CN106505133A - 紫外发光器件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种紫外发光器件及其制造方法，其呈现出改进的晶体质量、平坦性以及填充表面奇点的可实现性。该紫外发光器件包括：具有表面奇点的衬底；通过溅射在衬底上形成的AlN缓冲层；未掺杂AlGaN层；n型AlGaN层；发光层；由p型AlGaN制成的电子阻挡层；以及由p型AlGaN制成的p型接触层，所述层中的各个层顺次沉积。未掺杂层的Al组成比是最小的，并且Al组成比按照未掺杂层、n型层、p型接触层和电子阻挡层的顺序增加。因而，整个器件的Al组成比降低。因此，改进了晶体质量或平坦性以及填充衬底上的表面奇点的可实现性。

Description

紫外发光器件及其制造方法
技术领域
本发明涉及第III族氮化物半导体紫外发光器件及其制造方法。
背景技术
在常规的第III族氮化物半导体紫外发光器件中，为了减少材料的自吸收，各个层必须由具有大的带隙能量(特别是，在室温下3.39eV以上)的材料制成，并且已经主要使用AlGaN。
日本公开特许公报(kokai)第2013-222746号描述了具有以下结构的第III族氮化物半导体紫外发光器件。日本公开特许公报(kokai)第2013-222746号的紫外发光器件包括：在衬底上以岛状形成的晶核；形成为用以填充和覆盖晶核的缓冲层；形成在缓冲层上的n型层；形成在n型层上的发光层；形成在发光层上的电子阻挡层；以及形成在电子阻挡层上的p型层。这些层中的每一个由AlGaN或AlN形成。n型层的Al组成比是最低的，并且缓冲层和p型层的Al组成比仅次于n型层是最低的。电子阻挡层的Al组成比是除了AlN缓冲层之外最高的。
因为紫外发光器件是由比GaN更容易纵向生长的AlGaN制成，所以存在诸如晶体质量或平坦性劣化的问题。在使用处理的在其上具有表面奇点(irregularities)的衬底的情况下，所述表面奇点必须被填充。为了解决这些问题，各个层的Al组成比优选为尽可能的低。然而，在日本公开特许公报(kokai)第2013-222746号中所公开的紫外发光器件的结构导致了各个层的较高的Al组成比。
发明内容
本发明目的是改进在第III族氮化物半导体紫外发光器件中的结晶性、平坦性以及填充在经处理的衬底的表面上的表面奇点的可实现性。
本发明提供了一种第III族氮化物半导体紫外发光器件，该器件包括：衬底；缓冲层，缓冲层设置在衬底上并且由含Al的第III族氮化物半导体制成；未掺杂层，未掺杂层设置在缓冲层上并且由未掺杂的第III族氮化物半导体制成；n型层，n型层设置在未掺杂层上并且由含Al的n型第III族氮化物半导体制成；发光层，发光层设置在n型层上并且由第III族氮化物半导体制成，发光层发射紫外线；电子阻挡层，电子阻挡层设置在发光层上并且由含Al的p型第III族氮化物半导体制成；以及p型接触层，p型接触层设置在电子阻挡层上并且由含Al的p型第III族氮化物半导体制成，其中，未掺杂层的带隙能量是未掺杂层、n型层、p型接触层和电子阻挡层这四个层中最小的，并且带隙能量按照未掺杂层、n型层、p型接触层和电子阻挡层的顺序增加。
本发明的紫外发光器件是发射波长为210nm至400nm的紫外线的发光器件。具体地，本发明有效的作为发射波长为320nm至400nm的UVA射线的发光器件。如在本文中所使用的，术语“发射波长”指的是在额定电流下或者在生产中所实际使用的电流下的峰值波长。
当未掺杂层由GaN或AlGaN形成时，n型层、电子阻挡层和p型接触层由AlGaN形成，未掺杂层的Al组成比是未掺杂层、n型层、p型接触层和电子阻挡层这四个层中最低的，并且Al组成比按照未掺杂层、n型层、p型接触层和电子阻挡层的顺序增加。
本发明适合于衬底在缓冲层侧处的表面上具有表面奇点以提高光提取的情况。本发明通过填充表面奇点而促进平坦化。当缓冲层由AlN制成时，进一步促进对表面奇点的填充。
当发射波长为365nm以上时，未掺杂层由GaN形成，并且当发射波长为365nm以下时，未掺杂层由AlGaN形成。这是为了减小由于自吸收的损失。
当发射波长为350nm以上至小于370nm时，未掺杂层的Al组成比为3％至6％，n型层的Al组成比为6％至10％，电子阻挡层的Al组成比为37％至50％，并且p型接触层的Al组成比为8％至15％。下文中，％指的是针对第III族元素的总量的mol％或者atomic％。从而，能够进一步改进晶体质量或平坦性以及填充表面奇点的可实现性。
当发射波长为370nm以上至小于390nm时，未掺杂层的Al组成比为0％至2％，n型层的Al组成比为1％至4％，电子阻挡层的Al组成比为29％至40％，并且p型接触层的Al组成比为5％至10％。从而，能够进一步改进晶体质量或平坦性以及填充表面奇点的可实现性。
当发射波长小于350nm时，未掺杂层的Al组成比为6％以上，n型层的Al组成比为10％以上，电子阻挡层的Al组成比为50％以上，并且p型接触层的Al组成比为15％以上。从而，能够进一步改进晶体质量或平坦性以及填充表面奇点的可实现性。
本发明提供了一种用于制造第III族氮化物半导体紫外发光器件的方法，该方法包括：通过溅射或PPD(脉冲等离子体扩散)，在具有表面奇点的衬底上形成AlN缓冲层；通过经由低压MOCVD生长未掺杂的第III族氮化物半导体并且填充在衬底上的表面奇点而在缓冲层上形成平坦的未掺杂层；通过低压MOCVD在未掺杂层上形成带隙能量大于未掺杂层的带隙能量的由n型第III族氮化物半导体制成的n型层；通过低压MOCVD在n型层上形成第III族氮化物半导体发光层；通过低压MOCVD在发光层上形成带隙能量大于n型层的带隙能量的由p型第III族氮化物半导体制成的电子阻挡层；以及通过低压MOCVD在电子阻挡层上形成带隙能量大于n型层的带隙能量且小于电子阻挡层的带隙能量的由p型第III族氮化物半导体制成的p型接触层。
本发明还提供了一种用于制造第III族氮化物半导体紫外发光器件的方法，该方法包括：通过溅射或PPD，在平坦衬底上形成AlN缓冲层；通过低压MOCVD在缓冲层上形成未掺杂的GaN层；通过低压MOCVD在未掺杂层上形成由n型第III族氮化物半导体制成的n型层；通过低压MOCVD在n型层上形成第III族氮化物半导体发光层；通过低压MOCVD在发光层上形成带隙能量大于n型层的带隙能量的由p型第III族氮化物半导体制成的电子阻挡层；通过低压MOCVD在电子阻挡层上形成带隙能量大于n型层的带隙能量且小于电子阻挡层的带隙能量的由p型第III族氮化物半导体制成的p型接触层；通过激光剥离去除衬底露出未掺杂层；通过用湿法蚀刻从未掺杂层的露出的表面去除未掺杂层而露出n型层；以及在n型层的露出的表面上形成表面奇点。
本发明能够降低整个第III族氮化物半导体紫外发光器件的Al组成比，从而改进晶体质量、平坦性以及填充经处理的衬底的可实现性。
附图说明
在结合附图考虑的情况下，参照优选实施方式的以下详细描述，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是示出根据实施方式1的紫外发光器件的结构的示意图；
图2是示出根据实施方式1的紫外发光器件的结构的变型的示意图；
图3A和图3B是示出用于制造根据实施方式1的紫外发光器件的过程的简图；
图4是示出根据实施方式2的紫外发光器件的结构的示意图；以及
图5A至图5D是示出用于制造根据实施方式2的紫外发光器件的过程的简图。
具体实施方式
下面将参照附图描述本发明的具体实施方式。然而，本发明不限于所述实施方式。
实施方式1
图1是示出根据实施方式1的紫外发光器件的结构的示意图。如图1所示，根据实施方式1的紫外发光器件包括衬底10；以及经由缓冲层11在衬底10上顺次沉积的未掺杂层12、n型层13、发光层14、电子阻挡层15以及p型接触层16。形成有从p型接触层16的表面向n型层13延伸的沟槽，并且在沟槽的底部中露出的n型层13上设置n电极18。在p型接触层16上设置p电极17。根据实施方式1的紫外发光器件是倒装芯片型器件，倒装芯片型器件通过由p电极17将从发光层14发射向衬底10的相对侧的光朝着衬底10反射来从衬底10提取光。
衬底10是具有c平面主表面的蓝宝石衬底，并且是在一个表面(在缓冲层11侧处的表面)上具有表面奇点的经处理的衬底。设置在衬底10的一个表面上的表面奇点是以二维周期布置的突起。在衬底10的表面上设置有这样的表面奇点提高了光提取。
各个突起具有例如棱锥、圆锥、截顶棱锥、截顶圆锥、棱柱和圆柱的形状。当突起具有选自棱锥、截顶棱锥和棱柱的形状时，底表面的形状优选为规则的多边形，例如等边三角形、正方形和正六边形。突起以例如正方形格子、三角形格子或蜂窝状的图案布置。
尽管突起的高度、宽度和间隔是任意的，但是优选地在0.1μm至10μm的范围内。在该范围内可以充分提高光提取，并且通过用未掺杂层12填充可以使在衬底10上的表面奇点平坦化。
在实施方式1中，使用布置有突起的图案。相反，可以使用相反地布置有凹陷的图案或者条带图案。如图2所示，可以使用其上不具有表面奇点的平坦衬底。
衬底10可以由除了蓝宝石之外的例如Sa、SiC、SCAM(ScAlMgO4)、ZnO、TiO和AlN形成。
在衬底10的具有表面奇点的表面上设置缓冲层11，并且缓冲层11沿着其上的表面奇点的形状形成为膜状态。缓冲层11由未掺杂的AlN形成，并且厚度为5nm至20nm。缓冲层11通过溅射或PPD(脉冲等离子体扩散)形成。
缓冲层11还可以由含Al的第III族氮化物半导体(例如，AlGaN)形成。然而，Al组成比越高，填充衬底10上的表面奇点的可实现性越大，从而使晶体表面进一步平坦化。因此，缓冲层11的Al组成比优选为尽可能大，并且Al组成比更优选地是50％以上，如在实施方式1中AlN是最优选的。
在缓冲层11上设置未掺杂层12，并且未掺杂层12的表面(与缓冲层11侧相对的表面)是平坦的。未掺杂层12减少了在晶体中的位错，并且改进了晶体质量，从而通过填充衬底10上的表面奇点而使晶体表面平坦化。
未掺杂层12的厚度是0.5μm至10μm。当厚度小于0.5μm时，位错的减少效果不充分。当厚度大于10μm时，将花费时间来进行生长，引起诸如晶片翘曲等问题。厚度更优选地是1μm至5μm，并且进一步优选地是3μm至5μm。
未掺杂层12由未掺杂AlGaN形成。未掺杂层12的Al组成比沿着厚度方向恒定。未掺杂层12的Al组成比小于n型层13的Al组成比，并且不小于以下Al组成比，在该Al组成比下所发射的具有由发光层14的带隙能量确定的发射波长的光不被吸收。例如，发射波长为320nm至365nm，未掺杂层12的Al组成比为3％至6％，其对应于3.44eV至3.49eV的带隙能量。当发射波长为365nm至400nm时，Al组成比大于0％且不大于2％，其对应于3.39eV至3.42eV的带隙能量。
当所发射的光的峰值波长大于370nm时，未掺杂层12可以由GaN形成。当GaN被用作未掺杂层12时，填充在衬底10上的表面奇点的可实现性好于当未掺杂层包含Al的情况，从而改进了结晶性或表面平坦性。特别是，减少了刃位错，从而改进了结晶性。
未掺杂层12的Al组成比可以沿着厚度方向不恒定，并且Al组成比可以连续并且逐渐地增加至不高于n型层13的Al组成比的值。然而，为了减少在晶体中的位错并且改进晶体质量，Al组成比优选为沿着厚度方向均匀。当未掺杂层12的Al组成比沿着厚度方向连续并且逐渐地变化时，沿着厚度方向的平均Al组成比低于n型层13的Al组成比。
可以在缓冲层11与未掺杂层12之间形成粗糙层。粗糙层是在未掺杂层12的初始生长阶段在低温下生长的，并且粗糙层是通过在缓冲层11上主要晶体生长小方面平面而形成的层(经由在衬底10上的突起的侧表面上的缓冲层11生长的层)。这样的粗糙层可以防止位错的聚集，从而改进表面平坦性以及增强晶体质量。粗糙层的厚度优选为在形成衬底10上的表面奇点时的突起的高度的1至1.5倍。在这个范围内，可以充分实现防止位错聚集的效应。粗糙层的厚度更优选地为在形成衬底10上的表面奇点时的突起的高度的1.2至1.3倍。
在未掺杂层12上设置有n型层13。n型层13由掺杂Si的n型AlGaN形成。n型层13的厚度为0.5μm至3μm。n型层13的Si浓度为1×1018/cm3至1×1020/cm3。
n型层13的Al组成比高于未掺杂层12的Al组成比，并且低于p型接触层16的Al组成比。例如，当发射波长是320nm至365nm时，n型层13的Al组成比是6％至10％，其对应于3.49eV至3.55eV的带隙能量。当发射波长是365nm至400nm时，n型层13的Al组成比高于0％并且不高于4％，其对应于3.39eV至3.45eV的带隙能量。
n型层13可以具有多个层。在那种情况下，可以使用常规公知为在第III族氮化物半导体发光器件中的n型层的结构的各种结构。在n型层13中，Si浓度可以沿着厚度方向不恒定，并且可以连续且逐渐地变化。例如，在与n型层13的n电极18接触的区域的Si浓度可以较高，并且其他区域的Si浓度可以比以上的Si浓度低。Al组成比可以沿着厚度方向逐渐地或连续地变化。然而，为了减小晶体中的位错并且改进晶体质量，Al组成比优选为沿着厚度方向均匀。当n型层13的Al组成比连续且逐渐变化时，沿着厚度方向的平均Al组成比可以高于未掺杂层12的Al组成比，并且低于p型接触层16的Al组成比。在n型层显示n型导电性的范围内，可以共同地掺杂除了Si之外的其他杂质(例如，Mg)来调节诸如透射率等特性。
在根据实施方式1的紫外发光器件中，不形成n型SL层(超晶格层)，在常规的蓝光发光器件中，n型SL层形成在n型层13与发光层14之间。这是因为如下原因。在蓝光发光器件中，发光层14的晶格体积大于n型层13的晶格体积。为了减少晶格失配并且释放施加至发光层14的应力，通过重复地沉积InGaN和GaN来常规地形成n型SL层(超晶格层)。然而，在紫外发光器件中，发光层14的晶格体积小于n型层13的晶格体积，并且应力沿着相反的方向施加至发光层14。因而，几乎不需要通过形成n型SL层来释放施加至发光层14的应力。在根据实施方式1的紫外发光器件中，在n型层13与发光层14之间不形成n型SL层，从而简化了该结构。不必说，可以使用具有重复沉积的AlGaN和GaN的n型SL层的结构。
发光层14具有重复沉积有阱层和势垒层的多量子阱(MQW)结构。重复的数目是3至10。势垒层由AlGaN制成，并且厚度为2nm至15nm。阱层由根据期望的紫外发射波长选择的材料来制成，并且厚度为一个分子层至15nm。因为GaN的发射波长是365nm并且AlN的发射波长是210nm，为了将发光层14的发射波长设置为在大于365nm的范围内，阱层由InGaN基材料制成，并且通过In组成比调节发射波长。另一方面，为了将发光层14的发射波长设置在210nm至小于365nm的范围内，阱层由AlGaN基材料制成，并且通过Al组成比调节发射波长。不必说，阱层可以由AlGaInN制成，并且可以通过Al组成比和In组成比两者来调节发射波长。
在实施方式1中，发光层14具有MQW结构。然而，可以具有SQW结构(单量子阱结构)。
在发光层14上设置有电子阻挡层15。电子阻挡层15是掺杂Mg的p型AlGaN层。通过在发光层14与p型接触层16之间形成电子阻挡层15来抑制电子从发光层14向p型接触层16溢出。电子阻挡层15的Mg浓度是1×1019/cm3至1×1021/cm3。电子阻挡层15的厚度是1nm至50nm。
电子阻挡层15的Al组成比高于p型接触层16和发光层14的势垒层的Al组成比。例如，当发射波长是320nm至365nm时，电子阻挡层15的Al组成比为37％至50％，其对应于4.13eV至4.47eV的带隙能量。当发射波长为365nm至400nm时，电子阻挡层15的Al组成比为29％至40％，其对应于3.94eV至4.20eV的带隙能量。在电子阻挡层15的Mg浓度在上述范围内的情况下，为了通过电子阻挡层15充分抑制电子的溢出，电子阻挡层15的Al组成比优选地比发光层14的势垒层的Al组成比高10％或更多。
Mg浓度可以沿着厚度方向不恒定但是可以连续或逐渐地变化。Al组成比可以沿着厚度方向逐渐或连续地变化。在电子阻挡层显示p型导电性的范围内，电子阻挡层15可以掺杂有除了Mg之外的其他杂质(例如Si)来调节诸如透射率等特性。电子阻挡层15可以包括单层或多层(例如具有不同组成比(例如AlGaN和GaN)的第III族氮化物半导体层交替并且重复沉积的超晶格结构)以进一步提高抑制电子溢出的效应。
在电子阻挡层15上设置有p型接触层16。p型接触层16具有双层结构，在该双层结构中由掺杂Mg的p型AlGaN制成的第一p型接触层16a和由掺杂Mg的GaN制成的第二p型接触层16b顺次沉积在电子阻挡层15上。作为与p型接触层16的p电极17接触的表面层的第二p型接触层16b由GaN制成以减小接触电阻。考虑到通过GaN层的吸收，p型接触层16b的厚度优选为20nm或更小。
第一p型接触层16a的厚度是20nm至100nm，并且Mg浓度为1×1019/cm3至1×1020/cm3。第二p型接触层16b的厚度是2nm至10nm，并且Mg浓度为1×1020/cm3至1×1022/cm3。
P型接触层16的Al组成比(沿厚度方向的平均值)高于n型层13的Al组成比，并且低于电子阻挡层15的Al组成比。例如，当发射波长是320nm至370nm时，p型接触层16的Al组成比为8％至15％，其对应于3.52eV至3.65eV的带隙能量。当发射波长是365nm至400nm时，p型接触层16的Al组成比为5％至10％，其对应于3.47eV至3.55eV的带隙能量。
p型接触层16可以包括单层或多个层。在多层结构的情况下，不限于上述结构，并且可以使用常规的各种多层结构。
p型接触层16的Mg浓度可以沿着厚度方向不恒定但是可以连续或逐渐地变化。Al组成比可以沿着厚度方向逐渐或连续地变化。在p型接触层16显示p型导电性的范围内，p型接触层16可以掺杂有除了Si之外的其他杂质(例如Mg)来调节诸如透射率的特性。
在晶体生长的初始阶段Mg难以进入晶体，并且Al组成比越高越难以进入晶体。在电子阻挡层15或p型接触层16中，为了控制Mg浓度使得其沿着厚度方向恒定，在晶体生长的初始阶段降低Al组成比以使得Mg容易进入晶体，并且然后使Al组成比增加至恒定。
未掺杂层12、n型层13、电子阻挡层15和p型接触层16的Al组成比具有以下关系。未掺杂层12、n型层13、电子阻挡层15和p型接触层16的Al组成比分别被定义为x1、x2、x3和x4。当Al组成比沿着各个层的厚度方向连续或逐渐变化时，x1、x2、x3和x4示出了沿着各个厚度方向的Al组成比的平均值。此时，各个层的Al组成比被设定为满足以下条件：x1<x2<x4<x3。各个层具有这样的Al组成比可以减小整个紫外发光器件的Al组成比，从而改进晶体质量、平坦性、填充在衬底10上的表面奇点的可实现性。
因为未掺杂层12具有最低的Al组成比，即所有层的最小的带隙能量，为了减小由于自吸收的光损失，未掺杂层12的Al组成比可以满足发光层14的发射波长不被吸收。当发射波长大于365nm时，未掺杂层12可以由GaN形成。GaN能够改进晶体质量、平坦性、或填充在衬底10上的表面奇点的可实现性。
当发射波长为350nm以上且小于370nm时，各个层的Al组成比优选地在以下范围内并且x1<x2<x4<x3。未掺杂层12的Al组成比x1是3％至6％，n型层13的Al组成比x2是6％至10％，电子阻挡层15的Al组成比x3是37％至50％，并且p型接触层16的Al组成比x4是8％至15％。这样的Al组成比的范围能够进一步改进晶体质量、平坦性、或填充在衬底10上的表面奇点的可实现性。
当发射波长为370nm以上且小于390nm时，各个层的Al组成比优选地在以下范围内并且x1<x2<x4<x3。未掺杂层12的Al组成比x1是0％至2％，n型层13的Al组成比x2是1％至4％，电子阻挡层15的Al组成比x3是29％至40％，并且p型接触层16的Al组成比x4是5％至10％。这样的Al组成比的范围能够进一步改进晶体质量、平坦性、或填充在衬底10上的表面奇点的可实现性。
当发射波长小于350nm时，各个层的Al组成比如下优选地在上述满足x1<x2<x4<x3的范围内。未掺杂层12的Al组成比x1为6％以上，n型层13的Al组成比x2为10％以上，电子阻挡层15的Al组成比x3为50％以上，并且p型接触层16的Al组成比x4为15％以上。这样的Al组成比的范围能够进一步改进晶体质量、平坦性、或填充表面奇点的可实现性。
因为可以通过杂质(例如Mg或Si)的浓度来调节第III族氮化物半导体的吸收波长，所以可以通过掺杂有Mg和Si中的一者或两者并且调节其浓度来减小由于自吸收的光损失。
在上述根据实施方式1的紫外发光器件中，整体上减小了Al组成比，并且结晶性和平坦性优异。即使在衬底10上形成有为了提高光提取的表面奇点，也可以通过填充该表面奇点来使得表面平坦化。
下面将参照图3A和图3B来描述用于制造根据实施方式1的紫外发光器件的过程。
首先，准备具有表面奇点的衬底10。在衬底10上，通过磁控溅射形成AlN缓冲层11(图3A)。磁控溅射是在氮气气氛中用高纯度金属铝作为靶来执行的。衬底温度是300℃至600℃，并且压力是1Pa至4Pa。缓冲层11沿着在衬底10上的表面奇点以膜来形成。可以使用除了磁控溅射之外的包括DC溅射、RF溅射、离子束溅射和ECR溅射的各种类型的溅射。除了溅射之外，可以使用PPD(脉冲等离子体扩散)来形成缓冲层11。在那种情况下，在形成缓冲层11之前，可以在正常压力下且在氢气或氮气的气氛下将衬底10加热至800℃至1100℃的温度以去除吸附在衬底的表面上的杂质。
随后，通过低压MOCVD在缓冲层11上顺次形成未掺杂层12、n型层13、发光层14、电子阻挡层15和p型接触层16(图3B)。压力是0.05atm至0.5atm，并且生长温度是1100℃至1200℃。当在缓冲层11与未掺杂层12之间形成有粗糙层时，未掺杂层12的初始生长温度是950℃至1080℃的低温，并且之后可以增加至预定的生长温度。
在MOCVD中使用的原料气体是作为Ga源的三甲基镓，作为Al源的三甲基铝，作为In源的三甲基铟，作为氮源的氨气，作为p型掺杂气体的双(环戊二烯)镁，并且作为n型掺杂气体的硅烷。在该方法中使用的载气通常是氢气(H2)。仅当形成含In的层时，使用氮气作为载气。
在减小的压力下，缓冲层11通过溅射由AlN形成，并且未掺杂层12由具有低于n型层13的Al组成比的Al组成比的AlGaN形成。因此，通过未掺杂层12有效地填充在衬底10上的表面奇点，从而使表面平坦化。
然后，p型接触层16的表面的一部分经受干法蚀刻，并且形成沟槽以在底表面中露出n型层13。在p型接触层16的表面上形成p电极17，并且在沟槽的底表面中露出的n型层13上形成n电极18。因而，制造如在图1中所示出的根据实施方式1的紫外发光器件。
如以上所描述的制造的根据实施方式1的紫外发光器件具有对在衬底10上的表面奇点的好的填充特性以及1×108/cm2以下的低穿透位错密度，从而由于缓冲层11通过溅射形成并且未掺杂层12通过低压MOCVD形成，所以容易获得平坦的表面。
实施方式2
图4是示出根据实施方式2的紫外发光器件的结构的示意图。如图4所示，根据实施方式2的紫外发光器件包括支承衬底30、设置在支承衬底30上的结合层29、设置在结合层29上的p电极27、设置在p电极27上的p型接触层16、设置在p型接触层16上的电子阻挡层15、设置在电子阻挡层15上的发光层14、设置在发光层14上的n型层23以及设置在n型层23上的n电极28。根据实施方式2的紫外发光器件具有其中生长衬底被去除的结构，并且沿着纵向方向获得电传导。
发光层14、电子阻挡层15和p型接触层16具有与根据实施方式1的紫外发光器件的发光层14、电子阻挡层15和p型接触层16相同的结构。除了露出在发光层14的相对侧处的整个表面并且设置有表面奇点之外，n型层23具有与根据实施方式1的紫外发光器件的n型层13相同的结构。n型层23、电子阻挡层15和p型接触层16的Al组成比分别被表示为x2、x3和x4。n型层23的Al组成比x2是n型层23、p型接触层16和电子阻挡层15这三个层中最小的，并且Al组成比按照n型层23、p型接触层16和电子阻挡层15的顺序增加。也就是说，x2<x4<x3。结合层29是使p电极27与支承衬底30结合的金属层。
下面将参照图5A至图5D描述用于制造根据实施方式2的紫外发光器件的过程。
首先，准备用于晶体生长的平坦衬底20。衬底20可以由与根据实施方式1的紫外发光器件的衬底10的材料相同的材料制成。与实施方式1的缓冲层11类似，通过溅射在衬底20上形成AlN缓冲层21。当缓冲层21是通过PPD(脉冲等离子体扩散)而不是溅射形成的时，在形成缓冲层21之前，可以在正常(大气)压力下在氢气或氮气气氛下将衬底20加热至800℃至1100℃的温度以去除吸附至表面的杂质。
随后，以与实施方式1相同的方式，通过低压MOCVD在缓冲层21上顺次形成未掺杂层22、n型层23、发光层14、电子阻挡层15、p型接触层16(图5A)。未掺杂层22由不含Al或杂质的未掺杂的GaN制成，从而改进晶体质量或平坦性。
然后，在p型接触层16上通过气相沉积或溅射形成p电极27，并且经由结合层29将p电极27结合至支承衬底30(图5B)。
随后，通过激光剥离去除缓冲层21和衬底20(图5C)。也就是说，通过从衬底20的后表面(与形成有缓冲层21的表面相对的表面)用预定波长的激光辐照，在缓冲层21和未掺杂层22之间的界面处，分解并剥离未掺杂层22，从而分离并去除衬底20。
可以使用除了激光剥离之外的诸如化学剥离的常规公知的各种类型的生长衬底去除方法。
然后，通过湿法蚀刻从未掺杂层22的露出表面整体去除未掺杂层22。蚀刻n型层23的表面以形成表面奇点(图5D)。通过激光剥离露出的未掺杂层22的表面是第III族氮化物半导体的氮极性平面，并且可以用诸如TMAH、KOH的碱性溶液或磷酸进行湿法蚀刻。这样的湿法蚀刻具有各向异性，并且由于各向异性可以在n型层23上形成表面奇点。这些表面奇点提高光提取效率。
随后，通过气相沉积或溅射在具有表面奇点的n型层23上形成n电极28。因而，制造如在图4中示出的根据实施方式2的紫外发光器件。
在用于制造根据实施方式2的紫外发光器件的上述制造方法中，缓冲层21通过溅射由AlN制成，未掺杂层22由GaN制成，并且n型层23的Al组成比是n型层23、p型接触层16和电子阻挡层15这三个层中最小的，并且Al组成比按照n型层23、p型接触层16和电子阻挡层15的顺序增加，从而改进晶体质量或平坦性。然而，当未掺杂层22由GaN制成时，紫外线被吸收。因此，在通过激光剥离去除衬底20之后，通过湿法蚀刻去除未掺杂层22以减少由于自吸收的损失。在实施方式2中，因为第III族氮化物半导体是在平坦衬底20上生长的晶体，所以晶体质量或平坦性高。
当发射波长在大于370nm的范围内时，即使未掺杂层22由GaN制成也不发生自吸收。因此，在激光剥离之后未掺杂层22可以不整体地去除。
变型
在实施方式1中，未掺杂层12的Al组成比是未掺杂层12、n型层13、p型接触层16和电子阻挡层15这四个层中最小的，并且Al组成比按照未掺杂层12、n型层13、p型接触层16和电子阻挡层15的顺序增加。也就是说，x1<x2<x4<x3。在实施方式2中，n型层23的Al组成比是n型层23、p型接触层16和电子阻挡层15这三个层中最小的，并且Al组成比按照n型层23、p型接触层16和电子阻挡层15的顺序增加。也就是说，x2<x4<x3。各个层的带隙能量按照这个顺序增加。在那种情况下，n型层13和23、电子阻挡层15以及p型接触层16可以由具有含Al的任意组成比的第III族氮化物半导体制成，并且未掺杂层12可以由任意第III族氮化物半导体制成。不必说，优选地选择不具有自吸收的组成比。
实施方式1的紫外发光器件是倒装芯片型。然而，可选地，本发明还可以应用于面朝上型紫外发光器件。
本发明的紫外发光器件特别有效地作为具有320nm至400nm的发射波长的UVA-LED。
可以采用本发明的紫外发光器件以用于各种用途，例如，杀菌、照明和树脂固化。

Claims (9)

1.一种第III族氮化物半导体的紫外发光器件，包括：
衬底；
缓冲层，所述缓冲层设置在所述衬底上，并且由含Al的第III族氮化物半导体制成；
未掺杂层，所述未掺杂层设置在所述缓冲层上，并且由未掺杂的第III族氮化物半导体制成；
n型层，所述n型层设置在所述未掺杂层上，并且由含Al的n型第III族氮化物半导体制成；
发光层，所述发光层设置在所述n型层上，并且由第III族氮化物半导体制成；
电子阻挡层，所述电子阻挡层设置在所述发光层上，并且由含Al的p型第III族氮化物半导体制成；以及
p型接触层，所述p型接触层设置在所述电子阻挡层上，并且由含Al的p型第III族氮化物半导体制成，
其中，所述未掺杂层的带隙能量是所述未掺杂层、所述n型层、所述p型接触层和所述电子阻挡层这四个层中最小的，并且所述带隙能量按照所述未掺杂层、所述n型层、所述p型接触层和所述电子阻挡层的顺序增加。
2.根据权利要求1所述的紫外发光器件，
其中，所述未掺杂层由GaN和AlGaN中至少之一制成，其中所述n型层、所述电子阻挡层和所述p型接触层中的每一个分别由AlGaN制成，并且
其中，所述未掺杂层的Al组成比是所述未掺杂层、所述n型层、所述p型接触层和所述电子阻挡层这四个层中最小的，并且所述Al组成比按照所述未掺杂层、所述n型层、所述p型接触层和所述电子阻挡层的顺序增加。
3.根据权利要求2所述的紫外发光器件，
其中，发射波长为350nm以上至小于370nm，并且
其中，所述未掺杂层的Al组成比为3％至6％，所述n型层的Al组成比为6％至10％，所述电子阻挡层的Al组成比为37％至50％，并且所述p型接触层的Al组成比为8％至15％。
4.根据权利要求2所述的紫外发光器件，
其中，发射波长为370nm以上至小于390nm，并且
其中，所述未掺杂层的Al组成比为0％至2％，所述n型层的Al组成比为1％至4％，所述电子阻挡层的Al组成比为29％至40％，并且所述p型接触层的Al组成比为5％至10％。
5.根据权利要求2所述的紫外发光器件，
其中，发射波长小于350nm，并且
其中，所述未掺杂层的Al组成比为6％以上，所述n型层的Al组成比为10％以上，所述电子阻挡层的Al组成比为50％以上，并且所述p型接触层的Al组成比为15％以上。
6.根据权利要求1至5中的任一项所述的紫外发光器件，其中，所述衬底的在所述缓冲层侧处的表面包含表面奇点。
7.根据权利要求1至5中的任一项所述的紫外发光器件，其中，所述缓冲层由AlN构成。
8.一种用于制造第III族氮化物半导体的紫外发光器件的方法，所述方法包括：
通过溅射和脉冲等离子体扩散中至少之一，在具有表面奇点的衬底上形成AlN缓冲层；
通过经由低压MOCVD生长未掺杂的第III族氮化物半导体并且填充在所述衬底上的表面奇点而在所述缓冲层上形成平坦的未掺杂层；
通过低压MOCVD在所述未掺杂层上形成带隙能量大于所述未掺杂层的带隙能量的由n型第III族氮化物半导体制成的n型层；
通过低压MOCVD在所述n型层上形成第III族氮化物半导体发光层；
通过低压MOCVD在所述发光层上形成带隙能量大于所述n型层的带隙能量的由p型第III族氮化物半导体制成的电子阻挡层；以及
通过低压MOCVD在所述电子阻挡层上形成带隙能量大于所述n型层的带隙能量且小于所述电子阻挡层的带隙能量的由p型第III族氮化物半导体制成的p型接触层。
9.一种用于制造第III族氮化物半导体的紫外发光器件的方法，所述方法包括：
通过溅射和脉冲等离子体扩散中至少之一，在平坦衬底上形成AlN缓冲层；
通过低压MOCVD在所述缓冲层上形成未掺杂的GaN层；
通过低压MOCVD在所述未掺杂层上形成由n型第III族氮化物半导体制成的n型层；
通过低压MOCVD在所述n型层上形成第III族氮化物半导体发光层；
通过低压MOCVD在所述发光层上形成带隙能量大于所述n型层的带隙能量的由p型第III族氮化物半导体制成的电子阻挡层；
通过低压MOCVD在所述电子阻挡层上形成带隙能量大于所述n型层的带隙能量且小于所述电子阻挡层的带隙能量的由p型第III族氮化物半导体制成的p型接触层；
通过激光剥离去除所述衬底来露出所述未掺杂层；
通过用湿法蚀刻从所述未掺杂层的露出表面去除所述未掺杂层而露出所述n型层；以及
在所述n型层的露出的表面上形成表面奇点。
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