WO2022091173A1 - 窒化物半導体紫外線発光素子 - Google Patents

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WO2022091173A1
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region
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mole fraction
algan
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光 平野
陽祐 長澤
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創光科学株式会社
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    • H01L33/26—Materials of the light emitting region
    • H01L33/30—Materials of the light emitting region containing only elements of Group III and Group V of the Periodic Table
    • H01L33/32—Materials of the light emitting region containing only elements of Group III and Group V of the Periodic Table containing nitrogen

Definitions

  • the present invention relates to a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device including a light emitting device structure in which an n-type layer, an active layer, and a p-type layer made of an AlGaN-based semiconductor having a wurtzite structure are laminated in the vertical direction.
  • 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. 22, 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 semiconductor 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.
  • 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 (segregation due to mass movement of Ga) in the clad layer composed of the n-type AlGaN-based semiconductor layer, and the AlN mole is locally stretched diagonally with respect to the surface of the clad layer. It has been reported that a layered region having a low fraction is formed (see, for example, Patent Document 3 and Non-Patent Documents 1 and 2 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.
  • HAADF high-angle scattering annular dark field
  • 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 a metalorganic metal compound vapor phase growth (MOVPE) method.
  • MOVPE metalorganic metal compound vapor phase growth
  • 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, the growth history is examined and an experienced person slightly changes the set temperature and the composition of the raw material gas, or the growth schedule for a certain period is fixed and cleaning etc. 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 is a nitride semiconductor including a light emitting device structure portion in which an n-type layer, an active layer, and a p-type layer made of an AlGaN-based semiconductor having a wurtzite structure are laminated in the vertical direction. It is an ultraviolet light emitting element
  • 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 an AlGaN-based semiconductor.
  • the p-type layer is composed of a p-type AlGaN-based semiconductor
  • the p-type layer is composed of a p-type AlGaN-based semiconductor.
  • Each semiconductor layer in the n-type layer, the active layer, and the p-type layer is an epitaxial growth layer having a surface on which a multi-stage terrace parallel to the (0001) plane is formed.
  • Each semiconductor layer in the active layer has an inclined region inclined with respect to a (0001) plane connecting adjacent terraces of the multi-stage terrace, and a terrace region other than the inclined region.
  • the n-type layer has a layered region having a locally low AlN mole fraction existing uniformly dispersed in the n-type layer, and an n-type main body region other than the layered region.
  • Each stretching direction of the layered region on the first plane orthogonal to the upper surface of the n-type layer has a portion inclined with respect to the line of intersection between the upper surface of the n-type layer and the first plane. death,
  • the integer n is 5, 6, 7, or 8,
  • the n-type main body region there is an Al-enriched n-type region having a locally high AlN mole fraction, which includes an n-type AlGaN region having an AlGaN composition ratio of an integer ratio of Al n + 1 Ga 11-n N 12 .
  • the average AlN mole fraction Xna of the n-type layer is within the range of (n + 0.5) / 12 ⁇ Xna ⁇ (n + 1) / 12.
  • the first feature is that a Ga-enriched well region having an AlN mole fraction locally lower than the AlN mole fraction of the terrace region of the well layer exists in the inclined region of the well layer.
  • a semiconductor ultraviolet light emitting element is provided.
  • 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 AlGaN composition described later is formed in the Ga-enriched n-type region and the Al-enriched n-type region in the n-type layer, respectively.
  • 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 radius of Al and the covalent radius of 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 mixed crystal mole fraction is slightly stable in terms of energy, and mass transfer (mass transfer). It is possible to prevent the proliferation of places where Ga, which is easy to easily increase, increases extremely. That is, by utilizing the property of "quasi-stable AlGaN" formed in the Ga-enriched n-type region in the n-type layer, as an AlGaN-based semiconductor, the mixed crystal mole fraction caused by the drift of the crystal growth apparatus and the like can be obtained.
  • 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 side overlaps in the c-axis direction, and each site on the B side 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 is located 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".
  • the integers n are even numbers 1) to 5) are the first metastable AlGaN, and the integers n are odd numbers 6) to 11) are the second metastable AlGaN.
  • the AlN mole fraction of Al n Ga 12-n N 12 is n / 12 when expressed as a fraction, but when expressed as a percentage, a fraction is generated after the decimal point.
  • 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.
  • each semiconductor layer in the n-type layer, the active layer, and the p-type layer has a surface on which a multi-stage terrace parallel to the (0001) plane is formed. Since it is an epitaxial growth layer, Ga, which easily moves mass in the n-type layer, moves on the terrace of the n-type main body region and concentrates on the boundary region between adjacent terraces, so that it is more concentrated than the n-type main body region. A region with a low AlN mole 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. Is uniformly dispersed and formed.
  • the AlN mole fraction in the layered region decreases, and the mass transfer amount of Ga into the layered region (hereinafter, also referred to as Ga supply amount).
  • Ga supply amount the mass transfer amount of Ga into the layered region.
  • the AlN mole fraction of the semi-stable AlGaN is the latest AlN mole fraction (n / 12) lower than the average AlN mole fraction Xna of the n-type layer.
  • the presence of semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al n Ga 12-n N 12 in the Ga-enriched n-type region causes fluctuations in the amount of Ga supplied into the Ga-enriched n-type region, and changes in the amount of Ga supplied into the Ga-enriched n-type region.
  • Fluctuations in the average AlN mole fraction Xna are absorbed in the semi-stable AlGaN. That is, in the Ga-enriched n-type region, when the Ga supply amount increases or the AlN mole fraction Xna decreases, the semi-stable AlGaN increases, the Ga supply amount decreases, or the AlN mole fraction Xna increases.
  • Semi-stable AlGaN is reduced, and as a result, fluctuations in the AlN mole fraction within the Ga-enriched n-type region are suppressed.
  • the AlN mole fraction in the Ga-enriched n-type region is usually formed in the inclined region of the well layer. It is set to be 8.3% or more, preferably 16% or more higher than the AlN mole fraction of the Ga enriched well region. Therefore, the light emission from the well layer is emitted from the Ga-enriched well by suppressing a significant decrease in the AlN mole fraction in the Ga-enriched n-type region due to fluctuations in the Ga supply amount due to drift of the crystal growth device and the like. It is absorbed in the region and the decrease in luminous efficiency is suppressed.
  • the mass of Ga moves into the layered region, so that the edge portion adjacent to the layered region in the n-type main body region or its vicinity (hereinafter, both are simply collectively referred to).
  • An Al-enriched n-type region having an AlN mole fraction higher than the average AlN mole fraction in the n-type main body region is formed in the “edge portion”).
  • the AlN mole fraction of the Al-enriched n-type region increases as the Ga supply amount into the Ga-enriched n-type region increases or the AlN mole fraction Xna increases.
  • the Ga-enriched n-type region is formed in a narrow layered region as compared with the n-type main body region in the n-type layer, the mass transfer of Ga into the layered region sandwiches the layered region. Since it originates from the n-type body regions on both sides, the AlN mole fraction in the Ga-enriched n-type region with respect to the mass transfer of Ga into the layered region is based on the average AlN mole fraction Xna of the n-type layer. The amount of decrease is larger than the amount of increase in the AlN mole fraction in the Al-enriched n-type region.
  • the average AlN molar fraction Xna of the n-type layer is within a suitable range of (n + 0.5) / 12 ⁇ Xna ⁇ (n + 1) / 12, the amount of Ga supplied into the layered region is increased.
  • a semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al n Ga 12-n N 12 is formed in the Ga-enriched n-type region, and the AlGaN composition ratio is high in the Al-enriched n-type region.
  • Semi-stable AlGaN which is Al n + 1 Ga 11-n N 12 , is formed.
  • the presence of semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al n + 1 Ga 11-n N 12 causes fluctuations in the amount of Ga supplied into the Ga-enriched n-type region and average. Fluctuations in the AlN mole fraction Xna are also absorbed in the semi-stable AlGaN present in the Al-enriched n-type region. That is, the presence of energetically stable metastable AlGaN in the Al-enriched n-type region adjacent to the layered region in the n-type main body region causes the n-type main body region to pass through the Al-enriched n-type region. Excessive Ga mass transfer into the region is suppressed, and a significant decrease in the AlN mole fraction in the Ga-enriched n-type region due to the above-mentioned fluctuation in the Ga supply amount is suppressed.
  • the layered region having a low AlN mole fraction locally in the n-type layer carriers are likely to be localized, so that it is possible to provide a low resistance current path to the active layer. can.
  • carriers are likely to be localized in the Ga-enriched well region having a locally low AlN mole fraction existing in the inclined region of the well layer, and the inclined region of the well layer is an n-type layer. Since it is located on the extension of the layered region of the well layer, carriers can be efficiently supplied to the Ga-enriched well region of the well layer through the layered region.
  • a semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al n Ga 12-n N 12 is formed in the Ga-enriched n-type region of the layered region, and the AlGaN composition ratio is formed in the Al-enriched n-type region of the n-type main body region.
  • a quasi-stable AlGaN of 12-n N 12 can be formed, and a random asymmetric array of non-semi-stable AlGaN having an AlN mole fraction lower than n / 12 can be formed. Further, if the AlN molar fraction Xna is within the range of n / 12 ⁇ Xna ⁇ (n + 0.5) / 12 and the Ga supply amount is not sufficiently large, AlGaN is contained in the Al-enriched n-type region. Semi-stable AlGaN having a composition ratio of Al n + 1 Ga 11-n N 12 is not formed, and the AlN molar fraction in the Al-enriched n-type region may fluctuate as the Ga supply amount fluctuates.
  • the average AlN mole fraction Xna of the n-type layer is within the range of n / 12 ⁇ Xna ⁇ (n + 0.5) / 12, (n + 0.5) / 12 ⁇ Xna ⁇ (n + 1). ) / 12, the AlN mole fraction difference between the Ga-enriched n-type region and the Al-enriched n-type region is stably 1/12 (about 8.33). %), But it tends to fluctuate, so that the degree of localization of carriers in the layered region is reduced, and carriers may spread from the layered region to the n-type main body region.
  • non-metastable AlGaN having a random asymmetric array having an AlN mole fraction lower than n / 12 is formed, light emission from the well layer is absorbed in the Ga-enriched well region, and the light emission efficiency is lowered. As a result, it may not be possible to sufficiently suppress fluctuations in the characteristics of the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device.
  • the average AlN mole fraction Xna of the n-type layer is (n + 0.9) / 12 or less.
  • metastable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al n Ga 12-n N 12 is more stably formed in the Ga-enriched n-type region of the layered region, and the n-type main body region is formed.
  • Metastable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al n + 1 Ga 11-n N 12 is formed more stably in the Al-enriched n-type region.
  • the p-type layer is formed as the lowest layer in the p-type layer on the upper surface side of the uppermost layer of the one or more well layers.
  • Has layers and The electron block layer has an inclined region inclined with respect to a (0001) plane connecting adjacent terraces of the multi-tiered terrace, and a terrace region other than the inclined region, respectively.
  • the integer m is 8, 9, or 10
  • a Ga-enriched EB with a low AlN mole fraction locally contains a p-type AlGaN region in which the AlGaN composition ratio is an integer ratio of Alm Ga 12-m N 12 in the inclined region of the electron block layer.
  • the second feature is that the average AlN mole fraction Xea of the electron block layer is within the range of (m + 0.24) / 12 ⁇ Xea ⁇ (m + 1) / 12, a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device. I will provide a.
  • the carriers In order to improve the luminous efficiency by recombination of carriers (electrons and holes) in the well layer, the carriers (electrons) are injected into the well layer from the n-type layer side and from the p-type layer side. Both carrier (hole) injections need to be done efficiently.
  • the AlN mole fraction is usually 80% or more, which is higher than the AlN mole fraction of the n-type clad layer and the quantum barrier layer.
  • the electron block layer is provided on the p-type layer side of the well layer closest to the p-type layer of the active layer.
  • a multi-step terrace parallel to the (0001) plane is formed in the electron block layer, so that an inclined region inclined with respect to the (0001) plane connecting adjacent terraces is formed. Will be done.
  • the AlN mole fraction of the electron block layer is extremely high, composition modulation due to segregation of Ga occurring in the n-type clad layer and the well layer is less likely to occur in the electron block layer, and electrons are less likely to occur.
  • the AlN mole fraction in the block layer is unlikely to differ between the sloping region and the terrace region.
  • composition modulation occurs due to segregation of Ga in the n-type clad layer and the well layer, and the layered region and the well of the n-type clad layer occur. It can be confirmed that the AlN mole fraction decreases in the inclined region of the layer, but the composition modulation occurs due to the segregation of Ga in the electron block layer, and the AlN mole fraction decreases in the inclined region of the electron block layer. It cannot be confirmed that it has occurred.
  • the thickness of the inclined region of the well layer and the electronic block layer is such that the terraces on the upper surfaces of the well layer and the electronic block layer are formed on the lower surface of each of the terraces on the upper surface of the well layer and the electronic block layer as the lateral growth of the side surface of the terrace edge in the step flow growth occurs. Since it moves laterally with respect to the terrace, it becomes thicker than the film thickness of the terrace area other than the inclined area.
  • composition modulation due to segregation of Ga does not occur, local AlN mole fraction does not decrease as in the well layer, and the film thickness is thicker than that in the terrace region. This can be a factor that hinders the efficient injection of carriers (holes) from the p-type layer side into the well layer. This point will be schematically described with reference to FIG.
  • the electron (e ⁇ ) reaches the inclined region in the well layer (QW) from the n-type clad layer side via the layered region.
  • the holes that reach the terrace region in the well layer are inclined. It needs to spread and reach the area.
  • the diffusion length of holes is shorter than that of electrons, and the amount of holes that diffuse to the inclined region and reach is limited.
  • non-emission recoupling centers such as Al holes, which are point defects (indicated by ⁇ (black circles) in the figure), and non-emission recoupling causes a problem that the internal quantum efficiency decreases.
  • the AlN molar fraction of the AlGaN-based semiconductor constituting the well layer is lower than that in the case of less than about 285 nm, so that the point defect is relatively relatively.
  • the number of Al pores that become The problem of light emission arises. Specifically, double-peak emission occurs in which two emission peaks having different wavelengths appear separately without being combined into one peak in the emission spectrum, which causes a decrease in yield.
  • the Ga-enriched EB region having a locally low AlN mole fraction exists in the inclined region of the electron block layer, and the Ga-enriched EB region exists. Since carrier (hole) localization can occur within, as shown schematically in FIG. 5, the holes (h +) injected into the electron block layer (EB) are also contained in the inclined region IA. Can be injected directly. Then, it is directly injected into the inclined region IA of the electron block layer, and the localization center of the emission recombination in the inclined region IA of the well layer (QW) without diffusing in the terrace region TA ( ⁇ (star) in the figure). ) Significantly increases the amount of holes that reach).
  • the n-type can be obtained by using semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio formed in the Ga-enriched EB region in the electron block layer having an integer ratio. Similar to the case where semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of an integer ratio is formed in the Ga-enriched n-type region in the layer, characteristic fluctuations due to drift of the crystal growth apparatus are suppressed, and the desired emission characteristics are obtained. It is expected that the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having the same can be stably produced.
  • the AlN mole fraction setting range of the terrace region can be adjusted by securing an AlN mole fraction difference of about 2% or more between the regions.
  • the carriers (holes) in the p-type layer are more stably localized in the inclined region including the Ga-enriched EB region having a smaller bandgap energy than the terrace region in the electron block layer, and the electron block layer.
  • the current can preferentially flow stably in the Ga-enriched EB region, and fluctuations in the characteristics of the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device can be suppressed.
  • an Al-enriched EB region having a high AlN mole fraction is locally present in the terrace region of the electron block layer.
  • the Al-enriched EB region includes a p-type AlGaN region having an AlGaN composition ratio of an integer ratio of Al m + 1 Ga 11-m N 12 , which is an average of the electron block layer.
  • the third feature is that the AlN mole fraction Xea is within the range of (m + 0.5) / 12 ⁇ Xea ⁇ (m + 1) / 12.
  • the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device of the third feature semi-stable AlGaN having an integer ratio of AlGaN composition ratios formed in the Ga-enriched EB region and the Al-enriched EB region in the electron block layer is used.
  • semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of an integer ratio is formed in the Ga-enriched n-type region and the Al-enriched n-type region in the n-type layer, it is caused by drift of the crystal growth apparatus and the like. It is expected that the fluctuation of the characteristics of the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having the desired light emitting characteristics can be suppressed more stably.
  • the average AlN mole fraction Xea of the electron block layer is (m + 0.9) / 12 or less.
  • the AlGaN composition ratio is Al m Ga 12-m in the Ga-enriched EB region of the inclined region of the electron block layer.
  • Semi-stable AlGaN of N12 is formed more stably
  • the AlGaN composition ratio is Al in the Al-enriched n-type region of the terrace region of the electron block layer.
  • Semi-stable AlGaN, which is m + 1 Ga 11-m N 12 is formed more stably.
  • the present invention is a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device including a light emitting device structure portion in which an n-type layer, an active layer, and a p-type layer made of an AlGaN-based semiconductor having a wurtzite structure are laminated in the vertical direction.
  • 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 an AlGaN-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, the active layer, and the p-type layer is an epitaxial growth layer having a surface on which a multi-stage terrace parallel to the (0001) plane is formed.
  • Each semiconductor layer and the electron block layer in the active layer have an inclined region inclined with respect to a (0001) plane connecting adjacent terraces of the multi-stage terrace, and a terrace region other than the inclined region, respectively.
  • Have and The n-type layer has a layered region having a locally low AlN mole fraction existing uniformly dispersed in the n-type layer, and an n-type main body region other than the layered region.
  • Each stretching direction of the layered region on the first plane orthogonal to the upper surface of the n-type layer has a portion inclined with respect to the line of intersection between the upper surface of the n-type layer and the first plane. death,
  • the p-type layer has an electron block layer formed on the upper surface side of the uppermost layer of the one or more well layers as the lowermost layer in the p-type layer.
  • the integer m is 8 or 9
  • a Ga-enriched EB with a low AlN mole fraction locally contains a p-type AlGaN region in which the AlGaN composition ratio is an integer ratio of Alm Ga 12-m N 12 in the inclined region of the electron block layer.
  • An Al-enriched EB having a locally high AlN mole fraction which comprises a p-type AlGaN region in which the AlGaN composition ratio is an integer ratio of Al m + 1 Ga 11-m N 12 in the terrace region of the electron block layer.
  • the average AlN mole fraction Xea of the electron block layer is within the range of (m + 0.5) / 12 ⁇ Xea ⁇ (m + 1) / 12.
  • a fourth feature is that a Ga-enriched well region having an AlN mole fraction locally lower than the AlN mole fraction of the terrace region of the well layer exists in the inclined region of the well layer.
  • a semiconductor ultraviolet light emitting element is provided.
  • the AlN molar fraction is locally low in the inclined region of the electron block layer, similarly to the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device of the second feature. Since there is a Ga-enriched EB region and localization of carriers (holes) can occur in the Ga-enriched EB region, the holes injected into the electron block layer are also directly injected into the inclined region. obtain. As a result, the amount of holes that are injected directly into the inclined region of the electron block layer and reach the inclined region of the well layer, which is the localization center of luminescence recombination, without diffusing in the terrace region, is greatly increased. It is possible to suppress the decrease in internal quantum efficiency and the occurrence of double emission peaks that occur when the Ga-enriched EB region is not formed in the inclined region of the electron block layer.
  • the mass of Ga moves to the inclined region in the electron block layer, so that the Ga-enriched EB region is formed in the inclined region and the Ga-enriched EB region is formed.
  • An Al-enriched EB region having an AlN mole fraction higher than the average AlN mole fraction in the terrace region is formed at the edge portion adjacent to the inclined region in the terrace region.
  • the average AlN molar fraction Xea of the electron block layer is preferably (m + 0.5) / 12 ⁇ Xea ⁇ (m + 1) / 12. If the amount of Ga supplied into the inclined region is sufficiently large, semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Alm Ga 12-m N 12 is formed in the Ga-enriched EB region. At the same time, a semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al n + 1 Ga 11-n N 12 is formed in the Al-enriched EB region.
  • the presence of semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al m + 1 Ga 11-m N 12 causes fluctuations in the amount of Ga supplied into the Ga-enriched EB region and an average. Fluctuations in the AlN mole fraction Xea are also absorbed in the semi-stable AlGaN present in the Al-enriched EB region. That is, the presence of energetically stable metastable AlGaN in the Al-enriched EB region adjacent to the inclined region of the electron block layer causes an excess from the terrace region to the inclined region via the Al-enriched EB region. The mass transfer of Ga is suppressed, and the significant decrease in the AlN mole fraction in the Ga-enriched EB region due to the fluctuation of the Ga supply amount is suppressed.
  • the average AlN mole fraction Xea of the electron block layer is (m + 0.9) / 12 or less.
  • metastable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Alm Ga 12-m N 12 is more stably formed in the Ga-enriched EB region of the inclined region of the electron block layer, and the terrace.
  • Metastable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al m + 1 Ga 11-m N 12 becomes more stable in the Al-enriched EB region at the edge portion adjacent to the inclined region of the region.
  • the integer n is 5, 6, 7, or 8.
  • the layered region there is a Ga-enriched n-type region including an n-type AlGaN region in which the AlGaN composition ratio is an integer ratio of Al n Ga 12-n N 12 .
  • the fifth feature is that the average AlN mole fraction Xna of the n-type layer is within the range of (n + 0.24) / 12 ⁇ Xna ⁇ (n + 1) / 12. I will provide a.
  • the AlN mole fraction in the layered region decreases as the mass of Ga moves from the n-type main body region into the layered region, and the AlN mole fraction into the layered region decreases.
  • a Ga-enriched n-type region including an n-type AlGaN region having an AlGaN composition ratio of Al n Ga 12-n N 12 is formed in the layered region.
  • the AlN mole fraction of the semi-stable AlGaN is the latest AlN mole fraction (n / 12) lower than the average AlN mole fraction Xna of the n-type layer.
  • the presence of semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of Al n Ga 12-n N 12 in the Ga-enriched n-type region causes fluctuations in the amount of Ga supplied into the Ga-enriched n-type region, and changes in the amount of Ga supplied into the Ga-enriched n-type region.
  • Fluctuations in the average AlN mole fraction Xna are absorbed in the semi-stable AlGaN. That is, in the Ga-enriched n-type region, when the Ga supply amount increases or the AlN mole fraction Xna decreases, the semi-stable AlGaN increases, the Ga supply amount decreases, or the AlN mole fraction Xna increases.
  • Semi-stable AlGaN is reduced, and as a result, fluctuations in the AlN mole fraction within the Ga-enriched n-type region are suppressed.
  • the carriers (electrons) in the n-type layer are more stably localized in the layered region including the Ga-enriched n-type region having a smaller bandgap energy than the n-type main body region in the n-type layer, and n.
  • the current can preferentially flow stably in the Ga-enriched n-type region in the mold layer, and the characteristic fluctuation of the nitride semiconductor ultraviolet light emitting element can be suppressed.
  • the active layer has a multiple quantum well structure including two or more of the well layers, and the two layers are between the well layers.
  • a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having a sixth feature that a barrier layer made of an AlGaN-based semiconductor exists.
  • the active layer has a multiple quantum well structure, and the luminous efficiency can be expected to be improved as compared with the case where the well layer is only one layer.
  • the barrier layer is made of an AlGaN-based semiconductor and is inclined with respect to a (0001) plane connecting adjacent terraces of the multi-stage terrace.
  • Ga has an inclined region and a terrace region other than the inclined region, respectively, and the AlN mole fraction is locally lower than the AlN mole fraction of the terrace region of the barrier layer in the inclined region of the barrier layer. It is preferable that an enriched barrier region exists.
  • carrier localization may occur in the Ga-enriched barrier region in the barrier layer as well as in the Ga-enriched n-type region of the n-type layer and the Ga-enriched well region of the well layer. Therefore, when the carriers (electrons) are supplied from the n-type layer toward the Ga-enriched well region in the inclined region between adjacent terraces where light emission is concentrated in the well layer, the Ga-enriched n of the n-type layer is n. It can be efficiently performed via the type region and the Ga-enriched barrier region of the barrier layer.
  • the integer j is 6, 7, 8, 9, or 10
  • the Ga-enriched barrier region includes an AlGaN region in which the AlGaN composition ratio is an integer ratio of Al j Ga 12-j N 12 , and the average AlN mole fraction Xba of the barrier layer is (j + 0.24). ) / 12 ⁇ Xba ⁇ (j + 1) / 12, more preferably.
  • the fluctuation of the mixed crystal mole fraction in the barrier layer due to the drift of the crystal growth apparatus or the like is suppressed, and the inclined region where the carrier localization occurs in the barrier layer becomes an integer j. It is stably formed with the corresponding AlN mole fraction.
  • the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device further includes a base portion including a sapphire substrate, and the sapphire substrate is inclined by a predetermined angle with respect to the (0001) plane.
  • the light emitting device structure is formed above the main surface, and at least each semiconductor layer from the main surface of the sapphire substrate to the surface of the active layer is formed on the (0001) surface. It is preferably an epitaxial growth layer having a surface on which parallel multi-step terraces are formed.
  • 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. It is possible to realize a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having each of the above characteristics.
  • the Ga-enriched well region includes an AlGaN region in which the AlGaN composition ratio is an integer ratio of Al k Ga 12-k N 12 .
  • the fluctuation of the mixed crystal mole fraction in the well layer due to drift of the crystal growth apparatus or the like is suppressed, and the inclined region where carrier localization occurs in the well layer has a peak emission wavelength. It is stably formed with an AlN mole fraction corresponding to an integer k determined according to the target value of.
  • the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having any of the above characteristics the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device having the desired light emitting characteristics in which the characteristic fluctuation due to the drift of the crystal growth apparatus is suppressed is stably provided. be able to.
  • 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 the first to third embodiments.
  • the figure which shows typically the change of the AlN mole fraction in the Ga-enriched n-type region and the Al-enriched n-type region with the mass transfer of Ga in the n-type clad layer.
  • FIG. 6 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 emission wavelength of the quantum well structure composed of the AlGaN well layer and the AlGaN barrier layer, the film thickness of the well layer, and the AlN mole fraction of the barrier layer A graph showing the relationship.
  • the AlN mole fraction of the Ga-enriched well region 220a is 41.7%, the emission wavelength of the quantum well structure composed of the AlGaN well layer and the AlGaN barrier layer, the film thickness of the well layer, and the AlN mole fraction of the barrier layer.
  • FIG. 6 is a plan view schematically showing an example of the structure when the nitride semiconductor ultraviolet light emitting device shown in FIG. 6 is viewed from the upper side of FIG.
  • FIG. 6 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 a fourth embodiment.
  • FIG. 19 is a cross-sectional view of a main part schematically showing an example of a laminated structure of a main part including an active layer of a nitride semiconductor ultraviolet light emitting device shown in FIG. The figure schematically explaining the behavior of the carrier in the well layer, the electron block layer, and the p-type clad layer of the nitride semiconductor ultraviolet light emitting element which concerns on 4th Embodiment.
  • 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 device 1 of the first embodiment is a light emitting device including a base portion 10 including a sapphire substrate 11, a plurality of AlGaN-based semiconductor layers 21 to 24, a p electrode 26, and an n electrode 27.
  • the structure portion 20 is provided.
  • the light emitting element 1 is mounted (flip chip mounted) with the light emitting element structure portion 20 side (upper side in the drawing in FIG. 6) facing the mounting base (sub-mount or the like), and light is extracted.
  • the direction is the base portion 10 side (lower side in the figure in FIG. 6).
  • the direction perpendicular to the main surface 11a of the sapphire substrate 11 is defined as the “vertical direction” (or “vertical”).
  • “Direction” 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 24) 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 24 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 p. It has a structure in which type contact layers 24 (p-type layers) are sequentially epitaxially 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, each semiconductor layer in the active layer 22, and the electronic block.
  • the layer 23 has a surface on which a multi-stage terrace parallel to the (0001) plane derived from the main surface 11a of the sapphire substrate 11 is formed. Since the p-type contact layer 24 of the p-type layer is formed on the electron block layer 23 by epitaxial growth, a similar multi-stage terrace can be formed, but a similar multi-stage terrace is not necessarily formed. It does not have to have a surface.
  • the active layer 22, the electron block layer 23, and the p-type contact layer 24 in the light emitting element structure portion 20 are laminated on the second region R2 on the upper surface of the n-type clad layer 21.
  • the formed portion 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 the layered region 21a having a low AlN mole fraction is locally dispersed in the n-type clad layer 21 in the n-type clad layer 21. exist.
  • the layered region 21a has a bandgap energy that is locally reduced, so that carriers can be easily localized and function as a low resistance current path.
  • an n-type AlGaN region having an AlGaN composition ratio of an integer ratio of Al n Ga 12-n N 12 (that is, an AlN mole fraction of n (n / n /) is 12 minutes.
  • the integer n is 5, 6, 7, or 8. That is, there are four types of n-type semi-stable AlGaN contained in the Ga-enriched n-type region: Al 5 Ga 7 N 12 and Al 1 Ga 1 N 2 and Al 7 Ga 5 N 12 and Al 2 Ga 1 N 3 . Yes, the AlN mole fractions are 41.7% (5/12), 50% (1/2), 58.3% (7/12), and 66.7% (2/3), respectively. ).
  • n-type main body region 21b schematically shows a case where all the layered regions 21a are Ga-enriched n-type regions as an example in which the Ga-enriched n-type region is predominantly present in the layered region 21a.
  • the region other than the layered region 21a in the n-type clad layer 21 is referred to as an n-type main body region 21b.
  • the layered region 21a including the Ga-enriched n-type region is particularly formed in the n-type main body region 21b because it is formed by the mass transfer of Ga from the n-type main body region 21b.
  • Al-enriched n-type regions having a high AlN mole fraction are locally formed at the edge portions on both sides of the layered region 21a.
  • the n-type AlGaN region that is, the AlN mole fraction is 12 minutes
  • the AlGaN composition ratio is an integer ratio Al n + 1 Ga 11-n N 12 in the Al-enriched n-type region (that is, the AlN mole fraction is 12 minutes (that is,).
  • n-type semi-stable AlGaN of n + 1). That is, the AlN mole fraction of n-type metastable AlGaN existing in the Al-enriched n-type region is 1/12 of the AlN mole fraction of n-type metastable AlGaN existing in the Ga-enriched n-type region. (About 8.3%) High.
  • the n-type AlGaN region of semi-stable AlGaN in which the AlGaN composition ratio existing in the Ga-enriched n-type region is an integer ratio of Al n Ga 12-n N 12 is described.
  • the AlGaN composition ratio existing in the Al-enriched n-type region is an integer ratio of Al n + 1 Ga 11-n N12.
  • the AlGaN region is referred to as a "second semi-stable n-type region" for convenience.
  • the average AlN mole fraction Xna of the n-type clad layer 21 is (n + 0.5) / 12 ⁇ Xna ⁇ (n + 1) / 12, more preferably within the first suitable range. , (N + 0.5) / 12 ⁇ Xna ⁇ (n + 0.9) / 12, which is adjusted to the second suitable range.
  • the average AlN mole fraction Xna of the n-type clad layer 21 is used as a target value of the AlN mole fraction at the time of film formation of the n-type clad layer 21, as will be described later. Further, the average AlN mole fraction Xna is within a wide range in which a plurality of multi-stage terraces formed at the time of film formation of the n-type clad layer 21 and a plurality of boundary regions connecting the terraces are included in the lateral direction. For example, it can be measured by the composition analysis of Al and Ga in the n-type clad layer 21 by the Rutherford backscattering (RBS) analysis method.
  • RBS Rutherford backscattering
  • a He 2+ ion beam (beam diameter: 2.2 mm) is irradiated vertically from the upper surface side of the n-type clad layer 21 of the sample at an acceleration voltage of 2.3 MeV, but the measurement range in the vertical direction is limited. Since it is as large as about 300 nm, the film thickness to be analyzed needs to be larger than 300 nm. Therefore, for semiconductor layers other than the n-type clad layer 21 having a film thickness of less than 300 nm, the average AlN mole fraction is determined by energy dispersion type X-ray spectroscopy (section TEM-EDX) or CL, which will be described later. The average value of the AlN mole fraction measured by dividing into a plurality of regions by the (cathodoluminescence) method is obtained.
  • Two types of semi-stable n-type regions with different AlN mole fractions by 1/12 are stably formed in the Ga-enriched n-type region and the Al-enriched n-type region according to the amount of movement. obtain.
  • the AlN mole fraction Xna is set lower than the above average value ((n + 0.5) / 12)
  • the mass transfer amount of Ga is excessively increased.
  • the average AlN mole fraction of the n-type main body region 21b excluding the Al-enriched n-type region is substantially the same as the average AlN mole fraction Xna of the n-type clad layer 21. Therefore, the AlN mole fraction of the Ga-enriched n-type region in which the first semi-stable n-type region having an AlN mole fraction of n / 12 is predominantly present, and the average AlN mole fraction of the n-type main body region 21b. Since the difference between the two is 1/24 (about 4.17%) or more, the effect of carrier localization can be stably exerted.
  • the mixed crystal mole fraction caused by drift of the crystal growth apparatus and the like can be obtained.
  • Ga-enriched n-type regions in which fluctuations are suppressed and carriers are localized in the n-type clad layer 21 are stably formed at an AlN mole fraction corresponding to the first semi-stable n-type region used. ..
  • the current can preferentially flow stably in the Ga-enriched n-type region, and further, the characteristic fluctuation of the light emitting element 1 can be suppressed.
  • 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. It may be about 2 ⁇ m to 4 ⁇ m.
  • a plurality of layers are separated in the vertical direction as one layer is schematically shown by a double line in FIG.
  • one first plane parallel to the vertical direction for example, the cross section shown in FIG. 6
  • at least a part of the layered region 21a is stretched in the lateral direction (intersection of the first plane and the second plane). It is inclined with respect to the extending direction of the line).
  • the above-mentioned characteristics of the layered region 21a are also confirmed in the HAADF-STEM image of the n-type clad layer of the conventional nitride semiconductor ultraviolet light emitting device shown in FIG. 23.
  • each layer of the layered region 21a is shown as a schematically parallel line (double line), but the inclination angle formed by the stretching direction and the lateral direction is different.
  • the layered region 21a on the first plane is not always linearly extended because it is not necessarily the same between the layered regions 21a and can change depending on the position even within the same layered region 21a.
  • the inclination angle also changes depending on the orientation of the first plane. Therefore, a part of the layered region 21a may intersect with the other layered region 21a or branch from the other layered region 21a on the first plane.
  • the layered region 21a is shown by one line (double line) on the first plane in FIG. 6, but is also on the second plane in the direction perpendicular to the first plane. It is stretched in parallel or inclined and has a two-dimensional spread. Therefore, the plurality of layered regions 21a exist in a striped pattern on the plurality of second planes in the n-type clad layer 21.
  • the layered region 21a is a region having a locally low AlN mole fraction in the n-type clad layer 21. That is, the AlN mole fraction of the layered 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 layered region 21a and the n-type main body region 21b, the boundary between the two regions cannot be clearly defined.
  • the integer n is 5, 6, 7, or 8 is set according to the AlN mole fraction in the well layer 220, and the AlN mole fraction in the well layer 220 is a peak. It is set according to the target value of the emission wavelength.
  • the active layer 22 is a multiple quantum in which two or more well layers 220 made of an AlGaN-based semiconductor or a GaN-based semiconductor and one or more barrier layers 221 made of an AlGaN-based semiconductor or an AlN-based semiconductor are alternately laminated. It has a well structure. It is not always necessary to provide the barrier layer 221 between the well layer 220 of the lowermost layer and the n-type clad layer 21. Further, in the present embodiment, the barrier layer 221 is not provided between the well layer 220 and the electron block layer 23 of the uppermost layer, but as a preferred embodiment, the barrier layer 221 is thinner and has a higher AlN mole fraction. An AlGaN layer or an AlN layer may be provided.
  • the electronic block layer 23 is composed of a p-type AlGaN-based semiconductor.
  • the p-type contact layer 24 is composed of a p-type AlGaN-based semiconductor or a p-type GaN-based semiconductor.
  • the p-type contact layer 24 is typically composed of p-GaN.
  • FIG. 8 schematically shows an example of a laminated structure (multiple quantum well structure) of the well layer 220 and the barrier layer 221 in the active layer 22.
  • FIG. 8 illustrates a case where the well layer 220 has three layers and the barrier layer 221 has two layers.
  • the uppermost well layer 220 is between the electron block layer 23 and the upper barrier layer 221
  • the intermediate well layer 220 is between the upper and lower barrier layers 221
  • the lowest well layer 220 is the lower barrier. It is located between the layer 221 and the n-type clad layer 21, respectively.
  • the structure in which the terrace T in the well layer 220, the barrier layer 221 and the electron block layer 23 shown in FIG. 8 grows in a multi-stage manner is a known structure as disclosed in Non-Patent Documents 1 and 2. be.
  • an inclined region IA inclined with respect to the (0001) plane is formed between the terraces T adjacent to each other in the lateral direction in each layer.
  • the area other than the inclined area IA whose upper and lower sides are sandwiched by the terrace T is referred to as a terrace area TA.
  • the depth of one terrace T (distance between adjacent inclined regions IA) is assumed to be several tens of nm to several hundreds of nm. Therefore, the (0001) surface that appears stepwise in the inclined region IA is distinguished from the terrace surface of the multi-stage terrace T.
  • a Ga-enriched EB region 23a having a lower AlN mole fraction than the terrace region TA is formed in the inclined region IA.
  • the well layer 220 is made of an AlGaN-based semiconductor and the AlN mole fraction is not 0%
  • the Ga-enriched well region 220a in each layer of the well layer 220 has a lower AlN mole fraction than the terrace region TA in the inclined region IA. Is formed.
  • the barrier layer 221 is made of an AlGaN-based semiconductor and the AlN mole fraction is not 100%, in each layer of the barrier layer 221 as well as the electron block layer 23 and the well layer 220, the terrace region TA is contained in the inclined region IA.
  • a Ga-enriched barrier region 221a with a lower AlN mole fraction is formed.
  • the AlN mole fraction is locally low in each inclined region IA due to the mass transfer of Ga from the terrace region TA to the inclined region IA.
  • Ga-enriched EB region 23a, Ga-enriched well region 220a, and Ga-enriched barrier region 221a are formed.
  • carriers are likely to be localized in the layered region 21a having a locally low AlN mole fraction, and in the active layer 22, the local region existing in the inclined region IA of the well layer 220.
  • the Ga-enriched well region 220a having a low AlN mole fraction carriers are localized in the Ga-enriched barrier region 221a having a locally low AlN mole fraction existing in the inclined region IA of the barrier layer 221.
  • carriers are easily localized in the Ga-enriched EB region 23a having a locally low AlN mole fraction existing in the inclined region IA.
  • the average AlN mole fraction of the electron block layer 23 is located at the edge of the terrace region TA adjacent to the inclined region IA.
  • An Al-enriched EB region having a high AlN mole fraction is locally formed with Xea as a reference.
  • each layer of the barrier layer 221 when the barrier layer 221 is composed of an AlGaN-based semiconductor and the AlN mole fraction is not 100%, each layer of the barrier layer 221 also has an electron block layer. Similar to 23, at the edge of the terrace region TA adjacent to the inclined region IA, an Al-enriched barrier region having a high AlN mole fraction locally based on the average AlN mole fraction Xba of the barrier layer 221. Is formed.
  • the average AlN mole fraction Xea and Xba of the electron block layer 23 and the barrier layer 221 are used as target values of the AlN mole fraction at the time of film formation of the electron block layer 23 and the barrier layer 221 as described later. ..
  • the film thickness of the electronic block layer 23 is set in the range of, for example, 15 nm to 30 nm (the optimum value is about 20 nm) including the terrace region TA and the inclined region IA.
  • the film thickness of the well layer 220 is set according to the target value of the peak emission wavelength of the light emitting element 1 in the range of, for example, 1.5 unit cells to 7 unit cells, including the terrace region TA and the inclined region IA.
  • the film thickness of the barrier layer 221 is set in the range of, for example, 6 nm to 8 nm including the terrace region TA and the inclined region IA.
  • the AlN mole fraction of the Ga-enriched well region 220a of the well layer 220 becomes the target value of the peak emission wavelength of the light emitting element 1. It is set accordingly.
  • a metastable well region made of semistable AlGaN having an AlGaN composition ratio of an integer ratio of Al k Ga 12-k N 12 is formed in the Ga-enriched well region 220a of the well layer 220.
  • the integer k is 3, 4, 5, 6, or 7, and is determined according to the target value of the peak emission wavelength.
  • the metastable well regions existing in the Ga-enriched well region 220a are Al 1 Ga 3 N 4 , Al 1 Ga 2 N 3 , Al 5 Ga 7 N 12 , Al 1 Ga 1 N 2 , and Al 7 Ga 5 .
  • There are five types of N 12 and the AlN mole fractions are 25% (1/4) 33.3% (1/3), 41.7% (5/12), and 50% (2), respectively. 1), 58.3% (7/12).
  • the semi-stable well region is predominantly present in the Ga-enriched well region 220a, but the AlN mole fraction is semi-stable in the Ga-enriched well region 220a.
  • a region having an AlN mole fraction intermediate between each AlN mole fraction of the well region and the terrace region TA of the well layer 220 may be included, and even in such a case, the inclined region IA of the well layer 220 may be included. Carrier localization can occur within.
  • the Ga-enriched well region 220a by forming the Ga-enriched well region 220a with a highly stable semi-stable well region, the Ga-enriched n-type region and the Al-enriched n-type region in the n-type clad layer 21 are respectively formed.
  • the Ga-enriched well region 220a where carrier localization occurs in 220 is stably formed at the AlN mole fraction corresponding to the semi-stable well region used.
  • the current can preferentially flow stably in the Ga-enriched well region, and further, the characteristic fluctuation of the light emitting element 1 can be suppressed.
  • the well layer 220 is composed of a GaN-based semiconductor and the AlN mole fraction is 0%, the AlN mole fraction of the barrier layer adjacent to the well layer 220, the electron block layer 23, and the n-type clad layer 21.
  • the film thickness of the well layer 220 is set according to the target value of the peak emission wavelength of the light emitting element 1.
  • the thickness of the well layer is 3 ML (monatomic layer) to 14 ML (1.5 units) with respect to the quantum well structure model in which the well layer 220 and the barrier layer 221 are composed of AlGaN. It is a graph of the simulation result (corresponding to the peak emission wavelength) of the emission wavelength obtained by changing within the range of (cell to 7 unit cell) or 4ML to 14ML (2 unit cell to 7 unit cell).
  • the AlN mole fraction of the Ga-enriched well region 220a of the well layer 220 is set to 50% (1/2), which is the AlN mole fraction of the semi-stable well region, and FIG.
  • the AlN mole fraction of the Ga-enriched well region 220a of the well layer 220 is set to 41.7% (5/12), which is the AlN mole fraction of the semi-stable well region.
  • the AlN mole fraction of the Ga-enriched well region 220a is set to 33.3% (1/3), which is the AlN mole fraction of the semi-stable well region, and Ga of the barrier layer 221 is set in each of FIGS. 9 to 11.
  • the AlN mole fraction of the enriched barrier region 221a was 66.7% (2/3), 75% (3/4), and 83.3% (5/6).
  • FIGS. 9 to 11 it is assumed that the ultraviolet light emission in the well layer 220 is remarkably generated in the inclined region IA. Therefore, it is important that the film thickness condition of the well layer 220 is satisfied in the inclined region IA.
  • the thickness of the well layer 220 is in the range of 3 ML to 14 ML
  • the AlN mole fraction of the Ga-enriched barrier region 221a of the barrier layer 221 is formed according to the AlN mole fraction of the semi-stable well region.
  • the peak emission wavelength can be set in the range of 246 nm to 328 nm by adjusting each in the range of 66.7% to 100%.
  • the AlN mole 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 thickness of the well layer in the range of 4ML to 10ML are graphed for these two types. From FIG. 12, it can be seen that the emission wavelength changes in the range of approximately 270 nm to 325 nm within the range.
  • the film thickness of the well layer 220 is within the range of 4 ML to 10 ML, and the Ga-enriched barrier region 221a of the barrier layer 221. It can be seen that the peak emission wavelength can be set in the range of 270 nm to 325 nm by adjusting the AlN mole fraction in the range of 66.7% to 100%.
  • the AlGaN composition ratio of the semi-stable well region formed in the Ga-enriched well region 220a of the well layer 220 is shown in FIGS. 9 to 9.
  • Al 1 Ga 1 N 2 , Al 5 Ga 7 N 12 , and Al 1 Ga 2 N 3 shown in 11 Al 1 Ga 3 N 4 (Al N mole fraction is 25% (1/4)).
  • Al 1 Ga 5 N 6 (AlN mole fraction is 16.7% (1/6)) can also be selected.
  • the AlN mole fraction of the semi-stable well region is reduced from 33.3% by 8.33% (1/12), so that the AlN mole fraction of the barrier layer 221 is also the target of the peak emission wavelength.
  • it can be set to less than 66.7%, for example 58.3% or 50%.
  • the AlGaN composition ratio in the semi-stable well region is Al 7 Ga 5 N 12 in addition to Al 1 Ga 1 N 2 and Al 5 Ga 7 N 12 and Al 1 Ga 2 N 3 . Even so, it can be seen that the peak emission wavelength becomes shorter as the AlN mole fraction increases by about 8.33%. Therefore, when the target value of the peak emission wavelength is, for example, shorter than 250 nm, the AlGaN composition ratio of the semi-stable well region formed in the Ga-enriched well region 220a is Al 7 Ga 5 N 12 (Al N mole fraction). A rate of 58.3% (12/7)) can also be set.
  • the average AlN mole fraction Xwa of the well layer 220 is, for example, the AlN mole fraction in the Ga-enriched well region 220a.
  • the well region is generally adjusted within the range of Xw0 + 2% to Xw0 + 3%.
  • the AlN mole fraction difference between the semi-stable well region and the terrace region TA in the well layer 220 suppresses the generation of the double emission peak due to the AlN mole fraction difference between the inclined region IA and the terrace region TA. Get less than 4%.
  • the Ga rich with a low AlN mole fraction is locally contained in the inclined region IA of the well layer 220.
  • the AlN mole fraction in the Ga enriched well region 220a according to the target value of the peak emission wavelength is Xw1%, and any of them is in the range of Xw1 + 2% to Xw1 + 3%. Can be set to a value.
  • the average AlN mole fraction Xwa of the well layer 220 is used as a target value of the AlN mole fraction when the well layer 220 is formed, as will be described later.
  • the AlN mole fraction of the layered region 21a in the n-type clad layer 21 is 8.3% or more, preferably 16% or more higher than the AlN mole fraction in the Ga-enriched well region 220a of the well layer 220. Is set to.
  • the possible combination between the AlGaN composition ratio of the semi-stable well region and the AlGaN composition ratio of the first semi-stable n-type region is the above condition (layered region 21a and Ga) in the combination where n ⁇ k + 1.
  • the AlN mole fraction of the Ga-enriched barrier region 221a of the barrier layer 221 is the AlN mole fraction of the Ga-enriched well region 220a of the well layer 220 according to the target value of the peak emission wavelength of the light emitting element 1. It is adjusted with the rate and the film thickness of the well layer 220, for example, in the range of 50% to 100%.
  • the barrier layer 221 is composed of an AlGaN-based semiconductor (excluding an AlN-based semiconductor)
  • the Ga-enriched barrier region 221a of the barrier layer 221 has an AlGaN composition ratio of an integer ratio.
  • a metastable barrier region made of metastable AlGaN, which is Al j Ga 12-j N 12 is formed.
  • the integer j is 6, 7, 8, 9, or 10, and is determined according to the target value of the peak emission wavelength. That is, the semi-stable barrier regions existing in the Ga-enriched barrier region 221a are Al 1 Ga 1 N 2 , Al 7 Ga 5 N 12 , Al 2 Ga 1 N 3 , Al 3 Ga 1 N 4 , and Al 5 Ga 1 . There are five types of N6, and the AlN mole fractions are 50% (1/2), 58.3% (7/12), 66.7% (2/3), and 75% (2/3), respectively. It is 3/4) and 83.3% (5/6).
  • the AlN mole fraction of the terrace region TA of the barrier layer 221 is Ga in the range of approximately 51% to 90%. It is set to be 1% or more, preferably 2% or more, more preferably 4% or more, higher than the AlN mole fraction of the enriched barrier region 221a.
  • the AlN mole fraction difference between the Ga-enriched barrier region 221a in the barrier layer 221 and the terrace region TA should be 4 to 5% or more. However, even if it is about 1 to 2%, the effect of carrier localization can be expected.
  • the average AlN mole fraction Xba of the barrier layer 221 is preferably adjusted within the range of (j + 0.24) / 12 ⁇ Xba ⁇ (j + 1) / 12.
  • the average AlN mole fraction of the terrace region TA of the barrier layer 221 (excluding the Al-enriched barrier region if an Al-enriched barrier region is formed) is the average AlN mole fraction Xba of the barrier layer 221. It is considered to be almost the same as.
  • the AlN mole fraction difference between the Ga-enriched barrier region 221a of the barrier layer 221 and the terrace region TA is secured. More preferably, the upper limit of the adjustment range (j + 1) / 12 of the AlN mole fraction Xba is lowered to (j + 0.9) / 12, so that the AlGaN composition ratio in the Ga-enriched barrier region 221a is Al j .
  • the metastable barrier region, which is Ga 12-j N 12 is formed more stably.
  • the average AlN mole fraction Xba of the barrier layer 221 is within the first preferred range of (j + 0.5) / 12 ⁇ Xba ⁇ (j + 1) / 12, more preferably (j + 0.5). ) / 12 ⁇ Xba ⁇ (j + 0.9) / 12, which is preferably adjusted within the second suitable range.
  • a predetermined AlN mole fraction difference between the well layer 220 and the barrier layer 221 in IA can be secured more stably.
  • the average AlN mole fraction Xba of the barrier layer 221 is out of the range of (j + 0.24) / 12 ⁇ Xba ⁇ (j + 1) / 12, carriers are contained in the inclined region IA of the barrier layer 221.
  • the Ga-enriched barrier region 221a capable of localization of the well is formed, it corresponds to the AlN mole fraction in the Ga-enriched well region 220a of the well layer 220 within the range of approximately 51% to 90%. It can take any value.
  • the Ga-enriched barrier region 221a is composed of a highly stable metastable barrier region, whereby the Ga-enriched n-type region and the Al-enriched n-type region in the n-type clad layer 21 are respectively formed.
  • the fluctuation of the mixed crystal mole fraction due to the drift of the crystal growth apparatus is suppressed even in the barrier layer 221 and the barrier layer.
  • the Ga-enriched barrier region 221a in which carrier localization occurs in 221 is stably formed at the AlN mole fraction corresponding to the metastable barrier region used. As a result, the current can preferentially flow stably in the Ga-enriched barrier region in the barrier layer 221, and further, the characteristic fluctuation of the light emitting element 1 can be suppressed.
  • the AlN mole fraction of the terrace region TA of the electron block layer 23 is approximately 69% to 90%, which is 20% or more, preferably 25% or more, more preferably 25% or more, more preferably than the AlN mole fraction of the terrace region of the well layer 220. Is set to be 30% or more higher. Further, the AlN mole fraction of the Ga-enriched EB region 23a of the electron block layer 23 is 20% or more, preferably 25% or more, more preferably 30 than the AlN mole fraction of the Ga-enriched well region 220a of the well layer 220. It is set to be higher than%.
  • the AlN mole fraction in the Ga-enriched EB region 23a of the electron block layer 23 is 20% higher than the AlN mole fraction in the semi-stable well region, just as the semi-stable well region of) predominates.
  • the first semi-stable EB region made of p-type semi-stable AlGaN having a high AlGaN composition ratio of Al m Ga 12-m N 12 is predominantly present.
  • the integer m is 8, 9, or 10.
  • the first metastable EB region existing in the Ga-enriched EB region 23a is Al 2 Ga 1 N 3 , Al 3 Ga 1 N 4 , Al 5 Ga 1 N 6 , and Al N mole fraction. Are 66.7% (two-thirds), 75% (three-quarters), and 83.3% (five-sixths), respectively.
  • the AlN mole fraction of the terrace region TA of the electron block layer 23 is approximately 69% to 90%, which is 1% or more, preferably 2% or more, more than the AlN mole fraction of the Ga-enriched EB region 23a. It is preferably set to be 4% or more higher.
  • the AlN mole fraction difference between the Ga-enriched EB region 23a of the electron block layer 23 and the terrace region TA should be 4 to 5% or more. However, even if it is about 1 to 2%, the effect of carrier localization can be expected.
  • the average AlN mole fraction Xea of the electron block layer 23 is (m + 0.24) / 12 ⁇ Xea ⁇ (m + 1) / 12. It is preferably adjusted within the range.
  • the average AlN mole fraction of the terrace region TA of the electron block layer 23 (excluding the Al-enriched EB region when the Al-enriched EB region is formed) is the average AlN mole fraction of the electron block layer 23.
  • the rate Xea It is considered to be substantially the same as the rate Xea. Therefore, about 2% or more is secured as the AlN mole fraction difference between the Ga-enriched EB region 23a of the electron block layer 23 and the terrace region TA. More preferably, the upper limit of the adjustment range (m + 1) / 12 of the AlN mole fraction Xea is lowered to (m + 0.9) / 12, so that the AlGaN composition ratio in the Ga-enriched EB region 23a is Al m .
  • the first metastable EB region which is Ga 12-m N 12 , is formed more stably.
  • the average AlN mole fraction Xea of the electron block layer 23 is out of the range of (m + 0.24) / 12 ⁇ Xea ⁇ (m + 1) / 12, it is within the inclined region IA of the electron block layer 23.
  • the AlN mole fraction in the Ga-enriched well region 220a of the well layer 220 is approximately within the range of 69% to 90%. It can take any value depending.
  • the Ga-enriched EB region 23a is composed of a highly stable first metastable EB region, whereby the Ga-enriched n-type region and the Al-enriched n-type region in the n-type clad layer 21 are formed.
  • the Ga-enriched EB region 23a in which carrier localization occurs is stably formed at the AlN mole fraction corresponding to the first metastable EB region used.
  • the current can preferentially flow stably in the Ga-enriched EB region 23a in the electron block layer 23, and further, the characteristic fluctuation of the light emitting element 1 can be suppressed.
  • 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 24.
  • 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. 13 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. It coincides with the outer peripheral side wall surface of the contact layer 24.
  • 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.
  • the AlN layer 12 contained in the base portion 10 and the nitride semiconductor layers 21 to 24 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 and the p-type contact layer 24 are doped with, for example, Mg as an acceptor impurity.
  • At least the AlN layer 12, the n-type clad layer 21, the active layer 22 (well layer 220, barrier layer 221), and the electron block layer 23 have a multi-stage terrace parallel to the (0001) plane on each surface.
  • the main surface 11a is tilted 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 is exposed.
  • a slightly inclined substrate with a multi-tiered terrace exposed on 11a is used.
  • 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 growth start point of the layered region 21a is set in the stepped portion (inclined region) between the multi-stage terraces formed on the upper surface of the AlN layer 12 due to the mass transfer of Ga.
  • the growth temperature, growth pressure, and donor impurity concentration were adjusted so that the layered region 21a could grow diagonally upward due to segregation due to the mass transfer of Ga as the n-type clad layer 21 was subsequently formed and subsequently grew. Be 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, at a growth temperature in which the growth temperature exceeds 1170 ° C., the mass transfer of Ga becomes excessive, and even in the first metastable AlGaN, the AlN mole fraction tends to fluctuate randomly, so that the AlN mole fraction is 41.
  • the first and second metastable n-type regions which are 7% to 75% n-type metastable AlGaN, are not preferable because they are difficult to form stably.
  • 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 the average AlN of the n-type clad layer 21.
  • the mole fraction Xna is set as the target value.
  • the average AlN mole fraction Xna of the n-type clad layer 21 is Al n Ga 12-n N 12 (Al n Ga 12-n N 12) in which the AlGaN composition ratio of the first semi-stable n-type region existing in the Ga-enriched n-type region is an integer ratio.
  • n 5 to 8
  • it is within the first suitable range where (n + 0.5) / 12 ⁇ Xna ⁇ (n + 1) / 12, more preferably (n + 0.5) / 12 ⁇ Xna ⁇ . It is set within the second suitable range of (n + 0.9) / 12.
  • the growth conditions for obtaining the above-mentioned appropriate Ga mass transfer are within the Ga-enriched n-type region according to the AlN mole fraction Xna within the first or second suitable range.
  • the second semi-stable n-type region having Al n + 1 Ga 11-n N 12 is adjusted so as to be stably formed.
  • the first and second metastable n-type regions having the AlGaN composition ratio are contained in the Ga-enriched n-type region and the Al-enriched n-type region. However, it becomes easier to form more stably.
  • the difference between the AlN mole fraction (n / 12) of the region and the average AlN mole fraction ( ⁇ Xna) of the n-type body region 21b is stably 1/24 (about 4.17%) as described above. ) The above is ensured, so that the carriers in the n-type clad layer 21 are localized in the layered region 21a having a smaller bandgap energy than the n-type main body region 21b.
  • 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 organic metal compound vapor phase growth (MOVPE) method or the like is continuously applied to 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 contact layer 24, and the like are formed by the well-known epitaxial growth method.
  • the acceptor impurity concentration of the electron block layer 23 is preferably about 1.0 ⁇ 10 16 to 1.0 ⁇ 10 18 cm -3 as an example, and the acceptor impurity concentration of the p-type contact layer 24 is 1.0 as an example. It is preferably about ⁇ 10 18 to 1.0 ⁇ 10 20 cm -3 .
  • the acceptor impurity concentration does not necessarily have to be controlled uniformly in the vertical direction with respect to the film thicknesses of the electron block layer 23 and the p-type contact layer 24.
  • the well layer is formed in the same manner as the n-type clad layer 21, with the average AlN mole fraction Xwa of the well layer 220 as the target value under the growth conditions under which the above-mentioned multi-stage terrace is easily exposed. 220 is grown, and further, the barrier layer 221 is grown with the average AlN mole fraction Xba of the barrier layer 221 as a target value.
  • the average AlN mole fraction Xwa of the well layer 220 is generally set within the range of Xw0 + 2% to Xw0 + 3% when a semi-stable well region having an AlN mole fraction Xw0 is formed in the Ga-enriched well region 220a. ..
  • the average AlN mole fraction Xba of the barrier layer 221 is Xb0 + 2% ⁇ Xba ⁇ Xb0 + 8.33% when a semi-stable barrier region having an AlN mole fraction Xb0 is formed in the Ga-enriched barrier region 221a. Set within the range of.
  • the average AlN mole fraction Xea of the electronic block layer 23 is set as the target value under the growth conditions in which the above-mentioned multi-stage terrace is easily exposed in the same manner as in the n-type clad layer 21.
  • the electron block layer 23 is grown.
  • the average AlN mole fraction Xea of the electron block layer 23 is Xe0 + 2% ⁇ when the first semi-stable EB region of the AlN mole fraction Xe0 is formed in the Ga-enriched EB region 23a of the electron block layer 23. Set within the range of Xea ⁇ Xe0 + 8.33%.
  • the growth temperature of the active layer 22 (well layer 220, barrier layer 221), the electron block layer 23, and the p-type contact layer is such that the growth temperature of the n-type clad layer 21 is T1 and the growth of the active layer 22.
  • the temperature is T2
  • the growth temperature of the electron block layer 23 is T3
  • the growth temperature of the p-type contact layer is T4, the following formulas (1) and (1) and (1) and ( It is preferable that the relationship shown in 2) is satisfied.
  • the relationship of the above formula (1) is as follows when the AlN mole fraction of the first metastable EB region in the first Ga enriched region 23a of the electron block layer 23 is 83.3% or 75%. (1A) is preferable, and when the AlN mole fraction of the first metastable EB region is 66.7%, the following formula (1B) is preferable. This is because when the AlN mole fraction in the first metastable EB region is high, a higher growth temperature is required to promote the mass transfer of Ga. T3 ⁇ T2 + 50 °C (1A) T2 + 50 ° C> T3 ⁇ T2 (1B)
  • the growth temperature T3 of the electron block layer 23 is preferably 1150 ° C. or higher when the AlN mole fraction in the first metastable EB region is 83.3%, and the AlN mole fraction in the first metastable EB region is In the case of 75% or 66.7%, 1100 ° C. or higher is preferable, and higher temperature than 1100 ° C. is more preferable.
  • each of the above temperatures is an example, and for example, by increasing the flow rate of the nitrogen raw material gas and lowering the growth rate, the above 1150 ° C. and 1100 ° C. can be reduced to 1100 ° C. and 1050 ° C., respectively. It is possible.
  • GaN is decomposed in the well layer 220 located below the growth temperature in the transition process of the growth temperature, and the GaN is decomposed.
  • the characteristics of the light emitting element 1 may deteriorate due to the decomposition. Therefore, in order to suppress the decomposition of the GaN, between the well layer 220 of the uppermost layer and the electron block layer 23, in order to prevent the decomposition of the GaN, a thinner film than the barrier layer 221 (for example, 3 nm or less, preferably 3 nm or less). , 2 nm or less), it is preferable to form an AlGaN layer or an AlN layer having a higher AlN mole fraction than the barrier layer 221 and the electron block layer 23.
  • the flow rate ratio (V / III) of the raw material gas is 5000 to 6000, and the growth rate is Is preferably about 150 nm / h.
  • T3 1150 ° C
  • T4 980 ° C
  • An example of the growth temperatures T1 to T4 is the AlN mole fraction Xn0 of the first semi-stable n-type region in the layered region 21a of the n-type clad layer 21 shown below, and the Ga-enriched well region 220a of the well layer 220.
  • the active layer 22 (well layer 220, barrier layer 221), the electron block layer 23, the p-type contact layer 24, etc. are formed on the entire upper surface of the n-type clad layer 21 in the above manner, then the p-type contact layer 24 and the like are formed.
  • the second region R2 of the nitride semiconductor layers 21 to 24 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, to obtain the n-type clad layer 21.
  • the second region R2 portion of the upper surface is exposed.
  • a p-electrode 26 is formed on the p-type contact layer 24 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 before etching of the p2nd region R2 and formation of the electrode 26 and the n electrode 27 is prepared, and a sample is prepared on the upper surface of the material.
  • a sample piece having a vertical (or substantially vertical) cross section can be processed with a focused ion beam (FIB) and observed by a HAADF-STEM image of the sample piece.
  • FIB focused ion beam
  • composition analysis in the specific semiconductor layer in the AlGaN-based semiconductor layers 21 to 24 is performed by the energy dispersive X-ray spectroscopy (section TEM-EDX) or CL (cathodoluminescence) method using the above sample piece. Can be done at.
  • section TEM-EDX energy dispersive X-ray spectroscopy
  • CL cathodoluminescence
  • Two types of samples are prepared for composition analysis of the n-type clad layer 21, 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 each sample. Then, two sample pieces A and B for measurement were prepared.
  • FIB focused ion beam
  • the sample of the sample piece A is prepared from the n-type clad layer 21 and the n-type clad layer 21 on the base portion 10 composed of the above-mentioned sapphire substrate 11 and the AlN layer 12 according to the above-mentioned procedure for producing the n-type clad layer 21 and the like. It was prepared by sequentially depositing an AlGaN layer having a high AlN mole fraction, 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 thickness of the n-type clad layer 21 was set to about 3.1 ⁇ m, and the average AlN mole fraction Xna (target value) of the n-type clad layer 21 was set to 63%.
  • the measured value of AlN mole fraction Xna by the RBS analysis method is also 63%.
  • the injection amount of the donor impurity (Si) was controlled so that the donor impurity concentration was about 3 ⁇ 10 18 cm -3 .
  • the sample of the sample piece B has the n-type clad layer 21, the active layer 22, and n on the base portion 10 composed of the above-mentioned sapphire substrate 11 and the AlN layer 12 according to the above-mentioned procedure for producing the n-type clad layer 21 and the like. It was prepared by sequentially depositing an AlGaN layer having a higher AlN mole fraction than the mold clad layer 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 thickness of the n-type clad layer 21 is about 2.6 ⁇ m
  • the average AlN mole fraction Xna of the n-type clad layer 21 is Xna (target) with respect to the lower film thickness of about 1 ⁇ m.
  • the value) was set to 55%
  • the average AlN mole fraction Xna (target value) of the n-type clad layer 21 was set to 43% with respect to the upper film thickness of about 1.6 ⁇ m.
  • the measured value of AlN mole fraction Xna by the RBS analysis method is also 55% on the lower side and 43% on the upper side.
  • the injection amount of the donor impurity (Si) was controlled so that the donor impurity concentration was about 3 ⁇ 10 18 cm -3 on both the upper side and the lower side.
  • FIG. 14 is a scanning electron microscope (SEM) image showing a main part including the n-type clad layer 21 on the measurement cross section of the sample piece A.
  • FIG. 15 is an SEM image showing a main part including the n-type clad layer 21 on the measurement cross section of the sample piece B.
  • the measurement range of the sample piece A (the range of the incident point of the electron beam irradiated for measurement) is 6 in the X direction (horizontal direction parallel to the second plane) and 6 in the Y direction (longitudinal direction orthogonal to the second plane).
  • the incident points of the electron beam are set in a grid pattern of 121 mesh ⁇ 60 mesh at 0.25 ⁇ m and 3.2 ⁇ m.
  • the mesh spacing is about 52 nm in the X direction and about 53 nm in the Y direction.
  • the measurement range of the sample piece B is 6.25 ⁇ m and 4.6 ⁇ m in the X direction and the Y direction, respectively, and the incident points of the electron beam are set in a grid pattern of 125 mesh and 93 mesh, respectively.
  • the mesh spacing is 50 nm in both the X and Y directions.
  • the main part of the sample piece A shown in FIG. 14 on the measurement cross section shows a part of the square region (3.2 ⁇ m ⁇ 3.2 ⁇ m) of the measurement range (6.25 ⁇ m ⁇ 3.2 ⁇ m).
  • the main part on the measurement cross section of the sample piece B shown in FIG. 15 shows a partial square region (3.25 ⁇ m ⁇ 3.25 ⁇ m) of the above measurement range (6.25 ⁇ m ⁇ 4.6 ⁇ m).
  • the incident points of the lattice-shaped electron beams within the measurement ranges of the sample piece A and the sample piece B were irradiated once with an electron beam having a beam diameter of 50 nm (diameter), and the CL spectrum at each incident point was measured.
  • the first CL spectrum (solid line) and the second CL spectrum (broken line) derived in the following manner are shown.
  • the first and second CL spectra of the five Y coordinates are displayed so as to be mutually distinguishable on the same graph with their origins shifted in the vertical axis direction.
  • the horizontal axis of FIG. 16 indicates the wavelength (nm).
  • the peak of the emission intensity is located near the same wavelength on the long wavelength side of the average AlN mole fraction Xna (63%) from the CL spectrum of the same Y coordinate.
  • Six to seven or more points of the shifted CL spectrum were extracted, and the extracted CL spectra were averaged and calculated.
  • the peak of the emission intensity is the same wavelength on the shorter wavelength side than the average AlN mole fraction Xna (63%) from the CL spectrum of the same Y coordinate. 6 to 7 points or more of CL spectra shifted to the vicinity were extracted, and the extracted CL spectra were averaged and calculated.
  • the third CL spectrum (solid line) and the fourth CL spectrum (broken line) derived in the following manner are shown.
  • the third and fourth CL spectra of the four Y coordinates are displayed so as to be mutually distinguishable on the same graph with their origins shifted in the vertical axis direction.
  • the vertical axis of FIG. 17 shows the emission intensity (arbitrary unit).
  • the horizontal axis of FIG. 17 indicates the wavelength (nm).
  • the peak of the emission intensity is near the same wavelength on the long wavelength side of the average AlN mole fraction Xna (55%) from the CL spectrum of the same Y coordinate.
  • Six to seven or more points of the shifted CL spectrum were extracted, and the extracted CL spectra were averaged and calculated.
  • the peak of the emission intensity is the same wavelength on the shorter wavelength side than the average AlN mole fraction Xna (55%) from the CL spectrum of the same Y coordinate. 6 to 7 points or more of CL spectra shifted to the vicinity were extracted, and the extracted CL spectra were averaged and calculated.
  • the 5th CL spectrum (solid line) and the 6th CL spectrum (broken line) derived in the following manner are shown with respect to the CL spectrum of.
  • the fifth and sixth CL spectra of the five Y coordinates are displayed so as to be mutually distinguishable on the same graph with their origins shifted in the vertical axis direction.
  • the vertical axis of FIG. 18 indicates the emission intensity (arbitrary unit).
  • the horizontal axis of FIG. 18 indicates the wavelength (nm).
  • the peak of the emission intensity is near the same wavelength on the long wavelength side of the average AlN mole fraction Xna (43%) from the CL spectrum of the same Y coordinate.
  • Six to seven or more points of the shifted CL spectrum were extracted, and the extracted CL spectra were averaged and calculated.
  • the peak of the emission intensity is the same wavelength on the shorter wavelength side than the average AlN mole fraction Xna (43%) from the CL spectrum of the same Y coordinate. 6 to 7 points or more of CL spectra shifted to the vicinity were extracted, and the extracted CL spectra were averaged and calculated.
  • the electron beam is within the irradiation range of one incident point.
  • the Al-enriched n-type region may exist at the edge of the n-type main body region 21b adjacent to the layered region 21a.
  • the first, third, and fifth CL spectra shifted to the longer wavelength side than the average AlN mole fraction Xna are CL spectra in which the Ga-enriched n-type region exists within the irradiation range of the electron beam.
  • the peak of the emission intensity is located near the wavelength corresponding to the AlN mole fraction in the Ga-enriched n-type region.
  • the Al-enriched n-type region may exist in the irradiation range having a beam diameter of 50 nm
  • the second peak of the emission intensity is located near the wavelength corresponding to the AlN mole fraction in the Al-enriched n-type region. May be located.
  • the Ga-enriched n-type region does not exist in the irradiation range of the electron beam, and Al. It is a CL spectrum in which an enriched n-type region exists, and the peak of its emission intensity is located near the wavelength corresponding to the AlN mole fraction in the Al-enriched n-type region.
  • the second semi-stable n-type region having an AlGaN composition ratio of Al 2 Ga 1 N 3 (AlN mole fraction is 66.7%, wavelength). Approximately 253 nm) exists.
  • a first semi-stable n-type region having an AlGaN composition ratio of an integer ratio of Al 7 Ga 5 N 12 exists in the Ga-enriched n-type region of the layered region 21a.
  • the peak of the emission intensity of the second CL spectrum of the above five Y coordinates shown in FIG. 16 is in the range of about 252 nm to about 255 nm, and all of them are located in the vicinity of about 253 nm. It can be seen that a second metastable n-type region having an AlGaN composition ratio of an integer ratio of Al 2 Ga 1 N 3 exists in the Al-enriched n-type region of the mold body region 21b.
  • a first semi-stable n-type region having an AlGaN composition ratio of Al 1 Ga 1 N 2 (AlN mole fraction is 50%, converted to a wavelength of about 279 nm) is located.
  • AlN mole fraction is 50%, converted to a wavelength of about 279 nm
  • the second semi-stable n-type region having an AlGaN composition ratio of Al 7 Ga 5 N 12 (AlN mole fraction is 58.3%, converted to wavelength). Then there is about 266 nm).
  • the first semi-stable n-type region having an AlGaN composition ratio of Al 5 Ga 7 N 12 (AlN mole fraction is 41.7%, which is about 41.7% in terms of wavelength). (293 nm) may exist, but in the Al-enriched n-type region of the n-type main body region 21b, the AlGaN composition ratio is Al 1 Ga 1 N 2 and the second semi-stable n-type region (AlN mole fraction is 50%). , Approximately 279 nm in terms of wavelength) is unlikely to exist.
  • a first metastable n-type region having an AlGaN composition ratio of an integer ratio of Al 5 Ga 7 N 12 exists in the Ga-enriched n-type region of the layered region 21a. I understand.
  • the second semi-stable n-type region of Al 1 Ga 1 N 2 having an AlGaN composition ratio of an integer ratio predominantly exists in the Al-enriched n-type region of the n-type main body region 21b. It is thought that it is not. This corresponds to the case schematically shown in the right part of FIG. 7.
  • the average AlN mole fraction Xna is (n + 0.5) / 12 ⁇ Xna ⁇ (n + 1) / 12.
  • the second suitable range of (n + 0.5) / 12 ⁇ Xna ⁇ (n + 0.9) / 12 are not adjusted, and as a result, the n-type main body region 21b
  • the first embodiment is characterized in that the second semi-stable n-type region in which the AlGaN composition ratio is an integer ratio of Al n + 1 Ga 11-n N 12 does not predominantly exist in the Al-enriched n-type region. It is different from the element structure of the light emitting element 1.
  • the AlN mole fraction in the Ga-enriched EB region 23a of the electron block layer 23 is 20% or more higher than the AlN mole fraction in the semi-stable well region.
  • the case where the average AlN mole fraction Xea of 23 is adjusted within the range of (m + 0.24) / 12 ⁇ Xea ⁇ (m + 1) / 12 has been described.
  • AlN is locally applied to the edge of the terrace region TA adjacent to the inclined region IA with reference to the average AlN mole fraction Xea of the electron block layer 23.
  • AlN is locally applied to the edge of the terrace region TA adjacent to the inclined region IA with reference to the average AlN mole fraction Xea of the electron block layer 23.
  • the AlN mole fraction is 20% or more higher than the AlN mole fraction in the semi-stable well region in the Ga-enriched EB region 23a of the electron block layer 23, and the AlGaN composition ratio is an integer ratio.
  • the first semi-stable EB region made of p-type semi-stable AlGaN, which is Al m Ga 12-m N 12 is predominantly present, and the AlGaN composition is contained in the Al-enriched EB region of the electron block layer 23.
  • a second semi-stable EB region made of p-type semi-stable AlGaN having a ratio of Al m + 1 Ga 11-m N 12 is predominantly present.
  • the adjustment range of the average AlN mole fraction Xea of the electron block layer 23 is narrower than the range described in the first embodiment, and the AlN mole fraction Xea is (m + 0.5) / 12 ⁇ Xea. It is adjusted within the first suitable range of ⁇ (m + 1) / 12, more preferably within the second suitable range of (m + 0.5) / 12 ⁇ Xea ⁇ (m + 0.9) / 12. ..
  • the integer m is 8 or 9.
  • the electronic block layer 23 is formed after forming the active layer 22 on the sapphire substrate 11 by the MOVPE method in the same manner as described in the first embodiment.
  • the supply amount and flow velocity of the raw material gas and the carrier gas are set with AlN mole fraction Xea as a target value to form a film.
  • the growth temperature of the electron block layer 23 is basically as described in the first embodiment, and since the AlN mole fraction Xea is set higher than that in the first embodiment, if necessary, The adjustment may be performed within the temperature range exemplified in the first embodiment.
  • the Ga-enriched EB region 23a and the Al-enriched EB region are composed of the first and second semi-stable EB regions having high stability, respectively, so that the mixture is caused by drift of the crystal growth apparatus and the like.
  • the Ga-enriched EB region 23a in which fluctuations in the crystal mole fraction are further suppressed and carriers are localized in the electron block layer 23, is more than the AlN mole fraction corresponding to the first semi-stable EB region used. It is formed stably. As a result, the current can preferentially flow stably in the Ga-enriched EB region 23a in the electron block layer 23, and the characteristic fluctuation of the light emitting element 1 can be further suppressed.
  • the base portion 10 of the light emitting device 1 of the second embodiment, the AlGaN-based semiconductor layers 21 to 24 of the light emitting device structure portion 20, the p electrode 26, and the n electrode 27 are located in the Al-enriched EB region of the electron block layer 23.
  • the point where the second semi-stable EB region is predominantly present, and the average AlN molar fraction Xea of the electron block layer 23 is (m + 0.5) / 12 ⁇ Xea ⁇ (m + 1) / 12.
  • First except that it is adjusted within the first preferred range, more preferably within the second preferred range of (m + 0.5) / 12 ⁇ Xea ⁇ (m + 0.9) / 12. Since it is the same as the AlGaN-based semiconductor layers 21 to 24, the p electrode 26, and the n electrode 27 of the base portion 10 of the light emitting element 1 and the light emitting element structure portion 20 of the embodiment, overlapping description will be omitted.
  • the light emitting element 1 of the third embodiment has an AlN mole fraction in the Ga-enriched EB region 23a of the electron block layer 23 from the AlN mole fraction in the semi-stable well region.
  • the first semi-stable EB region made of p-type semi-stable AlGaN having an AlGaN composition ratio of 20% or more and an integer ratio of Al m Ga 12-m N 12 is predominantly present, and the electron block layer 23 is present.
  • the adjustment range of the average AlN mole fraction Xea of the electron block layer 23 is narrower than the range described in the first embodiment, and the AlN mole fraction Xea is (m + 0.5) / 12 ⁇ Xea ⁇ . It is adjusted within the first suitable range of (m + 1) / 12, more preferably within the second suitable range of (m + 0.5) / 12 ⁇ Xea ⁇ (m + 0.9) / 12.
  • the integer m is 8 or 9.
  • the electronic block layer 23 is formed after forming the active layer 22 on the sapphire substrate 11 by the MOVPE method in the same manner as described in the first embodiment.
  • the supply amount and flow velocity of the raw material gas and the carrier gas are set with AlN mole fraction Xea as a target value to form a film.
  • the growth temperature of the electron block layer 23 is basically as described in the first embodiment, and since the AlN mole fraction Xea is set higher than that in the first embodiment, if necessary, The adjustment may be performed within the temperature range exemplified in the first embodiment.
  • the n-type clad layer 21 is composed of an n-type AlGaN-based semiconductor, and the n-type clad layer 21 is contained in the n-type clad layer 21.
  • the layered region 21a having a low AlN mole fraction is locally uniformly dispersed in the clad layer 21. Therefore, as described above in the background art section, the layered region 21a has a bandgap energy that is locally reduced, so that carriers are easily localized and function as a low resistance current path.
  • the light emitting element 1 of the third embodiment has an Al GaN composition ratio of an integer ratio in the Ga-enriched n -type region of the layered region 21a.
  • a first semi-stable n-type region with 12-n N 12 (n 5 to 8)
  • the AlGaN composition ratio is an integer in the Al-enriched n-type region of the n-type main body region 21b.
  • the existence of a second semi-stable n-type region having a ratio of Al n + 1 Ga 11-n N 12 and the formation of an Al-enriched n-type region in the n-type main body region 21b. Not necessarily required.
  • a stable n-type region may exist, and / or an Al-enriched n-type region may be formed in the n-type main body region 21b.
  • the average AlN mole fraction Xna of the n-type clad layer 21 is preferably in the range of (n + 0.24) / 12 ⁇ Xna ⁇ (n + 1) / 12.
  • the localization of the carrier is the enrichment of the layered region 21a of the n-type clad layer 21 and the Ga of the well layer 220. It is likely to occur in the well region 220a, the Ga-enriched barrier region 221a of the barrier layer 221 and the Ga-enriched EB region 23a of the electron block layer 23, respectively.
  • the Ga-enriched n-type region and the Al-enriched n in the n-type clad layer 21 By forming the mold regions with the first and second semi-stable n-type regions having high stability, respectively, the suppression of fluctuations in the mixed crystal mole fraction was strengthened mainly in the n-type clad layer 21.
  • the Ga-enriched EB region 23a and the Al-enriched EB region in the electron block layer 23 are configured by the first and second semi-stable EB regions having high stability, respectively.
  • the suppression of fluctuations in the mixed crystal mole fraction in the electron block layer 23 is strengthened.
  • the suppression of fluctuations in the mixed crystal mole fraction is strengthened both in the n-type clad layer 21 and in the electron block layer 23.
  • the base portion 10 in the light emitting device 1 of the third embodiment, the AlGaN-based semiconductor layers 21 to 24, the p electrode 26, and the n electrode 27 of the light emitting device structure portion 20 are the n-type main body region 21b of the n-type clad layer 21.
  • the second semi-stable n-type region in which the AlGaN composition ratio is an integer ratio of Al n + 1 Ga 11-n N 12 does not predominantly exist, and the electron block layer 23
  • the point where the second semi-stable EB region is predominantly present in the Al-enriched EB region, and the average AlN molar fraction Xea of the electron block layer 23 are (m + 0.5) / 12 ⁇ Xea ⁇ It is adjusted within the first suitable range of (m + 1) / 12, more preferably within the second suitable range of (m + 0.5) / 12 ⁇ Xea ⁇ (m + 0.9) / 12.
  • the p-type layer constituting the light emitting element structure portion 20 is two layers, the electron block layer 23 and the p-type contact layer 24, but the light emission of the fourth embodiment.
  • the p-type layer has a p-type clad layer 25 composed of one or more p-type AlGaN-based semiconductors between the electron block layer 23 and the p-type contact layer 24.
  • 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, the n-type clad layer 21 (n-type layer) and the active layer. 22, the electron block layer 23 (p-type layer), the p-type clad layer 25 (p-type layer), and the p-type contact layer 24 (p-type layer) are epitaxially grown and laminated in this order.
  • the base portion 10 of the light emitting device 2 of the fourth embodiment, the AlGaN-based semiconductor layers 21 to 24, the p electrode 26, and the n electrode 27 of the light emitting device structure portion 20 emit light from any of the first to third embodiments. Since it is the same as the AlGaN-based semiconductor layers 21 to 24, the p electrode 26, and the n electrode 27 of the base portion 10 of the element 1 and the light emitting element structure portion 20, overlapping description will be omitted.
  • the p-type clad layer 25 includes 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. Similar to the electron block layer 23, it has a surface on which a multi-stage terrace parallel to the (0001) plane derived from the main surface 11a of the sapphire substrate 11 is formed.
  • FIG. 20 schematically shows an example of a laminated structure (multiple quantum well structure) of the well layer 220 and the barrier layer 221 in the active layer 22.
  • the p-type clad layer 25 is formed on the electronic block layer 23 having the laminated structure described with reference to FIG. 8 in the first embodiment.
  • an inclined region IA inclined with respect to the (0001) plane is formed between the terraces T adjacent to each other in the lateral direction.
  • the area other than the inclined area IA whose upper and lower sides are sandwiched by the terrace T is referred to as a terrace area TA.
  • the film thickness of the p-type clad layer 25 is adjusted to, for example, in the range of 20 nm to 200 nm, including the terrace region TA and the inclined region IA.
  • the third Ga rich in the inclined region IA has a lower AlN mole fraction than the terrace region TA.
  • the chemical region 25a is formed.
  • the AlN mole fraction of the terrace region TA of the p-type clad layer 25 is set within the range of 51% or more and less than the AlN mole fraction of the terrace region TA of the electronic block layer 23. Further, the AlN mole fraction of the Ga-enriched p-type region 25a of the p-type clad layer 25 is set to be less than the AlN mole fraction of the Ga-enriched EB region 23a of the electron block layer 23.
  • the AlN mole fraction of the terrace region TA of the p-type clad layer 25 is 1% or more, preferably 2% or more, more preferably more than the AlN mole fraction of the Ga-enriched p-type region 25a within the above range. It is set to be 4% or more higher.
  • the AlN mole fraction difference between the second Ga-enriched region 25a of the p-type clad layer 25 and the terrace region TA is 4 to 5%. The above is preferable, but even if it is about 1 to 2%, the effect of carrier localization can be expected.
  • the AlGaN composition ratio is Al i Ga 12-i N 12
  • the first semi-stable p-type region composed of p-type semi-stable AlGaN having an AlN mole fraction of less than Xe0 in the first semi-stable EB region of the electron block layer 23 is predominantly present.
  • the electronic block layer 23 is the same as the electronic block layer 23 of the light emitting element 1 of the first embodiment, the integer m is 8, 9, or 10, and the light emitting element 1 of the second or third embodiment has an integer m. If it is the same as the electronic block layer 23, the integer m is 8 or 9.
  • the integer i is 6, 7, or 8, and satisfies i ⁇ m. Therefore, when the integer m is 8, the integer i is 6 or 7.
  • the average AlN mole fraction Xpa of the p-type clad layer 25 is (i + 0.24) / 12 ⁇ Xpa ⁇ (i + 0.24). It is preferable to adjust within the range of i + 1) / 12.
  • the average AlN mole fraction of the terrace region TA of the p-type clad layer 25 (excluding the Al-enriched p-type region when the Al-enriched p-type region described later is formed) is the p-type clad layer 25. It is considered to be substantially the same as the average AlN mole fraction Xpa. Therefore, about 2% or more is secured as the AlN mole fraction difference between the Ga-enriched p-type region 25a of the p-type clad layer 25 and the terrace region TA.
  • the inclined region of the p-type clad layer 25 is generally in the range of 51% to 75%. Any value can be taken according to the mole fraction Xe0.
  • the growth method of the p-type clad layer 25 will be briefly described.
  • the p-type clad layer is formed in the same manner as the n-type clad layer 21 and the electronic block layer 23 described in the first embodiment under the growth conditions under which the above-mentioned multi-stage terrace is easily exposed.
  • the p-type clad layer 25 is grown with the average AlN mole fraction Xpa of 25 as a target value.
  • the average AlN mole fraction Xpa of the p-type clad layer 25 is when the first semi-stable p-type region of AlN mole fraction Xp0 is formed in the Ga-enriched p-type region 25a of the p-type clad layer 25. , Xp0 + 2% ⁇ Xpa ⁇ Xp0 + 8.33%.
  • the relationship between the growth temperature T3 of the electron block layer 23 and the growth temperature T4 of the p-type contact layer is, for example, 1050 ° C to 1170. It is preferable that the relationship shown in the following formula (3) is satisfied within the range of ° C. T3>T5> T4 (3)
  • the growth temperature T5 of the p-type clad layer 25 is preferably 1100 ° C. or higher when the AlN mole fraction Xp0 of the first metastable p-type region is 66.7%, and AlN of the first metastable p-type region.
  • the mole fraction Xp0 is 58.3% or 50%, 1050 ° C. or higher is preferable.
  • the flow rate ratio (V / III) of the raw material gas is 1000 to 6000, and the growth is performed.
  • the speed is preferably about 100 nm / h.
  • T1 to T5 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 contact layer 24, and the p-type clad layer 25 An example that satisfies (2) and (3) is shown below.
  • T3 1150 ° C
  • T4 980 ° C
  • T5 1080 ° C
  • the above example of the growth temperature T5 can be applied to the AlN mole fraction Xp0 of the first metastable p-type region in the Ga-enriched p-type region 25a of the p-type clad layer 25 shown below.
  • Xp0 50%, 58.3%, 66.7%
  • the acceptor impurity concentration of the p-type clad layer 25 is preferably about 1.0 ⁇ 10 16 to 1.0 ⁇ 10 18 cm -3 .
  • the acceptor impurity concentration does not necessarily have to be controlled uniformly in the vertical direction with respect to the film thickness of the p-type clad layer 25.
  • the average AlN mole fraction Xpa of the p-type clad layer 25 is formed at the edge of the terrace region TA adjacent to the inclined region IA.
  • An Al-enriched p-type region having a high AlN mole fraction may be locally formed on the basis of.
  • the AlGaN composition ratio is contained in the Ga-enriched p-type region 25a.
  • the first semi-stable p-type region consisting of p-type semi-stable AlGaN having an integer ratio of Al i Ga 12-i N 12 is predominantly present, and the AlGaN composition is contained in the Al-enriched p-type region.
  • the adjustment range of the average AlN mole fraction Xpa of the p-type clad layer 25 is narrower than the above-mentioned preferable range (lower limit is (i + 0.24) / 12), and the AlN mole fraction Xpa is (i + 0). .5) Within the first preferred range of 12 ⁇ Xpa ⁇ (i + 1) / 12, more preferably (i + 0.5) / 12 ⁇ Xpa ⁇ (i + 0.9) / 12 It is adjusted within the range.
  • the Ga-enriched p-type region 25a and the Al-enriched p-type region are composed of the first and second semi-stable p-type regions having high stability, respectively, so that the crystal growth apparatus can drift or the like.
  • the Ga-enriched p-type region 25a in which the resulting variation in mixed crystal mole fraction is further suppressed and carriers are localized in the p-type clad layer 25, corresponds to the first semi-stable p-type region used. It is formed more stably with AlN mole fraction.
  • the current can preferentially flow stably in the Ga-enriched p-type region 25a, and further, the characteristic fluctuation of the light emitting element 1 can be suppressed.
  • the electron block layer 23 and the p-type clad layer 25 form a multi-stage terrace parallel to the (0001) plane derived from the main surface 11a of the sapphire substrate 11.
  • An inclined region IA inclined with respect to the (0001) plane is formed between the terraces T having a surface formed therein and adjacent in the lateral direction, and an AlN mole fraction is formed in the inclined region IA of the electron block layer 23 from the terrace region TA.
  • the Ga-enriched EB region 23a having a low rate is formed, and further, the Ga-enriched p-type region 25a having a lower AlN mole fraction than the terrace region TA is formed in the inclined region IA of the p-type clad layer 25. It is a feature.
  • the p-type cladding is used.
  • the holes (h +) injected into the layer 25 (p-clad) can be injected directly into the tilted region IA or can diffuse into the terrace region TA and reach into the tilted region IA.
  • the holes injected into the electron block layer 23 are electron-blocked from the inclined region IA of the p-type clad layer 25. It can also be injected directly into the tilted region IA of layer 23.
  • the active layer 22 has two or more well layers 220 made of AlGaN-based semiconductors and one or more barriers made of AlGaN-based semiconductors or AlN-based semiconductors. 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 effects of the n-type clad layer 21, the electron block layer 23, and the like adopted in each of the above embodiments can be similarly exerted on such a single quantum well structure.
  • the supply amount and flow velocity of the raw material gas and the carrier gas used in the organic metal 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 size of the off-angle and the direction in which the off-angle is provided are the surfaces of the AlN layer 12. It may be arbitrarily determined as long as the multi-tiered terrace is exposed and the growth start point of the layered 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) is illustrated. Part or all of the layers contained in the portion 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 including a light emitting device structure in which an n-type layer, an active layer, and a p-type layer made of an AlGaN-based semiconductor having a Wurtzite structure are laminated in the vertical direction. ..
  • 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 part 21: n-type clad layer (n-type layer) 21a: Layered region (n-type layer) 21b: n-type body region (n-type layer) 22: Active layer 220: Well layer 220a: Ga-enriched well area 221: Barrier layer 221a: Ga-enriched barrier area 23: Electron block layer (p-type layer) 23a: Ga-enriched EB region 24: p-type contact layer (p-type layer) 25: p-type clad layer (p-type layer) 25a: Ga-enriched p-type region 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

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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（２１）、活性層（２２）、及びｐ型層（２３－２４）が上下方向に積層された発光素子構造部（２０）を備え、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（２１）が局所的にＡｌＮモル分率の低い一様に分散して存在する層状領域（２１ａ）と、層状領域（２１ａ）以外のｎ型本体領域（２１ｂ）を有し、層状領域（２１ａ）内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２（ｎ＝５、６、７、または８）のｎ型ＡｌＧａＮ領域を含むＧａ富化ｎ型領域が存在し、ｎ型本体領域（２１ｂ）内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２のｎ型ＡｌＧａＮ領域を含む局所的にＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化ｎ型領域が存在し、ｎ型層（２１）の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａが、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる範囲内にあり、層状領域（２１ａ）の各延伸方向がｎ型層（２１）の上面に対して傾斜している部分を有する。

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２２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２２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（Ｇａの質量移動に伴う偏析）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。層状領域の上記特徴は、図２３に示す従来の窒化物半導体紫外線発光素子のｎ型クラッド層から電子ブロック層までの半導体層の高角散乱環状暗視野（ＨＡＡＤＦ）－ＳＴＥＭ像においても確認される。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、ＡｌＮモル分率の低い領域は、相対的に明るく表示される。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。
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、ＡｌＧａＮ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型層と前記活性層と前記ｐ型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、
　前記活性層内の各半導体層が、前記多段状のテラスの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、前記傾斜領域以外のテラス領域をそれぞれ有し、
　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と、前記層状領域以外のｎ型本体領域とを有し、
　前記ｎ型層の上面と直交する第１平面上での前記層状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いる部分を有し、
　整数ｎが５、６、７、または８であって、
　前記層状領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域を含むＧａ富化ｎ型領域が存在し、
　前記ｎ型本体領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域を含む、局所的にＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化ｎ型領域が存在し、
　前記ｎ型層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａが、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる範囲内にあり、
　前記井戸層の前記傾斜領域内に、ＡｌＮモル分率が局所的に前記井戸層の前記テラス領域のＡｌＮモル分率より低いＧａ富化井戸領域が存在することを第１の特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子を提供する。
　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。
　上記第１の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、以下に説明するように、ｎ型層内のＧａ富化ｎ型領域とＡｌ富化ｎ型領域にそれぞれ形成される後述するＡｌＧａＮ組成比が整数比の準安定ＡｌＧａＮ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、所期の発光特性を有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。
　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の共有結合半径と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若干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Ｇａ富化ｎ型領域に形成される「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層状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。
　ここで、上記１）～１１）の１１通りの準安定ＡｌＧａＮの整数比で表されるＡｌＧａＮ組成比は、整数ｎ（ｎ＝１～１１）を用いて一般化すると、ＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２と表され、ＡｌＮモル分率はｎ／１２となる。整数ｎが偶数の１）～５）が、第１の準安定ＡｌＧａＮで、整数ｎが奇数の６）～１１）が、第２の準安定ＡｌＧａＮである。尚、ＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２のＡｌＮモル分率は、分数で表記するとｎ／１２となるが、百分率で表記すると、小数点以下に端数が生じる。従って、以下では、説明の便宜上、分数表示で１／１２、２／１２（＝１／６）、４／１２（＝１／３）、５／１２、７／１２、８／１２（＝２／３）、１０／１２（＝５／６）、１１／１２となる８つのＡｌＮモル分率は、近似的に、８．３％、１６．７％、３３．３％、４１．７％、５８．３％、６６．７％、８３．３％、９１．７％と表記する。
　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、「Ｇａ富化ｎ型領域」と「Ａｌ富化ｎ型領域」について説明する。上記第１の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子においては、ｎ型層と活性層とｐ型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、ｎ型本体領域のテラス上を移動して、隣接するテラス間の境界領域に集中することで、ｎ型本体領域に比べて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、ｎ型本体領域から層状領域内へのＧａの質量移動に伴い、層状領域内のＡｌＮモル分率は低下し、層状領域内へのＧａの質量移動量（以降、Ｇａ供給量とも称す）が十分に大きいと、層状領域内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２のｎ型の準安定ＡｌＧａＮを含むＧａ富化ｎ型領域が形成される。当該準安定ＡｌＧａＮのＡｌＮモル分率は、ｎ型層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａより低い直近のＡｌＮモル分率（ｎ／１２）となる。更に、Ｇａ富化ｎ型領域内に、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが存在することで、Ｇａ富化ｎ型領域内へのＧａ供給量の変動、及び、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａの変動が、当該準安定ＡｌＧａＮにおいて吸収される。つまり、Ｇａ富化ｎ型領域内において、Ｇａ供給量が増加、或いは、ＡｌＮモル分率Ｘｎａが低下すると準安定ＡｌＧａＮが増加し、Ｇａ供給量が減少、或いは、ＡｌＮモル分率Ｘｎａが上昇すると準安定ＡｌＧａＮが減少し、結果として、Ｇａ富化ｎ型領域内のＡｌＮモル分率の変動が抑制される。
　井戸層からの発光がｎ型層を透過して外部に取り出される一般的な実施態様では、Ｇａ富化ｎ型領域内のＡｌＮモル分率は、通常、井戸層の傾斜領域内に形成されるＧａ富化井戸領域のＡｌＮモル分率より、８．３％以上、好ましくは、１６％以上高くなるように設定されている。従って、結晶成長装置のドリフト等に起因するＧａ供給量の変動によるＧａ富化ｎ型領域内のＡｌＮモル分率の大幅な低下が抑制されることで、井戸層からの発光がＧａ富化井戸領域において吸収され発光効率が低下するのが抑制される。
　一方、ｎ型層内のｎ型本体領域では、層状領域内へＧａが質量移動することで、ｎ型本体領域内の層状領域に隣接する端縁部またはその近傍（以下、両者を纏めて単に「端縁部」と称す）に、ＡｌＮモル分率がｎ型本体領域内の平均的なＡｌＮモル分率より高いＡｌ富化ｎ型領域が形成される。ここで、Ｇａ富化ｎ型領域内へのＧａ供給量の増加またはＡｌＮモル分率Ｘｎａの上昇に応じて、Ａｌ富化ｎ型領域のＡｌＮモル分率は増加する。ここで、Ｇａ富化ｎ型領域は、ｎ型層内のｎ型本体領域と比較して狭い層状領域に形成されるため、また、層状領域内へのＧａの質量移動は当該層状領域を挟む両側のｎ型本体領域から生じるため、ｎ型層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａを基準として、層状領域内へのＧａの質量移動量に対するＧａ富化ｎ型領域内でのＡｌＮモル分率の低下幅は、Ａｌ富化ｎ型領域内でのＡｌＮモル分率の増加幅より大きくなる。
　従って、ｎ型層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａが、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる好適な範囲内にあると、層状領域内へのＧａ供給量が十分に大きいと、Ｇａ富化ｎ型領域内に、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが形成されるとともに、Ａｌ富化ｎ型領域内において、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが形成される。Ａｌ富化ｎ型領域内において、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが存在することで、Ｇａ富化ｎ型領域内へのＧａ供給量の変動、及び、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａの変動が、Ａｌ富化ｎ型領域内に存在する当該準安定ＡｌＧａＮにおいても吸収される。つまり、ｎ型本体領域内の層状領域に隣接するＡｌ富化ｎ型領域内にエネルギ的に安定な準安定ＡｌＧａＮが存在することで、ｎ型本体領域からＡｌ富化ｎ型領域を経由した層状領域内への過剰なＧａの質量移動が抑制され、上述したＧａ供給量の変動によるＧａ富化ｎ型領域内のＡｌＮモル分率の大幅な低下が抑制される。
　ここで、上述したように、ｎ型層内において局所的にＡｌＮモル分率の低い層状領域は、キャリアが局在化し易くなるため、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る。また、活性層においても、井戸層の傾斜領域内に存在する局所的にＡｌＮモル分率の低いＧａ富化井戸領域においてキャリアが局在化し易くなっており、井戸層の傾斜領域がｎ型層の層状領域の延長上に位置するため、層状領域を介して井戸層のＧａ富化井戸領域に対して効率的にキャリアを供給することができる。従って、層状領域のＧａ富化ｎ型領域内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが形成され、ｎ型本体領域のＡｌ富化ｎ型領域内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが形成されることで、Ｇａ富化ｎ型領域とＡｌ富化ｎ型領域の間のＡｌＮモル分率差として、安定的に１２分の１（約８．３３％）が確保され、上記キャリアの局在化による低抵抗の電流経路の提供がより安定的に実現される。結果として、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。
　しかし、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、ｎ型層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａが、上記好適な範囲内ではなく、ｎ／１２≦Ｘｎａ≦（ｎ＋０．５）／１２となる範囲内にあり、Ｇａ供給量が過剰に増加すると、Ｇａ富化ｎ型領域内には、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが形成されるとともに、ＡｌＮモル分率がｎ／１２より低いランダムな非対称配列の非準安定ＡｌＧａＮが形成され得る。更に、ＡｌＮモル分率Ｘｎａが、ｎ／１２≦Ｘｎａ≦（ｎ＋０．５）／１２となる範囲内にあって、Ｇａ供給量が十分に大きくなければ、Ａｌ富化ｎ型領域内にはＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが形成されず、Ｇａ供給量の変動とともに、Ａｌ富化ｎ型領域内のＡｌＮモル分率も変動し得る。
　従って、ｎ型層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａが、ｎ／１２≦Ｘｎａ≦（ｎ＋０．５）／１２となる範囲内にある場合は、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる範囲内にある場合と比較して、Ｇａ富化ｎ型領域とＡｌ富化ｎ型領域の間のＡｌＮモル分率差が、安定的に１２分の１（約８．３３％）とはならずに、変動し易くなるため、層状領域内へのキャリアの局在化の程度が低下し、キャリアが層状領域からｎ型本体領域へ広がる場合が生じ得る。更に、ＡｌＮモル分率がｎ／１２より低いランダムな非対称配列の非準安定ＡｌＧａＮが形成されると、井戸層からの発光がＧａ富化井戸領域において吸収され発光効率が低下する。結果として、窒化物半導体紫外線発光素子の特性変動の抑制が十分に図れない可能性がある。
　更に、上記第１の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子は、前記ｎ型層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａが、（ｎ＋０．９）／１２以下であることが好ましい。
　上記好適な実施態様によれば、層状領域のＧａ富化ｎ型領域内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２である準安定ＡｌＧａＮがより安定的に形成され、ｎ型本体領域のＡｌ富化ｎ型領域内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２である準安定ＡｌＧａＮがより安定的に形成されるようになる。
　更に、本発明は、上記第１の特徴に加えて、前記ｐ型層が、前記ｐ型層内の最下層として、前記１層以上の井戸層の最上層の上面側に形成された電子ブロック層を有し、
　前記電子ブロック層が、前記多段状のテラスの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、前記傾斜領域以外のテラス領域をそれぞれ有し、
　整数ｍが８、９、または１０であって、
　前記電子ブロック層の前記傾斜領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２となっているｐ型ＡｌＧａＮ領域を含む、局所的にＡｌＮモル分率の低いＧａ富化ＥＢ領域が存在し、
　前記電子ブロック層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．２４）／１２≦Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる範囲内にあることを第２の特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子を提供する。
　ここで、電子ブロック層の傾斜領域内にＧａ富化ＥＢ領域が形成されていない場合の課題について説明する。
　井戸層内におけるキャリア（電子及び正孔）の再結合による発光効率の向上を図るためには、井戸層内へのｎ型層側からのキャリア（電子）の注入と、ｐ型層側からのキャリア（正孔）の注入の両方が効率的に行われる必要がある。一般的に、ｎ型層側からの井戸層内へのキャリア（電子）の注入効率を高めるため、ｎ型クラッド層や量子バリア層のＡｌＮモル分率より高い通常８０％以上のＡｌＮモル分率の電子ブロック層が、活性層の最もｐ型層寄りの井戸層のｐ型層側に設けられている。
　電子ブロック層内においても、井戸層と同様に、（０００１）面に平行な多段状のテラスが形成されるため、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が形成される。しかしながら、一般的に、電子ブロック層のＡｌＮモル分率が極めて高いため、ｎ型クラッド層及び井戸層内で生じているＧａの偏析による組成変調が電子ブロック層内では生じ難くなっており、電子ブロック層内のＡｌＮモル分率は傾斜領域とテラス領域の間で差が生じ難い。一例として、図２３に示す従来の窒化物半導体紫外線発光素子のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像では、ｎ型クラッド層及び井戸層内でＧａの偏析による組成変調が生じて、ｎ型クラッド層の層状領域及び井戸層の傾斜領域においてＡｌＮモル分率の低下が生じていることが確認できるが、電子ブロック層内でＧａの偏析による組成変調が生じて、電子ブロック層の傾斜領域においてＡｌＮモル分率の低下が生じていることは確認できない。
　更に、井戸層及び電子ブロック層の当該傾斜領域の膜厚は、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、井戸層及び電子ブロック層の各上面のテラスが、各下面のテラスに対して横方向に移動するため、傾斜領域以外のテラス領域の膜厚より厚くなる。
　電子ブロック層内に形成される傾斜領域において、Ｇａの偏析による組成変調が生じず、井戸層のような局所的なＡｌＮモル分率の低下が生じないこと、及び、膜厚がテラス領域より厚くなっていることが、ｐ型層側から井戸層内へのキャリア（正孔）の効率的な注入の阻害要因となり得る。この点を、図４を用いて模式的に説明する。
　ｐ電極とｎ電極間にフォーワードバイアスが印加されると、図４に模式的に示すように、ｐ型コンタクト層（ｐ－ＧａＮ）から電子ブロック層（ＥＢ）内に、正孔（ｈ＋）が注入されるが、上述のように、電子ブロック層内では、傾斜領域のＡｌＮモル分率は局所的に低下しておらず、キャリア（正孔）の局在化は誘発されず、逆に、傾斜領域の膜厚が厚いため、電気抵抗が高く正孔の通過が阻害されるため、電子ブロック層内に注入された正孔は、テラス領域から井戸層内のテラス領域に到達する。一方、電子（ｅ－）は、ｎ型クラッド層側から層状領域を経由して、井戸層（ＱＷ）内の傾斜領域に到達する。電子と正孔が、井戸層の傾斜領域内の局在中心（図中、☆（星印）で図示）で発光再結合するには、井戸層内のテラス領域に到達した正孔が、傾斜領域まで拡散して到達する必要がある。しかし、正孔の拡散長は電子より短く、傾斜領域まで拡散して到達する正孔の量は限られており、井戸層内のテラス領域に到達した正孔は、一部がテラス領域内を拡散中に、点欠陥であるＡｌ空孔等の非発光再結合中心（図中、●（黒丸）で図示）に捕獲され非発光再結合するため、内部量子効率が低下するという問題がある。
　更に、ピーク発光波長が約２８５ｎｍ以上の窒化物半導体紫外線発光素子では、約２８５ｎｍ未満の場合と比較して、井戸層を構成するＡｌＧａＮ系半導体のＡｌＮモル分率が低いため、相対的に点欠陥となるＡｌ空孔が少なくなっており、井戸層内のテラス領域に到達した正孔は、傾斜領域よりＡｌＮモル分率の高いテラス領域内で発光再結合して、傾斜領域より短波長での発光が生じるという問題が生じる。具体的には、発光スペクトルにおいて波長の異なる２つの発光ピークが１つのピークに合成されず分離して現れるというダブルピーク発光が生じ、歩留まり低下の要因となる。
　従って、上記第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、電子ブロック層の傾斜領域内に、ＡｌＮモル分率が局所的に低いＧａ富化ＥＢ領域が存在し、Ｇａ富化ＥＢ領域内でキャリア（正孔）の局在化が生じ得るため、図５に模式的に示すように、電子ブロック層（ＥＢ）内に注入される正孔（ｈ＋）は、傾斜領域ＩＡ内にも直接注入され得る。そして、電子ブロック層の傾斜領域ＩＡ内に直接注入され、テラス領域ＴＡ内を拡散せずに井戸層（ＱＷ）の傾斜領域ＩＡ内の発光再結合の局在中心（図中、☆（星印）で図示）に到達する正孔の量が大幅に増加する。この結果、電子ブロック層の傾斜領域内に直接注入され、テラス領域内を拡散せずに発光再結合の局在中心である井戸層の傾斜領域内に到達する正孔の量が大幅に増加し、電子ブロック層の傾斜領域内にＧａ富化ＥＢ領域が形成されていない場合に生じる内部量子効率の低下、及び、ダブル発光ピークの発生を抑制することができる。尚、図５中の●（黒丸）は、図４と同様、非発光再結合中心を示している。
　更に、上記第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、電子ブロック層内のＧａ富化ＥＢ領域に形成されるＡｌＧａＮ組成比が整数比の準安定ＡｌＧａＮを利用することで、ｎ型層内のＧａ富化ｎ型領域にＡｌＧａＮ組成比が整数比の準安定ＡｌＧａＮが形成される場合と同様に、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、所期の発光特性を有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。
　更に、上記第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、電子ブロック層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．２４）／１２≦Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる範囲内にあるので、Ｇａ富化ＥＢ領域に形成されるＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２（ｍ＝８～１０）のＡｌＧａＮ組成比に応じて、電子ブロック層内において、テラス領域とＧａ富化ＥＢ領域間のＡｌＮモル分率差を約２％以上確保して、テラス領域のＡｌＮモル分率の設定範囲を調整することができる。従って、ｐ型層内のキャリア（正孔）は、電子ブロック層内においてテラス領域よりバンドギャップエネルギの小さいＧａ富化ＥＢ領域を含む傾斜領域内に、より安定的に局在化し、電子ブロック層内において電流は優先的にＧａ富化ＥＢ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。
　更に、本発明は、上記第２の特徴に加えて、前記電子ブロック層の前記テラス領域内に、局所的にＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化ＥＢ領域が存在し、
　整数ｍが８または９のとき、前記Ａｌ富化ＥＢ領域が、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍ＋１Ｇａ１１－ｍＮ１２となっているｐ型ＡｌＧａＮ領域を含み、前記電子ブロック層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．５）／１２＜Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる範囲内にあることを第３の特徴とする。
　上記第３の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、電子ブロック層内のＧａ富化ＥＢ領域とＡｌ富化ＥＢ領域にそれぞれ形成されるＡｌＧａＮ組成比が整数比の準安定ＡｌＧａＮを利用することで、ｎ型層内のＧａ富化ｎ型領域とＡｌ富化ｎ型領域にＡｌＧａＮ組成比が整数比の準安定ＡｌＧａＮがそれぞれ形成される場合と同様に、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、所期の発光特性を有する窒化物半導体紫外線発光素子をより安定的に生産できることが期待される。
　更に、上記第２または第３の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子は、前記電子ブロック層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．９）／１２以下であることが好ましい。
　上記好適な実施態様によれば、上記第２または第３の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子において、電子ブロック層の傾斜領域のＧａ富化ＥＢ領域内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが、より安定的に形成され、上記第３の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子において、電子ブロック層のテラス領域のＡｌ富化ｎ型領域内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｍ＋１Ｇａ１１－ｍＮ１２である準安定ＡｌＧａＮがより安定的に形成されるようになる。
　更に、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、ＡｌＧａＮ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型層と前記活性層と前記ｐ型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、
　前記活性層内の各半導体層及び前記電子ブロック層が、前記多段状のテラスの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、前記傾斜領域以外のテラス領域をそれぞれ有し、
　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と、前記層状領域以外のｎ型本体領域とを有し、
　前記ｎ型層の上面と直交する第１平面上での前記層状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いる部分を有し、
　前記ｐ型層が、前記ｐ型層内の最下層として、前記１層以上の井戸層の最上層の上面側に形成された電子ブロック層を有し、
　整数ｍが８または９であって、
　前記電子ブロック層の前記傾斜領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２となっているｐ型ＡｌＧａＮ領域を含む、局所的にＡｌＮモル分率の低いＧａ富化ＥＢ領域が存在し、
　前記電子ブロック層の前記テラス領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍ＋１Ｇａ１１－ｍＮ１２となっているｐ型ＡｌＧａＮ領域を含む、局所的にＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化ＥＢ領域が存在し、
　前記電子ブロック層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．５）／１２＜Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる範囲内にあり、
　前記井戸層の前記傾斜領域内に、ＡｌＮモル分率が局所的に前記井戸層の前記テラス領域のＡｌＮモル分率より低いＧａ富化井戸領域が存在することを第４の特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子を提供する。
　上記第４の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、上記第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子と同様に、電子ブロック層の傾斜領域内に、ＡｌＮモル分率が局所的に低いＧａ富化ＥＢ領域が存在し、Ｇａ富化ＥＢ領域内でキャリア（正孔）の局在化が生じ得るため、電子ブロック層内に注入される正孔は、傾斜領域内にも直接注入され得る。この結果、電子ブロック層の傾斜領域内に直接注入され、テラス領域内を拡散せずに発光再結合の局在中心である井戸層の傾斜領域内に到達する正孔の量が大幅に増加し、電子ブロック層の傾斜領域内にＧａ富化ＥＢ領域が形成されていない場合に生じる内部量子効率の低下、及び、ダブル発光ピークの発生を抑制することができる。
　更に、上記第４の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、電子ブロック層内において、傾斜領域へＧａが質量移動することで、傾斜領域内にＧａ富化ＥＢ領域が形成されるとともに、テラス領域内の傾斜領域に隣接する端縁部に、ＡｌＮモル分率がテラス領域内の平均的なＡｌＮモル分率より高いＡｌ富化ＥＢ領域が形成される。そして、電子ブロック層内のＧａ富化ＥＢ領域とＡｌ富化ＥＢ領域にそれぞれ形成されるＡｌＧａＮ組成比が整数比の準安定ＡｌＧａＮを利用することで、上記第１の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子においてｎ型層内のＧａ富化ｎ型領域とＡｌ富化ｎ型領域にＡｌＧａＮ組成比が整数比の準安定ＡｌＧａＮがそれぞれ形成される場合と同様に、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、所期の発光特性を有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。
　更に、上記第４の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、電子ブロック層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．５）／１２＜Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる好適な範囲内にあるため、傾斜領域内へのＧａ供給量が十分に大きいと、Ｇａ富化ＥＢ領域内に、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが形成されるとともに、Ａｌ富化ＥＢ領域内において、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが形成される。Ａｌ富化ＥＢ領域内において、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌｍ＋１Ｇａ１１－ｍＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが存在することで、Ｇａ富化ＥＢ領域内へのＧａ供給量の変動、及び、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａの変動が、Ａｌ富化ＥＢ領域内に存在する当該準安定ＡｌＧａＮにおいても吸収される。つまり、電子ブロック層の傾斜領域に隣接するＡｌ富化ＥＢ領域内にエネルギ的に安定な準安定ＡｌＧａＮが存在することで、テラス領域からＡｌ富化ＥＢ領域を経由した傾斜領域内への過剰なＧａの質量移動が抑制され、Ｇａ供給量の変動によるＧａ富化ＥＢ領域内のＡｌＮモル分率の大幅な低下が抑制される。
　更に、上記第４の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子は、前記電子ブロック層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．９）／１２以下であることが好ましい。
　上記好適な実施態様によれば、電子ブロック層の傾斜領域のＧａ富化ＥＢ領域内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが、より安定的に形成され、テラス領域の傾斜領域に隣接する端縁部のＡｌ富化ＥＢ領域内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｍ＋１Ｇａ１１－ｍＮ１２である準安定ＡｌＧａＮがより安定的に形成されるようになる。
　更に、本発明は、上記第４の特徴に加えて、整数ｎが５、６、７、または８であって、
　前記層状領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域を含むＧａ富化ｎ型領域が存在し、
　前記ｎ型層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａが、（ｎ＋０．２４）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる範囲内にあることを第５の特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子を提供する。
　上記第５の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、ｎ型本体領域から層状領域内へのＧａの質量移動に伴い、層状領域内のＡｌＮモル分率は低下し、層状領域内へのＧａの質量移動量が十分に大きいと、層状領域内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２のｎ型ＡｌＧａＮ領域を含むＧａ富化ｎ型領域が形成される。当該準安定ＡｌＧａＮのＡｌＮモル分率は、ｎ型層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａより低い直近のＡｌＮモル分率（ｎ／１２）となる。更に、Ｇａ富化ｎ型領域内に、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２である準安定ＡｌＧａＮが存在することで、Ｇａ富化ｎ型領域内へのＧａ供給量の変動、及び、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａの変動が、当該準安定ＡｌＧａＮにおいて吸収される。つまり、Ｇａ富化ｎ型領域内において、Ｇａ供給量が増加、或いは、ＡｌＮモル分率Ｘｎａが低下すると準安定ＡｌＧａＮが増加し、Ｇａ供給量が減少、或いは、ＡｌＮモル分率Ｘｎａが上昇すると準安定ＡｌＧａＮが減少し、結果として、Ｇａ富化ｎ型領域内のＡｌＮモル分率の変動が抑制される。
　更に、上記第５の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、ｎ型層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａが、（ｎ＋０．２４）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる範囲内にあるので、Ｇａ富化ｎ型領域に形成されるＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２（ｎ＝５～８）のＡｌＧａＮ組成比に応じて、ｎ型層内において、層状領域とｎ型本体領域間のＡｌＮモル分率差を約２％以上確保して、ｎ型本体領域のＡｌＮモル分率の設定範囲を調整することができる。従って、ｎ型層内のキャリア（電子）は、ｎ型層内においてｎ型本体領域よりバンドギャップエネルギの小さいＧａ富化ｎ型領域を含む層状領域内に、より安定的に局在化し、ｎ型層内において電流は優先的にＧａ富化ｎ型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。
　更に、本発明は、上記第１乃至第５の何れかの特徴に加えて、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第６の特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子を提供する。
　上記第６の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、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、上記第６の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子において、前記バリア層が、ＡｌＧａＮ系半導体で構成され、前記多段状のテラスの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、前記傾斜領域以外のテラス領域とをそれぞれ有し、前記バリア層の前記傾斜領域内に、ＡｌＮモル分率が局所的に前記バリア層の前記テラス領域のＡｌＮモル分率より低いＧａ富化バリア領域が存在することが好ましい。
　上記好適な実施態様により、バリア層においても、ｎ型層のＧａ富化ｎ型領域及び井戸層のＧａ富化井戸領域と同様に、Ｇａ富化バリア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傾斜領域内のＧａ富化井戸領域に向けてキャリア（電子）を供給する際に、ｎ型層のＧａ富化ｎ型領域とバリア層のＧａ富化バリア領域を経由して、効率的に行うことができる。
　上記第６の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の上記好適な実施態様において、
　整数ｊが６、７、８、９、または１０であって、
　前記Ｇａ富化バリア領域が、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｊＧａ１２－ｊＮ１２となっているＡｌＧａＮ領域を含み、前記バリア層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｂａが、（ｊ＋０．２４）／１２≦Ｘｂａ＜（ｊ＋１）／１２となる範囲内にあることが更に好ましい。
　上記好適な実施態様により、結晶成長装置のドリフト等に起因するバリア層内での混晶モル分率の変動が抑制され、バリア層内においてキャリアの局在化が起こる傾斜領域が、整数ｊに対応するＡｌＮモル分率で安定的に形成される。
　更に、上記第１乃至第６の何れかの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、上記各特徴の窒化物半導体紫外線発光素子を実現できる。
　上記第１乃至第６の何れか特徴の窒化物半導体紫外線発光素子おいて、
　整数ｋが３、４、５、６、または７で、且つ、整数ｎに対して、ｋ≦ｎ－１であり、
　前記Ｇａ富化井戸領域が、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｋＧａ１２－ｋＮ１２となっているＡｌＧａＮ領域を含むことが更に好ましい。
　上記好適な実施態様により、結晶成長装置のドリフト等に起因する井戸層内での混晶モル分率の変動が抑制され、井戸層内においてキャリアの局在化が起こる傾斜領域が、ピーク発光波長の目標値に応じて決定される整数ｋに対応するＡｌＮモル分率で安定的に形成される。
　上記何れかの特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、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所期の発光特性を有す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。 従来の窒化物半導体紫外線発光素子の井戸層及び電子ブロック層内でのキャリアの挙動を模式的に説明する図。 本発明の第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の井戸層及び電子ブロック層内でのキャリアの挙動を模式的に説明する図。 第１乃至第３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。 ｎ型クラッド層内でのＧａの質量移動に伴うＧａ富化ｎ型領域及びＡｌ富化ｎ型領域内のＡｌＮモル分率の変化を模式的に示す図。 図６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。 Ｇａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率が５０％の場合における、ＡｌＧａＮ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。 Ｇａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率が４１．７％の場合における、ＡｌＧａＮ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。 Ｇａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率が３３．３％の場合における、ＡｌＧａＮ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。 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６に示す窒化物半導体紫外線発光素子を図６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。 試料片ＡのＣＬ法によるＡｌＮモル分率の測定断面の主要部を示すＳＥＭ像。 試料片ＢのＣＬ法によるＡｌＮモル分率の測定断面の主要部を示すＳＥＭ像。 図１４に示す試料片Ａの測定断面上の５つＹ座標上における第１及び第２ＣＬスペクトルを示す図。 図１５に示す試料片Ｂの測定断面上の下側部分の４つＹ座標上における第３及び第４ＣＬスペクトルを示す図。 図１５に示す試料片Ｂの測定断面上の上側部分の５つＹ座標上における第５及び第６ＣＬスペクトルを示す図。 第４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１９に示す窒化物半導体紫外線発光素子の活性層を含む要部の積層構造の一例を模式的に示した要部断面図。 第４実施形態に係る窒化物半導体紫外線発光素子の井戸層、電子ブロック層、及び、ｐ型クラッド層内でのキャリアの挙動を模式的に説明する図。 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。 従来の窒化物半導体紫外線発光素子のｎ型クラッド層、活性層、及び、電子ブロック層内の断面構造を示すＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像。
　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６に示すように、第１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２１～２４、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、発光素子構造部２０側（図６における図中上側）を実装用の基台（サブマウント等）に向けて実装される（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６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２１～２４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２１～２４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２１～２４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）、及び、ｐ型コンタクト層２４（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、及び、発光素子構造部２０のｎ型クラッド層２１と活性層２２内の各半導体層と電子ブロック層２３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ｐ型コンタクト層２４については、電子ブロック層２３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６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、及び、ｐ型コンタクト層２４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６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２１ａが一様に分散して存在する。層状領域２１ａは、背景技術の欄で上述したように、バンドギャップエネルギが局所的に小さくなるため、キャリアが局在化し易くなり、低抵抗の電流経路として機能する。当該層状領域２１ａには、上述したように、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域（つまり、ＡｌＮモル分率が１２分のｎ（ｎ／１２）のｎ型の準安定ＡｌＧａＮ）を含むＧａ富化ｎ型領域が、支配的に存在する。但し、本実施形態では、整数ｎは５、６、７、または８である。つまり、Ｇａ富化ｎ型領域に含まれるｎ型の準安定ＡｌＧａＮは、Ａｌ５Ｇａ７Ｎ１２とＡｌ１Ｇａ１Ｎ２とＡｌ７Ｇａ５Ｎ１２とＡｌ２Ｇａ１Ｎ３の４種類であり、ＡｌＮモル分率は、それぞれ、４１．７％（１２分の５）、５０％（２分の１）、５８．３％（１２分の７）、６６．７％（３分の２）である。図６では、層状領域２１ａ内においてＧａ富化ｎ型領域が支配的に存在している一例として、層状領域２１ａが全てＧａ富化ｎ型領域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２１ａ以外の領域を、ｎ型本体領域２１ｂと称す。
　図６には、図示されていないが、Ｇａ富化ｎ型領域を含む層状領域２１ａは、ｎ型本体領域２１ｂからのＧａの質量移動によって形成されるため、ｎ型本体領域２１ｂには、特に、層状領域２１ａを挟んだ両側の端縁部に、局所的にＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化ｎ型領域が形成される。更に、本実施形態では、Ａｌ富化ｎ型領域に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域（つまり、ＡｌＮモル分率が１２分の（ｎ＋１）のｎ型の準安定ＡｌＧａＮ）が存在する。つまり、Ａｌ富化ｎ型領域に存在するｎ型の準安定ＡｌＧａＮのＡｌＮモル分率は、Ｇａ富化ｎ型領域に存在するｎ型の準安定ＡｌＧａＮのＡｌＮモル分率より、１２分の１（約８．３％）高い。以下において、説明を簡潔にするために、Ｇａ富化ｎ型領域内に存在するＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２となっている準安定ＡｌＧａＮのｎ型ＡｌＧａＮ領域を、便宜的に「第１準安定ｎ型領域」と称し、Ａｌ富化ｎ型領域内に存在するＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２となっている準安定ＡｌＧａＮのｎ型ＡｌＧａＮ領域を、便宜的に「第２準安定ｎ型領域」と称する。
　本実施形態では、ｎ型クラッド層２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａは、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる第１の好適な範囲内に、より好ましくは、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ≦（ｎ＋０．９）／１２となる第２の好適な範囲内に調整されている。
　ｎ型クラッド層２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａは、後述するように、ｎ型クラッド層２１の成膜時にＡｌＮモル分率の目標値として使用される。また、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａは、ｎ型クラッド層２１の成膜時に形成される多段状のテラス及び当該テラス間を連絡する境界領域がそれぞれ横方向に複数含まれる広い範囲内において、例えば、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の組成分析により測定できる。ＲＢＳ分析法では、例えば、Ｈｅ２＋イオンビーム（ビーム径：２．２ｍｍ）を加速電圧２．３ＭｅＶで、試料のｎ型クラッド層２１の上面側より垂直に照射するが、垂直方向の測定範囲が３００ｎｍ程度と大きいため、分析対象の膜厚は、３００ｎｍより大きい必要がある。従って、膜厚が３００ｎｍ未満のｎ型クラッド層２１以外の半導体層に対しては、平均的なＡｌＮモル分率は、後述するエネルギ分散型Ｘ線分光法（断面ＴＥＭ－ＥＤＸ）、または、ＣＬ（カソードルミネッセンス）法により複数の領域に分けて測定したＡｌＮモル分率の平均値を求めることになる。
　上述したように、ｎ型本体領域２１ｂから層状領域２１ａ内へのＧａの質量移動量に対するＧａ富化ｎ型領域内でのＡｌＮモル分率の低下幅（平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａを基準として）は、Ａｌ富化ｎ型領域内でのＡｌＮモル分率の増加幅より大きくなる。よって、図７の左側部分に模式的に示すように、ＡｌＮモル分率Ｘｎａを、Ｇａ富化ｎ型領域内の第１準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率（Ｘｎ０＝ｎ／１２）とＡｌ富化ｎ型領域の第２準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率（Ｘｎ１＝（ｎ＋１）／１２）の平均値（（ｎ＋０．５）／１２）より高く設定することで、Ｇａの質量移動量に応じて、Ｇａ富化ｎ型領域内とＡｌ富化ｎ型領域内に、ＡｌＮモル分率が１２分の１だけ異なる２種類の準安定ｎ型領域が各別に安定的に形成され得る。ここで、図７の右側部分に模式的に示すように、ＡｌＮモル分率Ｘｎａを、上記平均値（（ｎ＋０．５）／１２）より低く設定すると、Ｇａの質量移動量が過剰に増加した場合、層状領域２１ａ内においては、ＡｌＮモル分率Ｘｎ０（＝ｎ／１２）の第１準安定ｎ型領域の他、更にＡｌＮモル分率の低い非準安定ＡｌＧａＮが形成され得る。更に、Ｇａの質量移動量が十分でない場合、Ａｌ富化ｎ型領域内のＡｌＮモル分率は、第２準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率Ｘｎ１（＝（ｎ＋１）／１２）まで到達し得ない。
　Ａｌ富化ｎ型領域を除くｎ型本体領域２１ｂの平均的なＡｌＮモル分率は、ｎ型クラッド層２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａと略同じと考えられる。従って、ＡｌＮモル分率がｎ／１２の第１準安定ｎ型領域が支配的に存在するＧａ富化ｎ型領域のＡｌＮモル分率とｎ型本体領域２１ｂの平均的なＡｌＮモル分率との差は、１／２４（約４．１７％）以上となるため、キャリアの局在化の効果は安定的に発揮され得る。
　Ｇａ富化ｎ型領域とＡｌ富化ｎ型領域をそれぞれ安定度の高い第１及び第２準安定ｎ型領域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、ｎ型クラッド層２１内においてキャリアの局在化が起こるＧａ富化ｎ型領域が、使用する第１準安定ｎ型領域に対応する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内において、電流は優先的にＧａ富化ｎ型領域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。
　本実施形態では、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。
　ｎ型クラッド層２１の層状領域２１ａは、図６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６に示されている断面）で、層状領域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。層状領域２１ａの上記特徴は、図２３に示す従来の窒化物半導体紫外線発光素子のｎ型クラッド層のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像においても確認される。
　尚、図６に示す第１平面上では、層状領域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、各層状領域２１ａ間で、必ずしも同じではなく、同じ層状領域２１ａ内でも位置によって変化し得るため、第１平面上の層状領域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、層状領域２１ａの一部が、第１平面上において、他の層状領域２１ａと交差、または、他の層状領域２１ａから分岐することもあり得る。
　また、層状領域２１ａは、図６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、複数の層状領域２１ａは、ｎ型クラッド層２１内の複数の第２平面上では、縞状に存在する。
　層状領域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モル分率の低い領域である。つまり、層状領域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、層状領域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。
　ｎ型クラッド層２１内の層状領域２１ａのＡｌＮモル分率、つまり、Ｇａ富化ｎ型領域内の第１準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率（ｎ／１２）、より具体的には、整数ｎを５、６、７、または８の何れとするかは、後述するように、井戸層２２０内のＡｌＮモル分率に応じて設定され、井戸層２２０内のＡｌＮモル分率は、ピーク発光波長の目標値に応じて設定される。
　活性層２２は、ＡｌＧａＮ系半導体または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、本実施形態では、最上層の井戸層２２０と電子ブロック層２３の間には、バリア層２２１を設けていないが、好ましい一実施態様として、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。
　電子ブロック層２３は、ｐ型ＡｌＧａＮ系半導体で構成される。ｐ型コンタクト層２４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２４は、典型的にはｐ－ＧａＮで構成される。
　図８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（多重量子井戸構造）の一例を模式的に示す。図８では、井戸層２２０が３層でバリア層２２１が２層の場合を例示する。最上層の井戸層２２０は電子ブロック層２３と上側のバリア層２２１の間に、中間の井戸層２２０は上側と下側のバリア層２２１の間に、最下層の井戸層２２０は下側のバリア層２２１とｎ型クラッド層２１の間に、それぞれ位置している。
　図８に示される井戸層２２０、バリア層２２１、及び、電子ブロック層２３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。各層において横方向に隣接するテラスＴ間には、上述したように、（０００１）面に対して傾斜した傾斜領域ＩＡが形成されている。傾斜領域ＩＡ以外の上下がテラスＴで挟まれた領域を、テラス領域ＴＡと称す。本実施形態では、１つのテラスＴの奥行（隣接する傾斜領域ＩＡ間の距離）は数１０ｎｍ～数１００ｎｍが想定される。従って、傾斜領域ＩＡ内に階段状に表出する（０００１）面は、多段状のテラスＴのテラス面とは区別される。
　図８に模式的に示すように、電子ブロック層２３において、傾斜領域ＩＡ内にテラス領域ＴＡよりＡｌＮモル分率の低いＧａ富化ＥＢ領域２３ａが形成されている。井戸層２２０がＡｌＧａＮ系半導体で構成され、ＡｌＮモル分率が０％でない場合は、井戸層２２０の各層において、傾斜領域ＩＡ内にテラス領域ＴＡよりＡｌＮモル分率の低いＧａ富化井戸領域２２０ａが形成されている。バリア層２２１がＡｌＧａＮ系半導体で構成され、ＡｌＮモル分率が１００％でない場合は、バリア層２２１の各層においても、電子ブロック層２３及び井戸層２２０と同様に、傾斜領域ＩＡ内にテラス領域ＴＡよりＡｌＮモル分率の低いＧａ富化バリア領域２２１ａが形成されている。電子ブロック層２３、井戸層２２０、及び、バリア層２２１の各層において、テラス領域ＴＡから傾斜領域ＩＡへのＧａの質量移動により、それぞれの傾斜領域ＩＡ内に、局所的にＡｌＮモル分率の低い、Ｇａ富化ＥＢ領域２３ａ、Ｇａ富化井戸領域２２０ａ、及び、Ｇａ富化バリア領域２２１ａが形成されている。
　つまり、ｎ型クラッド層２１では、局所的にＡｌＮモル分率の低い層状領域２１ａにおいて、キャリアが局在化し易くなっており、活性層２２では、井戸層２２０の傾斜領域ＩＡ内に存在する局所的にＡｌＮモル分率の低いＧａ富化井戸領域２２０ａにおいて、バリア層２２１の傾斜領域ＩＡ内に存在する局所的にＡｌＮモル分率の低いＧａ富化バリア領域２２１ａにおいて、それぞれキャリアが局在化し易くなっており、電子ブロック層２３では、傾斜領域ＩＡ内に存在する局所的にＡｌＮモル分率の低いＧａ富化ＥＢ領域２３ａにおいて、キャリアが局在化し易くなっている。従って、ｎ型クラッド層２１側からは層状領域２１ａを介して、電子ブロック層２３側からはＧａ富化ＥＢ領域２３ａを介して、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａに対してそれぞれ効率的にキャリアを供給することができ、井戸層２２０内におけるキャリア（電子及び正孔）の再結合による発光効率の向上が図れる素子構造となっている。
　更に、図８では図示されていないが、好ましい一実施態様として、電子ブロック層２３において、傾斜領域ＩＡに隣接するテラス領域ＴＡの端縁部に、電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａを基準として、局所的にＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化ＥＢ領域が形成されている。
　更に、図８では図示されていないが、好ましい一実施態様として、バリア層２２１がＡｌＧａＮ系半導体で構成され、ＡｌＮモル分率が１００％でない場合は、バリア層２２１の各層においても、電子ブロック層２３と同様に、傾斜領域ＩＡに隣接するテラス領域ＴＡの端縁部に、バリア層２２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｂａを基準として、局所的にＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化バリア領域が形成されている。
　電子ブロック層２３及びバリア層２２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａ及びＸｂａは、後述するように、電子ブロック層２３及びバリア層２２１の各成膜時にＡｌＮモル分率の目標値として使用される。
　本実施形態では、電子ブロック層２３の膜厚は、テラス領域ＴＡ及び傾斜領域ＩＡを含めて、例えば、１５ｎｍ～３０ｎｍの範囲内（最適値は約２０ｎｍ）で設定されている。井戸層２２０の膜厚は、テラス領域ＴＡ及び傾斜領域ＩＡを含めて、例えば、１．５ユニットセル～７ユニットセルの範囲内で発光素子１のピーク発光波長の目標値に応じて設定されている。また、バリア層２２１の膜厚は、テラス領域ＴＡ及び傾斜領域ＩＡを含めて、例えば、６ｎｍ～８ｎｍの範囲内で設定されている。
　井戸層２２０がＡｌＧａＮ系半導体で構成され、ＡｌＮモル分率が０％でない場合は、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率は、発光素子１のピーク発光波長の目標値に応じて設定されている。好ましい一実施態様として、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａには、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｋＧａ１２－ｋＮ１２となっている準安定ＡｌＧａＮからなる準安定井戸領域が形成されている。但し、整数ｋは３、４、５、６、または７であり、ピーク発光波長の目標値に応じて決定される。つまり、Ｇａ富化井戸領域２２０ａ内に存在する準安定井戸領域は、Ａｌ１Ｇａ３Ｎ４、Ａｌ１Ｇａ２Ｎ３、Ａｌ５Ｇａ７Ｎ１２、Ａｌ１Ｇａ１Ｎ２、Ａｌ７Ｇａ５Ｎ１２の５種類であり、ＡｌＮモル分率は、それぞれ、２５％（４分の１）３３．３％（３分の１）、４１．７％（１２分の５）、５０％（２分の１）、５８．３％（１２分の７）である。尚、一実施態様として、Ｇａ富化井戸領域２２０ａ内に準安定井戸領域が支配的に存在していることが好ましいが、Ｇａ富化井戸領域２２０ａ内には、ＡｌＮモル分率が、準安定井戸領域と井戸層２２０のテラス領域ＴＡの各ＡｌＮモル分率の中間的なＡｌＮモル分率となっている領域が含まれていても良く、斯かる場合においても、井戸層２２０の傾斜領域ＩＡ内においてキャリアの局在化は生じ得る。
　上記好ましい一実施態様において、Ｇａ富化井戸領域２２０ａを安定度の高い準安定井戸領域で構成することにより、ｎ型クラッド層２１内のＧａ富化ｎ型領域とＡｌ富化ｎ型領域をそれぞれ安定度の高い第１及び第２準安定ｎ型領域で構成することによる効果とともに、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井戸層２２０内においても抑制され、井戸層２２０内においてキャリアの局在化が起こるＧａ富化井戸領域２２０ａが、使用する準安定井戸領域に対応するＡｌＮモル分率で安定的に形成される。この結果、井戸層２２０内において、電流は優先的にＧａ富化井戸領域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。
　井戸層２２０がＧａＮ系半導体で構成され、ＡｌＮモル分率が０％である場合は、井戸層２２０に隣接するバリア層、電子ブロック層２３、及び、ｎ型クラッド層２１のＡｌＮモル分率、及び、井戸層２２０の膜厚が、発光素子１のピーク発光波長の目標値に応じて設定されている。
　図９、図１０及び図１１は、井戸層２２０及びバリア層２２１がＡｌＧａＮで構成された量子井戸構造モデルに対して、井戸層の膜厚を３ＭＬ（単原子層）～１４ＭＬ（１．５ユニットセル～７ユニットセル）または４ＭＬ～１４ＭＬ（２ユニットセル～７ユニットセル）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。上記シミュレーションの条件として、図９では、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率を、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率である５０％（２分の１）とし、図１０では、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率を、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率である４１．７％（１２分の５）とし、図１１では、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率を、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率である３３．３％（３分の１）とし、図９～図１１のそれぞれにおいて、バリア層２２１のＧａ富化バリア領域２２１ａのＡｌＮモル分率を、６６．７％（３分の２）、７５％（４分の３）、及び、８３．３％（６分の５）の３通りとした。図９～図１１に示すシミュレーション結果では、井戸層２２０における紫外線発光が、傾斜領域ＩＡで顕著に発生することを想定している。このため、井戸層２２０の膜厚条件は、当該傾斜領域ＩＡにおいて満足することが重要である。
　図９～図１１より、井戸層２２０の膜厚が３ＭＬ～１４ＭＬの範囲内では、井戸層２２０の膜厚が小さくなるほど、井戸層２２０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、更に、バリア層２２１のＡｌＮモル分率が大きくなるほど、井戸層２２０の膜厚の変化に対する発光波長の変化の程度が大きくなることが分かる。また、図９より、Ｇａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率が５０％の場合、井戸層２２０の膜厚及びバリア層２２１のＡｌＮモル分率の上記範囲内において、発光波長が、概ね２４６ｎｍ～２９５ｎｍの範囲で変化することが分かる。図１０より、Ｇａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率が４１．７％の場合、井戸層２２０の膜厚及びバリア層２２１のＡｌＮモル分率の上記範囲内において、発光波長が、概ね２４９ｎｍ～３１１ｎｍの範囲で変化することが分かる。図１１より、Ｇａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率が３３．３％の場合、井戸層２２０の膜厚及びバリア層２２１のＡｌＮモル分率の上記範囲内において、発光波長が、概ね２６１ｎｍ～３２８ｎｍの範囲で変化することが分かる。更に、バリア層２２１をＡｌＮ（ＡｌＮモル分率＝１００％）で構成すると、発光波長を更に拡張することができる。
　図９～図１１より、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａにＡｌＧａＮ組成比がＡｌ１Ｇａ１Ｎ２またはＡｌ５Ｇａ７Ｎ１２またはＡｌ１Ｇａ２Ｎ３となっている準安定井戸領域が形成され、当該準安定井戸領域のＡｌＮモル分率に応じて、井戸層２２０の膜厚を３ＭＬ～１４ＭＬの範囲内において、及び、バリア層２２１のＧａ富化バリア領域２２１ａのＡｌＮモル分率を６６．７％～１００％の範囲内において、それぞれ調整することで、ピーク発光波長を、２４６ｎｍ～３２８ｎｍの範囲内に設定可能であることが分かる。
　図１２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～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１２より、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、井戸層がＧａＮ（ＡｌＮモル分率＝０％）で構成された場合でも、井戸層２２０の膜厚を４ＭＬ～１０ＭＬの範囲内において、及び、バリア層２２１のＧａ富化バリア領域２２１ａのＡｌＮモル分率を６６．７％～１００％の範囲内において、それぞれ調整することで、ピーク発光波長を、２７０ｎｍ～３２５ｎｍの範囲内に設定可能であることが分かる。
　図１２より、ピーク発光波長の目標値が、２７０ｎｍ～３２５ｎｍの範囲内であれば、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａに形成される準安定井戸領域のＡｌＧａＮ組成比として、図９～図１１で示したＡｌ１Ｇａ１Ｎ２、Ａｌ５Ｇａ７Ｎ１２、及び、Ａｌ１Ｇａ２Ｎ３以外に、Ａｌ１Ｇａ３Ｎ４（ＡｌＮモル分率が２５％（４分の１））、または、Ａｌ１Ｇａ５Ｎ６（ＡｌＮモル分率が１６．７％（６分の１））も選択可能であることが分かる。この場合、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率を、３３．３％から、８．３３％（１２分の１）ずつ低下させるので、バリア層２２１のＡｌＮモル分率も、ピーク発光波長の目標値に適合する範囲内で、６６．７％より低い、例えば、５８．３％または５０％に設定することが可能である。
　更に、図９～図１１より、準安定井戸領域のＡｌＧａＮ組成比が、Ａｌ１Ｇａ１Ｎ２、Ａｌ５Ｇａ７Ｎ１２、及び、Ａｌ１Ｇａ２Ｎ３以外に、Ａｌ７Ｇａ５Ｎ１２であっても、ＡｌＮモル分率が約８．３３％だけ高くなることに応じて、ピーク発光波長が短波長化することが分かる。よって、ピーク発光波長の目標値が、例えば、２５０ｎｍより短い場合等には、Ｇａ富化井戸領域２２０ａに形成される準安定井戸領域のＡｌＧａＮ組成比として、Ａｌ７Ｇａ５Ｎ１２（ＡｌＮモル分率が５８．３％（７分の１２））も設定可能である。
　また、井戸層２２０がＡｌＧａＮ系半導体で構成され、ＡｌＮモル分率が０％でない場合、井戸層２２０の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａは、一例として、Ｇａ富化井戸領域２２０ａにＡｌＮモル分率Ｘｗ０の準安定井戸領域を形成する場合は、概ね、Ｘｗ０＋２％～Ｘｗ０＋３％の範囲内に調整されているのが好ましい。当該好ましい実施態様により、井戸層２２０における準安定井戸領域とテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率差は、傾斜領域ＩＡとテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率差に起因するダブル発光ピークの発生を抑制し得る４％以下となる。尚、井戸層２２０の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａは、Ｘｗ０＋２％～Ｘｗ０＋３％の範囲外であっても、井戸層２２０の傾斜領域ＩＡ内に、局所的にＡｌＮモル分率の低いＧａ富化井戸領域２２０ａが形成される限りにおいて、ピーク発光波長の目標値に応じた当該Ｇａ富化井戸領域２２０ａ内のＡｌＮモル分率をＸｗ１％として、Ｘｗ１＋２％～Ｘｗ１＋３％の範囲内となる任意の値に設定し得る。
　井戸層２２０の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａは、後述するように、井戸層２２０の成膜時にＡｌＮモル分率の目標値として使用される。
　ｎ型クラッド層２１内の層状領域２１ａのＡｌＮモル分率は、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａ内のＡｌＮモル分率より、８．３％以上、好ましくは、１６％以上高くなるように設定されている。
　好ましい一実施態様として、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａ内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｋＧａ１２－ｋＮ１２（ｋ＝３～７）の準安定井戸領域が支配的に存在し、ｎ型クラッド層２１内の層状領域２１ａ内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２（ｎ＝５～８）の第１準安定ｎ型領域が支配的に存在している場合、準安定井戸領域のＡｌＧａＮ組成比と第１準安定ｎ型領域のＡｌＧａＮ組成比の間の可能な組み合わせは、ｎ≧ｋ＋１となる組み合わせにおいて、上記条件（層状領域２１ａとＧａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率差が８．３％以上）を満足する組み合わせとなっている。従って、上記好ましい一実施態様では、整数ｋと整数ｎの可能な組み合わせは、（ｋ＝３～４：ｎ＝５～８）、（ｋ＝５：ｎ＝６～８）、（ｋ＝６：ｎ＝７～８）、（ｋ＝７：ｎ＝８）となる。
　バリア層２２１のＧａ富化バリア領域２２１ａのＡｌＮモル分率は、上述したように、発光素子１のピーク発光波長の目標値に応じて、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率、及び、井戸層２２０の膜厚とともに、例えば、５０％～１００％の範囲内で調整される。更に、好ましい一実施態様として、バリア層２２１がＡｌＧａＮ系半導体（ＡｌＮ系半導体を除く）で構成されている場合において、バリア層２２１のＧａ富化バリア領域２２１ａには、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｊＧａ１２－ｊＮ１２となっている準安定ＡｌＧａＮからなる準安定バリア領域が形成されている。但し、整数ｊは６、７、８、９、または１０であり、ピーク発光波長の目標値に応じて決定される。つまり、Ｇａ富化バリア領域２２１ａ内に存在する準安定バリア領域は、Ａｌ１Ｇａ１Ｎ２、Ａｌ７Ｇａ５Ｎ１２、Ａｌ２Ｇａ１Ｎ３、Ａｌ３Ｇａ１Ｎ４、Ａｌ５Ｇａ１Ｎ６の５種類であり、ＡｌＮモル分率は、それぞれ、５０％（２分の１）、５８．３％（１２分の７）、６６．７％（３分の２）、７５％（４分の３）、８３．３％（６分の５）である。
　また、バリア層２２１がＡｌＧａＮ系半導体（ＡｌＮ系半導体を除く）で構成されている場合において、バリア層２２１のテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率は、概ね５１％～９０％の範囲内において、Ｇａ富化バリア領域２２１ａのＡｌＮモル分率より、１％以上、好ましくは２％以上、より好ましくは４％以上、高くなるように設定される。Ｇａ富化バリア領域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、バリア層２２１内のＧａ富化バリア領域２２１ａとテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率差を４～５％以上とするのが好ましいが、１～２％程度でも、キャリアの局在化の効果は期待し得る。
　バリア層２２１のＧａ富化バリア領域２２１ａ内に、上記ＡｌＧａＮ組成比（ＡｌｊＧａ１２－ｊＮ１２，ｊ＝６～１０）でＡｌＮモル分率がＸｂ０（＝ｊ／１２）の準安定バリア領域が形成されている場合において、バリア層２２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｂａは、（ｊ＋０．２４）／１２≦Ｘｂａ＜（ｊ＋１）／１２となる範囲内に調整されるのが好ましい。バリア層２２１のテラス領域ＴＡの平均的なＡｌＮモル分率（Ａｌ富化バリア領域が形成されている場合はＡｌ富化バリア領域を除く）は、バリア層２２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｂａと略同じと考えられる。従って、バリア層２２１のＧａ富化バリア領域２２１ａとテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率差として約２％以上が確保される。更に好ましくは、ＡｌＮモル分率Ｘｂａの上記調整範囲の上限である（ｊ＋１）／１２は、（ｊ＋０．９）／１２に下げることで、Ｇａ富化バリア領域２２１ａ内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｊＧａ１２－ｊＮ１２である準安定バリア領域が、より安定的に形成される。
　更に、バリア層２２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｂａは、（ｊ＋０．５）／１２＜Ｘｂａ＜（ｊ＋１）／１２となる第１の好適な範囲内に、より好ましくは、（ｊ＋０．５）／１２＜Ｘｂａ≦（ｊ＋０．９）／１２となる第２の好適な範囲内に調整されるのが好ましい。これにより、Ｇａ富化バリア領域２２１ａ内に、ＡｌＮモル分率Ｘｂ０（＝ｊ／１２）の準安定バリア領域よりＡｌＮモル分率の低い非準安定ＡｌＧａＮが形成されるのが抑制され、傾斜領域ＩＡにおける井戸層２２０とバリア層２２１間の所定のＡｌＮモル分率差をより安定的に確保できる。
　尚、バリア層２２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｂａは、（ｊ＋０．２４）／１２≦Ｘｂａ＜（ｊ＋１）／１２となる範囲から外れていても、バリア層２２１の傾斜領域ＩＡ内にキャリアの局在化が可能なＧａ富化バリア領域２２１ａが形成される限りにおいて、概ね５１％～９０％の範囲内において、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａ内のＡｌＮモル分率に応じた任意の値を取り得る。
　上記好ましい一実施態様において、Ｇａ富化バリア領域２２１ａを安定度の高い準安定バリア領域で構成することにより、ｎ型クラッド層２１内のＧａ富化ｎ型領域とＡｌ富化ｎ型領域をそれぞれ安定度の高い第１及び第２準安定ｎ型領域で構成することによる効果とともに、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バリア層２２１内においても抑制され、バリア層２２１内においてキャリアの局在化が起こるＧａ富化バリア領域２２１ａが、使用する準安定バリア領域に対応するＡｌＮモル分率で安定的に形成される。この結果、バリア層２２１内において、電流は優先的にＧａ富化バリア領域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。
　電子ブロック層２３のテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率は、概ね６９％～９０％の範囲内で、井戸層２２０のテラス領域のＡｌＮモル分率より２０％以上、好ましくは２５％以上、更に好ましくは３０％以上高くなるように設定されている。更に、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａのＡｌＮモル分率は、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率より２０％以上、好ましくは２５％以上、更に好ましくは３０％以上高くなるように設定されている。
　好ましい一実施態様として、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａ内に、ピーク発光波長の目標値に応じて、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｋＧａ１２－ｋＮ１２（ｋ＝３～７）の準安定井戸領域が支配的に存在しているのと同様に、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａ内に、ＡｌＮモル分率が準安定井戸領域のＡｌＮモル分率より２０％以上高い、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２となっているｐ型の準安定ＡｌＧａＮからなる第１準安定ＥＢ領域が支配的に存在している。但し、整数ｍは８、９、または１０である。つまり、Ｇａ富化ＥＢ領域２３ａ内に存在する第１準安定ＥＢ領域は、Ａｌ２Ｇａ１Ｎ３、Ａｌ３Ｇａ１Ｎ４、Ａｌ５Ｇａ１Ｎ６の３種類であり、ＡｌＮモル分率は、それぞれ、６６．７％（３分の２）、７５％（４分の３）、８３．３％（６分の５）である。
　この場合、準安定井戸領域のＡｌＧａＮ組成比（ＡｌｋＧａ１２－ｋＮ１２，ｋ＝３～７）と第１準安定ＥＢ領域のＡｌＧａＮ組成比（ＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２，ｍ＝８～１０）の間の組み合わせは、ｍ＞ｋ＋２となる組み合わせにおいて、上記条件（Ｇａ富化ＥＢ領域２３ａとＧａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率差が２０％以上）を満足する組み合わせとなっている。従って、上記好ましい一実施態様では、整数ｋと整数ｍの組み合わせの内、（ｋ＝６，ｍ＝８）、（ｋ＝７，ｍ＝９）、及び（ｋ＝７，ｍ＝８）は、上記条件を満足せず除外される。
　電子ブロック層２３のテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率は、概ね６９％～９０％の範囲内で、Ｇａ富化ＥＢ領域２３ａのＡｌＮモル分率より、１％以上、好ましくは２％以上、より好ましくは４％以上、高くなるように設定される。Ｇａ富化ＥＢ領域２３ａ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、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａとテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率差を４～５％以上とするのが好ましいが、１～２％程度でも、キャリアの局在化の効果は期待し得る。
　好ましい一実施態様として、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａ内に、上記ＡｌＧａＮ組成比（ＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２，ｍ＝８～１０）でＡｌＮモル分率がＸｅ０（＝ｍ／１２）の第１準安定ＥＢ領域が形成されている場合において、電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａは、（ｍ＋０．２４）／１２≦Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる範囲内に調整されるのが好ましい。電子ブロック層２３のテラス領域ＴＡの平均的なＡｌＮモル分率（Ａｌ富化ＥＢ領域が形成されている場合はＡｌ富化ＥＢ領域を除く）は、電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａと略同じと考えられる。従って、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａとテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率差として約２％以上が確保される。更に好ましくは、ＡｌＮモル分率Ｘｅａの上記調整範囲の上限である（ｍ＋１）／１２は、（ｍ＋０．９）／１２に下げることで、Ｇａ富化ＥＢ領域２３ａ内にＡｌＧａＮ組成比がＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２である第１準安定ＥＢ領域が、より安定的に形成される。
　尚、電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａは、（ｍ＋０．２４）／１２≦Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる範囲から外れていても、電子ブロック層２３の傾斜領域ＩＡ内にキャリアの局在化が可能なＧａ富化ＥＢ領域２３ａが形成される限りにおいて、概ね６９％～９０％の範囲内において、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａ内のＡｌＮモル分率に応じた任意の値を取り得る。
　上記好ましい一実施態様において、Ｇａ富化ＥＢ領域２３ａを安定度の高い第１準安定ＥＢ領域で構成することにより、ｎ型クラッド層２１内のＧａ富化ｎ型領域とＡｌ富化ｎ型領域をそれぞれ安定度の高い第１及び第２準安定ｎ型領域で構成することによる効果とともに、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電子ブロック層２３内においても抑制され、電子ブロック層２３内においてキャリアの局在化が起こるＧａ富化ＥＢ領域２３ａが、使用する第１準安定ＥＢ領域に対応するＡｌＮモル分率で安定的に形成される。この結果、電子ブロック層２３内において、電流は優先的にＧａ富化ＥＢ領域２３ａ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。
　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２４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１３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１３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、及び、ｐ型コンタクト層２４の外周側壁面と一致する。
　本実施形態では、図１３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１３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。
＜発光素子の製造方法＞
　次に、図６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２１～２４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、及び、ｐ型コンタクト層２４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、活性層２２（井戸層２２０、バリア層２２１）、及び、電子ブロック層２３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（傾斜領域）にＧａの質量移動によって層状領域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、層状領域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℃を超える成長温度は、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４１．７％～７５％のｎ型の準安定ＡｌＧａＮである第１及び第２準安定ｎ型領域は安定的に形成し辛くなり、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の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａを目標値として設定される。
　ｎ型クラッド層２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａは、Ｇａ富化ｎ型領域内に存在する第１準安定ｎ型領域のＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２（ｎ＝５～８）である場合、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる第１の好適な範囲内に、より好ましくは、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ≦（ｎ＋０．９）／１２となる第２の好適な範囲内に設定する。
　本実施形態では、上述の適切なＧａの質量移動を得るための成長条件は、上記第１または第２の好適な範囲内のＡｌＮモル分率Ｘｎａに応じて、Ｇａ富化ｎ型領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２となっている第１準安定ｎ型領域が安定的に形成され、Ａｌ富化ｎ型領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２となっている第２準安定ｎ型領域が安定的に形成されるように調整される。尚、ＡｌＮモル分率Ｘｎａが上記第２の好適な範囲内であれば、Ｇａ富化ｎ型領域及びＡｌ富化ｎ型領域内に上記ＡｌＧａＮ組成比の第１及び第２準安定ｎ型領域が、より安定的に形成され易くなる。
　層状領域２１ａ内には、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２（ｎ＝５～８）の第１準安定ｎ型領域が安定的に存在し、第１準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率（ｎ／１２）とｎ型本体領域２１ｂの平均的なＡｌＮモル分率（≒Ｘｎａ）との差は、上述したように安定的に１／２４（約４．１７％）以上が確保されるため、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層状領域２１ａ内に局在化する。
　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、層状領域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、及び、ｐ型コンタクト層２４等を形成する。
　電子ブロック層２３のアクセプタ不純物濃度は、一例として、１．０×１０１６～１．０×１０１８ｃｍ－３程度が好ましく、ｐ型コンタクト層２４のアクセプタ不純物濃度は、一例として、１．０×１０１８～１．０×１０２０ｃｍ－３程度が好ましい。尚、アクセプタ不純物濃度は、電子ブロック層２３及びｐ型コンタクト層２４の各膜厚に対して、必ずしも上下方向に均一に制御する必要はない。
　活性層２２の形成において、ｎ型クラッド層２１と同様の要領で、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の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａを目標値として井戸層２２０を成長させ、更に、バリア層２２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｂａを目標値として、バリア層２２１を成長させる。
　井戸層２２０の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａは、Ｇａ富化井戸領域２２０ａにＡｌＮモル分率Ｘｗ０の準安定井戸領域を形成する場合は、概ね、Ｘｗ０＋２％～Ｘｗ０＋３％の範囲内に設定する。
　更に、バリア層２２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｂａは、Ｇａ富化バリア領域２２１ａ内にＡｌＮモル分率Ｘｂ０の準安定バリア領域を形成する場合は、Ｘｂ０＋２％≦Ｘｂａ＜Ｘｂ０＋８．３３％となる範囲内に設定する。
　電子ブロック層２３の形成において、ｎ型クラッド層２１と同様の要領で、上述した多段状のテラスが表出し易い成長条件で、電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａを目標値として電子ブロック層２３を成長させる。
　電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａは、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａ内に、ＡｌＮモル分率Ｘｅ０の第１準安定ＥＢ領域を形成する場合は、Ｘｅ０＋２％≦Ｘｅａ＜Ｘｅ０＋８．３３％となる範囲内に設定する。
　本実施形態では、活性層２２（井戸層２２０、バリア層２２１）、電子ブロック層２３、及び、ｐ型コンタクト層の成長温度は、ｎ型クラッド層２１の成長温度をＴ１、活性層２２の成長温度をＴ２、電子ブロック層２３の成長温度をＴ３、ｐ型コンタクト層の成長温度をＴ４とした場合、上述の好ましい温度範囲内（１０５０℃～１１７０℃）において、以下の式（１）及び（２）に示す関係を満足していることが好ましい。
　Ｔ３≧Ｔ２　　　　　（１）
　Ｔ３＞Ｔ１＞Ｔ４　　（２）
　更に、上記式（１）の関係は、電子ブロック層２３の第１Ｇａ富化領域２３ａ内の第１準安定ＥＢ領域のＡｌＮモル分率が８３．３％または７５％の場合は、下記の式（１Ａ）とするのが好ましく、第１準安定ＥＢ領域のＡｌＮモル分率が６６．７％の場合は、下記の式（１Ｂ）とするのが好ましい。これは、第１準安定ＥＢ領域のＡｌＮモル分率が高くなると、Ｇａの質量移動を促進させるのに、より高温の成長温度が必要となるためである。
　Ｔ３≧Ｔ２＋５０℃　　　　（１Ａ）
　Ｔ２＋５０℃＞Ｔ３≧Ｔ２　（１Ｂ）
　更に、電子ブロック層２３の成長温度Ｔ３は、第１準安定ＥＢ領域のＡｌＮモル分率が８３．３％の場合は、１１５０℃以上が好ましく、第１準安定ＥＢ領域のＡｌＮモル分率が７５％または６６．７％の場合は、１１００℃以上が好ましく、更に、１１００℃より高温がより好ましい。尚、上記各温度は一例であり、例えば、窒素原料ガスの流量を増加し、成長速度を低下させることで、上記１１５０℃及び１１００℃を、それぞれ、１１００℃及び１０５０℃にまで低減することが可能である。
　尚、電子ブロック層２３の成長温度Ｔ３を活性層２２の成長温度Ｔ２から上げる場合、当該成長温度の遷移過程において、その下方に位置する井戸層２２０内でＧａＮの分解が生じて、当該ＧａＮの分解に起因して発光素子１の特性が悪化する可能性がある。従って、当該ＧａＮの分解を抑制するために、最上層の井戸層２２０と電子ブロック層２３の間に、上記ＧａＮの分解を防止するために、バリア層２２１より薄膜（例えば、３ｎｍ以下、好ましくは、２ｎｍ以下）でバリア層２２１及び電子ブロック層２３よりＡｌＮモル分率の高いＡｌＧａＮ層またはＡｌＮ層を形成するのが好ましい。
　電子ブロック層２３のＧａの質量移動を促進させるための成長温度以外の成長条件の一例として、成長温度Ｔ３が１１５０℃の場合、原料ガスの流量比（Ｖ／ＩＩＩ）を５０００～６０００、成長速度を約１５０ｎｍ／ｈとするのが好ましい。
　ｎ型クラッド層２１、活性層２２（井戸層２２０、バリア層２２１）、電子ブロック層２３、及び、ｐ型コンタクト層の成長温度Ｔ１～Ｔ４の上記式（１Ａ）及び（２）を満足する一例を以下に示す。
　Ｔ１＝Ｔ２＝１０８０℃、Ｔ３＝１１５０℃、Ｔ４＝９８０℃
　上記成長温度Ｔ１～Ｔ４の一例は、以下に示すｎ型クラッド層２１の層状領域２１ａ内の第１準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率Ｘｎ０、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａ内の準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗ０、バリア層２２１のＧａ富化バリア領域２２１ａ内の準安定バリア領域のＡｌＮモル分率Ｘｂ０、及び、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａ内の第１準安定ＥＢ領域のＡｌＮモル分率Ｘｅ０に対して、適用され得る。
　Ｘｎ０＝４１．７％、５０％、５８．３％、６６．７％
　Ｘｗ０＝０％、２５％、３３．３％、４１．７％、５０％、５８．３％
　Ｘｂ０＝５０％、５８．３％、６６．７％、７５％、８３．３％　
　Ｘｅ０＝６６．７％、７５％、８３．３％　
　上記要領で、ｎ型クラッド層２１の上面の全面に、活性層２２（井戸層２２０、バリア層２２１）、電子ブロック層２３、及び、ｐ型コンタクト層２４等が形成されると、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、窒化物半導体層２１～２４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２４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。
　上記要領で作製された発光素子１のＡｌＧａＮ系半導体層２１～２４の断面構造は、ｐ第２領域Ｒ２のエッチング及び電極２６とｎ電極２７の形成前の試料を作製し、該資料の上面に垂直（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、該試料片のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像により観察することができる。
　更に、ＡｌＧａＮ系半導体層２１～２４中の特定の半導体層内の組成分析は、上記試料片を用いて、エネルギ分散型Ｘ線分光法（断面ＴＥＭ－ＥＤＸ）、または、ＣＬ（カソードルミネッセンス）法で行うことができる。断面ＴＥＭ－ＥＤＸによる組成分析については、説明を省略するが、本願発明者の先行する別出願（ＰＣＴ／ＪＰ２０２０／０２３０５０、ＰＣＴ／ＪＰ２０２０／０２４８２８、ＰＣＴ／ＪＰ２０２０／０２６５５８、ＰＣＴ／ＪＰ２０２０／０３１６２０）の明細書中に詳細な説明がなされている。
＜ｎ型クラッド層の組成分析結果＞
　次に、ｎ型クラッド層２１内の層状領域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。
　ｎ型クラッド層２１の組成分析用に２種類の試料を作製し、各試料から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）で加工して、測定用の２つの試料片Ａ及びＢを作製した。
　試料片Ａの試料は、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、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の膜厚は約３．１μｍとし、ｎ型クラッド層２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａ（目標値）を６３％とした。ＡｌＮモル分率ＸｎａのＲＢＳ分析法による測定値も６３％である。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。
　試料片Ｂの試料は、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の膜厚は約２．６μｍとし、下側の膜厚約１μｍに対して、ｎ型クラッド層２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａ（目標値）を５５％とし、上側の膜厚約１．６μｍに対して、ｎ型クラッド層２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａ（目標値）を４３％とした。ＡｌＮモル分率ＸｎａのＲＢＳ分析法による測定値も、下側は５５％で、上側は４３％である。更に、上側及び下側とも、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１４は、上記試料片Ａの測定断面上のｎ型クラッド層２１を含む主要部を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像である。図１５は、上記試料片Ｂの測定断面上のｎ型クラッド層２１を含む主要部を示すＳＥＭ像である。
　試料片Ａの測定範囲（測定用に照射した電子ビームの入射点の範囲）は、Ｘ方向（第２平面に平行な横方向）とＹ方向（第２平面と直交する縦方向）にそれぞれ６．２５μｍと３．２μｍで、１２１メッシュ×６０メッシュの格子状に電子ビームの入射点が設定されている。メッシュ間隔は、Ｘ方向が約５２ｎｍで、Ｙ方向が約５３ｎｍである。試料片Ｂの測定範囲は、Ｘ方向とＹ方向にそれぞれ６．２５μｍと４．６μｍで、１２５メッシュと９３メッシュの格子状に電子ビームの入射点が設定されている。メッシュ間隔は、Ｘ方向及びＹ方向とも５０ｎｍである。尚、図１４に示す試料片Ａの測定断面上の主要部は、上記測定範囲（６．２５μｍ×３．２μｍ）の一部の正方領域（３．２μｍ×３．２μｍ）を示している。また、図１５に示す試料片Ｂの測定断面上の主要部は、上記測定範囲（６．２５μｍ×４．６μｍ）の一部の正方領域（３．２５μｍ×３．２５μｍ）を示している。
　図１４及び図１５に示す試料片Ａと試料片Ｂの各測定範囲中に記されたＹ値（Ｙ座標）は、各測定範囲の上端から数えたメッシュ数を表しており、各図の上端がＹ＝０である。図１４では、Ｙ＝３とＹ＝５８が、それぞれｎ型クラッド層２１の上端と下端に相当する。図１５では、Ｙ＝７とＹ＝５８が、それぞれｎ型クラッド層２１の上端と下端に相当する。
　試料片Ａと試料片Ｂの各測定範囲内の格子状の電子ビームの入射点に、ビーム径５０ｎｍ（直径）の電子ビームを１回ずつ照射して、各入射点におけるＣＬスペクトルを測定した。
　図１６は、試料片ＡのＹ＝７、Ｙ＝１５、Ｙ＝３０、Ｙ＝４３、Ｙ＝５６の５つのＹ座標のそれぞれにおいて、Ｘ方向に走査して得られた１２１個のＣＬスペクトルに対して、下記の要領で導出した第１ＣＬスペクトル（実線）と第２ＣＬスペクトル（破線）を示す。５つのＹ座標の第１及び第２ＣＬスペクトルは、縦軸方向にそれぞれの原点をずらして、同じグラフ上で相互に識別可能に表示されている。図１６の縦軸は、発光強度（任意単位）を示しており、更に、一部のＹ座標（Ｙ＝３０，４３，５６）の発光強度は２倍にして見易くしている。図１６の横軸は、波長（ｎｍ）を示している。
　図１６に示す各Ｙ座標の第１ＣＬスペクトルは、同じＹ座標のＣＬスペクトルの中から、発光強度のピークが、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａ（６３％）より長波長側の同じ波長付近にシフトしているＣＬスペクトルを６～７点以上を抽出し、抽出されたＣＬスペクトルを平均して算出した。また、図１６に示す各Ｙ座標の第２ＣＬスペクトルは、同じＹ座標のＣＬスペクトルの中から、発光強度のピークが、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａ（６３％）より短波長側の同じ波長付近にシフトしているＣＬスペクトルを６～７点以上を抽出し、抽出されたＣＬスペクトルを平均して算出した。
　図１７は、試料片Ｂの下側部分のＹ＝４２、Ｙ＝４５、Ｙ＝５０、Ｙ＝５５の４つのＹ座標のそれぞれにおいて、Ｘ方向に走査して得られた１２５個のＣＬスペクトルに対して、下記の要領で導出した第３ＣＬスペクトル（実線）と第４ＣＬスペクトル（破線）を示す。４つのＹ座標の第３及び第４ＣＬスペクトルは、縦軸方向にそれぞれの原点をずらして、同じグラフ上で相互に識別可能に表示されている。図１７の縦軸は、発光強度（任意単位）を示している。図１７の横軸は、波長（ｎｍ）を示している。
　図１７に示す各Ｙ座標の第３ＣＬスペクトルは、同じＹ座標のＣＬスペクトルの中から、発光強度のピークが、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａ（５５％）より長波長側の同じ波長付近にシフトしているＣＬスペクトルを６～７点以上を抽出し、抽出されたＣＬスペクトルを平均して算出した。また、図１７に示す各Ｙ座標の第４ＣＬスペクトルは、同じＹ座標のＣＬスペクトルの中から、発光強度のピークが、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａ（５５％）より短波長側の同じ波長付近にシフトしているＣＬスペクトルを６～７点以上を抽出し、抽出されたＣＬスペクトルを平均して算出した。
　図１８は、試料片Ｂの上側部分のＹ＝１０、Ｙ＝１５、Ｙ＝２０、Ｙ＝２７、Ｙ＝３５の５つのＹ座標のそれぞれにおいて、Ｘ方向に走査して得られた１２５個のＣＬスペクトルに対して、下記の要領で導出した第５ＣＬスペクトル（実線）と第６ＣＬスペクトル（破線）を示す。５つのＹ座標の第５及び第６ＣＬスペクトルは、縦軸方向にそれぞれの原点をずらして、同じグラフ上で相互に識別可能に表示されている。図１８の縦軸は、発光強度（任意単位）を示している。図１８の横軸は、波長（ｎｍ）を示している。
　図１８に示す各Ｙ座標の第５ＣＬスペクトルは、同じＹ座標のＣＬスペクトルの中から、発光強度のピークが、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａ（４３％）より長波長側の同じ波長付近にシフトしているＣＬスペクトルを６～７点以上を抽出し、抽出されたＣＬスペクトルを平均して算出した。また、図１８に示す各Ｙ座標の第６ＣＬスペクトルは、同じＹ座標のＣＬスペクトルの中から、発光強度のピークが、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａ（４３％）より短波長側の同じ波長付近にシフトしているＣＬスペクトルを６～７点以上を抽出し、抽出されたＣＬスペクトルを平均して算出した。
　電子ビームのビーム径が５０ｎｍ（直径）であり、層状領域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、１つの入射点における電子ビームの照射範囲内に、層状領域２１ａのＧａ富化ｎ型領域が存在する場合には、層状領域２１ａに隣接するｎ型本体領域２１ｂの端縁部にＡｌ富化ｎ型領域が存在し得る。
　従って、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａより長波長側にシフトしている第１、第３、及び第５ＣＬスペクトルは、電子ビームの照射範囲内にＧａ富化ｎ型領域が存在するＣＬスペクトルであり、その発光強度のピークは、Ｇａ富化ｎ型領域内のＡｌＮモル分率に対応する波長付近に位置する。更に、ビーム径が５０ｎｍの該照射範囲内にはＡｌ富化ｎ型領域が存在し得るため、Ａｌ富化ｎ型領域内のＡｌＮモル分率に対応する波長付近に発光強度の第２のピークが位置する場合もあり得る。
　また、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａより単波長側にシフトしている第２、第４、及び第６ＣＬスペクトルは、電子ビームの照射範囲内にＧａ富化ｎ型領域は存在せず、Ａｌ富化ｎ型領域が存在するＣＬスペクトルであり、その発光強度のピークは、Ａｌ富化ｎ型領域内のＡｌＮモル分率に対応する波長付近に位置する。
　試料片Ａのｎ型クラッド層２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａ（＝６３％）は、整数ｎが７の場合における、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる第１の好適な範囲内、及び、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ≦（ｎ＋０．９）／１２となる第２の好適な範囲内に調整されている。従って、層状領域２１ａのＧａ富化ｎ型領域には、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ７Ｇａ５Ｎ１２の第１準安定ｎ型領域（ＡｌＮモル分率は５８．３％、波長に換算すると約２６６ｎｍ）が存在し、ｎ型本体領域２１ｂのＡｌ富化ｎ型領域には、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ２Ｇａ１Ｎ３の第２準安定ｎ型領域（ＡｌＮモル分率は６６．７％、波長に換算すると約２５３ｎｍ）が存在する。
　図１６に示す５つのＹ座標（Ｙ＝７，１５，３０，４３，５６）の第１ＣＬスペクトルの発光強度のピークは、約２６４ｎｍ～約２６７ｎｍの範囲内にあり、何れも約２６６ｎｍ付近に位置しており、各Ｙ座標において、層状領域２１ａのＧａ富化ｎ型領域内にＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ７Ｇａ５Ｎ１２である第１準安定ｎ型領域が存在していることが分かる。更に、図１６に示す上記５つのＹ座標の第２ＣＬスペクトルの発光強度のピークは、約２５２ｎｍ～約２５５ｎｍの範囲内にあり、何れも約２５３ｎｍ付近に位置しており、各Ｙ座標において、ｎ型本体領域２１ｂのＡｌ富化ｎ型領域内にＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ２Ｇａ１Ｎ３である第２準安定ｎ型領域が存在していることが分かる。
　試料片Ｂのｎ型クラッド層２１の膜厚約１μｍの下側部分の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａ（＝５５％）は、整数ｎが６の場合における、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる第１の好適な範囲内、及び、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ≦（ｎ＋０．９）／１２となる第２の好適な範囲内に調整されている。従って、層状領域２１ａのＧａ富化ｎ型領域には、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ１Ｇａ１Ｎ２の第１準安定ｎ型領域（ＡｌＮモル分率は５０％、波長に換算すると約２７９ｎｍ）が存在し、ｎ型本体領域２１ｂのＡｌ富化ｎ型領域には、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ７Ｇａ５Ｎ１２の第２準安定ｎ型領域（ＡｌＮモル分率は５８．３％、波長に換算すると約２６６ｎｍ）が存在する。
　図１７に示す４つのＹ座標（Ｙ＝４２，４５，５０，５５）の第３ＣＬスペクトルの発光強度のピークは、約２７６ｎｍ～約２７９ｎｍの範囲内にあり、何れも約２７９ｎｍ付近に位置しており、各Ｙ座標において、層状領域２１ａのＧａ富化ｎ型領域内にＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２である第１準安定ｎ型領域が存在していることが分かる。更に、図１７に示す上記４つのＹ座標の第４ＣＬスペクトルの発光強度のピークは、約２６５ｎｍ～約２６７ｎｍの範囲内にあり、何れも約２６６ｎｍ付近に位置しており、各Ｙ座標において、ｎ型本体領域２１ｂのＡｌ富化ｎ型領域内にＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ７Ｇａ５Ｎ１２である第２準安定ｎ型領域が存在していることが分かる。
　試料片Ｂのｎ型クラッド層２１の膜厚約１．６μｍの上側部分の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａ（＝４３％）は、整数ｎが５の場合における、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる第１の好適な範囲内、及び、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ≦（ｎ＋０．９）／１２となる第２の好適な範囲内には調整されておらず、ｎ／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋０．５）／１２の範囲内に調整されている。このため、層状領域２１ａのＧａ富化ｎ型領域には、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ５Ｇａ７Ｎ１２の第１準安定ｎ型領域（ＡｌＮモル分率は４１．７％、波長に換算すると約２９３ｎｍ）は存在し得るが、ｎ型本体領域２１ｂのＡｌ富化ｎ型領域には、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ１Ｇａ１Ｎ２の第２準安定ｎ型領域（ＡｌＮモル分率は５０％となり、波長に換算すると約２７９ｎｍ）が存在する可能性は低い。
　図１８に示す５つのＹ座標（Ｙ＝１０，１５，２０，２７，３５）の第５ＣＬスペクトルの発光強度のピークは、約２９１ｎｍ～約２９３ｎｍの範囲内にあり、何れも約２９３ｎｍ付近に位置しており、各Ｙ座標において、層状領域２１ａのＧａ富化ｎ型領域内にＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ５Ｇａ７Ｎ１２である第１準安定ｎ型領域が存在していることが分かる。更に、図１８に示す上記５つのＹ座標の第２ＣＬスペクトルの発光強度のピークは、約２８３ｎｍ～約２８５ｎｍの範囲内にあり、５つのＹ座標の全てにおいて、約２７９ｎｍより高波長側に位置しており、各Ｙ座標において、ｎ型本体領域２１ｂのＡｌ富化ｎ型領域内にＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ１Ｇａ１Ｎ２の第２準安定ｎ型領域は支配的には存在していないと考えられる。これは、図７の右側部分に模式的に示したケースに相当している。
　以上より、試料片Ａ（整数ｎ＝７、Ｘｎａ＝６３％）及び試料片Ｂの下側部分（整数ｎ＝６、Ｘｎａ＝５５％）は、何れも、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａが、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる第１の好適な範囲内、及び、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ≦（ｎ＋０．９）／１２となる第２の好適な範囲内に調整されており、層状領域２１ａのＧａ富化ｎ型領域とｎ型本体領域２１ｂのＡｌ富化ｎ型領域内にＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２とＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２となっている第１及び第２準安定ｎ型領域が存在しており、第１実施形態の発光素子１の素子構造を備えている。
　一方、試料片Ｂの上側部分（整数ｎ＝５、Ｘｎａ＝４３％）は、平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａが、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる第１の好適な範囲内、及び、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ≦（ｎ＋０．９）／１２となる第２の好適な範囲内に調整されておらず、その結果、ｎ型本体領域２１ｂのＡｌ富化ｎ型領域内にＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２となっている第２準安定ｎ型領域が支配的に存在していない点で、第１実施形態の発光素子１の素子構造とは違っている。
［第２実施形態］
　第１実施形態の発光素子１では、好ましい一実施態様として、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａ内に、ＡｌＮモル分率が準安定井戸領域のＡｌＮモル分率より２０％以上高い、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２（ｍ＝８～１０）となっているｐ型の準安定ＡｌＧａＮからなる第１準安定ＥＢ領域が支配的に存在し、電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａは、（ｍ＋０．２４）／１２≦Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる範囲内に調整されている場合を説明した。更に、好ましい一実施態様として、電子ブロック層２３において、傾斜領域ＩＡに隣接するテラス領域ＴＡの端縁部に、電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａを基準として、局所的にＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化ＥＢ領域が形成されている場合を説明した。
　第２実施形態の発光素子１では、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａ内に、ＡｌＮモル分率が準安定井戸領域のＡｌＮモル分率より２０％以上高い、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２となっているｐ型の準安定ＡｌＧａＮからなる第１準安定ＥＢ領域が支配的に存在するとともに、電子ブロック層２３のＡｌ富化ＥＢ領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍ＋１Ｇａ１１－ｍＮ１２となっているｐ型の準安定ＡｌＧａＮからなる第２準安定ＥＢ領域が支配的に存在する。この場合、電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａの調整範囲は、上記第１実施形態で説明した範囲より狭くなり、ＡｌＮモル分率Ｘｅａは、（ｍ＋０．５）／１２＜Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる第１の好適な範囲内、より好ましくは、（ｍ＋０．５）／１２＜Ｘｅａ≦（ｍ＋０．９）／１２となる第２の好適な範囲内に調整される。但し、整数ｍは８または９である。
　従って、第２実施形態では、発光装置１の製造方法において、第１実施形態で説明した要領で、ＭＯＶＰＥ法により、サファイア基板１１上に活性層２２まで成膜した後、電子ブロック層２３を、原料ガスやキャリアガスの供給量及び流速を、ＡｌＮモル分率Ｘｅａを目標値として設定して成膜する。電子ブロック層２３の成長温度については、基本的に、第１実施形態で説明した通りであり、ＡｌＮモル分率Ｘｅａが、第１実施形態より高めに設定されているため、必要に応じて、第１実施形態で例示した温度範囲内で調整を行えば良い。
　整数ｍが１０の場合、Ｇａ富化ＥＢ領域２３ａ内には、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ５Ｇａ１Ｎ６となっているｐ型の準安定ＡｌＧａＮが第１準安定ＥＢ領域として安定的に存在し得るが、Ａｌ富化ＥＢ領域内には、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ１１Ｇａ１Ｎ１２となっているｐ型の準安定ＡｌＧａＮは、安定的に存在するのが困難である。その理由は、ＡｌＧａＮ組成比がＡｌ１１Ｇａ１Ｎ１２の場合、ＡｌＮモル分率が９１．７％（１２分の１１）と極めて高く、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、準安定ＡｌＧａＮとしての安定度が低下するためである。
　整数ｍが８または９であるため、準安定井戸領域のＡｌＧａＮ組成比（ＡｌｋＧａ１２－ｋＮ１２（ｋ＝３～７））と第１準安定ＥＢ領域（ＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２）のＡｌＧａＮ組成比の間の組み合わせは、第１実施形態で説明したｍ＞ｋ＋２となる条件を当てはめると、ｋ＝７との組み合わせは、好適な組み合わせとはならない。
　第２実施形態では、準安定井戸領域のＡｌＧａＮ組成比から、Ａｌ７Ｇａ５Ｎ１２（ＡｌＮモル分率＝５８．３％）は除外されるが、準安定井戸領域のＡｌＧａＮ組成比（ＡｌｋＧａ１２－ｋＮ１２（ｋ＝３～６））とｎ型クラッド層２１内の層状領域２１ａ内の第１準安定ｎ型領域のＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２（ｎ＝５～８）との間の第１実施形態で説明した関係（ｎ≧ｋ＋１）は、そのまま維持される。
　本第２実施形態では、Ｇａ富化ＥＢ領域２３ａとＡｌ富化ＥＢ領域をそれぞれ安定度の高い第１及び第２準安定ＥＢ領域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より一層抑制され、電子ブロック層２３内においてキャリアの局在化が起こるＧａ富化ＥＢ領域２３ａが、使用する第１準安定ＥＢ領域に対応するＡｌＮモル分率でより安定的に形成される。この結果、電子ブロック層２３内において、電流は優先的にＧａ富化ＥＢ領域２３ａを安定的に流れることができ、発光素子１の特性変動の抑制が更に図れる。
　第２実施形態の発光素子１における下地部１０、及び、発光素子構造部２０のＡｌＧａＮ系半導体層２１～２４、ｐ電極２６、ｎ電極２７は、電子ブロック層２３のＡｌ富化ＥＢ領域内に第２準安定ＥＢ領域が支配的に存在している点、及び、電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．５）／１２＜Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる第１の好適な範囲内、より好ましくは、（ｍ＋０．５）／１２＜Ｘｅａ≦（ｍ＋０．９）／１２となる第２の好適な範囲内に調整されている点を除いて、第１実施形態の発光素子１の下地部１０及び発光素子構造部２０のＡｌＧａＮ系半導体層２１～２４、ｐ電極２６、ｎ電極２７と同じであるため、重複する説明は省略する。
［第３実施形態］
　第３実施形態の発光素子１は、第２実施形態の発光素子１と同様、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａ内に、ＡｌＮモル分率が準安定井戸領域のＡｌＮモル分率より２０％以上高い、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２となっているｐ型の準安定ＡｌＧａＮからなる第１準安定ＥＢ領域が支配的に存在するとともに、電子ブロック層２３のＡｌ富化ＥＢ領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍ＋１Ｇａ１１－ｍＮ１２となっているｐ型の準安定ＡｌＧａＮからなる第２準安定ＥＢ領域が支配的に存在する。更に、電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａの調整範囲は、上記第１実施形態で説明した範囲より狭くなり、ＡｌＮモル分率Ｘｅａは、（ｍ＋０．５）／１２＜Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる第１の好適な範囲内、より好ましくは、（ｍ＋０．５）／１２＜Ｘｅａ≦（ｍ＋０．９）／１２となる第２の好適な範囲内に調整される。但し、整数ｍは８または９である。
　従って、第３実施形態では、発光装置１の製造方法において、第１実施形態で説明した要領で、ＭＯＶＰＥ法により、サファイア基板１１上に活性層２２まで成膜した後、電子ブロック層２３を、原料ガスやキャリアガスの供給量及び流速を、ＡｌＮモル分率Ｘｅａを目標値として設定して成膜する。電子ブロック層２３の成長温度については、基本的に、第１実施形態で説明した通りであり、ＡｌＮモル分率Ｘｅａが、第１実施形態より高めに設定されているため、必要に応じて、第１実施形態で例示した温度範囲内で調整を行えば良い。
　更に、第２実施形態で説明したように、準安定井戸領域のＡｌＧａＮ組成比（ＡｌｋＧａ１２－ｋＮ１２（ｋ＝３～７））と第１準安定ＥＢ領域（ＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２）のＡｌＧａＮ組成比の間の組み合わせは、整数ｍが８または９であるため、ｋ＝７との組み合わせは、好適な組み合わせとはならない。更に、準安定井戸領域のＡｌＧａＮ組成比から、Ａｌ７Ｇａ５Ｎ１２（ＡｌＮモル分率＝５８．３％）は除外されるが、準安定井戸領域のＡｌＧａＮ組成比（ＡｌｋＧａ１２－ｋＮ１２（ｋ＝３～６））とｎ型クラッド層２１内の層状領域２１ａ内の第１準安定ｎ型領域のＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２（ｎ＝５～８）との間の第１実施形態で説明した関係（ｎ≧ｋ＋１）は、そのまま維持される。
　第３実施形態の発光素子１では、第１及び第２実施形態の発光素子１と同様、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２１ａが一様に分散して存在する。従って、層状領域２１ａは、背景技術の欄で上述したように、バンドギャップエネルギが局所的に小さくなるため、キャリアが局在化し易くなり、低抵抗の電流経路として機能する。
　しかし、第３実施形態の発光素子１では、第１及び第２実施形態の発光素子１とは異なり、層状領域２１ａのＧａ富化ｎ型領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２（ｎ＝５～８）となっている第１準安定ｎ型領域が存在していること、ｎ型本体領域２１ｂのＡｌ富化ｎ型領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２となっている第２準安定ｎ型領域が存在していること、及び、ｎ型本体領域２１ｂ内にＡｌ富化ｎ型領域が形成されていることは、必ずしも要しない。但し、好ましい一実施態様として、層状領域２１ａのＧａ富化ｎ型領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２（ｎ＝５～８）となっている第１準安定ｎ型領域が存在していて良く、及び／または、ｎ型本体領域２１ｂ内にＡｌ富化ｎ型領域が形成されていても良い。
　層状領域２１ａのＧａ富化ｎ型領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２（ｎ＝５～８）となっている第１準安定ｎ型領域が存在する場合、ｎ型クラッド層２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａは、（ｎ＋０．２４）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる範囲内にあることが好ましい。
　つまり、第３実施形態の発光素子１では、第１及び第２実施形態の発光素子１と同様、キャリアの局在化は、ｎ型クラッド層２１の層状領域２１ａ、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａ、バリア層２２１のＧａ富化バリア領域２２１ａ、及び、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａにおいて、それぞれ生じ易くなっている。
　一方、結晶成長装置のドリフト等に起因する発光素子１の特性変動の抑制に関しては、第１実施形態の発光素子１では、ｎ型クラッド層２１内のＧａ富化ｎ型領域とＡｌ富化ｎ型領域をそれぞれ安定度の高い第１及び第２準安定ｎ型領域で構成することにより、主として、ｎ型クラッド層２１内において混晶モル分率の変動抑制を強化していたのに対して、第３実施形態の発光素子１では、電子ブロック層２３内のＧａ富化ＥＢ領域２３ａとＡｌ富化ＥＢ領域をそれぞれ安定度の高い第１及び第２準安定ＥＢ領域で構成することにより、主として、電子ブロック層２３内において混晶モル分率の変動抑制を強化している。尚、第２実施形態の発光素子１では、ｎ型クラッド層２１内及び電子ブロック層２３内の両方において混晶モル分率の変動抑制を強化している。
　第３実施形態の発光素子１における下地部１０、及び、発光素子構造部２０のＡｌＧａＮ系半導体層２１～２４、ｐ電極２６、ｎ電極２７は、ｎ型クラッド層２１のｎ型本体領域２１ｂのＡｌ富化ｎ型領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２となっている第２準安定ｎ型領域が支配的に存在していない点、電子ブロック層２３のＡｌ富化ＥＢ領域内に第２準安定ＥＢ領域が支配的に存在している点、及び、電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．５）／１２＜Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる第１の好適な範囲内、より好ましくは、（ｍ＋０．５）／１２＜Ｘｅａ≦（ｍ＋０．９）／１２となる第２の好適な範囲内に調整されている点等を除いて、第１実施形態の発光素子１の下地部１０及び発光素子構造部２０のＡｌＧａＮ系半導体層２１～２４、ｐ電極２６、ｎ電極２７と同じであるため、重複する説明は省略する。
［第４実施形態］
　第１乃至第３実施形態の発光素子１では、発光素子構造部２０を構成するｐ型層は、電子ブロック層２３とｐ型コンタクト層２４の２層であったが、第４実施形態の発光素子２では、ｐ型層が、電子ブロック層２３とｐ型コンタクト層２４の間に１層以上のｐ型ＡｌＧａＮ系半導体で構成されたｐ型クラッド層２５を有する。
　従って、第４実施形態では、図１９に示すように、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２５（ｐ型層）、及び、ｐ型コンタクト層２４（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る。
　第４実施形態の発光素子２における下地部１０、及び、発光素子構造部２０のＡｌＧａＮ系半導体層２１～２４、ｐ電極２６、ｎ電極２７は、第１乃至第３実施形態の何れかの発光素子１の下地部１０及び発光素子構造部２０のＡｌＧａＮ系半導体層２１～２４、ｐ電極２６、ｎ電極２７と同じであるので、重複する説明は省略する。
　ｐ型クラッド層２５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、及び、発光素子構造部２０のｎ型クラッド層２１と活性層２２内の各半導体層と電子ブロック層２３と同様に、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。
　図２０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（多重量子井戸構造）の一例を模式的に示す。図２０では、第１実施形態において図８を用いて説明した積層構造の電子ブロック層２３の上に、ｐ型クラッド層２５が形成されている。
　ｐ型クラッド層２５においても、横方向に隣接するテラスＴ間には、上述したように、（０００１）面に対して傾斜した傾斜領域ＩＡが形成されている。傾斜領域ＩＡ以外の上下がテラスＴで挟まれた領域を、テラス領域ＴＡと称す。ｐ型クラッド層２５の膜厚は、テラス領域ＴＡ及び傾斜領域ＩＡを含めて、例えば、２０ｎｍ～２００ｎｍの範囲内に調整されている。
　図２０に模式的に示すように、ｐ型クラッド層２５において、テラス領域ＴＡから傾斜領域ＩＡへのＧａの質量移動により、傾斜領域ＩＡ内にテラス領域ＴＡよりＡｌＮモル分率の低い第３Ｇａ富化領域２５ａが形成されている。
　ｐ型クラッド層２５のテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率は、５１％以上、電子ブロック層２３のテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率未満の範囲内に設定されている。更に、ｐ型クラッド層２５のＧａ富化ｐ型領域２５ａのＡｌＮモル分率は、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａのＡｌＮモル分率未満となるように設定されている。
　更に、ｐ型クラッド層２５のテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率は、上記範囲内において、Ｇａ富化ｐ型領域２５ａのＡｌＮモル分率より、１％以上、好ましくは２％以上、より好ましくは４％以上、高くなるように設定される。Ｇａ富化ｐ型領域２５ａ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、ｐ型クラッド層２５の第２Ｇａ富化領域２５ａとテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率差を４～５％以上とするのが好ましいが、１～２％程度でも、キャリアの局在化の効果は期待し得る。
　好ましい一実施態様として、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａ内に、ＡｌＮモル分率が準安定井戸領域のＡｌＮモル分率より２０％以上高い、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２でＡｌＮモル分率がＸｅ０（＝ｍ／１２）であるｐ型の準安定ＡｌＧａＮで構成された第１準安定ＥＢ領域が支配的に存在しているのと同様に、ｐ型クラッド層２５のＧａ富化ｐ型領域２５ａ内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｉＧａ１２－ｉＮ１２で、ＡｌＮモル分率がＸｐ０（＝ｉ／１２）であって、且つ、電子ブロック層２３の第１準安定ＥＢ領域のＡｌＮモル分率Ｘｅ０未満であるｐ型の準安定ＡｌＧａＮで構成された第１準安定ｐ型領域が支配的に存在する。電子ブロック層２３が、第１実施形態の発光素子１の電子ブロック層２３と同じである場合は、整数ｍは８、９、または１０であり、第２または第３実施形態の発光素子１の電子ブロック層２３と同じである場合は、整数ｍは８または９である。整数ｉは、６、７、または８であり、且つ、ｉ＜ｍを満足する。従って、整数ｍが８の場合は、整数ｉは６または７である。
　更に、好ましい一実施態様として、ｐ型クラッド層２５のＧａ富化ｐ型領域２５ａ内に、上記ＡｌＧａＮ組成比（ＡｌｉＧａ１２－ｉＮ１２，ｉ＝６～８）でＡｌＮモル分率がＸｐ０（＝ｉ／１２）の第１準安定ｐ型領域が形成されている場合において、ｐ型クラッド層２５の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｐａは、（ｉ＋０．２４）／１２≦Ｘｐａ＜（ｉ＋１）／１２となる範囲内に調整されるのが好ましい。ｐ型クラッド層２５のテラス領域ＴＡの平均的なＡｌＮモル分率（後述するＡｌ富化ｐ型領域が形成されている場合はＡｌ富化ｐ型領域を除く）は、ｐ型クラッド層２５の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｐａと略同じと考えられる。従って、ｐ型クラッド層２５のＧａ富化ｐ型領域２５ａとテラス領域ＴＡのＡｌＮモル分率差として約２％以上が確保される。尚、ｐ型クラッド層２５の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｐａは、（ｉ＋０．２４）／１２≦Ｘｐａ＜（ｉ＋１）／１２となる範囲から外れていても、ｐ型クラッド層２５の傾斜領域ＩＡ内にキャリアの局在化が可能なＧａ富化ｐ型領域２５ａが形成される限りにおいて、概ね５１％～７５％の範囲内において、電子ブロック層２３のＧａ富化ＥＢ領域２３ａ内のＡｌＮモル分率Ｘｅ０に応じた任意の値を取り得る。
　次に、ｐ型クラッド層２５の成長方法について簡単に説明する。ｐ型クラッド層２５の形成において、第１実施形態で説明したｎ型クラッド層２１及び電子ブロック層２３と同様の要領で、上述した多段状のテラスが表出し易い成長条件で、ｐ型クラッド層２５の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｐａを目標値としてｐ型クラッド層２５を成長させる。
　ｐ型クラッド層２５の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｐａは、ｐ型クラッド層２５のＧａ富化ｐ型領域２５ａ内に、ＡｌＮモル分率Ｘｐ０の第１準安定ｐ型領域を形成する場合は、Ｘｐ０＋２％≦Ｘｐａ＜Ｘｐ０＋８．３３％となる範囲内に設定する。
　第４実施形態では、ｐ型クラッド層２５の成長温度をＴ５とした場合、電子ブロック層２３の成長温度Ｔ３とｐ型コンタクト層の成長温度Ｔ４との間の関係は、例えば、１０５０℃～１１７０℃の範囲内において、以下の式（３）に示す関係を満足していることが好ましい。
　Ｔ３＞Ｔ５＞Ｔ４　　（３）
　更に、ｐ型クラッド層２５の成長温度Ｔ５は、第１準安定ｐ型領域のＡｌＮモル分率Ｘｐ０が６６．７％の場合は、１１００℃以上が好ましく、第１準安定ｐ型領域のＡｌＮモル分率Ｘｐ０が５８．３％または５０％の場合は、１０５０℃以上が好ましい。
　ｐ型クラッド層２５のＧａの質量移動を促進させるための成長温度以外の成長条件の一例として、成長温度Ｔ５が１０８０℃の場合、原料ガスの流量比（Ｖ／ＩＩＩ）を１０００～６０００、成長速度を約１００ｎｍ／ｈとするのが好ましい。
　ｎ型クラッド層２１、活性層２２（井戸層２２０、バリア層２２１）、電子ブロック層２３、ｐ型コンタクト層２４、及び、ｐ型クラッド層２５の成長温度Ｔ１～Ｔ５の上記式（１Ａ）、（２）及び（３）を満足する一例を以下に示す。
　Ｔ１＝Ｔ２＝１０８０℃、Ｔ３＝１１５０℃、Ｔ４＝９８０℃、Ｔ５＝１０８０℃
　上記成長温度Ｔ５の一例は、以下に示すｐ型クラッド層２５のＧａ富化ｐ型領域２５ａ内の第１準安定ｐ型領域のＡｌＮモル分率Ｘｐ０に対して、適用され得る。
　Ｘｐ０＝５０％、５８．３％、６６．７％　
　ｐ型クラッド層２５のアクセプタ不純物濃度は、一例として、１．０×１０１６～１．０×１０１８ｃｍ－３程度が好ましい。尚、アクセプタ不純物濃度は、ｐ型クラッド層２５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。
　更に、ｐ型クラッド層２５の好ましい一実施態様として、ｐ型クラッド層２５において、傾斜領域ＩＡに隣接するテラス領域ＴＡの端縁部に、ｐ型クラッド層２５の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｐａを基準として、局所的にＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化ｐ型領域が形成されていても良い。
　更に、ｐ型クラッド層２５の好ましい一実施態様として、ｐ型クラッド層２５のテラス領域ＴＡにＡｌ富化ｐ型領域が形成されている場合、Ｇａ富化ｐ型領域２５ａ内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｉＧａ１２－ｉＮ１２となっているｐ型の準安定ＡｌＧａＮからなる第１準安定ｐ型領域が支配的に存在するとともに、Ａｌ富化ｐ型領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｉ＋１Ｇａ１１－ｉＮ１２となっているｐ型の準安定ＡｌＧａＮからなる第２準安定ｐ型領域が支配的に存在する。この場合、ｐ型クラッド層２５の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｐａの調整範囲は、上述した好ましい範囲（下限が（ｉ＋０．２４）／１２）より狭くなり、ＡｌＮモル分率Ｘｐａは、（ｉ＋０．５）／１２＜Ｘｐａ＜（ｉ＋１）／１２となる第１の好適な範囲内、より好ましくは、（ｉ＋０．５）／１２＜Ｘｐａ≦（ｉ＋０．９）／１２となる第２の好適な範囲内に調整される。
　上記好ましい一実施態様では、Ｇａ富化ｐ型領域２５ａとＡｌ富化ｐ型領域をそれぞれ安定度の高い第１及び第２準安定ｐ型領域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より一層抑制され、ｐ型クラッド層２５内においてキャリアの局在化が起こるＧａ富化ｐ型領域２５ａが、使用する第１準安定ｐ型領域に対応するＡｌＮモル分率でより安定的に形成される。この結果、ｐ型クラッド層２５内において、電流は優先的にＧａ富化ｐ型領域２５ａ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。
　以上詳細に説明した第４実施形態の発光素子１は、電子ブロック層２３とｐ型クラッド層２５が、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し、横方向に隣接するテラスＴ間に、（０００１）面に対して傾斜した傾斜領域ＩＡが形成され、電子ブロック層２３の傾斜領域ＩＡ内にテラス領域ＴＡよりＡｌＮモル分率の低いＧａ富化ＥＢ領域２３ａが形成され、更に、ｐ型クラッド層２５の傾斜領域ＩＡ内にテラス領域ＴＡよりＡｌＮモル分率の低いＧａ富化ｐ型領域２５ａが形成されていることを特徴とする。
　当該特徴により、第４実施形態の発光素子２は、Ｇａ富化ｐ型領域２５ａ内でキャリア（正孔）の局在化が生じ得るため、図２１に模式的に示すように、ｐ型クラッド層２５（ｐ－ｃｌａｄ）内に注入される正孔（ｈ＋）は、傾斜領域ＩＡ内に直接注入されるか、或いは、テラス領域ＴＡ内を拡散して傾斜領域ＩＡ内に到達し得る。更に、第１Ｇａ富化領域２３ａ内でもキャリア（正孔）の局在化が生じ得るため、電子ブロック層２３内に注入される正孔は、ｐ型クラッド層２５の傾斜領域ＩＡから、電子ブロック層２３の傾斜領域ＩＡ内にも直接注入され得る。従って、ｐ型クラッド層２５が無ければ、ｐ型コンタクト層２４から薄膜の電子ブロック層２３のテラス領域ＴＡに注入され、そのまま井戸層２２のテラス領域ＴＡに到達する正孔の一部を、ｐ型クラッド層２５のテラス領域ＴＡから傾斜領域ＩＡ内に誘導し、電子ブロック層２３の傾斜領域ＩＡを経由して、井戸層２２の傾斜領域ＩＡ内に到達させることができる。結果として、内部量子効率の低下、及び、ダブル発光ピークの発生を更に抑制することができる。尚、図２１中において、図５と同様、☆（星印）は井戸層の傾斜領域ＩＡ内の局在中心を、●（黒丸）は非発光再結合中心を、それぞれ示している。
［別実施形態］
　以下に、上記第１乃至第４実施形態の変形例について説明する。
（１）上記第１乃至第４実施形態では、活性層２２は、ＡｌＧａＮ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、電子ブロック層２３等による効果は同様に奏し得ることは明らかである。
（２）上記各実施形態では、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）上記各実施形態では、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）上記各実施形態では、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、層状領域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）上記各実施形態では、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、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：　　層状領域（ｎ型層）
　２１ｂ：　　ｎ型本体領域（ｎ型層）
　２２：　　　活性層
　２２０：　　井戸層
　２２０ａ：　Ｇａ富化井戸領域
　２２１：　　バリア層
　２２１ａ：　Ｇａ富化バリア領域
　２３：　　　電子ブロック層（ｐ型層）
　２３ａ：　　Ｇａ富化ＥＢ領域
　２４：　　　ｐ型コンタクト層（ｐ型層）
　２５：　　　ｐ型クラッド層（ｐ型層）
　２５ａ：　　Ｇａ富化ｐ型領域
　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
　ＩＡ：　　　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、ＡｌＧａＮ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型層と前記活性層と前記ｐ型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、
    　前記活性層内の各半導体層が、前記多段状のテラスの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、前記傾斜領域以外のテラス領域をそれぞれ有し、
    　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と、前記層状領域以外のｎ型本体領域とを有し、
    　前記ｎ型層の上面と直交する第１平面上での前記層状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いる部分を有し、
    　整数ｎが５、６、７、または８であって、
    　前記層状領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域を含むＧａ富化ｎ型領域が存在し、
    　前記ｎ型本体領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎ＋１Ｇａ１１－ｎＮ１２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域を含む、局所的にＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化ｎ型領域が存在し、
    　前記ｎ型層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａが、（ｎ＋０．５）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる範囲内にあり、
    　前記井戸層の前記傾斜領域内に、ＡｌＮモル分率が局所的に前記井戸層の前記テラス領域のＡｌＮモル分率より低いＧａ富化井戸領域が存在す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ｎ型層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａが、（ｎ＋０．９）／１２以下であ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ｐ型層が、前記ｐ型層内の最下層として、前記１層以上の井戸層の最上層の上面側に形成された電子ブロック層を有し、
    　前記電子ブロック層が、前記多段状のテラスの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、前記傾斜領域以外のテラス領域をそれぞれ有し、
    　整数ｍが８、９、または１０であって、
    　前記電子ブロック層の前記傾斜領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２となっているｐ型ＡｌＧａＮ領域を含む、局所的にＡｌＮモル分率の低いＧａ富化ＥＢ領域が存在し、
    　前記電子ブロック層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．２４）／１２≦Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる範囲内にあ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. 　前記電子ブロック層の前記テラス領域内に、局所的にＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化ＥＢ領域が存在し、
    　整数ｍが８または９のとき、
    　前記Ａｌ富化ＥＢ領域が、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍ＋１Ｇａ１１－ｍＮ１２となっているｐ型ＡｌＧａＮ領域を含み、
    　前記電子ブロック層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．５）／１２＜Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる範囲内にあ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. 　前記電子ブロック層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．９）／１２以下であることを特徴とする請求項３または４に記載の窒化物半導体紫外線発光素子。
  6. 　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、ＡｌＧａＮ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型層と前記活性層と前記ｐ型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、
    　前記活性層内の各半導体層及び前記電子ブロック層が、前記多段状のテラスの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、前記傾斜領域以外のテラス領域をそれぞれ有し、
    　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と、前記層状領域以外のｎ型本体領域とを有し、
    　前記ｎ型層の上面と直交する第１平面上での前記層状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いる部分を有し、
    　前記ｐ型層が、前記ｐ型層内の最下層として、前記１層以上の井戸層の最上層の上面側に形成された電子ブロック層を有し、
    　整数ｍが８または９であって、
    　前記電子ブロック層の前記傾斜領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍＧａ１２－ｍＮ１２となっているｐ型ＡｌＧａＮ領域を含む、局所的にＡｌＮモル分率の低いＧａ富化ＥＢ領域が存在し、
    　前記電子ブロック層の前記テラス領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｍ＋１Ｇａ１１－ｍＮ１２となっているｐ型ＡｌＧａＮ領域を含む、局所的にＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化ＥＢ領域が存在し、
    　前記電子ブロック層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．５）／１２＜Ｘｅａ＜（ｍ＋１）／１２となる範囲内にあり、
    　前記井戸層の前記傾斜領域内に、ＡｌＮモル分率が局所的に前記井戸層の前記テラス領域のＡｌＮモル分率より低いＧａ富化井戸領域が存在することを特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子。
  7. 　前記電子ブロック層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａが、（ｍ＋０．９）／１２以下であることを特徴とする請求項６に記載の窒化物半導体紫外線発光素子。
  8. 　整数ｎが５、６、７、または８であって、
    　前記層状領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２となっているｎ型ＡｌＧａＮ領域を含むＧａ富化ｎ型領域が存在し、
    　前記ｎ型層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａが、（ｎ＋０．２４）／１２＜Ｘｎａ＜（ｎ＋１）／１２となる範囲内にあることを特徴とする請求項６または７に記載の窒化物半導体紫外線発光素子。
  9. 　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１～８の何れか１項に記載の窒化物半導体紫外線発光素子。
  10. 　前記バリア層が、ＡｌＧａＮ系半導体で構成され、前記多段状のテラスの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、前記傾斜領域以外のテラス領域とをそれぞれ有し、
    　前記バリア層の前記傾斜領域内に、ＡｌＮモル分率が局所的に前記バリア層の前記テラス領域のＡｌＮモル分率より低いＧａ富化バリア領域が存在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。
  11. 　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、
    　前記サファイア基板の前記主面から前記ｐ型層の前記コンタクト層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１～１０の何れか１項に記載の窒化物半導体発光素子。
     
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NAGASAWA YOSUKE, KOJIMA KAZUNOBU, HIRANO AKIRA, IPPONMATSU MASAMICHI, HONDA YOSHIO, AMANO HIROSHI, AKASAKI ISAMU, CHICHIBU SHIGEFU: "Comparison of Al x Ga 1− x N multiple quantum wells designed for 265 and 285 nm deep-ultraviolet LEDs grown on AlN templates having macrosteps", APPLIED PHYSICS EXPRESS, vol. 12, no. 6, 1 June 2019 (2019-06-01), JP , pages 1 - 7, XP055897835, ISSN: 1882-0778, DOI: 10.7567/1882-0786/ab21a9 *
SHI HENGZHI, GU HUAIMIN, LI JIHANG, YANG XIANQI, ZHANG JINYUAN, YUAN RUI, CHEN XIMENG, LIU NANA: "Performance improvements of AlGaN-based deep-ultraviolet light-emitting diodes with specifically designed irregular sawtooth hole and electron blocking layers", OPTICS COMMUNICATIONS, vol. 441, 1 June 2019 (2019-06-01), AMSTERDAM, NL , pages 149 - 154, XP055909328, ISSN: 0030-4018, DOI: 10.1016/j.optcom.2019.02.054 *

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