WO2022149183A1

WO2022149183A1 - 窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法、及び、窒化物半導体紫外線発光素子

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Publication number: WO2022149183A1
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Abstract

ウルツ鉱構造のＡｌＧａＮ系半導体からなる発光素子構造部を備える窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法において、サファイア基板を含む下地部上にｎ型ＡｌＧａＮ系半導体のｎ型層をエピタキシャル成長させ、ｎ型層上にＡｌＧａＮ系半導体で構成された井戸層を含む量子井戸構造の活性層をエピタキシャル成長させ、活性層上にｐ型ＡｌＧａＮ系半導体のｐ型層をエピタキシャル成長させ、　井戸層のエピタキシャル成長時のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｗｔを、（ｎ－０．２４）／１２≦Ｘｗｔ≦（ｎ＋０．２４）／１２となる範囲内に設定し、但し、ｎ＝３、４、５、または６、　井戸層内に平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａより、ＡｌＮモル分率の低いＧａ富化井戸領域と、ＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化井戸領域を形成しつつ、Ｇａ富化井戸領域またはＡｌ富化井戸領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌｎＧａ１２－ｎＮ１２である準安定ＡｌＧａＮ領域を成長させる。

Description

窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法、及び、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、及び、その製造方法に関する。

　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Ａｌ_{１－ｘ－ｙ}Ｇａ_ｘＩｎ_ｙＮ（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１９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１９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。

　更に、ｎ型クラッド層上に形成される多重量子井戸構造の活性層の各層の表面に（０００１）面に平行な多段状のテラスが表出し、ｎ型クラッド層と同様に、活性層の各層内でＧａの偏析による組成変調が生じ、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に、相対的にＡｌＮモル分率の低い領域が生成され、テラス領域に、相対的にＡｌＮモル分率の高い領域が生成され、ピーク発光波長の異なる傾斜領域からの発光とテラス領域からの発光が合成される結果、活性層全体のＥＬ（エレクトロルミネセンス）スペクトルにおいて二重ピークの生じ得ることが、非特許文献１で報告されている。

国際公開第２０１４／１７８２８８号公報国際公開第２０１６／１５７５１８号公報国際公開第２０１９／１５９２６５号公報

Y. Nagasawa, et al., "Comparison of AlxGa1?xN multiple quantum wells designed for 265 and 285nm deep-ultraviolet LEDs grown on AlN templates having macrosteps", Applied Physics Express 12, 064009 (2019) K. Kojima, et al., "Carrier localization structure combined with current micropaths in AlGaN quantum wells grown on an AlN template with macrosteps", Applied Physics letter 114, 011102 (2019)

　ＡｌＧａＮ系半導体で構成される紫外線発光素子は、サファイア基板等の基板上に、例えば、有機金属化合物気相成長（ＭＯＶＰＥ）法等の周知のエピタキシャル成長法によって作製される。しかしながら、紫外線発光素子を生産する場合、紫外線発光素子の特性（発光波長、ウォールプラグ効率、順方向バイアス等の特性）は、結晶成長装置のドリフトの影響を受けて変動するため、安定した歩留まりでの生産は必ずしも容易ではない。

　結晶成長装置のドリフトは、トレーやチャンバの壁等の付着物が原因で、結晶成長部位の実効温度が変化すること等に起因して生じる。このため、ドリフトを抑制するために、従来は、成長履歴を検討して、経験者が設定温度や原料ガスの組成を微妙に変化させる、或いは、一定期間の成長スケジュールを固定して、清掃等のメンテナンスも一定期間で同じように実施する等の工夫をしているが、ドリフトを完全に排除をすることは難しい。

　当該ドリフトの影響は上述Ｇａの偏析にも及び、井戸層内の傾斜領域とテラス領域間のＡｌＮモル分率差の製造バラツキによって、ＥＬスペクトルに波長差の大きい顕著なピーク分離が生じ得る。当該顕著なピーク分離は、用途によっては製品として出荷できない不良品となり、歩留まり低下の要因となる。

　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を抑制することにより、波長差の大きい顕著なピーク分離の抑制された窒化物半導体紫外線発光素子を安定して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の製造方法であって、
　サファイア基板を含む下地部の上に、ｎ型ＡｌＧａＮ系半導体の前記ｎ型層をエピタキシャル成長により形成する第１工程と、
　前記ｎ型層の上に、ＡｌＧａＮ系半導体で構成された井戸層を１層以上含む量子井戸構造の前記活性層をエピタキシャル成長により形成する第２工程と、
　前記活性層の上に、ｐ型ＡｌＧａＮ系半導体の前記ｐ型層をエピタキシャル成長により形成する第３工程を有し、
　整数ｎが３、４、５、または６であって、
　前記第２工程において、前記井戸層のエピタキシャル成長時のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｗｔを、
　（ｎ－０．２４）／１２≦Ｘｗｔ≦（ｎ＋０．２４）／１２
となる範囲内に設定し、
　前記井戸層内に、前記井戸層の平均的なＡｌＮモル分率ＸｗａよりＡｌＮモル分率の低いＧａ富化井戸領域と、前記平均的なＡｌＮモル分率ＸｗａよりＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化井戸領域を形成しつつ、
　前記Ｇａ富化井戸領域または前記Ａｌ富化井戸領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｎＧａ_１２－ｎＮ_１２となっている準安定ＡｌＧａＮである準安定井戸領域を成長させることを第１の特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法を提供する。

　更に、本発明は、上記第１の特徴に加えて、前記サファイア基板が、（０００１）面に対して所定の角度だけ傾斜した主面を有する微傾斜基板であり、
　前記第１工程及び前記第２工程において、前記ｎ型層及び前記活性層の各表面に（０００１）面に平行な多段状のテラスを表出させ、
　前記第２工程において、前記活性層内の各半導体層に、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形成し、
　前記井戸層の前記傾斜領域内に前記Ｇａ富化井戸領域が形成され、前記井戸層の前記テラス領域内に前記Ａｌ富化井戸領域が形成されることを第２の特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法を提供する。

　尚、ＡｌＧａＮ系半導体とは、一般式Ａｌ_１－ｘＧａ_ｘＮ（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。

　次に、ＡｌＧａＮ組成比が所定の整数比で表される「準安定ＡｌＧａＮ」の特徴について説明する。

　準安定ＡｌＧａＮを考慮しなければ、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・コンフィグレーション（ｒａｎｄｏｍ　ｃｏｎｆｉｇｕｒａｔｉｏｎ）」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。後述するように、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の対称配列構造が発現する。

　当該対称配列構造では、結晶成長面へのＧａ供給量が僅かに増減しても、対称性が高いためにエネルギ的に安定な混晶モル分率となり、質量移動（ｍａｓｓｔｒａｎｓｆｅｒ）し易いＧａの濃度が制御不能となるのを防止できる。

　次に、「Ｇａ富化井戸領域」と「Ａｌ富化井戸領域」について説明する。

　ｎ型層と活性層とｐ型層内の各半導体層の結晶成長面は完全な平坦面ではなく、例えば、上記第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法では、活性層内の各半導体層が、ステップフロー成長による（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エピタキシャル成長層であるため、井戸層内では、質量移動し易いＧａは、井戸層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内に集中することで、ＡｌＮモル分率が井戸層内の平均的なＡｌＮモル分率より低いＧａ富化井戸領域が形成される。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、Ａｌ富化井戸領域は、Ｇａ富化井戸領域の形成時のＧａの質量移動に伴い、傾斜領域以外のテラス領域の一部領域において、Ａｌの密度が相対的に増加して形成される。

　上記第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法では、活性層内の各半導体層には、ステップフロー成長による多段状のテラスが形成されるが、使用するサファイア基板の傾斜角が０°～約０．３°と極めて小さい場合には、平坦な結晶成長面上に六角柱または六角錘状のヒロック（hillock）やピット（pit）が形成され得る。井戸層の結晶成長面が平坦面である場合は、質量移動し易いＧａは、当該ヒロック等の周囲に集中することで、Ｇａ富化井戸領域が形成され得る。従って、この場合も、Ａｌ富化井戸領域は、Ｇａ富化井戸領域の形成時のＧａの質量移動に伴い、Ｇａ富化井戸領域以外のテラス領域の一部領域において、Ａｌの密度が相対的に増加して形成される。

　Ｇａ富化井戸領域内に準安定井戸領域が形成される場合、Ｇａ富化ｎ型領域内へのＧａ供給量の変動、及び、井戸層内の平均的なＡｌＮモル分率の変動が、当該準安定井戸領域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、平均的なＡｌＮモル分率が低下すると準安定井戸領域が増加し、Ｇａ供給量が減少、或いは、平均的なＡｌＮモル分率が上昇すると準安定井戸領域が減少し、結果として、Ｇａ富化井戸領域内のＡｌＮモル分率の変動が抑制される。Ａｌ富化井戸領域内に準安定ＡｌＧａＮが形成される場合も同様に、Ａｌ富化井戸領域内のＡｌＮモル分率の変動が抑制される。

　従って、上記第１または第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法によれば、第２工程において、ＡｌＮモル分率の目標値Ｘｗｔを、（ｎ－０．２４）／１２≦Ｘｗｔ≦（ｎ＋０．２４）／１２となる範囲内に設定して、井戸層内に形成されるＧａ富化井戸領域とＡｌ富化井戸領域の何れかに、後述するＡｌＧａＮ組成比が整数比の準安定ＡｌＧａＮからなる準安定井戸領域を成長させることで、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率（ｎ／１２）と井戸層全体のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｗｔとの差は２％（＝０．２４／１２）以内に抑制され、Ｇａ富化井戸領域とＡｌ富化井戸領域の間のＡｌＮモル分率差も一定範囲内に抑制される。尚、井戸層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａは、Ｇａ富化井戸領域とＡｌ富化井戸領域の各ＡｌＮモル分率の間にあり、井戸層全体のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｗｔまたはその近傍値となる。この結果、ピーク発光波長の異なるＧａ富化井戸領域からの発光とＡｌ富化井戸領域と井戸層内のその他の領域からの発光が合成された活性層全体のＥＬスペクトルにおいて、波長差の大きい顕著なピーク分離の発生が抑制される。

　ここで、ＡｌＮモル分率の目標値Ｘｗｔは、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率（ｎ／１２）の±２％の範囲内に設定されるが、目標値Ｘｗｔが準安定井戸領域のＡｌＮモル分率より高い場合（ｎ／１２＜Ｘｗｔ）は、準安定井戸領域はＧａ富化井戸領域内に形成され、目標値Ｘｗｔが準安定井戸領域のＡｌＮモル分率より低い場合（ｎ／１２＞Ｘｗｔ）は、準安定井戸領域はＡｌ富化井戸領域内に形成される。但し、井戸層内の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａは、目標値Ｘｗｔまたはその近傍値となるが、結晶成長装置のドリフト等の影響を受けて、ウェハ内において変動し得る。そのため、目標値Ｘｗｔが準安定井戸領域のＡｌＮモル分率より低い場合であっても、準安定井戸領域はＧａ富化井戸領域内に形成される場合もあり得、目標値Ｘｗｔが準安定井戸領域のＡｌＮモル分率より高い場合であっても、準安定井戸領域はＡｌ富化井戸領域内に形成される場合もあり得る。また、目標値Ｘｗｔが準安定ＡｌＧａＮのＡｌＮモル分率の近傍値であると、上記傾向が顕著となる。しかし、準安定井戸領域が、Ｇａ富化井戸領域とＡｌ富化井戸領域内の何れに形成されても、ＥＬスペクトルにおける波長差の大きい顕著なピーク分離の発生は抑制される。

　上記第１または第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法は、前記Ｇａ富化井戸領域または前記Ａｌ富化井戸領域内に前記準安定井戸領域が形成されることにより、前記窒化物半導体紫外線発光素子のＥＬスペクトルにおいて、波長を変数とする関数で表されるＥＬ強度の２次導関数の１番目と２番目に小さい極小値の極値点間の波長差が、８ｎｍ以下に抑制されることが好ましい。

　ＥＬスペクトルのピーク及びショルダーピークの波長は、ＥＬ強度の２次導関数の１番目と２番目に小さい極小値の極値点の波長で特定される。尚、ショルダーピークとは、ＥＬスペクトルにおいて、２つの発光ピークが明確に分離せず単一ピークとして合成され、１つのピークの長波長側または短波長側の肩部分に他方のピークが重畳して発現する発光強度の膨らみである。従って、ＥＬ強度の２次導関数の１番目と２番目に小さい極小値の極値点間の波長差が８ｎｍ以下ということは、ＥＬスペクトルに表われる２つのピーク間または１つのピークと１つのショルダーピーク間の波長差が８ｎｍ以下ということであり、ＥＬスペクトルにおいて、波長差の大きい顕著なピーク分離の発生が抑制された状態となっている。

　更に、上記第１または第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法は、前記第２工程において、前記準安定井戸領域が形成される前記Ｇａ富化井戸領域または前記Ａｌ富化井戸領域の膜厚を、単原子層の整数倍で、４～１２単原子層の範囲内となるように制御することが好ましい。

　上記好ましい実施態様によれば、ＥＬスペクトルのピークまたはショルダーピークを、準安定ＡｌＧａＮのＡｌＮモル分率、及び、準安定井戸領域が形成されるＧａ富化井戸領域またはＡｌ富化井戸領域の膜厚に応じた所定の波長範囲内に制御することができる。

　更に、上記第１または第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法は、前記第２工程において、前記Ｇａ富化井戸領域内においてＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｎ－１Ｇａ_１３－ｎＮ_１２となっている準安定ＡｌＧａＮである準安定井戸領域の成長が抑制され、且つ、前記Ａｌ富化井戸領域内においてＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｎ＋１Ｇａ_１１－ｎＮ_１２となっている準安定ＡｌＧａＮである準安定井戸領域の成長が抑制されていることが好ましい。

　上記好ましい実施態様によれば、ＥＬスペクトルに、少なくとも２つのピーク、または、少なくとも１つのピークと１つのショルダーピーク以外に、ＡｌＮモル分率が（ｎ－１）／１２及び（ｎ＋１）／１２に対応する波長でのピークまたはショルダーピークの発現が抑制される。或いは、仮に発現したとしても、当該波長での発光強度は極めて低くなる。

　更に、上記第１または第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法の一実施態様として、同一ウェハ内の複数のチップにおいて、前記第２工程において、前記Ｇａ富化井戸領域内に前記準安定井戸領域が成長する第１タイプのチップと、前記Ａｌ富化井戸領域内に前記準安定井戸領域が成長する第２タイプのチップが混在している。

　更に、上記第１または第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法は、前記第２工程において、ＡｌＧａＮ系半導体で構成された前記井戸層とＡｌＧａＮ系半導体で構成されたバリア層を交互にエピタキシャル成長により積層し、前記井戸層を２層以上含む多重量子井戸構造の前記活性層を形成することが好ましい。

　上記好ましい実施態様によれば、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。

　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系半導体のエピタキシャル成長層で構成され、
　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系半導体のエピタキシャル成長層で構成された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系半導体のエピタキシャル成長層で構成され、
　前記井戸層内に、前記井戸層の平均的なＡｌＮモル分率ＸｗａよりＡｌＮモル分率の低いＧａ富化井戸領域と、前記平均的なＡｌＮモル分率ＸｗａよりＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化井戸領域が存在し、
　整数ｎが３、４、５、または６であって、前記Ｇａ富化井戸領域または前記Ａｌ富化井戸領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｎＧａ_１２－ｎＮ_１２となっている準安定ＡｌＧａＮである準安定井戸領域が形成されており、
　ＥＬスペクトルにおいて、波長を変数とする関数で表されるＥＬ強度の２次導関数の１番目と２番目に小さい極小値の極値点間の波長差が８ｎｍ以下であることを第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。

　更に、本発明は、上記第１の特徴に加えて、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有し、
　前記井戸層の前記傾斜領域内に前記Ｇａ富化井戸領域が存在し、前記井戸層の前記テラス領域内に前記Ａｌ富化井戸領域が存在していることを第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。

　上記第１または第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子によれば、井戸層内に形成されるＧａ富化井戸領域とＡｌ富化井戸領域の何れかに、ＡｌＧａＮ組成比が整数比の準安定ＡｌＧａＮからなる準安定井戸領域が形成されていることで、ピーク発光波長の異なるＧａ富化井戸領域からの発光とＡｌ富化井戸領域と井戸層内のその他の領域からの発光が合成された活性層全体のＥＬスペクトルにおいて、２つのピーク間の波長差、または、１つのピークと１つのショルダーピーク間の波長差が８ｎｍ以下に抑制され、その結果として、波長差の大きい顕著なピーク分離の発生が抑制される。

　上記第１または第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子は、前記準安定井戸領域が形成される前記Ｇａ富化井戸領域または前記Ａｌ富化井戸領域の膜厚が、単原子層の整数倍で、４～１２単原子層の範囲内にあることが好ましい。

　上記好ましい実施態様によれば、ＥＬスペクトルのピークまたはショルダーピークが、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率、及び、準安定井戸領域が形成されるＧａ富化井戸領域またはＡｌ富化井戸領域の膜厚に応じた所定の波長範囲内に制御される。

　更に、上記第１または第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子は、前記平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａが、
　（ｎ－０．２４）／１２≦Ｘｗａ≦（ｎ＋０．２４）／１２
となる範囲内にあることが好ましい。

　上記好ましい実施態様によれば、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率（ｎ／１２）と井戸層の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａとの差は２％（＝０．２４／１２）以内に抑制され、Ｇａ富化井戸領域とＡｌ富化井戸領域の間のＡｌＮモル分率差も一定範囲内に抑制される。この結果、ピーク発光波長の異なるＧａ富化井戸領域からの発光とＡｌ富化井戸領域と井戸層内のその他の領域からの発光が合成された活性層全体のＥＬスペクトルにおいて、波長差の大きい顕著なピーク分離の発生が抑制される。

　更に、上記第１または第２の特徴の窒化物半導体紫外線発光素子は、前記活性層が、２層以上の前記井戸層を含む多重量子井戸構造を有し、２層の前記井戸層間にＡｌＧａＮ系半導体で構成されたバリア層が存在することが好ましい。

　上記好ましい実施態様によれば、活性層が多重量子井戸構造を有するため、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１または第２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、
　前記サファイア基板の前記主面から前記ｐ型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が好ましい。

　上記好ましい実施態様により、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。

　上記特徴の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法または窒化物半導体紫外線発光素子によれば、ピーク発光波長の異なるＧａ富化井戸領域からの発光とＡｌ富化井戸領域と井戸層内のその他の領域からの発光が合成された活性層全体のＥＬスペクトルにおいて、波長差の大きい顕著なピーク分離の発生が抑制される。

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。ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_１Ｇａ_２Ｎ_３、Ａｌ_１Ｇａ_１Ｎ_２、Ａｌ_２Ｇａ_１Ｎ_３で表される各準安定ＡｌＧａＮにおける３族元素のサイト面（Ａ３面、Ｂ３面）でのＡｌとＧａの対称配列構造を模式的に示す図。第１実施形態に係る窒化物半導体紫外線発光素子の構造の一例を模式的に示した要部断面図。図４に示す窒化物半導体紫外線発光素子の活性層の積層構造の一例を模式的に示した要部断面図。図５に示す傾斜領域ＩＡのより詳細の構造を模式的に示す図。井戸層内でのＧａの質量移動に伴うＧａ富化井戸領域及びＡｌ富化井戸領域内のＡｌＮモル分率の変化を模式的に示す図。ＥＬスペクトルが２つに分離したピークを有する場合と１つのピークと１つのショルダーピークを有する場合を模式的に示す図。ＥＬスペクトルのピーク及びショルダーピークとＥＬスペクトルの２次導関数の極小値との関係を説明する図。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。Ｇａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率が２５％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、井戸層の膜厚との関係を示すグラフ。図４に示す窒化物半導体紫外線発光素子を図４の上側から見た場合の構造の一例を模式的に示した平面図。第１実施形態に係る窒化物半導体紫外線発光素子の多重量子井戸構造の活性層を含む要部断面構造を示すＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像。第１実施形態に係る窒化物半導体紫外線発光素子のウェハ状態でのＥＬスペクトルの測定結果を示すグラフ。第２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１７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。一般的な紫外線発光ダイオードの素子構造の一例を模式的に示した要部断面図。

　本発明の実施形態に係る窒化物半導体紫外線発光素子（以下、単に「発光素子」と略称する。）につき、図面に基づいて説明する。尚、以下の説明で使用する図面の模式図では、説明の理解の容易のために、要部を強調して発明内容を模式的に示しているため、各部の寸法比は必ずしも実際の素子と同じ寸法比とはなっていない。以下、本実施形態では、発光素子が発光ダイオードの場合を想定して説明する。

［第１実施形態］
＜準安定ＡｌＧａＮにおけるＡｌとＧａの対称配列構造＞

　先ず、ＡｌＧａＮ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の対称配列構造が発現する点について説明する。

　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。以下の説明では、単原子層をＭＬと表記する。図１では、１ユニットセルは２ＭＬと表記されている。

　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、Ａ３面及びＢ３面をｃ軸方向から見た平面図として図示したものである。図２中の黒丸と白丸は、サイト面がＡ３面かＢ３面かを区別している。Ａ３面及びＢ３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（２ＭＬ）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）Ａｌ_１Ｇａ_５Ｎ_６、
２）Ａｌ_２Ｇａ_４Ｎ_６（＝Ａｌ_１Ｇａ_２Ｎ_３）、
３）Ａｌ_３Ｇａ_３Ｎ_６（＝Ａｌ_１Ｇａ_１Ｎ_２）、
４）Ａｌ_４Ｇａ_２Ｎ_６（＝Ａｌ_２Ｇａ_１Ｎ_３）、
５）Ａｌ_５Ｇａ_１Ｎ_６。

　ここで、上記２）～４）のＡｌ_１Ｇａ_２Ｎ_３とＡｌ_１Ｇａ_１Ｎ_２とＡｌ_２Ｇａ_１Ｎ_３は、図３に示すように、Ａ３面及びＢ３面とも同じＡｌとＧａの対称配列構造を取り得るので、ＡｌＧａＮ組成比が上記２）～４）の準安定ＡｌＧａＮは、１ＭＬ単位でｃ軸方向に形成される。図３では、Ａ３面及びＢ３面の一方だけの配列構造を例示している。尚、図３中において、Ｇａは大きい黒丸、Ａｌは小さい黒丸で示されている。

　一方、上記１）のＡｌ_１Ｇａ_５Ｎ_６は、Ａ３面及びＢ３面の一方を、上記２）のＡｌ_１Ｇａ_２Ｎ_３の配列構造、他方をＧａＮの配列構造（３族元素のサイトが全てＧａ）とする２ＭＬ単位の対称配列構造を取り得る。更に、上記５）のＡｌ_１Ｇａ_５Ｎ_６は、Ａ３面及びＢ３面の一方を、上記４）のＡｌ_２Ｇａ_１Ｎ_３の配列構造、他方をＡｌＮの配列構造（３族元素のサイトが全てＡｌ）とする２ＭＬ単位の対称配列構造を取り得る。

　更に、上記１）と２）、２）と３）、３）と４）、及び４）と５）の各中間に位置するＡｌＧａＮ組成比が整数比の４つの準安定ＡｌＧａＮとして、下記の６）～９）が想定される。
６）Ａｌ_３Ｇａ_９Ｎ_１２（＝Ａｌ_１Ｇａ_３Ｎ_４）、
７）Ａｌ_５Ｇａ_７Ｎ_１２、
８）Ａｌ_７Ｇａ_５Ｎ_１２、
９）Ａｌ_９Ｇａ_３Ｎ_１２（＝Ａｌ_３Ｇａ_１Ｎ_４）。

　ここで、上記６）のＡｌ_１Ｇａ_３Ｎ_４は、Ａ３面とＢ３面の一方を、上記３）のＡｌ_１Ｇａ_１Ｎ_２の配列構造、他方をＧａＮの配列構造（３族元素のサイトが全てＧａ）とする２ＭＬ単位の対称配列構造を取り得る。上記７）のＡｌ_５Ｇａ_７Ｎ_１２は、Ａ３面とＢ３面の一方を、上記２）のＡｌ_１Ｇａ_２Ｎ_３の配列構造、他方を上記３）のＡｌ_１Ｇａ_１Ｎ_２の配列構造とする２ＭＬ単位の対称配列構造を取り得る。上記８）のＡｌ_７Ｇａ_５Ｎ_１２は、Ａ３面とＢ３面の一方を、上記３）のＡｌ_１Ｇａ_１Ｎ_２の配列構造、他方を上記４）のＡｌ_２Ｇａ_１Ｎ_３の配列構造とする２ＭＬ単位の対称配列構造を取り得る。上記９）のＡｌ_３Ｇａ_１Ｎ_４は、Ａ３面とＢ３面の一方を、上記３）のＡｌ_１Ｇａ_１Ｎ_２の配列構造、他方をＡｌＮの配列構造（３族元素のサイトが全てＡｌ）とする２ＭＬ単位の対称配列構造を取り得る。

　従って、上記１）、５）～９）のＡｌ_１Ｇａ_５Ｎ_６、Ａｌ_５Ｇａ_１Ｎ_６、Ａｌ_３Ｇａ_９Ｎ_１２（＝Ａｌ_１Ｇａ_３Ｎ_４）、Ａｌ_５Ｇａ_７Ｎ_１２、Ａｌ_７Ｇａ_５Ｎ_１２、または、Ａｌ_９Ｇａ_３Ｎ_１２（＝Ａｌ_３Ｇａ_１Ｎ_４）は、上述したように、対称配列構造がＡ３面とＢ３面で異なる２ＭＬ単位の配列構造を取る場合は、ＡｌＧａＮ組成比のが上記１）、５）～９）の準安定ＡｌＧａＮは、２ＭＬ単位でｃ軸方向に形成される。

　但し、上記１）、５）～９）の各ＡｌＧａＮ組成比においても、具体的には例示しないが、例えば、上述したＡ３面とＢ３面で異なる対称配列構造を同一面内で合成することで、上記２）～４）のＡｌ_１Ｇａ_２Ｎ_３とＡｌ_１Ｇａ_１Ｎ_２とＡｌ_２Ｇａ_１Ｎ_３と同様に、Ａ３面とＢ３面のそれぞれが同じＡｌとＧａの対称配列構造を取り得ると考えられる。その場合は、ＡｌＧａＮ組成比が上記１）、５）～９）の各準安定ＡｌＧａＮは、ＡｌＧａＮ組成比が上記２）～４）の準安定ＡｌＧａＮと同様に、１ＭＬ単位でｃ軸方向に形成され得る。

　以上より、上記１）～９）に示した準安定ＡｌＧａＮは、ＡｌとＧａの原子配列が対称配列となり、エネルギ的に安定なＡｌＧａＮとなる。但し、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Ａｌ_１Ｇａ_５Ｎ_６は、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。

　ここで、ＡｌＧａＮ組成比が上記１）～９）の準安定ＡｌＧａＮは、整数ｎ（ｎ＝２～１０）を用いてＡｌ_ｎＧａ_１２－ｎＮ_１２と表記でき、Ａｌ_ｎＧａ_１２－ｎＮ_１２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２／１２（＝１／６）、４／１２（＝１／３）、５／１２、７／１２、８／１２（＝２／３）、１０／１２（＝５／６）となる６つのＡｌＮモル分率は、近似的に、１６．７％、３３．３％、４１．７％、５８．３％、６６．７％、８３．３％と表記する。

＜発光素子の素子構造＞
　図４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４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４における図中下側）である。尚、本明細書では、説明の便宜上、サファイア基板１１の主面１１ａ（または、下地部１０及び各ＡｌＧａＮ系半導体層２１～２４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、０．３°～６°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４に示すように、発光素子構造部２０の内、活性層２２、電子ブロック層２３、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４に模式的に示すように、第１領域Ｒ１と第２領域Ｒ２間で高さが異なっている場合があり、その場合は、ｎ型クラッド層２１の上面は、第１領域Ｒ１と第２領域Ｒ２において個別に規定される。

　ｎ型クラッド層２１は、ｎ型ＡｌＧａＮ系半導体で構成され、ｎ型クラッド層２１内に、ｎ型クラッド層２１内で局所的にＡｌＮモル分率の低い層状領域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、ｎ型クラッド層２１の表面に対して斜め方向に延伸しており、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。

　好ましい一実施態様として、層状領域２１ａ内にＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｋＧａ_１２－ｋＮ_１２（ｋ＝５，６，７，または８）となっているｎ型の準安定ＡｌＧａＮである準安定ｎ型領域が支配的に存在する。但し、整数ｋは、後述する井戸層２２０内に形成されるＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｎＧａ_１２－ｎＮ_１２（ｎ＝３，４，５，または６）となっている準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓ（＝ｎ／１２）に応じて、ｎ＋１≦ｋ≦８、より好ましくは、ｎ＋２≦ｋ≦８となるように設定されている。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＝５～８：ｎ＝３～４）、（ｋ＝６～８：ｎ＝５）、（ｋ＝７～８：ｎ＝６）となる。

　更に、上記好ましい一実施態様において、ｎ型クラッド層２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａは、準安定ｎ型領域のＡｌＮモル分率Ｘｎｓ（＝ｋ／１２）を基準として、（Ｘｎｓ＋２％）～（Ｘｎｓ＋７％）の範囲内に設定するのが好ましい。この結果、ｎ型クラッド層２１の層状領域２１ａ以外のｎ型本体領域２１ｂと層状領域２１ａ内の準安定ｎ型領域とのＡｌＮモル分率差が概ね２％以上に安定的に維持されるため、層状領域２１ａを電子が流れることでキャリア局在化の効果が得られる。

　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。

　活性層２２は、ＡｌＧａＮ系半導体（ＡｌＮ系半導体とＧａＮ系半導体を除く）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５に、活性層２２における井戸層２２０及びバリア層２２１の積層構造（多重量子井戸構造）の一例を模式的に示す。図５では、井戸層２２０とバリア層２２１がそれぞれ３層の場合を例示する。ｎ型クラッド層２１上に、バリア層２２１、井戸層２２０の順に３層分が積層されており、最上層の井戸層２２０上に電子ブロック層２３が位置している。

　図５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６に、例えば、１つの井戸層２２０の傾斜領域ＩＡの表面に表出する階段状構造（マクロステップ構造）を模式的に示す。

　図５に模式的に示すように、井戸層２２０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、ＡｌＮモル分率が井戸層２２０内の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａよりの低いＧａ富化井戸領域２２０ａが傾斜領域ＩＡ内に形成されている。更に、傾斜領域ＩＡ内でのＧａ富化井戸領域２２０ａの形成に伴い、つまり、テラス領域ＴＡから傾斜領域ＩＡへのＧａの質量移動により、テラス領域ＴＡ内の一部において、Ａｌの密度が相対的に増加して、ＡｌＮモル分率が平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａより高いＡｌ富化井戸領域が形成される。

　本実施形態では、バリア層２２１においても、傾斜領域ＩＡ内にＡｌＮモル分率がバリア層２２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｂａより低いＧａ富化バリア領域２２１ａが形成されている。更に、井戸層２２０と同様に、テラス領域ＴＡ内の一部に、ＡｌＮモル分率がバリア層２２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｂａより高いＡｌ富化バリア領域が形成されていても良い。

　本実施形態では、電子ブロック層２３においても、傾斜領域ＩＡ内にＡｌＮモル分率が電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａより低いＧａ富化ＥＢ領域２３ａが形成されている。更に、井戸層２２０と同様に、テラス領域ＴＡ内の一部に、ＡｌＮモル分率が電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａより高いＡｌ富化ＥＢ領域が形成されていても良い。

　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。

　本実施形態では、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａまたはＡｌ富化井戸領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｎＧａ_１２－ｎＮ_１２となっている準安定ＡｌＧａＮである準安定井戸領域が形成されている。但し、整数ｎは３、４、５、または６である。準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓ（＝ｎ／１２）及び膜厚は、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。

　後述するように、井戸層２２０のエピタキシャル成長時のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｗｔは、下記の不等式で示す条件を満足するように設定される。
　（ｎ－０．２４）／１２≦Ｘｗｔ≦（ｎ＋０．２４）／１２

　従って、上述したように、井戸層２２０の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａは、井戸層２２０のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｗｔまたはその近傍値となるため、井戸層２２０内に形成される準安定井戸領域のＡｌＮモル分率（ｎ／１２）の±２％の範囲内に概ね収まる。

　井戸層２２０の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａが、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓ（＝ｎ／１２）より高い場合は（図７の左側の状態）、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内のＧａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率Ｘｗ０が、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓまで低下する。一方、テラス領域ＴＡ内の一部に形成されるＡｌ富化井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗ１は、Ｇａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率Ｘｗ０が準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓより大幅に低下することがないため、Ａｌ富化井戸領域内においてもＡｌＮモル分率Ｘｗ１の局所的な上昇が抑制される。この結果、Ｇａ富化井戸領域２２０ａとＡｌ富化井戸領域のＡｌＮモル分率差ΔＸｗ０１（＝｜Ｘｗ１－Ｘｗ０｜）が一定範囲内に抑制される。

　井戸層２２０の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａが、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓ（＝ｎ／１２）より低い場合は（図７の右側の状態）、テラス領域ＴＡから傾斜領域ＩＡへのＧａの質量移動により、テラス領域ＴＡ内の一部に形成されるＡｌ富化井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗ１が準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓまで上昇する。一方、傾斜領域ＩＡ内のＧａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率Ｘｗ０は、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓより低下するが、Ａｌ富化井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗ１が準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓより大幅に上昇することがないため、Ｇａ富化井戸領域２２０ａ内においてもＡｌＮモル分率Ｘｗ１の局所的な低下が抑制される。この結果、Ｇａ富化井戸領域２２０ａとＡｌ富化井戸領域のＡｌＮモル分率差ΔＸｗ０１（＝｜Ｘｗ１－Ｘｗ０｜）は一定範囲内に抑制される。

　一般的に、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２２０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２２０内のテラス領域ＴＡに到達した正孔は、傾斜領域ＩＡよりＡｌＮモル分率の高いテラス領域ＴＡ内で発光再結合して、傾斜領域ＩＡより短波長での発光が生じる。この場合、ＥＬ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得る。

　しかし、井戸層２２０内でのＡｌ空孔の発生は、活性層２２の各半導体層の成長温度を例えば１２００℃以上に高くすることで抑制することができるため、ピーク発光波長が約２８５ｎｍ未満であっても、上述のダブルピーク発光は生じ得る。

　更に、ＥＬスペクトルにおいて２つの発光ピークが明確に分離せずとも、ＥＬスペクトルが、１つのピークと、その長波長側または短波長側の肩部分に他方のピークが重畳して発現する発光強度の膨らみ（ショルダーピーク）を有する場合がある。図８に、ＥＬスペクトルが、２つに分離したピークＰ１，Ｐ２を有する場合（ケースＡ）と、１つのピークＰ１とその長波長側の肩部分に発現するショルダーピークＳＰ２を有する場合（ケースＢ）と、１つのピークＰ２とその短波長側の肩部分に発現するショルダーピークＳＰ１を有する場合（ケースＣ）の３つのケースを模式的に示す。更に、ケースＡは、図示しないが、２つに分離したピークＰ１，Ｐ２の発光強度がほぼ同程度の場合（ケースＡ１）と、短波長側のピークＰ１の発光強度が長波長側のピークＰ２より大きい場合（ケースＡ２）と、長波長側のピークＰ２の発光強度が短波長側のピークＰ１より大きい場合（ケースＡ３）の３つに細分化される。ケースＢ及びＣにおいて、ショルダーピークＳＰ１、ＳＰ２の肩部分の発光強度の膨らみが顕著でない場合には、擬似的に単一ピークと見做され得る。

　本実施形態では、図８に示すピークＰ１，Ｐ２及びショルダーピークＳＰ１、ＳＰ２は、波長を変数とする関数で表されるＥＬ強度の２次導関数において極小値をとる極値点として特定される。ピークＰ１，Ｐ２は、１番目に小さい極小値の極値点として特定され、ショルダーピークＳＰ１、ＳＰ２は、２番目に小さい極小値の極値点として特定される。ＥＬスペクトルには測定時のノイズ成分等が重畳するため、その２次導関数にはピークＰ１，Ｐ２とショルダーピークＳＰ１、ＳＰ２に対応する極小値以外にも絶対値の小さい極小値をとる極値点が存在し得る。このため、本実施形態では、ピークＰ１，Ｐ２とショルダーピークＳＰ１、ＳＰ２の特定には、１番目と２番目に小さい２つの極小値の極値点を使用する。尚、ピークＰ１，Ｐ２の特定に、ＥＬ強度の１次導関数の零点（ＥＬ強度の１次微分値が０）を使用しても良い。

　図９に、ケースＢのＥＬスペクトルの一例を、ＥＬ強度を１００００００で規格化したＥＬスペクトルと、当該ＥＬスペクトルの１次導関数と、当該ＥＬスペクトルの２次導関数を、縦方向に波長を揃えて整列させたグラフをそれぞれ示す。図９より、ピークＰ１とショルダーピークＳＰ２が、ＥＬ強度の２次導関数の１番目及び２番目に小さい極小値の極値点として特定されることが分かる。更に、ピークＰ１が、ＥＬ強度の１次導関数の零点として特定されることも分かる。尚、図９に例示するＥＬスペクトルは、本実施形態で想定する発光素子のＥＬスペクトルとは異なり、ピークＰ１とショルダーピークＳＰ２間の波長差が約１７ｎｍ、半値全幅が約２２ｎｍと大きく、ピークＰ１とショルダーピークＳＰ２が明確に分離し、擬似的な単一ピークと見做させない一例である。

　本実施形態では、井戸層２２０のテラス領域ＴＡ内の一部にＡｌ富化井戸領域が形成されるので、テラス領域ＴＡ内には、ＡｌＮモル分率が井戸層２２０の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａと同じまたはほぼ同じとなっている中間領域が存在することを想定している。従って、発光素子１のＥＬスペクトルは、上記ケースＡ～Ｃの何れのタイプであっても、ＡｌＮモル分率Ｘｗ０のＧａ富化井戸領域２２０ａからのＥＬスペクトルと、ＡｌＮモル分率Ｘｗ０のＧａ富化井戸領域２２０ａからのＥＬスペクトルと、ＡｌＮモル分率Ｘｗ１のＡｌ富化井戸領域からのＥＬスペクトルと、ＡｌＮモル分率Ｘｗａのテラス領域ＴＡ内の中間領域からのＥＬスペクトルの合成スペクトルとなる。

　本実施形態の発光素子構造部２０は、低抵抗の電流経路として機能するｎ型クラッド層２１側から層状領域２１ａを介して、井戸層２２０の傾斜領域ＩＡ及びその近傍領域に対して効率的にキャリアを供給する構成となっている。従って、井戸層２２０内では、傾斜領域ＩＡ内のＧａ富化井戸領域２２０ａにおいてキャリアが局在化し易く、Ｇａ富化井戸領域２２０ａからのＥＬスペクトルが、上記３箇所からのＥＬスペクトルの中で主たるＥＬスペクトルとなり得る。しかし、Ａｌ富化井戸領域内に準安定井戸領域が形成され、Ａｌ富化井戸領域内のＡｌＮモル分率が安定的に準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓ（＝ｎ／１２）となる場合、或いは、Ａｌ富化井戸領域内で点欠陥であるＡｌ空孔の発生が抑制されている場合等では、傾斜領域ＩＡの近傍に位置するＡｌ富化井戸領域からのＥＬスペクトルが、上記３箇所からのＥＬスペクトルの中で主たるＥＬスペクトルとなり得る。一方、傾斜領域ＩＡより表面積の大きいテラス領域ＴＡ内の中間領域は、傾斜領域ＩＡから離間した箇所ではキャリアの供給が十分ではないと考えられるため、中間領域からのＥＬスペクトルの合成スペクトル内に占める程度は限定的と考えられる。但し、中間領域内で点欠陥であるＡｌ空孔の発生が十分に抑制された場合には、中間領域からのＥＬスペクトルの合成スペクトル内に占める程度は大きくなると考えられる。以上より、上記３箇所からのＥＬスペクトルの大小関係によって、発光素子１のＥＬスペクトルは、上記ケースＡ～Ｃの何れのタイプともなり得る。

　しかし、本実施形態では、Ｇａ富化井戸領域２２０ａとＡｌ富化井戸領域のＡｌＮモル分率差ΔＸｗ０１（＝｜Ｘｗ１－Ｘｗ０｜）は一定値以下（例えば、約４％以下）に抑制されているため、ＥＬスペクトルの２つのピーク間の波長差Δλ、または、１つのピークと１つのショルダーピーク間の波長差Δλを８ｎｍ以下に抑えることができ、典型的には、当該波長差Δλを５ｎｍ以下に抑えることができる。当該５ｎｍの波長差は、約３％のＡｌＮモル分率差、約１ＭＬの膜厚差に相当する。この結果、ＥＬスペクトルが、上記ケースＡ～Ｃのように、２つのピーク或いは１つのピークと１つのショルダーピークを有するとしても、その波長差Δλが小さいために、単一ピークのＥＬスペクトルとほぼ同等のＥＬスペクトルが得られる。

　図１０～図１３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～１４ＭＬまたは４ＭＬ～１４ＭＬ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１０では、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率Ｘｗ０を、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓである５０％（ｎ＝６）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Ｘｗ０を、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓである４１．７％（ｎ＝５）とし、図１２では、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率Ｘｗ０を、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓである３３．３％（ｎ＝４）とし、図１３では、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率Ｘｗ０を、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓである２５％（ｎ＝３）とし、図１０～図１２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、図１３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）とした。図１０～図１３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とテラス領域ＴＡの何れか一方で発生していると仮定している。このため、井戸層２２０の膜厚条件は、当該紫外線発光の発生している傾斜領域ＩＡまたはテラス領域ＴＡにおいて満足することが重要である。

　図１０～図１３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、図１０～図１２より、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１０より、Ｇａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率Ｘｗ０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、発光波長は概ね２４６ｎｍ～２９５ｎｍの範囲で変化し、井戸層２２０の膜厚が４ＭＬ～１２ＭＬの範囲内では、発光波長は概ね２５２ｎｍ～２８７ｎｍ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Ｘｗ０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、発光波長は概ね２４９ｎｍ～３１１ｎｍの範囲で変化し、井戸層２２０の膜厚が４ＭＬ～１２ＭＬの範囲内では、発光波長は概ね２５７ｎｍ～３０１ｎｍの範囲で変化することが分かる。図１２より、Ｇａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率Ｘｗ０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、発光波長は概ね２６１ｎｍ～３２８ｎｍの範囲で変化し、井戸層２２０の膜厚が４ＭＬ～１２ＭＬの範囲内では、発光波長は概ね２６１ｎｍ～３１５ｎｍの範囲で変化することが分かる。図１３より、Ｇａ富化井戸領域２２０ａのＡｌＮモル分率Ｘｗ０が２５％の場合、井戸層２２０の膜厚が４ＭＬ～１２ＭＬの範囲内、バリア層２２１のＡｌＮモル分率が６６．７％の場合において、発光波長は概ね２７５ｎｍ～３２０ｎｍ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１０～図１３より、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａまたはＡｌ富化井戸領域にＡｌＧａＮ組成比がＡｌ_ｎＧａ_１２－ｎＮ_１２（ｎ＝３，４，５，または６）の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Ｘｗｓ（＝ｎ／１２）に応じて、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％～８３．３％の範囲内において、それぞれ調整することで、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓに対応するピークまたはショルダーピークの発光波長を、概ね２５２ｎｍ～３１０ｎｍの範囲内に設定可能であることが分かる。

　更に、上記図１０～図１３のシミュレーション結果に対して、バリア層からの格子緩和と、Ｇａ富化井戸領域２２０ａまたはＡｌ富化井戸領域内に準安定井戸領域以外に、ＡｌＮモル分率がＡｌＮモル分率Ｘｗｓから僅かに変化した擬似準安定井戸領域が存在し得ることを考慮すると、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓ（ｎ／１２、ｎ＝３～６）及び準安定井戸領域の膜厚（４ＭＬ～１０ＭＬ）に対応するピークまたはショルダーピークの発光波長は、±１．５ｎｍ程度のバラツキが想定される。

　従って、ピークまたはショルダーピークの発光波長は、一例として、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓが２５％（ｎ＝３）で、バリア層２２１のＡｌＮモル分率が６６．７％の場合、２９８ｎｍ～３０１ｎｍ（８ＭＬ）、３０３ｎｍ～３０６ｎｍ（９ＭＬ）、及び、３０９ｎｍ～３１２ｎｍ（１０ＭＬ）の何れかの範囲内に存在し、ＡｌＮモル分率Ｘｗｓが３３．３％（ｎ＝４）で、バリア層２２１のＡｌＮモル分率が８３．３％の場合、２８２ｎｍ～２８５ｎｍ（７ＭＬ）、２８６ｎｍ～２８９ｎｍ（８ＭＬ）、２９２ｎｍ～２９５ｎｍ（９ＭＬ）、及び、２９７ｎｍ～３００ｎｍ（１０ＭＬ）の何れかの範囲内に存在し、ＡｌＮモル分率Ｘｗｓが４１．７％（ｎ＝５）で、バリア層２２１のＡｌＮモル分率が８３．３％の場合、２７０ｎｍ～２７３（６ＭＬ）、２７５ｎｍ～２７８ｎｍ（７ＭＬ）、２８０ｎｍ～２８３ｎｍ（８ＭＬ）、及び、２８５ｎｍ～２８７ｎｍ（９ＭＬ）の何れかの範囲内に存在し、ＡｌＮモル分率Ｘｗｓが５０％（ｎ＝６）で、バリア層２２１のＡｌＮモル分率が８３．３％の場合、２５１ｎｍ～２５４ｎｍ（４ＭＬ）、２５６ｎｍ～２５９ｎｍ（５ＭＬ）、２６１ｎｍ～２６４ｎｍ（６ＭＬ）、２６５ｎｍ～２６８ｎｍ（７ＭＬ）、及び、２７０ｎｍ～２７３ｎｍ（８ＭＬ）の何れかの範囲内に存在する。尚、括弧内のＭＬ値は、準安定井戸領域の膜厚を示している。また、上記一例では、ｎ＝３及びｎ＝５の場合においても、準安定ＡｌＧａＮが１ＭＬ単位でｃ軸方向に形成され得る場合を想定している。

　本実施形態では、上述の準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓ、バリア層２２１のＡｌＮモル分率、及び準安定井戸領域の膜厚に応じて定まるピークまたはショルダーピークの上記発光波長範囲を、便宜的に「固有波長範囲」と称す。

　尚、上記固有波長範囲では、バリア層２２１のＡｌＮモル分率は、準安定井戸領域がＧａ富化井戸領域２２０ａ内に形成されている場合は、バリア層２２１の傾斜領域ＩＡ内のＡｌＮモル分率を、準安定井戸領域がＡｌ富化井戸領域内に形成されている場合は、バリア層２２１のテラス領域ＴＡ内のＡｌＮモル分率を想定している。従って、例えば、バリア層２２１の傾斜領域ＩＡ内のＡｌＮモル分率が８３．３％であって、準安定井戸領域がテラス領域ＴＡのＡｌ富化井戸領域内に形成されている場合は、バリア層２２１のテラス領域ＴＡ内のＡｌＮモル分率は８３．３％より数％程度高くなるため、上述の固有波長範囲の±１．５ｎｍ程度のバラツキの範囲は、準安定井戸領域の膜厚に応じて僅かに変化し得る。

　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。

　更に好ましい一実施態様として、上述のＧａ富化バリア領域２２１ａ内にＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｊＧａ_１２－ｊＮ_１２（ｊ＝８，９，または１０）となっている準安定ＡｌＧａＮである準安定バリア領域が支配的に存在する。整数ｊは、８～１０の範囲内で、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓ（＝ｎ／１２）を基準として、ｎ＋４≦ｊ≦ｎ＋６が満足されるように設定されるが、当該条件に限定されるものではない。

　バリア層２２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｂａは、準安定バリア領域のＡｌＮモル分率Ｘｂｓ（＝ｊ／１２）を基準として、（Ｘｂｓ＋２％）～（Ｘｂｓ＋８．３％）の範囲内に設定するのが好ましい。この結果、Ｇａ富化バリア領域２２１ａとバリア層２２１のテラス領域ＴＡとの間のＡｌＮモル分率差が概ね２％以上に安定的に維持されるため、上述のＧａ富化バリア領域２２１ａにおけるキャリアの局在化の効果は安定的に発揮される。

　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の範囲内に設定されている。

　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、Ｇａ富化ＥＢ領域２３ａ内にＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｍＧａ_１２－ｍＮ_１２（ｍ＝８，９，または１０）となっているｐ型の準安定ＡｌＧａＮである準安定ＥＢ領域が支配的に存在する。ここで、準安定井戸領域のＡｌＧａＮ組成比（Ａｌ_ｎＧａ_１２－ｎＮ_１２，ｎ＝３～６）と準安定ＥＢ領域のＡｌＧａＮ組成比（Ａｌ_ｍＧａ_１２－ｍＮ_１２，ｍ＝８～１０）の間の組み合わせは、ｍ＞ｎ＋２となる組み合わせにおいて、準安定ＥＢ領域と準安定井戸領域のＡｌＮモル分率差が２０％以上とな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ｎと整数ｍの組み合わせの内、（ｎ＝６，ｍ＝８）、（ｎ＝７，ｍ＝９）、及び（ｎ＝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の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｅａは、準安定ＥＢ領域のＡｌＮモル分率Ｘｅｓ（＝ｍ／１２）を基準として、（Ｘｅｓ＋２％）～（Ｘｅｓ＋７％）の範囲内に設定するのが好ましい。この結果、Ｇａ富化ＥＢ領域２３ａと電子ブロック層２３のテラス領域ＴＡとの間のＡｌＮモル分率差が概ね２％以上に安定的に維持されるため、上述のＧａ富化ＥＢ領域２３ａにおけるキャリアの局在化の効果は安定的に発揮される。

　また、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。

　ｎ型クラッド層２１、バリア層２２１、及び電子ブロック層２３の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｎａ、Ｘｂａ、及びＸｅａは、井戸層２２０の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａと同様に、ｎ型クラッド層２１、バリア層２２１、及び電子ブロック層２３の各成膜時におけるＡｌＮモル分率の目標値またはその近傍値となる。

　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１４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１４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１４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１４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４に例示した発光装置１の製造方法の一例について説明する。

　先ず、有機金属化合物気相成長（ＭＯＶＰＥ）法により、下地部１０に含まれるＡｌＮ層１２及び発光素子構造部２０に含まれる窒化物半導体層２１～２４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、０．３°～６°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、好ましい一実施態様として、層状領域２１ａ内にＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｋＧａ_１２－ｋＮ_１２（ｋ＝５，６，７，または８）の準安定ｎ型領域を形成する場合においては、１１７０℃を超える成長温度では、Ｇａの質量移動が過剰となり、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％～６６．７％の準安定ｎ型領域は安定的に形成し辛くなる可能性がある。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、１×１０^１８～５×１０^１８ｃｍ^－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、上述した通りであり重複する説明は省略する。

　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、１×１０^１８ｃｍ^－３未満、更に好ましくは、１×１０^１７ｃｍ^－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、１．０×１０^１６～１．０×１０^１８ｃｍ^－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、１．０×１０^１８～１．０×１０^２０ｃｍ^－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及びバリア層２２１の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａ及びＸｂａは、上述した通りであり重複する説明は省略する。

　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、上述した通りであり重複する説明は省略する。

　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、電子ブロック層２３の成長温度Ｔ３は、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、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。

　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。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。

　一例として、図１５に、上記要領で作製された発光素子１の図５に示す井戸層２２０とバリア層２２１がそれぞれ３層の多重量子井戸構造の活性層２２を含む発光素子１の要部断面構造のＨＡＡＤＦ－ＳＴＥＭ像を示す。図１５に示す試料片を用いて、エネルギ分散型Ｘ線分光法（断面ＴＥＭ－ＥＤＸ）のライン分析により、井戸層２２０の傾斜領域ＩＡ及びテラス領域ＴＡの各表面に垂直な方向に、電子線プローブ（直径：約２ｎｍ）を走査して活性層２２内の組成分析を行い、得られたＧａのＥＤＸカウント数の走査方向上の分布より、井戸層２２０内の傾斜領域ＩＡ及びテラス領域ＴＡの各膜厚を測定することができる。

　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及びＣＬ法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）等の明細書中に詳細な説明がなされている。

＜発光素子のＥＬスペクトル＞
　次に、ウェハ状態における発光素子１のＥＬスペクトルの測定結果について、図１６を参照して説明する。５種類のウェハ（Ｗ１～Ｗ５）を上述の製造方法の項で説明した要領で、井戸層の成長温度を１０８０℃～１１７０℃の範囲内で制御して作製し、ウェハ毎に、外部量子効率が３０％以上のチップの中から１～５チップを選択し、合計１２チップのＥＬスペクトルを、分光器の付属したオートプローバを用いて測定した。

　ＥＬスペクトルの測定に使用した５種類のウェハは全て、井戸層２２０の準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓが３３．３％（ｎ＝４）であり、バリア層２２１の準安定バリア領域のＡｌＮモル分率Ｘｂｓが８３．３％（ｊ＝１０）である。また、井戸層２２０の膜厚は、８ＭＬ～９ＭＬを目標値としているが、ウェハ間及びウェハ内で１ＭＬ程度のバラツキがあり、傾斜領域ＩＡの膜厚はテラス領域ＴＡの膜厚より１ＭＬ程度大きい。

　５種類のウェハ（Ｗ１～Ｗ５）の合計１２チップのＥＬスペクトルの測定結果は、ＥＬスペクトルのピークまたはショルダーピークの発光波長が、２８６ｎｍ～２８９ｎｍ（８ＭＬ）、２９２ｎｍ～２９５ｎｍ（９ＭＬ）、及び、２９７ｎｍ～３００ｎｍ（１０ＭＬ）の３つの固有波長範囲の何れに存在するかで、３つのタイプに分類される。括弧内のＭＬ値は、準安定井戸領域の形成されている傾斜領域ＩＡまたはテラス領域ＴＡの膜厚を示している。尚、上記３つの固有波長範囲は、５種類のウェハ（Ｗ１～Ｗ５）の井戸層２２０の成長温度条件を考慮すると、何れも２８５ｎｍ以上のダブルピーク発光が生じ得る波長領域にあるため、井戸層２２０の平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａが、Ｇａ富化井戸領域２２０ａ及びＡｌ富化井戸領域の何れかに形成される準安定井戸領域のＡｌＮモル分率（ｎ／１２）の±２％の範囲内に収まるように作製された発光素子１において、波長差の大きい顕著なピーク分離の発生が抑制されているか否かの検証に適している。

　ＥＬスペクトルの測定結果は、上記３つの固有波長範囲の短波長側から順に、タイプＡ、タイプＢ、タイプＣと称し、タイプ別に３つのグラフに分けて、図１６に図示する。各タイプに４チップが存在し、各チップのＥＬスペクトルにはウェハ番号（Ｗｘ＝Ｗ１～Ｗ５）とチップ番号（ｙ＝１～５）を組み合わせた符号（Ｗｘ‐ｙ）が付されている。各グラフにおいて、横軸は波長であり、縦軸は正規化されたＥＬ強度であり、チップ毎にＥＬ強度の原点を０．３ずつずらして図示している。

　図１６において、ＥＬスペクトルの２つのピークまたは１つのピークと１つのショルダーピークの内の長波長側のピークまたはショルダーピークの発光波長が、上記何れかの固有波長範囲内に存在する第１タイプのＥＬスペクトル（図７の左側の状態に相当）を実線で示し、短波長側のピークまたはショルダーピークの発光波長が、上記何れかの固有波長範囲内に存在する第２タイプのＥＬスペクトル（図７の右側の状態に相当）を破線で示している。

　図１６に示す１２個のＥＬスペクトルのタイプ、固有波長範囲、ピーク及びショルダーピークの波長、その波長差Δλ、及び、半値全幅（ＦＷＨＭ）を、下記の表１に纏めて示す。

　図１６及び表１に示す測定結果より、５種類のウェハの１２チップにおいて、ＥＬスペクトルのピーク及びショルダーピークの発光波長は２８０ｎｍ～３１０ｎｍの範囲内にある。更に、５種類のウェハの１２チップにおいて、Ｗ２－２とＷ３－１を除き、ＥＬスペクトルのピークまたはショルダーピークの発光波長が、対応する固有波長範囲内に存在することが確認できる。また、Ｗ２－２とＷ３－１は、何れも第２タイプのＥＬスペクトルであるが、短波長側のピークが対応する固有波長範囲に対して０．４～０．５ｎｍの誤差で近接しており、固有波長範囲から大きく逸脱はしていない。この結果、準安定井戸領域が、井戸層２２０内のＧａ富化井戸領域２２０ａまたはＡｌ富化井戸領域内に形成されていることが確認できる。

　更に、ＥＬスペクトルの測定結果が、上記３つの固有波長範囲に応じて分類されることから、上記１２チップの準安定井戸領域が形成されている傾斜領域ＩＡまたはテラス領域ＴＡの膜厚は、８～１０ＭＬの範囲内にあることが分かる。

　更に、上記５種類のウェハ（Ｗ１～Ｗ５）の作製において、井戸層２２０のエピタキシャル成長時のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｗｔが、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓ（３３．３％）の±２％の範囲内に収まるように設定されているため、上記１２チップの全てにおいて、ＥＬスペクトルの２つのピーク間の波長差Δλ、または、１つのピークと１つのショルダーピーク間の波長差Δλは、約３．８ｎｍ～約７．６ｎｍであり、８ｎｍ以下に抑えられていることが確認でき、ＥＬスペクトルの半値全幅（ＦＷＨＭ）は、約１２．７ｎｍ～約１５．６ｎｍであり、本実施形態におけるＥＬスペクトルの半値全幅の目標範囲である１２ｎｍ～２０ｎｍの範囲内に収まっていることが確認できる。尚、ＥＬスペクトルの半値全幅は、１２ｎｍ～１６ｎｍの範囲内に収まっていることがより好ましく、上記１２チップは当該より好ましい条件を満足している。

　波長差Δλが７．６ｎｍのチップＷ２－２、Ｗ４－１、Ｗ５－２のＥＬスペクトルでは、明確なピーク分離は生じていないが、ピーク分離が生じかけている状態のものも含まれているため、波長差Δλが８ｎｍ程度以下であれば、明確なピーク分離は或る程度抑制され、波長差Δλが７．６ｎｍ以下であれば、明確なピーク分離は十分に抑制され得ると考えられる。更に、波長差Δλが７ｎｍ以下、より好ましくは６ｎｍ以下、更に好ましくは５ｎｍ以下であれば、ピーク分離は十分に抑制され得ると考えられる。

　更に、井戸層２２０のエピタキシャル成長時のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｗｔが、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓ（３３．３％）の±２％の範囲内に収まるように設定されているため、ウェハＷ１～Ｗ３では、同一ウェハ内において、準安定井戸領域がＧａ富化井戸領域２２０ａ内に形成されているチップ（第１タイプのＥＬスペクトル）と、準安定井戸領域がＡｌ富化井戸領域内に形成されているチップ（第２タイプのＥＬスペクトル）が混在していることが確認できる。

　図１６に示すＥＬスペクトルの測定結果は、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓが３３．３％（ｎ＝４）の場合を示しているが、当該測定結果より、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓが３３．３％以外の場合（ｎ＝３，５または６）においても、特に、ピーク及びショルダーピークの発光波長が２８０ｎｍ～３１０ｎｍの範囲内にある場合において、ＡｌＮモル分率Ｘｗｓが３３．３％（ｎ＝４）の場合と同様に、準安定井戸領域が、井戸層２２０内のＧａ富化井戸領域２２０ａまたはＡｌ富化井戸領域内に形成され、その結果、ＥＬスペクトルの２つのピーク間の波長差Δλ、または、１つのピークと１つのショルダーピーク間の波長差Δλが８ｎｍ以下に抑えられており、ＥＬスペクトルの半値全幅が１２ｎｍ～２０ｎｍの範囲内に収まることが推測される。

　更に、図１６に示すＥＬスペクトルの測定結果では、ピークまたはショルダーピークの固有波長範囲が２８５ｎｍ以上の場合について、ダブルピーク発光の抑制効果を確認することができたが、活性層２２の各半導体層の成長温度を上記５種類のウェハの成長温度より高く設定して、井戸層２２０内でのＡｌ空孔の発生が抑制された場合には、固有波長範囲が２８５ｎｍ未満の場合に対しても、同様に、発光素子１のダブルピーク発光の抑制効果は確認できる。

　更に、準安定井戸領域のＡｌＮモル分率Ｘｗｓが３３．３％以外であっても、更に、固有波長範囲が２８５ｎｍ未満であっても、同一ウェハ内において、準安定井戸領域がＧａ富化井戸領域２２０ａ内に形成されているチップと、準安定井戸領域がＡｌ富化井戸領域内に形成されているチップが混在し得る。

［第２実施形態］
　第１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２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２実施形態では、図１７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２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１８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１８では、第１実施形態において図５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１８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Ｇａ富化ｐ型領域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Ｇａ富化ｐ型領域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Ａｌ_ｍＧａ_１２－ｍＮ_１２（ｍ＝８，９，または１０）でＡｌＮモル分率がＸｅｓ（＝ｍ／１２）であるｐ型の準安定ＡｌＧａＮで構成された準安定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Ａｌ_ｉＧａ_１２－ｉＮ_１２で、ＡｌＮモル分率がＸｐｓ（＝ｉ／１２）であって、且つ、電子ブロック層２３の準安定ＥＢ領域のＡｌＮモル分率Ｘｅｓ未満であるｐ型の準安定ＡｌＧａＮで構成された準安定ｐ型領域が支配的に存在する。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（Ａｌ_ｉＧａ_１２－ｉＮ_１２，ｉ＝６～８）でＡｌＮモル分率がＸｐｓ（＝ｉ／１２）の準安定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、準安定ｐ型領域のＡｌＮモル分率Ｘｐｓ（＝ｉ／１２）を基準として、（Ｘｐｓ＋２％）～（Ｘｐｓ＋７％）の範囲内に設定するのが好ましい。この結果、Ｇａ富化ｐ型領域２５ａとｐ型クラッド層２５のテラス領域ＴＡとの間のＡｌＮモル分率差が概ね２％以上に安定的に維持されるため、上述のＧａ富化ＥＢ領域２３ａにおけるキャリアの局在化の効果は安定的に発揮される。

　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。

［別実施形態］
　以下に、上記第１及び第２実施形態の変形例について説明する。

（１）上記第１及び第２実施形態では、活性層２２内の井戸層２２０及びバリア層２２１には、ステップフロー成長による多段状のテラスＴが形成されるが、使用するサファイア基板の傾斜角が０°～約０．３°とまたは極めて小さい場合には、平坦な結晶成長面上に六角柱または六角錘状のヒロック（hillock）やピット（pit）が形成され得る。

　従って、上記第１及び第２実施形態では、井戸層２２０の傾斜領域ＩＡにＧａ富化井戸領域２２０ａが形成される場合を説明したが、井戸層２２０の結晶成長面が平坦面である別実施形態においては、質量移動し易いＧａは、当該ヒロック等の周囲に集中することで、Ｇａ富化井戸領域２２０ａが形成され得る。この場合、Ａｌ富化井戸領域は、Ｇａ富化井戸領域２２０ａの形成時のＧａの質量移動に伴い、Ｇａ富化井戸領域２２０ａ以外のテラス領域ＴＡの一部領域において、Ａｌの密度が相対的に増加して形成される。

　斯かる別実施形態においても、上記第１及び第２実施形態と同様に、井戸層２２０のＧａ富化井戸領域２２０ａまたはＡｌ富化井戸領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｎＧａ_１２－ｎＮ_１２となっている準安定ＡｌＧａＮである準安定井戸領域が形成されている。但し、整数ｎは３、４、５、または６である。更に、井戸層２２０のエピタキシャル成長時のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｗｔも、上記第１及び第２実施形態と同様に、下記の不等式で示す条件を満足するように設定される。
　（ｎ－０．２４）／１２≦Ｘｗｔ≦（ｎ＋０．２４）／１２

　井戸層２２０以外の各半導体層については、井戸層２２０と同様に、結晶成長面が平坦面であるか、或いは、多段状のテラスＴが形成されてもその面積が大きいが、それ以外の各部のＡｌＮモル分率、膜厚等については、上記第１及び第２実施形態で説明したものと同じであり、重複する説明は割愛する。

（２）上記各実施形態では、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井戸層２２０による効果は同様に奏し得ることは明らかである。

（３）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。

（４）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。

（５）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
　Ｐ１：　　　ＥＬスペクトルのピーク
　Ｐ２：　　　ＥＬスペクトルのピーク
　Ｒ１：　　　第１領域
　Ｒ２：　　　第２領域
　ＳＰ１：　　ＥＬスペクトルのショルダーピーク
　ＳＰ２：　　ＥＬスペクトルのショルダーピーク
　Ｔ：　　　　テラス
　ＴＡ：　　　テラス領域

Claims

　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の製造方法であって、
　サファイア基板を含む下地部の上に、ｎ型ＡｌＧａＮ系半導体の前記ｎ型層をエピタキシャル成長により形成する第１工程と、
　前記ｎ型層の上に、ＡｌＧａＮ系半導体で構成された井戸層を１層以上含む量子井戸構造の前記活性層をエピタキシャル成長により形成する第２工程と、
　前記活性層の上に、ｐ型ＡｌＧａＮ系半導体の前記ｐ型層をエピタキシャル成長により形成する第３工程を有し、
　整数ｎが３、４、５、または６であって、
　前記第２工程において、前記井戸層のエピタキシャル成長時のＡｌＮモル分率の目標値Ｘｗｔを、
　（ｎ－０．２４）／１２≦Ｘｗｔ≦（ｎ＋０．２４）／１２
となる範囲内に設定し、
　前記井戸層内に、前記井戸層の平均的なＡｌＮモル分率ＸｗａよりＡｌＮモル分率の低いＧａ富化井戸領域と、前記平均的なＡｌＮモル分率ＸｗａよりＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化井戸領域を形成しつつ、
　前記Ｇａ富化井戸領域または前記Ａｌ富化井戸領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｎＧａ_１２－ｎＮ_１２となっている準安定ＡｌＧａＮである準安定井戸領域を成長させることを特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法。
　前記サファイア基板が、（０００１）面に対して所定の角度だけ傾斜した主面を有する微傾斜基板であり、
　前記第１工程及び前記第２工程において、前記ｎ型層及び前記活性層の各表面に（０００１）面に平行な多段状のテラスを表出させ、
　前記第２工程において、前記活性層内の各半導体層に、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形成し、
　前記井戸層の前記傾斜領域内に前記Ｇａ富化井戸領域が形成され、前記井戸層の前記テラス領域内に前記Ａｌ富化井戸領域が形成され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の製造方法。
　前記Ｇａ富化井戸領域または前記Ａｌ富化井戸領域内に前記準安定井戸領域が形成されることにより、前記窒化物半導体紫外線発光素子のＥＬスペクトルにおいて、波長を変数とする関数で表されるＥＬ強度の２次導関数の１番目と２番目に小さい極小値の極値点間の波長差が８ｎｍ以下に抑制され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の製造方法。
　前記第２工程において、前記準安定井戸領域が形成される前記Ｇａ富化井戸領域または前記Ａｌ富化井戸領域の膜厚を、単原子層の整数倍で、４～１２単原子層の範囲内となるように制御することを特徴とする請求項１～３の何れか１項に記載の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法。
　前記第２工程において、前記Ｇａ富化井戸領域内においてＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｎ－１Ｇａ_１３－ｎＮ_１２となっている準安定ＡｌＧａＮである準安定井戸領域の成長が抑制され、且つ、前記Ａｌ富化井戸領域内においてＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｎ＋１Ｇａ_１１－ｎＮ_１２となっている準安定ＡｌＧａＮである準安定井戸領域の成長が抑制されていることを特徴とする請求項１～４の何れか１項に記載の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法。
　同一ウェハ内の複数のチップにおいて、前記第２工程において、前記Ｇａ富化井戸領域内に前記準安定井戸領域が成長する第１タイプのチップと、前記Ａｌ富化井戸領域内に前記準安定井戸領域が成長する第２タイプのチップが混在していることを特徴とする請求項１～５の何れか１項に記載の窒化物半導体紫外線発光素子の製造方法。
　前記第２工程において、ＡｌＧａＮ系半導体で構成された前記井戸層とＡｌＧａＮ系半導体で構成されたバリア層を交互にエピタキシャル成長により積層し、前記井戸層を２層以上含む多重量子井戸構造の前記活性層を形成することを特徴とする請求項１～６の何れか１項に記載の窒化物半導体発光素子の製造方法。
　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系半導体のエピタキシャル成長層で構成され、
　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系半導体のエピタキシャル成長層で構成された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系半導体のエピタキシャル成長層で構成され、
　前記井戸層内に、前記井戸層の平均的なＡｌＮモル分率ＸｗａよりＡｌＮモル分率の低いＧａ富化井戸領域と、前記平均的なＡｌＮモル分率ＸｗａよりＡｌＮモル分率の高いＡｌ富化井戸領域が存在し、
　整数ｎが３、４、５、または６であって、前記Ｇａ富化井戸領域または前記Ａｌ富化井戸領域内に、ＡｌＧａＮ組成比が整数比のＡｌ_ｎＧａ_１２－ｎＮ_１２となっている準安定ＡｌＧａＮである準安定井戸領域が形成されており、
　ＥＬスペクトルにおいて、波長を変数とする関数で表されるＥＬ強度の２次導関数の１番目と２番目に小さい極小値の極値点間の波長差が８ｎｍ以下であることを特徴とする窒化物半導体紫外線発光素子。
　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有し、
　前記井戸層の前記傾斜領域内に前記Ｇａ富化井戸領域が存在し、前記井戸層の前記テラス領域内に前記Ａｌ富化井戸領域が存在していることを特徴とする請求項８に記載の窒化物半導体紫外線発光素子。
　前記準安定井戸領域が形成される前記Ｇａ富化井戸領域または前記Ａｌ富化井戸領域の膜厚が、単原子層の整数倍で、４～１２単原子層の範囲内にあることを特徴とする請求項８または９に記載の窒化物半導体紫外線発光素子。
　前記平均的なＡｌＮモル分率Ｘｗａが、
　（ｎ－０．２４）／１２≦Ｘｗａ≦（ｎ＋０．２４）／１２
となる範囲内にあることを特徴とする請求項８～１０の何れか１項に記載の窒化物半導体紫外線発光素子。
　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８～１１の何れか１項に記載の窒化物半導体紫外線発光素子。
　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８～１２の何れか１項に記載の窒化物半導体発光素子。