CN111712930B - 氮化物半导体紫外线发光元件 - Google Patents
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Abstract
在将从活性层朝向n型氮化物半导体层侧出射的紫外线取出至元件外部的氮化物半导体发光元件中，实现电光转换效率的提高。在构成氮化物半导体紫外线发光元件(1)的n型AlGaN系半导体层(21)中，作为所述n型层(21)的一部分的、局部Ga组成比高的薄膜状的多个富Ga层(21b)在与n型层(21)的上表面正交的方向即上下方向上分离地存在，与上下方向平行的第1平面上的多个富Ga层(21b)的至少一部分的延伸方向相对于n型层(21)的上表面与第1平面的交线倾斜，在从n型层(21)的上表面向下方侧100nm以内的厚度的上层区域内，在与n型层(21)的上表面平行的第2平面上，多个富Ga层(21b)呈条纹状存在，富Ga层(21b)的AlN摩尔分数比构成发光元件(1)的活性层(22)内的阱层(22b)的AlN摩尔分数大。
Description
技术领域
本发明涉及具有由AlGaN系半导体构成的发光层的氮化物半导体紫外线发光元件。
背景技术
一般，对于氮化物半导体发光元件来说，存在很多在蓝宝石等基板上通过外延生长形成由多个氮化物半导体层构成的发光元件构造的元件。氮化物半导体层由通式Al1-x- yGaxInyN(0≤x≤1，0≤y≤1，0≤x+y≤1)表示。
发光二极管的发光元件构造具有在n型氮化物半导体层与p型氮化物半导体层之间夹持由单一量子阱构造(SQW：Single-Quantum-Well)或者多重量子阱构造(MQW：Multi-Quantum-Well)的氮化物半导体层构成的活性层的双异质构造。在活性层为AlGaN系半导体层的情况下，通过调整AlN摩尔分数(也称为Al组成比)，能够在分别将GaN和AlN所能取的带隙能量(约3.4eV和约6.2eV)设为下限以及上限的范围内调整带隙能量，得到发光波长为约200nm～约365nm的紫外线发光元件。具体而言，通过使正向电流从p型氮化物半导体层朝向n型氮化物半导体层流动，从而在活性层中产生与因载流子(电子以及空穴)的再耦合引起的上述带隙能量对应的发光。为了从外部供给该正向电流，在p型氮化物半导体层上设置有p电极，在n型氮化物半导体层上设置有n电极。
在活性层为AlGaN系半导体层的情况下，夹持活性层的n型氮化物半导体层和p型氮化物半导体层由AlN摩尔分数比活性层高的AlGaN系半导体层构成。但是，高AlN摩尔分数的p型氮化物半导体层难以与p电极形成良好的欧姆接触，因此，通常在p型氮化物半导体层的最上层形成能够与由低AlN摩尔分数的p型AlGaN系半导体(具体而言为p-GaN)构成的p电极良好地进行欧姆接触的p型接触层。该p型接触层的AlN摩尔分数比构成活性层的AlGaN系半导体小，因此从活性层朝向p型氮化物半导体层侧出射的紫外线会被该p型接触层吸收，无法有效地取出至元件外部。因此，活性层为AlGaN系半导体层的一般的紫外线发光二极管采用图8中示意性表示的元件构造，将从活性层朝向n型氮化物半导体层侧出射的紫外线有效地取出至元件外部(例如，参照下述的专利文献1以及2、非专利文献1以及2等)。
如图8所示，一般的紫外线发光二极管是通过在模板102上依次沉积n型AlGaN系半导体层103、活性层104、p型AlGaN系半导体层105以及p型接触层106，将活性层104、p型AlGaN系半导体层105和p型接触层106的一部分蚀刻去除，直至n型AlGaN系半导体层103露出为止，并在n型AlGaN系半导体层103的露出面形成n电极107，在p型接触层106的表面形成p电极108而构成的，其中，上述模板102是通过在蓝宝石基板等基板100上沉积AlGaN系半导体层101(例如，AlN层)而形成的。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2014/178288号公报
专利文献2：国际公开第2016/157518号公报
非专利文献
非专利文献1：Kentaro Nagamatsu，etal.，“High-efficiency AlGaN-based UVlight-emitting diode on laterally overgrown AlN”，Journal of Crystal Growth，2008，310，pp.2326-2329
非专利文献2：Shigeaki Sumiya，etal.，“AlGaN-Based Deep UltravioletLight-Emitting Diodes Grown on Epitaxial AlN/Sapphire Templates”，JapaneseJournal of Applied Physics，Vol.47，No.1，2008，pp.43-46
发明内容
发明要解决的课题
发光元件的电光转换效率Ewp(Wall-Plug Efficiency)是被定义为光输出相对于输入到发光元件的全部电力的比例的发光效率，由发光元件的外部量子效率Eex与电压效率Ev之积(Eex×Ev)表示，其中，电压效率Ev由施加于活性层的电压Vg与施加于发光元件的驱动电压V之比(Vg/V)表示。另一方面，发光元件的外部量子效率Eex由表示因活性层内的载流子再耦合引起的发光效率的内部量子效率Ein与表示将在活性层发出的光取出到发光元件的外部的效率的光取出效率Eext之积(Ein×Eext)来定义。
因此，为了提高电光转换效率Ewp，需要分别单独地提高上述电压效率Ev、上述内部量子效率Ein以及上述光取出效率Eext，迄今为止提出了很多方案。
对于内部量子效率来说，尝试了通过改善AlGaN系半导体层的结晶质量、以及提高载流子向活性层内的注入效率等来实现内部量子效率的提高，例如，作为后者的尝试，已经进行了将活性层设为多重量子阱构造、在活性层上设置电子阻挡层等，但仍有改善的余地。
在将活性层内的载流子密度设为n的情况下，作为经验法则，载流子的再耦合用由下述式(1)表示的3种再耦合所构成的模型来近似地表示。
R＝An+Bn2+Cn3 (1)
在式(1)中，左边的R是载流子的再耦合速度(相当于注入到活性层的电流)，右边的A、B、C是载流子经由非发光再耦合中心进行再耦合的Shockley-Read-Hall(SRH)再耦合、发光再耦合、俄歇(Auger)再耦合的各系数。在发光二极管的情况下，通常能够忽视与载流子密度n的立方成比例的俄歇再耦合的效应，因此若进一步设想注入到发光元件的电流的电流密度低且未注入到活性层而溢出的电流的比率小而能够忽视的情况，则内部量子效率Ein可近似地用下述的式(2)的载流子密度n的函数f(n)来表示。
Ein＝f(n)＝Bn/(A+Bn) (2)
根据式(2)，通过载流子密度n在能够忽视俄歇再耦合的范围内增加，内部量子效率Ein就会增加。
另一方面，在图8所示的元件构造中，在从p电极108流向n电极107的正向电流的电流路径上存在各种寄生电阻，若该寄生电阻变大，则由于因该寄生电阻引起的电压下降，相对于施加在p电极108与n电极107之间的正向偏压，施加于活性层104的电压相对变小，电压效率Ev降低，作为结果，发光元件的电光转换效率Ewp降低。
特别是，在图8所示的元件构造中，无法在活性层104的正下方形成n电极107，因此活性层104与n电极107之间在横向(与n型AlGaN系半导体层103的表面平行的方向)上分离，成为n型AlGaN系半导体层103的该横向的电阻大的寄生电阻。此外，在紫外线发光元件中，伴随着发光波长的短波长化，构成活性层104以及n型AlGaN系半导体层103的AlGaN系半导体的AlN摩尔分数变大，但n型AlGaN系半导体的比电阻具有AlN摩尔分数越大则越高的倾向，由n型AlGaN系半导体层103的寄生电阻的原因引起的电压效率Ev的降低伴随着发光波长的短波长化而变得显著。
因此，在活性层为AlGaN系半导体层的紫外线发光二极管中，将活性层的俯视形状设为能够缩短从活性层内的任意点至n电极的电流路径的距离的梳形形状，可抑制由n型AlGaN系半导体层的寄生电阻的原因引起的电压效率Ev的降低，实现了抑制电光转换效率Ewp的降低(例如，参照下述的专利文献1以及2等)。
然而，在一般的氮化物半导体紫外线发光元件中，n型AlGaN系半导体层的膜厚为1～2μm左右(例如，参照上述专利文献2、非专利文献1以及2)，相对于此，芯片尺寸从400μm～超过1mm，因此，假如若设想上述专利文献1以及2所公开的梳形形状，则认为活性层的俯视形状的最小宽度至少有40μm。在该情况下，相对于n型AlGaN系半导体层中的电流路径的纵向(上下方向)的长度为1～2μm左右以下，n型AlGaN系半导体层中的电流路径的横向的长度为20μm以上(10倍以上)。即使假设n型AlGaN系半导体层的比电阻在该层内是均匀的，上述电流路径的横向的电阻(比电阻×长度/截面积)也为上述电流路径的纵向的电阻的100倍以上。因此，n型AlGaN系半导体层的寄生电阻的影响在横向上变得显著。
本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于，在将从活性层朝向n型氮化物半导体层侧出射的紫外线取出至元件外部的氮化物半导体发光元件中，实现电光转换效率的提高。
用于解决课题的手段
本发明为了实现上述目的，提供一种氮化物半导体紫外线发光元件，该氮化物半导体紫外线发光元件具备：半导体层叠部，该半导体层叠部包含由n型AlGaN系半导体层构成的n型层、形成在所述n型层的上表面的第1区域上的AlGaN系半导体层的活性层、和形成在所述活性层的上表面的1层以上的由p型AlGaN系半导体层构成的p型层；n电极，形成在所述n型层的上表面的非所述第1区域的第2区域上；以及p电极，形成在所述p型层的上表面，该氮化物半导体紫外线发光元件的特征在于，
所述活性层具有包含1层以上的由AlGaN系半导体层构成的阱层的量子阱构造，在所述n型层的所述上表面的至少所述第1区域的下方的所述n型层中，在与所述上表面正交的方向即上下方向上分离地存在作为所述n型层的一部分的、局部Ga组成比高的薄膜状的多个富Ga层，
与所述上下方向平行的第1平面上的所述多个富Ga层的至少一部分的延伸方向相对于所述n型层的所述上表面与所述第1平面的交线倾斜，
在与所述n型层的所述上表面平行的多个第2平面的每一个中，多个所述富Ga层呈条纹状存在，所述多个第2平面中的至少一个存在于从所述n型层的所述上表面向下方侧100nm以内的厚度的上层区域内，
存在于所述第1区域的下方的所述富Ga层的AlN摩尔分数大于所述阱层的AlN摩尔分数。
另外，AlGaN系半导体以通式Al1-xGaxN(0≤x≤1)表示，但只要带隙能量处于分别以GaN和AlN所能取的带隙能量为下限以及上限的范围内，就也可以微量含有B或者In等3族元素或者P等5族元素等杂质。进而，n型或者p型AlGaN系半导体层是在上述AlGaN系半导体层中掺杂有Si或者Mg等来作为施主或者受主杂质的层。在本申请中，未被明确记载为p型以及n型的AlGaN系半导体层的意思是未掺杂的AlGaN系半导体层，但即使是未掺杂层，也能够包含不可避免地混入的程度的微量的施主或者受主杂质。此外，第1平面和第2平面并不一定是在制造过程中具体地形成在所述半导体层叠部的露出面、各半导体层之间的边界面，而是在所述n型层内与上下方向平行地延伸的假想平面、和与上下方向正交地延伸的假想平面。
根据上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件，由于以下的理由，可期待内部量子效率的提高。在所述上层区域内的所述第2平面内，多个所述富Ga层呈条纹状存在，由此在活性层正下方的n型层内产生Ga组成比高的富Ga层和Ga组成比相对低的层(姑且称为基础层)交替存在的Ga的组成转变。富Ga层与基础层相比容易流动电流，因此从富Ga层朝向活性层注入的载流子密度高于从基础层朝向活性层注入的载流子密度，在活性层内的与第2平面平行的面内，产生载流子密度高的部分和低的部分的差异。
在此，设想活性层内的与第2平面平行的面内的两个相同面积的微小区域S1和S2，并设想如下两种情形：不产生上述Ga的组成转变，注入到微小区域S1和S2的电流I为相同的I0的情形1；和产生上述Ga的组成转变，注入到微小区域S1的电流I1大于注入到微小区域S2的电流I2，且I1+I2＝2×I0(I1＞I0，I2＜I0)的情形2。
在情形1中，在微小区域S1与S2之间，载流子密度n相同，设为载流子密度n0。因此，微小区域S1和S2的各内部量子效率Ein由f(n0)表示，在微小区域S1和S2中分别供发光再耦合的电流Ig0和其合计电流Ig0t如下述式(3)所示。
Ig0t＝2Ig0＝2f(n0)I0 (3)
在情形2中，I1＝I0(1+x)，I2＝I0(1-x)，其中，若设0＜x≤1，则在微小区域S1中，与电流I1同样，注入的载流子密度n增加为(1+x)倍，内部量子效率Ein成为比情形1的微小区域S1的内部量子效率f(n0)高的内部量子效率f(n0(1+x))，在微小区域S2中，与电流I2同样，注入的载流子密度n减少为(1-x)倍，内部量子效率Ein成为比情形1的微小区域S2的内部量子效率f(n0)低的内部量子效率f(n0(1-x))。因此，在微小区域S1和S2中分别供发光再耦合的电流Ig1、Ig2和其合计电流Ig1t如下述式(4)所示。
Ig1t＝Ig1+Ig2＝f(n0(1+x))I0(1+x)+f(n0(1-x))I0(1-x) (4)
在此，函数f(n)是通过变量n从0起的增加而从0向1单调增加的函数，在I1以及I2从I0起的变化量小的情况下，f(n0(1+x))和f(n0(1-x))能够近似为f(n0)+Δ(x)和f(n0)-Δ(x)，式(4)成为下述式(5)。
Ig1t＝2f(n0)I0+2Δ(x)I0x＝Ig0t+2Δ(x)I0x (5)
根据上述式(5)可知，在I1以及I2从I0起的变化量小的情况下，产生上述Ga的组成转变的情形2与未产生该组成转变的情形1相比，供发光再耦合的电流在每微小区域仅增加Δ(x)I0x。
另一方面，在I1以及I2从I0起的变化量大且x＝1的情况下，上述式(4)成为下述式(6)。
Ig1t＝2f(2n0)I0 (6)
式(6)的f(2n0)大于式(3)的f(n0)，因此，可知，在I1以及I2从I0起的变化量大的情况下，产生上述Ga的组成转变的情形2与未产生该组成转变的情形1相比，供发光再耦合的电流在每微小区域也仅增加(f(2n0)-f(n0))。
根据以上，在注入到活性层整体的总电流相同的情况下，产生上述Ga的组成转变的情形2与未产生该组成转变的情形1相比，在活性层整体中供发光再耦合的电流增加，活性层整体中的内部量子效率Ein增加。其结果，可期待电光转换效率的提高。
在此应该注意的点在于，即使在活性层内不产生Ga的组成转变，若在存在于其附近的n型层中产生Ga的组成转变，则朝向活性层注入的载流子密度就会产生变化，作为结果，可期待实现内部量子效率Ein的提高。
根据上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件，由于n型层中比电阻相对低的、即电流容易流动的多个富Ga层在上下方向上分离地形成于在其上存在活性层的第1区域的下方的n型层内，因此，认为，由于施加于p电极与n电极间的正向偏压，从p型氮化物半导体层朝向n型氮化物半导体层流动的正向电流在活性层正下方的n型层中在横向(与n型层的上表面平行的方向)上朝向n电极正下方的区域流动时，能够通过也相对于该横向延伸的该电流容易流动的多个富Ga层，因此与未形成多个富Ga层的情况相比，能够降低该n型层的横向的寄生电阻。其结果，在将从活性层朝向n型氮化物半导体层侧出射的紫外线取出至元件外部的元件构造中，能够抑制由该寄生电阻的原因引起的电压下降，可期待因电压效率Ev的提高带来的电光转换效率的提高。
由于由该寄生电阻的原因引起的电压下降从第1区域的外周部朝向中心部变得显著，因此第1区域的最小宽度因该电压下降而被限制在恒定值以下。但是，若能够抑制该电压下降，则能够增大第1区域的最小宽度。其结果，能够增大芯片尺寸所占的第1区域的面积。
进而，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件优选，在所述第1区域的下方的所述上层区域内的至少一个所述第2平面上，分散地存在通过部分地存在条纹状的所述富Ga层而产生Ga的组成转变的1μm四方以下的微小区域。由此，能够使注入到活性层的电流的电流密度高的部分和低的部分细分化而一致地分散，能够防止因非发光再耦合引起的发热的局部化，并且，由于伴随着由Ga的组成转变的原因引起的内部量子效率的变化会在微小区域内产生发光强度的变化，且该发光强度的变化在活性层内一致地分布，因此能够使局部的发光强度的面内偏差在活性层整体中均匀化，能够实现活性层内的发光强度的宏观(粒度的粗细)均匀化。
进而，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件优选，在所述上层区域内，所述多个富Ga层的至少一部分在所述上下方向上存在多个，在所述上下方向上相邻的所述富Ga层间的所述上下方向的分离距离的最小值为100nm以下。
进而，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件优选，所述多个富Ga层的至少一部分存在于所述n型层的所述上表面的所述第2区域内的形成所述n电极的部位的下方的所述n型层中。
进而，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件优选，所述多个富Ga层的至少一部分具有所述第1平面上的所述富Ga层的延伸方向相对于所述交线的倾斜角为0°以上且10°以下的低倾斜部分。进而，更优选，所述低倾斜部分存在于所述上层区域内。
进而，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件优选，所述多个富Ga层的至少一部分在所述第1平面上与其他所述富Ga层交叉、或者从其他所述富Ga层分支。
进而，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件优选，所述第1平面上的所述多个富Ga层的任意一点的延伸方向相对于所述交线的倾斜角处于0°以上且小于45°的范围内。
在上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件的各优选方式的每一个优选方式中，可进一步促进上述寄生电阻的降低，能够进一步抑制由该寄生电阻的原因引起的电压下降，可实现电压效率Ev的进一步提高，因此能够期待电光转换效率的进一步提高。
进而，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件优选，在所述n型层内，与所述n型层内的其他区域相比n型杂质浓度相对小的低杂质浓度层呈与所述第2平面平行的层状存在。进而，更优选，所述低杂质浓度层存在于所述上层区域。
在上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件中，所述多个富Ga层的至少一部分的延伸方向相对于所述n型层的所述上表面与所述第1平面的交线倾斜，这意味着该富Ga层对于横向和纵向这两个方向同时生长，n型杂质浓度越低，该横向的生长越被促进，结果，所述n型层的横向的寄生电阻的降低越被促进。
进而，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件还具备包含蓝宝石基板的基底部，所述半导体层叠部形成在所述基底部上，在所述基底部的上表面分散地形成有成为所述富Ga层的生长开始点的多个高低差部。
发明效果
根据上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件，伴随着在该n型层内形成多个富Ga层，可期待因内部量子效率Ein或者电压效率Ev或者这两者的提高而带来的电光转换效率的提高。
附图说明
图1是示意性地表示本发明的实施方式所涉及的氮化物半导体紫外线发光元件的构造的一例的主要部分截面图。
图2是示意性地表示从图1的上侧观察图1所示的氮化物半导体紫外线发光元件时的构造的一例的俯视图。
图3是说明俯视形状的最小宽度的定义的图。
图4是示意性地表示在AlN层的表面形成的高低差部(槽、突起、高低差)的截面形状的一例的主要部分截面图。
图5是表示n型包覆层内的截面构造的HAADF-STEM像。
图6是图5所示的HAADF-STEM像的主要部分放大图。
图7是图5所示的HAADF-STEM像的其他主要部分放大图。
图8是示意性地表示一般的紫外线发光二极管的元件构造的一例的主要部分截面图。
具体实施方式
针对本发明的实施方式所涉及的氮化物半导体紫外线发光元件(以下，简称为“发光元件”。)，基于附图进行说明。另外，在以下的说明中使用的附图(除HAADF-STEM像以外)中，为了容易理解说明，强调主要部分而示意性地示出发明内容，因此各部分的尺寸比不必一定是与实际的元件相同的尺寸比。以下，在本实施方式中，设想发光元件为发光二极管的情况进行说明。
<发光元件的元件构造>
如图1所示，本实施方式的发光元件1具备：包含蓝宝石基板11的基底部10；多个AlGaN系半导体层21～25；p电极26；以及包含n电极27的发光元件构造部20。发光元件1朝向发光元件构造部20侧(图1中的图中上侧)安装(倒装芯片安装)于安装用的基台(子基座等)，光的取出方向是基底部10侧(图1中的图中下侧)。另外，在本说明书中，为了便于说明，将与蓝宝石基板11的主面11a(或者，基底部10以及各AlGaN系半导体层21～25的上表面)垂直的方向称为“上下方向”(或者，“纵向”)，将从基底部10朝向发光元件构造部20的方向作为上方，将其相反方向作为下方。此外，将与上下方向平行的平面称为“第1平面”。进而，将与蓝宝石基板11的主面11a(或者，基底部10以及各AlGaN系半导体层21～25的上表面)平行的平面称为“第2平面”，将与该第2平面平行的方向称为“横向”。
基底部10具备蓝宝石基板11、和直接形成在蓝宝石基板11的主面11a上的AlN层12而构成。AlN层12由从蓝宝石基板11的主面外延生长的AlN结晶构成，该AlN结晶相对于蓝宝石基板11的主面11a具有外延的结晶方位关系。具体而言，例如，以使得蓝宝石基板11的C轴方向(<0001>方向)与AlN结晶的C轴方向一致的方式生长AlN结晶。另外，构成AlN层12的AlN结晶也可以含有微量的Ga、其他杂质。此外，也可以在AlN层12的上表面进一步形成由AlαGa1-αN(1＞α＞0)系半导体构成的层。在本实施方式中，作为AlN层12的膜厚，设想为2μm～3μm左右。另外，基底部10的构造以及所使用的基板等并不限定于上述的结构。例如，也可以在AlN层12与AlGaN系半导体层21之间具备AlN摩尔分数为该AlGaN系半导体层21的AlN摩尔分数以上的AlGaN层。
发光元件构造部20具备从基底部10侧起依次使n型包覆层21(n型层)、活性层22、电子阻挡层23(p型层)、p型包覆层24(p型层)、以及p型接触层25(p型层)依次外延生长而层叠的构造(半导体层叠部)。
另外，如图1所示，在发光元件构造部20内，活性层22、电子阻挡层23、p型包覆层24、以及p型接触层25是通过蚀刻等去除层叠在n型包覆层21的上表面的第2区域R2上的部分而形成在n型包覆层21的上表面的第1区域R1上的。而且，n型包覆层21的上表面在除第1区域R1以外的第2区域R2露出。如图1示意性所示，n型包覆层21的上表面有时在第1区域R1与第2区域R2之间高度不同，在该情况下，n型包覆层21的上表面在第1区域R1和第2区域R2中单独被规定。
n型包覆层21在由n型AlXGa1-XN(1≥X＞Q)系半导体构成的基础层21a内具备由局部Ga组成比高的n型AlWGa1-WN(X＞W＞Q)系半导体构成的富Ga层21b而构成。(1-X)以及(1-W)为Ga组成比。Q是构成后述的活性层22的阱层22b的AlQGa1-QN(W＞Q≥0)系半导体的AlN摩尔分数(Al组成比)。在本实施方式中，作为n型包覆层21的膜厚，与一般的氮化物半导体紫外线发光元件所采用的膜厚同样，设想为1μm～2μm左右，但该膜厚也可以为2μm～4μm左右。另外，构成基础层21a的n型AlXGa1-XN的AlN摩尔分数X以及构成富Ga层21b的n型AlWGa1-WN的AlN摩尔分数W并不一定需要在n型包覆层21内恒定，只要在存在于n型包覆层21的局部区域内的基础层21a与富Ga层21b之间，X＞W＞Q的关系成立即可。
活性层22具备将由AlQGa1-QN(W＞Q≥0)系半导体构成的阱层22b和由AlPGa1-PN(X≥P＞Q)系半导体构成的势垒层22a分别交替地层叠1层以上而成的单一或者多重量子阱构造。另外，在最上层的阱层22b与电子阻挡层23之间，也可以设置势垒层22a或者作为比势垒层22a薄的薄膜且AlN摩尔分数高的AlGaN层或者AlN层。
电子阻挡层23由p型AlYGa1-YN(1≥Y＞P)系半导体构成。p型包覆层24由p型AlZGa1- ZN(Y＞Z＞R)系半导体构成。p型接触层25由p型AlRGa1-RN(Z＞R≥0)系半导体构成。p型接触层25典型地由GaN(即，R＝0)构成。另外，活性层22、电子阻挡层23、p型包覆层24、以及p型接触层25等各层的膜厚可根据发光元件1的发光波长特性以及电特性而适当决定。此外，p型包覆层24也可以为了降低p型层的寄生电阻而省略。
p电极26例如由Ni/Au等多层金属膜构成，且形成在p型接触层25的上表面。n电极27例如由Ti/Al/Ti/Au等多层金属膜构成，且形成于n型包覆层21的第2区域R2内的露出面上的一部分的区域。另外，p电极26以及n电极27并不限定于上述的多层金属膜，构成各电极的金属、层叠数、层叠顺序等电极构造也可以适当变更。在图2中示出从p电极26和n电极27的发光元件1的上侧观察的形状的一例。在图2中，存在于p电极26与n电极27之间的线BL表示第1区域R1与第2区域R2的边界线，与活性层22、电子阻挡层23、p型包覆层24、以及p型接触层25的外周侧壁面一致。
在本实施方式中，如图2所示，作为一个例子，第1区域R1以及p电极26的俯视形状采用梳形形状。在本实施方式中，作为一个例子，设想第1区域R1的俯视形状的最小宽度为40μm以上的情况，优选为40μm以上且130μm以下，更优选为60μm以上且100μm以下。在此，如图3所示，俯视形状的最小宽度是指将夹着骨格线CL对置的外周线上的2点A、B间连结的任意的线段LAB的长度的最小值，其中，该骨格线CL是在与该俯视形状的外周线OL(相当于图2的边界线BL)垂直的方向上朝向内侧均等地逐渐缩小外周线OL的情况下从两侧相接而最终残存的线。
当向p电极26与n电极27之间施加正向偏压时，从p电极26朝向活性层22供给空穴，从n电极27朝向活性层22供给电子，所供给的空穴以及电子分别到达活性层22并进行再耦合，由此发光。此外，由此，在p电极26与n电极27之间流过正向电流。
在图1中，富Ga层21b如以双重线示意性地示出1个层那样，多个层在上下方向上分离地存在。此外，在与上下方向平行的一个第1平面(例如，图1所示的截面)中，富Ga层21b的至少一部分的延伸方向相对于横向(第1平面与第2平面的交线的延伸方向)倾斜。另外，在图1所示的第1平面上，富Ga层21b的各层示意性地由平行的线(双重线)图示，但如后所述，该延伸方向与横向所成的倾斜角θ在各富Ga层21b之间不必一定相同，即使在相同的富Ga层21b内也能够根据位置而变化，因此，第1平面上的富Ga层21b并不一定限于呈直线状地延伸。此外，该倾斜角θ也根据第1平面的朝向而变化。因此，富Ga层21b的一部分也可能在第1平面上与其他富Ga层21b交叉、或者从其他富Ga层21b分支。此外，在上下方向上相邻的富Ga层21b间的上下方向的分离距离的最小值为100nm以下。即，该分离距离的最小值实质上包含0nm，设想上述的富Ga层21b间的交叉以及分支。
如上所述，富Ga层21b是基础层21a内局部Ga组成比高的部位，只要在存在于n型包覆层21的局部区域内的基础层21a与富Ga层21b的各AlN摩尔分数之间，X＞W的关系成立即可。因此，在基础层21a与富Ga层21b的边界附近，两层的AlN摩尔分数渐近地连续的情况下，无法明确地规定两层的边界。因此，在该情况下，能够以n型包覆层21整体的平均的AlN摩尔分数、例如成为后述的n型包覆层21的生长条件(在有机金属化合物气相生长法中使用的原料气体、载流子气体的供给量以及流速)的前提的AlN摩尔分数为基准，将AlN摩尔分数比该基准值低的部分相对地规定为富Ga层21b。进而，除了上述规定方法以外，例如也能够基于后述的HAADF-STEM像，将明亮度变化大的部分规定为两层的边界。其中，在本申请发明中，两层的边界的定义本身并不重要，只要能够掌握富Ga层21b的存在本身就足够了。
此外，富Ga层21b在图1中的第1平面上分别由1根线(双重线)表示，但在与该第1平面垂直的方向上，也与第2平面平行或者倾斜地延伸，具有二维的扩展。因此，多个富Ga层21b在n型包覆层21内的多个第2平面上呈条纹状存在。在本实施方式中，优选，多个富Ga层21b呈条纹状存在的第2平面存在于从n型包覆层21的上表面向下方侧100nm以内的深度的上层区域内。进而，更优选，在第1区域的下方的上层区域内的至少一个第2平面上的1μm四方以下的微小区域内，通过部分地存在条纹状的富Ga层21b而产生Ga的组成转变，多个该1μm四方以下的微小区域分散地存在于该第2平面上。进而，富Ga层21b的一部分在第2平面上也可能与其他富Ga层21b交叉、或者从其他富Ga层21b分支、或者也可能成为环状。
富Ga层21b的上述倾斜角θ优选，在任意的第1平面上，处于0°以上且小于45°的范围内。进而，优选，在多层的富Ga层21b之中包含上述倾斜角θ为0°以上且10°以下的低倾斜部分。进而，优选，该低倾斜部分存在于上述上层区域内。
如图1所示，富Ga层21b优选，不仅形成于第1区域R1，还形成于第2区域R2，特别是形成于n电极27的下方。在该情况下，形成于第1区域R1的下方的多个富Ga层21b中的任一个与形成于第2区域R2的下方的多个富Ga层21b中的任一个接连。
<发光元件的制造方法>
接下来，对图1所例示的发光元件1的制造方法的一例进行说明。
首先，通过有机金属化合物气相生长(MOVPE)法等公知的外延生长法，使基底部10中包含的AlN层12以及发光元件构造部20中包含的氮化物半导体层21～25依次在蓝宝石基板11上外延生长而层叠。此时，在n型包覆层21中掺杂例如Si作为施主杂质，在电子阻挡层23、p型包覆层24、以及p型接触层25中掺杂例如Mg作为受主杂质。
在本实施方式中，在n型包覆层21中，为了使多个层状的富Ga层21b在上下方向上分离地形成多层，在从AlN层12的上表面起的n型包覆层21的生长刚刚开始之后，形成条纹状的富Ga层21b的生长开始点，按照这样的方式，如图4的(a)～(d)示意性地所示，在AlN层12的上表面形成条纹状的槽13a、突起13b、或者高低差13c、13d等Ga容易因迁移而集聚的构造部分(以下，将它们综合称为“高低差部13”)。在此，该高低差部13的高度(深度)优选为3nm～100nm左右。此外，该条纹状的高低差部13的横向的间隔优选为50nm～500nm左右，进而，更优选为100nm～300nm左右。另外，图4的(a)以及(b)所示的槽13a以及突起13b的纵向的截面形状可采用矩形、梯形、V字型(倒V字型)、U字型(倒U字型)等各种形状。进而，高低差部13并不限定于条纹状的槽13a、突起13b、或者高低差13c、13d，也可以是在AlN层12的上表面以岛状分散地散布的孔或者突起。岛状的高低差部13的高度(深度)、横向的间隔、以及纵向的截面形状与高低差部13为条纹状的情况相同。此外，岛状的高低差部13的俯视形状可采用圆形、矩形、三角形、六边形等各种形状。
图4的(a)～(c)所示的高低差部13(13a～13c)例如能够是通过基于纳米压印、干涉条纹曝光、电子束曝光、步进机等的图案形成来对AlN层12的平坦的表面形成SiO2等掩模，并通过反应性离子蚀刻等公知的蚀刻法来形成。此外，图4的(d)所示的高低差13d也可以通过在AlN层12的表面以使得由来于蓝宝石基板11的主面11a的多级状的台阶T表现出来的方式(以不将台阶尽力填埋而使得表面变得平坦的方式)进行外延生长而得到。作为该外延生长的条件，例如可举出：蓝宝石基板11的主面11a相对于(0001)面以一定范围内(例如，0度至几度左右)的角度(偏离角)倾斜并在主面11a上表现出多级状的台阶的基板的使用、以及容易表现出台阶的生长速度(具体而言，例如，通过适当设定生长温度、原料气体、载流子气体的供给量、流速等诸多条件，从而达成该生长速度)等。另外，这些诸多条件可根据成膜装置的种类、构造而不同，因此，在成膜装置中实际制作几个样品并确定这些条件即可。此外，作为岛状的高低差部13，只要是在AlN层12的结晶生长时在表面表现出的六棱柱状、六棱锥状、或者六棱台状等凹坑(孔)或者凸起(突起)也以适当的高度(深度)以及横向的间隔分散地形成于AlN层12的上表面就能够利用。另外，在基底部10在AlN层12之上具备AlGaN层且基底部10的最上表面为该AlGaN层的上表面的情况下，上述的条纹状或者岛状的高低差部13形成于该AlGaN层的上表面。
作为n型包覆层21的生长条件，在刚刚开始生长之后，在形成于AlN层12的上表面的高低差部通过Ga的迁移而形成富Ga层21b的生长开始点，接着，选择生长温度、生长压力以及施主杂质浓度，使得伴随着n型包覆层21(基础层21a)的外延生长，富Ga层21b能够通过伴随Ga的迁移的偏析而朝向斜上方生长。具体而言，作为生长温度，优选为容易产生Ga的迁移的1050℃以上且能够调制良好的n型AlGaN的1150℃以下。作为生长压力，优选将75Torr以下设为良好的AlGaN的生长条件，作为成膜装置的控制界限，10Torr以上是现实的且是优选的。施主杂质浓度优选为1×1018～5×1018cm-3左右。另外，上述生长温度以及生长压力等是一个例子，只要根据所使用的成膜装置适当确定最佳的条件即可。其中，由于上述优选的生长温度条件并不适合分子束外延(MBE)法，因此，作为n型包覆层21的成膜法，优选有机金属化合物气相生长(MOVPE)法。另外，有机金属化合物气相生长法中使用的原料气体(三甲基铝(TMA)气体、三甲基镓(TMG)气体、氨气)、载流子气体的供给量以及流速根据构成n型包覆层21的n型AlGaN层整体的平均的AlN摩尔分数Xa来设定。另外，该平均的AlN摩尔分数Xa相对于构成基础层21a的n型AlXGa1-XN的AlN摩尔分数X以及构成富Ga层21b的n型AlWGa1-WN的AlN摩尔分数W，成为X＞Xa＞W。
另外，施主杂质浓度并不一定需要相对于n型包覆层21的膜厚在上下方向上均匀地进行控制。例如，可以是n型包覆层2l内的规定的薄的膜厚部分的杂质浓度比上述设定浓度低、例如被控制成小于1×1018cm-3并进一步优选被控制成1×1017cm-3以下的低杂质浓度层。作为该低杂质浓度层的膜厚，优选大于0nm且200nm以下左右，更优选10nm以上且100nm以下左右，进一步优选20nm以上且50nm以下左右。此外，该低杂质浓度层的施主杂质浓度只要比上述设定浓度低即可，也可以包含一部分未掺杂层(0cm-3)。进而，该低杂质浓度层的一部分或者全部优选存在于从n型包覆层21的上表面向下方侧100nm以内的深度的上层区域。
根据后述的实验结果，若施主杂质浓度低，则富Ga层21b的向斜上方的生长具有促进向横向的生长且上述倾斜角θ变小的倾向。因此，在n型包覆层21的上表面附近，若将施主杂质浓度控制得低，则富Ga层21b的倾斜度就下降，形成上述的富Ga层21b的低倾斜部分。这样，富Ga层21b的低倾斜部分形成于n型包覆层21的上表面附近，由此，上述正向电流在n型包覆层21内效率良好地在横向上流动，可实现相对于横向上流动的正向电流的寄生电阻的降低。
在上述要点中，若形成具有基础层21a和富Ga层21b的n型包覆层21，则接着就在n型包覆层21的上表面的整面通过有机金属化合物气相生长(MOVPE)法等公知的外延生长法，形成活性层22(势垒层22a、阱层22b)、电子阻挡层23、p型包覆层24、以及p型接触层25等。
接下来，通过反应性离子蚀刻等公知的蚀刻法，将按照上述要点层叠的氮化物半导体层21～25的第2区域R2选择性地蚀刻至n型包覆层21的上表面露出为止，使n型包覆层21的上表面的第2区域R2部分露出。然后，通过电子束蒸镀法等公知的成膜法，在未被蚀刻的第1区域R1内的p型接触层25上形成p电极26，并且，在被蚀刻的第2区域R2内的n型包覆层21上形成n电极27。另外，也可以在p电极26以及n电极27中的一方或者两方形成后，通过RTA(瞬间热退火)等公知的热处理方法进行热处理。
另外，作为一个例子，发光元件1能够在倒装芯片安装于子基座等基台之后，以被硅酮树脂、非晶质氟树脂等规定的树脂(例如，透镜形状的树脂)密封的状态使用。
<富Ga层的具体例>
接下来，制作n型包覆层21的截面观察用的样品，从该样品利用聚焦离子束(FIB)对具有与n型包覆层21的上表面垂直(或者大致垂直)的截面的样品片进行加工，并利用扫描型透射电子显微镜(STEM)观察该样品片，参照附图来说明其结果。
该样品按照上述的n型包覆层21等的制作要点，在由上述的蓝宝石基板11和AlN层12构成的基底部10上，依次沉积n型包覆层21、由势垒层22a和阱层22b的各3层构成的活性层22、AlN摩尔分数比势垒层22a高的AlGaN层、样品表面保护用的AlGaN层、以及保护用树脂膜来制作。另外，在该样品的制作中，使用如下基底部10，其中，该基底部10使用主面相对于(0001)面具有偏离角的蓝宝石基板11在AlN层12的表面表现出如图4的(d)所例示的多级状的台阶。另外，该台阶的端部的高低差的横向的间隔大致为300nm～350nm。此外，在该样品的制作中，通过实验来控制施主杂质(Si)的注入量，使得n型包覆层21的膜厚为2μm，从下到1.9μm为止的施主杂质浓度为1×1018～5×1018cm-3，从下到1.9μm～2.0μm为止的上层区域的施主杂质浓度为1×1017cm-3以下。
图5～图7中示出上述样品片的截面的高角散射环形暗场(HAADF)-STEM像。图5是观察包含从该样品片的AlN层12的上层部到活性层22为止的n型包覆层21的整体的HAADF-STEM像。图6是图5的局部放大图，是包含从n型包覆层21的上表面向下方侧约500nm的区域和活性层22的HAADF-STEM像。图7是图5的其他部分放大图，是包含AlN层12的上层部和从n型包覆层21的下表面向上方侧约500nm的区域的HAADF-STEM像。
HAADF-STEM像得到与原子量成比例的对比度，重的元素被明亮地显示。因此，n型包覆层21内的基础层21a和富Ga层21b中AlN摩尔分数低的富Ga层21b比基础层21a更明亮地显示。HAADF-STEM像与通常的STEM像(明场像)相比更适于AlN摩尔分数的差异的观察。
如图5～图7所示，在n型包覆层21中，在基础层21a内，在上下方向上分离地存在局部Ga组成比高的多层富Ga层21b。此外，各富Ga层21b的延伸方向整体上相对于横向倾斜，在图5～图7所示的截面中，该延伸方向与横向所成的倾斜角θ大致处于0°～30°的范围内，大部分处于10°～25°的范围内。各富Ga层21b分别呈线状朝向斜上方延伸，但并不一定延伸成直线状，可知上述倾斜角θ在相同的富Ga层21b内也根据位置而变化。此外，在图5～图7所示的截面(相当于第1平面)中，也观察到富Ga层21b的一部分与其他富Ga层21b交叉、或者从其他富Ga层21b分支。
进而，可知，在图5～图7所示的截面中，与n型包覆层21的上表面平行的第2平面成为与n型包覆层21的上表面平行的直线，但在该直线上，同时存在基础层21a和富Ga层21b。此外，可知，该直线(第2平面)从n型包覆层21内的下表面的正上方至上表面附近存在，也存在于上层区域内。此外，可知，在该直线的1μm以内的范围内存在多个富Ga层21b，在第2平面上的1μm四方以下的微小区域内，产生Ga的组成转变，该微小区域分散地存在于第2平面上。
对比图5～图7的各图可知，在n型包覆层21内的施主杂质浓度低至1×1017cm-3以下的上层区域中，与施主杂质浓度为1×1018cm-3以上的上层区域的下方侧相比，各富Ga层21b的倾斜角θ相对变小，也包含10°以下的倾斜角θ，局部也包含0°。由此可知，若施主杂质浓度低，则富Ga层21b向斜上方的生长就会促进向横向的生长，上述的倾斜角θ就会变小。
此外，如图7所示，富Ga层21b从AlN层12起刚刚开始生长之后的倾斜角θ根据AlN层12的上表面的位置而存在偏差，大致处于15°～25°的范围内。由于蓝宝石基板11的可取的偏离角即使较大也为几度左右，因此富Ga层21b的刚刚开始生长之后的、即与AlN层12的上表面(基底部10的上表面)相接的部分的倾斜角θ明显比蓝宝石基板11的偏离角大。此外，根据图7可知，富Ga层21b主要从在AlN层12的主面上表现出的多级状的台阶的端部的高低差附近朝向斜上方生长。即，在该高低差附近形成有富Ga层21b的主要的生长开始点。
接下来，作为参考，示出通过能量色散型X射线分析(EDX)来计测上述样品的各层的AlN摩尔分数的结果。在从AlN层12的上表面起20nm附近计测到的基础层21a和富Ga层21b的各1点处的AlN摩尔分数为71.9％和59.1％。n型包覆层21整体的平均AlN摩尔分数的设定值为61％。3层势垒层22a的各1点处的AlN摩尔分数的平均(最大、最小)为75.1％(75.3％、74.7％)，3层阱层22b的各1点处的AlN摩尔分数的平均(最大、最小)为45.5％(47.6％、42.8％)。根据这些计测结果可知，在基础层21a和富Ga层21b中，产生10％以上的AlN摩尔分数的差异。由于富Ga层21b的AlN摩尔分数比阱层22b的各AlN摩尔分数高11.5％以上，因此来自阱层22b的发光不会被富Ga层21b吸收。另外，这些AlN摩尔分数的计测值始终是参考值，它们不过是构成发光元件1的多个AlGaN系半导体层的AlN摩尔分数的一例。
<其他实施方式>
在上述实施方式中，作为n型包覆层21的生长条件的一个例子，说明了根据构成n型包覆层21的n型AlGaN层整体的平均的AlN摩尔分数来设定在有机金属化合物气相生长法中使用的原料气体、载流子气体的供给量以及流速。即，在将n型包覆层21整体的平均的AlN摩尔分数在上下方向上设定为恒定值的情况下，设想了上述原料气体等的供给量以及流速被控制为恒定的情况。但是，上述原料气体等的供给量以及流速也可以不一定被控制为恒定。
在上述实施方式中，作为一个例子，第1区域R1以及p电极26的俯视形状采用梳形形状，但该俯视形状并不限定于梳形形状。此外，也可以是存在多个第1区域R1且分别被一个第2区域R2包围的俯视形状。
在上述实施方式中，例示了使用如下基底部10的情况，其中，该基底部10使用主面相对于(0001)面具有偏离角的蓝宝石基板11在AlN层12的表面表现出如图4的(d)所例示的多级状的台阶，但是对于该偏离角的大小、设置偏离角的方向(具体而言，是使(0001)面倾斜的方向，例如m轴方向、a轴方向等)来说，只要在AlN层12的表面表现出多级状的台阶而形成富Ga层21b的生长开始点，就可以任意地决定。
进而，在通过公知的蚀刻法等在A1N层12的表面形成图4的(a)～(c)所例示的高低差部13的情况下，由于不需要在AlN层12的表面表现出由来于蓝宝石基板11的主面11a的多级状的台阶，因此蓝宝石基板11的偏离角以及AlN层的生长条件能够优先其他条件而任意地决定。
在上述实施方式中，对在基底部10的上表面(AlN层12的表面)形成成为富Ga层21b的生长开始点的条纹状或者岛状的高低差部13的情况进行了说明，但也可以取代在基底部10的上表面形成高低差部13，或者在基底部10的上表面的高低差部13的形成状态对于富Ga层21b的生长来说不充分的情况下，在使n型包覆层21生长某程度(例如，100nm～1μm左右)后，在该n型包覆层21的上表面形成成为富Ga层21b的生长开始点的高低差部，接着继续n型包覆层21的生长。即，也可以在n型包覆层21的中间层形成成为富Ga层21b的生长开始点的高低差部。
在上述实施方式中，作为发光元件1，如图1所例示的那样，例示了具备包含蓝宝石基板11的基底部10的发光元件1，但也可以通过剥离(lift-off)等去除蓝宝石基板11(进而，基底部10中包含的一部分或者全部的层)。进而，构成基底部10的基板并不限定于蓝宝石基板。
工业上的可利用性
本发明能够利用于具有由AlGaN系半导体构成的发光层的氮化物半导体紫外线发光元件。
符号说明
1 氮化物半导体紫外线发光元件
10 基底部
11 蓝宝石基板
11a 蓝宝石基板的主面
12 AlN层
13 高低差部
13a 槽
13b 突起
13c、13d 高低差
20 发光元件构造部
21 n型包覆层(n型层)
21a 基础层(n型层)
21b 富Ga层(n型层)
22 活性层
22a 势垒层
22b 阱层
23 电子阻挡层(p型层)
24 p型包覆层(p型层)
25 p型接触层(p型层)
26 p电极
27 n电极
100 基板
101 AlGaN系半导体层
102 模板
103 n型AlGaN系半导体层
104 活性层
105 p型AlGaN系半导体层
106 p型接触层
107 n电极
108 p电极
BL 第1区域与第2区域的边界线
CL 第1区域的俯视形状的骨格线
OL 第1区域的俯视形状的外周线
R1 第1区域
R2 第2区域
T A1N层表面的台阶。
Claims (9)
1.一种氮化物半导体紫外线发光元件，具备：
半导体层叠部，该半导体层叠部包含由n型AlGaN系半导体层构成的n型层、形成在所述n型层的上表面的第1区域上的AlGaN系半导体层的活性层、和形成在所述活性层的上表面的1层以上的由p型AlGaN系半导体层构成的p型层；
n电极，形成在所述n型层的上表面的非所述第1区域的第2区域上；以及
p电极，形成在所述p型层的上表面，
所述活性层具有包含1层以上的由A1GaN系半导体层构成的阱层的量子阱构造，
在所述n型层的所述上表面的至少所述第1区域的下方的所述n型层中，在与所述上表面正交的方向即上下方向上分离地存在作为所述n型层的一部分的、局部Ga组成比高的薄膜状的多个富Ga层，
与所述上下方向平行的第1平面上的所述多个富Ga层的至少一部分的延伸方向相对于所述n型层的所述上表面与所述第1平面的交线倾斜，
在与所述n型层的所述上表面平行的多个第2平面的每一个中，多个所述富Ga层呈条纹状存在，所述多个第2平面中的至少一个存在于从所述n型层的所述上表面向下方侧100nm以内的厚度的上层区域内，
存在于所述第1区域的下方的所述富Ga层的AlN摩尔分数大于所述阱层的AlN摩尔分数，
所述n型层内的所述上层区域是与所述n型层内的比所述上层区域更靠下方侧的区域相比n型杂质浓度相对小的、与所述第2平面平行的层状的低杂质浓度层。
2.根据权利要求1所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
在所述第1区域的下方的所述上层区域内的至少一个所述第2平面上，分散地存在通过部分地存在条纹状的所述富Ga层而产生Ga的组成转变的1μm四方以下的微小区域。
3.根据权利要求1或者2所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
在所述上层区域内，所述多个富Ga层的至少一部分在所述上下方向上存在多个，
在所述上下方向上相邻的所述富Ga层间的所述上下方向的分离距离的最小值为100nm以下。
4.根据权利要求1或者2所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
所述多个富Ga层的至少一部分存在于所述n型层的所述上表面的所述第2区域内的形成所述n电极的部位的下方的所述n型层中。
5.根据权利要求1或者2所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
所述多个富Ga层的至少一部分具有所述第1平面上的所述富Ga层的延伸方向相对于所述交线的倾斜角为0°以上且10°以下的低倾斜部分。
6.根据权利要求5所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
所述低倾斜部分存在于所述上层区域内。
7.根据权利要求1或者2所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
所述多个富Ga层的至少一部分在所述第1平面上与其他所述富Ga层交叉、或者从其他所述富Ga层分支。
8.根据权利要求1或者2所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
所述第1平面上的所述多个富Ga层的任意一点的延伸方向相对于所述交线的倾斜角处于0°以上且小于45°的范围内。
9.根据权利要求1或者2所述的氮化物半导体紫外线发光元件，其中，
所述氮化物半导体紫外线发光元件还具备包含蓝宝石基板的基底部，
所述半导体层叠部形成在所述基底部上，
在所述基底部的上表面分散地形成有成为所述富Ga层的生长开始点的多个高低差部。
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