WO2018216240A1 - テンプレート、窒化物半導体紫外線発光素子及びテンプレートの製造方法 - Google Patents

テンプレート、窒化物半導体紫外線発光素子及びテンプレートの製造方法 Download PDF

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平野　光
長澤　陽祐
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創光科学株式会社
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    • H01L33/32—Materials of the light emitting region containing only elements of Group III and Group V of the Periodic Table containing nitrogen

Definitions

  • the present invention relates to a template provided with a sapphire substrate, a manufacturing method thereof, and a nitride semiconductor ultraviolet light-emitting device provided with the template.
  • the present invention relates to a template for a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having a peak emission wavelength in the ultraviolet region, a method for producing the same, and the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device.
  • a template of a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device using an AlGaN-based nitride semiconductor as an active layer a template obtained by epitaxially growing an AlN layer on the main surface of a sapphire substrate is often used.
  • the crystallinity of the underlying semiconductor layer greatly affects the crystallinity of the semiconductor layer thereon. Therefore, the crystallinity of the template surface is particularly important because it affects the overall crystallinity of the semiconductor light emitting device.
  • the better the crystallinity of the surface of the template the better the crystallinity of each semiconductor layer (especially the active layer) provided in the semiconductor light emitting device, and the recombination of electrons and holes that generate light emission is caused by crystal defects. Since it becomes difficult to be inhibited, characteristics such as luminous efficiency are improved.
  • a template produced by epitaxially growing an AlN layer on the main surface of a sapphire substrate can obtain an AlN layer with good crystallinity because of lattice mismatch between sapphire and AlN, and difficulty in migration of Al atoms. There is a problem that is difficult.
  • Patent Documents 1 and 2 and Non-Patent Document 1 propose a template manufacturing method in which the crystallinity of the AlN layer is improved by devising the supply timing of the source gas during the growth of the AlN layer.
  • FIG. 14 is a schematic diagram showing a conventional template manufacturing method, and is a feature article by Hideki Hirayama, one of the inventors of Patent Documents 1 and 2 and one of the authors of Non-Patent Document 1. This is a part of FIG. 3 described in RIKEN NEWS June 2011, pages 2 to 5.
  • Patent Documents 1 and 2 and Non-Patent Document 1 do not greatly change the growth mode of AlN crystals from the past, and cause the crystallinity of the AlN layer to decrease in the past.
  • the crystallinity of the AlN layer is not dramatically improved because it only reduces threading dislocations.
  • the present invention provides a template in which the crystallinity of the AlN layer is dramatically improved by greatly changing the growth mode of the AlN crystal, a manufacturing method thereof, and a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device including the template.
  • the purpose is to do.
  • the present invention is formed directly on a sapphire substrate having a (0001) plane or a plane inclined by a predetermined angle with respect to the (0001) plane, and the main surface of the sapphire substrate.
  • An AlN layer composed of an AlN crystal having an epitaxial crystal orientation relationship with respect to the main surface, and an average particle diameter of the AlN crystal at a thickness of 20 nm from the main surface of the AlN layer, A template characterized by being 100 nm or less is provided.
  • the average particle diameter of the AlN crystal at a thickness of 20 nm from the main surface of the AlN layer may be 75 nm or less, or 70 nm or less.
  • an average particle diameter of the AlN crystal at a thickness of 300 nm from the main surface of the AlN layer may be 300 nm or less.
  • the main surface of the sapphire substrate may be a surface inclined by 0.2 ° or more with respect to the (0001) plane. According to this template, it is possible to easily obtain an AlN crystal having a small average particle diameter as described above.
  • the AlN crystal having a thickness of 300 nm from the main surface of the AlN layer may be + C-axis oriented toward the upper side of the sapphire substrate. According to this template, the crystallinity of the AlN layer can be further improved.
  • the present invention also provides a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device comprising the above template and an element structure portion including a plurality of AlGaN-based semiconductor layers stacked on the template.
  • the present invention provides a process of forming an AlN layer by directly epitaxially growing an AlN crystal on the main surface of a sapphire substrate whose main surface is a (0001) plane or a plane inclined by a predetermined angle with respect to the (0001) plane. And in the step, the AlN crystal is epitaxially grown under growth conditions such that an average grain size of the AlN crystal on the surface of the AlN layer epitaxially grown from the main surface to a thickness of 20 nm is 100 nm or less.
  • a template manufacturing method is provided.
  • the present invention provides a process of forming an AlN layer by directly epitaxially growing an AlN crystal on the main surface of a sapphire substrate whose main surface is a (0001) plane or a plane inclined by a predetermined angle with respect to the (0001) plane.
  • the AlN layer is grown under a growth condition in which an average grain size of the AlN crystal on the surface of the AlN layer epitaxially grown from the main surface to a thickness of 300 nm is 300 nm or less. May be epitaxially grown.
  • the RMS value of the surface roughness of the AlN layer epitaxially grown to a thickness of 20 nm from the main surface is the AlN epitaxially grown to a thickness of 300 nm from the main surface.
  • the AlN layer may be epitaxially grown under growth conditions that are equal to or less than the RMS value of the surface roughness of the layer.
  • the AlN layer may be epitaxially grown under a growth condition in which the RMS value of the surface roughness of the AlN layer epitaxially grown from the main surface to a thickness of 20 nm is 5 nm or less, or a thickness of 300 nm from the main surface.
  • the AlN layer may be epitaxially grown under a growth condition in which the RMS value of the surface roughness of the AlN layer epitaxially grown is 10 nm or less.
  • the AlN layer is epitaxially grown under a growth condition in which the AlN crystal on the surface of the AlN layer epitaxially grown from the main surface to a thickness of 300 nm is + C-axis oriented. Also good. According to this template manufacturing method, the crystallinity of the AlN layer can be further improved.
  • the growth temperature of the AlN layer may be 1150 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower.
  • the AlN crystal can be suitably epitaxially grown on the main surface of the sapphire substrate.
  • the crystallinity of the AlN layer epitaxially grown on the main surface of the sapphire substrate can be dramatically improved.
  • the nitride semiconductor ultraviolet light-emitting device using this template can improve the crystallinity of the device structure portion, and thus improve the characteristics such as light emission efficiency.
  • the principal part sectional view showing typically an example of the structure of the nitride semiconductor ultraviolet light emitting element concerning the embodiment of the present invention.
  • the top view which showed typically an example of the structure at the time of seeing the nitride semiconductor ultraviolet light emitting element shown in FIG. 1 from the upper side of FIG.
  • FIG. 9 is a table showing the measurement results of the AlN crystal grain size shown in FIGS.
  • the table shown. The AFM image of a 300 nm thick AlN layer grown on the main surface of a sapphire substrate with an off angle of 0.2 °, and the RMS value of the AlN crystal grain size and AlN layer surface roughness measured by the AFM apparatus. The table shown.
  • FIG. The table
  • a template including a sapphire substrate and an element structure portion having a plurality of AlGaN-based semiconductor layers stacked on the template and having a peak emission wavelength of 365 nm or less by energization
  • a nitride semiconductor ultraviolet light-emitting element that is a light-emitting diode that emits light (ultraviolet light) and a manufacturing method thereof will be exemplified.
  • an AlGaN-based semiconductor that is a material constituting each of the AlGaN-based semiconductor layers included in the element structure portion includes AlGaN, AlN, or GaN, or a small amount of impurities (for example, Si, Mg, In, etc.).
  • the relative composition ratio of Al and Ga is expressed by using subscripts with respect to Al and Ga as needed (for example, Al X Ga 1-X N).
  • the structure of the element structure portion on the template may be any structure, and is limited to the structure exemplified in the following ⁇ nitride semiconductor ultraviolet light emitting element>. It is not something.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view of an essential part schematically showing an example of the structure of a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a plan view schematically showing an example of the structure of the nitride semiconductor ultraviolet light-emitting device shown in FIG. 1 when viewed from the upper side of FIG. In FIG.
  • the thicknesses of the substrate, the AlGaN-based semiconductor layer, and the electrodes are schematically shown, and therefore do not necessarily match the actual dimensional ratio.
  • an AlGaN-based semiconductor that does not describe both p-type and n-type is undoped, but even if it is undoped, a trace amount of impurities that are inevitably mixed may be included.
  • the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device 1 includes a template 10 including a sapphire substrate 11, a plurality of AlGaN-based semiconductor layers 21 to 24, and electrodes 25 and 26.
  • the element structure part 20 is included.
  • the nitride semiconductor ultraviolet light emitting element 1 is mounted (flip-chip mounted) with the element structure 20 side (upper side in FIG. 1) facing the mounting base.
  • the take-out direction is the template 10 side (the lower side in the drawing in FIG. 1).
  • the template 10 includes a sapphire substrate 11 whose main surface is a (0001) plane or a plane inclined by a predetermined angle (off angle) with respect to the (0001) plane, and an AlN layer directly formed on the main surface of the sapphire substrate 11.
  • the AlN layer 12 is composed of an AlN crystal epitaxially grown from the main surface of the sapphire substrate 11, and the AlN crystal has an epitaxial crystal orientation relationship with respect to the main surface of the sapphire substrate 11. Specifically, for example, the AlN crystal grows so that the C-axis direction ( ⁇ 0001> direction) of the sapphire substrate 11 and the C-axis direction of the AlN crystal are aligned.
  • the AlN crystal constituting the AlN layer 12 may contain a trace amount of Ga and other impurities. Further, a layer made of an Al ⁇ Ga 1- ⁇ N (1> ⁇ > 0) based semiconductor may be further formed on the upper surface of the AlN layer 12.
  • the element structure unit 20 has a structure in which an n-type cladding layer 21, an active layer 22, an electron blocking layer 23, and a p-type contact layer 24 are sequentially epitaxially grown from the template 10 side.
  • the n-type cladding layer 21 is composed of an n-type Al X Ga 1-X N (1 ⁇ X> 0) based semiconductor.
  • the active layer 22 includes a well layer made of Al Y1 Ga 1-Y1 N-based semiconductor (X> Y1 ⁇ 0), a barrier layer made of Al Y2 Ga 1-Y2 N (X ⁇ Y2> Y1), and Each has a single or multiple quantum well structure in which one or more layers are alternately stacked.
  • the electron block layer 23 is composed of a p-type Al Z Ga 1-Z N (1 ⁇ Z ⁇ Y2) based semiconductor.
  • the p-type contact layer 24 is composed of a p-type Al Q Ga 1-Q N (Z> Q ⁇ 0) based semiconductor.
  • the element structure 20 includes, for example, a p-electrode 25 made of Ni / Au and formed on the upper surface of the p-type contact layer 24, and an n-type cladding layer 21 made of, for example, Ti / Al / Ti / Au.
  • An n electrode 26 formed on the upper surface of the n-type cladding layer 21 is provided in a part of the exposed region.
  • the AlN layer 11 included in the template 10 and the AlGaN-based semiconductor layers 21 to 21 included in the element structure 20 are formed by a known epitaxial growth method such as an organic metal compound vapor phase growth (MOVPE) method or a molecular beam epitaxy (MBE) method.
  • MOVPE organic metal compound vapor phase growth
  • MBE molecular beam epitaxy
  • 24 are sequentially epitaxially grown on the sapphire substrate 11 and stacked.
  • the n-type layer is doped with, for example, Si as a donor impurity
  • the p-type layer is doped with, for example, Mg as an acceptor impurity.
  • a partial region of the semiconductor layer laminated as described above is selectively etched by a known etching method such as reactive ion etching to expose the n-type cladding layer 21 in the region.
  • the p-electrode 25 is formed on the p-type contact layer 24 in the unetched region and the n-type cladding layer 21 in the etched region by a known film forming method such as an electron beam evaporation method.
  • An n-electrode 26 is formed.
  • heat treatment may be performed by a known heat treatment method such as RTA (instantaneous thermal annealing).
  • the template 10 described above is characterized by the AlN layer 12 formed on the main surface of the sapphire substrate 11, and the sapphire substrate 11 can epitaxially grow the AlN layer 12 (particularly in the C-axis direction). Any material can be used as long as it can grow.
  • the template 10 according to the embodiment of the present invention is a template proposed in Patent Documents 1 and 2 and Non-Patent Document 1 in that the grain size of the AlN crystal formed on the main surface of the sapphire substrate 11 is as small as possible. It is very different.
  • the grain size of the AlN crystal depends on various growth conditions such as the off angle of the sapphire substrate 11, the growth temperature (substrate temperature), the supply amount and supply ratio of raw materials (V / III ratio), and the supply amount of carrier gas. It depends on the film forming apparatus used.
  • AlN crystal nuclei are formed on a sapphire substrate, and an AlN layer is grown so as to fill the space between the AlN crystal nuclei.
  • the growth temperature is preferably 1150 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, from the viewpoint of suitably epitaxially growing an AlN crystal on the main surface of the sapphire substrate 11. More preferably, the temperature is less than ° C.
  • FIG. 3 to 5 are AFM (Atomic Force Microscope) images of the surface of the AlN layer grown to a thickness of 20 nm in the template according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is an AFM image of an AlN layer having a thickness of 20 nm grown on the main surface of a sapphire substrate having an off angle of 0.2 °.
  • FIG. 4 is an AFM image of an AlN layer having a thickness of 20 nm grown on the main surface of a sapphire substrate having an off angle of 0.5 °.
  • FIG. 5 is an AFM image of an AlN layer having a thickness of 20 nm grown on the main surface of a sapphire substrate with an off angle of 1.0 °.
  • FIG. 6 to 9 are tables showing the grain sizes of AlN crystals measured from the AFM image of the surface of the AlN layer grown to a thickness of 20 nm in the template according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a table showing the grain size of the AlN crystal measured from the AFM image of the 20 nm thick AlN layer grown on the main surface of the sapphire substrate having an off angle of 0.2 °.
  • FIG. 7 is a table showing the grain size of the AlN crystal measured from the AFM image of the 20 nm thick AlN layer grown on the main surface of the sapphire substrate having an off angle of 0.5 °.
  • FIG. 6 is a table showing the grain size of the AlN crystal measured from the AFM image of the 20 nm thick AlN layer grown on the main surface of the sapphire substrate having an off angle of 0.5 °.
  • FIG. 8 is a table showing the grain size of the AlN crystal measured from the AFM image of the 20 nm thick AlN layer grown on the main surface of the sapphire substrate having an off angle of 1.0 °.
  • FIG. 9 shows the result of measurement of the AlN crystal grain size shown in FIGS. 6 to 8 together with the RMS (Root ⁇ MeanNSquare) value of the AlN crystal grain size and AlN layer surface roughness measured by the AFM apparatus. It is the table shown.
  • the measurement results shown in FIGS. 6 to 8 show that the measurement region of the AFM image having a size of 500 nm ⁇ 500 nm is divided into 25 small regions of 100 nm ⁇ 100 nm, and the AlN crystal contained in each small region is divided. It is the result of measuring the particle size one by one.
  • AlN crystals located on the boundaries of the small regions are allocated to small regions including more than half of the AlN crystals, the grain size cannot be measured for AlN crystals located on the boundaries of the measurement regions. Ignored.
  • the AlN crystal in the AFM image is generally circular or elliptical (strictly speaking, it is considered to have a shape close to a hexagon, and some grains have sides (facets) visible.
  • the average particle size and standard deviation of “individually measured values” are values when AlN crystals in an AFM image are measured one by one as shown in FIGS.
  • the average particle diameter, standard deviation and surface roughness RMS value of “instrument measurement values” were measured by an AFM apparatus (probe station: NanoNaviIIs, scanning probe microscope unit: NanoCute, software: NanoNaviStation ver5.6B). Value.
  • This AFM apparatus regards one closed region that is equal to or higher than a predetermined threshold height (for example, an intermediate value such as an average value or median) among the heights of the measurement points in the measurement region as one particle.
  • each of the number of particles and the total area of the particles is detected, and the diameter of a circle having an average particle area obtained by dividing the total particle area by the number of particles is calculated as the average particle diameter. Furthermore, this AFM apparatus calculates the standard deviation of the particle area.
  • the value obtained by converting the standard deviation of the particle area into the standard deviation of the diameter of the circle is the standard deviation of the particle diameter of the “apparatus measurement value” in FIG.
  • the RMS value of the surface roughness is a value of Rq calculated by the following formula (1).
  • Z (i) is the height of each measurement point in the measurement region
  • n is the number of measurement points in the measurement region
  • Ze is the average height of each measurement point in the measurement region. Value.
  • the grain size of approximately 20 nm or more and 100 nm or less in any sample with the off-angle of the sapphire substrate 1 of 0.2 °, 0.5 °, and 1.0 °.
  • the AlN crystal is densely packed.
  • the average particle diameter of AlN crystals obtained by measuring one AlN crystal in the AFM image and the average particle diameter of AlN crystals measured by the AFM apparatus are about the same size. It can be said that the average particle diameter of the AlN crystal measured by any method is also an appropriate value.
  • FIGS. 10 and 11 show an AFM image of an AlN layer grown to a thickness of 300 nm and an RMS value of the particle size and surface roughness measured by the AFM apparatus in the template according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 10 shows an AFM image of a 300 nm thick AlN layer grown on the main surface of a sapphire substrate with an off angle of 0.2 °, the grain size of the AlN crystal measured by the AFM apparatus, and the surface roughness of the AlN layer. It is the table
  • FIG. 11 shows an AFM image of a 300 nm thick AlN layer grown on the main surface of a sapphire substrate with an off angle of 1.0 °, the grain size of the AlN crystal measured by the AFM apparatus, and the surface roughness of the AlN layer. It is the table
  • FIG. 12 is a diagram showing a comparison between an AlN layer in a template according to an embodiment of the present invention and an AlN layer in a conventional template described in Patent Document 1 and Non-Patent Document 1.
  • FIG. 12A is an AFM image of the AlN layer in the conventional template described in Patent Literature 1 and Non-Patent Literature 1.
  • FIG. 12B shows an AFM image of the AlN layer in the template according to the embodiment of the present invention (a diagram in which a plurality of AFM images in FIG.
  • the AFM image of the AlN layer in the conventional template described in Patent Document 1 and Non-Patent Document 1 shown in FIG. 12A is an AlN nucleation layer (the main surface of the sapphire substrate) formed on the main surface of the sapphire substrate.
  • 2 is an AFM image of an initial stage layer in an AlN layer having a thickness of 300 nm that is formed first, and corresponds to the state (thickness 20 nm) of FIGS. 3 to 5 of the template according to the embodiment of the present application.
  • some AlN crystals are coalesced to a size of several ⁇ m, and it is difficult to measure the particle size before coalescence. Even a small AlN crystal has an average particle size of about 1000 nm.
  • the average particle diameter of the AlN crystal in the AlN layer of the template according to the embodiment of the present invention is the template described in Patent Document 1 and Non-Patent Document 1. This is significantly smaller than the average grain size of AlN crystals in the AlN layer.
  • the average particle diameter of the AlN crystal at the growth start stage of the AlN layer is about 1000 nm. Furthermore, in the templates described in Patent Document 1 and Non-Patent Document 1, when the thickness of the AlN layer reaches 300 nm, a plurality of existing AlN crystals are completely combined into a film shape, and the individual crystals are observed. It becomes impossible.
  • the average grain size of the AlN crystal at the growth start stage (thickness 20 nm) of the AlN layer is only about 50 nm. Furthermore, in the template according to the embodiment of the present invention, even when the thickness of the AlN layer becomes 300 nm, it can be sufficiently observed as individual crystals, and the average grain size is only about 200 nm.
  • the RMS value of the surface roughness at the growth start stage of the AlN layer is 21.4 nm, and the surface roughness at the stage when the thickness of the AlN layer becomes 300 nm.
  • the RMS value is estimated to be a value between 21.4 nm and 8.2 nm (see FIG. 4B of Patent Document 1).
  • the RMS value of the surface roughness at the growth start stage (thickness 20 nm) of the AlN layer is about 3 nm, and the surface roughness at the stage when the thickness of the AlN layer is 300 nm.
  • the RMS value is about 5 nm. Therefore, the RMS value of the surface roughness in the AlN layer of the template according to the embodiment of the present invention is significantly smaller than the RMS value of the surface roughness in the AlN layer of the template described in Patent Document 1 and Non-Patent Document 1.
  • a fine initial AlN crystal is grown in a large amount and at a high density, so that the RMS value of the surface roughness at the growth start stage of the AlN layer becomes relatively small. Then, since individual AlN crystals coalesce or become coarse after that, the RMS value of the surface roughness of the AlN layer at this stage (the stage where the thickness of the AlN layer becomes 300 nm) is the growth start stage. The same as or more than the RMS value of the surface roughness of the AlN layer.
  • the templates described in Patent Documents 1 and 2 and Non-Patent Document 1 and the template according to the embodiment of the present invention are fundamentally different in the growth mode of the AlN crystal at the growth start stage of the AlN layer.
  • the difference is expressed in the RMS value of the average grain size of the AlN crystal and the surface roughness of the AlN layer.
  • an AlN layer is further grown (thickness is made larger than 300 nm, for example, 1 ⁇ m or more, preferably 2 ⁇ m or more), individual AlN crystals are formed.
  • the films are gradually merged, and finally a film-like AlN layer is obtained.
  • FIG. 13 is a table showing measurement results by XRC (X-ray Rocking Curve) method for the (0002) plane of the AlN layer in the template according to the embodiment of the present invention.
  • 13A is a table showing the measurement result of the ⁇ scan
  • FIG. 13B is a table showing the measurement result of the 2 ⁇ - ⁇ scan, and the numerical values described in each table correspond to the (0002) plane. It is the average value of the full width at half maximum (FWHM: FullHWidth at Half Maximum). Further, in the ⁇ scan measurement shown in FIG.
  • the full width at half maximum of the (0002) plane when the thickness of the AlN layer is 20 nm is It is about 1000 arcsec.
  • the full width at half maximum of the (0002) plane when the thickness of the AlN layer is 300 nm is about 100 arcsec.
  • the full width at half maximum of the (0002) plane in the AlN layer grown on the (0001) plane of the sapphire substrate by about several ⁇ m without particularly limiting the grain size of the AlN crystal is about 2000 arcsec.
  • Non-Patent Document 1 a few AlN crystal nuclei are formed at the stage of starting the growth of the AlN layer, a film-like AlN layer that embeds the AlN crystal nuclei is grown, and further, during the growth of the AlN layer. It is reported that the full width at half maximum of the (0002) plane in the AlN layer grown to a thickness of 4.8 ⁇ m has been improved to about 200 arcsec by promoting the lateral growth.
  • the full width at half maximum of the (0002) plane at the growth start stage (thickness 20 nm) of the AlN layer is already as small as about 1000 arcsec, and the thickness reaches 300 nm.
  • the full width at half maximum of the (0002) plane in the grown AlN layer is further reduced to about 100 arcsec. That is, in the template according to the embodiment of the present invention, the AlN layer must be grown to a thickness of 4.8 ⁇ m in the templates described in Patent Document 1 and Non-Patent Document 1 only by growing the AlN layer by about 300 nm. A crystallinity equal to or higher than that which could not be achieved can be realized.
  • WHEREIN The further improvement of crystallinity is anticipated by growing an AlN layer thicker.
  • the average particle diameter of the AlN crystal epitaxially grown on the main surface of the sapphire substrate is described in Patent Document 1 and Non-Patent Document 1 (Furthermore, Patent Document 2 in which an AlN layer is formed by the same method).
  • the crystallinity of the AlN layer epitaxially grown on the main surface of the sapphire substrate can be dramatically improved by making it sufficiently smaller than the average grain size of the AlN crystal in the AlN layer of the template.
  • the average particle diameter of AlN crystal in the template according to the embodiment of the present invention shown in FIGS. 6 to 12 and the range and the deviation of the variation of the particle diameter, the template according to the embodiment of the present invention, and Patent Document 1 and Non-Patent Document In consideration of the deviation of the grain size of the AlN crystal in each of the templates described in No. 1, the above effect can be obtained by setting the average grain size of the AlN crystal at the growth start stage (thickness 20 nm) of the AlN layer to 100 nm or less. It is thought that it is obtained. In particular, in FIGS.
  • the average particle size of AlN crystal is preferably 75 nm or less, and the average particle size is 70 nm or less. More preferably.
  • the average particle size is preferably 20 nm or more.
  • the average value of the minimum value of AlN crystals is about 28 nm, so the average particle size of AlN crystals is 28 nm or more. More preferably.
  • the average grain size of the AlN crystal in the AlN layer having a thickness of 300 nm to 300 nm or less, and it is more preferable to set the average grain size to 250 nm or less. Further, it is preferable that the average particle diameter is 150 nm or more.
  • the RMS value of the surface roughness of the AlN layer in the growth start stage (thickness 20 nm) of the AlN layer is set to 5 nm or less. An effect is considered to be obtained, and it is more preferable that the RMS value is 4 nm or less. Further, it is preferable that the RMS value is 2 nm or more.
  • the above effect can be obtained by setting the RMS value of the surface roughness of the AlN layer having a thickness of 300 nm to 10 nm or less, and it is more preferable to set the RMS value to 6 nm or less. Further, it is preferable that the RMS value is 4 nm or more.
  • AlN which is a wurtzite structure
  • the C-axis direction ([000-1] direction) is not equivalent, and the + C plane ((0001) plane: Al polar plane) and the ⁇ C plane ((000-1) plane: N polar plane) are not equivalent.
  • an AlN crystal is epitaxially grown on the (0001) plane of the sapphire substrate, an AlN crystal growing in the + C axis direction and an AlN crystal growing in the ⁇ C axis direction can coexist.
  • the AlN crystal constituting the AlN layer is oriented in the + C axis toward the upper side of the substrate (the main growth direction of the AlN crystal is the + C axis direction, or the entire surface of the AlN layer or most of the surface (for example, 80% or more) (Preferably 90% or more) to the + C plane) is preferable because the crystallinity of the AlN layer can be further improved.
  • the method employed in Applied Physics Express 4 (2011) 092102 can be cited.
  • an Al source gas eg, TMA: TriMethylAluminium
  • an N source gas eg, ammonia
  • At least 50% of the surface of the AlN layer grown from the main surface of the sapphire substrate to a thickness of 20 nm is formed. It is a + C plane, and at least 80% or more of the surface of the AlN layer grown to a thickness of 300 nm is a + C plane (+ C axis orientation).
  • the template whose off angles of the sapphire substrate are 0.2 °, 0.5 °, and 2.0 ° has been described.
  • the off-angle of the sapphire substrate is arbitrary. However, it is preferable to set the off angle to 0.2 ° or more because an AlN crystal of the same degree as in the above-described embodiment can be easily obtained.
  • Patent Documents 1 and 2 and Non-Patent Document 1 after an AlN crystal nucleus is formed on the main surface of the sapphire substrate (first stage in FIG. 14), an AlN crystal is formed. An AlN layer is formed so as to fill between the nuclei (second stage in FIG. 14). At this time, since the AlN crystal nuclei are only scattered on the main surface of the sapphire substrate as shown in the first stage of FIG. 14, the main surface of the sapphire substrate is sufficiently covered at this stage. It is not a “layer”.
  • paragraph [0060] of the specification of Patent Document 2 states that “AlN crystal nuclei having a diameter of 20 to 50 nm and a height of 20 to 40 nm are formed at a density of about 200 / ⁇ m 2 ”.
  • the coverage of the AlN crystal nuclei is such that all of the 200 AlN crystal nuclei are within a region of 1 ⁇ m 2 without missing, and all the AlN crystal nuclei have a circular shape in plan view with a diameter of 50 nm.
  • the total area occupied by AlN crystal nuclei is less than 0.4 ⁇ m 2 and the coverage is only less than 40%. Therefore, in the state in which only AlN crystal nuclei are formed in Patent Documents 1 and 2 and Non-Patent Document 1, a “layer” is clearly not formed.
  • Patent Documents 1 and 2 and Non-Patent Document 1 as shown in the second stage of FIG. 14, the main surface of the sapphire substrate is sufficiently formed when a film-like AlN crystal that fills the space between AlN crystal nuclei is formed. A covering “layer” is formed. Then, when the second stage of FIG. 14 is reached, a film-like AlN crystal having an extremely large average particle diameter fused with the AlN crystal nucleus is formed as shown in FIG. 12, and thus the AlN crystal constituting the AlN layer is formed.
  • the average particle size is as large as about 1000 nm.
  • paragraph [0071] of the specification of Patent Document 2 confirms that “the AlN crystal nuclei 2a are bonded together and the AlN layer on the one surface side of the single crystal substrate 1 is flattened to some extent.
  • the density of the exposed AlN crystal nuclei 2a decreased to about 100 / ⁇ m 2
  • the diameter of the AlN crystal nuclei 2a increased to about 50 to 100 nm.
  • the thickness of the film-like AlN crystal is increased and part of the AlN crystal nuclei are filled with the film-like AlN crystal, and the top of the remaining AlN crystal nuclei is exposed. It means that it is in a state. In this state, as shown in FIG. 12, there is a film-like AlN crystal having a large average particle size fused with the AlN crystal nucleus, so the average particle size of the AlN crystal constituting the AlN layer is about 1000 nm. And become very large.
  • the fine AlN crystal constituting the AlN layer is already formed and the sapphire substrate is already formed.
  • a “layer” that sufficiently covers the main surface is formed. This will be specifically described below with reference to the drawings.
  • FIG. 15 is a table showing the height difference in the measurement region of the 300 nm thick AlN layer in the template according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 16 is a table showing the height difference in the measurement region and the cumulative frequency of 90% of the 20 nm thick AlN layer in the template according to the embodiment of the present invention.
  • the height difference in the measurement region is a difference between the highest peak height in the measurement region and the lowest valley height in the measurement region in the measurement by the above-described AFM apparatus.
  • the cumulative frequency of 90% is the height when the cumulative total reaches 90% when the height in the measurement region is counted in order from the highest.
  • the height difference in the measurement region of the AlN layer having a thickness of 300 nm is a value obtained from the two measurement regions described in the respective tables of FIGS.
  • the height difference in the measurement region and the height of the cumulative frequency of 90% of the 20 nm thick AlN layer are the two of the three measurement regions described in the respective tables of FIGS. It is the value obtained from the measurement area.
  • FIG. 17 is a diagram showing an example of a height profile and a height histogram of an AlN layer having a thickness of 20 nm in the template according to the embodiment of the present invention, and is a first measurement in the table shown in FIG. It is the figure which showed the detail of the area
  • the height difference in the measurement region of the AlN layer having a thickness of 300 nm is about 40 nm, which is sufficiently smaller than the thickness of the AlN layer.
  • a sufficiently thick AlN crystal exists also in the deepest valley in the measurement region. Therefore, in the 300 nm thick AlN layer, the entire main surface of the sapphire substrate is covered with AlN crystal, and the coverage of the main surface of the sapphire substrate with AlN crystal is 100%.
  • the height difference in the measurement region of the 20 nm thick AlN layer is about 20 nm, which is about the same as the thickness of the AlN layer. Therefore, there is a possibility that the AlN crystal does not exist in the deepest valley in the measurement region.
  • the height of 90% cumulative frequency of the 20 nm thick AlN layer is about 5 nm.
  • the coverage of the main surface of the sapphire substrate with the AlN crystal at the time of forming the 20 nm thick AlN layer is 90% or more, and the main surface of the sapphire substrate is sufficiently covered It can be said that it has become a “layer”.
  • the valley bottom is not flat in the height profile of FIG.
  • the cumulative frequency of 90% is as high as 5.30 nm, and the cumulative frequency up to 1 nm (or 2 nm) is very close to 100%. ing.
  • this tendency is not limited to the measurement region shown in FIG. 17 (the first measurement region in the table shown in FIG. 16), but also other measurement regions in the table shown in FIG. 16 (the table shown in FIG. 16). This is also applicable to the 2nd to 6th measurement areas). Therefore, in the template according to the embodiment of the present invention, it can be said that the AlN crystal sufficiently covers the main surface of the sapphire substrate even if the AlN crystal does not exist in the deepest valley in the measurement region.
  • the AlN crystal is a “layer” that sufficiently covers the main surface of the sapphire substrate, and the AFM images shown in FIGS. 3 to 5 and FIG. As is clear from the height profile shown in FIG. 5), adjacent AlN crystals have already collided at this point. Therefore, in the template according to the embodiment of the present invention, even if the AlN crystal grows from the state shown in FIGS. 3 to 5 (the state where the AlN layer is grown by a thickness of 20 nm), the thickness from the main surface of the sapphire substrate is increased. The average particle diameter of the AlN crystal at 20 nm does not vary so much. Therefore, in the template according to the embodiment of the present invention, the average particle diameter of the AlN crystal at a thickness of 20 nm from the main surface of the sapphire substrate is 100 nm or less (further 75 nm or less).
  • the present invention can be used for a template including a sapphire substrate, a manufacturing method thereof, and a nitride semiconductor ultraviolet light emitting element including the template.
  • a template including a sapphire substrate, a manufacturing method thereof, and a nitride semiconductor ultraviolet light emitting element including the template.
  • it is suitable for use in a nitride semiconductor ultraviolet light emitting element template having a peak emission wavelength in the ultraviolet region, a method for manufacturing the same, and the nitride semiconductor ultraviolet light emitting element.

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Abstract

テンプレートは、（０００１）面または（０００１）面に対して所定の角度だけ傾斜した面を主面とするサファイア基板と、サファイア基板の主面に直接形成される当該主面に対してエピタキシャルな結晶方位関係を有するＡｌＮ結晶で構成されたＡｌＮ層と、を備える。当該テンプレートにおいて、ＡｌＮ層の主面から２０ｎｍの厚さにおけるＡｌＮ結晶の平均粒径は、１００ｎｍ以下である。

Description

テンプレート、窒化物半導体紫外線発光素子及びテンプレートの製造方法
　本発明は、サファイア基板を備えたテンプレート及びその製造方法と、当該テンプレートを備えた窒化物半導体紫外線発光素子とに関する。特に、ピーク発光波長が紫外領域にある窒化物半導体紫外線発光素子用のテンプレート及びその製造方法と、当該窒化物半導体紫外線発光素子とに関する。
　ＡｌＧａＮ系の窒化物半導体を活性層に用いた窒化物半導体紫外線発光素子のテンプレートとして、サファイア基板の主面にＡｌＮ層をエピタキシャル成長させたテンプレートが用いられることが多い。
　複数の半導体層を順番にエピタキシャル成長させることで作製される半導体発光素子では、下地の半導体層の結晶性が、その上の半導体層の結晶性に大きな影響を与えることになる。そのため、テンプレートの表面の結晶性は、半導体発光素子の全体の結晶性に影響を与えることになるため、特に重要である。そして、テンプレートの表面の結晶性が良好であるほど、半導体発光素子が備える各半導体層（特に、活性層）の結晶性も良好になり、発光を生じる電子及び正孔の再結合が結晶欠陥によって阻害され難くなるため、発光効率等の特性が良好になる。
　しかし、サファイア基板の主面にＡｌＮ層をエピタキシャル成長させて作製されるテンプレートは、サファイアとＡｌＮの格子不整合や、Ａｌ原子がマイグレーションし難い等の理由から、良好な結晶性のＡｌＮ層を得ることが困難であるという問題がある。
　この問題に関して、ＡｌＮ層の成長時における原料ガスの供給タイミングを工夫することで、ＡｌＮ層の結晶性を改善したテンプレートの製造方法が、特許文献１、２及び非特許文献１で提案されている。ここで、特許文献１、２及び非特許文献１で提案されているテンプレートの製造方法について、図面を参照して説明する。図１４は、従来のテンプレートの製造方法を示した模式図であり、特許文献１及び２の発明者の１人であって非特許文献１の著者の１人でもある平山秀樹氏の特集記事（ＲＩＫＥＮ　ＮＥＷＳ　Ｊｕｎｅ　２０１１の２～５頁）に記載されている図３の一部である。
　特許文献１、２及び非特許文献１で提案されているテンプレートの製造方法は、最初にサファイア基板の主面上にいくつかのＡｌＮ結晶核を形成した後に（図１４の第１段階）、Ａｌの原料ガスを連続的に供給しながらＮの原料ガス（アンモニア）をパルス的に供給することで、ＡｌＮ結晶核の間の隙間を埋め込むＡｌＮ層を成長させる（図１４の第２段階）。このような方法で成長させたＡｌＮ層は、単にサファイア基板の主面上で膜状に成長させたＡｌＮ層と比較して、貫通転位が少なくなる。そして、その後は、ＡｌＮ層の膜厚を増大させて、表面を平坦化する（図１４の第３段階）。なお、特許文献１及び非特許文献１で提案されているテンプレートの製造方法では、ＡｌＮ層の膜厚を増大させている途中において、図１４の第２段階と同様の方法で原料ガスを供給することによって、ＡｌＮ結晶の横方向成長を促進させる（図１４の第４段階）。これにより、ＡｌＮ層の成長に伴い上方に伝播しようとする貫通転位が横方向に曲げられることで、ＡｌＮ層の最終表面における結晶性が改善される。
特開２００９－５４７８０号公報 国際公開第２０１３／００５７８９号
Ｐｈｙｓｉｃａ　Ｓｔａｔｕｓ　Ｓｏｌｉｄｉ，Ａ２０６，Ｎｏ．６，１１７６－１１８２（２００９）
　しかしながら、特許文献１、２及び非特許文献１で提案されているテンプレートの製造方法は、ＡｌＮ結晶の成長態様を従来から大きく変更するものではなく、従来においてＡｌＮ層の結晶性が低下する原因とされていた貫通転位を低減するものに留まるものであるため、ＡｌＮ層の結晶性を劇的に改善するまでには至らない。
　そこで、本発明は、ＡｌＮ結晶の成長態様を従来から大きく変更することによってＡｌＮ層の結晶性を劇的に改善したテンプレート及びその製造方法と、当該テンプレートを備えた窒化物半導体紫外線発光素子を提供することを目的とする。
　上記目的を達成するため、本発明は、（０００１）面または（０００１）面に対して所定の角度だけ傾斜した面を主面とするサファイア基板と、前記サファイア基板の前記主面に直接形成される、当該主面に対してエピタキシャルな結晶方位関係を有するＡｌＮ結晶で構成されたＡｌＮ層と、を備え、前記ＡｌＮ層の前記主面から２０ｎｍの厚さにおける前記ＡｌＮ結晶の平均粒径が、１００ｎｍ以下であることを特徴とするテンプレートを提供する。
　さらに、上記特徴のテンプレートにおいて、前記ＡｌＮ層の前記主面から２０ｎｍの厚さにおける前記ＡｌＮ結晶の平均粒径が、７５ｎｍ以下であってもよいし、７０ｎｍ以下であってもよい。また、上記特徴のテンプレートにおいて、前記ＡｌＮ層の前記主面から３００ｎｍの厚さにおける前記ＡｌＮ結晶の平均粒径が、３００ｎｍ以下であってもよい。
　また、上記特徴のテンプレートにおいて、前記サファイア基板の前記主面が、（０００１）面に対して０．２°以上傾斜した面であってもよい。このテンプレートによれば、上記のような平均粒径が小さいＡｌＮ結晶を得られ易くすることができる。
　また、上記特徴のテンプレートにおいて、前記ＡｌＮ層の前記主面から３００ｎｍの厚さにおける前記ＡｌＮ結晶は、前記サファイア基板の上方に向かって＋Ｃ軸配向していてもよい。このテンプレートによれば、ＡｌＮ層の結晶性をさらに改善させることができる。
　また、本発明は、上記のテンプレートと、前記テンプレート上に積層された複数のＡｌＧａＮ系半導体層を含む素子構造部と、を備えることを特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子を提供する。
　また、本発明は、（０００１）面または（０００１）面に対して所定の角度だけ傾斜した面を主面とするサファイア基板の前記主面にＡｌＮ結晶を直接エピタキシャル成長させてＡｌＮ層を形成する工程を備え、前記工程において、前記主面から２０ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面における前記ＡｌＮ結晶の平均粒径が１００ｎｍ以下になる成長条件で、前記ＡｌＮ結晶をエピタキシャル成長させることを特徴とするテンプレートの製造方法を提供する。
　また、本発明は、（０００１）面または（０００１）面に対して所定の角度だけ傾斜した面を主面とするサファイア基板の前記主面にＡｌＮ結晶を直接エピタキシャル成長させてＡｌＮ層を形成する工程を備え、前記工程において、前記主面の９０％以上を被覆する前記ＡｌＮ層を２０ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた時に、前記ＡｌＮ層の表面における前記ＡｌＮ結晶の平均粒径が１００ｎｍ以下になる成長条件で、前記ＡｌＮ結晶をエピタキシャル成長させることを特徴とするテンプレートの製造方法を提供する。
　また、上記特徴のテンプレートの製造方法の前記工程において、前記主面から３００ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面における前記ＡｌＮ結晶の平均粒径が３００ｎｍ以下になる成長条件で、前記ＡｌＮ層をエピタキシャル成長させてもよい。
　また、上記特徴のテンプレートの製造方法の前記工程において、前記主面から２０ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値が、前記主面から３００ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値以下になる成長条件で、前記ＡｌＮ層をエピタキシャル成長させてもよい。例えば、前記主面から２０ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値が５ｎｍ以下になる成長条件で、前記ＡｌＮ層をエピタキシャル成長させてもよいし、前記主面から３００ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値が１０ｎｍ以下になる成長条件で、前記ＡｌＮ層をエピタキシャル成長させてもよい。
　また、上記特徴のテンプレートの製造方法の前記工程において、前記主面から３００ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面における前記ＡｌＮ結晶が＋Ｃ軸配向する成長条件で、前記ＡｌＮ層をエピタキシャル成長させてもよい。このテンプレートの製造方法によれば、ＡｌＮ層の結晶性をさらに改善させることができる。
　また、上記特徴のテンプレートの製造方法の前記工程において、前記ＡｌＮ層の成長温度が１１５０℃以上１３００℃以下にしてもよい。このテンプレートの製造方法によれば、サファイア基板の主面に対してＡｌＮ結晶を好適にエピタキシャル成長させることができる。
　上記特徴のテンプレート及びその製造方法によれば、サファイア基板の主面にエピタキシャル成長させるＡｌＮ層の結晶性を劇的に改善することができる。また、このテンプレートを用いた窒化物半導体紫外線発光素子は、素子構造部の結晶性が改善されるため、発光効率等の特性を改善することができる。
本発明の実施形態に係る窒化物半導体紫外線発光素子の構造の一例を模式的に示した要部断面図。 図１に示す窒化物半導体紫外線発光素子を図１の上側から見た場合の構造の一例を模式的に示した平面図。 オフ角が０．２°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像。 オフ角が０．５°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像。 オフ角が１．０°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像。 オフ角が０．２°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像から測定されたＡｌＮ結晶の粒径を示した表。 オフ角が０．５°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像から測定されたＡｌＮ結晶の粒径を示した表。 オフ角が１．０°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像から測定されたＡｌＮ結晶の粒径を示した表。 図６～８に示したＡｌＮ結晶の粒径の測定結果と、ＡＦＭ装置によって測定されたＡｌＮ結晶の粒径及びＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値とを併せて示した表。 オフ角が０．２°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ３００ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像と、ＡＦＭ装置によって測定されたＡｌＮ結晶の粒径及びＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値を示した表。 オフ角が０．２°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ３００ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像と、ＡＦＭ装置によって測定されたＡｌＮ結晶の粒径及びＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値を示した表。 本発明の実施形態に係るテンプレートにおけるＡｌＮ層と、特許文献１及び非特許文献１に記載されている従来のテンプレートにおけるＡｌＮ層とを比較して示した図。 本発明の実施形態に係るテンプレートにおけるＡｌＮ層の（０００２）面に対するＸＲＣ法による測定結果を示した表。 従来のテンプレートの製造方法を示した模式図。 本発明の実施形態に係るテンプレートにおける、厚さ３００ｎｍのＡｌＮ層の測定領域内高低差を示した表。 本発明の実施形態に係るテンプレートにおける、厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層の測定領域内高低差及び累積度数９０％の高さを示した表。 本発明の実施形態に係るテンプレートにおける、厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層の高さプロファイルと高さヒストグラムの一例を示した図。
　以下、本発明の実施形態を説明するにあたり、サファイア基板を含むテンプレートと、当該テンプレート上に積層された複数のＡｌＧａＮ系半導体層を有する素子構造部とを備えて通電によりピーク発光波長が３６５ｎｍ以下の光（紫外線）を出射する発光ダイオードである窒化物半導体紫外線発光素子と、その製造方法とを例示する。なお、素子構造部に含まれるＡｌＧａＮ系半導体層のそれぞれを構成する材料であるＡｌＧａＮ系半導体とは、ＡｌＧａＮ、ＡｌＮまたはＧａＮ、あるいは、これらに微量の不純物（例えば、ＳｉやＭｇ、Ｉｎなど）が含まれた半導体であり、以下では必要に応じてＡｌ及びＧａに対して添字を用いることでＡｌ及びＧａの相対的な組成比を表している（例えば、ＡｌＸＧａ１－ＸＮ）。
　ただし、本発明は、主としてテンプレートに関するものであるため、テンプレート上の素子構造部の構造はどのようなものであってもよく、以下の＜窒化物半導体紫外線発光素子＞に例示する構造に限定されるものではない。
＜窒化物半導体紫外線発光素子＞
　最初に、本発明の実施形態に係る窒化物半導体紫外線発光素子の構造の一例について、図面を参照して説明する。図１は、本発明の実施形態に係る窒化物半導体紫外線発光素子の構造の一例を模式的に示した要部断面図である。図２は、図１に示す窒化物半導体紫外線発光素子を図１の上側から見た場合の構造の一例を模式的に示した平面図である。なお、図１では、図示の都合上、基板、ＡｌＧａＮ系半導体層及び電極の厚さ（図中の上下方向の長さ）を模式的に示しているため、必ずしも実際の寸法比とは一致しない。また、以下の説明において、ｐ型及びｎ型の両方を記載していないＡｌＧａＮ系半導体はアンドープであるが、アンドープであっても不可避的に混入する程度の微量の不純物は含まれ得る。
　図１及び図２に示すように、本発明の実施形態に係る窒化物半導体紫外線発光素子１は、サファイア基板１１を含むテンプレート１０と、複数のＡｌＧａＮ系半導体層２１～２４及び電極２５，２６を含む素子構造部２０とを備える。この窒化物半導体紫外線発光素子１は、実装用の基台に対して素子構造部２０側（図１における図中上側）を向けて実装される（フリップチップ実装される）ものであり、光の取出方向はテンプレート１０側（図１における図中下側）である。
　テンプレート１０は、（０００１）面または（０００１）面に対して所定の角度（オフ角）だけ傾斜した面を主面とするサファイア基板１１と、サファイア基板１１の主面に直接形成されたＡｌＮ層１２とを備える。ＡｌＮ層１２は、サファイア基板１１の主面からエピタキシャル成長したＡｌＮ結晶で構成され、このＡｌＮ結晶はサファイア基板１１の主面に対してエピタキシャルな結晶方位関係を有している。具体的に例えば、サファイア基板１１のＣ軸方向（＜０００１＞方向）とＡｌＮ結晶のＣ軸方向が揃うように、ＡｌＮ結晶が成長する。なお、ＡｌＮ層１２を構成するＡｌＮ結晶が、微量のＧａやその他の不純物を含んでいてもよい。また、ＡｌＮ層１２の上面に、ＡｌαＧａ１－αＮ（１＞α＞０）系半導体で構成された層がさらに形成されていてもよい。
　素子構造部２０は、テンプレート１０側から順に、ｎ型クラッド層２１、活性層２２、電子ブロック層２３及びｐ型コンタクト層２４を順にエピタキシャル成長させて積層した構造を備えている。
　ｎ型クラッド層２１は、ｎ型のＡｌＸＧａ１－ＸＮ（１≧Ｘ＞０）系半導体で構成される。活性層２２は、ＡｌＹ１Ｇａ１－Ｙ１Ｎ系半導体（Ｘ＞Ｙ１≧０）で構成された井戸層と、ＡｌＹ２Ｇａ１－Ｙ２Ｎ（Ｘ≧Ｙ２＞Ｙ１）で構成された障壁層とのそれぞれを、１層以上交互に積層した単一または多重量子井戸構造である。電子ブロック層２３は、ｐ型のＡｌＺＧａ１－ＺＮ（１≧Ｚ≧Ｙ２）系半導体で構成される。ｐ型コンタクト層２４は、ｐ型のＡｌＱＧａ１－ＱＮ（Ｚ＞Ｑ≧０）系半導体で構成される。
　さらに、素子構造部２０は、例えばＮｉ／Ａｕで構成されてｐ型コンタクト層２４の上面に形成されるｐ電極２５と、例えばＴｉ／Ａｌ／Ｔｉ／Ａｕで構成されてｎ型クラッド層２１が露出している一部の領域においてｎ型クラッド層２１の上面に形成されるｎ電極２６とを備えている。このｐ電極２５から正孔が供給されるとともにｎ電極２６から電子が供給されるように通電すると、供給された正孔及び電子のそれぞれが活性層２２に到達して再結合することで発光する。
　次に、図１に例示した窒化物半導体紫外線発光装置１の製造方法の一例について説明する。
　まず、有機金属化合物気相成長（ＭＯＶＰＥ）法や分子線エピタキシ（ＭＢＥ）法等の周知のエピタキシャル成長法により、テンプレート１０に含まれるＡｌＮ層１１及び素子構造部２０に含まれるＡｌＧａＮ系半導体層２１～２４を、サファイア基板１１上に順番にエピタキシャル成長させて積層する。このとき、ｎ型の層にはドナー不純物として例えばＳｉをドープし、ｐ型の層にはアクセプタ不純物として例えばＭｇをドープする。
　次に、反応性イオンエッチング等の周知のエッチング法により、上記のように積層した半導体層の一部の領域を選択的にエッチングして、当該領域のｎ型クラッド層２１を露出させる。そして、電子ビーム蒸着法などの周知の成膜法により、エッチングされていない領域内のｐ型コンタクト層２４上にｐ電極２５を形成するとともに、エッチングされた領域内のｎ型クラッド層２１上にｎ電極２６を形成する。なお、ｐ電極２５及びｎ電極２６の一方または両方の形成後に、ＲＴＡ（瞬間熱アニール）などの周知の熱処理方法により熱処理を行ってもよい。
＜テンプレート＞
　次に、上述したテンプレート１０について説明する。なお、本発明の実施形態に係るテンプレート１０は、サファイア基板１１の主面に対して形成されるＡｌＮ層１２に特徴があり、サファイア基板１１は、ＡｌＮ層１２がエピタキシャル成長可能（特にＣ軸方向に成長可能）なものであれば、任意のものを使用することが可能である。
　本発明の実施形態に係るテンプレート１０は、サファイア基板１１の主面に形成されるＡｌＮ結晶の粒径をできるだけ小さくする点で、特許文献１、２及び非特許文献１で提案されているテンプレートと大きく相違する。ＡｌＮ結晶の粒径は、例えば、サファイア基板１１のオフ角や成長温度（基板温度）、原料の供給量や供給比（Ｖ／ＩＩＩ比）、キャリアガスの供給量などの様々な成長条件に応じて決まるものであり、使用する成膜装置に応じて異なり得る。なお、特許文献１、２及び非特許文献１で提案されているテンプレートのように、サファイア基板上にＡｌＮ結晶核を形成し、そのＡｌＮ結晶核の間を埋めるようにＡｌＮ層を成長させようとする場合は、ＡｌＮ層の成長時に特殊な成長方法（アンモニアのパルス供給）が必要であるが、本発明の実施形態に係るテンプレート１０のように個々のＡｌＮ結晶の粒径をできるだけ小さくしようとする場合は、特殊な成長方法は特に必要なく、使用する成膜装置に応じた適切な成長条件を実験等により適宜探索して採用すればよい。ただし、特にＭＯＶＰＥ法によってＡｌＮ層を成長させる場合、サファイア基板１１の主面に対してＡｌＮ結晶を好適にエピタキシャル成長させる観点から、成長温度を１１５０℃以上１３００℃以下にすると好ましく、１２００℃より高く１３００℃未満にするとさらに好ましい。
　図３～５は、本発明の実施形態に係るテンプレートにおいて、２０ｎｍの厚さまで成長させたＡｌＮ層の表面のＡＦＭ（Atomic Force Microscope）像である。図３は、オフ角が０．２°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像である。図４は、オフ角が０．５°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像である。図５は、オフ角が１．０°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像である。
　図６～９は、本発明の実施形態に係るテンプレートにおいて、２０ｎｍの厚さまで成長させたＡｌＮ層の表面のＡＦＭ像から測定されたＡｌＮ結晶の粒径を示した表である。図６は、オフ角が０．２°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像から測定されたＡｌＮ結晶の粒径を示した表である。図７は、オフ角が０．５°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像から測定されたＡｌＮ結晶の粒径を示した表である。図８は、オフ角が１．０°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像から測定されたＡｌＮ結晶の粒径を示した表である。図９は、図６～８に示したＡｌＮ結晶の粒径の測定結果と、ＡＦＭ装置によって測定されたＡｌＮ結晶の粒径及びＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ（Root Mean Square）値とを併せて示した表である。
　図６～図８に示す測定結果は、５００ｎｍ×５００ｎｍの大きさであるＡＦＭ像の測定領域を、１００ｎｍ×１００ｎｍの２５個の小領域に分割し、それぞれの小領域内に含まれるＡｌＮ結晶の粒径を１個ずつ測定した結果である。なお、小領域の境界上に位置するＡｌＮ結晶については、その半分以上の部分が含まれる小領域に振り分け、測定領域の境界上に位置するＡｌＮ結晶については、粒径を測定することができないため無視した。また、ＡＦＭ像中のＡｌＮ結晶は、概ね円形または楕円形である（厳密には六角形に近い形状であると考えられ、いくつかの粒では辺（ファセット）が見えているが、ＡＦＭ装置の性能の限界等もあって円形や楕円形のように見えている）ため、長軸の長さと短軸の長さの平均値を粒径とした。また、図６～８に示すように、サファイア基板１１のオフ角が０．２°、０．５°及び１．０°である３種類の試料（ウエハ）のそれぞれについて、ウエハ上の異なる測定領域１～３のそれぞれのＡＦＭ像からＡｌＮ結晶の粒径を測定した。
　図９において、「個別測定値」の平均粒径及び標準偏差とは、図６～８に示すようにＡＦＭ像におけるＡｌＮ結晶を１個ずつ測定した場合の値である。一方、「装置測定値」の平均粒径、標準偏差及び表面粗さのＲＭＳ値は、ＡＦＭ装置（プローブステーション：NanoNaviIIs、走査型プローブ顕微鏡ユニット：NanoCute、ソフトウェア：NanoNaviStation ver5.6B）によって測定された値である。このＡＦＭ装置は、測定領域内における各測定点の高さのうち所定の閾値高さ（例えば、平均値やメディアンなどの中間的な値）以上となる閉じた１つの領域を１つの粒子とみなして粒子数及び粒子総面積のそれぞれを検出し、粒子総面積を粒子数で除算した平均粒子面積となる円の直径を平均粒径として算出する。さらに、このＡＦＭ装置は、粒子面積の標準偏差を算出する。この粒子面積の標準偏差を円の直径の標準偏差に換算した値が、図９における「装置測定値」の粒径の標準偏差である。また、表面粗さのＲＭＳ値は、下記式（１）によって算出されるＲｑの値である。なお、下記式（１）において、Ｚ（ｉ）は測定領域内における各測定点の高さ、ｎは測定領域内における測定点の数、Ｚｅは測定領域内における各測定点の高さの平均値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000001
　図３～５及び図６～８に示すように、サファイア基板１のオフ角が０．２°、０．５°及び１．０°のいずれの試料においても、およそ２０ｎｍ以上１００ｎｍ以下の粒径のＡｌＮ結晶が密に詰まった状態になっている。また、図９に示すように、ＡＦＭ像におけるＡｌＮ結晶を１個ずつ測定して得られるＡｌＮ結晶の平均粒径と、ＡＦＭ装置によって測定されるＡｌＮ結晶の平均粒径とは同程度の大きさになっており、いずれの方法で測定されたＡｌＮ結晶の平均粒径も適切な値であると言える。
　図１０及び図１１は、本発明の実施形態に係るテンプレートにおいて、３００ｎｍの厚さまで成長させたＡｌＮ層のＡＦＭ像と、ＡＦＭ装置によって測定された粒径及び表面粗さのＲＭＳ値とを示した図である。図１０は、オフ角が０．２°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ３００ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像と、ＡＦＭ装置によって測定されたＡｌＮ結晶の粒径及びＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値を示した表である。図１１は、オフ角が１．０°のサファイア基板の主面に成長させた厚さ３００ｎｍのＡｌＮ層のＡＦＭ像と、ＡＦＭ装置によって測定されたＡｌＮ結晶の粒径及びＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値を示した表である。
　ここで、本発明の実施形態に係るテンプレートにおけるＡｌＮ層と、特許文献１及び非特許文献１に記載されている従来のテンプレートにおけるＡｌＮ層との比較結果について、図面を参照して説明する。図１２は、本発明の実施形態に係るテンプレートにおけるＡｌＮ層と、特許文献１及び非特許文献１に記載されている従来のテンプレートにおけるＡｌＮ層とを比較して示した図である。なお、図１２（ａ）は、特許文献１及び非特許文献１に記載されている従来のテンプレートにおけるＡｌＮ層のＡＦＭ像である。図１２（ｂ）は、本発明の実施形態に係るテンプレートにおけるＡｌＮ層のＡＦＭ像（図３のＡＦＭ像を複数並べた図と、図１０のＡＦＭ像の一部）と、特許文献１及び非特許文献１に記載されている従来のテンプレートにおけるＡｌＮ層のＡＦＭ像（図１２（ａ）のＡＦＭ像の一部）とを同じ大きさ（２μｍ×２μｍ）で比較して示した図である。
　図１２（ａ）に示す特許文献１及び非特許文献１に記載されている従来のテンプレートにおけるＡｌＮ層のＡＦＭ像は、サファイア基板の主面に形成されるＡｌＮ核形成層（サファイア基板の主面に最初に形成される厚さ３００ｎｍのＡｌＮ層における初期段階の層）のＡＦＭ像であり、本願の実施形態に係るテンプレートの図３～５の状態（厚さ２０ｎｍ）に相当するものである。図１２（ａ）に示すＡＦＭ像において、いくつかのＡｌＮ結晶は合体して数μｍ程度まで巨大化しており合体前の粒径の測定は困難であるが、合体していないと見られる比較的小さいＡｌＮ結晶であっても、平均粒径は１０００ｎｍ程度もある。
　図１２（ｂ）に示すＡＦＭ像の比較結果から明らかなように、本発明の実施形態に係るテンプレートのＡｌＮ層におけるＡｌＮ結晶の平均粒径は、特許文献１及び非特許文献１に記載のテンプレートのＡｌＮ層におけるＡｌＮ結晶の平均粒径よりも著しく小さくなっている。
　具体的に、特許文献１及び非特許文献１に記載のテンプレートでは、ＡｌＮ層の成長開始段階におけるＡｌＮ結晶の平均粒径は１０００ｎｍ程度である。さらに、特許文献１及び非特許文献１に記載のテンプレートでは、ＡｌＮ層の厚さが３００ｎｍになると、複数存在していたＡｌＮ結晶が完全に合体して膜状になり、個々の結晶としては観察できない状態になる。これに対して、本発明の実施形態に係るテンプレートでは、ＡｌＮ層の成長開始段階（厚さ２０ｎｍ）におけるＡｌＮ結晶の平均粒径は５０ｎｍ程度しかない。さらに、本発明の実施形態に係るテンプレートでは、ＡｌＮ層の厚さが３００ｎｍになっても、個々の結晶として十分に観察可能であり、その平均粒径は２００ｎｍ程度しかない。
　また、特許文献１及び非特許文献１に記載のテンプレートでは、ＡｌＮ層の成長開始段階における表面粗さのＲＭＳ値は２１．４ｎｍであり、ＡｌＮ層の厚さが３００ｎｍになった段階における表面粗さのＲＭＳ値は２１．４ｎｍと８．２ｎｍの間の値であると推測される（特許文献１の図４Ｂ参照）。一方、本発明の実施形態に係るテンプレートでは、ＡｌＮ層の成長開始段階（厚さ２０ｎｍ）における表面粗さのＲＭＳ値が３ｎｍ程度、ＡｌＮ層の厚さが３００ｎｍになった段階における表面粗さのＲＭＳ値が５ｎｍ程度である。したがって、本発明の実施形態に係るテンプレートのＡｌＮ層における表面粗さのＲＭＳ値は、特許文献１及び非特許文献１に記載のテンプレートのＡｌＮ層における表面粗さのＲＭＳ値よりも著しく小さい。
　特に、特許文献１及び非特許文献１に記載のテンプレートでは、ＡｌＮ層の成長開始段階において比較的大きいＡｌＮ結晶核が乱立し、当該ＡｌＮ結晶核の間を埋め込むように膜状のＡｌＮ層が形成されるため、ＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値が比較的大きくなる。そして、その後は、個々のＡｌＮ結晶核が膜状のＡｌＮ層に埋め尽くされるため、ＡｌＮ層の成長（厚さの増大）に伴いＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値は単純に減少していく。一方、本発明の実施形態に係るテンプレートでは、微細な初期のＡｌＮ結晶を大量かつ高密度に成長させるため、ＡｌＮ層の成長開始段階における表面粗さのＲＭＳ値が比較的小さくなる。そして、その後で個々のＡｌＮ結晶が合体したり粗大化したりするため、この段階（上述のＡｌＮ層の厚さが３００ｎｍになった段階）におけるＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値が、成長開始段階におけるＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値と同程度かそれ以上になる。
　このように、特許文献１、２及び非特許文献１に記載のテンプレートと、本発明の実施形態に係るテンプレートとでは、ＡｌＮ層の成長開始段階におけるＡｌＮ結晶の成長態様が根本的に異なっており、その違いは、ＡｌＮ結晶の平均粒径やＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値に表われている。なお、本発明の実施形態に係るテンプレートであっても、ＡｌＮ層をさらに成長させる（厚さを３００ｎｍよりもさらに大きくする。例えば、１μｍ以上、好ましくは２μｍ以上。）と、個々のＡｌＮ結晶が次第に合体していき、最終的には膜状のＡｌＮ層が得られる。
　次に、本発明の実施形態に係るテンプレートにおけるＡｌＮ層の結晶性について、図面を参照して説明する。図１３は、本発明の実施形態に係るテンプレートにおけるＡｌＮ層の（０００２）面に対するＸＲＣ（X-ray Rocking Curve）法による測定結果を示した表である。なお、図１３（ａ）はωスキャンの測定結果、図１３（ｂ）は２θ－ωスキャンの測定結果を示した表であり、それぞれの表に記載の数値は、（０００２）面に対応するピークの半値全幅（ＦＷＨＭ：Full Width at Half Maximum）の平均値である。また、図１３（ａ）に示すωスキャンの測定においては、試料のＣ軸（サファイア基板及びＡｌＮ層のＣ軸）をＸ線正反射軸に合わせる軸立てを行うと、サファイア基板によるＸ線の正反射が測定されてしまいＡｌＮ層の半値全幅の測定が困難になったため、敢えてこのような軸立てを行わずに測定を行った。
　図１３（ａ）及び図１３（ｂ）に示すように、ωスキャン及び２θ－ωスキャンの両方の測定結果において、ＡｌＮ層の厚さが２０ｎｍである場合の（０００２）面の半値全幅が、１０００ａｒｃｓｅｃ程度になっている。また、図１３（ｂ）に示すように、２θ－ωスキャンの測定結果において、ＡｌＮ層の厚さが３００ｎｍである場合の（０００２）面の半値全幅が、１００ａｒｃｓｅｃ程度になっている。
　通常、ＡｌＮ結晶の粒径を特に制限することなくサファイア基板の（０００１）面上に数μｍ程度成長させたＡｌＮ層における（０００２）面の半値全幅は、およそ２０００ａｒｃｓｅｃ程度である。これに対して、非特許文献１では、ＡｌＮ層の成長開始段階において少数のＡｌＮ結晶核を形成するとともに当該ＡｌＮ結晶核を埋め込む膜状のＡｌＮ層を成長させ、さらに、ＡｌＮ層の成長途中にも横方向成長を促進することによって、４．８μｍの厚さまで成長させたＡｌＮ層における（０００２）面の半値全幅が、２００ａｒｃｓｅｃ程度まで改善したと報告されている。
　これらの従来技術と比較して、本発明の実施形態に係るテンプレートでは、ＡｌＮ層の成長開始段階（厚さ２０ｎｍ）における（０００２）面の半値全幅が、１０００ａｒｃｓｅｃ程度と既に小さく、３００ｎｍの厚さまで成長させたＡｌＮ層における（０００２）面の半値全幅は１００ａｒｃｓｅｃ程度とさらに小さくなっている。即ち、本発明の実施形態に係るテンプレートは、ＡｌＮ層をわずか３００ｎｍ程度成長させただけで、特許文献１及び非特許文献１に記載のテンプレートにおいてＡｌＮ層を４．８μｍの厚さまで成長させなければ達成し得なかった結晶性と同等かそれ以上の結晶性を実現することができる。そして、本発明の実施形態に係るテンプレートにおいて、ＡｌＮ層をさらに厚く成長させることで、さらなる結晶性の改善が見込まれる。
　以上のように、サファイア基板の主面にエピタキシャル成長させるＡｌＮ結晶の平均粒径を、特許文献１及び非特許文献１（さらに、これらと同様の方法でＡｌＮ層が形成される特許文献２）に記載のテンプレートのＡｌＮ層におけるＡｌＮ結晶の平均粒径よりもよりも十分に小さくすることで、サファイア基板の主面にエピタキシャル成長させるＡｌＮ層の結晶性を劇的に改善することができる。
　なお、図６～１２に示した本発明の実施形態に係るテンプレートにおけるＡｌＮ結晶の平均粒径や粒径のばらつきの範囲及び偏り、本発明の実施形態に係るテンプレートと特許文献１及び非特許文献１に記載のテンプレートとのそれぞれにおけるＡｌＮ結晶の粒径の乖離などを考慮すると、ＡｌＮ層の成長開始段階（厚さ２０ｎｍ）におけるＡｌＮ結晶の平均粒径を１００ｎｍ以下にすることで上記の効果が得られると考えられる。特に、図６～８において、ＡｌＮ結晶の粒径の最大値の平均値が大きくても７５ｎｍ程度であることから、ＡｌＮ結晶の平均粒径を７５ｎｍ以下にすると好ましく、平均粒径を７０ｎｍ以下にするとさらに好ましい。また、この平均粒径を２０ｎｍ以上にすると好ましく、特に、図６～８において、ＡｌＮ結晶の粒径の最小値の平均値が２８ｎｍ程度はあることから、ＡｌＮ結晶の平均粒径を２８ｎｍ以上にするとさらに好ましい。同様に、厚さが３００ｎｍであるＡｌＮ層におけるＡｌＮ結晶の平均粒径を３００ｎｍ以下にすることで上記の効果が得られると考えられ、この平均粒径を２５０ｎｍ以下にするとさらに好ましい。また、この平均粒径を１５０ｎｍ以上にすると、好ましい。
　また、図９～１２に示した本発明の実施形態に係るテンプレートにおけるＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値や、本発明の実施形態に係るテンプレートと特許文献１及び非特許文献１に記載のテンプレートとのそれぞれにおけるＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値の乖離などを考慮すると、ＡｌＮ層の成長開始段階（厚さ２０ｎｍ）におけるＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値を５ｎｍ以下にすることで上記の効果が得られると考えられ、このＲＭＳ値を４ｎｍ以下にするとさらに好ましい。また、このＲＭＳ値を２ｎｍ以上にすると、好ましい。同様に、厚さが３００ｎｍであるＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値を１０ｎｍ以下にすることで上記の効果が得られると考えられ、このＲＭＳ値を６ｎｍ以下にするとさらに好ましい。また、このＲＭＳ値を４ｎｍ以上にすると、好ましい。
　なお、ウルツ鉱型構造であるＡｌＮは、Ｃ軸方向に非対称な結晶構造（Ｃ軸を上下方向に見立てた場合、上下非対称な結晶構造）であり、＋Ｃ軸方向（［０００１］方向）と－Ｃ軸方向（［０００－１］方向）が等価ではなく、＋Ｃ面（（０００１）面：Ａｌ極性面）と－Ｃ面（（０００－１）面：Ｎ極性面）も等価ではない。そして、サファイア基板の（０００１）面上にＡｌＮ結晶をエピタキシャル成長させた場合、＋Ｃ軸方向に成長するＡｌＮ結晶と、－Ｃ軸方向に成長するＡｌＮ結晶とが混在し得る。
　これについて、ＡｌＮ層を構成するＡｌＮ結晶を、基板の上方に向かって＋Ｃ軸配向させる（ＡｌＮ結晶の主たる成長方向を＋Ｃ軸方向にして、ＡｌＮ層の表面の全面または大部分（例えば８０％以上、好ましくは９０％以上）を＋Ｃ面にする）と、ＡｌＮ層の結晶性をさらに改善させることができるため、好ましい。
　ＡｌＮ結晶を＋Ｃ軸配向させる方法の一例として、例えば、Applied Physics Express 4 (2011) 092102で採用されている方法が挙げられる。また例えば、ＭＯＶＰＥ法でサファイア基板上にＡｌＮ層をエピタキシャル成長させる場合、Ａｌの原料ガス（例えば、ＴＭＡ：TriMethylAluminium）を、Ｎの原料ガス（例えば、アンモニア）と同時かそれよりも早く供給を開始することで、サファイア基板の主面が過度に窒化されることを抑制して、ＡｌＮ層を＋Ｃ軸配向させるという方法が挙げられる。なお、上述の実施形態に係るテンプレートは、後者の方法を採用してＡｌＮ層を成長させたものであり、サファイア基板の主面から２０ｎｍの厚さまで成長させたＡｌＮ層の表面の少なくとも５０％が＋Ｃ面になっており、３００ｎｍの厚さまで成長させたＡｌＮ層の表面の少なくとも８０％以上が＋Ｃ面になっている（＋Ｃ軸配向している）。
　また、上述の実施形態では、サファイア基板のオフ角が０．２°、０．５°及び２．０°のテンプレートについて説明したが、上述した実施形態と同程度のＡｌＮ結晶が得られる限りにおいて、サファイア基板のオフ角は任意である。ただし、オフ角を０．２°以上にすると、上述した実施形態と同程度のＡｌＮ結晶が得られ易くなるため、好ましい。
＜特許文献１、２及び非特許文献１におけるＡｌＮ結晶核と、本発明の実施形態におけるＡｌＮ層を構成する微細なＡｌＮ結晶との違い＞
　ここでは、特許文献１、２及び非特許文献１においてＡｌＮ層の成長前に形成されるＡｌＮ結晶核と、本発明の実施形態においてＡｌＮ層を構成する微細なＡｌＮ結晶との違いについて説明する。
　まず、図１４を参照して説明したように、特許文献１、２及び非特許文献１では、サファイア基板の主面上にＡｌＮ結晶核を形成した後（図１４の第１段階）、ＡｌＮ結晶核の間を埋めるようにＡｌＮ層を形成する（図１４の第２段階）。このとき、ＡｌＮ結晶核は、図１４の第１段階に示されているように、サファイア基板の主面上に点在するのみであるから、この段階ではサファイア基板の主面を十分に被覆する『層』になっていない。
　例えば、特許文献２の明細書の段落［００６０］には、「直径が２０～５０ｎｍ、高さが２０～４０ｎｍのＡｌＮ結晶核が２００個／μｍ２程度の密度で形成されている」と記載されている。ここで、２００個のＡｌＮ結晶核の全部が欠けることなく１μｍ２の領域内に収まっており、かつ、全てのＡｌＮ結晶核が直径５０ｎｍの平面視円形状であるという、ＡｌＮ結晶核の被覆率が最大限になる現実的にあり得ない状態を想定しても、ＡｌＮ結晶核が占める面積の合計は０．４μｍ２未満に過ぎず、被覆率は４０％未満に過ぎない。したがって、特許文献１、２及び非特許文献１においてＡｌＮ結晶核のみが形成されている状態では、明らかに『層』は形成されていない。
　特許文献１、２及び非特許文献１では、図１４の第２段階に示すように、ＡｌＮ結晶核の間を埋める膜状のＡｌＮ結晶が形成された時点で、サファイア基板の主面を十分に被覆する『層』が形成される。そして、図１４の第２段階に至れば、図１２に示したようにＡｌＮ結晶核と融合した平均粒径が極めて大きい膜状のＡｌＮ結晶が形成されるため、ＡｌＮ層を構成するＡｌＮ結晶の平均粒径は１０００ｎｍ程度と極めて大きくなる。
　また、特許文献２の明細書の段落［００７１］には、「ＡｌＮ結晶核２ａ同士が結合されて単結晶基板１の上記一表面側のＡｌＮ層がある程度まで平坦化されていることが確認された。ここにおいて、露出しているＡｌＮ結晶核２ａの密度は１００個／μｍ２程度まで減少し、ＡｌＮ結晶核２ａの直径も５０～１００ｎｍ程度まで大きくなっていた。」と記載されている。これは、図１４の第２段階において、膜状のＡｌＮ結晶の厚みが増大して一部のＡｌＮ結晶核が膜状のＡｌＮ結晶に埋め尽くされ、残りのＡｌＮ結晶核の頂部が露出している状態であることを意味している。そして、この状態では、図１２に示したようにＡｌＮ結晶核と融合した平均粒径が大きい膜状のＡｌＮ結晶が存在しているため、ＡｌＮ層を構成するＡｌＮ結晶の平均粒径は１０００ｎｍ程度と極めて大きくなる。
　以上に対して、本発明の実施形態に係るテンプレートでは、図３～５に示したＡＦＭ像から明らかなように、ＡｌＮ層を構成する微細なＡｌＮ結晶が形成された状態で、既にサファイア基板の主面を十分に被覆する『層』が形成されている。このことについて、以下、図面を参照しながら具体的に説明する。
　図１５は、本発明の実施形態に係るテンプレートにおける、厚さ３００ｎｍのＡｌＮ層の測定領域内高低差を示した表である。図１６は、本発明の実施形態に係るテンプレートにおける、厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層の測定領域内高低差及び累積度数９０％の高さを示した表である。ここで、測定領域内高低差とは、上述したＡＦＭ装置による測定において、測定領域内における最も高い山の高さと、当該測定領域内における最も低い谷の高さとの差である。また、累積度数９０％の高さとは、測定領域内の高さを高い方から順に計数していった場合において、累計が９０％になった時点の高さである。なお、図１５において、厚さ３００ｎｍのＡｌＮ層の測定領域内高低差は、図１０及び１１のそれぞれの表に記載している２つの測定領域から得られた値である。また、図１６において、厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層の測定領域内高低差及び累計度数９０％の高さは、図６～８のそれぞれの表に記載している３つの測定領域の中の２つの測定領域から得られた値である。
　図１７は、本発明の実施形態に係るテンプレートにおける、厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層の高さプロファイルと高さヒストグラムの一例を示した図であって、図１６に示した表の１段目の測定領域の詳細を示した図である。なお、図１７（ａ）はＡＦＭ像、図１７（ｂ）は図１７（ａ）に示すＡＦＭ像中の線Ｌに沿った高さプロファイル、図１７（ｃ）は図１７（ａ）に示すＡＦＭ像の測定領域の高さヒストグラムである。なお、図１７（ａ）に示したＡＦＭ像の測定領域は、図３に示したＡＦＭ像の測定領域と同じである。また、図１７（ｃ）において、薄い線Ｆ１は度数分布を表しており、濃い線Ｆ２は累積度数分布を表している。
　図１５に示すように、厚さ３００ｎｍのＡｌＮ層の測定領域内高低差は、４０ｎｍ程度であり、ＡｌＮ層の厚さよりも十分に小さい。この場合、測定領域内の最も深い谷にも、十分な厚さのＡｌＮ結晶が存在すると言える。したがって、厚さ３００ｎｍのＡｌＮ層では、サファイア基板の主面の全面がＡｌＮ結晶で覆われており、ＡｌＮ結晶によるサファイア基板の主面の被覆率は１００％であると言える。
　一方、図１６に示すように、厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層の測定領域内高低差は２０ｎｍ程度であり、ＡｌＮ層の厚さと同程度である。そのため、測定領域内の最も深い谷にＡｌＮ結晶が存在しない可能性がある。しかし、図１６に示すように、厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層の累積度数９０％の高さは５ｎｍ程度もある。ここで、０より大きいオフ角を有するサファイア基板の主面におけるステップの高さが０．２２ｎｍであり、主面の平均粗さＲａが０．１ｎｍ以下であることを考慮すれば、仮に測定領域内の最も深い谷にＡｌＮ結晶が存在していなかったとしても、１ｎｍ以上の高さがある部分にはＡｌＮ結晶が存在している可能性が高く、２ｎｍ以上の高さがある部分にはＡｌＮ結晶が存在している可能性が極めて高いと言える。したがって、本発明の実施形態に係るテンプレートでは、厚さ２０ｎｍのＡｌＮ層を形成した時点におけるＡｌＮ結晶によるサファイア基板の主面の被覆率が９０％以上であり、サファイア基板の主面を十分に被覆する『層』になっていると言える。
　実際に、図１７に示す例において、図１７（ｂ）の高さプロファイルでは、谷底が平坦になっていない。また、図１７（ｃ）に示す高さヒストグラムでは、累積度数９０％の高さが５．３０ｎｍもあり、高さが１ｎｍ（さらには２ｎｍ）までの累積度数は１００％に極めて近い値になっている。また、この傾向は、図１７に示した測定領域（図１６に示した表の１段目の測定領域）だけでなく、図１６に示した表の他の測定領域（図１６に示した表の２～６段目の測定領域）にも妥当する。したがって、本発明の実施形態に係るテンプレートでは、仮に測定領域内の最も深い谷にＡｌＮ結晶が存在していなかったとしても、ＡｌＮ結晶がサファイア基板の主面を十分に被覆していると言える。
　そして、本発明の実施形態に係るテンプレートでは、上述の通りＡｌＮ結晶がサファイア基板の主面を十分に被覆する『層』になっており、図３～５に示したＡＦＭ像や図１７（ｂ）に示した高さプロファイルから明らかなように、この時点で隣接するＡｌＮ結晶が既に衝突している。そのため、本発明の実施形態に係るテンプレートでは、図３～５に示した状態（ＡｌＮ層を厚さ２０ｎｍだけ成長させた状態）からＡｌＮ結晶が成長しても、サファイア基板の主面から厚さ２０ｎｍにおけるＡｌＮ結晶の平均粒径はそれほど変動しない。したがって、本発明の実施形態に係るテンプレートにおいて、サファイア基板の主面から厚さ２０ｎｍにおけるＡｌＮ結晶の平均粒径は、１００ｎｍ以下（さらには７５ｎｍ以下）になる。
　本発明は、サファイア基板を備えたテンプレート及びその製造方法と、当該テンプレートを備えた窒化物半導体紫外線発光素子とに利用可能である。特に、ピーク発光波長が紫外領域にある窒化物半導体紫外線発光素子用のテンプレート及びその製造方法と、当該窒化物半導体紫外線発光素子とに利用すると、好適である。
　１　　　窒化物半導体紫外線発光素子
　１０　　テンプレート
　１１　　サファイア基板
　１２　　ＡｌＮ層
　２０　　素子構造部
　２１　　ｎ型クラッド層
　２２　　活性層
　２３　　電子ブロック層
　２４　　ｐ型コンタクト層
　２５　　ｐ電極
　２６　　ｎ電極

Claims (15)

  1. 　（０００１）面または（０００１）面に対して所定の角度だけ傾斜した面を主面とするサファイア基板と、
    　前記サファイア基板の前記主面に直接形成される、当該主面に対してエピタキシャルな結晶方位関係を有するＡｌＮ結晶で構成されたＡｌＮ層と、を備え、
    　前記ＡｌＮ層の前記主面から２０ｎｍの厚さにおける前記ＡｌＮ結晶の平均粒径が１００ｎｍ以下であることを特徴とするテンプレート。
  2. 　前記ＡｌＮ層の前記主面から２０ｎｍの厚さにおける前記ＡｌＮ結晶の平均粒径が、７５ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載のテンプレート。
  3. 　前記ＡｌＮ層の前記主面から２０ｎｍの厚さにおける前記ＡｌＮ結晶の平均粒径が、７０ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１または２に記載のテンプレート。
  4. 　前記ＡｌＮ層の前記主面から３００ｎｍの厚さにおける前記ＡｌＮ結晶の平均粒径が、３００ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載のテンプレート。
  5. 　前記サファイア基板の前記主面が、（０００１）面に対して０．２°以上傾斜した面であることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載のテンプレート。
  6. 　前記ＡｌＮ層の前記主面から３００ｎｍの厚さにおける前記ＡｌＮ結晶は、前記サファイア基板の上方に向かって＋Ｃ軸配向していることを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載のテンプレート。
  7. 　請求項１～６のいずれか１項に記載のテンプレートと、
    　前記テンプレート上に積層された複数のＡｌＧａＮ系半導体層を含む素子構造部と、
    　を備えることを特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子。
  8. 　（０００１）面または（０００１）面に対して所定の角度だけ傾斜した面を主面とするサファイア基板の前記主面にＡｌＮ結晶を直接エピタキシャル成長させてＡｌＮ層を形成する工程を備え、
    　前記工程において、前記主面から２０ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面における前記ＡｌＮ結晶の平均粒径が１００ｎｍ以下になる成長条件で、前記ＡｌＮ結晶をエピタキシャル成長させることを特徴とするテンプレートの製造方法。
  9. 　（０００１）面または（０００１）面に対して所定の角度だけ傾斜した面を主面とするサファイア基板の前記主面にＡｌＮ結晶を直接エピタキシャル成長させてＡｌＮ層を形成する工程を備え、
    　前記工程において、前記主面の９０％以上を被覆する前記ＡｌＮ層を２０ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた時に、前記ＡｌＮ層の表面における前記ＡｌＮ結晶の平均粒径が１００ｎｍ以下になる成長条件で、前記ＡｌＮ結晶をエピタキシャル成長させることを特徴とするテンプレートの製造方法。
  10. 　前記工程において、前記主面から３００ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面における前記ＡｌＮ結晶の平均粒径が３００ｎｍ以下になる成長条件で、前記ＡｌＮ層をエピタキシャル成長させることを特徴とする請求項８または９に記載のテンプレートの製造方法。
  11. 　前記工程において、前記主面から２０ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値が、前記主面から３００ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値以下になる成長条件で、前記ＡｌＮ層をエピタキシャル成長させることを特徴とする請求項８～１０のいずれか１項に記載のテンプレートの製造方法。
  12. 　前記工程において、前記主面から２０ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値が５ｎｍ以下になる成長条件で、前記ＡｌＮ層をエピタキシャル成長させることを特徴とする請求項８～１１のいずれか１項に記載のテンプレートの製造方法。
  13. 　前記工程において、前記主面から３００ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面粗さのＲＭＳ値が１０ｎｍ以下になる成長条件で、前記ＡｌＮ層をエピタキシャル成長させることを特徴とする請求項８～１２のいずれか１項に記載のテンプレートの製造方法。
  14. 　前記工程において、前記主面から３００ｎｍの厚さまでエピタキシャル成長させた前記ＡｌＮ層の表面における前記ＡｌＮ結晶が＋Ｃ軸配向する成長条件で、前記ＡｌＮ層をエピタキシャル成長させることを特徴とする請求項８～１３のいずれか１項に記載のテンプレートの製造方法。
  15. 　前記工程において、前記ＡｌＮ層の成長温度を１１５０℃以上１３００℃以下にすることを特徴とする請求項８～１４のいずれか１項に記載のテンプレートの製造方法。
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KR1020187019169A KR102054094B1 (ko) 2017-05-26 2017-09-29 템플릿, 질화물 반도체 자외선 발광 소자 및 템플릿의 제조 방법
JP2018502026A JP6483913B1 (ja) 2017-05-26 2017-09-29 テンプレートの製造方法
RU2018119215A RU2702948C1 (ru) 2017-05-26 2017-09-29 Основание, нитридный полупроводниковый излучающий ультрафиолетовое излучение элемент и способ производства основания
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2021166308A (ja) * 2019-04-16 2021-10-14 日機装株式会社 窒化物半導体発光素子の製造方法

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11049999B2 (en) * 2017-05-26 2021-06-29 Soko Kagaku Co., Ltd. Template, nitride semiconductor ultraviolet light-emitting element, and method of manufacturing template
US11152543B2 (en) * 2017-11-22 2021-10-19 Soko Kagaku Co., Ltd. Nitride semiconductor light-emitting element
EP3754732B1 (en) * 2018-02-14 2023-04-12 Soko Kagaku Co., Ltd. Nitride semiconductor ultraviolet light-emitting element
US11552217B2 (en) 2018-11-12 2023-01-10 Epistar Corporation Semiconductor device

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006287120A (ja) * 2005-04-04 2006-10-19 Canon Inc 発光素子及びその製造方法
JP2009054780A (ja) 2007-08-27 2009-03-12 Institute Of Physical & Chemical Research 光半導体素子及びその製造方法
JP2010064911A (ja) * 2008-09-09 2010-03-25 Tokuyama Corp 突出部を有する構造体およびその製造方法
WO2011077541A1 (ja) * 2009-12-25 2011-06-30 創光科学株式会社 エピタキシャル成長用テンプレート及びその作製方法
US20120291698A1 (en) * 2011-05-20 2012-11-22 Yuriy Melnik Methods for improved growth of group iii nitride semiconductor compounds
WO2013005789A1 (ja) 2011-07-05 2013-01-10 パナソニック株式会社 窒化物半導体発光素子の製造方法、ウェハ、窒化物半導体発光素子
WO2013021464A1 (ja) * 2011-08-09 2013-02-14 創光科学株式会社 窒化物半導体紫外線発光素子
JP2013211442A (ja) * 2012-03-30 2013-10-10 Hitachi Cable Ltd 窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法
JP2016064928A (ja) * 2014-09-22 2016-04-28 Ｄｏｗａエレクトロニクス株式会社 ＡｌＮテンプレート基板およびその製造方法
JP2017154964A (ja) * 2016-02-26 2017-09-07 国立研究開発法人理化学研究所 結晶基板、紫外発光素子およびそれらの製造方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11340147A (ja) * 1998-05-25 1999-12-10 Matsushita Electron Corp 窒化物半導体ウエハーの製造方法および窒化物半導体素子の製造方法
JP4451222B2 (ja) * 2004-06-08 2010-04-14 日本碍子株式会社 エピタキシャル基板、半導体積層構造、およびエピタキシャル基板の製造方法
JP4578282B2 (ja) * 2005-03-11 2010-11-10 国立大学法人東京農工大学 アルミニウム系ｉｉｉ族窒化物結晶の製造方法
UA97969C2 (ru) * 2006-12-28 2012-04-10 Сейнт-Гобейн Серамикс Энд Пластикс, Инк. Сапфирная основа (варианты)
TWI350784B (en) * 2006-12-28 2011-10-21 Saint Gobain Ceramics Sapphire substrates and methods of making same
JP5095253B2 (ja) * 2007-03-30 2012-12-12 富士通株式会社 半導体エピタキシャル基板、化合物半導体装置、およびそれらの製造方法
JP2009283785A (ja) * 2008-05-23 2009-12-03 Showa Denko Kk Ｉｉｉ族窒化物半導体積層構造体およびその製造方法
JP5399021B2 (ja) * 2008-08-28 2014-01-29 日本碍子株式会社 高周波用半導体素子形成用のエピタキシャル基板および高周波用半導体素子形成用エピタキシャル基板の作製方法
JP2011023677A (ja) * 2009-07-21 2011-02-03 Hitachi Cable Ltd 化合物半導体エピタキシャルウェハおよびその製造方法
RU2009137422A (ru) * 2009-09-30 2011-04-10 Общество с ограниченной ответственностью "УФ Нанодиод" (RU) Комбинированная подложка для светодиодов
JP2011254068A (ja) * 2010-05-07 2011-12-15 Sumitomo Chemical Co Ltd 半導体基板
US8778783B2 (en) * 2011-05-20 2014-07-15 Applied Materials, Inc. Methods for improved growth of group III nitride buffer layers
JP5791399B2 (ja) * 2011-07-07 2015-10-07 学校法人立命館 ＡｌＮ層の製造方法
CA2884169C (en) 2012-09-11 2020-08-11 Tokuyama Corporation Aluminum nitride substrate and group-iii nitride laminate
JP6704386B2 (ja) 2015-02-27 2020-06-03 住友化学株式会社 窒化物半導体テンプレート及びその製造方法、並びにエピタキシャルウエハ
US10340416B2 (en) 2016-02-26 2019-07-02 Riken Crystal substrate, ultraviolet light-emitting device, and manufacturing methods therefor
US11049999B2 (en) * 2017-05-26 2021-06-29 Soko Kagaku Co., Ltd. Template, nitride semiconductor ultraviolet light-emitting element, and method of manufacturing template
US10407798B2 (en) * 2017-06-16 2019-09-10 Crystal Is, Inc. Two-stage seeded growth of large aluminum nitride single crystals

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006287120A (ja) * 2005-04-04 2006-10-19 Canon Inc 発光素子及びその製造方法
JP2009054780A (ja) 2007-08-27 2009-03-12 Institute Of Physical & Chemical Research 光半導体素子及びその製造方法
JP2010064911A (ja) * 2008-09-09 2010-03-25 Tokuyama Corp 突出部を有する構造体およびその製造方法
WO2011077541A1 (ja) * 2009-12-25 2011-06-30 創光科学株式会社 エピタキシャル成長用テンプレート及びその作製方法
US20120291698A1 (en) * 2011-05-20 2012-11-22 Yuriy Melnik Methods for improved growth of group iii nitride semiconductor compounds
WO2013005789A1 (ja) 2011-07-05 2013-01-10 パナソニック株式会社 窒化物半導体発光素子の製造方法、ウェハ、窒化物半導体発光素子
WO2013021464A1 (ja) * 2011-08-09 2013-02-14 創光科学株式会社 窒化物半導体紫外線発光素子
JP2013211442A (ja) * 2012-03-30 2013-10-10 Hitachi Cable Ltd 窒化物半導体エピタキシャルウェハの製造方法
JP2016064928A (ja) * 2014-09-22 2016-04-28 Ｄｏｗａエレクトロニクス株式会社 ＡｌＮテンプレート基板およびその製造方法
JP2017154964A (ja) * 2016-02-26 2017-09-07 国立研究開発法人理化学研究所 結晶基板、紫外発光素子およびそれらの製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
PHYSICA STATUS SOLIDI, vol. A206, no. 6, 2009, pages 1176 - 1182
See also references of EP3432369A4

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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