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WO2021260849A1 - 窒化物半導体紫外線発光素子 - Google Patents

窒化物半導体紫外線発光素子 Download PDF

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WO2021260849A1
WO2021260849A1 PCT/JP2020/024827 JP2020024827W WO2021260849A1 WO 2021260849 A1 WO2021260849 A1 WO 2021260849A1 JP 2020024827 W JP2020024827 W JP 2020024827W WO 2021260849 A1 WO2021260849 A1 WO 2021260849A1
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WO
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layer
region
algan
type
mole fraction
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Application number
PCT/JP2020/024827
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English (en)
French (fr)
Inventor
光 平野
陽祐 長澤
Original Assignee
創光科学株式会社
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Filing date
Publication date
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Priority to JP2022531322A priority patent/JP7406632B2/ja
Priority to US17/926,269 priority patent/US20230207731A1/en
Priority to TW109135120A priority patent/TWI828945B/zh
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Definitions

  • the present invention has a peak emission wavelength in the range of 300 nm to 327 nm, which comprises a light emitting device structure in which an n-type layer made of an AlGaN-based semiconductor having a wurtzite structure, an active layer, and a p-type layer are laminated in the vertical direction. It relates to a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device.
  • nitride semiconductor light emitting devices in which a light emitting device structure composed of a plurality of nitride semiconductor layers is formed by epitaxial growth on a substrate such as sapphire.
  • the nitride semiconductor layer is represented by the general formula Al 1-x-y Ga x In y N (0 ⁇ x ⁇ 1,0 ⁇ y ⁇ 1,0 ⁇ x + y ⁇ 1).
  • the light emitting device structure of the light emitting diode has a double hetero structure in which an active layer made of a nitride semiconductor layer is sandwiched between two clad layers, an n-type nitride semiconductor layer and a p-type nitride semiconductor layer.
  • the active layer is an AlGaN-based semiconductor
  • the bandgap energy can be obtained by adjusting the AlN molar fraction (also referred to as Al composition ratio), and the bandgap energy (about 3.4 eV and about 6.2 eV) that GaN and AlN can take.
  • an ultraviolet light emitting element having an emission wavelength of about 200 nm to about 365 nm can be obtained.
  • a forward current from the p-type nitride semiconductor layer toward the n-type nitride semiconductor layer the bandgap energy due to the recombination of carriers (electrons and holes) in the active layer was responded to. Light emission occurs.
  • a p electrode is provided on the p-type nitride semiconductor layer, and an n electrode is provided on the n-type nitride semiconductor layer.
  • the active layer is an AlGaN-based semiconductor
  • the n-type nitride semiconductor layer and the p-type nitride semiconductor layer sandwiching the active layer are composed of an AlGaN-based semiconductor having a higher AlN mole fraction than the active layer.
  • the p-type nitride semiconductor layer having a high AlN molar fraction to form good ohmic contact with the p electrode
  • the p-type having a low AlN molar fraction is formed on the uppermost layer of the p-type nitride semiconductor layer.
  • a p-type contact layer capable of making good ohmic contact with a p-electrode made of an AlGaN-based semiconductor (specifically, p-GaN). Since this p-type contact layer has an AlN mole fraction smaller than that of the AlGaN-based semiconductor constituting the active layer, the ultraviolet rays emitted from the active layer toward the p-type nitride semiconductor layer side are absorbed by the p-type contact layer. , Cannot be effectively taken out of the element. Therefore, a general ultraviolet light emitting diode whose active layer is an AlGaN-based semiconductor adopts an element structure as schematically shown in FIG. 13, and ultraviolet rays emitted from the active layer toward the n-type nitride semiconductor layer side. Is effectively taken out to the outside of the device (see, for example, Patent Documents 1 and 2 below).
  • a general ultraviolet light emitting diode is an n-type AlGaN-based diode on a template 102 formed by depositing an AlGaN-based semiconductor layer 101 (for example, an AlN layer) on a substrate 100 such as a sapphire substrate.
  • the semiconductor layer 103, the active layer 104, the p-type AlGaN-based semiconductor layer 105, and the p-type contact layer 106 are sequentially deposited, and the active layer 104, the p-type AlGaN-based semiconductor layer 105, and a part of the p-type contact layer 106 are partially deposited.
  • the n-type AlGaN-based semiconductor layer 103 is removed by etching until it is exposed, and the n-electrode 107 is formed on the exposed surface of the n-type AlGaN-based semiconductor layer 103 and the p-electrode 108 is formed on the surface of the p-type contact layer 106. Ru.
  • the active layer has a multiple quantum well structure, an electron block layer is provided on the active layer, and the like. ..
  • composition modulation occurs due to segregation of Ga in the clad layer composed of the n-type AlGaN-based semiconductor layer, and a layered region having a locally low AlN mole fraction extending diagonally with respect to the clad layer surface is formed.
  • Patent Document 3 Non-Patent Document 1, 2, etc. below. Since the bandgap energy of the AlGaN-based semiconductor layer having a locally low AlN mole fraction is also locally reduced, in Patent Document 3, the carriers in the clad layer are likely to be localized in the layered region, and the active layer is liable to be localized. It has been reported that a low-resistance current path can be provided and the luminous efficiency of the ultraviolet light emitting diode can be improved.
  • An ultraviolet light emitting device made of an AlGaN-based semiconductor is manufactured on a substrate such as a sapphire substrate by a well-known epitaxial growth method such as an organometallic compound vapor deposition (MOVPE) method.
  • MOVPE organometallic compound vapor deposition
  • Drift of the crystal growth device occurs due to changes in the effective temperature of the crystal growth site due to deposits such as trays and chamber walls. For this reason, in order to suppress drift, conventionally, an experienced person examines the growth history and slightly changes the set temperature and the composition of the raw material gas, or fixes the growth schedule for a certain period and cleans it. Although the maintenance of the above is carried out in the same way for a certain period of time, it is difficult to completely eliminate the drift.
  • the present invention has been made in view of the above-mentioned problems, and an object of the present invention is to provide a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device capable of stably producing with suppressed characteristic fluctuations caused by drift of a crystal growth apparatus or the like. To do.
  • the present invention has a peak emission wavelength including a light emitting device structure portion in which an n-type layer made of an AlGaN-based semiconductor having a wurtzite structure, an active layer, and a p-type layer are laminated in the vertical direction.
  • a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device in the range of 300 nm to 327 nm.
  • the n-type layer is composed of an n-type AlGaN-based semiconductor.
  • the active layer arranged between the n-type layer and the p-type layer has a quantum well structure including one or more well layers made of a GaN-based semiconductor.
  • the p-type layer is composed of a p-type AlGaN-based semiconductor, and the p-type layer is composed of a p-type AlGaN-based semiconductor.
  • Each semiconductor layer in the n-type layer and the active layer is an epitaxial growth layer having a surface on which a multi-stage terrace parallel to the (0001) plane is formed.
  • the n-type layer is a layered region having a locally low AlN mole fraction existing uniformly dispersed in the n-type layer, and the AlGaN composition ratio is Al 1 Ga 1 N 2 having an integer ratio. It has a plurality of first Ga enriched regions including an n-type AlGaN region.
  • Each stretching direction of the first Ga enriched region on the first plane orthogonal to the upper surface of the n-type layer is inclined with respect to the line of intersection between the upper surface of the n-type layer and the first plane.
  • a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device characterized in that the AlN mole fraction of the n-type main body region other than the layered region in the n-type layer is in the range of 54% to 66%.
  • the present invention includes a peak having a light emitting device structure in which an n-type layer made of an AlGaN-based semiconductor having a wurtzite structure, an active layer, and a p-type layer are laminated in the vertical direction.
  • the n-type layer of an n-type AlGaN-based semiconductor is epitaxially grown on a base portion including a sapphire substrate having a main surface inclined by a predetermined angle with respect to the (0001) surface, and the surface of the n-type layer is (0001).
  • the first step to expose the multi-tiered terrace parallel to the surface The active layer having a quantum well structure including one or more well layers composed of GaN-based semiconductors is epitaxially grown on the n-type layer, and a multi-stage terrace parallel to the (0001) plane on the surface of the well layer.
  • the second step to express It has a third step of forming the p-type layer of the p-type AlGaN-based semiconductor on the active layer by epitaxial growth.
  • the target value of the AlN mole fraction of the n-type layer is set in the range of 54% to 66%, and the AlN locally distributed in the n-type layer is locally present.
  • a plurality of first Ga-enriched regions including an n-type AlGaN region which is a layered region having a low mole fraction and whose AlGaN composition ratio is an integer ratio of Al 1 Ga 1 N 2 is extended diagonally upward.
  • a method for manufacturing a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device which is characterized in that it grows in a uniform manner.
  • the AlGaN-based semiconductor is represented by the general formula Al 1-x Ga x N (0 ⁇ x ⁇ 1), and the bandgap energy can be the lower limit and the upper limit of the bandgap energy that GaN and AlN can take, respectively. Within the range, impurities such as Group 3 elements such as B or In or Group 5 elements such as P may be contained in a trace amount. Further, the GaN-based semiconductor is a nitride semiconductor basically composed of Ga and N, but contains a small amount of impurities such as Group 3 elements such as Al, B or In or Group 5 elements such as P. You may.
  • the AlN-based semiconductor is a nitride semiconductor basically composed of Al and N, but contains a small amount of impurities such as Group 3 elements such as Ga, B or In, or Group 5 elements such as P. You may. Therefore, in the present application, the GaN-based semiconductor and the AlN-based semiconductor are each a part of the AlGaN-based semiconductor.
  • the n-type or p-type AlGaN-based semiconductor is an AlGaN-based semiconductor doped with Si, Mg, or the like as a donor or acceptor impurity.
  • AlGaN-based semiconductors not specified as p-type and n-type mean undoped AlGaN-based semiconductors, but even if they are undoped, they contain a small amount of donor or acceptor impurities that are inevitably mixed. obtain.
  • the first plane is not an exposed surface specifically formed in the manufacturing process of the n-type layer or a boundary surface with another semiconductor layer, but a virtual surface extending in the n-type layer in parallel in the vertical direction. It is a flat surface.
  • the AlGaN-based semiconductor layer, the GaN-based semiconductor layer, and the AlN-based semiconductor layer are semiconductor layers composed of an AlGaN-based semiconductor, a GaN-based semiconductor, and an AlN-based semiconductor, respectively.
  • the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having the above characteristics or the method for manufacturing the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having the above characteristics first, in the first Ga-enriched region in the n-type layer, as described below.
  • the semi-stable AlGaN that will be described later
  • a well layer composed of GaN-based semiconductors characteristic fluctuations due to drift of the crystal growth device are suppressed, and the peak emission wavelength is suppressed. It is expected that a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having a temperature in the range of 300 nm to 327 nm can be stably produced.
  • a ternary mixed crystal such as AlGaN is a crystal state in which group 3 elements (Al and Ga) are randomly mixed, and is approximately described by "random non-uniformity".
  • group 3 elements Al and Ga
  • the covalent radii of Al and Ga are different, the higher the symmetry of the atomic arrangement of Al and Ga in the crystal structure, the more stable the structure is.
  • An AlGaN-based semiconductor having a Wurtzite structure may have two types of arrays, a random array without symmetry and a stable symmetric array.
  • a state in which the symmetric array becomes dominant appears.
  • a periodic symmetrical array structure of Al and Ga is expressed.
  • the symmetry is high, so that the mixed crystal mole fraction becomes energetically stable and mass transfer occurs. It is possible to prevent the proliferation of the place where the easy Ga increases extremely. That is, by utilizing the property of "quasi-stable AlGaN" formed in the first Ga-enriched region in the n-type layer, as an AlGaN-based semiconductor, the variation in the mixed crystal mole fraction due to the drift of the crystal growth apparatus and the like.
  • FIG. 1 shows a schematic diagram of a 1-unit cell (2 monoatomic layers) in the c-axis direction of AlGaN.
  • white circles indicate sites where group 3 element atoms (Al, Ga) are located, and black circles indicate sites where group 5 element atoms (N) are located.
  • the site planes (A3 plane, B3 plane) of the Group 3 element and the site planes (A5 plane, B5 plane) of the Group 5 element shown by hexagons in FIG. 1 are both parallel to the (0001) plane.
  • Each site on the A3 surface and the A5 surface (collectively, the A surface) has six sites at each vertex of the hexagon and one site at the center of the hexagon.
  • Each site on the A plane overlaps in the c-axis direction
  • each site on the B plane overlaps in the c-axis direction.
  • the atom (N) at one site on the B5 plane is one of the atoms (Al, Ga) at the three sites on the A3 plane located above the B5 plane and one of the B3 planes located below the B5 plane.
  • a four-coordinate bond is formed with the site atom (Al, Ga), and the one site atom (Al, Ga) on the B3 plane is the one site atom (N) on the B5 plane located above the B3 plane.
  • each site of the A plane is the B plane. It does not overlap with each site in the c-axis direction.
  • FIG. 2 shows the positional relationship between each site on the A plane and each site on the B plane as a plan view seen from the c-axis direction.
  • each of the six vertices of the hexagon is shared by the other two adjacent hexagons on both sides A and B, and the central site is not shared with the other hexagons.
  • FIG. 3 schematically shows the A3 plane and the B3 plane of the group 3 elements of the above five combinations. Ga is indicated by a black circle and Al is indicated by a white circle.
  • Ga is located at the six vertex sites of the A3 surface, the six vertex sites of the B3 surface, and one central site, and is located at one central site of the A3 surface. Al is located.
  • Ga is located at the three vertex sites of the A3 surface and the B3 surface and one central site
  • Al is located at the three vertex sites of the A3 surface and the B3 surface. positioned.
  • Ga is located at three vertex sites on the A3 surface, one center site, and three vertex sites on the B3 surface, and the three vertex sites on the A3 surface.
  • Al is located at three vertex sites and one central site on the B3 surface.
  • Ga is located at the three vertex sites of the A3 surface and the B3 surface
  • Al is located at the three vertex sites of the A3 surface and the B3 surface and one central site. positioned. This is equivalent to swapping the positions of Al and Ga in the case of Al 1 Ga 2 N 3 shown in FIG. 3 (B).
  • Ga is located at one central site of the A3 surface, and at the six vertex sites of the A3 surface, the six vertex sites of the B3 surface, and one central site. Al is located. This is equivalent to swapping the positions of Al and Ga in the case of Al 1 Ga 5 N 6 shown in FIG. 3 (A).
  • FIGS. 3A to 3E assuming another hexagon whose center is moved to any one of the six vertices of the hexagon, Al or Ga is present at the six vertex sites of the A3 surface. It is equivalent to being located and having Al or Ga located at the three vertex sites and one central site of the A3 surface, and Al or Ga is located at one central site of the A3 surface. It can be seen that this is equivalent to the location of Al or Ga at the three vertex sites of the A3 surface. The same applies to the B3 surface. Further, in each of the drawings of FIGS. 3 (A), (C) and (E), the A3 surface and the B3 surface may be interchanged.
  • the hexagonal site planes are repeatedly arranged in a honeycomb shape on the A3 plane and the B3 plane of FIGS. 3A to 3E, the direction parallel to the (0001) plane, for example, the [11-20] direction.
  • the direction parallel to the (0001) plane for example, the [11-20] direction.
  • x1 N is referred to as "first metastable AlGaN".
  • the atomic arrangement of Al and Ga becomes a periodic symmetric arrangement, and becomes an energetically stable AlGaN.
  • the site surface shown by the hexagon shown in FIG. 1 is expanded to a 2-unit cell (4 monoatomic layer)
  • the site surface of the group 3 element (A3 surface, B3 surface) and the site surface of the group 5 element (A5) are expanded.
  • these six AlGaN composition ratios 6) to 11) are a combination of two AlGaN composition ratios of the first metastable AlGaN, GaN and AlN located before and after the six AlGaN composition ratios, they are in the c-axis direction. Since the symmetry of AlGaN is likely to be disturbed, the stability is lower than that of the first metastable AlGaN, but the symmetry of the atomic arrangement of Al and Ga in the A3 plane and the B3 plane is the first metastable AlGaN. Since it is the same as, the stability is higher than that of AlGaN in a random asymmetric array state.
  • x2 Ga 1-x2 N is referred to as "second metastable AlGaN" for convenience of explanation.
  • the first and second metastable AlGaN have a stable structure due to the symmetry of the atomic arrangement of Al and Ga in the crystal structure.
  • the first and second metastable AlGaN are collectively referred to as "metastable AlGaN".
  • Ga is expected to move around at 1000 ° C. or higher even after the atom reaches the site on the crystal surface.
  • Al is easily adsorbed on the surface, and movement after entering the site is considered to move to some extent, but it is strongly restricted.
  • Al 1 Ga 5 N 6 of 1) above, Al 1 Ga 11 N 12 of 6) above, and Al 1 Ga 3 N 4 of 7) above are all AlN moles. Since the fraction is 25% or less and the composition ratio of Ga is high, the movement of Ga is intense at a growth temperature of around 1000 ° C, the symmetry of the atomic arrangement is disturbed, and the atomic arrangement of Al and Ga is close to a random state. Therefore, it is considered that the above-mentioned stability is lower than that of other metastable AlGaN.
  • a multi-stage terrace is formed in which each semiconductor layer in the n-type layer and the active layer is parallel to the (0001) plane. Since it is an epitaxial growth layer having a surface, Ga, which easily moves mass in the n-type layer, moves on the terrace region and concentrates on the boundary region between adjacent terraces, so that AlN molars are compared with the terrace region. A region with a low fraction is formed.
  • the boundary region is stretched diagonally upward with respect to the (0001) plane along with the epitaxial growth of the n-type AlGaN layer of the n-type layer, so that the layered region having a low AlN mole fraction is locally contained in the n-type layer. It is formed evenly dispersed in.
  • the layered region can be a first Ga-enriched region including an n-type AlGaN region of metastable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al 1 Ga 1 N 2.
  • the AlN mole fraction of the n-type main body region of the n-type layer (approximate by the target value of the AlN mole fraction of the n-type layer) is in the range of 54% to 66%, the n-type
  • the most recent semi-stable AlGaN that can be contained in the layered region formed by the mass transfer of Ga from the main body region is a semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al 1 Ga 1 N 2 and an n-type main body region and a layered region.
  • the difference in AlN mole fraction is 5% or more.
  • the mass transfer amount of Ga is sufficiently large, and the first Ga enrichment including the n-type AlGaN region of the metastable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al 1 Ga 1 N 2.
  • the region is stably formed. That is, the first Ga-enriched region is predominantly present in the layered region, and as a result, is uniformly dispersed in the n-type layer.
  • the mass transfer amount of Ga can also fluctuate randomly.
  • the n-type of semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al 1 Ga 1 N 2 A region containing no AlGaN region, that is, a region having a locally low AlN mole fraction having an AlN mole fraction of more than 50% can also be formed.
  • metastable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al 1 Ga 1 N 2 in the first Ga enriched region
  • fluctuations in the amount of Ga supplied into the first Ga enriched region are absorbed by the metastable AlGaN. Will be done. That is, in the first Ga enriched region, the metastable AlGaN increases when the Ga supply amount increases, and the metastable AlGaN decreases when the Ga supply amount decreases, and as a result, the AlN mole fraction in the first Ga enriched region. Fluctuations are suppressed.
  • the AlGaN composition ratio is almost Al 1 Ga 1 N 2 (AlN mole fraction is 50%) by absorbing the fluctuation of the Ga supply amount due to the drift of the crystal growth apparatus and the like.
  • Stable AlGaN is stably formed. That is, the fluctuation of the AlN mole fraction in the first Ga enriched region is suppressed with respect to the fluctuation of the Ga supply amount.
  • a state of a random asymmetric array and a state of a regular symmetric array can usually coexist, so that the state of the first Ga enrichment region is regularly symmetric.
  • a region of semi-stable AlGaN having an AlN mole fraction of 50% in an array state is stably formed, and a region in which the AlN mole fraction slightly fluctuates from 50% (for example, about 0 to 3%) is mixed. do. Therefore, the AlN mole fraction in the first Ga enriched region is concentrated and distributed in the vicinity of the AlN mole fraction (50%) of the semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al 1 Ga 1 N 2.
  • the AlN mole fraction of the n-type main body region of the n-type layer is in the range of 54% to 66%, the AlN mole fraction difference between the first Ga enriched region and the n-type main body region is stable. 4% or more is secured. Therefore, the carriers in the n-type layer are localized in the first Ga-enriched region where the bandgap energy is smaller than that in the n-type main body region, and the current preferentially stabilizes in the first Ga-enriched region in the n-type layer. It can flow, and fluctuations in the characteristics of the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device can be suppressed.
  • a region having a locally low AlN mole fraction having an AlN mole fraction of more than 50% that does not reach the first Ga enrichment region can be formed.
  • the AlN mole fraction difference between the n-type main body region and the n-type main body region is 4% or more, the carriers in the n-type layer are sufficiently localized even in the region, and the current is in the first Ga enriched region. Similarly, it can flow in the area.
  • each semiconductor layer in the n-type layer and the active layer is an epitaxial growth layer having a surface on which a multi-stage terrace parallel to the (0001) plane is formed, it is between adjacent terraces of the multi-stage terraces of the well layer.
  • the boundary region is an inclined region inclined with respect to the (0001) plane connecting the adjacent terraces (see Non-Patent Documents 1 and 2 above).
  • the inclined region has a structure in which a large number of steps (steps of one unit cell) and macro steps (steps of a plurality of unit cells) are gathered, and the (0001) surface that appears stepwise in the inclined region is It is distinguished from the terrace surface of the multi-tiered terrace.
  • the terrace on the upper surface of the well layer moves laterally with respect to the terrace on the lower surface of the well layer. It is thicker than the film thickness of the terrace area other than the inclined area. As a result, the bandgap energy in the inclined region becomes smaller than that in the terrace region, and carrier localization is likely to occur as in the first Ga-enriched region of the n-type layer. Therefore, the light emission in the well layer becomes more remarkable in the inclined region than in the terrace region.
  • the above-mentioned non-patent documents 1 and 2 report similar contents for a well layer of an AlGaN-based semiconductor.
  • composition modulation occurs in addition to the above-mentioned film thickness modulation, and the bandgap energy is further smaller than that in the terrace region.
  • Carrier localization can occur.
  • the terrace regions of the well layer and the barrier layer are regions sandwiched between the terraces on the upper surface and the terraces on the lower surface of each layer in the c-axis direction. Therefore, the area other than the terrace areas of the well layer and the barrier layer becomes the boundary area (sloping area) of each layer.
  • the multi-stage terrace formed by the epitaxial growth of the active layer is continuously formed on the multi-stage terrace formed by the epitaxial growth of the n-type layer. Therefore, the carriers (electrons) supplied to the well layer along the current path in the first Ga-enriched region are concentrated in the boundary region (inclined region) between adjacent terraces where light emission is concentrated in the well layer. Will be supplied.
  • the n-type AlGaN region which is a semi-stable AlGaN having an AlN mole fraction of 50%, is stably formed in the first Ga-enriched region that predominantly exists in the layered region, so that the well layer is inclined. Stable carrier supply to the region is possible, and fluctuations in characteristics such as the luminous efficiency of the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device can be suppressed.
  • the upper limit of the AlN mole fraction of the n-type main body region of the n-type layer and the upper limit of the target value of the AlN mole fraction of the n-type layer are defined as 66%, in the n-type layer, Semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al 2 Ga 1 N 3 is not predominantly formed. If the upper limit is 67% or more, the metastable AlGaN of Al 2 Ga 1 N 3 is stably formed in the n-type main body region, and the first Ga rich from the metastable AlGaN of Al 2 Ga 1 N 3.
  • the ultraviolet emission is n. It is possible to take an element structure taken out from the mold layer side.
  • the well layer is composed of a GaN-based semiconductor, composition fluctuation due to segregation of Ga cannot occur, and thus characteristics caused by drift of the crystal growth apparatus and the like. Fluctuations can be suppressed. That is, it is possible to suppress the characteristic fluctuation even at the emission wavelength.
  • the thickness of the boundary region between the adjacent terraces of the multi-stage terrace of the well layer is within the range of 2 unit cells to 4 unit cells in the c-axis direction.
  • the peak emission wavelength is within the range of 300 nm to 327 nm while the AlN mole fraction of the two AlGaN-based semiconductor layers adjacent to the well layer in the vertical direction is within the range of 50% to 100%. It is preferable that it is set to.
  • the thickness of the boundary region between adjacent terraces of the multi-stage terrace of the well layer is set in the range of 2 unit cells to 4 unit cells in the c-axis direction.
  • the AlN mole fraction of the two AlGaN-based semiconductor layers adjacent to the well layer in the vertical direction is within the range of 50% to 100%, and the peak emission wavelength is within the range of 300 nm to 327 nm.
  • the well layer is grown, and in at least one of the first step, the second step, and the third step, the well layer is adjacent to the well layer in the vertical direction. It is preferable to grow the two AlGaN-based semiconductor layers.
  • the well layer is made of a GaN-based semiconductor, and a peak emission wavelength of 300 nm to 327 nm is specifically realized.
  • the two AlGaN-based semiconductor layers that are vertically adjacent to the well layer correspond to an n-type layer and a p-type layer when the active layer is composed of only one well layer.
  • the p-type layer is composed of a plurality of p-type AlGaN-based semiconductors having different AlN mole fractions
  • the p-type AlGaN-based semiconductor layer in contact with the well layer corresponds to the p-type AlGaN-based semiconductor layer.
  • the active layer includes a well layer having one or more layers and a barrier layer in contact with the n-type layer side or the p-type layer side of the one or more well layers, or when the active layer includes two or more well layers.
  • the barrier layer corresponds to at least one of the two AlGaN-based semiconductor layers.
  • the n-type layer has an AlGaN composition ratio of an integer ratio of Al 1 in the first Ga enriched region. Since there is an n-type AlGaN region having Ga 1 N 2 , the condition that the AlN mole fraction is in the range of 50% to 100% is satisfied.
  • the range of 50% to 100% with respect to the AlN mole fraction of the well layer is 300 nm to 300 nm by appropriately setting the thickness of the boundary region of the well layer and the AlN mole fraction of the two AlGaN-based semiconductor layers within the range. It shows that the peak emission wavelength in the range of 327 nm can be realized, and does not guarantee that the peak emission wavelength in the range of 300 nm to 327 nm can be realized in the entire range of the range. This point will be described later.
  • the active layer has a multiple quantum well structure including two or more well layers, and a barrier composed of an AlGaN-based semiconductor between the two well layers. It is preferable that a layer is present.
  • the well layer made of a GaN-based semiconductor and the barrier layer made of an AlGaN-based semiconductor are alternately laminated by epitaxial growth. It is preferable to form the active layer having a multiple quantum well structure including two or more well layers, in which a multi-stage terrace parallel to the (0001) plane is exposed on each surface of the barrier layer and the well layer.
  • the active layer has a multiple quantum well structure, and improvement in luminous efficiency can be expected as compared with the case where there is only one well layer.
  • the barrier layer is composed of an AlGaN-based semiconductor having an AlN mole fraction in the range of 50% to 90%, and is located between the well layers of the two layers.
  • the barrier layers at least the boundary region portion between the adjacent terraces of the multi-tiered terrace of the barrier layer on the p-type layer side is locally the second Ga having a low AlN mole fraction in the same barrier layer. It is more preferable that the area is enriched.
  • the target value of the AlN mole fraction of the barrier layer is set within the range of 55% to 90%, and the two layers are formed.
  • the barrier layers located between the well layers a second Ga rich having a low AlN mole fraction locally in the same barrier layer at least in the boundary region portion between the terraces of the barrier layer on the p-type layer side. It is more preferable to form a chemical region.
  • carrier localization may occur in the second Ga-enriched region in the barrier layer as well as in the first Ga-enriched region of the n-type layer. Therefore, when supplying carriers (electrons) from the n-type layer toward the boundary region (inclined region) between adjacent terraces where light emission is concentrated in the well layer, the first Ga-enriched region and the barrier of the n-type layer. It can be done efficiently via the second Ga-enriched region of the layer.
  • the effective strength is large in the well layer on the p-type layer side, so that the second Ga-enriched region is present in the barrier layer on the n-type layer side of the well layer.
  • the above-mentioned carriers can be supplied to the well layer more efficiently.
  • the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device of the above-mentioned preferred embodiment in the second Ga- enriched region of the barrier layer, Al 1 Ga 1 N 2 and Al 2 Ga 1 N 3 having an AlGaN composition ratio of an integer ratio, It is preferable that there is an AlGaN region having Al 3 Ga 1 N 4 or Al 5 Ga 1 N 6.
  • the method for manufacturing the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device is described in the second step.
  • the target value of the AlN mole fraction of the barrier layer is set within the range of 54% to 66%, and within the second Ga enriched region, the AlGaN composition ratio is set to Al 1 Ga 1 N 2 having an integer ratio.
  • Grow or grow the AlGaN region 2 The target value of the AlN mole fraction of the barrier layer is set in the range of 68% to 74%, and within the second Ga enriched region, the AlGaN composition ratio is set to Al 2 Ga 1 N 3 having an integer ratio.
  • the target value of the AlN mole fraction of the barrier layer is set in the range of 76% to 82%, and within the second Ga enriched region, the AlGaN composition ratio is set to Al 3 Ga 1 N 4 having an integer ratio.
  • the AlGaN region that is 4) The target value of the AlN mole fraction of the barrier layer is set in the range of 85% to 90%, and the AlGaN composition ratio is set to Al 5 Ga 1 N 6 in the second Ga enrichment region. It is preferable to grow the AlGaN region that has become.
  • the presence of metastable AlGaN in the second Ga-enriched region of the barrier layer results in an AlN mole fraction of the second Ga-enriched region, similar to the first Ga-enriched region of the n-type layer. Fluctuations are suppressed, and a region of metastable AlGaN is stably formed in the second Ga-enriched region. Therefore, the effect produced by the second Ga-enriched region of the barrier layer is more stably realized.
  • the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having the above-mentioned characteristics further includes a base portion including a sapphire substrate, and the sapphire substrate has a main surface inclined by a predetermined angle with respect to the (0001) surface.
  • the light emitting device structure is formed above the surface, and at least each semiconductor layer from the main surface of the sapphire substrate to the surface of the active layer forms a multi-stage terrace parallel to the (0001) plane. It is preferably an epitaxial growth layer having a sapphire surface.
  • epitaxial growth can be performed so that a multi-step terrace is exposed on the surface of each layer from the main surface of the sapphire substrate to the surface of the active layer.
  • a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having the above characteristics can be realized.
  • the peak emission wavelength in which the characteristic fluctuation due to the drift of the crystal growth apparatus is suppressed is within the range of 300 nm to 327 nm.
  • the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device in the above can be stably provided.
  • FIG. 3 is a plan view showing the positional relationship between each site on the A plane and each site on the B plane when viewed from the c-axis direction of the wurtzite crystal structure shown in FIG. 1.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view of a main 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. 3 is a cross-sectional view of a main 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. 4 is a cross-sectional view of a main part schematically showing an example of a laminated structure of an active layer of a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device shown in FIG.
  • the graph which shows the relationship between the emission wavelength of a quantum well structure composed of a GaN well layer and an AlGaN barrier layer, the thickness of the well layer and the AlN mole fraction of the barrier layer.
  • FIG. 5 is a plan view schematically showing an example of the structure when the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device shown in FIG. 4 is viewed from the upper side of FIG. 4.
  • HAADF-STEM image showing the cross-sectional structure in the n-type clad layer. In the HAADF-STEM image shown in FIG.
  • FIG. 8 it is a figure which shows 5 measurement areas A to E which perform line analysis of the cross section TEM-EDX in an n-type clad layer.
  • FIG. 1 shows the 1st and 2nd CL spectra calculated from the CL spectra of 10 points measured in each measurement area shown in FIG.
  • FIG. 1 shows the 1st and 2nd CL spectra calculated from the CL spectra of 10 points measured in each measurement area shown in FIG.
  • FIG. 1 shows the 1st and 2nd CL spectra calculated from the CL spectra of 10 points measured in each measurement area shown in FIG.
  • FIG. 1 shows the 1st and 2nd CL spectra calculated from the CL spectra of 10 points measured in each measurement area shown in FIG.
  • the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device (hereinafter, simply abbreviated as “light emitting device”) according to the embodiment of the present invention will be described with reference to the drawings.
  • the main parts are emphasized and the contents of the invention are schematically shown. Therefore, the dimensional ratio of each part is not necessarily the same as that of the actual element. The dimensional ratios are not the same.
  • the light emitting element is a light emitting diode
  • the light emitting element 1 of the present embodiment has a light emitting element structure including a base portion 10 including a sapphire substrate 11, a plurality of AlGaN-based semiconductor layers 21 to 25, a p electrode 26, and an n electrode 27.
  • a unit 20 is provided.
  • the light emitting element 1 is mounted (flip chip mounted) on a mounting base (sub-mount or the like) with the light emitting element structure portion 20 side (upper side in the drawing in FIG. 4) facing, and light is taken out.
  • the direction is the base portion 10 side (lower side in the figure in FIG. 4).
  • the direction perpendicular to the main surface 11a of the sapphire substrate 11 is defined as the “vertical direction” (or “vertical”).
  • the direction is referred to as “direction"), and the direction from the base portion 10 toward the light emitting element structure portion 20 is the upward direction, and the opposite is the downward direction.
  • a plane parallel to the vertical direction is referred to as a "first plane”.
  • a plane parallel to the main surface 11a of the sapphire substrate 11 (or the upper surface of the base portion 10 and each of the AlGaN-based semiconductor layers 21 to 25) is referred to as a "second plane", and a direction parallel to the second plane is referred to as “second plane”. It is called "horizontal direction”.
  • the base portion 10 includes a sapphire substrate 11 and an AlN layer 12 directly formed on the main surface 11a of the sapphire substrate 11.
  • the main surface 11a is inclined at an angle (off angle) within a certain range (for example, from 0 degree to 6 degrees) with respect to the (0001) surface, and the main surface 11a has a multi-stage terrace. Is a slightly inclined substrate exposed.
  • 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 11a 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 be an AlN-based semiconductor layer that may contain a trace amount of Ga or other impurities. In the present embodiment, the film thickness of the AlN layer 12 is assumed to be about 2 ⁇ m to 3 ⁇ m.
  • the structure of the base portion 10 and the substrate to be used are not limited to the above-mentioned configuration.
  • an AlGaN-based semiconductor layer having an AlN mole fraction equal to or higher than the AlN mole fraction of the AlGaN-based semiconductor layer 21 may be provided between the AlN layer 12 and the AlGaN-based semiconductor layer 21.
  • the AlGaN-based semiconductor layers 21 to 25 of the light emitting device structure portion 20 are, in order from the base portion 10 side, an n-type clad layer 21 (n-type layer), an active layer 22, an electron block layer 23 (p-type layer), and a p-type clad. It has a structure in which a layer 24 (p-type layer) and a p-type contact layer 25 (p-type layer) are sequentially grown and laminated.
  • the AlN layer 12 of the base portion 10 epitaxially grown from the main surface 11a of the sapphire substrate 11, the n-type clad layer 21 of the light emitting device structure portion 20, and each semiconductor layer in the active layer 22 are the sapphire substrate 11. It has a surface on which a multi-step terrace parallel to the (0001) plane derived from the main plane 11a of the above is formed. Since the electronic block layer 23, the p-type clad layer 24, and the p-type contact layer 25 of the p-type layer are formed on the active layer 22 by epitaxial growth, a similar multi-stage terrace can be formed. , It does not necessarily have to have a surface on which a similar multi-tiered terrace is formed.
  • the active layer 22, the electron block layer 23, the p-type clad layer 24, and the p-type contact layer 25 are the first on the upper surface of the n-type clad layer 21.
  • the portion laminated on the two regions R2 is removed by etching or the like, and is formed on the first region R1 on the upper surface of the n-type clad layer 21.
  • the upper surface of the n-type clad layer 21 is exposed in the second region R2 excluding the first region R1.
  • the height of the upper surface of the n-type clad layer 21 may differ between the first region R1 and the second region R2, in which case the n-type clad layer 21 may have a different height.
  • the upper surface is individually defined in the first region R1 and the second region R2.
  • the n-type clad layer 21 is composed of an n-type AlGaN-based semiconductor, and in the n-type clad layer 21, layered regions having a low AlN mole fraction are locally dispersed in the n-type clad layer 21. do.
  • an n-type AlGaN region having an AlGaN composition ratio of an integer ratio of Al 1 Ga 1 N 2 that is, an n-type metastable AlGaN having an AlN mole fraction of 50%.
  • the first Ga-enriched region 21a containing the above is predominantly present.
  • n-type main body region 21b The region other than the layered region in the n-type clad layer 21 is referred to as an n-type main body region 21b.
  • the AlN mole fraction of the n-type main body region 21b is adjusted within the range of 54% to 66%.
  • the film thickness of the n-type clad layer 21 is assumed to be about 1 ⁇ m to 2 ⁇ m, which is the same as the film thickness used in a general nitride semiconductor ultraviolet light emitting device, but the film thickness is about 2 ⁇ m to 4 ⁇ m. It may be.
  • the metastable AlGaN n-type AlGaN region in which the AlGaN composition ratio existing in the first Ga enriched region 21a is an integer ratio of Al 1 Ga 1 N 2 is used for convenience. Is referred to as a "metastable n-type region".
  • a region in which the AlN mole fraction other than the metastable n-type region existing in the first Ga-enriched region 21a slightly fluctuates with respect to 50% (1/2) is referred to as a “metastable neighborhood n-type region”.
  • the metastable n-type region does not necessarily have to exist continuously in a layered manner in the plurality of layered first Ga-enriched regions 21a, and is intermittently divided by the metastable neighborhood n-type region. May exist.
  • the active layer 22 includes a multiple quantum well structure in which two or more well layers 220 made of GaN-based semiconductors and one or more barrier layers 221 made of AlGaN-based semiconductors or AlN-based semiconductors are alternately laminated. .. It is not always necessary to provide the barrier layer 221 between the well layer 220 of the lowest layer and the n-type clad layer 21. Further, an AlGaN layer or an AlN layer which is thinner than the barrier layer 221 or the barrier layer 221 and has a higher AlN mole fraction may be provided between the well layer 220 and the electron block layer 23 of the uppermost layer.
  • FIG. 5 schematically shows an example of the laminated structure of the well layer 220 and the barrier layer 221 in the active layer 22.
  • FIG. 5 illustrates a case where the well layer 220 has three layers.
  • the structure in which the terrace T in the well layer 220 and the barrier layer 221 shown in FIG. 5 grows in a multi-stage manner is a known structure as disclosed in Non-Patent Documents 1 and 2.
  • the boundary region BA between the adjacent terraces T is an inclined region inclined with respect to the (0001) plane.
  • the depth of one terrace T (distance between adjacent boundary regions BA) is assumed to be several tens of nm to several hundreds of nm.
  • the thickness of the boundary region (inclined region) between adjacent terraces of the multi-tiered terraces of the well layer 220 so that the peak emission wavelength of ultraviolet rays emitted from the well layer 220 is within the range of 300 nm to 327 nm. Is adjusted in the range of 2 unit cells to 4 unit cells in the c-axis direction, and further, the AlN mole fraction of the barrier layer 221 is adjusted in the range of 50% to 100%.
  • FIG. 6 shows that the AlN molar fraction of the barrier layer is 66.7% (AlGaN) and 100% (AlN) with respect to the quantum well structure model in which the well layer is GaN and the barrier layer is AlGaN or AlN.
  • the simulation results (corresponding to the peak emission wavelength) of the emission wavelength obtained by changing the film thickness of the well layer in the range of 4ML (monoatomic layer) to 10ML are graphed.
  • the film thickness of the terrace region TA of the well layer 220 is preferably adjusted within the range of 2 unit cells to 4 unit cells as in the inclined region BA, but a small hexagonal shape is formed on a part of the terrace T. The film thickness may partially exceed the 4-unit cell due to the presence of various protrusions (hillocks) and the like. Further, the film thickness of the barrier layer 221 is preferably adjusted in the range of, for example, 6 nm to 8 nm including the terrace region TA and the inclined region BA.
  • the barrier layer 221 has a surface on which a multi-step terrace parallel to the (0001) plane is formed, and further, the n-type clad layer 21 has a surface similar to the n-type clad layer 21 and the well layer 220. It is composed of an AlGaN-based semiconductor in the same manner as above.
  • the barrier layer 221 includes a case where the barrier layer 221 is composed of an AlN-based semiconductor having an AlN mole fraction of 100%, but the AlN mole fraction depends on the peak emission wavelength and the film thickness of the inclined region of the well layer 220. May be composed of an AlGaN-based semiconductor that is not 100%. Therefore, as schematically shown in FIG.
  • barrier layer 221 when the barrier layer 221 is composed of an AlGaN-based semiconductor having an AlN mole fraction not 100%, it is locally contained in the barrier layer 221 as in the n-type clad layer 21.
  • a second Ga-enriched region 221a having a low AlN mole fraction can be formed in or near the boundary region (inclined region) BA between adjacent terraces T of the barrier layer 221.
  • the region other than the second Ga-enriched region 221a in the barrier layer 221 is referred to as the barrier main body region 221b for convenience.
  • the barrier body region 221b mainly exists in the terrace region TA in the barrier layer 221.
  • the total AlN mole fraction including the second Ga-enriched region 221a of the barrier layer 221 is, for example, in the range of 50% to 90%, which is a part of the above-mentioned range of 50% to 100%.
  • the AlN mole fraction difference between the second Ga enriched region 221a and the barrier body region 221b is 4 to 5% or more. Even at about 1%, the effect of carrier localization can be expected. Therefore, in the present embodiment, the AlN mole fraction of the barrier body region 221b is set to be in the range of 51% to 90%.
  • the electronic block layer 23 is composed of a p-type AlGaN-based semiconductor.
  • the p-type clad layer 24 is composed of a p-type AlGaN-based semiconductor.
  • the p-type contact layer 25 is composed of a p-type AlGaN-based semiconductor or a p-type GaN-based semiconductor.
  • the p-type contact layer 25 is typically composed of GaN.
  • the film thickness of each layer such as the active layer 22, the electron block layer 23, the p-type clad layer 24, and the p-type contact layer 25 is appropriately determined according to the emission wavelength characteristics and electrical characteristics of the light emitting element 1. .. Further, the p-type clad layer 24 may be omitted in order to reduce the parasitic resistance of the p-type layer.
  • the p electrode 26 is made of a multilayer metal film such as Ni / Au, and is formed on the upper surface of the p-type contact layer 25.
  • the n electrode 27 is made of a multilayer metal film such as Ti / Al / Ti / Au, and is formed in a part of the exposed surface in the second region R2 of the n-type clad layer 21.
  • the p-electrode 26 and the n-electrode 27 are not limited to the above-mentioned multilayer metal film, and the electrode structures such as the metal constituting each electrode, the number of layers, and the order of layers may be appropriately changed.
  • FIG. 7 shows an example of the shape of the p electrode 26 and the n electrode 27 as viewed from above of the light emitting element 1.
  • the line BL existing between the p electrode 26 and the n electrode 27 shows the boundary line between the first region R1 and the second region R2, and is the active layer 22, the electron block layer 23, and the p-type clad layer. 24 and the outer peripheral side wall surface of the p-type contact layer 25.
  • the plan view shape of the first region R1 and the p electrode 26 adopts a comb shape as an example, but the plane of the first region R1 and the p electrode 26.
  • the visual shape, arrangement, and the like are not limited to the examples shown in FIG.
  • first Ga-enriched region 21a of the n-type clad layer 21 a plurality of layers are separated in the vertical direction as one layer is schematically shown by a double line in FIG. Further, in one first plane parallel to the vertical direction (for example, the cross section shown in FIG. 4), at least a part of the first Ga enriched region 21a is stretched in the lateral direction (first plane and second plane). It is inclined with respect to the extending direction of the line of intersection with. On the first plane shown in FIG. 4, each layer of the first Ga-enriched region 21a is schematically shown by parallel lines (double lines), but the inclination angle formed by the stretching direction and the lateral direction is formed.
  • first Ga-enriched regions 21a Is not necessarily the same between the first Ga-enriched regions 21a, and may change depending on the position even within the same first Ga-enriched region 21a, so that the first Ga-enriched region 21a on the first plane does not necessarily extend linearly. Not always.
  • the inclination angle also changes depending on the orientation of the first plane. Therefore, a part of the first Ga-enriched region 21a may intersect with another first Ga-enriched region 21a or branch from another first Ga-enriched region 21a on the first plane.
  • the first Ga enriched region 21a is shown by one line (double line) on the first plane in FIG. 4, but also in the direction perpendicular to the first plane. It extends parallel to or inclined in two planes and has a two-dimensional spread. Therefore, the plurality of first Ga-enriched regions 21a can be observed in stripes on the plurality of second planes in the n-type clad layer 21.
  • the first Ga enriched region 21a is a layered region having a locally low AlN mole fraction in the n-type clad layer 21. That is, the AlN mole fraction of the first Ga enriched region 21a is relatively low with respect to the AlN mole fraction of the n-type main body region 21b. Further, when the AlN mole fractions of both regions are asymptotically continuous in the vicinity of the boundary between the first Ga enriched region 21a and the n-type main body region 21b, the boundary between the two regions cannot be clearly defined.
  • the average AlN mole fraction of the entire n-type clad layer 21, for example, the growth conditions of the n-type clad layer 21 described later (raw material gas or carrier used in the organic metal compound vapor phase growth method).
  • the portion where the AlN mole fraction is lower than the reference value can be relatively defined as the first Ga enriched region 21a.
  • a portion having a large change in brightness can be defined as a boundary between both layers.
  • the definition of the boundary between the two layers itself is not important, and it is sufficient if the existence of the first Ga enriched region 21a itself can be grasped.
  • the first Ga-enriched region 21a is formed with the mass transfer of Ga from the n-type main body region 21b, the first Ga-enriched region 21a is enriched according to the amount of Ga supplied from the n-type main body region 21b.
  • the average AlN mole fraction in the region 21a varies, and the AlN mole fraction is not always uniform even within the first Ga enriched region 21a.
  • the metastable n-type region is stably formed in the first Ga enriched region 21a, even if there is a slight fluctuation in the supply amount of Ga, the fluctuation is metastable n. It is absorbed by the mold region and the fluctuation of the AlN mole fraction in the first Ga enriched region 21a is suppressed.
  • the minimum value of the AlN mole fraction in each first Ga enriched region 21a is 50% or a value close to the AlN mole fraction of the semi-stable n-type region.
  • the first Ga enriched region 21a there is a metastable neighborhood n-type region as well as a metastable n-type region, and the metastable neighborhood n-type region is also Ga from the n-type main body region 21b. Since it is formed with mass transfer, the AlN mole fraction of the metastable n-type region is usually higher than the AlN mole fraction of the metastable n-type region, and the average AlN in the first Ga-enriched region 21a. The mole fraction is slightly higher than the AlN mole fraction in the metastable n-type region.
  • the n-type main body region 21b supplies Ga to the first Ga-enriched region 21a, so that the portion of the n-type main body region 21b after the mass transfer of Ga has a relatively high AlN mole fraction.
  • the AlN mole fraction fluctuates to some extent also in the n-type main body region 21b. ..
  • the carriers in the n-type clad layer 21 are localized in the first Ga enriched region 21a having a smaller bandgap energy than the n-type main body region 21b, and the current is prioritized in the n-type clad layer 21. Since the current stably flows through the first Ga-enriched region 21a, even if the AlN mole fraction in the n-type main body region 21b fluctuates slightly, the characteristic fluctuation of the light emitting element 1 is suppressed by the first Ga-enriched region 21a. To.
  • the organometallic compound vapor phase growth (MOVPE) method the AlN layer 12 contained in the base portion 10 and the nitride semiconductor layers 21 to 25 contained in the light emitting device structure portion 20 are sequentially epitaxially grown on the sapphire substrate 11. And stack.
  • the n-type clad layer 21 is doped with, for example, Si as a donor impurity
  • the electron block layer 23, the p-type clad layer 24, and the p-type contact layer 25 are doped with, for example, Mg as an acceptor impurity.
  • a multi-stage terrace parallel to the (0001) plane is exposed.
  • the main surface 11a is inclined at an angle (off angle) within a certain range (for example, from 0 degree to 6 degrees) with respect to the (0001) surface, and is multi-staged on the main surface 11a.
  • the growth rate at which the multi-stage terrace is easily exposed (specifically, for example, the growth temperature, the raw material gas and the carrier).
  • the growth rate is achieved by appropriately setting various conditions such as the amount of gas supplied and the flow velocity). Since these conditions may differ depending on the type and structure of the film forming apparatus, it is sufficient to actually prepare some samples in the film forming apparatus and specify these conditions.
  • the first Ga enriched region 21a grows by mass transfer of Ga to the stepped portion (boundary region) between the multistage terraces formed on the upper surface of the AlN layer 12.
  • the donor impurity concentration is selected.
  • the growth temperature is preferably 1050 ° C. or higher at which mass transfer of Ga is likely to occur, and 1150 ° C. or lower at which good n-type AlGaN can be prepared. Further, when the growth temperature exceeds 1170 ° C., the mass transfer of Ga becomes excessive, and even in the first semi-stable AlGaN, the AlN mole fraction tends to fluctuate randomly, so that the AlN mole fraction is 50%. Semi-stable AlGaN is not preferable because it is difficult to form stably.
  • As the growth pressure 75 Torr or less is preferable as a good growth condition of AlGaN, and 10 Torr or more is realistic and preferable as a control limit of the film forming apparatus.
  • the donor impurity concentration is preferably about 1 ⁇ 10 18 to 5 ⁇ 10 18 cm -3.
  • the growth temperature, growth pressure, and the like are examples, and optimum conditions may be appropriately specified according to the film forming apparatus to be used.
  • the supply amount and flow velocity of the raw material gas (trimethylaluminum (TMA) gas, trimethylgallium (TMG) gas, ammonia gas) and carrier gas used in the organic metal compound vapor phase growth method are average for the entire n-type clad layer 21.
  • the AlN mole fraction Xa is set as the target value.
  • Xc (> 50%) be the average AlN mole fraction of the first Ga-enriched region 21a in which a slightly higher near-stable n-type region exists, and Ga from the n-type main body region 21b to the first Ga-enriched region 21a.
  • a semi-stable n-type region having an AlN mole fraction of 50% is stably present in the first Ga-enriched region 21a, and the target value Xa of the AlN mole fraction of the n-type clad layer 21 is 54% or more. Since it is 66%, the difference between the AlN mole fraction 50% in the semi-stable n-type region and the average AlN mole fraction Xb in the n-type main body region 21b (Xb-50%) is stably 4% or more. Is secured, and the carriers in the n-type layer are localized in the first Ga-enriched region 21a having a smaller bandgap energy than the n-type main body region 21b.
  • metastable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al 2 Ga 1 N 3 is not predominantly formed in the n-type main body region 21b.
  • the upper limit of the target value Xa is at least 67%, metastable AlGaN of Al 2 Ga 1 N 3 in the n-type body region 21b is stably formed, metastable AlGaN of the Al 2 Ga 1 N 3 Therefore, it becomes difficult to sufficiently supply Ga for stably forming the metastable AlGaN (metastable n-type region) of Al 1 Ga 1 N 2 in the first Ga enriched region. Therefore, by setting the upper limit of the target value Xa to 66%, it becomes possible to stably form a metastable n-type region having an AlN mole fraction of 50% in the first Ga enriched region 21a.
  • the donor impurity concentration does not necessarily have to be controlled uniformly in the vertical direction with respect to the film thickness of the n-type clad layer 21.
  • the impurity concentration of the predetermined thin film thickness portion in the n-type clad layer 21 is lower than the above set concentration, for example, less than 1 ⁇ 10 18 cm -3 , more preferably 1 ⁇ 10 17 cm -3 or less. It may be a controlled low impurity concentration layer.
  • the film thickness of the low impurity concentration layer is preferably larger than 0 nm and about 200 nm or less, more preferably about 10 nm or more and 100 nm or less, and further preferably about 20 nm or more and about 50 nm or less.
  • the donor impurity concentration of the low impurity concentration layer may be lower than the set concentration, and the undoped layer (0 cm -3 ) may be partially contained. Further, it is preferable that a part or all of the low impurity concentration layer is present in the upper layer region having a depth of 100 nm or less downward from the upper surface of the n-type clad layer 21.
  • the organometallic compound vapor phase growth continues on the entire upper surface of the n-type clad layer 21.
  • the active layer 22 (well layer 220, barrier layer 221), the electron block layer 23, the p-type clad layer 24, the p-type contact layer 25, and the like are formed by a well-known epitaxial growth method such as the method.
  • the film thickness is set in advance so that the peak emission wavelength of ultraviolet light emission is in the range of 300 nm to 327 nm within the range of 2 unit cells to 4 unit cells in the c-axis direction.
  • the well layer 220 is grown under the growth conditions in which the above-mentioned multi-stage terrace is easily exposed without supplying TMA gas. Further, in the same manner as in the n-type clad layer 21, a multi-stage terrace can be easily expressed by setting the AlN mole fraction (51% to 90% or 100%) set for the barrier main body region 221b as a target value.
  • the barrier layer 221 is grown under the growth conditions.
  • the second region R2 of the nitride semiconductor layers 21 to 25 laminated in the above manner is selectively etched by a well-known etching method such as reactive ion etching until the upper surface of the n-type clad layer 21 is exposed.
  • the second region R2 portion on the upper surface of the n-type clad layer 21 is exposed.
  • a p-electrode 26 is formed on the p-type contact layer 25 in the unetched first region R1 by a well-known film forming method such as an electron beam vapor deposition method, and n in the etched first region R2.
  • the n electrode 27 is formed on the mold clad layer 21.
  • heat treatment may be performed by a well-known heat treatment method such as RTA (instantaneous heat annealing).
  • the light emitting element 1 is flip-chip mounted on a base such as a submount and then sealed with a predetermined resin (for example, a lens-shaped resin) such as a silicone resin or an amorphous fluororesin. Can be used in state.
  • a predetermined resin for example, a lens-shaped resin
  • a silicone resin or an amorphous fluororesin such as silicone resin or an amorphous fluororesin.
  • a sample for observing the cross section of the n-type clad layer 21 is prepared, and a sample piece having a cross section perpendicular (or substantially vertical) to the upper surface of the n-type clad layer 21 is processed by a focused ion beam (FIB) from the sample. Then, the result of observing the sample piece with a scanning transmission electron microscope (STEM) will be described with reference to the drawings.
  • FIB focused ion beam
  • the sample is prepared according to the procedure for producing the n-type clad layer 21 and the like described above, on the base portion 10 composed of the sapphire substrate 11 and the AlN layer 12, the n-type clad layer 21, the active layer 22, and the n-type clad layer. It was prepared by sequentially depositing an AlGaN layer having a higher AlN molar fraction than 21, an AlGaN layer for protecting the sample surface, and a protective resin film. In the preparation of the sample, a sapphire substrate 11 whose main surface has an off angle with respect to the (0001) surface was used, and a base portion 10 in which a multi-step terrace was exposed on the surface of the AlN layer 12 was used.
  • the film thickness of the n-type clad layer 21 was set to 2 ⁇ m, and the target value of the AlN mole fraction of the n-type clad layer 21 was set to 58%. Further, the injection amount of the donor impurity (Si) was controlled so that the donor impurity concentration was about 3 ⁇ 10 18 cm -3.
  • FIG. 8 shows a high-angle scattering annular dark field (HAADF) -STEM image of the cross section of the sample piece.
  • FIG. 8 is a HAADF-STEM image for observing the entire n-type clad layer 21 including the upper layer portion of the AlN layer 12 of the sample piece to the upper surface of the n-type clad layer 21.
  • HAADF high-angle scattering annular dark field
  • the HAADF-STEM image has a contrast proportional to the atomic weight, and heavy elements are displayed brightly. Therefore, in the first Ga-enriched region 21a and the n-type main body region 21b in the n-type clad layer 21, the first Ga-enriched region 21a having a low AlN mole fraction is displayed brighter than the n-type main body region 21b.
  • the HAADF-STEM image is more suitable for observing the difference in AlN mole fraction than the normal STEM image (bright field image).
  • a plurality of first Ga-enriched regions 21a which are locally low AlN mole fractions, are dispersed in the vertical direction, and the first Ga-enriched regions 21a are present.
  • Each stretches in a direction inclined with respect to the line of intersection between the upper surface of the n-type clad layer 21 and the first plane on the screen of the HAADF-STEM image (cross section of the sample piece, corresponding to the first plane). You can see that there is.
  • Each of the first Ga-enriched regions 21a extends diagonally upward in a linear shape, but does not necessarily extend linearly, and the inclination angle with respect to the line of intersection is within the same first Ga-enriched region 21a.
  • composition analysis of the sample piece in the n-type clad layer 21 is performed by two types of analysis methods (energy dispersive X-ray spectroscopy (section TEM-EDX) line analysis and CL (cathodoluminescence) method). gone.
  • the electron beam probe (diameter: about 2 nm) is vertically (vertically) and horizontally. Scanned in the direction (direction parallel to the second plane) and distributed in a matrix of 512 ⁇ 512 in the vertical and horizontal directions at intervals of about 4 nm, detection data (corresponding to each composition of Al and Ga) at each probe location. X-ray intensity) was obtained.
  • the entire measurement region has a substantially square shape (about 420 nm).
  • Five measurement regions A to E ( ⁇ about 420 nm) were set.
  • FIG. 9 shows the HAADF-STEM image of FIG. 8 overlaid with a rectangular frame showing each measurement area A to E.
  • Each of the five measurement regions is set so as to cross at least one first Ga enriched region 21a confirmed on the HAADF-STEM image.
  • the inclination of each measurement region is set for each measurement region so that the stretching direction of at least one first Ga enriched region 21a in the measurement region is orthogonal to the scanning direction of the line analysis.
  • the inclinations of the measurement areas A to E are approximately equal at about 20 °, but are not necessarily the same.
  • the scanning direction of the line analysis is set to the vertical direction and the direction orthogonal to the scanning direction is set to be horizontal for convenience of explanation.
  • the central vertical line shown in each measurement region indicates the scanning direction, and the central horizontal line indicates the location where at least one first Ga enriched region 21a is assumed to exist, which will be described later. It is the origin (0 nm) of the scanning position of the line analysis in the composition analysis result.
  • An arrow is attached to the vertical line indicating the scanning direction, and indicates the direction of the AlN layer 12.
  • the scanning positions are set on the vertical line in the center in the vertical direction with the origin in between, at intervals of about 5 nm, in the range of 49 to 88 points in total for each measurement area A to E.
  • the detection data obtained from a plurality of probe locations aligned in the horizontal direction are accumulated and used as the detection data at each scanning position.
  • aligned in the horizontal direction means that the irradiation range of the electron beam probe overlaps with the horizontal line that intersects the vertical line and extends in the horizontal direction at each scanning position.
  • the accumulated detection data is metastitious.
  • the AlN mole fraction in the stable n-type region will be shown accurately.
  • the accumulated detection data is the AlN of the n-type body region 21b. The mole fraction will be shown accurately.
  • the stretching direction of the metastable n-type region of the first Ga enriched region 21a is not exactly orthogonal to the scanning direction of the line analysis, or the metastable of the first Ga enriched region 21a.
  • the stretching direction of the n-type region is bent and not linear, a part of the plurality of probe points aligned in the lateral direction or a part of the probe range (diameter about 2 nm) of each probe point is metastable.
  • the accumulated detection data indicates the average AlN mole fraction of multiple probe locations. It shows a value higher than the AlN mole fraction in the metastable n-type region.
  • a part of the plurality of probe points or the probe of each probe point is a region where the AlN mole fraction generated by the mass transfer of Ga in the n-type main body region 21b is locally low or high, or an AlN mole fraction other than the n-type main body region 21b. If the rate is locally low (a layered region other than the first Ga enriched region 21a, a semi-stable n-type region in the first Ga-enriched region 21a, or a semi-stable neighborhood n-type region), it is cumulative.
  • the detected detection data will show the average AlN mole fraction of the plurality of probe points, and the average AlN mole fraction of the n-type main body region 21b ( ⁇ the AlN mole fraction of the n-type clad layer 21). Indicates a value lower or higher than the target value).
  • FIGS. 10A to 10E show the results of composition analysis in the n-type clad layer 21 in the five measurement regions A to E shown in FIG. 9 by line analysis of EDX measurement.
  • the horizontal axis indicates the scanning position along the vertical line in the center of each measurement area, and the vertical axis represents the AlN mole fraction.
  • the measurement result of the GaN mole fraction is shown.
  • the 0 nm scan position on the horizontal axis indicates the position of the central horizontal line shown in each measurement region (where at least one first Ga enriched region 21a is assumed to be present).
  • the scanning position is shown with a positive value on the lower side (AlN layer 12 side) below the origin (0 nm) and a negative value on the upper side (active layer 22 side).
  • the X-rays emitted from the probe points are weak, so even if the detection data of the probe points (X-ray intensity of each composition) is accumulated in the lateral direction at each scanning position, it is general.
  • the measurement error is large.
  • the measurement error of the detection data at each scanning position is the reference AlN layer 12 Even in the vicinity, it is about ⁇ 2 to 3%, and the measurement accuracy further decreases as the distance from the AlN layer 12 increases.
  • the same sample as the sample piece used for the EDX measurement is used.
  • the composition of Al and Ga in the n-type clad layer 21 was analyzed by the Rutherford backscattering (RBS) analysis method, and the results obtained by the EDX measurement were calibrated using the RBS analysis results.
  • the AlN mole fraction and the GaN mole fraction of the measurement regions A to E shown in FIGS. 10A to 10E show the result of the calibration.
  • the presence of the first Ga-enriched region 21a can be confirmed in the region A1 in which the scanning position is about -131 nm to about -92 nm and the region A2 in which the scanning position is about -5 nm to about 10 nm.
  • the AlN mole fraction at 9 scanning positions in region A1 was 49.4% to 52.8% (6 points within 49% to 52%, 3 points within 49% to 51%), and the region.
  • A1 also includes a scanning position having an AlN mole fraction of 50.0%.
  • the AlN mole fraction at the four scanning positions in the region A2 is 51.3% to 52.8% (two points within 50% to 52%).
  • the presence of the first Ga-enriched region 21a can be confirmed in the region B1 at the scanning position of about -116 nm to about -73 nm and the region B2 at the scanning position of about -5 nm to about 5 nm.
  • the AlN mole fraction at 10 scanning positions in region B1 is 51.3% to 52.8% (4 points within 50% to 52%).
  • the AlN mole fraction at the three scanning positions in region B2 is 50.5% to 51.9% (3 points within 50% to 52%).
  • the presence of the first Ga-enriched region 21a can be confirmed in the region C1 at the scanning position of about ⁇ 140 nm to about -11 nm and the region C2 at the scanning position of about -10 nm to about 48 nm.
  • the AlN mole fraction at 7 scanning positions in region C1 is 51.1% to 52.7% (4 points within 50% to 52%).
  • the AlN mole fraction at 13 scanning positions in region C2 is 51.1% to 52.7% (9 points within 50% to 52%).
  • the AlN mole fraction at the scanning positions of 5 points in the region D1 is 49.1% to 52.3% (3 points within 49% to 52%), and the AlN mole fraction is in the region D1. Also includes 49.8% scan positions.
  • the AlN mole fraction at the four scanning positions in the region D2 is 51.4% to 52.7% (3 points within 50% to 52%).
  • the AlN mole fraction at the four scanning positions in region D3 is 51.6% to 52.2% (2 points within 50% to 52%).
  • the AlN mole fraction at the three scanning positions in the region D4 is 51.0% to 51.3% (three points within 50% to 52%).
  • the presence of the first Ga-enriched region 21a can be confirmed in the region E1 at the scanning position of about -169 nm to about -97 nm and the region E2 at the scanning position of about -5 nm to about 5 nm. ..
  • the AlN mole fraction at 16 scanning positions in region E1 is 50.5% to 52.5% (11 points within 50% to 52%, 6 points within 50% to 51%).
  • the AlN mole fraction at the three scanning positions in the region E2 is 50.8% to 52.6% (two points within 50% to 52%).
  • the measurement error of about ⁇ 2 to 3% at each scanning position described above and the average AlN mole fraction of a plurality of probe locations aligned laterally with respect to the first Ga enriched region 21a are semi-stable n-type.
  • the first Ga enriched region of each region A1, A2, B1, B2, C1, C2, D1 to D4, E1, E2 of the measurement regions A to E The existence of a semi-stable n-type region having an AlN mole fraction of 50% can be confirmed in 21a.
  • the first Ga-enriched region 21a includes measurement regions A and B in the upper portion near the upper surface of the n-type clad layer 21, measurement regions C in the central portion, and measurement regions D and E in the lower portion near the AlN layer 12, respectively. It can be seen that it exists in the n-type clad layer 21 and is uniformly dispersed in the n-type clad layer 21.
  • the AlN mole fraction in the n-type main body region 21b of each region A1, A2, B1, B2, C1, C2, D1 to D4, E1 and E2 of the measurement regions A to E is about. It can be confirmed that it is in the range of 55% to about 58%. As described above, since the target value of the AlN mole fraction of the n-type clad layer 21 of the sample used for EDX measurement is 58%, a measurement error of about ⁇ 2 to 3% at each scanning position and n-type.
  • FIG. 10A Considering the possibility that the average AlN mole fraction of a plurality of laterally aligned probe locations with respect to the body region 21b may be higher or lower than the average AlN mole fraction of the n-type body region 21b, FIG. 10A. It can be seen that FIG. 10E accurately represents the AlN mole fraction of the n-type main body region 21b.
  • the sample piece used for the measurement was prepared in the same manner as the sample piece used for observing the HAADF-STEM image shown in FIG.
  • FIG. 11 is a scanning electron microscope (SEM) image showing a cross section of the sample piece in the n-type clad layer 21.
  • the measurement regions (a to d) surrounded by the dotted lines in the cross section indicate the incident regions of the electron beams irradiated for measurement, respectively.
  • the measurement regions a and b are located at a distance of about 1000 nm from the upper surface of the AlN layer 12, and the measurement regions c and d are located at a distance of about 350 nm from the upper surface of the AlN layer 12.
  • an electron beam having a beam diameter of 50 nm (diameter) was moved laterally and irradiated once at intervals of 50 nm, for a total of 10 times, and the CL spectrum at each irradiation was measured.
  • FIG. 12 shows the first CL spectrum obtained by averaging two CL spectra having a wavelength distribution closer to the short wavelength among the ten CL spectra in each measurement region (a to d), and FIG. 12 showing the first CL spectrum having a wavelength distribution closer to the long wavelength.
  • the second CL spectrum obtained by averaging the two CL spectra is displayed for each measurement region (a to d).
  • the first Ga enriched region 21a and the n-type main body region 21b are included in the 10 irradiation regions. Both exist. Since the volume ratio of the first Ga-enriched region 21a to the entire n-type clad layer 21 is small, the first CL spectrum mainly shows the CL spectrum of the n-type main body region 21b. On the other hand, the second CL spectrum includes the CL spectrum of the first Ga-enriched region 21a, but the width of the first Ga-enriched region 21a in the cross section perpendicular to the stretching direction is about 20 nm on average.
  • the n-type main body region 21b may be partially included in the irradiation range having a beam diameter of 50 nm. Therefore, the second CL spectrum is a composite spectrum of the CL spectrum of the first Ga enriched region 21a and the CL spectrum of the n-type main body region 21b.
  • the center of each electron beam of the two CL spectra whose wavelength distribution is closer to the long wavelength is located at the center in the width direction of the first Ga enriched region 21a, the electron in the central portion within the irradiation range is located.
  • the beam is likely to gather in the first Ga-enriched region 21a with a low energy level and excite the first Ga-enriched region 21a exclusively, and the second CL spectrum mainly contains the CL spectrum of the first Ga-enriched region 21a. It is considered to indicate.
  • the reason why the first CL spectrum is the average of two CL spectra whose wavelength distribution is closer to the short wavelength and the second CL spectrum is the average of the two CL spectra whose wavelength distribution is closer to the long wavelength is Since the irradiation position of the electron beam in each measurement area is randomly set, the irradiation range of each one CL spectrum closest to the shortest wavelength and the longest wavelength is different for each measurement area, so that the measurement result is in the measurement area. In order to suppress the variation in each measurement region in consideration of the fact that there is a large variation in each measurement and that it may be difficult to select one CL spectrum for each of the shortest wavelength and the longest wavelength. It was decided to mechanically select and average two CL spectra having a wavelength distribution closer to the short wavelength and one closer to the long wavelength.
  • the first CL spectrum of each measurement region (a to d) will be examined.
  • the peak of the emission wavelength exists in the vicinity of about 260 nm.
  • gentle peaks of the emission wavelength exist at two locations, around about 260 nm and around about 269 nm.
  • the peak of the emission wavelength exists in the vicinity of about 259 nm.
  • the peak of the emission wavelength exists in the vicinity of about 258 nm.
  • the peak wavelength of about 258 nm to about 260 nm in each measurement region (a to d) corresponds to about 59% to about 61% when converted to AlN mole fraction, and is about ⁇ 3% when converted to AlN mole fraction.
  • the CL wavelength of the first CL spectrum and the average AlN mole fraction Xb ( ⁇ target value 58%) of the n-type main body region 21b are generally in agreement.
  • the long wavelength component having a peak wavelength of about 258 nm to about 260 nm is larger than the short wavelength component having a peak wavelength of less than the same peak wavelength, and each measurement region has more long wavelength components. It can be seen that the mass transfer of Ga occurs within the two irradiation ranges corresponding to the first CL spectrum. Further, the peak wavelength of about 269 nm in the first CL spectrum of the measurement region b corresponds to about 54% ⁇ 3% when converted to the AlN mole fraction, and the AlN mole fraction existing in the first Ga enriched region 21a.
  • the mass of Ga is part of the two irradiation ranges corresponding to the first CL spectrum of the measurement region b, which is roughly in agreement with the CL wavelength from the near-stable n-type region where the rate is slightly higher than 50%. It can be seen that the first Ga enriched region 21a formed by the migration is included.
  • each measurement region (a to d) will be examined.
  • gentle peaks of the emission wavelength exist at two locations, around about 262 nm and around about 270 nm.
  • a gentle peak of the emission wavelength exists in the range of about 270 nm to about 273 nm.
  • a gentle peak of the emission wavelength exists in the range of about 266 nm to about 269 nm, and a plateau-like peak region as a whole extends in the range of about 261 nm to about 270 nm.
  • the peak wavelengths of the measurement regions a and b from about 270 nm to about 273 nm correspond to about 51% to about 53% when converted to AlN mole fraction, and a measurement error of about ⁇ 3% when converted to AlN mole fraction.
  • the AlN mole fraction existing in the first Ga enriched region 21a is almost the same as the CL wavelength (about 275 nm) corresponding to the semi-stable n-type region of 50%.
  • the second CL spectra of the measurement regions a and b include a CL wavelength of about 275 nm corresponding to the metastable n-type region with an emission intensity of about 72 to 78% of the peak intensity.
  • the peak wavelength of about 270 nm to about 273 nm is about 2 to 5 nm shorter than the CL wavelength (about 275 nm) corresponding to the metastable n-type region.
  • a gentle peak or shoulder (undulation) of the emission wavelength exists in the vicinity of about 262 nm.
  • the second CL spectra of the measurement regions a and b are in the metastable n-type region in the first Ga enriched region 21a and the metastable neighborhood n having a slightly higher AlN mole fraction than the metastable n-type region.
  • each CL spectrum in the type region and the CL spectrum in the n-type main body region 21b appear as a composite spectrum. Further, in the second CL spectrum of the measurement region a, the ratio of the CL spectrum of the n-type main body region 21b to the composite spectrum is larger than that of the measurement region b.
  • the long wavelength end of the plateau-like peak region is about 269 nm to about 270 nm, which corresponds to about 53% to about 54% when converted to the AlN mole fraction. do.
  • the CL wavelength (about 275 nm) corresponding to the semi-stable n-type region having an AlN mole fraction of 50% existing in the first Ga enriched region 21a. ), which is almost the same.
  • the second CL spectra of the measurement regions c and d include a CL wavelength of about 275 nm corresponding to the metastable n-type region with an emission intensity of about 49 to 55% of the peak intensity.
  • the second CL spectra of the measurement regions c and d are the respective CL spectra of the metastable n-type region and the metastable neighborhood n-type regions in the first Ga enriched region 21a, similarly to the measurement regions a and b. It is shown that it appears as a composite spectrum of the CL spectrum of the n-type main body region 21b.
  • the proportion of neighboring n-type regions is large.
  • the AlN mole fraction of the n-type main body region 21b is almost one with the target value of 58% of the AlN mole fraction of the n-type clad layer 21. You can see that we are doing it.
  • the first Ga-enriched region 21a contains a metastable n-type region having an AlN mole fraction of 50%, and at the same time, a metastable n-type region. It can be seen that there is a metastable near n-type region having a higher AlN mole fraction than the region.
  • FIGS. 10A to 10E the analysis results shown in the first and second CL spectra in each of the measurement regions a to d shown in FIG. 12 are shown in FIGS. 10A to 10E, although there are differences in spatial resolution and the like due to differences in the analysis method. It is in good agreement with the analysis result by EDX measurement.
  • the abundance ratio of the metastable n-type region in the first Ga-enriched region 21a depends on the position in the n-type clad layer 21. However, since there are many uncertainties, detailed examination is omitted.
  • the effect of the present invention is not necessarily reduced.
  • the carriers (electrons) in the n-type clad layer 21 are localized in the first Ga-enriched region 21a, so that the current preferentially forms the first Ga-enriched region in the n-type clad layer 21. It can flow stably and suppress fluctuations in the characteristics of the light emitting element.
  • the active layer 22 in the light emitting region is located above the n-type clad layer 21, the effect of the localization becomes remarkable in the vicinity of the upper surface of the n-type clad layer 21 in contact with the active layer 22. Therefore, even if the localization is insufficient in the region close to the AlN layer 12 in the n-type clad layer 21, it is possible to suppress the characteristic fluctuation of the light emitting device in the same manner. Further, in the element structure shown in FIG. 4, since the forward current flows more on the upper layer side than the lower layer side in the n-type clad layer 21, the above localization is performed in the region close to the AlN layer 12 in the n-type clad layer 21. It is considered that there is almost no effect of insufficient.
  • the barrier layer 221 is composed of an AlGaN-based semiconductor having an AlN mole fraction not 100%, as an example, the entire AlN mole fraction including the second Ga-enriched region 221a of the barrier layer 221.
  • the rate within the range of 50% to 90% and the AlN mole fraction of the barrier body region 221b within the range of 51% to 90%. It was shown that the difference in AlN mole fraction between the second Ga enriched region 221a and the barrier body region 221b is 1% or more.
  • the second Ga-enriched region 221a of the barrier layer 221 is preferably composed of metastable AlGaN.
  • the AlN mole fraction of the entire barrier layer 221 is in the range of 50% to 90%
  • the first semi-stable AlGaN applicable to the second Ga-enriched region 221a has an AlGaN composition ratio of an integer ratio. It becomes Al 1 Ga 1 N 2 , Al 2 Ga 1 N 3 , or Al 5 Ga 1 N 6.
  • Al 7 Ga 5 N 12 and Al 3 Ga 1 N 4 of the second metastable AlGaN can also be applied to the second Ga enriched region 221a, but if they are used intentionally, Al with higher stability is considered. 3 Ga 1 N 4 is preferable.
  • the composition ratio of Al is too high, so that a large amount of Al is randomly sited before the easily mobile Ga enters the site where the symmetric array is formed.
  • the barrier body region 221b When the second Ga enriched region 221a is composed of the semi-stable AlGaN Al 1 Ga 1 N 2 , Al 2 Ga 1 N 3 , Al 3 Ga 1 N 4 , or Al 5 Ga 1 N 6 , the barrier body region 221b.
  • the AlN mole fraction corresponds to each of the four AlN mole fractions of the second Ga enriched region 221a, 51% to 66%, 68% to 74%, 76% to 82%, or 85% to 85%. It is preferably within each range of 90%.
  • the barrier main body is used to prevent the low-stability Al 11 Ga 1 N 12 from being randomly mixed.
  • the AlN mole fraction of the region 221b is preferably set so as not to exceed 90%.
  • the method for producing the second Ga-enriched region 221a and the barrier body region 221b of the barrier layer 221 is the same as that for the n-type clad layer 21, and the AlN mole fraction set for the barrier body region 221b.
  • the barrier layer 221 is grown under the growth condition that the multi-tiered terrace is easily exposed.
  • AlN of the barrier layer 221 is similar to the target value Xa of the AlN mole fraction of the n-type clad layer 21.
  • the target value Xd of the mole fraction is set in the range of 51% to 66%.
  • the target value Xd of the AlN mole fraction of the barrier layer 221 is 68% to 74.
  • the target value Xd of the AlN mole fraction of the barrier layer 221 is set to 76.
  • the target value of the AlN mole fraction of the barrier layer 221 is set. Set Xd in the range of 85% to 90%.
  • the target value Xd of the AlN mole fraction of the barrier layer 221 is 1% or more from the AlN mole fraction of the semi-stable AlGaN (eye standard stable AlGaN) formed in the second Ga enriched region 221a, and the eye standard stable AlGaN is used. It is set within the range of less than the AlN mole fraction of the latest semi-stable AlGaN having a larger AlN mole fraction. Therefore, similarly to the first Ga-enriched region 21a of the n-type clad layer 21, the standard stable AlGaN can be stably formed in the second Ga-enriched region 221a, and the second Ga-enriched region 221a and the barrier.
  • An AlN mole fraction difference of 1% or more is secured in the main body region 221b, and the carriers in the barrier layer 221 are localized in the second Ga-enriched region 221a having a smaller bandgap energy than the barrier main body region 221b.
  • the second Ga-enriched region 221a By constructing the second Ga-enriched region 221a with highly stable metastable AlGaN, fluctuations in the mixed crystal mole fraction due to drift of the crystal growth apparatus and the like are suppressed, and carriers are localized in the barrier layer 221.
  • the second Ga-enriched region 221a in which the above occurs is stably formed at the AlN mole fraction corresponding to the metastable AlGaN used.
  • the current can preferentially flow stably in the second Ga-enriched region 221a in the barrier layer 221 as well as in the n-type clad layer 21, and further, the characteristic fluctuation of the light emitting element 1 is suppressed. Can be planned.
  • the active layer 22 is a barrier of two or more well layers 220 made of a GaN-based semiconductor and one or more layers made of an AlGaN-based semiconductor or an AlN-based semiconductor. It is assumed that the active layer 22 is composed of multiple quantum well structures in which layers 221 are alternately laminated, but the active layer 22 is a single quantum well structure having only one well layer 220, and the barrier layer 221 (quantum barrier layer). ) May not be provided. It is clear that the effect of the n-type clad layer 21 adopted in each of the above embodiments can be similarly exerted on such a single quantum well structure.
  • the supply amount and the flow velocity of the raw material gas and the carrier gas used in the organometallic compound vapor phase growth method constitute the n-type clad layer 21. It was explained that it is set according to the average AlN mole fraction of the entire n-type AlGaN layer. That is, when the average AlN mole fraction of the entire n-type clad layer 21 is set to a constant value in the vertical direction, it is assumed that the supply amount and the flow velocity of the raw material gas or the like are controlled to be constant. .. However, the supply amount and the flow velocity of the raw material gas and the like do not necessarily have to be controlled to be constant.
  • the plan view shape of the first region R1 and the p electrode 26 adopts a comb shape as an example, but the plan view shape is not limited to the comb shape. Further, a plurality of first regions R1 may exist, and each of them may have a plan view shape surrounded by one second region R2.
  • the sapphire substrate 11 whose main surface has an off angle with respect to the (0001) surface is used and the base portion 10 in which the multi-tiered terrace is exposed on the surface of the AlN layer 12 is used.
  • the size of the off-angle and the direction in which the off-angle is provided are set on the surface of the AlN layer 12. It may be arbitrarily determined as long as the multi-tiered terrace is exposed and the growth starting point of the first Ga enriched region 21a is formed.
  • the light emitting element 1 including the base portion 10 including the sapphire substrate 11 is exemplified, but the sapphire substrate 11 (further, the base portion) is illustrated. Part or all of the layers contained in 10) may be removed by lift-off or the like. Further, the substrate constituting the base portion 10 is not limited to the sapphire substrate.
  • the present invention can be used for a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having a quantum well structure in which the active layer is composed of one or more well layers made of a GaN-based semiconductor and whose peak emission wavelength is in the range of 300 nm to 327 nm. ..
  • Nitride semiconductor ultraviolet light emitting device 10 Base part 11: Sapphire substrate 11a: Main surface of sapphire substrate 12: AlN layer 20: Light emitting element structure 21: n-type clad layer (n-type layer) 21a: 1st Ga enriched region (n-type layer) 21b: n-type body region (n-type layer) 22: Active layer 220: Well layer 221: Barrier layer 221a: Second Ga enriched region 221b: Barrier body region 23: Electronic block layer (p-type layer) 24: p-type clad layer (p-type layer) 25: p-type contact layer (p-type layer) 26: p electrode 27: n electrode 100: substrate 101: AlGaN-based semiconductor layer 102: template 103: n-type AlGaN-based semiconductor layer 104: active layer 105: p-type AlGaN-based semiconductor layer 106: p-type contact layer 107: n-electrode 108: p-electrode BL: boundary line

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Abstract

窒化物半導体紫外線発光素子が、ウルツ鉱構造のＡｌＧａＮ系半導体からなるｎ型層、活性層、及びｐ型層が上下方向に積層された発光素子構造部を備え、ピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内にあり、ｎ型層がｎ型ＡｌＧａＮ系半導体で構成され、ＧａＮ系半導体で構成された１層以上の井戸層を含み、ｐ型層がｐ型ＡｌＧａＮ系半導体で構成され、ｎ型層と活性層内の各半導体層が、（０００１）面に平行な多段状のテラスが形成された表面を有するエピタキシャル成長層であり、ｎ型層が、ｎ型層内で一様に分散して存在する局所的にＡｌＮモル分率の低い層状領域であって、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域を含む複数の第１Ｇａ富化領域を有し、ｎ型層の層状領域以外のｎ型本体領域のＡｌＮモル分率が５４％～６６％の範囲内にある。

Description

窒化物半導体紫外線発光素子
　本発明は、ウルツ鉱構造のＡｌＧａＮ系半導体からなるｎ型層、活性層、及びｐ型層が上下方向に積層された発光素子構造部を備えてなるピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内にある窒化物半導体紫外線発光素子に関する。
　一般的に、窒化物半導体発光素子は、サファイア等の基板上にエピタキシャル成長により複数の窒化物半導体層からなる発光素子構造を形成したものが多数存在する。窒化物半導体層は、一般式Ａｌ１－ｘ－ｙＧａｘＩｎｙＮ（０≦ｘ≦１，０≦ｙ≦１，０≦ｘ＋ｙ≦１）で表される。
　発光ダイオードの発光素子構造は、ｎ型窒化物半導体層とｐ型窒化物半導体層の２つのクラッド層の間に、窒化物半導体層よりなる活性層が挟まれたダブルへテロ構造を有している。活性層がＡｌＧａＮ系半導体の場合、ＡｌＮモル分率（Ａｌ組成比とも言う）を調整することにより、バンドギャップエネルギを、ＧａＮとＡｌＮが取り得るバンドギャップエネルギ（約３．４ｅＶと約６．２ｅＶ）を夫々下限及び上限とする範囲内で調整でき、発光波長が約２００ｎｍから約３６５ｎｍまでの紫外線発光素子が得られる。具体的には、ｐ型窒化物半導体層からｎ型窒化物半導体層に向けて順方向電流を流すことで、活性層においてキャリア（電子及び正孔）の再結合による上記バンドギャップエネルギに応じた発光が生じる。当該順方向電流を外部から供給するために、ｐ型窒化物半導体層上にｐ電極が、ｎ型窒化物半導体層上にｎ電極が、夫々設けられている。
　活性層がＡｌＧａＮ系半導体の場合、活性層を挟むｎ型窒化物半導体層とｐ型窒化物半導体層は、活性層より高ＡｌＮモル分率のＡｌＧａＮ系半導体で構成される。しかし、高ＡｌＮモル分率のｐ型窒化物半導体層は、ｐ電極と良好なオーミック接触を形成することが困難なため、ｐ型窒化物半導体層の最上層に低ＡｌＮモル分率のｐ型ＡｌＧａＮ系半導体（具体的にはｐ－ＧａＮ）からなるｐ電極と良好なオーミック接触可能なｐ型コンタクト層を形成することが一般的に行われている。このｐ型コンタクト層は、ＡｌＮモル分率が活性層を構成するＡｌＧａＮ系半導体より小さいため、活性層からｐ型窒化物半導体層側に向けて出射された紫外線は該ｐ型コンタクト層で吸収され、素子外部に有効に取り出すことができない。このため、活性層がＡｌＧａＮ系半導体の一般的な紫外線発光ダイオードは、図１３に模式的に示すような素子構造を採用し、活性層からｎ型窒化物半導体層側に向けて出射された紫外線を素子外部に有効に取り出している（例えば、下記の特許文献１及び２等参照）。
　図１３に示すように、一般的な紫外線発光ダイオードは、サファイア基板等の基板１００上にＡｌＧａＮ系半導体層１０１（例えば、ＡｌＮ層）を堆積して形成されたテンプレート１０２上に、ｎ型ＡｌＧａＮ系半導体層１０３、活性層１０４、ｐ型ＡｌＧａＮ系半導体層１０５、及び、ｐ型コンタクト層１０６を順番に堆積し、活性層１０４とｐ型ＡｌＧａＮ系半導体層１０５とｐ型コンタクト層１０６の一部を、ｎ型ＡｌＧａＮ系半導体層１０３が露出するまでエッチング除去し、ｎ型ＡｌＧａＮ系半導体層１０３の露出面にｎ電極１０７を、ｐ型コンタクト層１０６の表面にｐ電極１０８を夫々形成して構成される。
　また、活性層内でのキャリア再結合による発光効率（内部量子効率）を高めるために、活性層を多重量子井戸構造とすること、活性層上に電子ブロック層を設けること等が実施されている。
　一方、ｎ型ＡｌＧａＮ系半導体層で構成されるクラッド層内においてＧａの偏析による組成変調が生じ、クラッド層表面に対して斜め方向に延伸する局所的にＡｌＮモル分率の低い層状領域が形成されることが報告されている（例えば、下記の特許文献３、非特許文献１，２等参照）。局所的にＡｌＮモル分率の低いＡｌＧａＮ系半導体層はバンドギャップエネルギも局所的に小さくなるため、特許文献３では、当該クラッド層内のキャリアが層状領域に局在化し易くなり、活性層に対して低抵抗の電流経路を提供することができ、紫外線発光ダイオードの発光効率の向上が図れることが報告されている。
国際公開第２０１４／１７８２８８号公報 国際公開第２０１６／１５７５１８号公報 国際公開第２０１９／１５９２６５号公報
　ＡｌＧａＮ系半導体で構成される紫外線発光素子は、サファイア基板等の基板上に、例えば、有機金属化合物気相成長（ＭＯＶＰＥ）法等の周知のエピタキシャル成長法によって作製される。しかしながら、紫外線発光素子を生産する場合、紫外線発光素子の特性（発光波長、ウォールプラグ効率、順方向バイアス等の特性）は、結晶成長装置のドリフトの影響を受けて変動するため、安定した歩留まりでの生産は必ずしも容易ではない。
　結晶成長装置のドリフトは、トレーやチャンバの壁等の付着物が原因で、結晶成長部位の実効温度が変化すること等に起因して生じる。このため、ドリフトを抑制するために、従来は、成長履歴を検討して、経験者が設定温度や原料ガスの組成を微妙に変化させる、或いは、一定期間の成長スケジュールを固定して、清掃等のメンテナンスも一定期間で同じように実施する等の工夫をしているが、ドリフトを完全に排除をすることは難しい。
　本発明は、上述の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、結晶成長装置のドリフト等に起因する特性変動の抑制された安定的に生産可能な窒化物半導体紫外線発光素子を提供することにある。
　本発明は、上記目的を達成するために、ウルツ鉱構造のＡｌＧａＮ系半導体からなるｎ型層、活性層、及びｐ型層が上下方向に積層された発光素子構造部を備えてなるピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内にある窒化物半導体紫外線発光素子であって、
　前記ｎ型層がｎ型ＡｌＧａＮ系半導体で構成され、
　前記ｎ型層と前記ｐ型層の間に配置された前記活性層が、ＧａＮ系半導体で構成された１層以上の井戸層を含む量子井戸構造を有し、
　前記ｐ型層がｐ型ＡｌＧａＮ系半導体で構成され、
　前記ｎ型層と前記活性層内の各半導体層が、（０００１）面に平行な多段状のテラスが形成された表面を有するエピタキシャル成長層であり、
　前記ｎ型層が、前記ｎ型層内で一様に分散して存在する局所的にＡｌＮモル分率の低い層状領域であって、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域を含む複数の第１Ｇａ富化領域を有し、
　前記ｎ型層の上面と直交する第１平面上での前記第１Ｇａ富化領域の各延伸方向が、前記ｎ型層の前記上面と前記第１平面との交線に対して傾斜しており、
　前記ｎ型層内の前記層状領域以外のｎ型本体領域のＡｌＮモル分率が５４％～６６％の範囲内にあ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。
　更に、本発明は、上記目的を達成するために、ウルツ鉱構造のＡｌＧａＮ系半導体からなるｎ型層、活性層、及びｐ型層が上下方向に積層された発光素子構造部を備えてなるピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内にある窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法であって、
　（０００１）面に対して所定の角度だけ傾斜した主面を有するサファイア基板を含む下地部の上に、ｎ型ＡｌＧａＮ系半導体の前記ｎ型層をエピタキシャル成長し、前記ｎ型層の表面に（０００１）面に平行な多段状のテラスを表出させる第１工程と、
　前記ｎ型層の上に、ＧａＮ系半導体で構成された井戸層を１層以上含む量子井戸構造の前記活性層をエピタキシャル成長し、前記井戸層の表面に（０００１）面に平行な多段状のテラスを表出させる第２工程と、
　前記活性層の上に、ｐ型ＡｌＧａＮ系半導体の前記ｐ型層をエピタキシャル成長により形成する第３工程を有し、
　前記第１工程において、前記ｎ型層のＡｌＮモル分率の目標値を５４％～６６％の範囲内に設定して、前記ｎ型層内で一様に分散して存在する局所的にＡｌＮモル分率の低い層状領域であって、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域を含む複数の第１Ｇａ富化領域を斜め上方に向かって延伸するように成長させることを特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法を提供する。
　尚、ＡｌＧａＮ系半導体とは、一般式Ａｌ１－ｘＧａｘＮ（０≦ｘ≦１）で表されるが、バンドギャップエネルギがＧａＮとＡｌＮが取り得るバンドギャップエネルギを夫々下限及び上限とする範囲内であれば、ＢまたはＩｎ等の３族元素またはＰ等の５族元素等の不純物を微量に含んでいてもよい。また、ＧａＮ系半導体とは、基本的にＧａとＮで構成される窒化物半導体であるが、Ａｌ、ＢまたはＩｎ等の３族元素またはＰ等の５族元素等の不純物を微量に含んでいてもよい。また、ＡｌＮ系半導体とは、基本的にＡｌとＮで構成される窒化物半導体であるが、Ｇａ、ＢまたはＩｎ等の３族元素またはＰ等の５族元素等の不純物を微量に含んでいてもよい。従って、本願では、ＧａＮ系半導体及びＡｌＮ系半導体は、それぞれＡｌＧａＮ系半導体の一部である。
　更に、ｎ型またはｐ型ＡｌＧａＮ系半導体は、ドナーまたはアクセプタ不純物としてＳｉまたはＭｇ等がドーピングされたＡｌＧａＮ系半導体である。本願では、ｐ型及びｎ型と明記されていないＡｌＧａＮ系半導体は、アンドープのＡｌＧａＮ系半導体を意味するが、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ドナーまたはアクセプタ不純物は含まれ得る。また、第１平面は、前記ｎ型層の製造過程で具体的に形成された露出面や他の半導体層との境界面ではなく、前記ｎ型層内を上下方向に平行に延伸する仮想的な平面である。更に、本明細書において、ＡｌＧａＮ系半導体層、ＧａＮ系半導体層、及びＡｌＮ系半導体層は、それぞれ、ＡｌＧａＮ系半導体、ＧａＮ系半導体、及びＡｌＮ系半導体で構成された半導体層である。
　上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子、または、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法によれば、以下に説明するように、第１に、ｎ型層内の第１Ｇａ富化領域に形成される後述する準安定ＡｌＧａＮを利用すること、第２に、ＧａＮ系半導体で構成された井戸層を利用することで、結晶成長装置のドリフト等に起因する特性変動が抑制され、ピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内にある窒化物半導体紫外線発光素子を安定的に生産できることが期待される。
　先ず、ＡｌＧａＮ組成比が所定の整数比で表される「準安定ＡｌＧａＮ」について説明する。
　通常、ＡｌＧａＮ等の三元混晶は、ランダムに３族元素（ＡｌとＧａ）が混合している結晶状態であり、「ランダム・ノンユニフォーミティ（ｒａｎｄｏｍ　ｎｏｎｕｎｉｆｏｒｍｉｔｙ）」で近似的に説明される。しかし、ＡｌとＧａの共有結合半径が異なるため、結晶構造中においてＡｌとＧａの原子配列の対称性が高いほうが、一般的に安定な構造となる。
　ウルツ鉱構造のＡｌＧａＮ系半導体は、対称性のないランダム配列と安定な対称配列の２種類の配列が存在し得る。ここで、一定の比率で、対称配列が支配的となる状態が現れる。後述するＡｌＧａＮ組成比（ＡｌとＧａとＮの組成比）が所定の整数比で表される「準安定ＡｌＧａＮ」において、ＡｌとＧａの周期的な対称配列構造が発現する。
　当該周期的な対称配列構造では、結晶成長面へのＧａ供給量が僅かに増減しても、対称性が高いためにエネルギ的に安定な混晶モル分率となり、質量移動（ｍａｓｓ ｔｒａｎｓｆｅｒ）し易いＧａが極端に増える場所の増殖を防ぐことができる。つまり、ｎ型層内の第１Ｇａ富化領域に形成される「準安定ＡｌＧａＮ」の性質を利用することで、ＡｌＧａＮ系半導体として、結晶成長装置のドリフト等に起因する混晶モル分率の変動が生じても、後述するように活性層に対して低抵抗の電流経路を提供する第１Ｇａ富化領域における混晶モル分率の変動が局所的に抑制される。この結果、ｎ型層から活性層内への安定したキャリア供給が実現でき、デバイス特性の変動が抑制される結果、所期の特性を奏する窒化物半導体紫外線発光素子を安定的に生産できることが期待される。
　次に、ＡｌとＧａが（０００１）面内で周期的な対称配列となり得るＡｌＧａＮ組成比について説明する。
　図１に、ＡｌＧａＮのｃ軸方向に１ユニットセル（２単原子層）の模式図を示す。図１において、白丸は３族元素の原子（Ａｌ，Ｇａ）が位置するサイトを示し、黒丸は５族元素の原子（Ｎ）が位置するサイトを示している。
　図１において六角形で示される３族元素のサイト面（Ａ３面、Ｂ３面）、及び、５族元素のサイト面（Ａ５面、Ｂ５面）は、何れも（０００１）面に平行である。Ａ３面とＡ５面（総称してＡ面）の各サイトには、六角形の各頂点に６つ、六角形の中心に１つのサイトが存在する。Ｂ３面とＢ５面（総称してＢ面）についても同様であるが、図１では、Ｂ面の六角形内に存在する３つのサイトだけを図示している。Ａ面の各サイトはｃ軸方向に重なっており、Ｂ面の各サイトはｃ軸方向に重なっている。しかし、Ｂ５面の１つのサイトの原子（Ｎ）は、Ｂ５面の上側に位置するＡ３面の３つのサイトの原子（Ａｌ，Ｇａ）と、Ｂ５面の下側に位置するＢ３面の１つのサイトの原子（Ａｌ，Ｇａ）と４配位結合を形成し、Ｂ３面の１つのサイトの原子（Ａｌ，Ｇａ）は、Ｂ３面の上側に位置するＢ５面の１つのサイトの原子（Ｎ）と、Ｂ３面の下側に位置するＡ５面の３つのサイトの原子（Ｎ）と４配位結合を形成しているため、図１に示すように、Ａ面の各サイトは、Ｂ面の各サイトとはｃ軸方向に重なっていない。
　図２は、Ａ面の各サイトとＢ面の各サイトとの間の位置関係を、ｃ軸方向から見た平面図として図示したものである。Ａ面及びＢ面ともに、六角形の６つの各頂点は、隣接する他の２つの六角形により共有され、中心のサイトは他の六角形とは共有されないため、１つの六角形内には、実質的に３原子分のサイトが存在する。従って、１ユニットセル当たり、３族元素の原子（Ａｌ，Ｇａ）のサイトが６つ、５族元素の原子（Ｎ）のサイトが６つ存在する。従って、ＧａＮとＡｌＮを除く整数比で表されるＡｌＧａＮ組成比としては、以下の５つのケースが存在する。
１）Ａｌ１Ｇａ５Ｎ６、
２）Ａｌ２Ｇａ４Ｎ６（＝Ａｌ１Ｇａ２Ｎ３）、
３）Ａｌ３Ｇａ３Ｎ６（＝Ａｌ１Ｇａ１Ｎ２）、
４）Ａｌ４Ｇａ２Ｎ６（＝Ａｌ２Ｇａ１Ｎ３）、
５）Ａｌ５Ｇａ１Ｎ６。
　図３に、上記５つの組み合わせの３族元素のＡ３面とＢ３面を模式的に示す。Ｇａが黒丸、Ａｌが白丸で示されている。
　図３（Ａ）に示すＡｌ１Ｇａ５Ｎ６の場合、Ａ３面の６つの頂点サイトとＢ３面の６つの頂点サイトと１つの中心サイトにＧａが位置し、Ａ３面の１つの中心サイトにＡｌが位置している。
　図３（Ｂ）に示すＡｌ１Ｇａ２Ｎ３の場合、Ａ３面及びＢ３面の３つの頂点サイトと１つの中心サイトにＧａが位置し、Ａ３面及びＢ３面の３つの頂点サイトにＡｌが位置している。
　図３（Ｃ）に示すＡｌ１Ｇａ１Ｎ２の場合、Ａ３面の３つの頂点サイトと１つの中心サイトとＢ３面の３つの頂点サイトにＧａが位置し、Ａ３面の３つの頂点サイトとＢ３面の３つの頂点サイトと１つの中心サイトにＡｌが位置している。
　図３（Ｄ）に示すＡｌ２Ｇａ１Ｎ３の場合、Ａ３面及びＢ３面の３つの頂点サイトにＧａが位置し、Ａ３面及びＢ３面の３つの頂点サイトと１つの中心サイトにＡｌが位置している。これは、図３（Ｂ）に示すＡｌ１Ｇａ２Ｎ３の場合のＡｌとＧａの位置を入れ替えたものに等しい。
　図３（Ｅ）に示すＡｌ５Ｇａ１Ｎ６の場合、Ａ３面の１つの中心サイトにＧａが位置し、Ａ３面の６つの頂点サイトとＢ３面の６つの頂点サイトと１つの中心サイトにＡｌが位置している。これは、図３（Ａ）に示すＡｌ１Ｇａ５Ｎ６の場合のＡｌとＧａの位置を入れ替えたものに等しい。
　図３（Ａ）～（Ｅ）の各図において、六角形の６つの頂点の何れか１つに中心が移動した別の六角形を想定すると、Ａ３面の６つの頂点サイトにＡｌまたはＧａが位置していることと、Ａ３面の３つの頂点サイトと１つの中心サイトにＡｌまたはＧａが位置していることと等価であり、Ａ３面の１つの中心サイトにＡｌまたはＧａが位置していることは、Ａ３面の３つの頂点サイトにＡｌまたはＧａが位置していることと等価であることが分かる。Ｂ３面についても同様である。また、図３（Ａ），（Ｃ）及び（Ｅ）の各図において、Ａ３面とＢ３面は入れ替わってもよい。
　図３（Ａ）～（Ｅ）の各図において、Ａ３面とＢ３面の何れにおいても、ＡｌとＧａの原子配列は対称性が維持されている。また、六角形の中心を移動させても、ＡｌとＧａの原子配列は対称性が維持されている。
　更に、図３（Ａ）～（Ｅ）のＡ３面とＢ３面において、六角形のサイト面をハニカム状に繰り返して配置すると、（０００１）面に平行な方向、例えば、［１１－２０］方向、［１０－１０］方向に各サイトを見ると、ＡｌとＧａが周期的に繰り返されて位置しているか、ＡｌとＧａの何れか一方が連続して位置している状態が出現する。従って、何れも、周期的で対称的な原子配列となることが分かる。
　ここで、上記１）～５）のＡｌＧａＮ組成比に対応するＡｌＮモル分率ｘ１（ｘ１＝１／６，１／３，１／２，２／３，５／６）のＡｌｘ１Ｇａ１－ｘ１Ｎを、説明の便宜上、「第１の準安定ＡｌＧａＮ」と称する。第１の準安定ＡｌＧａＮは、ＡｌとＧａの原子配列が周期的な対称配列となり、エネルギ的に安定なＡｌＧａＮとなる。
　次に、図１に示す六角形で示されるサイト面を２ユニットセル（４単原子層）に拡張すると、３族元素のサイト面（Ａ３面、Ｂ３面）と５族元素のサイト面（Ａ５面、Ｂ５面）がそれぞれ２面ずつ存在することになり、２ユニットセル当たり、３族元素の原子（Ａｌ，Ｇａ）のサイトが１２個、５族元素の原子（Ｎ）のサイトが１２個存在することになる。従って、ＧａＮとＡｌＮを除く整数比で表されるＡｌＧａＮ組成比としては、上記１）～５）のＡｌＧａＮ組成比以外に、以下の６つの組み合わせが存在する。
６）　Ａｌ１Ｇａ１１Ｎ１２（＝ＧａＮ＋Ａｌ１Ｇａ５Ｎ６）、
７）　Ａｌ３Ｇａ９Ｎ１２（＝Ａｌ１Ｇａ３Ｎ４＝Ａｌ１Ｇａ５Ｎ６＋Ａｌ１Ｇａ２Ｎ３）、
８）　Ａｌ５Ｇａ７Ｎ１２（＝Ａｌ１Ｇａ２Ｎ３＋Ａｌ１Ｇａ１Ｎ２）、
９）　Ａｌ７Ｇａ５Ｎ１２（＝Ａｌ１Ｇａ１Ｎ２＋Ａｌ２Ｇａ１Ｎ３）、
１０）Ａｌ９Ｇａ３Ｎ１２（＝Ａｌ３Ｇａ１Ｎ４＝Ａｌ２Ｇａ１Ｎ３＋Ａｌ５Ｇａ１Ｎ６）、
１１）Ａｌ１１Ｇａ１Ｎ１２（＝Ａｌ５Ｇａ１Ｎ６＋ＡｌＮ）。
　しかし、これら６）～１１）の６つのＡｌＧａＮ組成比は、その前後に位置する第１の準安定ＡｌＧａＮ、ＧａＮ及びＡｌＮの内の２つのＡｌＧａＮ組成比を組み合わせたものとなるため、ｃ軸方向の対称性が乱れる可能性が高いため、第１の準安定ＡｌＧａＮより安定度は低下するが、Ａ３面及びＢ３面内でのＡｌとＧａの原子配列の対称性は、第１の準安定ＡｌＧａＮと同じであるので、ランダムな非対称配列状態のＡｌＧａＮよりは安定度は高い。ここで、上記６）～１１）のＡｌＧａＮ組成比に対応するＡｌＮモル分率ｘ２（ｘ２＝１／１２，１／４，５／１２，７／１２，３／４，１１／１２）のＡｌｘ２Ｇａ１－ｘ２Ｎを、説明の便宜上、「第２の準安定ＡｌＧａＮ」と称する。以上より、第１及び第２の準安定ＡｌＧａＮは、結晶構造中におけるＡｌとＧａの原子配列の対称性により安定な構造となる。以下、第１及び第２の準安定ＡｌＧａＮを「準安定ＡｌＧａＮ」と総称する。
　ＡｌＧａＮを一定の結晶品質を維持して成長させるには、１０００℃以上の高温で結晶成長を行う必要がある。しかしながら、Ｇａは、結晶表面のサイトに原子が到達した後も、１０００℃以上では動き回ることが想定される。一方、Ａｌは、Ｇａと異なり、表面に吸着し易く、サイトに入った後の移動も、多少は動くと考えられるが制限が強い。
　従って、準安定ＡｌＧａＮであっても、上記１）のＡｌ１Ｇａ５Ｎ６、上記６）のＡｌ１Ｇａ１１Ｎ１２、及び、上記７）のＡｌ１Ｇａ３Ｎ４は、何れもＡｌＮモル分率が２５％以下で、Ｇａの組成比が高いため、１０００℃付近の成長温度では、Ｇａの移動が激しく、原子配列の対称性が乱れ、ＡｌとＧａの原子配列はランダムな状態に近くなり、上述の安定度が、他の準安定ＡｌＧａＮと比べて低下すると考えられる。
　次に、「第１Ｇａ富化領域」について説明する。上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子及び窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法においては、ｎ型層と活性層内の各半導体層が、（０００１）面に平行な多段状のテラスが形成された表面を有するエピタキシャル成長層であるため、ｎ型層内では、質量移動し易いＧａは、テラス領域上を移動して、隣接するテラス間の境界領域に集中することで、テラス領域に比べてＡｌＮモル分率の低い領域が形成される。当該境界領域が、ｎ型層のｎ型ＡｌＧａＮ層のエピタキシャル成長とともに、（０００１）面に対して斜め上方に向かって延伸することで、局所的にＡｌＮモル分率の低い層状領域がｎ型層内で一様に分散して形成される。ここで、Ｇａの質量移動量が十分に大きいと、当該層状領域が、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ１Ｇａ１Ｎ２である準安定ＡｌＧａＮのｎ型ＡｌＧａＮ領域を含む第１Ｇａ富化領域となり得る。
　具体的には、ｎ型層のｎ型本体領域のＡｌＮモル分率（ｎ型層のＡｌＮモル分率の目標値で近似される）が５４％～６６％の範囲内にあるので、ｎ型本体領域からのＧａの質量移動によって形成される層状領域に含まれ得る直近の準安定ＡｌＧａＮは、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ１Ｇａ１Ｎ２の準安定ＡｌＧａＮとなり、且つ、ｎ型本体領域と層状領域のＡｌＮモル分率の差が５％以上となる。よって、ｎ型層の当該層状領域の大半において、Ｇａの質量移動量が十分に大きくなり、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ１Ｇａ１Ｎ２である準安定ＡｌＧａＮのｎ型ＡｌＧａＮ領域を含む第１Ｇａ富化領域が安定的に形成される。つまり、第１Ｇａ富化領域が、層状領域内において支配的に存在し、結果として、ｎ型層中に一様に分散して存在する。但し、ＡｌＧａＮの結晶成長はランダムな過程であるので、Ｇａの質量移動量もランダムに変動し得るため、層状領域内において、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ１Ｇａ１Ｎ２である準安定ＡｌＧａＮのｎ型ＡｌＧａＮ領域を含まない、つまり、ＡｌＮモル分率が５０％より大きい局所的にＡｌＮモル分率の低い領域も形成され得る。
　第１Ｇａ富化領域内に、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ１Ｇａ１Ｎ２である準安定ＡｌＧａＮが存在することで、第１Ｇａ富化領域内へのＧａ供給量の変動が、当該準安定ＡｌＧａＮにおいて吸収される。つまり、第１Ｇａ富化領域内において、Ｇａ供給量が増加すると準安定ＡｌＧａＮが増加し、Ｇａ供給量が減少すると準安定ＡｌＧａＮが減少し、結果として、第１Ｇａ富化領域内のＡｌＮモル分率の変動が抑制される。従って、第１Ｇａ富化領域内において、結晶成長装置のドリフト等に起因するＧａ供給量の変動を吸収して、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ１Ｇａ１Ｎ２（ＡｌＮモル分率が５０％）の準安定ＡｌＧａＮが安定的に形成される。つまり、当該Ｇａ供給量の変動に対して、第１Ｇａ富化領域内のＡｌＮモル分率の変動が抑制される。
　但し、上述したように、ＡｌＧａＮの結晶成長においては、通常、ランダムな非対称配列の状態と、規則的な対称配列の状態が混在し得るため、第１Ｇａ富化領域内においては、規則的な対称配列状態にあるＡｌＮモル分率が５０％の準安定ＡｌＧａＮの領域が安定的に形成されるとともに、ＡｌＮモル分率が５０％から僅かに（例えば、０～３％程度）変動した領域が混在する。従って、第１Ｇａ富化領域内のＡｌＮモル分率は、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ１Ｇａ１Ｎ２である準安定ＡｌＧａＮのＡｌＮモル分率（５０％）の近傍に集中して分布する。
　更に、ｎ型層のｎ型本体領域のＡｌＮモル分率が５４％～６６％の範囲内にあるので、第１Ｇａ富化領域とｎ型本体領域の間のＡｌＮモル分率差は、安定的に４％以上が確保される。従って、ｎ型層内のキャリアは、ｎ型本体領域よりバンドギャップエネルギの小さい第１Ｇａ富化領域内に局在化し、ｎ型層内において電流は優先的に第１Ｇａ富化領域を安定的に流れることができ、窒化物半導体紫外線発光素子の特性変動の抑制が図れる。尚、上述したように、層状領域の一部には、第１Ｇａ富化領域に至らないＡｌＮモル分率が５０％より大きい局所的にＡｌＮモル分率の低い領域も形成され得るため、当該領域とｎ型本体領域の間のＡｌＮモル分率差が４％以上となる場合は、ｎ型層内のキャリアは、当該領域内でも十分に局在化し、電流は、第１Ｇａ富化領域内と同様に当該領域内を流れることができる。
　次に、「井戸層」について説明する。ｎ型層と活性層内の各半導体層が、（０００１）面に平行な多段状のテラスが形成された表面を有するエピタキシャル成長層であるため、井戸層の多段状のテラスの隣接するテラス間の境界領域が、隣接するテラス間を連結する（０００１）面に対して傾斜した傾斜領域となる（上記非特許文献１及び２参照）。尚、当該傾斜領域は多数のステップ（１ユニットセルの段差）及びマクロステップ（複数ユニットセルの段差）が集合している構造であり、傾斜領域に階段状に表出する（０００１）面は、多段状のテラスのテラス面とは区別される。
　ステップフロー成長におけるテラスエッジの側面の横方向への成長に伴い、井戸層上面のテラスが、井戸層下面のテラスに対して横方向に移動するため、井戸層の当該傾斜領域の膜厚は、傾斜領域以外のテラス領域の膜厚より厚くなる。この結果、当該傾斜領域のバンドギャップエネルギはテラス領域より小さくなり、ｎ型層の第１Ｇａ富化領域と同様に、キャリアの局在化が起き易くなる。このため、井戸層での発光は、当該傾斜領域でテラス領域より顕著になる。上記非特許文献１及び２では、ＡｌＧａＮ系半導体の井戸層に対する同様の内容が報告されている。尚、ＡｌＧａＮ系半導体の井戸層では、上記膜厚変調に加えて組成変調も生じて、バンドギャップエネルギはテラス領域より更に小さくなるが、組成変調の生じないＧａＮ系半導体の井戸層でも、同様のキャリアの局在化は生じ得る。尚、井戸層及びバリア層の各テラス領域とは、ｃ軸方向に各層の上面のテラスと下面のテラスに挟まれた領域である。従って、井戸層及びバリア層の各テラス領域以外が各層の境界領域（傾斜領域）となる。
　また、活性層のエピタキシャル成長によって形成される多段状のテラスは、ｎ型層のエピタキシャル成長によって形成される多段状のテラスに連続して形成される。従って、第１Ｇａ富化領域内の電流経路に沿って井戸層に供給されるキャリア（電子）は、井戸層において発光の集中している隣接するテラス間の境界領域（傾斜領域）に集中的に供給される。
　従って、層状領域内において支配的に存在する第１Ｇａ富化領域内に、ＡｌＮモル分率が５０％の準安定ＡｌＧａＮであるｎ型ＡｌＧａＮ領域が安定的に形成されることで、井戸層の傾斜領域への安定したキャリア供給が可能となり、窒化物半導体紫外線発光素子の発光効率等の特性変動の抑制が図れる。
　更に、ｎ型層のｎ型本体領域のＡｌＮモル分率の上限、及び、ｎ型層のＡｌＮモル分率の目標値の上限が、６６％に規定されているため、ｎ型層内において、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ２Ｇａ１Ｎ３の準安定ＡｌＧａＮが支配的に形成されることはない。仮に、当該上限が６７％以上であると、ｎ型本体領域にＡｌ２Ｇａ１Ｎ３の準安定ＡｌＧａＮが安定的に形成され、当該Ａｌ２Ｇａ１Ｎ３の準安定ＡｌＧａＮから、第１Ｇａ富化領域内に、Ａｌ１Ｇａ１Ｎ２の準安定ＡｌＧａＮを安定的に形成するためのＧａを十分に供給することが困難となり、第１Ｇａ富化領域内に形成されるｎ型ＡｌＧａＮ系半導体のＡｌＮモル分率がランダムに変動することになり、所期の効果が期待できなくなる。
　更に、ｎ型層のほぼ全体のＡｌＮモル分率が５０％以上であり、活性層の井戸層で発光したピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの紫外線がｎ型層を透過するため、紫外線発光をｎ型層側から取り出す素子構造を取り得る。
　ところで、３００ｎｍ～３２７ｎｍのピーク発光波長を実現するには、井戸層をＡｌＧａＮ系半導体で構成し、ＡｌＮモル分率を例えば３３％未満の範囲で調整する方法が一般的である。しかし、この場合、Ｇａの組成比が大きいため、Ｇａの偏析による組成変動が大きく、発光波長の変動、発光スペクトルの広帯域化、ピーク波長の分離等の発光特性の劣化が問題となり、所期のピーク発光波長を安定的に実現するのが困難であった。
　しかし、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、井戸層がＧａＮ系半導体で構成されているため、Ｇａの偏析による組成変動が生じ得ないため、結晶成長装置のドリフト等に起因する特性変動の抑制が図れる。つまり、発光波長においても特性変動の抑制が図れる。
　更に、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子は、前記井戸層の前記多段状のテラスの隣接するテラス間の境界領域の厚みが、ｃ軸方向に２ユニットセル～４ユニットセルの範囲内において、前記井戸層に対して前記上下方向に隣接する２つの前記ＡｌＧａＮ系半導体層のＡｌＮモル分率が、５０％～１００％の範囲内において、前記ピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内になるように設定されていることが好ましい。
　更に、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法は、前記井戸層の前記多段状のテラスの隣接するテラス間の境界領域の厚みを、ｃ軸方向に２ユニットセル～４ユニットセルの範囲内において、前記井戸層に対して前記上下方向に隣接する２つの前記ＡｌＧａＮ系半導体層のＡｌＮモル分率を、５０％～１００％の範囲内において、前記ピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内になるように設定し、
　前記第２工程において、前記井戸層を成長させ、前記第１工程、前記第２工程、及び、前記第３工程の内の少なくとも１つの工程において、前記井戸層に対して前記上下方向に隣接する２つの前記ＡｌＧａＮ系半導体層を成長させることが好ましい。
　これらの好適な実施態様により、井戸層をＧａＮ系半導体で構成して、３００ｎｍ～３２７ｎｍのピーク発光波長が具体的に実現される。
　尚、井戸層に対して上下方向に隣接する２つのＡｌＧａＮ系半導体層とは、活性層が井戸層の１層だけで構成されている場合は、ｎ型層とｐ型層が相当する。例えば、ｐ型層がＡｌＮモル分率の異なる複数層のｐ型ＡｌＧａＮ系半導体で構成されている場合は、井戸層と接するｐ型ＡｌＧａＮ系半導体層が相当する。また、活性層が１層以上の井戸層と当該１層以上の井戸層のｎ型層側またはｐ型層側に接するバリア層を含む場合、或いは、活性層が２層以上の井戸層と、隣接する２層の井戸層の間に挿入されたバリア層を含む場合は、当該バリア層が、上記２つのＡｌＧａＮ系半導体層の少なくとも一方に相当する。更に、井戸層が１層以上の場合において、ｎ型層寄りの井戸層とｎ型層が接している場合、ｎ型層は、第１Ｇａ富化領域内にＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域が存在するので、ＡｌＮモル分率が５０％～１００％の範囲内という条件は満足している。
　尚、これらの好適な実施態様において、井戸層の境界領域の厚みに対するｃ軸方向に２ユニットセル～４ユニットセルの範囲、及び、井戸層に対して上下方向に隣接する２つのＡｌＧａＮ系半導体層のＡｌＮモル分率に対する５０％～１００％の範囲は、井戸層の境界領域の厚みと当該２つのＡｌＧａＮ系半導体層のＡｌＮモル分率をそれぞれ当該範囲内において適切に設定することで、３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内にあるピーク発光波長が実現できることを示すもので、それぞれ当該範囲内の全域において、３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内にあるピーク発光波長が実現できることを保証するものではない。この点については、後述する。
　更に、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子は、前記活性層が、２層以上の前記井戸層を含む多重量子井戸構造を有し、２層の前記井戸層間にＡｌＧａＮ系半導体で構成されたバリア層が存在することが好ましい。
　更に、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法は、前記第２工程において、ＧａＮ系半導体で構成された前記井戸層とＡｌＧａＮ系半導体で構成されたバリア層を交互にエピタキシャル成長により積層し、前記バリア層と前記井戸層の各表面に（０００１）面に平行な多段状のテラスが表出した、前記井戸層を２層以上含む多重量子井戸構造の前記活性層を形成することが好ましい。
　これらの好適な実施態様により、活性層が多重量子井戸構造となり、井戸層が１層だけの場合に比べて発光効率の向上が期待できる。
　更に、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子は、前記バリア層が、ＡｌＮモル分率が５０％～９０％の範囲内にあるＡｌＧａＮ系半導体で構成され、２層の前記井戸層間に位置する前記バリア層の内、少なくとも最も前記ｐ型層側の前記バリア層の前記多段状のテラスの隣接するテラス間の境界領域部分が、同じ前記バリア層内で局所的にＡｌＮモル分率の低い第２Ｇａ富化領域となっていることがより好ましい。
　更に、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法は、前記第２工程において、前記バリア層のＡｌＮモル分率の目標値を５５％～９０％の範囲内に設定して、２層の前記井戸層間に位置する前記バリア層の内、少なくとも最も前記ｐ型層側の前記バリア層の前記テラス間の境界領域部分に同じ前記バリア層内で局所的にＡｌＮモル分率の低い第２Ｇａ富化領域を形成することがより好ましい。
　これらの好適な実施態様により、バリア層においても、ｎ型層の第１Ｇａ富化領域と同様に、第２Ｇａ富化領域においてキャリアの局在化が生じ得る。従って、ｎ型層から井戸層において発光の集中している隣接するテラス間の境界領域（傾斜領域）に向けてキャリア（電子）を供給する際に、ｎ型層の第１Ｇａ富化領域とバリア層の第２Ｇａ富化領域を経由して、効率的に行うことができる。
　ここで、井戸層が２層以上の多重量子井戸構造では、最もｐ型層側の井戸層において発効強度が大きいため、当該井戸層のｎ型層側のバリア層において、第２Ｇａ富化領域が形成されていることで、上述のキャリアの井戸層への供給がより効率的に行うことができる。
　更に、上記好適な実施態様の窒化物半導体紫外線発光素子は、前記バリア層の前記第２Ｇａ富化領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２、Ａｌ２Ｇａ１Ｎ３、Ａｌ３Ｇａ１Ｎ４、または、Ａｌ５Ｇａ１Ｎ６となっているＡｌＧａＮ領域が存在することが好ましい。
　更に、上記好適な実施態様の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法は、前記第２工程において、
１）前記バリア層のＡｌＮモル分率の目標値を５４％～６６％の範囲内に設定して、前記第２Ｇａ富化領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２となっているＡｌＧａＮ領域を成長させる、または、
２）前記バリア層のＡｌＮモル分率の目標値を６８％～７４％の範囲内に設定して、前記第２Ｇａ富化領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ２Ｇａ１Ｎ３となっているＡｌＧａＮ領域を成長させる、または、
３）前記バリア層のＡｌＮモル分率の目標値を７６％～８２％の範囲内に設定して、前記第２Ｇａ富化領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ３Ｇａ１Ｎ４となっているＡｌＧａＮ領域を成長させる、または、
４）前記バリア層のＡｌＮモル分率の目標値を８５％～９０％の範囲内に設定して、前記第２Ｇａ富化領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ５Ｇａ１Ｎ６となっているＡｌＧａＮ領域を成長させることが好ましい。
　これらの好適な実施態様により、バリア層の第２Ｇａ富化領域内に準安定ＡｌＧａＮが存在することで、ｎ型層の第１Ｇａ富化領域と同様に、第２Ｇａ富化領域のＡｌＮモル分率の変動が抑制され、安定的に準安定ＡｌＧａＮの領域が第２Ｇａ富化領域内に形成される。従って、バリア層の第２Ｇａ富化領域によって奏される効果が、より安定的に実現される。
　更に、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子は、サファイア基板を含む下地部を、さらに備え、前記サファイア基板は、（０００１）面に対して所定の角度だけ傾斜した主面を有し、当該主面の上方に前記発光素子構造部が形成されており、少なくとも前記サファイア基板の前記主面から前記活性層の表面までの各半導体層が、（０００１）面に平行な多段状のテラスが形成された表面を有するエピタキシャル成長層であることが好ましい。
　上記好適な実施態様により、オフ角を有するサファイア基板を用いて、サファイア基板の主面から活性層の表面までの各層の表面に多段状のテラスが表出するようにエピタキシャル成長を行うことができ、上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子を実現できる。
　上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子、及び、窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法によれば、結晶成長装置のドリフト等に起因する特性変動の抑制されたピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内にある窒化物半導体紫外線発光素子を安定的に提供することができる。
ＡｌＧａＮのウルツ鉱結晶構造を模式的に示す図。 図１に示すウルツ鉱結晶構造のｃ軸方向から見たＡ面の各サイトとＢ面の各サイトとの間の位置関係を示す平面図。 整数比で表されるＡｌＧａＮ組成比の５つの組み合わせのそれぞれにおけるＡ３面とＢ３面でのＡｌとＧａの配置を模式的に示す図。 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４に示す窒化物半導体紫外線発光素子の活性層の積層構造の一例を模式的に示した要部断面図。 ＧａＮ井戸層とＡｌＧａＮバリア層からなる量子井戸構造の発光波長と、井戸層の膜厚及びバリア層のＡｌＮモル分率との関係を示すグラフ。 図４に示す窒化物半導体紫外線発光素子を図４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。 ｎ型クラッド層内の断面構造を示すＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像。 図８に示すＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像中に、ｎ型クラッド層内の断面ＴＥＭ－ＥＤＸのライン分析を行う５箇所の測定領域Ａ～Ｅを示す図。 図９に示す測定領域Ａにおける、ｎ型クラッド層内の断面ＴＥＭ－ＥＤＸのライン分析によるＡｌＮモル分率とＧａＮモル分率の計測結果を示す図。 図９に示す測定領域Ｂにおける、ｎ型クラッド層内の断面ＴＥＭ－ＥＤＸのライン分析によるＡｌＮモル分率とＧａＮモル分率の計測結果を示す図。 図９に示す測定領域Ｃにおける、ｎ型クラッド層内の断面ＴＥＭ－ＥＤＸのライン分析によるＡｌＮモル分率とＧａＮモル分率の計測結果を示す図。 図９に示す測定領域Ｄにおける、ｎ型クラッド層内の断面ＴＥＭ－ＥＤＸのライン分析によるＡｌＮモル分率とＧａＮモル分率の計測結果を示す図。 図９に示す測定領域Ｅにおける、ｎ型クラッド層内の断面ＴＥＭ－ＥＤＸのライン分析によるＡｌＮモル分率とＧａＮモル分率の計測結果を示す図。 ｎ型クラッド層内のＣＬ法によるＡｌＮモル分率の測定領域を示すＳＥＭ像。 図１１に示す各測定領域において測定した１０点のＣＬスペクトルから算出される第１及び第２のＣＬスペクトルを示す図。 一般的な紫外線発光ダイオードの素子構造の一例を模式的に示した要部断面図。
　本発明の実施形態に係る窒化物半導体紫外線発光素子（以下、単に「発光素子」と略称する。）につき、図面に基づいて説明する。尚、以下の説明で使用する図面の模式図では、説明の理解の容易のために、要部を強調して発明内容を模式的に示しているため、各部の寸法比は必ずしも実際の素子と同じ寸法比とはなっていない。以下、本実施形態では、発光素子が発光ダイオードの場合を想定して説明する。
［第１実施形態］
＜発光素子の素子構造＞
　図４に示すように、本実施形態の発光素子１は、サファイア基板１１を含む下地部１０と、複数のＡｌＧａＮ系半導体層２１～２５、ｐ電極２６、及び、ｎ電極２７を含む発光素子構造部２０とを備える。発光素子１は、実装用の基台（サブマウント等）に発光素子構造部２０側（図４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、光の取出方向は下地部１０側（図４における図中下側）である。尚、本明細書では、説明の便宜上、サファイア基板１１の主面１１ａ（または、下地部１０及び各ＡｌＧａＮ系半導体層２１～２５の上面）に垂直な方向を「上下方向」（または、「縦方向」）と称し、下地部１０から発光素子構造部２０に向かう方向を上方向、その逆を下方向とする。また、上下方向に平行な平面を「第１平面」と称す。更に、サファイア基板１１の主面１１ａ（または、下地部１０及び各ＡｌＧａＮ系半導体層２１～２５の上面）に平行な平面を「第２平面」と称し、該第２平面に平行な方向を「横方向」と称す。
　下地部１０は、サファイア基板１１と、サファイア基板１１の主面１１ａ上に直接形成されたＡｌＮ層１２を備えて構成される。サファイア基板１１は、主面１１ａが（０００１）面に対して一定の範囲内（例えば、０度から６度程度まで）の角度（オフ角）で傾斜し、主面１１ａ上に多段状のテラスが表出している微傾斜基板である。
　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１１ａに対してエピタキシャルな結晶方位関係を有している。具体的には、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。尚、ＡｌＮ層１２を構成するＡｌＮ結晶は、微量のＧａやその他の不純物を含んでいてもよいＡｌＮ系半導体層であってもよい。本実施形態では、ＡｌＮ層１２の膜厚として、２μｍ～３μｍ程度を想定している。尚、下地部１０の構造及び使用する基板等は、上述した構成に限定されるものではない。例えば、ＡｌＮ層１２とＡｌＧａＮ系半導体層２１の間に、ＡｌＮモル分率が当該ＡｌＧａＮ系半導体層２１のＡｌＮモル分率以上のＡｌＧａＮ系半導体層を備えていてもよい。
　発光素子構造部２０のＡｌＧａＮ系半導体層２１～２５は、下地部１０側から順に、ｎ型クラッド層２１（ｎ型層）、活性層２２、電子ブロック層２３（ｐ型層）、ｐ型クラッド層２４（ｐ型層）、及び、ｐ型コンタクト層２５（ｐ型層）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。
　本実施形態では、サファイア基板１１の主面１１ａから順番にエピタキシャル成長した下地部１０のＡｌＮ層１２、発光素子構造部２０のｎ型クラッド層２１と活性層２２内の各半導体層は、サファイア基板１１の主面１１ａに由来する（０００１）面に平行な多段状のテラスが形成された表面を有する。尚、ｐ型層の電子ブロック層２３、ｐ型クラッド層２４、及び、ｐ型コンタクト層２５については、活性層２２上にエピタキシャル成長により形成されるため、同様の多段状のテラスが形成され得るが、必ずしも同様の多段状のテラスが形成された表面を有していなくてもよい。
　尚、図４に示すように、発光素子構造部２０の内、活性層２２、電子ブロック層２３、ｐ型クラッド層２４、及び、ｐ型コンタクト層２５は、ｎ型クラッド層２１の上面の第２領域Ｒ２上に積層された部分が、エッチング等によって除去され、ｎ型クラッド層２１の上面の第１領域Ｒ１上に形成されている。そして、ｎ型クラッド層２１の上面は、第１領域Ｒ１を除く第２領域Ｒ２において露出している。ｎ型クラッド層２１の上面は、図４に模式的に示すように、第１領域Ｒ１と第２領域Ｒ２間で高さが異なっている場合があり、その場合は、ｎ型クラッド層２１の上面は、第１領域Ｒ１と第２領域Ｒ２において個別に規定される。
　ｎ型クラッド層２１は、ｎ型ＡｌＧａＮ系半導体で構成され、ｎ型クラッド層２１内に、ｎ型クラッド層２１内で局所的にＡｌＮモル分率の低い層状領域が一様に分散して存在する。当該層状領域には、上述したように、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域（つまり、ＡｌＮモル分率が５０％のｎ型の準安定ＡｌＧａＮ）を含む第１Ｇａ富化領域２１ａが、支配的に存在する。図４では、層状領域内において第１Ｇａ富化領域２１ａが支配的に存在している一例として、層状領域が全て第１Ｇａ富化領域２１ａとなっている場合を模式的に示している。ｎ型クラッド層２１内の層状領域以外の領域を、ｎ型本体領域２１ｂと称す。
　本実施形態では、ｎ型本体領域２１ｂのＡｌＮモル分率は５４％～６６％の範囲内に調整されている。ｎ型クラッド層２１の膜厚として、一般的な窒化物半導体紫外線発光素子で採用されている膜厚と同様に、１μｍ～２μｍ程度を想定しているが、当該膜厚は、２μｍ～４μｍ程度であってもよい。以下において、説明を簡潔にするために、第１Ｇａ富化領域２１ａ内に存在するＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２となっている準安定ＡｌＧａＮのｎ型ＡｌＧａＮ領域を、便宜的に「準安定ｎ型領域」と称する。また、第１Ｇａ富化領域２１ａ内に存在する準安定ｎ型領域以外のＡｌＮモル分率が５０％（２分の１）に対して僅かに変動した領域を「準安定近傍ｎ型領域」と称する。ここで、準安定ｎ型領域は、複数の層状の第１Ｇａ富化領域２１ａ内において、必ずしも層状に連続して存在している必要はなく、準安定近傍ｎ型領域によって分断されて断続的に存在してもよい。
　活性層２２は、ＧａＮ系半導体で構成される２層以上の井戸層２２０と、ＡｌＧａＮ系半導体またはＡｌＮ系半導体で構成される１層以上のバリア層２２１を交互に積層した多重量子井戸構造を備える。最下層の井戸層２２０とｎ型クラッド層２１の間には、バリア層２２１を必ずしも設ける必要はない。また、最上層の井戸層２２０と電子ブロック層２３の間に、バリア層２２１またはバリア層２２１より薄膜でＡｌＮモル分率の高いＡｌＧａＮ層またはＡｌＮ層を設けても構わない。
　図５に、活性層２２における井戸層２２０及びバリア層２２１の積層構造の一例を模式的に示す。図５では、井戸層２２０が３層の場合を例示する。図５に示される井戸層２２０及びバリア層２２１におけるテラスＴが多段状に成長する構造は、上記非特許文献１及び２に開示されているように、公知の構造である。隣接するテラスＴ間の境界領域ＢＡは、上述したように、（０００１）面に対して傾斜した傾斜領域となっている。本実施形態では、１つのテラスＴの奥行（隣接する境界領域ＢＡ間の距離）は数１０ｎｍ～数１００ｎｍが想定される。
　本実施形態では、井戸層２２０からの紫外線発光のピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内となるように、井戸層２２０の多段状のテラスの隣接するテラス間の境界領域（傾斜領域）の厚みを、ｃ軸方向に２ユニットセル～４ユニットセルの範囲内で、更に、バリア層２２１のＡｌＮモル分率を５０％～１００％の範囲内に調整している。
　図６は、井戸層がＧａＮで、バリア層がＡｌＧａＮまたはＡｌＮで構成された量子井戸構造モデルに対して、バリア層のＡｌＮモル分率が６６．７％（ＡｌＧａＮ）と、１００％（ＡｌＮ）の２通りについて、井戸層の膜厚を４ＭＬ（単原子層）～１０ＭＬの範囲内で変化させて得られる発光波長のシミュレーション結果（ピーク発光波長に相当）をグラフ化したものである。
　図６より、井戸層の膜厚が４ＭＬ～８ＭＬ（２ユニットセル～４ユニットセル）の範囲内では、バリア層のＡｌＮモル分率が大きくなるほど、また、井戸層の膜厚が小さくなるほど、井戸層への量子閉じ込め効果が大きくなり、発光波長が短波長化していることが分かる。また、当該範囲内において、発光波長が、概ね２７０ｎｍ～３２５ｎｍの範囲で変化することが分かる。従って、発光波長を３２５ｎｍより僅かに長波長化して３２７ｎｍとしたい場合は、バリア層のＡｌＮモル分率を６６．７％より僅かに小さくすることで実現し得る。図６より、井戸層２２０の傾斜領域の膜厚を２ユニットセル～４ユニットセルの範囲内、及び、バリア層２２１のＡｌＮモル分率を５０％～１００％の範囲内で調整することで、３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内のピーク発光波長が実現し得ることが分かる。
　井戸層２２０における紫外線発光は、隣接するテラスＴ間の境界領域（傾斜領域）ＢＡで顕著に発生するため、井戸層２２０の膜厚条件は、当該傾斜領域ＢＡにおいて満足することが重要である。尚、井戸層２２０のテラス領域ＴＡの膜厚は、傾斜領域ＢＡと同様に、２ユニットセル～４ユニットセルの範囲内に調整するのが好ましいが、テラスＴ上の一部に六角形状の微小な突起部（ヒロック）等が存在し膜厚が部分的に４ユニットセルを超えていてもよい。また、バリア層２２１の膜厚は、テラス領域ＴＡ及び傾斜領域ＢＡを含めて、例えば、６ｎｍ～８ｎｍの範囲内で調整するのが好ましい。
　バリア層２２１は、上述したように、ｎ型クラッド層２１及び井戸層２２０と同様に、（０００１）面に平行な多段状のテラスが形成された表面を有し、更に、ｎ型クラッド層２１と同様にＡｌＧａＮ系半導体で構成される。ここで、バリア層２２１は、ＡｌＮモル分率が１００％のＡｌＮ系半導体で構成される場合が含まれるが、ピーク発光波長及び井戸層２２０の傾斜領域の膜厚に応じて、ＡｌＮモル分率が１００％でないＡｌＧａＮ系半導体で構成される場合がある。従って、図５に模式的に示すように、バリア層２２１が、ＡｌＮモル分率が１００％でないＡｌＧａＮ系半導体で構成される場合は、ｎ型クラッド層２１と同様に、バリア層２２１内で局所的にＡｌＮモル分率の低い第２Ｇａ富化領域２２１ａが、バリア層２２１の隣接するテラスＴ間の境界領域（傾斜領域）ＢＡまたはその近傍に形成され得る。ここで、バリア層２２１内の第２Ｇａ富化領域２２１ａ以外の領域を、便宜的に、バリア本体領域２２１ｂと称す。バリア本体領域２２１ｂは、主として、バリア層２２１内のテラス領域ＴＡに存在する。バリア層２２１の第２Ｇａ富化領域２２１ａを含む全体のＡｌＮモル分率は、一例として、上述した５０％～１００％の範囲内の一部である５０％～９０％の範囲内とすると、第２Ｇａ富化領域２２１ａにおけるキャリアの局在化の効果を十分に確保するために、第２Ｇａ富化領域２２１ａとバリア本体領域２２１ｂのＡｌＮモル分率差を４～５％以上とするのが好ましいが、１％程度でも、キャリアの局在化の効果は期待し得る。よって、本実施形態では、バリア本体領域２２１ｂのＡｌＮモル分率は、５１％～９０％の範囲内とする。
　電子ブロック層２３は、ｐ型ＡｌＧａＮ系半導体で構成される。ｐ型クラッド層２４は、ｐ型ＡｌＧａＮ系半導体で構成される。ｐ型コンタクト層２５は、ｐ型ＡｌＧａＮ系半導体またはｐ型ＧａＮ系半導体で構成される。ｐ型コンタクト層２５は、典型的にはＧａＮで構成される。尚、活性層２２、電子ブロック層２３、ｐ型クラッド層２４、及び、ｐ型コンタクト層２５等の各層の膜厚は、発光素子１の発光波長特性及び電気的特性に応じて適宜決定される。また、ｐ型クラッド層２４は、ｐ型層の寄生抵抗を低減するために省略しても構わない。
　ｐ電極２６は、例えばＮｉ／Ａｕ等の多層金属膜で構成され、ｐ型コンタクト層２５の上面に形成される。ｎ電極２７は、例えばＴｉ／Ａｌ／Ｔｉ／Ａｕ等の多層金属膜で構成され、ｎ型クラッド層２１の第２領域Ｒ２内の露出面上の一部の領域に形成される。尚、ｐ電極２６及びｎ電極２７は、上述の多層金属膜に限定されるものではなく、各電極を構成する金属、積層数、積層順などの電極構造は適宜変更してもよい。図７に、ｐ電極２６とｎ電極２７の発光素子１の上側から見た形状の一例を示す。図７において、ｐ電極２６とｎ電極２７の間に存在する線ＢＬは、第１領域Ｒ１と第２領域Ｒ２の境界線を示しており、活性層２２、電子ブロック層２３、ｐ型クラッド層２４、及び、ｐ型コンタクト層２５の外周側壁面と一致する。
　本実施形態では、図７に示すように、第１領域Ｒ１及びｐ電極２６の平面視形状は、一例として、櫛形形状のものを採用しているが、第１領域Ｒ１及びｐ電極２６の平面視形状及び配置等は、図７の例示に限定されるものではない。
　ｐ電極２６とｎ電極２７間に順方向バイアスを印加すると、ｐ電極２６から活性層２２に向けて正孔が供給され、ｎ電極２７から活性層２２に向けて電子が供給され、供給された正孔及び電子の夫々が活性層２２に到達して再結合することで発光する。また、これにより、ｐ電極２６とｎ電極２７間に順方向電流が流れる。
　ｎ型クラッド層２１の第１Ｇａ富化領域２１ａは、図４中において、１つの層が２重線で模式的に示されているように、複数層が上下方向に離間して存在する。また、上下方向に平行な１つの第１平面（例えば、図４に示されている断面）で、第１Ｇａ富化領域２１ａの少なくとも一部の延伸方向が横方向（第１平面と第２平面との交線の延伸方向）に対して傾斜している。尚、図４に示す第１平面上では、第１Ｇａ富化領域２１ａの各層は、模式的に平行な線（２重線）で図示されているが、該延伸方向と横方向の成す傾斜角は、各第１Ｇａ富化領域２１ａ間で、必ずしも同じではなく、同じ第１Ｇａ富化領域２１ａ内でも位置によって変化し得るため、第１平面上の第１Ｇａ富化領域２１ａは必ずしも直線状に延伸しているとは限らない。また、該傾斜角は、第１平面の向きによっても変化する。従って、第１Ｇａ富化領域２１ａの一部が、第１平面上において、他の第１Ｇａ富化領域２１ａと交差、または、他の第１Ｇａ富化領域２１ａから分岐することもあり得る。第１Ｇａ富化領域２１ａの延伸方向と横方向の成す傾斜角が位置によって変化している点、及び、第１Ｇａ富化領域２１ａがｎ型クラッド層２１内で一様に分散して存在している点は、図８に示すＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像に明確に示されている。
　また、第１Ｇａ富化領域２１ａは、図４中の第１平面上では、夫々、１本の線（２重線）で示されているが、該第１平面に垂直な方向にも、第２平面に平行または傾斜して延伸しており、２次元的な広がりを有している。従って、複数の第１Ｇａ富化領域２１ａは、ｎ型クラッド層２１内の複数の第２平面上では、縞状に観察され得る。
　第１Ｇａ富化領域２１ａは、上述のように、ｎ型クラッド層２１内において局所的にＡｌＮモル分率の低い層状領域である。つまり、第１Ｇａ富化領域２１ａのＡｌＮモル分率が、ｎ型本体領域２１ｂのＡｌＮモル分率に対して相対的に低くなっている。また、第１Ｇａ富化領域２１ａとｎ型本体領域２１ｂの境界近傍において、両領域のＡｌＮモル分率が漸近的に連続している場合、両領域間の境界は明確に規定できない。
　従って、斯かる場合には、ｎ型クラッド層２１全体の平均的なＡｌＮモル分率、例えば、後述するｎ型クラッド層２１の成長条件（有機金属化合物気相成長法で使用する原料ガスやキャリアガスの供給量及び流速）の前提となるＡｌＮモル分率を基準として、ＡｌＮモル分率が当該基準値より低い部分を、相対的に第１Ｇａ富化領域２１ａとして規定することができる。更に、上記規定方法以外にも、例えば、後述するＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像に基いて、明度変化の大きい部分を、両層の境界と規定することもできる。但し、本願発明において、両層の境界の定義自体は重要ではなく、第１Ｇａ富化領域２１ａの存在自体を把握できれば十分である。
　実際、第１Ｇａ富化領域２１ａは、ｎ型本体領域２１ｂからのＧａの質量移動に伴い形成されるものであるので、ｎ型本体領域２１ｂからのＧａの供給量に応じて、第１Ｇａ富化領域２１ａ内の平均的なＡｌＮモル分率は変化し、第１Ｇａ富化領域２１ａ内においてもＡｌＮモル分率は必ずしも一様ではない。しかし、本実施形態では、第１Ｇａ富化領域２１ａ内に、準安定ｎ型領域が安定的に形成されるため、上記Ｇａの供給量に少々の変動があっても、当該変動が準安定ｎ型領域によって吸収され、第１Ｇａ富化領域２１ａ内のＡｌＮモル分率の変動は抑制される。このため、個々の第１Ｇａ富化領域２１ａ内のＡｌＮモル分率の極小値は、準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率である５０％またはその近傍値となる。但し、上述したように、第１Ｇａ富化領域２１ａ内には、準安定ｎ型領域とともに、準安定近傍ｎ型領域も存在し、準安定近傍ｎ型領域もｎ型本体領域２１ｂからのＧａの質量移動に伴い形成されるため、通常、準安定近傍ｎ型領域のＡｌＮモル分率は、準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率より高くなり、第１Ｇａ富化領域２１ａ内の平均的なＡｌＮモル分率は、準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率より僅かに高くなる。
　一方、ｎ型本体領域２１ｂは、第１Ｇａ富化領域２１ａに対してＧａを供給することで、ｎ型本体領域２１ｂ内のＧａが質量移動した後の箇所は相対的にＡｌＮモル分率が高くなる。更に、ｎ型本体領域２１ｂ内において、第１Ｇａ富化領域２１ａの形成に至らない程度のＧａの質量移動も発生し得るため、ｎ型本体領域２１ｂ内においても、ＡｌＮモル分率はある程度変動する。しかし、上述したように、ｎ型クラッド層２１内のキャリアは、ｎ型本体領域２１ｂよりバンドギャップエネルギの小さい第１Ｇａ富化領域２１ａ内に局在化し、ｎ型クラッド層２１内において電流は優先的に第１Ｇａ富化領域２１ａを安定的に流れるため、ｎ型本体領域２１ｂ内のＡｌＮモル分率が少々変動しても、発光素子１の特性変動は、第１Ｇａ富化領域２１ａによって抑制される。
＜発光素子の製造方法＞
　次に、図４に例示した発光装置１の製造方法の一例について説明する。
　先ず、有機金属化合物気相成長（ＭＯＶＰＥ）法により、下地部１０に含まれるＡｌＮ層１２及び発光素子構造部２０に含まれる窒化物半導体層２１～２５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型クラッド層２１にはドナー不純物として例えばＳｉをドーピングし、電子ブロック層２３、ｐ型クラッド層２４、及び、ｐ型コンタクト層２５にはアクセプタ不純物として例えばＭｇをドーピングする。
　本実施形態では、少なくともＡｌＮ層１２、ｎ型クラッド層２１、及び、活性層２２（井戸層２２０、バリア層２２１）の各表面に（０００１）面に平行な多段状のテラスを表出させるために、サファイア基板１１は、主面１１ａが（０００１）面に対して一定の範囲内（例えば、０度から６度程度まで）の角度（オフ角）で傾斜し、主面１１ａ上に多段状のテラスが表出している微傾斜基板を使用する。
　斯かるエピタキシャル成長の条件として、上述の微傾斜基板の（０００１）サファイア基板１１の使用に加えて、例えば、多段状のテラスが表出し易い成長速度（具体的に例えば、成長温度、原料ガスやキャリアガスの供給量や流速等の諸条件を適宜設定することで、当該成長速度を達成する）等が挙げられる。尚、これらの諸条件は、成膜装置の種類や構造によって異なり得るため、成膜装置において実際に幾つかの試料を作製して、これらの条件を特定すればよい。
　ｎ型クラッド層２１の成長条件として、成長開始直後に、ＡｌＮ層１２の上面に形成された多段状のテラス間の段差部（境界領域）にＧａの質量移動によって第１Ｇａ富化領域２１ａの成長開始点が形成され、引き続き、ｎ型クラッド層２１のエピタキシャル成長に伴い、第１Ｇａ富化領域２１ａが、Ｇａの質量移動に伴う偏析によって斜め上方に向かって成長できるように、成長温度、成長圧力、及び、ドナー不純物濃度が選択される。
　具体的には、成長温度としては、Ｇａの質量移動の生じ易い１０５０℃以上で、良好なｎ型ＡｌＧａＮが調製可能な１１５０℃以下が好ましい。また、成長温度が１１７０℃を超えると、Ｇａの質量移動が過剰となり、第１の準安定ＡｌＧａＮといえども、ＡｌＮモル分率がランダムに変動し易くなるため、ＡｌＮモル分率が５０％の準安定ＡｌＧａＮが安定的に形成し辛くなるため、好ましくない。成長圧力としては、７５Ｔｏｒｒ以下が良好なＡｌＧａＮの成長条件として好ましく、成膜装置の制御限界として１０Ｔｏｒｒ以上が現実的であり好ましい。ドナー不純物濃度は、１×１０１８～５×１０１８ｃｍ－３程度が好ましい。尚、上記成長温度及び成長圧力等は、一例であって、使用する成膜装置に応じて適宜最適な条件を特定すればよい。
　有機金属化合物気相成長法で使用する原料ガス（トリメチルアルミニウム（ＴＭＡ）ガス、トリメチルガリウム（ＴＭＧ）ガス、アンモニアガス）やキャリアガスの供給量及び流速は、ｎ型クラッド層２１全体の平均的なＡｌＮモル分率Ｘａを目標値として設定される。ここで、ｎ型本体領域２１ｂの平均的なＡｌＮモル分率をＸｂ（＝５４％～６６％）とし、ＡｌＮモル分率が５０％の準安定ｎ型領域とＡｌＮモル分率が５０％より僅かに高い準安定近傍ｎ型領域の存在する第１Ｇａ富化領域２１ａの平均的なＡｌＮモル分率をＸｃ（＞５０％）とし、ｎ型本体領域２１ｂから第１Ｇａ富化領域２１ａへのＧａの質量移動を考慮すると、Ｘｂ＞Ｘａ＞Ｘｃとなるが、ｎ型クラッド層２１全体に占める第１Ｇａ富化領域２１ａの体積比率が小さいため、近似的にＸａ＝Ｘｂとして設定することができる。
　第１Ｇａ富化領域２１ａ内には、ＡｌＮモル分率が５０％の準安定ｎ型領域が安定的に存在しており、ｎ型クラッド層２１のＡｌＮモル分率の目標値Ｘａが５４％～６６％であるので、準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率５０％とｎ型本体領域２１ｂの平均的なＡｌＮモル分率Ｘｂとの差は（Ｘｂ－５０％）は安定的に４％以上が確保され、ｎ型層内のキャリアは、ｎ型本体領域２１ｂよりバンドギャップエネルギの小さい第１Ｇａ富化領域２１ａ内に局在化する。更に、目標値Ｘａの上限が６６％であるので、ｎ型本体領域２１ｂ内において、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ２Ｇａ１Ｎ３の準安定ＡｌＧａＮが支配的に形成されることはない。仮に、目標値Ｘａの上限が６７％以上であると、ｎ型本体領域２１ｂ内にＡｌ２Ｇａ１Ｎ３の準安定ＡｌＧａＮが安定的に形成され、当該Ａｌ２Ｇａ１Ｎ３の準安定ＡｌＧａＮから、第１Ｇａ富化領域内に、Ａｌ１Ｇａ１Ｎ２の準安定ＡｌＧａＮ（準安定ｎ型領域）を安定的に形成するためのＧａを十分に供給することが困難となる。従って、目標値Ｘａの上限を６６％に設定することで、第１Ｇａ富化領域２１ａにＡｌＮモル分率が５０％の準安定ｎ型領域を安定的に形成することが可能となる。
　尚、ドナー不純物濃度は、ｎ型クラッド層２１の膜厚に対して、必ずしも上下方向に均一に制御する必要はない。例えば、ｎ型クラッド層２１内の所定の薄い膜厚部分の不純物濃度が、上記設定濃度より低く、例えば、１×１０１８ｃｍ－３未満、更に好ましくは、１×１０１７ｃｍ－３以下に制御された低不純物濃度層であってもよい。当該低不純物濃度層の膜厚としては、０ｎｍより大きく２００ｎｍ以下程度が好ましく、１０ｎｍ以上１００ｎｍ以下程度がより好ましく、更に、２０ｎｍ以上５０ｎｍ以下程度がより好ましい。また、当該低不純物濃度層のドナー不純物濃度は、上記設定濃度より低ければよく、アンドープ層（０ｃｍ－３）が一部に含まれていてもよい。更に、該低不純物濃度層の一部または全部は、ｎ型クラッド層２１の上面から下方側に１００ｎｍ以内の深さの上層域に存在することが好ましい。
　上記要領で、第１Ｇａ富化領域２１ａとｎ型本体領域２１ｂを有するｎ型クラッド層２１が形成されると、ｎ型クラッド層２１の上面の全面に、引き続き、有機金属化合物気相成長（ＭＯＶＰＥ）法等の周知のエピタキシャル成長法により、活性層２２（井戸層２２０、バリア層２２１）、電子ブロック層２３、ｐ型クラッド層２４、及び、ｐ型コンタクト層２５等を形成する。
　活性層２２の形成において、ｃ軸方向に２ユニットセル～４ユニットセルの範囲内で、紫外線発光のピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内となるように予め設定された膜厚となるように、ＴＭＡガスを供給せずに、上述した多段状のテラスが表出し易い成長条件で、井戸層２２０を成長させる。更に、ｎ型クラッド層２１と同様の要領で、バリア本体領域２２１ｂに対して設定されたＡｌＮモル分率（５１％～９０％または１００％）を目標値として、多段状のテラスが表出し易い成長条件で、バリア層２２１を成長させる。
　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、上記要領で積層した窒化物半導体層２１～２５の第２領域Ｒ２を、ｎ型クラッド層２１の上面が露出するまで選択的にエッチングして、ｎ型クラッド層２１の上面の第２領域Ｒ２部分を露出させる。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第１領域Ｒ１内のｐ型コンタクト層２５上にｐ電極２６を形成するとともに、エッチングされた第１領域Ｒ２内のｎ型クラッド層２１上にｎ電極２７を形成する。尚、ｐ電極２６及びｎ電極２７の一方または両方の形成後に、ＲＴＡ（瞬間熱アニール）等の周知の熱処理方法により熱処理を行ってもよい。
　尚、発光素子１は、一例として、サブマウント等の基台にフリップチップ実装された後、シリコーン樹脂や非晶質フッ素樹脂等の所定の樹脂（例えば、レンズ形状の樹脂）によって封止された状態で使用され得る。
＜ｎ型クラッド層の断面観察及び組成分析結果＞
　次に、ｎ型クラッド層２１の断面観察用の試料を作製し、該試料からｎ型クラッド層２１の上面に垂直（または略垂直）な断面を有する試料片を収束イオンビーム（ＦＩＢ）で加工し、該試料片を走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）で観察した結果を、図面を参照して説明する。
　該試料は、上述したｎ型クラッド層２１等の作製要領に従って、上述のサファイア基板１１とＡｌＮ層１２からなる下地部１０上に、ｎ型クラッド層２１と、活性層２２と、ｎ型クラッド層２１より高ＡｌＮモル分率のＡｌＧａＮ層と、試料表面保護用のＡｌＧａＮ層と、保護用樹脂膜を順番に堆積して作製した。尚、該試料の作製においては、主面が（０００１）面に対してオフ角を有するサファイア基板１１を用いてＡｌＮ層１２の表面に多段状のテラスが表出した下地部１０を使用した。尚、該試料の作製において、ｎ型クラッド層２１の膜厚は２μｍとし、ｎ型クラッド層２１のＡｌＮモル分率の目標値を５８％とした。更に、ドナー不純物濃度が約３×１０１８ｃｍ－３となるように、ドナー不純物（Ｓｉ）の注入量を制御した。
　図８に、上記試料片の断面の高角散乱環状暗視野（ＨＡＡＤＦ）－ＳＴＥＭ像を示す。図８は、該試料片のＡｌＮ層１２の上層部からｎ型クラッド層２１上面までを含むｎ型クラッド層２１の全体を観察するＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像である。
　ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像は、原子量に比例したコントラストが得られ、重い元素は明るく表示される。よって、ｎ型クラッド層２１内の第１Ｇａ富化領域２１ａとｎ型本体領域２１ｂは、ＡｌＮモル分率の低い第１Ｇａ富化領域２１ａの方が、ｎ型本体領域２１ｂより明るく表示される。ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像は、通常のＳＴＥＭ像（明視野像）よりＡｌＮモル分率の差の観察には適している。
　図８より、ｎ型クラッド層２１内に、局所的にＡｌＮモル分率の低い層状領域である複数の第１Ｇａ富化領域２１ａが上下方向に分散して存在し、第１Ｇａ富化領域２１ａのそれぞれが、ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像の画面（試料片の断面、第１平面に相当）上において、ｎ型クラッド層２１の上面と該第１平面との交線に対して傾斜した方向に延伸していることが分かる。第１Ｇａ富化領域２１ａのそれぞれは、線状に斜め上方に向けて延伸しているが、必ずしも直線状に延伸しておらず、上記交線に対する傾斜角は、同じ第１Ｇａ富化領域２１ａ内でも位置によって変化していることが分かる。また、図８に示す断面（第１平面に相当）において、第１Ｇａ富化領域２１ａの一部が、他の第１Ｇａ富化領域２１ａと交差、または、他の第１Ｇａ富化領域２１ａから分岐していることも観察される。
　本実施形態では、上記試料片のｎ型クラッド層２１内の組成分析を２種類の分析方法（エネルギ分散型Ｘ線分光法（断面ＴＥＭ－ＥＤＸ）のライン分析とＣＬ（カソードルミネッセンス）法）で行った。
　ＥＤＸ法による組成分析（ＥＤＸ測定）では、先ず、図８に示すＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像のほぼ全域をカバーする全体測定領域において、電子線プローブ（直径：約２ｎｍ）を縦方向（上下方向）及び横方向（第２平面に平行な方向）に走査して、５１２×５１２のマトリクス状に、縦方向及び横方向に約４ｎｍ間隔で分布した各プローブ箇所における検出データ（Ａｌ及びＧａの各組成に対応するＸ線強度）を取得した。
　次に、全体測定領域に分散して存在する第１Ｇａ富化領域２１ａに対して、ＥＤＸ測定によるライン分析を行うために、図９に示すように、全体測定領域内に概ね正方形状（約４２０ｎｍ×約４２０ｎｍ）の５箇所の測定領域Ａ～Ｅを設定した。図９は、図８のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像に、各測定領域Ａ～Ｅを示す矩形枠を重ねて示している。５箇所の各測定領域は、ＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像上で確認された少なくとも１本の第１Ｇａ富化領域２１ａが横断するように設定されてる。また、各測定領域の傾きは、測定領域内の少なくとも１本の第１Ｇａ富化領域２１ａの延伸方向が、ライン分析の走査方向と直交するように、測定領域毎に設定されている。測定領域Ａ～Ｅの各傾き（全体測定領域の縦方向と各測定領域の縦方向の成す角度）は、約２０°でほぼ等しいが、厳密には必ずしも同じではない。ここで、全体測定領域の縦方向及び横方向とは別に、図９の各測定領域Ａ～Ｅ内において、説明の便宜上、ライン分析の走査方向を縦方向とし、走査方向と直交する方向を横方向とする。各測定領域内に示されている中央の縦線は走査方向を示し、同中央の横線は、上記少なくとも１本の第１Ｇａ富化領域２１ａが存在していると想定される場所を示し、後述する組成分析結果におけるライン分析の走査位置の原点（０ｎｍ）となっている。尚、走査方向を示す縦線には矢印が付されており、ＡｌＮ層１２の方向を指している。尚、走査位置は、中央の縦線上に、上記原点を挟んで上下方向に、約５ｎｍ間隔で、測定領域Ａ～Ｅ別に、合計が４９～８８点の範囲内で設定されている。
　ＥＤＸ測定では、照射する電子線プローブの直径が約２ｎｍと小さいため、空間分解能は高いが、各プローブ箇所から放射されるＸ線が微弱であるため、本実施形態のライン分析では、各走査位置において横方向に整列した複数のプローブ箇所から得られる検出データを累積して、各走査位置での検出データとしている。尚、「横方向に整列」するとは、電子線プローブの照射範囲が、各走査位置において上記縦線と交差し横方向に延伸する横線と重なっていることを意味する。
　従って、或る走査位置において、横方向に整列した複数のプローブ箇所の全てが、第１Ｇａ富化領域２１ａの準安定ｎ型領域内に位置している場合は、累積された検出データは、準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率を精度良く示すことになる。同様に、或る走査位置において、横方向に整列した複数のプローブ箇所の全てが、ｎ型本体領域２１ｂ内に位置している場合は、累積された検出データは、ｎ型本体領域２１ｂのＡｌＮモル分率を精度良く示すことになる。
　しかし、或る走査位置において、第１Ｇａ富化領域２１ａの準安定ｎ型領域の延伸方向が、ライン分析の走査方向と正確に直交していない場合、または、第１Ｇａ富化領域２１ａの準安定ｎ型領域の延伸方向が屈曲等して、直線状でない場合等、横方向に整列した複数のプローブ箇所の一部、または、各プローブ箇所のプローブ範囲（直径約２ｎｍ）の一部が、準安定ｎ型領域以外の準安定近傍ｎ型領域内またはｎ型本体領域２１ｂ内に位置している場合は、累積された検出データは、複数のプローブ箇所の平均的なＡｌＮモル分率を示すことになり、準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率より高い値を示す。
　同様に、或る走査位置において、横方向に整列した複数のプローブ箇所の大半がｎ型本体領域２１ｂ内に位置しているとしても、複数のプローブ箇所の一部、または、各プローブ箇所のプローブ範囲（直径約２ｎｍ）の一部が、ｎ型本体領域２１ｂ内のＧａの質量移動によって生じたＡｌＮモル分率が局所的に低いまたは高い領域、または、ｎ型本体領域２１ｂ以外のＡｌＮモル分率が局所的に低い領域（第１Ｇａ富化領域２１ａ以外の層状領域、第１Ｇａ富化領域２１ａ内の準安定ｎ型領域または準安定近傍ｎ型領域）内に位置している場合は、累積された検出データは、複数のプローブ箇所の平均的なＡｌＮモル分率を示すことになり、ｎ型本体領域２１ｂの平均的なＡｌＮモル分率（≒ｎ型クラッド層２１のＡｌＮモル分率の目標値）より低いまたは高い値を示す。
　図１０Ａ～図１０Ｅに、ＥＤＸ測定のライン分析により、図９に示す５箇所の測定領域Ａ～Ｅにおけるｎ型クラッド層２１内の組成分析を行った結果を示す。図１０Ａ～図１０Ｅに示す各測定領域Ａ～Ｅの組成分析結果のグラフは、横軸が、各測定領域の中央の縦線に沿った走査位置を示し、縦軸が、ＡｌＮモル分率とＧａＮモル分率の測定結果を示している。横軸の走査位置の０ｎｍは、各測定領域内に示されている中央の横線の位置（少なくとも１本の第１Ｇａ富化領域２１ａが存在していると想定される場所）を示している。走査位置は、原点（０ｎｍ）より下側（ＡｌＮ層１２側）が正値で、上側（活性層２２側）が負値で、それぞれ示されている。
　ＥＤＸ測定では、上述したように、プローブ箇所から放射されるＸ線が微弱であるため、各走査位置において横方向にプローブ箇所の検出データ（各組成のＸ線強度）を累積しても、一般的に測定誤差は大きい。例えば、ＡｌＮモル分率が予め確定しているＡｌＮ層１２のＡｌＮモル分率（１００％）を基準に較正を行った場合、各走査位置の検出データの測定誤差は、基準となるＡｌＮ層１２近傍でも±２～３％程度はあり、更に、ＡｌＮ層１２から遠ざかるに従い、測定精度は更に低下する。このため、本実施形態では、ＡｌＮ層１２から離間した領域においても各走査位置における測定誤差を±２～３％程度に抑制するために、ＥＤＸ測定に使用した試料片と同じ試料を用いて、ラザフォード後方散乱（ＲＢＳ）分析法によるｎ型クラッド層２１内のＡｌとＧａの組成分析を行い、当該ＲＢＳ分析結果を用いて、ＥＤＸ測定で得られた結果を較正した。図１０Ａ～図１０Ｅに示す測定領域Ａ～ＥのＡｌＮモル分率とＧａＮモル分率は、当該較正した結果を示している。
　図１０Ａより、測定領域Ａにおいては、走査位置が約－１３１ｎｍ～約－９２ｎｍの領域Ａ１と走査位置が約－５ｎｍ～約１０ｎｍの領域Ａ２に、第１Ｇａ富化領域２１ａの存在が確認できる。領域Ａ１内の９点の走査位置でのＡｌＮモル分率は、４９．４％～５２．８％（４９％～５２％内は６点、４９％～５１％内は３点）で、領域Ａ１内には、ＡｌＮモル分率が５０．０％の走査位置も含まれている。領域Ａ２内の４点の走査位置でのＡｌＮモル分率は、５１．３％～５２．８％（５０％～５２％内は２点）である。
　図１０Ｂより、測定領域Ｂにおいては、走査位置の約－１１６ｎｍ～約－７３ｎｍの領域Ｂ１と走査位置が約－５ｎｍ～約５ｎｍの領域Ｂ２に、第１Ｇａ富化領域２１ａの存在が確認できる。領域Ｂ１内の１０点の走査位置でのＡｌＮモル分率は、５１．３％～５２．８％（５０％～５２％内は４点）である。領域Ｂ２内の３点の走査位置でのＡｌＮモル分率は、５０．５％～５１．９％（５０％～５２％内は３点）である。
　図１０Ｃより、測定領域Ｃにおいては、走査位置の約－１４０ｎｍ～約－１１１ｎｍの領域Ｃ１と走査位置が約－１０ｎｍ～約４８ｎｍの領域Ｃ２に、第１Ｇａ富化領域２１ａの存在が確認できる。領域Ｃ１内の７点の走査位置でのＡｌＮモル分率は、５１．１％～５２．７％（５０％～５２％内は４点）である。領域Ｃ２内の１３点の走査位置でのＡｌＮモル分率は、５１．１％～５２．７％（５０％～５２％内は９点）である。
　図１０Ｄより、測定領域Ｄにおいては、走査位置の約－１６０ｎｍ～約－１４０ｎｍの領域Ｄ１、走査位置の約－７３ｎｍ～約－５８ｎｍの領域Ｄ２、走査位置の０ｎｍ～約１５ｎｍの領域Ｄ３、及び、走査位置が約９７ｎｍ～約１０６ｎｍの領域Ｄ４に、第１Ｇａ富化領域２１ａの存在が確認できる。領域Ｄ１内の５点の走査位置でのＡｌＮモル分率は、４９．１％～５２．３％（４９％～５２％内は３点）であり、領域Ｄ１内には、ＡｌＮモル分率が４９．８％の走査位置も含まれている。領域Ｄ２内の４点の走査位置でのＡｌＮモル分率は、５１．４％～５２．７％（５０％～５２％内は３点）である。領域Ｄ３内の４点の走査位置でのＡｌＮモル分率は、５１．６％～５２．２％（５０％～５２％内は２点）である。領域Ｄ４内の３点の走査位置でのＡｌＮモル分率は、５１．０％～５１．３％（５０％～５２％内は３点）である。
　図１０Ｅより、測定領域Ｅにおいては、走査位置の約－１６９ｎｍ～約－９７ｎｍの領域Ｅ１と、走査位置の約－５ｎｍ～約５ｎｍの領域Ｅ２に、第１Ｇａ富化領域２１ａの存在が確認できる。領域Ｅ１内の１６点の走査位置でのＡｌＮモル分率は、５０．５％～５２．５％（５０％～５２％内は１１点、５０％～５１％内は６点）である。領域Ｅ２内の３点の走査位置でのＡｌＮモル分率は、５０．８％～５２．６％（５０％～５２％内は２点）である。
　以上より、上述した各走査位置における±２～３％程度の測定誤差、及び、第１Ｇａ富化領域２１ａに関して横方向に整列した複数のプローブ箇所の平均的なＡｌＮモル分率が準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率より高い値を示す可能性を考慮すると、測定領域Ａ～Ｅの各領域Ａ１、Ａ２、Ｂ１、Ｂ２、Ｃ１、Ｃ２、Ｄ１～Ｄ４、Ｅ１、Ｅ２の第１Ｇａ富化領域２１ａ内において、ＡｌＮモル分率５０％の準安定ｎ型領域の存在が確認できる。更に、第１Ｇａ富化領域２１ａは、ｎ型クラッド層２１の上面に近い上方部分の測定領域Ａ及びＢ、中央部分の測定領域Ｃ、ＡｌＮ層１２に近い下方部分の測定領域Ｄ及びＥのそれぞれに存在し、ｎ型クラッド層２１内において一様に分散して存在していることが分かる。
　更に、図１０Ａ～図１０Ｅより、測定領域Ａ～Ｅの各領域Ａ１、Ａ２、Ｂ１、Ｂ２、Ｃ１、Ｃ２、Ｄ１～Ｄ４、Ｅ１、Ｅ２のｎ型本体領域２１ｂ内のＡｌＮモル分率が約５５％～約５８％の範囲内にあることが確認できる。上述したように、ＥＤＸ測定に使用した試料のｎ型クラッド層２１のＡｌＮモル分率の目標値は５８％であるので、各走査位置における±２～３％程度の測定誤差、及び、ｎ型本体領域２１ｂに関して横方向に整列した複数のプローブ箇所の平均的なＡｌＮモル分率がｎ型本体領域２１ｂの平均的なＡｌＮモル分率より高いまたは低い値を示す可能性を考慮すると、図１０Ａ～図１０Ｅがｎ型本体領域２１ｂのＡｌＮモル分率を精度良く表していることが分かる。
　次に、ｎ型クラッド層２１内の第１Ｇａ富化領域２１ａとｎ型本体領域２１ｂのＡｌＮモル分率の測定をＣＬ（カソードルミネッセンス）法で行った結果を説明する。測定に使用した試料片は、図８に示すＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像の観察に使用した試料片と同様に作成した。
　図１１は、上記試料片のｎ型クラッド層２１内の断面を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像である。該断面内の点線で囲まれた測定領域（ａ～ｄ）は、それぞれ測定用に照射した電子ビームの入射した領域を示す。測定領域ａ及びｂは、ＡｌＮ層１２の上面から約１０００ｎｍの距離に位置し、測定領域ｃ及びｄは、ＡｌＮ層１２の上面から約３５０ｎｍの距離に位置している。各測定領域内において、ビーム径５０ｎｍ（直径）の電子ビームを横方向に移動し、５０ｎｍ間隔で各１回、合計１０回照射して、各照射でのＣＬスペクトルを測定した。
　図１２は、各測定領域（ａ～ｄ）での１０個のＣＬスペクトルの内、波長分布が短波長寄りの２つのＣＬスペクトルを平均した第１のＣＬスペクトルと、波長分布が長波長寄りの２つのＣＬスペクトルを平均した第２のＣＬスペクトルを、測定領域（ａ～ｄ）別に表示したものである。
　各測定領域（ａ～ｄ）内の１０個の電子ビーム中心の両端間の離間距離は４５０ｎｍであるので、１０個の照射領域内には、第１Ｇａ富化領域２１ａとｎ型本体領域２１ｂの両方が存在している。ｎ型クラッド層２１全体に占める第１Ｇａ富化領域２１ａの体積比率が小さいため、第１のＣＬスペクトルは、主として、ｎ型本体領域２１ｂのＣＬスペクトルを示している。一方、第２のＣＬスペクトルには、第１Ｇａ富化領域２１ａのＣＬスペクトルが含まれているが、第１Ｇａ富化領域２１ａの延伸方向に垂直な断面での幅が、平均的に約２０ｎｍ程度であるので、ビーム径５０ｎｍの照射範囲内には、ｎ型本体領域２１ｂが部分的に含まれ得る。よって、第２のＣＬスペクトルは、第１Ｇａ富化領域２１ａのＣＬスペクトルとｎ型本体領域２１ｂのＣＬスペクトルの合成スペクトルとなっている。しかし、仮に、波長分布が長波長寄りの２つのＣＬスペクトルの各電子ビームの中心が、第１Ｇａ富化領域２１ａの幅方向の中央に位置している場合は、照射範囲内の中央部分の電子ビームは、エネルギレベルの低い第１Ｇａ富化領域２１ａに集まって第１Ｇａ富化領域２１ａを専ら励起する可能性が高く、第２のＣＬスペクトルは、主として、第１Ｇａ富化領域２１ａのＣＬスペクトルを示すものと考えられる。
　ここで、第１のＣＬスペクトルを、波長分布が短波長寄りの２つのＣＬスペクトルの平均とし、第２のＣＬスペクトルを、波長分布が長波長寄りの２つのＣＬスペクトルの平均とした理由は、各測定領域での電子ビームの照射位置はランダムに設定しているため、最も短波長寄りと長波長寄りの各１つのＣＬスペクトルの照射範囲が、測定領域毎に異なるため、測定結果が測定領域毎に大きくばらつくこと、また、最も短波長寄りと長波長寄りの各１つのＣＬスペクトルを選別するのが困難な場合があり得ること等を考慮して、測定領域毎のバラツキを抑制するため、波長分布が短波長寄りと長波長寄りの各２つのＣＬスペクトルを機械的に選択して平均を取ることとした。
　先ず、各測定領域（ａ～ｄ）の第１のＣＬスペクトルについて検討する。測定領域ａでは、発光波長のピークが約２６０ｎｍ付近に存在している。測定領域ｂでは、発光波長の緩やかなピークが約２６０ｎｍ付近と約２６９ｎｍ付近の２箇所に存在している。測定領域ｃでは、発光波長のピークが約２５９ｎｍ付近に存在している。測定領域ｄでは、発光波長のピークが約２５８ｎｍ付近に存在している。
　各測定領域（ａ～ｄ）の約２５８ｎｍ～約２６０ｎｍのピーク波長は、ＡｌＮモル分率に換算すると、約５９％～約６１％に相当し、ＡｌＮモル分率に換算した約±３％程度の測定誤差を考慮すると、上記第１のＣＬスペクトルのＣＬ波長とｎ型本体領域２１ｂの平均的なＡｌＮモル分率Ｘｂ（≒目標値５８％）と概ね一致している。
　また、測定領域ａ、ｃ及びｄの第１のＣＬスペクトルでは、約２５８ｎｍ～約２６０ｎｍのピーク波長以上の長波長成分は、同ピーク波長未満の短波長成分より多くなっており、各測定領域の第１のＣＬスペクトルに対応する２つの照射範囲内において、Ｇａの質量移動が生じていることが分かる。更に、測定領域ｂの第１のＣＬスペクトルの約２６９ｎｍのピーク波長は、ＡｌＮモル分率に換算すると、約５４％±３％に相当し、第１Ｇａ富化領域２１ａ内に存在するＡｌＮモル分率が５０％より僅かに高い準安定近傍ｎ型領域からのＣＬ波長と概ね一致しており、測定領域ｂの第１のＣＬスペクトルに対応する２つの照射範囲内の一部に、Ｇａの質量移動によって形成される第１Ｇａ富化領域２１ａが含まれていることが分かる。
　次に、各測定領域（ａ～ｄ）の第２のＣＬスペクトルについて検討する。測定領域ａでは、発光波長の緩やかなピークが約２６２ｎｍ付近と約２７０ｎｍ付近の２箇所に存在している。測定領域ｂでは、発光波長の緩やかなピークが約２７０ｎｍ～約２７３ｎｍの範囲に存在し、ている。測定領域ｃでは、発光波長の緩やかなピークが約２６６ｎｍ～約２６９ｎｍの範囲に存在し、更に、全体として台地状のピーク領域が、約２６１ｎｍ～約２７０ｎｍの範囲に広がっている。測定領域ｄでは、発光波長の緩やかなピークが約２５９ｎｍ付近と約２６８ｎｍ付近に存在し、更に、全体として台地状のピーク領域が、約２５８ｎｍ～約２６９ｎｍの範囲に広がっている。
　測定領域ａ及びｂの約２７０ｎｍ～約２７３ｎｍのピーク波長は、ＡｌＮモル分率に換算すると、約５１％～約５３％に相当し、ＡｌＮモル分率に換算した約±３％程度の測定誤差を考慮すると、第１Ｇａ富化領域２１ａ内に存在するＡｌＮモル分率が５０％の準安定ｎ型領域に対応するＣＬ波長（約２７５ｎｍ）と概ね一致している。また、測定領域ａ及びｂの第２のＣＬスペクトルには、準安定ｎ型領域に対応する約２７５ｎｍのＣＬ波長が、ピーク強度の約７２～７８％の発光強度で含まれている。但し、約２７０ｎｍ～約２７３ｎｍのピーク波長は、準安定ｎ型領域に対応するＣＬ波長（約２７５ｎｍ）より約２～５ｎｍ短くなっている。更に、測定領域ａ及びｂの各第２のＣＬスペクトルでは、発光波長の緩やかなピークまたは肩（起伏）が約２６２ｎｍ付近に存在している。これらは、測定領域ａ及びｂの各第２のＣＬスペクトルが、第１Ｇａ富化領域２１ａ内の準安定ｎ型領域と当該準安定ｎ型領域より僅かにＡｌＮモル分率の高い準安定近傍ｎ型領域の各ＣＬスペクトルと、ｎ型本体領域２１ｂのＣＬスペクトルの合成スペクトルとして現れていること示している。更に、測定領域ａの第２のＣＬスペクトルでは、測定領域ｂと比べて、合成スペクトルに占めるｎ型本体領域２１ｂのＣＬスペクトルの割合が大きくなっている。
　一方、測定領域ｃ及びｄの第２のＣＬスペクトルでは、台地状のピーク領域の長波長端が約２６９ｎｍ～約２７０ｎｍであり、ＡｌＮモル分率に換算すると、約５３％～約５４％に相当する。ＡｌＮモル分率に換算した約±３％程度の測定誤差を考慮すると、第１Ｇａ富化領域２１ａ内に存在するＡｌＮモル分率が５０％の準安定ｎ型領域に対応するＣＬ波長（約２７５ｎｍ）と概ね一致している。また、測定領域ｃ及びｄの第２のＣＬスペクトルには、準安定ｎ型領域に対応する約２７５ｎｍのＣＬ波長が、ピーク強度の約４９～５５％の発光強度で含まれている。これらは、測定領域ｃ及びｄの各第２のＣＬスペクトルが、測定領域ａ及びｂと同様に、第１Ｇａ富化領域２１ａ内の準安定ｎ型領域と準安定近傍ｎ型領域の各ＣＬスペクトルと、ｎ型本体領域２１ｂのＣＬスペクトルの合成スペクトルとして現れていること示している。測定領域ｃ及びｄの第２のＣＬスペクトルでは、測定領域ａ及びｂと比べて、合成スペクトルに占めるｎ型本体領域２１ｂのＣＬスペクトルの割合、及び、第１Ｇａ富化領域２１ａ内での準安定近傍ｎ型領域の割合が、大きくなっている。
　以上、図１２に示す各測定領域ａ～ｄにおける第１のＣＬスペクトルより、ｎ型本体領域２１ｂのＡｌＮモル分率は、ｎ型クラッド層２１のＡｌＮモル分率の目標値５８％とほぼ一致していることが分かる。更に、各測定領域ａ～ｄにおける第２のＣＬスペクトルより、第１Ｇａ富化領域２１ａには、ＡｌＮモル分率が５０％の準安定ｎ型領域が含まれていると同時に、準安定ｎ型領域よりＡｌＮモル分率の高い準安定近傍ｎ型領域が存在していることが分かる。また、図１２に示す各測定領域ａ～ｄにおける第１及び第２のＣＬスペクトルに示される分析結果は、分析法の違いによる空間分解能等に差があるものの、図１０Ａ～図１０Ｅに示されるＥＤＸ測定による分析結果と良く符合している。
　尚、図１２に示す各測定領域ａ～ｄにおける第２のＣＬスペクトルからは、第１Ｇａ富化領域２１ａ内における準安定ｎ型領域の存在比率が、ｎ型クラッド層２１内の位置に依存して変化する傾向が見受けられるが、不確定な部分も多いため詳細な検討は省略する。
　ここで、仮に、ｎ型クラッド層２１内のＡｌＮ層１２に近い領域で準安定ｎ型領域の存在比率が小さくなっているとしても、本発明の効果を必ずしも低減するものではない。上述したように、ｎ型クラッド層２１内のキャリア（電子）が第１Ｇａ富化領域２１ａ内に局在化することで、ｎ型クラッド層２１内において電流は優先的に第１Ｇａ富化領域を安定的に流れることができ、発光素子の特性変動の抑制が図れる。しかし、発光領域である活性層２２は、ｎ型クラッド層２１の上側に位置するので、上記局在化の効果は、ｎ型クラッド層２１の活性層２２と接する上面近傍において顕著となる。従って、ｎ型クラッド層２１内のＡｌＮ層１２に近い領域で上記局在化が不十分であっても、発光素子の特性変動の抑制は同様に図ることができる。更に、図４に示す素子構造では、順方向電流は、ｎ型クラッド層２１内の下層側より上層側を多く流れるため、ｎ型クラッド層２１内のＡｌＮ層１２に近い領域で上記局在化が不十分であることの影響は殆ど無いと考えられる。
［第２実施形態］
　上記第１実施形態では、バリア層２２１が、ＡｌＮモル分率が１００％でないＡｌＧａＮ系半導体で構成される場合において、一例として、バリア層２２１の第２Ｇａ富化領域２２１ａを含む全体のＡｌＮモル分率を５０％～９０％の範囲内とし、バリア本体領域２２１ｂのＡｌＮモル分率を５１％～９０％の範囲内とし、第２Ｇａ富化領域２２１ａにおけるキャリアの局在化の効果を確保するために、第２Ｇａ富化領域２２１ａとバリア本体領域２２１ｂのＡｌＮモル分率差を１％以上とすることを示した。
　第２実施形態では、第１実施形態におけるｎ型クラッド層２１の第１Ｇａ富化領域２１ａと同様に、バリア層２２１の第２Ｇａ富化領域２２１ａも、準安定ＡｌＧａＮで構成するのが好ましい。ここで、バリア層２２１全体のＡｌＮモル分率が５０％～９０％の範囲内であるので、第２Ｇａ富化領域２２１ａに適用可能な第１の準安定ＡｌＧａＮは、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２、Ａｌ２Ｇａ１Ｎ３、または、Ａｌ５Ｇａ１Ｎ６となる。また、第２の準安定ＡｌＧａＮのＡｌ７Ｇａ５Ｎ１２とＡｌ３Ｇａ１Ｎ４も第２Ｇａ富化領域２２１ａに適用可能と考えられるが、敢えて使用するのであれば、より安定度の高いＡｌ３Ｇａ１Ｎ４が好ましい。尚、第２の準安定ＡｌＧａＮのＡｌ１１Ｇａ１Ｎ１２は、Ａｌの組成比が高過ぎるため、移動し易いＧａが対称配列となるサイトに入るまでに、量的に多いＡｌがランダムにサイトに入ることで、ＡｌとＧａの原子配列が対称配列とならない可能性が高くなり、ＡｌとＧａの原子配列はランダムな状態に近くなり、上述の安定度が低下するため、第２Ｇａ富化領域２２１ａには適用困難と考えられる。
　第２Ｇａ富化領域２２１ａを準安定ＡｌＧａＮのＡｌ１Ｇａ１Ｎ２、Ａｌ２Ｇａ１Ｎ３、Ａｌ３Ｇａ１Ｎ４、または、Ａｌ５Ｇａ１Ｎ６で構成する場合、バリア本体領域２２１ｂのＡｌＮモル分率は、第２Ｇａ富化領域２２１ａの４通りのＡｌＮモル分率に各別に対応して、５１％～６６％、６８％～７４％、７６％～８２％、または、８５％～９０％の各範囲内とするのが好ましい。ここで、第２Ｇａ富化領域２２１ａを準安定ＡｌＧａＮのＡｌ５Ｇａ１Ｎ６で構成する場合において、安定度の低いＡｌ１１Ｇａ１Ｎ１２がランダムに混在するのを防止するために、バリア本体領域２２１ｂのＡｌＮモル分率は９０％を超えないように設定するのが好ましい。
　バリア層２２１の第２Ｇａ富化領域２２１ａ及びバリア本体領域２２１ｂの製造方法は、上述したように、ｎ型クラッド層２１と同様の要領で、バリア本体領域２２１ｂに対して設定されたＡｌＮモル分率を目標値として、多段状のテラスが表出し易い成長条件で、バリア層２２１を成長させる。
　第２Ｇａ富化領域２２１ａ内に第１の準安定ＡｌＧａＮであるＡｌ１Ｇａ１Ｎ２を成長させる場合、ｎ型クラッド層２１のＡｌＮモル分率の目標値Ｘａと同様に、バリア層２２１のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｄを５１％～６６％の範囲内に設定する。同様の要領で、第２Ｇａ富化領域２２１ａ内に第１の準安定ＡｌＧａＮであるＡｌ２Ｇａ１Ｎ３を成長させる場合は、バリア層２２１のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｄを６８％～７４％の範囲内に設定し、第２Ｇａ富化領域２２１ａ内に第２の準安定ＡｌＧａＮであるＡｌ３Ｇａ１Ｎ４を成長させる場合は、バリア層２２１のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｄを７６％～８２％の範囲内に設定し、第２Ｇａ富化領域２２１ａ内に第１の準安定ＡｌＧａＮであるＡｌ５Ｇａ１Ｎ６を成長させる場合は、バリア層２２１のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｄを８５％～９０％の範囲内に設定する。
　従って、バリア層２２１のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｄは、第２Ｇａ富化領域２２１ａ内に形成する準安定ＡｌＧａＮ（目標準安定ＡｌＧａＮ）のＡｌＮモル分率より１％以上、当該目標準安定ＡｌＧａＮよりＡｌＮモル分率の大きい直近の準安定ＡｌＧａＮのＡｌＮモル分率未満の範囲内に設定されている。このため、ｎ型クラッド層２１の第１Ｇａ富化領域２１ａと同様に、第２Ｇａ富化領域２２１ａ内に目標準安定ＡｌＧａＮを安定的に形成することができるとともに、第２Ｇａ富化領域２２１ａとバリア本体領域２２１ｂのＡｌＮモル分率差として１％以上が確保され、バリア層２２１内のキャリアは、バリア本体領域２２１ｂよりバンドギャップエネルギの小さい第２Ｇａ富化領域２２１ａに局在化する。
　第２Ｇａ富化領域２２１ａを安定度の高い準安定ＡｌＧａＮで構成することにより、結晶成長装置のドリフト等に起因する混晶モル分率の変動が抑制され、バリア層２２１内においてキャリアの局在化が起こる第２Ｇａ富化領域２２１ａが、使用する準安定ＡｌＧａＮに対応するＡｌＮモル分率で安定的に形成される。この結果、ｎ型クラッド層２１内と同様に、バリア層２２１内においても、電流は優先的に第２Ｇａ富化領域２２１ａを安定的に流れることができ、更に、発光素子１の特性変動の抑制が図れる。
［別実施形態］
　以下に、上記第１及び第２実施形態の変形例について説明する。
（１）上記第１及び第２実施形態では、活性層２２は、ＧａＮ系半導体で構成される２層以上の井戸層２２０と、ＡｌＧａＮ系半導体またはＡｌＮ系半導体で構成される１層以上のバリア層２２１を交互に積層した多重量子井戸構造で構成されている場合を想定したが、活性層２２は、井戸層２２０が１層だけの単一量子井戸構造であり、バリア層２２１（量子バリア層）を備えない構成としても良い。斯かる単一量子井戸構造に対しても、上記各実施形態で採用したｎ型クラッド層２１による効果は同様に奏し得ることは明らかである。
（２）上記実施形態では、ｎ型クラッド層２１の成長条件の一例として、有機金属化合物気相成長法で使用する原料ガスやキャリアガスの供給量及び流速は、ｎ型クラッド層２１を構成するｎ型ＡｌＧａＮ層全体の平均的なＡｌＮモル分率に応じて設定されると説明した。つまり、ｎ型クラッド層２１全体の平均的なＡｌＮモル分率が、上下方向に一定値に設定されている場合は、上記原料ガス等の供給量及び流速は一定に制御される場合を想定した。しかし、上記原料ガス等の供給量及び流速は必ずしも一定に制御されなくてもよい。
（３）上記実施形態では、第１領域Ｒ１及びｐ電極２６の平面視形状は、一例として、櫛形形状のものを採用しが、該平面視形状は、櫛形形状に限定されるものではない。また、第１領域Ｒ１が複数存在して、夫々が、１つの第２領域Ｒ２に囲まれている平面視形状であってもよい。
（４）上記実施形態では、主面が（０００１）面に対してオフ角を有するサファイア基板１１を用いてＡｌＮ層１２の表面に多段状のテラスが表出した下地部１０を使用する場合を例示したが、当該オフ角の大きさや、オフ角を設ける方向（具体的には、（０００１）面を傾ける方向であり、例えばｍ軸方向やａ軸方向等）は、ＡｌＮ層１２の表面に多段状のテラスが表出して、第１Ｇａ富化領域２１ａの成長開始点が形成される限りにおいて、任意に決定してもよい。
（５）上記実施形態では、発光素子１として、図１に例示するように、サファイア基板１１を含む下地部１０を備える発光素子１を例示しているが、サファイア基板１１（更には、下地部１０に含まれる一部または全部の層）をリフトオフ等により除去してもよい。更に、下地部１０を構成する基板は、サファイア基板に限定されるものではない。
　本発明は、活性層がＧａＮ系半導体で構成された１層以上の井戸層を含む量子井戸構造を有するピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内にある窒化物半導体紫外線発光素子に利用可能である。
　１：　　　　窒化物半導体紫外線発光素子
　１０：　　　下地部
　１１：　　　サファイア基板
　１１ａ：　　サファイア基板の主面
　１２：　　　ＡｌＮ層      
　２０：　　　発光素子構造部
　２１：　　　ｎ型クラッド層（ｎ型層）
　２１ａ：　　第１Ｇａ富化領域（ｎ型層）
　２１ｂ：　　ｎ型本体領域（ｎ型層）
　２２：　　　活性層
　２２０：　　井戸層
　２２１：　　バリア層
　２２１ａ：　第２Ｇａ富化領域
　２２１ｂ：　バリア本体領域
　２３：　　　電子ブロック層（ｐ型層）
　２４：　　　ｐ型クラッド層（ｐ型層）
　２５：　　　ｐ型コンタクト層（ｐ型層）
　２６：　　　ｐ電極
　２７：　　　ｎ電極
　１００：　　基板
　１０１：　　ＡｌＧａＮ系半導体層
　１０２：　　テンプレート
　１０３：　　ｎ型ＡｌＧａＮ系半導体層
　１０４：　　活性層
　１０５：　　ｐ型ＡｌＧａＮ系半導体層
　１０６：　　ｐ型コンタクト層
　１０７：　　ｎ電極
　１０８：　　ｐ電極
　ＢＬ：　　　第１領域と第２領域の境界線
　ＢＡ：　　　境界領域（傾斜領域）
　Ｒ１：　　　第１領域
　Ｒ２：　　　第２領域
　Ｔ：　　　　テラス
　ＴＡ：　　　テラス領域
 

Claims (11)

  1. 　ウルツ鉱構造のＡｌＧａＮ系半導体からなるｎ型層、活性層、及びｐ型層が上下方向に積層された発光素子構造部を備えてなるピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内にある窒化物半導体紫外線発光素子であって、
    　前記ｎ型層がｎ型ＡｌＧａＮ系半導体で構成され、
    　前記ｎ型層と前記ｐ型層の間に配置された前記活性層が、ＧａＮ系半導体で構成された１層以上の井戸層を含む量子井戸構造を有し、
    　前記ｐ型層がｐ型ＡｌＧａＮ系半導体で構成され、
    　前記ｎ型層と前記活性層内の各半導体層が、（０００１）面に平行な多段状のテラスが形成された表面を有するエピタキシャル成長層であり、
    　前記ｎ型層が、前記ｎ型層内で一様に分散して存在する局所的にＡｌＮモル分率の低い層状領域であって、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域を含む複数の第１Ｇａ富化領域を有し、
    　前記ｎ型層の上面と直交する第１平面上での前記第１Ｇａ富化領域の各延伸方向が、前記ｎ型層の前記上面と前記第１平面との交線に対して傾斜しており、
    　前記ｎ型層内の前記層状領域以外のｎ型本体領域のＡｌＮモル分率が５４％～６６％の範囲内にあることを特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子。
  2. 　前記井戸層の前記多段状のテラスの隣接するテラス間の境界領域の厚みが、ｃ軸方向に２ユニットセル～４ユニットセルの範囲内において、前記井戸層に対して前記上下方向に隣接する２つの前記ＡｌＧａＮ系半導体層のＡｌＮモル分率が、５０％～１００％の範囲内において、前記ピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内になるように設定されていることを特徴とする請求項１に記載の窒化物半導体紫外線発光素子。
  3. 　前記活性層が、２層以上の前記井戸層を含む多重量子井戸構造を有し、
    　２層の前記井戸層間にＡｌＧａＮ系半導体で構成されたバリア層が存在することを特徴とする請求項１または２に記載の窒化物半導体紫外線発光素子。
  4. 　前記バリア層が、ＡｌＮモル分率が５０％～９０％の範囲内にあるＡｌＧａＮ系半導体で構成され、
    　２層の前記井戸層間に位置する前記バリア層の内、少なくとも最も前記ｐ型層側の前記バリア層の前記多段状のテラスの隣接するテラス間の境界領域部分が、同じ前記バリア層内で局所的にＡｌＮモル分率の低い第２Ｇａ富化領域となっていることを特徴とする請求項３に記載の窒化物半導体紫外線発光素子。
  5. 　前記バリア層の前記第２Ｇａ富化領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２、Ａｌ２Ｇａ１Ｎ３、Ａｌ３Ｇａ１Ｎ４、または、Ａｌ５Ｇａ１Ｎ６となっているＡｌＧａＮ領域が存在することを特徴とする請求項４に記載の窒化物半導体紫外線発光素子。
  6. 　サファイア基板を含む下地部を、さらに備え、
    　前記サファイア基板は、（０００１）面に対して所定の角度だけ傾斜した主面を有し、当該主面の上方に前記発光素子構造部が形成されており、
    　少なくとも前記サファイア基板の前記主面から前記活性層の表面までの各半導体層が、（０００１）面に平行な多段状のテラスが形成された表面を有するエピタキシャル成長層であることを特徴とする請求項１～５の何れか１項に記載の窒化物半導体発光素子。
  7. 　ウルツ鉱構造のＡｌＧａＮ系半導体からなるｎ型層、活性層、及びｐ型層が上下方向に積層された発光素子構造部を備えてなるピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内にある窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法であって、
    　（０００１）面に対して所定の角度だけ傾斜した主面を有するサファイア基板を含む下地部の上に、ｎ型ＡｌＧａＮ系半導体の前記ｎ型層をエピタキシャル成長し、前記ｎ型層の表面に（０００１）面に平行な多段状のテラスを表出させる第１工程と、
    　前記ｎ型層の上に、ＧａＮ系半導体で構成された井戸層を１層以上含む量子井戸構造の前記活性層をエピタキシャル成長し、前記井戸層の表面に（０００１）面に平行な多段状のテラスを表出させる第２工程と、
    　前記活性層の上に、ｐ型ＡｌＧａＮ系半導体の前記ｐ型層をエピタキシャル成長により形成する第３工程を有し、
    　前記第１工程において、前記ｎ型層のＡｌＮモル分率の目標値を５４％～６６％の範囲内に設定して、前記ｎ型層内で一様に分散して存在する局所的にＡｌＮモル分率の低い層状領域であって、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域を含む複数の第１Ｇａ富化領域を斜め上方に向かって延伸するように成長させることを特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法。
  8. 　前記井戸層の前記多段状のテラスの隣接するテラス間の境界領域の厚みを、ｃ軸方向に２ユニットセル～４ユニットセルの範囲内において、前記井戸層に対して前記上下方向に隣接する２つの前記ＡｌＧａＮ系半導体層のＡｌＮモル分率を、５０％～１００％の範囲内において、前記ピーク発光波長が３００ｎｍ～３２７ｎｍの範囲内になるように設定し、
    　前記第２工程において、前記井戸層を成長させ、
    　前記第１工程、前記第２工程、及び、前記第３工程の内の少なくとも１つの工程において、前記井戸層に対して前記上下方向に隣接する２つの前記ＡｌＧａＮ系半導体層を成長させることを特徴とする請求項７に記載の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法。
  9. 　前記第２工程において、ＧａＮ系半導体で構成された前記井戸層とＡｌＧａＮ系半導体で構成されたバリア層を交互にエピタキシャル成長により積層し、前記バリア層と前記井戸層の各表面に（０００１）面に平行な多段状のテラスが表出した、前記井戸層を２層以上含む多重量子井戸構造の前記活性層を形成することを特徴とする請求項７または８に記載の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法。
  10. 　前記第２工程において、前記バリア層のＡｌＮモル分率の目標値を５５％～９０％の範囲内に設定して、２層の前記井戸層間に位置する前記バリア層の内、少なくとも最も前記ｐ型層側の前記バリア層の前記テラス間の境界領域部分に同じ前記バリア層内で局所的にＡｌＮモル分率の低い第２Ｇａ富化領域を形成することを特徴とする請求項９に記載の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法。
  11. 　前記第２工程において、
    １）前記バリア層のＡｌＮモル分率の目標値を５１％～６６％の範囲内に設定して、前記第２Ｇａ富化領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２となっているＡｌＧａＮ領域を成長させる、または、
    ２）前記バリア層のＡｌＮモル分率の目標値を６８％～７４％の範囲内に設定して、前記第２Ｇａ富化領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ２Ｇａ１Ｎ３となっているＡｌＧａＮ領域を成長させる、または、
    ３）前記バリア層のＡｌＮモル分率の目標値を７６％～８２％の範囲内に設定して、前記第２Ｇａ富化領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ３Ｇａ１Ｎ４となっているＡｌＧａＮ領域を成長させる、または、
    ４）前記バリア層のＡｌＮモル分率の目標値を８５％～９０％の範囲内に設定して、前記第２Ｇａ富化領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ５Ｇａ１Ｎ６となっているＡｌＧａＮ領域を成長させることを特徴とする請求項１０に記載の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023203599A1 (ja) * 2022-04-18 2023-10-26 日機装株式会社 窒化物半導体紫外線発光素子

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002016000A (ja) * 2000-06-27 2002-01-18 Sanyo Electric Co Ltd 窒化物系半導体素子および窒化物系半導体基板
JP2006060164A (ja) * 2004-08-24 2006-03-02 National Institute Of Advanced Industrial & Technology 窒化物半導体デバイスおよび窒化物半導体結晶成長方法
JP2016088803A (ja) * 2014-11-04 2016-05-23 Ｄｏｗａエレクトロニクス株式会社 Ｉｉｉ族窒化物半導体エピタキシャル基板およびその製造方法、ならびにｉｉｉ族窒化物半導体発光素子
WO2017013729A1 (ja) * 2015-07-21 2017-01-26 創光科学株式会社 窒化物半導体紫外線発光素子
WO2019102557A1 (ja) * 2017-11-22 2019-05-31 創光科学株式会社 窒化物半導体発光素子

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6636459B2 (ja) * 2014-05-27 2020-01-29 シランナ・ユー・ブイ・テクノロジーズ・プライベート・リミテッドＳｉｌａｎｎａ Ｕｖ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ Ｐｔｅ Ｌｔｄ 半導体構造と超格子とを用いた高度電子デバイス

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002016000A (ja) * 2000-06-27 2002-01-18 Sanyo Electric Co Ltd 窒化物系半導体素子および窒化物系半導体基板
JP2006060164A (ja) * 2004-08-24 2006-03-02 National Institute Of Advanced Industrial & Technology 窒化物半導体デバイスおよび窒化物半導体結晶成長方法
JP2016088803A (ja) * 2014-11-04 2016-05-23 Ｄｏｗａエレクトロニクス株式会社 Ｉｉｉ族窒化物半導体エピタキシャル基板およびその製造方法、ならびにｉｉｉ族窒化物半導体発光素子
WO2017013729A1 (ja) * 2015-07-21 2017-01-26 創光科学株式会社 窒化物半導体紫外線発光素子
WO2019102557A1 (ja) * 2017-11-22 2019-05-31 創光科学株式会社 窒化物半導体発光素子

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023203599A1 (ja) * 2022-04-18 2023-10-26 日機装株式会社 窒化物半導体紫外線発光素子

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