CN102810607A - 用于制造iii族氮化物半导体发光器件的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种用于制造驱动电压被减小的III族氮化物半导体发光器件的方法。在该制造方法中，p覆层具有其中交替地沉积了具有0.5nm至10nm厚度的p-AlGaN层以及InGaN层的超晶格结构。p-AlGaN层的生长温度是800℃至950℃。通过在将p-AlGaN层保持于生长温度的同时停止TMA的供应、引入TMI并增大Ga源气体的供应量，在p-AlGaN层上形成具有一至两个单层的厚度的InGaN层。由此，可以在保持良好的晶体质量的同时减小p覆层的厚度，从而减小驱动电压。
Description
技术领域
本发明涉及一种用于制造III族氮化物半导体发光器件的方法，更具体地，涉及一种用于形成p覆层的方法。
背景技术
传统上，提供p覆层以通过将电子限制在III族氮化物半导体发光器件的发光层中来提高发射性能。为了增强电子限制的效果，使用具有大带隙能量的p-AlGaN作为p覆层。然而，p-AlGaN需要在低温下生长以减小对发光层的热损坏，这导致晶体质量的劣化。因此，使用p-AlGaN/p-InGaN或p-AlGaN/p-GaN超晶格结构来抑制晶体质量的劣化。p-AlGaN/p-InGaN超晶格结构是更优选的，因为与p-GaN相比，p-InGaN在低生长温度下表现出卓越的晶体质量。
日本专利申请公开号2005-51170公开了使用其中交替地沉积了p-AlGaN和p-InGaN的超晶格结构作为p覆层。还公开了p-AlGaN具有1nm至5nm的厚度，并且p-InGaN具有1nm至5nm的厚度。
日本专利申请公开号2007-80996公开了使用其中交替地沉积了p-AlGaN和p-GaN的超晶格结构作为p覆层。还公开了p-AlGaN和p-GaN都具有至少一个原子层的厚度。
然而，当使用p-AlGaN/p-InGaN或p-AlGaN/p-GaN超晶格结构作为p覆层时，由于对电子限制没有贡献的p-InGaN或p-GaN的存在，p覆层的总厚度增大。这导致串联电阻增大并且驱动电压增大的问题。
发明内容
鉴于前述内容，本发明的目的是提供一种用于在不增大驱动电压的情况下制造III族氮化物半导体发光器件的方法。
在本发明的第一方面中，提供了一种用于制造具有p覆层的III族氮化物半导体发光器件的方法。该方法包括：通过利用MOCVD重复生长具有0.5nm至10nm厚度的p-AlGaN层以及InGaN层来形成p覆层，其中，通过在将p-AlGaN层保持于生长温度的同时停止Al源气体的供应、引入In源气体并增大Ga源气体的供应量，在p-AlGaN层上形成具有一至两个单层的厚度的InGaN层。
在本发明的第五方面中，提供了一种用于制造具有p覆层的III族氮化物半导体发光器件的方法。该方法包括通过重复第一工艺和第二工艺来形成p覆层，其中，第一工艺是：生长具有0.5nm至10nm厚度的p-AlGaN层；第二工艺是：将p-AlGaN层的表面暴露于用于生长InGaN的气体，而不通过在将p-AlGaN层保持于生长温度的同时停止Al源气体的供应、引入In源气体并增大Ga源气体的供应量来生长InGaN。
本文中所使用的“III族氮化物半导体”包括：由公式AlxGayInzN（x+y+z=1,0≤x,y，z≤1）表示的半导体；这样的半导体：其中一部分Al、Ga或In被另一种13族（IIIB族）元素（即，B或Tl）代替，或者一部分N被另一种15族（VB族）元素（即，P、As、Sb或Bi）代替。III族氮化物半导体的具体例子包括至少包含Ga的那些III族氮化物半导体，如GaN、InGaN、AlGaN和AlGaInN。当形成III族氮化物半导体时，例如，供应TMA（trimethylaluminum，三甲基铝）作为Al源，并且使用TMI（trimethylindium，三甲基铟）作为In源，使用TMG（trimethylgallium，三甲基镓）作为Ga源。
p-InGaN的单层（或单分子层，在下文中使用术语“单层”）的厚度是p-InGaN的c轴的晶格常数的一半，即，取决于In成分比，约为
至
p-AlGaN层具有0.5nm至10nm的厚度的理由如下：当厚度小于0.5nm时，作为p覆层的功能，即，电子限制的效果劣化，这是不希望的。当厚度大于10nm时，p-AlGaN层的晶体质量劣化。更优选地，p-AlGaN层具有1nm至5nm的厚度，并且进一步优选地，具有1.5nm至3.5nm的厚度。
优选地，在800℃至950℃的温度处生长p-AlGaN层和InGaN层。当生长温度在该范围内时，通过将p-AlGaN层的表面暴露于用于形成InGaN的气体，可以显著提高p-AlGaN层的晶体质量。生长温度更优选地是830℃至920℃，并且进一步优选地是850℃至900℃。
优选地，当p-AlGaN被定义为p-AlxGa1-xN时，p-AlGaN层具有15mol%至50mol%的Al成分比x。也就是说，x是Al的摩尔数与Al和Ga的摩尔数之比。当Al成分比在该范围内时，可以显著增强p覆层的电子限制效果。Al成分比x更优选地是20mol%至40mol%，并且进一步优选地是25mol%至35mol%。
此外，在本发明的第一方面中，当InGaN被定义为InyGa1-yN时，InGaN层优选地具有2mol%至10mol%的In成分比y。也就是说，y是In的摩尔数与In和Ga的摩尔数之比。当In成分比在该范围内时，可以通过InGaN层进一步提高p-AlGaN层的晶体质量。In成分比y更优选地是4mol%至8mol%，并且进一步优选地是6mol%至8mol%。此外，由于在向用于生长p-AlGaN层的气体的切换期间或者在p-AlGaN层的初始生长阶段的蒸发，InGaN层的一部分或全部可能丢失。InGaN层可以是掺有Mg的p-InGaN层。
本发明的第二方面涉及根据第一方面的制造方法的具体实施例，其中，p-AlGaN层的生长温度是800℃至950℃。
本发明的第三方面涉及根据第一或第二方面的制造方法的具体实施例，其中，p-AlGaN层具有15mol%至50mol%的Al成分比x。
本发明的第四方面涉及根据第一至第三方面中的任何方面的制造方法的具体实施例，其中，InGaN层具有2mol%至10mol%的In成分比y。
本发明的第六方面涉及根据第五方面的制造方法的具体实施例，其中，在800℃至950℃的温度处生长p-AlGaN层。
本发明的第七方面涉及根据第五或第六方面的制造方法的具体实施例，其中，p-AlGaN层具有15mol%至50mol%的Al成分比x。
在本发明的第一方面中，对电子限制没有贡献的InGaN层的厚度被减小到一至两个单层。由此，提高了p-AlGaN层的晶体质量，并且可以减小串联电阻，这导致驱动电压的减小。
此外，在与生长p-AlGaN层的温度相同的温度处生长InGaN层，并且与形成p-AlGaN层时相比，形成InGaN层时Ga源气体的供应量增大。由此，可以通过InGaN层进一步提高p-AlGaN层的晶体质量。
在本发明的第五方面中，尽管不在p-AlGaN层上形成InGaN，但是可以通过将p-AlGaN层的表面重复地暴露于用于形成InGaN的气体来提高p-AlGaN的晶体质量。由于不形成InGaN，可以减小串联电阻，这导致驱动电压的减小。
附图说明
将容易认识到本发明的各种其它目的、特征和许多附带优点，因为它们通过参照结合附图考虑的优选实施例的以下详细描述而变得更好理解，其中：
图1示出了根据实施例1的III族氮化物半导体发光器件的构造；
图2示出了p覆层15的结构；
图3A、图3B和图3C示出了根据实施例1的用于制造III族氮化物半导体发光器件的工艺；以及
图4A、图4B和图4C示出了根据实施例2的用于制造p覆层25的工艺。
具体实施方式
接下来，参照附图描述本发明的具体实施例。然而，本发明不限于这些实施例。
实施例1
图1示出了根据实施例1的III族氮化物半导体发光器件的构造。如图1中所示，根据实施例1的III族氮化物半导体发光器件包括蓝宝石衬底10；并且经由低温缓冲层（未示出）在衬底10上依次沉积了n接触层11、nESD层12、n覆层13、发光层14、p覆层15和p接触层16，每个所述层都由III族氮化物半导体形成。在p接触层16的顶表面的一部分中形成了具有从p接触层16的顶表面延伸到n接触层11的深度的沟槽。在该沟槽的底部暴露的n接触层的表面上形成了n电极19。在没有沟槽的p接触层16的一部分上形成了ITO透明电极17，并且在透明电极17上形成了p电极18。
p覆层15具有由多个层单元形成的超晶格结构，每个层单元包括p-AlGaN层150和p-InGaN层151，它们交替地沉积，如图2中所示。层单元的数目为5至15个。p-AlGaN层150具有0.5nm至10nm的厚度、15mol%至50mol%的Al成分比以及1×1019/cm3至5×1020/cm3的Mg浓度。p-InGaN层151具有一至两个单层的厚度、2mol%至10mol%的In成分比以及1×1019/cm3至2×1020/cm3的Mg浓度。InGaN的一个单层的厚度是InGaN的c轴的晶格常数的一半，即，取决于In成分比，约为至
p覆层15的总厚度是10nm至90nm。
除了p覆层15以外的层可以具有任何传统上已知的结构。例如，由n-GaN形成的n接触层11可以包括具有不同Si含量的多个层。nESD层12具有包括i-GaN层和n-GaN层的两层结构。n覆层13具有其中交替和重复地形成了i-GaN和i-InGaN的超晶格结构。发光层14具有其中将未掺杂的InGaN势阱层和未掺杂的GaN势垒层被交替地沉积了三次的MQW结构。由p-GaN形成的p接触层16可以包括具有不同Mg含量的多个层。
接下来，参照图3描述根据实施例1的用于制造III族氮化物半导体发光器件的工艺。
p型III族氮化物半导体实际上是通过在后续工艺中热处理掺Mg的III族氮化物半导体而制成的。然而，在下文中，为了简化，甚至在热处理之前也将其称为p-AlGaN或p-InGaN。
首先，将其表面上形成有凹陷和凸起的蓝宝石衬底10放置在MOCVD设备中，并在氢气氛中进行加热以便热清洁。
接下来，在蓝宝石衬底10上形成低温缓冲层（未示出）。通过MOCVD在低温缓冲层上依次形成n接触层11、nESD层12、n覆层13和发光层14（图3A）。所采用的气体如下：作为载体气体的氢或氮；作为氮源的氨气；作为Ga源的TMG（三甲基镓）；作为Al源的TMA（三甲基铝）；作为In源的TMI（三甲基铟）；以及作为n型掺杂剂气体的硅烷（SiH4）。
随后，通过以下工艺形成p覆层15。
首先，在发光层14上通过MOCVD形成p-AlGaN层150，p-AlGaN层150具有0.5nm至10nm的厚度、15mol%至50mol%的Al成分比以及1×1019/cm3至5×1020/cm3的Mg浓度。采用与上面提到的相同的载体气体和原料气体。使用双环戊二烯镁（biscyclopentadienylmagnesium，Mg(C5H5)2）作为p型掺杂剂气体。生长温度是800℃至950℃。
随后，在将温度保持于生长温度的同时，停止TMA的供应，引入TMI，并增大TMG的供应量。由此，在p-AlGaN层150上形成p-InGaN层151，p-InGaN层151具有一至两个单层的厚度、2mol%至10mol%的In成分比以及1×1019/cm3至2×1020/cm3的Mg浓度。
通过将形成p-AlGaN层150的工艺和形成p-InGaN层151的工艺交替地重复5至15次以使得这些层被交替地沉积，形成具有p-AlGaN/p-InGaN超晶格结构的p覆层15（图3B）。由于在向用于在p-InGaN层151上形成p-AlGaN层150的气体切换期间或者在p-AlGaN层150的初始生长阶段的蒸发，p-InGaN层151的一部分或全部可能丢失。
在形成p覆层15时在800℃至950℃的低温下生长p-AlGaN层150的理由是为了减小对发光层14的热损坏。然而，当在低温下生长p-AlGaN层150时，在纵向上比在横向上更为促进生长。层表面容易变粗糙，这导致晶体质量的劣化。因此，使用甚至在低温下也表现出增强的横向生长以及良好的晶体质量的p-InGaN层151来形成超晶格结构。此外，p-AlGaN层150具有0.5nm至10nm的厚度以抑制结晶性的劣化。p-InGaN层151具有一至两个单层的厚度，以最小化不起到用于将电子限制在发光层14中的覆层的作用的p-InGaN层151的厚度。在形成p-InGaN层151时增大作为Ga源的TMG的供应量，从而通过p-InGaN层151进一步提高p-AlGaN层150的晶体质量并且防止In的蒸发。由此，在保持p-AlGaN层150的良好晶体质量的同时，p-InGaN层151变薄，并且p覆层15的总厚度减小。结果，p覆层15的串联电阻减小，从而减小了III族氮化物半导体发光器件的驱动电压。
p-AlGaN层150更优选地具有1nm至5nm的厚度，以增强作为覆层的功能和晶体质量。进一步优选地，该厚度是1.5nm至3.5nm。
更优选地，p-AlGaN层150具有20mol%至40mol%的Al成分比，以增强作为覆层的功能。进一步优选地，该Al成分比是25mol%至35mol%。
更优选地，p-InGaN层151具有4mol%至8mol%的In成分比，以通过p-InGaN层151增强p-AlGaN层150的晶体质量。进一步优选地，该In成分比是6mol%至8mol%。可以用未掺有p型掺杂剂的InGaN层替换p-InGaN层151。
更优选地在830℃至920℃的温度处生长p-AlGaN层150和p-InGaN层151，以通过p-InGaN层151增强p-AlGaN层150的晶体质量。进一步优选地，该生长温度是850℃至900℃。
接下来，在p覆层15上通过MOCVD形成p接触层16（图3）。采用与形成p覆层15时相同的原料气体、载体气体和掺杂气体。在p接触层16的一部分中形成透明电极17。在p接触层16的表面的除了透明电极17以外的一部分中形成具有到达n接触层11的深度的沟槽。在该沟槽的底部形成n电极19，并在透明电极17上形成p电极18。通过以上工艺，制造出如图1中所示的根据实施例1的III族氮化物半导体发光器件。
实施例2
在根据实施例2的用于制造III族氮化物半导体发光器件的方法中，用下面描述的形成p覆层25的工艺替换根据实施例1的用于制造III族氮化物半导体发光器件的方法中的形成p覆层15的工艺。
首先，在发光层14上通过MOCVD形成p-AlGaN层250，p-AlGaN层250具有0.5nm至10nm的厚度、15mol%至50mol%的Al成分比以及1×1019/cm3至5×1020/cm3的Mg浓度（图4A）。生长温度是800℃至950℃。
随后，在将温度保持于生长温度的同时，停止TMA的供应，引入TMI，并增大TMG的供应量。由此，p-AlGaN层250的表面被暴露于用于形成InGaN的气体。在InGaN形成于p-AlGaN层250上之前结束该工艺，并再次执行形成p-AlGaN层250的工艺（图4B）。
将形成p-AlGaN层250的工艺和将p-AlGaN层250的表面暴露于用于形成InGaN的气体的工艺交替地重复5至15次以形成p覆层25，如图4C中所示。
上面提到的形成p覆层25的工艺可以抑制结晶性的劣化，因为p-AlGaN层250的表面通过暴露于用于形成InGaN的气体而被恢复。在保持p-AlGaN层250的良好晶体质量的同时，p覆层25的总厚度减小，因为不形成InGaN层。结果，p覆层25的串联电阻减小，从而减小了III族氮化物半导体发光器件的驱动电压。
尽管根据实施例1和2的III族氮化物半导体发光器件具有面朝上（face-up）型结构，但是本发明的发光器件也可以具有倒装芯片（flip-chip）型结构。
可以采用通过本发明的方法制造出的III族氮化物半导体发光器件作为照明设备或显示设备的光源。
Claims (8)
1.一种用于制造具有p覆层的III族氮化物半导体发光器件的方法，该方法包括：
通过利用MOCVD重复生长具有0.5nm至10nm厚度的p-AlGaN层以及InGaN层来形成所述p覆层，其中，通过在将所述p-AlGaN层保持于生长温度的同时停止Al源气体的供应、引入In源气体并增大Ga源气体的供应量，在所述p-AlGaN层上形成具有一至两个单层的厚度的所述InGaN层。
2.根据权利要求1所述的用于制造III族氮化物半导体发光器件的方法，其中，所述p-AlGaN层的生长温度是800℃至950℃。
3.根据权利要求1所述的用于制造III族氮化物半导体发光器件的方法，其中，当所述p-AlGaN被定义为p-AlxGa1-xN时，所述p-AlGaN层具有15mol%至50mol%的Al成分比x。
4.根据权利要求2所述的用于制造III族氮化物半导体发光器件的方法，其中，当所述p-AlGaN被定义为p-AlxGa1-xN时，所述p-AlGaN层具有15mol%至50mol%的Al成分比x。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的用于制造III族氮化物半导体发光器件的方法，其中，当所述InGaN被定义为InyGa1-yN时，所述InGaN层具有2mol%至10mol%的In成分比y。
6.一种用于制造具有p覆层的III族氮化物半导体发光器件的方法，该方法包括：
第一工艺，即，生长具有0.5nm至10nm厚度的p-AlGaN层；
第二工艺，即，将所述p-AlGaN层的表面暴露于用于形成InGaN的气体，而不通过在将所述p-AlGaN层保持于生长温度的同时停止Al源气体的供应、引入In源气体并增大Ga源气体的供应来生长InGaN；并且
其中，重复所述第一工艺和所述第二工艺以形成所述p覆层。
7.根据权利要求6所述的用于制造III族氮化物半导体发光器件的方法，其中，所述p-AlGaN层的生长温度是800℃至950℃。
8.根据权利要求6或7所述的用于制造III族氮化物半导体发光器件的方法，其中，当所述p-AlGaN被定义为p-AlxGa1-xN时，所述p-AlGaN层具有15mol%至50mol%的Al成分比x。
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