JP7406632B2 - 窒化物半導体紫外線発光素子 - Google Patents

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Description

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
Y. Nagasawa, et al., "Comparison of AlxGa1?xN multiple quantum wells designed for 265 and 285nm deep-ultraviolet LEDs grown on AlN templates having macrosteps", Applied Physics Express 12, 064009 (2019) K. Kojima, et al., "Carrier localization structure combined with current micropaths in AlGaN quantum wells grown on an AlN template with macrosteps", Applied Physics letter 114, 011102 (2019)
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光強度が大きいため、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（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２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に隣接する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たが、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紫外線発光素子。
  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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