TWI881114B - 氮化物半導體紫外線發光元件及其製造方法 - Google Patents

Abstract

氮化物半導體紫外線發光元件係具備閃鋅礦構造之AlGaN系半導體所成n型層、活性層、及p型層，層積於上下方向之發光元件構造部，n型層係以n型AlGaN系半導體所構成，活性層係包含以AlGaN系半導體所構成之1層以上之阱層，p型層係以p型AlGaN系半導體所構成，n型層與活性層內之各半導體層則具有形成平行於(0001)面之多段狀之平台之表面的磊晶成長層，n型層則在n型層內一樣地分散存在之局部AlN莫耳分率為低之層狀領域中，具有包含AlGaN組成比為整數比之Al ₂Ga ₁N ₃之n型AlGaN領域的複數之第1Ga富化領域，阱層則在阱層內一具有局部AlN莫耳分率為低之第2Ga富化領域，於第2Ga富化領域內，存在AlGaN組成比成為整數比之Al ₁Ga ₁N ₂或Al ₅Ga ₇N ₁₂之AlGaN領域。

Description

氮化物半導體紫外線發光元件及其製造方法

本發明係有關具備閃鋅礦構造之AlGaN系半導體所成n型層、活性層、及p型層，層積於上下方向之發光元件構造部而成之氮化物半導體紫外線發光元件及其製造方法。

一般而言，多數存在氮化物半導體發光元件係於藍寶石等之基板上，經由磊晶成長，形成複數之氮化物半導體層所成發光元件構造者。氮化物半導體層係以一般式Al_1-x-yGa_xIn_yN(0≦x≦1,0≦y≦1,0≦x+y≦1)加以表示。

發光二極體之發光元件構造係於n型氮化物半導體層與p型氮化物半導體層之2個包覆層之間，具有挾持有經由氮化物半導體層所成活性層之雙異質構造。活性層為AlGaN系半導體之時，經由調整AlN莫耳分率(亦稱為Al組成比)，將能帶隙能量，調整在將GaN與AlN所取得能帶隙能量(約3.4eV與約6.2eV)各別成為下限及上限之範圍內，得發光波長約200nm至約365nm之紫外線發光元件。具體而言，藉由自p型氮化物半導體層朝向n型氮化物半導 體層，流動順方向電流，於活性層，產生載體(電子及電洞)之再結合所成對應上述能帶隙能量之發光。將該順方向電流從外部供給之故，於p型氮化物半導體層上，設置p電極，於n型氮化物半導體層上，設置n電極。

活性層為AlGaN系半導體之時，挾有活性層之n型氮化物半導體層與p型氮化物半導體層係以較活性層高AlN莫耳分率之AlGaN系半導體加以構成。但是，高AlN莫耳分率之p型氮化物半導體層係難以形成與p電極良好之歐姆接觸之故，於p型氮化物半導體層之最上層，一般進行形成可與低AlN莫耳分率之p型AlGaN系半導體(具體而言p-GaN)所成p電極良好歐姆接觸之p型連接層。此p型連接層係AlN莫耳分率較構成活性層之AlGaN系半導體為小之故，從活性層朝向p型氮化物半導體層側射出之紫外線係在該p型連接層被吸收，無法有效取出至元件外部。為此，活性層為AlGaN系半導體之一般之紫外線發光二極體係採用圖14模式性顯示元件構造，可將自活性層朝向n型氮化物半導體層側射出之紫外線，有效取出至元件外部(例如參照下述之專利文獻1及2等)。

如圖14所示，一般之紫外線發光二極體係於藍寶石基板等之基板100上，堆積AlGaN系半導體層101(例如，AlN層)形成之模板102上，順序堆積n型AlGaN系半導體層103、活性層104、p型AlGaN系半導體層105、及、p型連接層106，將活性層104與p型AlGaN系半導體層105與p型連接層106之一部分，直至露出n型AlGaN系半導體層 103進行蝕刻除去，於n型AlGaN系半導體層103之露出面，將n電極107，在於p型連接層106之表面，各別形成p電極108而構成。

又，為提高活性層內之載子再結合所成發光效率(內部量子效率)，實施將活性層成為多重量子井構造，於活性層上，設置電子阻障層等。

另一方面，有報告顯示於以n型AlGaN系半導體層構成之包覆層內，產生Ga偏析造成之組成調製，對於包覆層表面在向斜方向延伸之局部，形成AlN莫耳分率低之層狀領域(例如，參照下述之專利文獻3、非專利文獻1、2等)。局部AlN莫耳分率低之AlGaN系半導體層係能帶隙能量亦局部變小之故，於專利文獻3中，有報告顯示該包覆層內之載子則易於局部存在化於層狀領域，可對於活性層提供低阻抗之電流路徑，可達成紫外線發光二極體之發光效率的提升。

[先前技術文獻] [專利文獻]

[專利文獻1]國際公開第2014/178288號公報

[專利文獻2]國際公開第2016/157518號公報

[專利文獻3]國際公開第2019/159265號公報

[非專利文獻]

[非專利文獻1] Y. Nagasawa, et al., "Comparison of Al_xGa_1-xN multiple quantum wells designed for 265 and 285nm deep-ultraviolet LEDs grown on AlN templates having macrosteps", Applied Physics Express 12, 064009 (2019)

[非專利文獻2] 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)

以AlGaN系半導體構成之紫外線發光元件係於藍寶石基板等之基板上，例如經由有機金屬化合物氣相成長(MOVPE)法等之周知之磊晶成長法加以製作。但是，生產紫外線發光元件之時，紫外線發光元件之特性(發光波長、插座效率、順方向偏壓等之特性)係接受結晶成長裝置之漂移之影響而變動之故，不一定容易以安定之產率加以生產。

結晶成長裝置之漂移係承載盤或處理室之壁等之附著物之原因，起因於改變結晶成長部位之實效溫度等而產生。為此，為抑制漂移，以往係檢討成長履歷，雖然有經驗者經由微妙改變設定溫度或原料氣體之組成，或固定一定期間之成長歷程，清掃等之維護亦在一定期間同樣加以實施等之努力，但仍難以完全排除漂移。

本發明係有鑑於上述之問題點而成，該目的係提供可進行起因於結晶成長裝置之漂移等之特性變動之被抑制之安定生產之氮化物半導體紫外線發光元件。

本發明係為達成上述目的，提供具備閃鋅礦構造之AlGaN系半導體所成n型層、活性層、及p型層層積於上下方向之發光元件構造部而成之氮化物半導體紫外線發光元件中，前述n型層係以n型AlGaN系半導體所構成，配置於前述n型層與前述p型層之間之前述活性層，則具有包含AlGaN系半導體所構成之1層以上之阱層的量子井構造，前述p型層係以p型AlGaN系半導體所構成，前述n型層與前述活性層內之各半導體層則具有形成平行於(0001)面之多段狀之平台之表面的磊晶成長層，前述n型層則在前述n型層內一樣地分散存在之局部AlN莫耳分率為低之層狀領域中，具有包含AlGaN組成比為整數比之Al₂Ga₁N₃之n型AlGaN領域的複數之第1Ga富化領域，與前述n型層之上面正交之第1平面上之前述第1Ga富化領域之各延伸方向則對於前述n型層之前述上面與前述第1平面之交線而言傾斜，前述阱層之前述多段狀之平台之鄰接之平台間之邊界領域部分則具有在同樣前述阱層內局部AlN莫耳分率為低之第2Ga富化領域，於前述第2Ga富化領域內，存在AlGaN組成比成為整數比之Al₁Ga₁N₂或Al₅Ga₇N₁₂之AlGaN領域為特徵之氮化物半導體紫外線發光元件。

更且，本發明係為達成上述目的，提供具備閃鋅礦構造之AlGaN系半導體所成n型層、活性層、及p型層層積於上下方向之發光元件構造部而成之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法中，具有對於(0001)面而言，於包含具有僅傾斜特定的角度之主面之藍寶石基板之基材部上，磊晶成長n型AlGaN系半導體之前述n型層，於前述n型層之表面，表現出平行於(0001)面之多段狀之平台的第1工程、於前述n型層之上，磊晶成長含1層以上以AlGaN系半導體所構成之阱層的量子井構造之前述活性層，於前述阱層之表面，表現出平行於(0001)面之多段狀之平台的第2工程、於前述活性層之上，將p型AlGaN系半導體之前述p型層，經由磊晶成長而形成的第3工程；於前述第1工程中，在前述n型層內一樣地分散存在之局部AlN莫耳分率為低之層狀領域中，將包含AlGaN組成比成為整數比之Al₂Ga₁N₃之n型AlGaN領域的複數之第1Ga富化領域，以朝向斜上方延伸之方式，進行成長，於前述第2工程中，於前述阱層之前述多段狀之平台之鄰接之平台間之邊界領域部分，形成在同樣前述阱層內局部AlN莫耳分率為低之第2Ga富化領域，於前述第2Ga富化領域內，成長AlGaN組成比成為整數比之Al₁Ga₁N₂或Al₅Ga₇N₁₂之AlGaN領域為特徵之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法。

然而，AlGaN系半導體雖以一般式Al_1-xGa_xN(0≦x≦1)加以表示，令能帶隙能量在可取得GaN與AlN之能帶隙能量，各別成為下限及上限之範圍內，可微量含有B或In等之3族元素或P等之5族元素等之不純物。又，GaN系半導體雖為基本上以Ga與N構成之氮化物半導體，亦可微量含有Al、B或In等之3族元素或P等之5族元素等之不純物。又，AlN系半導體雖為基本上以Al與N構成之氮化物半導體，亦可微量含有Ga、B或In等之3族元素或P等之5族元素等之不純物。因此，本發明中，GaN系半導體及AlN系半導體係各別為AlGaN系半導體之一部分。

更且，n型或p型AlGaN系半導體係做為供體或受體不純物，摻雜Si或Mg等之AlGaN系半導體。本發明中，未明記p型及n型之AlGaN系半導體係意味未摻雜之AlGaN系半導體，但即使未摻雜，可含有不可避免混入程度之微量之供體或受體不純物。又，第1平面係非在前述n型層之製造過程中，與具體形成之露出面或其他之半導體層之邊界面，為將前述n型層內平行延伸於上下方向之假想平面。更且，於本說明書中，AlGaN系半導體層、GaN系半導體層及AlN系半導體層係各別以AlGaN系半導體、GaN系半導體及AlN系半導體加以構成之半導體層。

根據上述特徵之氮化物半導體紫外線發光元件或上述特徵之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法時，如以下之說明，利用各別形成於n型層內之第1Ga富化領域及阱層內之第2Ga富化領域之後述之準安定AlGaN， 抑制起因於結晶成長裝置之漂移等之特性變動，可期待安定生產具有所期望發光特性之氮化物半導體紫外線發光元件。

首先，對於AlGaN組成比為特定之整數比所表示之「準安定AlGaN」加以說明。

通常，AlGaN等之三元混晶係隨機混合3族元素(Al和Ga)之結晶狀態，近似「隨機不均勻(random nonuniformity)」加以說明。但是，Al之共有結合半徑與Ga之共有結合半徑不同之故，於結晶構造中，Al與Ga之原子排列之對稱性高者，一般而言成為安定之構造。

閃鋅礦構造之AlGaN系半導體係存在有無對稱性之隨機排列與安定之對稱排列之2種排列。在此，以一定之比率，顯現對稱排列成為支配之狀態。後述之AlGaN組成比(Al與Ga與N之組成比)以特定之整數比所表示之「準安定AlGaN」中，發現Al與Ga之週期性之對稱排列構造。

該週期性對稱排列構造中，對於結晶成長面僅些微增加Ga供給量，由於對稱性高之故，成為能量上若干安定之混晶莫耳分率，可防止易於質量移動(mass transfer)之Ga，極端增加場所之增殖。即，經由利用形成於n型層內之第1Ga富化領域之「準安定AlGaN」之性質，做為AlGaN系半導體，即使產生起因於結晶成長裝置之漂移等之混晶莫耳分率之變動，如後所述仍可局部抑制對於活性層提供低阻抗之電流路徑之第1Ga富化領域之混晶莫 耳分率之變動。此結果，可實現從n型層至活性層內之安定之載子供給，抑制裝置特性之變動的結果，可期待安定生產發揮所期望特性之氮化物半導體紫外線發光元件。

接著，對於Al與Ga在(0001)面內成為週期性之對稱排列之AlGaN組成比加以說明。

於圖1，於AlGaN之c軸方向顯示1單元晶胞(2單原子層)之模式圖。於圖1中，白圈係顯示3族元素之原子(Al、Ga)所在之位置，黑圈係顯示5族元素之原子(N)所在之位置。

於圖1中，以六角形所示之3族元素之位置面(A3面、B3面)，及5族元素之位置面(A5面、B5面)係皆平行於(0001)面。A3面與A5面(總稱為A面)之各位置中，於六角形之各頂點存在6個位置，於六角形之中心，存在1個位置。對於B3面與B5面(總稱為B面)亦相同，於圖1中，僅圖示存在於B面之六角形內之3個位置。A面之各位置係重疊於c軸方向，B面之各位置係重疊於c軸方向。但是，B5面之1個位置之原子(N)係位於B5面之上側之A3面之3個位置之原子(Al、Ga)、和位於B5面之下側之B3面之1個位置之原子(Al、Ga)形成4配位結合，B3面之1個位置之原子(Al、Ga)係位於B3面之上側之B5面之1個位置之原子(N)、和位於B3面之下側之A5面之3個位置之原子(N)形成4配位結合之故，如圖1所示，A面之各位置係不與B面之各位置在c軸方向重疊。

圖2係做為將A面之各位置與B面之各位置之 間之位置關係，從c軸方向所視平面圖加以圖示者。A面及B面，六角形之6個各頂點係經由鄰接之其他之2個六角形被共有，中心之位置係與其他之六角形未共有之故，於1個之六角形內，實質性存在3原子分之位置。因此，每1單元晶胞，3族元素之原子(Al、Ga)之位置則存在6個，5族元素之原子(N)之位置則存在6個。因此，做為除了GaN與AlN以整數比表示之AlGaN組成比，存在以下之5個情形。

1)Al₁Ga₅N₆、2)Al₂Ga₄N₆(=Al₁Ga₂N₃)、3)Al₃Ga₃N₆(=Al₁Ga₁N₂)、4)Al₄Ga₂N₆(=Al₂Ga₁N₃)、5)Al₅Ga₁N₆。

於圖3，模式性顯示上述5個組合之3族元素之A3面與B3面。Ga為以黑圈，Al為以白圈顯示。

圖3(A)所示Al₁Ga₅N₆之時，於A3面之6個頂點位置與B3面之6個頂點位置與1個中心位置，位有Ga，於A3面之1個中心位置，位有Al。

圖3(B)所示Al₁Ga₂N₃之時，於A3面及B3面之3個頂點位置與1個中心位置，位有Ga，於A3面及B3面之3個頂點位置，位有Al。

圖3(C)所示Al₁Ga₁N₂之時，於A3面之3個頂點位置與1個中心位置與B3面之3個頂點位置，位有Ga，於A3面之3個頂點位置與B3面之3個頂點位置與1個中心位置，位有Al。

圖3(D)所示Al₂Ga₁N₃之時，於A3面及B3面之3個頂點位置，位有Ga，於A3面及B3面之3個頂點位置與1 個中心位置，位有Al。此係相等於替換圖3(B)所示Al₁Ga₂N₃之時之Al與Ga之位置。

圖3(E)所示Al₅Ga₁N₆之時，於A3面之1個中心位置，位有Ga，於A3面之6個頂點位置與B3面之6個頂點位置與1個中心位置，位有Al。此係相等於替換圖3(A)所示Al₁Ga₅N₆之時之Al與Ga之位置。

於圖3(A)~(E)之各圖，可知假想於六角形之6個之頂點之任1個中心移動之其他六角形時，與於A3面之6個頂點位置，位有Al或Ga，以及於A3面之3個頂點位置與1個中心位置，位有Al或Ga等效，於A3面之1個中心位置，位有Al或Ga係與於A3面之3個頂點位置，位有Al或Ga等效。有關於B3面亦相同。又，於圖3(A)、(C)及(E)之各圖，替換A3面與B3面亦可。

圖3(A)~(E)之各圖中，不論是A3面與B3面之任一者，Al與Ga之原子排列係維持對稱性。又，即使移動六角形之中心，Al與Ga之原子排列係維持對稱性。

更且，於圖3(A)~(E)之A3面與B3面，六角形之位置面重覆配置成蜂巢狀時，在平行於(0001)面之方向，例如於[11-20]方向、[10-10]方向，觀看各位置時，出現Al與Ga則週期性重覆就位，或Al與Ga之任一方連續就位之狀態。因此，皆成為週期性對稱性之原子排列。

在此，將對應於上述1)~5)之AlGaN組成比之AlN莫耳分率x1(x1=1/6,1/3,1/2,2/3,5/6)之Al_x1Ga_1-x1N，為了說明之方便，稱為「第1之準安定AlGaN」。第1之準 安定AlGaN係Al與Ga之原子排列成為週期性之對稱排列，成為能量上安定之AlGaN。

接著，將圖1所示六角形所示位置面擴張於2單元晶胞(4單原子層)時，3族元素之位置面(A3面、B3面)與5族元素之位置面(A5面、B5面)則各別存在2個，每2單元晶胞，3族元素之原子(Al、Ga)之位置則存在12個，5族元素之原子(N)之位置則存在12個。因此，做為除了GaN與AlN以整數比表示之AlGaN組成比，除了上述1)~5)之AlGaN組成比以外，存在以下之6個組合。

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)。

但是，此等6)~11)之6個之AlGaN組成比係組合位於該前後之第1之準安定AlGaN、GaN及AlN內之2個之AlGaN組成比而成之故，c軸方向之對稱性混亂之可能性高之故，雖較第1之準安定AlGaN安定度下降，但A3面及B3面內之Al與Ga之原子排列之對稱性係與第1之準安定AlGaN相同，較隨機非對稱排列狀態之AlGaN安定度為高。在此，將對應於上述6)~11)之AlGaN組成比之AlN莫耳分率x2(x2=1/12,1/4,5/12,7/12,3/4,11/12)之Al_x2Ga_1-x2N，為了說明之方便，稱為「第2之準安定AlGaN」。經由以上，第1及第2之準安定AlGaN係成為較結晶構造中之Al與Ga之原子排列之對稱性安定之構造。以下，將第1及第2 之準安定AlGaN，總稱為「準安定AlGaN」。

要將AlGaN維持一定之結晶品質加以成長，需以1000℃以上之高溫進行結晶成長。但是，Ga係於結晶表面之位置，原子到達後，在1000℃以上想定為亂動。另一方面，Al係與Ga不同，易於吸附於表面，進入位置之後之移動，雖多少會有移動，但被強力限制。

因此，即使為準安定AlGaN，上述1)之Al₁Ga₅N₆、上述6)之Al₁Ga₁₁N₁₂、及、上述7)之Al₁Ga₃N₄係AlN莫耳分率皆為25%以下，Ga之組成比為高之故，1000℃附近之成長溫度中，Ga之移動則激烈，原子排列之對稱性則混亂，Al與Ga之原子排列係接近隨機狀態，上述之安定度則較其他之準安定AlGaN下降。

接著，對於「第1Ga富化領域」加以說明。上述特徵之氮化物半導體紫外線發光元件及氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法中，n型層與活性層內之各半導體層則具有形成平行於(0001)面之多段狀之平台之表面的磊晶成長層之故，於n型層內，易於質量移動，Ga係移動平台領域上，集中於鄰接之平台間之邊界領域，形成較平台領域AlN莫耳分率低之領域。該邊界領域則伴隨n型層之n型AlGaN層之磊晶成長，對於(0001)面朝向斜上方延伸，局部AlN莫耳分率低之層狀領域則於n型層內一樣分散而形成。在此，Ga之質量移動量充分為大時，該層狀領域則成為包含AlGaN組成比為Al₂Ga₁N₃之準安定AlGaN之n型AlGaN領域之第1Ga富化領域。

於第1Ga富化領域內，藉由存在AlGaN組成比為Al₂Ga₁N₃之準安定AlGaN，對於第1Ga富化領域內之Ga供給量之變動，則於該準安定AlGaN被吸收。即，於第1Ga富化領域內，增加Ga供給量時，準安定AlGaN則增加，減少Ga供給量時，減少準安定AlGaN，就結果而言，抑制第1Ga富化領域內之AlN莫耳分率之變動。因此，於第1Ga富化領域內，吸收起因於結晶成長裝置之漂移等之Ga供給量之變動，安定形成AlGaN組成比為Al₂Ga₁N₃(AlN莫耳分率為66.7%(3分之2))之準安定AlGaN。即，對於該Ga供給量之變動，抑制第1Ga富化領域內之AlN莫耳分率之變動。本說明書中，適切地，將3分之2之AlN莫耳分率以百分率表記之時，近似上以66.7%表示。

惟，如上所述，於AlGaN之結晶成長中，通常可混合存在獲得隨機非對稱排列之狀態、和規則對稱排列之狀態之故，於第1Ga富化領域內，規則對稱排列狀態之AlN莫耳分率為66.7%之準安定AlGaN之領域被安定形成的同時，混合存在AlN莫耳分率自66.7%些微(例如0~3%程度)變動之領域。因此，第1Ga富化領域內之AlN莫耳分率係集中於AlGaN組成比為Al₂Ga₁N₃之準安定AlGaN之AlN莫耳分率(66.7%)之附近分布。

經由n型層內局部AlN莫耳分率低之層狀領域之第1Ga富化領域被安定形成，n型層內載子係於n型層內，局部存在化於能帶隙能量小之第1Ga富化領域內，於n型層內，電流則優先安定流入第1Ga富化領域，達到氮化 物半導體紫外線發光元件之特性變動之抑制。

更且，起因於結晶成長裝置之漂移等之Ga供給量之變動，在第1Ga富化領域內被吸收之故，n型層內之AlN莫耳分率之變動寬度之下限係限制於準安定AlGaN之AlN莫耳分率(66.7%)之附近。即，抑制n型層內之AlN莫耳分率較66.7%之附近更小之領域之形成之故，來自阱層之發光之一部分則在該領域被吸收，防止發光效率之下降。

接著，對於「阱層」及「第2Ga富化領域」加以說明。n型層與活性層內之各半導體層係具有形成平行於(0001)面之多段狀之平台之表面之磊晶成長層之故，阱層之多段狀之平台之鄰接之平台間之邊界領域則成為對於連結鄰接之平台間之(0001)面傾斜之傾斜領域(參照上述非專利文獻1及2)。然而，該傾斜領域係集合多數之階梯(1單元晶胞之階差)及巨型階梯(複數單元晶胞之階差)之構成，於傾斜領域表現出階梯狀之(0001)面係與多段狀之平台之平台面區分。

伴隨向階梯流動成長之平台邊緣之側面之橫方向成長，阱層上面之平台則對阱層下面之平台向橫方向移動之故，阱層之該傾斜領域之膜厚係較傾斜領域以外之平台領域之膜厚為厚。更且，與於n型層內形成局部AlN莫耳分率低之第1Ga富化領域相同地，於阱層內之該傾斜領域，形成局部AlN莫耳分率低之第2Ga富化領域。在此，Ga之質量移動量充分為大時，於第2Ga富化領域內，形成AlGaN組成比為Al₁Ga₁N₂或Al₅Ga₇N₁₂之準安定AlGaN之 AlGaN領域。

即，做為對安定形成於第1Ga富化領域內之AlN莫耳分率為66.7%之準安定AlGaN而言，形成於第2Ga富化領域內之準安定AlGaN之適切組合，AlGaN組成比則存在Al₁Ga₁N₂與Al₅Ga₇N₁₂之2個準安定AlGaN。

於第2Ga富化領域內，藉由存在AlGaN組成比為Al₁Ga₁N₂或Al₅Ga₇N₁₂之準安定AlGaN，對於第2Ga富化領域內之Ga供給量之變動，則於該準安定AlGaN被吸收。即，於第2Ga富化領域內，增加Ga供給量時，準安定AlGaN則增加，減少Ga供給量時，減少準安定AlGaN，就結果而言，抑制第2Ga富化領域內之AlN莫耳分率之變動。因此，於第2Ga富化領域內，吸收起因於結晶成長裝置之漂移等之Ga供給量之變動，安定形成AlGaN組成比為Al₁Ga₁N₂(AlN莫耳分率為50%(2分之1))或Al₅Ga₇N₁₂(AlN莫耳分率為41.7%(12分之5))之準安定AlGaN。即，對於該Ga供給量之變動，抑制第2Ga富化領域內之AlN莫耳分率之變動。本說明書中，適切地，將12分之5之AlN莫耳分率以百分率表記之時，近似上以41.7%表示。

惟，如上所述，於AlGaN之結晶成長中，通常可混合存在獲得隨機非對稱排列之狀態、和規則對稱排列之狀態之故，於第2Ga富化領域內，規則對稱排列狀態之AlN莫耳分率為50%或41.7%之準安定AlGaN之領域被安定形成的同時，混合存在AlN莫耳分率自50%或41.7%些微(例如0~3%程度)變動之領域。

以上所述，該傾斜領域之能帶隙能量係較平台領域為小，與n型層之第1Ga富化領域同樣，易於產生載子之局部存在化。為此，阱層之發光係較平台領域，在於該傾斜領域則變得顯著。上述非專利文獻1及2中，報告有對於AlGaN系半導體之阱層之同樣內容。然而，阱層及阻障層之各平台領域係於c軸方向，挾於各層之上面之平台與下面之平台之領域。因此，阱層及阻障層之各平台領域以外則成為各層之邊界領域(傾斜領域)。

又，經由活性層之磊晶成長所形成之多段狀之平台係連續在經由n型層之磊晶成長所形成之多段狀之平台加以形成。因此，沿著第1Ga富化領域內之電流路徑供予阱層之載子(電子)係集中供給於在阱層發光集中之鄰接之平台間之邊界領域(傾斜領域)。

因此，於n型層之層狀領域內，於支配存在之第1Ga富化領域內，安定形成AlN莫耳分率為66.7%之準安定AlGaN之n型AlGaN領域，更且，經由於阱層之傾斜領域內之第2Ga富化領域內，安定形成AlN莫耳分率為50%或41.7%之準安定AlGaN之AlGaN領域，可進行對阱層之傾斜領域之安定之載子供給，達到氮化物半導體紫外線發光元件之發光效率等之特性變動之抑制。

更且，n型層之AlN莫耳分率為66.7%以上，在活性層之阱層發光之紫外線則透過n型層之故，可取得將紫外線發光從n型層側取出之元件構造。

更且，上記特徵之氮化物半導體紫外線發光 元件係前述n型層之前述層狀領域以外的n型本體領域之AlN莫耳分率為69%~74%之範圍內為佳。

更且，上記特徵之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法係於前述第1工程中，將前述n型層之AlN莫耳分率之目標值設定為69%~74%之範圍內，於前述第1Ga富化領域內，成長AlGaN組成比成為整數比之Al₂Ga₁N₃之n型AlGaN領域為佳。

如此適切之實施形態中，n型層之前述層狀領域以外的n型本體領域之AlN莫耳分率，吸收起因於結晶成長裝置之漂移等之Ga供給量之變動，在於69%~74%之範圍內之故，第1Ga富化領域與n型本體領域間之AlN莫耳分率差則安定地確保在約2.3%以上。因此，n型層內之載子係於較n型本體領域能帶隙能量小之第1Ga富化領域內，更安定地局部存在化，可於n型層內，電流係優先安定流入第1Ga富化領域，達到氮化物半導體紫外線發光元件之特性變動之抑制。

更且，n型層之n型本體領域之AlN莫耳分率之上限，及n型層之AlN莫耳分率之目標值之上限，規定在74%之故，於n型層內，不會支配形成AlGaN組成比為Al₃Ga₁N₄之準安定AlGaN。假使，該上限為75%以上時，於n型本體領域，安定形成Al₃Ga₁N₄之準安定AlGaN，從該Al₃Ga₁N₄之準安定AlGaN，於第1Ga富化領域內，難以充分供給為安定形成Al₂Ga₁N₃之準安定AlGaN之Ga，形成於第1Ga富化領域內之n型AlGaN系半導體之AlN莫耳分率則 隨機變動，無法得到期望之效果。

更且，上記特徵之氮化物半導體紫外線發光元件係於前述第2Ga富化領域內，存在AlGaN組成比為整數比之Al₁Ga₁N₂之AlGaN領域，前述阱層之前述邊界領域部分以外之AlN莫耳分率為51%~54%之範圍內為佳。

更且，上記特徵之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法係於前述第2工程中，將前述阱層之AlN莫耳分率之目標值設定為51%~54%之範圍內，於前述第2Ga富化領域內，成長AlGaN組成比成為整數比之Al₁Ga₁N₂之AlGaN領域為佳。

經由此等適切之實施形態，阱層內之AlN莫耳分率之變動寬度則抑制於4%以內，更且，即使來自從AlN莫耳分率50%以外之領域所產生之組成調製之發光尖峰重疊之時，可形成擬似單一尖峰之量子井之故，可避免發光光譜之發光尖峰之分離。

更且，上記特徵之氮化物半導體紫外線發光元件係於前述第2Ga富化領域內，存在AlGaN組成比為整數比之Al₅Ga₇N₁₂之AlGaN領域，前述阱層之前述邊界領域部分以外之AlN莫耳分率為42%~45%之範圍內為佳。

更且，上記特徵之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法係於前述第2工程中，將前述阱層之AlN莫耳分率之目標值設定為42%~45%之範圍內，於前述第2Ga富化領域內，成長AlGaN組成比成為整數比之Al₅Ga₇N₁₂之AlGaN領域為佳。

經由此等適切之實施形態，阱層內之AlN莫耳分率之變動寬度則抑制於3.3%以內，更且，即使來自從AlN莫耳分率41.7%以外之領域所產生之組成調製之發光尖峰重疊之時，可形成擬似單一尖峰之量子井之故，可避免發光光譜之發光尖峰之分離。

更且，上記特徵之氮化物半導體紫外線發光元件係前述活性層係具有包含2層以上之前述阱層之多重量子井構造，於2層之前述阱層間，存在以AlGaN系半導體構成之阻障層為佳。

更且，上記特徵之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法係於前述第2工程中，經由交互磊晶成長以AlGaN系半導體所構成之前述阱層、和以AlGaN系半導體所構成之阻障層加以層積，於前述阻障層與前述阱層之各表面，將表現出平行於(0001)面之多段狀之平台的前述阱層，形成包含2層以上之多重量子井構造之前述活性層為佳。

經由此等之適切之實施形態，活性層則成為多重量子井構造，阱層則較僅1層之時，可期待發光效率之提升。

更且，上述特徵之氮化物半導體紫外線發光元件係前述阻障層以AlGaN系半導體所構成，位於2層之前述阱層間之前述阻障層之內，至少最靠前述p型層側之前述阻障層之前述多段狀之平台之鄰接之平台間之邊界領域部分則具有在同樣前述阻障層內局部AlN莫耳分率為低 之第3Ga富化領域為更佳。

更且，上述特徵之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法係於前述第2工程中，於形成以AlGaN系半導體所構成之前述阻障層之時，相同於位於2層之前述阱層間之前述阻障層之內，至少最靠前述p型層側之前述阻障層之前述平台間之邊界領域部分，形成在前述阻障層內局部AlN莫耳分率為低之第3Ga富化領域為更佳。

經由此等之適切之實施形態，於阻障層中，與n型層之第1Ga富化領域及阱層之第2Ga富化領域同樣地，於第3Ga富化領域中，可產生載子之局部存在化。因此，於從n型層朝向在阱層發光集中之鄰接之平台間之邊界領域(傾斜領域)之第2Ga富化領域供給載子(電子)之時，可經由n型層之第1Ga富化領域與阻障層之第3Ga富化領域，有效率地加以進行。

在此，阱層為2層以上之多重量子井構造中，最靠p型層側之阱層中，發光效率為大之故，於該阱層之n型層側之阻障層，經由形成第3Ga富化領域，可更有效率進行對上述載子之阱層的供給。

更且，上述之適切之實施形態之氮化物半導體紫外線發光元件，係於前述阻障層之前述第3Ga富化領域內，存在AlGaN組成比成為整數比之Al₂Ga₁N₃、Al₃Ga₁N₄、或、Al₅Ga₁N₆之AlGaN領域為佳。

更且。上述適切之實施形態之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法係於前述第2工程中， 1)將前述阻障層之AlN莫耳分率之目標值設定為68%~74%之範圍內，於前述第3Ga富化領域內，成長AlGaN組成比成為整數比之Al₂Ga₁N₃之AlGaN領域，或2)將前述阻障層之AlN莫耳分率之目標值設定為76%~82%之範圍內，於前述第3Ga富化領域內，成長AlGaN組成比成為整數比之Al₃Ga₁N₄之AlGaN領域，或3)將前述阻障層之AlN莫耳分率之目標值設定為85%~90%之範圍內，於前述第3Ga富化領域內，成長AlGaN組成比成為整數比之Al₅Ga₁N₆之AlGaN領域為佳。

經由此等適切之實施形態，於阻障層之第3Ga富化領域內，藉由存在準安定AlGaN，與n型層之第1Ga富化領域及阱層之第2Ga富化領域同樣地，抑制第3Ga富化領域之AlN莫耳分率之變動，安定地使準安定AlGaN之領域形成於第3Ga富化領域內。因此，經由阻障層之第3Ga富化領域所發揮之效果，則可更安定地加實現。

更且，上述特徵之氮化物半導體紫外線發光元件係更具備包含藍寶石基板之基材部，前述藍寶石基板係對於(0001)面而言，具有僅傾斜特定之角度之主面，於該主面之上方，形成前述發光元件構造部，至少從前述藍寶石基板之前述主面至前述活性層之表面之各半導體層係具有形成平行於(0001)面之多段狀之平台之表面的磊晶成長層為佳。

經由上述適切之實施形態，可使用具有偏角之藍寶石基板，於從藍寶石基板之主面至活性層之表面之 各層之表面，以表現出多段狀之平台之方式，進行磊晶成長，實現上述特徵之氮化物半導體紫外線發光元件。

根據上述特徵之氮化物半導體紫外線發光元件及氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法時，可安定提供抑制起因於結晶成長裝置之漂移等之特性變動之具有所期望發光特性之氮化物半導體紫外線發光元件。

1:氮化物半導體紫外線發光元件

10:基材部

11:藍寶石基板

11a:藍寶石基板之主面

12:AlN層

20:發光元件構造部

21~25:AlGaN系半導體層

21:n型包覆層(n型層)

21a:第1Ga富化領域(n型層)

21b:n型本體領域(n型層)

22:活性層

220:阱層

220a:第2Ga富化領域

220b:阱本體領域

221:阻障層

221a:第3Ga富化領域

221b:阻障本體領域

23:電子阻障層(p型層)

24:p型包覆層(p型層)

25:p型連接層(p型層)

26:p電極

27:n電極

100:基板

101:AlGaN系半導體層

102:模板

103:n型AlGaN系半導體層

104:活性層

105:p型AlGaN系半導體層

106:p型連接層

107:n電極

108:p電極

BL:第1領域與第2領域的邊界線

BA:邊界領域(傾斜領域)

R1:第1領域

R2:第2領域

T:平台

TA:平台領域

[圖1]模式性顯示AlGaN之閃鋅礦結晶構造之圖。

[圖2]顯示從圖1所示閃鋅礦結晶構造之c軸方向所視A面之各位置與B面之各位置間之位置關係的平面圖。

[圖3]模式性顯示以整數比表示之AlGaN組成比之5個組合之各個A3面與B3面之Al與Ga之配置。

[圖4]模式性顯示關於本發明之實施形態之氮化物半導體紫外線發光元件之構造之一例的主要部剖面圖。

[圖5]模式性顯示圖4所示氮化物半導體紫外線發光元件之活性層之層積構造之一例的主要部剖面圖。

[圖6]顯示第2Ga富化領域220a之AlN莫耳分率為50%時之AlGaN阱層與AlGaN阻障層所成量子井構造之發光波長、和阱層之膜厚及阻障層之AlN莫耳分率之關係之圖表。

[圖7]顯示第2Ga富化領域220a之AlN莫耳分率為41.7%時之AlGaN阱層與AlGaN阻障層所成量子井構造之發光波長、和阱層之膜厚及阻障層之AlN莫耳分率之關係之圖表。

[圖8]模式性顯示將圖4所示氮化物半導體紫外線發光元件，從圖4之上側所視時之構造之一例的平面圖。

[圖9]顯示n型包覆層內之剖面構造的HAADF-STEM像。

[圖10]顯示於圖9所示HAADF-STEM像中，進行n型包覆層內之剖面TEM-EDX之線分析6處所之測定領域A~F之圖。

[圖11A]顯示圖10所示測定領域A之n型包覆層內之剖面TEM-EDX之線分析所成AlN莫耳分率與GaN莫耳分率之計測結果之圖。

[圖11B]顯示圖10所示測定領域B之n型包覆層內之剖面TEM-EDX之線分析所成AlN莫耳分率與GaN莫耳分率之計測結果之圖。

[圖11C]顯示圖10所示測定領域C之n型包覆層內之剖面TEM-EDX之線分析所成AlN莫耳分率與GaN莫耳分率之計測結果之圖。

[圖11D]顯示圖10所示測定領域D之n型包覆層內之剖面TEM-EDX之線分析所成AlN莫耳分率與GaN莫耳分率之計測結果之圖。

[圖11E]顯示圖10所示測定領域E之n型包覆層內之剖 面TEM-EDX之線分析所成AlN莫耳分率與GaN莫耳分率之計測結果之圖。

[圖11F]顯示圖10所示測定領域F之n型包覆層內之剖面TEM-EDX之線分析所成AlN莫耳分率與GaN莫耳分率之計測結果之圖。

[圖12]顯示n型包覆層內之CL法所成AlN莫耳分率之測定領域之SEM像。

[圖13]顯示從圖12所示各測定領域中所測定之10點之CL光譜算出化第1及第2之CL光譜之圖。

[圖14]模式性顯示一般之紫外線發光二極體之元件構造之一例的主要部剖面圖。

關於本發明之實施形態之氮化物半導體紫外線發光元件(以下，單純略稱為「發光元件」)，根據圖面加以說明。然而，以下說明所使用之圖面之模式圖中，為了容易理解說明，強調主要部分，模式性顯示發明內容之故，各部之尺寸比不見得與實際之元件有相同尺寸比。以下、本實施形態中，發光元件假定為發光二極體之情形加以說明。

[第1實施形態]

<發光元件之元件構造>

如圖4所示，本實施形態之發光元件1係具備包含藍寶 石基板11之基材部10、和複數之AlGaN系半導體層21~25、包含p電極26及n電極27之發光元件構造部20。發光元件1係於安裝用之基台(副固定座等)，朝向發光元件構造部20側(圖4之圖中上側)安裝(覆晶安裝)者，光取出方向係基材部10側(圖4之圖中下側)。然而，本說明書中，為了說明上之方便，將垂直於藍寶石基板11之主面11a(或基材部10及各AlGaN系半導體層21~25之上面)之方向稱之為「上下方向」(或「縱方向」)，令從基材部10朝向發光元件構造部20之方向為上方向、其相反者為下方向。又，令平行於上下方向之平面稱之為「第1平面」。更且，將平行於藍寶石基板11之主面11a(或基材部10及各AlGaN系半導體層21~25之上面)之平面稱之為「第2平面」，將平行於該第2平面之方向稱為「橫方向」。

基材部10係具備藍寶石基板11、和直接形成於藍寶石基板11之主面11a上之AlN層12而構成。藍寶石基板11係主面11a對於(0001)面以一定之範圍內(例如0度至6度程度)之角度(偏角)傾斜，於主面11a上表現出多段狀之平台之微傾斜基板。

AlN層12係以從藍寶石基板11之主面磊晶成長之AlN結晶加以構成，此AlN結晶係對於藍寶石基板11之主面11a而言，具有磊晶之結晶方位關係。具體而言，例如為使藍寶石基板11之C軸方向(<0001>方向)與AlN結晶之C軸方向一致，成長AlN結晶。然而，構成AlN層12之AlN結晶係可包含微量之Ga或其他之不純物，亦可為AlN 系半導體層。本實施形態中，做為AlN層12之膜厚，假設為2μm~3μm程度。然而，基材部10之構造及使用之基板等係非限定於上述構成。例如，於AlN層12與AlGaN系半導體層21~25之間，具備AlN莫耳分率為該AlGaN系半導體層21~25之AlN莫耳分率以上之AlGaN系半導體層亦可。

發光元件構造部20之AlGaN系半導體層21~25係具備從基材部10側順序地，依n型包覆層21(n型層)、活性層22、電子阻障層23(p型層)、p型包覆層24(p型層)及p型連接層25(p型層)之順序磊晶成長加以層積之構造。

本實施形態中，從藍寶石基板11之主面11a順序磊晶成長之基材部10之AlN層12、發光元件構造部20之n型包覆層21和活性層22內之各半導體層係具有由來於藍寶石基板11之主面11a之形成平行於(0001)面之多段狀之平台之表面。然而，對於p型層之電子阻障層23、p型包覆層24及p型連接層25係於活性層22上經由磊晶成長而形成之故，可形成同樣之多段狀之平台，但亦可不具有形成同樣之多段狀之平台之表面。

然而，如圖4所示，發光元件構造部20之內、活性層22、電子阻障層23、p型包覆層24及p型連接層25係層積於n型包覆層21之上面之第2領域R2上之部分則經由蝕刻等加以除去，形成於、n型包覆層21之上面之第1領域R1上。然後，n型包覆層21之上面係露出於排除第1領域R1之第2領域R2中。n型包覆層21之上面係如圖4模式性顯 示，在第1領域R1與第2領域R2間，有高度不同之情形，此時n型包覆層21之上面係於第1領域R1與第2領域R2中，個別加以規定。

n型包覆層21係以n型AlGaN系半導體加以構成，於n型包覆層21內，在n型包覆層21內，一樣分散存在局部AlN莫耳分率低之層狀領域。前述層狀領域中，如上所述，支配存在包含AlGaN組成比成為整數比之Al₂Ga₁N₃之n型AlGaN領域(即，AlN莫耳分率為66.7%之n型之準安定AlGaN)的第1Ga富化領域21a。圖4中，模示性顯示做為於層狀領域內，支配存在第1Ga富化領域21a之一例，層狀領域所有成為第1Ga富化領域21a之情形。令n型包覆層21內之層狀領域以外之領域，稱之為n型本體領域21b。

本實施形態中，n型本體領域21b之AlN莫耳分率係調整於69%~74%之範圍內。做為n型包覆層21之膜厚，與一般氮化物半導體紫外線發光元件所採用之膜厚相同，設想為1μm~2μm程度，但該膜厚係亦可為2μm~4μm程度。以下之中，為了簡潔說明，令存在於第1Ga富化領域21a內之AlGaN組成比成為整數比之Al₂Ga₁N₃之準安定AlGaN之n型AlGaN領域，在方便上稱之為「準安定n型領域」。又，令對於存在於第1Ga富化領域21a內之準安定n型領域以外之AlN莫耳分率為66.7%(3分之2)而言些微變動之領域稱之為「準安定附近n型領域」。在此，準安定n型領域係於複數之層狀之第1Ga富化領域21a內，非必定要連續存在成層狀，經由準安定附近n型領域分斷成為斷續存 在者亦可。

活性層22係具備交互層積以AlGaN系半導體所構成之2層以上之阱層220、和以AlGaN系半導體或AlN系半導體所構成之1層以上之阻障層221的多重量子井構造。於最下層之阱層220與n型包覆層21之間，無需一定設置阻障層221。又，於最上層之阱層220與電子阻障層23之間，設置阻障層221或較阻障層221為薄之膜AlN莫耳分率高之AlGaN層或AlN層亦可。

於圖5，模式顯示活性層22之阱層220及阻障層221之層積構造(多重量子井構造)之一例。圖5中，例示阱層220為3層之情形。圖5所示阱層220及阻障層221之平台T成長成多段狀之構造係如上述非專利文獻1及2所揭示，為公知之構造。鄰接之平台T間之邊界領域BA係如上述，成為對於(0001)面傾斜之傾斜領域。本實施形態中，1個平台T之深度(鄰接之邊界領域BA間之距離)係設想為數10nm~數100nm。

如圖5模式性顯示，於阱層220內之多段狀之平台T之鄰接之平台T間之邊界領域(傾斜領域)BA，在阱層220內形成局部AlN莫耳分率為低之第2Ga富化領域220a。令阱層220內之第2Ga富化領域220a以外之領域，在方便上，稱之為阱本體領域220b。

本實施形態中，於第2Ga富化領域220a中，存在AlGaN組成比成為整數比之Al₁Ga₁N₂或Al₅Ga₇N₁₂之準安定AlGaN，即AlN莫耳分率為50%(2分之1)或41.7%(12分 之5)之AlGaN。又、阱本體領域220b之AlN莫耳分率係於第2Ga富化領域220a存在AlN莫耳分率為50%之準安定AlGaN之時，調整在51%~54%之範圍內，於第2Ga富化領域220a，存在AlN莫耳分率為41.7%之準安定AlGaN之時，調整在42%~45%之範圍內。阱層220之膜厚係包含平台領域TA及傾斜領域BA，例如調整在2單元晶胞~7單元晶胞之範圍內。

以下之中，為了簡潔說明，令存在於第2Ga富化領域220a內之AlGaN組成比成為整數比之Al₁Ga₁N₂或Al₅Ga₇N₁₂之準安定AlGaN，在方便上稱之為「準安定阱領域」。又，令對於存在於第2Ga富化領域220a內之準安定阱領域以外之AlN莫耳分率為50%(2分之1)或41.7%(12分之5)而言些微變動之領域稱之為「準安定附近阱領域」。在此，準安定阱領域係於平面視之，在形成於沿著平台T之邊緣線存在之傾斜領域BA之第2Ga富化領域220a內，非必定要沿該邊緣線連續存在，經由準安定附近n型領域分斷成為斷續存在者亦可。

阻障層221係如上所述，與n型包覆層21及阱層220同樣地，以AlGaN系半導體加以構成，具有形成平行於(0001)面之多段狀之平台T之表面。在此，阻障層221整體AlN莫耳分率係做為一例，設想為66.7%~100%之範圍內，阻障層221雖係包含AlN莫耳分率為100%之AlN系半導體所構成之情形，亦有AlN莫耳分率為非100%之AlGaN系半導體所構成之情形。因此，如圖5模式性顯示，阻障層 221為AlN莫耳分率為非100%之AlGaN系半導體所構成之時，與n型包覆層21及阱層220同樣地，於阻障層221內，局部AlN莫耳分率為低之第3Ga富化領域221a則可形成於阻障層221之鄰接之平台T間之邊界領域(傾斜領域)BA。在此，令阻障層221內之平台領域之第3Ga富化領域221a以外之領域，在方便上，稱之為阻障本體領域221b。阻障本體領域221b係主要，存在於阻障層221內之平台領域TA。包含阻障層221之第3Ga富化領域221a之整體之AlN莫耳分率係做為一例，成為上述66.7%~100%之範圍內之一部分之66.7%~90%之範圍內時，為了充分確保第3Ga富化領域221a之載子之局部存在化效果，雖令第3Ga富化領域221a與阻障本體領域221b之AlN莫耳分率差成為4~5%以上為佳、但1%程度下，以可期待載子之局部存在化之效果。因此，本實施形態中，阻障本體領域221b之AlN莫耳分率係成為68%~90%之範圍內。又，阻障層221之膜厚係包含平台領域TA及傾斜領域BA，例如調整在6nm~8nm之範圍內為佳。

圖6及圖7係對於阱層220及阻障層221以AlGaN構成之量子井構造模型而言，圖表化將阱層之膜厚在3ML(單原子層)~14ML(1.5單元晶胞~7單元晶胞)之範圍內變化所得之發光波長之模擬結果(相當於尖峰發光波長)者。做為上記模擬之條件，圖6中，將阱層220之第2Ga富化領域220a之AlN莫耳分率，成為準安定阱領域之AlN莫耳分率之50%(2分之1)，圖7中，將阱層220之第2Ga富化領 域220a之AlN莫耳分率，成為準安定阱領域之AlN莫耳分率41.7%(12分之5)，於圖6及圖7之各別中，阻障層221之第3Ga富化領域221a之AlN莫耳分率係成為66.7%、75%、及、83.3%之3種。圖6及圖7所示模擬結果中，阱層220之紫外線發光設想在邊界領域(傾斜領域)BA顯著發生。為此，阱層220之膜厚條件係滿足於該傾斜領域BA是為重要。

經由圖6及圖7，可知阱層220之膜厚為3ML~14ML之範圍內時，阱層220之膜厚愈小，對於阱層220之量子封閉效果愈大，發光波長則短波長化，更且，阻障層221之AlN莫耳分率愈大，對於阱層220之膜厚之變化而言之發光波長之變化程度則愈大。又，如圖6，第2Ga富化領域220a之AlN莫耳分率為50%時，於阱層220之膜厚及阻障層221之AlN莫耳分率之上述範圍內，可知發光波長在概略246nm~295nm之範圍變化。如圖7，第2Ga富化領域220a之AlN莫耳分率為41.7%時，於阱層220之膜厚及阻障層221之AlN莫耳分率之上述範圍內，可知發光波長在概略249nm~311nm之範圍變化。更且，將阻障層221以AlN構成時，可將發光波長更加擴張。於圖6中，以一點鏈線所示發光波長258nm與280nm係第2Ga富化領域220a之AlN莫耳分率為50%時之本實施形態之發光元件1所設想之發光波長之控制範圍(下限及上限)，於圖7中，以一點鏈線所示發光波長263nm與291nm係第2Ga富化領域220a之AlN莫耳分率為41.7%時之本實施形態之發光元件1所設想之發光波 長之控制範圍(下限及上限)。於阱層220之第2Ga富化領域220a，支配存在AlGaN組成比成為Al₁Ga₁N₂或Al₅Ga₇N₁₂之準安定AlGaN之結果，做為一例，將阱層220之膜厚，對應於阻障層221之AlN莫耳分率，設定在3ML~11ML之範圍內，可將發光波長控制在258nm~280nm之範圍內，或控制在263nm~291nm之範圍內。

電子阻障層23係以p型AlGaN系半導體所構成。p型包覆層24係以p型AlGaN系半導體所構成。p型連接層25係以p型AlGaN系半導體或p型GaN系半導體所構成。p型連接層25係典型地以GaN所構成。然而，活性層22、電子阻障層23、p型包覆層24、及、p型連接層25等各層之膜厚係對應於發光元件1之發光波長特性及電氣特性適切加以決定。又，p型包覆層24係減低p型層之寄生阻抗之故，即使省略亦無妨。

p電極26係例如以Ni/Au等之多層金屬膜所構成，形成於p型連接層25之上面。n電極27係例如以Ti/Al/Ti/Au等之多層金屬膜所構成，形成於n型包覆層21之第2領域R2內之露出面上之一部分之領域。然而，p電極26及n電極27係非限定於上述之多層金屬膜，構成各電極之金屬、層積數、層積順序等之電極構造係可適當變更。於圖8，顯示從p電極26與n電極27之發光元件1之上側所視之形狀之一例。於圖8中，存在於p電極26與n電極27之間之線BL係顯示第1領域R1與第2領域R2之邊界線，與活性層22、電子阻障層23、p型包覆層24、及、p型連接層25之 外周側壁面一致。

本實施形態中，如圖8所示，第1領域R1及p電極26之平面所視形狀係做為一例，雖採用梳形形狀者，第1領域R1及p電極26之平面所視形狀及配置等係非限定於圖8之例示。

於p電極26與n電極27間，施加順方向偏壓時，從p電極26朝向活性層22供給電洞，從n電極27朝向活性層22供給電子，供給之各個電洞及電子則到達活性層22再結合而發光。又，由此，於p電極26與n電極27間，流動順方向電流。

n型包覆層21之第1Ga富化領域21a係於圖4中，1個層則以2重線模式性顯示，複數層則向上下方向遠離存在。又，以平行於上下方向之1個之第1平面(例如，圖4所示剖面)，第1Ga富化領域21a之至少一部分之延伸方向則對於橫方向(第1平面與第2平面之交線之延伸方向)而言成為傾斜。然而，圖4所示第1平面上，第1Ga富化領域21a之各層雖以模式性平行之線(2重線)以圖示，該延伸方向與橫方向所成傾斜角係在各第1Ga富化領域21a間，並非一定相同，在相同第1Ga富化領域21a內，會由於位置而有所變化之故，第1平面上之第1Ga富化領域21a係非一定限定為延伸成直線狀。又，該傾斜角係經由第1平面之朝向而變化。因此，第1Ga富化領域21a之一部分則於第1平面上，可與其他之第1Ga富化領域21a交叉，或，可從其他之第1Ga富化領域21a分歧。第1Ga富化領域21a之延伸方向與 橫方向所成傾斜角則經由位置變化之點，及第1Ga富化領域21a在n型包覆層21內一樣分散存在之點係明確示於圖9所示HAADF-STEM像。

又，第1Ga富化領域21a係於圖4中之第1平面上，雖各別以1條之線(2重線)顯示，垂直於該第1平面之方向中，平行或傾斜延伸於第2平面，具有2次元之擴展。因此，複數之第1Ga富化領域21a係在n型包覆層21內之複數之第2平面上，存在成條紋狀。

第1Ga富化領域21a係如上所述，於n型包覆層21內，局部AlN莫耳分率低之層狀領域。即，第1Ga富化領域21a之AlN莫耳分率則相對於n型本體領域21b之AlN莫耳分率為低。又，於第1Ga富化領域21a與n型本體領域21b之邊界附近，兩領域之AlN莫耳分率漸進地連續之時，兩領域間之邊界則無法明確規定。

因此，在相關情形下，n型包覆層21整體之平均AlN莫耳分率，例如成為後述之n型包覆層21之成長條件(有機金屬化合物氣相成長法所使用之原料氣體或載流氣體之供給量及流速)之前提之AlN莫耳分率為基準，將AlN莫耳分率較該基準值為低之部分，可相對地做為第1Ga富化領域21a加以規定。更且，除了上述規定方法以外，例如根據後述之HAADF-STEM像，將亮度變化大之部分，可規定成兩層之邊界。惟，於本案發明中，兩層之邊界之定義本身並不重要，可充分把握第1Ga富化領域21a之存在本身即可。

實際上，第1Ga富化領域21a係伴隨從n型本體領域21b之Ga之質量移動而形成之故，對應於從n型本體領域21b之Ga之供給量，第1Ga富化領域21a內之平均之AlN莫耳分率則改變，於第1Ga富化領域21a內，AlN莫耳分率並不一定是一樣的。但是，本實施形態中，於第1Ga富化領域21a內，安定形成準安定n型領域之故，即使於上述Ga之供給量有少許之變動，該變動則經由準安定n型領域被吸收，抑制第1Ga富化領域21a內之AlN莫耳分率之變動。為此，各個第1Ga富化領域21a內之AlN莫耳分率之極小值係成為準安定n型領域之AlN莫耳分率之66.7%或其附近之值。惟，如上所述，於第1Ga富化領域21a內，伴隨準安定n型領域，亦存在準安定附近n型領域，準安定附近n型領域亦伴隨從n型本體領域21b之Ga之質量移動而形成之故，通常，準安定附近n型領域之AlN莫耳分率係較準安定n型領域之AlN莫耳分率為高，第1Ga富化領域21a內之平均之AlN莫耳分率則較準安定n型領域之AlN莫耳分率些微為高。

另一方面，n型本體領域21b係經由對於第1Ga富化領域21a供給Ga，n型本體領域21b內之Ga質量移動後之處所係相對地AlN莫耳分率變高。更且，於n型本體領域21b內，產生不達到第1Ga富化領域21a之形成程度之Ga之質量移動之故，於n型本體領域21b內，AlN莫耳分率則某個程度變動。但是，如上所述，n型包覆層21內之載子係局部存在化於較n型本體領域21b能帶隙能量小之第 1Ga富化領域21a內，於n型包覆層21內，電流係優先安定流入第1Ga富化領域21a之故，即使些微變動n型本體領域21b內之AlN莫耳分率，發光元件1之特性變動係經由第1Ga富化領域21a加以抑制。

在此，對於上述之第1Ga富化領域21a加以說明係對於第2Ga富化領域220a，亦直接適應。即，本實施形態中，於第2Ga富化領域220a內，安定形成準安定阱領域之故，即使於上述Ga之供給量有少許之變動，該變動則經由準安定阱領域被吸收，第2Ga富化領域220a之平均之AlN莫耳分率係成為準安定阱領域之AlN莫耳分率之50%或其附近之值，或41.7%或其附近之值。惟，如上所述，於第2Ga富化領域220a內，伴隨準安定阱領域，亦存在準安定附近阱領域，準安定附近阱領域亦伴隨從阱本體領域220b之Ga之質量移動而形成之故，通常，準安定附近阱領域之AlN莫耳分率係較準安定阱領域之AlN莫耳分率為高，第2Ga富化領域220a內之平均之AlN莫耳分率則較準安定阱領域之AlN莫耳分率些微為高。

另一方面，阱本體領域220b係經由對於第2Ga富化領域220a供給Ga，阱本體領域220b內之Ga質量移動後之處所係相對地AlN莫耳分率變高。更且，於阱本體領域220b內，產生不達到第2Ga富化領域220a之形成程度之Ga之質量移動之故，於阱本體領域220b內，AlN莫耳分率則某個程度變動。但是，如上所述，阱層220內之載子係局部存在化於較阱本體領域220b能帶隙能量小之第2Ga 富化領域220a內，於阱層220內，電流係優先安定流入第2Ga富化領域220a之故，即使些微變動阱本體領域220b內之AlN莫耳分率，發光元件1之特性變動係經由第2Ga富化領域220a加以抑制。

<發光元件之製造方法>

接著，說明對於圖4所例示之發光元件1之製造方法之一例。

首先，經由有機金屬化合物氣相成長(MOVPE)法，將含於基材部10之AlN層12及含於發光元件構造部20之AlGaN系半導體層21~25，於藍寶石基板11上，順序磊晶成長而層積。此時，於n型包覆層21中，做為供體不純物，例如摻雜Si，於電子阻障層23、p型包覆層24、及、p型連接層25，做為受體不純物，例如摻雜Mg。

本實施形態中，至少於AlN層12、n型包覆層21及活性層22(阱層220、阻障層221)之各表面，為表現出平行於(0001)面之多段狀之平台，藍寶石基板11係主面11a對於(0001)面以一定之範圍內(例如0度至6度程度)之角度(偏角)傾斜，於主面11a上使用表現出多段狀之平台之微傾斜基板。

做為相關磊晶成長之條件，除了上述之微傾斜基板之(0001)藍寶石基板11之使用，可列舉例如易於表現出多段狀之平台之成長速度(具體而言，例如經由適切設定成長溫度、原料氣體或載流氣體之供給量或流速等之 諸條件，達成該成長速度)等。然而，此等之諸條件係經由成膜裝置之種類或構造而不同獲得之故，於成膜裝置，實際製作幾個試料，特定此等之條件即可。

做為n型包覆層21之成長條件，於成長開始之後，在形成於AlN層12之上面之多段狀之平台間之階差部(邊界領域)，經由Ga之質量移動，形成第1Ga富化領域21a之成長開始點，接著，伴隨n型包覆層21之磊晶成長，第1Ga富化領域21a則伴隨Ga之質量移動，可以經由偏析朝向斜上方成長之方式，選擇成長溫度、成長壓力、及、供體不純物濃度。

具體而言，做為成長溫度，在Ga之質量移動易於產生之1050℃以上，可調製良好n型AlGaN之1150℃以下為佳。又，成長溫度超過1170℃時，Ga之質量移動會過剩，即使第1之準安定AlGaN，AlN莫耳分率易於隨機變動之故，難以安定形成AlN莫耳分率為66.7%之準安定AlGaN之故，並不喜好。做為成長壓力，75Torr以下做為良好之AlGaN之成長條件為佳，做為成膜裝置之控制界限，現實上10Torr以上為佳。供體不純物濃度係1×10¹⁸~5×10¹⁸cm^-3程度為佳。然而，上述成長溫度及成長壓力等係一例而已，對應於使用之成膜裝置特定適切最佳之條件即可。

有機金屬化合物氣相成長法所使用之原料氣體(三甲基鋁(TMA)氣體、三甲基鎵(TMG)氣體、氨氣)或載流氣體之供給量及流速係將n型包覆層21整體之平均之 AlN莫耳分率Xa做為目標值加以設定。在此，令n型本體領域21b之平均之AlN莫耳分率為Xb(=69%~74%)，令AlN莫耳分率為66.7%之準安定n型領域與AlN莫耳分率較66.7%些微高之準安定附近n型領域之存在之第1Ga富化領域21a之平均之AlN莫耳分率為Xc(>66.7%)，考量從n型本體領域21b向第1Ga富化領域21a之Ga質量移動，成為Xb>Xa>Xc，佔據n型包覆層21整體之第1Ga富化領域21a之體積比率為小之故，可近似地做為Xa=Xb加以設定。

於第1Ga富化領域21a內，安定存在AlN莫耳分率為66.7%之準安定n型領域，n型包覆層21之AlN莫耳分率之目標值Xa為69%~74%之故，準安定n型領域之AlN莫耳分率66.7%與n型本體領域21b之平均之AlN莫耳分率Xb之差(Xb-66.7%)係可安定確保在約2.3%以上，n型層內之載子係局部存在化於較n型本體領域21b能帶隙能量小之第1Ga富化領域21a內。更且，目標值Xa之上限為74%之故，於n型本體領域21b內，不會支配形成AlGaN組成比為Al₃Ga₁N₄之準安定AlGaN。假使，目標值Xa之上限為75%以上時，於n型本體領域21b內，安定形成Al₃Ga₁N₄之準安定AlGaN，從該Al₃Ga₁N₄之準安定AlGaN，於第1Ga富化領域內，難以充分供給為安定形成Al₂Ga₁N₃之準安定AlGaN(準安定n型領域)之Ga。因此，經由將目標值Xa之上限設定於為74%，於第1Ga富化領域21a，可安定形成AlN莫耳分率為66.7%之準安定n型領域。

然而，供體不純物濃度係對於n型包覆層21 之膜厚，無需一定均勻控制於上下方向。例如，n型包覆層21內之特定之薄膜厚部分之不純物濃度則較上述設定濃度為低，例如可為控制於不足1×10¹⁸cm^-3，更較為1×10¹⁷cm^-3以下之低不純物濃度層。做為該低不純物濃度層之膜厚，較0nm為大200nm以下程度為佳，10nm以上100nm以下程度則更佳，更甚者為20nm以上50nm以下程度。又，該低不純物濃度層之供體不純物濃度係較上述設定濃度低即可，未摻雜層(0cm^-3)亦可含於一部分。更且，該低不純物濃度層之一部分或全部係存在於從n型包覆層21之上面向下方側100nm以內之深度之上層域為佳。

盲上述要領中，形成具有第1Ga富化領域21a與n型本體領域21b之n型包覆層21時，於n型包覆層21之上面全面，接著，經由有機金屬化合物氣相成長(MOVPE)法等之公知之磊晶成長法，形成活性層22(阱層220、阻障層221)、電子阻障層23、p型包覆層24及p型連接層25等。

活性層22形成中，以與n型包覆層21同樣之要領，在易於表現出上述之多段狀之平台的成長條件下，將對於阱本體領域220b所設定之AlN莫耳分率(51%~54%或42%~45%)做為目標值，成長阱層220，更且，將對於阻障本體領域221b所設定之AlN莫耳分率(68%~90%或100%)做為目標值，成長阻障層221。

接著、經由反應性離子蝕刻等之公知之蝕刻法，將以上述要領層積之AlGaN系半導體層21~25之第2領域R2，直至露出n型包覆層21之上面，選擇性蝕刻，露出n 型包覆層21之上面之第2領域R2部分。然後，經由電子束蒸鍍法等之公知之成膜法，於未蝕刻之第1領域R1內之p型連接層25上，形成p電極26的同時，於蝕刻之第2領域R2內之n型包覆層21上，形成n電極27。然而，於p電極26及n電極27之一方或雙方之形成後，經由RTA(瞬間熱退火)等之公知之熱處理方法，進行熱處理亦可。

然而，發光元件1係做為一例，於副固定座等之基台，覆晶安裝之後，在經由聚矽氧樹脂或非晶質氟樹脂等之特定之樹脂(例如透鏡形狀之樹脂)所封閉之狀態下加以使用。

<n型包覆層之剖面觀察及組成分析結果>

接著，製作n型包覆層21之剖面觀察用之試料，將具有從該試料垂直(或略垂直)於n型包覆層21之上面之剖面之試料片，以聚焦離子束(FIB)加工，將該試料片，以掃描穿透式電子顯微鏡(STEM)觀察之結果，參照圖面加以說明。

該試料係根據上述之n型包覆層21等之製作要領，於從上述之藍寶石基板11與AlN層12所成基材部10上，順序堆積n型包覆層21、和活性層22、和較n型包覆層21為高AlN莫耳分率之AlGaN層、和試料表面保護用之AlGaN層、和保護用樹脂膜加以製作。然而，於該試料之製作中，使用主面對於(0001)面具有偏角之藍寶石基板11，於AlN層12之表面，使用表現出多段狀之平台之基材 部10。然而，該試料之製作中，n型包覆層21之膜厚係成為2μm，令n型包覆層21之AlN莫耳分率之目標值為70%。更且，又，使供體不純物濃度約成為3×10¹⁸cm^-3，控制供體不純物(Si)之注入量。又，該試料雖使阱層220之第2Ga富化領域220a之AlN莫耳分率成為41.7%加以製作，對於n型包覆層之組成分析結果係對於第2Ga富化領域220a之AlN莫耳分率為41.7%以外，亦可直接對應。

於圖9，顯示上述試料片之剖面之高角度環形暗場(HAADF)-STEM像。圖9係觀察包含該試料片之AlN層12之上層部、n型包覆層21、及、活性層22之n型包覆層21之整體的HAADF-STEM像。

HAADF-STEM像係可得比例於原子量之對比，重元素係被明亮顯示。因此，n型包覆層21內之第1Ga富化領域21a與n型本體領域21b係AlN莫耳分率低之第1Ga富化領域21a者，較n型本體領域21b明亮地被顯示。HAADF-STEM像係較通常之STEM像(明視野像)，更適於AlN莫耳分率之差之觀察。

經由圖9，可知於n型包覆層21內，局部AlN莫耳分率低之層狀領域之複數之第1Ga富化領域21a則分散存在於上下方向，各別第1Ga富化領域21a則於HAADF-STEM像之畫面(試料片之剖面，相當於第1平面)上，延伸在對於n型包覆層21之上面與該第1平面之交線傾斜之方向。各別第1Ga富化領域21a係雖成為線狀朝向斜上方向延伸，但非一定成為直線狀延伸，對於上述交線之傾斜角係 可知在相同之第1Ga富化領域21a內，會由於位置而有所變化。又，於圖9所示剖面(相當於第1平面)中，可觀察到第1Ga富化領域21a之一部分與其他之第1Ga富化領域21a交叉，或，從其他之第1Ga富化領域21a分歧。

本實施形態中，將上述試料片之n型包覆層21內之組成分析，以2種之分析方法(能量分散型X線分光法(剖面TEM-EDX)之線分析與CL(陰極射線發光)法)進行。

EDX法所進行組成分析(EDX測定)中，首先，覆蓋圖9所示HAADF-STEM像之幾乎全域之整體測定領域中，將電子線探針(直徑：約2nm)掃描於縱方向(上下方向)及橫方向(平行於第2平面之方向)，成為512×512之矩陣狀，於縱方向及橫方向，取得以約4nm間隔分布之各探針處所之檢出資料(對應於Al及Ga之各組成之X線強度)。

接著，為了對於分散存在於整體測定領域之第1Ga富化領域21a，進行EDX測定所進行之線分析，如圖10所示，於整體測定領域內，設定概略正方形狀(約420nm×約420nm)之6處所之測定領域A~F。圖10係於圖9之HAADF-STEM像，重疊顯示表示各測定領域A~F之矩形框。6處所之各測定領域係橫亙HAADF-STEM像上所確認之至少1條之第1Ga富化領域21a而設定。又，各測定領域之傾斜係測定領域內之至少1條之第1Ga富化領域21a之延伸方向，與線分析之掃描方向正交，於每測定領域加以設定。測定領域A~F之各傾斜(整體測定領域之縱方向與各測 定領域之縱方向所成角度)係約相等於20°，嚴密而言非一定完全相同。在此，與整體測定領域之縱方向及橫方向之外，於圖10之各測定領域A~F內，在說明之方便上，令線分析之掃描方向為縱方向，令與掃描方向正交之方向為橫方向。示於各測定領域內之中央之縱線係顯示掃描方向，同中央之橫線係顯示設想存在上述至少1條之第1Ga富化領域21a之處所，成為後述之組成分析結果之線分析之掃描位置之原點(0nm)。然而，於顯示掃描方向之縱線，附上箭頭，指示AlN層12之方向。然而，掃描位置係於中央之縱線上，挾著上述原點，於上下方向，以約5nm間隔，按各別測定領域A~F，合計在65~72點之範圍內加以設定。

EDX測定中，照射之電子線探針之直徑係約小至2nm之故，空間分解能雖高，從各探針處所放射之X線微弱之故，本實施形態之線分析中，於各掃描位置，累積從排列於橫方向之複數之探針處所所得之檢出資料，成為各掃描位置之檢出資料。然而，「向橫方向排列」係意味電子線探針之照射範圍，於各掃描位置中，重疊於與上述縱線交叉向橫方向延伸之橫線。

因此，於某掃描位置中，向橫方向排列之複數之探針處所之所有部分，位於第1Ga富化領域21a之準安定n型領域內之時，累積之檢出資料係可精度優異顯示準安定n型領域之AlN莫耳分率。同樣地，於某掃描位置中，向橫方向排列之複數之探針處所之所有部分，位於n型本體領域21b內時，累積之檢出資料係可精度優異顯示n型本 體領域21b之AlN莫耳分率。

但是，於某掃描位置中，第1Ga富化領域21a之準安定n型領域之延伸方向未與線分析之掃描方向正確正交之時，或第1Ga富化領域21a之準安定n型領域之延伸方向彎曲等，非直線狀之時等，向橫方向排列之複數之探針處所之一部分，或各探針處所之探針範圍(直徑約2nm)之一部分，則位於準安定n型領域以外之準安定附近n型領域內或n型本體領域21b內之時，累積之檢出資料係顯示複數之探針處所之平均AlN莫耳分率，顯示較準安定n型領域之AlN莫耳分率為高之值。

同樣地，於某掃描位置中，向橫方向排列之複數之探針處所之大半即使位於n型本體領域21b內，複數之探針處所之一部分，或各探針處所之探針範圍(直徑約2nm)之一部分，位於經由n型本體領域21b內之Ga之質量移動所產生AlN莫耳分率局部為低或高之領域，或n型本體領域21b以外之AlN莫耳分率局部為低之領域(第1Ga富化領域21a以外之層狀領域、第1Ga富化領域21a內之準安定n型領域或準安定附近n型領域)內時，累積之檢出資料係顯示複數之探針處所之平均AlN莫耳分率，顯示較n型本體領域21b之平均AlN莫耳分率(≒n型包覆層21之AlN莫耳分率之目標值)為低或高之值。

於圖11A~圖11F，顯示經由EDX測定之線分析，進行圖10所示6處所之測定領域A~F之n型包覆層21內之組成分析的結果。圖11A~圖11F所示各測定領域A~F之 組成分析結果之圖表係橫軸係顯示沿著各測定領域之中央之縱線之掃描位置，縱軸係顯示AlN莫耳分率與GaN莫耳分率之測量結果。橫軸之掃描位置之0nm係顯示示於各測定領域內之中央之橫線之位置(設想存在至少1條之第1Ga富化領域21a之處所)。掃描位置係各別顯示較原點(0nm)下側(AlN層12側)為正值，上側(活性層22側)為負值。

EDX測定中，如上所述，從探針處所放射之X線微弱之故，於各掃描位置，即使於橫方向累積探針處所之檢出資料(各組成之X線強度)，一般而言測定誤差為大。例如，於AlN莫耳分率預先確定之AlN層12之AlN莫耳分率(100%)為基準，進行校正之時，各掃描位置之檢出資料之測定誤差係成為基準之AlN層12附近時有±2~3%程度，伴隨從AlN層12遠離，測定精度則更為下降。為此，本實施形態中，於從AlN層12遠離之領域中，將各掃描位置之測定誤差抑制於±2~3%程度之故，使用與使用於EDX測定之試料片相同之試料，進行拉塞福背向散射(RBS)分析法所進行n型包覆層21內之Al與Ga之組成分析，使用該RBS分析結果，校正EDX測定所得結果。圖11A~圖11F所示測定領域A~F之AlN莫耳分率與GaN莫耳分率係顯示該校正之結果。

經由圖11A，於測定領域A，於掃描位置約-73nm~約-52nm之領域A1與掃描位置約-36nm~約62nm之領域A2，可確認存在第1Ga富化領域21a。領域A1內之5點之掃描位置之AlN莫耳分率係66.1%~68.4%(66.7%±2%內係 4點、66.7%±1%內係3點)。領域A2內之20點之掃描位置之AlN莫耳分率係66.3%~68.7%(66.7%±1%內係16點)。然而，測定領域A之左上角之一部分重疊於含有較n型包覆層21高之AlN莫耳分率之AlGaN層之n型包覆層21之上層部分之故，約-177nm以下之掃描位置中，AlN莫耳分率則超過75%而增加。

經由圖11B，於測定領域B，於掃描位置約-5nm~約5nm之領域B1與掃描位置約71nm~約82nm之領域B2與掃描位置約120nm~約137nm之領域B3，可確認存在第1Ga富化領域21a。領域B1內之3點之掃描位置之AlN莫耳分率係67.0%~67.7%。領域B2內之3點之掃描位置之AlN莫耳分率係68.4%~68.7%。領域B3內之4點之掃描位置之AlN莫耳分率係66.6%~67.7%。

經由圖11C，於測定領域C，於掃描位置約-189nm~約-167nm之領域C1與掃描位置約-11nm~約11nm之領域C2與掃描位置約156nm~約167nm之領域C3，可確認存在第1Ga富化領域21a。領域C1內之5點之掃描位置之AlN莫耳分率係65.9%~68.6%(66.7%±1%內為3點)。領域C2內之5點之掃描位置之AlN莫耳分率係66.1%~68.0%(66.7%±1%內為4點)。領域C3內之3點之掃描位置之AlN莫耳分率係66.0%~68.6%(66.7%±1%內係2點)。

經由圖11D，於測定領域D，於掃描位置約-184nm~約-163nm之領域D1與掃描位置約-115nm~約-100nm之領域D2與掃描位置約-5nm~約5nm之領域D3，可確認 存在第1Ga富化領域21a。領域D1內之5點之掃描位置之AlN莫耳分率係67.0%~68.6%(66.7%±1%內係3點)。領域D2內之4點之掃描位置之AlN莫耳分率係66.4%~68.9%(66.7%±1%內係3點)。領域D3內之3點之掃描位置之AlN莫耳分率係67.4%~68.4%(66.7%±1%內係1點)。

經由圖11E，於測定領域E，於掃描位置約-26nm~約21nm之領域E1與掃描位置約154nm~約159nm之領域E2，可確認存在第1Ga富化領域21a。領域E1內之10點之掃描位置之AlN莫耳分率係65.9%~68.8%(66.7%±1%內係8點)。領域E2內之2點之掃描位置之AlN莫耳分率係67.9%~68.0%。然而，測定領域E之右上角之一部分重疊於AlN層12之故，約190nm以上之掃描位置中，AlN莫耳分率則超過75%而增加。

經由圖11F，於測定領域F，於掃描位置約-5nm~約10nm之領域F1，可確認存在第1Ga富化領域21a。領域F1內之4點之掃描位置之AlN莫耳分率係67.1%~68.9%(66.7%±1%內係2點)。然而，測定領域F之右上角之一部分重疊於AlN層12之故，約160nm以上之掃描位置中，AlN莫耳分率則超過75%而增加。

經由以上所述，考慮上述各掃描位置之±2~3%程度之測定誤差及關於第1Ga富化領域21a顯示向橫方向排列之複數之探針處所之平均AlN莫耳分率較準安定n型領域之AlN莫耳分率為高之值之可能性，測定領域A~F之各領域A1、A2、B1~B3、C1~C3、D1~D3、E1、E2、F1 之第1Ga富化領域21a內中，可確認AlN莫耳分率66.7%之準安定n型領域之存在。更且，第1Ga富化領域21a係各別存在於接近n型包覆層21之上面之上方部分之測定領域A及B、中央部分之測定領域C及D、接近AlN層12下方部分之測定領域E及F，可知於n型包覆層21內一樣分散存在。

更且，經由圖11A~圖11F，可確認鄰接於測定領域A~F之各領域A1、A2、B1~B3、C1~C3、D1~D3、E1、E2、F1之n型本體領域21b內之AlN莫耳分率多半為約70%~約74%之範圍內。如上所述，使用於EDX測定之試料之n型包覆層21之AlN莫耳分率之目標值為70%之故，考慮各掃描位置之±2~3%程度之測定誤差及關於n型本體領域21b顯示向橫方向排列之複數之探針處所之平均AlN莫耳分率較n型本體領域21b之平均AlN莫耳分率為高或低之值之可能性，圖11A~圖11F可知精度優良地顯示n型本體領域21b之AlN莫耳分率。

接著，說明將n型包覆層21內之第1Ga富化領域21a與n型本體領域21b之AlN莫耳分率之測定，以CL(陰極射線發光)法加以進行之結果。測定所使用之試料片係與圖9所示HAADF-STEM像之觀察所使用之試料片同樣加以作成。

圖12係顯示上述試料片之n型包覆層21內之剖面的掃描型電子顯微鏡(SEM)像。以該剖面內之虛線包圍之測定領域(a~f)係顯示各別測定用所照射之電子束之入射領域。測定領域a及b係從AlN層12之上面定位於約 1600nm之距離，測定領域c及d係從AlN層12之上面定位於約1000nm之距離，測定領域e及f係從AlN層12之上面定位於約300nm之距離。於各測定領域內，將光束徑50nm(直徑)之電子束向橫方向移動，以50nm間隔，照射各1次，合計照射10次，測定各照射之CL光譜。

圖13係各測定領域(a~f)之10個之CL光譜之內，將平均波長分布靠近短波長之2個之CL光譜的第1之CL光譜、和平均波長分布靠近長波長之2個之CL光譜的第2之CL光譜，顯示於各別測定領域(a~f)者。

各測定領域(a~f)內之10個之電子束中心之兩端間之分開距離係450nm之故，於10個之照射領域內，存在第1Ga富化領域21a與n型本體領域21b之雙方。佔據n型包覆層21整體之第1Ga富化領域21a之體積比率為小之故，第1之CL光譜係主要，顯示n型本體領域21b之CL光譜。另一方面，第2之CL光譜中，雖包含第1Ga富化領域21a之CL光譜，垂直於第1Ga富化領域21a之延伸方向之剖面的寬度為平均約20nm程度之故，於光束徑50nm之照射範圍內，部分性包含n型本體領域21b。因此，第2之CL光譜係成為第1Ga富化領域21a之CL光譜與n型本體領域21b之CL光譜之合成光譜。但是，即使波長分布靠近長波長之2個之CL光譜之各電子束之中心，定位於第1Ga富化領域21a之寬度方向之中央之時，照射範圍內之中央部分之電子束係集中於能量層級低之第1Ga富化領域21a，專門激發第1Ga富化領域21a之可能性為高，第2之CL光譜係主要顯示第1Ga富 化領域21a之CL光譜者。

在此，將第1之CL光譜，成為波長分布靠近短波長之2個之CL光譜之平均，將第2之CL光譜，成為波長分布靠近長波長之2個之CL光譜之平均之理由係各測定領域之電子束之照射位置係隨機設定之故，靠近最短波長與靠近長波長之各1個之CL光譜之照射範圍則於每測定領域不同之故，考量測量結果在每測定領域大為參差，或有難以選擇靠近最短波長與靠近長波長之各1個之CL光譜之情形等，為了抑制每測定領域之不均，機械性選擇波長分布靠近短波長與靠近長波長之各2個之CL光譜，以取得平均。

首先，對於各測定領域(a~f)之第1之CL光譜加以檢討。測定領域a中，發光波長之台地狀之尖峰領域則擴展於約247nm~約255nm之範圍。測定領域b中，發光波長緩和尖峰存在於約252nm附近，於該尖峰波長之兩側之約247nm與約254nm附近，確認到起伏之存在。測定領域c中，發光波長之緩和尖峰存在於約245nm~248nm附近。測定領域d中，發光波長之緩和尖峰存在於約247nm附近。測定領域e中，發光波長之尖峰存在於約248nm附近。測定領域f中，發光波長之尖峰存在於約244nm附近，發光波長之台地狀之尖峰領域則擴展於約242nm~245nm之範圍。

測定領域a~e之約247nm~約248nm之尖峰波長及起伏係換算成AlN莫耳分率時，相當於約69%~約 70%，考量換算成AlN莫耳分率之約±3%程度之測定誤差，上述第1之CL光譜之CL波長與n型本體領域21b之平均AlN莫耳分率Xb(≒目標值70%)則概略為一致。

又，測定領域a~e之第1之CL光譜中，約247nm~約248nm以上之長波長成分係較該波長不足之短波長成分為多，在對應於各測定領域(a~e)之第1之CL光譜之2個照射範圍內，可知產生Ga之質量移動。更且，測定領域a及b之第1之CL光譜之約252nm~約255nm之尖峰波長係換算成AlN莫耳分率時，相當於約65%~約67%，與來自存在於第1Ga富化領域21a內之AlN莫耳分率為66.7%之準安定n型領域之CL波長(約253nm)重複，在對應於測定領域a及b之第1之CL光譜之2個照射範圍內之一部分，可知包含經由Ga之質量移動形成之第1Ga富化領域21a。

測定領域f之約244nm附近之尖峰波長係換算成AlN莫耳分率時，相當於約72%，考量較n型本體領域21b之平均AlN莫耳分率Xb(≒目標值70%)高2%程度，換算成AlN莫耳分率約±3%程度之測定誤差時，概略收斂n型本體領域21b內假想之AlN莫耳分率之變動範圍內。

接著，對於各測定領域(a~f)之第2之CL光譜加以檢討。測定領域a中，發光波長之尖峰存在於約252nm附近。測定領域b中，發光波長之尖峰存在於約253nm附近。測定領域c中，發光波長之緩和尖峰存在於約251nm~252nm附近。測定領域d中，發光波長之尖峰存在於約252nm附近。測定領域e中，發光波長之台地狀之尖峰 領域則擴展於約249nm~約252nm之範圍。測定領域f中，發光波長緩和尖峰存在於約247nm~249nm附近，於該尖峰波長之兩側之約244nm與約252nm附近，確認到起伏之存在。

測定領域a~e之約252nm~約253nm之尖峰波長係換算成AlN莫耳分率時，相當於約66.7%~約67%，考量換算成AlN莫耳分率之約±3%程度之測定誤差時，與對應存在於第1Ga富化領域21a內之AlN莫耳分率為66.7%之準安定n型領域之CL波長(約253nm)為一致。又，測定領域e之台地狀之尖峰領域之約249nm之波長係換算成AlN莫耳分率時，相當於約69%，考量換算成AlN莫耳分率之約±3%程度之測定誤差，與n型本體領域21b之平均AlN莫耳分率Xb(≒目標值70%)為一致。測定領域f之約247nm~249nm附近之尖峰波長係包含n型本體領域21b之平均AlN莫耳分率Xb(≒目標值70%)之CL波長(約248nm)，起伏於約252nm，與對應於準安定n型領域之CL波長(約253nm)概略為一致。

由圖13及上述說明，測定領域a~f之各第2之CL光譜，係可知做為較第1Ga富化領域21a內之準安定n型領域與該準安定n型領域些微AlN莫耳分率為高之準安定附近n型領域之各CL光譜、和n型本體領域21b之CL光譜之合成光譜加以顯現。測定領域a~d中，佔有該合成光譜之n型本體領域21b之CL光譜之比例為小。另一方面，測定領域e中，佔有該合成光譜之n型本體領域21b之CL光譜之比例 係較測定領域a~d為大，與準安定n型領域之CL光譜之比例相當之程度，更且，於測定領域f中，則較測定領域e為大。

以上，經由圖13所示各測定領域a~f之第1之CL光譜，n型本體領域21b之AlN莫耳分率係可知與n型包覆層21之AlN莫耳分率之目標值70%幾近一致。更且，經由各測定領域a~f之第2之CL光譜，於第1Ga富化領域21a，可知包含AlN莫耳分率為66.7%之準安定n型領域的同時，存在較準安定n型領域AlN莫耳分率為高之準安定附近n型領域。又，示於圖13之各測定領域a~f之第1及第2之CL光譜所示分析結果雖由於分析法之不同所造成空間分解能等有所差異，與示於圖11A~圖11F之EDX測定所進行分析結果相當符合。

然而，從圖13所示各測定領域a~f之第2之CL光譜，發現第1Ga富化領域21a內之準安定n型領域之存在比率，有關連於n型包覆層21內之位置而變化之傾向，但由於不確定之部分仍多之故，詳細之檢討則省略。

在此，假使，接近n型包覆層21內之AlN層12之領域，準安定n型領域之存在比率變小之時，本發明之效果非一定會減低。如上所述，n型包覆層21內之載子(電子)係經由局部存在化於第1Ga富化領域21a內，於n型包覆層21內，電流係優先安定流入第1Ga富化領域，可達成發光元件之特性變動之抑制。但是，發光領域之活性層22係位於n型包覆層21之上側之故，上述局部存在化之效果係 在與n型包覆層21之活性層22接觸之上面附近變得明顯。因此，在接近n型包覆層21內之AlN層12之領域，上述局部存在化即使不充分，同樣可達到發光元件之特性變動之抑制。更且，圖4所示元件構造中，順方向電流係較n型包覆層21內之下層側，多流於上層側之故，在接近n型包覆層21內之AlN層12之領域，上述局部存在化不充分之影響幾乎不存在。

然而，關於阱層220，係未進行圖11A~圖11F及圖13所示EDX法及CL法所進行之組成分析。阱層220係膜厚極薄至2單元晶胞~7單元晶胞之故，基本上不適於EDX法所進行之組成分析。另一方面，阱層220之CL光譜之測定需矚目之部分係與n型包覆層21之CL法所進行之組成分析不同，鄰接於阱層220之阻障層221、n型包覆層21、及、電子阻障層之AlN莫耳分率則較阱層220之傾斜領域BA(第2Ga富化領域220a)之AlN莫耳分率(50%或41.7%)，有約高17%以上程度。為此，朝向阱層220之傾斜領域BA照射之電子束係束徑大至50nm，電子束中央之高能量電子係集中於能量狀態低之阱層220之傾斜領域BA之故，可令阱層220之傾斜領域BA之發光波長使用CL法加以計測。

[第2實施形態]

上述第1實施形態中，阻障層221在以AlN莫耳分率非100%之AlGaN系半導體構成之時，做為一例，顯示令包含 阻障層221之第3Ga富化領域221a之整體之AlN莫耳分率成為66.7%~90%之範圍內，令阻障本體領域221b之AlN莫耳分率成為68%~90%之範圍內，為了確保第3Ga富化領域221a之載子之局部存在化效果，令第3Ga富化領域221a與阻障本體領域221b之AlN莫耳分率差成為1%以上。

第2實施形態中、與第1實施形態之n型包覆層21之第1Ga富化領域21a及阱層220之第2Ga富化領域220a同樣地，阻障層221之第3Ga富化領域221a，亦以第1或第2之準安定AlGaN構成為佳。在此，阻障層221整體之AlN莫耳分率為66.7%~90%之範圍內之故，可適用於第3Ga富化領域221a之第1之準安定AlGaN係AlGaN組成比成為整數比之Al₂Ga₁N₃、或、Al₅Ga₁N₆。又，第2之準安定AlGaN之Al₃Ga₁N₄，亦可適用於第3Ga富化領域221a。然而，第2之準安定AlGaN之Al₁₁Ga₁N₁₂係Al之組成比過高之故，易於移動之Ga則在進入對稱排列之位置，最多之Al則隨機進入位置，Al與Ga之原子排列有高的可能性不能成為對稱排列，Al與Ga之原子排列係接近隨機之狀態，上述安定度下降之故，難以適用於第3Ga富化領域221a。

然而，圖6及圖7所示阱層220之發光波長之模擬結果中，阻障層221之第3Ga富化領域221a之AlN莫耳分率，設想為66.7%、75%、及、83.3%之3種之情形。此等係相當於AlGaN組成比為Al₂Ga₁N₃、Al₃Ga₁N₄、及Al₅Ga₁N₆之準安定AlGaN之AlN莫耳分率。

令第3Ga富化領域221a以準安定AlGaN之 Al₂Ga₁N₃、Al₃Ga₁N₄、或Al₅Ga₁N₆構成之時，阻障本體領域221b之AlN莫耳分率係各別對應於第3Ga富化領域221a之3種之AlN莫耳分率，成為68%~74%、76%~82%、或85%~90%之各範圍內為佳。在此，令第3Ga富化領域221a以準安定AlGaN之Al₅Ga₁N₆構成之時，為了防止安定度低之Al₁₁Ga₁N₁₂隨機混合存在，阻障本體領域221b之AlN莫耳分率係設定成不超過90%為佳。

阻障層221之第3Ga富化領域221a及阻障本體領域221b之製造方法係如上所述，以與n型包覆層21同樣之要領，將對於阻障本體領域221b所設定之AlN莫耳分率做為目標值，在易於表現出多段狀之平台之成長條件下，成長阻障層221。

於第3Ga富化領域221a內，成長第1之準安定AlGaN之Al₂Ga₁N₃之時，將阻障層221之AlN莫耳分率之目標值Xd設定於68%~74%之範圍內。同樣之要領下，於第3Ga富化領域221a內，成長第2之準安定AlGaN之Al₃Ga₁N₄之時，將阻障層221之AlN莫耳分率之目標值Xd設定於76%~82%之範圍內，於第3Ga富化領域221a內，成長第1之準安定AlGaN之Al₅Ga₁N₆之時，將阻障層221之AlN莫耳分率之目標值Xd設定於85%~90%之範圍內。

因此阻障層221之AlN莫耳分率之目標值Xd係設定成較形成於第3Ga富化領域221a內之準安定AlGaN(目標準安定AlGaN)之AlN莫耳分率1%以上，設定成較該目標準安定AlGaN之AlN莫耳分率大之最接近之準 安定AlGaN之不足AlN莫耳分率之範圍內。為此，與n型包覆層21之第1Ga富化領域21a同樣地，伴隨於第3Ga富化領域221a內安定形成目標準安定AlGaN，做為第3Ga富化領域221a與阻障本體領域221b之AlN莫耳分率差，確保在1%以上，阻障層221內之載子係局部存在化於較阻障本體領域221b能帶隙能量小之第3Ga富化領域221a內。

經由將第3Ga富化領域221a以安定度高之準安定AlGaN構成，抑制起因於結晶成長裝置之漂移等之混晶莫耳分率之變動，於阻障層221內，產生載子之局部存在化之第3Ga富化領域221a，則以對應於使用之準安定AlGaN之AlN莫耳分率安定地加以形成。此結果，與n型包覆層21內同樣地，於阻障層221內，電流係優先安定流入第3Ga富化領域221a，更可達成發光元件1之特性變動之抑制。

[其他實施形態]

以下，對於上述第1及第2實施形態之變形例加以說明。

(1)上述第1及第2實施形態中，活性層22係設想以交互層積以AlGaN系半導體所構成之2層以上之阱層220、和以AlGaN系半導體或AlN系半導體所構成之1層以上之阻障層221的多重量子井構造加以構成之情形，但活性層22係阱層220為僅1層之單一量子井構造，不具備阻障層221(量子阻障層)之構成亦可。對於相關單一量子井 構造，同樣明確可發揮以上述各實施形態所採用n型包覆層21所造成之效果。

(2)上述實施形態中，做為n型包覆層21之成長條件之一例，說明有機金屬化合物氣相成長法所使用之原料氣體或載流氣體之供給量及流速係對應構成n型包覆層21之n型AlGaN層整體之平均AlN莫耳分率加以設定。即，n型包覆層21整體之平均AlN莫耳分率，則於上下方向設定成一定值之時，上述原料氣體等之供給量及流速係設想控制於一定之情形。但是，上述原料氣體等之供給量及流速係非一定要控制於一定。

(3)上述實施形態中，第1領域R1及p電極26之平面所視形狀係做為一例，雖採用梳形形狀者，但該平面所視形狀係非限定於梳形形狀。又，可為複數存在第1領域R1，各別包圍於1個之第2領域R2之平面所視形狀亦可。

(4)於上述實施形態中，雖例示使用主面對於(0001)面具有偏角之藍寶石基板11，於AlN層12之表面，使用表現出多段狀之平台之基材部10之情形，該偏角之大小或設置偏角之方向(具體而言，傾斜(0001)面之方向，例如m軸方向或a軸方向等)係於AlN層12之表面，表現出多段狀之平台，只要形成第1Ga富化領域21a之成長開始點，可任意加以決定。

(5)上述實施形態中，做為發光元件1，雖如圖1所例示，例示了具備包含藍寶石基板11之基材部10的 發光元件1，但可經由將藍寶石基板11(更且，含於基材部10之一部分或全部之層)經由掀離等加以除去。更且，構成基材部10之基板係非限定於藍寶石基板。

[產業上的可利用性]

本發明係可利用於具備閃鋅礦構造之AlGaN系半導體所成n型層、活性層、及p型層，層積於上下方向之發光元件構造部而成之氮化物半導體紫外線發光元件。

1:氮化物半導體紫外線發光元件

10:基材部

11:藍寶石基板

11a:藍寶石基板之主面

12:AlN層

20:發光元件構造部

21:n型包覆層(n型層)

21a:第1Ga富化領域(n型層)

21b:n型本體領域(n型層)

22:活性層

23:電子阻障層(p型層)

24:p型包覆層(p型層)

25:p型連接層(p型層)

26:p電極

27:n電極

220:阱層

221:阻障層

R1:第1領域

R2:第2領域

Claims (15)

1. 一種氮化物半導體紫外線發光元件，為具備閃鋅礦構造之AlGaN系半導體所成n型層、活性層、及p型層，層積於上下方向之發光元件構造部而成的氮化物半導體紫外線發光元件，其特徵係前述n型層係以n型AlGaN系半導體所構成，配置於前述n型層與前述p型層之間之前述活性層，則具有包含以AlGaN系半導體所構成之1層以上之阱層的量子井構造，前述p型層係以p型AlGaN系半導體所構成，前述n型層與前述活性層內之各半導體層為具有形成平行於(0001)面之多段狀之平台之表面的磊晶成長層，前述n型層具有在前述n型層內一樣地分散存在之局部AlN莫耳分率低之層狀領域，且為包含AlGaN組成比為整數比之成為Al₂Ga₁N₃之n型AlGaN領域的複數之第1Ga富化領域，與前述n型層之上面正交之第1平面上之前述第1Ga富化領域之各延伸方向則對於前述n型層之前述上面與前述第1平面之交線而言傾斜，前述阱層之前述多段狀之平台之鄰接之平台間之邊界領域部分則具有在同樣前述阱層內局部AlN莫耳分率低之第2Ga富化領域，於前述第2Ga富化領域內，存在AlGaN組成比為整數比之成為Al₁Ga₁N₂或Al₅Ga₇N₁₂之AlGaN領域。
2. 如請求項1記載之氮化物半導體紫外線發光元件，其中，前述n型層內之前述層狀領域以外之n型本體領域之AlN莫耳分率在69%~74%之範圍內。
3. 如請求項1記載之氮化物半導體紫外線發光元件，其中，於前述第2Ga富化領域內，存在AlGaN組成比為整數比之成為Al₁Ga₁N₂之AlGaN領域，前述阱層之前述邊界領域部分以外之AlN莫耳分率在51%~54%之範圍內。
4. 如請求項1記載之氮化物半導體紫外線發光元件，其中，於前述第2Ga富化領域內，存在AlGaN組成比為整數比之成為Al₅Ga₇N₁₂之AlGaN領域，前述阱層之前述邊界領域部分以外之AlN莫耳分率在42%~45%之範圍內。
5. 如請求項1~4之任一項記載之氮化物半導體紫外線發光元件，其中，前述活性層，具有包含2層以上之前述阱層的多重量子井構造，於2層之前述阱層間，存在以AlGaN系半導體所構成之阻障層。
6. 如請求項5記載之氮化物半導體紫外線發光元件，其中，前述阻障層以AlGaN系半導體所構成，位於2層之前述阱層間之前述阻障層之內，至少最靠前述p型層側之前述阻障層之前述多段狀之平台之鄰接之平台間之邊界領域部分則具有在同樣前述阻障層內局部AlN莫耳分率低之第3Ga富化領域。
7. 如請求項6記載之氮化物半導體紫外線發光元件，其中，於前述阻障層之前述第3Ga富化領域內，存在AlGaN組成比為整數比之成為Al₂Ga₁N₃、Al₃Ga₁N₄、或、Al₅Ga₁N₆之AlGaN領域。
8. 如請求項1至4之任一項記載之氮化物半導體紫外線發光元件，其中，更具備包含藍寶石基板之基材部，前述藍寶石基板係具有對於(0001)面而言僅傾斜特定之角度之主面，於該主面之上方，形成前述發光元件構造部，至少從前述藍寶石基板之前述主面至前述活性層之表面之各半導體層為具有形成平行於(0001)面之多段狀之平台之表面的磊晶成長層。
9. 一種氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，為具備閃鋅礦構造之AlGaN系半導體所成n型層、活性層、及p型層，層積於上下方向之發光元件構造部而成的氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其特徵係具有：於包含具有對於(0001)面而言僅傾斜特定的角度之主面之藍寶石基板之基材部上，磊晶成長n型AlGaN系半導體之前述n型層，於前述n型層之表面，使平行於(0001)面之多段狀之平台露出的第1工程、於前述n型層之上，磊晶成長含1層以上以AlGaN系半導體所構成之阱層的量子井構造之前述活性層，於前述阱 層之表面，使平行於(0001)面之多段狀之平台露出的第2工程、於前述活性層之上，將p型AlGaN系半導體之前述p型層，經由磊晶成長而形成的第3工程；於前述第1工程中，使在前述n型層內一樣地分散存在之局部AlN莫耳分率低之層狀領域，且為包含AlGaN組成比為整數比之成為Al₂Ga₁N₃之n型AlGaN領域的複數之第1Ga富化領域，以朝向斜上方延伸之方式成長，於前述第2工程中，於前述阱層之前述多段狀之平台之鄰接之平台間之邊界領域部分，形成在同樣前述阱層內局部AlN莫耳分率低之第2Ga富化領域，同時於前述第2Ga富化領域內，成長AlGaN組成比為整數比之成為Al₁Ga₁N₂或Al₅Ga₇N₁₂之AlGaN領域。
10. 如請求項9記載之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其中，於前述第1工程中，將前述n型層之AlN莫耳分率之目標值設定為69%~74%之範圍內，於前述第1Ga富化領域內，成長AlGaN組成比為整數比之成為Al₂Ga₁N₃之n型AlGaN領域。
11. 如請求項9記載之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其中，於前述第2工程中，將前述阱層之AlN莫耳分率之目標值設定為51%~54%之範圍內，於前述第2Ga富化領域內，成長AlGaN組成比為整數比之成為Al₁Ga₁N₂之AlGaN領域。
12. 如請求項9記載之氮化物半導體紫外線 發光元件之製造方法，其中，於前述第2工程中，將前述阱層之AlN莫耳分率之目標值設定為42%~45%之範圍內，於前述第2Ga富化領域內，成長AlGaN組成比為整數比之成為Al₅Ga₇N₁₂之AlGaN領域。
13. 如請求項9至12之任一項記載之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其中，於前述第2工程中，經由交互磊晶成長將以AlGaN系半導體所構成之前述阱層、和以AlGaN系半導體所構成之阻障層層積，於前述阻障層與前述阱層之各表面，形成平行於(0001)面之多段狀之平台露出包含2層以上前述阱層之多重量子井構造之前述活性層。
14. 如請求項13記載之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其中，於前述第2工程中，於形成以AlGaN系半導體所構成之前述阻障層時，於位於2層之前述阱層間之前述阻障層之內，至少最靠前述p型層側之前述阻障層之前述平台間之邊界領域部分，形成在同樣前述阻障層內局部AlN莫耳分率低之第3Ga富化領域。
15. 如請求項14記載之氮化物半導體紫外線發光元件之製造方法，其中，於前述第2工程中，1)將前述阻障層之AlN莫耳分率之目標值設定為68%~74%之範圍內，於前述第3Ga富化領域內，成長AlGaN組成比為整數比之成為Al₂Ga₁N₃之AlGaN領域，或2)將前述阻障層之AlN莫耳分率之目標值設定為76%~82%之範圍內，於前述第3Ga富化領域內，成長AlGaN組成 比為整數比之成為Al₃Ga₁N₄之AlGaN領域，或3)將前述阻障層之AlN莫耳分率之目標值設定為85%~90%之範圍內，於前述第3Ga富化領域內，成長AlGaN組成比為整數比之成為Al₅Ga₁N₆之AlGaN領域。

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