专利名称：Ⅲ族氮化物半导体器件的制作方法
技术领域：
本发明涉及在电子设备中采用的III族氮化物半导体元件，包括发光器件如发光二极管(LED)和激光二极管(LD)，光接收器件如光学传感器，以及晶体管。更具体的说，本发明涉及用于制造发射紫外光(即具有380nm或更小波长的光)的发光器件的III族氮化物半导体元件。
背景技术：
GaN(氮化镓)化合物半导体已经用于例如蓝光发光二极管(LED)。通常，通过利用有机金属化合物作为III族元素源和氨(NH3)作为V族元素源的金属有机化学气相沉积(MOCVD)，在由蓝宝石(即晶格失配材料)形成的衬底上生长GaN化合物半导体。然而，在GaN半导体层直接在蓝宝石衬底上形成的情况下，不能获得高发射强度的蓝光，因为GaN半导体层呈现非常差的结晶性和表面形貌。为了解决在该晶格失配半导体生长中存在的问题，已经提出了在蓝宝石衬底和GaN半导体层之间在约400℃的低温下生长AlN缓冲层的技术。根据该技术，在缓冲层上生长的GaN半导体层的结晶性和表面形貌得到改善(日本专利申请公开号2-229476)。同时，试图开发一种不采用上述低温缓冲层生长技术的技术(国际公开号02/17369)。
然而，即使当GaN半导体层通过该技术形成时，半导体层呈现108至1010cm-2的位错密度。位错被认为是作为非辐射复合的中心。具体地，在发射短波长光(波长在380nm或更小)的紫外LED的情况下，位错极大地影响了发射效率，因此，必须减小位错密度。在紫外LED中，从发光层发射能量近似等于GaN的带隙(3.4eV)的光，并从而在发光层下面的GaN半导体层吸收大量的发射光；即GaN半导体层呈现光吸收效应。抑制该光吸收需要用于层叠具有较大带隙的氮化铝镓(AlGaN)半导体厚层的技术。
在AlGaN半导体层的情况下，与在例如蓝色LED中通常采用的GaN半导体层的情况相比，在生长高质量的晶体时遇到困难。因此，AlGaN半导体层的结晶性低于GaN半导体层的结晶性。当在衬底上形成含Al的III族氮化物半导体底层时，由于在衬底和底层之间晶格常数的不同产生失配位错，以及这样产生的失配位错线穿过底层并到达其表面。因此，在衬底上形成的III族氮化物半导体底层上提供的III族氮化物半导体层中产生由于失配位错导致的高密度位错。为了抑制在含Al的III族氮化物半导体底层(如AlGaN半导体层)中产生这样的失配位错，通常，通过上述低温缓冲层生长技术在衬底与III族氮化物半导体层之间形成低温缓冲层，从而减小由上述晶格常数不同引起的效应(例如日本专利申请公开号6-196757)。
然而，即使在提供这样的低温缓冲层的情况下，构成半导体元件的所得的含Al的III族氮化物半导体底层呈现高位错密度(约1010cm-2)；即，低结晶性。因此，当由半导体元件制造半导体发光器件(即紫外LED)时，所得的半导体发光器件呈现低发射效率；即器件不能获得预期的特性。
根据上述情况，提出了一种技术，其中在高温下在蓝宝石衬底顶部通过低温缓冲层形成厚GaN层(厚度约8μm)，并且在GaN层上生长AlGaN层(Ito等人“PREPARATION OF AlxGa1-xN/GaNHETEROSTRUCTURE BY MOVPE”，J.Cryst.Growth，104(1990)，533-538)。与该技术相关，提出了一种技术，其中在生长AlGaN层之后通过抛光除去厚GaN层和蓝宝石衬底，从而形成无GaN的AlGaN层(Morita等人“High Output Power 365nm Ultraviolet Light-EmittingDiode of GaN-free Structure”，Jpn.J.Appl.Phys.Vol.41(2002)，1434-1436)。
然而，在厚GaN层上生长AlGaN层的情况下，因为GaN的晶格常数不同于AlGaN，一旦超过弹性限度，在AlGaN层中产生裂缝。因此，在生长高质量的无裂缝晶体时遇到困难。特别地当AlGaN层中AlN的摩尔分数或AlGaN层的厚度增加时，这样的裂缝将变得相当大。当由这样形成的半导体结构制造LED时，厚GaN层的光吸收效应将产生问题。同时，在生长AlGaN层后除去厚GaN层和蓝宝石衬底导致非常差的生产率。
发明内容
为了解决上述问题，本发明的一个目的是提供一种III族氮化物半导体元件，其包括呈现高结晶性和没有裂缝的厚AlGaN层，并且不包括厚GaN层(其通常作为在紫外LED中的光吸收层)。
本发明提供了如下方案。
(1)一种III族氮化物半导体元件，包括衬底；在所述衬底上提供的由AlN构成的第一氮化物半导体层；在所述第一氮化物半导体层上提供的由Alx1Ga1-x1N(0≤x1≤0.1)构成的第二氮化物半导体层；以及在所述第二氮化物半导体层上提供的由Alx2Ga1-x2N(0＜x2＜1并且x1+0.02≤x2)构成的第三氮化物半导体层。
(2)根据上述(1)的III族氮化物半导体元件，其中所述衬底选自蓝宝石单晶体、Si单晶体、SiC单晶体、AlN单晶体和GaN单晶体。
(3)根据上述(1)或(2)的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层由，其中排列不同高度的晶体以使其相互分离的岛状结构形成。
(4)根据上述(1)至(3)中任何一项的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层包括低Al含量区域和高Al含量区域。
(5)根据上述(1)至(4)中任何一项的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层由Alx1Ga1-x1N(0≤x1≤0.05)构成。
(6)根据上述(5)的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层由Alx1Ga1-x1N(0≤x1≤0.02)构成。
(7)根据上述(1)至(6)中任何一项的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层的厚度为1至500nm。
(8)根据上述(7)的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层的厚度为1至400nm。
(9)根据上述(8)的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层的厚度为1至300nm。
(10)根据上述(1)至(9)中任何一项的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层由未掺杂半导体构成。
(11)一种III族氮化物半导体发光器件，包括根据上述(1)至(10)中任何一项的III族氮化物半导体元件；在所述半导体元件的所述第三氮化物半导体层上提供的第四氮化物半导体层，所述第四氮化物半导体层包括n型层、发光层和p型层，所述n型层、发光层和p型层以这种顺序在所述第三氮化物半导体层上依次形成；在所述n型层上提供的负电极；以及在所述p型层上提供的正电极。
(12)一种发光二极管，包括根据上述(11)的III族氮化物半导体发光器件。
(13)一种激光二极管，包括根据上述(11)的III族氮化物半导体发光器件。
(14)一种半导体器件，包括根据上述(1)至(10)中任何一项的III族氮化物半导体元件。
根据本发明，获得了一种半导体元件，其包括具有低位错密度和没有裂缝的厚AlGaN层，并且不包括厚GaN层。因为所述半导体元件不包括厚GaN层，当由所述半导体元件制造紫外发光器件时，可以抑制光吸收，并提高了发射强度。
所述半导体元件在生长AlGaN层之后不需要任何处理，从而可以高生产率制造所述元件。
图1是示出本发明的III族氮化物半导体元件的实例的截面示意图；图2是示出采用本发明的III族氮化物半导体元件的半导体器件的实例的截面示意图；图3是示出实例1中制造的III族氮化物半导体发光器件的截面示意图；图4是示出在实例1中制造的III族氮化物半导体器件的不同区域中测量的Al成分比例的数据的曲线图；图5是示出在比较实例中制造的III族氮化物半导体器件的不同区域中测量的Al成分比例的数据的曲线图；以及图6是示出在实例1的III族氮化物半导体器件中测量的Al成分比例的数据和在比较实例的III族氮化物半导体器件中测量的Al成分比例的数据之间的比较图。
具体实施例方式
图1是示出本发明的III族氮化物半导体元件的实例的示意性表示。在图1中，参考标号10表示衬底，1表示由AlN构成的第一氮化物半导体层，2表示由Alx1Ga1-x1N(0≤x1≤0.1)构成的第二氮化物半导体层，以及3表示由Alx2Ga1-x2N(0＜x2＜1并且x1+0.02≤x2)构成的第三氮化物半导体层。衬底和半导体层构成本发明的III族氮化物半导体元件。当由该III族氮化物半导体元件制造半导体器件时，在第三氮化物半导体层上提供第四氮化物半导体层4，其结构根据器件的预期应用适当地确定。
对用于生长这些III族氮化物半导体层的方法没有特别的限制，并且可以采用任何已知的方法用于生长III族氮化物半导体，例如MOCVD(金属有机化学气相沉积)、HVPE(氢化物气相外延)、或者MBE(分子束外延)。从层厚度可控性和大规模生产率的观点来看，优选采用MOCVD。在通过MOCVD方法生长III族氮化物半导体层的情况下，采用氢(H2)或氮(N2)作为载气，采用三甲基镓(TMG)或三乙基镓(TEG)作为Ga(III族元素)源，采用三甲基铝(TMA)或三乙基铝(TEA)作为Al(III族元素)源，采用三甲基铟(TMI)或三乙基铟(TEI)作为In(III族元素)源，以及采用氨(NH3)、联氨(N2H4)等作为N(V族元素)源。另外，采用作为Si源的甲硅烷(SiH4)或乙硅烷(Si2H6)，或作为Ge源的锗烷(GeH4)作为n型掺杂剂，而采用作为Mg源的双(环戊二烯基)镁(Cp2Mg)或双(乙基环戊二烯基)镁(EtCp2Mg)作为p型掺杂剂。
对衬底的材料没有特别的限制，衬底可以由任何已知的材料形成。已知材料的例子包括氧化物单晶体如蓝宝石单晶体(Al2O3；A-平面、C-平面、M-平面或R-平面)、尖晶石单晶体(MgAl2O4)、ZnO单晶体、LiAlO2单晶体、LiGaO2单晶体和MgO单晶体；Si单晶体；SiC单晶体；GaAs单晶体；AlN单晶体；GaN单晶体；以及硼化物单晶体如ZrB2单晶体。在这些材料中，优选蓝宝石单晶体、Si单晶体、SiC单晶体、AlN单晶体以及GaN单晶体。对衬底的晶体取向没有特别的限制。衬底可以是轴向衬底或具有偏离角度的衬底。
在衬底上提供由AlN构成的第一氮化物半导体层，作为缓冲层。第一氮化物半导体层的厚度优选0.001至1μm，更优选0.005至0.5μm，特别优选0.01至0.2μm。当第一氮化物半导体层的厚度在以上范围内时，在第一氮化物半导体层顶上将要生长的氮化物半导体层(包括第二氮化物半导体层)呈现优良的晶体形貌和改善的结晶性。
可以通过使用作为Al源的TMA和作为N源的NH3的MOCVD，形成第一氮化物半导体层。层生长温度优选400至1,200℃，更优选900至1,200℃。当层生长温度在以上范围内时，如此生长的第一氮化物半导体层由AlN单晶体构成，并且将要在其上生长的氮化物半导体层呈现高结晶性，这是优选的。供给到MOCVD生长炉中的H2(作为载气)、NH3和TMA的量分别控制在15至30l/分钟、0.5至2l/分钟和40至100μmol/分钟。MOCVD生长炉中的压强控制在15至30kPa。
当衬底由AlN单晶体构成时，AlN衬底也作为第一氮化物半导体层。
需要第二氮化物半导体层以降低AlGaN晶体的位错密度，该AlGaN晶体构成在第二氮化物半导体层上将要生长的第三氮化物半导体层。
在AlGaN晶体生长的情况下，与GaN晶体生长的情况相比，因为Al和NH3之间的反应高，更趋于形成小晶粒(柱状晶粒)，并且Al的迁移趋于不发生。因此所得AlGaN晶体的位错密度趋于增高。在通过MOCVD形成GaN层的情况下，虽然需要的层厚度依赖于GaN的生长条件改变，层的厚度必须控制在1至2μm以获得表面平面化(连续层结构)。在GaN晶体生长的初始阶段中，GaN晶体形成相互分离的岛状结构，而不是形成连续层。其后，随着岛状结构的厚度增加，水平晶体生长进行，并且岛状结构结合在一起，从而形成平面连续层(在下文中，水平晶体生长占优势的这种生长模式称为“GaN生长模式”)。比较而言，在AlGaN晶体生长的情况下，与GaN晶体生长的情况相比，迅速获得表面平面化；即，在晶体生长的初始阶段中获得表面平面化(在下文中，垂直晶体生长占优势的这种生长模式称为“AlGaN生长模式”)。
本发明人已经发现，通过GaN生长模式和AlGaN生长模式之间的不同引起AlGaN晶体的位错密度增加。对于AlGaN晶体，其生长是垂直生长模式占优势，位错容易产生。比较而言，对于GaN晶体，其生长是水平生长模式占优势，与AlGaN晶体的情况相比，抑制位错产生。
通过提供第二氮化物半导体层，构成第三氮化物半导体层的AlGaN晶体的初始生长是GaN生长模式占优势，从而，所得晶体的位错密度减小，并且其结晶性增加。也就是说，减小AlGaN晶体的位错密度的临界点是，AlGaN晶体的初始生长是GaN生长模式占优势。在没有提供第二氮化物半导体层的情况下，构成第三氮化物半导体层的AlGaN晶体的初始生长是AlGaN生长模式占优势，因此所得晶体的位错密度增加，并且其结晶性降低。
为了通过GaN生长模式获得AlGaN晶体(构成第三氮化物半导体层)的初始生长，在构成第二氮化物半导体层的Alx1Ga1-x1N晶体中，x1优选在0≤x1≤0.1范围内，更优选0≤x1≤0.05，特别优选0≤x1≤0.02。当x1大于0.1时，第三氮化物半导体层的生长是AlGaN生长模式占优势，并从而不能减小第三氮化物半导体层的位错密度。当第二氮化物半导体层的结构类似于GaN的结构时，所得第三氮化物半导体层趋于呈现高结晶性。
为了通过GaN生长模式获得AlGaN晶体(构成第三氮化物半导体层)的初始生长，优选地，第二氮化物半导体层不是由平面连续层形成，而是由其中排列不同高度的晶体以使其相互分离的岛状结构形成。
图4的曲线图示出了在实例1中制造的构成III族氮化物半导体元件的第二和第三氮化物半导体层的不同区域中包括的Al成分比例的分析结果，其中相对于与第一氮化物半导体层的距离绘制Al成分比例的数据。例如，在区域1中，Al含量在距离第一氮化物半导体层约220nm的位置增加，但是在区域2中，Al含量在距离第一氮化物半导体层约70nm的位置增加。然而，在区域4中，没有观察到Al含量的减小。因此，具有低Al含量的AlGaN晶体，其构成第二氮化物半导体层，在区域4中不存在。比较而言，在区域1中，第二氮化物半导体层的厚度约为220nm，但是在区域2中，第二氮化物半导体层的厚度约为70nm。第二氮化物半导体层优选具有这样的岛状结构。
第二氮化物半导体层的厚度优选1至500nm，更优选1至400nm，尤其优选1至300nm。当厚度小于1nm时，第二氮化物半导体层不能呈现降低第三氮化物半导体层的位错密度的效应。比较而言，当厚度超过500nm时，在第三氮化物半导体层中可能发生裂缝，或者由所得半导体元件制造的紫外LED可能出现光吸收问题。
如上所述，优选地，第二氮化物半导体层不是由平面连续层形成，而是由其中排列不同高度的晶体以使其相互分离的岛状结构形成。如在这里使用，第二氮化物半导体层的厚度由包括最大高度晶体的区域的厚度限定。根据该限定，第二氮化物半导体层包括高Al含量区域和低Al含量区域。因此，构成第二氮化物半导体层的AlGaN的成分表示为在层的不同区域中包括的AlGaN晶体的平均成分。
第二氮化物半导体层的生长温度优选控制在800至1,200℃，更优选1000至1,200℃。当第二氮化物半导体层在上述温度范围内生长时，在其上将要生长的第三氮化物半导体层呈现高结晶性。H2(作为载气)、NH3、TMG和TMA分别以10至20l/分钟、2至4l/分钟、20至100μmol/分钟以及0至30μmol/分钟的量供给到MOCVD生长炉中。MOCVD生长炉中的压强控制在15至40kPa。
在构成第三氮化物半导体层的Alx2Ga1-x2N中，x2优选在0＜x2＜1范围内，更优选0.02≤x2≤0.5，特别优选0.02≤x2≤0.1。当x2在以上范围内时，第三氮化物半导体层呈现高结晶性和低位错密度。除上述条件之外，在第二和第三氮化物半导体层中，x1和x2；即Al的成分比例优选满足如下关系x1+0.02≤x2，以及优选地，第三氮化物半导体层的Al含量高于第二氮化物半导体层。当第二氮化物半导体层的Al含量控制为低于第三氮化物半导体层时，可以降低第三氮化物半导体层的位错密度。
对第三氮化物半导体层的厚度没有特别的限制，但厚度优选0.1至20μm，更优选1至10μm。当厚度控制在1μm或更大时，所得AlGaN层趋于呈现高结晶性。
可以用Si(即，n型杂质)掺杂第三氮化物半导体层，只要Si的含量在1×1017至1×1019/cm3的范围内。然而，从维持高结晶性的观点来看，优选第三氮化物半导体层不掺杂(即杂质含量低于1×1017/cm3)。对n型杂质没有特别的限制，例如可以采用Si或Ge，优选采用Si。
第三氮化物半导体层的生长温度优选控制在800至1,200℃，更优选1000至1,200℃。当第三氮化物半导体层在以上温度范围内生长时，该层呈现高结晶性。H2(作为载气)、NH3、TMG和TMA分别地以10至25l/分钟、2至5l/分钟、100至250μmol/分钟和5至100μmol/分钟的量供给到MOCVD生长炉中。MOCVD生长炉中的压强控制在15至40kPa。
除Al和Ga之外，第一至第三氮化物半导体层还包括III族元素例如In。如果希望，这些层可以包括元素例如Ge、Si、Mg、Ca、Zn、Be、P、As、或B。在一些情况下，除有意添加的元素之外，这些层还包括由例如层生长条件引起的不可避免的杂质，以及在原始材料或反应管材料中含有的微量杂质。
第四氮化物半导体层的结构根据所得半导体器件的期望应用适当地确定。下面将描述半导体器件是紫外发光器件的情况。图2是示出半导体器件的实例的示意图。第四氮化物半导体层4包括n型接触层5、n型覆层6、发光层7、p型覆层8、以及p型接触层9。
n型接触层5是由AlaGa1-aN(0＜a＜1，优选0＜a＜0.5，更优选0.01＜a＜0.1)构成的氮化物半导体层。当Al的成分比例在以上范围内时，可以抑制光吸收，并且可以获得高结晶性和良好欧姆接触。接触层的n型掺杂剂含量是1×1017至1×1019/cm3，优选1×1018至1×1019/cm3。当n型掺杂剂的含量在以上范围时，可以维持良好欧姆接触，可以抑制裂缝的发生，以及可以维持高结晶性。对n型接触层的厚度没有特别的限制，但是厚度优选0.1至10μm，更优选1至5μm。当厚度在以上范围时，可以维持高结晶性，并且可以降低半导体器件的工作电压。
对n型覆层6的成分没有特别的限制，只要覆层的带隙能量大于发光层，并且覆层能够限制发光层中的载流子。从限制发光层中的载流子的观点来看，优选由AlbGa1-bN(0＜b＜0.4，优选0.1＜b＜0.2)构成n型覆层。对n型覆层的厚度没有特别的限制，但厚度优选0.01至0.4μm，更优选0.01至0.1μm。n型覆层的n型掺杂剂含量优选1×1017至1×1020/cm3，更优选1×1018至1×1019/cm3。当n型掺杂剂含量在以上范围时，可以维持高结晶性，并且可以降低半导体器件的工作电压。
发光层7由发射峰值波长为390nm或更小(优选380nm或更小)的光的氮化物半导体层形成。优选地，由Ga1-sInsN(0＜s＜0.1)层构成发光层。对发光层的厚度没有特别的限制，只要可以获得量子效应。厚度优选1至10nm，更优选2至6nm。当厚度在以上范围时，可以获得高发射输出。发光层可以具有，代替上述单量子阱(SQW)结构，包括Ga1-sInsN层(作为阱层)和AlcGa1-cN(0≤c＜0.3并且b＞c)势垒层的多量子阱(MQW)结构，势垒层的带隙能量大于阱层。阱层或势垒层可以用杂质掺杂。
从获得高结晶性的观点来看，AlcGa1-cN势垒层的生长温度优选800℃或更高，更优选900至1,200℃。在600至900℃，优选在800至900℃下生长GaInN阱层。为获得MQW结构的高结晶性，优选地，阱层和势垒层在不同温度下生长。
对p型覆层8的成分没有特别的限制，只要覆层的带隙能量大于发光层，并且覆层能够限制发光层中的载流子。从限制发光层中的载流子的观点来看，优选由AldGa1-dN(0＜d≤0.4，优选0.1≤d≤0.3)构成p型覆层。对p型覆层的厚度没有特别的限制，但厚度优选0.01至0.4μm，更优选0.02至0.1μm。p型覆层的p型掺杂剂含量优选1×1018至1×1021/cm3，更优选1×1019至1×1020/cm3。当p型掺杂剂的含量在以上范围时，生长优良的p型晶体而不降低结晶性。
p型接触层9是至少包括AleGa1-eN(0≤e＜0.5，优选0≤e＜0.1，更优选0≤e＜0.05)的氮化物半导体层。当Al的成分比例在以上范围内时，可以维持高结晶性，并且可以获得良好的欧姆接触。接触层的p型掺杂剂含量是1×1018至1×1021/cm3，优选5×1019至5×1020/cm3。当p型掺杂剂含量在以上范围内时，可以维持良好的欧姆接触，可以阻止裂缝的发生，并且可以维持高结晶性。对p型掺杂剂没有特别的限制，但优选p型掺杂剂是例如Mg。对p型接触层的厚度没有特别的限制，但厚度优选0.01至0.5μm，更优选0.05至0.2μm。当厚度在以上范围时，可以获得高发射输出。
通过本领域公知的常规技术，在n型接触层5和p型接触层9上分别提供负电极和正电极，从而制造发射紫外光的III族氮化物半导体发光器件。
实例下面将通过实例更加详细地描述本发明，其不应该被认为是对本发明的限制。在实例中采用的分析技术如下。
通过在透射电子显微镜(TEM)下的观察确定位错密度。
通过X射线衍射确定氮化物半导体层的成分。通过如下步骤确定在曲线图4至6中的每一个的纵轴上示出的在氮化物半导体层中包括的Al的成分比例获得在通过EDX(能量色散X射线光谱)测量的厚AlGaN层的EDX强度比率和通过X射线衍射测量的AlGaN层中包括的Al的成分比例之间的关系；通过利用所述关系，由在半导体层的各区域测量的EDX强度比率，计算氮化物半导体层的不同区域中包括的Al的成分比例。
通过在透射电子显微镜下的放大观察确定层厚度。
(实例1)图3是示出本实例中制造的III族氮化物半导体发光器件的结构的示意性截面图。通过公知的MOCVD技术在蓝宝石衬底10上依次形成半导体层，制造图3示出的III族氮化物半导体发光器件。衬底10是具有0.2°偏离角度的C平面蓝宝石衬底。蓝宝石衬底置于MOCVD生长炉的反应器中，并且在1,000℃的氢气氛围中维持10分钟，从而清洁蓝宝石衬底。
然后，将基座的温度增加至1,180℃，并且将TMA(作为Al源)和NH3(作为N源)供给到生长炉中，从而生长由AlN形成的第一氮化物半导体层1。具体地，将H2(作为载气)(22l/分钟)、NH3(0.5l/分钟)以及TMA(80μmol/分钟)供给到MOCVD生长炉中，并且生长炉中的压强控制在15kPa，从而形成厚度约为30nm的AlN层。提供AlN层以减轻衬底和在AlN层上将要形成的氮化物半导体层之间的晶格失配。
在生长第一氮化物半导体层之后，基座的温度维持在1,150℃，并且将TMG和NH3供给到生长炉中，从而形成GaN层。具体地，将H2(作为载气)(15l/分钟)、NH3(2l/分钟)以及TMG(50μmol/分钟)供给到MOCVD生长炉中，并且生长炉中的压强控制在15kPa，从而形成第二氮化物半导体层2。基于上述限定，该层的厚度确定至约220nm(如图4所示)。第二氮化物半导体层的平均成分发现是Al0.018Ga0.982N。
在形成第二氮化物半导体层之后，将基座的温度维持在1,150℃，并且暂时停止TMG的供给。然后，将TMG和TMA供给到生长炉中，从而生长由未掺杂Al0.05Ga0.95N构成的第三氮化物半导体层3(厚度约3μm)。具体地，将H2(作为载气)(15l/分钟)、NH3(2l/分钟)、TMG(150μmol/分钟)以及TMA(20μmol/分钟)供给到MOCVD生长炉中，并且生长炉中的压强控制在15kPa。
在生长第三氮化物半导体层之后，在1,180℃的温度下，由TMG、TMA和作为掺杂剂气体的硅烷(SiH4)气体生长由Si(7×1018/cm3)掺杂的Al0.05Ga0.95N构成的n型接触层5(厚度1.5μm)。具体地，将H2(作为载气)(15l/分钟)、NH3(2l/分钟)、TMG(150μmol/分钟)以及TMA(20μmol/分钟)供给到MOCVD生长炉中，并且生长炉中的压强控制在15kPa。
在生长n型接触层之后，在1,180℃的温度下，由TMG、TMA、NH3和SiH4作为原始材料气体生长由Si(5×1018/cm3掺杂的n型Al0.15Ga0.85N构成的n型覆层6(厚度50nm)。n型覆层作为载流子限制层。
然后，通过使用N2作为载气，由TMG、TMI和SiH4作为原始材料气体生长发光层7。首先，在1,000℃的温度下，生长由Si(5×1017/cm3)掺杂的Al0.1Ga0.9N构成的势垒层(厚度15nm)，并且随后，在800℃的温度下生长由未掺杂Ga0.05In0.95N构成的阱层(厚度5nm)。进行这种步骤5次，并且最后在所得叠层上形成势垒层，从而制造MQW结构。当势垒层掺杂有n型杂质时，发射输出趋于增加。在发光层的最外层(即势垒层)上，在1,000℃下生长由未掺杂Al0.1Ga0.9N构成的盖层(厚度13nm)。
随后，在1,100℃下生长由Mg(1×1020/cm3)掺杂的p型Al0.25Ga0.75N构成的p型覆层8(厚度50nm)。类似于n型的覆层的情况，p型覆层作为载流子限制层。最后，在1,100℃下，在p型覆层上生长由Mg(5×1019/cm3)掺杂的p型GaN构成的p型接触层9(厚度0.1μm)。
第三氮化物半导体层的位错密度确定为9×108/cm2；即第三氮化物半导体层呈现高结晶性。在不同区域测量在第二和第三氮化物半导体层中包括的Al的成分比例。结果如图4所示。如上所述，在第二氮化物半导体层中包括的Al的成分比例在区域与区域之间相互不同，并且第二氮化物半导体层不是由平面连续层形成，而是由其中排列不同高度的晶体以使其相互分离的岛状结构形成。也就是说，第二氮化物半导体层的Al含量在区域与区域之间不同。发现第三氮化物半导体层的位错密度在这样的区域低，所述区域对应于在第一和第二氮化物半导体层之间的界面处存在的低Al含量区域，然而，发现第三氮化物半导体层的位错密度在这样的区域高，所述区域对应于在第一和第二氮化物半导体层之间的界面处存在的高Al含量区域。
通过本领域公知的常规技术，在n型接触层和p型接触层上分别提供负电极20和正电极30，从而制造III族氮化物半导体发光器件。当对光发射器件施加20mA的正向电流时，器件呈现3.1mW的发射输出，并且发射具有375nm的峰值波长的光。
(实例2)在本实例中，采用低温AlN缓冲层作为第一氮化物半导体层1。基座的温度控制在500℃，并且将TMA和NH3供给到MOCVD生长炉中，从而形成AlN缓冲层。具体地，将H2(作为载气)(22l/分钟)、NH3(0.5l/分钟)、以及TMA(80μmol/分钟)供给到MOCVD生长炉中，并且生长炉中的压强控制在15kPa，从而形成厚度为约30nm的AlN缓冲层。除了采用这样形成的AlN缓冲层作为第一氮化物半导体层1外，重复实例1中的步骤，从而制造发光二极管器件。所得的发光二极管器件呈现与实例1中的那些发光二极管器件可比的特性。
(比较实例)除了不形成第二氮化物半导体层2外，重复实例1的步骤，从而制造发光二极管器件。当对发光二极管器件施加20mA的电流时，器件呈现0.3mW的发射输出，并且发射具有375nm的峰值波长的光。
第三氮化物半导体层的位错密度确定为5×109/cm2；即第三氮化物半导体层呈现低结晶性。以类似于实例1的方式，在不同区域测量第二和第三氮化物半导体层中包括的Al的成分比例。结果如图5所示。从图5清楚地看到，低Al含量的第二氮化物半导体层不存在，高Al含量的第三氮化物半导体层直接与第一氮化物半导体层接触。
图6是示出在实例1的器件的第二和第三氮化物半导体层中测量的Al成分比例的数据和在比较实例的器件的第三氮化物半导体层中测量的Al成分比例的数据之间的比较图，其中相对于与第一氮化物半导体层的距离绘制Al成分比例的数据。临界点是低Al含量区域与第一氮化物半导体层接触。
工业适用性当在电子器件例如发光器件(例如发光二极管或激光二极管)、光接收器件(例如光学传感器)或晶体管中采用本发明的III族氮化物半导体元件时，所得的器件可以获得非常高的效率。因此，该III族氮化物半导体元件具有非常高的工业利用价值。
权利要求
1.一种III族氮化物半导体元件，包括衬底；在所述衬底上提供的由AlN构成的第一氮化物半导体层；在所述第一氮化物半导体层上提供的由Alx1Ga1-x1N(0≤x1≤0.1)构成的第二氮化物半导体层；以及在所述第二氮化物半导体层上提供的由Alx2Ga1-x2N(0＜x2＜1并且x1+0.02≤x2)构成的第三氮化物半导体层。
2.根据权利要求1的III族氮化物半导体元件，其中所述衬底选自蓝宝石单晶体、Si单晶体、SiC单晶体、AlN单晶体和GaN单晶体。
3.根据权利要求1或2的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层由其中排列不同高度的晶体以使其相互分离的岛状结构形成。
4.根据权利要求1至3中任何一项的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层包括低Al含量区域和高Al含量区域。
5.根据权利要求1至4中任何一项的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层由Alx1Ga1-x1N(0≤x1≤0.05)构成。
6.根据权利要求5的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层由Alx1Ga1-x1N(0≤x1≤0.02)构成。
7.根据权利要求1至6中任何一项的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层的厚度为1至500nm。
8.根据权利要求7的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层的厚度为1至400nm。
9.根据权利要求8的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层的厚度为1至300nm。
10.根据权利要求1至9中任何一项的III族氮化物半导体元件，其中所述第二氮化物半导体层由未掺杂半导体构成。
11.一种III族氮化物半导体发光器件，包括根据权利要求1至10中任何一项的III族氮化物半导体元件；在所述半导体元件的所述第三氮化物半导体层上提供的第四氮化物半导体层，所述第四氮化物半导体层包括n型层、发光层和p型层，所述n型层、发光层和p型层以这种顺序在所述第三氮化物半导体层上依次形成；在所述n型层上提供的负电极；以及在所述p型层上提供的正电极。
12.一种发光二极管，包括根据权利要求11的III族氮化物半导体发光器件。
13.一种激光二极管，包括根据权利要求11的III族氮化物半导体发光器件。
14.一种半导体器件，包括根据权利要求1至10中任何一项的III族氮化物半导体元件。
全文摘要
本发明的一个目的是提供一种III族氮化物半导体元件，其包括呈现高结晶性和没有裂缝的厚AlGaN层，并且不包括厚GaN层(其通常作为在紫外LED中的光吸收层)。本发明的III族氮化物半导体元件包括衬底；在所述衬底上提供的由AlN构成的第一氮化物半导体层；在所述第一氮化物半导体层上提供的由Al
文档编号H01L33/12GK1868070SQ20048002985
公开日2006年11月22日 申请日期2004年10月13日 优先权日2003年10月14日
发明者酒井浩光, 奥山峰夫 申请人:昭和电工株式会社