CN118016773A - 一种GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本申请提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料及其制备方法，包括自下至上依次层叠设置的衬底、AlN缓冲层、AlN/AlGaN超晶格应力释放层、Al组分固定的本征AlGaN层、GaN量子点渐变Al组分p型层及p‑GaN金属接触层，所述的GaN量子点渐变Al组分p型层为从下至上依次设计的多层结构，每层材料均为非故意掺杂的AlxGa1‑xN材料，且多层AlGaN材料Al组分沿生长方向逐渐减少，相邻不同Al组分的AlGaN非故意掺杂层之间为掺杂Mg的GaN量子点层，本发明提供的p型AlGaN材料使得量子点中的受主杂质几乎全部激活，有效解决了高Al组分AlGaN受主激活能过大的问题。
Description
技术领域
本申请涉及半导体材料技术领域，特别涉及一种GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料及其制备方法。
背景技术
AlGaN材料因为其随着Al组分变化有着3.4-6.2eV的带隙，覆盖了210nm-400nm的发光波长，是一种非常适合制作紫外光电子器件的半导体材料，在紫外发光方面有着巨大的应用前景。
然而，深紫外AlGaN基LED的发展目前还存在着很大的困难，尤其是在250nm以下的远紫外波段，主要体现在随着发光波长降低而呈指数降低的电光转换效率和外量子效率。
主要原因为随着Al组分增加的AlGaN材料的掺杂不对称性加剧引起的空穴注入效率下降，高Al组分的AlGaN材料p型掺杂相较于n型掺杂更加困难，主要原因包括：Al组分增加，AlGaN的晶格常数下降，掺杂Mg前后的超晶胞的能量差增加，Mg受主杂质的形成能增加，Mg的溶解度下降；Mg的受主激活能几乎随着Al组分的增加线性增加；随着Al组分的增加，AlGaN材料的晶体质量下降，施主型点缺陷严重补偿了p型掺杂。
这些问题使得Al组分高于70％的AlGaN的掺杂效率严重下降，目前Al组分高于0.7的p型AlGaN材料空穴浓度难以突破10^(18)cm-3，电导率难以小于10Ω·cm，相对于低Al组分的AlGaN材料其掺杂程度拥有很大的提升空间，如此低的p型掺杂效率严重限制了250nm发光波长以下的深紫外LED和LD的发光效率。
发明内容
鉴于此，有必要针对现有技术存在的高Al组分AlGaN材料的掺杂不对称性问题提供一种能有效提升高Al组分AlGaN材料中的空穴载流子浓度和迁移率，减小p型AlGaN的电阻率的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料及其制备方法。
为解决上述问题，本申请采用下述技术方案：
本申请目的之一，提供了一种GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，包括自下至上依次层叠设置的衬底(1)、AlN缓冲层(2)、AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)、Al组分固定的本征AlGaN层(4)、GaN量子点渐变Al组分p型层(5)及p-GaN金属接触层(6)，其中：
所述的GaN量子点渐变Al组分p型层(5)为从下至上依次设计的多层结构，每层材料均为非故意掺杂的AlxGa1-xN材料，且多层AlGaN材料Al组分沿生长方向逐渐减少，相邻不同Al组分的AlGaN非故意掺杂层之间为掺杂Mg的GaN量子点层。
在其中一些实施例中，所述衬底(1)的材质为异质衬底材料或同质衬底材料，所述的异质衬底材料为蓝宝石、碳化硅、硅中的任意一种，所述的同质衬底材料为GaN或AlN。
在其中一些实施例中，所述AlN缓冲层(2)为Al极性面，厚度为1-5μm。
在其中一些实施例中，所述AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)为阱垒厚度均为10nm的10周期超晶格。
在其中一些实施例中，所述的Al组分固定的本征AlGaN层(4)为金属极性面，用于标定与表征p型层的界面和厚度。
在其中一些实施例中，所述固定Al组分本征AlGaN层(4)Al组分为0.75，厚度为500nm。
在其中一些实施例中，所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)中Al组分从1渐变至0.5，厚度在0.5至1μm之间，GaN量子点的直径在0.5-1nm之间，且沿生长方向逐层均匀分布在渐变Al组分p型层中。
在其中一些实施例中，所述p-GaN金属接触层(6)可与金属形成欧姆接触，所述p-GaN电极接触层(6)厚度为10-20nm。
本申请目的之二，提供一种GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料的制备方法，包括下述步骤：
在衬底(1)上生长AlN缓冲层(2)；
在所述AlN缓冲层(2)上生长AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)；
在所述AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)上生长Al组分固定的本征AlGaN层(4)；
在所述的Al组分固定的本征AlGaN层(4)上生长所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)；
在所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)上生长p-GaN金属接触层(6)；
其中：所述的GaN量子点渐变Al组分p型层(5)为从下至上依次设计的多层结构，每层材料均为非故意掺杂的AlxGa1-xN材料，且多层AlGaN材料Al组分沿生长方向逐渐减少，相邻不同Al组分的AlGaN非故意掺杂层之间为掺杂Mg的GaN量子点层。
在其中一些实施例中，上述步骤中生长外延材料的方法为MOCVD。
本申请采用上述技术方案，其有益效果如下：
本申请提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料及其制备方法，包括自下至上依次层叠设置的衬底(1)、AlN缓冲层(2)、AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)、Al组分固定的本征AlGaN层(4)、GaN量子点渐变Al组分p型层(5)及p-GaN金属接触层(6)，所述的GaN量子点渐变Al组分p型层(5)为从下至上依次设计的多层结构，每层材料均为非故意掺杂的AlxGa1-xN材料，且多层AlGaN材料Al组分沿生长方向逐渐减少，相邻不同Al组分的AlGaN非故意掺杂层之间为掺杂Mg的GaN量子点层，本发明提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料能够有效地利用渐变组分结构的自发极化和压电极化效应，产生极化负电荷调制渐变结构的价带带边和费米能级，并且量子点的量子限域效应降低其价带带边使得GaN中的杂质能级降低至p型层的费米能级以下，使得量子点中的受主杂质几乎全部激活，有效解决了高Al组分AlGaN受主激活能过大的问题。
此外，本申请提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料及其制备方法，在量子点中掺杂Mg能够利用中断气源引起的Ga原子脱附以及界面处应力释放等现象，增加Mg原子的并入效率，有效解决了高Al组分AlGaN受主溶解度过低的问题；量子点掺杂渐变结构能够将掺杂层和非故意掺杂层分离，避免了高浓度杂质引起的离化杂质散射对于空穴载流子迁移率的影响，同时GaN量子点结构能够抑制合金散射对于空穴载流子迁移率的影响，增加p型层结构垂直方向上的电导率；且量子点掺杂渐变结构能够产生极化负电荷分布，高密度的束缚极化电荷将诱导具有正电荷的自由载流子在p型层富集，从而提高载流子浓度。
另外，本发明的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，通过中断气源和温度调控实现量子点以及渐变组分结构的生长，具有工艺简单，效果显著，应用前景广阔等优点。
附图说明
为了更清楚地说明本申请实施例的技术方案，下面将对本申请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，下面所描述的附图仅仅是本申请的一些实施例，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为本申请实施例1提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料的结构示意图。
图2为本申请实施例2提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料的制备方法的步骤流程图。
具体实施方式
下面详细描述本申请的实施例，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，旨在用于解释本申请，而不能理解为对本申请的限制。
在本申请的描述中，需要理解的是，术语“上”、“下”、“水平”、“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申请和简化描述，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申请的限制。
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。在本申请的描述中，“多个”的含义是两个或两个以上，除非另有明确具体的限定。
为了使本申请的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合附图及实施例，对本申请进行进一步详细说明。
实施例1
请参阅图1，为本实施例提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料的结构示意图，包括：自下至上依次层叠设置的衬底(1)、AlN缓冲层(2)、AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)、Al组分固定的本征AlGaN层(4)、GaN量子点渐变Al组分p型层(5)及p-GaN金属接触层(6)，以下详细说明各个部件的具体实现方式。
在本实施例中，所述衬底(1)的材质为异质衬底材料或同质衬底材料，所述的异质衬底材料为蓝宝石、碳化硅、硅中的任意一种，所述的同质衬底材料为GaN或AlN。
在本实施例中，所述AlN缓冲层(2)为Al极性面，厚度为1-5μm。
在本实施例中，所述AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)为阱垒厚度均为10nm的10周期超晶格。
在本实施例中，所述的Al组分固定的本征AlGaN层(4)为金属极性面，用于标定与表征p型层的界面和厚度，以避免p型层与应力释放超晶格直接接触引起的Al组分偏析以及界面不陡峭等影响。
在本实施例中，所述固定Al组分本征AlGaN层(4)Al组分为0.75，厚度为500nm。
在本实施例中，所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)中Al组分从1渐变至0.5，厚度在0.5至1μm之间，GaN量子点的直径在0.5-1nm之间，且沿生长方向逐层均匀分布在渐变Al组分p型层中。
在本实施例中，所述p-GaN金属接触层(6)可与金属形成欧姆接触，所述p-GaN电极接触层(6)厚度为10-20nm。
本申请提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，所述的GaN量子点渐变Al组分p型层(5)为从下至上依次设计的多层结构，每层材料均为非故意掺杂的AlxGa1-xN材料，且多层AlGaN材料Al组分沿生长方向逐渐减少，相邻不同Al组分的AlGaN非故意掺杂层之间为掺杂Mg的GaN量子点层。
需要说明的是：本申请上述实施例提供一种GaN量子点掺杂渐变组分AlGaN p型层，在不同组分的AlGaN渐变层界面处中断TMAl源和TMGa源，通入Cp2Mg源，利用中断时的应力释放作用和GaN量子点的Ga原子脱附提升了Mg的溶解度，同时利用了GaN量子点的价带带边调控获得了更小的激活能，而渐变结构产生的极化负电荷以及量子点的量子限域效应能够调制带边使得掺杂区中的杂质能级低于费米能级，从而进一步增加受主电离程度；而渐变组分结构能够产生三维空穴气增加p型层的空穴载流子浓度；同时p型层中的掺杂区和非故意掺杂区分离结构能够有效减小离化杂质散射从而提升空穴的迁移率。
本发明提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，能够有效地利用渐变组分结构的自发极化和压电极化效应，产生极化负电荷调制渐变结构的价带带边和费米能级，并且量子点的量子限域效应降低其价带带边使得GaN中的杂质能级降低至p型层的费米能级以下，使得量子点中的受主杂质几乎全部激活，有效解决了高Al组分AlGaN受主激活能过大的问题。
此外，本申请提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，在量子点中掺杂Mg能够利用中断气源引起的Ga原子脱附以及界面处应力释放等现象，增加Mg原子的并入效率，有效解决了高Al组分AlGaN受主溶解度过低的问题；量子点掺杂渐变结构能够将掺杂层和非故意掺杂层分离，避免了高浓度杂质引起的离化杂质散射对于空穴载流子迁移率的影响，同时GaN量子点结构能够抑制合金散射对于空穴载流子迁移率的影响，增加p型层结构垂直方向上的电导率；且量子点掺杂渐变结构能够产生极化负电荷分布，高密度的束缚极化电荷将诱导具有正电荷的自由载流子在p型层富集，从而提高载流子浓度。
另外，本发明的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，通过中断气源以及TMAl源和温度调控实现量子点以及渐变组分结构的生长，具有工艺简单，效果显著，应用前景广阔等优点。
实施例2
请参阅图2，为本申请实施例2提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料的制备方法的步骤流程图，包括下述步骤S1至步骤S4，以下详细说明各个步骤的实现方式。
步骤S1：在衬底(1)上生长AlN缓冲层(2)。
在本实施例中，所述衬底(1)的材质为异质衬底材料或同质衬底材料，所述的异质衬底材料为蓝宝石、碳化硅、硅中的任意一种，所述的同质衬底材料为GaN或AlN。
在本实施例中，所述AlN缓冲层(2)为Al极性面，厚度为1-5μm。
具体地，在衬底(1)上利用两步生长法生长AlN缓冲层(2)。
步骤S2：在所述AlN缓冲层(2)上生长AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)。
在本实施例中，所述AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)为阱垒厚度均为10nm的10周期超晶格。
具体地，在所述AlN缓冲层(2)上生长AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)的环境温度保持1120℃，反应腔压力为60mbar。
步骤S3：在所述AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)上生长Al组分固定的本征AlGaN层(4)。
在本实施例中，所述的Al组分固定的本征AlGaN层(4)为金属极性面，用于标定与表征p型层的界面和厚度，以避免p型层与应力释放超晶格直接接触引起的Al组分偏析以及界面不陡峭等影响。
具体地，在AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)上生长本征AlGaN过渡层4，厚度为500nm，Al组分为0.75，通入TMGa源5sccm，TMAl源240sccm，温度保持1120℃，反应腔压力60mbar。
步骤S4：在所述的Al组分固定的本征AlGaN层(4)上生长所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)。
其中：所述的GaN量子点渐变Al组分p型层(5)为从下至上依次设计的多层结构，每层材料均为非故意掺杂的AlxGa1-xN材料，每个阶段的生长都要保证温度稳定再进行，且多层AlGaN材料Al组分沿生长方向逐渐减少，相邻不同Al组分的AlGaN非故意掺杂层之间为掺杂Mg的GaN量子点层。
在本实施例中，所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)中Al组分从1渐变至0.5，厚度在0.5至1μm之间，GaN量子点的直径在0.5-1nm之间，且沿生长方向逐层均匀分布在渐变Al组分p型层中。
可以理解，在所述的Al组分固定的本征AlGaN层(4)上生长所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)，渐变层分层生长，通过改变每层的TMAl源通入流量以及对应的温度调控Al组分变化，得到沿生长方向Al组分逐渐下降的非故意掺杂AlGaN材料，每层AlxGa1-xN拥有对应固定的生长温度。在相邻不同组分的AlGaN层之间中断TMAl源，通入Cp2Mg源，生长0.5至1nm的p型GaN薄层，然后中断TMGa源，保持Cp2Mg源，利用中断时间内Ga原子的脱附在表面形成GaN量子点结构。重复上述生长量子点以及生长组分渐变层步骤，直至生长出多层GaN量子点掺杂渐变组分的所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)。
需要说明的是：所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)的生长，Al组分的改变通过改变TMAl源的流量来实现，TMGa源流量不改变。
进一步地，所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)利用中断生长法生成p型掺杂GaN量子点，先中断TMAl源，通入Cp2Mg源得到约1nm厚的p型掺杂GaN薄层，然后中断TMGa源，保持通入Cp2Mg源形成单层量子点，在相邻不同Al组分的外延层之间均运用中断生长法得到沿生长方向均匀分布的掺Mg量子点。
步骤S5：在所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)上生长p-GaN金属接触层(6)。
在本实施例中，所述p-GaN金属接触层(6)可与金属形成欧姆接触，所述p-GaN电极接触层(6)厚度为10-20nm。
具体地，在所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)生长p-GaN金属接触层(6)，中断TMAl源，通入TMGa源5sccm，Cp2Mg源200sccm，温度保持1120℃，反应腔压力为60mbar，持续60s。
进一步地，上述步骤S1-S5中生长外延材料并掺杂的方法为MOCVD。
本申请提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料的制备方法，所述的GaN量子点渐变Al组分p型层(5)为从下至上依次设计的多层结构，每层材料均为非故意掺杂的AlxGa1-xN材料，且多层AlGaN材料Al组分沿生长方向逐渐减少，相邻不同Al组分的AlGaN非故意掺杂层之间为掺杂Mg的GaN量子点层。
需要说明的是：本申请上述实施例提供一种GaN量子点掺杂渐变组分AlGaN p型层，在不同组分的AlGaN渐变层界面处中断TMAl源和TMGa源，通入Cp2Mg源，利用中断时的应力释放作用和GaN量子点的Ga原子脱附提升了Mg的溶解度，同时利用了GaN量子点的价带带边调控获得了更小的激活能，而渐变结构产生的极化负电荷以及量子点的量子限域效应能够调制带边使得掺杂区中的杂质能级低于费米能级，从而进一步增加受主电离程度；而渐变组分结构能够产生三维空穴气增加p型层的空穴载流子浓度；同时p型层中的掺杂区和非故意掺杂区分离结构能够有效减小离化杂质散射从而提升空穴的迁移率。
本发明提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料制备方法，能够有效地利用渐变组分结构的自发极化和压电极化效应，产生极化负电荷调制渐变结构的价带带边和费米能级，并且量子点的量子限域效应降低其价带带边使得GaN中的杂质能级降低至p型层的费米能级以下，使得量子点中的受主杂质几乎全部激活，有效解决了高Al组分AlGaN受主激活能过大的问题。
此外，本申请提供的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料的制备方法，在量子点中掺杂Mg能够利用中断气源引起的Ga原子脱附以及界面处应力释放等现象，增加Mg原子的并入效率，有效解决了高Al组分AlGaN受主溶解度过低的问题；量子点掺杂渐变结构能够将掺杂层和非故意掺杂层分离，避免了高浓度杂质引起的离化杂质散射对于空穴载流子迁移率的影响，同时GaN量子点结构能够抑制合金散射对于空穴载流子迁移率的影响，增加p型层结构垂直方向上的电导率；且量子点掺杂渐变结构能够产生极化负电荷分布，高密度的束缚极化电荷将诱导具有正电荷的自由载流子在p型层富集，从而提高载流子浓度。
另外，本发明的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料的制备方法，通过中断气源以及TMAl源和温度调控实现量子点以及渐变组分结构的生长，具有工艺简单，效果显著，应用前景广阔等优点。
可以理解，以上所述实施例的各技术特征可以进行任意的组合，为使描述简洁，未对上述实施例中的各个技术特征所有可能的组合都进行描述，然而，只要这些技术特征的组合不存在矛盾，都应当认为是本说明书记载的范围。
以上仅为本申请的较佳实施例而已，仅具体描述了本申请的技术原理，这些描述只是为了解释本申请的原理，不能以任何方式解释为对本申请保护范围的限制。基于此处解释，凡在本申请的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进，及本领域的技术人员不需要付出创造性的劳动即可联想到本申请的其他具体实施方式，均应包含在本申请的保护范围之内。
Claims (10)
1.一种GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，其特征在于，包括自下至上依次层叠设置的衬底(1)、AlN缓冲层(2)、AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)、Al组分固定的本征AlGaN层(4)、GaN量子点渐变Al组分p型层(5)及p-GaN金属接触层(6)，其中：
所述的GaN量子点渐变Al组分p型层(5)为从下至上依次设计的多层结构，每层材料均为非故意掺杂的AlxGa1-xN材料，且多层AlGaN材料Al组分沿生长方向逐渐减少，相邻不同Al组分的AlGaN非故意掺杂层之间为掺杂Mg的GaN量子点层。
2.如权利要求1所述的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，其特征在于，所述衬底(1)的材质为异质衬底材料或同质衬底材料，所述的异质衬底材料为蓝宝石、碳化硅、硅中的任意一种，所述的同质衬底材料为GaN或AlN。
3.如权利要求1所述的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，其特征在于，所述AlN缓冲层(2)为Al极性面，厚度为1-5μm。
4.如权利要求1所述的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，其特征在于，所述AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)为阱垒厚度均为10nm的10周期超晶格。
5.如权利要求1所述的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，其特征在于，所述的Al组分固定的本征AlGaN层(4)为金属极性面，用于标定与表征p型层的界面和厚度。
6.如权利要求5所述的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，其特征在于，所述固定Al组分本征AlGaN层(4)Al组分为0.75，厚度为500nm。
7.如权利要求1所述的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，其特征在于，所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)中Al组分从1渐变至0.5，厚度在0.5至1μm之间，GaN量子点的直径在0.5-1nm之间，且沿生长方向逐层均匀分布在渐变Al组分p型层中。
8.如权利要求1所述的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料，其特征在于，所述p-GaN金属接触层(6)可与金属形成欧姆接触，所述p-GaN电极接触层(6)厚度为10-20nm。
9.一种GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料的制备方法，其特征在于，包括下述步骤：
在衬底(1)上生长AlN缓冲层(2)；
在所述AlN缓冲层(2)上生长AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)；
在所述AlN/AlGaN超晶格应力释放层(3)上生长Al组分固定的本征AlGaN层(4)；
在所述的Al组分固定的本征AlGaN层(4)上生长所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)；
在所述GaN量子点渐变Al组分p型层(5)上生长p-GaN金属接触层(6)；
其中：所述的GaN量子点渐变Al组分p型层(5)为从下至上依次设计的多层结构，每层材料均为非故意掺杂的AlxGa1-xN材料，且多层AlGaN材料Al组分沿生长方向逐渐减少，相邻不同Al组分的AlGaN非故意掺杂层之间为掺杂Mg的GaN量子点层。
10.如权利要求9所述的GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料的制备方法，其特征在于，上述步骤中生长外延材料的方法为MOCVD。
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| CN202410100811.2A CN118016773A (zh) | 2024-01-24 | 2024-01-24 | 一种GaN量子点掺杂渐变高Al组分的p型AlGaN材料及其制备方法 |
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