CN116130568B - 一种高光效发光二极管外延片及其制备方法、发光二极管 - Google Patents
一种高光效发光二极管外延片及其制备方法、发光二极管 Download PDFInfo
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Abstract
本发明涉及半导体器件技术领域，尤其涉及一种高光效发光二极管外延片及其制备方法、发光二极管，包括衬底及依次沉积于衬底上的缓冲层、非掺杂AlGaN层、n型AlGaN层、准备层、有源层、电子阻挡层、p型AlGaN层和p型接触层，准备层包括依次沉积于n型AlGaN层上的第一准备子层、第二准备子层、超晶格准备子层及第三准备子层；第一准备子层为SiC层，第二准备子层为n型AlN层，超晶格准备子层包括周期性依次交替设置的n型AlaGa1‑aN垒层及AlmInnGa1‑m‑nN阱层，第三准备子层为n型AlbGa1‑bN层，0＜a＜0.5，0＜m＜0.2，0＜n＜0.1，0＜b＜0.5。
Description
技术领域
本发明涉及半导体器件技术领域，尤其涉及一种高光效发光二极管外延片及其制备方法、发光二极管。
背景技术
三族氮化物半导体具有纤锌矿结构和直接带隙的能带结构，适合做发光二极管。氮化铝（AlN）、氮化镓(GaN)、氮化铟(InN)带隙能量分别为6.2eV、3.4eV、0.7eV，因此，室温下AlGaInN带隙能量可以从6.2eV至0.7eV之间调制，取决于Al、Ga、In的摩尔组分。理论上可以用AlGaInN材料制作从红色到紫外光的发光二极管甚至激光二极管。自上世纪年代以来，三族氮化物材料制作的红外至紫外光电器件已经在学术界和产业界引起了极大的兴趣，特别是高亮度的发光二极管带来了非常高的商用价值。然而相对于可见光LED的广泛应用和商业化程度，GaN基紫外LED的商业化率还是比较低，主要是因为GaN基UV LED的外量子效率(EQE)还比较低。
量子阱内极化效应产生强内电场，引起载流子复合发光效率降低。AlGaN为纤锌矿结构，本身存在的极化效应会形成较强的内电场。这将导致量子阱中电子和空穴波函数的空间分离，也会阻碍载流子向量子阱中注入，使辐射复合效率降低。现有LED直接在n型AlGaN层上沉积有源层，由于AlGaN材料缺陷密度较高，导致量子阱层的晶体质量较差，非辐射复合效率增加。另外AlGaN有非常强的极化效应，这种极化会在半导体内形成非常强的极化电场导致量子限制斯塔克效应，使得器件的辐射复合效率下降，其具体原因是极化电场使半导体的导带和价带弯曲，导致电子和空穴的波函数在空间上分离，使得发光效率降低。
发明内容
为了解决上述技术问题，本发明提供了一种高光效发光二极管外延片及其制备方法、发光二极管。
第一方面，本发明采用以下技术方案：一种高光效发光二极管外延片，包括衬底及依次沉积于所述衬底上的缓冲层、非掺杂AlGaN层、n型AlGaN层、准备层、有源层、电子阻挡层、p型AlGaN层和p型接触层，所述准备层包括依次沉积于所述n型AlGaN层上的第一准备子层、第二准备子层、超晶格准备子层及第三准备子层；
其中，所述第一准备子层为SiC层，所述第二准备子层为n型AlN层，所述超晶格准备子层包括周期性依次交替设置的n型AlaGa1-aN垒层及AlmInnGa1-m-nN阱层，所述第三准备子层为n型AlbGa1-bN层，0＜a＜0.5，0＜m＜0.2，0＜n＜0.1，0＜b＜0.5。
本发明一实施例的高光效发光二极管外延片，由于衬底材料与AlGaN的晶格失配及热失配，导致外延层存在大量的缺陷，并使得外延层中存在巨大的压应力，通过沉积为SiC层的第一准备子层、为n型AlN层的第二准备子层，形成致密薄膜，减少位错向外延层延伸破坏量子阱的晶体质量，提高量子阱辐射复合效率；而且由于沉积在衬底上的AlGaN层由于厚度逐渐增加，AlGaN层受到的张应力也逐渐增加，导致后续沉积的有源层晶体质量下降，量子阱极化增强，量子阱非辐射复合增加，发光二极管的发光效率降低，通过在沉积的第三准备子层、超晶格准备子层的超晶格结构引入In原子，同时引入张应力，并且由于超晶格结构，压应力与张应力交替变化，随着超晶格周期数的增加，可以逐渐将AlGaN层积累的应力释放完毕；综上，本发明降低了量子阱缺陷密度和量子阱层极化电场效应，提高了电子与空穴波函数的交叠，提升了量子阱层辐射复合效率和发光二极管的光电转化效率。
进一步的，所述第一准备子层的厚度为1nm-20nm，所述第二准备子层的厚度为10nm-100nm，所述n型AlaGa1-aN垒层厚度为1nm-50nm，所述AlmInnGa1-m-nN阱层的厚度为1nm-10nm，所述第三准备子层的厚度为1nm-50nm。
进一步的，所述第二准备子层、所述n型AlaGa1-aN垒层及所述第三准备子层均掺杂Si；
所述第二准备子层的Si掺杂浓度为5ⅹ1017atoms/cm3-5ⅹ1018atoms/cm3，所述n型AlaGa1-aN垒层的Si掺杂浓度为5ⅹ1017atoms/cm3-5ⅹ1018atoms/cm3，所述第三准备子层的Si掺杂浓度为1ⅹ1017atoms/cm3-1ⅹ1018atoms/cm3。
进一步的，所述超晶格准备子层为超晶格结构，周期数为1-50。
进一步的，所述缓冲层为AlN层，其厚度为20nm-200nm。
第二方面，本发明还提供一种高光效发光二极管外延片的制备方法，所述制备方法包括：
提供一衬底；
在所述衬底上沉积材料为AlN层的缓冲层；
在所述缓冲层上沉积非掺杂AlGaN层；
在所述非掺杂AlGaN层上沉积n型AlGaN层；
在所述n型AlGaN层上沉积准备层，所述准备层包括第一准备子层、第二准备子层、超晶格准备子层、第三准备子层；
在所述准备层上沉积有源层；
在所述有源层上沉积电子阻挡层；
在所述电子阻挡层上沉积p型AlGaN层；
在所述p型AlGaN层上沉积p型接触层；
其中，所述第一准备子层为SiC层，所述第二准备子层为n型AlN层，所述超晶格准备子层包括周期性依次交替设置的n型AlaGa1-aN垒层及AlmInnGa1-m-nN阱层，所述第三准备子层为n型AlbGa1-bN层，其中，0＜a＜0.5，0＜m＜0.2，0＜n＜0.1，0＜b＜0.5。
进一步的，所述第一准备子层及所述第二准备子层的生长温度均为900℃-1100℃，所述超晶格准备子层及所述第三准备子层的生长温度均为850℃-1050℃。
进一步的，所述第二准备子层、所述超晶格准备子层、所述第三准备子层的生长气氛N2/NH3比例均为1:10-5:1。
进一步的，所述准备层的生长压力为100torr-300torr。
第三方面，本发明还提供一种发光二极管，包括上述的高光效发光二极管外延片。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明第一实施例的高光效发光二极管外延片的结构示意图；
图2为本发明第一实施例的高光效发光二极管外延片制备方法的流程图。
附图标记说明：
100、衬底；200、缓冲层；300、非掺杂AlGaN层；400、n型AlGaN层；500、准备层；510、第一准备子层；520、第二准备子层；530、超晶格准备子层；540、第三准备子层；600、有源层；700、电子阻挡层；800、p型AlGaN层；900、p型接触层。
具体实施方式
下面详细描述本发明的实施例，所述实施例的示例在附图中示出，其中自始至终相同或类似的标号表示相同或类似的元件或具有相同或类似功能的元件。下面通过参考附图描述的实施例是示例性的，旨在用于解释本发明的实施例，而不能理解为对本发明的限制。
在本发明实施例的描述中，需要理解的是，术语“长度”、“宽度”、“上”、“下”、“前”、“后”、“左”、“右”、“竖直”、“水平”、“顶”、“底”“内”、“外”等指示的方位或位置关系为基于附图所示的方位或位置关系，仅是为了便于描述本发明实施例和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本发明的限制。
此外，术语“第一”、“第二”仅用于描述目的，而不能理解为指示或暗示相对重要性或者隐含指明所指示的技术特征的数量。由此，限定有“第一”、“第二”的特征可以明示或者隐含地包括一个或者更多个该特征。在本发明实施例的描述中，“多个”的含义是两个或两个以上，除非另有明确具体的限定。
在本发明实施例中，除非另有明确的规定和限定，术语“安装”、“相连”、“连接”、“固定”等术语应做广义理解，例如，可以是固定连接，也可以是可拆卸连接，或成一体；可以是机械连接，也可以是电连接；可以是直接相连，也可以通过中间媒介间接相连，可以是两个元件内部的连通或两个元件的相互作用关系。对于本领域的普通技术人员而言，可以根据具体情况理解上述术语在本发明实施例中的具体含义。
实施例一
参照图1，本发明第一实施例，一种高光效发光二极管外延片，包括衬底100及依次沉积于衬底100上的缓冲层200、非掺杂AlGaN层300、n型AlGaN层400、准备层500、有源层600、电子阻挡层700、p型AlGaN层800和p型接触层900，准备层500包括依次沉积于n型AlGaN层400上的第一准备子层510、第二准备子层520、超晶格准备子层530及第三准备子层540；
其中，第一准备子层510为SiC层，第二准备子层520为n型AlN层，超晶格准备子层530包括周期性依次交替设置的n型AlaGa1-aN垒层及AlmInnGa1-m-nN阱层，第三准备子层540为n型AlbGa1-bN层，0＜a＜0.5，0＜m＜0.2，0＜n＜0.1，0＜b＜0.5。
在本发明中，由于衬底100材料与AlGaN的晶格失配及热失配，导致外延层存在大量的缺陷，并使得外延层中存在巨大的压应力；通过沉积为SiC层的第一准备子层510、为n型AlN层的第二准备子层520，形成致密薄膜，减少位错向外延层延伸破坏量子阱的晶体质量，提高量子阱辐射复合效率；而且由于沉积在衬底100上的AlGaN层由于厚度逐渐增加，AlGaN层受到的张应力也逐渐增加，导致后续沉积的有源层晶体质量下降，量子阱极化增强，量子阱非辐射复合增加，发光二极管的发光效率降低，通过在沉积的第三准备子层540、超晶格准备子层530的超晶格结构引入In原子，同时引入张应力，并且由于超晶格结构，压应力与张应力交替变化，随着超晶格周期数的增加，可以逐渐将AlGaN层积累的应力释放完毕；综上，本发明降低了量子阱缺陷密度和量子阱层极化电场效应，提高了电子与空穴波函数的交叠，提升了量子阱层辐射复合效率和发光二极管的光电转化效率。
衬底100可选用蓝宝石衬底、AlN衬底、Si衬底、SiC衬底，本实施例中，衬底100选取蓝宝石衬底，蓝宝石是目前最常用的衬底材料，蓝宝石衬底具有制备工艺成熟、价格较低、易于清洗和处理，高温下有很好的稳定性。
缓冲层200为AlN层，其厚度为20nm-200nm；本实施例中，缓冲层200的厚度为100nm，采用AlN层的缓冲层200提供了与衬底100取向相同的成核中心，释放了AlGaN和衬底100之间的晶格失配产生的应力以及热膨胀系数失配所产生的热应力，进一步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GaN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层晶体质量，降低位错密度，提高多量子阱层辐射复合效率。
非掺杂AlGaN层300的厚度为1um-5um；本实施例中，非掺杂AlGaN层300的厚度为3um，其生长温度较高，压力较低，制备得到的AlGaN晶体质量较优，同时随着AlGaN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，但提高AlGaN层厚度对MO源(金属有机源)材料消耗较大，大大提高了发光二极管的外延成本，因此目前发光二极管外延片通常非掺杂AlGaN生长2um-3um，不仅节约生产成本，而且AlGaN材料又具有较高的晶体质量。
在n型AlGaN层400中，Al组分为0-0.5，Si掺杂浓度为1ⅹ1019atoms/cm3-5ⅹ1020atoms/cm3，厚度为1um-5um；本实施例中，n型AlGaN层400为n型Al0.3Ga0.7N层，生长厚度为3um，Si掺杂浓度为2.5ⅹ1019atoms/cm3，首先n型AlGaN层400为紫外LED发光提供充足电子与空穴发生复合，其次n型AlGaN层400的电阻率要比p型GaN层上的透明电极的电阻率高，因此足够的Si掺杂，可以有效的降低n型GaN层电阻率，最后n型AlGaN层400足够的厚度可以有效释放应力并提升发光二极管的发光效率。
第一准备子层510的厚度为1-20nm，第二准备子层520的厚度为10-100nm， n型AlaGa1-aN垒层厚度为1nm-50nm，AlmInnGa1-m-nN阱层的厚度为1nm-10nm，第三准备子层540的厚度为厚度为1nm-50nm；第二准备子层520、n型AlaGa1-aN垒层及第三准备子层540均掺杂Si；第二准备子层520的Si掺杂浓度为5ⅹ1017atoms/cm3-5ⅹ1018atoms/cm3，n型AlaGa1-aN垒层的Si掺杂浓度为5ⅹ1017atoms/cm3-5ⅹ1018atoms/cm3，第三准备子层540的Si掺杂浓度为1ⅹ1017atoms/cm3-1ⅹ1018atoms/cm3；超晶格准备子层530由1-50个周期数的n型AlaGa1-aN垒层与AlmInnGa1-m-nN阱层构成的超晶格结构组成。
本实施例中，第一准备子层510厚度为5nm，第二准备子层520厚度为50nm，n型AlaGa1-aN垒层厚度8.5 nm，AlmInnGa1-m-nN阱层厚度为2 nm，第三准备子层540厚度为15nm；超晶格准备子层530包括的n型AlaGa1-aN垒层中Al组分为0.2，AlmInnGa1-m-nN阱层中Al组分为0.15、In组分为0.02，第三准备子层540为n型AlbGa1-bN层，Al组分0.15；第二准备子层520中Si掺杂浓度为2ⅹ1018atoms/cm3，超晶格准备子层530中n型AlaGa1-aN垒层Si掺杂浓度为2ⅹ1018atoms/cm3，第三准备子层540中n型AlbGa1-bN层Si掺杂浓度为5ⅹ1017atoms/cm3；超晶格准备子层530由10个周期数的n型AlaGa1-aN垒层与AlmInnGa1-m-nN阱层构成的超晶格结构组成。
有源层600为交替堆叠的AlxGa1-xN量子阱层和AlyGa1-yN量子垒层，堆叠周期数为3-15个，其中AlxGa1-xN量子阱层厚度为2nm-5nm，x为0-0.2，AlyGa1-yN量子垒层厚度为5nm-15nm，y为0.2-1。
本实施例中，有源层600为交替堆叠的AlxGa1-xN量子阱层和AlyGa1-yN量子垒层，堆叠周期数为9个，其中AlxGa1-xN量子阱层厚度为3.5nm，x为0.15，AlyGa1-yN量子垒层厚度为11nm，y为0.5，多量子阱为电子和空穴复合的区域，合理的结构设计可以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。
电子阻挡层700为AlGaN层，厚度为10nm-100nm，Al组分为0.1-1。
本实施例中，电子阻挡层700为Al0.3Ga0.7N层，厚度为30nm，既可以有效地限制电子溢流，也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。
p型AlGaN层800厚度为20nm-200nm，Al组分为0-0.5，Mg掺杂浓度1ⅹ1019-5ⅹ1020atoms/cm3。
本实施例中，p型AlGaN层800为p型Al0.2Ga0.8N层，厚度为100nm，Mg掺杂浓度5ⅹ1019atoms/cm3，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AlGaN层800可以有效填平外延层，得到表面光滑的深紫外LED外延片。
p型接触层900厚度为5nm-50nm，Al组分为0-0.5，Mg掺杂浓度5ⅹ1019-5ⅹ1020atoms/cm3。
本实施例中，p型接触层900为p型掺杂的Al0.2Ga0.8N层，厚度为10nm，Mg掺杂浓度1ⅹ1020atoms/cm3，相对于高掺杂浓度的P型GaN接触层降低了接触电阻。
实施例二
参照图2，本发明还提供一种高光效发光二极管外延片的制备方法，制备方法包括：
S1：提供一衬底100；衬底100可选用蓝宝石衬底、AlN衬底、Si衬底、SiC衬底，本实施例中，衬底100选取蓝宝石衬底。
S2：在衬底100上沉积为AlN层的缓冲层200，厚度为20nm-200nm；本实施例中，缓冲层200的厚度为100nm。
在本实施例中，采用MOCVD(Metal-organic Chemical Vapor Deposition金属有机气相沉积，简称MOCVD)设备，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)作为镓源，三甲基铝(TMAl)作为铝源，硅烷(SiH4)作为N型掺杂剂，二茂镁(CP2Mg)作为P型掺杂剂进行外延生长。
S3：在缓冲层200上沉积非掺杂AlGaN层300，厚度为1um-5um；本实施例中，非掺杂AlGaN层300生长温度为1200℃，生长压力为100torr；本实施例中，非掺杂AlGaN层300的厚度为3um。
S4：在非掺杂AlGaN层300上沉积n型AlGaN层400，厚度为1um-5um；本实施例中，n型AlGaN层400的Al组分为0-0.5，生长温度为1000℃-1300℃，Si掺杂浓度为1ⅹ1019atoms/cm3-5ⅹ1020atoms/cm3，厚度为1-5um；本实施例中，n型AlGaN层400为n型Al0.3Ga0.7N层，生长温度为1200℃，生长压力为100torr，生长厚度为3um，Si掺杂浓度为2.5ⅹ1019atoms/cm3。
S5：在n型AlGaN层400上沉积准备层500，准备层500包括第一准备子层510、第二准备子层520、超晶格准备子层530、第三准备子层540；其中，第一准备子层510为SiC层，第二准备子层520为n型AlN层，超晶格准备子层530包括周期性依次交替设置的n型AlaGa1-aN垒层及AlmInnGa1-m-nN阱层，第三准备子层540为n型AlbGa1-bN层，a为0-0.5，m为0-0.2，n为0-0.1，b为0-0.5；第一准备子层510的厚度为1nm-20nm，第二准备子层520的厚度为10nm-100nm，n型AlaGa1-aN垒层厚度为1-50nm，AlmInnGa1-m-nN阱层的厚度为1nm-10nm，第三准备子层540的厚度为1nm-50nm。
第二准备子层520的Si掺杂浓度为5ⅹ1017atoms/cm3-5ⅹ1018atoms/cm3，n型AlaGa1-aN垒层的Si掺杂浓度为5ⅹ1017atoms/cm3-5ⅹ1018atoms/cm3，第三准备子层540的Si掺杂浓度为1ⅹ1017atoms/cm3-1ⅹ1018atoms/cm3；第一准备子层510及第二准备子层520的生长温度均为900℃-1100℃；超晶格准备子层530及第三准备子层540的生长温度均为850℃-1050℃；第二准备子层520、超晶格准备子层530、第三准备子层540的生长气氛N2/NH3比例均为1:10-5:1；准备层500的生长压力为100torr-300torr；超晶格准备子层530由1-50个周期数的n型AlaGa1-aN垒层与AlmInnGa1-m-nN阱层依次层叠构成的超晶格结构组成。
本实施例中，第一准备子层510厚度为5nm，第二准备子层520厚度为50nm，n型AlaGa1-aN垒层厚度8.5nm，AlmInnGa1-m-nN阱层厚度为2nm，第三准备子层540厚度为15nm；超晶格准备子层530包括的n型AlaGa1-aN垒层中Al组分为0.2，AlmInnGa1-m-nN阱层中Al组分为0.15、In组分为0.02，第三准备子层540为n型AlbGa1-bN层，Al组分0.15；第二准备子层520中Si掺杂浓度为2ⅹ1018atoms/cm3，超晶格准备子层530中n型AlaGa1-aN垒层Si掺杂浓度为2ⅹ1018atoms/cm3，第三准备子层540中n型AlbGa1-bN层Si掺杂浓度为5ⅹ1017atoms/cm3；第一准备子层510、第二准备子层520生长温度为1000℃，超晶格准备子层530、第三准备子层540生长温度为950℃；第二准备子层520、超晶格准备子层530、第三准备子层540生长气氛N2/NH3比例为2:3；准备层500的生长压力为200torr；超晶格准备子层530由10个周期数的n型AlaGa1-aN垒层与AlmInnGa1-m-nN阱层构成的超晶格结构组成。
S6：在准备层500上沉积有源层600，厚度为2nm-5nm；有源层600为交替堆叠的AlxGa1-xN量子阱层和AlyGa1-yN量子垒层，堆叠周期数为3-15个，其中AlxGa1-xN量子阱层生长温度为900℃-1100℃，厚度为2nm-5nm，生长压力50-300torr，x为0-0.2，AlyGa1-yN量子垒层生长温度为1000℃-1300℃，厚度为5-15nm，生长压力50-300torr，y为0.2-1。
本实施例中，有源层600为交替堆叠的AlxGa1-xN量子阱层和AlyGa1-yN量子垒层，堆叠周期数为9个，其中AlxGa1-xN量子阱层生长温度为1000℃，厚度为3.5nm，生长压力为200torr，x为0.15，AlyGa1-yN量子垒层生长温度为1150℃，厚度为11nm，生长压力为200torr，y为0.5。
S7：在有源层600上沉积电子阻挡层700，厚度为10nm-100nm；电子阻挡层700为AlGaN层，厚度为10nm-100nm，Al组分为0.1-1，生长温度1000℃-1100℃,生长压力为100torr -300torr；本实施例中，电子阻挡层700为Al0.3Ga0.7N层，厚度为30nm，生长温度1050℃，生长压力为200torr。
S8：在电子阻挡层700上沉积p型AlGaN层800，厚度为20nm-200nm；p型AlGaN层800生长温度为1000℃-1100℃，厚度为20nm-200nm，Al组分为0-0.5，生长压力为100torr-600torr,Mg掺杂浓度1ⅹ1019atoms/cm3-5ⅹ1020atoms/cm3；本实施例中，p型AlGaN层800为p型Al0.2Ga0.8N层，生长温度为1050℃，厚度为100nm，生长压力为200torr，Mg掺杂浓度5ⅹ1019atoms/cm3。
S9：在p型AlGaN层800上沉积p型接触层900，厚度为5nm-50nm；p型接触层900生长温度900℃-1100℃，厚度为5nm-50 nm，Al组分为0-0.5，生长压力为100torr-600torr,Mg掺杂浓度5ⅹ1019-5ⅹ1020atoms/cm3；本实施例中，p型接触层900为p型掺杂的Al0.2Ga0.8N层，生长温度为1050℃，厚度为10nm，生长压力为200torr，Mg掺杂浓度1ⅹ1020atoms/cm3。
本实施例制备方法制备的高光效发光二极管外延片与对照例制备的发光二极管外延片尺寸规格相同，经测试仪器测试光效较对照例提升了2%，具体结果如表1所示。
实施例三
本发明还提出一种发光二极管芯片，包括上述实施例一当中的高光效发光二极管外延片，所述高光效发光二极管外延片可由上述实施例二当中的高光效发光二极管外延片的制备方法制备得到。
实施例四
本实施例与实施例二的不同之处在于：本实施例中第一准备子层510的厚度为3nm，第二准备子层520的厚度为35nm，第三准备子层540的厚度为10nm。
本实施例制备方法制备的高光效发光二极管外延片与对照例制备的发光二极管外延片尺寸规格相同，经测试仪器测试光效较对照例提升了1%，具体结果如表1所示。
实施例五
本实施例与实施例二的不同之处在于：本实施例中第一准备子层510的厚度为8nm，第二准备子层520的厚度为65nm，第三准备子层540的厚度为20nm。
本实施例制备方法制备的高光效发光二极管外延片与对照例制备的发光二极管外延片尺寸规格相同，经测试仪器测试光效较对照例提升了1.5%，具体结果如表1所示。
实施例六
本实施例与实施例二的不同之处在于：本实施例中第一准备子层510的厚度为8nm，第二准备子层520的厚度为65nm，第三准备子层540的厚度为20nm；超晶格准备子层530中n型AlaGa1-aN垒层厚度为7nm，AlmInnGa1-m-nN阱层厚度为1.5nm。
本实施例制备方法制备的高光效发光二极管外延片与对照例制备的发光二极管外延片尺寸规格相同，经测试仪器测试光效较对照例提升了1.2%，具体结果如表1所示。
实施例七
本实施例与实施例二的不同之处在于：本实施例中第一准备子层510的厚度为8nm，第二准备子层520的厚度为65nm，第三准备子层540的厚度为20nm；超晶格准备子层530中n型AlaGa1-aN垒层厚度为10nm，AlmInnGa1-m-nN阱层厚度为2.5nm。
本实施例制备方法制备的高光效发光二极管外延片与对照例制备的发光二极管外延片尺寸规格相同，经测试仪器测试光效较对照例提升了1.3%，具体结果如表1所示。
实施例八
本实施例与实施例二的不同之处在于：本实施例中超晶格准备子层530的超晶格结构周期数为15。
本实施例制备方法制备的高光效发光二极管外延片与对照例制备的发光二极管外延片尺寸规格相同，经测试仪器测试光效较对照例提升了1.2%，具体结果如表1所示。
实施例九
本实施例与实施例二的不同之处在于：本实施例中第三准备子层540的n型AlbGa1-bN层中Al组分为0.25，超晶格准备子层530中n型AlaGa1-aN垒层的Al组分为0.25，AlmInnGa1-m-nN阱层的Al组分为0.2，In组分为0.01。
本实施例制备方法制备的高光效发光二极管外延片与对照例制备的发光二极管外延片尺寸规格相同，经测试仪器测试光效较对照例提升了0.8%，具体结果如表1所示。
实施例十
本实施例与实施例二的不同之处在于：本实施例中超晶格准备子层530中n型AlaGa1-aN垒层的Al组分为0.15，
本实施例制备方法制备的高光效发光二极管外延片与对照例制备的发光二极管外延片尺寸规格相同，经测试仪器测试光效较对照例提升了1%，具体结果如表1所示。
实施例十一
本实施例与实施例二的不同之处在于：本实施例中第二准备子层520的Si掺杂浓度为3ⅹ1018atoms/cm3，超晶格准备子层530中n型AlaGa1-aN垒层的Si掺杂浓度为1ⅹ1018atoms/cm3，第三准备子层540的Si掺杂浓度为3ⅹ1017atoms/cm3。
本实施例制备方法制备的高光效发光二极管外延片与对照例制备的发光二极管外延片尺寸规格相同，经测试仪器测试光效较对照例提升了0.5%，具体结果如表1所示。
对照例
本对照例采用现有制备技术制备的发光二极管外延片，其未设有本发明中的准备层，通过测试仪器测试应用该外延片的发光二极管的光效为225lm/W。
表1：各实施例及对照例的部分参数比对以及对应光效提升的对比表
从表1可知，本发明通过设置包括第一准备子层510、第二准备子层520、超晶格准备子层530、第三准备子层540的准备层500，第一准备子层510为SiC层，第二准备子层520为n型AlN层，超晶格准备子层530包括n型AlaGa1-aN垒层及AlmInnGa1-m-nN阱层，第三准备子层540为n型AlbGa1-bN层，其中，a为0-0.5，m为0-0.2，n为0-0.1，b为0-0.5；通过调整第一准备子层510、第二准备子层520、第三准备子层540、超晶格准备子层530中n型AlaGa1-aN垒层及AlmInnGa1-m-nN阱层的厚度，调整准备层500中Al组分、In组分的含量，以及其内Si掺杂浓度，使得采用本发明制备方法得到的发光二极管外延片相对于对照例制备的发光二极管外延片本发明的光效得到有效提升。
综上，本发明的高光效发光二极管外延片，由于衬底100材料与AlGaN的晶格失配及热失配，导致外延层存在大量的缺陷，并使得外延层中存在巨大的压应力；通过沉积为SiC层的第一准备子层510、为n型AlN层的第二准备子层520，形成致密薄膜，减少位错向外延层延伸破坏量子阱的晶体质量，提高量子阱辐射复合效率；而且由于沉积在衬底100上的AlGaN层由于厚度逐渐增加，AlGaN层受到的张应力也逐渐增加，导致后续沉积的有源层晶体质量下降，量子阱极化增强，量子阱非辐射复合增加，发光二极管的发光效率降低，通过在沉积的第三准备子层540、超晶格准备子层530的超晶格结构引入In原子，同时引入张应力，并且由于超晶格结构，压应力与张应力交替变化，随着超晶格周期数的增加，可以逐渐将AlGaN层积累的应力释放完毕；本发明降低了量子阱缺陷密度和量子阱层极化电场效应，提高了电子与空穴波函数的交叠，提升了量子阱层辐射复合效率和发光二极管的光电转化效率。
在不出现冲突的前提下，本领域技术人员可以将上述附加技术特征自由组合以及叠加使用。
以上所述仅为本发明的较佳实施例而已，并不用以限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
Claims (9)
1.一种高光效发光二极管外延片，其特征在于，包括衬底及依次沉积于所述衬底上的缓冲层、非掺杂AlGaN层、n型AlGaN层、准备层、有源层、电子阻挡层、p型AlGaN层和p型接触层，所述准备层包括依次沉积于所述n型AlGaN层上的第一准备子层、第二准备子层、超晶格准备子层及第三准备子层；
其中，所述第一准备子层为SiC层，所述第二准备子层为n型AlN层，所述超晶格准备子层包括周期性依次交替设置的n型AlaGa1-aN垒层及AlmInnGa1-m-nN阱层，所述第三准备子层为n型AlbGa1-bN层，0＜a＜0.5，0＜m＜0.2，0＜n＜0.1，0＜b＜0.5；
所述第一准备子层的厚度为1nm-20nm，所述第二准备子层的厚度为10nm-100nm，所述n型AlaGa1-aN垒层厚度为1nm-50nm，所述AlmInnGa1-m-nN阱层的厚度为1nm-10nm，所述第三准备子层的厚度为1nm-50nm；
所述n型AlGaN层的Si掺杂浓度为1ⅹ1019atoms/cm3-5ⅹ1020atoms/cm3。
2.根据权利要求1所述的高光效发光二极管外延片，其特征在于，所述第二准备子层、所述n型AlaGa1-aN垒层及所述第三准备子层均掺杂Si；
所述第二准备子层的Si掺杂浓度为5ⅹ1017atoms/cm3-5ⅹ1018atoms/cm3，所述n型AlaGa1-aN垒层的Si掺杂浓度为5ⅹ1017atoms/cm3-5ⅹ1018atoms/cm3，所述第三准备子层的Si掺杂浓度为1ⅹ1017atoms/cm3-1ⅹ1018atoms/cm3。
3.根据权利要求1所述的高光效发光二极管外延片，其特征在于，所述超晶格准备子层为超晶格结构，周期数为1-50。
4.根据权利要求1～3任一项所述的高光效发光二极管外延片，其特征在于，所述缓冲层为AlN层，其厚度为20nm-200nm。
5.一种高光效发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括：
提供一衬底；
在所述衬底上沉积材料为AlN层的缓冲层；
在所述缓冲层上沉积非掺杂AlGaN层；
在所述非掺杂AlGaN层上沉积n型AlGaN层；
在所述n型AlGaN层上沉积准备层，所述准备层包括第一准备子层、第二准备子层、超晶格准备子层、第三准备子层；
在所述准备层上沉积有源层；
在所述有源层上沉积电子阻挡层；
在所述电子阻挡层上沉积p型AlGaN层；
在所述p型AlGaN层上沉积p型接触层；
其中，所述第一准备子层为SiC层，所述第二准备子层为n型AlN层，所述超晶格准备子层包括周期性依次交替设置的n型AlaGa1-aN垒层及AlmInnGa1-m-nN阱层，所述第三准备子层为n型AlbGa1-bN层，0＜a＜0.5，0＜m＜0.2，0＜n＜0.1，0＜b＜0.5。
6.根据权利要求5所述的高光效发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述第一准备子层及所述第二准备子层的生长温度均为900℃-1100℃，所述超晶格准备子层及所述第三准备子层的生长温度均为850℃-1050℃。
7.根据权利要求5所述的高光效发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述第二准备子层、所述超晶格准备子层、所述第三准备子层的生长气氛N2/NH3比例均为1:10-5:1。
8.根据权利要求5所述的高光效发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述准备层的生长压力为100torr-300torr。
9.一种发光二极管，其特征在于，包括由权利要求1～4任一项所述的高光效发光二极管外延片。
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- 2023-04-17 CN CN202310402343.XA patent/CN116130568B/zh active Active
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