CN117916901A - Iii族氮化物发光器件、iii族氮化物外延晶片、iii族氮化物发光器件的制作方法 - Google Patents

Iii族氮化物发光器件、iii族氮化物外延晶片、iii族氮化物发光器件的制作方法 Download PDF

Info

Publication number
CN117916901A
CN117916901A CN202280060971.8A CN202280060971A CN117916901A CN 117916901 A CN117916901 A CN 117916901A CN 202280060971 A CN202280060971 A CN 202280060971A CN 117916901 A CN117916901 A CN 117916901A
Authority
CN
China
Prior art keywords
layer
group iii
iii nitride
nitride semiconductor
semiconductor layer
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202280060971.8A
Other languages
English (en)
Inventor
上杉谦次郎
三宅秀人
中村孝夫
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Mie University NUC
Original Assignee
Mie University NUC
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Mie University NUC filed Critical Mie University NUC
Publication of CN117916901A publication Critical patent/CN117916901A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C30—CRYSTAL GROWTH
    • C30B—SINGLE-CRYSTAL GROWTH; UNIDIRECTIONAL SOLIDIFICATION OF EUTECTIC MATERIAL OR UNIDIRECTIONAL DEMIXING OF EUTECTOID MATERIAL; REFINING BY ZONE-MELTING OF MATERIAL; PRODUCTION OF A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; SINGLE CRYSTALS OR HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; AFTER-TREATMENT OF SINGLE CRYSTALS OR A HOMOGENEOUS POLYCRYSTALLINE MATERIAL WITH DEFINED STRUCTURE; APPARATUS THEREFOR
    • C30B29/00—Single crystals or homogeneous polycrystalline material with defined structure characterised by the material or by their shape
    • C30B29/10—Inorganic compounds or compositions
    • C30B29/38—Nitrides
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L21/00—Processes or apparatus adapted for the manufacture or treatment of semiconductor or solid state devices or of parts thereof
    • H01L21/02—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof
    • H01L21/04—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer
    • H01L21/18—Manufacture or treatment of semiconductor devices or of parts thereof the devices having potential barriers, e.g. a PN junction, depletion layer or carrier concentration layer the devices having semiconductor bodies comprising elements of Group IV of the Periodic Table or AIIIBV compounds with or without impurities, e.g. doping materials
    • H01L21/20—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy
    • H01L21/2003—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy characterised by the substrate
    • H01L21/2015—Deposition of semiconductor materials on a substrate, e.g. epitaxial growth solid phase epitaxy characterised by the substrate the substrate being of crystalline semiconductor material, e.g. lattice adaptation, heteroepitaxy
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L33/00—Semiconductor devices having potential barriers specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof
    • H01L33/02—Semiconductor devices having potential barriers specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof characterised by the semiconductor bodies
    • H01L33/16—Semiconductor devices having potential barriers specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof characterised by the semiconductor bodies with a particular crystal structure or orientation, e.g. polycrystalline, amorphous or porous
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01L—SEMICONDUCTOR DEVICES NOT COVERED BY CLASS H10
    • H01L33/00—Semiconductor devices having potential barriers specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof
    • H01L33/02—Semiconductor devices having potential barriers specially adapted for light emission; Processes or apparatus specially adapted for the manufacture or treatment thereof or of parts thereof; Details thereof characterised by the semiconductor bodies
    • H01L33/26—Materials of the light emitting region
    • H01L33/30—Materials of the light emitting region containing only elements of Group III and Group V of the Periodic Table
    • H01L33/32—Materials of the light emitting region containing only elements of Group III and Group V of the Periodic Table containing nitrogen

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Computer Hardware Design (AREA)
  • Microelectronics & Electronic Packaging (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Condensed Matter Physics & Semiconductors (AREA)
  • General Physics & Mathematics (AREA)
  • Led Devices (AREA)

Abstract

一种III族氮化物发光器件，具备：模板部件，包括模板层，所述模板层包含(10‑12)面的X射线摇摆曲线的半值宽度为1000arcsec以下的AlXGa1‑XN(X大于0且小于等于1)且内含覆盖支撑体的主面的压缩应变；活性层，在285nm以下的深紫外波长区域上产生具有峰值波长的光，包含内含压缩应变的AlGaN；以及n型III族氮化物半导体区域，设置在模板部件上，该III族氮化物半导体区域包括设置在模板层上的第一n型III族氮化物半导体层及设置在第一n型III族氮化物半导体层上的第二n型III族氮化物半导体层，第一n型III族氮化物半导体层以模板层为基准具有2％以下的晶格弛豫率，第二n型III族氮化物半导体层具有0.4nm以下的表面粗糙度。

Description

III族氮化物发光器件、III族氮化物外延晶片、III族氮化物 发光器件的制作方法
技术领域
本发明涉及一种III族氮化物发光器件，III族氮化物外延晶片，及III族氮化物发光器件的制作方法。
背景技术
专利文献1公开了一种模板结构。
专利文献2公开了一种氮化物半导体紫外线发光元件。氮化物半导体紫外线发光元件具备由n型AlGaN系半导体层构成的n型包覆层、活性层、p型包覆层、及n型接触层。活性层具有带隙能3.4eV以上的AlGaN系半导体层。
专利文献3公开了一种氮化物半导体发光元件。氮化物半导体发光元件具备包括n型层叠体、活性层、及p型层叠体的半导体层叠体。中间层设置在n-接触层上。n型层叠体具有由AlxGa1-xN材料(0.7≦x≦1.0)构成的n-接触层及设置在该n-接触层上的n-包覆层。
专利文献4公开了一种半导体发光元件。半导体发光元件具备n型第一包覆层、n型第二包覆层、活性层、及p型半导体层。n型第一包覆层由设置在氮化铝(AlN)层上的n型AlGaN系半导体构成。n型第二包覆层设置在n型第一包覆层上，由AlN摩尔分数比n型第一包覆层低，且AlN摩尔分数在50％以下的n型AlGaN系半导体构成。
专利文献5公开了一种半导体发光元件。半导体发光元件具备n型包覆层、平坦化层、活性层、及p型半导体层。n型包覆层由AlN摩尔分数在20％以上的n型AlGaN系半导体材料构成。平坦化层由设置在n型包覆层上的AlGaN系半导体材料构成。
专利文献1：日本特开2017-55116号公报
专利文献2：日本特开2012-89754号公报
专利文献3：日本特开2010-161311号公报
专利文献4：日本特开2018-156970号公报
专利文献5：日本特开2019-33284号公报
使用III族氮化物的半导体发光器件在蓝色波长及比其长的波长区域具有包括GaN(氮化镓)势垒层及InGaN阱层的活性层，且制作在蓝宝石衬底上的GaN模板层上或制作在GaN衬底上。对此，半导体发光器件在紫外线的波长区域例如具有包括AlGaN势垒层及AlGaN阱层的活性层，且制作在蓝宝石衬底上的AlN(氮化铝)模板层上或制作在AlN衬底上。
例如在从电气方面研究蓝色半导体激光时，对n型半导体提供了由添加硅的GaN引起的低电阻，另一方面，由于使用有镁掺杂剂及AlGaN，因此，对p型半导体提供了比n型半导体高的电阻。
在从电气方面研究提供紫外线、例如深紫外波长区域的发光的半导体发光器件时，在p型半导体中，在与蓝色半导体激光的AlGaN相比Al组成大的AlGaN中添加镁。在n型半导体中可以继续使用硅作为掺杂剂。然而，n型半导体层由于使用AlN模板层，因此，作为基底的半导体从GaN变更为Al组成较高的AlGaN或AlN。
在从n型半导体的角度比较蓝色发光器件及紫外线发光器件时，在蓝色发光器件、特别是半导体激光中，为了实现载流子约束，从衬底的GaN半导体向活性层提高Al组成。另一方面，在紫外线发光器件、例如深紫外发光二极管中，为了成为能够实现活性层的发光波长的Al组成，从衬底的AlN半导体向活性层，Al组成逐渐降低。
这样，深紫外波长的半导体发光器件是在与长波长的蓝色发光器件不同的材料环境中开发的。
专利文献1公开了一种质量优异的模板。专利文献1的质量优异的模板提供了较大的Al组成，例如AlN的主面。在深紫外波长区域、特别是在285nm附近及更短波长区域，III族氮化物发光器件的发光强度降低。在内含压缩应变的活性层中，在深紫外波长区域有可能能够增大发光强度。专利文献2至专利文献5均没有公开内含压缩应变的活性层。
发明内容
本发明的一些方面的目的在于提供一种具备内含压缩应变的活性层的III族氮化物发光器件、III族氮化物外延晶片、III族氮化物发光器件的方法。
解决问题的方案
为了实现上述目的，本发明的第一方面的III族氮化物发光器件具备：包括支撑体和模板层的模板部件，支撑体具有由与III族氮化物不同的材料组成的主面，模板层包含(10-12)面的X射线摇摆曲线的半值宽度为1000arcsec以下的AlXGa1-XN(X大于0且小于等于1)且内含覆盖所述支撑体的所述主面的压缩应变；活性层，设置在所述模板部件上，以在285nm以下的深紫外波长区域上产生具有峰值波长的光，包含内含压缩应变的AlGaN；以及n型III族氮化物半导体区域，设置在所述模板部件与所述活性层之间，包含Al作为III族构成元素，所述n型III族氮化物半导体区域包括：第一n型III族氮化物半导体层，设置在所述模板层与所述活性层之间；及第二n型III族氮化物半导体层，设置在所述第一n型III族氮化物半导体层与所述活性层之间，所述第一n型III族氮化物半导体层以所述模板层为基准具有2％以下的晶格弛豫率，所述第二n型III族氮化物半导体层具有0.4nm以下的表面粗糙度。
本发明的第二方面的III族氮化物外延晶片具备：包括衬底和模板层的模板衬底，衬底具有由与III族氮化物不同的材料组成的主面，模板层包含(10-12)面的X射线摇摆曲线的半值宽度为1000arcsec以下的AlXGa1-XN(X大于0且小于等于1)且内含覆盖所述衬底的所述主面的压缩应变；活性层，设置在所述模板衬底上，以在285nm以下的深紫外波长区域上产生具有峰值波长的光，包含内含压缩应变的AlGaN；以及n型III族氮化物半导体区域，设置在所述模板部件与所述活性层之间，包含Al作为III族构成元素，所述n型III族氮化物半导体区域包括：第一n型III族氮化物半导体层，设置在所述模板层与所述活性层之间；及第二n型III族氮化物半导体层，设置在所述第一n型III族氮化物半导体层与所述活性层之间，所述第一n型III族氮化物半导体层以所述模板层为基准具有2％以下的晶格弛豫率，所述第二n型III族氮化物半导体层具有0.4nm以下的表面粗糙度。
本发明的第三方面的制作III族氮化物发光器件的方法包括：准备模板，模板包括：衬底，具有由与III族氮化物不同的材料组成的主面；以及模板层，包含(10-12)面的X射线摇摆曲线的半值宽度为1000arcsec以下的AlXGa1-XN(X大于0且小于等于1)且覆盖所述衬底的所述主面；在所述模板层上生长III族氮化物层叠体，所述III族氮化物层叠体具有：n型III族氮化物半导体区域，具有包含n型掺杂剂的第一n型III族氮化物半导体层及包含n型掺杂剂的第二n型III族氮化物半导体层；及活性层，在285nm以下的深紫外波长区域具有峰值波长并包含AlGaN，所述第一n型III族氮化物半导体层设置在所述模板层与所述活性层之间，所述第二n型III族氮化物半导体层设置在所述第一n型III族氮化物半导体层与所述活性层之间，在所述模板层上生长III族氮化物层叠体包括：使用第一条件、第二条件、第三条件中的至少任意一个条件，生长所述第一n型III族氮化物半导体层及所述第二n型III族氮化物半导体层，所述第一条件为，所述第一n型III族氮化物半导体层的生长中的生长温度高于所述第二n型III族氮化物半导体层的生长中的生长温度，所述第二条件为，所述第一n型III族氮化物半导体层的生长中的生长速度比所述第二n型III族氮化物半导体层的生长中的生长速度慢，第三条件为，所述第一n型III族氮化物半导体层的生长中的氨分压高于所述第二n型III族氮化物半导体层的生长中的氨分压。
发明效果
根据第一方面，能够提供具备内含压缩应变的活性层的III族氮化物发光器件。根据第二方面，能够提供一种包括用于内含压缩应变的活性层的半导体区域的III族氮化物外延晶片。根据第三方面，能够提供一种能够向III族氮化物发光器件提供内含压缩应变的活性层的III族氮化物发光器件的制作方法。
附图说明
图1是示意性地表示本发明的一实施方式的III族氮化物发光器件(以下记为“发光器件”)的图。
图2是表示本发明的一实施方式的发光器件的实施例的图。
图3是示意性地表示本发明的一实施方式的III族氮化物外延晶片的图。
图4A是表示本发明的一实施方式的制作发光器件的方法中的主要工序的图。
图4B是表示本发明的一实施方式的制作发光器件的方法中的主要工序的图。
图5A是表示本发明的一实施方式的制作发光器件的方法中的主要工序的图。
图5B是表示本发明的一实施方式的制作发光器件的方法中的主要工序的图。
图6A是表示本发明的一实施方式的制作发光器件的方法中的主要工序的图。
图6B是表示本发明的一实施方式的制作发光器件的方法中的主要工序的图。
图7A是表示本发明的一实施方式的制作发光器件的方法中的主要工序的图。
图7B是表示本发明的一实施方式的制作发光器件的方法中的主要工序的图。
图8A是概略性地表示实施方式的氮化物半导体衬底的层叠结构的图。
图8B是概略性地表示实施方式的发光二极管的层叠结构的图。
图9是表示本实施方式的制作发光器件的方法、及制作外延晶片的方法中的主要工序的流程图。
图10A是通过微分干涉显微镜图像表示外延表面的表面形貌的图。
图10B是通过原子力显微镜图像表示外延表面的表面形貌的图。
图10C是通过原子力显微镜图像表示外延表面的表面形貌的图。
图10D是通过原子力显微镜图像表示外延表面的表面形貌的图。
图10E是通过原子力显微镜图像表示外延表面的表面形貌的图。
图10F是通过原子力显微镜图像表示外延表面的表面形貌的图。
图10G是通过微分干涉显微镜图像表示外延表面的表面形貌的图。
图10H是通过微分干涉显微镜图像表示外延表面的表面形貌的图。
图10I是通过微分干涉显微镜图像表示外延表面的表面形貌的图。
图11A是表示通过微分干涉显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图11B是表示通过微分干涉显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图11C是表示通过微分干涉显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图11D是表示通过微分干涉显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图11E是表示通过微分干涉显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图12A是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图12B是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图12C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图13A是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图13B是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图13C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图14A是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图14B是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图14C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图15A是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图15B是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图15C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图15D是表示图15A的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。
图15E是表示图15B的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。
图15F是表示图15C的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。
图15G是表示提供图15A的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的外延结构的图。
图15H是表示提供图15B的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的外延结构的图。
图15I是表示提供图15C的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的外延结构的图。
图16A是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图16B是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图16C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图17A是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图17B是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图17C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图17D是表示图17A所示的表面形貌的草图的图。
图17E是表示图17B所示的表面形貌的草图的图。
图18A是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图18B是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图18C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图18D是表示图18A的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。
图18E是表示图18B的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。
图18F是表示图18C的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。
图19A是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图19B是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图19C是表示图19A的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。
图19D是表示图19B的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。
图20A是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图20B是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图20C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图20D是表示图20A的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。
图20E是表示图20B的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。
图20F是表示图20C的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。
图21A是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图21B是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图21C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图21D是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图21E是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图21F是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。
图22A是表示实施方式的两层结构的电子注入层的表面的阴极射线致发光(Cathodoluminescence：CL)的峰值能量分布的图。
图22B是表示实施方式的单层结构的电子注入层的表面的阴极射线致发光(Cathodoluminescence：CL)的峰值能量分布的图。
图23A是表示X射线衍射(X-ray Diffraction：XRD)倒易空间映射(ReciplocalSpace Mapping：RSM)图像的图。
图23B是表示X射线衍射(X-ray Diffraction：XRD)倒易空间映射(ReciplocalSpace Mapping：RSM)图像的图。
图24是表示实施方式的氮化物半导体层叠(两层的电子注入层)的二次离子质谱(Secondary ionmass spectrometry：SIMS)法的分析的结果的图。
图25A是表示实施方式的发光二极管的特性和电子注入层的面内晶格常数之间的关系的图。
图25B是实施方式的发光二极管的特性和电子注入层的面内晶格常数之间的关系的图。
图25C是表示实施方式的发光二极管的特性和电子注入层的面内晶格常数之间的关系的图。
图25D是表示实施方式的发光二极管的特性和电子注入层的面内晶格常数之间的关系的图。
图25E是表示实施方式的发光二极管的特性和电子注入层的面内晶格常数之间的关系的图。
图25F是表示实施方式的发光二极管的特性和电子注入层的面内晶格常数之间的关系的图。
图25G是表示实施方式的发光二极管的特性和电子注入层的面内晶格常数之间的关系的图。
图25H是表示实施方式的发光二极管的特性和电子注入层的面内晶格常数之间的关系的图。
图26A是表示活性层的Al组成和总极化(自发极化和压电极化的和)的关系的图。
图26B是表示活性层的Al组成和总极化(自发极化和压电极化的和)的关系的图。
图26C是表示活性层的Al组成和总极化(自发极化和压电极化的和)的关系的图。
图27A是表示参考例及本实施例的发光二极管的发光光谱的图。
图27B是表示参考例及本实施例的发光二极管的发光光谱的图。
具体实施方式
以下，参照附图对用于实施本发明的各实施方式进行说明。对于相同及类似的部分，标注相同或类似的附图标记，省略复制的重复描述。
发光器件是例如发光二极管、半导体激光、基于电子束激励的光源等用于发光的活性层具备III族氮化物的半导体元件，n型半导体层能够具备III族氮化物，进而，根据需要p型半导体层能够具备III族氮化物。
图1是示意性地表示本发明的一实施方式的发光器件的图。图2是表示本发明的一实施方式的发光器件的一实施例的图。图1是沿图2的I-I线切取的剖面。在接下来的说明中，发光器件110具有发光二极管的结构。
参照图1，发光器件110具备模板部件112、活性层114、向活性层114供给载流子的n型III族氮化物半导体区域(以下记为“氮化物半导体区域”)116。模板部件112包括支撑体118、及模板层120。支撑体118具有由与III族氮化物不同的材料构成的主面118a。模板层120包含AlXGa1-XN(X大于0且小于等于1以下)并覆盖支撑体118的主面118a。AlXGa1-XN例如(10-12)面的X射线摇摆曲线的半值宽度可以在1000arcsec以下，内含压缩应变。该压缩应变是施加于活性层114的应变的来源。模板层120例如可以在2000nm以下且100nm以上，例如为500nm。模板层120的AlXGa1-XN中，可以为AlN(X＝1)，此时，将内含压缩应变的AlN提供给模板层120。
作为示例而非限制，支撑体118可以包含碳、氮化硼(BN)、氧化铝(蓝宝石)、陶瓷、碳化硅、高熔点金属、氧化锆、碳化钽(TaC)、ScAlMgO4中的至少一种材料。例如，支撑体118可以具有六方晶系的晶体结构，支撑体118的主面118a作为示例而非限制，相对于该晶体结构的c面具有0.5度以下的偏离角。
活性层114设置在模板部件112上，以在285nm以下的深紫外波长区域产生具有峰值波长的光，而且包含内含压缩应变的AlGaN。
氮化物半导体区域116设置在模板部件112与活性层114之间，而且包含Al作为III族构成元素。氮化物半导体区域116可以包括多个n型III族氮化物半导体层例如第一n型III族氮化物半导体层(以下记为“第一n型半导体层”)122及第二n型III族氮化物半导体层(记为以下“第二n型半导体层”)124。第一n型半导体层122设置在模板层120与活性层114之间，第二n型半导体层124设置在第一n型半导体层122与活性层114之间。第一n型半导体层122以模板层120为基准具有2％以下的晶格弛豫率。该晶格弛豫率使用X射线衍射倒易空间映射法(X-ray diffraction reciprocal space mapping:XRD-RSM)，并通过X'pert3 MRD(Malvern Panalytical,Malvern,UK)装置测定。第二n型半导体层124具有0.4nm以下的表面粗糙度(RMS)。该表面粗糙度(RMS)通过MFP原子力显微镜(Atomic force microscopy:AFM)评价(装置：-3D Origin+(Oxford Instruments,Abington,UK))来测定。
根据发光器件110，将具有0.4nm以下的表面粗糙度的第二n型半导体层124设置在第一n型半导体层122上。通过这种小的表面粗糙度能够避免活性层114的晶格弛豫，从而能够给予活性层114压缩应变。另外，1000arcsec以下的(10-12)面X射线摇摆曲线半值宽度的AlXGa1-XN的模板层120上设置晶格弛豫率2％以下的第一n型半导体层122。由于较低的晶格弛豫率，AlXGa1-XN的模板层120内含的压缩应变被传播至活性层114。
活性层114可以构成为具有10nm以下的发光光谱的半值宽度。具体而言，作为示例而非限制，活性层114可以由单层AlGaN构成，或可以具有单个或者多个量子阱结构114a。多个量子阱结构114a包括具有压缩应变的阱层114b及具有压缩应变的势垒层114c。根据该发光器件110，阱层114b的压缩应变及势垒层114c的压缩应变可以通过量子限制斯塔克效应增强活性层114的发光。
当较低的表面粗糙度(RMS)的第二n型半导体层124与活性层114接触时，来自模板层120的压缩应变被有效地施加给活性层114。具体而言，活性层114中阱层114b的AlGaN可以具有1.5％以上的压缩应变。内含在模板层120中的压缩应变设计在抑制伴随高温热处理的模板衬底的翘曲的范围内。为了外延生长而抑制翘曲，为了获得285nm以下的发光波长的阱层114b的Al组成增加，形成2％以下。该压缩应变利用X射线衍射倒易空间映射法(X-raydiffraction reciprocal space mapping:XRD-RSM)评价，作为装置使用X'pert3MRD(Malvern Panalytical,Malvern,UK)进行测定。
如果在与模板层120形成接触的较低的晶格弛豫率的氮化物半导体区域上设置有活性层114，则对量子阱结构114a施加压缩应变。通过阱层114b的压缩应变及势垒层114c的压缩应变，阱层114b与势垒层114c的极化差减小。
具体而言，阱层114b可以包括未掺杂AlGaN，势垒层114c可以包括未掺杂AlGaN。势垒层114c的AlGaN具有比阱层114b的AlGaN更大的带隙。势垒层114c根据需要可以包含AlN。
第一n型半导体层122可以为具有0.7以上的Al组成的AlGaN层，第二n型半导体层124可以为具有0.7以上的Al组成的AlGaN层。根据这些Al组成范围，可以赋予活性层114压缩应变。
作为示例而非限制，第一n型半导体层122可以包含AlGaN或InAlGaN，第二n型半导体层124可以包含AlGaN或InAlGaN。具体而言，第二n型半导体层124可以具有0.1％以下的Al组成偏差。这样，能够降低组成偏差，是因为表面形貌影响Ga元素的掺入效率。即，如果平坦度较差，则会产生组成偏差。与Al组成偏差相关的表面平坦度对在其上生长的复杂的组成和膜厚的组合所生长的活性层组成也有很大的影响。在Al组成偏差为0.16％的情况下，例如活性层114的组成偏差与Al组成偏差为0.09％相比为2倍左右。另外，第二n型半导体层124的Al组成偏差小于第一n型半导体层122的Al组成偏差。
作为示例而非限制，第一n型半导体层122的厚度也可以大于第二n型半导体层124的厚度。根据该发光器件110，膜厚的大小关系可以避免模板层120上的第一n型半导体层122及第二n型半导体层124的晶格弛豫，例如避免AlGaN层的晶格弛豫，可以设置内含压缩应变的活性层114。氮化物半导体区域116的厚度例如可以为200～3000nm。第二n型半导体层124的膜厚可以为10～200nm，更可以优选为50～150nm。
具体而言，第一n型半导体层122的膜厚在2800nm以下，第二n型半导体层124的膜厚在200nm以下。这些膜厚的范围避免第一n型半导体层122及第二n型半导体层124的AlGaN向模板层120上的晶格弛豫，易于设置内含压缩应变的活性层114。在本实施例中，第一n型半导体层122与第二n型半导体层124相接。第二n型半导体层124与活性层114相接。
作为示例而非限制，第二n型半导体层124可以具有比第一n型半导体层122的第一Al组成小的第二Al组成。或者，第二n型半导体层124可以具有与第一n型半导体层122的第一Al组成实际上相等的第二Al组成。
发光器件110具有位于活性层114与模板部件112之间的下侧III族氮化物层叠体113和位于活性层114上的上侧III族氮化物层叠体115。在本实施例中，下侧III族氮化物层叠体113在模板层120上形成接合119a，可以具有由模板层120的AlXGa1-XN引起的压缩应变。另外，下侧III族氮化物层叠体113在活性层114上形成接合119b。活性层114可以内含由模板层120的AlXGa1-XN引起的压缩应变。另一方面，上侧III族氮化物层叠体115的至少一部分也可以进行晶格弛豫。上侧III族氮化物层叠115设置在活性层114上，向活性层114供应载流子。
下侧III族氮化物层叠体113除了氮化物半导体区域116之外，还可以包含一或多个III族氮化物半导体层。
具体而言，下侧III族氮化物层叠体113可以包括基底层，具体而言为AlUGa1-UN层130(U在X以下且大于零)。AlUGa1-UN层130例如可以为未掺杂，可以设置为覆盖模板层120。具体而言，AlUGa1-UN层130可以由AlN构成。
作为示例而非限制，AlUGa1-UN层130可以具有例如4×106cm-2以下的螺旋位错密度。AlUGa1-UN层130可以具有例如9×108cm-2以下的穿透位错密度。未掺杂AlUGa1-UN层130可以内含压缩应变。AlUGa1-UN层130相对于模板层120的晶格弛豫率在2％以下。根据该发光器件110，根据AlUGa1-UN层130，可以继承模板层120的位错密度及压缩应变。
下侧III族氮化物层叠体113可以包括另一个基底层，具体而言为AlVGa1-VN层132(V小于1且大于0.8。V小于U)。AlVGa1-VN层132例如可以为未掺杂，具体而言，可以由AlGaN构成。AlVGa1-VN层132可以设置在AlUGa1-UN层130上。AlVGa1-VN层132可以具有包含例如4×106cm-2以下的螺旋成分的位错密度。AlVGa1-VN层132可以内含来自基底的压缩应变。在模板层120为AlN的情况下，AlUGa1-UN层相对于该模板层120的晶格弛豫率在2％以下。根据该发光器件110，AlVGa1-VN层132可以继承模板层120的穿透位错密度及压缩应变，同时，使Al组成向活性层114降低。
在下侧III族氮化物层叠体113中，第二n型半导体层124相对于模板层120的晶格弛豫率在2％以下。下侧III族氮化物层叠体113与电极(n侧电极148)连接。该情况下，在下侧III族氮化物层叠体113中电流流向面内方向。n型半导体区域的膜厚越厚，其电阻越低，可以降低驱动电压。然而，如果n型半导体区域过厚，则n型半导体区域的晶格弛豫率增大，压缩应变无法有效地传递至活性层。第二n型半导体层124的2％以下的晶格弛豫率可以向n型半导体提供用于良好的电流路径的膜厚，并向活性层有效地传递压缩应变。
在本实施例中，氮化物半导体区域116在AlVGa1-VN层132上形成接合119c。AlVGa1-VN层132在AlUGa1-UN层130上形成接合119d。下侧III族氮化物层叠体113除了氮化物半导体区域116之外还具有AlUGa1-UN层130及AlVGa1-VN层132。这些AlUGa1-UN层130及AlVGa1-VN层132可以形成将模板层120的压缩应变传递给活性层114的基底。氮化物半导体区域116具有比AlVGa1-VN层132的Al组成小的Al组成，还具有比阱层114b的Al组成大的Al组成。
下侧III族氮化物层叠体113具有从模板部件112向活性层114方向单调(也包括台阶状地向相同方向变化)变化的Al组成曲线Al-P。Al组成曲线Al-P是指在模板层120的Al组成大于阱层114b的Al组成的情况下，模板层120的Al组成从模板层120向活性层114的方向不增加。
接下来，对上侧III族氮化物层叠体115进行说明。上侧III族氮化物层叠体115例如可以包括电子阻挡层134、p型组成倾斜层136、及p型接触层138。电子阻挡层134、p型组成倾斜层136、及p型接触层138(138a，138b)可以按顺序设置在活性层114上。
以下表示上侧III族氮化物层叠体115的示例。在接下来的说明中，当没有记载“作为示例而非限制”时，数值是通常允许一定的范围的，并且被作为示例而非限制。
电子阻挡层134：未掺杂或Mg掺杂的AlN，厚度5nm。
p型组成倾斜层136：Mg掺杂的组成倾斜AlGaN(Al组成：0.9至0.3)，厚度12nm。
p型接触层138a(第一层)：Mg掺杂的GaN，厚度120nm。
p型接触层138b(第二层)：高浓度Mg掺杂的GaN，厚度30nm。
发光器件110具有通过由蚀刻加工而形成的加工区域142。蚀刻的加工区域142可以包括上侧III族氮化物层叠体115、活性层114、及氮化物半导体区域116的上侧(具体而言，第二n型半导体层124、第一n型半导体层122的上部)。
发光器件110还可以包括钝化膜144，钝化膜144覆盖蚀刻的加工区域142及氮化物半导体区域116。钝化膜144具有位于蚀刻的加工区域142的上面的第一开口144a、及位于氮化物半导体区域116的上面(具体而言，第一n型半导体层122的上面)的第二开口144b。钝化膜144例如可以包含硅基无机绝缘体，具体而言，可以包含氧化硅、氮化硅、或氮氧化硅。
发光器件110可以具有p侧电极146及n侧电极148。p侧电极146设置在第一开口144a内，同时，n侧电极148设置在第二开口144b内。p侧电极146在p型接触层138的上面形成接触。n侧电极148在第一n型半导体层122的上面形成接触。
p侧电极146：Ni/Au(“Ni/Au”是指在Ni上成膜Au)
n侧电极148：Ti/Al/Ni/Au
模板层120具有沿与从模板层120向活性层114的轴Ax交叉的基准面Ref配置的第一区域120a及第二区域120b。n侧电极148位于第一区域120a上，具体而言位于下侧III族氮化物层叠体113上，蚀刻的加工区域142及p侧电极146位于第二区域120b上，具体而言位于上侧III族氮化物层叠体115的表面上。参照图2，p侧电极146具有梳形。n侧电极148可以包括设为包围蚀刻的加工区域142的封闭部分和梳形的部分。
图3是示意性地表示本发明的一实施方式的III族氮化物外延晶片的图。
III族氮化物外延晶片(以下记为“外延晶片”)EPI不包含钝化膜144、p侧电极146及n侧电极148，而具有由与发光器件110的下侧III族氮化物层叠体113、活性层114、及上侧III族氮化物层叠体115相同的半导体材料构成的半导体层结构153。因此，外延晶片EPI具备模板衬底152、和设置在模板衬底152上的、用于下侧III族氮化物层叠体113、活性层114、及上侧III族氮化物层叠体115的半导体膜。
模板衬底152包括具有由与III族氮化物不同的材料构成的主面156a的衬底156和内含覆盖衬底156的主面156a的压缩应变的模板层160。在模板衬底152中，模板层160包含(10-12)面的X射线摇摆曲线的半值宽度在1000arcsec以下的AlXGa1-XN(X大于0且小于等于1)并内含覆盖衬底156的主面156a的压缩应变。衬底156可以包含碳、氮化硼(BN)、氧化铝(蓝宝石)、陶瓷、碳化硅、高熔点金属、氧化锆、碳化钽(TaC)、ScAlMgO4中的至少一种材料。衬底156例如具有六方晶系的晶体结构，衬底156的主面156a相对于该晶体结构的c面具有0.5度以下的偏离角。
根据外延晶片EPI，将表面粗糙度0.4nm以下的第二n型半导体层124设置在第一n型半导体层122上。低表面粗糙度可以避免活性层114的晶格弛豫，并能够给予活性层114压缩应变。另外，在(10-12)面的X射线摇摆曲线半值宽度1000arcsec以下的AlXGa1-XN的模板层160上设置晶格弛豫率2％以下的第一n型半导体层122。该低晶格弛豫率能够将模板层的内含的压缩应变给予活性层。
半导体层结构153设置在模板衬底152上。因此，对与半导体层结构153有关的半导体层标注与发光器件110相同的附图标记，省略重复的描述。
图4A、图4B、图5A、图5B、图6A、图6B、图7A、及图7B是表示本实施方式的制作发光器件的方法的主要工序的图。在接下来的制作方法的说明中，制作发光二极管结构作为发光器件。
如图4A至图5B所示，准备模板162。准备模板162例如包含制作模板162，或通过除制作之外的方法获得模板162。
制作模板162可以包括以下的工序。
在图4A的工序中，准备衬底150。衬底150例如可以为2英寸分的蓝宝石衬底。在成膜装置上配置衬底150，同时，在衬底150的主面150a上堆积用于AlXGa1-XN的前体151。该堆积例如使用溅射装置155a通过溅射法进行。前体151由用于AlXGa1-XN的III族氮化物晶粒的集合体构成。溅射的对象包括AlN或AlGaN。对象使用0.05Pa的溅射压力溅射，用于AlN模板层的AlN或AlGaN的前体151成膜在衬底150上。在该成膜时，衬底150的表面温度大约为摄氏500～700度的范围内的温度，例如保持在大约摄氏700度。作为惰性气体，例如使用氮气。氮气的流量例如为10～100sccm(standard cubic centimeter per minute)。
在图4B的工序中，在前体151的堆积后，将衬底150及前体151配置在热处理装置155b上。在热处理装置155b内，覆盖部件154及前体151彼此对向。此时，覆盖部件154及前体151配置为前体151的主面152a与覆盖部件154的主面154a的最大距离优选在0.5mm以下。
在图5A的工序中，使用热处理装置155b，进行衬底150及前体151的热处理。在热处理装置155b内形成包含惰性气体和氨(NH3)的混合气体、或惰性气体中的任一种气氛158，在气氛158中，使衬底150和前体151上升至退火温度。退火温度例如可以为摄氏1600度以上且摄氏1750度以下的温度，例如为摄氏1725度。另外，衬底150和前体151保持在摄氏1400度以上的时间为20分～168小时即可，更优选为3～48小时即可。在热处理装置155b中，将衬底150和前体151置于上述温度范围内，实施例如20分以上的热处理。通过该热处理，能够提供包含模板层160的模板162。模板层160包含AlXGa1-XN(X大于零，且小于等于1)并覆盖衬底150的主面150a。模板层160例如可以在2000nm以下且100nm以上，在本实施例中为500nm。
覆盖部件154可以具有前体151的主面151a以上的大小的主面154a。覆盖部件154的主面154a可以包含碳、氮化硼(BN)、氧化铝(蓝宝石)、陶瓷、碳化硅、高熔点金属、氧化锆、碳化钽(TaC)、ScAlMgO4中的至少一种材料。气氛158的惰性气体可以包括氦(He)气、氮(N2)气、氩(Ar)气中的至少一种。
在图5B的工序中，使用X射线衍射装置155c进行(10-12)的X射线摇摆曲线的半值宽度的测定。模板层160具有1000arcsec以下的(10-12)的X射线摇摆曲线的半值宽度。通过这些工序，由衬底150制作模板162。
根据准备模板162的工序的一例，代替(10-12)的X射线摇摆曲线，该模板层160的(0002)面的半值宽度可以在100arcsec以下。
通过利用溅射的堆积及高温的热处理，形成了模板层160。
准备的模板162包括衬底150及模板层160。衬底150具有由与III族氮化物不同的材料构成的主面150a。模板层160包含(10-12)面的X射线摇摆曲线的半值宽度在1000arcsec以下的AlXGa1-XN并覆盖衬底150的主面150a。
模板层160的AlXGa1-XN具体而言可以为AlN和/或AlGaN。另外，模板层160具有包含5×107cm-2以下的螺旋成分的位错密度。或者具有9×108cm-2以下的穿透位错密度。
衬底150包含碳、氮化硼(BN)、氧化铝(蓝宝石)、陶瓷、碳化硅、高熔点金属、氧化锆、碳化钽(TaC)、ScAlMgO4中的至少一种材料。例如，蓝宝石衬底典型地具有2英寸的尺寸。
具体而言，衬底150可以具有六方晶系的晶体结构。衬底150的主面152a相对于该晶体结构的c面具有大于0度且0.5度以下的偏离角。角度偏离的方向例如为六方晶系的晶体结构的[1-100]方向(m轴方向)。根据该制造方法，关于偏离角，提供了示例的角度范围及方向。
在图6A的工序中，使III族氮化物层叠体164在模板层160上生长。该生长可以通过例如有机金属气相外延(Metalorganic Vapor Phase Epitaxy：MOVPE)法、或分子束外延(Molecular Beam Epitaxy：MBE)法执行。在接下来的说明中，采用MOVPE反应炉155d，分别使用三甲基镓(TMGa)和三甲基铝(TMAl)作为镓前体和铝前体。使用NH3作为氮源。
III族氮化物层叠体164包括用于下侧III族氮化物层叠体113和活性层114的半导体膜。具体而言，III族氮化物层叠体164具有氮化物半导体区域166和活性层168。
在制作模板层160之后，氮化物半导体区域166生长在模板层160上。具体而言，第一n型半导体层165生长在模板层160上，另外，第二n型半导体层167生长在第一n型半导体层165上。
使III族氮化物层叠体164在模板层160上生长可以包括：使用以下至少任一条件生长第一n型半导体层165及第二n型半导体层167。
第一条件：第一n型半导体层165的生长中的生长温度T165高于第二n型半导体层167的生长中的生长温度T167(即，T165＞T167)。
第二条件：第一n型半导体层165的生长中的生长速度V165慢于第二n型半导体层167的生长中的生长速度V167(即，V167＞V165)。
第三条件：第一n型半导体层165的生长中的NH3分压P165高于第二n型半导体层167的生长中的NH3分压P167(即，P165＞P167)。
根据该制作方法，在1000arcsec以下的(10-12)面X射线摇摆曲线半值宽度的AlXGa1-XN的模板层160上使用第一条件、第二条件及第三条件中的至少任一条件生长第一n型半导体层165及第二n型半导体层167。
在第一n型半导体层165的生长中，抑制了由螺旋位错引起的小丘生成及位错生成。另外，在第二n型半导体层167的生长中，能够向第二n型半导体层167提供比第一n型半导体层165的平坦度更优异的平坦度。
在本实施例中，第一n型半导体层165和第二n型半导体层167中的每一个都包括n型掺杂剂(例如，硅)。
在生长氮化物半导体区域166后，生长活性层168。具体而言，活性层168可以包含AlGaN。活性层168可以构成为在285nm以下的深紫外波长区域产生具有峰值波长的光。作为示例而非限制，活性层168可以生成光至深紫外光波长区域210nm左右。作为示例而非限制，活性层168可以包含能够产生深紫外波长的光的InAlGaN。
第一n型半导体层165、第二n型半导体层167、及活性层168以形成以下的结构的方式生长在模板层160上。第一n型半导体层165和第二n型半导体层167设置在氮化物半导体区域166内。第一n型半导体层165设置在模板层160与活性层168之间，第二n型半导体层167设置在第一n型半导体层165与活性层168之间。活性层168包括内含压缩应变的III族氮化物半导体。
活性层168的AlGaN在III族氮化物层叠体164上的生长在第二n型半导体层167的良好的基底上进行，能够形成内含压缩应变的活性层168。根据内含压缩应变的活性层168，在285nm以下的深紫外波长区域中能够提高发光的光输出(每投入电力的光输出)。
在该制造方法中，关于第一条件，提供示例但非限制性的生长温度。第一n型半导体层165的生长温度在摄氏1100度以上，第二n型半导体层167的生长温度低于摄氏1100度。
根据更高的温度下的生长，能够防止在继承模板层160的应变的基底上的生长中生成小丘。根据更低的温度下的生长，可以改善在更高的温度下的生长中出现的台阶流结构的扰动。根据该改善，可以在面内降低第二n型半导体层167(例如，n型AlGaN层)的构成元素的组成不均匀性。通过降低构成元素的组成不均匀性，能够对活性层168的生长提供构成元素较高的组成均匀性的基底。
另外，作为示例而非限制，第一n型半导体层165的生长温度可以为摄氏1200度以下，第二n型半导体层167的生长温度可以为摄氏1000度以上。
在制造方法中，关于第二条件，提供示例但非限制性的生长速度。第一n型半导体层165的生长速度可以为400nm/h以下，第二n型半导体层167的生长速度可以大于400nm/h。
根据更低的生长速度下的生长，可以防止在继承模板层160的应变的基底上的生长中生成小丘。在更高的生长速度下生长，可以改善在更低的生长速度下的生长中出现的台阶生长的扰动。根据该改善，能够降低第二n型半导体层167(例如，n型AlGaN层)的构成元素的组成不均匀性。通过降低该组成不均匀性，能够对活性层168的生长提供构成元素较高的组成均匀性的基底。
另外，作为示例而非限制，第一n型半导体层165的生长速度可以在300nm/h以上，第二n型半导体层167的生长速度可以在800nm/h以下。
在该制造方法中，关于第三条件提供了示例但非限制性的NH3分压。第一n型半导体层165的NH3分压可以为10kPa以上，第二n型半导体层167的NH3分压可以低于10kPa。
在更高的NH3分压下生长，可以防止在继承模板层160的应变的基底上的生长中生成小丘。在更低的NH3分压下生长，可以改善在更高的NH3分压下的生长中出现的台阶生长的扰动。根据该改善，可以改善第二n型半导体层(例如，n型AlGaN层)的构成元素的面内组成不均匀性。通过降低该组成不均匀性，能够向活性层168的生长提供构成元素的较高的组成均匀性的基底。
另外，作为示例而非限制，第一n型半导体层165的NH3分压可以在12.5kPa以下，第二n型半导体层167的NH3分压可以在7.5kPa以上。
根据该制造方法，在第一n型半导体层165上生长较薄的第二n型半导体层167，能够向第二n型半导体层167提供c轴晶格常数以下的表面粗糙度。另一方面，较厚的第一n型半导体层165先生长在第二n型半导体层167上，能够抑制由来自低位错的模板层160的螺旋位错引起的小丘的生长并避免表面粗糙度增大的同时，能够抑制新的位错的生成。具体而言，第二n型半导体层167具有0.4nm以下的表面粗糙度，另一方面，第一n型半导体层165具有0.5nm以下的表面粗糙度。
在氮化物半导体区域166的生长中，组合了较厚的第一n型半导体层165的生长和较薄的第二n型半导体层167。通过该组合，第二n型半导体层167的AlGaN在模板层160上的生长中容易出现直线性生长台阶。其结果，在活性层168中，由于台阶曲折引起的非发光中心的生成。
作为示例而非限制，第二n型半导体层167具有比第一n型半导体层165的厚度大的厚度。
第一n型半导体层165可以为Al组成0.7以上的AlGaN层，第二n型半导体层167可以为Al组成0.7以上的AlGaN层。
根据该制造方法，这些Al组成范围在第二n型半导体层167的AlGaN向模板层160上的生长中，生长台阶容易直线性地生成，由于台阶曲折而生成的非发光中心密度会降低。
在该制造方法中，如果根据第一条件至第三条件中的至少任一条件生长第一n型半导体层165，则能够降低小丘的增大，还能够防止台阶生长的扰动变大。由此，能够向第二n型半导体层提供良好的表面形貌。另外，能够向活性层168提供来自模板层160的低位错密度及压缩应变。活性层168内含与AlXGa1-XN模板层160相应的压缩应变。另外，在从模板层160至氮化物半导体区域166的生长中，使第二n型半导体层167的厚度小于第一n型半导体层165的厚度。如果使第一n型半导体层165的厚度大于第二n型半导体层167，则能够向第二n型半导体层167提供来自于模板层160的低位错密度、及较低的表面粗糙度RMS。
在本实施例中，在从第一n型半导体层165的生长切换为第二n型半导体层167的生长时，不改变有机金属铝前体的流量。根据所需，在切换时，可以改变有机金属铝前体的流量。
作为示例而非限制，如果在切换时减少有机金属铝前体的流量，则能够生长比第一n型半导体层165的Al组成更小的Al组成的第二n型半导体层167。根据该制造方法，氮化物半导体区域166可以包含彼此不同的第一Al组成和第二Al组成的两个n型III族氮化物半导体层165、167(例如，n型AlGaN层)。在该氮化物半导体区域166中，根据使第一Al组成大于第二Al组成、且使第二n型半导体层的厚度小于第一n型半导体层的厚度，能够向第二n型半导体层167提供来自于模板层160的低位错密度和良好的表面形貌。如果根据第一条件至第三条件的至少任一条件生长相对高的Al组成的第一n型半导体层165，则能够在降低小丘增大的同时抑制台阶生长的扰动，能够抑制非发光中心的生成并向活性层168提供来自于模板层160的低位错密度和压缩应变。其结果，活性层168能够内含与AlXGa1-XN的模板层160相应的压缩应变。
如上说明所述，活性层168可以具有量子阱结构。活性层168的量子阱结构包括1个或多个阱层及1个或多个势垒层。阱层的压缩应变内含的AlGaN的带隙小于势垒层的压缩应变内含的AlGaN的带隙。各阱层内含压缩应变，各势垒层内含压缩应变。
根据该制造方法，根据AlXGa1-XN的模板层160，经由较低的晶格弛豫率的氮化物半导体区域(用于下侧III族氮化物层叠体113的半导体区域)，对活性层168的量子阱结构给予压缩应变。量子阱结构的压缩应变可以降低内部电场的绝对值，由此，可以降低量子限制斯塔克效应。通过该降低，能够促进阱层内的电子波函数的非局域化，并增大再结合概率(空穴的波函数和电子的波函数的重叠积分)。
另外，如果向具有较低的晶格弛豫率并用于下侧III族氮化物层叠体113的氮化物半导体区域上的量子阱结构施加压缩应变，则通过阱层的压缩应变及势垒层的压缩应变能够减小阱层和势垒层的极化差。
根据氮化物半导体区域166的较低的表面粗糙度RMS，能够向活性层168的阱层的AlGaN提供1.5％以上的压缩应变。在第二n型半导体层167的平坦度恶化的情况下，内含于模板层的应变无法有效地传递至活性层168。即，为了在活性层168中实现1.5％以上的压缩应变，作为基底的第二n型半导体层167需要向活性层168提供较高的平坦度的表面。
根据氮化物半导体区域166的较低的表面粗糙度RMS和压缩应变的活性层168，能够向该发光器件提供10nm以下的发光光谱的半值宽度。
作为示例而非限制，第一n型半导体层165的膜厚可以为200nm以上，第二n型半导体层167的膜厚可以为200nm以下。氮化物半导体区域166向活性层168的生长提供来自于模板层160的低位错密度和良好的平坦度。
在本实施例中，在氮化物半导体区域166和活性层168的生长之前，生长一或多个III族氮化物半导体层。
具体而言，为了覆盖模板层160，能够生长AlUGa1-UN层170(U在X以下，且大于零)。AlUGa1-UN层170具有比氮化物半导体区域166的Al组成更大的Al组成。
AlUGa1-UN层170例如可以为未掺杂。AlUGa1-UN层170的螺旋位错密度例如为4×106cm-2以下，AlUGa1-UN层170的穿透位错密度例如为9×108cm-2以下。AlUGa1-UN层170能够内含压缩应变。当模板层160为AlN时，相对于该AlN的AlUGa1-UN层的弛豫率在2％以下。根据该制造方法，通过AlUGa1-UN层170，能够继承模板层160的穿透位错密度和压缩应变。
具体而言，可以在AlUGa1-UN层170上生长另一个AlVGa1-VN层172(V小于1且大于0.8。V小于U)。AlVGa1-VN层172具有比氮化物半导体区域166的Al组成大的Al组成。
AlVGa1-VN层172例如可以为未掺杂。AlVGa1-VN层172的螺旋位错密度例如在4×106cm-2以下。AlVGa1-VN层172可以内含压缩应变。根据该制造方法，通过AlVGa1-VN层172，能够继承模板层160的穿透位错密度，同时，能够向活性层168降低Al组成。当模板层160为AlN时，相对于该AlN的未掺杂AlVGa1-VN层的晶格弛豫率在2％以下。
III族氮化物层叠体164除了氮化物半导体区域166和活性层168之外，还可以具有未掺杂AlUGa1-UN层170及未掺杂AlVGa1-VN层172。
在实施例中，能够使在模板层160上生长的多个III族氮化物半导体层相对于模板层160共格生长。其中，“共格生长”是指以一定的晶格常数继续生长的方式。
接下来，使用于III族氮化物层叠体164的多个III族氮化物半导体层(174，176，178)在活性层168上生长。具体而言，III族氮化物层叠体164可以包括电子阻挡层174、p型组成倾斜层176、及p型接触层178。电子阻挡层174、p型组成倾斜层176、及p型接触层178可以依次生长在活性层168上。
在图6B的工序中，通过光刻和蚀刻形成限定该发光器件的元件的外缘的槽180。蚀刻以从III族氮化物层叠体164的上面到达衬底150的方式进行，形成槽180。
在图7A的工序中，通过光刻和蚀刻形成蚀刻的加工区域182。蚀刻以形成从III族氮化物层叠体164的上面到达第二n型半导体层167或第一n型半导体层165(在本实施例中为第一n型半导体层165)的槽183的方式进行，以将活性层168分离。蚀刻没有到达AlVGa1-VN层172。
在图7B的工序中，形成钝化膜184、p侧电极186及n侧电极188。钝化膜184具有位于蚀刻的加工区域182的上面的第一开口184a和位于限定蚀刻的加工区域182的槽183的底面的第二开口184b。
接着，将p侧电极186和n侧电极188中的一个例如p侧电极186形成在第一开口184a内，同时将p侧电极186和n侧电极188中的另一个例如n侧电极188形成在第二开口184b内。
通过这些工序，制作了该发光器件。
接着，对发光器件的若干实施例进行说明。
参照图8A和图8B，对一实施例的氮化物半导体衬底100及发光二极管(LED)102的结构进行说明。图8A是实施方式的氮化物半导体衬底100的层叠结构的概略图。图8B是概略性地表示实施方式的发光二极管102的层叠结构的图。图9是表示本实施方式的制作氮化物发光器件的方法、及制作外延晶片的方法中的主要工序的流程图。
氮化物半导体衬底100具有衬底10、AlN模板层20、AlN同质外延层30、缓冲层40、及电子注入层50。发光二极管102包括衬底10、AlN模板层20、AlN同质外延层30、缓冲层40、电子注入层50、活性层60、电子阻挡层70、空穴注入层80、及接触层90，它们依次层叠。电子注入层50上连接n侧电极53，另外，接触层90上连接p侧电极93。
接着，对实施方式的氮化物半导体衬底100的各层进行说明。
在工序S10中，准备衬底10。衬底10例如可以为蓝宝石衬底。但是，衬底10不限定于蓝宝石，可以包括碳、氮化硼(BN)、陶瓷、碳化硅、高熔点金属、氧化锆、碳化钽(TaC)、ScAlMgO4中的至少一种材料。另外，在蓝宝石制的衬底10中，该蓝宝石表面也可以为从蓝宝石的(0001)面(被称为“c面”)稍微倾斜的面。该倾斜可以在距蓝宝石的c面例如0.1度至0.5度的范围内，更优选地，可以在距蓝宝石的c面0.15度至0.25度的范围内。c面和衬底表面的角度即倾斜角被称为偏离角。
在工序S11中，制作AlN模板层20。AlN模板层20实际上由AlN构成。为了在衬底10上生长具有良好的结晶性的外延层而形成AlN模板层20。在实施例中，模板层的AlN提供以下的优点。AlN的晶格常数可以与用于紫外发光二极管(DU-LED)的活性层60的AlGaN的晶格常数匹配良好。另外，蓝宝石衬底上的AlN相对于紫外光显示出较高的透射率。AlN表示高热导率。这些优点适合作为模板层。用Ga原子稍微置换了AlN的Al原子的AlGaN也显示出类似的特性。
在工序S11a中，准备所需的溅射对象。在工序S11b中，例如通过溅射法堆积用于AlN模板层20的前体。在工序S11c中，堆积的前体被热处理。具体而言，AlN模板层20的前体例如通过反应性溅射法通过一次或多次的堆积形成在衬底10的表面上，对这样堆积的AlN和衬底10实施一次或多次的热处理。由此，形成模板层20。可以交替进行堆积和热处理。模板层20的成膜方法不限于反应性溅射，还可以使用MOVPE法、MBE法、氢化物气相沉积(Hydride Vapor Phase Epitaxy：HVPE)法进行。
如果增大模板层20的膜厚，则降低了模板层20的AlN中的穿透位错密度。通过该降低，能够提高形成在模板层20上的活性层60的内部量子效率。另一方面，如果减小模板层20的膜厚，则能够降低模板层20中的裂纹发生频度。通过该降低，提高了使用模板层20的发光二极管102的成品率。具体而言，AlN模板层20的膜厚例如可以为100～10000nm的范围，更优选为可以在500～1500nm的范围内。通过实施一次或多次利用溅射法的成膜、热处理，该膜厚范围给模板层20带来足够低的穿透位错密度、给模板层20带来足够低的裂纹发生频度。
接着，在衬底10的AlN模板层20上形成用于发光二极管的外延结构。该外延结构可以使用MOVPE法、HVPE法、MBE法等堆积方法形成。在本实施例中，除AlN模板层20之外的层都使用MOVPE法制作。
在工序S12中，形成AlN同质外延层30。具体而言，在AlN模板层20上形成AlN同质外延层30之前，根据需要，在MOVPE反应炉内对AlN模板层20的表面实施处理(表面清洁)。该表面处理为在高温的气氛中大约10分钟的热处理。表面处理在H2和NH3的混合气氛中、或在H2、NH3及N2的混合气氛中进行。处理温度例如可以在摄氏1200度以上，更优选可以在摄氏1300度以上。为了除去AlN模板层20的表面存在的氧化物和有机物，并抑制在AlN模板层20上生长的从AlN同质外延层30至接触层90的各层中导入缺陷，而进行该处理。压力例如可以为13kPa。
(AlN同质外延层)
同质外延层30由与模板层20相同的材料构成。在本实施例中，同质外延层30例如由AlN构成。同质外延层30具有平坦度优于AlN模板层20的表面的表面。另外，同质外延层30阻止包含在模板层20内的残留杂质(例如碳(C)、氧(O)、及硅(Si))通过同质外延层30。同质外延层30的膜厚例如可以在10～10000nm的范围内，更优选可以在50～1000nm的范围内。AlN同质外延层30的膜厚例如为200nm。AlN同质外延层30例如在H2的载气、NH3及TMAl的原材料、13kPa的生长压力、摄氏1300度的衬底温度等条件下形成。
在工序S13中，在同质外延层30上形成有AlGaN缓冲层等缓冲层40。缓冲层40可以由包含III族元素作为构成元素的氮化物(Aly1Gaz1In(1-z1-y1)N，0＜y1≦1，0≦z1＜1，y1+z1≦1)构成。具体而言，从晶格常数的角度来看，缓冲层40起到将形成在缓冲层40之下的层与形成在缓冲层40之上的层整合的作用。缓冲层40例如可以由AlGaN构成，或可以由AlGaInN构成。例如，在AlN(例如AlN模板层20和AlN同质外延层30)上设置有AlGaN(例如活性层60)的情况下，由于AlN固有的晶格常数和AlGaN固有的晶格常数不同，因此，在AlN层与AlGaN层之间设置整合了结晶固有的晶格常数的层。缓冲层40也可以具有在缓冲层40内相对于层叠方向晶格常数连续或不连续地变化的结构。缓冲层40可以是有意识地不掺杂杂质的未掺杂，为了对半导体赋予n型导电性，例如可以具有Si、Ge(锗)，Sn(锡)、O(氧)、S(硫)、Se(硒)、Te(碲)等n型掺杂剂。
根据需要，缓冲层40可以包括具有不同的Al组成的第一缓冲层41及第二缓冲层42。第一缓冲层41的Al组成可以与第二缓冲层42的Al组成相等或更大。第二缓冲层42的Al组成也可以与接下来所说明的电子注入层50的Al组成相等。
第一缓冲层41包括AlGaN，例如，H2和N2的混合气体的载气使用以Ga(镓)：Al(铝)＝30：70混合的TMGa和TMAl的原材料生长。生长压力例如为20kPa。第一缓冲层41例如也可以在摄氏1200度以上的温度下生长，更优选在摄氏1300度以上的温度下生长。第一缓冲层41的膜厚为250nm，Al组成为0.88，是有意识地未添加杂质的未掺杂。
第二缓冲层42包含AlGaN，生长在第一缓冲层41上。第二缓冲层42例如使用H2和N2的混合气体的载气、以Ga(镓)：Al(铝)＝30：70混合的TMGa和TMAl的原材料生长。生长压力例如为40kPa。第二缓冲层42的膜厚为30nm，Al组成为0.75，是有意识地未掺杂杂质的未掺杂。
在工序S14中，在缓冲层40上形成有电子注入层50。具体而言，电子注入层50可以由包含III族元素作为构成元素的氮化物(Aly2Gaz2In(1-z2-y2)N，0＜y2≦1，0≦z2＜1，y2+z2≦1)构成。电子注入层50例如可以由AlGaN或AlGaInN中的至少一种构成。电子注入层50为了赋予半导体n型导电性，例如可以具有Si、Ge(锗)，Sn(锡)、O(氧)、S(硫)、Se(硒)、Te(碲)等掺杂剂。因此，电子注入层50提供向活性层60提供电子的传导路径。
如果向电子注入层50提供高Al组成，则能够降低AlN(例如AlN模板层20和AlN同质外延层30)与电子注入层50的III族氮化物(例如，AlGaN)之间的晶格不整合率。通过该降低，能够有效地抑制伴随晶格弛豫的失配位错的发生。另外，电子注入层50的高Al组成能够有效地降低成膜过程中生成的小丘的尺寸，因此，能够提高电子注入层50的表面平坦度。高Al组成的电子注入层50能够将来自模板层20的压缩应变传递给活性层60。由此，能够提高LED的特性，更具体而言，能够提高LED的内部量子效率，并能够提供窄发光光谱。
电子注入层50的Al组成例如可以在0.6～0.9的范围内，更优选可以在0.7～0.8的范围内。根据该范围，能够避免由于过高的Al组成而向电子注入层50提供不期望的水平的电导率。另外，为了赋予活性层60充分的应变，电子注入层50的膜厚例如可以在200～3000nm的范围内。
电子注入层50也可以由在分别不同的生长条件下生长的第一电子注入层51和第二电子注入层52形成。首先，生长第二电子注入层52，以为活性层60提供良好的表面粗糙度。因此，选择对AlGaN表面的台阶结构提供良好的直进性的成膜条件。另一方面，第一电子注入层51生长为抑制由模板层20的位错引起的小丘结构的增大并较宽地维持表面平坦度高的区域，同时向电子注入层50提供期望的膜厚。用于第二电子注入层52的成膜条件改善在第一电子注入层51的AlGaN表面上已经形成的台阶结构的直进性，同时堆积用于第二电子注入层52的半导体。具体而言，能够降低在第一电子注入层51的结晶生长中形成的凹坑状的缺陷结构残留在第二电子注入层52的表面的可能性。其作为结果，降低了第二电子注入层52的表面粗糙度RMS。第一电子注入层51的Al组成可以与第二电子注入层52的Al组成相等，也可以大于第二电子注入层52的Al组成。第二电子注入层52的膜厚例如可以为10～200nm，更优选也可以为50～150nm。
第一电子注入层51在缓冲层40上生长，还包含Si掺杂剂。第一电子注入层51例如使用H2和N2的混合气体的载气、以Ga(镓)：Al(铝)＝30：70混合的原材料的TMGa和TMAl、40kPa的生长压力、摄氏1150度的衬底温度生长。在第一电子注入层51的生长时可以使用以下的衬底温度的范围、生长速度的范围、及NH3分压的范围中的至少任一条件。
衬底温度在摄氏1000～1200度的范围的条件。
生长速度可以在1000nm/h以下，更优选为400nm/h的条件。
MOVPE反应炉内的NH3分压可以在5kPa以上，更优选为10kPa以上的条件。
如果使用这些条件中的至少任一条件，则能够有效地降低小丘的尺寸，能够提高第一电子注入层51的表面平坦度。具体而言，第一电子注入层51的膜厚为1100nm，Al组成为0.75，Si掺杂剂浓度为2×1019cm-3。第一电子注入层51的生长时的衬底温度为摄氏1150度，生长速度为400nm/h，NH3分压为10kPa。
第二电子注入层52在第一电子注入层51上生长，还包含Si掺杂剂。第二电子注入层52例如使用H2和N2的混合气体的载气、以Ga(镓)：Al(铝)＝30：70的流量比混合的原材料的TMGa和TMAl、10kPa的生长压力、摄氏1050度的衬底温度生长。在第二电子注入层52的生长时可以使用以下的衬底温度的范围、生长速度的范围、及NH3分压的范围的至少任一条件。
第二电子注入层52的衬底温度低于第一电子注入层51的衬底温度的条件。
第二电子注入层52的生长速度低于第一电子注入层51的生长速度的条件。
第二电子注入层52的NH3分压低于第一电子注入层51的NH3分压的条件。
如果使用这些条件中的至少任一条件，则在第二电子注入层52的生长中，能够改善第一电子注入层51的生长中扰动的台阶结构，能够对第二电子注入层52的表面提供直线性的台阶结构。其结果，能够降低由于台阶结构的扰动而形成的凹坑状的缺陷结构。另外，如果使第二电子注入层52的膜厚比第一电子注入层51薄，则能够向第二电子注入层52提供小丘结构生长而使AlGaN的表面平坦度降低前的良好的表面粗糙度RMS。第二电子注入层52的膜厚例如为100nm，Al组成为0.75，Si掺杂剂浓度为2×1019cm-3。
在工序S15中，形成活性层60。具体而言，活性层60具备具有交替层叠的AlGaN阱层61和AlGaN势垒层62的结构。AlGaN阱层61和AlGaN势垒层62包含具有各自的Al组成的AlGaN。具体而言，AlGaN阱层61的Al组成小于AlGaN势垒层62的Al组成。AlGaN阱层61的膜厚可以为0.5～3.0nm，更优选可以为1.0～2.5nm。AlGaN阱层61的层数例如为3层。活性层60的最上层可以为AlGaN阱层61，因此，活性层60上也可以不连接电子阻挡层70。另外，多个AlGaN阱层61可以具有彼此相等的膜厚和Al组成，也可以具有彼此不同的膜厚和Al组成。例如，活性层60的最上层的AlGaN阱层61与电子阻挡层70连接，该AlGaN阱层61可以具有比另一AlGaN阱层61薄的膜厚。活性层60的发光波长可以为220～285nm，更优选可以为255～285nm。AlGaN阱层61的膜厚为2nm，Al组成为0.51，Si掺杂剂浓度为3×1017cm-3。另外，AlGaN势垒层62的膜厚为3nm，Al组成为0.66，Si掺杂剂浓度为5×1017cm-3。
活性层60的AlGaN的生长条件：
生长压力：40kPa
衬底温度：摄氏1050度
AlGaN势垒层62可以与电子注入层50接触，或者AlGaN阱层61可以与电子注入层50接触。
在工序S16中，在活性层60上形成电子阻挡层70。具体而言，电子阻挡层70可以由包含III族元素作为构成元素的氮化物(Aly3Gaz3In(1-z3-y3)N，0＜y3≦1，0≦z3＜1，y3+z3≦1)。电子阻挡层70例如可以由AlN、AlGaN或AlGaInN的至少任一个构成，例如为未掺杂AlN。电子阻挡层70的带隙能大于AlGaN势垒层62的带隙能。电子阻挡层70防止来自电子注入层50的电子从活性层60向空穴注入层80侧漏出。电子阻挡层70的膜厚可以为1～20nm，更优选可以为3～10nm，例如为5nm。电子阻挡层70是在电子阻挡层70中相对于层叠方向带隙能连续变化的结构。电子阻挡层70可以为有意识地未掺杂杂质的未掺杂，例如可以具有添加Mg(镁)、Be(铍)、C(碳)、Zn(锌)等p型掺杂剂而赋予的p型导电性。
电子阻挡层70的AlN的生长条件
生长压力：40kPa。
衬底温度：摄氏1050度。
在工序S17中，形成p型AlGaN层等空穴注入层80。具体而言，空穴注入层80设置在活性层60和电子阻挡层70上。空穴注入层80可以由包含III族元素作为构成元素的氮化物(Aly4Gaz4In(1-z4-y4)N，0≦y4≦1，0≦z4≦1，y4+z4≦1)。具体而言，电子注入层50可以由AlN、AlGaN或AlGaInN的至少一种构成。空穴注入层80例如可以具有添加Mg(镁)、Be(铍)、C(碳)、Zn(锌)等p型掺杂剂而付与的p型导电性。空穴注入层80提供向活性层60提供空穴的传导路径。空穴注入层80的带隙能小于电子阻挡层70的带隙能，大于接下来所说明的接触层90的带隙能。空穴注入层80可以具有从活性层60向电子阻挡层70的方向带隙能连续或不连续变化的结构，具体而言为变小的结构。空穴注入层80的膜厚可以为1～50nm，更优选可以为5～20nm。
在工序S18中，使接触层90在空穴注入层80上生长。具体而言，接触层90可以由包含III族元素为构成元素的氮化物(Aly5Gaz5In(1-z5-y5)N，0≦y5≦1，0≦z5≦1，y4+z4≦1)构成。接触层90例如可以由GaN、AlGaN或AlGaInN中的至少一种构成。接触层90例如可以具有添加Mg(镁)、Be(铍)、C(碳)、Zn(锌)等p型掺杂剂而赋予的p型导电性。
接触层90可以包括不同的掺杂剂浓度的多个GaN层。在本实施例中，接触层90可以包括第一接触层91和第二接触层92。第一接触层91例如可以为包含1×1018～5×1019cm-3的范围的浓度的Mg掺杂剂的GaN，能够提供良好的载流子传导路径。第二接触层92例如可以为包含5×1019～1×1021cm-3的范围的浓度的Mg掺杂剂的GaN，能够降低半导体和金属电极的接触电阻。
在工序S19中，形成n侧电极53和p侧电极93。具体而言，n侧电极53与电子注入层50的表面形成接触。n侧电极53也可以包含Al、Ti(钛)、Ni(镍)、V(钒)、Zr(锆)、Mo(钼)、Ru(钌)、Rh(铑)、Pd(钯)、Ag(银)、In、Sn(锡)、Ta(钽)、W(钨)、Pt(白金)、Au(金)中的至少任意一个以上的金属。n侧电极53为将这些金属合金化的金属。n侧电极53可以包含导电性氧化物或导电性氮化物。
p侧电极93与接触层90的表面形成接触。p侧电极93也可以包含Al、Ti、Ni、V、Zr、Mo、Ru、Rh、Pd、Ag、In、Sn、Ta、W、Pt、Au中的至少任意一个以上的金属。p侧电极93可以为这些金属合金化的金属。p侧电极93可以包含导电性氧化物或者导电性氮化物。
在以下的实施例中，对外延表面的形貌进行说明
图10A是表示在模板层20上生长的层叠中最上层的电子注入层(缓冲层的膜厚：250nm，电子注入层的膜厚：1500nm)的表面的微分干涉显微镜图像的图。在电子注入层的表面整体形成了直径20～30μm左右的六角锥形的结构(被称为小丘结构)，因此，表面平坦度低。低表面平坦度影响晶格弛豫。
图10B至图10F表示在AlN模板层20上生长的层叠中最上层的电子注入层(缓冲层的膜厚：150nm，电子注入层的膜厚：150nm)的表面的原子力显微镜图像。具体而言，图10B也表示相同的小丘结构。小丘结构的密度为大约2×106cm-2，该值与AlN模板层20的螺旋位错和混合位错的密度相同。该小丘结构具有小于图10A的小丘结构的尺寸。小丘结构的尺寸的差异是由于电子注入层的膜厚差异，图10B向薄膜厚的电子注入层提供小的小丘结构。
图10C是图10B中不存在小丘结构的区域的放大图。在图10C的观察区域不存在螺旋位错和混合位错。如果参照图10C，则AlGaN表面上高密度地形成有为AlGaN的c轴晶格常数的1/2的大约0.25nm的高度差。这些高度差为原子台阶结构。全部原子台阶结构在整个观察区域连续地延伸(或形成环)。图10D是表示图10B的小丘结构的放大图。
图10E和图10F是表示图10D的小丘结构的顶上部的放大图。在小丘结构的顶上，原子台阶结构形成涡旋状的结构，终端部位于涡旋的中心，这种生长称为螺旋生长。涡旋状的结构表示螺旋位错或混合位错存在于小丘结构的顶上部。电子注入层表面的小丘结构的密度与存在于AlN模板层20的螺旋位错和混合位错的密度几乎相等，不太依赖于电子注入层的生长条件。
图10G是表示通过MOVPE形成的AlN模板上生长的层叠中最上层的电子注入层(缓冲层的膜厚：250nm，电子注入层的膜厚：1500nm)的表面的微分干涉显微镜图像。参照图10G可知，与图10A的形貌相比，高密度地形成有小的小丘结构，反而显示出高的表面平坦度。
图10H和图10I表示通过MOVPE形成的AlN模板上生长的层叠中最上层的电子注入层(缓冲层的膜厚：150nm，电子注入层的膜厚：150nm)的表面的微分干涉显微镜图像。参照图10H，出现高密度的小的小丘结构。
图10I是图10H的放大图。参照图10I，在小丘结构的顶上部与图10E和图10F同样地，产生螺旋生长，涡旋状的结构形成在小丘结构的顶上部。即使在小的高密度的小丘结构中，在AlGaN的生长时，原子台阶结构也以较高密度的螺旋位错或混合位错为起点进行螺旋生长。
图11A～图11E表示通过微分干涉显微镜拍摄到的外延表面(厚度1.5μm和Al组成0.75的AlGaN膜)的表面形貌的图。生长条件为摄氏1150度的生长温度、3.3μm的生长速度、1.0kPa的NH3分压。具体而言，图11A是表示蓝宝石衬底的偏离角0.2度上的电子注入层50的微分干涉显微镜图像。图11B是表示蓝宝石衬底的偏离角0.4度的电子注入层50的微分干涉显微镜图像。图11C是表示蓝宝石衬底的偏离角0.6度的电子注入层50的微分干涉显微镜图像。图11D是表示蓝宝石衬底的偏离角0.8度的电子注入层50的微分干涉显微镜图像。图11E是表示蓝宝石衬底的偏离角1.0度の微分干涉显微镜图像。比较图11A～图11E可知，伴随蓝宝石衬底的偏离角增大，电子注入层50的小丘结构的尺寸减小。
图12A～图12C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。具体而言，图12A是表示摄氏1050度的衬底温度下生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。图12B是表示摄氏1100度的衬底温度下生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。图12C是表示摄氏1150度的衬底温度下生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。比较图12A～图12C可知，如果电子注入层50的生长中的生长温度升高，则小丘结构的高度和水平方向的长度减小，即小丘结构尺寸较小。
图13A～图13C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面(厚度1.0μm和Al组成0.75的AlGaN膜)的表面形貌的图。生长条件为摄氏1150度的生长温度、及1.0kPa的NH3分压。外延结构包含缓冲层40的膜厚250nm及电子注入层50的膜厚1500nm。具体而言，图13A是表示00nm/h的生长速度下生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。图13B是表示1200nm/h的生长速度下生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。图13C是表示1500nm/h的生长速度下生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。比较图13A～图13C，如果电子注入层50的生长中的生长速度变慢，则小丘结构的高度和水平方向的长度减小，即小丘结构的尺寸减小。
图14A～图14C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面(厚度1.0μm和Al组成0.75的AlGaN膜)的表面形貌的图。具体而言，图14A是表示在1.0kPa的NH3分压(18.9kPa的氢分压)下生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。图14B是表示在4.0kPa的NH3分压(15.6kPa的氢分压)下生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。图14C是表示在7.5kPa的NH3分压(12.0kPa的氢分压)下生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。比较图14A～图14C可知，如果电子注入层50的生长中的NH3分压高，则小丘结构的高度和水平方向的长度减小，即小丘结构的尺寸较小。
图15A～图15C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。具体而言，图15A是表示AlN同质外延层30的原子力显微镜图像。图15B是表示没有使用缓冲层40的情况下在AlN同质外延层30上生长的电子注入层50(30nm)的原子力显微镜图像。图15C是表示在不使用缓冲层40的情况下在AlN同质外延层30上生长的电子注入层50(1000nm)的原子力显微镜图像。对不包括螺旋転移和混合位错的观察区域进行这些观察。
图15D～图15F是分别表示图15A～图15C的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。图15A～图15C中的箭头表示试料的a轴方向(衬底表面的偏离方向)。图15F中的长箭头和短箭头分别为台阶行进的速度，表示其大小。图15G～图15I分别表示图15A～图15C的外延结构的示意草图。
在图15A～图15C中都出现了原子台阶结构。图15A示出了如在图15D的示意草图中描绘的规则排列的原子台阶结构。图15B和图15C示出了如图15E和图15F的示意草图中描述的周期性曲折的原子台阶结构。原子台阶的曲折使外延结构的表面形貌恶化。
图16A～图16C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。具体而言，图16A表示图15C中的原子台阶的曲折区域的放大。图16A中的箭头AR表示外延结构的a轴方向(衬底表面的偏离方向)。图16B是示意性地表示原子台阶的生长中的延迟速度的图。在图16B中，长箭头和短箭头表示原子台阶的生长速度的大小。图16C表示图16A的原子力显微镜图像中的由原子台阶的曲折引起的凹坑Pit的示意草图。原子台阶的曲折是由原子台阶结构的行进速度的大小的差引起的。具体而言，原子台阶结构的行进较慢的区域相对于两侧的原子台阶结构的行进较快的区域凹陷。该凹陷为深槽状的结构，其是作为凹坑Pit参照的缺陷。发光元件的传导路径的半导体上产生的凹坑引起电子和空穴的非发光再结合，并降低发光元件的发光效率。进而，电子注入层50的凹坑被继承到在其上生长的活性层60。因此，电子注入层50中的原子台阶结构的曲折和作为其结果的凹坑的形成可能会降低使用了电子注入层50的发光元件的发光效率。
图17A～图17C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。具体而言，图17A是表示在0.1度的偏离角的蓝宝石衬底上生长的1000nm的电子注入层50的原子力显微镜图像。图17B是表示在0.2度的偏离角的蓝宝石衬底上生长的1000nm的电子注入层50的原子力显微镜图像。图17C是表示在0.3度的偏离角的蓝宝石衬底上生长的1000nm的电子注入层50的原子力显微镜图像。图17D和图17E是分别表示图17A和图17B中所示的表面形貌的草图的图。图17C的表面形貌表示台阶聚束。
比较图17A～图17C可知，通过使用小偏离角的蓝宝石衬底，可以提高在电子注入层50的表面上离小丘结构较远的区域的平坦度。
图18A～图18C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。具体而言，图18A是表示摄氏1050度的衬底温度下生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。图18B是表示摄氏1100度的衬底温度下生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。图18C是表示摄氏1150度的衬底温度下生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。图18D～图18F分别表示图18A～图18C的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。图18D～图18F中的箭头表示试料的a轴方向(衬底表面的偏离方向)。
比较图18A～图18C可知，伴随电子注入层50的生长中生长温度降低，抑制了由原子台阶结构的曲折引起的表面的粗糙度。通过降低电子注入层50的生长温度，可以提高电子注入层50的表面上的离小丘结构较远的区域的表面平坦度。
图19A和图19B是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。外延结构包括缓冲层40的膜厚250nm和电子注入层50的膜厚1500nm。图19C和图19D分别表示图19A和图19B的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。图19C和图19D中的箭头表示外延衬底的a轴方向(衬底表面的偏离方向)。具体而言，图19A表示以生长速度400nm/h生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。图19B是表示以生长速度3500nm/h生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。
比较图19A和图19B可知，当电子注入层50的生长速度加快时，抑制了原子台阶结构的曲折和伴随与此的表面粗糙度的形成。通过提高电子注入层50的生长中的生长速度，可以提高电子注入层50的表面上的离小丘结构较远的区域的表面平坦度。
图20A～图20C是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。具体而言，图20A是表示以7.5kPa的NH3分压(总压30kPa)生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。图20B是表示以10.0kPa的NH3分压(总压40kPa)生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。图20C是表示以12.5kPa的NH3分压(总压50kPa)生长的电子注入层50的原子力显微镜图像。图20D～图20F分别表示图20A～图20C的原子力显微镜图像中的原子台阶结构的示意草图的图。
比较图20A～图20C可知，当电子注入层50的生长中的NH3分压降低时，抑制了原子台阶结构的曲折和与此相伴的表面粗糙度的形成。通过使电子注入层50层叠时的NH3分压降低，可以提高电子注入层50的表面上离小丘结构较远的区域的表面平坦度。
(两步生长的AlGaN的表面平坦度和MOVPE-AlN模板的比较)
图21A～图21F是表示通过原子力显微镜拍摄到的外延表面的表面形貌的图。具体而言，图21A和图21D示出了根据实施方式的电子注入层50的表面，电子注入层50包括第一电子注入层51和第二电子注入层52两层。第一电子注入层的生长温度和膜厚分别为摄氏1150度和1000nm，第二电子注入层的生长温度和膜厚为摄氏1050度和100nm。图21B和图21E示出了摄氏1150度的生长温度下生长的单一电子注入层的表面。图21C和图21F是参考例，示出了通过MOVPE法在蓝宝石衬底上生长的AlN模板层上的单一电子注入层(记为“参考例”)的表面。单一电子注入层在摄氏生长温度为1150度的生长温度下形成。RMS值在图21A中为0.365nm，在图21B为0.465nm，在图21C中为1.145nm。
将图21A和图21B分别与图21D和图21E进行比较，可知，当电子注入层50由第一电子注入层51和第二电子注入层52两层构成的情况下，通过将第二电子注入层与第一电子注入层在较低温度下层叠，抑制了小丘尺寸的增大，也降低了由原子台阶结构的曲折引起的表面粗糙度。即，提高了电子注入层50的表面平坦度。
将图21A和图21B分别与图21C和图21F进行比较，可知，根据实施方式的电子注入层50的表面粗糙度RMS值小于依据参考例的单一电子注入层的表面粗糙度RMS值。根据实施方式的AlN模板层20关于螺旋位错和混合位错具有较低的位错密度，因此，不易生成螺旋生长。
关于本实施例的外延结构的表面形貌，第二电子注入层51具有从原子力显微镜图像中获得的0.4nm以下的表面粗糙度RMS。
图22A和图22B分别表示实施方式的两层结构的电子注入层50的表面和单层结构的电子注入层的表面的阴极射线致发光(CL)的峰值能量分布的图。在阴极射线致发光中，获得了在利用电子射线激励半导体表面附近时放出的电子图像。测定装置为设置在扫描电子显微镜(JEM7100，日本电子株式会社制)上的CL系统(MP-32S，株式会社堀场制作所制)。
具体而言，图22A是表示实施方式的两层电子注入层50(第一电子注入层51：膜厚500nm，第二电子注入层52：膜厚100nm)的表面附近的CL测定(电子射线加速电压为5kV)中的CL映射图像。图22B是表示单层结构的电子注入层(膜厚600nm)的表面附近的CL测定(电子射线加速电压为5kV)中的CL映射图像。在该加速能量中，CL发光由电子注入层产生。CL峰值能量与对象的半导体的带隙能对应，AlGaN的带隙能与Al组成对应。CL映射图像的峰值能量与电子注入层50的Al组成对应，峰值能量高区域与周围相比Al组成相对较高，相反地，峰值能量低区域与周围相比Al组成相对较低。
在图22A中，标准偏差为2.57meV，另一方面，在图22B中，标准偏差为4.95meV。在两层结构的电子注入层50中，微米级的发光能量的波动得到抑制，相对于单层结构的电子注入层，Al组成的均匀性优异。
由于表面形貌影响镓原子的掺入效率，因此，如果平坦度低，则组成会出现不均。可以根据阴极射线致发光像的峰值能量的偏差(标准偏差/平均能量)计算出Al组成的偏差。图22A中Al组成的偏差为0.09％，图22B中可以计算为0.16％。也考虑到测定误差，如果为0.1％以下，则能够获得良好的表面平坦度。进而，如果为0.09％以下，则更能够获得良好的表面平坦度。
比较图22A和图22B，在两层结构的电子注入层50中峰值能量的标准偏差小。峰值能量的面内偏差小表示电子注入层50的Al组成的面内均匀性高。小面内偏差表示实施方式的两层结构的电子注入层50的表面平坦度高。详细而言，如果电子注入层的表面平坦度降低粗糙度增大，则在电子注入层的表面，原子台阶结构会产生疏密。在原子台阶结构高密度存在的区域，结晶生长中由气相提供的Ga原料容易吸附，会生长相对较低的Al组成的AlGaN。另一方面，在原子台阶结构的密度低的区域，结晶生长中由气相提供的Ga原料容易再脱离，容易生长相对高的Al组成的AlGaN。两层结构的电子注入层50具有高表面平坦度，电子注入层50的表面上的原子台阶结构的密度的面内均匀性高。在实施例的外延结构中，由原子台阶结构的密度的波动引起的Al组成的面内波动得到改善。
如果使用用于两层的电子注入层50的成膜的第二层的生长条件(第二电子注入层52的生长条件，具体而言，第一条件至第三条件的至少任一条件)在单层结构的电子注入层上堆积附加的电子注入层，则对附加的电子注入层的表面提供CL图像中的小能量偏差。具体而言，通过使用第一条件至第三条件的至少任一条件的一个或多个来生长附加的电子注入层，原子台阶结构的密度的面内均匀性得到改善，附加的电子注入层的生长开始时刻的表面粗糙度RMS伴随其生长而减小。台阶结构的直线性的改善能够减小在该附加的电子注入层的表面上CL图像中的能量偏差，另外，表面粗糙度RMS也减小。附加的电子注入层中的III族元素(例如Al原子)的面内分布显示出比基底的电子注入层(单层结构的电子注入层)中的III族元素(例如Al原子)的面内分布高的均匀性。具体而言，第二层的堆积如果能够拍摄各个生长表面的CL图像，则该CL图像中的能量偏差比第一层的能量偏差小(例如，阴极射线致发光像中的能量偏差低于4.95meV)。作为示例而非限制，电子注入层50下侧的电子注入层的CL图像中的能量偏差例如在3.76meV以上，上侧的电子注入层的CL图像中的能量偏差通过第二层的生长例如变得小于3.76meV。3.76meV是标准偏差2.57meV和4.95meV的相加平均。
根据该实施例中的上述外延表面的CL图像，本实施例的第二电子注入层51具有0.1％以下的Al组成偏差。
如果测定实施方式的两层结构的电子注入层50的表面(具有上述品质的表面)上连续生长的活性层(例如，活性层114)的表面附近的CL图像，则CL图像的发光峰的标准偏差为3.51meV。该值相对于一步生长中的发光光谱的标准偏差6.86meV大幅降低。这表明，与基底的电子注入层的组成偏差相比，其数值的差异较大，以及电子注入层表面粗糙度对有不同的组成和膜厚的多层构成的活性层的组成均匀性有很大的影响。
图23A和图23B是表示X射线衍射(X-ray Diffraction：XRD)倒易空间映射(Reciplocal Space Mapping：RSM)图像的图。具体而言，图23A示出了实施方式的包括模板层20和两层的电子注入层50的氮化物半导体外延衬底的倒易空间映射图像。图23B表示根据参考例的包括MOVPE-AlN模板和单一电子注入层的氮化物半导体外延衬底的倒易空间映射图像。在图23A和图23B中，XRD-RSM图像的纵轴为qc，横轴为qm。qc表示六方晶系的晶体结构中与c轴垂直的结晶面的距离的倒数，qm表示六方晶系的晶体结构中与m轴垂直的结晶面的距离的倒数。与由各层引起的信号的峰值对应的qc和qm值分别与(0005)面和(10-10)面的晶格面间隔的倒数对应。
以下值是根据实施方式的XRD-RSM图像估计的。
(表1)
a轴晶格常数和c轴晶格常数的单位为纳米(nm)。
以下值是根据参考例的XRD-RSM图像估计的。
(表2)
层的名称 a轴晶格常数 c轴晶格常数
AlN 0.31062 0.49863
(模板)。
AlGaN 0.31093 0.50493
a轴晶格常数和c轴晶格常数的单位为纳米(nm)。
AlGaN的Al组成为75.1％。相对于AlN模板的AlGaN的弛豫率为12.8％。AlN模板的面内应变率(εa)为0.15％。AlGaN的面内应变率(εa)为0.68％。
AlN模板层20和AlN同质外延层30表现为一个峰。相对于AlN层的缓冲层40的晶格弛豫率几乎为0，缓冲层40保持AlN层的结晶性。在上表中，“AlN”表示AlN模板层20和AlN同质外延层30。
实施例的AlN的a轴晶格常数比参考例的AlN的a轴晶格常数小，实施例的AlN层的面内应变率的绝对值大。这意味着AlN层在面内方向具有较强的压缩应变。
实施例的电子注入层50的弛豫率小于参考例的电子注入层。这意味着实施例的AlN层具有较低的穿透位错密度，向电子注入层50提供了基底。
实施例的电子注入层50显示出比参考例大的绝对值，这意味着电子注入层50具有面内的较强的压缩应变。电子注入层50较强的面内压缩应变是大压缩应变AlN层和相对于AlN层的电子注入层50的小弛豫率的结果。
参照图23A和图23B以及表1，根据上述的外延结构的倒晶格映射，在本实施例的外延结构中，第一电子注入层52以模板层20为基准具有2％以下的晶格弛豫率。
参照图23A和图23B以及表1，根据上述的外延结构的倒晶格映射，在本实施例的外延结构中，活性层60中阱层61的AlGaN具有1.5％以上的压缩应变。
图24是表示实施方式的使用氮化物半导体层叠(两层的电子注入层)的SIMS法的分析的结果(深度方向的杂质浓度分布)的图。纵轴表示离子计数，横轴表示距氮化物半导体层叠的表面的深度。氮化物半导体层叠的最上层为电子注入层50，电子注入层50的膜厚为1300nm。
分析的离子种类为氢(H)、碳(C)、氧(O)、硅(Si)。
在本分析中的氮化物半导体层叠(两层的电子注入层)中，关于第一电子注入层51，氢(H)为9.0×1016cm-3，碳(C)为2.8×1016cm-3，氧(O)为1.8×1016cm-3，硅“Si”为1.7×1019cm-3。关于第二电子注入层52，氧(O)为2.4×1016cm-3，其他的元素的浓度实际上与第一电子注入层51相同。第二电子注入层52具有高于第一电子注入层51的氧浓度。其是由于第二电子注入层52的衬底温度低于第一电子注入层51的衬底温度。即使在第一电子注入层51和第二电子注入层52具有实际上相同的Al组成的情况下，第一电子注入层51和第二电子注入层52也可以通过杂质、例如氧的浓度分布来相互区分。关于氢浓度、碳浓度、及氧浓度的至少一种元素的浓度，第一电子注入层51和第二电子注入层52可以彼此不同。实施例中的电子注入层50的H、C、O显示出接近检测界限的较低的值。低杂质浓度有利于抑制电子注入层50中的光吸收。
图25A～图25H是表示实施方式的发光二极管的一些特性和电子注入层50的面内晶格常数之间的关系的图。这些关系通过模拟求出。在模拟模型中，活性层60、电子阻挡层70、空穴注入层80具有与电子注入层50相等的面内晶格常数，其通过活性层60、电子阻挡层70、空穴注入层80相对于电子注入层50共格生长来满足。接触层90相对于电子注入层50为晶格弛豫率0.8(80％)。更详细而言，图25A～图25H的各横轴为在计算实施方式的发光二极管的特性时作为参数变化的电子注入层50的面内晶格常数。图25A～图25H的各纵轴分别为实施方式的发光二极管的内部量子效率、工作电压、电子注入效率、电流泄漏率、电子势垒高度、空穴势垒高度、量子阱中的重叠积分、及发光波长峰。内部量子效率、工作电压、电子注入效率、电流泄漏率、电子势垒高度、空穴势垒高度、量子阱中的重叠积分、及发光波长峰通过注入电流密度100A/cm2中的模拟导出。
图25A是表示实施方式的发光二极管的内部量子效率和电子注入层50的面内晶格常数的关系的图。内部量子效率伴随电子注入层50的面内晶格减小而上升。
图25B是表示实施方式的发光二极管的工作电压和电子注入层50的面内晶格常数的关系的图。工作电压伴随电子注入层50的面内晶格减小而上升。
图25C是表示实施方式的发光二极管的电子注入效率和电子注入层50的面内晶格常数的关系的图。电流注入效率伴随电子注入层50的面内晶格减小而上升。
图25D是表示实施方式的发光二极管的电流泄漏率和电子注入层50的面内晶格常数的关系的图。电流泄漏率为投入发光二极管的电流中没有在发光二极管内再结合而到达p侧电极的电子和到达n侧电极的空穴承载的电流的比例。到达n侧电极的空穴的贡献小到可以忽略不计的程度，因此，电流泄漏率由到达p侧电极的电子的比例决定。发光二极管的电流泄漏率伴随电子注入层50的面内晶格减小而降低。
图25E是表示实施方式的发光二极管的电子势垒的高度与电子注入层50的面内晶格常数的关系的图。电子势垒的高度是电子阻挡层70中有效能量势垒相对于电子的大小。具体而言，电子势垒高度为电子阻挡层70中导带与电子的准费密能级的能量的差的最大值。电子势垒高度伴随电子注入层50的面内晶格减小而增大。
图25F是表示实施方式的发光二极管的空穴势垒高度与电子注入层50的面内晶格常数的关系的图。空穴势垒的高度是电子阻挡层70中有效能量势垒相对于空穴的大小。具体而言，为电子阻挡层70中的价带和空穴的准费密能级的能量的差的最大值。发光二极管的空穴势垒的高度伴随电子注入层50的面内晶格减小而增大。
图25G是表示实施方式的发光二极管的活性层60中的电子的波函数和空穴的波函数的重叠积分的平方和电子注入层50的面内晶格常数的关系的图。具体而言，对于最接近电子注入层50的阱层61(第一量子阱)和第二接近电子注入层的阱层61(第二量子阱)，图25G示出了电子的波函数和重空穴(Heavy hole：HH)的波函数的重叠积分的平方。该重叠积分伴随电子注入层50的面内晶格减小而增大。
图25H是表示实施方式的发光二极管的发光波长峰与电子注入层50的面内晶格常数的关系的图。发光波长峰伴随电子注入层50的面内晶格减小而缩短。
图25A～图25H所示的结果基于以下的物理描绘。当电子注入层50的面内晶格常数减小时，施加到活性层60和电子阻挡层70的压缩应变增大。压缩应变的增大引起压电极化的变化，使能带阵容发生变化。根据该变化，电子势垒的高度和空穴势垒的高度增大。该增大使得电子阻挡层70能够更有效地抑制电子的溢出，从而降低电流泄漏率，提高载流子注入效率和内部量子效率。电子势垒的高度和空穴势垒的高度的增大还会使工作电压上升。另外，当电子注入层50的面内晶格常数减小时，施加到活性层60的压缩应变增大，结果，通过压电极化的变化，活性层60的内部电场发生变化。通过该变化，量子限制斯塔克效应(Quantum confined Stark effect：QCSE)被削弱，活性层60中的电子和空穴的波函数的重叠积分增加。重叠积分的增大使发光再结合概率上升，其结果，内部量子效率提高。另外，由于QCSE的降低，量子阱的有效带隙能增大，其使发光波长向短波长偏移。因此，实施方式的发光二极管具有压缩应变的电子注入层50，因此，具有优异的器件特性。
图26A～图26C是表示活性层的Al组成和总极化(自发极化和压电极化的和)的关系的图。具体而言，图26A是表示0.3098nm的面内晶格常数的AlGaN(即，在AlN模板层20上共格生长的AlGaN)的总极化与阱层或势垒层的Al组成的关系“Coh.”和0.3130nm的面内晶格常数的AlGaN(即，完全弛豫的AlGaN(Al组成0.75)上生长的AlGaN)的总极化与阱层或势垒层的Al组成的关系“Rel.”的图。图26B是图26A的部分放大图。参照图26B，估计出Al组成0.51的阱层61和Al组成0.66的势垒层62的总极化的差。在0.3098nm的面内晶格常数的AlGaN中，总极化差为0.01123C/m2。另一方面，在0.3130nm的面内晶格常数的AlGaN中，总极化差为0.01296C/m2。当电子注入层50有压缩应变时，其电子注入层50上的活性层60的阱层61和势垒层62的总极化的差减小。图26C是表示面内晶格常数0.3098nm的电子注入层50上的活性层60的内部电场和面内晶格常数0.3130nm的电子注入层50上的活性层的内部电场的图。来自模板层20的较强的压缩应变使阱层61与势垒层62的总极化差减小。较小的总极化差能够使活性层60的阱层61的内部电场的绝对值减小。通过小的内部电场的阱层61，QCSE被弛豫。
图27A和图27B是表示参考例和本实施例的发光二极管的发光光谱的图。图27A表示两个发光二极管的标准化的发光光谱强度，图27B表示两个发光二极管的非标准化的发光光谱强度。具体而言，是表示使用两层的电子注入层50(2步生长：2SG)的发光二极管的发光光谱“2SG”和使用单一电子注入层的发光二极管的发光光谱“Ref.”的图。发光光谱“2SG”在发光波长263.6nm处具有半值宽度9.6nm。发光光谱“Ref.”在发光波长260.8nm处具有半值宽度11.5nm。
本实施例的发光二极管的发光光谱的半值宽度低于11.5nm，还可以在10nm以下。
对与电子注入层50(第一电子注入层52，第二电子注入层51)有关的技术背景进行说明。深紫外发光二极管的活性层60的基底的电子注入层50(例如，n型AlGaN)的Al组成需要以下的技术事项。
第一，来自活性层的深紫外光能够透射基底的电子注入层50。
具体而言，如果发光波长为285nm，则电子注入层50的AlGaN需要40％以上的Al组成。如果发光波长为265nm，则电子注入层50的AlGaN需要60％以上的Al组成。如果发光波长为230nm，电子注入层50的AlGaN需要90％以上的Al组成。
第二，电子注入层50的AlGaN相对于基底的半导体以晶格弛豫率2％以下生长。
电子注入层的AlGaN发生晶格弛豫的失配位错使活性层的压缩应变减小，发光效率降低。为了防止电子注入层50的AlGaN的晶格弛豫，电子注入层50的AlGaN相对于基底的AlN模板层或AlN衬底以晶格弛豫率2％以下生长。因此，典型地，期待电子注入层50的AlGaN的Al组成在50％以上，更期待在60％以上，还期待在70％以上。从在AlN上生长的观点来看，电子注入层50的AlGaN可以具有更大的Al组成。
此外，以下是在蓝宝石衬底上制作的AlN模板衬底和特性。
以下对本发明的一些方式进行说明。
第一方面的III族氮化物发光器件具备：包括支撑体和模板层的模板部件，所述支撑体具有由与III族氮化物不同的材料组成的主面；所述模板层包含(10-12)面的X射线摇摆曲线的半值宽度为1000arcsec以下的AlXGa1-XN(X大于0且小于等于1)且内含覆盖所述支撑体的所述主面的压缩应变；活性层，设置在所述模板部件上，以在285nm以下的深紫外波长区域上产生具有峰值波长的光，包含内含压缩应变的AlGaN；以及n型III族氮化物半导体区域，设置在所述模板部件与所述活性层之间，包含Al作为III族构成元素，所述n型III族氮化物半导体区域包括：第一n型III族氮化物半导体层，设置在所述模板层与所述活性层之间；及第二n型III族氮化物半导体层，设置在所述第一n型III族氮化物半导体层与所述活性层之间，所述第一n型III族氮化物半导体层以所述模板层为基准具有2％以下的晶格弛豫率，所述第二n型III族氮化物半导体层具有0.4nm以下的表面粗糙度。
根据该发光器件，由于将具有0.4nm以下的表面粗糙度的第二n型III族氮化物半导体层设置在第一n型III族氮化物半导体层上，因此，能够避免活性层的晶格弛豫，能够给予活性层压缩应变。另外，由于在1000arcsec以下的(10-12)面X射线摇摆曲线半值宽度的AlXGa1-XN的模板层上设置以模板层为基准具有2％以下的晶格弛豫率的第一n型III族氮化物半导体层，因此，能够对第二n型半导体层给予内含于模板层的压缩应变。
在第一方面的III族氮化物发光器件中，所述活性层的所述AlGaN可以具有1.5％以上的压缩应变。
根据该发光器件，能够对活性层中的阱层提供1.5％以上的压缩应变。
在第一方面的III族氮化物发光器件中，该III族氮化物发光器件可以具有10nm以下的发光光谱的半值宽度。
根据该发光器件，上述的结构能够产生活性层在10nm以下的发光光谱的半值宽度的光。
在第一方面的III族氮化物发光器件中，所述活性层可以包含压缩应变的阱层、及压缩应变的势垒层。
根据该发光器件，阱层的压缩应变及势垒层的压缩应变通过量子限制斯塔克效应来增强活性层的发光。
在第一方面的发光器件中，所述模板层的所述AlXGa1-XN可以为AlN。
根据该发光器件，AlXGa1-XN可以向模板层提供内含压缩应变的AlN。该压缩应变是施加到活性层的应变的来源。
在第一方面的发光器件中，所述第一n型III族氮化物半导体层的厚度也可以大于所述第二n型III族氮化物半导体层的厚度。另外，所述第一n型III族氮化物半导体层的第一Al组成也可以大于所述第二n型III族氮化物半导体层的第二Al组成。
根据该发光器件，Al组成和膜厚的大小关系避免模板层上第一n型III族氮化物半导体层和第二n型III族氮化物半导体层的AlGaN的弛豫，便于设置内含压缩应变的活性层。
在第一方面的III族氮化物发光器件中，所述第一n型III族氮化物半导体层的膜厚可以在2800nm以下，所述第二n型III族氮化物半导体层的膜厚可以在200nm以下。
根据该发光器件，这些膜厚的范围避免在模板层上第一n型III族氮化物半导体层和第二n型III族氮化物半导体层的AlGaN的弛豫，便于设置内含压缩应变的活性层。
本发明的第二方面的III族氮化物外延晶片具备：包括衬底和模板层的模板衬底，所述衬底具有由与III族氮化物不同的材料组成的主面；所述模板层包含(10-12)面的X射线摇摆曲线的半值宽度为1000arcsec以下的AlXGa1-XN(X大于0且小于等于1)且内含覆盖所述衬底的所述主面的压缩应变；活性层，设置在所述模板衬底上，以在285nm以下的深紫外波长区域上产生具有峰值波长的光，包含内含压缩应变的AlGaN；及n型III族氮化物半导体区域，设置在所述模板部件与所述活性层之间，作为III族构成元素包含Al，所述n型III族氮化物半导体区域包括：第一n型III族氮化物半导体层，设置在所述模板层与所述活性层之间；及第二n型III族氮化物半导体层，设置在所述第一n型III族氮化物半导体层与所述活性层之间，所述第一n型III族氮化物半导体层以所述模板层为基准具有2％以下的晶格弛豫率，所述第二n型III族氮化物半导体层具有0.4nm以下的表面粗糙度。
根据该外延晶片，由于将具有0.4nm以下的表面粗糙度的第二n型III族氮化物半导体层设置在第一n型III族氮化物半导体层上，因此，能够避免活性层的晶格弛豫，能够给予活性层压缩应变。另外，由于在1000arcsec以下的(10-12)面X射线摇摆曲线半值宽度的AlXGa1-XN的模板层上设置以模板层为基准具有2％以下的晶格弛豫率的第一n型III族氮化物半导体层，因此，能够对第二n型半导体层给予内含于模板层的压缩应变。
在第二方式的III族氮化物外延晶片中，所述第二n型III族氮化物半导体层可以具有0.1％以下的Al组成偏差。
根据该外延晶片，Ga掺入效率与表面形貌有关，使III族氮化物半导体层的表面平滑，便于实现上述的数值范围的Al组成偏差。
在第二方式的III族氮化物外延晶片中，所述衬底可以包含碳、氮化硼(BN)、氧化铝(蓝宝石)、陶瓷、碳化硅、高熔点金属、氧化锆、碳化钽(TaC)、ScAlMgO4中的至少一种材料。
根据该外延晶片，关于衬底，提供了示例的材料。
在第二方式的III族氮化物外延晶片中，所述衬底具有六方晶系的晶体结构，所述衬底的所述主面相对于该晶体结构的c面可以具有0.5度以下的偏离角。
根据该外延晶片，关于偏离角，提供了示例的角度范围。
第三方式的III族氮化物发光器件的制作方法包括：准备模板，模板包括：衬底，具有由与III族氮化物不同的材料组成的主面；及模板层，包含(10-12)面的X射线摇摆曲线的半值宽度为1000arcsec以下的AlXGa1-XN(X大于0且小于等于1)且覆盖所述衬底的所述主面；以及在所述模板层上生长III族氮化物层叠体，所述III族氮化物层叠体具有：n型III族氮化物半导体区域，具有包含n型掺杂剂的第一n型III族氮化物半导体层及包含n型掺杂剂的第二n型III族氮化物半导体层；及活性层，在285nm以下的深紫外波长区域具有峰值波长并包含AlGaN，所述第一n型III族氮化物半导体层设置在所述模板层与所述活性层之间，所述第二n型III族氮化物半导体层设置在所述第一n型III族氮化物半导体层与所述活性层之间，在所述模板层上生长III族氮化物层叠体包括使用第一条件、第二条件、第三条件中的至少任意一个条件，生长所述第一n型III族氮化物半导体层及所述第二n型III族氮化物半导体层，第一条件为，所述第一n型III族氮化物半导体层的生长中的生长温度高于所述第二n型III族氮化物半导体层的生长中的生长温度，第二条件为，所述第一n型III族氮化物半导体层的生长中的生长速度比所述第二n型III族氮化物半导体层的生长中的生长速度慢，第三条件为，所述第一n型III族氮化物半导体层的生长中的氨分压高于所述第二n型III族氮化物半导体层的生长中的氨分压。
根据该发光器件的制作方法，使用第一条件、第二条件及第三条件中的至少任一条件，在1000arcsec以下的(10-12)面X射线摇摆曲线半值宽度的AlXGa1-XN的模板层上生长第一n型III族氮化物半导体层和第二n型III族氮化物半导体层。
在第一n型III族氮化物半导体层的生长中，抑制了由于螺旋位错的小丘生成和位错的生成，同时，在第二n型III族氮化物半导体层的生长中，能够提供向第二n型III族氮化物半导体层提供优于第一n型III族氮化物半导体层的平坦度的平坦度。III族氮化物层叠体的活性层的AlGaN的生长在该良好的基底上进行。该得到改善的平坦度能够给予活性层压缩应变，能够在285nm以下的深紫外光波长区域中提高来自提供发光的活性层的光输出(每投入电力的光输出)。
在第三方式的III族氮化物发光器件的制作方法中，所述第一n型III族氮化物半导体层的生长温度在摄氏1100度以上，所述第二n型III族氮化物半导体层的生长温度可以低于摄氏1100度。
根据该制造方法，在第二条件下，提供了示例的生长温度。
在第三方式的III族氮化物发光器件的制作方法中，所述第一n型III族氮化物半导体层的生长速度在400nm/h以下，所述第二n型III族氮化物半导体层的生长速度也可以大于400nm/h。
根据该制造方法，在第二条件中，提供了示例的生长速度。
在第三方式的III族氮化物发光器件的制作方法中，所述第一n型III族氮化物半导体层的氨分压可以在10kPa以上，所述第二n型III族氮化物半导体层的氨分压可以低于10kPa。
根据该制造方法，在第三条件下，提供了示例的氨分压。
在第三方式的III族氮化物发光器件的制作方法中，所述第一n型III族氮化物半导体层可以为具有0.7以上的Al组成的AlGaN层。另外，所述第二n型III族氮化物半导体层也可以为具有0.7以上的Al组成的AlGaN层。
根据该制造方法，这些Al组成范围便于第二n型III族氮化物半导体层的AlGaN在模板层上的生长中维持直线性的生长台阶。其结果，减少了由于台阶曲折导致的非发光中心的生成。
在第三方式的III族氮化物发光器件的制作方法中，所述第一n型III族氮化物半导体层的厚度也可以大于所述第二n型III族氮化物半导体层的厚度。另外，所述第一n型III族氮化物半导体层的第一Al组成也可以大于所述第二n型III族氮化物半导体层的第二Al组成。
根据该制造方法，n型III族氮化物半导体区域包含彼此不同的第一Al组成和第二Al组成的两个n型III族氮化物半导体层(例如，n型AlGaN层)。通过在该n型III族氮化物半导体区域中使第一Al组成大于第二Al组成、及使第一n型III族氮化物半导体层的厚度大于第二n型III族氮化物半导体层的厚度，能够向第二n型III族氮化物半导体层提供来自模板层的低位错密度和良好的表面形貌。如果根据第一条件至第三条件的至少任一条件生长相对高的Al组成的第一n型III族氮化物半导体层，则能够减少小丘的增大，还可以减少台阶生长的扰动增大，通过这些也可以改善表面形貌。能够向活性层提供来自模板层的低位错密度和压缩应变。另外，活性层能够内含与AlXGa1-XN模板层相应的压缩应变。
在第三方式的III族氮化物发光器件的制作方法中，所述衬底可以包含碳、氮化硼(BN)、氧化铝(蓝宝石)、陶瓷、碳化硅、高熔点金属、氧化锆、碳化钽(TaC)、ScAlMgO4的至少一个材料。
根据该制造方法，关于衬底，提供了示例的材料。
在第三方式的III族氮化物发光器件的制作方法中，所述衬底具有六方晶系的晶体结构，所述衬底相对于所述衬底的c面可以具有0.5度以下的偏离角。
根据该制造方法，从结晶生长的观点出发，关于偏离角，提供了示例的角度范围。
在第三方式的III族氮化物发光器件的制作方法中，所述模板层的所述AlXGa1-XN可以为AlN。
根据该制造方法，AlXGa1-XN向模板层提供内含压缩应变的AlN。该压缩应变是施加给活性层的应变的源头。
本发明不限于上述的实施方式，在不脱离本发明的主旨的范围内可以进行各种变更实施。而且，它们都包含在本发明的思想内。
附图标记说明
10···衬底，20···模板层，30···同质外延层，40···缓冲层，41···第一缓冲层，42···第二缓冲层，50···电子注入层，51···第一电子注入层，52···第二电子注入层，53···n侧电极，60···活性层，61···阱层，62···势垒层，70···电子阻挡层，80···空穴注入层，90···接触层，91···第一接触层，92···第二接触层，93···p侧电极，110···发光器件，112···模板部件，113···n型III族氮化物层叠体，114···活性层，114a···量子阱结构，114b···阱层，114c···势垒层，115···上侧III族氮化物层叠体，116···n型III族氮化物半导体区域，118···支撑体，118a···主面，120···模板层，120a···第一区域，120b···第二区域，122···第一III族氮化物半导体层，124···第二III族氮化物半导体层，134···电子阻挡层，136···p型组成倾斜层，138，138a，138b···p型接触层，142···蚀刻的加工区域，144···钝化膜，146···p侧电极，148···n侧电极，150···III族氮化物外延晶片，150a···主面，151···前体，152···模板衬底，152a···主面，153···半导体层结构，156···衬底，156a···主面，160···模板层，162···模板，164···III族氮化物层叠体，165···III族氮化物半导体层，166···III族氮化物半导体区域，167···III族氮化物半导体层，168···活性层，168a···量子阱结构，168b···阱层，168c···势垒层，174···电子阻挡层，176···p型组成倾斜层，178···p型接触层，180···槽，182···蚀刻的加工区域，183···槽，184···钝化膜，184a···开口，184b···开口，186，188···电极。

Claims (16)

1.一种III族氮化物发光器件，具备：模板部件，包括：支撑体，具有由与III族氮化物不同的材料组成的主面；以及模板层，包含(10-12)面的X射线摇摆曲线的半值宽度为1000arcsec以下的AlXGa1-XN且内含覆盖所述支撑体的所述主面的压缩应变，X大于0且小于等于1；
活性层，设置在所述模板部件上，以在285nm以下的深紫外波长区域上产生具有峰值波长的光，包含内含压缩应变的AlGaN；以及
n型III族氮化物半导体区域，设置在所述模板部件与所述活性层之间，包含Al作为III族构成元素，
所述n型III族氮化物半导体区域包括：
第一n型III族氮化物半导体层，设置在所述模板层与所述活性层之间；以及
第二n型III族氮化物半导体层，设置在所述第一n型III族氮化物半导体层与所述活性层之间，
所述第一n型III族氮化物半导体层以所述模板层为基准具有2％以下的晶格弛豫率，
所述第二n型III族氮化物半导体层具有0.4nm以下的表面粗糙度。
2.根据权利要求1所述的III族氮化物发光器件，其中，
在所述活性层中，阱层的AlGaN具有1.5％以上的压缩应变。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的III族氮化物发光器件，其中，该III族氮化物发光器件具有10nm以下的发光光谱的半值宽度。
4.根据权利要求1至权利要求3中任一项所述的III族氮化物发光器件，其中，所述活性层包括具有压缩应变的阱层、及具有压缩应变的势垒层。
5.根据权利要求1至权利要求4中任一项所述的III族氮化物发光器件，其中，所述第一n型III族氮化物半导体层的厚度大于所述第二n型III族氮化物半导体层的厚度，
所述第一n型III族氮化物半导体层的第一Al组成大于所述第二n型III族氮化物半导体层的第二Al组成。
6.根据权利要求1至权利要求5中任一项所述的III族氮化物发光器件，其中，所述第一n型III族氮化物半导体层的膜厚在2800nm以下，
所述第二n型III族氮化物半导体层的膜厚在200nm以下。
7.一种III族氮化物外延晶片，具备：模板衬底，包括：衬底，具有由与III族氮化物不同的材料组成的主面；以及模板层，包含(10-12)面的X射线摇摆曲线的半值宽度为1000arcsec以下的AlXGa1-XN且内含覆盖所述衬底的所述主面的压缩应变，X大于0且小于等于1；
活性层，设置在所述模板衬底上，以在285nm以下的深紫外波长区域上产生具有峰值波长的光，包含内含压缩应变的AlGaN；以及
n型III族氮化物半导体区域，设置在所述模板部件与所述活性层之间，包含Al作为III族构成元素，
所述n型III族氮化物半导体区域包括：
第一n型III族氮化物半导体层，设置在所述模板层与所述活性层之间；以及
第二n型III族氮化物半导体层，设置在所述第一n型III族氮化物半导体层与所述活性层之间，
所述第一n型III族氮化物半导体层以所述模板层为基准具有2％以下的晶格弛豫率，
所述第二n型III族氮化物半导体层具有0.4nm以下的表面粗糙度。
8.根据权利要求7所述的III族氮化物外延晶片，其中，所述第二n型III族氮化物半导体层具有0.1％以下的Al组成偏差。
9.根据权利要求7或权利要求8所述的III族氮化物外延晶片，其中，所述衬底包含碳、氮化硼(BN)、氧化铝(蓝宝石)、陶瓷、碳化硅、高熔点金属、氧化锆、碳化钽(TaC)、ScAlMgO4中的至少一种材料。
10.根据权利要求7至权利要求9中任一项所述的III族氮化物外延晶片，其中，
所述衬底具有六方晶系的晶体结构，
所述衬底的所述主面相对于该晶体结构的c面具有0.5度以下的偏离角。
11.一种III族氮化物发光器件的制作方法，包括：
准备模板，模板包括：衬底，具有由与III族氮化物不同的材料组成的主面；以及模板层，包含(10-12)面的X射线摇摆曲线的半值宽度为1000arcsec以下的AlXGa1-XN且覆盖所述衬底的所述主面，X大于0且小于等于1；
在所述模板层上生长III族氮化物层叠体，所述III族氮化物层叠体具有：n型III族氮化物半导体区域，具有包含n型掺杂剂的第一n型III族氮化物半导体层及包含n型掺杂剂的第二n型III族氮化物半导体层；及活性层，在285nm以下的深紫外波长区域具有峰值波长并包含AlGaN，
所述第一n型III族氮化物半导体层设置在所述模板层与所述活性层之间，
所述第二n型III族氮化物半导体层设置在所述第一n型III族氮化物半导体层与所述活性层之间，
在所述模板层上生长III族氮化物层叠体包括：使用第一条件、第二条件、第三条件中的至少任意一个条件，生长所述第一n型III族氮化物半导体层及所述第二n型III族氮化物半导体层，
所述第一条件为，所述第一n型III族氮化物半导体层的生长中的生长温度高于所述第二n型III族氮化物半导体层的生长中的生长温度，
所述第二条件为，所述第一n型III族氮化物半导体层的生长中的生长速度比所述第二n型III族氮化物半导体层的生长中的生长速度慢，
所述第三条件为，所述第一n型III族氮化物半导体层的生长中的氨分压高于所述第二n型III族氮化物半导体层的生长中的氨分压。
12.根据权利要求11所述的方法，其中，
所述第一n型III族氮化物半导体层的生长温度在摄氏1100度以上，
所述第二n型III族氮化物半导体层的生长温度低于摄氏1100度，
所述第一n型III族氮化物半导体层的生长速度在400nm/h以下，
所述第二n型III族氮化物半导体层的生长速度大于400nm/h，
所述第一n型III族氮化物半导体层的氨分压在10kPa以上，
所述第二n型III族氮化物半导体层的氨分压低于10kPa。
13.根据权利要求11或权利要求12所述的方法，其中，所述第一n型III族氮化物半导体层为具有0.7以上的Al组成的AlGaN层，
所述第二n型III族氮化物半导体层为具有0.7以上的Al组成的AlGaN层。
14.根据权利要求11至权利要求13中任一项所述的方法，其中，
所述第一n型III族氮化物半导体层的厚度大于所述第二n型III族氮化物半导体层的厚度，
所述第一n型III族氮化物半导体层的第一Al组成大于所述第二n型III族氮化物半导体层的第二Al组成。
15.根据权利要求11至权利要求14中任一项所述的方法，其中，
所述衬底包含碳、氮化硼(BN)、氧化铝(蓝宝石)、陶瓷、碳化硅、高熔点金属、氧化锆、碳化钽(TaC)、ScAlMgO4中的至少一种材料。
16.根据权利要求11至权利要求15中任一项所述的方法，其中，
所述衬底具有六方晶系的晶体结构，
所述衬底相对于所述衬底的c面具有0.5度以下的偏离角。
CN202280060971.8A 2021-09-09 2022-09-09 Iii族氮化物发光器件、iii族氮化物外延晶片、iii族氮化物发光器件的制作方法 Pending CN117916901A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021-147191 2021-09-09
JP2021147191 2021-09-09
PCT/JP2022/033975 WO2023038129A1 (ja) 2021-09-09 2022-09-09 Ｉｉｉ族窒化物発光デバイス、ｉｉｉ族窒化物エピタキシャルウエハ、ｉｉｉ族窒化物発光デバイスを作製する方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN117916901A true CN117916901A (zh) 2024-04-19

Family

ID=85506469

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202280060971.8A Pending CN117916901A (zh) 2021-09-09 2022-09-09 Iii族氮化物发光器件、iii族氮化物外延晶片、iii族氮化物发光器件的制作方法

Country Status (3)

Country Link
KR (1) KR20240053652A (zh)
CN (1) CN117916901A (zh)
WO (1) WO2023038129A1 (zh)

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5352248B2 (ja) 2009-01-09 2013-11-27 Ｄｏｗａエレクトロニクス株式会社 窒化物半導体発光素子およびその製造方法
JP5777196B2 (ja) * 2009-04-22 2015-09-09 パナソニック株式会社 窒化物半導体発光素子の製造方法
JP5594530B2 (ja) 2010-10-21 2014-09-24 創光科学株式会社 窒化物半導体紫外線発光素子
US20130082274A1 (en) * 2011-09-29 2013-04-04 Bridgelux, Inc. Light emitting devices having dislocation density maintaining buffer layers
JP6092961B2 (ja) * 2015-07-30 2017-03-08 Ｄｏｗａエレクトロニクス株式会社 Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子およびその製造方法
JP6238322B2 (ja) 2015-09-11 2017-11-29 国立大学法人三重大学 窒化物半導体基板の製造方法
JP6383826B1 (ja) 2017-03-15 2018-08-29 日機装株式会社 半導体発光素子および半導体発光素子の製造方法
US10135227B1 (en) * 2017-05-19 2018-11-20 Palo Alto Research Center Incorporated Electron beam pumped non-c-plane UV emitters
US10276746B1 (en) * 2017-10-18 2019-04-30 Bolb Inc. Polarization electric field assisted hole supplier and p-type contact structure, light emitting device and photodetector using the same
JP6829235B2 (ja) 2018-11-01 2021-02-10 日機装株式会社 半導体発光素子および半導体発光素子の製造方法
JP2021034509A (ja) * 2019-08-22 2021-03-01 旭化成株式会社 紫外線発光素子

Also Published As

Publication number Publication date
KR20240053652A (ko) 2024-04-24
WO2023038129A1 (ja) 2023-03-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US20180269351A1 (en) Indium gallium nitride light emitting devices
CN107851689B (zh) Ⅲ族氮化物半导体发光元件及其制造方法
US6441393B2 (en) Semiconductor devices with selectively doped III-V nitride layers
CN111164768B (zh) 深紫外发光元件及其制造方法
KR101151167B1 (ko) Ⅲ족 질화물 화합물 반도체 소자 및 그의 제조 방법, ⅲ족 질화물 화합물 반도체 발광 소자 및 그의 제조 방법, 및 램프
TWI462287B (zh) Nitride semiconductor device and manufacturing method thereof
US8785965B2 (en) Nitride-based semiconductor light-emitting device and method for fabricating the same
JP2011023541A (ja) Ｉｉｉ族窒化物半導体光素子及びエピタキシャル基板
JP6753995B2 (ja) Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子及びその製造方法
JP2006173621A (ja) 半導体レーザ
JP2008218746A (ja) Ｉｉｉ族窒化物系半導体発光素子
Cheng et al. Growing GaN LEDs on amorphous SiC buffer with variable C/Si compositions
TW201103167A (en) Group iii nitride semiconductor optical element
US20120091463A1 (en) Nitride semiconductor light-emitting element and manufacturing method therefor
US8890175B2 (en) Nitride-based semiconductor element and method for fabricating the same
CN114342194A (zh) 激光二极管
TWI710145B (zh) 氮化物半導體紫外線發光元件的製造方法及氮化物半導體紫外線發光元件
JP3757544B2 (ja) Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子
CN117916901A (zh) Iii族氮化物发光器件、iii族氮化物外延晶片、iii族氮化物发光器件的制作方法
JP2023039861A (ja) 半導体発光デバイス、半導体発光デバイスを作製する方法、コンタクト構造
JP2019165156A (ja) 半導体発光素子およびその製造方法
JP2015082641A (ja) Ｉｉｉ族窒化物半導体素子、ｉｉｉ族窒化物半導体素子の製造方法
WO2020122137A1 (ja) Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子及びその製造方法
TW512549B (en) Radiation-emitting element with a semiconductor body on GaN-basis and method for manufacturing the same
CN115699340A (zh) 氮化物半导体紫外线发光元件及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication