を超えて増加させることはできないので、組成比Ｘの単位区間内平均値は０．４以下であることが好ましい。Ａｌの組成比Ｘが上限を超えると、結晶性が著しく劣化するからである。

また、第１領域１１の厚みＤ１は１００ｎｍ以下であることが好ましい。この場合には、量子効率を増加させることが可能である。一般のＧａＮ光電陰極の厚みは約１００ｎｍであるため、少なくともＤ１が１００ｎｍ以下であれば、光電変換が十分に行われ、電子放出が行われると考えられる。また、電子の拡散長２３５ｎｍを超えると、真空中への電子放出が著しく減少するため、厚みＤ１は２３５ｎｍ以下が好ましい。上述のように、全体の厚みＤの２分の１をＤ１（１１７．５ｎｍ）とし、許容誤差を６０％とすれば、全体厚Ｄは概ね２３５ｎｍ以下であり、許容限界ＤＭ＋Ｄ２＝４７（＝１１７．５×０．４）ｎｍの場合に、Ｄ１＝１８８（＝２３５−４７）ｎｍ以下が必要となる。同様に、許容誤差を２０％とすれば、Ｄ１＝１４１（＝２３５−１１７．５×０．８）ｎｍ以下が必要となる。上述のように、厚みＤ１は２３５ｎｍ以下が好ましく、１８８ｎｍ以下が更に好ましく、１４１ｎｍ以下が更に好ましく、１００ｎｍ以下が好適である。

図７（Ａ）〜（Ｄ）は、化合物半導体層１の厚み方向の位置ｘとＡｌ組成比Ｘの関係を、化合物半導体層と共に、タイプ毎に示すグラフであり、図７（Ａ）は化合物半導体層を示す図であり、図７（Ｂ）、図７（Ｃ）、図７（Ｄ）は、化合物半導体層の厚み方向の位置ｘとＡｌ組成比Ｘの関係をグラフである。

Ｔｙｐｅ１（比較例）の半導体光電陰極では、Ａｌの組成比Ｘは全ての領域１１，１Ｍ，１２において零である。

Ｔｙｐｅ２（実施例１）の半導体光電陰極では、第１領域１１（位置ｘｂ〜ｘｃ）におけるＡｌの組成比Ｘは零である。中間領域１Ｍ（位置ｘａ〜ｘｂ）におけるＡｌの組成比Ｘ（単位区間内平均値）を結ぶ関数は、位置ｘに対して単調減少（ｘに対するＸの変化の傾き（−ａ））である。ａは一定値である。第２領域１２（位置０〜ｘａ）におけるＡｌの組成比Ｘ（単位区間内平均値）を結ぶ関数は位置ｘに対して単調減少（ｘに対するＸの変化の傾き（−ａ））である。ａは一定値である。

第２領域１２における組成比Ｘ（単位区間内平均値）の最大値Ｘｉ、最小値Ｘｊであり、中間領域１Ｍにおける組成比Ｘ（単位区間内平均値）の最大値はＸｊ、最小値は０である。これらの最大値及び最小値は、各層の両界面の位置において得られる。本例のＴｙｐｅ２では、Ｘｉ＝０．３、Ｘｊ＝０．１５に設定する。

Ｔｙｐｅ３（実施例２）の半導体光電陰極では、第１領域１１（位置ｘｂ〜ｘｃ）におけるＡｌの組成比Ｘは零である。中間領域１Ｍ（位置ｘａ〜ｘｂ）におけるＡｌの組成比Ｘ（単位区間内平均値）は位置ｘに対して単調減少（ｘに対するＸの変化の傾き（−２×ａ））である。ａは一定値である。第２領域１２（位置０〜ｘａ）におけるＡｌの組成比Ｘ（単位区間内平均値）は位置ｘに依存せず一定値（Ｘ２）である。第２領域１２における組成比Ｘ（単位区間内平均値）の最大値或いは最小値Ｘ２は、中間領域１Ｍにおける組成比Ｘ（単位区間内平均値）の最大値Ｘ２である。本例のＴｙｐｅ３では、Ｘ２＝０．３に設定する。

図８（Ａ）〜図８（Ｄ）は、化合物半導体層の厚み方向の位置ｘと不純物（Ｍｇ）濃度の関係を、化合物半導体層と共に、タイプ毎に示すグラフである。図８（Ａ）は化合物半導体層を示す図であり、図８（Ｂ）、図８（Ｃ）、図８（Ｄ）は、化合物半導体層の厚み方向の位置ｘと不純物（Ｍｇ）濃度の関係をグラフである。

Ｔｙｐｅ１（比較例）の半導体光電陰極では、Ｍｇ濃度は、全ての領域１１，１Ｍ，１２において一定（＝Ｃｊ）である。

Ｔｙｐｅ２（実施例１）の半導8体光電陰極では、Ｍｇ濃度は、第１領域１１において一定（＝Ｃｊ）である（実施例１−１）。但し、Ａｌ組成比Ｘをガラス基板側に増加させるのに伴って、Ｍｇ濃度をガラス基板側に向けて濃度Ｃｉまで増加させてもよい（実施例１−２）。換言すれば、ｐ型の不純物濃度Ｃは、位置ｘに対する単調減少関数である関数ｇ（ｘ）に比例する。組成比の変化と同様に不純物濃度を変化させることで、Ａｌ組成の増加によるキャリア濃度低下の補償という効果が期待される。

Ｔｙｐｅ３（実施例２）の半導体光電陰極では、Ｍｇ濃度は、第１領域１１において一定（＝Ｃｊ）である。Ａｌ組成比Ｘをガラス基板側に増加させるのに伴って、Ｍｇ濃度をガラス基板側に向けて濃度Ｃｋまで増加させる。換言すれば、ｐ型の不純物濃度Ｃは、第２領域１２においては一定値であり、中間領域１Ｍにおいては、位置ｘに対する単調減少関数である関数ｇ（ｘ）に比例する。組成比の変化と同様に不純物濃度を変化させることで、Ａｌ組成の増加によるキャリア濃度低下の補償という効果が期待される。

上記不純物濃度Ｃｊ、Ｃｉ，Ｃｋの値は、それぞれ以下の通りである。
Ｃｊ＝７×１０^１８ｃｍ^−３
Ｃｉ＝２×１０^１８ｃｍ^−３
Ｃｋ＝２×１０^１８ｃｍ^−３

また、負の電子親和力（ＮＥＡ）の実現と過剰ドープによる結晶性低下の観点から、上記不純物濃度Ｃｊ、Ｃｉ，Ｃｋの好適な範囲は、それぞれ以下の通りである。
Ｃｊ＝１×１０^１８ｃｍ^−３以上３×１０^１９ｃｍ^−３以下
Ｃｉ＝３×１０^１８ｃｍ^−３以上５×１０^１９ｃｍ^−３以下
Ｃｋ＝３×１０^１８ｃｍ^−３以上５×１０^１９ｃｍ^−３以下

図９は、半導体光電陰極の製造方法について説明する図である。

まず、貼り付け前のＡｌＧａＮ結晶をＳｉ基板上に製造し（図９（Ａ））、続いて、Ｓｉ基板及び不要な半導体層を研磨により除去して化合物半導体層１を作製し、最後に、ガラス基板３に化合物半導体層１を貼り付け（図９（Ｂ））、一部分が除去される（図９（Ｃ））。以下、詳説する。

最初に、図９（Ａ）に示すように、５インチのｎ型（１１１）Ｓｉ基板を用意する。次に、Ｍｇを添加した化合物半導体層１をＭＯＶＰＥ（有機金属気相エピタキシー）法により、Ｓｉ基板上に成長させるが、化合物半導体層１の成長前に、応力緩和のためのバッファ層２２と、アンドープのＧａＮ層（テンプレート層）２３を、Ｓｉ基板２１上に予め順次成長させておく。バッファ層２２は、厚み１２００ｎｍであって、４０対のＡｌＮ／ＧａＮからなる超格子構造を有しており、アンドープのテンプレート層２３は、６５０ｎｍの厚みを有している。これにより、クラックと応力が無い化合物半導体層１（Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ）をＳｉ基板２１上に形成することができる。

ＭＯＶＰＥ法におけるＧａの原料として、トリメチルガリウム（ＴＭＧａ）、Ａｌの原料としてトリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、Ｎの原料としてアンモニア（ＮＨ_３）を用いることができ、これらの原料比率を制御することで、Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮにおける組成比Ｘを調整することができる。なお、水素ガスがキャリアガスとして用いられる。ＡｌＮ／ＧａＮ超格子構造のバッファ層２２と、ＧａＮのテンプレート層２３の成長温度は１０５０℃である。バッファ層２２の成長時のチャンバ内の圧力は１．３×１０^３Ｐａ、テンプレート層２３の成長時のチャンバ内圧力は１．３×１０^３〜１．０×１０^５Ｐａである。エッチング除去前の化合物半導体層１の表面から２００ｎｍの領域にはＭｇを（Ｃｐ_２Ｍｇ：ビスシクロペンタジエニルマグネシウム）を用いて成長時に添加する。

また、バッファ層２２の製造に関して、ＡｌＮ層の形成においては、基板温度を１１２０℃とした後に、ＴＭＡガスの流量即ちＡｌの供給量を約６３μｍｏｌ／分、ＮＨ_３ガスの流量即ちＮＨ_３の供給量を約０．１４ｍｏｌ／分とし、基板温度を１１２０℃とし、ＴＭＡガスの供給を止めてから反応室内にＴＭＧガスとＮＨ_３ガスを供給して、基板２１の一方の主面に形成された上記ＡｌＮから成る第１の層の上面にＧａＮから成る第２の層を形成する。

テンプレート層２３の形成時には、反応室内にＴＭＧガス、ＮＨ_３ ガスを供給してバッファ層２２の上面にＧａＮを形成する。基板温度を１０５０℃とした後、ＴＭＧガスの流量即ちＧａの供給量を約４．３μｍｏｌ／分、ＮＨ_３ ガスの流量即ちＮＨ_３の供給量を約５３．６ｍｍｏｌ／分とする。

基板温度を１０５０℃とし、反応室内にＴＭＧガス、アンモニアガス及びＣｐ２Ｍｇガスを供給して、あるいはＡｌ原料として、ＴＭＡガスを供給して、テンプレート層２３上にｐ型のＧａＮ層、又はｐ型のＡｌＧａＮ層を形成する。ＴＭＧガスの流量を約４．３μｍｏｌ／分、ＴＭＡガスの流量をＡｌ組成の変化に応じて調整する。例えば、組成Ｘを０．３０とする場合には、ＴＭＡガスの流量は約０．４１μｍｏｌ／分である。Ｃｐ_２Ｍｇガスの流量をＡｌ組成が０．３のとき約０．２４μｍｏｌ／分、Ａｌ組成が０のとき約０．１２μｍｏｌ／分とする。化合物半導体層１内におけるｐ型の不純物濃度は約０．１〜３×１０^１８ｃｍ^−３である。なお、上述の製造方法によれば、バッファ層２２の結晶方位に対して、各層２３、１の結晶方位を揃えることができる。第２領域１２と中間領域１Ｍにおける超格子構造の形成方法は、バッファ層２２の場合と同じであり、ＡｌＮの代わりに、ＡｌＧａＮを形成するよう、不純物ガスと共に、原料ガスとして、ＴＭＡ，ＮＨ_３の他に、ＴＭＧａも供給すればよい。

比較例（Ｔｙｐｅ１）の構造においては、化合物半導体層１の初期の厚みが２００ｎｍであり、実施例１（Ｔｙｐｅ２）の構造においては、表面から５０ｎｍの領域においてＡｌ組成の単位区間内平均値が徐々に変化する半導体超格子構造のグレーデッドＡｌＧａＮであり、実施例２（Ｔｙｐｅ３）の構造においては、表面から２５ｎｍの領域がＡｌ組成の単位区間内平均値が一定のＡｌＧａＮであって、表面から２５ｎｍ〜５０ｎｍまでがＡｌ組成の単位区間内平均値が徐々に変化する半導体超格子構造のグレーデッドＡｌＧａＮ層である。なお、化合物半導体層１の初期厚みは２００ｎｍであるが、全体の厚みの概ね半分の領域はエッチングにより除去される。

化合物半導体層１の成長後、その露出表面上に厚みが数百ｎｍのＳｉＯ_２からなる接着層２を、ＣＶＤ（化学的気相成長）法で形成する。

次に、図９（Ｂ）に示すように、接着層２を介して化合物半導体層１にガラス基板３を熱圧着して貼り付ける。圧着時の温度は６５０℃である。

次に、図９（Ｃ）に示すように、Ｓｉ基板２１を除去し、続いて、バッファ層２２、テンプレート層２３、化合物半導体層１の一部を除去する。Ｓｉ基板２１は、フッ酸、硝酸、酢酸の混合液を用いて、除去する。この際、バッファ層２２は、エッチングストップ層としても機能する。バッファ層２２、テンプレート層２３、及び化合物半導体層１の半分の厚み（１００ｎｍ）の領域は、リン酸と水の混合液により除去する。これにより、化合物半導体層１の厚みは、概ね１００ｎｍとなる。なお、本例では、化合物半導体層において除去する量を変更することで、全体の厚みＤを変更することができる。

以上のように、上述の半導体光電陰極を製造する方法は、支持基板２１上にＧａＮバッファ層２２、ＧａＮテンプレート層２３、化合物半導体層１、ＳｉＯ_２層２を順次堆積する工程と、ＳｉＯ_２層２を介して化合物半導体層１にガラス基板３を貼り付ける工程と、支持基板２１、バッファ層２２、テンプレート層２３、及び化合物半導体層１の一部を順次除去し、化合物半導体層１の残留領域を、Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（１１，１Ｍ，１２）とする工程とを備えている。この製造方法によれば、上述の半導体光電陰極を容易に製造することができる。

実施例１の具体的なＡｌ組成は以下の通りである。

図１０は、実施例１において、位置ｘ（ｎｍ）とＡｌ組成比Ｘとの関係を示すグラフである。化合物半導体層１の全体の厚みを１００ｎｍとする。Ａｌ組成比Ｘは、位置ｘが大きくなるにしたがってパルス状に変化し、単位区間内の平均値（井戸層／障壁層対内の平均値（境界位置の組成と規定する）は減少している。第２領域１２の厚みは２５ｎｍ、中間領域１Ｍの厚みは２５ｎｍ、第１領域１１の厚みは５０ｎｍである。製造初期における第１領域１１の厚みは１５０ｎｍであるが、上述のエッチング工程において、５０ｎｍまでエッチングされたものである。第２領域１２における組成比Ｘの最大値は０．６、最小値は０であるが、単位区間内平均値の最大値は概ね０．３、最小値は概ね０．１５である。また、中間領域１Ｍにおける組成比Ｘの最大値は概ね０．３、最小値は０である。

図１１は、位置ｘ（ｎｍ）とエネルギーバンドギャップＥｇ（ｅＶ）との関係を示すグラフである。ここで、エネルギーバンドギャップＥｇ（ｅＶ）は、第２領域及び中間領域においては、単位区間平均値を示しており、エネルギーバンドギャップＥｇはＡｌの組成比Ｘに対応する。ガラス基板側において、Ｅｇ＝４．３（ｅＶ）、第１領域１１と中間領域１Ｍの界面（ｘ＝５０ｎｍ）において、３．４（ｅＶ）のエネルギーバンドギャップとなっている。

図１２は、位置ｘ（ｎｍ）と不純物ガス流量（ａ．ｕ．）との関係を示すグラフである。位置ｘが大きくなるにしたがって、ｘ＝５０ｎｍまでは、不純物ガスの量は徐々に減少している。ｘ＝５０ｎｍ以上は第１領域１１であり、不純物ガスの量は一定値となる。第１領域１１におけるＭｇの添加量（ガス流量）を１とすると、第２領域のＭｇの添加量（ガス流量）の最大値は、その４倍となっている。

実施例２の具体的なＡｌ組成は以下の通りである。

図１３は、実施例２において、位置ｘ（ｎｍ）とＡｌ組成比Ｘとの関係を示すグラフである。化合物半導体層１の全体の厚みを１００ｎｍとする。Ａｌ組成比Ｘは、位置ｘが大きくなるにしたがってパルス状に変化し、単位区間内の平均値（井戸層／障壁層対内の平均値（境界位置の組成と規定する）は、第２領域１２においては一定値、中間領域１Ｍにおいては位置ｘと共に減少している。第２領域１２の厚みは２５ｎｍ、中間領域１Ｍの厚みは２５ｎｍ、第１領域１１の厚みは５０ｎｍである。製造初期における第１領域１１の厚みは１５０ｎｍであるが、上述のエッチング工程において、５０ｎｍまでエッチングされたものである。第２領域１２における組成比Ｘの最大値は０．８、最小値は０であるが、単位区間内平均値は一定値の０．４である。また、中間領域１Ｍにおける組成比Ｘの最大値は概ね０．４、最小値は０である。

図１４は、位置ｘ（ｎｍ）とエネルギーバンドギャップＥｇ（ｅＶ）との関係を示すグラフである。ここで、エネルギーバンドギャップＥｇ（ｅＶ）は、第２領域及び中間領域においては、単位区間平均値を示しており、エネルギーバンドギャップＥｇはＡｌの組成比Ｘに対応する。ガラス基板側において、Ｅｇ＝４．６（ｅＶ）、第１領域１１と中間領域１Ｍの界面（ｘ＝５０ｎｍ）において、３．４（ｅＶ）のエネルギーバンドギャップとなっている。

図１５は、位置ｘ（ｎｍ）と不純物ガス流量（ａ．ｕ．）との関係を示すグラフである。位置ｘが大きくなるにしたがって、第２領域内（ｘ＝２５μｍ以下）では一定値、ｘ＝２５以上５０ｎｍ以下までは、不純物ガスの量は徐々に減少している。ｘ＝５０ｎｍ以上は第１領域１１であり、不純物ガスの量は一定値となる。第１領域１１におけるＭｇの添加量（ガス流量）を１とすると、第２領域のＭｇの添加量（ガス流量）の最大値は、その４倍となっている。

なお、実施例１の場合の数値データは、以下の通りである。

図１６は、波長（ｎｍ）と量子効率（％）との関係を示すグラフである。比較例では、実施例１における第１領域１１によって、化合物半導体層１の全てが構成されているが、その厚みは１０８ｎｍとした。また、実際の第１領域１１の厚みは、実施例１では５７ｎｍとなり、化合物半導体層１の全体厚みは１０７ｎｍとした。

実施例１の量子効率は、比較例の量子効率も著しく高くなることが分かる。比較例では、炎検出用途で使用する波長２８０ nmの量子効率は２５%を超えることはなかったが、実施例１においては、上述の超格子構造を調整することで、界面欠陥によるバンドの湾曲を打ち消すようにバンドギャップを形成でき、結果として光電子放出に寄与する領域を比較例の１．５倍以上に拡大でき、量子効率を著しく向上することができた。

また、第２領域、中間領域においては、Ａｌ組成比が高くなるため、光電子放出に寄与しない領域の波長２８０ｎｍに対する透過率を向上でき、量子効率が向上している。比較例では、波長280nmの光に対して、量子効率が21.4%であるが、実施例１では、量子効率が２５．２％となった。また、比較例の量子効率の最大値は21.4%(280 nm)であるが、実施例１では量子効率が28.4%(320nm)へと向上した。

また、この原理は、実施例２にも適用できるため、実施例２の構造においても、同様に量子効率が高くなるものと考えられる。

また、上述の実施例においては、第１領域１１においてＧａＮを用いたが、これがＡｌを含有することで、ＡｌＧａＮとなっても、エネルギーバンドギャップの解析から、伝導帯下端のエネルギーピーク位置を調整することは可能なため、一定の量子効率改善効果は得られる。また、ｐ型の不純物としてＭｇを添加したが、各種の半導体層の添加量は、エネルギーバンド構造に大きな影響を与えない範囲で、自由に調整することができる。例えば、製造時に利用するノンドープのＧａＮ層にＭｇを添加してもよい。

製造時に利用する基板２１（図９）としては、高品質なＧａＮ結晶が得られる観点からＳｉが好ましいが、これはサファイア、酸化化合物、化合物半導体、ＳｉＣなど、各種の基板を用いることができる。また、製造時に利用するＳｉ基板の不純物濃度は、５×１０¹⁸ｃｍ^-3 〜５×１０¹⁹ｃｍ^-3 程度であり、この基板の抵抗率は０．０００１Ω・ｃｍ〜０．０１Ω・ｃｍ程度である。ｎ型の不純物としてはＡｓ(砒素)を用いることができる。

製造時に用いたバッファ層２２（図９）を構成する半導体超格子構造は、ＡｌＮ層とＧａＮ層を交互に積層したものを利用したが、これはＡｌＮ層に代えてＡｌＧａＮ層を用いることもできる。超格子構造への不純物添加量は、任意であり、ｐ型、ｎ型、ノンドープのいずれも可能であるが、不要な結晶性劣化要因を作らない観点から、ノンドープとすることが好ましい。バッファ層１２を構成する第１の層（ＡｌＮ）ａの厚みは、好ましくは５×１０^−４μｍ〜５００×１０^−４μｍ即ち０．５〜５０ｎｍ、第２の層（ＧａＮ）の厚みは、好ましくは５×１０^−４μｍ〜５０００×１０^−４μｍ、即ち０．５〜５００ｎｍである。なお、バッファ層２２を構成する複数の第１の層と複数の第２の層とが交互に積層された複合層において、各層の厚みを全て同一とする必要はない。この構造のバッファ層２２を用いることで、Ｓｉ基板上に平坦性が良く、結晶性の良い半導体機能層を得ることができる。上述の例では、第１の層（ＡｌＮ）の厚みは５ｎｍ、第２の層（ＧａＮ）の厚みを２５ｎｍとする。バッファ層２１の厚みは、１２００ｎｍであるが、層数を増やして例えば１８００ｎｍとすることもできる。

なお、各位置における組成比Ｘは、±１０％の誤差を含むことができる。上述のような関数の場合には、伝導帯下端のエネルギーの山の位置より、ガラス基板側の領域のエネルギーを持ち上げることができるため、量子効率を向上させることができる。厚みＤ２は、厚みＤＭとは、ほぼ同等（誤差±５０％とする）の関係（Ｄ２＝ＤＭ±ＤＭ×５０％）を満たすものとする。なお、上述の実施形態では、中間領域１Ｍと第１領域１１及び第２領域１２とはそれぞれ接触していたが、これらの間に特性に影響を与えない程度のＡｌＧａＮ層を介在させることもできる。

図１７は、その一部破断して示すイメージ増強管の正面図である。上記、半導体光電陰極を用いたイメージ増強管を作製した。

イメージ増強管の製造においては、まず、化合物半導体層１を貼り付けたガラス基板（面板）、ＭＣＰ（マイクロチャンネルプレート）を内蔵する包囲管、蛍光出力板、Ｃｓ金属供給体を、真空チャンバ内に配置する。次に、真空チャンバ内の空気を排気し、真空チャンバ内の真空度を増加させるために、真空チャンバのベーク（加熱）を行う。これにより真空度は、真空チャンバの冷却後１０^−７Ｐａに到達した。更に、ＭＣＰと蛍光出力板に電子ビームを照射し、これらの内部にトラップされたガスを除去する。しかる後、ガラス基板の光電子放出面を加熱して清浄化し、これに連続して、Ｃｓ金属供給体を加熱して、Ｃｓと酸素を光電子放出面（化合物半導体層１の露出表面）に吸着させることで、当該光電子放出面を活性化し、その電子親和力を低下させる。最後に、ガラス基板及び蛍光出力板を、インジウム封止材を用いて、包囲管の両開口端にそれぞれ取り付けて、包囲管を密閉した後、これを真空チャンバ―内から取り出す。

このイメージ増強管１０１は、セラミック製の側管を含む真空容器の内部で光電面、ＭＣＰ（マイクロチャンネルプレート：電子増倍部）、及び蛍光面を近接して配置した近接型映像増強管である。

図１７に示すように、イメージ増強管１０１の内部は、両端が解放された略中空円筒状の側管（包囲管）１０２の両開口端部を略円板状の入射窓（面板）１０３及び略円板状の出射窓１０４によって気密に封止することにより、高真空に保持されている。すなわち、側管１０２、入射窓１０３、及び出射窓１０４によって真空容器が構成されている。

この入射窓１０３の真空側表面の中央領域には光電面（化合物半導体層１）１０５が形成されている。入射窓１０３と光電面１０５とで光電陰極１０６が構成される。また、出射窓１０４の真空側表面の中央領域には、蛍光面１０７が形成されている。さらに、光電面１０５と蛍光面１０７との間には、円板状のＭＣＰ１０８が、光電面１０５及び蛍光面１０７に対向して所定の間隙をそれぞれ保持した状態で配置されている。

このＭＣＰ１０８は、側管１０２の一部を構成する２つの略リング状のコバール金属製の電極１０９Ｂ，１０９Ｃによって挟まれることによって側管１０２内に保持されている。詳細には、ＭＣＰ１０８は、その光電面１０５側表面が導電性のスペーサ１１０及び導電性のスプリング１１１を介して電極１０９Ｂによって押さえつけられ、その蛍光面１０７側表面が導電性のスペーサ１１２を介して電極１０９Ｃによって押さえつけられることによって、側管１０２内に保持される。

入射窓１０３の真空側表面の周辺領域には、金属製の導電膜（図示せず）が光電面１０５と電気的に接触した状態で形成されている。この導電膜は、側管１０２と入射窓１０３とを接合するための略リング状のコバール金属製部材であって側管１０２の一部を構成する電極１０９Ａと、接合部材であるインジウム１１３を介して電気的に接触している。

出射窓１０４の真空側表面の周辺領域には、金属製の導電膜（図示せず）が蛍光面１０７と電気的に接触して形成されている。この導電膜は、側管１０２と出射窓１０４とを接合するための略リング状のコバール金属製部材である電極１０９Ｄと電気的に接触している。電極１０９Ｄは、略円筒状のコバール金属製部材である電極１０９Ｅの内側に嵌め込まれており、電極１０９Ｄと電極１０９Ｅとは互いに電気的に接触している。さらに、この電極１０９Ｄと出射窓１０４とはフリットガラス１１４によって封止されている。これらの電極１０９Ｄ，１０９Ｅも側管２の一部を構成する。

側管１０２を構成する電極１０９Ａ，１０９Ｂ，１０９Ｃ，１０９Ｄ，１０９Ｅには、図示しないリード線を介して外部電源が接続される。そして、外部電源によって、光電面１０５と、ＭＣＰ１０８の光電面側表面及び蛍光面側表面（電子入射側表面及び電子出射側表面）と、蛍光面１０７とに対して必要な電圧が印加される。例えば、光電面１０５とＭＣＰ１０８の光電面側表面との間には、電位差として約２００Ｖが設定され、ＭＣＰ１０８の光電面側表面と蛍光面側表面との間には、電位差として約５００Ｖ〜約９００Ｖが可変に設定され、ＭＣＰ１０８の蛍光面側表面と蛍光面７との間には、電位差として約６ｋＶ〜約７ｋＶが設定されている。

さらに、側管１０２には、略リング状のコバール金属製部材である電極１０９Ｆが設けられており、その内側の先端部が出射窓１０４の側面から所定の距離を空けるように保持されている。この電極１０９Ｆは図示しないゲッターの通電用電極である。

入射窓１０３は、大気側及び真空側の各表面の中央領域を共に平面状に合成石英を加工して形成されたガラス面板である。出射窓１０４は、多数個の光ファイバをプレート状に集束して構成されたファイバプレートである。この出射窓１０４に形成される蛍光面１０７は、蛍光体を出射窓１０４の真空側表面に塗布することにより形成されている。

側管１０２は、電極１０９Ａと電極１０９Ｂとの間、電極１０９Ｂと電極１０９Ｃとの間、電極１０９Ｃと電極１０９Ｆとの間、及び電極１０９Ｆと電極１０９Ｅとの間が、それぞれ、リング状のセラミック部材であるセラミックリング（側壁）１１５Ａ，１１５Ｂ，１１５Ｃ，１１５Ｄを挟んで接合されたような多段構造を有している。すなわち、側管１０２は、セラミック部材と金属電極とを組み合わせて構成されている。

なお、上記のイメージ増強管は電子管の１種であるが、必要に応じて、ＭＣＰを省略することができる。上述の電子管は、半導体光電陰極と、この半導体光電陰極の電子出射面（化合物半導体層１のＭＣＰに対向する面）を減圧環境（真空）内で収容する包囲体とを備え、光の入射に応じて半導体光電陰極１から出射された電子は、陽極としての蛍光面１０７によって収集される。蛍光面１０７は、電子の入射によって蛍光を発生し、当該蛍光イメージは、出射窓１０４を介して外部に出力される。

このイメージ増強管は、半導体光電陰極と、半導体光電陰極の電子出射面に対向するＭＣＰ１０８と、ＭＣＰ１０８に対向する蛍光面１０７（蛍光体）と、この半導体光電陰極の電子出射面（化合物半導体層１のＭＣＰ１０８に対向する面）、ＭＣＰ１０８、及び陽極としての蛍光面１０７を減圧環境（真空）内で収容する包囲体とを備え、光の入射に応じて半導体光電陰極１から出射された電子は、陽極としての蛍光面１０７によって収集され、ここで発生した蛍光イメージは、出射窓１０４を介して外部に出力される。出射窓１０４及び蛍光面１０７は、これらが一体化した機能を有するＹＡＧ結晶などの蛍光ブロックから構成することもできる。

以上、説明したように、上述の半導体光電陰極によれば、従来のＧａＮ光電陰極と比較して、量子効率を改善することができるため、これを用いたイメージ増強管は、高感度の撮像を行うことができる。

図１９は、従来のＧａＮ光電陰極における位置ｘ（nm）とエネルギーＥ（ｅＶ）の関係を示すグラフである。このエネルギーレベルは、半導体層の伝導帯下端レベルを示している。なお、ｘ軸の原点０は、化合物半導体層（Al_XGa_1-XN (X = 0))と接着層（ＳｉＯ_２層）２との間の界面で規定され、ｘは、この界面からアルカリ金属含有層４（真空側）に至る化合物半導体層の厚み方向の位置で規定され、この厚みは９５ｎｍに設定されている。

発明者による幾つかの透過モード及び反射モードの実験により、ＧａＮにおける最も高いエネルギーＥ（ｅＶ）は、界面欠陥で発生したキャリアによる電界や、ＧａＮの自発分極によって、およそｘ＝４０ｎｍに位置することが判明した。図１９においては、最も高いエネルギーＥは０（ｅＶ）と規定されている。このエネルギー障壁は、ｘ＝４０ｎｍより小さな領域において、湾曲したエネルギーＥによって形成されたエネルギー障壁は、ｘ＝４０ｎｍより小さな領域において発生した電子が真空に向けて通過するのを阻害する。このエネルギー障壁を小さくするためには、半導体層におけるＡｌの組成比Ｘを増加させるべきである。

図２０は、半導体光電陰極における位置ｘ（nm）とＡｌ組成比Ｘ（％）との関係を示すグラフである。上述のように、第２領域１２と中間領域１Ｍは、共にＡｌを半導体結晶の構成材料として含有している。図２０におけるＤａｔａＬは、図１９における４０ｎｍよりも小さな半導体領域のエネルギーＥをフラット化することが可能なＡｌ組成比Ｘを占めている。半導体層とガラスとの間の界面位置における有効Ａｌ組成比Ｘは６１％であり、この値はＤａｔａＬの最大値である。

第２領域１２及び中間領域１Ｍは、各々超格子構造を有しているので、図２０は、有効Ａｌ組成比Ｘを示しており、この組成比Ｘは、超構造構造（ＭＱＷ（多重量子井戸）構造）における単位区間内の平均値である。すなわち、Ａｌ組成比Ｘは、単位区間内の平均Ａｌ組成比でよって表されている。単位区間は、超格子構造において隣接する障壁層と井戸層とからなる。なお、超格子構造が半導体領域において用いられてない場合には、有効Ａｌ組成比Ｘは、単にＡｌ組成比Ｘを示すことになる。

図２０におけるＤａｔａＵは、図１９における４０ｎｍより小さな半導体領域においてエネルギーＥのスロープ或いは傾斜を形成することが可能なＡｌ組成比Ｘを示している。このエネルギースロープは真空側に傾斜している。この場合、発生した電子は伝導帯において、エネルギースロープに従って、容易に真空側に流れることができる。半導体層とガラスとの間の界面位置における有効Ａｌ組成比Ｘは６８％であり、この値はＤａｔａＵの最大値である。

３００ｎｍよりも短波長に対して、選択的な感度を有する光電陰極が期待されてきた。真空側の半導体領域（中間領域１Ｍ或いは第１領域１１）において、有効Ａｌ組成比が３０％以上に設定される場合、この領域は、波長３００ｎｍ以下の波長の光に応答して電子を発生することができる。

選択的に短波長の光を検出するためには、エネルギーバンドギャップは増加させるべきである。なぜならば、最大検出可能波長λ（ｎｍ）及びエネルギーバンドギャップＥｇ（ｅＶ）は、λ＝１２４０／Ｅｇの関係を有しているからである。波長λ＝３００（ｎｍ）の場合、Ｅｇ＝４．１３（ｅＶ）である。ＧａＮのエネルギーバンドギャップは３．４（ｅＶ）、ＡｌＮのエネルギーバンドギャップは６．２（ｅＶ）である。エネルギーバンドギャップ４．１３（ｅＶ）を与えるＡｌ組成比Ｘは、エネルギーバンドギャップとＡｌ組成比Ｘが比例していると仮定することによって単純に計算され、計算されたＡｌ組成比Ｘは２６．４％である。実際には、現実のエネルギーバンドギャップは、この計算値Ｘ＝２６．４（％）を用いた場合、４．１３（ｅＶ）よりも若干小さい。したがって、有効Ａｌ組成比Ｘは３０（％）に設定され、この値は２６．４（％）よりも若干大きい。

以下、有効Ａｌ組成比Ｘについてより詳細に説明する。上述のように、有効Ａｌ組成比Ｘは、超格子構造における単位区間内の平均Ａｌ組成比Ｘで与えられる。第２領域１２と中間領域１Ｍが超格子構造からなる場合、有効Ａｌ組成比は以下のように設定される。値は、整数となるよう四捨五入されている。なお、実施例３は、ＤａｔａＬを示し、実施例（Ｅｘａｍｐｌｅ）４は、ＤａｔａＵを示している。第１領域１１はＧａＮ（Ｘ＝０）からなる。

図２１は、半導体光電陰極における位置ｘ（ｎｍ）とＡｌ組成比Ｘ（％）の関係を示すグラフである。このＡｌ組成比Ｘは、半導体層が超格子構造を有する場合には、有効Ａｌ組成比を示している。

実施例Ｂによれば、位置ｘが５ｎｍよりも小さな領域におけるＡｌ組成比Ｘは１００％であって一定であり、この領域はＡｌＮからなる。位置ｘが５ｎｍよりも大きい領域では、Ａｌ組成比Ｘは位置ｘの増加に伴って徐々に減少する。第２領域１２の厚みは５ｎｍであり、中間領域１Ｍの厚みは４５ｎｍである。実施例Ｂにおいては、第１領域１１はＡｌＧａＮ（Ｘ＝３０％）からなり、中間領域１Ｍ上に形成されている。

実施例Ａ及びＣによれば、Ａｌ組成比Ｘは位置ｘの増加に伴って、組成比Ｘが３０％になるまで徐々に減少する。実施例Ａ及びＣにおいては、第２領域１２の厚みは２０ｎｍであり、中間領域１Ｍの厚みは２０ｎｍである。第１領域１１はＡｌＧａＮ（Ｘ＝３０％）からなり、中間領域１Ｍ上に形成されている。

実施例Ｄによれば、位置ｘが１０ｎｍよりも小さな領域においては、Ａｌ組成比Ｘは７０％であって、一定であり、組成比Ｘは位置ｘの増加に伴って、組成比Ｘが３０％になるまで徐々に減少する。実施例Ｄでは、第２領域１２の厚みは１０ｎｍであり、中間領域１Ｍの厚みは３０ｎｍである。第１領域１１はＡｌＧａＮ（Ｘ＝３０％）からなり、中間領域１Ｍ上に形成されている。有効Ａｌ組成比Ｘは以下の通りである。値は、整数となるよう四捨五入されている。

なお、実施例Ａは、図１９において位置ｘが４０ｎｍよりも小さな領域のエネルギーＥをフラット化することができる。実施例Ｃは位置ｘが４０ｎｍよりも小さな領域においてエネルギースロープを真空側に傾けることができる。

実施例１〜４において、第１領域１１における有効Ａｌ組成比Ｘ（１１）は０（Ｘ（１１）＝０％）に設定されている。第１領域１１におけるＸが０の場合、第１領域１１における良質な結晶性により、感度が高くなる。しかしながら、有効Ａｌ組成比Ｘ（１１）は変更することができる。例えば、有効Ａｌ組成比Ｘ（１１）は０（％）から３０（％）の範囲に設定することができる。すなわち、０（％）≦Ｘ（１１）≦３０（％）である。

第２領域における有効Ａｌ組成比Ｘが１５（％）の場合（一定値又は最大値）、位置ｘが４０ｎｍにおけるエネルギーＥの変化によって、感度は向上した。ＡｌＧａＮの結晶成長は、組成比Ｘ（１１）＋５０（％）又は組成比Ｘ（１１）＋３０（％）によって制限される。したがって、第２領域１２における最大有効Ａｌ組成比X(12(Max))は、１５％からＸ（１１）＋５０（％）又はＸ（１１）＋３０（％）までの範囲内に設定することができる。すなわち、以下の式が満たされる。なお、Ｘ（１１）＝０（％）の実験から考えると、最大値X(12(Max))がＸ（１１）＋３０（％）に設定された場合、高感度が期待される。さらに、X(12(Max))の最大値は、２つの条件を考慮すると、Ｘ（１１）＋５０（％）に設定される。１つの条件は、推定される伝導帯の湾曲モデル（図１９）から得られる適切なＡｌ組成比Ｘである。もう１つの条件は、十分な結晶性を有することが可能なＡｌ組成比Ｘの変化率である。
（１） １５（％）≦Ｘ（１２（Ｍａｘ））≦Ｘ（１１）＋５０（％）、又は、
（２） １５（％）≦Ｘ（１２（Ｍａｘ））≦Ｘ（１１）＋３０（％）．

更に、上記のＡｌ組成比は超格子構造を有していない通常の半導体構造（バルク）にも用いることが可能である。この場合、Ａｌ組成は位置ｘの増加に伴って連続的に変化する。

超格子構造からなる第２領域及び中間領域１２，１Ｍにおける有効Ａｌ組成比Ｘは領域内を通じて一定であり、第１領域１１における有効Ａｌ組成比Ｘが当該一定値(=X(12:const))よりも低い場合、位置ｘが４０ｎｍよりも小さな領域におけるエネルギーＥがフラット化可能であるため、感度は増加させることが可能である。この場合、Ｘ（１１）及びX(12:const)は、以下の式を満たす。
（１） ３０（％）≦Ｘ（１１）≦４０（％）。
（２） ６０（％）≦Ｘ（１２：ｃｏｎｓｔ）≦Ｘ（１１）＋５０（％）、又は、
（３） ６０（％）≦Ｘ（１２：ｃｏｎｓｔ）≦Ｘ（１１）＋３０（％）

Ｘ（１１）は、３０％から４０％の範囲内に設定することができる。なぜならば、図２２に示した値を用いた場合には、量子効率が増加したからである。３０（％）≦Ｘ（１１）≦４０（％）の場合、良好な感度を得ることができる。６０（％）≦Ｘ（１２：ｃｏｎｓｔ）≦Ｘ（１１）＋５０（％）の場合、又は、６０（％）≦Ｘ（１２：ｃｏｎｓｔ）≦Ｘ（１１）＋３０（％）の場合、感度は明確に増加する。

Ｘ（１１）＝０（％）の場合の実験結果から考えると、Ｘ（１２：ｃｏｎｓｔ）の最大値がＸ（１１）＋３０（％）に設定された場合、高感度が期待される。さらに、X(12(Max))の最大値は、２つの条件を考慮すると、Ｘ（１１）＋５０（％）に設定される。１つの条件は、推定される伝導帯の湾曲モデル（図１９）から得られる適切なＡｌ組成比Ｘである。もう１つの条件は、十分な結晶性を有することが可能なＡｌ組成比Ｘの変化率である。

図２２は、半導体光電陰極における半導体層（第２領域（超格子構造）、中間領域１ｍ（超格子構造）、第１領域１１（通常のバルク構造：Ａｌ組成比の変化なし）の物理量を示す図表である。Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６の６つのサンプル（ロット）が示されている。Ｎｏ．１は３つのサンプルを含み、Ｎｏ．２は２つのサンプルを含み、Ｎｏ．３は２つのサンプルを含み、Ｎｏ．４は１つのサンプルを含み、Ｎｏ．５は１つのサンプルを含み、Ｎｏ．６は３つのサンプルを含み、それぞれのサンプルロットの値は、該当するサンプルロット内における平均値を示している。領域１２における有効Ａｌ組成比Ｘは一定であり、領域１Ｍにおける有効Ａｌ組成比Ｘは変化（傾斜：グレーデッド）している。有効Ａｌ組成比Ｘは、領域１２内において、０％から４０％まで変化し、Ｘは領域１Ｍないにおいても変化している。領域１２と領域１Ｍは共に超格子構造からなるので、図２２におけるＡｌ組成比Ｘは、有効Ａｌ組成比Ｘを示している。領域（層）１２の厚みは、０nm〜２５nmまで変化し、領域（層）１Ｍの厚みは２５nmから５０ｎｍまで変化する。第１領域１１（ＧａＮ（Ｘ＝０％））は約５０ｎｍの厚みを有しており、中間領域１Ｍ上に形成されている。すなわち、第１領域の厚みは、効果が確認されるよう２０ｎｍから６０ｎｍまで変化させられ、これらの場合の量子効率も高くなった。第１領域の厚みが１００ｎｍ以下である場合には、感度は高くなる。第１領域の厚みは１０ｎｍから１００ｎｍの範囲に設定することができる。

超格子構造を形成するため、Ａｌ組成比Ｘは、超格子構造内における井戸層と障壁層は交互に変化している。有効Ａｌ組成比がＸの場合、単位区間における障壁層の実際の最大Ａｌ組成比は２Ｘであり、単位区間における井戸層の実際の最小Ａｌ組成比は０（ＧａＮ）に設定される。この場合、単位区間内における平均Ａｌ組成比は、（２Ｘ＋０）／２＝Ｘとなる。

図２３は、半導体光電陰極における位置ｘ（ｎｍ）とＡｌ組成比Ｘ（Ｘ）との関係を示すグラフである。有効Ａｌ組成比Ｘは、第２領域１２（０≦ｘ≦ｘａの領域）内において一定（＝Ｘａ）であり、中間領域内１Ｍ（ｘａ≦ｘ≦ｘｂの領域）において位置ｘの増加に伴って、ＸがＸｂになるまで減少している。第１領域１１（ｘｂ≦ｘの領域）内において、有効Ａｌ組成比Ｘは一定である。最小有効Ａｌ組成比ＸｂはＸ（１１）の範囲内に設定することができる。

図２４は、半導体光電陰極における位置ｘ（ｎｍ）と相対エネルギー（ｅＶ）の関係を示すグラフである。ｘが４０ｎｍ又は５０ｎｍよりも小さな領域内におけるＡｌ組成比を増加させる場合、半導体内のエネルギーは変化する。Ｄａｔａ３はＧａＢの伝導帯におけるオリジナルの最低エネルギーを示している。界面欠陥からのキャリアやＧａＮの自発分極により、エネルギーレベルは湾曲している。Ａｌ組成比Ｘが、Ｄａｔａ１に示されるエネルギーを示すように増加した場合には、Ｄａｔａ３と１のエネルギーは重畳してＤａｔａ２に示すエネルギー曲線が形成される。この構造は、半導体層における４０ｎｍ近辺のエネルギー障壁を低下させ、真空に到着可能な電子数を増加させる。この構造によれば、Ｄａｔａ２のトップ位置（最大値）から第１領域１１の露出表面までの距離は、光電陰極における光電変換のための有効厚（＝Δｘ）とすることができる。

図２５は、半導体光電陰極における有効厚Δｘ（ｎｍ）と量子効率（％）との関係を示すグラフである。

有効厚Δｘ（ｎｍ）は５５ｎｍから９１ｎｍの範囲内に設定された場合、光電陰極の量子効率（波長２８０ｎｍ）は１６％〜３０％にすることができた。有効厚Δｘ（ｎｍ）が６７ｎｍから７６ｎｍの範囲に設定された場合、光電陰極の量子効率は２５％を超えることができた。図２５において、有効厚△ｘ（ｎｍ）が５５ｎｍ，５８ｎｍ，６７ｎｍ，７１ｎｍ，７３ｎｍ，７６ｎｍ，８２ｎｍ，８３ｎｍ，９２ｎｍのデータは、サンプルロットＮｏ．ＮＥ５７３３，Ｎｏ．３，Ｎｏ．５，Ｎｏ．１，Ｎｏ．１，Ｎｏ．６，Ｎｏ．３，Ｎｏ．２，Ｎｏ．２のサンプルからそれぞれ得られた。

なお、Ｎｏ．ＮＥ５７３３は、従来の構造の代表サンプルであり、第２領域（ＡｌＧａＮ）、中間領域（ＡｌＧａＮ）を備えておらず、第１領域（ＧａＮ）のみを備えており、第１領域の厚みは９５（ｎｍ）である。

図２６は、半導体光電陰極における組成勾配Ｒ（％／ｎｍ）と量子効率（％）との関係を示すグラフである。Ｒは、単位厚みにおける有効Ａｌ組成比Ｘの変化を示している。図２６において、Ｒによって示される値、０、０．３、０．６（ｈｉｇｈ ＱＥ）、０．６（ｌｏｗ ＱＥ）、０．７５、１、１．２、１．２５、１．６（ｈｉｇｈ ＱＥ）、１．６（ｌｏｗ ＱＥ）は、サンプルロットＮｏ．ＮＥ５７３３、Ｎｏ．ＮＥ６４２０、Ｎｏ．１、Ｎｏ．１、Ｎｏ．４、Ｎｏ．５、Ｎｏ．４、Ｎｏ．６、Ｎｏ．２、Ｎｏ．２のサンプルからそれぞれ得られた。Ｎｏ．ＮＥ６４２０は、実施例１の構造を有するサンプルであり、第２領域１２の厚みＤ２は２５ｎｍであり、中間領域１Ｍの厚みＤＭは２５ｎｍであり、ＧａＮの第１領域の厚みＤ１は５１ｎｍであり、第２領域１２における超格子構造内の最大有効Ａｌ組成比Ｘは１５％であり、中間領域１Ｍにおける超格子構造内の最大有効Ａｌ組成比Ｘは７．５％であり、Ｒは０．３（％／ｎｍ）である。有効Ａｌ組成比が大きく変化した場合、量子効率は低下する。組成勾配（組成変化率）Ｒ（％／ｎｍ）が１．２（％／ｎｍ）以下の場合、特に、０．３（％／ｎｍ）から１．２（％／ｎｍ）の場合に、量子効率は増加し、２５％を超える値が得られる。

上述のように、図１６は半導体光電陰極の波長（ｎｍ）と量子効率（％）の関係を示している。このグラフはサンプルロットＮｏ．１から得られる。図１６によれば、３０％を超える非常に高い量子効率が得られている。この値は、通常のバルクＧａＮ光電陰極（比較例）で得られる量子効率よりも大きな値である。

次に、別の態様に係る半導体光電陰極及びその製造方法について説明する。この態様は、入射光に応答して電子を放出する半導体光電陰極及びその製造方法に関する。

以下、実施の形態に係る半導体光電陰極について説明する。なお、同一要素には、同一符号を用いることとし、重複する説明は省略する。なお、以下の半導体光電陰極は、上述のイメージ増強管にも適用することができ、その製造方法は上述の通りである。

まず、比較例（Ｔｙｐｅ１）に係る光電陰極について説明する。

図２７は、比較例（Ｔｙｐｅ１）に係る半導体光電陰極の縦断面図である。この光電陰極は、ＧａＮからなる化合物半導体層１、ＳｉＯ_２からなる接着層２、ガラス基板３、アルカリ光電陰極材料からなるアルカリ金属含有層４を備えている。化合物半導体層１は、接着層２を介してガラス基板３に貼り付けられており、製造時においては化合物半導体層１の貼り付け後に、化合物半導体層１の露出表面上にアルカリ光電陰極材料を堆積する。以下、このようなガラス基板への貼り付けを行う光電陰極を、グラスボンディング構造と呼ぶこととする。

ガラス基板３を構成するシリカは、紫外線を透過する「ＵＶガラス」であり、硼硅酸ガラスからなる。硼硅酸ガラスとしては、例えばコバール（ＫＯＶＡＲ）ガラスが知られている。このようなガラスは、概ね波長１８５ｎｍ以上の波長域における透過率を高めたガラスであり、コーニング社製の「９７４１」やショット社製の「８３３７Ｂ」等を用いることができる。このようなＵＶガラスは、少なくとも２４０ｎｍ以上の紫外線透過率がサファイアより高く、２μｍ以上の波長を有する赤外線に対する吸収率がサファイアより高い。

アルカリ金属含有層４に用いられるアルカリ光電陰極材料としては、Ｃｓ−Ｉ、Ｃｓ−Ｔｅ、Ｓｂ−Ｃｓ、Ｓｂ−Ｒｂ−Ｃｓ、Ｓｂ−Ｋ−Ｃｓ、Ｓｂ−Ｎａ−Ｋ、Ｓｂ−Ｎａ−Ｋ−Ｃｓ、Ａｇ−Ｏ−Ｃｓ、Ｃｓ−Ｏなどが知られている。本例では、アルカリ光電陰極材料として、アルカリ酸化物であるＣｓ−Ｏを用いることとする。アルカリ金属は、仕事関数を低下させ、負の電子親和力を与えて、真空準位へ電子を容易に放出させる機能がある。

ここでは、化合物半導体層（Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ（但し、Ｘ＝０））１と接着層（ＳｉＯ_２層）２との界面位置をｘ軸の原点０とし、この界面からアルカリ金属含有層４に向かう化合物半導体層１の厚み方向の位置をｘとする。この半導体光電陰極には、ガラス基板３側から光が入射し、接着層２を透過して、化合物半導体層１に至る。化合物半導体層１内では光電変換が行われ、入射光に対応して発生した電子は、アルカリ金属含有層４を介して、真空中に放出される。

図２８（Ａ）は、比較例に係る光電陰極の化合物半導体層（ＧａＮ）１の断面図、図２８（Ｂ）は、エネルギーバンド図である。

化合物半導体層１の全体厚みＤに、僅かなアルカリ金属含有層４の厚みを加えた厚みをｔとする。グラスボンディング構造のＧａＡｓ透過型光電陰極やＳｉ系デバイスなどにおけるエネルギーバンドギャップの挙動と同様に、ガラスとＧａＮ結晶の異種接合界面には欠陥準位が形成され、この準位からのキャリアが作る電界によりエネルギーバンドが結晶から界面に向かって下がるような湾曲が生じていると考えられる。一方、ｐ型半導体の真空側表面では、真空側に向かって下るバンド湾曲が生じる。透過型ＧａＮ光電陰極では１００ｎｍという薄い厚さの中で、この両者の効果が合わさり、山のような形状のエネルギーバンドを形成していると推測される。

透過モード動作では、バンド構造の山の頂上の光入射側（０＜ｘ＜ｘ_Ｐの放出不能領域Ｒ（Ｉ））で励起された電子は頂上を越えて真空側斜面へ行くことは出来ず、真空中にとり出されることはない。この光電陰極を反射モード動作とした場合は、真空側から光が入射し、右側に電子が出る。したがって、バンドの山の頂上の位置が重要となる。光電陰極として有効に機能しているのは、どちらの動作モードでも頂上より真空側の領域（ｘ_Ｐ＜ｘ＜ｔの放出寄与領域Ｒ（ＩＩ））であるが、透過モードではバンドの頂上より光入射側の領域で光が多く吸収されるため、実質的に光電陰極として動作している右側の領域へ入射する光量はかなり減少してしまう。逆に反射モードでは、より多く光吸収が生じた領域が光電子放射に寄与するため、高感度となる。

この仮説を検証するべく、比較例（Ｔｙｐｅ１）に係る光電陰極の量子効率を測定した。

図２９は、比較例に係る光電陰極の波長（ｎｍ）と量子効率（％）の関係を示すグラフである。

同図では、光電管に封入した透過型構造光電陰極の、透過モードと反射モードの分光感度が示されている。なお、この光電陰極の厚さは、１２７ｎｍである。本願発明者らは、これまで、グラスボンディング構の透過型光電陰極や、サファイア基板上に成長したＧａＮを用いた透過型光電陰極を作製してきたが、得られた最高の量子効率は２５ ％以下であった。一方、Ｔｙｐｅ１のグラスボンディング構造の反射型ＧａＮ光電陰極を光電管に封入し、感度を測定すると、波長２８０ｎｍにおいて、量子効率は３５％という高い値を得る一方で、透過モードの量子効率は反射モードの場合よりも低いという結果が得られた。これは、上述の如くエネルギーバンドギャップが湾曲していることを実証するものである。

以上の考えのもとで、エネルギーバンドギャップの山の頂上の位置ｘｐを求める。なお、説明に用いる数式は、図４７の数式を示す図表を参照する。なお、式（１）〜式（１２）において示される位置ｘは、透過モード関しては、上述の図２８（Ｂ）の場合と同一であるが、反射モードに関しては、図２８（Ｂ）の場合とは異なり、光入射面の位置をｘの原点とし、化合物半導体層１の深部に向かう方向を正方向とする。この場合、いずれのモードの場合においても、光入射面から離れるに従って、光吸収量（％）は、小さくなる。かかる場合の位置ｘと光吸収量Ｉ_Ａ（％）の関係を図４５に示す。反射モード動作時の光吸収量の方が、透過モード時の吸収よりも大きくなっている。

図２９の結果と、ＧａＮの複素屈折率を用いて、反射モード動作と透過モード動作の量子効率を見積ることができる。物質に入射した光は、通過した場所ごとに少しずつ吸収されていき、入射面から距離ｘの位置での強度は、ランベルトの法則（Ｌａｍｂｅｒｔ'ｓ ｌａｗ）に従い、式（１）で表される。Ｉ_０は入射強度、αは吸収係数である。吸収係数αは、複素屈折率の消衰係数 ｋより、式（２）と表される。λは光の波長である。光電陰極内のある場所ｘにおける微小区間Δｘで励起される電子の数ｎ_Ａは、そこで吸収された光子数に比例する。

吸収された光子数はΔｘおける光強度の変化に比例するから、式（１）の微係数を用いて、式（３）と書ける。このＧａＮ光電陰極について、光電子放出に関わる電子のみを議論すれば、励起された電子は伝導帯の勾配により全て真空側へ運動すると見て良い。したがって真空側界面へ到達する電子数ｎ_Ｓは、式（４）となる。

ここで、ｆは電子が真空側界面へ到達したときに生き残っている確率を表し、励起位置ｘから真空側界面までの距離と拡散長Ｌをパラメータとする。計算を単純にするため電子の輸送を１次元に限定して考え、関数ｆとして反射型動作時について、式（５）を仮定し、透過型動作時に、式（６）を仮定すると、式（３）は、反射型について式（７）、透過型について式（８）となる。なお、光電陰極からガラス基板を除いた部分（化合物半導体層１とアルカリ金属含有層４の部分）の厚みをｔとするが、アルカリ金属含有層４の物性は、化合物半導体層１と同一であると近似する。

したがって、式（６）および式（７）をそれぞれの励起電子が真空へ到達できる領域で足しあわせることで真空側界面へ到達する全電子数を計算できる。すなわち、反射型では式（９）、透過型では、式（１０）となる。

積分範囲は反射型、透過型動作時に光電子放出に有効な領域に限定される。上記の定積分を求めると反射型、透過型について、それぞれ、式（１１）、式（１２）を得る。

さらに、表面から真空への脱出確率Ｅをそれぞれに係数として掛け、入射光強度Ｉ_０で割れば量子効率となる。拡散長と脱出確率は福家らの報告(S. Fuke, M. Sumiya, T. Nihashi, M. Hagino, M. Matsumoto, Y. Kamo,M.Sato, K. Ohtsuka, “Development of UV-photocathode using GaN film onSisubstrate”, Proc. SPIE 6894, 68941F-1-68941F-7 (2008))で、それぞれ２３５ｎｍ、０．５という値が求まっている。ここでは、式（１１）を式（１２）で割り、反射モードと透過モードの量子効率の比を実測値と比べることとする。こうすることで、脱出確率Ｅの影響を取り除くことができる。

ＧａＮ結晶を貼りつけたガラス面板の吸収の影響を避けるため、２９０ｎｍ以上の範囲で比較を行う。拡散長を２３５ｎｍとし、バンドの山の位置ｘ_ｐを表面から４０ｎｍ，５２ｎｍ，６０ｎｍとした場合の結果を実測値と比較した。その結果を図４に示す。

図３０は、（反射モード時の量子効率／透過モード時の量子効率）の波長依存性を示すグラフであり、エネルギーバンド下端のピーク位置ｘｐを変化させたものである。このエネルギーバンドの山の位置ｘ_ｐは、ｘｐ＝５２ｎｍの時に実測値と計算値が最もよく一致した。

これにより、化合物半導体層１の厚さ（全体厚みＤ）のほぼ中央（Ｄ／２の位置）（若干ガラス接合界面より）が、伝導帯（下端）のエネルギーの山の頂上であることが明らかとなった。約１００ｎｍの厚さのＧａＮ光電陰極では、反射モードでも透過モードでも光電陰極の厚さの半分が光電子放出に寄与していないが、光が入射する側ではより多くの光が吸収されるため、反射モードに比べて透過モード動作時に量子効率が低い原因となっている。

すなわち、量子効率を改善するには、化合物半導体層１のほぼ中央に位置するピーク位置ｘｐを、ガラス基板側に移動させることが重要となる。実施例に係る半導体光電陰極では、ピーク位置ｘｐをガラス基板側にずらし、更に、ガラス基板側のエネルギーバンドギャップＥｇを広くすることで、際立って優れた量子効率を得ることができる。

図３１は、実施例（Ｔｙｐｅ２，Ｔｙｐｅ３）に係る半導体光電陰極の縦断面図である。比較例（Ｔｙｐｅ１）の半導体光電陰極との相違点は、化合物半導体層１を、３つの領域１１，１Ｍ，１２からなることとし、ＡｌをＧａＮに添加したことにあり、その他の構造は、比較例のものと同一である。

実施例に係る半導体光電陰極は、ガラス基板３にＳｉＯ_２層からなる接着層２を介して貼り付けられた化合物半導体層１（Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ＜１））と、このＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層４とを備えている。化合物半導体層１を構成するＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、アルカリ金属含有層４に隣接する第１領域１１と、ＳｉＯ_２層からなる接着層２に隣接する第２領域１２と、第１領域１１と第２領域１２との間に位置する中間領域１Ｍとを備えている。

ここで、第２領域１２からアルカリ金属含有層４に向かう化合物半導体層１（Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層）の厚み方向の位置をｘとし、第２領域１２とＳｉＯ_２層からなる接着層２との界面位置を、位置ｘの原点０として設定する。ここで、Ａｌの組成比Ｘ＝ｇ（ｘ）とする場合、中間領域１Ｍにおける組成比Ｘの最小値をＸ_{ＭＩＮ（Ｍ）}、第２領域１２における組成比Ｘの最小値をＸ_{ＭＩＮ（２）}として、以下の条件（１）〜（５）が満たされている。

（１）：第１領域１１では、０≦ｇ（ｘ）≦Ｘ_{ＭＩＮ（Ｍ）}を満たしている。
（２）：中間領域１Ｍでは、ｇ（ｘ）は単調減少関数であって、且つ、ｇ（ｘ）≦Ｘ_{ＭＩＮ（２）}を満たしている。
（３）：第２領域１２では、ｇ（ｘ）は単調減少関数又は一定値である。
（４）：第２領域１２におけるｇ（ｘ）が単調減少関数である場合には、第１領域の厚みＤ１は１８（ｎｍ）以上である。
（５）：第２領域１２におけるｇ（ｘ）が一定値である場合には、第１領域１１の厚みＤ１は３１（ｎｍ）以上である。

Ａｌ組成比Ｘと第１領域の厚みＤ１が上述の条件を満たす場合、従来のＧａＮ光電陰極と比較して、際立って優れて量子効率を改善することが可能である。

なお、第１領域１１のＡｌの組成比Ｘは好ましくは０であり、この領域はＧａＮからなることが好ましいが、低濃度のＡｌが含まれてもよい。

実施例では、２つのタイプの光電陰極が用意される。Ｔｙｐｅ２の半導体光電陰極は、上記条件（４）が満たされるものであり、Ｔｙｐｅ３の光電陰極は、上記条件（５）が満たされるものである。なお、Ａｌの組成比Ｘが単調減少する場合には、当該半導体層の２つの界面位置において、最大値と最小値がそれぞれ規定されるものであり、原則的にはこれらの位置間を組成比が一定の勾配で変化するが、製造上の誤差を含むため、現実の製品では、厚み方向の位置変化に対して組成比Ｘが常に一定割合で変化をするわけではない。

図３２（Ａ）は、実施例に係る化合物半導体層（ＡｌＧａＮ系積層構造）の断面図、図３２（Ｂ）はエネルギーバンド図である。比較例の半導体光電陰極と比較して、伝導帯下端のエネルギーレベルのピーク位置ｘｐが、化合物半導体層１の厚み方向中央位置よりもガラス基板側に移動している。これは、Ａｌの組成比Ｘを中央位置よりもガラス基板側で増加させたためであり、電子の放出不能領域Ｒ（Ｉ）が減少し、放出寄与領域Ｒ（ＩＩ）が増加している。ガラス基板の近傍では、Ａｌの組成比Ｘが０．３以上となることで、かかる不能領域での短波長（波長２８０ｎｍ）の光の透過率を増加させ、放出寄与領域において光電変換される光量を増加させている。

なお、化合物半導体層１（Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層）の全体の厚みＤ、第１領域の厚みをＤ１、中間領域１Ｍの厚みをＤＭ、第２領域１２の厚みをＤ２、許容誤差をＥとする。上述のように、量子効率を劇的に向上させるためには、中央位置（Ｄ／２）よりもガラス基板側の領域のエネルギーバンドギャップを調整することが重要である。

すなわち、実施例の半導体光電陰極は、以下の関係式を満たしている。

（Ｄ２＋ＤＭ）×（１００±Ｅ）％＝Ｄ／２、Ｅ≦６０

化合物半導体層１は、組成が一様である場合には、その厚みＤの２分の１の位置の近傍に伝導帯下端のエネルギーレベルのピークが位置するので、この位置ｘｐよりもガラス基板側のエネルギーレベルを、中間領域１Ｍ及び第２領域１２によって調整することで、真空中へ放出できない電子を高いエネルギー準位に移動させることができ、原理的に電子の放出確率を高めることができる。許容誤差Ｅは、６０（％）以下の範囲程度であれば、電子放出効率の増加が得られると考えられるが、もちろん、Ｅ≦２０（％）とすれば、更に効果が得られると考えられ、Ｅ≦１０（％）とすれば、更に効果が得られると考えられる。

なお、ＡｌＧａＮは、Ａｌ（原子番号１３）、Ｇａ（原子番号３１）、Ｎ（原子番号７）の化合物であり、その格子定数は、原子サイズがＧａよりも小さいＡｌの組成比Ｘが増加すれば、小さくなる。化合物半導体においては、格子定数が小さいほどエネルギーバンドギャップＥｇが大きくなる傾向があるので、組成比Ｘが増加すると、エネルギーバンドギャップＥｇは大きくなり、これに対応する波長λは小さくなる。

第２領域１２における組成比Ｘの最小値Ｘ_{ＭＩＮ（２）}は、以下の関係式を満たしている。

０．３≦Ｘ_{ＭＩＮ（２）}≦０．６５

第２領域１２におけるＡｌの組成比Ｘが０．３以上となれば、第２領域１２のエネルギーバンドギャップＥｇは大きくなり、短波長（２８０ｎｍ以下）の光が、第２領域１２を容易に透過するようになるので、量子効率は著しく向上する。また、Ａｌの組成比Ｘは製造上の限界を超えて増加させることはできないので、組成比Ｘは０．６５以下であることが好ましい。Ａｌの組成比Ｘが上限を超えると、結晶性が著しく劣化するからである。

また、第１領域１１の厚みＤ１は１００ｎｍ以下であることが好ましい。この場合には、量子効率を増加させることが可能である。一般のＧａＮ光電陰極の厚みは約１００ｎｍであるため、少なくともＤ１が１００ｎｍ以下であれば、光電変換が十分に行われ、電子放出が行われると考えられる。また、電子の拡散長２３５ｎｍを超えると、真空中への電子放出が著しく減少するため、厚みＤ１は２３５ｎｍ以下が好ましい。上述のように、全体の厚みＤの２分の１をＤ１（１１７．５ｎｍ）とし、許容誤差を６０％とすれば、全体厚Ｄは概ね２３５ｎｍ以下であり、許容限界ＤＭ＋Ｄ２＝４７（＝１１７．５×０．４）ｎｍの場合に、Ｄ１＝１８８（＝２３５−４７）ｎｍ以下が必要となる。同様に、許容誤差を２０％とすれば、Ｄ１＝１４１（＝２３５−１１７．５×０．８）ｎｍ以下が必要となる。上述のように、厚みＤ１は２３５ｎｍ以下が好ましく、１８８ｎｍ以下が更に好ましく、１４１ｎｍ以下が更に好ましく、１００ｎｍ以下が好適である。

図３３（Ａ）〜（Ｄ）は、化合物半導体層１の厚み方向の位置ｘとＡｌ組成比Ｘの関係を、化合物半導体層と共に、タイプ毎に示すグラフであり、図３３（Ａ）は化合物半導体層を示す図であり、図３３（Ｂ）、図３３（Ｃ）、図３３（Ｄ）は、化合物半導体層の厚み方向の位置ｘとＡｌ組成比Ｘの関係をグラフである。

Ｔｙｐｅ１（比較例）の半導体光電陰極では、Ａｌの組成比Ｘは全ての領域１１，１Ｍ，１２において零である。

Ｔｙｐｅ２（実施例１）の半導体光電陰極では、第１領域１１（位置ｘｂ〜ｘｃ）におけるＡｌの組成比Ｘは零である。中間領域１Ｍ（位置ｘａ〜ｘｂ）におけるＡｌの組成比Ｘは位置ｘに対して単調減少（ｘに対するＸの変化の傾き（−ａ））である。ａは一定値である。第２領域１２（位置０〜ｘａ）におけるＡｌの組成比Ｘは位置ｘに対して単調減少（ｘに対するＸの変化の傾き（−ａ））である。ａは一定値である。

第２領域１２における組成比Ｘの最大値Ｘｉ、最小値Ｘｊであり、中間領域１Ｍにおける組成比Ｘの最大値はＸｊ、最小値は０である。これらの最大値及び最小値は、各層の両界面の位置において得られる。本例のＴｙｐｅ２では、Ｘｉ＝０．３、Ｘｊ＝０．１５に設定する。

Ｔｙｐｅ３（実施例２）の半導体光電陰極では、第１領域１１（位置ｘｂ〜ｘｃ）におけるＡｌの組成比Ｘは零である。中間領域１Ｍ（位置ｘａ〜ｘｂ）におけるＡｌの組成比Ｘは位置ｘに対して単調減少（ｘに対するＸの変化の傾き（−２×ａ））である。ａは一定値である。第２領域１２（位置０〜ｘａ）におけるＡｌの組成比Ｘは位置ｘに依存せず一定値（Ｘ２）である。第２領域１２における組成比Ｘの最大値或いは最小値Ｘ２は、中間領域１Ｍにおける組成比Ｘの最大値はＸ２である。本例のＴｙｐｅ３では、Ｘ２＝０．３に設定する。

図３４（Ａ）〜（Ｄ）は、化合物半導体層の厚み方向の位置ｘと不純物（Ｍｇ）濃度の関係を、化合物半導体層と共に、タイプ毎に示すグラフである。図３４（Ａ）は化合物半導体層を示す図であり、図３４（Ｂ）、図３４（Ｃ）、図３４（Ｄ）は、化合物半導体層の厚み方向の位置ｘと不純物（Ｍｇ）濃度の関係をグラフである。

Ｔｙｐｅ１（比較例）の半導体光電陰極では、Ｍｇ濃度は、全ての領域１１，１Ｍ，１２において一定（＝Ｃｊ）である。

Ｔｙｐｅ２（実施例１）の半導体光電陰極では、Ｍｇ濃度は、第１領域１１において一定（＝Ｃｊ）である（実施例１−１）。但し、Ａｌ組成比Ｘをガラス基板側に増加させるのに伴って、Ｍｇ濃度をガラス基板側に向けて濃度Ｃｉまで増加させてもよい（実施例１−２）。換言すれば、ｐ型の不純物濃度Ｃは、位置ｘに対する単調減少関数である関数ｇ（ｘ）に比例する。組成比の変化と同様に不純物濃度を変化させることで、Ａｌ組成の増加によるキャリア濃度低下の補償という効果が期待される。

Ｔｙｐｅ３（実施例２）の半導体光電陰極では、Ｍｇ濃度は、第１領域１１において一定（＝Ｃｊ）である。Ａｌ組成比Ｘをガラス基板側に増加させるのに伴って、Ｍｇ濃度をガラス基板側に向けて濃度Ｃｋまで増加させる。換言すれば、ｐ型の不純物濃度Ｃは、第２領域１２においては一定値であり、中間領域１Ｍにおいては、位置ｘに対する単調減少関数である関数ｇ（ｘ）に比例する。組成比の変化と同様に不純物濃度を変化させることで、Ａｌ組成の増加によるキャリア濃度低下の補償という効果が期待される。

上記不純物濃度Ｃｊ、Ｃｉ，Ｃｋの値は、それぞれ以下の通りである。Ｃｊ＝７×１０^１８ｃｍ^−３Ｃｉ＝２×１０^１８ｃｍ^−３Ｃｋ＝２×１０^１８ｃｍ^−３

また、負の電子親和力（ＮＥＡ）の実現と過剰ドープによる結晶性低下の観点から、上記不純物濃度Ｃｊ、Ｃｉ，Ｃｋの好適な範囲は、それぞれ以下の通りである。Ｃｊ＝１×１０^１８ｃｍ^−３以上３×１０^１９ｃｍ^−３以下Ｃｉ＝３×１０^１８ｃｍ^−３以上５×１０^１９ｃｍ^−３以下Ｃｋ＝３×１０^１８ｃｍ^−３以上５×１０^１９ｃｍ^−３以下

図３５（Ａ）、図３５（Ｂ）、図３５（Ｃ）は、半導体光電陰極の製造方法について説明する図である。

まず、貼り付け前のＡｌＧａＮ結晶をＳｉ基板上に製造し（図３５（Ａ））、続いて、Ｓｉ基板及び不要な半導体層を研磨により除去して化合物半導体層１を作製し（図３５（Ｂ））、最後に、ガラス基板３に化合物半導体層１を貼り付け、一部分が除去される（図３５（Ｃ））。以下、詳説する。

最初に、図３５（Ａ）に示すように、５インチのｎ型（１１１）Ｓｉ基板を用意する。次に、Ｍｇを添加した化合物半導体層１をＭＯＶＰＥ（有機金属気相エピタキシー）法により、Ｓｉ基板上に成長させるが、化合物半導体層１の成長前に、応力緩和のためのバッファ層２２と、アンドープのＧａＮ層（テンプレート層）２３を、Ｓｉ基板２１上に予め順次成長させておく。バッファ層２２は、厚み１２００ｎｍであって、４０対のＡｌＮ／ＧａＮからなる超格子構造を有しており、アンドープのテンプレート層２３は、６５０ｎｍの厚みを有している。これにより、クラックと応力が無い化合物半導体層１（Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ）をＳｉ基板２１上に形成することができる。

ＭＯＶＰＥ法におけるＧａの原料として、トリメチルガリウム（ＴＭＧａ）、Ａｌの原料としてトリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）、Ｎの原料としてアンモニア（ＮＨ_３）を用いることができ、これらの原料比率を制御することで、Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮにおける組成比Ｘを調整することができる。なお、水素ガスがキャリアガスとして用いられる。ＡｌＮ／ＧａＮ超格子構造のバッファ層２２と、ＧａＮのテンプレート層２３の成長温度は１０５０℃である。バッファ層２２の成長時のチャンバ内の圧力は１．３×１０^３Ｐａ、テンプレート層２３の成長時のチャンバ内圧力は１．３×１０^３〜１．０×１０^５Ｐａである。エッチング除去前の化合物半導体層１の表面から２００ｎｍの領域にはＭｇを（Ｃｐ_２Ｍｇ：ビスシクロペンタジエニルマグネシウム）を用いて成長時に添加する。

また、バッファ層２２の製造に関して、ＡｌＮ層の形成においては、基板温度を１１２０℃とした後に、ＴＭＡガスの流量即ちＡｌの供給量を約６３μｍｏｌ／分、ＮＨ_３ ガスの流量即ちＮＨ_３の供給量を約０．１４ｍｏｌ／分とし、基板温度を１１２０℃とし、ＴＭＡガスの供給を止めてから反応室内にＴＭＧガスとＮＨ_３ガスを供給して、基板２１の一方の主面に形成された上記ＡｌＮから成る第１の層の上面にＧａＮから成る第２の層を形成する。

テンプレート層２３の形成時には、反応室内にＴＭＧガス、ＮＨ_３ガスを供給してバッファ層２２の上面にＧａＮを形成する。基板温度を１０５０℃とした後、ＴＭＧガスの流量即ちＧａの供給量を約４．３μｍｏｌ／分、ＮＨ_３ガスの流量即ちＮＨ_３の供給量を約５３．６ｍｍｏｌ／分とする。

基板温度を１０５０℃とし、反応室内にＴＭＧガス、アンモニアガス及びＣｐ２Ｍｇガスを供給して、あるいはＡｌ原料として、ＴＭＡガスを供給して、テンプレート層２３上にｐ型のＧａＮ層、又はｐ型のＡｌＧａＮ層を形成する。ＴＭＧガスの流量を約４．３μｍｏｌ／分、ＴＭＡガスの流量をＡｌ組成の変化に応じて調整する。例えば、組成Ｘを０．３０とする場合には、ＴＭＡガスの流量は約０．４１μｍｏｌ／分である。Ｃｐ_２Ｍｇガスの流量をＡｌ組成が０．３のとき約０．２４μｍｏｌ／分、Ａｌ組成が０のとき約０．１２μｍｏｌ／分とする。化合物半導体層１内におけるｐ型の不純物濃度は約０．１〜３×１０^１８ｃｍ^−３である。なお、上述の製造方法によれば、バッファ層２２の結晶方位に対して、各層２３、１の結晶方位を揃えることができる。

比較例（Ｔｙｐｅ１）の構造においては、化合物半導体層１の初期の厚みが２００ｎｍであり、実施例１（Ｔｙｐｅ２）の構造においては、表面から５０ｎｍの領域においてＡｌ組成が徐々に変化するグレーデッドＡｌＧａＮであり、実施例２（Ｔｙｐｅ３）の構造においては、表面から２５ｎｍの領域がＡｌ組成が一定のＡｌＧａＮであって、表面から２５ｎｍ〜５０ｎｍまでがＡｌ組成が徐々に変化するグレーデッドＡｌＧａＮ層である。なお、化合物半導体層１の初期厚みは２００ｎｍであるが、全体の厚みの概ね半分の領域はエッチングにより除去される。

化合物半導体層１の成長後、その露出表面上に厚みが数百ｎｍのＳｉＯ_２からなる接着層２を、ＣＶＤ（化学的気相成長）法で形成する。

次に、図３５（Ｂ）に示すように、接着層２を介して化合物半導体層１にガラス基板３を熱圧着して貼り付ける。圧着時の温度は６５０℃である。

次に、図３５（Ｃ）に示すように、Ｓｉ基板２１を除去し、続いて、バッファ層２２、テンプレート層２３、化合物半導体層１の一部を除去する。Ｓｉ基板２１は、フッ酸、硝酸、酢酸の混合液を用いて、除去する。この際、バッファ層２２は、エッチングストップ層としても機能する。バッファ層２２、テンプレート層２３、及び化合物半導体層１の半分の厚み（１００ｎｍ）の領域は、リン酸と水の混合液により除去する。これにより、化合物半導体層１の厚みは、概ね１００ｎｍとなる。なお、本例では、化合物半導体層において除去する量を変更することで、全体の厚みＤは、６８ｎｍ〜９６ｎｍまで変更した。

以上のように、上述の半導体光電陰極を製造する方法は、支持基板２１上にＧａＮバッファ層２２、ＧａＮテンプレート層２３、化合物半導体層１、ＳｉＯ_２層２を順次堆積する工程と、ＳｉＯ_２層２を介して化合物半導体層１にガラス基板３を貼り付ける工程と、支持基板２１、バッファ層２２、テンプレート層２３、及び化合物半導体層１の一部を順次除去し、化合物半導体層１の残留領域を、Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（１１，１Ｍ，１２）とする工程とを備えている。この製造方法によれば、上述の半導体光電陰極を容易に製造することができる。

また、半導体光電陰極を用いたイメージ増強管を作製した。

イメージ増強管の製造においては、まず、化合物半導体層１を貼り付けたガラス基板（面板）、ＭＣＰ（マイクロチャンネルプレート）を内蔵する包囲管、蛍光出力板、Ｃｓ金属供給体を、真空チャンバ内に配置する。次に、真空チャンバ内の空気を排気し、真空チャンバ内の真空度を増加させるために、真空チャンバのベーク（加熱）を行う。これにより真空度は、真空チャンバの冷却後10-⁷ Paに到達した。更に、ＭＣＰと蛍光出力板に電子ビームを照射し、これらの内部にトラップされたガスを除去する。しかる後、ガラス基板の光電子放出面を加熱して清浄化し、これに連続して、Ｃｓ金属供給体を加熱して、Ｃｓと酸素を光電子放出面（化合物半導体層１の露出表面）に吸着させることで、当該光電子放出面を活性化し、その電子親和力を低下させる。最後に、ガラス基板及び蛍光出力板を、インジウム封止材を用いて、包囲管の両開口端にそれぞれ取り付けて、包囲管を密閉した後、これを真空チャンバ―内から取り出す。

化合物半導体層１の全体厚みＤを６８ｎｍ〜７８ｎｍとした場合、厚みＤを８１ｎｍとした場合、厚みＤを９６ｎｍとした場合の各場合において、上述のＴｙｐｅ１〜Ｔｙｐｅ３の半導体光電陰極を作製した。

図３６は、各タイプ毎のサンプルの条件の一覧を示す図表である。

サンプルＮｏ．（１−１）は、Ｔｙｐｅ１（化合物半導体層１がＧａＮ層のみからなる）において、Ｄ＝Ｄ１＝７８ｎｍとした半導体光電陰極である。サンプルＮｏ．（１−２）は、Ｔｙｐｅ１において、Ｄ＝Ｄ１＝８１ｎｍとした半導体光電陰極である。サンプルＮｏ．（１−３）は、Ｔｙｐｅ１において、Ｄ＝Ｄ１＝９６ｎｍとした半導体光電陰極である。Ａｌの組成比Ｘ＝０であり、したがって、Ｘの組成勾配も０％／ｎｍである。

サンプルＮｏ．（２−１）は、Ｔｙｐｅ２（化合物半導体層１の第２領域及び中間領域がグレーデッドＡｌＧａＮ層からなる）において、Ｄ＝６８ｎｍ、Ｄ１＝１８ｎｍ、ＤＭ＝２５ｎｍ、Ｄ２＝２５ｎｍとした半導体光電陰極である。サンプルＮｏ．（２−２）は、Ｔｙｐｅ２において、Ｄ＝８１ｎｍ、Ｄ１＝３１ｎｍ、ＤＭ＝２５ｎｍ、Ｄ２＝２５ｎｍとした半導体光電陰極である。サンプルＮｏ．（２−３）は、Ｔｙｐｅ２において、Ｄ＝９６ｎｍ、Ｄ１＝４６ｎｍ、ＤＭ＝２５ｎｍ、Ｄ２＝２５ｎｍとした半導体光電陰極である。領域ＤＭ，Ｄ２に渡って、Ａｌの組成比Ｘは厚み方向に沿って０〜０．３まで直線的に変化させたものであり、したがって、Ｘの組成勾配は０．６％／ｎｍである。

サンプルＮｏ．（３−１）は、Ｔｙｐｅ３（化合物半導体層１の第２領域はＡｌ組成が一定、中間領域がグレーデッドＡｌＧａＮ層からなる）において、Ｄ＝７７ｎｍ、Ｄ１＝２７ｎｍ、ＤＭ＝２５ｎｍ、Ｄ２＝２５ｎｍとした半導体光電陰極である。サンプルＮｏ．（３−２）は、Ｔｙｐｅ３において、Ｄ＝８１ｎｍ、Ｄ１＝３１ｎｍ、ＤＭ＝２５ｎｍ、Ｄ２＝２５ｎｍとした半導体光電陰極である。サンプルＮｏ．（３−３）は、Ｔｙｐｅ３において、Ｄ＝９６ｎｍ、Ｄ１＝４６ｎｍ、ＤＭ＝２５ｎｍ、Ｄ２＝２５ｎｍとした半導体光電陰極である。第２領域Ｄ２の組成比Ｘは一定値０．３であり、中間領域ＤＭでは、Ａｌの組成比Ｘは厚み方向に沿って０〜０．３まで直線的に変化させたものであり、したがって、Ｘの組成勾配は１．２％／ｎｍである。

図３７は、透過モードにおけるＴｙｐｅ１のサンプルにおける波長（ｎｍ）と量子効率（％）の関係を示すグラフである。化合物半導体層１の厚みＤが、７８ｎｍ（サンプルＮｏ．（１−１））、８１ｎｍ（サンプルＮｏ．（１−２））、９６ｎｍ（サンプルＮｏ．（１−３））の場合のデータが示されている。これにより、厚みＤが大きくなるほど量子効率が高くなるわけではないことがわかる。すなわち、厚さＤ＝７８ｎｍの場合よりも、厚さＤ＝８１ｎｍの方が量子効率は高いが、厚さＤ＝９６ｎｍの場合は量子効率が低下している。

すなわち、厚さＤが大きくなると（Ｄ＝８１ｎｍ）、光電変換に寄与する領域が、大きくなるため、量子効率は厚さＤ＝７８ｎｍの場合よりも増加するが、更に厚さＤが大きくなると（Ｄ＝９６ｎｍ）、ガラス基板側の電子放出不能領域も大きくなるため、量子効率が低下したものと考えられる。

図３８（Ａ）は、Ｔｙｐｅ１のサンプルの位置ｘ（ｎｍ）と伝導帯下端のエネルギーレベルＥｃ（ａ．ｕ．）の関係を示すグラフ、図３８（Ｂ）は、透過モードにおける波長（ｎｍ）と光吸収量Ｉ_Ａ（ａ．ｕ．）及び量子効率（％）の関係を示すグラフである。

図３８（Ａ）では、厚みＤ＝１４０ｎｍの場合の例が示されている。同図に示されるように、厚みＤのほぼ２分の１の位置ｘにおいて、伝導帯下端のエネルギーレベルのピークが位置する。ピーク位置ｘｐは概ね６０ｎｍである。

また、図３８（Ａ）、図３８（Ｂ）では、Ｄ＝１００ｎｍ、ピーク位置ｘｐが５０ｎｍの場合の例が示されており、短波長（波長３５０ｎｍ以下）側の領域において、無効な光吸収が増加している様子が示されている。この無効な吸収は、ガラス基板側の電子の放出不能領域における吸収である。

図３９は、透過モードにおけるＴｙｐｅ２のサンプルにおける波長（ｎｍ）と量子効率（％）の関係を示すグラフである。化合物半導体層１の厚みＤが、６８ｎｍ（サンプルＮｏ．（２−１））、８１ｎｍ（サンプルＮｏ．（２−２））、９６ｎｍ（サンプルＮｏ．（２−３））の場合のデータが示されている。比較のために、化合物半導体層１がＧａＮのみからなるＴｙｐｅ１のデータ（Ｎｏ．（１−１））が示されている。いずれの場合（Ｄ１＝１８ｎｍ，３１ｎｍ，４６ｎｍ）も、Ｔｙｐｅ１の場合よりは、量子効率が高くなる。すなわち、Ｔｙｐｅ２の場合には、厚みＤ１が１８ｎｍ以上の場合には、量子効率は比較例のものよりも高くなる。なお、高い量子効率を得るためには、全体の厚みＤは、６８ｎｍ以上９６ｎｍ以下であることが好ましい。

図４０（Ａ）は、Ｔｙｐｅ２のサンプルの位置ｘ（ｎｍ）と伝導帯下端のエネルギーレベルＥｃ（ａ．ｕ．）の関係を示すグラフ、図４０（Ｂ）は透過モードにおける波長（ｎｍ）と光吸収量（ａ．ｕ．）及び量子効率（％）の関係を示すグラフである。

図４０（Ａ）では、厚みＤ＝８１ｎｍ（Ｎｏ．（２−２））の場合の例が示されている。同図に示されるように、厚みＤのほぼ２分の１の位置ｘよりもガラス基板側の位置において、伝導帯下端のエネルギーレベルのピークが位置する。ピーク位置ｘｐは概ね２０ｎｍである。

また、図４０（Ｂ）では、Ｄ＝１００ｎｍ、ピーク位置ｘｐが２５ｎｍの場合の例が示されており（Ｄ１＝５０ｎｍ、Ｄ２＝２５ｎｍ、ＤＭ＝２５ｎｍ）、短波長帯域（波長３００ｎｍ〜波長３７０ｎｍ）における無効な光吸収が、Ｔｙｐｅ１の場合よりも著しく減少し、有効な光吸収が増加している様子が示されている。これはエネルギーレベルのピーク位置が移動したことと、ガラス基板側の透過率が増加したことに起因する。

図４１は、透過モードにおけるＴｙｐｅ３のサンプルにおける波長（ｎｍ）と量子効率（％）の関係を示すグラフである。化合物半導体層１の厚みＤが、７７ｎｍ（サンプルＮｏ．（３−１））、８１ｎｍ（サンプルＮｏ．（３−２））、９６ｎｍ（サンプルＮｏ．（３−３））の場合のデータが示されている。比較のために、化合物半導体層１がＧａＮのみからなるＴｙｐｅ１のデータ（Ｎｏ．（１−１））が示されている。Ｄ１＝２７ｎｍを除き、Ｄ１＝３１ｎｍ，４６ｎｍでは、Ｔｙｐｅ１の場合よりは、量子効率が高くなる。すなわち、Ｔｙｐｅ３の場合には、厚みＤ１が３１ｎｍ以上の場合には、量子効率は比較例のものよりも高くなる。なお、高い量子効率を得るためには、全体の厚みＤは、７７ｎｍ以上９６ｎｍ以下であることが好ましい。上述のエネルギーバンドギャップの原理から、これらの範囲であれば、価電子帯下端のピークの影になるガラス基板側の領域が、小さくなるため、量子効率を高めることができると考えられるからである。

なお、Ｎｏ．（３−１）において、比較例よりも量子効率が低くなった理由について考える。厚みＤ１を有するＮｏ．（２−１）においては、比較例よりも量子効率が高い。これはＡｌ組成が一定の領域を有する場合、換言すれば、Ａｌ含有量の厚み方向積分値が高い場合には、そうでないよりも、厚い第１領域Ｄ１を要求していることを意味していると考えらえる。

図４２（Ａ）は、Ｔｙｐｅ３のサンプルの位置ｘ（ｎｍ）と伝導帯下端のエネルギーレベルEＥｃ（ａ．ｕ．）の関係を示すグラフ、図４２（Ｂ）は、透過モードにおける波長（ｎｍ）と光吸収量Ｉ_Ａ（ａ．ｕ．）及び量子効率（％）の関係を示すグラフである。

図４２（Ａ）では、厚みＤ＝９６ｎｍ（Ｎｏ．（３−３））の場合の例が示されている。同図に示されるように、厚みＤのほぼ２分の１の位置ｘよりもガラス基板側の位置において、伝導帯下端のエネルギーレベルのピークが位置する。ピーク位置ｘｐは概ね２５ｎｍである。

また、図４２（Ｂ）では、Ｄ＝１００ｎｍ、ピーク位置ｘｐが２５ｎｍの場合の例が示されており（Ｄ１＝５０ｎｍ、Ｄ２＝２５ｎｍ、ＤＭ＝２５ｎｍ）、短波長帯域（波長２８０ｎｍ〜波長３８０ｎｍ）における無効な光吸収が、Ｔｙｐｅ１の場合よりも著しく減少し、有効な光吸収が増加している様子が示されている。これはエネルギーレベルのピーク位置が移動したことと、ガラス基板側の透過率が増加したことに起因する。

Ｔｙｐｅ１の場合とは異なり、Ｔｙｐｅ２、Ｔｙｐｅ３では、エネルギーバンドのピーク位置ｘｐが上述のように移動している。連続的にＡｌ組成比が変化するＡｌＧａＮ層により、光入射側の伝導帯の準位を持ち上げている。その結果、光電子放出に寄与しない厚さは、全体の厚みＤの約１／４以下となり、Ｔｙｐｅ１における光電子放出に寄与しない厚さの半分となる。これは光電子放出に寄与しない光吸収が大幅に減ることを意味する。

光電子放出に寄与しない領域は、Ａｌ組成比が一定のＡｌ_０．３ＧａＮ層、または、Ａｌ組成が０．３から徐々に少なくなっているＡｌＧａＮ層であることから、エネルギーバンドギャップＥｇが大きく、エネルギーバンドギャップＥｇに応じて光の分光透過率がＧａＮよりも高いことも量子効率の増加に寄与していると考えられる。

図４３（Ａ）、図４３（Ｂ）は、それぞれ、化合物半導体層の位置ｘと伝導帯下端のエネルギーレベルＥｃ（ａ．ｕ．）の関係を示すグラフ（Ｔｙｐｅ２（図４３（Ａ））、Ｔｙｐｅ３（図４３（Ｂ））である。

図４３（Ａ）では、Ｔｙｐｅ２において、Ｄ＝９０ｎｍとし、グレーデッドＡｌＧａＮ層の厚み（ＤＭ＋Ｄ２）を５０ｎｍとし、この領域でＡｌの組成比Ｘを０％〜５０％まで直線的に変化させた場合のグラフである。Ａｌの組成比Ｘが０％、１０％、２０％、３０％、４０％、５０％と増加するに伴って、ピーク位置ｘｐが、４２．５ｎｍ、３５ｎｍ、２９．５ｎｍ、２４．３ｎｍ、２０．１ｎｍ、１６．９ｎｍというように光入射面側に移動するのがわかる。

図４３（Ｂ）では、Ｔｙｐｅ３において、Ｄ＝９０ｎｍとし、一定組成のＡｌＧａＮ層の厚みＤ２＝２５ｎｍ、グレーデッドＡｌＧａＮ層の厚みＤＭ＝２５ｎｍとし、この領域でＡｌの組成比Ｘを０％〜３０％まで直線的に変化させた場合のグラフである。Ａｌの組成比Ｘが０％、５％、１０％、１５％、２０％、３０％と増加するに伴って、ピーク位置ｘｐが、４２．５ｎｍ、３５．７ｎｍ、２９．５ｎｍ、２５ｎｍ、２５ｎｍ、２５ｎｍというように光入射面側に移動し、Ｘ＝１５％以上では、ｘｐの移動が２５ｎｍで停止するのがわかる。

Ｘを１５％以上とすることで、ピーク位置ｘｐの製造誤差を低減させることができるという効果がある。ピーク位置ｘｐは入射面側に近い方が好ましく、したがって、０ｎｍよりも大きく２５ｎｍ以下であることが好ましい。この場合には、バンドの湾曲効果と透過率向上の効果から、紫外線に対する感度を著しく向上させることができる。なお、組成比Ｘが製造限界の６５％を超えると結晶性が著しく劣化し、また、厚み方向の組成比の変化率が大きくなり過ぎると結晶性が劣化するため好ましくない。このような観点から、Ｘは５２％以下であることが好ましく、Ｘは４６％以下であることが更に好ましく、単位長あたりの変化率はＸは２．０％／ｎｍ以下であることが好ましく、Ｘは１．５％／ｎｍ以下であることが更に好ましい。

図４４（Ａ）は、化合物半導体層におけるＡｌの組成勾配Ｒ（％／ｎｍ）と透過モードにおける量子効率（％）の関係を示すグラフ、図４４（Ｂ）は、化合物半導体層におけるＡｌの傾斜層厚さ（ｎｍ）と透過モードにおける量子効率（％）の関係を示すグラフである。

なお、ここでの量子効率は波長２８０ｎｍの場合の値である。ここでは、上述のサンブルＮｏ．（１−１）〜（３−３）までのデータが示されている。図４４（Ａ）では、組成勾配Ｒが０はＴｙｐｅ１の場合、組成勾配Ｒが０．６％／ｎｍはＴｙｐｅ２の場合、組成勾配Ｒが１．２％／ｎｍはＴｙｐｅ３の場合を示している。図４４（Ｂ）において、Ｔｙｐｅ１では傾斜層は０ｎｍ、Ｔｙｐｅ２では厚みＤＭ＋Ｄ２＝５０ｎｍ、Ｔｙｐｅ３では厚みＤＭ＝２５ｎｍである。

Ｔｙｐｅ２（組成勾配Ｒ：０．６％／ｎｍ）では、Ｄ＝８１ｎｍのときの量子効率が高く、Ｔｙｐｅ３（組成勾配Ｒ：１．２％／ｎｍ）ではＤ＝９６ｎｍのときの量子効率が高くなっている。Ｔｙｐｅ３では、Ｄの増加と共に量子効率が高くなっている。傾斜層厚を５０ｎｍ以下とした場合に、傾斜層厚が２５ｎｍでは、量子効率は３６．１％となる。

詳説すれば、上述のＴｙｐｅ１のサンプルＮｏ．（１−１）では量子効率は２２．９％、サンプルＮｏ．（１−２）では量子効率は２２．９％、サンプルＮｏ．（１−３）では量子効率は１８．９％である。

Ｔｙｐｅ２のサンプルＮｏ．（２−１）では量子効率は２７．９％、サンプルＮｏ．（２−２）では量子効率は３１．１％、サンプルＮｏ．（２−３）では量子効率は２８．１％である。

Ｔｙｐｅ３のサンプルＮｏ．（３−１）では量子効率は１８．９％、サンプルＮｏ．（３−２）では量子効率は２４．６％、サンプルＮｏ．（３−３）では量子効率は３６．１％である。

また、上述のグラフ（図３９（Ｔｙｐｅ２）、図４１（Ｔｙｐｅ３））を観察すると、感度向上の程度は、Ｔｙｐｅ２がＴｙｐｅ３よりも少ないことから、Ｔｙｐｅ２のピーク位置ｘｐは入射側界面より２５ｎｍよりは遠い位置にあると考えられる。また、図４０（Ｂ）、図４２（Ｂ）に示されるように、Ｔｙｐｅ２とＴｙｐｅ３の光電子放出に寄与しない光吸収が、３００ｎｍより長い波長でほとんど無いが、これは図３９，図４１において、Ｔｙｐｅ２、Ｔｙｐｅ３の量子効率が２９０ｎｍから長波長側に向かって大きく向上していることと対応している。以上のように、Ａｌ組成を連続的に変化させた傾斜組成層による伝導帯形状の制御が分光感度特性に反映されていることが明らかである。また、Ｔｙｐｅ１では、最大でも２５％程度の量子効率しか得られないが、Ｔｙｐｅ３では最大で４０．９％の量子効率を得ることができた。これは光電子放出に寄与しない光吸収領域を半減させたことと、光電子放出に寄与しない領域のバンドギャップを大きくし、光透過率を増大させたことによるものと考えられる。

図４６は、Ｔｙｐｅ１〜Ｔｙｐｅ３のサンプル（Ｎｏ．（１−２）、（Ｎｏ．（２−３）、（Ｎｏ．（３−３）における波長（ｎｍ）と、透過モードにおける量子効率（％）の関係を広範囲（２００ｎｍ〜８００ｎｍ）に示すグラフである。

いずれのサンプルの場合も、概ね波長４００ｎｍ以下の量子効率が向上しているが、概ね波長４００ｎｍ以上の量子効率は低くなっている。また、概ね波長４００ｎｍ以上では、Ｔｙｐｅ１の光電陰極の量子効率の方が、他のＴｙｐｅ２、Ｔｙｐｅ３の光電陰極の量子効率よりも高くなっている。

なお、光電陰極の短い波長側の感度は、面板の透過率によって制限される。カットオフ波長はＧａＮのエネルギーバンドギャップによって与えられ、３６５ｎｍである。図４６のグラフによれば、量子効率は、波長３６５ｎｍ以上になると急峻に低下している。カットオフ波長よりも長波長側の感度はアルカリ金属含有層４（Ｃｓ−Ｏ）の特性に依存する。Ｔｙｐｅ１における最大の量子効率は、波長２８０ｎｍの光（紫外線）に対しては２２．９％であり、Ｔｙｐｅ２では波長３２０ｎｍの光（紫外線）に対して３０．７％、Ｔｙｐｅ３では波長３１０ｎｍの光（紫外線）に対して４０．９％である。上述のように、Ｔｙｐｅ２及びＴｙｐｅ３では著しく量子効率が改善している。

また、上述の実施例においては、第１領域１１においてＧａＮを用いたが、これがＡｌを含有することで、ＡｌＧａＮとなっても、エネルギーバンドギャップの解析から、伝導帯下端のエネルギーピーク位置を調整することは可能なため、一定の量子効率改善効果は得られる。また、ｐ型の不純物としてＭｇを添加したが、各種の半導体層の添加量は、エネルギーバンド構造に大きな影響を与えない範囲で、自由に調整することができる。例えば、製造時に利用するノンドープのＧａＮ層にＭｇを添加してもよい。

製造時に利用する基板２１（図３５（Ａ））としては、高品質なＧａＮ結晶が得られる観点からＳｉが好ましいが、これはサファイア、酸化化合物、化合物半導体、ＳｉＣなど、各種の基板を用いることができる。また、製造時に利用するＳｉ基板の不純物濃度は、５×１０¹⁸ ｃｍ^-3 〜５×１０¹⁹ｃｍ^-3 程度であり、この基板の抵抗率は０．０００１Ω・ｃｍ〜０．０１Ω・ｃｍ程度である。ｎ型の不純物としてはＡｓ(砒素)を用いることができる。

製造時に用いたバッファ層２２（図３５（Ａ））を構成する半導体超格子構造は、ＡｌＮ層とＧａＮ層を交互に積層したものを利用したが、これはＡｌＮ層に代えてＡｌＧａＮ層を用いることもできる。超格子構造への不純物添加量は、任意であり、ｐ型、ｎ型、ノンドープのいずれも可能であるが、不要な結晶性劣化要因を作らない観点から、ノンドープとすることが好ましい。バッファ層１２を構成する第１の層（ＡｌＮ）ａの厚みは、好ましくは５×１０^−４μｍ〜５００×１０^−４μｍ即ち０．５〜５０ｎｍ、第２の層（ＧａＮ）の厚みは、好ましくは５×１０^−４μｍ〜５０００×１０^−４μｍ、即ち０．５〜５００ｎｍである。なお、バッファ層２２を構成する複数の第１の層と複数の第２の層とが交互に積層された複合層において、各層の厚みを全て同一とする必要はない。この構造のバッファ層２２を用いることで、Ｓｉ基板上に平坦性が良く、結晶性の良い半導体機能層を得ることができる。上述の例では、第１の層（ＡｌＮ）の厚みは５ｎｍ、第２の層（ＧａＮ）の厚みを２５ｎｍとする。バッファ層２１の厚みは、１２００ｎｍであるが、層数を増やして例えば１８００ｎｍとすることもできる。

なお、上記組成比Ｘは位置ｘの関数として与えられるが（Ｘ＝ｇ（ｘ））、ｇ（ｘ）としては、以下の関数が好ましい。なお、Ｘ１は、第１領域１１における組成比Ｘの最大値（または平均値）、Ｘ２は、第２領域１２における組成比Ｘの最小値（または平均値）とする。また、上述のように、化合物半導体層１の全体の厚みＤ、中間領域１Ｍの厚みＤＭ、第２領域１２の厚みＤ２、及び、許容誤差Ｅ（≦６０）は、（Ｄ２＋ＤＭ）×（１００±Ｅ）％＝Ｄ／２である。

（場合１：Ｔｙｐｅ２参照）
領域０≦ｘ＜Ｄ２＋ＤＭにおいて：
Ｘ＝ｇ（ｘ）＝（Ｘ２−Ｘ１）×（１−ｘ／（Ｄ２＋ＤＭ））＋Ｘ１、
領域Ｄ２＋ＤＭ≦ｘ＜Ｄ２＋ＤＭ＋Ｄ１において：
Ｘ＝ｇ（ｘ）＝Ｘ１、又は
Ｘ＝ｇ（ｘ）≦Ｘ１、
を満たす。

（場合２：Ｔｙｐｅ３参照）
領域０≦ｘ＜Ｄ２において：
Ｘ＝ｇ（ｘ）＝Ｘ２、又は、
Ｘ＝ｇ（ｘ）≧Ｘ２、
領域Ｄ２≦ｘ＜Ｄ２＋ＤＭにおいて：
Ｘ＝ｇ（ｘ）＝−（Ｘ２−Ｘ１）×（ｘ−Ｄ２）／ＤＭ＋Ｘ２、
領域Ｄ２＋ＤＭ≦ｘ＜Ｄ２＋ＤＭ＋Ｄ１において：
Ｘ＝ｇ（ｘ）＝Ｘ１、又は
Ｘ＝ｇ（ｘ）≦Ｘ１、
を満たす。

（場合３：Ｔｙｐｅ３参照）
領域０≦ｘ＜Ｄ２において：
Ｘ＝ｇ（ｘ）＝Ｘ２、又は、
Ｘ＝ｇ（ｘ）≧Ｘ２、
領域Ｄ２≦ｘ＜Ｄ２＋ＤＭにおいて：
Ｘ＝ｇ（ｘ）＝（Ｘ２−Ｘ１）×（ｅ^{−ｘ／（Ｄ２＋ＤＭ）}−ｅ^−１）／（１−ｅ^−１）＋Ｘ１
領域Ｄ２＋ＤＭ≦ｘ＜Ｄ２＋ＤＭ＋Ｄ１において：
Ｘ＝ｇ（ｘ）＝Ｘ１、又は
Ｘ＝ｇ（ｘ）≦Ｘ１、
を満たす。

なお、各位置における組成比Ｘは、±１０％の誤差を含むことができる。上述のような関数の場合には、伝導帯下端のエネルギーの山の位置より、ガラス基板側の領域のエネルギーを持ち上げることができるため、量子効率を向上させることができる。厚みＤ２は、厚みＤＭとは、ほぼ同等（誤差±５０％とする）の関係（Ｄ２＝ＤＭ±ＤＭ×５０％）を満たすものとする。なお、上述の実施形態では、中間領域１Ｍと第１領域１１及び第２領域１２とはそれぞれ接触していたが、これらの間に特性に影響を与えない程度のＡｌＧａＮ層を介在させることもできる。

1…化合物半導体層、１１…第１領域、１２…第２領域、１Ｍ…中間領域、２…ＳｉＯ_２層、３…ガラス基板、４…アルカリ金属含有層。

Claims (17)

1. ガラス基板にＳｉＯ_２層を介して貼り付けられたＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ＜１）と、
   前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層と、
   を備え、
   前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、
   前記アルカリ金属含有層に隣接する第１領域と、
   前記ＳｉＯ_２層に隣接する第２領域と、
   前記第１領域と前記第２領域との間に位置する中間領域と、
   を備え、
   前記第２領域から前記アルカリ金属含有層に向かう前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層の厚み方向の位置をｘとし、前記第２領域と前記ＳｉＯ_２層との界面位置を位置ｘの原点として設定し、組成比Ｘ＝ｇ（ｘ）とする場合、前記中間領域における組成比Ｘの最小値をＸ_{ＭＩＮ（Ｍ）}、前記第２領域における組成比Ｘの最小値をＸ_{ＭＩＮ（２）}として、
   前記第１領域では、０≦ｇ（ｘ）≦Ｘ_{ＭＩＮ（Ｍ）}を満たし、
   前記中間領域では、ｇ（ｘ）は単調減少関数であって、且つ、ｇ（ｘ）≦Ｘ_{ＭＩＮ（２）}を満たし、
   前記第２領域では、ｇ（ｘ）は単調減少関数又は一定値であり、
   前記第２領域におけるｇ（ｘ）が単調減少関数である場合には、前記第１領域の厚みＤ１は１８（ｎｍ）以上であり、
   前記第２領域におけるｇ（ｘ）が一定値である場合には、前記第１領域の厚みＤ１は３１（ｎｍ）以上である、
   ことを特徴とする半導体光電陰極。
2. 前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層の全体の厚みＤ、前記中間領域の厚みＤＭ、前記第２領域の厚みＤ２、及び、許容誤差Ｅは、以下の関係式：
   （Ｄ２＋ＤＭ）×（１００±Ｅ）％＝Ｄ／２、
   Ｅ≦６０
   を満たすことを特徴とする請求項１に記載の半導体光電陰極。
3. 前記第２領域における組成比Ｘの最小値Ｘ_{ＭＩＮ（２）}は、以下の関係式：
   ０．３≦Ｘ_{ＭＩＮ（２）}≦０．６５
   を満たすことを特徴とする請求項１又は２に記載の半導体光電陰極。
4. 前記第１領域の厚みＤ１は１００ｎｍ以下である、
   ことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の半導体光電陰極。
5. 請求項１に記載の半導体光電陰極を製造する方法において、
   支持基板上にＧａＮバッファ層、ＧａＮテンプレート層、化合物半導体層、前記ＳｉＯ_２層を順次堆積する工程と、
   前記ＳｉＯ_２層を介して前記化合物半導体層に前記ガラス基板を貼り付ける工程と、
   前記支持基板、前記バッファ層、前記テンプレート層、及び前記化合物半導体層の一部を順次除去し、前記化合物半導体層の残留領域を、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層とする工程と、
   を備えることを特徴とする半導体光電陰極の製造方法。
6. ガラス基板にＳｉＯ_２層を介して貼り付けられたＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ＜１）と、
   前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層と、
   を備え、
   前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、
   前記アルカリ金属含有層に隣接する第１領域と、
   前記ＳｉＯ_２層に隣接する第２領域と、
   前記第１領域と前記第２領域との間に位置する中間領域と、
   を備え、
   前記第２領域は障壁層と井戸層を交互に積層してなる半導体超格子構造を有し、
   前記中間領域は障壁層と井戸層を交互に積層してなる半導体超格子構造を有し、
   隣接する障壁層と井戸層の対の領域を単位区間と規定した場合、
   少なくとも前記中間領域においては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、前記第２領域と前記ＳｉＯ_２層との界面位置から離れるにしたがって単調に減少しており、
   前記第２領域においては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、前記中間領域におけるＡｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値の最大値以上であり、且つ、
   前記第１領域においては、Ａｌの組成比Ｘの平均値は、前記中間領域におけるＡｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値の最小値以下である、
   ことを特徴とする半導体光電陰極。
7. 前記第２領域においても、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、前記第２領域と前記ＳｉＯ_２層との界面位置から離れるにしたがって単調に減少している、
   ことを特徴とする請求項６に記載の半導体光電陰極。
8. 前記第２領域においては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、厚み方向に沿って一定である、
   ことを特徴とする請求項６に記載の半導体光電陰極。
9. 前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層の全体の厚みＤ、前記中間領域の厚みＤＭ、前記第２領域の厚みＤ２、及び、許容誤差Ｅは、以下の関係式：
   （Ｄ２＋ＤＭ）×（１００±Ｅ）％＝Ｄ／２、
   Ｅ≦６０
   を満たすことを特徴とする請求項６に記載の半導体光電陰極。
10. 前記第１領域の厚みＤ１は１００ｎｍ以下である、
    ことを特徴とする請求項６に記載の半導体光電陰極。
11. 請求項６に記載の半導体光電陰極を製造する方法において、
    支持基板上にＧａＮバッファ層、ＧａＮテンプレート層、化合物半導体層、前記ＳｉＯ_２層を順次堆積する工程と、
    前記ＳｉＯ_２層を介して前記化合物半導体層に前記ガラス基板を貼り付ける工程と、
    前記支持基板、前記バッファ層、前記テンプレート層、及び前記化合物半導体層の一部を順次除去し、前記化合物半導体層の残留領域を、前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層とする工程と、
    を備えることを特徴とする半導体光電陰極の製造方法。
12. ガラス基板にＳｉＯ_２層を介して貼り付けられたＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ＜１）と、
    前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層と、
    を備え、
    前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、
    前記アルカリ金属含有層に隣接する第１領域と、
    前記ＳｉＯ_２層に隣接する第２領域と、
    前記第１領域と前記第２領域との間に位置する中間領域と、
    を備え、
    前記第２領域は障壁層と井戸層を交互に積層してなる半導体超格子構造を有し、
    前記中間領域は障壁層と井戸層を交互に積層してなる半導体超格子構造を有し、
    隣接する障壁層と井戸層の対の領域を単位区間と規定した場合、
    少なくとも前記中間領域においては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、前記第２領域と前記ＳｉＯ_２層との界面位置から離れるにしたがって減少していることを特徴とする半導体光電陰極。
13. 半導体光電陰極において、
    ガラス基板にＳｉＯ_２層を介して貼り付けられたＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ＜１）と、
    前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層と、
    を備え、
    前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、
    前記アルカリ金属含有層に隣接する第１領域と、
    前記ＳｉＯ_２層に隣接する第２領域と、
    前記第１領域と前記第２領域との間に位置する中間領域と、
    を備え、
    前記第１領域における有効Ａｌ組成比Ｘ（１１）は、
    ０（％）≦Ｘ（１１）≦３０（％）を満たし、
    前記第２領域における一定の有効Ａｌ組成比Ｘは、
    １５（％）≦Ｘ≦Ｘ（１１）＋５０（％）を満たすことを特徴とする半導体光電陰極。
14. 半導体光電陰極において、
    ガラス基板にＳｉＯ_２層を介して貼り付けられたＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ＜１）と、
    前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層と、
    を備え、
    前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、
    前記アルカリ金属含有層に隣接する第１領域と、
    前記ＳｉＯ_２層に隣接する第２領域と、
    前記第１領域と前記第２領域との間に位置する中間領域と、
    を備え、
    前記第１領域における有効Ａｌ組成比Ｘ（１１）は、
    ３０（％）≦Ｘ（１１）≦４０（％）を満たし、
    前記第２領域における一定の有効Ａｌ組成比Ｘは、
    ６０（％）≦Ｘ≦Ｘ（１１）＋５０（％）を満たすことを特徴とする半導体光電陰極。
15. ガラス基板にＳｉＯ_２層を介して貼り付けられたＡｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層（０≦Ｘ≦１）と、
    前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層上に形成されたアルカリ金属含有層と、
    を備え、
    前記Ａｌ_ＸＧａ_１−ＸＮ層は、
    前記アルカリ金属含有層に隣接する第１領域と、
    前記ＳｉＯ_２層に隣接する第２領域と、
    前記第１領域と前記第２領域との間に位置する中間領域と、
    を備え、
    前記第２領域は障壁層と井戸層を交互に積層してなる半導体超格子構造を有し、
    前記中間領域は障壁層と井戸層を交互に積層してなる半導体超格子構造を有し、
    隣接する障壁層と井戸層の対の領域を単位区間と規定した場合、
    少なくとも前記中間領域においては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、前記第２領域と前記ＳｉＯ_２層との界面位置から離れるにしたがって単調に減少しており、
    前記第２領域においては、Ａｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値は、前記中間領域におけるＡｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値の最大値以上であり、且つ、
    前記第１領域においては、Ａｌの組成比Ｘの平均値は、前記中間領域におけるＡｌの組成比Ｘの単位区間内の平均値の最小値以下である、
    ことを特徴とする半導体光電陰極。
16. 請求項１〜４、６〜１０及び１２〜１５のいずれか１項に記載の半導体光電陰極と、
    光の入射に応じて半導体光電陰極から出射された電子を収集する陽極と、
    前記半導体光電陰極の電子出射面及び前記陽極を減圧環境内で収容する包囲体と、
    を備えることを特徴とする電子管。
17. 請求項１〜４、６〜１０及び１２〜１５のいずれか１項に記載の半導体光電陰極と、
    前記半導体光電陰極の電子出射面に対向するマイクロチャンネルプレートと、
    前記マイクロチャンネルプレートに対向する蛍光面と、
    前記半導体光電陰極の電子出射面、前記マイクロチャンネルプレート及び前記蛍光面を減圧環境内で収容する包囲体と、
    を備えることを特徴とするイメージ増強管。