专利名称：发光器件及其制造方法
技术领域：
本发明涉及发光器件及其制造方法。
背景技术：
由III-V族氮化物系列半导体诸如GaN、AlGaN、InGaN和InAlGaN形成的发光器件，诸如发光二极管和半导体激光器件受到大量关注，因为它们能通过直接跃迁，在黄光到紫外光范围内，尤其是在蓝光范围内以很大的发光强度发光。
图8是III-V族氮化物系列半导体构成的常规发光二极管的示意剖面图。
在图8中，在蓝宝石衬底101上依次形成GaN缓冲层102、也可用作n型包层的n型GaN接触层103、InGaN有源层104、p型AlGaN包层105，以及p型GaN接触层106。在p型GaN接触层106上形成p电极107，在n型GaN接触层103上形成n电极108。
例如，这种发光二极管的每一层用金属有机化学气相淀积法(MOCVD)生长每一层的生长温度如表1所示。
表1
当制造这种发光二极管时，为了实现高的结晶度，在InGaN有源层104上形成p型AlGaN包层105的生长温度比InGaN有源层104生长温度高。在如此高的温度下生长p型AlGaN包层105会使来自InGaN有源层104的组成元素，如In的失去。于是在生长p型AlGaN包层105晶体时破坏了InGaN有源层104的结晶度。这使得发光二极管很难实现较大的发光强度。
发明内容
本发明的一个目的是提供一种具有高的发光强度的发光器件及其制造方法。
依据本发明的发光器件依次包括由第一导电类型的化合物半导体构成的第一包层、由包含铟的化合物半导体构成的有源层、由化合物半导体构成的覆盖层，以及由第二导电类型的化合物半导体构成的第二包层。
在本发明的发光器件中，在有源层上形成覆盖层可抑止有源层的组成元素诸如铟的失去。从而导致发光强度的增加。
第一包层由第一导电类型的氮化物系列半导体构成，有源层由氮化物系列半导体构成，覆盖层由氮化物系列半导体构成，第二包层由第二导电类型的氮化物系列半导体构成。
第一包层可以用第一导电类型的III-V族氮化物系列半导体构成，有源层由III-V族氮化物系列半导体构成，覆盖层由III-V族氮化物系列半导体构成，第二包层由第二导电类型的III-V族氮化物系列半导体构成。最好使整个有源层表面与覆盖层形成紧密接触。
可由InGaN层构成有源层。对这种有源层，本发明提供了明显的效果，因为铟容易失去。可由AlGaN层最好是GaN层来构成覆盖层。
由AluGa1-uN构成覆盖层，并由第二导电类型的AlzGa1-zN构成第二包层，其中覆盖层Al的组分比u最好小与第二包层Al的组分比z。从生产效益的观点，最好由GaN形成第一包层。
尤其是，覆盖层Al的组分比u最好为大约0.1或更小。最好由GaN形成覆盖层。在此情况下，GaN层形成的覆盖层可抑止有源层的组成元素诸如铟的失去。这使发光强度明显增大。
覆盖层最好具有比有源层大的带隙。这防止了覆盖层被用作发光区域。
覆盖层最好具有介于有源层和第二包层之间的带隙。这可减少工作电压。
覆盖层的杂质浓度最好低于第二包层的杂质浓度。这减少了不想要的杂质从覆盖层一侧扩散到有源层的几率，于是抑制了不想要的杂质扩散所引起的发光强度降低。
尤其是，最好覆盖层是不掺杂层。这使得几乎没有不想要的杂质从覆盖层一侧扩散到有源层。这可充分抑制由于不想要的杂质扩散引起的发光强度降低。
覆盖层的厚度最好是不小于大约200，且不超过大约400。这明显地增加了发光强度。
可以在半导体或绝缘体构成的衬底上形成第一包层，其间插入了AlxGa1-xN构成的缓冲层，缓冲层Al的组分比x最好大于0但不超过1。这提高了生产效益。
尤其是，缓冲层Al的组分比x最好为0.4或更大，但小于1。这进一步提高了生产效益。缓冲层Al的组分比x最好为不小于0.4，但不超过0.6。这进一步提高了生产效益。
发光器件还包括位于缓冲层和第一包层之间由AlyGa1-yN构成的下层，其中下层Al的组分比y最好为0或更大，但小于1。这提高了生产效益。
依据本发明另一个方面的制造发光器件的方法包括以下步骤用气相生长方法形成由包含铟的化合物半导体构成的有源层，以及在近似等于或低于有源层生长温度的温度下，用气相生长方法在有源层上形成由化合物半导体构成的覆盖层。
依据本发明的制造方法，在近似等于或低于有源层生长温度的温度下在有源层上形成覆盖层可抑止有源层的组成元素，如铟的失去。这提供了更大的发光强度。
本发明的制造方法还包括以下步骤在比允许有源层晶体生长的生长温度高的生长温度下，用气相生长方法在覆盖层上形成由化合物半导体构成的包层。
有源层和覆盖层可由氮化物系列半导体构成。包层可由一种导电类型的氮化物系列半导体形成。
可由III-V族氮化物系列半导体构成有源层和覆盖层。可由一种导电类型的III-V族氮化物系列半导体构成包层。尤其是，可由InGaN层形成有源层。在此情况下，可获得显著效果，因为铟容易失去。
覆盖层最好由AluGa1-uN构成，包层最好由一种导电类型的AlzGa1-zN构成，覆盖层Al的组分比u最好小于包层Al的组分比z。
尤其是，覆盖层Al的组分比u最好近似于0.1或更小。覆盖层最好由GaN构成。在此情况下，因为由GaN层构成覆盖层，所以抑止了有源层的组成元素诸如铟的失去，于是使发光强度明显变大。
尤其是，覆盖层最好是不掺杂层。在此情况下，不想要的杂质几乎不可能从覆盖层一侧扩散到有源层一侧。这有效地抑止了不想要的杂质扩散引起的发光强度降低。
覆盖层的厚度最好不小于200并不大于400。这可显著地提高发光强度。
最好在与有源层的生长温度近似相等的生长温度下形成覆盖层。这使得可连续形成覆盖层，从而在有源层形成后没有时间间隔，这样有效地防止有源层组成元素的失去。
最好把用于覆盖层的生长温度设定为允许有源层晶体生长的温度。最好在不低于700℃且不高于950℃的生长温度下形成有源层。覆盖层也最好在不低于700℃且不高于950℃的生长温度下形成。在低的生长温度下于有源层上形成覆盖层可抑止有源层的组成元素诸如铟的失去。
有源层最好具有量子阱结构，此结构包括InGaN量子阱层和GaN量子势垒层，用气相生长方法在不低于700℃且不高于950℃的生长温度下形成GaN量子势垒层。在此情况下，抑止了InGaN量子阱层中的组成元素诸如铟的失去，于是使发光强度变得更大。可把In组分比低于量子阱层中In组分比的InGaN用作量子势垒层。
依据本发明另一个方面的制造发光器件的方法包括以下步骤用气相生长方法形成由第一导电类型的化合物半导体构成的第一包层，用气相生长方法在第一包层上形成由包含铟的化合物半导体构成的有源层，在近似等于或低于允许有源层气相生长的温度的生长温度下用气相生长方法在有源层上形成化合物半导体构成的覆盖层，以及在高于允许有源层气相生长的温度的温度下用气相生长方法在覆盖层上形成第二导电类型的化合物半导体构成的第二包层。
第一包层可由第一导电类型的氮化物系列半导体来构成，有源层可由氮化物系列半导体来构成，覆盖层可由氮化物系列半导体来构成，第二包层可由第二导电类型的氮化物系列半导体来构成。
第一包层可以用第一导电类型的III-V族氮化物系列半导体构成，有源层由III-V族氮化物系列半导体构成，覆盖层由III-V族氮化物系列半导体构成，第二包层由第二导电类型的III-V族氮化物系列半导体构成。
最好依次在衬底上形成用非单晶III-V族氮化物系列半导体构成的缓冲层以及用未掺杂III-V族氮化物系列半导体构成的下层，然后对第一包层、有源层、覆盖层和第二包层进行晶体生长。最好用AlGaN形成缓冲层。缓冲层也可以用AlN来形成。下层最好用GaN来形成，它也可以用AlGaN来形成。
从以下对本发明的详细描述并结合附图，将使本发明的这些和其它目的、特征、方面和优点变得明显起来。
图1是依据本发明第一实施例的发光二极管的示意剖面图。
图2是依据本发明第三实施例的发光二极管的示意剖面图。
图3是依据本发明第四实施例的半导体激光器的示意剖面图。
图4是依据本发明第五实施例的半导体激光器的示意剖面图。
图5是依据本发明第六实施例的半导体激光器的示意剖面图。
图6是示出本发明可适用的一个结构例子的示意剖面图。
图7是示出本发明可适用的另一个结构例子的示意剖面图。
图8是常规发光二极管的示意剖面图。
具体实施例方式
现在将参考图1详细描述依据本发明第一实施例的III-V族氮化物系列半导体构成的发光二极管。
在图1中，在蓝宝石绝缘衬底1上依次形成110厚的未掺杂AlxGa1-xN(x＝0.5)缓冲层2，0.2μm厚的未掺杂GaN下层3，也可用作n型包层的4μm厚掺Si的n型GaN接触层4，以及0.2μm厚掺Zn和Si的InqGa1-qN(q＝0.05)有源层5。在InGaN有源层5上依次形成用于防止有源层5中晶体缺陷的200厚的未掺杂GaN覆盖层6，0.15μm厚掺镁的p型AlzGa1-zN(z＝0.2)包层7，以及0.3μm厚掺镁的p型GaN接触层8。
除去从p型GaN接触层8到n型GaN接触层4中特定位置的部分，从而暴露出n型GaN接触层4。在p型GaN接触层8的上表面形成Au构成的p电极9，在暴露出n型GaN接触层4的n电极形成区域上形成Al构成的n电极10。
将说明制造上述发光二极管的方法。在此实施例中，用金属有机化学气相淀积法(MOCVD)形成每一层。
首先，把衬底1置于金属有机化学气相淀积设备中。然后，将衬底1保持在非晶生长温度下，例如600℃的生长温度(衬底温度)，通过把H2和N2用作载气并把三甲基镓(TMG)和三甲基铝(TMA)用作原料气体在衬底1上生长非晶未掺杂的AlGaN缓冲层2。
接着，把衬底1保持在单晶生长温度或最好是1000-1200℃的生长温度下，例如1150℃，通过把H2和N2用作载气并把氨水和三甲基镓(TMG)用作原料气体在缓冲层2上形成单晶未掺杂的GaN下层3。
然后把衬底1保持在单晶生长温度或最好是1000-1200℃的生长温度下，例如1150℃，通过把H2和N2用作载气并把氨水和三甲基镓(TMG)用作原料气体以及把SiH4用作掺杂气体在下层3上生长掺Si的单晶n型GaN接触层4。
接着，把衬底1保持在单晶生长温度或最好是700-950℃的生长温度下，例如860℃，通过把H2和N2用作载气并把氨水、三甲基镓(TMG)和三甲基铟(TMI)用作原料气体以及把SiH4和二乙基锌(DEZ)用作掺杂气体在n型接触层4上生长单晶掺Si和Zn的InGaN有源层5。
接着，把衬底1保持在等于或低于有源层5生长温度的温度下，或者此实施例中位于860℃的温度下，通过把H2和N2用作载气并把氨水和三甲基镓(TMG)用作原料气体继生长有源层5后在InGaN有源层5上连续生长未掺杂的单晶GaN覆盖层6。可用三乙基镓(TEG)来替代(TMG)。
然后把衬底1保持在单晶生长温度，即最好为1000-1200℃的生长温度下，例如1150℃，通过把H2和N2用作载气并把氨水、三甲基镓(TMG)和三甲基铝(TMA)用作原料气体以及把Cp2Mg(环戊二乙基镁)用作掺杂气体在GaN覆盖层6上生长掺Mg的p型单晶AlGaN包层7。
接着，把衬底1保持在单晶生长温度，即最好为1000-1200℃的生长温度下，例如1150℃，通过把H2和N2用作载气并把氨水和三甲基镓(TMG)用作原料气体以及把Cp2Mg(环戊二乙基镁)用作杂质气体在p型包层7上生长掺Mg的p型单晶GaN接触层8。
在晶体生长后，把衬底1从设备中取出，并用反应离子束刻蚀(RIE)除去从p型接触层8到n型接触层4中间的一部分，以形成暴露出n型接触层4的n电极形成区域。
然后在750-800℃的温度下在氮气中进行30-60分钟的热处理，以激发p型接触层8和p型包层7中的杂质，以获得高的载流子浓度并校正n型接触层4中由刻蚀引起的晶体缺陷。
然后通过蒸发或类似方法在p型接触层8上形成Au构成的p电极9，并用蒸发或类似方法在n型接触层4的n电极形成区域上形成Al构成的n电极10。然后进行500℃的热处理，以引起p电极9和n电极10分别与p型接触层8和n型接触层4形成欧姆接触，以形成图1所示的发光二极管。
此发光二极管的未掺杂GaN覆盖层6与InGaN有源层5紧密接触，从而防止了在有源层5形成中或形成后，InGaN有源层5的组成元素诸如铟的失去，抑制了晶格缺陷。
此外，认为由于有源层5中晶格缺陷的数目较少，所以抑制了不想要的杂质扩散入有源层5。
此外，由于此实施例的GaN覆盖层6是不试图使用杂质而形成的所谓未掺杂层，所以有效地抑止了不想要的杂质扩散入InGaN有源层5。
如上所述，在此实施例中，因为通过抑止从有源层5中组成元素的失去来减少有源层5中晶体缺陷的数目，所以产生了抑止杂质扩散入有源层5中的效果。因为覆盖层6是一未掺杂层，它显著地抑止不想要的杂质扩散入有源层5，所以也产生了抑止杂质扩散入有源层5中的效果。
相应地，除了没有覆盖层以外，具有类似于此实施例的结构的发光二极管会经受发光波长的很大变化(没有发光或发光很低)，但此实施例的发光二极管可实现发光波长的较小变化，且可明显地增加发光强度。
尤其是，当制造此实施例的发光二极管时，在不高于InGaN有源层5的生长温度的温度下，直接在InGaN有源层5的整个表面上生长未掺杂的GaN覆盖层6。这不仅可防止在形成覆盖层6时，InGaN有源层5中组成元素的失去，也可防止在覆盖层6形成后InGaN有源层5中组成元素的失去。因此，此实施例的制造方法是吸引人的。
尤其是，在此实施例中，在近似相等的生长温度下连续生长InGaN有源层5和GaN覆盖层6有效地抑止了从InGaN有源层5中组成元素的失去，并提高了规模生产能力。
具有200厚的GaN覆盖层6的上述结构，发光强度为340(任意单位)。1000厚的GaN覆盖层6的上述结构发光强度为36(任意单位)。这大于没有覆盖层6的结构的发光强度，但它是有200厚的覆盖层6结构的发光强度的大约十分之一。300厚的GaN覆盖层6的上述结构，发光强度是有200厚的覆盖层结构的发光强度的1.4倍，400厚的GaN覆盖层6的上述结构，其发光强度是有200厚的覆盖层结构的发光强度的0.8倍。
这暗示了当GaN覆盖层6的厚度在200-400之间时获得最好的效果，或最好GaN覆盖层6有足够大的厚度以导致几乎没有量子效果。
在此实施例中，在衬底1上形成非晶AlGaN缓冲层2，然后在单晶生长条件下形成未掺杂GaN单晶下层3。这容易给下层3提供显著提高的表面状态，这样抑止了器件的漏电流并增加了器件的生产效益。
当把GaN层用作非晶缓冲层2时，它容易遭受可导致贯穿缺陷的表面坑。因此，从生产效益的观点看，把GaN层用作缓冲层2不太合适。作为与未掺杂单晶下层3结合的非晶缓冲层2，从生产效益的观点最好使用AlN层，使用AlGaN层是最理想的。
对具有各种Al组分比的AlGaN层测量表面状态和X射线衍射光谱的FWHM(全宽度半最大值)。表2示出测量值。
表2
表2的结果示出AlGaN层的Al组分比为0.4或更大并小于1是合适的，而更理想的是不小于0.4也不大于0.6。
作为未掺杂的单晶下层3，可用AlGaN层来替代GaN层，但AlN不是最好的，因为它易于遭受表面开裂。
接着，将描述依据本发明第二实施例由III-V族氮化物系列半导体形成的发光二极管。
此实施例与第一实施例的不同之处在于，使用200厚的未掺杂AluGa1-uN层作为覆盖层6，而不是用未掺杂的GaN层。u的值近似于0.1和0.2。在此实施例中，也通过MOCVD法在与有源层5的生长温度相同的温度下形成此AluGa1-uN层，在此实施例中温度为860℃。把H2和N2用作载气，并把氨水、三甲基镓(TMG)和三甲基铝(TMA)用作原料气体。也可用三乙基镓(TEG)来替代三甲基镓(TMG)。
可看出此实施例的发光二极管提供的发光强度也可明显大于没有覆盖层6的发光二极管的发光强度。
然而，与第一实施例中可提供450(任意单位)发光强度的有200厚的未掺杂GaN覆盖层6相比，第二实施例中有Al的组分比u为大约0.1的未掺杂AluGa1-uN覆盖层提供的发光强度小于它的一半为190(任意单位)。
有Al的组分比u为大约0.2的AluGa1-uN覆盖层，得到的发光强度是有Al的组分比u为0.1的覆盖层的发光强度的三分之一。
这表明最好使用GaN层作为覆盖层6，而在使用AluGa1-uN层时，诸如0.1的较小Al组分比u是最好的。Al的组分比越大，则AlGaN的带隙越大。如第一实施例中所述p型包层7的Al组分比为0.2。当覆盖层6中Al的组分比为0.1时，覆盖层6的带隙小于p型包层7的带隙。由此，可理解覆盖层6的带隙最好在有源层5的带隙和p型包层7的带隙之间。
接着，将参考图2描述本发明第三实施例中由III-V族氮化物系列半导体构成的发光二极管。
此实施例与第一实施例的不同之处在于它不使用GaN下层3，除了不包括形成GaN下层3的工艺步骤以外，其制造方法与第一实施例的方法一样。
虽然此实施例的发光二极管所提供的生产效益低于第一实施例的发光二极管，但与没有覆盖层6的发光二极管相比，它可实现较大的发光强度。
虽然上述实施例的发光二极管的n型接触层4上具有有源层5，但也可在n型接触层4和有源层5之间生长上n型AlGaN包层。可在n型接触层4和有源层5之间生长上n型AlGaN包层和n型InGaN层。
上述实施例使用具有非量子阱结构而不是量子阱结构的有源层，作为有源层5。然而，不用说也可使用具有单量子阱结构或多量子阱结构的有源层。例如，有源层5可具有InsGa1-sN(1＞s＞0)量子阱层形成的单量子阱结构，或具有InsGa1-sN(1＞s＞0)量子阱层和InrGa1-rN(1＞s＞r≥0)量子势垒层形成的多量子阱的结构。
当使用InsGa1-sN(1＞s＞0)量子阱层和GaN量子势垒层形成的多量子阱结构时，最好在不低于700℃且不高于950℃的生长温度下形成GaN量子势垒层，且最好在近似相等的生长温度下生长量子阱层和量子势垒层。
虽然此实施例的发光二极管使用掺Si和掺Zn的有源层5，但也可使用未掺杂的有源层。
接着，将参考图3描述本发明第四实施例中的标准型(index guided)半导体激光器件。此半导体激光器件是自对准半导体激光器件。
在图3中，在蓝宝石绝缘衬底11上依次形成厚度为大约100-200的未掺杂AlGaN缓冲层12、厚度为0.4μm的未掺杂GaN下层13、厚度为4μm的n型GaN接触层14，以及厚度为0.1-0.5μm的n型AlGaN包层15。在n型AlGaN包层15上依次形成InGaN有源层16、厚度为200-400的未掺杂GaN覆盖层17，以及厚度为0.1-0.5μm的p型AlGaN包层18。
在p型AlGaN包层18上形成n型GaN或n型AlGaN电流阻挡层19，其厚度为0.2-0.3μm，在其中央部分有一带状开口。在n型电流阻挡层19的上表面和带状开口中形成厚度为0.1-0.5μm的p型GaN接触层20。
在P型GaN接触层20上形成p电极21，在n型GaN接触层14上形成n电极22。
作为有源层16，可使用非量子阱结构层，或可使用单量子阱结构层或多量子阱层。在非量子阱结构层的情况下，其厚度设定为大约0.1到0.3μm。在单量子阱结构层的情况下，量子阱层的厚度设定为10-50，在多量子阱结构层的情况下，量子阱层的厚度设定为10-50，量子势垒层的厚度设定为大约10-100。
可通过使用化学气相淀积法诸如MOCVD进行一次晶体生长来制造此半导体激光器件。在制造时，以600℃的生长温度形成未掺杂AlGaN缓冲层12，在1150℃的生长温度下形成未掺杂GaN下层13、n型GaN接触层14和n型AlGaN包层15，在700-950℃的生长温度下形成InGaN有源层16和GaN覆盖层17，在1150℃的生长温度下形成p型AlGaN包层18、n型电流阻挡层19和p型GaN接触层20。
此实施例的半导体激光器件与没有覆盖层17的半导体激光器件相比，也可提供较大的发光强度。
接着，将参考图4描述依据本发明第五实施例的标准型半导体激光器件。此半导体激光器件是脊状掩埋型半导体激光器件。
在图4中，在蓝宝石绝缘衬底31上依次形成厚度为大约100-200的未掺杂AlGaN缓冲层32、厚度为0.4μm的未掺杂GaN下层33、厚度为4μm的n型GaN接触层34，以及厚度为0.1-0.5μm的n型AlGaN包层35。在n型AlGaN包层35上依次形成InGaN有源层36、厚度为200-400的未掺杂GaN覆盖层37，以及厚度为0.1-0.5μm的p型AlGaN包层38。InGaN有源层36具有与第四实施例中InGaN有源层16相同的结构和厚度。
p型AlGaN包层38具有一平面区和在平面区中央形成的脊状区。在p型AlGaN包层38的脊状区上形成厚度为0.1μm的p型GaN覆盖层39。在p型AlGaN包层38中平面区的上表面和脊状的侧面以及在p型覆盖层39的侧面上形成厚度为0.2-0.3μm的n型GaN或n型AlGaN电流阻挡层40。在p型覆盖层39和n型电流阻挡层40上形成厚度为0.1-0.5μm的p型接触层41。
在p型GaN接触层41上形成p电极42，在n型GaN接触层34上形成n电极43。
可通过使用化学气相淀积法诸如MOCVD进行三次晶体生长来制造此半导体激光器件。在制造时，以600℃的生长温度形成未掺杂AlGaN缓冲层32，在1150℃的生长温度下形成未掺杂GaN下层33、n型GaN接触层34和n型AlGaN包层35，在700-950℃的生长温度下形成InGaN有源层36和未掺杂GaN覆盖层37，在1150℃的生长温度下形成p型AlGaN包层38、p型覆盖层39、n型电流阻挡层40和p型GaN接触层41。
此实施例的半导体激光器件与没有覆盖层37的半导体激光器件相比，也提供了较大的发光强度。
接着，将参考图5描述依据本发明第六实施例的增益型半导体激光器件。
在图5中，在蓝宝石绝缘衬底51上依次形成厚度为大约100-200的未掺杂AlGaN缓冲层52、厚度为0.4μm的未掺杂GaN下层53、厚度为4μm的n型GaN接触层54，以及厚度为0.1-0.5μm的n型AlGaN包层55。
在n型AlGaN包层55上依次形成InGaN有源层56、厚度为200-400的未掺杂GaN覆盖层57，以及厚度为0.1-0.5μm的p型AlGaN包层58和厚度为0.1-0.8μm的p型GaN接触层。InGaN有源层56具有与第四实施例中InGaN有源层16相同的结构和厚度。
在p型GaN接触层59上形成其中央有带状开口的SiO2、SiN或n型GaN电流阻挡层60。在p型GaN接触层59上形成p电极61，在n型GaN接触层54上形成n电极62。
此实施例的半导体激光器件通过使用化学气相淀积法诸如MOCVD进行一次晶体生长来制造。在制造时，以600℃的生长温度形成未掺杂AlGaN缓冲层52，在1150℃的生长温度下形成未掺杂GaN下层53、n型GaN接触层54和n型AlGaN包层55，在700-950℃的生长温度下形成InGaN有源层56和未掺杂GaN覆盖层57，在1150℃的生长温度下形成p型AlGaN包层58和p型GaN接触层59。
此实施例的半导体激光器件与没有覆盖层57的半导体激光器件相比，也提供了较大的发光强度。
虽然第一到第六实施例已表明在绝缘衬底上生长半导体层的发光器件，但本发明可同样适用于在导电衬底诸如SiC衬底上生长半导体层，且在半导体层最上层的上表面和衬底下表面有电极的发光器件。
虽以如以上说明的结构在n型包层上依次形成有源层、覆盖层和p型包层，但也可在p型包层上依次形成有源层、覆盖层和n型包层。即，第一到第六实施例中的每一层可具有相反的导电类型。
第一到第六实施例已描述了本发明对发光器件诸如发光二极管和半导体激光器件的应用，但本发明也可应用于有包含In的化合物半导体激光器的半导体器件，诸如场效应晶体管。
例如，由图6所示的结构，在n型GaN层71上依次形成n型AlGaN层72和InGaN层73，在带有未掺杂GaN覆盖层74的InGaN层73上面形成p型SiC层75。在此情况下，在700-950℃的生长温度下形成InGaN层73和GaN覆盖层74，并在1300-1500℃的生长温度下形成p型SiC层75。在此例中，InGaN层73上形成的未掺杂GaN覆盖层74抑止了从InGaN层73中的组成元素诸如In的失去。
在图7的结构中，在n型SiC层81上形成InGaN层82，在有未掺杂GaN覆盖层83的InGaN层82上方形成p型SiC层84。在此情况下，在700-950℃的生长温度下形成InGaN层82和未掺杂GaN覆盖层83，并在1300-1500℃的生长温度下形成p型SiC层84。在此例中，InGaN层82上形成的未掺杂GaN覆盖层83抑止了从InGaN层82中的组成元素诸如In的失去。
第一到第三实施例的发光二极管可作为光源用于光纤通信系统也可用作光耦合器、单色或多色导航灯中使用的光源，显示装置诸如数字显示器、水平仪和显示器中使用的光源，传真装置、打印机头、信号灯、用于汽车中的灯诸如高光束灯、液晶电视、用于液晶显示器中的背光源、娱乐系统中使用的光源等。
第四到第六实施例的半导体激光器件可应用于激光手术刀、光通信系统中使用的光源、用于DVD(数字视频磁盘)或类似的磁盘系统中光拾取装置使用的光源、彩色激光打印机中使用的光源，激光处理装置中使用的光源、用于激光全息摄影术的光源、用于激光显示器的光源、用于娱乐系统的光源等。
虽然已详细描述了本发明，但以上描述在所有方面都是示意而不是限制。应理解可提出各种其它的改变和变化而不背离本发明的范围。
权利要求
1.一种发光器件的制造方法，其特征在于，具有形成由非单晶的氮化物类的化合物半导体构成的缓冲层的步骤；在所述缓冲层上形成由单晶的氮化物类的化合物半导体构成的下层的步骤；在所述下层上形成第1导电型的接触层的步骤；在所述第1导电型的接触层上形成由第1导电型的氮化物类的化合物半导体构成的第1包层的步骤；在所述第1包层上形成由含有铟的氮化物类的化合物半导体构成的有源层的步骤；在所述有源层上以与所述有源层的生长温度大致相同或较低的生长温度形成由AlGaN构成的覆盖层的步骤；在所述覆盖层上以比所述有源层的生长温度高的生长温度形成第2导电型的第2包层的步骤，所述覆盖层，具有比所述有源层大的带隙。
2.如权利要求1所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述下层是未掺杂层。
3.如权利要求1所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以1000℃以上、1200℃以下的生长温度形成所述第1导电型的接触层。
4.如权利要求1所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述有源层具有包括量子阱层的量子阱结构。
5.如权利要求4所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述量子阱结构还包括量子势垒层。
6.如权利要求5所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述量子势垒层是GaN量子势垒层，以700℃以上、950℃以下的生长温度形成所述GaN量子势垒层。
7.如权利要求1所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述覆盖层的杂质浓度比所述第2包层的杂质浓度低。
8.如权利要求1所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述覆盖层是未掺杂层。
9.如权利要求1所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以与所述有源层的生长温度大致相同的生长温度形成所述覆盖层。
10.如权利要求1所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以700℃以上、950℃以下的生长温度形成所述覆盖层。
11.如权利要求1所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述覆盖层是抑制铟从所述有源层脱离的层。
12.如权利要求1所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以700℃以上、950℃以下的生长温度形成所述有源层。
13.如权利要求1所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以1000℃以上、1200℃以下的生长温度形成所述第2包层。
14.一种发光器件的制造方法，其特征在于，依次地具有形成由非单晶的氮化物类的化合物半导体构成的缓冲层的步骤；形成由单晶的氮化物类的化合物半导体构成的未掺杂的下层的步骤；形成由第1导电型的氮化物类的化合物半导体构成的第1包层的步骤；形成由含有铟的氮化物类的化合物半导体构成的有源层的步骤；形成由AlGaN构成的覆盖层的步骤；以比所述有源层的生长温度高的生长温度形成由第2导电型的氮化物类的化合物半导体构成的第2包层的步骤；形成第2导电型的接触层的步骤，所述有源层具有含有量子阱层和量子势垒层的量子阱结构，所述覆盖层具有比所述有源层大的带隙。
15.如权利要求14所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述量子势垒层是GaN量子势垒层，以700℃以上、950℃以下的生长温度形成所述GaN量子势垒层。
16.如权利要求14所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述覆盖层的杂质浓度比所述第2包层的杂质浓度低。
17.如权利要求14所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述覆盖层是未掺杂层。
18.如权利要求14所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以与所述有源层的生长温度大致相同的生长温度形成所述覆盖层。
19.如权利要求14所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以700℃以上、950℃以下的生长温度形成所述覆盖层。
20.如权利要求14所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述覆盖层是抑制铟从所述有源层脱离的层。
21.如权利要求14所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以700℃以上、950℃以下的生长温度形成所述有源层。
22.如权利要求14所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以1000℃以上、1200℃以下的生长温度形成所述第2包层。
23.一种发光器件的制造方法，其特征在于，依次地具有形成由非单晶的氮化物类的化合物半导体构成的缓冲层的步骤；形成由单晶的氮化物类的化合物半导体构成的下层的步骤；形成第1导电型的接触层的步骤；形成由第1导电型的氮化物类的化合物半导体构成的第1包层的步骤；形成由含有铟的氮化物类的化合物半导体构成的有源层的步骤；形成由AlGaN构成的覆盖层的步骤；以比所述有源层的生长温度高的生长温度形成由第2导电型的氮化物类的化合物半导体构成的第2包层的步骤，所述有源层具有含有量子阱层和量子势垒层的量子阱结构，所述覆盖层具有比所述有源层大的带隙。
24.如权利要求23所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述下层是未掺杂层。
25.如权利要求23所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以1000℃以上、1200℃以下的生长温度形成所述第1导电型的接触层。
26.如权利要求23所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述量子势垒层是GaN量子势垒层，以700℃以上、950℃以下的生长温度形成所述GaN量子势垒层。
27.如权利要求23所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述覆盖层的杂质浓度比所述第2包层的杂质浓度低。
28.如权利要求23所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述覆盖层是未掺杂层。
29.如权利要求23所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以与所述有源层的生长温度大致相同的生长温度形成所述覆盖层。
30.如权利要求23所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以700℃以上、950℃以下的生长温度形成所述覆盖层。
31.如权利要求23所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述覆盖层是抑制铟从所述有源层脱离的层。
32.如权利要求23所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以700℃以上、950℃以下的生长温度形成所述有源层。
33.如权利要求23所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以1000℃以上、1200℃以下的生长温度形成所述第2包层。
34.一种发光器件的制造方法，其特征在于，依次地具有形成由非单晶的氮化物类的化合物半导体构成的缓冲层的步骤；形成由单晶的氮化物类的化合物半导体构成的下层的步骤；形成由第1导电型的GaN构成的接触层的步骤；形成由第1导电型的氮化物类的化合物半导体构成的第1包层的步骤；形成由含有铟的氮化物类的化合物半导体构成的有源层的步骤；形成由AlGaN构成的覆盖层的步骤；以比所述有源层的生长温度高的生长温度形成由所述第2导电型的氮化物类的化合物半导体构成的第2包层的步骤，所述覆盖层具有比所述有源层大的带隙。
35.如权利要求34所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述下层是未掺杂层。
36.如权利要求34所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以1000℃以上、1200℃以下的生长温度形成所述第1导电型的接触层。
37.如权利要求34所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述有源层具有包括量子阱层的量子阱结构。
38.如权利要求37所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述量子阱结构还包括量子势垒层。
39.如权利要求38所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述量子势垒层是GaN量子势垒层，以700℃以上、950℃以下的生长温度形成所述GaN量子势垒层。
40.如权利要求34所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述覆盖层的杂质浓度比所述第2包层的杂质浓度低。
41.如权利要求34所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述覆盖层是未掺杂层。
42.如权利要求34所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以与所述有源层的生长温度大致相同的生长温度形成所述覆盖层。
43.如权利要求34所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以700℃以上、950℃以下的生长温度形成所述覆盖层。
44.如权利要求34所述的发光器件的制造方法，其特征在于，所述覆盖层是抑制铟从所述有源层脱离的层。
45.如权利要求34所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以700℃以上、950℃以下的生长温度形成所述有源层。
46.如权利要求34所述的发光器件的制造方法，其特征在于，以1000℃以上、1200℃以下的生长温度形成所述第2包层。
全文摘要
一种发光器件的制造方法，包括形成由第一导电类型的III－V族氮化物系列半导体构成的包层，在第一导电类型的包层上形成并由含In的III－V族氮化物系列半导体构成的有源层，在有源层上形成并由III－V族氮化物系列半导体构成的覆盖层，以及在覆盖层上形成并由第二导电类型的III－V族氮化物系列半导体构成的包层。所述覆盖层是抑制铟从所述有源层失去的层。
文档编号H01L33/00GK1540775SQ20041004346
公开日2004年10月27日 申请日期1997年4月25日 优先权日1996年4月26日
发明者国里竜也, 狩野隆司, 上田康博, 松下保彦, 八木克己, 博, 司, 国里 也, 己, 彦 申请人:三洋电机株式会社