CN115692553A - 深紫外发光二极管外延片及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及半导体技术领域，尤其涉及一种深紫外发光二极管外延片及其制备方法，包括：提供衬底；在衬底上依次外延生长缓冲层、非掺杂AlGaN层、N型AlGaN层、多量子阱层、电子阻挡层、P型AlGaN层及P型接触层；非掺杂AlGaN层包括沿外延生长方向依次沉积的三维成核层/二维侧向生长层、三维‑二维过渡层及二维平整层；三维成核层/二维侧向生长层包括周期性依次交替生长的三维成核层及二维侧向生长层，三维‑二维过渡层的Al组分含量及生长温度由二维侧向生长层的Al组分含量及生长温度逐渐增长至二维平整层的Al组分含量及生长温度。本发明可有效降低外延片的位错密度，形成高质量的高Al组分AlGaN材料，进而有效提高深紫外发光二极管的光电性能。

Description

深紫外发光二极管外延片及其制备方法

技术领域

本发明涉及半导体技术领域，尤其涉及一种深紫外发光二极管外延片及其制备方法。

背景技术

随着InGaN基发光二极管器件应用的日趋成熟，作为III族氮化物中宽带隙代表AlGaN材料成为眼下III族氮化物半导体研究的前沿和热点。AlGaN三元合金具有较大的禁带宽度，高的击穿电场。禁带可调范围广，通过调节Al组分，实现禁带宽度从3.4eV至6.2eV的连续可调，对应发光波长可覆盖长波紫外UV-A(320～400nm)、中波紫外UV-B(280～320nm)乃至短波深紫外UV-C(200～280nm)，成为制备固态紫外光源器件的关键基础材料。

目前的深紫外LED一般采用在SiC或蓝宝石等异质衬底上沉积的GaN层作为器件生长模板，这些材料都会对紫外光产生吸收，导致低的光抽取效率。高Al组分AlGaN材料和蓝宝石衬底之间具有较大的晶格失配和热失配，导致AlGaN的外延层的晶体质量较差，外延生长时位错密度较高并且延伸至多量子阱层，形成大量的非辐射复合中心，严重影响内量子效率，降低深紫外发光二极管的发光效率。

发明内容

本发明的目的在于针对已有的技术现状，提供一种深紫外发光二极管外延片及其制备方法，本发明可有效降低外延片的位错密度，形成高质量的高Al组分AlGaN材料，进而有效提高深紫外发光二极管的光电性能。

为达到上述目的，本发明采用如下技术方案：

一种深紫外发光二极管外延片的制备方法，包括：

提供衬底；

在所述衬底上依次外延生长缓冲层、非掺杂AlGaN层、N型AlGaN层、多量子阱层、电子阻挡层、P型AlGaN层及P型接触层；

所述非掺杂AlGaN层包括沿外延生长方向依次沉积的三维成核层/二维侧向生长层、三维-二维过渡层及二维平整层；

所述三维成核层/二维侧向生长层包括周期性依次交替生长的三维成核层及二维侧向生长层，所述二维侧向生长层的Al组分含量及生长温度低于所述二维平整层的Al组分含量及生长温度，且所述三维-二维过渡层的Al组分含量及生长温度由所述二维侧向生长层的Al组分含量及生长温度逐渐增长至所述二维平整层的Al组分含量及生长温度。

在一些实施例中，所述三维成核层/二维侧向生长层的Al组分含量为0.05～0.5，所述三维-二维过渡层的Al组分含量为0.1～0.5，所述二维平整层的Al组分含量为0.1～0.6；

所述三维成核层的生长温度为900～1100℃，所述二维侧向生长层的生长温度为1000～1200℃，所述二维平整层的生长温度为1150～1350℃。

在一些实施例中，所述三维成核层生长时的生长压力大于所述二维侧向生长层、所述三维-二维过渡层及所述二维平整层生长时的生长压力；所述三维成核层生长时的V/III比低于所述二维侧向生长层、所述三维-二维过渡层及所述二维平整层生长时的V/III比。

在一些实施例中，所述三维成核层的生长压力为300～500torr，二维侧向生长层的生长压力为50～300torr，三维-二维过渡层的生长压力为50～200torr，二维平整层的生长压力为50～200torr；

所述三维成核层的V/III比为100～1000，二维侧向生长层的V/III比为500～2000，三维-二维过渡层的V/III比为1000～5000，二维平整层的V/III比为1000～5000。

在一些实施例中，所述三维成核层/二维侧向生长层的堆叠周期数为1～10。

在一些实施例中，所述三维成核层的厚度为0.1～1um，二维侧向生长层的厚度为0.1～1um，三维-二维过渡层的厚度为0.2～2um，二维平整层的厚度为0.5～5um。

在一些实施例中，所述缓冲层为采用PVD溅射沉积的AlN缓冲层，所述AlN缓冲层的厚度为20～200nm。

在一些实施例中，所述N型AlGaN层的生长温度为1000～1300℃，厚度为1～5um，且所述N型AlGaN层掺杂有Si，Si的掺杂浓度为1.0*10¹⁹～5.0*10²⁰cm^-3。

在一些实施例中，所述多量子阱层为周期性依次交替堆叠的Al_xGa_1-xN量子阱层和Al_yGa_1-yN量子垒层，所述Al_xGa_1-xN量子阱层的生长温度为950～1150℃，生长压力50～300torr，Al组分的含量为0.2～0.6；Al_yGa_1-yN量子垒层的生长温度为1000～1300℃，生长压力50～300torr，Al组分的含量为0.4～0.8；所述多量子阱层的堆叠周期数为3～15个，各周期中所述Al_xGa_1-xN量子阱层的厚度为2～5nm，各周期中所述Al_yGa_1-yN量子垒层的厚度为5～15nm。

本发明还提供一种深紫外发光二极管外延片，根据上述的深紫外发光二极管外延片的制备方法制备而成。

本发明的有益效果在于：

本发明中，先采用三维成核层/二维侧向生长层，使AlGaN形成岛状的三维晶核，随后使AlGaN二维侧向生长，将三维晶核合并，并通过三维成核层/二维侧向生长层周期性堆叠沉积，由此有效降低位错密度，提高晶体质量，并通过二维平整层使非掺杂AlGaN层形成平整光滑的二维平面，确保后续外延层的生长质量，在三维成核层/二维侧向生长层与二维平整层之间设置三维-二维过渡层，通过三维-二维过渡层的Al组分含量及生长温度增长趋势设置，确保能够形成高质量的高Al组分AlGaN材料，并减少二维侧向生长层与二维平整层之间的晶格失配，改善后续沉积的二维平整层的晶体质量，本发明通过对设于缓冲层与N型AlGaN层之间的非掺杂AlGaN层的改进，有效降低位错密度，形成高质量的高Al组分AlGaN材料，进而有效提高深紫外发光二极管的光电性能。

附图说明

图1为本发明的深紫外发光二极管外延片的制备方法的流程图。

图2为本发明的深紫外发光二极管外延片的制备方法的步骤S2的流程图。

图3为本发明的深紫外发光二极管外延片的结构示意图，

具体实施方式

为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面对本发明作进一步地详细描述。

请参阅图1及图2所示，本发明公开一种深紫外发光二极管外延片的制备方法，包括：

S10.提供衬底1，其中，衬底1可为蓝宝石衬底1、AlN衬底1、Si衬底1、SiC衬底1中的任意一种，优选地，衬底1为蓝宝石衬底1，蓝宝石是目前最常用的衬底1材料，蓝宝石衬底1具有制备工艺成熟、价格较低、易于清洗和处理，高温下有很好的稳定性；

S20.在衬底1上依次外延生长缓冲层2、非掺杂AlGaN层3、N型AlGaN层4、多量子阱层5、电子阻挡层6、P型AlGaN层7及P型接触层8；

非掺杂AlGaN层3包括沿外延生长方向依次沉积的三维成核层/二维侧向生长层31、三维-二维过渡层32及二维平整层33；

三维成核层/二维侧向生长层31包括周期性依次交替生长的三维成核层311及二维侧向生长层312，二维侧向生长层312的Al组分含量及生长温度低于二维平整层33的Al组分含量及生长温度，且三维-二维过渡层32的Al组分含量及生长温度由二维侧向生长层312的Al组分含量及生长温度逐渐增长至二维平整层33的Al组分含量及生长温度。

本发明中，对缓冲层2与N型AlGaN层4之间的非掺杂AlGaN层3进行改进，具体的，在缓冲层2上沉积三维成核层/二维侧向生长层31，其中，三维成核层311形成岛状的三维晶核，随后通过二维侧向生长层312，使AlGaN二维侧向生长，将三维晶核合并，降低缺陷密度，三维成核层/二维侧向生长层31周期性堆叠沉积，可以进一步降低位错密度，提高晶体质量。二维平整层33使非掺杂AlGaN层3形成一个平整光滑的二维平面，确保后续外延层的生长质量，同时随着厚度的增加，压应力会通过堆垛层错释放，线缺陷减少，晶体质量提高，反向漏电降低，提高深紫外发光二极管的光电性能。三维-二维过渡层32的Al组分含量及生长温度由二维侧向生长层312的Al组分含量及生长温度逐渐增长至二维平整层33的Al组分含量及生长温度，一方面，因Al原子迁移率较低，而三维-二维过渡层32的生长温度随Al组分含量的增长而增长，利于提高Al原子迁移率，促进Al原子并入AlGaN晶格，由此确保能够形成高质量的高Al组分AlGaN材料，另一方面，三维-二维过渡层32的生长温度增长趋势设置可增强AlGaN的侧向生长，减少二维侧向生长层312与二维平整层33之间的晶格失配，改善后续沉积的二维平整层33的晶体质量，且二维平整层33采用较高温度，可进一步促进平滑的二维平面的形成。

本发明中，先采用三维成核层/二维侧向生长层31，使AlGaN形成岛状的三维晶核，随后使AlGaN二维侧向生长，将三维晶核合并，并通过三维成核层/二维侧向生长层31周期性堆叠沉积，由此有效降低位错密度，提高晶体质量，并通过二维平整层33使非掺杂AlGaN层3形成平整光滑的二维平面，确保后续外延层的生长质量，在三维成核层/二维侧向生长层31与二维平整层33之间设置三维-二维过渡层32，通过三维-二维过渡层32的Al组分含量及生长温度增长趋势设置，确保能够形成高质量的高Al组分AlGaN材料，并减少二维侧向生长层312与二维平整层33之间的晶格失配，改善后续沉积的二维平整层33的晶体质量，本发明通过对设于缓冲层2与N型AlGaN层4之间的非掺杂AlGaN层3的改进，有效降低位错密度，形成高质量的高Al组分AlGaN材料，进而有效提高深紫外发光二极管的光电性能。

其中，三维成核层/二维侧向生长层31的Al组分含量为0.05～0.5，示例性的，三维成核层/二维侧向生长层31的Al组分含量为0.05、0.10、0.20、0.25、0.30、0.45或0.49，但不限于此；三维-二维过渡层32的Al组分含量为0.1～0.5，示例性的，三维-二维过渡层32的Al组分含量为0.1、0.2、0.25、0.3或0.48，但不限于此；二维平整层33的Al组分含量为0.1～0.6，示例性的，二维平整层33的Al组分含量为0.1、0.2、0.25、0.3、0.4、0.5或0.58，但不限于此；

其中，三维成核层311的生长温度为900～1100℃，示例性的，三维成核层311的生长温度为900℃、940℃、980℃、1080℃或1100℃，但不限于此；二维侧向生长层312的生长温度为1000～1200℃，示例性的，二维侧向生长层312的生长温度为1020℃、1080℃、1120℃、1180℃或1200℃，但不限于此；二维平整层33的生长温度为1150～1350℃，示例性的，二维平整层33的生长温度为1150℃、1200℃、1250℃、1300℃或1350℃，二维平整层33采用较高温度，以促使AlGaN尽快形成一个平整光滑的二维平面。

其中，三维成核层311生长时的生长压力大于二维侧向生长层312、三维-二维过渡层32及二维平整层33生长时的生长压力；三维成核层311生长时的V/III比低于二维侧向生长层312、三维-二维过渡层32及二维平整层33生长时的V/III比。

本发明中，三维成核层311以高压、低V/III比的生长条件生长，二维侧向生长层312以低压、高V/III比的生长条件生长，三维-二维过渡层32以低压、高V/III比的生长条件生长，二维平整层33以低压、高V/III比的生长条件生长。

三维成核层311采用较高的压力及较低的V/III比的生长条件，能够使得AlGaN晶核的尺寸增加，晶核的合并延迟，晶核密度降低，由此可以降低晶核合并形成线缺陷的密度，进一步提高AlGaN外延的晶体质量。

二维侧向生长层312采用较低的压力及较高的V/III比的生长条件，可以有效提高原子迁移率，促进AlGaN侧向生长，将三维成核层311合并，降低缺陷密度。

三维-二维过渡层32采用较低的压力及较高的V/III比的生长条件，利于进一步提高Al原子迁移率，并进一步增强AlGaN的侧向生长，减少二维侧向生长层312与二维平整层33晶格失配，改善后续沉积二维平整层33晶体质量。

优选地，三维成核层311的生长压力为300～500torr，示例性的，三维成核层311的生长压力为320torr、380torr、420torr、480torr或500torr，但不限于此；当生长压力过小时，晶核尺寸太小，晶核合并后线缺陷密度过高，当生长压力过大时，晶核尺寸太大，容易提前合并，形成不平整形貌，影响后续外延的晶体质量；二维侧向生长层312的生长压力为50～300torr，示例性的，二维侧向生长层312的生长压力为50torr、120torr、200torr、250torr或290torr，但不限于此；当生长压力过大时，不利于AlGaN的侧向生长；三维-二维过渡层32的生长压力为50～200torr，示例性的，三维-二维过渡层32的生长压力为55torr、80torr、120torr、170torr或200torr，但不限于此；二维平整层33的生长压力为50～200torr，示例性的，二维平整层33的生长压力为50torr、90torr、130torr、180torr或200torr，但不限于此。

三维成核层311的V/III比为100～1000，示例性的，三维成核层311的V/III比为100、300、500、700、750、900或1000，但不限于此；二维侧向生长层312的V/III比为500～2000，示例性的，二维侧向生长层312的V/III比为500、800、1200、1450、1750或2000，但不限于此；三维-二维过渡层32的V/III比为1000～5000，示例性的，三维-二维过渡层32的V/III比为1000、2200、3500、4200或4900，但不限于此，二维平整层33的V/III比为1000～5000，示例性的，二维平整层33的V/III比为1000、1800、2500、3800、4500或5000，但不限于此。

三维成核层/二维侧向生长层31的堆叠周期数为1～10，示例性的，其堆叠周期数为1、3、5、7、8或10，但不限于此。三维成核层/二维侧向生长层31的周期性堆叠沉积，可以有效降低位错密度，提高晶体质量，优选地，三维成核层/二维侧向生长层31的堆叠周期数为2～9，更优选地，三维成核层/二维侧向生长层31的堆叠周期数为5。

三维成核层311的厚度为0.1～1um，示例性的，厚度为0.1um、0.3um、0.65um、0.8um或1um，但不限于此；三维成核层311的厚度过大时，容易加大后续二维平整层33获取平整的二维平面的难度；二维侧向生长层312的厚度为0.1～1um，示例性的，厚度为0.1um、0.3um、0.75um、0.9um或1um，但不限于此；三维-二维过渡层32的厚度为0.2～2um，示例性的，厚度为0.2um、0.6um、0.9um、1.3um或1.8um，但不限于此；三维-二维过渡层32厚度过小时，过渡作用不明显，二维侧向生长层312与二维平整层33之间容易存在较大的晶格失配；二维平整层33的厚度为0.5～5um，示例性的，厚度为0.5um、1.5um、2.5um、3.8um或4.8um，但不限于此，二维平整层33采用较大厚度，以获取平整光滑的二维平面，确保后续外延层的生长质量。

其中，缓冲层2为采用PVD溅射沉积的AlN缓冲层2，AlN缓冲层2的厚度为20～200nm，示例性的，厚度为20nm、60nm、100nm、150nm或190nm，但不限于此，通过PVD溅射沉积技术，容易快速获取均匀的AlN缓冲层2，均匀的AlN缓冲层2提供了与衬底1取向相同的成核中心，释放了AlGaN和衬底1之间因晶格失配所产生的应力以及热膨胀系数失配所产生的热应力，为后续三维成核层311的生长提供了平整的成核表面，减少其成核生长的接触角，使岛状生长的晶粒在较小的厚度内能连成面，转变为二维外延生长，提高后续沉积AlGaN层的晶体质量，降低位错密度，提高多量子阱层5辐射复合效率，进而有效提高深紫外发光二极管的光电性能。

其中，N型AlGaN层4的生长温度为1000～1300℃，示例性的，生长温度为1000℃、1050℃、1100℃、1150℃、1200℃或1280℃，但不限于此；厚度为1～5um，示例性的，厚度为1um、2um、2.5um、3um、4um或5um，但不限于此，沉积足够厚度的N型AlGaN层4，可以有效释放应力并提升发光二极管的发光效率；且N型AlGaN层4掺杂有Si，Si的掺杂浓度为1.0*10¹⁹～5.0*10²⁰cm^-3，，示例性的，Si的掺杂浓度为1.0*10¹⁹cm^-3、5.0*10¹⁹cm^-3、9.0*10¹⁹cm^-3、1.0*10²⁰cm^-3、3.0*10²⁰cm^-3或5.0*10²⁰cm^-3，但不限于此。

本发明中，掺杂有Si的N型AlGaN层4为紫外LED发光提供充足电子与空穴发生复合，由于N型AlGaN层4的电阻率高，足够的Si掺杂，可以有效的降低电阻率。

其中，多量子阱层5为周期性依次交替堆叠的Al_xGa_1-xN量子阱层和Al_yGa_1-yN量子垒层，Al_xGa_1-xN量子阱层的生长温度为950～1150℃，示例性的，生长温度为950℃、1000℃、1050℃或1100℃，但不限于此，生长压力50～300torr，示例性的，生长压力为50torr、80torr、120torr、200torr、250torr或300torr，但不限于此，Al组分的含量为0.2～0.6，示例性的，Al组分的含量为0.2、0.3、0.4、0.5或0.6，但不限于此；Al_yGa_1-yN量子垒层的生长温度为1000～1300℃，示例性的，生长温度为1000℃、1050℃、1100℃、1150℃、1200℃或1300℃，但不限于此，生长压力50～300torr，示例性的，生长压力为60torr、80torr、110torr、200torr、250torr或300torr，但不限于此，Al组分的含量为0.4～0.8，示例性的，Al组分的含量为0.4、0.5、0.65、0.7或0.8，但不限于此；多量子阱层5的堆叠周期数为3～15个，示例性的，堆叠周期数为3、5、8、12、14或15，但不限于此，各周期中Al_xGa_1-xN量子阱层的厚度为2～5nm，示例性的，厚度为2nm、3nm、3.5nm、4nm或5nm，但不限于此，各周期中Al_yGa_1-yN量子垒层的厚度为5～15nm，示例性的，厚度为5nm、8nm、11nm、13.5nm、14nm或14.8，但不限于此。多量子阱层5为电子和空穴复合的区域，本发明通过合理的结构设计，显著增加电子和空穴波函数交叠程度，从而提高LED器件发光效率。

其中，电子阻挡层6为AlGaN电子阻挡层6，其Al组分含量为0.4～0.8，厚度为10～100nm，生长温度为1000～1100℃,压力为100～300torr，既可以有效地限制电子溢流，又可以减少对空穴的阻挡，提升空穴向量子阱的注入效率，减少载流子俄歇复合，提高发光二极管的发光效率。

其中，P型AlGaN层7的生长温度为1000～1100℃，厚度为20～200nm，生长压力为100～600torr,Mg的掺杂浓度为1.0*10¹⁹～5.0*10²⁰cm^-3，优选Mg的掺杂浓度为5.0*10²⁰cm^-3，Mg掺杂浓度过高会破坏晶体质量，而掺杂浓度较低则会影响空穴浓度。同时，P型掺杂的AlGaN层可以有效填平外延层，得到表面光滑的深紫外LED外延片。

其中，P型接触层8的生长温度为900～1100℃，厚度为5～50nm，生长压力为100～600torr，Mg的掺杂浓度为5.0*10¹⁹～5.0*10²⁰cm^-3，优选Mg的掺杂浓度为1.0*10²⁰cm^-3，高掺杂浓度的P型GaN接触层可降低接触电阻。

本发明还提供一种深紫外发光二极管外延片，根据上述的深紫外发光二极管外延片的制备方法制备而成，本发明制得的外延片的非掺杂AlGaN层3晶体质量高，位错密度低，可有效提高紫外发光二极管的发光效率。

下面结合附图及实施例对本发明作进一步说明：

实施例1

参阅图1所示，一种深紫外发光二极管外延片的制备方法，包括：

S10.提供蓝宝石衬底1；

S20.在衬底1上依次外延生长缓冲层2、非掺杂AlGaN层3、N型AlGaN层4、多量子阱层5、电子阻挡层6、P型AlGaN层7及P型接触层8；

非掺杂AlGaN层3包括沿外延生长方向依次沉积的三维成核层/二维侧向生长层31、三维-二维过渡层32及二维平整层33；

三维成核层/二维侧向生长层31包括周期性依次交替生长的三维成核层311及二维侧向生长层312，三维-二维过渡层32的Al组分含量及生长温度由二维侧向生长层312的Al组分含量及生长温度逐渐增长至二维平整层33的Al组分含量及生长温度。

其中，参阅图2所示，S20的具体步骤如下：

S21.采用PVD溅射沉积的AlN缓冲层2，厚度为100nm，随后转入MOCVD进行后续外延沉积，其中，高纯H2(氢气)、高纯N2(氮气)、高纯H2和高纯N2的混合气体中的一种作为载气，高纯NH3作为N源，三甲基镓(TMGa)及三乙基镓(TEGa)作为Ga源，三甲基铝(TMAl)作为Al源，硅烷(SiH4)作为N型掺杂剂，二茂镁(CP2Mg)作为P型掺杂剂；

S22.在缓冲层2上沉积非掺杂AlGaN层3：

三维成核层/二维侧向生长层31的Al组分含量为0.3，二维平整层33Al组分含量为0.4，三维-二维过渡层32的Al组分含量由二维侧向生长层312的Al组分含量沿外延方向逐渐增长至二维平整层33的Al组分含量；

三维成核层311厚度为0.5um，二维侧向生长层312厚度为0.5um，三维-二维过渡层32厚度为0.8um，二维平整层33厚度为1.5um；

三维成核层311的生长压力为350torr，二维侧向生长层312的生长压力为150torr，三维-二维过渡层32的生长压力为100torr，二维平整层33的生长压力为100torr；

三维成核层311的V/III比为500，二维侧向生长层312的V/III比为1000，三维-二维过渡层32的V/III比为3000，二维平整层33的V/III比为3000；

三维成核层311的生长温度为980℃，二维侧向生长层312的生长温度为1100℃，三维-二维过渡层32的生长温度由二维侧向生长层312的生长温度逐渐增长至二维平整层33的生长温度，二维平整层33生长温度1200℃；

三维成核层/二维侧向生长层31的堆叠周期数为5个。

S23.在非掺杂AlGaN层3上沉积N型AlGaN层4：

控制生长温度为1200℃，生长压力100torr，生长厚度为2um，Si掺杂浓度为2.5*10¹⁹cm^-3。

S24.在N型AlGaN层4上沉积多量子阱层5：

多量子阱层5为周期性依次交替堆叠的Al_0.45Ga_0.55N量子阱层和Al_0.55Ga_0.45N量子垒层，Al_0.45Ga_0.55N量子阱层的生长温度为1050℃，生长压力200torr；Al_0.55Ga_0.45N量子垒层的生长温度为1150℃，生长压力200torr；多量子阱层5的堆叠周期数为9个，各周期中Al_0.45Ga_0.55N量子阱层的厚度为3.5nm，各周期中Al_0.55Ga_0.45N量子垒层的厚度为11nm。

S25.在多量子阱层5上沉积AlGaN电子阻挡层6：

AlGaN电子阻挡层6厚度30nm，其中Al组分0.65，生长温度1050℃，生长压力200torr。

S26.在电子阻挡层6上沉积P型AlGaN层7：

P型AlGaN层7的生长温度为1050℃，厚度为100nm，生长压力为200torr，Mg的掺杂浓度为5.0*10²⁰cm^-3。

S27.在P型AlGaN层7上沉积P型接触层8：

P型接触层8的生长温度为1050℃，厚度为10nm，生长压力为200torr，Mg的掺杂浓度为1.0*10²⁰cm^-3。

实施例2

本实施例与实施例1的不同之处在于，步骤S22中：

三维成核层311厚度为0.1um，二维侧向生长层312厚度为0.1um，三维-二维过渡层32厚度为0.8um，二维平整层33厚度为1.5um。

实施例3

本实施例与实施例1的不同之处在于，步骤S22中：

三维成核层311厚度为1um，二维侧向生长层312厚度为1um，三维-二维过渡层32厚度为0.8um，二维平整层33厚度为1.5um。

实施例4

本实施例与实施例1的不同之处在于，步骤S22中：

三维成核层311的生长压力为300torr，二维侧向生长层312的生长压力为50torr，三维-二维过渡层32的生长压力为100torr，二维平整层33的生长压力为100torr。

实施例5

本实施例与实施例1的不同之处在于，步骤S22中：

三维成核层311的生长压力为500torr，二维侧向生长层312的生长压力为300torr，三维-二维过渡层32的生长压力为100torr，二维平整层33的生长压力为100torr。

实施例6

本实施例与实施例1的不同之处在于，步骤S22中：

三维成核层311的V/III比为100，二维侧向生长层312的V/III比为500，三维-二维过渡层32的V/III比为3000，二维平整层33的V/III比为3000；

实施例7

本实施例与实施例1的不同之处在于，步骤S22中：

三维成核层311的V/III比为1000，二维侧向生长层312的V/III比为2000，三维-二维过渡层32的V/III比为3000，二维平整层33的V/III比为3000；

实施例8

本实施例与实施例1的不同之处在于，步骤S22中：

三维成核层311的生长温度为900℃，二维侧向生长层312的生长温度为1000℃，三维-二维过渡层32的生长温度由二维侧向生长层312的生长温度逐渐增长至二维平整层33的生长温度，二维平整层33生长温度1200℃；

实施例9

本实施例与实施例9的不同之处在于，步骤S22中：

三维成核层/二维侧向生长层31的堆叠周期数为1个。

对比例1

本对比例与实施例1的不同之处在于，步骤S22中：

三维成核层/二维侧向生长层31的Al组分含量为0.4，二维平整层33Al组分含量为0.3，三维-二维过渡层32的Al组分含量由二维侧向生长层312的Al组分含量沿外延方向逐渐递减至二维平整层33的Al组分含量。

对比例2

本实施例与实施例1的不同之处在于，步骤S22中：

三维成核层311的生长温度为1100℃，二维侧向生长层312、三维-二维过渡层32及二维平整层33的生长温度均为1200℃。

对比例3

本对比例与实施例1的不同之处在于，步骤S22中在缓冲层上沉积常规的非掺杂AlGaN层，其中，Al的组分含量为0.4，非掺杂AlGaN层的厚度为6nm，生长压力为100，V/III比为3000，生长温度为1200℃。

测试由实施例1～9及对比例1～3所制得的外延片对应的亮度，将实施例1～9及对比例1～2所测得的亮度L₁与对比例3所测得的亮度L₂相比较，获取实施例1～9及对比例1～2的光效提升率。

其中，光效提升率W的计算公式为：W＝(L₁-L₂)/L₂

测得的结果如下：

以上所述仅是本发明的较佳实施例而已，并非对本发明作任何形式上的限制，虽然本发明已以较佳实施例揭露如上，然而并非用以限定本发明，任何熟悉本专利的技术人员在不脱离本发明技术方案范围内，当可利用上述提示的技术内容作出些许更动或修饰为等同变化的等效实施例，但凡是未脱离本发明技术方案的内容，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均仍属于本发明方案的范围内。

Claims (10)

1.一种深紫外发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，包括：

提供衬底；

在所述衬底上依次外延生长缓冲层、非掺杂AlGaN层、N型AlGaN层、多量子阱层、电子阻挡层、P型AlGaN层及P型接触层；

所述非掺杂AlGaN层包括沿外延生长方向依次沉积的三维成核层/二维侧向生长层、三维-二维过渡层及二维平整层；

所述三维成核层/二维侧向生长层包括周期性依次交替生长的三维成核层及二维侧向生长层，所述二维侧向生长层的Al组分含量及生长温度低于所述二维平整层的Al组分含量及生长温度，且所述三维-二维过渡层的Al组分含量及生长温度由所述二维侧向生长层的Al组分含量及生长温度逐渐增长至所述二维平整层的Al组分含量及生长温度。

2.根据权利要求1所述的深紫外发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述三维成核层/二维侧向生长层的Al组分含量为0.05～0.5，所述三维-二维过渡层的Al组分含量为0.1～0.5，所述二维平整层的Al组分含量为0.1～0.6；

所述三维成核层的生长温度为900～1100℃，所述二维侧向生长层的生长温度为1000～1200℃，所述二维平整层的生长温度为1150～1350℃。

3.根据权利要求1所述的深紫外发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述三维成核层生长时的生长压力大于所述二维侧向生长层、所述三维-二维过渡层及所述二维平整层生长时的生长压力；所述三维成核层生长时的V/III比低于所述二维侧向生长层、所述三维-二维过渡层及所述二维平整层生长时的V/III比。

4.根据权利要求3所述的深紫外发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述三维成核层的生长压力为300～500torr，二维侧向生长层的生长压力为50～300torr，三维-二维过渡层的生长压力为50～200torr，二维平整层的生长压力为50～200torr；

所述三维成核层的V/III比为100～1000，二维侧向生长层的V/III比为500～2000，三维-二维过渡层的V/III比为1000～5000，二维平整层的V/III比为1000～5000。

5.根据权利要求1所述的深紫外发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述三维成核层/二维侧向生长层的堆叠周期数为1～10。

6.根据权利要求1所述的深紫外发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述三维成核层的厚度为0.1～1um，二维侧向生长层的厚度为0.1～1um，三维-二维过渡层的厚度为0.2～2um，二维平整层的厚度为0.5～5um。

7.根据权利要求1所述的深紫外发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述缓冲层为采用PVD溅射沉积的AlN缓冲层，所述AlN缓冲层的厚度为20～200nm。

8.根据权利要求1所述的深紫外发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述N型AlGaN层的生长温度为1000～1300℃，厚度为1～5um，且所述N型AlGaN层掺杂有Si，Si的掺杂浓度为1.0*10¹⁹～5.0*10²⁰cm^-3。

9.根据权利要求1所述的深紫外发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述多量子阱层为周期性依次交替堆叠的Al_xGa_1-xN量子阱层和Al_yGa_1-yN量子垒层，所述Al_xGa_1-xN量子阱层的生长温度为950～1150℃，生长压力50～300torr，Al组分的含量为0.2～0.6；Al_yGa_1-yN量子垒层的生长温度为1000～1300℃，生长压力50～300torr，Al组分的含量为0.4～0.8；所述多量子阱层的堆叠周期数为3～15个，各周期中所述Al_xGa_1-xN量子阱层的厚度为2～5nm，各周期中所述Al_yGa_1-yN量子垒层的厚度为5～15nm。

10.一种深紫外发光二极管外延片，其特征在于，根据权利要求1至9任意一项所述的深紫外发光二极管外延片的制备方法制备而成。

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