JP2006332370A - 窒化物半導体発光素子 - Google Patents

Abstract

【課題】 発光効率が向上された窒化物半導体発光素子を提供する。
【解決手段】 窒化物半導体発光素子１１は、紫外線領域の波長成分を含む光を発生する窒化物半導体発光素子である。窒化物半導体発光素子１１は、Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層１３（１＞Ｘ１＞０、１＞Ｙ１＞０）及びＩｎ_Ｘ２Ａｌ_Ｙ２Ｇａ_{１−Ｘ２−Ｙ２}Ｎバリア層１５（１＞Ｘ２＞０、１＞Ｙ２＞０）を含む発光領域１７を備える。Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層１３とＩｎ_Ｘ２Ａｌ_Ｙ２Ｇａ_{１−Ｘ２−Ｙ２}Ｎバリア層１５との間のエネルギーギャップ差Ｅｇ１は、２．４×１０^−２０Ｊ以上４．８×１０^−２０Ｊ以下である。
【選択図】 図１

Description

本発明は、窒化物半導体発光素子に関する。

特許文献１には、ＡｌＧａＮからなる量子井戸構造の発光層を有するＬＥＤが記載されている。このＬＥＤでは、量子井戸構造を構成する障壁層のＡｌ組成と量子井戸層のＡｌ組成との差が１５％以内であり、かつ、量子井戸層のＡｌ組成が２％以上である。
特開２００４−６９５７号公報

ところで、ＩｎＧａＮ井戸層及びＩｎＧａＮバリア層からなる量子井戸構造（ＩｎＧａＮ−ＱＷ）を有する窒化物半導体発光素子では、ＩｎＧａＮ井戸層のＩｎ組成を調整することにより、紫から緑の範囲内における所望の波長の光を発生させることができる。ＩｎＧａＮバリア層のＩｎ組成は、結晶品質を低下させないように小さく設定されている。あるいは、ＩｎＧａＮバリア層に代えてＧａＮバリア層を用いてもよい。よって、ＩｎＧａＮバリア層のＩｎ組成は、非常に狭い範囲内の値しかとれない。

したがって、ＩｎＧａＮ井戸層とＩｎＧａＮバリア層との間のエネルギーギャップ差は、ＩｎＧａＮ井戸層のＩｎ組成を調整することにより実質的に決定される。このため、ＩｎＧａＮ−ＱＷではエネルギーギャップ差の値に選択の余地は少ない。

一方、ＡｌＧａＮ井戸層及びＡｌＧａＮバリア層からなる量子井戸構造（ＡｌＧａＮ−ＱＷ）を有する窒化物半導体発光素子では、ＡｌＧａＮ井戸層のＡｌ組成を調整することに加えて、ＡｌＧａＮバリア層のＡｌ組成を調整することによってもＡｌＧａＮ井戸層とＡｌＧａＮバリア層とのエネルギーギャップ差の値を調整することができる。

しかしながら、ＡｌＧａＮバリア層のＡｌ組成を大きくし過ぎると、キャリア閉じ込め効果は向上するものの、ＡｌＧａＮ井戸層内のピエゾ電界が強くなり、注入された電子とホールとが空間的に分離されてしまうため、窒化物半導体発光素子の発光効率を高くすることができない。

一方、ＩｎＡｌＧａＮ井戸層及びＩｎＡｌＧａＮバリア層からなる量子井戸構造（ＩｎＡｌＧａＮ−ＱＷ）を有する窒化物半導体発光素子では、本発明者らの知見によれば、ピエゾ電界の影響が小さいと推察される。このため、キャリア閉じ込め効果を向上させるためにＩｎＡｌＧａＮバリア層のＡｌ組成を大きくすることができると考えられる。しかしながら、本発明者らの実験によって、ＩｎＡｌＧａＮバリア層のＡｌ組成を大きくし過ぎると、ＩｎＡｌＧａＮバリア層の結晶品質が低下するため、窒化物半導体発光素子の発光効率が低下してしまうことが判明した。

本発明は、上記事項を鑑みて為されたものであり、発光効率が向上された窒化物半導体発光素子を提供することを目的とする。

上述の課題を解決するため、本発明の窒化物半導体発光素子は、紫外線領域の波長成分を含む光を発生する窒化物半導体発光素子であって、Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層（１＞Ｘ１＞０、１＞Ｙ１＞０）及びＩｎ_Ｘ２Ａｌ_Ｙ２Ｇａ_{１−Ｘ２−Ｙ２}Ｎバリア層（１＞Ｘ２＞０、１＞Ｙ２＞０）を含む発光領域を備え、前記Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層と前記Ｉｎ_Ｘ２Ａｌ_Ｙ２Ｇａ_{１−Ｘ２−Ｙ２}Ｎバリア層との間のエネルギーギャップ差は、２．４×１０^−２０Ｊ以上４．８×１０^−２０Ｊ以下である。

本発明の窒化物半導体発光素子では、井戸層とバリア層との間のエネルギーギャップ差（以下、「第１のエネルギーギャップ差」とする。）が２．４×１０^−２０Ｊ以上であるので、発光領域のキャリア閉じ込め効果が非常に優れている。

また、井戸層のバンドギャップエネルギーがある値の場合に、第１のエネルギーギャップ差を大きくするためにはバリア層のバンドギャップエネルギーを大きくする必要がある。ここで、バリア層のバンドギャップエネルギーを大きくするためにはバリア層のＡｌ組成Ｙ２を大きくする必要がある。しかしながら、バリア層のＡｌ組成Ｙ２が大き過ぎるとバリア層の結晶品質が低下してしまう傾向にある。したがって、第１のエネルギーギャップ差が大き過ぎると、バリア層の結晶品質が低下してしまう傾向にある。本発明の窒化物半導体発光素子では、第１のエネルギーギャップ差が４．８×１０^−２０Ｊ以下であるので、バリア層の結晶品質が非常に優れている。

以上より、この窒化物半導体発光素子によれば、窒化物半導体発光素子の発光効率を顕著に向上させることができる。

また、上記窒化物半導体発光素子は、前記発光領域上に設けられたＩｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層（１＞Ｘ３≧０、１＞Ｙ３＞０）を更に備え、前記Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層と前記Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層との間のエネルギーギャップ差は、前記Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層と前記Ｉｎ_Ｘ２Ａｌ_Ｙ２Ｇａ_{１−Ｘ２−Ｙ２}Ｎバリア層との間のエネルギーギャップ差よりも大きく、前記Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層と前記Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層との間のエネルギーギャップ差は、７．２×１０^−２０Ｊ以下であることが好ましい。

この窒化物半導体発光素子では、Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層と井戸層とのエネルギーギャップ差（以下、「第２のエネルギーギャップ差」とする。）が、上記第１のエネルギーギャップ差よりも大きいので、キャリアのオーバーフローを抑制することができる。

また、井戸層のバンドギャップエネルギーがある値の場合に、第２のエネルギーギャップ差を大きくするためにはＩｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層のバンドギャップエネルギーを大きくする必要がある。ここで、Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層のバンドギャップエネルギーを大きくするためにはＩｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層のＡｌ組成Ｙ３を大きくする必要がある。しかしながら、Ａｌ組成Ｙ３が大き過ぎるとＩｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層の結晶品質が低下してしまう傾向にある。したがって、第２のエネルギーギャップ差が大き過ぎると、Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層の結晶品質が低下してしまう傾向にある。この窒化物半導体発光素子では、第２のエネルギーギャップ差が７．２×１０^−２０Ｊ以下であるので、Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層の結晶品質が非常に優れている。

また、前記Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層の厚みが、１０ｎｍ以上であり、前記Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層の厚みが、３０ｎｍ以下であることが好ましい。この窒化物半導体発光素子では、Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層の厚みが１０ｎｍ以上であるので、キャリアのオーバーフローを抑制することができる。また、Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層の厚みが厚くなり過ぎると、結晶品質が低下する傾向にある。この窒化物半導体素子では、Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層の厚みが３０ｎｍ以下であるので、結晶品質が非常に優れている。よって、窒化物半導体発光素子の発光効率を向上させることができる。

また、前記Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層のＩｎ組成Ｘ１が、０より大きく０．０３未満であることが好ましい。ある発光波長において、Ｉｎ組成Ｘ１を大きくすると、波長を調整するためにＡｌ組成Ｙ１を大きくする必要がある。また、Ａｌ組成Ｙ１が大き過ぎると井戸層の結晶品質が低下する傾向にある。よって、井戸層の結晶品質を向上させるためには、Ｉｎ組成Ｘ１を小さくすることが好ましい。この窒化物半導体発光素子では、井戸層のＩｎ組成Ｘ１が０．０３未満であるので、井戸層の結晶品質が優れている。このため、窒化物半導体発光素子の発光効率を向上させることができる。

また、前記Ｉｎ_Ｘ２Ａｌ_Ｙ２Ｇａ_{１−Ｘ２−Ｙ２}Ｎバリア層のＩｎ組成Ｘ２が、０より大きく０．０３未満であることが好ましい。ある発光波長において、Ｉｎ組成Ｘ２を大きくすると、波長を調整するためにＡｌ組成Ｙ２を大きくする必要がある。また、Ａｌ組成Ｙ２が大き過ぎるとバリア層の結晶品質が低下する傾向にある。よって、バリア層の結晶品質を向上させるためには、Ｉｎ組成Ｘ２を小さくすることが好ましい。この窒化物半導体発光素子では、バリア層のＩｎ組成Ｘ２が０．０３未満であるので、バリア層の結晶品質が優れている。このため、窒化物半導体発光素子の発光効率を向上させることができる。

また、前記発光領域が、３００ｎｍ以上３６５ｎｍ以下の波長領域内の波長の光を発生する量子井戸構造を有することが好ましい。この窒化物半導体発光素子では、３００ｎｍ以上３６５ｎｍ以下の波長領域内にピーク波長を有する発光スペクトルを示す光を発生させることができる。

本発明によれば、発光効率が向上された窒化物半導体発光素子が提供される。

以下、添付図面を参照しながら本発明の実施形態を詳細に説明する。なお、図面の説明において、同一又は同等の要素には同一符号を用い、重複する説明を省略する。

（第１実施形態）
図１は、第１実施形態に係る窒化物半導体発光素子を模式的に示す断面図である。図１には、第１実施形態に係る窒化物半導体発光素子のバンドダイアグラムも示されている。図１に示される窒化物半導体発光素子１１は、例えばレーザ光等の光によって励起されることにより、紫外線領域の波長成分を含む光を発生する。窒化物半導体発光素子１１は、ＩｎＡｌＧａＮ半導体からなる発光領域１７を備える。

発光領域１７は、Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層１３（以下、「井戸層１３」という。）及びＩｎ_Ｘ２Ａｌ_Ｙ２Ｇａ_{１−Ｘ２−Ｙ２}Ｎバリア層１５（以下、「バリア層１５」という。）を含む。ここで、Ｉｎ組成Ｘ１，Ｘ２及びＡｌ組成Ｙ１，Ｙ２は、１＞Ｘ１＞０、１＞Ｙ１＞０、１＞Ｘ２＞０、１＞Ｙ２＞０を満たす。Ｉｎ組成Ｘ１，Ｘ２及びＡｌ組成Ｙ１，Ｙ２は、井戸層１３及びバリア層１５を形成する際に、例えば有機金属気相成長法の場合であれば、Ｉｎ含有ガスの流量、Ａｌ含有ガスの流量又は温度等のプロセス条件を制御することにより調整される。

井戸層１３のバンドギャップエネルギーＥ(ｗ)とバリア層１５のバンドギャップエネルギーＥ(ｂ)の差、すなわち井戸層１３とバリア層１５との間のエネルギーギャップ差Ｅｇ１（Ｅｇ１＝Ｅ(ｂ)−Ｅ(ｗ)）は、２．４×１０^−２０Ｊ（０．１５ｅＶ）以上４．８×１０^−２０Ｊ（０．３ｅＶ）以下である。なお、換算式として１ｅＶ＝１．６０２×１０^−１９Ｊを用いた。バンドギャップエネルギーＥ(ｗ)は、例えばＩｎ組成Ｘ１及びＡｌ組成Ｙ１の値を調整することにより決定される。バンドギャップエネルギーＥ(ｗ)は、Ｉｎ組成Ｘ１を固定した場合、Ａｌ組成Ｙ１を大きくすると大きくなる。バンドギャップエネルギーＥ(ｂ)は、例えばＩｎ組成Ｘ２及びＡｌ組成Ｙ２の値を調整することにより決定される。バンドギャップエネルギーＥ(ｂ)は、Ｉｎ組成Ｘ２を固定した場合、Ａｌ組成Ｙ２を大きくすると大きくなる。

発光領域１７は、複数の井戸層１３と複数のバリア層１５とが交互に配置された量子井戸構造を有することが好ましい。井戸層１３は、バリア層１５の間に配置される。発光領域１７は、例えば、支持基体１９上に設けられた第１導電型窒化物半導体層２５上に設けられている。発光領域１７と第１導電型窒化物半導体層２５との間には、バッファ層２７が設けられていることが好ましい。支持基体１９と第１導電型窒化物半導体層２５との間には、第１導電型窒化物半導体層２３が設けられていることが好ましい。支持基体１９と第１導電型窒化物半導体層２３との間には、窒化物半導体層２１が設けられていることが好ましい。

この窒化物半導体発光素子１１では、エネルギーギャップ差Ｅｇ１が２．４×１０^−２０Ｊ以上であるので、発光領域１７のキャリア閉じ込め効果が非常に優れている。

また、井戸層１３のバンドギャップエネルギーＥ(ｗ)がある値の場合に、エネルギーギャップ差Ｅｇ１を大きくするためにはバリア層１５のバンドギャップエネルギーＥ(ｂ)を大きくする必要がある。ここで、バリア層１５のバンドギャップエネルギーＥ(ｂ)を大きくするためにはバリア層１５のＡｌ組成Ｙ２を大きくする必要がある。しかしながら、バリア層１５のＡｌ組成Ｙ２が大き過ぎるとバリア層１５の結晶品質が低下してしまう傾向にある。この原因は次のように考えられる。

一般に、Ｉｎを含む窒化物半導体層を結晶品質良く成膜するためには８００℃程度と低温にすることが好適である。これは、高温にするとＩｎが脱離してしまい、Ｉｎが結晶中に取り込まれないためである。一方、Ａｌを多く含む窒化物半導体層を結晶品質良く成膜するためには１０００℃以上の高温にすることが好適である。これは、高温ほどＡｌのマイグレーションが促進されるためである。ここで、バリア層１５はＩｎを含むので低温で形成されることが好ましいが、バリア層１５はＡｌも含むので、Ａｌ組成Ｙ２が大きくなるとバリア層１５の結晶品質は低下してしまう傾向にある。

さらに、ＩｎＡｌＧａＮ層はＡｌＧａＮ層よりも低温で成長されるため、ＩｎＡｌＧａＮ層中には不純物としての酸素が混入し易い。よって、ＩｎＡｌＧａＮ層中のＡｌ組成が増加するほど酸素濃度が増大すると考えられる。このため、Ａｌ組成Ｙ２が大きくなると、酸素濃度の増大に起因してバリア層１５の結晶品質が低下する傾向にあると考えられる。

したがって、エネルギーギャップ差Ｅｇ１が大き過ぎると、バリア層１５の結晶品質が低下してしまう傾向にある。窒化物半導体発光素子１１では、エネルギーギャップ差Ｅｇ１が４．８×１０^−２０Ｊ以下であるので、バリア層１５の結晶品質が非常に優れている。この場合、発光領域１７におけるキャリアの非発光再結合を抑制することができる。

以上より、窒化物半導体発光素子１１では、その発光効率を顕著に向上させることができる。

支持基体１９は、例えばＧａＮ等のIII族窒化物、サファイア等からなる。窒化物半導体層２１は、例えばＧａＮ半導体からなる。第１導電型窒化物半導体層２３は、例えばＳｉ等がドープされたｎ型ＧａＮ半導体からなる。第１導電型窒化物半導体層２５は、例えばＳｉ等がドープされたｎ型ＡｌＧａＮ半導体からなる。バッファ層２７は、Ｉｎ_Ｘ４Ａｌ_Ｙ４Ｇａ_{１−Ｘ４−Ｙ４}Ｎ半導体（１＞Ｘ４＞０、１＞Ｙ４＞０）からなることが好ましい。

また、井戸層１３のＩｎ組成Ｘ１は、０より大きく０．０３未満であることが好ましく、０．０１以上０．０２以下であることが更に好ましい。ある発光波長において、Ｉｎ組成Ｘ１を大きくすると、波長を調整するためにＡｌ組成Ｙ１を大きくする必要がある。また、Ａｌ組成Ｙ１が大き過ぎると井戸層１３の結晶品質が低下する傾向にある。よって、井戸層１３の結晶品質を向上させるためには、Ｉｎ組成Ｘ１を小さくすることが好ましい。しかし、Ｉｎ組成を小さくし過ぎると、Ｉｎ組成が自発的に不均一になって発光効率が向上するいわゆるＩｎ組成ゆらぎ効果が小さくなるため、発光効率は劣化する傾向にある。この窒化物半導体発光素子１１では、井戸層１３のＩｎ組成Ｘ１が０より大きく０．０３未満であるので、井戸層１３の結晶品質とＩｎ組成ゆらぎ効果とを両立させることができる。このため、窒化物半導体発光素子１１の発光効率を向上させることができる。

また、井戸層１３のＩｎ組成Ｘ１が０より大きく０．０３未満であると、井戸層１３の表面粗さが低下する。これにより、井戸層１３とバリア層１５との界面急峻性が向上するので、窒化物半導体発光素子１１の発光効率が向上する。

さらに、窒化物半導体発光素子１１の発光波長が例えば３５０ｎｍであって、井戸層１３のＩｎ組成Ｘ１が０より大きく０．０３未満である場合、井戸層１３のＡｌ組成Ｙ１は、０．０５より大きく０．１４未満であることが好ましい。

また、バリア層１５のＩｎ組成Ｘ２は、０より大きく０．０３未満であることが好ましく、０．０１以上０．０２以下であることが更に好ましい。井戸層１３と交互に成長するバリア層１５は、井戸層１３と同様に、Ｉｎが取り込まれる程度の比較的低い温度で成長することが好ましい。その場合、バリア層１５にもＩｎをわずかに混入させた方が結晶品質は向上する。ある発光波長において、Ｉｎ組成Ｘ２を大きくすると、波長を調整するためにＡｌ組成Ｙ２を大きくする必要がある。また、Ａｌ組成Ｙ２が大き過ぎるとバリア層１５の結晶品質が低下する傾向にある。よって、バリア層１５の結晶品質を向上させるためには、Ｉｎ組成Ｘ２を小さくすることが好ましい。この窒化物半導体発光素子１１では、バリア層１５のＩｎ組成Ｘ２が０．０３未満であるので、バリア層１５の結晶品質が優れている。このため、窒化物半導体発光素子１１の発光効率を向上させることができる。

また、バリア層１５のＩｎ組成Ｘ２が０より大きく０．０３未満であると、バリア層１５の表面粗さが低下する。これにより、井戸層１３とバリア層１５との界面急峻性が向上するので、窒化物半導体発光素子１１の発光効率が向上する。

さらに、窒化物半導体発光素子１１の発光波長が例えば３５０ｎｍであって、エネルギーギャップ差Ｅｇ１が３．５×１０^−２０Ｊであり、バリア層１５のＩｎ組成Ｘ２が０より大きく０．０３未満である場合、バリア層１５のＡｌ組成Ｙ２は、０．１５より大きく０．２４未満であることが好ましい。

また、発光領域１７が、３００ｎｍ以上３６５ｎｍ以下の波長領域内の波長の光を発生する量子井戸構造を有することが好ましい。より好ましくは、発光領域１７は多重量子井戸構造（ＭＱＷ）を有する。この場合、窒化物半導体発光素子１１は、３００ｎｍ以上３６５ｎｍ以下の波長領域内にピーク波長を有する発光スペクトルを示す光を発生させることができる。発光波長が３００ｎｍ以上の発光領域１７では、その結晶品質は良好である。

（第２実施形態）
図２は、第２実施形態に係る窒化物半導体発光素子を模式的に示す断面図である。図２には、第２実施形態に係る窒化物半導体発光素子のバンドダイアグラムも示されている。図２に示される窒化物半導体発光素子１１ａは、例えば電流が注入されることにより、紫外線領域の波長成分を含む光を発生する。窒化物半導体発光素子１１ａは、ＩｎＡｌＧａＮ半導体からなる発光領域１７と、発光領域１７上に設けられたＩｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層２９（以下、「ＩｎＡｌＧａＮ層２９」という。）を備える。ここで、Ｉｎ組成Ｘ３及びＡｌ組成Ｙ３は、１＞Ｘ３≧０、１＞Ｙ３＞０を満たす。Ｉｎ組成Ｘ３及びＡｌ組成Ｙ３は、ＩｎＡｌＧａＮ層２９を形成する際に、例えば有機金属気相成長法の場合であれば、Ｉｎ含有ガスの流量又はＡｌ含有ガスの流量又は温度等のプロセス条件を制御することにより調整される。

窒化物半導体発光素子１１ａは発光領域１７を備えるので、窒化物半導体発光素子１１と同様に、窒化物半導体発光素子１１ａの発光効率を顕著に向上させることができる。

ＩｎＡｌＧａＮ層２９のバンドギャップエネルギーＥ(ｂｌ)とバンドギャップエネルギーＥ(ｗ)との差、すなわちＩｎＡｌＧａＮ層２９と井戸層１３との間のエネルギーギャップ差Ｅｇ２（Ｅｇ２＝Ｅ(ｂｌ)−Ｅ(ｗ)）は、エネルギーギャップ差Ｅｇ１よりも大きいことが好ましい。バンドギャップエネルギーＥ(ｂｌ)は、例えばＩｎ組成Ｘ３及びＡｌ組成Ｙ３の値を調整することにより決定される。バンドギャップエネルギーＥ(ｂｌ)は、Ｉｎ組成Ｘ３を固定した場合、Ａｌ組成Ｙ３を大きくすると大きくなる。エネルギーギャップ差Ｅｇ２がエネルギーギャップ差Ｅｇ１よりも大きいと、キャリアのオーバーフローを抑制することができる。ＩｎＡｌＧａＮ層２９は電子ブロック層として機能することが好ましい。より好ましくは、エネルギーギャップ差Ｅｇ２は、４．８×１０^−２０Ｊ（０．３ｅＶ）以上であることが好ましい。

また、エネルギーギャップ差Ｅｇ２は７．２×１０^−２０Ｊ以下（０．４５ｅＶ）であることが好ましい。井戸層１３のバンドギャップエネルギーＥ(ｗ)がある値の場合に、エネルギーギャップ差Ｅｇ２を大きくするためにはＩｎＡｌＧａＮ層２９のバンドギャップエネルギーＥ(ｂｌ)を大きくする必要がある。ここで、ＩｎＡｌＧａＮ層２９のバンドギャップエネルギーＥ(ｂｌ)を大きくするためにはＩｎＡｌＧａＮ層２９のＡｌ組成Ｙ３を大きくする必要がある。しかしながら、Ａｌ組成Ｙ３が大き過ぎるとＩｎＡｌＧａＮ層２９の結晶品質が低下してしまう傾向にある。したがって、エネルギーギャップ差Ｅｇ２が大き過ぎると、ＩｎＡｌＧａＮ層２９の結晶品質が低下してしまう傾向にある。エネルギーギャップ差Ｅｇ２が７．２×１０^−２０Ｊ以下であると、ＩｎＡｌＧａＮ層２９の結晶品質が非常に優れる。

また、ＩｎＡｌＧａＮ層２９は、Ｍｇをドープしたｐ型半導体から構成されるとしてもよい。その場合、Ａｌ組成Ｙ３が増大すると、ｐ型化が難しくなると共にホールキャリア濃度が低下することによって、キャリアオーバーフローが発生する傾向にある。しかしながら、エネルギーギャップ差Ｅｇ２が７．２×１０^−２０Ｊ以下であると、ＩｎＡｌＧａＮ層２９がＭｇをドープしたｐ型半導体から構成される場合であっても、ＩｎＡｌＧａＮ層２９は良好なｐ型伝導性を有する。

ＩｎＡｌＧａＮ層２９の厚みは、１０ｎｍ以上であることが好ましい。この場合、キャリアのオーバーフローを抑制することができる。よって、窒化物半導体発光素子１１ａの発光効率を向上させることができる。

また、ＩｎＡｌＧａＮ層２９の厚みは、３０ｎｍ以下であることが好ましい。この場合、ＩｎＡｌＧａＮ層２９の結晶品質を劣化させることなくキャリアオーバーフロー抑制効果が得られる。よって、窒化物半導体発光素子１１ａの発光効率を向上させることができる。

窒化物半導体発光素子１１ａにおいて、発光領域１７は、例えば、支持基体１９上に設けられた第１導電型窒化物半導体層２５上に設けられている。発光領域１７と第１導電型窒化物半導体層２５との間には、バッファ層２７が設けられていることが好ましい。支持基体１９と第１導電型窒化物半導体層２５との間には、第１導電型窒化物半導体層２３が設けられていることが好ましい。ＩｎＡｌＧａＮ層２９上には、第２電型窒化物半導体層３１が設けられていることが好ましい。第２電型窒化物半導体層３１上には第１の電極が設けられていることが好ましい。支持基体１９の裏面上には第２の電極が設けられていることが好ましい。支持基体１９は、第２の電極と第１導電型窒化物半導体層２３との間に設けられることが好ましい。

ＩｎＡｌＧａＮ層２９は、ノンドープＩｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層又は第２導電型Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層であることが好ましい。ＩｎＡｌＧａＮ層２９は、例えばＭｇ等がドープされたｐ型Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ半導体又はノンドープＩｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ半導体からなる。第２電型窒化物半導体層３１は、例えばＭｇ等がドープされたｐ型ＡｌＧａＮ半導体からなる。

以上、本発明の好適な実施形態について詳細に説明したが、本発明は上記各実施形態に限定されない。

以下、実施例及び比較例に基づいて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例に限定されるものではない。

図３は、第１実施形態に対応する窒化物半導体発光素子を模式的に示す図である。図３に示されるｙは、バリア層のＡｌ組成を示す。

（実施例１）
ｙの値を０．１９とした。したがって、実施例１の窒化物半導体発光素子は以下の構造を有する。
・バリア層１５：Ｉｎ_０．０２Ａｌ_０．１９Ｇａ_０．７９Ｎ層（厚み：１５ｎｍ）
・井戸層１３：Ｉｎ_０．０２Ａｌ_０．０９Ｇａ_０．８９Ｎ層（厚み：２．５ｎｍ）
・バッファ層２７：Ｉｎ_０．０５Ａｌ_０．２４Ｇａ_０．７１Ｎ層（厚み：３０ｎｍ）
・第１導電型窒化物半導体層２５：Ｓｉドープｎ型Ａｌ_０．１８Ｇａ_０．８２Ｎ層（厚み：３０ｎｍ）
・第１導電型窒化物半導体層２３：Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層（厚み：３μｍ）
・窒化物半導体層２１：ＧａＮ層
・支持基体１９：サファイア基板

井戸層のバンドギャップエネルギーＥ(ｗ)は５．６７×１０^−１９Ｊ（３．５４ｅＶ）である。バリア層のバンドギャップエネルギーＥ(ｂ)は６．０２×１０^−１９Ｊ（３．７６ｅＶ）である。

実施例１の窒化物半導体発光素子は、以下の方法で作製した。まず、サファイア基板をＨ_２雰囲気、１１００℃でクリーニングした。次に、ＧａＮバッファ層、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層及びＳｉドープｎ型ＡｌＧａＮ層をサファイア基板上に順に成長させた。さらに、７８０℃で、ＩｎＡｌＧａＮ層をＳｉドープｎ型ＡｌＧａＮ層上に成長させた。その後、８３０℃で、２周期のＩｎＡｌＧａＮ／ＩｎＡｌＧａＮ−ＭＱＷをＩｎＡｌＧａＮ層上に形成した。

（比較例１）
ｙの値を０．１５とした以外は実施例１と同様に比較例１の窒化物半導体発光素子を作製した。したがって、比較例１の窒化物半導体発光素子のバリア層はＩｎ_０．０２Ａｌ_０．１５Ｇａ_０．８３Ｎ層（厚み：１５ｎｍ）である。バリア層のバンドギャップエネルギーは５．８８×１０^−１９Ｊ（３．６７ｅＶ）である。

（比較例２）
ｙの値を０．２６とした以外は実施例１と同様に比較例２の窒化物半導体発光素子を作製した。したがって、比較例２の窒化物半導体発光素子のバリア層はＩｎ_０．０２Ａｌ_０．２６Ｇａ_０．７２Ｎ層（厚み：１５ｎｍ）である。バリア層のバンドギャップエネルギーは６．２０×１０^−１９Ｊ（３．８７ｅＶ）である。

（エネルギーギャップ差の算出結果）
実施例１、比較例１及び比較例２の窒化物半導体発光素子について、エネルギーギャップ差Ｅｇ１をそれぞれ算出した。算出結果を図４(ａ)に示す。図４(ａ)は、実施例１、比較例１及び比較例２の窒化物半導体発光素子のエネルギーギャップ差を示す図である。

（フォトルミネッセンス強度の測定結果）
実施例１、比較例１及び比較例２の窒化物半導体発光素子について、それぞれ、フォトルミネッセンス強度（ＰＬ強度）を測定した。測定結果を図４(ｂ)に示す。図４(ｂ)は、実施例１、比較例１及び比較例２の窒化物半導体発光素子のフォトルミネッセンス・スペクトルをそれぞれ示すグラフである。横軸は波長を示し、縦軸はＰＬ強度を示す。図４(ｂ)に示されるフォトルミネッセンス・スペクトルＵ１は、比較例１の窒化物半導体発光素子についての測定結果を示す。フォトルミネッセンス・スペクトルＵ２は、実施例１の窒化物半導体発光素子についての測定結果を示す。フォトルミネッセンス・スペクトルＵ３は、比較例２の窒化物半導体発光素子についての測定結果を示す。

図４(ｂ)に示されるように、フォトルミネッセンス・スペクトルＵ２のピーク強度は、フォトルミネッセンス・スペクトルＵ１のピーク強度の約２倍である。フォトルミネッセンス・スペクトルＵ２のピーク強度は、フォトルミネッセンス・スペクトルＵ３のピーク強度の約１．５倍である。したがって、実施例１の窒化物半導体発光素子の発光効率は、比較例１，２の窒化物半導体発光素子の発光効率に比べて高いことが確認された。この要因としては、実施例１の窒化物半導体発光素子では、キャリアが効率的に閉じ込められると共にバリア層の結晶品質が優れていることが考えられる。バリア層の結晶品質が優れていると、ＭＱＷ界面又はバリア層におけるキャリアの非発光再結合が抑制される。

（実施例２）
エネルギーギャップ差Ｅｇ１を３．５×１０^−２０Ｊに維持しながら、井戸層１３のＩｎ組成Ｘ１及びバリア層１５のＩｎ組成Ｘ２をいずれも０．０６とした以外は実施例１と同様に実施例２の窒化物半導体発光素子を作製した。

（比較例３）
エネルギーギャップ差Ｅｇ１を３．５×１０^−２０Ｊに維持しながら、井戸層１３のＩｎ組成Ｘ１及びバリア層１５のＩｎ組成Ｘ２をいずれも０とした以外は実施例１と同様に比較例３の窒化物半導体発光素子を作製した。

（フォトルミネッセンス強度の測定結果）
実施例２及び比較例３の窒化物半導体発光素子について、それぞれ、フォトルミネッセンス強度（ＰＬ強度）を測定した。測定結果を図５に示す。図５は、実施例１、実施例２及び比較例３の窒化物半導体発光素子のフォトルミネッセンス・スペクトルをそれぞれ示すグラフである。横軸は波長を示し、縦軸はＰＬ強度を示す。図５に示されるフォトルミネッセンス・スペクトルＵ４は、実施例２の窒化物半導体発光素子についての測定結果を示す。フォトルミネッセンス・スペクトルＵ５は、比較例３の窒化物半導体発光素子についての測定結果を示す。なお、図５において、フォトルミネッセンス・スペクトルＵ５のＰＬ強度はフォトルミネッセンス・スペクトルＵ４，Ｕ５に比べて１０倍の値で描かれている。

図５に示されるように、フォトルミネッセンス・スペクトルＵ２のピーク強度は、フォトルミネッセンス・スペクトルＵ４のピーク強度の約４倍であり、フォトルミネッセンス・スペクトルＵ５のピーク強度の約８０倍である。これにより、Ｉｎ組成Ｘ１，Ｘ２が０より大きい場合、Ｉｎ組成ゆらぎ効果によってＰＬ強度が大幅に増大する一方、Ｉｎ組成Ｘ１，Ｘ２を増やし過ぎると、ＰＬ強度が低下することも分かる。これは、Ｉｎ組成Ｘ１，Ｘ２を増やし過ぎると、エネルギーギャップ差Ｅｇ１を維持するためにＡｌ組成Ｙ１，Ｙ２も増やす必要が出てくるため、井戸層及びバリア層の結晶性が低下したからと考えられる。また、Ａｌ組成Ｙ１，Ｙ２を増やすと表面の平坦性が損なわれることに起因して量子井戸界面の急峻性が悪化することも、Ｉｎ組成Ｘ１，Ｘ２を増やし過ぎるとＰＬ強度が低下する一要因であると考えられる。Ｉｎ組成ゆらぎを維持したままＡｌ組成を下げることで、結晶性及び界面急峻性に優れた発光領域を提供することができる。

図６は、第２実施形態に対応する窒化物半導体発光素子を模式的に示す図である。図６に示されるｚは、電子ブロック層のＡｌ組成を示す。

（実施例３）
ｚの値を０．１８とした。したがって、実施例３の窒化物半導体発光素子は以下の構造を有する。
・第２電型窒化物半導体層３１：Ｍｇドープｐ型Ａｌ_０．１８Ｇａ_０．８２Ｎ層（厚み：６０ｎｍ）
・ＩｎＡｌＧａＮ層２９：Ｍｇドープｐ型Ａｌ_０．１８Ｇａ_０．８２Ｎ電子ブロック層（厚み：２５ｎｍ）
・バリア層１５：Ｉｎ_０．０２Ａｌ_０．１９Ｇａ_０．７９Ｎ層（厚み：１５ｎｍ）
・井戸層１３：Ｉｎ_０．０２Ａｌ_０．０９Ｇａ_０．８９Ｎ層（厚み：２．５ｎｍ）
・バッファ層２７：Ｉｎ_０．０５Ａｌ_０．２４Ｇａ_０．７１Ｎ層（厚み：３０ｎｍ）
・第１導電型窒化物半導体層２５：Ｓｉドープｎ型Ａｌ_０．１８Ｇａ_０．８２Ｎ層（厚み：３０ｎｍ）
・第１導電型窒化物半導体層２３：Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層（厚み：１００ｎｍ）
・支持基体１９：ＧａＮ基板

井戸層のバンドギャップエネルギーＥ(ｗ)は５．６７×１０^−１９Ｊ（３．５４ｅＶ）である。バリア層のバンドギャップエネルギーＥ(ｂ)は６．０２×１０^−１９Ｊ（３．７６ｅＶ）である。電子ブロック層のバンドギャップエネルギーＥ(ｂｌ)は６．０４×１０^−１９Ｊ（３．７７ｅＶ）である。

実施例３の窒化物半導体発光素子は、以下の方法で作製した。まず、ＧａＮ基板上に、１０８０℃で、Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層、Ｓｉドープｎ型ＡｌＧａＮ層をＧａＮ層上に順に成長させた。さらに、７８０℃で、ＩｎＡｌＧａＮ層をＳｉドープｎ型ＡｌＧａＮ層上に成長させた。その後、８３０℃で、２周期のＩｎＡｌＧａＮ／ＩｎＡｌＧａＮ−ＭＱＷをＩｎＡｌＧａＮ層上に形成した。続いて、ＭＱＷ上に、Ｍｇドープｐ型ＡｌＧａＮ層を形成した。さらに、ＧａＮ基板の裏面にＴｉ／Ａｌからなるｎ電極を形成し、Ｍｇドープｐ型ＡｌＧａＮ層上にＮｉ／Ａｕからなるｐ電極を形成した。

（実施例４）
ｚの値を０．２４とした以外は実施例３と同様に実施例４の窒化物半導体発光素子を作製した。したがって、実施例４の窒化物半導体発光素子の電子ブロック層は、Ｍｇドープｐ型Ａｌ_０．２４Ｇａ_０．７６Ｎ電子ブロック層（厚み：２５ｎｍ）である。電子ブロック層のバンドギャップエネルギーＥ(ｂｌ)は６．２０×１０^−１９Ｊ（３．８７ｅＶ）である。

（実施例５）
ｚの値を０．２７とした以外は実施例３と同様に実施例５の窒化物半導体発光素子を作製した。したがって、実施例５の窒化物半導体発光素子の電子ブロック層は、Ｍｇドープｐ型Ａｌ_０．２７Ｇａ_０．７３Ｎ電子ブロック層（厚み：２５ｎｍ）である。電子ブロック層のバンドギャップエネルギーＥ(ｂｌ)は６．３１×１０^−１９Ｊ（３．９４ｅＶ）である。

（実施例６）
ｚの値を０．３０とした以外は実施例３と同様に実施例６の窒化物半導体発光素子を作製した。したがって、実施例６の窒化物半導体発光素子の電子ブロック層は、Ｍｇドープｐ型Ａｌ_０．３０Ｇａ_０．７０Ｎ電子ブロック層（厚み：２５ｎｍ）である。電子ブロック層のバンドギャップエネルギーＥ(ｂｌ)は６．４×１０^−１９Ｊ（４．００ｅＶ）である。

（エネルギーギャップ差の算出結果）
実施例３、実施例４、実施例５及び実施例６の窒化物半導体発光素子のエネルギーギャップ差Ｅｇ１，Ｅｇ２をそれぞれ算出した。エネルギーギャップ差Ｅｇ１はいずれも３．５×１０^−２０Ｊ（０．２２ｅＶ）であった。エネルギーギャップ差Ｅｇ２の算出結果を図７(ａ)に示す。図７(ａ)は、実施例３、実施例４、実施例５及び実施例６の窒化物半導体発光素子のエネルギーギャップ差を示す図である。

（発光強度の測定結果）
実施例３、実施例４、実施例５及び実施例６の窒化物半導体発光素子について、それぞれ、発光強度（エレクトロルミネセンス強度）を測定した。測定結果を図７(ｂ)に示す。図７(ｂ)は、実施例３、実施例４、実施例５及び実施例６の窒化物半導体発光素子の発光スペクトルをそれぞれ示すグラフである。横軸は波長を示し、縦軸は発光強度を示す。図７(ｂ)に示される発光スペクトルＶ１は、実施例３の窒化物半導体発光素子についての測定結果を示す。発光スペクトルＶ２は、実施例４の窒化物半導体発光素子についての測定結果を示す。発光スペクトルＶ３は、実施例５の窒化物半導体発光素子についての測定結果を示す。発光スペクトルＶ４は、実施例６の窒化物半導体発光素子についての測定結果を示す。

図７(ｂ)に示されるように、発光スペクトルＶ１がピーク波長の長波長側にすそを引いているのに対し、発光スペクトルＶ２，Ｖ３，Ｖ４ではピークがシングルとなった。発光スペクトルＶ２，Ｖ３，Ｖ４では、発光スペクトルＶ１に比べてキャリアオーバーフローが抑制されていることが確認された。発光スペクトルＶ２のピーク強度は、発光スペクトルＶ１のピーク強度の約５倍であった。発光スペクトルＶ３のピーク強度は、発光スペクトルＶ２のピーク強度の約２．５倍であった。発光スペクトルＶ４のピーク強度は、発光スペクトルＶ３のピーク強度の約１／３であった。したがって、エネルギーギャップ差Ｅｇ２が大きい程、発光スペクトルがシングルピークとなり、発光強度が増大する一方、エネルギーギャップ差Ｅｇ２が大きくなり過ぎると発光強度が減少することが確認された。

（井戸層の表面粗さ評価）
以下の積層構造を有する評価素子を作製して、その評価素子の表面（井戸層の表面）を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で観察した。井戸層の表面粗さ評価は、二乗平均平方根粗さＲｑ（ＲＭＳともいう。）を用いて行った。
・井戸層１３：Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ層（厚み：６０ｎｍ）
・第１導電型窒化物半導体層２３：Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層（厚み：３μｍ）
・窒化物半導体層２１：ＧａＮ層
・支持基体１９：サファイア基板

評価素子の作製において、井戸層のバンドギャップエネルギーＥ(ｗ)を５．６７×１０^−１９Ｊに維持しながら、Ｉｎ組成Ｘ１を、０．０１、０．０２、０．０４と変化させた。Ｉｎ組成Ｘ１が０．０１の場合、井戸層の成長温度を８５０℃とした。Ｉｎ組成Ｘ１が０．０２の場合、井戸層の成長温度を８３０℃とした。Ｉｎ組成Ｘ１が０．０４の場合、井戸層の成長温度を８００℃とした。

図８(ａ)〜図８(ｃ)は、いずれも井戸層の表面をＡＦＭで観察して得られた画像を示す図である。図８(ａ)は、Ｉｎ組成Ｘ１が０．０４の場合におけるＡＦＭ画像を示す。Ｉｎ組成Ｘ１が０．０４の場合、二乗平均平方根粗さＲｑは１．７６ｎｍであった。図８(ｂ)は、Ｉｎ組成Ｘ１が０．０２の場合におけるＡＦＭ画像を示す。Ｉｎ組成Ｘ１が０．０２の場合、二乗平均平方根粗さＲｑは０．４５ｎｍであった。図８(ｃ)は、Ｉｎ組成Ｘ１が０．０１の場合におけるＡＦＭ画像を示す。Ｉｎ組成Ｘ１が０．０１の場合、二乗平均平方根粗さＲｑは０．４０ｎｍであった。

表面粗さ評価の結果、Ｉｎ組成Ｘ１を減少させるに従って、表面粗さが低下していくことが分かった。

（バリア層の表面粗さ評価）
井戸層の表面粗さ評価と同様に、以下の積層構造を有する評価素子を作製して、その評価素子の表面（バリア層の表面）を原子間力顕微鏡（ＡＦＭ）で観察した。バリア層の表面粗さ評価は、二乗平均平方根粗さＲｑを用いて行った。
・バリア層１５：Ｉｎ_Ｘ２Ａｌ_Ｙ２Ｇａ_{１−Ｘ２−Ｙ２}Ｎ層（厚み：６０ｎｍ）
・第１導電型窒化物半導体層２３：Ｓｉドープｎ型ＧａＮ層（厚み：３μｍ）
・窒化物半導体層２１：ＧａＮ層
・支持基体１９：サファイア基板

評価素子の作製において、バリア層のバンドギャップエネルギーＥ(ｂ)を６．０２×１０^−１９Ｊに維持しながら、Ｉｎ組成Ｘ２を、０．０１、０．０２、０．０４と変化させた。

図９(ａ)〜図９(ｃ)は、いずれもバリア層の表面をＡＦＭで観察して得られた画像を示す図である。図９(ａ)は、Ｉｎ組成Ｘ２が０．０４の場合におけるＡＦＭ画像を示す。Ｉｎ組成Ｘ２が０．０４の場合、二乗平均平方根粗さＲｑは０．８５ｎｍであった。図９(ｂ)は、Ｉｎ組成Ｘ２が０．０２の場合におけるＡＦＭ画像を示す。Ｉｎ組成Ｘ２が０．０２の場合、二乗平均平方根粗さＲｑは０．４９ｎｍであった。図９(ｃ)は、Ｉｎ組成Ｘ２が０．０１の場合におけるＡＦＭ画像を示す。Ｉｎ組成Ｘ２が０．０１の場合、二乗平均平方根粗さＲｑは０．３３ｎｍであった。

表面粗さ評価の結果、Ｉｎ組成Ｘ２を減少させるに従って、表面粗さが低下していくことが分かった。

第１実施形態に係る窒化物半導体発光素子を模式的に示す断面図である。 第２実施形態に係る窒化物半導体発光素子を模式的に示す断面図である。 第１実施形態に対応する窒化物半導体発光素子を模式的に示す図である。 図４(ａ)は、実施例１、比較例１及び比較例２の窒化物半導体発光素子のエネルギーギャップ差を示す図であり、図４(ｂ)は、実施例１、比較例１及び比較例２の窒化物半導体発光素子のフォトルミネッセンス・スペクトルをそれぞれ示すグラフである。 実施例１、実施例２及び比較例３の窒化物半導体発光素子のフォトルミネッセンス・スペクトルをそれぞれ示すグラフである。 第２実施形態に対応する窒化物半導体発光素子を模式的に示す図である。 図７(ａ)は、実施例３、実施例４、実施例５及び実施例６の窒化物半導体発光素子のエネルギーギャップ差を示す図であり、図７(ｂ)は、実施例３、実施例４、実施例５及び実施例６の窒化物半導体発光素子の発光スペクトルをそれぞれ示すグラフである。 図８(ａ)〜図８(ｃ)は、いずれも井戸層の表面をＡＦＭで観察して得られた画像を示す図である。 図９(ａ)〜図９(ｃ)は、いずれもバリア層の表面をＡＦＭで観察して得られた画像を示す図である。

符号の説明

１１，１１ａ…窒化物半導体発光素子、１３…Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層、１５…Ｉｎ_Ｘ２Ａｌ_Ｙ２Ｇａ_{１−Ｘ２−Ｙ２}Ｎバリア層、１７…発光領域、２９…Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層。

Claims (6)

1. 紫外線領域の波長成分を含む光を発生する窒化物半導体発光素子であって、
   Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層（１＞Ｘ１＞０、１＞Ｙ１＞０）及びＩｎ_Ｘ２Ａｌ_Ｙ２Ｇａ_{１−Ｘ２−Ｙ２}Ｎバリア層（１＞Ｘ２＞０、１＞Ｙ２＞０）を含む発光領域を備え、
   前記Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層と前記Ｉｎ_Ｘ２Ａｌ_Ｙ２Ｇａ_{１−Ｘ２−Ｙ２}Ｎバリア層との間のエネルギーギャップ差は、２．４×１０^−２０Ｊ以上４．８×１０^−２０Ｊ以下である、窒化物半導体発光素子。
2. 前記発光領域上に設けられたＩｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層（１＞Ｘ３≧０、１＞Ｙ３＞０）を更に備え、
   前記Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層と前記Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層との間のエネルギーギャップ差は、前記Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層と前記Ｉｎ_Ｘ２Ａｌ_Ｙ２Ｇａ_{１−Ｘ２−Ｙ２}Ｎバリア層との間のエネルギーギャップ差よりも大きく、
   前記Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層と前記Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層との間のエネルギーギャップ差は、７．２×１０^−２０Ｊ以下である、請求項１に記載の窒化物半導体発光素子。
3. 前記Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層の厚みが、１０ｎｍ以上であり、
   前記Ｉｎ_Ｘ３Ａｌ_Ｙ３Ｇａ_{１−Ｘ３−Ｙ３}Ｎ層の厚みが、３０ｎｍ以下である、請求項２に記載の窒化物半導体発光素子。
4. 前記Ｉｎ_Ｘ１Ａｌ_Ｙ１Ｇａ_{１−Ｘ１−Ｙ１}Ｎ井戸層のＩｎ組成Ｘ１が、０より大きく０．０３未満である、請求項１〜３のいずれか一項に記載の窒化物半導体発光素子。
5. 前記Ｉｎ_Ｘ２Ａｌ_Ｙ２Ｇａ_{１−Ｘ２−Ｙ２}Ｎバリア層のＩｎ組成Ｘ２が、０より大きく０．０３未満である、請求項１〜４のいずれか一項に記載の窒化物半導体発光素子。
6. 前記発光領域が、３００ｎｍ以上３６５ｎｍ以下の波長領域内の波長の光を発生する量子井戸構造を有する、請求項１〜５のいずれか一項に記載の窒化物半導体発光素子。

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