CN109314159B - 模板、氮化物半导体紫外线发光元件和模板的制造方法 - Google Patents

模板、氮化物半导体紫外线发光元件和模板的制造方法 Download PDF

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Abstract

模板具备蓝宝石基板和AlN层，所述蓝宝石基板以(0001)面或相对于(0001)面仅倾斜规定角度的面作为主面，所述AlN层直接形成于蓝宝石基板的主面，且由相对于该主面具有外延的结晶方位关系的AlN结晶构成。该模板中，AlN层的自主面起为20nm的厚度处的AlN结晶的平均粒径为100nm以下。

Description

模板、氮化物半导体紫外线发光元件和模板的制造方法
技术领域
本发明涉及具备蓝宝石基板的模板及其制造方法、以及具备该模板的氮化物半导体紫外线发光元件。特别是，涉及峰发光波长处于紫外区域的氮化物半导体紫外线发光元件用模板及其制造方法、以及该氮化物半导体紫外线发光元件。
背景技术
作为将AlGaN系氮化物半导体用于活性层的氮化物半导体紫外线发光元件的模板，大多使用使AlN层在蓝宝石基板的主面进行外延生长的模板。
通过使多个半导体层依次进行外延生长而制作的半导体发光元件中，基底的半导体层的结晶性对其上方的半导体层的结晶性造成明显影响。因此，模板表面的结晶性对半导体发光元件整体的结晶性造成影响，因而特别重要。并且，模板表面的结晶性越良好，则半导体发光元件所具备的各半导体层(特别是活性层)的结晶性也越良好，产生发光的电子与空穴的再结合不易因结晶缺陷而受到阻碍，因此发光效率等特性变得良好。
但是，使AlN层在蓝宝石基板的主面进行外延生长而制作的模板出于蓝宝石与AlN的晶格失配、Al原子难以迁移等理由而存在难以获得结晶性良好的AlN层的问题。
关于该问题，专利文献1、2和非专利文献1中提出了通过调整AlN层生长时的原料气体的供给时机而使AlN层的结晶性得以改善的模板制造方法。此处，关于专利文献1、2和非专利文献1中提出的模板制造方法，参照附图进行说明。图14是示出以往的模板制造方法的示意图，其是专利文献1和2的发明人之一同时也是非专利文献1的著作者之一的平山秀树先生的特别报道(RIKEN NEWS June 2011的2～5页)中记载的图3的一部分。
专利文献1、2和非专利文献1所提出的模板的制造方法中，最初在蓝宝石基板的主面上形成若干个AlN晶核后(图14的第一阶段)，一边连续供给Al的原料气体，一边脉冲性地供给N的原料气体(氨)，从而使填入AlN晶核之间的间隙的AlN层生长(图14的第二阶段)。利用这种方法而生长的AlN层与单纯地在蓝宝石基板的主面上生长为膜状的AlN层相比，穿透位错变少。并且，其后使AlN层的膜厚增加，实现表面的平坦化(图14的第三阶段)。需要说明的是，专利文献1和非专利文献1所提出的模板的制造方法中，在使AlN层的膜厚增加的过程中，利用与图14的第二阶段相同的方法来供给原料气体，由此促进AlN结晶的横向生长(图14的第四阶段)。由此，想要随着AlN层的生长而向上方传播的穿透位错沿着横向发生弯曲，从而改善AlN层的最终表面的结晶性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2009-54780号公报
专利文献2：国际公开第2013/005789号
非专利文献
非专利文献1：Physica Status Solidi，A206，No.6，1176-1182(2009)
发明内容
发明要解决的问题
然而，专利文献1、2和非专利文献1所提出的模板的制造方法与以往相比并未大幅变更AlN结晶的生长方式，而是仅停留在降低以往据称会导致AlN层的结晶性降低的穿透位错，因此并未明显改善AlN层的结晶性。
因而，本发明的目的在于，提供通过与以往相比大幅变更AlN结晶的生长方法从而明显改善了AlN层的结晶性的模板及其制造方法、以及具备该模板的氮化物半导体紫外线发光元件。
用于解决问题的方案
为了实现上述目的，本发明提供一种模板，其特征在于，其具备蓝宝石基板和AlN层，所述蓝宝石基板以(0001)面或相对于(0001)面仅倾斜规定角度的面作为主面，所述AlN层直接形成于上述蓝宝石基板的上述主面，且由相对于该主面具有外延的结晶方位关系的AlN结晶构成，上述AlN层的自上述主面起为20nm的厚度处的上述AlN结晶的平均粒径为100nm以下。
进而，上述特征的模板中，上述AlN层的自上述主面起为20nm的厚度处的上述AlN结晶的平均粒径可以为75nm以下，也可以为70nm以下。此外，上述特征的模板中，上述AlN层的自上述主面起为300nm的厚度处的上述AlN结晶的平均粒径可以为300nm以下。
此外，上述特征的模板中，上述蓝宝石基板的上述主面可以为相对于(0001)面倾斜0.2°以上的面。根据该模板，可容易地获得上述那样的平均粒径小的AlN结晶。
此外，上述特征的模板中，上述AlN层的自上述主面起为300nm的厚度处的上述AlN结晶可以朝向上述蓝宝石基板的上方发生+C轴取向。根据该模板，能够进一步改善AlN层的结晶性。
此外，本发明提供一种氮化物半导体紫外线发光元件，其特征在于，其具备：上述模板、以及层叠在上述模板上且包含多个AlGaN系半导体层的元件结构部。
此外，本发明提供一种模板的制造方法，其特征在于，其具备：使AlN结晶在以(0001)面或相对于(0001)面仅倾斜规定角度的面作为主面的蓝宝石基板的上述主面直接进行外延生长，从而形成AlN层的工序，上述工序中，在从上述主面外延生长至20nm厚为止的上述AlN层的表面处的上述AlN结晶的平均粒径达到100nm以下的生长条件下，使上述AlN结晶进行外延生长。
此外，本发明提供一种模板的制造方法，其特征在于，其具备：使AlN结晶在以(0001)面或相对于(0001)面倾斜规定角度的面作为主面的蓝宝石基板的上述主面直接进行外延生长，从而形成AlN层的工序，上述工序中，在使覆盖上述主面的90％以上的上述AlN层外延生长至20nm厚为止时，上述AlN层的表面处的上述AlN结晶的平均粒径达到100nm以下的生长条件下，使上述AlN结晶进行外延生长。
此外，上述特征的模板的制造方法的上述工序中，可以在从上述主面外延生长至300nm厚为止的上述AlN层的表面处的上述AlN结晶的平均粒径达到300nm以下的生长条件下，使上述AlN层进行外延生长。
此外，上述特征的模板的制造方法的上述工序中，可以在从上述主面外延生长至20nm厚为止的上述AlN层的表面粗糙度的RMS值达到从上述主面外延生长至300nm厚为止的上述AlN层的表面粗糙度的RMS值以下的生长条件下，使上述AlN层进行外延生长。例如，可以在从上述主面外延生长至20nm厚为止的上述AlN层的表面粗糙度的RMS值达到5nm以下的生长条件下，使上述AlN层进行外延生长，也可以在从上述主面外延生长至300nm厚为止的上述AlN层的表面粗糙度的RMS值达到10nm以下的生长条件下，使上述AlN层进行外延生长。
此外，上述特征的模板的制造方法的上述工序中，可以在从上述主面外延生长至300nm厚为止的上述AlN层的表面处的上述AlN结晶发生+C轴取向的生长条件下，使上述AlN层进行外延生长。根据该模板的制造方法，能够进一步改善AlN层的结晶性。
此外，上述特征的模板的制造方法的上述工序中，上述AlN层的生长温度可以设为1150℃以上且1300℃以下。根据该模板的制造方法，能够使AlN结晶相对于蓝宝石基板的主面适合地进行外延生长。
发明效果
根据上述特征的模板及其制造方法，能够明显改善在蓝宝石基板的主面进行外延生长的AlN层的结晶性。此外，使用了该模板的氮化物半导体紫外线发光元件中的元件结构部的结晶性得到改善，因此能够改善发光效率等特性。
附图说明
图1是示意性地示出本发明的实施方式所述的氮化物半导体紫外线发光元件的结构的一例的主要部分截面图。
图2是示意性地示出从图1的上侧观察图1所示的氮化物半导体紫外线发光元件时的结构的一例的平面图。
图3是在偏角为0.2°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度20nm的AlN层的AFM像。
图4是在偏角为0.5°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度20nm的AlN层的AFM像。
图5是在偏角为1.0°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度20nm的AlN层的AFM像。
图6是示出根据在偏角为0.2°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度20nm的AlN层的AFM像测定得到的AlN结晶的粒径的表。
图7是示出根据在偏角为0.5°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度20nm的AlN层的AFM像测定得到的AlN结晶的粒径的表。
图8是示出根据在偏角为1.0°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度20nm的AlN层的AFM像测定得到的AlN结晶的粒径的表。
图9是一并示出图6～8所示的AlN结晶的粒径测定结果以及通过AFM装置测定的AlN结晶的粒径和AlN层的表面粗糙度的RMS值的表。
图10是示出在偏角为0.2°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度300nm的AlN层的AFM像以及通过AFM装置测定的AlN结晶的粒径和AlN层的表面粗糙度的RMS值的表。
图11是示出在偏角为1.0°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度300nm的AlN层的AFM像以及通过AFM装置测定的AlN结晶的粒径和AlN层的表面粗糙度的RMS值的表。
图12是示出对本发明的实施方式所述的模板中的AlN层以及专利文献1和非专利文献1中记载的现有模板中的AlN层进行对比的图。
图13是示出利用XRC法对本发明的实施方式所述的模板中的AlN层的(0002)面进行测定的结果的表。
图14是示出现有模板的制造方法的示意图。
图15是示出本发明的实施方式所述的模板中的厚度300nm的AlN层的测定区域内高低差的表。
图16是示出本发明的实施方式所述的模板中的厚度20nm的AlN层的测定区域内高低差和累积度数为90％的高度的表。
图17是示出本发明的实施方式所述的模板中的厚度20nm的AlN层的高度曲线和高度直方图的一例的图。
具体实施方式
以下，在说明本发明的实施方式时，例示出氮化物半导体紫外线发光元件及其制造方法，所述氮化物半导体紫外线发光元件是具备模板和元件结构部，且通过通电而射出峰发光波长为365nm以下的光(紫外线)的发光二极管，所述模板包含蓝宝石基板，所述元件结构部具有层叠在该模板上的多个AlGaN系半导体层。需要说明的是，构成元件结构部中包含的各个AlGaN系半导体层的材料、即AlGaN系半导体是AlGaN、AlN或GaN、或者它们中包含微量杂质(例如Si、Mg、In等)的半导体，以下，根据需要通过对Al和Ga使用角标来表示Al和Ga的相对组成比(例如AlXGa1-XN)。
其中，本发明主要涉及模板，但模板上的元件结构部的结构为任意结构均可，不限定于以下的<氮化物半导体紫外线发光元件>中例示的结构。
<氮化物半导体紫外线发光元件>
首先，针对本发明的实施方式所述的氮化物半导体紫外线发光元件的结构的一例，参照附图进行说明。图1是示意性地示出本发明的实施方式所述的氮化物半导体紫外线发光元件的结构的一例的主要部分截面图。图2是示意性地示出从图1的上侧观察图1所示的氮化物半导体紫外线发光元件时的结构的一例的平面图。需要说明的是，图1中，为了便于图示而示意性地示出基板、AlGaN系半导体层和电极的厚度(图中的上下方向的长度)，但不一定与实际的尺寸比一致。此外，在以下的说明中，未记载p型和n型这两者的AlGaN系半导体是未掺杂，但即使是未掺杂，也可包含不可避免地混入的程度的微量杂质。
如图1和图2所示，本发明的实施方式所述的氮化物半导体紫外线发光元件1具备：包含蓝宝石基板11的模板10；以及包含多个AlGaN系半导体层21～24和电极25、26的元件结构部20。该氮化物半导体紫外线发光元件1相对于安装用基台朝向元件结构部20侧(图1的图中上侧)进行安装(倒装片安装)，光的取出方向是模板10侧(图1的图中下侧)。
模板10具备：以(0001)面或相对于(0001)面仅倾斜规定角度(偏角)的面作为主面的蓝宝石基板11、以及在蓝宝石基板11的主面直接形成的AlN层12。AlN层12由从蓝宝石基板11的主面进行外延生长的AlN结晶构成，该AlN结晶相对于蓝宝石基板11的主面具有外延的结晶方位关系。具体而言，例如使AlN结晶以蓝宝石基板11的C轴方向(<0001>方向)与AlN结晶的C轴方向统一的方式进行生长。需要说明的是，构成AlN层12的AlN结晶可以包含微量的Ga、其它杂质。此外，在AlN层12的上表面可以进一步形成有由AlαGa1-αN(1＞α＞0)系半导体构成的层。
元件结构部20具备从模板10侧依次使n型包覆层21、活性层22、电子阻挡层23和p型接触层24按顺序外延生长而层叠的结构。
n型包覆层21由n型的AlXGa1-XN(1≥X＞0)系半导体构成。活性层22是由AlY1Ga1-Y1N系半导体(X＞Y1≥0)构成的阱层与由AlY2Ga1-Y2N(X≥Y2＞Y1)构成的壁垒层分别交替层叠1层以上而成的单一或多重量子阱结构。电子阻挡层23由p型的AlZGa1-ZN(1≥Z≥Y2)系半导体构成。p型接触层24由p型的AlQGa1-QN(Z＞Q≥0)系半导体构成。
进而，元件结构部20具备：例如由Ni/Au构成且形成于p型接触层24的上表面的p电极25；以及例如由Ti/Al/Ti/Au构成且在露出n型包覆层21的一部分区域中形成于n型包覆层21的上表面的n电极26。以从该p电极25供给空穴且从n电极26供给电子的方式进行通电时，所供给的空穴和电子分别到达活性层22并再结合，从而发光。
接着，针对图1中例示出的氮化物半导体紫外线发光装置1的制造方法的一例进行说明。
首先，通过有机金属化合物气相生长(MOVPE)法、分子束外延(MBE)法等公知的外延生长法，使模板10中包含的AlN层12和元件结构部20中包含的AlGaN系半导体层21～24在蓝宝石基板11上依次进行外延生长并层叠。此时，n型的层中，作为掺杂杂质而掺杂例如Si，p型的层中，作为受体杂质而掺杂例如Mg。
接着，通过反应性离子蚀刻等公知的蚀刻法，对如上那样层叠的半导体层的一部分区域进行选择性蚀刻，使该区域的n型包覆层21露出。并且，通过电子束蒸镀法等公知的成膜法，在未经蚀刻的区域内的p型接触层24上形成p电极25，并且，在已经蚀刻的区域内的n型包覆层21上形成n电极26。需要说明的是，在形成p电极25和n电极26中的一者或两者后，可以利用RTA(瞬间热退火)等公知的热处理方法进行热处理。
<模板>
接着，针对上述模板10进行说明。需要说明的是，本发明的实施方式所述的模板10中，在相对于蓝宝石基板11的主面而形成的AlN层12方面具有特征，只要蓝宝石基板11能够进行AlN层12的外延生长(特别是能够沿着C轴方向生长)，则可以使用任意的基板。
关于本发明的实施方式所述的模板10，从尽可能减小在蓝宝石基板11的主面形成的AlN结晶的粒径这一点出发，与专利文献1、2和非专利文献1中提出的模板明显不同。AlN结晶的粒径根据例如蓝宝石基板11的偏角、生长温度(基板温度)、原料的供给量、供给比(V/III比)、载气的供给量等各种生长条件来决定，根据所使用的成膜装置而异。需要说明的是，如专利文献1、2和非专利文献1中提出的模板那样，想要在蓝宝石基板上形成AlN晶核，并以填入该AlN晶核之间的方式使AlN层生长时，在AlN层的生长时需要特殊的生长方法(氨的脉冲供给)，但如本发明的实施方式所述的模板10那样，想要尽可能减小各个AlN结晶的粒径时，不特别需要特殊的生长方法，通过实验等适当探索并采用与使用的成膜装置相符的适当生长条件即可。其中，特别是通过MOVPE法使AlN层生长时，从使AlN结晶相对于蓝宝石基板11的主面适合地进行外延生长的观点出发，优选将生长温度设为1150℃以上且1300℃以下，更优选设为高于1200℃且低于1300℃。
图3～5是在本发明的实施方式所述的模板中生长至20nm厚为止的AlN层的表面的AFM(Atomic Force Microscope)像。图3是在偏角为0.2°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度20nm的AlN层的AFM像。图4是在偏角为0.5°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度20nm的AlN层的AFM像。图5是在偏角为1.0°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度20nm的AlN层的AFM像。
图6～9是示出根据在本发明的实施方式所述的模板中生长至20nm厚为止的AlN层的表面的AFM像测定得到AlN结晶的粒径的表。图6是示出根据在偏角为0.2°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度20nm的AlN层的AFM像测定得到的AlN结晶的粒径的表。图7是示出根据在偏角为0.5°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度20nm的AlN层的AFM像测定得到的AlN结晶的粒径的表。图8是示出根据在偏角为1.0°的蓝宝石基板的主面进行生长的厚度20nm的AlN层的AFM像测定得到的AlN结晶的粒径的表。图9是一并示出图6～8所示的AlN结晶的粒径测定结果以及通过AFM装置测定的AlN结晶的粒径和AlN层的表面粗糙度的RMS(RootMean Square)值的表。
图6～图8所示的测定结果是将大小为500nm×500nm的AFM像的测定区域分割成100nm×100nm的25个小区域，并针对各个小区域内包含的AlN结晶的粒径各测定1个而得到的结果。需要说明的是，针对位于小区域的边界上的AlN结晶，分配至包括其一半以上的部分的小区域中，针对位于测定区域的边界上的AlN结晶，因无法测定粒径而将其忽略。此外，由于AFM像中的AlN结晶大致为圆形或椭圆形(严格来说可以认为是接近六边形的形状，若干个粒可视作边(小平面)，但还出于AFM装置的性能极限等原因而看成圆形、椭圆形)，将长轴长度与短轴长度的平均值作为粒径。此外，如图6～8所示，针对蓝宝石基板11的偏角为0.2°、0.5°和1.0°的三种试样(晶圆)，分别根据晶圆上的不同测定区域1～3各自的AFM像来测定AlN结晶的粒径。
在图9中，“个别测定值”的平均粒径和标准偏差是指：如图6～8所示，针对AFM像中的AlN结晶各测定1个情况的值。另一方面，“装置测定值”的平均粒径、标准偏差和表面粗糙度的RMS值是通过AFM装置(PROBE STATION：NanoNaviIIs、扫描型探针显微镜单元：NanoCute、软件：NanoNaviStation ver5.6B)测定的值。该AFM装置将测定区域内的各测定点的高度之中达到规定阈值高度(例如平均值、中值等中间值)以上的1个封闭区域视作1个粒子，分别检测粒子数和粒子总面积，将成为粒子总面积除以粒子数而得到的平均粒子面积的圆的直径作为平均粒径而算出。进而，该AFM装置算出粒子面积的标准偏差。将该粒子面积的标准偏差换算成圆直径的标准偏差而得到的值是图9中的“装置测定值”的粒径的标准偏差。此外，表面粗糙度的RMS值是通过下述式(1)算出的Rq值。需要说明的是，下述式(1)中，Z(i)为测定区域内的各测定点的高度，n为测定区域内的测定点的数量，Ze为测定区域内的各测定点的高度的平均值。
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如图3～5和图6～8所示，在蓝宝石基板1的偏角为0.2°、0.5°和1.0°的任意试样中，均呈现粒径大致为20nm以上且100nm以下的AlN结晶密实填充而成的状态。此外，如图9所示，AFM像中的AlN结晶各测定1个而得到的AlN结晶的平均粒径与通过AFM装置而测定的AlN结晶的平均粒径达到相同程度的大小，可以说，利用任一方法测定的AlN结晶的平均粒径均是适当的值。
图10和图11是示出在本发明的实施方式所述的模板中生长至300nm厚为止的AlN层的AFM像以及通过AFM装置而测定的粒径和表面粗糙度的RMS值的图。图10是示出在偏角为0.2°的蓝宝石基板的主面生长的厚度300nm的AlN层的AFM像以及通过AFM装置而测定的AlN结晶的粒径和AlN层的表面粗糙度的RMS值的表。图11是示出在偏角为1.0°的蓝宝石基板的主面生长的厚度300nm的AlN层的AFM像以及通过AFM装置而测定的AlN结晶的粒径和AlN层的表面粗糙度的RMS值的表。
此处，针对本发明的实施方式所述的模板中的AlN层与专利文献1和非专利文献1所述的以往模板中的AlN层的对比结果，参照附图进行说明。图12是示出对本发明的实施方式所述的模板中的AlN层与专利文献1和非专利文献1所述的以往模板中的AlN层进行对比的图。需要说明的是，图12(a)是专利文献1和非专利文献1所述的以往模板中的AlN层的AFM像。图12(b)是示出将本发明的实施方式所述的模板中的AlN层的AFM像(将图3的AFM像并列多个而得的图以及图10的AFM像的一部分)与专利文献1和非专利文献1所述的以往模板中的AlN层的AFM像(图12(a)的AFM像的一部分)在相同大小(2μm×2μm)下进行对比的图。
图12(a)中示出的专利文献1和非专利文献1所述的以往模板中的AlN层的AFM像是在蓝宝石基板的主面形成的AlN核形成层(在蓝宝石基板的主面最初形成的厚度300nm的AlN层的初期阶段的层)的AFM像，相当于本申请的实施方式所述的模板的图3～5的状态(厚度为20nm)。图12(a)所示的AFM像中，若干个AlN结晶合体而巨大化至数μm左右，难以测定合体前的粒径，但即使是看起来未经合体的较小的AlN结晶，平均粒径也为1000nm左右。
由图12(b)所示的AFM像的对比结果可以明确，本发明的实施方式所述的模板的AlN层中的AlN结晶的平均粒径明显小于专利文献1和非专利文献1所述的模板的AlN层中的AlN结晶的平均粒径。
具体而言，专利文献1和非专利文献1所述的模板中，AlN层的生长开始阶段中的AlN结晶的平均粒径为1000nm左右。进而，专利文献1和非专利文献1所述的模板中，如果AlN层的厚度达到300nm，则存在的多个AlN结晶完全合体而形成膜状，呈现无法以单个结晶的形式进行观察的状态。与此相对，本发明的实施方式所述的模板中，AlN层的生长开始阶段(厚度20nm)中的AlN结晶的平均粒径仅为50nm左右。进而，本发明的实施方式所述的模板中，即使AlN层的厚度达到300nm，也能够以单个结晶的形式进行充分观察，其平均粒径仅为200nm左右。
此外可推测：专利文献1和非专利文献1所述的模板中，AlN层的生长开始阶段中的表面粗糙度的RMS值为21.4nm，AlN层的厚度达到300nm的阶段中的表面粗糙度的RMS值为21.4nm与8.2nm之间的值(参照专利文献1的图4B)。另一方面，本发明的实施方式所述的模板中，AlN层的生长开始阶段(厚度20nm)中的表面粗糙度的RMS值为3nm左右，在AlN层的厚度达到300nm的阶段中的表面粗糙度的RMS值为5nm左右。因此，本发明的实施方式所述的模板的AlN层中的表面粗糙度的RMS值明显小于专利文献1和非专利文献1所述的模板的AlN层中的表面粗糙度的RMS值。
特别是，专利文献1和非专利文献1所述的模板中，AlN层的生长开始阶段中，较大的AlN晶核杂乱存在，以填入该AlN晶核之间的方式形成膜状的AlN层，因此，AlN层的表面粗糙度的RMS值变得较大。并且，其后各个AlN晶核被膜状的AlN层完全填埋，因此，随着AlN层的生长(厚度的增大)，AlN层的表面粗糙度的RMS值单纯地逐渐减少。另一方面，本发明的实施方式所述的模板中，由于使微细的初期AlN结晶大量且高密度地生长，因此，AlN层的生长开始阶段中的表面粗糙度的RMS值变得较小。并且，其后各个AlN结晶合体或粗大化，因此，该阶段(上述AlN层的厚度达到300nm的阶段)中的AlN层的表面粗糙度的RMS值与生长开始阶段中的AlN层的表面粗糙度的RMS值达到相同程度或该程度以上。
像这样，专利文献1、2和非专利文献1所述的模板与本发明的实施方式所述的模板中，AlN层的生长开始阶段中的AlN结晶的生长方式从根本上不同，其差异表现在AlN结晶的平均粒径、AlN层的表面粗糙度的RMS值。需要说明的是，即使是本发明的实施方式所述的模板，如果使AlN层进一步生长(使厚度进一步大于300nm。例如为1μm以上、优选为2μm以上。)，则各个AlN结晶逐渐合体，最终能够得到膜状的AlN层。
接着，针对本发明的实施方式所述的模板中的AlN层的结晶性，参照附图进行说明。图13是示出利用XRC(X-ray Rocking Curve)法对本发明的实施方式所述的模板中的AlN层的(0002)面进行测定的结果的表。需要说明的是，图13(a)是示出ω扫描的测定结果的表，图13(b)是示出2θ-ω扫描的测定结果的表，各表中记载的数值是与(0002)面对应的峰的半峰全宽(FWHM：Full Width at Half Maximum)的平均值。此外，在图13(a)所示的ω扫描测定中，如果进行使试样的C轴(蓝宝石基板和AlN层的C轴)与X射线正反射轴匹配一致的建轴定位(axis alignment)，则基于蓝宝石基板而测定X射线的正反射，难以测定AlN层的半峰全宽，因此，并不进行这样的建轴定位而进行测定。
如图13(a)和图13(b)所示，在ω扫描和2θ-ω扫描这两者的测定结果中，AlN层的厚度为20nm时的(0002)面的半峰全宽达到1000arcsec左右。此外，如图13(b)所示，在2θ-ω扫描的测定结果中，AlN层的厚度为300nm时的(0002)面的半峰全宽达到100arcsec左右。
通常，对AlN结晶的粒径没有特别限定，在蓝宝石基板的(0001)面上生长数μm左右的AlN层中的(0002)面的半峰全宽大致为2000arcsec左右。与此相对，非专利文献1中报告了：在AlN层的生长开始阶段中，通过形成少数的AlN晶核且使填入该AlN晶核的膜状AlN层生长，进而在AlN层的生长过程中也促进横向生长，生长至4.8μm厚为止的AlN层中的(0002)面的半峰全宽改善至200arcsec左右。
与这些现有技术相比，本发明的实施方式所述的模板中，AlN层的生长开始阶段(厚度20nm)中的(0002)面的半峰全宽已经小至1000arcsec左右，生长至300nm厚的AlN层中的(0002)面的半峰全宽进一步小至100arcsec左右。即，本发明的实施方式所述的模板仅使AlN层略微生长300nm左右，即可实现与专利文献1和非专利文献1所述的模板中不使AlN层生长至4.8μm厚就无法实现的结晶性同等或同等以上的结晶性。并且，本发明的实施方式所述的模板中，通过使AlN层进一步增厚生长，可预见到结晶性的进一步改善。
如上所述，通过使在蓝宝石基板的主面进行外延生长的AlN结晶的平均粒径充分小于专利文献1和非专利文献1(进而，利用与它们相同的方法形成AlN层的专利文献2)所述的模板的AlN层中的AlN结晶的平均粒径，能够明显改善在蓝宝石基板的主面进行外延生长的AlN层的结晶性。
需要说明的是，考虑到图6～12中示出的本发明的实施方式所述的模板中的AlN结晶的平均粒径、粒径的偏差范围和不均、本发明的实施方式所述的模板与专利文献1和非专利文献1所述的模板各自的AlN结晶的粒径的背离等时，可以认为：通过将AlN层的生长开始阶段(厚度20nm)中的AlN结晶的平均粒径设为100nm以下，能够得到上述效果。特别是，在图6～8中，即使AlN结晶的粒径的最大值的平均值大也为75nm左右，因此，优选将AlN结晶的平均粒径设为75nm以下，进一步优选将平均粒径设为70nm以下。此外，优选将该平均粒径设为20nm以上，特别是，在图6～8中，AlN结晶的粒径的最小值的平均值为28nm左右，因此，进一步优选将AlN结晶的平均粒径设为28nm以上。同样地可以认为：通过将厚度为300nm的AlN层中的AlN结晶的平均粒径设为300nm以下，能够获得上述效果，进一步优选将该平均粒径设为250nm以下。此外，优选将该平均粒径设为150nm以上。
此外，考虑到图9～12中示出的本发明的实施方式所述的模板中的AlN层的表面粗糙度的RMS值、本发明的实施方式所述的模板与专利文献1和非专利文献1所述的模板各自的AlN层的表面粗糙度的RMS值的背离等时，可以认为：通过将AlN层的生长开始阶段(厚度20nm)中的AlN层的表面粗糙度的RMS值设为5nm以下，能够获得上述效果，进一步优选将该RMS值设为4nm以下。此外，优选将该RMS值设为2nm以上。同样地可以设为：通过将厚度为300nm的AlN层的表面粗糙度的RMS值设为10nm以下，能够获得上述效果，更优选将该RMS值设为6nm以下。此外，优选将该RMS值设为4nm以上。
需要说明的是，作为纤锌矿型结构的AlN在C轴方向上是不对称的结晶结构(从上下方向来观察C轴时，是上下不对称的结晶结构)，+C轴方向([0001]方向)与-C轴方向([000-1]方向)不等价，+C面((0001)面：Al极性面)与-C面((000-1)面：N极性面)也不等价。并且，使AlN结晶在蓝宝石基板的(0001)面上外延生长时，沿着++C轴方向生长的AlN结晶与沿着-C轴方向生长的AlN结晶可以混合。
对此，使构成AlN层的AlN结晶朝向基板的上方发生+C轴取向(将AlN结晶的主要生长方向作为+C轴方向，将AlN层的表面的整面或大部分(例如为80％以上、优选为90％以上)作为+C面)时，能够进一步改善AlN层的结晶性，故而优选。
作为使AlN结晶发生+C轴取向的方法的一例，例如可列举出Applied PhysicsExpress4(2011)092102中采用的方法。此外，可列举出如下方法：例如利用MOVPE法使AlN层在蓝宝石基板上进行外延生长时，通过将Al的原料气体(例如TMA：TriMethylAluminium，三甲基铝)与N的原料气体(例如氨)同时供给或者比N的原料气体更早开始供给，从而抑制蓝宝石基板的主面被过度氮化，使AlN层发生+C轴取向的方法。需要说明的是，上述实施方式所述的模板采用后一方法使AlN层生长，从蓝宝石基板的主面生长20nm厚为止的AlN层的表面的至少50％成为+C面，生长至300nm厚为止的AlN层的表面的至少80％成为+C面(发生了+C轴取向)。
此外，上述的实施方式中，针对蓝宝石基板的偏角为0.2°、0.5°和1.0°的模板进行了说明，但只要在能够得到与上述实施方式同等程度的AlN结晶的范围内，则蓝宝石基板的偏角是任意的。其中，如果将偏角设为0.2°以上，则容易获得与上述实施方式同等程度的AlN结晶，故而优选。
<专利文献1、2和非专利文献1中的AlN晶核与本发明的实施方式中的构成AlN层的微细AlN结晶之间的不同>
此处，针对专利文献1、2和非专利文献1中在AlN层的生长前形成的AlN晶核与本发明的实施方式中构成AlN层的微细AlN结晶之间的不同进行说明。
首先，如参照图14而说明的那样，专利文献1、2和非专利文献1中，在蓝宝石基板的主面上形成AlN晶核后(图14的第一阶段)，以填入AlN晶核之间的方式形成AlN层(图14的第二阶段)。此时，AlN晶核如图14的第一阶段所示那样，仅在蓝宝石基板的主面上散布存在，在该阶段中，未形成充分覆盖蓝宝石基板的主面的“层”。
例如，专利文献2的说明书第[0060]段记载了“以200个/μm2左右的密度形成了直径为20nm～50nm、高度为20nm～40nm的AlN晶核”。此处，即使假设200个AlN晶核全部未缺失地容纳在1μm2的区域内、且所有AlN晶核为直径50nm的俯视圆形这一AlN晶核的覆盖率达到最大限度且现实中不可能的状态，AlN晶核所占的总面积也不过低于0.4μm2，覆盖率也不过低于40％。因此，专利文献1、2和非专利文献1中，仅形成了AlN晶核的状态下，明显未形成“层”。
专利文献1、2和非专利文献1中，如图14的第二阶段所示，在形成了填入AlN晶核之间的膜状AlN结晶的时刻，充分覆盖蓝宝石基板的主面的“层”被形成。并且，如果到达图14的第二阶段，则如图12所示，会形成与AlN晶核发生了融合且平均粒径极大的膜状AlN结晶，因此，构成AlN层的AlN结晶的平均粒径为1000nm左右，变得极大。
此外，专利文献2的说明书第[0071]段中记载了：“已确认：AlN晶核2a彼此键合，单晶基板1的上述一个表面侧的AlN层平坦化至一定程度为止。此处，所露出的AlN晶核2a的密度减少至100个/μm2左右，AlN晶核2a的直径也变大至50nm～100nm左右”。这表示：在图14的第二阶段中，膜状的AlN结晶的厚度增大，一部分AlN晶核被膜状的AlN结晶完全填埋，剩余的AlN晶核的顶部露出的状态。并且，在该状态下，如图12所示，由于存在与AlN晶核发生了融合的平均粒径大的膜状AlN结晶，因此，构成AlN层的AlN结晶的平均粒径为1000nm左右，变得极大。
针对以上记载，本发明的实施方式所述的模板中，由图3～5所示的AFM像可以明确：在形成有构成AlN层的微细AlN结晶的状态下，已经形成了充分覆盖蓝宝石基板的主面的“层”。对此，以下参照附图进行具体说明。
图15是示出本发明的实施方式所述的模板中的厚度300nm的AlN层的测定区域内高低差的表。图16是示出本发明的实施方式所述的模板中的厚度20nm的AlN层的测定区域内高低差和累积度数90％的高度的表。此处，测定区域内高低差是指：在基于上述AFM装置的测定中，测定区域内的最高峰的高度与该测定区域内的最低谷的高度之差。此外，累积度数90％的高度是指：将测定区域内的高度从高的起依次计数时，累计达到90％的时刻的高度。需要说明的是，在图15中，厚度300nm的AlN层的测定区域内高低差是由图10和11各自的表中记载的2个测定区域得到的值。此外，在图16中，厚度20nm的AlN层的测定区域内高低差和累积度数90％的高度是由图6～8各自的表中记载的3个测定区域的中的2个测定区域得到的值。
图17是示出本发明的实施方式所述的模板中的厚度20nm的AlN层的高度曲线和高度直方图的一例的图，是示出图16中示出的表的第1段的测定区域的详情的图。需要说明的是，图17(a)是AFM像，图17(b)是沿着图17(a)所示的AFM像中的线L的高度曲线、图17(c)是图17(a)所示的AFM像的测定区域的高度直方图。需要说明的是，图17(a)所示的AFM像的测定区域与图3所示的AFM像的测定区域相同。此外，在图17(c)中，浅线F1表示度数分布，深线F2表示累积度数分布。
如图15所示，厚度300nm的AlN层的测定区域内高低差为40nm左右，充分小于AlN层的厚度。此时，可以说测定区域内的最低谷也存在充分厚度的AlN结晶。因此，在厚度300nm的AlN层中，蓝宝石基板的主面整面被AlN结晶覆盖，AlN结晶对蓝宝石基板的主面的覆盖率可以说是100％。
另一方面，如图16所示，厚度20nm的AlN层的测定区域内高低差为20nm左右，与AlN层的厚度为相同程度。因此，在测定区域内的最低谷有可能不存在AlN结晶。但是，如图16所示，厚度20nm的AlN层的累积度数90％的高度也有5nm左右。此处，如果考虑具有大于0的偏角的蓝宝石基板的主面中的梯度高度为0.22nm，主面的平均粗糙度Ra为0.1nm以下，则假设即使测定区域内的最低谷不存在AlN结晶，也可以说具有1nm以上高度的部分存在AlN结晶的可能性高，具有2nm以上高度的部分存在AlN结晶的可能性极高。因此，本发明的实施方式所述的模板中，形成厚度20nm的AlN层的时刻，AlN结晶对蓝宝石基板的主面的覆盖率为90％以上，可以说形成了充分覆盖蓝宝石基板的主面的“层”。
实际上，在图17所示的例中，图17(b)的高度曲线中，谷底不平坦。此外，在图17(c)所示的高度直方图中，累积度数90％的高度也有5.30nm，高度至1nm(还有高度至2nm)为止的累积度数成为极其接近100％的值。此外，该倾向不仅对于图17所示的测定区域(图16所示的表的第1段的测定区域)是妥当的，对于图16所示的表的其它测定区域(图16所示的表的第2～6段的测定区域)也是妥当的。因此，本发明的实施方式所述的模板中，假设即使测定区域内的最低谷不存在AlN结晶，也可以说AlN结晶充分覆盖蓝宝石基板的主面。
并且，本发明的实施方式所述的模板中，如上所示，AlN结晶形成了充分覆盖蓝宝石基板的主面的“层”，由图3～5所示的AFM像、图17(b)所示的高度曲线可以明确，在该时刻下，相邻的AlN结晶已经发生了冲撞。因此，本发明的实施方式所述的模板中，即使AlN结晶从图3～5所示的状态(仅使AlN层生长20nm厚的状态)开始生长，自蓝宝石基板的主面起20nm厚度处的AlN结晶的平均粒径也几乎不变。因此，本发明的实施方式所述的模板中，自蓝宝石基板的主面起20nm厚度处的AlN结晶的平均粒径达到100nm以下(进而为75nm以下)。
产业上的可利用性
本发明可利用于具备蓝宝石基板的模板及其制造方法、以及具备该模板的氮化物半导体紫外线发光元件。特别是，适合利用于峰发光波长处于紫外区域的氮化物半导体紫外线发光元件用模板及其制造方法、以及该氮化物半导体紫外线发光元件。
附图标记说明
1 氮化物半导体紫外线发光元件
10 模板
11 蓝宝石基板
12 AlN层
20 元件结构部
21 n型包覆层
22 活性层
23 电子阻挡层
24 p型接触层
25 p电极
26 n电极

Claims (7)

1.一种模板的制造方法，其特征在于，其具备：
使AlN结晶通过MOVPE法在以(0001)面或相对于(0001)面仅倾斜规定角度的面作为主面的蓝宝石基板的所述主面直接进行外延生长，从而形成AlN层的工序，
所述工序中，所述MOVPE法中的Al和N的各原料气体的供给按照以下方式进行：Al的原料气体与N的原料气体同时开始供给、或者Al的原料气体比N的原料气体更早开始供给，
所述工序中，在从所述主面外延生长至20nm厚为止的所述AlN层的表面处的所述AlN结晶的平均粒径达到100nm以下且形成厚度20nm的所述AlN层的时刻的所述AlN结晶对所述蓝宝石基板的所述主面的覆盖率为90％以上的生长条件下，使所述AlN结晶进行外延生长，
从所述主面外延生长至20nm厚为止的所述AlN层的表面粗糙度的RMS值达到从所述主面外延生长至300nm厚为止的所述AlN层的表面粗糙度的RMS值以下，
还具备以下工序：使模板中包含的所述AlN层和元件结构部中包含的多个AlGaN系半导体层在所述蓝宝石基板上依次进行外延生长并层叠，对层叠的所述AlGaN系半导体层的一部分区域进行选择性蚀刻，使该区域的n型包覆层露出，在未经蚀刻的区域内的p型接触层上形成p电极，在已经蚀刻的区域内的所述n型包覆层上形成n电极。
2.一种模板的制造方法，其特征在于，其具备：
使AlN结晶通过MOVPE法在以(0001)面或相对于(0001)面仅倾斜规定角度的面作为主面的蓝宝石基板的所述主面直接进行外延生长，从而形成AlN层的工序，
所述工序中，所述MOVPE法中的Al和N的各原料气体的供给按照以下方式进行：Al的原料气体与N的原料气体同时开始供给、或者Al的原料气体比N的原料气体更早开始供给，使所述AlN层进行+C轴即[0001]方向取向，
所述工序中，在使覆盖所述主面的90％以上的所述AlN层外延生长至20nm厚为止时，所述AlN层的表面处的所述AlN结晶的平均粒径达到100nm以下且形成厚度20nm的所述AlN层的时刻的所述AlN结晶对所述蓝宝石基板的所述主面的覆盖率为90％以上的生长条件下，使所述AlN结晶进行外延生长，
从所述主面外延生长至20nm厚为止的所述AlN层的表面粗糙度的RMS值达到从所述主面外延生长至300nm厚为止的所述AlN层的表面粗糙度的RMS值以下，
还具备以下工序：使模板中包含的所述AlN层和元件结构部中包含的多个AlGaN系半导体层在所述蓝宝石基板上依次进行外延生长并层叠，对层叠的所述AlGaN系半导体层的一部分区域进行选择性蚀刻，使该区域的n型包覆层露出，在未经蚀刻的区域内的p型接触层上形成p电极，在已经蚀刻的区域内的所述n型包覆层上形成n电极。
3.根据权利要求1或2所述的模板的制造方法，其特征在于，所述工序中，在从所述主面外延生长至300nm厚为止的所述AlN层的表面处的所述AlN结晶的平均粒径达到300nm以下的生长条件下，使所述AlN层进行外延生长。
4.根据权利要求1或2所述的模板的制造方法，其特征在于，所述工序中，在从所述主面外延生长至20nm厚为止的所述AlN层的表面粗糙度的RMS值达到5nm以下的生长条件下，使所述AlN层进行外延生长。
5.根据权利要求1或2所述的模板的制造方法，其特征在于，所述工序中，在从所述主面外延生长至300nm厚为止的所述AlN层的表面粗糙度的RMS值达到10nm以下的生长条件下，使所述AlN层进行外延生长。
6.根据权利要求1或2所述的模板的制造方法，其特征在于，所述工序中，在从所述主面外延生长至300nm厚为止的所述AlN层的表面处的所述AlN结晶发生+C轴即[0001]方向取向的生长条件下，使所述AlN层进行外延生长。
7.根据权利要求1或2所述的模板的制造方法，其特征在于，所述工序中，将所述AlN层的生长温度设为1150℃以上且1300℃以下。
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