JP6817072B2 - 光電子デバイス - Google Patents

Description

関連出願の相互参照
本願は、その全体が参照により本明細書中に組み入れられる、２０１４年５月２７日に出願され、「Ａｎ Ｏｐｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ Ｄｅｖｉｃｅ」と題された豪州仮特許出願第２０１４９０２００７号の優先権を主張する。

本発明は、概して、光電子デバイスに関する。特に、本発明は、紫外線波長の光を放射する光電子デバイスに関する。しかしながら、本発明は、紫外線波長に限定されない。

深紫外線（ＵＶ）波長（λ≦２８０ｎｍ）の光を放射する発光ダイオード（ＬＥＤ）などの光電子デバイスを、窒化アルミニウムガリウム（ＡｌＧａＮ）などのＩＩＩ族金属窒化物半導体材料を使用して生成することが可能であってきたが、今まで、そのようなＬＥＤからの光放射強度は、可視波長ＬＥＤと比較して相対的に弱かった。この原因の一部は、ＡｌＧａＮ半導体材料電子バンド構造に特有の制限にある。層形成成長軸とほぼ平行な方向への、結晶ＡｌＧａＮ膜からの深紫外線光の放射が、従来のＬＥＤ構造では有益ではないことが見出された。特に、深紫外線ＬＥＤは、従来、所望の光放射波長に必須のバンドギャップを獲得するために、高アルミニウム含有ＡｌＧａＮ合金を使用して形成されてきた。そのような高アルミニウム含有組成は、前述の制限に特に影響を受ける。

そのようなＬＥＤにおける弱い深紫外線放射強度の原因が、ＬＥＤの弱い電気的動作を招く、積層したＩＩＩ族金属窒化物材料の劣った結晶構造品質にあると広く信じられてきた。窒化ガリウムアルミニウム（ＧａＡｌＡｓ）などの他の技術的に成熟したＩＩＩ−Ｖ族化合物半導体と比較して、ＩＩＩ族金属窒化物は、少なくとも２〜３桁高い結晶欠陥を表出する。ＩＩＩ族金属窒化物の構造品質は、窒化アルミニウム（ＡｌＮ）及び窒化ガリウム（ＧａＮ）などの、天然基板上のエピタキシャル析出によって改善することができる。しかしながら、ＡｌＮ基板を入手可能な場合でも、高アルミニウム含有ＡｌＧａＮ材料を使用して形成された深紫外線ＬＥＤは、依然として垂直方向に効率的に光を放射する（すなわち、層の面と垂直な平行光を放射する）ことはできない。

その上、先行技術におけるＩＩＩ族金属窒化物に基づくＬＥＤの動作には、さらなる問題が存在する。ＩＩＩ族金属窒化物材料の最高の結晶構造品質は、ウルツ鉱結晶構造型の膜を使用して形成される。これらの膜は、いわゆるｃ面配向において、天然または異種の六方晶対称基板に積層する。そのようなｃ面配向されたＩＩＩ族金属窒化物膜は、二つの異種のＡｌＧａＮ組成の界面境界において極端に大きい内部電荷シートを形成する特異的性質を有する。これらの電荷は、焦電電荷と呼ばれ、あらゆる層組成の不連続に出現する。さらに、各々の及びあらゆる異なるＡｌＧａＮ組成は、若干異なる結晶格子定数を所有し、故に、各々の異種のＡｌＧａＮ層は、正しく管理しないと、界面境界に、層の内部に伝播する結晶ミスフィット転位が直ぐに形成される。結晶ミスフィット転位を最小限にするように異種のＡｌＧａＮ層を形成する場合には、圧電電荷と呼ばれる、なおも別の問題のある内部電荷が生成される。故に、これらの内部焦電及び圧電電荷は、光生成に必要な電荷キャリアの再結合に対抗する傾向がある内部電界をＬＥＤ内部に生成するというさらなる課題をＬＥＤ設計に課す。

さらなる問題は、表面から出し得るＬＥＤ内部に生成された光の量をさらに制限する、ＩＩＩ族金属窒化物材料の本質的に高い屈折率である。表面からの光のエスケープコーンを改善するための表面テクスチャリングについての著しい努力が為されてきた。これらの解決策は、深ＵＶ ＬＥＤからの光放射を改善することによってある程度の成功を有してきたが、依然として、ＵＶガス、ランプ技術と比較したときに、商業的意味の光力密度の達成には程遠いものである。表面テクスチャリング、及びフォトニックバンドギャップパターン化構造などの光結合構造の使用でさえも、ＵＶ ＬＥＤは、垂直方向に効率的に光を放射することができないでいる。

先行技術に見出されるなおもさらなる制限は、ＩＩＩ族金属ヒ化物半導体と比較して、ＩＩＩ族金属窒化物半導体では膜積層を通じた成長が極端に困難であることである。インジウム窒化ガリウム（Ｉｎ_ｘＧａ_１−ｘＮ）、窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ）及び窒化インジウムガリウムアルミニウム（Ｉｎ_ｘＧａ_ｙＡｌ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ）の任意の合金組成の確信のある範囲が、分子線エピタキシャル成長法（ＭＢＥ）及び有機金属気相成長法（ＭＯＣＶＤ）両方を使用して実証されてきたにもかかわらず、ＬＥＤの単一エピタキシャルスタックの一部としての数多くの異種の組成の積層において大きな技術的課題が依然としてある。これは実際に、ＩＩＩ族金属窒化物半導体及びそのような成長技術を使用して実現できるバンドギャップの工学的構造の複雑性及び範囲を制限する。

故に、ＵＶ周波数、特に、深ＵＶ周波数において使用するための、改善された固体光電子デバイスに対する要求がある。そのような光電子デバイスを設計するための膜形成方法を改善するためのなおもさらなる要求がある。

本発明の実施形態の好ましい目的は、先行技術の前述の問題の一つ以上を解決または少なくとも改良する光電子デバイス及び／または有用な商業的な代替物を提供することである。

一形態において、唯一のまたは実際に最大限広範な形態である必要はないが、本発明は、半導体構造を備えた光電子デバイスに属し、このデバイスは、
ｐ型活性領域と、
ｎ型活性領域と、を含み、
半導体構造は、専ら一つ以上の超格子からなり、
各超格子は、複数個の単位格子からなり、かつ
各単位格子は、少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層を備える。

好ましくは、半導体構造は、実質的に単結晶構造である。
適切には、半導体構造は、ｎ型活性領域とｐ型活性領域との間にｉ型活性領域を含む。

好ましくは、半導体構造全体を通じて、互いに隣接する単位格子は、実質的に同一の平均合金含有量を有する。

好ましくは、ｉ型活性領域は、１ｎｍ以上かつ１００ｎｍ以下の厚さを有する。
好ましくは、ｉ型活性領域は、１ｎｍ〜約１０μｍの範囲から選択された横方向幅を有する。

好ましくは、半導体構造は、既定の成長方向に沿ったエピタキシャル層成長によって構成される。

適切には、複数個の単位格子の各々の平均合金含有量は、各超格子内において一定である。

適切には、複数個の単位格子の各々の平均合金含有量は、半導体構造のかなりの部分において一定である。

適切には、複数個の単位格子の各々の平均合金含有量は、一つ以上の超格子の少なくとも一つの内部において成長方向に沿って一定ではない。

適切には、複数個の単位格子の各々の平均合金含有量は、一つ以上の超格子の少なくとも一つの一部内において成長方向に沿って周期的に変化する。

適切には、複数個の単位格子の各々の平均合金含有量は、一つ以上の超格子の少なくとも一つの異なる領域においてエピタキシャル成長方向に沿って周期的に及び非周期的に変化する。

適切には、複数個の単位格子の各々における少なくとも二つの層は、その各々が、それぞれの層が成長方向に沿って構成された、材料の６個の単分子層以下の厚さを有する。

適切には、一つ以上の超格子の少なくとも一部分内の複数個の単位格子の各々の少なくとも二つの層のうちの一つは、成長方向に沿って原子の１〜１０個の単分子層を備え、そしてそれぞれの単位格子の各々における他の一つ以上の層は、成長方向に沿って合計で原子の１〜１０個の単分子層を備える。

適切には、各超格子内の各単位格子の異なる実質的な単結晶層のすべてまたは大部分は、成長方向に沿って原子の１個の単分子層〜１０個の単分子層の厚さを有する。

適切には、複数個の単位格子の各々の成長方向における平均厚さは、一つ以上の超格子の少なくとも一つの内部において一定である。

適切には、ｎ型活性領域、ｐ型活性領域及びｉ型活性領域の二つ以上における単位格子は、異なる平均厚さを有する。

好ましくは、各単位格子の少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層は、ウルツ鉱結晶対称性、及び金属極性または窒素極性のいずれかである、成長方向における結晶極性を有する。

適切には、結晶極性は、成長方向に沿って空間的に変化し、結晶極性は、窒素極性と金属極性との間で交互に反転される。

適切には、一つ以上の超格子における各単位格子における各層は、量子化されたエネルギー状態、ならびに超格子の電子バンド構造における電子及び正孔についての空間波動関数を制御することによって、光電子デバイスの電子的及び光学的特性を制御するように選択された厚さを有する。

適切には、光電子デバイスは、光放射デバイスとして構成され、光エネルギーが、ｐ型活性領域及びｎ型活性領域によって供給された電気的に活性な正孔と電子との再結合であって、実質的にｐ型活性領域とｎ型活性領域との間の領域において起こる再結合によって生成される。

適切には、光電子デバイスによって放射される光は、紫外線光である。
適切には、光電子デバイスによって放射される光は、１５０ｎｍ〜２８０ｎｍの波長範囲の紫外線光である。

適切には、光電子デバイスによって放射される光は、２１０ｎｍ〜２４０ｎｍの波長範囲の紫外線光である。

適切には、光電子デバイスは、成長方向に対して実質的に横断する磁気光学偏光を有する光を放射する。

適切には、光電子デバイスは、半導体構造の一つ以上の超格子の単位格子の一つ以上の層の面とほぼ平行な方向に沿って光が空間的に生成され、閉じ込められる光導波路として動作する。

適切には、光電子デバイスは、成長方向に対して実質的に横断する電気光学偏光を有する光を放射する。

適切には、光電子デバイスは、半導体構造の一つ以上の超格子の単位格子の一つ以上の層の面と実質的に垂直な方向に沿って光を空間的に生成し、閉じ込める、垂直に発光するキャビティデバイスとして動作する。

適切には、垂直に発光するキャビティデバイスは、実質的に成長方向に沿って配置され、半導体構造の一つ以上の部分に沿って空間的に配置された金属反射体を使用して形成された垂直キャビティを有する。

適切には、反射体は、高光反射率金属から作られる。
適切には、キャビティは、デバイスによって放射された光の波長以下である、反射体間の光路長によって画定される。

適切には、波長は、半導体構造を備えた一つ以上の超格子の光放射エネルギー、及び垂直キャビティによって決定される光学キャビティモードによって決定される。

適切には、高光反射率金属は、アルミニウム（Ａｌ）である。
適切には、半導体構造の少なくとも一つの領域は、光エネルギーに対して実質的に透過である。

適切には、少なくとも一つの領域は、ｐ型活性領域及びｎ型活性領域の少なくとも一つから選択される。

適切には、反射層が、半導体構造内で生成された光エネルギーの外部での連結を改善するために提供される。

適切には、反射層は、デバイスの内部からの放射された光を実質的に逆反射するように、光電子デバイスの上に位置付けられる。

適切には、光電子デバイスは、半導体構造がそこで成長する結晶基板を備える。
適切には、半導体構造によって生成された光エネルギーは、基板を通り抜けて光電子デバイスから外へ導かれる。

適切には、緩衝層が基板上で最初に成長し、その後、緩衝層をもつ半導体構造は、既定の面内格子定数を提供する歪み制御機構として作用する。

適切には、緩衝層は、一つ以上の超格子を含む。
適切には、透過領域が、緩衝層及び基板に隣接して提供され、緩衝層は、デバイスから放射された光エネルギーを透過させる。

適切には、光エネルギーは、透過領域、緩衝層及び基板を通って外部において連結される。

適切には、ｐ型活性領域またはｎ型活性領域のいずれかが、最初に成長する。
適切には、各超格子における各単位格子の少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の各々は、以下の組成の少なくとも一つを備える。

二元組成物単結晶半導体材料（Ａ_ｘＮ_ｙ）、ここでは、０＜ｘ≦１及び０＜ｙ≦１、
三元組成物単結晶半導体材料（Ａ_ｕＢ_１−ｕＮ_ｙ）、ここでは、０≦ｕ≦１及び０＜ｙ≦１、
四元組成物単結晶半導体材料（Ａ_ｐＢ_ｑＣ_{１−ｐ−ｑ}Ｎ_ｙ）、ここでは、０≦ｐ≦１、０≦ｑ≦１及び０＜ｙ≦１、
ここでは、Ａ、Ｂ及びＣは、ＩＩ族及び／またはＩＩＩ族元素から選択された異なる金属原子であり、Ｎは、窒素、酸素、ヒ素、リン、アンチモン及びフッ素の少なくとも一つから選択された陽イオンである。

適切には、各超格子における各単位格子の少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の各々は、以下の組成の少なくとも一つを備える。

ＩＩＩ族金属窒化物材料（Ｍ_ｘＮ_ｙ）、
ＩＩＩ族金属ヒ化物材料（Ｍ_ｘＡｓ_ｙ）、
ＩＩＩ族金属リン化物材料（Ｍ_ｘＰ_ｙ）、
ＩＩＩ族金属アンチモン化物材料（Ｍ_ｘＳｂ_ｙ）、
ＩＩ族金属酸化物材料（Ｍ_ｘＯ_ｙ）、
ＩＩ族金属フッ化物材料（Ｍ_ｘＦ_ｙ）、
ここでは、０＜ｘ≦３及び０＜ｙ≦４であり、Ｍは、金属である。

適切には、各超格子における各単位格子の少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の各々は、以下の組成の少なくとも一つを備える。

窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、
窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ）、ここでは、０≦ｘ＜１、
窒化アルミニウムインジウム（Ａｌ_ｘＩｎ_１−ｘＮ）、ここでは、０≦ｘ＜１、
窒化アルミニウムガリウムインジウム（Ａｌ_ｘＧａ_ｙＩｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ）、ここでは、０≦ｘ＜１、０≦ｙ≦１及び０＜（ｘ＋ｙ）＜１。

適切には、一つ以上の超格子の各単位格子の一つ以上の層は、意図的に不純物種をドープしない。

適切には、ｎ型活性領域及び／またはｐ型活性領域の一つ以上の超格子の各単位格子の一つ以上の層は、意図的に、一つ以上の不純物種をドープするまたは一つ以上の不純物種で形成する。

適切には、ｎ型活性領域における一つ以上の不純物種は、以下から選択される。
シリコン（Ｓｉ）、
ゲルマニウム（Ｇｅ）、
シリコン−ゲルマニウム（Ｓｉ_ｘＧｅ_１−ｘ）、ここでは、０＜ｘ＜１、
結晶性シリコン−窒化物（Ｓｉ_ｘＮ_ｙ）、ここでは、０＜ｘ＜３及び０＜ｙ＜４、
結晶性ゲルマニウム−窒化物（Ｇｅ_ｘＮ_ｙ）、ここでは、０＜ｘ＜３及び０＜ｙ＜４、
結晶性シリコン−アルミニウム−ガリウム−窒化物（Ｓｉ_ｕ［Ａｌ_ｘＧａ_１−ｙ］_ｚＮ_ｖ）、
ここでは、ｕ＞０、ｘ＞０、０＜ｙ＜１、ｚ＞０及びｖ＞０、または
結晶性ゲルマニウム−アルミニウム−ガリウム−窒化物（Ｇｅ_ｕ［Ａｌ_ｘＧａ_１−ｙ］_ｚＮ_ｖ）、ここでは、ｕ＞０、ｘ＞０、０＜ｙ＜１、ｚ＞０及びｖ＞０。

適切には、ｐ型活性領域における一つ以上の不純物種は、以下から選択される。
マグネシウム（Ｍｇ）、
亜鉛（Ｚｎ）、
マグネシウム−亜鉛（Ｍｇ_ｘＺｎ_１−ｘ）、ここでは、０≦ｘ≦１、
結晶性マグネシウム−窒化物（Ｍｇ_ｘＮ_ｙ）、ここでは、０＜ｘ≦３及び０＜ｙ≦２、または
マグネシウム−アルミニウム−ガリウム−窒化物（Ｍｇ_ｕ［Ａｌ_ｘＧａ_１−ｙ］_ｚＮ_ｖ）、ここでは、ｕ＞０、ｘ＞０、０＜ｙ＜１、ｚ＞０及びｖ＞０。

適切には、ｎ型活性領域またはｐ型活性領域における一つ以上の不純物種は、以下から選択される。

水素（Ｈ）、
酸素（Ｏ）、
炭素（Ｃ）、または
フッ素（Ｆ）。

適切には、一つ以上の不純物種は、イオン注入による成長後に導入される。
適切には、一つ以上の超格子の少なくとも一つの少なくとも一部分は、意図的にドープした領域の活性化エネルギーを強めて電子または正孔キャリア濃度を改善するための一軸性歪みまたは二軸性歪みを含む。

適切には、一つ以上の超格子の露出または物理的にエッチングされた層は、パッシベーション層によって覆われる。

適切には、第一の側部コンタクトが、ｎ型活性領域の表面上に形成された第一のコンタクト層からｎ型活性領域内に部分的に延在する。

適切には、第二の側部コンタクトが、ｐ型活性領域の表面上に形成された第二のコンタクト層からｐ型活性領域内に部分的に延在する。

適切には、第二の側部コンタクトは、第二の側部コンタクトとｐ型活性領域との間のｐ型ＧａＮの層に囲まれる。

適切には、第二のコンタクト層は、金属コンタクト層であり、ｐ型コンタクト層が、ｐ型活性領域と金属コンタクト層との間に形成される。

適切には、各単位格子の少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層は、その各々が、弾性歪みを維持するのに必要な臨界層厚さ以下である厚さを有する。

好ましくは、少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の一つ以上は、異なる実質的な単結晶半導体層である。

適切には、少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の一つ以上は、金属層である。
本発明のさらなる特徴及び利点は、以下の詳細な説明から明らかとなる。

添付の図面は、同様の参照数字が個々の図面を通して同一のまたは機能的に類似した要素を指し、以下の詳細な説明とともに、明細書に組み込まれてその一部を形成し、そしてさらに、請求の範囲に記載されている発明を含む概念の実施形態を例証し、それらの実施形態のさまざまな原理及び利点を説明する働きをする。

本発明の第一の実施形態に従う、光電子デバイスについてのスタックの断面図を示す略図である。 本発明の第二の実施形態に従う、光電子デバイスについてのスタックの断面図を示す略図である。 本発明の第三の実施形態に従う、光電子デバイスの断面図を示す略図である。 本発明の第四の実施形態に従う、光電子デバイスの断面図を示す略図である。 本発明の第五の実施形態に従う、光電子デバイスの断面図を示す略図である。 本発明の第六の実施形態に従う、光電子デバイスの断面図を示す略図である。 本発明の第七の実施形態に従う、光電子デバイスの斜視図を示す略図である。 本発明の第八の実施形態に従う、光電子デバイス内部のある光学的及び電子的活性の断面図を示す略図である。 本発明の実施形態に従う、光電子デバイスについての、成長方向ｚに沿う距離に関する、伝導帯及び価電子帯における空間的エネルギー準位のグラフである。ｐ型、ｉ型及びｎ型活性領域における単位格子は、ＧａＮの１個の単分子層及びＡｌＮの２個の単分子層を備える。 図９に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向ｚに沿う距離に関する、量子化された最低エネルギー電子空間波動関数を示すグラフである。 図９に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向に沿う距離に関する、量子化された最低エネルギー重い正孔空間波動関数を示すグラフである。 成長方向に沿う距離に関する、図１０の量子化された電子空間波動関数と、図１１の量子化された重い正孔空間波動関数との各々の空間的重なり積分を示すグラフである。 対応する電子と正孔との複合遷移エネルギーに関する、図１０の量子化された電子空間波動関数と、図１１の量子化された重い正孔空間波動関数との各々の空間的重なり積分を示すグラフである。 図９に関して記載した光電子デバイスについての放射されたものの輝度対波長を示すグラフである。 本発明の実施形態に従う、光電子デバイスについての、成長方向ｚに沿う距離に関する、伝導帯及び価電子帯における空間的エネルギー準位のグラフである。ｐ型及びｎ型活性領域における単位格子は、ＧａＮの１個の単分子層及びＡｌＮの２個の単分子層を備え、ｉ型活性領域における単位格子は、ＧａＮの２個の単分子層及びＡｌＮの４個の単分子層を備える。 図１５に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向ｚに沿う距離に関する、量子化された最低エネルギー電子空間波動関数を示すグラフである。 図１５に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向に沿う距離に関する、量子化された最低エネルギー重い正孔空間波動関数を示すグラフである。 成長方向に沿う距離に関する、図１６の量子化された電子空間波動関数と、図１７の量子化された重い正孔空間波動関数との各々の空間的重なり積分を示すグラフである。 対応する電子と正孔との複合遷移エネルギーに関する、図１６の量子化された電子空間波動関数と、図１７の量子化された重い正孔空間波動関数との各々の空間的重なり積分を示すグラフである。 図１５に関して記載した光電子デバイスについての放射されたものの輝度対波長を示すグラフである。 本発明の実施形態に従う、光電子デバイスについての、成長方向ｚに沿う距離に関する、伝導帯及び価電子帯における空間的エネルギー準位のグラフである。ｐ型及びｎ型活性領域における単位格子は、ＧａＮの２個の単分子層及びＡｌＮの２個の単分子層を備え、ｉ型活性領域における単位格子は、ＧａＮの３個の単分子層及びＡｌＮの３個の単分子層を備える。 図２１に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向ｚに沿う距離に関する、量子化された最低エネルギー電子空間波動関数を示すグラフである。 図２１に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向に沿う距離に関する、量子化された最低エネルギー重い正孔空間波動関数を示すグラフである。 成長方向に沿う距離に関する、図２２の量子化された電子空間波動関数と、図２３の量子化された重い正孔空間波動関数との各々の空間的重なり積分を示すグラフである。 対応する電子と正孔との複合遷移エネルギーに関する、図２２の量子化された電子空間波動関数と、図２３の量子化された重い正孔空間波動関数との各々の空間的重なり積分を示すグラフである。 図２１に関して記載した光電子デバイスについての放射されたものの輝度対波長を示すグラフである。 ＩＩＩ族金属窒化物半導体についてのウルツ鉱結晶構造の図である。 図２７Ａのウルツ鉱結晶構造のｃ面の図である。 ｃ軸に沿って配向され、Ａｌ原子表面を露出するＡｌＮウルツ鉱結晶の透視図である。 例示的な超格子についての層状厚さの好ましい範囲を示す表である。 本発明の実施形態に従う、超格子の単位格子の結晶格子構造の側面図である。 ＧａＮ及びＡｌＮ材料上で使用することによって形成された単位格子のさらなる可能な実施態様を示す表である。 各単位格子におけるＧａＮのＭ個の単分子層及びＡｌＮのＮ個の単分子層の所与の選択のための、超格子の平衡面内格子定数ａ_｜｜ ^ＳＬのグラフである。 二つの単位格子を備える構造に存在する原子間力のいくつかを示す概略図である。 各単位格子におけるＧａＮのＭ個の単分子層及びＡｌＮのＮ個の単分子層の所与の選択のための、超格子の平衡面内格子定数ａ_｜｜ ^ＳＬのグラフであり、Ｍ＝Ｎである。 各単位格子におけるＧａＮのＭ個の単分子層及びＡｌＮのＮ個の単分子層の所与の選択のための、超格子の平衡面内格子定数ａ_｜｜ ^ＳＬのグラフであり、Ｎ＝２Ｍである。 ＧａＮの５個の単分子層及びＡｌＮの５個の単分子層を各々が備える１００個の単位格子を有する超格子のエネルギーバンド構造の計算された部分のグラフである。 一定の単位格子長及び組成の超格子の半無限数の周期をシミュレートするのに使用される超格子を示す。 ＧａＮの１個の単分子層及びＡｌＮの２個の単分子層を備える繰り返しの単位格子を有する超格子の横電界（ＴＥ）光放射スペクトルのグラフである。 ＧａＮの２個の単分子層及びＡｌＮの４個の単分子層を備える繰り返しの単位格子を有する超格子のＴＥ光放射スペクトルのグラフである。 ＧａＮの３個の単分子層及びＡｌＮの６個の単分子層を備える繰り返しの単位格子を有する超格子のＴＥ光放射スペクトルのグラフである。 ＧａＮの４個の単分子層及びＡｌＮの８個の単分子層を備える繰り返しの単位格子を有する超格子のＴＥ光放射スペクトルのグラフである。 ＧａＮの５個の単分子層及びＡｌＮの１０個の単分子層を備える繰り返しの単位格子を有する超格子のＴＥ光放射スペクトルのグラフである。 重い正孔遷移についての図３７〜図４１の各々に示す光放射スペクトルを比較するグラフである。 Ｎ＝２Ｍである、各単位格子におけるＧａＮのＭ個の単分子層及びＡｌＮのＮ個の単分子層を有する超格子の選択のための、許容される超格子伝導帯状態と重い正孔状態との間の最低エネルギー遷移の計算された光放射波長のグラフである。 Ｍ＝Ｎである、各単位格子におけるＧａＮのＭ個の単分子層及びＡｌＮのＮ個の単分子層を有する超格子の選択のための、許容される超格子伝導帯状態と重い正孔状態との間の最低エネルギー遷移の計算された光放射波長のグラフである。 ｉ型活性領域にＧａＮの２個の単分子層及びＡｌＮの４個の単分子層を備える２５個の単位格子を有する半導体構造についての、伝導帯エネルギー及び重い正孔価電子帯のグラフである。 ｉ型活性領域にＧａＮの２個の単分子層及びＡｌＮの４個の単分子層を備える１００個の単位格子を有する半導体構造についての、伝導帯エネルギー及び重い正孔価電子帯のグラフである。 比較のために単一グラフに図４５及び図４６のグラフを示すグラフである。 内蔵空乏電界の影響下の、図４５に参照される半導体構造のｉ型活性領域内の量子化された最低エネルギー電子波動関数のグラフである。 内蔵空乏電界の影響下の、図４６に参照される半導体構造のｉ型活性領域内の量子化された最低エネルギー重い正孔波動関数のグラフである。 図４５に参照されるデバイスのｉ型活性領域からの放射スペクトルのグラフである。 図４６に参照されるデバイスのｉ型活性領域からの放射スペクトルのグラフである。 伝導帯端における内蔵空乏電界、非局在化電子波動関数及びエネルギーミニバンドの影響を示す概略図である。

当業者は、図面内の要素が、簡潔さ及び明確のために例証され、必ずしも一定の縮尺で描かれていないことを認識することとなる。例えば、図面内の要素のいくつかの寸法は、本発明の実施形態の理解を改善するのに役立つように、他の要素と相対的に誇張されている場合がある。

光電子デバイスコンポーネントは、適切な場合には、図面において従来の記号によって表され、本明細書に記載の利益を有する当業者に容易に明らかとなる詳細を含む開示を曖昧にしないように、本発明の実施形態の理解に関するそれらの具体的な詳細のみを示す。

一態様に従い、本発明は、半導体構造を備えた光電子デバイスに属する。好ましい実施形態において、半導体構造は、既定の成長方向に沿った成長、例えば、エピタキシャル層成長によって構成される。半導体構造は、専ら一つ以上の超格子からなる。例えば、半導体構造が二つ以上の超格子を備える場合には、超格子は、近接するスタックにおいて互いの上に形成される。好ましい実施形態において、一つ以上の超格子は、短周期超格子である。一つ以上の超格子の各々は、複数個の単位格子からなり、複数個の単位格子の各々は、少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層を備える。好ましい実施形態において、少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の一つ以上は、異なる単結晶半導体層であり、より好ましくは、少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層のすべてが、異なる単結晶半導体層である。しかしながら、いくつかの実施形態において、少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の一つ以上は、金属層である。例えば、金属層は、アルミニウム（Ａｌ）から形成することができる。

半導体構造は、ｐ型活性領域及びｎ型活性領域を含む。半導体構造のｐ型活性領域は、ｐ型導電率を提供し、ｎ型活性領域は、ｎ型導電率を提供する。好ましい実施形態において、半導体構造は、ｎ型活性領域とｐ型活性領域との間にｉ型活性領域を含んで、ｐ−ｉ−ｎデバイスを形成する。

いくつかの実施形態において、半導体構造の各領域は、個々の超格子である。しかしながら、いくつかの代替的な実施形態では、ｎ型活性領域、ｐ型活性領域及び／またはｉ型活性領域は、単一超格子の領域である。他の代替的な実施形態では、活性領域、ｐ型活性領域及び／またはｉ型活性領域は、その各々が、一つ以上の超格子を備える。

好ましい実施形態において、光電子デバイスは、発光ダイオードまたはレーザであり、かつ／または１５０ｎｍ〜２８０ｎｍの波長範囲、より好ましくは、２１０ｎｍ〜２４０ｎｍの波長範囲の紫外線光を放射する。しかしながら、代替的な実施形態では、光電子デバイスは、好ましくは、２４０ｎｍ〜３００ｎｍの波長範囲、より好ましくは、２６０ｎｍ〜２９０ｎｍの波長範囲の紫外線光を放射する。光電子デバイスが光放射デバイスとして構成されたときには、光エネルギーが、ｐ型活性領域及びｎ型活性領域によって供給された電気的に活性な正孔と電子との再結合によって生成される。正孔と電子との再結合は、実質的にｐ型活性領域とｎ型活性領域との間の領域、例えば、ｉ型活性領域またはｉ型活性領域が除外されているときには、ｐ型活性領域とｎ型活性領域との接触面の周囲において起こる。

一つ以上の超格子における各単位格子における各層は、量子化されたエネルギー状態、ならびに超格子の電子バンド構造における電子及び正孔についての空間波動関数を制御することによって光電子デバイスの電子的及び光学的特性を制御するように選択された厚さを有することができる。この選択によって、所望の電子及び光エネルギーを達成することができる。好ましい実施形態において、複数個の単位格子の各々の成長方向における平均厚さは、一つ以上の超格子の少なくとも一つの内部において一定である。いくつかの実施形態において、ｎ型活性領域、ｐ型活性領域及びｉ型活性領域の二つ以上における単位格子は、異なる平均厚さを有する。

好ましい実施形態において、一つ以上の超格子の少なくとも一部分内の複数個の単位格子の各々の少なくとも二つの層のうちの一つは、成長方向に沿って原子の１〜１０個の単分子層を備え、そしてそれぞれの単位格子の各々における他の一つ以上の層は、成長方向に沿って合計で原子の１〜１０個の単分子層を備える。いくつかの実施形態において、各超格子内の各単位格子の異なる実質的な単結晶層のすべてまたは大部分は、成長方向に沿って原子の１個の単分子層〜１０個の単分子層の厚さを有する。いくつかの実施形態において、複数個の単位格子の各々における少なくとも二つの層は、その各々が、それぞれの層が成長方向に沿って構成された、材料の６個の単分子層以下の厚さを有する。いくつかの実施形態において、各単位格子の厚さは、単位格子の組成に基づいて選ばれる。

複数個の単位格子の各々の平均合金含有量は、一つ以上の超格子の少なくとも一つの内部において成長方向に沿って一定であっても良いし、一定でなくても良い。平均合金含有量を一定に維持することによって、異種超格子の単位格子の有効面内格子定数の格子整合が可能になる。好ましい実施形態において、半導体構造全体を通じて、互いに隣接する単位格子は、実質的に同一の平均合金含有量を有する。いくつかの実施形態において、複数個の単位格子の各々の平均合金含有量は、半導体構造のかなりの部分において一定である。

いくつかの実施形態において、複数個の単位格子の各々の平均合金含有量は、一つ以上の超格子の少なくとも一つの一部内において、成長方向に沿って周期的に及び／または非周期的に変化する。いくつかの実施形態において、複数個の単位格子の各々の平均合金含有量は、一つ以上の超格子の少なくとも一つの異なる領域においてエピタキシャル成長方向に沿って周期的に及び非周期的に変化する。

好ましい実施形態において、各単位格子の少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層は、ウルツ鉱結晶対称性、及び金属極性または窒素極性のいずれかである、成長方向における結晶極性を有する。いくつかの実施形態において、結晶極性は、成長方向に沿って空間的に変化し、結晶極性は、窒素極性と金属極性との間で交互に反転される。

好ましくは、各超格子における各単位格子の少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の各々は、以下の組成の少なくとも一つを備える。二元組成物単結晶半導体材料（Ａ_ｘＮ_ｙ）、ここでは、０＜ｘ≦１及び０＜ｙ≦１、三元組成物単結晶半導体材料（Ａ_ｕＢ_１−ｕＮ_ｙ）、ここでは、０≦ｕ≦１及び０＜ｙ≦１、四元組成物単結晶半導体材料（Ａ_ｐＢ_ｑＣ_{１−ｐ−ｑ}Ｎ_ｙ）、ここでは、０≦ｐ≦１、０≦ｑ≦１及び０＜ｙ≦１。ここで、Ａ、Ｂ及びＣは、ＩＩ族及び／またはＩＩＩ族元素から選択された異なる金属原子であり、Ｎは、窒素、酸素、ヒ素、リン、アンチモン及びフッ素の少なくとも一つから選択された陽イオンである。

より好ましくは、各超格子における各単位格子の少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の各々は、以下の組成の少なくとも一つを備える。ＩＩＩ族金属窒化物材料（Ｍ_ｘＮ_ｙ）、ＩＩＩ族金属ヒ化物材料（Ｍ_ｘＡｓ_ｙ）、ＩＩＩ族金属リン化物材料（Ｍ_ｘＰ_ｙ）、ＩＩＩ族金属アンチモン化物材料（Ｍ_ｘＳｂ_ｙ）、ＩＩ族金属酸化物材料（Ｍ_ｘＯ_ｙ）、ＩＩ族金属フッ化物材料（Ｍ_ｘＦ_ｙ）。ここでは、０＜ｘ≦３及び０＜ｙ≦４であり、Ｍは、金属である。いくつかの実施形態において、金属Ｍは、一つ以上のＩＩ族、ＩＩＩ族またはＩＶ族元素から選択される。例えば、各超格子における各単位格子の少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の各々は、以下の組成の少なくとも一つを備える。窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ）、ここでは、０≦ｘ＜１、窒化アルミニウムインジウム（Ａｌ_ｘＩｎ_１−ｘＮ）、ここでは、０≦ｘ＜１、窒化アルミニウムガリウムインジウム（Ａｌ_ｘＧａ_ｙＩｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ）、ここでは、０≦ｘ＜１、０≦ｙ≦１及び０＜（ｘ＋ｙ）＜１。いくつかの実施形態において、少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層のうちの一つは、より狭いバンドギャップの材料を備え、少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の別の一つは、より広いバンドギャップの材料を備える。

いくつかの実施形態において、各単位格子の少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の一つ以上は、金属から形成される。例えば、各単位格子は、アルミニウム（Ａｌ）層及び窒化アルミニウム（ＡｌＮ）層を備えることができる。

いくつかの実施形態において、一つ以上の超格子の各単位格子の一つ以上の層は、例えば、ｎ型活性領域、ｐ型活性領域及び／またはｉ型活性領域において意図的に不純物種をドープしない。代替的にまたは追加的に、ｎ型活性領域及び／またはｐ型活性領域の一つ以上の超格子の各単位格子の一つ以上の層は、意図的に、一つ以上の不純物種をドープするまたは一つ以上の不純物種で形成する。例えば、適切には、ｎ型活性領域における一つ以上の不純物種は、以下から選択される。シリコン（Ｓｉ）、ゲルマニウム（Ｇｅ）、シリコン−ゲルマニウム（Ｓｉ_ｘＧｅ_１−ｘ）、ここでは、０＜ｘ＜１、結晶性シリコン−窒化物（Ｓｉ_ｘＮ_ｙ）、ここでは、０＜ｘ＜３及び０＜ｙ＜４、結晶性ゲルマニウム−窒化物（Ｇｅ_ｘＮ_ｙ）、ここでは、０＜ｘ＜３及び０＜ｙ＜４、結晶性シリコン−アルミニウム−ガリウム−窒化物（Ｓｉ_ｕ［Ａｌ_ｘＧａ_１−ｙ］_ｚＮ_ｖ）、ここでは、ｕ＞０、ｘ＞０、０＜ｙ＜１及びｖ＞０、または結晶性ゲルマニウム−アルミニウム−ガリウム−窒化物（Ｇｅ_ｕ［Ａｌ_ｘＧａ_１−ｙ］_ｚＮ_ｖ）、ここでは、ｕ＞０、ｘ＞０、０＜ｙ＜１及びｖ＞０。例えば、ｐ型活性領域における一つ以上の不純物種は、以下から選択される。マグネシウム（Ｍｇ）、亜鉛（Ｚｎ）、マグネシウム−亜鉛（Ｍｇ_ｘＺｎ_１−ｘ）、ここでは、０≦ｘ≦１、結晶性マグネシウム−窒化物（Ｍｇ_ｘＮ_ｙ）、ここでは、０＜ｘ≦３及び０＜ｙ≦２、またはマグネシウム−アルミニウム−ガリウム−窒化物（Ｍｇ_ｕ［Ａｌ_ｘＧａ_１−ｙ］_ｚＮ_ｖ）、ここでは、ｕ＞０、ｘ＞０、０＜ｙ＜１及びｖ＞０。ｎ型活性領域またはｐ型活性領域における一つ以上の不純物種は、以下からも選択することができる。水素（Ｈ）、酸素（Ｏ）、炭素（Ｃ）、またはフッ素（Ｆ）。

一つ以上の超格子の少なくとも一つの少なくとも一部分は、活性化された不純物ドーピングの準位を変更するための、一軸性歪み、二軸性歪みまたは三軸性歪みを含むことができる。つまり、少なくとも一つの結晶方向における結晶変形の作用によって誘発された歪みが、一つ以上の超格子の層における材料のエネルギーバンド構造を有利に変形することができる。次に、伝導帯または価電子帯端の結果生じたエネルギーシフトを使用して、超格子に対応する所与の不純物ドーパントの活性化エネルギーを減少させることができる。例えば、ウルツ鉱型格子構造をもつｐ型のＭｇドープされたＧａＮなどのＩＩＩ族窒化物材料は、ｃ面とほぼ平行及び成長方向と垂直な弾性引張歪みを受けることができる。結果生じた価電子帯端のエネルギーのシフトによって、前述の価電子帯端とＭｇ不純物準位との間のエネルギー分離が減少する。このエネルギー分離は、正孔のための活性化エネルギーとして公知であり、温度に依存する。故に、歪みの活用を通じた、不純物ドーパントに起因する特定のキャリアの活性化エネルギーの減少が、ドープされた材料の活性化されたキャリア密度を劇的に改善する。この内蔵歪みは、超格子の形成中のエピタキシャル材料形成ステップ期間に選択することができる。例えば、ＧａＮエピ層は、単結晶ＡｌＮ層に直接に積層させた場合に引張面内歪みを含んで形成することができる。例えば、ｐ型活性領域における場合には、ＡｌＮ及びＭｇドープされたＧａＮ層は、その各々が、１〜７個の単分子層の厚さに制限され、その結果、その両方は、界面転位などの有害な結晶欠陥を生成することなく、弾性的に変形する。ここで、ＡｌＮ層は、面内圧縮応力を受け、その一方で、ＭｇドープされたＧａＮ層は、面内引張応力を受けることとなる。故に、歪みは、不純物種を含有する意図的にドープした領域の一つ以上の活性化エネルギーを強めることができる。これは、意図的にドープした領域の一つ以上における電子または正孔キャリア濃度を改善する。

図１は、本発明のいくつかの実施形態態に従う、光電子デバイスについてのスタック１００の断面図を示す略図である。一実施形態において、光電子デバイスは、発光ダイオード（ＬＥＤ）である。しかしながら、本発明が、光電子デバイスにおいて適切な反射層またはミラーが位置決めされたスーパールミネッセントＬＥＤ及びレージングデバイスを製造するようにも適応し得ることを認識すべきである。

スタック１００は、結晶基板１１０を備える。緩衝領域１１２が、基板１１０上で最初に成長し、その後、半導体構造１１４が成長する。緩衝領域１１２及び半導体構造１１４は、矢印１０１によって指し示された成長方向において形成されるまたは成長する。緩衝領域１１２は、緩衝層１２０及び一つ以上の超格子１３０を含む。好ましい実施形態において、緩衝領域は、既定の面内格子定数を提供する歪み制御機構として作用する。

半導体構造１１４は、成長順に、ｎ型活性領域１４０、ｉ型活性領域１５０及びｐ型活性領域１６０を備える。ｐ型コンタクト層１７０が、ｐ型活性領域１６０上に任意で形成される。第一のコンタクト層１８０が、ｐ型コンタクト層１７０またはｐ型コンタクト層が存在しない場合にはｐ型活性領域１６０上に形成される。好ましい実施形態において、半導体構造の少なくとも一つの領域は、光電子デバイスによって放射された光エネルギーを実質的に透過させる。例えば、ｐ型活性領域及び／またはｎ型活性領域は、放射された光エネルギーを透過させる。

好ましい実施形態において、基板１１０は、３００μｍ〜１０００μｍの厚さを有する。基板１１０の厚さは、基板１１０の直径に基づいて選ぶことができる。例えば、２インチ（２５．４ｍｍ）の直径を有し、ｃ面サファイアから作られた基板は、およそ４００μｍの厚さを有することができ、６インチの直径を有する基板は、およそ１ｍｍの厚さを有することができる。基板１１０は、ｎ型活性領域に生来の天然材料から作られた天然基板であっても良いし、ｎ型活性領域に生来しない非天然材料から作られた非天然基板であって良い。例えば、ｎ型活性領域が一つ以上のＩＩＩ族金属窒化物材料を備える場合には、基板１１０は、ＡｌＮまたはＧａＮなどの同様のＩＩＩ族金属窒化物材料から作られても良いし、Ａｌ_２Ｏ_３またはＳｉ（１１１）などの非天然材料から作られても良い。しかしながら、当業者は、基板１１０を、基板１１０の上方に形成された層と両立できる多くの他の材料から作り得ることを認識することとなる。例えば、基板は、酸化マグネシウム（ＭｇＯ）若しくは酸化亜鉛（ＺｎＯ）などの結晶金属酸化物材料、炭化ケイ素（ＳｉＣ）、フッ化カルシウム（ＣａＦ_２）、アモルファスガラス上の結晶薄膜半導体、または金属上の結晶薄膜半導体から作ることができる。

緩衝領域１１２は、基板１１０と半導体構造１１４との間の遷移領域として作用する。例えば、緩衝領域１１２は、基板１１０と半導体構造１１４との間の格子構造においてより良い整合を提供する。例えば、緩衝領域１１２は、バルク状の緩衝層、それに続いて、デバイスの半導体構造の一つ以上の超格子を積層させるのに適切な所望の面内格子定数を達成するように設計された少なくとも一つの超格子を備えることができる。

好ましい実施形態において、緩衝領域１１２における緩衝層１２０は、５０ｎｍ〜数マイクロメートル、好ましくは、１００ｎｍ〜５００ｎｍの厚さを有する。緩衝層１２０は、基板１１０の格子構造を一つ以上の超格子の最下位層の格子構造と整合させるのに適切な任意の材料から作ることができる。例えば、一つ以上の超格子の最下位層がＡｌＮなどのＩＩＩ族金属窒化物材料から作られる場合には、緩衝層１２０は、ＡｌＮから作ることができる。代替的な実施形態では、緩衝層１２０は、除外することができる。

緩衝領域１１２における一つ以上の超格子１３０、及び半導体構造１１４における一つ以上の超格子は、複数個の単位格子を備えるものとして検討することができる。例えば、緩衝領域１１２における単位格子１３２、ｎ型活性領域１４０における単位格子１４２、ｉ型活性領域１５０における単位格子１５２、及びｐ型活性領域１６０の単位格子１６２がある。複数個の単位格子の各々は、二つの異なる実質的な単結晶層を備える。各単位格子における第一の層は、「Ａ」とラベルされ、各単位格子における第二の層は、「Ｂ」とラベルされる。

半導体構造の異なる領域において、各単位格子における第一の層及び／または第二の層は、同じ組成を有しても良いし、異なる組成を有しても良く、かつ／または同じ厚さを有しても良いし、異なる厚さを有しても良い。例えば、図１は、ｎ型活性領域１４０及びｐ型活性領域１６０よりもｉ型活性領域１５０の厚さが大きい第一の層及び第二の層を示す。

ｎ型活性領域１４０は、ｎ型導電率を提供する。好ましい実施形態において、ｎ型活性領域１４０における各単位格子１４２における第一の層１４２Ａ及び第二の層１４２Ｂの一つまたは両方は、前述の材料などのドーパント材料でドープまたは形成される。いくつかの実施形態において、ドーパント材料は、各単位格子の第一の層と第二の層とで異なる。

ｉ型活性領域１５０は、光電子デバイスの主活性領域である。好ましい実施形態において、ｉ型活性領域は、選択された発光エネルギーまたは波長における空間的な電子と正孔との再結合を最適化するように設計される。好ましい実施形態において、ｉ型活性領域１５０の各単位格子１５２における第一の層１５２Ａ及び第二の層１５２Ｂは、単位格子またはｉ型活性領域１５０内部において量子力学的に許容されたエネルギーを制御するように調節された厚さを有する。好ましい実施形態では、単位格子の各層の厚さが１〜１０個の単分子層であるので、電子及び光学的構成を決定するために、超格子構造の量子論的記述及び取り扱いが必須となる。ウルツ鉱結晶対称性、さらには極性性質を有するＩＩＩ族金属窒化物材料を使用して層を形成する場合には、単位格子及び一つ以上の超格子の各ヘテロ接合の全域で多くの内部電界が存在する。これらの内蔵電界は、各ヘテロ接合に生じる自然発生的な圧電電荷の故に形成される。成長方向に沿う複合空間的なバンド構造は、単位格子の層間の組成における空間的変動によって変化する、伝導帯及び価電子帯における些細でないポテンシャル変化を生み出す。この空間的変動は、伝導帯及び価電子帯内部のそれぞれのキャリアのド・ブロイ波長とほぼ程度であり、それ故に、一つ以上の超格子内部において結果生じる制限されたエネルギー準位及び（本明細書においてキャリア波動関数と定義される）空間的確率分布の量子論的取り扱いが必要となる。

さらに、半導体構造の結晶極性は、好ましくは、例えば、ＩＩＩ族金属窒化物材料から形成された一つ以上の超格子についての成長方向１０１に沿う金属極性または窒素極性成長のいずれかから選択される。半導体構造の結晶極性に応じて、さらに、ｉ型活性領域１５０の少なくとも一部分を、光放射を最適化するように選択することができる。例えば、成長方向１０１に沿う金属極性配向された成長を使用して、ＧａＮとＡｌＮとの交互層を備えるｎ−ｉ−ｐスタックのｉ型活性領域において超格子を形成することができる。ｎ−ｉ−ｐスタックではｎ型活性領域が基板に最も近接して形成されるので、ｉ型活性領域は、ｎ型活性領域とｐ型活性領域との間の距離に及んで直線的に増大する空乏電界を有する（例えば、図９、図１５及び図２１参照）。その結果、ｉ型活性領域超格子は、ｎ−ｉ−ｐスタックの内蔵空乏電界に起因するなおもさらなる電界を受ける。あるいは、ｉ型活性領域にわたる内蔵空乏電界は、他の構成において生成することもできる。例えば、スタックは、ｐ型活性領域１６０が、基板に最も近接し、かつ／または１０１に沿う窒素極性結晶成長方位を使用して成長するｐ−ｉ−ｎスタックであっても良い。

ｐ−ｎスタックの空乏領域またはｐ−ｉ−ｎスタックのｉ型活性領域１５０にわたる前述の空乏電界は、光電子デバイスの光放射エネルギー及び発光波長もある程度設定することができる。好ましい実施形態において、ｉ型活性領域における各単位格子における第一の層１５２Ａ及び第二の層１５２Ｂの一つまたは両方は、非ドープである、または意図的にドープしない。好ましい実施形態において、ｉ型活性領域１５０は、１００ｎｍ以下かつ１ｎｍ以上の厚さを有する。ｉ型活性領域は、１ｎｍ〜約１０μｍの範囲から選択された横方向幅を有する。

ｉ型活性領域１５０の全幅は、ｐ型活性領域１６０とｎ型活性領域１４０との間のｉ型活性領域１５０にわたる空乏電界強度をさらに調整するように選択できる。ｎ型活性領域１４０及びｐ型活性領域１６０の結晶成長極性、幅ならびに有効電子及び正孔キャリア濃度に応じて、空乏電界強度は、ｉ型活性領域から放射された光の発光エネルギーまたは波長に青方偏移または赤色偏移のいずれかを提供する。

ｐ型活性領域１６０は、ｐ型導電率を提供する。好ましい実施形態において、ｐ型活性領域における各単位格子１６２における第一の層１６２Ａ及び第二の層１６２Ｂの一つまたは両方は、前述の材料などのドーパント材料でドープまたは形成される。

好ましい実施形態において、半導体構造における一つ以上の超格子の各々における複数個の単位格子の各々の第一の層及び第二の層は、ＩＩＩ族金属窒化物材料から構成される。例えば、第一の層を窒化アルミニウム（ＡｌＮ）から構成し、第二の層を窒化ガリウム（ＧａＮ）から構成することができる。しかしながら、一つ以上の超格子の各々における第一の層及び第二の層を、前に特定した材料のいずれかから構成できることを認識すべきである。

好ましい実施形態において、平均合金含有量、例えば、一つ以上の超格子の第一の層が本質的にＡｌＮからなり、第二の層が本質的にＧａＮからなるところのＡｌ及び／またはＧａは、一定である。代替的な実施形態では、一つ以上の超格子の一つ以上の平均合金含有量は、一定ではない。

いくつかの実施形態において、単位格子の平均合金含有量は、半導体構造１１４及び／またはスタック１００のすべての超格子において同じであるが、周期は、超格子間及び／または超格子内部において変化する。平均合金含有量を一定に維持することによって、格子と異種超格子とを整合させることができる。各単位格子のそのような格子が整合した成長によって、大きな数の周期を、歪みを蓄積することなく形成することができる。例えば、ｎ型活性領域１４０についての超格子の特定の周期の使用によって、ｎ型活性領域１４０において、放射された光の波長をより透過させることができる。別の実施例において、ｉ型活性領域１５０についての異なる周期の使用によって、光を垂直に、すなわち、成長方向１０１と同じ面に放射させることができる。

別の実施形態において、一つ以上の超格子は、一定の平均合金含有量及び超格子層の面と実質的に垂直な光放射を有する。例えば、垂直発光デバイスは、ＡｌＮ及びＡｌＧａＮ層のＡｌ割合が６０％未満であるＡｌＧａＮの層をもつ超格子を使用して形成される。なおも別の好ましい実施形態において、一つ以上の超格子の複数個またはすべてがＡｌＮ及びＧａＮを備えた単位格子から構成されることによって、二つの材料のみについての単一の成長温度において最適化された改善された成長プロセスが可能になる。

ドーピングは、いくつかの様式において一つ以上の超格子のｎ型活性領域及び／またはｐ型活性領域に組み込むことができる。いくつかの実施形態において、ドーピングは、各単位格子における第一の層及び第二の層のいずれかだけに取り込まれる。例えば、Ｓｉを第二の単位格子の層におけるＧａＮに取り込んでｎ型材料を作り出し、Ｍｇを第二の単位格子の層におけるＧａＮに取り込んでｐ型材料を作り出すことができる。代替的な実施形態では、ドーピングを、各単位格子における二つ以上の層／材料に取り込み、ドーパント材料は、単位格子の各層において異なっても良い。いくつかの実施形態において、一つ以上の超格子は、活性化されたドーピングの準位を変更するための一軸性歪みまたは二軸性歪みを含む。

好ましい実施形態において、半導体構造の一つ以上の超格子は、好ましくは、ｃ軸（０００１）に沿って成長したウルツ鉱型格子構造を備える。一つ以上の超格子がウルツ鉱型格子構造を有する場合には、単分子層は、格子の六角形単位格子の「ｃ」寸法の厚さの半分として画定される。いくつかの実施形態において、半導体構造の一つ以上の超格子は、好ましくは、（００１）軸に沿って成長した亜鉛−ブレンド格子構造を備える。一つ以上の超格子が亜鉛−ブレンド格子構造を有する場合には、一個の単分子層は、格子の立方体単位格子の「ａ」寸法の厚さの半分として画定される。

半導体構造の各領域についての単一超格子を図１に示したが、各領域が、互いの上にスタックされた二つ以上の超格子を含むことができることを認識すべきである。例えば、ｎ型活性層１４０は、各単位格子におけるそれぞれの層が第一の材料組成を有する第一の超格子、及び各単位格子におけるそれぞれの層が第二の材料組成を有する、第一の超格子上に成長した第二の超格子を含むことができる。いくつかの実施形態において、スタック１００は、緩衝領域１３０、ｎ型活性領域１４０、ｉ型活性領域１５０及びｐ型活性領域１６０の一つ以上を備える単一超格子を備えることができる。

いくつかの実施形態において、一つ以上の超格子の少なくとも一つは、それぞれの超格子の各単位格子が同じ構造を有するという意味で周期的である。例えば、それぞれの超格子の各単位格子は、それぞれの層において、同じ数の層、同じ層厚及び同じ材料組成を有する。

いくつかの実施形態において、一つ以上の超格子の少なくとも一つは、単位格子の一つ以上が異なる構造を有するという意味で非周期的である。差異は、層の各々について選ばれた材料、層の厚さ、各単位格子における層の数、またはそれらの組み合わせであっても良い。

超格子の各々は、異なる電子的及び光学的特性を達成するための異なる構造を有することができる。それ故に、一つの超格子が周期的であり、他のものが非周期的であっても良い。加えて、スタック１００における超格子のすべてが周期的であっても良いし、超格子のすべてが非周期的であっても良い。なおも別の実施形態では、一つ以上の超格子が周期的であっても良く、一つ以上の超格子が非周期的であっても良い。例えば、緩衝領域１３０における超格子は、格子整合を援助するように非周期的にすることができる。

正孔注入層としても公知のｐ型コンタクト層１７０が、一つ以上の超格子のｐ型活性領域の上部に形成される。ｐ型コンタクト層１７０が第一のコンタクト層１８０とｐ型活性領域１６０との間に形成されるように、第一のコンタクト層１８０が、ｐ型コンタクト層１７０上に形成される。好ましい実施形態において、第一のコンタクト層１８０は、金属コンタクト層である。ｐ型コンタクト層１７０は、ｐ型活性領域１６０と第一のコンタクト層１８０との間の電気的オーム接触を補助する。好ましい実施形態において、ｐ型コンタクト層１７０は、ｐ型ＧａＮから作られ、５ｎｍ〜２００ｎｍ、好ましくは、１０ｎｍ〜２５ｎｍの厚さを有する。ｐ型コンタクト層１７０の厚さは、特定の光学波長における光吸収を減少するように、かつ／またはｐ型コンタクト層１７０がスタック１００の発光波長に対して光学的に反射するように最適化することができる。

第一のコンタクト層１８０によって、スタック１００は、電源の正極に接続することができる。好ましい実施形態において、第一のコンタクト層１８０は、１０ｎｍ〜数１０００ｎｍ、好ましくは、５０ｎｍ〜５００ｎｍの厚さを有する。

第二のコンタクト層（図示せず）が、ｎ型活性領域１４０上に形成され、電源の負極と接続する。好ましい実施形態において、第二のコンタクト層は、１０ｎｍ〜数１０００ｎｍ、好ましくは、５０ｎｍ〜５００ｎｍの厚さを有する。

第一のコンタクト層１８０及び第二のコンタクト層は、任意の適切な金属から作ることができる。好ましい実施形態において、第一のコンタクト層１８０は、ｐ型活性領域１６０と第一のコンタクト層１８０との間の低オーム接触の形成を補助する高仕事関数金属から作られる。第一のコンタクト層１８０の仕事関数が十分に高い場合には、その結果、選択的なｐ型コンタクト層１７０は、必要なくても良い。例えば、基板が透過性及び絶縁である場合には、半導体構造によって放射された光が実質的に基板を通り抜けて外に導かれ、ｐ型活性領域１６０が、ｎ型活性領域１４０よりも基板から遠くに配置される。その結果、第一のコンタクト層１８０は、理想的には、放射された光の一部を逆反射して基板を戻って通り抜けさせるように、動作波長において高光反射率の特性を有するべきである。例えば、第一のコンタクト層１８０は、アルミニウム（Ａｌ）、ニッケル（Ｎｉ）、オスミウム（Ｏｓ）、白金（Ｐｔ）、パラジウム（Ｐｄ）、イリジウム（Ｉｒ）及びタングステン（Ｗ）から選択された金属から作ることができる。とりわけ、スタック１００がＤＵＶ光を放射する深紫外線（ＤＵＶ）動作では、第一のコンタクト層１８０は、通例、低いｐ型オーム接触及び高光反射率のデュアル仕様を実現しなくても良い。ＩＩＩ族金属窒化物についての高仕事関数ｐ型コンタクト金属は、通常、ＤＵＶ波長反射に乏しい。白金（Ｐｔ）、イリジウム（Ｉｒ）、パラジウム（Ｐｄ）及びオスミウム（Ｏｓ）は、高Ａｌ％ＩＩＩ族金属窒化物組成及び超格子についての理想的な高仕事関数ｐ型コンタクト金属である。優先して、オスミウムは、ＩＩＩ族金属窒化物を備えるｐ型領域についての優れた低オーム接触金属である。

しかしながら、スタック１００の紫外線及びＤＵＶ動作のためには、アルミニウムが、１５０〜５００ｎｍに及ぶ大きな波長範囲にわたって最高光反射率を有するので、すべての金属のうちで最も好ましい。一般に、金属は、金属内への光の低侵入度及び低損失の故に、ＤＵＶ光反射体として好ましい。これにより、光学マイクロキャビティ構造を形成することができる。逆に、アルミニウム（Ａｌ）、チタニウム（Ｔｉ）及び窒化チタン（ＴｉＮ）などの相対的に低い仕事関数金属を利用して、ｎ型ＩＩＩ族金属窒化物組成及び超格子についての低オーム金属コンタクトを形成することができる。

図１に示すスタック１００が、光電子デバイスについての例示のスタックであり、スタック１００を多くの他の様式で作ることができることを認識すべきである。例えば、ｎ型活性層１４０及びｐ型活性層１６０は、ｐ型層１６０が最初に成長するように反転しても良い。しかしながら、ｎ型活性層１４０を最初に成長させる理由は、通常、基板または緩衝層上にＩＩＩ族金属窒化物組成を使用して低欠陥密度ｎ型超格子を成長させることが、ｐ型超格子よりも困難でないからである。緩衝層１２０及び／または緩衝領域１３０が選択的な層であり、一つ以上の超格子が基板１１０上で直接成長できることにも留意すべきである。しかしながら、通常、そのような層／領域の表面が、通常、結晶のｃ面において配向されるので、緩衝層１２０及び／または緩衝領域１３０上に一つ以上の超格子を成長させることがより容易である。

いくつかの実施形態において、緩衝領域と、隣接するｐ型またはｎ型活性領域とは、緩衝領域とｐ型またはｎ型活性領域との間の差異がｐ型またはｎ型活性領域における不純物ドーパントの取り込みのみである、同じ超格子の一部である。いくつかの実施形態において、第一の超格子は、超格子を、低欠陥密度及び事前選択された面内格子定数をもつ、実質的に緩和または自立状態にするのに十分な厚さをもって基板上において成長する。

別の実施形態において、スタック１００は、スタックが図１のｐ−ｉ−ｎ接合ではなくｐ−ｎ接合を形成するように、ｉ型活性層１５０がなくても製造することができる。さらに、ｐ型コンタクト層１７０が選択的であり、第一のコンタクト層１８０が一つ以上の超格子のｐ型活性領域１６０上に直接成長できることを認識すべきである。しかしながら、従来の実験施設内製造技術を使用しては、ｐ型活性領域１６０上に直接第一のコンタクト層１８０を製造することはより難しい。例えば、薄いが重くドープされたｐ型コンタクト層１７０によって、オーム接触を達成するための金属化のための後のエピタキシャルプロセスを、より容易かつより一貫性のあるものにすることができる。しかしながら、汚染のないｐ型活性領域１６０の最終エピタキシャル表面上への直接のその場での金属化プロセスが、第一のコンタクト層１８０の形成のための代替手段を提供する。

好ましい実施形態において、一つ以上の超格子は、少なくとも一つの積層サイクル中に連続的に成長する。つまり、ドーパントが、共析出のプロセスを通じたエピタキシー中に取り込まれる。代替方法でも、ドーパントを用いずに一つ以上の超格子の少なくとも一部分を物理的に成長させ、その後、所望のドーパントを取り込んで後成長させることができる。例えば、実験によって、ｎ型ＩＩＩ族金属窒化物材料が、通常は、結晶構造品質においてｐ型ＩＩＩ族金属窒化物材料よりも優れていることが見出された。故に、いくつかの実施形態において、ｐ型材料は、スタックの製造の最終シークエンスとして積層される。その後、表面から取り込まれたドーパントを取り込むための後成長法を使用することができる。例えば、イオン注入及び（例えば、スピンオンドーパントを通じた）拡散、それに続く活性化熱アニールがある。

半導体構造１１４は、成長方向１０１に沿って配向された極性、非極性または半極性の結晶極性をもって成長することができる。例えば、ウルツ鉱型格子構造は、成長方向と実質的に垂直であるｃ面の六方対称において配向され、成長することができる。その結果、そのように形成された単位格子層の面は、ｃ面上に配向されたものと考えられる。ＩＩＩ族金属窒化物などのイオン性のウルツ鉱結晶が、さらに、極性結晶（つまり、反転対称の中心が欠如している結晶）を形成する。これらの極性結晶は、ｃ面と垂直な結晶方向に沿った金属極性または窒素極性であっても良い。

他の成長面配向も、成長方向１０１に沿う半極性及び非極性結晶成長さえも結果生じて達成できる。非極性配向におけるＩＩＩ族金属窒化物から形成された半導体構造は、立方及び／または亜鉛−ブレンド格子構造の成長を通じても良い。しかしながら、半導体構造がそのような格子構造をもって形成されたときには、通常、半導体構造がウルツ鉱型格子構造をもって形成されたときよりも安定的でない。例えば、ＩＩＩ族金属窒化物は、ｒ−面サファイア基板において半極性の結晶極性をもって成長し、一つ以上のａ−面配向された超格子を結果生じることができる。

成長方向に沿って極性から半極性結晶に結晶極性を減少させることは、各々の及びあらゆるヘテロ接合において生成される自然発生的な圧電電荷の減少のために有利である。そのような半極性及び非極性の結晶極性はいくつかの利点を有するが、最高結晶品質の超格子が、成長方向に沿って配向された単結晶極性を有するウルツ鉱結晶構造を使用して形成されることが見出された。内部分極電荷は、一つ以上の超格子の各単位格子における有効合金含有量を一定に維持することによって有利に管理することができる。任意の一つの単位格子または超格子における平均合金含有量が別の値から変化すると、正味分極電荷が蓄積される。これは有利にも、フェルミエネルギーと相対的な、一つ以上の超格子におけるバンド端エネルギー位置を制御するのに使用できる。

例えば、ウルツ鉱型格子は、第一の層及び第二の層が、それぞれ、ＧａＮ及びＡｌＮから構成されているときに、単位格子の層間の接触面に電荷分極を有することができる。ｎ型活性領域、ｉ型活性領域及びｐ型活性領域に一つ以上の超格子を使用し、光電子デバイスを調整するための周期を変化し、そして各単位格子定数における平均Ａｌ含有量を維持することによって、光電子スタック１００における接触面の電荷分極を減少することができる。

さらなる実施形態において、ｎ型活性領域１４０、ｉ型活性領域１５０及びｐ型活性領域１６０に単一超格子構造を使用し、その超格子は、二軸及び／または単軸応力を通じて歪み、所望の光及び／または電子同調にさらに影響を及ぼす。

図２は、本発明の第二の実施形態に従う、光電子デバイスについてのスタック２００の断面図を示す略図である。スタック２００は、緩衝領域１１２が一つ以上の超格子１３０を備えていないことを除いて図１のスタック１００と同様である。

図３は、本発明の第三の実施形態に従う、光電子デバイス３００の断面図を示す略図である。図１及び図２のスタック１００及び２００と同様に、光電子デバイス３００は、緩衝層１２０及び半導体構造１１４がその上に形成された基板１１０を備える。半導体構造１１４は、成長順に、ｎ型活性領域１４０、ｉ型活性領域１５０及びｐ型活性領域１６０を備える。ｐ型コンタクト層１７０が、ｐ型活性領域１６０上に形成され、第一のコンタクト層１８０が、ｐ型コンタクト層１７０上に形成される。

図３に示す実施形態では、ｉ型活性領域１５０、ｐ型活性領域１６０、ｐ型コンタクト層１７０及び第一のコンタクト層１８０が、ｎ型活性領域１４０上にメサを形成する。図３に示すメサは、一直線の側壁を有する。しかしながら、代替的な実施形態では、メサは、角度のある側壁を有することができる。デバイス３００は、さらに、ｎ型活性領域１４０上に形成された第二のコンタクト層３８２を備える。好ましい実施形態において、第二のコンタクト層３８２は、メサの周囲にリングまたはループを形成する。第二のコンタクト層３８２によって、電源の負極が、ｎ型活性領域１３０に接続することができる。デバイス３００は、さらに、一つ以上の超格子の露出または物理的にエッチングされた層を覆うパッシベーション層３９０を備える。パッシベーション層３９０は、好ましくは、それが覆う露出または物理的にエッチングされた層よりも広いバンドギャップを有する材料から作られる。パッシベーション層３９０は、一つ以上の超格子の層間の漏電電流を減少する。

デバイス３００は、垂直発光デバイスまたは導波路デバイスとして動作することができる。例えば、いくつかの実施形態において、光電子デバイス３００は、ｉ型活性領域１５０の電子−正孔再結合領域の内部からｎ型活性領域１４０及び基板１１０を通る光が外部で連結される垂直発光デバイスとして動くことができる。好ましい実施形態において、光電子デバイス３００において（成長方向における）上方に伝搬する光は、例えば、第一のコンタクト層１８０において逆反射もする。

図４は、本発明の第四の実施形態に従う、光電子デバイス４００の断面図を示す略図である。光電子デバイス４００は、図３の光電子デバイス３００に類似している。しかしながら、この光電子デバイスは、第一の側部コンタクト４８６及び第二の側部コンタクト４８４を備える。

第一の側部コンタクト４８６は、第一のコンタクト層１８０からｐ型活性領域１６０内に部分的に延在する。好ましい実施形態において、第一の側部コンタクト４８６は、第一のコンタクト層１８０からｐ型活性領域１６０及び（適切な場合には）ｐ型コンタクト層１７０内に延在する環状の突出部である。いくつかの実施形態において、第一の側部コンタクト４８６は、第一のコンタクト層１８０と同じ材料から作られる。

第二の側部コンタクト４８４は、ｎ型活性領域１４０の表面上に形成された第二のコンタクト層４８２からｎ型活性領域１４０内に部分的に延在する。好ましい実施形態において、第二の側部コンタクト４８４は、第二のコンタクト層３８２からｎ型活性領域１４０内に延在する環状の突出部である。いくつかの実施形態において、第二の側部コンタクト４８４は、ｎ型活性領域１４０と第二のコンタクト層３８２との間の電気伝導を改善するために、第二のコンタクト層３８２と同じ材料から作られる。

好ましい実施形態において、第一の側部コンタクト４８６及び第二の側部コンタクト４８４は、半導体構造１１４における一つ以上の超格子の複数個のより狭いバンドギャップ層に接触し、故に、層の面と垂直な電荷キャリアの垂直輸送と層の面と平行の電荷キャリアの平行輸送との両方を効率的に合せる。一般に、層の面におけるキャリア輸送は、層の面と垂直なキャリア輸送よりも高い移動度を達成する。しかしながら、量子力学トンネリングを促進する薄い幅のバンドギャップ層を使用することによって、層の面と垂直な効率的な輸送が達成される。例えば、ＡｌＮとＧａＮとの交互層を備える超格子において、中間ＡｌＮ層が４個の単分子層以下の厚さを有するときに、各ＧａＮ層において隣接する許容エネルギー状態間の電子トンネリングを高めることができることが見出された。他方で、正孔、特に、重い正孔は、それぞれのＧａＮ層に留まる傾向を有し、ＡｌＮ層が２個の単分子層以上の厚さを有するときに、障壁の機能を果たすＡｌＮ層を通じたトンネリングによって効果的に離れる。

好ましい実施形態において、第一の側部コンタクト４８６及び第二の側部コンタクト４８４は、超格子の層帯の不連続にわたる垂直輸送と比較して優れた面内キャリア輸送を使用することによって、第一のコンタクト層１８０とｐ型活性領域１６０との間、及び第二のコンタクト層４８２とｎ型活性領域１４０との間、それぞれの電気伝導性を改善する。第一の側部コンタクト４８４及び第二の側部コンタクト４８６は、後成長パターニング及び個々の深さについての３Ｄ電気的不純物領域の生成を使用して形成することができる。

図５は、本発明の第五の実施形態に従う、光電子デバイス５００の断面図を示す略図である。光電子デバイス５００は、光電子デバイス５００がｐ型コンタクト層１７０を含まず、第一の側部コンタクト４８６が、第一の側部コンタクト４８６とｐ型活性領域１６０との間の、ｐ型ＧａＮの層などの強化層５８８によって囲まれていることを除いて図４の光電子デバイス４００と同様である。強化層５８８は、ｐ型活性領域１６０と第一のコンタクト層１８０との間のオーム接続を改善することができる。強化層５８８は、ｐ型活性領域１６０のパターン化表面上に再成長した選択エリア付近に生成することができる。

図６は、本発明の第六の実施形態に従う、光電子デバイス６００の断面図を示す略図である。光電子デバイス６００は、図５の光電子デバイス５００に類似している。しかしながら、第一のコンタクト層６８０が環状であり、半導体構造内で生成された光エネルギーの外部での連結を改善するために、反射層６９２が提供される。反射層６９２は、光電子デバイス６００の内部から放射された光を実質的に逆反射するように、光電子デバイス６００の上に位置付けられる。

好ましい実施形態において、パッシベーション層３９０も、第一のコンタクト層６８０によって形成された環内部に提供され、反射体６９２がパッシベーション層３９０の上に形成される。代替的な実施形態では、反射体６９２は、ｐ型活性領域１６０、もし存在する場合にはｐ型コンタクト層１７０の上部に形成することができる。

図７は、本発明の第七の実施形態に従う、光電子デバイス７００の斜視図を示す略図である。光電子デバイス７００は、図６の光電子デバイス６００に類似している。しかしながら、光電子デバイス７００は、緩衝領域１３０を備えており、パッシベーション層３９０は示さない。第一のコンタクト層６８０及び反射層６９２が、メサにおいてｐ型活性領域１６０の上方に示される。第二のコンタクト層３８２が、メサの周囲のリングとして緩衝領域１３０上に形成される。

図８は、本発明の第八の実施形態に従う、光電子デバイス８００の断面図を示す略図である。光電子デバイス８００は、図６の光電子デバイス６００に類似している。しかしながら、この光電子デバイスは、強化層５８８を備えていない。

図８に示すように、第一のコンタクト層６８０と第二のコンタクト層３８２との間の外部電圧及び電流源の適用において、正孔８０２が、ｐ型活性領域内に注入され、例えば、地点８０８において、ｎ型活性領域１４０において生成された電子８０４と結合する。注入された電子８０４と正孔８０２とは、有利にも、ｉ型活性領域１５０内部において実質的に空間的に制限された電子−正孔再結合（ＥＨＲ）領域８０９において再結合する。ＥＨＲ領域８０９は、一つ以上の超格子のエネルギー運動量バンド構造によって決定づけられる、エネルギー及び光学偏光をもつ光子を電子−正孔再結合によって生成する。図８に例証するように、ＥＨＲは、実質的に層の面における方向または成長方向と平行の垂直な方向として分類できる方向に、光子８０６Ａ、８０６Ｂ、８０６Ｃ、８０６Ｄを放射する。光は、他の方向にも伝播し、自明でない様式において構造内部にも伝播することができる。一般に、（全内部反射の角度、それ故に、材料の屈折率によって決定される）実質的に垂直のかつエスケープコーン内部における伝搬ベクトルをもって生成された光は、透明基板１１０を通じる垂直な、外部で連結され得る光子の主要供給源となる。光子８０６Ａは、通常、垂直方向及び図１に示す成長方向１０１と同じ方向に放射される。光子８０６Ｂは、通常、垂直方向及び成長方向１０１と反対の方向に放射される。光子８０６Ｃ、８０６Ｄは、通常、デバイスの層と平行、例えば、ｉ型活性領域１５０の層の面と平行な水平方向に放射される。

図８に示す実施形態では、光子８０６Ａのいくつかは、光反射体６９２に反射し、基板１１０を通り抜けて光放射デバイス８００から出る。適切なミラー（図示せず）または好都合な光学キャビティの追加、及び基板とｉ型活性領域との間の屈折率不連続によって、故に、デバイスを、マイクロキャビティＬＥＤまたはレーザ若しくはスーパールミネッセントＬＥＤを生成するように変更できることを認識すべきである。連結するための生成された光に利用可能な光学モードの数を制限することによって、光の抽出効率を改善するためのスーパールミネッセンスが見出された。この有効な光位相空間の圧縮が、有利な垂直放射のためのデバイスの選択性を改善する。光学キャビティは、緩衝層１２０、ｎ型活性領域１４０、ｉ型活性領域１５０及びｐ型活性領域１６０によって形成された全光学的厚さを使用して形成することができる。光学キャビティが反射体６９２と基板１１０との間に形成され、成長方向に沿う光学キャビティの厚さが発光波長の一波長以下である場合には、その結果、キャビティはマイクロキャビティである。そのようなマイクロキャビティは、光学キャビティモード波長によって課せられるスーパールミネッセンス及び安定的な波長動作を作り出すのに必須の特性を所有する。本発明のいくつかの実施形態において、ＥＨＲ領域８０９からの発光波長は、マイクロキャビティの最低次波長キャビティモードと等しく、スーパールミネッセンスが達成される。緩衝領域１１２内部に第二の光反射体も含ませることができる。例えば、元素Ａｌ及びＡｌＮ層を備えた単位格子を有する超格子を備える反射体は、本明細書において金属−誘電体超格子と呼ばれる。

いくつかの実施形態において、緩衝層１２０及び基板１１０に隣接して透過領域が提供され、緩衝層１２０は、デバイスから放射された光エネルギーを透過させる。光エネルギーは、透過領域、緩衝層１２０及び基板１１０を通って外部において連結される。光子８０６Ｃ、８０６Ｄは、通常、デバイスの層と平行、例えば、ｐ型活性領域１６０の層の面と平行な水平方向に放射される。

いくつかの実施形態において、光電子デバイスは、成長方向に対して実質的に横断する磁気光学偏光を有する光を放射する。光電子デバイスは、半導体構造の一つ以上の超格子の単位格子の一つ以上の層の面とほぼ平行な方向に沿って光が空間的に生成され、閉じ込められる光導波路として動作する。

いくつかの実施形態において、光電子デバイスは、成長方向に対して実質的に横断する電気光学偏光を有する光を放射する。光電子デバイスは、半導体構造の一つ以上の超格子の単位格子の一つ以上の層の面と実質的に垂直な方向に沿って光を空間的に生成し、閉じ込める、垂直に発光するキャビティデバイスとして動作する。垂直に発光するキャビティデバイスは、実質的に成長方向に沿って配置され、半導体構造の一つ以上の部分に沿って空間的に配置された金属反射体を使用して形成された垂直キャビティを有する。反射体は、高光反射率金属から作ることができる。キャビティは、デバイスによって放射された光の波長以下である、反射体間の光路長によって画定される。光電子デバイスの発光波長は、半導体構造を備えた一つ以上の超格子の光放射エネルギー、及び垂直キャビティによって決定される光学キャビティモードによって決定される。

図９は、本発明の実施形態に従う、光電子デバイスについての、成長方向ｚに沿う距離に関する、伝導帯及び価電子帯における空間的エネルギー準位のグラフ９００である。この実施形態では、単一超格子は、光電子デバイスのｎ型活性領域１４０、ｉ型活性領域１５０及びｐ型活性領域１６０を備える。超格子の各単位格子は、ＡｌＮの二個の単分子層から形成された第一の層、及びＧａＮの一個の単分子層から形成された第二の層を備える。超格子は、ｎ型活性領域１４０、ｉ型活性領域１５０及びｐ型活性領域１６０の各々に２５個の単位格子を備える。超格子は、成長方向と平行に配向された金属極性結晶成長においてｃ面上に積層される。ｐ−ＧａＮから作られたｐ型コンタクト層が、ｐ型活性領域１６０上に積層される。理想的なオーム金属Ｍから作られた第一のコンタクト層が、ｐ−ＧａＮコンタクト層上に位置し、理想的なオーム金属Ｍから作られた第二のコンタクト層が、ｎ型活性領域１４０上に位置する。

図９のｙ軸は、フェルミエネルギーと相対的なｅＶにおけるエネルギー準位であり、ｘ軸は、基板のベースから成長方向１０１に沿うナノメートル（ｎｍ）における距離である。ｎ型活性領域１４０、ｉ型活性領域１５０及びｐ型活性領域１６０ならびにデバイスの他の領域／層の位置が、ｘ軸の上方に示される。トレース９１０は、伝導帯におけるゾーン中心（すなわち、ｋ＝０）エネルギーであり、その谷は、ＧａＮに起因し、そのピークは、ＡｌＮに起因する。グラフ９００は、トレース９１０において、その伝導帯エネルギーＥ_ｃ ^ｋ＝０（ｚ）が、ｎ型活性領域１４０におけるフェルミエネルギーに近く、その伝導帯エネルギーＥ_ｃ ^ｋ＝０（ｚ）の谷が、フェルミエネルギーを下回る、ことを示す。これは、高度に活性化されたｎ型活性領域を提供する。トレース９２０は、価電子帯におけるエネルギーであり、その谷は、ＡｌＮに起因し、そのピークは、ＧａＮに起因する。グラフ９００は、トレース９２０において、その価電子帯エネルギーＥ_ＨＨ ^ｋ＝０（ｚ）が、ｐ型活性領域１６０におけるフェルミエネルギーに近く、その価電子帯エネルギーＥ_ＨＨ ^ｋ＝０（ｚ）のピークが、フェルミエネルギーを上回る、ことを示す。これは、高度に活性化されたｐ型活性領域を提供する。金属極性配向された成長によって、各々のＡｌＮ／ＧａＮ及びＧａＮ／ＡｌＮヘテロ接合において焦電及び圧電電荷が生じる。

空間波動関数は、粒子の量子状態及びその挙動を表す、量子力学における確率振幅である。図１０は、図９に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向ｚに沿う距離に関する、量子化された最低エネルギー電子空間波動関数Ψ_ｃ ^ｎ＝１（ｉ，ｚ）を示すグラフ１０００である。指数ｉは、異なる波動関数を表す。各量子化された波動関数が、エネルギーバンド構造内部の対応する許容される量子化固有エネルギーにおいてプロットされている。それぞれの量子化されたエネルギー準位上方の非ゼロ波動関数確率は、関連する空間領域内に電子を局在する有限確率を示す。伝導帯端エネルギーＥ_ｃ ^ｋ＝０（ｚ）が参照のために示される。

電子波動関数が数多くの単位格子にわたって非局在化することがグラフ１０００から明白である。このことは、高連結されたＧａＮポテンシャル井戸を示す。薄いＡｌＮ障壁（２個の単分子層）によって、効率的な量子力学トンネリングが可能になり、それ故に、ｎ型及びｐ型活性領域内に空間的に閉じ込められるエネルギーマニホールドを形成する。ｎ型活性領域内に注入された電子は、成長方向に沿ってｉ型活性領域の方に効率的に輸送される。ｉ型活性領域内において許容される最低エネルギー波動関数は、ｉ型活性領域内に局在する波動関数がより多いことによって明白なように、ｎ型またはｐ型活性領域内よりも多く閉じ込められる。小さい厚さの単位格子は、量子化されたエネルギー準位を、ＡｌＮ伝導帯端に比較的近い値にし、それ故に、ｉ型活性領域にわたって生成された大きな空乏電界の影響下では、隣接する近接したＧａＮポテンシャル最小値間の連結が切断される。その結果として、ｉ型活性領域における電子波動関数は、それぞれのＧａＮポテンシャル最小値において強くは閉じ込められない。

図１１は、図９に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向に沿う距離に関する、量子化された最低エネルギー重い正孔空間波動関数Ψ_ＨＨ ^ｎ＝１（ｊ，ｚ）を示すグラフ１１００である。重い正孔ゾーン中心価電子帯エネルギーＥ_ＨＨ ^ｋ＝０（ｚ）が参照のために示される。ＩＩＩ族金属窒化物材料は、三つの異なる帯、つまり、重い正孔（ＨＨ）、軽い正孔（ＬＨ）及び結晶場***（ＣＦ）帯を有するエネルギー運動量分散を含む唯一の価電子バンド構造を有する。ゾーン中心において、超格子は、三つの最低エネルギー、つまり、Ｅ_ＨＨ ^ｋ＝０＜Ｅ_ＬＨ ^ｋ＝０＜Ｅ_ＣＨ ^ｋ＝０である重い正孔帯を有する。本明細書において関心のある光学的プロセスでは、ＨＨ帯のみを記載すれば十分である。グラフ１１００において、ｐ型活性領域内の重い正孔波動関数Ψ_ＨＨ ^ｎ＝１（ｊ，ｚ）のかなりの空間的非局在化が存在し、その一方で、それらがｉ型活性領域内のＧａＮポテンシャル最小値においてしっかりと閉じ込められることが明白である。ここでもまた、デバイス内部の内蔵空乏電界が、ｉ型活性領域内部の連結を切断する。

図１２は、伝導帯とＨＨ波動関数との空間的重なり積分を示すグラフ１２００である。重なり積分は、本質的に、図９に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向に沿う距離に関する、図１０の電子空間波動関数Ψ_ｃ ^ｎ＝１（ｉ，ｚ）と、図１１の重い正孔空間波動関数Ψ_ＨＨ ^ｎ＝１（ｊ，ｚ）の各々との積である。電子と正孔とが同じ位置に存在する確率がｎ型活性領域１４０及びｐ型活性領域１６０よりもｉ型活性領域１５０において高いことを、グラフ１２００から見ることができる。従って、発光は、光電子デバイスのｎ型活性領域１４０及びｐ型活性領域１６０よりもｉ型活性領域１５０において起こる可能性が高い。

図１３は、図９に関して記載した光電子デバイスについての対応する電子及び正孔の量子化されたエネルギー準位間の対応する電子と正孔との複合遷移エネルギーに関する、電子空間波動関数Ψ_ｃ ^ｎ＝１（ｉ，ｚ）と、重い正孔空間波動関数Ψ_ＨＨ ^ｎ＝１（ｊ，ｚ）との重なり積分を示すグラフ１３００である。図１３の個々のプロットは、半導体構造全体内における最低ｎ＝１の量子化電子状態とｎ＝１ ＨＨ状態との間の許容される光学遷移のエネルギースペクトルを示す。グラフ１３００は、故に、デバイスが、およそ５．３ｅＶの最低エネルギー光放射で放射できることを示す。図１３における放射スペクトルの幅は、デバイス全体を通じた量子化されたエネルギー準位のミニバンド幅を示す。

図１４は、図９に関して記載した光電子デバイスについての放射されたものの輝度対波長を示すグラフ１４００である。図１３の個々の重なり積分は、室温において予想される熱的変動をシミュレートするために、エネルギーにおいて均一に広げられている。個々の振動子強度の寄与の和が、広がりパラメータの二つの選択についての波長の関数としてプロットされている。最長波長及び最も鋭い遷移は、実験的に観測可能な最低エネルギー重い正孔励起子に起因する。図１４に示すように、最大強度の波長は、ｎ＝１量子化電子波動関数と正孔波動関数との間の最低エネルギー遷移に対応する約２３０ｎｍにある。図１２を参照すると、生成された光のかなりの部分は、ｉ型活性領域とｐ型活性領域との接触面付近の領域から出ることが示されている。図１４の網掛け領域は、占有された状態を有し、それ故に、光再結合プロセスにおいて利用できない、ｐ型及びｎ型活性領域に存在するスペクトル領域を示す。さらに、実際の発光エネルギーは、最低次励起子対消滅の結果を受ける。励起子は、静電結合エネルギーを強めるように空間的に閉じ込められた束縛電子−正孔対を備えた中間粒子である。ＡｌＮ／ＧａＮ超格子におけるｎ＝１励起子結合エネルギー（Ｅ_Ｘ ^ｎ＝１）は、ほぼ５０〜６０ｍｅＶ程度であり、ｎ＝１電子及びｎ＝１ ＨＨ波動関数の静電気引力の結果を受ける。一般に、ｎ＝１励起子から放射された光子の発光エネルギーＥ_λ ^ｎ＝１は、観測される発光エネルギーを励起子結合エネルギーが減少する場合には、Ｅ_λ ^ｎ＝１＝Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＨＨ ^ｎ＝１−Ｅ_Ｘ ^ｎ＝１によって与えられる。

図１５は、本発明の別の実施形態に従う、光電子デバイスについての、成長方向ｚに沿う距離に関する、伝導帯及び価電子帯における空間的エネルギー準位のグラフ１５００である。この実施形態では、デバイスのｎ型活性領域１４０及びｐ型活性領域１６０を形成する超格子は、図９の光電子デバイスと同じである。しかしながら、ｉ型活性領域１５０における各単位格子における第一の層は、ＡｌＮの４個の単分子層から形成され、各単位格子における第二の層は、ＧａＮの２個の単分子層から形成される。ｐ型及びｎ型領域は、不純物ドープされた超格子を使用して形成され、第一の層は、ＡｌＮの２個の単分子層から形成され、第二の層は、ＧａＮの１個の単分子層から形成される。故に、ドープされた領域は、真性領域に形成されたｎ＝１励起子を透過させる。単位格子の周期または厚さは、ｎ型及びｐ型活性領域と、ｉ型活性領域との間で変化するが、各領域における単位格子は、同じ平均合金含有量を有する。つまり、単位格子におけるＡｌ留分は、一定である。各領域において単位格子の２５回の繰り返しが存在する。より高い数の単位格子の繰り返しも使用できることが見出された。厚さｔ_ＧａＮのＧａＮ層及び厚さｔ_ＡｌＮのＡｌＮ層などの二つの組成を備える単純単位格子の平均合金含有量は、ｘ_ａｖｅ＝ｔ_ＡｌＮ／（ｔ_ＡｌＮ＋ｔ_ＧａＮ）によって与えられ、式中、ｘ_ａｖｅは、単位格子における組の有効Ａｌ留分を表す。代替的な実施形態では、単位格子は、三つ以上のＡｌＧａＮ組成を備えることができ、そのような実施形態でも、有効合金含有量を同様に決定することができる。二元、三元及び四元材料を備える他の層組成の平均合金含有量は、一つ以上の要素構成成分に従い規定することができる。例えば、ＡｌＮ／Ａｌ_ｘＧａ−１_ｘＮ／ＧａＮまたはＡｌＮ／Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ／Ａｌ_ｙＩｎ_ｚＧａ_{１−ｙ−ｚ}Ｎの３層を備える３層の単位格子におけるＡｌ留分を決定することができる。選択的なｐ型ＧａＮオーム接触層が、ｐ型活性領域に含まれる。オーム金属コンタクトが、ｎ型活性領域及び選択的なｐ型ＧａＮオーム接触層に提供される。エネルギーバンド構造は、オーム金属コンタクト間に適用されたゼロ外部電気バイアスで示される。

図１５のｙ軸は、フェルミエネルギーと相対的なｅＶにおけるエネルギー準位であり、ｘ軸は、基板のベースから成長方向に沿うナノメートル（ｎｍ）における距離である。デバイスのｎ型活性領域１４０、ｉ型活性領域１５０及びｐ型活性領域１６０の位置は、ｘ軸の上方に示される。トレース１５１０は、伝導帯におけるエネルギーであり、その谷は、ＧａＮに起因し、そのピークは、ＡｌＮに起因する。単位格子におけるＡｌＮ層及びＧａＮ層は、タイプ−Ｉ超格子を形成し、このタイプは、ＧａＮ伝導帯におけるエネルギーがＡｌＮ伝導帯端におけるそれよりも低く、ＧａＮ価電子帯におけるエネルギーがＡｌＮ価電子帯端におけるそれよりも高い。つまり、ＡｌＮ層は、ＧａＮ層における電子及び正孔両方のためのポテンシャル障壁となる。トレース１５２０は、価電子帯におけるエネルギーであり、その谷は、ＡｌＮに起因し、そのピークは、ＧａＮに起因する。特に、重い正孔価電子帯端が示される。図１５は、トレース１５１０及び１５２０におけるピーク及び谷の周期及び振幅がｉ型活性領域１５０において増大したことを示す。ｉ型活性領域における単位格子におけるＧａＮ及びＡｌＮ層両方のより大きな層厚は、金属極性ヘテロ界面の自然発生的な圧電電界の故に、その各々にわたってより大きな内蔵電界を生成する。この効果は、極性ウルツ鉱結晶において特にユニークである。ここでもまた、図１５のデバイスは、理想的な金属コンタクトＭに接触し、ｐ−ＧａＮコンタクト層は、ｐ型活性領域１６０と金属コンタクトのうちの一つとを接続する。フラットバンド状態、つまり、両方のコンタクト間のゼロ外部印加バイアスが示され、それ故に、フェルミエネルギーは、成長方向に沿う構造全体を通じて連続的となる。

図１６は、図１５に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向ｚに沿う距離に関する、量子化された最低エネルギー（ｎ_ＳＬ＝１）電子空間波動関数Ψ_ｃ ^ｎ＝１（ｉ，ｚ）を示すグラフ１６００である。伝導帯端エネルギーＥ_ｃ ^ｋ＝０（ｚ）が参照のために示される。

ｎ型及びｐ型活性領域両方における薄いＡｌＮトンネル障壁に起因して、電子波動関数が、数多くの隣接及び近接する単位格子にわたって明らかに広がっている。ｉ型活性領域のより大きな単位格子周期は、最大限でも最も近辺の近接する侵入についての電子波動関数の顕著な局在を示す。図１０の構造において観測されたように、ｉ型活性領域の禁制帯内における超格子の外側への波動関数の漏れはない。故に、ｎ型活性領域から注入された電子は、ｎ型活性領域ミニバンドを通じた効率的な輸送を受け、ｉ型活性領域内に入る。次に、ｉ型活性領域における最低エネルギー量子化された波動関数において捕獲された電子は、価電子帯における空間的に一致するｎ_ＳＬ＝１重い正孔との再結合に利用できる。

図１７は、図１５に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向に沿う距離に関する、量子化された最低エネルギー重い正孔空間波動関数Ψ_ＨＨ ^ｎ＝１（ｊ，ｚ）を示すグラフ１７００である。重い正孔価電子帯エネルギー端Ｅ_ＨＨ ^ｋ＝０（ｚ）が、参照のために示される。この場合も、図１１に観測されたように、重い正孔波動関数は、実質的に、ｎ型及びｐ型活性領域におけるいくつかの単位格子にわたって非局在化する。ｉ型活性領域は、ｎ型及びｐ型活性領域よりも大きな単位格子周期、ならびにｐ型及びｎ型超格子領域と同じ、単位格子内部の平均Ａｌ留分を有する。ここでもまた、ＧａＮポテンシャル最小値は、重い正孔状態に属する最低エネルギー価電子状態を生成する。

図１８は、最低エネルギー量子化電子と重い正孔価電子波動関数状態との間の空間的重なり積分を示すグラフ１８００である。重なり積分は、実質的に、図１５に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向に沿う距離に関する、図１６の量子化された電子空間波動関数Ψ_ｃ ^ｎ＝１（ｉ，ｚ）と、図１７の重い正孔空間波動関数Ψ_ＨＨ ^ｎ＝１（ｊ，ｚ）との積である。重なり積分の強度は、特定の遷移の振動子強度に比例する。通常、電子と正孔との波動関数確率が空間的に一致する場合には、その結果、電子−正孔再結合事象についての有限確率が存在する。許容される光学遷移のエネルギー幅は、薄いＡｌＮ障壁層を通るＧａＮ層間の量子力学トンネリングを示す。真性領域は、より厚いＡｌＮ障壁を有し、それ故に、伝導帯トンネリングが減少する。真性領域の振動子強度は、ｎ型及びｐ型領域と比較してより強く示されている。電子と正孔とが同じ位置に存在する確率が、ｎ型活性領域１４０及びｐ型活性領域１６０よりもｉ型活性領域１５０においてより高いことをグラフ１８００から見ることができる。従って、電子と重い正孔との再結合に起因する光放射は、光電子デバイスのｎ型活性領域１４０及びｐ型活性領域１６０よりもｉ型活性領域１５０から起こる可能性が高い。グラフ１８００は、ｉ型活性領域１５０からの発光確率が、図９に関して記載した光電子デバイスよりも図１５に関して記載した光電子デバイスについて高いことも示す。

図１９は、図１５に関して記載した光電子デバイスについての対応する最低エネルギー量子化電子と重い正孔との複合遷移エネルギーに関する、電子空間波動関数Ψ_ｃ ^ｎ＝１（ｉ，ｚ）と、重い正孔空間波動関数Ψ_ＨＨ ^ｎ＝１（ｊ，ｚ）との重なり積分を示すグラフ１９００である。

故に、ｎ＝１励起子に起因する最低エネルギー光学遷移は、ｐ型及びｎ型活性領域両方よりも大きな周期を有するｉ型活性領域において起こる再結合に起因する。故に、ｉ型活性領域の発光エネルギーは、ｎ型及びｐ型活性領域両方の最低エネルギー吸収よりも長い波長において選択することができる。これにより、ｉ型活性領域内において生成された光子は、被覆領域、すなわち、ｐ型及びｎ型活性領域内において吸収（それ故に、損失）されずに伝播し、さらに、デバイスの内部からの光を抽出することができる。

これは、半導体構造またはデバイスの領域の発光及び吸収特性が、それぞれの超格子の単位格子周期の選択によって制御される本発明の好ましい実施態様を表す。さらに、平均合金含有量を、超格子領域全体を通じて一定に保持し、それ故に、各単位格子の面内格子定数が整合し、歪みエネルギーの蓄積が成長方向の関数として全く示されない。これにより、高結晶品質超格子スタックを実現することができる。さらに、構造内部の分極電荷に起因する、内蔵電界における不連続が全く存在せず、スタックは、偏光を安定させることができる。

図２０は、図１５に関して記載した光電子デバイスについての放射されたものの輝度対波長を示すグラフ２０００である。図１９の個々の重なり積分は、室温において予想される熱的変動をシミュレートするために、エネルギーにおいて均一に広げられている。個々の振動子強度の寄与の和が、広がりパラメータの二つの選択についての波長の関数としてプロットされている。最長波長及び最も鋭い遷移は、最低エネルギーｎ＝１重い正孔励起子に起因し、真性領域内に空間的に閉じ込められる。図２０に示すように、最大強度の波長は、約２４７ｎｍであり、図９に関して記載した光電子デバイスについての図１４における最大強度の波長よりも長い。

図９の光電子デバイスと図１５の光電子デバイスとは、ｉ型活性領域における一つ以上の超格子についての周期の選択のみが異なる。これらの実施例において、半導体構造におけるすべての一つ以上の超格子のすべての単位格子が、固定された平均合金含有量を有するように選択される。平均合金含有量は、単位格子のＡｌ留分として規定されるように選択される。例えば、ＧａＮの１個の単分子層及びＡｌＮの２個の単分子層を備えた単位格子は、Ａｌ留分ｘ_ａｖｅ＝２／３を有し、ＧａＮの２個の単分子層及びＡｌＮの４個の単分子層をもつ単位格子は、Ａｌ留分ｘ_ａｖｅ＝４／６＝２／３を等しく有する。ここでもまた、単に簡潔さのために、２５個の単位格子の繰り返しが、各領域において使用される。つまり、平均単位格子のＡｌ留分が、Ａｌ_ｘａｖｅＧａ_{１−ｘａｖｅ}Ｎの形態の同等の順序の三元合金組成を決定するのに加えて、周期が、前述の単位格子についての光放射エネルギーを規定する。

図２１は、本発明の別の実施形態に従う、光電子デバイスについての、成長方向に沿う距離に関する、伝導帯及び価電子帯における空間依存するエネルギー準位のグラフ２１００である。ゾーン中心（ｋ＝０）伝導帯及び重い正孔価電子帯についての参照が、デバイス動作を表現するのに十分であることが理解される。この実施形態では、ｎ型活性領域、ｉ型活性領域及びｐ型活性領域を形成する一つ以上の超格子は、図９及び図１５に関して記載した光電子デバイスの場合と同様に、ＡｌＮ層及びＧａＮ層を有する二層の単位格子から構成される。しかしながら、図２１の場合の有効Ａｌ留分は、ｘ_ａｖｅ＝０．５のより低いＡｌ留分を有するように選択される。ｉ型活性領域１５０では、各単位格子における第一の層は、ＡｌＮの３個の単分子層から形成され、各単位格子における第二の層は、ＧａＮの３個の単分子層から形成される。ｎ型及びｐ型活性領域両方も、ｘ_ａｖｅ＝０．５を有するように選択されるが、吸収の開始時により大きな光エネルギーを有し、ｉ型活性領域によって生成された光放射エネルギーを実質的に透過させるように設計される。ｐ型及びｎ型活性領域は、ＧａＮの２個の単分子層及びＡｌＮの２個の単分子層のみを備える単位格子を有するように選択される。ＧａＮのより薄い層は、伝導帯及び価電子帯における最低の量子化されたエネルギー準位間のエネルギー分離の増大を結果生じる。ｐ型及びｎ型領域は、不純物ドープされた超格子を使用して形成される。

図２１のｙ軸は、フェルミエネルギーと相対的なエネルギー準位帯ダイアグラム（エレクトロンボルトの単位、ｅＶ）であり、ｘ軸は、基板のベースから成長方向に沿うナノメートル（ｎｍ）における距離である。光電子デバイスのｎ型活性領域１４０、ｉ型活性領域１５０及びｐ型活性領域１６０の空間位置及び広がりが、ｘ軸の上方に示される。トレース２１１０は、伝導帯におけるゾーン中心（または、最小）エネルギーであり、その谷は、ＧａＮに起因し、そのピークは、ＡｌＮに起因する。注意深い検討によって、金属極性構造についての内蔵焦電及び圧電電界が、ｉ型活性領域においてｎ型及びｐ型活性領域両方と異なることが示される。これは、ｉ型活性領域におけるＧａＮ及びＡｌＮのより大きな層厚に起因する。トレース２１２０は、価電子帯における空間的エネルギー変調であり、その谷は、ＡｌＮに起因し、そのピークは、ＧａＮに起因する。図２１は、トレース２１１０及び２１２０におけるｉ型活性領域１５０における（ピーク及び谷として示す）単位格子の周期が、図１５に示すトレース１５１０及び１５２０に示す単位格子周期と概ね同じであることを示す。しかしながら、デューティサイクル（すなわち、単位格子内部の相対的なＧａＮとＡｌＮ層との厚さ）は、変化した。ここでもまた、デバイスは、ｉ型活性領域の発光波長を実質的に透過させるｐ型及びｎ型活性領域を有するように選択される。

図２２は、図２１に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向に沿う距離に関する、最低エネルギー量子化された電子空間波動関数Ψ_ｃ ^ｎ＝１（ｉ，ｚ）を示すグラフ２２００である。ゾーン中心（ｋ＝０）伝導帯エネルギーＥ_ｃ ^ｋ＝０（ｚ）が、参照のために示される。ｎ型及びｐ型空間領域は、高度に連結された波動関数を示し、ｎ＝１超格子ミニバンドを形成する。真性領域は、内蔵空乏電界及びより厚いＡｌＮ障壁の為に、最も近辺の近接したポテンシャル井戸のみにわたって連結された電子波動関数を示す。

図２３は、図２１に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向に沿う距離に関する、最低エネルギー量子化された重い正孔空間波動関数Ψ_ＨＨ ^ｎ＝１（ｊ，ｚ）を示すグラフ２３００である。ゾーン中心（ｋ＝０）重い正孔価電子帯エネルギーＥ_ＨＨ ^ｋ＝０（ｚ）が、参照のために示される。ｐ型及びｎ型領域における重い正孔波動関数は、数多くの近接するポテンシャル井戸にわたって非局在化する。逆に、ｉ型活性領域における重い正孔波動関数は、より大きなＡｌＮ障壁幅及び内蔵空乏電界の為に、それぞれのポテンシャル井戸に高度に局在する。

図２４は、電子及び重い正孔波動関数の空間的重なり積分を示すグラフ２４００である。重なり積分は、実質的に、図２１に関して記載した光電子デバイスについての、成長方向に沿う距離に関する、図２２の電子空間波動関数Ψ_ｃ ^ｎ＝１（ｉ，ｚ）と、図２３の重い正孔空間波動関数Ψ_ＨＨ ^ｎ＝１（ｊ，ｚ）との積である。重なり積分は、それぞれの直接電子及び重い正孔遷移についての振動子強度を表す。許容される光学遷移のエネルギー幅は、ＡｌＮ障壁層を通るＧａＮ層間の量子力学トンネリングを示す。ｉ型活性領域は、より厚いＡｌＮ障壁を有し、それ故に、伝導帯トンネリングが減少する。ｉ型活性領域の振動子強度は、ｎ型及びｐ型活性領域と比較してより強く示されている。電子及び正孔が同じ空間的位置に存在する確率が、ｎ型活性領域１４０及びｐ型活性領域１６０両方よりもｉ型活性領域１５０において高いことをグラフ２４００から見ることができる。従って、発光は、光電子デバイスのｎ型活性領域１４０及びｐ型活性領域１６０よりもｉ型活性領域１５０において起こる可能性が高い。グラフ２４００は、ｎ型活性領域１４０及びｐ型活性領域１６０からの発光確率が、図９及び図１５に関して記載した光電子デバイスにおいてよりも、図２１に関して記載した光電子デバイスについて低いことも示す。

図２５は、図２１に関して記載した光電子デバイスについての対応する最低エネルギー量子化電子及び正孔の複合遷移エネルギーに関する、電子空間波動関数Ψ_ｃ ^ｎ＝１（ｉ，ｚ）と、重い正孔空間波動関数Ψ_ＨＨ ^ｎ＝１（ｊ，ｚ）との重なり積分を示すグラフ２５００である。ｉ型活性領域における最低エネルギー遷移の振動子強度が、ｎ型及びｐ型活性領域と比較してより強いことは、ｉ型活性領域における電子と重い正孔との再結合に起因する。

図２６は、図２１に関して記載した光電子デバイスについての放射されたものの輝度対波長を示すグラフ２６００である。図２５の個々の重なり積分は、室温において予想される熱的変動をシミュレートするために、エネルギーにおいて均一に広げられている。個々の振動子強度の寄与の和が、広がりパラメータの二つの選択についての波長の関数としてプロットされている。最長波長及び最も鋭い遷移は、最低エネルギーｎ＝１重い正孔励起子に起因し、ｉ型活性領域に空間的に閉じ込められる。図２６に示すように、最大強度の波長は、約２６２ｎｍであり、実質的に、図９及び図１５それぞれに関して記載した光電子デバイスについての図１４及び図２０における最大強度の波長よりも長い。

デバイスの発光波長及び他の態様の調整のさらなる詳細は後述する。
本発明は、好ましくは、結晶、より好ましくは、単結晶原子構造として形成された半導体構造を利用する。好ましい実施形態において、紫外線及び深紫外線光の放射のために、半導体構造は、イオン結合から構成されたウルツ鉱結晶構造を有し、ＩＩＩ族金属窒化物（ＩＩＩ−Ｎ）半導体またはＩＩ族金属酸化物（ＩＩ−ＶＩ）半導体などの一つ以上の半導体から形成される。

図２７Ａは、ＩＩＩ族金属窒化物半導体についてのウルツ鉱結晶構造を示す。ウルツ鉱結晶構造は、金属結晶部位２７１５及び窒素原子部位２７２０を含む。ミラー表記［ｈ ｋ ｉ ｌ］＝［０ ０ ０ １］方向２７５０に沿う結晶結合の極性が、窒素極性結合２７２５を有する窒素極性結晶方位になるものとして示される。構造は、２７６０を軸とする正反射によって反転され、金属極性配向された結晶となることができる。結晶軸２７５０が成長方向［０ ０ ０ １］である場合には、その結果、ｃ面（０ ０ ０ １）がラベル２７３０された面として特定される。水平結晶軸２７６０は、［１ １ −２ ０］方向を有するウルツ鉱結晶に通じる高対称性スライスのうちの一つである。

図２７Ｂは、表面を終端とする金属原子をもつｃ面２７３０の図を示す。ｃ面の窒素原子表面終端も可能である。結晶方向２７６０及び２７８０は、それぞれ、ミラー表記における［１ １ −２ ０］及び［０ ０ １ −１］方向を表す。切り立った表面終端は、さらに、より低い対称性の結合パターンの表面再構成になり易い。これらの表面再構成は、増大する表面エネルギーを最小限にするが、最終的には、再構成表面がその後ウルツ鉱結晶構造におけるさらなる材料によって過剰成長するときに、層のバルク内に実質的に理想的な結晶構造を形成する。理想的な金属終端表面は、等しい側面の面内格子定数２７９０を有する六角形２７８５として特定される六角形ｃ面結晶格子を示す。その結果、結晶の基本的に繰り返される単位は、２７９０でラベルされた格子定数ａとしてパラメータ化されたウルツ鉱格子、及び図２７Ａにおける２７０５または２７１０としてラベルされた高さｃの六角柱によって特徴づけられる。例えば、歪みのないＡｌＮエピ層は、ａ＝４．９８２Å及びｃ＝５．１８５Åを有するであろう。一個の単分子層（１ＭＬ）は、ｃ面上に積層した膜について、１ＭＬ＝ｃ／２と等しいものと本明細書において定義される。

図２７Ｃは、ｃ軸２７５０に沿って配向され、さらに、Ａｌ原子表面を露出するＡｌＮウルツ鉱結晶２７７０の斜視図を示す。Ａｌ終端表面が、六角形２７６０によって画定されたウルツ鉱結晶単位格子をもち、ｃ面２７３０において全体的に位置する。方向２７５０に沿う垂直厚さは、ＡｌＮ材料の四個の単分子層及び関連する結晶方位を示す。例えば、いくつかの実施形態において、基板カム上のｃ面配向されたエピタキシャル析出は、方向２７６０及び２７８０において横方向に延在し、基板表面エリアに及ぶ複数個の単分子層膜の、高い均一性での積層を含む。

図２８は、例示的な超格子についての層状厚さの好ましい範囲を示す表２８００である。超格子の単位格子は、それぞれ、ＧａＮ及びＡｌＮの二元組成物から排他的に形成された二つの層を備える。例えば、超格子は、図２７Ｃの理想的な空間部分に概略的に示すように、ｃ面上に積層したウルツ鉱ＧａＮ及びＡｌＮ膜から形成される。図２８の表２８００は、ｃ軸に沿う単分子層Ｎの全体数としてＡｌＮ厚さ、及びオングストローム（注意、１Å＝０．１ｎｍ）単位の物理的厚さを明確に一覧にした列を示す。同様に、行は、ＧａＮの単分子層Ｍ全体に関する、単位格子周期厚さを計算する表項目を一覧に示す。ここでは、∧_ＳＬ＝Ｍ．（１ＭＬ ＧａＮ）＋Ｎ．（１ＭＬ ＡｌＮ）＝Ｍ．ｃ_ＧａＮ／２＋Ｎ．ｃ_ＡｌＮ／２である。

Ｎ_ｐ回数繰り返され、成長方向に沿う一定Ａｌ留分を有する単位格子を有する超格子は、Ｍ及びＮ個の単分子層を有するＧａＮ及びＡｌＮの組として定義することができ、本明細書において便宜上Ｍ：Ｎとして記述する。

図２９は、ＧａＮの４個の単分子層２９４０が、成長方向として画定されたｃ軸２７５０に沿ってＡｌＮの４個の単分子層２９３０上にエピタキシャルに積層された、４：４超格子の一つの単位格子の結晶格子構造を示す。Ａｌ原子部位が、大きな白色の球２９０５として示され、Ｇａ原子部位が、大きな灰色の球２９２０として描写され、そして窒素原子部位が、小さい黒色の球２９１０及び２９２５として示される。ＡｌＮ／ＧａＮヘテロ界面２９３５は、純粋なＧａまたはＡｌ金属終端を有する切り立ったものでも良いし、面２９３５にランダムに分布されたＧａ及びＡｌ原子を有する混合接触面であっても良い。ＧａＮエピ層２９４０の垂直高さは、結晶単位格子の弾性変形の為に、より下位のＡｌＮエピ層２９３０よりも大きい。自立超格子の単位格子２９００は、理想的には、界面転位（つまり、ミスフィット転位）を全く示さず、面内引張歪みの状態にあるＡｌＮ層、及び面内圧縮歪みの状態にあるＧａＮエピ層を有する。弾性的に変形した異種エピ層は、理想的には、臨界層厚さ（ＣＬＴ）以下の、ｃ軸２７５０に沿う厚さをもって積層される。ＣＬＴは、格子不整合材料がミスフィット転位を形成することなく基礎をなす結晶上に積層できる最大厚さである。図２８の表２８００に開示したＭ：Ｎの組み合わせのすべては、各材料がＣＬＴ以下で積層したそのような超格子の単位格子を表す。ＣＬＴを理論的に計算及び実験的に決定できることに留意されたい。例えば、ＭＢＥにおけるヘテロエピタキシー中に反射高速電子回折（ＲＨＥＥＤ）を使用した直接の現場測定によって、大きな精度でＣＬＴを決定することができる。

図３０は、本明細書に定義されたものとしてｃ軸に沿って積層した、ＧａＮ及びＡｌＮ材料上で使用することによって形成された単位格子のさらなる可能な実施態様を示す表３０００である。表３０００は、単位格子厚さ∧_ＳＬを示す表項目と、Ｍ：Ｎの小部分の単分子層の組を明示する。これらの単位格子厚さは、ＩＩＩ族金属窒化物半導体を使用した深紫外線エミッタに適用することができる。他の材料組成を使用でき、超格子の単位格子を備える三つ以上の組成を適用できることも見出された。

図３１は、ＧａＮ及びＡｌＮ層のみを有する単位格子で構成された超格子の平衡面内格子定数ａ_｜｜ ^ＳＬのグラフ３１００を示す。グラフ３１００は、各単位格子におけるＧａＮのＭ個の単分子層及びＡｌＮのＮ個の単分子層の所与の選択のための、計算された面内格子定数ａ_｜｜ ^ＳＬを示す。各曲線は、ＡｌＮのＮ個の単分子層の異なる選択によってパラメータ化されたものである。グラフ３１００の曲線を使用して直接に、異なる単位格子Ｍ：Ｎの組を備える超格子ＬＥＤを設計することができ、これは後述する。

図３２は、二つの単位格子３２７０及び３２８０を備えた構造３２００に存在する原子間力を概略的に示す。各単位格子は、二つの層を備えており、二つの層の各々は、異種材料から形成される。例えば、第一の層３２３０及び３２５０は、ＧａＮ層であっても良く、第二の層３２４０及び３２６０は、ＡｌＮ層であっても良い。層は、各々の隣接する層における異種の結晶格子定数に起因して弾性的に変形された結晶のエピタキシャル析出から形成される。構造がｃ面上に積層した場合には、次に、ＧａＮ層３２３０及び３２５０は、圧縮面内応力３２２０を受け、ＡｌＮ層３２４０及び３２６０は、誘発された引張面内歪み３２１０を有する。各単位格子の各層がＣＬＴ以下の厚さで形成された格子不整合材料を使用して形成されたそのような超格子は、十分な数の周期をもって形成されたときに、高い結晶完全性を達成することができる。例えば、ＧａＮ及びＡｌＮ材料のみを使用した、本発明の教示に従う超格子は、バルク状のｃ面ＡｌＮ表面、（０００１）−配向されたサファイア表面、または別の適切な表面上に形成される。約１０〜１００周期の超格子成長後、最終単位格子は、理想的な自立面内格子定数ａ_｜｜ ^ＳＬに達する。これは、図１に関して論じたような超格子緩衝１３０を形成する一つの例示的な方法である。

本発明のいくつかの実施形態において、半導体構造における各超格子は、選択された光学的及び電子的仕様を達成する異なる構成を有する。

実験は、超格子に沿う、各単位格子定数における平均合金含有量の維持が、単位格子の平均面内格子定数ａ_｜｜ ^ＳＬを一定に維持することと同等であることを示す。実験は、次に、所望の光学的及び電気的仕様を達成するように単位格子の厚さも選択できることを示す。これにより、複数個の異なる超格子が共有の有効面内単位格子定数を有し、それ故に、成長方向に沿う歪みの有利な管理を実行できる。

図３３及び図３４は、ＧａＮ及びＡｌＮ層のみを有する単位格子で構成された超格子の平衡面内格子定数ａ_｜｜ ^ＳＬのグラフ３３００及び３４００を示す。グラフ３３００及び３４００は、各単位格子におけるＧａＮのＭ個の単分子層及びＡｌＮのＮ個の単分子層の所与の選択のための、計算された面内格子定数ａ_｜｜ ^ＳＬを示す。各曲線は、ＡｌＮのＮ個の単分子層の異なる選択によってパラメータ化されたものである。同じ平均合金含有量を有する単位格子構成を示すために、各グラフに黒色点が提供される。図３３のグラフ３３００に示される黒色点は、Ｍ＝ＮであるところのＭ：Ｎの組み合わせを含み、それ故に、ｘ_ａｖｅ ^ＳＬ＝１／２の有効Ａｌ留分が達成される。図３４のグラフ３４００における黒色点は、Ｎ＝２ＭであるところのＭ：Ｎの組み合わせを含み、それ故に、ｘ_ａｖｅ ^ＳＬ＝２／３である。

図３３及び図３４のグラフは、ｃ軸に沿って積層した、ウルツ鉱結晶構造を有するＧａＮ材料とＡｌＮ材料との組み合わせから排他的に作られた単位格子をもつ超格子を有する半導体構造を設計するのに特に有用となり得る。

図３５は、成長方向ｚに沿って繰り返されるＭ：Ｎ＝５：５単位格子を備えるＮ_ｐ＝１００周期の超格子のエネルギーバンド構造の計算された部分のグラフ３５００を示す。伝導帯端３５２０及び重い正孔価電子帯端３５５０の空間的変動が、量子化されたエネルギーならびに空間的に閉じ込められたャリア波動関数３５１０及び３５６０に沿って示される。ＧａＮ及びＡｌＮ層は、図３０に示すような、それぞれの層の各々のＣＬＴを維持する厚さから選択される。図３５は、電子波動関数３５１０が、ＡｌＮ障壁を通る量子力学トンネリング３５７０のための強い傾向を示し、その一方で、重い正孔波動関数３５６０が、それぞれのＧａＮポテンシャル最小値内にしっかりと局在することを示す。

図３６は、一定の単位格子長及び組成の超格子の半無限数の周期をシミュレートするのに使用される超格子３６００を示す。超格子において、単位格子は、一定の全長及び組成を有する。しかしながら、第一のＧａＮ層３６０５が、半分に分割され、超格子の端部３６１０に追加される。波動関数に周期的な境界条件を適用し、それ故に、半無限数の周期をシミュレートし、ベースが９９周期である単位格子３６２０の相互作用特性を詳細に調べる。有限要素法及び完全なｋ．ｐ理論を使用して、最低状態にある超格子状態の量子化されたエネルギーとともに波動関数が計算される。前述のように、光放射スペクトルは、最低エネルギー（ｎ＝１）伝導帯状態とｎ＝１重い正孔状態との間の重なり積分及びエネルギー分離から計算される。

図３７、図３８、図３９、図４０及び図４１は、それぞれ、ｘ_ａｖｅ ^ＳＬ＝２／３及び１：２、２：４、３：６、４：８及び５：１０のＭ：Ｎ構成を有する超格子の横電界（ＴＥ）光放射スペクトルのグラフを示す。グラフの各々は、全放射及び許容される伝導帯状態をもつ特定の価電子帯タイプ（つまり、ＨＨ、ＬＨまたはＣＨ）に起因する放射に対応する四つの曲線を示す。前述のように、所望の最低エネルギー放射は、ｃ軸及び／または成長方向と平行な垂直放射についての基準を満たす、許容される伝導帯状態と重い正孔状態との間の遷移に関する。

図３７は、ｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１重い正孔状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＨＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移３７０５、ｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１結晶場***状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＣＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移３７１０、ならびにｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１軽い正孔状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＬＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移３７１５についての、１：２超格子の放射スペクトルのグラフ３７００を示す。曲線３７２０は、観測可能なスペクトル全体を示す。放射ピークの大きなエネルギー幅は、基本的に、最も近辺の近接したＧａＮポテンシャル最小値間の大きな連結に起因し、それ故に、伝導帯及びそれぞれの価電子帯両方における幅広のエネルギー幅ミニバンドの形成に起因する。

図３８は、ｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１重い正孔状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＨＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移３８０５、ｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１結晶場***状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＣＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移３８１０、ならびにｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１軽い正孔状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＬＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移３８１５についての、２：４超格子の放射スペクトルのグラフ３８００を示す。曲線３８２０は、観測可能なスペクトル全体を示す。図３７と比較して放射ピークのより小さいエネルギー幅は、最も近辺の近接したＧａＮポテンシャル最小値間のより小さい連結に起因し、それ故に、伝導帯及びそれぞれの価電子帯両方におけるより狭いエネルギー幅ミニバンドの形成に起因する。

図３９は、ｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１重い正孔状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＨＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移３９０５、ｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１結晶場***状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＣＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移３９１０、ならびにｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１軽い正孔状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＬＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移３９１５についての、３：６超格子の放射スペクトルのグラフ３９００を示す。曲線３９２０は、観測可能なスペクトル全体を示す。

図４０は、ｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１重い正孔状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＨＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移４００５、ｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１結晶場***状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＣＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移４０１０、ならびにｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１軽い正孔状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＬＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移４０１５についての、４：８超格子の放射スペクトルのグラフ４０００を示す。曲線４０２０は、観測可能なスペクトル全体を示す。

図４１は、ｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１重い正孔状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＨＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移４１０５、ｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１結晶場***状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＣＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移４１１０、ならびにｎ＝１伝導帯状態及びｎ＝１軽い正孔状態（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＬＨ ^ｎ＝１）の最低エネルギー遷移４１１５についての、５：１０超格子の放射スペクトルのグラフ４１００を示す。曲線４１２０は、観測可能なスペクトル全体を示す。

特に重要なことは、常に最低エネルギー放射である（Ｅ_Ｃ ^ｎ＝１−Ｅ_ＨＨ ^ｎ＝１）光学遷移の達成であり、それ故に、図７に示す形態の効率的な垂直発光デバイスを可能にすることである。

図４２は、図３７〜図４１にプロットされた各Ｍ：Ｎの組についての重い正孔遷移に関する光放射スペクトルのグラフ４２００を示す。一般に、より大きなＧａＮ層厚が、ＧａＮ帯端により近い量子化されたエネルギー準位を生じさせ、それ故に、より長い発光波長を生させる。逆に、より薄いＧａＮ層は、最低エネルギー量子化された伝導帯及び価電子帯状態の重なりを改善し、それ故に、振動子強度及び発光強度を改善する。８〜１０個超の単分子層のＧａＮエピ層において、重なり積分が大幅に低下し、弱い光放射が結果生じることが見出された。紫外線及び深紫外線デバイスへの適用において、図４２のＭ：Ｎ構成が、最適かつ／または所望されることが見出された。ＡｌＮ及びＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ組成を備える超格子の単位格子の使用によって、より短い発光波長も可能である。放射のＴＥ性質を維持するために、ｘがおよそ０．５以下であるＡｌ_ｘＧａ_１−ｘＮが好ましいことが見出された。

前述を使用して、図１〜図８の半導体構造などの半導体構造を設計することができる。例えば、ｉ型活性領域、ｎ型活性領域及びｐ型活性領域の単位格子のＭ：Ｎ構成は、ｎ型活性領域及びｐ型活性領域の吸収限界よりも長い、ｉ型活性領域からの発光波長を生成するように選択できる。さらに、本発明の実施形態は、結果生じる構造の結晶品質をさらに改善する、半導体構造全体を通じた一定の平均合金留分をもつように設計することができる。

図４３及び図４４は、ＡｌＮ及びＧａＮエピ層を排他的に備える単位格子についての、許容される超格子伝導帯状態と重い正孔状態との間の最低エネルギー遷移の計算された光放射波長のグラフを示す。図４３は、ｘ_ａｖｅ ^ＳＬ＝２／３＝０．６６７を有するＮ＝２Ｍ超格子についての発光波長を開示し、その一方で、図４４は、Ｎ＝Ｍ超格子及びｘ_ａｖｅ ^ＳＬ＝１／２＝０．５０についての発光波長を開示する。曲線４３００及び４４００は、対応するＭ：Ｎ構成を有する単位格子周期∧_ＳＬの関数として、最低エネルギー光放射波長における変化を示す。グラフから、およそ２３０ｎｍ〜３００ｎｍ未満に及ぶ幅広のかつ望ましい光領域にわたって光放射を調整できることがわかる。

一つの実施例において、半導体構造は、異なる超格子領域から形成される。各超格子の単位格子は、Ａｌ留分ｘ_ａｖｅ ^ＳＬ＝２／３を有し、ＧａＮ及びＡｌＮ層から排他的に形成される。半導体構造を備える光放射デバイスについての所望の設計波長は、例えば、λ_ｅ＝２６５ｎｍである。それ故に、図４３を参照するように、Ｍ：Ｎ＝３：６単位格子がｉ型活性領域に選択される。デバイスは、所望の設計波長λ_ｅを実質的に透過させる超格子の単位格子を使用して、透過性基板の上に形成されたｎ型活性領域を備える。同様に、デバイスは、所望の設計波長λ_ｅを実質的に透過させるｐ型活性領域を備える。故に、ｎ型活性領域における超格子を、Ｍ：Ｎ＝１：２単位格子を有するように選択し、ｐ型活性領域における最高を、Ｍ：Ｎ＝２：４単位格子を有するように選択できる。これは、活性化された重い正孔の濃度を改善し、ｉ型活性領域における超格子のＭ：Ｎ＝３：６単位格子の部分内への正孔波動関数注入を改善する。

ｉ型活性領域は、二つの異なる超格子、すなわち、Ｍ：Ｎ＝２：４単位格子をもつ第一の超格子及びＭ：Ｎ＝３：６単位格子をもつ第二の超格子に分割することができる。第一の超格子は、ｎ型活性領域と第二の超格子との間に位置付けられる。第二の超格子は、第一の超格子とｐ型活性領域との間に位置付けられる。第一の超格子は、好ましい電子を、第二の超格子によって画定された電子−正孔再結合領域（ＥＨＲ）内に注入するための電子エネルギーフィルタとして作用する。故に、この構成は、半導体構造全体を通じた電子及び正孔のキャリア輸送を改善する。第二の超格子のＥＨＲは、ＩＩＩ族金属窒化物における本質的に低い正孔移動度に起因して、正孔の貯留層の近くに位置付けられる。故に、［ｎ型１：２／ｉ型２：４／ｉ型３：６／ｐ型２：４］超格子領域を有する半導体構造を有する光放射デバイスを生成することができる。ｉ型活性領域の全体厚さも最適化することができる。

図４５及び図４６は、ｎ型活性領域に１００周期のｎ型Ｍ：Ｎ＝１：２単位格子、及びｐ型活性領域に１００周期のｐ型Ｍ：Ｎ＝１：２単位格子を備える半導体構造についての、成長方向ｚに沿うエレクトロンボルト（ｅＶ）における、伝導帯端４５１０及び４６１０ならびに重い正孔価電子帯端４５０５及び４６０５のグラフを示す。単位格子は、ｘ_ａｖｅ ^ＳＬ＝２／３の一定Ａｌ留分をもつ、ｃ面配向されたＧａＮ及びＡｌＮの単分子層膜から排他的に構成される。同様に、ｉ型活性領域は、ｘ_ａｖｅ ^ＳＬ＝２／３の一定Ａｌ留分を有するが、発光波長をより長い波長に調整するために、大きな周期を有する。図４５は、ｉ型活性領域に２５周期の２：４単位格子を有する半導体構造４５３０についてのグラフを示し、その一方で、図４６は、ｉ型活性領域に１００周期の２：４単位格子を有する半導体構造４６３０についてのグラフを示す。図４５における、ｐ型及びｎ型活性領域に起因する内蔵空乏領域電界Ｅ_ｄ（ｚ）４５２０は、図４６における、内蔵空乏領域電界Ｅ_ｄ（ｚ）４６２０よりも大きい。内蔵空乏領域電界Ｅ_ｄ（ｚ）は、ｉ型活性領域超格子の全体厚さに影響を受け、閉じ込められた状態の超格子にわたるなおも別のシュタルクシフトの潜在力となる。この量子閉じ込め超格子シュタルク効果（ＱＣ−ＳＬ−ＳＥ）を使用して、デバイスの光学的特性をさらに調整できることが見出された。

図４７は、比較のために単一グラフに図４５及び図４６のグラフを示す。ｐ型活性領域上方に挿入された選択的なｐ−ＧａＮコンタクト層が、誘発された二次元正孔ガス（２ＤＨＧ）を通じてフェルミ準位を固定する。デバイスは、成長方向ｚに沿う金属極性成長方位を有する。

図４８は、内蔵空乏電界の影響下の、図４５に参照される半導体構造のｉ型活性領域内の、計算された最低エネルギー量子化電子波動関数４８００のグラフを示す。空乏電界のない半導体構造と比較して、波動関数は、青色に偏移して観測され、最も近辺の近接したものの間の共鳴トンネリングが減少する。伝導帯端４５１０が、参照としてプロットされている。

図４９は、内蔵空乏電界の影響下の、図４６に参照される半導体構造のｉ型活性領域内の、計算された量子化された最低エネルギー重い正孔波動関数４９００のグラフを示す。重い正孔帯端４６０５が、参照としてプロットされている。

図５０Ａ及び図５０Ｂは、それぞれ、図４５及び図４６に参照される、デバイスのｉ型活性領域からの放射スペクトルのグラフを示す。図５０Ａは、最低エネルギーｎ＝１伝導帯状態と、ＨＨ５００５、ＬＨ５０１０及びＣＨ５０１５価電子帯それぞれとの間の光学遷移についての放射スペクトル、ならびに図４５のデバイスにおける全体のＴＥ放射スペクトル５０２０を示す。図５０Ｂは、最低エネルギーｎ＝１伝導帯状態と、ＨＨ５０２５、ＬＨ５０３５及びＣＨ５０３０価電子帯それぞれとの間の光学遷移についての放射スペクトル、ならびに図４６のデバイスにおける全体のＴＥ放射スペクトル５０２０を示す。

図４５のデバイスは、より薄いｉ型活性領域に起因して、図４６のデバイスよりも大きな内蔵電界を有する。このより大きな内蔵電界は、ｉ型活性領域における隣接する単位格子間の連結を切断し、発光エネルギーにおいて小さい青方偏移を生成し、放射スペクトル線の幅を減少する。図５０Ａと図５０Ｂとを比較すると、より大きな内蔵電界に起因して、ピーク発光の低エネルギー側の半値全幅（ＦＷＨＭ）、及び低エネルギー放射端の青方偏移が減少していることがわかる。図５０Ｂは、図４６のデバイスのｉ型活性領域における大きな数の周期に起因して、図５０Ａよりも大きな統合されたルミネセンスを示す。

図５１は、成長方向５１１０と平行な距離５１４０に沿う、ポテンシャルエネルギー５１３５を有する内蔵空乏電界５１３０の影響を概略的に記載する。内蔵空乏電界のない超格子バンドダイアグラムは、空間的な伝導帯端５１１５として示され、垂直軸５１０５は、エネルギーを表す。非局在化電子波動関数５１２０は、高ポテンシャルエネルギーＡｌＮ障壁を通じた量子力学トンネリングの故に、隣接するＧａＮ領域間に連結される。内部焦電及び圧電電界も示し、これは、金属極性配向された成長を表す。波動関数５１２０のトンネリングは、許容された量子化された伝導帯状態についての、エネルギーミニバンド５１２５を結果生じる。内蔵空乏電界に伴い生じるなどの直線的に増大するポテンシャル５１３０の利用によって、空間バンド構造５１６０が結果生じる。空乏電界５１３０の適用による超格子の結果生じた波動関数は、最も近辺の近接したＧａＮポテンシャル最小値にもはや共鳴的に連結しない波動関数５１４５及び５１５５を生成する。バンド構造５１６０の量子化された許容されたエネルギー状態は、ここで、ミニバンドエネルギー状態５１２５と比較してエネルギーがより高い個々のエネルギー状態５１６５及び５１７０を有する。

この効果は、シュタルク***状態のエネルギーの結果生じた低下とともに、窒素極性配向された成長にわたって空乏電界を適用することによって変更することができる。これは例えば、ＧａＮ層及びＡｌＮ層を有するＭ：Ｎ＝３：６単位格子などの、ただ一つの単位格子タイプから構成された窒素極性ｐ−ｉ−ｎ超格子デバイスにおいて特に有用である。Ｍ：Ｎ＝３：６単位格子を有する超格子にわたる内蔵空乏電界によって、発光エネルギーが、より長い波長にスタークシフト（すなわち、赤色偏移）し、Ｍ：Ｎ＝３：６単位格子を有する周囲のｐ型及びｎ型活性領域に実質的に吸収されない。

一般に、金属極性配向された成長は、ｐが上部のエピ層スタックに起因して、ｉ型活性領域またはｎ−ｉ−ｐデバイスのｉ型活性領域の放射スペクトルにおいて青方偏移を生成する。これは、基板、ｎ型活性領域、ｉ型活性領域、ｐ型活性領域［ＳＵＢ／ｎ−ｉ−ｐ］の順序で形成されたデバイスにおいて示されるような空乏電界に関する。逆に、ｐが下部のエピ層スタック、つまり、［ＳＵＢ／ｐ−ｉ−ｎ］として形成されたｐ−ｉ−ｎデバイスでは、ｉ型活性領域の放射スペクトルにおいて赤色偏移が観測される。

逆に窒素極性配向された成長は、空乏電界に起因して、ｎ−ｉ−ｐデバイスのｉ型活性領域の放射スペクトルにおいて青方偏移を生成し、空乏電界に起因して、ｐ−ｉ−ｎデバイスのｉ型活性領域の放射スペクトルにおいて赤色偏移を生成する。

本発明は、とりわけ、ＵＶ及びＤｅｅｐ ＵＶ（ＤＵＶ）波長において、改善された光放射を含む、先行技術を上回る多くの利益を提供する。例えば、極薄層超格子の使用によって、光子を、垂直に、すなわち、デバイスの層と垂直に、ならびに水平に、すなわち、層と平行に放射させることができる。さらに、本発明は、電子と正孔との改善された再結合を可能にする、電子波動関数と正孔波動関数との間の空間的重なりを提供する。

特に、紫外線デバイスの利用において、より狭いバンドギャップの材料にはＧａＮが、そしてより広いバンドギャップの材料にはＡｌＮが極めて有益であることが証明される。ＧａＮは、本質的に、ｃ面表面上に積層したときに垂直に放射する材料であり、その一方で、ＡｌＮは、実質的に、ＴＭ光学偏光をもつ、すなわち、副層の面において放射する。

単位格子の第一の層及び第二の層の厚さを使用して、電子及び正孔の量子化エネルギー及び伝導帯における電子の連結を選択することができる。例えば、ＧａＮの層の厚さを使用して、電子及び正孔の量子化エネルギーを選択し、ＡｌＮの層の厚さによって、伝導帯における電子の連結を制御することができる。ＧａＮの層の厚さの、ＡｌＮの層の厚さに対する比を使用して、超格子の平均面内格子定数を選択することができる。従って、所与の超格子の光学遷移エネルギーは、平均単位格子組成及び各単位格子の各層の厚さの両方の選択によって変更することができる。

さらに、本発明の利点は、より単純な製造及び積層プロセス、高効率光放射に適切なカスタマイズ可能な電子的及び光学的特性（放射される光の波長など）、ｃ面配向された表面上に積層したときの、垂直発光デバイスにとっての最適化された光放射の極性、ｎ型及びｐ型伝導領域における改善された不純物ドーパントの活性化、ならびに光学的に厚い超格子を、過度の歪みを蓄積することなく形成できるような歪みを管理した単分子層を含む。例えば、非周期的超格子を使用して、歪み伝搬を防止し、光学的抽出を強めることができる。

さらに、電子−正孔再結合領域内における電子及び／または正孔キャリア空間波動関数の広がりによって、材料の容積の増大に伴うキャリア捕獲確率、また、電子及び正孔空間波動関数重なりの両方が改善し、それ故に、先行技術を上回るように、デバイスの再結合効率が改善される。

本明細書において、「超格子」という用語は、電子及び／または正孔のトンネル効果が容易に起こることができるように、隣接する単位格子の対応する層間にかなりの波動関数が侵入するように単位格子における層の厚さが十分に小さい二つ以上の層を含む複数個の繰り返しの単位格子を備えた層状構造を指す。

本特許明細書において、例えば、第一の及び第二の、左側及び右側、前部及び後部、上部及び底部などの形容詞は、形容詞によって記載された具体的な相対位置またはシークエンスを必ずしも要求せず、ある要素を別の要素から特徴づけるために専ら使用される。「ｃｏｍｐｒｉｓｅｓ（備える）」または「ｉｎｃｌｕｄｅｓ（含む）」などの単語は、要素または方法ステップの排他的なセットを定義するのには使用されない。むしろ、そのような単語は、単に、本発明の特定の実施形態に含まれる要素または方法ステップの最小限のセットを定義する。本発明を様々な様式において実施でき、この記述が単なる実施例として与えられることが認識されることとなる。

本発明のさまざまな実施形態の前の記述は、当業者への説明を目的として提供される。この記述は、包括的であることも、本発明をただ一つの開示した実施形態に限定することも意図しない。前述のように、本発明についての数多くの代替物及び変化が、前の教示から当業者に明らかになる。したがって、いくつかの代替的な実施形態を具体的に論じたが、他の実施形態も、当業者に明らか、または当業者によって比較的容易に開発される。したがって、本特許明細書は、本明細書に論じた本発明のすべての代替物、変更物及び変化ならびに前述の発明の趣旨及び範囲内に収まる他の実施形態を包含することが意図される。

本明細書における任意の先行技術についての参照は、先行技術が豪州または他の場所における共通の一般知識の一部を形成する、認識または示唆の任意の形態ではなく、そのように解釈されるべきではない。

Claims (30)

1. 半導体構造を備えた光電子デバイスであって、
   ｐ型超格子を含むｐ型活性領域と、
   ｎ型超格子を含むｎ型活性領域と、
   前記ｎ型活性領域と前記ｐ型活性領域との間にｉ型超格子を含むｉ型活性領域とを含み、
   前記半導体構造が、専ら一つ以上の超格子からなり、
   前記ｐ型超格子が、複数個のｐ型単位格子からなり、
   前記ｎ型超格子が、複数個のｎ型単位格子からなり、
   前記ｉ型超格子が、複数個のｉ型単位格子からなり、
   前記複数個のｐ型単位格子、ｎ型単位格子およびｉ型単位格子の平均合金含有量が、成長方向に沿って一定であり、
   前記ｐ型単位格子は、少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の第１の組を含み、
   前記ｎ型単位格子は、少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の第２の組を含み、
   前記ｉ型単位格子は、少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の第３の組を含み、
   前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の第３の組の周期は、前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の第１の組の周期より厚く、
   前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の第３の組の周期は、前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の第２の組の周期より厚く、かつ
   前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の第１、第２および第３の組に含まれるすべての異なる実質的な単結晶層は、弾性歪みを維持するのに必要な臨界層厚さ以下である厚さを有する、前記光電子デバイス。
2. 前記ｉ型活性領域が、１ｎｍ以上かつ１００ｎｍ以下の厚さを有する、請求項１に記載の光電子デバイス。
3. 前記半導体構造が、成長方向に沿うエピタキシャル層成長によって構成された、請求項１に記載の光電子デバイス。
4. 前記少なくとも二つの層の前記第１、第２および第３の組の各々が、それぞれの前記層が前記成長方向に沿って構成された、材料の６個の単分子層以下の厚さを有する、請求項３に記載の光電子デバイス。
5. 前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の第１、第２および第３の組の各々の前記異なる実質的な単結晶層のうちの一つ以上が、前記成長方向に沿って原子の１〜１０個の単分子層を備えた、請求項３に記載の光電子デバイス。
6. 前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の第１、第２および第３の組の各々の前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層が、ウルツ鉱結晶対称性と、金属極性または窒素極性のいずれかである前記成長方向における結晶極性と、を有する、請求項３に記載の光電子デバイス。
7. 前記結晶極性が、前記成長方向に沿って空間的に変化し、前記結晶極性が、前記窒素極性と前記金属極性との間で交互に反転される、請求項６に記載の光電子デバイス。
8. 当該光電子デバイスが、光放射デバイスとして構成され、光が、前記ｐ型活性領域及び前記ｎ型活性領域によって供給された電気的に活性な正孔と電子との再結合によって生成され、前記再結合は、前記ｉ型活性領域において起こる、請求項３に記載の光電子デバイス。
9. 当該光電子デバイスによって放射される光が、１５０ｎｍ〜２８０ｎｍの波長範囲の紫外線光である、請求項８に記載の光電子デバイス。
10. 前記光電子デバイスが、前記成長方向に対して実質的に横断する電気光学偏光を有する光を放射し、
    前記光電子デバイスが、前記半導体構造の前記成長方向に実質的に平行な方向に沿って光を空間的に生成し、閉じ込める、垂直に発光するキャビティデバイスとして動作する、請求項８に記載の光電子デバイス。
11. 前記垂直に発光するキャビティデバイスが、実質的に前記成長方向に沿って配置され、前記半導体構造の一つ以上の部分に沿って空間的に配置された金属反射体を使用して形成された垂直キャビティを有し、
    前記反射体が、高光反射率金属から作られ、
    前記垂直キャビティが、前記デバイスによって放射された前記光の波長以下である、前記反射体間の光路長によって画定され、かつ
    前記波長が、前記半導体構造を備えた前記一つ以上の超格子の光放射エネルギー、及び前記垂直キャビティによって決定される光学キャビティモードによって決定される、請求項１０に記載の光電子デバイス。
12. 前記高光反射率金属が、アルミニウム（Ａｌ）である、請求項１１に記載の光電子デバイス。
13. 反射層が、前記半導体構造内で生成された前記光の外部での連結を改善するために提供され、かつ
    前記反射層が、前記デバイスの内部からの放射された光を実質的に逆反射するように、前記光電子デバイスの上に位置付けられた、請求項８に記載の光電子デバイス。
14. 前記半導体構造がそこで成長する結晶基板をさらに備えており、緩衝層が前記基板上で最初に成長し、その後、前記緩衝層をもつ前記半導体構造が、面内格子定数を提供する歪み制御機構として作用する、請求項１に記載の光電子デバイス。
15. 前記緩衝層が、一つ以上の緩衝層超格子を含む、請求項１４に記載の光電子デバイス。
16. 透過領域が、前記緩衝層及び前記基板に隣接して提供され、前記緩衝層が、前記デバイスから放射された光を透過させ、かつ
    前記光が、前記透過領域、前記緩衝層及び前記基板を通って外部において連結される、請求項１５に記載の光電子デバイス。
17. 前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の前記第１、第２および第３の組の各々が、以下の組成の少なくとも一つを備える、すなわち、
    二元組成物単結晶半導体材料（Ａ_ｘＮ_ｙ）、ここでは、０＜ｘ≦１及び０＜ｙ≦１、
    三元組成物単結晶半導体材料（Ａ_ｕＢ_１−ｕＮ_ｙ）、ここでは、０≦ｕ≦１及び０＜ｙ≦１、
    四元組成物単結晶半導体材料（Ａ_ｐＢ_ｑＣ_{１−ｐ−ｑ}Ｎ_ｙ）、ここでは、０≦ｐ≦１、０≦ｑ≦１及び０＜ｙ≦１、
    ここで、Ａ、Ｂ及びＣが、ＩＩ族及び／またはＩＩＩ族元素から選択された異なる金属原子であり、Ｎが、窒素、酸素、ヒ素、リン、アンチモン及びフッ素の少なくとも一つから選択された陽イオンである、請求項１に記載の光電子デバイス。
18. 前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の前記第１、第２および第３の組の各々が、以下の組成の少なくとも一つを備える、すなわち、
    ＩＩＩ族金属窒化物材料（Ｍ_ｘＮ_ｙ）、
    ＩＩＩ族金属ヒ化物材料（Ｍ_ｘＡｓ_ｙ）、
    ＩＩＩ族金属リン化物材料（Ｍ_ｘＰ_ｙ）、
    ＩＩＩ族金属アンチモン化物材料（Ｍ_ｘＳｂ_ｙ）、
    ＩＩ族金属酸化物材料（Ｍ_ｘＯ_ｙ）、
    ＩＩ族金属フッ化物材料（Ｍ_ｘＦ_ｙ）、
    ここで、０＜ｘ≦３及び０＜ｙ≦４であり、Ｍが、金属である、請求項１に記載の光電子デバイス。
19. 前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の前記第１、第２および第３の組の各々が、以下の組成の少なくとも一つを備える、すなわち、
    窒化アルミニウム（ＡｌＮ）、
    窒化アルミニウムガリウム（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ）、ここでは、０≦ｘ＜１、
    窒化アルミニウムインジウム（Ａｌ_ｘＩｎ_１−ｘＮ）、ここでは、０≦ｘ＜１、
    窒化アルミニウムガリウムインジウム（Ａｌ_ｘＧａ_ｙＩｎ_{１−ｘ−ｙ}Ｎ）、ここでは、０≦ｘ＜１、０≦ｙ≦１及び０＜（ｘ＋ｙ）＜１、請求項１に記載の光電子デバイス。
20. 前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の第１、第２および第３の組の一つ以上の組の一つ以上の層を、意図的に不純物種をドープしない、請求項１に記載の光電子デバイス。
21. 前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の第１、第２および第３の組の一つ以上の組の一つ以上の層を、意図的に、一つ以上の不純物種でドープするまたは一つ以上の不純物種で形成する、請求項１に記載の光電子デバイス。
22. 前記ｎ型活性領域における前記一つ以上の不純物種が、
    シリコン（Ｓｉ）、
    ゲルマニウム（Ｇｅ）、
    シリコン−ゲルマニウム（Ｓｉ_ｘＧｅ_１−ｘ）、ここでは、０＜ｘ＜１、
    結晶性シリコン−窒化物（Ｓｉ_ｘＮ_ｙ）、ここでは、０＜ｘ＜３及び０＜ｙ＜４、
    結晶性ゲルマニウム−窒化物（Ｇｅ_ｘＮ_ｙ）、ここでは、０＜ｘ＜３及び０＜ｙ＜４、
    結晶性シリコン−アルミニウム−ガリウム−窒化物（Ｓｉ_ｕ［Ａｌ_ｘＧａ_１−ｙ］_ｚＮ_ｖ）、ここでは、ｕ＞０、ｘ＞０、０＜ｙ＜１、ｚ＞０及びｖ＞０、または
    結晶性ゲルマニウム−アルミニウム−ガリウム−窒化物（Ｇｅ_ｕ［Ａｌ_ｘＧａ_１−ｙ］_ｚＮ_ｖ）、ここでは、ｕ＞０、ｘ＞０、０＜ｙ＜１、ｚ＞０及びｖ＞０、
    から選択される、請求項２１に記載の光電子デバイス。
23. 前記ｐ型活性領域における前記一つ以上の不純物種が、
    マグネシウム（Ｍｇ）、
    亜鉛（Ｚｎ）、
    マグネシウム−亜鉛（Ｍｇ_ｘＺｎ_１−ｘ）、ここでは、０≦ｘ≦１、
    結晶性マグネシウム−窒化物（Ｍｇ_ｘＮ_ｙ）、ここでは、０＜ｘ≦３及び０＜ｙ≦２、または
    マグネシウム−アルミニウム−ガリウム−窒化物（Ｍｇ_ｕ［Ａｌ_ｘＧａ_１−ｙ］_ｚＮ_ｖ）、ここでは、ｕ＞０、ｘ＞０、０＜ｙ＜１、ｚ＞０及びｖ＞０、
    から選択される、請求項２１に記載の光電子デバイス。
24. 前記ｎ型活性領域または前記ｐ型活性領域における前記一つ以上の不純物種が、
    水素（Ｈ）、
    酸素（Ｏ）、
    炭素（Ｃ）、または
    フッ素（Ｆ）、
    から選択される、請求項２１に記載の光電子デバイス。
25. 前記一つ以上の前記ｐ型超格子、前記ｎ型超格子および前記ｉ型超格子の前記少なくとも一つの少なくとも一部分が、意図的にドープした領域の活性化エネルギーを強めて電子または正孔キャリア濃度を改善するための一軸性歪みまたは二軸性歪みを含む、請求項２１に記載の光電子デバイス。
26. 第一の側部コンタクトが、前記ｎ型活性領域の表面上に形成された第一のコンタクト層から前記ｎ型活性領域内に部分的に延在する、請求項１に記載の光電子デバイス。
27. 第二の側部コンタクトが、前記ｐ型活性領域の表面上に形成された第二のコンタクト層から前記ｐ型活性領域内に部分的に延在する、請求項２６に記載の光電子デバイス。
28. 前記第二の側部コンタクトが、前記第二の側部コンタクトと前記ｐ型活性領域との間のｐ型ＧａＮの層に囲まれた、請求項２７に記載の光電子デバイス。
29. 前記第二のコンタクト層が、金属コンタクト層であり、ｐ型コンタクト層が、前記ｐ型活性領域と前記金属コンタクト層との間に形成された、請求項２７に記載の光電子デバイス。
30. 前記少なくとも二つの異なる実質的な単結晶層の第１、第２および第３の組の各々は、二つの異なる実質的な単結晶層からなる、請求項１に記載の光電子デバイス。