CN105576085A - 制造发光器件的方法及制造第iii族氮化物半导体的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种用于制造发光器件的方法以及用于制造第III族氮化物半导体的方法。在阱层上，通过MOCVD在与对阱层所使用的温度相同的温度下形成第一InGaN保护层。TMI被脉冲式供给。TMI供给量以大于0μmol/min且不大于2μmol/min的预定值保持恒定。此外，占空比以大于0且不大于0.95的预定值保持恒定。第一保护层的In组成比与占空比几乎成正比。可以通过控制占空比来容易地并精确地控制第一保护层的In组成比，以具有在大于0原子％且不大于3原子％的范围内的In组成比。
Description
技术领域
本发明涉及用于制造第III族氮化物半导体发光器件的方法以及用于制造第III族氮化物半导体的方法，更具体地，本发明涉及用于形成包含In的第III族氮化物半导体的方法。
背景技术
MQW结构被广泛用作第III族氮化物半导体发光器件的发光层，在MQW结构中顺序地并重复地沉积有InGaN阱层和AlGaN势垒层。因为势垒层由AlGaN形成，所以势垒层的生长温度必须比阱层的生长温度高，以获得优良的结晶度。因此，需要在形成阱层之后增加温度，然后生长势垒层。然而，由于加热使In从阱层蒸发，由此导致发光效率降低或者发光波长变化。因此，在阱层与势垒层之间设置有在与阱层的生长温度相同的温度下进行生长的保护层，以防止In的蒸发。
日本公开特许公报(特开)第2010-80619号描述了保护层具有AlGaN的单层结构或者GaN和AlGaN的分层结构。此外，日本公开特许公报(特开)第2012-216751号描述了保护层由厚度为(0.6nm)的GaN形成。此外，日本公开特许公报(特开)第2001-332763号描述了保护层由具有7原子％至60原子％的In组成比的InGaN形成。
因为保护层生长在与对阱层所使用的温度相同的温度下，所以保护层的结晶度低，导致发光效率降低。因此，发明人已经在研究通过在保护层中结合少量的In作为表面活性剂(使表面平坦化的杂质)来提高晶体质量。In的量较少，原因是结合过量的In具有相反的效果而导致晶体质量的劣化。
然而，因为保护层在与对阱层所使用的温度相同的温度下生长，所以保护层在低温下进行生长。In在低温下易于结合到晶体中，并且即使供给最小量的作为In源的原料气体，在晶体中仍包含有一定量的In。因此，保护层不能由具有低的In组成比的第III族氮化物半导体形成。
发明内容
鉴于上述情况，本发明的目的是，即使在低生长温度下也能形成由具有低的In组成比的第III族氮化物半导体制成的保护层。
在本发明的一个方面中，提供了一种用于制造第III族氮化物半导体发光器件的方法，该第III族氮化物半导体发光器件包括具有MQW结构的发光层，该方法包括：
使用MOCVD通过顺序地并重复地沉积下述层来形成发光层：阱层，阱层由包含In的第III族氮化物半导体制成；第一保护层，第一保护层由包含In的第III族氮化物半导体制成，第一保护层的带隙等于或大于阱层的带隙；以及势垒层，势垒层由第III族氮化物半导体制成，势垒层的带隙大于阱层的带隙；其中
在与对阱层所使用的温度相同的温度下，通过脉冲式供给作为In源的原料气体来形成第一保护层，以获得大于0原子％且不大于3原子％的In组成比。组成比原子％意指半导体晶体的原子百分比。
脉冲式供给作为In源的原料气体是重复进行气体的供给以及气体的不供给。
在脉冲式供给作为In源的原料气体时，脉冲宽度、脉冲循环周期、脉冲高度(作为In源的原料气体的供给量)可以被控制成任意值，只要脉冲的数目不少于每个第一保护层两个脉冲即可。可以通过具体控制占空比(脉冲宽度与脉冲循环周期之比)来容易地并精确地控制In组成比。这是因为In组成比与占空比几乎成正比。占空比可以大于0且不大于0.95。为了更容易控制，优选地将占空比控制在0.35至0.95的范围内，并且更优选地在0.35至0.75的范围内。
第一保护层的In组成比优选地为1原子％至3原子％，并且更优选地为1原子％至2.5原子％，以提高第一保护层的晶体质量以及发光效率。
作为In源的原料气体的供给量优选地大于0μmol/min且不大于2μmol/min。由此，第一保护层具有大于0原子％且不大于3原子％的In组成比。
阱层和第一保护层的生长温度优选地为700℃至850℃。由此，阱层具有较高的In组成比，并且发光波长被容易地且精确地控制。阱层与第一保护层的生长温度不必完全相同，并且可允许大约±10℃的容差。
在第一保护层与势垒层之间可以形成由包含Al的第III族氮化物半导体制成的第二保护层，以及第二保护层的Al组成比可以使得第二保护层的带隙大于第一保护层的带隙。由此，可以提高第一保护层与势垒层之间的晶格匹配，引起发光效率的提高。
第一保护层可以由InGaN或AlGaInN形成。此外，第二保护层可以由AlGaN或AlGaInN形成。
作为In源的原料气体可以为包含In的有机金属气体，例如，三甲基铟(TMI；In(GH3)3)或三乙基铟(TEI；In(C2H5)3)。
在本发明的另一方面中，提供了一种用于制造第III族氮化物半导体的方法，其中，在通过MOCVD在700℃至850℃的温度下形成包含In的第III族氮化物半导体的情况下，通过脉冲式供给作为In源的原料气体来获得大于0原子％且不大于3原子％的In组成比。
根据本发明的用于制造第III族氮化物半导体的方法，即使在与对阱层所使用的温度相同的温度下形成由包含In的第III族氮化物半导体制成的保护层的情况下，也就是说，在低温下形成包含In的第III族氮化物半导体的情况下，也可以通过脉冲式供给作为In源的原料气体来减小In组成比。更具体地，In组成比可以减小至大于0原子％且不大于3原子％。
附图说明
由于在结合附图考虑的情况下，参照优选实施方案的以下详细描述，本发明的各种其他目的、特征和许多附带优点将变得更好理解，所以可以容易地认识到本发明的各种其他目的、特征以及许多附带优点，其中：
图1示出了根据实施方案1的发光器件的结构；
图2示出了发光层13的结构；
图3A至图3D是示出了用于制造根据实施方案1的发光器件的工艺的简图；
图4A至图4E是示出了用于形成发光层13的工艺的简图；
图5是示出了TMI供给量与时间之间的关系的图；
图6是示出了占空比与第一保护层13B的In组成比之间的关系的图；以及
图7是示出了第一保护层13B的In组成比与相对强度之间的关系的图。
具体实施方式
接下来将参照附图来描述本发明的具体实施方案。然而，本发明不限于该实施方案。
实施方案1
图1示出了根据实施方案1的第III族氮化物半导体的结构。如图1所示，根据实施方案1的发光器件包括：蓝宝石衬底10；设置在蓝宝石衬底10上的n型接触层11；设置在n型接触层11上的n型覆层12；设置在n型覆层12上的发光层13；设置在发光层13上的p型覆层14；以及设置在p型覆层14上的p型接触层15。此外，根据实施方案1的发光器件包括：设置在p型接触层15的一部分上的透明电极16；设置在透明电极16上的p电极17；以及设置在n型接触层11的通过沟槽19而露出的一部分上的n电极18。根据实施方案1的发光器件为具有上述结构的面朝上型。
蓝宝石衬底10是用于在其主表面上生长第III族氮化物半导体晶体的生长衬底。该主表面为例如a面或c面。蓝宝石衬底10的表面可以粗糙化成点或条纹图案，以提高光提取效率。除了蓝宝石衬底之外，可以使用由诸如GaN、SiC、ZnO和Si的材料制成的衬底。
在蓝宝石衬底10的不平整的表面上经由AlN缓冲层(未示出)设置有n型接触层11。除了AlN之外，缓冲层可以由GaN或AlGaN形成。在n型接触层11上，设置有n型覆层12。n型接触层11由Si浓度为例如1×1018/cm3或更大的n-GaN形成。n型接触层11可以包括具有不同Si浓度的多个层。n型覆层12具有例如其中交替地并重复地沉积有InGaN和n-GaN的超晶格结构。在n型接触层11与n型覆层12之间可以形成用于提高静电击穿电压的ESD层。ESD层例如为在其中沉积有非掺杂GaN和n-GaN的层。
如图2所示，发光层13具有其中重复地沉积有多个层单元的MQW结构，每个层单元包括按顺序沉积的阱层13A、第一保护层13B、第二保护层13C和势垒层13D。重复的数目为三次至十次。n型覆层12和p型覆层14两者皆与势垒层13D接触。发光层13的总厚度为500nm至700nm。随后将描述发光层13的详细结构。
在发光层13上，顺序地沉积有p型覆层14和p型接触层15。p型覆层14可以具有其中交替地并重复地沉积有p-InGaN和p-AlGaN的超晶格结构。p-InGaN的In组成比为5原子％至12原子％，并且厚度为2nm。此外，p-AlGaN的Al组成比为25原子％至40原子％，并且厚度为2.5nm。p型接触层15由Mg浓度为1×1019/cm3或更大的p-GaN形成，并且厚度为80nm。p型接触层15可以包括具有不同Mg浓度的多个层。
透明电极16由ITO形成，以几乎覆盖p型接触层15的整个表面。除了ITO之外，透明电极16可以由例如IZO(铟锌氧化物)或ICO(铟铈氧化物)形成。
在透明电极16上设置有p电极17。在沟槽19的底表面中露出的n型接触层11上设置有n电极18。沟槽19设置在半导体层的一部分中，并且具有从p型接触层15的表面延伸至n型接触层11的深度。p电极17和n电极18具有接线与其连接的焊盘部以及与焊盘部相连续的、以线性图案延伸的接线部。
[发光层13的具体结构]
接下来将参考图2来描述发光层13的详细结构。
阱层13A由具有In组成比的、发光波长在380nm至460nm的范围内的InGaN形成。阱层13A的厚度在1nm至5nm的范围内。
第一保护层13B被设置成与阱层13A接触并在阱层13A上。第一保护层13B为如下的层，该层被设置成在形成阱层13A之后在加热至用于形成势垒层13D的温度期间防止In从阱层13A蒸发。
第一保护层13B由InGaN形成，第一保护层13B的带隙比阱层13A的带隙小。在第III族氮化物半导体掺杂有In的情况下，In用作表面活性剂，以抑制纵向方向(厚度方向)上的生长并且促进侧向方向(平行于主表面的方向)上的生长。因此，通过将用作表面活性剂的In结合到第一保护层13B中，第一保护层的晶体质量得到提高，由此提高了发光效率。然而，在In组成比大于3原子％的情况下，新的晶体缺陷出现，并且晶体质量劣化，导致器件可靠性降低，这是不期望的。因此，In组成比大于0原子％且不大于3原子％。更优选地，In组成比为0.5原子％至3原子％，并且进一步优选地，In组成比为1原子％至2.5原子％。第一保护层13B可以由包含In的第III族氮化物半导体(例如，AlGaInN)形成。此外，因为第一保护层13B的晶体中的In的比例小，所以晶体可以为掺杂有In的GaN，而非混晶或In化合物半导体。然而，在本说明书中，其被写作InGaN，并且被描述成混晶。
因为第一保护层13B在与对阱层13A所使用的温度相同的温度下进行生长，所以InGaN通常不能形成为具有大于0原子％并且不大于3原子％的In组成比。因此，根据随后所述的形成方法来形成具有低的In组成比的InGaN。
第一保护层13B的厚度为0.2nm至1.8nm。如本文中所使用的，“第一保护层13B的厚度”不是当第一保护层13B形成时的厚度，而是即使在形成第一保护层13B之后的加热之后也保留而没有被热分解的第一保护层13B的厚度。这样的厚度范围减少了第一保护层13B中的载流子的俘获或复合，由此提高了发光效率。厚度更优选地在0.5nm至1.0nm的范围内，并且进一步优选地，在2个分子层至3个分子层的范围内。一个单分子层的厚度与GaN的c轴晶格常数的1/2对应，并且两个单分子层的厚度为0.5185nm。通过设置具有与阱层13A的晶格常数接近的晶格常数的第二保护层13C，提高了在第二保护层13C与阱层13A之间的生产层的总结晶度，由此提高了发光效率。
第一保护层13B不限于InGaN，而是可以为包含In的第III族氮化物半导体例如AlGaInN。
第二保护层13C被设置成与第一保护层13B接触并在第一保护层13B上。设置第二保护层13C以减小第一保护层13B与势垒层13D之间的晶格常数的差，由此提高了势垒层13D的结晶度。
第二保护层13C由AlGaN形成。第二保护层13C可以具有任意的Al组成比，只要第二保护层13C的带隙比第一保护层13B的带隙大即可。然而，第二保护层13C的带隙与势垒层13D的带隙的差优选地较小。Al组成比优选地在1.5原子％至3.5原子％的范围内，并且进一步优选地，在2原子％至3原子％的范围内。第二保护层13C可以为包含Al的第III族氮化物半导体例如AlGaInN。在这种情况下，In组成比可以与第一保护层13B的In组成比相同，并且第二保护层13C的结晶度预期得到提高。
第二保护层13C的厚度为0.2nm至1.8nm。这样的厚度范围减少了在第二保护层13C中的载流子的俘获或复合，由此提高了发光效率。厚度更优选地为在0.5nm至1.6nm的范围内，并且进一步优选地，在0.5nm至1.1nm的范围内。
势垒层13D由AlGaN形成。Al组成比为3原子％至10原子％，并且厚度为1nm至10nm。势垒层13D不限于单个AlGaN层，而是可以包括多个层，例如具有不同Al组成比的多个层。势垒层13D可以为包含Al的第III族氮化物半导体例如AlGaInN，只要势垒层13D的带隙比阱层13A的带隙大即可。
在实施方案1中，第一保护层13B和第二保护层13C的分层结构被设置为在阱层13A与势垒层13D之间的保护层。然而，可以在不形成第二保护层13C的情况下仅形成第一保护层13B。在这种情况下，第一保护层13B优选地由AlGaInN形成，以与阱层13A相比在带隙方面具有更大的差。
[用于制造发光器件的工艺]
接下来将参考图3A至图3D以及图4A至图4E来描述用于制造根据实施方案1的发光器件的过程。通过常压MOCVD来晶体生长第III族氮化物半导体。MOCVD中所使用的原料气体如下所述：氨气(NH3)作为氮源；三甲基镓(TMG；Ga(GH3)3)作为Ga源；三甲基铟(TMI；In(GH3)3)作为In源；三甲基铝(TMA；Al(GH3)3)作为Al源；硅烷(SiH4)作为n型掺杂气体；双(环戊二烯基)镁(CP2MG；Mg(C5H5)2)作为p型掺杂气体；以及H2和N2作为载气。不必说，除了上述材料之外，可以使用通过常规MOCVD在第III族氮化物半导体的晶体生长中所使用的材料作为原料气体。例如，除了TMI之外，可以使用三乙基铟(TEI；In(C2H5)3)作为In源。
首先，准备蓝宝石衬底10，并且在氢气气氛下加热蓝宝石衬底10用于表面清洁。
接下来，通过MOCVD在400℃的温度下在蓝宝石衬底10上形成AlN缓冲层(未示出)。除了AlN之外，可以使用GaN和AlGaN。随后，通过MOCVD在1100℃的生长温度下在缓冲层上形成n型接触层11。然后，在n型接触层11上，通过MOCVD在830℃的生长温度下形成n型覆层12(图3A)。
随后，在n型覆层12上，通过MOCVD形成具有MQW结构的发光层13。通过重复地沉积三个层单元至十个层单元来形成发光层13，每个层单元包括按顺序沉积的阱层13A、第一保护层13B、第二保护层13C和势垒层13D(图3B)。
在此，将参考图4A至图4E和图5来更加详细地描述形成发光层13的工艺。
首先，在n型覆层12上，通过MOCVD在765℃至985℃的温度下形成AlGaN势垒层13D(图4A)。
随后，将温度降低至比势垒层13D的生长温度低的、在700℃至850℃的范围内的温度，并且然后通过MOCVD形成InGaN阱层13A(图4B)。重要的是，提高生长温度从而提高阱层13A和势垒层13D的晶体质量，同时保持期望的波长。因此，阱层13A的生长温度优选地为750℃至850℃，并且进一步优选地为800℃至850℃。
接下来，在阱层13A上，通过MOCVD在与对阱层13A所使用的温度相同的温度下由InGaN形成第一保护层13B(图4C)。然而，对于阱层13A和第一保护层13B的生长温度而言，允许大约±10℃的容差。
在此，在形成第一保护层13B时，连续地供给作为氮源的氨气，作为Ga源的TMG以及载气，并且作为In源的TMI为通过重复供给以及不供给来进行的脉冲式供给(图5)。这通过以预定的循环来打开以及关闭TMI供给管的阀来进行。脉冲的数目可以为任意值，只要脉冲的数目不少于两个即可。TMI的供给量以在大于0μmol/min且不大于2μmol/min的范围内的预定量保持恒定。此外，占空比D以大于0且不大于0.95的预定值保持恒定。占空比D为脉冲宽度t与脉冲循环周期T之比，(t是每一个周期T的TMI供给时间)，并且D＝t/T。
因为第一保护层13B的In组成比与占空比D几乎成正比，所以通过控制占空比D可以容易地并精确地控制In组成比。通过TMI供给量、TMG供给量和生长时间几乎确定了在这种情况下的比例系数。
然后，通过控制占空比D来形成第一保护层13B，以使第一保护层13B具有在大于0原子％且不大于3原子％的范围内的In组成比。第一保护层13B的这样的In组成比能够提高第一保护层13B的晶体质量，由此减少了在第一保护层13B中的载流子损耗。因此，能够提高发光器件的发光效率。此外，通过将In组成比控制成不大于3原子％，防止了由In结合到晶体中而造成的新的缺陷，并且抑制了器件可靠性的降低。
可以通过脉冲的数目来控制第一保护层13B的厚度，使得第一保护层13B形成为具有0.2nm至1.8nm的厚度。
如上文所提及的，InGaN的第一保护层13B可以通过脉冲式供给TMI并控制占空比D而形成为具有大于0原子％且不大于3原子％的In组成比，由此提高了发光效率。为了进一步提高发光效率，第一保护层13B的In组成比优选地为1原子％至3原子％，并且进一步优选地为1原子％至2.5原子％。
当实际形成第一保护层13B时，难以将第一保护层13B的In浓度控制成不大于1×1016/cm3。因此，“大于0原子％的In组成比”基本上意指获得1×1016/cm3或更大的In浓度的In组成比。
此外，可以使用任意供给量(脉冲高度)的TMI，只要TMI的供给量大于0μmol/min且不大于2μmol/min即可。然而，优选的是尽可能小的值，也就是在MOCVD系统中结构上可能的最小的值。优选地控制TMI的供给量，使得第一保护层13B的生长速度比阱层13A的生长速度慢。这是为了提高第一保护层13B的结晶度。
脉冲宽度t和循环周期T可以为任意值，只要占空比D在上述范围内即可。
此外，在第一保护层13B的生长期间，TMI的脉冲式供给的各种条件(例如，脉冲高度或占空比D)可以保持恒定或改变。
随后，在第一保护层13B上，通过MOCVD在与对第一保护层13B所使用的温度相同的温度下由AlGaN形成第二保护层13C(图4D)。
接下来，停止原料气体的供给，并且使温度增加至比第二保护层13C的生长温度高的、在765℃至985℃范围内的温度。虽然在加热期间由于热分解而使第二保护层13C逐渐减薄，但是第二保护层13C可以保留直至势垒层13D生长开始为止，原因是第二保护层13C的厚度设置在上述范围内。此外，第二保护层13C的存在防止了In从阱层13A蒸发，并且抑制了对阱层13A的损坏，由此提高了发光效率。
然后，重新开始原料气体的供给，并且在第二保护层13C上，通过MOCVD在比第二保护层13C的生长温度高的、在765℃至985℃范围内的温度下由AlGaN形成势垒层13D(图4E)。通过在比第一保护层13B和第二保护层13C的温度高的温度下进行生长，势垒层13D可以生长成具有优良的结晶度，由此提高了发光效率。阱层13A、第一保护层13B和第二保护层13C的生长温度与势垒层13D的生长温度之差优选地为50℃至200℃。在温度差小于50℃的情况下，势垒层13D的结晶度不会充分提高，并且在温度差超过200℃的情况下，阱层13A的结晶度劣化。
此后，在势垒层13D上，以与上文提及的方法相同的方法将阱层13A、第一保护层13B、第二保护层13C和势垒层13D顺序地并重复地沉积若干次，由此形成具有图2中所示的MQW结构的发光层13。
接下来，通过MOCVD在发光层13上顺序地形成p型覆层14和p型接触层15，并且通过溅射或气相沉积在p型接触层15的一部分(在下一步过程中在其上不形成沟槽19的部分)上形成透明电极16(图3C)。
随后，通过对p型接触层15的在其上未形成透明电极16的表面进行干法蚀刻来形成具有触及n型接触层11的深度的沟槽(图3D)。在形成沟槽19之后，可以形成透明电极16。
接下来，通过气相沉积在透明电极16的预定部分上形成p电极17，并且在n型接触层11的在沟槽19的底部中露出的预定部分上形成n电极18。可以首先形成p电极17和n电极18中的任一者。在p电极17和n电极18由相同的材料形成时，可以同时形成p电极17或n电极18。此后，通过在氮气气氛下进行退火使镁活化，并且p型覆层14和p型接触层15实现了p型传导。可以在形成p电极17和n电极18之前进行用于实现p型传导的退火。此外，在透明电极16由例如ITO形成并且进行退火以用于其结晶化时，对透明电极16的退火可以与实现p型传导的退火相同。因此，制造了图1所示的根据实施方案1的发光器件。
通过用于制造根据实施方案1的发光器件的方法，即使在与对阱层13A所使用的温度相同的低温下由InGaN形成第一保护层13B时，In组成比也可以大于0原子％且不大于3原子％，原因是作为In源的原料气体为脉冲式供给。因此，能够提高第一保护层13B的晶体质量，减少了第一保护层13B中的载流子损耗。因此，能够提高发光器件的发光效率。
[实验结果]
接下来将描述针对根据实施方案1的发光器件所进行的各种实验的结果。
在当形成第一保护层13B时脉冲式供给TMI的情况下，在不同占空比D下测量In组成比。使用以下四个占空比D：0、0.25、0.5和1。TMI供给量恒定为2μmol/min，脉冲循环周期T为12秒，并且脉冲的数目为2。此外，第一保护层13B的生长温度为820℃。占空比D＝0意指未供给TMI的情况，并且占空比D＝1意指连续地供给TMI的情况。
图6是示出了占空比D与第一保护层13B的In组成比之间的关系的图。如图6所示，随着占空比D从0增大，In组成比也增大。当占空比D达到1时，In组成比为约3.2原子％。In组成比与占空比D几乎成正比。因此，发现通过控制占空比D可以容易地并精确地控制第一保护层13B的In组成比。根据图6还发现，当将占空比D控制成不大于0.95时，可以将In组成比控制成不大于3原子％。更具体地，通过将占空比D控制为0.35至0.95，可以将In组成比控制为1原子％至3原子％，并且通过将占空比D控制为0.35至0.75，可以将In组成比控制为1原子％至2.5原子％。
图7是示出了第一保护层13B的In组成比与相对强度之间的关系的图。在第一保护层13B的In组成比为0原子％(也就是第一保护层13B由AlGaN形成)的情况下通过光输出来归一化相对强度为1。
如图7所示，随着In组分的增加，光强度增加。然而，光强度在In组成比约为1.7原子％处达到峰值并且然后开始降低。光强度增加直至In组成比达到1.7原子％的原因被认为是第一保护层13B的晶体质量得到了提高，由此减少了第一保护层13B中的载流子损耗。在In组成比超过1.7原子％的情况下光强度降低的原因被认为是由于In而出现新的晶体缺陷。从图7中清楚地看出，即使在In组成比超过3原子％的情况下，光强度仍比In组分为0原子％处的光强度大。然而，由于In的增加，增加了新的缺陷，导致器件可靠性降低。因此，In组成比优选地为不大于3原子％。
变化方案
在实施方案1中，通过脉冲式供给作为In源的原料气体来由具有大于0原子％且不大于3原子％的In组成比的InGaN形成发光层13的第一保护层13B。本发明不限于此，只要包含In的第III族氮化物半导体(例如，InGaN、AlGaInN和AlInN)在低温下形成，就可以应用本发明。例如，本发明可以应用于除了发光器件的发光层之外的层，并且还可以应用于除了发光器件之外的半导体器件。
将In结合到晶体中的容易程度十分敏感地取决于生长温度。当生长温度高时，In难以结合。当生长温度低时，In易于结合。
此外，由于MOCVD系统的结构因素，TMI供给量通常可以最多仅减少至一定值。因此，在连续地供给TMI的情况下，包含In的第III族氮化物半导体的In组成比可以最多仅减小至一定最小值。
In在低的生长温度下易于结合到晶体中。生长温度越低，In组成比的最小值越高。例如，如图6和图7所示，在生长温度为820℃时，In组成比可以最多仅减小至3.2原子％。然而，本发明使得In组成比能够减少至超过限定值的值。更具体地，In组成比可以减小至大于0原子％且不大于3原子％。
本发明对于包含In的第III族氮化物半导体(更具体地，InGaN和AlGaInN)的生长温度为700℃至850℃的情况是有效的。在通过在这样的低温下连续地供给In来生长晶体的情况下，In组成比通常不能减小至大于0原子％且不大于3原子％。然而，可以通过应用本发明来形成具有这样的In组成比的第III族氮化物半导体。
根据本发明而制造的发光器件可以用作显示设备的光源或照明设备的光源。
Claims (11)
1.一种用于制造第III族氮化物半导体发光器件的方法，所述第III族氮化物半导体发光器件包括具有MQW结构的发光层，所述方法包括：
使用MOCVD通过顺序地并重复地沉积下述层来形成所述发光层：阱层，所述阱层由包含In的第III族氮化物半导体制成；第一保护层，所述第一保护层由包含In的第III族氮化物半导体制成，所述第一保护层的带隙等于或大于所述阱层的带隙；以及势垒层，所述势垒层由第III族氮化物半导体制成，所述势垒层的带隙大于所述阱层的带隙；其中
在与对所述阱层所使用的温度相同的温度下，通过脉冲式供给作为In源的原料气体来形成所述第一保护层，以获得大于0原子％且不大于3原子％的In组成比。
2.根据权利要求1所述的用于制造发光器件的方法，其中在脉冲式供给作为In源的所述原料气体时，通过占空比来控制所述第一保护层的所述In组成比。
3.根据权利要求2所述的用于制造发光器件的方法，其中在脉冲式供给作为In源的所述原料气体时，所述占空比大于0且不大于0.95。
4.根据权利要求3所述的用于制造发光器件的方法，其中作为In源的所述原料气体的供给量大于0μmol/min且不大于2μmol/min。
5.根据权利要求1至4中的任一项所述的用于制造发光器件的方法，其中所述阱层和所述第一保护层的生长温度为700℃至850℃。
6.根据权利要求1所述的用于制造发光器件的方法，其中所述第一保护层由InGaN形成。
7.根据权利要求5所述的用于制造发光器件的方法，其中所述第一保护层由InGaN形成。
8.根据权利要求1至4和权利要求6中的任一项所述的制造发光装置的方法，其中在所述第一保护层与所述势垒层之间由包含Al的第III族氮化物半导体形成第二保护层，以及所述第二保护层的Al组成比使得所述第二保护层的带隙大于所述第一保护层的带隙。
9.根据权利要求8所述的用于制造发光器件的方法，其中所述第二保护层由AlGaN形成。
10.根据权利要求1至4和权利要求6中的任一项所述的用于制造发光器件的方法，其中作为In源的所述原料气体为三甲基铟。
11.一种用于制造第III族氮化物半导体的方法，其中
在通过MOCVD在700℃至850℃的温度下形成包含In的第III族氮化物半导体时，通过脉冲式供给作为In源的原料气体来获得大于0原子％且不大于3原子％的In组成比。
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| GR01 | Patent grant |