InGaN三元半导体材料具有从1.95eV(InN)~3.4eV(GaN)的直接带隙,其发光波长覆盖了整个可见光区。它被用作氮化物篮光和绿光的高亮度发光二极管(LEDs)和激光器(LDs)的有源区,有着广泛的应用前景。InGaN材料的生长开始于1972年,当时,K.Osemuro等人[见文献K.Osamura,K.Nakajima,Y.Murakami,H.R.Shengo andA.Ohtsuki,Solid State Communication,11(1972)617]应用电子束等离子技术合成了InGaN固溶体。75年进一步证实了合成的InGaN固溶体是多晶材料[见文献K.Osamura,S.Naka,Y.Murakami,J.Appl.Phys.,46(1975)3432],且无发光性质报道。1989年T.Nagatoma等人[见文献T.Nagatomo,T.Kuboyama,H.Minamino and O.Omoto,Jpn.J.Appl.Phys.,28(1989)L1334]应用MOVPE技术在500℃下外延生长了InxGa1-xN固溶体(x<0.42),并尝试在500℃和900℃之间进行了InGaN的生长,发现当生长温度高于750℃得不到InGaN薄膜。1991年,N.Yoshimoto和T.Metsuoka等人[见文献N.Yoshimoto,T.Metsuoka,T.Sasaki and A.Katsui,Appl.Phys.Lett.,59(1991)2251]:T.Matsuoka,N.Yoshimoto,T.Sasaki and A.Katsui,J.of Electron.Mat.,21(1992)157]采用大的In/Ga比(大于4)和相对高的生长温度(500~800℃)在蓝宝石上得到了质量较好的InGaN单晶薄膜,观察到了其光致荧光(PL)谱。1992年,S.Nakamura[见文献S.Nakamura and T.Mukai,Jpn.J.Appl.Phys.,31(1992)L1457]应用以上技术在780~830℃下把InGaN生长在GaN薄膜上,得到了高质量的InGaN薄膜,并以其为有源区制备出了发光二极管。
与发射蓝光(450~480nm)相对应的InGaN带隙是从2.75eV~2.58eV,即In的组分在0.3~0.4之间。然而,由于InN具有高的饱和蒸气压,在较高的生长温度下,得不到高In组分的InGaN。在通常情况下,在780℃~820℃之间生长的InGaN薄膜,其In组分小于0.24[见文献S.Nakamura and T.Mukai,Jpn.J.Appl.Phys.,31(1992)L1457]。在低温下,可得到较高In组分,但其发光性能变坏,发光强度变弱。因此,为了得到蓝光发射,通常通过有效的掺杂来实现。S.Nakamura[见文献S.Nakamura,J.of Crystal Growth,145(1994)911]的研究表明锌(Zn)在InGaN中是有效的蓝光发光中心,并以Zn掺杂的InGaN为有源区制备出了第一个高亮度蓝光发光管。他进一步发现硅(Si)掺杂有助于提高InGaN的发光特性[见文献S.Nakamura,T.Mukai and M.Senoh,Jpn.J.Appl.Phys.,32(1993)L16]。Si掺杂的InGaN的发光强度是没掺杂的InGaN的发光强度的36倍。除此之外,Alan.G.Thaompon[见文献AlanG.Thompson,M.Schurmen,Z.C.Feng,R.F.Karlicek,T.Salagaj,C.A.Iran,R.A.Stall,Internet J.of Nitride Semiconductor Research,1(1996)article 24]在770℃~840℃之间生长了InGaN;S.Keller[见文献S.Keller,U.K.Mishra and S.P.Denbaars,J.of Electron.Mat.,26(1997)1118;S.Keller,B.P.Keller,D.Kapolnek,U.K.Mishra,S.P.Denbaars,I.K.Shmagin,R.M.Kolbas and S.Krishnankutty,J.of Crystal Growth,170(1997)349]在730℃到800℃之间进行了InGaN的MOCVD生长和调制外延。W.Van der Stricht[见文献W.Van der Stricht,I.Moerrman,P.Demeester,J.A.Crawley and E.J.Thrush,J.ofCrystal Growth,170(1997)344;W.Van der Stricht,I.Moerrman,P.Demeester,L.Considine,E.J.Thrush and J.A.Crawley,Internet J.of Nitride SemiconductorResearch,2(1997)article 16]在700℃~850℃之间进行了MOCVD的外延生长。M.Shimizu等人[见文献M.Shimizu,Y.Kawaguchi,K.Hiramatsu and N.Sawaki,Sild-state Electronics,41(1997)145;M.Shimizu,Y.Kawaguchi,K.Hiramatsu and N.Sawaki,Jpn.J.Appl.Phys.,36(1997)3381]在800℃下应用常压MOCVD生长了InGaN薄膜。E.L.Piner[见文献E.L.Piner,F.G.Mchintosh,J.C.Roberts,M.E.Aumer,V.A.Joshkin,S.M.Bedair and N.A.El-Masery,Intemet J.of Nitride Semiconductor Research,1(1996)article 43]在750-800℃之间应用常压MOCVD生长了InGaN薄膜。纵上所述,InGaN外延生长均在500℃~850℃之间进行。这种生长方法存在的问题在于:1)采用高的In/Ga比,小的Ga源流速。生长速率慢,原材料利用率低。2)低温下生长的材料通常质量较差,发光效率低。3)生长多层的器件结构时,需要进行变温生长,工艺复杂,重复性差。
本发明的目的就是提供一种生长具有高强度蓝光发射的InGaN单晶薄膜的方法,并提高生长速率和材料利用率和发光效率,简化工艺。
本发明的内容和技术方案:
本发明采用MOCVD设备,高纯H2为载气,反应室的压力在整个生长过程中控制在0.1~0.5个大气压,首先将蓝宝石衬底经有机溶剂清洗后装入反应室,在H2气氛下,1000℃以上处理10~20分钟:接着在510℃~550℃下生长一厚度为7~30纳米(nm)的GaN缓冲层;然后在1030℃~1100℃的温度下生长一厚度为0.5~4微米(μm)的GaN层;在此GaN层上,在900℃~1100℃之间外延生长InGaN薄膜,生长InGaN的同时进行硅(Si)和锌(Zn)共掺杂;Zn的掺杂剂量在1.0~50微摩尔(μmol)之间,Si的掺杂剂量在0.18~1.8nmol之间。
本发明生长InGaN时的In/Ga比小于1.5。
本发明的Ga,In,N,Zn和Si源分别为高纯的三甲基镓(TMGa),三甲基铟(TMIn),氨气(NH3),二乙基锌(DEZn)和硅烷(SiH4),其中SiH4浓度为百万分之十(10ppm),用H2稀释。
生长GaN缓冲层时载气的流量为1~3升/分钟,TMGa是2~18微摩尔/分钟,NH3是0.7~0.15摩尔/分钟。
生长GaN层,载气的流量为0.5~2.5升/分钟,TMGa是10~20微摩尔/分钟;NH3是0.11~0.22摩尔/分钟。
生长InGaN薄膜,载气的流量为0.5~2.5升/分钟,TMGa的流量是2~20微摩尔/分钟;NH3是0.11~0.22摩尔/分钟;TMIn是9~270微摩尔/分钟。本发明的优点和积极效果:
由于采用MOCVD设备,在高温下(900℃~1100℃)进行了InGaN薄膜外延生长,并采用了Si和Zn(Si&Zn)共掺杂技术,得到了发光峰值在440nm~480nm之间的高效蓝光发射。
A)图1给出了一定Si和Zn掺杂剂量下,InGaN的室温PL谱随生长温度的变化。图中所用样品除了生长温度不同之外,其他生长条件均相同。从图1中可以看出,在1060℃下生长的InGaN的PL谱强度是通常生长温度820℃下生长的InGaN的95倍。同时,它是850℃生长的InGaN的6.5倍,是900℃生长的InGaN的近2倍。随着生长温度的提高,其PL谱强度戏剧性地增强,这就是采用高温下生长Si&Zn共掺InGaN单晶薄膜技术的直接效果。
B)高温下生长Si&Zn共掺InGaN单晶薄膜技术具有以下特点:1)在900℃~1100℃之间的高温下进行。在通常的InGaN生长中,由于InN具有高的饱和蒸气压,普篇采用较低的生长温度,以便得到较高的In组分。但是降低生长温度使发光特性变差,因此以Nakamura为代表的许多研究小组都定位760℃~820℃。这样得到的In组分通常在0.1~0.24之间。在900℃~1100℃的生长温度下,我们得到的InGaN其In组分值在0.001~0.01之间,相对于在760℃~820℃时生长的InGaN薄膜,In的组分值减小了很多。我们的研究发现,InGaN的发光特性优越于GaN,如图2所示,这也是人们为什么采用InGaN为发光层的原因。然而,我们的研究还发现In的组分对发光特性也有影响。In的组分低的InGaN的发光特性优于In的组分高的InGaN的发光特性,这可能与InGaN材料本身的结构特性和稳定性有关,因为在InGaN材料系统中,存在大的固溶隙;另一方面,在高温下生长的薄膜,通常具有较好的结晶质量和晶体完整性,这也是高温下改善InGaN发光特性的主要原因之一;2)采用了Si和Zn共掺杂,图3是我们的典型Zn掺杂InGaN的室温PL谱。从图3中可以看出,Zn在氮化物中是有效的蓝光发光中心,Zn掺杂后,InGaN的PL谱中,只有与Zn有关的发光峰,其他的跃迁途径均受到抑制。由于Zn掺杂,发光峰从紫外或紫光区移至蓝光区。从图3中还可以看出,我们的Zn掺杂InGaN的PL谱优于Nakmura报道的结果。从PL谱强度的变化,我们优化出最优的Zn掺杂流量在33~50μmol之间。Si掺杂能提高InGaN的发光强度.如图4所示,当Si的流量为0.45nmol时,其发光强度提高了13倍。我们的研究发现,Si掺杂也存在一个最优流量,该最优流量小于0.8nmol。Nakamura也报道了一个最优Si掺杂流量,其值为1.5nmol。从Si和Zn掺杂的结果来看,Si和Zn共掺是在InGaN材料中利用杂质发光的最佳组合。另一方面,由于采用了Si和Zn共掺杂技术,发光波长已进入蓝光区,In组份对波长的调节不再那么重要,只要In进入就行,而不要求其组份的高低,从而保证了高温生长的可行性。3)在InGaN材料和以InGaN为有源区的器件结构的整个生长过程中,温度可保持一定,这样使得生长过程简单、稳定。在以往的生长过程中,由于GaN(生长温度通常在1030~1060℃之间)和InGaN(生长温度通常在780℃~820℃之间)的生长温度不同,不得不进行变温生长,生长过程比较复杂,系统稳定性和材料生长的可重复性不易控制;4)In/Ga比要求不很严格。由于In的组份可以任意小,In/Ga比可以适当调节,而不象低温生长要求In/Ga比大于4。也就是说,Nakamura和Yoshimoto等人采用的大In源流速和高In/Ga比的技术已失去意义。在我们的技术中,可以增加Ga的流量,从而提高InGaN薄膜的生长速率,节省生长时间;也可适当调节In源的流量来优化生长条件,以便得到结晶质量好,发光强度强的InGaN有源层。
C)根据以上我们的高温生长Si和Zn共掺杂InGaN薄膜的技术特点,与通常InGaN生长技术相比,可归纳出以下优点:1)InGaN高温生长技术的实现,使得GaN和InGaN可在相同温度下生长;避免了在器件结构生长过程中的升降温过程,减少了生长工艺上的困难;简化了工艺;提高了生长的可控性和重复性。有利于大规模生产和提高成品率;2)生长的InGaN材料发光强度强。InGaN是器件的有源区材料,它的发光性能,决定了器件的发光亮度,这为制备高亮度篮光发光二极管实现了一条切实可行的技术路线;3)具有高的生长速率,缩短了生长时间,从而提高了材料的利用率,有利于降低成本,提高产品的市场竞争力。