TWI502766B - Iii族氮化物磊晶基板及使用該基板之深紫外發光元件 - Google Patents

Iii族氮化物磊晶基板及使用該基板之深紫外發光元件 Download PDF

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Description

III族氮化物磊晶基板及使用該基板之深紫外發光元件
本發明係關於一種III族氮化物磊晶基板及使用該基板之深紫外發光元件。
近年來，一般包含Al、Ga、In等與N之化合物之III族氮化物半導體被廣泛用於發光元件或電子設備用元件等。此種設備之特性會大幅度地受到III族氮化物半導體之結晶性之影響，因此，需要用以使結晶性高之III族氮化物半導體成長之技術。
III族氮化物半導體係於包含藍寶石、SiC、Si或GaAs等之基板上磊晶成長而形成。然而，對於III族氮化物半導體與該等基板而言，由於晶格常數或熱膨脹係數大不相同，因此，存在如下問題：於使III族氮化物半導體在該等基板上成長之情形時，於成長之III族氮化物半導體中產生龜裂或凹陷(點狀缺陷)。因此，已知於基板上形成緩衝層之後，使III族氮化物半導體層於該緩衝層上磊晶成長，藉此，藉由緩衝層之應變緩衝效果而防止產生龜裂或凹陷，使結晶性高之III族氮化物層成長。
專利文獻1中揭示有如下技術：於Si基板與III族氮化物半導體層之間設置AlN系超晶格緩衝層，該AlN系超晶格緩衝層交替地分別 積層有複數層之包含Alx Ga1-x N(Al含有率x為0.5≦x≦1)之第1層與包含Aly Ga1-y N(Al含有率y為0.01≦y≦0.2)之第2層，藉此，於Si基板上製造結晶性高且防止產生龜裂之III族氮化物半導體層。
又，專利文獻2中揭示有如下技術：於Si基板上形成AlN 緩衝層，AlN緩衝層上依序形成組成傾斜層與超晶格複合層，上述組成傾斜層係使Al含有率在結晶成長方向減少之方式使組成傾斜之層，上述超晶格複合層係交替地積層有高Al含有層與低Al含有層之層，於上述超晶格複合層上形成III族氮化物半導體層，藉此，獲得結晶性高之III族氮化物半導體層。
[先前技術文獻] [專利文獻]
[專利文獻1]日本專利特開2007-67077號公報
[專利文獻2]日本專利特開2009-158804號公報
本發明者研究出了如下深紫外發光元件，該深紫外發光元件係於包含藍寶石或SiC之基板上，使包含發出深紫外光之發光層且包含AlGaN材料之活性層磊晶成長所得。為了獲得高發光輸出，必需使結晶性高之高品質之活性層於基板上成長。再者，於本說明書中，所謂「深紫外光」，係指波長為200 nm~350 nm之範圍內的光。
然而，根據本發明者之研究，已知：即便於包含藍寶石或 SiC之基板上而非於Si基板上形成專利文獻1或專利文獻2所揭示之緩衝層，且於該緩衝層上形成III族氮化物半導體層，藉此製作深紫外發光元件，亦無法獲得充分之發光輸出。深紫外發光元件作為可於殺菌、淨水、醫療、照明、高密度光記錄等廣泛領域中使用之發光元件，近年來備受關注，且需要獲得更高之發光輸出。
因此，本發明鑒於上述問題，其目的在於提供可獲得發光輸 出已提高之深紫外發光元件之III族氮化物磊晶基板、及發光輸出已提高之深紫外發光元件。
為了實現上述目的，本發明之主要構成如下所述。
(1)一種III族氮化物磊晶基板，其特徵在於包括：基板；AlN緩衝層，形成於上述基板上；第1超晶格積層體及第2超晶格積層體，依序形成於上述緩衝層上；以及III族氮化物積層體，於上述第2超晶格積層體上磊晶成長且包含活性層，該活性層包含Alα Ga1-α N(0.03≦α)層，上述第1超晶格積層體交替地含有由Ala Ga1-a N構成之第1層、與由Alb Ga1-b N(0.9<b≦1)更成之第2層，且滿足α<a及a<b之條件，上述第2超晶格積層體反覆地含有由Alx Ga1-x N構成之第3層、由Aly Ga1-y N構成之第4層、及由Alz Ga1-z N(0.9<z≦1)構成之第5層，且滿足α<x及x<y<z之條件。
(2)如上述(1)所記載之III族氮化物磊晶基板，其滿足z-x≧0.20之條件。
(3)如上述(1)或(2)所記載之III族氮化物磊晶基板，其中上述第1超晶格積層體及第2超晶格積層體中相鄰接之層之Al含有率差為0.05以上且為0.40以下。
(4)如上述(1)~(3)中任一項所記載之III族氮化物磊晶基板，其中y-x小於z-y。
(5)如上述(1)~(4)中任一項所記載之III族氮化物磊晶基板，其滿足0.20≦x<0.90及0.60≦y<0.95之條件。
(6)如上述(1)~(5)中任一項所記載之III族氮化物磊晶基板，其滿足a>x之條件。
(7)如上述(1)~(6)中任一項所記載之III族氮化物磊晶基板，其中上述基板由藍寶石、SiC、鑽石中之任一種材料構成。
(8)一種深紫外發光元件，其使用有上述(1)~(7)中任一項所記載之III族氮化物磊晶基板。
根據本發明，可提供可獲得發光輸出已提高之深紫外發光元件之III族氮化物磊晶基板、及發光輸出已提高之深紫外發光元件。
10‧‧‧III族氮化物磊晶基板
12‧‧‧基板
14‧‧‧AlN緩衝層
16‧‧‧第1超晶格積層體
16A‧‧‧第1層(Ala Ga1-a N)
16B‧‧‧第2層(Alb Ga1-b N)
18‧‧‧第2超晶格積層體
18A‧‧‧第3層(Alx Ga1-x N)
18B‧‧‧第4層(AlyGa1-yN)
18C‧‧‧第5層(Alz Ga1-z N)
20‧‧‧III族氮化物積層體
22‧‧‧n型AlGaN層
24‧‧‧活性層
26‧‧‧p型AlGaN層
28‧‧‧p型GaN接觸層
α、β‧‧‧Al含有率
圖1係本發明之III族氮化物磊晶基板之示意剖面圖。
圖2A(a)係用以對關於實施例1之超晶格積層體之Al組成進行說明 之示意圖，圖2A(b)、圖2A(c)分別係用以對關於比較例1、比較例2之超晶格積層體之Al組成進行說明之示意圖。
圖2B(a)~圖2B(c)分別係用以對關於比較例3~比較例5之超晶格積層體之Al組成進行說明之示意圖。
圖3係表示使單層之AlGaN層於AlN樣本基板上磊晶成長時之該AlGaN層之Al組成與結晶性之關係的曲線圖。
以下，一面參照圖式，一面對本發明之III族氮化物磊晶基板之實施形態進行說明。圖1模式性地表示本發明之一個實施形態即III族氮化物磊晶基板10之剖面構造。
III族氮化物磊晶基板10包括：基板12；AlN緩衝層14，其形成於上述基板12上；第1超晶格積層體16及第2超晶格積層體18，其依序形成於上述緩衝層14上；以及III族氮化物積層體20，其於上述第2超晶格積層體18上磊晶成長。
基板12較佳為對AlN緩衝層14、第1超晶格積層體16及第2超晶格積層體18(以下，將AlN緩衝層14、第1超晶格積層體16及第2超晶格積層體18統稱為「緩衝層」)施加壓縮應力之基板，作為此種基板12，可列舉包含藍寶石、SiC、及鑽石等之基板。再者，由於Si基板為對緩衝層施加拉伸應力之基板，因此，不適合作為本發明中所使用之基板12。
對緩衝層施加壓縮應力還是施加拉伸應力係取決於基板之材料與AlN緩衝層之晶格常數差及熱膨脹係數差。此處所謂之基板之晶格常數，係使緩衝層成長之面中的晶格常數。例如於使用藍寶石基板之情形 時，對於藍寶石與AlN而言，藍寶石之晶格常數更大，因此，於成長過程中，拉伸應力會作用於AlN，但藍寶石具有較AlN之熱膨脹係數更大之熱膨脹係數，因此，當使緩衝層磊晶成長且進行冷卻時，藍寶石基板會過度收縮，成長過程中之拉伸應力以上之強壓縮應力會作用於緩衝層。又，於使用SiC基板之情形時，對於SiC與AlN而言，幾乎無熱膨脹係數差，但SiC具有較AlN之晶格常數更小之晶格常數，因此，壓縮應力會作用於緩衝層。可根據用途而適當地選擇基板之厚度、大小，但一般而言，與緩衝層之厚度相比，基板之厚度非常厚。再者，使用之基板之結晶面例如為(0001)面，若根據a軸長對晶格常數進行比較，則相對於AlN(3.11 Å)，藍寶石(4.76 Å)、SiC(3.08 Å)。AlN之熱膨脹係數為(4.2)，藍寶石之熱膨脹係數為(7.5)、SiC之熱膨脹係數為(4.2)(單位均為ppm/K)。
III族氮化物積層體20包含活性層24，該活性層24包含 Alα Ga1-α N(0.03≦α)層。於本實施形態中，III族氮化物積層體20自第2超晶格積層體18側起，依序包含n型AlGaN層22、活性層24、p型AlGaN層26及p型GaN接觸層28。n型AlGaN層22、p型AlGaN層26及p型GaN接觸層28係可藉由使用MOCVD(Metal Organic Chemical Vapor Deposition，有機金屬化學氣相沈積)法等已知之方法進行磊晶成長而形成。作為p型雜質，可例示Be、Mg，作為n型雜質，可例示Si、Ge。
活性層24例如可設為藉由AlGaN系材料而形成有多重量子 井(Multiple Quantum Well，MQW)構造之發光層。該發光層可藉由MOCVD法等進行磊晶成長而形成。於本實施形態中，將多重量子井構造之井層設為Alα Ga1-α N(0.03≦α)層。於該情形時，活性層24成為發出發光峰值波 長為350 nm以下之深紫外光之發光層。再者，於AlGaN系之多重量子井構造之情形時，發光波長可主要由井層之Al含有率控制，Al含有率越高，則發出波長越短之光。例如，將井層之Al含有率設為0.4，藉此，可自活性層24發出280 nm之深紫外光。
各層之厚度無特別限定，例如可將n型AlGaN層22之厚度 設為500 nm~5000 nm，將活性層24之厚度設為20 nm~1000 nm，將p型AlGaN層26之厚度設為20 nm~500 nm，將p型GaN接觸層28之厚度設為10 nm~500 nm。
本發明之III族氮化物磊晶基板10之特徵係位於基板12與 III族氮化物積層體20之間之緩衝層。緩衝層自基板12側起，依序包含AlN緩衝層14、第1超晶格積層體16及第2超晶格積層體18。而且，第1超晶格積層體16交替地含有包含Ala Ga1-a N之第1層16A、與包含Alb Ga1-b N(0.9<b≦1)之第2層16B，且滿足α<a及a<b之條件。進而，第2超晶格積層體18反覆地含有包含Alx Ga1-x N之第3層18A、包含Aly Ga1-y N之第4層18B及包含Alz Ga1-z N(0.9<z≦1)之第5層18C，且滿足α<x及x<y<z之條件。藉由採用此種構成，本發明產生如下之顯著效果：可由III族氮化物磊晶基板10獲得發光輸出已提高之深紫外發光元件。
以下，包含作用效果地對採用如上所述之構成之技術意義進 行說明。本發明者研究了各種超晶格緩衝層作為緩衝層之構成，該超晶格緩衝層係自基板12側起，首先積層AlN，然後將低Al組成之Ala Ga1-a N(第1層)與高Al組成之Alb Ga1-b N(a<b、0.9<b≦1，第2層)交替地積層而成。
首先，關於圖2B(a)所示之交替地形成有GaN(第1層) /AlN(第2層)之超晶格積層體，對於使GaN等之不足3%之低Al組成的AlGaN層在該積層體上成長有效。然而，於使作為本發明之對象之包含活性層之III族氮化物半導體成長之情形時，以下之問題顯而易見，上述活性層包含Alα Ga1-α N(0.03≦α)。亦即，第1層之Al含有率小於井層之Al含有率α，結果，第1層之帶隙小於Alα Ga1-α N(0.03≦α)，藉此，導致第1層會吸收活性層所發出之光，其結果，發光輸出下降。若以例如0.2 nm~0.3 nm左右之厚度形成第1層，以使光吸收為最小限度，則無法充分地獲得應變緩衝效果(後述之利用超晶格積層體內之拉伸應力抵消來自基板之壓縮應力的效果)，於該情形時，亦無法獲得充分之發光輸出。
又，如圖2A(b)所示之交替地形成有Al0.85 Ga0.15 N(第1層) /AlN(第2層)之超晶格積層體般，當第1層之Al含有率充分高於井層之Al含有率α時，活性層所發出之光不會被第1層吸收。然而，第1層與第2層之Al含有率之差變小，結果，無法充分地獲得應變緩衝效果。因此，形成於該緩衝層上之III族氮化物積層體20之結晶性不充分，無法獲得充分之發光輸出。
因此，為了使第1層之Al含有率高於井層之Al含有率α，且為了儘量使第1層與第2層之Al含有率之差增大，已研究出了圖2B(b)所示之交替地形成有Al0.53 Ga0.47 N(第1層)/AlN(第2層)之超晶格積層體。然而，已知於該情形時，有時會於第2層中產生龜裂。推測其係由以下之理由引起。對於AlGaN而言，Al含有率越高，則成長時之表面平坦性越差，因此，第1層具有平坦性較差之表面。若於此處形成與第1層之間之Al含 有率之差較大的第2層，則認為大拉伸應力會施加至第2層，並產生龜裂。若第2層之龜裂貫通至III族氮化物積層體20為止，則無法作為發光元件而發揮功能，因此不佳。再者，於圖2B(a)之情形時，由於第1層之GaN之平坦性高，因此，即便將AlN積層於該GaN上，亦不會產生龜裂。又，於圖2A(b)之情形時，第1層之Al0.85 Ga0.15 N之平坦性不佳，但與第2層之間之Al含有率之差小，因此，不會對第2層施加過大之拉伸應力，同樣不會產生龜裂。
圖3係表示使單層之AlGaN層於AlN樣本基板上磊晶成長時之該AlGaN層之Al組成與結晶性之關係的曲線圖，上述AlN樣本基板係於藍寶石基板上形成AlN緩衝層而成。橫軸表示Al組成(%)，縱軸表示利用X射線繞射裝置對各樣本進行分析時之相當於(102)面的峰值之半值寬度。該半值寬度越小，則AlGaN層之結晶性越佳。認為結晶性隨著Al含有率自20%附近升高而惡化係由平坦性之惡化引起。另一方面，認為結晶性隨著Al含有率自50%左右升高而變佳之原因在於與AlN緩衝層之間之Al含有率差減小。根據圖3，已知：於與AlN層鄰接之情形時，若XRC(102)約為700以上之Al組成處於40%~60%之範圍，則難以獲得良好之結晶性。因此，已知：對於與高Al組成之Alb Ga1-b N(0.9<b≦1)鄰接之AlGaN層的Al含有率而言，較佳為避免Al含有率差處於超過0.4且不足0.6之範圍內。
如此，本發明者得出如下結論：為了防止產生龜裂，抑制光吸收且充分地獲得應力緩衝效果，若僅利用如至今為止之交替地形成有2個層之超晶格積層體，則存在極限。而且，本發明者發現：除了設置交替 地形成有2個層之超晶格積層體之外，亦設置反覆地形成有3個層之特定之超晶格積層體，藉此，可實現上述目的，從而完成了本發明。
對於本實施形態之III族氮化物磊晶基板10而言，第1超晶 格積層體16滿足α<a及a<b之條件，第2超晶格積層體18滿足α<x及x<y<z之條件。亦即，超晶格積層體之各層均具有較井層Alα Ga1-α N之Al含有率α更高之Al含有率。藉此，可防止第1超晶格積層體16、第2超晶格積層體18吸收活性層所發出之光。
將第2超晶格積層體18設為三層構造，該三層構造之Al 組成自基板12側起，依照第3層18A、第4層18B、第5層18C之順序升高，藉此，拉伸應力自第3層18A施加至第4層18B，拉伸應力自第4層18B施加至第5層18C。如此，於一組中，階段性地施加多次之拉伸應力，藉此，與上述雙層構造相比較，可充分地抵消自基板12承受之壓縮應力，從而促進形成於第2超晶格積層體18上之III族氮化物半導體層20之橫方向成長。結果，可獲得結晶性更高之III族氮化物半導體層20。
又，藉由將第2超晶格積層體18設為三層構造，容易使鄰 接之層之間的Al組成差減小。結果，施加至第4層18B及第5層18C之拉伸應力不會變得太大，從而可防止拉伸應力於該等層中集中而產生龜裂。
本發明不受理論限制，但認為本實施形態之III族氮化物磊 晶基板10藉由如上所述之作用而產生如下之顯著效果，即，可獲得發光輸出已提高之深紫外發光元件。
再者，如下所述，當如圖2A(c)般，於交替地形成有 Al0.85 Ga0.15 N(第1層)/AlN(第2層)之超晶格積層體上，形成交替地形成 有Al0.66 Ga0.34 N(第3層)/Al0.85 Ga0.15 N(第1層)之超晶格積層體時，儘管包含Al含有率不同之3種層，但形成於該超晶格積層體上之III族氮化物半導體層不具有充分之結晶性，未能夠獲得高發光輸出。認為原因在於：如本實施形態般，用以階段性地將拉伸應力施加至超晶格積層體之Al組成差不足，另外，由於並非在一組中施加多次之拉伸應力之構造，因此，無法促進III族氮化物半導體層之橫方向成長。
又，同樣將後述，即便當如圖2B(c)般，不形成本實施形 態之第1超晶格積層體16而僅形成第2超晶格積層體18時，形成於該超晶格積層體上之III族氮化物半導體層亦不具有充分之結晶性，未能夠獲得高發光輸出。因此，必需如本實施形態般，於第1超晶格積層體16上形成第2超晶格積層體18。第1超晶格積層體16係為了於AlN緩衝層14上形成超晶格構造所必需之部分。AlN緩衝層14具有大致300 nm~3000 nm左右之厚度。該厚度係獲得AlN緩衝層14本身之充分之結晶性與平坦性所需之厚度。另一方面，第2超晶格積層體之各層之厚度充其量為數奈米~數十奈米。此外，第2超晶格積層體包含Al含有率低之第3層。原因在於：藉此，若於AlN緩衝層14上直接形成第2超晶格積層體，則有時由於AlN緩衝層14之厚度，於形成第2超晶格積層體之初期階段，強力之拉伸應力會作用於第2超晶格積層體，導致產生龜裂。然而，發光波長越接近於AlN之波長(210nm)，則無上述限制，可直接形成第2超晶格積層體。
以下，對第1超晶格積層體16及第2超晶格積層體18之各 層之較佳Al含有率進行說明。
較佳為滿足z-x≧0.20之條件。原因在於：當z-x不足0.20 時，第2超晶格積層體之第3層18A與第5層18C之Al含有率差減小，有可能無法獲得充分之應變緩衝效果。
根據確實地防止產生龜裂之觀點，上述第1超晶格積層體及 第2超晶格積層體中相鄰接之層之Al含有率差，即b-a、z-y、y-x較佳為0.05以上且為0.40以下。原因在於：當超過0.40時，如圖3所上述，過大之拉伸應力會施加至鄰接之層中的Al含有率高之層，有可能因結晶性不佳而產生龜裂。又，原因在於：當不足0.05時，難以根據Al組成差對各層進行判別，形成超晶格積層體之效果亦小。
較佳為y-x小於z-y。藉此，可於圖3所示之結晶性不佳 之Al組成之範圍內，使鄰接之層之Al含有率差進一步減小，從而可更確實地防止產生龜裂。
根據充分地獲得本發明之效果之觀點，較佳為第2超晶格積 層體之第3層18A及第4層18B分別滿足0.20≦x<0.90、及0.60≦y<0.95之條件。
第1超晶格積層體之第1層16A較佳為滿足a>x之條件， 另外，更佳為滿足0.60≦a<0.95之條件。原因在於：在a不足0.60之情形下，有可能於形成第2超晶格積層體時產生龜裂。
可適當地設定第1超晶格積層體16中之第1層16A及第2 層16B之厚度以及積層體(第1層及第2層)之組數。較佳為將第1超晶格積層體16之各層16A、16B之厚度設定為0.1 nm~50 nm。又，較佳為在如下方向上進行設計，該方向係Al含有率(Al組成比)越低，則膜厚越厚之方向。組數例如可設為10組~100組。
可適當地設定第2超晶格積層體18中之第3層18A、第4 層18B及第5層18C之厚度以及積層體(第3層、第4層及第5層)之組數。較佳為將第2超晶格積層體18之各層18A、18B、18C之厚度設定為0.1 nm~50 nm。組數較佳設為10組~100組，更佳設為30組~50組。若設為10組以上，則可確實地獲得應變緩衝效果，若設為100組以下，則不易於III族氮化物積層體20中產生龜裂。
第1超晶格積層體16之最靠基板12側之層與最靠第2超晶 格積層體18側之層可為第1層16A，亦可為第2層16B，另外，當第1超晶格積層體16之最靠基板12側之層為包含AlN之第2層時，可將該第2層設為AlN緩衝層14。當第1超晶格積層體16之最靠基板12側之層為第1層或AlN以外之第2層時，另外設置AlN緩衝層14。而且，亦可使用在基板12上形成AlN緩衝層14而成之AlN樣本基板。於該情形時，可於AlN樣本基板上再次形成AlN緩衝層14，亦可不形成AlN緩衝層14，但當於與使緩衝層磊晶成長之爐不同之爐中形成AlN樣本基板時，較佳為再次形成AlN緩衝層14。
第2超晶格積層體18之最靠第1超晶格積層體16側之層與最靠III族氮化物積層體20側之層可為第3層18A、第4層18B、第5層18C中之任一個層，但較佳為使第3層18A與第1超晶格積層體16發生接觸。又，於第2超晶格積層體18與第2超晶格積層體18上之III族氮化物積層體20之間，可存在實施形態未揭示之包含Mg之層或i型層等中間層或者其他超晶格積層體，即便於該情形時，第2超晶格積層體18之使結晶性提高之效果亦會適當地發揮作用。
於本說明書中，構成緩衝層之「AlGaN」亦可包含合計為1% 以下之其他III族元素即B及/或In。又，例如可包含Si、H、O、C、Mg、As、P等微量之雜質，亦可主動地部分添加Mg雜質。再者，構成III族氮化物積層體之GaN、AlGaN等亦同樣可包含合計為1%以下之其他III族元素。
作為本發明中之各層之磊晶成長方法，可使用MOCVD法、 MBE(Molecular Beam Epitaxy，分子束磊晶)法等眾所周知之方法。作為形成AlGaN時之原料氣體，可列舉TMA(Trimethylaluminium，三甲鋁)、TMG(Trimethylgallium，三甲基鎵)以及氨，可藉由對TMA與TMG之混合比進行控制而控制膜中之Al含有率。又，磊晶成長之後的Al含有率或膜厚之評價可使用光學反射率法、TEM-EDS(Transmission Electron Microscope-Energy Dispersive Spectrometer，穿透式電子顯微鏡及能量散佈分析儀)、光致發光等眾所周知之方法。
本實施形態之III族氮化物磊晶基板10可使用於深紫外發光 元件。例如可將III族氮化物半導體層20之一部分除去而使n型AlGaN層22露出，於該露出之n型AlGaN層22及p型GaN接觸層28上分別配置n側電極及p側電極，從而形成橫型構造之III族氮化物發光元件。又，亦可於p型GaN接觸層28之上部形成接合層，且接合於另外的支持基板之後，使用雷射或化學轉移基板法而將基板除去，然後形成縱型構造之發光元件。
以下，使用實施例更詳細地對本發明進行說明，但本發明完全不限定於以下之實施例。
[實施例]
(實施例1)
準備AlN樣本基板，該AlN樣本基板係於藍寶石基板(厚度：430 μm)上形成AlN層(厚度：0.8 μm)作為緩衝層而成。於該AlN樣本基板上，依序使圖2A(a)所示之第1超晶格積層體及第2超晶格積層體磊晶成長。第1超晶格積層體係交替地對第1層(Al0.85 Ga0.15 N，a=0.85，厚度：40 nm)與第2層(AlN，b=1，厚度：7.2 nm)進行積層而成。於AlN樣本基板上形成第2層，然後，將第1層與第2層積層15組，於圖2A(a)中標記為15.5組。第2超晶格積層體係將第3層(Al0.75 Ga0.25 N，x=0.75，厚度：4 nm)、第4層(Al0.35 Ga0.15 N，y=0.85，厚度：17 nm)、第5層(AlN，z=1，厚度：11 nm)反覆地積層20組而成。再者，使用MOCVD法作為成長方法，該MOCVD法使用TMA(三甲鋁)、TMG(三甲基鎵)、氨作為原料。使用氮氣、氫氣作為載送氣體。第1層~第5層之成長條件均係設為10 kPa之壓力、1150℃之溫度。又，對TMA與TMG之供給比率進行控制，藉此，變更各層之Al含有率。
然後，於第2超晶格積層體上，依序使n型AlGaN層(Al 含有率β：0.64，厚度：1480 nm，摻雜劑：Si)、活性層(AlGaN系MQW層，厚度：270 nm，井層之Al含有率α：0.40)、p型AlGaN層(Al含有率：0.75~0.32之組成傾斜層，厚度：90 nm，摻雜劑：Mg)、p型GaN接觸層(厚度：66 nm，摻雜劑：Mg)磊晶成長，製作實施例1之III族氮化物磊晶基板。發光層之發光波長為280 nm。
(實施例2)
除了將第2超晶格積層體之組數改為40組以外，藉由與實施例1相同 之方法製作實施例2之III族氮化物磊晶基板。
(比較例1)
除了將超晶格積層體改為圖2A(b)所示之超晶格積層體以外，藉由與實施例1相同之方法製作比較例1之III族氮化物磊晶基板。該超晶格積層體係將第1層(Al0.85 Ga0.15 N，a=0.85，厚度：15 nm)與第2層(AlN，b=1，厚度：10 nm)交替地積層10組而成。於AlN樣本基板上形成第2層。
(比較例2)
除了將超晶格積層體改為圖2A(c)所示之超晶格積層體以外，藉由與實施例1相同之方法製作比較例2之III族氮化物磊晶基板。該超晶格積層體包含第1超晶格積層體與第2超晶格積層體。第1超晶格積層體係將第1層(Al0.85 Ga0.15 N，a=0.85，厚度：15 nm)與第2層(AlN，b=1，厚度：10 nm)交替地積層而成。於AlN樣本基板上形成第2層，然後，將第1層與第2層積層40組，因此，於圖2A(c)中標記為40.5組。第2超晶格積層體係自第1層起，將第1層(Al0.85 Ga0.15 N，d=0.85，厚度：10 nm)與第3層(Al0.66 Ga0.34 N，c=0.66，厚度：15 nm)交替地積層20組而成。
(比較例3)
除了將超晶格積層體改為圖2B(a)所示之超晶格積層體以外，藉由與實施例1相同之方法製作比較例3之III族氮化物磊晶基板。該超晶格積層體係將第1層(GaN，a=0，厚度：0.3 nm)與第2層(AlN，b=1，厚度：7.8 nm)交替地積層而成。於AlN樣本基板上形成第2層，然後，將第1層與第2層積層40組，因此，於圖2B(a)中標記為40.5組。
(比較例4)
除了將超晶格積層體改為圖2B(b)所示之超晶格積層體以外，藉由與實施例1相同之方法製作比較例4之III族氮化物磊晶基板。該超晶格積層體係將第1層(Al0.53 Ga0.47 N，a=0.53，厚度：10 nm)與第2層(AlN，b=1，厚度：5 nm)交替地積層而成。於AlN樣本基板上形成第2層，然後，將第1層與第2層積層40組，因此，於圖2B(b)中標記為40.5組。
(比較例5)
除了將超晶格積層體改為圖2B(c)所示之超晶格積層體以外，藉由與實施例1相同之方法製作比較例5之III族氮化物磊晶基板。該比較例不形成實施例1中之第1超晶格積層體。
(實施例3)
於實施例1之第2超晶格積層體上，依序使n型AlGaN層(Al含有率β：0.29，厚度：1680 nm，摻雜劑：Si)、活性層(AlGaN系MQW層，厚度：290 nm，井層之Al含有率α：0.03)、p型AlGaN層(Al含有率：0.49~0.32之組成傾斜層，厚度：80 nm，摻雜劑：Mg)、p型GaN接觸層(厚度：66 nm，摻雜劑：Mg)磊晶成長，製作發光波長為340 nm之III族氮化物磊晶基板，除此以外，與實施例1相同。
(實施例4)
第1超晶格積層體係將第1層(Al0.75 Ga0.25 N，a=0.75，厚度：40 nm)與第2層(AlN，b=1，厚度：7.2 nm)交替地積層15.5組而成，第2超晶格積層體係將第3層(Al0.4 Ga0.6 N，x=0.4，厚度：4 nm)、第4層(Al0.65 Ga0.35 N，y=0.65，厚度：15 nm)、第5層(AlN，z=1，厚度：5 nm)反覆地積層20組而成，除此以外，與實施例3相同。
(實施例5)
於實施例3之第2超晶格積層體上，形成實施例4之第2超晶格積層體作為第3超晶格積層體，除此以外，與實施例3相同。
(比較例6)
於比較例2之超晶格積層體上，使實施例3之n型AlGaN層、活性層、p型AlGaN層、p型GaN接觸層依序磊晶成長，製作發光波長為340 nm之III族氮化物磊晶基板，除此以外，與比較例2相同。
(評價1：n型AlGaN層之結晶性)
關於各實施例、比較例之試料，使用X射線繞射裝置(D8 DISCOVER,Bruker AXS公司製造)，對n型AlGaN層之(002)面與(102)面中之半值寬度(FWHM(Full Width at Half Maximum，半峰全寬值))進行測定。該半值寬度係評價n-AlGaN層之結晶性之指標，數值越低，則結晶性越優異。將結果表示於表1中。
(評價2：PL強度比)
關於各實施例、比較例之試料，利用光研科學(Photon Design)公司製造之PL裝置實施PL測定(光致發光測定)。PL測定係將能量大於各半導體層之帶隙能之雷射照射至試料，將半導體層內之電子一次性激發至高能量水準，對該電子恢復至其原本之能量水準時所發出之剩餘之能量(作為光能釋放)進行測定。可將光能轉換為波長。可利用該測定對各層之Al含有率或點缺陷量進行評價。於此次之測定中，將Al含有率最低之發光層在PL發光波長下之PL強度作為點缺陷，除以在強度升高之波長(495 nm)下之PL強度，從而算出PL強度比。可根據該PL強度比對發光層之易發光性 進行評價。原因在於：點缺陷越多，則由缺陷引起之非發光量越多，結果，導致通電時之光輸出減小。於本測定中，使用波長為244 nm且輸出為70 mW之雷射。將結果表示於表1中。
(評價3：發光輸出Po)
關於各實施例、比較例之試料，利用鑽石劃線筆於成長面上劃線，將如下2個點作為n型電極及p型電極而製作簡單之氮化物半導體元件，上述2個點係將點狀In以物理方式按壓於使n型AlGaN層露出之點、及與該露出之點隔開1.5 mm之p型GaN接觸層上之點而成形。繼而，使探針與上述2個點發生接觸，使通電之後的光輸出自背面射出，並經由光纖朝濱松光子(Hamamatsu Photonics)公司製造之多通道型分光器導光，將光譜之峰值強度換算為W(瓦特)，從而求出發光輸出Po。將結果表示於表1中。
【表1】
對發光波長為280 nm之情形(實施例1、實施例2及比較 例1~比較例5)進行說明。如表1所示，對於實施例1、實施例2而言，超晶格積層體或該超晶格積層體上之III族氮化物積層體未產生龜裂，與各比較例相比較，n-AlGaN層之結晶性良好，因此，可推測活性層之結晶性亦良好。實際上，PL強度比及發光輸出Po亦優於比較例1~比較例5。另一方面，於比較例4中，超晶格積層體產生了龜裂，未能夠進行評價1~評價3中之任一個評價。又，比較例1~比較例3、比較例5雖未產生龜裂，但與實施例1、實施例2相比較，n-AlGaN層之結晶性不佳，PL強度比及發光輸出Po亦不佳。又，於第2超晶格積層體之組數已增加之實施例2中，獲得了較實施例1更良好之PL強度比及發光輸出。
於發光波長為340 nm(實施例3~實施例5、比較例6)之 情形時，亦獲得了相同之結果。關於340 nm之LED(Light Emitting Diode，發光二極體)之PL強度，原本點缺陷量少，雖未發現PL強度比與發光輸出之關係，但結晶性體現為發光輸出越高，則結晶性越佳，可以說藉由實施本發明而提高結晶性之結果係發光輸出提高。
[產業上之可利用性]
根據本發明，可提供可獲得發光輸出已提高之深紫外發光元件之III族氮化物磊晶基板、及發光輸出已提高之深紫外發光元件。
10‧‧‧III族氮化物磊晶基板
12‧‧‧基板
14‧‧‧AlN緩衝層
16‧‧‧第1超晶格積層體
16A‧‧‧第1層(Ala Ga1-a N)
16B‧‧‧第2層(AlbGa1-bN)
18‧‧‧第2超晶格積層體
18A‧‧‧第3層(AlXGa1-xN)
18B‧‧‧第4層(AlyGa1-yN)
18C‧‧‧第5層(Alz Ga1-z N)
20‧‧‧III族氮化物積層體
22‧‧‧n型AlGaN層
24‧‧‧活性層
26‧‧‧p型AlGaN層
28‧‧‧p型GaN接觸層

Claims (8)

  1. 一種III族氮化物磊晶基板，其特徵在於包括：基板；AlN緩衝層，形成於上述基板上；第1超晶格積層體及第2超晶格積層體，依序形成於上述緩衝層上；以及III族氮化物積層體，於上述第2超晶格積層體上磊晶成長且包含活性層，該活性層包含Alα Ga1-α N(0.03≦α)層，上述第1超晶格積層體交替地含有由Ala Ga1-a N構成之第1層、與由Alb Ga1-b N(0.9<b≦1)構成之第2層，且滿足α<a及a<b之條件，上述第2超晶格積層體反覆地含有由Alx Ga1-x N構成之第3層、由Aly Ga1-y N構成之第4層、及由Alz Ga1-z N(0.9<z≦1)構成之第5層，且滿足α<x及x<y<z之條件。
  2. 如申請專利範圍第1項之III族氮化物磊晶基板，其滿足z-x≧0.20之條件。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之III族氮化物磊晶基板，其中上述第1超晶格積層體及第2超晶格積層體中相鄰接之層之Al含有率差為0.05以上且為0.40以下。
  4. 如申請專利範圍第1或2項之III族氮化物磊晶基板，其中y-x小於z-y。
  5. 如申請專利範圍第1或2項之III族氮化物磊晶基板，其滿足0.20≦x<0.90及0.60≦y<0.95之條件。
  6. 如申請專利範圍第1或2項之III族氮化物磊晶基板，其滿足a>x之條件。
  7. 如申請專利範圍第1或2項之III族氮化物磊晶基板，其中上述基板由藍寶石、SiC、鑽石中之任一種材料構成。
  8. 一種深紫外發光元件，其使用有申請專利範圍第1或2項之III族氮化物磊晶基板。
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