CN107636847A - 氮化物半导体紫外线发光元件 - Google Patents

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Abstract

氮化物半导体紫外线发光元件具备基底部和发光部，所述基底部包含由具有通过相对于(0001)面倾斜而形成有多阶段状平台的表面的蓝宝石而成的基板、与被形成于基板表面上的AlN层的基底部，所述发光部是被形成于基底部表面上的、包含具有AlGaN系半导体层的活性层的发光部。至少，基底部的AlN层、发光部的活性层及其间的各层，是凭借阶梯流动成长而形成的，所述阶梯流动成长是通过多阶段状平台的侧面进行成长而二维成长的，活性层具有至少包含1个由AlGaN所构成的阱层的量子阱结构；在活性层的表面，25μm见方区域的平均粗糙度成为阱层的厚度以上且10nm以下。

Description

氮化物半导体紫外线发光元件
技术领域
本发明涉及在由蓝宝石而成的基板上侧形成AlGaN系活性层而成的氮化物半导体发光元件，特别是，涉及峰值发光波长在紫外区域的氮化物半导体紫外线发光元件。
背景技术
以往，将GaN系的氮化物半导体用于活性层的氮化物半导体蓝色发光元件广为普及。但是，将发光波长比此还短的AlGaN系的氮化物半导体用于活性层的氮化物半导体紫外线发光元件，依然并未十分普及。
其一原因，主要可举出由AlN及GaN的混晶而成的AlGaN系氮化物半导体中，相比于GaN的Ga与N的结合力，具有AlN的Al与N的结合力极大的特殊情形，因此，高质量的结晶成长较难。特别是，作为AlGaN系氮化物半导体的成长方法，即使采用了已经确立的GaN系氮化物半导体的成长方法，也无法作成与GaN同程度的高质量的结晶，因而成为课题。
因此，种种用于改善AlGaN系氮化物半导体的结晶性的方法在例如专利文献1～4中被提出。具体而言，专利文献1提出一种通过由AlN与GaN交替被层叠的多个双层(pairlayers)形成蓝宝石基板上的缓冲层，以抑制AlN所产生的裂纹向上方延伸的方法。此外，专利文献2提出在蓝宝石基板上形成由AlN而成的缓冲层时，通过设置脉冲供给氮原料气体NH3的期间，以局部地减低AlN层的成长速度并使贯通位错减少的方法。此外，专利文献3提出通过将在蓝宝石基板上已形成的由AlGaN而成的岛状的核用Al组成比大于该核的AlGaN缓冲层彻底覆盖，使贯通位错减少的方法。另外，专利文献4提出通过将蓝宝石基板的OFF角予以最优化，来改善基板上方形成的AlGaN系氮化物半导体的结晶性的方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006-66641号公报
专利文献2：日本特开2009-54780号公报
专利文献3：日本特开2013-222746号公报
专利文献4：国际公开第2013/021464号小册子
发明内容
发明所要解决的课题
上述的专利文献1～4所提出的方法，都是通过将在基板或基板表面被形成的缓冲层予以最优化，来谋求被形成于其上方的氮化物半导体层结晶性的改善的方法。
的确，若是将结晶成长的开始地点的基板或缓冲层予以最优化，是可以预料改善其上方的氮化物半导体层的结晶性。但是，以这样的方法而可以预料改善的，只是裂纹或贯通位错等的从基底被传播到上方各层这样的、在元件整体所产生的缺陷。因此，即便采用这些方法，产生发光的活性层也不一定被最优化。因此，通过采用上述的专利文献1～4所提出的方法而得到的氮化物半导体紫外线发光元件中，光输出也未必会被改善，因而成为课题。
因此，本发明的目的在于提供一种具有光输出良好的活性层的氮化物半导体紫外线发光元件。
用于解决课题的手段
为达成上述目的，本发明提供一种氮化物半导体紫外线发光元件，其特征在于，其具备：包含由具有通过相对于(0001)面倾斜而形成有多阶段状平台的表面的蓝宝石而成的基板、与被形成于所述基板表面上的AlN层的基底部，和与被形成于所述基底部表面上的、包含具有AlGaN系半导体层的活性层的发光部；至少，所述基底部的所述AlN层、所述发光部的所述活性层及其间的各层，是凭借阶梯流动成长而形成的，所述阶梯流动成长是通过多阶段状平台的侧面成长而进行二维成长的，所述活性层是具有至少包含1个由AlXGa1-XN(0＜X＜1)构成的阱层的量子阱结构，在所述活性层的表面，25μm见方区域的平均粗糙度成为所述阱层的厚度以上且10nm以下。
根据该氮化物半导体紫外线发光元件，能够利用使活性层表面的平均粗糙度成为阱层的厚度以上且10nm以下这样的阶梯流动成长，通过在活性层(特别是阱层)产生Ga偏析，而使活性层的光输出增大。
此外，在上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件中，优选的是，在所述发光部所包含的所述活性层的表面，25μm见方区域的平均粗糙度成为3nm以上。
根据该氮化物半导体紫外线发光元件，会在活性层(特别是阱层)充分地产生Ga偏析。因此，能够使活性层的光输出充分地增大。
此外，在上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件中，优选的是，在所述发光部所包含的所述活性层的表面，25μm见方区域的平均粗糙度成为6nm以下。
根据此氮化物半导体紫外线发光元件，能够使活性层的光输出显著地增大。
此外，在上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件中，优选的是，在所述发光部所包含的、在紧邻所述活性层之前被形成的层的表面，25μm见方区域的平均粗糙度成为所述阱层的厚度以上且10nm以下。此外，在上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件中，优选的是，使所述活性层、与所述发光部所包含的在紧邻所述活性层之前被形成的层的各自表面的25μm见方区域的平均粗糙度之差的绝对值除以所述活性层表面的25μm见方区域的平均粗糙度的比值，成为10％以下。
根据这些氮化物半导体紫外线发光元件，由于利用成长表面的平均粗糙度被维持的均匀的成长来形成活性层，因而能够在活性层(特别是阱层)确实地产生Ga偏析。从而，能够使活性层的光输出增大。
此外，在上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件中，在所述基底部所包含的所述AlN层的表面，以上面俯视，所述基板的倾斜方向的平台的平均幅宽优选为0.3μm以上且1μm以下。此外，在上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件中，在所述基底部所包含的所述AlN层的表面，平台所形成的阶差的平均高度优选为8nm以上且14nm以下。
根据这些氮化物半导体紫外线发光元件，能够通过在具有该AlN层的基底部的表面上形成发光部，利用上述这样的阶梯流动成长产生Ga偏析，由此得到光输出良好的活性层。
此外，在上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件中，优选的是，在所述发光部所包含的所述活性层的表面，25μm见方区域的高度的频数分布，成为随着高度从0开始增大，从向下凸的曲线变成向上凸的曲线的同时单调增加而达到极大值后，从向上凸的曲线变成向下凸的曲线的同时单调减少的曲线状。
根据该氮化物半导体紫外线发光元件，突丘(hillock)的影响小且阶梯流动成长为支配性，因而能够产生Ga偏析并得到光输出良好的活性层。
此外，在上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件中，峰值发光波长优选的是230nm以上且340nm以下。
根据该氮化物半导体紫外线发光元件，能够在活性层(特别是阱层)充分产生Ga偏析使光输出增大，并且，不易发生发光光谱的形状崩坏或发光强度降低等问题。
发明效果
根据上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件，能够利用使活性层表面的平均粗糙度成为阱层的厚度以上且10nm以下这样的阶梯流动成长，通过在活性层(特别是阱层)产生Ga偏析，而使活性层的光输出增大。从而，可以得到具有光输出良好的活性层的氮化物半导体紫外线发光元件。
附图说明
图1是示意地显示本发明的实施方式的发光元件的结构的一例的要部剖面图。
图2是示意地显示放大到原子水平的OFF基板(偏离基板)的表面状态的斜视图。
图3是示意地显示由p电极及n电极侧观察的发光元件的平面图。
图4是显示试样1～5的活性层的表面状态的AFM像。
图5是显示试样1～5的活性层表面的高度的频数分布的直方图。
图6是比较并显示试样1的n型包覆层及活性层的各自的表面状态的图。
图7是比较并显示试样3的n型包覆层及活性层的各自的表面状态的图。
图8是比较并显示试样4的n型包覆层及活性层的各自的表面状态的图。
图9是显示试样1～5的发光特性(光输出)的图表。
图10是显示试样1～5的发光特性(峰值发光波长、半峰宽)的图表。
图11是显示试样1的基底部的AlN层的表面状态的AFM像。
图12是显示试样A的基底部的AlN层的表面状态的AFM像。
图13是显示试样2的基底部的AlN层的表面状态的AFM像。
图14是显示试样3的基底部的AlN层的表面状态的AFM像。
图15是显示试样4的基底部的AlN层的表面状态的AFM像。
图16是显示试样5的基底部的AlN层的表面状态的AFM像。
图17是显示阱层的AlN摩尔分数(峰值发光波长)不同的多个试样的发光光谱的光谱图。
图18是显示各试样的峰值发光波长与半峰宽的关系的图。
具体实施方式
针对关于本发明的氮化物半导体紫外线发光元件(以下，简称为“发光元件”)的实施方式，根据附图加以说明。以下所说明的实施方式，只是以本发明的发光元件作为发光二极管来实施的情况的一个方式，本发明并不受限于下述的实施方式。例如，关于本发明的发光元件，也可以做成半导体激光器等其他的发光元件来实施，或也可以做成不同于下述的实施方式的构成的发光二极管来实施。
<发光元件的结构例>
首先，针对本发明的实施方式的发光元件结构的一例，参照附图加以说明。图1是示意地显示本发明的实施方式的发光元件结构的一例的要部剖面图。另外，图1中，为了容易理解说明，而强调要部并示意地显示发明内容，因此，各部的尺寸比不一定成为与实际元件相同的尺寸比。
如图1所示，本发明的实施方式的发光元件1，是具备：基底部10、被形成于该基底部10表面(图1中的上侧的面。另外，图1中的下侧的面称为“背面”。以下相同。)的发光部20、与用于对发光元件1(特别是发光部20)供给电力的p电极30及n电极40。基底部10相当于用于形成发光部20的底座的部分。发光部20由发光所必要的各种层构成的部分。
基底部10具备由蓝宝石而成的基板11、与被形成于该基板11表面上的由AlN所构成的AlN层12。该AlN层12在成为约1150～1300℃的高温下，相对于基板11的表面使AlN进行外延生长的层。另外，图1所示的发光元件1，图示了基底部10在基板11上或许仅具备AlN层12，但是根据需要也可以具备AlN层12以外的层。例如，在AlN层12之上(发光部20之下)，也可以追加由AlGaN或n型AlGaN所构成的AlGaN层等。
发光部20从基底部10侧起依序具备：由n型AlGaN所构成的n型包覆层21、活性层22、由p型AlGaN所构成的p型包覆层23、由p型GaN所构成的p型接触层24。在n型包覆层21上侧被形成的活性层22、p型包覆层23及p型接触层24通过各自的一部分利用反应性离子蚀刻等被去除，n型包覆层21一部分的表面露出。从而，成为在n型包覆层21上一部分的区域(第1区域R1)的上侧，形成有从活性层22起到p型接触层24。
p电极30由例如Ni/Au所构成、被形成于p型接触层24的表面。n电极40由例如Ti/Al/Ti/Au所构成、被形成于n型包覆层21第1区域R1以外的区域(第2区域R2)的表面的一部分。
发光元件1中，作为基板11，采用表面相对于蓝宝石的(0001)面仅倾斜微小的角度的OFF基板。在此，针对OFF基板表面的状态，参照附图加以说明。图2是示意地显示放大到原子水平的OFF基板表面状态的斜视图。另外，图2中，为了容易理解说明，而强调要部并示意地显示发明内容，因此，各部的尺寸比不一定成为与实际元件相同的尺寸比。
如图2所示，OFF基板的基板11的表面形成有多阶段状平台T。这是由于在将蓝宝石的块体单晶以相对于(0001)面微小倾斜的角度(即，OFF角(偏离角)θ)切出的情况下，(0001)面沿着切出方向露出。另外，OFF角θ的大小、或设定OFF角的方向(具体而言，使(0001)面倾斜的方向，例如m轴方向或a轴方向等)，以在基板11上的各层实现所期望的成长的限度下，可以任意决定。
活性层22具备至少包含1个由AlXGa1-XN(0＜X＜1)所构成的阱层22a的量子阱结构。阱层22a的膜厚为表现量子尺寸效应(量子限制效应)的大小，例如10nm以下。此外，典型的量子阱结构中，阱层22a是由能带间隙大于该阱层22a的阻挡层22b所挟持。例如，在阱层22a由AlGaN所构成的情况下，阻挡层22b是由AlN摩尔分数大于阱层22a的AlGaN或n型AlGaN所构成。另外，活性层22所具备的量子阱结构，也可以是仅由1个量子阱结构所构成的单一量子阱结构，或也可以是重叠多个量子阱结构的多重量子阱结构。此外，例如，阱层22a的膜厚为2nm以上且3nm以下，阻挡层22b的膜厚为6nm以上且8nm以下。
再者，活性层22在与p型包覆层23接触的界面(最表面)，具备由AlN摩尔分数大于阱层22a及阻挡层22b的p型AlGaN所构成的电子阻挡层22c。电子阻挡层22c是抑制被注入到活性层22的电子进入p型包覆层23的层。例如，电子阻挡层22c的膜厚为15nm以上且30nm以下，典型的是20nm。
在活性层22中，阻挡层22b及电子阻挡层22c并非必须的构成。但是，通过设置阻挡层22b及电子阻挡层22c，可以把大量的电子及空穴限制在阱层22a内，并使电子及空穴有效率地再结合(即，使之发光)，所以优选。
构成上述各层的AlGaN是利用有机金属化合物气相成长法(MOVPE)或者分子束外延法(MBE)等公知的外延生长法而形成的。此外，在上述各层中，n型的层，添加例如Si作为施主(donor)杂质。此外，在上述各层中，p型的层，添加例如Mg作为受主(acceptor)杂质。另外，在上述各层中，未明确记载导电类型的由AlN及AlGaN所构成的层，是未被添加杂质的无掺杂层。此外，构成上述各层的AlGaN、AlN及GaN，以性质不会变动太大为限，其一部分或全部也可以包含其他元素(例如，AlGaN可以包含微量的In，AlN可以包含微量的Ga)。
n型包覆层21、阻挡层22b及p型包覆层23的AlN摩尔分数，例如为30％以上且80％以下(优选50％以上且80％以下，更优选55％以上且80％以下)；阱层22a的AlN摩尔分数，例如为5％以上且80％以下(优选5％以上且60％以下)。但是，阱层22a的AlN摩尔分数成为比n型包覆层21、阻挡层22b及p型包覆层23的AlN摩尔分数还小(相反地，阱层22a的GaN摩尔分数则成为比这些层还大)。另外，在基底部10追加AlGaN层的情况下，该AlGaN层的AlN摩尔分数调整为与n型包覆层21、阻挡层22b及p型包覆层23同样的范围内的大小即可。
例如，发光元件1的峰值发光波长为230nm以上且350nm以下。此外，例如，发光元件1为来自活性层22的发光从基板11侧被取出的背面射出型发光元件。另外，在基底部10追加AlGaN层的情况下，该AlGaN层的AlN摩尔分数被设定成大于阱层22a的AlN摩尔分数。该情况下，该AlGaN层的AlN摩尔分数也可以设定成与n型包覆层21的AlN摩尔分数相同，或者也可以设定成大于n型包覆层21的AlN摩尔分数。
发光部20的构成除了活性层22以外的各层的各AlGaN的膜厚，例如，n型包覆层21为2000nm以上且4000nm以下、p型包覆层23为500nm以上且600nm以下、p型接触层24为100nm以上且300nm以下。此外，基底部10中，例如，AlN层12的膜厚为1500nm以上且4000nm以下。此外，在基底部10追加AlGaN层的情况下，该AlGaN层的膜厚例如为200nm以上且300nm以下。
其次，针对p电极30及n电极40，参照附图加以说明。图3是示意地显示由p电极及n电极侧观察的发光元件的平面图。
如图3所示，p电极30在第1区域R1大致整面、n电极40在第2区域R2大致整面分别被形成。此外，发光元件1的芯片尺寸长宽分别为800μm，p电极30被形成的第1区域R1的面积约为168000μm2。
p电极30及n电极40，例如分别是在将成为电极的反转图案(覆盖电极形成位置以外的表面的图案)的光致抗蚀剂形成之后，通过利用电子束蒸镀法等来蒸镀构成电极的多层金属膜，将该光致抗蚀剂及该光致抗蚀剂上的多层金属膜利用剥离(lift-off)予以除去而被形成的。另外，也可以在p电极30及n电极40的一者或双者形成后，利用RTA(快速加热退火)等根据需要而进行热处理。
<用于得到光输出良好的活性层的条件>
[活性层的表面粗糙度]
依照半导体发光元件所属领域的公知常识，为了得到光输出良好的活性层22，在活性层22的结晶成长时，应该进行抑制导入成为妨碍发光的位错或裂纹等缺陷的成长，即，维持成长表面平坦性的二维成长(进行一层一层仔细地层叠的成长)。特别是，为了将厚度为数个nm左右的极薄的阱层22a，一边抑制缺陷的导入一边使之均一地成长，应该让成长表面的粗糙度以成为至少比阱层22a的厚度小的方式加以抑制。
然而，本申请的申请人潜心研究的结果发现，在活性层22(特别是阱层22a)的结晶成长时，通过特意进行维持成长表面粗糙度大的状态的成长，可得到光输出良好的活性层22。以下，针对该点参照附图加以说明。
活性层22的结晶成长时的成长表面粗糙度，可以用成长后的活性层22表面的平均粗糙度予以表征。平均粗糙度例如可以采用由原子力显微镜(AFM：Atomic ForceMicroscope)所计测的高度(被测定物的将测定区域内规定高度设为0的相对高度)，并利用以下数学式(1)加以算出。另外，在以下数学式(1)中，Z(i)是由AFM所计测的各点的高度，Ze为高度Z(i)的平均值，Ra为平均粗糙度。
图4是显示试样1～5的活性层的表面状态的AFM像。另外，图4及其他的附图所记载的AFM像，越是明亮(白色)的区域表示高度越大的区域。此外，在图4一并记载所图示的25μm见方区域的平均粗糙度(以下，简称“平均粗糙度”)。此外，图5是显示试样1～5的活性层表面的高度频数分布的直方图，显示对于图4所示的试样1～5的各个25μm见方区域所求出的高度频数分布。
在此，算出平均粗糙度或频数分布的25μm见方区域是能够利用AFM来算出平均粗糙度或高度的上限的大小，是不随着芯片内的位置改变的、可得到大致固定数值的程度大小的区域。另外，所谓25μm的数值并没有特别的意义，例如也可以为30μm或20μm等，只要是相同程度大小的区域则也可采用其他的数值。
在图4及图5所示的试样1～5中，被形成于OFF基板的基板11的表面的平台(参照图2)的影响会延续到活性层22的表面。具体而言，至少基底部10的AlN层12、发光部20的活性层22及其间的各层(本例的情况为n型包覆层21)是凭借阶梯流动成长而形成的，所述阶梯流动成长是通过多阶段状平台的侧面成长而进行二维成长的。此外，供参考用途，在后述的图11～图16中，图示基底部10的AlN层12的表面的状态。此外，后述的图6～图8是图示发光部20的n型包覆层21的表面的状态。
此外，试样1～5是按照试样1、试样2、试样3、试样4、试样5的顺序，在平台的侧面选择性成长的难易条件下被制作的。即，在试样1～5之中，试样1是在平台侧面选择性成长最难的条件下被制作的，试样5是在平台侧面选择性成长最容易的条件下被制作的。另外，平台的侧面选择性成长难易条件，例如是，基板11的OFF角在一定的范围内(例如，从0°到数度程度)的大小、或者成为平台容易突出表面的状态的成长速度(具体而言，例如，通过适当设定成长温度、原料或载气的供给量或流速等诸条件，达成该成长速度)等。
平台的侧面容易选择性成长的条件，是随着成膜装置的种类或结构不同而不同。因此，通过在成膜装置实际制作若干试样，而特定该条件即可。重要的是，并非根据成膜装置而可以存在无数组合的各种条件，而是使活性层22以阶梯流动成长的方式形成。
试样1～5是以上述方式在不同条件下被制作出的，活性层22表面的状态，特别是平均粗糙度不同。具体而言，试样1～5各自的活性层22表面的平均粗糙度，试样1为10.9nm、试样2为5.08nm、试样3为3.66nm、试样4为3.94nm、试样5为5.94nm。
再者，试样1～5，因为是以上述方式持续地以阶梯流动成长来形成从基底部10的AlN层12到发光部20的活性层22为止的各层，所以活性层22表面的平均粗糙度会增加。具体而言，试样1～5的活性层22表面的平均粗糙度为阱层22a的厚度以上，进而为3nm以上。另外，按照上述这样，以活性层22表面的平均粗糙度超过阱层22a的厚度的方式使活性层22成长，是有悖于半导体发光元件领域的公知常识的。
如图4所示，试样1中，阶梯流动成长的同时，在平台上的任意位置所发生的核会成长也会发生六角柱状突丘H被形成的三维成长。再者，如图5所示，试样1的活性层22表面的高度频数分布，由于并不成为正态分布样(一种随着高度从0开始增大，从向下凸的曲线变成向上凸的曲线的同时单调增加而达到极大值后，从向上凸的曲线变成向下凸的曲线的同时单调减少的曲线状)，所以，高度的变动是不规则性的。因此，对于试样1而言，由于作为高度不规则地变动的因素的突丘H的影响大、作为高度规则地变动的因素的平台的影响小，所以，可以说与阶梯流动成长相比，三维成长是支配性的。
此外，如图4所示，在试样2的活性层22的表面，也与试样1同样地混有突丘H。但是，试样2相比于试样1，突丘H所占的区域大幅地减少。再者，如图5所示，试样2的活性层22表面的高度频数分布不同于试样1为正态分布样，因而，高度变动在一定程度上变得具有规则性。因此，对于试样2而言，由于作为高度不规则地变动的因素的突丘H的影响小、作为高度规则地变动的因素的平台的影响大，所以，可以说与三维成长相比，阶梯流动成长是支配性的。
此外，如图4所示，试样3～5中并未产生大的突丘H，而整面地被认为是阶梯流动成长的痕迹(成为多阶段状的三角形状的小平面(facet))。此外，如图5所示，试样3～5的活性层22表面的高度频数分布是正态分布样，因而，高度的变动是规则性的。因此，对于试样3～5而言，由于作为高度不规则地变动的因素的突丘H的影响极小、作为高度规则地变动的因素的平台的影响极大，所以，可以说与三维成长相比，阶梯流动成长是支配性的。
另外，试样1的活性层22表面的平均粗糙度为10.9nm，与其他的试样2～5相比较为突出并较大。这是因为试样1中三维成长是支配性的，突丘H的影响大。如此，三维成长为支配性的试样，由于在用于求出活性层22表面所设定的平均粗糙度用的25μm见方区域内不可避免地包含突丘H，因而活性层22表面的平均粗糙度变得大于10nm。
此外，试样2的活性层22表面的平均粗糙度为5.08nm，与试样3及4相比较大。这是因为试样2中阶梯流动成长虽然是支配性的，但是受到不少突丘H的影响。
此外，试样5的活性层22表面的平均粗糙度为5.94nm，与试样3及4相比较大。这并非是由于突丘H的影响，而是由于试样5平台的阶差大，因此造成活性层22表面的平均粗糙度变大。
图6～图8是比较并显示试样1、试样3及试样4各个的n型包覆层及活性层各自表面的状态的图。如图1所示，n型包覆层21是在紧邻活性层22之前被形成的层。即，图6～图8是比较并显示活性层22的表面及背面的状态的图。
图6(a)～图8(a)是表示在n型包覆层21及活性层22各自的表面的25μm见方区域的状态的AFM像。此外，图6(b)～图8(b)是显示图6(a)～图8(a)所示的n型包覆层21及活性层22各自的表面的高度频数分布的直方图。此外，图6(c)～图8(c)是以三维鸟瞰图的方式表示比图6(a)～图8(a)所示的n型包覆层21及活性层22各自的区域更狭小的区域的AFM像。此外，图6(a)～图8(a)中，一并记载试样1、试样3及试样4的n型包覆层21及活性层22各自的表面的平均粗糙度。
如图6(a)所示，在试样1中，n包覆层21表面的平均粗糙度为10.3nm，活性层22表面的平均粗糙度为10.9nm。此外，如图7(a)所示，在试样3中，n包覆层21表面的平均粗糙度为3.78nm，活性层22表面的平均粗糙度为3.66nm。此外，如图8(a)所示，在试样4中，n包覆层21表面的平均粗糙度为3.83nm，活性层22表面的平均粗糙度为3.94nm。
这样一来，在试样1、试样3及试样4各个中，n包覆层21及活性层22各自的表面的平均粗糙度成为大致相等。特别是，活性层22及n包覆层21各自表面的平均粗糙度之差的绝对值除以活性层22表面的平均粗糙度的比值，成为在10％以内。这是因为活性层22是利用表面的平均粗糙度被维持的均匀成长而形成的。另外，在此仅针对试样1、试样3及试样4进行例示，试样2及试样5也是同样的。
此外，如图7(b)及图8(b)所示，在试样3及4各个中，n包覆层21及活性层22各自的表面的高度频数分布均为正态分布样。这显示活性层22是从最初起到最后为止维持阶梯流动成长而被形成的。另外，在此仅针对试样3及试样4进行例示，试样2及试样5也是同样的。相对于此，三维成长为支配性的试样1并不被认为有这样的倾向。
另一方面，如图7(c)及图8(c)所示，在试样3及4各个中，活性层22表面的平台(成为多阶段状的三角形状的小平面)，相比于n包覆层21表面的平台，角带有圆弧。需要说明的是，针对该现象，并与后述的图9及图10一并加以说明。另外，在此仅针对试样3及试样4进行例示，试样2及试样5也是同样的。相对于此，三维成长为支配性的试样1并不被认为明确具有这样的倾向。
图9及图10是显示试样1～5的发光特性的图表。具体而言，图9是显示试样1～5的峰值发光波长及半峰宽的图表，图10是显示试样1～5的光输出的图表。另外，图9(a)及图10(a)是将纵轴设为发光特性、横轴设为试样编号的图表。此外，图9(b)及图10(b)是将纵轴设为发光特性、横轴设为活性层22表面的平均粗糙度的图表。
如图9所示，相比于三维成长为支配性的试样1，阶梯流动成长为支配性的试样2～5中，峰值发光波长是向长波长侧移动，而且半峰宽变大。
针对该结果，根据构成活性层22(特别是阱层22a)的AlGaN为AlN与GaN的混晶，GaN的发光波长比AlN长，推测构成活性层22(特别是阱层22a)的AlGaN所包含的Ga会偏析，在该偏析进行的区域也会有电流流过并产生发光。即，推测通过进行活性层22表面的平均粗糙度超过阱层22a的厚度这样的阶梯流动成长，在活性层22(特别是阱层22a)会产生Ga的偏析。
再者，如上述方式，图7(c)及图8(c)所示的活性层22表面的平台会带有圆弧，暗示着Ga的偏析。具体而言，推测在活性层22(特别是GaN摩尔分数大的阱层22a)以阶梯流动成长而形成时，由于与Al相比迁移较为容易的Ga会聚集在平台的侧面与次一阶段平台表面的边界而使阶差平滑化，因此平台带着圆弧。
接着，如图10所示，相比于三维成长比阶梯流动成长为支配性的(活性层22表面的平均粗糙度大于10nm)试样1，阶梯流动成长为支配性的试样2～5的光输出变大。因此可知，通过在活性层22(特别是阱层22a)中使Ga偏析，能够使活性层22的光输出增大。
如以上方式，能够利用活性层22表面的平均粗糙度成为阱层22a的厚度以上且10nm以下这样的阶梯流动成长，通过在活性层22(特别是阱层22a)中产生Ga偏析，而使活性层22的光输出增大。从而，可以得到具有光输出良好的活性层22的发光元件1。
此外，如图10所示，活性层22表面的平均粗糙度为3nm以上的试样2～5中，在活性层22(特别是阱层22a)，Ga偏析会充分发生。因此，能够使活性层22的光输出充分地增大。
此外，如图10所示，相比于活性层22表面的平均粗糙度成为约6nm的试样5，活性层22表面的平均粗糙度在此以下的试样2～4的光输出显著地(例如，1.5倍以上)变大。因此，通过使活性层22表面的平均粗糙度为6nm以下(优选的是5.5nm以下)，能够使活性层22的光输出显著地增大。
此外，如图7及图8所示，在发光部20，活性层22与紧邻其之前被形成的n型包覆层21的各自表面的平均粗糙度成为大致相等。因此，不仅是活性层22，n型包覆层21也成为表面的平均粗糙度为阱层22a的厚度以上(进而为3nm以上)且10nm以下(进而为6nm以下)。在此情况下，由于通过成长表面的平均粗糙度被维持均匀的成长来形成活性层22，因此能够在活性层22(特别是阱层22a)确实地产生Ga偏析。因此，能够使活性层22的光输出增大。
[基底部的AlN层]
接下来，针对基底部10的AlN层12表面的状态，参照附图并加以说明。图11～图16是显示试样1～5及试样A的基底部的AlN层表面的状态的AFM像。另外，试样A是按照试样1及试样2的中间条件制作出的试样。
图11(a)～图16(a)是表示在AlN层12的表面的25μm见方区域的状态的AFM像。此外，图11(b)～图16(b)是表示比图11(a)～图16(a)所示的AlN层12区域更狭小的区域的AFM像。此外，图11(c)～图16(c)是以三维鸟瞰图的方式表示图11(b)～图16(b)所示的AlN层12区域的AFM像。再者，图11(a)～图16(a)，一并记载俯视中的与基板11的倾斜方向相对的平台的平均幅宽(以下，简称“平台幅宽”)。此外，图11(b)～图16(b)中一并记载平台的平均高度(以下，称作“平台高度”)。
例如，平台幅宽可以通过如下方法算出，即，在图11(a)～图16(a)各自显示的区域内，对基板11的倾斜方向(图中的左右方向)任意选择成为规定距离(例如25μm)的范围并且计测该范围所包含的平台的阶数，将该距离除以计测出的阶数。另外，也可以通过将该演算反复进行多次(例如10次左右)、将得到的数值平均化，来算出平台幅宽。
还有例如，平台高度可以通过如下方法算出，即，在以AFM测定图11(b)～图16(b)各自显示的区域时，算出在平台前端的位置被计测的高度、与该端部所邻接的位置的次一阶平台的高度两者之差，将该差分横跨过个(例如50个左右)进行平均化，来算出平台高度。
如图11(a)～图16(b)所示，按照试样1、试样A、试样2、试样3、试样4、试样5的顺序，有平台幅宽变小的倾向。此外，如图11(b)及图11(c)～图16(b)及图16(c)所示，按照试样1、试样A、试样2、试样3、试样4、试样5的顺序，有平台高度增加的倾向。
并且，按照上述方式的活性层22的光输出良好的试样2～5(参照图10)相比于试样1及试样A，平台幅宽较小，而且平台高度变大。具体而言，试样2～5，平台幅宽成为0.3μm以上且1μm以下，平台高度成为8nm以上且14nm以下。
因此，通过在具有该AlN层12的基底部10的表面上形成发光部20，能够利用上述这样的阶梯流动成长而得到Ga偏析产生的光输出良好的活性层22。
[阱层的AlN摩尔分数]
在至此的说明中已例示的试样1～5如图9所示的峰值发光波长落在265nm±3nm的范围内，由此可知，阱层22a的AlN摩尔分数为同程度的大小。然而，即使是具有与试样1～5的AlN摩尔分数大大不同的阱层22a的发光元件1，也与试样1～5同样地会产生Ga偏析。
以下，针对阱层22a的AlN摩尔分数(峰值发光波长)与Ga偏析的关系，参照附图并加以说明。图17是显示阱层的AlN摩尔分数(峰值发光波长)不同的多个试样的发光光谱的光谱图。此外，图18是显示各试样的峰值发光波长与半峰宽的关系的图。另外，在图17及图18中，为了方便比较，对于阱层22a由GaN构成的试样也一并显示。此外，在图17中，为了发光光谱容易看出概略形状或进行比较等方面的便利，从图18所示的各试样之中选择代表性的试样，而且，以使该试样各自的峰值发光波长的强度成为1的方式进行归一化。此外，图18中，也一并显示对各试样的峰值发光波长及半峰宽的测定结果的近似直线。
图17是显示峰值发光波长为265nm、285nm、320nm、335nm及354nm的各个试样的发光光谱。另外，峰值发光波长为265nm的试样是具有与上述的试样1～5同程度的峰值发光波长的试样。另外，峰值发光波长为354nm的试样(图中的细曲线)是阱层22a由GaN所构成的试样。
阱层22a由GaN所构成的试样(峰值发光波长为354nm的试样)，由于阱层22a是由单一的GaN的结晶所构成的，所以并不会产生Ga偏析。在此情况下，由于被限制在阱层22a的电子及空穴各自所具有的能量的波动变小，因此，再结合的电子及空穴的能量差的波动变小(即，发光波长的波动变小)，所以，成为半峰宽小的发光光谱。以下，将该试样的发光光谱的半峰宽当作不产生Ga偏析的情况下的发光光谱的半峰宽，并设为用于判断有无Ga偏析、偏析程度的基准(以下，称作“基准半峰宽”)。
另一方面，阱层22a由AlxGa1-xN所构成的各试样(峰值发光波长为265nm、285nm、335nm及320nm的各试样)中，因为阱层22a由AlN及GaN的混晶所构成，所以如上述方式会产生Ga偏析。并且，这些试样的发光光谱的半峰宽均比基准半峰宽大。这是因为，凭借Ga偏析，被限制在阱层22a的电子及空穴各自所具有的能量的波动变大，因此再结合的电子及空穴的能量差的波动变大(即，发光波长的波动变大)。
但是，如图17及图18所示，各试样发光光谱的半峰宽的大小(即，Ga偏析的程度)并非一样。具体而言，峰值发光波长越小，半峰宽就越小。这是因为，构成阱层22a的AlxGa1-xN的AlN摩尔分数X越接近1(即，单一的AlN的结晶)，Ga的量变得越少、变得越难以偏析。
这点，如图18所示，若以峰值发光波长成为230nm以上(优选240nm以上、更优选250nm以上)的方式，由AlxGa1-xN来构成阱层22a，则可以使发光光谱的半峰宽比基准半峰宽(图中的虚线)更充分地大(即，使Ga偏析产生、使光输出增大)。
另一方面，如图17及图18所示，峰值发光波长越大，半峰宽越大。但是，构成阱层22a的AlxGa1-xN的AlN摩尔分数X接近0(即，单一的GaN的结晶)时，由于Ga的量变多、过度地偏析，会发生使发光光谱的形状崩解(例如，峰值分离出现2个以上)、且发光强度降低等等的问题。
这点，如图17及图18所示，若以峰值发光波长成为340nm以下(优选的是335nm以下)的方式，由AlxGa1-xN(0＜X＜1)来构成阱层22a，则可以使上述问题不易发生。
这样一来，通过使峰值发光波长为230nm以上且340nm以下，能够在活性层22(特别是阱层22a)使Ga偏析充分产生并使光输出增大，而且，使发光光谱的形状崩解、发光强度降低等等的问题不易发生。
产业上的可利用性
本发明可以对在由蓝宝石而成的基板上侧形成AlGaN系活性层而成的氮化物半导体发光元件加以利用，特别是，适合利用于峰值发光波长在紫外区域的氮化物半导体紫外线发光元件。
符号说明
1：发光元件(氮化物半导体紫外线发光元件)
10：基底部
11：基板
12：AlN层
20：发光部
21：n型包覆层
22：活性层
22a：阱层
22b：阻挡层
22c：电子阻挡层
23：p型包覆层
24：p型接触层
30：p电极
40：n电极

Claims (9)

1.一种氮化物半导体紫外线发光元件，其特征在于，
其具备：包含由具有通过相对于(0001)面倾斜而形成有多阶段状平台的表面的蓝宝石而成的基板、和被形成于所述基板表面上的AlN层的基底部，和
与被形成于所述基底部表面上的、包含具有AlGaN系半导体层的活性层的发光部；
至少，所述基底部的所述AlN层、所述发光部的所述活性层及其间的各层，是凭借阶梯流动成长而形成的，所述阶梯流动成长是通过多阶段状平台的侧面成长而进行二维成长的，
所述活性层具有至少包含1个由AlXGa1-XN构成的阱层的量子阱结构，其中，0＜X＜1，
在所述活性层的表面，25μm见方区域的平均粗糙度成为所述阱层的厚度以上且10nm以下。
2.如权利要求1所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
在所述发光部所包含的所述活性层的表面，25μm见方区域的平均粗糙度成为3nm以上。
3.如权利要求1或2所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
在所述发光部所包含的所述活性层的表面，25μm见方区域的平均粗糙度成为6nm以下。
4.如权利要求1～3中任一项所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
在所述发光部所包含的、在紧邻所述活性层之前被形成的层的表面，25μm见方区域的平均粗糙度成为所述阱层的厚度以上且10nm以下。
5.如权利要求1～4中任一项所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
所述活性层、与所述发光部所包含的在紧邻所述活性层之前被形成的层的各自表面的25μm见方区域的平均粗糙度之差的绝对值除以所述活性层表面的25μm见方区域的平均粗糙度的比值，为10％以下。
6.如权利要求1～5中任一项所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
在所述基底部所包含的所述AlN层的表面，以上面俯视，所述基板的倾斜方向的平台的平均幅宽为0.3μm以上且1μm以下。
7.如权利要求1～6中任一项所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
在所述基底部所包含的所述AlN层的表面，平台所形成的阶差的平均高度为8nm以上且14nm以下。
8.如权利要求1～7中任一项所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
在所述发光部所包含的所述活性层的表面，25μm见方区域的高度的频数分布，成为随着高度从0开始增大，从向下凸的曲线变成向上凸的曲线的同时单调增加而达到极大值后，从向上凸的曲线变成向下凸的曲线的同时单调减少的曲线状。
9.如权利要求1～8中任一项所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
峰值发光波长为230nm以上且340nm以下。
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