JP2017224841A - Nitride semiconductor ultraviolet light-emitting element - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、サファイアから成る基板の上側にＡｌＧａＮ系の活性層を形成して成る窒化物半導体発光素子に関し、特に、ピーク発光波長が紫外領域にある窒化物半導体紫外線発光素子に関する。 The present invention relates to a nitride semiconductor light emitting device in which an AlGaN-based active layer is formed on a sapphire substrate, and more particularly to a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having a peak emission wavelength in the ultraviolet region.
従来、ＧａＮ系の窒化物半導体を活性層に用いた窒化物半導体青色発光素子が、広く普及している。しかし、これよりも発光波長が短いＡｌＧａＮ系の窒化物半導体を活性層に用いた窒化物半導体紫外線発光素子は、依然として十分には普及していない。 Conventionally, a nitride semiconductor blue light-emitting element using a GaN-based nitride semiconductor as an active layer has been widely used. However, nitride semiconductor ultraviolet light-emitting devices using an AlGaN-based nitride semiconductor having an emission wavelength shorter than that for the active layer are still not sufficiently widespread.
この一因として、主にＡｌＮ及びＧａＮの混晶から成るＡｌＧａＮ系の窒化物半導体では、ＧａＮにおけるＧａとＮの結合力と比較して、ＡｌＮにおけるＡｌとＮの結合力が極めて大きいという特殊な事情があるために、高品質な結晶の成長が難しいということが挙げられる。特に、ＡｌＧａＮ系の窒化物半導体の成長方法として、既に確立しているＧａＮ系の窒化物半導体の成長方法を採用したとしても、ＧａＮと同程度の高品質な結晶を作成することはできないため、問題となる。 One reason for this is that an AlGaN-based nitride semiconductor mainly composed of a mixed crystal of AlN and GaN has a special characteristic that the bonding force between Al and N in AlN is extremely large compared to the bonding force between Ga and N in GaN. Because of the circumstances, it is difficult to grow high-quality crystals. In particular, as an AlGaN-based nitride semiconductor growth method, even if an already established GaN-based nitride semiconductor growth method is adopted, it is not possible to create a crystal of the same quality as GaN. It becomes a problem.
そこで、ＡｌＧａＮ系の窒化物半導体の結晶性を改善させるための様々な方法が、例えば特許文献１〜４において提案されている。具体的に、特許文献１では、サファイア基板上のバッファ層を、ＡｌＮとＧａＮとが交互に積層された複数のペア層から形成することによって、ＡｌＮに生じたクラックが上方に伸びることを抑制するという方法が提案されている。また、特許文献２では、サファイア基板上にＡｌＮから成るバッファ層を形成する際に、Ｎの原料ガスであるＮＨ３をパルス供給する期間を設けることによって、ＡｌＮ層の成長速度を局所的に低減して貫通転位を減少させる方法が提案されている。また、特許文献３では、サファイア基板上に形成したＡｌＧａＮから成る島状の核を、当該核よりもＡｌ組成比が大きいＡｌＧａＮバッファ層で覆い尽くすことで、貫通転位を減少させる方法が提案されている。また、特許文献４では、サファイア基板のオフ角を最適化することによって、基板の上方に形成されるＡｌＧａＮ系の窒化物半導体の結晶性を改善する方法が提案されている。 Thus, various methods for improving the crystallinity of AlGaN-based nitride semiconductors have been proposed in Patent Documents 1 to 4, for example. Specifically, in Patent Document 1, the buffer layer on the sapphire substrate is formed from a plurality of pair layers in which AlN and GaN are alternately stacked, thereby suppressing the cracks generated in AlN from extending upward. This method has been proposed. In Patent Document 2, when a buffer layer made of AlN is formed on a sapphire substrate, the growth rate of the AlN layer is locally reduced by providing a period for supplying a pulse of NH 3 which is a source gas of N. Thus, a method for reducing threading dislocation has been proposed. Patent Document 3 proposes a method for reducing threading dislocations by covering island-like nuclei made of AlGaN formed on a sapphire substrate with an AlGaN buffer layer having an Al composition ratio larger than that of the nuclei. Yes. Patent Document 4 proposes a method for improving the crystallinity of an AlGaN-based nitride semiconductor formed above a substrate by optimizing the off-angle of the sapphire substrate.
上記の特許文献１〜４で提案されている方法は、いずれも基板または基板表面に形成されるバッファ層を最適化することによって、その上方に形成される窒化物半導体層の結晶性の改善を図るものである。 All of the methods proposed in Patent Documents 1 to 4 described above improve the crystallinity of the nitride semiconductor layer formed thereon by optimizing the buffer layer formed on the substrate or the substrate surface. It is intended.
確かに、結晶成長の開始地点である基板やバッファ層を最適化すれば、その上方の窒化物半導体層の結晶性の改善を見込むことができる。しかしながら、このような方法で改善を見込むことができるのは、クラックや貫通転位などの下地から上方の各層に伝搬されるような、素子全体に生じる欠陥のみである。そのため、これらの方法を採用したところで、発光が生じる活性層が必ずしも最適化されるとは限らない。したがって、上記の特許文献１〜４で提案される方法を採用することで得られる窒化物半導体紫外線発光素子では、必ずしも光出力が改善されるとは限らないため、問題となる。 Certainly, by optimizing the substrate and the buffer layer, which are the starting points of crystal growth, the crystallinity of the nitride semiconductor layer thereabove can be expected to improve. However, the improvement that can be expected by such a method is only a defect that occurs in the entire element, such as a crack or a threading dislocation, that propagates from the underlying layer to each upper layer. Therefore, when these methods are employed, the active layer that emits light is not necessarily optimized. Therefore, in the nitride semiconductor ultraviolet light-emitting device obtained by adopting the methods proposed in the above-mentioned Patent Documents 1 to 4, there is a problem because the light output is not always improved.
そこで、本発明は、光出力が良好な活性層を有する窒化物半導体紫外線発光素子を提供することを目的とする。 Accordingly, an object of the present invention is to provide a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having an active layer with good light output.
上記目的を達成するため、本発明は、（０００１）面に対して傾斜することで多段状のテラスが形成された表面を有するサファイアから成る基板と、前記基板の表面上に形成されるＡｌＮ層と、を含む下地部と、前記下地部の表面上に形成される、ＡｌＧａＮ系半導体層を有する活性層を含む発光部と、を備え、少なくとも、前記下地部の前記ＡｌＮ層、前記発光部における前記活性層及びその間の各層が、多段状のテラスの側面が成長することで二次元成長するステップフロー成長によって形成されており、前記活性層が、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ（０＜Ｘ＜１）で構成される井戸層を少なくとも１つ含む量子井戸構造を有し、前記活性層の表面において、２５μｍ四方の領域における平均粗さが、前記井戸層の厚さ以上かつ１０ｎｍ以下になることを特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子を提供する。 To achieve the above object, the present invention provides a substrate made of sapphire having a surface on which a multi-step terrace is formed by being inclined with respect to the (0001) plane, and an AlN layer formed on the surface of the substrate. And a light emitting part including an active layer having an AlGaN-based semiconductor layer formed on the surface of the base part, and at least the AlN layer of the base part and the light emitting part The active layer and each of the layers in between are formed by step flow growth in which a side surface of a multistage terrace grows to grow two-dimensionally, and the active layer is made of Al X Ga 1-X N (0 <X < 1) having a quantum well structure including at least one well layer, and having an average roughness in a region of 25 μm square on the surface of the active layer is not less than the thickness of the well layer and not more than 10 nm. To provide a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device characterized Rukoto.
この窒化物半導体紫外線発光素子によれば、活性層の表面における平均粗さが井戸層の厚さ以上かつ１０ｎｍ以下になるようなステップフロー成長によって、活性層（特に、井戸層）においてＧａの偏析を生じさせることで、活性層の光出力を増大させることができる。 According to this nitride semiconductor ultraviolet light emitting device, the segregation of Ga in the active layer (particularly, the well layer) is performed by step flow growth in which the average roughness on the surface of the active layer is not less than the thickness of the well layer and not more than 10 nm. As a result, the light output of the active layer can be increased.
また、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子において、前記発光部に含まれる前記活性層の表面において、２５μｍ四方の領域における平均粗さが、３ｎｍ以上になるようにすると、好ましい。 In the nitride semiconductor ultraviolet light-emitting device having the above characteristics, it is preferable that an average roughness in a 25 μm square region is 3 nm or more on the surface of the active layer included in the light-emitting portion.
この窒化物半導体紫外線発光素子によれば、活性層（特に、井戸層）において、Ｇａの偏析が十分に生じる。そのため、活性層の光出力を十分に増大させることができる。 According to this nitride semiconductor ultraviolet light emitting device, sufficient segregation of Ga occurs in the active layer (particularly, the well layer). Therefore, the light output of the active layer can be sufficiently increased.
また、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子において、前記発光部に含まれる前記活性層の表面において、２５μｍ四方の領域における平均粗さが、６ｎｍ以下になるようにすると、好ましい。 In the nitride semiconductor ultraviolet light-emitting device having the above characteristics, it is preferable that the average roughness in a 25 μm square region is 6 nm or less on the surface of the active layer included in the light-emitting portion.
この窒化物半導体紫外線発光素子によれば、活性層の光出力を顕著に増大させることができる。 According to this nitride semiconductor ultraviolet light emitting device, the light output of the active layer can be remarkably increased.
また、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子において、前記発光部に含まれる、前記活性層の直前に形成される層の表面において、２５μｍ四方の領域における平均粗さが、前記井戸層の厚さ以上かつ１０ｎｍ以下になるようにすると、好ましい。また、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子において、前記活性層と前記発光部に含まれる前記活性層の直前に形成される層とのそれぞれの表面における２５μｍ四方の領域における平均粗さの差分の絶対値を、前記活性層の表面における２５μｍ四方の領域における平均粗さで除した割合が、１０％以下になるようにすると、好ましい。 In the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having the above characteristics, the average roughness in a 25 μm square region on the surface of the layer formed immediately before the active layer included in the light emitting portion is the thickness of the well layer. It is preferable that the thickness is 10 nm or less. In the nitride semiconductor ultraviolet light-emitting device having the above characteristics, the difference in average roughness in a 25 μm square region on each surface of the active layer and a layer formed immediately before the active layer included in the light-emitting portion It is preferable that the ratio obtained by dividing the absolute value by the average roughness in a 25 μm square region on the surface of the active layer is 10% or less.
これらの窒化物半導体紫外線発光素子によれば、成長表面における平均粗さが維持された一様な成長によって活性層が形成されるため、活性層（特に、井戸層）においてＧａの偏析を確実に生じさせることができる。したがって、活性層の光出力を増大させることができる。 According to these nitride semiconductor ultraviolet light-emitting elements, the active layer is formed by uniform growth with the average roughness maintained on the growth surface, so that segregation of Ga in the active layer (particularly, the well layer) is ensured. Can be generated. Therefore, the light output of the active layer can be increased.
また、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子において、前記下地部に含まれる前記ＡｌＮ層の表面において、上面視で、前記基板の傾斜方向におけるテラスの平均的な幅が、０．３μｍ以上かつ１μｍ以下であると、好ましい。また、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子において、前記下地部に含まれる前記ＡｌＮ層の表面において、テラスが形成する段差の平均的な高さが、８ｎｍ以上かつ１４ｎｍ以下であると、好ましい。 In the nitride semiconductor ultraviolet light-emitting device having the above characteristics, the average width of the terrace in the tilt direction of the substrate is 0.3 μm or more and 1 μm in a top view on the surface of the AlN layer included in the base portion. The following is preferable. In the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having the above characteristics, it is preferable that the average height of the step formed by the terrace is 8 nm or more and 14 nm or less on the surface of the AlN layer included in the base portion.
これらの窒化物半導体紫外線発光素子によれば、このＡｌＮ層を有する下地部の表面上に発光部を形成することで、上述のようなステップフロー成長によってＧａの偏析が生じることから光出力が良好である活性層を得ることができる。 According to these nitride semiconductor ultraviolet light emitting devices, the light output is good because the light emitting part is formed on the surface of the base part having the AlN layer, and Ga segregation is caused by the above-described step flow growth. An active layer can be obtained.
また、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子において、前記発光部に含まれる前記活性層の表面において、２５μｍ四方の領域における高さの度数分布が、高さが０から増大するにつれて、下に凸の曲線から上に凸の曲線に変曲しつつ単調増加して極大値をとった後、上に凸の曲線から下に凸の曲線に変曲しつつ単調減少する曲線状になると、好ましい。 In the nitride semiconductor ultraviolet light-emitting device having the above characteristics, the frequency distribution of height in a 25 μm square region protrudes downward as the height increases from 0 on the surface of the active layer included in the light-emitting portion. It is preferable that the curve is monotonously increased from a curved line to an upwardly convex curve and takes a local maximum value, and then a curve that monotonously decreases from an upwardly convex curve to a downwardly convex curve.
この窒化物半導体紫外線発光素子によれば、ヒロックの影響が小さくステップフロー成長が支配的であることからＧａの偏析が生じて光出力が良好である活性層を得ることができる。 According to this nitride semiconductor ultraviolet light emitting device, since the influence of hillock is small and the step flow growth is dominant, the segregation of Ga occurs and an active layer with good light output can be obtained.
また、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子において、ピーク発光波長が、２３０ｎｍ以上かつ３４０ｎｍ以下であると、好ましい。 In the nitride semiconductor ultraviolet light-emitting device having the above characteristics, the peak emission wavelength is preferably 230 nm or more and 340 nm or less.
この窒化物半導体紫外線発光素子によれば、活性層（特に、井戸層）においてＧａの偏析を十分に生じさせて光出力を増大させるとともに、発光スペクトルの形状が崩れたり発光強度が低下したりするなどの問題を生じさせ難くすることができる。 According to this nitride semiconductor ultraviolet light emitting device, the segregation of Ga is sufficiently generated in the active layer (particularly, the well layer) to increase the light output, and the shape of the emission spectrum is destroyed or the emission intensity is reduced. It can be made difficult to cause such problems.
上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、活性層の表面における平均粗さが井戸層の厚さ以上かつ１０ｎｍ以下になるようなステップフロー成長によって、活性層（特に、井戸層）においてＧａの偏析を生じさせることで、活性層の光出力を増大させることができる。したがって、光出力が良好な活性層を有する窒化物半導体紫外線発光素子を得ることが可能になる。 According to the nitride semiconductor ultraviolet light-emitting device having the above characteristics, the active layer (especially, the well layer) is formed of Ga by the step flow growth in which the average roughness on the surface of the active layer is not less than the thickness of the well layer and not more than 10 nm. As a result, the light output of the active layer can be increased. Therefore, it is possible to obtain a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having an active layer with good light output.
本発明に係る窒化物半導体紫外線発光素子（以下、単に「発光素子」と略称する）の実施形態につき、図面に基づいて説明する。以下において説明する実施形態は、本発明に係る発光素子を発光ダイオードとして実施した場合の一つの形態に過ぎず、本発明は下記の実施形態に限定されるものではない。例えば、本発明に係る発光素子は、半導体レーザなど他の発光素子として実施することも可能であるし、下記の実施形態とは異なる構成の発光ダイオードとして実施することも可能である。 An embodiment of a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device (hereinafter simply referred to as “light emitting device”) according to the present invention will be described with reference to the drawings. Embodiment described below is only one form at the time of implementing the light emitting element which concerns on this invention as a light emitting diode, and this invention is not limited to the following embodiment. For example, the light-emitting element according to the present invention can be implemented as another light-emitting element such as a semiconductor laser, or can be implemented as a light-emitting diode having a configuration different from the following embodiments.
＜発光素子の構造例＞
最初に、本発明の実施形態に係る発光素子の構造の一例について、図面を参照して説明する。図１は、本発明の実施形態に係る発光素子の構造の一例を模式的に示した要部断面図である。なお、図１では、説明の理解を容易にするために、要部を強調して発明内容を模式的に示しているため、各部の寸法比は必ずしも実際の素子と同じ寸法比とはなっていない。
<Structural example of light emitting element>
First, an example of the structure of a light-emitting element according to an embodiment of the present invention will be described with reference to the drawings. FIG. 1 is a cross-sectional view of an essential part schematically showing an example of the structure of a light emitting device according to an embodiment of the present invention. In FIG. 1, in order to facilitate understanding of the description, the main part is emphasized and the contents of the invention are schematically shown. Therefore, the dimensional ratio of each part is not necessarily the same as that of an actual element. Absent.
図１に示すように、本発明の実施形態に係る発光素子１は、下地部１０と、当該下地部１０の表面（図１中の上側の面。なお、図１中の下側の面は「裏面」と称する。以下同じ。）に形成される発光部２０と、発光素子１（特に、発光部２０）に電力を供給するためのｐ電極３０及びｎ電極４０と、を備える。下地部１０は、発光部２０を形成するための土台に相当する部分である。発光部２０は、発光に必要な各種の層によって構成される部分である。 As shown in FIG. 1, a light emitting device 1 according to an embodiment of the present invention includes a base portion 10 and a surface of the base portion 10 (an upper surface in FIG. 1. Note that a lower surface in FIG. And a p-electrode 30 and an n-electrode 40 for supplying power to the light-emitting element 1 (particularly, the light-emitting unit 20). The base portion 10 is a portion corresponding to a base for forming the light emitting portion 20. The light emitting unit 20 is a part configured by various layers necessary for light emission.
下地部１０は、サファイアから成る基板１１と、当該基板１１の表面上に形成されたＡｌＮで構成されるＡｌＮ層１２と、を備える。このＡｌＮ層１２は、約１１５０〜１３００℃となる高い温度で、基板１１の表面に対してＡｌＮをエピタキシャル成長させたものである。なお、図１に示す発光素子１では、下地部１０が、基板１１上にＡｌＮ層１２のみを備えているかのように図示しているが、必要に応じてＡｌＮ層１２以外の層を備えてもよい。例えば、ＡｌＮ層１２の上（発光部２０の下）に、ＡｌＧａＮまたはｎ型ＡｌＧａＮで構成されるＡｌＧａＮ層などを追加してもよい。 The base unit 10 includes a substrate 11 made of sapphire and an AlN layer 12 made of AlN formed on the surface of the substrate 11. The AlN layer 12 is obtained by epitaxially growing AlN on the surface of the substrate 11 at a high temperature of about 1150 to 1300 ° C. In the light emitting element 1 shown in FIG. 1, the base portion 10 is illustrated as if it includes only the AlN layer 12 on the substrate 11, but includes layers other than the AlN layer 12 as necessary. Also good. For example, an AlGaN layer made of AlGaN or n-type AlGaN may be added on the AlN layer 12 (below the light emitting unit 20).
発光部２０は、下地部１０側から順番に、ｎ型ＡｌＧａＮで構成されるｎ型クラッド層２１と、活性層２２と、ｐ型ＡｌＧａＮで構成されるｐ型クラッド層２３と、ｐ型ＧａＮで構成されるｐ型コンタクト層２４と、を備える。ｎ型クラッド層２１の上側に形成される活性層２２、ｐ型クラッド層２３及びｐ型コンタクト層２４は、それぞれの一部が反応性イオンエッチング等により除去されることで、ｎ型クラッド層２１の一部の表面が露出している。したがって、ｎ型クラッド層２１上の一部の領域（第１領域Ｒ１）の上側に、活性層２２からｐ型コンタクト層２４までが形成されていることになる。 The light emitting unit 20 includes an n-type cladding layer 21 made of n-type AlGaN, an active layer 22, a p-type cladding layer 23 made of p-type AlGaN, and p-type GaN in order from the base 10 side. And a p-type contact layer 24 configured. The active layer 22, the p-type cladding layer 23, and the p-type contact layer 24 formed above the n-type cladding layer 21 are partially removed by reactive ion etching or the like, so that the n-type cladding layer 21 is removed. A part of the surface is exposed. Therefore, the active layer 22 to the p-type contact layer 24 are formed above a partial region (first region R1) on the n-type cladding layer 21.
ｐ電極３０は、例えばＮｉ／Ａｕで構成され、ｐ型コンタクト層２４の表面に形成される。ｎ電極４０は、例えばＴｉ／Ａｌ／Ｔｉ／Ａｕで構成され、ｎ型クラッド層２１の第１領域Ｒ１以外の領域（第２領域Ｒ２）の表面の一部に形成される。 The p electrode 30 is made of, for example, Ni / Au and is formed on the surface of the p-type contact layer 24. The n electrode 40 is made of, for example, Ti / Al / Ti / Au, and is formed on a part of the surface of the n-type cladding layer 21 other than the first region R1 (second region R2).
発光素子１では、基板１１として、表面がサファイアの（０００１）面に対して微小な角度だけ傾斜したオフ基板を用いる。ここで、オフ基板の表面の状態について、図面を参照して説明する。図２は、原子レベルまで拡大したオフ基板の表面の状態を模式的に示した斜視図である。なお、図２では、説明の理解を容易にするために、要部を強調して発明内容を模式的に示しているため、各部の寸法比は必ずしも実際の素子と同じ寸法比とはなっていない。 In the light-emitting element 1, an off-substrate whose surface is inclined by a minute angle with respect to the (0001) plane of sapphire is used as the substrate 11. Here, the state of the surface of the off-substrate will be described with reference to the drawings. FIG. 2 is a perspective view schematically showing the state of the surface of the off-substrate enlarged to the atomic level. In FIG. 2, in order to facilitate understanding of the description, the main part is emphasized and the contents of the invention are schematically shown. Therefore, the dimensional ratio of each part is not necessarily the same as that of an actual element. Absent.
図２に示すように、オフ基板である基板１１の表面には多段状のテラスＴが形成される。これは、サファイアのバルク単結晶を、（０００１）面に対して微小に傾斜した角度（即ち、オフ角θ）で切り出した場合、切り出し方向に沿って（０００１）面が表出するからである。なお、オフ角θの大きさや、オフ角を設ける方向（具体的には、（０００１）面を傾ける方向であり、例えばｍ軸方向やａ軸方向など）は、基板１１上の各層において所望の成長が実現される限りにおいて、任意に決定してもよい。 As shown in FIG. 2, a multi-stage terrace T is formed on the surface of the substrate 11 which is an off-substrate. This is because when a bulk single crystal of sapphire is cut out at an angle slightly inclined with respect to the (0001) plane (that is, the off angle θ), the (0001) plane appears along the cutting-out direction. . Note that the magnitude of the off angle θ and the direction in which the off angle is provided (specifically, the direction in which the (0001) plane is inclined, such as the m-axis direction or the a-axis direction) are desired in each layer on the substrate 11. As long as growth is realized, it may be arbitrarily determined.
活性層２２は、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ（０＜Ｘ＜１）で構成される井戸層２２ａを少なくとも１つ含む量子井戸構造を備えている。井戸層２２ａの膜厚は、量子サイズ効果（量子閉じ込め効果）が発現する大きさであり、例えば１０ｎｍ以下である。また、典型的な量子井戸構造では、井戸層２２ａが、当該井戸層２２ａよりもバンドギャップが大きいバリア層２２ｂによって挟持される。例えば、井戸層２２ａがＡｌＧａＮで構成される場合、バリア層２２ｂは、井戸層２２ａよりもＡｌＮモル分率が大きいＡｌＧａＮやｎ型ＡｌＧａＮで構成される。なお、活性層２２が備える量子井戸構造は、１つの量子井戸構造のみで構成される単一量子井戸構造であってもよいし、複数の量子井戸構造を重ねた多重量子井戸構造であってもよい。また、例えば、井戸層２２ａの膜厚は２ｎｍ以上３ｎｍ以下であり、バリア層２２ｂの膜厚は６ｎｍ以上８ｎｍ以下である。 The active layer 22 has a quantum well structure including at least one well layer 22a made of Al X Ga 1-X N (0 <X <1). The film thickness of the well layer 22a is such that the quantum size effect (quantum confinement effect) is manifested, and is, for example, 10 nm or less. In a typical quantum well structure, the well layer 22a is sandwiched between barrier layers 22b having a larger band gap than the well layer 22a. For example, when the well layer 22a is made of AlGaN, the barrier layer 22b is made of AlGaN or n-type AlGaN having a higher AlN molar fraction than the well layer 22a. The quantum well structure provided in the active layer 22 may be a single quantum well structure composed of only one quantum well structure, or may be a multiple quantum well structure in which a plurality of quantum well structures are stacked. Good. For example, the thickness of the well layer 22a is 2 nm or more and 3 nm or less, and the thickness of the barrier layer 22b is 6 nm or more and 8 nm or less.
さらに、活性層２２は、ｐ型クラッド層２３と接触する界面（最表面）において、ＡｌＮモル分率が井戸層２２ａ及びバリア層２２ｂよりも大きいｐ型ＡｌＧａＮで構成される電子ブロック層２２ｃを備える。電子ブロック層２２ｃは、活性層２２に注入された電子がｐ型クラッド層２３に入り込むことを抑制する層である。例えば、電子ブロック層２２ｃの膜厚は１５ｎｍ以上３０ｎｍ以下であり、典型的には２０ｎｍである。 Further, the active layer 22 includes an electron block layer 22c composed of p-type AlGaN having an AlN molar fraction larger than that of the well layer 22a and the barrier layer 22b at the interface (outermost surface) in contact with the p-type cladding layer 23. . The electron blocking layer 22 c is a layer that suppresses electrons injected into the active layer 22 from entering the p-type cladding layer 23. For example, the film thickness of the electron block layer 22c is 15 nm or more and 30 nm or less, and typically 20 nm.
活性層２２において、バリア層２２ｂ及び電子ブロック層２２ｃは必須の構成ではない。ただし、バリア層２２ｂ及び電子ブロック層２２ｃを設けることで、井戸層２２ａ内に多数の電子及び正孔を閉じ込めて、電子及び正孔を効率良く再結合させる（即ち、発光させる）ことが可能になるため、好ましい。 In the active layer 22, the barrier layer 22b and the electron block layer 22c are not essential components. However, by providing the barrier layer 22b and the electron blocking layer 22c, it is possible to confine many electrons and holes in the well layer 22a and efficiently recombine the electrons and holes (that is, to emit light). Therefore, it is preferable.
上述した各層を構成するＡｌＧａＮは、有機金属化合物気相成長（ＭＯＶＰＥ）法、あるいは、分子線エピタキシ（ＭＢＥ）法等の周知のエピタキシャル成長法により形成されている。また、上述した各層において、ｎ型の層は、ドナー不純物として、例えばＳｉが添加されている。また、上述した各層において、ｐ型の層は、アクセプタ不純物として、例えばＭｇが添加されている。なお、上述した各層において、導電型を明記していないＡｌＮ及びＡｌＧａＮで構成される層は、不純物が添加されていないアンドープ層である。また、上述した各層を構成するＡｌＧａＮ、ＡｌＮ及びＧａＮは、性質が大きく変動しない限り、その一部または全部に他の元素を含んでいてもよい（例えば、ＡｌＧａＮが微量のＩｎを含んでいてもよいし、ＡｌＮが微量のＧａを含んでいてもよい）。 AlGaN constituting each of the layers described above is formed by a known epitaxial growth method such as an organic metal compound vapor phase growth (MOVPE) method or a molecular beam epitaxy (MBE) method. In each of the layers described above, for example, Si is added to the n-type layer as a donor impurity. In each of the layers described above, for example, Mg is added to the p-type layer as an acceptor impurity. In each of the layers described above, a layer made of AlN and AlGaN whose conductivity type is not specified is an undoped layer to which no impurity is added. Further, AlGaN, AlN, and GaN constituting each layer described above may contain other elements in part or all thereof, as long as their properties do not vary greatly (for example, AlGaN may contain a small amount of In). Alternatively, AlN may contain a small amount of Ga).
ｎ型クラッド層２１、バリア層２２ｂ及びｐ型クラッド層２３におけるＡｌＮモル分率は、例えば３０％以上８０％以下（より好ましくは５０％以上８０％以下、さらに好ましくは５５％以上８０％以下）であり、井戸層２２ａのＡｌＮモル分率は、例えば５％以上８０％以下（より好ましくは、５％以上６０％以下）である。ただし、井戸層２２ａのＡｌＮモル分率は、ｎ型クラッド層２１、バリア層２２ｂ及びｐ型クラッド層２３におけるＡｌＮモル分率よりも小さくなっている（反対に、井戸層２２ａのＧａＮモル分率は、これらの層よりも大きくなっている）。なお、下地部１０にＡｌＧａＮ層を追加する場合、当該ＡｌＧａＮ層におけるＡｌＮモル分率は、ｎ型クラッド層２１、バリア層２２ｂ及びｐ型クラッド層２３と同様の範囲内の大きさにすればよい。 The AlN mole fraction in the n-type cladding layer 21, the barrier layer 22b, and the p-type cladding layer 23 is, for example, 30% or more and 80% or less (more preferably 50% or more and 80% or less, more preferably 55% or more and 80% or less). The AlN mole fraction of the well layer 22a is, for example, 5% to 80% (more preferably 5% to 60%). However, the AlN mole fraction of the well layer 22a is smaller than the AlN mole fraction of the n-type cladding layer 21, the barrier layer 22b, and the p-type cladding layer 23 (in contrast, the GaN mole fraction of the well layer 22a). Are larger than these layers). When an AlGaN layer is added to the base portion 10, the AlN mole fraction in the AlGaN layer may be set in the same range as the n-type cladding layer 21, the barrier layer 22 b, and the p-type cladding layer 23. .
例えば、発光素子１のピーク発光波長は、２３０ｎｍ以上３５０ｎｍ以下である。また、例えば、発光素子１は、活性層２２からの発光が基板１１側から取り出される裏面出射型の発光素子である。なお、下地部１０にＡｌＧａＮ層を追加する場合、当該ＡｌＧａＮ層におけるＡｌＮモル分率は、井戸層２２ａのＡｌＮモル分率よりも大きくなるように設定される。この場合、当該ＡｌＧａＮ層のＡｌＮモル分率は、ｎ型クラッド層２１のＡｌＮモル分率と同じになるように設定してもよいし、ｎ型クラッド層２１のＡｌＮモル分率よりも大きくなるように設定してもよい。 For example, the peak emission wavelength of the light-emitting element 1 is 230 nm or more and 350 nm or less. Further, for example, the light emitting element 1 is a back emission type light emitting element in which light emitted from the active layer 22 is extracted from the substrate 11 side. In addition, when adding an AlGaN layer to the foundation | substrate part 10, the AlN molar fraction in the said AlGaN layer is set so that it may become larger than the AlN molar fraction of the well layer 22a. In this case, the AlN mole fraction of the AlGaN layer may be set to be the same as the AlN mole fraction of the n-type cladding layer 21 or may be larger than the AlN mole fraction of the n-type cladding layer 21. You may set as follows.
発光部２０における活性層２２を除いた各層を構成する各ＡｌＧａＮの膜厚は、例えば、ｎ型クラッド層２１が２０００ｎｍ以上４０００ｎｍ以下、ｐ型クラッド層２３が５００ｎｍ以上６００ｎｍ以下、ｐ型コンタクト層２４が１００ｎｍ以上３００ｎｍ以下である。また、下地部１０は、例えば、ＡｌＮ層１２の膜厚は１５００ｎｍ以上４０００ｎｍ以下である。また、下地部１０にＡｌＧａＮ層を追加する場合、当該ＡｌＧａＮ層の膜厚は、例えば２００ｎｍ以上３００ｎｍ以下である。 The film thickness of each AlGaN constituting each layer excluding the active layer 22 in the light emitting unit 20 is, for example, that the n-type cladding layer 21 is 2000 nm to 4000 nm, the p-type cladding layer 23 is 500 nm to 600 nm, and the p-type contact layer 24. Is 100 nm or more and 300 nm or less. Moreover, as for the base | substrate part 10, the film thickness of the AlN layer 12 is 1500 nm or more and 4000 nm or less, for example. Moreover, when adding an AlGaN layer to the foundation | substrate part 10, the film thickness of the said AlGaN layer is 200 nm or more and 300 nm or less, for example.
次に、ｐ電極３０及びｎ電極４０について、図面を参照して説明する。図３は、ｐ電極及びｎ電極側から見た発光素子を模式的に示した平面図である。 Next, the p electrode 30 and the n electrode 40 will be described with reference to the drawings. FIG. 3 is a plan view schematically showing the light-emitting element viewed from the p-electrode and n-electrode sides.
図３に示すように、ｐ電極３０は第１領域Ｒ１のほぼ全面に、ｎ電極４０は第２領域Ｒ２のほぼ全面に、それぞれ形成される。また、発光素子１のチップサイズは縦横それぞれ８００μｍであり、ｐ電極３０が形成される第１領域Ｒ１の面積は約１６８０００μｍ２である。 As shown in FIG. 3, the p-electrode 30 is formed on almost the entire surface of the first region R1, and the n-electrode 40 is formed on the almost entire surface of the second region R2. The light emitting element 1 has a chip size of 800 μm in both vertical and horizontal directions, and an area of the first region R1 where the p-electrode 30 is formed is about 168000 μm 2 .
ｐ電極３０及びｎ電極４０のそれぞれは、例えば、電極の反転パターン（電極の形成位置以外の表面を覆うパターン）となるフォトレジストを形成した後に、電子ビーム蒸着法等により電極を構成する多層金属膜を蒸着し、当該フォトレジスト及び当該フォトレジスト上の多層金属膜をリフトオフにより除去することで形成される。なお、ｐ電極３０及びｎ電極４０の一方または両方の形成後に、ＲＴＡ（瞬間熱アニール）等により必要に応じて熱処理を行ってもよい。 Each of the p-electrode 30 and the n-electrode 40 is, for example, a multilayer metal that forms an electrode by an electron beam evaporation method or the like after forming a photoresist that becomes an inversion pattern of the electrode (a pattern that covers the surface other than the electrode formation position) It is formed by depositing a film and removing the photoresist and the multilayer metal film on the photoresist by lift-off. In addition, after formation of one or both of the p electrode 30 and the n electrode 40, heat treatment may be performed as necessary by RTA (instantaneous thermal annealing) or the like.
＜光出力が良好な活性層を得るための条件＞
［活性層の表面粗さ］
半導体発光素子の分野における通常の知識に従えば、光出力が良好な活性層２２を得るためには、活性層２２の結晶成長時において、発光の妨げとなる転位やクラックなどの欠陥の導入を抑制した成長、即ち、成長表面の平坦性を維持した二次元成長（一層ずつ丁寧に積層する成長）を行うべきである。特に、厚さが数ｎｍ程度という極めて薄い井戸層２２ａを、欠陥の導入を抑制しながら均一に成長させるためには、成長表面における粗さが、少なくとも井戸層２２ａの厚さよりも小さくなるように抑制するべきである。
<Conditions for obtaining an active layer with good light output>
[Surface roughness of active layer]
According to normal knowledge in the field of semiconductor light emitting devices, in order to obtain an active layer 22 with good light output, introduction of defects such as dislocations and cracks that hinder light emission during crystal growth of the active layer 22. Suppressed growth, that is, two-dimensional growth that maintains the flatness of the growth surface (growth by layering carefully one by one) should be performed. In particular, in order to uniformly grow an extremely thin well layer 22a having a thickness of about several nanometers while suppressing the introduction of defects, the roughness on the growth surface is at least smaller than the thickness of the well layer 22a. Should be suppressed.
しかしながら、本願出願人は、鋭意研究の結果、活性層２２（特に、井戸層２２ａ）の結晶成長時において、敢えて成長表面の粗さが大きい状態を維持した成長を行うことで、光出力が良好な活性層２２が得られることを見出した。以下、この点について図面を参照して説明する。 However, as a result of diligent research, the applicant of the present application has achieved a good light output by performing growth while maintaining a large growth surface roughness in the crystal growth of the active layer 22 (particularly, the well layer 22a). It was found that an active layer 22 can be obtained. Hereinafter, this point will be described with reference to the drawings.
活性層２２の結晶成長時における成長表面の粗さは、成長後の活性層２２の表面における平均粗さを用いて表現することができる。平均粗さとは、例えば、原子間力顕微鏡（ＡＦＭ：Atomic Force Microscope）によって計測される高さ（被測定物における測定領域内の所定の高さを０とした相対的な高さ）を用いて、下記式（１）によって算出することができる。なお、下記式（１）において、Ｚ（ｉ）はＡＦＭで計測される各点の高さであり、Ｚｅは高さＺ（ｉ）の平均値であり、Ｒａは平均粗さである。 The roughness of the growth surface during crystal growth of the active layer 22 can be expressed using the average roughness of the surface of the active layer 22 after growth. The average roughness is, for example, the height measured by an atomic force microscope (AFM) (relative height with a predetermined height in the measurement region of the object to be measured as 0). And can be calculated by the following equation (1). In the following formula (1), Z (i) is the height of each point measured by AFM, Ze is the average value of the height Z (i), and Ra is the average roughness.
図４は、試料１〜５の活性層の表面の状態を示すＡＦＭ像である。なお、図４及びその他の図面に記載しているＡＦＭ像では、明るい（白い）領域ほど高さが大きい領域であることを表している。また、図４には、図示する２５μｍ四方の領域における平均粗さ（以下、単に「平均粗さ」という）を併記している。また、図５は、試料１〜５の活性層の表面における高さの度数分布を示すヒストグラムであり、図４に示した試料１〜５の２５μｍ四方の領域のそれぞれについて求めた高さの度数分布を示している。 FIG. 4 is an AFM image showing the state of the surface of the active layer of Samples 1-5. In the AFM images described in FIG. 4 and other drawings, the brighter (white) region represents a region with a higher height. FIG. 4 also shows the average roughness (hereinafter simply referred to as “average roughness”) in the 25 μm square area shown in the figure. FIG. 5 is a histogram showing the frequency distribution of height on the surface of the active layer of Samples 1 to 5, and the frequency of height obtained for each of the 25 μm square regions of Samples 1 to 5 shown in FIG. Distribution is shown.
ここで、平均粗さや度数分布を算出する２５μｍ四方の領域とは、ＡＦＭを用いて平均粗さや高さを算出することができる上限の大きさであって、チップ内の場所に依らずおよそ一定の値が得られる程度に大きい領域である。なお、２５μｍという数値には特別な意義はなく、例えば３０μｍや２０μｍなど、同程度に広い領域であれば他の数値であってもよい。 Here, the 25 μm square area for calculating the average roughness and frequency distribution is the upper limit size for calculating the average roughness and height using the AFM, and is approximately constant regardless of the location in the chip. This region is large enough to obtain the value of. The numerical value of 25 μm has no special significance, and may be other numerical values as long as the area is as wide as 30 μm or 20 μm, for example.
図４及び図５に示す試料１〜５では、オフ基板である基板１１の表面に形成されていたテラスＴ（図２参照）の影響が、活性層２２の表面まで引き継がれている。具体的には、少なくとも、下地部１０のＡｌＮ層１２、発光部２０における活性層２２及びその間の各層（本例の場合、ｎ型クラッド層２１）が、多段状のテラスの側面が成長することで二次元成長するステップフロー成長によって形成されている。なお、参考までに、後述する図１１〜図１６には、下地部１０のＡｌＮ層１２における表面の状態を図示している。また、後述する図６〜図８には、発光部２０のｎ型クラッド層２１における表面の状態を図示している。 In Samples 1 to 5 shown in FIGS. 4 and 5, the influence of the terrace T (see FIG. 2) formed on the surface of the substrate 11 which is an off substrate is inherited to the surface of the active layer 22. Specifically, at least the AlN layer 12 of the base portion 10, the active layer 22 in the light emitting portion 20, and each layer therebetween (in this example, the n-type clad layer 21) have the side surfaces of the multistage terrace grown. It is formed by step flow growth that grows in two dimensions. For reference, FIGS. 11 to 16 to be described later illustrate the surface state of the AlN layer 12 of the base portion 10. Further, FIGS. 6 to 8 to be described later illustrate the state of the surface of the n-type cladding layer 21 of the light emitting unit 20.
また、試料１〜５は、試料１、試料２、試料３、試料４、試料５の順番で、テラスの側面が選択成長し易い条件で作製されている。即ち、試料１〜５の中で、試料１が最もテラスの側面が選択成長し難い条件で作製されており、試料５が最もテラスの側面が選択成長し易い条件で作製されている。なお、テラスの側面が選択成長し易い条件とは、例えば、基板１１のオフ角が一定の範囲内（例えば、０°から数度程度まで）で大きいことや、テラスが表出し易い状態となる成長速度（具体的に例えば、成長温度、原料やキャリアガスの供給量や流速などの諸条件を適宜設定することで、当該成長速度を達成する）などである。 Samples 1 to 5 are prepared in the order of sample 1, sample 2, sample 3, sample 4, and sample 5 under the condition that the side surface of the terrace is easily selectively grown. That is, among the samples 1 to 5, the sample 1 is manufactured under the condition that the side surface of the terrace is hardly selectively grown, and the sample 5 is manufactured under the condition that the side surface of the terrace is most easily selectively grown. The conditions that the side surface of the terrace is easy to selectively grow are, for example, that the off angle of the substrate 11 is large within a certain range (for example, about 0 ° to several degrees), or the terrace is easily exposed. Growth rate (specifically, for example, the growth rate is achieved by appropriately setting various conditions such as growth temperature, supply amount of raw materials and carrier gas, and flow rate).
テラスの側面が選択成長し易い条件は、成膜装置の種類や構造によって異なり得る。そのため、成膜装置において現実にいくつかの試料を作製することで、この条件を特定すればよい。重要なのは、成膜装置に応じて無数の組み合わせが存在し得る諸条件ではなく、活性層２２がステップフロー成長で形成されるようにすることである。 Conditions under which the side surfaces of the terrace can be easily grown may vary depending on the type and structure of the film forming apparatus. Therefore, this condition may be specified by actually preparing several samples in the film forming apparatus. What is important is that the active layer 22 is formed by step flow growth, not various conditions in which an infinite number of combinations can exist depending on the film forming apparatus.
試料１〜５は、上述のように異なる条件で作製されたものであり、活性層２２の表面の状態、特に平均粗さが異なっている。具体的に、試料１〜５のそれぞれの活性層２２の表面における平均粗さは、試料１が１０．９ｎｍ、試料２が５．０８ｎｍ、試料３が３．６６ｎｍ、試料４が３．９４ｎｍ、試料５が５．９４ｎｍである。 Samples 1 to 5 were produced under different conditions as described above, and the surface state of the active layer 22, particularly the average roughness, was different. Specifically, the average roughness on the surface of each active layer 22 of Samples 1 to 5 is as follows: Sample 1 is 10.9 nm, Sample 2 is 5.08 nm, Sample 3 is 3.66 nm, Sample 4 is 3.94 nm, Sample 5 is 5.94 nm.
さらに、試料１〜５は、上述のように下地部１０のＡｌＮ層１２から発光部２０の活性層２２までの各層を継続的にステップフロー成長で形成したものであるため、活性層２２の表面における平均粗さが大きくなる。具体的に、試料１〜５の活性層２２の表面における平均粗さは、井戸層２２ａの厚さ以上であり、さらには３ｎｍ以上である。なお、上述のように、活性層２２の表面における平均粗さが井戸層２２ａの厚さを超えるように活性層２２を成長させることは、半導体発光素子の分野における通常の知識に反することである。 Furthermore, since the samples 1 to 5 are obtained by continuously forming each layer from the AlN layer 12 of the base portion 10 to the active layer 22 of the light emitting portion 20 by step flow growth as described above, the surface of the active layer 22 The average roughness at increases. Specifically, the average roughness on the surface of the active layer 22 of Samples 1 to 5 is equal to or greater than the thickness of the well layer 22a, and further equal to or greater than 3 nm. As described above, growing the active layer 22 so that the average roughness on the surface of the active layer 22 exceeds the thickness of the well layer 22a is contrary to the ordinary knowledge in the field of semiconductor light emitting devices. .
図４に示すように、試料１では、ステップフロー成長と同時に、テラス上のランダムな位置に発生した核が成長して六角柱状のヒロック（hillock）Ｈが形成される三次元成長も生じている。さらに、図５に示すように、試料１の活性層２２の表面における高さの度数分布は、正規分布様（高さが０から増大するにつれて、下に凸の曲線から上に凸の曲線に変曲しつつ単調増加して極大値をとった後、上に凸の曲線から下に凸の曲線に変曲しつつ単調減少する曲線状）になっていないことから、高さの変動が不規則的である。したがって、試料１では、高さが不規則的に変動する要因であるヒロックＨの影響が大きく、高さが規則的に変動する要因であるテラスの影響が小さいため、ステップフロー成長よりも三次元成長の方が支配的であると言える。 As shown in FIG. 4, in sample 1, three-dimensional growth in which nuclei generated at random positions on the terrace grow to form hexagonal hillocks H is generated simultaneously with step flow growth. . Furthermore, as shown in FIG. 5, the frequency distribution of the height on the surface of the active layer 22 of the sample 1 is like a normal distribution (from a downward convex curve to an upward convex curve as the height increases from 0). Since the curve does not have a monotonously decreasing curve while changing from an upwardly convex curve to a downwardly convex curve after monotonously increasing while taking inflection, the height does not fluctuate. Regular. Therefore, in sample 1, the influence of hillock H, which is a factor that irregularly varies in height, is large, and the influence of terrace, which is a factor, in which the height varies regularly, is small. It can be said that growth is more dominant.
また、図４に示すように、試料２の活性層２２の表面にも、試料１と同様にヒロックＨが混在している。ただし、試料２では、試料１と比較して、ヒロックＨが占める領域が大幅に減少している。さらに、図５に示すように、試料２の活性層２２の表面における高さの度数分布は、試料１とは異なり正規分布様であることから、高さの変動がある程度は規則的になっている。したがって、試料２では、高さが不規則的に変動する要因であるヒロックＨの影響が小さく、高さが規則的に変動する要因であるテラスの影響が大きいため、三次元成長よりもステップフロー成長の方が支配的であると言える。 Further, as shown in FIG. 4, hillocks H are also mixed on the surface of the active layer 22 of the sample 2 as in the case of the sample 1. However, in the sample 2, the area occupied by the hillock H is significantly reduced as compared with the sample 1. Further, as shown in FIG. 5, the frequency distribution of the height on the surface of the active layer 22 of the sample 2 is a normal distribution unlike the sample 1, so that the variation in height becomes regular to some extent. Yes. Therefore, in sample 2, the influence of hillock H, which is a factor that irregularly varies in height, is small, and the influence of terrace, which is a factor, in which the height varies regularly, is large. It can be said that growth is more dominant.
また、図４に示すように、試料３〜５では、大きなヒロックＨは生じておらず、全面的にステップフロー成長の痕跡（多段状となる三角形状のファセット）が認められる。また、図５に示すように、試料３〜５の活性層２２の表面における高さの度数分布は正規分布様であることから、高さの変動は規則的である。したがって、試料３〜５では、高さが不規則的に変動する要因であるヒロックＨの影響が極めて小さく、高さが規則的に変動する要因であるテラスの影響が極めて大きいため、三次元成長よりもステップフロー成長の方が極めて支配的であると言える。 In addition, as shown in FIG. 4, in Samples 3 to 5, no large hillock H is generated, and traces of step flow growth (triangular facets having a multistage shape) are recognized over the entire surface. Moreover, as shown in FIG. 5, since the frequency distribution of the height on the surface of the active layer 22 of the samples 3 to 5 is like a normal distribution, the fluctuation of the height is regular. Therefore, in the samples 3 to 5, the influence of hillock H, which is a factor that irregularly varies in height, is extremely small, and the influence of terrace, which is a factor that varies regularly in height, is extremely large. It can be said that step flow growth is much more dominant.
ところで、試料１の活性層２２の表面における平均粗さは１０．９ｎｍであり、他の試料２〜５と比較すると突出して大きくなっている。これは、試料１では三次元成長が支配的であり、ヒロックＨの影響が大きいからである。このように、三次元成長が支配的な試料では、活性層２２の表面に設定する平均粗さを求めるための２５μｍ四方の領域内にヒロックＨが不可避的に含まれるため、活性層２２の表面における平均粗さが１０ｎｍよりも大きくなり得る。 By the way, the average roughness of the surface of the active layer 22 of the sample 1 is 10.9 nm, which is larger than the other samples 2 to 5. This is because the three-dimensional growth is dominant in the sample 1 and the influence of the hillock H is large. Thus, in a sample in which three-dimensional growth is dominant, hillocks H are inevitably included in a 25 μm square area for obtaining the average roughness set on the surface of the active layer 22. The average roughness at can be greater than 10 nm.
また、試料２の活性層２２の表面における平均粗さは５．０８ｎｍであり、試料３及び４と比較して大きくなっている。これは、試料２ではステップフロー成長が支配的ではあるものの、ヒロックＨの影響を少なからず受けているからである。 Further, the average roughness of the surface of the active layer 22 of Sample 2 is 5.08 nm, which is larger than those of Samples 3 and 4. This is because the sample 2 is influenced by hillocks H, although the step flow growth is dominant.
また、試料５の活性層２２の表面における平均粗さは５．９４ｎｍであり、試料３及び４と比較して大きくなっている。これは、ヒロックＨの影響ではなく、試料５ではテラスの段差が大きいため、これによって活性層２２の表面における平均粗さが大きくなっているからである。 Further, the average roughness of the surface of the active layer 22 of the sample 5 is 5.94 nm, which is larger than those of the samples 3 and 4. This is not due to the influence of hillock H, but because the sample 5 has a large step difference in the terrace, this increases the average roughness on the surface of the active layer 22.
図６〜図８は、試料１、試料３及び試料４のそれぞれにおけるｎ型クラッド層及び活性層のそれぞれの表面の状態を比較して示す図である。図１に示したように、ｎ型クラッド層２１は、活性層２２の直前に形成される層である。即ち、図６〜図８は、活性層２２の表面及び裏面の状態を比較して示した図である。 6 to 8 are diagrams showing a comparison of the states of the surfaces of the n-type cladding layer and the active layer in Sample 1, Sample 3, and Sample 4, respectively. As shown in FIG. 1, the n-type cladding layer 21 is a layer formed immediately before the active layer 22. That is, FIG. 6 to FIG. 8 are diagrams comparing the states of the front surface and the back surface of the active layer 22.
図６（ａ）〜図８（ａ）は、ｎ型クラッド層２１及び活性層２２のそれぞれの表面の２５μｍ四方の領域における状態を表すＡＦＭ像である。また、図６（ｂ）〜図８（ｂ）は、図６（ａ）〜図８（ａ）に示したｎ型クラッド層２１及び活性層２２のそれぞれの表面における高さの度数分布を示すヒストグラムである。また、図６（ｃ）〜図８（ｃ）は、図６（ａ）〜図８（ａ）に示したｎ型クラッド層２１及び活性層２２のそれぞれの領域よりも狭い領域を三次元の鳥瞰図として表示したＡＦＭ像である。また、図６（ａ）〜図８（ａ）では、試料１、試料３及び試料４のｎ型クラッド層２１及び活性層２２のそれぞれの表面における平均粗さを併記している。 FIGS. 6A to 8A are AFM images showing states in a 25 μm square region on the surfaces of the n-type cladding layer 21 and the active layer 22, respectively. FIGS. 6B to 8B show frequency distributions of heights on the surfaces of the n-type cladding layer 21 and the active layer 22 shown in FIGS. 6A to 8A. It is a histogram. 6 (c) to 8 (c) show three-dimensional regions narrower than the respective regions of the n-type cladding layer 21 and the active layer 22 shown in FIGS. 6 (a) to 8 (a). It is an AFM image displayed as a bird's-eye view. In FIGS. 6A to 8A, the average roughness of the surfaces of the n-type cladding layer 21 and the active layer 22 of Sample 1, Sample 3, and Sample 4 is also shown.
図６（ａ）に示すように、試料１において、ｎクラッド層２１の表面における平均粗さは１０．３ｎｍであり、活性層２２の表面における平均粗さは１０．９ｎｍである。また、図７（ａ）に示すように、試料３において、ｎクラッド層２１の表面における平均粗さは３．７８ｎｍであり、活性層２２の表面における平均粗さは３．６６ｎｍである。また、図８（ａ）に示すように、試料４において、ｎクラッド層２１の表面における平均粗さは３．８３ｎｍであり、活性層２２の表面における平均粗さは３．９４ｎｍである。 As shown in FIG. 6A, in sample 1, the average roughness on the surface of the n-clad layer 21 is 10.3 nm, and the average roughness on the surface of the active layer 22 is 10.9 nm. Further, as shown in FIG. 7A, in sample 3, the average roughness on the surface of the n-clad layer 21 is 3.78 nm, and the average roughness on the surface of the active layer 22 is 3.66 nm. Further, as shown in FIG. 8A, in sample 4, the average roughness on the surface of the n-clad layer 21 is 3.83 nm, and the average roughness on the surface of the active layer 22 is 3.94 nm.
このように、試料１、試料３及び試料４のそれぞれにおいて、ｎクラッド層２１及び活性層２２のそれぞれの表面における平均粗さは、略等しくなる。特に、活性層２２及びｎクラッド層２１のそれぞれの表面における平均粗さの差分の絶対値を、活性層２２の表面における平均粗さで除した割合が、１０％以内になっている。これは、活性層２２が、表面における平均粗さが維持された一様な成長によって形成されているからである。なお、ここでは試料１、試料３及び試料４についてのみ例示しているが、試料２及び試料５についても同様である。 Thus, in each of Sample 1, Sample 3, and Sample 4, the average roughness on the surfaces of the n-clad layer 21 and the active layer 22 is substantially equal. In particular, the ratio obtained by dividing the absolute value of the difference in average roughness on the surfaces of the active layer 22 and the n-clad layer 21 by the average roughness on the surface of the active layer 22 is within 10%. This is because the active layer 22 is formed by uniform growth in which the average roughness on the surface is maintained. Here, only Sample 1, Sample 3 and Sample 4 are illustrated, but the same applies to Sample 2 and Sample 5.
また、図７（ｂ）及び図８（ｂ）に示すように、試料３及び４のそれぞれにおいて、ｎクラッド層２１及び活性層２２のそれぞれの表面における高さの度数分布は、共に正規分布様である。これは、活性層２２が、最初から最後までステップフロー成長を維持して形成されたことを示している。なお、ここでは試料３及び試料４についてのみ例示しているが、試料２及び試料５についても同様である。これに対して、三次元成長が支配的である試料１については、このような傾向が認められない。 Further, as shown in FIGS. 7B and 8B, in each of the samples 3 and 4, the frequency distribution of the heights on the surfaces of the n-clad layer 21 and the active layer 22 are both normal distributions. It is. This indicates that the active layer 22 was formed while maintaining step flow growth from the beginning to the end. Here, only the sample 3 and the sample 4 are illustrated, but the same applies to the sample 2 and the sample 5. On the other hand, such a tendency is not recognized about the sample 1 in which three-dimensional growth is dominant.
一方、図７（ｃ）及び図８（ｃ）に示すように、試料３及び４のそれぞれにおいて、活性層２２の表面におけるテラス（多段状となる三角形状のファセット）は、ｎクラッド層２１の表面におけるテラスと比較して、角が丸みを帯びている。なお、この現象については、後述する図９及び図１０と併せて説明する。また、ここでは試料３及び試料４についてのみ例示しているが、試料２及び試料５についても同様である。これに対して、三次元成長が支配的である試料１については、このような傾向が明確には認められない。 On the other hand, as shown in FIGS. 7C and 8C, in each of the samples 3 and 4, the terraces (triangular facets having a multistage shape) on the surface of the active layer 22 are formed on the n-cladding layer 21. Compared to the terrace on the surface, the corners are rounded. This phenomenon will be described in conjunction with FIGS. 9 and 10 described later. Moreover, although only the sample 3 and the sample 4 are illustrated here, the same applies to the sample 2 and the sample 5. On the other hand, such a tendency is not clearly observed for the sample 1 in which the three-dimensional growth is dominant.
図９及び図１０は、試料１〜５の発光特性を示すグラフである。具体的に、図９は試料１〜５のピーク発光波長及び半値幅を示すグラフであり、図１０は試料１〜５の光出力を示すグラフである。なお、図９（ａ）及び図１０（ａ）は、縦軸を発光特性、横軸を試料番号としたグラフである。また、図９（ｂ）及び図１０（ｂ）は、縦軸を発光特性、横軸を活性層２２の表面における平均粗さとしたグラフである。 9 and 10 are graphs showing the light emission characteristics of Samples 1-5. Specifically, FIG. 9 is a graph showing the peak emission wavelength and the full width at half maximum of Samples 1 to 5, and FIG. 10 is a graph showing the light output of Samples 1 to 5. FIGS. 9A and 10A are graphs in which the vertical axis indicates the light emission characteristics and the horizontal axis indicates the sample number. FIGS. 9B and 10B are graphs in which the vertical axis represents the light emission characteristics and the horizontal axis represents the average roughness on the surface of the active layer 22.
図９に示すように、三次元成長が支配的である試料１と比較して、ステップフロー成長が支配的である試料２〜５では、ピーク発光波長が長波長側にシフトするとともに、半値幅が大きくなる。 As shown in FIG. 9, in the samples 2 to 5 in which the step flow growth is dominant as compared with the sample 1 in which the three-dimensional growth is dominant, the peak emission wavelength is shifted to the long wavelength side, and the half width is increased. Becomes larger.
この結果について、活性層２２（特に、井戸層２２ａ）を構成するＡｌＧａＮがＡｌＮとＧａＮの混晶であり、ＧａＮはＡｌＮよりも発光波長が長いことを踏まえると、活性層２２（特に、井戸層２２ａ）を構成するＡｌＧａＮに含まれるＧａが偏析し、その偏析している領域にも電流が流れて発光が生じていると推測される。即ち、活性層２２の表面における平均粗さが井戸層２２ａの厚さを超えるようなステップフロー成長を行うことによって、活性層２２（特に、井戸層２２ａ）においてＧａの偏析が生じていると推測される。 Regarding this result, considering that AlGaN constituting the active layer 22 (particularly, the well layer 22a) is a mixed crystal of AlN and GaN, and GaN has a longer emission wavelength than AlN, the active layer 22 (particularly, the well layer). It is presumed that Ga contained in AlGaN constituting 22a) is segregated, and light is emitted due to current flowing in the segregated region. That is, it is assumed that the segregation of Ga occurs in the active layer 22 (particularly, the well layer 22a) by performing step flow growth in which the average roughness on the surface of the active layer 22 exceeds the thickness of the well layer 22a. Is done.
さらに、上述したように、図７（ｃ）及び図８（ｃ）に示した活性層２２の表面におけるテラスが丸みを帯びていることも、Ｇａの偏析を示唆している。具体的には、活性層２２（特に、ＧａＮモル分率が大きい井戸層２２ａ）がステップフロー成長で形成される際に、Ａｌと比較してマイグレーションし易いＧａが、テラスの側面と次段のテラスの表面との境界に集まって段差を滑らかにすることで、テラスが丸みを帯びたと推測される。 Furthermore, as described above, the fact that the terrace on the surface of the active layer 22 shown in FIGS. 7C and 8C is rounded also suggests the segregation of Ga. Specifically, when the active layer 22 (particularly, the well layer 22a having a large GaN mole fraction) is formed by step flow growth, Ga that is more easily migrated than Al is formed on the side surface of the terrace and the next stage. It is estimated that the terrace is rounded by gathering at the boundary with the surface of the terrace and smoothing the steps.
そして、図１０に示すように、ステップフロー成長よりも三次元成長が支配的である（活性層２２の表面における平均粗さが１０ｎｍよりも大きい）試料１と比較して、ステップフロー成長が支配的である試料２〜５の方が、光出力が大きくなっている。このことから、活性層２２（特に、井戸層２２ａ）においてＧａを偏析させることによって、活性層２２の光出力を増大させることができることが分かる。 Then, as shown in FIG. 10, the three-dimensional growth is more dominant than the step flow growth (compared with the sample 1 in which the average roughness on the surface of the active layer 22 is larger than 10 nm), the step flow growth is dominant. The target samples 2 to 5 have a larger light output. From this, it can be seen that the light output of the active layer 22 can be increased by segregating Ga in the active layer 22 (particularly, the well layer 22a).
以上のように、活性層２２の表面における平均粗さが井戸層２２ａの厚さ以上かつ１０ｎｍ以下になるようなステップフロー成長によって、活性層２２（特に、井戸層２２ａ）においてＧａの偏析を生じさせることで、活性層２２の光出力を増大させることができる。したがって、光出力が良好な活性層２２を有する発光素子１を得ることが可能になる。 As described above, Ga segregation occurs in the active layer 22 (particularly, the well layer 22a) by step flow growth in which the average roughness on the surface of the active layer 22 is not less than the thickness of the well layer 22a and not more than 10 nm. By doing so, the optical output of the active layer 22 can be increased. Therefore, it is possible to obtain the light emitting element 1 having the active layer 22 with good light output.
また、図１０に示すように、活性層２２の表面における平均粗さが３ｎｍ以上である試料２〜５では、活性層２２（特に、井戸層２２ａ）において、Ｇａの偏析が十分に生じる。そのため、活性層２２の光出力を十分に増大させることができる。 In addition, as shown in FIG. 10, in samples 2 to 5 having an average roughness of 3 nm or more on the surface of the active layer 22, Ga segregation occurs sufficiently in the active layer 22 (particularly, the well layer 22a). Therefore, the light output of the active layer 22 can be increased sufficiently.
また、図１０に示すように、活性層２２の表面における平均粗さが約６ｎｍとなる試料５と比較して、活性層２２の表面における平均粗さがそれ以下である試料２〜４は、光出力が顕著（例えば、１．５倍以上）に大きくなる。したがって、活性層２２の表面における平均粗さを６ｎｍ以下（好ましくは５．５ｎｍ以下）にすることで、活性層２２の光出力を顕著に増大させることができる。 Moreover, as shown in FIG. 10, compared with the sample 5 whose average roughness in the surface of the active layer 22 becomes about 6 nm, the samples 2-4 whose average roughness in the surface of the active layer 22 is less than that, The light output is significantly increased (for example, 1.5 times or more). Therefore, when the average roughness on the surface of the active layer 22 is 6 nm or less (preferably 5.5 nm or less), the light output of the active layer 22 can be remarkably increased.
また、図７及び図８に示したように、発光部２０において、活性層２２とその直前に形成されるｎ型クラッド層２１とのそれぞれの表面における平均粗さは、略等しくなる。したがって、活性層２２だけでなく、ｎ型クラッド層２１も、表面における平均粗さが、井戸層２２ａの厚さ以上（さらには、３ｎｍ以上）かつ１０ｎｍ以下（さらには、６ｎｍ以下）になる。この場合、成長表面における平均粗さが維持された一様な成長によって活性層２２が形成されるため、活性層２２（特に、井戸層２２ａ）においてＧａの偏析を確実に生じさせることができる。したがって、活性層２２の光出力を増大させることができる。 In addition, as shown in FIGS. 7 and 8, in the light emitting unit 20, the average roughness of the surfaces of the active layer 22 and the n-type cladding layer 21 formed immediately before the active layer 22 is substantially equal. Accordingly, not only the active layer 22 but also the n-type cladding layer 21 has an average roughness on the surface that is equal to or greater than the thickness of the well layer 22a (further 3 nm or more) and 10 nm or less (further 6 nm or less). In this case, since the active layer 22 is formed by uniform growth in which the average roughness on the growth surface is maintained, it is possible to reliably cause segregation of Ga in the active layer 22 (particularly, the well layer 22a). Therefore, the light output of the active layer 22 can be increased.
［下地部のＡｌＮ層］
次に、下地部１０におけるＡｌＮ層１２の表面の状態について、図面を参照して説明する。図１１〜図１６は、試料１〜５及び試料Ａの下地部におけるＡｌＮ層の表面の状態を示すＡＦＭ像である。なお、試料Ａは、試料１及び試料２の中間の条件で作製された試料である。
[AlN layer of the base part]
Next, the state of the surface of the AlN layer 12 in the base portion 10 will be described with reference to the drawings. FIGS. 11 to 16 are AFM images showing the state of the surface of the AlN layer in the base portions of Samples 1 to 5 and Sample A. FIG. Sample A is a sample manufactured under conditions intermediate between Sample 1 and Sample 2.
図１１（ａ）〜図１６（ａ）は、ＡｌＮ層１２の表面の２５μｍ四方の領域における状態を表すＡＦＭ像である。また、図１１（ｂ）〜図１６（ｂ）は、図１１（ａ）〜図１６（ａ）に示したＡｌＮ層１２の領域よりも狭い領域を表示したＡＦＭ像である。また、図１１（ｃ）〜図１６（ｃ）は、図１１（ｂ）〜図１６（ｂ）に示したＡｌＮ層１２の領域を三次元の鳥瞰図として表示したＡＦＭ像である。さらに、図１１（ａ）〜図１６（ａ）には、上面視における基板１１の傾斜方向に対するテラスの平均的な幅（以下、単に「テラス幅」という）を併記している。また、図１１（ｂ）〜図１６（ｂ）には、テラスの平均的な高さ（以下、「テラス高さ」という）を併記している。 FIGS. 11A to 16A are AFM images showing states in a 25 μm square region on the surface of the AlN layer 12. Moreover, FIG.11 (b)-FIG.16 (b) are the AFM images which displayed the area | region narrower than the area | region of the AlN layer 12 shown to Fig.11 (a)-FIG.16 (a). FIGS. 11C to 16C are AFM images in which the region of the AlN layer 12 shown in FIGS. 11B to 16B is displayed as a three-dimensional bird's-eye view. Further, in FIGS. 11A to 16A, the average width of the terrace with respect to the inclination direction of the substrate 11 in a top view (hereinafter simply referred to as “terrace width”) is also shown. In addition, in FIG. 11B to FIG. 16B, the average height of the terrace (hereinafter referred to as “terrace height”) is also shown.
例えば、テラス幅は、図１１（ａ）〜図１６（ａ）のそれぞれに示す領域内で、基板１１の傾斜方向（図中の左右方向）に対して所定の距離（例えば、２５μｍ）となる範囲をランダムに選択するとともに当該範囲に含まれるテラスの本数を計測し、計測した本数で当該距離を除することで算出することができる。なお、この演算を複数回（例えば、１０回程度）繰り返し、得られた値を平均化することによって、テラス幅を算出してもよい。 For example, the terrace width is a predetermined distance (for example, 25 μm) with respect to the inclination direction (left and right direction in the drawing) of the substrate 11 in the regions shown in FIGS. 11 (a) to 16 (a). It can be calculated by selecting a range at random, measuring the number of terraces included in the range, and dividing the distance by the measured number. Note that the terrace width may be calculated by repeating this calculation a plurality of times (for example, about 10 times) and averaging the obtained values.
また例えば、テラス高さは、図１１（ｂ）〜図１６（ｂ）のそれぞれに示す領域をＡＦＭで測定する際に、テラスの先端の位置で計測される高さと、当該端部に隣接する位置である次段のテラスの高さと、の差分を算出し、当該差分を複数点（例えば、５０点程度）にわたって平均化することで、算出することができる。 In addition, for example, the terrace height is adjacent to the height measured at the position of the front end of the terrace when the regions shown in FIG. 11B to FIG. The difference between the position and the height of the next terrace, which is the position, can be calculated and averaged over a plurality of points (for example, about 50 points).
図１１（ａ）〜図１６（ｂ）に示すように、試料１、試料Ａ、試料２、試料３、試料４，試料５の順番で、テラス幅が小さくなる傾向がある。また、図１１（ｂ）及び図１１（ｃ）〜図１６（ｂ）及び図１６（ｃ）に示すように、試料１、試料Ａ、試料２、試料３、試料４，試料５の順番で、テラス高さが大きくなる傾向がある。 As shown in FIGS. 11A to 16B, the terrace width tends to decrease in the order of sample 1, sample A, sample 2, sample 3, sample 4, and sample 5. Also, as shown in FIGS. 11 (b) and 11 (c) to 16 (b) and 16 (c), sample 1, sample A, sample 2, sample 3, sample 4, sample 5 in that order. The terrace height tends to increase.
そして、上述のように活性層２２の光出力が良好な試料２〜５（図１０参照）は、試料１及び試料Ａと比較して、テラス幅が小さいとともに、テラス高さが大きくなっている。具体的に、試料２〜５では、テラス幅が０．３μｍ以上かつ１μｍ以下になり、テラス高さが８ｎｍ以上かつ１４ｎｍ以下になる。 As described above, Samples 2 to 5 (see FIG. 10) in which the light output of the active layer 22 is good are smaller in terrace width and larger in terrace height than Sample 1 and Sample A. . Specifically, in Samples 2 to 5, the terrace width is 0.3 μm to 1 μm, and the terrace height is 8 nm to 14 nm.
したがって、このＡｌＮ層１２を有する下地部１０の表面上に発光部２０を形成することで、上述のようなステップフロー成長によってＧａの偏析を生じる光出力が良好な活性層２２を得ることができる。 Therefore, by forming the light emitting portion 20 on the surface of the base portion 10 having the AlN layer 12, it is possible to obtain the active layer 22 having a good light output that causes segregation of Ga by the above-described step flow growth. .
［井戸層のＡｌＮモル分率］
これまでの説明において例示した試料１〜５は、図９に示すピーク発光波長が２６５ｎｍ±３ｎｍの範囲内に収まっていることから明らかなように、井戸層２２ａにおけるＡｌＮのモル分率が同程度の大きさである。しかしながら、試料１〜５とはＡｌＮモル分率が大きく異なる井戸層２２ａを有する発光素子１であっても、試料１〜５と同様にＧａの偏析は生じ得る。
[AlN mole fraction of well layer]
As apparent from the fact that the samples 1 to 5 exemplified in the above description have the peak emission wavelength shown in FIG. 9 within the range of 265 nm ± 3 nm, the molar fraction of AlN in the well layer 22a is comparable. Is the size of However, even in the light-emitting element 1 having the well layer 22a having a significantly different AlN molar fraction from the samples 1 to 5, Ga segregation can occur as in the samples 1 to 5.
以下、井戸層２２ａのＡｌＮモル分率（ピーク発光波長）とＧａの偏析との関係について、図面を参照して説明する。図１７は、井戸層のＡｌＮモル分率（ピーク発光波長）が異なる複数の試料の発光スペクトルを示すスペクトル図である。また、図１８は、各試料のピーク発光波長と半値幅との関係を示すグラフである。なお、図１７及び図１８では、比較のために、井戸層２２ａがＧａＮによって構成されている試料についても併せて示している。また、図１７では、発光スペクトルの概形の見易さや比較などの便宜上、図１８に示す各試料の中から代表的な試料を選択するとともに、当該試料のそれぞれにおけるピーク発光波長の強度が１となるように規格化している。また、図１８では、各試料のピーク発光波長及び半値幅の測定結果に対する近似直線も併せて示している。 Hereinafter, the relationship between the AlN mole fraction (peak emission wavelength) of the well layer 22a and the segregation of Ga will be described with reference to the drawings. FIG. 17 is a spectrum diagram showing emission spectra of a plurality of samples having different AlN mole fractions (peak emission wavelengths) of the well layers. FIG. 18 is a graph showing the relationship between the peak emission wavelength and the half-value width of each sample. 17 and 18 also show a sample in which the well layer 22a is made of GaN for comparison. In FIG. 17, a representative sample is selected from the samples shown in FIG. 18 for ease of viewing the outline of the emission spectrum and for comparison, and the intensity of the peak emission wavelength in each sample is 1. It is standardized so that FIG. 18 also shows approximate lines for the measurement results of the peak emission wavelength and the half-value width of each sample.
図１７では、ピーク発光波長が２６５ｎｍ、２８５ｎｍ、３２０ｎｍ、３３５ｎｍ及び３５４ｎｍであるそれぞれの試料の発光スペクトルを示している。なお、ピーク発光波長が２６５ｎｍの試料とは、上述した試料１〜５と同程度のピーク発光波長を有する試料である。また、ピーク発光波長が３５４ｎｍの試料（図中の細い曲線）とは、井戸層２２ａがＧａＮで構成されている試料である。 In FIG. 17, the emission spectrum of each sample whose peak emission wavelength is 265 nm, 285 nm, 320 nm, 335 nm, and 354 nm is shown. Note that the sample having a peak emission wavelength of 265 nm is a sample having the same peak emission wavelength as the above-described samples 1 to 5. A sample having a peak emission wavelength of 354 nm (thin curve in the figure) is a sample in which the well layer 22a is made of GaN.
井戸層２２ａがＧａＮで構成されている試料（ピーク発光波長が３５４ｎｍの試料）では、井戸層２２ａが単一のＧａＮの結晶で構成されていることから、Ｇａの偏析は生じない。この場合、井戸層２２ａに閉じ込められる電子及び正孔のそれぞれが有するエネルギーのばらつきが小さくなることで、再結合する電子及び正孔のエネルギー差のばらつきが小さくなる（即ち、発光波長のばらつきが小さくなる）ため、半値幅が小さい発光スペクトルになる。以下、この試料の発光スペクトルにおける半値幅を、Ｇａの偏析が生じない場合における発光スペクトルの半値幅として、Ｇａの偏析の有無や程度を判断するための基準（以下、「基準半値幅」と称する）とする。 In the sample in which the well layer 22a is made of GaN (sample having a peak emission wavelength of 354 nm), the well layer 22a is made of a single GaN crystal, and therefore no segregation of Ga occurs. In this case, the variation in energy of electrons and holes confined in the well layer 22a is reduced, so that the variation in energy difference between electrons and holes to be recombined is reduced (that is, the variation in emission wavelength is reduced). Therefore, the emission spectrum has a small half width. Hereinafter, the half-value width in the emission spectrum of this sample is defined as the half-value width of the emission spectrum in the case where no segregation of Ga occurs (hereinafter referred to as “reference half-value width”). ).
一方、井戸層２２ａがＡｌＸＧａ１−ＸＮで構成されている各試料（ピーク発光波長が２６５ｎｍ、２８５ｎｍ、３３５ｎｍ及び３２０ｎｍである各試料）では、井戸層２２ａがＡｌＮ及びＧａＮの混晶で構成されるため、上述したようにＧａの偏析が生じ得る。そして、これらの試料の発光スペクトルは、いずれも半値幅が基準半値幅よりも大きくなっている。これは、Ｇａの偏析によって、井戸層２２ａに閉じ込められる電子及び正孔のそれぞれが有するエネルギーのばらつきが大きくなることで、再結合する電子及び正孔のエネルギー差のばらつきが大きくなる（即ち、発光波長のばらつきが大きくなる）ためである。 On the other hand, in each sample in which the well layer 22a is composed of Al X Ga 1-X N (each sample having peak emission wavelengths of 265 nm, 285 nm, 335 nm, and 320 nm), the well layer 22 a is a mixed crystal of AlN and GaN. Since it is configured, Ga segregation can occur as described above. In each of the emission spectra of these samples, the half width is larger than the reference half width. This is because the energy variation of each of the electrons and holes confined in the well layer 22a increases due to the segregation of Ga, thereby increasing the variation in energy difference between the electrons and holes recombined (that is, light emission). This is because the variation in wavelength increases.
ただし、図１７及び図１８に示すように、各試料の発光スペクトルにおける半値幅の大きさ（即ち、Ｇａの偏析の程度）は、一様ではない。具体的に、ピーク発光波長が小さくなるほど、半値幅は小さくなる。これは、井戸層２２ａを構成するＡｌＸＧａ１−ＸＮのＡｌＮのモル分率Ｘが１（即ち、単一のＡｌＮの結晶）に近づくほど、Ｇａの量が少なくなり偏析し難くなるからである。 However, as shown in FIGS. 17 and 18, the magnitude of the half width (that is, the degree of segregation of Ga) in the emission spectrum of each sample is not uniform. Specifically, the full width at half maximum decreases as the peak emission wavelength decreases. This is because, as the molar ratio X of AlN of Al X Ga 1-X N constituting the well layer 22a approaches 1 (that is, a single AlN crystal), the amount of Ga decreases and segregation becomes difficult. It is.
この点、図１８に示すように、ピーク発光波長が２３０ｎｍ以上（好ましくは２４０ｎｍ以上、さらに好ましくは２５０ｎｍ以上）になるように、井戸層２２ａをＡｌＸＧａ１−ＸＮで構成すれば、発光スペクトルの半値幅を基準半値幅（図中の破線）よりも十分に大きくする（即ち、Ｇａの偏析を生じさせて光出力を増大させる）ことが可能になる。 In this regard, as shown in FIG. 18, the peak emission wavelength than 230 nm (preferably 240nm or more, more preferably 250nm or more) so that the, if constituting the well layer 22a in the Al X Ga 1-X N, emission It becomes possible to make the half width of the spectrum sufficiently larger than the reference half width (broken line in the figure) (that is, Ga segregation is caused to increase the light output).
一方、図１７及び図１８に示すように、ピーク発光波長が大きくなるほど、半値幅は大きくなる。しかし、井戸層２２ａを構成するＡｌＸＧａ１−ＸＮのＡｌＮのモル分率Ｘが０（即ち、単一のＧａＮの結晶）に近づくと、Ｇａの量が多くなり過度に偏析することで、発光スペクトルの形状が崩れたり（例えば、ピークが分離して２つ以上できる）、発光強度が低下したりするなどの問題が生じる。 On the other hand, as shown in FIGS. 17 and 18, the full width at half maximum increases as the peak emission wavelength increases. However, when the molar fraction X of AlN of Al X Ga 1-X N constituting the well layer 22a approaches 0 (that is, a single GaN crystal), the amount of Ga increases and segregates excessively. , The shape of the emission spectrum is broken (for example, two or more peaks are separated and the emission intensity is lowered).
この点、図１７及び図１８に示すように、ピーク発光波長が３４０ｎｍ以下（好ましくは３３５ｎｍ以下）になるように、井戸層２２ａをＡｌＸＧａ１−ＸＮ（０＜Ｘ＜１）で構成すれば、上記の問題を発生し難くすることが可能になる。 In this regard, as shown in FIGS. 17 and 18, the well layer 22a is made of Al X Ga 1-X N (0 <X <1) so that the peak emission wavelength is 340 nm or less (preferably 335 nm or less). Then, it becomes possible to make the above-mentioned problem difficult to occur.
このように、ピーク発光波長を２３０ｎｍ以上かつ３４０ｎｍ以下にすることで、活性層２２（特に、井戸層２２ａ）においてＧａの偏析を十分に生じさせて光出力を増大させるとともに、発光スペクトルの形状が崩れたり発光強度が低下したりするなどの問題を生じさせ難くすることが可能になる。 Thus, by setting the peak emission wavelength to 230 nm or more and 340 nm or less, the segregation of Ga is sufficiently generated in the active layer 22 (particularly, the well layer 22a) to increase the light output and the shape of the emission spectrum is improved. It is possible to make it difficult to cause problems such as collapse or decrease in light emission intensity.
本発明は、サファイアから成る基板の上側にＡｌＧａＮ系の活性層を形成して成る窒化物半導体発光素子に対して利用することが可能であり、特に、ピーク発光波長が紫外領域にある窒化物半導体紫外線発光素子に利用すると好適である。 INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention can be used for a nitride semiconductor light emitting device in which an AlGaN-based active layer is formed on the upper side of a sapphire substrate, and in particular, a nitride semiconductor having a peak emission wavelength in the ultraviolet region. It is suitable for use in an ultraviolet light emitting element.
１ 発光素子（窒化物半導体紫外線発光素子）
１０ 下地部
１１ 基板
１２ ＡｌＮ層
２０ 発光部
２１ ｎ型クラッド層
２２ 活性層
２２ａ 井戸層
２２ｂ バリア層
２２ｃ 電子ブロック層
２３ ｐ型クラッド層
２４ ｐ型コンタクト層
３０ ｐ電極
４０ ｎ電極
1 Light emitting device (nitride semiconductor ultraviolet light emitting device)
DESCRIPTION OF SYMBOLS 10 Base part 11 Substrate 12 AlN layer 20 Light emitting part 21 N-type clad layer 22 Active layer 22a Well layer 22b Barrier layer 22c Electron block layer 23 p-type clad layer 24 p-type contact layer 30 p-electrode 40 n-electrode
Claims (10)
前記下地部の表面上に形成される、ＡｌＧａＮ系半導体層を有する活性層を含む発光部と、を備え、
少なくとも、前記下地部の前記ＡｌＮ層、前記発光部における前記活性層及びその間の各層が、多段状のテラスが形成された表面を有するエピタキシャル成長層であり、
前記活性層が、ＡｌＸＧａ１−ＸＮ（０＜Ｘ＜１）で構成される井戸層を少なくとも１つ含む量子井戸構造を有し、
前記活性層の表面において、２５μｍ四方の領域における平均粗さが、前記井戸層の厚さ以上かつ１０ｎｍ以下になることを特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子。 A base portion including a substrate made of sapphire having a surface on which a multistage terrace is formed by being inclined with respect to the (0001) plane; and an AlN layer formed on the surface of the substrate;
A light emitting part including an active layer having an AlGaN-based semiconductor layer formed on the surface of the base part, and
At least the AlN layer in the base portion, the active layer in the light emitting portion, and each layer therebetween are epitaxial growth layers having a surface on which a multi-stage terrace is formed,
The active layer has a quantum well structure including at least one well layer composed of Al X Ga 1-X N (0 <X <1);
The nitride semiconductor ultraviolet light-emitting device characterized in that, on the surface of the active layer, an average roughness in a 25 μm square region is not less than the thickness of the well layer and not more than 10 nm.
前記下地部の表面上に形成される、ＡｌＧａＮ系半導体層を有する活性層を含む発光部を形成する工程と、を備え、
ＡｌＸＧａ１−ＸＮ（０＜Ｘ＜１）で構成される井戸層を少なくとも１つ含む量子井戸構造を有する前記活性層の表面における、２５μｍ四方の領域における平均粗さが、前記井戸層の厚さ以上かつ１０ｎｍ以下になる条件で、少なくとも、前記下地部の前記ＡｌＮ層、前記発光部における前記活性層及びその間の各層を、多段状のテラスの側面が成長することで二次元成長するステップフロー成長によって形成することを特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法。 Forming a base portion including a substrate made of sapphire having a surface on which a multi-stage terrace is formed by being inclined with respect to the (0001) plane, and an AlN layer formed on the surface of the substrate; ,
Forming a light emitting part including an active layer having an AlGaN-based semiconductor layer formed on the surface of the base part, and
The average roughness in the 25 μm square region on the surface of the active layer having a quantum well structure including at least one well layer composed of Al X Ga 1-X N (0 <X <1) And at least the AlN layer in the base part, the active layer in the light emitting part, and the layers in between are grown two-dimensionally by growing the side surfaces of the multi-tiered terrace. A method of manufacturing a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device, characterized by forming by step flow growth.
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