JP6753995B2 - Ｉｉｉ族窒化物半導体発光素子及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、III族窒化物半導体発光素子及びその製造方法に関し、特に、高い発光出力及び優れた信頼性を両立したIII族窒化物半導体発光素子及びその製造方法に関する。

Ａｌ，Ｇａ，ＩｎなどのIII族元素とＮとの化合物からなるIII族窒化物半導体は、直接遷移型バンド構造をもつワイドバンドギャップ半導体であり、殺菌、浄水、医療、照明、高密度光記録などの幅広い応用分野が期待される材料である。特に、発光層にIII族窒化物半導体を用いた発光素子は、III族元素の含有比率を調整することで深紫外光から可視光領域までをカバーすることができ、種々の光源への実用化が進められている。

III族窒化物半導体を用いた深紫外光発光素子の発光効率は一般的には極めて低く、高出力化の実現は困難と言われてきた。しかしながら、小型かつ高出力な深紫外発光素子を実現するために、内部量子効率の向上のほか高い光取出効率や低抵抗特性などを実現するための試みが種々行われてきている。

深紫外光を発光する深紫外発光素子は、一般的には以下のとおりにして作製される。すなわち、サファイアやＡｌＮ単結晶等の基板上に、バッファ層を形成し、III族窒化物半導体からなるｎ型半導体層、発光層、ｐ型半導体層を順次形成する。次いで、ｎ型半導体層と電気的に接続するｎ側電極、ｐ型半導体層と電気的に接続するｐ側電極をそれぞれ形成する。ここで、ｐ型半導体層のｐ側電極側には、オーミック接触を取るため、ホール濃度を高めやすいｐ型ＧａＮコンタクト層を形成することがこれまで一般的であった。しかしながら、ｐ型ＧａＮコンタクト層はそのバンドギャップのために、波長３６０ｎｍ以下の光を吸収してしまう。

特許文献１では、比較的高いＡｌ組成比を有するＡｌＧａＩｎＮ層上に、膜厚が０．０１μｍ以上０．３μｍ以下のＧａＮ層を設けたIII族窒化物半導体素子が開示されている。特許文献１では、ＧａＮ層の成長モードをＦＭ（Frank-van der Merwe）モードに近い状態（擬似ＦＭモード）として成長させることで、ＧａＮ層の結晶成長直後からその表面を平滑としている。その結果、Ａｌ組成比が高いＡｌＧａＩｎＮ層上に形成されたＧａＮ層の膜厚を薄くした場合においても、表面を平滑とすることができる。

特開２０１０−２３２３６４号公報

特許文献１の技術により、ｐ型ＧａＮコンタクト層の膜厚を薄くすることができため、当該層による光吸収を抑制することができ、III族窒化物半導体素子の光取り出し効率を向上することができると期待される。

本発明者の実験によると、ｐ型ＧａＮコンタクト層の膜厚を50nm以下と極めて薄くした場合、従来技術に比べて発光出力の高いIII族窒化物半導体素子を得ることは可能であった。しかしながら、こうして作製したIII族窒化物半導体発光素子のサンプルの一部には、初期の発光出力から半減するほどに発光出力が突然劣化する現象の発生が確認された。このように発光出力が突然劣化する現象を、本明細書において「頓死」と称することとする。具体的には、発光面積を0.057mm²とするIII族窒化物半導体発光素子のサンプルを20mAで通電して初期の発光出力を測定し、次いで100mAで3秒間通電した後、再度20mAで測定したときに、初期の発光出力に対して半減以上の出力低下が確認されたサンプルは頓死が発生したものとする。ここで、III族窒化物半導体発光素子の発光面積に対して順方向電流に対する発光出力をプロットしたときに、上記20ｍAは直線性が保たれる範囲の電流値であり、上記100ｍAは発光素子が発熱して出力の直線性が失われる範囲の電流値である。このように発光出力が突然劣化する素子は信頼性が不十分であり、信頼性が不十分な素子が製品に混入することは、製品の品質管理上許容できない。

そこで、本発明は、高い発光出力及び優れた信頼性を両立したIII族窒化物半導体発光素子及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、上記課題を解決する方途について鋭意検討した。ｐ型ＧａＮ層を５０ｎｍ以下と極めて薄く形成する場合では、大きな圧縮歪の緩和によって欠陥が導入されると共に表面平坦性も悪化する。ＦＭモードでｐ型ＧａＮ層を成長させると、ｐ型ＧａＮ層の直下層となるＡｌＧａＮ層（Ｉｎを含む場合はＡｌＩｎＧａＮ層）に凹凸又は転位があれば、それを埋め込む方向へ成長が進むものの、圧縮歪の緩和が進みやすく欠陥が導入されやすいと推察される。そのため、埋め込むことのできなかったｐ型ＧａＮ層の直下層での凹凸又は転位はもちろん、ｐ型ＧａＮ層が一見、平坦化していても、新たな転位が発生している場合もある。実験事実を考慮すると、それらが電極形成領域にある場合に、発光素子が頓死すると本発明者は考えた。そこで、ｐ型コンタクト層として０．０３以上０．２５以下のＡｌ組成比ｘを有するＡｌＧａＮ層を用いることにより、発光素子の頓死を防止して高い発光出力及び優れた信頼性を両立できることを知見し、本発明を完成するに至った。すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。

（１）基板上に、ｎ型半導体層、発光層、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層、ｐ型コンタクト層及びｐ側反射電極を順次備えるIII族窒化物半導体発光素子であって、
前記発光層からの発光の発光中心波長が２５０ｎｍ以上２８０ｎｍ以下であり、
前記ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層のＡｌ組成比は０．４０以上０．８０以下であり、
前記ｐ型コンタクト層の膜厚は１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であり、かつ、該ｐ型コンタクト層は、Ａｌ組成比が０．０３以上０．２５以下であるｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層を有することを特徴とするIII族窒化物半導体発光素子。

（２）前記ｐ型コンタクト層は、前記ｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層のみからなる、上記（１）に記載のIII族窒化物半導体発光素子。

（３）前記ｐ型コンタクト層は、前記ｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層と前記ｐ側反射電極との間にｐ型ＧａＮコンタクト層を有する、上記（１）に記載のIII族窒化物半導体発光素子。

（４）前記ｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層の膜厚が１０ｎｍ以上２５ｎｍ以下である、上記（１）〜（３）のいずれかに記載のIII族窒化物半導体発光素子。

（５）基板上に、ｎ型半導体層を形成する工程と、
前記ｎ型半導体層上に発光層を形成する工程と、
前記発光層上にｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層を形成する工程と、
前記ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層上にｐ型コンタクト層を形成する工程と、
前記ｐ型コンタクト層上にｐ側反射電極を形成する工程と、を含むIII族窒化物半導体発光素子の製造方法であって、
前記発光層からの発光中心波長は２５０ｎｍ以上２８０ｎｍ以下であり、
前記ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層のＡｌ組成比は０．４０以上０．８０以下であり、
前記ｐ型コンタクト層の膜厚が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であり、
前記ｐ型コンタクト層はＡｌ組成比が０．０３以上０．２５以下であるｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層を形成することを特徴とするIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。

本発明によれば、高い発光出力及び優れた信頼性を両立したIII族窒化物半導体発光素子及びその製造方法を提供することができる。

本発明によるIII族窒化物半導体発光素子の一実施形態を説明する模式断面図である。 本発明によるIII族窒化物半導体発光素子のｐ型コンタクト層の一態様を説明する拡大模式断面図である。 本発明によるIII族窒化物半導体発光素子の製造方法の一実施形態を説明する模式断面図である。 実施例１のｐ型コンタクト層表面のＡＦＭ像である。 実施例２のｐ型コンタクト層表面のＡＦＭ像である。 実施例３のｐ型コンタクト層表面のＡＦＭ像である。 比較例１のｐ型コンタクト層表面のＡＦＭ像である。

本発明に従う実施形態の説明に先立ち、以下の点について予め説明する。まず、本明細書においてＡｌ組成比を明示せずに単に「ＡｌＧａＮ」と表記する場合は、III族元素（Ａｌ，Ｇａの合計）とＮとの組成比が１：１であり、III族元素ＡｌとＧａとの比率は不定の任意の化合物を意味するものとする。また「ＡｌＧａＮ」は、III族元素であるＩｎについての表記がなくとも、III族元素としてのＡｌとＧａの合計に対して５％以内のＩｎを含んでいてもよいこととし、Inを含めて記載した組成式は、Al組成比をｘとしIn組成比をｙ（0≦ｙ≦0.05）としてAl_xIn_yGa_1−x−yNとする。単に「ＡｌＮ」又は「ＧａＮ」と表記する場合は、それぞれＧａ及びＡｌは含まれないことを意味するが、明示がない限り、単に「ＡｌＧａＮ」と表記することによって、ＡｌＮ又はＧａＮのいずれかであることを排除するものではない。なお、Ａｌ組成比の値は、フォトルミネッセンス測定及びＸ線回折測定などによって測定することができる。

また、本明細書において、電気的にｐ型として機能する層をｐ型層と称し、電気的にｎ型として機能する層をｎ型層と称する。一方、ＭｇやＳｉ等の特定の不純物を意図的には添加しておらず、電気的にｐ型又はｎ型として機能しない場合、「ｉ型」又は「アンドープ」と言う。アンドープの層には、製造過程における不可避的な不純物の混入はあってよく、具体的には、キャリア密度が小さい（例えば４×１０^１６／ｃｍ^３未満）場合、本明細書において「アンドープ」と称する。また、ＭｇやＳｉ等の不純物濃度の値は、ＳＩＭＳ分析によるものとする。

また、エピタキシャル成長により形成される各層の膜厚全体は、光干渉式膜厚測定器を用いて測定することができる。さらに、各層の膜厚のそれぞれは、隣接する各層の組成が十分異なる場合（例えばＡｌ組成比が０．０１以上異なる場合）、透過型電子顕微鏡による成長層の断面観察から算出できる。また、隣接する層のうち、Ａｌ組成比が同一であるか、又は、ほぼ等しい（例えばＡｌ組成比が０．０１未満）ものの、不純物濃度の異なる層の境界及び膜厚については、両者の境界ならびに各層の膜厚は、ＴＥＭ−ＥＤＳに基づく測定によるものとする。そして、両者の不純物濃度は、ＳＩＭＳ分析により測定できる。また、超格子構造のように各層の膜厚が薄い場合にはＴＥＭ−ＥＤＳを用いて膜厚を測定することができる。

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、各図において、説明の便宜上、基板及び各層の縦横の比率を実際の比率から誇張して示している。

（III族窒化物半導体発光素子）
本発明の一実施形態に従うIII族窒化物半導体発光素子１００は、図１に示すように、基板１０上に、ｎ型半導体層３０、発光層４０、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０、ｐ型コンタクト層７０及びｐ側反射電極８０を順次備える。そして、発光層４０からの発光の発光中心波長が２５０ｎｍ以上３３０ｎｍ以下であり、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０のＡｌ組成比は０．４０以上０．８０以下であり、ｐ型コンタクト層７０の膜厚は１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であり、かつ、ｐ型コンタクト層７０はＡｌ組成比が０．０３以上０．２５以下であるｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層７１を有する。

なお、図１に示すように、基板１０とｎ型半導体層３０との間にバッファ層２０を設け、ｎ型半導体層３０に露出面が設けられ、該露出面にｎ側電極９０を設けることなどは、III族窒化物半導体発光素子１００の好ましい態様である。以下、各構成の詳細を順次説明する。

＜基板＞
III族窒化物半導体発光素子１００の基板１０として、サファイア基板を用いることができる。サファイア基板の表面にエピタキシャル成長させたＡｌＮ層が設けられたＡｌＮテンプレート基板を用いてもよい。サファイア基板としては、任意のサファイア基板を用いることができ、オフ角の有無は任意であり、オフ角が設けられている場合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。例えば、サファイア基板の主面を、Ｃ面が０．５度のオフ角θで傾斜した面とすることができる。ＡｌＮテンプレート基板を用いる場合、サファイア基板表面のＡｌＮ層の結晶性が優れていることが好ましい。また、ＡｌＮテンプレート基板の表面に、アンドープのＡｌＧａＮ層が設けられていることも好ましい。また、基板１０としてＡｌＮ単結晶基板を用いてもよい。

＜ｎ型半導体層＞
ｎ型半導体層３０は必要によりバッファ層２０を介して基板１０上に設けられる。ｎ型半導体層３０を基板１０上に直接設けてもよい。ｎ型半導体層３０には、ｎ型のドーパントがドープされたＡｌＧａＮを用いることができる。必要に応じて、Ｉｎ等のIII族元素を５％以内の組成比で導入し、ＡｌＧａＩｎＮ等としてもよい。ｎ型ドーパントの具体例として、シリコン（Ｓｉ），ゲルマニウム（Ｇｅ），錫（Ｓｎ），硫黄（Ｓ），酸素（Ｏ），チタン（Ｔｉ），ジルコニウム（Ｚｒ）等を挙げることができる。ｎ型ドーパントのドーパント濃度は、ｎ型半導体層３０が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特に限定されず、例えば１．０×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３〜１．０×１０^２０ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３とすることができる。また、ｎ型半導体層３０のバンドギャップは、発光層４０（量子井戸構造とする場合は井戸層４１）のバンドギャップよりも広く、発光する深紫外光に対し透過性を有することが好ましい。また、ｎ型半導体層３０を単層構造や複数層からなる構造の他、III族元素の組成比を結晶成長方向に組成傾斜させた組成傾斜層や超格子構造を含む構成することもできる。ｎ型半導体層３０は、ｎ側電極９０とのコンタクト部を形成するだけでなく、基板から発光層に至るまでに結晶性を高める機能を兼ねることもできる。

＜発光層＞
発光層４０はｎ型半導体層３０上に設けられ、発光中心波長が２５０ｎｍ以上３３０ｎｍ以下の深紫外光を放射する。発光層４０は、ＡｌＧａＮとすることができ、そのＡｌ組成比は所望の発光中心波長が得られるよう適宜設定すればよく、例えば０．１７〜０．７０の範囲内とすることができる。

発光層４０はＡｌ組成比が一定の単層構造であってもよいし、Ａｌ組成比の異なるＡｌＧａＮからなる井戸層４１と障壁層４２とを繰り返し形成した多重量子井戸（ＭＱＷ：Multiple Quantum Well）構造で構成することも好ましい。いずれの場合も、必要に応じて、Ｉｎ等のIII族元素を５％以内の組成比で導入し、ＡｌＧａＩｎＮ材料等としてもよいが、III族元素としてはＡｌおよびＧａのみを用いた三元系のＡｌＧａＮ材料とすることがより好ましい。

多重量子井戸構造を用いる場合、障壁層４２のＡｌ組成比ｂを、井戸層４１のＡｌ組成比ｗよりも高く（すなわち、ｂ＞ｗ）する。Ａｌ組成比ｂについては、ｂ＞ｗの条件の下、障壁層４２のＡｌ組成比ｂを例えば０．３０〜０．９５とすることができる。井戸層４１のＡｌ組成比ｗによって中心発行波長を概ね調整することができ、例えば、発光層４０における井戸層４１のＡｌ組成比ｗを０．１７〜０．６８とすると、発光層４０から放射される光の中心波長が２５０〜３３０ｎｍとなる。

また、井戸層４１及び障壁層４２の繰り返し回数は特に制限されず、例えば１〜１０回とすることができる。発光層４０の膜厚方向の両端側（すなわち最初と最後）を障壁層とすることが好ましく、井戸層４１及び障壁層４２の繰り返し回数をｎとすると、この場合は「ｎ．５組の井戸層及び障壁層」と表記することとする。また、井戸層４１の膜厚を０．５ｎｍ〜５ｎｍ、障壁層４２の膜厚を３ｎｍ〜３０ｎｍとすることができる。

なお、障壁層４２の導電型をｎ型とすることが好ましい。電子濃度が増え、井戸層４１内の結晶欠陥を補償する効果があるためである。なお、発光層４０は、障壁層４２および井戸層４１を繰り返し形成し、障壁層４２で挟み込んだ一般的な多重量子井戸（ＭＱＷ：Multiple Quantum Well）構造とすることができ、必要に応じてｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０側の最後の障壁層４２を取り除いた構造としてもよい。

＜ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層＞
ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０は発光層４０上に設けられる。ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０は電子を堰止めし、電子を発光層４０（ＭＱＷ構造の場合には井戸層４１）内に注入して、電子の注入効率を高めるための層として用いられる。本発明においては、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層として、そのＡｌ組成比を０．４０以上０．８０以下とするｐ型のＡｌ_ｚＧａ_１−ｚＮ（０．４０≦ｚ≦０．８０）を用いることができる。必要に応じて、Ｉｎ等のIII族元素を５％以内の組成比で導入した四元系のＡｌＧａＩｎＮ材料等としてもよいが、III族元素としてはＡｌおよびＧａのみを用いた三元系のＡｌＧａＮ材料とすることがより好ましい。Ａｌ組成比がこの範囲であるとｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０に転位が比較的多く形成されるため、このような場合に本発明によるｐ型コンタクト層７０を用いることが有効となる。Ａｌ組成比が０．６０以上０．７０以下の場合に特に転位が形成されやすい。

ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０の膜厚は特に制限されないが、例えば１０ｎｍ〜８０ｎｍとすることが好ましい。ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０の膜厚がこの範囲であれば、高い発光出力を確実に得ることができる。なお、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０の膜厚は、障壁層４２の膜厚よりも厚いことが好ましい。また、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０にドープするｐ型ドーパントとしては、マグネシウム（Ｍｇ），亜鉛（Ｚｎ），カルシウム（Ｃａ），ベリリウム（Ｂｅ），マンガン（Ｍｎ）等を例示することができ、Ｍｇを用いることが一般的である。ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０のドーパント濃度は、ｐ型層として機能することのできるドーパント濃度であれば特に限定されず、例えば１．０×１０^１８ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３〜５．０×１０^２１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３とすることができる。

＜ｐ型コンタクト層＞
ｐ型コンタクト層７０はｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０上に直接設けられる。ｐ型コンタクト層７０は、その最表面上に設けられるｐ側反射電極８０と、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０との間の接触抵抗を低減するための層である。本発明においては、ｐ型コンタクト層７０の膜厚を１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下とする。そして、ｐ型コンタクト層７０はＡｌ組成比ｘを０．０３以上０．２５以下とするｐ型ＡｌＧａＮ層７１を有する。そして、ｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層７１はｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０の直上に接して形成され、組成式Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮのＡｌ組成比ｘが０．０３≦ｘ≦０．２５を用いることができる。ｐ型コンタクト層７０がｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０の直上にｐ型ＡｌＧａＮ層７１を有することにより、III族窒化物半導体発光素子１００の頓死を防止できることが本発明者の実験によって確認された。ｐ型ＧａＮ層をｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０の直上に形成することに代えて、ｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層７１（Ａｌ_ｘＧａ_１−ｘＮ、０．０３≦ｘ≦０．２５）を形成した方が、表面平坦性の悪化の悪影響を押さえつつ、成長初期に形成される転位の発生を抑えられるからだと考えられる。

本発明効果を得るためにはｐ型コンタクト層７０がｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０の直上に上述のｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層７１を有すれば十分である。ｐ型コンタクト層７０は、ｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層７１のみから構成されてもよいし（図１参照）、他方、ｐ型コンタクト層７０は、ｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層７１とｐ側反射電極８０との間にｐ型ＧａＮコンタクト層を有してもよい（図２参照）。いずれの場合も、ｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層７１の膜厚は１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下とすることができ、ｐ型コンタクト層７０の全体としての膜厚が上述の１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であればよい。なお、本発明効果を得つつ、III族窒化物半導体発光素子１００の発光出力を増大するために、ｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層７１の膜厚を１０ｎｍ以上２５ｎｍ以下とすることがより好ましい。また、頓死をより確実にゼロに抑えるにはｐ型コンタクト層７０の厚さを１５ｎｍ以上とすることがさらに好ましい。

なお、図示しないものの、ｐ型コンタクト層７０は、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０と反対側（換言すれば、ｐ側反射電極８０と接する側）において、Ｍｇ濃度が３×１０^２０ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上の高濃度領域を有することが好ましく、この高濃度領域におけるＭｇ濃度が５×１０^２０ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上であることがより好ましい。ｐ型コンタクト層７０のホール濃度を高めて、III族窒化物半導体発光素子１００の順方向電圧Ｖｆを低下することができる。なお、上限の限定を意図しないが、工業的生産性を考慮すれば、本実施形態においては高濃度領域におけるＭｇ濃度の上限を１×１０^２１ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３とすることができる。この場合、ｐ型コンタクト層７０におけるｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０側の領域のＭｇ濃度は一般的な範囲とすることができ、通常５×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３以上３×１０^２０ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３未満である。なお、ｐ型コンタクト層におけるＭｇ濃度は、ＳＩＭＳ測定による各領域での平均濃度である。ｐ型コンタクト層７０の結晶性を保つため、高濃度領域の膜厚は、通常１５ｎｍ以下である。

＜ｐ側電極＞
ｐ側反射電極８０を、ｐ型コンタクト層７０の直上（最表面上）に設けることができる。ｐ側反射電極８０は、発光層４０から放射される紫外光に対して高い反射率（例えば６０％以上）を有する金属を用いることが好ましい。このような反射率を有する金属として、例えば、ロジウム（Ｒｈ）、白金（Ｐｔ）、イリジウム（Ｉｒ）、ルテニウム（Ｒｕ）、モリブデン（Ｍｏ）、タングステン（Ｗ）、タンタル（Ｔａ）、及びこれらのいずれかを少なくとも含有する合金を挙げるができる。これらの金属又は合金は、深紫外光への反射率が高く、また、ｐ型コンタクト層７０と、ｐ側反射電極８０とで比較的良好なオーミック接触を取ることもできるため好ましい。なお、反射率の観点では、これらの中でも、ｐ側反射電極８０がロジウム（Ｒｈ）を単体又は合金の形態で含むことが好ましい。また、ｐ側反射電極８０の膜厚、形状及びサイズは、III族窒化物半導体発光素子１００の形状及びサイズに応じて適宜選択することができ、例えばｐ側反射電極８０の膜厚を３０〜４５ｎｍとすることができる。

以上説明した本実施形態に従うIII族窒化物半導体発光素子１００は、高い発光出力及び優れた信頼性を両立することができる。

以下、本実施形態に適用可能な具体的態様について述べるが、本実施形態は以下の態様に限定されない。

＜バッファ層＞
図１に示すように、基板１０と、ｎ型半導体層３０との間に、両者の格子不整合を緩和するためのバッファ層２０を設けることも好ましい。バッファ層２０としてアンドープのIII族窒化物半導体層を用いることができ、例えばアンドープのＡｌＮを用いることができる。バッファ層２０を超格子構造としてもよい。バッファ層２０とｎ型半導体層３０の間には、ＡｌＧａＮ層、組成傾斜層および超格子層の1つ以上から選ばれるバッファ層がさらに設けられてもよい。

＜ｎ側電極＞
ｎ型半導体層３０の露出面上に設けられ得るｎ側電極９０は、例えばＴｉ含有膜及びこのＴｉ含有膜上に形成されたＡｌ含有膜を有する金属複合膜とすることができる。ｎ側電極９０の膜厚、形状及びサイズは、発光素子の形状及びサイズに応じて適宜選択することができる。ｎ側電極９０は、図１に示すような、ｎ型半導体層３０の露出面上への形成に限定されず、ｎ型半導体層と電気的に接続していればよい。

＜ｐ型ガイド層＞
なお、図１には図示しないが、発光層４０と、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０との間に、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０のＡｌ組成比よりもＡｌ組成比の高いＡｌＧａＮ又はＡｌＮからなるｐ型のガイド層を設けてもよい。ガイド層を設けることで、発光層４０への正孔の注入を促進することができる。

＜ｎ型ガイド層＞
さらに、図１には図示しないものの、発光層４０とｎ型半導体層３０との間に、ｎ型ガイド層を設けてもよい。ｎ型ガイド層はＡｌＧａＮを用いることが好ましく、そのＡｌ組成比は、前記のｎ型半導体層３０のＡｌ組成比以上、かつ、障壁層４２のＡｌ組成比ｂ以下とすることが好ましい。その膜厚は３ｎｍ〜３０ｎｍとすることができる。また、ｎ型ガイド層には、ｎ型半導体層３０と同様にｎ型のドーパント（不純物）がドープされことが好ましいが、そのドーパント量はｎ型層よりも低いことが好ましい。

なお、本実施形態に従うIII族窒化物半導体発光素子１００は、ｐ側反射電極８０を反射電極材料により形成して深紫外光を反射させることで、基板側又は基板水平方向を主な光取り出し方向とすることができる。また、III族窒化物半導体発光素子１００を、いわゆるフリップチップ型と呼ばれる形態とすることができる。

（III族窒化物半導体発光素子の製造方法）
次に、上述したIII族窒化物半導体発光素子１００の製造方法の一実施形態を、図３を参照して説明する。本発明に従うIII族窒化物半導体発光素子１００の製造方法の一実施形態は、基板１０上に（ステップＡ参照）、ｎ型半導体層３０を形成する工程と、ｎ型半導体層３０上に発光層４０を形成する工程と、発光層４０上にｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０を形成する工程（ステップＢ参照）と、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０上にｐ型コンタクト層７０を形成する工程（ステップＣ参照）と、ｐ型コンタクト層７０上にｐ側反射電極８０を形成する工程（ステップＤ参照）、とを含む。ここで、本製造方法の一実施形態では、発光層４０からの発光の発光中心波長は２５０ｎｍ以上３３０ｎｍ以下であり、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０のＡｌ組成比は０．４０以上０．８０以下であり、ｐ型コンタクト層７０の膜厚が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下である。また、ｐ型コンタクト層７０はＡｌ組成比が０．０３以上０．２５以下であるｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層７１を形成する。

以下、本実施形態の好適な実施形態に従うフローチャートを示す図３を参照して、具体的な態様と共に各工程の詳細を順次説明するが、III族窒化物半導体発光素子１００の各構成に関して重複する説明については省略する。

まず、図３のステップＡ，Ｂに示すように、基板１０上にｎ型半導体層３０、発光層４０及びｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０を順次形成する。これらの各工程では、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エピタキシャル成長技術により各層を形成することができる。

ｎ型半導体層３０、発光層４０、及びｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０の各層の形成にあたり、エピタキシャル成長させるための成長温度、成長圧力、成長時間については、各層のＡｌ組成比及び膜厚に応じた一般的な条件とすることができる。エピタキシャル成長させるためのキャリアガスとしては、水素ガスもしくは窒素ガス、又は両者の混合ガスなどを用いてチャンバ内に供給すればよい。さらに、上記各層を成長させる原料ガスとして、III族元素の原料ガスとしてＴＭＡ（トリメチルアルミニウム）、ＴＭＧ（トリメチルガリウム）などを用いることができ、V族元素ガスとしてＮＨ_３ガスを用いることができる。ＮＨ_３ガスなどのV族元素ガスと、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）についても、一般的な条件とすればよい。さらにドーパント源のガスとしては、ｐ型ドーパントについては、Ｍｇ源としてシクロペンタジニエルマグネシウムガス（ＣＰ_２Ｍｇ）などを、ｎ型ドーパントについては、Ｓｉ源として例えばモノシランガス（ＳｉＨ_４）、Ｚｎ源としての塩化亜鉛ガス（ＺｎＣｌ_２）などを適宜選択し、所定の流量でチャンバ内に供給すればよい。

次に、図３のステップＣに示すｐ型コンタクト層形成工程では、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０上にｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層７１を形成する。ｐ型コンタクト層７０の膜厚範囲及びｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層７１のＡｌ組成比の条件、並びにｐ型ＧａＮコンタクト層７２（図３には図示せず。図２を参照）を形成してもよいことについては既述のとおりである。また、ｐ型コンタクト層７０も、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０等と同様にＭＯＣＶＤ法などによるエピタキシャル成長によって結晶成長すればよい。そして、成長条件は特に制限されないものの、ガス流量とV／III比、成長温度を調整することにより、厚さ方向の成長速度を０．０３〜０．５０μｍ／ｈとすることが好ましく、０．０３〜０．１９μｍ／ｈがより好ましく、厚さ方向の成長速度を０．１０〜０．１５μｍ／ｈとすることが最も好ましい。なお、キャリアガスはＨ_２を用いることが好ましい。

なお、ｐ型コンタクト層７０のＭｇ濃度を高濃度とするためには、Ｍｇ／III族元素ガス比率を適宜調整すればよい。

また、図２のステップＤに示すように、発光層４０、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層６０及びｐ型コンタクト層７０の一部をエッチング等により除去し、露出したｎ型半導体層３０上にｎ側電極９０を形成してもよい。なお、ｐ側反射電極８０及びｎ側電極９０は、スパッタ法や真空蒸着法などにより成膜することができる。また、バッファ層２０を基板１０の表面１０Ａ上に形成することも好ましい。

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。

（実施例１：波長２８０ｎｍ）
サファイア基板（直径２インチ、膜厚：４３０μｍ、面方位：（０００１）、ｍ軸方向オフ角θ：０．５度）を用意した。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。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（ＮＨ_３）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、ウェー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。

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。その際、加熱温度は１６５０℃、加熱時間は４時間とした。

続いて、ＭＯＣＶＤ法により、アンドープのＡｌＧａＮ層として、Ａｌ組成比０．８５から０．６５まで結晶成長方向に組成傾斜させた膜厚２００ｎｍのアンドープＡｌＧａＮ層を形成した。次に、ｎ型半導体層として、Ａｌ_０．６５Ｇａ_０．３５Ｎからなり、Ｓｉドープした膜厚２μｍのｎ型層を形成した。なお、ＳＩＭＳ分析の結果、ｎ型層のＳｉ濃度は１．０×１０^１９ａｔｏｍｓ／ｃｍ^３であった。

続いて、ｎ型層上に、Ａｌ_０．６５Ｇａ_０．３５ＮからなりＳｉドープした膜厚２０ｎｍのｎ型ガイド層を形成し、さらに障壁層として４ｎｍのＡｌ_０．６５Ｇａ_０．３５Ｎを形成した。次いで、Ａｌ_０．４５Ｇａ_０．５５Ｎからなる膜厚３ｎｍの井戸層および膜厚４ｎｍのＡｌ_０．６５Ｇａ_０．３５Ｎからなる障壁層を交互に２層ずつ形成し、さらにＡｌ_０．４５Ｇａ_０．５５Ｎからなる膜厚３ｎｍの井戸層を形成した。すなわち、井戸層の層数および障壁層の層数Ｎは共に３であり、障壁層のＡｌ組成比ｂは０．６５であり、井戸層のＡｌ組成比ｗは０．４５である。なお、障壁層の形成においてはＳｉをドープした。

その後、３層目の井戸層上に、窒素ガスをキャリアガスとし、アンドープのＡｌＮガイド層を形成した。ＡｌＮガイド層の膜厚は１ｎｍとした。次に、ＴＭＡガスの供給を停止しつつ、アンモニアガスを供給し続けたままキャリアガスの窒素を止めて水素を供給し、キャリアガスを水素に変更した後に、III族元素の原料ガスであるＴＭＡガスおよびＴＭＧガスを再び供給して、Ａｌ_０．６８Ｇａ_０．３２Ｎからなり、Ｍｇドープした層さ４０ｎｍの電子ブロック層を形成した。

続いて、電子ブロック層の成長を止め、キャリアガスを窒素ガスに切り替え、ｐ型Ａｌ_０．０８Ｇａ_０．９２Ｎコンタクト層の設定条件へガス流量を変化させた後、キャリアガスを水素に切り替え、Ｍｇドープした膜厚２０ｎｍのｐ型Ａｌ_０．０８Ｇａ_０．９２Ｎコンタクト層（以下、実施例において「ｐ型コンタクト層」と略記する。）を形成した。ＳＩＭＳ分析の結果、ｐ型コンタクト層のＭｇ濃度は平均で１．２×１０^２０ａｔｏｍ／ｃｍ^３であった。なお、ｐ型コンタクト層を形成するときの厚さ方向の成長速度を０．１２μｍ／ｈとした。

その後、ｐ型コンタクト層の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型半導体層の一部を露出させ、ｐ型コンタクト層上にＮｉ／Ａｕからなるｐ側電極を形成し、露出したｎ型層上にはＴｉ／Ａｌからなるｎ側電極を形成した。なお、ｐ側電極のうち、Ｎｉの膜厚は５０Åであり、Ａｕの膜厚は１５００Åである。また、ｎ側電極のうち、Ｔｉの膜厚は２００Åであり、Ａｌの膜厚は１５００Åである。最後に５５０℃でコンタクトアニール（ＲＴＡ）を行って、各電極を形成した。

以上のとおりにして作製した実施例１に係るIII族窒化物半導体発光素子の、各層の構成を表１に示す。

（実施例２〜５、実施例８〜１１、比較例１、従来例１、比較例４〜７：波長２８０ｎｍ）
実施例１におけるｐ型コンタクト層の膜厚及びＡｌ組成比を表２に記載のとおりに変えた以外は、実施例１と同様にして、実施例２〜５，比較例１、従来例１に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。なお、実施例３においては、ｐ型Ａｌ_０．６８Ｇａ_０．３２Ｎ電子ブロック層上に膜厚２０ｎｍのｐ型Ａｌ_０．０８Ｇａ_０．９２Ｎコンタクト層を形成し、次いで膜厚２０ｎｍのｐ型ＧａＮコンタクト層を形成した。さらに、実施例１におけるｐ型コンタクト層の膜厚及びＡｌ組成比を表２に記載のとおりに変えた以外は、実施例１と同様にして、実施例８〜１１、比較例４〜７に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。

（参考例６、１２、１３、比較例２、従来例２：波長３１０ｎｍ）
実施例１における井戸層のＡｌ組成比ｗ：０．４５のＡｌ組成比を０．３０に変え、さらにアンドープ層のＡｌ組成比を０．５５、ｎ型半導体層のＡｌ組成比を０．４５、ｎガイド層及び障壁層のＡｌ組成比を０．５５、ｐ型電子ブロック層のＡｌ組成比を０．５８に変えつつ、ｐ型コンタクト層の膜厚及びＡｌ組成比ｘを表２に記載のとおりに変えた以外は、実施例１と同様にして、参考例６、比較例２、従来例２に係るＩＩＩ族窒化物半導体発光素子を作製した。さらに、参考例６におけるｐ型コンタクト層の膜厚及びＡｌ組成比を表２に記載のとおりに変えた以外は、参考例６と同様にして、参考例１２および１３に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。

（実施例７、実施例１４、比較例３、従来例３：波長２６５ｎｍ）
実施例１における井戸層のＡｌ組成比ｗ：０．４５のＡｌ組成比を０．５８に変え、さらに障壁層のＡｌ組成比を０．７６に変え、ｐ型コンタクト層の膜厚及びＡｌ組成比ｘを表２に記載のとおりに変えた以外は、実施例１と同様にして、実施例７、比較例３、従来例３に係るＩＩＩ族窒化物半導体発光素子を作製した。さらに、実施例７におけるｐ型コンタクト層の膜厚及びＡｌ組成比を表２に記載のとおりに変えた以外は、実施例７と同様にして、実施例１４に係るIII族窒化物半導体発光素子を作製した。

（評価１：各層の膜厚とＡｌ組成の測定）
実施例１〜５、参考例６、実施例７〜１１、参考例１２、１３、実施例１４、比較例１〜３、４〜７、従来例１〜３のそれぞれに対し、エピタキシャル成長により形成される各層の膜厚は、光干渉式膜厚測定器を用いて測定した。また、障壁層や電子ブロック層を含め各層の膜厚が数ｎｍ〜数十ｎｍと薄い層は、透過型電子顕微鏡による各層の断面観察でのＴＥＭ−ＥＤＳを用いて各層膜厚とＡｌ組成比を測定した。なお、各層の膜厚の測定位置はウェーハ中央部である。

（評価２：信頼性評価）
実施例１〜５、参考例６、実施例７〜１１、参考例１２、１３、実施例１４、比較例１〜３、４〜７、従来例１〜３から得られた発光素子（測定個数２４個）に対して、定電流電圧電源を用いて電流２０ｍＡにて通電し、発光出力を測り、次いで１００ｍＡで３秒間通電した後、再び２０ｍＡで通電して発光出力を測り、初期の発光出力に対する発光出力の変化を測定した。このとき、通電により発光する面積は0.057mm²であった。１００ｍＡで３秒間通電した後の発光出力が初期の発光出力の半分以下にまで下がったもの、すなわち頓死が発生する発光素子の個数を確認した。実施例１〜５、参考例６、実施例７及び従来例１〜３では電流１００ｍＡでの通電後も大きな変化はなかったが、比較例１〜３では、電流１００ｍＡでの通電後に、ウェーハ内で不点灯、あるいは初期の発光出力から半減以下の出力となる発光素子が確認された（すなわち、頓死の発生が確認された）。こうした不点灯や、初期の発光出力の半分以下への発光出力の急減がなかったものの比率を、頓死発生率として表２に示す。なお、発光出力Ｐｏの測定にあたっては積分球を用いた。初期の発光出力の平均値と頓死の発生率の結果を表２に示す。なお、光ファイバ分光器によって各サンプルの発光中心波長を測定した。発光中心波長についても表２に示す。

（評価３：表面粗さＲａの測定）
代表例として、実施例１〜５、比較例１のｐ型コンタクト層の最表面について、原子間力顕微鏡（AFM: Atomic Force Microscope）によりＡＦＭ像を取得しつつ、表面粗さの指標としてＲａ（平均粗さ；ＪＩＳ Ｂ ０６０１：２００１に準拠）を測定した。なお、測定箇所はウェーハ中央部である。Ｒａの測定値を表２に示す。なお、実施例１〜５、比較例１については、基板観察によるピットの有無も併せて示す。さらに、実施例１〜３、比較例１によるＡＦＭ像を図４Ａ〜図４Ｄにそれぞれ示す。

（評価結果の考察）
本発明条件に従う実施例１〜５、参考例６、実施例７では、同波長で比較した場合に、信頼性を確保したまま、従来例１〜３のそれぞれよりも発光出力を増大させることができた。比較例１，２ではｐ型コンタクト層を薄くしたために発光層からの光吸収を抑制できる結果、発光出力を増大させることはできたものの、頓死の発生が確認された。比較例３では、初期通電から頓死が多発し、発光出力を測定することすらできなかった。

図４Ａ〜図４Ｄに示したＡＦＭ像並びに実施例１〜５及び比較例１の表面粗さＲａの値からすれば、表面粗さが十分に小さくても頓死が発生することが確認される。実施例１，２，４及び比較例１でピットが観察されたことからすると、電子ブロック層の凹凸又は転位を埋め込むことと同時に圧縮歪の緩和に伴う結晶欠陥の増加を抑制することが頓死防止のためには重要であると考えることができる。

また、波長２８０nmの実施例１〜５、８〜１１と比較例１、４〜７、従来例１とを比較すると、ｐ型コンタクト層のAl組成比は０．０３〜０．２５の範囲内であり、かつ、膜厚が１０〜５０ｎｍの範囲内であることで、頓死を発生させずに、従来よりも発光出力の大きな発光素子を得ることができることが分かる。そしてその結果は、波長３１０ｎｍの参考例６、１２、１３や波長２６５ｎｍの実施例７、１４においても同様の結果がみられることが分かる。

以上の結果から、本発明条件を満足するｐ型コンタクト層を形成することにより、高い発光出力を得ることができるとともに、信頼性を両立できることが確認できた。

本発明によれば、高い発光出力及び優れた信頼性を両立したIII族窒化物半導体発光素子及びその製造方法を提供することができる。

１０ 基板
２０ バッファ層
３０ ｎ型半導体層
４０ 発光層
４１ 井戸層
４２ 障壁層
６０ ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層
７０ ｐ型コンタクト層
７１ ｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層
７２ ｐ型ＧａＮ層
８０ ｐ側反射電極
９０ ｎ側電極
１００ III族窒化物半導体発光素子

Claims (5)

1. 基板上に、ｎ型半導体層、発光層、ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層、ｐ型コンタクト層及びｐ側反射電極を順次備えるIII族窒化物半導体発光素子であって、
   前記発光層からの発光の発光中心波長が２５０ｎｍ以上２８０ｎｍ以下であり、
   前記ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層のＡｌ組成比は０．４０以上０．８０以下であり、
   前記ｐ型コンタクト層の膜厚は１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であり、かつ、該ｐ型コンタクト層は、Ａｌ組成比が０．０３以上０．２５以下であるｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層を有することを特徴とするIII族窒化物半導体発光素子。
2. 前記ｐ型コンタクト層は、前記ｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層のみからなる、請求項１に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
3. 前記ｐ型コンタクト層は、前記ｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層と前記ｐ側反射電極との間にｐ型ＧａＮコンタクト層を有する、請求項１に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
4. 前記ｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層の膜厚が１０ｎｍ以上２５ｎｍ以下である、請求項１〜３のいずれか１項に記載のIII族窒化物半導体発光素子。
5. 基板上に、ｎ型半導体層を形成する工程と、
   前記ｎ型半導体層上に発光層を形成する工程と、
   前記発光層上にｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層を形成する工程と、
   前記ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層上にｐ型コンタクト層を形成する工程と、
   前記ｐ型コンタクト層上にｐ側反射電極を形成する工程と、を含むIII族窒化物半導体発光素子の製造方法であって、
   前記発光層からの発光中心波長は２５０ｎｍ以上２８０ｎｍ以下であり、
   前記ｐ型ＡｌＧａＮ電子ブロック層のＡｌ組成比は０．４０以上０．８０以下であり、
   前記ｐ型コンタクト層の膜厚が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下であり、
   前記ｐ型コンタクト層はＡｌ組成比が０．０３以上０．２５以下であるｐ型ＡｌＧａＮコンタクト層を有すること特徴とするIII族窒化物半導体発光素子の製造方法。