CN113823722A

CN113823722A - 发光元件及其制造方法

Info

Publication number: CN113823722A
Application number: CN202110648357.0A
Authority: CN
Inventors: 永田贤吾; 斋藤义树; 片冈惠太; 成田哲生; 近藤嘉代
Original assignee: Toyoda Gosei Co Ltd
Current assignee: Toyoda Gosei Co Ltd
Priority date: 2020-06-18
Filing date: 2021-06-10
Publication date: 2021-12-21
Anticipated expiration: 2041-06-10
Also published as: CN113823722B

Abstract

本发明提供具有n型接触层的发光元件及其制造方法，该n型接触层通过费米能级与导带的简并有效地降低了电阻，且由将Si作为掺杂剂的AlGaN构成。作为本发明的一个方式，提供发光元件(1)，其具备费米能级与导带简并的由AlGaN构成的n型接触层(12)、和层叠于n型接触层(12)的由AlGaN构成的发光层(13)，n型接触层(12)的Al成分比发光层(13)的Al成分大10％以上且为70％以下，n型接触层(12)含有发生上述简并的浓度且为4.0×10¹⁹cm^‑3以下的浓度的Si。

Description

发光元件及其制造方法

技术领域

本发明涉及发光元件及其制造方法。

背景技术

以往，已知有在发光二极管(LED)的隧道结中使用简并掺杂的氮化镓层的技术(例如，参照专利文献1)。认为上述的“简并掺杂的”是指通过将掺杂剂以高浓度掺杂从而使费米能级与导带重叠(简并)。费米能级与导带简并的半导体通常表现得像金属那样，电阻降低。

另外，以往，已知有在连接p侧的电极的接触层的材料中使用p型的GaN的发光元件(参照专利文献2)。根据专利文献1，在连接p侧的电极的接触层中可以使用p型GaN层或者p型AlGaN层，但为了提高与电极p侧的电极的接触性，优选使用p型GaN层。

另外，以往，已知有利用隧道结的发光元件(参照专利文献3)。在专利文献1所记载的发光元件中，使发光层上的p型GaN层与n型InGaN层形成隧道结，将n型InGaN层作为p侧的接触层而连接p侧电极。因此，p侧的接触层和n侧的接触层这两者可以使用n型半导体，由此可以由相同的材料形成n侧的电极和p侧的电极。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特许第5726405号公报

专利文献2：日本特开2019-110195号公报

专利文献3：日本特许第3786898号公报

发明内容

然而，在将Si作为掺杂剂的n型AlGaN中，如果增加Si浓度，则在直到某一浓度为止都会与一般的半导体同样地降低电阻，但如果超过某一浓度，则电阻反而开始增加。认为这是由于Si浓度超过某一浓度时产生III族空穴与Si的复合缺陷。因此，在现有的通常方法中，即便提高Si浓度来使费米能级与导带简并，但由于III族空穴与Si的复合缺陷，也无法有效地降低电阻。

因此，本发明的目的之一在于提供一种发光元件及其制造方法，其中，该发光元件通过费米能级与导带的简并而有效地降低了电阻、并具有由将Si作为掺杂剂的AlGaN构成的n型接触层。

另外，由于GaN或Al成分低的AlGaN吸收深紫外光，所以如果在深紫外发光元件中使用由GaN或Al成分低的AlGaN构成的接触层，则光提取效率大幅减少。因此，使用专利文献2中记载的发光元件的结构，无法得到光提取效率优异的深紫外发光元件。

因此，本发明的另一目的在于提供一种发出深紫外光的发光元件，该发光元件的p侧的电极与接触层的接触电阻低，且抑制了接触层对光的吸收。

另外，GaN或InGaN因它们的带隙的大小而强烈吸收深紫外区域的光。因此，如果深紫外发光元件采用专利文献3中记载的发光元件的构成，则p型GaN层或n型InGaN层强烈吸收从发光层发出的光，光取出效率变低。

因此，本发明的又一目的在于提供一种利用隧道结的发出深紫外光的发光元件，该发光元件抑制了形成隧道结的n型层与p型层对光的吸收。

本发明的一个方式为了实现上述目的，提供下述[1]～[4]的发光元件和[5]、[6]的发光元件的制造方法。

[1]一种发光元件，具备：费米能级与导带简并的由AlGaN构成的n型接触层、和层叠于上述n型接触层的由AlGaN构成的发光层，上述n型接触层的Al成分比上述发光层的Al成分大10％以上且为70％以下，上述n型接触层含有发生上述简并的浓度且为4.0×10¹⁹cm^-3以下的浓度的Si。

[2]根据上述[1]所述的发光元件，其中，上述n型接触层的Al成分为50％以上。

[3]根据上述[1]或[2]所述的发光元件，其中，上述n型接触层中含有的Si的浓度为1.6×10¹⁸cm^-3以上。

[4]根据上述[1]～[3]中任一项所述的发光元件，其中，上述n型接触层的电阻率为5×10^-2Ω·cm以下。

[5]一种发光元件的制造方法，包括下述工序：通过气相沉积法形成费米能级与导带简并的由AlGaN构成的n型接触层的工序，和在上述n型接触层上形成由AlGaN构成的发光层的工序；上述n型接触层的Al成分比发光层的Al成分大10％以上且为70％以下，上述n型接触层含有发生上述简并的浓度且为4.0×10¹⁹cm^-3以下的浓度的Si，形成上述n型接触层的工序中的上述n型接触层的原料气体的V/III比在1000～3200的范围内。

[6]根据上述[5]所述的发光元件的制造方法，其中，形成上述n型接触层的工序中的上述n型接触层的生长温度为1150℃以下。

另外，本发明的另一个方式为了实现上述目的，提供下述[7]～[11]的发光元件。

[7]一种发光元件，具备：由n型的AlGaN构成的n型接触层，上述n型接触层上的发出深紫外光的发光层，上述发光层上的由含有二维空穴气的AlGaN构成的电流扩散层，与上述电流扩散层的上表面的一部分连接的由p型的GaN或者Al成分为35％以下的p型的AlGaN构成的p型接触层，与上述n型接触层连接的n电极，以及与上述p型接触层连接的p电极。

[8]根据上述[7]所述的发光元件，其中，上述电流扩散层具有：由Al成分在50％～70％的范围内的p型的AlGaN构成的第一AlGaN层，和直接设置于上述第一AlGaN层上的、由Al成分在30％～50％的范围内的p型或者i型的AlGaN构成的第二AlGaN层，

上述第二AlGaN层在与上述第一AlGaN层的界面附近具有上述二维空穴气。

[9]根据上述[7]或[8]所述的发光元件，其中，上述电流扩散层的上述上表面的接触上述p型接触层的区域的面积在上述上表面的全部区域的面积的40％～80％的范围内。

[10]根据上述[7]～[9]中任一项所述的发光元件，其中，上述电流扩散层的上表面的连接上述p型接触层的区域以外的区域的至少一部分被由绝缘材料构成的钝化膜覆盖。

[11]根据上述[7]～[10]中任一项所述的发光元件，其中，在上述电流扩散层的上表面的连接上述p型接触层的区域以外的区域的上方设有反光层。

另外，本发明的另一个方式为了实现上述目的，提供下述[12]～[16]的发光元件。

[12]一种发光元件，具备：由AlGaN构成的第一n型接触层，上述第一n型接触层上的发出深紫外光的发光层，上述发光层上的由AlGaN构成的p型层，上述p型层上的、与上述p型层形成隧道结的、费米能级与导带简并的、由AlGaN构成的第二n型接触层，与上述第一n型接触层连接的n电极，以及与上述第二n型接触层连接的p电极；上述第二n型接触层的Al成分在40％～70％的范围内。

[13]根据上述[12]所述的发光元件，其中，上述p型层含有二维空穴气。

[14]根据上述[12]或[13]所述的发光元件，其中，上述n型接触层含有发生上述简并的浓度且为4.0×10¹⁹cm^-3以下的浓度的Si。

[15]根据上述[12]～[14]中任一项所述的发光元件，其中，上述n电极的与上述第一n型接触层接触的部分和上述p电极的与上述第二n型接触层接触的部分由相同的材料构成。

[16]根据上述[15]所述的发光元件，其中，上述材料为铝。

根据本发明，可提供具有通过费米能级与导带的简并有效地降低了电阻的、由将Si作为掺杂剂的AlGaN构成的n型接触层的发光元件及其制造方法。

另外，根据本发明，可提供一种发出深紫外光的发光元件，该发光元件的p侧的电极与接触层的接触电阻低，且抑制了接触层对光的吸收。

另外，根据本发明，可提供一种利用隧道结的发出深紫外光的发光元件，该发光元件抑制了形成隧道结的n型层和p型层对光的吸收。

附图说明

图1是本发明的第一实施方式所涉及的发光元件的垂直截面图。

图2是本发明的第二实施方式所涉及的发光元件的垂直截面图。

图3是本发明的第二实施方式所涉及的发光元件的变形例的垂直截面图。

图4是具有本发明的第二实施方式所涉及的发光元件作为光源的发光装置的垂直截面图。

图5是本发明的第三实施方式所涉及的发光元件的垂直截面图。

图6是表示n型接触层的Al成分与电阻率的关系的图表。

图7中的(a)～(c)是表示n型接触层的Si浓度与电阻率的关系的图表。

图8中的(a)～(c)是表示n型接触层的电阻率、载流子浓度、迁移率的温度依赖性的图表。

图9是表示n型接触层的原料气体的V/III比与电阻率的关系的图表。

图10是表示n型接触层的生长温度与电阻率的关系的图表。

图11中的(a)～(c)表示各种n型接触层的通过阴极发光测定得到的光谱。

图12是表示n型接触层的Al成分与波长280nm的深紫外光的透射率的关系的图表。

图13是表示n型接触层的Al成分与电阻率的关系的图表。

图14中的(a)～(c)是表示n型接触层的Si浓度与电阻率的关系的图表。

图15中的(a)～(c)是表示n型接触层的电阻率、载流子浓度、迁移率的温度依赖性的图表。

图16表示各种n型接触层的通过阴极发光测定得到的光谱(CL光谱)。

符号说明

1 发光元件

10 基板

11 缓冲层

12 n型接触层

13 发光层

14 电子阻挡层

15 p型接触层

16 透明电极

17 p电极

18 n电极

101、102 发光元件

110 基板

111 缓冲层

112 n型接触层

113 发光层

114 电流扩散层

1141 第一AlGaN层

1142 第二AlGaN层

1143 上表面

1144 二维空穴气

115 p型接触层

116 p电极

117 n电极

118 钝化膜

119 反光层

211 发光元件

210 基板

211 缓冲层

212 n型接触层

213 发光层

214 电子阻挡层

215 p型层

216 n型接触层

217 p电极

218 n电极

具体实施方式

〔第一实施方式〕

(发光元件的构成)

图1是本发明的第一实施方式所涉及的发光元件1的垂直截面图。发光元件1为倒装芯片安装型的发光二极管(LED)，具备：基板10、基板10上的缓冲层11、缓冲层11上的n型接触层12、n型接触层12上的发光层13、发光层13上的电子阻挡层14、电子阻挡层14上的p型接触层15、p型接触层15上的透明电极16、与透明电极16连接的p电极17、以及与n型接触层12连接的n电极18。

应予说明，发光元件1的构成中的“上”是指按照图1所示的方向放置发光元件1时的“上”，是从基板10向p电极17的方向。

基板10为由蓝宝石构成的生长基板。基板10的厚度例如为900μm。作为基板10的材料，除蓝宝石以外，也可以使用AlN、Si、SiC、ZnO等。

缓冲层11例如具有将核层、低温缓冲层、高温缓冲层这3层依次层叠而成的结构。核层由在低温下生长的无掺杂的AlN构成，是成为晶体生长的核的层。核层的厚度例如为10nm。低温缓冲层是由与核层相比在高温下生长的无掺杂的AlN构成的层。低温缓冲层的厚度例如为0.3μm。高温缓冲层是由与低温缓冲层相比在高温下生长的无掺杂的AlN构成的层。高温缓冲层的厚度例如为2.7μm。通过设置这样的缓冲层11，实现了减少AlN的穿透位错的密度。

发光层13是层叠于n型接触层12的层。发光层13由AlGaN构成，优选具有多量子阱(MQW)结构。发光层13的Al成分(具有MQW结构时为阱层的Al成分)可根据所希望的发光波长设定，例如，在发光波长为约280nm时，设定为35～45％。在此，上述的Al成分的百分比是Al的含量相对于Ga的含量和Al的含量的合计值的比例。

例如，发光层13具有阱层为2层的MQW结构，即，按第一势垒层、第一阱层、第二势垒层、第二阱层、第三势垒层的顺序层叠而成的结构。第一阱层和第二阱层由n型的AlGaN构成。第一势垒层、第二势垒层和第三势垒层由Al成分比第一阱层和第二阱层高的n型的AlGaN(包括Al成分为100％的物质，即AlN)构成。

作为一个例子，第一阱层和第二阱层的Al成分、厚度、作为掺杂剂的Si的浓度分别为40％、2.4nm、9×10¹⁸/cm³。另外，第一势垒层和第二势垒层的Al成分、厚度、作为掺杂剂的Si的浓度分别为55％、19nm、9×10¹⁸/cm³。另外，第三势垒层的Al成分、厚度、作为掺杂剂的Si的浓度为55％、4nm、5×10¹⁸/cm³。

n型接触层12由n型的AlGaN构成。n型接触层12的Al成分的下限值被设定为能够抑制从发光层13发出的光的吸收的范围的下限值。如果n型接触层12的Al成分与构成发光层13的AlGaN的Al成分(发光层13具有MQW结构时为阱层的Al成分)相比大10％以上，则能够有效地抑制从发光层13发出的光被n型接触层12吸收，如果大15％以上，则能够更有效地抑制。因此，优选n型接触层12的Al成分比发光层13的Al成分大10％以上，更优选大15％以上。

例如，发光层13的Al成分为35～45％时，发出具有约280nm的波长的光，如果n型接触层12的Al成分为50％以上，则能够有效地抑制吸收，如果为55％以上则能够更有效地抑制吸收。

另外，n型接触层12的Al成分的上限值被设定为能够抑制伴随Al成分的增加带来的电阻的增加的范围的上限值。AlGaN的电阻在增加Al成分时，在70％以下几乎为恒定的，但如果超过70％则开始增加。因此，n型接触层12的Al成分被设定为70％以下。

因此，作为发光元件1为紫外发光元件时的优选的一个例子，n型接触层12的Al成分在50％～70％的范围内。此时，理想的是n型接触层12具有Al_xGa_1-xN(0.5≤x≤0.7)表示的组成。

另外，n型接触层12含有费米能级与导带简并的浓度的Si。根据非专利文献“A.Wolos et al.,“Properties of metal-insulator transition and electron spinrelaxation in GaN:Si”,PHYSICAL REVIEW B 83,165206(2011)”，据说在含有Si作为掺杂剂的GaN中，Si浓度为1.6×10¹⁸cm^-3以上时费米能级与导带简并。由于认为AlGaN显示与GaN几乎同等的行为，所以认为在n型接触层12中，在Si浓度为约1.6×10¹⁸cm^-3以上时，费米能级也会与导带简并。

另外，为了抑制伴随Si浓度的增加带来的电阻的增加，将n型接触层12中含有的Si的浓度设定为4.0×10¹⁹cm^-3以下。如上所述，在含有高浓度的Si的AlGaN中，尽管通常费米能级与导带简并，但由于III族空穴与Si的复合缺陷的影响而不能有效地降低电阻。然而，在后述的本实施方式所涉及的原料气体的V/III比等条件下形成n型接触层12时，如果Si浓度为4.0×10¹⁹cm^-3以下，则能够抑制认为由III族空穴与Si的复合缺陷的影响所致的电阻的增加。

III族空穴与Si的复合缺陷的详细情况尚不清楚，但有一种说法是当Si没有进入在AlGaN的生长过程中产生的III族空穴而留在其它的位置时，Si无法作为供体发挥作用(放出电子)，根据其状态放出1～3个空穴，由此电阻增加。

根据本实施方式，例如，通过将n型接触层12的Si浓度设定在5×10¹⁸cm^-3～4×10¹⁹cm^-3的范围，将n型接触层12的生长温度设定在850℃～1100℃的范围，并将后述的n型接触层12的原料气体的V/III比设定在1000～3200的范围，能够使n型接触层12的电阻率为5×10^-2Ω·cm以下。另外，认为该n型接触层12的Si浓度、生长温度、原料气体的V/III比的条件下的n型接触层12的电阻率的下限值为1×10^-3Ω·cm左右。n型接触层12的厚度例如为500～3000nm。

电子阻挡层14由Al成分比第三势垒层高的p型的AlGaN构成。利用电子阻挡层14抑制了电子扩散到p型接触层15侧。电子阻挡层14的Al成分、厚度、作为掺杂剂的Mg浓度例如分别为80％、25nm、5×10¹⁹/cm³。

p型接触层15具有将第一p型接触层和第二p型接触层依次层叠而成的结构。第一p型接触层和第二p型接触层由p型的GaN构成。第一p型接触层的厚度、作为掺杂剂的Mg浓度例如分别为700nm、2×10¹⁹/cm³。另外，第二p型接触层的厚度、作为掺杂剂的Mg浓度例如分别为60nm、1×10²⁰/cm³。

在p型接触层15表面的一部分区域设有槽。槽贯通p型接触层15和发光层13，到达n型接触层12，利用该槽在露出的n型接触层12的表面连接有n电极18。

透明电极16例如由IZO、ITO、ICO、ZnO等对可见光透明的导电性氧化物构成。应予说明，从发光层13发出的光为紫外光(365nm以下的光)时，其中的很多被由GaN构成的p型接触层15吸收，没有透过透明电极16，得不到在p电极17的反射光。但是，在使用由作为薄膜的GaN构成的p型接触层15的情况或者使用由AlGaN构成的p型接触层15的情况，且使用作为薄膜的透明电极16的情况或者由对紫外光透明的材料构成的透明电极16的情况下，能够抑制它们对紫外光的吸收，因此能够大幅提高光输出。p电极17例如由Ni/Au构成。n电极18例如由Ti/Al/Ni、V/Al/Ni、V/Al/Ru等构成。

应予说明，发光元件1可以为正装安装型。另外，发光元件1的n型接触层12等的特征性构成也可以适用于激光二极管等LED以外的发光元件。

(发光元件的制造方法)

以下对本发明的第一实施方式所涉及的发光元件1的制造方法的一个例子进行说明。在利用气相沉积法形成发光元件1的各层中，作为Ga原料气体、Al原料气体、N原料气体，例如，分别使用三甲基镓、三甲基铝、氨。另外，作为属于n型掺杂剂的Si的原料气体、属于p型掺杂剂的Mg的原料气体，例如，分别使用硅烷气体、双(环戊二烯)镁气体。另外，作为载气，例如，使用氢气、氮气。另外，本实施方式中的各层的生长温度为成膜装置的加热用加热器的温度，基板10的表面温度比加热用加热器的温度低约100℃。

首先，准备基板10，在其上形成缓冲层11。在缓冲层11的形成中，首先，通过溅射形成由AlN构成的核层。生长温度例如为880℃。接下来，通过MOCVD法在核层上依次形成由AlN构成的低温缓冲层、高温缓冲层。低温缓冲层的生长条件例如：生长温度为1090℃，生长压力为50mbar。另外，高温缓冲层的生长条件例如：生长温度为1270℃，生长压力为50mbar。

接下来，通过MOCVD法在缓冲层11上形成由含有Si的AlGaN构成的n型接触层12。在n型接触层12的形成中，为了降低n型接触层12的电阻，将n型接触层12的原料气体的V/III比设定在1000～3200的范围内。在此，V/III比是指III族元素(Ga、Al)与V族元素(N)的原料气体中的原子数的比。

另外，在n型接触层12的形成中，优选将n型接触层12的生长温度设定在1150℃以下。通过将生长温度设定在1150℃以下，能够抑制伴随生长温度的增加带来的电阻的增加。认为这是由于可抑制III族元素、特别是容易蒸发的Ga的蒸发，抑制III族空穴的过度产生，由此抑制III族空穴与Si的复合缺陷的影响带来的电阻的增加。

另外，在n型接触层12的形成中，优选将n型接触层12的生长温度设定在850℃以上。生长温度小于850℃时，由于作为V族元素N的原料的氨难以分解，所以必须增大氨的供给量，必须将V/III比设定得异常高。另外，生长温度低时，由于还会产生C从III族原料混入这样的问题，所以优选将生长温度设定成能够避免该问题的温度，例如850℃以上。

另外，n型接触层12的生长压力例如设定在20～200mbar。

接下来，通过MOCVD法在n型接触层12上形成发光层13。发光层13的形成是按照第一势垒层、第一阱层、第二势垒层、第二阱层、第三势垒层的顺序层叠而进行的。发光层13的生长条件例如为：生长温度为975℃，生长压力为400mbar。

接下来，通过MOCVD法在发光层13上形成电子阻挡层14。电子阻挡层14的生长条件例如为：生长温度为1025℃，生长压力为50mbar。

接下来，通过MOCVD法在电子阻挡层14上形成p型接触层15。p型接触层15的形成是按照第一p型接触层、第二p型接触层的顺序层叠而进行的。第一p型接触层的生长条件例如为：生长温度为1050℃，生长压力为200mbar。第二p型接触层的生长条件例如为：生长温度为1050℃，生长压力为100mbar。

接下来，对p型接触层15表面的规定区域进行干法蚀刻，形成到达n型接触层12的深度的槽。

接下来，在p型接触层15上形成透明电极16。接下来，在透明电极16上形成p电极17，在槽的底面露出的n型接触层12上形成n电极18。透明电极16、p电极17和n电极18通过溅射或蒸镀等形成。

(第一实施方式的效果)

根据上述的本发明的第一实施方式，能够抑制III族空穴与Si的复合缺陷的量，从而得到通过费米能级与导带的简并而有效地降低了电阻的由AlGaN构成的n型接触层。通过降低n型接触层的电阻，能够增加发光元件对正向电流的输出。

〔第二实施方式〕

(发光元件的构成)

图2是本发明的第二实施方式所涉及的发光元件101的垂直截面图。发光元件101为倒装芯片安装型的深紫外发光二极管(LED)。在此，深紫外是指200～300nm的波长区域。

发光元件101具备：基板110、基板110上的缓冲层111、缓冲层111上的n型接触层112、n型接触层112上的发光层113、发光层113上的电子阻挡层120、电子阻挡层120上的电流扩散层114、与电流扩散层114的上表面1143的一部分连接的p型接触层115、与p型接触层115连接的p电极116、以及与n型接触层112连接的n电极117。

应予说明，发光元件101的构成中的“上”是指按照图2所示的方向放置发光元件101时的“上”，是从基板110向p电极116的方向。

基板110为由蓝宝石构成的生长基板。基板110的厚度例如为900μm。作为基板110的材料，除蓝宝石以外，可以使用AlN、Si、SiC、ZnO等。

缓冲层111例如具有将核层、低温缓冲层、高温缓冲层这3层依次层叠而成的结构。核层由在低温下生长的无掺杂的AlN构成，是成为晶体生长的核的层。核层的厚度例如为10nm。低温缓冲层由与核层相比在高温下生长的无掺杂的AlN构成的层。低温缓冲层的厚度例如为0.3μm。高温缓冲层是由与低温缓冲层相比在高温下生长的无掺杂的AlN构成的层。高温缓冲层的厚度例如为2.7μm。通过设置这样的缓冲层111，实现了减少AlN的穿透位错的密度。应予说明，构成缓冲层111的AlN可以为n型。

发光层113由AlGaN构成，优选具有多量子阱(MQW)结构。发光层113的Al成分(具有MQW结构时为阱层的Al成分)可根据深紫外区域(200～300nm)内的所希望的发光波长设定，例如，发光波长为270～290nm时，设定在约35～45％。在此，上述的Al成分的百分比是Al的含量相对于Ga的含量和Al的含量的合计值的比例。

例如，发光层113具有阱层为2层的MQW结构，即，按照第一势垒层、第一阱层、第二势垒层、第二阱层、第三势垒层的顺序层叠而成的结构。第一阱层和第二阱层由n型的AlGaN构成。第一势垒层、第二势垒层和第三势垒层由Al成分比第一阱层和第二阱层高的n型的AlGaN(包括Al成分为100％的物质，即AlN)构成。

n型接触层112由n型的AlGaN构成。n型接触层112的Al成分的下限值被设定为能够抑制从发光层113发出的光的吸收的范围的下限值。例如，如果n型接触层112的Al成分为50％以上，则能够抑制波长270～290nm的深紫外光和具有比其更长的波长的光的吸收，如果为55％以上，则能够更有效地抑制吸收。

另外，n型接触层112的Al成分的上限值被设定为能够抑制伴随Al成分的增加带来的电阻的增加的范围的上限值。AlGaN的电阻在增加Al成分时，在70％以下几乎为恒定的，但如果超过70％则开始增加。因此，优选将n型接触层112的Al成分设定在70％以下。

因此，作为优选的一个例子，n型接触层112的Al成分在50％～70％的范围内。此时，理想的是n型接触层112具有Al_xGa_1-xN(0.5≤x≤0.7)表示的组成。

另外，n型接触层112优选含有费米能级与导带简并的(重叠的)浓度的Si。费米能级与导带简并的半导体表现得像金属那样，电阻降低。

根据非专利文献“A.Wolos et al.,“Properties of metal-insulatortransition and electron spin relaxation in GaN:Si”,PHYSICALREVIEW B 83,165206(2011)”，在含有Si作为掺杂剂的GaN中，Si浓度为1.6×10¹⁸cm^-3以上时，费米能级与导带简并。由于认为AlGaN显示与GaN几乎同等的行为，所以认为在n型接触层112中，在Si浓度为约1.6×10¹⁸cm^-3以上时，费米能级也会与导带简并。

另一方面，在将Si作为掺杂剂的n型AlGaN中，如果增加Si浓度，则在直到某一浓度为止都会与一般的半导体同样地降低电阻，但如果超过某一浓度，则电阻反而开始增加。因此，为了抑制伴随Si浓度的增加带来的电阻的增加，优选将n型接触层112中含有的Si的浓度设定在4.0×10¹⁹cm^-3以下。

认为将Si作为掺杂剂的n型AlGaN中的伴随Si浓度的增加带来的电阻的增加是由于Si浓度超过某一浓度时产生III族空穴与Si的复合缺陷而引起的。III族空穴与Si的复合缺陷的详细情况尚不清楚，但有一种说法是：当Si没有进入在AlGaN的生长过程中产生的III族空穴而留在其它的位置时，Si无法作为供体发挥作用(放出电子)，而是根据其状态放出1～3个空穴，由此电阻增加。

n型接触层112的厚度例如为0.3～3μm。

电子阻挡层120由Al成分比发光层113的第三势垒层高的p型的AlGaN构成。利用电子阻挡层120能够抑制电子向电流扩散层114侧的扩散。电子阻挡层120的Al成分、厚度、作为掺杂剂的Mg浓度例如分别为80％以上、25nm、1×10¹⁸～1×10²⁰cm^-3。

电流扩散层114由含有二维空穴气1144的AlGaN构成。电流扩散层114具有p型的第一AlGaN层1141、和直接设置于第一AlGaN层1141上的p型或i型的第二AlGaN层1142，第二AlGaN层1142在与第一AlGaN层1141的界面附近具有二维空穴气1144。

第一AlGaN层1141的Al成分比第二AlGaN层1142的Al成分高。另外，为了抑制从发光层113发出的深紫外光的吸收，第一AlGaN层1141和第二AlGaN层1142的Al成分优选为30％以上。

例如，第一AlGaN层1141的Al成分在50％～70％的范围内，第二AlGaN层1142的Al成分在30％～50％的范围内。此时，理想的是第一AlGaN层1141具有Al_xGa_1-xN(0.5≤x≤0.7)表示的组成，第二AlGaN层1142具有Al_xGa_1-xN(0.3≤x≤0.5)表示的组成。应予说明，第二AlGaN层1142的厚度大(例如为约50nm以上)时，需要考虑从发光层113发出的深紫外光被第二AlGaN层1142吸收，因此优选使第二AlGaN层1142的Al成分为40％以上。

通过将第二AlGaN层1142层叠在带隙能量比第二AlGaN层1142大且以5×10¹⁷cm^-3以上的浓度掺杂了Mg的第一AlGaN层1141上，从而在第二AlGaN层1142与第一AlGaN层1141的界面附近的能带弯曲的区域中，费米能级与价带简并，产生二维空穴气1144。

电流扩散层114通过含有二维空穴气1144，从而在二维空穴气1144中空穴以高迁移率来迁移空穴，因此电流在电流扩散层114的面内方向有效地扩散。在此，二维空穴气可以通过截面SCM(Scanning Capacitance Microscopy)观察，作为高浓度p型区域被观察到。即，如果在第二AlGaN层1142与第一AlGaN层1141的界面附近观察到高浓度p型区域，则可以判定生成了二维空穴气。

第一AlGaN层1141的厚度例如为5～50nm。另外，第二AlGaN层1142的厚度例如为5～100nm。

p型接触层115由p型的GaN或者Al成分为35％以下的p型的AlGaN构成，理想的是具有GaN或者Al_xGa_1-xN(x≤0.35)表示的组成。因此，能够将p型接触层115与p电极116的接触电阻抑制得较低。

另一方面，由于GaN和Al成分为35％以下的AlGaN的深紫外光的吸收率高，所以从发光层113发出而朝向p型接触层115的光被p型接触层115强烈吸收。例如，p型接触层115的Al成分为35％的情况下，厚度为20nm时的具有280nm的波长的光的透射率为约90％，厚度足够大时几乎吸收具有约290nm以下的波长的光。另外，p型接触层115的Al成分为30％的情况下，厚度为20nm时的具有280nm的波长的光的透射率为约80％，厚度足够大时几乎吸收具有约310nm以下的波长的光。

因此，在发光元件101中，通过仅在电流扩散层114的上表面1143的一部分区域上形成p型接触层115，从而将p型接触层115对从发光层113发出的深紫外光的吸收抑制得较低。为了更有效地抑制该p型接触层115对紫外光的吸收，优选使上表面1143的接触p型接触层115的区域的面积为上表面1143的全部区域的面积的80％以下，更优选为50％以下。

应予说明，使用表面具有凹凸图案的pss基板(Patterned Sapphire Substrate)作为基板110时，由于在发光元件101内往返的光变多，所以抑制p型接触层115对光的吸收这一本发明的效果的益处特别大。

p型接触层115仅在上表面1143的一部分与电流扩散层114连接，但由于含有二维空穴气1144的电流扩散层114使电流在面内方向高效地扩散，所以能够确保发光层113的面内的发光强度的均匀性。为了进一步提高发光层113的面内的发光强度的均匀性，优选使上表面1143的接触p型接触层115的区域的面积为上表面1143的全部区域的面积的40％以上。

p型接触层115的厚度例如为4～30nm。

p电极116例如由Ni/Au构成。n电极117例如由Ti/Al/Ni、V/Al/Ni、V/Al/Ru等构成。

另外，如图2所示，优选在电流扩散层114的上表面1143的连接p型接触层115的区域以外的区域的至少一部分、更优选全部，覆盖由SiO₂、SiN等绝缘材料构成的钝化膜118。通过使用钝化膜118，能够抑制在电流扩散层114的上表面1143流动的表面漏电流的产生，使电流在二维空穴气1144中高效地流动。

另外，优选在电流扩散层114的上表面1143的接触p型接触层115的区域以外的区域的上方设置反光层119。反光层119由铝、铑、钌等对深紫外光的反射率高的材料构成。通过使用反光层119反射从发光层113发出的光，能够提高发光元件101的光取出效率。反光层119例如可以如图2所示，被埋入钝化膜118的内部。

应予说明，发光元件101的电流扩散层114、p型接触层115等的特征构成也可以适用于VCSEL型等立式激光二极管等除LED以外的发光元件。

(发光元件的制造方法)

以下对本发明的第二实施方式所涉及的发光元件101的制造方法的一个例子进行说明。在利用气相沉积法形成发光元件101的各层中，作为Ga原料气体、Al原料气体、N原料气体，例如分别使用三甲基镓、三甲基铝、氨。另外，作为属于n型掺杂剂的Si的原料气体、属于p型掺杂剂的Mg的原料气体，例如分别使用硅烷气体、双(环戊二烯)镁气体。另外，作为载气，例如使用氢气、氮气。

首先，准备基板110，在其上形成缓冲层111。在缓冲层111的形成中，首先，形成由AlN构成的核层。例如，通过MOCVD在880℃的生长温度形成核层。另外，可以通过溅射法形成核层。接下来，通过MOCVD法在核层上依次形成由AlN构成的低温缓冲层、高温缓冲层。低温缓冲层的生长条件例如为：生长温度为1090℃，生长压力为50mbar。另外，高温缓冲层的生长条件例如为：生长温度为1270℃，生长压力为50mbar。

接下来，通过MOCVD法在缓冲层111上形成由含有Si的AlGaN构成的n型接触层112。n型接触层112的生长条件例如为：生长温度为980℃，生长压力为50mbar。

接下来，通过MOCVD法在n型接触层112上形成发光层113。发光层113的形成是按照第一势垒层、第一阱层、第二势垒层、第二阱层、第三势垒层的顺序层叠而进行的。发光层113的生长条件例如为：生长温度为975℃，生长压力为400mbar。

接下来，通过MOCVD法在发光层113上形成电子阻挡层120。电子阻挡层120的生长条件例如为：生长温度为1000℃，生长压力为50mbar。

接下来，通过MOCVD法在电子阻挡层120上形成构成电流扩散层114的第一AlGaN层1141和第二AlGaN层1142。第一AlGaN层1141的生长条件例如为：生长温度为950～1000℃(作为典型例，为980℃)，生长压力为50mbar。第二AlGaN层1142的生长条件例如：生长温度为950～1000℃(作为典型例，为980℃)，生长压力为50mbar。

接下来，通过MOCVD法在电流扩散层114上形成p型接触层115。p型接触层115的生长条件例如：生长温度为1000～1100℃(作为典型例，为1050℃)，生长压力为50mbar。

接下来，对p型接触层115表面的规定区域实施两步的干法蚀刻，实施用于连接n电极117的到达n型接触层112的深度的槽的形成、和电流扩散层114上的p型接触层115的图案形成。

接下来，在p型接触层115上形成p电极116，在槽的底面露出的n型接触层112上形成n电极117。p电极116和n电极117通过溅射或蒸镀等形成。

(变形例)

图3是作为本发明的第二实施方式所涉及的发光元件101的变形例的发光元件102的垂直截面图。发光元件102在p型接触层115的平面形状上与发光元件101不同。

发光元件102的p型接触层115具有环状的平面形状。另外，电流扩散层114的上表面1143的连接环状的p型接触层115的区域的内侧的区域被钝化膜118覆盖，在钝化膜118上设有反光层119。

如发光元件102例所示，本实施方式所涉及的发光元件的p型接触层115的平面形状可以根据发光元件的用途等适当地变更成例如圆形、环状、网状等。

(应用例)

图4是具有本发明的第二实施方式所涉及的发光元件101作为光源的发光装置103的垂直截面图。发光装置103是具有被称为积层(build up)结构的多层布线结构的发光装置，是具有发光元件101作为光源的发光装置的一个例子。

在发光装置103中，多个发光元件101的p电极116介由接合电极131与p焊盘电极133连接，多个发光元件101的n电极117介由接合电极132与n焊盘电极134连接。然后，通过在p焊盘电极133与n焊盘电极134之间外加电压，使多个发光元件101发光。

另外，在发光装置103中，接合电极131、132被布线在绝缘层135、136的内部，反光层119被埋入覆盖发光元件101的绝缘层135中。

(第二实施方式的效果)

根据上述的本发明的第二实施方式，通过减小深紫外光的吸收率高的p型接触层的面积，且利用扩散层使电流在面内方向高效地扩散，能够提供p侧的电极与接触层的接触电阻低且抑制了接触层对光的吸收的发光元件。

〔第三实施方式〕

(发光元件的构成)

图5是本发明的第三实施方式所涉及的发光元件201的垂直截面图。发光元件201为倒装芯片安装型的深紫外发光二极管(LED)。在此，深紫外是指200～300nm的波长区域。

发光元件201具备：基板210、基板210上的缓冲层211、缓冲层211上的n型接触层212、n型接触层212上的发光层213、发光层213上的电子阻挡层214、电子阻挡层214上的p型层215、p型层215上的n型接触层216、与n型接触层216连接的p电极217、以及与n型接触层212连接的n电极218。

应予说明，发光元件201的构成中的“上”是指按照图5所示的方向放置发光元件201时的“上”，是从基板210向p电极217的方向。

基板210为由蓝宝石构成的生长基板。基板210的厚度例如为900μm。作为基板210的材料，除蓝宝石以外，可以使用AlN、Si、SiC、ZnO等。

缓冲层211例如具有将核层、低温缓冲层、高温缓冲层这3层按顺序层叠而成的结构。核层由在低温下生长的无掺杂的AlN构成，是成为晶体生长的核的层。核层的厚度例如为10nm。低温缓冲层是由与核层相比在高温下生长的无掺杂的AlN构成的层。低温缓冲层的厚度例如为0.3μm。高温缓冲层是由与低温缓冲层相比在高温下生长的无掺杂的AlN构成的层。高温缓冲层的厚度例如为2.7μm。通过设置这样的缓冲层211，实现了减少AlN的穿透位错的密度。

发光层213由AlGaN构成，优选具有多量子阱(MQW)结构。发光层213的Al成分(具有MQW结构时为阱层的Al成分)可根据深紫外区域(200～300nm)内的所希望的发光波长设定，例如，发光波长为270～290nm时，设定为约40～50％。在此，上述的Al成分的百分比为Al的含量相对于Ga的含量和Al的含量的合计值的比例。

例如，发光层213具有阱层为2层的MQW结构，即按照第一势垒层、第一阱层、第二势垒层、第二阱层、第三势垒层的顺序层叠而成的结构。第一阱层和第二阱层由n型的AlGaN构成。第一势垒层、第二势垒层和第三势垒层由Al成分比第一阱层和第二阱层高的n型的AlGaN(包括Al成分为100％的物质，即AlN)构成。

作为一个例子，第一阱层和第二阱层的Al成分、厚度、作为掺杂剂的Si的浓度分别为40％、2.4nm、9×10¹cm^-3。另外，第一势垒层和第二势垒层的Al成分、厚度、作为掺杂剂的Si的浓度分别为55％、19nm、9×10¹⁸cm^-3。另外，第三势垒层的Al成分、厚度、作为掺杂剂的Si的浓度为55％、4nm、5×10¹⁸cm^-3。

n型接触层212和n型接触层216由n型的AlGaN构成。而且，为了抑制从发光层213发出的深紫外光的吸收，优选n型接触层212和n型接触层216的Al成分比发光层213的Al成分高，例如，优选在50％～70％的范围内。此时，理想的是n型接触层212和n型接触层216具有Al_xGa_1-xN(0.5≤x≤0.7)表示的组成。

如果n型接触层212和n型接触层216的Al成分为50％以上，则对于波长270～290nm的深紫外光和具有比其长的波长的光，能够确保高透射率。另外，如果n型接触层212和n型接触层216的Al成分为55％以上，则能够确保更高的透射率，如果为60％以上，则能够确保进一步高的透射率。

另外，如果n型接触层212和n型接触层216的Al成分为70％以下，则能够将电阻抑制得较低。AlGaN的电阻在增加Al成分时，在70％以下几乎为恒定的，但如果超过70％则开始增加。因此，将n型接触层212和n型接触层216的Al成分设定在70％以下。

另一方面，为了使载流子在n型接触层216与p型层215之间有效地穿行，优选n型接触层216的Al成分尽量低，重视载流子的穿行时，在某种程度上抑制深紫外光的吸收的范围内，设定成比发光层213的Al成分低。因此，将n型接触层216的Al成分例如设定在40％～70％的范围内。对于n型接触层216与p型层215的隧道结，在下文叙述。

另外，n型接触层212和n型接触层216含有费米能级与导带简并的(重叠的)浓度的Si。费米能级与导带简并的半导体表现得像金属那样，电阻降低。

根据非专利文献“A.Wolos et al.,“Properties of metal-insulatortransition and electron spin relaxation in GaN:Si”,PHYSICALREVIEW B 83,165206(2011)”，据说在含有Si作为掺杂剂的GaN中，Si浓度为1.6×10¹⁸cm^-3以上时费米能级与导带简并。由于认为AlGaN显示与GaN几乎同等的行为，所以认为n型接触层212和n型接触层216在Si浓度为约1.6×10¹⁸cm^-3以上时，费米能级也会与导带简并。

另一方面，在将Si作为掺杂剂的n型AlGaN中，如果增加Si浓度，则直到某一浓度为止都会与一般的半导体同样地降低电阻，但如果超过某一浓度，则电阻反而开始增加。因此，为了抑制伴随Si浓度的增加带来的电阻的增加，优选将n型接触层212和n型接触层216中含有的Si的浓度设定在4.0×10¹⁹cm^-3以下。

认为将Si作为掺杂剂的n型AlGaN中的伴随Si浓度的增加带来的电阻的增加是由于Si浓度超过某一浓度时产生III族空穴与Si的复合缺陷而引起的。III族空穴与Si的复合缺陷的详细情况尚不清楚，但有一种说法是，当Si没有进入在AlGaN的生长过程中产生的III族空穴而留在其它的位置时，Si无法作为供体发挥作用(放出电子)，而是根据其状态放出1～3个空穴，由此电阻增加。

n型接触层212的厚度例如为500～2000nm。另外，n型接触层216的厚度例如为25～200nm。

电子阻挡层214是用于抑制电子向n型接触层216侧扩散的层，例如，由无掺杂的AlN构成。电子阻挡层214的厚度例如为2nm。

p型层215由p型的AlGaN构成，例如，具有将p型电子阻挡层和p型包覆层依次层叠而成的结构。p型电子阻挡层由AlGaN构成时，p型包覆层由Al成分比p型电子阻挡层低的AlGaN或者GaN构成，p型电子阻挡层由AlN构成时，p型包覆层由AlGaN构成。p型电子阻挡层的厚度例如为10～50nm。另外，p型包覆层的厚度例如为2～200nm。

例如，p型电子阻挡层和p型包覆层由AlGaN构成时，p型电子阻挡层的Al成分、厚度、作为掺杂剂的Mg浓度例如分别为80％、25nm、1×10²⁰cm^-3。另外，p型包覆层的Al成分、厚度、作为掺杂剂的Mg浓度例如分别为35％、5nm、1×10¹⁹cm^-3。

为了抑制从发光层213发出的深紫外光的吸收，优选p型电子阻挡层和p型包覆层的Al成分比发光层213的Al成分高。此时，p型包覆层的Al成分优选为50％以上，例如为50～60％。

另一方面，为了使载流子在n型接触层216与p型层215之间有效地穿行，优选p型电子阻挡层和p型包覆层的Al成分尽量低，重视载流子的穿行时，可以将p型包覆层的Al成分在以某种程度抑制深紫外光的吸收的范围内设定成比发光层213的Al成分低。对于n型接触层216与p型层215的隧道结，在下文叙述。

费米能级与导带简并的n型接触层216与p型层215形成隧道结。在p型层215与n型接触层216的界面附近的能带弯曲的区域，n型和p型的载流子以高浓度分布，因此在p电极217与n电极218之间外加正向电压时，电子穿过势垒从p型层215向n型接触层216迁移，使发光元件201发光。

另外，在p型层215与n型接触层216的界面附近，费米能级与价带简并而产生二维空穴气时，p型层215与n型接触层216之间的势垒变得更薄，容易产生隧道，能够减少发光元件201的工作电压。

为了形成二维空穴气，例如分别由p型的AlN、AlGaN、或者AlGaInN构成，使用Al成分为10％以上的不同的第一层和其上的第二层的层叠体,作为p型层215。此时，通过使第二层的Al成分比第一层的Al成分大，从而在第一层与第二层的界面产生电子沸腾，另一方面在第二层与n型接触层216的界面空穴沸腾而形成二维空穴气。另外，p型层215可以具有多个薄的第一层与第二层交替层叠而成的结构(超晶格结构)。此时，在第一层与第二层的各个界面附近也可形成二维空穴气。另外，此时，第一层和第二层中某一层的Al成分可以变大。在此，为了增加向发光层213的载流子注入量，优选在p型层215中掺杂Mg。

应予说明，二维空穴气可以通过截面SCM(Scanning Capacitance Microscopy)观察作为高浓度p型区域被观察到。即，如果在p型层215与n型接触层216的界面附近观察到高浓度p型区域，则可以判定为生成了二维空穴气。

在n型接触层216表面的一部分区域设有槽。槽贯通n型接触层216、p型层215和发光层213，到达n型接触层212，利用该槽在露出的n型接触层212的表面连接有n电极218。

在发光元件201中，连接n电极218的n型接触层212和连接p电极217的n型接触层216均由n型的AlGaN构成。因此，n电极218的与n型接触层212接触的部分和p电极217的与n型接触层216接触的部分的材料可以使用相同的物质。p电极217和n电极218分别由单一的材料构成时，n电极218和p电极217的材料可以使用相同的物质。

因此，与n电极218同样地，p电极217也可以使用对深紫外光的反射率高的铝。因此，n电极218的与n型接触层212接触的部分和p电极217的与n型接触层216接触的部分的材料优选使用铝。

p电极217和n电极218例如由V/Al/NiAu、V/Al/Ru/Au构成。应予说明，此时，为了增大反射率，优选V的层尽量薄。

应予说明，由于p型的AlGaN无法与功函数低的铝进行欧姆接触，因此像现有的通常的发光元件那样，由p型的AlGaN构成的接触层连接p电极时，p电极的材料无法使用铝。

应予说明，发光元件201的n型接触层216等的特征构成也可以适用于激光二极管等除LED以外的发光元件。

(发光元件的制造方法)

以下对本发明的第三实施方式所涉及的发光元件201的制造方法的一个例子进行说明。在利用气相沉积法形成发光元件201的各层中，作为Ga原料气体、Al原料气体、N原料气体，例如分别使用三甲基镓、三甲基铝、氨。另外，作为属于n型掺杂剂的Si的原料气体、属于p型掺杂剂的Mg的原料气体，例如分别使用硅烷气体、双(环戊二烯)镁气体。另外，作为载气，例如使用氢气、氮气。

首先，准备基板210，在其上形成缓冲层211。在缓冲层211的形成中，首先，通过溅射形成由AlN构成的核层。生长温度例如为880℃。接下来，通过MOCVD法在核层上依次形成由AlN构成的低温缓冲层、高温缓冲层。低温缓冲层的生长条件例如为：生长温度为1090℃，生长压力为50mbar。另外，高温缓冲层的生长条件例如为：生长温度为1270℃，生长压力为50mbar。

接下来，通过MOCVD法在缓冲层211上形成由含有Si的AlGaN构成的n型接触层212。n型接触层212的生长条件例如：生长温度为980℃，生长压力为50mbar。

为了抑制n型接触层212的电阻的增加，优选将n型接触层212的原料气体的V/III比设定在1000～3200的范围内，优选将生长温度设定在1100℃以下。在此，V/III比是指III族元素(Ga、Al)与V族元素(N)的原料气体中的原子数的比。另外，由于使作为N的原料的氨容易分解，优选将生长温度设定在850℃以上。另外，n型接触层212的生长压力例如设定在20～200mbar。应予说明，将n型接触层212的生长温度设定得较低(接近850℃)时，为了抑制C的获取，优选使原料气体的V/III比相比于上述的范围更大，例如增加到10000左右。如果被n型接触层212获取C，则C作为受体作用而补偿载流子，另外，由于C使得杂质散射增加而导致载流子迁移率下降，因此n型接触层212可能高电阻化。

接下来，通过MOCVD法在n型接触层212上形成发光层213。发光层213的形成是按照第一势垒层、第一阱层、第二势垒层、第二阱层、第三势垒层的顺序层叠而进行的。发光层213的生长条件例如为：生长温度为975℃，生长压力为400mbar。

接下来，通过MOCVD法在发光层213上形成电子阻挡层214。电子阻挡层214的生长条件例如为：生长温度为975℃，生长压力为400mbar。

接下来，通过MOCVD法在电子阻挡层214上形成p型层215。p型层215的形成是按照p型电子阻挡层、p型包覆层的顺序层叠而进行的。p型电子阻挡层的生长条件例如为：生长温度为1025℃，生长压力为50mbar。p型包覆层的生长条件例如为：生长温度为980℃，生长压力为50mbar。

另外，形成p型层215后，为了使p型层215中含有的Mg活化，优选实施退火处理从p型层215中除去氢。

接下来，通过MOCVD法在p型层215上形成n型接触层216。n型接触层216的生长条件例如为：生长温度为980℃，生长压力为50mbar。

另外，与n型接触层212同样地，为了抑制n型接触层212的电阻的增加，优选将n型接触层212的原料气体的V/III比设定在1000～3200的范围内，优选将生长温度设定在1100℃以下。另外，为了使作为N的原料的氨容易分解，优选将生长温度设定在850℃以上。另外，n型接触层212的生长压力例如设定在20～200mbar。

在此，通过退火处理从p型层215中除去氢的情况下，为了抑制氢再次进入p型层215使Mg失活，优选将n型接触层216的生长温度设定在900℃以下。

接下来，对n型接触层216表面的规定区域进行干法蚀刻，形成到达n型接触层212的深度的槽。

接下来，在n型接触层216上形成p电极217，在槽的底面露出的n型接触层212上形成n电极218。p电极217和n电极218通过溅射或蒸镀等形成。

(第三实施方式的效果)

根据上述的本发明的第三实施方式，通过使用费米能级与导带简并的、由具有高的Al成分的AlGaN构成的n型接触层216，能够形成抑制了深紫外光的吸收的隧道结结构。另外，通过使用n型接触层216作为p电极217的接触层，从而p电极217的材料可以使用功函数低的铝等对深紫外光的反射率高的材料。

因此，从发光层213发出而输向p电极217侧的大量光没有被n型接触层216吸收，而是发生透射，被p电极217高效地反射，从基板210侧取出，因此发光元件201具有高的光取出效率。

实施例1

以下，对上述的第一实施方式所涉及的n型接触层12的特性的评价结果进行叙述。在本实施例中，在基板10上隔着缓冲层11以后述的各种条件形成n型接触层12，对这些n型接触层12进行评价。在下述的表1中示出本实施例所涉及的基板10、缓冲层11和n型接触层12的构成和生长条件。

[表1]

本实施例中，n型接触层12的电阻率、载流子浓度和迁移率通过空穴效应测定进行测定，Si浓度通过二次离子质谱(SIMS)进行测定。

图6是表示n型接触层12的Al成分与电阻率的关系的图表。图6显示出如果n型接触层12的Al成分超过约70％，则电阻增加。在下述的表2中示出图6的标绘点的数值和各个标绘点所涉及的n型接触层12的生长温度和原料气体的V/III比。

[表2]

图7中的(a)～(c)是表示n型接触层12的Si浓度与电阻率的关系的图表。图7中的(a)所涉及的n型接触层12的生长温度、原料气体的V/III比分别为1013℃、1058。图7中的(b)所涉及的n型接触层12的生长温度、原料气体的V/III比分别为1013℃、1587。图7(c)所涉及的n型接触层12的生长温度、原料气体的V/III比分别为1083℃、1058。图7中的(a)～(c)显示出如果n型接触层12的Si浓度超过约4.0×10¹⁹cm^-3则电阻增加。下述的表3中示出图7的标绘点的数值。

[表3]

根据图7中的(a)～(c)、表3，可知：例如为了使n型接触层12的电阻率为5×10^-2Ω·cm以下，在n型接触层12的生长温度、原料气体的V/III比分别为1013℃、1058时，将Si浓度设定为1.2×10¹⁹～4.0×10¹⁹cm^-3即可，在n型接触层12的生长温度、原料气体的V/III比分别为1013℃、1587时，将Si浓度设定为2.1×10¹⁹～3.2×10¹⁹cm^-3即可，在n型接触层12的生长温度、原料气体的V/III比分别为1083℃、1058时，将Si浓度设定为5.4×10¹⁸～2.7×10¹⁹cm^-3即可。

图8中的(a)～(c)是表示n型接触层12的电阻率、载流子浓度、迁移率的温度依赖性的图表。图8中的(a)～(c)中分别示出了Si浓度为2.10×10¹⁹cm^-3、3.20×10¹⁹cm^-3、4.30×10¹⁹cm^-3这3种n型接触层12的测定值。Si浓度为2.10×10¹⁹cm^-3的n型接触层12的生长温度、原料气体的V/III比分别为1013℃、1587，Si浓度为3.20×10¹⁹cm^-3的n型接触层12的生长温度、原料气体的V/III比分别为1013℃、1587，Si浓度为4.30×10¹⁹cm^-3的n型接触层12的生长温度、原料气体的V/III比分别为1043℃、1587。

在费米能级与导带简并的n型的AlGaN中，几乎没有载流子浓度的温度依赖性。根据图8中的(b)，在Si浓度为2.10×10¹⁹cm^-3、3.20×10¹⁹cm^-3、4.30×10¹⁹cm^-3的n型接触层12的任一个中，载流子浓度的温度依赖性均小，因此可以判定费米能级与导带简并。

另一方面，即便在费米能级与导带简并的情况下，如果存在III族空穴与Si的复合缺陷，也会因缺陷使载流子散射，所以，迁移率依赖于温度。根据图8中的(c)，在Si浓度为2.10×10¹⁹cm^-3、3.20×10¹⁹cm^-3的n型接触层12中，几乎没有迁移率的温度依赖性，但在Si浓度为4.30×10¹⁹cm^-3的n型接触层12中，具有较大的迁移率的温度依赖性。认为这是由于Si浓度高，存在大量III族空穴与Si的复合缺陷。

另外，根据图8中的(a)，在Si浓度为2.10×10¹⁹cm^-3、3.20×10¹⁹cm^-3的n型接触层12中，几乎没有电阻率的温度依赖性，但在Si浓度为4.30×10¹⁹cm^-3的n型接触层12中，具有较大的电阻率的温度依赖性。

在AlGaN中费米能级与导带没有简并的情况下，电阻率也依赖于温度，但由图8中的(b)可以确认在Si浓度为4.30×10¹⁹cm^-3的n型接触层12中发生了简并，因此认为Si浓度为4.30×10¹⁹cm^-3的n型接触层12的电阻率的温度依赖性是由于存在大量III族空穴与Si的复合缺陷而引起的。

图9是表示n型接触层12的原料气体的V/III比与电阻率的关系的图表。图9所涉及的n型接触层12的生长温度为1013℃。图9显示出在n型接触层12的原料气体的V/III比为约1500时，电阻率取得最小值，在原料气体的V/III比为1000～3200的范围内时可得到低的电阻率。下述的表4中示出图9的标绘点的数值。

[表4]

图10是表示n型接触层12的生长温度与电阻率的关系的图表。图10显示出在n型接触层12的生长温度为约1100～1150℃这期间电阻开始增加。下述的表5中示出图10的标绘点的数值和各个标绘点所涉及的n型接触层12的原料气体的V/III比。

[表5]

图11中的(a)～(c)示出各种n型接触层12通过阴极发光测定得到的光谱(CL光谱)。n型接触层12的CL光谱中的光子能量为2.4eV附近的峰是由于III族空穴与Si的复合缺陷所致的发光产生的，该峰的强度越大，III族空穴与Si的复合缺陷越多。

应予说明，光子能量为3.2eV附近的峰是由于V族位点的C所致的发光产生的，光子能量为4.9eV附近的峰是由于相当于带隙的发光产生的。

图11中的(a)显示出n型接触层12的CL光谱的形状随Si浓度产生的变化。根据图11中的(a)，对于因III族空穴与Si的复合缺陷产生的峰而言，在Si浓度为4.0×10¹⁸～3.0×10¹⁹cm^-3的n型接触层12中没有确认到，在Si浓度为4.0×10¹⁹cm^-3的n型接触层12中出现弱峰，在Si浓度为6.0×10¹⁹cm^-3的n型接触层12中出现强峰。

由于III族空穴与Si的复合缺陷越多，n型接触层12的电阻越大，所以由该图11中的(a)得到的结果与由图7中的(a)～(c)得到的结果一致，即，如果n型接触层12的Si浓度超过约4.0×10¹⁹cm^-3则电阻增加。

图11中的(b)显示出n型接触层12的CL光谱的形状随原料气体的V/III比产生的变化。根据图11中的(b)，对于因III族空穴与Si的复合缺陷产生的峰，在原料气体的V/III比为1100～1600的n型接触层12中没有确认到，在原料气体的V/III比为3200的n型接触层12中可确认到。

由于III族空穴与Si的复合缺陷越多，n型接触层12的电阻越大，所以由该图11中的(b)得到的结果与由图9得到的结果一致，即，n型接触层12的原料气体的V/III比在1000～3200的范围内时，可得到低电阻率。

图11中的(c)显示出n型接触层12的CL光谱的形状随生长温度产生的变化。根据图11中的(c)，对于因III族空穴与Si的复合缺陷产生的峰，在生长温度为1010～1080℃的n型接触层12中没有确认到，在生长温度为1170℃的n型接触层12中可确认到。

由于III族空穴与Si的复合缺陷越多，n型接触层12的电阻越大，所以由该图11中的(c)得到的结果与由图10得到的结果一致，即，在n型接触层12的生长温度为约1100～1150℃的期间，电阻开始增加。

实施例2

以下，对上述的第三实施方式所涉及的n型接触层212的特性的评价结果进行叙述。在本实施例中，在基板210上隔着缓冲层211以后述的各种条件形成n型接触层212，对这些n型接触层212进行评价。在下述的表6中示出本实施例所涉及的基板210、缓冲层211和n型接触层212的构成和生长条件。

[表6]

本实施例中，n型接触层212的电阻率、载流子浓度和迁移率通过空穴效应测定进行测定，Si浓度通过二次离子质谱(SIMS)进行测定，透射率利用分光光度计进行测定。

图12是表示n型接触层212的Al成分与波长280nm的深紫外光的透射率的关系的图表。图12所涉及的n型接触层212的厚度为500nm。图12显示出：如果n型接触层212的Al成分为50％以上，则波长280nm的深紫外光的透射率超过50％，如果Al成分为55％以上，则波长280nm的深紫外光的透射率超过70％，如果Al成分为60％以上，则波长280nm的深紫外光的透射率几乎成为100％。该结果也适用于由与n型接触层212相同的n型AlGaN构成的n型接触层216。下述的表7中示出图12的标绘点的数值。

[表7]

Al组成	透射率
		0％	0.0％
8％	0.0％
		20％	0.1％
29％	0.2％
		33％	8.3％
40％	21.2％
		63％	100.0％

图13是表示n型接触层212的Al成分与电阻率的关系的图表。图13显示出：如果n型接触层212的Al成分超过约70％，则电阻增加。该结果也适用于由与n型接触层212相同的n型AlGaN构成的n型接触层216。下述的表8中示出图13的标绘点的数值。

[表8]

图14中的(a)～(c)是表示n型接触层212的Si浓度与电阻率的关系的图表。图14中的(a)、图14中的(b)、图14中的(c)所涉及的n型接触层212的生长温度和原料气体的V/III比不同。图14中的(a)～(c)显示出：如果n型接触层212的Si浓度超过约4.0×10¹⁹cm^-3，则电阻增加。

根据该结果，可以说：如果n型接触层212的Al成分为50％以上，则对于接近280nm的270～290nm的波长区域的深紫外光和具有比其长的波长的光，能够确保高透射率，另外，如果Al成分为55％以上，则能够确保更高的透射率，如果Al成分为60％以上，则能够确保进一步高的透射率。该结果也适用于由与n型接触层212相同的n型AlGaN构成的n型接触层216。下述的表9中示出图14的标绘点的数值。

[表9]

图15中的(a)～(c)是表示n型接触层212的电阻率、载流子浓度、迁移率的温度依赖性的图表。图15中的(a)～(c)中分别示出了Si浓度为2.10×10¹⁹cm^-3、3.20×10¹⁹cm^-3、4.30×10¹⁹cm^-3的这3种n型接触层212的测定值。

在费米能级与导带简并的n型的AlGaN中，几乎没有载流子浓度的温度依赖性。根据图15中的(b)，在Si浓度为2.10×10¹⁹cm^-3、3.20×10¹⁹cm^-3、4.30×10¹⁹cm^-3的n型接触层212的任一个中，载流子浓度的温度依赖性均小，因此可以判定费米能级与导带简并。

另一方面，即便在费米能级与导带简并的情况下，如果存在III族空穴与Si的复合缺陷，也会因缺陷而使载流子散射，所以，迁移率依赖于温度。根据图15中的(c)，在Si浓度为2.10×10¹⁹cm^-3、3.20×10¹⁹cm^-3的n型接触层212中，几乎没有迁移率的温度依赖性，但在Si浓度为4.30×10¹⁹cm^-3的n型接触层212中，具有较大的迁移率的温度依赖性。认为这是由于Si浓度高，所以存在大量III族空穴与Si的复合缺陷。

另外，根据图15中的(a)，在Si浓度为2.10×10¹⁹cm^-3、3.20×10¹⁹cm^-3的n型接触层212中，几乎没有电阻率的温度依赖性，但在Si浓度为4.30×10¹⁹cm^-3的n型接触层212中，具有较大的电阻率的温度依赖性。

在AlGaN中费米能级与导带没有简并的情况下，电阻率也依赖于温度，但由图15中的(b)可以确认，Si浓度为4.30×10¹⁹cm^-3的n型接触层212中发生了简并，因此认为Si浓度为4.30×10¹⁹cm^-3的n型接触层212的电阻率的温度依赖性是由于存在大量III族空穴与Si的复合缺陷而引起的。

图16示出各种n型接触层212通过阴极发光测定得到的光谱(CL光谱)。n型接触层212的CL光谱中的光子能量为2.4eV附近的峰是由于III族空穴与Si的复合缺陷所致的发光产生的，该峰的强度越大，III族空穴与Si的复合缺陷越多。

图16示出了n型接触层212的CL光谱的形状随Si浓度产生的变化。根据图16，对于因III族空穴与Si的复合缺陷产生的峰而言，在Si浓度为4.0×10¹⁸～3.0×10¹⁹cm^-3的n型接触层212中没有确认到，在Si浓度为4.0×10¹⁹cm^-3的n型接触层212中出现弱峰，在Si浓度为6.0×10¹⁹cm^-3的n型接触层212中出现强峰。

由于III族空穴与Si的复合缺陷越多，n型接触层212的电阻越大，所以由该图16得到的结果与由图14中的(a)～(c)得到的结果一致，即，如果n型接触层212的Si浓度超过约4.0×10¹⁹cm^-3，则电阻增加。

以上对本发明的实施方式和实施例进行了说明，但本发明不限于上述实施方式和实施例，在不脱离发明的主旨的范围内可以实施各种变形。另外，在不脱离发明的主旨的范围内可以将上述实施方式和实施例的构成要素任意组合。

另外，上述记载的实施方式和实施例并不限定专利申请要求保护的范围所涉及的发明。另外，应当注意的是，在用于解决发明的课题的手段中，实施方式和实施例中说明的特征的组合的全部并非都是必需的。

Claims

1.一种发光元件，具备：

费米能级与导带简并的、由AlGaN构成的n型接触层，和

层叠于所述n型接触层的、由AlGaN构成的发光层；

所述n型接触层的Al成分比所述发光层的Al成分大10％以上且为70％以下，

所述n型接触层以发生所述简并的浓度且为4.0×10¹⁹cm^-3以下的浓度含有Si。

2.根据权利要求1所述的发光元件，其中，所述n型接触层的Al成分为50％以上。

3.根据权利要求1或2所述的发光元件，其中，所述n型接触层中含有的Si的浓度为1.6×10¹⁸cm^-3以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的发光元件，其中，所述n型接触层的电阻率为5×10^-2Ω·cm以下。

5.一种发光元件的制造方法，包括下述工序：

通过气相沉积法形成费米能级与导带简并的由AlGaN构成的n型接触层的工序，和

在所述n型接触层上形成由AlGaN构成的发光层的工序；

所述n型接触层的Al成分比发光层的Al成分大10％以上且为70％以下，

所述n型接触层以发生所述简并的浓度且为4.0×10¹⁹cm^-3以下的浓度含有Si，

形成所述n型接触层的工序中的所述n型接触层的原料气体的V/III比在1000～3200的范围内。

6.根据权利要求5所述的发光元件的制造方法，其中，形成所述n型接触层的工序中的所述n型接触层的生长温度为1150℃以下。

7.一种发光元件，具备：

由n型的AlGaN构成的n型接触层，

所述n型接触层上的发出深紫外光的发光层，

所述发光层上的由含有二维空穴气的AlGaN构成的电流扩散层，

与所述电流扩散层的上表面的一部分连接的、由p型的GaN或Al成分为35％以下的p型的AlGaN构成的p型接触层，

与所述n型接触层连接的n电极，以及

与所述p型接触层连接的p电极。

8.根据权利要求7所述的发光元件，其中，所述电流扩散层具有：由Al成分在50％～70％的范围内的p型的AlGaN构成的第一AlGaN层，和直接设置于所述第一AlGaN层上的、由Al成分在30％～50％的范围内的p型或i型的AlGaN构成的第二AlGaN层；

所述第二AlGaN层在与所述第一AlGaN层的界面附近具有所述二维空穴气。

9.根据权利要求7或8所述的发光元件，其中，所述电流扩散层的所述上表面的接触所述p型接触层的区域的面积在所述上表面的全部区域的面积的40％～80％的范围内。

10.根据权利要求7～9中任一项所述的发光元件，其中，所述电流扩散层的上表面的连接所述p型接触层的区域以外的区域的至少一部分被由绝缘材料构成的钝化膜覆盖。

11.根据权利要求7～10中任一项所述的发光元件，其中，在所述电流扩散层的上表面的连接所述p型接触层的区域以外的区域的上方设有反光层。

12.一种发光元件，具备：

由AlGaN构成的第一n型接触层，

所述第一n型接触层上的发出深紫外光的发光层，

所述发光层上的由AlGaN构成的p型层，

所述p型层上的与所述p型层形成隧道结的、费米能级与导带简并的、由AlGaN构成的第二n型接触层，

与所述第一n型接触层连接的n电极，以及

与所述第二n型接触层连接的p电极；

所述第二n型接触层的Al成分在40％～70％的范围内。

13.根据权利要求12所述的发光元件，其中，所述p型层含有二维空穴气。

14.根据权利要求12或13所述的发光元件，其中，所述n型接触层以发生所述简并的浓度且为4.0×10¹⁹cm^-3以下的浓度含有Si。

15.根据权利要求12～14中任一项所述的发光元件，其中，所述n电极的与所述第一n型接触层接触的部分和所述p电极的与所述第二n型接触层接触的部分由相同的材料构成。

16.根据权利要求15所述的发光元件，其中，所述材料为铝。