TW201310701A - 三族氮化物半導體發光元件之製造方法 - Google Patents
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Abstract
本發明提供一種三族氮化物半導體發光元件之製造方法，此方法能降低元件的驅動電壓。在製造方法中，p型披覆層具有超晶格結構，在此超晶格結構中厚度為0.5nm至10nm的p型AlGaN層與InGaN層交替沈積。p型AlGaN層的成長溫度為800℃至850℃。藉著將p型AlGaN層維持在成長溫度時停止供應TMA、導入TMI並增加Ga源氣體的供應量，將具有一至二單層厚度的InGaN層形成在p型AlGaN層上。因此可維持良好的結晶特性同時降低p型披覆層的厚度，藉此降低驅動電壓。
Description
本發明係關於一種三族氮化物半導體發光元件之製造方法，尤其係關於一種p型披覆層的形成方法。
一般而言，提供p型披覆層藉著將電子限制在三族氮化物半導體發光元件之發光層中以改善發光效能。為了增進限制電子的效應，使用具有大能隙的p型AlGaN來作為p型披覆層。然而，p型AlGaN必須要在低溫下成長，以降低對發光層的熱損害而導致結晶特性退化。因此使用p型AlGaN/p型InGaN或p型AlGaN/p型GaN超晶格結構以抑制結晶特性的退化。由於相較於p型GaN，p型InGaN在低成長溫度下表現出較佳的結晶特性，因此更較佳的是p型AlGaN/p型InGaN超晶格結構。
特開號2005-51170的日本專利申請案揭露了一種超晶格結構，在此結構中交替沈積p型AlGaN與p型InGaN作為p型披覆層。其亦揭露了p型AlGaN具有1 nm至5 nm的厚度而p型InGaN具有1 nm至5 nm的厚度。
特開號2007-80996的日本專利申請案揭露了一種超晶格結構，在此結構中交替沈積p型AlGaN與p型GaN作為p型披覆層。其亦揭露了p型AlGaN與p型GaN的每一者皆具有至少一原子層的厚度。
然而，當使用p型AlGaN/p型InGaN或p型AlGaN/p型GaN作為p型披覆層時，由於p型AlGaN或p型GaN的存在對於限制電子並無貢獻，因此增加了p型披覆層的總厚度。這會導致串聯電阻增加及驅動電壓增加。
有鑑於前述問題，本發明的目的在於提供一種在不增加驅動電壓的情況下製造三族氮化物半導體發光元件的方法。
在本發明的第一態樣中，提供一種具有p型披覆層之三族氮化物半導體發光元件的製造方法。此方法包含：藉著MOCVD重覆地成長厚度介於0.5 nm至10 nm的p型AlGaN與InGaN層而形成一p型披覆層，其中藉著將該p型AlGaN層維持在成長溫度時停止供應Al源氣體、導入In源氣體並增加Ga源氣體的供應量，將具有一至二單層厚度的該InGaN層形成在該p型AlGaN層上。
在本發明的第五態樣中，提供一種具有p型披覆層之三族氮化物半導體發光元件的製造方法。此方法包含藉著重覆第一處理與第二處理而形成p型披覆層：第一處理成長厚度介於0.5 nm至10 nm的p型AlGaN；而第二處理藉著將該p型AlGaN層維持在成長溫度時停止供應Al源氣體、導入In源氣體並增加Ga源氣體的供應量，將該p型AlGaN層的表面暴露至成長InGaN用的氣體中。
本說明書中所使用的「三族氮化物半導體」包含通式AlxGayInzN(x+y+z=1,0≦x,y,z≦1)所代表的半導體；此類半導體中一部分的Al、Ga或In被另一族13(IIIB族)元素(即B或T1)所取代，或者一部分的N被另一族15(VB族)元素(即P、As、Sb或Bi)所取代。三族氮化物半導體的特定實例包含了至少包含Ga者，例如GaN、InGaN、AlGaN與AlGaInN。當形成三族氮化物半導體時，例如供應TMA(三甲基鋁)作為Al源，且使用TMI(三甲基銦)作為In源，使用TMG(三甲基鎵)作為Ga源。
p型InGaN之一單層(或單分子層，此後將使用「單層」一詞)的厚度為p型InGaN之c軸之晶格常數的一半，即取決於In的組成比約介於2.5 Å至2.6Å。
p型AlGaN層之所以具有0.5 nm至10 nm之厚度的原因在於：當厚度小於0.5 nm時，作為p型披覆層的功能即限制電子的效用下降，這是一般所不樂見的。當厚度大於10 nm時，p型AlGaN
層的結晶特性劣化。較佳地，p型AlGaN層具有1 nm至5 nm的厚度，更較佳地，p型AlGaN層具有1.5 nm至3.5 nm的厚度。
較佳地，p型AlGaN層與InGaN層係於800℃至950℃的溫度下成長。當成長溫度落在此範圍時，藉著將p型AlGaN層的表面暴露至形成InGaN用的氣體中，可大幅地改善p型AlGaN層的結晶特性。成長溫度較佳地介於830℃至920℃，更較佳地介於850℃至900℃。
較佳地，當p型AlGaN層被定義為p型AlxGa1-xN層時，其具有15莫耳%至50莫耳%的Al組成比x。即，x為Al之莫耳數比上Al加Ga之莫耳數的比值。當Al的組成比落在此範圍內時，可大幅增進p型披覆層的電子限制功效。Al的組成比x較佳地介於20莫耳%至40莫耳%，更較佳地介於25莫耳%至35莫耳%。
又，在本發明的第一態樣中，當InGaN被定義為InyGa1-yN時，InGaN層較佳地具有2莫耳%至10莫耳%的In組成比y。即，y為In之莫耳數比上In加Ga之莫耳數的比值。當In的組成比落在此範圍內時，InGaN層可大幅增進p型AlGaN層的結晶特性。In的組成比y較佳地介於4莫耳%至8莫耳%，更較佳地介於6莫耳%至8莫耳%。又，因為切換至成長p型AlGaN層所用的氣體時的蒸發或在p型AlGaN層之初始成長階段時的蒸發，可能會失去一部分或全部的InGaN層。InGaN層可以是摻雜有Mg的p型InGaN層。
本發明的第二態樣係關於根據第一態樣之製造方法的一特定實施例，其中該p型AlGaN層的成長溫度為800℃至950℃。
本發明的第三態樣係關於根據第一或第二態樣之製造方法的一特定實施例，其中該p型AlGaN層具有15莫耳%至50莫耳%的Al組成比x。
本發明的第四態樣係關於根據第一至第三態樣中任一態樣之製造方法的一特定實施例，其中該InGaN層具有2莫耳%至10莫耳%的In組成比y。
本發明的第六態樣係關於根據第五態樣之製造方法的一特定實施例，其中該p型AlGaN層係於800℃至950℃的溫度下成長。
本發明的第七態樣係關於根據第五或第六態樣之製造方法的一特定實施例，其中該p型AlGaN層具有15莫耳%至50莫耳%的Al組成比x。
在本發明的第一態樣中，對限制電子並無貢獻之InGaN層的厚度被降低為一至二單層。因此改善了p型AlGaN層的結晶特性並降低了串聯電阻，導致驅動電壓的下降。
又，在成長p型AlGaN層的相同溫度下成長InGaN層，且相較於形成p型AlGaN層時所供應的Ga源氣體量，形成InGaN層時所供應的Ga源氣體量較多。藉此，InGaN層更進一步地改善了p型AlGaN層的結晶特性。
在本發明的第五態樣中，雖然InGaN並非形成在p型AlGaN層上但重覆地將p型AlGaN層的表面暴露至形成InGaN的氣體中，可改善p型AlGaN的結晶特性。由於並未形成InGaN，可降低串聯電阻，導致驅動電壓的下降。
接下來將參考圖示說明本發明的特定實施例。然而，本發明並不限於此些實施例。
圖1顯示實施例1之三族氮化物半導體發光元件的結構。如圖1中所示，根據實施例1之三族氮化物半導體發光元件包含：藍寶石基板10；及n型接觸層11、ESD層12、n型披覆層13、發光層14、p型披覆層15與p型接觸層16，膜層11至16的每一者係由三族氮化物半導體所形成並藉由低溫緩衝層(未顯示)而依序沈積於基板10上。在p型接觸層16之上表面的一部分中，形成深度自p型接觸層16之上表面延伸至n型接觸層11的溝槽。將n型電極19形成在溝槽底部所暴露出之n型接觸層的表面上。
將ITO透明電極17形成在p型接觸層16無溝槽的部分上並將p極18形成在透明電極17上。
p型披覆層15具有複數膜層單元所形成的超晶格結構，每一膜層單元皆包含如圖2中所示交替沈積的p型AlGaN層150與p型InGaN層151。膜層單元的數目為5至15。p型AlGaN層150具有0.5 nm至10 nm的厚度，Al組成比為15莫耳%至50莫耳%，Mg濃度1 x 1019/cm3至5 x 1020/cm3。p型InGaN層151具有一至二單層的厚度，In組成比為2莫耳%至10莫耳%，Mg濃度1 x 1019/cm3至2 x 1020/cm3。InGaN之一單層的厚度為InGaN之c軸之晶格常數的一半，即取決於In的組成比約介於2.5 Å至2.6Å。p型披覆層15的總厚度為10 nm至90 nm。
p型披覆層15以外的其他膜層可具有任何習知的結構。例如，由n型GaN所形成的n型接觸層11可包含具有不同Si含量的複數膜層。n型ESD層12具有兩層結構，包含i-GaN層與n-GaN層。n型披覆層13具有超晶格結構，在此結構中交替且重覆地形成i-GaN層與i-InGaN層。發光層14具有量子井MQW結構，其中交替地沈積三次未摻雜的InGaN井層與未摻雜的GaN阻障層。由p型GaN所形成的p型接觸層可包含具有不同Mg含量的複數膜層。
接下來將參考圖3說明根據實施例1之三族氮化物半導體發光元件的製造方法。
在接下來的處理中，p型三族氮化物半導體係實際上藉由摻雜有Mg之三族氮化物半導體的熱處理所製造。然而此後為了簡化的目的，即便是在熱處理之前也會稱為p型AlGaN或p型InGaN。
首先，將表面上已形成有凹凸圖案的藍寶石基板10置入MOCVD設備中，在氫氣氛圍中加熱以進行熱清理。
接下來，在藍寶石基板10上形成低溫緩衝層(未顯示)。藉由MOCVD依序在低溫緩衝層上形成n型接觸層11、n型ESD層12、n型披覆層13與發光層14(圖3A)。使用到的氣體如下：氫
氣或氮氣作為載氣；氨氣作為氮源；TMG(三甲基鎵)作為Ga源；TMA(三甲基鋁)作為Al源；TMI(三甲基銦)作為In源；及矽烷(SiH4)作為n型雜質氣體。
接下來，經由下列處理來形成p型披覆層15。
首先，藉由MOCVD在發光層14上形成一p型AlGaN層150，其具有0.5 nm至10 nm的厚度、15莫耳%至50莫耳%的Al組成比、1 x 1019/cm3至5 x 1020/cm3的Mg濃度。使用與上面相同的載氣與源材料氣體。使用二環戊二乙基鎂(Mg(C2H5)2)作為p型雜質氣體。成長溫度為800℃至950℃。
接著將溫度維持在成長溫度，停止供應TMA、導入TMI並增加TMG的供應量。因此在p型AlGaN層150上形成p型InGaN層151，其具有一至二單層的厚度，2莫耳%至10莫耳%的In組成比，1 x 1019/cm3至2 x 1020/cm3的Mg濃度。
藉著交替重覆形成p型AlGaN層150的處理與形成p型InGaN層151的處理5至15次以交替地沈積此些膜層(圖3B)，形成具有p型AlGaN/p型InGaN之超晶格結構的p型披覆層15。因為在p型InGaN層151上切換至成長p型AlGaN150層所用的氣體時的蒸發或在p型AlGaN層150之初始成長階段時的蒸發，可能會失去一部分或全部的InGaN層151。
在形成p型披覆層時之所以在800℃至950℃的低溫下成長p型AlGaN層150是為了要降低對發光層14的熱損害。然而，當在低溫下成長p型AlGaN層150時，增進了縱向而非橫向的成長。膜層表面容易粗糙化，導致結晶特性的劣化。因此，使用即便是在低溫下仍表現出較佳橫向成長及良好結晶特性的p型InGaN層151來形成超晶格結構。又，p型AlGaN層150具有0.5 nm至10 nm的厚度以抑制結晶度的下降。p型InGaN層151具有一至二單層的厚度以最小化不具有披覆層般將電子限制在發光層中之功能之p型InGaN層151的厚度。在形成p型InGaN層151時增加作為Ga源之TMG的供應量，藉此避免In蒸發並藉由p型InGaN層151更進一步地改善p型AlGaN層150的結晶特性。
因此當維持p型AlGaN層150的良好結晶特性時，同時薄化p型InGaN層151並減少p型披覆層15的總厚度。因此，減少了p型披覆層15的串聯電阻，藉此降低三族氮化物半導體的驅動電壓。
p型AlGaN層150較佳地具有1 nm至5 nm的厚度以增進其作為披覆層的功能以及結晶特性。更較佳地，厚度為1.5 nm至3.5 nm。
更較佳地，p型AlGaN層150具有20莫耳%至40莫耳%的Al組成比以增進其作為披覆層的功能。更較佳地，Al組成比為25莫耳%至35莫耳%。
更較佳地，p型InGaN層151具有4莫耳%至8莫耳%的In組成比以藉由p型InGaN層151來增進p型AlGaN層150的結晶特性。更較佳地，In組成比為6莫耳%至8莫耳%。p型InGaN層151可被未摻雜有p型摻質的InGaN層所取代。
AlGaN層150與p型InGaN層151更較佳地在830℃至920℃的溫度下成長以藉由p型InGaN層151來增進p型AlGaN層150的結晶特性。更較佳地，成長溫度為850℃至900℃。
接下來，利用MOCVD在p型披覆層15上形成p型接觸層16(圖3C)。使用當形成p型披覆層15時所用的相同源材料氣體、載氣與摻雜氣體。在p型接觸層16的一部分中形成透明電極17。在p型接觸層16的表面無透明電極17的部分中形成深度到達n型接觸層11的溝槽。在溝槽的底部形成n型電極19並在透明電極17上形成p型電極18。經過上面的程序，製造出圖1中所示之根據實施例1之三族氮化物半導體發光元件。
在根據實施例2之三族氮化物半導體發光元件的製造方法中，根據實施例1之三族氮化物半導體發光元件的製造方法中形成p型披覆層15的處理被置換成下面形成p型披覆層25的處理。
首先，利用MOCVD在發光層14上形成p型AlGaN層250，其具有0.5 nm至10 nm的厚度、15莫耳%至50莫耳%的Al
組成比、1 x 1019/cm3至5 x 1020/cm3的Mg濃度。成長溫度為800℃至950℃。
接著，將溫度維持在成長溫度，停止供應TMA、導入TMI並增加TMG的供應量。因此，p型AlGaN層250的表面被暴露至形成InGaN用的氣體中。在p型AlGaN層250上形成InGaN前便結束此處理，然後再次進行形成p型AlGaN層250的處理。
交替地重覆形成p型AlGaN層250的處理以及將p型AlGaN層250之表面暴露至形成InGaN用之氣體中的處理5至15次，以形成圖4C中所示的p型披覆層25。
由於p型AlGaN層250的表面經由暴露至形成InGaN用之氣體中而拻復，上述形成p型披覆層25的處理可抑制結晶度的下降。當維持p型AlGaN層250的良好結晶特性時，由於不會形成InGaN而同時降低了p型披覆層25的總厚度。因此，p型披覆層25的串聯電阻下降，藉此降低了三族氮化物半導體發光元件的驅動電壓。
雖然根據實施例1與2之三族氮化物半導體發光元件具有面向上型結構，但本發明的發光元件可具有覆晶型結構。
藉由本發明之方法所製造之三族氮化物半導體發光元件可用來作為發光裝置或顯示設備的光源。
10‧‧‧藍寶石基板
11‧‧‧n型接觸層
12‧‧‧ESD層
13‧‧‧n型披覆層
14‧‧‧發光層
15‧‧‧p型披覆層
16‧‧‧p型接觸層
17‧‧‧透明電極
18‧‧‧p型電極
19‧‧‧n型電極
25‧‧‧p型披覆層
150‧‧‧p型AlGaN層
151‧‧‧p型InGaN層
250‧‧‧p型AlGaN層
在參考與較佳實施例相關聯的附圖以及上面之較佳實施例的詳細敘述後當能輕易地明白及瞭解本發明的各種其他目的、特徵及優點：圖1顯示實施例1之三族氮化物半導體發光元件的結構；圖2顯示了p型披覆層15的結構；圖3A、3B與3C顯示了根據實施例1之三族氮化物半導體發光元件的製造方法；及圖4A、4B與4C顯示了根據實施例2之p型披覆層25的製造處理。
10‧‧‧藍寶石基板
11‧‧‧n型接觸層
12‧‧‧ESD層
13‧‧‧n型披覆層
14‧‧‧發光層
15‧‧‧p型披覆層
16‧‧‧p型接觸層
17‧‧‧透明電極
18‧‧‧p型電極
19‧‧‧n型電極
Claims (8)
- 一種具有p型披覆層之三族氮化物半導體發光元件的製造方法，此方法包含：藉著MOCVD重覆地成長厚度介於0.5 nm至10 nm的p型AlGaN與InGaN層而形成一p型披覆層，其中藉著將該p型AlGaN層維持在成長溫度時停止供應Al源氣體、導入In源氣體並增加Ga源氣體的供應量，將具有一至二單層厚度的該InGaN層形成在該p型AlGaN層上。
- 如申請專利範圍第1項之具有p型披覆層之三族氮化物半導體發光元件的製造方法，其中，該p型AlGaN層的成長溫度為800℃至950℃。
- 如申請專利範圍第1項之具有p型披覆層之三族氮化物半導體發光元件的製造方法，其中，當該p型AlGaN層被定義為p型AlxGa1-xN層時該p型AlGaN層具有15莫耳%至50莫耳%的Al組成比x。
- 如申請專利範圍第2項之具有p型披覆層之三族氮化物半導體發光元件的製造方法，其中，當該p型AlGaN層被定義為p型AlxGa1-xN層時該p型AlGaN層具有15莫耳%至50莫耳%的Al組成比x。
- 如申請專利範圍第1至4項中任何一項之具有p型披覆層之三族氮化物半導體發光元件的製造方法，其中，當該InGaN被定義為InyGa1-yN時，該InGaN層具有2莫耳%至10莫耳%的In組成比y。
- 一種具有p型披覆層之三族氮化物半導體發光元件的製造方法，此方法包含： 第一處理，成長厚度介於0.5 nm至10 nm的p型AlGaN層；第二處理，藉著將該p型AlGaN層維持在成長溫度時停止供應Al源氣體、導入In源氣體並增加Ga源氣體的供應量，將該p型AlGaN層的表面暴露至成長InGaN用的氣體中但不成長InGaN；及其中，重覆該第一處理與第二處理以形成該p型披覆層。
- 如申請專利範圍第6項之具有p型披覆層之三族氮化物半導體發光元件的製造方法，其中，該p型AlGaN層的成長溫度為800℃至950℃。
- 如申請專利範圍第6或7項之具有p型披覆層之三族氮化物半導體發光元件的製造方法，其中，當該p型AlGaN層被定義為p型AlxGa1-xN層時該p型AlGaN層具有15莫耳%至50莫耳%的Al組成比x。
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