CN116581210B - 发光二极管外延片及其制备方法、发光二极管 - Google Patents

发光二极管外延片及其制备方法、发光二极管 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种发光二极管外延片及其制备方法、发光二极管，涉及半导体光电器件领域。发光二极管外延片包括衬底，依次层叠于衬底上的缓冲层、非掺杂AlGaN层、N型AlGaN层、多量子阱层、电子阻挡层、P型极化层和P型接触层；P型极化层包括依次层叠于电子阻挡层上的第一超晶格层、过渡层和第二超晶格层；第一超晶格层为周期性结构，每个周期的第一超晶格层均包括依次层叠的三维BN层和YAlN层；过渡层为Mg掺BYAlN层；第二超晶格层为周期性结构，每个周期的第二超晶格层均包括依次层叠的二维BN层和P型AlGaN层。实施本发明，可提升发光二极管外延片的发光效率。

Description

发光二极管外延片及其制备方法、发光二极管
技术领域
本发明涉及半导体光电器件领域，尤其涉及一种发光二极管外延片及其制备方法、发光二极管。
背景技术
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。
另一方面，P型掺杂是影响发光二极管效率的重要因素，然而良好的P型掺杂一直都是个难题。Mg是发光二极管中最常用的P型掺杂剂，Mg在GaN中作为受主掺杂剂的激活能为200mev，随着带隙增长在AlN中激活能达到了630meV，较高的激活能导致离化率很低。在紫外和深紫外光谱区域，随着AlGaN的Al组分的增加，Mg的离化率大幅降低严重，空穴注入效率也在降低，影响量子AlGaN量子阱的发光效率。
发明内容
本发明所要解决的技术问题在于，提供一种发光二极管外延片及其制备方法，其可提升发光二极管外延片的发光效率。
本发明还要解决的技术问题在于，提供一种发光二极管，其发光效率高。
为了解决上述问题，本发明公开了一种发光二极管外延片，其包括衬底，依次层叠于所述衬底上的缓冲层、非掺杂AlGaN层、N型AlGaN层、多量子阱层、电子阻挡层、P型极化层和P型接触层；
所述P型极化层包括依次层叠于所述电子阻挡层上的第一超晶格层、过渡层和第二超晶格层；
其中，所述第一超晶格层为周期性结构，每个周期的第一超晶格层均包括依次层叠的三维BN层和YAlN层；
所述过渡层为Mg掺BYAlN层；
所述第二超晶格层为周期性结构，每个周期的第二超晶格层均包括依次层叠的二维BN层和P型AlGaN层。
作为上述技术方案的改进，所述第一超晶格层的周期数为3~10；
所述三维BN层的厚度为1nm~3nm；
所述YAlN层中Al组分占比为0.05~0.4，其厚度为1nm~3nm。
作为上述技术方案的改进，所述Mg掺BYAlN层中Al组分占比为0.2~0.5，B组分占比为0.05~0.2；Mg掺杂浓度为1×1017cm-3~2×1018cm-3；其厚度为5nm~10nm。
作为上述技术方案的改进，所述第二超晶格层的周期数为5~10；
所述二维BN层的厚度为5nm~10nm；
所述P型AlGaN层中Al组分占比为0.5~0.75，P型掺杂浓度为1×1019cm-3~1×1020cm-3；其厚度为5nm~10nm。
作为上述技术方案的改进，沿第一超晶格层的生长方向，所述YAlN层中Al组分逐渐升高；
所述YAlN层中Al组分占比小于所述Mg掺BYAlN层中Al组分占比。
作为上述技术方案的改进，沿第二超晶格层的生长方向，所述P型AlGaN层中Al组分逐渐升高。
相应的，本发明还公开了一种发光二极管外延片的制备方法，用于制备上述的发光二极管外延片，其包括：
提供衬底，在所述衬底上依次生长缓冲层、非掺杂AlGaN层、N型AlGaN层、多量子阱层、电子阻挡层、P型极化层和P型接触层；所述P型极化层包括依次层叠于所述电子阻挡层上的第一超晶格层、过渡层和第二超晶格层；
其中，所述第一超晶格层为周期性结构，每个周期的第一超晶格层均包括依次层叠的三维BN层和YAlN层；
所述过渡层为Mg掺BYAlN层；
所述第二超晶格层为周期性结构，每个周期的第二超晶格层均包括依次层叠的二维BN层和P型AlGaN层。
作为上述技术方案的改进，所述第一超晶格层的生长温度为800℃~900℃，生长压力为300torr~500torr，V/III比为100~1000；
所述过渡层的生长温度为800℃~1100℃，生长压力为50torr~200torr，V/III比为1000~5000；
所述第二超晶格层的生长温度为1000℃~1100℃，生长压力为50torr~200torr，V/III比为1000~5000。
作为上述技术方案的改进，所述过渡层的生长温度由第一超晶格的生长温度逐渐升高至所述第二超晶格层的生长温度。
相应的，本发明还公开了一种发光二极管，其包括上述的发光二极管外延片。
实施本发明，具有如下有益效果：
1. 本发明的发光二极管外延片中，P型极化层包括依次层叠于所述电子阻挡层上的第一超晶格层、过渡层和第二超晶格层；其中，第一超晶格层为三维BN层和YAlN层组成的周期性结构，过渡层为Mg掺BYAlN层，第二超晶格层为二维BN层和P型AlGaN层组成的周期性结构。其中，第一超晶格层中引入的三维BN层可使得后续生长的AlGaN的晶核尺寸增加，晶核合并延迟，晶核密度下降，减少后续P型AlGaN层生长时的缺陷密度，为其高掺杂Mg提供良好的基础。第一超晶格层中的YAlN层中引入了Y，其属于过渡金属，可提升极化效应，有利于提升Mg的离化率，提升空穴浓度。过渡层中引入了半径较小的B，有利于有效提升过渡层晶体质量，减少第一超晶格层三维合并时的位错扭转，降低缺陷密度，进一步提升后续P型AlGaN层的晶格质量，为提升Mg掺浓度奠定良好的基础。过渡层中引入的Y也可提升Mg的离化率。此外，过渡层中还引入了Mg掺杂，其可与后续的P型AlGaN层配合，减少电子的泄露，提升发光二极管外延片的发光效率。第二超晶格层形成了平整光滑的二维平面，减少了缺陷，提升了P型AlGaN层中Mg掺杂浓度，提升了空穴浓度，提升了发光二极管外延片的发光效率。
2. 本发明的过渡层（Mg掺BYAlN层）中Mg掺杂浓度为1×1017cm-3~2×1018cm-3，第二超晶格层中P型AlGaN层P型掺杂浓度为1×1019cm-3~1×1020cm-3；基于这种轻掺杂-重掺杂的结构，不仅有效减少了电子的泄露，而且提升了空穴注入多量子阱层的速率，提升了电子空穴复合效率，提升了发光效率。
附图说明
图1是本发明一实施例中发光二极管外延片的结构示意图；
图2是本发明一实施例中第一超晶格层的结构示意图；
图3是本发明一实施例中第二超晶格层的结构示意图；
图4是本发明一实施例中发光二极管外延片的制备方法流程图。
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。
参考图1~图3，本发明公开了一种发光二极管外延片，其包括衬底1，依次层叠于衬底1上的缓冲层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型极化层7和P型接触层8。其中，P型极化层7包括依次层叠于电子阻挡层6上的第一超晶格层71、过渡层72和第二超晶格层73；第一超晶格层71为周期性结构，每个周期的第一超晶格层71均包括依次层叠的三维BN层711和YAlN层712；过渡层72为Mg掺BYAlN层；第二超晶格层73为周期性结构，每个周期的第二超晶格层73均包括依次层叠的二维BN层731和P型AlGaN层732。基于上述结构，一者有效提升了P型AlGaN层732的晶体质量，使得其在采用高Al组分（≥0.5）的情况下仍然应力较小，为高P型掺杂提供了良好的基础。二者，有效提升了Mg的离化率，提升了空穴浓度。三者，减少了电子的泄露，提升了电子-空穴的复合效率。三者综合，有效提升了发光二极管外延片的发光效率。
其中，第一超晶格层71的周期数为2~15，示例性的为3、5、7、9、11或13，但不限于此。优选的为3~10。
其中，三维BN层711的厚度为0.5nm~5nm，示例性的为0.8nm、1.2nm、1.8nm、2.4nm、3nm、4nm或4.5nm，但不限于此。优选的为1nm~3nm。
其中，YAlN层712中Al组分占比为0.05~0.5，当其Al组分占比＜0.05时，难以有效改善后续P型AlGaN层732的晶格质量；当Al组分占比＞0.5时，对Mg离化率提升作用较弱。示例性的，YAlN层712中Al组分占比为0.07、0.12、0.18、0.23、0.29、0.34、0.4或0.45，但不限于此。优选的为0.05~0.4。
YAlN层712的厚度为1nm~5nm，示例性的为1.4nm、2.1nm、2.8nm、3.5nm、4.2nm或4.7nm，但不限于此。优选的为1nm~3nm。
优选的，在本发明的一个实施例之中，沿第一超晶格层71的生长方向，第一超晶格层71中的各YAlN层712中的Al组分逐渐升高，但每个YAlN层712中，Al组分维持恒定。在本发明的另一个实施例之中，沿第一超晶格层71的生长方向，第一超晶格层71中的YAlN层712的Al组分逐渐升高，且每个YAlN层712中Al组分均呈逐渐升高的变化趋势。
其中，Mg掺BYAlN层中Al组分占比为0.1~0.6，示例性的为0.15、0.2、0.3、0.4、0.45或0.55，但不限于此。优选的为0.2~0.5。
优选的，在本发明的一个实施例之中，YAlN层712中Al组分占比＜Mg掺BYAlN层中Al组分占比。基于这种设置，可进一步提升发光效率。
Mg掺BYAlN层中B组分占比为0.05~0.3，示例性的为0.08、0.14、0.2、0.26或0.28，但不限于此。优选的为0.05~0.2。
Mg掺BYAlN层中Mg掺杂浓度为1×1017cm-3~5×1018cm-3；示例性的为3×1017cm-3、5×1017cm-3、7×1017cm-3、1×1018cm-3或3×1018cm-3，但不限于此。优选的，Mg掺BYAlN层中Mg掺杂浓度为1×1017cm-3~2×1018cm-3。
Mg掺BYAlN层的厚度为3nm~15nm，示例性的为4nm、7nm、10nm、12nm或14nm，但不限于此。优选的为5nm~10nm。
其中，第二超晶格层73的周期数为3~15，示例性的为5、7、9、11或13，但不限于此。优选的为5~10。
其中，二维BN层731的厚度为3nm~15nm，示例性的为4nm、6nm、8nm、10nm、12nm或14nm，但不限于此。优选的为5nm~10nm。
其中，P型AlGaN层732中Al组分占比为0.5~0.8。本发明的第一超晶格层71、过渡层72有效降低了缺陷密度，使得P型AlGaN层732在采用高Al组分后仍然具有良好的晶体质量，较低的缺陷密度。示例性的，P型AlGaN层732中Al组分占比为0.54、0.58、0.62、0.66、0.7、0.74或0.78，但不限于此。优选的，P型AlGaN层732中Al组分占比为0.5~0.75。
优选的，在本发明的一个实施例之中，沿第二超晶格层73的生长方向，第二超晶格层73中的各P型AlGaN层732中的Al组分逐渐升高，但每个P型AlGaN层732中，Al组分维持恒定。在本发明的另一个实施例之中，沿第二超晶格层73的生长方向，第二超晶格层73中的P型AlGaN层732的Al组分逐渐升高，且每个P型AlGaN层732中Al组分均呈逐渐升高的变化趋势。基于上述结构，可优化后期P型接触层8的接触，提升发光二极管外延片的发光效率。
其中，P型AlGaN层732中P型掺杂元素为Mg、Be或Zn，但不限于此。优选的为Mg。P型AlGaN层732中P型掺杂浓度为5×1018cm-3~5×1020cm-3，示例性的为8×1018cm-3、3×1019cm-3、5×1019cm-3、7×1019cm-3、1×1020cm-3或3×1020cm-3，但不限于此。优选的，P型AlGaN层732中P型掺杂浓度为1×1019cm-3~1×1020cm-3。
P型AlGaN层732的厚度为3nm~15nm，示例性的为4nm、6nm、8nm、10nm、12nm或14nm，但不限于此。优选的为5nm~10nm。
其中，衬底1为蓝宝石衬底、硅衬底、Ga2O3衬底、SiC衬底或ZnO衬底，但不限于此。优选的为蓝宝石衬底。
其中，缓冲层2为AlN层，但不限于此。缓冲层2的厚度为20nm~200nm，示例性的为30nm、45nm、60nm、80nm、120nm、140nm或170nm，但不限于此。
其中，非掺杂AlGaN层3的厚度为1μm~3μm，示例性的为1.3μm、1.8μm、2.3μm、2.5μm或2.7μm，但不限于此。
其中，N型AlGaN层4的N型掺杂元素为Si或Ge，但不限于此。优选的为Si。N型AlGaN层4中N型掺杂的浓度为5×1018cm-3~1×1020cm-3，示例性的为6.5×1018cm-3、8×1018cm-3、1.5×1019cm-3、5.4×1019cm-3或8.5×1019cm-3，但不限于此。N型AlGaN层4的厚度为1μm~5μm，示例性的为1.6μm、2.2μm、2.8μm、3.4μm、4μm或4.6μm，但不限于此。
其中，多量子阱层5为多个AlαGa1-αN量子阱层（α=0.4~0.6）和AlβGa1-βN量子垒层（β=0.5~0.8）交替堆叠形成的周期性结构，周期数为3~15。其中，单个AlαGa1-αN量子阱层的厚度为2nm~5nm，示例性的为2.3nm、2.8nm、3.3nm、3.8nm、4.3nm或4.8nm，但不限于此。单个AlβGa1-βN量子垒层的厚度为5nm~15nm，示例性的为5.5nm、6.7nm、7.9nm、9.1nm、10.3nm、11.5nm、12.7nm或13.9nm，但不限于此。
其中，电子阻挡层6为AlγGa1-γN层（γ=0.5~0.8），但不限于此。具体的，电子阻挡层6的厚度为20nm~100nm，示例性的为25nm、35nm、40nm、55nm、70nm、85nm或97nm，但不限于此。
其中，P型接触层8为高P型掺杂的AlGaN层，其掺杂元素为Mg，但不限于此。P型接触层8的掺杂浓度为8×1019cm-3~1×1021cm-3，示例性的为9×1019cm-3、2×1020cm-3、6×1020cm-3或8×1020cm-3，但不限于此。具体的，P型接触层8的厚度为10nm~50nm，示例性的为12nm、18nm、24nm、35nm、40nm或44nm，但不限于此。
相应的，参考图4，本发明还公开了一种发光二极管外延片的制备方法，用于制备上述的发光二极管外延片，其包括以下步骤：
S1：提供衬底；
S2：在衬底上依次生长缓冲层、非掺杂AlGaN层、N型AlGaN层、多量子阱层、电子阻挡层、P型极化层和P型接触层；
具体的，步骤S2包括：
S21：在衬底上生长缓冲层；
其中，可通过PVD或MOCVD生长AlN层，作为缓冲层，但不限于此。优选的，通过PVD生长缓冲层。
S22：在缓冲层上生长非掺杂AlGaN层；
其中，在本发明的一个实施例之中，采用MOCVD生长非掺杂AlGaN层，其生长温度为1000℃~1200℃，生长压力为100torr~500torr。
S23：在非掺杂AlGaN层上生长N型AlGaN层；
其中，在本发明的一个实施例之中，采用MOCVD生长N型AlGaN层，其生长温度为1100℃~1300℃，生长压力为100torr~500torr。
S24：在N型AlGaN层上生长多量子阱层；
其中，在本发明的一个实施例之中，采用MOCVD周期性生长多个AlαGa1-αN量子阱层和AlβGa1-βN量子垒层，即得到多量子阱层。其中，AlαGa1-αN量子阱层的生长温度为950℃~1050℃，生长压力为50torr~300torr。AlβGa1-βN量子垒层的生长温度为1000℃~1300℃，生长压力为50torr~300torr。
S25：在多量子阱层上生长电子阻挡层；
其中，在本发明的一个实施例之中，采用MOCVD生长电子阻挡层，生长温度为1000℃~1100℃，生长压力为100torr~300torr。
S26：在电子阻挡层上生长P型极化层；
其中，步骤S26包括：
S261：在电子阻挡层上生长第一超晶格层；
其中，在本发明的一个实施例之中，采用MOCVD周期性生长多个三维BN层和YAlN层，即得到第一超晶格层。其中，三维BN层和YAlN层的生长温度均为800℃~900℃，生长压力均为300torr~500torr，V/III比均为100~1000；通过上述生长条件，可促进三维生长。
需要说明的是，本发明中的V/III比是指所有V族源和所有III族源的摩尔比。其中，III族源包括IIIA族源和IIIB族源。例如当生长三维BN层时，V/III比即为V族源（即N源NH3或甲基阱）与IIIA族源（即B源硼烷或二乙基硼烷）的摩尔比。当生长YAlN层时，V/III比为V族源（即N源NH3或甲基阱）与所有III族源（包括IIIA族源Al源三甲基铝和IIIB族源Y源三异丙氧基钇）的摩尔比。后续其他层以此类推。
S262：在第一超晶格层上生长过渡层；
其中，在本发明的一个实施例之中，采用MOCVD生长Mg掺BYAlN层，作为过渡层。其生长温度为800℃~1100℃，生长压力为50torr~200torr，V/III比为1000~5000。
优选的，在本发明的一个实施例之中，过渡层的生长温度由第一超晶格的生长温度逐渐升高至所述第二超晶格层的生长温度。基于该生长条件，可优化过渡层由三维生长向二维生长转化的趋势。
S263：在过渡层上生长第二超晶格层；即得到P型极化层；
其中，在本发明的一个实施例之中，采用MOCVD周期性生长多个二维BN层和P型AlGaN层，即得到第二超晶格层。其中，二维BN层和P型AlGaN层的生长温度均为1000℃~1100℃，生长压力为50torr~200torr，V/III比为1000~5000。通过上述生长条件，可促进二维生长。
S27：在P型极化层上生长P型接触层；
其中，在本发明的一个实施例之中，采用MOCVD生长P型接触层，生长温度为1000℃~1100℃，生长压力为100torr~300torr。
下面以具体实施例对本发明进行进一步说明：
实施例1
参考图1~图3，本实施例提供一种发光二极管外延片，其包括衬底1、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型极化层7和P型接触层8。
其中，衬底1为蓝宝石衬底。缓冲层2为AlN层，其厚度为60nm。非掺杂AlGaN层3的厚度为1.5μm。N型AlGaN层4的掺杂元素为Si，掺杂浓度为6×1019cm-3，其厚度为2.5μm，
其中，多量子阱层5为多个AlαGa1-αN量子阱层（α=0.45）和AlβGa1-βN量子垒层（β=0.65）交替堆叠形成的周期性结构，其周期数为10。其中，单个AlαGa1-αN量子阱层的厚度为3nm，单个AlβGa1-βN量子垒层的厚度为9.5nm。电子阻挡层6为AlγGa1-γN层（γ=0.75），其厚度为40nm。
其中，P型极化层7包括依次层叠于电子阻挡层6上的第一超晶格层71、过渡层72和第二超晶格层73。第一超晶格层71为周期性结构，周期数为12。每个周期的第一超晶格层71均包括依次层叠的三维BN层711和YAlN层712。三维BN层711的厚度为0.8nm，YAlN层712的厚度为4nm，Al组分占比为0.42，第一超晶格层71中每个YAlN层712的Al组分均相同，且单个YAlN层712中Al组分维持恒定。
过渡层72为Mg掺BYAlN层，Al组分占比为0.42，B组分占比为0.28，Mg掺杂浓度为5×1018cm-3，其厚度为12nm。
第二超晶格层73为周期性结构，周期数为8，每个周期的第二超晶格层73均包括依次层叠的二维BN层731和P型AlGaN层732。二维BN层731的厚度为4nm。P型AlGaN层732的厚度为4nm，其P型掺杂元素为Mg，掺杂浓度为5×1018cm-3，其Al组分占比为0.55，且第二超晶格层73中每个P型AlGaN层732的Al组分均相同，且单个P型AlGaN层732中Al组分维持恒定。
其中，P型接触层8为重P型掺杂的AlGaN层，其掺杂元素为Mg，掺杂浓度为8×1020cm-3，厚度为25nm。
本实施例中发光二极管外延片的制备方法包括以下步骤：
（1）提供衬底；
（2）在衬底上生长缓冲层；
具体的，通过PVD生长AlN层，作为缓冲层。
（3）在缓冲层上生长非掺杂AlGaN层；
具体的，通过MOCVD生长非掺杂AlGaN层，其生长温度为1020℃，生长压力为200torr。
（4）在非掺杂AlGaN层上生长N型AlGaN层；
具体的，通过MOCVD生长N型AlGaN层，其生长温度为1150℃，生长压力为400torr。
（5）在N型AlGaN层上生长多量子阱层；
具体的，通过MOCVD周期性生长多个AlαGa1-αN量子阱层和AlβGa1-βN量子垒层，即得到多量子阱层。其中，AlαGa1-αN量子阱层的生长温度为980℃，生长压力为200torr。AlβGa1-βN量子垒层的生长温度为1100℃，生长压力为200torr。
（6）在多量子阱层上生长电子阻挡层；
具体的，通过MOCVD生长电子阻挡层，其生长温度为1080℃，生长压力为250torr。
（7）在电子阻挡层上生长第一超晶格层；
具体的，通过MOCVD周期性生长三维BN层和YAlN层，即得到第一超晶格层。其中，三维BN层和YAlN层的生长温度均为830℃，生长压力均为480torr，V/III比均为400。
（8）在第一超晶格层上生长过渡层；
具体的，通过MOCVD生长Mg掺BYAlN层，作为过渡层。其生长温度为1000℃，生长压力为120torr，V/III比为3000。
（9）在过渡层上生长第二超晶格层，得到P型极化层；
具体的，通过MOCVD周期性生长二维BN层和P型AlGaN层，即得到第二超晶格层。其中，二维BN层和P型AlGaN层的生长温度均为1060℃，生长压力为60torr，V/III比为4700。
（10）在P型极化层上生长P型接触层；
具体的，通过MOCVD生长P型接触层，生长温度为1080℃，生长压力为200torr。
实施例2
本实施例提供一种发光二极管外延片，其与实施例1的区别在于：
第一超晶格层71的周期数为8。三维BN层711的厚度为2nm，YAlN层712的厚度为2nm，Al组分占比为0.2。Mg掺BYAlN层中Al组分占比为0.35，B组分占比为0.15，其厚度为8nm。二维BN层731的厚度为6nm。P型AlGaN层732的厚度为6nm，Al组分占比为0.7。
其余均与实施例1相同。
实施例3
本实施例提供一种发光二极管外延片，其与实施例2的区别在于：
沿第一超晶格层71生长方向，第一超晶格层71中多个YAlN层712中Al组分由0.1递增至0.35，且单个YAlN层712中Al组分维持恒定。
其余均与实施例2相同。
实施例4
本实施例提供一种发光二极管外延片，其与实施例3的区别在于：
沿第二超晶格层73生长方向，第二超晶格层73中P型AlGaN层732中Al组分由0.5递增至0.75，且单个P型AlGaN层732中Al组分维持恒定。
其余均与实施例3相同。
实施例5
本实施例提供一种发光二极管外延片，其与实施例4的区别在于：
过渡层72中Mg掺杂浓度为6×1017cm-3；P型AlGaN层732中Mg掺杂浓度为5×1019cm-3。
其余均与实施例4相同。
实施例6
本实施例提供一种发光二极管外延片，其与实施例5的区别在于：
过渡层生长过程中，生长温度由830℃递增至1060℃。
其余均与实施例5相同。
对比例1
本对比例提供一种发光二极管外延片，其与实施例1的区别在于，以P-AlGaN层代替P型极化层。
其中，P-AlGaN层的掺杂元素为Mg，掺杂浓度为5×1019cm-3，厚度为120nm。
P-AlGaN层通过MOCVD生长，生长温度为1080℃，生长压力为300torr。
其余均与实施例1相同。
对比例2
本对比例提供一种发光二极管外延片，其与实施例1的区别在于，P型极化层中不包括第一超晶格层，相应的，制备方法中也不包括制备该层的步骤。
其余均与实施例1相同。
对比例3
本对比例提供一种发光二极管外延片，其与实施例1的区别在于，P型极化层中不包括过渡层，相应的，制备方法中也不包括制备该层的步骤。
其余均与实施例1相同。
对比例4
本对比例提供一种发光二极管外延片，其与实施例1的区别在于，P型极化层中不包括第二超晶格层，相应的，制备方法中也不包括制备该层的步骤。
其余均与实施例1相同。
分别取实施例1~实施例6、对比例1~对比例4得到的发光二极管外延片各10片进行发光亮度测试，以对比例1的数据为基准，计算发光亮度提升率。具体结果如下表所示：
由表中可以看出，当将传统的P型AlGaN层（对比例1）替换为本发明的P型极化层（实施例1）之后，亮度有明显提升。
以上所述是发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种发光二极管外延片，其特征在于，包括衬底，依次层叠于所述衬底上的缓冲层、非掺杂AlGaN层、N型AlGaN层、多量子阱层、电子阻挡层、P型极化层和P型接触层；
所述P型极化层包括依次层叠于所述电子阻挡层上的第一超晶格层、过渡层和第二超晶格层；
其中，所述第一超晶格层为周期性结构，每个周期的第一超晶格层均包括依次层叠的三维BN层和YAlN层；所述YAlN层中Al组分占比为0.05~0.5；
所述过渡层为Mg掺BYAlN层；其Mg掺杂浓度为1×1017cm-3~2×1018cm-3；
所述第二超晶格层为周期性结构，每个周期的第二超晶格层均包括依次层叠的二维BN层和P型AlGaN层；所述P型AlGaN层中P型掺杂浓度为1×1019cm-3~1×1020cm-3。
2.如权利要求1所述的发光二极管外延片，其特征在于，所述第一超晶格层的周期数为3~10；
所述三维BN层的厚度为1nm~3nm；
所述YAlN层中Al组分占比为0.05~0.4，其厚度为1nm~3nm。
3.如权利要求1所述的发光二极管外延片，其特征在于，所述Mg掺BYAlN层中Al组分占比为0.2~0.5，B组分占比为0.05~0.2；其厚度为5nm~10nm。
4.如权利要求1所述的发光二极管外延片，其特征在于，所述第二超晶格层的周期数为5~10；
所述二维BN层的厚度为5nm~10nm；
所述P型AlGaN层中Al组分占比为0.5~0.75，其厚度为5nm~10nm。
5.如权利要求1~4任一项所述的发光二极管外延片，其特征在于，沿第一超晶格层的生长方向，所述YAlN层中Al组分逐渐升高；
所述YAlN层中Al组分占比小于所述Mg掺BYAlN层中Al组分占比。
6.如权利要求5所述的发光二极管外延片，其特征在于，沿第二超晶格层的生长方向，所述P型AlGaN层中Al组分逐渐升高。
7.一种发光二极管外延片的制备方法，用于制备如权利要求1~6任一项所述的发光二极管外延片，其特征在于，包括：
提供衬底，在所述衬底上依次生长缓冲层、非掺杂AlGaN层、N型AlGaN层、多量子阱层、电子阻挡层、P型极化层和P型接触层；所述P型极化层包括依次层叠于所述电子阻挡层上的第一超晶格层、过渡层和第二超晶格层；
其中，所述第一超晶格层为周期性结构，每个周期的第一超晶格层均包括依次层叠的三维BN层和YAlN层；所述YAlN层中Al组分占比为0.05~0.5；
所述过渡层为Mg掺BYAlN层；其Mg掺杂浓度为1×1017cm-3~2×1018cm-3；
所述第二超晶格层为周期性结构，每个周期的第二超晶格层均包括依次层叠的二维BN层和P型AlGaN层；所述P型AlGaN层中P型掺杂浓度为1×1019cm-3~1×1020cm-3。
8.如权利要求7所述的发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述第一超晶格层的生长温度为800℃~900℃，生长压力为300torr~500torr，V/III比为100~1000；
所述过渡层的生长温度为800℃~1100℃，生长压力为50torr~200torr，V/III比为1000~5000；
所述第二超晶格层的生长温度为1000℃~1100℃，生长压力为50torr~200torr，V/III比为1000~5000。
9.如权利要求7所述的发光二极管外延片的制备方法，其特征在于，所述过渡层的生长温度由第一超晶格层的生长温度逐渐升高至所述第二超晶格层的生长温度。
10.一种发光二极管，其特征在于，包括如权利要求1~6任一项所述的发光二极管外延片。
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