JP2019004178A - Group iii nitride semiconductor light-emitting element - Google Patents

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Abstract

To provide: a Group III nitride semiconductor epitaxial substrate which enables the achievement of both of an excellent light-emitting characteristic and a light emission life characteristic when used for manufacturing a Group III nitride semiconductor light-emitting element; and a method for manufacturing the substrate.SOLUTION: A Group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to the present invention comprises a Group III nitride laminate 30 having a sapphire substrate 10, an AlN layer 20 formed on a principal face of the sapphire substrate 10, and a first layer 31 and a second layer 32 which are formed over the AlN layer 20 and including at least Al in this order. An Al composition ratio "x" of the first layer 31 is larger than an Al composition ratio "y" of the second layer 32. As to the principal face of the sapphire substrate 10, C-plane is an inclined plane at OFF angle of 0.46 or more and 0.54 degrees or less. The half value width of an X-ray rocking curve of (10-12) plane of the AlN layer 20 is 400 second or less. The amount of c-axis distortion of the second layer 32 is 0.66% or more in a pulling direction.SELECTED DRAWING: Figure 1

Description

本発明は、III族窒化物半導体エピタキシャル基板およびその製造方法に関し、特に、III族窒化物半導体発光素子の作製に供した際に、優れた発光特性および発光寿命特性を両立することが可能なIII族窒化物半導体エピタキシャル基板に関するものである。また、本発明は、上記III族窒化物半導体エピタキシャル基板を用いたIII族窒化物半導体発光素子に関する。   The present invention relates to a group III nitride semiconductor epitaxial substrate and a method for manufacturing the same, and more particularly to a group III nitride semiconductor light-emitting device that is capable of achieving both excellent light emission characteristics and light emission lifetime characteristics. The present invention relates to a group nitride semiconductor epitaxial substrate. The present invention also relates to a group III nitride semiconductor light emitting device using the group III nitride semiconductor epitaxial substrate.

従来、Ａｌ、Ｇａ、Ｉｎ等とＮとの化合物からなるIII族窒化物半導体は、紫外光発光素子の材料として用いられている。中でも、Ａｌ組成比が５０％以上のＡｌＧａＮからなるIII族窒化物半導体は、発光波長３００ｎｍ以下の深紫外光発光素子（ＤＵＶ−ＬＥＤ）の活性層（「発光層」とも称される。）として用いられている。   Conventionally, a group III nitride semiconductor composed of a compound of N, Al, Ga, In or the like and N is used as a material for an ultraviolet light emitting element. Among them, a group III nitride semiconductor made of AlGaN having an Al composition ratio of 50% or more is used as an active layer (also referred to as “light emitting layer”) of a deep ultraviolet light emitting device (DUV-LED) having an emission wavelength of 300 nm or less. It is used.

III族窒化物半導体は、高融点で窒素の乖離圧が高く、バルク単結晶成長が困難であり、異種のサファイア基板上にエピタキシャル成長させることによりIII族窒化物半導体層を形成することが通常である。   Group III nitride semiconductors have a high melting point and high nitrogen dissociation pressure, making bulk single crystal growth difficult, and it is common to form group III nitride semiconductor layers by epitaxial growth on different sapphire substrates .

一般に、III族窒化物半導体層の結晶性が優れるほど、発光特性に優れたIII族窒化物半導体発光素子を作製することができる。しかし、このように形成されるIII族窒化物半導体層を有するエピタキシャル基板においては、サファイア基板とIII族窒化物半導体層との間に格子不整合が存在し、結晶性悪化の一因となっている。こうした格子不整合に起因する格子歪みを緩和するために、サファイア基板上にバッファとして機能させるためのＡｌＮ層をエピタキシャル成長させたＡｌＮテンプレート基板が下地基板として用いられるようになってきた。近年、ＡｌＮテンプレート基板上に形成される活性層としてのIII族窒化物半導体層の結晶性および発光特性を改善するための種々の試みがなされている。   In general, as the crystallinity of the group III nitride semiconductor layer is improved, a group III nitride semiconductor light emitting device having superior light emission characteristics can be produced. However, in an epitaxial substrate having a group III nitride semiconductor layer formed in this way, there is a lattice mismatch between the sapphire substrate and the group III nitride semiconductor layer, which contributes to deterioration of crystallinity. Yes. In order to alleviate lattice distortion caused by such lattice mismatch, an AlN template substrate obtained by epitaxially growing an AlN layer for functioning as a buffer on a sapphire substrate has been used as a base substrate. In recent years, various attempts have been made to improve the crystallinity and light emission characteristics of a group III nitride semiconductor layer as an active layer formed on an AlN template substrate.

例えば、特許文献１では、III族窒化物半導体エピタキシャル基板を構成するサファイア単結晶基材の主面の結晶方位がｃ軸方向より０．０２〜０．３度傾斜させたサファイア単結晶基材、すなわちオフ角が０．０２〜０．３度のＣ面サファイア単結晶基材を用いることにより、その主面側に形成されるＡｌ含有のIII族窒化物下地膜の結晶性を向上することができる。一方、Ｃ面サファイア単結晶基材のオフ角が０．３度を超えると、Ａｌ含有のIII族窒化物下地膜の結晶性が劣化する、というものである。特許文献１に記載されているように、これまでサファイア基板のオフ角としては、０．３度以下の小オフ角が好ましいと考えられてきた。   For example, in Patent Document 1, the sapphire single crystal base material in which the crystal orientation of the main surface of the sapphire single crystal base material constituting the group III nitride semiconductor epitaxial substrate is inclined by 0.02 to 0.3 degrees from the c-axis direction, That is, by using a C-plane sapphire single crystal substrate having an off angle of 0.02 to 0.3 degrees, the crystallinity of the Al-containing group III nitride underlayer formed on the main surface side can be improved. it can. On the other hand, if the off-angle of the C-plane sapphire single crystal substrate exceeds 0.3 degrees, the crystallinity of the Al-containing group III nitride underlayer deteriorates. As described in Patent Document 1, it has been considered that a small off angle of 0.3 degrees or less is preferable as an off angle of a sapphire substrate.

一方、特許文献２には、サファイア（０００１）基板と、前記基板の（０００１）面上に形成されたＡｌＮ層を含む下地構造部、及び、前記下地構造部の結晶表面上に形成された、ｎ型ＡｌＧａＮ系半導体層のｎ型クラッド層と、ＡｌＧａＮ系半導体層を有する活性層と、ｐ型ＡｌＧａＮ系半導体層のｐ型クラッド層を含む発光素子構造部を備えてなり、前記基板の（０００１）面が０．６度以上３．０度以下のオフ角で傾斜し、前記ｎ型クラッド層のＡｌＮモル分率が５０％以上である窒化物半導体紫外線発光素子が開示されている。   On the other hand, in Patent Document 2, a sapphire (0001) substrate, a base structure portion including an AlN layer formed on the (0001) plane of the substrate, and a crystal surface of the base structure portion are formed. a light-emitting element structure including an n-type cladding layer of an n-type AlGaN-based semiconductor layer, an active layer having an AlGaN-based semiconductor layer, and a p-type cladding layer of a p-type AlGaN-based semiconductor layer; The nitride semiconductor ultraviolet light-emitting device in which the plane is inclined at an off angle of 0.6 degrees or more and 3.0 degrees or less, and the AlN mole fraction of the n-type cladding layer is 50% or more is disclosed.

特許文献２によると、活性層からの発光波長が短い場合、サファイア基板のオフ角を、例えば特許文献１で用いられているオフ角範囲よりも大きく、すなわち０．６度以上３．０度以下とすることにより、活性層の発光特性を向上させることができる。なお、特許文献２に開示されているＡｌＮ層は、約１１５０〜１３００℃の一般的な成長温度で結晶成長されたものである。   According to Patent Document 2, when the emission wavelength from the active layer is short, the off angle of the sapphire substrate is larger than the off angle range used in, for example, Patent Document 1, that is, 0.6 degrees or more and 3.0 degrees or less. As a result, the light emission characteristics of the active layer can be improved. Note that the AlN layer disclosed in Patent Document 2 is grown at a general growth temperature of about 1150 to 1300 ° C.

また、特許文献３には、主面に所定のオフ角が与えられてなる基材と、前記主面上にエピタキシャル形成された第１のIII族窒化物結晶からなる上部層と、を備え、前記上部層の形成温度よりも高い加熱温度で加熱処理されてなるエピタキシャル基板が記載されている。   Patent Document 3 includes a base material having a main surface provided with a predetermined off-angle, and an upper layer made of a first group III nitride crystal epitaxially formed on the main surface. An epitaxial substrate is described that is heat-treated at a heating temperature higher than the formation temperature of the upper layer.

特許文献３によると、上部層の形成温度よりも高い加熱温度で加熱処理することにより、上部層の結晶品質が向上され、このエピタキシャル基板を、III族窒化物結晶層の成長用下地基板として用いると、表面近傍の大部分が低転位領域となるIII族窒化物結晶層が得られる。   According to Patent Document 3, the crystal quality of the upper layer is improved by performing the heat treatment at a heating temperature higher than the formation temperature of the upper layer, and this epitaxial substrate is used as a base substrate for growing the group III nitride crystal layer. Thus, a group III nitride crystal layer in which most of the vicinity of the surface is a low dislocation region is obtained.

特開２００４−１４２９５３号公報JP 2004-142953 A 国際公開第２０１３／０２１４６４号International Publication No. 2013/021464 特開２００６−３１９１０７号公報JP 2006-319107 A

特許文献２では、約１１５０〜１３００℃の一般的な成長温度で結晶成長させたＡｌＮ層を有するＡｌＮテンプレート基板を用いる場合、オフ角を０．６度以上３．０度以下の高オフ角とすることにより、深紫外光を発光する活性層の発光特性を改善することができることを提案しているに留まる。特許文献３に提案されているように、ＡｌＮテンプレート基板のＡｌＮ層を成長温度よりも高温で加熱処理して低転移領域とした場合であっても、上記オフ角により、活性層の発光特性を改善できるか否かについては何ら考慮されていない。   In Patent Document 2, when an AlN template substrate having an AlN layer grown at a general growth temperature of about 1150 to 1300 ° C. is used, the off angle is set to a high off angle of 0.6 degrees to 3.0 degrees. By doing so, it is only proposed that the light emission characteristics of the active layer emitting deep ultraviolet light can be improved. As proposed in Patent Document 3, even when the AlN layer of the AlN template substrate is heat-treated at a temperature higher than the growth temperature to form a low transition region, the light emission characteristics of the active layer can be obtained by the off angle. No consideration is given to whether or not improvements can be made.

本発明者は、ＡｌＮテンプレート基板のＡｌＮ層に対して熱処理を施してＡｌＮ層の結晶性を改善した場合の、その上に形成した窒化物半導体層からなる活性層の発光特性を良好とするためのオフ角について検討した。本発明者の実験結果によると、上記ＡｌＮ層に熱処理を施して結晶性を改善した場合、特許文献１および特許文献２にそれぞれ開示されている０．３度未満の小オフ角および０．６度以上３．０度未満の高オフ角のいずれでもなく、０．４６度〜０．５４度の範囲の中程度のオフ角のサファイア基板を用いて作製したIII族窒化物半導体エピタキシャル基板を用いた場合に、優れた発光特性が得られることがわかった。   In order to improve the light emission characteristics of an active layer made of a nitride semiconductor layer formed thereon when the AlN layer of the AlN template substrate is heat-treated to improve the crystallinity of the AlN layer. The off-angle was examined. According to the experiment results of the present inventors, when the AlN layer is subjected to a heat treatment to improve the crystallinity, a small off-angle of less than 0.3 degrees and 0.6 which are disclosed in Patent Document 1 and Patent Document 2, respectively. A III-nitride semiconductor epitaxial substrate fabricated using a sapphire substrate with a medium off angle in the range of 0.46 degrees to 0.54 degrees, not any high off angle of not less than 3.0 degrees and less than 3.0 degrees It was found that excellent emission characteristics can be obtained.

ところが、本発明者がこのように発光特性を改善することのできるIII族窒化物半導体エピタキシャル基板についてより詳細に検討したところ、発光出力を増加することができても、発光素子としての寿命が短くなってしまう場合があることが新たに判明した。   However, when the present inventor examined the group III nitride semiconductor epitaxial substrate in which the light emission characteristics can be improved in this way in more detail, the lifetime as a light emitting element is shortened even if the light emission output can be increased. It has been newly found that there is a case where it becomes.

そこで、本発明の目的は、III族窒化物半導体発光素子の作製に供した際に、優れた発光特性および発光寿命特性を両立することが可能なIII族窒化物半導体エピタキシャル基板およびその製造方法を提供することを目的とする。また、かかるIII族窒化物半導体エピタキシャル基板を用いたIII族窒化物半導体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 group III nitride semiconductor epitaxial substrate capable of achieving both excellent light emission characteristics and light emission lifetime characteristics and a method for manufacturing the same when used for manufacturing a group III nitride semiconductor light emitting device. The purpose is to provide. Another object of the present invention is to provide a group III nitride semiconductor light emitting device using such a group III nitride semiconductor epitaxial substrate.

本発明者は、上記課題を解決する方途について鋭意検討した。例えば特開２００２−１２４７０２号公報に記載されているように、III族窒化物系半導体発光素子において、結晶性を高める観点からすると、素子構造を構成するIII族窒化物半導体層のａ軸歪みは、圧縮方向に小さいことが好ましいと通常考えられる。ここで、ａ軸が圧縮を立体的に受ければ、ｃ軸は引張を受けることとなる。そのため、III族窒化物半導体層のａ軸歪みが圧縮方向に小さいことが好ましいとは、III族窒化物半導体層のｃ軸歪みが引張方向に小さいことが好ましいと同義である。ところが、優れた発光特性および発光寿命特性を両立するためには、III族窒化物半導体発光素子を作製したときに、発光素子構造を構成するIII族窒化物半導体層の、圧縮方向のａ軸歪み（換言すれば、引張方向のｃ軸歪み）を小さくするどころか、むしろ大きくする必要があることを本発明者らは知見し、本発明を完成させるに至った。   The inventor has intensively studied how to solve the above problems. For example, as described in JP-A-2002-124702, from the viewpoint of improving crystallinity in a group III nitride semiconductor light-emitting device, the a-axis strain of the group III nitride semiconductor layer constituting the device structure is It is usually considered that it is preferable to be small in the compression direction. Here, if the a-axis undergoes compression in a three-dimensional manner, the c-axis undergoes tension. Therefore, the fact that the a-axis strain of the group III nitride semiconductor layer is preferably small in the compression direction is synonymous with the fact that the c-axis strain of the group III nitride semiconductor layer is preferably small in the tensile direction. However, in order to achieve both excellent light emission characteristics and light emission lifetime characteristics, when a group III nitride semiconductor light emitting device is manufactured, the a-axis strain in the compression direction of the group III nitride semiconductor layer constituting the light emitting device structure is reduced. The inventors of the present invention have found that it is necessary to increase (in other words, the c-axis strain in the tensile direction) rather than to decrease, and the present invention has been completed.

すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。
（１）サファイア基板と、該サファイア基板の主面上に形成されたＡｌＮ層と、該ＡｌＮ層上に形成された、少なくともＡｌを含むIII族窒化物積層体と、を有するIII族窒化物半導体エピタキシャル基板であって、前記III族窒化物積層体は、Ａｌ組成の異なる第１の層と第２の層とをこの順に有し、前記第１の層のＡｌ組成比ｘが、前記第２の層のＡｌ組成比ｙよりも大きく、前記サファイア基板の主面は、Ｃ面が０．４６度以上０．５４度以下のオフ角で傾斜した面であり、前記ＡｌＮ層の（１０−１２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が４００秒以下であり、前記第２の層の（０００２）面の２θ−ωスキャンＸ線回折ピークにより算出されるｃ軸歪み量が引張方向に０．６６％以上であることを特徴とするIII族窒化物半導体エピタキシャル基板。 That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
(1) A group III nitride semiconductor having a sapphire substrate, an AlN layer formed on the main surface of the sapphire substrate, and a group III nitride stack including at least Al formed on the AlN layer In the epitaxial substrate, the group III nitride laminated body has a first layer and a second layer having different Al compositions in this order, and the Al composition ratio x of the first layer is the second layer. The main surface of the sapphire substrate is a surface whose C plane is inclined at an off angle of 0.46 degrees or more and 0.54 degrees or less, and (10-12) of the AlN layer. ) Plane X-ray rocking curve has a half width of 400 seconds or less, and the c-axis strain calculated by the 2θ-ω scan X-ray diffraction peak of the (0002) plane of the second layer is 0. Group III nitride semiconductor epitaxy characterized by being 66% or more Board.

（２）前記第１の層がアンドープ層であり、前記第２の層が不純物ドープ層である上記（１）に記載のIII族窒化物半導体エピタキシャル基板。 (2) The group III nitride semiconductor epitaxial substrate according to (1), wherein the first layer is an undoped layer and the second layer is an impurity doped layer.

（３）前記第１の層はＡｌxＧａ1-xＮ（０．６≦ｘ＜１）からなる、上記（１）または（２）に記載のIII族窒化物半導体エピタキシャル基板。 (3) The group III nitride semiconductor epitaxial substrate according to (1) or (2), wherein the first layer is made of Al x Ga 1-x N (0.6 ≦ x <1).

（４）前記第２の層はＡｌyＧａ1-yＮ（０．５≦ｙ＜ｘ）からなる、上記（２）または上記（３）に記載のIII族窒化物半導体エピタキシャル基板。 (4) The group III nitride semiconductor epitaxial substrate according to (2) or (3), wherein the second layer is made of Al y Ga 1-y N (0.5 ≦ y <x).

（５）上記（２）〜（４）いずれかに記載のIII族窒化物半導体エピタキシャル基板と、該III族窒化物半導体エピタキシャル基板上に、発光層と、前記第２の層とは異なる伝導型の半導体層とをこの順に有するIII族窒化物半導体発光素子。 (5) The group III nitride semiconductor epitaxial substrate according to any one of (2) to (4) above, a light emitting layer on the group III nitride semiconductor epitaxial substrate, and a conductivity type different from that of the second layer Group III nitride semiconductor light-emitting device having the semiconductor layers in this order.

（６）前記発光層のピーク発光波長が３００ｎｍ以下である、上記（５）に記載のIII族窒化物半導体発光素子。 (6) The group III nitride semiconductor light-emitting device according to (5), wherein the light-emitting layer has a peak emission wavelength of 300 nm or less.

（７）Ｃ面が０．４６度以上０．５４度以下のオフ角で傾斜したサファイア基板の主面上に、ＡｌＮ層をエピタキシャル成長させる第１工程と、前記ＡｌＮ層を、前記第１工程における成長温度よりも高温で熱処理する第２工程と、該第２工程の後、前記ＡｌＮ層上に、少なくともＡｌを含む、第１の層および第２の層をこの順に有するIII族窒化物積層体を形成する第３工程と、を含み、前記第３工程において、前記第２の層のＡｌ組成比ｙを、前記第１の層のＡｌ組成比ｘよりも小さくし、前記第２の層の（０００２）面の２θ−ωスキャンＸ線回折ピークにより算出されるｃ軸歪み量を、引張方向に０．６６％以上とすることを特徴とするIII族窒化物半導体エピタキシャル基板の製造方法。 (7) A first step of epitaxially growing an AlN layer on a main surface of a sapphire substrate whose C-plane is inclined at an off angle of 0.46 ° to 0.54 °, and the AlN layer in the first step A second step in which heat treatment is performed at a temperature higher than the growth temperature; and a III-nitride laminate having, after the second step, a first layer and a second layer containing at least Al on the AlN layer in this order. In the third step, the Al composition ratio y of the second layer is made smaller than the Al composition ratio x of the first layer, and the second layer A method for producing a group III nitride semiconductor epitaxial substrate, wherein the amount of c-axis strain calculated from the 2θ-ω scan X-ray diffraction peak of the (0002) plane is 0.66% or more in the tensile direction.

本発明によれば、サファイア基板のオフ角と、III族窒化物積層体のサファイア基板反対側の第２の層のｃ軸歪み量と、を適切に制御したので、III族窒化物半導体発光素子の作製に供した際に、優れた発光特性および発光寿命特性を両立することが可能なIII族窒化物半導体エピタキシャル基板およびその製造方法を提供することができる。また、かかるIII族窒化物半導体エピタキシャル基板を用いたIII族窒化物半導体発光素子を提供することができる。   According to the present invention, since the off-angle of the sapphire substrate and the c-axis strain amount of the second layer opposite to the sapphire substrate of the group III nitride laminate are appropriately controlled, the group III nitride semiconductor light emitting device Thus, it is possible to provide a group III nitride semiconductor epitaxial substrate capable of achieving both excellent light emission characteristics and light emission lifetime characteristics and a method for manufacturing the same. In addition, a group III nitride semiconductor light emitting device using such a group III nitride semiconductor epitaxial substrate can be provided.

本発明の一実施形態に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板の製造方法を説明するフローチャートである。It is a flowchart explaining the manufacturing method of the group III nitride semiconductor epitaxial substrate which concerns on one Embodiment of this invention. 本発明の一実施形態に係るサファイア基板表面のオフ角を説明する模式図である。It is a schematic diagram explaining the off angle of the sapphire substrate surface which concerns on one Embodiment of this invention. サファイア単結晶の結晶構造を説明する模式図である。It is a schematic diagram explaining the crystal structure of a sapphire single crystal. （Ａ）は、Ｘ線回折による２θ−ωスキャンを説明する模式図であり、（Ｂ）は、２θの角度と、ｃ軸方向の歪みを説明する模式図である。(A) is a schematic diagram illustrating 2θ-ω scan by X-ray diffraction, and (B) is a schematic diagram illustrating an angle of 2θ and distortion in the c-axis direction. 本発明の別の実施形態に係るIII族窒化物半導体発光素子を説明する模式図である。It is a schematic diagram explaining the group III nitride semiconductor light-emitting device concerning another embodiment of this invention. 参考実験例におけるIII族窒化物半導体発光素子の発光特性を示すグラフである。It is a graph which shows the light emission characteristic of the group III nitride semiconductor light-emitting device in a reference experiment example. 実施例１および比較例１，２に係るIII族窒化物半導体発光素子の５００時間経過後の残存光量を示すグラフである。6 is a graph showing the amount of remaining light after the elapse of 500 hours of the group III nitride semiconductor light emitting device according to Example 1 and Comparative Examples 1 and 2.

以下、図面を参照して本発明の実施形態について説明する。なお、同一の構成要素には原則として同一の参照番号を付して、説明を省略する。また、図１，２および図５において、説明の便宜上、サファイア基板１０および各層の縦横の比率を実際の比率から誇張して図示している。また、図の簡略化のため、図１および図５ではサファイア基板１０のオフ角θを図示せず、代わりに図２にオフ角θを説明するための拡大模式図を示す。   Hereinafter, embodiments of the present invention will be described with reference to the drawings. In principle, the same components are denoted by the same reference numerals, and description thereof is omitted. 1, 2 and 5, for convenience of explanation, the vertical / horizontal ratio of the sapphire substrate 10 and each layer is exaggerated from the actual ratio. Further, for simplification of the drawing, the off angle θ of the sapphire substrate 10 is not shown in FIGS. 1 and 5, and instead, an enlarged schematic diagram for explaining the off angle θ is shown in FIG. 2.

（III族窒化物半導体エピタキシャル基板）
本発明の一実施形態に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１は、図１（Ｅ）に示すように、サファイア基板１０と、サファイア基板１０の主面上に形成されたＡｌＮ層２０と、ＡｌＮ層２０上に形成された、少なくともＡｌを含むIII族窒化物積層体３０とを有する。ここで、本発明の一実施形態に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１において、III族窒化物積層体３０は、第１の層３１および第２の層３２をこの順に有し、第１の層３１のＡｌ組成比ｘが、第２の層３２のＡｌ組成比ｙよりも大きく、サファイア基板１０の主面は、Ｃ面が０．４６度以上０．５４度以下のオフ角θで傾斜した面であり、ＡｌＮ層２０の（１０−１２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が４００秒以下であり、第２の層３２の（０００２）面の２θ−ωスキャンＸ線回折ピークにより算出されるｃ軸歪み量が引張方向に０．６６％以上であることを特徴とする。かかる特徴を備えることにより、上記III族窒化物半導体エピタキシャル基板１をIII族窒化物半導体発光素子の作製に供した際に、優れた発光特性および発光寿命特性を両立することができる。なお、Ａｌ組成比ｘおよびｙは、０＜ｙ＜ｘ＜１の関係にある。以下、各構成の詳細を順に説明する。 (Group III nitride semiconductor epitaxial substrate)
A group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to an embodiment of the present invention includes a sapphire substrate 10, an AlN layer 20 formed on the main surface of the sapphire substrate 10, and an AlN layer, as shown in FIG. 20 and a group III nitride laminated body 30 containing at least Al. Here, in the group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to one embodiment of the present invention, the group III nitride stacked body 30 includes a first layer 31 and a second layer 32 in this order, and the first layer The Al composition ratio x of 31 is larger than the Al composition ratio y of the second layer 32, and the main surface of the sapphire substrate 10 is inclined at an off angle θ of C plane of 0.46 degrees to 0.54 degrees. The half width of the X-ray rocking curve of the (10-12) plane of the AlN layer 20 is 400 seconds or less, and is calculated from the 2θ-ω scan X-ray diffraction peak of the (0002) plane of the second layer 32. The amount of c-axis strain applied is 0.66% or more in the tensile direction. By providing such a feature, when the group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 is used for manufacturing a group III nitride semiconductor light emitting device, both excellent light emission characteristics and light emission lifetime characteristics can be achieved. The Al composition ratios x and y have a relationship of 0 <y <x <1. Hereinafter, details of each component will be described in order.

本発明の一実施形態に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１において、サファイア基板１０の主面は、Ｃ面が０．４６度以上０．５４度以下のオフ角θで傾斜した面であることが肝要である。以下、本明細書においては、Ｃ面のかかる傾斜角度を単にサファイア基板１０の「オフ角θ」と称する。詳細を後述するが、オフ角θを上記範囲とすることにより、III族窒化物半導体エピタキシャル基板１をIII族窒化物半導体発光素子の作製に供した際に、優れた発光特性を得ることができるからである。なお、オフ角θを設けるための傾斜方向の結晶軸方位は、ｍ軸方向またはａ軸方向のいずれでもよい。   In group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to one embodiment of the present invention, the main surface of sapphire substrate 10 is a surface whose C plane is inclined at an off angle θ of 0.46 degrees or more and 0.54 degrees or less. It is essential. Hereinafter, in this specification, such an inclination angle of the C plane is simply referred to as an “off angle θ” of the sapphire substrate 10. Although details will be described later, when the off-angle θ is in the above range, excellent light emission characteristics can be obtained when the group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 is used for manufacturing a group III nitride semiconductor light emitting device. Because. The crystal axis orientation in the tilt direction for providing the off angle θ may be either the m-axis direction or the a-axis direction.

ここで、図２は、主面１０Ａの拡大模式図である。最適なテラス幅Ｗは、サファイア基板上に形成されるIII族窒化物半導体層のＡｌ組成比に依存し、主面１０Ａにおけるステップ高さＨは、テラス幅Ｗ、オフ角θおよび軸方位に応じて適宜定まる。本実施形態において、例えばテラス幅Ｗを１００〜２００ｎｍ程度とすることができ、テラス幅Ｗが１００ｎｍの場合、ステップ高さＨは０．８０〜０．９４ｎｍとなる。なお、図３は一般的なサファイア単結晶の六方晶系の結晶構造であり、サファイア単結晶のａ軸，ｍ軸およびＣ面を図示する。なお、オフ角θ、テラス幅Ｗおよびステップ高さＨは、Ｘ線回折測定または原子間力顕微鏡（AFM; Atomic Force Microscope）等によって測定される。サファイア基板１０の厚さおよび幅等のその他の仕様は、III族窒化物半導体エピタキシャル基板１の用途に応じて、適宜設計すればよい。   Here, FIG. 2 is an enlarged schematic view of the main surface 10A. The optimum terrace width W depends on the Al composition ratio of the group III nitride semiconductor layer formed on the sapphire substrate, and the step height H on the main surface 10A depends on the terrace width W, the off angle θ, and the axial direction. To be determined as appropriate. In the present embodiment, for example, the terrace width W can be about 100 to 200 nm. When the terrace width W is 100 nm, the step height H is 0.80 to 0.94 nm. FIG. 3 shows a hexagonal crystal structure of a general sapphire single crystal, and illustrates the a-axis, m-axis, and C-plane of the sapphire single crystal. The off angle θ, the terrace width W, and the step height H are measured by X-ray diffraction measurement, an atomic force microscope (AFM), or the like. Other specifications such as the thickness and width of the sapphire substrate 10 may be appropriately designed according to the use of the group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1.

なお、上記サファイア基板は常法に従い製造されたものを用いることができる。ただし、サファイア基板１０のオフ角θは、サファイア基板の製造工程上、８％程度の不可避な誤差を伴う。そのため、本発明においては、オフ角θの値から８％以内の誤差範囲内の角度は、本発明範囲に含まれるものとする。また、サファイア基板１０の厚さおよび幅等のその他の仕様は、ＡｌＮテンプレート基板１の用途に応じて、適宜設計すればよい。   In addition, the said sapphire substrate can use what was manufactured in accordance with the conventional method. However, the off-angle θ of the sapphire substrate 10 involves an inevitable error of about 8% in the manufacturing process of the sapphire substrate. Therefore, in the present invention, an angle within an error range of 8% or less from the value of the off angle θ is included in the scope of the present invention. Further, other specifications such as the thickness and width of the sapphire substrate 10 may be appropriately designed according to the application of the AlN template substrate 1.

次に、サファイア基板１０上の主面上に形成されるＡｌＮ層２０について説明する。本発明においては、ＡｌＮ層２０の（１０−１２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅を４００秒以下とする。サファイア基板１０上のＡｌＮ層２０の結晶性を良好とすることにより、その上に形成されるIII族窒化物半導体層の結晶性を高め、発光出力を増大させるためである。   Next, the AlN layer 20 formed on the main surface on the sapphire substrate 10 will be described. In the present invention, the half width of the X-ray rocking curve of the (10-12) plane of the AlN layer 20 is set to 400 seconds or less. This is because by improving the crystallinity of the AlN layer 20 on the sapphire substrate 10, the crystallinity of the group III nitride semiconductor layer formed thereon is enhanced and the light emission output is increased.

なお、ＡｌＮ層２０の厚みは任意である。限定を意図するものではないが、例えば０．２μｍ以上１．０μｍ以下とすることができ、０．３μｍ以上０．７μｍ以下とすること
もできる。なお、ＡｌＮ層２０の表面は、サファイア基板１０のオフ角θの影響を受けるため、原子サイズレベルの微視的には不均一な厚みとなり、図２と同様に傾斜面が形成されるが、説明の簡略化のために図１および図５では図示しない。また、本明細書においては、ＡｌＮ層２０の層厚とは、ウエハ中心におけるＡｌＮ層２０の厚み（以降、中心層厚と記載する）を指すものとする。後述の各層についても、同様に傾斜面が形成されるが、中心層厚を各層の層厚とする。なお、前述のとおり、ＡｌＮ層２０がサファイア基板１０上に形成されたものは、ＡｌＮテンプレート基板と称される。 The thickness of the AlN layer 20 is arbitrary. Although not intended to be limited, it can be, for example, 0.2 μm or more and 1.0 μm or less, or 0.3 μm or more and 0.7 μm or less. Since the surface of the AlN layer 20 is affected by the off-angle θ of the sapphire substrate 10, it has a microscopically uneven thickness at the atomic size level, and an inclined surface is formed as in FIG. For simplicity of explanation, it is not shown in FIGS. In this specification, the layer thickness of the AlN layer 20 refers to the thickness of the AlN layer 20 at the center of the wafer (hereinafter referred to as the center layer thickness). An inclined surface is similarly formed in each layer described later, but the center layer thickness is defined as the layer thickness of each layer. As described above, the AlN layer 20 formed on the sapphire substrate 10 is referred to as an AlN template substrate.

ここで、ＡｌＮ層２０上に形成される少なくともＡｌを含むIII族窒化物積層体３０は、図１（Ｅ）に示すように、少なくとも第１の層３１および第２の層３２をこの順に有し、第１の層３１のＡｌ組成比ｘが、第２の層３２のＡｌ組成比ｙよりも大きいことは、既述のとおりである。Ａｌ組成比ｘおよびｙをこのようにするのは、ＡｌＮ層２０との格子定数差を小さくして、窒化物半導体層の結晶性を高めるためである。また、Ａｌ組成比ｘがＡｌ組成比ｙよりも大きいため、ｃ面内に適度な圧縮応力を加え、ドープ層の成長中にクラックが発生することを抑制することもできる。   Here, the group III nitride laminated body 30 containing at least Al formed on the AlN layer 20 has at least a first layer 31 and a second layer 32 in this order, as shown in FIG. As described above, the Al composition ratio x of the first layer 31 is larger than the Al composition ratio y of the second layer 32. The reason why the Al composition ratios x and y are set in this way is to reduce the difference in lattice constant from the AlN layer 20 and increase the crystallinity of the nitride semiconductor layer. In addition, since the Al composition ratio x is larger than the Al composition ratio y, it is possible to apply an appropriate compressive stress in the c-plane and suppress the occurrence of cracks during the growth of the dope layer.

第１の層３１および第２の層３２のＡｌ組成比をそれぞれｘ（０＜ｘ＜１），ｙ（０＜ｙ＜１）とすると、第１の層３１の組成をＡｌxＧａ1-xＮと表すことができ、第２の層３２の組成をＡｌyＧａ1-yＮと表すことができる。なお、III族元素としてＡｌとＧａに対して５％以内の量のＩｎを含んでいてもよい。その場合、第１の層３１のＩｎ組成比をｘ′（０＜ｘ′≦０．０５）かつ０＜ｘ＋ｘ′＜１とすれば、第１の層３１の組成をＡｌxＩｎx′Ｇａ(1-x-x′)Ｎと表すことができる。同様に、第２の層３２のＩｎ組成比をｙ′（０＜ｙ′≦０．０５），０＜ｙ＋ｙ′＜１とすれば、第２の層３２の組成をＡｌyＩｎy′Ｇａ(1-y-y′)Ｎと表すことができる。 When the Al composition ratios of the first layer 31 and the second layer 32 are x (0 <x <1) and y (0 <y <1), respectively, the composition of the first layer 31 is Al x Ga 1− it can be expressed as x N, a composition of the second layer 32 can be expressed as Al y Ga 1-y N. In addition, the group III element may contain In in an amount of 5% or less with respect to Al and Ga. In this case, if the In composition ratio of the first layer 31 is x ′ (0 <x ′ ≦ 0.05) and 0 <x + x ′ <1, the composition of the first layer 31 is Al x In x 'Ga. It can be expressed as (1-xx ′ ) N. Similarly, the In composition ratio of the second layer 32 y '(0 <y' ≦ 0.05), 0 <' If <1, the composition of the second layer 32 Al y In y' y + y Ga It can be expressed as (1-yy ′ ) N.

なお、III族窒化物積層体３０における第１の層３１および第２の層３２のいずれか又は両方は、複数層または傾斜層から構成されてもよい。複数層または傾斜層とは、ＴＥＭ（Transmission Electron Microscope；透過型電子顕微鏡）観察やＳＩＭＳ（SecondaryIon Mass Spectrometry；二次イオン質量分析法）等により、Ａｌ組成比や不純物量が異なる層の積層構造やＡｌ組成比や不純物量の傾斜が確認できるものをいう。第１の層３１が複数層からなる場合は、この複数層からなる層全体を第１の層３１と称し、第２の層３２についても同様である。傾斜層の場合も、同様に各層全体を指す。   Note that either or both of the first layer 31 and the second layer 32 in the group III nitride stacked body 30 may be composed of a plurality of layers or an inclined layer. Multiple layers or graded layers are layers of layers with different Al composition ratios and impurity amounts by TEM (Transmission Electron Microscope) observation, SIMS (Secondary Ion Mass Spectrometry), etc. This means that the Al composition ratio and the amount of impurities can be confirmed. When the first layer 31 includes a plurality of layers, the entire layer including the plurality of layers is referred to as the first layer 31, and the same applies to the second layer 32. In the case of an inclined layer, the whole layer is similarly indicated.

ここで、第１の層３１をアンドープ層とすることができる。第２の層３２を不純物ドープ層とすることもできる。第１の層３１をアンドープ層とし、かつ、第２の層３２を不純物ドープ層とすることが好ましい。なお、アンドープ層とは、ＭｇやＳｉ等の特定の不純物を意図的には添加していない層であり、不可避的な不純物の混入はあってよい。本発明では、電気的にｐ型またはｎ型として機能せず、キャリア密度が小さいもの（例えば５×１０16／ｃｍ3以下）をアンドープ層とする。また、第２の層３２が不純物ドープ層である場合、ｎ型不純物およびｐ型不純物のいずれがドープされてもよく、III族窒化物半導体エピタキシャル基板１を用いて作製するIII族窒化物半導体素子の目的に応じて適宜選択すればよい。ｐ型不純物としては、Ｍｇ，Ｚｎ，Ｃａ，Ｂｅ，Ｍｎ等を例示することができ、ｎ型不純物としては、Ｓｉ，Ｇｅ，Ｓｎ，Ｓ，Ｏ，Ｔｉ，Ｚｒ等を例示することができる。ドーパント濃度は特に限定されず、ｐ型またはｎ型として機能することのできるドーパント濃度であればよく、例えば１．０×１０18atoms／ｃｍ3〜１．０×１０20atoms／ｃｍ3とすることができる。 Here, the first layer 31 can be an undoped layer. The second layer 32 may be an impurity doped layer. Preferably, the first layer 31 is an undoped layer and the second layer 32 is an impurity doped layer. Note that the undoped layer is a layer to which specific impurities such as Mg and Si are not intentionally added, and inevitable impurities may be mixed therein. In the present invention, an undoped layer that does not function electrically as p-type or n-type and has a low carrier density (for example, 5 × 10 16 / cm 3 or less) is used. Further, when the second layer 32 is an impurity doped layer, either an n-type impurity or a p-type impurity may be doped, and a group III nitride semiconductor device manufactured using the group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 What is necessary is just to select suitably according to the objective. Examples of the p-type impurity include Mg, Zn, Ca, Be, and Mn. Examples of the n-type impurity include Si, Ge, Sn, S, O, Ti, and Zr. The dopant concentration is not particularly limited, and may be any dopant concentration that can function as p-type or n-type, for example, 1.0 × 10 18 atoms / cm 3 to 1.0 × 10 20 atoms / cm 3 . be able to.

ここで、本発明の一実施形態に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１において、第２の層３２の（０００２）面の２θ−ωスキャンＸ線回折ピークにより算出されるｃ軸歪み量を、引張方向に０．６６％以上とすることが肝要である。以下、その理由を説明する。   Here, in the group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to the embodiment of the present invention, the c-axis strain amount calculated by the 2θ-ω scan X-ray diffraction peak of the (0002) plane of the second layer 32 is determined as the tensile force. It is important to set it to 0.66% or more in the direction. The reason will be described below.

実施例における参考実験例において実験条件の詳細を説明するが、本発明者は、ＡｌＮ層２０の（１０−１２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が４００秒以下と、通常の成長温度で形成されるサファイア基板上のＡｌＮ層の結晶性よりも優れるIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１を用いた場合の、窒化物半導体発光素子の発光特性およびオフ角依存性を検討した。その結果、発光特性を高めるためには０．６度以上３．０度以下のオフ角範囲が適切であるとする特許文献２の教示に反して、サファイア基板のオフ角を０．４６度〜０．５４度とすることにより、窒化物半導体発光素子の発光出力を高めることができることが、本発明者の実験により判明した（詳細を後述する図６を参照）。本発明は理論に縛られるものではないが、本発明者はこの理由を以下のように考えている。   The details of the experimental conditions will be described in the reference experimental examples in the examples. The inventor of the present invention is that the half width of the X-ray rocking curve of the (10-12) plane of the AlN layer 20 is 400 seconds or less and the normal growth temperature. The light emission characteristics and off-angle dependence of the nitride semiconductor light emitting device when using a group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 superior to the crystallinity of the AlN layer on the sapphire substrate to be formed were examined. As a result, contrary to the teaching of Patent Document 2 that an off angle range of 0.6 degrees or more and 3.0 degrees or less is appropriate for improving the light emission characteristics, the off angle of the sapphire substrate is set to 0.46 degrees or more. It has been found by experiments of the present inventors that the light emission output of the nitride semiconductor light emitting device can be increased by setting the angle to 0.54 degrees (see FIG. 6 to be described in detail later). The present invention is not bound by theory, but the present inventor considers this reason as follows.

一般的に、微傾斜面でのエピタキシャル成長では、吸着原子の拡散距離がステップ幅程度になるとステップフロー成長となり、巨視的に平坦な結晶が得られる。ＡｌＮ成長においては、Ａｌ原子の拡散距離が短いため、高オフ角の方が好ましい。一方、ＡｌＮ層上のＡｌＧａＮ成長においては、Ｇａ原子の拡散距離が長く、ステップ端に取り込まれやすいため、ステップ端のＡｌ組成が低くなる。そのため、ＡｌＮ成長に適した１度以上のオフ角でＡｌＧａＮ成長すると、Ａｌ組成の低い領域と高い領域とが発生する。この場合、各領域の発光波長は異なるため、発光波長の半値幅が広くなってしまう。また、発光素子の発光効率の観点では組成の設計が重要であるが、組成ムラが生じることで本来の発光効率が得られにくくなる。それに対して本発明においては、良好な結晶性を有するＡｌＮ層上にＡｌＧａＮ層を形成するため、基板のオフ角をＡｌＧａＮ成長にとって最適な０．４６度〜０．５４度とすることが可能になる。５％以内の量のＩｎを含むＡｌＩｎＧａＮ成長の場合も同様である。   In general, in epitaxial growth on a slightly inclined surface, when the diffusion distance of adsorbed atoms becomes about the step width, step flow growth is performed, and a macroscopically flat crystal is obtained. In AlN growth, since the diffusion distance of Al atoms is short, a high off angle is preferable. On the other hand, in the growth of AlGaN on the AlN layer, since the diffusion distance of Ga atoms is long and is easily taken into the step end, the Al composition at the step end becomes low. Therefore, when AlGaN is grown at an off angle of 1 degree or more suitable for AlN growth, a region with a low Al composition and a region with a high Al content are generated. In this case, since the emission wavelength of each region is different, the half-value width of the emission wavelength is widened. In addition, the design of the composition is important from the viewpoint of the light emission efficiency of the light emitting element, but it becomes difficult to obtain the original light emission efficiency due to the occurrence of composition unevenness. On the other hand, in the present invention, since the AlGaN layer is formed on the AlN layer having good crystallinity, the off angle of the substrate can be set to 0.46 to 0.54 degree which is optimum for AlGaN growth. Become. The same applies to the growth of AlInGaN containing an amount of In within 5%.

そこで、本発明者は、上記オフ角のサファイア基板を用いて作製したIII族窒化物半導体発光素子の発光特性をより詳細に検討した。すると、実施例において詳細を後述するが、第２の層３２の（０００２）面の２θ−ωスキャンＸ線回折ピークにより算出されるｃ軸歪み量によっては、発光特性は同程度であるものの、５００時間経過後の発光残量が９０％未満となってしまう場合があることが判明した（後述の図７参照）。５００時間経過後の発光残量が９０％未満と少なければ、発光寿命が短過ぎるために、発光素子として製品化することは困難である。本発明者がより詳細に検討したところ、III族窒化物半導体エピタキシャル基板１の第２の層３２の上記ｃ軸歪み量を引張方向に０．６６％以上とすることにより、III族窒化物半導体発光素子の作製に供した際に、優れた発光特性および発光寿命特性を両立することができることが判明した。   In view of this, the present inventor studied in more detail the light emission characteristics of a group III nitride semiconductor light emitting device manufactured using the above-mentioned off-angle sapphire substrate. Then, although details will be described later in Examples, although the emission characteristics are approximately the same depending on the amount of c-axis distortion calculated by the 2θ-ω scan X-ray diffraction peak of the (0002) plane of the second layer 32, It has been found that the remaining light emission after 500 hours may be less than 90% (see FIG. 7 described later). If the remaining amount of light emission after the elapse of 500 hours is less than 90%, the light emission lifetime is too short, and it is difficult to produce a light emitting device. As a result of a detailed study by the present inventor, a group III nitride semiconductor can be obtained by setting the amount of c-axis strain of the second layer 32 of the group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 to 0.66% or more in the tensile direction. It was found that excellent light emission characteristics and light emission lifetime characteristics can be achieved at the same time when the light emitting elements are manufactured.

ここで、第２の層３２の（０００２）面の２θ−ωスキャンｘ線回折ピークにより算出されるｃ軸歪み量について説明するにあたり、まず図４（Ａ）を用いて２θ−ωスキャンについて説明する。ｃ面の間隔をｄとし、入射角をθとすると、隣接するｃ面での光路差は２ｄｓｉｎθであり、ｘ線の波長をλとすれば、２ｄｓｉｎθ＝ｎλとなる角度で回折
ピークが現れる。したがって、面間隔ｄが広ければ、２θは低角となり、面間隔ｄが狭ければ、θは高角となる。図４（Ｂ）に示すように、Ｃ面内で圧縮応力を受けると、結晶はc軸方向に伸び、Ｃ面の間隔が広がる。したがって、圧縮応力を受ければ、面間隔が拡がり、２θは低角となる。逆に、引っ張り応力を受ければ、面間隔が狭まり、２θは高角となる。ここで、第２の層３２の（０００２）面２θ−ωスキャンｘ線回折ピークから、応力を受けた後のｃ軸方向の格子定数（ｃ1）を求めることができる。また、応力が無い状態の格子定数（ｃ0）は、無ひずみ状態のＡｌＮの格子定数が4.9792Å、ＧａＮの格子定数が5.1855Åであることが知られている。そして、第２の層３２のＡｌ組成比より、ｃ軸歪み量δc（単位％）はベガード則に従い一次関数で算出され、応力を受けた後のｃ軸方向の格子定数（ｃ1）と応力を受けないｃ軸方向の格子定数（ｃ0）との差分から、δc＝（ｃ1−ｃ0）／ｃ1と算出することができる。なお、ａ軸方向の歪み量をδaとするとδa／δcの値がＡｌＮで−１．９、ＧａＮで−２．６（マイナスは歪の向きが逆であることを示す）と知られており、第２の層３２のＡｌ組成比よりδa／δcの値も一次関数によって計算されるため、ｃ軸方向の歪み量δcが決まれば、ａ軸方向の歪み量δaを換算することができる。 Here, in describing the c-axis distortion amount calculated from the 2θ-ω scan x-ray diffraction peak of the (0002) plane of the second layer 32, first, the 2θ-ω scan will be described with reference to FIG. To do. If the distance between the c-planes is d and the incident angle is θ, the optical path difference between adjacent c-planes is 2 dsin θ, and if the x-ray wavelength is λ, a diffraction peak appears at an angle of 2 dsin θ = nλ. Therefore, 2θ is a low angle if the surface interval d is wide, and θ is a high angle if the surface interval d is narrow. As shown in FIG. 4B, when compressive stress is applied in the C plane, the crystal extends in the c-axis direction and the interval between the C planes increases. Therefore, when a compressive stress is applied, the surface interval increases and 2θ becomes a low angle. On the other hand, if a tensile stress is applied, the surface spacing is reduced and 2θ becomes a high angle. Here, the lattice constant (c 1 ) in the c-axis direction after receiving stress can be obtained from the (0002) plane 2θ-ω scan x-ray diffraction peak of the second layer 32. As for the lattice constant (c 0 ) in the absence of stress, it is known that the lattice constant of AlN in an unstrained state is 4.9792Å and the lattice constant of GaN is 5.1855Å. Then, from the Al composition ratio of the second layer 32, the c-axis strain amount δ c (unit%) is calculated by a linear function according to Vegard's law, and the lattice constant (c 1 ) in the c-axis direction after receiving stress From the difference from the lattice constant (c 0 ) in the c-axis direction that is not subjected to stress, it can be calculated as δ c = (c 1 −c 0 ) / c 1 . Incidentally, a direction of the strain amount the value of When δ a δ a / δ c is in AlN -1.9, and GaN at -2.6 (minus indicates that the direction of the strain is reversed) known Since the value of δ a / δ c is also calculated from the Al composition ratio of the second layer 32 by a linear function, if the strain amount δ c in the c-axis direction is determined, the strain amount δ a in the a-axis direction is determined. Can be converted.

前述のとおり、III族窒化物系半導体発光素子において、結晶性を高める観点からすると、素子構造を構成するIII族窒化物半導体層のｃ軸歪みは、引張方向に小さいことが好ましいと通常考えられる。しかしながら、優れた発光特性および発光寿命特性を両立するためには、第２の層３２の上記ｃ軸歪み量を引張方向に０．６６％以上とする必要があることが本発明者により明らかとなった。ｃ軸歪み量をこのようにするのは、以下の理由によると推測される。すなわち、ＡｌＮテンプレートの格子定数は小さく、その上にIII族窒化物結晶層であるＡｌＧａＮ層を成長すると、ＡｌＧａＮ層はＣ面内で圧縮応力を受ける。また、サファイア基板の熱膨張係数はＡｌＧａＮ層よりも大きく、結晶成長温度から室温への降温時に、ＡｌＧａＮ層はＣ面内で圧縮応力を受ける。したがって、ＡｌＧａＮ層はｃ軸方向に伸びた状態となる。これに対して、ＡｌＧａＮ層の成長時や降温時に貫通転位、面欠陥および点欠陥など各種の欠陥が発生すると、圧縮応力が欠陥部で緩和され、ｃ軸方向への伸びが相対的に小さくなる。上記の欠陥が存在すると、欠陥を介して電流負荷が集中したり、欠陥が拡散、伸長したりして、発光効率の低下を促進させ、寿命を低減させる。したがって、測定されるＡｌＧａＮ層のｃ軸方向歪み量としては、引張方向に大きいことが好ましいことになる。   As described above, in the group III nitride semiconductor light emitting device, from the viewpoint of enhancing crystallinity, it is usually considered that the c-axis strain of the group III nitride semiconductor layer constituting the device structure is preferably small in the tensile direction. . However, in order to achieve both excellent light emission characteristics and light emission lifetime characteristics, it is clear by the present inventor that the amount of c-axis strain of the second layer 32 needs to be 0.66% or more in the tensile direction. became. The reason why the c-axis distortion is set in this way is presumed to be as follows. That is, the lattice constant of the AlN template is small, and when an AlGaN layer that is a group III nitride crystal layer is grown thereon, the AlGaN layer is subjected to compressive stress in the C plane. Moreover, the thermal expansion coefficient of the sapphire substrate is larger than that of the AlGaN layer, and the AlGaN layer is subjected to compressive stress in the C plane when the temperature is lowered from the crystal growth temperature to room temperature. Accordingly, the AlGaN layer is extended in the c-axis direction. On the other hand, when various defects such as threading dislocations, surface defects, and point defects occur during the growth of the AlGaN layer or during the temperature decrease, the compressive stress is relaxed at the defect portion, and the elongation in the c-axis direction becomes relatively small. . When the above-described defects exist, current loads are concentrated through the defects, or the defects are diffused and elongated, thereby promoting a decrease in light emission efficiency and reducing the lifetime. Therefore, it is preferable that the cGaN strain in the AlGaN layer to be measured is large in the tensile direction.

以上のとおり、本発明に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１は、III族窒化物半導体発光素子の作製に供した際に、優れた発光特性および発光寿命特性を両立することができる。   As described above, the group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to the present invention can achieve both excellent light emission characteristics and light emission lifetime characteristics when used for the production of a group III nitride semiconductor light emitting device.

ここで、第１の層３１の組成をＡｌxＧａ1-xＮ（０．６≦ｘ＜１）とすることが好ましく、第２の層３２をＡｌyＧａ1-yＮ（０．５≦ｙ＜ｘ）とすることがより好ましく、ｙ＜ｘかつ０．５≦ｙ≦０．７５とすることがさらに好ましい。かかる組成とすることで、本発明の効果を確実に得ることができる。 Here, the composition of the first layer 31 is preferably Al x Ga 1-x N (0.6 ≦ x <1), and the second layer 32 is formed of Al y Ga 1-y N (0.5 ≦ y <x) is more preferable, and y <x and 0.5 ≦ y ≦ 0.75 are more preferable. By setting it as this composition, the effect of this invention can be acquired reliably.

さらに、本発明の効果を確実に得るためには、第１の層３１の層厚を、１μｍ以上の厚みとすることが好ましい。第１の層３１の層厚が厚くなるほど、ＡｌＮテンプレートからの圧縮応力を吸収し、第２の層３２が緩和しにくくなるためである。また、第１の層３１の層厚を、例えば０．０３〜４μｍとすることができ、第２の層３２の層厚を、０．５〜１０μｍとすることができる。   Furthermore, in order to reliably obtain the effects of the present invention, it is preferable that the thickness of the first layer 31 is 1 μm or more. This is because as the layer thickness of the first layer 31 increases, the compressive stress from the AlN template is absorbed, and the second layer 32 is less likely to relax. Moreover, the layer thickness of the 1st layer 31 can be 0.03-4 micrometers, for example, and the layer thickness of the 2nd layer 32 can be 0.5-10 micrometers.

なお、第２の層３２のｃ軸歪み量を引張方向に０．６６％以上とすることにより、本発明の一実施形態に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１をIII族窒化物半導体発光素子の作製に供した際に、優れた発光特性および発光寿命特性を両立することができることは既述のとおりである。ここで、限定を意図しないものの、ＡｌＮテンプレート上にコヒーレント成長させる観点では、圧縮方向のｃ軸歪み量の上限を１．０３％とすることができる。また、本発明の効果を確実に得るためには、引張方向のｃ軸歪み量を０．６６〜０．８９％とすることが好ましく、０．６６〜０．８２％とすることがより好ましく、０．６６〜０．７６％とすることがさらに好ましい。この場合に、下限を０．６７％とすることも好ましく、０．６８％とすることも好ましい。   By setting the c-axis strain of the second layer 32 to 0.66% or more in the tensile direction, the group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to the embodiment of the present invention is made to be a group III nitride semiconductor light emitting device. As described above, it is possible to achieve both excellent light emission characteristics and light emission lifetime characteristics when subjected to fabrication. Here, although not intended to be limited, from the viewpoint of coherent growth on the AlN template, the upper limit of the c-axis strain amount in the compression direction can be 1.03%. In order to obtain the effect of the present invention with certainty, the amount of c-axis strain in the tensile direction is preferably 0.66 to 0.89%, more preferably 0.66 to 0.82%. 0.66 to 0.76% is more preferable. In this case, the lower limit is preferably 0.67%, and is preferably 0.68%.

また、ＡｌＮ層の（１０−１２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅に関して、Ｘ線ロッキングカーブの半値幅が小さいほど結晶性に優れるため、３００秒以下とすることが好ましく、２００秒以下とすることがより好ましく、理想的には０秒である。なお、限定を意図しないものの、工業的な生産を考慮すると、半値幅の下限を１０秒とすることができる。   Further, regarding the half width of the X-ray rocking curve of the (10-12) plane of the AlN layer, the smaller the half width of the X-ray rocking curve is, the better the crystallinity is. More preferably, ideally 0 seconds. Although not intended to be limited, the lower limit of the full width at half maximum can be set to 10 seconds in consideration of industrial production.

（III族窒化物半導体エピタキシャル基板の製造方法）
次に、これまで説明してきた本発明に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１を製造する方法の一実施形態について説明する。図１（Ａ）〜（Ｅ）は、本発明の一実施形態に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１の製造方法フローチャートである。図１に示すように、本発明の一実施形態に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１の製造方法は、Ｃ面が０．４６度以上０．５４度以下のオフ角で傾斜したサファイア基板１０の主面上に、ＡｌＮ層をエピタキシャル成長させる第１工程（図１（Ａ），（Ｂ））と、ＡｌＮ層２０を、前記第１工程における成長温度よりも高温で熱処理する第２工程（図１（Ｃ））と、該第２工程の後、ＡｌＮ層２０上に、少なくともＡｌを含む、第１の層３１および第２の層３２をこの順に有するIII族窒化物積層体３０を形成する第３工程（図１（Ｅ））と、を含む。ここで、第３工程において、第２の層３２のＡｌ組成比ｙを、第１の層３１のＡｌ組成比ｘよりも小さくし、第２の層３２の（０００２）面の２θ−ωスキャンＸ線回折ピークにより算出されるｃ軸歪み量を、引張方向に０．６６％以上とする。図１（Ｅ）は、この製造方法によって得られたIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１の模式断面図である。以下、各工程の詳細を順に説明する。 (Method for producing Group III nitride semiconductor epitaxial substrate)
Next, an embodiment of a method for manufacturing a group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to the present invention described so far will be described. 1A to 1E are flowcharts of a method for manufacturing a group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to an embodiment of the present invention. As shown in FIG. 1, the method for manufacturing a group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to an embodiment of the present invention includes a sapphire substrate 10 whose C-plane is inclined at an off angle of 0.46 degrees or more and 0.54 degrees or less. A first step (FIGS. 1A and 1B) of epitaxially growing an AlN layer on the main surface, and a second step of heat-treating the AlN layer 20 at a temperature higher than the growth temperature in the first step (FIG. 1). (C)) and, after the second step, a group III nitride stack 30 including a first layer 31 and a second layer 32 containing at least Al in this order is formed on the AlN layer 20 in this order. 3 steps (FIG. 1E). Here, in the third step, the Al composition ratio y of the second layer 32 is made smaller than the Al composition ratio x of the first layer 31, and the 2θ-ω scan of the (0002) plane of the second layer 32. The amount of c-axis strain calculated from the X-ray diffraction peak is 0.66% or more in the tensile direction. FIG. 1E is a schematic cross-sectional view of a group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 obtained by this manufacturing method. Hereinafter, details of each process will be described in order.

＜第１工程＞
第１工程では、まず、図１（Ａ）に示すように、既述のサファイア基板１０を用意する。次に、図１（Ｂ）に示すように、サファイア基板１０上にＡｌＮ層２０をエピタキシャル成長させる。ＡｌＮ層２０は、例えば、有機金属気相成長（MOCVD: Metal Organic Chemical Vapor Deposition）法や分子線エピタキシ（MBE: Molecular Beam Epitaxy）法、スパッタ法などの公知の薄膜成長方法により形成することができる。 <First step>
In the first step, first, the sapphire substrate 10 described above is prepared as shown in FIG. Next, as shown in FIG. 1B, an AlN layer 20 is epitaxially grown on the sapphire substrate 10. The AlN layer 20 can be formed by a known thin film growth method such as metal organic chemical vapor deposition (MOCVD), molecular beam epitaxy (MBE), or sputtering. .

なお、ＡｌＮ層２０の成長温度としては、１２７０℃以上１３５０℃以下が好ましく、１２９０℃以上１３３０℃以下がより好ましい。この温度範囲であれば、続く第２工程における熱処理後のＡｌＮ層２０の結晶性を確実に向上することができる。また、チャンバ内の成長圧力については、限定を意図しないが、例えば５Ｔｏｒｒ〜２０Ｔｏｒｒとすることができ、より好ましくは、８Ｔｏｒｒ〜１５Ｔｏｒｒとすることができる。   In addition, as a growth temperature of the AlN layer 20, 1270 degreeC or more and 1350 degrees C or less are preferable, and 1290 degreeC or more and 1330 degrees C or less are more preferable. Within this temperature range, the crystallinity of the AlN layer 20 after the heat treatment in the subsequent second step can be reliably improved. The growth pressure in the chamber is not intended to be limited, but can be, for example, 5 Torr to 20 Torr, and more preferably 8 Torr to 15 Torr.

また、アンモニア（ＮＨ3）ガスなどのＶ族元素ガスと、トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）ガスなどのIII族元素ガスの成長ガス流量を元に計算されるIII族元素に対するV族元素のモル比（以降、V/III比と記載する）については、限定を意図しないが、V/III比を例えば１３０〜１９０の範囲とすることができ、より好ましくはV/III比を１４０〜１８０の範囲とすることができる。なお、成長温度および成長圧力に応じて最適なV/III比が存在するため、成長ガス流量を適宜設定することが好ましい。 In addition, the molar ratio of the group V element to the group III element calculated based on the growth gas flow rate of the group V element gas such as ammonia (NH 3 ) gas and the group III element gas such as trimethylaluminum (TMA) gas (hereinafter referred to as “molar ratio”) V / III ratio) is not intended to be limited, but the V / III ratio can be in the range of 130 to 190, for example, and more preferably the V / III ratio is in the range of 140 to 180. be able to. In addition, since there exists an optimal V / III ratio according to the growth temperature and growth pressure, it is preferable to set the growth gas flow rate appropriately.

＜第２工程＞
続く第２工程では、上述のようにして得られた、サファイア基板１０上のＡｌＮ層２０に対して、第１工程における成長温度よりも高温で熱処理を施す。この熱処理は、公知の熱処理炉を用いて行うことができる。かかる熱処理を行うことにより、ＡｌＮ層の（１０−１２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅を４００秒以下とすることができる。 <Second step>
In the subsequent second step, the AlN layer 20 on the sapphire substrate 10 obtained as described above is subjected to heat treatment at a temperature higher than the growth temperature in the first step. This heat treatment can be performed using a known heat treatment furnace. By performing such heat treatment, the half width of the X-ray rocking curve of the (10-12) plane of the AlN layer can be made 400 seconds or less.

第２工程においては、ＡｌＮ層２０の結晶性を向上させために、第１工程における成長温度よりも高温で熱処理を施せばよいが、熱処理の際の加熱温度を１５８０℃以上１７３０℃以下とすることが好ましい。これは、１５８０℃以上であれば、転位密度を十分に減らすことができ、１７３０℃以下であれば、表面のＡｌＮの一部の分解による表面が粗れる現象を抑制することができるためである。また、熱処理温度を１６００℃以上１７００℃以下とすることにより、ＡｌＮ層２０の結晶性をより確実に向上することができる。   In the second step, heat treatment may be performed at a temperature higher than the growth temperature in the first step in order to improve the crystallinity of the AlN layer 20, but the heating temperature during the heat treatment is set to 1580 ° C. or higher and 1730 ° C. or lower. It is preferable. This is because the dislocation density can be sufficiently reduced when the temperature is 1580 ° C. or higher, and the surface roughness due to partial decomposition of AlN on the surface can be suppressed when the temperature is 1730 ° C. or lower. . Moreover, the crystallinity of the AlN layer 20 can be more reliably improved by setting the heat treatment temperature to 1600 ° C. or higher and 1700 ° C. or lower.

また、本工程における加熱時間は、３時間以上１２時間以下とすることが好ましい。３時間以上の加熱処理により、転位密度を十分に減らすことができる。また、１２時間以下の熱処理時間であれば、表面のＡｌＮの一部の分解による表面が粗れる現象を抑制することができる。ＡｌＮ層２０の結晶性を確実に向上させるためには、熱処理時間を４時間以上１０時間以下とすることがより好ましい。   The heating time in this step is preferably 3 hours or longer and 12 hours or shorter. The dislocation density can be sufficiently reduced by heat treatment for 3 hours or more. Moreover, if the heat treatment time is 12 hours or less, the phenomenon of roughening the surface due to partial decomposition of AlN on the surface can be suppressed. In order to reliably improve the crystallinity of the AlN layer 20, it is more preferable that the heat treatment time be 4 hours or longer and 10 hours or shorter.

さらに、熱処理を行う雰囲気としては、窒素ガス雰囲気中が好ましい。これは、ピンホールを含めたIII族窒化物の分解を抑制するために、雰囲気中に窒素元素が存在する必要があるためである。なお、窒素ガス雰囲気は、窒素ガス以外にはアルゴンなど希ガスを含んでいてもよい。ＡｌＮの蒸気圧は比較的低いため常圧でもよく、圧力は特に限定されない。   Further, the atmosphere for the heat treatment is preferably a nitrogen gas atmosphere. This is because a nitrogen element needs to be present in the atmosphere in order to suppress decomposition of the group III nitride including pinholes. Note that the nitrogen gas atmosphere may contain a rare gas such as argon in addition to the nitrogen gas. Since the vapor pressure of AlN is relatively low, it may be normal pressure, and the pressure is not particularly limited.

＜第３工程＞
続く第３工程では、ＡｌＮ層２０上に、第１の層３１および第２の層３２をこの順に有する、少なくともＡｌを含むIII族窒化物積層体３０を形成する。すなわち、図１（Ｄ），（Ｅ）に示すように、ＡｌＮ層２０上にまず、第１の層３１を形成し、次いで第２の層３２を形成する。第２の層３２のＡｌ組成比ｙを、第１の層３１のＡｌ組成比ｘよりも小さくし、第２の層３２の（０００２）面の２θ−ωスキャンＸ線回折ピークにより算出されるｃ軸歪み量を引張方向に０．６６％以上とする。ＡｌＮ層２０と同様に、第１の層３１および第２の層３２の形成にあたっては、常法に従いエピタキシャル成長させることができる。 <Third step>
In the subsequent third step, a group III nitride stack 30 containing at least Al and having the first layer 31 and the second layer 32 in this order is formed on the AlN layer 20. That is, as shown in FIGS. 1D and 1E, the first layer 31 is first formed on the AlN layer 20, and then the second layer 32 is formed. The Al composition ratio y of the second layer 32 is made smaller than the Al composition ratio x of the first layer 31, and is calculated from the 2θ-ω scan X-ray diffraction peak of the (0002) plane of the second layer 32. The amount of c-axis strain is 0.66% or more in the tensile direction. Similar to the AlN layer 20, the first layer 31 and the second layer 32 can be formed by epitaxial growth according to a conventional method.

なお、本第３工程において、第２の層３２の（０００２）面の２θ−ωスキャンＸ線回折ピークにより算出されるｃ軸歪み量を、引張方向に０．６６％以上とするためには、第１の層のＡｌ組成比ｘを第２の層のＡｌ組成比ｙより大きくした上で、例えば、第１の層３１の組成比および層厚と、第２の層３２の組成比および層厚との関係を、適宜調整してもよい。他にも、各層に超格子層や組成傾斜層を導入してもよい。また、各層の成長温度および成長速度、ならびにV/III比等の成長条件を変更することにより、上記歪み量を微調整することもできる。一般的には、成長温度および成長速度のいずれかまたは両方を上げることにより歪み量を大きくすることができ、また、V/III比を下げることによっても歪み量を大きくすることができる。   In this third step, in order to set the c-axis strain amount calculated from the 2θ-ω scan X-ray diffraction peak of the (0002) plane of the second layer 32 to 0.66% or more in the tensile direction. After the Al composition ratio x of the first layer is made larger than the Al composition ratio y of the second layer, for example, the composition ratio and thickness of the first layer 31, the composition ratio of the second layer 32, and The relationship with the layer thickness may be adjusted as appropriate. In addition, a superlattice layer or a composition gradient layer may be introduced into each layer. Further, the strain amount can be finely adjusted by changing the growth conditions such as the growth temperature and growth rate of each layer and the V / III ratio. Generally, the amount of strain can be increased by increasing either or both of the growth temperature and the growth rate, and the amount of strain can also be increased by decreasing the V / III ratio.

以上のようにして、本発明に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１の製造方法を提供することができる。なお、上記製造方法は、本発明に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１の製造方法の一実施形態に過ぎず、他の製造方法により、本発明に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１を製造してもよいことは、もちろんである。   As described above, the method for manufacturing group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to the present invention can be provided. The above manufacturing method is merely an embodiment of a method for manufacturing group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to the present invention. Group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to the present invention is manufactured by another manufacturing method. Of course, it's also good.

本発明の一実施形態に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１は、例えば発光素子、レーザーダイオード、トランジスタなど、任意の半導体素子に用いることができ、III族窒化物半導体発光素子の作製に供した際に、優れた発光特性および発光寿命特性を両立することができるため、特に好適である。図５は、本発明に従うIII族窒化物半導体エピタキシャル基板１を用いて作製したIII族窒化物半導体発光素子１００の一実施形態であるである。   The group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to one embodiment of the present invention can be used for any semiconductor element such as a light emitting element, a laser diode, a transistor, and the like, and is used for manufacturing a group III nitride semiconductor light emitting element. In particular, the present invention is particularly suitable because both excellent light emission characteristics and light emission lifetime characteristics can be achieved. FIG. 5 is an embodiment of a group III nitride semiconductor light emitting device 100 fabricated using a group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 according to the present invention.

（III族窒化物半導体発光素子）
すなわち、本発明の別の実施形態に係るIII族窒化物半導体発光素子１００は、III族窒化物半導体エピタキシャル基板１上に活性層４０と、不純物ドープ層である第２の層３２とは異なる伝導型の半導体層５０とをこの順に有する（図５）。 (Group III nitride semiconductor light emitting device)
That is, in the group III nitride semiconductor light emitting device 100 according to another embodiment of the present invention, the active layer 40 on the group III nitride semiconductor epitaxial substrate 1 is different from the second layer 32 that is an impurity doped layer. A semiconductor layer 50 of a mold is provided in this order (FIG. 5).

活性層４０は、Ａｌ組成比の異なるＡｌＧａＮからなる障壁層４１および井戸層４２を含んでもよい。また、半導体層５０は、ＡｌＧａＮからなるブロック層５１、クラッド層５２およびＧａＮ層５３を含んでもよい。例えば第２の層３２が、ｎ型不純物をドープされたｎ型ＡｌＧａＮである場合、半導体層５０はｐ型となる。さらに、第２の層３２および半導体層５０には、それぞれの伝導型に対応する電極６１，６２が設けられていてもよい。III族窒化物半導体発光素子１００の仕様に応じて、各層の組成、層厚等を適宜定めることができる。   The active layer 40 may include a barrier layer 41 and a well layer 42 made of AlGaN having different Al composition ratios. The semiconductor layer 50 may include a block layer 51 made of AlGaN, a cladding layer 52, and a GaN layer 53. For example, when the second layer 32 is n-type AlGaN doped with n-type impurities, the semiconductor layer 50 is p-type. Furthermore, the second layer 32 and the semiconductor layer 50 may be provided with electrodes 61 and 62 corresponding to the respective conductivity types. Depending on the specifications of the group III nitride semiconductor light emitting device 100, the composition of each layer, the layer thickness, and the like can be determined as appropriate.

以下、実施例を用いて本発明をさらに詳細に説明するが、本発明は以下の実施例に何ら限定されるものではない。   EXAMPLES Hereinafter, although this invention is demonstrated further in detail using an Example, this invention is not limited to a following example at all.

＜参考実験例＞
（参考例１）
図１に示したフローチャートに従って、参考例１に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板およびIII族窒化物半導体発光素子を作製した。まず、サファイア基板（直径２インチ、厚さ：４３０μｍ、面方位：（０００１）、ｍ軸方向オフ角θ：０．１度、テラス幅：１００ｎｍ、ステップ高さ：０．２０ｎｍ）を用意した（図１（Ａ））。次いで、ＭＯＣＶＤ法により、上記サファイア基板上に中心膜厚０．６０μｍ（平均膜厚０．６１μｍ）のＡｌＮ層を成長させ、ＡｌＮテンプレート基板とした（図１（Ｂ））。その際、ＡｌＮ層の成長温度は１３００℃、チャンバ内の成長圧力は１０Ｔｏｒｒであり、V/III比が１６３となるようにアンモニアガスとＴＭＡガスの成長ガス流量を設定した。V族元素ガス（ＮＨ3）の流量は２００ｓｃｃｍ、III族元素ガス（ＴＭＡ）の流量は５３ｓｃｃｍである。なお、ＡｌＮ層の膜厚については、光干渉式膜厚測定機（ナノスペックM6100A；ナノメトリックス社製）を用いて、ウエハ面内の中心を含む、等間隔に分散させた計２５箇所の膜厚を測定した。 <Reference experiment example>
(Reference Example 1)
According to the flowchart shown in FIG. 1, a group III nitride semiconductor epitaxial substrate and a group III nitride semiconductor light emitting device according to Reference Example 1 were fabricated. First, a sapphire substrate (diameter 2 inches, thickness: 430 μm, plane orientation: (0001), m-axis direction off angle θ: 0.1 degree, terrace width: 100 nm, step height: 0.20 nm) was prepared ( FIG. 1 (A)). Next, an AlN layer having a center film thickness of 0.60 μm (average film thickness of 0.61 μm) was grown on the sapphire substrate by MOCVD to obtain an AlN template substrate (FIG. 1B). At that time, the growth temperature of the AlN layer was 1300 ° C., the growth pressure in the chamber was 10 Torr, and the growth gas flow rates of ammonia gas and TMA gas were set so that the V / III ratio was 163. The flow rate of the group V element gas (NH3) is 200 sccm, and the flow rate of the group III element gas (TMA) is 53 sccm. Regarding the film thickness of the AlN layer, a total of 25 films including the center in the wafer plane and dispersed at equal intervals using an optical interference type film thickness measuring device (Nanospec M6100A; manufactured by Nanometrics). The thickness was measured.

次いで、上記ＡｌＮテンプレート基板を熱処理炉に導入し、１０Ｐａまで減圧後に窒素ガスを常圧までパージすることにより炉内を窒素ガス雰囲気とした後に、炉内の温度を昇温してＡｌＮテンプレート基板に対して熱処理を施した（図１（Ｃ））。その際、加熱温度は１６５０℃、加熱時間は４時間とした。   Next, the AlN template substrate is introduced into a heat treatment furnace, and after reducing the pressure to 10 Pa and purging nitrogen gas to normal pressure, the furnace is made a nitrogen gas atmosphere. On the other hand, heat treatment was performed (FIG. 1C). At that time, the heating temperature was 1650 ° C., and the heating time was 4 hours.

次いで、ＭＯＣＶＤ法により、第１の層として、Ａｌ0.7Ｇａ0.3Ｎからなる層厚１μｍのアンドープＡｌ0.7Ｇａ0.3Ｎ層（以下、「アンドープ層」とする。）を形成した。次に、第１の層上に第２の層として、Ａｌ0.62Ｇａ0.38Ｎからなり、Ｓｉドープした層厚２μｍのｎ型Ａｌ0.62Ｇａ0.38Ｎ層（以下、ｎ型層とする。）を上記ＡｌＮ層上に形成し、参考例１に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板を作製した（図１（Ｄ），（Ｅ））。なお、ＳＩＭＳ分析の結果、ｎ型層のＳｉ濃度は１．０×19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3である。 Next, an undoped Al 0.7 Ga 0.3 N layer (hereinafter referred to as “undoped layer”) made of Al 0.7 Ga 0.3 N and having a thickness of 1 μm was formed as the first layer by MOCVD. Next, as a second layer on the first layer, consists of Al 0.62 Ga 0.38 N, n-type Al 0.62 Ga 0.38 N layer having a thickness of 2μm was Si doped (hereinafter referred to as n-type layer.) The A group III nitride semiconductor epitaxial substrate according to Reference Example 1 was formed on the AlN layer (FIGS. 1D and 1E). As a result of SIMS analysis, the Si concentration of the n-type layer is 1.0 × 19 atoms / cm 3 .

さらに、上記参考例１に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板を用いて、III族窒化物半導体発光素子を作製した。具体的には、まず、ｎ型層上に、Ａｌ0.55Ｇａ0.45Ｎからなる層厚１２ｎｍの障壁層およびＡｌ0.45Ｇａ0.55Ｎからなる層厚３ｎｍの井戸層を交互に３組繰り返して積層した活性層を形成した。 Further, using the group III nitride semiconductor epitaxial substrate according to Reference Example 1, a group III nitride semiconductor light emitting device was fabricated. Specifically, first, an active layer in which a barrier layer having a thickness of 12 nm made of Al 0.55 Ga 0.45 N and a well layer having a thickness of 3 nm made of Al 0.45 Ga 0.55 N are alternately stacked on an n-type layer. A layer was formed.

その後、活性層上に、Ａｌ0.68Ｇａ0.32Ｎからなり、Ｍｇドープした層厚４０ｎｍのｐ型ブロック層、Ａｌ0.4Ｇａ0.6Ｎからなり、Ｍｇドープした層厚５０ｎｍのｐ型クラッド層およびＧａＮからなり、Ｍｇドープした層厚１８０ｎｍのｐ型ＧａＮ層を順に形成し、参考例１に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。なお、ＳＩＭＳ分析の結果、Ｍｇのドーパント濃度は、この順にそれぞれ１．０×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3、５．０×１０18ａｔｏｍｓ／ｃｍ3、２．０×１０19ａｔｏｍｓ／ｃｍ3である。 Thereafter, the active layer is made of Al 0.68 Ga 0.32 N, Mg-doped p-type block layer with a thickness of 40 nm, Al 0.4 Ga 0.6 N, Mg-doped p-type cladding layer with a thickness of 50 nm, and GaN. Then, a Mg-doped p-type GaN layer having a thickness of 180 nm was formed in order, and a group III nitride semiconductor light emitting device according to Reference Example 1 was fabricated. As a result of SIMS analysis, the Mg dopant concentrations are 1.0 × 10 18 atoms / cm 3 , 5.0 × 10 18 atoms / cm 3 , and 2.0 × 10 19 atoms / cm 3 in this order. .

（参考例２）
参考例１におけるサファイア基板のオフ角を０．３５度に変えた以外は、参考例１と同じ条件で、参考例２に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板およびIII族窒化物半導体発光素子を作製した。 (Reference Example 2)
A Group III nitride semiconductor epitaxial substrate and a Group III nitride semiconductor light emitting device according to Reference Example 2 are manufactured under the same conditions as Reference Example 1, except that the off-angle of the sapphire substrate in Reference Example 1 is changed to 0.35 degrees. did.

（参考例３）
参考例１におけるサファイア基板のオフ角を０．５度に変えた以外は、参考例１と同じ条件で、参考例３に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板およびIII族窒化物半導体発光素子を作製した。 (Reference Example 3)
A Group III nitride semiconductor epitaxial substrate and a Group III nitride semiconductor light emitting device according to Reference Example 3 are manufactured under the same conditions as Reference Example 1, except that the off-angle of the sapphire substrate in Reference Example 1 is changed to 0.5 degrees. did.

（参考例４）
参考例１におけるサファイア基板のオフ角を１度に変えた以外は、参考例１と同じ条件で、参考例４に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板およびIII族窒化物半導体発光素子を作製した。 (Reference Example 4)
A Group III nitride semiconductor epitaxial substrate and a Group III nitride semiconductor light emitting device according to Reference Example 4 were produced under the same conditions as Reference Example 1, except that the off-angle of the sapphire substrate in Reference Example 1 was changed to 1 degree.

（参考例５）
参考例１におけるサファイア基板のオフ角を２度に変えた以外は、参考例１と同じ条件で、参考例５に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板およびIII族窒化物半導体発光素子を作製した。 (Reference Example 5)
A group III nitride semiconductor epitaxial substrate and a group III nitride semiconductor light emitting device according to reference example 5 were fabricated under the same conditions as in reference example 1, except that the off-angle of the sapphire substrate in reference example 1 was changed to 2 degrees.

（参考例６）
参考例１においてＡｌＮテンプレート基板に施した熱処理を行わなかった以外は、参考例１と同じ条件で、参考例６に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板およびIII族窒化物半導体発光素子を作製した。 (Reference Example 6)
A Group III nitride semiconductor epitaxial substrate and a Group III nitride semiconductor light emitting device according to Reference Example 6 were fabricated under the same conditions as Reference Example 1, except that the heat treatment applied to the AlN template substrate in Reference Example 1 was not performed.

（参考例７）
参考例２においてＡｌＮテンプレート基板に施した熱処理を行わなかった以外は、参考例２と同じ条件で、参考例７に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板およびIII族窒化物半導体発光素子を作製した。 (Reference Example 7)
A Group III nitride semiconductor epitaxial substrate and a Group III nitride semiconductor light emitting device according to Reference Example 7 were fabricated under the same conditions as in Reference Example 2 except that the heat treatment applied to the AlN template substrate in Reference Example 2 was not performed.

（参考例８）
参考例３においてＡｌＮテンプレート基板に施した熱処理を行わなかった以外は、参考例３と同じ条件で、参考例８に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板およびIII族窒化物半導体発光素子を作製した。 (Reference Example 8)
A Group III nitride semiconductor epitaxial substrate and a Group III nitride semiconductor light emitting device according to Reference Example 8 were produced under the same conditions as Reference Example 3, except that the heat treatment applied to the AlN template substrate in Reference Example 3 was not performed.

（参考例９）
参考例４においてＡｌＮテンプレート基板に施した熱処理を行わなかった以外は、参考例４と同じ条件で、参考例９に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板およびIII族窒化物半導体発光素子を作製した。 (Reference Example 9)
A Group III nitride semiconductor epitaxial substrate and a Group III nitride semiconductor light emitting device according to Reference Example 9 were produced under the same conditions as in Reference Example 4 except that the heat treatment applied to the AlN template substrate in Reference Example 4 was not performed.

（参考例１０）
参考例５においてＡｌＮテンプレート基板に施した熱処理を行わなかった以外は、参考例５と同じ条件で、参考例１０に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板およびIII族窒化物半導体発光素子を作製した。 (Reference Example 10)
A Group III nitride semiconductor epitaxial substrate and a Group III nitride semiconductor light emitting device according to Reference Example 10 were produced under the same conditions as in Reference Example 5 except that the heat treatment applied to the AlN template substrate in Reference Example 5 was not performed.

＜参考評価＞
（参考評価１：ＡｌＮ層の結晶性評価）
参考例１において、ＡｌＮテンプレート基板を形成し熱処理を施した直後のＸ線ロッキングカーブのＡｌＮ層の（１０−１２）面の半値幅を、Ｘ線回折装置（D8 DISCOVER AUTOWAFS；Bruker AXS社製）を用いて２θ−ωスキャンによって評価したところ、２８１秒であった。参考例２〜５についても同様の測定を行った。結果を表１に示す。また、ＡｌＮテンプレート基板に対して熱処理を施していない参考例６については、ＡｌＮ層を形成した直後のＸ線ロッキングカーブの（１０−１２）面の半値幅を測定したところ、１４０４秒であった。参考例７〜１０についても同様の測定を行った。結果を表１に示す。 <Reference evaluation>
(Reference evaluation 1: Crystallinity evaluation of AlN layer)
In Reference Example 1, the full width at half maximum of the (10-12) plane of the AlN layer of the X-ray rocking curve immediately after the AlN template substrate was formed and subjected to the heat treatment was calculated using an X-ray diffractometer (D8 DISCOVER AUTOWAFS; Bruker AXS). Was evaluated by 2θ-ω scan, and was 281 seconds. The same measurement was performed for Reference Examples 2 to 5. The results are shown in Table 1. Further, in Reference Example 6 in which the heat treatment was not performed on the AlN template substrate, the half width of the (10-12) plane of the X-ray rocking curve immediately after the AlN layer was formed was 1404 seconds. . The same measurement was performed for Reference Examples 7 to 10. The results are shown in Table 1.

（参考評価２：ｎ型層の結晶性評価）
参考例１に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板のｎ型層のＸ線ロッキングカーブの（１０−１２）面の半値幅を、参考評価１と同様に評価したところ、４５０秒であった。参考例２〜１０についても同様の測定を行った。結果を表１に示す。 (Reference evaluation 2: Evaluation of crystallinity of n-type layer)
When the half width of the (10-12) plane of the X-ray rocking curve of the n-type layer of the group III nitride semiconductor epitaxial substrate according to Reference Example 1 was evaluated in the same manner as in Reference Evaluation 1, it was 450 seconds. The same measurement was performed for Reference Examples 2 to 10. The results are shown in Table 1.

（参考評価３：シート抵抗の評価）
参考例１に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板のｎ型層のシート抵抗(Rsh)を、非接触式シート抵抗測定器（ＲＳ−２５；Lehighton社製）により測定したところ、５３Ω／□であった。参考例２〜１０についても、同様の測定を行った。結果を表１に示す。 (Reference evaluation 3: Evaluation of sheet resistance)
When the sheet resistance (Rsh) of the n-type layer of the group III nitride semiconductor epitaxial substrate according to Reference Example 1 was measured with a non-contact type sheet resistance measuring device (RS-25; manufactured by Lehighton), it was 53Ω / □. It was. The same measurement was performed for Reference Examples 2 to 10. The results are shown in Table 1.

（参考評価４：発光特性の評価）
参考例１のIII族窒化物半導体発光素子をフリップチップ型に実装して、発光特性を評価した。すなわち、まずｐ型ＧａＮ層上にマスクを形成してドライエッチングによるメサエッチングを行い、ｎ型層を露出させた。次いで、ｐ型ＧａＮ層上には、Ｎｉ／Ａｕからなるｐ型電極を形成し、露出したｎ型層上には、Ｔｉ／Ａｌからなるｎ型電極を形成した。なお、ｐ型電極のうち、Ｎｉの厚みは５０Åであり、Ａｕの厚みは１５００Åである。また、ｎ型電極のうち、Ｔｉの厚みは２００Åであり、Ａｌの厚みは１５００Åである。最後に、５５０℃でコンタクトアニール（ＲＴＡ：Rapid Thermal Annealing）を行った。こうして作製したフリップチップ型のIII族窒化物半導体発光素子を、積分球により電流２０ｍＡのときの発光出力Ｐｏ（ｍＷ）を測定したところ、０．９７ｍＷであった。また、ピーク発光波長の半値幅（ＦＷＨＭ）を測定したところ、８．７ｎｍであった。参考例２〜１０についても、同様に評価し、発光出力および半値幅を測定した。結果を表１に示す。ただし、参考例６〜１０の半値幅は評価することができなかったので、表中、"−"と表記している。また、参考例１〜５について、サファイア基板のオフ角に対する発光出力および半値幅の関係を図６に示す。 (Reference evaluation 4: Evaluation of light emission characteristics)
The group III nitride semiconductor light emitting device of Reference Example 1 was mounted on a flip chip type, and the light emission characteristics were evaluated. That is, first, a mask was formed on the p-type GaN layer, and mesa etching by dry etching was performed to expose the n-type layer. Next, a p-type electrode made of Ni / Au was formed on the p-type GaN layer, and an n-type electrode made of Ti / Al was formed on the exposed n-type layer. Of the p-type electrodes, Ni has a thickness of 50 mm and Au has a thickness of 1500 mm. Of the n-type electrodes, the thickness of Ti is 200 mm and the thickness of Al is 1500 mm. Finally, contact annealing (RTA: Rapid Thermal Annealing) was performed at 550 ° C. The flip-chip group III nitride semiconductor light-emitting device fabricated in this way was measured for light emission output Po (mW) at an electric current of 20 mA using an integrating sphere, and found to be 0.97 mW. Moreover, it was 8.7 nm when the half value width (FWHM) of the peak light emission wavelength was measured. Reference Examples 2 to 10 were also evaluated in the same manner, and the light emission output and the half width were measured. The results are shown in Table 1. However, since the half widths of Reference Examples 6 to 10 could not be evaluated, “−” is shown in the table. In addition, for Reference Examples 1 to 5, the relationship between the light emission output and the half-value width with respect to the off-angle of the sapphire substrate is shown in FIG.

Figure 2019004178
表１および図６から、ＡｌＮ層の結晶性が高品質な場合には、オフ角が０．５度である参考例３が、最も高い発光出力を示すことが分かった。従って、オフ角の範囲を０．４６度〜０．５４度とすることにより、発光出力を高めることができることが分かった。
Figure 2019004178
 From Table 1 and FIG. 6, it was found that, when the crystallinity of the AlN layer is high quality, Reference Example 3 having an off angle of 0.5 degrees shows the highest light emission output. Therefore, it was found that the light emission output can be increased by setting the off angle range to 0.46 degrees to 0.54 degrees.

＜実験例＞
（実施例１）
参考例３（オフ角０．５度）における第１の層としてのアンドープ層の層厚を２μｍに変えた以外は、参考例３と同様にして、実施例１に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板を作製した。次いで、参考例１と同様に、活性層、ｐ型ブロック層、ｐ型クラッド層およびｐ型ＧａＮ層を形成し、実施例１に係るIII族窒化物半導体を作製した。 <Experimental example>
Example 1
Group III nitride semiconductor epitaxial according to Example 1 in the same manner as in Reference Example 3, except that the thickness of the undoped layer as the first layer in Reference Example 3 (off angle 0.5 °) was changed to 2 μm. A substrate was produced. Next, in the same manner as in Reference Example 1, an active layer, a p-type block layer, a p-type cladding layer, and a p-type GaN layer were formed, and a group III nitride semiconductor according to Example 1 was produced.

（比較例１）
参考例３と同じ条件で、実施例１に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板を作製した。次いで、参考例３と同様に、活性層、ｐ型ブロック層、ｐ型クラッド層およびｐ型ＧａＮ層を形成し、比較例１に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。 (Comparative Example 1)
A Group III nitride semiconductor epitaxial substrate according to Example 1 was fabricated under the same conditions as in Reference Example 3. Next, an active layer, a p-type block layer, a p-type cladding layer, and a p-type GaN layer were formed in the same manner as in Reference Example 3 to produce a group III nitride semiconductor light-emitting device according to Comparative Example 1.

（比較例２）
参考例３におけるｎ型層の層厚を１．５μｍに変えた以外は、参考例３と同様にして、比較例２に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板を作製した。次いで、参考例３と同様に、活性層、ｐ型ブロック層、ｐ型クラッド層およびｐ型ＧａＮ層を形成し、比較例２に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。 (Comparative Example 2)
A Group III nitride semiconductor epitaxial substrate according to Comparative Example 2 was produced in the same manner as in Reference Example 3, except that the thickness of the n-type layer in Reference Example 3 was changed to 1.5 μm. Next, an active layer, a p-type block layer, a p-type cladding layer, and a p-type GaN layer were formed in the same manner as in Reference Example 3 to produce a group III nitride semiconductor light-emitting device according to Comparative Example 2.

＜評価＞
（評価１：ｃ軸歪み量の測定）
実施例１に係るIII族窒化物半導体エピタキシャル基板のｎ型層の（０００２）面のＸ線回折ピークを、参考評価１において用いたＸ線回折装置により２θ−ωスキャンによって評価し、２θのピーク値を求め、ｃ軸の格子定数を求めた。次いで、ベガード則による無ひずみ状態でのｃ軸格子定数から、ｃ軸歪み量（％単位）を求めたところ、歪み量は引張方向に０．６８７％（＋０．６８７％）であった。比較例１，２についても同様にｃ軸歪み量を測定した。結果を表２に示す。表中、「＋（プラス）」の記号は引張方向の歪みであることを意味し、「−（マイナス）」の記号は、圧縮方向の歪みであることを意味する。 <Evaluation>
(Evaluation 1: Measurement of c-axis strain)
The X-ray diffraction peak of the (0002) plane of the n-type layer of the group III nitride semiconductor epitaxial substrate according to Example 1 was evaluated by 2θ-ω scan with the X-ray diffractometer used in Reference Evaluation 1, and the 2θ peak The value was obtained and the lattice constant of the c axis was obtained. Next, when the c-axis strain amount (% unit) was determined from the c-axis lattice constant in an unstrained state according to the Vegard law, the strain amount was 0.687% (+ 0.687%) in the tensile direction. For Comparative Examples 1 and 2, the c-axis strain was measured in the same manner. The results are shown in Table 2. In the table, the symbol “+ (plus)” means strain in the tensile direction, and the symbol “− (minus)” means strain in the compression direction.

（評価２：発光特性評価）
参考評価４と同様に、実施例１に係るIII族窒化物半導体発光素子をフリップチップ型に実装して、発光出力および発光中心波長の評価を行った。実施例１に係るIII族窒化物半導体発光素子を積分球により電流２０ｍＡのときの発光出力Ｐｏ（ｍＷ）を測定したところ、２．５ｍＷであった。また、III族窒化物半導体発光素子の寿命特性を測定するために、５００時間経過後の残存光量を測定したところ、初期の光量に対して９１％であった。比較例１，２についても同様に発光出力および５００時間経過後の残存光量を測定した。結果を表２に示す。また、評価１により得られたｃ軸歪み量に対する５００時間経過後の残存光量を示すグラフを図７に示す。なお、順方向電圧（Ｖｆ）についても表２に併せて示す。 (Evaluation 2: Emission characteristic evaluation)
As in Reference Evaluation 4, the group III nitride semiconductor light-emitting device according to Example 1 was mounted in a flip chip type, and the light emission output and the light emission center wavelength were evaluated. The light emission output Po (mW) when the current of the group III nitride semiconductor light-emitting device according to Example 1 was 20 mA was measured with an integrating sphere, and it was 2.5 mW. Further, in order to measure the lifetime characteristic of the group III nitride semiconductor light emitting device, the remaining light amount after 500 hours was measured and found to be 91% with respect to the initial light amount. For Comparative Examples 1 and 2 as well, the light emission output and the remaining light quantity after 500 hours were measured. The results are shown in Table 2. Further, FIG. 7 shows a graph showing the remaining light amount after 500 hours with respect to the c-axis distortion amount obtained in Evaluation 1. The forward voltage (Vf) is also shown in Table 2.

Figure 2019004178
図７および表２から、ｃ軸歪み量が引張方向に０．６６％以上である場合に、５００時間経過後の残存光量９０％以上を満足できることが分かった。また、表２から、オフ角が同じであれば、ｃ軸歪み量に関わらず同程度の発光出力が得られることが分かった。
Figure 2019004178
 From FIG. 7 and Table 2, it was found that when the amount of c-axis strain is 0.66% or more in the tensile direction, the remaining light amount after 500 hours can be satisfied by 90% or more. In addition, it can be seen from Table 2 that if the off-angle is the same, the same light emission output can be obtained regardless of the amount of c-axis distortion.

本発明によれば、III族窒化物半導体発光素子の作製に供した際に、優れた発光特性および発光寿命特性を両立することが可能なIII族窒化物半導体エピタキシャル基板およびその製造方法を提供することができる。また、かかるIII族窒化物半導体エピタキシャル基板を用いたIII族窒化物半導体発光素子を提供することができる。   According to the present invention, there are provided a group III nitride semiconductor epitaxial substrate capable of achieving both excellent light emission characteristics and light emission lifetime characteristics when used for the production of a group III nitride semiconductor light emitting device, and a method for producing the same. be able to. In addition, a group III nitride semiconductor light emitting device using such a group III nitride semiconductor epitaxial substrate can be provided.

１ III族窒化物半導体エピタキシャル基板
１０ サファイア基板
１０Ａ サファイア基板の主面
２０ ＡｌＮ層
３０ III族窒化物積層体
３１ 第１の層（アンドープ層）
３２ 第２の層（不純物ドープ層）
４０ 活性層
５０ 半導体層
１００ III族窒化物半導体発光素子 1 Group III nitride semiconductor epitaxial substrate 10 Sapphire substrate 10A Main surface 20 of sapphire substrate AlN layer 30 Group III nitride laminate 31 First layer (undoped layer)
32 Second layer (impurity doped layer)
40 Active layer 50 Semiconductor layer 100 Group III nitride semiconductor light emitting device

Claims (2)

サファイア基板と、該サファイア基板の主面上に形成されたＡｌＮ層と、該ＡｌＮ層上に形成された、少なくともＡｌを含むIII族窒化物積層体と、を有するIII族窒化物半導体エピタキシャル基板であって、
前記III族窒化物積層体は、第１の層および第２の層をこの順に有し、
前記第１の層のＡｌ組成比ｘが、前記第２の層のＡｌ組成比ｙよりも大きく、
前記サファイア基板の主面は、Ｃ面が０．４６度以上０．５４度以下のオフ角で傾斜した面であり、
前記ＡｌＮ層の（１０−１２）面のＸ線ロッキングカーブの半値幅が４００秒以下であり、
前記第２の層の（０００２）面の２θ−ωスキャンＸ線回折ピークにより算出されるｃ軸歪み量が引張方向に０．６６％以上であるIII族窒化物半導体エピタキシャル基板と、
該III族窒化物半導体エピタキシャル基板上に、発光層と、前記第２の層とは異なる伝導型の半導体層とをこの順に有するIII族窒化物半導体発光素子。 A group III nitride semiconductor epitaxial substrate comprising: a sapphire substrate; an AlN layer formed on the main surface of the sapphire substrate; and a group III nitride stack including at least Al formed on the AlN layer. There,
The group III nitride laminate has a first layer and a second layer in this order,
The Al composition ratio x of the first layer is larger than the Al composition ratio y of the second layer;
The main surface of the sapphire substrate is a surface in which the C plane is inclined at an off angle of 0.46 degrees or more and 0.54 degrees or less,
The half width of the X-ray rocking curve of the (10-12) plane of the AlN layer is 400 seconds or less,
A group III nitride semiconductor epitaxial substrate having a c-axis strain calculated by a 2θ-ω scan X-ray diffraction peak of the (0002) plane of the second layer of 0.66% or more in the tensile direction;
A group III nitride semiconductor light emitting device comprising a light emitting layer and a semiconductor layer having a conductivity type different from that of the second layer in this order on the group III nitride semiconductor epitaxial substrate. 前記発光層のピーク発光波長が３００ｎｍ以下である、請求項１に記載のIII族窒化物半導体発光素子。   The group III nitride semiconductor light-emitting device according to claim 1, wherein a peak emission wavelength of the light-emitting layer is 300 nm or less.
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