TW202023066A

TW202023066A - Iii族氮化物半導體發光元件及其製造方法

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Publication number: TW202023066A
Application number: TW108145849A
Authority: TW
Inventors: 渡邉康弘
Original assignee: 日商同和電子科技股份有限公司
Priority date: 2018-12-14
Filing date: 2019-12-13
Publication date: 2020-06-16
Also published as: CN113169255A; TWI722718B; JP2020098908A; JP6753995B2

Abstract

本發明提供一種兼具高發光輸出及優異的可靠性的III族氮化物半導體發光元件及其製造方法。根據本發明的III族氮化物半導體發光元件於基板上依次具備n型半導體層、發光層、p型AlGaN電子阻擋層、p型接觸層及p側反射電極，來自所述發光層的發光的發光中心波長為250 nm以上且330 nm以下，所述p型AlGaN電子阻擋層的Al組成比為0.40以上且0.80以下，所述p型接觸層的膜厚為10 nm以上且50 nm以下，且所述p型接觸層具有Al組成比為0.03以上且0.25以下的p型AlGaN接觸層。

Description

III族氮化物半導體發光元件及其製造方法

本發明是有關於一種III族氮化物半導體發光元件及其製造方法，且特別是有關於一種兼具高發光輸出及優異的可靠性的III族氮化物半導體發光元件及其製造方法。

包含Al、Ga、In等III族元素與N的化合物的III族氮化物半導體是具有直接能隙（direct bandgap）型帶狀結構的寬帶隙半導體，且是期待應用於殺菌、淨水、醫療、照明、高密度光記錄等廣泛領域的材料。尤其，關於於發光層中使用III族氮化物半導體的發光元件，藉由調整III族元素的含有比率而可覆蓋深紫外線光至可見光區域，從而推進了向各種光源的實用化。

一般而言，使用III族氮化物半導體的深紫外線光發光元件的發光效率極低，難以實現高輸出化。然而，為了實現小型且高輸出的深紫外線發光元件，除了提高內部量子效率以外，還進行了各種用以實現高的光取出效率和低電阻特性等的嘗試。

發出深紫外線光的深紫外線發光元件一般而言以如下方式製作。即，於藍寶石或AlN單晶等基板上形成緩衝層，並依次形成包括III族氮化物半導體的n型半導體層、發光層、p型半導體層。其後，分別形成與n型半導體層電性連接的n側電極、與p型半導體層電性連接的p側電極。此處，目前為止，通常是於p型半導體層的p側電極側形成容易提高電洞濃度的p型GaN接觸層，以獲取歐姆接觸。但是，p型GaN接觸層由於其帶隙，所以會吸收波長360 nm以下的光。

專利文獻1中揭示了一種於具有比較高的Al組成比的AlGaInN層上設置有膜厚為0.01 μm以上且0.3 μm以下的GaN層的III族氮化物半導體元件。在專利文獻1中，使GaN層的生長模式以接近單層生長（Frank-van der Merwe，FM）模式的狀態（偽FM模式）來生長，藉此，自GaN層的結晶生長之後立即使其表面平滑。其結果，即使於形成於Al組成比高的AlGaInN層上的GaN層的膜厚變薄的情況下，亦能夠使表面平滑。 [現有技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]日本專利特開2010-232364號公報

[發明所欲解決之課題] 根據專利文獻1的技術，能夠使p型GaN接觸層的膜厚變薄，因此能夠抑制該層進行光吸收，從而期待能夠提高III族氮化物半導體元件的光取出效率。

根據本發明者的實驗，在使p型GaN接觸層的膜厚極薄至50 nm以下的情況下，能夠得到與現有技術相比發光輸出高的III族氮化物半導體元件。然而，於以此方式製作的III族氮化物半導體發光元件的一部分樣品中，已確認發生如下現象：發光輸出突然劣化至自初期的發光輸出減半的程度。在本說明書中將如此發光輸出突然劣化的現象稱為「猝死」。具體而言，當對發光面積為0.057 mm² 的III族氮化物半導體發光元件的樣品以20 mA通電來測定初始發光輸出，然後以100 mA通電3秒鐘後，再次以20 mA測定時，設確認到相對於初始發光輸出而輸出下降了一半以上的樣品發生了猝死。此處，在對III族氮化物半導體發光元件的發光面積繪製相對於正向電流的發光輸出時，上述20 mA是保持直線性的範圍的電流值，上述100 mA是發光元件發熱而輸出的直線性喪失的範圍的電流值。如此般發光輸出突然劣化的元件的可靠性不充分，而可靠性不充分的元件混入產品中的情況於產品的品質管理上是無法容許的。

因此，本發明的目的在於提供一種兼具高發光輸出及優異的可靠性的III族氮化物半導體發光元件及其製造方法。 [解決課題之手段]

本發明者等人就解決上述課題的方法進行了努力研究。於p型GaN層極薄地形成為50 nm以下的情況下，由於大的壓縮應變的緩和而導入缺陷，同時表面平坦性亦惡化。當在FM模式下使p型GaN層生長時，若在成為p型GaN層的正下層的AlGaN層（包含In的情況下為AlInGaN層）中存在凹凸或位錯，則雖然向埋入所述凹凸或位錯的方向進行生長，但是推測容易進行壓縮應變的緩和，而容易導入缺陷。因此，無法埋入的p型GaN層的正下層的凹凸或位錯自不必說，即使p型GaN層乍看平坦化，亦有發生新的位錯的情況。考慮實驗事實，本發明者認為，在凹凸或位錯位於電極形成區域的情況下，發光元件猝死。因此，發現藉由使用具有0.03以上且0.25以下的Al組成比x的AlGaN層作為p型接觸層，能夠防止發光元件的猝死而兼具高發光輸出和優異的可靠性，從而完成了本發明。即，本發明的主旨構成如下。

（1）一種III族氮化物半導體發光元件，於基板上依次具備n型半導體層、發光層、p型AlGaN電子阻擋層、p型接觸層及p側反射電極，且所述III族氮化物半導體發光元件的特徵在於，來自所述發光層的發光的發光中心波長為250 nm以上且330 nm以下，所述p型AlGaN電子阻擋層的Al組成比為0.40以上且0.80以下，所述p型接觸層的膜厚為10 nm以上且50 nm以下，且所述p型接觸層具有Al組成比為0.03以上且0.25以下的p型AlGaN接觸層。

（2）根據所述（1）所述的III族氮化物半導體發光元件，所述p型接觸層僅包含所述p型AlGaN接觸層。

（3）根據所述（1）所述的III族氮化物半導體發光元件，所述p型接觸層於所述p型AlGaN接觸層與所述p側反射電極間具有p型GaN接觸層。

（4）根據所述（1）至（3）中任一項所述的III族氮化物半導體發光元件，所述p型AlGaN接觸層的膜厚為10 nm以上且25 nm以下。

（5）一種III族氮化物半導體發光元件的製造方法，包括：於基板上形成n型半導體層的步驟；於所述n型半導體層上形成發光層的步驟；於所述發光層上形成p型AlGaN電子阻擋層的步驟；於所述p型AlGaN電子阻擋層上形成p型接觸層的步驟；以及於所述p型接觸層上形成p側反射電極的步驟，且所述III族氮化物半導體發光元件的製造方法的特徵在於，來自所述發光層的發光中心波長為250 nm以上且330 nm以下，所述p型AlGaN電子阻擋層的Al組成比為0.40以上且0.80以下，所述p型接觸層的膜厚為10 nm以上且50 nm以下，所述p型接觸層形成Al組成比為0.03以上且0.25以下的p型AlGaN接觸層。 [發明的效果]

根據本發明，能夠提供一種兼具高發光輸出及優異的可靠性的III族氮化物半導體發光元件及其製造方法。

於對依照本發明的實施方式進行說明前，預先對以下方面進行說明。首先，本說明書中，於不明示Al組成比而僅表述為「AlGaN」的情況下，是指如下任意的化合物：III族元素（Al、Ga的合計）與N的組成比為1：1，且III族元素Al與Ga的比率不固定。另外，「AlGaN」中，即便無與作為III族元素的In相關的表述，亦可相對於作為III族元素的Al與Ga的合計而言包含5%以內的量的In，包括In在內記載的組成式中，將Al組成比設為x，將In組成比設為y（0≦y≦0.05），從而為Al_x In_y Ga_1-x-y N。於僅表述為「AlN」或「GaN」的情況下，分別是指不包含Ga及不包含Al，除非明確說明，藉由僅表述為「AlGaN」，並不排除AlN或GaN的任一者。再者，Al組成比的值可藉由光致發光測定及X射線繞射測定等來測定。

另外，本說明書中，將作為p型電性地發揮功能的層稱為p型層，將作為n型電性地發揮功能的層稱為n型層。另一方面，於未有意地添加Mg或Si等特定雜質而不作為p型或n型電性地發揮功能的情況下，稱為「i型」或「未摻雜」。可於未摻雜的層中混入製造過程中的不可避免的雜質，具體而言，本說明書中於載體密度小（例如不足4×10¹⁶ /cm³ ）的情況下稱為「未摻雜」。另外，Mg或Si等雜質濃度的值設為藉由二次離子質譜（Secondary Ion Mass Spectroscopy，SIMS）分析而得者。

另外，藉由磊晶生長而形成的各層的膜厚整體可使用光干涉式膜厚測定器來測定。進而，關於各層的各膜厚，於鄰接的各層的組成充分不同的情況下（例如於Al組成比以0.01以上不同的情況下），可根據利用透過型電子顯微鏡進行的生長層的剖面觀察而計算出。另外，關於鄰接的層中Al組成比相同或大致相等（例如Al組成比不足0.01）但雜質濃度不同的層的邊界及膜厚，兩者的邊界及各層的膜厚設為基於穿透式電子顯微鏡-能量散射光譜（Transmission Electron Microscope-Energy Dispersion Spectrum，TEM-EDS）而測定。並且，兩者的雜質濃度可藉由SIMS分析而測定。另外，於如超晶格結構般各層的膜厚薄的情況下，可使用TEM-EDS測定膜厚。

以下，參照圖式對本發明的實施方式進行說明。再者，原則上對相同構成要素標註相同的參照編號，省略說明。另外，各圖中，為了便於說明，將基板及各層的縱橫比率自實際比率誇張地表示。

（III族氮化物半導體發光元件）如圖1所示，依照本發明的一實施方式的III族氮化物半導體發光元件100於基板10上依次包括n型半導體層30、發光層40、p型AlGaN電子阻擋層60、p型接觸層70及p側反射電極80。而且，來自發光層40的發光的發光中心波長為250 nm以上且330 nm以下，p型AlGaN電子阻擋層60的Al組成比為0.40以上且0.80以下，p型接觸層70的膜厚為10 nm以上且50 nm以下，並且，p型接觸層70包括Al組成比為0.03以上且0.25以下的p型AlGaN接觸層71。

再者，III族氮化物半導體發光元件100的較佳的形態為：如圖1所示，於基板10與n型半導體層30之間設置緩衝層20，於n型半導體層30設置露出面，並且在該露出面上設置n側電極90等。以下，依次說明各構成的詳細情況。

＜基板＞作為III族氮化物半導體發光元件100的基板10，可使用藍寶石基板。亦可使用於藍寶石基板的表面設置有磊晶生長的AlN層的AlN模板基板。作為藍寶石基板，可使用任意的藍寶石基板，偏離角的有無是任意的，設置有偏離角時的傾斜方向的結晶軸方位可以是m軸方向或a軸方向的任意方向。例如，藍寶石基板的主面可以是C面以0.5度的偏離角θ傾斜的面。使用AlN模板基板時，較佳為藍寶石基板表面的AlN層的結晶性優異。另外，亦較佳為在AlN模板基板的表面設置有未摻雜的AlGaN層。另外，作為基板10，亦可使用AlN單晶基板。

＜n型半導體層＞ n型半導體層30視需要經由緩衝層20而設於基板10上。亦可將n型半導體層30直接設置在基板10上。n型半導體層30可使用摻雜有n型摻雜劑的AlGaN。根據需要，可以以5%以內的組成比導入In等III族元素，成為AlGaInN等。作為n型摻雜劑的具體例，可列舉：矽（Si）、鍺（Ge）、錫（Sn）、硫磺（S）、氧（O）、鈦（Ti)、鋯（Zr）等。n型摻雜劑的摻雜劑濃度只要為n型半導體層30可作為n型發揮功能的摻雜劑濃度，則並無特別限定，例如可設為1.0×10¹⁸ atoms/cm³ ～1.0×10²⁰ atoms/cm³ 。另外，n型半導體層30的帶隙較佳為較發光層40（量子阱結構時為阱層41）的帶隙寬，並相對於發光的深紫外線光而具有透過性。另外，除將n型半導體層30構成為單層結構或包括多層的結構之外，亦可將其構成為包括使Ⅲ族元素的組成比沿結晶生長方向組成傾斜的組成傾斜層或超晶格結構。n型半導體層30不僅形成與n側電極90的接觸部，亦兼具提高自基板至發光層的結晶性的功能。

＜發光層＞發光層40設置於n型半導體層30上，放射發光中心波長為250 nm以上且330 nm以下的深紫外線光。發光層40可為AlGaN，其Al組成比適當設定為可獲得所希望的發光中心波長即可，例如可設為0.17～0.70的範圍內。

發光層40可為Al組成比固定的單層結構，亦較佳為以反覆形成有Al組成比不同的包括AlGaN的阱層41與障壁層42的多重量子阱（Multiple Quantum Well，MQW）結構構成。於任意情況下，都可根據需要以5%以內的組成比導入In等III族元素來作為AlGaInN材料等，但更佳為僅使用Al和Ga作為III族元素的三元系的AlGaN材料。

當使用多量子阱結構時，將障壁層42的Al組成比b設為高於阱層41的Al組成比w（即，b＞w）。關於Al組成比b，於b＞w的條件下，可將障壁層42的Al組成比b例如設為0.30～0.95。可基於阱層41的Al組成比w來大致調整中心發行波長，例如，當發光層40中阱層41的Al組成比w設為0.17～0.68時，自發光層40放射的光的中心波長為250 nm～330 nm。

另外，阱層41及障壁層42的反覆次數並無特別限制，例如可設為1次～10次。較佳為將發光層40的膜厚方向的兩端側（即最初與最後）設為障壁層，若將阱層41及障壁層42的反覆次數設為n，則該情況下，表述為「n.5組阱層及障壁層」。另外，可將阱層41的膜厚設為0.5 nm～5 nm、將障壁層42的膜厚設為3 nm～30 nm。

再者，較佳為將障壁層42的導電型設為n型。這是因為電子濃度增加，從而具有補償阱層41內的結晶缺陷的效果。再者，發光層40可設為反覆形成障壁層42及阱層41，並藉由障壁層42夾入的一般的多量子阱（MQW：Multiple Quantum Well）結構，亦可設為根據需要去除p型AlGaN電子阻擋層60側的最後的障壁層42的結構。

＜p型AlGaN電子阻擋層＞ p型AlGaN電子阻擋層60設置在發光層40上。p型AlGaN電子阻擋層60作為用以阻斷電子且將電子注入至發光層40（於MQW結構的情況下為阱層41）內來提高電子的注入效率的層而使用。在本發明中，作為p型AlGaN電子阻擋層，可使用使其Al組成比為0.40以上且0.80以下的p型Al_z Ga_1-z N（0.40≦z≦0.80）。根據需要，可採用以5%以內的組成比導入了In等III族元素的四元系的AlGaInN材料等，但更佳為採用僅使用Al和Ga作為III族元素的三元系的AlGaN材料。當Al組成比在所述範圍內時，在p型AlGaN電子阻擋層60上形成比較多的位錯，因此在所述情況下使用根據本發明的p型接觸層70是有效的。Al組成比為0.60以上0.70以下時，特別容易形成位錯。

p型AlGaN電子阻擋層60的膜厚沒有特別限制，例如較佳為10 nm～80 nm。如果p型AlGaN電子阻擋層60的膜厚在所述範圍內，則能夠確實地得到高發光輸出。再者，p型AlGaN電子阻擋層60的膜厚較佳為較障壁層42的膜厚更厚。另外，作為於p型AlGaN電子阻擋層60中摻雜的p型摻雜劑，可例示鎂（Mg）、鋅（Zn）、鈣（Ca）、鈹（Be）、錳（Mn）等，通常使用Mg。只要p型AlGaN電子阻擋層60的摻雜劑濃度為可作為p型層發揮功能的摻雜劑濃度，則並無特別限定，例如可設為1.0×10¹⁸ atoms/cm³ ～5.0×10²¹ atoms/cm³ 。

＜p型接觸層＞ p型接觸層70直接設置在p型AlGaN電子阻擋層60上。p型接觸層70是用於降低設置在其最表面上的p側反射電極80和p型AlGaN電子阻擋層60之間的接觸電阻的層。在本發明中，使p型接觸層70的膜厚為10 nm以上50 nm以下。而且，p型接觸層70具有使Al組成比x為0.03以上且0.25以下的p型AlGaN層71。而且，p型AlGaN接觸層71形成為與p型AlGaN電子阻擋層60的正上方接觸，組成式Al_x Ga_1-x N的Al組成比x可使用0.03≦x≦0.25。藉由本發明者的實驗確認了：藉由使p型接觸層70在p型AlGaN電子阻擋層60的正上方具有p型AlGaN層71，可防止III族氮化物半導體發光元件100的猝死。認為其原因為，代替在p型AlGaN電子阻擋層60的正上方形成p型GaN層，形成p型AlGaN接觸層71（Al_x Ga_1-x N、0.03≦x≦0.25）控制表面平坦性惡化的不良影響，並且抑制生長初期形成的位錯的發生。

為了獲得本發明的效果，只要p型接觸層70在p型AlGaN電子阻擋層60的正上方具有上述的p型AlGaN接觸層71就足夠了。p型接觸層70可僅包括p型AlGaN接觸層71（參照圖1），另一方面，p型接觸層70可在p型AlGaN接觸層71與p側反射電極80之間包括p型GaN接觸層（參照圖2）。在任一情況下，p型AlGaN接觸層71的膜厚均可為10 nm以上50 nm以下，作為p型接觸層70整體的膜厚為上述10 nm以上50 nm以下即可。再者，為了在獲得本發明的效果的同時增大III族氮化物半導體發光元件100的發光輸出，更佳為使p型AlGaN接觸層71的膜厚為10 nm以上且25 nm以下。另外，為了更確實地將猝死抑制為零，進而佳為將p型接觸層70的厚度設為15 nm以上。

再者，雖然未圖示，但p型接觸層70較佳為在與p型AlGaN電子阻擋層60相反的一側（換言之，與p側反射電極80接觸的一側），具有Mg濃度為3×10²⁰ atoms/cm³ 以上的高濃度區域，更佳為此高濃度區域的Mg濃度為5×10²⁰ atoms/cm³ 以上。提高p型接觸層70的電洞濃度可降低III族氮化物半導體發光元件100的順向電壓Vf。再者，雖不意圖限定上限，但若考慮產業性的生產性，則於本實施方式中，可將高濃度區域的Mg濃度的上限設為1×10²¹ atoms/cm³ 。該情況下，p型接觸層70的p型AlGaN電子阻擋層60側的區域的Mg濃度可設為一般的範圍，通常為5×10¹⁹ atoms/cm³ 以上且不足3×10²⁰ atoms/cm³ 。再者，p型接觸層中的Mg濃度為藉由SIMS測定的各區域下的平均濃度。為了保持p型接觸層70的結晶性，高濃度區域的膜厚通常為15 nm以下。

＜p側電極＞可將p側反射電極80設置在p型接觸層70的正上方（最表面上）。p側反射電極80較佳為使用相對於自發光層40放射的紫外線光具有高反射率（例如60%以上）的金屬。作為具有此種反射率的金屬，例如可列舉銠（Rh）、鉑（Pt）、銥（Ir）、釕（Ru）、鉬（Mo）、鎢（W）、鉭（Ta）及至少含有該些中的任一者的合金。若為該些金屬或合金，則對深紫外線光的反射率高，而且，亦可於p型接觸層70與p側反射電極80之間獲取較良好的歐姆接觸，所以較佳。再者，就反射率的觀點而言，該些中，較佳為p側反射電極80以單體或合金的形態包含銠（Rh）。另外，p側反射電極80的膜厚、形狀及尺寸可根據III族氮化物半導體發光元件100的形狀及尺寸適宜選擇，例如可將p側反射電極80的膜厚設為30 nm～45 nm。

按照以上說明的本實施方式的III族氮化物半導體發光元件100可兼具高發光輸出及優異的可靠性。

以下，對能夠應用於本實施方式的具體的形態進行敘述，但本實施方式並不限定於以下的形態。

＜緩衝層＞亦較佳為：如圖1所示，於基板10與n型半導體層30之間設置用以緩和兩者的晶格不一致的緩衝層20。作為緩衝層20，可使用未摻雜的Ⅲ族氮化物半導體層，例如，可使用未摻雜的AlN。緩衝層20可以具有超晶格結構。在緩衝層20和n型半導體層30之間還可進一步設置選自AlGaN層、組成傾斜層和超晶格層中的一個以上的緩衝層。

＜n側電極＞可設置於n型半導體層30的露出面上的n側電極90例如可設為具有含Ti膜以及形成於所述含Ti膜上的含Al膜的金屬複合膜。n側電極90的膜厚、形狀及尺寸可根據發光元件的形狀及尺寸適宜選擇。n側電極90並不限定於如圖1所示般形成於n型半導體層30的露出面上，只要與n型半導體層電性連接即可。

＜p型引導層＞再者，在圖1中雖然未圖示，但是可於發光層40與p型AlGaN電子阻擋層60之間設置包含Al組成比高於p型AlGaN電子阻擋層60的Al組成比的AlGaN或AlN的p型的引導層。藉由設置引導層，可促進對發光層40的電洞的注入。

＜n型引導層＞此外，在圖1中雖然未示出，但是可於發光層40與n型半導體層30之間設置n型引導層。n型引導層較佳為使用AlGaN，其Al組成比較佳為所述n型半導體層30的Al組成比以上且障壁層42的Al組成比b以下。其膜厚可為3 nm～30 nm。另外，較佳為與n型半導體層30同樣地，於n型引導層中摻雜有n型的摻雜劑（雜質），但是其摻雜劑的量較佳低於n型層。

再者，依照本實施方式的III族氮化物半導體發光元件100藉由反射電極材料形成p側反射電極80並反射深紫外線光，藉此能夠將基板側或基板水平方向作為主要的光取出方向。另外，能夠將III族氮化物半導體發光元件100設為所謂的被稱為倒裝晶片（flip chip）的形態。

（III族氮化物半導體發光元件的製造方法）接下來，將參考圖3說明上述的III族氮化物半導體發光元件100的製造方法的一實施方式。依照本發明的III族氮化物半導體發光元件100的製造方法的一個實施方式包括：在基板10上（參照步驟A）形成n型半導體層30的步驟；在n型半導體層30上形成發光層40的步驟；在發光層40上形成p型AlGaN電子阻擋層60的步驟（參照步驟B）；在p型AlGaN電子阻擋層60上形成p型接觸層70的步驟（參照步驟C）；以及在p型接觸層70上形成p側反射電極80的步驟（參照步驟D）。此處，在本製造方法的一個實施方式中，來自發光層40的發光的發光中心波長為250 nm以上330 nm以下，p型AlGaN電子阻擋層60的Al組成比為0.40以上0.80以下，p型接觸層70的膜厚為10 nm以上50 nm以下。另外，p型接觸層70形成Al組成比為0.03以上且0.25以下的p型AlGaN接觸層71。

以下，參照對依照本實施方式的較佳的實施方式的流程圖進行表示的圖3，與具體的形態一起依次對各步驟的詳細情況進行說明，關於III族氮化物半導體發光元件100的各構成，省略重覆的說明。

首先，如圖3中的步驟A、步驟B所示，於基板10上依次形成n型半導體層30、發光層40及p型AlGaN電子阻擋層60。於該些各步驟中，可藉由有機金屬氣相成長（MOCVD：Metal Organic Chemical Vapor Deposition）法或分子束磊晶（MBE：Molecular Beam Epitaxy）法、濺鍍法等公知的磊晶生長技術而形成各層。

於形成n型半導體層30、發光層40、及p型AlGaN電子阻擋層60的各層時，關於用以磊晶生長的生長溫度、生長壓力、生長時間，可設為對應於各層的Al組成比及膜厚的一般的條件。作為用以磊晶生長的載氣，只要使用氫氣或氮氣、或兩者的混合氣體等供給至腔室內即可。進而，關於使所述各層生長的原料氣體，作為III族元素的原料氣體，可使用三甲基鋁（trimethyl aluminium，TMA）、三甲基鎵（Trimethyl gallium，TMG）等，作為V族元素氣體，可使用NH₃ 氣體。關於以NH₃ 氣體等V族元素氣體與TMA氣體等III族元素氣體的生長氣體流量為基礎計算出的V族元素相對於III族元素的莫耳比（以後記載為V/III比），只要設為一般的條件即可。進而，作為摻雜劑源的氣體，只要關於p型摻雜劑，適宜選擇作為Mg源的環戊二烯基鎂氣體（CP₂ Mg）等，關於n型摻雜劑，適宜選擇例如作為Si源的單矽烷氣體（SiH₄ ），作為Zn源的氯化鋅氣體（ZnCl₂ ）等，並以規定的流量供給至腔室內即可。

接著，在圖3的步驟C所示的p型接觸層形成步驟中，在p型AlGaN電子阻擋層60上形成p型AlGaN接觸層71。p型接觸層70的膜厚範圍及p型AlGaN接觸層71的Al組成比的條件、以及可形成p型GaN接觸層72（圖3中未圖示。參照圖2）的內容如上所述。另外，p型接觸層70亦與p型AlGaN電子阻擋層60等同樣，藉由利用MOCVD法等的磊晶生長而結晶生長即可。而且，生長條件沒有特別限制，但較佳為藉由調整氣體流量和V/III比、生長溫度，使厚度方向的生長速度為0.03 μm/h～0.50 μm/h，更佳為0.03 μm/h～0.19 μm/h，最佳為使厚度方向的生長速度為0.10 μm/h～0.15 μm/h。再者，載氣較佳為使用H₂ 。

再者，為了使p型接觸層70的Mg濃度成為高濃度，只要適當調整Mg/III族元素氣體比率即可。

另外，如圖2的步驟D所示，可藉由蝕刻等除去發光層40、p型AlGaN電子阻擋層60及p型接觸層70的一部分，在露出的n型半導體層30上形成n側電極90。再者，p側反射電極80及n側電極90可藉由濺鍍法或真空蒸鍍法等成膜。另外，亦較佳為在基板10的表面10A上形成緩衝層20。 [實施例]

以下，使用實施例對本發明進行更詳細地說明，但本發明並不受以下實施例的任何限定。

（實施例1：波長280 nm）準備藍寶石基板（直徑2吋、膜厚：430 μm、面方位：（0001）、m軸方向偏離角θ：0.5度）。其後，藉由MOCVD法而於所述藍寶石基板上使中心膜厚0.60 μm（平均膜厚0.61 μm）的AlN層生長，而製成AlN模板基板。此時，AlN層的生長溫度為1300℃，腔室內的生長壓力為10 Torr，並以V/III比成為163的方式設定氨氣與TMA氣體的生長氣體流量。V族元素氣體（NH₃ ）的流量為200 sccm、III族元素氣體（TMA）的流量為53 sccm。再者，關於AlN層的膜厚，使用光干涉式膜厚測定機（娜恩派（nanospec）M6100A；耐諾（Nanometrics）公司製造）對包含晶圓面內的中心的、等間隔分散的共計25個部位的膜厚進行測定。

接著，將上述AlN模板基板導入熱處理爐，減壓至10 Pa後將氮氣吹掃至常壓，藉此使爐內成為氮氣環境後，對爐內的溫度進行升溫而對AlN模板基板實施熱處理。此時，將加熱溫度設為1650℃、加熱時間設為4小時。

接著，藉由MOCVD法，作為未摻雜的AlGaN層，形成了自Al組成比0.85到0.65在結晶生長方向上組成傾斜的膜厚200 nm的未摻雜的AlGaN層。接著，作為n型半導體層，形成包含Al_0.65 Ga_0.35 N的、摻雜有Si的膜厚2 μm的n型層。再者，SIMS分析的結果是，n型層的Si濃度為1.0×10¹⁹ atoms/cm³ 。

接著，在n型層上形成包含Al_0.65 Ga_0.35 N、摻雜有Si的膜厚20 nm的n型引導層，進而形成4 nm的Al_0.65 Ga_0.35 N作為障壁層。接著，交替地各形成2層包含Al_0.45 Ga_0.55 N的膜厚3 nm的阱層及膜厚4 nm的包含Al_0.65 Ga_0.35 N的障壁層，進而形成包含Al_0.45 Ga_0.55 N的膜厚3 nm的阱層。即，阱層的層數及障壁層的層數N都為3，障壁層的Al組成比b為0.65，阱層的Al組成比w為0.45。再者，障壁層的形成中摻雜了Si。

然後，在第3層阱層上，以氮氣為載氣，形成了未摻雜的AlN引導層。AlN引導層的膜厚為1 nm。接著，在停止供給TMA氣體的同時，在持續供給氨氣的狀態下停止載氣的氮氣而供給氫氣，在將載氣變更為氫氣之後，再次供給作為III族元素的原料氣體的TMA氣體和TMG氣體，藉此形成包含Al_0.68 Ga_0.32 N，且摻雜了Mg的層厚度40 nm的電子阻擋層。

接著，停止電子阻擋層的生長，將載氣切換為氮氣，使氣體流量變化為p型Al_0.08 Ga_0.92 N接觸層的設定條件後，將載氣切換為氫氣，形成摻雜Mg的膜厚20 nm的p型Al_0.08 Ga_0.92 N接觸層（以下，在實施例中簡記為「p型接觸層」）。SIMS分析的結果為p型接觸層的Mg濃度平均為1.2×10²⁰ atoms/cm³ 。再者，使形成p型接觸層時的厚度方向的生長速度為0.12 μm/h。

其後，於p型接觸層上形成遮罩，藉由乾式蝕刻進行平台蝕刻（mesa etching），使n型半導體層的一部分露出，從而於p型接觸層上形成包括Ni/Au的p側電極，並於露出的n型層上形成包括Ti/Al的n側電極。再者，p側電極中，Ni的膜厚為50 Å，Au的膜厚為1500 Å。另外，n側電極中，Ti的膜厚為200 Å，Al的膜厚為1500 Å。最後，以550℃進行接觸退火（快速熱退火（rapid thermal annealing，RTA）），形成各電極。

將如上製作的實施例1的III族氮化物半導體發光元件的各層的構成示於表1。

[表1]

（實施例2～5、實施例8～11、比較例1、先前例1、比較例4～7：波長280 nm）如表2所述般改變實施例1的p型接觸層的膜厚及A1組成比，除此之外，與實施例1同樣地製作實施例2～5、比較例1、先前例1的III族氮化物半導體發光元件。再者，在實施例3中，在p型Al_0.68 Ga_0.32 N電子阻擋層上形成膜厚20 nm的p型Al_0.08 Ga_0.92 N接觸層，接著形成膜厚20 nm的p型GaN接觸層。此外，如表2所述般改變實施例1的p型接觸層的膜厚及A1組成比，除此之外，與實施例1同樣地製作實施例8～11、比較例4～7的III族氮化物半導體發光元件。

（實施例6、實施例12～13、比較例2、先前例2：波長310 nm）將實施例1中的阱層的Al組成比w：0.45的Al組成比改變為0.30，進而將未摻雜層的Al組成比改變為0.55，將n型半導體層的Al組成比改變為0.45，將n引導層及障壁層的Al組成比改變為0.55，將p型電子阻擋層的Al組成比改變為0.58，同時如表2記載般改變p型接觸層的膜厚及Al組成比x，除此以外，與實施例1同樣地製作實施例6、比較例2及先前例2的III族氮化物半導體發光元件。此外，除如表2記載般改變實施例6的p型接觸層的膜厚及Al組成比以外，與實施例6同樣地製作實施例12及實施例13的III族氮化物半導體發光元件。

（實施例7、實施例14、比較例3、先前例3：波長265 nm）將實施例1中的阱層的Al組成比w：0.45的Al組成比改變為0.58，進而將障壁層的Al組成比改變為0.76，如表2所述般改變p型接觸層的膜厚和Al組成比x，除此之外，與實施例1同樣地製作實施例7、比較例3、先前例3的III族氮化物半導體發光元件。此外，除按照表2記載般改變實施例7的p型接觸層的膜厚及Al組成比以外，與實施例7同樣地製作實施例14的III族氮化物半導體發光元件。

[表2]

註1：無法測定

（評價1：各層膜厚和Al組成的測定）分別對實施例1～7、實施例8～14、比較例1～3、比較例4～7、先前例1～3，使用光干涉式膜厚測定器測定藉由磊晶生長形成的各層的膜厚。另外，包括障壁層和電子阻擋層在內的各層的膜厚薄至數nm～數十nm的層使用利用透過型電子顯微鏡觀察各層的剖面時的TEM-EDS，測定了各層膜厚和Al組成比。再者，各層膜厚的測定位置是晶圓中央部。

（評價2：可靠性評價）對於自實施例1～7、實施例8～14、比較例1～3、比較例4～7、先前例1～3得到的發光元件（測定個數24個），使用定電流電壓電源以20 mA電流通電，測定發光輸出，接著以100 mA通電3秒後，再次以20 mA通電，測定發光輸出，測定相對於初期的發光輸出的發光輸出的變化。此時，藉由通電發光的面積為0.057 mm² 。確認了以100 mA通電3秒後的發光輸出下降到初期發光輸出的一半以下的，即發生猝死的發光元件的個數。在實施例1～7和先前例1～3中，在以電流100 mA通電後亦沒有大的變化，但在比較例1～3中，在以電流100 mA通電後，確認到於晶圓內未點亮或者變為自初期的發光輸出減半以下的輸出的發光元件（即，確認到了猝死的發生）。將不存在所述未點亮或發光輸出劇減至初期的發光輸出的一半以下者的比率作為猝死發生率而示於表2。再者，在測定發光輸出Po時，使用了積分球。將初期發光輸出的平均值和猝死發生率的結果示於表2。再者，藉由光纖分光器測定了各樣品的發光中心波長。發光中心波長亦如表2所示。

（評價3：表面粗糙度Ra測定）作為代表例，對於實施例1～5、比較例1的p型接觸層的最表面，利用原子力顯微鏡（AFM：Atomic Force Microscope）取得AFM圖像，並且測定Ra（平均粗糙度；根據日本工業標準（Japanese Industrial Standards，JIS） B 0601：2001）作為表面粗糙度的指標。再者，測定部位為晶圓中央部。Ra的測定值如表2所示。再者，關於實施例1～5、比較例1，亦一併示出了基板觀察下凹坑的有無。進而，在圖4A～圖4D中分別示出實施例1～3、比較例1的AFM圖像。

（評價結果的考察）依照本發明條件的實施例1～7中，以相同波長進行比較時，在確保可靠性的狀態下，與先前例1～3相比分別能夠增大發光輸出。在比較例1、2中，由於使p型接觸層變薄，因此能夠抑制來自發光層的光吸收，結果，雖然能夠增大發光輸出，但是確認了發生猝死。在比較例3中，自初期通電開始猝死多發，甚至不能測定發光輸出。

根據圖4A～圖4D所示的AFM圖像以及實施例1～5和比較例1的表面粗糙度Ra的值，確認到即使表面粗糙度充分小亦會發生猝死。根據在實施例1、2、4以及比較例1中觀察到凹坑的情況，可認為，在埋入電子阻擋層的凹凸或位錯的同時，抑制伴隨壓縮應變的緩和的結晶缺陷的增加對於防止猝死是重要的。

另外，將波長280 nm的實施例1～5、實施例8～11與比較例1、4～7、先前例1進行比較，可知藉由p型接觸層的Al組成比在0.03～0.25的範圍內，並且膜厚在10 nm～50 nm的範圍內，不發生猝死，而可得到發光輸出較現有技術大的發光元件。而且，其結果可知，在波長310 nm的實施例6、12、13和波長265 nm的實施例7、14中亦能夠看到同樣的結果。

根據以上的結果，確認了藉由形成滿足本發明條件的p型接觸層，能夠得到高的發光輸出，並且能夠兼具可靠性。 [產業上之可利用性]

10:基板 10A:表面 20:緩衝層 30:n型半導體層 40:發光層 41:阱層 42:障壁層 60:p型AlGaN電子阻擋層 70:p型接觸層 71:p型AlGaN接觸層 72:p型GaN層 80:p側反射電極 90:n側電極 100:III族氮化物半導體發光元件

圖1是說明根據本發明的III族氮化物半導體發光元件的一實施方式的示意剖面圖。圖2是說明根據本發明的III族氮化物半導體發光元件的p型接觸層的一形態的放大示意剖面圖。圖3是說明根據本發明的III族氮化物半導體發光元件的製造方法的一實施方式的示意剖面圖。圖4A是實施例1的p型接觸層表面的原子力顯微鏡（Atomic Force Microscope，AFM）圖像。圖4B是實施例2的p型接觸層表面的AFM圖像。圖4C是實施例3的p型接觸層表面的AFM圖像。圖4D是比較例1的p型接觸層表面的AFM圖像。

10:基板

20:緩衝層

30:n型半導體層

40:發光層

41:阱層

42:障壁層

60:p型AlGaN電子阻擋層

70:p型接觸層

71:p型AlGaN接觸層

80:p側反射電極

90:n側電極

100:III族氮化物半導體發光元件

Claims

一種III族氮化物半導體發光元件，於基板上依次包括n型半導體層、發光層、p型AlGaN電子阻擋層、p型接觸層及p側反射電極，其特徵在於：來自所述發光層的發光的發光中心波長為250 nm以上且330 nm以下，所述p型AlGaN電子阻擋層的Al組成比為0.40以上且0.80以下，所述p型接觸層的膜厚為10 nm以上且50 nm以下，且所述p型接觸層具有Al組成比為0.03以上且0.25以下的p型AlGaN接觸層。
如請求項1所述的III族氮化物半導體發光元件，其中所述p型接觸層僅包含所述p型AlGaN接觸層。
如請求項1所述的III族氮化物半導體發光元件，其中所述p型接觸層在所述p型AlGaN接觸層與所述p側反射電極間具有p型GaN接觸層。
如請求項1至請求項3中任一項所述的III族氮化物半導體發光元件，其中所述p型AlGaN接觸層的膜厚為10 nm以上且25 nm以下。
一種III族氮化物半導體發光元件的製造方法，包括：於基板上形成n型半導體層的步驟；於所述n型半導體層上形成發光層的步驟；於所述發光層上形成p型AlGaN電子阻擋層的步驟；於所述p型AlGaN電子阻擋層上形成p型接觸層的步驟；以及於所述p型接觸層上形成p側反射電極的步驟，且所述III族氮化物半導體發光元件的製造方法的特徵在於：來自所述發光層的發光中心波長為250 nm以上且330 nm以下，所述p型AlGaN電子阻擋層的Al組成比為0.40以上且0.80以下，所述p型接觸層的膜厚為10 nm以上且50 nm以下，所述p型接觸層具有Al組成比為0.03以上且0.25以下的p型AlGaN接觸層。