CN103208572B - Iii族氮化物外延基板以及使用该基板的深紫外发光元件 - Google Patents

Abstract

本发明提供能够得到提高了发光功率输出的深紫外发光元件的III族氮化物外延基板以及提高了发光功率输出的深紫外发光元件。本发明的III族氮化物外延基板(10)依次具有基板(12)、AlN缓冲层(14)、第一超晶格积层体(16)、第二超晶格积层体(18)和III族氮化物积层体(20)。III族氮化物积层体(20)含有由Al_αGa_1-αN(0.03≤α)形成的活性层(24)。第一超晶格积层体(16)交替含有Al_aGa_1-aN层(16A)和Al_bGa_1-bN(0.9＜b≤1)层(16B)并且满足α＜a和a＜b的条件。第二超晶格积层体(18)重复含有Al_xGa_1-xN层(18A)、Al_yGa_1-yN层(18B)和Al_zGa_1-zN(0.9＜z≤1)层(18C)并且满足α＜x和x＜y＜z的条件。

Description

III族氮化物外延基板以及使用该基板的深紫外发光元件

技术领域

本发明涉及III族氮化物外延基板以及使用该基板的深紫外发光元件。

背景技术

近年来，一般由Al、Ga、In等与N的化合物构成的III族氮化物半导体被广泛用于发光元件、电子设备用元件等。由于这样的设备的特性受到III族氮化物半导体的结晶性的较大影响，因而正在寻求用于使结晶性高的III族氮化物半导体生长的技术。

通过在由蓝宝石、SiC、Si或GaAs等形成的基板上外延生长来形成III族氮化物半导体。然而，由于III族氮化物半导体与这些基板的晶格常数、热膨胀系数有较大差异，因而使III族氮化物半导体在这些基板上生长时，对于生长的III族氮化物半导体来说存在发生裂纹、凹坑（点状缺陷）之类的问题。因此，公知通过在基板上形成缓冲层后使III族氮化物半导体层外延生长在该缓冲层上，从而利用缓冲层的应变缓冲效果，可防止裂纹、凹坑的发生并使结晶性高的III族氮化物层生长。

专利文献1公开了一种在Si基板上制造结晶性高且防止了裂纹发生的III族氮化物半导体层的技术，该技术通过在Si基板与III族氮化物半导体层之间设置AlN系超晶格缓冲层而实现，所述AlN系超晶格缓冲层交替地各多层层积有由Al_xGa_1-xN（Al含有率x为0.5≤x≤1）形成的第一层和由Al_yGa_1-yN（Al含有率y为0.01≤y≤0.2）形成的第二层。

另外，专利文献2公开了一种通过下述方法得到结晶性高的III族氮化物半导体层的技术，在Si基板上形成AlN缓冲层，在AlN缓冲层上依次形成使得Al含有率沿晶体生长方向减少的倾斜组成的组成倾斜层以及交替层积有高含Al层和低含Al层的超晶格复合层，在该超晶格复合层上形成III族氮化物半导体层。

现有技术文献

专利文献

专利文献1日本特开2007-67077号公报

专利文献2日本特开2009-158804号公报

发明内容

发明要解决的问题

本发明人正在研究深紫外发光元件，该发光元件使包含发出深紫外光的发光层且由AlGaN材料形成的活性层在由蓝宝石、SiC形成的基板上外延生长。为了获得高发光功率输出，需要使结晶性高的高品质的活性层在基板上生长。另外，本说明书中“深紫外光”意指波长200~350nm的范围内的光。

然而，根据本发明人的研究，明确了即使采用下述方法制作深紫外发光元件也无法得到足够的发光功率输出：不仅在Si基板上而且在由蓝宝石、SiC形成的基板上形成专利文献1、专利文献2记载的缓冲层，进而在该缓冲层上形成III族氮化物半导体层。深紫外发光元件作为能够用在杀菌、净水、医疗、照明、高密度光记录等广泛领域中的发光元件而近年来受到关注，并且正在寻求获得更高的发光功率输出。

因此，本发明鉴于上述课题，目的在于提供能够获得提高了发光功率输出的深紫外发光元件的III族氮化物外延基板、以及提高了发光功率输出的深紫外发光元件。

用于解决问题的方案

为了实现上述目的，本发明的要点构成如下所述。

（1）III族氮化物外延基板，其特征在于，其具有：

基板，

在该基板上形成的AlN缓冲层，

在该缓冲层上依次形成的第一超晶格积层体和第二超晶格积层体，以及

在该第二超晶格积层体上外延生长的、包含含Al_αGa_1-αN（0.03≤α）层的活性层的III族氮化物积层体；

前述第一超晶格积层体交替含有由Al_aGa_1-aN形成的第一层和由Al_bGa_1-bN（0.9＜b≤1）形成的第二层并且满足α＜a和a＜b的条件；

前述第二超晶格积层体重复含有由Al_xGa_1-xN形成的第三层、由Al_yGa_1-yN形成的第四层和由Al_zGa_1-zN（0.9＜z≤1）形成的第五层并且满足α＜x和x＜y＜z的条件。

（2）根据上述（1）记载的III族氮化物外延基板，其满足z-x≥0.20的条件。

（3）根据上述（1)或（2）记载的III族氮化物外延基板，其中，在前述第一超晶格积层体和第二超晶格积层体中，相邻的层的Al含有率差为0.05以上且0.40以下。

（4）根据上述（1）~（3）中任一项记载的III族氮化物外延基板，其中，y-x小于z-y。

（5）根据上述（1)~（4）中任一项记载的III族氮化物外延基板，其满足0.20≤x＜0.90和0.60≤y＜0.95的条件。

（6）根据上述（1）~（5）中任一项记载的III族氮化物外延基板，其满足a＞x的条件。

（7）根据上述（1）~（6）中任一项记载的III族氮化物外延基板，其中，前述基板是由蓝宝石、SiC、金刚石中的任一材料形成的。

（8）深紫外发光元件，其使用上述（1）~（7）中任一项记载的III族氮化物外延基板。

发明的效果

采用本发明可以提供能够获得提高了发光功率输出的深紫外发光元件的III族氮化物外延基板、以及提高了发光功率输出的深紫外发光元件。

附图说明

图1是本发明的III族氮化物外延基板的示意截面图。

图2A是用于说明超晶格积层体的Al组成的示意图，（a）对应于实施例1，（b）、（c）分别对应于比较例1、2。

图2B是用于说明超晶格积层体的Al组成的示意图，（a）~（c）分别对应于比较例3~5。

图3显示单层AlGaN层在AlN模板基板上外延生长时该AlGaN层的Al组成与结晶性的关系图。

附图标记说明

10III族氮化物外延基板

12基板

14AlN缓冲层

16第一超晶格积层体

16A第一层（Al_aGa_1-aN）

16B第二层（Al_bGa_1-bN）

18第二超晶格积层体

18A第三层（Al_xGa_1-xN）

18B第四层（Al_yGa_1-yN）

18C第五层（Al_zGa_1-zN）

20III族氮化物积层体

22n型AlGaN层

24活性层

26p型AlGaN层

28p型GaN接触层

具体实施方式

以下参照附图对本发明的III族氮化物外延基板的实施方式进行说明。图1示意地表示了本发明的一种实施方式的III族氮化物外延基板10的截面结构。

III族氮化物外延基板10具有：基板12；在该基板12上形成的AlN缓冲层14；在该缓冲层14上依次形成的第一超晶格积层体16和第二超晶格积层体18；在该第二超晶格积层体18上外延生长的III族氮化物积层体20。

基板12优选是对AlN缓冲层14、第一超晶格积层体16和第二超晶格积层体18（以下，将它们统称为“缓冲层”。）赋予压缩应力的基板，作为这样的基板12，可以列举出由蓝宝石、SiC、金刚石等形成的基板。另外，由于Si基板是对缓冲层赋予拉伸应力的基板，因而不优选作为本发明中使用的基板12。

对缓冲层赋予压缩应力或赋予拉伸应力取决于基板的材料与AlN缓冲层的晶格常数差和热膨胀系数差。其中所指基板的晶格常数是使缓冲层生长的面的晶格常数。例如，使用蓝宝石基板时，由于蓝宝石和AlN之中蓝宝石的晶格常数大，所以在生长中拉伸应力作用于AlN，然而因为蓝宝石具有比AlN的热膨胀系数大的热膨胀系数，因此在使缓冲层外延生长并进行冷却时，蓝宝石基板过度收缩，从而强于成长中的拉伸应力以上的压缩应力作用于缓冲层。另外，使用SiC基板时，虽然SiC与AlN之间几乎不存在热膨胀系数差，但由于SiC具有比AlN的晶格常数小的晶格常数，所以压缩应力作用于缓冲层。基板的厚度、大小可以根据用途适当选择，一般与缓冲层的厚度相比非常厚。另外，使用的基板的晶面例如为（0001)面并且根据a轴长比较晶格常数时，相对于AlN蓝宝石为SiC为热膨胀系数为AlN（4.2）、蓝宝石（7.5）、SiC（4.2）（都是ppm/K）。

III族氮化物积层体20包含含Al_αGa_1-αN（0.03≤α）层的活性层24。本实施方式中，III族氮化物积层体20从第二超晶格积层体18侧起顺序包含n型AlGaN层22、活性层24、p型AlGaN层26和p型GaN接触层28。n型AlGaN层22、p型AlGaN层26和p型GaN接触层28可以使用MOCVD法等已知的方法通过外延生长来形成。作为p型杂质，可以例示出Be、Mg，作为n型杂质，可以例示出Si、Ge。

活性层24可以为例如使用AlGaN系材料形成多量子阱（MQW）结构的发光层。该发光层可以采用MOCVD法等通过外延生长来形成。本实施方式中，将多量子阱结构的阱层设为Al_αGa_1-αN（0.03≤α）层。该情况下，活性层24成为发出发光峰波长为350nm以下的深紫外光的发光层。另外，AlGaN系的多量子阱结构的情况下，主要可以通过阱层的Al含有率控制发光波长，Al含有率越高则会发出波长越短的光。例如，通过将阱层的Al含有率设为0.4，可以由活性层24发出280nm的深紫外光。

对于各层的厚度不作特别地限定，例如，可以设定n型AlGaN层22为500~5000nm、活性层24为20~1000nm、p型AlGaN层26为20~500nm、p型GaN接触层28为10~500nm。

本发明的III族氮化物外延基板10的特征在于位于基板12与III族氮化物积层体20之间的缓冲层。缓冲层从基板12侧起顺序包含AlN缓冲层14、第一超晶格积层体16和第二超晶格积层体18。另外，第一超晶格积层体16交替含有由Al_aGa_1-aN形成的第一层16A和由Al_bGa_1-bN（0.9＜b≤1）形成的第二层16B并且满足α＜a和a＜b的条件。此外，第二超晶格积层体18重复含有由Al_xGa_1-xN形成的第三层18A、由Al_yGa_1-yN形成的第四层18B和由Al_zGa_1-zN（0.9＜z≤1）形成的第五层18C并且满足α＜x和x＜y＜z的条件。通过采用这样的构成，本发明起到能够获得提高了III族氮化物外延基板10产生的发光功率输出的深紫外发光元件这一显著效果。

以下涵盖作用效果地说明采用这样的构成的技术意义。本发明人对下述超晶格缓冲进行了各种研究，作为缓冲层的构成，从基板12侧起以AlN起始，其后交替积层了低Al组成的Al_aGa_1-aN（第一层）和高Al组成的Al_bGa_1-bN（a＜b、0.9＜b≤1，第二层）。

首先，关于图2B（a）所示的交替形成有GaN（第一层）/AlN（第二层）的超晶格积层体，对于使GaN等小于3%的低Al组成的AlGaN层在该积层体之上生长来说是有效的。然而，对于使作为本发明对象的包含含Al_αGa_1-αN（0.03≤α）层的活性层的III族氮化物半导体生长的情况，突显出以下问题。即，第一层的Al含有率小于阱层的Al含有率α，结果由于第一层的带隙小于Al_αGa_1-αN（0.03≤α），因而活性层发出的光被第一层吸收，其结果发光功率输出降低。为了使光吸收为最小限度而使第一层例如以0.2~0.3nm左右薄地形成时，无法充分地获得应变缓冲效果（后述的用超晶格积层体内的拉伸应力抵消源自基板的压缩应力的效果），该情况下也得不到足够的发光功率输出。

另外，像图2A（b）所示的交互形成有Al_0.85Ga_0.15N（第一层）/AlN（第二层）的超晶格积层体，第一层的Al含有率充分高于阱层的Al含有率α时，不造成活性层发出的光被第一层吸收。然而，第一层与第二层的Al含有率的差变小，结果不能充分获得应变缓冲效果。因此，在该缓冲层上形成的III族氮化物积层体20的结晶性不足，得不到足够的发光功率输出。

因此研究了：使第一层的Al含有率高于阱层的Al含有率α、且尽可能增大第一层与第二层的Al含有率的差的、图2B（b）所示的交替形成有Al_0.53Ga_0.47N（第一层）/AlN（第二层）的超晶格积层体。然而该情况下，明确了第二层中会产生裂纹。推测这是由以下原因造成的。由于AlGaN的Al含有率越高，成长时的表面平坦性越恶化，因而第一层具有平坦性较差的表面。在此认为：形成与第一层相比较Al含有率的差大的第二层时，对第二层施加了较大的拉伸应力，出现裂纹。第二层的裂纹贯穿至III族氮化物积层体20时，由于起不到发光元件的作用，因而不优选。另外，图2B（a）的情况，由于第一层的GaN的平坦性高，即使在其上积层AlN也不发生裂纹。另外，图2A（b）的情况，虽然第一层的Al_0.85Ga_0.15N的平坦性不佳，但由于与第二层的Al含有率的差小，因而不会对第二层施加过大的拉伸应力，同样不发生裂纹。

图3是显示在蓝宝石基板上形成AlN缓冲层后的AlN模板基板上使单层AlGaN层外延生长时该AlGaN层的Al组成与结晶性的关系图。横轴表示Al组成（%），纵轴表示用X射线衍射装置分析各样品时相当于（102）面的峰的半峰宽。该半峰宽越小，AlGaN层的结晶性越好。认为随着Al含有率由20%附近升高的结晶性恶化是平坦性的恶化造成的。另一方面，认为随着Al含有率由50%附近升高的结晶性变好是与AlN缓冲层的Al含有率差减小造成的。由图3可知，对于与AlN层相接的情况，在XRC（102）成为约700以上的Al组成为40~60%的范围内，难以获得良好的结晶性。由此可知，与高Al组成的Al_bGa_1-bN（0.9＜b≤1）相接的AlGaN层的Al含有率优选避免Al含有率差在大于0.4且小于0.6的范围内。

如此本发明人得到下述结论：为了防止裂纹的发生、抑制光吸收并充分获得应变缓冲效果，单单采用截止目前般的2层交替形成的超晶格积层体是有局限的。且发现，通过在2层交替形成的超晶格积层体的基础上设置3层重复形成的特定的超晶格积层体，能够实现上述目的，从而完成本发明。

本实施方式的III族氮化物外延基板10中，对于第一超晶格积层体16，满足α＜a和a＜b的条件，对于第二超晶格积层体18，满足α＜x和x＜y＜z的条件。即，超晶格积层体的各层都具有比阱层Al_αGa_1-αN的Al含有率α高的Al含有率。因此，能够防止第一超晶格积层体16、第二超晶格积层体18吸收活性层发出的光。

通过将第二超晶格积层体18设为从基板12侧起Al组成依次升高的第三层18A，第四层18B，第五层18C的3层结构，使得由第三层18A对第四层18B施加拉伸应力，由第四层18B对第五层18C施加拉伸应力。如此，通过在1组之中分段地赋予多次拉伸应力，与前述2层结构相比较，能够充分抵消受到来自基板12的压缩应力，可以促进形成在第二超晶格积层体18上的III族氮化物半导体层20的横向生长。其结果，能够得到结晶性更高的III族氮化物半导体层20。

另外，通过将第二超晶格积层体18设为3层结构，容易减小相邻的层间的Al组成差。其结果，对第四层18B和第五层18C施加的拉伸应力并不会那么大，能够防止这些层中拉伸应力集中而发生裂纹。

本发明并不受理论束缚，由于上述那样的作用，因而认为本实施方式的III族氮化物外延基板10体现能够获得提高了发光功率输出的深紫外发光元件这一显著效果。

另外，如后述的情况，如图2A（c）地在交替形成有Al_0.85Ga_0.15N（第一层）/AlN（第二层）的超晶格积层体之上形成交替形成有Al_0.66Ga_0.34N（第三层）/Al_0.85Ga_0.15N（第一层）的超晶格积层体，尽管含有Al含有率不同的3种层，形成在该超晶格积层体上的III族氮化物半导体层也不具有充分的结晶性，无法获得高的发光功率输出。此被认为是下述原因造成的：由于如本实施方式地在超晶格积层体中用于分段地赋予拉伸应力的Al组成差不足、或者并非在1组之中赋予多次拉伸应力的结构，无法促进III族氮化物半导体层的横方向生长。

另外，同样地如后述的情况，如图2B（c）地不形成本实施方式的第一超晶格积层体16而只形成第二超晶格积层体18，形成在该超晶格积层体上的III族氮化物半导体层也不具有充分的结晶性，无法获得高的发光功率输出。由此可知，如本实施方式地在第一超晶格积层体16上形成第二超晶格积层体18是必需的。第一超晶格积层体16是为了在AlN缓冲层14上形成超晶格结构所必需的。AlN缓冲层14具有大概300~3000nm左右的厚度。此也是AlN缓冲层14自身为了获得充分的结晶性和平坦性所必需的厚度。另一方面，第二超晶格积层体的各层的厚度最多为数nm~数10nm。另外，第二超晶格积层体含有Al含有率低的第三层。因而存在下述情况，直接在AlN缓冲层14上形成第二超晶格积层体时，依据AlN缓冲层14的厚度，在形成第二超晶格积层体的初始阶段中强大的拉伸应力作用于第二超晶格积层体，会产生裂纹。然而，发光波长越接近AlN的波长(210nm)越没有该制约，可以直接形成第二超晶格积层体。

以下，对于第一超晶格积层体16和第二超晶格积层体18的各层的优选Al含有率进行说明。

优选满足z-x≥0.20的条件。z-x小于0.20时，第二超晶格积层体的第三层18A与第五层18C的Al含有率差变小，有可能得不到充分的应变缓冲效果。

从确实地防止裂纹的发生的观点考虑，在前述第一超晶格积层体和第二超晶格积层体中，相邻的层的Al含有率差即b-a、z-y、y-x优选为0.05以上且0.40以下。超过0.40时，对于图3，如上所述地，对相邻的层之中高Al含有率的层施加过大的拉伸应力，由于结晶性差而有可能发生裂纹。另外，小于0.05时，难以依据Al组成差判别各层，并且作为超晶格积层体的效果也小。

优选y-x小于z-y。由此，对于图3所示结晶性差的Al组成的范围，可以进一步减小相邻的层的Al含有率差，能够更确实地防止裂纹的发生。

从充分获得本发明的效果的观点考虑，优选第二超晶格积层体的第三层18A和第四层18B分别满足0.20≤x＜0.90和0.60≤y＜0.95的条件。

第一超晶格积层体的第一层16A优选满足a＞x的条件，另外，更优选满足0.60≤a＜0.95的条件。a小于0.60时，形成第二超晶格积层体时有可能产生裂纹。

关于第一超晶格积层体16，可以适当设定第一层16A和第二层16B的厚度以及积层体（第一层和第二层）的组数。第一超晶格积层体16优选将各层16A、16B的厚度设定为0.1~50nm。另外，优选Al含有率（Al组成比）越低、膜厚设计得越厚。组数例如可以设为10~100组。

关于第二超晶格积层体18，可以适当地设定第三层18A、第四层18B和第五层18C的厚度、以及积层体（第三层、第四层和第五层）的组数。第二超晶格积层体18优选将各层18A，18B，18C的厚度设定为0.1~50nm。组数优选设为10~100组、更优选设为30~50组。如果设为10组以上，则能够确实地获得应变缓冲效果，如果设为100组以下，则III族氮化物积层体20不易产生裂纹。

第一超晶格积层体16的最靠基板12侧的层以及最靠第二超晶格积层体18侧的层可以为第一层16A也可以为第二层16B。另外，第一超晶格积层体16的最靠基板12侧的层是由AlN形成的第二层时，可以将该第二层作为AlN缓冲层14。第一超晶格积层体16的最靠基板12侧的层是第一层或AlN以外的第二层时，另外设置AlN缓冲层14。两外，还可以使用在基板12上形成有AlN缓冲层14的AlN模板基板。该情况下，可以在AlN模板基板上再次形成AlN缓冲层14也可以不形成，在与使缓冲层外延生长的炉另外的炉中形成AlN模板基板时，优选再次形成AlN缓冲层14。

第二超晶格积层体18的最靠第一超晶格积层体16侧的层和最靠III族氮化物积层体20侧的层可以为第三层18A、第四层18B、第五层18C的任一者，优选使第三层18A与第一超晶格积层体16相接。另外，第二超晶格积层体18与第二超晶格积层体18上的III族氮化物积层体20之间可以有实施方式未记载的含Mg层、i型层等中间层、其它超晶格积层体，即便在该情况下，第二超晶格积层体18带来的结晶性提高的效果也可适宜地起作用。

本说明书中，构成缓冲层的“AlGaN”也可以含有总计1%以下的其它III族元素的B和/或In。另外，也可以含有例如Si、H、O、C、Mg、As、P等微量杂质，还可以有意地添加部分Mg杂质。此外，构成III族氮化物积层体的GaN，AlGaN等同样也可以含有总计1%以下的其它III族元素。

作为本发明的各层的外延生长方法，可以使用MOCVD法、MBE法等公知的方法。作为形成AlGaN时的原料气体，可以列举出TMA（三甲基铝）、TMG（三甲基镓）、氨气，膜中Al含有率的控制可以通过控制TMA与TMG的混合比来进行。另外，外延生长后的Al含有率、膜厚的评价可以使用光学反射率法、TEM-EDS、光致发光等公知的方法。

本实施方式的III族氮化物外延基板10可以用在深紫外发光元件中。例如可以去除部分III族氮化物半导体层20，从而使n型AlGaN层22露出，在该露出的n型AlGaN层22以及p型GaN接触层28之上分别配置n侧电极和p侧电极，形成卧式结构的III族氮化物发光元件。另外，也可以在p型GaN接触层28的上部形成接合层，与另外的支撑基板接合后，使用激光、化学剥离（chemical lift-off）法去除基板后，形成立式结构的发光元件。

以下，使用实施例进一步详细地说明本发明，但本发明不不受到以下实施例的任何限定。

[实施例]

（实施例1）

准备在蓝宝石基板（厚度：430μm）上作为缓冲层形成有AlN层（厚度：0.8μm）的AlN模板基板。使图2A（a）所示的第一超晶格积层体和第二超晶格积层体在该AlN模板基板上依次外延生长。第一超晶格积层体通过交替积层第一层（Al_0.85Ga_0.15N、a=0.85，厚度：40nm）和第二层（AlN、b=1，厚度：7.2nm）而成。AlN模板基板上自第二层形成后积层了15组第一层和第二层，图2A（a）中表述为15.5组。第二超晶格积层体通过重复积层第三层（Al_0.75Ga_0.25N、x=0.75，厚度：4nm）、第四层（Al_0.85Ga_0.15N、y=0.85，厚度：17nm）、第五层（AlN、z=1，厚度：11nm）20组而成。其中，作为生长方法，采用使用TMA(三甲基铝)、TMG（三甲基镓）、氨气作为原料的MOCVD法。作为载气，使用了氮气/氢气。第一~五层的生长条件都设为压力10kPa、温度1150℃。另外，通过控制TMA与TMG的供给比率变更各层的Al含有率。

之后，使n型AlGaN层（Al含有率β：0.64、厚度：1480nm、掺杂剂：Si）、活性层（AlGaN系MQW层、厚度：270nm、阱层的Al含有率α：0.40）、p型AlGaN层（Al含有率：0.75~0.32的组成倾斜层、厚度：90nm、掺杂剂：Mg）、p型GaN接触层（厚度：66nm、掺杂剂：Mg）在第二超晶格积层体上依次外延生长，从而制作了实施例1的III族氮化物外延基板。来自于发光层的发光波长为280nm。

（实施例2）

除了将第二超晶格积层体的组数变更为40组以外，按照与实施例1同样的方法制作了实施例2的III族氮化物外延基板。

（比较例1）

除了将超晶格积层体变更为图2A（b）所示的结构以外，按照与实施例1同样的方法制作了比较例1的III族氮化物外延基板。该超晶格积层体通过交替积层40组第一层（Al_0.85Ga_0.15N、a=0.85，厚度：15nm）和第二层（AlN、b=1，厚度：10nm）而成。AlN模板基板上自第二层开始形成。

（比较例2）

除了将超晶格积层体变更为图2A（c）所示的结构以外，按照与实施例1同样的方法制作了比较例2的III族氮化物外延基板。该超晶格积层体由第一超晶格积层体和第二超晶格积层体形成。第一超晶格积层体通过交替积层第一层（Al_0.85Ga_0.15N、a=0.85，厚度：15nm）和第二层（AlN、b=1，厚度：10nm）而成。AlN模板基板上自第二层开始形成，之后积层了40组第一层和第二层，因而图2A（c）中表述为40.5组。第二超晶格积层体自第一层开始交替积层了20组第一层（Al_0.85Ga_0.15N、d=0.85，厚度：10nm）和第三层（Al_0.66Ga_0.34N、c=0.66，厚度：15nm）而成。

（比较例3）

除了将超晶格积层体变更为图2B（a）所示的结构以外，按照与实施例1同样的方法制作了比较例3的III族氮化物外延基板。该超晶格积层体通过交替积层第一层（GaN、a=0，厚度：0.3nm）和第二层（AlN、b=1，厚度：7.8nm）而成。AlN模板基板上自第二层开始形成，之后，积层了40组第一层和第二层，因而图2B（a）中表述为40.5组。

（比较例4）

除了将超晶格积层体变更为图2B（b）所示的结构以外，按照与实施例1同样的方法制作了比较例4的III族氮化物外延基板。该超晶格积层体通过交替积层第一层（Al_0.53Ga_0.47N、a=0.53，厚度：10nm）和第二层（AlN、b=1，厚度：5nm）而成。AlN模板基板上自第二层开始形成，之后，积层了40组第一层和第二层，因而图2B（b）中表述为40.5组。

（比较例5）

除了将超晶格积层体变更为图2B（c）所示的结构以外，按照与实施例1同样的方法制作了比较例5的III族氮化物外延基板。该比较例没有形成实施例1中的第一超晶格积层体。

（实施例3）

使n型AlGaN层（Al含有率β：0.29、厚度：1680nm、掺杂剂：Si）、活性层（AlGaN系MQW层、厚度：290nm、阱层的Al含有率α：0.03）、p型AlGaN层（Al含有率：0.49~0.32的组成倾斜层、厚度：80nm、掺杂剂：Mg）、p型GaN接触层（厚度：66nm、掺杂剂：Mg）在实施例1的第二超晶格积层体上依次外延生长，制作了发光波长为340nm的III族氮化物外延基板，除此之外，与实施例1同样地操作。

（实施例4）

第一超晶格积层体交替积层了15.5组第一层（Al_0.75Ga_0.25N、a=0.75，厚度：40nm）和第二层（AlN、b=1，厚度：7.2nm），第二超晶格积层体重复积层了第三层（Al_0.4Ga_0.6N、x=0.4，厚度：4nm）、第四层（Al_0.65Ga_0.35N、y=0.65，厚度：15nm）、第五层（AlN、z=1，厚度：5nm）20组，除此之外，与实施例3同样地操作。

（实施例5）

在实施例3的第二超晶格积层体之上形成实施例4的第二超晶格积层体作为第三超晶格积层体，除此之外，与实施例3同样地操作。

（比较例6）

使实施例3的n型AlGaN层、活性层、p型AlGaN层、p型GaN接触层在比较例2的超晶格积层体之上依次外延生长，制作了发光波长为340nm的III族氮化物外延基板，除此之外，与比较例2同样地操作。

（评价1：n型AlGaN层的结晶性）

对于各实施例、比较例的试样，使用X射线衍射装置（D8DISCOVER，Bruker AXS公司制）测定n型AlGaN层的(002)面和(102)面的半峰宽（FWHM）。该半峰宽是评价n-AlGaN层的结晶性的指标，数值越低，结晶性越优异。结果示于表1。

（评价2：PL强度比）

对于各实施例、比较例的试样，使用PHOTON DesignCorporation制造的PL装置实施PL测定（光致发光测定）。PL测定为：对试样照射能量大于各半导体层的带隙能的激光，将半导体层内的电子一次激发至高能级，测定其回到原先的能级时发出的剩余的能量（以光能的形式放出）。光能可转换为波长。采用该测定可以评价各层的Al含有率、点缺陷量。此次测定中，Al含有率最低的发光层的PL发光波长下的PL强度除以点缺陷的强度升高的波长（495nm）下的PL强度，从而算出PL强度比。根据该PL强度比可评价发光层的发光难易。这是因为点缺陷越多，缺陷造成的非发光量也越发增加，结果会使通电时的光辐射变小。本测定中使用了波长为244nm且输出功率为70mW的激光。结果示于表1。

（评价3：发光功率输出Po）

对于各实施例、比较例的试样，将在用金刚石笔将生长面划格使n型AlGaN层露出的点和距离该露出的点1.5mm的p型GaN接触层上的点处物理按压点状In成形后的2点作为n型和p型电极，从而制作了简易的氮化物半导体元件。然后，将探针与它们接触，通电后由背面发出光辐射，通过光纤引导至Hamamatsu Photonics K.K.制造的多通道型分光器中，将光谱的峰强度换算成W(瓦特)，从而求出发光功率输出Po。结果示于表1。

表1

对发光波长280nm的情况（实施例1、2和比较例1~5）进行说明。如表1所示，实施例1、2的超晶格积层体、超晶格积层体上的III族氮化物积层体中未出现裂纹，与各比较例相比，n-AlGaN层的结晶性良好，因此推测活性层的结晶性也良好。实际上，PL强度比和发光功率输出Po均优于比较例1~5。另一方面，比较例4的超晶格积层体中发生裂纹，评价1~3均无法进行。另外，关于比较例1~3、5，虽然没有发生裂纹，但n-AlGaN层的结晶性劣于实施例1、2，且PL强度比和发光功率输出Po也劣于实施例1、2。另外，关于增加了第二超晶格积层体的组数的实施例2，能够得到比实施例1更加良好的PL强度比和发光功率输出。

发光波长340nm（实施例3~5、比较例6）的情况也可得到同样的结果。关于340nm的LED下的PL强度，原本点缺陷量就少，看不出PL强度比与发光功率输出的关系，关于结晶性，可以说发光功率输出越高体现结晶性越好，通过该发明实施而实现结晶性提高，结果使发光功率输出提高。

产业上的可利用性

采用本发明可以提供能够得到提高了发光功率输出的深紫外发光元件的III族氮化物外延基板、以及提高了发光功率输出的深紫外发光元件。

Claims (8)

1.一种III族氮化物外延基板，其特征在于，其具有：

基板，

在该基板上形成的AlN缓冲层，

在该缓冲层上依次形成的第一超晶格积层体和第二超晶格积层体，以及

在该第二超晶格积层体上外延生长的、包含含Al_αGa_1-αN层的活性层的III族氮化物积层体，0.03≤α；

所述第一超晶格积层体交替含有由Al_aGa_1-aN形成的第一层和由Al_bGa_1-bN形成的第二层并且满足α＜a和a＜b的条件，0.9＜b≤1；

所述第二超晶格积层体重复含有由Al_xGa_1-xN形成的第三层、由Al_yGa_1-yN形成的第四层和由Al_zGa_1-zN形成的第五层并且满足α＜x和x＜y＜z的条件，0.9＜z≤1。

2.根据权利要求1所述的III族氮化物外延基板，其满足z-x≥0.20的条件。

3.根据权利要求1或2所述的III族氮化物外延基板，其中，在所述第一超晶格积层体以及第二超晶格积层体中，相邻的层的Al含有率差即b-a、z-y、y-x为0.05以上且0.40以下。

4.根据权利要求1或2所述的III族氮化物外延基板，其中，y-x小于z-y。

5.根据权利要求1或2所述的III族氮化物外延基板，其满足0.20≤x＜0.90和0.60≤y＜0.95的条件。

6.根据权利要求1或2所述的III族氮化物外延基板，其满足a＞x的条件。

7.根据权利要求1或2所述的III族氮化物外延基板，其中，所述基板是由蓝宝石、SiC、金刚石中的任一材料形成的。

8.一种深紫外发光元件，其使用权利要求1～7中任一项所述的III族氮化物外延基板，所述深紫外为波长200～350nm的光。