TW202243282A - 氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法及氮化物半導體紫外線發光元件 - Google Patents

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Abstract

一種具備由纖鋅礦構造的AlGaN系半導體所成的發光元件構造部之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其係於包含藍寶石基板的基底部上，使n型AlGaN系半導體的n型層進行磊晶成長，於n型層上使包含以AlGaN系半導體所構成的井層之量子井構造的活性層進行磊晶成長，於活性層上使p型AlGaN系半導體的p型層進行磊晶成長， 將井層之磊晶成長時的AlN莫耳分率之目標值Xwt設定在(n-0.24)/12≦Xwt≦(n+0.24)/12之範圍內，惟n=3、4、5或6， 於井層內形成比平均的AlN莫耳分率Xwa較低之AlN莫耳分率的Ga富集井區域與較高之AlN莫耳分率的Al富集井區域，同時於Ga富集井區域或Al富集井區域內使AlGaN組成比成為整數比的Al nGa 12-nN 12之準安定AlGaN區域成長。

Description

氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法及氮化物半導體紫外線發光元件
本發明關於一種氮化物半導體紫外線發光元件及其製造方法，氮化物半導體紫外線發光元件係具備在上下方向層合有由纖鋅礦構造的AlGaN系半導體所成之n型層、活性層及p型層之發光元件構造部而成。
一般而言，氮化物半導體發光元件係多數存在有經由磊晶成長而形成由複數之氮化物半導體層所成之發光元件構造於藍寶石等之基板上的構成。氮化物半導體層係以通式Al 1-x-yGa xIn yN(0≦x≦1，0≦y≦1，0≦x+y≦ 1)表示。
發光二極體之發光元件構造係於n型氮化物半導體層與p型氮化物半導體層的2個包覆層之間，具有夾持由氮化物半導體層所成的活性層之雙異質構造。活性層為AlGaN系半導體時，藉由調整AlN莫耳分率(亦稱為Al組成比)，可在將GaN與AlN所取得之帶隙能量(約3.4eV與約6.2eV)各作為下限及上限之範圍內調整帶隙能量，得到發光波長為約200nm至約365nm之紫外線發光元件。具體而言，藉由使順向電流從p型氮化物半導體層朝向n型氮化物半導體層流動，而在活性層中產生有因應載子(電子及電洞)之再結合所造成上述帶隙能量之發光。為了從外部供給該順向電流，在p型氮化物半導體層上設有p電極，在n型氮化物半導體層上設有n電極。
活性層為AlGaN系半導體層之時，夾持活性層之n型氮化物半導體層與p型氮化物半導體層係由較活性層為高之AlN莫耳分率的AlGaN系半導體層所構成。但是，高AlN莫耳分率之p型氮化物半導體層係難以與p電極形成良好之歐姆接觸，因此，一般進行在p型氮化物半導體層的最上層形成能與由低AlN莫耳分率的p型AlGaN系半導體(具體而言為p-GaN)所成之p電極良好地進行歐姆接觸的p型接觸層。由於該p型接觸層的AlN莫耳分率係比構成活性層的AlGaN系半導體小，因此從活性層朝向p型氮化物半導體層側出射的紫外線係被該p型接觸層吸收，無法有效地取出至元件外部。因此，活性層為AlGaN系半導體層之一般的紫外線發光二極體係採用如圖19示意地顯示之元件構造，將從活性層朝向n型氮化物半導體層側出射的紫外線有效地取出至元件外部(例如，參照下述的專利文獻1以及2等)。
如圖19所示，一般的紫外線發光二極體係在藍寶石基板等之基板100上堆積形成有AlGaN系半導體層101(例如AlN層)之模板102上，依序堆積n型AlGaN系半導體層103、活性層104、p型AlGaN系半導體層105及p型接觸層106，將活性層104、p型AlGaN系半導體層105與p型接觸層106之部分蝕刻去除直到n型AlGaN系半導體層103露出為止，在n型AlGaN系半導體層103之露出面形成n電極107，在p型接觸層106之表面形成p電極108而構成。
又，為了提高因活性層內的載子再結合所造成的發光效率(內部量子效率)，實施將活性層設為多重量子井構造，在活性層上設置電子阻擋層等。
另一方面，有報告於以n型AlGaN系半導體層所構成的包覆層內，發生因Ga之偏析(Ga質量移動所伴隨的偏析)所致的組成變調，形成在對於包覆層表面呈傾斜的方向中延伸之局部AlN莫耳分率低的層狀區域(例如，參照下述的專利文獻3、非專利文獻1、2等)。由於局部AlN莫耳分率低的AlGaN系半導體層係帶隙能量亦局部地變小，因此於專利文獻3中，報告該包覆層內的載子在層狀區域容易局部化，可對於活性層提供低電阻的電流途徑，謀求紫外線發光二極體的發光效率提升。
再者，在n型包覆層上所形成的多重量子井構造之活性層的各層之表面，露出平行於(0001)面之多段狀的台階，與n型包覆層同樣地，在活性層之各層內發生因Ga之偏析所造成的組成變調，在對於連接相鄰的台階間的(0001)面呈傾斜的傾斜區域中，生成相對地AlN莫耳分率低之區域，在台階區域中生成相對地AlN莫耳分率高之區域，合成峰值發光波長不同的來自傾斜區域之發光與來自台階區域之發光，結果於活性層全體的EL(電致發光)光譜中可能發生二重峰，此係於非專利文獻1中報告。 [先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]國際公開第2014/178288號公報 [專利文獻2]國際公開第2016/157518號公報 [專利文獻3]國際公開第2019/159265號公報 [非專利文獻]
[非專利文獻1] Y. Nagasawa, et al., ″Comparison of Al xGa 1-x-N multiple quantum wells designed for 265 and 285nm deep-ultraviolet LEDs grown on AlN templates having macrosteps″, Applied Physics Express 12, 064009 (2019) [非專利文獻2] K. Kojima, et al.,″ Carrier localization structure combined with current micropaths in AlGaN quantum wells grown on an AlN template with macrosteps", Applied Physics letter 114, 011102 (2019)
[發明所欲解決的課題]
以AlGaN系半導體所構成的紫外線發光元件，係在藍寶石基板等之基板上，例如藉由有機金屬化合物氣相成長(MOVPE)法等周知的磊晶成長法而製作。然而，生產紫外線發光元件時，紫外線發光元件之特性(發光波長、功率轉換效率、順向偏壓等之特性)係受到結晶成長裝置的漂移影響而變動，以安定的良率生產係未必容易。
結晶成長裝置之漂移(drift)係以托盤或腔室之壁等的附著物為原因，起因於結晶成長部位的有效溫度變化等而發生。因此，為了抑制漂移，以往檢討成長歷程，經驗者係下工夫在使設定溫度或原料氣體的組成微妙地變化，或者固定一定期間的成長排程，清掃等之維護亦以在一定期間內相同的方式實施等，但難以完全排除漂移。
該漂移的影響係因上述Ga之偏析以及井層內的傾斜區域與台階區域間之AlN莫耳分率差的製造偏差，而在EL光譜可能產生波長差大的顯著之波峰分離。該顯著的波峰分離係根據用途，成為不能作為產品出貨的不良品，成為成品率降低的主要原因。
本發明係鑒於上述問題點而完成者，其目的在於藉由抑制因結晶成長裝置之漂移等所造成的特性變動，而穩定地提供波長差大的顯著波峰分離經抑制之氮化物半導體紫外線發光元件。 [解決課題的手段]
本發明為了達成上述目的，提供一種氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其係具備在上下方向層合有由纖鋅礦構造的AlGaN系半導體所成之n型層、活性層及p型層之發光元件構造部而成的氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其第1特徵為具有： 第1步驟，於包含藍寶石基板的基底部上，藉由磊晶成長而形成n型AlGaN系半導體的前述n型層； 第2步驟，於前述n型層上，藉由磊晶成長而形成含有1層以上的以AlGaN系半導體所構成的井層之量子井構造的前述活性層；與 第3步驟，於前述活性層上，藉由磊晶成長而形成p型AlGaN系半導體的前述p型層； 整數n為3、4、5或6， 於前述第2步驟中，將前述井層之磊晶成長時的AlN莫耳分率之目標值Xwt設定在以下之範圍內，
Figure 02_image001
於前述井層內，形成比前述井層之平均的AlN莫耳分率Xwa較低之AlN莫耳分率的Ga富集井區域與比前述平均的AlN莫耳分率Xwa較高之AlN莫耳分率的Al富集井區域，同時 於前述Ga富集井區域或前述Al富集井區域內，使AlGaN組成比成為整數比的Al nGa 12-nN 12之準安定AlGaN的準安定井區域成長。
再者，本發明提供一種氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其係除了上述第1特徵之外，還具有第2特徵： 前述藍寶石基板係具有對於(0001)面僅以特定角度傾斜之主面的微傾斜基板， 於前述第1步驟及前述第2步驟中，在前述n型層及前述活性層之各表面，使平行於(0001)面的多段狀的台階表露出， 於前述第2步驟中，在前述活性層內之各半導體層，分別形成連接前述多段狀的台階之相鄰台階間之對(0001)面呈傾斜的傾斜區域與前述傾斜區域以外的台階區域， 於前述井層的前述傾斜區域內形成前述Ga富集井區域，於前述井層的前述台階區域內形成前述Al富集井區域。
尚且，所謂AlGaN系半導體，係以通式Al 1- xGa xN(0≦x≦1)表示，但只要帶隙能量為在將GaN與AlN所取得的帶隙能量各作為下限及上限之範圍內，則亦可微量含有B或In等的3族元素或P等之5族元素等的雜質。又，所謂GaN系半導體，基本上為以Ga與N所構成的氮化物半導體，但亦可微量含有Al、B或ln等之3族元素或P等之5族元素等的雜質。又，所謂AlN系半導體，基本上為以Al與N所構成的氮化物半導體，但亦可微量含有Ga、B或ln等之3族元素或P等之5族元素等之雜質。因此，本申請案中，GaN系半導體及AlN系半導體各自為AlGaN系半導體之一部分。
再者，n型或p型AlGaN系半導體係摻雜有Si或Mg等作供體或受體雜質之AlGaN系半導體。本申請案中，未明確記載為p型與n型的AlGaN系半導體係意指未摻雜的AlGaN系半導體，但即使未摻雜，也可包含不可避免地混入的程度之微量的供體或受體雜質。又，第1平面不是在前述n型層的製造過程中具體形成的露出面或與其他的半導體層的邊界面，而是在前述n型層內，平行地延伸於上下方向之假想的平面。再者，本說明書中，AlGaN系半導體層、GaN系半導體層及AlN系半導體層分別為以AlGaN系半導體、GaN系半導體及AlN系半導體所構成的半導體層。
接著，說明AlGaN組成比為特定整數比所表示的「準安定AlGaN」之特徵。
若不考慮準安定AlGaN，則AlGaN等之三元混晶係以3族元素(Al與Ga)隨機地混合之結晶狀態，以「隨機組態(random configuration)」近似地說明。然而，由於Al的共價鍵半徑與Ga的共價鍵半徑不同，故於結晶構造中Al與Ga的原子排列之對稱性愈高，一般而言愈成為安定的構造。
纖鋅礦構造的AlGaN系半導體可存在無對稱性的隨機排列與安定的對稱排列之2種排列。此處，以一定的比率，出現對稱排列成為支配的狀態。如後述，於以特定的整數比表示AlGaN組成比(Al與Ga與N之組成比)之「準安定AlGaN」中，展現Al與Ga的對稱排列構造。
於該對稱排列構造中，即使向結晶成長面的Ga供給量稍微增減，也由於對稱性高而成為能量上安定的混晶莫耳分率，可防止質量移動(mass transfer)容易的Ga之濃度變成無法控制。
接著，說明「Ga富集井區域」與「Al富集井區域」。
n型層、活性層與p型層內的各半導體層之結晶成長面不是完全的平坦面，而是例如於上述第2特徵的氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法中，活性層內的各半導體層由於是具有形成有階梯流動成長所造成的平行於(0001)面的多段狀的台階之表面的磊晶成長層，故於井層內，質量移動容易的Ga係集中於對於連接井層的相鄰台階間之(0001)面呈傾斜的傾斜區域內，形成AlN莫耳分率比井層內之平均的AlN莫耳分率較低的Ga富集井區域。另一方面，Al係與Ga不同，容易吸附於表面，進入部位(site)後之移動亦被認為多少會動，但限制強。因此，Al富集井區域係伴隨Ga富集井區域的形成時之Ga的質量移動，在傾斜區域以外的台階區域之一部分區域中，Al之密度相對地增加而形成。
於上述第2特徵的氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法中，在活性層內的各半導體層中，形成階梯流動成長所造成的多段狀的台階，但於所使用的藍寶石基板之傾斜角為0°～約0.3°之極小的情況中，在平坦的結晶成長面上可形成六角柱或六角錘狀的突丘(hillock)或坑(pit)。井層的結晶成長面為平坦面時，質量移動容易的Ga係集中於該突丘等之周圍，而可形成Ga富集井區域。因此，此時，亦Al富集井區域伴隨Ga富集井區域的形成時之Ga的質量移動，在Ga富集井區域以外的台階區域之一部分區域中，Al之密度相對地增加而形成。
於Ga富集井區域內形成準安定井區域時，向Ga富集n型區域內的Ga供給量之變動及井層內之平均的AlN莫耳分率之變動係在該準安定井區域中被吸收。亦即，於Ga富集n型區域內中，Ga供給量增加或平均的AlN莫耳分率降低時，準安定井區域增加，Ga供給量減少，或者平均的AlN莫耳分率上昇時，準安定井區域減少，結果抑制Ga富集井區域內的AlN莫耳分率之變動。在Al富集井區域內形成準安定AlGaN時亦同樣地，抑制Al富集井區域內的AlN莫耳分率之變動。
因此，根據上述第1或第2特徵的氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，於第2步驟中，將AlN莫耳分率的目標值Xwt設定在(n-0.24)/12≦Xwt≦(n+0.24)/12之範圍內，於井層內所形成的Ga富集井區域與Al富集井區域之任一者中，使由後述AlGaN組成比為整數比的準安定AlGaN所成之準安定井區域成長，準安定井區域的AlN莫耳分率(n/12)與井層全體的AlN莫耳分率之目標值Xwt之差係被抑制在2%(=0.24/12)以內，Ga富集井區域與Al富集井區域之間的AlN莫耳分率差亦被抑制在一定範圍內。尚且，井層之平均的AlN莫耳分率Xwa係在Ga富集井區域與Al富集井區域的各AlN莫耳分率之間，成為井層全體的AlN莫耳分率之目標值Xwt或其附近值。結果，於峰值發光波長不同的來自Ga富集井區域的發光與來自Al富集井區域與井層內的其他區域的發光被合成的活性層全體之EL光譜中，抑制發生波長差大的顯著波峰分離。
此處，AlN莫耳分率之目標值Xwt係設定在準安定井區域的AlN莫耳分率(n/12)之±2%之範圍內，但目標值Xwt比準安定井區域的AlN莫耳分率較高時(n/12＜Xwt)，準安定井區域係形成在Ga富集井區域內，目標值Xwt比準安定井區域的AlN莫耳分率較低時(n/12＞Xwt)，準安定井區域係形成在Al富集井區域內。但是，井層內之平均的AlN莫耳分率Xwa成為目標值Xwt或其附近值，惟受到結晶成長裝置之漂移等影響，在晶圓內可能變動。因此，即使目標值Xwt比準安定井區域的AlN莫耳分率較低時，也可能有準安定井區域形成在Ga富集井區域內之情況，即使目標值Xwt比準安定井區域的AlN莫耳分率較高時，也可能有準安定井區域形成Al富集井區域內之情況。又，目標值Xwt為準安定AlGaN的AlN莫耳分率之附近值時，上述傾向變顯著。然而，即使準安定井區域形成在Ga富集井區域與Al富集井區域內之任一者中，也抑制EL光譜中之波長差大的顯著波峰分離之發生。
上述第1或第2特徵的氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，較佳藉由在前述Ga富集井區域或前述Al富集井區域內形成前述準安定井區域，而於前述氮化物半導體紫外線發光元件之EL光譜中，以波長為變數的函數所表示的EL強度之2次導函數的第一與第二小的極小值之極值點間的波長差被抑制在8nm以下。
EL光譜的波峰及肩峰之波長係以EL強度之2次導函數的第一與第二小的極小值之極值點的波長來界定。尚且，所謂肩峰，就是於EL光譜中，2個發光波峰不明確地分離，而作為單一波峰合成，在1個波峰的長波長側或短波長側之肩部分重疊另一個波峰而所展現的發光強度鼓起。因此，EL強度之2次導函數的第一與第二小的極小值之極值點的波長差為8nm以下者，係EL光譜中所的2個波峰間或者1個波峰與1個肩峰間的波長差為8nm以下，於EL光譜中，成為抑制發生波長差大的顯著波峰分離之狀態。
再者，上述第1或第2特徵的氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，較佳於前述第2步驟，將形成前述準安定井區域的前述Ga富集井區域或前述Al富集井區域之膜厚以單原子層的整數倍控制在4～12單原子層之範圍內。
根據上述較佳的實施態樣，可將EL光譜的波峰或肩峰控制在對應於準安定AlGaN的AlN莫耳分率及形成準安定井區域的Ga富集井區域或Al富集井區域之膜厚的特定波長範圍內。
再者，上述第1或第2特徵的氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，較佳於前述第2步驟中，在前述Ga富集井區域內AlGaN組成比成為整數比的Al n-1Ga 13-nN 12之準安定AlGaN的準安定井區域之成長係被抑制，且在前述Al富集井區域內AlGaN組成比成為整數比的Al n+1Ga 11-nN 12之準安定AlGaN的準安定井區域之成長係被抑制。
根據上述較佳的實施態樣，於EL光譜中，在至少2個波峰或至少1個波峰與1個肩峰以外，對應於AlN莫耳分率為(n-1)/12及(n+1)/12的波長之波峰或肩峰之展現係被抑制。或，即使展現，也該波長的發光強度極低。
再者，作為上述第1或第2特徵的氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法的一實施態樣，在同一晶圓內的複數晶片中，於前述第2步驟中，在前述Ga富集井區域內前述準安定井區域成長的第1類型晶片與在前述Al富集井區域內前述準安定井區域成長的第2類型之晶片混合存在。
再者，上述第1或第2特徵的氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，較佳於前述第2步驟中，藉由交替地磊晶成長而層合以AlGaN系半導體所構成的前述井層與以AlGaN系半導體所構成的障壁層，形成包含2層以上的前述井層之多重量子井構造的前述活性層。
根據上述較佳的實施態樣，活性層成為多重量子井構造，可期待發光效率比井層只有1層時較提升。
本發明係為了達成上述目的，提供一種氮化物半導體紫外線發光元件，其係具備在上下方向層合有由纖鋅礦構造的AlGaN系半導體所成之n型層、活性層及p型層之發光元件構造部而成的氮化物半導體紫外線發光元件，其特徵為： 前述n型層係以n型AlGaN系半導體的磊晶成長層所構成， 於前述n型層與前述p型層之間所配置的前述活性層具有量子井構造，該量子井構造包含以AlGaN系半導體的磊晶成長層所構成之1層以上的井層， 前述p型層係以p型AlGaN系半導體的磊晶成長層所構成， 於前述井層內，存在比前述井層之平均的AlN莫耳分率Xwa較低之AlN莫耳分率的Ga富集井區域與比前述平均的AlN莫耳分率Xwa較高之AlN莫耳分率的Al富集井區域， 整數n為3、4、5或6，於前述Ga富集井區域或前述Al富集井區域內，形成AlGaN組成比成為整數比的Al nGa 12-nN 12之準安定AlGaN的準安定井區域， 於EL光譜中，以波長為變數的函數所表示的EL強度之2次導函數的第一與第二小的極小值之極值點間的波長差為8nm以下。
再者，本發明提供一種氮化物半導體紫外線發光元件，其係除了上述第1特徵之外，還具有第2特徵： 前述n型層與前述活性層與前述p型層內的各半導體層為磊晶成長層，該磊晶成長層具有形成有平行於(0001)面之多段狀的台階之表面， 前述活性層內的各半導體層具有連接前述多段狀的台階之相鄰台階間之對(0001)面呈傾斜的傾斜區域與前述傾斜區域以外的台階區域， 於前述井層的前述傾斜區域內存在前述Ga富集井區域，於前述井層的前述台階區域內存在前述Al富集井區域。
根據上述第1或第2特徵的氮化物半導體紫外線發光元件，於井層內所形成的Ga富集井區域與Al富集井區域之任一者中，形成由AlGaN組成比為整數比的準安定AlGaN所成之準安定井區域，於峰值發光波長不同的來自Ga富集井區域的發光與來自Al富集井區域與井層內的其他區域的發光被合成的活性層全體之EL光譜中，將2個波峰間之波長差或者1個波峰與1個肩峰間的波長差抑制在8nm以下，結果抑制發生波長差大的顯著波峰分離。
上述第1或第2特徵的氮化物半導體紫外線發光元件，較佳形成前述準安定井區域的前述Ga富集井區域或前述Al富集井區域之膜厚以單原子層的整數倍係在4～12單原子層之範圍內。
根據上述較佳的實施態樣，EL光譜的波峰或肩峰係被控制在對應於準安定井區域的AlN莫耳分率及形成準安定井區域的Ga富集井區域或Al富集井區域之膜厚的特定波長範圍內。
再者，上述第1或第2特徵的氮化物半導體紫外線發光元件係前述平均的AlN莫耳分率Xwa較佳在以下之範圍內。
Figure 02_image003
根據上述較佳的實施態樣，準安定井區域的AlN莫耳分率(n/12)與井層之平均的AlN莫耳分率Xwa之差係被抑制在2%(=0.24/12)以內，Ga富集井區域與Al富集井區域之間的AlN莫耳分率差亦被抑制在一定範圍內。結果，於峰值發光波長不同的來自Ga富集井區域的發光與來自Al富集井區域與井層內的其他區域的發光被合成的活性層全體之EL光譜中，抑制發生波長差大的顯著波峰分離。
再者，上述第1或第2特徵的氮化物半導體紫外線發光元件，較佳前述活性層具有包含2層以上的前述井層之多重量子井構造，於2層的前述井層間存在以AlGaN系半導體所構成的障壁層。
根據上述較佳的實施態樣，由於活性層具有多重量子井構造，可期待發光效率比井層只有1層時較提升。
再者，上述第1或第2特徵的氮化物半導體紫外線發光元件，較佳進一步具備包含藍寶石基板的基底部，前述藍寶石基板具有對於(0001)面僅以特定角度傾斜的主面，於該主面之上方形成前述發光元件構造部， 前述藍寶石基板之從前述主面到前述p型層為止的各半導體層為磊晶成長層，該磊晶成長層具有形成有平行於(0001)面之多段狀的台階之表面。
根據上述較佳的實施態樣，可使用具有偏角(off angle)的藍寶石基板，在從藍寶石基板之主面到活性層之表面為止的各層之表面，以多段狀的台階露出之方式進行磊晶成長，可實現上述各特徵的氮化物半導體紫外線發光元件。 [發明的效果]
根據上述特徵的氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法或氮化物半導體紫外線發光元件，於峰值發光波長不同的來自Ga富集井區域的發光與來自Al富集井區域與井層內的其他區域的發光被合成的活性層全體之EL光譜中，抑制發生波長差大的顯著波峰分離。
[實施發明的形態]
對於本發明之實施形態的氮化物半導體紫外線發光元件(以下，簡稱為「發光元件」)，以圖式為基礎來說明。尚且，於以下之說明所使用的圖式之示意圖中，為了容易理解說明，強調主要部分而示意地顯示發明內容，因此各部分的尺寸比未必與實際的元件相同的尺寸比。以下，於本實施形態中，設想發光元件為發光二極體之情況進行說明。
[第1實施形態] ＜準安定AlGaN中的Al與Ga之對稱排列構造＞
首先，說明於AlGaN組成比為特定整數比所表示的「準安定AlGaN」中，展現Al與Ga的對稱排列構造之點。
圖1中，在AlGaN的c軸方向中顯示1單位胞(2單原子層)的模型圖。圖1中，白圓表示3族元素的原子(Al, Ga)位置的部位，黑圓表示5族元素的原子(N)位置的部位。於以下之說明中，將單原子層記載為ML。圖1中，1單位胞(unit cell)係記載為2ML。
圖1中以六角形所示的3族元素之部位面(A3面、B3面)及5族元素的部位面(A5面、B5面)皆平行於(0001)面。在A3面與A5面(總稱A面)之各部位，於六角形的各頂點，在6個六角形之中心存在1個部位。關於B3面與B5面(總稱B面)亦同樣，但於圖1中，僅圖示B面之六角形內存在的3個部位。A面的各部位係在c軸方向重疊，B面的各部位係在c軸方向重疊。然而，B5面的1個部位之原子(N)係與位於B5面之上側的A3面之3個部位的原子(Al, Ga)及位於B5面之下側的B3面之1個部位的原子(Al, Ga)形成4配位鍵，B3面的1個部位之原子(Al, Ga)係與位於B3面之上側的B5面之1個部位的原子(N)及位於B3面之下側的A5面之3個部位的原子(N)形成4配位鍵，因此如圖1所示，A面的各部位與B面的各部位在c軸方向不重疊。
圖2顯示從c軸方向來觀看A3面及B3面，A面的各部位與B面的各部位之間的位置關係之平面圖。圖2中的黑圓與白圓係區別部位面為A3面或B3面。A3面及B3面皆六角形的6個各頂點藉由相鄰的其他2個六角形而被共有，中心的部位不與其他六角形共有，因此於1個六角形內，實質上存在3原子部分的部位。因此，每1單位胞(2ML)，3族元素的原子(Al, Ga)之部位為6個，5族元素的原子(N)之部位為6個存在。從而，作為GaN與AlN以外以整數比表示的AlGaN組成比，存在以下的5個案例。
Figure 02_image005
此處，上述2)～4)的Al 1Ga 2N 3、Al 1Ga 1N 2與Al 2Ga 1N 3係如圖3所示，A3面及B3面皆相同，取得Al與Ga的對稱排列構造，因此AlGaN組成比為上述2)～4)之準安定AlGaN係以1ML單位形成在c軸方向。圖3中，例示A3面及B3面之僅一者的排列構造。尚且，圖3中，Ga以大的黑圓表示，Al以小的黑圓表示。
另一方面，上述1)之Al 1Ga 5N 6係取得在A3面及B3面之一者為上述2)之Al 1Ga 2N 3的排列構造，在另一者為GaN的排列構造(3族元素的部位皆為Ga)之2ML單位的對稱排列構造。再者，上述5)之Al 1Ga 5N 6係取得在A3面及B3面之一者為上述4)之Al 2Ga 1N 3的排列構造，在另一者為AlN的排列構造(3族元素的部位皆為Al)之2ML單位的對稱排列構造。
再者，作為位於上述1)與2)、2)與3)、3)與4)及4)與5)的各中間之AlGaN組成比為整數比的4個準安定AlGaN，設想下述之6)～9)。
Figure 02_image007
此處，上述6)之Al 1Ga 3N 4係取得在A3面與B3面之一者為上述3)之Al 1Ga 1N 2的排列構造，另一者為GaN的排列構造(3族元素的部位皆為Ga)之2ML單位的對稱排列構造。上述7)之Al 5Ga 7N 12係取得在A3面與B3面之一者為上述2)之Al 1Ga 2N 3的排列構造，另一者為上述3)之Al 1Ga 1N 2的排列構造之2ML單位的對稱排列構造。上述8)之Al 7Ga 5N 12係取得在A3面與B3面之一者為上述3)之Al 1Ga 1N 2的排列構造，另一者為上述4)之Al 2Ga 1N 3的排列構造之2ML單位的對稱排列構造。上述9)之Al 3Ga 1N 4係取得在A3面與B3面之一者為上述3)之Al 1Ga 1N 2的排列構造，另一者為AlN的排列構造(3族元素的部位皆為Al)之2ML單位的對稱排列構造。
因此，上述1)、5)～9)之Al 1Ga 5N 6、Al 5Ga 1N 6、Al 3Ga 9N 12(=Al 1Ga 3N 4)、Al 5Ga 7N 12、Al 7Ga 5N 12或Al 9Ga 3N 12(=Al 3Ga 1N 4)係如上述，取得對稱排列構造在A3面與B3面不同之2ML單位的排列構造時，AlGaN組成比為上述1)、5)～9)之準安定AlGaN係以2ML單位形成在c軸方向。
惟，雖然於上述1)、5)～9)之各AlGaN組成比中亦未具體地例示，但例如在同一面內合成在上述A3面與B3面不同的對稱排列構造，與上述2)～4)之Al 1Ga 2N 3、Al 1Ga 1N 2和Al 2Ga 1N 3同樣地，被認為取得A3面與B3面之各自相同的Al與Ga之對稱排列構造。當時，AlGaN組成比為上述1)、5)～9)之各準安定AlGaN係與AlGaN組成比為上述2)～4)之準安定AlGaN同樣地，可以1ML單位形成在c軸方向。
根據以上，上述1)～9)所示的準安定AlGaN係Al與Ga的原子排列成為對稱排列，成為能量上安定的AlGaN。但是，為了維持一定的結晶品質來使AlGaN成長，必須在1000℃以上之高溫下進行結晶成長。然而，Ga係在原子到達結晶表面的部位後，亦在1000℃以上時料想會到處走動。另一方面，Al係與Ga不同，容易吸附於表面，進入部位後的移動亦被認為多少會動，但限制強。因此，即使準安定AlGaN，也上述1)之Al 1Ga 5N 6由於Ga的組成比高，故在1000℃附近的成長溫度中，Ga之移動激烈，原子排列的對稱性紊亂，Al與Ga的原子排列變成接近隨機的狀態，上述的安定度被認為比其他準安定AlGaN較低。
此處，AlGaN組成比為上述1)～9)之準安定AlGaN，可使用整數n(n=2~10)表述為Al nGa 12-nN 12，Al nGa 12-nN 12的AlN莫耳分率係以分數表示時成為n/12，但以百分率表示時，在小數點以下產生尾數。因此，於以下，在說明的方便上，以分數表示2/12(=1/6)、4/12(=1/3)、5/12、7/12、8/12(=2/3)、10/12(=5/6)的6個AlN莫耳分率係近似地表述為16.7%、33.3%、41.7%、58.3%、66.7%、83.3%。
＜發光元件的元件構造＞ 如圖4所示，第1實施形態的發光元件1具備：包含藍寶石基板11的基底部10與包含複數的AlGaN系半導體層21～24、p電極26及n電極27之發光元件構造部20。發光元件1向安裝用基台(副基座等)安裝(覆晶晶片安裝)發光元件構造部20側(圖4之圖中上側)、光之取出方向為基底部10側(圖4之圖中下側)。尚且，本說明書中，在說明的方便上，將垂直於藍寶石基板11之主面11a(或基底部10及各AlGaN系半導體層21～24之上面)的方向稱為「上下方向」(或「縱向」)，將從基底部10朝向發光元件構造部20的方向當作上方向，將其相反者當作下方向。又，將平行於上下方向的平面稱為「第1平面」。再者，將平行於藍寶石基板11之主面11a(或基底部10及各AlGaN系半導體層21～24之上面)的平面稱為「第2平面」，將平行於該第2平面的方向稱為「橫向」。
基底部10具備藍寶石基板11與直接形成於藍寶石基板11的主面11a上之AlN層12而構成。藍寶石基板11係主面11a對於(0001)面以一定範圍內(例如，到0.3°～6°左右為止)之角度(偏角)傾斜，為在主面11a上露出多段狀的台階之微傾斜基板。
AlN層12係以從藍寶石基板11的主面磊晶成長的AlN結晶所構成，此AlN結晶係相對於藍寶石基板11的主面11a具有磊晶的結晶方位關係。具體而言，例如以藍寶石基板11的C軸方向(＜0001＞方向)與AlN結晶的C軸方向一致的方式，AlN結晶成長。尚且，構成AlN層12的AlN結晶亦可為可含有微量的Ga或其他雜質之AlN系半導體層。於本實施形態中，作為AlN層12之膜厚，設想2μm～3μm左右。尚且，基底部10的構造及使用的基板等係不限定於上述構成。例如，於AlN層12與AlGaN系半導體層21之間，可具備AlN莫耳分率為該AlGaN系半導體層21的AlN莫耳分率以上之AlGaN系半導體層。
發光元件構造部20的AlGaN系半導體層21～24係從基底部10側起依序具備使n型包覆層21(n型層)、活性層22、電子阻擋層23(p型層)及p型接觸層24(p型層)依順序磊晶成長而層合的構造。
於本實施形態中，從藍寶石基板11的主面11a依序磊晶成長的基底部10之AlN層12及發光元件構造部20的n型包覆層21與活性層22內的各半導體層和電子阻擋層23，具有形成有平行於源自藍寶石基板11的主面11a之(0001)面的多段狀的台階之表面。尚且，關於p型層的p型接觸層24，由於藉由磊晶成長而形成電子阻擋層23上，故可形成同樣的多段狀的台階，但可未必具有形成有同樣的多段狀的台階之表面。
尚且，如圖4所示，發光元件構造部20之內，活性層22、電子阻擋層23及p型接觸層24係藉由蝕刻等而去除層合於n型包覆層21的上面之第2區域R2上的部分，形成在n型包覆層21之上面的第1區域R1上。而且，n型包覆層21之上面係在第1區域R1以外的第2區域R2中露出。n型包覆層21之上面係如圖4所示意地顯示，有在第1區域R1與第2區域R2間高度不同之情況，於該情況中，n型包覆層21之上面係在第1區域R1與第2區域R2中被個別地規定。
n型包覆層21係以n型AlGaN系半導體所構成，於n型包覆層21內，n型包覆層21內局部AlN莫耳分率低的層狀區域21a係一樣地分散存在。層狀區域21a係如背景技術之欄中所上述，對於n型包覆層21之表面在傾斜方向中延伸，由於帶隙能量局部變小，故載子容易局部化，具有低電阻的電流途徑之功能。
作為較佳的一實施態樣，層狀區域21a內AlGaN組成比為整數比的Al kGa 12-KN 12(k=5、6、7或8)之n型的準安定AlGaN之準安定n型區域係支配地存在。但是，整數k係對應於在後述井層220內所形成之AlGaN組成比為整數比的Al nGa 12-nN 12(n=3、4、5或6)之準安定井區域的AlN莫耳分率Xws(=n/12)，設定在n+1≦k≦8，較佳為n+2≦k≦8。因此，於上述較佳的一實施態樣中，整數k與整數n之可能組合係成為(k=5～8：n=3～4)、(k=6～8：n=5)、(k=7～8：n=6)。
再者，於上述較佳的一實施態樣中，n型包覆層21之平均的AlN莫耳分率Xna係以準安定n型區域的AlN莫耳分率Xns(=k/12)作為基準，較佳設定在(Xns+2%)～(Xns+7%)之範圍內。結果，由於n型包覆層21的層狀區域21a以外之n型本體區域21b與層狀區域21a內的準安定n型區域之AlN莫耳分率差係被安定地維持在約2%以上，故藉由電子在層狀區域21a流動而得到載子局部化的效果。
於本實施形態中，作為n型包覆層21之膜厚，與一般的氮化物半導體紫外線發光元件所採用的膜厚同樣，設想1μm～2μm左右，但該膜厚亦可為2μm～4μm左右。
活性層22具備以AlGaN系半導體(AlN系半導體與GaN系半導體除外)所構成的2層以上井層220與以AlGaN系半導體或AlN系半導體所構成的1層以上障壁層221交替層合的多重量子井構造。於最下層的井層220與n型包覆層21之間，不一定要設置障壁層221。又，於本實施形態中，於最上層的井層220與電子阻擋層23之間，未設置障壁層221，但作為較佳的一實施態樣，亦可設置較障壁層221為薄膜且AlN莫耳分率高的AlGaN層或AlN層。
電子阻擋層23係以p型AlGaN系半導體所構成。p型接觸層24係以p型AlGaN系半導體或p型GaN系半導體所構成。p型接觸層24典型上係以p-GaN所構成。
圖5中示意地顯示活性層22中的井層220及障壁層221之層合構造(多重量子井構造)的一例。圖5中，例示井層220與障壁層221各自為3層之情況。於n型包覆層21上，依障壁層221、井層220之順序層合3層部分，電子阻擋層23位於最上層的井層220上。
圖5所示的井層220、障壁層221及電子阻擋層23中的台階T為多段狀成長之構造，如上述非專利文獻1及2中揭示，為眾所周知之構造。於各層中橫向相鄰的台階T之間，如上述地形成對(0001)面呈傾斜的傾斜區域IA。將傾斜區域IA以外的上下被台階T所夾持的區域稱為台階區域TA。於本實施形態中，1個台階T的深度(相鄰的傾斜區域IA間之距離)係設想數10nm～數100nm。因此，在傾斜區域IA內階梯狀露出之(0001)面係與多段狀的台階T的台階面區別。圖6中，例如示意地顯示露出1個井層220的傾斜區域IA之表面的階梯狀構造(微階梯構造)。
如圖5中示意地顯示，於井層220之各層中，藉由從台階區域TA向傾斜區域IA的Ga之質量移動，AlN莫耳分率比井層220內之平均的AlN莫耳分率Xwa較低的Ga富集井區域220a係形成於傾斜區域IA內。再者，隨著傾斜區域IA內的Ga富集井區域220a之形成，亦即藉由從台階區域TA向傾斜區域IA的Ga之質量移動，而在台階區域TA內之一部分中，Al之密度相對地增加，形成AlN莫耳分率比平均的AlN莫耳分率Xwa較高的Al富集井區域。
於本實施形態中，在障壁層221中，亦在傾斜區域IA內形成AlN莫耳分率比障壁層221之平均的AlN莫耳分率Xba較低的Ga富集障壁區域221a。再者，與井層220同樣地，在台階區域TA內的一部分，可形成AlN莫耳分率比障壁層221之平均的AlN莫耳分率Xba較高的Al富集障壁區域。
於本實施形態中，在電子阻擋層23中，亦在傾斜區域IA內形成AlN莫耳分率比電子阻擋層23之平均的AlN莫耳分率Xea較低的Ga富集EB區域23a。再者，與井層220同樣地，在台階區域TA內之一部分，可形成AlN莫耳分率比電子阻擋層23之平均的AlN莫耳分率Xea較高的Al富集EB區域。
亦即，於n型包覆層21中，於局部AlN莫耳分率低的層狀區域21a中，載子變容易局部化，於活性層22中，在井層220的傾斜區域IA內存在的局部AlN莫耳分率低的Ga富集井區域220a中，在障壁層221的傾斜區域IA內存在的局部AlN莫耳分率低的Ga富集障壁區域221a中，各自載子變容易局部化，於電子阻擋層23中，在傾斜區域IA內存在的局部AlN莫耳分率低的Ga富集EB區域23a中，載子變容易局部化。因此，從n型包覆層21側通過層狀區域21a，從電子阻擋層23側通過Ga富集EB區域23a，可對於井層220的Ga富集井區域220a分別有效率地供給載子，成為能謀求井層220內的載子(電子及電洞)之再結合的發光效率提升之元件構造。
於本實施形態中，在井層220的Ga富集井區域220a或Al富集井區域內，形成AlGaN組成比為整數比的Al nGa 12-nN 12之準安定AlGaN的準安定井區域。但是，整數n為3、4、5或6。準安定井區域的AlN莫耳分率Xws(=n/12)及膜厚係按照發光元件1的峰值發光波長之目標值而設定。
如後述，井層220之磊晶成長時的AlN莫耳分率之目標值Xwt係以滿足下述不等式所示的條件之方式設定。
Figure 02_image009
因此，如上述，井層220之平均的AlN莫耳分率Xwa由於成為井層220的AlN莫耳分率之目標值Xwt或其附近值，故大約被收在井層220內所形成的準安定井區域之AlN莫耳分率(n/12)的±2%之範圍內。
井層220之平均的AlN莫耳分率Xwa高於準安定井區域的AlN莫耳分率Xws(=n/12)時(圖7之左側的狀態)，藉由從台階區域TA向傾斜區域IA的Ga之質量移動，傾斜區域IA內的Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率Xw0降低到準安定井區域的AlN莫耳分率Xws為止。另一方面，在台階區域TA內之一部分所形成的Al富集井區域的AlN莫耳分率Xw1，由於Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率Xw0比準安定井區域的AlN莫耳分率Xws不大幅降低，故即使於Al富集井區域內也抑制AlN莫耳分率Xw1之局部的上升。結果，Ga富集井區域220a與Al富集井區域的AlN莫耳分率差△Xw01(=|Xw1-Xw0|)係被抑制在一定範圍內。
井層220之平均的AlN莫耳分率Xwa低於準安定井區域的AlN莫耳分率Xws(=n/12)(圖7之右側的狀態)，藉由從台階區域TA向傾斜區域IA的Ga之質量移動，在台階區域TA內之一部分所形成的Al富集井區域的AlN莫耳分率Xw1係上升到準安定井區域的AlN莫耳分率Xws為止。因一方面，傾斜區域IA內之Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率Xw0較準安定井區域的AlN莫耳分率Xws降低，但由於Al富集井區域的AlN莫耳分率Xw1比準安定井區域的AlN莫耳分率Xws不大幅上升，故即使於Ga富集井區域220a內也抑制AlN莫耳分率Xw1之局部降低。結果，Ga富集井區域220a與Al富集井區域的AlN莫耳分率差△Xw01(=|Xw1-Xw0|)係被抑制在一定範圍內。
一般而言，於峰值發光波長為約285nm以上的氮化物半導體紫外線發光元件中，與約未達285nm的情況比較下，由於構成井層220的AlGaN系半導體的AlN莫耳分率低，故相對地成為點缺陷的Al空孔變少，到達井層220內的台階區域TA之電洞係在比傾斜區域IA較高之AlN莫耳分率的台階區域TA內發光再結合，產生比傾斜區域IA較短波長的發光。此時，於EL光譜中，波長不同的2個發光波峰合成1個波峰而分離出現，可產生雙峰發光。
然而，井層220內的Al空孔之發生，係可藉由將活性層22的各半導體層之成長溫度例如提高至1200℃以上而抑制，因此即使峰值發光波長未達約285nm，也可產生上述雙峰發光。
再者，即使於EL光譜中2個發光波峰不明確地分離，也有EL光譜具有1個波峰與在其長波長側或短波長側的肩部分重疊另一個波峰而展現的發光強度鼓起(肩峰)之情況。圖8中示意地顯示EL光譜具有分離成2個的波峰P1、P2之情況(案例A)、具有1個波峰P1與在其長波長側的肩部分展現的肩峰SP2之情況(案例B)以及具有1個波峰P2與在其短波長側的肩部分展現的肩峰SP1之情況(案例C)的3個案例。再者，案例A係雖然未圖示，但是可被細分為：分離成2個的波峰P1、P2之發光強度為大致相同程度之情況(案例A1)、短波長側的波峰P1之發光強度比長波長側的波峰P2較大之情況(案例A2)及長波長側的波峰P2之發光強度比短波長側的波峰P1較大之情況(案例A3)的3個。於案例B及C中，在肩峰SP1、SP2的肩部分之發光強度鼓起為不顯著的情況中，可模擬地視為單一波峰。
於本實施形態中，圖8所示的波峰P1、P2及肩峰SP1、SP2係作為將以波長作為變數的函數所表示的EL強度之2次導函數中取得極小值之極值點界定。波峰P1、P2係作為第一小的極小值之極值點界定，肩峰SP1、SP2係作為第二小的極小值之極值點界定。於EL光譜中由於測定時的雜訊成分等重疊，故於其2次導函數中在對應於波峰P1、P2與肩峰SP1、SP2的極小值以外，亦取得絕對值小的極小值之極值點可存在。因此，於本實施形態中，於波峰P1、P2與肩峰SP1、SP2之界定中，使用第一與第二小的2個極小值之極值點。尚且，於波峰P1、P2之界定中，亦可使用EL強度的1次導函數之零點(EL強度的1次微分值為0)。
圖9中，為案例B之EL光譜的一例，分別顯示EL強度經1000000所規格化的EL光譜、該EL光譜的1次導函數與該EL光譜的2次導函數，使波長對齊縱向而整齊排列的曲線圖。由圖9可知，波峰P1與肩峰SP2係作為EL強度的2次導函數之第一及第二小的極小值之極值點界定。再者，亦可知波峰P1係作為EL強度的1次導函數之零點界定。尚且，圖9所例示的EL光譜係與本實施形態所設想的發光元件之EL光譜不同，波峰P1與肩峰SP2間之波長差為約17nm，半值全寬為約22nm之大，波峰P1與肩峰SP2係明確地分離，為不視為模擬地的單一波峰之一例。
於本實施形態中，由於在井層220的台階區域TA內之一部分形成Al富集井區域，故於台階區域TA內，設想AlN莫耳分率與井層220之平均的AlN莫耳分率Xwa相同或大致相同的中間區域存在。因此，發光元件1的EL光譜即使為上述案例A～C之任一類型，也成為來自AlN莫耳分率Xw0的Ga富集井區域220a之EL光譜、來自AlN莫耳分率Xw0的Ga富集井區域220a之EL光譜、來自AlN莫耳分率Xw1的Al富集井區域之EL光譜與來自AlN莫耳分率Xwa的台階區域TA內之中間區域的EL光譜之合成光譜。
本實施形態之發光元件構造部20，係成為從具有低電阻的電流途徑之功能的n型包覆層21側通過層狀區域21a，對於井層220的傾斜區域IA及其附近區域有效率地供給載子之構成。因此，於井層220內，在傾斜區域IA內的Ga富集井區域220a中載子容易局部化，來自Ga富集井區域220a的EL光譜係在來自上述3部位的EL光譜之中，可成為主要的EL光譜。然而，於Al富集井區域內形成準安定井區域，Al富集井區域內的AlN莫耳分率安定地成為準安定井區域的AlN莫耳分率Xws(=n/12)之情況，或者於Al富集井區域內抑制點缺陷的Al空孔的發生之情況等中，來自位於傾斜區域IA的附近之Al富集井區域的EL光譜係可成為來自上述3部位的EL光譜之中主要的EL光譜。另一方面，比傾斜區域IA較大表面積的台階區域TA內之中間區域係在與傾斜區域IA疏離的部位中載子之供給被認為不充分，因此來自中間區域的EL光譜之合成光譜內佔有的程度被認為是限定的。但是，於中間區域內點缺陷的Al空孔之發生被充分抑制的情況中，來自中間區域的EL光譜之合成光譜內所佔有的程度被認為變大。根據以上，根據來自上述3部位的EL光譜之大小關係，發光元件1的EL光譜可以是上述案例A～C的任一種類型。
然而，於本實施形態中，由於Ga富集井區域220a與Al富集井區域的AlN莫耳分率差△Xw01(=|Xw1-Xw0|)被抑制在一定值以下(例如，約4%以下)，故可將EL光譜之2個波峰間之波長差△λ或1個波峰與1個肩峰間之波長差△λ抑制在8nm以下，典型上可將該波長差△λ抑制在5nm以下。該5nm之波長差相當於約3%的AlN莫耳分率差、約1ML之膜厚差。結果，EL光譜係如上述案例A～C，即使具有2個波峰或1個波峰與1個肩峰，也由於其波長差△λ小，故得到與單一波峰的EL光譜大致同等的EL光譜。
圖10～圖13係對於井層220及障壁層221以AlGaN所構成的量子井構造模型，使井層的膜厚在3ML～14ML或4ML～14ML之範圍內變化，將所得之發光波長的模擬結果(相當於峰值發光波長)曲線化者。作為上述模擬之條件，於圖10中，將井層220的Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率Xw0設為準安定井區域的AlN莫耳分率Xws之50%(n=6)，圖11中，將井層220的Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率Xw0設為準安定井區域的AlN莫耳分率Xws之41.7%(n=5)，圖12中，將井層220的Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率Xw0設為準安定井區域的AlN莫耳分率Xws之33.3%(n=4)，圖13中，將井層220的Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率Xw0設為準安定井區域的AlN莫耳分率Xws之25%(n=3)，圖10～圖12各自中，將障壁層221的Ga富集障壁區域221a的AlN莫耳分率設為66.7%(三分之二)、75%(四分之三)及83.3%(六分之五)之3種，圖13中，將障壁層221的Ga富集障壁區域221a的AlN莫耳分率設為66.7%(三分之二)。於圖10～圖13所示的模擬結果中，井層220中的紫外線發光係假定在傾斜區域IA與台階區域TA的任一者發生。因此，重要的是井層220之膜厚條件在該紫外線發光產生的傾斜區域IA或台階區域TA中滿足。
由圖10～圖13可知，於井層220之膜厚為3ML～14ML之範圍內，井層220之膜厚愈小，向井層220的量子侷限效應愈大，發光波長係短波長化，再者由圖10～圖12可知，障壁層221的AlN莫耳分率愈大，相對於井層220之膜厚的變化而言發光波長的變化程度愈大。又，由圖10可知，於Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率Xw0為50%時，在井層220之膜厚及障壁層221的AlN莫耳分率之上述範圍內，發光波長大致在246nm～295nm之範圍內變化，於井層220之膜厚為4ML～12ML之範圍內，發光波長大致在252nm～287nm之範圍內變化。由圖11可知，於Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率Xw0為41.7%時，在井層220之膜厚及障壁層221的AlN莫耳分率的上述範圍內，發光波長大致在249nm～311nm之範圍內變化，於井層220之膜厚為4ML～12ML之範圍內，發光波長大致在257nm～301nm之範圍內變化。由圖12可知，於Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率Xw0為33.3%時，在井層220之膜厚及障壁層221的AlN莫耳分率的上述範圍內，發光波長大致在261nm～328nm之範圍內變化，於井層220之膜厚為4ML～12ML之範圍內，發光波長大致在261nm～315nm之範圍內變化。由圖13可知，Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率Xw0為25%時，在井層220之膜厚為4ML～12ML之範圍內，且障壁層221的AlN莫耳分率為66.7%之情況中，發光波長大致在275nm～320nm之範圍內變化。再者，若以AlN(AlN莫耳分率=100%)構成障壁層221，則可進一步擴大發光波長。
由圖10～圖13可知，於井層220的Ga富集井區域220a或Al富集井區域中形成AlGaN組成比為Al nGa 12-nN 12(n=3、4、5或6)的準安定井區域，對應於該準安定井區域的AlN莫耳分率Xws(=n/12)，將井層220之膜厚在4ML～10ML之範圍內調整，及將障壁層221的Ga富集障壁區域221a的AlN莫耳分率在66.7%～83.3%之範圍內調整，而可將對應於準安定井區域的AlN莫耳分率Xws之波峰或肩峰的發光波長大致在252nm～310nm之範圍內設定。
再者，對於上述圖10～圖13之模擬結果，若考慮來自障壁層的晶格鬆弛與在Ga富集井區域220a或Al富集井區域內準安定井區域以外，從AlN莫耳分率為AlN莫耳分率Xws稍微變化的擬似準安定井區域可能存在，則對應於準安定井區域的AlN莫耳分率Xws(n/12、n=3～6)及準安定井區域之膜厚(4ML～10ML)之波峰或肩峰的發光波長係被估計±1.5nm左右的偏差。
因此，波峰或肩峰的發光波長係作為一例，於準安定井區域的AlN莫耳分率Xws為25%(n=3)，障壁層221的AlN莫耳分率為66.7%之情況，存在於298nm～301nm(8ML)、303nm～306nm(9ML)及309nm～312nm (10ML)之任一範圍內，於AlN莫耳分率Xws為33.3% (n=4)，障壁層221的AlN莫耳分率為83.3%之情況，存在於282nm～285nm(7ML)、286nm～289nm(8ML)、292nm～295nm(9ML)及297nm～300nm(10ML)之任一範圍內，於AlN莫耳分率Xws為41.7%(n=5)，障壁層221的AlN莫耳分率為83.3%之情況，存在於270nm～273(6ML)、275nm～278nm(7ML)、280nm～283nm(8ML)及285nm～287nm(9ML)之任一範圍內，於AlN莫耳分率Xws為50%(n=6)，障壁層221的AlN莫耳分率為83.3%之情況，存在於251nm～254nm(4ML)、256nm～259nm(5ML)、261nm～264nm(6ML)、265nm～268nm(7ML)及270nm～273nm (8ML)之任一範圍內。尚且，括弧內的ML值表示準安定井區域之膜厚。又，於上述一例中，即使於n=3及n=5之情況中，也設想準安定AlGaN以1ML單位能形成於c軸方向之情況。
於本實施形態中，將按照上述準安定井區域的AlN莫耳分率Xws、障壁層221的AlN莫耳分率及準安定井區域之膜厚所規定的波峰或肩峰之上述發光波長範圍方便上稱為「固有波長範圍」。
尚且，於上述固有波長範圍中，障壁層221的AlN莫耳分率，於準安定井區域形成於Ga富集井區域220a內之情況，設想障壁層221的傾斜區域IA內的AlN莫耳分率，於準安定井區域形成於Al富集井區域內之情況，設想障壁層221的台階區域TA內的AlN莫耳分率。因此，例如障壁層221的傾斜區域IA內之AlN莫耳分率為83.3%，準安定井區域形成於台階區域TA的Al富集井區域內之情況，由於障壁層221的台階區域TA內的AlN莫耳分率變成比83.3%高數%左右，故上述固有波長範圍之±1.5nm左右的偏差之範圍可對應準安定井區域之膜厚而稍微變化。
作為較佳的一實施態樣，於障壁層221以AlGaN系半導體(AlN系半導體除外)構成的情況中，障壁層221的台階區域TA的AlN莫耳分率係大致在51%～90%之範圍內，以比Ga富集障壁區域221a的AlN莫耳分率較高1%以上、較佳2%以上、更佳4%以上之方式設定。為了充分確保Ga富集障壁區域221a中的載子之局部化效果，較佳將障壁層221內的Ga富集障壁區域221a與台階區域TA的AlN莫耳分率差設為4～5%以上，但即使為1～2%左右，也可期待載子的局部化效果。
再者作為較佳的一實施態樣，於上述Ga富集障壁區域221a內AlGaN組成比為整數比的Al jGa 12-jN 12(j=8、9或10)之準安定AlGaN的準安定障壁區域係支配地存在。整數j係在8～10之範圍內，以準安定井區域的AlN莫耳分率Xws(=n/12)作為基準，以滿足n+4≦j≦n+6之方式設定，但不限定於該條件。
障壁層221之平均的AlN莫耳分率Xba較佳為以準安定障壁區域的AlN莫耳分率Xbs(=j/12)作為基準，設定在(Xbs+2%)～(Xbs+8.3%)之範圍內。結果，Ga富集障壁區域221a與障壁層221的台階區域TA之間的AlN莫耳分率差係大致安定地維持在2%以上，上述Ga富集障壁區域221a中的載子之局部化效果係被安定地發揮。
又，障壁層221之膜厚係包含台階區域TA及傾斜區域IA，例如設定在6nm～8nm之範圍內。
電子阻擋層23的台階區域TA的AlN莫耳分率大致在69%～90%之範圍內，設定在比井層220的台階區域的AlN莫耳分率較高20%以上，較佳為25%以上，更佳為30%以上。再者，電子阻擋層23的Ga富集EB區域23a的AlN莫耳分率係設定在比井層220的Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率較高20%以上，更佳為25%以上，尤佳為30%以上。
作為較佳的一實施態樣，Ga富集EB區域23a內AlGaN組成比為整數比的為Al mGa 12-mN 12(m=8、9或10)的p型準安定AlGaN之準安定EB區域係支配地存在。此處，準安定井區域的AlGaN組成比(Al nGa 12-nN 12，n=3～6)與準安定EB區域的AlGaN組成比(Al mGa 12-mN 12，m=8～10)之間的組合，係於m＞n+2之組合中，成為準安定EB區域與準安定井區域的AlN莫耳分率差為20%以上之組合。因此，於上述較佳的一實施態樣中，整數n與整數m之組合內，(n=6、m=8)、(n=7、m=9)及(n=7、m=8)係不滿足上述條件而被除外。
電子阻擋層23之平均的AlN莫耳分率Xea，係以準安定EB區域的AlN莫耳分率Xes(=m/12)作為基準，較佳設定於(Xes+2%)～(Xes+7%)之範圍內。結果，由於Ga富集EB區域23a與電子阻擋層23的台階區域TA之間的AlN莫耳分率差係大致安定地維持在2%以上，故上述Ga富集EB區域23a中的載子之局部化效果係被安定地發揮。
又，電子阻擋層23之膜厚係包含台階區域TA及傾斜區域IA，例如設定在15nm～30nm之範圍內(最合適值約20nm)。
n型包覆層21、障壁層221及電子阻擋層23之平均的AlN莫耳分率Xna、Xba及Xea係與井層220之平均的AlN莫耳分率Xwa同樣，成為n型包覆層21、障壁層221及電子阻擋層23之各成膜時的AlN莫耳分率之目標值或其附近值。
p電極26例如以Ni/Au等之多層金屬膜所構成，形成在p型接觸層24之上面。n電極27例如以Ti/Al/Ti/Au等的多層金屬膜所構成，形成於n型包覆層21的第2區域R2內之露出面上的一部分區域。尚且，p電極26及n電極27係不限定於上述多層金屬膜，構成各電極的金屬、層合數、層合順序等之電極構造係可適宜變更。圖14中，顯示從p電極26與n電極27的發光元件1之上側來觀看的形狀之一例。圖14中，於p電極26與n電極27之間存在的線BL係表示第1區域R1與第2區域R2的邊界線，與活性層22、電子阻擋層23及p型接觸層24的外周側壁面一致。
於本實施形態中，如圖14所示，第1區域R1及p電極26之俯視形狀係作為一例，採用梳形形狀者，但第1區域R1及p電極26之俯視形狀及配置等係不限定於圖14之例示。
若在p電極26與n電極27間施加順向偏壓，則從p電極26朝向活性層22供給電洞，從n電極27朝向活性層22供給電子，所供給的電洞及電子各自到達活性層22，進行再結合而發光。又，藉此，於p電極26與n電極27之間順方向電流流動。
＜發光元件之製造方法＞ 接著，說明圖4所例示的發光裝置1之製造方法的一例。
首先，藉由有機金屬化合物氣相成長(MOVPE)法，使基底部10所含有的AlN層12及發光元件構造部20所含有的氮化物半導體層21～24依序在藍寶石基板11上磊晶成長並層合。此時，於n型包覆層21中例如摻雜Si作為供體雜質，於電子阻擋層23及p型接觸層24中例如摻雜Mg作為受體雜質。
於本實施形態中，為了至少在AlN層12、n型包覆層21、活性層22(井層220、障壁層221)及電子阻擋層23的各表面上使平行於(0001)面之多段狀的台階露出，藍寶石基板11係使用主面11a相對於(0001)面以一定之範圍內(例如，到0.3°～6°左右為止)之角度(偏角)傾斜，在主面11a上露出多段狀的台階之微傾斜基板。
作為該磊晶成長之條件，除了使用上述微傾斜基板的(0001)藍寶石基板11之外，還可舉出例如多段狀的台階容易露出的成長速度(具體而言例如藉由適宜設定成長溫度、原料氣體或載體氣體的供給量或流速等諸條件，而達成該成長速度)等。尚且，此等諸條件由於可隨著成膜裝置的種類或構造而不同，故只要在成膜裝置中實際製作幾個試料，界定此等之條件即可。
作為n型包覆層21之成長條件，以在成長開始後立即，於AlN層12之上面所形成的多段狀的台階間之階差部(傾斜區域)，藉由Ga的質量移動而形成層狀區域21a的成長開始點，接著隨著n型包覆層21之磊晶成長，層狀區域21a係藉由伴隨Ga的質量移動之偏析而可向斜上方成長之方式，選擇成長溫度、成長壓力及供體雜質濃度。
具體而言，成長溫度較佳為Ga的質量移動容易發生之1050℃以上，且良好的n型AlGaN能調製的1150℃以下。又，作為較佳的一實施態樣，於層狀區域21a內形成AlGaN組成比為整數比的Al kGa 12-kN 12(k=5、6、7或8)的準安定n型區域之情況中，在超過1170℃的成長溫度時，Ga的質量移動變成過剩，即使可說是準安定AlGaN，也由於AlN莫耳分率容易隨機地變動，AlN莫耳分率為41.7%～66.7%的準安定n型區域係有難以安定地形成之可能性。作為成長壓力，75Torr以下為良好的AlGaN之成長條件而較宜，作為成膜裝置的控制極限，10Torr以上為實際的而較宜。供體雜質濃度較佳為1×10 18～5×10 18cm -3左右。尚且，上述成長溫度及成長壓力等為一例，只要按照所使用的成膜裝置來界定適宜最合適的條件即可。
有機金屬化合物氣相成長法所使用的原料氣體(三甲基鋁(TMA)氣體、三甲基鎵(TMG)氣體、氨氣)或載體氣體的供給量及流速係將n型包覆層21之平均的AlN莫耳分率Xna設定為目標值。n型包覆層21之平均的AlN莫耳分率Xna係如上述，省略重複的說明。
尚且，供體雜質濃度係對於n型包覆層21之膜厚，不一定要在上下方向均勻控制。例如，n型包覆層21內之特定薄的膜厚部分之雜質濃度係比上述設定濃度低，例如可為未達1×10 18cm -3，更佳為控制在1×10 17cm -3以下的低雜質濃度層。該低雜質濃度層之膜厚較佳為大於0nm且為200nm以下左右，更佳為10nm以上100nm以下左右，尤佳為20nm以上50nm以下左右。又，該低雜質濃度層之供體雜質濃度只要比上述設定濃度低即可，未摻雜層(0cm -3)亦可含於一部分。再者，該低雜質濃度層之一部皆或全部較佳為存在於從n型包覆層21之上面起下方側100nm以內的深度之上層域。
以上述要領，若形成具有層狀區域21a與n型本體區域21b的n型包覆層21，則在n型包覆層21之上面的全面，接著藉由有機金屬化合物氣相成長(MOVPE)法等周知之磊晶成長法，形成活性層22(井層220、障壁層221)、電子阻擋層23及p型接觸層24等。
電子阻擋層23的受體雜質濃度係作為一例，較佳為1.0×10 16～1.0×10 18cm -3左右，p型接觸層24的受體雜質濃度係作為一例，較佳為1.0×10 18～1.0×10 20cm -3左右。尚且，受體雜質濃度係對於電子阻擋層23及p型接觸層24之各膜厚，不一定要在上下方向均勻地控制。
於活性層22之形成中，以與n型包覆層21同樣的要領，在上述多段狀的台階容易露出的成長條件下，將井層220之平均的AlN莫耳分率Xwa設為目標值，使井層220成長，再者，將障壁層221之平均的AlN莫耳分率Xba設為目標值，使障壁層221成長。井層220及障壁層221之平均的AlN莫耳分率Xwa及Xba係如上述，省略重複的說明。
於電子阻擋層23之形成中，以與n型包覆層21同樣的要領，在上述多段狀的台階容易露出的成長條件下，將電子阻擋層23之平均的AlN莫耳分率Xea設為目標值，使電子阻擋層23成長。電子阻擋層23之平均的AlN莫耳分率Xea係如上述，省略重複的說明。
於本實施形態中，活性層22(井層220、障壁層221)、電子阻擋層23及p型接觸層之成長溫度，係將n型包覆層21之成長溫度設為T1，將活性層22之成長溫度設為T2，將電子阻擋層23之成長溫度設為T3，將p型接觸層之成長溫度設為T4時，於上述較佳的溫度範圍內(1050℃～1170℃)，較佳為滿足以下之式(1)及(2)所示的關係。
Figure 02_image011
再者，電子阻擋層23之成長溫度T3，當準安定EB區域的AlN莫耳分率為83.3%時，較佳為1150℃以上，當準安定EB區域的AlN莫耳分率為75%或66.7%時，較佳為1100℃以上，更佳為比1100℃較高溫。尚且，上述各溫度為一例，例如可增加氮原料氣體的流量，使成長速度降低，將上述1150℃及1100℃分別減低到1100℃及1050℃為止。
尚且，將電子阻擋層23之成長溫度T3從活性層22的成長溫度T2提高時，在該成長溫度的遷移過程中，位於其下方的井層220內發生GaN的分解，起因於該GaN的分解，有發光元件1的特性變差之可能性。因此，為了抑制該GaN的分解，較佳為在最上層的井層220與電子阻擋層23之間，為了防止上述GaN的分解，形成比障壁層221較薄膜(例如，3nm以下，較佳為2nm以下)且比障壁層221及電子阻擋層23較高之AlN莫耳分率的AlGaN層或AlN層。
以上述要領，在n型包覆層21的上面之全面，形成活性層22(井層220、障壁層221)、電子阻擋層23及p型接觸層24等，接著藉由反應性離子蝕刻等周知的蝕刻法，選擇性蝕刻氮化物半導體層21～24的第2區域R2直到n型包覆層21之上面露出為止，使n型包覆層21的上面之第2區域R2部分露出。然後，藉由電子束蒸鍍法等周知的成膜法，在未被蝕刻的第1區域R1內之p型接觸層24上形成p電極26，同時在經蝕刻的第1區域R2內之n型包覆層21上形成n電極27。尚且，在p電極26及n電極27之一者或兩者之形成後，可藉由RTA(瞬間熱退火)等周知的熱處理方法進行熱處理。
尚且，發光元件1係作為一例，在副基座等基台上安裝覆晶晶片安裝後，可以藉由聚矽氧樹脂或非晶質氟樹脂等特定的樹脂(例如，透鏡形狀的樹脂)密封的狀態使用。
以上述要領所製作的發光元件1之AlGaN系半導體層21～24的剖面構造係可製作p第2區域R2的蝕刻及電極26與n電極27的形成前之試料，以聚焦離子束(FIB)而加工具有垂直(或略垂直)於該試料的上面之剖面的試料片，藉由該試料片的HAADF-STEM影像進行觀察。HAADF-STEM影像係得到與原子量成比例的對比，重的元素被明亮地表示。因此，AlN莫耳分率低的區域係被相對明亮地表示。HAADF-STEM影像係比通常的STEM影像(明亮視野影像)較適合於AlN莫耳分率的差之觀察。
作為一例，圖15中顯示以上述要領所製作的發光元件1之包含圖5所示的井層220與障壁層221各自為3層的多重量子井構造之活性層22的發光元件1之主要部分剖面構造的HAADF-STEM影像。使用圖15所示的試料片，藉由能量分散型X射線分光法(剖面TEM-EDX)的線分析，在垂直於井層220的傾斜區域IA及台階區域TA之各表面的方向，掃描電子線探針(直徑：約2nm)而進行活性層22內的組成分析，由所得之Ga的EDX計數的掃描方向上之分布，可測定井層220內的傾斜區域IA及台階區域TA之各膜厚。
再者，AlGaN系半導體層21～24中的特定半導體層內之組成分析，可使用上述試料片，以能量分散型X射線分光法(剖面TEM-EDX)或CL(陰極發光)法進行。關於剖面TEM-EDX及CL法的組成分析，省略說明，但在本案發明者的先前其他申請案(PCT/JP2020/023050、PCT/ JP2020/024828、PCT/JP2020/026558、PCT/JP2020/031620)等之說明書中有詳細的說明。
＜發光元件的EL光譜＞ 接著，關於晶圓狀態的發光元件1之EL光譜的測定結果，參照圖16來說明。以上述製造方法之項目中說明的要領，將井層的成長溫度控制在1080℃～1170℃之範圍內，製作5種類的晶圓(W1～W5)，在每晶圓從外部量子效率為30%以上的晶片之中選擇1～5個晶片，使用分光器的附屬的自動探測器測定合計12個晶片的EL光譜。
EL光譜之測定所使用之5種類的晶圓，皆井層220的準安定井區域的AlN莫耳分率Xws為33.3%(n=4)，障壁層221的準安定障壁區域的AlN莫耳分率Xbs為83.3%(j=10)。又，井層220之膜厚係以8ML～9ML作為目標值，但在晶圓間及晶圓內有1ML左右之偏差，傾斜區域IA之膜厚係台階區域TA之膜厚較大1ML左右。
5種類的晶圓(W1～W5)之合計12個晶片的EL光譜之測定結果，係以EL光譜的波峰或肩峰之發光波長存在於286nm～289nm(8ML)、292nm～295nm(9ML)及297nm～300nm(10ML)的3個固有波長範圍之那一者，分類為3個類型。括弧內的ML值表示形成準安定井區域的傾斜區域IA或台階區域TA之膜厚。尚且，上述3個固有波長範圍若考慮5種類的晶圓(W1～W5)之井層220的成長溫度條件，則皆在能發生285nm以上的雙峰發光之波長區域，因此於井層220之平均的AlN莫耳分率Xwa，以侷限在Ga富集井區域220a及Al富集井區域之任一個所形成的準安定井區域之AlN莫耳分率(n/12)的±2%之範圍內的方式所製作的發光元件1中，適合於驗證波長差大的顯著波峰分離之發生是否被抑制。
EL光譜之測定結果係從上述3個固有波長範圍的短波長側起，依序稱為類型A、類型B、類型C，按照類型區別而分成3個曲線，圖示於圖16中。在各類型存在4個晶片，於各晶片的EL光譜，附上組合晶圓編號(Wx=W1～W5)與晶片編號(y=1～5)之符號(Wx-y)。於各曲線中，橫軸為波長，縱軸為經正規化的EL強度，在每晶片將EL強度的原點錯開0.3而圖示。
圖16中，以實線表示EL光譜的2個波峰或1個波峰與1個肩峰內的長波長側之波峰或肩峰的發光波長存在上述任一固有波長範圍內的第1類型之EL光譜(相當於相圖7之左側的狀態)，以虛線表示短波長側的波峰或肩峰之發光波長存在於上述任一固有波長範圍內的第2類型之EL光譜(相當於圖7之右側的狀態)。
下述之表1中彙總顯示圖16所示的12個EL光譜之類型、固有波長範圍、波峰及肩峰的波長、其波長差△λ及半值全寬(FWHM)。
Figure 02_image013
由圖16及表1所示的測定結果可確認，於5種類的晶圓之12個晶片中，EL光譜的波峰及肩峰之發光波長係在280nm～310nm之範圍內。再者，於5種類的晶圓之12個晶片中，W2-2與W3-1除外，EL光譜的波峰或肩峰之發光波長係存在於對應的固有波長範圍內。又，W2-2與W3-1皆為第2類型的EL光譜，但對於短波長側的波峰對應的固有波長範圍，以0.4～0.5nm之誤差接近，不從固有波長範圍大地脫離。結果可確認，準安定井區域形成於井層220內的Ga富集井區域220a或Al富集井區域內。
再者，EL光譜之測定結果，按照上述3個固有波長範圍來分類，可知上述12個晶片之形成準安定井區域的傾斜區域IA或台階區域TA之膜厚係在8～10ML之範圍內。
再者，於上述5種類的晶圓(W1～W5)之製作中，井層220的磊晶成長時之AlN莫耳分率的目標值Xwt，由於以侷限於準安定井區域的AlN莫耳分率Xws(33.3%)之±2%之範圍內的方式設定，故於上述12個晶片之全部中，EL光譜的2個波峰間之波長差△λ或1個波峰與1個肩峰間之波長差△λ為約3.8nm～約7.6nm，可確認被抑制在8nm以下，EL光譜的半值全寬(FWHM)為約12.7nm～約15.6nm，可確認被侷限於本實施形態中的EL光譜之半值全寬的目標範圍之12nm～20nm之範圍內。尚且，El光譜的半值全寬更佳為被侷限於12nm～16nm之範圍內，上述12個晶片滿足比該等較佳的條件。
於波長差△λ為7.6nm的晶片W2-2、W4-1、W5-2之EL光譜中，雖然不發生明確的波峰分離，但由於亦包含快要發生波峰分離的狀態，故只要波長差△λ為8nm左右以下，則明確的波峰分離係被某程度抑制，只要波長差△λ為7.6nm以下，則認為明確的波峰分離可被充分地抑制。再者，只要波長差△λ為7nm以下，更佳為6nm以下，尤佳為5nm以下，則認為波峰分離可被充分地抑制。
再者，井層220之磊晶成長時的AlN莫耳分率之目標值Xwt，由於以侷限於準安定井區域的AlN莫耳分率Xws(33.3%)的±2%之範圍內的方式設定，故可確認於晶圓W1～W3中，在同一晶圓內，準安定井區域形成於Ga富集井區域220a內的晶片(第1類型的EL光譜)與準安定井區域形成於Al富集井區域內的晶片(第2類型的EL光譜)混合存在。
圖16中所示的EL光譜之測定結果，雖然顯示準安定井區域的AlN莫耳分率Xws為33.3%(n=4)之情況，但根據該測定結果，即使於準安定井區域的AlN莫耳分率Xws為33.3%以外之情況(n=3、5或6)中，尤其於波峰及肩峰的發光波長在280nm～310nm之範圍內之情況中，也與AlN莫耳分率Xws為33.3%(n=4)之情況同樣地，準安定井區域形成於井層220內的Ga富集井區域220a或Al富集井區域內，結果推測EL光譜的2個波峰間之波長差△λ或1個波峰與1個肩峰間之波長差△λ係被抑制在8nm以下，EL光譜的半值全寬係被侷限於12nm～20nm之範圍內。
再者，於圖16所示的EL光譜之測定結果中，關於波峰或肩峰的固有波長範圍為285nm以上之情況，可確認雙峰發光的抑制效果，但將活性層22的各半導體層之成長溫度設定在比上述5種類的晶圓之成長溫度較高，於井層220內的Al空孔發生被抑制之情況中，即使對於固有波長範圍未達285nm之情況，也同樣地可確認發光元件1的雙峰發光之抑制效果。
再者，即使準安定井區域的AlN莫耳分率Xws為33.3%以外，進而即使固有波長範圍未達285nm，也在同一晶圓內，準安定井區域形成於Ga富集井區域220a內的晶片與準安定井區域形成於Al富集井區域內的晶片可混合存在。
[第2實施形態] 於第1實施形態的發光元件1中，構成發光元件構造部20的p型層為電子阻擋層23與p型接觸層24之2層，但於第2實施形態的發光元件2中，p型層係在電子阻擋層23與p型接觸層24之間具有以1層以上的p型AlGaN系半導體所構成之p型包覆層25。
因此，於第2實施形態中，如圖17所示，發光元件構造部20的AlGaN系半導體層21～25係從基底部10側起，依序具備使n型包覆層21(n型層)、活性層22、電子阻擋層23(p型層)、p型包覆層25(p型層)及p型接觸層24(p型層)依順序磊晶成長而層合的構造。
第2實施形態的發光元件2中的基底部10及發光元件構造部20的AlGaN系半導體層21～24、p電極26、n電極27，由於與第1至第3實施形態之任一發光元件1的基底部10及發光元件構造部20之AlGaN系半導體層21～24、p電極26、n電極27相同，故省略重複的說明。
p型包覆層25係從藍寶石基板11的主面11a起依序磊晶成長的基底部10之AlN層12及發光元件構造部20的n型包覆層21與活性層22內的各半導體層與電子阻擋層23同樣地，具有形成有平行於源自藍寶石基板11的主面11a之(0001)面的多段狀的台階之表面。
圖18中示意顯示活性層22中的井層220及障壁層221之層合構造(多重量子井構造)的一例。圖18中，在第1實施形態中使用圖5所說明的層合構造之電子阻擋層23上，形成p型包覆層25。
即使於p型包覆層25中，也在橫向相鄰的台階T間，如上述地，形成對於(0001)面呈傾斜的傾斜區域IA。將傾斜區域IA以外的上下被台階T所夾持的區域稱為台階區域TA。p型包覆層25之膜厚包含台階區域TA及傾斜區域IA，例如被調整至20nm～200nm之範圍內。
如圖18所示地的顯示，於p型包覆層25中，藉由從台階區域TA向傾斜區域IA之Ga的質量移動，在傾斜區域IA內形成比台階區域TA較低之AlN莫耳分率的Ga富集p型區域25a。
p型包覆層25的台階區域TA的AlN莫耳分率係設定在51%以上且未達電子阻擋層23的台階區域TA的AlN莫耳分率之範圍內。再者，p型包覆層25的Ga富集p型區域25a的AlN莫耳分率，係以未達電子阻擋層23的Ga富集EB區域23a的AlN莫耳分率之方式設定。
再者，p型包覆層25的台階區域TA的AlN莫耳分率係於上述範圍內，以比Ga富集p型區域25a的AlN莫耳分率較高1%以上，較佳為2%以上，更佳為4%以上之方式設定。為了充分確保Ga富集p型區域25a中的載子之局部化效果，較佳為將p型包覆層25的Ga富集p型區域25a與台階區域TA的AlN莫耳分率差設為4～5%以上，但即使為1～2%左右，也可期待載子的局部化效果。
作為較佳的一實施態樣，於電子阻擋層23的Ga富集EB區域23a內，AlN莫耳分率比準安定井區域的AlN莫耳分率較高20%以上，與以AlGaN組成比為整數比的Al mGa 12-mN 12(m=8、9或10)且AlN莫耳分率為Xes(=m/12)的p型之準安定AlGaN所構成的準安定EB區域支配地存在者同樣地，於p型包覆層25的Ga富集p型區域25a內，AlGaN組成比為整數比的Al iGa 12-iN 12，AlN莫耳分率為Xps(=i/12)，且以未達電子阻擋層23的準安定EB區域的AlN莫耳分率Xes之p型的準安定AlGaN所構成的準安定p型區域係支配地存在。整數i為6、7或8，且滿足i＜m。因此，整數m為8時，整數i為6或7。
再者，作為較佳的一實施態樣，於p型包覆層25的Ga富集p型區域25a內，形成上述AlGaN組成比(Al iGa 12-iN 12，i=6～8)且AlN莫耳分率為Xps(=i/12)的準安定p型區域之情況中，p型包覆層25之平均的AlN莫耳分率Xpa係以準安定p型區域的AlN莫耳分率Xps(=i/12)作為基準，較佳設定於(Xps+2%)～(Xps+7%)之範圍內。結果，由於Ga富集p型區域25a與p型包覆層25的台階區域TA之間的AlN莫耳分率差大致安定地維持在2%以上，故安定地發揮上述Ga富集EB區域23a中的載子之局部化效果。
接著，簡單說明p型包覆層25之成長方法。於p型包覆層25之形成中，以第1實施形態所說明的n型包覆層21及電子阻擋層23同樣之要領，在上述多段狀的台階容易露出之成長條件下，以p型包覆層25之平均的AlN莫耳分率Xpa作為目標值，使p型包覆層25成長。
[其他實施形態] 以下，說明上述第1及第2實施形態之變形例。
(1)於上述第1及第2實施形態中，在活性層22內的井層220及障壁層221中，形成藉由階梯流動成長所致的多段狀的台階T，但於使用的藍寶石基板之傾斜角為0°～約0.3°或極小的情況中，在平坦的結晶成長面上可形成六角柱或六角錘狀的突丘(hillock)或坑(pit)。
因此，於上述第1及第2實施形態中，說明在井層220的傾斜區域IA形成Ga富集井區域220a之情況，但於井層220的結晶成長面為平坦面的其它實施形態中，質量移動容易的Ga係集中於該突丘等之周圍，可形成Ga富集井區域220a。此時，Al富集井區域係隨著Ga富集井區域220a之形成時的Ga的質量移動，在Ga富集井區域220a以外的台階區域TA之一部分區域中，Al的密度相對地增加而形成。
即使於該其他實施形態中，也與上述第1及第2實施形態同樣地，在井層220的Ga富集井區域220a或Al富集井區域內中，形成AlGaN組成比為整數比的Al nGa 12-nN 12之準安定AlGaN的準安定井區域。但是，整數n為3、4、5或6。再者，井層220的磊晶成長時之AlN莫耳分率的目標值Xwt亦與上述第1及第2實施形態同樣地，以滿足下述不等式所示的條件之方式設定。
Figure 02_image015
關於井層220以外的各半導體層，係與井層220同樣地，結晶成長面為平坦面，或者即使形成多段狀的台階T也其面積大，但關於其以外的各部分之AlN莫耳分率、膜厚等，係與上述第1及第2實施形態所說明者相同，省略重複的說明。
(2)於上述各實施形態中，設想活性層22係使以AlGaN系半導體所構成的2層以上之井層220與以AlGaN系半導體或AlN系半導體所構成的1層以上之障壁層221交替地層合之多重量子井構造所構成之情況，但活性層22亦可井層220僅為1層的單一量子井構造，成為不具有障壁層221(量子障壁層)之構成。即使對於該單一量子井構造，也明顯地可同樣地達成以上述各實施形態所採用的井層220之效果。
(3)於上述各實施形態中，作為n型包覆層21的成長條件之一例，有機金屬化合物氣相成長法所使用的原料氣體或載體氣體之供給量及流速，係對應構成n型包覆層21的n型AlGaN層全體之平均的AlN莫耳分率而設定及說明。亦即，n型包覆層21全體之平均的AlN莫耳分率在上下方向被設定於一定值之情況，係設想上述原料氣體等的供給量及流速被控制在一定之情況。然而，上述原料氣體等之供給量及流速可未必被控制在一定。
(4)於上述各實施形態中，第1區域R1及p電極26的俯視形狀係作為一例，採用梳形形狀者，但該俯視形狀係不限定於梳形形狀。又，亦可第1區域R1複數存在，各自被1個第2區域R2所包圍之俯視形狀。
(5)於上述各實施形態中，例示使用主面對於(0001)面具有偏角的藍寶石基板11，使用在AlN層12之表面露出多段狀的台階之基底部10情況，但該偏角的大小或設置偏角的方向(具體而言，使(0001)面傾斜的方向，例如m軸方向或a軸方向等)，係在AlN層12之表面露出多段狀的台階，形成層狀區域21a的成長開始點之範圍中，可任意地決定。
(5)於上述各實施形態，作為發光元件1，如圖1所例示，例示具備含藍寶石基板11的基底部10之發光元件1，但亦可藉由掀離(lift-off)等而去除藍寶石基板11(進而基底部10所包含的一部分或全部之層)。再者，構成基底部10的基板係不限定於藍寶石基板。 [產業上的利用可能性]
本發明可利用於一種氮化物半導體紫外線發光元件，其係具備在上下方向層合有由纖鋅礦構造的AlGaN系半導體所成之n型層、活性層及p型層之發光元件構造部而成者。
1:氮化物半導體紫外線發光元件 10:基底部 11:藍寶石基板 11a:藍寶石基板的主面 12:AlN層 20:發光元件構造部 21:n型包覆層(n型層) 21a:層狀區域(n型層) 21b:n型本體區域(n型層) 22:活性層 220:井層 220a:Ga富集井區域 221:障壁層 221a:Ga富集障壁區域 23:電子阻擋層(p型層) 23a:Ga富集EB區域 24:p型接觸層(p型層) 25:p型包覆層(p型層) 25a:Ga富集p型區域 26:p電極 27:n電極 100:基板 101:AlGaN系半導體層 102:模板 103:n型AlGaN系半導體層 104:活性層 105:p型AlGaN系半導體層 106:p型接觸層 107:n電極 108:p電極 BL:第1區域與第2區域之邊界線 IA:傾斜區域 P1:EL光譜的波峰 P2:EL光譜的波峰 R1:第1區域 R2:第2區域 SP1:EL光譜的肩峰 SP2:EL光譜的肩峰 T:台階 TA:台階區域
[圖1]係示意地顯示AlGaN的纖鋅礦結晶構造之圖。 [圖2]係顯示從圖1中所示的纖鋅礦結晶構造之c軸方向來觀看之A面的各部位與B面的各部位之間的位置關係之平面圖。 [圖3]係示意地顯示AlGaN組成比為整數比的以Al 1Ga 2N 3、Al 1Ga 1N 2、Al 2Ga 1N 3表示的各準安定AlGaN中的3族元素之部位面(A3面、B3面)的Al與Ga之對稱排列構造之圖。 [圖4]係示意地顯示第1實施形態之氮化物半導體紫外線發光元件的構造的一例之主要部分剖面圖。 [圖5]係示意地顯示圖4所示的氮化物半導體紫外線發光元件的活性層之層合構造的一例之主要部分剖面圖。 [圖6]係示意地顯示圖5所示的傾斜區域IA之更詳細構造之圖。 [圖7]係示意地顯示井層內的Ga之質量移動所伴隨的Ga富集井區域及Al富集井區域內之AlN莫耳分率的變化之圖。 [圖8]係示意地顯示EL光譜具有分離成2個的波峰之情況與具有1個波峰與1個肩峰之情況之圖。 [圖9]係說明EL光譜的波峰及肩峰與EL光譜之2次導函數的極小值之關係之圖。 [圖10]係顯示Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率為50%時，由AlGaN井層與AlGaN障壁層所成之量子井構造的發光波長與井層的膜厚及障壁層的AlN莫耳分率之關係之曲線圖。 [圖11]係顯示Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率為41.7%時，由AlGaN井層與AlGaN障壁層所成之量子井構造的發光波長與井層的膜厚及障壁層的AlN莫耳分率之關係之曲線圖。 [圖12]係顯示Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率為33.3%時，由AlGaN井層與AlGaN障壁層所成之量子井構造的發光波長與井層的膜厚及障壁層的AlN莫耳分率之關係之曲線圖。 [圖13]係顯示Ga富集井區域220a的AlN莫耳分率為25%時，由AlGaN井層與AlGaN障壁層所成之量子井構造的發光波長與井層的膜厚之關係之曲線圖。 [圖14]係示意地顯示從圖4的上側來觀看圖4所示的氮化物半導體紫外線發光元件時之構造的一例之俯視圖。 [圖15]係示意地顯示第1實施形態的氮化物半導體紫外線發光元件之包含多重量子井構造的活性層之主要部分剖面構造之HAADF-STEM影像。 [圖16]係顯示第1實施形態之氮化物半導體紫外線發光元件的晶圓狀態之EL光譜的測定結果之曲線圖。 [圖17]係示意地顯示第2實施形態之氮化物半導體紫外線發光元件之構造的一例之主要部分剖面圖。 [圖18]係示意地顯示圖17所示之氮化物半導體紫外線發光元件之包含活性層的主要部分之層合構造的一例之主要部分剖面圖。 [圖19]係示意地顯示一般的紫外線發光二極體之元件構造的一例之主要部分剖面圖。
1:氮化物半導體紫外線發光元件
10:基底部
11:藍寶石基板
11a:藍寶石基板的主面
12:AlN層
20:發光元件構造部
21:n型包覆層(n型層)
21a:層狀區域(n型層)
21b:n型本體區域(n型層)
22:活性層
23:電子阻擋層(p型層)
24:p型接觸層(p型層)
26:p電極
27:n電極
220:井層
221:障壁層
R1:第1區域
R2:第2區域

Claims (13)

  1. 一種氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其係具備在上下方向層合有由纖鋅礦構造的AlGaN系半導體所成之n型層、活性層及p型層之發光元件構造部而成的氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其特徵為具有： 第1步驟，於包含藍寶石基板的基底部上，藉由磊晶成長而形成n型AlGaN系半導體的前述n型層； 第2步驟，於前述n型層上，藉由磊晶成長而形成含有1層以上的以AlGaN系半導體所構成的井層之量子井構造的前述活性層；與 第3步驟，於前述活性層上，藉由磊晶成長而形成p型AlGaN系半導體的前述p型層； 整數n為3、4、5或6， 於前述第2步驟中，將前述井層之磊晶成長時的AlN莫耳分率之目標值Xwt設定在以下之範圍內，
    Figure 03_image001
    於前述井層內，形成比前述井層之平均的AlN莫耳分率Xwa較低之AlN莫耳分率的Ga富集井區域與比前述平均的AlN莫耳分率Xwa較高之AlN莫耳分率的Al富集井區域，同時 於前述Ga富集井區域或前述Al富集井區域內，使AlGaN組成比成為整數比的Al nGa 12-nN 12之準安定AlGaN的準安定井區域成長。
  2. 如請求項1之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其中前述藍寶石基板係具有對於(0001)面僅以特定角度傾斜之主面的微傾斜基板， 於前述第1步驟及前述第2步驟中，在前述n型層及前述活性層之各表面，使平行於(0001)面的多段狀的台階表露出， 於前述第2步驟中，在前述活性層內之各半導體層，分別形成連接前述多段狀的台階之相鄰台階間之對(0001)面呈傾斜的傾斜區域與前述傾斜區域以外的台階區域， 於前述井層的前述傾斜區域內形成前述Ga富集井區域，於前述井層的前述台階區域內形成前述Al富集井區域。
  3. 如請求項1或2之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其中藉由在前述Ga富集井區域或前述Al富集井區域內形成前述準安定井區域，而於前述氮化物半導體紫外線發光元件的EL光譜中，將以波長為變數的函數所表示的EL強度之2次導函數的第一與第二小的極小值之極值點間的波長差抑制在8nm以下。
  4. 如請求項1～3中任一項之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其中於前述第2步驟中，將形成前述準安定井區域的前述Ga富集井區域或前述Al富集井區域之膜厚以單原子層的整數倍控制在4～12單原子層之範圍內。
  5. 如請求項1～4中任一項之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其中於前述第2步驟中，在前述Ga富集井區域內抑制AlGaN組成比成為整數比的Al n-1Ga 13-nN 12之準安定AlGaN的準安定井區域之成長，且在前述Al富集井區域內抑制AlGaN組成比成為整數比的Al n+1Ga 11-nN 12之準安定AlGaN的準安定井區域之成長。
  6. 如請求項1～5中任一項之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其中於同一晶圓內之複數的晶片中，於前述第2步驟中，在前述Ga富集井區域內前述準安定井區域成長的第1類型晶片與在前述Al富集井區域內前述準安定井區域成長的第2類型晶片混合存在。
  7. 如請求項1～6中任一項之氮化物半導體發光元件之製造方法，其中於前述第2步驟中，藉由交替地磊晶成長而層合以AlGaN系半導體構成的前述井層與以AlGaN系半導體構成的障壁層，形成包含2層以上的前述井層之多重量子井構造的前述活性層。
  8. 一種氮化物半導體紫外線發光元件，其係具備在上下方向層合有由纖鋅礦構造的AlGaN系半導體所成之n型層、活性層及p型層之發光元件構造部而成的氮化物半導體紫外線發光元件，其特徵為： 前述n型層係以n型AlGaN系半導體的磊晶成長層所構成， 於前述n型層與前述p型層之間所配置的前述活性層具有量子井構造，該量子井構造包含以AlGaN系半導體的磊晶成長層所構成之1層以上的井層， 前述p型層係以p型AlGaN系半導體的磊晶成長層所構成， 於前述井層內，存在比前述井層之平均的AlN莫耳分率Xwa較低之AlN莫耳分率的Ga富集井區域與比前述平均的AlN莫耳分率Xwa較高之AlN莫耳分率的Al富集井區域， 整數n為3、4、5或6，於前述Ga富集井區域或前述Al富集井區域內，形成AlGaN組成比成為整數比的Al nGa 12-nN 12之準安定AlGaN的準安定井區域， 於EL光譜中，以波長為變數的函數所表示的EL強度之2次導函數的第一與第二小的極小值之極值點間的波長差為8nm以下。
  9. 如請求項8之氮化物半導體紫外線發光元件，其中前述n型層與前述活性層與前述p型層內的各半導體層為磊晶成長層，該磊晶成長層具有形成有平行於(0001)面之多段狀的台階之表面， 前述活性層內的各半導體層具有連接前述多段狀的台階之相鄰台階間之對(0001)面呈傾斜的傾斜區域與前述傾斜區域以外的台階區域， 於前述井層的前述傾斜區域內存在前述Ga富集井區域，於前述井層的前述台階區域內存在前述Al富集井區域。
  10. 如請求項8或9之氮化物半導體紫外線發光元件，其中形成前述準安定井區域的前述Ga富集井區域或前述Al富集井區域之膜厚係單原子層的整數倍，在4～12單原子層之範圍內。
  11. 如請求項8～10中任一項之氮化物半導體紫外線發光元件，其中前述平均的AlN莫耳分率Xwa係在以下之範圍內，
    Figure 03_image003
    。
  12. 如請求項8～11中任一項之氮化物半導體紫外線發光元件，其中前述活性層具有包含2層以上的前述井層之多重量子井構造， 於2層的前述井層間存在以AlGaN系半導體所構成的障壁層。
  13. 如請求項8～12中任一項之氮化物半導體發光元件，其中進一步具備包含藍寶石基板的基底部， 前述藍寶石基板具有對於(0001)面僅以特定角度傾斜的主面，於該主面之上方形成前述發光元件構造部， 前述藍寶石基板之從前述主面到前述p型層為止的各半導體層為磊晶成長層，該磊晶成長層具有形成有平行於(0001)面之多段狀的台階之表面。
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