氮化物半导体紫外线发光元件及其制造方法

技术区域

本发明涉及具备将包含纤锌矿(wurtzite)构造的AlGaN系半导体的n型层、活性层及p型层层叠于上下方向的发光元件构造部而成的氮化物半导体紫外线发光元件及其制造方法。

背景技术

一般而言，氮化物半导体发光元件大多在蓝宝石等基板上通过外延生长而形成了包含多个氮化物半导体层的发光元件构造。氮化物半导体层以通式Al

发光二极管的发光元件构造在n型氮化物半导体层与p型氮化物半导体层的2个包覆层之间具有夹持有氮化物半导体层所构成的活性层的双异质构造。在活性层为AlGaN系半导体时，通过调整AlN摩尔分数(亦称为Al组成比)，从而能在将GaN与AlN能取的带隙能量(约3.4eV与约6.2eV)分别设为下限及上限的范围内调整带隙能量，获得发光波长从约200nm至约365nm的紫外线发光元件。具体而言，藉由自p型氮化物半导体层朝向n型氮化物半导体层，流动正向电流，从而在活性层产生与载流子(电子及空穴)的再键合所生成的上述带隙能量对应的发光。从外部供给该正向电流，由此在p型氮化物半导体层上设置p电极，在n型氮化物半导体层上设置n电极。

在活性层为AlGaN系半导体时，夹有活性层的n型氮化物半导体层与p型氮化物半导体层通过AlN摩尔分数较活性层高的AlGaN系半导体来构成。但是，高AlN摩尔分数的p型氮化物半导体层难以与p电极形成良好的欧姆接触，因此在p型氮化物半导体层的最上层，一般会形成可与包含低AlN摩尔分数的p型AlGaN系半导体(具体而言p-GaN)的p电极良好欧姆接触的p型接触层。该p型接触层的AlN摩尔分数较构成活性层的AlGaN系半导体小，因此从活性层朝向p型氮化物半导体层侧射出的紫外线在该p型接触层被吸收，无法有效取出至元件外部。为此，活性层为AlGaN系半导体的一般的紫外线发光二极管采用图14示意性地示出的元件构造，将自活性层朝向n型氮化物半导体层侧射出的紫外线有效取出至元件外部(例如参照下述的专利文献1及2等)。

如图14所示，一般的紫外线发光二极管构成为，在蓝宝石基板等基板100上堆积AlGaN系半导体层101(例如，AlN层)而形成的模板102上，顺序堆积n型AlGaN系半导体层103、活性层104、p型AlGaN系半导体层105、及p型接触层106，将活性层104与p型AlGaN系半导体层105与p型接触层106的一部分进行蚀刻除去，直至露出n型AlGaN系半导体层103，分别将n电极107形成于n型AlGaN系半导体层103的露出面、将p电极108形成于p型接触层106的表面。

另外，为提高基于活性层内的载流子再键合的发光效率(内部量子效率)，实施将活性层设为多量子阱构造、在活性层上设置电子阻挡层等。

另一方面，有报告称：在由n型AlGaN系半导体层构成的包覆层内产生Ga偏析造成的组成调制，在相对于包覆层表面向斜方向延伸的局部形成AlN摩尔分数低的层状区域(例如，参照下述的专利文献3、非专利文献1、2等)。局部AlN摩尔分数低的AlGaN系半导体层的带隙能量也会局部变小，因此在专利文献3中，有报告称该包覆层内的载流子则易于局部分布于层状区域，可相对于活性层提供低电阻的电流路径，可达成紫外线发光二极管的发光效率的提升。

[在先技术文献]

[专利文献]

[专利文献1]国际公开第2014/178288号公报

[专利文献2]国际公开第2016/157518号公报

[专利文献3]国际公开第2019/159265号公报

[非专利文献]

[非专利文献1]Y.Nagasawa，et al.，″Comparison of AlxGa

[非专利文献2]K.Kojima，et al.，″Carrier localization structurecombinedwith current micropaths in AlGaN quantum wells grown on an AlNtemplate withmacrosteps"，Applied Physics letter 114，011102(2019)

发明内容

-发明所要解决的技术问题-

以AlGaN系半导体构成的紫外线发光元件是在蓝宝石基板等基板上，例如通过有机金属化合物气相沉积(MOVPE)法等公知的外延生长法加以制作。但是，在生产紫外线发光元件时，紫外线发光元件的特性(发光波长、墙插效率、正向偏置等的特性)受到晶体生长装置的漂移的影响而变动，因此不一定容易以稳定的产率加以生产。

晶体生长装置的漂移因托盘或处理室壁等的附着物的原因，晶体生长部位的实效温度等改变而产生。为此，为了抑制漂移，以往是研究生长履历，虽然有经验者通过微妙改变设定温度或原料气体的组成或固定一定期间的生长历程，清扫等的维护亦在一定期间同样加以实施等的努力，但仍难以完全排除漂移。

本发明是有鉴于上述的问题点而完成的，其目的在于提供晶体生长装置的漂移等引起的特性变动得以抑制且能稳定生产的氮化物半导体紫外线发光元件。

-用在解决技术问题的手段-

本发明为了达成上述目的，提供一种氮化物半导体紫外线发光元件，构成为具备将包含纤锌矿构造的AlGaN系半导体的n型层、活性层、及p型层层叠于上下方向的发光元件构造部，其特征在于，

所述n型层由n型AlGaN系半导体构成，

配置于所述n型层与所述p型层之间的所述活性层，具有包含由AlGaN系半导体构成的1层以上的阱层的量子阱构造。

所述p型层由p型AlGaN系半导体构成，

所述n型层与所述活性层内的各半导体层是具有形成了平行于(0001)面的多阶状的平台的表面的外延生长层，

所述n型层具有多个第1Ga富化区域，该第1Ga富化区域是在所述n型层内平均地分散存在的AlN摩尔分数局部为低的层状区域且包含AlGaN组成比为整数比的Al

与所述n型层的上表面正交的第1平面上的所述第1Ga富化区域的各延伸方向相对于所述n型层的所述上表面与所述第1平面的交线倾斜，

所述阱层的所述多阶状的平台的邻接的平台间的边界区域部分具有同样在所述阱层内AlN摩尔分数局部为低的第2Ga富化区域，

在所述第2Ga富化区域内存在AlGaN组成比成为整数比的Al

此外，本发明为了达成上述目的，提供一种氮化物半导体紫外线发光元件的制造方法，该氮化物半导体紫外线发光元件构成为具备将包含纤锌矿构造的AlGaN系半导体的n型层、活性层及p型层层叠于上下方向的发光元件构造部，其特征在于，具有：

在包含具有相对于(0001)面仅倾斜给定的角度的主面的蓝宝石基板的基底部上，令n型AlGaN系半导体的所述n型层外延生长，使平行于(0001)面的多阶状的平台暴露在所述n型层的表面的第1工序；

在所述n型层之上，使含1层以上由AlGaN系半导体构成的阱层的量子阱构造的所述活性层外延生长，使平行于(0001)面的多阶状的平台暴露在所述阱层的表面的第2工序；以及

在所述活性层之上，通过外延生长而形成p型AlGaN系半导体的所述p型层的第3工序，

在所述第1工序中，使多个第1Ga富化区域朝向斜上方延伸地进行生长，该第1Ga富化区域是在所述n型层内平均地分散存在的AlN摩尔分数局部为低的层状区域且包含AlGaN组成比成为整数比的Al

在所述第2工序中，在所述阱层的所述多阶状的平台的邻接的平台间的边界区域部分，形成同样在所述阱层内AlN摩尔分数局部为低的第2Ga富化区域，在所述第2Ga富化区域内，使AlGaN组成比成为整数比的Al

再者，AlGaN系半导体虽以通式Al

此外，n型或p型AlGaN系半导体是作为供体或受体杂质而掺杂了Si或Mg等的AlGaN系半导体。本申请中未明记为p型及n型的AlGaN系半导体是指未掺杂的AlGaN系半导体，但即使未掺杂，也能含有不可避免混入的程度的微量的供体或受体杂质。另外，第1平面并非是在所述n型层的制造过程中具体形成的露出面或与其他的半导体层的边界面，是在所述n型层内平行于上下方向延伸的假想平面。此外，于本说明书中，AlGaN系半导体层、GaN系半导体层及AlN系半导体层分别是以AlGaN系半导体、GaN系半导体及AlN系半导体构成的半导体层。

根据上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件或上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件的制造方法，如以下所说明的，利用分别形成于n型层内的第1Ga富化区域及阱层内的第2Ga富化区域的后述的准稳定AlGaN，抑制起因于晶体生长装置的漂移等的特性变动，可期待能稳定生产具有所期望发光特性的氮化物半导体紫外线发光元件。

首先，对AlGaN组成比为给定的整数比所表示的“准稳定AlGaN”加以说明。

通常，AlGaN等的三元混晶是随机混合3族元素(Al和Ga)的晶体状态，近似“随机不均匀(random nonuniformity)”加以说明。但是，Al的共价键半径与Ga的共价键半径不同，因此在晶体构造中，Al与Ga的原子排列的对称性高者一般而言会成为稳定的构造。

纤锌矿构造的AlGaN系半导体存在着无对称性的随机排列与稳定的对称排列的2种排列。在此，以一定的比率显现对称排列成为支配性的状态。后述的AlGaN组成比(Al与Ga与N的组成比)以给定的整数比所表示的“准稳定AlGaN”中，发现Al与Ga的周期性对称排列构造。

该周期性对称排列构造中，对于晶体生长面仅些微增加Ga供给量，由于对称性高之故，成为能量上若干稳定的混晶摩尔分数，可防止易于质量移动(mass transfer)的Ga极端增加的场所的增殖。即，通过利用形成于n型层内的第1Ga富化区域的“准稳定AlGaN”的性质，作为AlGaN系半导体，即使产生起因于晶体生长装置的漂移等的混晶摩尔分数的变动，如后所述仍可局部抑制对于活性层提供低电阻的电流路径的第1Ga富化区域的混晶摩尔分数的变动。结果，可实现从n型层至活性层内的稳定的载流子供给，抑制装置特性的变动，由此可期待能稳定生产发挥所期望特性的氮化物半导体紫外线发光元件。

接着，对Al与Ga在(0001)面内成为周期性对称排列的AlGaN组成比加以说明。

在图1中，在AlGaN的c轴方向表示1个晶胞(2单原子层)的示意图。在图1中，白圈示出3族元素的原子(Al、Ga)所在的部位，黑圈示出5族元素的原子(N)所在的部位。

在图1中，六边形所示的3族元素的位面(A3面、B3面)及5族元素的位面(A5面、B5面)皆平行于(0001)面。A3面与A5面(总称为A面)的各部位，于六边形的各顶点存在6处，于六边形的中心存在1处。对于B3面与B5面(总称为B面)亦相同，在图1中，仅图示存在于B面的六边形内的3个部位。A面的各部位在c轴方向重叠，B面的各部位在c轴方向重叠。但是，B5的1个部位的原子(N)与位于B5面的上侧的A3面的3个部位的原子(Al、Ga)和位于B5面的下侧的B3面的1个部位的原子(Al、Ga)形成4配位键，B3面的1个部位的原子(Al、Ga)与位于B3面的上侧的B5面的1个部位的原子(N)和位于B3面的下侧的A5面的3个部位的原子(N)形成4配位键，因此如图1所示，A面的各部位与B面的各部位在c轴方向并不重叠。

图2将A面的各部位与B面的各部位之间的位置关系作为从c轴方向观察到的俯视图加以图示。A面及B面皆是，六边形的6个顶点被邻接的其他的2个六边形共有，中心的部位与其他的六边形未共有，因此在1个六边形内，实质性存在3原子分的部位。因此，每个晶胞中，3族元素的原子(Al、Ga)的部位存在6个，5族元素的原子(N)的部位则存在6个。因此，作为除了GaN与AlN以外的以整数比表示的AlGaN组成比，存在以下的5种情形。

1)Al

2)Al

3)Al

4)Al

5)Al

在图3中，示意性地示出上述5个组合的3族元素的A3面与B3面。Ga以黑圈示出，Al以白圈示出。

为图3的(A)所示的Al

为图3的(B)所示的Al

为图3的(C)所示的Al

为图3的(D)所示的Al

为图3的(E)所示的Al

在图3的(A)～(E)的各图中，可知若设想中心移动到六边形的6个顶点的任1个的其他六边形，则与Al或Ga位于A3面的6个顶点部位、以及Al或Ga位于A3面的3个顶点部位与1个中心部位是等效的，Al或Ga位于A3面的1个中心部位是与Al或Ga位于A3面的3个顶点部位等效的。关于B3面亦相同。另外，在图3的(A)、(C)及(E)的各图中，替换A3面与B3面亦可。

在图3的(A)～(E)的各图中，不论在A3面与B3面的哪一者，Al与Ga的原子排列都能维持对称性。另外，即使移动六边形的中心，Al与Ga的原子排列也能维持对称性。

此外，在图3的(A)～(E)的A3面与B3面，若将六边形的位面重复配置成蜂巢状，则在平行于(0001)面的方向，例如在[11-20]方向、[10-10]方向观察各部位时，出现Al与Ga周期性重复就位、或Al与Ga的任一方连续就位的状态。因此，皆成为周期性对称性的原子排列。

在此，为了说明方便，将对应于上述1)～5)的AlGaN组成比的AlN摩尔分数x1(x1＝1/6，1/3，1/2，2/3，5/6)的Al

接着，将以图1所示的六边形示出的位面扩展于2个晶胞(4单原子层)时，3族元素的位面(A3面、B3面)与5族元素的位面(A5面、B5面)则分别存在2个，在每2个晶胞中，3族元素的原子(Al、Ga)的部位存在12个，5族元素的原子(N)的部位则存在12个。因此，作为除了GaN与AlN之外的以整数比表示的AlGaN组成比，除了上述1)～5)的AlGaN组成比以外，存在以下的6个组合。

6)Al

7)Al

8)Al

9)Al

10)Al

11)Al

但是，此等6)～11)的6个AlGaN组成比是组合位于其前后的第1准稳定AlGaN、GaN及AlN内的2个AlGaN组成比而成之故，c轴方向的对称性混乱的可能性高，因此稳定度虽较第1准稳定AlGaN有所下降，但A3面及B3面内的Al与Ga的原子排列的对称性与第1准稳定AlGaN相同，较随机非对称排列状态的AlGaN，稳定度高。在此，为了说明方便，将对应于上述6)～11)的AlGaN组成比的AlN摩尔分数x2(x2＝1/12，1/4，5/12，7/12，3/4，11/12)的Al

要将AlGaN维持一定的晶体质量加以生长，需以1000℃以上的高温进行晶体生长。但是，假定为Ga在原子到达晶体表面的部位后也是在1000℃以上才会乱动。另一方面，Al与Ga不同，易于吸附于表面，进入部位后的行动，虽多少会有移动，但被强力限制。

因此，即使为准稳定AlGaN，上述1)的Al

接着，对“第1Ga富化区域”加以说明。在上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件及氮化物半导体紫外线发光元件的制造方法中，n型层与活性层内的各半导体层是具有形成平行于(0001)面的多阶状的平台的表面的外延生长层之故，于n型层内，易于质量移动的Ga在平台区域上移动，集中于邻接的平台间的边界区域，形成AlN摩尔分数较平台区域低的区域。该边界区域则伴随n型层的n型AlGaN层的外延生长，相对于(0001)面朝向斜上方延伸，AlN摩尔分数局部性低的层状区域则于n型层内平均地分散形成。在此，Ga的质量移动量足够大时，该层状区域则成为包含AlGaN组成比为Al

在第1Ga富化区域内，藉由存在AlGaN组成比为Al

其中，如上所述，于AlGaN的晶体生长中，通常能混合存在随机非对称排列的状态和规则对称排列的状态之故，于第1Ga富化区域内，规则对称排列状态的AlN摩尔分数为66.7％的准稳定AlGaN的区域被稳定形成的同时，混合存在AlN摩尔分数自66.7％些微(例如0～3％程度)变动的区域。因此，第1Ga富化区域内的AlN摩尔分数集中分布于AlGaN组成比为Al

通过稳定形成n型层内AlN摩尔分数局部性低的层状区域的第1Ga富化区域，n型层内载流子在n型层内局部分布于带隙能量小的第1Ga富化区域内，于n型层内，电流则优先稳定流入第1Ga富化区域，实现氮化物半导体紫外线发光元件的特性变动的抑制。

进而，起因于晶体生长装置的漂移等的Ga供给量的变动，在第1Ga富化区域内被吸收之故，n型层内的AlN摩尔分数的变动幅度的下限被限制在准稳定AlGaN的AlN摩尔分数(66.7％)的附近。即，抑制n型层内的AlN摩尔分数较66.7％的附近更小的区域的形成之故，来自阱层的发光的一部分在该区域被吸收，能防止发光效率的下降。

接着，对“阱层”及“第2Ga富化区域”加以说明。n型层与活性层内的各半导体层具有形成平行于(0001)面的多阶状的平台的表面的外延生长层之故，阱层的多阶状的平台的邻接的平台间的边界区域则成为相对于连结邻接的平台间的(0001)面倾斜的倾斜区域(参照上述非专利文献1及2)。然而，该倾斜区域是集合多个阶梯(1个晶胞的阶差)及巨型阶梯多个晶胞的阶差)的构造，能区分在倾斜区域暴露出阶梯状的(0001)面与多阶状的平台的平台面。

伴随阶梯流动生长中的向平台边缘的侧面的横方向的生长，阱层上表面的平台则相对于阱层下面的平台向横方向移动之故，阱层的该倾斜区域的膜厚比倾斜区域以外的平台区域的膜厚要厚。此外，与于n型层内形成AlN摩尔分数局部性低的第1Ga富化区域相同地，于阱层内的该倾斜区域，形成AlN摩尔分数局部性低的第2Ga富化区域。在此，Ga的质量移动量足够大时，于第2Ga富化区域内形成AlGaN组成比为Al

即，作为相对于稳定形成在第1Ga富化区域内的AlN摩尔分数为66.7％的准稳定AlGaN的、形成在第2Ga富化区域内的准稳定AlGaN的适当组合，AlGaN组成比则存在Al

在第2Ga富化区域内，藉由存在AlGaN组成比为Al

其中，如上所述，在AlGaN的晶体生长中，通常可混合存在随机的非对称排列的状态和规则的对称排列的状态之故，在第2Ga富化区域内，规则的对称排列状态的AlN摩尔分数为50％或41.7％的准稳定AlGaN的区域被稳定形成的同时，混合存在AIN摩尔分数自50％或41.7％些微(例如0～3％程度)变动的区域。

以上所述，该倾斜区域的带隙能量较平台区域为小，与n型层的第1Ga富化区域同样，易于产生载流子的局部分布。为此，阱层的发光较平台区域，在该倾斜区域变得显著。上述非专利文献1及2中，报告有对于AlGaN系半导体的阱层的同样内容。然而，阱层及势垒层的各平台区域是在c轴方向上被各层的上表面的平台与下表面的平台夹持的区域。因此，阱层及势垒层的各平台区域以外则成为各层的边界区域(倾斜区域)。

另外，通过活性层的外延生长而形成的多阶状的平台，与通过n型层的外延生长而形成的多阶状的平台连续地形成。因此，沿着第1Ga富化区域内的电流路径向阱层供给的载流子(电子)被集中供给至在阱层发光集中的邻接的平台间的边界区域(倾斜区域)。

因此，于n型层的层状区域内支配性存在的第1Ga富化区域内，稳定形成AlN摩尔分数为66.7％的准稳定AlGaN即n型AlGaN区域，此外，于阱层的倾斜区域内的第2Ga富化区域内稳定形成AlN摩尔分数为50％或41.7％的准稳定AlGaN即AlGaN区域，可进行对阱层的倾斜区域的稳定的载流子供给，达到氮化物半导体紫外线发光元件的特性变动的抑制。

此外，n型层的AlN摩尔分数为66.7％以上，在活性层的阱层发光的紫外线透过n型层之故，可取得将紫外线发光从n型层侧取出的元件构造。

此外，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件优选所述n型层的所述第1Ga富化区域外的AlN摩尔分数为69％～74％的范围内。

此外，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件的制造方法优选，在所述第1工序中，将所述n型层的AlN摩尔分数的目标值设定为69％～74％的范围内，在所述第1Ga富化区域内，使AlGaN组成比成为整数比的Al

在这些优选的实施方式中，n型层的所述第1Ga富化区域外的AlN摩尔分数，吸收起因于晶体生长装置的漂移等的Ga供给量的变动，于69％～74％的范围内之故，第1Ga富化区域与n型主体区域间的AlN摩尔分数差则稳定地确保在2.3％以上。因此，n型层内的载流子更稳定地局部分布于带隙能量比n型主体区域小的第1Ga富化区域内，于n型层内，可让电流优先稳定流入第1Ga富化区域，达到氮化物半导体紫外线发光元件的特性变动的抑制。

此外，n型层的n型主体区域的AlN摩尔分数的上限及n型层的AlN摩尔分数的目标值的上限规定在74％之故，于n型层内，不会支配性形成AlGaN组成比为Al

再者，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件优选，在前述第2Ga富化区域内，存在AlGaN组成比为整数比的Al

进而，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件的制造方法优选，在前述第2工序中，将前述阱层的AlN摩尔分数的目标值设定为51％～54％的范围内，在前述第2Ga富化区域内，使AlGaN组成比成为整数比的Al

通过这些优选的实施方式，阱层内的AlN摩尔分数的变动宽度被抑制在4％以内，还有，即使从AlN摩尔分数50％以外的区域所产生的组成调制引发的发光峰值重叠时，可虚拟地形成单一峰值的量子井之故，可避免发光光谱的发光峰值的分离。

更甚者，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件优选，在前述第2Ga富化区域内，存在AlGaN组成比为整数比的Al

再有，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件的制造方法优选，在前述第2工序中，将前述阱层的AlN摩尔分数的目标值设定为42％～45％的范围内，在前述第2Ga富化区域内，使AlGaN组成比成为整数比的Al

根据这些适当的实施方式，阱层内的AlN摩尔分数的变动幅度被抑制在3.3％以内，进而，即使从AlN摩尔分数41.7％以外的区域所产生的组成调制引发的发光峰值重叠时，可虚拟地形成单一峰值的量子井之故，可避免发光光谱的发光峰值的分离。

此外，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件优选，所述活性层具有包含2层以上的所述阱层的多量子阱构造，于2层的所述阱层间存在由AlGaN系半导体构成的势垒层。

此外，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件的制造方法优选，在所述第2工序中，交替地通过外延生长层叠AlGaN系半导体所构成的所述阱层和AlGaN系半导体所构成的势垒层，以形成在所述势垒层与所述阱层的各表面暴露出平行于(0001)面的多阶状的平台且包含2层以上的所述阱层的多量子阱构造的所述活性层。

通过此等的优选的实施方式，活性层成为多量子阱构造，阱层则较仅1层时，可期待发光效率的提升。

此外，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件优选，所述势垒层以AlGaN系半导体构成，位于2层的所述阱层间的所述势垒层之中至少最靠所述p型层侧的所述势垒层的所述多阶状的平台的邻接的平台间的边界区域部分具有同样在所述势垒层内AlN摩尔分数局部为低的第3Ga富化区域。

此外，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件的制造方法优选，在所述第2工序中，在形成以AlGaN系半导体构成的所述势垒层时，在位于2层的所述阱层间的所述势垒层之中至少最靠所述p型层侧的所述势垒层的所述平台间的边界区域部分，形成同样在所述势垒层内AlN摩尔分数局部为低的第3Ga富化区域。

通过此等的优选的实施方式，于势垒层中，与n型层的第1Ga富化区域及阱层的第2Ga富化区域同样地，于第3Ga富化区域中可产生载流子的局部分布。因此，从n型层朝向在阱层发光集中的邻接的平台间的边界区域(倾斜区域)的第2Ga富化区域供给载流子(电子)时，可经由n型层的第1Ga富化区域与势垒层的第3Ga富化区域而有效地进行。

在此，阱层为2层以上的多量子阱构造中，最靠p型层侧的阱层中，发光效率大，因此在该阱层的n型层侧的势垒层，通过形成第3Ga富化区域，可更有效进行上述载流子对阱层的供给。

进而，上述适当的实施方式的氮化物半导体紫外线发光元件优选，在前述势垒层的前述第3Ga富化区域内，存在AlGaN组成比成为整数比的Al

进而，上述优选的实施方式的氮化物半导体紫外线发光元件的制造方法优选，在所述第2工序中，

1)将所述势垒层的AlN摩尔分数的目标值设定为68％～74％的范围内，于所述第3Ga富化区域内，使AlGaN组成比成为整数比的Al

2)将所述势垒层的AlN摩尔分数的目标值设定为76％～82％的范围内，于所述第3Ga富化区域内，使AlGaN组成比成为整数比的Al

3)将所述势垒层的AlN摩尔分数的目标值设定为85％～90％的范围内，于所述第3Ga富化区域内，使AlGaN组成比成为整数比的Al

通过此等优选的实施方式，于势垒层的第3Ga富化区域内，藉由准稳定AlGaN存在，与n型层的第1Ga富化区域及阱层的第2Ga富化区域同样地，抑制第3Ga富化区域化AlN摩尔分数的变动，稳定地使准稳定AlGaN的区域形成于第3Ga富化区域内。因此，通过势垒层的第3Ga富化区域所发挥的效果，则可更稳定地实现。

还有，上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件优选，还具备包含蓝宝石基板的基底部，所述蓝宝石基板具有相对于(0001)面而言仅倾斜给定的角度的主面，于该主面的上方形成所述发光元件构造部，至少从所述蓝宝石基板的所述主面至所述活性层的表面的各半导体层是具有形成了平行于(0001)面的多阶状的平台的表面的外延生长层。

通过上述优选的实施方式，可使用具有偏角的蓝宝石基板，进行外延生长，以使得在从蓝宝石基板的主面至活性层的表面的各层的表面暴露出多阶状的平台，能实现上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件。

-发明效果-

根据上述特征的氮化物半导体紫外线发光元件及氮化物半导体紫外线发光元件的制造方法，可稳定提供抑制了起因于晶体生长装置的漂移等的特性变动的具有所期望发光特性的氮化物半导体紫外线发光元件。

附图说明

图1是示意性地示出AlGaN的纤锌矿晶体构造的图。

图2是示出从图1所示纤锌矿晶体构造的c轴方向观察到的A面的各部位与B面的各部位间的位置关系的俯视图。

图3是示意性地示出以整数比表示的AlGaN组成比的5个组合各自的A3面与B3面的Al与Ga的配置。

图4是示意性地示出本发明的实施方式涉及的氮化物半导体紫外线发光元件的构造的一例的主要部分剖面图。

图5是示意性地示出图4所示的氮化物半导体紫外线发光元件的活性层的层叠构造的一例的主要部分剖视图。

图6是示出第2Ga富化区域220a的AlN摩尔分数为50％的情况下的包含AlGaN阱层与AlGaN势垒层的量子阱构造的发光波长、和阱层的膜厚及势垒层的AlN摩尔分数的关系的图表。

图7是示出第2Ga富化区域220a的AlN摩尔分数为41.7％的情况下的包含AlGaN阱层与AlGaN势垒层的量子阱构造的发光波长、和阱层的膜厚及势垒层的AlN摩尔分数的关系的图表。

图8是示意性地示出从图4的上侧观察图4所示氮化物半导体紫外线发光元件时的构造的一例的俯视图。

图9是示出n型包覆层内的剖面构造的HAADF-STEM像。

图10是示出在图9所示HAADF-STEM像中进行n型包覆层内的剖面TEM-EDX的线分析的6处测定区域A～F的图。

图11A是示出图10所示的测定区域A中的n型包覆层内的基于剖面TEM-EDX的线分析的AlN摩尔分数与GaN摩尔分数的测量结果的图。

图11B是示出图10所示的测定区域B中的n型包覆层内的基于剖面TEM-EDX的线分析的AlN摩尔分数与GaN摩尔分数的测量结果的图。

图11C是示出图10所示的测定区域C中的n型包覆层内的基于剖面TEM-EDX的线分析的AlN摩尔分数与GaN摩尔分数的测量结果的图。

图11D是示出图10所示的测定区域D中的n型包覆层内的基于剖面TEM-EDX的线分析的AlN摩尔分数与GaN摩尔分数的测量结果的图。

图11E是示出图10所示的测定区域E中的n型包覆层内的基于剖面TEM-EDX的线分析的AlN摩尔分数与GaN摩尔分数的测量结果的图。

图11F是示出图10所示的测定区域F中的n型包覆层内基于的剖面TEM-EDX的线分析的AlN摩尔分数与GaN摩尔分数的测量结果的图。

图12是示出n型包覆层内的基于CL法的AlN摩尔分数的测定区域的SEM像。

图13是示出从图12所示的各测定区域中所测定的10点的CL光谱算出的第1及第2CL光谱的图。

图14是示意性地示出的一般的紫外线发光二极管的元件构造的一例的主要部分剖视图。

具体实施方式

关于本发明的实施方式的氮化物半导体紫外线发光元件(以下，简称为“发光元件”)，根据附图加以说明。然而，以下说明所使用的附图的示意图中，为了容易理解说明，强调主要部分而示意性地示出发明内容，因此各部的尺寸不见得与实际的元件为相同尺寸比。以下，本实施方式中，发光元件假定为发光二极管的情形加以说明。

[第1实施方式]

<发光元件的元件构造>

如图4所示，本实施方式的发光元件1具备：包含蓝宝石基板11的基底部10；和包含多个AlGaN系半导体层21～25、p电极26及n电极27的发光元件构造部20。在安装用的基台(submount)等，朝向发光元件构造部20侧(图4的图中上侧)安装(倒装芯片安装)发光元件1，光取出方向是基底部10侧(图4的图中下侧)。然而，本说明书中，为了说明上的方便，将垂直于蓝宝石基板11的主面11a(或基底部10及各AlGaN系半导体层21～25的上表面)的方向称之为“上下方向”(或“纵方向”)，令从基底部10朝向发光元件构造部20的方向为上方向、其相反者为下方向。另外，令平行于上下方向的平面称之为“第1平面”。此外，将平行于蓝宝石基板11的主面11a(或基底部10及各AlGaN系半导体层21～25的上表面)的平面称之为“第2平面”，将平行于该第2平面的方向称为“横方向”。

基底部10构成为具备蓝宝石基板11、和直接形成于蓝宝石基板11的主面11a上的AlN层12。蓝宝石基板11是主面11a相对于(0001)面以一定的范围内(例如0度至6度程度)的角度(偏角)倾斜，于主面11a上暴露出多阶状的平台的微倾斜基板。

AlN层12以从蓝宝石基板11的主面外延生长的AlN晶体构成，此AlN晶体相对于蓝宝石基板11的主面11a而言具有外延的晶体方位关系。具体而言，例如AlN晶体生长，以使得蓝宝石基板11的c轴方向(<0001>方向)与AlN晶体的c轴方向一致。然而，构成AlN层12的AlN晶体可包含微量的Ga或其他的杂质，亦可为AlN系半导体层。本实施方式中，作为AlN层12的膜厚，假设为2μm～3μm程度。然而，基底部10的构造及使用的基板等未限定于上述构成。例如，于AlN层12与AlGaN系半导体层21之间，具备AlN摩尔分数为该AlGaN系半导体层21的AlN摩尔分数以上的AlGaN系半导体层亦可。

发光元件构造部20的AlGaN系半导体层21～25具备从基底部10侧使n型包覆层21(n型层)、活性层22、电子阻挡层23(p型层)、p型包覆层24(p型层)及p型接触层25(p型层)依次外延生长并依序层叠的构造。

本实施方式中，从蓝宝石基板11的主面11a顺序外延生长的基底部10的AlN层12、发光元件构造部20的n型包覆层21和活性层22内的各半导体层，具有形成了与由来于蓝宝石基板11的主面11a的(0001)面平行的多阶状的平台的表面。然而，对于p型层的电子阻挡层23、p型包覆层24及p型接触层25，于活性层22上通过外延生长而形成之故，可形成同样的多阶状的平台，但亦可不具有形成了同样的多阶状的平台的表面。

然而，如图4所示，发光元件构造部20之内，活性层22、电子阻挡层23、p型包覆层24及p型接触层25通过蚀刻等将层叠于n型包覆层21的上表面的第2区域R2上的部分除去，形成于n型包覆层21的上表面的第1区域R1上。然后，n型包覆层21的上表面是露出于排除第1区域R1的第2区域R2中。如图4示意性地示出的那样，n型包覆层21的上表面在第1区域R1与第2区域R2间有高度不同的情形，此时n型包覆层21的上表面在第1区域R1与第2区域R2中独立地加以规定。

n型包覆层21以n型AlGaN系半导体来构成，在n型包覆层21内，有平均分散存在的AlN摩尔分数局部性低的层状区域。所述层状区域中，如上所述，支配性存在包含AlGaN组成比成为整数比的Al

本实施方式中，n型主体区域21b的AlN摩尔分数被调整于69％～74％的范围内。作为n型包覆层21的膜厚，与一般氮化物半导体紫外线发光元件所采用的膜厚相同，假设为1μm～2μm程度，但该膜厚亦可为2μm～4μm程度。以下，为了说明简洁，令存在于第1Ga富化区域21a内的AlGaN组成比成为整数比的Al

活性层22是具备交替层叠AlGaN系半导体所构成的2层以上的阱层220和AlGaN系半导体或AlN系半导体所构成的1层以上的势垒层221的多量子阱构造。于最下层的阱层220与n型包覆层21之间，无需一定设置势垒层221。另外，于最上层的阱层220与电子阻挡层23之间，设置势垒层221或以比势垒层221薄的膜设置AlN摩尔分数高的AlGaN层或AlN层亦可。

在图5中示意性地示出活性层22的阱层220及势垒层221的层叠构造(多量子阱构造)的一例。图5中，例示阱层220为3层的情形。图5所示的阱层220及势垒层221的平台T生长成多阶状的构造如上述非专利文献1及2所揭示，为公知的构造。邻接的平台T间的边界区域BA如上述，成为相对于(0001)面倾斜的倾斜区域。本实施方式中，1个平台T的深度(邻接的边界区域BA间的距离)设想为数10nm～数100nm。

如图5示意性地示出的那样，于阱层220内的多阶状的平台T的邻接的平台T间的边界区域部分(倾斜区域)BA，形成在阱层220内AlN摩尔分数局部为低的第2Ga富化区域220a。方便上，令阱层220内的第2Ga富化区域220a以外的区域称之为阱主体区域220b。

本实施方式中，在第2Ga富化区域220a中，存在AlGaN组成比成为整数比的Al

以下，为了使说明简洁，令存在于第2Ga富化区域220a内的AlGaN组成比成为整数比的Al

势垒层221如上所述，与n型包覆层21及阱层220同样地，以AlGaN系半导体构成，具有形成了平行于(0001)面的多阶状的平台T的表面。在此，作为一例，势垒层221整体的AlN摩尔分数设想为66.7％～100％的范围内，势垒层221虽包含AlN摩尔分数为100％的AlN系半导体所构成的情形，亦有AlN摩尔分数为非100％的AlGaN系半导体所构成的情形。因此，如图5示意性地示出的那样，势垒层221由AlN摩尔分数为非100％的AlGaN系半导体构成时，与n型包覆层21及阱层220同样地，于势垒层221内AlN摩尔分数局部为低的第3Ga富化区域221a则可形成于势垒层221的邻接的平台T间的边界区域(倾斜区域)BA。在此，令势垒层221内的平台区域的第3Ga富化区域221a以外的区域，在方便上，称之为势垒主体区域221b。势垒主体区域221b主要存在于势垒层221内的平台区域TA。作为一例，包含势垒层221的第3Ga富化区域221a的整体的AlN摩尔分数成为上述66.7％～100％的范围内的一部分的66.7％～90％的范围内时，为了充分确保第3Ga富化区域221a的载流子的局部分布效果，优选第3Ga富化区域221a与势垒主体区域221b的AlN摩尔分数差成为4～5％以上，但即便为1％程度，也可期待载流子的局部分布效果。因此，本实施方式中，势垒主体区域221b的AlN摩尔分数成为68％～90％的范围内。另外，势垒层221的膜厚包含平台区域TA及倾斜区域BA，例如优选在6nm～8nm的范围内调整。

图6及图7是对在阱层220及势垒层221以AlGaN构成的量子阱构造模型而言，图表化使阱层的膜厚在3ML(单原子层)～14ML(1.5个晶胞～7个晶胞)的范围内变化所得的发光波长的模拟结果(相当于峰值发光波长)。作为上述模拟的条件，图6中，将阱层220的第2Ga富化区域220a的AlN摩尔分数设为准稳定阱区域的AlN摩尔分数即50％(二分之一)，图7中，将阱层220的第2Ga富化区域220a的AlN摩尔分数设为准稳定阱区域的AlN摩尔分数即41.7％(十二分之五)，在图6及图7中，势垒层221的第3Ga富化区域221a的AlN摩尔分数分别成为66.7％、75％及83.3％的3种。图6及图7所示的模拟结果中，设想阱层220的紫外线发光在边界区域(倾斜区域)BA显著发生。为此，阱层220的膜厚条件在该倾斜区域BA满足尤为重要。

根据图6及图7可知，阱层220的膜厚为3ML～14ML的范围内，阱层220的膜厚愈小，对阱层220的量子封闭效果愈大，发光波长则短波长化，进而，势垒层221的AlN摩尔分数愈大，对阱层220的膜厚的变化而言的发光波长的变化程度则愈大。又，如图6可知，第2Ga富化区域220a的AlN摩尔分数为50％时，在阱层220的膜厚及势垒层221的AlN摩尔分数的上述范围内，发光波长在大致246nm～295nm的范围变化。如图7可知，第2Ga富化区域220a的AlN摩尔分数为41.7％时，在阱层220的膜厚及势垒层221的AlN摩尔分数的上述范围内，发光波长在大致249nm～311nm的范围变化。进而，将势垒层221以AlN构成时，可将发光波长进一步扩张。在图6中，以单点链线所示的发光波长258nm与280nm是在第2Ga富化区域220a的AlN摩尔分数为50％时的本实施方式的发光元件1中所设想的发光波长的控制范围(下限及上限)，在图7中，以单点链线所示的发光波长263nm与291nm是在第2Ga富化区域220a的AlN摩尔分数为41.7％时的本实施方式的发光元件1所设想的发光波长的控制范围(下限及上限)。在阱层220的第2Ga富化区域220a支配性存在有AlGaN组成比成为Al

电子阻挡层23以p型AlGaN系半导体构成。p型包覆层24以p型AlGaN系半导体构成。p型接触层25以p型AlGaN系半导体或p型GaN系半导体构成。p型接触层25典型地以GaN构成。然而，活性层22、电子阻挡层23、p型包覆层24、及p型接触层25等各层的膜厚是对应于发光元件1的发光波长特性及电气特性而适当决定的。另外，p型包覆层24减低p型层的寄生电阻之故，即使省略亦无妨。

p电极26例如以Ni/Au等的多层金属膜构成，形成于p型接触层25的上表面。n电极27例如以Ti/Al/Ti/Au等的多层金属膜构成，形成于n型包覆层21的第2区域R2内的露出面上的一部分区域。然而，p电极26及n电极27并未限定于上述的多层金属膜，构成各电极的金属、层叠数、层叠顺序等的电极构造可适当变更。在图7中，示出从发光元件1的上侧观察到的p电极26与n电极27的形状的一例。在图7中，存在于p电极26与n电极27之间的线BL示出第1区域R1与第2区域R2的边界线，与活性层22、电子阻挡层23、p型包覆层24、及p型接触层25的外周侧壁面一致。

本实施方式中，如图8所示，作为一例，第1区域R1及p电极26的俯视形状采用梳形形状，但第1区域R1及p电极26的俯视形状及配置等并未限定于图8的例示。

向p电极26与n电极27间施加正向偏压时，从p电极26朝向活性层22供给空穴，从n电极27朝向活性层22供给电子，所供给的各个空穴及电子到达活性层22，再键合而发光。另外，由此在p电极26与n电极27间流动正向电流。

图4中，如以双线示意性地示出1个层那样，n型包覆层21的第1Ga富化区域21a有多层在上下方向分离开存在。另外，在平行于上下方向的1个第1平面(例如，图4所示的剖面)，第1Ga富化区域21a的至少一部分的延伸方向相对于横方向(第1平面与第2平面的交线的延伸方向)倾斜。然而，图4所示第1平面上，第1Ga富化区域21a的各层虽示意性以平行的线(双线)图示，但该延伸方向与横方向所成的倾斜角，在各第1Ga富化区域21a间并非一定相同，在相同第1Ga富化区域21a内会由于部位而有所变化，因此第1平面上的第1Ga富化区域21a并非一定限定为延伸成直线状。另外，该倾斜角根据第1平面的朝向而变化。因此，第1Ga富化区域21a的一部分在第1平面上，也能与其他的第1Ga富化区域21a交叉、或从其他的第1Ga富化区域21a分支。第1Ga富化区域21a的延伸方向与横方向所成的倾斜角根据部位而变化的点及第1Ga富化区域21a在n型包覆层21内平均分散存在的点被明确示于图9所示HAADF-STEM像中。

另外，第1Ga富化区域21a在图4中的第1平面上，虽分别以1条线(双线)示出，但在垂直于该第1平面的方向上，也在第2平面平行或倾斜延伸，具有2次元的扩展。因此，多个第1Ga富化区域21a在n型包覆层21内的多个第2平面上存在成条纹状。

如上所述，第1Ga富化区域21a是在n型包覆层21内AlN摩尔分数局部性低的层状区域。即，第1Ga富化区域21a的AlN摩尔分数相对于n型主体区域21b的AlN摩尔分数降低。另外，于第1Ga富化区域21a与n型主体区域21b的边界附近，两区域的AlN摩尔分数澌进地连续时，则无法明确规定两区域间的边界。

因此，在该情形下，将n型包覆层21整体的平均AlN摩尔分数、例如将成为后述的n型包覆层21的生长条件(有机金属化合物气相沉积法所使用的原料气体或载流子气体的供给量及流速)的前提的AlN摩尔分数作为基准，可将AlN摩尔分数低于该基准值的部分相对地规定为第1Ga富化区域21a。此外，除了上述规定方法以外，例如也可以根据后述的HAADF-STEM像，将亮度变化大的部分规定成两层的边界。其中在本申请发明中，两层的边界的定义本身并不重要，可充分把握第1Ga富化区域21a的存在本身即可。

实际上，第1Ga富化区域21a伴随Ga的从n型主体区域21b的质量移动而形成之故，对应于从n型主体区域21b的Ga的供给量，第1Ga富化区域21a内的平均的AlN摩尔分数改变，于第1Ga富化区域21a内，AlN摩尔分数并不一定是平均的。但是，本实施方式中，于第1Ga富化区域21a内稳定形成准稳定n型区域之故，即使上述Ga的供给量有少许的变动，该变动则通过准稳定n型区域被吸收，也能抑制第1Ga富化区域21a内的AlN摩尔分数的变动。为此，各个第1Ga富化区域2la内的AlN摩尔分数的极小值成为准稳定n型区域的AlN摩尔分数的66.7％或其附近的值。如上所述，于第1Ga富化区域21a内，伴随准稳定n型区域，亦存在准稳定附近n型区域，准稳定附近n型区域亦伴随Ga的从n型主体区域2lb的质量移动而形成之故，通常，准稳定附近n型区域的AlN摩尔分数要高于准稳定n型区域的AlN摩尔分数，第1Ga富化区域2la内的平均的AlN摩尔分数则要比准稳定n型区域的AlN摩尔分数稍高。

另一方面，n型主体区域21b通过对第1Ga富化区域21a供给Ga，从而n型主体区域21b内的Ga质量移动后的部位的AlN摩尔分数相对地变高。此外，于n型主体区域21b内产生未达到第1Ga富化区域21a的形成程度的Ga的质量移动之故，于n型主体区域21b内，AlN摩尔分数以某个程度变动。但是，如上所述，n型包覆层21内的载流子局部分布于带隙能量比n型主体区域21b小的第1Ga富化区域21a内，电流于n型包覆层21内优先稳定流入第1Ga富化区域21a之故，即使n型主体区域2lb内的AlN摩尔分数些微变动，发光元件1的特性变动也能通过第1Ga富化区域21a加以抑制。

在此，上述的针对第1Ga富化区域21a的说明对于第2Ga富化区域220a亦直接采用。即，本实施方式中，于第2Ga富化区域220a内稳定形成准稳定阱区域之故，即使上述Ga的供给量有少许的变动，该变动通过准稳定阱区域被吸收，第2Ga富化区域220a的平均的AlN摩尔分数也成为准稳定阱区域的AlN摩尔分数的50％或其附近的值、或者41.7％或其附近的值。如上所述，于第2Ga富化区域220a内，伴随准稳定阱区域，亦存在准稳定附近阱区域，准稳定附近阱区域亦伴随Ga的从阱主体区域220b的质量移动而形成之故，通常，准稳定附近阱区域的AlN摩尔分数比准稳定阱区域的AlN摩尔分数高，第2Ga富化区域220a内的平均的AlN摩尔分数则比准稳定阱区域的AlN摩尔分数稍高。

另一方面，阱主体区域220b通过对第2Ga富化区域220a供给Ga，阱主体区域220b内的Ga质量移动后的部位的AlN摩尔分数相对地变高。此外，于阱主体区域220b内产生未达到第2Ga富化区域220a的形成程度的Ga的质量移动之故，于阱主体区域220b内，AlN摩尔分数以某个程度变动。但是，如上所述，阱层220内的载流子局部分布于带隙能量较阱主体区域220b小的第2Ga富化区域220a内，电流于阱层220内优先稳定流入第2Ga富化区域220a之故，即使阱主体区域220b内的AlN摩尔分数些微变动，发光元件1的特性变动也能通过第2Ga富化区域220a加以抑制。

<发光元件的制造方法>

接着，对图4所例示的发光装置1的制造方法的一例加以说明。

首先，通过有机金属化合物气相沉积(MOVPE)法，使含于基底部10的AlN层12及含于发光元件构造部20的氮化物半导体层21～25在蓝宝石基板11上顺序外延生长并层叠。此时，作为供体杂质，n型包覆层21中例如掺杂Si，作为受体杂质，在电子阻挡层23、p型包覆层24、及p型接触层25中例如掺杂Mg。

本实施方式中，至少在AlN层12、n型包覆层21及活性层22(阱层220、势垒层221)的各表面为了暴露出平行于(0001)面的多阶状的平台，蓝宝石基板11使用主面11a相对于(0001)面以一定的范围内(例如0度至6度程度)的角度(偏角)倾斜且主面11a上暴露出多阶状的平台的微倾斜基板。

作为相关外延生长的条件，除了上述的微倾斜基板的(0001)蓝宝石基板11的使用，可列举例如易于暴露出多阶状的平台的生长速度(具体而言，例如通过适当设定生长温度、原料气体或载流子气体的供给量或流速等的诸条件，达成该生长速度)等。然而，此等诸条件根据成膜装置的种类或构造而不同，因此在成膜装置实际制作几个试样，确定此等条件即可。

作为n型包覆层21的生长条件，在生长开始之后立刻在形成于AlN层12的上表面的多阶状的平台间的阶差部(边界区域)，通过Ga的质量移动，形成第1Ga富化区域21a的生长开始点，接着，选择生长温度、生长压力、及供体杂质浓度，以使得伴随n型包覆层21的外延生长，第1Ga富化区域21a通过伴随于Ga的质量移动的偏析朝向斜上方生长。

具体而言，作为生长温度，优选为Ga的质量移动易于产生的1050℃以上且可调制良好n型AlGaN的1150℃以下。另外，生长温度超过1170℃时，Ga的质量移动会过剩，即使是第1准稳定AlGaN，由于AlN摩尔分数也易于随机变动，故难以稳定形成AlN摩尔分数为66.7％的准稳定AlGaN，因此并不优选。作为生长压力，将75Torr以下优选为良好的AlGaN的生长条件，作为成膜装置的控制界限，现实上10Torr以上为佳。供体杂质浓度是1×10

有机金属化合物气相沉积法所使用的原料气体(三甲基铝(TMA)气体、三甲基镓(TMG)气体、氨气)或载流气体的供给量及流速是将n型包覆层21整体的平均的AlN摩尔分数Xa作为目标值加以规定。在此，令n型主体区域21b的平均的AlN摩尔分数为Xb(＝69％～74％)，令AlN摩尔分数为66.7％的准稳定n型区域与AlN摩尔分数较66.7％微高的准稳定附近n型区域存在的第1Ga富化区域21a的平均的AlN摩尔分数为Xc(>66.7％)，若考虑Ga从n型主体区域21b向第1Ga富化区域21a的质量移动，则成为Xb>Xa>Xc，但占据n型包覆层21整体的第1Ga富化区域21a的体积比率小之故，可近似地设定为Xa＝Xb。

于第1Ga富化区域21a内稳定存在AlN摩尔分数为66.7％的准稳定n型区域，n型包覆层21的AlN摩尔分数的目标值Xa为69％～74％之故，准稳定n型区域的AlN摩尔分数50％与n型主体区域21b的平均的AlN摩尔分数Xb之差(Xc-66.7％)可稳定确保在2.3％以上，n型层内的载流子局部分布于带隙能量较n型主体区域21b小的第1Ga富化区域21a内。此外，目标值Xa之上限为74％之故，于n型主体区域21b内，不会支配性形成AlGaN组成比为Al

然而，供体杂质浓度无需一定针对n型包覆层21的膜厚而均匀控制于上下方向。例如可为n型包覆层21内的给定的薄的膜厚部分的杂质浓度比上述设定浓度低、例如被控制为不足1×10

以上述要领来形成具有第1Ga富化区域21a与n型主体区域21b的n型包覆层21时，于n型包覆层21的整个上表面，接着，通过有机金属化合物气相沉积(MOVPE)法等公知的外延生长法，形成活性层22(阱层220、势垒层221)、电子阻挡层23、p型包覆层24及p型接触层25等。

在活性层22的形成中，以与n型包覆层21同样的要领，在易于暴露出上述的多阶状的平台的生长条件下，将针对阱主体区域220b所设定的AlN摩尔分数(51％～54％或42％～45％)作为目标值，使阱层220生长，此外，将针对势垒主体区域221b所设定的AlN摩尔分数(68％～90％或100％)作为目标值，使势垒层221生长。

接着，通过反应性离子蚀刻等公知的蚀刻法，选择性蚀刻以上述要领层叠的氮化物半导体层21～25的第2区域R2，直至露出n型包覆层21的上表面，使n型包覆层21的上表面的第2区域R2部分露出。然后，通过电子束蒸镀法等公知的成膜法，于未蚀刻的第1区域R1内的p型接触层25上形成p电极26的同时，于蚀刻过的第1区域R2内的n型包覆层21上形成n电极27。然而，在p电极26及n电极27的一方或双方的形成后，通过RTA(瞬间热退火)等公知的热处理方法，进行热处理亦可。

然而，作为一例，发光元件1被倒装芯片安装于底座等的基台后，在通过硅酮树脂或非晶质氟树脂等给定的树脂(例如透镜形状的树脂)进行封闭的状态下加以使用。

接着，制作n型包覆层21的剖面观察用的试样，从该试样将具有垂直(或略垂直)于n型包覆层21的上表面的剖面的试样片以聚焦离子束(FIB)加工，参照附图来说明以扫描透射式电子显微镜(STEM)观察该试样片的结果。

该试样是根据上述的n型包覆层21等的制作要领，于包含上述的蓝宝石基板11与AlN层12的基底部10上顺序堆积n型包覆层21、活性层22、AlN摩尔分数比n型包覆层21高的AlGaN层、试样表面保护用的AlGaN层和保护用树脂膜而加以制作。然而，于该试样的制作中，使用基底部10，该基底部主面使用相对于(0001)面具有偏角的蓝宝石基板11且于AlN层12的表面暴露出多阶状的平台的。然而，该试样的制作中，n型包覆层21的膜厚设为2μm，令n型包覆层21的AlN摩尔分数的目标值为70％。此外，另外，使供体杂质浓度约为3×10

于图9示出上述试样片的剖面的高角度环形暗场(HAADF)-STEM像。图9是观察包含该试样片的AlN层12之上层部、n型包覆层21、及活性层22的n型包覆层21的整体的HAADF-STEM像。

HAADF-STEM像可获得与原子量成功比例的对比度，重的元素被明亮地示出。因此，对于n型包覆层21内的第1Ga富化区域21a与n型主体区域21b而言，AlN摩尔分数低的第1Ga富化区域21a要比n型主体区域21b明亮地被示出。HAADF-STEM像较通常的STEM像(明视野像)，更适于AlN摩尔分数的差的观察。

通过图9可知，于n型包覆层21内，AlN摩尔分数局部性低的层状区域的多个第1Ga富化区域21a分散存在于上下方向，各个第1Ga富化区域21a则于HAADF-STEM像的画面(试样片的剖面，相当于第1平面)上，在相对于n型包覆层21的上表面与该第1平面的交线倾斜的方向上延伸。各个第1Ga富化区域21a虽以线状朝向斜上方向延伸，但并非一定以直线状延伸，可知相对于上述交线的倾斜角在相同的第1Ga富化区域21a内会根据位置的不同而有所变化。另外，于图9所示剖面(相当于第1平面)中，可观察到第1Ga富化区域21a的一部分与其他的第1Ga富化区域21a交叉，或从其他的第1Ga富化区域21a分支。

本实施方式中，以2种分析方法(能量分散型X射线分光法(剖面TEM-EDX)的线分析与CL(阴极射线发光)法)进行上述试样片的n型包覆层21内的组成分析。

基于EDX法的组成分析(EDX测定)中，首先，在覆盖图9所示HAADF-STEM像的几乎全局的整个测定区域中，将电子射线探针(直径：约2nm)在纵方向(上下方向)及横方向(平行于第2平面的方向)进行扫描，以512×512的矩阵状，于纵方向及横方向取得以约4nm间隔分布的各探针位置的检测数据(对应于Al及Ga的各组成的X射线强度)。

接着，为了针对分散存在于整个测定区域的第1Ga富化区域21a进行基于EDX测定的线分析，如图10所示，于整个测定区域内设定大致正方形状(约420nm×约420nm)的6处测定区域A～F。图10在图9的HAADF-STEM像重叠示出表示各测定区域A～F的矩形框。6处各测定区域被设定成横亘HAADF-STEM像上所确认的至少1条第1Ga富化区域21a。另外，按每个测定区域来设定各测定区域的倾斜度，以使得测定区域内的至少1第1Ga富化区域21a的延伸方向与线分析的扫描方向正交。测定区域A～F的各倾斜度(整个测定区域的纵方向与各测定区域的纵方向所成的角度)约等于20°，严格来说并非一定完全相同。在此，与整个测定区域的纵方向及横方向不同，于图10的各测定区域A～F内，为了说明方便，令线分析的扫描方向为纵方向，令与扫描方向正交的方向为横方向。示于各测定区域内的中央的纵线示出扫描方向，该中央的横线示出设想存在上述至少1条第1Ga富化区域21a的位置，成为后述的组成分析结果的线分析的扫描位置的原点(0nm)。其中，对示出扫描方向的纵线附以箭头，指示AlN层12的方向。另外，扫描位置在中央的纵线上夹着上述原点地在上下方向上以约5nm间隔按各个测定区域A～F，在合计65～72点的范围内加以设定。

EDX测定中，照射的电子线探针的直径约小至2nm之故，空间分辨率虽高，从各探针位置放射的X射线微弱之故，本实施方式的线分析中，于各扫描位置累积从排列于横方向的多个探针位置所得的检测数据，成为各扫描位置的检测数据。然而，“排列于横方向”是指电子线探针的照射范围在各扫描位置中重叠于与上述纵线交叉并向横方向延伸的横线。

因此，在某扫描位置中，排列于横方向的多个探针位置的所有部分，位于第1Ga富化区域21a的准稳定n型区域内时，累积的检测数据可精度优异地示出准稳定n型区域的AlN摩尔分数。同样地，在某扫描位置中，排列于横方向的多个探针位置的所有部分位于n型主体区域21b时，累积的检测数据可精度优异地示出n型主体区域21b的AlN摩尔分数。

但是，在某扫描位置中，第1Ga富化区域21a的准稳定n型区域的延伸方向未与线分析的扫描方向正确正交的时，或第1Ga富化区域21a的准稳定n型区域的延伸方向弯曲等而为非直线状时等，排列于横方向的多个探针位置的一部分或各探针位置的探针范围(直径约2nm)的一部分位于准稳定n型区域以外的准稳定附近n型区域内或n型主体区域21b内时，累积的检测数据示出多个插针位置的平均AlN摩尔分数，示出较准稳定n型区域的AlN摩尔分数高的值。

同样地，在某扫描位置中，即使排列于横方向的多个探针位置的大半位于n型主体区域21b内，多个探针位置的一部分或各探针位置的探针范围(直径约2nm)的一部分位于通过n型主体区域21b内的Ga的质量移动产生的AlN摩尔分数局部为低或高的区域或n型主体区域21b以外的AlN摩尔分数局部为低的区域(第1Ga富化区域21a以外的层状区域、第1Ga富化区域21a内的准稳定n型区域或准稳定附近n型区域)内时，累积的检测数据示出多个探针位置的平均AlN摩尔分数，示出较n型主体区域21b的平均AlN摩尔分数(

于图11A～图11F，示出通过EDX测定的线分析进行图10所示的6处测定区域A～F的n型包覆层21内的组成分析的结果。图11A～图I1F所示的各测定区域A～F的组成分析结果的图表，横轴是示出沿着各测定区域的中央的纵线的扫描位置，纵轴示出AlN摩尔分数与GaN摩尔分数的测量结果。横轴的扫描位置的0nm示出示于各测定区域内的中央的横线的部位(设想存在至少1条第1Ga富化区域21a的位置)。扫描位置分别示出较原点(0nm)靠下侧(AlN层12侧)为正值，上侧(活性层22侧)为负值。

EDX测定中，如上所述，从探针位置放射的X射线微弱之故，于各扫描位置，即使于横方向累积探针位置的检测数据(各组成的X射线强度)，一般而言测量误差为大。例如，以AlN摩尔分数预先确定的AlN层12的AlN摩尔分数(100％)为基准进行校正时，各扫描位置的检测数据的测量误差成为基准的AlN层12附近时有±2～3％程度，伴随从AlN层12远离，测定精度则更为下降。为此，本实施方式中，于从AlN层12远离的区域中，将各扫描位置的测量误差抑制于±2～3％程度之故，使用与EDX测定所使用的试样片相同的试样片，进行基于拉瑟福德背向散射(RBS)分析法的n型包覆层21内的Al与Ga的组成分析，使用该RBS分析结果，校正EDX测定所得的结果。图11A～图11F所示的测定区域A～F的AlN摩尔分数与GaN摩尔分数示出该校正的结果。

通过图11A可确认，在测定区域A，在扫描位置的约-73nm～约-52nm的区域A1与扫描位置的约-36nm～约62nm的区域A2，存在第1Ga富化区域21a。区域A1内的5点的扫描位置的AlN摩尔分数是66.1％～68.4％(66.7％±2％内是4点、66.7％±1％内是3点)。区域A2内的20点的扫描位置的AlN摩尔分数是66.3％～68.7％(66.7％±1％内是16点)。然而，测定区域A的左上角的一部分重叠于含有较n型包覆层21高的AlN摩尔分数的AlGaN层的n型包覆层21的上层部分之故，在约-177nm以下的扫描位置中，AlN摩尔分数超过75％而增加。

通过图11B可确认，在测定区域B，在扫描位置的约-5nm～约5nm的区域B1、扫描位置的约71nm～约82nm的区域B2与扫描位置的约120nm～约137nm的区域B3，存在第1Ga富化区域21a。区域B1内的3点的扫描位置的AlN摩尔分数是67.0％～67.7％。区域B2内的3点的扫描位置的AlN摩尔分数是68.4％～68.7％。区域B3内的4点的扫描位置的AlN摩尔分数是66.6％～67.7％。

通过图11C可确认，在测定区域C，在扫描位置的约-189nm～约-167nm的区域C1、扫描位置的约-11nm～约11nm的区域C2与扫描位置的约156nm～约167nm的区域C3，存在第1Ga富化区域21a。区域C1内的5点的扫描位置的AlN摩尔分数是65.9％～68.6％(66.7％±1％内为3点)。区域C2内的5点的扫描位置的AlN摩尔分数是66.1％～68.0％(66.7％±1％内为4点)。区域C3内的3点的扫描位置的AlN摩尔分数是66.0％～68.6％(66.7％±1％内是2点)。

通过图11D可确认，在测定区域D，在扫描位置的约-184nm～约-163nm的区域D1、扫描位置的约-115nm～约-100nm的区域D2与扫描位置的约-5nm～约5nm的区域D3，存在第1Ga富化区域21a。区域D1内的5点的扫描位置的AlN摩尔分数是67.0％～68.6％(66.7％±1％内是3点)。区域D2内的4点的扫描位置的AlN摩尔分数是66.4％～68.9％(66.7％±1％内是3点)。区域D3内的3点的扫描位置的AlN摩尔分数是67.4％～68.4％(66.7％±1％内是1点)。

通过图11E可确认，在测定区域E，在扫描位置的约-26nm～约21nm的区域E1与扫描位置的约154nm～约159nm的区域E2，存在第1Ga富化区域21a。区域E1内的10点的扫描位置的AlN摩尔分数是65.9％～68.8％(66.7％±1％内是8点)。区域E2内的2点的扫描位置的AlN摩尔分数是67.9％～68.0％。然而，测定区域E的右上角的一部分重叠于AlN层12之故，在约190nm以上的扫描位置，AlN摩尔分数超过75％而增加。

通过图11F可确认，在测定区域F，在扫描位置的约-5nm～约10nm的区域F1，存在第1Ga富化区域21a。区域F1内的4点的扫描位置的AlN摩尔分数是67.1％～68.9％(66.7％±1％内是2点)。然而，测定区域F的右上角的一部分重叠于AlN层12之故，在约160nm以上的扫描位置，AlN摩尔分数超过75％而增加。

通过以上所述，考虑上述各扫描位置的±2～3％程度的测定误差及关于第1Ga富化区域21a示出排列于横方向的多个探针位置的平均AlN摩尔分数较准稳定n型区域的AlN摩尔分数为高的值的可能性，则可确认测定区域A～F的各区域A1、A2、B1～B3、C1～C3、D1～D3、E1、E2、F1的第1Ga富化区域21a内，有AlN摩尔分数66.7％的准稳定n型区域的存在。此外，可知第1Ga富化区域21a分别存在于接近n型包覆层21的上表面的上方部分的测定区域A及B、中央部分的测定区域C及D、接近AlN层12下方部分的测定区域E及F，于n型包覆层21内平均地分散存在。

此外，通过图11A～图11F，可确认测定区域A～F的各区域A1、A2、B1～B3、C1～C3、D1～D3、E1、E2、F1所邻接的n型主体区域21b内的AlN摩尔分数的大半为约70％～约74％的范围内。如上所述，EDX测定所使用的试样的n型包覆层21的AlN摩尔分数的目标值为70％之故，考虑各扫描位置的±2～3％程度的测定误差及关于n型主体区域21b示出向横方向排列的多个探针位置的平均AlN摩尔分数较n型主体区域21b的平均AlN摩尔分数为高或低的值的可能性，可知图11A～图11F精度优良地示出n型主体区域21b的AlN摩尔分数。

接着，说明以CL(阴极射线发光)法进行n型包覆层21内的第1Ga富化区域21a与n型主体区域21b的AlN摩尔分数的测定的结果。测定所使用的试样片与图9所示HAADF-STEM像的观察所使用的试样片同样地做成。

图12示出上述试样片的n型包覆层21内的剖面的扫描型电子显微镜(SEM)像。以该剖面内的虚线包围的测定区域(a～f)示出分别测定用所照射的电子束的入射区域。测定区域a及b位于距AlN层12的上表面约1600nm的距离，测定区域c及d位于距AlN层12的上表面约1000nm的距离，测定区域e及f位于距AlN层12的上表面约300nm的距离。于各测定区域内，将光束径50nm(直径)的电子束横方向移动，以50nm间隔照射各1次，合计照射10次，测定各照射的CL光谱。

图13将各测定区域(a～f)的10个CL光谱内平均了波长分布靠近短波长的2个CL光谱的第1CL光谱、和平均了波长分布靠近长波长的2个CL光谱的第2CL光谱按各个测定区域(a～f)分类示出。

各测定区域(a～f)内的10个电子束中心的两端间的分开距离是450nm之故，于10个照射区域内存在第1Ga富化区域21a与n型主体区域21b的双方。占据n型包覆层21整体的第1Ga富化区域21a的体积比率小之故，第1CL光谱主要示出n型主体区域21b的CL光谱。另一方面，第2CL光谱中，虽包含第1Ga富化区域21a的CL光谱，垂直于第1Ga富化区域21a的延伸方向的剖面的宽度平均约20nm程度之故，于光束径50nm的照射范围内部分性包含n型主体区域21b。因此，第2CL光谱成为第1Ga富化区域21a的CL光谱与n型主体区域21b的CL光谱的合成光谱。但是，即使波长分布靠近长波长的2个CL光谱的各电子束的中心位于第1Ga富化区域21a的宽度方向的中央时，照射范围内的中央部分的电子束集中于能量层级低的第1Ga富化区域21a，专门激发第1Ga富化区域21a的可能性高，第2CL光谱主要示出第1Ga富化区域21a的CL光谱。

在此，将第1CL光谱设为波长分布靠近短波长的2个CL光谱的平均、将第2CL光谱设为波长分布靠近长波长的2个CL光谱的平均的理由是，各测定区域的电子束的照射部位随机设定，靠近最短波长与靠近长波长的各1个CL光谱的照射范围于每测定区域不同之故，考虑测量结果在每测定区域大为参差，或有难以选择靠近最短波长与靠近长波长的各1个CL光谱的情形等，为了抑制每个测定区域的不均，机械性选择波长分布靠近短波长与靠近长波长的各2个CL光谱，以取得平均。

首先，对各测定区域(a～f)的第1CL光谱加以研讨。测定区域a中，发光波长的高台状的峰值区域向约247nm～约255nm的范围扩展。测定区域b中，发光波长的缓和峰值存在于约252nm附近，在该峰值波长的两侧的约247nm与约254nm附近，确认到起伏的存在。测定区域c中，发光波长的缓和峰值存在于约245nm～248nm附近。测定区域d中，发光波长的缓和峰值存在于约247nm附近。测定区域e中，发光波长的峰值存在于约248nm附近。测定区域f中，发光波长的峰值存在于约244nm附近，发光波长的高台状的峰值区域则向约242nm～245nm的范围扩展。

测定区域a～e的约247nm～约248nm的峰值波长及起伏换算成AlN摩尔分数时，相当于约69％～约70％，若考虑换算成AlN摩尔分数的约±3％程度的测定误差，则上述第1CL光谱的CL波长与n型主体区域21b的平均AlN摩尔分数Xb(

又，测定区域a～e的第1CL光谱中，约247nm～约248nm以上的长波长成分较该波长不足的短波长成分要多，可知在对应于各测定区域(a～e)的第1CL光谱的2个照射范围内产生Ga的质量移动。进而，测定区域a及b的第1CL光谱的约252nm～约255nm的峰值波长换算成AlN摩尔分数时，相当于约65％～约67％，可知与来自存在于第1Ga富化区域21a内的AlN摩尔分数为66.7％的准稳定n型区域的CL波长(约253nm)重复，在对应于测定区域a及b的第1CL光谱的2个照射范围内的一部分中包含通过Ga的质量移动形成的第1Ga富化区域21a。

测定区域f的约244nm附近的峰值波长换算成AlN摩尔分数时，相当于约72％，较n型主体区域21b的平均AlN摩尔分数Xb(

接着，对各测定区域(a～f)的第2CL光谱加以研讨。测定区域a中，发光波长的峰值存在于约252nm附近。测定区域b中，发光波长的峰值存在于约253nm附近。测定区域c中，发光波长的缓和峰值存在于约251nm～252nm附近。测定区域d中，发光波长的峰值存在于约252nm附近。测定区域e中，发光波长的高台状的峰值区域则向约249nm～约252nm的范围扩展。测定区域f中，发光波长的缓和峰值存在于约247nm～249nm附近，在该峰值波长的两侧的约244nm与约252nm附近，确认到起伏的存在。

测定区域a～e的约252nm～约253nm的峰值波长换算成AlN摩尔分数时，相当于约66.7％～约67％，若考虑换算成AlN摩尔分数的约±3％程度的测定误差，则与存在于第1Ga富化区域21a内的AlN摩尔分数为66.7％的准稳定n型区域所对应的CL波长(约253nm)为一致。又，测定区域e的高台状的峰值区域的约249nm的波长换算成AlN摩尔分数时，相当于约69％，若考虑换算成AlN摩尔分数的约±3％程度的测定误差，则与n型主体区域21b的平均AlN摩尔分数Xb(

由图13及上述说明可知，测定区域a～f的各第2CL光谱作为第1Ga富化区域21a内的准稳定n型区域与AlN摩尔分数较该准稳定n型区域微高的准稳定附近n型区域的各CL光谱、和n型主体区域21b的CL光谱的合成光谱加以显现。测定区域a～d中，占该合成光谱的n型主体区域21b的CL光谱的比例小。另一方面，测定区域e中，占该合成光谱的n型主体区域21b的CL光谱的比例较测定区域a～d为大，为与准稳定n型区域的CL光谱的比例相当的程度，进而，在测定区域f中，较测定区域e为大。

以上，通过图13所示的各测定区域a～f的第1CL光谱，可知n型主体区域21b的AlN摩尔分数与n型包覆层21的AlN摩尔分数的目标值70％几近一致。此外，通过各测定区域a～f的第2CL光谱可知，于第1Ga富化区域21a，包含AlN摩尔分数为66.7％的准稳定n型区域的同时，存在AlN摩尔分数较准稳定n型区域为高的准稳定附近n型区域。另外，示于图13的各测定区域a～f的第1及第2CL光谱所示的分析结果虽由于分析法的不同所造成空间分辨率等有所差异，与示于图11A～图11F的基于EDX测定的分析结果相当符合。

然而，从图13所示的各测定区域a～f的第2CL光谱，发现第1Ga富化区域21a内的准稳定n型区域的存在比率，有关连于n型包覆层21内的部位而变化的倾向，但由于不确定的部分仍多之故，详细的检讨则省略。

在此，假使接近n型包覆层21内的AlN层12的区域，准稳定n型区域的存在比率变小时，本发明的效果并非一定会减低。如上所述，n型包覆层21内的载流子(电子)局部分布于第1Ga富化区域21a内，于n型包覆层21内，电流优先稳定流入第1Ga富化区域，可达成发光元件的特性变动的抑制。但是，发光区域的活性层22位于n型包覆层21之上侧之故，上述局部分布的效果在与n型包覆层21的活性层22接触的上表面附近变得明显，因此，在接近n型包覆层21内的AlN层12的区域，上述局部分布即使不充分，同样可达到发光元件的特性变动的抑制。此外，图4所示的元件构造中，较n型包覆层21内的下层侧，正向电流多流于上层侧之故，在接近n型包覆层21内的AlN层12的区域，上述局部分布不充分的影响几乎不存在。

然而，关于阱层220，未进行图11A～图11F及图13所示的基于EDX法及CL法的组成分析。阱层220的膜厚极薄至2个晶胞～7个晶胞之故，基本上不适于基于EDX法的组成分析。另一方面，阱层220的CL光谱的测定需瞩目的部分与n型包覆层21的基于CL法的组成分析不同，邻接于阱层220的势垒层221、n型包覆层21、及电子阻挡层的AlN摩尔分数较阱层220的倾斜区域BA(第2Ga富化区域220a)的AlN摩尔分数(50％或41.7％)，约高17％程度。为此，朝向阱层220的倾斜区域BA照射的电子束的束径大至50nm，电子束中央的高能量电子集中于能量状态低的阱层220的倾斜区域BA之故，可使用CL法正确测量阱层220的倾斜区域BA的发光波长。

[第2实施方式]

上述第1实施方式中，势垒层221在以AlN摩尔分数非100％的AlGaN系半导体构成时，作为一例，示出令势垒层221的包含第3Ga富化区域221a的整体AlN摩尔分数成为66.7％～90％的范围内，令势垒主体区域221b的AlN摩尔分数成为68％～90％的范围内，为了确保第3Ga富化区域221a的载流子的局部分布效果，令第3Ga富化区域221a与势垒主体区域221b的AlN摩尔分数差成为1％以上。

第2实施方式中，与第1实施方式的n型包覆层21的第1Ga富化区域21a及阱层220的第2Ga富化区域220a同样地，势垒层221的第3Ga富化区域221a亦优选以第1或第2准稳定AlGaN构成。在此，势垒层221整体的AlN摩尔分数为66.7％～90％的范围内之故，可适用于第3Ga富化区域221a的第1准稳定AlGaN是AlGaN组成比成为整数比的Al

然而，图6及图7所示的阱层220的发光波长的模拟结果中，势垒层221的第3Ga富化区域221a的AlN摩尔分数设想为66.7％、75％及83.3％的3种的情形，但此等情形相当于AlGaN组成比为Al

以准稳定AlGaN的Al

势垒层221的第3Ga富化区域221a及势垒主体区域221b的制造方法如上所述，以与n型包覆层21同样的要领，将针对势垒主体区域221b设定的AlN摩尔分数作为目标值，在易于暴露出多阶状的平台的生长条件下，使势垒层221生长。

于第3Ga富化区域221a内，使作为第1准稳定AlGaN的Al

因此势垒层221的AlN摩尔分数的目标值Xd设定成较形成于第3Ga富化区域221a内的准稳定AlGaN(目标准稳定AlGaN)的AlN摩尔分数高1％以上且不足较该目标准稳定AlGaN的AlN摩尔分数大的最接近的准稳定AlGaN的AlN摩尔分数的范围内。为此，与n型包覆层21的第1Ga富化区域21a同样地，伴随于第3Ga富化区域221a内稳定形成目标准稳定AlGaN，作为第3Ga富化区域221a与势垒主体区域221b的AlN摩尔分数差，确保在1％以上，势垒层221内的载流子局部分布于带隙能量较势垒主体区域221b小的第3Ga富化区域221a内。

通过将第3Ga富化区域221a以稳定度高的准稳定AlGaN构成，抑制起因于晶体生长装置的漂移等的混晶摩尔分数的变动，于势垒层221内产生载流子的局部分布的第3Ga富化区域221a，则以对应于使用的准稳定AlGaN的AlN摩尔分数稳定地形成。此结果，与n型包覆层21内同样地，于势垒层221内，电流优先稳定流入第3Ga富化区域221a，更可达成发光元件1的特性变动的抑制。

[其他实施方式]

以下，对于上述第1及第2实施方式的变形例加以说明。

(1)上述第1及第2实施方式中，设想活性层22以交替层叠AlGaN系半导体所构成的2层以上的阱层220和AlGaN系半导体或AlN系半导体所构成的1层以上的势垒层221的多量子阱构造来构成的情形，但活性层22是阱层220为仅1层的单一量子阱构造，不具备势垒层221(量子势垒层)的构成亦可。对于相关单一量子阱构造，同样明确可发挥以上述各实施方式所采用n型包覆层21所造成的效果。

(2)上述实施方式中，作为n型包覆层21的生长条件的一例，说明对应构成n型包覆层21的n型AlGaN层整体的平均AlN摩尔分数来设定有机金属化合物气相沉积法所使用的原料气体或载流气体的供给量及流速。即，n型包覆层21整体的平均AlN摩尔分数于上下方向设定成一定值时，设想上述原料气体等的供给量及流速是被控制为一定的情形。但是，上述原料气体等的供给量及流速并未一定要控制成一定。

(3)上述实施方式中，作为一例，第1区域R1及p电极26的俯视形状虽采用梳形形状，但该俯视形状并未限定于梳形形状。另外，可为存在多个第1区域R1且分别被1个第2区域R2包围的俯视形状亦可。

(4)于上述实施方式中，虽例示使用主面相对于(0001)面具有偏角的蓝宝石基板11，于AlN层12的表面，使用暴露出多阶状的平台的基底部10的情形，该偏角的大小或设置偏角的方向(具体而言，倾斜(0001)面的方向，例如m轴方向或a轴方向等)是在AlN层12的表面暴露出多阶状的平台，只要形成第1Ga富化区域21a的生长开始点，可任意加以决定。

(5)上述实施方式中，作为发光元件1，如图1所例示的那样，虽例示了具备包含蓝宝石基板11的基底部10的发光元件1，但可通过掀离等将蓝宝石基板11(还有含于基底部10的一部分或全部的层)加以除去。此外，构成基底部10的基板并未限定于蓝宝石基板。

-工业可用性-

本发明可利用于构成为具备将包含纤锌矿构造的AlGaN系半导体的n型层、活性层及p型层层叠于上下方向的发光元件构造部的氮化物半导体紫外线发光元件。

-符号说明-

1：氮化物半导体紫外线发光元件

10：基底部

11：蓝宝石基板

11a：蓝宝石基板的主面

12：AlN层

20：发光元件构造部

21：n型包覆层(n型层)

21a：第1Ga富化区域(n型层)

21b：n型主体区域(n型层)

22：活性层

220：阱层

220a：第2Ga富化区域

220b：阱主体区域

221：势垒层

221a：第3Ga富化区域

221b：势垒主体区域

23：电子阻挡层(p型层)

24：p型包覆层(p型层)

25：p型接触层(p型层)

26：p电极

27：n电极

100：基板

101：AlGaN系半导体层

102：模板

103：n型AlGaN系半导体层

104：活性层

105：p型AlGaN系半导体层

106：p型接触层

107：n电极

108：p电极

BL：第1区域与第2区域的边界线

BA：边界区域(倾斜区域)

R1：第1区域

R2：第2区域

T：平台

TA：平台区域。