TW201545339A - 光電子裝置 - Google Patents

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Abstract

一包含一半導體結構之光電子裝置包括一p型作用區及一n型作用區。該半導體結構僅由一或多個超晶格組成，其中各超晶格由複數個單位晶胞組成。各單位晶胞包含至少兩實質區別單晶層。

Description

光電子裝置 【相關申請案之交叉參考】
本申請案主張2014年5月27日申請且標題為「An Optoelectronic Device」之澳洲臨時專利申請案第2014902007號之優先權，其全文係以引用的方式併入本文。
本發明基本上係關於光電子裝置。特定言之，本發明係關於在紫外波長下發光之光電子裝置。然而，本發明不限制於紫外波長。
發明背景
雖然已可利用III族金屬氮化物半導體材料，如氮化鋁鎵(AlGaN)製造在深紫外(UV)波長(λ280nm)下發光的光電子裝置，如發光二極體(LED)，然而來自該LED之發光強度至今相對不及可見光波長LED。此部分係由於AlGaN半導體材料電子帶結構的本質限制。發現傳統LED結構不利於結晶AlGaN膜沿實質平行於層形成生長軸之方向發射深紫外光。特定言之，傳統上深紫外LED係使用高鋁含量AlGaN合金形成以獲得所需發光波長所需之帶隙。此種高鋁含量組合物特別受上述限制影響。
據信此種LED之不良深紫外發射強度係源自沈積III族金屬氮化物材料之低劣結晶結構品質，其導致LED之不良電學行為。與其他技術成熟的III-V族化合物半導體(如砷化鎵鋁(GaAlAs))相比，III族金屬氮化物展現高出至少兩至三個數量級的結晶缺陷。III族金屬氮化物之結構品質可透過在諸如氮化鋁(AlN)及氮化鎵(GaN)之天然基板上磊晶沈積予以改良。然而，即使AlN基板可用，但使用高鋁含量AlGaN材料形成之深紫外LED仍無法沿垂直方向有效發光(即垂直於層平面之平行發光)。
在先前技藝中操作基於III族金屬氮化物的LED仍存在問題。III族金屬氮化物材料之最高結晶結構品質係使用纖鋅礦晶體結構類薄 膜形成。此等膜以所謂之c平面取向沈積於天然或不相似的六方晶體對稱基板上。此種c平面取向之III族金屬氮化物膜具有在兩不相似AlGaN組合物之界面邊界處形成極大內部電荷片之獨特性質。此等電荷稱為熱電電荷且出現於各層組成不連續處。此外，各種及每種不同AlGaN組合物擁有稍有不同的晶格參數，並因此各不相似AlGaN層輕易在界面邊界處形成晶體錯配差排，若不予以正確管理，則會傳播至層內部。若形成不相似AlGaN層以盡可能減小晶體錯配差排，則產生又一造成問題之內部電荷，稱為壓電電荷。此等內部熱電及壓電電荷因此對LED設計提出進一步挑戰，係因其等在LED內產生內部電場，該電場趨於對抗發光所需之電荷載子重組。
另一問題係III族金屬氮化物材料之本質高折射率，其進一步限制在LED內產生之可逃逸表面之光量。已在表面紋理化方面進行大量努力以改良自表面之光逃逸角錐。此等解決方案透過改良深UV LED之發光而取得一些成功，但距離實現如同UV氣燈技術般具有商業意義之光功率密度仍相差甚遠。即使進行表面紋理化並使用光耦合結構(如光子帶隙圖案化結構)，UV LED仍無法沿垂直方向高效發光。
先前技藝中存在之又一限制係相較於III族金屬砷化物半導體，III族金屬氮化物半導體在經由膜沈積生長時極其具挑戰。雖然已利用分子束磊晶(MBE)及有機化學氣相沈積(MOCVD)展示氮化銦鎵(InxGa1-xN)、氮化鋁鎵(AlxGa1-xN)及銦鎵鋁氮(InxGayAl1-x-yN)任意合金組合物的令人信服之範圍，但在沈積大量不相似組合物作為LED單磊晶堆疊一部分時仍存在大量技術挑戰。特定言之，此限制可利用III族金屬氮化物半導體及此等生長技術實現的帶隙工程化結構之複雜程度及範圍。
因此需要在UV頻率，尤其是深UV頻率下使用之改良固態光電子裝置。亦需要改良用於工程化此等光電子裝置之膜形成方法。
【發明目的】
本發明實施例之較佳目的係提供解決或至少部分改善上述先前技藝問題中之一或多者且/或提供可用商業替代方案之光電子裝置。
在一形式中，雖然其不必為惟一或實質最廣義形式，但是本 發明係關於光電子裝置，其包含半導體結構，該半導體結構包括：p型作用區；及n型作用區；其中：該半導體結構僅由一或多個超晶格組成；各超晶格由複數個單位晶胞組成；且各單位晶胞包含至少兩實質區別單晶層。
較佳，該半導體結構係實質單晶體結構。
合適地，該半導體結構包括在n型作用區與p型作用區之間之i型作用區。
較佳，在整個半導體結構，彼此鄰接之單位晶胞具有實質相同平均合金含量。
較佳，i型作用區具有大於或等於1nm且小於或等於100nm之厚度。
較佳，i型作用區具有選自1nm至約10μm範圍之橫向寬度。
較佳，半導體結構係透過沿預定生長方向之磊晶層生長建造。
合適地，複數個單位晶胞中之各者之平均合金含量在各超晶格內恒定。
合適地，複數個單位晶胞中之各者之平均合金含量在半導體結構之大部分中恒定。
合適地，複數個單位晶胞中之各者之平均合金含量在一或多個超晶格中之至少一者內沿生長方向不恒定。
合適地，複數個單位晶胞中之各者之平均合金含量在一或多個超晶格中之至少一者的一部分內沿生長方向週期變化。
合適地，複數個單位晶胞中之各者之平均合金含量在一或多個超晶格中之至少一者的不同區域中沿磊晶生長方向週期及無週期變化。
合適地，在複數個單位晶胞中之各者中之至少兩層各具有小 於或等於6個材料單層之厚度，其中各單層沿生長方向由該材料組成。
合適地，在一或多個超晶格之至少一部分內，複數個單位晶胞中之各者之至少兩層中之一者包含沿生長方向之1至10個原子單層且各單位晶胞中之其它一或多個層包含沿生長方向之共1至10個原子單層。
合適地，在各超晶格內，各單位晶胞之所有或大部分實質區別單晶層具有沿生長方向之1個至10個原子單層。
合適地，複數個單位晶胞中之各者之沿生長方向之平均厚度在一或多個超晶格之至少一者內恒定。
合適地，n型作用區、p型作用區及i型作用區中之兩或更多者中之單位晶胞具有不同平均厚度。
較佳，各單位晶胞之至少兩實質區別單晶層具有纖鋅礦晶體對稱性及沿生長方向之晶體極性，該晶體極性為金屬極極性或氮極極性。
合適地，晶體極性沿生長方向空間變化，該晶體極性在氮極極性與金屬極極性之間交替翻轉。
合適地，一或多個超晶格中之各單位晶胞中之各層具有一厚度，其經選擇以透過控制超晶格之電子帶結構中之電子及電洞之量子化能態及空間波函數控制光電子裝置之電子及光學性質。
合適地，光電子裝置經組態為發光裝置並透過重組p型作用區及n型作用區所提供之電作用電洞與電子產生光能，該重組實質發生於p型作用區與n型作用區之間之區中。
合適地，由光電子裝置發射之光為紫外光。
合適地，由光電子裝置發射之光為150nm至280nm波長範圍內之紫外光。
合適地，由光電子裝置發射之光為210nm至240nm波長範圍內之紫外光。
合適地，光電子裝置發射具有相對於生長方向之實質橫向磁光偏振之光。
合適地，光電子裝置作為光波導操作，使光空間產生並沿實質平行於半導體之一或多個超晶格之單位晶胞之一或多個層之平面的方向 受局限。
合適地，光電子裝置發射具有相對於生長方向之實質橫向電光偏振之光。
合適地，光電子裝置作為垂直發射腔裝置操作空間，使光空間產生並沿實質垂直於半導體結構之一或多個超晶格之單位晶胞之一或多個層之平面的方向受局限。
合適地，垂直發射腔裝置具有實質沿生長方向佈置並利用沿半導體結構之一或多個部分空間佈置之金屬反射器形成之垂直腔。
合適地，反射器係由高光反射金屬製造。
合適地，腔藉由反射器之間的光學長度界定，該長度小於或等於裝置所發射之光的波長。
合適地，波長由包含半導體結構之一或多個超晶格之光發射能及由垂直腔確定之光腔模確定。
合適地，高光反射金屬係鋁(Al)。
合適地，半導體結構之至少一區對光能實質透明。
合適地，該至少一區選自p型作用區及n型作用區中之至少一者。
合適地，提供反射器層以改良半導體結構內所產生之光能之耦出。
合適地，反射器層經放置於光電子裝置頂部以實質上回射來自裝置內部之發射光。
合適地，光電子裝置包含供半導體結構在其上生長之結晶基板。
合適地，由半導體結構產生之光能經由基板引導離開光電子裝置。
合適地，首先將緩衝層生長於基板上，接著是半導體結構，緩衝層用作應變控制機構，提供預定平面內晶格常量。
合適地，緩衝層包括一或多個超晶格。
合適地，鄰接緩衝層及基板提供透明區，且緩衝層對自裝置 發射之光能透明。
合適地，光能經由透明區、緩衝層及基板向外耦合。
合適地，首先生長p型作用區或n型作用區。
合適地，在各超晶格中各單位晶胞之至少兩實質區別單晶層中之各者包含以下組合物中之至少一者：二元組合物單晶半導體材料(AxNy)，其中0<x1且0<y<1；三元組合物單晶半導體材料(AuB1-uNy)，其中0u1且0<y1；四元組合物單晶半導體材料(ApBqC1-p-qNy)，其中0p1，0q1且0<y1；其中A、B及C為選自II族及/或III族元素之區別金屬原子且N係選自氮、氧、砷、磷、銻及氟中至少一者之陽離子。
合適地，在各超晶格中各單位晶胞之至少兩實質區別單晶層中之各者包含以下組合物中之至少一者：III族金屬氮化物材料(MxNy)；III族金屬砷化物材料(MxAsy)；III族金屬磷化物材料(MxPy)；III族金屬銻化物材料(MxSby)；II族金屬氧化物材料(MxOy)；一II族金屬氟化物材料(MxFy)；其中0<x3且0<y4，且其中M係金屬。
合適地，在各超晶格中各單位晶胞之至少兩實質區別單晶層中之各者包含以下組合物中之至少一者：氮化鋁(AlN)；氮化鋁鎵(AlxGa1-xN)，其中0x<1；氮化鋁銦(AlxIn1-xN)，其中0x<1；鋁鎵銦氮(AlxGayIn1-x-yN)，其中0x<1，0y1且0<(x+y)<1。
合適地，一或多個超晶格之各單位晶胞之一或多個層非有意地摻雜雜質物種。
合適地，n型作用區及/或p型作用區之一或多個超晶格之各 單位晶胞之一或多個層有意地摻雜一或多種雜質物種或由一或多種雜質物種形成。
合適地，n型作用區中之一或多種雜質物種選自：矽(Si)；鍺(Ge)；矽鍺化合物(SixGe1-x)，其中0<x<1；結晶氮化矽(SixNy)，其中0<x<3且0<y<4；結晶氮化鍺(GexNy)，其中0<x<3且0<y<4；結晶矽鋁鎵氮(Siu[AlxGa1-y]zNv)，其中u>0，x>0，0<y<1，z>0且v>0；或結晶鍺鋁鎵氮(Geu[AlxGa1-y]zNv)，其中u>0，x>0、0<y<1，z>0且v>0。
合適地，p型作用區中之一或多種雜質物種選自：鎂(Mg)；鋅(Zn)；鎂鋅化合物(MgxZn1-x)，其中0x1結晶氮化鎂(MgxNy)，其中0<x3且0<y2；或鎂鋁鎵氮(Mgu[AlxGa1-y]zNv)，其中u>0，x>0，0<y<1，z>0且v>0。
合適地，n型作用區或p型作用區中的一或多種雜質物種選自：氫(H)；氧(O)；碳(C)；或氟(F)。
合適地，一或多種雜質物種係透過離子植入併入後生長。
合適地，一或多個超晶格中之至少一者的至少一部分包括單軸應變或雙軸應變以增強有意摻雜區之激發能進而改良電子或電洞載子濃度。
合適地，一或多個超晶格之曝露或物理蝕刻層由鈍化層覆蓋。
合適地，第一橫向接觸自形成於n型作用區表面上之第一接觸層部分延伸至n型作用區中。
合適地，第二橫向接觸自形成於p型作用區表面上之第二接觸層部分延伸至p型作用區中。
合適地，第二橫向接觸由第二橫向接觸與p型作用區之間之p型GaN層包圍。
合適地，第二接觸層係金屬接觸層且p型接觸層形成於p型作用區與金屬接觸層之間。
合適地，各單位晶胞之至少兩實質區別單晶層各具有小於或等於維持彈性應變所需之關鍵層厚度的厚度。
較佳，至少兩實質區別單晶層中之一或多者係實質區別單晶半導體層。
合適地，至少兩實質區別單晶層中之一或多者係金屬層。
本發明的其他特徵及優點將自以下詳細描述瞭解。
100、200‧‧‧堆疊
101‧‧‧箭矢/生長方向
110‧‧‧基板
112‧‧‧緩衝區
114‧‧‧半導體結構
120‧‧‧緩衝層
130‧‧‧晶格
132、142、152、162、2900、3270、3280、3620‧‧‧單位晶胞
140‧‧‧n型作用區/n型作用層
142A、152A、162A‧‧‧第一層
142B、152B、162B‧‧‧第二層
150‧‧‧i型作用區/i型作用層
160‧‧‧p型作用區
170‧‧‧p型接觸層
180、680‧‧‧第一接觸層
300、400、500、600、700、800‧‧‧光電子裝置
382、482‧‧‧第二接觸層
390‧‧‧鈍化層
484‧‧‧第二橫向接觸
486‧‧‧第一橫向接觸
588‧‧‧增強層
692‧‧‧反射器(層)
802‧‧‧電洞
804‧‧‧電子
806A、806B、806C、806D‧‧‧光子
808‧‧‧點
809‧‧‧電子-電動重組區/EHR區
900、1000、1100、1200、1300、1400、1500、1600、1700、1800、1900、2000、2100、2200、2300、2400、2500、2600、3100、3300、3400、3500、3700、3800、3900、4000、4100、4200、4800、4900‧‧‧圖
910、920、1510、1520、2110、2120‧‧‧跡線
2705、2710‧‧‧六方柱高度
2715‧‧‧金屬晶體部位
2720‧‧‧氮原子部位
2725‧‧‧氮極鍵
2730‧‧‧標記/c平面
2750‧‧‧晶體軸/方向/c軸
2760‧‧‧水平晶體軸/(晶體)方向/六方形
2770‧‧‧AlN纖鋅礦晶體
2780‧‧‧(晶體)方向
2785‧‧‧六方形
2790‧‧‧晶格常量
2800、3000‧‧‧圖表
2905‧‧‧大白色球
2910、2925‧‧‧小黑色球
2920‧‧‧大灰色球
2930‧‧‧AlN單層/AlN磊晶層
2935‧‧‧AlN/GaN異質接面/平面
2940‧‧‧GaN單層/GaN磊晶層
3200‧‧‧結構
3210‧‧‧拉伸平面內應變
3220‧‧‧平面內應力
3230、3250‧‧‧第一層/GaN層
3240、3260‧‧‧第二層/AlN層
3510‧‧‧空間侷限載子波函數/電子波函數
3520、4510、4610‧‧‧導帶邊緣
3550、4505、4605‧‧‧重電洞價帶邊緣
3560‧‧‧空間侷限載子波函數/電洞波函數
3570‧‧‧穿隧趨勢
3600‧‧‧超晶格
3605‧‧‧第一GaN層
3610‧‧‧末端
3705、3805、3905、4005、4105‧‧‧n=1導帶態與n=1重電洞態之最低能躍遷
3710、3810、3910、4010、4110‧‧‧n=1導帶態與n=1晶體場分裂態之最低能躍遷
3715、3815、3915、4015、4115‧‧‧n=1導帶態與n=1輕電洞態之最低能躍遷
3720、3820、3920、4020、4120、4300、4400‧‧‧曲線
4520、4620‧‧‧內建空乏區電場
4530、4630‧‧‧i型作用區
5005、5025‧‧‧HH
5010、5035‧‧‧LH
5015、5030‧‧‧CH
5020‧‧‧總TE發光譜
5105‧‧‧垂直軸
5110‧‧‧生長方向
5115‧‧‧空間導帶邊緣
5120‧‧‧(離域電子)波函數
5125‧‧‧能微帶/微帶能態
5130‧‧‧空乏場/線性增大電位
5135‧‧‧勢能
5140‧‧‧距離
5145、5155‧‧‧波函數
5160‧‧‧(空間)帶結構
5165、5170‧‧‧離散能態
在不同視圖中以類似參考數字指稱一致或功能類似元件之附圖，與以下詳細描述一起併入本說明書並構成其一部分，且用於進一步闡明包括主張發明之概念的實施例，及解釋彼等實施例之各原理及優點。
圖1係示出根據本發明第一實施例之光電子裝置之堆疊的橫截面視圖之圖。
圖2係示出根據本發明第二實施例之光電子裝置之堆疊的橫截面視圖之圖。
圖3係示出根據本發明第三實施例之光電子裝置之橫截面視圖之圖。
圖4係根據本發明第四實施例之光電子裝置之橫截面視圖之圖。
圖5係示出根據本發明第五實施例之光電子裝置之橫截面視圖之圖。
圖6係示出根據本發明第六實施例之光電子裝置之橫截面 視圖之圖。
圖7係示出根據本發明第七實施例之光電子裝置之立體視圖之圖。
圖8係示出根據本發明第八實施例之光電子裝置內之某些光學及電子活動的橫截面視圖之圖。
圖9係根據本發明實施例之光電子裝置之導帶及價帶中的空間能級相對於沿生長方向z之距離的圖，其中p型、i型及n型作用區中之單位晶胞包含1個GaN單層及2個AlN單層。
圖10係示出關於參照圖9描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離z之量子化最低能電子空間波函數的圖。
圖11係示出關於參照圖9描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離之量子化最低能重電洞空間波函數的圖。
圖12係示出圖10之各量子化電子空間波函數與圖11之量子化重電洞空間波函數相對於沿生長方向之距離的空間重疊積分之圖。
圖13係示出圖10之各量子化電子空間波函數與圖11之量子化重電洞空間波函數相對於相應電子與電洞之組合躍遷能的空間重疊積分之圖。
圖14係示出參照圖9描述之光電子裝置之發光亮度對波長之圖。
圖15係關於根據本發明實施例之光電子裝置相對於沿生長方向z之距離之導帶及價帶中的空間能級的圖，其中p型及n型作用區中之單位晶胞包含1個GaN單層及2個AlN單層，且i型作用區中之單位晶胞包含2個GaN單層及4個AlN單層。
圖16係示出關於參照圖15描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離z之量子化最低能電子空間波函數之圖。
圖17係示出關於參照圖15描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離之量子化最低能重電洞空間波函數的圖。
圖18係示出圖16之各量子化電子空間波函數與圖17之量子化重電洞空間波函數相對於沿生長方向之距離的空間重疊積分之圖。
圖19係示出圖16之各量子化電子空間波函數與圖17之量子化重電洞空間波函數相對於相應電子與電洞之組合躍遷能的空間重疊積分之圖。
圖20係示出參照圖15之光電子裝置之發光亮度對波長之圖。
圖21係關於根據本發明實施例之光電子裝置相對於沿生長方向z之距離之導帶及價帶中的空間能級的圖，其中p型及n型作用區中之單位晶胞包含2個GaN單層及2個AlN單層，且i型作用區中之單位晶胞包含3個GaN單層及3個AlN單層。
圖22係示出關於參照圖21描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離z之量子化最低能電子空間波函數的圖。
圖23係示出關於參照圖21描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離之量子化最低能重電洞空間波函數的圖。
圖24係示出圖22之各量子化電子空間波函數與圖23之量子化重電洞空間波函數相對於沿生長方向之距離的空間重疊積分之圖。
圖25係示出圖22之各量子化電子空間波函數與圖23之量子化重電洞空間波函數相對於相應電子與電洞之組合躍遷能的空間重疊積分之圖。
圖26係示出參照圖21描述之光電子裝置之發光亮度對波長之圖。
圖27A係III族金屬氮化物半導體之纖鋅礦晶體結構之視圖。
圖27B係圖27A之纖鋅礦晶體結構之c平面之視圖。
圖27C係沿c軸取向並曝露Al原子表面之AlN纖鋅礦晶體之立體視圖。
圖28係示出實例超晶格之層化厚度的較佳範圍之圖表。
圖29係根據本發明實施例之超晶格之單位晶胞之晶體晶格結構之側視圖。
圖30係示出透過使用GaN及AlN材料形成之單位晶胞之 其他可行實現方案之圖表。
圖31係關於在各單位晶胞中進行指定的M個GaN單層及N個AlN單層選擇下，超晶格之平衡平面內晶格常量a∥ SL。
圖32係示出包含兩個單位晶胞之結構中存在的一些原子力之示意圖。
圖33係關於在各單位晶胞中進行指定的M個GaN單層及N個AlN單層選擇(其中M=N)下，超晶格之平衡平面內晶格常量a∥ SL之圖。
圖34係關於在各單位晶胞中進行指定的M個GaN單層及N個AlN單層選擇(其中N=2M)下，超晶格之平衡平面內晶格常量a∥ SL之圖。
圖35係具有各包含5個GaN單層及5個AlN單層之100個單位晶胞之超晶格之能帶結構之計算部分之圖。
圖36示出用於模擬具有恒定單位晶胞長度及組成之超晶格之半無限週期數之超晶格。
圖37係具有包含1個GaN單層及2個AlN單層之重複單位晶胞之超晶格的橫向電(TE)發光譜之圖。
圖38係具有包含2個GaN單層及4個AlN單層之重複單位晶胞之超晶格的TE發光譜之圖。
圖39係具有包含3個GaN單層及6個AlN單層之重複單位晶胞之超晶格的TE發光譜之圖。
圖40係具有包含4個GaN單層及8個AlN單層之重複單位晶胞之超晶格的TE發光譜之圖。
圖41係具有包含5個GaN單層及10個AlN單層之重複單位晶胞之超晶格的TE發光譜之圖。
圖42係比較關於重電洞躍遷的各圖37至41中示出的發光譜之圖。
圖43係關於在各單位晶胞中具有M個GaN單層及N個AlN單層(其中N=2M)之超晶格選擇下，在容許超晶格導帶態與重電洞態之 間的最低能躍遷之計算發光波長之圖
圖44係關於在各單位晶胞中具有M個GaN單層及N個AlN單層(其中M=N)之超晶格選擇下，在容許超晶格導帶態與重電洞態之間的最低能躍遷之計算光發射波長之圖。
圖45係具有在i型作用區中包含2個GaN單層及4個AlN單層之25個單位晶胞之半導體結構之導帶能及重電洞價帶能之圖。
圖46係具有在i型作用區中包含2個GaN單層及4個AlN單層之100個單位晶胞之半導體結構之導帶能及重電洞價帶能之圖。
圖47係示出對圖45及46進行單圖比較之圖。
圖48係在內建空乏電場影響下在圖45提及之半導體結構之i型作用區內的量子化最低能電子波函數之圖。
圖49係在內建空乏電場之影響下在圖46提及之半導體結構之i型作用區內的量子化最低能重電洞波函數之圖。
圖50A係來自圖45中提及之裝置之i型作用區之發光譜之圖。
圖50B係來自圖46中提及之裝置之i型作用區之發光譜之圖。
圖51係示出內建空乏場對導帶邊緣、離域電子波函數及能微帶的影響之示意圖。
熟練技術者將瞭解圖中元件係基於簡明方式圖示且不必依比例描繪。例如，圖中一些元件之尺寸可相對於其他元件誇大以幫助改善對本發明實施例之理解。
已在適當地方藉由圖中之習知符號表示光電子裝置組件，僅示出與理解本發明實施例有關之彼等具體細節，以免披露內容受細節混淆，該等細節將為熟習自本文描述得益之領域的一般技術者輕易明白。
根據一態樣，本發明係關於包含半導體結構之光電子裝置。在較佳實施例中，該半導體結構係透過沿預定生長方向生長，例如磊晶層生長建造。該半導體結構僅由一或多個超晶格組成。例如，當半導體結構 包含多於一個超晶格時，該等超晶格彼此頂置地形成於連續堆疊中。在較佳實施例中，該一或多個超晶格係短週期超晶格。該一或多個超晶格中之各者係由複數個單位晶胞組成，且該複數個單位晶胞中之各者包含至少兩實質區別單晶層。在較佳實施例中，該至少兩實質區別單晶層中之一或多者係區別單晶半導體層，且更佳該至少兩實質區別單晶層全部係區別單晶半導體層。然而，在一些實施例中，該至少兩實質區別單晶層中之一或多者係金屬層。例如，該等金屬層可由鋁(Al)形成。
該半導體結構包括p型作用區及n型作用區。該半導體結構之p型作用區提供p型傳導性且n型作用區提供n型傳導性。在較佳實施例中，該半導體結構包括在n型作用區與p型作用區之間的i型作用區以形成p-i-n裝置。
在一些實施例中，半導體結構之各區係分離超晶格。然而，在一些替代實施例中，n型作用區、p型作用區及/或i型作用區係單個超晶格之區。在其他替代實施例中，n型作用區、p型作用區及/或i型作用區各包含一或多個超晶格。
在較佳實施例中，該光電子裝置係發光二極體或雷射器且/或發射較佳在150nm至280nm波長範圍內，且更佳在210nm至240nm波長範圍內之紫外光。然而，在替代實施例中，該光電子裝置發射較佳在240nm至300nm波長範圍內，且更佳在260nm至290nm波長範圍內之紫外光。當該光電子裝置經組態為發光裝置時，光能係透過重組p型作用區及n型作用區所提供之電作用電洞與電子產生。電洞與電子重組實質上發生於p型作用區與n型作用區之間之區中，例如，在i型作用區中或當刪除i型作用區時在p型作用區與n型作用區之界面周圍。
一或多個超晶格中之各單位晶胞中之各層具有一厚度，其可經選擇以透過控制超晶格之電子帶結構中之電子及電洞的量子化能態及空間波函數控制光電子裝置之電學及光學性質。可自該選擇實現所需電子及光能。在較佳實施例中，複數個單位晶胞中之各者在生長方向上之平均厚度在一或多個超晶格之至少一者內恒定。在一些實施例中，n型作用區、p型作用區及i型作用區中之兩或更多者中之單位晶胞具有不同平均厚度。
在較佳實施例中，在一或多個超晶格的至少一部分內，複數個單位晶胞中之各者之至少兩層中之一者包含沿生長方向之1至10個原子單層且各單位晶胞中之其他一或多個層包含沿生長方向之共1至10個原子單層。在一些實施例中，各超晶格內之各單位晶胞之全部或多數實質區別單晶層具有沿生長方向之1個至10個原子單層厚度。在一些實施例中，複數個單位晶胞中之各者中之至少兩層各具有小於或等於6個材料單層之厚度，各層由該材料沿生長方向組成。在一些實施例中，各單位晶胞之厚度係基於單位晶胞之組成予以選擇。
複數個單位晶胞中之各者之平均合金含量在一或多個超晶格中之至少一者內沿生長方向可恒定或不恒定。維持恒定平均合金含量支援不相似超晶格之單位晶胞之有效平面內晶格常量之晶格匹配。在較佳實施例中，在整個半導體結構，彼此鄰接之單位晶胞具有實質相同平均合金含量。在一些實施例中，複數個單位晶胞中之各者之平均合金含量在半導體結構的大部分中恒定。
在一些實施例中，複數個單位晶胞中之各者之平均合金含量在一或多個超晶格中之至少一者的一部分內沿生長方向週期且/或無週期變化。在一些實施例中，複數個單位晶胞中之各者之平均合金含量在一或多個超晶格中之至少一者的不同區中沿磊晶生長方向週期及無週期變化。
在較佳實施例中，各單位晶胞之至少兩實質區別單晶層具有纖鋅礦晶體對稱性且具有沿生長方向之晶體極性，該晶體極性為金屬極極性或氮極極性。在一些實施例中，該晶體極性沿生長方向空間變化，該晶體極性在氮極極性與金屬極極性之間交替翻轉。
較佳，各超晶格中之各單位晶胞之至少兩實質區別單晶層中之各者包0含以下組合物中之至少一者：二元組合物單晶半導體材料(AxNy)，其中0<x1且0<y1；三元組合物單晶半導體材料(AuB1-uNy)，其中0u1且0<y1；四元組合物單晶半導體材料(ApBqC1-p-qNy)，其中0p1，0q1且0<y1。此處A、B及C為選自II族及/或III族元素之區別金屬原子且N係選自氮、氧、砷、磷、銻及氟中至少一者之陽離子。
更佳，各超晶格中之各單位晶胞之至少兩實質區別單晶層中 之各者包含以下組合物中之至少一者：III族金屬氮化物材料(MxNy)；III族金屬砷化物材料(MxAsy)；III族金屬磷化物材料(MxPy)；III金屬銻化物材料(MxSby)；II族金屬氧化物材料(MxOy)；II族金屬氟化物材料(MxFy)。此處0<x3且0<y4，且其中M係金屬。在一些實施例中，金屬M選自一或多個II族、III族或IV族元素。例如，各超晶格中之各單位晶胞之至少兩實質區別單晶層中之各者包含以下組合物中之至少一者：氮化鋁(AlN)；氮化鋁鎵(AlxGa1-xN)，其中0x<1；氮化鋁銦(AlxIn1-xN)，其中0x<1；鋁鎵銦氮(AlxGayIn1-x-yN)，其中0x<1，0y1且0<(x+y)<1。在一些實施例中，該至少兩實質區別單晶層中之一者包含較窄帶隙材料且該至少兩實質區別單晶層中之另一者包含較寬帶隙材料。
在一些實施例中，各單位晶胞之至少兩實質區別單晶層中之一或多者係由金屬形成。例如，各單位晶胞可包含鋁(Al)層及氮化鋁(AlN)層。
在一些實施例中，一或多個超晶格之各單位晶胞之一或多個層非有意地摻雜雜質物種，例如，在n型作用區、p型作用區及/或i型作用區。或者或此外，n型作用區及/或p型作用區之一或多個超晶格之各單位晶胞之一或多個層有意地摻雜一或多種雜質物種或由一或多種雜質物種地形成。例如，n型作用區中之一或多種雜質物種選自：矽(Si)；鍺(Ge)；矽鍺化合物(SixGe1-x)，其中0<x<1；結晶氮化矽(SixNy)，其中0<x<3且0<y<4；結晶氮化鍺(GexNy)，其中0<x<3且0<y<4；結晶矽鋁鎵氮(Siu[AlxGa1-y]zNv)，其中u>0，x>0，0<y<1且v>0；或結晶鍺鋁鎵氮(Geu[AlxGa1-y]zNv)，其中u>0，x>0，0<y<1且v>0。例如，p型作用區中之一或多種雜質物種選自：鎂(Mg)；鋅(Zn)；鎂鋅化合物(MgxZn1-x)，其中0x1；結晶氮化鎂(MgxNy)，其中0<x3且0<y2；或鎂鋁鎵氮(Mgu[AlxGa1-y]zNv)，其中u>0，x>0，0<y<1且v>0。n型作用區或p型作用區中之一或多種雜質物種亦可選自：氫(H)；氧(O)；碳(C)；或氟(F)。
一或多個超晶格中之至少一者的至少一部分可包括單軸應變、雙軸應變或三軸應變以修改激發之雜質摻雜水平。即，透過沿至少一晶體方向之晶體變形行為，所誘發應變可使一或多個超晶格之層中的能帶 結構有利變形。所獲得之導帶或價帶邊緣的能量位移隨後可用於減小指定雜質摻雜劑相對於超晶格之激發能。例如，具有纖鋅礦晶格結構之III族氮化物材料，如p型Mg摻雜GaN可經歷實質平行於c平面且垂直於生長方向之彈性拉伸應變。所獲得之價帶邊緣能量位移導致該價帶邊緣與Mg雜質能級之間之能量間隔減小。該能量間隔稱為電洞之激發能且依溫度而定。因此，透過動態施用應變減小因雜質摻雜劑導致之特定載子之激發能改良摻雜材料之激發載子密度。該內建應變可於超晶格形成期間之磊晶材料形成步驟期間予以選擇。例如，若直接沈積於單晶AlN層上，則可形成GaN磊晶層以包括拉伸平面內應變。若例如在p型作用區中，AlN及Mg摻雜GaN層各自厚度限制於1至7個單層，則其兩者將彈性變形而不建立有害晶體缺陷，如界面差排。此處AlN層將經受平面內壓縮應力，而Mg摻雜GaN層將經受平面內拉伸應力。因此，應變可增強含有雜質物種之有意摻雜區之一或多者之激發能。此改良在有意摻雜區域之一或多者中之電子或電洞載子濃度。
圖1係示出根據本發明一些實施例之光電子裝置之堆疊100之橫截面視圖的圖。在一實施例中，該光電子裝置係發光二極體(LED)。然而，應瞭解本發明亦可適應以透過將合適反射層或鏡放置於該光電子裝置中製造超發光LED及雷射裝置。
堆疊100包含結晶基板110。在基板110上首先生長緩衝區112，接著是半導體結構114。緩衝區112及半導體結構114沿箭矢101指示之生長方向形成或生長。緩衝區112包括緩衝層120及一或多個超晶格130。在較佳實施例中，緩衝區用作應變控制機構提供預定平面內晶格常量。
半導體結構114依生長次序包含n型作用區140、i型作用區150及p型作用區160。p型接觸層170視需要形成於p型作用區160上。第一接觸層180形成於p型接觸層170或，若p型接觸層不存在，則在p型作用區160上。在較佳實施例中，半導體結構之至少一個區對光電子裝置所發射之光能實質透明。例如，p型作用區及/或n型作用區對所發射光能透明。
在較佳實施例中，基板110具有介於300μm與1,000μm之 間之厚度。基板110之厚度可基於基板110之直徑予以選擇。例如，具有兩英寸(25.4mm)直徑且由c平面藍寶石製成之基板可具有約400μm之厚度且具有六英寸直徑之基板可具有約1mm之厚度。基板110可為由對於n型作用區為天然的天然材料製成之天然基板或由對於n型作用區為非天然的非天然材料製成之非天然基板。例如，若n型作用區包含一或多種III族金屬氮化物材料，則基板110可由類似III族金屬氮化物材料(如AlN或GaN)，或由非天然材料(如Al2O3或Si(111))製成。然而，熟習本技藝者將意識到基板110可由與形成於基板110上之層相容的許多其他材料製成。例如，基板可由結晶金屬氧化物材料，如氧化鎂(MgO)或氧化鋅(ZnO)；碳化矽(SiC)、氟化鈣(CaF2)、結晶薄膜半導體覆非結晶玻璃或結晶薄膜半導體覆金屬製成。
緩衝區112用作基板110與半導體結構114之間之躍遷區。例如，緩衝區112提供基板110與半導體結構114之間之較佳晶格結構匹配。例如，緩衝區112可包含塊狀緩衝層接著至少一超晶格，經設計以獲得適合用於沈積裝置之半導體結構之一或多個超晶格的所需平面內晶格常量。
在較佳實施例中，緩衝區112中之緩衝層120具有介於50nm與數微米，且較佳介於100nm與500nm之間之厚度。緩衝層120可由適合用於將基板110之晶格結構與一或多個超晶格之最底層之晶格結構匹配的任何材料製成。例如，若一或多個超晶格之最底層由III族金屬氮化物材料，如AlN製成，則緩衝層120可由AlN製成。在替代實施例中，緩衝層120可刪除。
緩衝區112中之一或多個超晶格130及半導體結構114中之一或多個超晶格可考慮包含複數個單位晶胞。例如，緩衝區112中之單位晶胞132、n型作用區140中之單位晶胞142、i型作用區150中之單位晶胞152及p型作用區160之單位晶胞162。該複數個單位晶胞中之各者包含兩實質區別單晶層。各單位晶胞中之第一層標記為「A」，且各單位晶胞中之第二層標記為「B」。
在半導體結構之不同區，各單位晶胞中之第一層及/或第二 層可具有相同或不同組成，及/或相同或不同厚度。例如，圖1示出在i型作用區150中相較於在n型作用區140及p型作用區160中具有較大厚度之第一層及第二層。
n型作用區140提供n型傳導性。在較佳實施例中，在n型作用區140中之各單位晶胞142中之第一層142A及第二層142B中之一或兩者摻雜有或形成自摻雜劑材料，如上述材料。在一些實施例中，各單位晶胞之第一層與第二層中的摻雜劑材料不同。
i型作用區150係光電子裝置之主要作用區。在較佳實施例中，i型作用區經設計以針對所選擇之發射能或波長最優化空間電子與電洞重組。在較佳實施例中，在i型作用區150之各單位晶胞152中之第一層152A及第二層152B具有一厚度，其經調節以控制i型作用區150之單位晶胞內的量子力學容許能。當單位晶胞之各層之厚度為較佳實施例中之1至10個單層時，需進行超晶格結構之量子描述及處理以確定電子及光學組態。若將具有纖鋅礦晶體對稱且進一步具有極屬性之III族金屬氮化物材料用於形成層，則存在跨過單位晶胞與一或多個超晶格之各異質接面的許多內部電場。此等內建電場形成係由於在各異質接面處存在之自發及壓電電荷。沿生長方向之複雜空間帶結構建立導帶及價帶中之非平庸電位變化，其受單位晶胞之層之間的空間組成變化調控。此空間變化約等於導帶及價帶內各載子之deBroglie波長，並因此要求對一或多個超晶格內所獲得之受局限能級及空間機率分佈(本文定義為載子波函數)進行量子處理。
此外，半導體結構之晶體極性較佳選自沿生長方向101之金屬極或氮極生長，例如，對於由III族金屬氮化物材料形成之一或多個超晶格。視半導體結構之晶體極性，i型作用區150之至少一部分可經進一步選擇以最優化光發射。例如，沿生長方向101之金屬極取向生長可用於形成包含交替GaN與AlN層之n-i-p堆疊之i型作用區中之超晶格。當n-i-p堆疊中之n型作用區最靠近基板形成時，i型作用區將具有跨越n型作用區與p型作用區之間之距離之線性增大空乏場(例如，參見圖9、15及21)。i型作用區超晶格隨後將由於n-i-p堆疊之內建空乏場而承受另一電場。或者，跨過i型作用區之內建空乏場可於其他組態中產生。例如，堆疊可為 p-i-n堆疊，其中p型作用區160最靠近基板且/或利用沿101之氮極晶體生長取向生長。
該跨過p-n堆疊之空乏區或p-i-n堆疊之i型作用區150之空乏場亦可部分設定光電子裝置之發光能及發光波長。在較佳實施例中，在i型作用區中之各單位晶胞中之第一層152A及第二層152B中之一或兩者未經摻雜或非有意摻雜。在較佳實施例中，i型作用區150具有小於或等於100nm之厚度及大於或等於1nm之厚度。i型作用區具有選自1nm至約10μm範圍之橫向寬度。
i型作用區150之總寬度可經選擇以進一步調變跨過p型作用區160與n型作用區140之間之i型作用區150的空乏場強度。視晶體生長極性，n型作用區140及p型作用區160之有效電子及電洞載子濃度，空乏場強度將提供i型作用區所發射光之發射能或波長藍移或紅移。
p型作用區160提供p型傳導性。在較佳實施例中，在p型作用區中之各單位晶胞162中之第一層162A及第二層162B中之一或兩者摻雜有或形成自摻雜劑材料，如上述材料。
在較佳實施例中，半導體結構中之一或多個超晶格中之各者中之複數個單位晶胞之第一層及第二層由III族金屬氮化物材料組成。例如，第一層可由氮化鋁(AlN)組成，且第二層可由氮化鎵(GaN)組成。然而，應瞭解一或多個超晶格中之各者中之第一及第二層可由任何上述材料組成。
在較佳實施例中，當第一層實質由AlN組成且第二層實質由GaN組成時，一或多個超晶格之平均合金含量，例如Al及/或Ga恒定。在替代實施例中，一或多個超晶格中之一或多者之平均合金含量不恒定。
在一些實施例中，單位晶胞之平均合金含量在半導體結構114及/或堆疊100之所有超晶格中相同，但週期在超晶格之間及/或超晶格內變化。維持恒定平均合金含量支援不相似超晶格之晶格匹配。各單位晶胞之此種晶格匹配生長支援大週期數地形成而不累積應變。例如，將特定週期之超晶格用於n型作用區140可使該n型作用區140對發射光之波長較為透明。在另一實例中，將不同週期用於i型作用區150可導致光垂直， 即在與生長方向101之同一平面內發射。
在另一實施例中，一或多個超晶格具有恒定平均合金含量及實質垂直於超晶格層之平面之發光。例如，垂直發射裝置係透過使用具有AlN及AlGaN層之超晶格形成，其中AlGaN層之Al百分比小於60%。在又一較佳實施例中，一或多個超晶格中之複數個或所有由包含AlN及GaN之單位晶胞建造，藉此支援在單個生長溫度下對僅有的兩種材料予以最優化之改良生長過程。
可依照數種方式將摻雜併入一或多個超晶格之n型作用區及/或p型作用區中。在一些實施例中，將摻雜引入各單位晶胞中之第一層及第二層中之僅一者中。例如，可將Si引入單位晶胞之第二層中之GaN中以建立n型材料或可將Mg引入單位晶胞之第二層中之GaN中以建立p型材料。在替代實施例中，可將摻雜引入各單位晶胞中之多於一個層/材料中且在單位晶胞之各層中之摻雜劑材料可不同。在一些實施例中，一或多個超晶格包括單軸應變或雙軸應變以修改激發摻雜水平。
在較佳實施例中，半導體結構之一或多個超晶格包含較佳沿c軸(0001)生長之纖鋅礦晶格結構。當一或多個超晶格具有纖鋅礦晶格結構時，將單層定義為晶格之六方單位晶胞之半個「c」維度厚度。在一些實施例中，半導體結構之一或多個超晶格包含較佳沿(001)軸生長之摻鋅晶格結構。當一或多個超晶格具有摻鋅晶格結構時，將一單層定義為晶格之立方單位晶胞之半個「a」維度厚度。
雖然圖1中針對半導體結構之各區示出單個超晶格，但應瞭解各區可包括彼此頂置堆疊之多於一個超晶格。例如，n型作用層140可包括第一超晶格，其中各單位晶胞中之各層具有第一材料組成，及在該第一超晶格上生長之第二超晶格，其中各單位晶胞中之各層具有第二材料組成。在一些實施例中，堆疊100可包含單個超晶格，其包含緩衝區130、n型作用區140、i型作用區150及p型作用區160中之一或多者。
在一些實施例中，一或多個超晶格中之至少一者呈週期性，意指各超晶格之各單位晶胞具有相同結構。例如，各超晶格之各單位晶胞具有相同層數、相同層厚度及在各層中之相同材料組成。
在一些實施例中，一或多個超晶格中之至少一者呈非週期性，意指單位晶胞中之一或多者具有不同結構。材料之差異可針對各層、層之厚度、在各單位晶胞中之層數或其等組合予以選擇。
超晶格中之各者可具有不同結構以實現不同電子及電學性質。因此，一超晶格可呈週期性，而其他可呈非週期性。此外，在堆疊100中之所有超晶格可呈週期性，或所有超晶格可呈非週期性。在又一實施例中，一或多個超晶格可呈週期性，而一或多個超晶格呈非週期性。例如，緩衝區130中之超晶格可呈非週期性以輔助晶格匹配。
p型接觸層170亦稱為電洞注射層，形成於一或多個超晶格之p型作用區之頂部上。第一接觸層180形成於p型接觸層170上，以使p型接觸層170形成於第一接觸層180與p型作用區160之間。在較佳實施例中，第一接觸層180係金屬接觸層。p型接觸層170協助p型作用區160與第一接觸層180之間之電歐姆接觸。在較佳實施例中，p型接觸層170由p型GaN製成且具有介於5nm與200nm，及較佳介於10nm與25nm之間之厚度。p型接觸層170之厚度可經最優化以減小在特定光波長下之光吸收及/或使p型接觸層170對堆疊100之發光波長呈光反射。
第一接觸層180支援堆疊100連接至電源之正極端。在較佳實施例中，第一接觸層180具有介於10nm與數1000nm之間，及較佳介於50nm與500nm之間之厚度。
第二接觸層(未示出)形成於n型作用區140上以連接至電源之負極端。在較佳實施例中，第二接觸層具有介於10nm與數1000nm之間，及較佳介於50nm與500nm之間之厚度。
第一接觸層180及第二接觸層可由任何合適金屬製成。在較佳實施例中，第一接觸層180由高功函數金屬製成以協助p型作用區160與第一接觸層180之間形成低歐姆接觸。若第一接觸層180之功函數充分高，則選用p型接觸層170可不需要。例如，若基板透明且絕緣，則半導體結構所發射之光大部分經基板導出且p型作用區160經佈置成較n型作用區140更遠離基板，則第一接觸層180理想上應具有在操作波長下之光反射性質，以將一部分發射光回射通過基板。例如，第一接觸層180可由 選自鋁(Al)、鎳(Ni)、鋨(Os)、鉑(Pt)、鈀(Pd)、銥(Ir)及鎢(W)之金屬製成。尤其，對於使堆疊100發射DUV之深紫外(DUV)操作而言，第一接觸層180可基本不滿足低p型歐姆接觸及高光反射之雙重規格。III族金屬氮化物之高功函數p型接觸金屬基本上係不良DUV波長反射器。鉑(Pt)、銥(Ir)、鈀(Pd)及鋨(Os)係高Al%III族金屬氮化物組合物及超晶格之理想高功函數p型接觸金屬。較佳，鋨係包含III族金屬氮化物之p型區之優異低歐姆接觸金屬。
然而，對於堆疊100之紫外及DUV操作而言，鋁係所有金屬中之最佳者，因其具有在橫跨150至500nm之大波長範圍之最高光反射。基本而言，較佳將金屬用作DUV光反射器，因光進入金屬之滲透深度低且損失低。此支援形成光微腔結構。相對地，可將諸如鋁(Al)、鈦(Ti)及氮化鈦(TiN)之相對低功函數金屬用於形成對n型III族金屬氮化物組合物及超晶格之低歐姆金屬接觸。
應瞭解圖1中示出之堆疊100係光電子裝置之例示堆疊，且堆疊100可依許多其他方式製造。例如，n型作用層140及p型作用層160可倒置以使p型層160首先生長。然而，首先生長n型作用層140之原因係在基板或緩衝層上使用III族金屬氮化物組合物生長低缺陷密度n型超晶格相較於p型超晶格而言基本上挑戰較少。還應注意緩衝層120及/或緩衝區130為選用層，且一或多個超晶格可直接生長在基板110上。然而，在緩衝層120及/或緩衝區130上生長一或多個超晶格基本上較為容易，因此種層/區之表面基本上沿晶體之c平面取向。
在一些實施例中，緩衝區及鄰接p型或n型作用區係同一超晶格之一部分，緩衝區與p型或n型作用區之間之惟一差異係p型或n型作用區中併入雜質摻雜劑。在一些實施例中，第一超晶格以充足厚度生長於基板上以將低缺陷密度及預選之平面內晶格常量賦予呈實質鬆弛或獨立狀態之超晶格。
在另一實施例中，可將堆疊100製造成不含i型作用層150以使堆疊形成p-n接面而非圖1之p-i-n接面。此外，應瞭解p型接觸層170為選用層，且第一接觸層180可直接生長於一或多個超晶格之p型作用區 160上。然而，利用習知異地製造技術直接在p型作用區160上製造第一接觸層180較為困難。例如薄但重度摻雜之p型接觸層170支援以較輕易且較一致之後磊晶製程用於金屬化以實現歐姆接觸。然而，直接在不含污染之p型作用區160之最終磊晶表面上之原位金屬化製程提供形成第一接觸層180之替代方式。
在較佳實施例中，一或多個超晶格在至少一沈積循環期間依序生長。即在磊晶期間經由共沈積製程引入摻雜劑。替代方法係物理生長不含摻雜劑之一或多個超晶格的至少一部分及隨後後生長引入所需摻雜劑。例如，實驗已發現n型III族金屬氮化物材料在晶體結構品質上一般優於p型III族金屬氮化物材料。因此，在一些實施例中，依照最終堆疊製造次序沈積p型材料。隨後可使用後生長方法併入自表面引入之摻雜劑。例如，離子植入及擴散(例如，經由旋塗摻雜劑)，接著激發熱退火。
半導體結構114可生長成帶有沿生長方向101取向之極、非極或半極晶體極性。例如，可生長定向纖鋅礦晶格結構，使得c平面之六方對稱實質垂直於生長方向。隨後將所形成之單位晶胞層之平面稱為在c平面上取向。離子型纖鋅礦晶體，如III族金屬氮化物進一步形成極晶體(即，缺少反對稱中心之晶體)。此等極性晶體可呈沿垂直於c平面之晶體方向呈金屬極或氮極。
亦可實現其他生長平面取向，獲得沿生長方向101之半極及甚至非極晶體生長。由III族金屬氮化物形成呈非極取向之半導體結構可經由生長立方及/或摻鋅晶格結構獲得。然而，當形成具有此種晶格結構之半導體結構時，一般不及形成具有纖鋅礦晶格結構之半導體結構穩定。例如，可在r平面藍寶石基板上生長具有半極晶體極性之III族金屬氮化物，藉此獲得一或多個a平面取向超晶格。
沿生長方向將晶體極性自單極降低為半極晶體利於減小在各個及每個異質接面處建立之自發及壓電電荷。雖然此等半極及非極晶體極性具有一些優點，但發現最高結晶品質超晶格係利用具有沿生長方向取向之單晶體極性之纖鋅礦晶體結構形成。可透過保持一或多個超晶格之各單位晶胞中之有效合金含量恒定有利地管理內部極化電荷。一旦任一單位 晶胞或超晶格中之平均合金含量相對於另一者變化，則會累積凈極化電荷。此可有利地用於控制一或多個超晶格中相對於費米能級之帶邊緣能位置。
例如，當第一層及第二層各別由GaN及AlN組成時，纖鋅礦晶格可在單位晶胞之層之間之界面處具有電荷極化。透過將一或多個超晶格用於n型作用區、i型作用區及p型作用區，改變週期以調變光電子裝置及保持各單位晶胞中之平均Al含量恒定，可減小在光電子堆疊100中之界面處之電荷極化。
在另一實施例中，將單個超晶格結構用於n型作用區140、i型作用區150及p型作用區160且該超晶格經由雙軸及/或單軸應力應變以進一步影響所需光學及/或電子調變。
圖2係示出根據本發明第二實施例之光電子裝置之堆疊200之橫截面視圖之圖。堆疊200類似於圖1之堆疊100，除緩衝區112不包含一或多個超晶格130之外。
圖3係示出根據本發明第三實施例之光電子裝置300之橫截面視圖之圖。類似於圖1及2之堆疊100及200，光電子裝置300包含供緩衝層120及半導體結構114在其上形成之基板110。半導體結構114依生長次序包含n型作用區140、i型作用區150及p型作用區160。p型接觸層170形成於p型作用區160上且第一接觸層180形成於p型接觸層170上。
在圖3示出之實施例中，i型作用區150、p型作用區160、p型接觸層170及第一接觸層180在n型作用區140上形成高台。圖3中示出之高台具有直立側壁。然而，在替代實施例中，高台可具有斜角側壁。裝置300進一步包含形成於n型作用區140上之第二接觸層382。在較佳實施例中，第二接觸層382形成圍繞高台之環或迴圈。第二接觸層382支援電源之陰極端連接至n型作用區130。裝置300進一步包含鈍化層390，其覆蓋一或多個超晶格之曝露或物理蝕刻層。鈍化層390較佳由具有較受覆蓋之曝露或物理蝕刻層寬之帶隙的材料製成。鈍化層390減小一或多個超晶格之層之間之漏電。
裝置300可作為垂直發射裝置或波導裝置操作。例如，在一 些實施例中，光電子裝置300可用作使光自i型作用區150之電子-電洞重組區內部經由n型作用區140及基板110耦出之垂直發射裝置。在較佳實施例中，在光電子裝置300中向上(沿生長方向)傳播之光亦自例如第一接觸層180回射。
圖4係示出根據本發明第四實施例之光電子裝置400之橫截面視圖之圖。光電子裝置400類似於圖3之光電子裝置300。然而，該光電子裝置包含第一橫向接觸486及第二橫向接觸484。
第一橫向接觸486自第一接觸層180部分延伸至p型作用區160中。在較佳實施例中，第一橫向接觸486係自第一接觸層180延伸至p型作用區160及(若適當)p型接觸層170中之環形凸起。在一些實施例中，第一橫向接觸486由與第一接觸層180之相同材料製成。
第二橫向接觸484自形成於n型作用區140之表面上之第二接觸層482部分延伸至n型作用區140中。在較佳實施例中，第二橫向接觸484係自第二接觸層382延伸至n型作用區140中之環形凸起。在一些實施例中，第二橫向接觸484由與第二接觸層382之相同材料製成以改良n型作用區140與第二接觸層382之間之電傳導。
在較佳實施例中，第一橫向接觸486及第二橫向接觸484接觸半導體結構114中之一或多個超晶格之複數個較窄帶隙層，並因此對於垂直於層平面之電荷載子垂直傳輸及平行於層平面之電荷載子平行傳輸高效耦接。基本而言，在層平面中之載子傳輸獲得較垂直於層平面之載子傳輸高之遷移率。然而，垂直於層平面之高效傳輸係透過使用薄的較寬帶隙層實現以促進量子力學穿隧。例如，在包含交替AlN與GaN層之超晶格中，發現當介入AlN層具有小於或等於4個單層之厚度時各GaN層中之鄰接容許能態之間之電子穿隧得以增強。另一方面，當AlN層具有2個單層或更大之厚度時，電洞，及特別是重電洞具有保持局限於其等各自GaN層中並透過穿隧通過AlN層(用作障壁)高效解耦之趨勢。
在較佳實施例中，第一橫向接觸486及第二橫向接觸484透過利用相較於跨過超晶格之層帶不連續之垂直傳輸優異之平面內載子傳輸各別改良第一接觸層180與p型作用區160之間，及第二接觸層482與n 型作用區140之間之電傳導性。第一橫向接觸484及第二橫向接觸486可利用後生長圖案化及將3D電雜質區製造至離散深度形成。
圖5係示出根據本發明第五實施例之光電子裝置500之橫截面視圖之圖。光電子裝置500類似於圖4之光電子裝置400，除光電子裝置500不包括p型接觸層170且第一橫向接觸486受第一橫向接觸486與p型作用區160之間之增強層588(如p型GaN層)包圍之外。增強層588可改良p型作用區160與第一接觸層180之間之歐姆連接。增強層588可透過在p型作用區160之圖案化表面上之選擇性面再生長建立。
圖6係示出根據本發明第六實施例之光電子裝置600之橫截面視圖之圖。光電子裝置600類似於圖5之光電子裝置500。然而，第一接觸層680呈環形且提供反射器層692以改良半導體結構內產生之光能的耦出。將反射器層692放置於光電子裝置600頂部以實質回射來自光電子裝置600內部之發射光。
在較佳實施例中，亦將鈍化層390提供在由第一接觸層680形成之圓環內，且將反射器692形成於鈍化層390之頂部。在替代實施例中，反射器692可形成於p型作用區160，或若存在，p型接觸層170之頂部上。
圖7係示出根據本發明第七實施例之光電子裝置700之立體視圖之圖。光電子裝置700類似於圖6之光電子裝置600。然而，光電子裝置700包含緩衝區130且鈍化層390未示出。示出第一接觸層680及反射器層692在高台上之p型作用區160上方。第二接觸層382在緩衝區130上形成圍繞高台之環。
圖8係示出根據本發明第八實施例之光電子裝置800之橫截面視圖之圖。光電子裝置800類似於圖6之光電子裝置600。然而，該光電子裝置不包含增強層588。
如圖8中所示，當將外部電壓及電流源施加於第一接觸層680與第二接觸層382之間時，電洞802經注射至p型作用區中並例如在點808與n型作用區140中產生之電子804組合。注射電子804與電洞802有利地在實質空間局限於i型作用區150內之電子-電洞重組(EHR)區809 中重組。EHR區809經由電子-電洞重組產生光子，光子之能量及光偏振受一或多個超晶格之能量-動量帶結構支配。如圖8中所圖示，EHR沿可歸類為實質在層平面中或垂直平行於生長方向之方向發射光子806A、806B、806C、806D。光亦可沿其他方向傳播且可在結構內依非平庸方式傳播。基本而言，所產生之具有實質垂直且在逃逸角錐(由全內反射之角及因此材料之折射率決定)內之傳播向量之光將係可經由透明基板110垂直耦出之光子之主要來源。光子806A沿基本垂直方向及沿與圖1所示之生長方向101之相同方向發射。光子806B沿基本垂直方向及沿與生長方向101之相反方向發射。光子806C、806D沿基本水平方向，平行於裝置之層，例如，平行於i型作用區150之層之平面發射。
在圖8所示之實施例中，一些光子806A自光反射器692反射並經由基板110離開發光裝置800。應瞭解透過在基板與i型作用區之間添加合適鏡(未示出)或有利光腔及折射率不連續，可因此修改裝置以製造微腔LED或雷射器或超發光LED。發現超發光透過限制所產生之光耦入可用之光模數目改良光之取出效率。此有效光相空間壓縮改良裝置關於有利垂直發射之選擇性。光腔可利用緩衝層120、n型作用區140、i型作用區150及p型作用區160所形成之總光學厚度形成。若光腔形成於反射器692與基板110之間且沿生長方向之光腔厚度小於或等於發光波長之一個波長，則該腔係微腔。此種微腔擁有建立由光腔模波長所賦予之超發光且穩定波長操作所需之性質。在本發明之一些實施例中，EHR區809之發光波長等於微腔之最低階波長腔模並實現超發光。緩衝區112內亦可包括第二光反射器。例如，本文將包含具有包含Al元素及AlN層之單位晶胞之超晶格之反射器稱為金屬介電超晶格。
在一些實施例中，鄰接緩衝層120及基板110提供透明區，且緩衝層120對自裝置發射之光能透明。光能經由透明區、緩衝層120及基板110向外耦合。光子806C、806D沿基本水平方向，平行於裝置之層，例如，平行於p型作用區160之層之平面發射。
在一些實施例中，光電子裝置發射具有相對於生長方向之實質橫向磁光偏振之光。光電子裝置作為光波導操作，使光空間產生並沿實 質平行於半導體之一或多個超晶格之單位晶胞之一或多個層之平面的方向受局限。
在一些實施例中，光電子裝置發射具有相對於生長方向之實質橫向電光極化之光。光電子裝置作為垂直發射腔裝置操作，使光空間產生並沿實質垂直於半導體結構之一或多個超晶格之單位晶胞之一或多個層之平面的方向受局限。垂直發射腔裝置具有實質沿生長方向佈置並利用沿半導體結構之一或多個部分空間佈置之金屬反射器形成之垂直腔。反射器可由高光反射金屬製成。腔藉由反射器之間的光學長度界定，該長度小於或等於裝置所發射之光的波長。光電子裝置之發光波長係由包含半導體結構之一或多個超晶格之發射能確定且光腔模由垂直腔確定。
圖9係關於根據本發明實施例之光電子裝置相對於沿生長方向z之距離之導帶及價帶中之空間能級的圖900。在該實施例中，單個超晶格包含光電子裝置之n型作用區140、i型作用區150及p型作用區160。超晶格之各單位晶胞包含由兩AlN單層形成之第一層及由一GaN單層形成之第二層。超晶格包含在n型作用區140、i型作用區150及p型作用區160各者中之25個單位晶胞。超晶格沈積在c平面上，使金屬極晶體生長平行於生長方向取向。由p-GaN製成之p型接觸層沈積於p型作用區160上。由理想化歐姆金屬M製成之第一接觸層位於p-GaN接觸層上且由理想化歐姆金屬M製成之第二接觸層位於n型作用區140上。
圖9之y軸係相對於費米能之能級eV，且x軸係自基板底部沿生長方向101之距離奈米(nm)。n型作用區140、i型作用區150及p型作用區160及裝置之其他區/層的位置示於x軸上方。跡線910係導帶中之中心區(即，k=0)能；谷源自GaN，且峰源自AlN。圖900在跡線910中示出導帶能Ec k=0(z)接近n型作用區140中之費米能，其中導帶能Ec k=0(z)之谷在費米能下方。此提供高激發n型作用區。跡線920係價帶中之能；谷源自AlN且峰源自GaN。圖900在跡線920中示出價帶能EHH k=0(z)接近p型作用區160中之費米能，其中價帶能EHH k=0(z)之峰在費米能上方。此提供高激發p型作用區。金屬極取向生長導致在各AlN/GaN及GaN/AlN異質接面處之熱電及壓電電荷。
空間波函數係量子力學中描述粒子之量子態及其如何行為之概率幅度。圖10係示出關於參照圖9描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離z之量子化最低能電子空間波函數Ψc n=1(i,z)之圖1000。指數i表示不同波函數。描繪在能帶結構內之相應容許量子化本徵態能量處之各量子化波函數。高於各量子化能級之非零波函數概率指示使電子局域化於相關空間區之有限概率。示出導帶邊緣能Ec k=0(z)以作參照。
自圖1000可見電子波函數在大量單位晶胞上離域。此指示高耦合GaN電位井。薄AlN障壁(2個單層)容許高效量子力學穿隧並因此形成空間局限於n型及p型作用區內之能量流形。注射至n型作用區中之電子可沿生長方向向i型作用區高效傳輸。i型作用區內之容許最低能波函數較在n型或p型作用區內更受局限，正如在i型作用區中之較局域化波函數所證明。單位晶胞之小厚度迫使量子化能級相對接近AlN導帶邊緣且因此在跨過i型作用區產生之巨大空乏電場之影響下破壞鄰接相鄰GaN電位低位之間之耦合。結果，i型作用區中之電子波函數並非強力局限於其等各自GaN電位低位。
圖11係示出關於參照圖9描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離之量子化最低能重電洞空間波函數ΨHH n=1(j,z)之圖1100。示出重電洞中心區價帶能EHH k=0(z)以作參照。III族金屬氮化物材料具有獨特價帶結構，包含具有三個不同帶，即，重電洞(HH)、輕電洞(LH)及晶體場分裂(CF)帶之能量動量色散。在中心區，超晶格具有重電洞帶，其係三者之最低能，即，EHH k=0<ELH k=0<ECH k=0。對於本文所關注之光學過程，僅描述HH帶便足夠。在圖1100中，顯然在p型作用區內存在重電洞波函數ΨHH n=1(j,z)之大量空間離域，但其等緊緊地局限於i型作用區內之GaN電位低位。再者，裝置內之內建空乏電場破壞i型作用區內之耦合。
圖12係示出導帶與HH波函數之空間重疊積分之圖1200。重疊積分實質上係相對於沿參照圖9描述之光電子裝置之生長方向之距離之圖10之電子空間波函數Ψc n=1(i,z)與圖11之各重電洞空間波函數ΨHH n=1(j,z)之積。自圖1200可見在i型作用區150中電子及電洞存在於同一位置之概率高於在n型作用區140及p型作用區160中者。因此發光更可能來自i 型作用區150而非光電子裝置之n型作用區140及p型作用區160。
圖13係示出關於參照圖9描述之光電子裝置相對於相應電子與電洞量子化能級之間之組合躍遷能之電子空間波函數Ψc n=1(i,z)與重電洞空間波函數ΨHH n=1(j,z)之重疊積分之圖1300。圖13之離散圖示出在整個半導體結構內最低n=1量子化電子態與n=1 HH態之間之容許光躍遷之能譜。因此圖1300示出該裝置能夠在約5.3eV之最低發射能下發光。圖13中之發光譜之寬度指示整個裝置之量子化能級之微帶寬度。
圖14係示出參照圖9描述之光電子裝置之發光亮度對波長之圖1400。圖13之離散重疊積分在能量上均勻拓展以模擬室溫下預期之熱變化。將個別振子強度貢獻之和作為兩個拓展參數選擇之波長的函數繪圖。最長波長及最急劇躍遷歸因於實驗可觀察之最低能重電洞激子。如圖14中所示，最大強度之波長在約230nm處，對應於n=1量子化電子與電洞波函數之間之最低能躍遷。圖12之參考指示所產生之大部分光將來自i型作用區與p型作用區界面附近之區。圖14之陰影區示出由p型及n型作用區佔據之光譜區，其將具有佔用之態並因此不可用於光重組過程。此外，實際發射能源自最低階激子湮滅。激子係中間粒子，包含束縛之電子-電洞對，其受空間局限以增強靜電結合能。AlN/GaN超晶格中之n=1激子結合能(EX n=1)約為50至60meV且源自n=1電子與n=1 HH波函數之靜電吸引。基本而言，自n=1激子發射之光子之發射能Eγ n=1由Eγ n=1=EC n=1-EHH n=1-Exn=1給出，其中激子結合能減小觀察到之發射能。
圖15係關於根據本發明其他實施例之光電子裝置相對於沿生長方向z之距離之導帶及價帶中之空間能級之圖1500。在該實施例中，形成該裝置之n型作用區140及p型作用區160之超晶格與用於圖9之光電子裝置者相同。然而，在i型作用區150中，各單位晶胞中之第一層係由4個AlN單層形成且各單位晶胞中之第二層係由2個GaN單層形成。p型及n型區係利用摻雜質超晶格形成，其中第一層由2個AlN單層形成且第二層由1個GaN單層形成。因此摻雜區對形成於本徵區中之n=1激子透明。雖然n型及p型作用區與i型作用區之單位晶胞存在週期或厚度差異，但各區中之單位晶胞具有相同平均合金含量。即，單位晶胞中之Al比例恒定。 各區中存在25個單位晶胞重複。發現亦可使用較高之單位晶胞重複數目。包含兩種組合物(如厚度tGaN之GaN層及厚度tAlN之AlN層)之簡單單位晶胞之平均合金含量由xave=tAlN/(tAlN+tGaN)給出，其中xave表示單位晶胞中之對之有效Al比例。在替代實施例中，單位晶胞可包含三或更多種AlGaN組合物且在此等實施例中，可簡單地確定有效合金含量。包含二元、三元及四元材料之其他層組合物之平均合金含量可根據一或多個元素組分界定。例如，可確定包含AlN/AlxGa-1xN/GaN或AlN/AlxGa1-xN/AlyInzGa1-y-zN三重層之三層式單位晶胞中之Al比例。在p型作用區上包括選用p型GaN歐姆接觸層。將歐姆金屬接觸提供在n型作用區及選用p型GaN歐姆接觸層上。示出在歐姆金屬接觸之間施加零外部電偏壓時之能帶結構。
圖15之y軸係相對於費米能之能級eV，且x軸係自基板底部沿生長方向之距離奈米(nm)。裝置之n型作用區140、i型作用區150及p型作用區160之位置示於x軸上方。跡線1510係導帶中之能；谷源自GaN，且峰源自AlN。單位晶胞中之AlN層及GaN層形成I型超晶格，其中GaN導帶之能低於AlN導帶邊緣且GaN價帶之能高於AlN價帶邊緣。即，AlN層提供針對GaN層中之電子及電洞之電位壘。跡線1520係價帶中之能；谷源自AlN，且峰源自GaN。特定言之，示出重電洞價帶邊緣。圖15示出在i型作用區150中，跡線1510及1520中之峰及谷之週期及幅度增大。在i型作用區中單位晶胞中之GaN及AlN兩者之較大層厚度由於金屬極異質接面之自發及壓電場產生跨過各者之較大內建電場。該效應係為極纖鋅礦晶體所獨有。再者，圖15之裝置係藉由理想金屬接觸M予以接觸且p-GaN接觸層將p型作用區160連接至金屬接觸中之一者。示出平坦帶條件，即，在兩接觸之間施加零外部偏壓，且因此費米能在整個結構上沿生長方向連續。
圖16係示出關於參照圖15描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離z之量子最低能(nSL=1)電子空間波函數Ψc n=1(i,z)之圖1600。示出導帶邊緣能Ec k=0(z)以作參照。
由於n型及p型作用區兩者中之薄AlN隧壘，電子波函數跨過大量鄰接及鄰近單位晶胞清晰散開。i型作用區之較大單位晶胞週期展 示電子波函數向不超過最近相鄰穿透的強烈局域化。正如在圖10之結構中所觀察到，在i型作用區之禁帶內之超晶格外不存在泄漏波函數。因此，自n型作用區注射之電子可通過n型作用區微帶發生高效傳輸並進入i型作用區。捕獲於i型作用區之最低能量子化波函數中之電子隨後可用於與價帶中之空間一致nSL=1重電洞重組。
圖17係關於參照圖15描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離之量子化最低能重電洞空間波函數ΨHH n=1(j,z)之圖1700。示出重電洞價帶能邊緣EHH k=0(z)以作參照。再者，如在圖11中所觀察到，重電洞波函數跨過n型及p型作用區中之數個單位晶胞實質離域。i型作用區具有較n型及p型作用區大之單位晶胞週期，及在單位晶胞內與p型及n型超晶格區相同之平均Al比例。再者，GaN電位低位產生屬於重電洞態之最低能價態。
圖18係示出最低能量子化電子與重電洞價波函數態之間之空間重疊積分之圖1800。重疊積分實質上係關於參照圖15描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離之圖16之量子化電子空間波函數Ψc n=1(i,z)與圖17之重電洞空間波函數ΨHH n=1(j,z)之積。重疊積分之強度與特定躍遷之振子強度成比例。基本而言，若電子與電洞波函數概率空間一致，則存在有限之電子-電洞重組事件概率。容許光躍遷之能寬指示在GaN層之間穿過薄AlN障壁層之量子力學穿隧。本徵區具有較厚AlN障壁並因此減小之導帶穿隧。示出本徵區之振子強度相較於n型及p型區要強。自圖1800可見在i型作用區150中電子與電洞存在同一位置之概率高於在n型作用區140及p型作用區160中者。因此源自電子與重電洞重組之光發射更可能來自i型作用區150而非光電子裝置之n型作用區140及p型作用區160。圖1800亦示出參照圖15描述之光電子裝置之i型作用區150發光之概率高於參照圖9描述之光電子裝置。
圖19係示出關於參照圖15描述之光電子裝置相對於相應最低能量子化電子與重電洞之組合躍遷能之電子空間波函數Ψc n=1(i,z)與重電洞空間波函數ΨHH n=1(j,z)之重疊積分之圖1900。
源自n=1激子之最低能光躍遷因此係由源於具有較p型及n 型作用區大的週期之i型作用區之重組導致。因此i型作用區之發射能經選擇為在較n型及p型作用區兩者之最低能吸收長的波長下。此支援i型作用區內生成之電子在包層區(即p型及n型作用區)內不被吸收(且因此不損耗)地傳播，且此外支援自裝置內部提取光。
此表示本發明之較佳實施方式，其中半導體結構或裝置之區之發射及吸收性質係透過選擇各超晶格單位晶胞週期予以控制。此外，平均合金含量在整個超晶格區保持恒定並因此各單位晶胞之平面內晶格常量匹配且未觀察到作為生長方向之函數之應變能累積。此支援實現高晶體品質超晶格堆疊。此外，由於結構內之極化電荷，內建電場不存在不連續，藉此支援堆疊極化穩定化。
圖20係示出參照圖15描述之光電子裝置之發光亮度對波長之圖2000。圖19之離散重疊積分在能量上均勻拓展以模擬室溫下預期之熱變化。將個別振子強度貢獻之和作為兩個拓展參數選擇之波長的函數繪圖。最長波長及最急劇躍遷歸因於最低能n=1重電洞激子且空間局限於本徵區。如圖20中所示，最大強度之波長在約247nm處，其較參照圖9描述之光電子裝置在圖14中之最大強度波長要長。
圖9及15之光電子裝置僅在i型作用區中之一或多個超晶格之週期選擇上不同。對於此等實例，在半導體結構中之所有一或多個超晶格之所有單位晶胞經選擇為具有固定平均合金含量。該平均合金含量經選擇以定義為單位晶胞之Al比例。例如，包含1個GaN單層及2個AlN單層之單位晶胞具有xave=2/3之Al比例，且具有2個GaN單層及4個AlN單層之單位晶胞同等地具有xave=4/6=2/3之Al比例。再者，為簡明起見，在各區中使用25個單位晶胞重複。即，不僅單位晶胞之平均Al比例確定AlxaveGa1-xaveN形式之等效排序三元合金組合物，且週期界定該單位晶胞之發光能。
圖21係關於根據本發明另一實施例之光電子裝置在導帶及價帶中相對於沿生長方向之距離之空間相關能級之圖2100。應理解參照中心區(k=0)導帶及重電洞價帶足以描述裝置操作。在該實施例中，在參照圖9及15描述之光電子裝置之情況中，形成n型作用區、i型作用區及p 型作用區之一或多個超晶格類似地由具有AlN層及GaN層之雙層單位晶胞組成。然而圖21情況中之有效Al比例經選擇為具有xave=0.5之較低Al比例。在i型作用區150中，各單位晶胞中之第一層係由3個AlN單層形成且各單位晶胞中之第二層係由3個GaN單層形成。n型及p型作用區兩者經選擇為亦具有xave=0.5但經設計為在吸收開始時具有較大光能以使其等對i型作用區產生之發光能實質透明。p型及n型作用區經選擇為具有僅包含2個GaN單層及2個AlN單層之單位晶胞。較薄GaN層導致導帶與價帶中之最低量子化能級之間之能量間隔增大。p型及n型區係利用摻雜質超晶格形成。
圖21之y軸係相對於費米能之能級帶圖(以電子伏特eV為單位)，且x軸係自基板底部沿生長方向之距離奈米(nm)。光電子裝置之n型作用區140、i型作用區150及p型作用區160之空間位置及範圍示於x軸上方。跡線2110係價帶中之中心區(或最低)能；谷源自GaN，且峰源自AlN。謹慎檢查發現i型作用區中之金屬極結構之內建熱電及壓電場與n型及p型作用區兩者不同。此係由i型作用區中之較大GaN及AlN層厚度導致。跡線2120係價帶中之空間能調變；谷源自AlN，且峰源自GaN。圖21示出在跡線2110及2120中之i型作用區150中之單位晶胞之週期(示出為峰及谷)與圖15中所示之跡線1510及1520中所示之單位晶胞週期大致相同。然而，工作週期(即單位晶胞內之相對GaN及AlN層厚度)已變化。再者，該裝置經選擇為具有對i型作用區之發光波長實質透明之p型及n型作用區。
圖22係示出關於參照圖21描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離之最低能量子化電子空間波函數Ψc n=1(i,z)之圖2200。示出中心區(k=0)導帶能Ec k=0(z)以作參照。n型及p型空間區展現高度耦合波函數且形成n=1超晶格微帶。本徵區示出藉由內建空乏場及較厚AlN障壁跨過僅最近相鄰電位井耦合之電子波函數。
圖23係示出關於參照圖21描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離之最低能量子化重電洞空間波函數Ψc n=1(i,z)之圖2300。示出中心區(k=0)重電洞價帶能EHH k=0(z)以作參照。p型及n型區中之重電洞波 函數在大量相鄰電位井上離域。相對地，i型作用區中之重電洞波函數藉由較大AlN障壁寬度及內建空乏場而高度局域於其等各自電位井。
圖24係示出電子與重電洞波函數之空間重疊積分之圖2400。重疊積分實質上係關於參考圖21描述之光電子裝置相對於沿生長方向之距離之圖22之電子空間波函數Ψc n=1(i,z)與圖23之重電洞空間波函數ΨHH n=1(j,z)之積。重疊積分表示各直接電子與重電洞躍遷之振子強度。容許光躍遷之能寬指示在GaN層之間穿過AlN障壁層之量子力學穿隧。i型作用區具有較厚AlN障壁及因此減小之導帶穿隧。示出i型作用區之振子強度相較於n型及p型作用區要強。自圖2400可見在i型作用區150中電子與電洞存在同一空間位置之概率高於n型作用區140及p型作用區160兩者。因此，發光更可能來自i型作用區150而非光電子裝置之n型作用區140及p型作用區160。圖2400亦示出參照圖21描述之光電子裝置之n型作用區140及p型作用區160發光之概率低於參照圖9及圖15描述之光電子裝置。
圖25係示出關於參照圖21描述之光電子裝置相對於相應最低能量子化電子與電洞之組合躍遷能之電子空間波函數Ψc n=1(i,z)與重電洞空間波函數ΨHH n=1(j,z)之重疊積分之圖2500。在i型作用區中相較於n型及p型作用區之較強最低能躍遷振子強度係由i型作用區中之電子與重電洞重組導致。
圖26係示出參照圖21描述之光電子裝置之發光亮度對波長之圖2600。圖25之離散重疊積分在能量上均勻拓展以模擬室溫下預期之熱變化。將個別振子強度貢獻之和作為兩個拓展參數選擇之波長的函數繪圖。最長波長及最急劇躍遷歸因於最低能n=1重電洞激子且空間局限於i型作用區。如圖26中所示，最大強度之波長在約262nm處，其相較於各別參照圖9及15描述之光電子裝置在圖14及20中之最大強度之波長實質更長。
發射波長之調變及裝置之其他態樣更詳細描述於下文。
本發明利用較佳為結晶且更佳形成單晶原子結構之半導體結構。在較佳實施例中，對於紫外及深紫外光發射，半導體結構具有由離 子鍵組成且由諸如III族金屬氮化物(III-N)半導體或II族金屬氧化物(II-VI)半導體之一或多種半導體形成之纖鋅礦晶體結構。
圖27A示出III族金屬氮化物半導體之纖鋅礦晶體結構。纖鋅礦晶體結構包括金屬晶體部位2715及氮原子部位2720。示出沿米勒表示法[h k i l]=[0001]方向2750之晶體鍵極採取具有氮極鍵2725之氮極晶體取向。該結構可圍繞2760鏡面反射倒置並變為金屬極取向晶體。若採用晶體軸2750作為生長方向[0001]，則將c平面(0001)識別為標記2730之平面。水平晶體軸2760係具有[11-20]方向之穿過纖鋅礦晶體之高對稱切面之一。
圖27B示出以金屬原子端接表面之c平面2730之視圖。c平面亦可採取氮原子表面端接。晶體方向2760及2780以米勒表示法各別表示[11-20]及[001-1]方向。突然表面端接進一步發生較低對稱鍵圖案之表面重構。此等表面重構將生長表面能最小化，但當重構表面隨後用纖鋅礦晶體結構中之更多材料過度生長時，最終在層的大部分內形成實質理想化晶體結構。理想金屬端接表面展現識別為六方形2785之六方c平面晶體晶胞，具有平面內晶格常量2790之相等側面。隨後藉由以圖27A中標記為2790之晶格常量a及標記為2705或2710之六方柱高度c為參數之纖鋅礦晶胞將晶體基本重複單位特徵化。例如，無應變AlN磊晶層可具有a=4.982Å及c=5.185Å。對於沈積在c平面上之膜，本文將一個單層(1ML)定義為等於1ML=c/2。
圖27C示出沿c軸2750取向且進一步曝露Al原子表面之AlN纖鋅礦晶體2770之立體視圖。Al端接表面整個位於c平面2730中，纖鋅礦晶體單位晶胞由六方形2760界定。沿方向2750之垂直厚度示出四個AlN材料單層及相關晶體取向。例如，在一些實施例中，在基板上之c平面取向磊晶沈積可包括以高均勻度沈積複數個單層膜，其沿方向2760及2780側向延伸，橫跨基板表面區域。
圖28係示出實例超晶格之層厚度之較佳範圍之圖表2800。超晶格之單位晶胞包含各別僅由GaN及AlN之二元組合物形成之兩個層。例如，超晶格由依照圖27C中針對理想化空間部分示意性示出沈積在c平面上之纖鋅礦GaN及AlN膜形成。圖28之圖表2800示出將AlN厚度視作 沿c軸之單層總數N且以埃為單位(注，1Å=0.1nm)表示物理厚度繪製成表之列。類似地，行以表列方式列出GaN之總單層M，利用表項目計算單位晶胞週期厚度：ΛSL=M.(1ML GaN)+N.(1ML AlN)=M.cGaN/2+N.cAlN/2。
可將具有重複Np次且具有沿生長方向之恒定Al比例之單位晶胞之超晶格定義為具有M個及N個單層之GaN及AlN對，出於方便本文寫為M：N。
圖29示出4：4超晶格之一個單位晶胞之晶格結構，其中4個GaN單層2940沿界定生長方向之c軸2750磊晶沈積於4個AlN單層2930上。將Al原子部位示為大白色球2905，將Ga原子部位描繪為大灰色球2920並將氮原子部位示為小黑色球2910及2925。AlN/GaN異質接面2935可為單純以Ga或Al金屬端接之陡壁或可為在平面2935中具有隨機Ga及Al原子分佈之混雜接面。GaN磊晶層2940之垂直高度藉由晶體單位晶胞變形而大於較低AlN磊晶層2930。獨立超晶格單位晶胞2900理想上可不展現界面差排(即，錯配差排)且可具有處於平面內拉伸應變狀態之AlN層及處於平面內壓縮應變狀態之GaN磊晶層。彈性變形之不相似磊晶層理想上沿c軸2750以小於關鍵層厚度(CLT)之厚度沈積。CLT係晶格錯配材料可在不形成錯配差排下沈積於底層晶體上的最大厚度。圖28之圖表2800中所披露之所有M：N組合表示在低於各材料之CLT下沈積之此等超晶格單位晶胞。注意，CLT可理論計算及經實驗確定。例如，在MBE中異質磊晶期間利用反射高能電子繞射(RHEED)之直接原位測量可在高準確度下確定CLT。
圖30係示出利用沿本文定義之c軸沈積之GaN及AlN材料形成之單位晶胞之其他可行實現方式之圖表3000。圖表3000界定單層對比例M：N，利用表項目示出單位晶胞厚度ΛSL。可將此等單位晶胞厚度應用於使用III族金屬氮化物半導體之深紫外發射器。亦發現可使用其他材料組合物且可應用包含超晶格單位晶胞之多於兩種組合物。
圖31示出用僅具有GaN及AlN單層之單位晶胞建造之超晶格之平衡平面內晶格常量a∥ SL之圖3100。圖3100示出關於在各單位晶胞中指定選擇M個GaN單層及N個AlN單層之計算平面內晶格常量a∥ SL。 各曲線藉由N個AlN單層之不同選擇予以參數化。圖3100之曲線可直接用於設計包含不同單位晶胞M：N對之超晶格LED且在下文予以論述。
圖32示意性示出包含兩個單位晶胞3270及3280之結構3200中存在之原子力。各單位晶胞包含兩個層且該兩個層中之各者由不相似材料形成，例如，第一層3230及3250可為GaN層且第二層3240及3260可為AlN層。該等層係透過晶體之磊晶沈積形成，該等晶體由於各鄰接層中之不相似晶格常量而彈性變形。若將結構沈積於c平面上，則GaN層3230及3250承受壓縮平面內應力3220且AlN層3240及3260具有誘發之拉伸平面內應變3210。當形成充足週期數時，利用晶格錯配材料形成且各單位晶胞之各層以小於CLT之厚度形成之此種超晶格可實現高結晶完美度。例如，僅使用GaN及AlN材料，將根據本發明教義之超晶格形成於塊狀c平面AlN表面、(0001)取向藍寶石表面或另一合適表面上。在超晶格生長約10至100個週期後，最終單位晶胞達到理想化獨立平面內晶格常量a∥ SL。此為形成參照圖1論述之超晶格緩衝130之一實例方法。
在本發明之一些實施例中，在半導體結構中之各超晶格具有實現所選擇光學及電子規格之不同組態。
實驗示出保持各單位晶胞中沿超晶格之平均合金含量恒定等效於保持單位晶胞之平均平面內超晶格常量a∥ SL恒定。實驗亦示出單位晶胞之厚度隨後可經選擇以實現所需光學及電學規格。此支援複數個區別超晶格具有常見有效平面內單位晶胞晶格常量並因此支援沿生長方向之有利應變管理。
圖33及34示出由僅具有GaN及AlN層之單位晶胞建造之超晶格之平衡平面內晶格常量a∥ SL之圖3300及3400。圖3300及3400示出關於在各單位晶胞中指定選擇M個GaN單層及N個AlN單層之計算平面內晶格常量a∥ SL。各曲線藉由N個AlN單層之不同選擇予以參數化。在各圖中提供黑點以示出具有相同平均合金含量之單位晶胞組態。圖33之圖3300中示出之黑點包括M：N組合，其中M=N且因此實現xave SL=1/2之有效Al比例。圖34中之圖3400中之黑點包括M：N組合，其中N=2M且因此xave SL=2/3。
圖33及34之圖對於設計具有超晶格，使單位晶胞完全由沿c軸沈積之GaN及AlN材料組合構造且具有纖鋅礦晶體結構之半導體結構特別有用。
圖35示出包含沿生長方向z重複之M：N=5：5單位晶胞之Np=100週期超晶格之能帶結構之計算部分之圖3500。將導帶邊緣3520及重電洞價帶邊緣3550之空間變化連同量子化能及空間局限載子波函數3510及3560一起示出。GaN及AlN層選自保留如圖30中所示之各層之CLT的厚度。圖35示出電子波函數3510展現穿過AlN障壁之強量子力學穿隧趨勢3570，而重電洞波函數3560緊緊地局域於其等各自GaN電位低位內。
圖36示出用於模擬恒定單位晶胞長度及組成之超晶格之半無限個週期之超晶格3600。在該超晶格中，單位晶胞具有恒定長度及組成。然而，第一GaN層3605對半分開並添加至超晶格之末端3610。對波函數應用週期性邊界條件藉此模擬半無限個週期，同時研究底部99單位晶胞3620之交互性質。利用有限元方法及完全k.p理論，連同最低超晶格態之量子化能一起計算波函數。如上所描述，自最低能(n=1)導帶態與n=1重電洞態之間之重疊積分及能間隔計算發光譜。
圖37、38、39、40及41各別示出具有xave SL=2/3及1：2、2：4、3：6、4：8及5：10 M：N組態之超晶格之橫向電(TE)發光譜之圖。各圖示出四個曲線，對應於總發光及源自具有容許傳導態之特定價帶類型(即HH、LH或CH)之發光。如上所述，所需之最低能發射係容許導帶態與重電洞態之間之躍遷，其滿足平行於c軸及或生長方向之垂直發射之標準。
圖37示出圖3700，包含1：2超晶格關於n=1導帶態與n=1重電洞態之最低能躍遷(EC n=1-EHH n=1)3705、n=1導帶態與n=1晶體場分裂態之最低能躍遷(EC n=1-ECH n=1)3710及n=1導帶態與n=1輕電洞態之最低能躍遷(EC n=1-ELH n=1)3715之發光譜。曲線3720示出觀察到之總光譜。發光峰之大能寬基本上源自最近相鄰GaN電位低位之間之耦合及因此在導帶及各價帶中形成寬能寬微帶。
圖38示出圖3800，其包含2：4超晶格關於n=1導帶態與n=1重電洞態之最低能躍遷(EC n=1-EHH n=1)3805、n=1導帶態與n=1晶體場分裂 態之最低能躍遷(EC n=1-ECH n=1)3810及n=1導帶態與n=1輕電洞態之最低能躍遷(EC n=1-ELH n=1)3815之發光譜。曲線3820示出觀察到之總光譜。相較於圖37之較小發光峰能寬源自最近相鄰GaN電位低位之間之較小耦合及因此在導帶及各價帶兩者中形成較窄能寬微帶。
圖39示出圖3900，其包含3：6超晶格關於n=1導帶態與n=1重電洞態之最低能躍遷(EC n=1-EHH n=1)3905、n=1導帶態與n=1晶體場分裂態之最低能躍遷(EC n=1-ECH n=1)3910及n=1導帶態與n=1輕電洞態之最低能躍遷(EC n=1-ELH n=1)3915之發光譜。曲線3920示出觀察到之總光譜。
圖40示出圖4000，其包含4：8超晶格關於n=1導帶態與n=1重電洞態之最低能躍遷(EC n=1-EHH n=1)4005、n=1導帶態與n=1晶體場分裂態之最低能躍遷(EC n=1-ECH n=1)4010及n=1導帶態與n=1輕電洞態之最低能躍遷(EC n=1-ELH n=1)4015之發光譜。曲線4020示出觀察到之總光譜。
圖41示出圖4100，其包含5：10超晶格關於n=1導帶態與n=1重電洞態之最低能躍遷(EC n=1-EHH n=1)4105、n=1導帶態與n=1晶體場分裂態之最低能躍遷(EC n=1-ECH n=1)4110及n=1導帶態與n=1輕電洞態之最低能躍遷(EC n=1-ELH n=1)4115之發光譜。曲線4120示出觀察到之總光譜。
特別重要的是實現(EC n=1-EHH n=1)光躍遷，其始終係最低能發射並因此支援圖7所示形式之高效垂直發射裝置。
圖42示出關於圖37至41所描繪之M：N對之重電洞躍遷之發光譜之圖4200。基本而言，較大GaN層厚度獲得較接近GaN帶邊緣之量子化能級並因此獲得較長發光波長。相對地，較薄GaN層改良最低能量子化導帶與價帶之間之重疊並因此改良振子強度及發光強度。發現對於超過8至10個單層之GaN磊晶層，重疊積分嚴重退化且發光結果不良。應用至紫外及深紫外裝置時，發現圖42之M：N組態最佳且/或滿足需求。可使用包含AlN及AlxGa1-xN組合物之超晶格單位晶胞實現較短發光波長。為保留發光之TE特徵，發現x小於或等於約0.5之AlxGa1-xN較佳。
可將以上內容用於設計半導體結構，如圖1至8之半導體結構。例如，i型作用區、n型作用區及p型作用區之單位晶胞之M：N組態可經選擇以自i型作用區產生較n型作用區及p型作用區之吸收邊緣長的發光 波長。此外，本發明之實施例可經設計，使整個半導體結構之平均合金比例恒定，其進一步改良所獲得結構之晶體品質。
圖43及44示出關於僅包含AlN及GaN磊晶層之單位晶胞在容許超晶格導帶態與重電洞態之間之最低能躍遷之計算發光波長之圖。圖43披露具有xave SL=2/3=0.667之N=2M超晶格之發光波長，而圖44披露N=M超晶格且xave SL=1/2=0.50下之發光波長。曲線4300及4400示出作為具有對應M：N組態之單位晶胞週期ΛSL之函數之最低能發射波長的變化。自圖可見發光可在自230nm至小於300nm之寬且所需光學範圍內調變。
在一實例中，半導體結構由區別超晶格區形成。各超晶格之單位晶胞具有Al比例xave SL=2/3且僅由GaN及AlN層形成。包含該半導體結構之發光裝置之所需設計波長為例如λe=265nm。因此，參照圖43，i型作用區選擇M：N=3：6單位晶胞。裝置包含n型作用區，其利用對所需設計波長λe實質透明之超晶格單位晶胞形成於透明基板頂部。類似地，裝置包含p型作用區，其對所需設計波長λe實質透明。n型作用區中之超晶格因此可經選擇為具有M：N=1：2單位晶胞且p型作用區中之超晶格可經選擇為具有M：N=2：4單位晶胞。此將改良激發重電洞濃度並提供向i型作用區中之超晶格之一部分M：N=3：6單位晶胞中之改良電洞波函數注射。
i型作用區可分割為兩個區別超晶格，第一超晶格具有M：N=2：4單位晶胞且第二超晶格具有M：N=3：6單位晶胞。第一超晶格位於n型作用區與第二超晶格之間。第二超晶格位於第一超晶格與p型作用區之間。第一超晶格用作將較佳電子注射至由第二超晶格界定之電子-電洞重組區(EHR)中時之電子能過濾器。此組態因此在半導體結構各處提供電子及電動之改良之載子傳輸。第二超晶格之EHR靠近電洞儲集層放置，係因在III族金屬氮化物中之本質低電洞遷移率。因此，可製造具有半導體結構之發光裝置，該半導體結構具有[n-型1：2/i-型2：4/i-型3：6/p-型2：4]超晶格區。i型作用區之總厚度亦可經最優化。
圖45及46示出關於包含在n型作用區中之100個n型M：N=1：2單位晶胞週期及在p型作用區中之100個p型M：N=1：2單位晶胞週期之半導體結構沿生長方向z之導帶邊緣4510及4610及重電洞價帶邊 緣4505及4605(電子伏特)之圖。該等單位晶胞僅由具有xave SL=2/3恒定Al比例之c平面取向GaN及AlN單層膜建造。i型作用區類似地具有xave SL=2/3之恒定Al比例但具有大週期以將發光波長調變至較大波長。圖45示出關於具有在i型作用區4530中之25個2：4單位晶胞週期之半導體結構之圖，而圖46示出關於具有在i型作用區4630中之100個2：4單位晶胞週期之半導體結構之圖。由於圖45中之p型及n型作用區，內建空乏區電場Ed(z)4520較圖46中之內建空乏區電場Ed(z)4620大。內建空乏區電場Ed(z)受i型作用區超晶格之厚度影響並跨過超晶格局限態放置又一Stark位移電位。發現該量子局限超晶格Stark效應(QC-SL-SE)可用於進一步調變裝置之光學性質。
圖47示出對圖45及46進行單圖比較之圖。插於p型作用區上方之選用p-GaN接觸層經由誘發二維電洞氣體(2DHG)釘扎費米能級。該等裝置具有沿生長方向z之金屬極生長取向。
圖48示出在內建空乏電場影響下在圖45所提及之半導體結構之i型作用區內之計算最低能量子化電子波函數4800之圖。相較於無空乏電場之半導體結構，觀察到波函數藍移且在最近相鄰之間存在共振穿隧減小。描繪導帶邊緣4510以作參照。
圖49示出在內建空乏電場影響下在圖46所提及之半導體結構之i型作用區內之計算量子化最低能重電洞波函數4900之圖。描繪重電洞帶邊緣4605以作參照。
圖50A及50B各別示出圖45及46所提及裝置之i型作用區之發光譜之圖。圖50A示出關於圖45之裝置中之最低能n=1導帶態與其等各自HH 5005、LH 5001及CH 5015價帶之間之光躍遷之發光譜及總TE發光譜5020。圖50B示出關於圖46之裝置中之最低能n=1導帶態與其等各自HH 5025、LH 5035及CH 5030價帶之間之光躍遷之發光譜及總TE發光譜5020。
圖45之裝置由於較薄i型作用區而具有較圖46之裝置大的內建電場。該較大內建電場破壞i型作用區中鄰接單位晶胞之間之耦合，產生小發光能藍移並減小發光譜線寬度。比較圖50A與圖50B，可見存在由 較大內建電場導致之發光峰低能側半峰全寬(FWHM)減小及低能發射邊緣藍移。圖50B示出由圖46之裝置之i型作用區中之大週期數導致之較圖50A大的積分發光亮度。
圖51示意性描述具有勢能5135之內建空乏場5130沿平行於生長方向5110之距離5140之影響。將無內建空乏場之超晶格帶圖示為空間導帶邊緣5115且垂直軸5105表示能。離域電子波函數5120藉由穿過高勢能AlN障壁之量子力學穿隧在鄰接GaN區之間耦合。內部熱電及壓電場亦予以示出且表示金屬極取向生長。波函數5120之穿隧導致容許量子化導帶態之能微帶5125。施加由於內建空乏場導致之線性增大電位5130獲得空間帶結構5160。施加空乏場5130所獲得之超晶格波函數產生波函數5145及5155，其等不再共振耦合至其等最近相鄰GaN電位低位。帶結構5160之量子化容許能態現具有能量較微帶能態5125高之離散能態5165及5170。
該效應可透過施加跨過氮極取向生長之空乏電場予以修改，導致Stark分裂態之能量降低。此例如，對於由僅一個單位晶胞類型，如具有GaN層及AlN層之M：N=3：6單位晶胞組成之氮極p-i-n超晶格裝置而言特別有用。跨過具有M：N=3：6單位晶胞之超晶格之內建空乏場導致發光能stark位移至較長波長(即紅移)且在具有M：N=3：6單位晶胞之周圍p型及n型作用區中將不會被實質吸收。
基本而言，金屬極取向生長由於p-上磊晶層堆疊而造成i型作用區或n-i-p裝置之i型作用區之發光譜藍移。即，對於所示空乏電場，裝置依次序：基板、n型作用區、i型作用區、p型作用區[SUB/n-i-p]形成。相對地，對於依p-下磊晶層堆疊，即[SUB/p-i-n]形成之p-i-n裝置，觀察到i型作用區發光譜紅移。
相對地，氮極取向生長導致n-i-p裝置之i型作用區之發光譜由於空乏電場藍移，及p-i-n裝置之i型作用區之發光譜由於空乏電場紅移。
本發明提供超越先前技藝之許多優勢，包括改良之發光，尤其在UV及深UV(DUV)波長下。例如，超薄層狀超晶格之使用支援電子垂直，即垂直於裝置之層，且水平即與層平行發射。此外，本發明提供電 子與電洞波函數之間之空間重疊，進而支援改良電子與電洞重組。
特定言之，對於紫外裝置應用而言，GaN證明極其有利於較窄帶隙材料且AlN有利於較寬帶隙材料。當沈積於c平面表面時，GaN本質上係垂直發射材料，而AlN實質上依TM光偏振，即沿子層之平面發光。
可利用單位晶胞之第一層及第二層之厚度以選擇電子及電洞之量子化能級在導帶中之電子耦合。例如，可利用GaN層之厚度以選擇電子及電洞之量子化能且AlN層之厚度可控制導帶中之電子耦合。可利用GaN層對AlN層之厚度比以選擇超晶格之平均平面內晶格常量。因此，指定超晶格之光遷移能可透過平均單位晶胞組成及各單位晶胞之各層之厚度兩者之選擇予以更改。
本發明之其他優點包括：較簡單製造及沈積製程；適合高效發光之可定製電子及光學性質(如發射光之波長)；當沈積於c平面取向表面時垂直發射裝置之最優化發光偏振；改良之n型及p型傳導區雜質摻雜劑激發；及應變管理單層，支援形成無過度應變累積之光學上厚超晶格。例如，可使用非週期性超晶格以防止應變傳播及增強光提取。
此外，使電子及電洞載子空間波函數在電子-電洞重組區內擴散藉由增大材料體積之方式改良載子捕獲概率，且亦改良電子與電洞空間波函數重疊並藉此相較於先前技藝改良裝置之重組效率。
在本說明書中，術語「超晶格」係指包含包括兩或更多個層之複數個重複單位晶胞之層狀結構，其中在單位晶胞中之層之厚度足夠小以使鄰接單位晶胞之相應層之間存在顯著波函數穿透，如此一來可輕易發生電子及/或電洞之量子穿隧。
在本專利說明書中，諸如第一及第二、左及右、前及後、頂及底等形容詞僅用於將一元件自另一元件區別，不一定要求該等形容詞所描述之特定相對位置或次序。諸如「包含」或「包括」之術語並非用於界定排他性之元素或方法步驟組。相對地，此等術語僅界定本發明特定實施例中所包括之最小元件或方法步驟組。將瞭解本發明可依各種不同方式實現，且本描述僅以實例之方式給出。
本發明各實施例之以上描述係針對描述之目的提供與本技藝一般技術者。不希望將本發明排除於或限制於單個披露實施例。如上所述，熟習以上教義技藝者將瞭解對本發明之許多替代及變化例。因此，雖然已具體論述一些替代實施例，但本技藝一般技術者將瞭解或相對輕易發展出其他實施例。因此，本專利說明書預期涵蓋已在本文論述之本發明之所有替代、修改及變化例，及屬於上述本發明之精神及範圍內之其他實施例。
在本說明書中對任何先前技藝之引述不計劃且不應視為確認或以任何形式建議先前技藝構成澳洲或其他地方的公知常識。
100‧‧‧堆疊
101‧‧‧箭矢/生長方向
110‧‧‧基板
112‧‧‧緩衝區
114‧‧‧半導體結構
120‧‧‧緩衝層
130‧‧‧晶格
140‧‧‧n型作用區/n型作用層
150‧‧‧i型作用區/i型作用層
160‧‧‧p型作用區
170‧‧‧p型接觸層
180‧‧‧第一接觸層
132、142、152、162‧‧‧單位晶胞
142A、152A、162A‧‧‧第一層
142B、152B、162B‧‧‧第二層

Claims (36)

  1. 一種光電子裝置，其包含一半導體結構，該半導體結構包括：一p型作用區；及一n型作用區；其中：該半導體結構僅由一或多個超晶格組成；各超晶格由複數個單位晶胞組成；且各單位晶胞包含至少兩實質區別之單晶層。
  2. 如申請專利範圍第1項之光電子裝置，其中該半導體結構包括在該n型作用區與該p型作用區之間之一i型作用區。
  3. 如申請專利範圍第2項之光電子裝置，其中該i型作用區具有大於或等於1nm且小於或等於100nm之一厚度。
  4. 如申請專利範圍第1項之光電子裝置，其中該半導體結構係透過沿一生長方向之磊晶層生長建造。
  5. 如申請專利範圍第4項之光電子裝置，其中該複數個單位晶胞中各者之一平均合金含量在各超晶格內恒定。
  6. 如申請專利範圍第4項之光電子裝置，其中該複數個單位晶胞中各者之一平均合金含量在該一或多個超晶格之至少一者內沿該生長方向不恒定。
  7. 如申請專利範圍第6項之光電子裝置，其中該複數個單位晶胞中各者之該平均合金含量在該一或多個超晶格之至少一者之一部分內沿該生長方向週期變化。
  8. 如申請專利範圍第4項之光電子裝置，其中該複數個單位晶胞中之各者中之至少兩個層各具有小於或等於6個材料單層之一厚度，該各層沿該生長方向由該材料組成。
  9. 如申請專利範圍第4項之光電子裝置，其中在該一或多個超晶格之至少一部分內之該複數個單位晶胞中各者之該至少兩個層之一包含沿該生長方向之1至10個原子單層，且該等各單位晶胞之各者中之該其他一或多個層包含沿該生長方向之共1至10個原子單層。
  10. 如申請專利範圍第4項之光電子裝置，其中在該n型作用區、該p型作 用區及該i型作用區之兩或更多者中之該等單位晶胞具有一不同平均厚度。
  11. 如申請專利範圍第4項之光電子裝置，其中該各單位晶胞之該至少兩個實質區別單晶層具有纖鋅礦晶體對稱且具有在該生長方向上之一晶體極性，其為一金屬極極性或氮極極性。
  12. 如申請專利範圍第11項之光電子裝置，其中該晶體極性沿該生長方向空間變化，該晶體極性在該氮極極性與該金屬極極性之間交替翻轉。
  13. 如申請專利範圍第4項之光電子裝置，其中該光電子裝置經組態為一發光裝置且光能透過該p型作用區及該n型作用區所提供之電作用電洞與電子之重組產生，該重組實質上發生於該p型作用區與該n型作用區之間之一區中。
  14. 如申請專利範圍第13項之光電子裝置，其中由該光電子裝置發射之光係在150nm至280nm波長範圍內之紫外光。
  15. 如申請專利範圍第13項之光電子裝置，其中：該光電子裝置發射相對於該生長方向具有一實質橫向電光偏振之光；且該光電子裝置作為一垂直發射腔裝置操作，使光空間產生並沿實質上垂直於該半導體結構之該一或多個超晶格之該等單位晶胞之該一或多個層之平面之一方向受局限。
  16. 如申請專利範圍第15項之光電子裝置，其中：該垂直發射腔裝置具有實質上沿該生長方向佈置且使用沿該半導體結構之一或多個部分空間佈置之金屬反射器形成之一垂直腔；該等反射器係由一高光反射金屬製成；該腔係由該等反射器之間之光學長度界定，該光學長度小於或等於該裝置發射之光之一波長；且該波長係由包含該半導體結構之該一或多個超晶格之發光能及由該垂直腔確定之光腔模確定。
  17. 如申請專利範圍第16項之光電子裝置，其中該高光反射金屬係鋁(Al)。
  18. 如申請專利範圍第13項之光電子裝置，其中：一反射器層經提供以改良在該半導體結構內產生之該光能之耦出；且該反射器層經放置在該光電子裝置頂部以實質回射來自該裝置內部之 發射光。
  19. 如申請專利範圍第1項之光電子裝置，其進一步包含供該半導體結構在其上生長之結晶基板，其中一緩衝層首先生長於該基板上，接著是該半導體結構，其中該緩衝層用作一應變控制機構，提供一平面內晶格常量。
  20. 如申請專利範圍第19項之光電子裝置，其中該緩衝層包括一或多個超晶格。
  21. 如申請專利範圍第20項之光電子裝置，其中：一透明區鄰接該緩衝層及該基板提供，且該緩衝層對自該裝置發射之光能透明；且該光能經由該透明區、該緩衝層及該基板向外耦合。
  22. 如任一以上申請專利範圍項之光電子裝置，其中在各超晶格中之各單位晶胞之該至少兩個實質區別單晶層中之各者包含以下組合物中之至少一者：二元組合物單晶半導體材料(AxNy)，其中0<x1且0<y1；三元組合物單晶半導體材料(AuB1-uNy)，其中0u1且0<y1；四元組合物單晶半導體材料(ApBqC1-p-qNy)，其中0p1、0q1且0<y1；其中A、B及C係選自II族及/或III族元素之區別金屬原子且N係選自氮、氧、砷、磷、銻及氟中至少一者之陽離子。
  23. 如任一以上申請專利範圍項之光電子裝置，其中在各超晶格中之各單位晶胞之該至少兩個實質區別單晶層中之各者包含以下組合物中之至少一者：III族金屬氮化物材料(MxNy)；III族金屬砷化物材料(MxAsy)；III族金屬磷化物材料(MxPy)；III族金屬銻化物材料(MxSby)；II族金屬氧化物材料(MxOy)；II族金屬氟化物材料(MxFy)；其中0<x3且0<y4，且其中M係一金屬。
  24. 如申請專利範圍第1項之光電子裝置，其中在各超晶格中之各單位晶胞 之該至少兩個實質區別單晶層中之各者包含以下組合物中之至少一者：氮化鋁(AlN)；氮化鋁鎵(AlxGa1-xN)，其中0x<1；氮化鋁銦(AlxIn1-xN)，其中0x<1；鋁鎵銦氮(AlxGayIn1-x-yN)，其中0x<1、0y1且0<(x+y)<1。
  25. 如申請專利範圍第1項之光電子裝置，其中該一或多個超晶格之各單位晶胞之一或多層非有意地摻雜一雜質物種。
  26. 如申請專利範圍第1項之光電子裝置，其中該n型作用區及/或該p型作用區之該一或多個超晶格之各單位晶胞之一或多層有意地摻雜一或多種雜質物種或由一或多種雜質物種形成。
  27. 如申請專利範圍第26項之光電子裝置，其中該n型作用區中之該一或多種雜質物種選自：矽(Si)；鍺(Ge)；矽鍺化合物(SixGe1-x)，其中0<x<1；結晶氮化矽(SixNy)，其中0<x<3且0<y<4；結晶氮化鍺(GexNy)，其中0<x<3且0<y<4；結晶矽鋁鎵氮(Siu[AlxGa1-y]zNv)，其中u>0、x>0、0<y<1、z>0且v>0；或結晶鍺鋁鎵氮(Geu[AlxGa1-y]zNv)，其中u>0、x>0、0<y<1、z>0且v>0。
  28. 如申請專利範圍第26項之光電子裝置，其中該p型作用區中之該一或多種雜質物種選自：鎂(Mg)；鋅(Zn)；鎂鋅化合物(MgxZn1-x)，其中0x1結晶氮化鎂(MgxNy)，其中0<x3且0<y2；或鎂鋁鎵氮(Mgu[AlxGa1-y]zNv)，其中u>0、x>0、0<y<1、z>0且v>0。
  29. 如申請專利範圍第26項之光電子裝置，其中該n型作用區或該p型作用區中之該一或多種雜質物種選自：氫(H)； 氧(O)；碳(C)；或氟(F)。
  30. 如申請專利範圍第26項之光電子裝置，其中該一或多種雜質物種經由離子植入併入後生長。
  31. 如申請專利範圍第26項之光電子裝置，其中該一或多個超晶格中之該至少一者之至少一部分包括單軸應變或雙軸應變以增強一有意摻雜區之激發能以改良一電子或電洞載子濃度。
  32. 如申請專利範圍第1項之光電子裝置，其中一第一橫向接觸自形成於該n型作用區之一表面上之一第一接觸層部分延伸至該n型作用區中。
  33. 如申請專利範圍第32項之光電子裝置，其中一第二橫向接觸自形成於該p型作用區之一表面上之一第二接觸層部分延伸至該p型作用區中。
  34. 如申請專利範圍第33項之光電子裝置，其中該第二橫向接觸由該第二橫向接觸與該p型作用區之間之一p型GaN層包圍。
  35. 如申請專利範圍第33項之光電子裝置，其中該第二接觸層係一金屬接觸層且一p型接觸層形成於該p型作用區與該金屬接觸層之間。
  36. 如申請專利範圍第1項之光電子裝置，其中各單位晶胞之該至少兩實質區別單晶層各具有一厚度，其小於或等於維持彈性應變所需之一關鍵層厚度。
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