DE112011101530T5 - Hocheffiziente ultraviolettes Licht emittierende Diode mit Bandstruktur-Potentialschwankungen - Google Patents

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Abstract

Bei einem Verfahren des Anwachsens eines AlGaN-Halbleitermaterials wird im Vergleich zu der typischerweise verwendeten stöchiometrischen Menge ein Ga-Überschuss eingesetzt. Der Ga-Überschuss führt zu der Bildung von Bandstruktur-Potenzialschwankungen, welche die Effizienz der strahlenden Rekombination verbessern und die Lichtausbeute optoelektronischer Vorrichtungen, insbesondere ultraviolettes Licht emittierender Dioden, die unter Anwendung des Verfahrens hergestellt werden, erhöhen. Es werden für die Verwendung zusammen mit dem Verfahren des Anwachsens unter Ga-Überschuss auch verschiedene Verbesserungen des Designs und der Leistungsfähigkeit von UV-LEDs bereitgestellt. Vorrichtungen, die mit dem Verfahren hergestellt werden, können für die Wasserreinigung, für die Oberflächensterilisierung, in Kommunikationsverfahren und in der Datenspeicherung und beim Datenabruf verwendet werden.

Description

  • QUERVERWEIS AUF VERWANDTE PATENTANMELDUNGEN
  • Die vorliegende Patentanmeldung beansprucht die Priorität der Vorläufigen US-Patentanmeldung 61/329,947 der Bezeichnung METHOD OF GROWING AlGaN LAYER WITH BAND STRUCTURE POTENTIAL FLUCTUATIONS AND MANUFACTURING ULTRAVIOLETT LIGHT EMITTING DEVICES CONTAINING THE SAME, eingereicht am 30. April 2010, welche durch Bezugnahme hierin einbezogen wird.
  • AUS BUNDESMITTELN UNTERSTÜTZTE FORSCHUNG ODER ENTWICKLUNG
  • Die Arbeit, die zu der vorliegenden Erfindung geführt hat, wurde mit der Unterstützung der Regierung der Vereinigten Staaten unter der Vertragsnr. W911NF-06-2-0040 des United States Army Research Lab durchgeführt. Daher besitzt Regierung der Vereinigten Staaten gewisse Rechte an der vorliegenden Erfindung.
  • HINTERGRUND
  • Die Bandlücke von III-Nitrid-Materialien, z. B. (Al, Ga, In)-N, und deren Legierungen erstreckt sich von sehr schmalen Lücke des InN (0,7 eV) bis zu der sehr breiten Lücke des AlN (6,2 eV), was sie für optoelektronische Anwendungen, wie z. B. für Licht emittierende Dioden (LEDs), Laserdioden, optische Modulatoren und Detektoren, über einen breiten Spektralbereich, der sich vom Nahinfrarot bis zum tiefen Ultraviolett erstreckt, sehr geeignet macht. LEDs und Laser des sichtbaren Lichts können unter Verwendung von InGaN in den aktiven Schichten erhalten werden, während Ultraviolett(UV)-LEDs und -Laser die größere Bandlücke des AlGaN benötigen.
  • LEDs des sichtbaren Spektrums auf der Basis von InGaN- und AlInGaP-Systemen sind mittlerweile ausgereift und befinden sich in der Massenproduktion. Die Entwicklung von UV-LEDs wird jedoch immer noch von einer Anzahl von Schwierigkeiten behindert, welche die grundlegenden Materialeigenschaften von AlGaN-Legierungen betreffen, insbesondere jenen mit hohem Al-Anteil. Im Vergleich zu LEDs im sichtbaren Spektralbereich mit einer externen Quantenausbeute (External Quantum Efficiency, EQE, Verhältnis der extrahierten Photonen zu den injizierten Elektron-Defektelektronen-Paaren) von mehr als 50%, weisen Tief-UV-LEDs, z. B. jene, die bei weniger als 300 nm emittieren, eine EQE von lediglich bis zu 1% auf.
  • Für UV-LEDs mit Emissionswellenlängen im Bereich von 230 bis 350 nm wird ein breiter Anwendungsbereich erwartet, wobei die meisten Anwendungen auf den Wechselwirkungen zwischen UV-Strahlung und biologischem Material basieren [Khan u. a., 2008]. Typische Anwendungen sind z. B. die Oberflächensterilisierung, die Wasserreinigung, medizinische Vorrichtungen und die Biochemie, Lichtquellen für optische Aufzeichnungen ultrahoher Dichte, die Weißlichterzeugung, die Fluoreszenzanalyse, Sensoren und Null-Emissions-Automobile. Obwohl sie viele Jahre lang ausgiebig erforscht worden sind, bleiben UV-LEDs, speziell jene, die bei weniger als 300 nm emittieren, äußerst ineffizient im Vergleich zu ihren blauen und grünen Gegenstücken. Zum Beispiel beschrieben Hirayama u. a. kürzlich einen 10,5 mW-Einzel-Chip-LED-Betrieb bei 282 nm und eine Spitzen-EQE von 1,2% [Hirayama u. a., 2009].
  • Das Anwachsen von III-Nitriden auf c-Ebenen-Saphir ist gut etabliert. III-Nitrid-Material, das auf c-Ebenen-Saphir angewachsen ist, leidet jedoch unter dem Vorliegen von Polarisationsfeldern aufgrund der polaren Natur von Kristallbindungen, welche zu Energiebandkrümmungen und zur Verringerung der Rekombinationseffizienz in Quantenheterostrukturen aufgrund der physischen Trennung von Elektron-Defektelektron-Wellenfunktionen führen, was allgemein als beschränkter Stark-Effekt (Quantum Confined Stark Effekt, QCSE) bekannt ist. Aufgrund von Gitterfehlanpassungen leiden III-Nitrid-Materialien, die auf Saphir angewachsen sind, unter einer hohen Defektdichte, z. B. durch Dislokationen und Inversionsdomänen. Es ist eine Anzahl von Verfahren entwickelt worden, um ein monokristallines Material hoher Qualität für Anwendungen in Vorrichtungen zu erhalten, z. B. die Optimierung des Keimbildungsprozesses und die Auswahl von Pufferschichten, um Gitterfehlanpassungen aufzunehmen. Es sind für bestimmte Anwendungen auch alternative Substrate verwendet worden, z. B. (111)-Si, Lithiumaluminiumoxid (LiAlO3) und Siliciumcarbid (SiC) verschiedener kristallographischer Ebenen. Native GaN- und AlN-Substrate stehen jedoch immer noch in der Entwicklungsphase und bleiben zu teuer.
  • Aufgrund von Schwierigkeiten, stark leitfähige, jedoch ausreichend dicke n-leitende AlGaN-Bodenplattierungsschichten mit hohem Al-Gehalt zu erhalten, ist eine schlechte Stromausbreitung eines der Haupthindernisse für das Erhalten hocheffizienter Tief-UV-LEDs. Im Jahr 2004 schlugen Adivarahan u. a. eine „Mikropixel”-LED vor. Die Vorrichtung besteht aus einem 10×10-Mikropixel-LED-Feld, wobei es sich bei jedem Pixel um eine kreisförmige Mesastruktur eines Durchmessers von 26 μm handelt. Die physikalischen Gesamtabmessungen der Vorrichtung betragen 500 μm × 500 μm. Da die laterale Entfernung für die Elektronenmigration vor der Rekombination mit einem Defektelektron bei solcher Geometrie deutlich verringert ist, wird der differentielle Widerstand der Vorrichtung auf 9,8 Ω verringert, wenn man ihn mit LEDs einer quadratischen Standardgeometrie vergleicht, die auf denselben epitaxialen Schichten basieren und differentielle Widerstände von 40 bis 14,4 Ω aufweisen [Adivarahan u. a., 2004] Ebenfalls im Jahr 2004 untersuchten Kim u. a. den Kompromiss zwischen Mesagröße und Ausgangsleistung von Tief-UV-LEDs kreisförmiger Geometrie und fanden heraus, dass, ohne leitfähigere n-leitende und p-leitende AlGaN-Plattierungsschichten zu erhalten, der optimierte Durchmesser für Kreisscheiben-Tief-UV-LED auf etwa 250 μm begrenzt ist [Kim u. a., 2004]. Statt Mikropixelfelder herzustellen oder einfach Mesagrößen zu verringern, um die Stromausbreitung in der n-AlGaN-Plattierungsschicht in der herkömmlichen mesa-geätzten LED-Struktur zu verbessern, haben verschiedene Forschungsgruppen für Tief-UV-LEDs auch die Laser-Lift-off(LLO)-Technik angewendet. In einer LED vertikaler Struktur ist die Stromausbreitung viel effizienter, da Metallkontakte vertikal auf beiden Seiten der LED hergestellt werden können. Im Jahr 2006 beschrieben Zhou u. a. bei Philips Lumileds eine Dünnfilm-Tief-UV-LED mit vertikaler Injektion auf der Basis von AlGaN/AlGaN-Quantentopfstrukturen, welche bei 280 nm und 325 nm emittiert. Die Autoren fügten als Lift-off-Opferschicht eine reine GaN-Schicht in die epitaxiale Struktur ein. Die Vorrichtung weist Abmessungen von 700 × 700 μm und einen CW-Treibstrom von weniger als 700 mA auf und emittiert 160 μW bei 280 nm und 3,1 mW bei 325 nm. Außer dem vertikalen Einheits-Design wendeten die Autoren ein Verfahren der Aufrauung der Oberflächen der n-Schicht nach dem Lift-off an. Durch die Aufrauungstechnik wurde die optische Ausgangsleistung der 280 nm-LED weiter auf 0,74 mW verbessert (4,6-fache Verbesserung) und die optische Ausgangsleistung der 325 nm-LED weiter auf 8 mW verbessert (2,5-fache Verbesserung) [Zhou u. a., 2006]. Im selben Jahr beschrieben Kawasaki u. a. eine Tief-UV-LED mit vertikaler Struktur, die bei 322 nm emittierte, wobei sie ebenfalls die LLO-Technik anwendeten. Die Emission war jedoch eher schwach, und es handelte sich nicht um einen Einzel-Peak, möglicherweise aufgrund der Beschädigung der epitaxialen Schichten während des LLO-Verfahrens [Kawasaki u. a., 2006].
  • Die Entwicklung von vertikalen LLO-Dünnfilm-Tief-UV-LEDs erreichte einen Meilenstein durch die Einführung von Hochleistungs-280 nm-LEDs durch die Nitek Company im Jahr 2009. Nitek berichteten von einer Betriebsleistung von 5,5 mW unter einem CW-Treibstrom von 25 A/cm2 auf einer 1 × 1 mm2 Tief-UV-LED vertikaler Struktur, wobei die Lebensdauer mehr als 2.000 Stunden betrug [Adivaharan u. a., 2009].
  • Kürzlich wurde die Molekularstrahlepitaxie (Molecular Beam Epitaxy, MBE) angewendet, um Tief-UV-LEDs zu entwickeln [Nikishin u. a., 2008]. Die Ausgangsleistung dieser Vorrichtungen ist jedoch immer noch niedrig im Vergleich zu jenen, die durch MOCVD angewachsen sind. Dies kann teilweise der langsamen Wachstumsgeschwindigkeit eines epitaxialen Films zugeschrieben werden, der durch MBE anwächst, wodurch somit keine sehr dicken AlN-Schablonen hergestellt werden können, welche die Dislokationsdichte verringern. Mit der Einführung dicker, durch HVPE angewachsener AlN-Schablonen und frei stehender AlN-Substrate jedoch, die nun von verschiedenen Herstellern erhältlich sind, kann die MBE als das Herstellungsverfahren allein für die Abscheidung von „LED-Schichten” (also nur die n-leitenden, p-leitenden und aktiven Schichten) als ein effektives Verfahren Anwendung finden.
  • Ein weiteres Problem für UV-LEDs ist die relative Abwesenheit von Bandstruktur-Potentialschwankungen in kristallinem AlGaN-Material. Dies liegt an der nahezu identischen Größe von Al- und Ga-Atomen. Dies steht im Gegensatz zu LEDs des sichtbaren Lichts, wo die InGaN-Legierungen aufgrund des Größenunterschieds zwischen den In- und Ga-Atomen zur Phasentrennung neigen, was zu Bandstruktur-Potentialschwankungen führt. Somit bilden injizierte Elektronen und Defektelektronen in der aktiven Zone einer LED des sichtbaren Lichts auf InGaN-Basis Exzitonen, welche sich in diesen Potentialschwankungen befinden, wodurch verhindert wird, dass sie diffundieren und nicht strahlend in Defekten rekombinieren. Daher erfolgt die Rekombination hauptsächlich strahlend, was zu LEDs mit sehr hoher interner Quantenausbeute (Internal Quantum Efficiency, IQE) führt. Da dieser Mechanismus in UV-LEDs, die durch Standardverfahren des Anwachsens von AlGaN hergestellt werden, nicht vorkommt, wurde versucht, Bandstruktur-Potentialschwankungen in AlGaN für UV-LEDs einzuführen. Die US-Patentschrift 7,498,182 offenbart eine UV-LED, die unter Anwendung einer MBE-Technik hergestellt wird, wodurch ein facettenartiges Wachstum von AlGaN erzeugt wird. Beim facettenartigen Wachstumsmechanismus werden lokalisierte Inhomogenitäten erzeugt. Die in dieser Erfindung beschriebenen AlGaN-Legierungen zeigen bei Anwendung der Kathodolumineszenzspektroskopie deutliche Zusammensetzungs-Inhomogenitäten. Ihre Emissionsspektren zeigen jedoch zwei Peaks, einen schwächeren, der als Bandkantenemission zu charakterisieren ist, und einen anderen, der stärker und aufgrund von Zusammensetzungs-Inhomogenitäten zum Rotlicht hin verschoben ist. Dieses Ergebnis wird in einer der Abhandlungen der Gruppe deutlich beschrieben [C. J. Collins u. a., APL, Bd. 86, 031916(2005)].
  • Es ist daher weiterhin erforderlich, die Kristallwachstumsbedingungen zu verbessern, die während der Abscheidung verschiedener epitaxialer Schichten bei der Herstellung einer UV-LED vorliegen, um Verfahren des Einführens von Bandstruktur-Potentialschwankungen zu entwickeln und um Vorrichtungs-Designs zu entwickeln, durch welche die Rissbildung ausgeschlossen wird und die Ladungsträgerinjektion verbessert wird.
  • KURZDARSTELLUNG DER ERFINDUNG
  • Die vorliegende Erfindung stellt Verfahren zur Herstellung hocheffizienter UV-LEDs mit hoher Ausgangsleistung, welche über den Bereich von 200 nm bis 365 nm emittieren, zur Verwendung bei der Wasserreinigung, der Oberflächensterilisierung, der Kommunikation im freien Raum ohne Sichtkontakt, der Datenspeicherung und dem Datenabruf, der Epoxidhärtung, der medizinischen Therapie und einer Vielfalt elektronischer Vorrichtungen bereit. Die Verfahren umfassen das Anwachsen von AlGaN-Halbleitermaterial unter Bedingungen eines Überschusses an Gallium, wodurch die Oberfläche des anwachsenden Films mit flüssigem Gallium bedeckt wird und der Wachstumsmodus von der Gasphasenepitaxie zur Flüssigphasenepitaxie verändert wird. Dies führt zu lateralen Zusammensetzungs-Inhomogenitäten und somit zu Bandstruktur-Potentialschwankungen aufgrund statistischer Schwankungen der Dicke des flüssigen Galliums auf der Oberfläche des anwachsenden Films. Die Erfindung stellt auch Designs für den UV-LED-Aufbau bereit, welche Risse in dem AlGaN-Material vermeiden, die Injektion von Elektronen und Defektelektronen optimieren und die Lichtausbeute maximieren. Die erfindungsgemäßen LEDs erreichen eine hohe interne und externe Quantenausbeute.
  • Eine Erscheinungsform der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, welche Bandstruktur-Potentialschwankungen in einer aktiven Zone der LED aufweist. Das Verfahren umfasst den Schritt des Anwachsens einer AlGaN-Quantentopfschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses. Der Galliumüberschuss wird als das Verhältnis des verwendeten Galliumflusses zu dem Galliumfluss bestimmt, der zum stöchiometrischen Anwachsen von AlGaN benötigt wird. Mit anderen Worten, der Galliumüberschuss ist gleich dem verwendeten Ga-Fluss/(Fluss an aktivem N – Al-Fluss). Vorzugsweise liegt der Galliumüberschuss auf molarer Basis im Bereich von etwa 1,1 bis etwa 100. Es wird angenommen, dass durch die Anwendung von Galliumüberschussbedingungen während des Anwachsens einer AlGaN-Schicht eine flüssige Galliumphase erzeugt wird, welche die anwachsende Oberfläche der Schicht überzieht, und das Anwachsen durch Flüssigphasenepitaxie induziert wird, wobei Al- und N-Atome in den anwachsenden Film eingebaut werden, nachdem sie sich zuerst in dem flüssigen Oberflächengallium lösen. Durch den Wachstumsmodus mit Galliumüberschuss werden lateral, also senkrecht zur Wachstumsrichtung, verteilte mikroskopische Bereiche eines höheren Gallium- und niedrigeren AlN-Molenbruchs innerhalb der Quantentopfschicht erzeugt, welche zu Bandstruktur-Potentialschwankungen führen, die die Ausbeute der strahlenden Rekombination von Elektronen und Defektelektronen in der LED erhöhen. Obwohl der AlN-Molenbruch in bestimmten isolierten mikroskopischen Bereichen verringert ist, bleibt der makroskopische AlN-Molenbruch, ermittelt durch Röntgendiffraktion und optische Transmission und Reflexionsmessungen, derselbe, wie er durch das Verhältnis des Al-Flusses zum Fluss an aktivem N während des Anwachsens bestimmt ist. Als Ergebnis des Modus mit Galliumüberschuss ist die Oberfläche der Quantentopfschicht glatt und nicht facettenartig. Vorzugsweise ist die Oberfläche im atomaren Maßstab glatt und weist einen quadratischen Mittelwert (Root Mean Square, RMS) der Rauheit, gemessen durch Rasterkraftmikroskopie (Atomic Force Microscopy, AFM), von weniger als etwa 1 nm auf. Die Lichtemission der LED durch Elektrolumineszenz ist in der Peak-Wellenlänge ebenfalls um mindestens etwa 10 nm zum Rotlicht hin verschoben, wenn man sie mit einer LED eines vergleichbaren Designs und mit demselben AlN-Molenbruch in der Quantentopfschicht vergleicht, die jedoch ohne die Verwendung eines Galliumüberschusses, also mit stöchiometrischen Flüssen von Al, Ga und N, hergestellt wurde.
  • Eine andere Erscheinungsform der Erfindung ist eine UV-LED, die durch das oben beschriebene Verfahren hergestellt wird. Die LED umfasst eine erste Quantentopfschicht, welche ein AlGaN-Material enthält, das unter Verwendung eines Galliumüberschusses hergestellt wird. Die Quantentopfschicht weist Bereiche eines niedrigeren AlN-Molenbruchs auf, die lateral, also senkrecht zur Wachstumsrichtung, innerhalb der Schicht verteilt sind und Bandstruktur-Potentialschwankungen bilden. Die Oberfläche der Quantentopfschicht ist glatt und nicht facettenartig und weist eine RMS-Rauheit, gemessen durch AFM, von weniger als etwa 1 nm auf. Die Peak-Emission der LED ist um mindestens 10 nm zum Rotlicht hin verschoben, verglichen mit einer LED eines vergleichbaren Designs und mit demselben AlN-Molenbruch in der Quantentopfschicht, die jedoch ohne die Verwendung eines Galliumüberschusses hergestellt wurde. Die LED kann entweder einen einzigen Quantentopf oder mehrere Quantentöpfe aufweisen, wobei jede Quantentopfschicht zwischen Barriereschichten angeordnet ist. Die LED kann ferner eine oder mehrere n-leitende AlGaN-Schichten unterhalb des Quantentopfbereichs und eine oder mehrere p-leitende Schichten oberhalb des Quantentopfbereichs aufweisen. In bestimmten Ausführungsformen wird die Ausbeute der Injektion von Elektronen und/oder Defektelektronen durch das Hinzufügen weiterer n-leitender und/oder p-leitender mehrlagiger Schichten verbessert, welche in der Dotierstoffkonzentration, dem AlN-Molenbruch und/oder der Indiumkonzentration variieren können. Die Basis der LED bildet vorzugsweise ein c-Ebenen-Saphir, auf welchem eine Hochtemperatur-AlN-Pufferschicht angewachsen ist; die n-leitenden AlGaN-Schichten lässt man auf der Pufferschicht anwachsen. Eine p-leitende GaN-Kontaktschicht bedeckt die p-leitenden AlGaN-Schichten, und ein Metallkontakt bildet die oberste Schicht, welche emittiertes Licht nach unten durch das Saphirsubstrat hindurch reflektiert.
  • Noch eine andere Erscheinungsform der Erfindung ist ein Verfahren zur Herstellung einer Halbleiterstruktur, welche eine Schicht eines AlGaN-Materials enthält. Das Verfahren umfasst den Schritt des Anwachsens einer AlGaN-Schicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses, wie oben beschrieben. Die AlGaN-Schicht kann man auf einem Substrat, einer Pufferschicht, einer Schicht eines anderen III-V-Materials oder einem anderen Material anwachsen lassen und bildet einen Teil einer Halbleiterstruktur, die in einer optoelektronischen oder elektronischen Komponente oder Vorrichtung verwendet wird, z. B. in einem Emitter, einem Laser, einer Diode, einer Photozelle, einer Solarzelle, einem Transistor, einer Speichervorrichtung, einem Mikroprozessor oder Ähnlichem. Noch eine weitere Erscheinungsform der Erfindung ist eine Halbleiterstruktur, die durch dieses Verfahren hergestellt wird. Die Halbleiterstruktur umfasst eine Schicht, die ein AlGaN-Material enthält, das unter Anwendung eines Galliumüberschusses und eines nicht facettenartigen Wachstumsmodus hergestellt wird. Die Wachstumsfläche der Schicht ist im atomaren Maßstab glatt und weist eine RMS-Rauheit von weniger als etwa 1 nm auf, gemessen durch AFM.
  • Die folgenden Beispiele sind ebenfalls als Ausführungsformen der Erfindung anzusehen.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei man die erste Quantentopfschicht durch ein Verfahren anwachsen lässt, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Molekularstrahlepitaxie (MBE), plasmaunterstützter Molekularstrahlepitaxie (Plasma Assisted MBE, PA-MBE), Elektronenzyklotronresonanz-Molekularstrahlepitaxie (Electron Cyclotron Resonance MBE, ECR-MBE), Gasquellen-Molekularstrahlepitaxie (Gas Source MBE, GS-MBE), metallorganischer chemischer Abscheidung aus der Gasphase (Metal Organic Chemical Vapor Deposition, MOCVD, oder MOVPE) und Atomschichtabscheidung (Atomic Layer Deposition, ALD) besteht.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei der Galliumüberschuss, welcher als das Verhältnis des verwendeten Galliumflusses zu dem Galliumfluss, der zum stöchiometrischen Anwachsen von AlGaN benötigt wird, bestimmt wird und dem verwendeten Ga-Fluss/(Fluss an aktivem N – Al-Fluss) entspricht, auf molarer Basis im Bereich von etwa 1,1 bis etwa 100 liegt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die erste Quantentopfschicht als Ergebnis des Wachstumsverfahrens senkrecht zur Wachstumsrichtung verteilte Bereiche umfasst, die unterschiedliche AlN-Molenbrüche aufweisen.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei der Schritt des Anwachsens die Bildung einer flüssigen Galliumphase umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die flüssige Galliumphase die wachsende Fläche der Quantentopfschicht überzieht.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die flüssige Galliumphase lateral über die Schicht in der Dicke variiert.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei das Anwachsen der ersten Quantentopfschicht die Flüssigphasenepitaxie umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die Sauerstoffverunreinigungskonzentration in der ersten Quantentopfschicht weniger als 1 × 1018 Atome je cm3 beträgt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei durch den Schritt des Anwachsens eine Quantentopfschicht erzeugt wird, welche eine glatte Oberfläche aufweist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die glatte Oberfläche im Wesentlichen frei von Facettenstrukturen ist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die glatte Oberfläche einen quadratischen Mittelwert der Oberflächenrauheit von weniger als etwa 1 nm aufweist, gemessen durch Rasterkraftmikroskopie.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die hergestellte LED eine Elektrolumineszenzemission erzeugt, deren Peak um mindestens 10 nm zum Rotlicht hin verschoben ist, verglichen mit einer LED eines vergleichbaren Designs und mit demselben AlN-Molenbruch in der Quantentopfschicht, die ohne die Verwendung eines Galliumüberschusses hergestellt wurde.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei der Emissionspeak um mindestens 20 nm zum Rotlicht hin verschoben ist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, welches nicht die Herstellung einer Übergitterstruktur in Verbindung mit der Quantentopfschicht umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, welches ferner das Anwachsen von Barriereschichten unterhalb und oberhalb der Quantentopfschicht umfasst, wobei man die Barriereschichten unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die Sauerstoffverunreinigungskonzentration in den Barriereschichten weniger als 1 × 1018 Atome je cm3 beträgt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, welches ferner das Anwachsen einer AlN-, GaN-, AlGaN- oder InAlGaN-Pufferschicht direkt auf einer Fläche eines Substrats umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei es sich bei der Pufferschicht um eine AlN-Pufferschicht handelt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei das Substrat ein Material umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus c-Saphir, a-Saphir, m-Saphir, r-Saphir, c-AlN, a-AlN, m-AlN, r-AlN, (001)-Si, (111)-Si, c-SiC, a-SiC, m-SiC, r-SiC, c-ZnO, a-ZnO, m-ZnO und r-ZnO besteht.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei es sich bei dem Substrat um c-Saphir handelt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die Pufferschicht eine Dicke im Bereich von etwa 1 Mikrometer bis etwa 5 Mikrometer aufweist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die Pufferschicht eine polykristalline oder nicht monokristalline Struktur umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei es sich bei dem Substrat um Saphir handelt und die Fläche des Saphirsubstrats, auf welcher man die Pufferschicht anwachsen lässt, vor dem Anwachsen der Pufferschicht durch Behandlung mit Ammoniak oder plasmaaktiviertem Stickstoff nitridiert wird.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei man die Pufferschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, welches ferner das Anwachsen einer n-leitenden AlGaN-Schicht auf der Pufferschicht umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei das AlGaN-Material der n-leitenden AlGaN-Schicht durch die Formel AlaGa1-aN zu beschreiben ist, wobei 0 ≤ a ≤ 1 ist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht eine Dicke im Bereich von etwa 100 nm bis etwa 10 Mikrometer aufweist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht mit Si oder Ge dotiert ist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die hergestellte LED einen Elektrolumineszenz-Emissionspeak im Bereich von etwa 200 nm bis etwa 365 nm aufweist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, welches ferner das Abscheiden einer oder mehrerer weiterer n-leitender AlGaN-Schichten auf der n-leitenden AlGaN-Schicht umfasst, um einen Stapel n-leitender AlGaN-Schichten zu bilden.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten einen Stufengradienten eines Dotierstoffs des n-Typs umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei es sich bei dem Dotierstoff um Si handelt und die Si-Konzentration im Bereich von etwa 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 liegt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten aus drei AlGaN-Schichten besteht, die, in dem Stapel von unten nach oben betrachtet, mit Si auf Si-Konzentrationen von etwa 1 × 1018 cm–3, 5 × 1019 cm–3 und 1 × 1020 cm–3 dotiert sind und entsprechende Dicken von 1 μm, 500 nm und 300 nm aufweisen.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten einen Stufengradienten des AlN-Molenbruchs umfasst und wobei die AlN-Molenbrüche im Bereich von 0,01 bis 1,0 liegen.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten in der obersten Schicht des Stapels Indium umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht einen Dotierstoffgradienten umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht einen Gradienten des AlN-Molenbruchs umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht einen Indiumgradienten umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei man die n-leitende AlGaN-Schicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, welches ferner das Anwachsen einer n-leitenden mehrlagigen Schicht auf der n-leitenden AlGaN-Schicht oder der obersten n-leitenden AlGaN-Schicht des Stapels umfasst, wobei die mehrlagige Schicht drei oder mehr Schichten des n-leitenden AlGaN umfasst, wobei jede Schicht eine Dicke im Bereich von etwa 0,1 nm bis etwa 100 nm aufweist und die Schichten in der Dotierstoffkonzentration oder dem AlN-Molenbruch variieren.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die mehrlagige Schicht drei n-leitende AlGaN-Schichten (eine obere Schicht, eine mittlere Schicht und eine untere Schicht) umfasst und die mittlere Schicht einen anderen AlN-Molenbruch als die obere und die untere Schicht aufweist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die mehrlagige Schicht drei n-leitende AlGaN-Schichten (eine obere Schicht, eine mittlere Schicht und eine untere Schicht) umfasst und die mittlere Schicht eine andere Si-Dotierstoffkonzentration als die obere und die untere Schicht aufweist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die mehrlagige Schicht drei n-leitende AlGaN-Schichten (eine obere Schicht, eine mittlere Schicht und eine untere Schicht) umfasst und die mittlere Schicht eine andere In-Konzentration als die obere und die untere Schicht aufweist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die mehrlagige Schicht mehr als drei n-leitende AlGaN-Schichten umfasst und jede Schicht einen anderen AlN-Molenbruch als die Schichten über oder unter ihr aufweist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die mehrlagige Schicht mehr als drei n-leitende AlGaN-Schichten umfasst und jede Schicht eine andere Si-Dotierstoffkonzentration als die Schichten über oder unter ihr aufweist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die mehrlagige Schicht mehr als drei n-leitende AlGaN-Schichten umfasst und jede Schicht eine andere In-Konzentration als die Schichten über oder unter ihr aufweist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, welches ferner das Anwachsen einer ersten Barriereschicht auf der n-leitenden AlGaN-Schicht, der obersten n-leitenden AlGaN-Schicht oder der obersten n-leitenden AlGaN-Schicht umfasst, wobei man die erste Quantentopfschicht auf der ersten Barriereschicht anwachsen lässt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, welches ferner gegebenenfalls das Anwachsen eines oder mehrerer Schichtpaare, die AlGaN umfassen, auf der ersten Quantentopfschicht umfasst, wobei jedes Paar aus einer zusätzlichen Barriereschicht, gefolgt von einer zusätzlichen Quantentopfschicht, besteht, und welches ferner das Anwachsen einer obersten Barriereschicht, welche AlGaN umfasst, auf der ersten Quantentopfschicht, um eine Einzel-Quantentopfstruktur zu bilden, oder auf einer obersten Quantentopfschicht umfasst, um eine Mehrfach-Quantentopfstruktur zu bilden.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die oberste Barriereschicht dünner als die erste Barriereschicht und jede zusätzliche Barriereschicht ist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die erste Barriereschicht und jede zusätzliche Barriereschicht eine Dicke im Bereich von etwa 3 nm bis etwa 10 nm aufweisen, die oberste Barriereschicht eine Dicke von etwa 1 nm bis zu etwa 5 nm aufweist und die erste Barriereschicht und jede zusätzliche Barriereschicht etwa 1,5- bis 10-mal dicker als die oberste Barriereschicht sind.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei der AlN-Molenbruch der Quantentopfschicht oder -schichten höher als der der n-leitenden AlGaN-Schicht oder -Schichten ist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei man die erste Barriereschicht, jede zusätzliche Barriereschicht und jede zusätzliche Quantentopfschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die Sauerstoffverunreinigungskonzentration in den Barriereschichten weniger als 1 × 1018 Atome/cm3 beträgt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, welches ferner das Anwachsen einer AlGaN-Elektronensperrschicht auf der obersten Barriereschicht umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die Elektronensperrschicht eine Dicke im Bereich von etwa 3 nm bis etwa 100 nm aufweist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die Elektronensperrschicht einen Dotierstoff des p-Typs umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die Elektronensperrschicht in einem Umfang von etwa 1 × 1016 cm–3 bis zu etwa 1 × 1021 cm–3 mit Mg dotiert ist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die Elektronensperrschicht einen AlN-Molenbruch größer oder gleich dem der obersten Barriereschicht aufweist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei man die Elektronensperrschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, welches ferner das Anwachsen einer p-leitenden AlGaN-Schicht oder mehrlagigen AlGaN-Schicht auf der Elektronensperrschicht umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei man eine mehrlagige Schicht anwachsen lässt und die mehrlagige Schicht drei oder mehr Schichten aus p-leitendem AlGaN umfasst, wobei jede Schicht eine Dicke im Bereich von etwa 2 nm bis etwa 100 nm aufweist, wobei die Schichten in der Dotierstoffkonzentration und/oder dem AlN-Molenbruch variieren.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei man eine mehrlagige Schicht anwachsen lässt und die mehrlagige Schicht abwechselnde Schichten aus p-leitendem AlGaN und p-leitendem GaN umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die Dotierstoffkonzentration des p-Typs zwischen benachbarten Schichten variiert und im Bereich von 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 liegt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei der AlN-Molenbruch der p-leitenden Schicht oder mehrlagigen Schicht niedriger als der der Elektronensperrschicht ist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei man die p-leitende Schicht oder mehrlagige Schicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, welches ferner das Anwachsen einer p-leitenden GaN-Kontaktschicht auf der p-leitenden Schicht oder mehrlagigen Schicht umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei man die Kontaktschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die Kontaktschicht Indium in einem Umfang im Bereich von etwa 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die Kontaktschicht Mg als Dotierstoff in einem Umfang im Bereich von etwa 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 umfasst.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei durch den Schritt des Anwachsens der ersten Quantentopfschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses ein Quantenpunktmaterial in der ersten Quantentopfschicht hergestellt wird.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei durch die Herstellung des Quantenpunktmaterials die Peak-Elektrolumineszenzemission der LED in den Bereich von 330 nm bis 365 nm zum Rotlicht hin verschoben wird.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei die Bedingungen für das Anwachsen der ersten Quantentopfschicht in Bezug auf den Fluss von Ga, Al und aktivem N nicht stöchiometrisch sind.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei das III/V-Verhältnis (das Verhältnis(Ga + Al)/aktiver N) während des Anwachsens der ersten Quantentopfschicht größer als 1 ist.
  • Ein Verfahren zur Herstellung einer UV-LED, wobei auf der anwachsenden Fläche der ersten Quantentopfschicht keine Ga-Metalltröpfchen gebildet werden.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche eine erste AlGaN-Quantentopfschicht umfasst, die unter Verwendung eines Galliumüberschusses während des Verfahrens des Anwachsens hergestellt wird.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche Bandstruktur-Potentialschwankungen aufweist, die aus Ga-reichen Bereichen innerhalb der ersten Quantentopfschicht resultieren.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die erste Quantentopfschicht eine glatte Oberfläche aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Sauerstoffverunreinigungskonzentration in der ersten Quantentopfschicht weniger als 1 × 1018 Atome je cm3 beträgt.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die glatte Oberfläche einen quadratischen Mittelwert der Oberflächenrauheit von weniger als etwa 1 nm aufweist, gemessen durch Rasterkraftmikroskopie.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche eine Peak-Elektrolumineszenzemission aufweist, die um mindestens etwa 10 nm zum Rotlicht hin verschoben ist, verglichen mit einer LED eines vergleichbaren Designs und mit demselben AlN-Molenbruch in einer Quantentopfschicht, die ohne die Verwendung eines Galliumüberschusses hergestellt wurde.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche eine Peak-Elektrolumineszenzemission aufweist, die um mindestens etwa 20 nm zum Rotlicht hin verschoben ist, verglichen mit einer LED eines vergleichbaren Designs und mit demselben AlN-Molenbruch in einer Quantentopfschicht, die ohne die Verwendung eines Galliumüberschusses hergestellt wurde.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die erste Quantentopfschicht im Wesentlichen frei von Facettenstrukturen ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche keine Übergitterstruktur in Verbindung mit der Quantentopfschicht umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die erste Quantentopfschicht durch plasmaunterstützte MBE unter Verwendung eines Galliumüberschusses angewachsen ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei der Galliumüberschuss, welcher als das Verhältnis des verwendeten Galliumflusses zu dem Galliumfluss, der zum stöchiometrischen Anwachsen von AlGaN benötigt wird, bestimmt wird und dem verwendeten Ga-Fluss/(Fluss an aktivem N – Al-Fluss) entspricht, auf molarer Basis im Bereich von etwa 1,1 bis etwa 100 liegt.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche ferner eine erste Barriereschicht unterhalb der ersten Quantentopfschicht umfasst, wobei die Barriereschicht AlGaN umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche ferner gegebenenfalls ein oder mehrere auf der ersten Quantentopfschicht angewachsene Schichtpaare umfasst, die AlGaN umfassen, wobei jedes Paar aus einer zusätzlichen Barriereschicht, überlagert von einer zusätzlichen Quantentopfschicht, besteht, und wobei die LED ferner eine AlGaN umfassende oberste Barriereschicht umfasst, welche man auf der ersten Quantentopfschicht anwachsen lässt, um eine Einzel-Quantentopfstruktur zu bilden, oder auf einer obersten Quantentopfschicht anwachsen lässt, um eine Mehrfach-Quantentopfstruktur zu bilden.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Barriereschichten durch plasmaunterstützte MBE unter Verwendung eines Galliumüberschusses angewachsen sind.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Sauerstoffverunreinigungskonzentration in den Barriereschichten weniger als 1 × 1018 Atome je cm3 beträgt.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die oberste Barriereschicht dünner als die erste Barriereschicht und jede zusätzliche Barriereschicht ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche ferner eine Schicht umfasst, die n-leitendes AlGaN umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei das AlGaN-Material der n-leitenden AlGaN-Schicht durch die Formel AlaGa1-aN zu beschreiben ist, wobei 0 ≤ a ≤ 1 ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht eine Dicke im Bereich von etwa 100 nm bis etwa 10 Mikrometer aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht mit Si oder Ge dotiert ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die erste Barriereschicht auf der n-leitenden AlGaN-Schicht angewachsen ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche ferner eine oder mehrere zusätzliche n-leitende AlGaN-Schichten umfasst, die auf der n-leitenden AlGaN-Schicht angewachsen sind, um einen Stapel n-leitender AlGaN-Schichten zu bilden.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten einen Stufengradienten eines Dotierstoffs des n-Typs umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei es sich bei dem Dotierstoff um Si handelt und die Si-Konzentration im Bereich von etwa 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 liegt.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten aus drei AlGaN-Schichten besteht, die, in dem Stapel von unten nach oben betrachtet, mit Si auf Si-Konzentrationen von etwa 1 × 1018 cm–3, 5 × 1019 cm–3 und 1 × 1020 cm–3 dotiert sind und entsprechende Dicken von 1 μm, 500 nm und 300 nm aufweisen.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten einen Stufengradienten des AlN-Molenbruchs umfasst und wobei die AlN-Molenbrüche im Bereich von 0,01 bis 1,0 liegen.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten in der obersten Schicht des Stapels Indium umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die erste Barriereschicht auf der obersten Schicht des n-leitenden AlGaN-Stapels angewachsen ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht einen Dotierstoffgradienten umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht einen Gradienten des AlN-Molenbruchs umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht einen Indiumgradienten umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses angewachsen ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche ferner eine n-leitende mehrlagige Schicht umfasst, die auf der n-leitenden AlGaN-Schicht oder der obersten n-leitenden AlGaN-Schicht des Stapels angewachsen ist, wobei die mehrlagige Schicht drei oder mehr Schichten des n-leitenden AlGaN umfasst, wobei jede Schicht eine Dicke im Bereich von etwa 0,1 nm bis etwa 100 nm aufweist und die Schichten in der Dotierstoffkonzentration oder dem AlN-Molenbruch variieren, und wobei die erste Barriereschicht auf der obersten Schicht der mehrlagigen Schicht angewachsen ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die mehrlagige Schicht drei n-leitende AlGaN-Schichten (eine obere Schicht, eine mittlere Schicht und eine untere Schicht) umfasst und die mittlere Schicht einen anderen AlN-Molenbruch als die obere und die untere Schicht aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die mehrlagige Schicht drei n-leitende AlGaN-Schichten (eine obere Schicht, eine mittlere Schicht und eine untere Schicht) umfasst und die mittlere Schicht eine andere Si-Dotierstoffkonzentration als die obere und die untere Schicht aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die mehrlagige Schicht drei n-leitende AlGaN-Schichten (eine obere Schicht, eine mittlere Schicht und eine untere Schicht) umfasst und die mittlere Schicht eine andere In-Konzentration als die obere und die untere Schicht aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die mehrlagige Schicht mehr als drei n-leitende AlGaN-Schichten umfasst und jede Schicht einen anderen AlN-Molenbruch als die Schichten über oder unter ihr aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die mehrlagige Schicht mehr als drei n-leitende AlGaN-Schichten umfasst und jede Schicht eine andere Si-Dotierstoffkonzentration als die Schichten über oder unter ihr aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die mehrlagige Schicht mehr als drei n-leitende AlGaN-Schichten umfasst und jede Schicht eine andere In-Konzentration als die Schichten über oder unter ihr aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche ferner eine Pufferschicht und ein Substrat umfasst, wobei die Pufferschicht auf einer Fläche des Substrats angewachsen ist und die n-leitende AlGaN-Schicht auf der Pufferschicht angewachsen ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei das Substrat ein Material umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus c-Saphir, a-Saphir, m-Saphir, r-Saphir, c-AlN, a-AlN, m-AlN, r-AlN, (001)-Si, (111)-Si, c-SiC, a-SiC, m-SiC, r-SiC, c-ZnO, a-ZnO, m-ZnO und r-ZnO besteht.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei es sich bei dem Substrat um c-Saphir handelt.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Fläche des Saphirsubstrats, auf welcher die Pufferschicht angewachsen ist, nitridiert ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Pufferschicht eine polykristalline oder nicht monokristalline Struktur umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Pufferschicht eine Dicke im Bereich von etwa 1 Mikrometer bis etwa 5 Mikrometer aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Pufferschicht AlN, GaN, AlGaN, InAlGaN oder eine beliebige Mischung aus diesen umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei es sich bei der Pufferschicht um eine AlN-Pufferschicht handelt.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht auf der Pufferschicht angewachsen ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche ferner eine AlGaN-Elektronensperrschicht umfasst, wobei die Elektronensperrschicht auf der obersten Barriereschicht angewachsen ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Elektronensperrschicht eine Dicke im Bereich von etwa 3 nm bis etwa 100 nm aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Elektronensperrschicht einen Dotierstoff des p-Typs umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Elektronensperrschicht in einem Umfang von etwa 1 × 1016 cm–3 bis zu etwa 1 × 1021 cm–3 mit Mg dotiert ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Elektronensperrschicht einen AlN-Molenbruch größer oder gleich dem der obersten Barriereschicht aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Elektronensperrschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses angewachsen ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche ferner das Anwachsen einer p-leitenden AlGaN-Schicht oder mehrlagigen AlGaN-Schicht auf der Elektronensperrschicht umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei eine p-leitende mehrlagige Schicht angewachsen ist und die mehrlagige Schicht drei oder mehr Schichten aus p-leitendem AlGaN oder p-leitendem GaN umfasst, wobei jede Schicht eine Dicke im Bereich von etwa 2 nm bis etwa 100 nm aufweist, wobei die Schichten in der Dotierstoffkonzentration und/oder dem AlN-Molenbruch variieren.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei eine p-leitende mehrlagige Schicht angewachsen ist und die mehrlagige Schicht abwechselnde Schichten aus p-leitendem AlGaN und p-leitendem GaN umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Dotierstoffkonzentration des p-Typs zwischen benachbarten Schichten variiert und im Bereich von 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 liegt.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei der AlN-Molenbruch der p-leitenden Schicht oder mehrlagigen Schicht niedriger als der der Elektronensperrschicht ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die p-leitende Schicht oder mehrlagige Schicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses angewachsen ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche ferner eine p-leitende GaN-Kontaktschicht umfasst, die auf der p-leitenden Schicht oder mehrlagigen Schicht angewachsen ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Kontaktschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses angewachsen ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Kontaktschicht Indium in einem Umfang im Bereich von etwa 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Kontaktschicht Mg als Dotierstoff in einem Umfang im Bereich von etwa 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche ferner eine Kontaktstruktur umfasst, die auf der obersten n-leitenden Schicht, dem Stapel oder der mehrlagigen Schicht abgeschieden ist, wobei die Kontaktstruktur einen Ohm'schen Kontakt zu der obersten n-leitenden Schicht, dem Stapel oder der mehrlagigen Schicht bereitstellt, wobei die Kontaktstruktur ein Material umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Ti, V, Al, Pt, Ni, Mo, Pd, Indiumzinnoxid, Zn, ZnO, Au, deren Legierungen, deren Legierungen mit Halbleitern und deren Legierungen mit Stickstoff besteht.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Dicke der Kontaktstruktur im Bereich von etwa 10 nm bis etwa 300 nm liegt.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei der Widerstand des Ohm'schen Kontakts im Bereich von etwa 1 × 10–2 bis etwa 1 × 10–6 Ohm·cm2 liegt.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche ferner eine Kontaktstruktur umfasst, die auf der obersten p-leitenden Schicht oder mehrlagigen Schicht abgeschieden ist, wobei die Kontaktstruktur einen Ohm'schen Kontakt zu der obersten p-leitenden Schicht oder mehrlagigen Schicht bereitstellt, wobei die Kontaktstruktur ein Material umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Ti, V, Al, Pt, Ni, Mo, Pd, Indiumzinnoxid, Zn, ZnO, Au, deren Legierungen, deren Legierungen mit Halbleitern und deren Legierungen mit Stickstoff besteht.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Dicke der Kontaktstruktur im Bereich von etwa 10 nm bis etwa 300 nm liegt.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei der Widerstand des Ohm'schen Kontakts im Bereich von etwa 1 × 10–2 bis etwa 1 × 10–6 Ohm·cm2 liegt.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei der AlN-Molenbruch in der n-leitenden AlGaN-Schicht, dem Stapel oder der mehrlagigen Schicht kleiner oder gleich dem AlN-Molenbruch der Quantentopfschicht oder -schichten ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche eine Peak-Elektrolumineszenzemission von weniger als 320 nm aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche eine Peak-Elektrolumineszenzemission von weniger als 300 nm aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei der AlN-Molenbruch der n-leitenden AlGaN-Schicht, dem Stapel oder der mehrlagigen Schicht höher als 0,5 ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die erste Quantentopfschicht frei von Oberflächenfehlern ist.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche eine Peak-Elektrolumineszenzemission im Bereich von etwa 200 nm bis etwa 365 nm aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche eine interne Quantenausbeute von mindestens 30% aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, welche eine interne Quantenausbeute von mindestens 70% aufweist.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die erste AlGaN-Quantentopfschicht Quantenpunktmaterial umfasst.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Peak-Elektrolumineszenzemission der LED im Bereich von 330 nm bis 365 nm liegt.
  • Eine Ultraviolett-LED, wobei die Peak-Elektrolumineszenzemission der LED im Bereich von 200 nm bis 365 nm liegt.
  • KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
  • 1 zeigt eine Ausführungsform einer erfindungsgemäßen UV-LED.
  • 2 zeigt eine schematische Darstellung einer Vorrichtung zum Anwachsen eines AlGaN-Halbleitermaterials durch plasmaunterstützte MBE.
  • 3 zeigt ein Ablaufdiagramm eines Verfahrens zur Herstellung einer LED.
  • 4 zeigt eine rasterelektronenmikroskopische Aufnahme (Scanning Electron Micrograph, SEM) eines n-leitenden AlGaN-Films, welche Risse an den Korngenzen zeigt.
  • 5A zeigt eine SEM eines n-leitenden Al0,55Ga0,45N-Films mit Rissen, der über einer dünnen AlN-Pufferschicht auf einem Saphirsubstrat abgeschieden ist. 5B zeigt die epitaxiale Struktur des Films in 5A.
  • 6A zeigt eine SEM eines n-leitenden Al0,55Ga0,45N-Films mit Rissen, der über drei Gruppen von AlGaN/AlN-Spannungsregulierungs-Übergittern und einer dünnen AlN-Pufferschicht auf einem Saphirsubstrat abgeschieden ist. Durch das Spannungsregulierungs-Übergitter ist die Rissbildung nicht beseitigt worden. 6B zeigt die epitaxiale Struktur des Films in 6A.
  • 7A zeigt eine SEM eines n-leitenden, 1,5 Mikrometer dicken Al0,55Ga0,45N-Films, der über einer 3 Mikrometer dicken AlN-Pufferschicht auf einem Saphirsubstrat abgeschieden ist. Durch die dicke AlN-Pufferschicht ist das Rissbildungsproblem beseitigt worden. 7B zeigt die epitaxiale Struktur des Films in 7A.
  • 8A zeigt eine SEM der Oberfläche einer n-leitenden mehrlagigen Al0,55Ga0,45N-Schicht und einer dicken AlN-Pufferschicht auf einem Saphirsubstrat. 8B zeigt die epitaxiale Struktur des Films in 8A.
  • 9A zeigt eine SEM der Oberfläche einer p-leitenden mehrlagigen Al0,4Ga0,6N-Schicht. 9B zeigt eine SEM der Oberfläche einer p-leitenden mehrlagigen Al0,3Ga0,7N-Schicht.
  • 10 zeigt einen θ-2θ-XRD-Scan auf der Achse eines Mg-dotierten Al0,4Ga0,6N/GaN-Übergitters.
  • 11A zeigt ein Diagramm, welches das Anwachsen einer AlGaN-Schicht unter Bedingungen eines Galliumüberschussflusses darstellt. 11B zeigt ein Diagramm der Potentialenergieschwankungen im Leitungs- und Valenzband als Funktion der Abscheidung überschüssigen Galliums in 11A.
  • 12 zeigt die epitaxiale Struktur von AlGaN/AlGaN-MQW-Proben, die verwendet werden, um die IQE zu untersuchen.
  • 13A zeigt eine SEM, welche die Oberflächenmorphologie der Probe V2666 bei 50.000-facher Vergrößerung zeigt. 13B zeigt dieselbe Probe bei 20.000-facher Vergrößerung. Die Pfeile weisen auf Oberflächenfehler aufgrund unvollständiger Filmkoaleszenz hin. Die Probe wuchs unter nahezu stöchiometrischen Bedingungen an.
  • 14A zeigt eine SEM, welche die glatte Oberflächenmorphologie der Probe V2658 bei 50.000-facher Vergrößerung zeigt. 14B zeigt dieselbe Probe bei 20.000-facher Vergrößerung. Die Pfeile weisen auf ein nitridiertes Tröpfchen hin.
  • 15A zeigt eine SEM, welche die Oberflächenmorphologie der Probe V2661 bei 50.000-facher Vergrößerung zeigt. 15B zeigt dieselbe Probe bei 20.000-facher Vergrößerung. Die Pfeile weisen auf ein nitridiertes Tröpfchen hin.
  • 16A zeigt eine SEM, welche die Oberflächenmorphologie der Probe V2665 bei 50.000-facher Vergrößerung zeigt. 16B zeigt dieselbe Probe bei 20.000-facher Vergrößerung. Die Pfeile weisen auf ein nitridiertes Tröpfchen hin.
  • 17 zeigt Kathodenlumineszenzspektren CL von Al0,5Ga0,5N/Al0,6Ga0,4N-MQW-Proben.
  • 18 zeigt ein Diagramm der epitaxialen Struktur einer allgemeinen UV-LED.
  • 19 zeigt ein Diagramm einer UV-LED mit angebrachten Kontakten zur Verwendung bei der Auswertung der Elektrolumineszenz auf Wafer-Ebene.
  • 20 zeigt ein Diagramm eines experimentellen Aufbaus, der zum Messen der Elektrolumineszenz auf Wafer-Ebene verwendet wird.
  • 21 zeigt ein Diagramm der epitaxialen Struktur einer LED, die bei 322 nm emittiert.
  • 22 zeigt ein Diagramm der epitaxialen Struktur einer asymmetrischen Tief-UV-LED mit einem einzelnen Quantentopf, welche eine n-leitende mehrlagige AlGaN-Schicht in der n-Zone und eine einzelne p-leitende AlGaN-Schicht in der p-Zone beinhaltet.
  • 23A zeigt den AlN-Molenbruch nach Schichten für ein herkömmliches LED-Design, das in 23B dargestellt ist, mit einer größeren Energielücke für n-leitendes AlGaN als für die AlGaN-QW-Barriereschicht.
  • 24A zeigt den AlN-Molenbruch nach Schichten für ein Sub-300 nm-LED-Design, das in 24B dargestellt ist, mit einer kleineren Energielücke für n-AlGaN als für den AlGaN-QW und einer dreischichtigen n-leitenden AlGaN-Struktur neben der ersten Barriere, um die Elektroneninjektion zu erhöhen.
  • 25 zeigt ein Diagramm der epitaxialen Struktur einer Sub-300 nm-Tief-UV-LED mit niedrigerem AlN-Molenbruch in der AlGaN-Schicht bzw. den AlGaN-Schichten als in der aktiven Zone.
  • 26 zeigt Elektrolumineszenzspektren einer erfindungsgemäßen LED-Einheit bei Dauerstrich-Ladungsträgerinjektion.
  • 27 zeigt Elektrolumineszenzspektren einer erfindungsgemäßen LED-Einheit bei einem Wechselstrom-Injektionsstrom von 10 mA bis 200 mA.
  • 28 zeigt die integrierte optische Ausgangsleistung und die EQE der Einheit, deren Spektren in 27 dargestellt sind, bei einem Wechselstrom-Injektionsstrom von 10 mA bis 200 mA.
  • 29 zeigt die I-V-Charakteristik einer erfindungsgemäßen LED-Einheit.
  • 30 zeigt Elektrolumineszenzspektren einer erfindungsgemäßen LED-Einheit bei einem Wechselstrom-Injektionsstrom bei 2% und 5% Einschaltdauer.
  • 31 zeigt die integrierte optische Ausgangsleistung und die EQE als Funktion des Treibstroms für die LED-Einheit, deren Spektren in 30 dargestellt sind.
  • 32 zeigt Elektrolumineszenzspektren einer erfindungsgemäßen LED-Einheit bei dem angegebenen Wechselstrom-Injektionsstrom.
  • 33 zeigt die integrierte optische Ausgangsleistung und die EQE als Funktion des Treibstroms für die LED-Einheit, deren Spektren in 32 dargestellt sind.
  • 34 ein Diagramm der epitaxialen Struktur von LEDs, die verwendet werden, um den Einfluss des Galliumflusses auf die Leistung der Einheit zu untersuchen.
  • 35 zeigt Elektrolumineszenzspektren einer erfindungsgemäßen 273 nm-LED-Einheit bei Wechselstrom-Injektionsstrom. Das innere Bild zeigt die L-I-Charakteristik und die EQE der Einheit bei Dauerstrich-Wechselstrom-Injektionsstrom.
  • 36 zeigt die Peak-Elektrolumineszenzemissions-Wellenlänge als Funktion des AlN-Molenbruchs in den Quantentopfschichten für erfindungsgemäße LEDs („BU” durchgezogene Kurve, Rautensymbole) im Vergleich zu herkömmlichen UV-LEDs, die ohne Verwendung eines Galliumüberschusses hergestellt werden (unterbrochene Kurve, andere Symbole). Die erfindungsgemäßen LEDs zeigen im Vergleich zu herkömmlichen LEDs bei demselben AlN-Molenbruch eine zum Rotlicht hin verschobene Emission.
  • 37 zeigt die Elektrolumineszenzemissionsspektren verschiedener UV-LEDs, die gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt wurden.
  • DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG
  • Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben Verfahren zur Herstellung von im ultravioletten Bereich emittierenden LEDs entwickelt, welche viele der Schwierigkeiten vermeiden, die bisher mit solchen Einheiten verbunden waren. Insbesondere durch die Anwendung Wachstumsbedingungen mit Ga-Überschuss kann man kristallines AlGaN hoher Qualität ohne die Risse und Dislokationen anwachsen lassen, die für dieses Material typisch sind, und wenn dieses Verfahren zum Anwachsen einer Quantentopfschicht und gegebenenfalls für andere Schichten angewendet wird, enthält die resultierende LED Bandstruktur-Potentialschwankungen, welche zu einer viel höheren internen Quantenausbeute und Lichtleistung führen.
  • Erfindungsgemäße Verfahren können angewendet werden, um Einheiten zur Verwendung bei der Wasserreinigung, bei der Oberflächensterilisierung, in der Kommunikation, bei der Datenspeicherung und beim Datenabruf, bei der Epoxidhärtung, in der medizinischen Therapie und in einer Vielfalt elektronischer Vorrichtungen herzustellen. Sie sind besonders geeignet für die Herstellung von LEDs, z. B. UV-LEDs. Sie können auch angewendet werden, um optoelektronische Emitter herzustellen, die aus einer Mehrfach-Quantentopfstruktur mit eigenleitendem Halbleiter in Kombination mit einer äußeren Anregungseinheit hergestellt sind, z. B. durch, ohne darauf beschränkt zu sein, Photonenanregung oder Elektronenstrahlanregung. Im Bereich der Sterilisierung, Reinigung und biologischen Forschung können die Verfahren und Einheiten der Erfindung in der Dermatologie, in Biosensoren, in der Blut- und Serumanalyse, in der DNA-Sequenzierung und bei Mikroarrays (z. B. bei Nukleinsäure- und Protein-Mikroarray-Systemen), in der Mikroskopie und in Abbildungsverfahren, in der Hornhautbehandlung, bei der Zahnbürstensterilisierung, bei der Photodesodorierung der Luft, in der maskenlosen Lithographie, bei der Erkennung und Abtötung von Bakterien, und bei der allgemeinen Dekontaminierung angewendet werden. Im militärischen Bereich, in der Sicherheitstechnik und in der Landwirtschaft können die Verfahren und Einheiten der Erfindung für die Echtheitsprüfung von Banknoten, für die Anthrax-Erkennung, in der Pass- und Ausweiskontrolle, bei forensischen Untersuchungen, bei der Maschinensicht, bei der Sichtmanipulation für Insekten und der Insektenanlockung angewendet werden. In den Bereichen der Industrie und Anwendungen für Hobby und Sport können die Verfahren und Einheiten der Erfindung für Tinten, Klebstoffe, Beschichtungen, Verkapselungsmittel, bei der Skorpionerkennung, für Angelköder, für die Aquariumbeleuchtung, für die Mineralien- oder Korallenfluoreszenz, für die Chipverfolgung, für die Leckerkennung und in der Spektrofluorimetrie angewendet werden.
  • Obwohl die Erfindung nicht auf einen speziellen Mechanismus beschränkt werden soll, wird angenommen, dass durch die Anwendung von Wachstumsbedingungen mit Ga-Überschuss ein Anwachsen durch Flüssigphasenepitaxie hervorgerufen wird, wobei Ga-Atome eine flüssige Phase an der Wachstumsfläche bilden, was erforderlich macht, dass sich ankommende Al- und N-Atome vor dem Einbau in den wachsenden Kristall zunächst in der flüssigen Ga-Phase lösen. Durch lokale Heterogenitäten in der Dicke der flüssigen Ga-Phase werden dann isolierte Zonen mit niedrigerem AlN-Molenbruch erzeugt, die lateral über die Wachstumsfläche verteilt sind. Durch die Wachstumsbedingungen mit Ga-Überschuss wird eine im atomaren Maßstab glatte Fläche erzeugt, von welcher angenommen wird, dass sie auch aus dem LPE-Wachstumsmechanismus resultiert.
  • In früheren Arbeiten anderer ( US-Patentschrift 7,498,182 ) sind angeblich AlGaN-LEDs mit Inhomogenitäten hergestellt worden, die aus dem Wachstum unter Stickstoffbeschränkung resultieren. Die Inhomogenitäten, die durch das Wachstum unter Stickstoffbeschränkung erzeugt werden, führen zu lokalen Variationen des AlN-Molenbruchs, Bandstruktur-Potentialschwankungen und einer zum Rotlicht hin verschobenen Emission. Das Wachstum unter Stickstoffbeschränkung führt jedoch zu einem facettenartigen Wachstumsmodus, der zu einer facettenartigen fehlerhaften Oberflächenstruktur führt, und durch welchen eine LED mit deutlich niedrigerer interner Quantenausbeute als mit dem Verfahren der vorliegenden Erfindung hergestellt wird.
  • Die vorliegende Erfindung stellt auch verschiedene Designelemente bereit, durch welche zusammen mit der Verwendung eines Galliumüberschusses während des Schichtwachstums die Leistungsfähigkeit einer UV-LED mit Bandstruktur-Potentialschwankungen optimiert wird. 1 veranschaulicht das Grunddesign einer erfindungsgemäßen UV-LED 90, welche unten beschrieben wird.
  • Halbleitermaterialschichten, welche AlGaN umfassen, lässt man epitaxial auf dem Substrat 10 anwachsen. Das Substratmaterial sollte das epitaxiale Anwachsen von III-Nitriden wie AlGaN unterstützen können und sollte eine hohe Durchlässigkeit für UV-Licht aufweisen, so dass Licht aus dem unteren Bereich der Einheit extrahiert werden kann. Geeignete Substrate sind z. B. c-Saphir, a-Saphir, m-Saphir, r-Saphir, c-AlN, a-AlN, m-AlN, r-AlN, (001)-Si, (111)-Si, c-SiC, a-SiC, m-SiC, r-SiC, c-ZnO, a-ZnO, m-ZnO und r-ZnO. Die Flächen des Substrats können glatt sein, oder beide Flächen können texturiert sein, um die Lichtextraktion zu verbessern. C-Ebenen-Saphirsubstrate werden bevorzugt, sowie Saphirsubstrate, welche vor dem Anwachsen einer Pufferschicht durch Behandlung mit Ammoniak oder plasmaaktiviertem Stickstoff nitridiert worden sind.
  • Die Pufferschicht 20 lässt man direkt auf dem Substrat anwachsen, und sie enthält eine polykristalline oder nicht monokristalline Struktur (d. h. ein im Wesentlichen kristallines Material, welches einige Defekte oder Grenzen enthält). Der Zweck der Pufferschicht ist es, ein Quasi-Nitridsubstrat einzurichten, auf welchem der AlGaN-Film unter Druckspannung mit verringerter Dichte an Verwindungs-Dislokationen und hoher Kristallqualität anwachsen kann. Bei der Pufferschicht kann es sich um ein beliebiges III-Nitridmaterial wie AlN, GaN, AlGaN, InAlGaN oder Mischungen dieser handeln. AlN ist das bevorzugte Material für die Pufferschicht. Die Pufferschicht kann eine Dicke im Bereich von 10 nm bis 100 Mikrometer aufweisen. Vorzugsweise ist die Pufferschicht im Vergleich LEDs des sichtbaren Lichts etwas dick, um eine Rissbildung des auf der Pufferschicht abgeschiedenen AlGaN zu verhindern. Vorzugsweise liegt die Dicke der Pufferschicht im Bereich von etwa 1 Mikrometer bis etwa 5 Mikrometer. Gegebenenfalls können statt einer einzigen Pufferschicht mehrere Pufferschichten verwendet werden, z. B. 2 bis 3 übereinander liegende Pufferschichten derselben oder unterschiedlicher Materialien. Wenn für die Pufferschicht AlGaN verwendet wird, kann man es unter Bedingungen eines Ga-Überschusses anwachsen lassen. Für die Pufferschicht ist eine hohe Wachstumstemperatur wünschenswert, um epitaxiale AlN-Schichten hoher Qualität zu erzeugen. Die Temperatur für das AlN-Wachstum sollte bei verschiedenen Werkzeugen für das epitaxiale Anwachsen im Bereich von 700°C bis 1.200°C liegen.
  • Die zweite Wachstumsschicht 30 ist eine n-dotierte AlGaN-Schicht, die man auf der Pufferschicht anwachsen lässt. Auf einer frei liegenden Fläche der n-leitenden AlGaN-Schicht wird ein n-Kontakt-Metall 70 abgeschieden, und auf dem Kontaktmetall wird für die Verbindung mit einer Stromquelle ein n-Kontaktfleck 75 abgeschieden. Bei der zweiten Wachstumsschicht kann es sich um einen AlaGa1-aN-Film handeln, der n-leitend mit Si, Ge oder anderen möglichen Dotierstoffen des n-Typs dotiert ist. Sie weist eine Dicke von etwa 100 nm bis zu etwa 10 Mikrometern auf und wächst direkt auf der Pufferschicht bzw. den Pufferschichten an. Das Si-Dotierniveau kann im Bereich von 1 × 1016 cm–3 bis 1 × 1021 cm–3 liegen. In Abhängigkeit von der beabsichtigten Emissionswellenlänge variiert der AlN-Molenbruch „a” in der Formel AlaGa1-aN von 0% für Einheiten, die bei 360 nm emittieren, bis 100% für Einheiten, die dafür vorgesehen sind, bei 200 nm zu emittieren. Der n-leitende AlGaN-Film kann auch als mehrlagige Schicht konfiguriert sein, welche eine Vielfalt möglicher AlGaN-Schichtstapel und Stapelkombinationen enthält, z. B., ohne darauf beschränkt zu sein, n-AlGaN-Schichten, die mit verschiedenen Silicium-Verunreinigungsniveaus dotiert sind, und deren Kombinationen. Durch die Verwendung einer mehrlagigen n-AlGaN-Schicht kann die laterale Leitfähigkeit verbessert werden. In einer typischen Ausführungsform wird eine dreischichtige Stapelstruktur verwendet, welche aus einer n-leitenden AlaGa1-aN-Schicht besteht, die so mit Silicium dotiert ist, dass sie freie Elektronenkonzentrationen von 1 × 1017 cm–3, 5 × 1018 cm–3 und 1 × 1019 cm–3 mit entsprechenden Dicken von 1 μm, 500 nm bzw. 300 nm aufweist. Alternativ kann die Schicht 30 mit allmählich steigender oder fallender Si-Dotierstoffkonzentration von 1 × 1016 cm–3 bis zu 1 × 1021 cm–3 dotiert sein, oder sie kann eine feste Si-Dotierstoffkonzentration aufweisen, jedoch einen AlN-Molenbruch, der im Bereich von 0,0001 bis 0,9999 von einer Schicht zur nächsten variiert. Die n-Kontakt-Metallschichten werden vorzugsweise mit der höchsten Si-Dotierung auf der n-AlGaN-Schicht gebildet. In die n-AlGaN-Schicht kann auch Indium eingebaut werden, um die strukturelle Qualität der Schichten zu verbessern und für einen Spannungsabbau zu sorgen. Die Gesamtdicke der n-AlGaN-Schicht oder -Schichten kann im Bereich von etwa 500 nm bis etwa 4 Mikrometer liegen. Alle oben beschriebenen n-leitenden AlGaN-Schichten lässt man vorzugsweise unter Bedingungen eines Ga-Überschusses anwachsen.
  • Da die UV-LEDs der vorliegenden Erfindung eine zum Rotlicht hin verschobene Emission aufweisen, kann im Vergleich zu herkömmlichen UV-LEDs der AlN-Molenbruch in der n-leitenden AlGaN-Schicht bzw. den n-leitenden AlGaN-Schichten verringert werden und das Si-Dotierniveau erhöht werden. Hierdurch wird das Auftreten von Rissen verringert und das Erfordernis einer Übergitterstruktur zur Spannungsregulierung vermieden, wodurch das Herstellungsverfahren vereinfacht wird und die Qualität des kristallinen III-V-Materials verbessert wird. In einigen Ausführungsformen enthält eine LED gemäß der vorliegenden Erfindung gar keine Übergitterstruktur.
  • Bei den aktiven Schichten 40 kann es sich entweder um einen einzigen Quantentopf oder um Mehrfach-Quantentöpfe (Multiple Quantum Wells, MQWs) handeln, welche man auf der obersten der n-leitenden AlGaN-Schichten anwachsen lässt. Jeder Quantentopf besteht aus einer Quantentopfschicht 42 zwischen zwei Barriereschichten 44 (vgl. 22 für ein Beispiel für Quantentopfschichten und Barriereschichten).
  • Die Quantentopf- und Barriereschichten enthalten AlxGa1-xN/AlyGa1-yN, wobei 0 < x < y < 1, wobei x für den AlN-Molenbruch einer Quantentopfschicht steht und y für den AlN-Molenbruch einer Barriereschicht steht. Die MQWs beginnen mit einer ersten Barriereschicht Aly1Ga1-y1N (0 < y1 < 1) auf der letzten mehrlagigen n-AlGaN-Schicht, wobei y1 denselben, einen niedrigeren oder einen höheren AlN-Molenbruch als die letzte n-leitende AlGaN-Schicht darstellen kann und die Dicke der ersten Barriereschicht etwa 0,1 nm bis etwa 100 nm betragen kann. Auf der ersten Barriereschicht lässt man eine Alx1Ga1-x1N-Quantentopfschicht mit einem niedrigeren AlN-Molenbruch als in der Barriereschicht anwachsen; die Dicke der Quantentopfschicht beträgt etwa 0,1 nm bis 100 nm. Auf der Quantentopfschicht lässt man als zweite Barriereschicht eine andere Aly2Ga1-y2N-Schicht anwachsen. Die zweite Barriereschicht weist einen höheren AlN-Molenbruch als die Quantentopfschicht auf, um für eine Quantenbegrenzung zu sorgen (0 < x1 < y2 < 1). y2 kann kleiner oder gleich y1 sein. Die Dicke der zweiten Barriere beträgt etwa 0,1 nm bis etwa 100 nm. Im Allgemeinen ist die letzte Barriereschicht dicker als die erste Barriereschicht. Die Quantentopf- und Barriereschichten kann man unter Verwendung eines Ga-Überschusses anwachsen lassen.
  • Auf der letzten Barriere der aktiven Zone lässt man einen p-leitend dotierten (z. B. Mg-dotierten) AlGaN-Film anwachsen, bei welchem es sich um eine Elektronensperrschicht (Electron Blocking Layer, EBL) 50 handelt. Diese Schicht weist einen höheren AlN-Molenbruch auf als die Barriereschichten. Die EBL lässt man in einer Dicke im Bereich von etwa 1 nm bis etwa 30 nm anwachsen. Die Rolle dieser Schicht ist es zu verhindern, dass Elektronen, die von der n-Seite in die aktive Zone injiziert werden, die p-Seite der LED-Struktur erreichen. Die Mg-dotierte AlGaN-EBL kann auch durch eine (Mg-dotierte oder undotierte) AlN-Schicht ersetzt werden, die man mit Ga-Überschuss anwachsen lässt. Eine AlGaN-EBL und eine AlN-EBL können auch kombiniert werden. Die EBL lässt man vorzugsweise mit Ga-Überschuss anwachsen.
  • Nach der Elektronensperrschicht werden eine oder mehrere p-leitend dotierte (z. B. Mg-dotierte) AlGaN-Schichten 60 abgeschieden. Der AlN-Molenbruch kann im Bereich von 0% bis 100% liegen, und die Dicke dieser Schicht oder mehrlagigen Schicht kann im Bereich von etwa 2 nm bis etwa 100 nm (Einzelschicht) oder etwa 500 nm (mehrlagige Schicht) liegen. Eine mehrlagige Schicht, die in dieser Zone verwendet wird, kann die laterale Leitfähigkeit verbessern. Das Mg-Dotierniveau kann von 1 × 1016 cm–3 bis zu 1 × 1021 cm–3 variieren. In einer Ausführungsform der beträgt der AlN-Molenbruch der Schicht 60 die Hälfte desjenigen der EBL. In einer anderen Ausführungsform ist die Schicht 60 in zwei Schichten aufgeteilt, eine erste p-leitende AlGaN-Schicht und eine zweite Schicht aus p-leitendem GaN (Kontaktschicht). Der AlN-Molenbruch der p-leitenden AlGaN-Schicht der Schicht 60 beträgt die Hälfte des AlN-Molenbruchs der EBL. In einer Variante dieser Ausführungsform wird eine mehrlagige Schicht verwendet, welche abwechselnde p-AlGaN- und p-GaN-Schichten enthält. Eine Mg-dotierte reine GaN-Schicht, angewachsen auf der letzten Schicht mehrlagiger p-leitender AlGaN-Schichten, wird vorzugsweise als die abschließende oberste Schicht der UV-LED-Struktur verwendet. Die p-GaN-Schicht dient als die Kontaktschicht, wo Kontakt-Metallstapel (80, 85) abgeschieden werden, um Ohm'sche p-Kontakte zu der LED-Struktur zu bilden. Die p-GaN-Schicht kann man mit Indium in einer Konzentration im Bereich von 1 × 1016 cm–3 bis 1 × 1021 cm–3 anwachsen lassen. Das Mg-Dotierniveau kann von 1 × 1016 cm–3 bis zu 1 × 1021 cm–3 variieren. Die Schicht 60 oder ihre Komponentenschichten lässt man vorzugsweise mit Galliumüberschuss anwachsen.
  • Durch das LED-Design und die Wachstumsmethodik der vorliegenden Erfindung kann die LED-Ausbeute auf verschiedene Weise verbessert werden. Wie sie hierin verwendet wird, bezieht sich die „interne Quantenausbeute” oder IQE auf das Verhältnis der Anzahl an Photonen, die durch strahlende Rekombination aus der aktiven Zone der LED (üblicherweise Quanten-Heterostrukturen) emittiert werden, zu der Anzahl an Elektronen-Defektelektronen-Paaren, die in die LED injiziert werden. Die IQE kann zum Beispiel verbessert werden, indem man die AlGaN-Schichten der Einheit oder zumindest eine Quantentopfschicht der Einheit unter Ga-Überschuss-Bedingungen anwachsen lässt, um Bandstruktur-Potentialschwankungen zu erzeugen. Wie sie hierin verwendet wird, bezieht sich die „Extraktionsausbeute” oder EE (Extraction Efficiency) auf den Anteil der erzeugten Photonen, die aus der LED-Einheit (einschließlich epitaxialer Schichten, Metallkontakte und Verkapselungen) in die Luft entweichen. Um die Extraktionsausbeute zu erhöhen, muss die Lichtemission aus der aktiven Zone durch Brechung einen Weg bis an die Luft finden, anstatt sich innerhalb der LED fortzupflanzen und in Wärme umgewandelt zu werden. Die Ladungsträgerinjektionsausbeute (Injection Efficiency, IE) bezieht sich auf das Verhältnis der Elektronen-Defektelektronen-Paare, die in die aktive Zone der LED injiziert werden, zu den Elektronen und Defektelektronen, die der Einheit zugeführt werden. Die LED-Designs der vorliegenden Erfindung erhöhen die IE, zum Beispiel durch die Verwendung von Polarisationsdotierungsschichten oder mehrlagigen Polarisationsdotierungsschichten in den n-leitenden und/oder p-leitenden AlGaN-Schichten. Die externe Quantenausbeute (EQE) ist das Verhältnis des extrahierten Lichts in der Form von Photonen zu den injizierten Elektron-Defektelektron-Paaren. Sie ist das Produkt der internen Quantenausbeute, der Ladungsträger-Injektionsausbeute und der Extraktionsausbeute.
  • Anwachsen von AlGaN unter stöchiometrischen Bedingungen
  • Beim „stöchiometrischen Anwachsen” von AlxGa1-xN durch plasmaunterstützte MBE der Fluss von aktiven Stickstoffatomen (atomare, ionische und metastabile Stickstoffradikale, z. B. N2*) gleich groß wie die Summe der Flüsse der Aluminium- und Galliumatome. Das heißt, N = Al + Ga. Die Aluminium- und Galliumatome, die an dem Wachstumsprozess beteiligt sind, werden über ihren Strahläquivalenzdruck (Beam Equivalent Pressure, BEP) gemessen, der auch als ihr „Fluss” bezeichnet wird. Die Aluminium- und Galliumflüsse werden über die Temperaturen der Aluminium- und Galliumquellenzellen in dem MBE-System gesteuert, welche der Oberfläche des Substrats zugewandt sind. Der Fluss an aktivem Stickstoff wird über die Plasmaleistung (in Watt) und den Stickstoffquellengasstrom (in Standardkubikzentimetern, sccm) gesteuert. Die Menge an aktiven Stickstoffatomen, die bei einer gegebenen Plasmaleistung und einem gegebenen Stickstoffquellengasstrom erzeugt werden, kann indirekt gemessen werden, indem man unter stöchiometrischen Bedingungen einen reinen AlN-Film anwachsen lässt, wobei sich jedes aktive Stickstoffatom mit einem Aluminiumatom verbindet. Deswegen ist der äquivalente „Fluss” an aktivem Stickstoff gleich groß wie der Aluminiumfluss (der Aluminium-BEP), oder N = Al. Ein Verfahren zum Identifizieren stöchiometrischer Bedingungen während des Filmwachstums ist durch Reflexions-Hochenergie-Elektronendiffraktion (RHEED). Bei einem Anwachsen unter stöchiometrischen Bedingungen ist die RHEED-Struktur hell und streifenförmig, und wenn die Al-Zufuhr unterbrochen oder gestoppt wird, zeigt die RHEED sofort ein 2×2-Rekonstruktionsmuster.
  • Wenn zum Beispiel der Al-Fluss (BEP) für das stöchiometrische Anwachsen von AlN 7 × 10–7 Torr beträgt, dann beträgt der Fluss an aktivem Stickstoff 7 × 10–7 Torr.
  • Für einen gegebenen Al-Fluss kann man die Plasmaleistung oder den Stickstoffquellengasstrom einstellen, um die stöchiometrische Bedingung zu erhalten. Alternativ kann man für eine bestimmte Plasmaleistung oder einen bestimmten Stickstoffquellengasstrom, bei welcher/welchem eine bestimmte Menge an aktivem Stickstoff erzeugt wird, den Al-Fluss (die Al-Quellenzellentemperatur) einstellen, um die stöchiometrische Bedingung zu erhalten.
  • Steuerung des AlN-Molenbruchs im AlGaN
  • Um AlGaN eines bestimmten AlN-Molenbruchs anwachsen zu lassen, kann man den für stöchiometrisches Anwachsen vorgegebenen Fluss an aktivem Stickstoff nehmen und diesen mit dem gewünschten AlN-Molenbruch multiplizieren, um den benötigten Al-Fluss zu berechnen. Um zum Beispiel Al0,6Ga0,4N mit einem Fluss an aktivem Stickstoff von 7 × 10–7 Torr anwachsen zu lassen, ist der benötigte Al-Fluss 4,2 × 10–7 Torr. Der tatsächliche AlN-Molenbruch in dem AlGaN-Produkt kann durch eine Vielfalt an Messungen nach dem Anwachsen überprüft werden, z. B. durch Röntgendiffraktion, optische Transmission/Reflexion und Rutherford-Rückstreuung. Der verbleibende Ga-Fluss kann dann über die folgende Beziehung ermittelt werden: Ga-Fluss = Fluss an aktivem Stickstoff – Al-Fluss = 7 × 10–7 – 4,2 × 10–7 = 2,8 × 10–7
  • Man beachte, dass dieser Ga-Fluss für die genaue Menge an Gallium sorgt, die benötigt wird, um für den gegebenen Fluss an aktivem Stickstoff und den gewünschten AlN-Molenbruch AlGaN unter stöchiometrischen Bedingungen anwachsen zu lassen. Unter stöchiometrischen Bedingungen angewachsenes AlGaN führt zu einem dünnen Film mit facettenartiger und rauer Oberflächenmorphologie, welcher Fehler auf der Oberfläche aufweist. Dies führt jedoch zu einer niedrigen internen Quantenausbeute.
  • Sowohl unter stöchiometrischen Bedingungen als auch unter Ga-Überschuss beim Anwachsen von AlGaN wird der AlN-Molenbruch ausschließlich durch den Al-Fluss bestimmt, da Stickstoffatome zuerst vorzugsweise mit Al-Atomen und anschließend mit Ga-Atomen verbinden.
  • Anwachsen von AlGaN unter Galliumüberschussbedingungen
  • Bei bevorzugter Reaktivität des N mit Al gegenüber Ga ist kein Al-Überschuss möglich, solange die Gesamtmenge Al + Ga kleiner oder gleich der Menge an N ist. Es tritt jedoch ein Ga-Überschuss immer dann auf, wenn der verwendete Ga-Fluss die Menge an Ga übersteigt, die für ein stöchiometrisches Anwachsen benötigt wird, also die Menge (aktiver N – Al).
  • In der vorliegenden Erfindung werden durch das Anwachsen unter Ga-Überschussbedingungen Bandstruktur-Potentialschwankungen in das AlGaN eingeführt. Hier bedeutet „Ga-Überschussfluss” die beim Anwachsen verwendete Ga-Menge, die größer als die Menge ist, die benötigt wird, um die Stöchiometrie zu erreichen. Um zum Beispiel Al0,6Ga0,4N unter Ga-Überschussbedingungen anwachsen zu lassen, kann man denselben Fluss an aktivem Stickstoff und Al-Fluss verwenden und einen stärkeren Ga-Fluss einsetzen, als für stöchiometrische Bedingungen nötig wäre. Bei Verwendung der oben angegebenen Flusswerte, wo der Fluss an aktivem N = 7 × 10–7 Torr und der Al-Fluss = 4,2 × 10–7 Torr, erhielte man einen Ga-Überschuss, wenn man eine Menge von mehr als 2,8 × 10–7 Torr verwenden würde, zum Beispiel 2,8 × 10–6 Torr.
  • Wie er hierin verwendet wird, kann der Begriff „Galliumüberschuss” oder „Galliumüberschussverhältnis” auch als Verhältnis des verwendeten Ga-Flusses zu dem Ga-Fluss ausgedrückt werden, der für das stöchiometrische Anwachsen für den gewünschten AlN-Molenbruch benötigt wird. Ga-Überschuss = Gesamt-Ga-Fluss/für Stöchiometrie benötigter Ga-Fluss
  • In dem obigen Beispiel beträgt das Ga-Überschuss-Verhältnis = 2,8 × 10–6/2,8 × 10–7 = 10.
  • Der Ga-Überschuss wird nicht in den anwachsenden Film eingebaut, sondern stabilisiert sich an der anwachsenden Oberfläche und bildet eine Ga-Metallschicht mit Variationen der Dicke, die lateral über die Wachstumsfläche verteilt sind. Dies führt zu einem Anwachsen durch Flüssigphasenepitaxie (Liquid Phase Epitaxy, LPE), wodurch sich die ankommenden aktiven Stickstoff- und Al-Atome an der Oberfläche in dem Flüssigphasen-Ga-Metall lösen und das Ga sättigen, so dass ein AlGaN-Film abgeschieden wird. Durch dieses Verfahren werden AlGaN-Filme mit einer im atomaren Maßstab glatten Oberflächenmorphologie, starken Bandstruktur-Potentialschwankungen und einem stark zum Rotlicht hin verschobenen Emissionsspektrum in LEDs, die unter Verwendung des Materials in ihrer aktiven Zone hergestellt werden, und LEDs mit einer sehr hohen internen Quantenausbeute erzeugt.
  • Das Anwachsen von AlGaN-Filmen unter Ga-Überschussbedingungen ist in 11 dargestellt. Der obere Teil der Figur zeigt eine anwachsende AlGaN-Schicht im Querschnitt, während der untere Teil die entsprechenden Potentialenergieniveaus des Leitungsbands 100 und des Valenzbands 120 zeigt. Die Schicht enthält Kristalldefekte und Dislokationen 105, welche großen Energielücken entsprechen. Das Vorliegen von flüssigem Ga 150 auf der Oberfläche beeinflusst den Einbau von ankommenden Al-Atomen 160, N-Atomen 170 und Ga-Atomen 180, welche nicht mehr direkt in die Kristallstruktur eingebaut werden, sondern sich zunächst in der flüssigen Ga-Phase an der Oberfläche lösen. Lokale Ga-Überschusszonen bewirken eine lokale Verringerung des AlN-Molenbruchs, was Bandstruktur-Potentialschwankungen entspricht, welche bevorzugte Stellen für die Rekombination von Elektronen 120 und Defektelektronen 130 bilden, welche zur Lichtemission 5 führt.
  • Aufgrund des Effekts des überschüssigen flüssigen Ga an bestimmten Stellen auf der anwachsenden Fläche werden in der anwachsenden AlGaN-Schicht kleine isolierte Bereiche mit verringertem AlN-Molenbruch erzeugt. Obwohl der AlN-Molenbruch in bestimmten isolierten mikroskopischen Zonen verringert ist, bleibt der makroskopische AlN-Molenbruch, gemessen durch Röntgendiffraktion und Messungen der optischen Transmission und Reflexion, derselbe, wie er durch das Verhältnis des Al-Flusses zum Fluss an aktivem N während des Anwachsens bestimmt wird. Die mikroskopischen Zonen verringerten AlN-Molenbruchs liegen im Nanometerbereich einer Größe von bis zu 100 nm, 200 nm, 500 nm oder bis zu etwa 1 Mikrometer (Durchmesser).
  • Die Wachstumsgeschwindigkeiten von AlGaN-Filmen wurden über einen weiten Bereich von AlN-Molenbrüchen und Ga-Überschussverhältnissen ausgewertet. Um die hierin beschriebenen Eigenschaften zu erzeugen, können Ga-Überschussverhältnisse im Bereich von etwa 1,01 bis etwa 100 angewendet werden. Alternativ können Ga-Überschussverhältnisse im Bereich von etwa 1,1 bis 100; 1,1 bis 50; 1,1 bis 20; 1,1 bis 10; 1,1 bis 5; 2 bis 5; 2 bis 10; 2 bis 20; 5 bis 10; 5 bis 20; 5 bis 50; 10 bis 20 und 10 bis 50 angewendet werden.
  • Das effektive Ga-Überschussverhältnis hängt auch von der Substrattemperatur ab. Sehr hohe Substrattemperaturen können das überschüssige Ga-Metall, welches die anwachsende Fläche bedeckt, aufgrund des Wiederverdampfens der Ga-Atome effektiv verringern. Vorzugsweise sollte die Substrattemperatur im Bereich von etwa 500°C bis etwa 1.000°C liegen. Die Substrattemperatur kann durch eine Temperaturmessvorrichtung, die an der Rückseite des Saphirsubstrats ist, oder durch ein Pyrometer gemessen werden, welches der Fläche des anwachsenden Halbleiterfilms zugewandt ist.
  • Techniken des Anwachsens
  • Um die Verfahren der Erfindung durchzuführen, kann jedes Verfahren angewendet werden, mit welchem man III-Nitrid-Halbleitermaterialien, z. B. AlN, AlGaN und GaN, anwachsen lassen kann. Beispiele für solche Verfahren sind die Molekularstrahlepitaxie (MBE), die plasmaunterstützte Molekularstrahlepitaxie (PA-MBE), die Elektronenzyklotronresonanz-Molekularstrahlepitaxie (ECR-MBE), die Gasquellen-Molekularstrahlepitaxie (GS-MBE), die metallorganische chemische Abscheidung aus der Gasphase (MOCVD oder MOVPE) und die Atomschichtabscheidung (ALD). Der Praktiker, der mit diesen Verfahren umgeht, ist in der Lage, die Bedingungen so einzustellen, dass man während des Anwachsens einen Ga-Überschuss erhält.
  • BEISPIELE
  • Beispiel 1
  • Anwachsen von AlGaN-Schichten durch plasmaunterstützte MBE
  • Um monokristalline epitaxiale Filme hoher Qualität von III-Nitriden abzuscheiden, wurde die plasmaunterstützte MBE angewendet. Das angewendete GenII-MBE-System ist schematisch in 2 dargestellt. Das epitaxiale Anwachsen erfolgte in einer Ultrahochvakuum(UHV)-Umgebung (typischerweise bei 10–10 Torr), und deswegen wurde das in den Film eingebaute Hintergrundverunreinigungsniveau wirksam verringert. Die Epitaxie schritt voran, indem man „Molekularstrahlen” der konstituierenden Elemente auf die Wachstumsfläche auftreffen ließ, wo sie ankommen, diffundieren, wieder verdampfen und schließlich in den anwachsenden Film eingebaut werden. Die Molekularstrahlen wurden durch Heizöfen (Effusionszellen 305, 306, 307, eine für jedes metallische Element, z. B. Gallium, Aluminium und Indium) zugeführt, wo hochreine Pellets der entsprechenden Materialien in pyrolytischen Bornitrid-Tiegeln gelagert wurden und auf ihre Sublimationstemperaturen erwärmt wurden. Das Wachstum schritt in dem molekularen Flussregime voran, wobei verdampfte Atome wegen der langen mittleren freien Wege unter Vakuum in der Vakuumkammer nicht miteinander in Wechselwirkung treten, bis sie die Wachstumsfläche erreichen. Vor jeder Effusionszelle gibt es einen mechanischen Verschluss (der für eine chemische Stabilität bei hohen Temperaturen bis zu 1.400°C gewöhnlich aus Molybdän oder Tantal hergestellt ist), welcher entweder manuell oder durch einen Computer gesteuert werden kann, wodurch eine genaue Steuerung der chemischen Zusammensetzung der hergestellte epitaxialen Schichten ermöglicht wird. Die Wachstumsgeschwindigkeit von epitaxialen Filmen, die durch MBE hergestellt wurden, betrug im Allgemeinen weniger als 1 μm je Stunde.
  • Stickstoff wurde in Form von molekularen Stickstoffradikalen zugeführt, die durch eine RF-Plasmaquelle aktiviert wurden. Um molekulare Stickstoffradikale zu aktivieren, welche metastabile Stickstoffteilchen (atomare, anionische und N2*) enthalten, wurde eine Applied-Epi-Uni-Bulb-Plasmaquelle verwendet. Im Vergleich zum Stickstoff in seinem molekularen Zustand (N2) wurden die aktiven Stickstoffradikale auf innerhalb der Hälfte eines elektronischen Volt der molekularen Stickstoffbindungsenergie angeregt. Die Bindung war somit an der Wachstumsfront leicht zu spalten, um den Einbau von Stickstoff in den Film zu erleichtern.
  • Das Anwachsen wurde durch reflektive Hochenergie-Elektronendiffraktion (RHEED) in situ überwacht. Das RHEED-System bestand aus einer 10 kV-Elektronenkanone 304, einem Leuchtschirm 309 und einer Kamera. Der Einfallswinkel des Hochenergie-Elektronenstrahls betrug typischerweise 0,5° bis 2,5° in Bezug auf die Oberfläche der Probe. Die obersten Atome in dem Kristallgitter beugen die einfallenden Elektronen wegen der wellenartigen Eigenschaften von Elektronen, und die gebeugten Elektronen interferieren konstruktiv bei speziellen Winkeln, die von der Kristallgitterstruktur, dem Atomabstand und der Wellenlänge der einfallenden Elektronen abhängen. Ein RHEED-Muster mit streifenförmigen Linien zeigte eine flache und glatte Oberfläche an. Die Halbwertsbreite solcher Linien zeigte auch die Kristallqualität des Films an. Ein fleckenförmiges RHEED-Muster stand für raue Oberflächen und dreidimensionales Anwachsen, wenn die Flecken facettenartige Elemente zeigten. Metallansammlung auf der Oberfläche führte zu einem dunklen RHEED-Muster, wo der Kontrast gering war und keine unterscheidbaren Elemente eindeutig aufgelöst werden konnten. Wenn die Oberfläche metallfrei war, war das RHEED-Muster „hell”, und der Kontrast zwischen dem Hintergrund und den Elementen (streifenförmige Linien oder Flecken) war hoch.
  • Die MBE-Wachstumskammer 308 war mit verschiedenen Effusionszellen sowie mit Stickstoffquellen ausgestattet, um die III-Nitrid-Epitaxie zu unterstützen. Die Substratheizung 310 war den Effusionszellen zugewandt und konnte sich während des Anwachsens drehen, um die laterale Homogenität zu verbessern. Ein magnetisch gekoppeltes Laufwerk 301 wurde verwendet, um Proben in dem System zu befördern, und ein Transferstab 302 wurde verwendet, um die Probe auf die Substratheizung zu laden. Ein Schieberventil 311 trennte die Wachstumskammer 308 und die Pufferkammer 303, wo die Probe in einer Hochvakuumumgebung bei bis zu 500°C entgast wurde. Das Vakuumniveau in der Pufferkammer betrug normalerweise 10–8 Torr. Ein weiteres Schieberventil wurde verwendet, um die Pufferkammer von der Eingangs-Beladungs/Verschluss-Kammer zu trennen, wo die Probe nach einer Reinigung mit Säure und einer chemischen Entfettung von außen unter atmosphärischen Bedingungen in das MBE-System eingeführt wurde. Die Probe wurde in der Eingangskammer bei 140°C entgast, bis ihr Druck auf 10–7 Torr fiel.
  • Beispiel 2
  • Analyse von AlGaN-Filmen und Halbleiterstrukturen
  • Die durch plasmaunterstützte MBE erzeugten III-Nitrid-Filme und Vorrichtungen wurden durch SEM- und AFM-Aufnahmen, Röntgendiffraktion, Photolumineszenz, Kathodenlumineszenz und/oder Elektrolumineszenz charakterisiert. Für die SEM-Aufnahmen wurde ein Zeiss-Supra-40VP-System benutzt, und für die AFM wurde ein Digital-Instrument-Dimension-3100-Gerät benutzt. Für die AFM wurden alle Proben im Tapping-Modus gemessen, wobei eine geätzte Si-SPM-Sonde von Mikromasch benutzt wurde. Für die Röntgendiffraktion wurde ein Hochauflösungs-Vierkreisdiffraktometer von Philips benutzt. Der Probentisch konnte in drei Ebenen (ω, ψ und χ) rotieren, und der Detektor konnte in der θ-Ebene rotieren. Die Photolumineszenz (PL) wurde verwendet, um die Lumineszenzeigenschaften der AlGaN-Materialien, insbesondere der MQWs, zu bewerten. Die Elektron-Defektelektron-Paare wurden durch einen Laser erzeugt. Das Emissionsprofil wurde durch Anregen der Probe mit Photonen über der optischen Bandlücke des Materials erhalten. Um AlGaN-Legierungen anzuregen, welche im Wellenlängenbereich von 260 nm bis 300 nm emittieren, wurde als Anregungsquelle ein PhotonSystem-70-224SL-Helium-Silber-Tief-UV-Laser mit einer Peak-Emission bei 224,3 nm und einer Peak-Intensität von 10 mW im gepulsten Modus verwendet. Die Lumineszenz wurde durch eine Kollimationslinse mit großem Durchmesser aufgenommen, die auf einen Eingangsspalt eines 0,5 mm-Spektrometers der Acton Research Group fokussiert war, welches ein holographisches Gitter mit 1.800 Reihen/mm enthielt, das bei 250 nm geblazt war. Das gestreute Licht wurde dann auf einen Photovervielfacher geleitet und durch einen Analog/Digital-Wandler in ein digitales Signal umgewandelt. Um die IQE von MQWs auf AlGaN-Basis als aktive Zone von Tief-UV-LEDs auszuwerten, wurde die temperaturabhängige PL gemessen, indem die Probe auf dem kalten Finger eines Kreislauf-Helium-Kryostaten angebracht wurde, der mit einem Si-Dioden-Temperatursensor und einem Kupferdraht-Heizelement ausgestattet war. Die Minimaltemperatur, die mit dem Kryostaten erreicht werden konnte, war etwa 10 K. Die IQE wurde ermittelt, indem die PL-Intensität bei Raumtemperatur (300 K) durch die bei 10 K erhaltene PL-Intensität dividiert wurde. Die Messungen der Kathodolumineszenz (CL) wurden in einem JEOL-SEM-System durchgeführt. Die Elektron-Defektelektron-Paare wurden durch einen Elektronenstrahl innerhalb des SEM-Systems unter Vakuum erzeugt. Der Elektronenstrahl konnte genau auf die Probenoberfläche gerichtet werden, und die Emissionseigenschaften auf verschiedenen Stellen der Probe konnten in Form einer Zeilenabtastung abgebildet werden. Durch Verändern der Wellenlängeneinstellung am Detektor konnte aus einer solchen Zeilenabtastung das Emissionsprofil bei speziellen Wellenlängen erhalten werden. Außerdem kann durch Verändern der Extraktionsspannung des Elektronenstrahls die Eindringtiefe des Elektronenstrahls verändert werden, und deswegen konnte das Emissionsprofil in verschiedenen Tiefen der Probe erhalten werden.
  • Beispiel 3
  • Herstellung von LED-Einheiten
  • Licht emittierende Dioden wurden über Standard-Einheits-Herstellungstechniken aus epitaxialen Filmen hergestellt, die auf Saphirsubstraten angewachsen sind. Es wurden LEDs mit mesa-geätzter Geometrie hergestellt, die für die Boden-Lichtabnahme von der Rückseite des Saphirsubstrats ausgestaltet waren, und ihre Leistungsfähigkeit gemessen, wie in den folgenden Beispielen beschrieben. Es wurden die Elektrolumineszenz(EL)-Eigenschaften von Tief-UV-LEDs erhalten, welche I-V-Charakteristiken, Leistungsspektren und L-I-Charakteristiken umfassten. Einige Einheiten wurden im Flip-Chip-System auf Si- oder AlN-Unterlagen gepackt. Ein Überblick über das Herstellungsverfahren ist in 3 dargestellt.
  • Beispiel 4
  • Anwachsen von rissfreien Si-dotierten AlGaN-Filmen
  • Während des Anwachsens von AlGaN-Filmen werden Atome ohne ausreichende laterale Diffusion an ihrem Ankunftspunkt eingebaut, was zu einem verspannten Zustand führt. Deswegen wird während der Kristallitkoaleszenz Spannung induziert, welche nicht entspannt werden kann, und es bilden sich Risse an den Korngrenzen. Dies kann man in SEM von stark Si-dotierten AlGaN-Filmen beobachten, wie in 4 dargestellt.
  • Die Risse finden sich an den Korngrenzen des Films mit hexagonaler Geometrie und einer Größe von einigen Hundert Nanometern in der Filmebene, welche für die Größe von Keimbildungsinseln typisch ist. Da durch eine starke Si-Dotierung Risse in einen n-leitenden AlGaN-Film eingeführt werden, muss ein Ausgleich zwischen seiner strukturellen Qualität und der Elektronenkonzentration gefunden werden. Um eine ausreichende laterale Stromverteilung in der n-AlGaN-Schicht in einer Einheitsstruktur zu ermöglichen, sollte die Gesamtschichtdicke mehr als 1 μm betragen und die Schicht ausreichend dotiert sein, damit sie eine angemessen hohe Elektronenkonzentration im mittleren 1018 cm–3-Niveau aufweist, um Elektronen für die Injektion und Rekombination zu erzeugen. Als Basisexperiment zur Untersuchung der Rissbildung ließ man eine Si-dotierte AlGaN-Probe mit einem AlN-Gehalt von 55% direkt auf einer 100 nm dicken durch MBE angewachsenen AlN-Schablone auf einem Saphirsubstrat anwachsen. Das Dotierniveau betrug 3 × 1019 cm–3, was einer Si-Effusionszellentemperatur von 1.200°C entspricht. Das Anwachsen des AlGaN erfolgte unter stöchiometrischen Bedingungen. Bei einer Dicke der AlGaN-Schicht von weniger als 1 μm wurde eine hohe Rissdichte auf der Oberfläche beobachtet, wie in 5A dargestellt. Einzelheiten der epitaxialen Struktur sind in 5B schematisch dargestellt.
  • Um das Rissbildungsproblem bei n-dotierten AlGaN-Schichten anzugehen, wurden nach einer anfänglichen Abscheidung eines AlN-Puffers auf c-Ebenen-Saphir drei Perioden eines AlGaN/AlN-Spannungsregelungs-Übergitters (Superlattice, SL) abgeschieden. Wie jedoch in 6A zu sehen ist, wurde die Rissbildung durch das Spannungsregelungs-SL nicht beseitigt. 6B zeigt die epitaxiale Struktur des Materials, das in 6A dargestellt ist. Die n-AlGaN-Schicht wies denselben AlGaN-Gehalt wie die AlGaN-Schablone auf. Die AlGaN- bzw. die AlN-Schicht waren 24 nm bzw. 8 nm dick. Man ließ das AlGaN unter stöchiometrischen Bedingungen anwachsen.
  • Als Nächstes ließ man unter Verwendung einer dicken darunter angeordneten AlN-Pufferschicht einer Dicke von mehr als 2 μm eine 1,5 μm dicke Si-dotierte AlGaN-Schicht anwachsen. Es zeigte sich, dass die dicke Pufferschicht die strukturelle Qualität der darauf anwachsenden Epischichten verbessert und eine verringerte Dislokationsdichte vorliegt. Die Schicht war im Wesentlichen rissfrei, wie in 7A zu sehen ist (epitaxiale Struktur in 7B). Andere Al0,6Ga0,4N-Proben des n-Typs, die auf ähnliche Weise hergestellt wurden, stellten sich bei einer Dicke von mehr als 1,5 μm auch als rissfrei heraus. Der spezifische Widerstand der Probe betrug 0,02 Ω·cm, die Elektronenkonzentration betrug 1,4 × 1018 cm–3, und die Mobilität betrug 203 cm2/Vs.
  • Eine Kombination eines AlGaN/AlN-Übergitters und einer dicken AlN-Pufferschicht wurde auch verwendet, um eine dicke, mit einem Gradienten dotierte n-AlGaN-Schablone für Tief-UV-LEDs anwachsen zu lassen. Die Gesamtdicke des n-leitenden AlGaN betrug 2 μm, wobei der erste 1 μm in einem Niveau im mittleren 1017 cm–3-Niveau dotiert war, dann eine andere 700 nm-n-AlGaN-Schicht folgte, die im mittleren 1018 cm–3-Niveau dotiert war, und schließlich eine 300 nm-n-AlGaN-Schicht folgte, die entartet im unteren 1019 cm–3-Niveau dotiert war und sich in der Nähe der aktiven Zone befand. Ein solches Gradienten-Dotierprofil wurde benutzt, um jegliche abrupte Veränderungen in der Si-Verunreinigungskonzentration zu vermeiden. Im gesamten Wafer wurden keine Risse beobachtet (vgl. 8A, epitaxiale Struktur in 8B). Eine hohe Dotierstoffkonzentration in der n-AlGaN-Schicht ist für die Ladungsträgerinjektion in die aktive Zone entscheidend und führt zu einer deutlichen Verbesserung der Elektrolumineszenz im Vergleich zu einer moderat dotierten n-leitenden Schicht. Dieses Design bietet eine andere Alternative zum Erhalten einer dicken n-AlGaN-Schicht ohne Rissbildung, während gleichzeitig die Einheitsleistung durch Bereitstellen von ausreichenden Ladungsträgern in der Nähe der aktiven Zone bewahrt wird.
  • Beispiel 5
  • Anwachsen von p-leitenden AlGaN-Schichten
  • Um eine geeignete p-leitende Dotierung für eine Tief-UV-LED zu entwickeln, ließ man die Proben durch plasmaunterstützte MBE auf (0001)-Saphirsubstraten anwachsen. Nach der Nitridierung wurde eine Hochtemperatur-AlN-Pufferschicht einer Dicke von 100 nm abgeschieden. Um eine abrupte Spannungsübertragung in der Schichtebene zu vermeiden, ließ man vor dem Anwachsen des AlxGa1-xN/AlyGa1-yN-Übergitters eine 300 nm dicke undotierte AlyGa1-yN-Schicht mit einem AlN-Molenbruch gleich jenem der Barriereschicht in dem Übergitter anwachsen. Die Dicke der einzelnen Wannen- und Barriereschichten betrug 5 nm. Die Mg-Dotierstoffkonzentration lag in der Größenordnung von 1 × 1020 bis 1 × 1021 cm–3. Das Übergitter ließ man unter Ga-reichen Bedingungen anwachsen. Die Substrattemperatur betrug 820°C, gemessen durch ein Thermoelement, das an der Rückseite des Substrats angeordnet war. Die Oberflächenmorphologie dieser AlGaN/AlGaN-Übergitter-Proben wurde durch SEM charakterisiert (vgl. 9A und 9B). Die in 9A (p-Al0,4Ga0,6N/p-GaN-SL) dargestellte SEM-Aufnahme zeigte plateauartige Elemente, während die in 9B (p-Al0,3Ga0,7N/p-Al0,1Ga0,9N-SL) dargestellte Aufnahme eine glatte Oberfläche zeigte. Es wird angenommen, dass die plateauartigen Elemente, die auf der Oberfläche der Probe mit höherem AlN-Molenbruch beobachtet werden, durch Zonen bedingt sind, wo aufgrund der begrenzten Diffusionsstrecke der Al-Atome Ga-Al-Komplexe gebildet wurden.
  • Um die Bildung des Übergitters zu bestätigen und die Struktureigenschaften dieser Proben auszuwerten, wurden auch axiale θ-2θ-XRD-Messungen durchgeführt. 10 zeigt die XRD-Intensität gegen 2θ für die untersuchten Proben. Es wurden starke Übergitter-Peaks bis zur zweiten Ordnung beobachtet, welche anzeigen, dass gut definierte Übergitterschichten hoher Qualität angewachsen sind. Die Diffraktions-Peaks der Al0,4Ga0,6N- und AlN-Pufferschichten wurden ebenfalls beobachtet. Aus einer kinematischen Simulation und durch Vergleichen der Ergebnisse mit der XRD-Messung ergaben sich für die Dicke einzelner Al0,4Ga0,6N- und GaN-Schichten 44 Å bzw. 46 Å.
  • Beispiel 6
  • Bestimmung der IQE als Funktion der Galliumüberschuss-Wachstumsbedingung
  • Um die Beziehung zwischen der Ga-Überschuss-Überlagerungsschicht und der IQE der durch plasmaunterstützte MBE angewachsenen AlGaN-Quantenheterostrukturen zu untersuchen, ließ man die Proben bei bis auf den Ga-Fluss identischen Bedingungen anwachsen. Alle Proben wuchsen auf (0001)-Saphirsubstraten an. Nach der Nitridierung des Saphirsubstrats bei hoher Temperatur (800°C) wurde unter stöchiometrischen Bedingungen (Verhältnis von Al und N gleich 1) eine 2 μm dicke AlN-Schicht abgeschieden. Um spannungsbezogene Polarisationsseffekte, welche die Emissionswellenlänge und die Elektron-Defektelektron-Wellenfunktions-Überlappung beeinflussen können, auf ein Mindestmaß zu beschränken, ließ man einen undotierten 400 nm dicken Al0,5Ga0,5N-Film vor dem Abscheiden der untersuchten QW-Struktur anwachsen, welche in der Wannenschicht denselben AlN-Molenbruch wie diese undotierte Schicht aufwies. Bei dieser Wachstumssequenz erwartet man, dass die gesamte QW-Struktur (15 Paare Al0,5Ga0,5N/Al0,65Ga0,35N-MQWs) zu der Gitterkonstante des Al0,5Ga0,5N in der Ebene kohärent verspannt ist und die Wannenschicht spannungsfrei ist. Die undotierte Al0,5Ga0,5N-Schicht ließ man unter der Bedingung eines III/V-Verhältnisses kleiner oder gleich 1 anwachsen, damit sich ihre optischen Eigenschaften von jenen der QW-Schicht desselben AlN-Gehalts unterscheiden. Die Dicke der Wannen betrug 3 nm. Um eine Kopplung zwischen den QWs zu vermeiden und gleichzeitig einen Ladungsträgereinfang in den Barriereschichten zu verhindern, wurde die Dicke des Al0,65Ga0,35N auch auf 3 nm eingestellt. Die epitaxiale Struktur der Proben, welche die AlGaN/AlGaN-MQWs enthielten, ist schematisch in 12 dargestellt.
  • In diesem Experiment betrug die Substrattemperatur 700°C, lag also im Zwischenbereich zwischen den optimalen Wachstumstemperaturen für AlN (750°C) und GaN (680°C). Der Haftungskoeffizient für ankommende Al-Atome betrug 1, während er für Ga aufgrund der Wiederverdampfung aus der Wachstumsfront weniger als 1 betrug. Das III/V-Verhältnis während des Anwachsens wurde in situ durch RHEED überwacht, wo ein helles fleckenförmiges Diffraktionsmuster stickstoffreiche Wachstumsbedingungen anzeigt, ein helles und streifenförmiges Diffraktionsmuster leicht Gruppe-III-reiche oder nahezu stöchiometrische Bedingungen anzeigt und ein dunkles streifenförmiges Diffraktionsmuster ein Gruppe-III-reiches Anwachsen anzeigt. Um während des Anwachsens unter den Bedingungen eines starken Ga-Flusses die Bildung von Ga-Tröpfchen zu verhindern, wurde das Anwachsen mit geschlossenen Ga- und Stickstoffverschlüssen unterbrochen, bis die Oberfläche frei von der Metallüberlagerungsschicht war, was durch ein helles RHEED-Muster angezeigt wurde.
  • Die Oberflächenmorphologie der Proben wurde durch SEM charakterisiert. Durch Auswerten der Oberflächenmorphologie wurde eine direkte Korrelation zu dem beim Anwachsen verwendeten Ga-Fluss erreicht. 13 zeigt die SEM-Aufnahmen der Probe V2666, welche mit dem niedrigsten Ga-Fluss (BEP 6,63 × 10–7 Torr), also bei nahezu stöchiometrischen Bedingungen anwuchs, bei 50.000x (13A) und 20.000x (13B), wobei der Wachstumsmodus, beobachtet durch RHEED, dreidimensional war. Es fand sich eine hohe Dichte an Oberflächenfehlern einer mittleren Größe von 200 nm, angezeigt durch die schwarzen Pfeile, welche einer nicht ausreichenden Ga-Zufuhr zum Vervollständigen der Filmkoaleszenz an den Korngrenzen zugeschrieben werden können. Während Sampath u. a. ( US-Patentschrift 7,498,182 ) annahmen, dass die Lumineszenzverbesserung der massiven AlGaN-Filme solcher Morphologie durch Zusammensetzungs-Inhomogenitäten bedingt ist, die mit solchen Oberflächenfehlern zusammenhängen, fanden die Erfinder der vorliegenden Erfindung an CL- und PL-Messungen heraus, dass solche Fehler die Lumineszenzausbeute von QWs auf AlGaN-Basis in Wirklichkeit verringern.
  • Die Probe V2658 ließ man mit erhöhtem Ga-Fluss bei einem BEP von 1,02 × 10–6 Torr anwachsen, was mittelstark Ga-reichen Bedingungen entsprach, und die RHEED zeigte ein halbdunkles streifenförmiges Muster, welches einen zweidimensionalen Wachstumsmodus anzeigte. Die Oberflächenmorphologie dieser Probe ist in 14A und 14B dargestellt. Im Vergleich zu der Probe, die mit nicht ausreichender Ga-Zufuhr anwuchs (dargestellt in 13), zeigte V2658 eine sehr glatte Oberfläche. In der 50.000x-Aufnahme waren nur einige wenige flache Fehler zu beobachten, und in der 20.000x-Aufnahme war ein nitridiertes Tröpfchen zu sehen (durch Pfeile angezeigt). Die Bildung solcher nitridierter Tröpfchen ist ein direkter Beweis für eine Überversorgung an Ga, welches sich nicht vom Metall zum Halbleiter umwandelte. Nach der Beendigung des Anwachsens bei hoher Temperatur verdampft das nicht umgesetzte Ga-Metall, wodurch unterhalb des Oberflächenbereichs Fehler zurückbleiben, die in AlGaN (hexagonale Form) umgewandelt werden.
  • Mit weiterem Anstieg des Ga-Flusses während des Anwachsens die Dichte der nitridierten Tröpfchens aufgrund der Ga-Überversorgung an, wie in 15 und 16 dargestellt. Anders als bei dem Mechanismus der Oberflächenfehlerbildung in der Probe V2666 aufgrund der unvollständigen Filmkoaleszenz bei nahezu stöchiometrischen Bedingungen sind die Oberflächenfehler, die sich in den Proben V2661 (Ga-BEP = 1,53 × 10–6 Torr) und V2665 (Ga-BEP = 2,26 × 10–6 Torr) finden, durch die Wiederverdampfung von überschüssigem Ga-Metall bedingt, das nicht zu AlGaN umgewandelt worden ist. Nach den SEM-Aufnahmen wurde die beste Oberflächenmorphologie durch ein Anwachsen unter Bedingungen erhalten, wobei die Menge des Ga-Überschusses innerhalb eines bestimmten Flussbereichs gehalten wurde, der hoch genug ist, um eine vollständige Bedeckung der Probenoberfläche zu erreichen, aber niedrig genug, um eine Tröpfchenbildung zu verhindern.
  • Um die Lumineszenzeigenschaften der MQWs auszuwerten, die bei verschiedenen Ga-Flüssen angewachsen sind, wurden CL-Messungen mit einer Elektronenstrahlenergie von 2 keV durchgeführt, um die Oberflächenemission der MQWs zu prüfen. Der Abtastbereich des Elektronenstrahls betrug 500 μm × 500 μm, was breit genug war, um die statistische Natur der Lumineszenzdaten der Messung zu garantieren.
  • Die Lumineszenzspektren dieser Proben sind zusammen in 17 aufgetragen. Alle Spektren zeigen eine starke Wellenlängenverschiebung des Stokes-Typs in Bezug auf ihre Absorptionsbandkanten. Bei denselben Elektroneninjektionsbedingungen war die Probe V2658, die bei mittelstark Ga-reichen Bedingungen (Ga-BEP von 1,02 × 10–6 Torr) anwuchs, am hellsten, mit einer Peak-Wellenlänge bei 299 nm und einer Schulter bei 285 nm. Man beachte, dass die Emissionsschulter an derselben Stelle wie der Emissionspeak der Probe V2666 auftritt, die bei nahezu stöchiometrischen Bedingungen (Ga-BEP von 6,63 × 10–7 Torr) anwuchs und frei von Potentialschwankungen durch überschüssiges Ga ist. Das Doppel-Peak-Emissionsspektrum der Probe 2658 zeigt eindeutig die Bildung von Potentialschwankungen aufgrund der erhöhten Dicke der Ga-Überlagerungsschicht, wodurch Exzitonen an den Potentialminima eingegrenzt werden und mit höherer Ausbeute bei höheren Wellenlängen strahlende Rekombinationen stattfinden als in Probenbereichen ohne solche Potentialschwankungen. Die Emission bei 299 nm (Hauptpeak) ist etwa dreimal heller als bei 285 nm bei V2658 (Schulterpeak) und bei V2666 (Hauptpeak). Ein solcher Unterschied in der Emissionspeakintensität legt nahe, dass strahlende Rekombinationen durch lokalisierte Exzitonen in Bereichen mit Potentialschwankungen effizienter sind als in Bereichen ohne diese. In der Tat kann erwartet werden, dass mit ansteigendem Ga-Fluss über jenen hinaus, der beim Anwachsen von V2658 verwendet wird, der Schulterpeak bei 285 nm verschwinden wird und die Emissionsspektren von dem Peak bei 299 nm beherrscht werden. Aus den CL-Spektren der Proben V2661 und V2665 jedoch, die beide bei höheren Ga-Flüssen (BEP bei 1,53 × 10–6 Torr und 2,23 × 10–6 Torr) anwuchsen, scheint jedoch zu sehen sein, dass eine Ga-Überlagerungsschicht die Steigerung der strahlenden Rekombination nur innerhalb eines bestimmten Bereichs des Ga-Überschusses an der Wachstumsfront unterstützen kann. Die Emissionspeakintensität bei 299 nm betrug bei V2661 die Hälfte derjenigen von V2658, und ein breiter Nebenpeak entstand bei etwa 360 nm. Bei der Probe V2665 war der Peak bei 299 nm viel schwächer als der breite Peak um 360 nm herum. Wenn die Ga-Überlagerungsschicht eine bestimmte kritische Dichte übersteigt, kann die Ga-Lösung nicht durch ankommende Al-Atome gesättigt werden, sondern verbindet sich stattdessen direkt mit aktivem Stickstoff, und es können sich innerhalb der AlGaN-Schicht Ga-Tröpfchen bilden, bei denen nur die Oberfläche zu GaN-Quantenpunkten oder Quantenscheiben umgewandelt ist. Da GaN eine viel niedrigere Bandlücke als eine AlGaN-Quantentopfschicht aufweist, ist die Ladungsträgereingrenzung an diesen Quantenpunkt- oder Quantenscheibenstellen effektiver als Potentialschwankungen in dem AlGaN-Material. Solche Quantenpunkte oder -scheiben konkurrieren bei der Ladungsträgerrekombination mit dem AlGaN-Material, was zu einer deutlichen Verringerung der Emissionsintensität bei der gewünschten Tief-UV-Wellenlänge führt.
  • Beispiel 7
  • Design von hocheffektiven Tief-UV-LEDs
  • Eine Tief-UV-LED-Grundstruktur ist schematisch in 18 dargestellt. Um die LED herzustellen, wurde das (0001)-Saphirsubstrat zunächst mindestens 1 Stunde lang bei hoher Temperatur nitridiert, um seine Oberflächenschichten vom Al2O3 zum AlN umzuwandeln. Anschließend ließ man vor dem Abscheiden der n-leitenden AlGaN-Schicht direkt auf dem nitridierten Substrat eine Hochtemperatur-AlN-Pufferschicht anwachsen. Eine Standard-MQW-Struktur wurde als aktive Zone der Einheit verwendet, wo die injizierten Ladungsträger von der n- und p-Seite eingegrenzt werden und strahlend rekombinieren. Ähnlich wie bei blauvioletten LEDs wurde zwischen die p-GaN-Schicht und die letzte Barriere in der aktiven Zone eine Elektronensperrschicht (EBL) eingefügt, um einen Elektronenüberlauf in die p-Schichten zu blockieren. Schließlich wurde die Einheit mit einer Mg-dotierten GaN-Schicht als Kontaktschicht bedeckt.
  • Nachdem die Einheitsstruktur angewachsen war, wurde der epitaxiale Film anschließend durch Standard-Photolithographietechniken verarbeitet. Um die n-Schicht zu erzeugen, wurden durch Ätzen des Films durch induktiv gekoppeltes CI-Plasmaätzen Mesastrukturen gebildet. Anschließend wurden auf den Oberflächen der frei liegenden n-Schicht und der ungeätzten p-Schicht selektiv Metallkontakte abgeschieden. Als n-Kontakt wurden Metallstapel entweder auf Vanadiumbasis oder auf Titanbasis verwendet, außerdem wurden beide Metallstapel getempert, um einen Ohm'schen Kontakt zu erhalten. Ein Ni/Au-Metallstapel wurde als p-Kontakt verwendet und wurde typischerweise bei 500°C getempert, um einen Ohm'schen Kontakt zum p-GaN zu bilden. Die verarbeitete LED-Struktur mit der Mesastruktur ist in 19 dargestellt.
  • Um die Einheitsleistung auf Chipebene vor der Flip-Chip-Montage zu untersuchen, wurde an jedem Chip 90 eines Multi-Chip-Wafers eine Elektrolumineszenz(EL)-Messung durchgeführt. Der Aufbau ist in 20 dargestellt. Die Lichtemission wurde durch die Rückseite des Saphirsubstrats 10 in einer integrierten Kugel 87 aufgefangen. Eine p-Kontakt-Sonde 86 und eine n-Kontakt-Sonde 76 wurden verwendet, um einen elektrischen Kontakt zu den Metallkontaktflecken des Chips herzustellen. Für diese Experimente wurde die Einheit nicht in die Kalibrierkugel eingeführt, und somit war die Menge des aufgefangenen Lichts nur ein geringer Teil des emittierten Lichts. Dies liegt teilweise an der Veränderung der Bandstruktur der AlGaN-Legierungen, wenn der AlN-Molenbruch steigt, was die Emissionseigenschaften beeinflusst. Da der AlN-Molenbruch in der aktiven Zone der getesteten Einheiten mehr als 50% betrug, verlief eine bedeutende Menge des emittierten Lichts parallel zu der Oberfläche des Chips. Außerdem kommt aufgrund der Lichtkopplung in das Saphirsubstrat und die Streuung durch die raue Oberfläche auf der Rückseite des Saphirsubstrats nur ein kleiner Teil des von der Oberfläche emittierten Lichts an der integrierten Kugel an. Es wurde kein geometrischer Faktor benutzt, um solche Ausgangsleistungsverluste zu korrigieren. Daher wurde bei der Untersuchung der Einheit ihre reale optische Leistung unterbewertet. In einigen Experimenten wurden Einheiten in Flip-Chip-Form montiert und in die integrierte Kugel hinab gelassen, um für einen vollständigeren Lichteinfang zu sorgen.
  • 21 zeigt ein epitaxiales Diagramm für eine LED im mittleren UV-Bereich mit einem relativ niedrigen AlN-Molenbruch im QW von 32%, welche bei 320 nm emittiert. In der aktiven Zone wurde ein MQW verwendet. Die n-AlGaN-Hüllschicht war mit Si auf mittlerem 1018 cm–3-Niveau dotiert, mit einer Si-Zellentemperatur von 1.160°C. Das Mg-Dotierniveau im p-GaN und in der EBL betrug etwa 3 × 1017 cm–3, was einer Mg-Zellentemperatur von 330°C entspricht. Die Dicken der epitaxialen Schichten sind in der Figur angegeben. Alle epitaxialen Schichten wuchsen unter äußerst Ga-reichen Bedingungen mit einem Ga-BEP von 3,1 × 10–6 Torr an.
  • Eine typische epitaxiale Struktur für eine Tief-UV-LED ist in 22 dargestellt. Bei dem Design wird eine asymmetrische Einzel-QW-Struktur als aktive Zone der Tief-UV-LED verwendet. Da die Aktivierung von Mg-Akzeptoren sehr ineffizient ist, ist die p-leitende AlGaN-EBL nicht ausreichend dotiert, auch bei hohen Mg-Flüssen. Dies macht die Defektelektroneninjektion dadurch schwierig, dass eine Potentialbarriere zwischen den QW und das p-GaN gesetzt wird. Außerdem ist, da im AlGaN die effektive Masse der Defektelektronen viel größer als die der Elektronen ist, die Defektelektronenmobilität viel geringer als die der Elektronen. Ein asymmetrisches Einzel-QW(Single QW, SQW)-Design, welches Barriereschichten verschiedener Dicken umfasst, kann verwendet werden, um den Unterschied in der Mobilität zwischen Elektronen und Defektelektronen zu kompensieren. Speziell wird die Dicke der Barriereschicht in Nachbarschaft zu dem n-AlGaN erhöht, während die Dicke der Barriereschicht in Nachbarschaft zu der p-AlGaN-EBL verringert wird. Um einen Ladungsträgerüberlauf während des Betriebs mit hoher Stromdichte zu verhindern, wird die Dicke des QW von 2 nm auf 3 nm und 5 nm erhöht. Durch Einfügen von Polarisationsfeldern an den Grenzflächen der AlGaN/AlGaN-Heterostruktur/Übergitter kann die Mg-Dotierstoff-Aktivierung deutlich erhöht werden. Zwischen der p-AlGaN-EBL und dem p-GaN wurde eine Mg-dotierte AlGaN-Schicht eingefügt, deren AlN-Molenbruch die Hälfte desjenigen in der p-AlGaN-EBL betrug. Durch das Einfügen dieser Schicht wurden zwischen die p-AlGaN- und p-GaN-Schicht zwei Grenzflächen eingeführt, wo sowohl piezoelektrische als auch spontane Polarisationen vorliegen. Dies führte zu der Bildung zweier Grenzflächen mit hoher Defektelektronenkonzentration in Form von 2DHG. Auf der n-Seite der Einheit wurde vor dem Abscheiden des n-AlGaN ein Zehn-Perioden-Spannungsregulierungs-Übergitter eingefügt, um dickeres n-AlGaN mit starker Dotierung anwachsen zu lassen, ohne Risse zu erzeugen. Ähnlich wie auf der p-Seite wurde zwischen dem massiven n-AlGaN und der QW-Barriere neben der n-Seite ein polarisationsverstärkt Si-dotiertes AlGaN/AlGaN-Übergitter eingefügt. Die Si-Donor-Aktivierung wurde erhöht, und an den Grenzflächen konnte eine hohe Elektronenkonzentration erreicht werden.
  • 24 zeigt ein Design für effiziente Tief-UV-LEDs, welche im Wellenlängenbereich unterhalb von 300 nm emittieren. Natürlich wird in der AlGaN-Legierung ein höherer AlN-Molenbruch benötigt, um die Bandlücke des Materials zu erhöhen. Jedoch erhöht sich aufgrund der höheren Si-Donor-Aktivierungsenergie der spezifische Widerstand von n-AlGaN mit steigendem AlN-Molenbruch, was solche n-AlGaN-Schichten für Anwendungen in Einheiten ungeeignet macht. Es wurde bei der Lichtemission in AlGaN-QWs, die mit Ga-Überschuss anwuchsen, um Potentialschwankungen zu erzeugen, eine deutliche Stokes-Verschiebung (im Ausmaß von 20 nm) beobachtet. Demzufolge muss der AlN-Molenbruch, der in der n-AlGaN-Schicht benötigt wird, nicht den der QW-Schicht übersteigen, um eine Lichtextraktion von der Unterseite zu ermöglichen, sondern muss nur so hoch sein, dass das emittierte Licht von dem QW ohne Absorption durch das n-AlGaN durchgelassen werden kann. Hierdurch wird eine deutliche Verringerung des AlN-Gehalts im n-AlGaN ermöglicht, wodurch der spezifische Widerstand des n-AlGaN verringert und die Elektronenkonzentration exponentiell erhöht wird. Es ist wichtig anzumerken, dass es in herkömmlichen UV-LED-Designs erforderlich ist, dass die Energielücke des n-AlGaN höher als die der QW-Barriere ist, um die Elektroneninjektion in den QW zu erleichtern, ohne dass eine Potentialbarriere vorliegt. Hier muss, da die QW-Emission deutlich zum Rotlicht hin verschoben ist und AlGaN mit hohem AlN-Molenbruch nicht mit hoher Dicke und ohne Rissbildung entartet dotiert werden kann, ein Kompromiss zwischen der Elektroneninjektionsausbeute und dem spezifischen Widerstand des n-AlGaN gefunden werden. Ein Vergleich zwischen einer Tief-UV-Struktur gemäß der vorliegenden Erfindung (mit niedrigerem AlN-Gehalt im n-AlGaN als im QW) und einer herkömmlichen LED-Struktur (mit höherem AlN-Gehalt im n-AlGaN als im QW) kann angestellt werden, indem man 23, welche die herkömmliche Struktur zeigt, mit 24 vergleicht, welche das erfindungsgemäße Design zeigt.
  • Ein Tief-UV-LED-Design mit verbesserter Elektroneninjektionsausbeute ist in 25 dargestellt. Bei der LED wird ein neues Polarisationsdotierungs-Design in der n-AlGaN-Schicht in Nachbarschaft zu der QW-Barriere verwendet. Die mehrlagige Polarisationsdotierungsschicht des n-Typs unterscheidet sich von Übergitterstrukturen, welche viele Paare von AlGaN/AlGaN-Schichten umfassen, welche die vertikale Leitfähigkeit verringern. Stattdessen umfasst dieses neue Design für Sub-300 nm-LEDs nur drei Schichten aus solchem n-AlGaN. Eine dieser AlGaN-Schichten weist einen AlGaN-Gehalt größer oder gleich dem der QW-Barriere auf, um die Potentialenergie der Minibanden in diesen Schichten zu erhöhen, um die Elektroneninjektion zu erleichtern. Die anderen beiden Schichten weisen einen niedrigeren AlN-Gehalt auf und sind entartet mit Si dotiert und fungieren als „Elektronenreservoirs” für die Ladungsträgerinjektion. Die Elektroneninjektion wird in diesem Design durch Tunneleffekte und Elektronenüberlauf bei Vorspannungsbedingungen ermöglicht (dargestellt im kleinen Bild der 24).
  • Beispiel 8
  • Funktionelle Charakterisierung von Tief-UV-LEDs
  • Die Basisprobe für diese Experimentreihe ist die Probe V2648. Die n-AlGaN-Schicht war mit einem Stufenprofil in 3 Dotierniveaus dotiert, welche Si-Zellentemperaturen von 1.100°C, 1.150°C bzw. 1.180°C entsprachen. Eine solche Stufenprofildotierung wurde angewendet, um die Gesamtdicke der n-AlGaN-Schicht zu erhöhen, ohne Risse zu erzeugen. Das Dotierniveau der letzten Schicht war auf eine entsprechende Si-Zellentemperatur von 1.180°C erhöht, um eine hohe Elektronenkonzentration zu erzeugen und die Bildung Ohm'scher Kontakte zu erleichtern. Vor dem Abscheiden der aktiven Zone wurden zwischen die QW-Barriere und die n-AlGaN-Schicht zwei Schichten eines Si-dotierten Al0,45Ga0,55N-Films und ein einzelner Al0,65Ga0,35N-Film eingefügt. Diese drei Schichten Si-dotierter AlGaN-Filme fungieren als Polarisationsdotierungsschichten, wo die Si-Donor-Aktivierung durch weitere Verringerung des AlN-Molenbruchs und Einführen von (piezoelektrischen und spontanen) Polarisationsfeldern erhöht wird. Die Dicke der einzelnen Schichten in dem 3-schichtigen AlGaN-Film betrug 5 nm. Man beachte auch, dass die Mg-Dotierung erhöht wurde, indem die entsprechende Zellentemperatur von 340°C auf 360°C verändert wurde. Das EL-Spektrum der Einheit 1, die aus der Probe V2648 gefertigt wurde, ist in 26 dargestellt. Diese Einheit emittiert bei 297 nm ohne unerwünschte Emission bei höheren Wellenlängen. Die optische Ausgangsleistung von Einheiten, die aus dieser Probe gefertigt wurden, war aus Gründen, die dem hohen spezifischen Widerstand in 60%-n-AlGaN-Film zugeschrieben werden können, recht gering.
  • Die Probe V2649 wuchs gemäß der Basisprobe V2648 an, jedoch mit einer Anzahl von Veränderungen des Designs. Zunächst wurde der AlN-Molenbruch des n-AlGaN in der Polarisationsdotierungs-Barriereschicht auf 70% erhöht. Durch diesen Anstieg wurde die piezoelektrische und spontane Polarisation an der Al0,45Ga0,55N/Al0,70Ga0,30N-Grenzfläche weiter erhöht, und demzufolge konnte eine höhere Elektronenkonzentration erhalten werden. Außerdem wurde der QW tiefer gemacht, indem in der Barriere derselbe AlN-Molenbruch behalten wurde und der AlN-Molenbruch in der Quantentopfschicht um 5% verringert wurde. Im Allgemeinen sorgt ein tieferer QW für mehr Zustände zur Besetzung mit Elektronen und verhindert somit, dass Ladungsträger entkommen. Das EL-Spektrum der Einheit #3, die aus der Probe V2649 gefertigt wurde, ist in 27 dargestellt. Der Emissionspeak liegt bei 294 nm ohne unerwünschte Emission bei höheren Wellenlängen. Die integrierte optische Ausgangsleistung und die EQE dieser Einheit sind in 28 dargestellt. Der Injektionsstrom wurde bei 5% des Arbeitszyklus von 10 mA auf 200 mA erhöht. Die Ausgangsleistung erreichte 0,7 mW bei einem Injektionsstrom von 200 mA, und die EQE erreichte ihren Spitzenwert von 0,09% bei einem Injektionsstrom von 120 mA. Die I-V-Charakteristik der Einheit #10, die aus der Probe V2649 gefertigt wurde, ist in 29 dargestellt.
  • Um den Einfluss der QW-Tiefe auf die Tief-UV-LED-Leistung weiter zu untersuchen, ließ man die Probe V2650 anwachsen, wobei alle Wachstumsparameter dieselben wie bei V2649 waren, außer dem AlN-Molenbruch in der QW-Schicht. Durch Verringern des AlN-Molenbruchs im QW auf 50% und Beibehalten der Barriere wurde die Tiefe des QW auf 15% erhöht. Das EL-Spektrum der Einheit #4, die aus der Probe V2650 gefertigt wurde, ist in 30 dargestellt. Die Einheit wurde bei 5% (10 mA bis 140 mA) und 2% (140 mA bis 200 mA) des Arbeitszyklus im Gleichstrom-Modus untersucht. Es wurde eine einzige Peak-Emission bei 300 nm beobachtet, und die Position des Emissionspeaks verschob sich nicht zu kürzeren oder längeren Wellenlängen, was anzeigt, dass die Einheitsleistung weder durch Selbsterwärmung noch durch Bandauffüllung beeinflusst wird. Die Ausgangsleistung und die EQE dieser Einheit sind als Funktion des Injektionsstroms in 31 aufgetragen. Die Ausgangsleistung erreichte 1,3 mW bei 200 mA, und die EQE erreichte ihren Spitzenwert von 0,16% bei 80 mA. Nach der Flip-Chip-Montage ist eine dreifache Verbesserung zu erwarten. Deswegen wird die EQE dieser Einheit nach der Flip-Chip-Montage auf 0,5% geschätzt, was demselben Niveau wie bei kommerziellen Tief-UV-LEDs entspricht.
  • Nachdem eine effiziente Tief-UV-Emission bei 290 nm gezeigt wurde, wurde der AlN-Molenbruch in den epitaxialen Schichten weiter erhöht, um die Emission in tiefere UV-Wellenlängenbereiche auszudehnen. Die Probe V2655 wuchs nach demselben Design-Prinzip wie bei V2650 an. Der AlN-Molenbruch in der Wanne und der Barriere des QW wurde auf 70% bzw. 80% erhöht. Die n-AlGaN-Polarisationsdotierungsschichten wurden von Al0,45Ga0,55N/Al0,70Ga0,30N zu Al0,55Ga0,45N/Al0,85Ga0,15N verändert. Der AlN-Molenbruch in der EBL wurde auf 85% erhöht. Das EL-Spektrum der Einheit #34, die aus der Probe V2655 gefertigt wurde, ist in 32 dargestellt. Es wurde eine Einzelpeak-Emission bei 278 nm ohne unerwünschte Emission bei höheren Wellenlängen erreicht. Der benötigte Treibstrom, um eine Ausgangsleistung im Milliwattbereich zu erhalten, war aufgrund des erhöhten Widerstands der Einheit jedoch deutlich höher als bei vorhergehenden Einheiten. Die integrierte optische Ausgangsleistung und die EQE dieser Einheit sind als Funktion des Treibstroms in 33 aufgetragen. Es wird ein viel höherer Strom (höher als 100 mA) benötigt, um solche Einheiten zu betreiben. Dies ist hauptsächlich durch tiefere Akzeptorniveaus in der Mg-dotierten EBL und den p-AlGaN-Schichten bedingt, welche ein bestimmtes Maß an Selbsterwärmung benötigen, um aktiviert zu werden. Bei 500 mA erreichte die integrierte optische Ausgangsleistung 1,3 mW, was einer EQE von 0,055% entspricht.
  • Im Beispiel 6 wurde der Einfluss von überschüssigem Ga auf die Emissionseigenschaften von QWs auf AlGaN-Basis durch CL und temperaturabhängige PL-Messungen untersucht. Es stellte sich heraus, dass die Emissionspeak-Wellenlänge und die IQE der QWs auf AlGaN-Basis stark von dem Ga-Überschuss abhängen, der beim epitaxialen Anwachsen verwendet wurde. Die Menge an überschüssigem Ga an der Wachstumsfront muss hoch genug sein, damit die Wachstumsfront vollständig von überschüssigem Ga bedeckt ist und lokale Variationen des Ga-Überschusses ausgehalten werden können, um Bandstruktur-Potentialschwankungen in dem QW zu erzeugen. Hier wurden ähnliche Experimente auf dem Niveau der Tief-UV-LEDs durchgeführt. Der Einfluss des verwendeten Ga-Überschusses in der aktiven Zone auf die Tief-UV-LED-Leistung wurde durch Einbau der zuvor untersuchten AlGaN-QWs in identische LED-Einheitsstrukturen ausgewertet. Die Einheitsstruktur und die Wachstumsbedingungen (außer für die aktive Zone) sind dieselben wie bei V2677, außer dass das AlGaN/AlN-Spannungsregulierungs-Übergitter entfernt wurde, um den Wachstumsprozess zu vereinfachen. Beim Anwachsen der Quantentopf- und/oder Barriereschichten dieser Einheiten wurde nur der Ga-Fluss verändert. Die Tief-UV-Struktur ist in 34 dargestellt.
  • Es wurden EL-Spektren dieser Proben auf Wafer-Ebene gemessen, und alle Proben zeigten eine Einzelpeak-Emission bei 273 bis 292 nm ohne Nebenemission bei längeren Wellenlängen. Es ist wichtig anzumerken, dass der AlN-Molenbruch in dem QW für alle 4 untersuchten Proben derselbe ist. Deswegen ist die Peak-Verschiebung vollständig in der Variation der Ga-Flüsse bedingt, die beim Anwachsen der aktiven Zone verwendet werden. Im Gegensatz zu vorherigen Ergebnissen in demselben Experiment, das im Beispiel 6 nur mit QW-Proben durchgeführt wurde, verschob sich jedoch der Emissionspeak mit sinkendem Ga-Fluss in der Wannenzone (Probe V2709) von 273 nm zu 288 nm zum Rotlicht hin. Eine solche anomale Verschiebung zum Rotlicht hin mit sinkendem Ga-Fluss in der Wannenschicht kann durch Selbsterwärmung der Einheit aufgrund ineffizienter Rekombination von Ladungsträgern in einem QW, der mit weniger Ga angewachsen ist, und die dadurch bedingte Bandlückenverkleinerung erklärt werden.
  • An der Probe V2706 wurde eine Standard-Einheitsverarbeitung vorgenommen, um ihre Leistung nach der Flip-Chip-Verbindung zu untersuchen. Das EL-Spektrum und die L-I-Charakteristik der Einheit #F1, die aus der Probe V2706 gefertigt wurde, sind in 35 dargestellt. Es wurde eine Einzelpeak-Emission mit einer Halbwertsbreite von 9 nm ohne unerwünschte Emission bei langen Wellenlängen beobachtet. Die optische Ausgangsleistung und die EQE dieser Einheit sowohl unter kontinuierlichem als auch unter gepulstem Injektionsstrom sind im Einsatz der 35 dargestellt. Bei 25 mA Dauerstrich-Injektionsstrom emittierte die Einheit 0,38 mW und erreichte 1,3 mW bei 100 mA des gepulsten Stroms bei 10% des Arbeitszyklus. Die EQE dieser Einheit erreichte ihren Spitzenwert von 0,4% im Dauerstrichmodus.
  • 36 fasst die Peak-EL-Emissionen verschiedener UV-LEDs der vorliegenden Untersuchungen im Vergleich mit den Peak-EL-Emissionen verschiedener Forschungsgruppen aus der Literatur zusammen. Die Daten sind als Peak-Emissionswellenlängen gg. den AlN-Molenbruch im Quantentopf dargestellt. Das Schaubild zeigt eindeutig, dass die Emission der UV-LED-Einheiten der vorliegenden Erfindung (durchgezogene Linie, Rautensymbole, „BU”) im Vergleich zu Standard-UV-LEDs (unterbrochene Linie, andere Symbole), die ohne Anwendung von Ga-Überschussbedingungen (d. h. unter Anwendung von stöchiometrischen Bedingungen) beim Anwachsen der AlGaN-Quantentopfschicht hergestellt wurden, zum Rotlicht hin verschoben ist. Die LEDs der vorliegenden Erfindung weisen eine EL-Emission auf, die über den gesamten Bereich der AlN-Molenbrüche um mindestens etwa 20 nm zum Rotlicht hin verschoben ist. Dieser Effekt ist in dem Vorliegen der Bandstruktur-Potentialschwankungen bedingt, die durch die Anwendung von Ga-Überschuss-Wachstumsbedingungen bewirkt werden. Die Daten für Standard-UV-LEDs wurden der veröffentlichten Literatur entnommen (KSU = [Kim u. a., 2004]; Nichia = [Fujioka u. a., 2010; Riken = [Hirayama u. a., 2008] und [Hirayama u. a., 2009]; Sandia = [Allerman u. a., 2004]; Tokio Institute of Technology = [Kawasaki u. a., 2006]; USC = [Zhang u. a., 2002], [Chitnis u. a., 2003] und [Zhang u. a., 2004]; und UV Craftory = [Pernot u. a., 2010]).
  • LITERATUR
    • [Adivaharan, 2009] V. Adivaharan, A. Heidari, B. Zhang, Q. Fareed, M. Islam, S. Hwang, K. Balakrishnan und A. Khan, Appl. Phys. Express 2, 092102 (2009).
    • [Adivaharan, 2004] V. Adivaharan, S. Wu, W. H. Sun, V. Mandavilli, M. S. Shatalov, G. Simin, J. W. Yang, H. P. Maruska und M. Asif Khan, Appl. Phys. Lett. 85, 1838 (2004)
    • [Allerman, 2004] A. Allerman, M. Crawford, A. Fischer, K. Bogart, S. Lee, D. Follstaedt, P. Provencio und D. Koleske, J. Crys. Growth 272, 227 (2004).
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    • [Fujioka, 2010] A. Fujioka, T. Misaki, T. Murayama, Y. Narukawa und T. Mukai, Appl. Phys. Express 2, 041001 (2010).
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    • [Khan, 2008] A. Khan, K. Balakrishnan und T. Katoma, Nat. Photomics 2, 77 (2008).
    • [Kim, 2004] K. H. Kim, Z. Y. Fan, M. Khizar, M. L. Nakarmi, J. Y. Lin und H. X. Jiang, Appl. Phys. Lett. 85, 4777 (2004)
    • [Nikishin, 2008] S. Nikishin, B. Borisov, V. Kuryakov, M. Holtz, G. A. Garrett, W. L. Sarney, A. V. Sampath, H. Shen, M. Wraback, A. Usikov und V. Dmitriev, J. Mater. Sci.: Mater Electron 19, 764 (2008).
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    • [Zhang, 2004] J. Zhang, X. Hu, Y. Bilenko, J. Deng, A. Lunev, M. Shur, R. Gaska, M. Shatalov, J. Yang und M. Khan, Appl. Phys. Lett. 85, 5532 (2004).
    • [Zhou, 2006] L. Zhou, J. E. Epler, M. R. Krames, W. Goetz, M. Gherasimova, Z. Ren, J. Han, M. Kneissl und N. M. Johnson, Appl. Phys. Lett. 89, 241113 (2006).
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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  • Zitierte Patentliteratur
    • US 7498182 [0010, 0212, 0254]
  • Zitierte Nicht-Patentliteratur
    • Khan u. a., 2008 [0005]
    • Hirayama u. a., 2009 [0005]
    • Adivarahan u. a., 2004 [0007]
    • Kim u. a., 2004 [0007]
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    • Kawasaki u. a., 2006 [0007]
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    • C. J. Collins u. a., APL, Bd. 86, 031916(2005) [0010]
    • Kim u. a., 2004 [0273]
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    • Zhang u. a., 2004 [0273]
    • Pernot u. a., 2010 [0273]

Claims (156)

  1. Verfahren zur Herstellung einer ultraviolettes Licht emittierenden Diode (LED), welche Bandstruktur-Potentialschwankungen in einer aktiven Zone der LED aufweist, wobei das Verfahren den Schritt des Anwachsens einer ersten AlGaN-Quantentopfschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses umfasst.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei man die erste Quantentopfschicht durch ein Verfahren anwachsen lässt, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Molekularstrahlepitaxie (MBE), plasmaunterstützter Molekularstrahlepitaxie (PA-MBE), Elektronenzyklotronresonanz-Molekularstrahlepitaxie (ECR-MBE), Gasquellen-Molekularstrahlepitaxie (GS-MBE), metallorganischer chemischer Abscheidung aus der Gasphase (MOCVD oder MOVPE) und Atomschichtabscheidung (ALD) besteht.
  3. Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Galliumüberschuss, welcher als das Verhältnis des verwendeten Galliumflusses zu dem Galliumfluss, der zum stöchiometrischen Anwachsen von AlGaN benötigt wird, bestimmt wird und dem verwendeten Ga-Fluss/(Fluss an aktivem N – Al-Fluss) entspricht, auf molarer Basis in dem Bereich von etwa 1,1 bis etwa 100 liegt.
  4. Verfahren nach Anspruch 1, wobei die erste Quantentopfschicht als Ergebnis des Wachstumsverfahrens senkrecht zur Wachstumsrichtung verteilte Bereiche umfasst, die unterschiedliche AlN-Molenbrüche aufweisen.
  5. Verfahren nach Anspruch 1, wobei der Schritt des Anwachsens die Bildung einer flüssigen Galliumphase umfasst.
  6. Verfahren nach Anspruch 5, wobei die flüssige Galliumphase die wachsende Fläche der Quantentopfschicht überzieht.
  7. Verfahren nach Anspruch 6, wobei die flüssige Galliumphase lateral über die Schicht in der Dicke variiert.
  8. Verfahren nach Anspruch 6, wobei das Anwachsen der ersten Quantentopfschicht die Flüssigphasenepitaxie umfasst.
  9. Verfahren nach Anspruch 6, wobei die Sauerstoffverunreinigungskonzentration in der ersten Quantentopfschicht weniger als 1 × 1018 Atome je cm3 beträgt.
  10. Verfahren nach Anspruch 1, wobei durch den Schritt des Anwachsens eine Quantentopfschicht erzeugt wird, welche eine glatte Oberfläche aufweist.
  11. Verfahren nach Anspruch 10, wobei die glatte Oberfläche im Wesentlichen frei von Facettenstrukturen ist.
  12. Verfahren nach Anspruch 10, wobei die glatte Oberfläche einen quadratischen Mittelwert der Oberflächenrauheit von weniger als etwa 1 nm aufweist, gemessen durch Rasterkraftmikroskopie.
  13. Verfahren nach Anspruch 1, wobei die hergestellte LED eine Elektrolumineszenzemission erzeugt, deren Peak um mindestens 10 nm zum Rotlicht hin verschoben ist, verglichen mit einer LED eines vergleichbaren Designs und mit demselben AlN-Molenbruch in einer Quantentopfschicht, die ohne die Verwendung eines Galliumüberschusses hergestellt wurde.
  14. Verfahren nach Anspruch 13, wobei der Emissionspeak um mindestens 20 nm zum Rotlicht hin verschoben ist.
  15. Verfahren nach Anspruch 1, welches nicht die Herstellung einer Übergitterstruktur in Verbindung mit der Quantentopfschicht umfasst.
  16. Verfahren nach Anspruch 1, welches ferner das Anwachsen von Barriereschichten unterhalb und oberhalb der Quantentopfschicht umfasst, wobei man die Barriereschichten unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  17. Verfahren nach Anspruch 16, wobei die Sauerstoffverunreinigungskonzentration in den Barriereschichten weniger als 1 × 1018 Atome je cm3 beträgt.
  18. Verfahren nach Anspruch 1, welches ferner das Anwachsen einer AlN-, GaN-, AlGaN- oder InAlGaN-Pufferschicht direkt auf einer Fläche eines Substrats umfasst.
  19. Verfahren nach Anspruch 18, wobei es sich bei der Pufferschicht um eine AlN-Pufferschicht handelt.
  20. Verfahren nach Anspruch 18, wobei das Substrat ein Material umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus c-Saphir, a-Saphir, m-Saphir, r-Saphir, c-AlN, a-AlN, m-AlN, r-AlN, (001)-Si, (111)-Si, c-SiC, a-SiC, m-SiC, r-SiC, c-ZnO, a-ZnO, m-ZnO und r-ZnO besteht.
  21. Verfahren nach Anspruch 20, wobei es sich bei dem Substrat um c-Saphir handelt.
  22. Verfahren nach Anspruch 18, wobei die Pufferschicht eine Dicke im Bereich von etwa 1 Mikrometer bis etwa 5 Mikrometer aufweist.
  23. Verfahren nach Anspruch 18, wobei die Pufferschicht eine polykristalline oder nicht monokristalline Struktur umfasst.
  24. Verfahren nach Anspruch 18, wobei es sich bei dem Substrat um Saphir handelt und die Fläche des Saphirsubstrats, auf welcher man die Pufferschicht anwachsen lässt, vor dem Anwachsen der Pufferschicht durch Behandlung mit Ammoniak oder plasmaaktiviertem Stickstoff nitridiert wird.
  25. Verfahren nach Anspruch 18, wobei man die Pufferschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  26. Verfahren nach Anspruch 18, welches ferner das Anwachsen einer n-leitenden AlGaN-Schicht auf der Pufferschicht umfasst.
  27. Verfahren nach Anspruch 26, wobei das AlGaN-Material der n-leitenden AlGaN-Schicht durch die Formel AlaGa1-aN zu beschreiben ist, wobei 0 ≤ a ≤ 1 ist.
  28. Verfahren nach Anspruch 27, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht eine Dicke im Bereich von etwa 100 nm bis etwa 10 Mikrometer aufweist.
  29. Verfahren nach Anspruch 27, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht mit Si oder Ge dotiert ist.
  30. Verfahren nach Anspruch 27, wobei die hergestellte LED einen Elektrolumineszenz-Emissionspeak im Bereich von etwa 200 nm bis etwa 365 nm aufweist.
  31. Verfahren nach Anspruch 30, welches ferner das Abscheiden einer oder mehrerer weiterer n-leitender AlGaN-Schichten auf der n-leitenden AlGaN-Schicht umfasst, um einen Stapel n-leitender AlGaN-Schichten zu bilden.
  32. Verfahren nach Anspruch 31, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten einen Stufengradienten eines Dotierstoffs des n-Typs umfasst.
  33. Verfahren nach Anspruch 32, wobei es sich bei dem Dotierstoff um Si handelt und die Si-Konzentration im Bereich von etwa 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 liegt.
  34. Verfahren nach Anspruch 33, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten aus drei AlGaN-Schichten besteht, die, in dem Stapel von unten nach oben betrachtet, mit Si auf Si-Konzentrationen von etwa 1 × 1018 cm–3, 5 × 1019 cm–3 und 1 × 1020 cm–3 dotiert sind und entsprechende Dicken von 1 μm, 500 nm und 300 nm aufweisen.
  35. Verfahren nach Anspruch 31, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten einen Stufengradienten des AlN-Molenbruchs umfasst und wobei die AlN-Molenbrüche im Bereich von 0,01 bis 1,0 liegen.
  36. Verfahren nach Anspruch 31, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten in der obersten Schicht des Stapels Indium umfasst.
  37. Verfahren nach Anspruch 26, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht einen Dotierstoffgradienten umfasst.
  38. Verfahren nach Anspruch 26, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht einen Gradienten des AlN-Molenbruchs umfasst.
  39. Verfahren nach Anspruch 26, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht einen Indiumgradienten umfasst.
  40. Verfahren nach Anspruch 26, wobei man die n-leitende AlGaN-Schicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  41. Verfahren nach Anspruch 26 oder Anspruch 31, welches ferner das Anwachsen einer n-leitenden mehrlagigen Schicht auf der n-leitenden AlGaN-Schicht des Anspruchs 26 oder der obersten n-leitenden AlGaN-Schicht des Stapels des Anspruchs 31 umfasst, wobei die mehrlagige Schicht drei oder mehr Schichten des n-leitenden AlGaN umfasst, wobei jede Schicht eine Dicke im Bereich von etwa 0,1 nm bis etwa 100 nm aufweist und die Schichten in der Dotierstoffkonzentration oder dem AlN-Molenbruch variieren.
  42. Verfahren nach Anspruch 41, wobei die mehrlagige Schicht drei n-leitende AlGaN-Schichten (eine obere Schicht, eine mittlere Schicht und eine untere Schicht) umfasst und die mittlere Schicht einen anderen AlN-Molenbruch als die obere und die untere Schicht aufweist.
  43. Verfahren nach Anspruch 41, wobei die mehrlagige Schicht drei n-leitende AlGaN-Schichten (eine obere Schicht, eine mittlere Schicht und eine untere Schicht) umfasst und die mittlere Schicht eine andere Si-Dotierstoffkonzentration als die obere und die untere Schicht aufweist.
  44. Verfahren nach Anspruch 41, wobei die mehrlagige Schicht drei n-leitende AlGaN-Schichten (eine obere Schicht, eine mittlere Schicht und eine untere Schicht) umfasst und die mittlere Schicht eine andere In-Konzentration als die obere und die untere Schicht aufweist.
  45. Verfahren nach Anspruch 41, wobei die mehrlagige Schicht mehr als drei n-leitende AlGaN-Schichten umfasst und jede Schicht einen anderen AlN-Molenbruch als die Schichten über oder unter ihr aufweist.
  46. Verfahren nach Anspruch 41, wobei die mehrlagige Schicht mehr als drei n-leitende AlGaN-Schichten umfasst und jede Schicht eine andere Si-Dotierstoffkonzentration als die Schichten über oder unter ihr aufweist.
  47. Verfahren nach Anspruch 41, wobei die mehrlagige Schicht mehr als drei n-leitende AlGaN-Schichten umfasst und jede Schicht eine andere In-Konzentration als die Schichten über oder unter ihr aufweist.
  48. Verfahren nach Anspruch 26, Anspruch 31 oder Anspruch 41, welches ferner das Anwachsen einer ersten Barriereschicht auf der n-leitenden AlGaN-Schicht des Anspruchs 26, der obersten n-leitenden AlGaN-Schicht des Stapels des Anspruchs 31 oder der obersten n-leitenden AlGaN-Schicht der mehrlagigen Schicht des Anspruchs 41 umfasst, wobei man die erste Quantentopfschicht auf der ersten Barriereschicht anwachsen lässt.
  49. Verfahren nach Anspruch 48, welches ferner gegebenenfalls das Anwachsen eines oder mehrerer Schichtpaare, die AlGaN umfassen, auf der ersten Quantentopfschicht umfasst, wobei jedes Paar aus einer zusätzlichen Barriereschicht, gefolgt von einer zusätzlichen Quantentopfschicht, besteht, und welches ferner das Anwachsen einer obersten Barriereschicht, welche AlGaN umfasst, auf der ersten Quantentopfschicht, um eine Einzel-Quantentopfstruktur zu bilden, oder auf einer obersten Quantentopfschicht umfasst, um eine Mehrfach-Quantentopfstruktur zu bilden.
  50. Verfahren nach Anspruch 49, wobei die oberste Barriereschicht dünner als die erste Barriereschicht und jede zusätzliche Barriereschicht ist.
  51. Verfahren nach Anspruch 50, wobei die erste Barriereschicht und jede zusätzliche Barriereschicht eine Dicke im Bereich von etwa 3 nm bis etwa 10 nm aufweisen, die oberste Barriereschicht eine Dicke von etwa 1 nm bis etwa 5 nm aufweist und die erste Barriereschicht und jede zusätzliche Barriereschicht etwa 1,5- bis 10-mal dicker als die oberste Barriereschicht sind.
  52. Verfahren nach Anspruch 49, wobei der AlN-Molenbruch der Quantentopfschicht oder -schichten höher als der der n-leitenden AlGaN-Schicht oder -Schichten ist.
  53. Verfahren nach Anspruch 49, wobei man die erste Barriereschicht, jede zusätzliche Barriereschicht und jede zusätzliche Quantentopfschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  54. Verfahren nach Anspruch 53, wobei die Sauerstoffverunreinigungskonzentration in den Barriereschichten weniger als 1 × 1018 Atome/cm3 beträgt.
  55. Verfahren nach Anspruch 49, welches ferner das Anwachsen einer AlGaN-Elektronensperrschicht auf der obersten Barriereschicht umfasst.
  56. Verfahren nach Anspruch 55, wobei die Elektronensperrschicht eine Dicke im Bereich von etwa 3 nm bis etwa 100 nm aufweist.
  57. Verfahren nach Anspruch 55, wobei die Elektronensperrschicht einen Dotierstoff des p-Typs umfasst.
  58. Verfahren nach Anspruch 57, wobei die Elektronensperrschicht in einem Umfang von etwa 1 × 1016 cm–3 bis zu etwa 1 × 1021 cm–3 mit Mg dotiert ist.
  59. Verfahren nach Anspruch 55, wobei die Elektronensperrschicht einen AlN-Molenbruch größer oder gleich dem der obersten Barriereschicht aufweist.
  60. Verfahren nach Anspruch 55, wobei man die Elektronensperrschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  61. Verfahren nach Anspruch 55, welches ferner das Anwachsen einer p-leitenden AlGaN-Schicht oder mehrlagigen AlGaN-Schicht auf der Elektronensperrschicht umfasst.
  62. Verfahren nach Anspruch 61, wobei man eine mehrlagige Schicht anwachsen lässt und die mehrlagige Schicht drei oder mehr Schichten aus p-leitendem AlGaN umfasst, wobei jede Schicht eine Dicke im Bereich von etwa 2 nm bis etwa 100 nm aufweist, wobei die Schichten in der Dotierstoffkonzentration und/oder dem AlN-Molenbruch variieren.
  63. Verfahren nach Anspruch 61, wobei man eine mehrlagige Schicht anwachsen lässt und die mehrlagige Schicht abwechselnde Schichten aus p-leitendem AlGaN und p-leitendem GaN umfasst.
  64. Verfahren nach Anspruch 63, wobei die Dotierstoffkonzentration des p-Typs zwischen benachbarten Schichten variiert und im Bereich von 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 liegt.
  65. Verfahren nach Anspruch 61, wobei der AlN-Molenbruch der p-leitenden Schicht oder mehrlagigen Schicht niedriger als der der Elektronensperrschicht ist.
  66. Verfahren nach Anspruch 61, wobei man die p-leitende Schicht oder mehrlagige Schicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  67. Verfahren nach Anspruch 61, welches ferner das Anwachsen einer p-leitenden GaN-Kontaktschicht auf der p-leitenden Schicht oder mehrlagigen Schicht umfasst.
  68. Verfahren nach Anspruch 67, wobei man die Kontaktschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses anwachsen lässt.
  69. Verfahren nach Anspruch 67, wobei die Kontaktschicht Indium in einem Umfang im Bereich von etwa 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 umfasst.
  70. Verfahren nach Anspruch 67, wobei die Kontaktschicht Mg als Dotierstoff in einem Umfang im Bereich von etwa 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 umfasst.
  71. Ultraviolettes Licht emittierende Diode (LED), welche eine erste AlGaN-Quantentopfschicht umfasst, die unter Verwendung eines Galliumüberschusses während des Verfahrens des Anwachsens hergestellt wird.
  72. LED nach Anspruch 71, welche Bandstruktur-Potentialschwankungen aufweist, die aus Ga-reichen Bereichen innerhalb der ersten Quantentopfschicht resultieren.
  73. LED nach Anspruch 71, wobei die erste Quantentopfschicht eine glatte Oberfläche aufweist.
  74. LED nach Anspruch 71, wobei die Sauerstoffverunreinigungskonzentration in der ersten Quantentopfschicht weniger als 1 × 1018 Atome je cm3 beträgt.
  75. LED nach Anspruch 73, wobei die glatte Oberfläche einen quadratischen Mittelwert der Oberflächenrauheit von weniger als etwa 1 nm aufweist, gemessen durch Rasterkraftmikroskopie.
  76. LED nach Anspruch 71, welche eine Peak-Elektrolumineszenzemission aufweist, die um mindestens etwa 10 nm zum Rotlicht hin verschoben ist, verglichen mit einer LED eines vergleichbaren Designs und mit demselben AlN-Molenbruch in einer Quantentopfschicht, die ohne die Verwendung eines Galliumüberschusses hergestellt wurde.
  77. LED nach Anspruch 76, welche eine Peak-Elektrolumineszenzemission aufweist, die um mindestens etwa 20 nm zum Rotlicht hin verschoben ist, verglichen mit einer LED eines vergleichbaren Designs und mit demselben AlN-Molenbruch in einer Quantentopfschicht, die ohne die Verwendung eines Galliumüberschusses hergestellt wurde.
  78. LED nach Anspruch 71, wobei die erste Quantentopfschicht im Wesentlichen frei von Facettenstrukturen ist.
  79. LED nach Anspruch 71, welche keine Übergitterstruktur in Verbindung mit der Quantentopfschicht umfasst.
  80. LED nach Anspruch 71, wobei die erste Quantentopfschicht durch plasmaunterstützte MBE unter Verwendung eines Galliumüberschusses angewachsen ist.
  81. LED nach Anspruch 71, wobei der Galliumüberschuss, welcher als das Verhältnis des verwendeten Galliumflusses zu dem Galliumfluss, der zum stöchiometrischen Anwachsen von AlGaN benötigt wird, bestimmt wird und dem verwendeten Ga-Fluss/(Fluss an aktivem N – Al-Fluss) entspricht, auf molarer Basis im Bereich von etwa 1,1 bis etwa 100 liegt.
  82. LED nach Anspruch 71, welche ferner eine erste Barriereschicht unterhalb der ersten Quantentopfschicht umfasst, wobei die Barriereschicht AlGaN umfasst.
  83. LED nach Anspruch 82, welche ferner gegebenenfalls ein oder mehrere auf der ersten Quantentopfschicht angewachsene Schichtpaare umfasst, die AlGaN umfassen, wobei jedes Paar aus einer zusätzlichen Barriereschicht, überlagert von einer zusätzlichen Quantentopfschicht, besteht, und wobei die LED ferner eine AlGaN umfassende oberste Barriereschicht umfasst, welche man auf der ersten Quantentopfschicht anwachsen lässt, um eine Einzel-Quantentopfstruktur zu bilden, oder auf einer obersten Quantentopfschicht anwachsen lässt, um eine Mehrfach-Quantentopfstruktur zu bilden.
  84. LED nach Anspruch 83, wobei die Barriereschichten durch plasmaunterstützte MBE unter Verwendung eines Galliumüberschusses angewachsen sind.
  85. LED nach Anspruch 84, wobei die Sauerstoffverunreinigungskonzentration in den Barriereschichten weniger als 1 × 1018 Atome je cm3 beträgt.
  86. LED nach Anspruch 82, wobei die oberste Barriereschicht dünner als die erste Barriereschicht und jede zusätzliche Barriereschicht ist.
  87. LED nach Anspruch 71, welche ferner eine Schicht umfasst, die n-leitendes AlGaN umfasst.
  88. LED nach Anspruch 87, wobei das AlGaN-Material der n-leitenden AlGaN-Schicht durch die Formel AlaGa1-aN zu beschreiben ist, wobei 0 ≤ a ≤ 1 ist.
  89. LED nach Anspruch 87, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht eine Dicke im Bereich von etwa 100 nm bis etwa 10 Mikrometer aufweist.
  90. LED nach Anspruch 87, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht mit Si oder Ge dotiert ist.
  91. LED nach Anspruch 87, wobei die erste Barriereschicht auf der n-leitenden AlGaN-Schicht angewachsen ist.
  92. LED nach Anspruch 87, welche ferner eine oder mehrere zusätzliche n-leitende AlGaN-Schichten umfasst, die auf der n-leitenden AlGaN-Schicht angewachsen sind, um einen Stapel n-leitender AlGaN-Schichten zu bilden.
  93. LED nach Anspruch 92, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten einen Stufengradienten eines Dotierstoffs des n-Typs umfasst.
  94. LED nach Anspruch 93, wobei es sich bei dem Dotierstoff um Si handelt und die Si-Konzentration im Bereich von etwa 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 liegt.
  95. LED nach Anspruch 94, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten aus drei AlGaN-Schichten besteht, die, in dem Stapel von unten nach oben betrachtet, mit Si auf Si-Konzentrationen von etwa 1 × 1018 cm–3, 5 × 1019 cm–3 und 1 × 1020 cm–3 dotiert sind und entsprechende Dicken von 1 μm, 500 nm und 300 nm aufweisen.
  96. LED nach Anspruch 92, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten einen Stufengradienten des AlN-Molenbruchs umfasst und wobei die AlN-Molenbrüche im Bereich von 0,01 bis 1,0 liegen.
  97. LED nach Anspruch 92, wobei der Stapel n-leitender AlGaN-Schichten in der obersten Schicht des Stapels Indium umfasst.
  98. LED nach Anspruch 92, wobei die erste Barriereschicht auf der obersten Schicht des n-leitenden AlGaN-Stapels angewachsen ist.
  99. LED nach Anspruch 87, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht einen Dotierstoffgradienten umfasst.
  100. LED nach Anspruch 87, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht einen Gradienten des AlN-Molenbruchs umfasst.
  101. LED nach Anspruch 87, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht einen Indiumgradienten umfasst.
  102. LED nach Anspruch 87, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses angewachsen ist.
  103. LED nach Anspruch 87 oder Anspruch 92, welche ferner eine n-leitende mehrlagige Schicht umfasst, die auf der n-leitenden AlGaN-Schicht des Anspruchs 87 oder der obersten n-leitenden AlGaN-Schicht des Stapels des Anspruchs 92 angewachsen ist, wobei die mehrlagige Schicht drei oder mehr Schichten des n-leitenden AlGaN umfasst, wobei jede Schicht eine Dicke im Bereich von etwa 0,1 nm bis etwa 100 nm aufweist und die Schichten in der Dotierstoffkonzentration oder dem AlN-Molenbruch variieren, und wobei die erste Barriereschicht auf der obersten Schicht der mehrlagigen Schicht angewachsen ist.
  104. LED nach Anspruch 103, wobei die mehrlagige Schicht drei n-leitende AlGaN-Schichten (eine obere Schicht, eine mittlere Schicht und eine untere Schicht) umfasst und die mittlere Schicht einen anderen AlN-Molenbruch als die obere und die untere Schicht aufweist.
  105. LED nach Anspruch 103, wobei die mehrlagige Schicht drei n-leitende AlGaN-Schichten (eine obere Schicht, eine mittlere Schicht und eine untere Schicht) umfasst und die mittlere Schicht eine andere Si-Dotierstoffkonzentration als die obere und die untere Schicht aufweist.
  106. LED nach Anspruch 103, wobei die mehrlagige Schicht drei n-leitende AlGaN-Schichten (eine obere Schicht, eine mittlere Schicht und eine untere Schicht) umfasst und die mittlere Schicht eine andere In-Konzentration als die obere und die untere Schicht aufweist.
  107. LED nach Anspruch 103, wobei die mehrlagige Schicht mehr als drei n-leitende AlGaN-Schichten umfasst und jede Schicht einen anderen AlN-Molenbruch als die Schichten über oder unter ihr aufweist.
  108. LED nach Anspruch 103, wobei die mehrlagige Schicht mehr als drei n-leitende AlGaN-Schichten umfasst und jede Schicht eine andere Si-Dotierstoffkonzentration als die Schichten über oder unter ihr aufweist.
  109. LED nach Anspruch 103, wobei die mehrlagige Schicht mehr als drei n-leitende AlGaN-Schichten umfasst und jede Schicht eine andere In-Konzentration als die Schichten über oder unter ihr aufweist.
  110. LED nach Anspruch 87, welche ferner eine Pufferschicht und ein Substrat umfasst, wobei die Pufferschicht auf einer Fläche des Substrats angewachsen ist und die n-leitende AlGaN-Schicht auf der Pufferschicht angewachsen ist.
  111. LED nach Anspruch 110, wobei das Substrat ein Material umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus c-Saphir, a-Saphir, m-Saphir, r-Saphir, c-AlN, a-AlN, m-AlN, r-AlN, (001)-Si, (111)-Si, c-SiC, a-SiC, m-SiC, r-SiC, c-ZnO, a-ZnO, m-ZnO und r-ZnO besteht.
  112. LED nach Anspruch 111, wobei es sich bei dem Substrat um c-Saphir handelt.
  113. LED nach Anspruch 112, wobei die Fläche des Saphirsubstrats, auf welcher die Pufferschicht angewachsen ist, nitridiert ist.
  114. LED nach Anspruch 110, wobei die Pufferschicht eine polykristalline oder nicht monokristalline Struktur umfasst.
  115. LED nach Anspruch 110, wobei die Pufferschicht eine Dicke im Bereich von etwa 1 Mikrometer bis etwa 5 Mikrometer aufweist.
  116. LED nach Anspruch 110, wobei die Pufferschicht AlN, GaN, AlGaN, InAlGaN oder eine beliebige Mischung aus diesen umfasst.
  117. LED nach Anspruch 116, wobei es sich bei der Pufferschicht um eine AlN-Pufferschicht handelt.
  118. LED nach Anspruch 110, wobei die n-leitende AlGaN-Schicht auf der Pufferschicht angewachsen ist.
  119. LED nach Anspruch 71, welche ferner eine AlGaN-Elektronensperrschicht umfasst, wobei die Elektronensperrschicht auf der obersten Barriereschicht angewachsen ist.
  120. LED nach Anspruch 119, wobei die Elektronensperrschicht eine Dicke im Bereich von etwa 3 nm bis etwa 100 nm aufweist.
  121. LED nach Anspruch 119, wobei die Elektronensperrschicht einen Dotierstoff des p-Typs umfasst.
  122. LED nach Anspruch 121, wobei die Elektronensperrschicht in einem Umfang von etwa 1 × 1016 cm–3 bis zu etwa 1 × 1021 cm–3 mit Mg dotiert ist.
  123. LED nach Anspruch 119, wobei die Elektronensperrschicht einen AlN-Molenbruch größer oder gleich dem der obersten Barriereschicht aufweist.
  124. LED nach Anspruch 119, wobei die Elektronensperrschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses angewachsen ist.
  125. LED nach Anspruch 119, welche ferner das Anwachsen einer p-leitenden AlGaN-Schicht oder mehrlagigen AlGaN-Schicht auf der Elektronensperrschicht umfasst.
  126. LED nach Anspruch 125, wobei eine p-leitende mehrlagige Schicht angewachsen ist und die mehrlagige Schicht drei oder mehr Schichten aus p-leitendem AlGaN oder p-leitendem GaN umfasst, wobei jede Schicht eine Dicke im Bereich von etwa 2 nm bis etwa 100 nm aufweist, wobei die Schichten in der Dotierstoffkonzentration und/oder dem AlN-Molenbruch variieren.
  127. LED nach Anspruch 126, wobei eine p-leitende mehrlagige Schicht angewachsen ist und die mehrlagige Schicht abwechselnde Schichten aus p-leitendem AlGaN und p-leitendem GaN umfasst.
  128. LED nach Anspruch 127, wobei die Dotierstoffkonzentration des p-Typs zwischen benachbarten Schichten variiert und im Bereich von 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 liegt.
  129. LED nach Anspruch 125, wobei der AlN-Molenbruch der p-leitenden Schicht oder mehrlagigen Schicht niedriger als der der Elektronensperrschicht ist.
  130. LED nach Anspruch 125, wobei die p-leitende Schicht oder mehrlagige Schicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses angewachsen ist.
  131. LED nach Anspruch 125, welche ferner eine p-leitende GaN-Kontaktschicht umfasst, die auf der p-leitenden Schicht oder mehrlagigen Schicht angewachsen ist.
  132. LED nach Anspruch 131, wobei die Kontaktschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses angewachsen ist.
  133. LED nach Anspruch 131, wobei die Kontaktschicht Indium in einem Umfang im Bereich von etwa 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 umfasst.
  134. LED nach Anspruch 131, wobei die Kontaktschicht Mg als Dotierstoff in einem Umfang im Bereich von etwa 1 × 1016 cm–3 bis etwa 1 × 1021 cm–3 umfasst.
  135. LED nach Anspruch 131, welche ferner eine Kontaktstruktur umfasst, die auf der obersten n-leitenden Schicht, dem Stapel oder der mehrlagigen Schicht abgeschieden ist, wobei die Kontaktstruktur einen Ohm'schen Kontakt zu der obersten n-leitenden Schicht, dem Stapel oder der mehrlagigen Schicht bereitstellt, wobei die Kontaktstruktur ein Material umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Ti, V, Al, Pt, Ni, Mo, Pd, Indiumzinnoxid, Zn, ZnO, Au, deren Legierungen, deren Legierungen mit Halbleitern und deren Legierungen mit Stickstoff besteht.
  136. LED nach Anspruch 135, wobei die Dicke der Kontaktstruktur im Bereich von etwa 10 nm bis etwa 300 nm liegt.
  137. LED nach Anspruch 135, wobei der Widerstand des Ohm'schen Kontakts im Bereich von etwa 1 × 10–2 bis etwa 1 × 10–6 Ohm·cm2 liegt.
  138. LED nach Anspruch 131, welche ferner eine Kontaktstruktur umfasst, die auf der obersten p-leitenden Schicht oder mehrlagigen Schicht abgeschieden ist, wobei die Kontaktstruktur einen Ohm'schen Kontakt zu der obersten p-leitenden Schicht oder mehrlagigen Schicht bereitstellt, wobei die Kontaktstruktur ein Material umfasst, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Ti, V, Al, Pt, Ni, Mo, Pd, Indiumzinnoxid, Zn, ZnO, Au, deren Legierungen, deren Legierungen mit Halbleitern und deren Legierungen mit Stickstoff besteht.
  139. LED nach Anspruch 138, wobei die Dicke der Kontaktstruktur im Bereich von etwa 10 nm bis etwa 300 nm liegt.
  140. LED nach Anspruch 138, wobei der Widerstand des Ohm'schen Kontakts im Bereich von etwa 1 × 10–2 bis etwa 1 × 10–6 Ohm·cm2 liegt.
  141. LED nach Anspruch 131, wobei der AlN-Molenbruch in der n-leitenden AlGaN-Schicht, dem Stapel oder der mehrlagigen Schicht kleiner oder gleich dem AlN-Molenbruch der Quantentopfschicht oder -schichten ist.
  142. LED nach Anspruch 131, welche eine Peak-Elektrolumineszenzemission von weniger als 320 nm aufweist.
  143. LED nach Anspruch 142, welche eine Peak-Elektrolumineszenzemission von weniger als 300 nm aufweist.
  144. LED nach Anspruch 131, wobei der AlN-Molenbruch der n-leitenden AlGaN-Schicht, dem Stapel oder der mehrlagigen Schicht höher als 0,5 ist.
  145. LED nach Anspruch 71, wobei die erste Quantentopfschicht frei von Oberflächenfehlern ist.
  146. LED nach Anspruch 71, welche eine Peak-Elektrolumineszenzemission im Bereich von etwa 200 nm bis etwa 365 nm aufweist.
  147. LED nach Anspruch 71, welche eine interne Quantenausbeute von mindestens 30% aufweist.
  148. LED nach Anspruch 71, welche eine interne Quantenausbeute von mindestens 70% aufweist.
  149. LED nach Anspruch 71, wobei die erste AlGaN-Quantentopfschicht Quantenpunktmaterial umfasst.
  150. LED nach Anspruch 149, wobei die Peak-Elektrolumineszenzemission der LED im Bereich von 330 nm bis 365 nm liegt.
  151. LED nach Anspruch 71, wobei die Peak-Elektrolumineszenzemission der LED im Bereich von 200 nm bis 365 nm liegt.
  152. Verfahren nach Anspruch 1, wobei durch den Schritt des Anwachsens der ersten Quantentopfschicht unter Verwendung eines Galliumüberschusses ein Quantenpunktmaterial in der ersten Quantentopfschicht hergestellt wird.
  153. Verfahren nach Anspruch 152, wobei durch die Herstellung des Quantenpunktmaterials die Peak-Elektrolumineszenzemission der LED in den Bereich von 330 nm bis 365 nm zum Rotlicht hin verschoben wird.
  154. Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Bedingungen für das Anwachsen der ersten Quantentopfschicht in Bezug auf den Fluss von Ga, Al und aktivem N nicht stöchiometrisch sind.
  155. Verfahren nach Anspruch 154, wobei das III/V-Verhältnis (das Verhältnis(Ga + Al)/aktiver N) während des Anwachsens der ersten Quantentopfschicht größer als 1 ist.
  156. Verfahren nach Anspruch 1, wobei auf der anwachsenden Fläche der ersten Quantentopfschicht keine Ga-Metalltröpfchen gebildet werden.
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