TWI419368B - 三族氮化物化合物半導體發光元件及其製造方法 - Google Patents

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Description

三族氮化物化合物半導體發光元件及其製造方法 【交叉參考之相關申請案】
本案主張以下案件之優先權：日本專利申請案第2009-081148號，申請日為2009年3月30日，其內容在此以參照方式併入本文。
本發明係關於三族氮化物化合物半導體發光元件及其製造方法。在本案中，三族氮化物化合物半導體意指化學式為Alx Gay In1-x-y N(0x,y,x+y1)的半導體，由任意雜質摻雜成p摻雜及n摻雜，且三族元素或五族元素的一部分由B或Ti與P、As、Sb及Bi。
使用三族氮化物化合物半導體元件的發光裝置日益盛行，此裝置的應用在一般照明正值發展。舉例而言，已有使用三族氮化物化合物半導體發光元件來作為白光燈的替代品。對於此使用三族化合物半導體元件的白光照明裝置，在量產之下，有RGB多重白光(RGB multi white)型及磷組合(phosphors combined)型。
多重白光型發光裝置藉由將發射自藍光、綠光、紅光發光元件的光混合而發射出白光。舉例而言，藍光發光元件及綠光發光元件是三族氮化物化合物半導體元件，而紅光發光元件是GaAs系發光元件。作為另一種發光裝置，已有建議以一整合式發光元件取代多重白光型的二或三個發光元件。在整合型中，複數個發光層在垂直方向疊置。
磷組合型藉由將黃光、藍光與黃磷及藍光發光元件混合而發射出白光。藍光發光元件發射可視藍光及紫外光。黃磷將發射自藍光發光元件的紫外光轉換成黃光。黃光與發射自藍光發光元件的藍光混合，俾形成白光。
JP-A-2005-129905及JP-A-2008-218746是與本案相關的技術文件。
多重白光型發光裝置製造成本高，因為需要三個發光元件來組成一個白光照明單元，且為了整合式地形成裝置而疊置結構複雜。另一方面，因為對於會負面影響環境的元素及化合物之選擇，將使對磷的採用不利。
在JP-A-2005-129905中，在形成發光層期間，必須藉由蝕刻遮罩而就在發光層下方的表面上形成粗糙部(asperities)，以形成發射不同波長光的區域。此技術增加加工次數，且成本高昂，因為此技術在與發光元件的傳統製法相較之下，在磊晶成長期間需在另一機台進行遮罩形成及蝕刻。
在相關技術文件JP-A-2008-218746中，記載有構成一藍光發光元件。本案發明人在精心實驗後發現一重要因素。
本發明例示性實施例提供發光元件，其藉由一簡單方法在不增加加工次數與生產成本的情況下，發射出白光或另一顏色的光。
本發明例示性實施例的第一實施態樣是三族氮化物化合物半導體發光元件，其具有形成自至少含有銦之三族氮化物化合物半導體的發光層，並包含：基板；形成在基板上的緩衝層；第一層，其為三族氮化物化合物半導體的單晶層，並形成在緩衝層上，且包括穿透差排；第二層，其為三族氮化物化合物半導體並形成在第一層上，且包括凹洞及平坦部分，其中凹洞從穿透差排延續，在第二層成長期間形成，且具有平行於基板、在第二層之成長方向上延展的剖面；發光層，形成在第二層上，並沿著第二層的凹洞及第二層的平坦部分，俾以形成發光層的平坦部分及發光層的凹洞，且發光層之凹洞中的銦濃度低於發光層之平坦部分中的銦濃度；及第三層，其係三族氮化物化合物半導體並形成在發光層上。
發光層係指以注入的電子與電洞再組合而發射光的層。因此，發光層包括所謂的活性層。本發明實施例的光發射元件包括發光二極體(LED)及雷射。在採用多重量子井結構的情形下，對於多重量子井結構的每一井層，發光層較佳的厚度範圍是等於或大於1 nm與等於或小於10 nm。
第二層的平坦部分是第二層平行於基板主要表面的表面部分。換言之，第二層的平坦部分是除了凹洞之外的第二層表面部分。
發光層的平坦部分是對應到第二層平坦部分上側的平坦部分。發光層的凹洞是形成為對應第二層凹洞的部分。
相對於不存在凹洞之發光譜的狀況，發光層的發光譜寬度是延展的，此指發光層發光譜寬度的延展是因為二個發光譜的交疊：在銦濃度低時，一者源自於平坦部分，另一者源自於凹洞。至於半值寬度的延展，相對於序數同色LED(ordinal homochromatic LED)的半值寬度小於100 nm，本發明例示性實施例具有大於120 nm的半值寬度，且進一步大於150 nm。亦即，例示性實施例的半值寬度大於僅從平坦部分得到之發光譜半值寬度的1.2倍或1.5倍。舉例而言，在相關技術文獻JP-A-2005-129905(段落38)中，相依於凹洞之存在的發光波長沒有改變，且發光譜沒有延展。本發明例示性實施例形成既深又密度高的凹洞，俾以影響發光譜。本發明實施例之特色在於，穿透第一層、源自緩衝層的穿透差排轉變成凹洞，而凹洞的剖面平行於基板並在第二層成長方向上延展。「凹洞」一詞描述任何源自於微小柱狀穿透差排且具有傾斜表面的物體。因此，「凹洞」一詞不限於特定物體。
剖面延展的凹洞，係形成在第二層的成長期間。凹洞並非是在第二層磊晶成長終止時蝕刻而形成。
至於基板，無機晶體基板如藍寶石、矽(Si)、碳化矽(SiC)、尖晶石(MgAl2 O4 )、氧化鋅(ZnO)、氧化鎂(MgO)，而三至五族化合物半導體如磷化鎵及砷化鎵。三族化合物半導體層較佳的製造方法是金屬有機化學氣相沉積(MOCVD)或金屬有機氣相磊晶(MOVPE)。分子束磊晶(MBE)及各種成長方法可用來成長三族化合物半導體層。
形成緩衝層係用以緩和基板與三族化合物半導體層之間的晶格不匹配。緩衝層並非是單晶層，而是非晶層、多晶層及多晶與微晶的層混合。作為緩衝層者，較佳是低溫形成的Alx Gay In1-x-y N(0x1,0y1,0x+y1)。更佳的緩衝層為Alx Ga1-x N(0x1)。緩衝層可以是單一層，且可以是具有不同組成層的多層結構。緩衝層的製造方法，可以是在等於或大於攝氏380度與等於或小於攝氏600度的低溫範圍中執行的方法，且可以是在等於或大於攝氏1000度與等於或小於攝氏1180度的溫度範圍中的MOCVD。在緩衝層在低溫範圍下形成的情況，AlN緩衝層的較佳溫度範圍為等於或大於攝氏380度與等於或小於攝氏420度，而GaN緩衝層是等於或大於攝氏500度與等於或小於攝氏600度。
此外，藉由以DC磁控濺鍍(magnetron sputtering)機具進行反應性濺鍍及以高純度鋁及氮氣作為材料，可以形成AlN緩衝層。利用類似方法，可形成通式為Alx Gay In1-x-y N(0x1,0y1,0x+y1，組成比例為任意)的緩衝層。此外可使用沉積、離子鍍、雷射蒸鍍及ECR。由物理沉積所形成的緩衝層較佳溫度範圍是等於或大於攝氏200度與等於或小於攝氏600度。特別是，較佳的溫度範圍是等於或大於攝氏300度與等於或小於攝氏600度，且更佳的溫度範圍是等於或大於攝氏350度與等於或小於攝氏450度。在採用如濺鍍般之物理沉積的情況下，有替代地形成GaN層及Alx Ga1-x N層的方法。另有方法在不同溫度範圍替代地形成相同組成的層，其中一溫度範圍是等於或小於攝氏600度，而另一溫度範圍是等於或大於攝氏1000度。當然，可結合這些方法，且可疊置超過三種Alx Gay In1-x-y N(0x1,0y1,0x+y1)來做成多層結構。一般而言，緩衝層是非晶層，而中間層是單晶層。一組緩衝層與中間層作為一單元，該單元可以任意次數重複地形成。重複越多次，結晶品質會越好。
此外，可在成長在第二緩衝層上的第一緩衝層上形成主要三族化合物半導體層。第一緩衝層是在第二緩衝層以低溫成長之後以高溫成長。
形成緩衝層，是為了對穿過生長在緩衝層上的第一層、到達第二層的穿透差排進行密度控制。穿過第一層、到達第二層的穿透差排的密度，可由緩衝層成長溫度與厚度控制。穿透差排可控制的密度範圍是幾乎106 到1011 /cm2 ，且較佳是108 到1010 /cm2 。緩衝層的厚度等於或大於30且等於或小於400，且更佳是等於或大於30且等於或小於300。
形成於發光層中之凹洞的開口的面積，可由第二層的厚度控制。此外，發光層之凹洞中及發光層之平坦部分中的銦濃度，可由成長溫度及在成長期間所供應之銦的量。發光層較佳的成長溫度範圍是等於或大於攝氏600度及等於或小於攝氏900度，且平坦部分之三族元件的銦濃度是等於或大於0.05及等於或小於0.5，以延展發光譜。
本發明例示性實施例的第二實施態樣是具有至少二個尖峰的發光譜。換言之，發光譜具有複數個尖峰。舉例而言，發光譜具有二峰形狀，其包括一個尖峰在發光層平坦部分發出之光的波長，另一尖峰在發光層凹洞發射出之光的波長。在發光譜有二尖峰的情況，若二尖峰的差距等於或大於50 nm且等於或小於150 nm，在可視波長範圍內的顏色混合是有可能的。在此情況下，較佳為二個尖峰的發光強度為實質相同。若其中一個發光強度大於另一個，較佳為較大的那一個是較小那個的1.5倍之內，且更佳為是較小那個的1.2倍之內。
本發明例示性實施例的第三實施態樣是第二層為氮化鎵。在第二層與發光層之間，可以有單一層或如包覆層(clad layer)之具有不同材料的複數個其他層。在此狀況下，重要的是如包覆層之此等層應將凹洞從第二層延長到發光層與其他層之間的界面。
發光層可以是單一量子井結構，也可以是多層量子井結構。第三層可以是單一層或如包覆層及接觸層之具有不同材料的複數個層。
氮化鎵的第二層在成長後很容易控制或處理。相反地，含銦層的組成不容易控制。氮化鎵是較佳的，因為必須在形成凹洞時保持結晶品質。
本發明例示性實施例的第四實施態樣為第二層平坦部分的主要表面是C面，且形成凹洞的側表面是與C面以除了法角之外的角度相交的結面。
本發明例示性實施例的第五實施態樣是結面是(10-11)面。
在第四及第五實施態樣中，第二層平坦部分的主要表面不一定是C面，且形成凹洞的側表面不一定是表示低指數面的結面。結面不一定是(10-11)面。
本發明例示性實施例的第六實施態樣是發光層的平坦部分發出綠光或紅光，而發光層的凹洞發出紫光或藍光。發光層的平坦部分是第二層平坦部分上方的部分。發光層的凹洞是第二層的凹洞上方的部分。
本發明例示性實施例的第七實施態樣是發光層的發光顏色是白色。
本發明例示性實施例的第八實施態樣是三族氮化物化合物半導體發光元件的製造方法，該元件具有形成自至少含銦之三族氮化物化合物半導體的發光層，該方法包含：在基板上形成緩衝層；在緩衝層上形成第一層，第一層是三族氮化物化合物半導體的單晶層，並包括穿透差排；形成包括凹洞與平坦部分的三族氮化物化合物半導體的第二層，凹洞自穿透差排延續，凹洞的剖面平行於基板、在第二層成長方向上延展；在第二層上形成發光層，其並沿著第二層的平坦部分及第二層的凹洞部分，發光層包括平坦部分及凹洞；相較於不存在凹洞的發光譜寬度，藉由相較於發光層平坦部分中的銦濃度將發光層凹洞中的銦濃度降低，延展發光譜的寬度；及在發光層上形成三族氮化物化合物半導體的第三層。
第八實施態樣的製造方法的特色為，源自緩衝層的穿透差排轉變成第二層中的凹洞，俾使平行於表面的凹洞剖面在成長方向上延展。「凹洞」一詞係指源自微小柱狀穿透差排且具有傾斜表面的任意物體。因此，「凹洞」一詞的意義不限於特定物體。剖面延展的凹洞在第二層成長期間形成。凹洞並非由停止第二層磊晶成長時蝕刻而形成。
發光元件之發光譜的延展量係決定於第二層中穿透差排的密度與凹洞平均面積及發光層(井層)厚度的乘積。
第二層中穿透差排的密度可由緩衝層厚度及成長溫度來控制，且凹洞面積可藉由第二層厚度及成長溫度來控制。此將於例示性實施例的詳細說明中解釋。
本發明例示性實施例的第九實施態樣是第二層成長溫度是等於或小於攝氏1000度。第二層成長溫度較佳為等於或大於攝氏700度且等於或小於攝氏1000度。若第二層成長溫度小於攝氏700度，第二層的結晶品質會相當惡化，使發光元件不具足夠功能性，而發光元件的特性變得不均勻。第二層成長溫度範圍的較佳為等於或大於攝氏800度且等於或小於攝氏970度，且第二層成長溫度範圍的更佳為等於或大於攝氏850度且等於或小於攝氏950度。
特別是，當第二層是GaN時，第二層的成長溫度是等於或大於攝氏800度且等於或小於攝氏1000度，較佳為等於或大於攝氏850度且等於或小於攝氏970度，且更佳為等於或大於攝氏870度且等於或小於攝氏950度。
另一方面，當第二層含銦時，第二層的成長溫度是等於或大於攝氏700度且等於或小於攝氏900度，較佳是等於或大於攝氏750度且等於或小於攝氏870度，且更佳為等於或大於攝氏770度且等於或小於攝氏850度。
上述成長方法是用以將平行於基板的凹洞剖面在成長方向上延展。除了上述成長方法之外，其他成長條件可用來限制剖面的延展。雖然五/三族的比例在平坦C面形成的垂直成長上相對的小，本發明例示性實施例較佳具有相對較大的五/三族比例，以加強橫向成長。當五/三族比例因MOVPE變得相對較大時，五/三族比例是等於或大於2000且等於或小於40000，五/三族比例較佳等於或大於5000且等於或小於40000，且五/三族比例更佳等於或大於5000且等於或小於10000。當五/三族比例設定在傳統數值時，五/三族比例是等於或大於500且等於或小於2000。
本發明例示性實施例的第十實施態樣是第二層為氮化鎵。
本發明例示性實施例的第十一實施態樣是發光層的成長溫度是等於或大於攝氏600度且等於或小於攝氏900度。據此，可將凹洞中的銦組成比例相較於平坦部分降低，俾使發光層延展並具有二尖峰。當採用多層量子井結構時，對於發光層的各井層，厚度的較佳範圍是等於或大於1 nm且等於或小於10 nm。
當第二層(也就是至少含銦之發光層的下層)具有凹洞，且其平行於基板的剖面在成長方向上延展時，發光層的平坦部分與凹洞分別發出不同波長的光，其係因為平坦部分與凹洞中不同的銦濃度。換言之，因為發光層的平坦部分具有預定的銦濃度，且發光層的凹洞具有相對較低的銦濃度，對應發光層平坦部分有特定波長的發光尖峰，而對應發光層凹洞有低於發光層平坦部分波長的較短波長的發光尖峰。
據此，本發明例示性實施例的發光元件，其發光譜的寬度相對於不存在凹洞的狀況下是延展的。
若發光層的平坦部分發射如綠光或紅光，且發光層的凹洞發射如紫光或藍光，便提供有白光發光元件。
為了製造此發光元件，當緩衝層、第一層、第二層以此順序成長在基板上時，源自緩衝層的穿透差排經由第一層、在第二層中轉變成凹洞。據此，因為磊晶成長速度相當快，發光層的平坦部分達成預定銦濃度。因為磊晶成長慢，發光層的凹洞達成低銦濃度。
因此，發光層中的銦濃度及凹洞傾斜表面之總面積與平坦部分之面積的面積比例，可根據以下來控制發光波長：發光層平坦部分的銦組成，發光層凹洞的發光波長，及平坦部分與凹洞的發光強度的比例。因此，舉例而言，可用簡易製造方法提供白光發光元件。
如後述，可準確控制就在發光層下方的層形成結面。換言之，當三族化合物半導體以等於或小於攝氏1000度的溫度或以等於或大於攝氏900度的溫度磊晶成長時，磊晶成長會發展，同時在其表面上形成複數個具有(10-11)面的六角椎狀凹槽。上方有畫線的數字是負米勒指數。圖1是繪示六方晶體之一單位晶胞(unit cell)的(10-11)面的立體圖。圖1中，單位晶胞指以虛線及a1、a2、a3、c晶軸構成的六角柱。舉例而言，(10-11)面是包括有單位晶胞之規則六角底部表面的一邊及頂部表面平行於底部表面該邊的對角線的表面。
上述結面源自晶體缺陷，尤其是高溫單晶層之第一層中的穿透差排。當形成緩衝層在異質基板上後第一層以高溫磊晶成長時，第一層中的晶體缺陷從緩衝層中晶體缺陷延續。
為了在第二層中為結面製造出大量來源，較佳將緩衝層作為多晶，俾使其含有許多晶體缺陷。在此階段，較佳使緩衝層較厚。
可以改變第二層中結面的大小，其係藉由在等於或小於攝氏1000度的溫度且等於或大於攝氏900度的溫度下以磊晶成長第二層時，讓第二層的厚度較厚。
為了在第二層中形成結面，其他任意的層可以插入發光層與第二層之間(第二層在等於或小於攝氏1000度的溫度且等於或大於攝氏900度的溫度下以磊晶成長)。在此狀況下，結面必須至少存在於就在發光層下的層中。
根據本發明例示性實施例，可以僅藉由在磊晶成長期間對溫度的控制及對厚度的控制，而控制結面的數量與面積。此優點代表可以在不用因在磊晶成長機台之外進行製程(如光阻施加形成遮罩及微影曝光)而造成停止的情況下，進行磊晶成長。因此，比起JP-A-2005-129905的技術，白光發光元件可在低製造成本的狀況下製造出。
在本發明例示性實施例中，可任意以習知技術製造三族氮化物化合物半導體元件。
舉例而言，藉由將緩衝層厚度調整在等於或大於50與等於或小於500的範圍中，可以控制作為結面(facet)來源之晶體缺陷的數量。
舉例而言，當GaN層形成結面作為第二層時，藉由將GaN層厚度調整在等於或大於500 nm與等於或小於6 μm的範圍中，可以控制各結面的尺寸。
對於發射光之單一發光層或單一或多重量子井結構的井層而言，較佳將銦組成設定在等於或大於0.05與等於或小於0.5的範圍中。特別是，較佳將銦組成設定在等於或大於0.3與等於或小於0.5的範圍中，以得到白光發光元件。
[有關結面的形成]
在初步實驗中可證實，藉由本發明例示性實施例能控制凹洞(pits)的數量(密度)與尺寸。以下所有說明中，晶體成長係利用金屬有機氣相磊晶。
圖2A是n型GaN層(第一層)一表面的原子力顯微術(AFM)影像。藉由先在C面藍寶石基板上以攝氏400度的溫度形成厚度為200的AlN緩衝層，之後以攝氏1100度的溫度形成矽摻雜n型GaN層，藉此形成n型GaN層。圖2B是無摻雜GaN層(第二層)的原子力顯微術(AFM)影像。藉由先在C面藍寶石基板上以攝氏400度的溫度形成厚度為200的AlN緩衝層，並在該緩衝層上以攝氏1100度的溫度形成矽摻雜n型GaN層，之後以攝氏900度的溫度形成無摻雜GaN層，藉此形成無摻雜GaN層。圖2A及2B二圖皆表示出10 μm×10 μm的正方區域。
在圖2A中，除了在觀察之下顯現為黑色區域的大波浪狀溝槽(recess)之外，只可見幾個凹洞。換言之，因為穿透差排(threading dislocations)無法在此放大倍率範圍之下觀察到，即使有穿透差排，穿透排差尚未轉變成凹洞。
另一方面，在圖2B中，在以相對較低之溫度成長的GaN層(第二層)的表面上可觀察到為數眾多的溝槽。此溝槽的密度為1000/100 μm2 ，此密度與穿透差排的密度同等級。換言之，凹洞來自於穿透第一層、到達第二層的穿透差排。因為凹洞的側表面位在傾斜表面上，當該層厚度增加時，各凹洞的開口會延展。
圖3是圖2B所示AFM影像中之GaN樣本的鳥瞰圖。在圖2B中觀察到的黑色大溝槽具有傾斜側表面，而此傾斜側表面是(10-11)面。
如上述，數量很多的溝槽可在第二層表面上形成，其係藉由在低於攝氏1000度的溫度下以磊晶方式成長第二層，或較佳在900度，而非在一般說用來形成高品質單晶之攝氏1000到1100度的溫度範圍。溝槽具有呈倒六角錐狀(inversed hexagonal cone)的側表面，而此溝槽側表面是(10-11)面。據此，很容易從以除了90度以外的角度與C面相交的結面形成凹洞。
雖然圖2A、2B、3表示第二層之平坦部分是C面，且結面是(10-11)面，很容易能了解到此情況相似於第二層之平坦部分不是C面，以及凹洞不是從除了(10-11)面之外的結面形成。
接著將檢視緩衝層厚度的效果。
圖4A是無摻雜GaN層(第二層)的原子力顯微術(AFM)影像。藉由在C面藍寶石基板上以攝氏400度的溫度形成厚度200的AlN緩衝層，並以攝氏1100度的溫度形成矽摻雜n型GaN層(第一層)之後，形成無摻雜GaN層，藉此形成無摻雜GaN層。圖4B是無摻雜GaN層(第二層)的原子力顯微術(AFM)影像。藉由在C面藍寶石基板上以攝氏400度的溫度形成300的AlN緩衝層，並在該緩衝層上形成矽摻雜n型GaN層(第一層)之後，以攝氏900度的溫度形成無摻雜GaN層，藉此形成無摻雜GaN層(第二層)。圖4A及圖4B皆表示10 μm×10 μm的正方區域。
圖4A中觀察到的凹洞密度為1000/100 μm2 ，而在圖4B中所觀察到的是該值的兩倍。
比較圖4A與圖4B可發現，當緩衝層變厚時，由作為第二層之GaN層的結面所包圍的溝槽，其數量幾乎增加成兩倍。原因在於，GaN層下的緩衝層越厚，晶體缺陷的數量增加越多，而晶體缺陷來自於GaN層磊晶成長為第二層之開始時的結面。換言之，晶體的晶核密度會隨著底下緩衝層厚度增加而增加。
雖然圖4A及4B表示第二層的平坦部分是C面，且結面是(10-11)面，應能輕易了解該情況係相似於第二層的平坦部分不是C面，且凹洞不是從除了(10-11)面之外的結面構成。
在上述說明中，雖然說明了使用藍寶石基板的C面的情況，使用藍寶石基板的A面也會得到類似的結果。
[第一例示性實施例]
在考慮上述事實之下，製造發射白光的發光元件。發光元件藉由在發光層的C面中發出黃光，並在發光層的(10-11)結面中發出藍光，而發射出白光。
圖5是第一例示性實施例之三族氮化物化合物半導體發光元件100的剖面圖。
三族氮化物化合物半導體發光元件100包含C面藍寶石基板10、AlN緩衝層20、矽摻雜n型GaN層30(第一層)、無摻雜GaN層35(第二層)、多重量子井結構的發光層40及Mg摻雜p型GaN層50(第三層)。AlN緩衝層20以攝氏400度的溫度形成為具300的厚度。矽摻雜n型GaN層30(第一層)以攝氏1100度的溫度形成4 μm。無摻雜GaN層35(第二層)以攝氏900度的溫度形成300 nm。多重量子井結構的發光層40具有以攝氏800度的溫度形成為3 nm厚度的無摻雜In0.35 Ga0.65 N層的井層。Mg摻雜p型GaN層50以攝氏1100度的溫度形成為具200 nm的厚度。
根據下述發光譜，多重量子井結構之發光層40之井層的組成，似乎在無摻雜GaN層35的結面上實質改變成In0.15 Ga0.85 N。
圖6表示三族氮化物化合物半導體發光元件100的發光譜。發光譜作圖中，注入電流分成六個階段：1 mA、5 mA、10 mA、20 mA、30 mA、50 mA。
在三族氮化物化合物半導體發光元件100的發光譜中，繪示有在465 nm波長及570 nm波長的尖峰，且光強度夠強，可視波長的範圍也相當廣。此結果表示發光層40之多重量子井結構之井層的組成從GaN層35之C面的上部分平順地變成結面的上表面。此外，色度座標(x,y)是(0.3171,0.3793)。
在圖6的發光譜中，半值寬度可如下述般獲得。在注入電流為50 mA的情況下，波長範圍中，在發光強度為570 nm尖峰之一半之處的波長是440 nm到610 nm，而半值寬度是170 nm。對應其他注入電流值的半值寬度亦為實質170 nm。在不形成無摻雜GaN層(第二層)35(其係以攝氏900度的溫度形成為300 nm厚度)而形成發光元件的情況下，其發光譜中有位於570 nm的單一尖峰，而半值寬度是80 nm。
圖6的發光譜中，二個尖峰波長是465 nm及570 nm，其差距為105 nm。此外，在注入電流等於或大於1 mA與等於或小於50 mA的範圍內，465 nm波長的發光強度與570 nm波長的發光強度的比例是0.9至1.1。
亦即，第一例示性實施例的三族氮化物化合物半導體發光元件100是具有高演色性的白光發光元件，其在相當寬大的可視波長範圍內有足夠的發光強度，且發光的白度非常高。
為了得到如上之延展的發光譜，較佳將發光層中的銦組成設在0.05到0.5，或更佳在0.3到0.5。發光層在各井層中的厚度較佳為1至10 nm。此外，成長溫度較佳為攝氏600至900度。
雖然上述第一例示性實施例的狀況中，第二層的平坦部分是C面，且凹洞形成自(10-11)結面，在第二層的平坦部分不是C面的情況且凹洞不是形成自(10-11)結面的情況是相似的。換言之，本發明例示性實施例的要點是，源自緩衝層並穿過第一層而到達第二層的穿透差排，會變成凹洞，而當基板、緩衝層、第一層、第二層以此順序形成時，凹洞之平行於基板的剖面在第二層中在成長方向上延展。在此要點中，第二層的平坦部分不限於C面，且凹洞的結面不限於(10-11)面。
在上述第一例示性實施例中，雖然白光發光元件之發光譜在藍光範圍與黃光範圍中分別有尖峰，對於任意顏色光之發光元件，其在相對於沒有凹洞之發光譜之下具有延伸發光譜寬度的發光譜者，可應用本發明例示性實施例。舉例而言，一發光元件，其發光譜在綠色範圍與紅色範圍有延展，其可藉由對在發光層形成期間銦的供應量做修正，而如上述例示性實施例般地形成。
在二尖峰中之長波長側與短波長側的發光強度的比例，可藉由平坦部分的面積大小與凹洞的面積大小的比例來輕易控制。對發光強度比例的控制，是對緩衝層形成時穿透差排之來源數量的控制，以及藉由控制第二層厚度而對各凹洞面積大小的控制。
以上雖說明了本發明特定的例示性實施例，吾人當瞭解到，熟知本技術領域者可在不背離如後附申請專利範圍所定義之本發明的精神與範圍的情況下進行各種形式上及細節的改變。
c．．．晶軸
a1．．．晶軸
a2．．．晶軸
a3．．．晶軸
10．．．基板
20．．．緩衝層
30．．．矽摻雜n型GaN層
35．．．無摻雜GaN層
40．．．發光層
50．．．Mg摻雜p型GaN層
100．．．三族氮化物化合物半導體發光元件
圖1示六角晶體之單位晶胞的(10-11)面。
圖2A是以攝氏1100度之溫度形成的比較例之GaN表面的AFM影像。
圖2B是以攝氏900度之溫度形成的比較例之GaN第二表面的AFM影像。
圖3是圖2B中例示性實施例的GaN樣本的鳥瞰圖。
圖4A是形成在200厚度之緩衝層上的GaN第二表面的AFM影像。
圖4B是形成在300厚度之緩衝層上的GaN第二表面的AFM影像。
圖5是例示性實施例之三族氮化物化合物半導體元件100的剖面圖。
圖6表示三族氮化物化合物半導體元件100的發光譜。
c．．．晶軸
a1．．．晶軸
a2．．．晶軸
a3．．．晶軸

Claims (11)

  1. 一種三族氮化物化合物半導體發光元件，其具有形成自含有至少銦的三族氮化物化合物半導體的發光層，並包含：基板；緩衝層，形成在該基板上；第一層，其係三族氮化物化合物半導體的單晶層，該第一層形成在該緩衝層上並包括穿透差排；第二層，其係形成在該第一層上之三族氮化物化合物半導體，該第二層包括凹洞及平坦部分，其中該凹洞從該穿透差排延續，並在該第二層成長時形成，且具有平行於該基板、在該第二層之成長方向上延展的剖面；發光層，形成在該第二層上，並沿著該第二層的該凹洞及該第二層的該平坦部分，俾以形成平坦部分及凹洞，且該發光層之該凹洞中的銦濃度低於該發光層之該平坦部分中的銦濃度；第三層，其係形成在該發光層上之三族氮化物化合物半導體；及發光譜，其寬度在與不存在凹洞的狀況比較起來較為延展。
  2. 如申請專利範圍第1項之三族氮化物化合物半導體發光元件，其中該發光譜具有至少二個尖峰。
  3. 如申請專利範圍第1項之三族氮化物化合物半導體發光元件，其中該第二層是氮化鎵。
  4. 如申請專利範圍第1項之三族氮化物化合物半導體發光元件，其中該第二層之該平坦部分的一主要表面是C面，形成該凹洞的一側表面是以法角之外的角度與該C面相交的結面。
  5. 如申請專利範圍第4項之三族氮化物化合物半導體發光元件，其中該結面是(10-11)面。
  6. 如申請專利範圍第1項之三族氮化物化合物半導體發光元件，其中該發光層的該平坦表面發射綠光或紅光，該發光層的該凹洞發射紫光或藍光。
  7. 如申請專利範圍第1項之三族氮化物化合物半導體發光元件，其中該發光層的發光顏色是白色。
  8. 一種三族氮化物化合物半導體發光元件的製造方法，該三族氮化物化合物半導體發光元件具有形成自包括至少銦之三族氮化物化合物半導體的發光層，該方法包含：在基板上形成緩衝層；在該緩衝層上形成第一層，該第一層係三族氮化物化合物半導體的單晶層，並包括穿透差排；形成三族氮化物化合物半導體的第二層，該第二層包括凹洞及平坦部分，該凹洞從該穿透差排延續，該凹洞的剖面平行於該基板並在該第二層的成長方向上延展；在該第二層上形成發光層，該發光層係沿著該第二層的該平坦部分及該第二層的該凹洞，該發光層包括平坦部分及凹洞；相較於不存在凹洞的發光譜寬度的狀況將發光譜寬度延展，其係藉由相較於該發光層之該平坦部分中的銦密度將該發光層之該凹洞中的銦密度降低；及在該發光層上形成三族氮化物化合物半導體的第三層。
  9. 如申請專利範圍第8項之三族氮化物化合物半導體發光元件的製造方法，其中該第二層的成長溫度等於或小於攝氏1000度。
  10. 如申請專利範圍第9項之三族氮化物化合物半導體發光元件的製造方法，其中該第二層是氮化鎵。
  11. 申請專利範圍第10項之三族氮化物化合物半導體發光元件的製造方法，其中該發光層的成長溫度等於或大於攝氏600度且等於或小於攝氏900度。
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